JP2008106351A - 加工性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】高強度冷延鋼板及びその製造方法を提供する。
【解決手段】高強度冷延鋼板を、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相からなり、好ましくは硬質第２相におけるパーライトの割合が面積率で８０％以上であるものとし、その高強度冷延鋼板の製造方法を、鋼片を熱間圧延し、酸洗後、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として焼鈍する方法とする。
【選択図】なし

Description

本発明は、自動車用鋼板等の用途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。

炭酸ガスの排出量の抑制するため、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。

一方、高強度鋼板を自動車車体に適用するためには優れた加工性も要求される。このような強度と加工性を両立させた鋼材として、フェライトとマルテンサイトを主体とする硬質第２相とからなる複合組織を有する二相組織鋼（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼、以下、ＤＰ鋼）が知られている。

しかし、従来のＤＰ鋼は、汎用鋼に比べて強度と延性とのバランス（以下、強度−延性バランスともいう。）に優れてはいるものの、引張強度と全伸びの積の値（以下、ＴＳ×Ｅｌという。）を１８０００（ＭＰａ・％）以上とすることは困難であった。更には、従来のＤＰ鋼は、軟質相のフェライトと硬質相のマルテンサイトとの境界部に、各相の硬度差に起因したミクロボイドが発生し易いため局部伸びが低く、伸びフランジ性が劣るという問題があった。

このような問題に対して、焼鈍後、再結晶フェライトの粒径を微細化することによって、強度−延性バランスと伸びフランジ性を両立させた鋼板が、例えば、特許文献１〜４により提案されている。

しかし、特許文献１には、硬質第２相を均一に微細分散させることにより、局部延性が向上すると記載されてはいるものの、実施例には、局部延性等の伸びフランジ性の材料特性に関する知見は示されていない。

また、特許文献２及び３において提案されている冷延鋼板は、再結晶フェライトの結晶粒を極めて微細にするものであり、冷間圧延後の再結晶焼鈍の温度範囲が非常に狭く、鋼板の温度制御が極めて困難である。

更に、特許文献４において提案されている冷延鋼板は、熱延後のコイルを冷却水に浸漬するか、コイルを巻き戻しながら、冷却水のスプレー又は送風によって強制冷却するものであり、生産性が損なわれる。

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。降伏強度を高めるには、析出強化や未再結晶フェライトの活用によるフェライト相の強化が重要となる。

特許文献５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、その鋼板は、強度が高く降伏比も高いものの、伸びが低いため、成形性が不十分であった。

また、本発明者らの一部は、特許文献６に、析出強化と未再結晶フェライトの双方を活用した、降伏比が高く、成形性にも優れた高強度冷延鋼板を提案した。これは、ＮｂやＴｉの添加による析出強化を活用して降伏比を高めた高強度冷延鋼板である。

特開２００２−２３５１４５号公報 特開２００３−２４７０４３号公報 特開２００４−２５０７７４号公報 特開２００５−１７９７３２号公報 特開昭５３−５０１８号公報 特願２００７−００２４９７号

本発明の課題は、強度−延性バランス、更には伸びフランジ性に優れ、更に好ましくは、降伏比が高く、耐衝突特性にも優れた高強度冷延鋼板を、安定的に、生産性を損なうことなく提供することである。

本発明者らは、再結晶フェライトよりも硬質であり、硬質第２相より軟質である未再結晶フェライトを積極的に活用することにより、再結晶フェライトと硬質第２相との硬度差に起因するミクロボイドの発生を抑制し、強度―延性バランスを劣化させることなく局部延性を向上させた高強度冷延鋼板を得ることができることを見出した。

また、本発明者らは、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。

更に、本発明者らは、未再結晶フェライトを活用し、また、硬質第２相におけるパーライトの割合を多くすることで、加工性を劣化させることなく、降伏比を高めることに成功した。

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％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：０．５０〜３．５０％、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％であることを特徴とする加工性に優れた高強度冷延鋼板。

（２） 硬質第２相が、パーライトと、マルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトの１種又は２種以上とからなり、該硬質第２相におけるパーライトの割合が面積率で８０％以上であることを特徴とする上記（１）又は（２）記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板。
（３） 冷延鋼板の降伏比が、０．７０以上であることを特徴とする上記（２）記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板。
（４） 質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％未満、Ｔｉ：０．００５〜０．１００％未満の一方又は双方を合計で０．１３０％未満さらに含有することを特徴とする上記（１）〜（３）の何れかに記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板。
（５） 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上記（１）〜（４）の何れかに記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板。
（６） 上記（１）〜（５）の何れかに記載の冷延鋼板に溶融Ｚｎめっきを施したことを特徴とする加工性に優れた高強度冷延鋼板。
（７） 上記（１）〜（５）の何れかに記載の冷延鋼板に合金化溶融Ｚｎめっきを施したことを特徴とする加工性に優れた高強度冷延鋼板。

（８） 上記（１）、（４）又は（５）の何れかに記載の化学成分を有する鋼片を熱間圧延し、酸洗後、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加工性に優れた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（％Ｃ）、（％Ｍｎ）、（％Ｓｉ）によって下記（式１）及び（式２）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）

（９） 上記（８）記載の焼鈍後、平均冷却速度を４０℃／ｓ未満として３５０〜５００℃まで冷却することを特徴とする加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
（１０） 上記（８）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加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
（１１） 上記（８）記載の焼鈍後、平均冷却速度を４０℃／ｓ未満として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加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
（１２）上記（１０）又は（１１）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加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
（１３）上記（８）〜（１１）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加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。

本発明により、加工性に優れた高強度冷延鋼板の提供が可能になり、特に、生産性を損なわずに安定的に製造できる未再結晶フェライトを積極的に活用した、強度―延性バランス及び伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板、更に降伏比を高めた高強度冷延鋼板の提供が可能になり、産業上の貢献が極めて顕著である。

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る。

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。

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ると考えられる。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。

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。

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。

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。

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。

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。

したがって、焼鈍の条件は本発明において極めて重要であり、未再結晶フェライトを確保するためには、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。

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。

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。

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。

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。

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。

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）

更に、本発明の高強度鋼板を耐衝突特性が要求される用途、例えば、自動車のボディパネル等に適用する際には、降伏比を０．７０以上に高めることが好ましい。一方、自動車のボディパネル等に適用するためには加工性を確保する必要がある。このような課題に対して、本発明者らは、加工性を劣化させることなく、降伏比を高くするために検討を行った。その結果、加工性の劣化を抑制して降伏比を高めるためには、硬質第２相の面積率を低下させ、且つ未再結晶フェライトの面積率を増加させること、又は硬質第２相におけるパーライトの割合を多くすることが好ましいという知見を得た。

特に、硬質第２相のうち、降伏強度よりも引張強度の向上への寄与が大きいベイナイト、マルテンサイトの割合を低下させると、引張強度を上昇させることなく、降伏比を高めることが可能になる。これにより、引張強度が若干低下するものの、加工性の劣化を抑制して降伏比を高めることができる。また、硬質第２相の増加を抑制して、未再結晶フェライトの面積率を増加させると降伏強度が高くなり、降伏比を高めることができる。これは、未再結晶フェライトが、粒内に転位の回復によって形成されたサブグレインを有しているためである。

本発明において、硬質第２相におけるパーライトの割合は、焼鈍後の冷却条件によって制御することができる。硬質第２相におけるパーライトの割合を多くするには、焼鈍後の冷却速度の上限を制限することが好ましい。これは、焼鈍後の冷却速度が速すぎると、マルテンサイトやベイナイトの生成が促進されるためである。

また、硬質第２相におけるパーライトの割合が少ない場合であっても、未再結晶フェライトの面積率を増加させることによって、降伏比を高めることは可能である。この場合には、マルテンサイト、ベイナイトの生成を抑制し、硬質第２相の面積率を低下させることが好ましい。

以下、本発明の限定理由について順次説明する。

まず、本発明における鋼成分及びミクロ組織について説明する。なお、％は質量％を意味する。
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。

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。

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。また、降伏比を高くする場合、Ｍｎ量が多いと焼入れ性が高くなり、硬質第２相におけるベイナイトとマルテンサイトの一方又は双方の割合が高くなる。したがって、高い降伏比を得るには、Ｍｎ量の上限を２．００％とすることが好ましい。

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。

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。

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。

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。

なお、Ａｃ₁が７００℃超の高温になると、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。Ａｃ₁は、上述のように、質量％で表されるＣ、Ｍｎ、Ｓｉの含有量（％Ｃ）、（％Ｍｎ）、（％Ｓｉ）から、上記（式１）によって求めることができる。

本発明では、更に、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｂ、Ｃｒ、Ｎｉの１種又は２種以上を含有させても良い。

Ｎｂ及びＴｉは冷間圧延後の焼鈍工程において、冷間加工によって歪みを導入されたフェライトの再結晶を抑制することにより、未再結晶フェライトの残留を促進する元素である。このような効果を得るためには、Ｎｂ及びＴｉの一方又は双方を、それぞれの下限を０．００５％以上として添加することが好ましい。一方、Ｎｂ及びＴｉの一方又は双方は、含有量が０．１００％以上になると延性が低下することがあるため、それぞれの上限を０．１００％未満とすることが好ましい。更に、Ｎｂ及びＴｉの一方又は双方の合計の含有量が０．１３０％以上になると、再結晶が抑制されて強度が上昇し、延性が低下することがあるため、上限を０．１３０％未満とすることが好ましい。また、合金コストの観点から、Ｎｂ及びＴｉの含有量のそれぞれの好ましい上限は０．０４％である。なお、延性及び合金コストの観点から、Ｎｂ量とＴｉ量の合計を０．０１０〜０．１００％とすることが更に好ましい。

Ｍｏ、Ｂ、Ｃｒ及びＮｉは、いずれも焼入れ性を高める元素であり、必要に応じて１種又は２種以上を添加しても良い。強度向上の効果を得るためには、それぞれ、Ｍｏ：０．１％以上、Ｂ：０．０００５％以上、Ｃｒ：０．１０％以上、Ｎｉ：０．１０％以上を下限として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、それぞれの上限を、Ｍｏ：１．５％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｃｒ：１．５０％以下、Ｎｉ：１．５０％以下とすることが好ましい。

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、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。

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。

また、硬質第２相におけるパーライトの割合を面積率で８０％以上にすることによって、降伏比を高めることができる。これは、パーライトの割合の増加により、引張強度が若干低下し、降伏強度が上昇するためである。したがって、優れた耐衝突特性を得るためには、硬質第２相におけるパーライトの割合が面積率の下限を８０％とすることが好ましく、これにより、降伏比を０．７０以上とすることができる。なお、硬質第２相におけるパーライトの割合は、光学顕微鏡によって、パーライトと、マルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトの面積を測定し、パーライトの面積を硬質第２相の合計の面積で除した値を百分率で表した数値である。

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。

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。

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。

また、未再結晶フェライトの面積率の増加は降伏比の上昇にも寄与する。そのため、未再結晶フェライトの面積率を増加させることが好ましい。更に、降伏比を高めるには、硬質第２相の面積率を制限することが好ましい。特に、耐衝撃特性が要求される場合には、再結晶フェライトの面積率を２０％以上、好ましくは３０％以上とすること、硬質第２相の面積率を１０％以下、好ましくは５％以下に制限することによって、降伏比を０．７０以上とすることができる。

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。

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。

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。

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。

次に、製造方法及びその好ましい条件について説明する。
熱間圧延に供する鋼片は常法で製造すれば良く、鋼を溶製し、鋳造すれば良い。生産性の観点からは、連続鋳造が好ましく、薄スラブキャスター等で製造しても良い。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でも良い。熱間圧延は常法で行えば良く、圧延温度、圧下率、冷却速度、巻取温度等の条件は特に規定しない。熱間圧延後、鋼板を冷間圧延、焼鈍し、冷延鋼板とする。

冷間圧延の圧下率は特に規定しないが、１０％未満の冷間圧延率では、板厚制御が難しく形状不良の原因となるため、その下限を１０％以上とすることが好ましい。一方、冷間圧延率が９０％超になると、圧延ロールへの負荷が大きくなる上、再結晶が促進されて未再結晶フェライトを確保するために、焼鈍の昇温速度を大きくすることが必要になる。そのため、冷間圧延の圧下率の上限は、９０％以下とすることが好ましい。

本発明において、冷間圧延後の焼鈍は極めて重要であり、上述の条件で行うことが必要である。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。

未再結晶フェライトの面積率を増加させるには、焼鈍の加熱速度を高めることが好ましい。例えば、未再結晶フェライトの面積率を２０％以上、３０％以上とするには、焼鈍の加熱速度を１５℃／ｓ以上、３０℃／ｓ以上にすることが好ましい。また、未再結晶フェライトの面積率は、オーステナイト変態の進行にも影響を受ける。そのため、未再結晶フェライトの面積率を増加させるためには、焼鈍における最高到達温度を低く、滞留時間を短くすることが好ましい。

なお、冷間圧延後の焼鈍でのオーステナイト変態の進行は、硬質第２相の生成にも影響する。焼鈍における最高到達温度をＡｃ₁［℃］以上、滞留時間を１０ｓとすることにより、硬質第２相の面積率を１％以上とすることができる。一方、焼鈍における最高到達温度を｛Ａｃ₁［℃］＋２／３×（Ａｃ₃［℃］−Ａｃ₁［℃］）｝以下、滞留時間を２００ｓ以下とすることによって、硬質第２相の面積率を３０％以下とすることができる。また、硬質第２相の面積率を１０％以下、５％以下にするためには、鋼板の温度がＡｃ₁［℃］以上の範囲に保持される滞留時間を、それぞれ、１００ｓ以下、５０ｓ以下とすれば良い。これにより、降伏比を高めることができる。

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。

硬質第２相におけるパーライトの割合を増加させて降伏比を高めるためには、焼鈍後の平均冷却速度の上限を４０℃／ｓ以下とすることが好ましい。焼鈍後の平均冷却速度の上限を４０℃／ｓ以下に制限すると、オーステナイトからパーライトへの変態が促進され、ベイナイトやマルテンサイトの生成は抑制されて、硬質第２相におけるパーライトの割合を面積率で８０％以上とすることができる。これにより、冷延鋼板の降伏比は０．７０以上となり、同時に、引張強度の上昇も抑えることができる。そのため、加工性を確保して、優れた耐衝突特性を得ることができる。

焼鈍後、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。

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。これは、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、めっき層が脆化して、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ことがあるためである。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。

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。

焼鈍後の冷延鋼板には、インライン又はオフラインでスキンパス圧延を施しても良い。スキンパス圧延の圧下率は、形状を矯正するためには、０．１％以上とすることが好ましい。一方、スキンパス圧延の圧下率が５．０％を超えると、加工性を損なうことがあるため、５．０％以下とすることが好ましい。なお、スキンパス圧延は、亜鉛めっき、合金化処理後の冷延鋼板に、形状の矯正や強度の調整を目的として施しても良い。

表１に示す組成を有する鋼を溶製し、鋳造して得られた鋼片を、１２５０℃で再加熱した後、常法に従って熱間圧延を行った。この時、仕上げ温度は９００℃、巻取温度は６００℃とした。その後、６０％の圧下率で冷間圧延を施した後、表２に示す条件で焼鈍を行った。なお、表１の［−］は、選択元素を意図的に添加していないことを意味する。また、表１には、Ａｃ₁［℃］とＡｃ₃［℃］の計算値も示した。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、製造Ｎｏ．６については更に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、３００℃で４００ｓ保持する過時効処理を行った後、１０℃／ｓで室温まで冷却した。

製造後の冷延鋼板から、幅方向（ＴＤ方向という。）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。ｔ−Ｅｌ［％］は破断伸びであり、Ｌ−Ｅｌ［％］は局部伸びであり、破断伸びから最大力時伸び、即ち、一様伸びを減じた値である。

鋼板の板厚断面のミクロ組織観察は、圧延方向を観察面として試料を採取し、エッチングをレペラー法として、光学顕微鏡で行った。硬質第２相の面積率は、光学顕微鏡による組織写真を画像解析し、フェライト以外の相の合計として求めた。また、未再結晶フェライトの面積率及び残部、即ち、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。

結果を表３に示す。ここで、表３に示した金属組織の残部は、再結晶フェライトと変態フェライトの一方又は双方の合計の面積率である。なお、本発明において、延性の指標である引張強度ＴＳ［ＭＰａ］と全伸びｔ−ＥＬ［％］の積、伸びフランジ性の指標である引張強度ＴＳ［ＭＰａ］と局部伸びＬ−Ｅｌ［％］の積、即ち、ＴＳ×ｔ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］及びＴＳ×Ｌ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］がそれぞれ１８０００［ＭＰａ・％］及び７０００［ＭＰａ・％］以上であるものを良好と評価した。また、表１〜３の下線は、本発明の範囲外又は好ましい範囲外であることを意味する。

その結果は表３に示す通り、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、更に、適切な条件で焼鈍することにより、更に、過時効処理、Ｚｎめっき、合金化処理を施しても強度―延性バランス及び伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板を得ることが可能である。

一方、鋼Ｎｏ．ＢはＣ量が少ないため、強度が低下し、ＴＳ×ｔ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］も低下している。また、鋼Ｎｏ．ＤはＳｉ量が多く、鋼Ｎｏ．ＦはＭｎが少ないため、高温で焼鈍を行う必要が生じ、未再結晶フェライトが少なくなり、ＴＳ×ｔ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］及びＴＳ×Ｌ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］が低下している。

また、製造Ｎｏ．３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り、強度が低く、ＴＳ×Ｌ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］が低下している。製造Ｎｏ．５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、強度が低く、ＴＳ×ｔ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］及びＴＳ×Ｌ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］も低下している。

製造Ｎｏ．１０は（Ａｃ₁［℃］−１００℃）からＡｃ₁［℃］までの昇温速度が遅く、焼鈍の最高到達温度が高く、また、製造Ｎｏ．１５は、焼鈍の最高到達温度が高く、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、硬質第２相が増加して、高強度ではあるものの、全伸び及び局部伸びが低下し、ＴＳ×ｔ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］及びＴＳ×Ｌ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］も低下している。

製造Ｎｏ．１３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、全伸び及び局部伸びが低下し、ＴＳ×ｔ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］及びＴＳ×Ｌ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］も低下している。

表４に示す組成を有する鋼を溶製し、鋳造して得られた鋼片を、１２５０℃で再加熱した後、常法に従って熱間圧延を行った。この時、仕上げ温度は９００℃、巻取温度は６００℃とした。その後、６０％の圧下率で冷間圧延を施し、表５に示す条件で焼鈍を行った。なお、表４の［−］は、選択元素を意図的に添加していないことを意味する。また、表４には、Ａｃ₁［℃］とＡｃ₃［℃］の計算値も示した。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に示す冷延鋼板のうち、製造Ｎｏ．２０及び２４については、焼鈍工程後、Ｚｎめっき浴に浸漬後、製造Ｎｏ．２４については更に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．２９については、均熱温度から３００℃まで冷却し、３００℃で４００ｓ保持する過時効処理を行った後、１０℃／ｓで室温まで冷却した。また、製造Ｎｏ．３４については、圧下率０．５％のスキンパス圧延を施した。

製造後の冷延鋼板から、実施例１と同様に、引張試験片を採取し、ＴＤ方向の引張特性を評価した。なお、降伏比は、降伏強度を引張強度で除した値である。また、鋼板の板厚断面のミクロ組織観察を、実施例１と同様の試料を作製して、光学顕微鏡で行った。硬質第２相の面積率、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、実施例１と同様にして求めた。

更に、硬質第２相のうち、パーライトの面積と、パーライト以外の組織の面積を測定し、パーライトの面積を硬質第２相の合計で除して、百分率で表した硬質第２相におけるパーライトの割合を求めた。

結果を表６に示す。ここで、表６に示した金属組織の残部は、再結晶フェライトと変態フェライトの一方又は双方の合計の面積率である。なお、本発明において、延性の指標である引張強度ＴＳ［ＭＰａ］と全伸びｔ−ＥＬ［％］の積、伸びフランジ性の指標である引張強度ＴＳ［ＭＰａ］と局部伸びＬ−Ｅｌ［％］の積、耐衝突特性の指標である降伏比ＹＲ、即ちＴＳ×ｔ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］、ＴＳ×Ｌ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］及びがＹＳ／ＴＳがそれぞれ１８０００［ＭＰａ・％］、７０００［ＭＰａ・％］及び０．７０以上であるものを良好と評価した。また、表４〜６の下線は、本発明の範囲外又は好ましい範囲外であることを意味する。

その結果は表６に示す通り、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、更に、適切な条件で焼鈍することにより、更に、過時効処理、Ｚｎめっき、合金化処理を施しても強度―延性バランス、伸びフランジ性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板を得ることが可能である。

一方、鋼Ｎｏ．ＡＦはＣ量が少ないため、強度が低下し、ＴＳ×ｔ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］も低下している。また、鋼Ｎｏ．ＡＧはＳｉ量が多いため、高温で焼鈍を行う必要が生じ、未再結晶フェライトが少なくなり、ＴＳ×ｔ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］及びＴＳ×Ｌ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］が低下している。また、鋼Ｎｏ．ＡＧは、未再結晶フェライトの面積率が低下しているため、降伏比も低下している。

また、製造Ｎｏ．１９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り、強度が低く、ＴＳ×ｔ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］、ＴＳ×Ｌ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］及び降伏比が低下している。製造Ｎｏ．２１は、焼鈍の最高到達温度が高いため、製造Ｎｏ．２３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、局部伸びが低下し、ＴＳ×Ｌ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］及び降伏比が低下している。

製造Ｎｏ．２５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、強度が低く、ＴＳ×ｔ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］及びＴＳ×Ｌ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］も低下している。なお製造Ｎｏ．２５は硬質第２相を有していないため、硬質第２相におけるパーライトの割合を求めることができず、表６の「硬質第２相におけるパーライトの割合」の欄に「−」を示している。

製造Ｎｏ．２８は、本発明鋼のうち、焼鈍の最高到達温度からの平均冷却速度が速いため、硬質第２相におけるパーライトの割合が少なく、高強度ではあるものの、降伏比が低下した例である。製造Ｎｏ．３０は、本発明鋼であり、焼鈍の最高到達温度からの平均冷却速度が速いため、硬質第２相におけるパーライトの割合が少ないものの、焼鈍の加熱速度が速く、滞留時間が短いため、未再結晶フェライトの面積率が増加し、硬質第２相の面積率が低下したため、降伏比を高めることができた例である。

本発明の鋼の金属組織の模式図である。 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

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

Claims (13)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０５〜０．２５％、
   Ｓｉ：１．００％以下、
   Ｍｎ：０．５０〜３．５０％、
   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％であることを特徴とする加工性に優れた高強度冷延鋼板。
2. 硬質第２相が、パーライトと、マルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトの１種又は２種以上とからなり、該硬質第２相におけるパーライトの割合が面積率で８０％以上であることを特徴とする請求項１記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板。
3. 冷延鋼板の降伏比が、０．７０以上であることを特徴とする請求項１又は２記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板。
4. 質量％で、
   Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、
   Ｔｉ：０．００５〜０．１００％
   の一方又は双方を合計で０．１３０％未満含有することを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板。
5. 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種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板。
6. 請求項１〜５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加工性に優れた高強度冷延鋼板。
7. 請求項１〜５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加工性に優れた高強度冷延鋼板。
8. 請求項１、４又は５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、酸洗後、冷間圧延を施した後、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加工性に優れた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（％Ｃ）、（％Ｍｎ）、（％Ｓｉ）によって下記（式１）及び（式２）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）
9. 請求項８記載の焼鈍後、平均冷却速度を４０℃／ｓ未満として３５０〜５００℃まで冷却することを特徴とする加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
10. 請求項８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加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
11. 請求項８記載の焼鈍後、平均冷却速度を４０℃／ｓ未満として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加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
12. 請求項１０又は１１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加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
13. 請求項８〜１２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加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。

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