(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分組成が、質量%で、C：0.03〜0.10%、Si：0.5%以下、Mn：0.8〜2.0%、P：0.030%以下、S：0.01%以下、Al：0.005〜0.1%、N：0.01%以下、Ti：0.035〜0.090%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、フェライト相を70%以上の分率で含み、フェライト粒のアスペクト比が10.0以上である組織を有し、サイズ20nm未満の析出物中に存在するＴｉの量が、下式（１）で計算されるTi*の値の70%以上であることを特徴とする高強度冷延鋼板。
Ti*＝［Ti］−48×［N］÷14…式（1）
ここで、［Ti］および［N］はそれぞれ鋼板のTiおよびNの成分組成（質量%）を示す。
【請求項２】
成分組成が、質量%で、C：0.03〜0.10%、Si：0.5%以下、Mn：0.8〜2.0%、P：0.030%以下、S：0.01%以下、Al：0.005〜0.1%、N：0.01%以下、Ti：0.035〜0.090%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、1200〜1300℃の加熱温度に加熱後、800〜950℃の仕上げ温度で熱間仕上げ圧延を行い、該熱間仕上げ圧延後2秒以内に25℃/s以上の冷却速度で冷却を開始し、650℃〜720℃の温度で冷却を停止し、引き続き、2秒〜30秒の放冷工程を経たのちに、再度25℃/s以上の冷却速度で冷却を施し、650℃以下の温度で巻き取り、次いで、50%以上の圧延率で冷間圧延を施し、500〜650℃の温度で焼鈍を行うことを特徴とする、フェライト相を70%以上の分率で含み、フェライト粒のアスペクト比が10.0以上である組織を有し、サイズ20nm未満の析出物中に存在するＴｉの量が、下式（１）で計算されるTi*の値の70%以上である高強度冷延鋼板の製造方法。
Ti*＝［Ti］−48×［N］÷14…式（1）
ここで、［Ti］および［N］はそれぞれ鋼板のTiおよびNの成分組成（質量%）を示す。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車の骨格部材などの使途に有用な、引張強さ（TS）が880MPa以上で、製造コストに有利な高強度冷延鋼板およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境保全の観点から、CO2の排出量を規制するため、自動車の燃費改善が急務とされており、使用部材の薄肉化による軽量化が要求されている。加えて、衝突時に乗員の安全を確保するため、自動車車体の衝突特性を中心とした安全性向上も要求されている。このため、自動車車体の軽量化および強化の双方が積極的に進められている。自動車車体の軽量化と強化を同時に満たすには、剛性の問題とならない範囲で部材素材を高強度化し、板厚を減ずることによって軽量化することが効果的といわれており、最近では高強度鋼板が自動車部品に積極的に使用されている。軽量化効果は、使用する鋼板が高強度であるほど大きくなる。
【０００３】
鋼板の高強度化には固溶強化、析出強化、変態強化などが広く活用されている。中でも、析出強化は少量の添加合金で高い強度が得られるので、製造コストの面でも有利な強化法である。析出強化鋼としてはTi、V、Nbを添加した鋼板が広く知られており、Ti、V、Nbの炭窒化物を鋼中に微細分散させることで転位の運動を妨げている。
例えば、特許文献1には、析出強化元素であるNb、Tiを含有する鋼を熱間圧延し、焼鈍工程を設けることでコイル内ばらつきが小さい製造方法が提案されている。
特許文献2には、鋳造時の冷却速度を制御することによって生成した析出物を冷間圧延時に分断させ、列状に分布させる手法が提案されている。
特許文献3では、残留オーステナイトとフェライト中の析出物を一定量以上を含む金属組織とすることで、高強度、高加工性を有する冷延鋼板の製造方法を開示している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開2007-239097号公報
【特許文献２】特開2008-308718号公報
【特許文献３】特開2008-291314号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、上述の従来技術には、次のような問題がある。
特許文献1に記載の方法では、焼鈍工程前に冷延工程を設けていない。そのため、新たに析出物を析出させる駆動力となるひずみエネルギーが不足しているため鋼板の強化は望めない。
特許文献2に記載の方法では、圧延によって析出物を分断させていることから、析出物分布、サイズに偏りが生じ、コイル面内ばらつきが無視できない。
特許文献3の手法では、高温での焼鈍工程を設けることによってフェライト中の析出物が粗大化しフェライトが軟質化するうえ、低温変態相を活用するために高い降伏強度は得られない。
さらには、いずれの特許文献においても、析出強化は析出物の量とサイズによって決定されるため、析出強化元素含有量に対して析出物を最大限析出させ、さらには析出物の粗大化を抑制する必要があるが、析出強化元素含有量に対する強化量、すなわち析出強化元素の含有量に対する析出効率については考慮されていない。
【０００６】
本発明は、かかる事情に鑑み、上記問題点を有利に解決し、高価なNi、Nb、Mo等の元素を用いずに安価なTi系汎用鋼板を用いて、引張強度（TS）が880MPa以上、全伸び（El）が15%以上で、製造コストに有利な高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
上記のような課題を解決すべく鋭意検討を進めたところ、鋼板の化学組成、金属組織および析出強化に寄与するTiの析出状態を制御することにより、含有Tiに対して強化量が大きい、すなわち、析出強化元素の含有量に対する析出効率が高い高強度冷延鋼板を得ることに成功し本発明を完成するに至った。
【０００８】
本発明による高強度冷延鋼板およびその製造方法の要旨は以下の通りである。
［１］成分組成が、質量%で、C：0.03〜0.10%、Si：0.5%以下、Mn：0.8〜2.0%、P：0.030%以下、S：0.01%以下、Al：0.005〜0.1%、N：0.01%以下、Ti：0.035〜0.090%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、フェライト相を70%以上の分率で含み、フェライト粒のアスペクト比が10.0以上である組織を有し、サイズ20nm未満の析出物中に存在するＴｉの量が、下式（１）で計算されるTi*の値の70%以上であることを特徴とする高強度冷延鋼板。
Ti*＝［Ti］−48×［N］÷14…式（1）
ここで、［Ti］および［N］はそれぞれ鋼板のTiおよびNの成分組成（質量%）を示す。
［２］成分組成が、質量%で、C：0.03〜0.10%、Si：0.5%以下、Mn：0.8〜2.0%、P：0.030%以下、S：0.01%以下、Al：0.005〜0.1%、N：0.01%以下、Ti：0.035〜0.090%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、1200〜1300℃の加熱温度に加熱後、800〜950℃の仕上げ温度で熱間仕上げ圧延を行い、該熱間仕上げ圧延後2秒以内に25℃/s以上の冷却速度で冷却を開始し、650℃〜720℃の温度で冷却を停止し、引き続き、2秒〜30秒の放冷工程を経たのちに、再度25℃/s以上の冷却速度で冷却を施し、650℃以下の温度で巻き取り、次いで、50%以上の圧延率で冷間圧延を施し、500〜650℃の温度で焼鈍を行うことを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
【０００９】
なお、本明細書において、鋼の成分を示す%は、すべて質量%である。また、本発明における高強度冷延鋼板とは、引張強度（以下、TSと称する場合もある）が880MPa以上の鋼板であり、冷延鋼板、さらには、これらの鋼板に例えばめっき処理等の表面処理を施した表面処理鋼板も対象とする。
さらに、本発明の目標とする特性は、全伸び（El）が15%以上、析出強化元素を含有したことによる下降伏点の上昇量（ΔYS）が7000MPa/%以上である。
【発明の効果】
【００１０】
本発明によれば、引張強度（TS）が880MPa以上、全伸び(El)が15%以上で、析出強化元素を含有したことによる下降伏点の上昇量（ΔYS）が7000MPa/%以上の高強度冷延鋼板が得られる。本発明の高強度冷延鋼板は、上記特性により、高強度、高加工性を有しつつ、含有Ti量に対して最大限析出強化量を得ることが可能であり、生産コストに優れることになる。さらに、本発明では、Ｎｂ等の高価な原料を含有せずとも上記効果が得られるので、コスト削減がはかれることになる。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
以下に本発明を詳細に説明する。
まず、本発明における鋼の化学成分（成分組成）の限定理由について説明する。
【００１２】
Ｃ：0.03〜0.10％
Ｃは、後述のTiとともに本発明における重要な元素である。Ｃは、Tiとともに炭化物を形成し、析出強化により鋼板を高強度化するのに有効である。本発明では析出強化の観点からＣを0.03％以上含有する。一方、0.10％を超えると延性が低下し、靭性や伸びフランジ性に悪影響を及ぼす。よって、Ｃ含有量の上限は0.10％とし、好ましいC範囲を0.035〜0.09%とする。
【００１３】
Si：0.5％以下
Siは、固溶強化の効果ともに延性を向上させる効果がある。上記効果を得るためには、Siは0.01％以上含有することが好ましい。一方、Siを0.5％を超えて含有すると、熱間圧延時に赤スケールと称される表面欠陥が発生しやすくなり、鋼板とした時の表面外観を悪くしたり、耐疲労性、靭性に悪影響を及ぼすことがある。よって、Si含有量は0.5％以下とする。好ましくは0.3％以下である。
【００１４】
Mn：0.8〜2.0％
Mnは、高強度化に有効であるとともに、変態点を下げ、フェライト粒径を微細化させる作用があることから、0.8%以上含有する必要がある。好ましくは1.0％以上である。一方、2.0％を超える過度のMnを含有すると、熱延後に低温変態相が生成して延性が低下したり、後述するTi系炭化物の析出が不安定になりやすくなり、強度バラツキが大きくなる。よって、Mn含有量の上限は2.0％とし、好ましくは1.5％とする。
【００１５】
Ｐ：0.030％以下
Ｐは、固溶強化に有効な元素である。しかしながら、0.030％を超える過剰なＰの含有は、Ｐが粒界に偏析しやすく、靭性および溶接性が劣化しやすい。よって、Ｐ含有量の上限は0.030％とする。
【００１６】
Ｓ：0.01％以下
Ｓは、不純物であり、鋼中に介在物として存在し熱間割れの原因になるなど鋼板の諸特性を劣化させるので、できるだけ低減する必要がある。具体的には、Ｓ含有量は、0.01％までは許容できるため、0.01％以下とする。好ましくは0.005%以下である。
【００１７】
Al：0.005〜0.1％
Alは、鋼の脱酸元素として有用である。かかる作用を発揮させるためには、Al含有量は0.005％以上とする必要がある。一方、0.1％を超えるAlの含有は、高合金コストを招き、さらに表面欠陥を誘発しやすいので、Al含有量の上限は0.1％とする。
【００１８】
Ｎ：0.01％以下
Ｎ含有量が多くなると耐常温時効性が劣化し、機械的特性向上の寄与が少ない粗大なTi系窒化物として析出してしまうため、固溶Ｎを固定するために多量のAlやTiの含有が必要となる。そのため、できるだけ低減することが好ましく、Ｎ含有量の上限は0.01％とする。
【００１９】
Ti：0.035〜0.090％
Tiは、析出強化により鋼を強化させるために重要な元素である。本発明の場合、Cとともに炭化物を形成することで析出強化に寄与する。
引張強度TSが880MPa以上の高強度鋼板を得るためには、析出物は析出物のサイズ20nm未満となるように微細化することが好ましい。また、この微細な析出物（析出物のサイズ20nm未満）の割合を高めることが重要である。これは、析出物のサイズが20nm以上では、転位の移動を抑制する効果が得られにくく、またフェライトを十分に硬質化できないため、強度が低下する場合があるからと考えられるからである。したがって、析出物のサイズは20nm未満とすることが好ましい。そして、この20nm未満の微細なＴｉを含む析出物は、Tiを0.035％以上0.090％以下とCを0.03〜0.10％の範囲で含有することにより形成される。
なお、本発明においては、これらTiとCを含有する析出物を総称してTi系炭化物と呼ぶ。Ti系炭化物としては例えばTiC、Ti4C2S2などがあげられる。また、前記Ti系炭化物中にNを組成として含んだり、Mn、Sなどと複合して析出していても良い。
さらに、本発明の高強度鋼板においては、Ti系炭化物は、主にフェライト中に析出していることが確認できている。これは、フェライトにおけるCの固溶限は小さいので、過飽和のCがフェライト中に炭化物として析出しやすいためと考えられる。このため、このような析出物により軟質のフェライトが硬質化し、880MPa以上の引張強度（TS）が得られることになる。同時にTiは、固溶Nと結合しやすく、TiNは粗大であり強化に寄与しないので、固溶Nを固定するのにも好ましい元素でもある。このような観点からもTiは0.035％以上とする。
しかしながら、Tiの過剰な含有は加熱段階で強度に寄与しない粗大なTiの未溶解炭化物であるTiC等を生成させるだけで好ましくなく、非経済的である。よって、Tiの上限は0.090％とする。
また、本発明では、上記した成分以外の残部は鉄および不可避的不純物の組成とする。
【００２０】
次に、本発明の高強度冷延鋼板の鋼組織を限定した理由について説明する。
フェライト相を70%以上の分率で含み、フェライト粒のアスペクト比が10.0以上である組織を有し、かつ、サイズ20nm未満の析出物中に存在するＴｉの量が、下式（１）で計算されるTi*の値の70%以上である。
Ti*＝［Ti］−48×［N］÷14…式（1）
ここで、［Ti］および［N］はそれぞれ鋼板のTiおよびNの成分組成（質量%）を示す。
【００２１】
本発明鋼においては、サイズが20nm未満でかつ焼鈍工程において粗大化が生じにくい良好な熱安定性をもつ析出物は主としてフェライト変態と同時に生じる。さらに、フェライト相の分率が70%未満となると延性が低下し、目標となる全伸び(El)15%以上を確保できない。そのため、析出物を含有Ti量に対して効果的に析出し、強化し、かつ延性を保つためにはフェライト相を70%以上の分率で含む組織である必要がある。このときの第二相組織はパーライト、マルテンサイト、ベイナイト等が考えられるが、特に規定を設けない。
また、検討したところ、熱延終了時に析出するTi量は、含有Ti量に対して50〜70%であることがわかった。したがって、冷間圧延によって導入されるひずみエネルギーと焼鈍工程で付与される熱エネルギーを駆動力として、固溶状態にあるTiに対してさらなる析出強化を行うことが可能となることが明らかとなった。
ここで、ひずみエネルギーとフェライト粒の伸展度合いには相関がある。そこで、冷間圧延後にTiを析出させるために必要なひずみエネルギーを蓄積するため、フェライト粒の伸展度合いについて検討した。その結果、フェライト粒の長軸と短軸の長さの比、すなわちアスペクト比が10.0以上であれば、冷間圧延後にTiを析出させるために必要なひずみエネルギーを十分に蓄積できることがわかった。なお、アスペクト比が10.0以上のフェライト粒を得るためには、冷間圧延の圧延率を50%以上とすることが必要である。
さらに、析出強化による強化量は、析出物のサイズと分散（具体的には析出物間隔）によって定められる。析出物の分散は、析出物の量とサイズによって表現できるため、析出物のサイズと量が決まれば析出強化による強化量が定まる。すなわち、効果的な強化には含有Tiを可能な限りサイズ20nm未満の微細な析出物として析出させる必要がある。以上の検討の結果、サイズ20nm未満の析出物中に存在するTiの量を、上式(1)で計算されるTi*の値の70%以上とする。
【００２２】
なお、フェライト相の分率、フェライト粒のアスペクト比の導出方法は以下の通りである。フェライト相の分率は圧延方向に平行な断面（L断面）の板厚中心部について、5%ナイタールによる腐食現出組織を走査型電子顕微鏡で1000倍に拡大した10視野分撮影し、粒内に腐食痕が残らず平滑な結晶粒をフェライトと定義して、その他の形態のパーライトやベイナイトなどの異なる変態相と画像解析ソフト上で区別する。そのフェライト相の面積率をもって、フェライト相の分率とした。
フェライト粒のアスペクト比はL断面板厚中心部について、5%ナイタールによる腐食現出組織を走査型電子顕微鏡で400倍で観察し、Image-`Pro PLUS Ver. 4.0.0.11(Media Cybernetics社製)を用い、画像解析処理により観察されたフェライト相と等面積で、かつ慣性モーメントが等しい楕円（特徴物相当楕円）を想定し、個々の楕円につき、楕円長軸長さと短軸長さを求めた。アスペクト比は楕円長軸長さ/楕円短軸長さとした。このような手法により求めた個々のフェライト相のアスペクト比の平均値をもって、フェライト相のアスペクト比とした。
【００２３】
またサイズ20nm未満の析出物に含まれるTiの量は、以下の方法により測定することができる。
試料を電解液中で所定量電解した後、試料片を電解液から取り出して分散性を有する溶液中に浸漬する。次いで、この溶液中に含まれる析出物を、孔径20nmのフィルタを用いてろ過する。この孔径20nmのフィルタをろ液と共に通過した析出物がサイズ20nm未満である。次いで、ろ過後のろ液に対して、誘導結合プラズマ（ICP）発光分光分析法、ICP質量分析法、および原子吸光分析法等から適宜選択して分析し、鋼組成に対するサイズ20nm未満での析出物におけるTiの量（試料の全組成を100質量%とした場合の質量%）を求める。この後、上記で得られたサイズ20nm未満の析出物に含まれるTiの量（質量%）をTiとNの含有量を下記式(1)に代入して算出したTi*で除して、サイズ20nm未満の析出物に含まれるTiの量の割合（%）とする。
Ti*＝［Ti］−48×［N］÷14…式（1）
ここで、［Ti］および［N］はそれぞれ鋼板のTiおよびNの成分組成（質量%）を示す。
【００２４】
次に、本発明の高強度冷延鋼板の好ましい製造方法の一例について説明する。
本発明の製造方法に用いられる鋼スラブの組成は、上述した鋼板の組成と同様であり、またその限定理由も同様である。本発明の高強度冷延鋼板は、上記した範囲内の組成を有する鋼スラブを素材とし、該素材に粗圧延を施し熱間圧延工程、冷間圧延工程、焼鈍工程を経て冷延鋼板とすることにより製造できる。
【００２５】
イ）鋼スラブを1200℃〜1300℃の加熱温度で加熱
鋼スラブを熱間圧延前に加熱する目的のひとつとして、連鋳までに生成した粗大なTi系炭化物を鋼中に再固溶させることが挙げられる。1200℃を下回る加熱温度では析出物の固溶状態が不安定になり、後の工程で生成する微細なTi系炭化物の生成量が不均一となる。したがって、加熱温度の下限は1200℃とする。一方で、1300℃を超える加熱はスラブ表面のスケールロス増大の悪影響を及ぼすことから、上限は1300℃とする。
次いで、上記条件で加熱された鋼スラブに粗圧延および仕上圧延を行う熱間圧延を施す。ここで、鋼スラブは粗圧延によりシートバーとされる。なお、粗圧延の条件は特に規定する必要はなく、常法に従って行えばよい。また、仕上げ圧延温度を確保し、かつ熱間圧延時のトラブルを防止するといった観点からは、シートバーを加熱する、所謂シートバーヒーターを活用することが好ましい。
次いで、シートバーを仕上げ圧延して熱延鋼板とする。
【００２６】
ロ）仕上げ温度（FDT）を800〜950℃
仕上げ温度が800℃未満では、圧延荷重が増大し、オーステナイト未再結晶温度領域での圧延率が高くなることにより異常な集合組織が発達したり、Ti系炭化物のひずみ誘起析出による粗大な析出物が生じることから好ましくない。一方で、仕上げ温度が950℃超えではフェライト粒径の粗大化を招き、成形性が低下したり、スケール性欠陥が生じる。好ましくは840℃〜920℃とする。
また、熱間圧延時の圧延荷重を低減するため、仕上げ圧延の一部または全部のパス間で潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化や強度の均一化の観点から有効である。潤滑圧延の際の摩擦係数は、0.10〜0.25の範囲とするのが好ましい。さらに、相前後するシートバー同士を接合し、連続的に仕上げ圧延する連続圧延プロセスとすることも好ましい。連続圧延プロセスを適用することは、熱間圧延の操業安定性の観点からも望ましい。
【００２７】
ハ）熱間仕上げ圧延後2秒以内に25℃/s以上の冷却速度（一次冷却）で冷却
熱間仕上げ圧延後2秒以内に25℃/s以上の冷却速度で冷却を開始する。仕上げ圧延後冷却を開始するまでに2秒を超える時間を経過すると、仕上げ圧延時に蓄積されたひずみが開放され、フェライト粒の粗大化や、粗大なTi系炭化物のひずみ誘起析出が生じるため好ましくない。また、冷却速度が25℃/sを下回る場合も同様な現象が生じやすくなる。
【００２８】
ニ）650℃〜720℃の温度域で冷却を停止し、引き続き2秒〜30秒の放冷工程
650〜720℃での放冷工程を設けることにより、サイズが20nm未満の微細な析出物を得ることが可能である。さらにフェライト変態に伴って析出する析出物は熱安定性が良好であり、後の焼鈍工程で析出物の粗大化を抑制しうる。650℃未満の放冷ではフェライト粒の成長が阻害され、それに伴いTi系炭化物の析出も生じにくくなる。一方、720℃を超える放冷では、フェライト粒およびTi系炭化物の粗大化が起きる悪影響につながる。また、本発明鋼でフェライト分率70%以上を得るための最低放冷時間は2秒であり、30秒を超える放冷はTi系炭化物の粗大化により強度が低下し、コイル面内の強度バラツキが大きくなる。
以上より、650℃〜720℃の温度で冷却を停止し、引き続き、2秒〜30秒の放冷する。
【００２９】
ホ）再度25℃/s以上の冷却速度（二次冷却）で冷却
再度25℃/s以上の冷却速度で冷却を施す。前述の工程により安定的に得られた微細なTi系炭化物の状態を維持するため、大きな冷却速度を要する。そのため冷却速度の下限は25℃/sとする。
【００３０】
ヘ）650℃以下の温度で巻き取る
650℃以下の温度で巻き取る。巻き取り温度が650℃超えでは、析出物のサイズが粗大化し、強度低下の原因となる。低温側の巻き取り温度に対しては強度バラツキの原因とはならないため、巻き取り温度の下限は特に定めない。
【００３１】
ト）冷間圧延を施し、500〜650℃の温度で焼鈍を行う
冷間圧延することにより鋼板内部にひずみエネルギーを蓄積させ、そのエネルギーを駆動力にして固溶分Tiを析出させる。その際の冷間圧延は、常法で行えば良い。しかし、フェライト粒のアスペクト比10.0以上を得るためには圧延率は50%以上が必要であり、好ましくは60%以上である。
次いで、冷間圧延することによりひずみエネルギーを導入した鋼板に対して500〜650℃の温度で焼鈍を行うことにより析出物を得る。連続焼鈍はバッチ焼鈍と比して製造能率が良好であるため、望ましい製造方法である。焼鈍温度が500℃を下回ると、析出元素の拡散速度が遅く、特に連続焼鈍工程においては、多くの析出物を得ることができない。一方、650℃を上回る焼鈍温度は析出物が粗大化し、析出強化量が低下する。したがって、微細な析出物を得、粗大化を抑制するために必要な温度域は500〜650℃である。なお、連続焼鈍工程で、同時に溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを行っても良い。
【実施例１】
【００３２】
次に、本発明の実施例について説明する。
表1に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブとした。これら鋼スラブを1250℃で再加熱した後、粗圧延してシートバーとし、830〜1000℃の仕上げ圧延を施し、仕上げ圧延後、1.5〜3秒後に20〜35℃/sの冷却速度で冷却を開始し、600〜780℃の温度で冷却を停止し、引き続き5〜60秒の放冷工程を経た後、20〜110℃/sの冷却速度で再度冷却し、500〜680℃の範囲で巻き取りコイル状の熱延鋼板とした。次いで、得られた熱延鋼板に対して46〜62%の圧延率で冷間圧延を行い、400〜700℃の加熱温度で連続焼鈍を行い、冷延鋼板を得た。以上の製造条件の詳細を表2に示す。
【００３３】
【表１】
0005453973.tif 000002
【００３４】
【表２】
0005453973.tif 000003
【００３５】
以上により得られた冷延鋼板に対して、各種特性を評価した。サンプルの採取箇所は、コイルの長手方向の最外周のひと巻きを除した後端部の板幅方向中心部とした。
【００３６】
引張試験の試験片は圧延方向に平行な方向（L方向）に採取しJIS５号引張試験片に加工した。JIS Z 2241の規定に準拠してクロスヘッド速度10mm/minで引張試験を行い、引張強さ（TS）を求めた。
【００３７】
析出強化量の指標としてΔYS/Ti*の値を用いた。ΔYSは引張試験から得られる下降伏点（もしくは0.2%耐力）から、Tiを含有しない鋼の下降伏点（もしくは0.2%耐力）を差し引いた値である。Tiを含有しない鋼の下降伏点は表１中の鋼AをベースとしたTiを含有しない鋼から求めた値とし、固溶強化元素であるMnの影響についてはPickeringの式を用いて補正した値を用いた。このパラメータは微細な析出物として析出しうる析出強化元素の量（Ti*）（Ti*＝［Ti］−48×［N］÷14…式（1）ここで、［Ti］および［N］はそれぞれ鋼板のTiおよびNの成分組成（質量%）を示す）に対する強度をとったものであり、高いほどコスト性が良好であることを示す。特に、ΔYS/Ti*とTi*値に対するサイズ20nmの析出物の割合は強い相関関係がある。析出効率が良く微細な析出物が得られる鋼板においてはΔYS/Ti*が高いため、含有した析出強化元素に対する強化量が大きいことから、製造コストに優れているといえる。また、Ti*値に対するサイズ20nmの析出物の割合はフェライト分率とフェライトのアスペクト比と相関がある。
【００３８】
ミクロ組織は、L断面（圧延方向に平行な断面）の板厚中心の±17%の部分について、ナイタールによる腐食現出組織を走査型電子顕微鏡（SEM）で400倍に拡大した16視野に対して行った。
【００３９】
フェライトの分率は、以下のようにして求めた。鋼板のL断面（圧延方向に平行な断面）の板厚の表層10％を除く部分について、5%ナイタールによる腐食現出組織を走査型電子顕微鏡（SEM）で100倍に拡大して撮影する。粒内に腐食痕が残らず平滑な結晶粒をフェライトと定義して、その他の形態のパーライトやベイナイトなどの異なる変態相を区別する。これらを画像解析ソフト上で色分けし、その面積率をもって、フェライト分率とする。尚、フェライトの粒径はJIS G 0551に準拠した切断法とし、倍率100倍で撮影した1枚の写真につき、3本の垂直、水平線を引きそれぞれの平均粒径を計算し、その平均をもって最終的な粒径とした。
【００４０】
フェライト粒のアスペクト比はL断面板厚中心部について、5%ナイタールによる腐食現出組織を走査型電子顕微鏡で400倍で観察し、Image-`Pro PLUS Ver. 4.0.0.11(Media Cybernetics社製)を用い、画像解析処理により観察されたフェライト相と等面積で、かつ慣性モーメントが等しい楕円（特徴物相当楕円）を想定し、個々の楕円につき、楕円長軸長さと短軸長さを求めた。アスペクト比は楕円長軸長さ/楕円短軸長さとした。このような手法により求めた個々のフェライト相のアスペクト比の平均値をもって、フェライト相のアスペクト比とした。
【００４１】
20nm未満のサイズの析出物中におけるTiの定量は、以下の定量法により実施した。
上記により得られた冷延鋼板を適当な大きさに切断し、10％AA系電解液（10vol％アセチルアセトン-1mass％塩化テトラメチルアンモニウム-メタノール）中で、約0.2gを電流密度20mA/cm2で定電流電解した。
電解後の、表面に析出物が付着している試料片を電解液から取り出して、ヘキサメタリン酸ナトリウム水溶液（500mg/l）（以下、SHMP水溶液と称す）中に浸漬し、超音波振動を付与して、析出物を試料片から剥離しSHMP水溶液中に抽出した。次いで、析出物を含むSHMP水溶液を、孔径20nmのフィルタを用いてろ過し、ろ過後のろ液に対してICP発光分光分析装置を用いて分析し、ろ液中のTiの絶対量を測定した。次いで、Tiの絶対量を電解重量で除して、サイズ20nm未満の析出物に含まれるTiの量（試料の全組成を100質量%とした場合の質量%）を得た。なお、電解重量は、析出物剥離後の試料に対して重量を測定し、電解前の試料重量から差し引くことで求めた。この後、上記で得られたサイズ20nm未満の析出物に含まれるTiの量(質量%)を、表1に示したTiとNの含有量を式(1)に代入して算出したTi*で除して、サイズ20nm未満の析出物に含まれるTiの量の割合(%)とした。
【００４２】
以上により得られた各冷延鋼板の引張特性、ミクロ組織、析出物を調査した結果を表３に示す。
【００４３】
【表３】
0005453973.tif 000004
【００４４】
表3より明らかなように、本発明例の鋼板は、いずれもTSが880MPa以上、全伸び（El）が15%以上、かつTi*量に対するΔYSが7000MPa/％以上であり、析出強化元素を効果的に析出させることによって強度の高い鋼板が得られている。さらに、フェライト分率と延性、微細な析出物量と強化量は密接な関係があることがわかる。これらの結果から、本発明においては、含有した析出強化元素を有効的に活用することが可能であり、製造コストの小さい高強度冷延鋼板を製造することができる。