(57)【要約】【課題】微細粒組織を有し、機械的特性とくに疲労特性に優れた高張力冷延鋼板を提供する。【解決手段】鋼成分中、特にＣ，Ｓｉ，  Ｍｎ，  Ｎｉ，  ＴｉおよびＮｂが下記（１），  （２），  （３）  式をそれぞれ満足する範囲において含有する鋼素材を、１２００℃以上に加熱した後、Ａｒ３点以上で熱間圧延を終了し、ついで  ７５０℃以下、６５０  ℃以上の温度域で巻き取り、酸洗後、冷間圧延を施したのち、予測値温度Ａ３  （℃）以上、（Ａ３＋３０）（℃）以下で再結晶焼鈍を施し、その後予測値温度Ａ１  ＋５０℃まで５℃／ｓ以上の速度で冷却し、ついで（Ａ１  ＋５０）〜（Ａ１  ＋２０）℃の温度域で６０秒以上保持したのち、少なくともＭｓ  点まで３℃／ｓ以上の速度で冷却する。記６３７．５＋４９３０｛Ｔｉ＊  ＋  （４８／９３）・［％Ｎｂ］  ｝＞Ａ１              −−−  （１）Ａ３  ＜  ８６０                                                −−−  （２）［％Ｍｎ］  ＋  ［％Ｎｉ］≧  １．３                                      −−−  （３）【選択図】        図１
2004149812.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１６％、
Ｓｉ：２．０  ％以下、
Ｍｎ：３．０  ％以下および／またはＮｉ：３．０  ％以下、
Ｔｉ：０．０１〜０．２  ％および／またはＮｂ：０．０１〜０．２  ％、
Ａｌ：０．０１〜０．１  ％、
Ｐ：０．１  ％以下、
Ｓ：０．０２％以下および
Ｎ：０．００５  ％以下
で、かつＣ，Ｓｉ，  Ｍｎ，  Ｎｉ，  ＴｉおよびＮｂが下記（１），  （２），  （３）  式をそれぞれ満足する範囲において含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になる鋼素材を、１２００℃以上に加熱した後、Ａｒ３点以上で熱間圧延を終了し、ついで  ７５０℃以下、６５０  ℃以上の温度域で巻き取り、酸洗後、冷間圧延を施したのち、下記（６）  式で求められる温度Ａ３  （℃）以上、（Ａ３  ＋３０）（℃）以下で再結晶焼鈍を施し、その後下記（５）  式で求められる温度Ａ１  ＋５０℃まで５℃／ｓ以上の速度で冷却し、ついで（Ａ１  ＋５０）〜（Ａ１  ＋２０）℃の温度域で６０秒以上保持したのち、少なくともＭｓ  点まで３℃／ｓ以上の速度で冷却することを特徴とする微細粒組織を有する疲労特性に優れた冷延鋼板の製造方法。
2004149812.tif 000009
また、［％Ｍ］  はＭ元素の含有量（質量％）
【請求項２】
請求項１において、鋼素材が、質量％でさらに、
Ｍｏ：０．１  ％以下および
Ｃｒ：０．１  ％以下
のうちから選んだ一種または二種を含有する組成になることを特徴とする微細粒組織を有する疲労特性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車や家電、さらには機械構造用鋼としての用途に供して好適な冷延鋼板、とくに微細粒組織を有し、疲労強度および伸びフランジ性に優れる高張力冷延鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車用、家電用および機械構造用鋼板として用いられる鋼材には、強度、加工性および疲労特性（耐久性ともいう）といった機械的性質に優れていることが要求される。これらの機械的性質を総合的に向上させる手段としては、組織を微細化することが有効であることから、これまでにも、微細組織を得るための製造方法が数多く提案されてきた。
【０００３】
組織の微細化手段としては、従来から大圧下圧延法が知られている。かかる大圧下圧延法としては、例えばオーステナイト粒に大圧下を加えて、γ−α歪誘起変態を促進させて、組織の微細化を図る技術が提案されている（例えば特許文献１、特許文献２）。
また、制御圧延法や制御冷却法を適用した場合などについても知られている（例えば特許文献３）。
【０００４】
その他、素材鋼について、少なくとも一部がフェライトからなる鋼組織としておき、これに塑性加工を付加しつつ変態点（Ａｃ１点）以上の温度域に昇温するか、この昇温に続いてＡｃ１点以上の温度域に一定時間保持して、組織の一部または全部を一旦オーステナイトに逆変態させたのち、超微細オーステナイト粒を出現させ、その後冷却して平均結晶粒径が５μｍ  以下の等方的フェライト結晶粒を主体とする組織とする技術が提案されている（例えば特許文献４）。
【０００５】
一方、高強度鋼板に求められる加工性や疲労特性を向上させるための手段としては、疲労亀裂の伝播を阻害する役目を担う硬質の第２相（主としてマルテンサイト）の存在や析出物の制御を行うことも知られており、熱延鋼板に析出強化と組織強化の両方を適用して優れた疲労特性と加工性を具備した鋼板を得る技術が提案されている（例えば特許文献５）。
この技術は、硬質な第２相が亀裂伝播を抑制して疲労特性を向上させ、同時に析出物が軟質のフェライト相を強化して第２相とフェライトとの硬度差が縮小する結果、変形箇所が分散するため、穴拡げ性すなわち伸びフランジ性が向上するとされている。
【０００６】
以上のような技術は全て、熱延プロセスにおける技術である。環境問題に配慮して自動車の車体軽量化を進めるためには、高強度鋼を積極的に適用して板厚を薄くすることが効果的であるが、高強度綱になるほど組織制御のために添加される合金元素が増えるため、一般にはより大きな圧延荷重が必要になり、板厚の薄い熱延鋼板を製造することが困難になる。このような製造上の理由から、高強度薄物材料には冷延鋼板の需要が多い。ところが、冷延鋼板に対しては通常の冷間圧延−焼鈍プロセスにおいて結晶粒を微細化する技術はほとんど見当たらない。
【０００７】
【特許文献１】
特開昭５３−１２３８２３号公報（特許請求の範囲）
【特許文献２】
特公平５−６５５６４  号公報（特許請求の範囲）
【特許文献３】
特開昭６３−１２８１１７号公報（特許請求の範囲）
【特許文献４】
特開平２−３０１５４０号公報（特許請求の範囲）
【特許文献５】
特開平５−１７９３９６号公報（特許請求の範囲）
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、自動車用、家電用および機械構造用鋼板として用いられる冷延鋼板について、その微細粒化を可能ならしめ、併せて疲労特性にも優れる微細粒組織を有する冷延鋼板の有利な製造方法を提案することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、冷延鋼板について微細粒化を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、合金元素を適正に調整して鋼板の再結晶温度とＡ１  およびＡ３  変態温度を制御した上で、冷延後の再結晶焼鈍温度およびその後の冷却工程を的確に制御することにより、微細粒組織が得られるとの知見を得た。
また、熱延工程での冷却・巻取り温度を最適化することにより、ＴｉやＮｂの析出を制御して、微細粒を有し、かつ疲労特性に優れる冷延鋼板とすることができるとの知見を得た。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
【００１０】
すなわち、本発明は、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１６％、
Ｓｉ：２．０  ％以下、
Ｍｎ：３．０  ％以下および／またはＮｉ：３．０  ％以下、
Ｔｉ：０．０１〜０．２  ％および／またはＮｂ：０．０１〜０．２  ％、
Ａｌ：０．０１〜０．１  ％、
Ｐ：０．１  ％以下、
Ｓ：０．０２％以下および
Ｎ：０．００５  ％以下
で、かつＣ，Ｓｉ，  Ｍｎ，  Ｎｉ，  ＴｉおよびＮｂが下記（１），  （２），  （３）  式をそれぞれ満足する範囲において含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になる鋼素材を、１２００℃以上に加熱した後、Ａｒ３点以上で熱間圧延を終了し、ついで  ７５０℃以下、６５０  ℃以上の温度域で巻き取り、酸洗後、冷間圧延を施したのち、下記（６）  式で求められる温度Ａ３  （℃）以上、（Ａ３  ＋３０）（℃）以下で再結晶焼鈍を施し、その後下記（５）  式で求められる温度Ａ１  ＋５０℃まで５℃／ｓ以上の速度で冷却し、ついで（Ａ１  ＋５０）〜（Ａ１  ＋２０）℃の温度域で６０秒以上保持したのち、少なくともＭｓ  点まで３℃／ｓ以上の速度で冷却することを特徴とする微細粒組織を有する疲労特性に優れた冷延鋼板の製造方法である。
2004149812.tif 000003
また、［％Ｍ］  はＭ元素の含有量（質量％）
【００１１】
また、本発明では、鋼素材中に、質量％でさらに、
Ｍｏ：０．１  ％以下および
Ｃｒ：０．１  ％以下
のうちから選んだ一種または二種を含有させることができる。
【００１２】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において鋼の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：０．０３〜０．１６％
Ｃは、安価な強化成分であるだけでなく、マルテンサイト等の低温変態相を生成させる上でも有用な元素である。しかしながら、含有量が０．０３％に満たないとその添加効果に乏しく、一方０．１６％を超えて含有させると延性や溶接性が劣化するので、Ｃは０．０３〜０．１６％の範囲に限定した。
【００１３】
Ｓｉ：２．０  ％以下
Ｓｉは、固溶強化成分として、強度−伸びバランスを改善しつつ強度を向上させるのに有効に寄与するが、過剰な添加は、延性や表面性状、溶接性を劣化させるので、Ｓｉ量は  ２．０％以下に限定した。なお、上記の観点からＳｉ量の好ましい範囲は０．０１〜１．０  ％である。
【００１４】
Ｍｎ：３．０  ％以下および／またはＮｉ：３．０  ％以下
ＭｎおよびＮｉはいずれも、オーステナイト安定化元素であり、Ａ１  ，Ａ３  変態点を低下させる作用を通じて結晶粒の微細化に寄与し、また第２相の形成を進展させる作用を通じて強度−延性バランスを高める作用を有する。しかしながら、多量の添加は鋼を硬質化し、却って強度−延性バランスを劣化させるので、いずれもその含有量を  ３．０％以下に限定した。
なお、Ｍｎは、有害な固溶ＳをＭｎＳとして無害化する作用も併せて有するので、０．１  ％以上含有させることが好ましい。また、Ｎｉは、上記したＮｉの効果を得るためには０．０１％以上含有させることが好ましい。
【００１５】
Ｔｉ：０．０１〜０．２  ％および／またはＮｂ：０．０１〜０．２  ％
Ｔｉ，  Ｎｂは、後述するように、フェライト相内に微細に分散析出し、伸びフランジ性等の成形性および疲労特性の改善に有利に寄与する元素である。この効果を得るためには、Ｔｉ，  Ｎｂはそれぞれ０．０１％以上含有させる必要があり、各々単独で添加しても複合して添加してもよい。
また、Ｔｉ，Ｎｂを添加することによって、ＴｉＣやＮｂＣ等が析出し、鋼板の再結晶温度を上昇させる効果もある。しかしながら、いずれも  ０．２％を超えると効果が飽和するだけでなく、析出物が多くなりすぎてフェライトの延性の低下を招くので、それぞれ  ０．２％以下で含有させるものとした。
【００１６】
Ａｌ：０．０１〜０．１  ％
Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度の向上に有効な元素であり、脱酸の工程で添加することが望ましい。ここに、Ａｌ量が０．０１％に満たないとその添加効果に乏しく、一方  ０．１％を超えると効果は飽和し、むしろ製造コストの上昇を招くので、Ａｌは０．０１〜０．１  ％の範囲に限定した。
【００１７】
Ｐ：０．１  ％以下
Ｐは、延性の大きな低下を招くことなく安価に高強度化を達成する上で有効な元素であるが、一方で多量の含有は加工性や靱性の低下を招くので、Ｐ量は  ０．１％以下に限定した。なお、加工性や靱性に対する要求が厳しい場合には、Ｐは低減させることが好ましいので、この場合には０．０２％以下とすることが望ましい。
【００１８】
Ｓ：０．０２％以下
Ｓは、熱延時における熱間割れの原因になるだけでなく、鋼板中にＭｎＳ等の介在物として存在し延性や穴拡げ加工性の劣化を招くので、極力低減することが望ましいが、０．０２％までは許容できるので、本発明では０．０２％以下とした。
【００１９】
Ｎ：０．００５  ％以下
窒素は、時効劣化をもたらすだけでなく、降伏延びの発生を招くので、極力低減することが望ましいが、０．００５  ％までは許容できるので、本発明では  ０．００５％以下に抑制するものとした。
【００２０】
以上、基本成分について説明したが、本発明ではその他にも、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Ｍｏ：０．１  ％以下およびＣｒ：０．１  ％以下のうちから選んだ一種または二種
Ｍｏ，Ｃｒはいずれも、強化成分として、必要に応じて含有させることができるが、多量の添加はかえって強度−延性バランスを劣化させるので、それぞれ  ０．１％以下で含有させることが望ましい。なお、上記の作用を十分に発揮させるには、Ｍｏ，  Ｃｒはそれぞれ０．０１％以上含有させることが好ましい。
【００２１】
以上、適正な成分組成範囲について説明したが、本発明では各成分が上記の組成範囲を単に満足しているだけでは不十分で、Ｃ，Ｓｉ，  Ｍｎ，  Ｎｉ，  ＴｉおよびＮｂについては、下記（１），  （２），  （３）  式をそれぞれ満足する範囲で含有させる必要がある。
2004149812.tif 000004
また、［％Ｍ］  はＭ元素の含有量（質量％）
【００２２】
なお、上記のＡ１  ，  Ａ３  はそれぞれ、鋼のＡｃ１変態点温度（℃）、Ａｃ３変態点温度（℃）の予測値であり、発明者らの詳細な基礎実験から導出された成分回帰式である。この予測値温度（℃）は、２℃／ｓ以上、２０℃／ｓ以下の昇温速度で加熱する際に適用して特に好適である。
【００２３】
以下、上記の（１），  （２），  （３）  式の限定理由を順に説明する。
（１）  式は、Ｔｉ，Ｎｂの添加量を規定する条件であり、以下の知見に基づく。
一般に、Ｔｉ，Ｎｂを添加するとＴｉＣやＮｂＣ等が析出し、鋼板の再結晶温度が上昇する効果があることが知られている。そこで、Ｔｉ，Ｎｂ添加量と再結晶温度Ｔｒｅの関係について詳細に調査したところ、Ｔｉ，Ｎｂをある量以上添加すると、再結晶温度は上記（６）  式で算出されるＡ３  と等価になることが判明した。
【００２４】
図１に、Ａ１  ＝７００  ℃、Ａ３  ＝８５５  ℃に調整した鋼組成において、Ｔｉ，Ｎｂ添加量を種々に変更した場合のＴｉ，Ｎｂ添加量と再結晶温度との関係について調べた結果を示す。なお、ここで再結晶温度Ｔｒｅは、加熱温度を種々に変化させて連続焼鈍を実験室的に行い、硬度を測定すると共に組織を観察することにより決定した。また、Ｔｉ添加量は、ＴｉＣを析出させるための有効Ｔｉ量としてＴｉ＊  を用い、Ｎｂ添加量は、Ｔｉ量に換算した  （４８／９３）・［％Ｎｂ］  を用いて、Ｔｉ，  Ｎｂ添加量と再結晶温度との関係について表わしている。
同図によれば、  ６３７．５＋４９３０｛Ｔｉ＊  ＋  （４８／９３）・［％Ｎｂ］  ｝が  ７００℃すなわちＡ１  を超えると、再結晶温度Ｔｒｅは  ８５５℃近傍すなわちＡ３  近傍に急上昇し飽和することが分かる。
【００２５】
次に、図２に、  ６３７．５＋４９３０｛Ｔｉ＊  ＋  （４８／９３）・［％Ｎｂ］  ｝＞Ａ１  の条件下において、Ａ３  （Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，  Ｎｉ等を変化させることで変動）を種々に変化させた場合におけるＡ３  と再結晶温度Ｔｒｅとの関係について調べた結果を示す。
同図に示したとおり、  ６３７．５＋４９３０｛Ｔｉ＊  ＋  （４８／９３）・［％Ｎｂ］  ｝＞Ａ１  の条件下では、再結晶温度ＴｒｅはＡ３  と等価になっている。
【００２６】
この理由については、必ずしも明確ではないが、以下のように考えられる。
すなわち、Ｔｉ，Ｎｂが添加され、それらの微細炭窒化物のピン止め力により再結晶温度が上昇し、Ａ１  以下のフェライト（α）域で再結晶できなくなった場合、未再結晶の加工αのまま（フェライト＋オーステナイト（γ））二相域温度になり、高転位密度部、不均一変形部などの優先核生成サイトにおいて、加工αからの再結晶α核生成とα→γ変態核生成の競合が生じる。この時、γ変態の駆動力の方が大きいため、再結晶α核生成より優先してγ核が次々と生成し、優先核生成サイトを占有する。
【００２７】
このγ変態での原子再配列で歪み（転位）は消費され、転位密度の低い加工αのみ残留し、加工αの再結晶はますます困難となる。Ａ３  を超え、γ単相域になって初めて歪みが完全に解消され、見かけ上再結晶が完了する。これが、再結晶温度がＡ３  に一致し、飽和する機構と考えられる。
なお、この際のα→γ変態は、加工α（優先核生成サイトが多い）から核生成することになるので、再結晶が完了した高温でのγ粒は微細化する。従って、焼鈍中の高温γ粒微細化のために再結晶温度をＡ３  とすることは有効であるので、本発明では式（１）  を満足するＴｉ，  Ｎｂを添加することにしたのである。
【００２８】
次に、  （２）式は、Ａ３  を規定する条件である。
上述したとおり、  （１）式を満足する場合には、Ａ３  は実質的に再結晶温度になるため、Ａ３  以上の温度で再結晶焼鈍を行う必要がある。ここに、Ａ３  が  ８６０℃以上の場合、再結晶焼鈍温度をより高温で施す必要が生じ、γ粒成長が激しく、かえって結晶粒径が大きくなってしまった。よって、Ａ３  ＜８６０  ℃を満足させる必要がある。
【００２９】
次に、  （３）式は、ＭｎやＮｉすなわちオーステナイト安定化元素の添加量を規定する条件である。
オーステナイト安定化元素の増大により、ＣＣＴ  図におけるフェライトスタート線が低温側にシフトすることにより、焼鈍後の冷却過程におけるγ→α変態時の過冷度が増大してαが微細核生成することにより、α結晶粒を微細化することができる。この効果を得るためには、少なくともＭｎとＮｉの含有量の合計を  １．３％以上とする、すなわち  ［％Ｍｎ］＋［％Ｎｉ］  ≧  １．３（％）とする必要がある。
なお、  ［％Ｍｎ］＋［％Ｎｉ］  ≧  １．３（％）さえ満足していれば、ＭｎやＮｉは単独添加でも複合添加でもどちらでも良い。より好ましくは  ［％Ｍｎ］＋［％Ｎｉ］  ≧  １．５（％）の範囲である。
【００３０】
次に、製造条件について説明する。
上記の好適成分組成に調整した鋼を、転炉などで溶製し、連続鋳造法等でスラブとする。この鋼素材を、１２００℃以上に加熱したのち、Ａｒ３点以上で熱間圧延を終了し、ついで  ７５０℃以下、６５０  ℃以上の温度域で巻き取り、酸洗後、冷間圧延を施したのち、前掲（６）  式で求められる温度Ａ３  （℃）以上、（Ａ３  ＋３０）（℃）以下で再結晶焼鈍を施し、その後前掲（５）  式で求められる温度Ａ１  ＋５０℃まで５℃／ｓ以上の速度で冷却し、（Ａ１  ＋５０）〜（Ａ１  ＋２０）℃の温度域で６０秒以上保持したのち、少なくともＭｓ  点まで３℃／ｓ以上の速度で冷却する。なお、ここでＭｓ  点は、マルテンサイト変態を開始するときの温度を指し、通常、下記（７）式で求めることができる。
Ｍｓ  点（℃）＝  ５６１−  ４７４×［％Ｃ］  −３３×［％Ｍｎ」−１７×［％Ｎｉ］  −１７×［％Ｃｒ］  −２１×［％Ｍｏ］                      −−−  （７）
ただし、［％Ｍ］  はＭ元素の含有量（質量％）
【００３１】
上記の工程において、鋼素材であるスラブの加熱温度が１２００℃未満では、ＴｉＣなどが十分に固溶せずに粗大化し、後の再結晶焼鈍工程での再結晶温度上昇効果および結晶粒成長抑止効果が不十分となるので、スラブの加熱温度は１２００℃以上とした。
また、仕上げ圧延温度は、バンド状組織を回避し、均質性を確保して伸びフランジ性を良好とするために、Ａｒ３点以上の温度とする必要がある。
【００３２】
熱延終了後の巻取り過程においては、  ６５０〜７５０  ℃まで冷却して巻取り、この間にγ→α変態を生じさせると共に、ＴｉＣやＮｂＣを微細に析出させる。ここに、巻取り温度が  ６５０℃未満では、所望するＴｉ，  Ｍｏ系炭化物を主体とした析出物が得られず、一方  ７５０℃を超えると、パーライト変態が進んでＴｉ，  Ｍｏ系炭化物に必要な炭素が取られるため、やはり所望の析出物が得られなくなる。
なお、仕上圧延終了後、巻取り温度までは、パーライトの析出を抑え、ＴｉＣやＮｂＣを微細に析出させるために、２０℃／ｓ以上の速度で冷却することが望ましい。
【００３３】
ついで、熱延板表面の酸化スケールを酸洗により除去したのち、冷間圧延に供して、所定の板厚の冷延鋼板とする。ここに、酸洗条件や冷間圧延条件は特に制限されるものでなく、常法に従えばよい。
なお、冷間圧延時の圧下率は、再結晶焼鈍時の核生成サイトを増やし、結晶粒の微細化を促すという観点から４０％以上とすることが望ましく、一方圧下率を上げすぎると鋼板の加工硬化によって操業が困難となるので、圧下率の上限は９０％以下程度とするのが好ましい。
【００３４】
ついで、得られた冷延鋼板を、前掲（６）  式に示した温度Ａ３（℃）以上、（Ａ３＋３０）（℃）以下に加熱して、再結晶焼鈍を施す。
前述のように成分調整した本発明の鋼素材では、Ａ３  が再結晶温度と等価となっているので、Ａ３  未満の温度では再結晶が不十分となる。一方、（Ａ３  ＋３０）（℃）を超える温度では、焼鈍中のγ粒の成長が激しく、また熱延後巻取りの際に析出させた微細なＴｉＣやＮｂＣの析出物が粗大化するため不適切である。
【００３５】
本発明では、後述するように、焼鈍温度からの冷却速度を制御して、主相であるフェライトとマルテンサイト等の第２相を有する組織とすることを目的として製造条件を規定している。ここで、この微細なＴｉＣあるいはＮｂＣは、主相であるフェライト中に均一に分散析出することによってその強度向上（析出強化）に重要な役割を担っている。これにより、第二相（マルテンサイト）と主相の強度差を縮小して成形の向上をもたらしている。また、疲労破壊を生じる状況下においては、フェライト自体の強化により初期亀裂発生を抑止し、仮に疲労亀裂を生じてもその伝播を抑止して著しい疲労特性の向上効果をもたらす。
【００３６】
この再結晶焼鈍は、連続焼鈍ラインで行うことが好ましく、連続焼鈍する場合の焼鈍時間は再結晶が生じる１０秒から  １２０秒程度とすることが好ましい。というのは、１０秒より短時間では再結晶が不十分であり、圧延方向に伸展したままの組織が残存するために、十分な延性が確保できない場合があり、一方  １２０秒より長時間ではγ結晶粒の粗大化を招いて、所望の強度を得ることができないことがあるからである。
【００３７】
ついで、前記温度（Ａ１  ＋５０）℃まで５℃／ｓ以上の速度で冷却し、（Ａ１  ＋５０）〜（Ａ１  ＋２０）℃の温度域で６０秒以上保持したのち、少なくともＭｓ  点まで３℃／ｓ以上の速度で冷却する。
高強度化を達成すると共に、疲労特性を良好とするためには、上述したようにフェライトを主相として、マルテンサイトなどの硬質な第２相を存在させることが有効である。一方、本発明のように、再結晶焼鈍時に微細粒化すると、微細粒であるが故に粒内→粒界間のＣ拡散距離が短いため、いわゆる焼きが入り難い状態になる。特にＭｎ，Ｍｏ，Ｃｒなど焼入れ促進元素が少ない成分系においては、所望とするマルテンサイト等の硬質な第２相を確保するために、Ｍｓ  点以下まで大きな冷却速度で冷却する必要がある。
【００３８】
そこで、本発明では、上記の条件で再結晶焼鈍を行ったのち、フェライト−オーステナイト二相域の低温側温度である（Ａ１  ＋２０）〜（Ａ１  ＋５０）℃の温度域に一旦保持することでオーステナイトに炭素および合金元素を濃化させて焼入れ性を向上させ、比較的緩やかな冷却条件でもマルテンサイト等の硬質相を得易くして、疲労特性を改善するのである。
ここに、保持温度が、（Ａ１  ＋２０）℃を下回ると、オーステナイト分率が少なくなりすぎ、十分なマルテンサイトが形成されないため、良好な疲労特性等を得難くなる。また、保持温度が温度（Ａ１  ＋５０）℃を上回ると、フェライト分率が低く、オーステナイトヘのＣの濃化が不充分となり、やはり十分なマルテンサイトが形成されず、疲労特性を十分に良好とし難い。
従って、再結晶焼鈍後、（Ａ１  ＋２０）〜（Ａ１  ＋５０）℃の温度域に保持することにしたのである。
また、当温度域での保持時間が６０秒未満では、オーステナイトからフェライトへの変態が完遂しない可能性があり、炭素および合金元素の不足したオーステナイトとなって、その後の冷却でもマルテンサイトが得難くなるので、保持時間は６０秒以上とした。
なお、当該温度域での保持方法としては、冷却を緩やかな徐冷としたり、放冷としたり、あるいは積極的に加熱を加える等により適宜行えばよい。また、保持時間とは、鋼板が（Ａ１  ＋２０）〜（Ａ１  ＋５０）℃の温度域に実質的に滞留する時間を意味する。
【００３９】
再結晶焼鈍後、（Ａ１  ＋５０）℃までの冷却速度が５℃／ｓ未満では、オーステナイト−フェライト変態における過冷度が小さく、当該温度域に到達するまでにフェライトが粗大化してしまう。従って、再結晶焼鈍後（Ａ１  ＋５０）℃までの冷却速度は５℃／ｓ以上とした。
また、前記温度域での保持の後、Ｍｓ  点以下まで冷却することにより、マルテンサイトを形成する。本発明の製造方法では、焼鈍後、二相域の低温域で保持を行いオーステナイトヘのＣの濃化を促進しているため、上記温度域での保持後、すなわち（Ａ１  ＋２０）℃から少なくともＭｓ  点までの冷却速度を３℃／ｓ以上という比較的緩やかな冷却速度としても、マルテンサイトを形成し、疲労特性を改善することができる。なお、冷却速度が３℃／ｓ未満では、前述のような中間保持を行っても十分な疲労特性に改善することが難しい。従って、（Ａ１  ＋２０）℃からＭｓ  点以下までの冷却速度は３℃／ｓ以上とした。
【００４０】
【実施例】
表１に示す成分組成になるスラブを、表２に示す条件でスラブ加熱後、常法に従い熱間圧延して４．０ｍｍ  厚の熱延板とした。なお、仕上げ圧延温度は全てＡｒ３点以上であった。この熱延板を、酸洗後、冷間圧延（圧下率：６０％）して、１．６  ｍｍ厚の冷延板としたのち、連続焼鈍ラインにて表３に示す条件下で再結晶焼鈍を行い、製品板とした。
かくして得られた製品板の組織、強度、疲労特性および成形性について調べた結果を表４に示す。
【００４１】
なお、組織は、鋼板の圧延方向断面について、光学顕微鏡あるいは電子顕微鏡を用いて調べ、併せて平均結晶粒径を測定した。
また、強度（引張強さＴＳ）は、鋼板の圧延方向から採収したＪＩＳ  ５号試験片を用いた引張試験により測定した。
さらに、疲労特性は、図３に示す寸法形状になるＪＩＳ  Ｚ  ２２７５（金属平板の平板曲げ疲れ試験方法）の試験片を用いて、両振りの繰り返し曲げ試験により求めた。この時１０００万サイクル到達した時点を疲労限ＦＬとした。
また、成形性の評価方法としては、日本鉄鋼連名規格ＪＦＳ−Ｔ１００１  に規定される穴拡げ試験を採用した。すなわち、１０ｍｍφのポンチ径を用い、クリアランス１２±１．０  ％で初期穴（穴径：Ｄ０  ｍｍ）を開けた後、６０°の頂角をもつ円錐ポンチにて穴拡げを実施し、亀裂が板厚を貫通したところでの穴径Ｄ１（ｍｍ）  を求め、次式
λ＝｛（Ｄ１  −Ｄ０  ）／Ｄ０  ｝×１００  ％
で得られる穴拡げ率λで評価した。
【００４２】
【表１】
2004149812.tif 000005
【００４３】
【表２】
2004149812.tif 000006
【００４４】
【表３】
2004149812.tif 000007
【００４５】
【表４】
2004149812.tif 000008
【００４６】
Ｎｏ．１〜３は、表１に示したＡ鋼を二相域温度に保持する時間を変えて組織の変化を確認したものである。保持時間が３０秒のＮｏ．１の場合はマルテンサイトを得るためのγへのＣの濃化量を確保できず、６０秒以上保持したＮｏ．２，  ３の場合と比較してＴＳが不足している。従って、ＴＳを確保するためにも二相域温度で６０秒以上確保すべきであることが分かる。
【００４７】
Ｎｏ．２とＮｏ．４〜８は、熱延後の巻取り温度を変えたものである。疲労限のＴＳ比（ＦＬ／ＴＳ）を見ると、巻取り温度が  ６５０〜７５０  ℃のところで高いレベルが得られて疲労特性に優れている。これは巻取り時に、ＴｉＣやＮｂＣが析出してフェライト粒が強化され、これに伴って疲労亀裂発生と亀裂伝播が抑制されるためである。従って、巻取り温度は  ６５０〜７５０  ℃が望ましい。
【００４８】
Ｎｏ．２とＮｏ．９，１０は、（Ａ１  ＋５０）〜（Ａ１  ＋２０）℃の二相域に保持する温度を変えたものであるが、高温で保持するものほどマルテンサイトが少なくなり、代わってベイナイトが増加した。二相域の高温部での存在比はγ＞αであるが、この時のγは低温域のγに較べると炭素および合金成分の濃縮が少ないためマルテンサイト変態を起こし難かったものと考えられる。
【００４９】
Ｎｏ．１１  〜１３は、焼鈍温度を変えたものであるが、Ａ３  点が  ８４１℃であるＡ鋼を９００  ℃で焼鈍すると、得られた粒径は粗大化して強度が低下した。一方、８００  ℃で焼鈍すると再結晶が完遂していないため加工組織がそのまま残存していた。この点、Ａ３  点直上で焼鈍したＮｏ．１１  の発明例は、結晶粒の粗大化も加工組織の残存も認められなかった。
【００５０】
Ｎｏ．１４  は、鋼種Ａとは成分の異なる鋼種Ｂを、二相域での保持処理無しとしたものである。この条件では、パーライトの生成により、ＴＳが低く疲労特性が悪化した。
Ｎｏ．１５，  １６  は、熱間圧延の圧延終了時から巻取りまでの冷却速度を２０℃／ｓと３０℃／ｓにしたものであるが、いずれの場合もパーライトの生成が抑えられてＴｉＣが析出したため、ＦＬ／ＴＳが高く、良好な疲労特性が得られた。
Ｎｏ．１７，  １８  は、（Ａ１  ＋２０）℃からＭｓ  点以下までの冷却速度を変化させたものであるが、冷却速度が遅いＮｏ．１８  は、マルテンサイトが得られずにＴＳおよび疲労特性が低下した。このことから、二相域すなわち（Ａ１  ＋２０）℃から少なくともＭｓ  点までの冷却速度は５℃／ｓ以上が好適であることが分かる。
Ｎｏ．１９  は、（Ａ１  ＋５０）℃までの冷却速度を下げたものであるが、冷却速度の低下により必要以上の粗大化を招いて結晶粒が大きくなった。そのために粒径の均質性が悪化して、穴拡げ性の低下を招いた。このことから、二相域までの冷却速度は５℃／ｓ以上とするのが適当であることが分かる。
【００５１】
Ｎｏ．２０  はＮｂのみを添加した場合、Ｎｏ．２１  はＴｉのみを添加した場合、Ｎｏ．２２  はＡ鋼ベースにＣｒを添加した場合、さらにＮｏ．２３  はＴｉおよびＮｂの添加がない場合である。なお、これらはいずれもＮｏ．７と同じ製造条件で製造した。
Ｎｏ．２０およびＮｏ．２１  は、ＴｉまたはＮｂの効果によってＴｉＣまたはＮｂＣが析出し、これにより再結晶温度の上昇が発現して、結晶粒の微細化と疲労特性の向上がもたらされた。
Ｎｏ．２２は、オーステナイト安定化元素であるＣｒを添加したことにより、マルテンサイト分率が向上し、若干穴拡げ率は低下したものの、強度の向上がもたらされた。
この点、Ｎｏ．２３  は、ＴｉＣやＮｂＣが生成しないため、焼鈍時に結晶粒が粗大化し、強度の低下を招いた。
【００５２】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、微細粒組織を有し、疲労特性に優れた高張力冷延鋼板を、製造設備の大幅な改造を伴うことなしに安定して製造することができ、産業上極めて有用である。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ａ１  ＝７００  ℃、Ａ３  ＝８５５  ℃に調整した鋼組成において、Ｔｉ，Ｎｂ添加量を種々に変更した場合のＴｉ，Ｎｂ添加量と再結晶温度との関係を示した図である。
【図２】６３７．５＋４９３０｛Ｔｉ＊  ＋  （４８／９３）・［％Ｎｂ］  ｝＞Ａ１  の条件下において、Ａ３  を種々に変化させた場合におけるＡ３  と再結晶温度Ｔｒｅとの関係を示した図である。
【図３】疲労試験片の形状・寸法を示した図である。
【図１】
2004149812.tif 000010
【図２】
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【図３】
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