JP4411221B2 - 伸び及び伸びフランジ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板およびめっき鋼板並びにその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、伸び及び伸びフランジ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板およびめっき鋼板並びにその製造方法に関し、詳細には、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上で、かつ［伸び（Ｅｌ）×伸びフランジ性（λ)／降伏比（％）］が６４５以上と、伸び及び伸びフランジ性に優れ且つ低降伏比である高強度冷延鋼板と該鋼板にめっきを施して得られるめっき鋼板、並びにその製造方法に関するものである。

本発明の鋼板は、自動車、電機、機械等の産業分野で広く有効に活用されるものであるが、以下では代表的な用途例として、自動車の車体に使用する場合を中心に説明を進める。

自動車鋼板の軽量化に伴う燃費の軽減を図り、衝突時の安全性確保を主な背景として、高強度鋼板の需要は益々増大しており、最近では、排ガス低減による地球環境保全の観点からも益々その需要が高まっている。

しかしながら、高強度鋼板といえども成形性に対する要求は強く、夫々の用途に応じ、適切な成形性を兼ね備えていることが求められている。特に複雑形状のプレス加工が施される用途においては、伸びと伸びフランジ性の両方を兼備した高強度鋼板の提供が切望されている。

この様なニーズを受けて開発された高強度鋼板として、特許文献１には、母相組織を実質的にフェライト単相組織とし、ＶおよびＭｏを含む析出物を分散析出させることによって、伸びと伸びフランジ性を同時に高める技術が示されている。しかし該技術は、引張強度が６００〜７５０ＭＰａレベルの鋼板を対象としたものであり、９８０ＭＰａ以上もの高強度領域で伸びと伸びフランジ性を高めたものではない。

また、優れた延性を示す高強度鋼板として、組織中に残留オーステナイト（γ_R）を生成させ、加工変形中にγ_Rが誘起変態（歪み誘起変態：ＴＲＩＰ）して延性を向上させる残留オーステナイト鋼板が知られている。

例えば特許文献２には、母相組織をε−Ｃｕが析出したフェライトと、マルテンサイトまたはマルテンサイトと残留オーステナイトとからなる混合組織とすることで、強度−延性バランスを確保し、かつ低降伏比も達成できた旨示されている。しかし該技術では、９８０ＭＰａ以上の高強度領域で伸びの向上と低降伏比は達成されているものの、伸びフランジ性が不十分であり、強度−延性バランスに優れているとは言い難い。

また特許文献３には、焼鈍後に得られる鋼板の組織を、体積率で３０％以上のフェライト、２％以上の残留オーステナイト、および低温変態相（焼き戻しされていないマルテンサイトあるいはベイナイト）からなる複合組織とし、更にフェライトを微細化すれば、高延性かつ優れた伸びフランジ性を確保できる旨示されている。しかし該技術は、９８０ＭＰａ以上もの高強度レベルを想定したものではなく、その強度は６００〜７００ＭＰａレベルにとどまる。

特許文献４には、母相組織をフェライト、ベイナイト、残留オーステナイトの３相、または更にマルテンサイトを含む４相からなる複合組織とし、該フェライト中に、規定式を満たすＴｉとＭｏを含む炭化物を分散析出させることによって、フェライトによる延性を低下させずに、軟質なフェライトと硬質相との硬度差を小さくして伸びフランジ性を高めることができた旨示されている。また特許文献５には、体積分率で６０〜９０％未満のベイナイトを主相とし、パーライト、フェライト、残留オーステナイト、マルテンサイトのうちの少なくとも１種を第２相とする組織とすれば、加工時のわれ発生起点を減少でき、強度レベルを低下させることなく、優れた強度−延性バランスと低降伏比を実現できる旨示されている。

しかしこれら特許文献４および５に開示の技術は、熱延鋼板に関するものであり、巻取時に上記炭化物を析出させているが、この様な技術を冷延鋼板で実現することは困難である。また、板厚が薄くなるほど伸びや伸びフランジ性は低下しやすく、熱延鋼板と比較して一般に板厚の薄い冷延鋼板で、上記熱延鋼板と同レベルの伸びおよび伸びフランジ性を実現することは難しい。

本発明者らも、高強度冷延鋼板の全伸びと伸びフランジ性を著しく高めるべくかねてより研究を行っており、母相組織として、焼戻マルテンサイトを全組織に対して占積率で１５％以上とし、フェライトを含有させ、かつ第２相組織としてＣ濃度が０．８％以上の残留オーステナイトを占積率で５〜３０％含有させればよいことを提案している（例えば特許文献６）。しかし、より高強度の鋼板を対象に、伸びや伸びフランジ性を高め且つ降伏比の低減を図るには更なる改善を要すると考える。
特開２００３−８９８４３号公報 特開平５−３３１５９１号公報 特開２００１−１４００３５号公報 特開２００３−３２１７３８号公報 特開２０００−２８２１７５号公報 特開２００３−１７１７３５号公報

本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、伸び及び伸びフランジ性に優れ、且つ低降伏比である高強度冷延鋼板と該鋼板にめっきを施して得られるめっき鋼板、並びにその製造方法を提供することにある。

本発明に係る伸び及び伸びフランジ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板は、質量％で（以下、化学成分について同じ）、Ｃ：０．１０〜０．２５％、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ｍｎ：１．５〜３．０％を含有すると共に、Ａｌ：０．２％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０２％以下に夫々抑制し、且つ、占積率で、残留オーステナイト：少なくとも５％、ベイニティック・フェライト：少なくとも６０％（好ましくは８０％以上）、ポリゴナル・フェライト：２０％以下（０％含む）を満たし、引張強度が９８０ＭＰａ以上で、伸び（Ｅｌ：単位 ％）、伸びフランジ性（λ：単位 ％）、引張強度（ＴＳ：単位 ＭＰａ）および降伏強度（ＹＰ：単位 ＭＰａ）が下記式（１）を満たすところに特徴がある。
［(Ｅｌ×λ×ＴＳ)／ＹＰ］≧ ６４５ …（１）

本発明の鋼板は、更に他の元素として、Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）及び／又はＣｕ：０．５％以下（０％を含まない）を含んでいてもよく、また、Ｃａ：３０ｐｐｍ以下（０ｐｐｍを含まない）及び／又はＲＥＭ：３０ｐｐｍ以下（０ｐｐｍを含まない）を含んでいてもよい。

本発明は、この様な冷延鋼板にめっきが施されためっき鋼板も含む。

更に本発明は、上記鋼板の製造方法も規定するものであり、該方法は、冷延工程の後に、連続焼鈍工程またはめっき工程を包含する上記鋼板の製造方法であって、該連続焼鈍工程またはめっき工程が、
Ａ₃点以上の温度（Ｔ₁）で温度保持する工程；
１０℃／秒以上の平均冷却速度で前記Ｔ₁から４５０〜３００℃の温度域まで冷却する工程；および
該温度域で１８０〜６００秒間保持する工程
を包含するところに特徴を有する。

本発明によれば、９８０ＭＰａ以上の高強度を達成しつつ伸びおよび伸びフランジ性に優れ、且つ降伏比の低い冷延鋼板やめっき鋼板を提供できる。そして、高強度が求められる自動車部品その他の産業機械部品等を製造する際にこの様な鋼板やめっき鋼板を用いれば、成形加工を良好に行うことができる。また本発明の鋼板は低降伏比であるので、成形加工後のスプリングバックを十分に抑制することができる。

本発明者らは、前述した様な状況の下で、優れた伸びおよび伸びフランジ性を発揮し、低降伏比を示す９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板を実現すべく鋭意研究を進めた。その結果、特に成分組成を制御し、後述する方法でオーステンパ処理を行って、母相組織を転位密度の低いベイニティック・フェライト主体とし、規定量の残留オーステナイトを存在させると共に、ポリゴナル・フェライトの生成を極力抑制すればよいことを突き止め、上記本発明に想到した。この様に鋼板の母相組織とその占積率を規定した理由について詳述する。

＜ベイニティック・フェライト：少なくとも６０％＞
本発明の鋼板は、ベイニティック・フェライトを主体とするところに最大の特徴を有している。従来のＴＲＩＰ鋼板は、ポリゴナル・フェライトやパーライトを主相とするものであるが、この様な組織ではポリゴナル・フェライトが塊状に存在し易く、該ブロック状のポリゴナル・フェライトの粒界に存在する島状の残留γやマルテンサイト等が破壊の起点となって、優れた伸びフランジ性を確保できないというデメリットがあった。これに対し、本発明の如くベイニティック・フェライト主体の金属組織は、転位密度（初期転位密度）がある程度高く高強度を容易に達成できると共に優れた伸びフランジ性を発揮し、かつ後述するオーステンパ処理により、従来のベイニティック・フェライトよりも転位密度が低くなっているので、降伏比の十分に低い鋼板を容易に実現できる。

この様な効果を有効に発揮させるには、ベイニティック・フェライトを少なくとも６０％存在させる必要がある。好ましくは７０％以上、より好ましくは８０％以上である。ポリゴナル・フェライトの生成を抑制して伸びフランジ性に優れた鋼板を得るには、このベイニティック・フェライトと後述する残留γとの実質的に２相組織となるように組織制御することが推奨される。

尚、本発明のベイニティック・フェライトは、組織内に炭化物を有していない点で、ベイナイト組織とは明らかに異なる。また、転位密度がないか或いは極めて少ない下部組織を有するポリゴナル・フェライト組織や、細かいサブグレイン等の下部組織を持った準ポリゴナル・フェライト組織とも異なっている（日本鉄鋼協会 基礎研究会 発行『鋼のベイナイト写真集−１』参照）。

＜残留オーステナイト（残留γ）：少なくとも５％＞
残留γは、上述の通り伸びの向上に有用であり、また、上記ベイニティック・フェライトの粒内に生成する微細な残留γは、伸びフランジ性の向上に寄与する。この様な作用を有効に発揮させるには、残留γを占積率で少なくとも５％確保することが必要である。好ましくは８％以上、より好ましくは１０％以上である。一方、残留γが多過ぎると伸びフランジ性が劣化するので、その上限は３０％とするのがよい。より好ましくは２５％以下である。

尚、残留γ中のＣ濃度（Ｃγ_R）は、伸びを高める観点から、０．８％以上であることが好ましい。

＜ポリゴナル・フェライト：２０％以下（０％含む）＞
本発明は、組織を上記ベイニティック・フェライト主体とし、かつ残留オーステナイトを含むものとすることで、高強度鋼板の伸びおよび伸びフランジ性を高めるとともに降伏比を低減できるが、該鋼板の伸びフランジ性をより確実に高めるには、ポリゴナル・フェライトの生成を抑制すればよいことが分かった。具体的には、ポリゴナル・フェライトを占積率で２０％以下に抑えるのがよく、好ましくは１０％以下、最も好ましくは０％である。

＜その他：パーライトやベイナイト、マルテンサイト(０％含む）＞
本発明の鋼板は、上記組織のみ（即ち、ベイニティック・フェライトおよび残留γの混合組織、またはベイニティック・フェライト、残留γおよびポリゴナル・フェライトの混合組織）からなるものの他、本発明の製造過程で残存し得るパーライト、ベイナイト、マルテンサイトが、本発明の作用を損なわない範囲で含まれる場合もある。しかし、これらは少なければ少ないほど好ましい。

次に、本発明鋼板を構成する基本成分について説明する。以下、化学成分の単位：％はすべて質量％である。

＜Ｃ：０．１０〜０．２５％＞
Ｃは、高強度を確保し、且つ残留γを確保するのに必要な元素である。詳細には、γ相中に充分なＣ量を含ませ、室温でも所望のγ相を残留させる為に重要な元素である。この様な作用を有効に発揮させるには、Ｃを０．１０％以上含有させることが必要であり、好ましくは０．１２％以上、より好ましくは０．１５％以上である。但し、溶接性確保の観点から０．２５％以下に抑えるのがよく、好ましくは０．２３％以下、より好ましくは０．２０％以下である。

＜Ｓｉ：１．０〜２．０％＞
Ｓｉは、残留γが分解して炭化物が生成するのを有効に抑える元素であり、また固溶強化元素としても有用である。この様な作用を有効に発揮させるには、Ｓｉを１．０％以上含有させることが必要である。好ましくは１．２％以上である。但しＳｉ量が過剰になると、上記効果は飽和し、熱間脆性を起こすなど却って問題が生じるため、その上限を２．０％とする。好ましくは１．８％以下である。

＜Ｍｎ：１．５〜３．０％＞
Ｍｎは、γを安定化し、所望の残留γを得る為に必要な元素である。この様な作用を有効に発揮させるには、１．５％以上含有させるのがよい。好ましくは２．０％以上である。但し３．０％を超えると、鋳片割れが生じる等の悪影響が現れる。好ましくは２．５％以下に抑える。

＜Ａｌ：０．２％以下＞
Ａｌ含有量が増加すると、ポリゴナル・フェライトが生成し易くなり、上述の通り、伸びフランジ性を十分に高めることができない。よってポリゴナル・フェライトの生成を抑えて伸びフランジ性を高めるには、Ａｌ量の低減を図ることが大変有効であり、本発明では０．２％以下に抑える。好ましくは０．１％以下である。

＜Ｐ：０．１５％以下＞
Ｐは、残留γを確保するのに有効な元素であるため含んでいてもよいが、Ｐ量が過剰になると加工性が劣化するので、０．１５％以下に抑える。好ましくは０．１％以下である。

＜Ｓ：０．０２％以下＞
Ｓは、ＭｎＳ等の硫化物系介在物を形成し、割れの起点となって加工性を劣化させる有害な元素である。よってＳ量は０．０２％以下、好ましくは０．０１５％以下に抑える。

本発明の鋼板は上記成分を基本的に含有し、残部は実質的に鉄であり、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素としてＮ（窒素）や０．０１％以下のＯ（酸素）等の不可避不純物の混入が許容されるのは勿論のこと、前記本発明の作用に悪影響を与えない範囲で、更に他の元素として下記の通り、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃａ、ＲＥＭ（希土類元素）を積極的に含有させることも可能である。

尚、Ｎが過剰に存在すると、窒化物が多量に析出し、延性の劣化を引き起こすおそれがあるので、Ｎ量は６０ｐｐｍ以下に抑えることが好ましく、より好ましくは５０ｐｐｍ以下、更に好ましくは４０ｐｐｍ以下である。鋼板中のＮ量は少ないほど好ましいが、操業上の低減可能性を考慮すると、Ｎ量の下限値は１０ｐｐｍ程度である。

＜Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）及び／又は
Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）＞
これらの元素は、鋼の強化元素として有用であると共に、残留γの安定化や所定量の確保に有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させるには、Ｎｉ：０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）、及び／又はＣｕ：０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）を含有させることが推奨される。但し、Ｎｉ及びＣｕは、それぞれ０．５％を超えて含有させても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくはＮｉ：０．４％以下、Ｃｕ：０．４％以下である。

＜Ｃａ：３０ｐｐｍ以下（０ｐｐｍを含まない）及び／又は
ＲＥＭ：３０ｐｐｍ以下（０ｐｐｍを含まない）＞
Ｃａ及びＲＥＭ（希土類元素）は、鋼中硫化物の形態を制御し、加工性向上に有効な元素である。希土類元素としては、Ｓｃ、Ｙ、ランタノイド等が挙げられる。上記作用を有効に発揮させるには、夫々、３ｐｐｍ以上（より好ましくは５ｐｐｍ以上）含有させるのがよい。但し、３０ｐｐｍを超えて添加しても上記効果は飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくは２５ｐｐｍ以下である。

この様な本発明の鋼板を効率良く得るには、冷延工程の後に行う「連続焼鈍処理またはめっき処理」を下記の条件で行うことが大変有効である。即ち、連続焼鈍工程やめっき工程で、
（i）Ａ₃点以上の温度（Ｔ₁）で１０〜２００秒間温度保持すること、
（ii）１０℃／秒以上の平均冷却速度でフェライト変態およびパーライト変態を避けながら、温度（Ｔ₁）からベイナイト変態温度域（Ｔ₂；約４５０〜３００℃）まで冷却すること、および
（iii）該温度域（Ｔ₂）で１８０〜６００秒間保持すること、が推奨される。

まず、Ａ₃点以上の温度（Ｔ₁）で均熱することが、炭化物を完全に溶解して所望の残留γを形成するのに有効であり、また、該均熱後の冷却工程で、ベイニティック・フェライトを得る上でも有効である。上記温度（Ｔ₁）での保持時間は１０〜２００秒とするのがよい。短すぎると加熱による上記効果を十分享受することができず、一方、保持時間が長すぎると結晶粒が粗大化するからである。好ましくは２０〜１５０秒である。

次いで、温度（Ｔ₁）からベイナイト変態温度域（Ｔ₂；約４５０〜３００℃）までを、平均冷却速度で１０℃／秒以上、好ましくは１５℃／秒以上、より好ましくは２０℃／秒以上で、パーライト変態を避けながら冷却するのがよい。冷却方法として、空冷、ミスト冷却または冷却時に使用するロールを水冷するなどして平均冷却速度を上記の通り制御することで、規定量のベイニティック・フェライトを確保できる。平均冷却速度の上限は特に規定されず、大きければ大きい程良いが、実操業を考慮して適切に制御することが推奨される。

上記冷却速度の制御は、ベイナイト変態温度域（Ｔ₂；約４５０〜３００℃）まで行うのがよい。該温度域（Ｔ₂）よりも高温域で早期に制御を終了し、その後、例えば著しく遅い速度で冷却した場合には、残留γが生成し難く、優れた伸びを確保できなくなるからである。一方、より低温域まで上記冷却速度で冷却する場合も、残留γが生成し難く、優れた伸びを確保し難くなるので好ましくない。

ベイナイト変態温度域（Ｔ₂）までの冷却後は、該温度域（Ｔ₂）で１８０〜６００秒間保持するのがよい。１８０秒間以上温度保持することによって、残留γへのＣ濃縮を短時間で効率よく進めて安定した多量の残留γが得られ、結果として、該残留γによるＴＲＩＰ効果を確実に発現させることができる。またベイニティック・フェライト中の転位を十分に回復させて降伏比の低減を図ることができる。より好ましくは２００秒間以上、更に好ましくは２４０秒間以上保持する。一方、温度保持時間が６００秒間を超えると、上記残留γによるＴＲＩＰ効果が十分に発揮されなくなるので好ましくない。該保持時間は、４８０秒間以下とするのがより好ましい。

上記熱処理の具体的な手法としては、ＣＡＬ（実機）や、ＣＡＬシュミレーター等を用いた加熱・冷却などが挙げられる。

上記温度保持後に常温まで冷却する方法については、特に限定されず、水冷やガス冷却、空冷等を採用することができる。また、所望の金属組織が改変するなど本発明の作用が損なわれない範囲で、めっき、更には合金化処理を行ってもよい。

本発明の鋼板は、前掲の工程を含む、
［熱延工程］→［冷延工程］→［連続焼鈍工程またはめっき工程］等を経て製造することができる。

ここで、上記熱延工程や冷延工程については、特に操業条件を限定するものでなく、通常、実施される条件を適宜選択して採用すればよい。これらの工程よりも、その後に実施される上記連続焼鈍工程やめっき工程で上述の如く操業条件を制御することが、本発明鋼板の組織を得る上で特に有効であると考えられるからである。

具体的には、上記熱延工程では、Ａｒ₃点以上で熱延を終了した後、平均冷却速度約３０℃／ｓで冷却し、約５００〜６００℃の温度で巻き取る等の条件を採用することができる。また、冷延工程では、約３０〜７０％の冷延率の冷間圧延を施すことが推奨される。勿論、これに限定する趣旨では決してない。

本発明の鋼板は、前記基本成分を満たす鋼板を上述の方法で製造することによって、前記金属組織を有し、かつ特性として、
・引張強度が９８０ＭＰａ以上でかつ、
・伸び（Ｅｌ：単位 ％）、伸びフランジ性（λ：単位 ％）、引張強度（ＴＳ：単位 ＭＰａ）および降伏強度（ＹＰ：単位 ＭＰａ）が下記式（１）を満足する。特に、下記式（１）の左辺が１０００以上であるものは、伸び、伸びフランジ性と降伏比のバランスに優れており好ましい。
［(Ｅｌ×λ×ＴＳ)／ＹＰ］≧ ６４５ …（１）

本鋼板は、上記の通り伸び、伸びフランジ性と降伏比のバランスに優れると共に、耐衝突安全性にも優れていることから、その用途として、例えば自動車や産業用機械等の構造部品が挙げられ、中でも、自動車用構造部品であるフロントやリア部サイドメンバー、クラッシュボックス等の衝突部品をはじめ、センターピラーＲＦ（リインフォース）等のピラー類、ルーフレールＲＦ（リインフォース）、サイドシル、フロアメンバー、キック部等の車体構成部品、バンパーＲＦ（リインフォース）やドアインパクトビーム等の耐衝撃吸収部品、シートレール、シートフレーム等の室内部品の製造に適している。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。

表１に示す化学成分組成の鋼材を溶製して、スラブを得た後、該スラブに熱間圧延を施した。熱間圧延に際しては、１１００℃に加熱してから圧延を行い（仕上げ圧延温度：８５０℃）、６００℃で巻き取り、板厚２．４〜３．２ｍｍの熱延鋼板を得た。更に、得られた熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧延（圧延率：５０〜７５％）を施して板厚１．０〜１．６ｍｍの鋼板とした。

その後、後述する実験Ｎｏ．１〜８は、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）で熱処理を行った。詳細には、８５０〜９００℃の温度域で１００〜２００秒間保持した後、冷却速度：１５〜２５℃／秒で約４００℃まで強制空冷し、約４００〜３００の温度域で約５分間（約３００秒間）保持し、その後、室温まで冷却してコイルに巻き取った。

また前記実験Ｎｏ．１〜８とは異なる条件で焼鈍を実施し、得られた鋼板の評価を行った。実験には、前記表１の鋼種Ｎｏ．３のスラブを用い、前述と同様の条件で熱間圧延および冷間圧延を行って得た板厚１．０〜１．６ｍｍの鋼板を用いて、ＣＡＬシュミレーターで、図１に略示するヒートパタンの通り熱処理を行った。実験Ｎｏ．９〜１５の熱処理条件を表１に示す（尚、図１におけるｔ１はＮｏ．９〜１５のいずれにおいても９０秒間とした）。いずれも変態温度で保持した後は、室温まで空冷を行い、その後、減面率０．５〜２％のスキンパスを施して巻き取った。

この様にして得られた鋼板の金属組織を、レペラー腐食による光学顕微鏡観察および走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって観察し、組織写真から、ポリゴナル・フェライト（ＰＦ）の面積率と、該ポリゴナル・フェライト（ＰＦ）以外の組織；（ベイニティック・フェライト＋残留γ）の面積率を求めた。また残留γは、飽和磁化測定を行ってその占積率を求めた。そしてベイニティック・フェライト（ＢＦ）の占積率は、前記組織写真から求めた「ポリゴナル・フェライト（ＰＦ）以外の組織」の面積率から、前記残留γの占積率を差し引いて求めた。

更に、ＪＩＳ５号試験片を用いて引張試験を行い、降伏強度（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、および伸び［全伸びのこと（ＥＩ）］を測定した。また伸びフランジ性試験を行って伸びフランジ性（λ）を評価した。

伸びフランジ性試験は、直径１００ｍｍ、板厚１．０〜１．６ｍｍの円盤状試験片を用いて行った。具体的には、φ１０ｍｍの穴をパンチで打ち抜いた後、６０°円錐パンチを用いてバリを上にして穴広げ加工することにより、亀裂貫通時点での穴広げ率（λ）を測定した（鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ １００１）。これらの結果を表２に示す。

表２より以下の様に考察することができる。尚、以下のＮｏ．はすべて表２中の実験Ｎｏ．を意味する。

Ｎｏ．２，３，６〜８，１１はいずれも、本発明で規定する要件を満たしているので、良好な特性の鋼板が得られている。尚、Ｎｏ．１１は、ＣＡＬシュミレーターを用いて実機（ＣＡＬ）で行った条件で熱処理した例であるが、この場合も、良好な特性の鋼板が得られていることがわかる。

これに対し、本発明で特定する要件のいずれかを欠く下記例は、夫々以下の不具合を有している。まずＮｏ．１はＣ量が少ない例であり、所定量の残留γを十分に確保できず、かつフェライトの過剰な組織となり、その結果、十分な強度を確保できていない。

Ｎｏ．４はＣ量が過剰であるため、伸びフランジ性が低く、また強度と伸び・伸びフランジ性・降伏比とのバランスにも劣っている。

Ｎｏ．５はＳｉ量が少なすぎるため、残留γを確保できず伸びが十分でない。また降伏比が高く、伸び・伸びフランジ性・降伏比と強度とのバランスにも劣っている。

Ｎｏ．９、１０、１２〜１５は、規定する成分組成の鋼材を用いた例であるが、規定の方法で製造しなかったため、所望の金属組織が得られなかったか、金属組織は規定を満足するが特性に劣っている例である。

まずＮｏ．９は、オーステンパ処理時の変態温度が高すぎたため、ベイニティック・フェライト中の転位がなくなり、硬度比（第２相である残留γの硬さ／母相であるベイニティック・フェライトの硬さ）が高くなって伸びフランジ性に劣る結果となった。

Ｎｏ．１０は、オーステンパ処理時の変態温度が低すぎたため、残留γが少なくなり、伸びが不十分となっている。

Ｎｏ．１２は、Ａｃ₃点以上の温度で加熱した後の冷却が緩やかであるため、フェライト変態やパーライト変態が生じ、所望する組織が得られず、強度および伸び、伸びフランジ性、降伏比の全てについて好ましくない結果となった。

Ｎｏ．１３は、４５０〜３００℃の温度域での保持時間が短すぎるため、ベイニティック・フェライト中の転位を十分に回復させることができず、降伏比が高くなった。

Ｎｏ．１４は、４５０〜３００℃の温度域での保持時間が長すぎるため、上記残留γによるＴＲＩＰ効果が十分に発揮されなかった。

Ｎｏ．１５は、通常のＴＲＩＰ鋼の製法と同様に加熱をＡｃ₃点未満で行ったため、規定する組織が得られず、伸びフランジ性に著しく劣る結果となった。

次に、上記表１のＮｏ．３の鋼板と比較鋼板（従来品である５９０ＭＰａ級の高張力鋼板）を用いて部品を成形し、下記の通り、耐圧壊性試験及び耐衝撃特性試験を行って、成形品としての性能（耐圧壊性及び耐衝撃特性）を調べた。

＜耐圧壊性試験＞
まず、表１のＮｏ．３の鋼板と比較鋼板を用いてそれぞれ図２に示す様な部品（試験体，ハットチャンネル部品）１を作成し、次の様にして圧壊性試験を行なった。即ち、図２に示す部品のスポット溶接位置２に、先端径６ｍｍの電極から、チリ発生電流よりも０．５ｋＡ低い電流を流して、図２に示す通り３５ｍｍピッチでスポット溶接を行った。そして図３に示す様に、部品１の長手方向中央部の上方から金型３を押し付けて最大荷重を求めた。また荷重−変位線図の面積から吸収エネルギーを求めた。その結果を表３に示す。

表３より、本発明の鋼板を用いて作成した部品（試験体）は、強度の低い従来の鋼板を用いた場合より高い荷重を示し、また吸収エネルギーも高くなっていることから、優れた耐圧壊性を有していることがわかる。

＜耐衝撃特性試験＞
表１のＮｏ．３の鋼板と比較鋼板を用いてそれぞれ図４に示す様な部品（試験体，ハットチャンネル部品）４を作成し、次の様にして耐衝撃特性試験を行なった。尚、図５は、前記図４における部品４のＡ−Ａ断面図を示している。耐衝撃特性試験は、上記耐圧壊性試験の場合と同様に部品４のスポット溶接位置５にスポット溶接を行った後、図６に模式的に示す通り部品４を土台７にセットし、該部品４の上方から、落錘（質量：１１０ｋｇ）６を高さ１１ｍの位置から落下させて、部品４が４０ｍｍ変形（高さ方向が収縮）するまでの吸収エネルギーを求めた。その結果を表４に示す。

表４より、本発明の鋼板を用いて作成した部品（試験体）は、強度の低い従来の鋼板を用いた場合より高い吸収エネルギーを示し、優れた耐衝撃特性を有していることがわかる。

参考までに本実施例で得られた鋼板のＳＥＭ顕微鏡写真を示す。図７は、比較例である実験Ｎｏ．１の金属組織を示すＳＥＭ顕微鏡写真（倍率：４０００倍）を示したものであり、黒色部分はフェライトを示し、灰色部分はベイニティック・フェライトまたは残留γを示しているが、フェライト組織が多く、ベイニティック・フェライトが少ないことがわかる。これに対し図８は、本発明例である実験Ｎｏ．３の金属組織を示すＳＥＭ顕微鏡写真（倍率：４０００倍）を示したものであるが、灰色で示されるベイニティック・フェライトが母相であることがわかる。

実施例におけるＣＡＬシュミレーターでのヒートパタンを略示する図である。 実施例における耐圧壊性試験に用いた部品の概観斜視図である。 実施例における耐圧壊性試験の様子を模式的に示した側面図である。 実施例における耐衝撃特性試験に用いた部品の概観斜視図である。 上記図４におけるＡ−Ａ断面図である。 実施例における耐衝撃特性試験の様子を模式的に示した側面図である。 実験Ｎｏ．１で得た鋼板のＳＥＭ顕微鏡写真である。 実験Ｎｏ．３で得た鋼板のＳＥＭ顕微鏡写真である。

符号の説明

１ 耐圧壊性試験用部品（試験体）
２，５ スポット溶接位置
３ 金型
４ 耐衝撃特性試験用部品（試験体）
６ 落錘
７ （耐衝撃特性試験用）土台

Claims (6)

1. 質量％で（以下、化学成分について同じ）、
   Ｃ ：０．１０〜０．２５％、
   Ｓｉ：１．０〜２．０％、
   Ｍｎ：１．５〜３．０％
   を含有すると共に、
   Ａｌ：０．２％以下、
   Ｐ ：０．１５％以下、
   Ｓ ：０．０２％以下
   に夫々抑制し、且つ、
   占積率で、
   残留オーステナイト：少なくとも５％、
   ベイニティック・フェライト：少なくとも６０％、
   ポリゴナル・フェライト：２０％以下（０％含む）を満たし、
   引張強度が９８０ＭＰａ以上で、
   伸び（Ｅｌ：単位 ％）、伸びフランジ性（λ：単位 ％）、引張強度（ＴＳ：単位 ＭＰａ）および降伏強度（ＹＰ：単位 ＭＰａ）が下記式（１）を満たすことを特徴とする伸び及び伸びフランジ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板。
   ［(Ｅｌ×λ×ＴＳ)／ＹＰ］≧ ６４５ …（１）
2. 前記ベイニティック・フェライトの占積率が８０％以上である請求項１に記載の伸び及び伸びフランジ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板。
3. 更に他の元素として、
   Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）、及び／又は
   Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）
   を含む請求項１または２に記載の伸び及び伸びフランジ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板。
4. 更に他の元素として、
   Ｃａ：３０ｐｐｍ以下（０ｐｐｍを含まない）、及び／又は
   ＲＥＭ：３０ｐｐｍ以下（０ｐｐｍを含まない）
   を含む請求項１〜３のいずれかに記載の伸び及び伸びフランジ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板。
5. 請求項１〜４のいずれかに記載の冷延鋼板にめっきが施されたものであることを特徴とするめっき鋼板。
6. 冷延工程の後に、連続焼鈍工程またはめっき工程を包含する請求項１〜５のいずれかに記載の鋼板の製造方法であって、該連続焼鈍工程またはめっき工程は、
   Ａ₃点以上の温度（Ｔ₁）で温度保持する工程；
   １０℃／秒以上の平均冷却速度で前記Ｔ₁から４５０〜３００℃の温度域まで冷却する工程；および
   該温度域で１８０〜６００秒間保持する工程
   を包含することを特徴とする伸び及び伸びフランジ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板またはめっき鋼板の製造方法。

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