JP2006183140A - 高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】引張り強さが980MPa以上で、強度−延性バランスおよび曲げ特性に優れ、かつ溶接熱影響部の軟化が小さい冷延鋼板を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：0.10〜0.25％、Si：1.5 ％以下、Mn：1.0 〜3.0 ％、Ｐ：0.10％以下、Ｓ：0.005 ％以下、Al：0.01〜0.5 ％、Ｎ：0.010 ％以下およびＶ：0.10〜1.0 ％を含み、かつ（10Mn＋Ｖ）／Ｃ≧50を満足し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成にすると共に、焼戻しマルテンサイト相の体積率を80％以上、粒径：20nm以下のＶを含む炭化物の析出個数を単位体積：１μm³当たり1000個以上、かつ該粒径：20nm以下のＶを含む炭化物の平均粒径を10nm以下とする。
【選択図】図１

Description

本発明は、主として自動車の超高強度車体構造部品等の使途に供して好適な強度−延性バランスに優れ、かつ溶接熱影響部の軟化が小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法に関するものである。

本発明において、「強度−延性バランスに優れた」とは、引張強さTSと全伸びElの積であるTS×Elが12000MPa・％以上であり、また「溶接熱影響部の軟化が小さい」とは、母材の平均ビッカース硬度と熱影響部の最低ビッカース硬度との差ΔHvが50以下であることを意味する。なお、本発明における鋼板とは、鋼帯を含むものとする。

近年、地球環境の保全という観点から、自動車の燃費改善が要求され、また車両衝突時に乗員を保護する観点から、自動車車体の安全性向上も要求されている。このため、自動車車体の軽量化および強化の双方を図るための検討が積極的に進められている。
自動車車体の軽量化と強化を同時に達成するには、部品素材を高強度化することが効果的であると言われており、最近では引張強さ（ＴＳ）が 980 MPa以上の高張力薄鋼板が、ドアインパクトビームやセンターピラー、バンパー等の自動車構造部品に積極的に使用されている。すなわち、高張力薄鋼板を適用して、使用する鋼板の薄肉化を図り、これにより自動車車体の軽量化と強化を同時に達成するものである。

高張力薄鋼板を加工、成形した自動車用部材には、自動車衝突時にその部材が破壊することなく、変形することで、衝突時の衝撃エネルギーを吸収することが要求される。この点、強度−延性バランスが低い部材や溶接時の熱影響部の軟化が顕著な部材では、衝突時の破断に伴い衝撃吸収エネルギー量が著しく低下する。
このため、これを防止するために、高い強度−延性バランスと共に、溶接時における熱影響部の軟化抑制が求められている。

しかしながら、強度−延性バランスについては、薄鋼板を素材とする自動車の車体用構造部品の多くがプレス加工により成形されることから、引張り強さ：980MPa以上の高張力薄鋼板では、母材である鋼板の延性が低いため必然的にプレス加工後の延性が低くなる。すなわち、鋼板を高強度化すると、伸びが低下してプレス成形性が劣化し、プレス成形後の部材の強度−延性バランスも低くなるという問題があった。また、上記した部品は、プレス成形のみでなく、ロール成形などの加工も利用して製造されるため、延性に加え良好な曲げ加工性も要求される。
さらに、引張り強さ：980MPa以上の高張力薄鋼板では、所定の強度を達成するために、鋼組織にマルテンサイトやベイナイトなどの硬質相を含有させた組織強化を利用することが一般的であるが、かような硬質相を含有させた組織では、レーザー等の溶接時に熱影響部が軟化し、衝撃吸収エネルギーの低下や疲労特性の低下を招くという問題があった。

上記の現状に鑑み、強度が980MPa以上の冷延鋼板について、延性と溶接性を改善する技術が種々提案されている。
例えば、特許文献１には、Ｃ：0.01〜0.3％、Si：0.005〜2.5％、Mn：0.01〜3％、Ｐ：0.0010〜0.1％、Ｓ：0.0010〜0.05％、Al：0.005〜２％を含み、さらにMo：0.01〜0.3％，Nb：0.001〜0.1％の１種または２種を含み、かつ所定の関係式を満足する範囲で含有する、溶接性と穴拡げ性に優れた高強度鋼板が開示されている。
しかしながら、特許文献１に開示の技術では、ベイナイトまたはベイニティックフェライトからなる主相と残留オーステナイトからなる第二相の相分率を、また場合によってはオーステナイト相とマルテンサイト相の相分率をも厳密に制御する必要があるため、工業的に安定した製造法としては問題がある。しかも、特許文献１では、穴拡げ性以外の加工性については考慮されていない。

また、特許文献２には、Ｃ：0.05〜0.20％、Si：0.005〜1.3％、Mn：1.0〜3.2％、Ｐ：0.001〜0.05％、Ｓ：0.0001〜0.01％以下、Ｎ：0.0005〜0.01％、Al：0.001〜0.1％、Mo：0.05〜0.5％を含み、かつNb：0.005〜0.05％、Ti：0.001〜0.05％のうちから選んだ１ 種または２種を含み、さらにＣ，Mn，Si，Mo量およびＣ，Mn，Si，Mo，Nb，Ti量を所定の関係式を満足する範囲に規定し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になると共に、マルテンサイトが５〜40％で、残部がフェライト、残留オーステナイト、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトのいずれか一種からなる組織を有する、溶接後の成形性と溶接熱影響部の耐軟化性が良好な熱延鋼板が提案されている。
しかしながら、特許文献２に開示の技術では、溶接熱影響部の軟化については考慮されているものの、成形性については溶接による成形性低下の割合を抑制するという技術にすぎず、熱延鋼板の絶対的な延性を改善させるものではない。すなわち、熱延鋼板の延性については開示されてもなく、技術的には鋼中の転位密度を高くすることを要件としていることから、熱延鋼板は硬質となり、延性は必然的に低くなるものと考えられる。

特開2003−193193号公報 特開2003−231941号公報

従来、焼入れ法により製造された自動車用構造部材において、引張強さ：980MPa以上とするためには、ミクロ組織の主相をマルテンサイトとする必要があるため、上記したように自動車構造部材として必要な強度−延性バランスと溶接熱影響部の軟化抵抗性を同時に得ることは困難とされてきた。
この理由は、主相をマルテンサイトとした場合には高延性が得にくく、また焼戻しにより延性を向上させようとしてもFe₃C等の粗大化により強度は低下するものの延性はそれほど向上しないためである。また、マルテンサイト主体のミクロ組織では、レーザー溶接等を行った場合、熱影響部で著しい軟化が生じ、大幅な溶接部の強度低下や疲労特性の劣化を招く不利もある。

本発明は、上記の問題を有利に解決するもので、引張り強さが980MPa以上という高強度鋼において、強度−延性バランスおよび曲げ特性に優れ、かつ溶接熱影響部の軟化が小さい冷延鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。

さて、発明者らは、上記の課題を解決すべく鋭意研究を重ねたところ、鋼中にＶを含む炭化物を微細に析出させることにより、具体的には、粒径が20nm以下のＶを含む炭化物を単位体積１μm³当たり1000個以上析出させ、かつ粒径が20nm以下のＶを含む炭化物の平均粒径を10nm以下に制御することにより、所期した目的が有利に達成されることの知見を得た。
また、製造工程的には、冷間圧延後の焼鈍および冷却に際し、焼鈍温度とその後の冷却工程を適正に制御し、必要に応じて400℃以上、Ａc₁変態点以下の温度域で焼戻しを施すことが効果的であることの知見を得た。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。

すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
（１）質量％で
Ｃ：0.10〜0.25％、
Si：1.5 ％以下、
Mn：1.0 〜3.0 ％、
Ｐ：0.10％以下、
Ｓ：0.005 ％以下、
Al：0.01〜0.5 ％、
Ｎ：0.010 ％以下および
Ｖ：0.10〜1.0 ％
を含み、かつ（10Mn＋Ｖ）／Ｃ≧50を満足し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、焼戻しマルテンサイト相の体積率が80％以上で、粒径：20nm以下のＶを含む炭化物が1000個／μm³以上析出し、かつ該粒径：20nm以下のＶを含む炭化物の平均粒径が10nm以下であり、さらに引張強さが980MPa以上であることを特徴とする高強度冷延鋼板。

（２）上記（１）において、鋼板がさらに、質量％で
Nb：0.1 ％以下、
Ti：0.1 ％以下および
Ｂ：0.0050％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする高強度冷延鋼板。

（３）上記（１）または（２）において、鋼板がさらに、質量％で
Cr：0.005 〜1.0 ％および
Mo：0.005 〜0.5 ％
のうちから選んだ１種または２種を、（２Cr＋Mo）／２Ｖ≦2.0 を満足する範囲で含有することを特徴とする高強度冷延鋼板。

（４）上記（１）〜（３）のいずれかにおいて、鋼板がさらに、質量％で
Cu：0.5〜5.0 ％
を含有する組成になることを特徴とする高強度冷延鋼板。

（５）上記（４）において、鋼板がさらに、質量％で
Ni：0.1〜2.0 ％
を含有する組成になることを特徴とする高強度冷延鋼板。

（６）質量％で
Ｃ：0.10〜0.25％、
Si：1.5 ％以下、
Mn：1.0 〜3.0 ％、
Ｐ：0.10％以下、
Ｓ：0.005 ％以下、
Al：0.01〜0.5 ％、
Ｎ：0.010 ％以下および
Ｖ：0.10〜1.0 ％
を含み、かつ（10Mn＋Ｖ）／Ｃ≧50を満足し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、1000℃以上に加熱後、粗圧延によりシートバーとし、ついで仕上げ圧延出側温度：800 ℃以上の条件で仕上げ圧延を施したのち、下記(1)式で示される温度Ｔa（℃）以下の温度まで冷却して、巻取り、ついで巻戻した熱延板を、冷間圧延により冷延板としたのち、該冷延板をＡc₃変態点以上、（Ａc₃変態点＋200℃）以下の温度域に加熱し、この温度域に10〜300ｓ保持後、下記(2)式を満足する温度Ｔb（℃）まで 10〜50℃/sの速度で冷却すると共に、Ｔb（℃）から350℃の間に下記(2)式に示す保持時間ｔ（ｓ）だけ滞留させる熱処理を施すことを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
記
Ｔa（℃）＝〔5500／｛6.7＋log（[%Ｖ]×[%Ｃ]）｝〕− 350 ・・・(1)
11000−3000[%Ｖ]≦Ｔb（20＋logｔ）≦15000−1000[%Ｖ] ・・・(2)
ただし、350℃≦Ｔb≦500℃
ここで、[%Ｃ]，[%Ｖ]はそれぞれ各元素の含有量（質量％）
Ｔbは熱処理温度（℃）
ｔは保持時間（ｓ）

（７）質量％で
Ｃ：0.10〜0.25％、
Si：1.5 ％以下、
Mn：1.0 〜3.0 ％、
Ｐ：0.10％以下、
Ｓ：0.005 ％以下、
Al：0.01〜0.5 ％、
Ｎ：0.010 ％以下および
Ｖ：0.10〜1.0 ％
を含み、かつ（10Mn＋Ｖ）／Ｃ≧50を満足し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、1000℃以上に加熱後、粗圧延によりシートバーとし、ついで仕上げ圧延出側温度：800 ℃以上の条件で仕上げ圧延を施したのち、下記(1)式で示される温度Ｔa（℃）以下の温度まで冷却して、巻取り、ついで巻戻した熱延板を、冷間圧延により冷延板としたのち、該冷延板をＡc₃変態点以上、（Ａc₃変態点＋200℃）以下の温度域に加熱し、この温度域に10〜300ｓ保持後、350℃以下まで平均冷却速度：10℃/ｓ以上の速度で冷却し、ついで下記(2)式を満足する条件で熱処理を施すことを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
記
Ｔa（℃）＝〔5500／｛6.7＋log（[%Ｖ]×[%Ｃ]）｝〕− 350 ・・・(1)
11000−3000[%Ｖ]≦Ｔ_b（20＋logｔ）≦15000−1000[%Ｖ] ・・・(2)
ただし、400℃≦Ｔ_b≦Ａc₁変態点
ここで、[%Ｃ]，[%Ｖ]はそれぞれ各元素の含有量（質量％）
Ｔ_bは熱処理温度（℃）
ｔは保持時間（ｓ）

（８）上記（６）または（７）において、鋼スラブがさらに、質量％で
Nb：0.1 ％以下、
Ti：0.1 ％以下および
Ｂ：0.0050％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。

（９）上記（６）〜（８）のいずれかにおいて、鋼スラブがさらに、質量％で
Cr：0.005 〜1.0 ％および
Mo：0.005 〜0.5 ％
のうちから選んだ１種または２種を、（２Cr＋Mo）／２Ｖ≦2.0 を満足する範囲で含有することを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。

（10）上記（６）〜（９）のいずれかにおいて、鋼スラブがさらに、質量％で
Cu：0.5〜5.0 ％
を含有する組成になることを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。

（11）上記（10）において、鋼スラブがさらに、質量％で
Ni：0.1〜2.0％
を含有する組成になることを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。

本発明によれば、自動車構造部材用薄鋼板の高性能化には従来あまり積極的に利用されることがなかったＶを活用することにより、強度−延性バランスに優れ、かつ溶接熱影響部の軟化が小さい、引張強さ：980MPa以上の高強度冷延鋼板を得ることができる。

以下、本発明を由来するに至った実験結果について説明する。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。
Si：0.01％、Ｐ：0.009％、Ｓ：0.002％、Al：0.03％およびＮ：0.0025％を基本組成とし、これにＣ，Mn，Ｖをそれぞれ、Ｃ：0.11〜0.25％、Mn：1.00〜1.55％、Ｖ：0.15〜0.82％の範囲で種々に変化させて含有させ、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になるシートバーを、1250℃に加熱・均熱後、仕上圧延終了温度が 900℃となるように３パスの圧延を行い板厚4.0mmとした。なお、仕上圧延終了後、コイル巻取り処理：550℃×１ｈの保温に相当する熱処理を施した。引き続き、圧下率：75％の冷間圧延を施して板厚：1.0 mmとした。
ついで、これらの冷延板を、Ａc₃変態点以上の850℃に60秒保持したのち、次に述べる二通りの処理工程を経て、冷延鋼板とした。

（ａ）上記の保持終了後、500℃までの平均冷却速度が10℃/sとなるように450℃までガス冷却し、引き続き450℃に200ｓ保持する熱処理を施したのち、水冷却した。
（ｂ）上記の保持終了後、直ちに氷水中に浸漬（保持温度から350℃までの平均冷却速度：50℃/s以上）し、引き続き550℃，10minの熱処理（焼戻し処理）を施した。

かくして得られた冷延鋼板の引張特性（降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥｌ）および曲げ特性を求めた。
かくして得られた冷延鋼板に対して、引張試験および曲げ試験を行った。
なお、引張試験は、長軸を圧延方向に直交する方向とし、JIS 5 号引張試験片を用い、JIS Z 2241の規定に準拠して行い、引張特性（降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥｌ）を求めた。
また、曲げ試験は、長軸を圧延方向に直交する方向とし、JIS 3 号曲げ試験片を用い、JIS Z 2248の規定に準拠して、押し曲げ法による180°曲げ試験を実施した。そして、この曲げ試験は、曲げ半径を１mm間隔に変化させて実施し、表面に亀裂の発生しない最小の曲げ半径を求め、この値を限界曲げ半径として評価した。
さらに、得られた冷延鋼板の溶接熱影響部の軟化抵抗性（以下、耐溶接熱影響部軟化特性という）についても調査した。なお、耐溶接熱影響部軟化特性の評価は、CO₂レーザー溶接により、レーザー出力：３kW、溶接速度：４m/min、レーザー焦点位置：薄鋼板表面、シールドガス：Arの条件で溶接し、溶接の影響を受けない母材部および溶接溶融部から熱影響部にかけての板厚断面における板厚1/4位置でのビッカース硬度を荷重：200ｇの条件で、0.1 mm間隔で測定し、母材部の平均ビッカース硬度と熱影響部の最大ビッカース硬度との差ΔHvを求めることにより行った。

かくして得られた引張特性、曲げ特性および耐溶接熱影響部軟化特性と成分組成特にＣ，Mn，Ｖ量との関係について検討したところ、これらの特性は（10Mn＋Ｖ）／Ｃをパラメータとすることにより、的確に評価できることが判明した。
なお、（10Mn＋Ｖ）／Ｃは、上記検討にて得た回帰式であり、該式中のMn，Ｖ，Ｃは各々の元素の含有量（質量％）である。
また、上記の特性が（10Mn＋Ｖ）／Ｃをパラメータとすることにより的確に評価できる理由は、Ｃの拡散を抑制して析出物を微細分散させる効果のあるMo，ＶをＣ量に応じて添加すると共に、析出核の生成を促進するMnと炭化物形成元素のＶを適正にバランスさせることで、Ｖを含む炭化物のサイズと個数を適正化できるためと考えられる。

図１に、TS×Elに及ぼすＣ，Mn，Ｖ量の影響について調べた結果を、（10Mn＋Ｖ）／Ｃの関係で示す。
また、図２に、限界曲げ半径に及ぼすＣ，Mn，Ｖ量の影響について調べた結果を、（10Mn＋Ｖ）／Ｃの関係で示す。
さらに、図３には、耐溶接熱影響部軟化特性（ΔHv）に及ぼすＣ，Mn，Ｖ量の影響について調べた結果を、（10Mn＋Ｖ）／Ｃの関係で示す。
図１〜図３から明らかなように、（10Mn＋Ｖ）／Ｃ≧50とすれば、TS×El：12000MPa・％以上という優れた強度−延性バランスおよび限界曲げ半径２mm以下という優れた曲げ加工性が得られるだけでなく、ΔHv：50以下という優れた耐溶接熱影響部軟化特性が得られることが分かる。

ここに、冷延鋼板の組織および析出物についても調査したところ、良好な引張特性、曲げ特性および耐溶接熱影響部軟化特性が得られた鋼材は、焼戻しマルテンサイト相の体積率が80％以上で、粒径：20nm以下のＶを含む炭化物が単位体積：１μm³当たり1000個以上析出し、しかもかかる粒径：20nm以下のＶを含む炭化物の平均粒径が10nm以下であることが判明した。また、ＴＳは1180〜1530MPaの範囲であった。

なお、Ｖを含む炭化物とは、透過型電子顕微鏡（Transmission Electron Microscope：TEM）でのエネルギー分散型Ｘ線分光法（Energy Dispersive X-ray Spectroscopy：EDX）により、ＶとＣの双方を検出した析出物と定義する。
また、このＶを含む炭化物の析出数、粒径は、透過型電子顕微鏡による観察結果を基に画像処理することにより求めた。

上記したように、鋼成分、鋼組織および析出物を制御することによって、優れた強度−延性バランス、限界曲げ半径および耐溶接熱影響部軟化特性が得られるメカニズムの詳細については、まだ明確に解明されたわけではないが、次のように考えられる。
従来の引張強さが980MPa以上の高強度鋼板では、マルテンサイトやベイナイトを主体とする組織を有しているため、強度−延性バランスが低く、また溶接時においても熱影響部においてはこの硬質相が焼戻されて顕著に軟化する。
この点、本発明では、冷延鋼板の高強度化を、組織強化のみに依るのではなく、冷延・焼鈍後の均熱保持処理や急速冷却に引き続く焼戻し処理といった熱処理を施すことにより強度−延性バランスが改善された硬質相による組織強化と、FeやＶを含む炭化物を微細均一に分散させた析出強化を複合的に利用しているので、強度−延性バランス、曲げ特性および溶接性が併せて改善されたものと考えられる。
特に、（10Mn＋Ｖ）／Ｃ≧50とすることにより、冷延・焼鈍後の冷却およびその後の保持過程、あるいは急速冷却に引き続く焼戻し過程で、容易にFeやＶを含む炭化物を微細均一に分散させることができ、その結果、強度−延性バランス、限界曲げ半径および耐溶接熱影響部軟化特性の向上を図ることができる。

まず、強度−延性バランスや限界曲げ半径の向上については、
(1) 冷延・焼鈍後の過冷度を高めることによる冷却後の均熱保持中における炭化物生成の促進、または冷延・焼鈍後の急冷による転位密度の増加に伴う焼き戻し処理時の炭化物生成サイトの増加により、FeやＶを含む炭化物の微細均一化、
(2) 固溶Ｖ，MnによるＣ拡散速度の低下に伴う、冷却後の均熱保持中または焼戻し処理により生じるFeやＶを含む炭化物の微細均一化、
(3) Mn，ＶとＣの相互作用による焼戻し軟化抵抗の増大によるＴＳ低下抑制とＥｌの確保などによるものと考えられ、特にＶを含む炭化物の粒径を制御すると共に、上記の効果が顕著な（10Mn＋Ｖ）／Ｃ≧50の成分範囲に調整することで、上記(2), (3)で述べた事項が有効に作用するものと考えられる。

また、耐溶接熱影響部軟化特性の向上については、特にＶの作用が顕著と考えられ、本発明範囲のＶの含有により、溶接時の熱影響部近傍でのマルテンサイトの軟化抑制を図ることができる。これは、上記(1)〜(3)と同様の理由で、溶接時の熱影響部近傍でのFeやＶを含む炭化物の微細均一化、FeやＶを含む炭化物の粗大化抑制により、マルテンサイトを主体とするＴＳ：980MPa超級の熱影響部の軟化抑制効果が顕著になるためと考えられる。

次に、本発明において、鋼板の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：0.10〜0.25％
Ｃは、鋼板の強度増加や炭化物生成の観点から重要な元素であり、本発明では冷延・焼鈍後の均熱保持過程、あるいは急速冷却に引き続く焼戻し過程で目的とする強度と所望の炭化物量を確保するために、0.10％以上のＣを含有させるものとした。一方、0.25％を超える含有は、溶接性を著しく劣化させる。このため、Ｃ量は0.10〜0.25％の範囲に限定した。より好ましくは0.10〜0.20％の範囲である。

Si：1.5 ％以下
Siは、鋼の延性を顕著に低下させることなく、鋼板を高強度化させることができる有用元素である。しかしながら、特に、高い表面美麗性や耐食性を要求される自動車用鋼板の場合、1.5 ％を超えてSiを含有させると、表面性状や化成処理性等に悪影響を与える上、これらの悪影響を排除するために必要な鋼板表面の酸洗処理の長時間化等により、コストアップが避けられない。従って、Siは1.5 ％以下に制限とした。なお、より優れた表面美麗性および耐食性が求められる用途では0.5 ％以下とするのが好ましい。また、さらに優れた表面美麗性および耐食性を得るためには0.25％以下とすることが好ましい。
従来、Siの増加により、強度−伸びバランスを向上させる技術が開示されているが、本発明では、上述したように優れた表面美麗性、耐食性を求めるためSi量を0.01％程度の極少量としても炭化物の微細均一化により良好な強度−伸びバランスを得ることができる。

Mn：1.0 〜3.0 ％以下
Mnは、焼入れ性を向上させる元素であり、さらに上述したように強度−延性バランスの向上や焼戻し軟化の抑制に有効に寄与する。特に冷延・焼鈍後の均熱保持過程、または急速冷却に引き続く焼戻し過程でこのような高性能薄鋼板を得るには、Mnの添加により、冷延・焼鈍後の冷却における過冷度を高めたり、析出核生成サイトの増加のために焼戻し前の転位密度を増加させることが必要である。また、Mnは、Ｓによる熱間割れを防止する上でも有効な元素である。
上記の効果は、Mn量が1.0％以上の範囲で認められるが、3.0％を超えて含有させると上記の効果が飽和するだけでなく、組織強化の寄与が多大となり、鋼板強度が顕著に増大して成形性の劣化を招く。
このため、Mnは、 1.0〜3.0 ％の範囲に限定した。なお、より優れた成形性が要求される場合には 1.0〜1.8 ％とすることが望ましい。

Ｐ：0.10％以下
Ｐは、鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要量を含有させることができ、0.005％以上含有していることが好ましいが、Ｐ量が0.10％を超えると溶接性が劣化する。このため、Ｐ量は0.10％以下に限定した。なお、より優れた溶接性が要求される場合には、Ｐ量は0.05％以下とすることが好ましい。

Ｓ：0.005 ％以下
Ｓは、鋼板中では介在物として存在し、溶接性の劣化を招くだけでなく、Ｓを含む粗大介在物は自動車衝突時に鋼板の破壊の起点となり、衝突の衝撃を十分に吸収することなく鋼板が破断するおそれがあるため、Ｓの混入はできるだけ低減するのが好ましい。Ｓ量が0.005 ％以下であればこれらの悪影響が無視できることから、本発明ではＳ量は 0.005％を上限として許容するものとした。なお、より優れた溶接性や衝撃吸収特性を要求される場合には、Ｓ量は 0.003％以下とすることが好ましい。

Al：0.01〜0.5 ％
Alは、鋼の脱酸元素として添加され、鋼の清浄度を向上させるのに有用な元素であり、鋼の組織微細化のためにも添加が望ましい元素である。また、適正範囲のAlを添加したアルミキルド鋼の方が、Alを添加しない従来のリムド鋼に比べて、機械的性質に優れている。さらに、Siと同様、強度−延性バランスを向上させる効果も有している。このため、Alは0.01％以上含有させるものとした。一方、Al量が多くなると表面性状の悪化につながるため上限は0.5 ％とした。

Ｎ：0.010 ％以下
Ｎは、固溶強化で鋼板の強度を増加させる元素であり、0.001 ％以上含有させることが好ましい。しかしながら、焼入れ性向上を目的としてＢを添加する場合、ＮはＢと結合して焼入れ性の向上に有効な鋼中のフリーＢ量を減少させるため、この点では少ない方が好ましく、Ｎ量が0.010 ％を超えると焼入れ性が劣化するため上限を 0.010％とした。特に優れた焼入れ性が要求される場合、例えば焼入れ時の冷却速度が遅い場合等には、0.008 ％以下とするのがさらに好適である。

Ｖ：0.10〜1.0 ％
Ｖは、本発明において最も重要な元素であり、冷延・焼鈍後の均熱保持過程、または急速冷却に引き続く焼戻し過程で極微細炭化物として析出することにより、延性を損なうことなく強度を確保することができる。
すなわち、本発明では、冷延・焼鈍後の均熱保持過程、または急速冷却に引き続く焼戻し過程において硬質なマルテンサイト相を焼戻して延性の向上を図ると共に、Ｖを含む微細炭化物を析出させて強度を確保している。焼戻し時に析出し、析出強化に寄与する元素としては、Ti，Nb，Ｖ，Mo，Cr等が知られているが、Ti，Nb等の炭化物を利用して焼戻し時に十分な析出強化を図るためには1100℃を超える高温に加熱する必要があり、不適切である。また、Mo，Cr等の炭化物はＶの炭化物よりも溶解し易いが、焼戻し時に十分な析出強化量を得るためには数％を超えて含有させる必要があり、コストアップにつながる。このような理由から、冷延・焼鈍後の均熱保持過程、または急速冷却に引き続く焼戻し過程で微細炭化物を析出させ強度を得る本発明の場合、比較的低温・短時間で析出し、かつ多量に添加する必要なく、焼戻し時に著しい強度上昇を示すＶが最も適している。また、Ｖを含む極微細炭化物により析出強化された組織は、溶接時に熱影響部の軟化が極めて小さい他、Ｖは焼入れ性を向上する効果も有する。
このような効果は、0.10％以上で顕著となるが、1.0 ％を超える過剰な添加はコストアップや成形時の加工性の劣化をもたらす。従って、Ｖ量は0.10〜1.0 ％の範囲に限定した。なお、上記したＶの効果を最大限に発揮させるためには、Ｖ量の下限は0.15％とすることが好ましく、より好ましくは0.20％である。

さらに、本発明で目的とする強度−延性バランス、限界曲げ半径および耐溶接熱影響部軟化特性を得るためには、上記した好適成分組成の範囲に調整した上で、特にＣ，Mn，Ｖ量について（10Mn＋Ｖ）／Ｃ≧50の条件を満足させることが肝要である。
すなわち、鋼組成中、特にＣ，Mn，Ｖ量を（10Mn＋Ｖ）／Ｃ≧50の範囲に調整することにより、前掲図１，２，３に示したように、優れた強度−延性バランス、限界曲げ半径および耐溶接熱影響部軟化特性を得ることができる。
この理由の詳細については不明であるが、（10×Mn＋Ｖ）／Ｃを50以上とすることによって、FeやＶを含む炭化物を微細均一に分散させることが可能となるためと考えられる。
なおここで、該式中のMn，Ｖ，Ｃは各々の元素の含有量（質量％）である。

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。
Nb：0.1 ％以下
Nbは、NbＮを形成してオーステナイトの粗大化を抑制する効果があり、必要に応じて添加することができる。このような粗大化抑制効果は0.005％以上で顕著となるが、0.1％を超える添加は過剰なNbＣの析出をも促し、固溶Ｃを減少させるため、焼戻し時にＶを含む炭化物の体積率が減少する。従って、Nbは0.1％以下で含有させるものとした。なお、より優れた成形性を得るには、Nbは0.05％以下で含有させることが好ましい。また、上記の効果を得るためには、Nbは0.005％以上含有させることが好ましい。

Ti：0.1％ 以下
Tiは、TiＮを形成してオーステナイトの粗大化を抑制する効果を有する。また、Ｎと優先的に結合することにより、焼入れ性向上のためにＢを添加する場合には、ＢのＮとの結合を抑制する効果がある。このような効果は0.005 ％以上で顕著となるが、0.1 ％を超える添加は過剰なTiＣの析出をも促し、固溶Ｃを減少させるため、焼戻し時にＶを含む炭化物の体積率が減少する。従って、Tiは0.1％以下で含有させるものとした。
なお、より優れた成形性を得るには、Tiは0.05％以下で含有させることが好ましい。また、上記の効果を得るためには、Tiは0.005 ％以上含有させることが好ましい。さらに、焼入れ性向上のためにＢを添加する場合には、Ｎの含有量に応じてTiを添加することが好ましい。

Ｂ：0.0050％以下
Ｂは、焼入れ性を著しく高め、冷延・焼鈍後の冷却時に転位密度の高いマルテンサイト相を安定化する効果があり、その後の均熱保持もしくは焼戻し時に炭化物の微細均一化を図る上で有用な元素である。転位密度の高いマルテンサイト相を得るのに十分な速度で冷却できる場合には、Ｂの添加は必要ないが、冷却速度が十分に大きくない場合には添加することが好ましい。このような効果を発揮させるには、Ｂを0.0003％以上含有させることが好ましい。より好ましくは0.0005％以上である。しかしながら、含有量が0.0050％を超えると、上記効果が飽和し、むしろ熱間圧延抵抗の増大、加工性の低下を招くため、Ｂ量の上限は0.0050％とした。

Cr：0.005〜1.0％、Mo：0.005〜1.0％のうちから選んだ１種または２種
（２Cr＋Mo）／２Ｖ≦2.0
Cr，Moは、焼入れ性を向上させ、冷延・焼鈍後の均熱保持過程、または急速冷却に引き続く焼戻し過程において、極微細炭化物の生成を促進する効果を有する。これらの元素は単独で添加しても焼戻し時に添加量に見合う強度上昇を得ることができないが、Ｖと複合して添加することにより、上記の均熱保持後または焼戻し後に強度−延性バランス、限界曲げ半径および耐溶接熱影響部軟化特性をさらに向上させることができることが明らかとなった。また、このような効果は、Cr，Moをそれぞれ0.005％以上添加したときに顕著になり、さらに（２Cr＋Mo）／２Ｖ≦2.0 の範囲で含有させることが極めて有効であることが明らかとなった。
なお、該式中のCr，Mo，Ｖは各々の元素の含有量（質量％）である。

すなわち、冷延、焼鈍後の均熱保持過程、または急速冷却に引き続く焼戻し過程を経た後の冷延鋼板のTS×Elや耐溶接熱影響部軟化特性（ΔHv）、限界曲げ半径とＶの析出に関係すると考えられるCr，Mo，Ｖ含有量との関係を検討したところ、（２Cr＋Mo）／２Ｖをパラメータとすることによりこれらの関係が的確に評価できることが判明した。なお、（２Cr＋Mo）／２Ｖは、実験を行い検討して得た回帰式であり、該式中のCr，Mo，Ｖは各々の元素の含有量（質量％）である。
図４に、TS×Elに及ぼすCr，Mo量の影響について調べた結果を、（２Cr＋Mo）／２Ｖの関係で示す。
また、図５に、限界曲げ半径に及ぼすCr，Mo量の影響について調べた結果を、（２Cr＋Mo）／２Ｖの関係で示す。
さらに、図６には、耐溶接熱影響部軟化特性（ΔHv）に及ぼすCr，Mo量の影響について調べた結果を、（２Cr＋Mo）／２Ｖの関係で示す。
図４〜図６から明らかなように、Crおよび／またはMoを（２Cr＋Mo）／２Ｖ≦2.0を満足する範囲で含有させることによって、優れた強度−延性バランス、限界曲げ半径および耐溶接熱影響部軟化特性が得られることが分かる。

なお、良好な引張特性、曲げ特性および耐溶接熱影響部軟化特性が得られた鋼板は、ＴＳが1180〜1530MPaの範囲であり、その組織は焼戻しマルテンサイト相の体積率で80％以上で、粒径：20nm以下のＶを含む炭化物が単位体積：１μm³当たり1000個以上析出し、しかもかかる粒径：20nm以下のＶを含む炭化物の平均粒径が10nm以下であった。

Crおよび／またはMoを（２Cr＋Mo）／２Ｖ≦2.0を満足する範囲で含有させることによって優れた特性が得られる理由については明らかでないが、（２Cr＋Mo）／２Ｖが2.0を超えるとＶを含む炭化物の組成がMo、Crリッチになり、その結果、析出物が粗大化し易くなり、強度−延性バランス、限界曲げ半径および耐溶接熱影響部軟化特性が低下するものと、本発明者らは考えている。
なお、Cc、Moは、それぞれ1.0％を超える過剰な添加はコストアップや加工性の劣化を招く。それ故、Cr，Moの好適範囲はそれぞれ0.005〜1.0％とした。

Cu：0.5〜5.0 ％
Cuは、焼鈍、冷却後の350〜550℃での滞留中、または焼鈍、冷却に引き続く焼戻し過程において、単独で析出し、強度上昇に寄与するほか、FeやＶを含む極微細炭化物の生成を促進する効果、およびFeやＶを含む極微細炭化物を一層均一微細にして、添加量に対する強化能を上昇させる効果を有しており、特にＶと複合して添加させることにより、強度−延性バランスおよび耐溶接熱影響部軟化特性をさらに向上させることができる。
このような効果が得られる理由は、必ずしも明確ではないが、FeやＶを含む炭化物に先んじて極微細Cuが析出することにより、この極微細CuがFeやＶを含む極微細炭化物の核生成サイトとして作用することによるものと考えられる。
上記の効果は、Cu量が0.5％以上の範囲で認められるが、5.0％を超えて含有させると上記の効果が飽和するだけでなく、鋼板強度が顕著に増大して成形性の劣化を招く。
このため、Cuは、0.5〜5.0％の範囲に限定した。なお、上記効果はCu量が1.0％以上で特に顕著となるため、1.0％以上添加することが好ましい。さらに、より優れた成形性が要求される場合には4.0％以下とすることが望ましい。

Ni：0.1〜2.0 ％
Niは、Cu添加時に鋼板表面に発生する表面欠陥の防止に有効であり、Cuを添加する場合には、必要に応じて含有させることができる。その場合に、Ni含有量はCu含有量に依存し、およそCu含有量の半分程度、すなわちCu含有量の30〜80％程度とすることが好ましい。しかしながら、Ni含有量が2.0％を超えると効果は飽和し、含有量の増大にに見合う効果が期待できなくなって経済的に不利となるだけでなく、鋼板強度が顕著に増大して成形性の劣化を招く。このため、Ni量は0.1〜2.0％の範囲に限定した。

なお、本発明では、上記した成分以外については、特に限定していないが、Ca，Zr，REM 等を通常の鋼組成の範囲内であれば含有させても何ら問題はない。
上記した成分以外の残部はFeおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、例えばSb，Sn，Zn，Co等が挙げられ、これらの含有量の許容範囲については、Sb：0.01％以下、Sn：0.1 ％以下、Zn：0.01％以下、Co：0.1 ％以下の範囲である。

次に、本発明鋼板のミクロ組織について説明する。
焼戻しマルテンサイト相の体積率：80％以上
本発明では、Ｖを添加した鋼素材を、冷延・焼鈍後に急冷、均熱保持させるか、または急速冷却後に引き続き焼戻し処理を施すことによって、FeやＶを含む炭化物を均一微細に析出させることにより、強度−延性バランス、曲げ特性および耐溶接熱影響部軟化特性に優れる引張強さ：980MPa以上の冷延鋼板が得られる。FeやＶを含む炭化物を均一微細に析出させるためには、冷延焼鈍後の冷却後、または急速冷却後の組織を高転位密度のマルテンサイト相主体とすることが必要であり、できるだけ低合金で目的の強度を達するためには、この段階でのマルテンサイト相を80％以上とすることが重要である。
そこで、本発明では、冷延・焼鈍後の均熱保持後または急速冷却に引き続く焼戻し後の焼戻しマルテンサイト相を80％以上に限定した。より好ましくは90％以上である。なお、残部の組織は、フェライト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相、パーライト相などいずれでもよく、特に限定されない。

なお、本発明において、焼戻しマルテンサイト相は、マルテンサイト相の特徴であるラス構造を有しながら、Ｖを含む炭化物等の炭化物が析出した相と定義する。
そして、かかる焼戻しマルテンサイト相は、走査型電子顕微鏡を用いて結晶粒単位で同定し、その組織分率を測定することによって定量することができる。

粒径：20nm以下のＶを含む炭化物が1000個／μm³以上析出し、かつ該粒径：20nm以下のＶを含む炭化物の平均粒径が10nm以下
焼戻し後に観察されるＶを含む炭化物のサイズおよび分布は、粒径：20nm以下のＶを含む炭化物が単位体積：１μm³当たり1000個以上析出し、かつ該粒径：20nm以下のＶを含む炭化物の平均粒径が10nm以下の組織とする。
本発明では、冷延・焼鈍後の均熱保持過程、または急速冷却に引き続く焼戻し過程で、Ｖを含む微細炭化物を析出させることにより、強度−延性バランス、曲げ特性および耐溶接熱影響部軟化特性に優れる引張強さが980MPa以上の冷延鋼板が得られる。しかしながら、粒径：20nm以下のＶを含む炭化物の析出個数が単位体積：１μm³当たり1000個未満であったり、粒径：20nm以下のＶを含む炭化物の平均粒径が10nmを超えた場合には、Ｖ添加量に対して強度上昇が十分でなく、良好な強度−延性バランスが得られない。また、良好な耐溶接熱影響部軟化特性も得られない。より好ましくは、粒径：20nm以下のＶを含む炭化物：2000個／μm³以上、また粒径：20nm以下のＶを含む炭化物の平均粒径：５nm以下である。
ここで、上記のように規定するＶを含む炭化物の粒径を20mm以下としたのは、20mmを超える粒径の炭化物は強度への影響が認められないためである。

なおＶを含む炭化物の平均粒径は、透過型電子顕微鏡を用いて倍率：20万倍で10視野以上観察し、EDX （エネルギー分散型Ｘ線分光法）による元素分析でＶおよびＣが検出される析出物について、画像解析装置を用いて各析出物の面積を求め、円相当直径に換算し、焼入れ時に溶け残ったと考えられる、直径が20nmを超えるのものを除外し、20nm以下の析出物について平均し、平均粒径とした。
また、Ｖを含む炭化物の密度は、上記と同様の方法により粒径が20nm以下のＶを含む炭化物を選別して個数を数え、観察視野の総体積（面積×薄膜の厚み）で割って、析出物の密度とした。なお、透過電子顕微鏡の薄膜の厚みはEELS（電子エネルギー損失分光法）により測定した。

次に、本発明の冷延鋼板の好適製造条件について説明する。
前記の好適成分組成範囲に調整した鋼スラブを素材とし、該素材を粗圧延によりシートバーとし、ついで仕上げ圧延を行う熱間圧延を施して、所定板厚の熱延鋼板とする。使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止すべく連続鋳造法で製造することが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法によっても製造可能である。また、スラブを製造したのち、一旦室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、冷却しないで、温片のままで加熱炉に挿入する、あるいはわずかの保熱を行った後に直ちに圧延に供する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。

熱延条件については、以下のように規定される。
スラブ加熱温度：1000℃以上
スラブ加熱温度は、未固溶のNbやTi析出物を溶解させることにより、熱延時の熱間変形抵抗を低減させ、生産性を安定させるために高い方が望ましい。しかしがら、加熱温度が1000℃未満では、圧延荷重が増大し、熱間圧延時のトラブル発生の危険が増大する。
従って、スラブ加熱温度は1000℃以上とするが、加熱温度があまりに高くなると酸化重量の増加に伴うスケールロスの増大につながるので、スラブ加熱温度は1300℃以下とすることが望ましい。
また、スラブ加熱温度を低くし、かつ熱間圧延時のトラブルを防止するといった観点からは、シートバーを加熱する、いわゆるシートバーヒーターを活用することが有効であることは言うまでもない。

仕上げ圧延出側温度：800 ℃以上
仕上げ圧延出側温度（以下、仕上げ圧延温度ともいう）を800 ℃以上とすることで、均一な熱延母板組織を得ることができ、用途上、問題なく使用することができる。しかしながら、仕上げ圧延温度が 800℃を下回ると、鋼板の組織が不均一になり、延性が低下すると共に成形時に種々の不具合を発生する危険性が増大する。また、これより低い圧延温度の場合に加工組織の残留を回避すべく高い巻取り温度を採用しても、この場合は粗大粒の発生に伴う同様の不具合を生じる。
従って、仕上げ圧延温度は 800℃以上とした。なお、加熱温度の上限は特に規制されないが、過度に高い温度で圧延した場合はスケール疵などの原因となるので、1000℃以下程度とするのが好適である。

巻取り温度：Ｔa（℃）＝〔5500／｛6.7＋log（[%Ｖ]×[%Ｃ]）｝〕− 350 ・・・(1)
ここで、[%Ｃ]，[%Ｖ]はそれぞれ各元素の含有量（質量％）
仕上げ圧延終了後の巻取り温度の制御は、本発明で目標とするＶを含む炭化物の平均粒径を制御する上で極めて重要である。
発明者らは、Ｖを含む炭化物の粒径は、該炭化物の析出速度や成長速度に影響を及ぼすと考えられるＣ，Ｖの含有量に依存すると考え、炭化物粒径に及ぼすＣ，Ｖの含有量と巻取り温度の影響について調査した。
その結果、〔5500／｛6.7＋log（[%Ｖ]×[%Ｃ]）｝〕− 350（℃）以下まで冷却して巻取ることにより、後工程の冷延・焼鈍後の均熱保持過程、または急速冷却に引き続く焼戻し過程で、Ｖを含む炭化物を効果的に微細化できることが明らかとなった。

ここに、巻取り温度が〔5500／｛6.7＋log（[%Ｖ]×[%Ｃ]）｝〕− 350（℃）を超えると、熱間圧延後の析出炭化物が粗大化し、引続く冷延後の焼鈍過程で析出炭化物が再固溶せず、その後の均熱保持時あるいは焼戻し時に、炭化物の微細析出による十分な強度上昇が望み難い。そのため、巻取り温度は〔5500／｛6.7＋log（[%Ｖ]×[%Ｃ]）｝〕− 350（℃）以下に規定した。
なお、巻取り温度の下限は、材質上は厳しく限定はされないが、200℃を下回ると、鋼板形状が顕著に悪化し、実際の鋼板使用に おいて不具合を生じる危険性が増大する。従って、巻取り温度は200℃以上とすることが好ましい。また、より高い材質均一性が要求される場合には300℃以上とすることが好ましい。
また、仕上げ圧延後、巻取るまでの冷却速度は、放冷以上の速さであればよく、特に制限はされないが、Ｖを含む炭化物の微細化の観点からは10℃/s以上とすることが好ましい。より好ましくは20℃/s以上である。

また、本発明の冷延鋼板の製造における熱間圧延では、熱間圧延時に圧延荷重を低減するために仕上げ圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化、材質の均一化の観点からも有効である。この潤滑圧延の際の摩耗係数は0.25〜0.10の範囲とすることが好ましい。また、相前後するシートバー同士を接合し、連続的に仕上圧延する連続圧延プロセスとすることが好ましい。連続圧延プロセスを適用することは、熱間圧延の操業安定性の観点からも望ましい。

ついで、得られた熱延鋼板に冷間圧延を施す。この冷間圧延工程において、冷延前の酸洗は常法に準じて行う方が好ましいが、極めて薄いスケールの状態であれば直接冷間圧延することも可能である。
この冷間圧延は、所望の寸法形状の冷延板とすることができればよいので、その条件は特に限定されないが、表面の平坦度や組織の均一性の観点から20％以上の圧下率とすることが好ましい。

ついで、得られた冷延板に焼鈍を施し、冷延焼鈍板とする。この焼鈍は、連続焼鈍ラインか連続溶融亜鉛めっきラインのいずれかで行うことが好ましい。
焼鈍条件については以下のように規定される。
焼鈍温度：Ａc₃変態点以上、（Ａc₃変態点＋200℃）以下
Ａc₃変態点以上、（Ａc₃変態点＋200℃）以下での保持時間：10〜300ｓ
本発明に従い、冷延焼鈍後の冷却段階でマルテンサイトを主体とする組織を得るためには、Ａc₃変態点以上の焼鈍温度に加熱する必要がある。また、熱延鋼板の段階で析出したＶを含む炭化物を溶解する観点からは、できるだけ高温であることが望ましいが、(Ａc₃変態点＋200℃）を超える温度に加熱するとコストアップや加熱時の鋼板表面の酸化等が問題になるだけでなく、オーステナイト粒径が粗大になってしまうので、焼鈍温度は（Ａc₃変態点＋200℃）以下に限定した。より好ましくは（Ａc₃変態点＋150℃）以下である。
なお、ここで焼鈍温度とは、焼鈍中の最高到達温度である。
また、この温度域（焼鈍温度域ともいう）はＶを含む炭化物が析出する温度域であり、長時間の保持はＶを含む炭化物の粗大化を招くため、この温度域での保持時間は300ｓ以下とする必要がある。より好ましくは120ｓ以下である。一方、保持時間が10ｓ未満では十分に均一な組織が得がたいという問題がある。
なお、Ａc₃変態点は熱膨張率を測定することによって、求めることができる。

上記した焼鈍後の冷却以降の工程には、以下の２通りの方法がある。
すなわち、冷延・焼鈍後、冷却したのち均熱保持する方法、または冷延・焼鈍後、急速冷却に引き続き焼戻し処理を施す方法である。

まず、冷延・焼鈍後、冷却したのち均熱保持する方法について説明する。この方法の処理条件は次のとおりである。
上記焼鈍温度域での保持後の冷却処理および均熱保持処理：上記焼鈍温度域から次式(2)を満足する温度Ｔb（℃）まで10〜50℃/sの速度で冷却し、Ｔb（℃）から350℃の間に次式(2)に示す保持時間ｔ（ｓ）滞留させる。
11000−3000[%Ｖ]≦Ｔb（20＋logｔ）≦15000−1000[%Ｖ] ・・・(2)
ただし、350℃≦Ｔb≦500℃
ここで、[%Ｃ]，[%Ｖ]はそれぞれ各元素の含有量（質量％）
Ｔbは熱処理温度（℃）
ｔは保持時間（ｓ）

本発明の冷延鋼板は、Ｃ，Mn，Ｖ添加量の制御およびＢの添加により、比較的遅い冷却速度でもマルテンサイトを主体とする組織を得ることができる。しかしながら、冷却速度が10℃/sよりも小さかったり、冷却停止温度が500℃よりも高いと、上記のような成分調整をしても、なお十分な量のマルテンサイトを得ることが困難になる。また、冷却速度が50℃/sより大きい場合には、鋼板の特性上は問題は無いが、引き続く均熱保持工程に移行する温度制御が困難になる。さらに、冷却停止温度が350℃未満では、均熱温度にいたる再加熱工程が必要となる。
なお、ここで、冷却速度は、前記焼鈍温度域の下限温度すなわちＡc₃変態点からＴbまでの平均冷却速度である。

上記の冷却後、上掲式(2)を満足するように、Ｔb（℃）から350℃の間での滞留時間がｔ(ｓ)となる均熱保持を施す。ここでいう均熱保持とは、Ｔb（℃）に保持すべく加熱処理を施す場合のみならず、特に加熱処理を施さず自然に冷却される場合も含むものとする。
本発明で、炭化物粒径に及ぼすＶの含有量と保持温度の影響を調査した結果、上記の冷却速度で、上掲式(2)を満足するｔ(ｓ)にわたって保持することにより、Ｖを含む炭化物について、粒径が20nm以下のＶを含む炭化物が1000個／μm³以上析出し、かつ該粒径が20nm以下のＶを含む炭化物の平均粒径を10nm以下に制御できることが明らかとなった。
Ｔb（20＋logｔ）が11000−3000[%Ｖ]を下回った場合には、上記したようなＶを含む炭化物が微細に析出した組織にならず、一方Ｔb（20＋logｔ）が15000−1000[%Ｖ]を上回った場合には、Ｖを含む炭化物の平均粒径が10nmを超えて粗大化してしまい、目的とする強度−延性バランス、曲げ特性および耐溶接熱影響部軟化特性に優れる冷延鋼板を得ることができない。
なお、加熱後の冷却方法については、上記の冷却速度を満足できれば、水冷、ミスト冷却、ガス冷却、空冷のいずれの方法でもよい。

次に、冷延・焼鈍後、急速冷却に引き続き焼戻し処理を施す場合について説明する。
焼鈍温度域から350℃以下まで平均冷却速度：10℃/ｓ以上
熱処理（焼戻し処理）条件：次式(2)を満足する条件
11000−3000[%Ｖ]≦Ｔb（20＋logｔ）≦15000−1000[%Ｖ] ・・・(2)
ただし、400℃≦Ｔb≦Ａc₁変態点
ここで、[%Ｃ]，[%Ｖ]はそれぞれ各元素の含有量（質量％）
Ｔbは熱処理温度（℃）
ｔは保持時間（ｓ）

この方法においても、焼鈍温度域からの平均冷却速度を10℃/s以上とした理由は、上述したところと同じである。なお、この方法では、その後に焼戻し処理を施す関係上、冷却速度の上限に制限はなく、焼戻し処理をするにはむしろ冷却速度がより大きい方が好適である。
また、この方法のように、冷却後に焼戻し処理を施す場合には、より低温まで冷却した方が有利であるので、冷却停止温度は350℃以下に限定した。
なお、この場合の加熱後の冷却方法についても、上記の冷却速度を満足できれば、水冷、ミスト冷却、ガス冷却、空冷いずれの方法でもよい。

ついで、焼戻し処理を施すが、焼戻し温度Ｔbが400℃に満たなかったり、Ｔb（20＋logｔ）が11000−3000[%Ｖ]を下回った場合には、Ｖを含む炭化物が十分な量析出せず、一方焼戻し温度ＴbがＡc₁変態点を超えたり、Ｔb（20＋logｔ）が15000−1000[%Ｖ]を上回った場合には、析出物が再固溶したり、析出物が粗大になる等の問題が生じる。
なお、焼戻し後の冷却方法についても、特に制限はなく、水冷、ミスト冷却、ガス冷却、空冷等の方法を利用することができる。
また、Ａc₁変態点は熱膨張率を測定することにより求めることができる。
さらに、上記の焼戻し処理後、形状矯正、表面粗度等の調整のために、10％以下の調質圧延を施してもよい。

表１に示す成分組成になる溶鋼を、転炉で溶製し、連続鋳造法で鋼スラブとした。なお、Ａc₁変態点、Ａc₃変態点については、熱膨張の測定により求めた。
ついで、これら鋼スラブを、表２に示す熱延条件で板厚：4.0mmの熱延鋼板とした後、酸洗してから、圧下率：75％で冷間圧延を施して、板厚：1.0mmの冷延鋼板とした。ついで、連続焼鈍ラインにて表２に示す条件で再結晶焼鈍を施した。また、一部については、焼鈍後に表２に示す条件で焼戻し処理を施した。その後、得られた冷延焼鈍板に、さらに延び率：1.0％の調質圧延を施した。
かくして得られた冷延鋼板から試験片を採取し、組織観察を行った。また、引張試験および曲げ試験を実施して、引張特性および曲げ特性について調べた。さらに、耐溶接熱影響部軟化特性についても調査した。
得られた結果を表３に示す。

なお、試験方法の詳細は次のとおりである。
(1) 組織観察
得られた冷延鋼板から試験片を採取し、圧延方向に直交する断面（Ｃ断面）について、光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡を用いて微視組織を撮像し、画像解析装置を用いて焼戻しマルテンサイト相など組織の種類の同定を行い、それらの組織分率（面積率）を求め体積率とした。
なお、Ｖを含む炭化物の平均粒径は、透過型電子顕微鏡を用いて倍率20万倍で10視野以上観察し、EDX （エネルギー分散型Ｘ線分光法）による元素分析でＶとＣが検出される析出物について画像解析装置を用いて各析出物の面積を求め、円相当直径に換算し、直径：20nm以下の析出物について平均粒径を求めた。
また、Ｖを含む炭化物の密度は、上記と同様の方法により、平均粒径：20nm以下のＶを含む炭化物を選別して個数を数え、観察視野の総体積（面積×薄膜の厚み）で割って、析出物の密度とした。なお、透過電子顕微鏡の薄膜の厚みはEELS（電子エネルギー損失分光法）により測定した。

(2) 引張試験
得られた冷延鋼板から長軸を圧延方向に直交する方向としたJIS５号引張試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を行い、引張特性（降伏応力（YS）、引張強さ（TS）、伸び（EI）、降伏比（YR））を求めた。
(3) 曲げ試験
得られた冷延鋼板から長軸を圧延方向に直交する方向としたJIS５号曲げ試験片を採取し、JIS Z 2248の規定に準拠して、押し曲げ法による180°曲げ試験を実施した。そして、この曲げ試験は、曲げ半径を１mm間隔に変化させて実施し、表面に亀裂の発生しない最小の曲げ半径を求め、この値を限界曲げ半径として評価した。
(4) 耐溶接熱影響部軟化特性
耐溶接熱影響部軟化特性の評価は、CO₂レーザー溶接により、レーザー出力：３kW、溶接速度：４m/min、レーザー焦点位置：薄鋼板表面、シールドガス：Arの条件で溶接し、溶接の影響を受けない母材部および溶接溶融部から熱影響部にかけての板厚断面における板厚1/4位置でのビッカース硬度を荷重：200ｇの条件で、0.1 mm間隔で測定し、母材部の平均ビッカース硬度と熱影響部の最大ビッカース硬度との差ΔHvで評価した。

表３から明らかなように、発明例はいずれも、（TS×El）が12000 MPa・％以上という優れた強度−延性バランス、限界曲げ半径が２mm以下という優れた曲げ特性および母材の平均ビッカース硬度と熱影響部の最低ビッカース硬度との差ΔHvが50以下という優れた耐溶接熱影響部軟化特性が併せて得られている。また、引張り強さ（TS）は980MPa以上の高張力が得られている。
これに対し、本発明の範囲を外れる比較例は、強度−延性バランス（TS×El）が12000 MPa・％未満、限界曲げ半径が２mm超、あるいは母材の平均ビッカース硬度と熱影響部の最低ビッカース硬度との差ΔHvが50を超える値となっていた。

TS×Elに及ぼすＣ，Mn，Ｖ量の影響を、（10Mn＋Ｖ）／Ｃの関係で示した図である。 限界曲げ半径に及ぼすＣ，Mn，Ｖ量の影響を、（10Mn＋Ｖ）／Ｃの関係で示した図である。 溶接熱影響部軟化特性（ΔHv）に及ぼすＣ，Mn，Ｖ量の影響を、（10Mn＋Ｖ）／Ｃの関係で示した図である。 TS×Elに及ぼすCr，Mo量の影響を、（２Cr＋Mo）／２Ｖの関係で示した図である。 限界曲げ半径に及ぼすCr，Mo量の影響を、（２Cr＋Mo）／２Ｖの関係で示した図である。 溶接熱影響部軟化特性（ΔHv）に及ぼすCr，Mo量の影響を、（２Cr＋Mo）／２Ｖの関係で示した図である 。

Claims (11)

1. 質量％で
   Ｃ：0.10〜0.25％、
   Si：1.5 ％以下、
   Mn：1.0 〜3.0 ％、
   Ｐ：0.10％以下、
   Ｓ：0.005 ％以下、
   Al：0.01〜0.5 ％、
   Ｎ：0.010 ％以下および
   Ｖ：0.10〜1.0 ％
   を含み、かつ（10Mn＋Ｖ）／Ｃ≧50を満足し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、焼戻しマルテンサイト相の体積率が80％以上で、粒径：20nm以下のＶを含む炭化物が1000個／μm³以上析出し、かつ該粒径：20nm以下のＶを含む炭化物の平均粒径が10nm以下であり、さらに引張強さが980MPa以上であることを特徴とする高強度冷延鋼板。
2. 請求項１において、鋼板がさらに、質量％で
   Nb：0.1 ％以下、
   Ti：0.1 ％以下および
   Ｂ：0.0050％以下
   のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする高強度冷延鋼板。
3. 請求項１または２において、鋼板がさらに、質量％で
   Cr：0.005 〜1.0 ％および
   Mo：0.005 〜0.5 ％
   のうちから選んだ１種または２種を、（２Cr＋Mo）／２Ｖ≦2.0 を満足する範囲で含有することを特徴とする高強度冷延鋼板。
4. 請求項１〜３のいずれかにおいて、鋼板がさらに、質量％で
   Cu：0.5〜5.0 ％
   を含有する組成になることを特徴とする高強度冷延鋼板。
5. 請求項４において、鋼板がさらに、質量％で
   Ni：0.1〜2.0 ％
   を含有する組成になることを特徴とする高強度冷延鋼板。
6. 質量％で
   Ｃ：0.10〜0.25％、
   Si：1.5 ％以下、
   Mn：1.0 〜3.0 ％、
   Ｐ：0.10％以下、
   Ｓ：0.005 ％以下、
   Al：0.01〜0.5 ％、
   Ｎ：0.010 ％以下および
   Ｖ：0.10〜1.0 ％
   を含み、かつ（10Mn＋Ｖ）／Ｃ≧50を満足し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、1000℃以上に加熱後、粗圧延によりシートバーとし、ついで仕上げ圧延出側温度：800 ℃以上の条件で仕上げ圧延を施したのち、下記(1)式で示される温度Ｔa（℃）以下の温度まで冷却して、巻取り、ついで巻戻した熱延板を、冷間圧延により冷延板としたのち、該冷延板をＡc₃変態点以上、（Ａc₃変態点＋200℃）以下の温度域に加熱し、この温度域に10〜300ｓ保持後、下記(2)式を満足する温度Ｔb（℃）まで10〜50℃/sの速度で冷却すると共に、Ｔb（℃）から350℃の間に下記(2)式に示す保持時間ｔ（ｓ）だけ滞留させる熱処理を施すことを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
   記
   Ｔa（℃）＝〔5500／｛6.7＋log（[%Ｖ]×[%Ｃ]）｝〕− 350 ・・・(1)
   11000−3000[%Ｖ]≦Ｔb（20＋logｔ）≦15000−1000[%Ｖ] ・・・(2)
   ただし、350℃≦Ｔb≦500℃
   ここで、[%Ｃ]，[%Ｖ]はそれぞれ各元素の含有量（質量％）
   Ｔbは熱処理温度（℃）
   ｔは保持時間（ｓ）
7. 質量％で
   Ｃ：0.10〜0.25％、
   Si：1.5 ％以下、
   Mn：1.0 〜3.0 ％、
   Ｐ：0.10％以下、
   Ｓ：0.005 ％以下、
   Al：0.01〜0.5 ％、
   Ｎ：0.010 ％以下および
   Ｖ：0.10〜1.0 ％
   を含み、かつ（10Mn＋Ｖ）／Ｃ≧50を満足し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、1000℃以上に加熱後、粗圧延によりシートバーとし、ついで仕上げ圧延出側温度：800 ℃以上の条件で仕上げ圧延を施したのち、下記(1)式で示される温度Ｔa（℃）以下の温度まで冷却して、巻取り、ついで巻戻した熱延板を、冷間圧延により冷延板としたのち、該冷延板をＡc₃変態点以上、（Ａc₃変態点＋200℃）以下の温度域に加熱し、この温度域に10〜300ｓ保持後、350℃以下まで平均冷却速度：10℃/ｓ以上の速度で冷却し、ついで下記(2)式を満足する条件で熱処理を施すことを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
   記
   Ｔa（℃）＝〔5500／｛6.7＋log（[%Ｖ]×[%Ｃ]）｝〕− 350 ・・・(1)
   11000−3000[%Ｖ]≦Ｔb（20＋logｔ）≦15000−1000[%Ｖ] ・・・(2)
   ただし、400℃≦Ｔb≦Ａc₁変態点
   ここで、[%Ｃ]，[%Ｖ]はそれぞれ各元素の含有量（質量％）
   Ｔbは熱処理温度（℃）
   ｔは保持時間（ｓ）
8. 請求項６または７において、鋼スラブがさらに、質量％で
   Nb：0.1 ％以下、
   Ti：0.1 ％以下および
   Ｂ：0.0050％以下
   のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
9. 請求項６〜８のいずれかにおいて、鋼スラブがさらに、質量％で
   Cr：0.005 〜1.0 ％および
   Mo：0.005 〜0.5 ％
   のうちから選んだ１種または２種を、（２Cr＋Mo）／２Ｖ≦2.0 を満足する範囲で含有することを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
10. 請求項６〜９のいずれかにおいて、鋼スラブがさらに、質量％で
    Cu：0.5〜5.0 ％
    を含有する組成になることを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
11. 請求項10において、鋼スラブがさらに、質量％で
    Ni：0.1〜2.0 ％
    を含有する組成になることを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。

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