(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ：０．０５〜０．３０％、
Ｓｉ：３．０％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．１〜５．０％、
Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０１〜１．０％、
Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）
を各々含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、
軟質第１相であるフェライトを面積率で２０〜５０％含み、
残部が硬質第２相である、焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイトからなる組織を有し、
前記フェライトの粒内に存在する、円相当直径０．０５μｍ以上０．３μｍ未満のセメンタイト粒子の分散状態が、前記フェライト１μｍ２当たり０．１５個超０．５０個以下である
ことを特徴とする強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板。
【請求項２】
成分組成が、更に、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％
を含むものである請求項１に記載の強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板。
【請求項３】
成分組成が、更に、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％の１種または２種以上
を含むものである請求項１または２に記載の強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板。
【請求項４】
成分組成が、更に、
Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
Ｌｉ：０．０００１〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％の１種または２種以上
を含むものである請求項１〜３のいずれか１項に記載の強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれか１項に示す成分組成を有する鋼材を、下記(1)〜(4)に示す各条件で、熱間圧延した後、冷間圧延し、その後、焼鈍し、さらに焼戻しすることを特徴とする強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板の製造方法。
(1) 熱間圧延条件
仕上げ圧延終了温度：Ａｒ３点以上
巻取温度：４５０〜６００℃
(2) 冷間圧延条件
冷間圧延率：２０〜５０％
(3) 焼鈍条件
室温〜６００℃の温度域を５．０℃／ｓ超１０．０℃／ｓ以下の第１加熱速度で、６００℃〜焼鈍温度の温度域を第１加熱速度の１／２以下の第２加熱速度で、それぞれ昇温し、Ａｃ１以上（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２未満の焼鈍温度にて、３６００ｓ以下の焼鈍保持時間だけ保持した後、焼鈍温度から、７３０℃以下５００℃以上の第１冷却終了温度までを１℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の第１冷却速度で徐冷した後、Ｍｓ点以下の第２冷却終了温度までを５０℃／ｓ以上の第２冷却速度で急冷する。
(4) 焼戻し条件
焼戻し温度：３００〜５００℃
焼戻し保持時間：３００℃〜焼戻し温度の温度範囲内に６０〜１２００ｓ
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本願発明は、自動車部品等に用いられる加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車の燃費改善、衝突安全性を両立させるため、構造部品の材料として引張強度５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板のニーズが高まってきており、その適用範囲が広がっている。しかし、高強度鋼板は軟鋼にくらべて降伏強度や引張強度、加工硬化指数などの機械的特性のばらつきが大きいため、プレス成形の際にスプリングバックの量が変化することでプレス成形品の寸法精度を確保することが困難となることや、強度がばらついてもプレス成形品の必要強度を確保すべく、鋼板の平均強度を高めに設定する必要があることからプレス金型の寿命が短くなるといった課題がある。
【０００３】
このような課題を解決すべく、高強度鋼板における機械的特性のばらつき抑制に関するさまざまな取り組みがなされてきている。高強度鋼板において上記のような機械的特性のばらつきが発生する原因は、化学成分の変動と製造条件の変動に求めることができ、機械的特性のばらつき低減方法として以下のような提案がなされている。
【０００４】
［従来技術１］
例えば、特許文献１には、Ａ＝Ｓｉ＋９×Ａｌで定義するＡが６．０≦Ａ≦２０．０を満たした、フェライトとマルテンサイトの二相組織鋼とし、この鋼板を製造するに際しては、再結晶焼鈍・焼戻処理を、Ａｃ１以上Ａｃ３以下の温度で１０ｓ以上保持し、５００〜７５０℃までを２０℃／ｓ以下の冷却速度で緩冷却し、その後、１００℃以下までを１００℃／ｓ以上の冷却速度で急冷し、３００〜５００℃で焼戻しを行うことで、鋼材のＡ３点を上昇させることにより、緩冷却終了時点の温度である急冷開始温度が変動したときの上記二相組織の安定性を高めて、機械的特性のばらつきを低減する方法が開示されている。
【０００５】
［従来技術２］
また、特許文献２には、予め鋼板の板厚、炭素含有量、リン含有量、焼入れ開始温度、焼入れ停止温度および焼入れ後の焼戻し温度と引張強度の関係を求めておき、対象鋼板の板厚、炭素含有量、リン含有量、焼入れ停止温度および焼入れ後の焼戻し温度を考慮して、目標引張強度に応じて焼入れ開始温度を算出し、求めた焼入れ開始温度で焼入れすることで、強度のばらつきを低減する方法が開示されている。
【０００６】
［従来技術３］
また、特許文献３には、３％以上の残留オーステナイトを含む組織を有する鋼板を製造するにあたり、熱延鋼板を冷間圧延した後の焼鈍処理において、８００℃超Ａｃ３点未満で３０秒〜５分間均熱した後、４５０〜５５０℃の温度範囲まで一次冷却を行い、次いで４５０〜４００℃までの一次冷却速度に比べて小さい冷却速度で二次冷却を行った後、さらに４５０〜４００℃で１分間以上保持することで、板幅方向における伸び特性のばらつきを改善する方法が開示されている。
【０００７】
上記従来技術１は、Ａｌの添加量を増やしてＡｃ３点を高めることによりＡｃ１〜Ａｃ３の２相温度域を拡大し、該２相温度域中における温度依存性を低減させたことで、焼鈍温度の変動による組織分率の変化を抑制することを特徴とするものである。これに対して、本願発明は、フェライト粒内に微細なセメンタイト粒子を相当数分散させて析出強化することで、フェライトの硬さを上昇させる一方、硬質第２相のＣ含有量を減少させてその硬さを低下させ、これにより各組織間の硬さの差異を小さくすることで、組織分率の変化による機械的特性の変動を抑制することを特徴とするものである。したがって、上記従来技術１は、本願発明の技術的思想を示唆するものではない。さらに、上記従来技術１は、Ａｌの添加量を増やす必要があることから、鋼板の製造コストが上昇する問題もある。
【０００８】
また、上記従来技術２は、化学成分の変化に応じて焼入れ温度を変更するので、強度のばらつきは低減できるとしても、組織分率がコイル間で変動するため、伸びや伸びフランジ性のばらつきは低減できない。
【０００９】
また、上記従来技術３は、伸びのばらつきの低減については言及されているものの、伸びフランジ性のばらつきの低減については示唆されていない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特開２００７−１３８２６２号公報
【特許文献２】特開２００３−２７７８３２号公報
【特許文献３】特開２０００−２１２６８４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
そこで本願発明の目的は、化学成分の調整による製造コストの上昇を来たすことなく、焼鈍条件の変動に影響されることのない、機械的特性（特に強度と延性）のばらつきの少ない高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
請求項１に記載の発明は、
質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ：０．０５〜０．３０％、
Ｓｉ：３．０％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．１〜５．０％、
Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０１〜１．０％、
Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）
を各々含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、
軟質第１相であるフェライトを面積率で２０〜５０％含み、
残部が硬質第２相である、焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイトからなる組織を有し、
前記フェライトの粒内に存在する、円相当直径０．０５μｍ以上０．３μｍ未満のセメンタイト粒子の分散状態が、前記フェライト１μｍ２当たり０．１５個超０．５０個以下である
ことを特徴とする強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板である。
【００１３】
請求項２に記載の発明は、
成分組成が、更に、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％
を含むものである請求項１に記載の強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板である。
【００１４】
請求項３に記載の発明は、
成分組成が、更に、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％の１種または２種以上
を含むものである請求項１または２に記載の強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板である。
【００１５】
請求項４に記載の発明は、
成分組成が、更に、
Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
Ｌｉ：０．０００１〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％の１種または２種以上
を含むものである請求項１〜３のいずれか１項に記載の強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板である。
【００１６】
請求項５に記載の発明は、
請求項１〜４のいずれか１項に示す成分組成を有する鋼材を、下記(1)〜(4)に示す各条件で、熱間圧延した後、冷間圧延し、その後、焼鈍し、さらに焼戻しすることを特徴とする強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板の製造方法である。
(1) 熱間圧延条件
仕上げ圧延終了温度：Ａｒ３点以上
巻取温度：４５０〜６００℃
(2) 冷間圧延条件
冷間圧延率：２０〜５０％
(3) 焼鈍条件
室温〜６００℃の温度域を５．０℃／ｓ超１０．０℃／ｓ以下の第１加熱速度で、６００℃〜焼鈍温度の温度域を第１加熱速度の１／２以下の第２加熱速度で、それぞれ昇温し、Ａｃ１以上（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２未満の焼鈍温度にて、３６００ｓ以下の焼鈍保持時間だけ保持した後、焼鈍温度から、７３０℃以下５００℃以上の第１冷却終了温度までを１℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の第１冷却速度で徐冷した後、Ｍｓ点以下の第２冷却終了温度までを５０℃／ｓ以上の第２冷却速度で急冷する。
(4) 焼戻し条件
焼戻し温度：３００〜５００℃
焼戻し保持時間：３００℃〜焼戻し温度の温度範囲内に６０〜１２００ｓ
【発明の効果】
【００１７】
本願発明によれば、軟質第１相であるフェライトと、硬質第２相である、焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイトからなる複相組織鋼において、フェライト粒内に微細なセメンタイト粒子を積極的に分散させて析出強化することで、フェライトの硬さを上昇させる一方、硬質第２相のＣ含有量を減少させてその硬さを低下させ、これにより各組織間の硬さの差異を小さくすることで、組織分率の変動による機械的特性の変動を抑制し、強度および延性のばらつきの少ない高強度鋼板を提供できるようになった。
【図面の簡単な説明】
【００１８】
【図１】実施例の熱処理パターンを模式的に示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
本願の発明者らは、上記課題を解決するために、軟質第１相であるフェライトと、硬質第２相である、焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイト（以下「焼戻しマルテンサイト等」と総称することもある。）からなる複相組織を有する高強度鋼板に着目し、その機械的特性（以下「特性」と略称することもある。）のばらつきを低減する方策を検討した。
【００２０】
特性のばらつきは、製造条件の変動によってフェライトと硬質第２相の分率が変動し、その結果硬質第２相の硬さが変化することに起因する。
【００２１】
そこで、このフェライトと硬質第２相の硬さの差異を低減すれば、組織分率が変動しても特性のばらつきが抑制できると考えた。そして、フェライトと硬質第２相の硬さの差異を低減するには、フェライトを析出強化する一方、焼戻しマルテンサイト等の強度を低下させることが有効であり、具体的には冷延後の熱処理条件、特に焼鈍条件を工夫することで実現できると考えた。
【００２２】
すなわち、冷延材の焼鈍に際して、まず、加熱の段階でフェライトを再結晶させ、セメンタイトを残存させる。加熱速度を所定範囲に制御することで、フェライトに上記残存したセメンタイトが取り込まれ、フェライト粒内に微細なセメンタイト粒子が相当数存在する組織が形成される。
【００２３】
次いで、Ａｃ１点〜焼鈍温度（２相温度域）で均熱するに際して上記セメンタイト粒子を溶解し過ぎないように、上記焼鈍温度は２相温度域の低めの温度とし、その後できるだけ早く室温付近まで急冷することで、上記加熱時に形成された、フェライト粒内に微細なセメンタイト粒子を相当数分散させた組織を維持できる。そして、焼鈍後の焼戻しを経てもフェライト中に相当数の微細なセメンタイトがそのまま残存するので、フェライトの硬さは上昇する。
【００２４】
一方で、上記フェライト粒内にセメンタイト粒子を相当数存在させることで、その反作用として、硬質第２相側は逆にＣが少なくなっているうえに、さらに焼戻し時に硬質第２相中のＣがセメンタイトとして析出したり、微細なセメンタイト粒子が粗大化したりするので、硬質第２相の硬さは低下する。
【００２５】
このようにして、析出強化されたフェライトと、一部のＣが抜けた硬質第２相との複合組織鋼となるため、両相の硬さの差異が小さくなり、組織全体が均一な強度分布となる。
【００２６】
さらに、このようにして得られた複合組織鋼は、次のような利点を有している。すなわち、フェライトの分率が高くなると、粒内にセメンタイトが存在するフェライトが増えるので、硬質第２相のＣが少なくなり、両相の硬さの差異がより小さくなる。逆に、フェライトの分率が低くなると、粒内にセメンタイトが存在するフェライトは減るものの、硬質第２相が増えて同相のＣは希薄化するので、やはり硬さの差異がより小さくなる。したがって、フェライトの分率が変化しても、特性の変動が小さくなる方向に作用することとなる。
【００２７】
そして、上記思考実験に基づき、後記［実施例］にて説明する実証試験を実施した結果、確証が得られたので、さらに検討を加え、本願発明を完成するに至った。
【００２８】
以下、まず本願の発明鋼板を特徴づける組織について説明する。
【００２９】
〔発明鋼板の組織〕
上述したとおり、発明鋼板は、軟質第１相であるフェライトと、硬質第２相である焼戻しマルテンサイト等からなる複相組織をベースとするものであるが、特に、フェライト粒子内のセメンタイト粒子のサイズと存在密度が制御されている点を特徴とする。
【００３０】
＜軟質第１相であるフェライト：面積率で２０〜５０％＞
フェライト−焼戻しマルテンサイト等の複相組織鋼では、変形は主として変形能の高いフェライトが受け持つ。そのため、フェライト−焼戻しマルテンサイト等の複相組織鋼の伸びは主としてフェライトの面積率で決定される。
【００３１】
目標とする伸びを確保するためには、フェライトの面積率は２０％以上（好ましくは２５％以上、さらに好ましくは３０％以上）が必要である。ただし、フェライトが過剰になると強度が確保できなくなるので、フェライトの面積率は５０％以下（好ましくは４５％以下、さらに好ましくは４０％以下）とする。
【００３２】
＜前記フェライトの粒内に存在する、円相当直径０．０５μｍ以上０．３μｍ未満のセメンタイト粒子の分散状態：該フェライト１μｍ２当たり０．１５個超０．５０個以下＞
フェライトの硬さを硬質第２相の硬さに近づけるため、フェライト中に微細なセメンタイト粒子を所定の存在密度（以下「数密度」ともいう。）で存在させる必要がある。
【００３３】
機械的特性のばらつきを所望範囲内に抑制するためには、円相当直径０．０５μｍ以上０．３μｍ未満の微細なセメンタイト粒子の存在密度は、フェライト１μｍ２当たり０．１５個超（好ましくは、０．２０個以上）が必要である。ただし、微細なセメンタイト粒子が多くなり過ぎると、延性が劣化するので、上記セメンタイト粒子の存在密度は、フェライト１μｍ２当たり０．５０個以下（好ましくは、０．４５個以下）に制限する。
【００３４】
ここで、微細なセメンタイト粒子のサイズ（円相当直径）について、その上限を０．３μｍとしたのは、セメンタイト粒子のサイズが０．３μｍを超えると、セメンタイト粒子間の間隔が広くなりすぎるため転位の移動を妨げることができず、析出強化に寄与できなくなるという理由であり、その下限を０．０５μｍとしたのはセメンタイト粒子のサイズが０．０５μｍよりも小さくなると、転位の移動によってセメンタイト粒子が切断されてしまうため十分に転位の移動を妨げることができず、やはり析出強化に寄与できなくなるという理由による。
【００３５】
以下、各相の面積率、ならびに、セメンタイト粒子のサイズおよびその存在密度の測定方法について説明する。
【００３６】
〔各相の面積率の測定方法〕
まず、各相の面積率については、各供試鋼板を鏡面研磨し、３％ナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、概略４０μｍ×３０μｍ領域５視野について倍率２０００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）像を観察し、点算法で１視野につき１００点の測定を行ってフェライトの面積を求めた。また、画像解析によってセメンタイトを含む領域を硬質第２相とし、残りの領域を、残留オーステナイト、マルテンサイト、および、残留オーステナイトとマルテンサイトの混合組織とした。そして、各領域の面積比率より各相の面積率を算出した。
【００３７】
〔セメンタイト粒子のサイズおよびその存在密度の測定方法〕
セメンタイト粒子のサイズおよびその存在密度については、各供試鋼板の抽出レプリカサンプルを作成し、６μｍ×４μｍの領域３視野について倍率２００００倍の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）像を観察し、画像のコントラストから白い部分をセメンタイト粒子と判別してマーキングし、画像解析ソフトにて、前記マーキングした各セメンタイト粒子の面積Ａから円相当直径Ｄ（Ｄ＝２×（Ａ／π）１／２）を算出するとともに、単位面積あたりに存在する所定のサイズのセメンタイト粒子の個数を求めた。なお、複数個のセメンタイト粒子が重なり合う部分は観察対象から除外した。
【００３８】
次に、本願の発明鋼板を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。
【００３９】
〔発明鋼板の成分組成〕
Ｃ：０．０５〜０．３０％
Ｃは、硬質第２相の面積率およびフェライト中に存在するセメンタイト量に影響し、強度、伸びおよび伸びフランジ性に影響する重要な元素である。０．０５％未満では強度が確保できなくなる。一方、０．３０％超では溶接性が劣化する。Ｃ含有量の範囲は、好ましくは０．１０〜０．２５％、さらに好ましくは０．１４〜０．２０％である。
【００４０】
Ｓｉ：３．０％以下（０％を含まない）
Ｓｉは、フェライトを固溶強化することで、硬質第２相との強度差を軽減でき、伸びと伸びフランジ性の両立に寄与する有用な元素である。３．０％超では加熱時におけるオーステナイトの形成を阻害するため、硬質第２相の面積率を確保できず、伸びフランジ性を確保できない。Ｓｉ含有量の範囲は、好ましくは０．５０〜２．５％、さらに好ましくは１．０〜２．２％である。
【００４１】
Ｍｎ：０．１〜５．０％
Ｍｎは、硬質第２相の変形能を高めることで、伸びと伸びフランジ性の両立に寄与する。また、焼入れ性を高めることで、硬質第２相が得られる製造条件の範囲を広げる効果もある。０．１％未満では上記効果が十分に発揮されないため、伸びと伸びフランジ性を両立できず、一方、５．０％超とすると逆変態温度が低くなりすぎ、再結晶ができなくなるため、強度と伸びのバランスが確保できなくなる。Ｍｎ含有量の範囲は、好ましくは０．５０〜２．５％、さらに好ましくは１．２〜２．２％である。
【００４２】
Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）
Ｐは不純物元素として不可避的に存在し、固溶強化により強度の上昇に寄与するが、旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界を脆化させることで伸びフランジ性を劣化させるので、０．１％以下とする。好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。
【００４３】
Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）
Ｓも不純物元素として不可避的に存在し、ＭｎＳ介在物を形成し、穴拡げ時に亀裂の起点となることで伸びフランジ性を低下させるので、０．０２％以下とする。好ましくは０．０１５％以下、さらに好ましくは０．０１０％以下である。
【００４４】
Ａｌ：０．０１〜１．０％
Ａｌは脱酸元素として添加され、介在物を微細化する効果を有する。また、フェライトを固溶強化させることで、硬質第２相との強度差を軽減する効果も有する。０．０１％未満では鋼中に固溶Ｎが残存するため、歪時効が起こり、伸びと伸びフランジ性を確保できず、一方、１．０％超では鋼中の介在物が破壊の起点となりやすく、伸びフランジ性を確保できなくなる。
【００４５】
Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）
Ｎも不純物元素として不可避的に存在し、Ｎは内部欠陥発生の原因となりやすく、伸びと伸びフランジ性を低下させるので、低い方が好ましく、０．０１％以下とする。
【００４６】
本願発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部が実質的に鉄及び不純物であるが、その他、本願発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。
【００４７】
Ｃｒ：０．０１〜１．０％
Ｃｒは、フェライトを固溶強化させることで、硬質第２相との強度差を軽減でき、伸びフランジ性を改善できる有用な元素である。０．０１％未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、１．０％を超える添加では粗大なＣｒ７Ｃ３が形成されるようになり、伸びフランジ性が劣化してしまう。
【００４８】
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％の１種または２種以上
これらの元素は、固溶強化により成形性を劣化させずに強度を改善するのに有用な元素である。各元素とも上記各下限値未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、各元素とも１．０％を超える添加ではコストが高くなりすぎる。
【００４９】
Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
Ｌｉ：０．０００１〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％の１種または２種以上
これらの元素は、介在物を微細化し、破壊の起点を減少させることで、伸びフランジ性を向上させるのに有用な元素である。各元素とも０．０００１％未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、各元素とも０．０１％を超える添加では逆に介在物が粗大化し、伸びフランジ性が低下する。
【００５０】
なお、ＲＥＭは、希土類元素、すなわち、周期律表の３Ａ属元素を指す。
【００５１】
次に、本願の発明鋼板を得るための好ましい製造方法を以下に説明する。
【００５２】
〔発明鋼板の好ましい製造方法〕
上記のような冷延鋼板を製造するには、まず、上記成分組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によりスラブとしてから熱間圧延を行う。熱間圧延条件としては、仕上げ圧延の終了温度をＡｒ３点以上に設定し、適宜冷却を行った後、４５０〜６００℃の範囲で巻き取る。熱間圧延終了後は酸洗してから冷間圧延を行うが、冷間圧延率（以下、「冷延率」ともいう。）は２０〜５０％の範囲とするのがよい。
【００５３】
そして、上記冷間圧延後、引き続き、焼鈍、さらには焼戻しを行う。
【００５４】
［焼鈍条件］
焼鈍条件としては、室温〜６００℃の温度域を５．０℃／ｓ超１０．０℃／ｓ以下の第１加熱速度で、６００℃〜焼鈍温度の温度域を第１加熱速度の１／２以下の第２加熱速度で、それぞれ昇温し、Ａｃ１以上（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２未満の焼鈍温度にて、３６００ｓ以下の焼鈍保持時間だけ保持した後、焼鈍温度から、７３０℃以下５００℃以上の第１冷却終了温度（徐冷終了温度）までを１℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の第１冷却速度（徐冷速度）で徐冷した後、Ｍｓ点以下の第２冷却終了温度（急冷終了温度）までを５０℃／以上の第２冷却速度（急冷速度）で急冷するのがよい。
【００５５】
＜室温〜６００℃の温度域を５．０℃／ｓ超１０．０℃／ｓ以下の第１加熱速度で昇温＞
冷延材の焼鈍に際して、まず、加熱の段階で所定の加熱速度にて加熱することで、フェライトを再結晶させ、相当数の微細なセメンタイトを残存させるためである。
【００５６】
上記作用を有効に発揮させるためには、第１加熱速度は５．０℃／ｓ超（より好ましくは６．０℃／ｓ以上）とするのがよい。ただし、第１加熱速度が低すぎるとセメンタイトが粗大になり、第１加熱速度が高すぎるとフェライト粒内に存在する微細なセメンタイトが不足し、特性のばらつきが十分に抑制できなくなるので、１０．０℃／ｓ以下（より好ましくは９．０℃／ｓ以下）とするのがよい。
【００５７】
＜６００℃〜焼鈍温度の温度域を第１加熱速度の１／２以下の第２加熱速度で昇温＞
次いで、Ａｃ１点〜焼鈍温度（２相温度域）で所定時間加熱保持して上記相当数の微細なセメンタイトの一部を溶解させて、微細なセメンタイトの数密度を適正にするためである。
【００５８】
上記作用を有効に発揮させるためには、第２加熱速度を第１加熱速度の１／２以下（より好ましくは１／３以下）とするのがよい。
【００５９】
＜Ａｃ１以上（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２未満の焼鈍温度にて、３６００ｓ以下の焼鈍保持時間だけ保持＞
焼鈍加熱時に面積率２０％以上の領域をオーステナイトに変態させることにより、その後の冷却時に十分な量の硬質第２相を変態生成させるためである。
【００６０】
焼鈍温度がＡｃ１未満では、オーステナイトに変態せず、一方、焼鈍温度が（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２以上になると、セメンタイトが全て溶解してしまい、その結果、焼戻しマルテンサイト等の硬さが高くなり、延性が劣化する。焼鈍温度のより好ましい上限は、（２ＡＣ１＋Ａｃ３）／３、特に好ましい上限は（３Ａｃ１＋Ａｃ３）／４である。
【００６１】
また、焼鈍保持時間が３６００ｓを超えると、生産性が極端に悪化するので好ましくない。焼鈍保持時間のより好ましい下限は６０ｓである。
【００６２】
＜７３０℃以下５００℃以上の第１冷却終了温度までを１℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の第１冷却速度で徐冷＞
面積率で２０〜５０％のフェライト組織を形成させることにより、伸びフランジ性を確保したまま伸びの改善が図れるためである。
【００６３】
５００℃未満の温度または１℃／ｓ未満の冷却速度ではフェライトが過剰に形成され、強度と伸びフランジ性が確保できなくなる。
【００６４】
＜Ｍｓ点以下の第２冷却終了温度までを５０℃／ｓ以上の第２冷却速度で急冷＞
冷却中にオーステナイトからフェライトが形成されることを抑制し、硬質第２相を得るためである。
【００６５】
Ｍｓ点より高い温度で急冷を終了させたり、冷却速度が５０℃／ｓ未満になると、オーステナイトが室温でも残留するようになり、伸びフランジ性が確保できなくなる。
【００６６】
［焼戻し条件］
焼戻し条件としては、上記焼鈍冷却後の温度から焼戻し温度：３００〜５００℃まで加熱し、３００℃〜焼戻し温度の温度範囲内に焼戻し保持時間：６０〜１２００ｓ滞在させた後、冷却すればよい。
【００６７】
上記焼鈍時にフェライト中に残存させた微細セメンタイト粒子を焼戻しを経てもフェライト中にそのまま残存させてフェライトの硬さを上昇させる一方、上記焼鈍時にフェライト中へのＣの濃化の反作用としてＣ含有量が低下した硬質第２相から、さらに焼戻しでＣをセメンタイトとして析出させたり、微細なセメンタイト粒子を粗大化させたりして硬質第２相の硬さを低下させるためである。
【００６８】
焼戻し温度が３００℃未満、あるいは、焼戻し時間が６０ｓ未満では、硬質第２相の軟質化が十分でなくなる。一方、焼戻し温度が５００℃超えると、硬質第２相が軟質化し過ぎて強度が確保できなくなる、もしくはセメンタイトが粗大化し過ぎて伸びフランジ性が劣化する。また、焼戻し時間が１２００ｓを超えると、生産性が低下するため好ましくない。
【００６９】
焼戻し温度のより好ましい範囲は３２０〜４８０℃であり、焼戻し保持時間のより好ましい範囲は１２０〜６００ｓである。
【実施例】
【００７０】
下記表１に示すように種々の成分の鋼を溶製し、厚さ１２０ｍｍのインゴットを作成した。これを熱間圧延で厚さ２５ｍｍにした後、再度、仕上げ圧延終了温度８００〜１０００℃、巻取温度４５０〜６００℃の条件で熱間圧延して厚さ３．２ｍｍとした。これを酸洗した後、厚さ１．６ｍｍに冷間圧延して供試材とし、表２〜４に示す条件（図１の熱処理パターン参照）にて熱処理を施した。
【００７１】
なお、表１中のＡｃ１およびＡｃ３は下記式１および式２を用いて求めた（幸田成康監訳，「レスリー鉄鋼材料学」，丸善株式会社，１９８５年，ｐ．２７３参照）。
【００７２】
式１：Ａｃ１（℃）＝７２３＋２９．１［Ｓｉ］−１０．７［Ｍｎ］＋１６．９［Ｃｒ］−１６．９［Ｎｉ］
式２：Ａｃ３（℃）＝９１０−２０３√［Ｃ］＋４４．７［Ｓｉ］＋３１．５［Ｍｏ］−１５．２［Ｎｉ］
ただし、［  ］は、各元素の含有量（質量％）を示す。
【００７３】
【表１】
0005639572.tif 000002
【００７４】
【表２】
0005639572.tif 000003
【００７５】
【表３】
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【００７６】
【表４】
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【００７７】
熱処理後の各鋼板について、上記［発明を実施するための形態］の項で説明した測定方法により、各相の面積率、ならびに、セメンタイト粒子のサイズおよびその存在密度を測定した。
【００７８】
また、上記熱処理後の各鋼板について、引張強度ＴＳ、伸びＥＬ、および伸びフランジ性λを測定することにより、各鋼板の特性を評価するとともに、熱処理条件の変化による特性のばらつきの度合いから各鋼板の特性の安定性を評価した。
【００７９】
具体的には、熱処理後の鋼板の特性は、ＴＳ≧９８０ＭＰａ、ＥＬ≧１３％、λ≧４０％の全てを満たすものを合格（○）とし、それ以外のものを不合格（×）とした。
【００８０】
また、熱処理後の鋼板の特性の安定性は、同一鋼種の供試材に対して、熱処理条件を実機の熱処理条件の最大変動範囲内で変化させて熱処理を行い、ＴＳの変化幅ΔＴＳ≦２００ＭＰａ、ＥＬの変化幅ΔＥＬ≦２％、λの変化幅Δλ≦２０％の全てを満たすものを合格（○）とし、それ以外のものを不合格（×）とした。
【００８１】
なお、引張強度ＴＳと伸びＥＬは、圧延方向と直角方向に長軸をとってＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に記載の５号試験片を作成し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に従って測定を行った。また、伸びフランジ性λは、鉄連規格ＪＦＳＴ１００１に則り、穴拡げ試験を実施して穴拡げ率の測定を行い、これを伸びフランジ性とした。
【００８２】
測定結果を表５〜７に示す。
【００８３】
これらの表より、鋼Ｎｏ．１、２、５、６、８〜１７、１９〜２４、２６〜３１、６７〜７１は、本願発明の要件を全て満たす発明鋼である。いずれの発明鋼も、機械的特性の絶対値に優れるのみならず、機械的特性のばらつきが抑制された均質な冷延鋼板が得られていることがわかる。
【００８４】
また、鋼Ｎｏ．３２〜３４、３６〜４９、５３、５６〜６０、６３、６５、６６も、本願発明の要件を全て満たしている。これらの鋼板は、機械的特性の絶対値に優れることは確認済みであるが、機械的特性のばらつきの評価については未実施である。しかしながら、機械的特性のばらつきも上記発明鋼と同じく合格レベルにあることが類推される。
【００８５】
これに対して、本願発明の要件のいずれかを満たさない比較鋼は、それぞれ以下のような不具合を有している。
【００８６】
鋼Ｎｏ．３、４は、Ｍｎが多すぎるため、セメンタイトが粗大化しやすく、推奨条件で熱処理してもセメンタイトが粗大なまま残存して、微細なセメンタイトの数密度（存在密度）が低下し、その結果、ＥＬ、λが合格基準に達していない。
【００８７】
一方、鋼Ｎｏ．１８は、Ｍｎが少なすぎるため、推奨条件で熱処理してもＴＳが合格基準に達していない。
【００８８】
また、鋼Ｎｏ．７は、Ｓｉが多すぎるため、Ｓｉによる固溶強化で延性が劣化し、その結果、ＥＬ、λが合格基準に達していない。
【００８９】
また、鋼Ｎｏ．２５は、Ｃが多すぎるため、フェライト分率が不足するとともに、セメンタイトが粗大化しやすく、推奨条件で熱処理してもセメンタイトが粗大なまま残存して、微細なセメンタイトの数密度が低下し、その結果、ＥＬ、λが合格基準に達していない。
【００９０】
一方、鋼Ｎｏ．３５は、Ｃが少なすぎるため、フェライト分率が過剰になり、推奨条件で熱処理してもＴＳが合格基準に達していない。
【００９１】
また、鋼Ｎｏ．５０は、焼鈍時の第２加熱速度／第１加熱速度の比が大きく、徐冷がなく、焼戻し温度が高いため、セメンタイトが十分に溶解せず、フェライト粒内の微細なセメンタイトの数密度が高くなりすぎている。焼戻し温度が高いので、ＥＬ、λは合格基準に達しているが、ＴＳが合格基準に達していない。
【００９２】
また、鋼Ｎｏ．５２は、焼鈍時の第２加熱速度／第１加熱速度の比が大きいため、セメンタイトが溶解せず、フェライト粒内の微細なセメンタイトの数密度が高くなりすぎ、その結果、λが合格基準に達していない。
【００９３】
また、鋼Ｎｏ．５５は、焼鈍温度が高いため、セメンタイトが全て溶解してしまい、フェライト粒内の微細なセメンタイトの数密度が低くなりすぎて、硬質第２相の硬さが高くなり、その結果、ＥＬ、λが合格基準に達していない。
【００９４】
また、鋼Ｎｏ．６１は、徐冷終了温度が高いため、フェライト分率が不足し、その結果、ＥＬ、λが合格基準に達していない。
【００９５】
また、鋼Ｎｏ．６２は、焼戻し温度が低いため、焼戻しマルテンサイト等の硬さが高くなり、その結果、ＥＬ、λが合格基準に達していない。
【００９６】
一方、鋼Ｎｏ．６４は、焼戻し温度が高いため、焼戻しマルテンサイト等の硬さが低くなりすぎ、その結果、ＴＳが合格基準に達していない。
【００９７】
鋼Ｎｏ．６７〜７１、７２〜７６は、フェライト分率を異ならせるよう徐冷終了温度を順次変化させたものである。フェライト粒内の微細なセメンタイトの数密度が適正な鋼Ｎｏ．６７〜７１は、特性を満足するとともに、そのばらつきも合格基準を満たしている。一方、上記セメンタイトの数密度が規定範囲を外れる鋼Ｎｏ．７２〜７６は、特性は満足するものの、そのばらつきは合格基準に達していない。
【００９８】
【表５】
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【００９９】
【表６】
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【０１００】
【表７】
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【図１】
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