(57)【要約】【要  約】【課  題】  強度−延性バランスと歪時効硬化特性がともに優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】  Ｃ：0.05〜0.20％、Si、Mn、Ｐ、Ｓを適正範囲とし、Al：0.2〜2.0％、Ｎ：0.01％以下、Cr：0.1〜1.0％を含み、かつCr／Si：0.30以上を満足する組成の鋼素材に、熱延と、冷延とを順次施し冷延板とし、ついで焼鈍処理を施す。焼鈍処理を、Ａc１変態点以上で20℃／ｓ以下の加熱速度で800〜900℃の焼鈍均熱温度まで加熱し、800〜900℃の温度域で60〜300ｓ間滞留したのち、600〜700℃の温度域の徐冷停止温度まで1〜10℃／ｓで徐冷却し、ついで350〜500℃の温度域の急冷停止温度まで15〜200℃／ｓで急冷却し、350〜500℃の温度域で30〜300ｓ間滞留したのち、冷却する処理とする。これにより、面積率で、50〜90％のフェライト相と、5〜30％のベイナイト相と、5％以上の残留オーステナイト相と、あるいはさらに30％以下のマルテンサイト相とからなる組織を有し、強度−延性バランスTS×Elが20000MPa％以上で、歪時効硬化特性に優れた高強度冷延鋼板となる。【選択図】        なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
mass％で、
Ｃ：0.05〜0.20％、                   Si：0.2〜1.5％、
Mn：0.5〜3.0％、                    Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.01％以下、                    Al：0.2〜2.0％、
Ｎ：0.01％以下、                    Cr：0.1〜1.0％
を含み、かつCr、SiをCrとSiの含有量の比：Cr／Siが0.30以上を満足するように含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、面積率で、50〜90％のフェライト相と、5〜30％のベイナイト相と、5％以上の残留オーステナイト相とからなる組織を有し、強度−延性バランスTS×Elが20000MPa％以上であることを特徴とする歪時効硬化特性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項２】
前記組織が、さらに面積率で30％以下のマルテンサイト相を含む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】
前記組成に加えてさらに、mass％で、Nb：0.005〜0.20％、Ti：0.01〜0.20％、Ｖ：0.01〜0.20％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板。
【請求項４】
前記組成に加えてさらに、mass％で、Ni：0.1〜1.0％、Mo：0.1〜1.0％、Ｂ：0.0005〜0.0030％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
【請求項５】
mass％で、
Ｃ：0.05〜0.20％、                   Si：0.2〜1.5％、
Mn：0.5〜3.0％、                    Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.01％以下、                    Al：0.2〜2.0％、
Ｎ：0.01％以下、                    Cr：0.1〜1.0％
を含み、かつCr、SiをCrとSiの含有量の比：Cr／Siが0.30以上を満足するように含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施し熱延板にする熱延工程と、前記熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする冷延工程とを順次施したのち、前記冷延板に焼鈍処理を施し冷延焼鈍板とするに当たり、
前記焼鈍処理を、Ａc１変態点〜焼鈍均熱温度までの平均加熱速度が20℃／ｓ以下である加熱速度で800〜900℃の温度域の焼鈍均熱温度まで加熱し、該800〜900℃の温度域で60〜300ｓ間滞留させ、800℃から600〜700℃の温度域の徐冷停止温度までの平均冷却速度が1〜10℃／ｓである冷却速度で徐冷却し、ついで該徐冷停止温度から350〜500℃の温度域の急冷停止温度までの平均冷却速度が15〜200℃／ｓである冷却速度で急冷却し、該350〜500℃の温度域で30〜300ｓ間滞留し、冷却する処理とすることを特徴とする歪時効硬化特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記組成に加えてさらに、mass％で、Nb：0.005〜0.20％、Ti：0.01〜0.20％、Ｖ：0.01〜0.20％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項５に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記組成に加えてさらに、mass％で、Ni：0.1〜1.0％、Mo：0.1〜1.0％、Ｂ：0.0005〜0.0030％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項５または６に記載の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、主として自動車車体用として、バンパー、センターピラー、ロッカー、サイドフレーム、クロスメンバー等の使途に好適な冷延鋼板に係り、とくに、引張強さが590MPa以上と高強度で、強度−延性バランスと歪時効硬化特性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
なお、ここでいう「強度−延性バランスに優れる」とは、引張強さTSと伸びElとの積が20000MPa％以上である場合をいうものとする。また、「歪時効硬化特性に優れる」とは、塑性歪で５％の引張予歪を付与する予変形処理と、該予変形処理の後に施される170℃で20min間保持する熱処理からなる歪時効処理を施した際に、歪時効処理前後の引張強さの増加量（以下、ΔTSとも記す。ΔTS＝｛（熱処理後の引張強さ）−（予変形処理前の引張強さ）｝）が30MPa以上である場合をいうものとする。なおこの場合、熱処理前後の変形応力の増加量（以下、ΔYSとも記す。ΔYS＝｛（熱処理後の降伏応力）−（熱処理前の予変形応力）｝）は40MPa以上であることが好ましい。
【背景技術】
【０００３】
近年、地球環境の保全という観点から、自動車の排ガス規制が行なわれ、そのために自動車車体の軽量化が極めて重要な課題となっている。自動車車体の軽量化には、部品の薄肉化が有効であり、素材鋼板として高強度鋼板が使用されるようになってきた。しかし、一般に、鋼板を高強度化すると加工性が低下する。このため、自動車車体用として、延性に優れた高強度鋼板が要望されている。
【０００４】
延性に優れた高強度鋼板として、従来から、複合組織鋼板（ＤＰ鋼板）がよく知られている。いわゆるＤＰ鋼板は、軟質のフェライト相と硬質のマルテンサイト相とからなる複合組織を有し、高延性と高強度とを合わせ持つ鋼板である。
【０００５】
また、さらに延性に優れた高強度鋼板として、オーステナイト相の変態誘起塑性（Transformation Induced  Plasticity）を利用した鋼板が知られている。この変態誘起塑性を利用した鋼板は、フェライト相あるいはベイナイト相中に残留オーステナイト相を含む組織を有する。この鋼板は、高温からの冷却履歴を制御して、フェライト相あるいはベイナイト相の生成によりオーステナイト相中にＣを濃化させ、オーステナイト相を室温まで残留させた鋼板である。この鋼板は、加工変形時に残留オーステナイト相が歪誘起により変態して、硬質なマルテンサイト相となる現象を利用し、歪の集中を防止しとくに均一伸びを大きく向上させることができる。
【０００６】
このような鋼板を低合金組成で工業的に製造する方法として、例えば特許文献１には、Ｃ、Si、Mnを適正量含む鋼に、熱間圧延後、650℃以下で巻取り、ついで冷延し、引き続いて二相域温度で焼鈍し、ついで350〜500℃の温度まで１〜400℃／ｓの冷却速度で冷却し、該温度域で時効処理し室温まで冷却する延性に優れた高強度鋼板の製造方法が提案されている。
【０００７】
また、特許文献２には、Ｃ、Si、Mnを適正量含み、Alを0.25〜1.5％に高めた組成の鋼の冷延板を、二相域で焼鈍したのち、350〜600℃まで冷却し、その温度で保持してから5℃／ｓ以上の冷却速度で250℃以下まで冷却する、プレス成形性の良好な高強度鋼板の製造方法が提案されている。
【０００８】
また、特許文献３には、Ｃ、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Al、Ｎを適正量に調整したスラブに、Ａr３変態点以上で仕上圧延したのち、500〜750℃で巻取り、40〜85％の冷間圧延を施した冷延板を750〜900℃で10ｓ〜３min焼鈍し、その後の冷却を550〜700℃までを１〜10℃／ｓの徐冷、200〜450℃までを10〜200℃／ｓの急冷としたのち、350〜450℃で１〜10min保持し、５℃／ｓ以上の冷却速度で200℃以下まで冷却する延性の優れた低降伏比型高強度鋼板の製造方法が提案されている。
【０００９】
また、特許文献４には、Ｃ、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Al、Ｎ、Niを適正範囲に含有し、さらに（Si＋Al）量をＣ量に関係して適正範囲に調整した鋼片に、Ａc３点以上に加熱保持してから熱間圧延し、300〜720℃で巻取り、酸洗、冷間圧延を行なったのち、二相域の温度に加熱し再結晶させ、引き続く冷却途中の550〜350℃の温度域で30ｓ以上の保持を行なう衝撃エネルギー吸収性に優れた高強度鋼板の製造方法が提案されている。特許文献４に記載された技術によれば、５％以上の残留オーステナイトを含むようになり、延性に優れるとともに、50MPa以上の焼付硬化量が得られるとしている。
【００１０】
また、特許文献５には、Ｃ、Si、Mn、Ｐ、Al、Ｎを適正範囲に含有し、かつＮ：0.0050〜0.0250％を含み、Ｎ／Alが0.3以上である薄冷延鋼板に、（Ａc１変態点）〜（Ａc３変態点＋50℃）に加熱する焼鈍処理と、その加熱温度から少なくとも600〜500℃を５〜150℃／ｓの冷却速度で冷却し、350〜500℃の範囲で30ｓ以上保持を行なう冷却・保持処理を行う延性と歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法が提案されている。特許文献５に記載された技術によれば、3.0％以上の残留オーステナイト相を含む複合組織とすることができ、固溶Ｎ量を多く確保でき、延性に優れるうえ、歪時効処理後の降伏応力と、引張強さとをともに増加させることができるとしている。
【００１１】
ここで、プレス成形前の鋼板の強度が高いとプレス成形時の形状凍結性が劣化しプレス加工性が悪くなるため、特許文献５に記載されたような延性に優れるとともに、プレス成形前には比較的軟質でプレス成形後に引張強さを大きくできる、歪時効硬化特性にも優れる高強度鋼板が望まれている。
【００１２】
なお、このような歪時効による引張強さの増加は、侵入型固溶元素であるＣ、Ｎが、加工により導入された転位に固着し、転位の動きが阻害されることに起因すると考えられる。
【特許文献１】特開昭62−182225号公報
【特許文献２】特開平06−145788号公報
【特許文献３】特開2002−317249号公報
【特許文献４】特開2001−11565号公報
【特許文献５】特開2001−303185号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
しかしながら、特許文献１、特許文献２、特許文献３および特許文献４に記載された技術では、焼鈍後の冷却中にＣがセメンタイトとして析出する温度領域で保持するため、フェライト相中に歪時効処理後の強度上昇を期待するうえでは十分な量の固溶Ｃを確保することができず、また、Ｎについても、特許文献１のようにAlNとして析出させて組織の微細化に寄与させるか、不純物程度にしか含有させないため、十分な固溶Ｎも確保することができず、歪時効処理後の強度増加が少ないという問題があった。また、特許文献５に記載された技術では、歪時効処理後の強度を上昇させることはできるものの、未変態γの安定性を増加させて延性を良好とするにはSiを高くすることが好ましく、Siを高くした場合は、めっき鋼板用としては問題があり、また、優れた歪時効硬化特性を得るためには、多量のＮ添加を必要とすることから、製造コストを増大させる問題があった。
【００１４】
本発明は、上記した従来技術の問題を有利に解決し、強度−延性バランスと歪時効硬化特性がともに優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
本発明者らは、上記した課題を達成するため、延性、歪時効硬化特性に及ぼす各種要因について、鋭意研究を重ねた。その結果、Cr、Si量を調整して、 Cr／Siを0.30以上とし、焼鈍処理の冷却条件に工夫を加えることにより、フェライト中に多量の固溶Ｃを残留させるとともに、所定量の残留オーステナイトを安定して確保でき、延性に優れ、強度−延性バランスと歪時効硬化特性がともに優れた高強度冷延鋼板の製造が可能となることを見出した。本発明は、上記した知見に基づいて、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
（１）mass％で、Ｃ：0.05〜0.20％、Si：0.2〜1.5％、Mn：0.5〜3.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.2〜2.0％、Ｎ：0.01％以下、Cr：0.1〜1.0％を含み、かつCr、SiをCrとSiの含有量の比：Cr／Siが0.30以上を満足するように含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、面積率で、50〜90％のフェライト相と、5〜30％のベイナイト相と、5％以上の残留オーステナイト相とからなる組織を有し、強度−延性バランスTS×Elが20000MPa％以上であることを特徴とする歪時効硬化特性に優れた高強度冷延鋼板。
（２）（１）において、前記組織が、さらに面積率で30％以下のマルテンサイト相を含むことを特徴とする高強度冷延鋼板。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、mass％で、Nb：0.005〜0.20％、Ti：0.01〜0.20％、Ｖ：0.01〜0.20％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする高強度冷延鋼板。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、mass％で、Ni：0.1〜1.0％、Mo：0.1〜1.0％、Ｂ：0.0005〜0.0030％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする高強度冷延鋼板。
（５）mass％で、Ｃ：0.05〜0.20％、Si：0.2〜1.5％、Mn：0.5〜3.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.2〜2.0％、Ｎ：0.01％以下、Cr：0.1〜1.0％を含み、かつCr、SiをCrとSiの含有量の比：Cr／Siが0.30以上を満足するように含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施し熱延板にする熱延工程と、前記熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする冷延工程とを順次施したのち、前記冷延板に焼鈍処理を施し冷延焼鈍板とするに当たり、前記焼鈍処理を、Ａc１変態点〜焼鈍均熱温度までの平均加熱速度が20℃／ｓ以下である加熱速度で800〜900℃の焼鈍均熱温度まで加熱し、該800〜900℃の温度域で60〜300ｓ間滞留させ、800℃から600〜700℃の温度域の徐冷停止温度までの平均冷却速度が1〜10℃／ｓである冷却速度で徐冷却し、ついで該徐冷停止温度から350〜500℃の温度域の急冷停止温度までの平均冷却速度が15〜200℃／ｓである冷却速度で急冷却し、該350〜500℃の温度域で30〜300ｓ間滞留し、冷却する処理とすることを特徴とする歪時効硬化特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
（６）（５）において、前記組成に加えてさらに、mass％で、Nb：0.005〜0.20％、Ti：0.01〜0.20％、Ｖ：0.01〜0.20％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
（７）（５）または（６）において、前記組成に加えてさらに、mass％で、Ni：0.1〜1.0％、Mo：0.1〜1.0％、Ｂ：0.0005〜0.0030％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とする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】
【００１６】
本発明によれば、延性が向上し、強度−延性バランスと歪時効硬化特性がともに優れた高強度冷延鋼板を安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
まず、本発明鋼板の組成限定理由いついて、説明する。以下、組成におけるmass％は、単に％で記す。
【００１８】
Ｃ：0.05〜0.20％
Ｃは、固溶してフェライト中に存在する場合には、加工で導入された転位を時効処理により固着し、時効処理後の降伏応力（変形応力）、および引張強さを向上させることができる。さらにＣはオーステナイトを安定化させる元素であり、オーステナイト中に濃化して、オーステナイトを室温まで安定に残留させて残留オーステナイトとすることができる。この残留オーステナイトは、プレス加工などによる歪導入時に硬質なマルテンサイトに歪誘起変態し、歪の集中を抑制することで加工性を向上させることができる。このような残留オーステナイトを得るためには、Ｃ：0.05％以上の含有を必要とする。なお、ベイナイトやマルテンサイトなどの硬質な低温変態相の生成を促進し、鋼板を高強度化するためには、Ｃは0.10％以上含有することが好ましい。一方、0.20％を超える含有は、セメンタイトやパーライトを多量に生成し、延性が劣化する。このため、本発明では、Ｃは0.05〜0.20％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.15％以下である。
【００１９】
Si：0.2〜1.5％
Siは、フェライトを安定化させる元素であり、フェライト生成を促進することで、オーステナイト中にＣを濃化させる作用を有する。さらに、Siはフェライト中のＣ固溶量を低減する作用も有し、オーステナイト中のＣ濃度をさらに高めて残留オーステナイトを形成する上で有利な効果を有する。このような効果は、0.2％以上の含有で顕著となる。一方、Siの1.5％を超える多量含有は、フェライト中の固溶Ｃ量が極端に低下し、所望の歪時効硬化特性を得るのに必要な固溶Ｃを残留させることができなくなる。さらに、Siの多量含有は鋼板の溶接性を劣化させるとともに、熱延加熱時にスラブ表面にファイヤライトの生成を促進し、いわゆる赤スケールと呼ばれる表面模様の発生を助長する。また、冷延焼鈍時、表面に生成するSi酸化物が化成処理性を劣化させるとともに、溶融亜鉛めっき時に不めっきを誘発する。このようなことから、Siは0.2〜1.5％に限定した。なお、とくに表面性状に優れることが要求される鋼板や溶融亜鉛めっき鋼板の場合には、0.7％以下とすることが好ましく、さらに好ましくは、0.5％以下とする。
【００２０】
Mn：0.5〜3.0％
Mnは、オーステナイトを安定化させる元素であり、マルテンサイトの生成開始温度（Ｍs点）を低下させ、焼鈍過程における冷却時にオーステナイトがマルテンサイトに変態するのを抑制する。また、パーライトの生成も遅らせ、オーステナイトを室温まで安定に残留させる作用を有する。さらに、Mnは、固溶強化元素として、鋼板の高強度化に有効に寄与する。このような効果は、0.5％以上の含有で認められる。一方、3.0％を超える多量のMn含有は、鋼板の溶接性を劣化させるとともに、ベイナイト変態を抑制し、焼鈍過程における冷却時にベイナイト変態の進行にともなうオーステナイト中へのＣ濃化を抑制する。このため、所望の残留オーステナイト量が確保できなくなる。このようなことから、Mnは0.5〜3.0％に限定した。なお、好ましくは1.0％以上、2.0％以下である。
【００２１】
Ｐ：0.05％以下
Ｐは、固溶強化に有効な元素であり、さらにフェライト安定化元素として、オーステナイト中へのＣ濃化を促進する作用も有する元素である。このような効果は、0.01％以上の含有で顕著となるため、Ｐは0.01％以上含有することが好ましい。一方、Ｐは、粒界に偏析して、鋼板の延性、靭性を低下させるとともに、溶接性も劣化させる。このため、Ｐは0.05％以下とする必要がある。
【００２２】
Ｓ：0.01％以下
Ｓは、熱間での延性を著しく低下させ、熱間割れを誘発し、表面性状を著しく劣化させる。また、Ｓは、強度にほとんど寄与しないばかりか、不純物元素として粗大なMnSを形成することにより、延性や、穴拡げ加工性を低下させる。このため、Ｓは極力低減することが望ましいが、0.01％までは許容できる。このため、Ｓは0.01％以下に限定した。なお、延性および穴拡げ加工性を向上させる観点からは、Ｓは0.005％以下に限定することが好ましい。
【００２３】
Al：0.2〜2.0％
Alは、フェライトを安定化させる元素であり、フェライト生成を促進することで、オーステナイト中にＣを濃化させて残留オーステナイトを形成する作用を有する。本発明では、このようなAlの効果により多量のSiを添加しない場合でも残留オーステナイトを安定的に得ることを可能としている。また、Alは、固溶強化元素として高強度化にも有効に寄与する。このようなことから、本発明では、Alは0.2％以上含有させる。一方、2.0％を超えるAlの多量含有は、鋼のＡr3変態点を上昇させ、オーステナイト単相域で熱間圧延を終了させたい場合に、これを困難にする。したがって、Alは0.2〜2.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.3〜1.0％である。
【００２４】
Ｎ：0.01％以下
Ｎは、固溶すれば歪時効硬化に寄与する元素であるが、Alを多量に含有する本発明では、AlNとして析出するため、Ｎの多量含有は、多量のAlNを析出させることとなり、熱間圧延中にスラブ割れを伴い、表面疵を発生する危険性が増大する。このため、Ｎは0.01％以下に限定した。本発明ではAlを多量に含有しており、固溶Ｎによる歪時効硬化への寄与は期待できないため、Ｎは少ない方が好ましく、好ましくはＮは0.004％以下とする。
【００２５】
Cr：0.1〜1.0％
Crは、本発明における最も重要な元素の１つである。Crは、ベイナイト変態によるオーステナイト中へのＣ濃化に際して、フェライト中の固溶Ｃがセメンタイトとして析出するのを抑制し、フェライト中に固溶Ｃを残存させ、歪時効硬化特性を向上させる作用を有する。また、鋼のＡc1変態点を上昇させる作用も有することから、冷延後焼鈍の昇温時に、オーステナイト生成の核発生頻度を増加させ、それにともない、残留オーステナイトが微細、分散化することで、鋼板の延性を向上させる。このような効果は、Cr：0.1％以上の含有で認められる。一方、1.0％を超える多量のCr含有は、材料コストの増大をもたらすとともに、ベイナイト変態によるオーステナイト中へのＣ濃化を抑制し、残留オーステナイトの生成を阻害する。このため、Crは0.1〜1.0％の範囲に限定した。なお、溶融亜鉛めっきを施す場合には、表面に生成するCrの酸化物が不めっきを誘発する場合があるため、Crは0.5％以下とすることが好ましい。
【００２６】
Cr／Si：0.30以上
本発明では、CrとSiの含有量の比：Cr／Siが0.30以上となるように、Si、Cr量を調整する。Crはセメンタイトの生成を抑制してフェライト中の固溶Ｃ量を増加させる働きがあり、一方Siはオーステナイト中にＣを濃化させる作用を有し、フェライト中の固溶Ｃを低減する。本発明者らは、上記Crのフェライト中の固溶Ｃ量への影響に着目し、Si、Cr含有量と、歪時効硬化特性との関係を検討した結果、Si含有量に対して所定量以上のCrを含有させることにより、優れた歪時効硬化特性を得ることができることを見出した。すなわち、優れた歪時効硬化特性を得るためには、CrとSiの含有量の比：Cr／Siを0.3以上とする必要がある。Cr／Siが0.30未満では、所望の優れた歪時効硬化特性が確保できない。好ましくは、Cr／Siが0.40以上である。一方、Cr／Siが1.00を超えてもフェライト中の固溶Ｃ増加の効果は顕著に増加しないことからCr／Siは1.00以下とすることが好ましい。
【００２７】
上記した基本成分に加えて、さらに、Nb：0.005〜0.20％、Ti：0.01〜0.20％、Ｖ：0.01〜0.20％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ni：0.1〜1.0％、Mo：0.1〜1.0％、Ｂ：0.0005〜0.0030％のうちから選ばれた１種または２種以上を選択して含有できる。
【００２８】
Nb：0.005〜0.20％、Ti：0.01〜0.20％、Ｖ：0.01〜0.20％のうちから選ばれた１種または２種以上
Nb、Ti、Ｖは、いずれも微細な炭窒化物の形成を介して、延性の向上、鋼板の強度上昇に寄与する元素であり、強度−延性バランスを向上するために必要に応じ選択して含有できる。
【００２９】
微細なNbの炭窒化物は、再結晶フェライトの粒成長を抑制することから、焼鈍時におけるオーステナイトの核生成サイトをさらに増加させ、残留オーステナイトを微細分散化することができ、鋼の延性を向上させることができる。
【００３０】
また、Nbは、熱間圧延における仕上圧延において、加工されたオーステナイトの再結晶を抑制することで、未再結晶オーステナイトからのフェライト変態を促進し、熱延板の粒径を細粒化して、冷間圧延後の焼鈍における再結晶フェライトの核生成サイトを増加させることができる。そのうえ、Nbは細粒化と炭窒化物の形成により強度上昇に寄与することもできる。このような効果を得るためには、0.005％以上含有することが好ましい。一方、0.20％を超えて多量含有すると、通常の熱延工程における再結晶時においては、炭窒化物は全べて固溶することができず、粗大な炭窒化物が残り、残留オーステナイトの微細分散化や強度の上昇が期待できなくなる。また、連続鋳造からスラブを一旦冷却したのち再加熱をおこなう工程を経ることなく、連続鋳造後、そのまま熱間圧延を開始する場合においても、0.20％を超えて含有しても、更なる強度上昇が期待できず、材料コストの増加も招く。またさらに、多量のNb含有は、熱間圧延時において、累積歪による荷重の増大を招くばかりか、熱延板の強度が上昇し、冷間圧延における圧延荷重負荷が増大して、圧延能率が低下し製造コストが増加するという問題もある。このようなことから、含有する場合には、Nbは0.005〜0.20％に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.10％以下である。
【００３１】
Tiは、微細な炭窒化物の形成を介して、鋼板の強度を上昇させるとともに、熱延板および冷延板の細粒化にも寄与する。このような効果は、Ti：0.01％以上の含有で認められる。一方、0.20％を超える多量のTiを含有しても、通常の熱延工程における再加熱時においては、Tiの炭窒化物はその全てを固溶することはできず、粗大な炭窒化物が残り、強度上昇や組織の細粒化が期待できなくなる。また、連続鋳造からスラブを一旦冷却したのち再加熱をおこなう工程を経ることなく、連続鋳造後、そのまま熱間圧延を開始する場合においても、0.20％を超えて含有しても、更なる強度上昇が期待できず、材料コストの増加も招く。このため、含有する場合には、Tiは0.01〜0.20％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.03〜0.10％である。
【００３２】
Ｖは、微細な炭窒化物の形成を介して、鋼板の強度を上昇させる。また、Ｖは、フェライトを安定化させる元素であり、冷延後焼鈍時の昇温過程において、鋼のＡc1変態点を上昇させ、昇温時、オーステナイト生成の核発生頻度を増加させることができ、残留オーステナイトを微細分散化させ、鋼板の延性を向上させる。このような効果は、Ｖ：0.01％以上の含有で顕著となる。一方、0.20％を超えて含有しても、更なる強度上昇が期待できず、材料コストの増加も招く。このため、含有する場合には、Ｖは0.01〜0.20％に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.03〜0.10％である。
【００３３】
Ni：0.1〜1.0％、Mo：0.1〜1.0％、Ｂ：0.0005〜0.0030％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ni、Mo、Ｂはいずれも、強度上昇に寄与する元素であり、必要に応じ選択して含有できる。
【００３４】
Niは、ベイナイト変態を抑制し、マルテンサイト分率を増加させることにより、鋼板の強度上昇に大きく寄与する。このような効果は、0.1％以上の含有で認められる。一方、1.0％を超える多量の含有は、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利となる。また、Niは、ベイナイト変態によるオーステナイト中へのＣ濃化を抑制し、残留オーステナイトの生成を阻害する。このため、含有する場合には、Niは0.1〜1.0％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.5％以下である。
【００３５】
Moは、フェライトを安定化させる元素であり、焼鈍処理の昇温時に、鋼のＡc1変態点を上昇させる作用を有する。このため、昇温時、オーステナイト生成の核発生頻度を増加させることができ、それにともない、残留オーステナイトが微細分散化し、鋼板の延性が向上する。また、Moはベイナイト変態を抑制し、マルテンサイト分率を上昇させることで、強度上昇に大きく寄与する。このような効果は、0.1％以上の含有で認められる。一方、1.0％を超える多量の含有は、ベイナイト変態によるオーステナイト中へのＣ濃化を抑制し、残留オーステナイトの生成を阻害する。このため、含有する場合には、Moは0.1〜1.0％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.5％以下である。
【００３６】
Ｂは、オーステナイトからフェライトへの変態を抑制し、硬質な低温変態相の生成を促進し、鋼板の強度上昇に寄与する。このような効果は0.0005％以上の含有で認められる。一方、0.0030％を超える過剰な含有は、焼入れ性向上効果が飽和するだけでなく、再結晶抑制作用により熱間圧延時の圧延荷重負荷が著しく増加するとともに、さらに、フェライト変態が抑制されることで、オーステナイト中へのＣ濃化が抑制され、残留オーステナイトの生成を阻害する。このため、含有する場合には、Ｂは0.0005〜0.0030％の範囲に限定することが好ましい。    
【００３７】
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物として、本発明の効果を損なわない限り、他の微量元素を含有するものも本発明の範囲に含まれることはいうまでもない。
【００３８】
本発明鋼板は、上記した組成を有し、さらに面積率で、50〜90％のフェライト相と、5〜30％のベイナイト相と、5％以上の残留オーステナイト相と、あるいはさらに30％以下のマルテンサイト相からなる複合組織を有する。
【００３９】
フェライト相：50〜90％（面積率）
本発明鋼板は、優れた延性を確保するために50〜90％以上のフェライト相を含む複合組織とする。フェライト相が面積率で50％未満では焼鈍時の冷却過程において、オーステナイト中にＣを濃化させることができず、残留オーステナイト相を残すことができないことから所望の延性が確保できない。なお、良好な延性が要求される場合には、フェライト相は60％以上とすることが好ましい。一方、フェライト相が90％を超えると、複合組織の利点が少なくなる。このため、フェライト相は50〜90％の範囲に限定した。
【００４０】
ベイナイト相：5〜30％（面積率）
本発明鋼板では、延性と強度のバランス、および残留オーステナイト相の安定確保のために、面積率で５〜30％のベイナイト相を含有する。ベイナイト相が面積率で５％未満では、焼鈍時の冷却過程において、オーステナイト中にＣを濃化させることができず、残留オーステナイトを残すことができなくなることから所望の延性、強度の確保が困難となる。一方、30％を超えると、延性の低下が著しくなる。このため、ベイナイト相は5〜30％の範囲に限定した。
【００４１】
残留オーステナイト相：５％以上（面積率）
残留オーステナイト相は、高延性を確保するために、５％以上含有させる。本発明では、ベイナイト変態を促進させ、オーステナイト中へのＣ濃化を促進させてオーステナイト相を安定化させるため、比較的多量の残留オーステナイトを確保できる。なお、残留オーステナイト相の含有量上限はとくに限定されないが、20％程度が上限と考えられる。
【００４２】
マルテンサイト相：30％以下（面積率）
本発明鋼板では、30％以下のマルテンサイト相を含有してもよい。マルテンサイト相を含有することにより強度が増加するが、面積率で30％を超える含有は延性が顕著に低下する。このため、含有する場合には、マルテンサイト相は30％以下とすることが好ましい。
【００４３】
次に本発明鋼板の好ましい製造方法について説明する。
【００４４】
上記した組成の溶鋼を、転炉、電気炉等の通常の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の通常の方法で、スラブ等の鋼素材とすることが好ましい。
【００４５】
鋼素材は、鋳造後、室温まで冷却することなくそのまま、あるいは、室温まで冷却することなく加熱炉に装入し所定温度以上としたのち、あるいは室温まで冷却し、好ましくは1100〜1300℃に再加熱したのち、常法にしたがい好ましくはＡr3変態点以上の仕上圧延終了温度で圧延を終了する熱間圧延を施し熱延板とし、コイル状に巻き取る熱延工程を施す。
【００４６】
ついで、熱延板は、冷間圧延により冷延板とする冷延工程を施される。
【００４７】
冷間圧延における圧下率（冷間圧下率）は、冷延板の板厚に応じ適宜決定できる。しかし、冷間圧下率が50％を下回る場合には、冷延板に導入される歪が少なく、焼鈍時のフェライトの再結晶粒径が大きくなり、延性が低下する。そのため、冷間圧下率は50％以上とすることが好ましい。一方、85％を超えて冷間圧延を行っても、歪の蓄積効率が低下するうえ、圧延荷重負荷の増大を招く。このため、冷間圧下率は85％以下とすることが好ましい。なお、冷間圧延を施す前に、常法にて酸洗を行い、熱延鋼板の表面に形成されているスケールを除去することが好ましい。
【００４８】
冷延板は、ついで、焼鈍処理を施されて冷延焼鈍板とされる。
【００４９】
焼鈍処理は、Ａc１変態点〜焼鈍均熱温度までの平均加熱速度が20℃／ｓ以下である加熱速度で800〜900℃の温度域の焼鈍均熱温度まで加熱し、該800〜900℃の温度域で60〜300ｓ間滞留させ、800℃から600〜700℃の温度域の徐冷停止温度までの平均冷却温度が1〜10℃／ｓである冷却速度で徐冷却し、ついで該徐冷停止温度から350〜500℃の温度域の急冷停止温度までの平均冷却速度が15〜200℃／ｓである冷却速度で急冷却し、該350〜500℃の温度域で30〜300ｓ間滞留したのち、冷却する処理とする。
【００５０】
Ａc1変態点〜焼鈍均熱温度間の平均加熱速度：20℃／ｓ以下
焼鈍時の加熱速度は、20℃／ｓ以下の徐加熱とする。Ａc1変態点以上の温度域で徐加熱を行なうことにより、微細なオーステナイトを分散させて変態させることができ、さらにオーステナイト中のＣ濃化を促進することができる。これは、Ａc1変態点直上の、オーステナイト分率が小さい状態では、オーステナイトが粗大化せず、したがって、オーステナイト周りのＣ減少領域も小さくなり、結果としてＣが濃化しうるサイトが多く残り、オーステナイトの核発生サイトが増加するためである。その後、さらに、焼鈍均熱温度まで徐加熱を行なうことで、加熱途中や均熱時の粗大なオーステナイトの生成を抑制し、オーステナイトが分散した状態を保ったまま、オーステナイト分率を高め、オーステナイト中へのＣ濃化を促進させることができる。
【００５１】
さらに、Ａc1変態点到達時点では、フェライトの再結晶が完了していることが望ましいが、未再結晶フェライトが残留している場合でも、徐加熱を行なうことにより、未再結晶部分がいっきにオーステナイト変態することに起因するバンド状のオーステナイト生成を抑制することができる。
【００５２】
このような効果を得るためには、焼鈍時、Ａc1変態点〜焼鈍均熱温度間の加熱速度を20℃／ｓ以下とすることが好ましい。なお、好ましくは、10℃／ｓ以下である。なお、加熱速度の下限は特に規定しないが、極端に小さい加熱速度は、操業能率の低下を招くため、５℃／ｓ以上とすることが好ましい。また、室温からＡc1変態点までの加熱速度も特に規定しないが、フェライトの再結晶を促進させるため、この温度域も20℃／ｓ以下で昇温することが好ましい。
【００５３】
焼鈍均熱温度：800〜900℃
焼鈍均熱温度は、オーステナイト＋フェライトの二相域とし、オーステナイト分率の増加とオーステナイト中へのＣ濃化を促進させるため、800℃以上にすることが好ましい。一方、焼鈍均熱温度が900℃を超えると、オーステナイト分率が大きくなりすぎて、オーステナイト中のＣ濃化が小さくなり、その後の冷却過程でオーステナイトを室温まで残留させることが困難となるうえ、オーステナイト粒径の粗大化も招く。このため、焼鈍時の焼鈍均熱温度は800〜900℃の範囲の温度域の温度とすることが好ましい。なお、ここで焼鈍均熱温度とは、焼鈍中の鋼板の最高到達温度である。
【００５４】
800〜900℃の温度域における滞留時間：60〜300ｓ
加熱昇温、均熱および冷却時に上記焼鈍均熱温度域（800〜900℃）に滞留する滞留時間が60ｓ未満では、オーステナイト中へのＣ濃化が不十分となり、その後の冷却過程でオーステナイトを室温まで残留させることが困難となる。一方、滞留時間が300ｓを超えると、オーステナイトが粗大化するとともに、操業能率の低下も招く。このため、800〜900℃の温度域における滞留時間は60〜300ｓの範囲に限定することが好ましい。なお、ここで、滞留時間の確保は、上記焼鈍均熱温度近傍で均熱（保持）しても良いし、加熱、冷却速度を調整して確保してもよい。
【００５５】
800℃から600〜700℃の温度域の徐冷停止温度までの平均冷却速度：1〜10℃／ｓ
焼鈍均熱温度からの冷却は、800℃〜900℃の温度域においては、前記滞留時間を満足しさえすれば特に規定する必要はない。したがって、焼鈍均熱温度からの冷却は、例えば焼鈍均熱温度で均熱後徐冷を開始して、800℃以下もひきつづき徐冷を行い徐冷停止温度まで冷却してもよく、また、焼鈍均熱温度に到達後、800℃までをごくゆるやかに冷却し、次いで800℃以下徐冷停止温度までを徐冷却してもよく、800℃から600〜700℃の温度域（徐冷停止温度域）の徐冷停止温度まで平均冷却速度１〜10℃／ｓの徐冷却としさえすれば良い。800℃から徐冷停止温度までの温度域を徐冷却することにより、冷却時のフェライト生成を促進し、オーステナイト中へのＣ濃化を促進させるとともに、残留するオーステナイト相を微細に分断させることができ、延性が向上する。このような効果を得るためには、上記800℃から徐冷停止温度までの平均冷却速度を10℃／ｓ以下とすることが好ましい。一方、該冷却速度が１℃／ｓ未満では、オーステナイトから変態したフェライトが粗大に成長し、オーステナイトが微細に分断されることなく残留するとともに、操業能率の低下も招く。このため、800℃からの冷却は、平均冷却速度：1〜10℃／ｓの徐冷却とすることが好ましい。なお、より好ましくは５℃／ｓ以下である。
【００５６】
また、徐冷却停止温度が700℃を超えて高くなると、フェライト分率が小さく、オーステナイト中へのＣ濃化が不十分となるとともに、フェライト中のＣ濃度も低く、優れた歪時効硬化特性を確保することができなくなる。また、徐冷却停止温度が600℃未満では、セメンタイトやパーライトが生成してしまい、オーステナイト中への濃化が不十分となる。このため、焼鈍均熱温度で均熱した後の冷却では、徐冷却停止温度は600〜700℃の温度域の温度とすることが好ましい。
【００５７】
600〜700℃の温度域の徐冷停止温度から、350〜500℃の温度域の急冷停止温度までの平均冷却速度：15〜200℃／ｓ
徐冷停止温度から、ついで平均冷却速度：15〜200℃／ｓで350〜500℃の温度域の急冷停止温度まで急冷する。この急冷は、本発明における最も重要な要件の１つである。ベイナイト生成温度域である、350〜500℃の温度域（急冷停止温度域）まで急冷を行なうことにより、冷却途中でのオーステナイトからのセメンタイト、パーライトの生成を抑制し、ベイナイト変態の駆動力を高めることができる。そして、これにより、オーステナイト相中へのＣ濃化が促進され、オーステナイトを室温まで安定に残留させることができる。さらに、急冷により、フェライト中のＣを固溶ままで存在させることができる。また、急冷停止温度が500℃を超えると、ベイナイト変態が進行せず、セメンタイトやパーライトが生成し、優れた歪時効硬化特性を得るための固溶Ｃ量が不足する。一方、冷却停止温度が350℃未満では、マルテンサイト変態が進行し、オーステナイト中にＣを濃化させることは困難となる。このため、急冷停止温度は350〜500℃の温度域の温度に限定することが好ましい。
【００５８】
上記したような効果を得るためには、平均冷却速度：15℃／ｓ以上の冷却速度で、350〜500℃の温度域の急冷停止温度まで急冷することが好ましい。一方、平均冷却速度を200℃／ｓより大きくしても、更なる効果が認められないばかりか、操業においては、冷却停止温度のばらつきが大きくなるため、材質上のばらつきも大きくなる。このため、350〜500℃の温度域の急冷停止温度までの冷却は、15〜200℃／ｓの範囲に限定することが好ましい。
【００５９】
350〜500℃の温度域での滞留時間：30〜300ｓ
350〜500℃の温度域（急冷停止温度域）で滞留させることにより、ベイナイト変態を進行させ、オーステナイト中のＣ濃度を高めることができる。このような効果を得るためには、この温度域で30ｓ以上滞留させることが好ましい。一方、300ｓを超えて長く滞留させると、オーステナイトからフェライトと炭化物が析出し、オーステナイト分率が低下するとともに、オーステナイト中のＣ濃度も低下する。さらに、フェライトからもセメンタイトやCrの炭化物が析出し、フェライト中の固溶Ｃ量が減少する。このため、380〜500℃の急冷停止温度域での滞留時間を30〜300ｓの範囲に限定することが好ましい。
【００６０】
350〜500℃の温度域で上記した時間滞留させたのち、冷却する。滞留後の冷却は、放冷、急冷いずれでもよい。なお、焼鈍処理後、溶融亜鉛めっきを施し、さらに合金化処理を行う場合には、合金化処理のため、500℃以上の再加熱をおこなっても構わない。
【００６１】
以下、実施例に基づき、さらに本発明について説明する。
【実施例】
【００６２】
表１に示す組成の鋼を真空溶解炉で溶製し、小型鋼塊（100kg）とした。
【００６３】
ついで、これら鋼塊を1250℃に加熱（保持：１ｈ）し、熱間圧延を施して、板厚：3.5mmの熱延板とした。なお、熱間仕上圧延終了温度はＡr３  変態点以上の870℃とした。熱間圧延終了後、直ちに、20℃／ｓの冷却速度で冷却を開始し、巻取り相当温度である550℃で１時間の保持を行なった。そして、その後、50℃／ｈの徐冷却にて室温まで冷却し、実機での巻取りを模擬した。室温まで冷却された熱延板は、塩酸にてスケールを除去（酸洗）した後、71％の冷間圧下率で板厚1.0mmまで冷間圧延を行い、冷延板とした。
【００６４】
これら冷延板に、表２に示す条件の焼鈍処理を施し、冷延焼鈍板とした。なお、焼鈍処理は、つぎの条件を基本とした。
【００６５】
（１）20℃／ｓの加熱速度で表１に示すＡc1変態点（750℃）まで昇温した。
【００６６】
（２）さらに、Ａc1変態点から10℃／ｓの加熱速度で焼鈍均熱温度（850℃）まで加熱した。その後、焼鈍均熱温度（850℃）で180ｓ間の均熱処理を施した。なお、昇温、均熱および冷却時を含め、800℃以上での滞留時間は192ｓとなった。
【００６７】
（３）均熱後、焼鈍均熱温度から、７℃／ｓの冷却速度で、徐冷停止温度（670℃）まで徐冷却した。
【００６８】
（４）引き続き、30℃／ｓの冷却速度で急冷停止温度（470℃）まで急冷した。その後、急冷停止温度（470℃）で80ｓの保持処理を行なった。
【００６９】
（５）ついで急冷却停止温度（470℃）から10℃／ｓの冷却速度で室温まで冷却した。なお、350〜500℃の急冷停止温度域での滞留時間は93ｓとなった。
【００７０】
なお、ここでＡc1変態点は、冷間圧延後の鋼板を、20℃／ｓの加熱速度で10℃間隔の種々の温度まで加熱し、目標温度に達した直後に水冷により室温まで急冷することにより試験片を作製し、その断面を研磨したのちナイタール液により腐食をおこない、走査型顕微鏡を用いて組織観察し、マルテンサイトやベイナイトなどの低温変態相や残留オーステナイト相などオーステナイト相の生成に起因した相が確認された試料の中で、加熱温度が最も低いものの温度とした。
【００７１】
この条件を基本として、Ａc1変態点から焼鈍均熱温度までの加熱速度（ＨＲ）、焼鈍均熱温度（Ｔ１）、800〜900℃の温度域における滞留時間（ｔ１）、焼鈍均熱温度からの徐冷却の冷却速度（ＣＲ１）、徐冷却停止温度（Ｔ２）、急冷の冷却速度（ＣＲ２）、急冷停止温度（Ｔ３）、350〜500℃の温度域での滞留時間（ｔ２）を種々変化させた。
【００７２】
得られた冷延焼鈍板について、組織観察、引張特性、歪時効硬化特性を調査した。試験方法はつぎの通りとした。
【００７３】
（Ａ）組織調査
得られた冷延焼鈍板から、試験片を採取し、圧延方向に平行な断面（Ｌ方向断面）について、ナイタール液で腐食し走査型電子顕微鏡を用いて組織を撮像し、画像解析装置を用いて、各相の組織分率（面積率）を求めた。なお、各冷延焼鈍板について、３視野観察し、各視野における各相の分率を求め、各視野の平均値を各冷延焼鈍板における面積率とした。なお、マルテンサイト相と残留オーステナイト相は、さらに200℃×２ｈの焼戻しを施して、組織観察を行い、明確に区別した。焼戻し熱処理後に炭化物が析出した相をマルテンサイト相、炭化物の析出が認められない相を残留オーステナイト相とした。
【００７４】
（Ｂ）引張特性
得られた冷延焼鈍板に、伸び率：0.5％の調質圧延を施した後、圧延方向に直角な方向が引張方向となるように、JIS Z 2201の規定に準拠してJIS ５号引張試験片を切り出し、JIS Z 2241の規定に準拠して、破断までの引張試験を実施し、降伏応力YP、引張強さTS、全伸びElを求めた。
【００７５】
（Ｃ）歪時効硬化特性
引張試験（Ｂ）と同様に調質圧延済みの冷延焼鈍板から切り出した、JIS ５号引張試験片に、５％の引張予歪(塑性歪)を与える予変形処理と、ついで、170℃×20minの熱処理を施す、歪時効処理を施し、歪時効処理前後の引張強さの増加量ΔTS（ΔTS＝｛（熱処理後の引張強さ）−（予変形処理前の引張強さ）｝）と、熱処理前後の変形応力の増加量ΔYS（ΔYS＝｛（熱処理後の降伏応力）−（熱処理前の予変形応力）｝）を求めた。
【００７６】
得られた結果を表３に示す。
【００７７】
【表１】
2005325393.tif 000002
【００７８】
【表２】
2005325393.tif 000003
【００７９】
【表３】
2005325393.tif 000004
【００８０】
【表４】
2005325393.tif 000005
【００８１】
【表５】
2005325393.tif 000006
【００８２】
本発明例はいずれも、引張強さ：590MPa以上の高強度と、優れた延性を有し、かつTS×Elが20000MPa%以上と強度−延性バランスに優れ、さらにΔYS：40MPa以上、ΔTS：30MPa以上の優れた歪時効硬化特性を有する高強度冷延鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、延性が低下し、強度−延性バランスが低下しているか、あるいは歪時効硬化特性が低下しているか、あるいは強度−延性バランスと歪時効硬化特性がともに低下している。