(57)【要約】【課題】微細炭化物の析出強化を活用して、５９０ＭＰａ以上の引張強度を有し、良好な伸びを有して加工性に優れる冷延鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０６％、Ｓｉ＋Ａｌ：０．０５〜０．１０％、Ｍｎ：０．１５〜０．４５％、Ｐ：０．０１％未満、Ｔｉ：０．１２〜０．１６％を含有し、下記の（１）式で規定されるＴｉ＊が下記の（２）式を満足する組成を有し、フェライト相の体積率：９０％以上、セメンタイトの体積率：５％未満、前記フェライト相の再結晶率：７０％以上であり、前記フェライト相中にＴｉ炭化物（ＴｉＣ）が析出し、該Ｔｉ炭化物の平均の長さが１５ｎｍ未満、Ｔｉの析出率が９０％以上である組織を有し、引張強度が５９０ＭＰａ以上であることを特徴とする冷延鋼板。Ｔｉ＊＝Ｔｉ−（３．４３Ｎ＋１．５Ｓ）・・・（１）１．２≦４Ｃ／Ｔｉ＊≦２．４・・・（２）【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．０６％、
Ｓｉ＋Ａｌ：０．０５〜０．１０％、
Ｍｎ：０．１５〜０．４５％、
Ｐ：０．０１％未満、
Ｓ：０．００４％以下、
Ｎ：０．００４５％以下、
Ｔｉ：０．１２〜０．１６％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記の（１）式で規定されるＴｉ＊が下記の（２）式を満足する組成を有し、フェライト相の体積率：９０％以上、セメンタイトの体積率：５％未満、前記フェライト相の再結晶率：７０％以上であり、前記フェライト相中にＴｉ炭化物（ＴｉＣ）が析出し、該Ｔｉ炭化物の平均の長さが１５ｎｍ未満、Ｔｉの析出率が９０％以上である組織を有し、引張強度が５９０ＭＰａ以上であることを特徴とする冷延鋼板；
Ｔｉ＊＝Ｔｉ−（３．４３Ｎ＋１．５Ｓ）・・・（１）
１．２≦４Ｃ／Ｔｉ＊≦２．４・・・（２）
ただし、式中のＴｉ、Ｎ、Ｓ、Ｃは各元素の含有量（質量％）を表す。
また、Ｔｉ炭化物の平均の長さとは、透過電子顕微鏡によりマトリックスであるフェライト相の［００１］方位において観察されるＴｉＣの長さを２００個以上に対して求め、算術平均した値である。
【請求項２】
さらに、質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．００１０％を含有することを特徴とする請求項１に記載の冷延鋼板。
【請求項３】
請求項１または２に記載の組成を有する鋼を、１１５０℃〜１２５０℃に加熱後、仕上げ圧延終了温度：８８０〜９３０℃で熱間圧延し、平均冷却速度：１０℃／ｓ以上３０℃／ｓ未満で冷却して、巻取温度：６５５〜６８５℃で巻取り、酸洗後、圧下率：５０％以上で冷間圧延し、昇温速度：１０℃／ｓ以下で７５０℃〜８００℃に加熱後、９０〜１８０ｓ保持の焼鈍を行い、引き続き２８０℃以上３５０℃以下で２４０ｓ以上保持の過時効処理を施すことを特徴とする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、自動車の骨格部品などに好適な、伸びなどの加工性に優れた高強度冷延鋼板、特に、引張強度（ＴＳ）５９０ＭＰａ以上の引張強度を有する冷延鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車車体の軽量化を図るために、自動車の骨格部品や足まわり部品には高強度鋼板が多用されつつある。また、鋼板の成分組成に関しては、原材料のグローバル調達性に対応し、希少な合金元素をできるだけ使用しないことが求められている。
【０００３】
ここで、熱延鋼板の高強度化には、フェライト相中にＴｉ、Ｎｂ、Ｖなどの炭窒化物を形成させる析出強化法が積極活用されるようになってきた。例えば、特許文献１には、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｔｉ：０．３％以下、Ｎｂ：０．２％以下で、かつ、０．５０＜｛（Ｔｉ−３．４３Ｎ−１．５Ｓ）／４＋Ｎｂ／７．７５｝／Ｃとなる量のＴｉ及びＮｂの１種以上を含み、Ｆｅを主成分とし、アシキュラー・フェライト組織からなり、かつ、微細なＴｉＣ及び／又はＮｂＣが析出している組織を有することを特徴とする伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板が提案されている。また特許文献２には、質量％で、Ｃ＜０．１０％、Ｔｉ：０．０３〜０．１０％、Ｍｏ：０．０５〜０．６％を含み、Ｆｅを主成分とし、フェライト単相組織のマトリックス中に粒径が１０ｎｍ未満の微細析出物が分散析出している、ＴＳが５５０ＭＰａ以上のプレス加工性に優れた薄鋼板が提案されている。さらに、特許文献３には質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｔｉ：０．０３〜０．０６％を含有し、更に、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの含有量の合計を０．０１％以下に制限し、Ｃ量に対するＴｉ量の比が、Ｔｉ／Ｃ：０．３７５〜１．６であり、結晶粒内のＴｉＣ析出物の平均直径が０．８〜３ｎｍであり、平均個数密度が、１×１０１７［個/ｃｍ３］以上であり、引張強度が５４０〜６５０ＭＰａであることを特徴とする省合金型高強度熱延鋼板も提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開平７−１１３８２号公報
【特許文献２】特開２００２−３２２５３９号公報
【特許文献３】特開２０１１−２６６９０号公報
【特許文献４】特開２００９−３１２６９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、熱延鋼板においては、上記したように、ＴｉＣ等の炭化物を微細に制御して、強度と延性のバランスに優れた鋼板を得る技術が開発されているものの、もっぱら板厚２ｍｍ程度までの鋼板を対象とするものである。これら熱延鋼板よりもさらに板厚の薄い薄鋼板の製造においては、熱間圧延後さらに冷間圧延を行い、再結晶焼鈍するプロセスが一般的に実施されており、再結晶焼鈍の際に炭化物の粗大化が起こるため、析出強化を活用したフェライトを主体とする組織では４４０ＭＰａを超える強度を達成することは困難であった。このため、５９０ＭＰａ以上の引張強度を有する冷延鋼板を製造する場合、ＳｉやＭｎといった固溶強化元素の添加が必要とされ、コスト高となるとともに、めっき性に劣るという問題があった。
【０００６】
そこで、本発明では、原料コストや、めっき性などの観点から、Ｓｉ、Ｍｎ等の固溶強化によらず、微細炭化物の析出強化を活用して、５９０ＭＰａ以上の引張強度を有し、良好な伸びを有して加工性に優れる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】
【０００７】
本発明者らは、上記課題の下、微細炭化物としてＴｉ炭化物（ＴｉＣ）を用いて、析出強化を活用することについて、種々検討した。
【０００８】
まず、冷延焼鈍板製造の前段階である熱延鋼板のフェライト相中に、Ｔｉ炭化物を微細に析出させて、熱延鋼板を出来るだけ高強度化し、このような熱延鋼板を素材として、焼鈍することにより、冷延鋼板を高強度化することを考えた。この場合、熱延鋼板の段階において存在する極めて微細な炭化物が、後の再結晶を著しく遅延させる。このため、冷間圧延の圧下率（圧延率ともいう）を大きくすることによる再結晶促進を検討した。その結果、予想に反し、圧延率を増大させても再結晶が著しく遅延することがわかった。更に、冷間圧延の際、熱延鋼板中に析出しているＴｉＣが、冷間圧延率増大に伴い再固溶もしくは微細化する現象を見出した。そこで、さらに検討を進めた結果、熱延鋼板時点での強度をそれほど重視せず、冷間圧延し、焼鈍して冷延鋼板とした際に、所望の強度が得られる程度の最低限の強度を確保するようにすることで、冷間圧延後の再結晶が速やかに進み、５９０ＭＰａ以上の引張強度を有し、加工性に優れる冷延鋼板を有利に製造できることを見出した。
【０００９】
本発明は、上記した知見に基づきなされたもので、その要旨は下記のとおりである。
【００１０】
［１］質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０６％、Ｓｉ＋Ａｌ：０．０５〜０．１０％、Ｍｎ：０．１５〜０．４５％、Ｐ：０．０１％未満、Ｓ：０．００４％以下、Ｎ：０．００４５％以下、Ｔｉ：０．１２〜０．１６％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記の（１）式で規定されるＴｉ＊が下記の（２）式を満足する組成を有し、フェライト相の体積率：９０％以上、セメンタイトの体積率：５％未満、前記フェライト相の再結晶率：７０％以上であり、前記フェライト相中にＴｉ炭化物（ＴｉＣ）が析出し、該Ｔｉ炭化物の平均の長さが１５ｎｍ未満、Ｔｉの析出率が９０％以上である組織を有し、引張強度が５９０ＭＰａ以上であることを特徴とする冷延鋼板；
Ｔｉ＊＝Ｔｉ−（３．４３Ｎ＋１．５Ｓ）・・・（１）
１．２≦４Ｃ／Ｔｉ＊≦２．４・・・（２）
ただし、式中のＴｉ、Ｎ、Ｓ、Ｃは各元素の含有量（質量％）を表す。
また、Ｔｉ炭化物の平均の長さとは、透過電子顕微鏡によりマトリックスであるフェライト相の［００１］方位において観察されるＴｉＣの長さを２００個以上に対して求め、算術平均した値である。
【００１１】
［２］さらに、質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．００１０％を含有することを特徴とする前記［１］に記載の冷延鋼板。
【００１２】
［３］前記［１］または［２］に記載の組成を有する鋼を、１１５０℃〜１２５０℃に加熱後、仕上げ圧延終了温度：８８０〜９３０℃で熱間圧延し、平均冷却速度：１０℃／ｓ以上３０℃／ｓ未満で冷却して、巻取温度：６５５〜６８５℃で巻取り、酸洗後、圧下率：５０％以上で冷間圧延し、昇温速度：１０℃／ｓ以下で７５０℃〜８００℃に加熱後、９０〜１８０ｓ保持の焼鈍を行い、引き続き２８０℃以上３５０℃以下で２４０ｓ以上保持の過時効処理を施すことを特徴とする冷延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１３】
本発明により、伸びなどの加工性に優れる板厚の薄い高強度冷延鋼板、たとえば板厚１．５ｍｍ以下で５９０ＭＰａ以上のＴＳを有する加工性の良好な冷延鋼板を、安価に製造できるようになった。本発明の鋼板は、自動車の骨格部品などに好適である。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
本発明では、回復・再結晶フェライト相中に一辺が１５ｎｍ未満の微細な板状ＴｉＣを、Ｔｉの析出率を９０％以上として多数析出させることで、伸び特性を劣化させることなく高強度化を図っている。特許文献２に開示されているようなＴｉとＭｏを含む炭化物の代わりに、ＴｉＣのみを用いているので高価なＭｏの使用は必要なく、また固溶強化元素として多用されるＳｉ、Ｍｎを低減することで、さらに合金コストを大幅に削減している。
【００１５】
本発明において焼鈍後の強度・伸びバランスを維持する上で最も重要なポイントは、熱延鋼板の段階で、炭化物析出を十分に進行させることである。本発明においては、Ｃ量とＴｉ量のバランスを最適化し、巻取温度を所定の範囲とすることにより、熱延鋼板の段階でのＴｉＣを厚み５ｎｍ前後の板状形態にそろえることに成功した。この初期析出形態の確保は、主として板厚を調整するための５０％以下の冷間圧延の後、冷間圧延により形成された加工組織が、焼鈍によって速やかに回復・再結晶する重要なポイントである。最終的には再結晶率が７０％以上となる回復・再結晶フェライト内に、一辺の長さが１５ｎｍ前後の板状ＴｉＣを分散させ、５９０ＭＰａ以上のＴＳと、概ね２０％以上の伸び特性を実現し、高強度と良好な加工性を両立する鋼板が得られる。
【００１６】
熱延鋼板の段階で板状形態を有し析出したＴｉＣは母相フェライトとの間にＢａｋｅｒ−Ｎｕｔｔｉｎｇの方位関係（Ｂａｋｅｒ−Ｎｕｔｔｉｎｇの方位関係：体心立方構造（ｂｃｃ）である母相Ｆｅに、ＮａＣｌ型のＭＣ炭化物が整合析出する際の典型的方位関係、（１００）ｂｃｃ／／（１００）ＭＣ ，［００１］ｂｃｃ／／［０１１］ＭＣ）を有している。一般に冷間圧延後の焼鈍工程において、ＴｉＣがオストワルド成長することにより、ＴｉＣの析出強化能は急激に低下する。このため、当初は前記したように、焼鈍時の強度低下をあらかじめ見越して、熱延鋼板段階でのＴｉＣの析出を過剰なまでに微細とし、熱延鋼板の強度を出来る限り高強度化することが、冷延鋼板を高強度化する上で有効と考えた。そこで、微細析出物による再結晶の遅延を改善するため、冷間圧延率増大による再結晶促進を狙った圧延率の最適化の検討をおこなった。その結果、熱延鋼板中に析出しているＴｉＣが、冷間圧延率増大に伴い再固溶もしくは微細化する現象を見出し、熱延鋼板に微細析出したＴｉＣは、冷間圧延によって、機械的に更に微細化し、回復・再結晶を著しく遅延させることがわかった。この知見に基づき、発明者らがさらに検討した結果、熱延鋼板において、ＴｉＣを安定して存在できる安定サイズまで成長させて、冷間圧延でのＴｉＣの微細化を抑制し、低温域での回復・再結晶を可能とすることで、得られる冷延鋼板の強度が初期強度（熱延鋼板の強度）から大きく低下しないようにすることが、５９０ＭＰａ以上の引張強度を有し、良好な伸びを有して加工性に優れる冷延鋼板を得る上で有効であるとの結論を得て、本発明の完成にいたった。
【００１７】
以下に、本発明の詳細について説明する。なお、各成分元素の含有量を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
【００１８】
１）成分組成
Ｃ：０．０４〜０．０６％
ＣはＴｉＣとしてフェライト相中に微細に析出し、高強度化に寄与する重要な元素である。Ｃ量が０．０４％未満だと熱延鋼板の段階で十分な強度が得られず、冷延焼鈍後に５９０ＭＰａ以上のＴＳが確保できない。一方、０．０６％を超えると、熱延鋼板中で微細なＴｉＣが多量に析出し、熱延鋼板の強度が高くなりすぎ、冷間圧延後の焼鈍において、再結晶が著しく遅延するとともに、セメンタイトもしくはベイナイト等の変態組織が増えて加工性の低下を招く。したがって、Ｃ量は０．０４〜０．０６％とする。
【００１９】
Ｓｉ＋Ａｌ：０．０５〜０．１０％
ＳｉやＡｌは、製鋼時の脱酸に必要な元素（脱酸元素）である。本鋼は同じく脱酸元素であるＴｉをＴｉＣとして析出させるのに利用するため、Ｓｉ、Ａｌによる脱酸が必須である。このため、ＳｉとＡｌの合計の含有量であるＳｉ＋Ａｌを０．０５％以上とすることが必要である。一方、ＡｌもＳｉもＡ３変態温度を上昇させる元素であり、その合計の含有量が０．１０％を超えると、二相域圧延を回避するため熱間圧延の仕上げ温度を高くする必要があり、このため、熱間圧延前のスラブ加熱温度を高温化せざるを得ず、製造コスト高を招く。さらに、変態点が上昇することにより、ＴｉＣを析出させるために巻取温度を高温化する必要が生じ、ＴｉＣの粗大化を招いてしまう。このため、Ｓｉ量＋Ａｌ量は０．１０％以下とする。
なお、Ｓｉ量は脱酸の効果を得る上では、０．０３％以上とすることが好ましいが、一方、めっき性に悪影響を及ぼす元素のひとつであるため、０．０８％以下とすることが好ましい。Ａｌ量は脱酸の効果を得る上では、０．０２％以上とすることが好ましいが、過剰に添加しても脱酸効果は飽和し、いたずらに変態点が上昇するため、０．０５％以下とすることが好ましい。
【００２０】
Ｍｎ：０．１５〜０．４５％
Ｍｎは、固溶強化能の高い元素であるため鋼の強度レベルの調整に、また、鋼の変態温度を低下させるため熱間圧延前の加熱温度低下に効果的であり、このような効果を得るため、Ｍｎ量は０．１５％以上とする。一方で、過剰な添加は高コストとなる上、偏析によりバンド状組織が形成されやすく、伸びの低下を招き、さらに伸びフランジ性の低下も招くため、Ｍｎ量は０．４５％以下とする。
【００２１】
Ｐ：０．０１％未満
Ｐは、鋼板を高強度化する上で、固溶強化元素として多用される有効な元素である。その一方で、結晶粒界にしばしば偏析して加工時の脆化現象を招く。また、亜鉛めっき鋼板においては、合金化を著しく遅延させる。しかしながら、Ｐ量は、０．０１％未満であれば、これらの加工性やめっき性への悪影響がない。本発明では、冷延鋼板の強度は、ＴｉＣの析出により達成し、加工性を重視するため、Ｐ量は、めっき性、加工性に影響の無い０．０１％未満とする。
【００２２】
Ｓ：０．００４％以下
本発明においては、Ｓは主にＴｉＳとして固定され、（１）式で規定するＴｉ＊（有効Ｔｉ量）の低下につながるため、Ｓは低いほど好ましいが、０．００４％程度までは許容できる。このため、Ｓ量の上限を０．００４％とする。
【００２３】
Ｎ：０．００４５％以下
Ｎ量が０．００４５％を超えると粗大なＴｉＮが形成され、後述する有効Ｔｉ量の低下を招き、ＴｉＣによる析出強化が十分に発揮できないうえ、伸びが低下し、さらに伸びフランジ性も低下する。このため、Ｎ量は０．００４５％以下とする。一方、Ｎ量を０．００２０％未満に制御するには製鋼工程で特別の処理が必要となり製造コスト高を招くため、Ｎ量の下限は０．００２０％程度とすることが好ましい。
【００２４】
Ｔｉ：０．１２〜０．１６％
本発明では、ＴｉはＴｉＣを析出させる元素であり、析出強化に用いる最も重要な元素である。本発明においては、熱延鋼板の段階で十分な析出強化量を確保するためにＴｉ量の下限を０．１２％とする。一方、Ｔｉを過剰に添加した場合、固溶Ｔｉや多量のＴｉＣにより焼鈍時の組織回復、再結晶が遅延するため、高温焼鈍が必要となり、ＴｉＣの粗大化によって目標強度が到達できなくなるため、上限を０．１６％とする。
【００２５】
１．２≦４Ｃ／Ｔｉ＊≦２．４（ただし式中のＴｉ、Ｃは各元素の含有量）
本発明において、ＴｉＣとしての析出量は、含有するＴｉ量のうち、ＴｉＮとして固定される量、およびＴｉＳとして固定される量を考慮した有効Ｔｉ量、すなわちＴｉ＊に支配される。なお、ここで有効Ｔｉ量（Ｔｉ＊）は前記した（１）式で定義され、Ｔｉ＊＝Ｔｉ−（３．４３Ｎ＋１．５Ｓ）（ただし式中のＴｉ、Ｎ、Ｓは各元素の含有量）である。
本発明では、ＴｉＣのサイズ最適化のため、１．２≦４Ｃ／Ｔｉ＊≦２．４の関係を満足する必要がある。ここで、４Ｃ／Ｔｉ＊は、Ｃと有効Ｔｉの原子濃度比を表しており、本発明では、鋼中のＣを全てＴｉＣとして形成する場合に必要最小限となる４Ｃ／Ｔｉ＊＝１よりも炭素過剰である１．２≦４Ｃ／Ｔｉ＊とする。これは、固溶炭素によるγ→α変態の遅延を利用するためであり、結果的にＴｉＣの析出温度域を低下し、熱延鋼板中にＴｉＣを析出微細化させるためである。一方、４Ｃ／Ｔｉ＊が２．４を超える炭素過剰側では、さらにＴｉＣの析出微細化が進み、熱延鋼板の強度が高くなりすぎるため、４Ｃ／Ｔｉ＊≦２．４とする必要がある。
【００２６】
残部はＦｅおよび不可避的不純物であるが、以下の理由でＢ：０．０００３〜０．００１０％を含有させることが好ましい。
【００２７】
Ｂ：０．０００３〜０．００１０％
Ｂは、本発明において、熱延鋼板の段階での初期ＴｉＣ析出を微細にするのに効果のある元素である。この効果を得る上では、Ｂ量は０．０００３％以上とすることが必要となる。一方、Ｂ量が０．００１０％を超えると、効果が飽和するばかりでなく、熱間圧延時の荷重増大につながるため、Ｂ量は０．００１０％以下とする。なお、本発明において、Ｂ：０．０００３％未満（Ｂ＜０．０００３％）の場合、Ｂは不可避的不純物である。
【００２８】
２）ミクロ組織
本発明の冷延鋼板は、フェライト相の体積率：９０％以上、セメンタイトの体積率：５％未満、前記フェライト相の再結晶率：７０％以上であり、前記フェライト相中にＴｉ炭化物（ＴｉＣ）が析出し、該Ｔｉ炭化物の平均の長さが１５ｎｍ未満、Ｔｉの析出率が９０％以上である組織を有する。
【００２９】
フェライト相の体積率：９０％以上、該フェライト相の再結晶率：７０％以上
本発明では、フェライト相中にＴｉＣを析出させ、ＴｉＣによる析出強化を活用することにより、所望の鋼板特性を得る。良好な加工性を確保するためには、フェライト相の再結晶率を７０％以上とする必要がある。フェライト相の再結晶率が７０％未満では、良好な伸び特性が得られないばかりでなく、自動車部材にしばしば求められる伸びフランジ特性も劣化する。また、再結晶率が７０％以上であるフェライト相の体積率が９０％未満では、フェライト相以外の相の影響が大きくなり、良好な伸び特性を得ることができず、加工性に優れた冷延鋼板を得ることができない。このため、フェライト相の体積率：９０％以上、該フェライト相の再結晶率：７０％以上とする。
【００３０】
ここで、再結晶率は、焼鈍後の冷延鋼板について、圧延方向に沿った断面組織（Ｌ断面組織）を走査透過電子顕微鏡（ＳＴＥＭ）により観察し、観察視野における全フェライトの面積に対する等軸化した再結晶フェライトの面積の比率（面積率）を求め、これを再結晶率としたものである。
【００３１】
セメンタイトの体積率：５％未満
体積率で５％未満のセメンタイトは不可避的に出現するものであり、この程度（５％未満）の量であれば、材質に特に大きく影響することはない。熱延鋼板中に存在するセメンタイトは、冷間圧延後に施す焼鈍によって一旦固溶するが、後述する過時効処理によって固溶炭素を固着し、伸び特性確保に有用である。一方、セメンタイトの体積率が大きくなりすぎると、ＴｉＣの析出を抑制することとなり、また、所望のフェライト量を確保することができなくなるため、セメンタイトの体積率は５％未満とする。なお、セメンタイトの体積率は０％であってもよい。
【００３２】
フェライト相中のＴｉ炭化物の平均の長さが１５ｎｍ未満、Ｔｉの析出率が９０％以上
前記フェライト中に析出させるＴｉ炭化物の平均の長さが１５ｎｍ以上となると、ＴｉＣの析出強化能が小さくなり、５９０ＭＰａ以上の強度を得ることが困難となる。また、Ｔｉの析出率が９０％未満では、析出物の量が不足し、５９０ＭＰａ以上の強度を得ることが困難となる。本発明の鋼板では、フェライト中に微細なＴｉ炭化物（ＴｉＣ）を多数析出させて５９０ＭＰａ以上の強度を得るため、Ｔｉ炭化物（ＴｉＣ）の平均の長さを１５ｎｍ未満とし、かつ、Ｔｉの析出率を９０％以上とする。
【００３３】
なおＴｉ炭化物（ＴｉＣ）の平均の長さとは、透過電子顕微鏡によりマトリックスであるフェライト相の［００１］方位において観察されるＴｉＣの長さを２００個以上に対して求め、算術平均した値である。なお、本発明では、熱延鋼板の段階で母相フェライトとの間にＢａｋｅｒ−Ｎｕｔｔｉｎｇの方位関係を有して析出させたＴｉＣの板状形態が冷延鋼板においてもほぼ維持される。このため、冷延鋼板について、透過電子顕微鏡によりフェライト相の［００１］方位において観察されるＴｉＣは、熱延鋼板で析出させた正方板状の板状形態を有するＴｉＣの辺長（一辺の長さ）を長さとし、その厚みを幅とする略長方形形状（棒状の形状）として観察される。本発明ではこの略長方形形状に観察されるＴｉＣの長さを測定することで、冷延鋼板中のＴｉ炭化物の一辺の長さを測定している。
【００３４】
また、Ｔｉの析出率は、下記手法によって求めた。
まず、Ｔｉの析出量を、特許文献４に記載の方法にしたがって求めた。すなわち、対象析出物が非常に微細であるため、抽出した析出物を直接定量する一般的な析出物量の求め方では精度が出ないので、ここでは試料を非水溶媒系電解液中で所定量だけ電解した後、金属試料の残部を電解液から取り除き、次いでこの電解液の一部を採取し分析溶液とし、ＩＣＰ質量分析法を用いてＴｉおよび比較元素としてＦｅの液中濃度を測定した。得られた濃度を基に、Ｆｅに対するＴｉの濃度比を算出し、さらに、試料中のＦｅ量（質量％）を乗じることで、固溶Ｔｉ量（質量％）を求めた。試料中のＦｅ量（質量％）は、Ｆｅ以外の組成値の合計を１００質量％から減算することで求めることができる。このようにして求めた固溶Ｔｉ量を、鋼のＴｉ含有量から差し引くことにより、Ｔｉの析出量を求めた。そして、Ｔｉの析出率は、Ｔｉの析出率＝（Ｔｉの析出量）／（鋼のＴｉ含有量）として求めた。
【００３５】
なお、上記で規定した以外の残部組織は、ベイナイトやマルテンサイトや残留オーステナイト等の変態組織であるが、このような残部組織に関しては、体積率で１０％以下であれば本発明の効果を損ねるものではないため、含有してもかまわない。
【００３６】
３）製造条件
本発明の冷延鋼板の製造方法について説明する。本発明では、上記した成分組成を有する鋼を、１１５０℃〜１２５０℃に加熱後、仕上げ圧延終了温度：８８０〜９３０℃で熱間圧延し、平均冷却速度：１０℃／ｓ以上３０℃／ｓ未満で冷却して、巻取温度：６５５〜６８５℃で巻取り、酸洗後、圧下率：５０％以上で冷間圧延し、昇温速度：１０℃／ｓ以下で７５０℃〜８００℃に加熱後、９０〜１８０ｓ保持の焼鈍を行い、引き続き２８０℃以上３５０℃以下で２４０ｓ以上保持の過時効処理を施す。
【００３７】
熱間圧延前の加熱温度：１１５０℃〜１２５０℃
熱間圧延後に微細なＴｉＣをフェライト相中に析出させて高強度化を図るには、熱間圧延に用いる鋼スラブ等の鋼素材において、鋼中に析出している粗大なＴｉＣを熱間圧延前に加熱して溶解させる必要がある。本発明では１１５０℃以上の加熱で熱間圧延前の鋼中に析出しているＴｉＣを十分に溶解することが可能である。したがって、熱間圧延前の加熱温度は１１５０℃以上とする。なお、製造コストを低減する観点からは、１２５０℃以下の温度で加熱する必要がある。よって、加熱温度は１１５０℃〜１２５０℃とする。より好ましい加熱温度範囲は１１５０℃〜１２００℃の範囲である。
【００３８】
熱間圧延の仕上げ圧延終了温度：８８０℃〜９３０℃
仕上げ圧延終了温度が８８０℃未満となると、圧延組織が残留し、伸びが劣化し、また、伸びフランジ性も劣化する。したがって、仕上げ圧延終了温度は８８０℃以上とする。一方、仕上げ圧延終了温度が９３０℃を超えると十分に再結晶したオーステナイト組織からの変態になるのでフェライト組織が粗大化し、母相組織であるフェライト相の強度が顕著に低下する。このため、仕上げ圧延終了温度は９３０℃以下とする。
【００３９】
なお、本発明では、連続鋳造後の鋼（鋼素材）をそのまま熱間圧延する直送圧延の技術も適用することができる。このとき、８８０℃以上の仕上げ圧延終了温度を確保するために、熱間圧延前に補助的な加熱を行うこともできる。
【００４０】
熱間圧延後の平均冷却速度：１０℃／ｓ以上３０℃／ｓ未満
熱間圧延後巻取りまでの平均冷却速度が１０℃／ｓ未満だと、冷却中にパーライト変態が起こりやすく、また、粒界セメンタイトの形成が優先し、析出強化因子であるＴｉＣの形成が不十分となり、熱延鋼板における必要強度が確保できず、ひいては、冷延鋼板において所望の強度が確保できない。本発明では、熱間圧延後に引き続き実施される冷間圧延時にＴｉＣが安定して存在し、なおかつ焼鈍時に急激な成長をしないよう、ＴｉＣの適切な初期核生成を確保するため、熱間圧延後の平均冷却速度は１０℃／ｓ以上、３０℃／ｓ未満とする。
【００４１】
巻取温度：６５５〜６８５℃
本発明では、熱延鋼板の段階で過剰に高強度化させないことが重要であり、熱間圧延後の巻取りの段階で最適な量とサイズのＴｉＣを鋼中に析出させる。このため、巻取温度は高精度に制御する必要がある。ＴｉＣの析出にはγ→α変態の影響が大きく、特に変態点を低温化するＭｎの含有量に応じて巻取温度を制御することが重要である。本発明では、上記したように、Ｍｎ量を０．１５〜０．４５％と少なくしており、ＴｉＣ析出には、巻取温度を６００℃以上とする必要があるが、さらに、適切な量のＴｉＣを安定して鋼中に析出させて、熱延鋼板の強度を確保する、具体的には、熱延鋼板の強度６５０ＭＰａ以上を確保するために、巻取温度下限を６５５℃とする。一方、巻取温度が６８５℃を超えると、フェライト組織回復とＴｉＣの粗大化が促進し、熱延鋼板の強度が低下するため、引続き行われる冷間圧延、焼鈍後の強度を確保することが出来なくなる。よって、巻取温度は、６５５〜６８５℃とする。
【００４２】
巻取り後の鋼板には、常法に従い酸洗を施す。酸洗の条件については、特に制限は無く、塩酸での酸洗など、従来公知の方法に従って行えばよい。
【００４３】
冷間圧延の圧下率：５０％以上
酸洗後の熱延鋼板には、板厚を薄くして所望の板厚の薄鋼板（冷延鋼板）を得るために、冷間圧延を施す。例えば、板厚１ｍｍ以下の薄鋼板を製造するにあたり、酸洗後の熱延鋼板の板厚が２．０ｍｍとすれば、冷間圧延率（冷間圧延の圧下率）は５０％以上が必要となる。一般に、数ｎｍ未満のＴｉＣによって過剰に析出強化された鋼板では、冷間圧延後の再結晶が著しく遅延するため、高温焼鈍が必須となり、結果的に最終強度が低下する懸念が大きい。本発明の熱延鋼板ではＴｉＣの平均析出サイズが１０ｎｍ程度に制御されており、圧延によってこれらの初期析出形態が大きく変化することがない。このため、圧延での歪み蓄積による再結晶促進を促すことが肝要であり、焼鈍温度低減のため冷間圧延の圧下率の下限を５０％とする。
【００４４】
上記冷間圧延後の鋼板は、昇温速度：１０℃／ｓ以下で７５０℃〜８００℃に加熱後、９０〜１８０ｓ保持の焼鈍を行い、引き続き２８０℃以上３５０℃以下で２４０ｓ以上保持の過時効処理を施す。本発明において、適正な条件での焼鈍は強度と伸び特性を両立する上で極めて重要である。冷間圧延によって所望の板厚に調整された鋼板は高い強度を有するものの、加工性が低下しており、連続焼鈍プロセスなどによって適切な焼鈍処理を施すことが必要である。焼鈍処理は加工組織を回復させるために施されるものであり、これらの組織変化は、冷間圧延率はもちろんのこと、焼鈍条件に大きく支配される。
【００４５】
焼鈍条件：昇温速度：１０℃／ｓ以下で７５０℃〜８００℃に加熱後、９０〜１８０ｓ保持
本発明では、焼鈍温度は７５０℃〜８００℃とし、該焼鈍温度に加熱する。この焼鈍温度範囲は、５０％以上の冷間圧延を施した後、７０％以上の再結晶率を有するフェライト組織を得る上での適正焼鈍温度である。焼鈍温度が７５０℃未満では、再結晶が進行せず強度が高くなりすぎ、伸びが小さくなる。一方、焼鈍温度が８００℃を超えると、フェライト粒の粗大化、析出強化因子であるＴｉＣの粗大化が進み、急激に強度が低下し、ＴＳ≧５９０ＭＰａの確保が困難となる。
また、焼鈍温度での保持時間（焼鈍時間）は、前記焼鈍温度範囲で十分に回復を進行させて伸び特性を確保するため、９０ｓ（９０秒）以上とする。一方、焼鈍時間が長すぎると生産性が低下するため、焼鈍時間は１８０ｓ以下とする。
上記した焼鈍温度に加熱する際の昇温速度は、昇温中に組織回復を促進するため１０℃／ｓ以下とする。昇温速度が１０℃／ｓを超えると、一部ではγへの逆変態が促進されて、焼入れ組織を含むようになり伸び低下を招く。なお、昇温速度の下限は特に規定しないが、生産性確保の観点および初期熱延鋼板中の微細ＴｉＣの成長を回避する観点から、５℃／ｓ以上とすることが好ましい。
【００４６】
過時効処理：２８０℃以上３５０℃以下で２４０ｓ以上保持
本発明においては、１．２≦４Ｃ／Ｔｉ＊≦２．４と炭素過剰の設計としており、熱延鋼板の段階でわずかに析出していたセメンタイトは、上記の冷間圧延後の焼鈍過程で一部固溶する。鋼板中に固溶炭素が存在すると、加工性に影響するだけでなく、加工後の時効が問題になる。このため、固溶した炭素をセメンタイトに固着させるために焼鈍後過時効処理を施す。過時効処理の温度が２８０℃未満では、固溶炭素の固着に長時間を要するため、生産性が低下する。一方、過時効処理の温度が３５０℃を超えると、温度が高すぎるため、炭素を十分に固着することが困難となる。このため、過時効処理の温度は２８０℃以上３５０℃以下とする。また、固溶炭素を十分に固着させるため、過時効における保持時間は２４０ｓ以上とする。なお、過剰に長い時間保持を行っても効果が飽和し、生産性が低下するだけとなるため、保持時間は６００ｓ以下とすることが好ましい。なお、上記した焼鈍および過時効処理は、生産性の観点から連続焼鈍ラインにて連続して行うことが好ましい。
【実施例１】
【００４７】
表１に示す成分組成の鋼を５０ｋｇ真空溶解炉で溶製し、鋼スラブとした後、表２に示す条件で熱間圧延し、熱延鋼板を得た。次いでこの熱延鋼板を、塩酸酸洗して、板厚２．５ｍｍの鋼板を得た。これを表２に示す条件で冷間圧延した後、表２に示す昇温速度で、表２に示す焼鈍温度に加熱して９０〜１８０ｓ保持する条件で焼鈍処理を施し、引き続き３５０℃で３００ｓの過時効処理を行い冷延鋼板とした。これらの得られた冷延鋼板から試験片を採取し、下記のような調査を行った。得られた結果を表３に示す。
【００４８】
フェライト相、セメンタイトの体積率
圧延方向に沿った断面組織（Ｌ断面組織）を走査型電子顕微鏡により３０００倍で３視野観察して、フェライト相および、セメンタイトの面積率を求め、体積率とした。
【００４９】
フェライト相の再結晶率
板厚中央部から採取した試料を用いて、透過電子顕微鏡用の薄膜試料を作製し、透過電子顕微鏡付属の走査透過電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ，ＳＴＥＭ）の暗視野法により５０００倍で５視野観察して、観察視野における全フェライトの面積に対する再結晶フェライトの面積の比率（面積率）を求め、これをフェライト相の再結晶率とした。なおここで、再結晶フェライトはＳＴＥＭ像で転位の少ない等軸結晶として認識される。
【００５０】
Ｔｉ炭化物の平均の長さ
上記のＳＴＥＭ観察に用いた試料を用い、透過電子顕微鏡法により、３０万倍で厚み約１００ｎｍの領域を５視野観察し、ＴｉＣの長さを測定した。この時、評価対象としたＴｉＣは、母相であるフェライト相の［００１］方位において観察される厚み１〜２ｎｍの板状形態ＴｉＣであり、略長方形形状に観察される個々のＴｉＣの長さを測定して、２００個以上の観察結果の平均値として求めた。
【００５１】
引張特性
上記のようにして製造した冷延鋼板から、圧延方向に平行にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１に準拠して、クロスヘッド速度１０ｍｍ／ｍｉｎで引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）および全伸び（Ｅｌ）を求めた。また、熱延鋼板についても、同様に引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）を求めた。
【００５２】
表３に示す結果から、成分組成、製造条件が本発明の範囲内にある本発明例は、引張強度が５９０ＭＰａ以上、全伸びが２０％以上であり、高い強度と良好な加工性が両立した冷延鋼板となっていることがわかる。なお、冷延鋼板の組織は、表３に示すフェライト、セメンタイト以外は、ベイナイトであった。
【００５３】
一方、鋼板Ｎｏ．Ａ１はＣ量が少なくＴｉＣの析出率も小さく、ＴｉＣの絶対析出量が不足しているため、引張強度が５９０ＭＰａに満たない。鋼板Ｎｏ．Ｂ１はＣ量が多いため熱延鋼板の強度が過剰となり、焼鈍板の再結晶率が低下し、高伸びが得られない。鋼板Ｎｏ．Ｆ１、Ｎｏ．Ｇ１およびＮｏ．Ｊ１は、Ｔｉ量やＭｎ量が適切でないため、再結晶促進が十分でなく、全伸びが２０％未満であり加工性に劣る。鋼Ｎｏ．Ｈ１およびＮｏ．Ｉ１は、変態点が高く、熱延鋼板でのＴｉＣの成長が抑制できず、焼鈍後の冷延鋼板中のＴｉＣサイズも粗大化し、強度が低下してしまう。鋼Ｎｏ．Ｃ２、Ｄ２およびＥ２は、熱延条件が外れており、析出と組織の最適化が図られていない。鋼Ｎｏ．Ｅ３は焼鈍温度が高く、強度不足を招いている。また鋼Ｎｏ．Ｋ２は、焼鈍温度が低く、再結晶促進が十分でなく、加工性に劣る。
【００５４】
【表１】
2016000850.tif 000002
【００５５】
【表２】
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【００５６】
【表３】
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