(57)【要約】【課題】  引張強度と加工性のバランスに優れた高強度冷延鋼板を提供する。【解決手段】  質量％で、Ｃ：０．１０〜０．２５％、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｐ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１〜３．０％を満たし、残部が鉄及び不可避不純物からなるものであって、  全組織に対する占積率で、ベイニティックフェライトが７０％以上、残留オーステナイトが５〜２０％であり、且つ  硬度（ＨＶ）が２７０以上であると共に、  α鉄の（２００）面におけるＸ線回折ピークの半価幅が０．２２０°以下であることを特徴とする強度と加工性のバランスに優れた高強度冷延鋼板。【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．１０〜０．２５％、
Ｓｉ：１．０〜２．０％、
Ｍｎ：１．５〜３．０％、
Ｐ  ：０．０１％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．００５％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０１〜３．０％
を満たし、残部が鉄及び不可避不純物からなるものであって、
全組織に対する占積率で、
ベイニティックフェライトが７０％以上、
残留オーステナイトが５〜２０％であり、且つ
硬度（ＨＶ）が２７０以上であると共に、
α鉄の（２００）面におけるＸ線回折ピークの半価幅が０．２２０°以下
であることを特徴とする強度と加工性のバランスに優れた高強度冷延鋼板。
【請求項２】
更に、質量％で、
Ｍｏ：０．３％以下（０％を含まない）、及び／又は
Ｃｒ：０．３％以下（０％を含まない）
を含む請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
【請求項３】
更に、質量％で、
Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）、及び／又は
Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）
を含む請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板。
【請求項４】
更に、質量ｐｐｍで、
Ｃａ：５０ｐｐｍ以下（０％を含まない）
を含む請求項１〜３のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれかに記載の高強度冷延鋼板の表面にめっきが施されたものであるめっき鋼板。
【請求項６】
前記めっきが亜鉛めっきである請求項５に記載のめっき鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、強度と加工性のバランスに優れた高強度冷延鋼板およびめっき鋼板に関するものであり、ＴＲＩＰ（TRansformation  Induced  Plasticity；変態誘起塑性）鋼板の改良技術に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車や産業用機械等を構成する高強度部品をプレス成形加工や曲げ加工して得るにあたり、該加工に供される冷延鋼板は、優れた強度と加工性を兼ね備えていることが求められている。近年では、自動車の更なる軽量化等に伴いより高強度の冷延鋼板に対するニーズが高まっており、この様なニーズに応える冷延鋼板として、特にＴＲＩＰ鋼板が注目されている。
【０００３】
ＴＲＩＰ鋼板は、オーステナイト組織が残留しており、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）以上の温度で加工変形させると、応力によって残留オーステナイト（残留γ）がマルテンサイトに誘起変態して大きな伸びが得られる鋼板である。その種類として幾つか挙げられ、例えば、ポリゴナルフェライトを母相とし、残留オーステナイトを含む鋼板、焼戻マルテンサイトを母相とし、残留オーステナイトを含む鋼板、ベイニティックフェライトを母相とし、残留オーステナイトを含む鋼板、ベイナイトを母相とし、残留オーステナイトを含む鋼板（例えば特許文献１）等が知られている。
【０００４】
このうちベイニティックフェライトを母相とし、残留オーステナイトを含む鋼板は、硬質のベイニティックフェライトによって高強度が得られ易く、また、ラス状のベイニティックフェライトの境界に微細な残留オーステナイトが生成し易く、この様な組織形態が優れた伸びをもたらすといった特徴を有している。更に該鋼板は、１回の熱処理（連続焼鈍工程またはめっき工程）で容易に製造できるという製造上のメリットもある。
【０００５】
ところが該鋼板においても、高強度化に伴い加工性が低下するといった問題がある。この様な問題を解決すべく、特許文献２には、基本的な成分組成にＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂのうち１種以上を所定量含有させて、耐水素脆化、溶接性と共に穴拡げ性を高めた高強度薄鋼板が提案されている。しかし合金元素を必須とし、母相が転位密度の極めて高いベイニティックフェライトからなるため、全伸びを含む延性をより一層高めることは難しいと考えられる。またコストやリサイクルの観点からは、合金元素を低減することが望ましい。
【特許文献１】特開平０１−１５９３１７号公報
【特許文献２】特開２００４−３３２１００号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、引張強度と加工性のバランスの一層高められた引張強度が８００ＭＰａ以上の冷延鋼板およびめっき鋼板を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明に係る強度と加工性のバランスに優れた高強度冷延鋼板とは、質量％で（化学成分について、以下同じ）、
Ｃ  ：０．１０〜０．２５％、
Ｓｉ：１．０〜２．０％、
Ｍｎ：１．５〜３．０％、
Ｐ  ：０．０１％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．００５％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０１〜３．０％
を満たし、残部が鉄及び不可避不純物からなるものであって、
全組織に対する占積率で、
ベイニティックフェライトが７０％以上、
残留オーステナイトが５〜２０％であり、且つ
硬度（ＨＶ）が２７０以上であると共に、
α鉄の（２００）面におけるＸ線回折ピークの半価幅が０．２２０°以下
であるところに特徴を有するものである。
【０００８】
上記高強度冷延鋼板は、更に、Ｍｏ：０．３％以下（０％を含まない）、及び／又はＣｒ：０．３％以下（０％を含まない）を含んでいてもよく、また、Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）、及び／又はＮｂ：０．１％以下（０％を含まない）を含んでいてもよい。更には、Ｃａ：５０質量ｐｐｍ以下（０％を含まない）を含んでいてもよい。
【０００９】
本発明は、上記高強度冷延鋼板の表面にめっきの施されためっき鋼板も含むものであり、該めっきとして亜鉛めっきの施されたものが挙げられる。
【発明の効果】
【００１０】
本発明によれば、自動車等における高強度部品を良好に加工することのできる引張強度と加工性（全伸び、伸びフランジ性）のバランスが一層高められた高強度冷延鋼板およびめっき鋼板を提供できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
本発明者らは、上記の通り延性を確保し易いベイニティックフェライトを母相とするＴＲＩＰ鋼板を対象に、強度と加工性のバランスをより一層高めるべく、母相に着目して鋭意研究を行なった。
【００１２】
図１〜３は、本発明の成分組成を満たす同一鋼種を用いて、後述する熱処理パタン（図４）の均熱温度（Ｔ１）を８７０〜９００℃、平均冷却速度（ＣＲ）を１０℃／ｓと２０℃／ｓと変えて製造し、得られた鋼板の引張強度（ＴＳ）、伸び［全伸びのこと（Ｅｌ）］、及び残留オーステナイト（残留γ）を後述する実施例の通り測定した結果である。この図１〜３から、引張強度は、熱処理時の均熱温度と平均冷却速度によらずほぼ一定であるが（図１）、伸びは、均熱温度と平均冷却速度により異なっており（図２）、特に均熱温度：８８０℃で得た鋼材は、図３に示す通り残留オーステナイト量がほぼ同量であるにもかかわらず、平均冷却速度によって伸びが著しく異なっている。本発明者らは、これらの鋼材について詳細に調べたところ、上記均熱温度：８８０℃で得た鋼材のうち高い伸びを示したもの（ＣＲ：１０℃／ｓで冷却したもの）は、表１に示す通り、母相の転位密度と関係のある、母相（α鉄）をＸ線回折（後述する実施例の条件で測定）して得られるＦｅピーク半価幅が小さいことがわかった。そこで、様々な条件で製造して得られたＦｅピーク半価幅の異なる鋼材について伸びを測定したところ、Ｆｅピーク半価幅の小さいものほど高い伸びを示すことを把握した。
【００１３】
【表１】
2006274417.tif 000002
【００１４】
更に、Ｆｅピーク半価幅と伸びの向上について定量的な関係を追究したところ、上記α鉄の（２００）面におけるピーク半価幅（以下「Ｆｅピーク半価幅」ということがある）が０．２２０°以下（好ましくは０．２０５°以下）であれば飛躍的に高い伸びを示し、強度と加工性のバランスを一層高め得ることを見出した。
【００１５】
尚、この様にＦｅピーク半価幅を低減することで伸びが著しく高まる機構について、未だ十分に明らかではないが次の様に考えられる。即ち、ＴＲＩＰ鋼板では、上述の通り加工時に残留オーステナイトが変態することによって優れた加工性を示すが、該加工性は、加工（変形）初期は母相の特性によるところが大きく、母相自体の延性が鋼板の延性に大きく影響するものと考えられる。本発明の様に小さいＦｅピーク半価幅を示す母相の場合、転位密度が小さく母相の延性が向上していると考えられるため、加工の初期段階で母相の有する延性が十分に発揮されることに加えて、続けて起こる残留オーステナイトのＴＲＩＰ効果をより効果的にし、総合的に優れた加工性を発揮するものと考えられる。即ち、本発明では、母相をコントロールすることで、残留オーステナイト等の組織分率が従来と同じ鋼板において、該残留オーステナイトの変態による効果を十分に発揮させることができたものと考えられる。
【００１６】
上記Ｘ線回折におけるＦｅピーク半価幅は、転位密度と関係する歪の導入度合いを示すものであるため、いずれの結晶方位を測定してもほぼ同じ傾向を示すが、本発明では、最も傾向を明確に把握できる（２００）面のＦｅピーク半価幅を代表的に規定することとした。
【００１７】
尚、上記Ｆｅピーク半価幅の下限値は特に設けないが、本発明鋼板の母相組織がポリゴナルフェライトでなくベイニティックフェライトであることを考慮すると、上記Ｆｅピーク半価幅の下限は約０．１８０°になるものと考えられる。
【００１８】
上記効果を十分に発揮させて、強度と加工性のバランスを確実に高めるには、本発明鋼板の組織が下記要件を満たしていることが必要である。
【００１９】
〈ベイニティックフェライト（ＢＦ）：７０％以上〉
本発明は、上述の通り、延性を確保し易いベイニティックフェライトを母相とするＴＲＩＰ鋼板を対象とするものであり、該ベイニティックフェライトを全組織に対する占積率で７０％以上占めるようにする。好ましくは８０％以上、より好ましくは９０％以上である。その上限は、他の組織（残留オーステナイト等）とのバランスによって決定され得、後述する残留オーステナイト以外の組織（マルテンサイト等）を含有しない場合には、その上限が９５％に制御される。
【００２０】
本発明における上記「ベイニティックフェライト」とは、転位密度の高いラス状下部組織やグラニュラー状下部組織を有した組織をいい、組織内に一定の生成形態を成した炭化物を有するベイナイト組織とは明らかに異なる。また、転位密度がないか或いは極めて少ないポリゴナルフェライト組織とも異なっている（日本鉄鋼協会  基礎研究会  発行『鋼のベイナイト写真集−１』参照）。
【００２１】
〈残留オーステナイト（残留γ）：５〜２０％〉
残留オーステナイトは全伸びの向上に有用であり、この様な作用を有効に発揮させるには、全組織に対して占積率で５％（好ましくは８％以上、より好ましくは１０％以上、更に好ましくは１５％以上）存在することが必要である。一方、多量に存在すると伸びフランジ性が劣化するので、上限を２０％に定めた。
【００２２】
更に上記γR中のＣ濃度（ＣγR）が０．８％以上であることが好ましい。ＣγRは、ＴＲＩＰ（歪誘起変態加工）の特性に大きく影響し、ＣγRが０．８％以上であると伸びや伸びフランジ性が向上するからである。より好ましくは１．０％以上、更に好ましくは１．２％以上である。尚、上記ＣγRは高い程好ましいが、実操業上、調整可能な上限は概ね１．５％と考えられる。
【００２３】
本発明の鋼板は、上記組織のみ（即ち、ベイニティックフェライトと残留オーステナイトとの混合組織）から構成されていても良いが、本発明の作用を損なわない範囲で、他の組織としてマルテンサイトや炭化物を含んでいても良い。これらは、本発明の製造過程で不可避的に形成され得る組織であるが、少なければ少ない程好ましく、本発明では１５％以下に抑える。好ましくは１０％以下である。
【００２４】
本発明の鋼板は、上記の通り母相がベイニティックフェライトであり、従来の様なポリゴナルフェライトを多く含むものでないため、鋼板のビッカース硬さ（Ｈｖ）は２７０以上を示す。ポリゴナルフェライトが多く含まれると母相が極めて軟質となり、加工時にポリゴナルフェライトと残留オーステナイトの界面にボイドが生じて、残留オーステナイトの変態による加工性向上効果が十分に発揮され難くなる。
【００２５】
本発明は、上記の通り特に組織を制御する点に特徴があるが、該組織を容易に形成して引張強度と加工性のバランスを向上させるには、鋼板の成分組成を下記範囲とする必要がある。
【００２６】
〈Ｃ：０．１０〜０．２５％〉
Ｃは高強度を確保し、且つ残留オーステナイトを確保するために必須の元素である。詳細には、オーステナイト相中に十分なＣを固溶させ、室温でも所望のオーステナイト相を残留させる為に重要な元素であり、強度−加工性のバランスを高めるのに有用である。よってＣ量は０．１０％以上とする。好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．１８％以上である。但し、Ｃ量が過剰になると溶接性が劣化するので、本発明ではＣ量を０．２５％以下に抑える。好ましくは０．２３％以下である。
【００２７】
〈Ｓｉ：１．０〜２．０％〉
Ｓｉは、固溶強化元素として有用である他、残留オーステナイトが分解して炭化物が生成するのを有効に抑える元素でもある。この様な観点から、本発明ではＳｉ量を１．０％以上とする。好ましくは１．２％以上である。しかしＳｉが過剰になると、加工性に悪影響を及ぼすので、２．０％以下に抑える。好ましくは１．８％以下である。
【００２８】
〈Ｍｎ：１．５〜３．０〉
Ｍｎは、オーステナイトを安定化させ、所望の残留オーステナイトを得るのに必要な元素である。この様な作用を有効に発揮させるには１．５％以上含有させる必要がある。好ましくは１．８％以上である。一方、Ｍｎ量が過剰になると、残留オーステナイトが減少すると共に鋳片割れの原因にもなるので、３．０％以下、好ましくは２．７％以下とする。
【００２９】
〈Ｐ：０．０１％以下（０％を含まない）〉
Ｐは、加工性を劣化させるので低いほど望ましく、０．０１％以下に抑えるのがよい。
【００３０】
〈Ｓ：０．００５％以下（０％を含まない）〉
ＳはＭｎＳなどの硫化物系介在物を形成し、割れの起点となって加工性（特に伸びフランジ性）を劣化させる有害な元素であり、極力低減するのが望ましい。従ってＳは０．００５％以下、好ましくは０．００３％以下に抑える。
【００３１】
〈Ａｌ：０．０１〜３．０％〉
Ａｌは、鋼中の脱酸のために添加される元素であり、Ａｌによる脱酸を行なうと、鋼中Ａｌ量が０．０１％以上となる。しかしＡｌ含有量が増加すると、アルミナ等の介在物が増加し、加工性が劣化するため３．０％を上限とする。
【００３２】
本発明で規定する含有元素は上記の通りであり、残部成分は実質的にＦｅであるが、鋼中に、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物として、０．０１％以下のＮ（窒素）等の混入が許容されるのは勿論のこと、前記本発明の作用に悪影響を与えない範囲で、下記の如く、更に他の元素を積極的に含有させることも可能である。
【００３３】
〈Ｍｏ：０．３％以下（０％を含まない）、及び／又は
Ｃｒ：０．３％以下（０％を含まない）〉
Ｍｏ、Ｃｒは、鋼の強化元素として有用であると共に、残留オーステナイトを安定化するのに有効な元素でもある。こうした作用を発揮させるには、各々０．０５％以上（特に０．１％以上）含有させるのがよい。但し、過剰に添加してもその効果は飽和するので、ＭｏおよびＣｒは、それぞれ０．３％以下とする。
【００３４】
〈Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）、及び／又は
Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）〉
Ｔｉ、Ｎｂは、析出強化および組織微細化効果を有しており、高強度化に有用な元素である。この様な作用を有効に発揮させるには、それぞれ、０．０１％以上（特に０．０２％以上）含有させることが推奨される。但し過剰に添加しても効果が飽和し経済性が低下するため、それぞれ０．１％以下（好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０５％以下）とする。
【００３５】
〈Ｃａ：５０ｐｐｍ以下（０％を含まない）〉
Ｃａは、鋼中硫化物の形態を制御し、加工性向上に有効な元素である。上記作用を有効に発揮させるには、Ｃａを５ｐｐｍ以上（特に１０ｐｐｍ以上）含有させることが推奨される。但し過剰に添加しても効果が飽和し不経済となるので、５０ｐｐｍ以下（特に３０ｐｐｍ以下）に抑えるのがよい。
【００３６】
本発明は、製造条件まで規定するものではないが、上記成分組成を満たす鋼材を用いて、高強度かつ優れた加工性を発揮し得る上記組織を形成するには、冷間圧延の後に、下記要領で熱処理を行うことが推奨される。即ち、前述した成分組成を満足する鋼を（Ａｃ3点＋２０℃）〜（Ａｃ3点＋７０℃）の温度で２０〜５００秒間加熱保持後、５〜２０℃／ｓの平均冷却速度で４８０〜３５０℃の温度域まで冷却し、該温度域で１００〜４００秒間保持または緩冷却することが推奨される。以下、熱処理パタンを示した概略図（図４）を参照しつつ、各処理について詳述する。
【００３７】
まず、前述した成分組成を満足する鋼を（Ａｃ3点＋２０℃）〜（Ａｃ3点＋７０℃）の温度（図４中、Ｔ１）で２０〜５００秒間（図４中、ｔ１）加熱保持（均熱）する。ここでＴ１（均熱温度）は、残留オーステナイトを確保するのに極めて重要であり、Ｔ１が高すぎると残留オーステナイトを確保することが困難となり、また組織がベイナイトになり易い。一方、Ｔ１が低すぎると、転位密度が高くなり強度と加工性のバランスに優れた鋼板が得られ難くなる。更にｔ１（均熱時間）が５００秒を超える長時間の均熱を行うと、生産性が低下する。またｔ１が２０秒未満では、オーステナイト化が充分行われずにセメンタイトやその他の合金炭化物が残存してしまう。
【００３８】
この様な点を考慮すると、Ｔ１を８５０℃以上９００℃以下とすることがより好ましい。
【００３９】
上記均熱後は鋼板を冷却するが、本発明では、まず５〜２０℃／ｓの平均冷却速度（図４中、ＣＲ）で４８０〜３５０℃の温度域（図４中、Ｔｓ）まで冷却する。
【００４０】
上記平均冷却速度（ＣＲ）の制御は、本発明で規定するＦｅピーク半価幅を満たす鋼板を得るのに重要であり、そのためには平均冷却速度を２０℃／ｓ以下に抑える。より好ましくは１５℃／ｓ以下である。一方、冷却速度が遅すぎると冷却時に軟質なポリゴナルフェライトが形成され、ベイニティックフェライトが十分形成されない。よって、該平均冷却速度は５℃／ｓ以上とすることが好ましい。より好ましくは８℃／ｓ以上である。
【００４１】
上記の通り５〜２０℃／ｓの平均冷却速度（ＣＲ）で４８０〜３５０℃の温度域（Ｔｓ）まで冷却した後は、該温度域（図４中、Ｔｓ〜Ｔｆ）で１００〜４００秒間（図４中、ｔ２）保持または緩冷却（オーステンパ処理）する。該温度域で保持または緩冷却することによって残留オーステナイトを十分に確保することができる。該温度域より高い温度域でオーステンパ処理を行うと十分な残留オーステナイトを確保できない。また該温度域より低い温度域でオーステンパ処理を行った場合には、残留オーステナイトが減少するので好ましくない。
【００４２】
また、オーステンパ処理時間（ｔ２）が４００秒を超えると所定の残留オーステナイトが得られない。一方、上記ｔ２が１００秒未満だと、本発明で規定するＦｅピーク半価幅を満たす転位密度の低い鋼板が得られない。好ましくは上記ｔ２を１２０秒以上３５０秒以下（より好ましくは３００秒以下）とするのがよく、これらの傾向から、最も好ましくはｔ２を１５０〜３００秒とするのがよい。オーステンパ処理後の冷却方法については特に限定されず、空冷（ＡＣ）、急冷、気水冷却等を行なうことができる。
【００４３】
実操業を考慮すると、上記熱処理は、連続焼鈍設備を用いて行うのが簡便である。また冷間圧延板に亜鉛めっき、例えば溶融亜鉛めっきを施す場合には、前述した適正条件下で熱処理などを行った後に溶融亜鉛めっきを行い、更にその後に合金化熱処理を行うことが可能であるが、亜鉛めっき条件あるいはその合金化熱処理条件の一部が上記熱処理条件を満足するように設定し、該めっき工程で上記熱処理を行うことも可能である。
【００４４】
また、熱処理前の熱延工程や冷延工程は、特に限定されず、通常、実施される条件を適宜選択して採用することができる。具体的に上記熱延工程としては、例えばＡｒ3点以上で熱延終了後、平均冷却速度約３０℃／ｓで冷却し、約５００〜６００℃の温度で巻取る等の条件を採用することができる。また、熱延後の形状が悪い場合には、形状修正の目的で冷間圧延を行ってもよい。ここで、冷延率は３０〜７０％とすることが推奨される。冷延率７０％を超える冷間圧延は、圧延荷重が増大して圧延が困難となるからである。
【００４５】
本発明は、冷延鋼板を対象とするものであるが、製品形態は特に限定されず、冷間圧延・焼鈍を行って得られた鋼板の他、更に化成処理を施したり、溶融めっき、電気めっき、蒸着等によるめっきを施したものも含まれる。
【００４６】
上記めっきの種類としては、一般的な亜鉛めっき、アルミめっき等のいずれでもかまわない。まためっきの方法は、溶融めっき及び電気めっきのいずれでもよい。更にめっき後に合金化熱処理を施してもよく、複層めっきを施してもよい。また、非めっき鋼板上やめっき鋼板上にフィルムラミネート処理を施してもよい。
【００４７】
本発明の高強度鋼板は、ピラー、サイドフレーム等の高強度かつ高加工性、その他耐衝撃性が必要な自動車部品の製造に最適である。この様に成形加工して得られる部品においても、十分な材質特性（強度）を発揮する。
【００４８】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
【実施例】
【００４９】
表２に記載の成分組成からなる鋼種Ｎｏ．１〜１３を用いて溶製しスラブとした後、下記工程（熱延→冷延→連続焼鈍）に従って、板厚３．２ｍｍの熱延鋼板を得てから酸洗により表面スケールを除去し、その後１．２ｍｍ厚となるまで冷間圧延した。
【００５０】
＜熱延工程＞開始温度（SRT）：1150〜1250℃で30分間保持
仕上温度（FDT）：850℃
冷却速度：40℃／ｓ
巻取温度：550℃
＜冷延工程＞冷延率：50％
＜連続焼鈍工程＞各鋼材について、前記図４の熱処理パタンで焼鈍を行った。即ち、表３中のＴ１（℃）で２００秒間（ｔ１）保持した後、表３中のＣＲ（平均冷却速度）で表３中のＴｓ（℃）まで冷却した（水冷）後、Ｔｓ（℃）からＴｆ（℃）までｔ２秒間かけて緩冷却を行った。その後は空冷して鋼板を得た。
【００５１】
表３の実験Ｎｏ．２８はＺｎめっきを施した例であるが、この場合は、図５に示す様に均熱後、ＣＲ（平均冷却速度）で４８０℃以下まで冷却した後、４６０℃でＺｎめっき処理を施し、その後上記と同様に緩冷却を行ってＺｎめっき鋼板を得た。
【００５２】
この様にして得られた各鋼板の金属組織、Ｘ線回折におけるＦｅピーク半価幅、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、伸び［全伸びのこと（Ｅｌ）］、穴拡げ率（λ）及び硬度（Ｈｖ）を下記要領で夫々調べた。
【００５３】
［金属組織の観察］
ベイニティックフェライトの占積率は、製品板厚１／４の位置で圧延面と平行な面における任意の測定領域（約５０μｍ×５０μｍ、測定間隔は０．１μｍ）をレペラー腐食して光学顕微鏡観察（倍率１，０００倍）した後、電解研磨して透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察（倍率１５，０００倍）にて組織を同定し、当該ＴＥＭ観察で同定された組織情報を基に、前記光学顕微鏡観察の測定結果から、各組織の面積率を算出した。そして任意に選択した１０視野において同様に測定し、平均値を求めた。
【００５４】
また、残留オーステナイトの占積率（体積率）は、飽和磁化測定法によって測定した［特開２００３−９０８２５号公報、Ｒ＆Ｄ神戸製鋼技報／Ｖｏｌ．５２，Ｎｏ．３（Ｄｅｃ．２００２）参照］。その他の組織（マルテンサイト等）は全組織（１００％）から上記組織の占める占積率を差し引いて求めた。
【００５５】
［Ｘ線回折におけるＦｅピーク半価幅］
実験材の板幅中央より３０Ｗ×３０Ｌのサンプルを採取し、１／４ｔ（ｔ：板厚）部を測定すべくエメリー研削で減厚後、化学研磨を施した。そして、Ｘ線回折装置としてリガク電機（株）ＲＩＮＴ−１５００を用い、母相を構成するＦｅ（α鉄）のピーク半価幅をθ−２θ法にてＸ線解析し、（２００）面における２６．１〜３１．１°付近のピークの半価幅を求めた。上記測定を任意に選択した３箇所で行い、その平均値を求めた。尚、Ｘ線回折における他の条件は下記の通りである。
〈Ｘ線回折における測定条件〉
ターゲット：Ｍｏ
加速電圧：５０ｋＶ
加速電流：２００ｍＡ
スリット：ＤＳ…１°，ＲＳ…０．１５ｍｍ，ＳＳ…１°
走査速度：１°／分
【００５６】
［引張強度（ＴＳ）及び伸び（Ｅｌ）の測定］
引張試験はＪＩＳ５号試験片を用いて行い、引張強度（ＴＳ）と伸び（Ｅｌ）を測定した。尚、引張試験の歪速度は１ｍｍ／ｓｅｃとした。
【００５７】
［穴拡げ率（λ）の測定］
穴拡げ率（λ）を測定すべく伸びフランジ性試験を行った。伸びフランジ性試験は、直径１００ｍｍ、板厚２．０ｍｍの円盤状試験片を用いて行い、φ１０ｍｍの穴をパンチで打ち抜いた後、６０°円錐パンチでバリを上にして穴拡げ加工し、亀裂貫通時点での穴拡げ率（λ）を測定した（鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ  １００１）。
【００５８】
［硬さ（Ｈｖ）の測定］
ビッカース硬度計を用いて、荷重９．８Ｎで、各鋼材につき５箇所を各３点測定して平均値を求めた。
【００５９】
これらの結果を表４に示す。
【００６０】
【表２】
2006274417.tif 000003
【００６１】
【表３】
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【００６２】
【表４】
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【００６３】
表２〜４より次の様に考察できる（尚、下記Ｎｏ．は、表３，４中の実験Ｎｏ．を示す）。
【００６４】
表３，４のグループＡは、Ｃ量の影響を調べたものであるが、Ｎｏ．２〜４は本発明の要件を満たしているため、強度−加工性バランスに優れた鋼板が得られている。これに対し、Ｎｏ．１はＣ量が少なすぎるため、鋼板の硬度が低く残留オーステナイトも確保できておらず、強度と加工性のバランスに劣っている。
【００６５】
グループＢは、Ｓｉ量の影響を調べたものであり、Ｎｏ．６は本発明の要件を満たしているため、強度−加工性バランスに優れた鋼板が得られている。しかしＮｏ．５はＳｉ量が不足しているため、残留オーステナイトが不足しており、全伸びが十分でなく強度−加工性バランスに劣っている。
【００６６】
グループＣは、Ｍｎ量の影響を調べたものであり、Ｎｏ．８及びＮｏ．６は本発明の要件を満たしているため、強度−加工性バランスに優れた鋼板が得られている。しかしＮｏ．７は、Ｍｎ量が少ないため残留オーステナイトが不足しているため、残留オーステナイトを確保できず強度−加工性バランスに劣る結果となった。
【００６７】
グループＤは、選択元素の影響を調べたものであるが、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃａのいずれの元素を適量添加した場合も、強度−加工性バランスに優れた鋼板が得られている。
【００６８】
グループＥ〜Ｈは、成分組成が本発明の要件を満たす鋼種Ｎｏ．６の鋼材を用い、製造条件を変えて鋼板を製造した例を示している。
【００６９】
グループＥは、均熱温度の影響を調べたものであり、Ｎｏ．１６、１７は推奨される温度で加熱しているため、所望の組織が得られ、優れた強度−加工性バランスを発揮している。これに対しＮｏ．１４，１５は、均熱温度が高すぎるため、残留オーステナイトを十分確保できず、またＮｏ．１８は均熱温度が低すぎるため、Ｆｅピーク半価幅が大きくなり、いずれも強度−加工性バランスに劣る結果となった。
【００７０】
グループＦは、均熱後の冷却速度の影響を調べたものであり、Ｎｏ．２０〜２２は、推奨される冷却速度で冷却しているため、所望の組織が得られ、優れた強度−加工性バランスを発揮している。これに対し、Ｎｏ．１９は冷却速度が遅いためベイニティックフェライトを十分確保できず、強度−加工性バランスに劣る結果となった。またＮｏ．２３は冷却速度が速いため、Ｆｅピーク半価幅が大きくなり、強度−加工性バランスに劣っている。
【００７１】
グループＧは、熱処理条件の影響を調べたものであり、Ｎｏ．２５は推奨される条件でオーステンパ処理を行っているため、所望の組織が得られており、優れた強度−加工性バランスを発揮している。これに対し、Ｎｏ．２４はオーステンパ処理時間が短すぎるため、残留オーステナイトを確保できず、またＦｅピーク半価幅が大きくなり、強度−加工性バランスに劣っている。Ｎｏ．２６はオーステンパ処理時間が長すぎるため、この場合も残留オーステナイトを確保できず、またＦｅピーク半価幅が大きくなり、強度−加工性バランスに劣っている。Ｎｏ．２７はオーステンパ処理温度域が高めであるため、残留オーステナイトを確保できず、強度−加工性バランスに劣っている。
【００７２】
グループＨ（Ｎｏ．２８）は、Ｚｎめっきを施したものであるが、この様にＺｎめっき処理した鋼板においても本発明の効果が十分に発揮されていることがわかる。
【図面の簡単な説明】
【００７３】
【図１】均熱温度（Ｔ１）と平均冷却速度（ＣＲ）が引張強度に及ぼす影響を示したグラフである。
【図２】均熱温度（Ｔ１）と平均冷却速度（ＣＲ）が伸び（Ｅｌ）に及ぼす影響を示したグラフである。
【図３】均熱温度（Ｔ１）と平均冷却速度（ＣＲ）が残留オーステナイトに及ぼす影響を示したグラフである。
【図４】代表的な熱処理パタンを説明した概略図である。
【図５】別の代表的な熱処理パタンを説明した概略図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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