(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０６％以上０．２５％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．０％以下、およびＡｌ：０．０１％以上２．０％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．２０％以下およびＮｂ：０．１０％以下の１種または２種を含有するとともに、下記式（１）および（２）を満足し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、かつ
体積％で、フェライト：７０％以上および残留オーステナイト：３％以上を含有し、残部がベイナイトおよび不可避的マルテンサイトからなり、前記フェライトの鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置における平均粒径Ｄα（μｍ）が３．０μｍ以下、前記残留オーステナイトの鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置における平均粒径Ｄγ（μｍ）が１．０μｍ以下であるとともに、下記式（３）および（４）を満足し、さらに、前記残留オーステナイトに占めるアスペクト比２以下の残留オーステナイトの割合が６０体積％以上である鋼組織を有することを特徴とする冷延鋼板。
０．８≦Ｓｉ＋Ａｌ≦３．０  ・・・・・・  （１）
０．００２≦Ｔｉ＋Ｎｂ≦０．２０  ・・・  （２）
１．５≦Ｄα／Ｄγ≦１５    ・・・・・・  （３）
３≦（Ｄα／Ｄγ）×（Ｄα＋Ｄγ）≦３０  ・・・  （４）
上記式中の各元素記号は当該元素の含有量（単位：質量％）を意味する。
【請求項２】
前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下およびＺｒ：０．１０％以下の１種または２種を含有する請求項１に記載の冷延鋼板。
【請求項３】
質量％で、Ｃ：０．０６％以上０．２５％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．０％以下、およびＡｌ：０．０１％以上２．０％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．２０％以下およびＮｂ：０．１０％以下の１種または２種を含有するとともに、式（１）および（２）を満足し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、室温における鋼中の固溶Ｔｉおよび固溶Ｎｂの合計含有量が０．００３質量％以上であり、フェライトの平均粒径が４μｍ以下である熱延鋼板に冷間圧延を施し、冷間圧延された鋼板を７００℃以上９５０℃以下の温度域に３０秒以上６００秒以下保持した後、６５０℃から５５０℃までの温度域における平均冷却速度を５℃／秒以上２００℃／秒以下として５００℃まで冷却し、３００℃以上５００℃以下の温度域に３０秒以上保持することを特徴とする請求項１に記載された冷延鋼板の製造方法。
【請求項４】
質量％で、Ｃ：０．０６％以上０．２５％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．０％以下、およびＡｌ：０．０１％以上２．０％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．２０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下の１種または２種、Ｃａ：０．０１％以下およびＺｒ：０．１０％以下の１種または２種を含有するとともに、式（１）および（２）を満足し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、室温における鋼中の固溶Ｔｉおよび固溶Ｎｂの合計含有量が０．００３質量％以上であり、フェライトの平均粒径が４μｍ以下である熱延鋼板に冷間圧延を施し、冷間圧延された鋼板を７００℃以上９５０℃以下の温度域に３０秒以上６００秒以下保持した後、６５０℃から５５０℃までの温度域における平均冷却速度を５℃／秒以上２００℃／秒以下として５００℃まで冷却し、３００℃以上５００℃以下の温度域に３０秒以上保持することを特徴とする請求項２に記載された冷延鋼板の製造方法。
【請求項５】
質量％で、Ｃ：０．０６％以上０．２５％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．０％以下、およびＡｌ：０．０１％以上２．０％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．２０％以下およびＮｂ：０．１０％以下の１種または２種を含有するとともに、式（１）および（２）を満足し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する鋼塊または鋼片を１１５０℃以上１３００℃以下の温度にし、これに８００℃以上で圧延を完了する熱間圧延を施し、熱間圧延完了から７２０℃までの冷却時間を０．７秒以内とする冷却を行った後、この冷却の完了後３０秒以内に６５０℃以下の温度域で巻取ることにより製造された熱延鋼板に冷間圧延を施し、冷間圧延された鋼板を７００℃以上９５０℃以下の温度域に３０秒以上６００秒以下保持した後、６５０℃から５５０℃までの温度域における平均冷却速度を５℃／秒以上２００℃／秒以下として５００℃まで冷却し、３００℃以上５００℃以下の温度域に３０秒以上保持することを特徴とする請求項１に記載された冷延鋼板の製造方法。
【請求項６】
質量％で、Ｃ：０．０６％以上０．２５％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．０％以下、およびＡｌ：０．０１％以上２．０％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．２０％以下およびＮｂ：０．１０％以下の１種または２種、Ｃａ：０．０１％以下およびＺｒ：０．１０％以下の１種または２種を含有するとともに、式（１）および（２）を満足し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する鋼塊または鋼片を１１５０℃以上１３００℃以下の温度にし、これに８００℃以上で圧延を完了する熱間圧延を施し、熱間圧延完了から７２０℃までの冷却時間を０．７秒以内とする冷却を行った後、この冷却の完了後３０秒以内に６５０℃以下の温度域で巻取ることにより製造された熱延鋼板に冷間圧延を施し、冷間圧延された鋼板を７００℃以上９５０℃以下の温度域に３０秒以上６００秒以下保持した後、６５０℃から５５０℃までの温度域における平均冷却速度を５℃／秒以上２００℃／秒以下として５００℃まで冷却し、３００℃以上５００℃以下の温度域に３０秒以上保持することを特徴とする請求項２に記載された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、冷延鋼板およびその製造方法に関する。より詳しくは、本発明は、自動車や産業機器の構造部材の素材として好適な、高強度でありながら加工性に優れた、微細な組織を有する冷延鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
車体の軽量化および衝突時の安全性向上を目的として、高張力鋼板の自動車部品への適用が進められている。自動車部品は、プレス加工等の成形加工によって所定の形状に加工されることが多い。したがって、複雑な形状の自動車部品への成形加工を可能にし、成形加工後の自動車部品について高い寸法精度を確保するには、単に高い強度を有するというだけでは足りず、優れた加工性を具備することが要求される。しかし、強度と加工性とは一般にトレードオフの関係にあり、強度を高めると延性等の加工性が低下する。このため、高い強度と優れた加工性とを両立させることは一般に困難である。
【０００３】
このような中で、高い強度を有するとともに優れた延性を有する鋼板として、いわゆる「残留オーステナイト」、すなわち、未変態のまま残留したオーステナイト、の変態誘起塑性（以下、「ＴＲＩＰ」ともいう）を利用した鋼板が知られている。
【０００４】
例えば、特開平４−３３３５２４号公報（特許文献１）には、重量％でＣ：０.０５〜０.１２％、Ｓｉ：０.５〜３.００％、Ｍｎ：０.５〜２.５０％を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼材を、冷延後Ａｃ1〜Ａｅ3変態温度の範囲に加熱し、その後１〜１０℃／ｓｅｃの冷却速度で５５０〜７００℃の範囲まで冷却し、引き続いて１０〜２００℃／ｓｅｃの冷却速度で２００〜４５０℃まで冷却した後、３００〜４５０℃の温度範囲で１５秒〜２０分保持し、室温まで冷却することにより、フェライトとベイナイトを主相とし、更に３〜１０％の体積分率の残留オーステナイトを含む高強度鋼板の製造方法が開示されている。
【０００５】
一方、鋼の強化には、固溶強化、析出強化、変態強化及び細粒化強化（結晶粒の微細化による強化）などが知られている。このうち、結晶粒の微細化は、添加元素に頼ることなく高強度化を可能にすることから、リサイクル性やコストの観点から注目されている強化手法である。しかし、フェライトの結晶粒径を微細化すると、一般に粒界強化によって強度が上昇する一方で、加工硬化が生じ難くなって塑性不安定性が発現し、結果として加工性が劣化するという問題点がある。
【０００６】
本発明者らはこれまで、結晶粒の微細化による強化を残留オーステナイトのＴＲＩＰ現象と組み合わせることで、高い強度と優れた延性とを両立させた「強度−延性バランス」に優れた鋼が製造できることを見出し、その組織形態と製造方法を特開２００６−３４８３５３号公報（特許文献２）および特開２００７−２３３３９号公報（特許文献３）に提案した。しかし、これらの公報に提案されている発明は熱延鋼板およびその製造方法に関するものであり、冷延鋼板において結晶粒の微細化と残留オーステナイトのＴＲＩＰ現象とを組み合わせる手法については解明できていなかった。
【０００７】
冷延鋼板において結晶粒の微細化と残留オーステナイトのＴＲＩＰ現象を組み合わせる手法については、例えば特開２００４−２０４３４１号公報（特許文献４）に、質量％で、Ｃ：０.０３〜０.１６％、Ｓｉ：０.２〜２.０％、Ｍｎ：１.０〜３.０％および／またはＮｉ：０.５〜３.０％、Ｔｉ：０.２％以下および／またはＮｂ：０.２％以下、Ａｌ：０.０１〜０.１％、Ｐ：０.１％以下、Ｓ：０.０２％以下およびＮ：０.００５％以下で、かつＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、ＴｉおよびＮｂが所定の式をそれぞれ満足する範囲において含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物という組成を有する鋼素材を、１２００℃以上に加熱したのち、熱間圧延し、次いで冷間圧延後、所定の式で求められる温度Ａ３℃以上、（Ａ３＋３０）℃以下で再結晶焼鈍を施し、酸洗後、所定の式で求められるＡ１℃以上、（Ａ１＋７０）℃以下の温度範囲で５〜３０秒の熱処理を施し、引き続き溶融亜鉛めっき処理、或いはさらに合金化処理を施す、溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法が開示されている。上記方法により、フェライトの平均結晶粒径が３.５μｍ以下で、かつ５ｖｏｌ％以上の残留オーステナイトを含有し、強度−延性バランスに優れた冷延鋼板が得られるとされている。
【０００８】
冷延鋼板において結晶粒の微細化と残留オーステナイトのＴＲＩＰ現象とを組み合わせる他の手法として、特開２００６−８３４０３号公報（特許文献５）には、Ｃ：０.０５〜０.３％、Ｓｉ：０.０１〜２.０％、Ｍｎ：１〜３％、Ｐ：０.００１〜０.０５％、Ｓ：０.０００１〜０.０１％、Ａｌ：０.１０％超〜２.０％、Ｎ：０.００１〜０.０１％を含有し、かつＳｉ／Ａｌ＝０.０１〜１０を満足し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる組成を有する冷延鋼板を、雰囲気ガスの露点：−５０℃〜０℃、雰囲気ガスの水素濃度：１.０〜１００％の条件下で、焼鈍温度：７００〜９００℃、保持時間：１０〜１０００秒として加熱後、冷却速度：５〜１５０℃／秒、冷却停止温度：３００〜５００℃として冷却を行い、次いで、熱処理温度：３００〜５００℃、熱処理時間：１００〜１４００秒として熱処理を行うことにより、平均結晶粒径１０μｍ以下のフェライト相を体積分率で４０〜９０％、残留オーステナイト相を体積分率で１.０〜２０％含み、残部が低温変態相である鋼組織を有し、かつ鋼板表面における最高Ｓｉ濃度／平均Ｓｉ濃度が１.１〜４.０である高強度冷延鋼板とその製造方法が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開平４−３３３５２４号公報
【特許文献２】特開２００６−３４８３５３号公報
【特許文献３】特開２００７−２３３３９号公報
【特許文献４】特開２００４−２０４３４１号公報
【特許文献５】特開２００６−８３４０３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
しかし、結晶粒の微細化と残留オーステナイトのＴＲＩＰ現象とを組み合わせた従来の冷延鋼板のうち、特許文献４に開示された冷延鋼板には次の問題が存在する。
１）ＳｉおよびＡｌは、セメンタイトの析出を抑制し、オーステナイトへの炭素濃化を促進する作用を有するので、低炭素鋼で残留オーステナイトを生成させるのに欠かせない重要な元素である。しかし、特許文献４に記載された冷延鋼板では、所定の式により求められるＡ３の値（鋼のＡｃ3変態点温度の予測値、以下では「Ａ３点」ともいう）が８６０（℃）以下であることを必須としているため、フェライト安定化元素であるＳｉの添加量が制限されたり、オーステナイト安定化元素を多量に添加する必要が生じたりする。例えば、実施例でのＳｉ含有量は最大で１.３０質量％であるが（鋼種Ｃ）、この鋼種では、Ｍｎを２.７質量％、Ｎｉを１.００質量％というように、オーステナイト安定化元素を著しく多量に添加することによりＡ３点を８６０℃以下にしている。また、Ａｌはオーステナイトへの炭素濃化を促進し、残留オーステナイト相を安定化させる効果がＳｉよりも高いので、この観点からはＳｉより有利な元素である。しかし、この特許文献ではＡｌ含有量は０.１質量％以下に制限されている。
【００１１】
２）ＭｎやＮｉはオーステナイト安定化元素であり、Ａ３点を低下させるのに有効な元素である。特許文献４では、(３)式によってＭｎとＮｉの合計含有量を１.３質量％以上と規定している。実施例におけるＭｎとＮｉの合計含有量は最小で１.３質量％であるが（鋼種Ｄ）、この鋼種では、Ｓｉ含有量が０.４０質量％と著しく低く制限されている。ＳｉとＡｌの合計含有量が０.８質量％以上である実施例として鋼種Ｃ、Ｅ、Ｍがあるが、その全てでＡ３点を８６０℃以下にするためにＭｎおよびＮｉの合計含有量を２.６質量％以上にしている。このように多量のオーステナイト安定化元素を含有すると、フェライトの生成が大きく抑制され、焼鈍中にフェライト主体の組織を得るのが困難になる。また、オーステナイトへの炭素濃化が遅延して、残留オーステナイト量が低下する。
【００１２】
３）焼鈍を二工程で行うため、生産性とコストの両面で問題がある。さらに、一回目の焼鈍では、Ａ３℃以上、（Ａ３＋３０）℃以下という非常に狭い範囲での温度制御が必須である。しかし、工業的生産過程においてはある程度の均熱温度の変動が生じるのが普通であるから、このような均熱温度の変動に起因する機械特性の著しい変動が危惧され、材質安定性の面で問題がある。
【００１３】
一方、上記特許文献５に開示された冷延鋼板では、実施例において最小で１.７μｍのフェライト平均粒径が達成されている。しかし、その細粒化機構は解明されておらず、細粒組織を実現するための条件が規定されていない。１２例の発明例のうち、半数の６例ではフェライト平均粒径は３μｍを超えており、フェライト平均粒径が３μｍ以下という細粒組織を確実に得ることはできない。
【００１４】
本発明の目的は、自動車や産業機器の構造部材として好適な、高強度でありがら加工性に優れた微細な組織を有する冷延鋼板と、その製造方法を提供することである。より具体的な本発明の目的は、Ｍｎ≦２.０質量％且つＳｉ＋Ａｌ≧０.８質量％の成分範囲で、フェライト平均粒径３.０μｍ以下の微細粒冷延鋼板を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
本発明者らは、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有させた鋼について、熱間圧延後の鋼中の固溶Ｔｉ量および固溶Ｎｂ量ならびに冷間圧延および焼鈍を施した後のフェライト粒径の関係について研究し、以下の新たな知見を得て、本発明を完成させた。
【００１６】
（ａ）鋼材の化学組成および熱間圧延条件を適正化することによって、熱延鋼板の段階におけるＴｉおよび／またはＮｂの析出を抑制し、一定量以上のＴｉおよび／またはＮｂを鋼中に過飽和固溶状態で存在させることができる。これらの過飽和の固溶Ｔｉおよび固溶Ｎｂは熱力学的に不安定であるので、析出の駆動力が大きい。そのため、冷間圧延以降の工程において、材料に歪みや熱が加わると、ＴｉＣやＮｂＣ等の析出物が鋼中に微細かつ均一に析出する。この微細かつ均一に析出した析出物のピン止め効果によって、焼鈍時のフェライトの粒成長が著しく抑制され、最終製品段階におけるフェライトは平均粒径が３.０μｍ以下に微細粒化される。
【００１７】
これに対し、熱延鋼板段階でＴｉおよびＮｂの析出が完了してしまうと、冷間圧延工程および焼鈍工程において析出物の粗大化と析出物の分布の不均一化が生じるため、十分なピン止め効果が得られず、フェライトの粒成長が容易に進行してしまい、微細粒組織は得られない。
【００１８】
（ｂ）熱力学的な平衡計算（例えばThermo-Calc）によると、ＴｉおよびＮｂの炭化物の析出は１０００℃以上の温度域で開始する。したがって、一般的な熱間圧延完了温度である８００〜９００℃の温度域では、含有させたＴｉおよびＮｂの大部分が析出していると理論的には推測される。
【００１９】
しかし、実際の連続熱間圧延ラインでは、鋼塊または鋼片を高温状態としてから熱間圧延を完了するまでの時間が短時間であるため、平衡析出状態には達しない。実際に９００℃で熱間圧延を完了した直後に水焼入れして金属組織を凍結した熱延鋼板について、Ｔｉおよび／またはＮｂの析出量を調査したところ、平衡計算で求められる析出量の半分以下しか析出しておらず、多量のＴｉおよび／またはＮｂが鋼中に過飽和固溶状態で存在していることが明らかとなった。そして、過飽和固溶したＴｉおよびＮｂは析出駆動力が高いため、熱間圧延後の冷却および巻取り過程で析出が生じるが、熱間圧延完了後、一定時間以内に７５０℃以下まで冷却し、さらに６５０℃以下で巻取ることで、その析出が大幅に抑制され、ＴｉおよびＮｂのかなりの部分を過飽和固溶状態で熱延鋼板中に存在させることが可能であることを見出した。
【００２０】
（ｃ）上記（ｂ）に記載した、過飽和固溶状態のＴｉおよびＮｂを含有する熱延鋼板を母材として冷延鋼板を製造すると、冷間圧延およびその後の焼鈍において特殊な処理を施さずとも、工業的生産に適用しうる製造条件により、細粒組織を有する冷延鋼板が得られる。特に焼鈍温度は、フェライト＋オーステナイトの二相域であれば、例えば９００℃であっても粒成長は抑制され、微細組織が得られるので、焼鈍温度の変動による鋼組織の粒径変化は非常に小さくなる。但し、焼鈍温度がＡ３温度以上になると、直ちに粒成長が加速度的に進行し、細粒組織は得られない。
【００２１】
以上の知見に基づいて完成した本発明は、次の通りである。
(１)質量％で、Ｃ：０.０６％以上０.２５％以下、Ｓｉ：０.０１％以上２.０％以下、Ｍｎ：０.５％以上２.０％以下、およびＡｌ：０.０１％以上２.０％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０.２０％以下およびＮｂ：０.１０％以下の１種または２種を含有するとともに、下記式(１)および(２)を満足し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、かつ
体積％で、フェライト：７０％以上および残留オーステナイト：３％以上を含有し、残部がベイナイトおよび不可避的マルテンサイトからなり、前記フェライトの鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置における平均粒径Ｄα（μｍ）が３.０μｍ以下、前記残留オーステナイトの鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置における平均粒径Ｄγ（μｍ）が１.０μｍ以下であるとともに、下記式(３)および(４)を満足し、さらに、前記残留オーステナイトに占めるアスペクト比２以下の残留オーステナイトの割合が６０体積％以上である鋼組織を有することを特徴とする冷延鋼板。
【００２２】
０.８≦Ｓｉ＋Ａｌ≦３.０  ・・・・・・  (１)
０.００２≦Ｔｉ＋Ｎｂ≦０.２０  ・・・  (２)
１.５≦Ｄα／Ｄγ≦１５   ・・・・・・  (３)
３≦（Ｄα／Ｄγ）×(Ｄα＋Ｄγ)≦３０  ・・・  (４)
上記式中の各元素記号は当該元素の含有量（単位：質量％）を意味する。
【００２３】
（２）前記化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下およびＺｒ：０．１０％以下の１種または２種を含有していてもよい。
【００２４】
（３）質量％で、Ｃ：０．０６％以上０．２５％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．０％以下、およびＡｌ：０．０１％以上２．０％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．２０％以下およびＮｂ：０．１０％以下の１種または２種を含有するとともに、式（１）および（２）を満足し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、室温における鋼中の固溶Ｔｉおよび固溶Ｎｂの合計含有量が０．００３質量％以上であり、フェライトの平均粒径が４μｍ以下である熱延鋼板に冷間圧延を施し、冷間圧延された鋼板を７００℃以上９５０℃以下の温度域に３０秒以上６００秒以下保持した後、６５０℃から５５０℃までの温度域における平均冷却速度を５℃／秒以上２００℃／秒以下として５００℃まで冷却し、３００℃以上５００℃以下の温度域に３０秒以上保持することを特徴とする（１）項に記載された冷延鋼板の製造方法。
（４）質量％で、Ｃ：０．０６％以上０．２５％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．０％以下、およびＡｌ：０．０１％以上２．０％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．２０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下の１種または２種、Ｃａ：０．０１％以下およびＺｒ：０．１０％以下の１種または２種を含有するとともに、式（１）および（２）を満足し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、室温における鋼中の固溶Ｔｉおよび固溶Ｎｂの合計含有量が０．００３質量％以上であり、フェライトの平均粒径が４μｍ以下である熱延鋼板に冷間圧延を施し、冷間圧延された鋼板を７００℃以上９５０℃以下の温度域に３０秒以上６００秒以下保持した後、６５０℃から５５０℃までの温度域における平均冷却速度を５℃／秒以上２００℃／秒以下として５００℃まで冷却し、３００℃以上５００℃以下の温度域に３０秒以上保持することを特徴とする（２）項に記載された冷延鋼板の製造方法。
【００２５】
（５）質量％で、Ｃ：０．０６％以上０．２５％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．０％以下、およびＡｌ：０．０１％以上２．０％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．２０％以下およびＮｂ：０．１０％以下の１種または２種を含有するとともに、式（１）および（２）を満足し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する鋼塊または鋼片を１１５０℃以上１３００℃以下の温度にし、これに８００℃以上で圧延を完了する熱間圧延を施し、熱間圧延完了から７２０℃までの冷却時間を０．７秒以内とする冷却を行った後、この冷却の完了後３０秒以内に６５０℃以下の温度域で巻取ることにより製造された熱延鋼板に冷間圧延を施し、冷間圧延された鋼板を７００℃以上９５０℃以下の温度域に３０秒以上６００秒以下保持した後、６５０℃から５５０℃までの温度域における平均冷却速度を５℃／秒以上２００℃／秒以下として５００℃まで冷却し、３００℃以上５００℃以下の温度域に３０秒以上保持することを特徴とする（１）項に記載された冷延鋼板の製造方法。
【００２６】
（６）質量％で、Ｃ：０．０６％以上０．２５％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．０％以下、およびＡｌ：０．０１％以上２．０％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．２０％以下およびＮｂ：０．１０％以下の１種または２種、Ｃａ：０．０１％以下およびＺｒ：０．１０％以下の１種または２種を含有するとともに、式（１）および（２）を満足し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する鋼塊または鋼片を１１５０℃以上１３００℃以下の温度にし、これに８００℃以上で圧延を完了する熱間圧延を施し、熱間圧延完了から７２０℃までの冷却時間を０．７秒以内とする冷却を行った後、この冷却の完了後３０秒以内に６５０℃以下の温度域で巻取ることにより製造された熱延鋼板に冷間圧延を施し、冷間圧延された鋼板を７００℃以上９５０℃以下の温度域に３０秒以上６００秒以下保持した後、６５０℃から５５０℃までの温度域における平均冷却速度を５℃／秒以上２００℃／秒以下として５００℃まで冷却し、３００℃以上５００℃以下の温度域に３０秒以上保持することを特徴とする（２）項に記載された冷延鋼板の製造方法。
【００２７】
本発明において、「フェライト平均粒径Ｄα」は、板厚方向断面における鋼板表面から板厚の１／４深さ位置を観察し、切片法により求めたフェライト粒径を１.１２８倍（＝２／√π）した値（即ち、円相当径）である。「残留オーステナイト平均粒径Ｄγ」も、上記位置を観察して求めたものであるが、その測定は電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＰ）により評価し、アスペクト比の大きなフィルム状の結晶粒とアスペクト比の小さな粒状の結晶粒とが存在することから、粒径は円相当径ではなく、短径（例えばフィルム状結晶粒であれば、フィルム厚み）とする。
【発明の効果】
【００２８】
本発明により、自動車や産業機器の構造部材として好適な、高強度でありながら加工性に優れた、微細な組織を有する冷延鋼板の製造方法が確立され、このような冷延鋼板を確実に工業的に製造することが可能となる。
【発明を実施するための形態】
【００２９】
本発明に係る冷延鋼板およびその製造方法について以下に説明する。以下の説明において、化学組成を示す「％」は「質量％」を、鋼組織を示す「％」は「体積％」をそれぞれ意味する。
【００３０】
（Ａ）鋼の化学組成
Ｃ：０.０６％以上、０.２５％以下
Ｃは、オーステナイト中に濃化して、オーステナイトを安定化する作用を有するため、オーステナイトを室温まで残留させるために必須の元素である。Ｃ含有量が０.０６％未満では、残留オーステナイトが十分な量に達せず、所望の機械的特性が得られない場合がある。したがって、Ｃ含有量は０.０６％以上であり、好ましくは０.１０％以上である。一方、Ｃ含有量が０.２５％を超えると、パーライト生成が促進されて、目的とする残留オーステナイトを確保することが困難になったり、冷延鋼板の溶接性が著しく劣化したりする。したがって、Ｃ含有量を０.２５％以下とする。好ましくは０.２０％以下である。
【００３１】
Ｓｉ：０.０１％以上、２.０％以下
Ｓｉは、フェライトの生成を促進し、さらにオーステナイトからのセメンタイトの析出を遅延させることにより、残留オーステナイト相の生成を促進する作用を有する重要な元素である。また、溶鋼を脱酸する作用やフェライト相を固溶強化する作用も有する。Ｓｉ含有量が０.０１％未満では、これらの作用による効果を十分得ることが困難となる。したがって、Ｓｉ含有量は０.０１％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が２.０％を超えると、延性や溶接性の劣化を招くと共に、Ａ３点の著しい上昇を招いて安定した熱間圧延を困難にする場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は２.０％以下とする。
【００３２】
Ｍｎ：０.５％以上、２.０％以下
Ｍｎは、フェライト相を固溶強化すると共に、オーステナイトを安定化させて残留オーステナイト相の生成を促進する作用を果たす重要な元素である。Ｍｎ含有量が０.５％未満では、上記作用による効果を十分に得ることができない場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は０.５％以上とし、好ましくは０.８％以上である。一方、Ｍｎ含有量が２.０％を超えると、過度にオーステナイトが安定化され、焼鈍中にフェライト主体の組織を得るのが困難になると共に、オーステナイトへの炭素濃化が遅延し、残留オーステナイト量が低下する場合がある。したがって、Ｍｎ含有量を２.０％以上とする。好ましくは１.８％以下である。
【００３３】
Ａｌ：０.０１％以上、２.０％以下
Ａｌは、フェライトの生成を促進し、さらにオーステナイトからのセメンタイトの析出を遅らせることにより、残留オーステナイト相の生成を促進する作用を示す重要な元素である。また、溶鋼を脱酸する作用を有する。Ａｌ含有量が０.０１％未満では、これらの作用による効果を十分に得ることが困難となる。したがって、Ａｌ含有量は０.０１％以上とする。一方、Ａｌ含有量が２.０％を超えると、Ｓｉと同様にＡ３点の著しい上昇を招いて、安定した熱間圧延を困難にする場合がある。したがって、Ａｌ含有量は２.０％以下とする。
【００３４】
０.８≦Ｓｉ＋Ａｌ≦３.０
ＳｉとＡｌの合計含有量が０.８％未満では、残留オーステナイト相の安定性や体積率が不充分となり、所望の機械的特性が得られない場合がある。したがって、残留オーステナイト相の生成を促進するため、ＳｉとＡｌの合計含有量を０.８％以上とする。この量は好ましくは１.０％以上、さらに好ましくは１.２％以上である。一方、ＳｉとＡｌの合計含有量が３.０％を超えると、冷延鋼板の溶接性や表面性状の劣化が著しくなる。したがって、ＳｉとＡｌの合計含有量は３.０％以下とする。好ましくは２.５％以下、さらに好ましくは２.０％以下である。
【００３５】
Ｔｉ：０.２０％以下および／またはＮｂ：０.１０％以下、且つ
０.００２≦Ｔｉ＋Ｎｂ≦０.２０
ＴｉおよびＮｂは、本発明において重要な元素である。ＴｉおよびＮｂの１種または２種を含有することにより、冷間圧延後の焼鈍時において微細炭化物を形成し、フェライトが微細粒化する。また、鋼組織の微細粒化による強化と共に、析出強化によっても高強度化に寄与する。ＴｉとＮｂの合計含有量が０.００２％未満では上記作用効果を十分に得ることが困難となる。したがって、ＴｉおよびＮｂの合計含有量は０.００２％以上とする。この合計含有量は好ましくは０.００５％以上、さらに好ましくは０.００８％以上である。
【００３６】
一方、ＴｉとＮｂの合計含有量が０.２０％超になると、上記作用による効果は飽和してしまい、コストが嵩む。また、鋼中の析出物が粗大化するため、冷延鋼板の加工性も劣化する。したがって、ＴｉとＮｂの合計含有量は０.２０％以下とする。この合計含有量は好ましくは０.１５％以下、さらに好ましくは０.１０％以下である。
【００３７】
各々の元素についても、Ｔｉは０.２０％超、Ｎｂは０.１０％超を含有させても、上記作用による効果が飽和し、コストが嵩むばかりである。また、鋼中の析出物が粗大化するため、冷延鋼板の加工性も劣化する。さらに、炭化物の析出に多量のＣが消費されるため、残留オーステナイトの量が減少し、所定の残留オーステナイトの量を確保できなくなる場合がある。したがって、ＴｉおよびＮｂのそれぞれの含有量は、Ｔｉは０.２０％以下、Ｎｂは０.１０％以下とする。好ましくは、Ｔｉは０.１５％以下、Ｎｂは０.０８％以下であり、より好ましくは、Ｔｉは０.１０％以下、Ｎｂは０.０５％以下である。
【００３８】
残部はＦｅと不純物である。不純物中のＳ、Ｐ、Ｎは下記のように規制するのが望ましい。
Ｓ：Ｓは硫化物系介在物を形成して加工性を低下させる不純物元素である。このため、Ｓ含有量は０.０５％以下とすることが好ましい。一段と優れた加工性を確保しようする場合には、Ｓ含有量を０.００８％以下とすることが好ましく、さらに好ましくは０.００３％以下である。
【００３９】
Ｐ：Ｐは靱性や延性に悪影響を及ぼす不純物元素である。このため、Ｐ含有量は０.０５％以下とすることが好ましく、さらに好ましくは０.０２％以下である。
Ｎ：Ｎは加工性を低下させる不純物元素である。このため、Ｎ含有量は０.０１％以下とすることが好ましく、さらに好ましくは０.００６％以下である。
【００４０】
なお、本発明に係る冷延鋼板には、上記の成分元素に加え、以下に述べる元素を必要に応じて含有させてもよい。
Ｃａ：０.０１％以下および／またはＺｒ：０.１０％以下
ＣａおよびＺｒは、いずれも介在物の形状を調整して冷間加工性を高める作用を有する。したがって、ＣａおよびＺｒの１種または２種を含有させてもよい。しかし、Ｃａについては０.０１％を超えて含有させると、Ｚｒについては０.１０％を超えて含有させると、鋼中の介在物が過剰となり、却って加工性の低下を招く。したがって、ＣａおよびＺｒのそれぞれの含有量は、Ｃａは０.０１％以下、Ｚｒは０.１０％以下とする。好ましくは、Ｃａが０.００５％以下、Ｚｒが０.０５％以下である。なお、ＣａおよびＺｒはいずれか１種のみ含有させてもよいし、２種を複合で含有させてもよい。上記作用による効果をより確実に得るには、０.０００２％以上のＣａおよび０.００２％以上のＺｒの少なくとも１種を含有させることが好ましい。０.００５％以上のＣａおよび０.０１％以上のＺｒの少なくとも１種を含有させることがより好ましい。
【００４１】
（Ｂ）冷延鋼板の組織
本発明に係る冷延鋼板の組織は、フェライト：７０％以上および残留オーステナイト：３％以上を含有し、残部がベイナイトおよび不可避的マルテンサイトからなるとともに、前記フェライトの平均粒径が３.０μｍ以下、前記残留オーステナイトの平均粒径が１.０μｍ以下であり、さらに、前記残留オーステナイトに占めるアスペクト比２以下の残留オーステナイトの割合が６０体積％以上であることで特徴づけられる。
【００４２】
フェライトは炭素固溶量が小さいため、その割合を増すことでオーステナイト中への炭素濃化を促進し、鋼組織に占める残留オーステナイトの割合を増すことができる。フェライトの体積率が７０％未満では、オーステナイト中への炭素濃化が不十分となり、３％以上の残留オーステナイトを確保できない場合がある。したがって、フェライトの体積率を７０％以上とするが、この体積率は好ましくは８０％以上であり、さらに好ましくは８５％以上である。
【００４３】
残留オーステナイトは、ＴＲＩＰにより延性を向上させる作用を有する。残留オーステナイトが３％未満では、ＴＲＩＰによる延性向上作用が十分に得られず、目的とする延性を確保することができない場合がある。したがって、残留オーステナイトを３％以上とする。残留オーステナイトの体積率が多いほど延性が向上するので、その上限は特に設けないが、本発明のＣ含有量で得られる残留オーステナイト体積率の上限はおよそ３０％である。
【００４４】
フェライトの平均粒径が３.０μｍ超では、十分な細粒化強化が得られない。したがって、フェライトの平均粒径は３.０μｍ以下とするが、好ましくは２.５μｍ以下、より好ましくは２.０μｍ以下である。フェライトは細粒であるほど好ましいので、フェライトの平均粒径の下限は特に規定する必要はない。
【００４５】
残留オーステナイトは、その平均粒径が１.０μｍ超になると、ＴＲＩＰ現象で生じる硬質な加工誘起マルテンサイトが破壊起点となり、冷延鋼板の加工性が劣化する。したがって、残留オーステナイトの平均粒径は１.０μｍ以下とする。
【００４６】
残留オーステナイト全体に占めるアスペクト比２以下の残留オーステナイトの割合は６０体積％以上とする。この割合が６０体積％未満では、冷延鋼板の機械的特性の異方性が大きくなるとともに、穴拡げ性が劣化する。アスペクト比２以下のオーステナイトとは、一般には前述した粒状のオーステナイトを意味する。前述したフィルム状のオーステナイトは一般にアスペクト比が２を大きく超える。
【００４７】
残部組織は基本的にベイナイトとする。不可避的にマルテンサイトが混入する場合もあるが、その体積率が５％以下ならば実害がない。
さらに優れた機械特性を得るために、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライト平均粒径Ｄα（μｍ）と残留オーステナイト平均粒径Ｄγ（μｍ）とを下記の式(３)および式(４)を満足させる。
【００４８】
１.５≦Ｄα／Ｄγ≦１５  ・・・  (３)
３≦（Ｄα／Ｄγ)×(Ｄα＋Ｄγ）≦３０  ・・・  (４)
上記式(３)および(４)はフェライトと残留オーステナイトそれぞれの平均粒径の関係を規定するものであり、この範囲を満足する場合には一層大きなＴＲＩＰ効果が得ることができる。
【００４９】
（Ｃ）高張力冷延鋼板の母材となる熱延鋼板とその製造方法
冷間圧延の母材となる熱延鋼板の組織制御は、本発明に係る前述した組織を有する冷延鋼板を得るための重要な因子である。その組織形態と製造方法について以下に説明する。
【００５０】
（熱延鋼板中の固溶Ｔｉ、Ｎｂ量）
熱延鋼板に含有される固溶Ｔｉおよび固溶Ｎｂは、冷間圧延および焼鈍を施した後の冷延鋼板において微細なフェライト粒を生成させ、細粒化強化を達成するのに必要である。室温における熱延鋼板中の固溶Ｔｉと固溶Ｎｂの合計含有量が０.００３質量％未満では、十分な細粒化強化は得られない。したがって、室温における熱延鋼板中の固溶Ｔｉおよび固溶Ｎｂの合計含有量は０.００３質量％以上とする。この含有量は好ましくは０.０１％以上、さらに好ましくは０.０２％以上である。室温における熱延鋼板中の固溶Ｔｉと固溶Ｎｂの合計含有量が多いほど冷延鋼板の鋼組織が微細粒化されるので、室温における熱延鋼板中の固溶Ｔｉと固溶Ｎｂの合計含有量の上限は特に規定しない。したがって、この固溶Ｔｉと固溶Ｎｂの合計含有量は、鋼組成におけるＴｉおよびＮｂの合計含有量に等しくても構わないが、熱間圧延工程でＴｉとＮｂの一部は析出するため、実際にはＴｉおよびＮｂの合計含有量よりも少なくなる。
【００５１】
（熱延鋼板のフェライト平均粒径：４μｍ以下）
熱延鋼板のフェライト粒を微細粒化することは、冷間圧延および焼鈍を施した後においてより微細な鋼組織を得るのに望ましい。冷間圧延後の焼鈍工程においてフェライトの再結晶核生成サイトとなる粒界面が熱延鋼板の微細粒化によって増加するからである。そのため熱延鋼板のフェライト平均粒径は４μｍ以下であることが望ましい。
【００５２】
（熱間圧延に供する鋼塊または鋼片の温度：１１５０℃以上、１３００℃以下）
熱間圧延に供する鋼塊または鋼片の温度は１１５０℃以上、１３００℃以下とする。前記温度が１１５０℃未満では、ＴｉやＮｂを固溶状態とすることが不十分となって、熱間圧延後において十分な固溶Ｔｉや固溶Ｎｂを確保することができず、冷間圧延および焼鈍を施した後において微細粒組織を得ることができない。したがって、熱間圧延に供する鋼塊または鋼片の温度は１１５０℃以上とする。一方、熱間圧延に供する鋼塊または鋼片の温度が１３００℃超では、スケールロスによる歩留りの低下が著しくなる。したがって、熱間圧延に供する鋼塊または鋼片の温度は１３００℃以下とする。なお、熱間圧延は、連続鋳造された鋼塊や分塊圧延された鋼片を、常温まで冷却させずに温片のまま加熱炉に装入して加熱した後に圧延する直送圧延、わずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直接圧延、一旦鋼素材を常温まで冷却した後に再加熱してから圧延することのいずれによってもよい。
【００５３】
（熱間圧延完了温度：８００℃以上）
熱間圧延の圧延完了温度は、８００℃以上とする。熱間圧延完了温度が８００℃未満では、鋼中のＴｉおよびＮｂの大部分が炭化物として析出してしまい、熱延鋼板段階において所定量の固溶Ｔｉおよび固溶Ｎｂを確保することができない。したがって、熱間圧延完了温度は８００℃以上とする。熱間圧延完了温度の上限は特に規定する必要はないが、熱間圧延に供する鋼塊または鋼片の温度を上記温度とした場合には通常１１００℃以下となる。
【００５４】
(熱間圧延完了後の冷却条件：熱間圧延完了から７５０℃までの冷却時間が１０秒以内)
熱間圧延完了から７５０℃までの冷却時間は１０秒以内とする。熱間圧延完了から７５０℃までの冷却時間が１０秒を超える条件で冷却すると、鋼中のＴｉおよびＮｂの大部分が熱延鋼板中に炭化物として析出してしまい、所定量の固溶Ｔｉや固溶Ｎｂを確保することができなくなる。この冷却は、典型的には水冷により行われる。
【００５５】
（熱間圧延完了後の好適冷却条件：熱間圧延完了から７２０℃までの冷却時間が０.７秒以内）
熱延鋼板のフェライト粒を微細粒化することは、冷間圧延および焼鈍を施した後においてより微細な鋼組織を得るために望ましい。熱間圧延完了から７２０℃までの冷却時間を０.７秒以内とすることにより、熱延鋼板のフェライト結晶粒を４μｍ以下にすることが容易になる。したがって、熱間圧延完了から７２０℃までの冷却時間を０.７秒以内とすることが好ましい。このような冷却は、圧延機出側直後に取り付けた高圧水噴射装置を用いた水冷により達成することができる。
【００５６】
（巻取条件：上記冷却の完了後３０秒以内に６５０℃以下の温度域で巻取る）
上記冷却の完了後３０秒以内に６５０℃以下の温度域で巻取る。上記冷却完了後の巻取りまでの時間が３０秒超であるか、および／または巻取温度が６５０℃超であると、ＴｉおよびＮｂの大部分が熱延鋼板中に炭化物として析出してしまい、所定合計量の固溶Ｔｉおよび固溶Ｎｂを確保することが困難となる。したがって、上記冷却の完了後３０秒以内に６５０℃以下の温度域で巻取る。上記冷却の完了後巻取りまでの時間は２０秒以内とすることが好ましい。また、巻取温度は６００℃以下とすることが好ましく、５５０℃以下とすることがさらに好ましい。上記冷却の完了後巻取りまでの時間が短いほどＴｉおよびＮｂの析出を抑制できるので、上記時間の下限は特に規定しない。巻取温度の下限も同様の理由により特に規定する必要はないが、３００℃を下回ると硬質なマルテンサイトが生成し、その後の冷間圧延が困難にあるので、３００℃以上とすることが操業上好ましい。上記冷却完了から巻取りまでの冷却は、空冷、水冷およびその両者の組み合わせのいずれを用いてもよい。
【００５７】
このように、本発明では、鋼素材の化学組成の調整および熱間圧延条件の適正化によって熱延鋼板におけるＴｉおよび／またはＮｂの析出を抑制し、これにより、冷間圧延以降の工程において微細な炭化物を析出させ、フェライトを有効に微細粒化できる。
【００５８】
（Ｄ）熱延鋼板を母材とする冷延鋼板の製造方法
上述した熱間圧延工程を経て得られた固溶Ｔｉ量および固溶Ｎｂ量の合計が０.００２％以上の熱延鋼板は、常法に従って酸洗を施された後に冷間圧延を受け、冷延鋼板とされる。冷間圧延における圧下率は、特に限定を要するものではないが、焼鈍中のオーステナイト粒径を微細にしてフェライト粒径をさらに細粒化するために、３０％以上とすることが望ましく、圧延設備の過大な負荷を避けるために９０％以下とすることが好ましい。冷間圧延した鋼板には歪取りのために次に述べる条件下で焼鈍を施し、冷却する。焼鈍後の冷延鋼板には、必要に応じて、平坦度を確保するために常法に従ってスキンパスまたは矯正などを適宜施してもよい。
【００５９】
（冷延鋼板の焼鈍条件：７００℃以上、９５０℃以下の温度域に３０秒以上、６００秒以下保持）
冷延鋼板の焼鈍は、７００℃以上、９５０℃以下の温度域に３０秒以上、６００秒以下保持することにより行う。保持温度が７００℃未満では、加工組織が残ってバンド状の組織となり、冷延鋼板の加工性が著しく劣化する。一方、保持温度が９５０℃超では、フェライトの粗粒化が急速に進行し、所望の細粒組織が得られない。また、保持時間が３０秒未満では、置換型元素であるＭｎ等の偏析の均質化が不十分となり、焼鈍後の鋼組織が不均一となって、冷延鋼板の加工性が劣化する。一方、保持時間が６００秒超では、焼鈍後のフェライトが粗大化し、所望の細粒組織が得られない。
【００６０】
（冷延鋼板の焼鈍後の冷却条件：６５０℃から５５０℃までの温度域における平均冷却速度を５℃／秒以上、２００℃／秒以下として５００℃まで冷却）
上記焼鈍の後、６５０℃から５５０℃までの温度域における平均冷却速度を５℃／秒以上、２００℃／秒以下として５００℃まで冷却する。前記平均冷却速度が５℃／秒未満であると、結晶粒が粗大化するだけでなく、パーライトやセメンタイトが生成し、所望の残留オーステナイト体積率が確保できない。前記平均冷却速度が２００℃／秒超であると、冷却ムラによる不均一な組織を生じ、材質安定性が低下する場合がある。なお良好な材質安定性が要求されるときは、前記平均冷却速度を５℃／秒以上、８０℃／秒以下とするのが好ましい。
【００６１】
（冷延鋼板の冷却後の保持条件：３００℃以上、５００℃以下の温度域に３０秒以上保持）
焼鈍した冷延鋼板を上記条件で５００℃またはそれより低温に冷却した後、３００℃以上、５００℃以下の温度域に３０秒以上保持する。この時の保持温度が５００℃を超えるとパーライトの生成が促進され、３００℃を下回るとマルテンサイトの生成が促進され、ともにオーステナイト中の炭素濃度の減少をもたらし、目的とする残留オーステナイトの体積割合が得られない場合がある。保持時間が３０秒未満の場合も、オーステナイト中で炭素が十分に濃化できず、目的とする残留オーステナイトの体積割合が得られない場合がある。
【００６２】
本発明によれば、鋼の化学組成の調整と、熱間圧延および冷延後焼鈍条件の適正化とを図ることによって、フェライト：７０％以上および残留オーステナイト：３％以上を含有し、残部がベイナイトおよび不可避的マルテンサイトからなるとともに、前記フェライトの平均粒径が３.０μｍ以下、前記残留オーステナイトの平均粒径が１.０μｍ以下であり、さらに、前記残留オーステナイトに占めるアスペクト比２以下の残留オーステナイトの割合が６０体積％以上である鋼組織を有する、加工性にも優れた高張力冷延鋼板を得ることができる。
【００６３】
なお、上述した鋼板の表面には、耐食性の向上等を目的としてめっき層を設けて表面処理鋼板としてもよい。めっき層は、電気めっき層と溶融めっき層のいずれであってもよい。電気めっきとしては、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき等が例示される。溶融めっきとしては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき等が例示される。めっき付着量は特に制限されず、従来と同様でよい。また、めっき後に適当な化成処理（例えば、シリケート系のクロムフリー化成処理液の塗布と乾燥）を施して、耐食性をさらに高めることも可能である。
【実施例】
【００６４】
表１に示す化学組成を有する鋼を１５０ｋｇの高周波真空溶解炉にて溶解し、鋳造することにより鋼塊を得た。得られた各鋼塊を常法により熱間鍛造して、幅２００ｍｍ、厚さ３５ｍｍの鋼片とした。次いで、上記の各鋼片を厚さ３０ｍｍまで研削加工した後、表２に示す条件にて加熱炉にて所望の温度まで加熱し、５〜８パスの熱間圧延を行って厚さが３.０ｍｍの鋼板に仕上げた。熱間圧延を完了した後は、表２に示す条件で冷却および巻取処理を行った。冷却は、表２の番号３３のみ空冷であり、残りは水冷であった。
【００６５】
このようにして得られた熱延鋼板を酸洗後、表３に示す圧下率で冷間圧延を施して冷延鋼板とした。得られた冷延鋼板を表３に示す条件で焼鈍のために熱処理した。すなわち、まず冷延鋼板を１０℃／ｓで表示の焼鈍温度まで加熱して表示の焼鈍時間保持した後に表示の徐冷速度で表示の冷却開始温度まで徐冷し（７００℃以上の温度域における保持時間を「７００℃以上保持時間」として表中に示す）、続いて表示の速度および停止温度でガス冷却により冷却し、その後は１０℃／ｓで常温までガス冷却した。この冷却時の３００〜５００℃の温度域での保持時間も表３に示す。得られた冷延鋼板に最後に圧延率０.２％のスキンパスを行った。
【００６６】
このようにして得られた各熱延鋼板および冷延鋼板について以下の評価を行った。
熱延鋼板については、固溶Ｔｉ量および固溶Ｎｂ量とフェライトの平均粒径を測定した。熱延鋼板中の固溶Ｔｉ量および固溶Ｎｂ量は、鋼板長手方向中央部の幅方向中央部から試験片を採取し、電解抽出残渣を化学分析することにより測定した。フェライトの平均粒径は、後に述べる冷延鋼板の場合と同様に測定した。これらの測定結果は表２に示す。
【００６７】
冷延鋼板については、相および組織の特定、フェライトの体積率（Ｖα）および平均粒径（Ｄα）、残留オーステナイトの体積率（Ｖγ）および平均粒径（Ｄγ）、残留オーステナイトに占めるアスペクト比２以下である残留オーステナイトの体積割合（Ｖγ＜２）を求めた。
【００６８】
フェライトの体積割合は、板厚方向断面を走査型電子顕微鏡により観察して求めた。
フェライトの平均粒径は、板厚方向断面の鋼板表面から板厚の１／４深さ位置において撮影した走査型電子顕微鏡写真を用いて、切片法によってそれぞれの位置における平均粒切片長を測定し、これらの算術平均値を１.１２８倍して求めた。
【００６９】
残留オーステナイトの体積割合はＸ線回折により求めた。
残留オーステナイト平均粒径は、板厚方向断面の鋼板表面から板厚の１／４深さ位置について電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＰ）により評価することにより求めた。ここで、残留オーステナイトの粒径は短径（例えばフィルム状であればフィルム厚み）とした。
【００７０】
冷延鋼板の機械的特性は、圧延方向にＪＩＳ Ｚ ２２０１（１９９８）に規定される５号引張試験片を採取して常温で引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）、上降伏強度（ＹＳ）、および全伸び（ＥＬ）を測定することにより評価した。
【００７１】
表４に、冷延鋼板の鋼組織と機械的特性の調査結果を示す。
【００７２】
【表１】
0005549238.tif 000002
【００７３】
【表２】
0005549238.tif 000003
【００７４】
【表３】
0005549238.tif 000004
【００７５】
【表４】
0005549238.tif 000005
【００７６】
表４から明らかなように、本発明に係る試験番号１〜５、８、９、１２、１３、１６〜１８、２１、２３〜３０の冷延鋼板は、フェライト７０％以上、残留オーステナイト３％以上を含有し、フェライトの平均粒径が３.０μｍ以下と微細粒組織を有し、残留オーステナイト中のアスペクト比２以下のものの体積率が６０％以上である。その結果、引張強さＴＳ（ＭＰａ）と全伸びＥＬ（％）との積が２２０００ＭＰａ・％以上という、優れた強度および伸び特性を有していた。すなわち、本発明に従った化学組成と鋼組織を有する冷延鋼板は、高強度でありながら加工性にも優れている。
【００７７】
これに対して、本発明で定める化学組成を有する場合であっても、熱間圧延条件が本発明で定める規定から外れた試験番号３１〜３４では、冷延組織が微細化できず、降伏強度、引張り強度共に低く、引張強さＴＳ（ＭＰａ）と全伸びＥＬ（％）の積は２１０００ＭＰａ・％未満に留まっている。
【００７８】
また、本発明で定める化学組成を有する場合であっても、冷間圧延後の焼鈍条件が本発明で定める規定から外れる試験番号６、７、１０、１１、１４、１５、１９、２０、２２では、微細粒組織が得られなかったり、あるいは残留オーステナイト体積率が十分に確保できなかったりして、発明例に比べていずれも強度−延性バランスに劣っている。
【００７９】
一方、化学組成が本発明で定める規定から外れる試験番号３５から４５では、特に延性の低下が目立ち、強度−延性バランスは１９０００ＭＰａ・％未満と、発明例に比べて機械的特性が著しく劣る。
【００８０】
以上からわかるように、本発明に係る高張力冷延鋼板は、引張強さＴＳ(ＭＰａ)と全伸びＥｌ（％）の積ＴＳ×Ｅｌ値が２２０００ＭＰａ・％以上と優れているので、特に自動車車体や衝撃吸収用部材などに用いられる高強度構造部材の素材として好適である。この高張力冷延延鋼板は、本発明の方法によって一般的な連続焼鈍設備によって比較的容易に製造することができる。