(57)【要約】【課題】強度−延性バランス、更には伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法を提供する。【解決手段】Ｔｉ：０．０３〜０．１５％を含有し、Ｎｂ：０．０３％以下、Ｍｏ：０．２５％以下、Ｖ：０．２５％以下に制限し、０．１８≦６Ｔｉ＋２５Ｎｂ＋３Ｍｏ＋３Ｖ≦１．０を満足し、かつ、２０Ｃ＋１７．１Ｎ−５Ｔｉ−２．６Ｎｂ−２．５Ｍｏ−４．７Ｖ≧０．６を満足し、１〜５０ｎｍのＴｉ系炭窒化物が分散し、フェライトの面積率が５０％以上であり、マルテンサイト、ベイナイトの一方又は双方からなる硬質組織の面積率が５〜５０％であり、残部のパーライト、残留オーステナイト及びセメンタイトの面積率の合計を５％以下に制限し、フェライトの平均粒径を２０μｍ以下に制限し、かつフェライトに占める未再結晶フェライトの割合を２５％以下に制限した冷延鋼板。【選択図】図１
2010285657.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２０％、
Ｍｎ：０．５０〜３．００％、
Ｔｉ：０．０３〜０．１５％、
を含有し、
Ｓｉ：２．５０％以下、
Ａｌ：１．５０％以下、
Ｐ：０．１５％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎ：０．００６０％以下、
Ｎｂ：０．０３％以下（０を含む）、
Ｍｏ：０．２５％以下（０を含む）、
Ｖ：０．２５％以下（０を含む）
に制限し、Ｃ，Ｎ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｖの含有量が下記（式１）及び下記（式２）を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｔｉ系炭窒化物の粒子径が１〜５０ｎｍであり、フェライトの面積率が５０％以上であり、マルテンサイト、ベイナイトの一方又は双方からなる硬質組織の面積率が５〜５０％であり、残部のパーライト、残留オーステナイト及びセメンタイトの面積率の合計を５％以下に制限し、前記フェライトの平均粒径を２０μｍ以下に制限し、前記フェライトに占める該未再結晶フェライトの割合を２５％以下に制限したことを特徴とする析出強化型複相冷延鋼板。
０．１８≦６Ｔｉ＋２５Ｎｂ＋３Ｍｏ＋３Ｖ≦１．０  ・・・（式１）
２０Ｃ＋１７．１Ｎ−５Ｔｉ−２．６Ｎｂ−２．５Ｍｏ−４．７Ｖ≧０．６
・・・（式２）
ここで、Ｃ、Ｎ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖは各元素の含有量［質量％］である。
【請求項２】
質量％で、
Ｂ：０．００５０％以下、
Ｃｒ：２．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｗ：０．２０％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の析出強化型複相冷延鋼板。
【請求項３】
質量％で、
Ｃａ：０．０１０％以下、
ＲＥＭ：０．１００％以下
の一方又は双方を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の析出強化型複相冷延鋼板。
【請求項４】
下記（式３）を満足することを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の析出強化型複相冷延鋼板。
８０−（２３０Ｃ＋２０Ｓｉ＋５５Ｍｎ−６５Ａｌ＋１２５Ｔｉ
＋１７６０Ｎｂ＋４８０Ｍｏ＋２１０Ｖ＋８００００Ｂ＋３５Ｃｒ
＋２５Ｎｉ＋２０Ｃｕ＋２５Ｗ）＜０  ・・・（式３）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｗは各元素の含有量［質量％］である。
【請求項５】
請求項１〜４の何れか１項に記載の冷延鋼板に、溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする析出強化型複相冷延鋼板。
【請求項６】
請求項１〜４の何れか１項に記載の冷延鋼板に、合金化溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする析出強化型複相冷延鋼板。
【請求項７】
請求項１〜４の何れか１項に記載の冷延鋼板の製造方法であって、請求項１〜４の何れか１項に記載の化学成分を有する鋼板を、１０５０℃以上に加熱し、１５℃／ｓ以上の冷却速度で５５０℃以下まで冷却し、更に、圧下率の合計が４０％以上である冷間圧延を施し、最高加熱温度を（Ａｃ1＋２０）℃超〜（Ａｃ3−２０）℃とし、６５０℃から５００℃までの平均冷却速度を３℃／ｓ以上とする連続焼鈍を行うことを特徴とする析出強化型複相冷延鋼板の製造方法。
【請求項８】
請求項１〜４の何れか１項に記載の冷延鋼板の製造方法であって、請求項１〜４の何れか１項に記載の化学成分を有する鋼片を、１０５０℃以上に加熱し、仕上温度を（Ａｅ3−３０）℃以上として熱間圧延し、１５℃／ｓ以上の冷却速度で５５０℃以下まで冷却して巻き取り、更に、圧下率の合計が４０％以上である冷間圧延を施し、最高加熱温度を（Ａｃ1＋２０）℃超〜（Ａｃ3−２０）℃とし、６５０℃から５００℃までの平均冷却速度を３℃／ｓ以上とする連続焼鈍を行うことを特徴とする析出強化型複相冷延鋼板の製造方法。
【請求項９】
請求項５に記載の冷延鋼板の製造方法であって、請求項７又は８に記載の製造方法によって製造された冷延鋼板を連続焼鈍後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬することを特徴とする析出強化型複相冷延鋼板の製造方法。
【請求項１０】
請求項６に記載の冷延鋼板の製造方法であって、請求項９に記載の溶融亜鉛めっき浴に浸漬した後、合金化処理を施すことを特徴とする析出強化型複相冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、硬質組織による強化と析出強化とを利用した、析出強化型複相冷延鋼板及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車の燃費を改善するため、車体の軽量化が進められている。車体の軽量化には、鋼板の高強度化による部材の薄肉化が極めて有効である。一方、自動車用部材には複雑な形状を有するものが多く、これら部材の加工には低コストであるプレス成型が用いられることが多い。したがって、鋼材には、強度と延性とのバランスが求められる。
【０００３】
高強度と高延性を両立した鋼材として、フェライトとマルテンサイトを主体とする硬質第２相とからなる複合組織を有する複相組織鋼（ＤＰ鋼：Ｄｕａｌ  Ｐｈａｓｅ鋼）が知られている。しかし、ＤＰ鋼は、軟質相のフェライトと硬質相のマルテンサイトとの硬度差が大きく、その境界部に、各相の硬度差に起因したミクロボイドが発生しやすい。そのため、局部伸びが悪く、伸びフランジ性が劣り、穴広げ加工が施される部材には不向きであった。
【０００４】
したがって、高強度及び高延性であり、かつ、伸びフランジ性にも優れた鋼板が要求されている。これまでに高強度と加工性を両立した鋼板として、焼鈍後、再結晶フェライトの粒径を微細化した鋼板が提案されている（例えば、特許文献１〜３、参照）。
【０００５】
しかし、特許文献１及び２において提案されている冷延鋼板は、冷間圧延後の焼鈍における加熱温度範囲が非常に狭く、鋼板の温度制御が極めて困難である。更に、特許文献３において提案されている冷延鋼板の製造には、熱延後のコイルを冷却水に浸漬するか、コイルを巻き戻しながら強制冷却することが必要であり、生産性が損なわれる。
【０００６】
また、伸びフランジ性を重視して、微細な析出物の分散による析出強化を利用した冷延鋼板が提案されている（例えば、特許文献４〜６、参照）。特許文献４において提案されている冷延鋼板は、ミクロ組織をフェライト単相とし、Ｔｉと、Ｍｏ、Ｗとを含む微細な炭化物を析出させるものである。更に、特許文献５及び６において提案されている冷延鋼板は、フェライトを析出強化し、第二相との硬度差を軽減し、加工性を向上させるものである。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２００３−２４７０４３号公報
【特許文献２】特開２００４−２５０７７４号公報
【特許文献３】特開２００５−１７９７３２号公報
【特許文献４】特開２００３−３２１７３２号公報
【特許文献５】特開２００２−６９５７４号公報
【特許文献６】特開２００７−１６３１９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかし、特許文献４に提案されている鋼板は、高価なＭｏ、Ｗを利用して炭窒化物を微細化させたものであり、コストが高くなる。また、特許文献５及び６に提案されている鋼板は、焼鈍後の冷却時に炭窒化物を生成させたものであり、伸びフランジ性が十分であるとはいえない。
【０００９】
本発明は、このような実情に鑑み、高価な合金を過剰に添加することなく、強度−延性バランス、更には伸びフランジ性に優れた冷延鋼板の提供、更には、このような冷延鋼板を、安定的に、生産性を損なうことなく、経済的に得るための製造方法の提供を課題とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明は、冷間圧延前にＴｉの固溶を促進し、冷間圧延後の連続焼鈍時にＴｉの微細な炭窒化物を析出させることにより、高強度鋼板の延性及び伸びフランジ性が著しく向上するという知見に基づいてなされたものであり、析出強化に寄与し、かつ再結晶の進行を抑制し、硬質組織の強化に寄与するＣ、Ｎを固定する、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの含有量を制御した析出強化型複相鋼板、及び、オーステナイトへの変態が十分に進行する（Ａｃ1＋２０）℃超、析出強化したフェライトを十分に確保できる（Ａｃ3−２０）℃以下に加熱し、パーライト及びセメンタイトの生成を抑制するため、５００〜６５０℃の間の冷却速度を３℃／ｓ以上として焼鈍を施す製造方法である。本発明の要旨は以下の通りである。
【００１１】
（１）  質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２０％、
Ｍｎ：０．５０〜３．００％、
Ｔｉ：０．０３〜０．１５％、
を含有し、
Ｓｉ：２．５０％以下、
Ａｌ：１．５０％以下、
Ｐ：０．１５％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎ：０．００６０％以下、
Ｎｂ：０．０３％以下（０を含む）、
Ｍｏ：０．２５％以下（０を含む）、
Ｖ：０．２５％以下（０を含む）
に制限し、Ｃ，Ｎ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｖの含有量が下記（式１）及び下記（式２）を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｔｉ系炭窒化物の粒子径が１〜５０ｎｍであり、フェライトの面積率が５０％以上であり、マルテンサイト、ベイナイトの一方又は双方からなる硬質組織の面積率が５〜５０％であり、残部のパーライト、残留オーステナイト及びセメンタイトの面積率の合計を５％以下に制限し、前記フェライトの平均粒径を２０μｍ以下に制限し、前記フェライトに占める該未再結晶フェライトの割合を２５％以下に制限したことを特徴とする析出強化型複相冷延鋼板。
０．１８≦６Ｔｉ＋２５Ｎｂ＋３Ｍｏ＋３Ｖ≦１．０  ・・・（式１）
２０Ｃ＋１７．１Ｎ−５Ｔｉ−２．６Ｎｂ−２．５Ｍｏ−４．７Ｖ≧０．６                                                              ・・・（式２）
ここで、Ｃ、Ｎ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖは各元素の含有量［質量％］である。
【００１２】
（２）  質量％で、
Ｂ：０．００５０％以下、
Ｃｒ：２．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｗ：０．２０％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の析出強化型複相冷延鋼板。
（３）  質量％で、
Ｃａ：０．０１０％以下、
ＲＥＭ：０．１００％以下
の一方又は双方を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の析出強化型複相冷延鋼板。
（４）  下記（式３）を満足することを特徴とする上記（１）〜（３）の何れか１項に記載の析出強化型複相冷延鋼板。
８０−（２３０Ｃ＋２０Ｓｉ＋５５Ｍｎ−６５Ａｌ＋１２５Ｔｉ
＋１７６０Ｎｂ＋４８０Ｍｏ＋２１０Ｖ＋８００００Ｂ＋３５Ｃｒ
＋２５Ｎｉ＋２０Ｃｕ＋２５Ｗ）＜０  ・・・（式３）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｗは各元素の含有量［質量％］である。
【００１３】
（５）  上記（１）〜（４）の何れか１項に記載の冷延鋼板に、溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする析出強化型複相冷延鋼板。
（６）  上記（１）〜（４）の何れか１項に記載の冷延鋼板に、合金化溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする析出強化型複相冷延鋼板。
【００１４】
（７）  上記（１）〜（４）の何れか１項に記載の冷延鋼板の製造方法であって、上記（１）〜（４）の何れか１項に記載の化学成分を有する鋼板を、１０５０℃以上に加熱し、１５℃／ｓ以上の冷却速度で５５０℃以下まで冷却し、更に、圧下率の合計が４０％以上である冷間圧延を施し、最高加熱温度を（Ａｃ1＋２０）℃超〜（Ａｃ3−２０）℃とし、６５０℃から５００℃までの平均冷却速度を３℃／ｓ以上とする連続焼鈍を行うことを特徴とする析出強化型複相冷延鋼板の製造方法。
【００１５】
（８）  上記（１）〜（４）の何れか１項に記載の冷延鋼板の製造方法であって、上記（１）〜（４）の何れか１項に記載の化学成分を有する鋼片を、１０５０℃以上に加熱し、仕上温度を（Ａｅ3−３０）℃以上として熱間圧延し、１５℃／ｓ以上の冷却速度で５５０℃以下まで冷却して巻き取り、更に、圧下率の合計が４０％以上である冷間圧延を施し、最高加熱温度を（Ａｃ1＋２０）℃超〜（Ａｃ3−２０）℃とし、６５０℃から５００℃までの平均冷却速度を３℃／ｓ以上とする連続焼鈍を行うことを特徴とする析出強化型複相冷延鋼板の製造方法。
【００１６】
（９）  上記（５）に記載の冷延鋼板の製造方法であって、上記（７）又は（８）に記載の製造方法によって製造された冷延鋼板を連続焼鈍後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬することを特徴とする析出強化型複相冷延鋼板の製造方法。
（１０）  上記（６）に記載の冷延鋼板の製造方法であって、上記（９）に記載の溶融亜鉛めっき浴に浸漬した後、合金化処理を施すことを特徴とする析出強化型複相冷延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１７】
本発明によれば、強度−延性バランス、更には伸びフランジ性に優れた析出強化型冷延鋼板を、安定的に、生産性を損なうことなく、経済的に得ることができるなど、産業上の貢献が極めて顕著である。
【図面の簡単な説明】
【００１８】
【図１】フェライトに占める未再結晶フェライトの割合と強度−延性バランスとの関係を示す図である。
【図２】析出強化元素とフェライトに占める未再結晶フェライトの割合との関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
延性及び伸びフランジ性を確保して、鋼板を高強度化するには、マルテンサイト、ベイナイトの一方又は双方からなる硬質組織を生成させ、軟質であるフェライトを析出強化することが好ましい。析出強化は、硬質粒子と周囲のフェライトとの間に生じる整合ひずみに起因し、一般に、硬質粒子による強化量は密度に依存する。そのため、例えば、炭窒化物などの析出物が粗大化し、密度が減少すると、強化量は小さくなるので、フェライトの強度を効果的に向上させるためには、粒子径１〜５０ｎｍの微細なＴｉ系炭窒化物を分散させることが必要である。
【００２０】
しかし、従来、冷延鋼板を析出強化させる場合は、焼鈍の加熱によって炭窒化物を再固溶させた後、冷却時に再び炭窒化物を析出させていた。そのため、従来の方法では、焼鈍によって転位密度が低下した状態で炭窒化物が析出し、炭窒化物の微細化が困難であった。
【００２１】
そこで、本発明者らは、冷間圧延後の焼鈍の加熱中に、再結晶したフェライト（再結晶フェライトという。）にＴｉ系炭窒化物を析出させ、フェライトを効果的に析出強化し、オーステナイトに固溶したＣ、Ｎを確保し、複相組織とする方法について検討を行った。本発明では、冷間圧延後に行う焼鈍は、再結晶したフェライトに微細なＴｉ系炭窒化物を析出させ、かつマルテンサイト、ベイナイトの一方又は双方からなる硬質組織を確保するために、重要である。
【００２２】
本発明者らは、まず、フェライトの再結晶とＴｉ系炭窒化物の析出とを同時に進行させ、冷却後に硬質組織となる安定なオーステナイトを確保するためには、（Ａｃ1＋２０）℃超〜（Ａｃ3−２０）℃に加熱することが必要であることを見出した。これは、以下の理由によって、Ｔｉ系炭窒化物がフェライトに優先的に析出し、オーステナイトにはＴｉ系炭窒化物が析出しないためである。
【００２３】
オーステナイトとフェライトとが共存する二相域では、フェライトの再結晶が抑制される。フェライトの再結晶が抑制されると転位密度が高くなり、転位を析出核として、Ｔｉ系炭窒化物が微細に析出する。一方、オーステナイトは、Ｃ、Ｎの固溶量が大きく、フェライトに比べて、Ｔｉ系炭窒化物の析出が抑制される。したがって、冷却後は、Ｔｉ系炭窒化物が微細に析出したフェライトと、マルテンサイト、ベイナイトの一方又は双方からなる硬質組織との複相組織となる。
【００２４】
ところが、焼鈍温度が（Ａｃ3−２０）℃を超えると、オーステナイトが増加し、Ｃ、Ｎの濃度が低下する。そのため、オーステナイトが不安定になり、冷却後、フェライトに変態して、硬質組織を確保できなくなる。オーステナイトから変態したフェライト（変態フェライトという。）は、Ｔｉ系炭窒化物が析出しないため、軟質である。その結果、従来の複相組織鋼板と同様に、延性は向上するものの、伸びフランジ性が低下する。
【００２５】
更に、強度を向上させるために、析出強化元素を過剰に添加すると、冷間圧延後の焼鈍時に、フェライトの再結晶が不十分になる。また、Ｃ、Ｎが固定されるため、オーステナイトが不安定になり、冷却後、フェライトに変態して、硬質組織を確保できなくなる。特に、未再結晶フェライトが残留すると、強度−延性バランスが低下する。これは、回復によって生じたサブグレインと呼ばれる転位下部組織が形成された未再結晶フェライトの転位密度が高く、硬質であり、更に、微細なＴｉ系炭窒化物の析出によって、延性が劣化するためである。なお、未再結晶フェライトは、冷間圧延によって導入された歪みが焼鈍によって、再結晶せず、回復した組織である。
【００２６】
そこで、本発明者らは、冷延鋼板の強度−延性バランスと、フェライトに占める未再結晶フェライトの面積率との関係について検討を行った。種々の冷延鋼板からＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に準拠した引張試験片を採取し、引張試験をＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して行った。また、光学顕微鏡で鋼板のミクロ組織を観察し、面積率で５０％以上がフェライトであり、硬質組織が５〜５０％であり、残部のパーライト、残留オーステナイト及びセメンタイトの面積率の合計が５％以下であることを確認した。
【００２７】
フェライトのうち、未再結晶フェライトの割合は、電子線後方散乱解析像（ＥＢＳＰ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋ  Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ  ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ  Ｐａｔｔｅｒｎ）を解析して、測定した。未再結晶フェライトとそれ以外のフェライト、即ち再結晶フェライト及び変態フェライトとの判別は、ＥＢＳＰの結晶方位測定データをＫｅｒｎｅｌ  Ａｖｅｒａｇｅ  Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ法（ＫＡＭ法）で解析して行った。
【００２８】
結果を図１に示す。図１の縦軸は引張強度（ＴＳ）と破断伸び（Ｅｌ）との積であり、横軸はフェライトに占める未再結晶フェライトの割合である。図１より、未再結晶フェライトの割合が２５％を超えると、強度−延性バランスが著しく劣化することがわかる。したがって、強度−延性バランスを向上させるためには、フェライトに占める未再結晶フェライト割合を２５％以下に制限することが必要である。
【００２９】
未再結晶フェライトの生成の抑制には、再結晶を遅延させる元素の添加を制限することが必要である。しかし、フェライトの強化に寄与する析出強化元素は、再結晶を遅延させる元素でもある。したがって、本発明者らは、析出強化に寄与するＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量と、未再結晶フェライトの生成との関係について検討を行った。
【００３０】
結果を図２に示す。図２の横軸は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの各元素が及ぼす再結晶への影響の強さに応じて、それぞれの元素の含有量に重み付けをした経験式である。図２から、６Ｔｉ＋２５Ｎｂ＋３Ｍｏ＋３Ｖが、１．０以下になると、未再結晶フェライトの割合が２５％以下になることがわかる。
【００３１】
更に、本発明者らは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの各元素析出強化への寄与についても検討を行った。その結果、フェライトの析出強化には、Ｔｉの添加が最も有効であり、析出強化に必要な微細なＴｉ炭窒化物を形成するためには、０．０３％以上のＴｉの添加が必要であり、Ｔｉ量が０．０３％以上である場合は、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの含有量は０であってもよいことを見出した。
【００３２】
したがって、本発明では、Ｔｉを単独で含有させてもよいし、Ｔｉに加えＮｂ、Ｍｏ、Ｖの一種以上を含有させてもよい。これらの元素をＴｉとともに含有させる場合は、含有量［質量％］が、下記（式１）を満足することが必要である。なお、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖを意図的に添加しない場合は、（式１）では０として計算する。
０．１８≦６Ｔｉ＋２５Ｎｂ＋３Ｍｏ＋３Ｖ≦１．０  ・・・（式１）
【００３３】
また、本発明では、鋼板の強度を十分に高めるに、マルテンサイト、ベイナイトの一方又は双方からなる硬質組織を確保し、かつ硬質組織の強度を高めることが必要である。硬質組織は、焼鈍時に生成したオーステナイト中の固溶Ｃ及びＮの量が高いほど大きくなり、その強度も高くなる。一方、析出強化元素であるＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖは焼鈍中に炭窒化物を生成するため、オーステナイト中に固溶したＣ及びＮを確保するには、炭窒化物によるＣの消費を考慮する必要がある。
【００３４】
この観点から、本発明者らは、検討を行い、硬質組織の強度を確保するには、鋼組成は以下の（式２）を満足する必要があることを見出した。
２０Ｃ＋１７．１Ｎ−５Ｔｉ−２．６Ｎｂ−２．５Ｍｏ−４．７Ｖ≧０．６
・・・（式２）
ここで、Ｃ、Ｎ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖは各元素の含有量［質量％］である。
【００３５】
上記（式２）は、Ｃ、Ｎのオーステナイトの安定化への寄与と、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの炭窒化物の生成能に応じて、それぞれの元素の含有量に重み付けをした経験式である。上記（式２）を満たす鋼板は、２相域焼鈍後のオーステナイト中において十分な量の固溶Ｃが存在し、冷却後も十分な強度を有する硬質組織を確保することができる。
【００３６】
また、フェライトに微細なＴｉ系炭窒化物を析出させるには、冷間圧延後の焼鈍の加熱中に炭窒化物を析出させることが必要である。そのためには、加熱前の冷延鋼板、即ち、熱延鋼板に析出強化元素を固溶させなければならない。例えば、熱延鋼板を１０５０℃以上に加熱して、炭窒化物を固溶させた後、析出速度が低下する５５０℃以下まで水冷することが好ましい。
【００３７】
しかし、製造コストを低減させるためには、鋼片を熱間圧延して鋼板とする際に、Ｔｉ系炭窒化物の析出が進行やすい温度で冷却速度を高めることが必要である。したがって、本発明では、熱間圧延後、５５０℃以下まで水冷し、巻き取り、熱延鋼板にＴｉ等の析出強化元素を固溶させる。
【００３８】
また、熱間圧延後の冷却中に、オーステナイトから変態したフェライトには、炭窒化物が生成しやすくなる。したがって、フェライト変態の進行を遅らせることが好ましい。即ち、焼入れ性を向上させる元素を添加し、Ａｒ3変態点を下げることよって、熱延鋼板へのＴｉ系炭窒化物の析出を抑制することができる。
【００３９】
Ａｒ3変態点を低下させ、熱延鋼板における固溶Ｔｉ量を確保するには、下記（式３）を満足することが好ましい。下記（式３）は、Ａｒ3変態点に及ぼす各元素の影響を数値化した式を基に、本発明者らが検討を行って、修正したものである。
【００４０】
８０−（２３０Ｃ＋２０Ｓｉ＋５５Ｍｎ−６５Ａｌ＋１２５Ｔｉ
＋１７６０Ｎｂ＋４８０Ｍｏ＋２１０Ｖ＋８００００Ｂ＋３５Ｃｒ
＋２５Ｎｉ＋２０Ｃｕ＋２５Ｗ）＜０  ・・・（式３）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｗは各元素の含有量［質量％］である。
【００４１】
以下、本発明について詳細に説明する。
【００４２】
まず、本発明の鋼板の成分について説明する。なお、以下の成分の説明において、％は質量％を意味する。
【００４３】
Ｃ：０．０５〜０．２０％
Ｃは、強度の上昇に寄与する元素であり、本発明では、微細なＴｉ系炭窒化物による析出強化、硬質組織の確保及び強化のために、極めて重要な元素である。Ｃ量が０．０５％未満では硬質組織の面積率が減少し、十分な析出強化を得られないため、これを下限とする。硬質組織の強度を確保するため、好ましくはＣ量を０．０７％以上とする。一方、０．２０％を超えてＣを添加すると、焼鈍後の鋼板中に粗大な鉄系炭化物を生じて、延性を損なうため、上限を０．２０％とする。この観点から、添加量は０．１５％以下とすることが好ましく、０．１２％以下とすることが更に好ましい。
【００４４】
Ｍｎ：０．５０〜３．００％
Ｍｎは、熱間圧延時に高温に加熱された際、オーステナイトからフェライトに変態する温度であるＡｒ3変態点を低下させる元素である。Ｍｎの添加によって、熱間圧延時のフェライトへの変態を遅らせると、熱延鋼板中の固溶Ｔｉの確保が容易になる。また、Ｍｎは、焼入れ性を高め、十分な量の硬質組織を得るために重要な元素である。この効果を得るには、Ｍｎを０．５０％以上添加することが必要である。Ａｒ3変態点を低下させるには、Ｍｎ量を０．８０％以上とすることが好ましく、１．００％以上とすることが更に好ましい。
【００４５】
一方、Ｍｎの添加量が３．００％を超えると偏析に起因して延性が低下することから、上限を３．００％とする。また、溶融亜鉛めっきを施す場合には、Ｍｎ量が２．５０％を超えると、亜鉛めっきの密着性が阻害されることがあるので、添加量を２．５０％以下とすることが好ましい。
【００４６】
Ｔｉ：０．０３〜０．１５％
Ｔｉは本発明において最も重要な元素である。Ｔｉの添加量が０．０３％未満では析出強化に寄与する平均粒径１〜５０ｎｍのＴｉ系微細炭窒化物の生成量が少なく、十分な強化量が得られないため、０．０３％を下限とする。この観点からは、添加量を０．０４％以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉを過度に添加すると、焼鈍中の再結晶が抑制され、延性が劣化する。また、添加量が０．１５％を超えると、強度上昇の効果は飽和してしまう。以上の観点から、添加量の上限を０．１５％とする。延性を確保するためにはＴｉの添加量を０．１２％以下とすることが好ましく、０．１０％以下とすることが更に好ましい。
【００４７】
Ｓｉ：２．５０％以下
Ｓｉは脱酸元素であり、下限は特に規定しない。しかし、添加量を０．００１％未満とすることは、製造コストの増加をもたらすため、０．００１％以上とすることが好ましい。また、Ｓｉは固溶強化により強度を増加させる元素であるため、０．１％以上の添加が好ましい。更に、ＳｉはＡｃ1点を上昇させるため、高温での焼鈍が可能となり、再結晶の促進による延性の確保が容易となる。これらの観点から、狙いとする強度レベルに応じてＳｉを積極的に添加してもよいが、添加量が２．５０％を超えると、延性が大きく劣化するため、Ｓｉ量は２．５０％以下に制限する。
【００４８】
また、Ｓｉ量が多いと化成処理性が低下するので、Ｓｉ量は１．５０％以下が好ましい。更に、溶融亜鉛めっきを施す場合には、めっき密着性の低下、合金化反応の遅延による生産性の低下などの問題が生じることがあるので、Ｓｉ量は１．２０％以下が好ましい。
【００４９】
Ａｌ：１．５０％以下
Ａｌは脱酸元素であり、下限は特に限定しないが、脱酸の観点から、０．０１％以上とすることが好ましい。また、Ａｌは、Ａｃ1点を著しく高める元素であり、高温での焼鈍が可能になり、再結晶の促進による延性の確保が容易となる。しかし、過度のＡｌ添加はＡｒ3点を著しく高め、添加量が１．５０％を超えると、組織がオーステナイトである温度（γ域）での熱間圧延が困難となるので、Ａｌ量は１．５０％以下に制限する。
また、溶融亜鉛めっきを施す場合には、めっき密着性の低下、合金化反応の遅延による生産性の低下などの問題が生じることがあるので、Ａｌ添加量は１．２０％以下が好ましい。
【００５０】
Ｐ：０．１５％以下
Ｐは不純物であるが、大きな固溶強化を示すため、強度を増加する必要がある場合には、積極的に添加してもよい。ただし、添加量が０．１５％を超えると、スポット溶接後の疲労強度や、２次加工性が劣化する。したがって、Ｐの含有量を０．１５％以下に制限する。更に、溶融亜鉛めっき時に合金化反応が極めて遅くなり、生産性が低下するため、Ｐ量を０．０５％以下にすることが好ましい。
【００５１】
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは不純物であり、含有量が０．０１０％を超えると、熱間割れや、加工性劣化の原因となる。したがって、Ｓ量を、０．０１０％以下に制限する。
【００５２】
Ｎ：０．００６０％以下
Ｎは不可避的に鋼中に含有される元素であり、含有量が０．００６０％を超えると、ＴｉＮを生じて延性を損なう。したがって、Ｎの含有量は、０．００６０％以下に制限する。また、粗大なＴｉＮを生じると、析出強化に寄与するＴｉが減少するため、Ｎの含有量を０．００５０％以下とすることが好ましく、０．００４０％以下とすることが更に好ましい。Ｎ量の下限は特に設定しないが、含有量を０．０００５％未満とすることは、製造コストの増加をもたらすため、下限を０．０００５％とすることが好ましい。
【００５３】
Ｎｂ：０．０３％以下
Ｎｂは、Ｔｉとともに微細な炭窒化物を形成し、析出強化に寄与する元素であり、選択的に添加される。しかし、Ｎｂは、焼鈍中の再結晶を著しく遅延させるため、過度のＮｂを添加することにより、延性が劣化する。したがって、Ｎｂの含有量は、０．０３％以下に制限する。
【００５４】
Ｍｏ：０．２５％以下
Ｍｏは、主に、炭化物を形成し、析出強化に寄与する元素であり選択的に添加される。しかし、Ｍｏは、Ｎｂと同様、焼鈍中の再結晶を著しく遅延させるため、過度のＭｏを添加することにより、延性が劣化する。したがって、Ｍｏの含有量を０．２５％以下に制限する。
【００５５】
Ｖ：０．２５％以下
Ｖは、Ｎｂと同様に微細炭窒化物を形成し、析出強化に寄与する元素であり、選択的に添加される。しかし、Ｖも、焼鈍中の再結晶を著しく遅延させるため、延性の劣化を抑制するために、含有量を０．２５％以下に制限する。
【００５６】
（式１）
更に、良好な強度−延性バランスを得るには、特にＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖについて、下記（式１）を満足する必要がある。これにより、再結晶の遅延を防止し、焼鈍時に微細なＴｉ系炭窒化物を析出させることができる。なお、下記（式１）の、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖは各元素の含有量［質量％］であり、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖを意図的に含有しない場合は、０として計算する。
０．１８≦６Ｔｉ＋２５Ｎｂ＋３Ｍｏ＋３Ｖ≦１．０  ・・・（式１）
【００５７】
（式２）
更に、焼鈍後、冷延鋼板の硬質組織の量及び強度を確保するためには、Ｃ、Ｎ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの含有量が下記（式２）を満足することが必要である。下記（式２）を満足すると、オーステナイトとフェライトとの二相域で焼鈍する際に、オーステナイト中に固溶するＣ及びＮが確保され、冷却後も十分な強度を有する硬質組織を確保することができる。なお、下記（式２）の、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖは各元素の含有量［質量％］であり、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖを意図的に含有しない場合は、０として計算する。
２０Ｃ＋１７．１Ｎ−５Ｔｉ−２．６Ｎｂ−２．５Ｍｏ−４．７Ｖ≧０．６
・・・（式２）
【００５８】
更に、熱延鋼板へＴｉの固溶を促進するため、Ａｒ3変態点を低下させる、Ｂ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｗの１種又は２種以上を添加してもよい。
【００５９】
Ｂ：０．００５０％以下
Ｂは、Ａｒ3変態点を著しく低下させる元素である。熱間圧延後の冷却時に、フェライトへの変態を遅らせ、熱延鋼板の固溶Ｔｉを確保するためには、０．０００２％以上の添加が好ましい。この効果を高めるには、Ｂを０．０００５％以上添加することが更に好ましい。一方、Ｂを過剰に添加すると、効果が飽和し、加工性を劣化させるため、Ｂ量を０．００５０％以下にすることが好ましい。
【００６０】
Ｃｒ：２．００％以下
Ｃｒは、Ａｒ3変態点を低下させる元素であり、熱延鋼板の固溶Ｔｉを確保するためには、０．０１％以上のＣｒを添加することが好ましい。また、ＣｒはＡｃ1点を高める元素であり、高温での焼鈍を可能とする。再結晶の促進により、延性を確保するためには、０．０５％以上のＣｒを添加することが好ましい。一方、Ｃｒを過剰に添加すると、加工性を損なうため、Ｃｒ量を２．００％以下にすることが好ましい。
【００６１】
Ｎｉ：１．００％以下
Ｎｉは、Ａｒ3変態点を低下させる元素であり、熱延鋼板の固溶Ｔｉを確保するには、０．０１％以上のＮｉの添加が好ましい。また、Ｎｉは、この効果を高めるには、０．０５％以上を添加することが更に好ましい。一方、Ｎｉは高価な元素であり、過剰に添加すると製造コストが上昇するため、上限を１．００％以下とすることが好ましい。
【００６２】
Ｃｕ：１．００％以下
Ｃｕは、Ａｒ3変態点を低下させる元素であり、熱延鋼板の固溶Ｔｉを確保するには、０．０１％以上のＣｕの添加が好ましい。また、Ｃｕは鋼の強化に寄与する元素であり、０．０５％以上の添加が好ましい。一方、経済性の観点から、Ｃｕ量を１．００％以下とすることが好ましい。
【００６３】
Ｗ：０．２０％以下
Ｗは、Ａｒ3変態点を低下させる元素であり、熱延鋼板の固溶Ｔｉを確保するには、０．０１％以上のＷの添加が好ましい。また、Ｗは、Ｔｉとともに微細炭窒化物を形成し、析出強化に寄与する元素であり、０．０５％以上の添加が好ましい。一方、経済性の観点から、Ｗ量を０．２０％以下とする。
【００６４】
（式３）
熱間圧延後に、高温でフェライト変態が進行すると、フェライト内部においてＴｉの炭窒化物が生成し、鋼板中の固溶Ｔｉが大きく減少する。これを避けるためには、下記（式３）を満たすことが好ましい。
８０−（２３０Ｃ＋２０Ｓｉ＋５５Ｍｎ−６５Ａｌ＋１２５Ｔｉ
＋１７６０Ｎｂ＋４８０Ｍｏ＋２１０Ｖ＋８００００Ｂ＋３５Ｃｒ
＋２５Ｎｉ＋２０Ｃｕ＋２５Ｗ）＜０  ・・・（式３）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｗは各元素の含有量［質量％］である。上記（式３）を満足する鋼板は、熱間圧延後に十分な焼入れ性を有し、鋼板中の固溶Ｔｉを容易に確保することができ。特に、熱間圧延完了から鋼板温度が５５０℃となるまでの間の平均冷却速度が２０℃／ｓより小さい場合に、上記（式３）を満たすことが好ましい。
【００６５】
介在物の形態を制御し、材質を改善するために、必要に応じて、Ｃａ、ＲＥＭの一方又は双方を含有してもよい。
【００６６】
Ｃａ：０．０１０％以下
Ｃａは、主に、硫化物を生じて介在物の形態を制御し、材質の改善に寄与する元素である。効果を得るには、Ｃａを０．０００５％以上添加することが好ましい。しかし、過剰に添加すると、延性を損なうことがあるため、Ｃａの含有量を０．０１０％以下にすることが好ましい。
【００６７】
ＲＥＭ：０．１０％以下
ＲＥＭは、酸化物、硫化物を生じ、介在物の形態を制御して、材質の改善に寄与する元素である。効果を得るには、ＲＥＭを０．０００５％以上添加することが好ましい。しかし、過剰に添加すると、延性を損なうことがあるため、ＲＥＭの含有量を０．１０％以下にすることが好ましい。
【００６８】
また、不可避不純物として、例えば、Ｓｎなどが挙げられるが、スクラップから混入する元素を０．１質量％以下の範囲で含有しても、本発明の効果を損なうものではない。
【００６９】
次に、本発明の鋼板のミクロ組織について説明する。
【００７０】
本発明の鋼板におけるミクロ組織は、フェライトと、マルテンサイト、ベイナイトの一方又は双方からなる硬質組織と、残部パーライト、残留オーステナイト、セメンタイトの１種又は２種以上とからなる。
【００７１】
フェライト面積率は、鋼板の延性を確保するために、５０％以上とする。マルテンサイト、ベイナイトの一方又は双方からなる硬質組織の面積率は、鋼板を高強度化するために、５％以上とする。一方、硬質組織が増えすぎると延性が劣化するため、硬質組織の面積率を５０％以下とする。残部は、フェライト及び硬質組織以外の、パーライト、残留オーステナイト、セメンタイトの１種又は２種以上からなり、これらは伸びフランジ性を劣化させることから、その面積率の合計を５％以下に制限する。
【００７２】
ミクロ組織は、圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨、ナイタールエッチ、必要に応じてレペラーエッチあるいはピクラールエッチし、光学顕微鏡で観察する。光学顕微鏡によって得られたミクロ組織写真を画像解析することによって、フェライト及び硬質組織の面積率を求めることができる。なお、ミクロ組織から求めた面積率は、体積率と同じである。
【００７３】
フェライトの粒径は、鋼板の特性に大きく影響する。フェライトの粒径が粗大であると、鋼板の強度が確保できないため、２０μｍを上限とする。この観点からは１５μｍ以下とすることが好ましく、１０μｍ以下とすることが更に好ましい。フェライトの粒径の下限は特に設けないが、１．０μｍ未満にすることはコストの増大を招き、更に延性を大きく損なう。生産性の観点から、フェライトの粒径は、１．５μｍ以上とすることが更に好ましい。
【００７４】
フェライトの粒径は、例えば、鋼板の任意の箇所を光学顕微鏡を用いて観察し、１０００μｍ2以上の範囲におけるフェライト粒の個数を測定し、平均円相当径を求めることで得られる。
【００７５】
また、フェライトは再結晶フェライト、変態フェライト及び未再結晶フェライトの総称である。なお、光学顕微鏡による組織観察では、再結晶フェライトと変態フェライトとの差異は明確ではなく、両者を区別することは困難である。フェライトに占める未再結晶フェライトの割合が高くなると、強度は上昇するが、延性が大きく劣化するため、これを２５％以下に制限する。この観点から、２０％以下とすることが好ましく、１０％以下とすることが更に好ましい。
【００７６】
未再結晶フェライトとそれ以外のフェライト、即ち再結晶フェライト及び変態フェライトとは、ＥＢＳＰの結晶方位測定データをＫＡＭ法で解析することで判別することができる。
【００７７】
未再結晶フェライトの粒内には、転位は回復しているものの、冷延時の塑性変形により生じた結晶方位の連続的な変化が存在する。一方、再結晶フェライト及び変態フェライトでは、フェライト粒内の結晶方位変化は極めて小さい。これは、再結晶及び変態により、隣接する結晶粒の結晶方位は大きく異なるものの、１つの結晶粒内では結晶方位がほとんど変化していないためである。
【００７８】
ＫＡＭ法では隣接したピクセル（測定点）との結晶方位差を定量的に示すことができる。したがって、本発明では隣接測定点との平均結晶方位差が１°以内且つ、平均結晶方位差が５°以上あるピクセル間を粒界と定義したときに、結晶粒径が０．５μｍ超である粒を未再結晶フェライト以外のフェライト、即ち再結晶フェライト及び変態フェライトと定義する。
【００７９】
ＥＢＳＰ測定は、０．５μｍ以下の測定間隔で、任意の板断面の板厚１／４厚の測定位置で１００００μｍ2以上の範囲において行えば良い。このＥＢＳＰ測定の結果、得られた測定点はピクセルとして出力される。ＥＢＳＰの結晶方位測定に供する試料は、機械研磨等によって鋼板を所定の板厚まで減厚し、次いで電解研磨等によって観察面近傍のひずみを除去すると同時に、板厚１／４面が測定面となるように作成する。
【００８０】
ＥＢＳＰの結晶方位測定に使用した試料をナイタールエッチし、ＥＢＳＰの測定と同一の視野の光学顕微鏡写真を同一の倍率で測定し、得られた組織写真を画像解析すると、フェライトに占める未再結晶フェライトの割合を求めることができる。
【００８１】
フェライトに含まれる微細なＴｉ系炭窒化物は、延性を大きく損ねることなくフェライトの強度を向上させる。Ｔｉ系炭窒化物の平均粒子径が大きいと十分な強化が得られないことから、上限を５０ｎｍとする。Ｔｉ系炭窒化物の平均粒子径の下限は特に規定しないが、１ｎｍ以下では強化量は飽和する。この炭化物は主にＴｉ及びＣからなるが、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｎなどの元素を含んでも構わない。具体的には、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、更には、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）と、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）、Ｖ（Ｃ，Ｎ）、Ｆｅ3Ｃ、Ｃｒ23Ｃ6、Ｃｒ2Ｎ、Ｍｏ2Ｃとの複合析出物が挙げられる。
【００８２】
Ｔｉ系炭窒化物の粒子径の測定方法は特に規定しないが、例えば、鋼板の任意の箇所から抽出レプリカ試料を作成し、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて１００００倍以上の倍率で観察し、対象となる炭窒化物の平均円相当径を求めることで得られる。また、Ｔｉ系炭窒化物は、ＴＥＭに付属するエネルギー分散型分光分析装置（ＥＤＳ）で、Ｔｉが検出された粒子である。
【００８３】
本発明において、焼鈍前の冷延鋼板の固溶Ｔｉ量が少ない場合、焼鈍後に十分な析出強化が得られず、強度が低下する。したがって、冷間圧延前の熱延鋼板の固溶Ｔｉ量が０．０１％以上であることが好ましく、０．０２％以上であることが更に好ましい。なお、鋼板における固溶Ｔｉ量は、抽出残渣法等の方法によって鋼板中の未固溶Ｔｉ量を測定し、添加Ｔｉ量から差引くことによって求められる。
【００８４】
次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。
【００８５】
本発明の冷延鋼板は、固溶Ｔｉを確保した熱延鋼板を冷間圧延し、焼鈍して製造される。冷間圧延前の素材は、常法で製造した熱延鋼板を熱処理するか、仕上温度、冷却速度、巻取温度を制御した熱間圧延によって製造する。
【００８６】
常法で製造した熱延鋼板を熱処理し、十分な固溶Ｔｉ量を有する鋼板を得るには、熱処理の加熱温度を１０５０℃以上にすることが必要である。これは、熱延鋼板に析出したＴｉの炭窒化物を十分に溶解させるためであり、好ましい加熱温度は１１００℃以上である。
【００８７】
熱処理温度に加熱後、水冷等の加速冷却を行う。Ｔｉ系炭窒化物の析出を抑制するには、加速冷却の冷却速度を１５℃／ｓ以上とすることが必要である。なお、冷却速度は、仕上圧延の完了後、加速冷却を開始し、鋼板の温度が５５０℃になるまでの平均冷却速度である。冷却速度は、２０℃／ｓ以上とすることが好ましく、２５℃／ｓ以上とすることが更に好ましい。
【００８８】
加速冷却の停止温度は、Ｔｉ系炭窒化物の析出を抑制するため、５５０℃以下とする。Ｔｉ系炭窒化物の析出を防止するには、加速冷却を４５０℃以下で停止することが好ましく、停止温度を３５０℃以下とすることが更に好ましい。
【００８９】
生産性の観点からは、上記の熱処理によるのではなく、熱間圧延工程において十分な固溶Ｔｉ量を有する鋼板を製造することが好ましい。この場合、鋼片を加熱し、熱間圧延した後、Ｔｉ系炭窒化物の析出を抑制するため、加速冷却して巻き取る。
【００９０】
熱間圧延に供する鋼片は、常法により溶製し、鋳造すればよい。この鋼片は、鋼塊を鍛造又は圧延したものでもよいが、生産性の観点から、連続鋳造により鋼片を製造することが好ましい。また、薄スラブキャスターなどで製造しても良い。通常、鋼片は、鋳造後冷却され、熱間圧延を行うために再度加熱される。
【００９１】
熱間圧延を行う際の加熱温度は、鋳造中に生成した粗大なＴｉ系炭窒化物を溶解させ、十分な固溶Ｔｉを確保するため、１１００℃以上とする。鋼片を、効率よく、均一に加熱するためには、加熱温度を１１５０℃以上とすることが好ましい。加熱温度の上限は、特に規定しないが、１３００℃超で加熱すると、鋼片の結晶粒径が粗大になり、加工性を損なうことがある。また、溶製した鋼を鋳造後、直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスを採用しても良い。
【００９２】
熱間圧延の仕上温度は、（Ａｅ3−３０）℃以上とする。Ａｅ3は、平衡状態での変態温度である。熱間圧延の仕上げ温度を、（Ａｅ3−３０）℃未満の温度にすると、圧延中又は圧延直後にフェライトが生成し、Ｔｉ系炭窒化物の析出が促進されて、十分な固溶Ｔｉが得られないためである。
【００９３】
熱間圧延の終了後、加速冷却を行う。加速冷却の冷却速度が小さい場合、冷却中にＴｉ系炭窒化物の析出が進行し、十分な固溶Ｔｉが得られない。したがって、冷却速度を１５℃／ｓ以上とする。固溶Ｔｉを確保するためには、冷却速度を２０℃／ｓ以上とすることが好ましく、２５℃／ｓ以上とすることが更に好ましい。
【００９４】
加速冷却後、熱延鋼板を巻き取る。熱間圧延後の巻取温度が高い場合、冷却中にＴｉ系炭窒化物の析出が進行し、十分な固溶Ｔｉが得られないため、巻取り温度の上限を５５０℃とする。この観点から、巻取り温度を４５０℃以下とすることが好ましく、３５０℃以下とすることが更に好ましい。
【００９５】
以上のように熱処理された熱延鋼板、あるいは制御された条件で熱間圧延され、冷却された熱延鋼板を冷間圧延し、焼鈍する。
【００９６】
冷間圧延の圧下率が小さいと、焼鈍中にフェライトの再結晶が十分に進まず、延性が大きく劣化する。したがって、冷延率の下限を４０％とする。冷延鋼板の結晶粒径を微細化するためには、冷延率は５０％以上であることが好ましく、６０％以上であることが更に好ましい。一方、冷延率の上限は特に規定しないが、生産性の観点から、９０％以下で行うことが好ましい。
【００９７】
本発明において、冷間圧延後の焼鈍は重要である。焼鈍は、加熱温度を制御するため、連続焼鈍設備によって行うことが好ましい。
【００９８】
焼鈍温度は、Ａｃ1変態点に対して低すぎると、オーステナイトが生成せず、再結晶フェライトの単相組織となる。したがって、加熱温度の下限は（Ａｃ1＋２０）℃超とする。一方、加熱温度が（Ａｃ3−２０）℃を超えると、オーステナイトが増加して、固溶したＣ及びＮの量が低下し、オーステナイトが不安定になる。その結果、冷却後に、変態フェライトが生成し、強度を確保することができなくなり、伸びフランジ性も劣化する。したがって、加熱温度の上限は（Ａｃ3−２０）℃以下とする。
【００９９】
焼鈍中の加熱速度は特に規定しないが、再結晶を進行するためには、焼鈍の加熱速度を１００℃／ｓ以下に低下させることが好ましい。再結晶を促進させ、未再結晶フェライトの面積率を減少させるためには、加熱速度を５０℃／ｓ以下とすることが好ましく、２０℃／ｓ以下が更に好ましい。一方、加熱速度が０．１℃／ｓ未満であると、Ｔｉ系炭窒化物が成長し、強度が低下することがあるため、加熱速度を０．１℃／ｓ以上とすることが好ましい。
【０１００】
また、焼鈍後の冷却速度が遅いとオーステナイトがパーライト、セメンタイトに変態し、硬質組織が得られない。したがって、パーライトやセメンタイトが生成しやすい、６５０℃から５００℃の間の平均冷却速度を３℃／ｓ以上とする。パーライト、セメンタイトの生成を抑制するには、５００〜６５０℃の間の冷却速度を５℃／ｓ以上にすることが好ましく、１０℃／ｓ以上とすることがさらに好ましい。一方、冷却速度を５００℃／ｓ超とするには、特殊な設備の導入などが必要となるため、５００℃／ｓを冷却速度の上限とすることが好ましい。焼鈍後の冷却速度は、水等、冷媒の吹付け、送風、ミスト等による強制冷却により、適宜制御すれば良い。
【０１０１】
焼鈍後、必要に応じて、溶融亜鉛めっき又は合金化溶融亜鉛めっきを施しても良い。亜鉛めっきの組成は、特に限定するものではなく、亜鉛のほか、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｎｉなどを、必要に応じて添加しても構わない。
【０１０２】
合金化処理は、溶融亜鉛めっきを施した後に、４５０〜６００℃の温度範囲で行うことが好ましい。これは、４５０℃未満では、合金化が十分に進行せず、また、６００℃超では過度に合金化が進行し、めっき層が脆化するため、プレス等の加工によってめっきが剥離するなどの問題を誘発するためである。合金化処理の時間は、５ｓ以上とする。５ｓ未満では、合金化が十分に進行しない。上限は、特に定めないが、生産効率の観点から１００ｓ以下とすることが好ましい。
【０１０３】
焼鈍後、必要に応じて酸洗を施しても良い。また、冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板には、インライン又はオフラインで、スキンパス圧延を施しても良い。スキンパス圧延の圧下率は、形状を強制するためには、０．１％以上とすることが好ましい。一方、スキンパスの圧下率が５．０％を超えると、加工性を損なうことがあるため、５．０％以下とすることが好ましい。
【０１０４】
更に、冷延鋼板及び各種めっき鋼板には、目的に応じて、有機皮膜、無機皮膜のコーティング、各種塗料による塗装などの表面処理を行うことができる。
【実施例１】
【０１０５】
表１に示す組成を有する鋼を溶製して鋼片を製造した。この鋼片から常法により製造した熱延鋼板を、表２に示す条件で再加熱後に５５０℃以下まで水冷し、冷間圧延及び連続焼鈍を施し、冷延鋼板を得た。
【０１０６】
表１の式１は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの各元素の含有量［質量％］によって計算した、下記（式１）の左辺の値である。
６Ｔｉ＋２５Ｎｂ＋３Ｍｏ＋３Ｖ≦１．０  ・・・（式１）
【０１０７】
表１の式２は、Ｃ、Ｎ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの各元素の含有量［質量％］によって計算した、下記（式２）の左辺の値である。
２０Ｃ＋１７．１Ｎ−５Ｔｉ−２．６Ｎｂ−２．５Ｍｏ−４．７Ｖ≧０．６
・・・（式２）
【０１０８】
また、表１の式３は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｗの各元素の含有量［質量％］によって計算した下記（式２）の左辺の値である。
８０−（２３０Ｃ＋２０Ｓｉ＋５５Ｍｎ−６５Ａｌ＋１２５Ｔｉ
＋１７６０Ｎｂ＋４８０Ｍｏ＋２１０Ｖ＋８００００Ｂ＋３５Ｃｒ
＋２５Ｎｉ＋２０Ｃｕ＋２５Ｗ）＜０  ・・・（式３）
なお、式１〜３は表４においても同様とする。
【０１０９】
表２における加熱温度［℃］は、鋼板の再加熱温度である。冷延率は冷間圧延開始前における板厚と同完了後の板厚との差を、冷間圧延開始前における板厚で除した値であり、百分率として示した。ＨＦ［℃］は連続焼鈍工程における最高加熱温度である。Ａｃ1［℃］およびＡｃ3［℃］は、熱膨張計を用い、１０［℃／ｓ］での加熱中の試験片の体積変化を測定することで求めた。ＣＲc［℃／ｓ］は焼鈍後の冷却における６５０℃から５００℃の間での平均冷却速度である。
【０１１０】
これらの鋼板のミクロ組織を光学顕微鏡で観察し、画像解析を行って、フェライトベイナイト、マルテンサイトの面積率を求め、フェライトの結晶粒径を測定した。フェライトに占める未再結晶フェライトの割合は、ＥＢＳＰ測定及びＫＡＭ法による解析を行って、光学顕微鏡組織写真から求めた。更に、レプリカ試料を作成し、ＴＥＭ観察を行い、Ｔｉ系炭窒化物の粒子径を測定した。
【０１１１】
また、得られた鋼板からＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に準拠した引張試験片を採取し、引張試験をＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して行い、引張強度を測定した。穴拡げ試験は日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ  Ｔ  １００１−１９９６記載の試験方法に準拠して評価した。
【０１１２】
表３に、鋼板のミクロ組織観察結果及び材質を示す。表３の、Ｖａ［％］はフェライトの面積率、Ｖｂ［％］およびＶｍ［％］はそれぞれベイナイトおよびマルテンサイトの占める面積率であり、硬質組織［％］はマルテンサイトおよびベイナイトの一方あるいは両方からなる硬質組織の占める面積率であり、ＶｂとＶｍの和である。Ｖotherは上記以外の組織が占める面積率であり、下記の（式４）により求めた。
Ｖother［％］＝１００−Ｖａ−Ｖｂ−Ｖｍ  ・・・（式４）
【０１１３】
未再結晶α［％］はフェライトに占める未再結晶フェライトの割合、ｄ（フェライト）［μｍ］はフェライト粒径であり、画像解析によって求めた円相当径を示した。ｄ（析出物）［ｎｍ］はＴｉ系炭窒化物の粒子径であり、ＴＥＭ写真を解析して得られた粒子の円相当径を示した。また、λ［％］は穴拡がり率である。
【０１１４】
表３から明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で冷間圧延及び焼鈍した場合には、優れた強度−延性バランスと優れた伸びフランジ性を両立していることが分かる。
【０１１５】
【表１】
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【０１１６】
【表２】
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【０１１７】
【表３】
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【実施例２】
【０１１８】
表１に記載の鋼片に加え、表４に示す組成を有する鋼を溶製して鋼片を製造した。表４の空欄は、元素を意図的に添加していないことを意味する。また、表１及び表４に示す鋼片を、表５及び６に示す条件で熱間圧延、冷間圧延及び連続焼鈍を施し、冷延鋼板を得た。鋼板のフェライト、ベイナイト、マルテンサイトの面積率、フェライトの結晶粒径、フェライトに占める未再結晶フェライトの割合、Ｔｉ系炭窒化物の粒子径の測定、引張試験及び穴拡げ試験は、実施例１と同様にして行った。
【０１１９】
表５及び６のＳＲＴ［℃］は熱間圧延前における鋼片の加熱温度である。また、ＦＴ［℃］は熱間圧延の仕上温度であり、圧延の最終パス後、即ち、仕上出側で測定した鋼板の温度である。ＣＲ［℃／ｓ］は仕上圧延完了後から鋼板温度が５５０℃に至るまでの平均冷却速度であり、ＣＴは巻取温度である。Ａｅ3［℃］は各鋼の組成から熱力学計算により求めた。表７及び８には、実施例１と同様にして評価した、鋼板のミクロ組織観察結果及び材質を示す。なお、表４〜８において、下線は、本発明の範囲外又は好ましい範囲外であることを意味する。
【０１２０】
【表４】
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【０１２１】
【表５】
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【０１２２】
【表６】
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【０１２３】
【表７】
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【０１２４】
【表８】
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【０１２５】
表７及び８から明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱間圧延、冷間圧延及び焼鈍した場合には、優れた強度−延性バランスと優れた伸びフランジ性を両立していることが分かる。
【０１２６】
一方、製造Ｎｏ．５５〜６１は、鋼組成が本発明の範囲外である鋼Ｎｏ．Ｔ〜Ｚを用いた比較例である。  製造Ｎｏ．５５は、Ｃ量が少ないため、フェライトの析出強化、硬質組織による強化が不十分になり、強度が低下した例である。製造Ｎｏ．５６はＴｉ量が少なく、フェライトの析出強化が不十分になり、伸びフランジ性が低下した例である。
【０１２７】
製造Ｎｏ．５７はＴｉ量が多いため、未再結晶フェライトの割合が高く、十分な延性が得られなかった例である。製造Ｎｏ．５８は（式２）を満たしておらず、硬質組織の強度が十分でなく、満足な強度−延性バランスが得られなかった例である。
【０１２８】
製造Ｎｏ．５９、６０はＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの総添加量が多く、（式１）を満足しない鋼を用いた例である。いずれも未再結晶フェライトの割合が高く、十分な延性が得られない。製造Ｎｏ．６１はＣ量が多く、フェライト以外の組織の割合が大きくなり、十分な延性および伸びフランジ性が得られなかった例である。
【０１２９】
製造Ｎｏ．７、１０、２９、４４は熱間圧延工程の条件が本発明の範囲外である比較例である。  製造Ｎｏ．４４は熱間圧延の加熱温度が低い例である。製造Ｎｏ．７は仕上温度が低い例である。製造Ｎｏ．２９は圧延完了から５５０℃以下までの冷却速度が遅く、製造Ｎｏ．１０は更に巻取温度が高い例である。いずれの例においても、Ｔｉ系炭窒化物が粗大になり、フェライトに析出強化が効かず、十分な伸びフランジ性が得られていない。
【０１３０】
製造Ｎｏ．１３は冷間圧延の圧下率が不足した比較例であり、未再結晶フェライトの割合が高く、十分な延性が得られない。製造Ｎｏ．２３は焼鈍温度が低いため、硬質組織が得られず、多数の粗大なセメンタイトが生成したために穴拡げ性が低下した例である。製造Ｎｏ．３６は焼鈍温度が高く、硬質組織が増加し、穴拡げ性が低下した例である。製造Ｎｏ．２６は焼鈍後の６５０℃から５５０℃にかけての冷却速度が低く、パーライトが増加し、穴拡げ性が低下した例である。
【実施例３】
【０１３１】
表１及び表４に示す鋼片を、表９に示す条件で再加熱、熱間圧延、冷間圧延、連続焼鈍及びめっきを施し、冷延鋼板を得た。表９において、めっきは付与しためっきの種類を示す。表１０は、鋼板におけるミクロ組織観察結果及び材質であり、実施例１及び２と同様にして評価した。
【０１３２】
【表９】
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【０１３３】
【表１０】
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【０１３４】
製造Ｎｏ．６２、６５、６７は溶融亜鉛めっきを施した例である。製造Ｎｏ．６３、６４、６６は合金化溶融亜鉛めっきを施した例である。表８より明らかなように、鋼組成、熱間圧延、冷間圧延及び焼鈍条件が本発明の範囲内であれば、焼鈍後にめっきを施すことにより、強度−延性バランス、更には伸びフランジ性に優れた高強度冷延めっき鋼板が得られる。
【図１】
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【図２】
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