(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量%で、
C：0.10%以上0.15%以下、
Si：1.0%以上2.0%以下、
Mn：2.0%以上3.0%以下、
P：0.030%以下、
S：0.0050%以下、
Al：0.005%以上0.1%以下、
N：0.01%以下、
Ti：0.005%以上0.050%以下  および
B：0.0001%以上0.0050%以下
を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、体積分率：35%以上65%以下かつ平均結晶粒径：1μm以上10μm以下のフェライト相、体積分率：15%以上45%以下かつ平均結晶粒径：1μm以上10μm以下のベイナイト相および体積分率：5%以上25%以下かつ平均結晶粒径：0.5μm以上5μm以下のマルテンサイト相からなる組織を有し、降伏比：0.50以上0.80以下かつ引張強度：1180MPa以上であることを特徴とする、加工性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項２】
請求項１に記載の高強度冷延鋼板の製造方法であって、請求項１に記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延し、酸洗後、圧延率：20%以上50%以下の冷間圧延を施して冷延鋼板とし、該冷延鋼板に780℃以上AC3点未満の温度域で焼鈍処理を施したのち、冷却速度：10℃/秒以上80℃/秒以下でMs点超550℃以下の冷却停止温度域まで冷却し、該冷却停止温度からの温度降下量が0〜100℃の温度範囲に100秒以上1000秒以下滞留させることを特徴とする、加工性に優れた高強度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、厳しい形状にプレス成形される自動車部品などに供して好適な高強度冷延鋼板およびその製造方法に関し、加工性や溶接性を阻害するCの含有量を少なくし、Cu、Ni、Cr、Moなど高価な元素を積極的に含有させることなしに、降伏比：0.50以上0.80以下かつ引張強度（TS）：1180MPa以上という優れた加工性と高強度を併せて実現しようとするものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、車体軽量化による燃費向上および衝突安全性確保の観点から、自動車部品において高強度鋼板の適用が拡大しつつある。しかしながら、自動車部品の多くはプレス成形、バーリング加工等の加工工程を経て製造されるところ、鋼板はその高強度化に伴い伸び（延性）や伸びフランジ性が低下する傾向にある。そのため、高強度鋼板を、複雑なプレス成形やバーリング加工が必要となる部品に適用した場合、加工時の割れ発生が問題となる。また、鋼板の高強度化に伴い降伏点が高まると、プレス成形後の形状凍結性が低下する問題も生じる。更に、1180MPa級以上の鋼板においては、通常、C等の添加元素量を高めることにより高強度化が図られるが、C等の添加量が高まるにつれて溶接性が低下するため、自動車部品同士を溶接により一体化する際に問題となる。したがって、高強度鋼板を自動車部品に適用する上では、所望の強度を有することに加え、伸び、伸びフランジ性、低降伏比および溶接性を兼ね備えた高強度鋼板の開発が必須となる。
【０００３】
加工性に優れた高強度鋼板に関する従来技術としては、例えば、特許文献1〜5に、鋼成分や組織の限定、熱延条件、焼鈍条件の最適化により、伸びと伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板を得る技術が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２００３−１９３１９３号公報
【特許文献２】特開２００４−３３２０９９号公報
【特許文献３】特開２００５−１６３０５５号公報
【特許文献４】特開２００７−９２６９号公報
【特許文献５】特開２００８−２９７５９２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、特許文献1に記載の鋼板は、ベイナイトまたはベイニティックフェライトを主相とする組織を有するため、1180MPa級以上の引張強度を達成するには、多量のCやMo、Nb等の高価な合金元素を含有させる必要がある。また、特許文献２に記載の鋼板も、ベイナイトまたはベイニティックフェライトを主相とする組織を有するため、高強度化を図る上でNi、Cu、Cr、Mo等の高価な合金元素を必須とする。特許文献３、特許文献４および特許文献５に記載の鋼板は、高価な合金添加元素を要しないが、焼戻し工程を必須とするため、焼戻し処理に時間と手間がかかり、製造コスト高となる。
【０００６】
本発明は、従来技術に見られた上記の問題を有利に解決するものであり、溶接性を阻害するCの含有量を少なくし、しかもCu、Ni、Cr、Mo等の高価な合金元素を積極的に含有させなくても、降伏比：0.50以上0.80以下、引張強度（TS）：1180MPa以上という低降伏比と高強度が得られ、しかも伸びや伸びフランジ性にも優れた高強度冷延鋼板を、その有利な製造方法と共に提供することを目的とする。
なお、本発明において、伸びおよび伸びフランジ性に優れるとは、TS×El≧16000MPa・%、TS×λ≧25000MPa・%を満足することを意味する。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明者らは、上記の課題を解決すべく、鋭意検討した。その結果、加工性および溶接性の観点からC含有量を低減し、且つNi、Cu、Cr、Mo等の高価な合金元素を積極的に添加しない成分組成を有する鋼板であっても、組織の最適化を図ることにより1180MPa以上の引張強度をはじめとして所望の特性が得られることを見出した。
【０００８】
本発明は、上記知見に基づきなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
（１）質量%で、
C：0.10%以上0.15%以下、
Si：1.0%以上2.0%以下、
Mn：2.0%以上3.0%以下、
P：0.030%以下、
S：0.0050%以下、
Al：0.005%以上0.1%以下、
N：0.01%以下、
Ti：0.005%以上0.050%以下  および
B：0.0001%以上0.0050%以下
を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、体積分率：35%以上65%以下かつ平均結晶粒径：1μm以上10μm以下のフェライト相、体積分率：15%以上45%以下かつ平均結晶粒径：1μm以上10μm以下のベイナイト相および体積分率：5%以上25%以下かつ平均結晶粒径：0.5μm以上5μm以下のマルテンサイト相からなる組織を有し、降伏比：0.50以上0.80以下かつ引張強度：1180MPa以上であることを特徴とする、加工性に優れた高強度冷延鋼板。
【０００９】
（２）上記（１）に記載の高強度冷延鋼板の製造方法であって、上記（１）に記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延し、酸洗後、圧延率：20%以上50%以下の冷間圧延を施して冷延鋼板とし、該冷延鋼板に780℃以上AC3点未満の温度域で焼鈍処理を施したのち、冷却速度：10℃/秒以上80℃/秒以下でMs点超550℃以下の冷却停止温度域まで冷却し、該冷却停止温度からの温度降下量が0〜100℃の温度範囲に100秒以上1000秒以下滞留させることを特徴とする、加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１０】
本発明によれば、溶接性を阻害することなく、伸びおよび伸びフランジ性に優れた、降伏比0.50以上0.80以下で引張強度が1180MPa以上の高強度冷延鋼板を、コスト高を招くことなく製造することができる。そのため、本発明により得られる高強度冷延鋼板は、特に厳しい形状にプレス成形され、溶接施工される自動車部品として好適であり、自動車車体の軽量化に対して極めて有用である。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
以下に本発明の成分組成および組織の限定理由について説明する。なお、鋼板中の元素の含有量の単位は何れも「質量%」であるが、以下、特に断らない限り、単に「%」で示す。
【００１２】
まず、本発明における鋼の化学成分（組成）の適正範囲およびその限定理由は以下の通りである。
C：0.10%以上0.15%以下
Cは、低温変態相であるベイナイト相およびマルテンサイト相を生成する上で必須の元素であり、鋼板の高強度化に寄与するが、本発明では加工性および溶接性の観点から、このC量を従来よりも少なくする。すなわち、C量が0.15%を超えると鋼板が過度に硬質化するため、優れた伸びおよび伸びフランジ性を達成することが困難となる。またC量が多い鋼板に溶接を施すと、溶接部や溶接熱影響部が過度に硬質化し、溶接割れ等の支障をきたす。とはいえ、C量が0.10%未満では強度を確保することが困難となる。そのため、C量は0.10%以上0.15%以下の範囲とする。好ましくは、0.11%以上0.14%以下の範囲である。
【００１３】
Si：1.0%以上2.0%以下
Siは、フェライト生成元素であり、所望のフェライト量を生成する上で必須の元素である。また、Siは、フェライト相中の固溶Cを低減し、伸びの向上に寄与する元素である。更に、Siは、フェライト相の固溶強化能を有し、フェライトと低温変態相との硬度差を低減するため、伸びフランジ性の向上を図る上でも有効な元素である。これらの効果を得るためには、Si量は1.0%以上とする必要がある。一方、Si量が2.0%を超えると鋼板が脆くなるため、鋼板を所望の形状に成形して部材を製造する際、成形時の割れを招来する。そのため、Si量は1.0%以上2.0%以下の範囲とする。好ましくは、1.1%以上1.6%以下の範囲である。
【００１４】
Mn：2.0%以上3.0%以下
Mnは、焼入れ性を高め、鋼板の高強度化に寄与する元素であり、かかる作用はMn量を2.0%以上とすることで認められる。一方、Mn量が3.0%を超えると、過度に焼入れ性が高まり、所望のフェライト相の確保が困難となり、伸びが低下する。したがって、Mn量は2.0%以上3.0%以下の範囲とする。好ましくは2.4%以上2.9%以下の範囲である。
【００１５】
P：0.030%以下
Pは、溶接性に悪影響をおよぼすため、本発明においては極力低減することが好ましいが、0.030%までは許容できる。好ましくは0.015%未満である。なお、P量を過度に低減することは溶製コストの高騰につながり、経済的に不利となるので、P量の下限は0.001%程度とすることが好ましい。
【００１６】
S：0.0050%以下
Sは、鋼中でMnSを形成して板状介在物となり、伸びフランジ性を低下させる。そのため、本発明においてS量は極力低減することが好ましいが、S量が0.0050%以下であれば上記問題が顕在化することはない。好ましくは0.0030%以下である。なお、S量の過度の低減は、製鋼工程における脱硫コストの増加を招くので、S量の下限は0.0001%程度とすることが好ましい。
【００１７】
Al：0.005%以上0.1%以下
Alは、脱酸剤として使用される。脱酸作用を得るためにはAl量を0.005%以上とすることが必要となるが、Al量が0.1%超となると、成分コストの上昇を招く。したがって、Al量は0.005%以上0.1%以下の範囲とする。好ましくは0.02%以上0.06%以下の範囲である。
【００１８】
N：0.01%以下
本発明において、Nは不純物であり、極力低減することが好ましいが、0.01%までは許容できる。好ましくは0.0050%以下である。なお、N量を過度に低減すると、溶製コストの高騰につながり、経済的に不利となるので、N量の下限は0.0001%程度とすることが好ましい。
【００１９】
Ti：0.005%以上0.050%以下
Tiは、鋼中でCやNと結合して微細炭化物や微細窒化物、微細炭窒化物を形成することにより、加熱時の結晶粒の粗大化を抑制し、熱延板組織ならびに焼鈍後の鋼板組織の細粒均一化に有効に作用する。また窒化物形成によりB窒化物の形成を抑制し、後述するB添加による焼入れ性を確保する上でも有効である。これらの効果を発現すべくTi量は0.005%以上とすることを要するが、Ti量が0.050%を超えるとこれらの効果は飽和する傾向にある。また、Tiを過度に含有すると、フェライト相中に析出物が過剰に生成し、フェライト相の延性低下、更には、鋼板の硬質化により熱間圧延時および冷間圧延時の圧延荷重が増大する。したがって、Ti量は0.005％以上0.050%以下の範囲とする。好ましくは0.010%以上0.040%以下の範囲である。
【００２０】
B:0.0001%以上0.0050%以下
Bは、焼入れ性を高め、焼鈍後の冷却過程におけるフェライト相の過剰生成を抑制し、所望のベイナイト量、およびマルテンサイト量を得るのに寄与する。かかる効果の発現には、B量を0.0001%以上とする必要がある。一方、B量が0.0050%を超えると上記効果は飽和する。したがって、B量は0.0001%以上0.0050%以下の範囲とする。好ましくは0.0005%以上0.0020%以下の範囲である。
なお、本発明の鋼板において、上記以外の成分はFeおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の効果を損なわない範囲内であれば、上記以外の成分の含有を拒むものではない。
【００２１】
次に、本発明にとって重要な要件の一つである鋼の組織およびその限定理由について説明する。
フェライト相の体積分率：35%以上65%以下
軟質なフェライト相は鋼板の伸び向上に寄与するため、本発明では、フェライト相を体積分率で35%以上含有させるものとした。一方、フェライト相が体積分率で65%を超えると、低温変態相の種類との組み合わせにもよるが引張強度1180MPaの確保が困難となる場合がある。したがって、フェライト相は体積分率で35%以上65%以下とする。好ましくは40%以上60%以下である。
【００２２】
フェライト相の平均結晶粒径：1μm以上10μm以下
フェライト相の平均結晶粒径が1μmに満たない場合、硬質な低温変態相（ベイナイト相およびマルテンサイト相）が近接して存在し、鋼板を所望の形状に成形する際、成形時（加工時）の変形能におよぼす低温変態相の寄与が大きくなるため、優れた成形性（加工性）を確保することが困難となる。一方、フェライト相の平均結晶粒径が10μmを超えて過度に粗大化すると不均一な組織となるため、成形時（加工時）に不均一な変形が生じ、優れた成形性を確保することが困難となる。したがって、フェライト相の平均結晶粒径は1μm以上10μm以下とする。
【００２３】
ベイナイト相の体積分率：15%以上45%以下
オーステナイト相からの低温変態相であるベイナイト相およびマルテンサイト相は、強度確保のために所定量を含有させる必要があるが、これらの量が過剰になると、過度に高強度化して加工性（伸び、伸びフランジ性）が低下する。また、伸びおよび伸びフランジ性と引張強度とのバランスを図る上では、過度にマルテンサイト相を含有させず、低温変態相をベイナイト相主体とすること、すなわち、ベイナイト相の体積分率をマルテンサイト相の体積分率よりも大きくすることが好ましい。
オーステナイト相からの低温変態相であるベイナイト相は、同じく低温変態相であるマルテンサイト相よりも軟質であり、フェライト相との硬度差の観点ではマルテンサイト相より小さい。そのため、ベイナイト相を積極的に利用すると、鋼板を所望の形状に成形するに際し、成形時（加工時）に鋼板全体が均一に伸び、また、伸びフランジ性にも有利である。これらの効果を発現すべく、本発明においてはベイナイト相を体積分率で15%以上含有させるものとした。一方、ベイナイト相が体積分率で45%を超えると、鋼板が過度に硬質化し、伸びの確保が困難となる。したがって、ベイナイト相は体積分率で15%以上45%以下とする。好ましくは20%以上40%以下である。
【００２４】
ベイナイト相の平均結晶粒径：1μm以上10μm以下
ベイナイト相の平均結晶粒径が1μmに満たない場合、フェライト相より硬質なベイナイト相が微細に分散して存在するため、加工時の変形能におよぼすベイナイト相の寄与が大きくなり、また、細粒化に起因して過度に高強度化し、優れた成形性（加工性）を確保することが困難となる。一方、ベイナイト相の平均結晶粒径が10μmを超えて過度に粗大化すると不均一な組織となり、成形時の均一な変形を阻害する要因となり優れた成形性を確保することが困難となる。したがって、ベイナイト相の平均結晶粒径は1μm以上10μm以下とする。
【００２５】
マルテンサイト相の体積分率：5%以上25%以下
マルテンサイト相を体積分率：5%以上25%以下の範囲内で含有する組織とすることで、強度と加工性（伸び、伸びフランジ性）との良好な材質バランスが得られる。マルテンサイト相が体積分率で5%未満の場合、引張強度（TS）：1180MPaの確保が困難となる。一方、マルテンサイト相が体積分率で25%超の場合、鋼板が過度に高強度化し、伸びが著しく低下し、またフェライト相との硬度差に起因して優れた伸びフランジ性の確保が困難となる。したがって、マルテンサイト相は体積分率で5%以上25%以下とする。好ましくは10%以上20%以下である。
【００２６】
マルテンサイト相の平均結晶粒径：0.5μm以上5μm以下
マルテンサイト相の平均結晶粒径が0.5μmより小さい場合、硬質なマルテンサイト相がフェライト母相中に微細に分散、またはベイナイト相に隣接するため、成形時にフェライト相またはベイナイト相とマルテンサイト相の界面におけるボイドの発生が多くなり、伸びおよび伸びフランジ性が低下する。また、細粒化に起因して過度に高強度化し、優れた成形性を確保することが困難となる。
一方、マルテンサイト相の平均結晶粒径が5μmを超えて過度に粗大化すると、不均一な組織となり、成形時の均一な変形を阻害する要因となり優れた成形性を確保することが困難となる。したがって、マルテンサイト相の平均結晶粒径は0.5μm以上5μm以下とする。好ましくは1μm以上3μm以下である。
なお、フェライト相、ベイナイト相およびマルテンサイト相以外の残部組織に関しては、不可避的に生成する残留オーステナイト相やセメンタイト等が合計体積分率で3%以下であれば、本発明の効果を損ねるものではない。
【００２７】
次に本発明の高強度冷延鋼板の製造方法について説明する。
上記の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延し、酸洗後、圧延率：20%以上50%以下の冷間圧延を施して冷延鋼板とし、該冷延鋼板に780℃以上AC3点未満の温度域で焼鈍処理を施したのち、冷却速度：10℃/秒以上80℃/秒以下でMs点超550℃以下の冷却停止温度域まで冷却し、該冷却停止温度からの温度降下量が0〜100℃の温度範囲に100秒以上1000秒以下滞留させる。かかる製造方法により本発明の目的とする高強度冷延鋼板が得られるが、鋼板にスキンパス圧延を施しても良い。
以下、製造条件の適正範囲およびその限定理由について説明する。
【００２８】
本発明において、冷間圧延前の工程に関しては常法に従って行えばよく、例えば、上記の成分組成範囲に調製した鋼を溶製、鋳造して得られた鋼スラブを、鋳造まま、または再加熱した後、850℃以上950℃以下の温度域で仕上げ圧延を行い、その後450℃以上650℃以下の温度域で巻き取り熱延鋼板とする。なお、上記再加熱温度は特に規定する必要はないが、仕上げ圧延温度を確保できる条件で再加熱する必要があり、一般には1100℃以上1300℃以下である。次いで、熱延鋼板を酸洗後、冷間圧延に供する。
【００２９】
冷間圧延率：20%以上50%以下
冷間圧延の圧延率は、低温変態相（ベイナイト相およびマルテンサイト相）を制御するとともに、結晶粒径を制御する上で重要である。圧延率が20%未満である場合、鋼板中に歪が均一に導入されないため、鋼板中で再結晶の進み具合にバラツキが生じ、粗大な粒と微細な粒が存在する混粒組織となり、平均結晶粒径が粗大化する。一方、圧延率が50%を超えると、再結晶が急速に進み、粒成長が促進されるため、結晶粒径が粗大化する。よって冷間圧延率は20%以上50%以下の範囲とする。
【００３０】
焼鈍温度：780℃以上AC3点未満
焼鈍温度が780℃未満である場合、焼鈍中のフェライト分率が高まることに起因して、焼鈍後に最終的に得られるフェライト相が過剰になり、引張強度：1180MPa以上の確保が困難となる。また、最終的に得られる鋼板に、冷間加工により導入された歪が未回復のまま存在し、または、未再結晶フェライトが存在し、鋼板の加工性（伸び、伸びフランジ性）が劣化する傾向を示す。一方、AC3点以上のオーステナイト単相の温度域まで加熱すると、オーステナイト粒径が過度に粗大化し、その後の冷却過程で生成するフェライト相の量が減少し、伸びが低下する。また、フェライト相や低温変態相（ベイナイト相およびマルテンサイト相）の結晶粒径が粗大化し、伸びフランジ性が劣化する。したがって、焼鈍温度は780℃以上AC3点未満の範囲とする。また、焼鈍処理時間は20秒以上200秒以下程度とすることが好ましい。
なお、AC3点は、実測してもよいが、下記(1)式を用いて算出してもよい。なお、(1)式中の元素記号は各元素の含有量(mass%)である。
AC3(℃) = 910-203√C+44.7Si-30Mn+700P+400Al+400Ti … (1)
【００３１】
冷却速度：10℃/秒以上80℃/秒以下
焼鈍処理後の冷却速度は、軟質なフェライト相と硬質な低温変態相の体積分率を制御し、1180MPa級以上の引張強度と加工性を確保する上で重要である。平均冷却速度が80℃/秒を超えると、冷却中のフェライト生成が抑制され、低温変態相であるベイナイト相およびマルテンサイト相の体積分率が増加するため、1180MPa級以上の引張強度の確保は容易となるが成形性（加工性）が劣化する。一方、10℃/秒未満であると、冷却過程中に生成するフェライト相の量が過剰となり、引張強度の確保が困難となる。したがって、焼鈍処理後の冷却速度は10℃/秒以上80℃/秒以下とする。好ましくは10℃/秒以上40℃/秒以下である。なお、上記冷却速度に制御すべく、焼鈍処理後の鋼板の冷却はガス冷却とすることが好ましいが、炉冷、ミスト冷却、ロール冷却、水冷などを用いて組み合わせて冷却することも可能である。
【００３２】
冷却停止温度：Ms点超550℃以下
本発明鋼では、フェライト安定元素であるSiを多量に添加しているため、前記冷却速度制御下における冷却中にフェライト相が生成し易い。ここで、冷却停止温度をMs点以下とすると、前記冷却速度制御下における冷却時間がMs点超で冷却を停止する場合に比べ長くなり、フェライト相の生成量は増加傾向を示す。また、冷却停止温度をMs点以下とすると、オーステナイト相からの低温変態相はマルテンサイト相が主体となる。このため、冷却停止温度をMs点以下とすると、フェライト相の生成量が増加することに起因して強度不足となり易く、また、フェライト相とマルテンサイト相との硬度差に起因して伸びフランジ性が低下する。一方、冷却停止温度が550℃を超えると、前記冷却速度制御下における冷却時間が相対的に短くなり、フェライト相の生成量が少なくなるとともに、ベイナイト相の生成量が多くなり易い。このため、過度に高強度化し、伸びの確保が困難となる。
以上の理由により、本発明においては、ベイナイト相およびマルテンサイト相の体積分率を制御し、1180MPa級以上の引張強度を確保するとともに優れた加工性を達成すべく、冷却停止温度をMs点超550℃以下の範囲とする。
なお、Ms点の値は、例えば0.3〜100℃/秒の冷却速度でオーステナイト状態から連続冷却してくる過程で起こる変態の状況を示した連続冷却変態図(CCT図)を作成して求めてもよいが、経験式である下記(2)式により求めてもよい。なお、(2)式中の元素記号は、各元素の含有量(mass%)である。
Ms(℃) = 550-360C-40Mn … (2)
【００３３】
鋼板滞留温度：冷却停止温度からの温度降下量0〜100℃の温度範囲
冷却停止後の鋼板の滞留温度は、ベイナイト相およびマルテンサイト相の体積分率を制御する上で重要である。冷却停止後の鋼板を所定時間滞留させると、未変態オーステナイト相が低温変態相であるベイナイト相とマルテンサイト相に変態するが、滞留中の鋼板温度が100℃を超えて降下すると、マルテンサイト相が過剰に生成するおそれがある。また、冷却停止後の鋼板の滞留温度は、ベイナイト相の均質性を確保する上でも重要である。滞留温度が大幅に変動すると、生成するベイナイト相の硬さにバラツキが生じ、鋼板を所望の形状に成形する際、不均一な変形を招来するおそれがある。更に、ベイナイト相の一部が過度に硬化し、加工性が劣化することも懸念される。したがって、鋼板滞留温度は、冷却停止温度からの温度降下量0〜100℃の温度範囲とする。
【００３４】
鋼板滞留時間：100秒以上1000秒以下
冷却停止後の滞留時間は、ベイナイト相およびマルテンサイト相の分率を制御する上で重要である。滞留時間が100秒に満たない場合、滞留中のベイナイト変態が不十分となる。そのため、滞留後に未変態オーステナイト相がマルテンサイト相となり、マルテンサイト相が過剰となる結果、鋼板が過度に高強度化して成形性が低下する。一方、滞留時間が1000秒を超えると、ベイナイト相が過剰となりマルテンサイト相の生成量が不十分となる結果、鋼板は軟質化し、引張強度の確保が困難となる。1180MPa級以上の引張強度を確保するとともに優れた加工性を達成するには、滞留時間は100秒以上1000秒以下の範囲とする必要がある。好ましくは150秒以上750秒以下である。
【００３５】
冷却停止後の鋼板を上記滞留温度に保持する手段としては、例えば、焼鈍後の冷却設備の下工程に保温装置等を設けて鋼板の温度を上記滞留温度に調整する手段等が挙げられる。ただし、冷却停止後の鋼板を上記滞留時間放冷しても冷却停止温度からの鋼板温度降下量が0〜100℃の温度範囲に収まる場合には、上記保温装置等の特別な手段を設けなくてもよい。なお、滞留後の鋼板は、任意の方法により所望の温度に冷却される。
【００３６】
上記の焼鈍後、最終的に得られた冷延鋼板に、形状矯正や表面粗度調整の目的から調質圧延（スキンパス圧延）を行ってもかまわないが、過度にスキンパス圧延をすると歪が導入され結晶粒が展伸され圧延加工組織となり、延性が低下するため、スキンパス圧延の圧下率は0.05%以上0.5%以下程度とすることが好ましい。
【００３７】
本発明に従えば、引張強度：1180MPa以上という高強度にも拘らず、0.50以上0.80以下という低い降伏比を得ることができる。その理由は定かではないが、ベイナイト相およびマルテンサイト相の体積分率の最適化によるものと推測される。フェライト相とマルテンサイト相から構成される組織の場合、オーステナイト相からマルテンサイト相に変態する際、フェライト相中に転位が導入され易く、可動転位が多くなる結果、降伏比が低下する傾向を示す。一方、フェライト相とベイナイト相から構成される組織の場合、オーステナイト相からベイナイト相に変態する際、フェライト相中に転位が導入され難く、可動転位が少なくなる結果、降伏比が大きくなる傾向を示す。本発明では、ベイナイト相とマルテンサイト相の体積分率を適正範囲に制御することにより、所望の降伏比が達成されるものと推測される。なお、より好ましくは、降伏比：0.55以上0.70以下の範囲である。
【実施例】
【００３８】
（実施例１）
表1に示す成分組成を有する鋼を溶製してスラブとし、スラブ加熱温度：1200℃、仕上げ圧延温度：900℃、巻き取り温度：550℃で熱間圧延を施し、引き続き塩酸酸洗後、表2に示す条件で冷間圧延、焼鈍処理を行い板厚1.6mmの冷延鋼板を製造した。得られた冷延鋼板について、下記に示す材料試験により材料特性を調査した。なお、表1に示すAC3点およびMs点は各々、前記(1)式および(2)式により求めた。
得られた結果を表3に示す。
【００３９】
【表１】
0005521444.tif 000002
【００４０】
【表２】
0005521444.tif 000003
【００４１】
（１）鋼板の組織：圧延方向断面、板厚1/4面位置を光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡（SEM）で観察することにより調査した。観察は1000〜3000倍の倍率で、N=5（観察視野5箇所）で実施した。フェライト相の結晶粒径は、JIS G 0552（1998）に規定の方法（切断法）に準拠して結晶粒度を求め、平均粒径に換算した。ベイナイト相、マルテンサイト相についても同様に測定した。フェライト相、ベイナイト相、およびマルテンサイト相の体積分率は倍率1000倍の断面組織写真を用いて、画像解析により任意に設定した100mm×100mm四方の正方形領域内に存在する各相の占有面積を求め、これを各相の体積分率とした。ベイナイト相とマルテンサイト相の区別は倍率3000倍の断面組織写真を用いて、フェライト相以外の低温変態相において炭化物の観察されるものをベイナイト相、炭化物の観察されない平滑な表面として観察されるものをマルテンサイト相と判定した。
【００４２】
（２）引張特性：圧延方向と90°の方向を長手方向（引張方向）とするJIS Z 2201に記載の5号試験片を用い、JIS Z 2241に準拠した引張試験を行い評価した。なお、引張特性の評価基準はTS×El≧16000MPa・%以上（TS：引張強度（MPa）、El：全伸び（%））を良好とした。
【００４３】
（３）伸びフランジ性（穴拡げ率）：日本鉄鋼連盟規格JFS T 1001に基づき実施した。初期直径d0=10mmの穴を打抜き、60°の円錐ポンチを上昇させ穴を拡げた際に、亀裂が板厚貫通したところでポンチ上昇を止め、亀裂貫通後の打抜き穴径dを測定し、穴拡げ率：（（d- d0）/ d0）×100（%）として算出した。同一番号の鋼板について3回試験を実施し、穴拡げ率の平均値（λ）を求めた。なお、伸びフランジ性（穴拡げ率）の評価基準はTS×λ≧25000MPa・%以上を良好とした。
【００４４】
【表３】
0005521444.tif 000004
【００４５】
表3より、本発明例では、TS×El≧16000MPa・%以上、TS×λ≧25000MPa・%以上を満足する、加工性に優れる高強度冷延鋼板が得られていることがわかる。
一方、鋼成分が本発明範囲外であるJ、K、Lは所望の組織を制御することができず加工性（伸び）に劣っていた。冷間圧延率が本発明範囲外であるM、Nは平均結晶粒径が粗大なため、伸び（延性）および伸びフランジ性に劣っていた。焼鈍温度が本発明に満たないO、冷却速度が本発明に満たないQ、冷却停止温度が本発明の下限を下回るSはフェライト相の体積分率が高く、また、滞留時間が本発明を超えるWはマルテンサイト相の体積分率が低く、いずれも引張強度：1180MPaを満足していなかった。
焼鈍温度が本発明を超えるP、冷却速度が本発明を超えるR、冷却停止温度が本発明を超えるT、冷却停止温度からの温度降下量が本発明を超えるU、滞留時間が本発明に満たないVはベイナイト相またはマルテンサイト相の体積分率が高く、引張強度は良好な値を示すものの、加工性（伸び、伸びフランジ性）に劣っていた。
【産業上の利用可能性】
【００４６】
本発明に従い、鋼板中のC量を低減し、Cu、Ni、Cr、Moなど高価な元素を積極的に含有させずとも、フェライト相、ベイナイト相、マルテンサイト相各々の体積分率と平均結晶粒径を規定することにより、安価で且つ優れた溶接性の下で、降伏比：0.50以上0.80以下、引張強度（TS）：1180MPa以上の加工性に優れた高強度冷延鋼板を得ることができる。また、本発明の高強度冷延鋼板は、特に厳しい形状にプレス成形され溶接施工される自動車部品に好適であるが、自動車部品以外にも、建築および家電分野など厳しい寸法精度、加工性が必要とされる用途にも好適である。