(57)【要約】【課題】形状凍結性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板及びその製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：０．５〜３．５％、Ｐ：０．１５０％以下、Ｓ：０．０１５０％以下、Ａｌ：０．２００％以下、Ｎ：０．０１００％以下を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、金属組織が、面積率で、１０〜７０％の未再結晶フェライト及び１〜３０％の硬質第２相からなる形状凍結性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板。鋼片を熱間圧延し、３００〜５００℃の温度範囲で巻取り、酸洗後、６０％以下の圧下率で冷間圧延を施した後、（Ａｃ１［℃］−１００℃）からＡｃ１［℃］までの昇温速度を１０℃／ｓ以上、Ａｃ１［℃］〜｛Ａｃ１［℃］＋２／３×（Ａｃ３［℃］−Ａｃ１［℃］）｝の温度範囲内での滞留時間を１０〜２００ｓとして焼鈍する製造方法。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０５〜０．２５％、
Ｍｎ：０．５０〜３．５０％
を含有し、
Ｓｉ：１．００％以下、
Ｐ  ：０．１５０％以下、
Ｓ  ：０．０１５０％以下、
Ａｌ：０．２００％以下、
Ｎ  ：０．０１００％以下
に制限し、更に、
Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％
の一方又は双方を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、金属組織がフェライトと硬質第２相からなり、前記フェライトが再結晶フェライト、変態フェライトの一方又は双方と未再結晶フェライトからなり、前記未再結晶フェライトの面積率が１０〜７０％であり、前記再結晶フェライト、前記変態フェライトの一方又は双方の面積率が１０〜７０％であり、前記硬質第２相の面積率が１〜３０％であり、板厚１／２層における｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞の３つの結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値が３．５以下であることを特徴とする高強度冷延鋼板。
【請求項２】
質量％で、
Ｍｏ：０．１〜１．５％、
Ｂ  ：０．０００５〜０．０１００％、
Ｃｒ：０．１０〜１．５０％、
Ｎｉ：０．１０〜１．５０％
のうち、１種又は２種以上をさらに含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
【請求項３】
質量％で、
Ａｌ：０．０２００％以下
に制限し、
Ｎ  ：０．００１０〜０．０１００％
を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の高強度冷延鋼板。
【請求項４】
Ａｌ含有量とＮ含有量が、
Ａｌ／Ｎ≦２
を満足することを特徴とする請求項３に記載の高強度冷延鋼板。
【請求項５】
請求項１〜４の何れか１項に記載の冷延鋼板の表面に溶融Ｚｎめっきを設けたことを特徴とする高強度冷延鋼板。
【請求項６】
請求項１〜４の何れか１項に記載の冷延鋼板の表面に合金化溶融Ｚｎめっきを設けたことを特徴とする高強度冷延鋼板。
【請求項７】
請求項１〜４の何れか１項に記載の化学成分を有する鋼片を熱間圧延し、３００〜５００℃の温度範囲で巻取り、酸洗後、６０％以下の圧下率で冷間圧延を施し、得られた鋼板を、（Ａｃ1［℃］−１００℃）からＡｃ1［℃］までの昇温速度を１０℃／ｓ以上としてＡｃ1［℃］〜｛Ａｃ1［℃］＋２／３×（Ａｃ3［℃］−Ａｃ1［℃］）｝の温度範囲内に昇温し、前記鋼板の温度が該温度範囲内である滞留時間を１０〜２００ｓとして焼鈍することを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
ここで、Ａｃ1［℃］及びＡｃ3［℃］は質量％で表されるＣ、Ｍｎ、Ｓｉの含有量である（％Ｃ）、（％Ｍｎ）、（％Ｓｉ）によって下記（式１）及び（式２）式から求めたＡｃ1変態温度及びＡｃ3変態温度である。
Ａｃ1＝７６１．３＋２１２（％Ｃ）−４５．８（％Ｍｎ）＋１６．７（％Ｓｉ）
・・・（式１）
Ａｃ3＝９１５−３２５．９（％Ｃ）−３５．９（％Ｍｎ）＋３１．４（％Ｓｉ）
・・・（式２）
【請求項８】
請求項７に記載の焼鈍後、３５０〜５００℃まで冷却し、次いで溶融Ｚｎめっきを施すことを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項９】
請求項８に記載の溶融Ｚｎめっきを施した後に４５０〜６００℃の温度範囲で１０ｓ以上の熱処理を行うことを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項１０】
請求項７〜９の何れか１項に記載の方法により製造した冷延鋼板に０．１〜５．０％のスキンパス圧延を施すことを特徴とする形状凍結性に優れた低降伏比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、自動車用途等に好適な高強度冷延鋼板及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
炭酸ガスの排出量を低減させるため、自動車の燃費の向上を目的とする自動車車体の軽量化が進められている。そのため、自動車の部材には、板厚の低減が可能な高強度鋼板の適用が増えつつある。また、搭乗者の安全性確保のためにも、高強度鋼板が自動車車体に多く使用されるようになってきている。
【０００３】
一方、高強度鋼板を自動車車体に適用するには、優れた加工性も要求され、強度と加工性、具体的には、伸びの向上に加えて、降伏強度を引張強度で除した降伏比を低下させた鋼板が必要とされている。降伏比の低下、即ち低降伏比化は、高強度化で悪化する形状凍結性の改善、プレス荷重の低減、しわ発生の抑制等の効果がある。
【０００４】
これまでに、鋼板の低降伏比化と高強度化とを両立させるために、金属組織をフェライトと硬質第２相、具体的には、マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトとの複合組織とする技術が、例えば、特許文献１〜３により提案されている。しかし、特許文献１〜３に提案されている冷延鋼板は、降伏比は低いものの、形状凍結性との相関が極めて大きい集合組織について考慮したものではなかった。
【０００５】
一方、形状凍結性を高めるために、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞方位の発達を抑制した冷延鋼板の製造方法が、例えば、特許文献４により提案されている。しかし、特許文献４に提案されている冷延鋼板は形状凍結性には優れているものの、低降伏比化が不十分であった。
【０００６】
これに対して、金属組織をフェライトと硬質第２相との複合組織とし、更に｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞方位の発達を抑制した冷延鋼板が、例えば、特許文献５により提案されている。しかし、特許文献５に提案されている冷延鋼板でも、降伏比を０．５５以下とすることはできていない。
【０００７】
また、特許文献６には、未再結晶フェライトと硬質第２相からなる高強度の冷延鋼板が提案されているが、強度が高いものの、降伏比が高く、また伸びも低いため、成形性が不十分であった。
【０００８】
更に、特許文献７には、｛００１｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のうち、特に、｛１１２｝＜１１０＞方位や｛００１｝＜１１０＞方位を発達させ、微細な析出物を分散させた鋼板が提案されている。しかしながら、特許文献７に提案されている鋼板は、形状凍結性と伸びフランジ加工性は良好であるものの、降伏比が高くなっている。
【０００９】
ところで、耐衝突特性の向上には、降伏強度を高くすることが有効である。しかしながら、上述のように、形状凍結性の向上には降伏強度を低くすることが有効である。そのため、耐衝突特性と形状凍結性の両立のためには、成形後の塗装焼付処理による部材の降伏強度の上昇が極めて重要となり、鋼板の塗装焼付硬化性（Ｂａｋｅ  Ｈａｒｄｅｎａｂｉｌｉｔｙ：ＢＨ性ともいう。）の向上が望ましい。
【００１０】
このような、形状凍結性と塗装焼付硬化性の両立を図った鋼板として、｛００１｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群を発達させ、｛５５４｝＜２２５＞方位、｛１１１｝＜１１２＞方位及び｛１１１｝＜１１０＞方位の発達を抑制した冷延鋼板が特許文献８に提案されている。しかしながら、特許文献８に提案されている鋼板は、曲げ成形時の成形余裕度が若干劣っている。
【００１１】
また、本発明者らの一部は、特許文献９に、Ｍｏ又はＷ、更にＢを含有し、｛００１｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群、特に、｛１００｝＜０１１＞方位を発達させ、｛５５４｝＜２２５＞方位、｛１１１｝＜１１２＞方位及び｛１１１｝＜１１０＞方位の発達を抑制して形状凍結性の向上を図った鋼板、更に、固溶Ｎを活用して塗装焼付硬化性の両立を図った鋼板を提案した。しかし、特許文献９に提案した鋼板は、未再結晶フェライトを活用したものではない。
【００１２】
【特許文献１】特開昭５７−２８４０号公報
【特許文献２】特開昭６２−７４０２４号公報
【特許文献３】特開２００１−２２０６４１号公報
【特許文献４】特開２００４−１３１７７１号公報
【特許文献５】特開２００５−２５６０２０号公報
【特許文献６】特開昭５３−５０１８号公報
【特許文献７】特開２００６−２２３４９号公報
【特許文献８】特開２００５−１２０４５９号公報
【特許文献９】特願２００６−３４００６９号
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
本発明は、引張強度が５９０ＭＰａ以上という高強度を有し、降伏比が好ましくは０．５５以下であり、形状凍結性にも優れ、更に好ましくは塗装焼付硬化性をも兼備した高強度冷延鋼板及びその製造方法を提供することを課題とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
本発明者らは、再結晶を抑制する元素であるＮｂ、Ｔｉを添加し、冷延率及び焼鈍条件を最適化し、形状凍結性を劣化させる結晶方位の発達を抑制した集合組織を有する未再結晶フェライトの積極的な活用を検討し、形状凍結性を損なうことなく、冷延鋼板を高強度化及び低降伏比化させることに成功した。更に、形状凍結性に加えてＢＨ性を向上させるため、Ａｌの添加量を極力抑えることにより、ＡｌＮの析出を抑制して固溶Ｎ量を増加させた。その結果、形状凍結性を劣化させることなく優れたＢＨ性を得ることが出来ることを見出した。また、本発明者らは、更に、未再結晶フェライトを残留させるための製造条件について検討し、焼鈍工程において再結晶温度からＡｃ1変態温度までの昇温速度を速くすることによって再結晶を抑制し、更にフェライトとオーステナイトが共存する領域であるα+γ二相域、即ち、Ａｃ1変態温度以上に加熱した際に、オーステナイトへの変態が進み過ぎないように、鋼板の温度がＡｃ1変態温度以上である滞留時間及び焼鈍の最高到達温度を最適化することが重要であることを見出した。
【００１５】
本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下の通りである。
（１）  質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｍｎ：０．５０〜３．５０％を含有し、Ｓｉ：１．００％以下、Ｐ：０．１５０％以下、Ｓ：０．０１５０％以下、Ａｌ：０．２００％以下、Ｎ：０．０１００％以下に制限し、更に、Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％の一方又は双方を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、金属組織がフェライトと硬質第２相からなり、前記フェライトが再結晶フェライト、変態フェライトの一方又は双方と未再結晶フェライトからなり、前記未再結晶フェライトの面積率が１０〜７０％であり、前記再結晶フェライト、前記変態フェライトの一方又は双方の面積率が１０〜７０％であり、前記硬質第２相の面積率が１〜３０％であり、板厚１／２層における｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞の３つの結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値が３．５以下であることを特徴とする高強度冷延鋼板。
【００１６】
（２）  質量％で、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｂ：０．０００５〜０．０１００％、Ｃｒ：０．１０〜１．５０％、Ｎｉ：０．１０〜１．５０％のうち、１種又は２種を含有することを特徴とする上記（１）に記載の高強度冷延鋼板。
（３）  質量％で、Ａｌ：０．０２００％以下に制限し、Ｎ：０．００１０〜０．０１００％を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の高強度冷延鋼板。
（４）  Ａｌ含有量とＮ含有量が、Ａｌ／Ｎ≦２を満足することを特徴とする上記（３）に記載の高強度冷延鋼板。
【００１７】
（５）  上記（１）〜（４）の何れか１項に記載の冷延鋼板の表面に溶融Ｚｎめっきを設けたことを特徴とする高強度冷延鋼板。
（６）  上記（１）〜（４）の何れか１項に記載の冷延鋼板の表面に合金化溶融Ｚｎめっきを設けたことを特徴とする高強度冷延鋼板。
【００１８】
（７）  上記（１）〜（４）の何れか１項に記載の化学成分を有する鋼片を熱間圧延し、３００〜５００℃の温度範囲で巻取り、酸洗後、６０％以下の圧下率で冷間圧延を施し、鋼板を、（Ａｃ1［℃］−１００℃）からＡｃ1［℃］までの昇温速度を１０℃／ｓ以上としてＡｃ1［℃］〜｛Ａｃ1［℃］＋２／３×（Ａｃ3［℃］−Ａｃ1［℃］）｝の温度範囲内に昇温し、前記鋼板の温度が該温度範囲内である滞留時間を１０〜２００ｓとして焼鈍することを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
ここで、Ａｃ1［℃］及びＡｃ3［℃］は質量％で表されるＣ、Ｍｎ、Ｓｉの含有量である（％Ｃ）、（％Ｍｎ）、（％Ｓｉ）によって下記（式１）及び（式２）式から求めたＡｃ1変態温度及びＡｃ3変態温度である。
Ａｃ1＝７６１．３＋２１２（％Ｃ）−４５．８（％Ｍｎ）＋１６．７（％Ｓｉ）
・・・（式１）
Ａｃ3＝９１５−３２５．９（％Ｃ）−３５．９（％Ｍｎ）＋３１．４（％Ｓｉ）
・・・（式２）
【００１９】
（８）  上記（７）に記載の焼鈍後、３５０〜５００℃まで冷却し、次いで溶融Ｚｎめっきを施すことを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
（９）  上記（８）に記載の溶融Ｚｎめっきを施した後に４５０〜６００℃の温度範囲で１０ｓ以上の熱処理を行うことを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
（１０）  上記（７）〜（９）の何れか１項に記載の方法により製造した冷延鋼板に０．１〜５．０％のスキンパス圧延を施すことを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２０】
本発明により、形状凍結性に優れ、好ましくは降伏強度が低く、更に好ましくは塗装焼付硬化性をも兼備した、引張強度が高い冷延鋼板及びその製造方法の提供が可能になる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２１】
従来、冷延鋼板の金属組織のフェライトの一部を未再結晶フェライトとして残留させて、高強度化などに積極的に活用するという発想は皆無であった。これは、再結晶が不完全であると冷延鋼板の材質が不均一になると考えられていたためであり、未再結晶フェライトの残留を可能な限り抑制していた。
したがって、従来の未再結晶フェライトと硬質第２相からなる冷延鋼板は、未再結晶フェライトの外に焼鈍の加熱時に再結晶したフェライト（再結晶フェライトという。）や焼鈍後の冷却時にオーステナイトから変態したフェライト（変態フェライトという。）が混在したものではなく、フェライトは均質な未再結晶フェライトのみであると考えられる。
【００２２】
また、従来、焼鈍の昇温速度を速くし、鋼板の結晶粒径を微細化する製造方法が提案されているが、この方法は、α＋γ二相域での保持によって未再結晶フェライトを完全にオーステナイトに変態させるものであったと考えられる。即ち、この従来技術は、焼鈍により未再結晶フェライトを完全にオーステナイトに変態させた後、冷却時にオーステナイトから再変態したフェライトと硬質第２相からなるＤＰ鋼を、未再結晶フェライトを残留させることなく得るものであると推定される。
【００２３】
しかし、焼鈍後の冷却時にオーステナイトをフェライトに変態させると、オーステナイトはフェライトとセメンタイトに分解する。そのため、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトからなる硬質第２相とセメンタイトを含むフェライトからなるＤＰ鋼となる。そのため、焼鈍時の昇温速度を速くして得られた従来のＤＰ鋼は、局部延性の低下がセメンタイトによって更に助長されていると考えられる。
【００２４】
一方、模式的に図１に示した本発明のように、未再結晶フェライトを積極的に残留させると、軟質のフェライト、即ち、再結晶フェライト及び変態フェライトと硬質第２相の間に、中間の強度を有する未再結晶フェライトを存在させることができる。この、軟質のフェライトと硬質第２相との中間の強度を有する未再結晶フェライトの存在によって、フェライトと硬質第２相の界面への歪みの集中が緩和される。
【００２５】
したがって、未再結晶フェライトを積極的に活用する本発明の冷延鋼板は、軟質のフェライトと硬質第２相との界面に生じるボイドの発生が抑制される。更に、未再結晶フェライトを積極的に残留させ、変態フェライトの生成を抑制すると、ボイドの起点となるセメンタイトの生成も抑制される。そのため、局部延性が顕著に向上し、伸びフランジ成形性が改善され、厳しいバーリング加工が可能になる。
【００２６】
未再結晶フェライトは、冷間圧延によって圧延方向に延伸されたフェライトの結晶粒が再結晶せず、粒内の転位が回復したものである。そのため、図２に模式的に示したように、未再結晶フェライトの粒内には転位の回復によって形成されたサブグレインを有することが多い。また、未再結フェライトの粒内では、冷間圧延による塑性変形のため結晶方位が連続的に変化している。一方、再結晶フェライト及び変態フェライトは、再結晶又は変態によって、粒内の結晶方位はほぼ均一となり、隣接する結晶粒同士の結晶方位は大きく異なっている。
【００２７】
また、本発明者らは、未再結晶フェライトを残留させる方法について検討を行い、
（ｘ）フェライトの再結晶温度が、フェライトからオーステナイトへの変態（α−γ変態という。）が開始する温度であるＡｃ1変態温度（以下、Ａｃ1ともいう。）よりも低い場合には、再結晶温度からＡｃ1までの昇温速度を速くすること、
（ｙ）フェライトの再結晶温度が、Ａｃ1よりも高い場合には、昇温速度に依らず、再結晶が進行しないこと、
（ｚ）焼鈍温度の上限が高すぎる場合や、Ａｃ1以上での滞留時間が長すぎる場合には、α−γ変態が進行して未再結晶フェライトが残留しないこと、
を見出した。
【００２８】
なお、未再結晶フェライトを残留させるためには、焼鈍の条件は本発明において極めて重要であり、特にＡｃ1以下での昇温速度、最高到達温度及びＡｃ1以上での保持時間を制限する必要がある。
【００２９】
焼鈍における（Ａｃ1［℃］−１００℃）からＡｃ1［℃］までの昇温速度は１０℃／ｓ以上とする。昇温速度を１０℃／ｓ以上とする温度の下限を（Ａｃ1［℃］−１００℃）以上としたのは、本発明のＤＰ鋼の再結晶温度の下限が成分の含有量によって上昇しており、低くとも（Ａｃ1［℃］−１００℃）以上になるためである。また、昇温速度を１０℃／ｓ以上とする温度の上限をＡｃ1［℃］としたのは、Ａｃ1［℃］以上の温度ではα−γ変態を生じて、再結晶がほぼ停止するためである。
【００３０】
一方、昇温速度が１０℃／ｓ未満の場合、再結晶が十分に進行することにより、未再結晶フェライトの面積率が著しく減少する。なお、再結晶フェライトの粗大化を抑制するには、昇温速度を２０℃／ｓ超とすることが好ましい。更に、成分の含有量が少ない鋼は、Ａｃ1が低くなるため、より再結晶が進行し易い。このようなＡｃ1が低い鋼を製造する場合、未再結晶フェライトを確保するためには、昇温速度を３０℃／ｓ超とすることが好ましい。
【００３１】
更に、焼鈍における最高到達温度の下限はＡｃ1［℃］以上とし、上限は、｛Ａｃ1［℃］＋２／３×（Ａｃ3［℃］−Ａｃ1［℃］）｝とする。最高到達温度がＡｃ1未満の場合、フェライトからオーステナイトに変態しないため、硬質第２相の量が不十分であり、強度−延性バランスを損なう。一方、最高到達温度が｛Ａｃ1［℃］＋２／３×（Ａｃ3［℃］−Ａｃ1［℃］）｝超になると、オーステナイト変態が進行しすぎるため、未再結晶フェライトの確保が困難になる。
【００３２】
また、鋼板の温度がＡｃ1［℃］以上である温度範囲での滞留時間は１０〜２００ｓとする。これは、以下の理由による。即ち、鋼板の温度がＡｃ1［℃］以上になる時間が１０ｓ未満であると、α−γ変態が十分に進行しないため、硬質第２相を確保できず、強度−延性バランスを損なう。一方、Ａｃ1［℃］以上での滞留時間が２００ｓを超えると、オーステナイト変態が進行しすぎるため、未再結晶フェライトの確保が困難になる。
【００３３】
なお、Ａｃ1［℃］及びＡｃ3［℃］は、それぞれＡｃ1変態点及びＡｃ3変態点であり、質量％で表されるＣ、Ｍｎ、Ｓｉの含有量である（％Ｃ）、（％Ｍｎ）、（％Ｓｉ）により、下記（式１）及び（式２）から求めた温度である。
【００３４】
Ａｃ1＝７６１．３＋２１２（％Ｃ）−４５．８（％Ｍｎ）＋１６．７（％Ｓｉ）・・・（式１）
Ａｃ3＝９１５−３２５．９（％Ｃ）−３５．９（％Ｍｎ）＋３１．４（％Ｓｉ）  ・・・（式２）
【００３５】
以下、本発明の限定理由について順次説明する。
【００３６】
まず、鋼成分について説明する。なお、％は質量％を意味する。
Ｔｉ、Ｎｂは本発明において最も重要な元素であり、一方又は双方を含有させる。Ｔｉ、Ｎｂの一方又は双方を添加すると、熱延後の鋼板に形状凍結性に有利な集合組織が発達し易くなり、また、冷間圧延後の焼鈍工程において、加工フェライトの再結晶が抑制され、未再結晶フェライトを残留させることができる。これにより、形状凍結性が向上し、高強度が得られる。このような効果を得るために、Ｔｉ量、Ｎｂ量の下限は、何れも、０．００５％以上とする必要がある。一方、Ｔｉ量、Ｎｂ量の上限は、０．１００％を超えると延性が低下するため、０．１００％以下とすることが必要である。また、合金コストの観点から、Ｔｉ量、Ｎｂ量の好ましい上限は０．０４０％である。
【００３７】
Ｃは、硬質第２相の生成を促進し、強度の増加に寄与する元素であり、狙いとする強度レベルに応じて適量を添加する。Ｃ量は、０．０５％未満であると、高強度を得るのが困難となるため、下限を０．０５％とする。一方、Ｃ量が０．２５％を超えると、成形性や溶接性の劣化を招くため、０．２５％を上限とする。
【００３８】
Ｓｉは脱酸元素であり、Ｓｉ量の下限は規定しないが、０．０１％未満とするには製造コストが高くなるため、下限を０．０１％とすることが好ましい。また、Ｓｉは、固溶体強化元素として強度を増加させる働きがある上、硬質第２相を得るためにも有効である。しかし、Ｓｉ量が１．００％を超えるとＡｃ1が高くなり過ぎ、焼鈍温度を高くする必要が生じ、変態が促進されて未再結晶フェライトの確保が困難になるため、上限を１．００％以下とする。また、Ｓｉを０．５０％超添加すると溶融Ｚｎめっきを施す際のめっき密着性の低下及び合金化反応の遅延による生産性の低下という問題が生ずることがある。そのため、Ｓｉ量の上限を０．５０％以下とすることが好ましい。
【００３９】
ＭｎはＡｃ1及び、α−γ変態が完了してオーステナイト単相となる温度であるＡｃ3変態温度（以下、Ａｃ3ともいう。）を低下させる元素であり、本発明において極めて重要である。即ち、Ｍｎ量が少ないと、焼鈍温度を高くする必要が生じ、変態が促進されて未再結晶フェライトの確保が困難になる。また、Ｍｎは、Ｓｉと同様、固溶強化に寄与する元素として強度を増加させる働きがある上、硬質第２相を得るためにも有効である。これらの観点から、Ｍｎ量の下限を０．５０％とする。一方、Ｍｎ量が３．５０％を超えると、成形性や溶接性の劣化を招くため、３．５０％を上限とする。
【００４０】
Ｐは不純物であり、粒界に偏析するため、鋼板の靭性の低下や溶接性の劣化を招く。更に、溶融Ｚｎめっき時に合金化反応が極めて遅くなり、生産性が低下する。これらの観点から、Ｐ量の上限を０．１５０％とする。下限は特に限定しないが、Ｐは安価に強度を高める元素であるため、Ｐ量を０．００５％以上とすることが好ましい。
【００４１】
Ｓは不純物であり、その含有量が０．０１５０％を超えると、熱間割れを誘発したり、加工性を劣化させるので、上限を０．０１５０％とする。
【００４２】
Ａｌは脱酸剤であり、下限は規定しないが、変態点を著しく高める元素であるため、上限を０．２００％とする。なお、製造コストの観点からは、Ａｌ量の下限を０．０００５％以上とすることが好ましい。また、脱酸の効果を十分に得るためには、Ａｌを０．０１０％以上添加することが好ましい。更に、固溶Ｎ量を確保してＢＨ性を兼備させるには、Ａｌ量の上限を０．０２００％とすることが好ましい。これは、ＡｌがＡｌＮを形成して固溶Ｎ量を低減させる元素であるためである。
【００４３】
Ｎは不純物であり、Ｎ量が０．０１００％を超えると、靭性や延性の劣化、鋼片の割れの発生が顕著になる。なお、Ｎは、硬質第２相を得るためには有効であるため、上限を０．０１００％として積極的に添加しても良い。更に、固溶Ｎ量を確保してＢＨ性を兼備させるためには、Ｎを０．００１０％以上添加することが好ましい。
【００４４】
更に、Ｎの含有量に対してＡｌを過剰に含有させると、ＡｌＮの生成が促進されて、固溶Ｎ量の確保が難しくなることがある。したがって、ＢＨ性を向上させるためには、Ａｌの含有量とＮの含有量との比Ａｌ／Ｎを２以下とすることが好ましい。なお、上述のように、ＢＨ性を向上させるためには、Ｎを０．００１０％以上添加することが好ましく、Ａｌを含有させないこと、即ち含有量を０％とすることが望ましい。したがって、Ａｌ／Ｎの下限は、０とすることが望ましい。しかし、製造コストの観点から、好ましいＡｌの下限は、上述のように、０．０００５％である。また、Ｎ量の上限は０．０１００％であることから、Ａｌ／Ｎの下限は０．０５が最適である。
【００４５】
なお、Ａｃ1が７００℃以上の高温になると、α+γ二相域での焼鈍の際に、短時間でα−γ変態が進行してしまうため、本発明においてはＡｃ1が７００℃以下であることが好ましい。
【００４６】
Ｍｏ、Ｂ、Ｃｒ及びＮｉは、いずれも焼入れ性を高める元素であるため、必要に応じて１種又は２種以上を添加しても良い。焼入れ性の向上により、高強度とするには、それぞれ、Ｍｏ：０．１％以上、Ｂ：０．０００５％以上、Ｃｒ：０．１％以上、Ｎｉ：０．１％以上添加することが好ましい。一方、過剰な添加は合金コストの増加を招くため、Ｍｏ：１．５％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｎｉ：１．５％以下とすることが好ましい。
【００４７】
次に、ミクロ組織及び集合組織について説明する。
本発明によって得られる鋼板のミクロ組織は、フェライトと硬質第２相からなり、そのフェライトは、未再結晶フェライト、再結晶フェライト及び変態フェライトの総称である。なお、光学顕微鏡による組織観察では、再結晶フェライトと変態フェライトとの差異は明確ではなく、両者を区別することは困難である。
【００４８】
硬質第２相は、マルテンサイト、ベイナイト及びパーライトからなり、３％未満の残留オーステナイトを含むことがある。硬質第２相は、高強度化に寄与する一方で、過剰に存在すると著しく延性が低下するため、下限を１％、上限を３０％とする。
【００４９】
ミクロ組織は、圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨、ナイタールエッチ、必要に応じてレペラーエッチし、光学顕微鏡で観察すれば良い。光学顕微鏡によって得られたミクロ組織写真を画像解析することによって、パーライト、ベイナイト又はマルテンサイトの内のいずれか１種又は２種以上の面積率の合計量を、フェライト以外の相の面積率として求めることができる。残留オーステナイトは、光学顕微鏡ではマルテンサイトとの区別が困難であるが、Ｘ線回折法によって体積率の測定を行うことができる。なお、ミクロ組織から求めた面積率は、体積率と同じである。
【００５０】
再結晶フェライトと変態フェライトの一方又は双方の面積率は、１０〜７０％とする。これは、再結晶フェライトと変態フェライトの一方又は双方の面積率が、１０％未満では延性が低下し、７０％を超えると強度が低下するためである。
【００５１】
未再結晶フェライトは高強度化に寄与することから、その効果を得るためには１０％以上の未再結晶フェライトを含んでいる必要がある。一方、未再結晶フェライトの面積率が７０％を超えると、著しく延性が低下するため、上限を７０％とする。
【００５２】
未再結晶フェライトとそれ以外のフェライト、即ち再結晶フェライト及び変態フェライトとは、電子後方散乱解析像（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  ｂａｃｋ  ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ  ｐａｔｔｅｒｎ、ＥＢＳＰという。）の結晶方位測定データをＫｅｒｎｅｌ  Ａｖｅｒａｇｅ  Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ法（ＫＡＭ法）で解析することにより判別することができる。
【００５３】
未再結晶フェライトの粒内には、転位は回復しているものの、冷延時の塑性変形により生じた結晶方位の連続的な変化が存在する。一方、未再結晶フェライトを除くフェライト粒内の結晶方位変化は極めて小さくなる。これは、再結晶及び変態により、隣接する結晶粒の結晶方位は大きく異なるものの、１つの結晶粒内では結晶方位が変化していないためである。ＫＡＭ法では、隣接したピクセル（測定点）との結晶方位差を定量的に示すことができるので、本発明では隣接測定点との平均結晶方位差が１°以内且つ、平均結晶方位差が２°以上あるピクセル間を粒界と定義した時に、結晶粒径が３μｍ以上である粒を未再結晶フェライト以外のフェライト、即ち再結晶フェライト及び変態フェライトと定義する。
【００５４】
ＥＢＳＰ測定は、焼鈍後の試料の平均結晶粒径の１０分の１の測定間隔で、任意の板断面の板厚方向の１／４厚の位置で１００×１００μｍの範囲において行えば良い。このＥＢＳＰ測定の結果、得られた測定点はピクセルとして出力される。ＥＢＳＰの結晶方位測定に供する試料は、機械研磨等によって鋼板を所定の板厚まで減厚し、次いで電解研磨等によって歪みを除去すると同時に、板厚１／４面が測定面となるように作製する。
【００５５】
未再結晶フェライトを含むフェライトの総面積率は、硬質第２相の面積率の残部であるから、ＥＢＳＰの結晶方位測定に使用した試料をナイタールエッチし、該測定を行った視野の光学顕微鏡写真を同一の倍率で撮影し、得られた組織写真を画像解析して求めれば良い。更に、この組織写真とＥＢＳＰの結晶方位測定の結果を対比させることによって、未再結晶フェライト及び未再結晶フェライト以外のフェライト、即ち、再結晶フェライトと変態フェライトの面積率の合計を求めることもできる。
【００５６】
本発明鋼の板厚１／２層における｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞の３つの結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値は３．５以下であることが好ましい。この方位が発達することによって、形状凍結性が劣化してしまうため、上限を３．５とする。
【００５７】
なお、Ｘ線ランダム強度比とは、特定の方位への集積を持たない標準試料と供試材のＸ線強度を同条件でＸ線回折法等により測定し、得られた供試材のＸ線強度を標準試料のＸ線強度で除した数値である。
【００５８】
｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比は、Ｘ線回折によって測定される｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図のうち、複数の極点図を用いて級数展開法で計算した３次元集合組織（ＯＤＦ）から求めれば良い。すなわち、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比を求めるには、ＯＤＦのφ２＝４５°断面における（５５４）［１−１０］及び（１１１）［１−１０］の強度で代表させる。
【００５９】
Ｘ線回折に供する試料は、機械研磨などによって鋼板を所定の板厚まで減厚し、次いで化学研磨や電解研磨などによって歪みを除去すると同時に板厚１／２面が測定面となるように作製する。鋼板の板厚中心層に偏析帯や欠陥などが存在し測定上不都合が生ずる場合には、板厚の３／８〜５／８の範囲で適当な面が測定面となるように上述の方法に従って試料を調整して測定すればよい。更にＸ線回折が困難な場合には、ＥＢＳＰ法やＥＣＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｃｈａｎｎｅｌｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）法により統計的に十分な数の測定を行う。
【００６０】
ここで、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞とは、上述の方法でＸ線用試料を採取した時、板面の法線方向が｛ｈｋｌ｝に平行で、圧延方向が＜ｕｖｗ＞と平行であることを示している。なお結晶の方位は通常、板面に垂直な方位を［ｈｋｌ］又は｛ｈｋｌ｝、圧延方向に平行な方位を（ｕｖｗ）又は＜ｕｖｗ＞で表示する。｛ｈｋｌ｝、＜ｕｖｗ＞は等価な面の総称であり、［ｈｋｌ］、（ｕｖｗ）は個々の結晶面を指す。すなわち、本発明においてはｂ．ｃ．ｃ．構造を対象としているため、例えば（１１１）、(−１１１)、(１−１１)、(１１−１)、（−１−１１）、（−１１−１）、（１−１−１）、（−１−１−１）面は等価であり区別がつかない。このような場合、これらの方位を総称して｛１１１｝と称する。ＯＤＦ表示では他の対称性の低い結晶構造の方位表示にも用いられるため、個々の方位を［ｈｋｌ］（ｕｖｗ）で表示するのが一般的であるが、本文中においては［ｈｋｌ］（ｕｖｗ）と｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞は同義である。
【００６１】
次に、製造条件の限定理由について説明する。
熱間圧延に供するスラブは特に限定するものではない。すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブキャスター等で製造したものであれば良い。また、鋳造後直ちに熱間圧延を行う連続鋳造―直接圧延のようなプロセスにも適合する。
【００６２】
熱間圧延の圧延温度や圧下率等の条件は特に規定する必要はなく、常法にしたがって行えば良い。熱延後、巻取りまでの冷却は、水等、冷媒の吹付け、送風、ミスト等による強制冷却など、適宜行えば良い。
【００６３】
仕上圧延後の巻取り温度は本発明において重要であり、３００〜５００℃とする。これにより、熱延後の鋼板の組織が、軟質なポリゴナルフェライトの中にマルテンサイトやパーライト等の硬質相が分散したものとなり、冷延中に｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞方位が発達するのを抑制することができる。巻取り温度が５００℃超の場合、マルテンサイトやパーライト等の硬質相が得られず、冷延焼鈍後の集合組織が劣化するため、巻取り温度の上限を５００℃とする。一方、３００℃未満で巻き取ると熱延板中のＴｉの炭窒化物の析出量が減少することにより、再結晶抑制効果が小さくなってしまうため、巻取り温度の下限を３００℃とする。
【００６４】
このようにして製造した熱延鋼板を酸洗後、６０％以下の圧下率で冷間圧延を行う。これは、冷間圧延率が６０％を超えると、形状凍結性に不利な｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞方位が発達してしまうためである。
【００６５】
焼鈍は、本発明において最も重要な工程であり、その条件については上述した通りである。焼鈍は、昇温速度、加熱時間を制御するため、連続焼鈍設備によって行うことが好ましい。また、昇温速度を速くするために、高周波加熱装置、通電加熱装置を併用しても良い。焼鈍において、Ａｃ1以上での滞留時間は、鋼板の温度がＡｃ1以上である時間の合計であり、加熱炉の設定温度と炉の長さ、通板速度によって制御することができる。
【００６６】
また、焼鈍後の冷却速度は特に規定しないが、冷却速度が１℃／ｓ未満の場合、十分に硬質第２相が得られなくなることがある。この観点から、冷却速度の下限は１℃／ｓとすることが好ましい。一方、冷却速度を２５０℃／ｓ超とするには、特殊な設備の導入などが必要になるため、２５０℃／ｓを冷却速度の上限とすることが好ましい。焼鈍後の冷却速度は、水等、冷媒の吹付け、送風、ミスト等による強制冷却により、適宜制御すれば良い。
【００６７】
焼鈍後には必要に応じて、過時効処理、溶融Ｚｎめっき又は合金化溶融Ｚｎめっきを施しても良い。Ｚｎめっきの組成は特に限定するものではなく、Ｚｎの他、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｎｉ等を必要に応じて添加しても構わない。なお、めっきは、焼鈍と別工程で行っても良いが、生産性の観点から、焼鈍とめっきを連続して行う、連続焼鈍−溶融Ｚｎめっきラインによって行うことが好ましい。この場合も、未再結晶フェライトを確保するためには、焼鈍を上記の条件で行うことが必要である。
【００６８】
合金化処理を行う場合は、４５０〜６００℃の温度範囲で行うことが好ましい。４５０℃未満では合金化が十分に進行せず、また、６００℃超では過度に合金化が進行し、めっき層が脆化するため、プレス等の加工によってめっきが剥離する等の問題を誘発する。合金化処理の時間は、１０ｓ未満では合金化が十分に進行しないことがあるため、１０ｓ以上とすることが好ましい。また、合金化処理の時間の上限は特に規定しないが、生産効率の観点から１００ｓ以内とすることが好ましい。
【００６９】
また、生産性の観点から、連続焼鈍−溶融Ｚｎめっきラインに合金化処理炉を連続して設け、焼鈍、めっき及び合金化処理を連続して行うことが好ましい。
【実施例１】
【００７０】
表１に示す組成を有する鋼を真空溶解炉にて溶製し、表２に示す条件で熱間圧延、冷間圧延及び焼鈍を行った。なお、均熱温度から５００℃まで、もしくは過時効処理温度までの平均冷却速度はいずれも５０℃／ｓとした。ここで、表１の［−］は、成分の分析値が検出限界未満であったことを意味する。また、表１には、Ａｃ1［℃］とＡｃ3［℃］の計算値も示した。
【００７１】
表２において、ＣＴ［℃］は熱延工程の巻取り温度である。表２の昇温速度は、（Ａｃ1［℃］−１００℃）からＡｃ1［℃］までの温度の上昇に要した時間によって計算した。表２の滞留時間は、焼鈍時に、Ａｃ1［℃］以上の温度域に加熱された時間である。
【００７２】
表２に示す冷延鋼板のうち、製造Ｎｏ．２及び６については、焼鈍工程後、Ｚｎめっき浴に浸漬後５００℃で２０ｓ間の合金化処理を施した。更に、表２に示す冷延鋼板のうち、製造Ｎｏ．１１については、均熱温度から３００℃まで上述の通り５０℃／ｓの冷却速度で冷却し、その温度で４００ｓ保持した後、１０℃／ｓで室温まで冷却し、機械特性を測定した。
【００７３】
焼鈍後の冷延鋼板から、圧延方向と垂直の幅方向（ＴＤ方向）を長手方向として、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１の５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して、ＴＤ方向の引張特性を評価した。また、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比はＸ線回折により測定し、３つの結晶方位の平均値を求めた。以下、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞、｛１１１｝＜１１０＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値を平均ランダム強度比という。Ｘ線回折の試料は、機械研磨及び電解研磨よって、板厚１／２面が測定面となるようにして作製した。
【００７４】
断面ミクロ組織観察は、光学顕微鏡で行い、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトの面積率の合計は、光学顕微鏡による組織写真を画像解析して求めた。また、未再結晶フェライトの面積率及び未再結晶フェライトを除くフェライトの面積率は、ＥＢＳＰの結晶方位測定及びその測定結果と光学顕微鏡組織写真を照合し、画像解析によって求めた。
【００７５】
形状凍結性の評価は、焼鈍後の冷延鋼板から２５ｍｍ幅、１３０ｍｍ長さの試験片を作成し、ポンチ幅４０ｍｍ、ポンチ肩Ｒ５、ダイス幅４３．４ｍｍ、ダイ肩Ｒ３の金型を用いて、種々のしわ押さえ圧で、４０ｍｍ高さのハット型に成形した後、壁部の反り量を局率半径ρ（ｍｍ）として測定し、その逆数１０００／ρにて行った。１０００／ρが小さいほど形状凍結性は良好である。
【００７６】
ミクロ組織の面積率、平均Ｘ線ランダム強度比、機械特性及び形状凍結性の評価を表３に示す。なお、「形状凍結性の評価」の欄には、１０００／ρ≦０．０１７×ＴＳ（ＭＰａ）−４．１３になる場合を「○」、それ以外の場合を「×」として評価結果を記載した。
【００７７】
本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱延及び冷延し、適切な焼鈍工程を経ることで、過時効処理、Ｚｎめっき、更に合金化処理を施しても低降伏比の高強度冷延鋼板を得ることが可能である。
【００７８】
一方、鋼Ｎｏ．ＢはＣ量が少ないため、強度が低下している。  また、鋼Ｎｏ．ＤはＳｉ量が多く、鋼Ｎｏ．ＦはＭｎが少なく、高温で焼鈍を行う必要が生じ、鋼Ｎｏ．ＪはＴｉが少ないため、未再結晶フェライトが少なくなり、平均ランダム強度比が高くなり、降伏比が低下している。
【００７９】
また、製造Ｎｏ．３は、熱延工程において巻取り温度が高く、製造Ｎｏ．５は、冷間圧延の圧下率が高く、平均ランダム強度比が高くなり、降伏比が大きくなっている。
【００８０】
製造Ｎｏ．１０は（Ａｃ1［℃］−１００℃）からＡｃ1［℃］までの昇温速度が遅く、未再結晶フェライトが少なくなったため、平均ランダム強度比が高くなり、降伏比が大きくなっている。製造Ｎｏ．１４は、Ａｃ1［℃］以上での滞留時間が長いため、未再結晶フェライトが少なく、高強度ではあるものの、局部伸びが低下し、平均ランダム強度比が高くなり、降伏比が大きくなっている。
【００８１】
製造Ｎｏ．１５は焼鈍の最高到達温度が低く、硬質第２相が得られなかったため、強度が低下し、降伏比が大きくなっている。製造Ｎｏ．１８は、焼鈍の最高到達温度が高く、未再結晶フェライトが少なく、硬質第２相が増加し、高強度ではあるものの、局部伸びが低下し、平均ランダム強度比が高くなり、降伏比が大きくなっている。
【００８２】
【表１】
2008106350.tif 000002
【００８３】
【表２】
2008106350.tif 000003
【００８４】
【表３】
2008106350.tif 000004
【実施例２】
【００８５】
表４に示す組成を有する鋼を真空溶解炉にて溶製し、表５に示す条件で熱間圧延、冷間圧延及び焼鈍を行った。なお、均熱温度から５００℃まで、又は過時効処理温度までの平均冷却速度は何れも５０℃／ｓとした。ここで、表４の［−］は、成分の分析値が検出限界未満であったことを意味する。また、表４には、Ａｃ1［℃］とＡｃ3［℃］の計算値も示した。
【００８６】
表５において、ＣＴ［℃］は熱延工程の巻取り温度である。表５の昇温速度は、（Ａｃ1［℃］−１００℃）からＡｃ1［℃］までの温度の上昇に要した時間によって計算した。表５の滞留時間は、焼鈍時に、Ａｃ1［℃］以上の温度域に加熱された時間である。
【００８７】
表５に示す冷延鋼板のうち、製造Ｎｏ．２１及び２４については、焼鈍工程後、Ｚｎめっき浴に浸漬後５００℃で２０ｓ間の合金化処理を施した。更に、表５に示す冷延鋼板のうち、製造Ｎｏ．２８については、均熱温度から３００℃まで上述の通り５０℃／ｓの冷却速度で冷却し、その温度で４００ｓ保持した後、１０℃／ｓで室温まで冷却し、機械特性を測定した。
【００８８】
焼鈍後、実施例１と同様に、ＴＤ方向の引張特性及び形状凍結性を評価し、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞、｛１１１｝＜１１０＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比を測定して、平均ランダム強度比を求めた。また、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトの面積率の合計、未再結晶フェライトの面積率及び未再結晶フェライトを除くフェライトの面積率も、実施例１と同様にして求めた。更に、ＪＩＳ  Ｇ  ３１３５の附属書に記載された塗装焼付硬化試験に準拠してＢＨ量を評価した。
【００８９】
ミクロ組織の面積率、平均Ｘ線ランダム強度比、機械特性、ＢＨ性及び形状凍結性の評価を表６に示す。
【００９０】
本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱延及び冷延し、適切な焼鈍工程を経ることで、過時効処理、Ｚｎめっき、更に合金化処理を施しても、低降伏比の高強度冷延鋼板を得ることが可能である。更に、Ａｌ量及びＡｌ／Ｎの低減によって、塗装焼付硬化性も向上している。なお、本発明例のうち、製造Ｎｏ．３３は、Ａｌ／Ｎが２を超える鋼Ｎｏ．ＡＦの例であり、製造Ｎｏ．３５及び３６は、Ａｌ量が０．０２０％を超える鋼Ｎｏ．ＡＧの例である。これらは、ミクロ組織の面積率及び平均Ｘ線ランダム強度比は本発明の範囲内であり、機械特性に優れているが、ＢＨ量は、若干、低下している。
【００９１】
一方、製造Ｎｏ．２２は、熱延工程において巻取り温度が高く、製造Ｎｏ．３４は、冷間圧延の圧下率が高く、平均ランダム強度比が高くなり、降伏比が大きくなっている。製造Ｎｏ．２４は（Ａｃ1［℃］−１００℃）からＡｃ1［℃］までの昇温速度が遅く、未再結晶フェライトが少なくなったため、平均ランダム強度比が高くなり、降伏比が大きくなっている。製造Ｎｏ．２９は、Ａｃ1［℃］以上での滞留時間が長いため、未再結晶フェライトが少なく、高強度ではあるものの、局部伸びが低下し、平均ランダム強度比が高くなり、降伏比が大きくなっている。
【００９２】
製造Ｎｏ．３０は焼鈍の最高到達温度が低く、硬質第２相が得られなかったため、強度が低下し、降伏比が大きくなっている。製造Ｎｏ．２６は、焼鈍の最高到達温度が高く、未再結晶フェライトが少なく、硬質第２相が増加し、高強度ではあるものの、局部伸びが低下し、平均ランダム強度比が高くなり、降伏比が大きくなっている。
【００９３】
また、製造Ｎｏ．３７は、Ｃ及びＭｎ量が少ない鋼Ｎｏ．ＡＨの例であり、強度が低下している。また、製造Ｎｏ．３８は、Ｓｉ量が多い鋼Ｎｏ．ＡＩの例であり、高温で焼鈍を行う必要が生じ、製造Ｎｏ．３９は、Ｎｂが少ない鋼Ｎｏ．ＡＪの例であり、何れも未再結晶フェライトが少なくなり、平均ランダム強度比が高くなり、降伏比が低下している。更に、鋼Ｎｏ．ＡＨ、ＡＩ及びＡＪは、Ａｌ量が多いため、製造Ｎｏ．３７〜３９は、固溶Ｎ量が十分に確保出来ず、ＢＨ性も劣化している。
【００９４】
【表４】
2008106350.tif 000005
【００９５】
【表５】
2008106350.tif 000006
【００９６】
【表６】
2008106350.tif 000007
【図面の簡単な説明】
【００９７】
【図１】本発明の鋼の金属組織の模式図である。
【図２】本発明の未再結晶フェライトの模式図である。
【符号の説明】
【００９８】
１    未再結晶フェライト
２    硬質第２相
３    再結晶フェライト又は変態フェライト
４    サブグレイン
【図１】
2008106350.tif 000008
【図２】
2008106350.tif 000009