(57)【要約】Ｎｂ系ＩＦ鋼にＣｕＳのような析出物が０．２μｍ以下に微細に分布して降伏強度が増進され面内異方性指数が低くなる。Ｎｂ系ＩＦ鋼は重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｂ：０．０００１−０．００２％、Ｎｂ：０．００２〜０．０４％、ここにＣｕ：０．０１−０．２％、Ｍｎ：０．０１−０．３％、Ｎ：０．００４−０．２％の１種または２種以上を含み、残りのＦｅ及びその他の不可避な不純物で組成され、１≦（Ｍｎ／５５＋Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ／３２）≦３０、１≦（Ａｌ／２７）／（Ｎ／１４）≦１０を満たし、（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物とＡｌＮ析出物の平均の大きさが０．２μｍ以下になる。ナノサイズの析出物は結晶粒を微細にして固溶炭素が結晶粒内より結晶粒界に多く残存するようにする。これによって常温非時効特性と焼付硬化特性にも有利に作用する。【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．０１−０．２％、Ｓ：０．００５−０．０８％、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｂ：０．０００１−０．００２％、Ｎｂ：０．００２〜０．０４％を含み、残りのＦｅ及びその他の不可避な不純物で組成され、１≦（Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ／３２）≦３０を満たし、ＣｕＳ析出物の平均の大きさが０．２μｍ以下になる面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板。
【請求項２】
さらにＭｎが０．０１−０．３％含まれ、１≦（Ｍｎ／５５＋Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ／３２）≦３０を満たし、（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物の平均の大きさが０．２μｍ以下になることを特徴とする請求項１に記載の面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板。
【請求項３】
前記Ｎの含量が０．００４−０．０２％で、１≦（Ａｌ／２７）／（Ｎ／１４）≦１０を満たし、ＡｌＮ析出物の平均の大きさが０．２μｍ以下になることを特徴とする請求項１に記載の面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板。
【請求項４】
さらにＭｎが０．０１−０．３％、Ｎの含量が０．００４−０．０２％を含み、
１≦（Ｍｎ／５５＋Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ／３２）≦３０、１≦（Ａｌ／２７）／（Ｎ／１４）≦１０を満たし、（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物とＡｌＮ析出物の平均の大きさが０．２μｍ以下になることを特徴とする請求項１に記載の面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板。
【請求項５】
重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓ：０．０８％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｂ：０．０００１−０．００２％、Ｎｂ：０．００２〜０．０４％、ここにＣｕ：０．０１−０．２％、Ｍｎ：０．０１−０．３％、Ｎ：０．００４−０．２％の１種または２種以上を含み、残りのＦｅ及びその他の不可避な不純物で組成され、１≦（Ｍｎ／５５＋Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ／３２）≦３０、１≦（Ａｌ／２７）／（Ｎ／１４）≦１０（但し、Ｎの含量が０．００４％以上の場合）を満たし、（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物とＡｌＮ析出物の少なくとも１種以上の平均の大きさが０．２μｍ以下になる面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板。
【請求項６】
前記ＣとＮｂの含量が重量％で次の関係、０．８≦（Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）≦５．０を満たすことを特徴とする請求項１または５に記載の面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板。
【請求項７】
前記Ｃの含量が０．００５％以下であることを特徴とする請求項６に記載の面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板。
【請求項８】
前記ＣとＮｂにより定められるＣｓ（ｓｏｌｕｔｅ  ｃａｒｂｏｎ）が５−３０（ここで、Ｃｓ＝（Ｃ−Ｎｂx１２／９３）x１００００）を満たすことを特徴とする請求項１または５に記載の面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板。
【請求項９】
前記Ｃの含量が０．００１−０．０１％であることを特徴とする請求項８に記載の面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板。
【請求項１０】
降伏比（降伏強度／引張強度）が０．５８以上であることを特徴とする請求項１乃至５のいずれか１項に記載の面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板。
【請求項１１】
前記析出物数は１x１０６個/ｍｍ２以上であることを特徴とする請求項１乃至５のいずれか１項に記載の面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板。
【請求項１２】
前記Ｐの含量は０．０１５％以下であることを特徴とする請求項１または５に記載の面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板。
【請求項１３】
前記Ｐの含量は０．０３〜０．２％であることを特徴とする請求項１または５に記載の面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板。
【請求項１４】
さらにＳｉ：０．１〜０．８％、Ｃｒ：０．２〜１．２％の１種または２種が含まれることを特徴とする請求項１または５に記載の面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板。
【請求項１５】
さらにＭｏが０．０１〜０．２％含まれることを特徴とする請求項１または５に記載の面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板。
【請求項１６】
さらにＭｏが０．０１〜０．２％含まれることを特徴とする請求項１４に記載の面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板。
【請求項１７】
前記ＭｎとＣｕの和は０．０８−０．４％であることを特徴とする請求項２、４、５のいずれか１項に記載の面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板。
【請求項１８】
Ｍｎの含量は０．０１−０．１２％であることを特徴とする請求項２、４、５のいずれか１項に記載の面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板。
【請求項１９】
前記（Ｍｎ／５５＋Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ／３２）が１−９を満たすことを特徴とする請求項２、４、５のいずれか１項に記載の面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板。
【請求項２０】
前記（Ａｌ／２７）／（Ｎ／１４）が１−５を満たすことを特徴とする請求項３、４、５のいずれか１項に記載の面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板。
【請求項２１】
重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．０１−０．２％、Ｓ：０．００５−０．０８％、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｂ：０．０００１−０．００２％、Ｎｂ：０．００２〜０．０４％を含み、残りのＦｅ及びその他の不可避な不純物で組成され、１≦（Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ／３２）≦３０を満たすスラブを１１００℃以上の温度で再加熱した後、仕上げ圧延温度をＡｒ３変態点以上にして熱間圧延し３００℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却し７００℃以下の温度で巻取した後、冷間圧延し、連続焼鈍して平均の大きさが０．２μｍ以下のＣｕＳ析出物が分布する面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板の製造方法。
【請求項２２】
さらにＭｎが０．０１−０．３％含まれ、１≦（Ｍｎ／５５＋Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ／３２）≦３０を満たし、（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物の平均の大きさが０．２μｍ以下になることを特徴とする請求項２１に記載の面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板の製造方法。
【請求項２３】
前記Ｎの含量が０．００４−０．０２％で、１≦（Ａｌ／２７）／（Ｎ／１４）≦１０を満たし、ＡｌＮ析出物の平均の大きさが０．２μｍ以下になることを特徴とする請求項２１に記載の面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板の製造方法。
【請求項２４】
さらにＭｎが０．０１−０．３％、Ｎの含量が０．００４−０．０２％を含み、
１≦（Ｍｎ／５５＋Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ／３２）≦３０、１≦（Ａｌ／２７）／（Ｎ／１４）≦１０を満たし、（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物とＡｌＮ析出物の平均の大きさが０．２μｍ以下になることを特徴とする請求項２１に記載の面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板の製造方法。
【請求項２５】
重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓ：０．０８％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｂ：０．０００１−０．００２％、Ｎｂ：０．００２〜０．０４％、ここにＣｕ：０．０１−０．２％、Ｍｎ：０．０１−０．３％、Ｎ：０．００４−０．２％の１種または２種以上を含み、残りのＦｅ及びその他の不可避な不純物で組成され、１≦（Ｍｎ／５５＋Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ／３２）≦３０、１≦（Ａｌ／２７）／（Ｎ／１４）≦１０（但し、Ｎの含量が０．００４％以上の場合）を満たし、（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物とＡｌＮ析出物の少なくとも１種以上の平均の大きさが０．２μｍ以下になる面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板の製造方法。
【請求項２６】
前記ＣとＮｂの含量が重量％で次の関係、０．８≦（Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）≦５．０を満たすことを特徴とする請求項２１または２５に記載の面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板の製造方法。
【請求項２７】
前記Ｃの含量が０．００５％以下であることを特徴とする請求項２６に記載の面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板の製造方法。
【請求項２８】
前記ＣとＮｂにより定められるＣｓ（ｓｏｌｕｔｅ  ｃａｒｂｏｎ）が５−３０（ここで、Ｃｓ＝（Ｃ−Ｎｂx１２／９３）x１００００）を満たすことを特徴とする請求項２１または２５に記載の面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板の製造方法。
【請求項２９】
前記Ｃの含量が０．００１−０．０１％であることを特徴とする請求項２８に記載の面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板の製造方法。
【請求項３０】
降伏比（降伏強度／引張強度）が０．５８以上であることを特徴とする請求項２１乃至２５のいずれか１項に記載の面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板の製造方法。
【請求項３１】
前記析出物数は１x１０６個/ｍｍ２以上であることを特徴とする請求項２１乃至２５のいずれか１項に記載の面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板の製造方法。
【請求項３２】
前記Ｐの含量は０．０１５％以下であることを特徴とする請求項２１または２５に記載の面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板の製造方法。
【請求項３３】
前記Ｐの含量は０．０３〜０．２％であることを特徴とする請求項２１または２５に記載の面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板の製造方法。
【請求項３４】
さらにＳｉ：０．１〜０．８％、Ｃr：０．２〜１．２％の１種または２種が含まれることを特徴とする請求項２１または２５に記載の面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板の製造方法。
【請求項３５】
さらにＭｏが０．０１〜０．２％含まれることを特徴とする請求項２１または２５に記載の面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板の製造方法。
【請求項３６】
さらにＭｏが０．０１〜０．２％含まれることを特徴とする請求項３４に記載の面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板の製造方法。
【請求項３７】
前記ＭｎとＣｕの和は０．０８−０．４％であることを特徴とする請求項２２、２４、２５のいずれか１項に記載の面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板の製造方法。
【請求項３８】
Ｍｎの含量は０．０１−０．１２％であることを特徴とする請求項２２、２４、２５のいずれか１項に記載の面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板の製造方法。
【請求項３９】
前記（Ｍｎ／５５＋Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ／３２）が１−９を満たすことを特徴とする請求項２２、２４、２５のいずれか１項に記載の面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板の製造方法。
【請求項４０】
前記（Ａｌ／２７）／（Ｎ／１４）が１−５を満たすことを特徴とする請求項２３、２４、２５のいずれか１項に記載の面内異方性の低い高降伏比冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は自動車、家電製品などの素材として使われるＮｂ系ＩＦ（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ  Ｆｒｅｅ）冷延鋼板に関する。より詳しくは、微細な析出物の分布により降伏強度と面内異方性が改善されるＮｂ系ＩＦ冷延鋼板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車、家電製品に使われる冷延鋼板には強度と成形性の確保と共に常温耐時効特性と焼付硬化性が求められる。
【０００３】
時効は固溶元素（Ｃ、Ｎ）が転位に固着することによって硬化が起きながら発生する一種の変形時効現象である。時効はストレッチャーストレイン（Ｓｔｒｅｔｃｈｅｒ  Ｓｔｒａｉｎ）という欠陥を誘発するため、常温耐時効特性を確保することが重要である。
【０００４】
焼付硬化特性は微量の炭素を固溶状態で残存するようにしてプレス成形後塗装及び乾燥過程を経る間に固溶炭素により強度が増加することである。鋼板が焼付硬化特性を有するようになると強度が高くなることによるプレス成形性の難しさを解決することが出来る。
【０００５】
アルミキルド鋼をバッチ（箱）焼鈍処理すると常温耐時効特性と焼付硬化特性を与えることは出来る。しかし、バッチ（箱）焼鈍は焼鈍時間が長いため生産性が低く、部位別に材質の偏差が酷いという短所がある。
【０００６】
また、焼付硬化量（塗装処理前の降伏強度と塗装処理後の降伏強度の差）が１０−２０ＭＰａ程度であって降伏強度の上昇量が低い。
【０００７】
従って、Ｔｉ、Ｎｂのような炭、窒化物の形成元素を添加しながら連続焼鈍により常温耐時効特性と焼付硬化特性を与えることが出来るＩＦ鋼（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ  Ｆｒｅｅ  Ｓｔｅｅｌ）が開発された。
【０００８】
特許文献１では、Ｔｉ添加ＩＦ鋼において０．４−０．８％のＭｎと０．０４〜０．１２％のＰを添加して強度を確保している。極低炭素成分系のＩＦ鋼においてＰは粒界偏析による２次加工脆性の問題を発生させる。
【０００９】
特許文献２では、Ｐの代わりに固溶強化元素であるＭｎを０．９超過−３．０％添加して高強度を確保している。
【００１０】
特許文献３ではＰの代わりに０．５−２．０％のＭｎとＡｌ、Ｂなどを一緒に添加して強度、加工性と共に耐２次加工脆性を改善している。
【００１１】
特許文献４では、Ｐを低めながらＭｎ、Ｓｉの固溶強化元素を共に利用して高強度を確保している。この先行技術では、Ｍｎを０．５％まで使用し、Ａｌの場合脱酸剤として０．１％添加し、Ｎの場合には不純物として０．０１％以下に管理する。Ｍｎの含量が多くなるとメッキ特性に良くない。
【００１２】
特許文献５では、ＩＦ鋼においてＣｕを０．５−２．５％添加してε−Ｃｕの析出相を形成して強度を確保している。ε−Ｃｕの析出相により高強度は確保されるが、加工特性は良くない。
【００１３】
特許文献６及び特許文献７では、Ｃｕを炭化物の析出核として利用して炭化物により加工性または表面欠陥を改善する技術が提示されている。上記特許文献６は、Ｃｕを０．００５−０．１％添加するＩＦ鋼の粗圧延過程でＣｕＳを析出し、熱間圧延過程でＣｕＳを核としてＣｕ−Ｔｉ−Ｃ−Ｓの析出物を確保している。再結晶の過程でＣｕ−Ｔｉ−Ｃ−Ｓの析出物の周囲には板面に平行な面{１１１}を形成する核が増加して加工性が改善されると主張している。上記特許文献７はＩＦ鋼にＣｕを０．０１−０．０５％添加してＣｕＳ析出物を炭化物の析出核として用いることにより、固溶Ｃを減少させて表面欠陥を改善させる技術である。
【００１４】
これらの先行技術では、粗大なＣｕＳ析出物を製造過程中に利用することで、最終の製品（冷延鋼板）には炭化物が存在するようになる。さらに、Ｔｉ、Ｚｒのような硫化物の形成元素が原子量比でＳ量以上に添加しておりＳの殆どがＣｕよりはＴｉまたはＺｒと反応するようになっている。
【００１５】
一方、特許文献８及び特許文献９は、焼付硬化型ＩＦ鋼において耐食性を確保するためにＣｕとＰを複合添加している。これら先行技術は耐食性を確保するためＣｕを０．０５−１．０％の範囲にするが実際にＣｕを０．２％以上に過量添加する鋼である。
【００１６】
特許文献１０及び特許文献１１には、再加熱焼鈍時に炭硫化物（Ｔｉ−Ｃ−Ｓ系）を炭化物に溶解して結晶粒界に固溶させることにより、ＢＨ量（焼付前後の降伏強度差）３０ＭＰａ以上を確保する技術が提案されている。
【００１７】
上記の先行技術は、固溶強化により強度を高めたりε−Ｃｕの析出相を利用して強度を確保している。Ｃｕの場合にはε−Ｃｕの析出相の他に耐食性の側面または炭化物の析出核として用いている。これら先行技術は、高降伏比（降伏強度／引張強度）と共に面内異方性指数を低くしてはいない。
【００１８】
ＩＦ鋼において同一の引張強度に比べて降伏強度が高いと、即ち降伏比が高いと鋼板の厚さを減らすことができて軽量化の効果がある。また、面内異方性指数が低いと加工時にシワの発生が少なくなり、加工後には耳（ｅａｒ）の発生が少ないという長所がある。
【００１９】
【特許文献１】日本公開特許公報昭５７−０４１３４９号
【特許文献２】日本公開特許公報平５−０７８７８４号
【特許文献３】韓国公開特許公報２００３−００５２２４８号
【特許文献４】日本公開特許公報平１０−１５８７８３号
【特許文献５】日本公開特許公報平６−０５７３３６号
【特許文献６】日本公開特許公報平９−２２７９５１号
【特許文献７】日本公開特許公報平１０−２６５９００号
【特許文献８】日本公開特許公報平６−２４０３６５号
【特許文献９】日本公開特許公報平７−２１６３４０号
【特許文献１０】日本公開特許公報平１０−２８００４８号
【特許文献１１】日本公開特許公報平１０−２８７９５４号
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００２０】
本発明は、高い降伏比と共に面内異方性指数を低めることが出来るＮｂ系ＩＦ冷延鋼板とその製造方法を提供することにその目的がある。
【課題を解決するための手段】
【００２１】
本発明の冷延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．０１−０．２％、Ｓ：０．００５−０．０８％、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｂ：０．０００１−０．００２％、Ｎｂ：０．００２〜０．０４％を含み、残りのＦｅ及びその他の不可避な不純物で組成され、１≦（Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ／３２）≦３０を満たし、ＣｕＳ析出物の平均の大きさが０．２μｍ以下になる。
【００２２】
本発明の冷延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．０１−０．２％、Ｍｎが０．０１−０．３％、Ｓ：０．００５−０．０８％、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｂ：０．０００１−０．００２％、Ｎｂ：０．００２〜０．０４％を含み、残りのＦｅ及びその他の不可避な不純物で組成され、１≦（Ｍｎ／５５＋Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ／３２）≦３０を満たし、（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物の平均の大きさが０．２μｍ以下で分布するようになる。
【００２３】
本発明の冷延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．０１−０．２％、Ｓ：０．００５−０．０８％、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００４−０．０２％、Ｐ：０．２％以下、Ｂ：０．０００１−０．００２％、Ｎｂ：０．００２〜０．０４％を含み、残りのＦｅ及びその他の不可避な不純物で組成され、１≦（Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ／３２）≦３０、１≦（Ａｌ／２７）／（Ｎ／１４）≦１０を満たし、ＣｕＳ析出物とＡｌＮ析出物の平均の大きさが０．２μｍ以下で分布するようになる。
【００２４】
本発明の冷延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｍｎが０．０１−０．３％、Ｃｕ：０．０１−０．２％、Ｓ：０．００５−０．０８％、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００４−０．０２％、Ｐ：０．２％以下、Ｂ：０．０００１−０．００２％、Ｎｂ：０．００２〜０．０４％を含み、残りのＦｅ及びその他の不可避な不純物で組成され、１≦（Ｍｎ／５５＋Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ／３２）≦３０、１≦（Ａｌ／２７）／（Ｎ／１４）≦１０を満たし、（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物とＡｌＮ析出物の平均の大きさが０．２μｍ以下で分布する。
【００２５】
本発明の冷延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓ：０．０８％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｂ：０．０００１−０．００２％、Ｎｂ：０．００２〜０．０４％、ここにＣｕ：０．０１−０．２％、Ｍｎ：０．０１−０．３％、Ｎ：０．００４−０．２％の１種または２種以上を含み、残りのＦｅ及びその他の不可避な不純物で組成され、１≦（Ｍｎ／５５＋Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ／３２）≦３０、１≦（Ａｌ／２７）／（Ｎ／１４）≦１０（但し、Ｎの含量が０．００４％以上の場合）を満たし、（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物とＡｌＮ析出物の平均の大きさが０．２μｍ以下になる。
【００２６】
上記の本発明の冷延鋼板において、上記ＣとＮｂの含量が重量％で次の関係、０．８≦（Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）≦５．０を満たすと常温非時効特性を有するようになる。また、上記ＣとＮｂにより定められるＣｓ（ｓｏｌｕｔｅ  ｃａｒｂｏｎ）が５−３０（ここで、Ｃｓ＝（Ｃ−Ｎｂx１２／９３）x１００００）を満たすと焼付硬化特性を有するようになる。
【００２７】
本発明の冷延鋼板は成分設計によって２８０ＭＰａ級の軟質冷延鋼板と３４０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板の特性を有する。
【００２８】
上記の成分系においてＰの含量は、０．０１５％以下にすると２８０ＭＰａ級の軟質冷延鋼板が得られる。この冷延鋼板に固溶強化元素であるＳｉ、Ｃｒの１種または２種がさらに含まれるか、Ｐの含量を０．０１５〜０．２％にすると３４０ＭＰａ以上の高強度特性が確保される。Ｐが単独で含まれる高強度鋼の場合にはＰの含量は０．０３〜０．２％が好ましい。Ｓｉの場合には０．１−０．８％、Ｃｒの場合には０．２−１．２％が好ましい。ＳｉとＣｒが１種以上含まれる場合にＰの含量は０．２％以下の範囲で多様に設計され得る。
【００２９】
本発明の冷延鋼板で加工性をより改善しようとする場合はＭｏを０．０１〜０．２％さらに含むことが出来る。
【００３０】
上記の冷延鋼板の製造方法は、上述の本発明の成分系を満たすスラブを１１００℃以上の温度で再加熱した後、仕上げ圧延温度をＡｒ３変態点以上にして熱間圧延し３００℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却し７００℃以下の温度で巻取した後、冷間圧延し、連続焼鈍することである。
【発明の効果】
【００３１】
本発明はＮｂ系ＩＦ鋼に微細な析出物を分布させることにより結晶粒を微細化させ、これによって面内異方性指数を低め、また析出強化により降伏強度を増進させるものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３２】
以下、本発明を詳しく説明する。
本発明の冷延鋼板には０．２μｍ以下の微細な析出物が分布する。この析出物中にはＭｎＳ、ＣｕＳまたはＭｎＳとＣｕＳの複合析出物が含まれる。上記析出物を簡単に（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓで標記する。
【００３３】
本発明はＮｂ系ＩＦ鋼において析出物が微細に分布すると、降伏強度が増進され面内異方性指数が低くなり加工性が改善されるという研究結果に基づいて完成したものである。本発明で用いる析出物はＩＦ鋼で注目されなかったものである。さらに、これら析出物は降伏強度と面内異方性増進の側面で積極的に利用されなかった。
【００３４】
Ｎｂ系ＩＦ鋼において（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物または／及びＡｌＮ析出物を確保するためには、成分の管理が必要である。ＩＦ鋼にＴｉ、Ｎｂ、Ｚｒなどが含まれていると、ＳはＴｉ、Ｚｒと優先的に析出し、ＮはＴｉＮに析出する。本発明の冷延鋼板はＮｂ単独添加ＩＦ鋼であるため、ＳがＣｕ、Ｍｎの成分の管理により（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物になる。Ｎの場合にはＡｌとＮの成分の管理によりＡｌＮに析出される。
【００３５】
本発明によって得られる微細な析出物は結晶粒を微細にする。結晶粒が微細になると結晶粒界の比率が相対的に大きくなる。従って、固溶炭素は結晶粒内より結晶粒界に多く存在するようになり常温非時効特性が確保される。結晶粒内に残存する固溶炭素は移動がより自由であるため、可動転位と結合して常温時効特性に影響を与えるようになる。これに対して、結晶粒界や析出物の周辺のように、より安定した位置に偏析する固溶炭素は塗装焼付処理のような高温で活性化され焼付硬化特性に影響を与えるようになる。
【００３６】
本発明により微細に分布する析出物は、析出強化による降伏強度の上昇と強度−延性のバランス特性の改善、そして面内異方性と塑性異方性にも肯定的な影響を与える。このためには（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物、ＡｌＮ析出物が微細に分布しなければならない。本発明によると、上記の析出物の微細な分布は析出物に影響を与える成分の含量と成分比条件及び製造条件、特に熱間圧延が終わった後の冷却速度が最も大きい影響を与える。
【００３７】
本発明の冷延鋼板の成分について先ず説明する。
炭素（Ｃ）の含量は０．０１％以下が好ましい。
炭素は常温耐時効特性と焼付硬化特性に影響を与える。炭素の含量が０．０１％を超える場合には炭素の除去のため高価のＮｂをさらに添加するようになり、経済性の側面で好ましくなく、成形性の側面でも好ましくない。常温耐時効特性のみを望む場合は炭素の含量を低い範囲で管理することが好ましい。これは高価のＮｂの添加量を減らすことが出来る。焼付硬化特性を確保しようとする場合０．００１％以上、より好ましくは０．００５％−０．０１％の範囲で添加することが好ましい。相対的に炭素の含量を０．００５％以下にすると高価のＮｂの添加量を高めることなく常温耐時効特性を確保することが出来る。
【００３８】
銅（Ｃｕ）の含量は０．０１〜０．２％が好ましい。
銅は微細なＣｕＳ析出物を形成して結晶粒を微細にして面内異方性指数を低め析出強化により降伏強度を増進させる。このためにはＣｕの含量が０．０１％以上にならないと微細に析出できず、０．２％を超えると粗大に析出する。より好ましいＣｕの含量は０．０３−０．２％にすることである。
【００３９】
マンガン（Ｍｎ）の含量は０．０１−０．３％が好ましい。
マンガンは鋼中固溶状態の硫黄をＭｎＳに析出して固溶硫黄による赤熱脆性（Ｈｏｔ  ｓｈｏｒｔｎｅｓｓ）を防いだり固溶強化元素として知られている。このような技術的観点ではマンガンの含量を高く添加することが一般である。しかし、本発明ではマンガンの含量を低めながら硫黄の含量が適切になる場合にＭｎＳが非常に微細に析出されるという研究結果に基づいてマンガンの含量を０．３％以下にする。このような特性を確保するためにはマンガンの含量が０．０１％以上にならなければならない。マンガンの含量が０．０１％未満の場合には固溶状態で残存する硫黄の含量が多いため赤熱脆性が生じ得る。マンガンの含量が０．３％を超える場合にはマンガンの含量が高いため粗大なＭｎＳ析出物が生成され強度の確保が困難となる。より好ましくはＭｎの含量を０．０１−０．１２％にすることである。
【００４０】
硫黄（Ｓ）の含量は０．０８％以下が好ましい。
硫黄（Ｓ）はＣｕまたは／及びＭｎと反応して微細なＣｕＳ、ＭｎＳの析出物を形成する。硫黄の含量が０．０８％を超える場合には固溶された硫黄の含量が多いため延性及び成形性が非常に低くなり、赤熱脆性が発生する恐れがある。ＣｕＳまたは／及びＭｎＳの析出物を積極的に得ようとする場合に硫黄の含量は０．００５％以上にすることが好ましい。
【００４１】
アルミニウム（Ａｌ）の含量は０．１％以下が好ましい。
アルミニウムはＮと反応して微細なＡｌＮ析出物を形成して固溶窒素による時効を完全に防ぐ。窒素の含量が０．００４％以上になると十分なＡｌＮの析出物が確保され、これら析出物が微細に分布すると結晶粒の微細化と共に析出強化により降伏強度を増進させる。より好ましいＡｌの含量は０．０１−０．１％である。
【００４２】
窒素（Ｎ）の含量は０．０２％以下が好ましい。
窒素の場合にはＡｌＮの析出物を用いる場合は０．０２％まで添加し、そうでない場合には０．００４％以下に管理する。Ｎの含量が０．００４％未満の場合には析出されるＡｌＮの数が少ないため結晶粒微細化及び析出強化の効果が少ない。窒素の含量が０．０２％を超える場合は固溶窒素による時効保証が困難である。
【００４３】
リン（Ｐ）の含量は０．２％以下が好ましい。
リンは固溶強化効果が高くｒ値の低下が少ない元素で、本発明によって析出物を制御する鋼において高強度を保証する。２８０Ｍｐａ級の強度が求められる鋼種においてＰの含量は０．０１５％以下にすることが良い。３４０Ｍｐａ級以上の高強度の鋼では０．０１５超過〜０．２％にすることが良い。このようなＰの含量が０．２％を超える場合には延性が低下して上限値を０．２％に制限することが好ましい。本発明においてＳｉ、Ｃｒが添加される場合にはＰの含量を０．２％以下の範囲にしながら様々な強度の設計が可能である。
【００４４】
ホウ素（Ｂ）の含量は０．０００１〜０．００２％が好ましい。
ホウ素は２次加工脆性を防ぐために添加するが、このためホウ素の含量が０．０００１％以上であることが好ましい。ホウ素の含量が０．００２％を超過すると深絞り加工性（ｄｅｅｐ  ｄｒａｗｉｎｇ）が大きく低下することがある。
【００４５】
ニオビウム（Ｎｂ）の含量は０．００２〜０．０４％が好ましい。
Ｎｂは非時効性の確保及び成形性の向上を目的として添加する。Ｎｂは強力な炭化物生成の元素として鋼中に添加されてＮｂＣ析出物を析出させる。またＮｂＣ析出物は焼鈍中に集合組織を発達させて深絞り加工性を大きく向上させる効果がある。Ｎｂの添加量が０．００２％以下の場合、ＮｂＣ析出物の析出量が少なすぎて集合組織の発達が少ないため深絞り加工性を改善する効果が殆ど無い。Ｎｂが０．０４％を超える場合ＮｂＣの析出物の量が多すぎて深絞り加工性及び伸び率が低くなり成形性が大きく低下することがある。
【００４６】
本発明では（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ、ＡｌＮ析出物を確保するためＭｎ、Ｃｕ、Ｓ、Ａｌ、Ｎの含量を次のように管理する。下記の関係式において各成分は重量％で使用する。
【００４７】
[関係式１]
１≦（Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ／３２）≦３０
【００４８】
関係式１はＣｕＳ析出物を確保するためのもので、関係式１の値が１以上にならないと有効なＣｕＳ析出物が確保されない。関係式１の値が３０を超える場合には粗大なＣｕＳ析出物が分布して好ましくない。０．２μｍ以下のＣｕＳを安定して確保するために、より好ましい関係式１の値は１〜９、最も好ましくは１−６である。
【００４９】
ＭｎとＣｕが一緒に添加される場合にはＭｎとＣｕの和は０．０５−０．４％がより好ましい。これはより微細な（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓの析出物を得るためである。
【００５０】
[関係式２]
１≦（Ｍｎ／５５＋Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ／３２）≦３０
【００５１】
関係式２は（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓの析出物を確保するためのもので、関係式１にＭｎが追加されたものである。関係式２の値が１以上にならないと有効な（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物を得ることが出来ず、３０を超える場合には（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物が粗大になる。０．２μｍ以下の（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓを安定して確保するため、より好ましい関係式２の値は１〜９、最も好ましくは１−６である。
【００５２】
[関係式３]
１≦（Ａｌ／２７）／（Ｎ／１４）≦１０
【００５３】
関係式３は微細なＡｌＮ析出物を確保するためのものである。関係式３の値が１未満の場合は固溶Ｎによる時効が発生することがあり、１０を超える場合は粗大なＡｌＮ析出物が析出され強度強化の効果が十分ではない。より好ましくは関係式３の値が１−５を満たすことである。
【００５４】
本発明の冷延鋼板は、得ようとする析出物の種類によって多様に組合せることが出来る。即ち、重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓ：０．０８％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｂ：０．０００１−０．００２％、Ｎｂ：０．００２〜０．０４％、ここにＣｕ：０．０１−０．２％、Ｍｎ：０．０１−０．３％、Ｎ：０．００４−０．２％の１種または２種以上を含み、残りのＦｅ及びその他の不可避な不純物で組成され、１≦（Ｍｎ／５５＋Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ／３２）≦３０、１≦（Ａｌ／２７）／（Ｎ／１４）≦１０を満たすようにすると０．２μｍ以下のＭｎＳ、ＣｕＳ、ＭｎＳとＣｕＳの複合析出物、ＡｌＮ析出物のうち少なくとも１種が存在するようになる。即ち、Ｃｕ：０．０１−０．２％、Ｍｎ：０．０１−０．３％、Ｎ：０．００４−０．２％のグループから少なくとも１種または２種以上を選択すると０．２μｍ以下の（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ、ＡｌＮ析出物の様々な組合せを得ることが出来る。
【００５５】
本発明では、炭素はＮｂＣで析出される。従って、ＮｂＣで析出されない固溶炭素の条件によって常温耐時効特性と焼付硬化特性が影響を受ける。これを考えるとＮｂとＣは次の条件を満たすことが最も好ましい。
【００５６】
[関係式４]
０．８≦（Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）≦５．０
【００５７】
関係式４はＮｂＣを析出して固溶状態の炭素を除去して常温非時効特性を確保するためのものである。関係式４の値が０．８未満の場合には常温非時効特性を確保することが困難で、関係式４の値が５を超えると鋼中に固溶状態で残っているＮｂの量が多いため延性が低下する。焼付硬化特性を確保せず常温非時効特性を確保しようとする場合には、炭素の含量を０．００５％以下に管理することが好ましい。炭素の含量が０．００５％を超える場合に関係式４を満たすと常温非時効特性は確保できるが、ＮｂＣの析出物が多くなり加工性が低下し得る。
【００５８】
[関係式５]
Ｃｓ（ｓｏｌｕｔｅ  ｃａｒｂｏｎ）：５−３０（ここで、Ｃｓ＝（Ｃ−Ｎｂx１２／９３）x１００００）
【００５９】
関係式５は焼付硬化特性を確保するためのものである。Ｃｓは固溶炭素の含量であって計算される値の単位はｐｐｍである。Ｃｓ値が５ｐｐｍ以上にならないと焼付硬化量を確保することが出来ず、３０ｐｐｍを超える場合には固溶炭素の含量が高いため常温非時効性を確保することが困難である。
【００６０】
本発明の成分系において析出物は微細に分布するほど有利であるが、好ましくは平均の大きさが０．２μｍ以下である。本発明の研究結果によると析出物の平均の大きさが０．２μｍを超える場合には特に強度が低くなり、面内異方性指数が良くない。
【００６１】
さらに、本発明の成分系には０．２μｍ以下の析出物が多量分布するが、その分布数は特に制限はされないが分布数が高いほど有利である。好ましくは析出物の分布数がｍｍ２当たり１Ｘ１０５個以上、より好ましくはｍｍ２当たり１Ｘ１０６個以上、最も好ましくはｍｍ２当たり１Ｘ１０７個以上である。析出物の分布数が多くなるほど塑性異方性指数が高くなって面内異方性指数は低くなり加工性が大きく改善される。一般的に塑性異方性指数が高くなると面内異方性指数は上がり加工性の側面で塑性異方性指数を高めるのに限界があると知られている。本発明の析出物の分布数によって塑性異方性指数は高くなり面内異方性指数は低くなるという特異な変化は注目するに値する。本発明によって微細な析出物が得られると降伏比（降伏強度／引張強度）が０．５８以上を満たす。
【００６２】
本発明では３４０ＭＰａ級以上の高強度鋼板として適用する場合には、上記Ｐのような固溶強化元素、即ちＰ、Ｓｉ、Ｃｒの１種または２種以上を添加することが出来る。Ｐについては上述の通りであるため、重複記載は省略する。
【００６３】
シリコン（Ｓｉ）の含量は０．１−０．８％が好ましい。
Ｓｉは固溶強化の効果が高くて、且つ伸び率の低下が低い元素であって、本発明によって析出物を制御する鋼において高強度を保証する。Ｓｉの含量が０．１％以上にならないと強度を確保することが出来ず、０．８％を超える場合には延性が低下する。
【００６４】
クロム（Ｃｒ）の含量は０．２〜１．２％が好ましい。Ｃｒは固溶強化効果が高くて、且つ２次加工脆性温度を低くし、Ｃｒ炭化物により時効指数を低める元素であって、本発明によって析出物を制御する鋼において高強度を保証しながら面内異方性指数も低くする。Ｃｒの含量が０．２％以上にならないと強度を確保することが出来ず、１．２％を超える場合には延性が低下する。
【００６５】
本発明の冷延鋼板においてモリブデン（Ｍｏ）がさらに添加されることが出来る。
【００６６】
モリブデン（Ｍｏ）の含量は０．０１〜０．２％が好ましい。
Ｍｏは塑性異方性指数を高める元素として添加されるが、その含量が０．０１％以上になってこそ塑性異方性指数が高くなり、０．２％を超えると塑性異方性指数はそれ以上高くならず熱間脆性を引き起こす恐れがある。
【００６７】
［冷延鋼板の製造方法］
以下では本発明の冷延鋼板の製造方法を最も好ましい実施形態を通して説明する。ここで説明する本発明の実施形態は様々な形態に変形することができ、本発明の範囲が以下に説明する実施形態により限定されるものではない。
【００６８】
本発明は上記の鋼組成を満たす鋼を熱間圧延と冷間圧延を通して冷間圧延板に析出物の平均の大きさが０．２μｍ以下を満たすようにすることに特徴がある。冷間圧延板において析出物の平均の大きさは成分設計と共に再加熱温度、巻取温度などの製造工程に影響されるが、特に熱間圧延後の冷却速度により直接影響を受ける。
【００６９】
［熱間圧延条件］
本発明では上記の鋼組成を満たす鋼を再加熱して熱間圧延する。再加熱温度は１１００℃以上が好ましい。再加熱温度が１１００℃未満の場合には再加熱温度が低いため連続鋳造中に生成された粗大な析出物が完全に溶解されない状態で残り、熱間圧延後にも粗大な析出物が多く残っているためである。
【００７０】
熱間圧延は仕上げ圧延温度をＡｒ３変態温度以上の条件で行うことが好ましい。仕上げ圧延温度がＡｒ３変態温度未満の場合には圧延粒の生成により加工性が低下するだけでなく強度も低くなるためである。
【００７１】
熱間圧延後巻取前の冷却速度は３００℃／ｍｉｎ以上にすることが好ましい。本発明に従って微細な析出物を得るためにその成分比を制御しても冷却速度が３００℃／ｍｉｎ未満であると析出物の平均の大きさが０．２μｍを超えることがある。即ち、冷却速度が速くなるほど多数の核が生成して析出物が微細になるためである。冷却速度が速くなるほど析出物の大きさが微細になるため冷却速度の上限を制限する必要は無いが、冷却速度が１０００℃／ｍｉｎより速くなっても析出物の微細化の効果がそれ以上大きくならないため冷却速度は３００〜１０００℃／ｍｉｎがより好ましい。
【００７２】
［巻取条件］
上記のように熱間圧延した後には巻取を行うが、巻取温度は７００℃以下が好ましい。巻取温度が７００℃を超える場合には析出物が非常に粗大に成長し強度の確保が困難である。
【００７３】
［冷間圧延条件］
冷間圧延は５０〜９０％の圧下率で行うことが好ましい。冷間圧下率が５０％未満の場合には焼鈍再結晶の核生成量が少ないため焼鈍時の結晶粒の成長が大きすぎて焼鈍再結晶粒の粗大化により強度及び成形性が低下する。冷間圧下率が９０％を超える場合には成形性は向上されるが核生成の量が多すぎて焼鈍再結晶粒はかえって微細すぎて延性が低下する。
【００７４】
［連続焼鈍］
連続焼鈍の温度は製品の材質を決める重要な役割をする。本発明では７００〜９００℃の温度範囲で行うことが好ましい。連続焼鈍の温度が７００℃未満の場合には再結晶が完了しないため、目標とする延性値を確保することが出来ず、焼鈍温度が９００℃を超える場合には再結晶粒の粗大化により強度が低下する。連続焼鈍時間は再結晶が完了するよう維持するが、約１０秒以上であれば再結晶が完了する。好ましくは連続焼鈍時間を１０秒〜３０分の範囲内にする。
【実施例】
【００７５】
以下、本発明を実施例を通してより詳しく説明する。
実施例において機械的性質はＡＳＴＭ規格（ＡＳＴＭ  Ｅ−８  ｓｔａｎｄａｒｄ）による標準試片に加工した後、引張試験機（ＩＮＳＴＲＯＮ社、Ｍｏｄｅｌ  ６０２５）を用いて降伏強度、引張強度、伸び率、塑性異方性指数（ｒｍ値）、面内異方性指数（△ｒ値）及び時効評価指数を測定した。ここでｒｍ＝（ｒ０＋２ｒ４５＋ｒ９０）／４、△ｒ＝（ｒ０−２ｒ４５＋ｒ９０）／２である。
【００７６】
時効評価指数は焼鈍後１．０％スキンパス圧延した後、試片を１００℃で２時間熱処理後測定された降伏点伸び（Ｙｉｅｌｄ  Ｐｏｉｎｔ  Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ）率である。
【００７７】
焼付硬化特性は試片に２％のストレインを加えた後１７０℃で２０分間熱処理した後降伏強度を測定し、測定された降伏強度値から熱処理前の降伏強度値を引いた値をＢＨ値にしたものである。
【００７８】
［実施例１］
下記表の化学成分を満たす鋼スラブを再加熱して仕上げの熱間圧延をし４００℃／ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理した。この際の仕上げ圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃で、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱して冷延鋼板を製造した。
【００７９】
【表１】
2008540826.tif 000002
【００８０】
【表２】
2008540826.tif 000003
【００８１】
【表３】
2008540826.tif 000004
【００８２】
[実施例２]
下記表の化学成分を満たす鋼スラブを再加熱して仕上げの熱間圧延をし４００℃／ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理した。この際の仕上げ圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃で、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱して冷延鋼板を製造した。
【００８３】
【表４】
2008540826.tif 000005
【００８４】
【表５】
2008540826.tif 000006
【００８５】
【表６】
2008540826.tif 000007
【００８６】
[実施例３]
下記表の化学組成を満たす鋼スラブを再加熱して仕上げの熱間圧延をし４００℃／ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理して冷延鋼板を製造した。この際の仕上げ圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃で、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱して行った。
【００８７】
【表７】
2008540826.tif 000008
【００８８】
【表８】
2008540826.tif 000009
【００８９】
【表９】
2008540826.tif 000010
【００９０】
[実施例４]
下記表の化学組成を満たす鋼スラブを再加熱して仕上げの熱間圧延をし４００℃／ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理して冷延鋼板を製造した。この際の仕上げ圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃で、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱した。
【００９１】
【表１０】
2008540826.tif 000011
【００９２】
【表１１】
2008540826.tif 000012
【００９３】
【表１２】
2008540826.tif 000013
【００９４】
[実施例５]
下記表の化学組成を満たす鋼スラブを再加熱して仕上げの熱間圧延をし４００℃／ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理して冷延鋼板を製造した。この際の仕上げ圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃で、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱して行った。
【００９５】
【表１３】
2008540826.tif 000014
【００９６】
【表１４】
2008540826.tif 000015
【００９７】
【表１５】
2008540826.tif 000016
【００９８】
[実施例６]
下記表の化学組成を満たす鋼スラブを再加熱して仕上げの熱間圧延をし４００℃／ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理して冷延鋼板を製造した。この際の仕上げ圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃で、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱して行った。
【００９９】
【表１６】
2008540826.tif 000017
【０１００】
【表１７】
2008540826.tif 000018
【０１０１】
【表１８】
2008540826.tif 000019
【０１０２】
[実施例７]
下記表の化学組成を満たす鋼スラブを再加熱して仕上げの熱間圧延をし４００℃／ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理して冷延鋼板を製造した。この際の仕上げ圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃で、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱して行った。
【０１０３】
【表１９】
2008540826.tif 000020
【０１０４】
【表２０】
2008540826.tif 000021
【０１０５】
【表２１】
2008540826.tif 000022
【０１０６】
[実施例８]
下記表に提示された化学成分を満たす鋼スラブを再加熱して仕上げの熱間圧延をし４００℃／ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理した。この際の仕上げ圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃で、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱して試片を製造した。
【０１０７】
【表２２】
2008540826.tif 000023
【０１０８】
【表２３】
2008540826.tif 000024
【０１０９】
【表２４】
2008540826.tif 000025
【０１１０】
[実施例９]
下記表の化学成分を満たす鋼スラブを再加熱して仕上げの熱間圧延をし４００℃／ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理して冷延鋼板を製造した。この際の仕上げ圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃で、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱して行った。
【０１１１】
【表２５】
2008540826.tif 000026
【０１１２】
【表２６】
2008540826.tif 000027
【０１１３】
【表２７】
2008540826.tif 000028
【０１１４】
[実施例１０]
下記表の化学成分を満たす鋼スラブを再加熱して仕上げの熱間圧延をし４００℃／ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理した。この際の仕上げ圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃で、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱して行った。
【０１１５】
【表２８】
2008540826.tif 000029
【０１１６】
【表２９】
2008540826.tif 000030
【０１１７】
【表３０】
2008540826.tif 000031
【０１１８】
[実施例１１]
下記表の化学成分を満たす鋼スラブを再加熱して仕上げの熱間圧延をし４００℃／ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理して冷延鋼板を製造した。この際の仕上げ圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃で、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱して行った。
【０１１９】
【表３１】
2008540826.tif 000032
【０１２０】
【表３２】
2008540826.tif 000033
【０１２１】
【表３３】
2008540826.tif 000034
【０１２２】
[実施例１２]
下記表の化学成分を満たす鋼スラブを再加熱して仕上げの熱間圧延をし４００℃／ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理した。この際の仕上げ圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃で、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱して行った。
【０１２３】
【表３４】
2008540826.tif 000035
【０１２４】
【表３５】
2008540826.tif 000036
【０１２５】
【表３６】
2008540826.tif 000037
【０１２６】
[実施例１３]
下記表の化学成分を満たす鋼スラブを再加熱して仕上げの熱間圧延をし４００℃／ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理した。この際の仕上げ圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃で、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱して行った。
【０１２７】
【表３７】
2008540826.tif 000038
【０１２８】
【表３８】
2008540826.tif 000039
【０１２９】
【表３９】
2008540826.tif 000040
【０１３０】
[実施例１４]
下記表の化学成分を満たす鋼スラブを再加熱して仕上げの熱間圧延をし４００℃／ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理した。この際の仕上げ圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃で、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱して行った。
【０１３１】
【表４０】
2008540826.tif 000041
【０１３２】
【表４１】
2008540826.tif 000042
【０１３３】
【表４２】
2008540826.tif 000043
【０１３４】
本発明において上記の実施形態は一つの例示であり、本発明がこれに限定されるのではない。本発明の特許請求の範囲に記載された技術的思想と実質的に同じ構成を有し同じ作用効果を奏するものは如何なるものも本発明の技術的範囲に含まれる。
【国際調査報告】
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