JP4265545B2 - 歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、主として自動車車体用として好適な高加工性高張力冷延鋼板に係り、とくに引張強さ（ＴＳ）440 MPa 以上で歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板、およびその製造方法に関する。本発明の高張力冷延鋼板は、軽度の曲げ加工やロールフォーミングによりパイプに成形されるような比較的軽加工に供されるものから比較的厳しい絞り成形に供されるものまで、広範囲の用途に適するものである。なお、本発明における鋼板とは、鋼板、鋼帯を含むものとする。
また、本発明において、「歪時効硬化特性に優れた」とは、引張歪５％の予変形後、170 ℃の温度に20min 保持する条件で時効処理したとき、この時効処理前後の変形応力増加量（ＢＨ量と記す；ＢＨ量＝（時効処理後の降伏応力）−（時効処理前の予変形応力））が80MPa 以上であり、かつ歪時効処理（前記予変形＋前記時効処理）前後の引張強さ増加量（ΔＴＳと記す；ΔＴＳ＝（時効処理後の引張強さ）−（予変形前の引張強さ））が40MPa 以上であることを意味する。
昨今の地球環境問題からの排出ガス規制に関連し、自動車における車体重量の軽減は極めて重要な課題となっている。自動車の車体重量軽減のためには、多量に使用されている鋼板の強度を増加させ、すなわち高張力鋼板を適用して、使用する鋼板の薄肉化を図るのが有効である。
しかし、薄肉の高張力鋼板を使用した自動車部品でも、その役割に応じて課されるパフォーマンスが必要十分に発揮されねばならない。かかるパフォーマンスとしては、例えば曲げ、ねじり変形に対する静的強度、耐疲労性、耐衝撃特性などがある。したがって、自動車部品に適用される高張力鋼板は、成形加工後にかかる特性にも優れることが必要となる。
しかし、薄肉の高張力鋼板を使用した自動車部品でも、その役割に応じて課されるパフォーマンスが必要十分に発揮されねばならない。かかるパフォーマンスとしては、例えば曲げ、ねじり変形に対する静的強度、耐疲労性、耐衝撃特性などがある。したがって、自動車部品に適用される高張力鋼板は、成形加工後にかかる特性にも優れることが必要となる。
また、自動車部品を作る過程においては、鋼板に対してプレス成形が行われるが、鋼板の強度が高すぎるとプレス成形した場合には、
（イ）形状凍結性が低下する、
（ロ）延性が低下するため成形時に割れやネッキングなどの不具合を生ずる、
といった問題が生じ、自動車車体への高張力鋼板の適用拡大を阻んでいた。
（イ）形状凍結性が低下する、
（ロ）延性が低下するため成形時に割れやネッキングなどの不具合を生ずる、
といった問題が生じ、自動車車体への高張力鋼板の適用拡大を阻んでいた。
これを打開するための手法として、例えば外板パネル用の冷延鋼板では、極低炭素鋼を素材とし、最終的に固溶状態で残存するＣ量を適正範囲に制御した鋼板が知られている。この種鋼板は、プレス成形時には軟質に保たれ、形状凍結性、延性を確保し、プレス成形後に行われる、170 ℃×20 min程度の塗装焼付工程で起こる歪時効硬化現象を利用した降伏応力の上昇を得て、耐デント性を確保しようとするものである。この種鋼板では、プレス成形時にはＣが鋼中に固溶して軟質であり、一方、プレス成形後には、塗装焼付工程で、プレス成形時に導入された転位に固溶Ｃが固着して、降伏応力が上昇する。
しかし、この種鋼板では、表面欠陥となるストレーッチャーストレインの発生を防止する観点から、歪時効硬化による降伏応力上昇量は低く抑えられている。このため、実際に部品の軽量化に寄与するところは小さいことになる。
すなわち、部品の軽量化には、単に歪時効により降伏応力のみ上昇するのではなく、さらに変形が進んだときの強度特性の上昇が必要である。言い換えれば、歪時効後の引張強さの上昇が望まれている。
すなわち、部品の軽量化には、単に歪時効により降伏応力のみ上昇するのではなく、さらに変形が進んだときの強度特性の上昇が必要である。言い換えれば、歪時効後の引張強さの上昇が望まれている。
一方、外観があまり問題にならない用途に対しては、固溶Ｎを用いて焼付硬化量をさらに増加させた鋼板や、組織をフェライトとマルテンサイトからなる複合組織とすることで焼付硬化性をより一層向上させた鋼板が提案されている。
例えば、特許文献１には、Ｃ：0.02〜0.15％、Mn：0.8 〜3.5 ％、Ｐ：0.02〜0.15％、Al：0.10％以下、Ｎ：0.005 〜0.025 ％を含む鋼を550 ℃以下の温度で巻き取る熱間圧延と、冷延後の焼鈍を制御冷却熱処理とする延性およびスポット溶接性がともに良好な高強度薄鋼板の製造方法が開示されている。特許文献１に記載された技術で製造された鋼板は、フェライトとマルテンサイトを主体とする低温変態生成物相からなる混合組織を有し延性に優れるとともに、積極的に添加されたＮによる塗装焼付けの際の歪時効を利用して、高強度を得ようとするものである。
例えば、特許文献１には、Ｃ：0.02〜0.15％、Mn：0.8 〜3.5 ％、Ｐ：0.02〜0.15％、Al：0.10％以下、Ｎ：0.005 〜0.025 ％を含む鋼を550 ℃以下の温度で巻き取る熱間圧延と、冷延後の焼鈍を制御冷却熱処理とする延性およびスポット溶接性がともに良好な高強度薄鋼板の製造方法が開示されている。特許文献１に記載された技術で製造された鋼板は、フェライトとマルテンサイトを主体とする低温変態生成物相からなる混合組織を有し延性に優れるとともに、積極的に添加されたＮによる塗装焼付けの際の歪時効を利用して、高強度を得ようとするものである。
しかしながら、特許文献１に記載された技術では、歪時効硬化による降伏応力ＹＳの増加量は大きいが引張強さＴＳの増加量が少なく、また、降伏応力ＹＳの増加量も大きくばらつくなど機械的性質の変動も大きいため、現状で要望されている自動車部品の軽量化に寄与できるほどの鋼板の薄肉化が期待できない。
また、特許文献２には、Ｃ：0.08〜0.20％、Mn：1.5 〜3.5 ％を含み残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、組織がフェライト量５％以下の均一なベイナイトもしくは一部マルテンサイトを含むベイナイトで構成された焼付硬化性高張力冷延薄鋼板が開示されている。特許文献２に記載された冷延鋼板は、連続焼鈍後の冷却過程で400 〜200 ℃の温度範囲を急冷とし、その後を徐冷とすることにより、組織をベイナイト主体の組織として、従来になかった高い焼付硬化量を得ようとするものである。
また、特許文献２には、Ｃ：0.08〜0.20％、Mn：1.5 〜3.5 ％を含み残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、組織がフェライト量５％以下の均一なベイナイトもしくは一部マルテンサイトを含むベイナイトで構成された焼付硬化性高張力冷延薄鋼板が開示されている。特許文献２に記載された冷延鋼板は、連続焼鈍後の冷却過程で400 〜200 ℃の温度範囲を急冷とし、その後を徐冷とすることにより、組織をベイナイト主体の組織として、従来になかった高い焼付硬化量を得ようとするものである。
しかしながら、特許文献２に記載された鋼板では、塗装焼付け後に降伏強さが上昇し従来になかった高い焼付け硬化量が得られるものの、引張強さまでは上昇させることができず、強度部材に適用した場合、成形後の耐疲労特性、耐衝撃特性の向上が期待できない。このため、耐疲労特性、耐衝撃性等が強く要求される用途への適用ができないという問題が残されていた。
また、プレス成形後に熱処理を施し、降伏応力のみならず引張強さをも上昇させようとする鋼板が、熱延鋼板ではあるが、提案されている。
例えば、特許文献３には、Ｃ：0.02〜0.13％、Si：2.0 ％以下、Mn：0.6 〜2.5 ％、sol.Al：0.10％以下、Ｎ：0.0080〜0.0250％を含む鋼を、1100℃以上に再加熱し、850 〜900 ℃で仕上圧延を終了する熱間圧延を施し、ついで15℃/s以上の冷却速度で150 ℃未満の温度まで冷却し巻取り、フェライトとマルテンサイトを主体とする複合組織とする、熱延鋼板の製造方法が提案されている。しかしながら特許文献３に記載された技術で製造された鋼板では、歪時効硬化により降伏応力とともに引張強さが増加するものの、150 ℃未満という極めて低い巻取温度で巻き取るため、機械的特性の変動が大きいという問題があった。また、プレス成形−塗装焼付け処理後の降伏応力の増加量のばらつきが大きく、さらに、穴拡げ率（λ）が低く，伸びフランジ加工性が低下しプレス成形性が不足するという問題もあった。
例えば、特許文献３には、Ｃ：0.02〜0.13％、Si：2.0 ％以下、Mn：0.6 〜2.5 ％、sol.Al：0.10％以下、Ｎ：0.0080〜0.0250％を含む鋼を、1100℃以上に再加熱し、850 〜900 ℃で仕上圧延を終了する熱間圧延を施し、ついで15℃/s以上の冷却速度で150 ℃未満の温度まで冷却し巻取り、フェライトとマルテンサイトを主体とする複合組織とする、熱延鋼板の製造方法が提案されている。しかしながら特許文献３に記載された技術で製造された鋼板では、歪時効硬化により降伏応力とともに引張強さが増加するものの、150 ℃未満という極めて低い巻取温度で巻き取るため、機械的特性の変動が大きいという問題があった。また、プレス成形−塗装焼付け処理後の降伏応力の増加量のばらつきが大きく、さらに、穴拡げ率（λ）が低く，伸びフランジ加工性が低下しプレス成形性が不足するという問題もあった。
また、比較的高い降伏応力を有する高張力鋼板としては、Ti、Nb、Ｖ等の炭窒化物形成元素を添加し、それらの微細な析出物によって強化する、いわゆる析出強化鋼があるが、熱延巻取り後に十分保熱する工程を経る熱延鋼板はともかくとして、冷延鋼板においては、短時間の連続焼鈍工程では十分な析出を進行させることは困難であり、高い降伏比（引張強さに対する降伏応力の割合：ＹＳ／ＴＳ）を有する鋼板を製造することは困難であった。特に、溶接性を考慮して低Ｃ化しようとすると、Ｃ量が低い領域では析出物そのものの量が減少するためか、高降伏比を得るのが一段と難しくなるという問題もあった。
さらに、上記した従来の鋼板では、単純な引張試験による塗装焼付処理後の強度評価では優れているものの、実プレス条件にしたがって、塑性変形させたときの強度に大きなばらつきが存在し、信頼性が要求される部品に適用するには必ずしも十分とはいえなかったのである。
特開昭60-52528号公報
特公平5-24979 号公報
特公平８−23048 号公報
本発明は、上記した従来技術の限界を打破し、高い成形性と、あるいはさらに高い耐衝撃特性と、安定した品質特性とを有するうえ、自動車部品に成形したのちに自動車部品として十分な強度が得られ自動車車体の軽量化に充分に寄与できる、歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板およびこれら鋼板を工業的に安価に、かつ形状を乱さずに製造できる製造方法を提供することを目的とする。本発明における歪時効硬化特性は、引張歪５％の予変形後、170 ℃の温度に20min 保持する時効条件で、ＢＨ量が80MPa 以上、ΔＴＳが40MPa 以上を目標とする。
本発明者らは、上記課題を達成するために、組成および製造条件を種々変えて鋼板を製造し、多くの材質評価実験を行った。その結果、高加工性が要求される分野では従来あまり積極的に利用されることがなかったＮを強化元素として、この強化元素の作用により発現する大きな歪時効硬化現象を有利に活用することにより、成形性の向上と成形後の高強度化とを容易に両立させることができることを知見した。
さらに、本発明者らは、Ｎによる歪時効硬化現象を有利に活用するためには、Ｎによる歪時効硬化現象を自動車の塗装焼付け条件、あるいはさらに積極的に成形後の熱処理条件と有利に結合させる必要があり、そのために、熱延条件や冷延、冷延焼鈍条件を適正化して、鋼板の微視組織と固溶Ｎ量とをある範囲に制御することが有効であることを見いだした。また、Ｎによる歪時効硬化現象を安定して発現させるためには、組成の面で、特にAl含有量をＮ含有量に応じて制御することが重要であることも見いだした。また、本発明者らは、鋼板の微視組織を、フェライトを主相とし、平均粒径を10μm 以下とすることにより、従来問題であった室温時効劣化の問題もなく、Ｎを充分に活用できることを見い出した。
また、さらに本発明者らは、鋼板の微視組織をフェライトを主相とし、第２相として、マルテンサイト相を面積率で３％以上含む組織とすることにより、低降伏比が達成でき、延性、加工性が向上するとともに、Ｎにより発現される歪時効硬化現象を有利に利用して、加工後の強度が増加し、部品特性としての耐衝撃特性が改善できることを見い出した。
すなわち、本発明者らは、Ｎを強化元素として用い、Al含有量をＮ含有量に応じて適正な範囲に制御するとともに、熱延条件や冷延、冷延焼鈍条件を適正化して、微視組織と固溶Ｎを最適化することにより、従来の固溶強化型のＣ−Mn系鋼板、析出強化型鋼板に比べて格段に優れた成形性と、上記した従来の鋼板にない歪時効硬化特性と、あるいはさらに部品特性としての優れた耐衝撃特性とを有する鋼板が得られることを見いだしたのである。
すなわち、本発明者らは、Ｎを強化元素として用い、Al含有量をＮ含有量に応じて適正な範囲に制御するとともに、熱延条件や冷延、冷延焼鈍条件を適正化して、微視組織と固溶Ｎを最適化することにより、従来の固溶強化型のＣ−Mn系鋼板、析出強化型鋼板に比べて格段に優れた成形性と、上記した従来の鋼板にない歪時効硬化特性と、あるいはさらに部品特性としての優れた耐衝撃特性とを有する鋼板が得られることを見いだしたのである。
また、本発明の鋼板は、単純な引張試験による塗装焼付処理後の強度が従来の鋼板よりも高いうえ、さらに実プレス条件にしたがって塑性変形させたときの強度のばらつきが小さく、安定した部品強度特性が得られる。例えば、歪が大きく加わり板厚が減少した部分は、他の部分より硬化代が大きく（板厚）×（強度）という載荷重能力で評価すると均一化する方向であり、部品としての強度は安定するのである。また逆に歪が小さい部分では、歪時効による強度上昇は小さいが、もともとの強度が高いことで必要な強度を確保できるため、種々の範囲の歪で形成される実部品ではその強度安定性に有利に寄与する。
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加え完成されたものである。 すなわち、第１の本発明である高張力冷延鋼板の要旨はつぎのとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：0.15％以下、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.02％以下、Ｎ：0.0050〜0.0250％を含み、かつＮ／Alが0.3 以上、固溶状態のＮを0.0010％以上含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、平均結晶粒径10μｍ以下のフェライト相を面積率で50％以上含む組織とを有することを特徴とする引張強さ440MPa以上で歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板。
（２）前記組成に加えてさらに、質量％で、下記ａ群〜ｄ群の１群または２群以上を含むことを特徴とする（１）に記載の高張力冷延鋼板。
（１）質量％で、Ｃ：0.15％以下、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.02％以下、Ｎ：0.0050〜0.0250％を含み、かつＮ／Alが0.3 以上、固溶状態のＮを0.0010％以上含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、平均結晶粒径10μｍ以下のフェライト相を面積率で50％以上含む組織とを有することを特徴とする引張強さ440MPa以上で歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板。
（２）前記組成に加えてさらに、質量％で、下記ａ群〜ｄ群の１群または２群以上を含むことを特徴とする（１）に記載の高張力冷延鋼板。
記
ａ群：Cu、Ni、Cr、Moの１種または２種以上を合計で1.0 ％以下
ｂ群：Nb、Ti、Ｖの１種または２種以上を合計で0.1 ％以下
ｃ群：Ｂを0.0030％以下
ｄ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.010 ％
（３） 質量％で、Ｃ：0.15％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.02％以下、Ｎ：0.0050〜0.0250％を含み、さらに、Mo：0.05〜1.0 ％、Cr：0.05〜1.0 ％のうちの１種または２種を含有し、かつＮ／Alが0.3 以上、固溶状態のＮを0.0010％以上含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、平均結晶粒径10μｍ以下のフェライト相を面積率で50％以上含み、さらにマルテンサイト相を面積率で３％以上含む組織とを有することを特徴とする引張強さ440MPa以上で歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板。
（４）前記組成に加えてさらに、質量％で、下記ｊ群〜ｍ群のうちの１群または２群以上を含むことを特徴とする（３）に記載の高張力冷延鋼板。
ａ群：Cu、Ni、Cr、Moの１種または２種以上を合計で1.0 ％以下
ｂ群：Nb、Ti、Ｖの１種または２種以上を合計で0.1 ％以下
ｃ群：Ｂを0.0030％以下
ｄ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.010 ％
（３） 質量％で、Ｃ：0.15％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.02％以下、Ｎ：0.0050〜0.0250％を含み、さらに、Mo：0.05〜1.0 ％、Cr：0.05〜1.0 ％のうちの１種または２種を含有し、かつＮ／Alが0.3 以上、固溶状態のＮを0.0010％以上含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、平均結晶粒径10μｍ以下のフェライト相を面積率で50％以上含み、さらにマルテンサイト相を面積率で３％以上含む組織とを有することを特徴とする引張強さ440MPa以上で歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板。
（４）前記組成に加えてさらに、質量％で、下記ｊ群〜ｍ群のうちの１群または２群以上を含むことを特徴とする（３）に記載の高張力冷延鋼板。
記
ｊ群：Si：0.05〜1.5 ％、Ｂ：0.0003〜0.01％の１種または２種
ｋ群：Nb：0.01〜0.1 ％、Ti：0.01〜0.2 ％、Ｖ：0.01〜0.2 ％の１種または２種以 上
ｌ群：Cu：0.05〜1.5 ％、Ni：0.05〜1.5 ％の１種または２種
ｍ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.010 ％
（５）前記高張力冷延鋼板が板厚3.2 mm以下のものである（１）ないし（４）のいずれかに記載の高張力冷延鋼板。
（６）（１）ないし（５）のいずれかに記載の高張力冷延鋼板に電気めっきまたは溶融めっきを施してなる高張力冷延めっき鋼板。
ｊ群：Si：0.05〜1.5 ％、Ｂ：0.0003〜0.01％の１種または２種
ｋ群：Nb：0.01〜0.1 ％、Ti：0.01〜0.2 ％、Ｖ：0.01〜0.2 ％の１種または２種以 上
ｌ群：Cu：0.05〜1.5 ％、Ni：0.05〜1.5 ％の１種または２種
ｍ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.010 ％
（５）前記高張力冷延鋼板が板厚3.2 mm以下のものである（１）ないし（４）のいずれかに記載の高張力冷延鋼板。
（６）（１）ないし（５）のいずれかに記載の高張力冷延鋼板に電気めっきまたは溶融めっきを施してなる高張力冷延めっき鋼板。
また、第２の本発明である高張力冷延鋼板の製造方法の要旨はつぎのとおりである。
すなわち、第２の本発明では、質量％で、Ｃ：0.15％以下、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.02％以下、Ｎ：0.0050〜0.0250％を含み、かつＮ／Alが0.3 以上であり、あるいはさらに次ａ群〜ｄ群
ａ群：Cu、Ni、Cr、Moの１種または２種以上を合計で1.0 ％以下
ｂ群：Nb、Ti、Ｖの１種または２種以上を合計で0.1 ％以下
ｃ群：Ｂを0.0030％以下
ｄ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.010 ％
のうちから選ばれた１群または２群以上を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼スラブを、スラブ加熱温度：1000℃以上に加熱し、粗圧延してシートバーとし、該シートバーに仕上圧延出側温度：800 ℃以上とする仕上圧延を施し、仕上圧延後、好ましくは0.5 秒以内に冷却を開始し冷却速度：40℃／ｓ以上で急冷し、巻取温度：750 ℃以下、好ましくは巻取温度：650 ℃以下で巻き取り熱延板とする熱間圧延工程と、該熱延板に酸洗および冷間圧延を行い冷延板とする冷間圧延工程と、該冷延板に再結晶温度以上900 ℃以下の温度で保持時間：10〜60ｓとする焼鈍を行い、ついで500 ℃以下の温度域まで冷却速度：10〜300 ℃／ｓで冷却する一次冷却と、ついで前記一次冷却の停止温度以下400 ℃以上の温度域での滞留時間を300 ｓ以下とする二次冷却とを行う冷延板焼鈍工程とを、順次施す。また、第２の本発明では、前記冷延板焼鈍工程に続いてさらに、伸び率：1.0 〜15％の調質圧延またはレベラー加工を施すことが好ましい。また、第２の本発明では、前記粗圧延と前記仕上圧延の間で、相前後するシートバー同士を接合することが好ましく、また、第２の本発明では、前記粗圧延と前記仕上圧延の間で、前記シートバーの幅端部を加熱するシートバーエッジヒータ、前記シートバーの長さ端部を加熱するシートバーヒータのいずれか一方または両方を使用することが好ましい。
ａ群：Cu、Ni、Cr、Moの１種または２種以上を合計で1.0 ％以下
ｂ群：Nb、Ti、Ｖの１種または２種以上を合計で0.1 ％以下
ｃ群：Ｂを0.0030％以下
ｄ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.010 ％
のうちから選ばれた１群または２群以上を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼スラブを、スラブ加熱温度：1000℃以上に加熱し、粗圧延してシートバーとし、該シートバーに仕上圧延出側温度：800 ℃以上とする仕上圧延を施し、仕上圧延後、好ましくは0.5 秒以内に冷却を開始し冷却速度：40℃／ｓ以上で急冷し、巻取温度：750 ℃以下、好ましくは巻取温度：650 ℃以下で巻き取り熱延板とする熱間圧延工程と、該熱延板に酸洗および冷間圧延を行い冷延板とする冷間圧延工程と、該冷延板に再結晶温度以上900 ℃以下の温度で保持時間：10〜60ｓとする焼鈍を行い、ついで500 ℃以下の温度域まで冷却速度：10〜300 ℃／ｓで冷却する一次冷却と、ついで前記一次冷却の停止温度以下400 ℃以上の温度域での滞留時間を300 ｓ以下とする二次冷却とを行う冷延板焼鈍工程とを、順次施す。また、第２の本発明では、前記冷延板焼鈍工程に続いてさらに、伸び率：1.0 〜15％の調質圧延またはレベラー加工を施すことが好ましい。また、第２の本発明では、前記粗圧延と前記仕上圧延の間で、相前後するシートバー同士を接合することが好ましく、また、第２の本発明では、前記粗圧延と前記仕上圧延の間で、前記シートバーの幅端部を加熱するシートバーエッジヒータ、前記シートバーの長さ端部を加熱するシートバーヒータのいずれか一方または両方を使用することが好ましい。
また、第２の本発明では、質量％で、Ｃ：0.15％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.02％以下、Ｎ：0.0050〜0.0250％を含み、さらに、Mo：0.05〜1.0 ％、Cr：0.05〜1.0 ％のうちの１種または２種を含有し、かつＮ／Alが0.3 以上であり、あるいはさらに、次ｊ群〜ｍ群
ｊ群：Si：0.05〜1.5 ％、Ｂ：0.0003〜0.01％の１種または２種
ｋ群：Nb：0.01〜0.1 ％、Ti：0.01〜0.2 ％、Ｖ：0.01〜0.2 ％の１種または２種以 上
ｌ群：Cu：0.05〜1.5 ％、Ni：0.05〜1.5 ％の１種または２種
ｍ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.010 ％
のうちから選ばれた１群または２群以上を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼スラブを、スラブ加熱温度：1000℃以上に加熱し、粗圧延してシートバーとし、該シートバーに仕上圧延出側温度：800 ℃以上とする仕上圧延を施し、仕上圧延後、好ましくは0.5 秒以内に冷却を開始し冷却速度：40℃/s以上で急冷し、巻取温度：750 ℃以下で巻き取り熱延板とする熱間圧延工程と、該熱延板に酸洗および冷間圧延を行い冷延板とする冷間圧延工程と、該冷延板に、（Ａc1変態点）〜（Ａc3変態点）の温度で保持時間：10〜 120ｓとする焼鈍を行い、ついで600 〜300 ℃間の平均冷却速度を次（１）または（２）式
Ｂ＜0.0003％の場合
log ＣＲ＝−1.73〔Mn＋2.67Mo＋1.3Cr ＋0.26Si＋3.5P＋0.05Cu＋0.05Ni〕＋3.95……（１）
Ｂ≧0.0003％の場合
log ＣＲ＝−1.73〔Mn＋2.67Mo＋1.3Cr ＋0.26Si＋3.5P＋0.05Cu＋0.05Ni〕＋3.40……（２）
（ここに、ＣＲ：冷却速度（℃／ｓ）、Mn、Mo、Cr、Si、Ｐ、Cu、Ni：各元素含有量（質量％））
で定義される臨界冷却速度ＣＲ以上として冷却を行う冷延板焼鈍工程とを、順次施し、加工性、耐衝撃特性に優れる冷延鋼板とすることが好ましい。また、第２の本発明では、前記冷延板焼鈍工程に続いてさらに、伸び率：1.0 〜15％の調質圧延またはレベラー加工を施すことが好ましい。また、第２の本発明では、前記粗圧延と前記仕上圧延の間で、相前後するシートバー同士を接合することが好ましく、また、第２の本発明では、前記粗圧延と前記仕上圧延の間で、前記シートバーの幅端部を加熱するシートバーエッジヒータ、前記シートバーの長さ端部を加熱するシートバーヒータのいずれか一方または両方を使用することが好ましい。
ｊ群：Si：0.05〜1.5 ％、Ｂ：0.0003〜0.01％の１種または２種
ｋ群：Nb：0.01〜0.1 ％、Ti：0.01〜0.2 ％、Ｖ：0.01〜0.2 ％の１種または２種以 上
ｌ群：Cu：0.05〜1.5 ％、Ni：0.05〜1.5 ％の１種または２種
ｍ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.010 ％
のうちから選ばれた１群または２群以上を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼スラブを、スラブ加熱温度：1000℃以上に加熱し、粗圧延してシートバーとし、該シートバーに仕上圧延出側温度：800 ℃以上とする仕上圧延を施し、仕上圧延後、好ましくは0.5 秒以内に冷却を開始し冷却速度：40℃/s以上で急冷し、巻取温度：750 ℃以下で巻き取り熱延板とする熱間圧延工程と、該熱延板に酸洗および冷間圧延を行い冷延板とする冷間圧延工程と、該冷延板に、（Ａc1変態点）〜（Ａc3変態点）の温度で保持時間：10〜 120ｓとする焼鈍を行い、ついで600 〜300 ℃間の平均冷却速度を次（１）または（２）式
Ｂ＜0.0003％の場合
log ＣＲ＝−1.73〔Mn＋2.67Mo＋1.3Cr ＋0.26Si＋3.5P＋0.05Cu＋0.05Ni〕＋3.95……（１）
Ｂ≧0.0003％の場合
log ＣＲ＝−1.73〔Mn＋2.67Mo＋1.3Cr ＋0.26Si＋3.5P＋0.05Cu＋0.05Ni〕＋3.40……（２）
（ここに、ＣＲ：冷却速度（℃／ｓ）、Mn、Mo、Cr、Si、Ｐ、Cu、Ni：各元素含有量（質量％））
で定義される臨界冷却速度ＣＲ以上として冷却を行う冷延板焼鈍工程とを、順次施し、加工性、耐衝撃特性に優れる冷延鋼板とすることが好ましい。また、第２の本発明では、前記冷延板焼鈍工程に続いてさらに、伸び率：1.0 〜15％の調質圧延またはレベラー加工を施すことが好ましい。また、第２の本発明では、前記粗圧延と前記仕上圧延の間で、相前後するシートバー同士を接合することが好ましく、また、第２の本発明では、前記粗圧延と前記仕上圧延の間で、前記シートバーの幅端部を加熱するシートバーエッジヒータ、前記シートバーの長さ端部を加熱するシートバーヒータのいずれか一方または両方を使用することが好ましい。
本発明によれば、予変形−塗装焼付け処理により降伏応力が80MPa 以上および引張強さが40MPa 以上と、ともに増加する高い歪時効硬化特性と高い成形性と、あるいはさらに高い耐衝撃特性を兼備する高張力冷延鋼板を、安価にかつ形状を乱さずに製造でき、産業上格段の効果を奏する。さらに本発明の高張力冷延鋼板を自動車部品に適用した場合、塗装焼付け処理などにより降伏応力とともに引張強さも増加して安定した高い部品特性を得ることができ、使用する鋼板の板厚を、例えば2.0mm 厚から1.6 mm厚と、従来より１グレード低減することを可能とし、自動車車体の軽量化に充分に寄与することができるという効果もある。
本発明の鋼板は、引張強さ440MPa以上で歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板である。まず、本発明鋼板の組成限定理由について説明する。なお、質量％は、以下、単に％と記す。
本発明鋼板は、Al：0.02％以下、Ｎ：0.0050〜0.0250％を含み、かつＮ／Alが0.3 以上、固溶状態のＮを0.0010％以上含有する組成を有する。
本発明鋼板は、Al：0.02％以下、Ｎ：0.0050〜0.0250％を含み、かつＮ／Alが0.3 以上、固溶状態のＮを0.0010％以上含有する組成を有する。
Al：0.02％以下
Alは、脱酸剤として作用し鋼の清浄度を向上させるのに有効な元素であり、さらに鋼板の組織を微細化する元素でもあり、本発明では0.001 ％以上の含有が望ましい。一方、過剰のAl含有は、鋼板表面性状を悪化させ、さらに本発明の重要な構成要件である固溶状態のＮを減少させ、歪時効硬化現象に寄与する固溶Ｎの不足を生じ、製造条件がばらついた場合本発明の特徴である歪時効硬化特性にばらつきが生じやすくなる。このため、本発明では、Al含有量は0.02％以下と低く限定した。なお、材質安定性の観点からは、Alは0.015 ％以下とするのが好ましい。
Alは、脱酸剤として作用し鋼の清浄度を向上させるのに有効な元素であり、さらに鋼板の組織を微細化する元素でもあり、本発明では0.001 ％以上の含有が望ましい。一方、過剰のAl含有は、鋼板表面性状を悪化させ、さらに本発明の重要な構成要件である固溶状態のＮを減少させ、歪時効硬化現象に寄与する固溶Ｎの不足を生じ、製造条件がばらついた場合本発明の特徴である歪時効硬化特性にばらつきが生じやすくなる。このため、本発明では、Al含有量は0.02％以下と低く限定した。なお、材質安定性の観点からは、Alは0.015 ％以下とするのが好ましい。
Ｎ：0.0050〜0.0250％
Ｎは、固溶強化と歪時効硬化により鋼板の強度を増加させる元素であり、本発明において最も重要な元素である。また、Ｎには鋼の変態点を下げる働きもあり、Ｎの含有は薄物で変態点を大きく割り込んだ圧延が忌避される状況下での操業安定化にも有用である。本発明では、適量のＮを含有して、製造条件を制御することにより、冷延製品あるいはめっき製品で必要かつ十分な量の固溶状態のＮを確保し、それによって固溶強化と歪時効硬化での強度（ＹＳ、ＴＳ）上昇効果が十分に発揮され、ＴＳ440MPa以上、焼付け硬化量（ＢＨ量）80MPa 以上、歪時効処理前後での引張強さの増加量ΔＴＳ40MPa 以上という本発明鋼板の機械的性質要件を安定して満足することができる。
Ｎは、固溶強化と歪時効硬化により鋼板の強度を増加させる元素であり、本発明において最も重要な元素である。また、Ｎには鋼の変態点を下げる働きもあり、Ｎの含有は薄物で変態点を大きく割り込んだ圧延が忌避される状況下での操業安定化にも有用である。本発明では、適量のＮを含有して、製造条件を制御することにより、冷延製品あるいはめっき製品で必要かつ十分な量の固溶状態のＮを確保し、それによって固溶強化と歪時効硬化での強度（ＹＳ、ＴＳ）上昇効果が十分に発揮され、ＴＳ440MPa以上、焼付け硬化量（ＢＨ量）80MPa 以上、歪時効処理前後での引張強さの増加量ΔＴＳ40MPa 以上という本発明鋼板の機械的性質要件を安定して満足することができる。
Ｎが0.0050％未満では、上記の強度上昇効果が安定して現れにくい。一方、Ｎが0.0250％を超えると、鋼板の内部欠陥発生率が高くなるとともに、連続鋳造時のスラブ割れなどが多発するようになる。このため、Ｎは0.0050〜0.0250％の範囲とした。なお、製造工程全体を考慮した材質の安定性・歩留り向上の観点からは、Ｎは0.0070〜0.0170％の範囲とするのがより好ましい。なお、本発明範囲内のＮ量であれば、スポット溶接、アーク溶接等の溶接性への悪影響は全くない。
固溶状態のＮ：0.0010％以上
冷延製品で十分な強度が確保され、さらにＮによる歪時効硬化が十分に発揮されるには、鋼中に固溶状態のＮ（固溶Ｎともいう）が0.0010％以上の量（濃度）で存在する必要がある。
ここで、固溶Ｎ量は、鋼中の全Ｎ量から析出Ｎ量を差し引いて求めるものとする。なお、析出Ｎ量の分析法としては、本発明者らが種々の分析法を比較検討した結果によれば、定電位電解法を用いた電解抽出分析法により求めるのが有効である。なお抽出分析に用いる地鉄を溶解する方法として、酸分解法、ハロゲン法および電解法がある。この中で、電解法は炭化物、窒化物などの極めて不安定な析出物を分解させることなく、安定して地鉄のみを溶解できる。電解液としてはアセチルアセトン系を用いて、定電位にて電解する。本発明では定電位電解法を用いて析出Ｎ量を測定した結果が、実際の部品強度ともっともよい対応を示した。
冷延製品で十分な強度が確保され、さらにＮによる歪時効硬化が十分に発揮されるには、鋼中に固溶状態のＮ（固溶Ｎともいう）が0.0010％以上の量（濃度）で存在する必要がある。
ここで、固溶Ｎ量は、鋼中の全Ｎ量から析出Ｎ量を差し引いて求めるものとする。なお、析出Ｎ量の分析法としては、本発明者らが種々の分析法を比較検討した結果によれば、定電位電解法を用いた電解抽出分析法により求めるのが有効である。なお抽出分析に用いる地鉄を溶解する方法として、酸分解法、ハロゲン法および電解法がある。この中で、電解法は炭化物、窒化物などの極めて不安定な析出物を分解させることなく、安定して地鉄のみを溶解できる。電解液としてはアセチルアセトン系を用いて、定電位にて電解する。本発明では定電位電解法を用いて析出Ｎ量を測定した結果が、実際の部品強度ともっともよい対応を示した。
このようなことから、本発明では、定電位電解法により抽出した残渣を化学分析して残渣中のＮ量を求め、これを析出Ｎ量とする。
なお、より高いＢＨ量、ΔＴＳを得るためには、固溶Ｎ量は0.0020％以上、さらに高い値を得るためには、0.0030％以上、さらにより高い値を得るためには、0.0050％以上とするのが好ましい。
なお、より高いＢＨ量、ΔＴＳを得るためには、固溶Ｎ量は0.0020％以上、さらに高い値を得るためには、0.0030％以上、さらにより高い値を得るためには、0.0050％以上とするのが好ましい。
Ｎ／Al（Ｎ含有量とAl含有量の比）：0.3 以上
製品状態で、固溶Ｎを0.0010％以上安定させて残留させるためには、Ｎを強力に固定する元素であるAlの量を制限する必要がある。本発明の組成範囲内のＮ含有量とAl含有量の組合せを広範囲に変えた鋼板について検討した結果、冷延製品およびめっき製品での固溶Ｎを0.0010％以上とするには、Al量を0.02％以下と低く限定した場合、Ｎ／Alを0.3 以上とすることが必要であることがわかった。すなわち、Al含有量は（Ｎ含有量）／0.3 以下に制限される。
製品状態で、固溶Ｎを0.0010％以上安定させて残留させるためには、Ｎを強力に固定する元素であるAlの量を制限する必要がある。本発明の組成範囲内のＮ含有量とAl含有量の組合せを広範囲に変えた鋼板について検討した結果、冷延製品およびめっき製品での固溶Ｎを0.0010％以上とするには、Al量を0.02％以下と低く限定した場合、Ｎ／Alを0.3 以上とすることが必要であることがわかった。すなわち、Al含有量は（Ｎ含有量）／0.3 以下に制限される。
さらに、本発明鋼板は、平均結晶粒径10μｍ以下のフェライト相を面積率で50％以上含む組織を有する。本発明鋼板の組織について説明する。
フェライト相の面積率：50％以上
本発明の冷延鋼板は、高度な加工性が要求される自動車用鋼板等の使途を目的としており、延性を確保するために、フェライト相を面積率で50％以上含む、フェライト相を主相とする組織とする。フェライト相の面積率が50％未満では、高度な加工性が要求される自動車用鋼板として必要な延性を確保することが困難となる。なお、さらに良好な延性が要求される場合は、フェライト相の面積率は75％以上とするのが好ましい。なお、本発明でいうフェライトは、通常の意味のフェライト（ポリゴナルフェライト）のみならず、炭化物を含まないベイニティックフェライト、アシキュラーフェライトをも含むものとする。
フェライト相の面積率：50％以上
本発明の冷延鋼板は、高度な加工性が要求される自動車用鋼板等の使途を目的としており、延性を確保するために、フェライト相を面積率で50％以上含む、フェライト相を主相とする組織とする。フェライト相の面積率が50％未満では、高度な加工性が要求される自動車用鋼板として必要な延性を確保することが困難となる。なお、さらに良好な延性が要求される場合は、フェライト相の面積率は75％以上とするのが好ましい。なお、本発明でいうフェライトは、通常の意味のフェライト（ポリゴナルフェライト）のみならず、炭化物を含まないベイニティックフェライト、アシキュラーフェライトをも含むものとする。
なお、フェライト相以外の第２相は、とくに限定されないが、強度を高める観点からは、ベイナイト、マルテンサイトの単相あるいは混合相とするのが好ましい。また、第２相として、パーライトを主体とする組織としてもよい。なお、残留オーステナイトは、本発明鋼板の組成範囲であれば、面積率で概ね３％未満出現する場合がある。
フェライト相の平均結晶粒径：10μｍ以下
本発明では結晶粒径として、断面組織写真からＡＳＴＭに規定の求積法により算出した値と、断面組織写真からＡＳＴＭに規定の切断法により求めた公称粒径（例えば梅本ら：熱処理, 24（1984）, 334 参照）のうち、いずれか大きい方を採用する。
フェライト相の平均結晶粒径：10μｍ以下
本発明では結晶粒径として、断面組織写真からＡＳＴＭに規定の求積法により算出した値と、断面組織写真からＡＳＴＭに規定の切断法により求めた公称粒径（例えば梅本ら：熱処理, 24（1984）, 334 参照）のうち、いずれか大きい方を採用する。
本発明の冷延鋼板は、製品として所定量の固溶Ｎを確保しているが、本発明者らの実験・検討結果によれば、固溶Ｎ量を一定に保ってもフェライト相の平均結晶粒径が10μｍを超えると歪時効硬化特性に大きなばらつきが生じることが判明した。また、室温で保管した場合の機械的特性の劣化も顕著となる。この詳細な機構は現在のところ不明であるが、歪時効硬化特性のばらつきの原因の一つが結晶粒径にあり、結晶粒界への合金元素の偏析と析出、さらにはこれらに及ぼす加工、熱処理の影響に関係するものと推定される。したがって、歪時効硬化特性の安定化を図るには、フェライト相の平均結晶粒径を10μｍ以下とする必要がある。なお、ＢＨ量およびΔＴＳ量のさらなる増加を、安定して得るためにはフェライトの平均結晶粒径は８μｍ以下とするのが好ましい。
上記した組成と組織を有する本発明の冷延鋼板は、引張強さＴＳが440MPa以上で、歪時効硬化特性に優れた冷延鋼板である。
ＴＳが440MPaを下回る鋼板では、構造部材的な要素をもつ部材に広く適用することができない。また、さらに適用範囲を拡げるにはＴＳは500MPa以上とするのが望ましい。
本発明において、「歪時効硬化特性に優れた」とは、上記したように、引張歪５％の予変形後、170 ℃の温度に20min 保持する条件で時効処理したとき、この時効処理前後の変形応力増加量（ＢＨ量と記す；ＢＨ量＝時効処理後の降伏応力−時効処理前の予変形応力）が80MPa 以上であり、かつ歪時効処理（前記予変形＋前記時効処理）前後の引張強さ増加量（ΔＴＳと記す；ΔＴＳ＝時効処理後の引張強さ−予変形前の引張強さ）が40MPa 以上であることを意味する。
ＴＳが440MPaを下回る鋼板では、構造部材的な要素をもつ部材に広く適用することができない。また、さらに適用範囲を拡げるにはＴＳは500MPa以上とするのが望ましい。
本発明において、「歪時効硬化特性に優れた」とは、上記したように、引張歪５％の予変形後、170 ℃の温度に20min 保持する条件で時効処理したとき、この時効処理前後の変形応力増加量（ＢＨ量と記す；ＢＨ量＝時効処理後の降伏応力−時効処理前の予変形応力）が80MPa 以上であり、かつ歪時効処理（前記予変形＋前記時効処理）前後の引張強さ増加量（ΔＴＳと記す；ΔＴＳ＝時効処理後の引張強さ−予変形前の引張強さ）が40MPa 以上であることを意味する。
歪時効硬化特性を規定する場合、予歪（予変形）量が重要な因子となる。本発明者らは、自動車用鋼板に適用される変形様式を想定して、歪時効硬化特性に及ぼす予歪量の影響について調査し、その結果、（ｉ）前記変形様式における変形応力は、極めて深い絞り加工の場合を除き、概ね１軸相当歪（引張歪）量で整理できること、（ii）実部品ではこの１軸相当歪量が概ね５％を上回っていること、（iii ）部品強度が、予歪５％の歪時効処理後に得られる強度（ＹＳおよびＴＳ）と良く対応することを突き止めた。この知見をもとに、本発明では、歪時効処理の予変形を引張歪５％に定めた。
従来の塗装焼付け処理条件は、170 ℃×20min が標準として採用されている。なお、一般に、硬化量を稼ぐには、過度の時効で軟化させない限りにおいて、より高温で、より長時間保持することが有利であるとされるが、多量の固溶Ｎを含む本発明鋼板に５％以上の歪が加わる場合は、より緩やかな（低温側の）処理でも硬化が達成され、言い換えれば時効条件をより幅広くとることが可能である。
具体的に述べると、本発明鋼板では、予変形後に硬化が顕著となる加熱温度の下限は概ね100 ℃である。一方、加熱温度が300 ℃を超えると硬化が頭打ちとなり、逆にやや軟化する傾向が現れるほか、熱歪やテンパーカラーの発生が目立つようになる。また、保持時間については、加熱温度200 ℃程度のとき概ね30ｓ程度以上とすれば略十分な硬化が達成される。さらに大きな安定した硬化を得るには保持時間60ｓ以上とするのが好ましい。しかし、20min を超える保持では、さらなる硬化を望みえないばかりか、生産効率も著しく低下して実用面では不利である。
以上のことから、本発明では、時効処理条件として従来の塗装焼付処理条件の加熱温度である170 ℃、保持時間を20min で評価すると定めた。従来の塗装焼付け型鋼板では十分な硬化が達成されない低温加熱・短時間保持の時効処理条件下でも、本発明鋼板では大きな硬化が安定的に達成される。なお、加熱の仕方はとくに制限されず、通常の塗装焼付けに採用されている炉による雰囲気加熱のほか、たとえば誘導加熱や、無酸化炎、レーザ、プラズマなどによる加熱などのいずれも好ましく用いうる。
自動車用の部品強度は外部からの複雑な応力負荷に抗しうる必要があり、それゆえ素材鋼板では小さな歪域での強度特性だけでなく大きな歪域での強度特性も重要となる。本発明者らはこの点に鑑み、自動車部品の素材となすべき本発明鋼板のＢＨ量を80MPa 以上とするとともに、ΔＴＳ量を40MPa 以上とする。なお、より好ましくは、ＢＨ量100MPa以上、ΔＴＳ50MPa 以上とする。ＢＨ量とΔＴＳ量をより大きくするには、時効処理の際の加熱温度をより高温側に、および／または、保持時間をより長時間側に、設定すればよい。
また、本発明鋼板は、成形加工されない状態では、室温で１年程度の長時間放置されても時効劣化（ＹＳが増加しかつＥｌ（伸び）が減少する現象）が極めて起こりにくいという、従来にない利点が備わっている。
ところで、本発明の効果は製品板厚が比較的厚い場合でも発揮されうるが、製品板厚が3.2mm を超える場合には、冷延板焼鈍工程で必要十分な冷却速度を確保することができず、連続焼鈍時に歪時効が生じ、製品として目標とする歪時効硬化特性が得にくくなる。したがって、本発明鋼板の板厚は3.2 mm以下とするのが好ましい。
ところで、本発明の効果は製品板厚が比較的厚い場合でも発揮されうるが、製品板厚が3.2mm を超える場合には、冷延板焼鈍工程で必要十分な冷却速度を確保することができず、連続焼鈍時に歪時効が生じ、製品として目標とする歪時効硬化特性が得にくくなる。したがって、本発明鋼板の板厚は3.2 mm以下とするのが好ましい。
また、本発明では、上記した本発明冷延鋼板の表面に電気めっきまたは溶融めっきを施しても何ら問題はない。これらめっき鋼板も、めっき前と同程度のＴＳ、ＢＨ量、ΔＴＳ量を示す。めっきの種類としては、電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、電気錫めっき、電気クロムめっき、電気ニッケルめっき等、いずれも好ましく適用しうる。
本発明鋼板では、上記したAl、Ｎ以外の化学成分は、要求特性に応じ適宜選択できる。
第１の好適態様の鋼板は、前記組成を、前記したAl：0.02％以下、Ｎ：0.0050〜0.0250％を含み、かつＮ／Alが0.3 以上、固溶状態のＮを0.0010％以上含有する組成に加え、さらにＣ：0.15％以下、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.02％以下含有し、あるいはさらに、次ａ群〜ｄ群
ａ群：Cu、Ni、Cr、Moの１種または２種以上を合計で1.0 ％以下
ｂ群：Nb、Ti、Ｖの１種または２種以上を合計で0.1 ％以下
ｃ群：Ｂを0.0030％以下
ｄ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.010 ％
の１群または２群以上を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、平均結晶粒径10μｍ以下のフェライト相を面積率で50％以上含む組織とを有する鋼板である。
第１の好適態様の鋼板は、前記組成を、前記したAl：0.02％以下、Ｎ：0.0050〜0.0250％を含み、かつＮ／Alが0.3 以上、固溶状態のＮを0.0010％以上含有する組成に加え、さらにＣ：0.15％以下、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.02％以下含有し、あるいはさらに、次ａ群〜ｄ群
ａ群：Cu、Ni、Cr、Moの１種または２種以上を合計で1.0 ％以下
ｂ群：Nb、Ti、Ｖの１種または２種以上を合計で0.1 ％以下
ｃ群：Ｂを0.0030％以下
ｄ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.010 ％
の１群または２群以上を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、平均結晶粒径10μｍ以下のフェライト相を面積率で50％以上含む組織とを有する鋼板である。
上記した第１の好適態様である鋼板のAl、Ｎ以外の組成限定理由について、説明する。組織限定の理由は上記した理由と同様である。
Ｃ：0.15％以下
Ｃは、鋼板の強度を増加する元素であり、また本発明の重要な構成要件であるフェライトの平均粒径10μm 以下を達成するため、さらに所望の強度を確保するという観点から、0.005 ％以上含有するのが好ましい。なお、より好ましくは、0.03％以上である。一方、0.15％を超えると、鋼板中の炭化物分率が過大となり、延性が顕著に低下し成形性が劣化するうえ、さらにスポット溶接性、アーク溶接性などが顕著に低下する。このような成形性および溶接性の観点からＣは0.15％以下に限定した。なお、好ましくは0.10％以下、さらに良好な延性が要求される用途では0.08％以下とするのが好ましい。
Ｃ：0.15％以下
Ｃは、鋼板の強度を増加する元素であり、また本発明の重要な構成要件であるフェライトの平均粒径10μm 以下を達成するため、さらに所望の強度を確保するという観点から、0.005 ％以上含有するのが好ましい。なお、より好ましくは、0.03％以上である。一方、0.15％を超えると、鋼板中の炭化物分率が過大となり、延性が顕著に低下し成形性が劣化するうえ、さらにスポット溶接性、アーク溶接性などが顕著に低下する。このような成形性および溶接性の観点からＣは0.15％以下に限定した。なお、好ましくは0.10％以下、さらに良好な延性が要求される用途では0.08％以下とするのが好ましい。
Si：2.0 ％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な元素であり、0.1 ％以上含有するのが好ましい。一方、Siは、熱間圧延時に変態点を大きく上昇させて品質、形状の確保を困難にしたり、あるいはまた表面性状、化成処理性など鋼板表面の美麗性に悪影響を与える元素であり、本発明では2.0 ％以下に限定した。Siが2.0 ％以下であれば、併合添加するMnの量を調整することで変態点の顕著な上昇を抑制することができ、良好な表面性状も確保できる。なお、引張強さＴＳ500MPa超級高張力鋼板で、高延性を確保したい場合には、強度と延性のバランスの観点から、Siを0.3 ％以上含有するのがより好ましい。
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な元素であり、0.1 ％以上含有するのが好ましい。一方、Siは、熱間圧延時に変態点を大きく上昇させて品質、形状の確保を困難にしたり、あるいはまた表面性状、化成処理性など鋼板表面の美麗性に悪影響を与える元素であり、本発明では2.0 ％以下に限定した。Siが2.0 ％以下であれば、併合添加するMnの量を調整することで変態点の顕著な上昇を抑制することができ、良好な表面性状も確保できる。なお、引張強さＴＳ500MPa超級高張力鋼板で、高延性を確保したい場合には、強度と延性のバランスの観点から、Siを0.3 ％以上含有するのがより好ましい。
Mn：3.0 ％以下
Mnは、Ｓによる熱間割れを防止する有効な元素であり、含有するＳ量に応じて添加するのが好ましく、またMnは本発明の重要な構成要件である結晶粒の微細化に対して大きな効果があり、積極的に添加して材質改善に利用するのが好ましい。Ｓを安定して固定する観点からは、Mnは0.2 ％以上含有するのが好ましい。
Mnは、Ｓによる熱間割れを防止する有効な元素であり、含有するＳ量に応じて添加するのが好ましく、またMnは本発明の重要な構成要件である結晶粒の微細化に対して大きな効果があり、積極的に添加して材質改善に利用するのが好ましい。Ｓを安定して固定する観点からは、Mnは0.2 ％以上含有するのが好ましい。
また、Mnは鋼板強度を増加させる元素であり、ＴＳ500MPa超の強度要求に対しては、1.2 ％以上含有するのが好ましい。なお、強度を安定して確保する観点からより好ましくは1.5 ％以上である。Mn含有量をこのレベルまで高めると、熱延条件を含め製造条件の変動に対する鋼板の機械的性質、および歪時効硬化特性のばらつきが小さくなり、品質安定化に効果的である。
また、Mnは熱間圧延時に変態点を下げる働きがあり、Siとともに含有することにより、Si含有による変態点の上昇を相殺することができる。とくに板厚が薄い製品では、変態点の変動によって品質・形状が敏感に変わるため、MnとSiの含有量を厳密にバランスさせることが肝腎となる。このようなことから、Mn/Si は3.0 以上とするのがより好ましい。
一方、Mnを3.0 ％を超えて多量に含有すると、鋼板の熱間変形抵抗が増加する傾向となるうえ、スポット溶接性、および溶接部の成形性が劣化する傾向となり、さらに、フェライトの生成が抑制されるため、延性が顕著に低下する傾向となる。このため、Mnは3.0 ％以下に限定した。なお、より良好な耐食性と成形性が要求される用途では、Mnは2.5 ％以下とするのが望ましい。
一方、Mnを3.0 ％を超えて多量に含有すると、鋼板の熱間変形抵抗が増加する傾向となるうえ、スポット溶接性、および溶接部の成形性が劣化する傾向となり、さらに、フェライトの生成が抑制されるため、延性が顕著に低下する傾向となる。このため、Mnは3.0 ％以下に限定した。なお、より良好な耐食性と成形性が要求される用途では、Mnは2.5 ％以下とするのが望ましい。
Ｐ：0.02％以下
Ｐは、鋼の固溶強化元素として有用な元素であり、この観点からは0.001 ％以上の含有が望ましいが、過剰に含有すると鋼を脆化させ、さらに鋼板の伸びフランジ加工性を低下させる。また、Ｐは鋼中で偏析する傾向が強いためそれに起因した溶接部の脆化をもたらす。このため、Ｐは溶接部靱性の観点から0.02％以下に限定した。
Ｐは、鋼の固溶強化元素として有用な元素であり、この観点からは0.001 ％以上の含有が望ましいが、過剰に含有すると鋼を脆化させ、さらに鋼板の伸びフランジ加工性を低下させる。また、Ｐは鋼中で偏析する傾向が強いためそれに起因した溶接部の脆化をもたらす。このため、Ｐは溶接部靱性の観点から0.02％以下に限定した。
Ｓ：0.02％以下
Ｓは、鋼板中では介在物として存在し、鋼板の延性、さらには耐食性の劣化をもたらす元素であり、本発明ではＳは0.02％以下に限定した。なお、特に良好な加工性 (特に、伸びフランジ性、 穴拡げ性）が要求される用途においては、0.015 ％以下とするのが好ましい。さらに伸びフランジ性の要求レベルが高い場合は、Ｓは0.008 ％以下とするのが好ましい。また、歪時効硬化特性を安定して高レベルに維持するためには、詳細な機構は不明であるが、Ｓを0.008 ％以下まで低減するのが好ましい。
Ｓは、鋼板中では介在物として存在し、鋼板の延性、さらには耐食性の劣化をもたらす元素であり、本発明ではＳは0.02％以下に限定した。なお、特に良好な加工性 (特に、伸びフランジ性、 穴拡げ性）が要求される用途においては、0.015 ％以下とするのが好ましい。さらに伸びフランジ性の要求レベルが高い場合は、Ｓは0.008 ％以下とするのが好ましい。また、歪時効硬化特性を安定して高レベルに維持するためには、詳細な機構は不明であるが、Ｓを0.008 ％以下まで低減するのが好ましい。
本発明鋼板の第１の好適態様では、上記した組成に加えてさらに、次ａ群〜ｄ群
ａ群：Cu、Ni、Cr、Moの１種または２種以上を合計で1.0 ％以下
ｂ群：Nb、Ti、Ｖの１種または２種以上を合計で0.1 ％以下
ｃ群：Ｂを0.0030％以下
ｄ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.010 ％
の１群または２群以上を含有するのが好ましい。
ａ群：Cu、Ni、Cr、Moの１種または２種以上を合計で1.0 ％以下
ｂ群：Nb、Ti、Ｖの１種または２種以上を合計で0.1 ％以下
ｃ群：Ｂを0.0030％以下
ｄ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.010 ％
の１群または２群以上を含有するのが好ましい。
ａ群の元素：Cu、Ni、Cr、Moは、いずれも鋼板の強度上昇に寄与する元素であり、この効果を得るにはおのおのCu：0.01％以上、Ni：0.01％以上、Cr：0.01％以上、Mo：0.01％以上とすることが好ましく、必要に応じ選択して単独または複合して含有できる。しかし、含有量が多すぎると熱間変形抵抗が増加し、あるいは化成処理性や広義の表面処理特性が悪化するうえ、溶接部が硬化し溶接部成形性が低下する。このため、ａ群の元素は合計で1.0 ％以下とするのが好ましい。
ｂ群の元素：Nb、Ti、Ｖは、いずれも結晶粒の微細化・均一化に寄与する元素であり、この効果を得るにはおのおのNb：0.002 ％以上、Ti：0.002 ％以上、Ｖ：0.002 ％以上とすることが好ましく、必要に応じ選択して単独または複合して含有できる。しかし、含有量が多すぎると、熱間変形抵抗が増加し、化成処理性や広義の表面処理特性が悪化する。このため、ｂ群の元素は合計で0.1 ％以下とするのが好ましい。
ｃ群の元素：Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる効果を有する元素であり、フェライト相以外の低温変態相の分率を増加させて、鋼の強度を増加させる目的で必要に応じ含有することができる。この効果を得るにはＢ：0.0002％以上で含有することが好ましい。しかし、量が多すぎると熱間変形能が低下し、BNを生成することで固溶Ｎを低減させる。このため、Ｂは0.0030％以下とするが好ましい。
ｄ群の元素：Ca、REM は、いずれも介在物の形態制御に役立つ元素であり、特に伸びフランジ成形性の要求がある場合には、単独または複合して含有するのが好ましい。その場合、ｄ群の元素の合計で、0.0010％未満では介在物の形態制御効果が不足し、一方、0.010 ％を超えると表面欠陥の発生が目立つようになる。このため、ｄ群の元素は合計で0.0010〜0.010 ％の範囲に限定するのが好ましい。
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、Ｏ：0.0050％以下などが許容される。
上記した組成と組織を有する本発明の冷延鋼板は、引張強さＴＳが440MPa以上で、歪時効硬化特性に優れた冷延鋼板である。
つぎに、本発明鋼板の第２の好適態様について説明する。
上記した組成と組織を有する本発明の冷延鋼板は、引張強さＴＳが440MPa以上で、歪時効硬化特性に優れた冷延鋼板である。
つぎに、本発明鋼板の第２の好適態様について説明する。
第２の好適態様の鋼板は、前記組成を、前記したAl：0.02％以下、Ｎ：0.0050〜0.0250％を含み、かつＮ／Alが0.3 以上、固溶状態のＮを0.0010％以上含有する組成に加え、さらに、Ｃ：0.15％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｓ：0.02％以下を含有し、さらにMo：0.05〜1.0 ％、Cr：0.05〜1.0 ％のうちの１種または２種を含有し、あるいはさらに、次ｊ群〜ｍ群
ｊ群：Si：0.05〜1.5 ％、Ｂ：0.0003〜0.01％の１種または２種
ｋ群：Nb：0.01〜0.1 ％、Ti：0.01〜0.2 ％、Ｖ：0.01〜0.2 ％の１種または２種以 上
ｌ群：Cu：0.05〜1.5 ％、Ni：0.05〜1.5 ％の１種または２種
ｍ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.010 ％
のうちの１群または２群以上を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、前記組織が、平均結晶粒径10μｍ以下のフェライト相を面積率で50％以上含み、さらにマルテンサイト相を面積率で３％以上含む組織であって、歪時効硬化性特性に優れるとともに、加工性、耐衝撃特性に優れることを特徴とする鋼板である。
ｊ群：Si：0.05〜1.5 ％、Ｂ：0.0003〜0.01％の１種または２種
ｋ群：Nb：0.01〜0.1 ％、Ti：0.01〜0.2 ％、Ｖ：0.01〜0.2 ％の１種または２種以 上
ｌ群：Cu：0.05〜1.5 ％、Ni：0.05〜1.5 ％の１種または２種
ｍ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.010 ％
のうちの１群または２群以上を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、前記組織が、平均結晶粒径10μｍ以下のフェライト相を面積率で50％以上含み、さらにマルテンサイト相を面積率で３％以上含む組織であって、歪時効硬化性特性に優れるとともに、加工性、耐衝撃特性に優れることを特徴とする鋼板である。
第２の好適態様の鋼板のAl、Ｎ以外の組成限定理由について説明する。
Ｃ：0.15％以下
Ｃは、鋼板の強度を増加する元素であり、また、本発明の重要な構成要件であるフェライトの平均粒径10μm 以下を達成するため、さらに所望の強度を確保し、第２相としてマルテンサイト相を形成するという観点から、0.005 ％以上含有するのが好ましい。なお、より好ましくは0.03％以上である。一方、0.15％を超えると、鋼板中の炭化物分率が過大となり、延性が顕著に低下し成形性が劣化し、マルテンサイト変態温度が低下するうえ、さらにスポット溶接性、アーク溶接性などが顕著に低下する。このような成形性、溶接性および微視組織調整の観点からＣは0.15％以下に限定した。なお、好ましくは0.10％以下、さらに良好な延性が要求される用途では0.08％以下とするのが好ましい。
Ｃ：0.15％以下
Ｃは、鋼板の強度を増加する元素であり、また、本発明の重要な構成要件であるフェライトの平均粒径10μm 以下を達成するため、さらに所望の強度を確保し、第２相としてマルテンサイト相を形成するという観点から、0.005 ％以上含有するのが好ましい。なお、より好ましくは0.03％以上である。一方、0.15％を超えると、鋼板中の炭化物分率が過大となり、延性が顕著に低下し成形性が劣化し、マルテンサイト変態温度が低下するうえ、さらにスポット溶接性、アーク溶接性などが顕著に低下する。このような成形性、溶接性および微視組織調整の観点からＣは0.15％以下に限定した。なお、好ましくは0.10％以下、さらに良好な延性が要求される用途では0.08％以下とするのが好ましい。
Mn：3.0 ％以下
Mnは、Ｓによる熱間割れを防止する有効な元素であり、含有するＳ量に応じて添加するのが好ましく、またMnは本発明の重要な構成要件である結晶粒の微細化に対し大きな効果があり、積極的に添加して材質改善に利用するのが好ましい。また、Mnは焼入れ性を向上する元素であり、第２相としてマルテンサイト相を安定して形成するという観点からは積極的に添加するのが好ましい。Ｓの固定、およびマルテンサイト相の形成という観点からは、Mnは0.2 ％以上含有するのが好ましい。
Mnは、Ｓによる熱間割れを防止する有効な元素であり、含有するＳ量に応じて添加するのが好ましく、またMnは本発明の重要な構成要件である結晶粒の微細化に対し大きな効果があり、積極的に添加して材質改善に利用するのが好ましい。また、Mnは焼入れ性を向上する元素であり、第２相としてマルテンサイト相を安定して形成するという観点からは積極的に添加するのが好ましい。Ｓの固定、およびマルテンサイト相の形成という観点からは、Mnは0.2 ％以上含有するのが好ましい。
また、Mnは鋼板強度を増加させる元素であり、ＴＳ500MPa超の強度要求に対しては、1.2 ％以上含有するのが好ましい。なお、強度を安定して得る観点から、より好ましくは1.5 ％以上である。さらに、Mn含有量をこのレベルまで高めると、熱延条件を含め製造条件の変動に対する鋼板の機械的性質、および歪時効硬化特性のばらつきが小さくなり、品質安定化に効果的である。
一方、Mnを3.0 ％を超えて多量に含有すると、鋼板の熱間変形抵抗が増加する傾向となるうえ、スポット溶接性、および溶接部の成形性が劣化する傾向となり、さらに、フェライトの生成が抑制されるため、延性が顕著に低下する傾向となる。このため、Mnは3.0 ％以下に限定した。なお、より良好な耐食性と成形性が要求される用途では、Mnは2.5 ％以下とするのが望ましい。
Ｓ：0.02％以下
Ｓは、鋼板中では介在物として存在し、鋼板の延性、さらには耐食性の劣化をもたらす元素であり、本発明ではＳは0.02％以下に限定した。なお、特に良好な加工性（特に伸びフランジ性、穴拡げ性）が要求される用途においては、0.015 ％以下とするのが好ましい。さらに伸びフランジ性の要求レベルが高い場合は、Ｓは0.008 ％以下とするのが好ましい。また、歪時効硬化特性を安定して高レベルに維持するためには、詳細な機構は不明であるが、Ｓを0.008 ％以下まで低減するのが好ましい。
Ｓは、鋼板中では介在物として存在し、鋼板の延性、さらには耐食性の劣化をもたらす元素であり、本発明ではＳは0.02％以下に限定した。なお、特に良好な加工性（特に伸びフランジ性、穴拡げ性）が要求される用途においては、0.015 ％以下とするのが好ましい。さらに伸びフランジ性の要求レベルが高い場合は、Ｓは0.008 ％以下とするのが好ましい。また、歪時効硬化特性を安定して高レベルに維持するためには、詳細な機構は不明であるが、Ｓを0.008 ％以下まで低減するのが好ましい。
Mo：0.05〜1.0 ％、Cr：0.05〜1.0 ％のうちの１種または２種
Mo、Crは、いずれも鋼板の強度上昇に寄与し、さらに鋼の焼入れ性を向上させ、第２相としてマルテンサイト相を生成しやすくする元素であり、単独または複合して含有する。とくに、Mo、Crはマルテンサイト相を微細に分散する作用を有し、降伏強さを低下させ低降伏比を容易に実現させるという効果を有する。このような効果は、Mo、Crとも0.05％以上の含有で認められる。一方、Moを1.0 ％超えて含有すると、加工性、表面処理性が低下するうえ、製造コストが上昇し経済的に不利となる。また、Crを1.0 ％超えて含有すると、めっき濡れ性が低下する。このため、Moは0.05〜1.0 ％、Crは0.05〜1.0 ％に限定するのが好ましい。
Mo、Crは、いずれも鋼板の強度上昇に寄与し、さらに鋼の焼入れ性を向上させ、第２相としてマルテンサイト相を生成しやすくする元素であり、単独または複合して含有する。とくに、Mo、Crはマルテンサイト相を微細に分散する作用を有し、降伏強さを低下させ低降伏比を容易に実現させるという効果を有する。このような効果は、Mo、Crとも0.05％以上の含有で認められる。一方、Moを1.0 ％超えて含有すると、加工性、表面処理性が低下するうえ、製造コストが上昇し経済的に不利となる。また、Crを1.0 ％超えて含有すると、めっき濡れ性が低下する。このため、Moは0.05〜1.0 ％、Crは0.05〜1.0 ％に限定するのが好ましい。
本発明の第２の好適態様の鋼板においては、上記した組成に加えてさらに、次ｊ群〜ｍ群
ｊ群：Si：0.05〜1.5 ％、Ｂ：0.0003〜0.01％の１種または２種
ｋ群：Nb：0.01〜0.1 ％、Ti：0.01〜0.2 ％、Ｖ：0.01〜0.2 ％の１種または２種以 上
ｌ群：Cu：0.05〜1.5 ％、Ni：0.05〜1.5 ％の１種または２種
ｍ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.010 ％
の１群または２群以上を含有するのが好ましい。
ｊ群：Si：0.05〜1.5 ％、Ｂ：0.0003〜0.01％の１種または２種
ｋ群：Nb：0.01〜0.1 ％、Ti：0.01〜0.2 ％、Ｖ：0.01〜0.2 ％の１種または２種以 上
ｌ群：Cu：0.05〜1.5 ％、Ni：0.05〜1.5 ％の１種または２種
ｍ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.010 ％
の１群または２群以上を含有するのが好ましい。
ｊ群の元素：Si、Ｂは、いずれも焼入れ性を向上させてマルテンサイト相を形成するのに有効な元素であり、また、延性やｒ値を向上させ加工性を改善するのに有効な元素であり、必要に応じ単独または複合して含有できる。このような効果は、第２の好適態様においてはおのおのSiが0.05％以上、Ｂが0.0003％以上の含有で認められる。一方、おのおのSiを1.5 ％、Ｂを0.01％超えて含有すると、靱性、溶接性、加工性等が低下する。このため、Siは0.05〜1.5 ％、Ｂは0.0003〜0.01％に限定するのが好ましい。
ｋ群の元素：Nb、Ti、Ｖは、いずれも結晶粒の微細化・均一化に寄与する元素であり、必要に応じ選択して単独または複合して含有できる。このような効果は、第２の好適態様においては、おのおのNb：0.01％以上、Ti：0.01％以上、Ｖ：0.01％以上の含有で認められるが、おのおのNb：0.1 ％、Ti：0.2 ％、Ｖ：0.2 ％を超える含有は、熱間変形抵抗を増加させ、また化成処理性や広義の表面処理特性を悪化させる。このため、Nb：0.01〜0.1 ％、Ti：0.01〜0.2 ％、Ｖ：0.01〜0.2 ％におのおの限定するのが好ましい。
ｌ群の元素：Cu、Niは、いずれも、焼入れ性を向上し、鋼板の強度上昇に寄与する元素であり、必要に応じ選択して単独または複合して含有できる。このような効果は、第２の好適態様においては、おのおのCu：0.05％以上、Ni：0.05％以上の含有で認められる。しかし、おのおのCu：1.5 ％、Ni：1.5 ％を超えて含有すると、熱間変形抵抗が増加し、あるいは化成処理性や広義の表面処理特性が悪化するうえ、溶接部が硬化し溶接部成形性が劣化する。このため、おのおのCu：0.05〜1.5 ％、Ni：0.05〜1.5 ％に限定するのが好ましい。
ｍ群の元素：Ca、REM は、いずれも介在物の形態制御に役立つ元素であり、特に伸びフランジ成形性の要求がある場合には、単独または複合して含有するのが好ましい。その場合、ｄ群の元素の合計で、0.0010％未満では介在物の形態制御効果が不足し、一方、0.010 ％を超えると表面欠陥の発生が目立つようになる。このため、ｍ群の元素は合計で0.0010〜0.010 ％の範囲に限定するのが好ましい。
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。不可避不純物としては、Ｏ：0.0050％以下などが許容できる。
次に、本発明の第２の好適態様の鋼板の組織について説明する。
本発明の第２の好適態様の鋼板の組織は、平均結晶粒径10μm 以下のフェライト相を主相として面積率で50％以上含み、第２相としてマルテンサイト相を面積率で３％以上含む微視組織である。
次に、本発明の第２の好適態様の鋼板の組織について説明する。
本発明の第２の好適態様の鋼板の組織は、平均結晶粒径10μm 以下のフェライト相を主相として面積率で50％以上含み、第２相としてマルテンサイト相を面積率で３％以上含む微視組織である。
フェライト相を面積率で50％以上含むことにより、第１の好適態様と同様に、高度な加工性が要求される自動車用鋼板として必要な延性を確保することができる。なお、さらに良好な延性が要求される場合は、フェライト相の面積率は75％以上とするのが好ましい。なお、フェライト相の面積率が97％を超えると、複合組織としての効果が期待できなくなる。第２相としてのマルテンサイト相は、主相であるフェライト相の主として粒界に分散して存在する。マルテンサイトは硬質相であり、組織強化により鋼板強度を増加させる作用を有する。さらに、変態時に可動転位の発生を伴うため、延性向上や、鋼板の降伏比を低下させる作用を有する。これらの効果は、マルテンサイト相が面積率で３％以上存在したときに顕著となる。なお、30％を超えて存在すると、延性の低下という問題がある。このため、第２相としてのマルテンサイト相は面積率で３％以上、好ましくは30％以下、より好ましくは20％以下とする。なお、第２相としては、このような量のマルテンサイト以外に、ベイナイトを10％以下含有してもなんら問題はない。
また、フェライト相の平均結晶粒径は、第１の好適態様と同様に歪時効硬化特性の安定化を図るため10μm 以下とする。
上記した組成と組織を有する本発明の第２の好適態様の鋼板は、引張強さＴＳが440MPa以上で、歪時効硬化特性に優れるとともに、加工性、および耐衝撃特性に優れた高張力冷延鋼板となる。
上記した組成と組織を有する本発明の第２の好適態様の鋼板は、引張強さＴＳが440MPa以上で、歪時効硬化特性に優れるとともに、加工性、および耐衝撃特性に優れた高張力冷延鋼板となる。
次に、本発明鋼板の製造方法について説明する。
本発明鋼板は、基本的に、上記した範囲内の組成を有する、すなわち、Al：0.02％以下、Ｎ：0.0050〜0.0250％を含み、かつＮ／Alが0.3 以上である組成を有する鋼スラブを、スラブ加熱温度：1000℃以上に加熱し、粗圧延してシートバーとし、該シートバーに仕上圧延出側温度：800 ℃以上とする仕上圧延を施し、巻取温度： 750℃以下で巻き取り熱延板とする熱間圧延工程と、該熱延板に酸洗および冷間圧延を行い冷延板とする冷間圧延工程と、該冷延板に所定の温度で所定の時間保持する焼鈍を行い、ついで所定の冷却速度で冷却を行う冷延板焼鈍工程とを、順次施すことにより製造される。
本発明鋼板は、基本的に、上記した範囲内の組成を有する、すなわち、Al：0.02％以下、Ｎ：0.0050〜0.0250％を含み、かつＮ／Alが0.3 以上である組成を有する鋼スラブを、スラブ加熱温度：1000℃以上に加熱し、粗圧延してシートバーとし、該シートバーに仕上圧延出側温度：800 ℃以上とする仕上圧延を施し、巻取温度： 750℃以下で巻き取り熱延板とする熱間圧延工程と、該熱延板に酸洗および冷間圧延を行い冷延板とする冷間圧延工程と、該冷延板に所定の温度で所定の時間保持する焼鈍を行い、ついで所定の冷却速度で冷却を行う冷延板焼鈍工程とを、順次施すことにより製造される。
本発明の製造方法で使用するスラブは、成分のマクロな偏析を防止すべく連続鋳造法で製造することが望ましいが、造塊法、薄スラブ連鋳法で製造してもよい。また、スラブを製造後いったん室温まで冷却して再度加熱する通常プロセスのほか、冷却せず温片のままで加熱炉に挿入したのち圧延する直送圧延、あるいは僅かの保熱を行った後に直ちに圧延する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。とくに、固溶状態のＮを有効に確保するには、Ｎの析出が遅延する直送圧延は有用な技術の一つである。
まず、熱間圧延工程条件の限定理由について説明する。
スラブ加熱温度：1000℃以上
スラブ加熱温度は、初期状態として、必要かつ十分な固溶Ｎ量を確保し、製品での固溶Ｎ量の目標値（0.0010％以上）を満たすために、1000℃以上とするのが好ましい。なお、酸化重量の増加に伴うロスの増大を避ける観点から、スラブ加熱温度は1280℃以下とするのが好ましい。
スラブ加熱温度：1000℃以上
スラブ加熱温度は、初期状態として、必要かつ十分な固溶Ｎ量を確保し、製品での固溶Ｎ量の目標値（0.0010％以上）を満たすために、1000℃以上とするのが好ましい。なお、酸化重量の増加に伴うロスの増大を避ける観点から、スラブ加熱温度は1280℃以下とするのが好ましい。
上記した条件で加熱されたスラブは、粗圧延によりシートバーとされる。なお、粗圧延の条件はとくに規定する必要はなく、常法にしたがって行えばよい。しかし、固溶Ｎ量の確保という観点からはできるだけ短時間での処理とするのが望ましい。
ついで、シートバーを仕上圧延して熱延板とする。
なお、本発明では、粗圧延と仕上圧延の間で、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ことが好ましい。接合手段としては、圧接法、レーザ溶接法、電子ビーム溶接法などを用いるのが好ましい。
ついで、シートバーを仕上圧延して熱延板とする。
なお、本発明では、粗圧延と仕上圧延の間で、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ことが好ましい。接合手段としては、圧接法、レーザ溶接法、電子ビーム溶接法などを用いるのが好ましい。
これにより、仕上圧延およびその後の冷却において形状の乱れを生じやすい非定常部（被処理材の先端部および後端部）の存在割合が減少し、安定圧延長さ（同一条件で圧延できる連続長さ）および安定冷却長さ（張力をかけたまま冷却できる連続長さ）が延長して、製品の形状・寸法精度および歩留りが向上する。
また、従来のシートバー毎の単発圧延では通板性や噛込み性等の問題により実施が難しかった薄物・広幅に対する潤滑圧延が容易に実施できるようになり、圧延荷重およびロール面圧が低減してロールの寿命が延長する。
また、従来のシートバー毎の単発圧延では通板性や噛込み性等の問題により実施が難しかった薄物・広幅に対する潤滑圧延が容易に実施できるようになり、圧延荷重およびロール面圧が低減してロールの寿命が延長する。
また、本発明では、粗圧延と仕上圧延の間で、シートバーの幅端部を加熱するシートバーエッジヒータ、シートバーの長さ端部を加熱するシートバーヒータのいずれか一方または両方を使用して、シートバーの幅方向および長手方向の温度分布を均一化することが好ましい。これにより、鋼板内の材質ばらつきをさらに小さくすることができる。シートバーエッジヒータ、シートバーヒータは誘導加熱方式のものとするのが好ましい。
使用手順は、まずシートバーエッジヒータにより幅方向の温度差を補償することが望ましい。このときの加熱量は、鋼組成などにもよるが、仕上圧延出側での幅方向温度分布範囲が概ね20℃以下となるように設定するのが好ましい。次いでシートバーヒータにより長手方向の温度差を補償する。このときの加熱量は、長さ端部温度が中央部温度よりも20〜40℃程度高くなるように設定するのが好ましい。
仕上圧延出側温度：800 ℃以上
仕上圧延出側温度ＦＤＴは、鋼板の組織を均一かつ微細とするために、800 ℃以上とする。ＦＤＴが800 ℃を下回ると、組織が不均一となり、一部に加工組織が残留したりする。このような加工組織の残留は、巻取温度を高温とすることにより回避できる。しかし、巻取温度を高温にすると、粗大結晶粒が発生し、また固溶Ｎ量も大きく低下するため、目標の引張強さであるＴＳ440MPa以上を得ることが困難となる。なお、機械的性質をさらに改善させるには、ＦＤＴは820 ℃以上とするのが望ましい。また、圧延温度の上がりすぎによるスケール疵等の発生を防止する観点からは、ＦＤＴは1000℃以下とするのが好ましい。仕上圧延後は結晶粒の微細化と固溶Ｎ量の確保のため、早期に鋼板を冷却するのが望ましい。
仕上圧延出側温度ＦＤＴは、鋼板の組織を均一かつ微細とするために、800 ℃以上とする。ＦＤＴが800 ℃を下回ると、組織が不均一となり、一部に加工組織が残留したりする。このような加工組織の残留は、巻取温度を高温とすることにより回避できる。しかし、巻取温度を高温にすると、粗大結晶粒が発生し、また固溶Ｎ量も大きく低下するため、目標の引張強さであるＴＳ440MPa以上を得ることが困難となる。なお、機械的性質をさらに改善させるには、ＦＤＴは820 ℃以上とするのが望ましい。また、圧延温度の上がりすぎによるスケール疵等の発生を防止する観点からは、ＦＤＴは1000℃以下とするのが好ましい。仕上圧延後は結晶粒の微細化と固溶Ｎ量の確保のため、早期に鋼板を冷却するのが望ましい。
仕上圧延後の冷却：仕上げ圧延終了後0.5 秒以内に冷却を開始、冷却速度40℃／ｓ以上の急冷
本発明では、仕上圧延終了後直ちに（0.5 秒以内に）冷却を開始し、冷却中の平均冷却速度を40℃／ｓ以上とするのが望ましい。この条件を満足させることにより、AlN が析出する高温域を急冷でき、固溶状態のＮを有効に確保できる。この冷却開始時間または冷却速度が、上記条件を満足しない場合には、粒成長が進みすぎて結晶粒径の微細化が達成しにくいうえ、圧延で導入された歪エネルギーによるAlN の析出が進みすぎて固溶Ｎ量が欠乏する恐れが増大する。なお、材質・形状の均一性を確保する観点からは、冷却速度は300 ℃／ｓ以下に抑えるのが好ましい。
本発明では、仕上圧延終了後直ちに（0.5 秒以内に）冷却を開始し、冷却中の平均冷却速度を40℃／ｓ以上とするのが望ましい。この条件を満足させることにより、AlN が析出する高温域を急冷でき、固溶状態のＮを有効に確保できる。この冷却開始時間または冷却速度が、上記条件を満足しない場合には、粒成長が進みすぎて結晶粒径の微細化が達成しにくいうえ、圧延で導入された歪エネルギーによるAlN の析出が進みすぎて固溶Ｎ量が欠乏する恐れが増大する。なお、材質・形状の均一性を確保する観点からは、冷却速度は300 ℃／ｓ以下に抑えるのが好ましい。
巻取温度：750 ℃以下
巻取温度ＣＴの低下につれて、鋼板強度が増加する傾向を示す。目標の引張強さＴＳ440MPa以上を確保するためには、ＣＴは750 ℃以下とするのが好ましい。なお、ＣＴが200 ℃未満では鋼板形状が乱れやすくなり、実操業上、不具合を生じる危険性が高く、材質の均一性が低下する傾向を示す。このため、ＣＴは200 ℃以上とするのが望ましい。なお、より材質の均一性が要求される場合には、ＣＴは300 ℃以上とするのが好ましい。なお、より好ましくは450 ℃以上である。
巻取温度ＣＴの低下につれて、鋼板強度が増加する傾向を示す。目標の引張強さＴＳ440MPa以上を確保するためには、ＣＴは750 ℃以下とするのが好ましい。なお、ＣＴが200 ℃未満では鋼板形状が乱れやすくなり、実操業上、不具合を生じる危険性が高く、材質の均一性が低下する傾向を示す。このため、ＣＴは200 ℃以上とするのが望ましい。なお、より材質の均一性が要求される場合には、ＣＴは300 ℃以上とするのが好ましい。なお、より好ましくは450 ℃以上である。
また、本発明では、仕上圧延において、熱間圧延荷重を低減するために、潤滑圧延を行ってもよい。潤滑圧延を行うことにより、熱延板の形状・材質がより均一化されるという効果がある。なお、潤滑圧延の際の摩擦係数は0.25〜0.10の範囲とするのが好ましい。また、潤滑圧延と連続圧延とを組み合わせることによりさらに、熱間圧延の操業が安定する。
上記した熱間圧延工程を施された熱延板は、ついで、冷間圧延工程により、酸洗および冷間圧延を施されて冷延板となる。
酸洗の条件は通常公知の条件でよく、とくに限定されない。なお、熱延板のスケールが極めて薄い場合には、酸洗を施すことなく直ちに冷間圧延を行ってもよい。
また、冷間圧延条件は、通常公知の条件でよく、とくに限定されない。なお、組織の均一性確保という観点から冷間圧下率は40％以上とするのが好ましい。
酸洗の条件は通常公知の条件でよく、とくに限定されない。なお、熱延板のスケールが極めて薄い場合には、酸洗を施すことなく直ちに冷間圧延を行ってもよい。
また、冷間圧延条件は、通常公知の条件でよく、とくに限定されない。なお、組織の均一性確保という観点から冷間圧下率は40％以上とするのが好ましい。
ついで、冷延板は、連続焼鈍による冷延板焼鈍工程を施される。
また、冷延板焼鈍工程に続いてさらに、伸び率：1.0 〜15％の調質圧延またはレベラー加工を施してもよい。冷延板焼鈍工程後に調質圧延またレベラー加工を施すことにより、ＢＨ量、ΔＴＳ量といった歪時効硬化特性を安定して向上することができる。調質圧延またはレベラー加工における伸び率は合計で1.0 ％以上とするのが好ましい。伸び率が1.0 ％未満では歪時効硬化特性の向上が少なく、一方、伸び率が15％を超えると、鋼板の延性が低下する。なお、調質圧延とレベラー加工ではその加工様式が相違するが、本発明者らは、鋼板の歪時効硬化特性に対する効果には大きな相違がないことを確認している。
また、冷延板焼鈍工程に続いてさらに、伸び率：1.0 〜15％の調質圧延またはレベラー加工を施してもよい。冷延板焼鈍工程後に調質圧延またレベラー加工を施すことにより、ＢＨ量、ΔＴＳ量といった歪時効硬化特性を安定して向上することができる。調質圧延またはレベラー加工における伸び率は合計で1.0 ％以上とするのが好ましい。伸び率が1.0 ％未満では歪時効硬化特性の向上が少なく、一方、伸び率が15％を超えると、鋼板の延性が低下する。なお、調質圧延とレベラー加工ではその加工様式が相違するが、本発明者らは、鋼板の歪時効硬化特性に対する効果には大きな相違がないことを確認している。
本発明の第１の好適態様では、スラブ組成として、Al：0.02％以下、Ｎ：0.0050〜0.0250％を含み、かつＮ／Alが0.3 以上であり、さらにＣ：0.15％以下、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.02％以下を含み、あるいはさらに次ａ群〜ｄ群
ａ群：Cu、Ni、Cr、Moの１種または２種以上を合計で1.0 ％以下
ｂ群：Nb、Ti、Ｖの１種または２種以上を合計で0.1 ％以下
ｃ群：Ｂを0.0030％以下
ｄ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.010 ％
を含有し、 好ましくは、残部Feおよび不可避的不純物からなるスラブを使用し、、上記した熱間圧延工程と、上記した冷間圧延工程を経て冷延板とした後、該冷延板に再結晶温度以上900 ℃以下の温度で保持時間：10〜60ｓとする焼鈍を行い、ついで500 ℃以下の温度域まで冷却速度：10〜300 ℃／ｓで冷却する一次冷却と、ついで前記一次冷却の停止温度以下400 ℃以上の温度域での滞留時間を300 ｓ以下とする二次冷却とを行う冷延板焼鈍工程を順次施す。
ａ群：Cu、Ni、Cr、Moの１種または２種以上を合計で1.0 ％以下
ｂ群：Nb、Ti、Ｖの１種または２種以上を合計で0.1 ％以下
ｃ群：Ｂを0.0030％以下
ｄ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.010 ％
を含有し、 好ましくは、残部Feおよび不可避的不純物からなるスラブを使用し、、上記した熱間圧延工程と、上記した冷間圧延工程を経て冷延板とした後、該冷延板に再結晶温度以上900 ℃以下の温度で保持時間：10〜60ｓとする焼鈍を行い、ついで500 ℃以下の温度域まで冷却速度：10〜300 ℃／ｓで冷却する一次冷却と、ついで前記一次冷却の停止温度以下400 ℃以上の温度域での滞留時間を300 ｓ以下とする二次冷却とを行う冷延板焼鈍工程を順次施す。
本発明の第１の好適態様におけるスラブ組成の限定理由は上記本発明の第１の好適態様の鋼板組成の限定理由と同じである。また、本発明の第１の好適態様では、前記熱間圧延工程における巻取温度は、強度確保の観点から650 ℃以下とすることがさらに好ましい。次に本発明の第１の好適態様における冷延板焼鈍工程の限定理由について説明する。
連続焼鈍温度：再結晶温度以上で900 ℃以下
連続焼鈍の焼鈍温度は再結晶温度以上とすることが好ましい。
連続焼鈍温度：再結晶温度以上で900 ℃以下
連続焼鈍の焼鈍温度は再結晶温度以上とすることが好ましい。
連続焼鈍温度が再結晶温度未満では、再結晶が完了せず、強度は目標を満足するものの延性が低く、そのため成形性が低下し自動車用鋼板としては適用できない。なお、成形性をより一層向上させるためには、連続焼鈍温度は700 ℃以上とするのが好ましい。一方、連続焼鈍温度が900 ℃を超えると、AlN 等の窒化物が析出し、製品である鋼板の固溶Ｎ量が不足する。このため、連続焼鈍温度は再結晶温度以上で900 ℃以下とするのが好ましい。
連続焼鈍温度での保持時間：10〜60ｓ
連続焼鈍温度での保持時間は、組織の微細化、所望以上の固溶Ｎ量を確保する観点から、できるだけ短時間とするのが好ましいが、操業の安定性からは10ｓ以上とするのが望ましい。保持時間が60ｓを超えると、組織の微細化、固溶Ｎ量の確保が困難となる。このため、連続焼鈍温度における保持時間は10〜60ｓの範囲とするのが好ましい。
連続焼鈍温度での保持時間は、組織の微細化、所望以上の固溶Ｎ量を確保する観点から、できるだけ短時間とするのが好ましいが、操業の安定性からは10ｓ以上とするのが望ましい。保持時間が60ｓを超えると、組織の微細化、固溶Ｎ量の確保が困難となる。このため、連続焼鈍温度における保持時間は10〜60ｓの範囲とするのが好ましい。
一次冷却：500 ℃以下の温度域まで冷却速度：10〜300 ℃／ｓ
連続焼鈍における均熱後の冷却は、組織の微細化、固溶Ｎ量の確保の観点から重要であり、本発明では一次冷却として、500 ℃以下の温度域まで10〜300 ℃／ｓの冷却速度で連続冷却する。冷却速度が10℃／ｓ未満では、均一で微細な組織と所望量以上の固溶Ｎの確保が困難となる。一方、冷却速度が300 ℃／ｓを超えると、鋼板の幅方向での材質の均一性が不足する。10〜300 ℃／ｓの冷却速度で冷却した際の冷却停止温度が、500 ℃超えの温度では、組織の微細化が達成できない。
連続焼鈍における均熱後の冷却は、組織の微細化、固溶Ｎ量の確保の観点から重要であり、本発明では一次冷却として、500 ℃以下の温度域まで10〜300 ℃／ｓの冷却速度で連続冷却する。冷却速度が10℃／ｓ未満では、均一で微細な組織と所望量以上の固溶Ｎの確保が困難となる。一方、冷却速度が300 ℃／ｓを超えると、鋼板の幅方向での材質の均一性が不足する。10〜300 ℃／ｓの冷却速度で冷却した際の冷却停止温度が、500 ℃超えの温度では、組織の微細化が達成できない。
二次冷却条件：一次冷却の冷却停止温度以下400 ℃以上の温度域での滞留時間を300 ｓ以下とする冷却
一次冷却後の二次冷却が、歪時効硬化特性の観点から重要となる。詳細な機構については、現在のところ不明であるが、二次冷却の条件によって、固溶Ｃ、Ｎ量が変化し歪時効特性に影響しているものと推察される。本発明では、一次冷却に続いて、冷却を継続し、一次冷却の停止温度以下400 ℃以上の温度域での滞留時間を300 ｓ以下とする冷却を行うことが好ましい。本発明では、連続焼鈍後、いわゆる過時効処理を行ってもよいが、過時効処理を行うと歪時効硬化特性が低下する。したがって、本発明では、連続焼鈍炉の過時効帯を通板させる場合には、過時効帯の温度を極めて低い温度として行うことが望ましい。なお、本発明の第１の好適態様では上記した調質圧延またはレベラー加工を施してもよい。
一次冷却後の二次冷却が、歪時効硬化特性の観点から重要となる。詳細な機構については、現在のところ不明であるが、二次冷却の条件によって、固溶Ｃ、Ｎ量が変化し歪時効特性に影響しているものと推察される。本発明では、一次冷却に続いて、冷却を継続し、一次冷却の停止温度以下400 ℃以上の温度域での滞留時間を300 ｓ以下とする冷却を行うことが好ましい。本発明では、連続焼鈍後、いわゆる過時効処理を行ってもよいが、過時効処理を行うと歪時効硬化特性が低下する。したがって、本発明では、連続焼鈍炉の過時効帯を通板させる場合には、過時効帯の温度を極めて低い温度として行うことが望ましい。なお、本発明の第１の好適態様では上記した調質圧延またはレベラー加工を施してもよい。
また、本発明の第２の好適態様では、スラブ組成として、Al：0.02％以下、Ｎ：0.0050〜0.0250％を含み、かつＮ／Alが0.3 以上であり、さらにＣ：0.15％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｓ：0.02％以下を含み、さらに、Mo：0.05〜1.0 ％、Cr：0.05〜1.0 ％のうちの１種または２種を含有し、あるいはさらに、次ｊ群〜ｍ群
ｊ群：Si：0.05〜1.5 ％、Ｂ：0.0003〜0.01％の１種または２種
ｋ群：Nb：0.01〜0.1 ％、Ti：0.01〜0.2 ％、Ｖ：0.01〜0.2 ％の１種または２種以 上
ｌ群：Cu：0.05〜1.5 ％、Ni：0.05〜1.5 ％の１種または２種
ｍ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.010 ％
のうちから選ばれた１群または２群以上を含み、好ましくは残部Feおよび不可避的不純物からなるスラブを使用し、上記した熱間圧延工程と、上記した冷間圧延工程を経て冷延板とした後、該冷延板に、（Ａc1変態点）〜（Ａc3変態点）の温度で保持時間：10〜 120ｓとする焼鈍を行い、ついで600 〜300 ℃間の平均冷却速度を次（１）または（２）式
Ｂ＜0.0003％の場合
log ＣＲ＝−1.73〔Mn＋2.67Mo＋1.3Cr ＋0.26Si＋3.5P＋0.05Cu＋0.05Ni〕＋3.95……（１）
Ｂ≧0.0003％の場合
log ＣＲ＝−1.73〔Mn＋2.67Mo＋1.3Cr ＋0.26Si＋3.5P＋0.05Cu＋0.05Ni〕＋3.40……（２）
（ここに、ＣＲ：冷却速度（℃／ｓ）、Mn、Mo、Cr、Si、Ｐ、Cu、Ni：各元素含有量（質量％））
で定義される臨界冷却速度ＣＲ以上として冷却を行う冷延板焼鈍工程とを、順次施す。
ｊ群：Si：0.05〜1.5 ％、Ｂ：0.0003〜0.01％の１種または２種
ｋ群：Nb：0.01〜0.1 ％、Ti：0.01〜0.2 ％、Ｖ：0.01〜0.2 ％の１種または２種以 上
ｌ群：Cu：0.05〜1.5 ％、Ni：0.05〜1.5 ％の１種または２種
ｍ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.010 ％
のうちから選ばれた１群または２群以上を含み、好ましくは残部Feおよび不可避的不純物からなるスラブを使用し、上記した熱間圧延工程と、上記した冷間圧延工程を経て冷延板とした後、該冷延板に、（Ａc1変態点）〜（Ａc3変態点）の温度で保持時間：10〜 120ｓとする焼鈍を行い、ついで600 〜300 ℃間の平均冷却速度を次（１）または（２）式
Ｂ＜0.0003％の場合
log ＣＲ＝−1.73〔Mn＋2.67Mo＋1.3Cr ＋0.26Si＋3.5P＋0.05Cu＋0.05Ni〕＋3.95……（１）
Ｂ≧0.0003％の場合
log ＣＲ＝−1.73〔Mn＋2.67Mo＋1.3Cr ＋0.26Si＋3.5P＋0.05Cu＋0.05Ni〕＋3.40……（２）
（ここに、ＣＲ：冷却速度（℃／ｓ）、Mn、Mo、Cr、Si、Ｐ、Cu、Ni：各元素含有量（質量％））
で定義される臨界冷却速度ＣＲ以上として冷却を行う冷延板焼鈍工程とを、順次施す。
本発明の第２の好適態様におけるスラブ組成の限定理由は上記本発明の第２の好適態様の限定理由と同じである。
本発明の第２の好適態様における冷延板焼鈍工程の限定理由について説明する。
焼鈍温度：（Ａc1変態点）〜（Ａc3変態点）
焼鈍は、生産性の観点から連続焼鈍とするのが好ましい。焼鈍処理では、（Ａc1変態点）〜（Ａc3変態点）の２相域の温度に加熱する。２相域に加熱することにより、オーステナイト（γ）相とフェライト（α）相の２相となりγ相にＣが濃化して、冷却中にγ相がマルテンサイト相へ変態し、第２相を形成してα＋マルテンサイトの複合組織となる。これにより、延性、加工性が向上し、低降伏比が実現する。
本発明の第２の好適態様における冷延板焼鈍工程の限定理由について説明する。
焼鈍温度：（Ａc1変態点）〜（Ａc3変態点）
焼鈍は、生産性の観点から連続焼鈍とするのが好ましい。焼鈍処理では、（Ａc1変態点）〜（Ａc3変態点）の２相域の温度に加熱する。２相域に加熱することにより、オーステナイト（γ）相とフェライト（α）相の２相となりγ相にＣが濃化して、冷却中にγ相がマルテンサイト相へ変態し、第２相を形成してα＋マルテンサイトの複合組織となる。これにより、延性、加工性が向上し、低降伏比が実現する。
一方、焼鈍温度がＡc1変態点未満では、フェライト＋パーライト組織となり、Ａc3変態点超えでは、γ相への合金元素濃化が不十分となりα＋マルテンサイトの複合組織が得られにくく、ともに延性が不十分となる。
焼鈍保持時間：10〜120 ｓ
焼鈍温度における保持時間は10〜 120ｓとするのが好ましい。焼鈍温度での保持時間は、組織の微細化、固溶Ｎ量を確保する観点から、できるだけ短時間とするのが好ましいが、操業の安定性からは10ｓ以上とするのが望ましい。保持時間が 120ｓを超えると、組織の微細化、固溶Ｎ量の確保が困難となる。
焼鈍保持時間：10〜120 ｓ
焼鈍温度における保持時間は10〜 120ｓとするのが好ましい。焼鈍温度での保持時間は、組織の微細化、固溶Ｎ量を確保する観点から、できるだけ短時間とするのが好ましいが、操業の安定性からは10ｓ以上とするのが望ましい。保持時間が 120ｓを超えると、組織の微細化、固溶Ｎ量の確保が困難となる。
なお、焼鈍の均熱温度までの加熱は、少なくとも600 ℃〜（Ａc1変態点）間を５℃／ｓ以上の加熱速度とするのが好ましい。５℃／ｓ未満では、固溶Ｎ量の確保の面で問題がある。より好ましくは５〜30℃／ｓである。
均熱後の冷却：600 〜300 ℃間の平均冷却速度を臨界冷却速度ＣＲ以上
焼鈍における均熱後の冷却は、組織の微細化、固溶Ｎ量の確保およびマルテンサイト形成の観点から重要であり、本発明では、600 〜300 ℃間の平均冷却速度を、合金元素量に応じた次（１) または（２）式
Ｂ＜0.0003％の場合
log ＣＲ＝−1.73〔Mn＋2.67Mo＋1.3Cr ＋0.26Si＋3.5P＋0.05Cu＋0.05Ni〕＋3.95……（１）
Ｂ≧0.0003％の場合
log ＣＲ＝−1.73〔Mn＋2.67Mo＋1.3Cr ＋0.26Si＋3.5P＋0.05Cu＋0.05Ni〕＋3.40……（２）
（ここに、ＣＲ：冷却速度（℃／ｓ）、Mn、Mo、Cr、Si、Ｐ、Cu、Ni：各元素含有量（質量％））
で定義される臨界冷却速度ＣＲ以上として冷却を行う。なお、（１）、（２）式では、含有しない元素については０として計算するものとする。
均熱後の冷却：600 〜300 ℃間の平均冷却速度を臨界冷却速度ＣＲ以上
焼鈍における均熱後の冷却は、組織の微細化、固溶Ｎ量の確保およびマルテンサイト形成の観点から重要であり、本発明では、600 〜300 ℃間の平均冷却速度を、合金元素量に応じた次（１) または（２）式
Ｂ＜0.0003％の場合
log ＣＲ＝−1.73〔Mn＋2.67Mo＋1.3Cr ＋0.26Si＋3.5P＋0.05Cu＋0.05Ni〕＋3.95……（１）
Ｂ≧0.0003％の場合
log ＣＲ＝−1.73〔Mn＋2.67Mo＋1.3Cr ＋0.26Si＋3.5P＋0.05Cu＋0.05Ni〕＋3.40……（２）
（ここに、ＣＲ：冷却速度（℃／ｓ）、Mn、Mo、Cr、Si、Ｐ、Cu、Ni：各元素含有量（質量％））
で定義される臨界冷却速度ＣＲ以上として冷却を行う。なお、（１）、（２）式では、含有しない元素については０として計算するものとする。
合金元素量に応じ、（１）または（２）式のうちのいずれかの臨界冷却速度ＣＲ以上の平均冷却速度で冷却することにより、冷却中でのパーライトの析出を防止できる。上記各式で定義されるＣＲ（℃／ｓ）未満の冷却速度で冷却すると、第２相をマルテンサイトＭ（一部べイナイトＢを含む場合もある）とすることが困難となり、製品板の組織をα＋Ｍ（＋Ｂ）からなる複合組織とすることができない。なお、平均冷却速度が 300℃／ｓを超えると、鋼板の幅方向での材質均一性が不足する。このため、焼鈍後の冷却は、600 〜300 ℃間の平均冷却速度が（１）または（２）式で定義されるＣＲ以上、好ましくは 300℃／ｓ以下とする。なお、300 ℃未満の温度領域での平均冷却速度は５℃／ｓ以上とするのが好ましい。
また、本発明の第２の好適態様においても、第１の好適態様と同様に、冷延板焼鈍工程に続いてさらに、伸び率：1.0 〜15％の調質圧延またはレベラー加工を施してもよい。
（実施例１）
表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブとした。これらスラブを表２に示す条件で加熱し、粗圧延して表２に示す厚さのシートバーとし、ついで表２に示す条件の仕上圧延を施す熱間圧延工程により熱延板とした。なお、一部については、仕上圧延で潤滑圧延を行った。
表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブとした。これらスラブを表２に示す条件で加熱し、粗圧延して表２に示す厚さのシートバーとし、ついで表２に示す条件の仕上圧延を施す熱間圧延工程により熱延板とした。なお、一部については、仕上圧延で潤滑圧延を行った。
これら熱延板を酸洗および表２に示す条件の冷間圧延からなる冷間圧延工程により冷延板とした。ついで、これら冷延板に表２に示す条件で連続焼鈍炉による連続焼鈍を行った。一部について、冷延板焼鈍工程につづいて、調質圧延を施した。なお、連続焼鈍の焼鈍温度はいずれも再結晶温度以上であった。
得られた冷延焼鈍板について、固溶Ｎ量、微視組織、引張特性、成形性、歪時効硬化特性、耐疲労特性および耐衝撃特性を調査した。
（１）固溶Ｎ量の調査
固溶Ｎ量は、化学分析により求めた鋼中の全Ｎ量から析出Ｎ量を差し引いて求めた。析出Ｎ量は、上記した定電位電解法を用いた分析法により求めた。
（２）微視組織
各冷延焼鈍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主相であるフェライトの組織分率および第２相の種類あるいはさらに組織分率を求めた。
得られた冷延焼鈍板について、固溶Ｎ量、微視組織、引張特性、成形性、歪時効硬化特性、耐疲労特性および耐衝撃特性を調査した。
（１）固溶Ｎ量の調査
固溶Ｎ量は、化学分析により求めた鋼中の全Ｎ量から析出Ｎ量を差し引いて求めた。析出Ｎ量は、上記した定電位電解法を用いた分析法により求めた。
（２）微視組織
各冷延焼鈍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主相であるフェライトの組織分率および第２相の種類あるいはさらに組織分率を求めた。
また、主相であるフェライトの結晶粒径は、圧延方向に直交する断面（Ｃ断面）についての組織写真からＡＳＴＭに規定の求積法により算出した値またはＡＳＴＭに規定の切断法により求めた公称粒径のうち、いずれか大きい方を採用した。
（３）引張特性
各冷延焼鈍板からJIS ５号試験片を圧延方向に採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して歪速度：３×10-3／ｓで引張試験を実施し、降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥｌを求めた。
（４）成形性
成形性の指標としてｒ値を求めた。
（３）引張特性
各冷延焼鈍板からJIS ５号試験片を圧延方向に採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して歪速度：３×10-3／ｓで引張試験を実施し、降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥｌを求めた。
（４）成形性
成形性の指標としてｒ値を求めた。
各冷延焼鈍板の圧延方向（Ｌ方向）、圧延方向に対し45°方向（Ｄ方向）、圧延方向に対し90°方向（Ｃ方向）から、JIS 13B 号試験片を採取した。これら試験片に15％の単軸引張予歪を付与した時の各試験片の幅歪と板厚歪を求め、幅歪と板厚歪の比、
ｒ＝ln（ｗ／ｗ0 ）／ln（ｔ／ｔ0 ）
（ここで、ｗ0 、ｔ0 は試験前の試験片の幅および板厚であり、ｗ、ｔは試験後の試験片の幅および板厚である。）
から各方向のｒ値を求め、次式
ｒmean＝（ｒL ＋2 ｒD ＋ｒc ）／４
により平均ｒ値ｒmeanを求めた。ここで、ｒL は、圧延方向（Ｌ方向）のｒ値であり、ｒD は、圧延方向（Ｌ方向）に対し45°方向（Ｄ方向）のｒ値であり、ｒc は、圧延方向（Ｌ方向）に対し90°方向（Ｃ方向）のｒ値である。
（５）歪時効硬化特性
各冷延焼鈍板からJIS ５号試験片を圧延方向に採取し、予変形としてここでは５％の引張予歪を与えて、ついで170 ℃×20min の塗装焼付処理相当の熱処理を施したのち、歪速度：３×10-3／ｓで引張試験を実施し、予変形−塗装焼付処理後の引張特性（降伏応力ＹＳBH、引張強さＴＳBH）を求め、ＢＨ量＝ＹＳBH−ＹＳ5%、ΔＴＳ＝ＴＳBH−ＴＳを算出した。なお、ＹＳ5%は、製品板を５％予変形したときの変形応力であり、ＹＳBH、ＴＳBHは予変形−塗装焼付処理後の降伏応力、引張強さであり、ＴＳは製品板の引張強さである。
（６）耐疲労特性
各冷延焼鈍板から疲労試験片を圧延方向に採取し、JIS Z 2273の規定に準拠して、最小応力：０MPa とする引張疲労試験を実施し、疲労限（繰り返し数：107 回）σFLを求めた。また、予変形として５％の引張予歪を与えて、ついで170 ℃×20min の塗装焼付処理相当の熱処理を施したのち、同様の疲労試験を実施し疲労限（σFL）BHを求め、予変形−塗装焼付処理による耐疲労特性の向上代（（σFL）BH−σFL）を評価した。
（７）耐衝撃特性
各冷延焼鈍板から衝撃試験片を圧延方向に採取し、「Journal of the Society of Materials Science Japan, 10(1998), p1058」に記載された高速引張試験方法に準拠して、歪速度：２×103 ／ｓで高速引張試験を実施し、応力−歪曲線を測定した。得られた応力−歪曲線を用いて、応力を歪０〜30％の範囲で積分して吸収エネルギーＥを求めた。また、予変形として５％の引張予歪を与えて、ついで170 ℃×20min の塗装焼付処理相当の熱処理を施したのち、同様の衝撃試験を実施し、吸収エネルギーＥBHを求め、予変形−塗装焼付処理による耐衝撃特性の向上代ＥBH／Ｅを評価した。
ｒ＝ln（ｗ／ｗ0 ）／ln（ｔ／ｔ0 ）
（ここで、ｗ0 、ｔ0 は試験前の試験片の幅および板厚であり、ｗ、ｔは試験後の試験片の幅および板厚である。）
から各方向のｒ値を求め、次式
ｒmean＝（ｒL ＋2 ｒD ＋ｒc ）／４
により平均ｒ値ｒmeanを求めた。ここで、ｒL は、圧延方向（Ｌ方向）のｒ値であり、ｒD は、圧延方向（Ｌ方向）に対し45°方向（Ｄ方向）のｒ値であり、ｒc は、圧延方向（Ｌ方向）に対し90°方向（Ｃ方向）のｒ値である。
（５）歪時効硬化特性
各冷延焼鈍板からJIS ５号試験片を圧延方向に採取し、予変形としてここでは５％の引張予歪を与えて、ついで170 ℃×20min の塗装焼付処理相当の熱処理を施したのち、歪速度：３×10-3／ｓで引張試験を実施し、予変形−塗装焼付処理後の引張特性（降伏応力ＹＳBH、引張強さＴＳBH）を求め、ＢＨ量＝ＹＳBH−ＹＳ5%、ΔＴＳ＝ＴＳBH−ＴＳを算出した。なお、ＹＳ5%は、製品板を５％予変形したときの変形応力であり、ＹＳBH、ＴＳBHは予変形−塗装焼付処理後の降伏応力、引張強さであり、ＴＳは製品板の引張強さである。
（６）耐疲労特性
各冷延焼鈍板から疲労試験片を圧延方向に採取し、JIS Z 2273の規定に準拠して、最小応力：０MPa とする引張疲労試験を実施し、疲労限（繰り返し数：107 回）σFLを求めた。また、予変形として５％の引張予歪を与えて、ついで170 ℃×20min の塗装焼付処理相当の熱処理を施したのち、同様の疲労試験を実施し疲労限（σFL）BHを求め、予変形−塗装焼付処理による耐疲労特性の向上代（（σFL）BH−σFL）を評価した。
（７）耐衝撃特性
各冷延焼鈍板から衝撃試験片を圧延方向に採取し、「Journal of the Society of Materials Science Japan, 10(1998), p1058」に記載された高速引張試験方法に準拠して、歪速度：２×103 ／ｓで高速引張試験を実施し、応力−歪曲線を測定した。得られた応力−歪曲線を用いて、応力を歪０〜30％の範囲で積分して吸収エネルギーＥを求めた。また、予変形として５％の引張予歪を与えて、ついで170 ℃×20min の塗装焼付処理相当の熱処理を施したのち、同様の衝撃試験を実施し、吸収エネルギーＥBHを求め、予変形−塗装焼付処理による耐衝撃特性の向上代ＥBH／Ｅを評価した。
なお、一部の鋼板表面に、溶融亜鉛めっきを施しめっき鋼板とし、同様に各種特性を評価した。
これらの結果を表３に示す。
これらの結果を表３に示す。
本発明例では、いずれも優れた延性と、優れた歪時効硬化特性を有し、格段に高いＢＨ量、ΔＴＳを呈し、また、歪時効処理による耐疲労特性、耐衝撃特性の向上代も大きい。
なお、No. 11、No. 13の鋼板表面に、溶融亜鉛めっきを施しためっき鋼板の特性は、めっき前の特性と殆ど変化はなかった。
また、本発明例である鋼板No.1と比較例である鋼板No.5について、時効条件を種々変更して歪時効硬化特性を調査した。その結果を表４に示す。なお、試験方法は、時効温度、時効時間のみを変更し、 他は同様とした。
なお、No. 11、No. 13の鋼板表面に、溶融亜鉛めっきを施しためっき鋼板の特性は、めっき前の特性と殆ど変化はなかった。
また、本発明例である鋼板No.1と比較例である鋼板No.5について、時効条件を種々変更して歪時効硬化特性を調査した。その結果を表４に示す。なお、試験方法は、時効温度、時効時間のみを変更し、 他は同様とした。
本発明例である鋼板No.1では、標準の時効条件である170 ℃×20min の時効処理でＢＨ量115 MPa 、ΔＴＳ60MPa という値を得たが、表４に示すような広範囲の時効処理条件でもＢＨ量80MPa 以上、ΔＴＳ40MPa 以上を満足することができた。一方、比較例では100 〜300 ℃までの範囲で時効温度を変えても、本発明例におけるような大きなＢＨ量、ΔＴＳを示すことはなかった。
すなわち本発明の鋼板は広範囲の時効処理条件でも高いＢＨ量、ΔＴＳを確保できる。
（実施例２）
表５に示す組成になる鋼を、実施例１と同様の方法でスラブとなし、該スラブを表６に示す条件で加熱し、粗圧延して25mm厚のシートバーとし、ついで表６に示す条件の仕上圧延を施す熱間圧延工程により熱延板とした。なお、粗圧延後で仕上圧延入側で相前後するシートバー同士を溶融圧接法で接合して連続圧延した。また、シートバーの幅端部、長さ方向端部を誘導加熱方式のシートバーエッジヒータ、シートバーヒータを使用してシートバーの温度を調節した。
（実施例２）
表５に示す組成になる鋼を、実施例１と同様の方法でスラブとなし、該スラブを表６に示す条件で加熱し、粗圧延して25mm厚のシートバーとし、ついで表６に示す条件の仕上圧延を施す熱間圧延工程により熱延板とした。なお、粗圧延後で仕上圧延入側で相前後するシートバー同士を溶融圧接法で接合して連続圧延した。また、シートバーの幅端部、長さ方向端部を誘導加熱方式のシートバーエッジヒータ、シートバーヒータを使用してシートバーの温度を調節した。
これら熱延板を酸洗および表６に示す条件の冷間圧延からなる冷間圧延工程により1.6 mm厚の冷延板とした。ついで、これら冷延板に表６に示す条件で連続焼鈍炉による連続焼鈍を行った。なお、連続焼鈍の焼鈍温度はいずれも再結晶温度以上とした。
得られた冷延焼鈍板について、実施例１と同様に固溶Ｎ量、微視組織、引張特性、成形性、歪時効硬化特性、耐疲労特性および耐衝撃特性を調査した。
得られた冷延焼鈍板について、実施例１と同様に固溶Ｎ量、微視組織、引張特性、成形性、歪時効硬化特性、耐疲労特性および耐衝撃特性を調査した。
それらの結果を表７に示す。
本発明例は、いずれも優れた歪時効硬化特性を有し、製造条件の変動にもかかわらず、安定して格段に高いＢＨ量、ΔＴＳを呈し、また、歪時効処理による耐疲労特性、耐衝撃特性の向上代も大きい。また、本発明例では、連続圧延とシートバーの長手方向、幅方向温度調整を実施することにより、製品鋼板の板厚精度および形状が向上した。
（実施例３）
表８に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブとした。これらスラブを表９に示す条件で加熱し、粗圧延して表９に示す厚さのシートバーとし、ついで表９に示す条件の仕上圧延を施す熱間圧延工程により熱延板とした。なお、一部については（鋼板No.5-2、No.5-3）、仕上圧延で潤滑圧延を行った。また一部については、粗圧延後で仕上圧延入側で相前後するシートバー同士を溶融圧接法で接合して連続圧延した。また、シートバーの幅端部、長さ方向端部を誘導加熱方式のシートバーエッジヒータ、シートバーヒータを使用してシートバーの温度を調節した。
（実施例３）
表８に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブとした。これらスラブを表９に示す条件で加熱し、粗圧延して表９に示す厚さのシートバーとし、ついで表９に示す条件の仕上圧延を施す熱間圧延工程により熱延板とした。なお、一部については（鋼板No.5-2、No.5-3）、仕上圧延で潤滑圧延を行った。また一部については、粗圧延後で仕上圧延入側で相前後するシートバー同士を溶融圧接法で接合して連続圧延した。また、シートバーの幅端部、長さ方向端部を誘導加熱方式のシートバーエッジヒータ、シートバーヒータを使用してシートバーの温度を調節した。
これら熱延板を酸洗および表９に示す条件の冷間圧延からなる冷間圧延工程により冷延板とした。ついで、これら冷延板に表９に示す条件で連続焼鈍炉による焼鈍（連続焼鈍）を行い、焼鈍後さらに表９に示す条件で冷却する冷延板焼鈍工程を施した。一部について、冷延板焼鈍工程につづいて、調質圧延を施した。
得られた冷延焼鈍板について、実施例１と同様の方法で、固溶Ｎ量、微視組織、引張特性、成形性、歪時効硬化特性、および耐衝撃特性を調査した。
得られた冷延焼鈍板について、実施例１と同様の方法で、固溶Ｎ量、微視組織、引張特性、成形性、歪時効硬化特性、および耐衝撃特性を調査した。
これらの結果を表１０に示す。
本発明例では、いずれも優れた延性と低い降伏比を示し、さらに優れた歪時効硬化特性を有し、格段に高いＢＨ量、ΔＴＳを呈し、また、歪時効処理による耐衝撃特性の向上代も大きい。
Claims (14)
- 質量％で、
Ｃ：0.15％以下、 Si：2.0 ％以下、
Mn：3.0 ％以下、 Ｐ：0.02％以下、
Ｓ：0.02％以下、 Al：0.02％以下、
Ｎ：0.0050〜0.0250％
を含み、かつＮ／Alが0.3 以上、固溶状態のＮを0.0010％以上含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、平均結晶粒径10μｍ以下のフェライト相を面積率で50％以上含む組織とを有することを特徴とする引張強さ440MPa以上で歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板。 - 前記組成に加えてさらに、質量％で、下記ａ群〜ｄ群の１群または２群以上を含むことを特徴とする請求項１に記載の高張力冷延鋼板。
記
ａ群：Cu、Ni、Cr、Moの１種または２種以上を合計で1.0 ％以下
ｂ群：Nb、Ti、Ｖの１種または２種以上を合計で0.1 ％以下
ｃ群：Ｂを0.0030％以下
ｄ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.010 ％ - 質量％で、
Ｃ：0.15％以下、 Mn：3.0 ％以下、
Ｓ：0.02％以下、 Al：0.02％以下、
Ｎ：0.0050〜0.0250％
を含み、さらに、Mo：0.05〜1.0 ％、Cr：0.05〜1.0 ％のうちの１種または２種を含有し、かつＮ／Alが0.3 以上、固溶状態のＮを0.0010％以上含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、平均結晶粒径10μｍ以下のフェライト相を面積率で50％以上含み、さらにマルテンサイト相を面積率で３％以上含む組織とを有することを特徴とする引張強さ440MPa以上で歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板。 - 前記組成に加えてさらに、質量％で、下記ｊ群〜ｍ群のうちの１群または２群以上を含むことを特徴とする請求項３に記載の高張力冷延鋼板。
記
ｊ群：Si：0.05〜1.5 ％、Ｂ：0.0003〜0.01％の１種または２種
ｋ群：Nb：0.01〜0.1 ％、Ti：0.01〜0.2 ％、Ｖ：0.01〜0.2 ％の１種または２種以 上
ｌ群：Cu：0.05〜1.5 ％、Ni：0.05〜1.5 ％の１種または２種
ｍ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.010 ％ - 前記高張力冷延鋼板が板厚3.2 mm以下のものである請求項１ないし４のいずれかに記載の高張力冷延鋼板。
- 請求項１ないし５のいずれかに記載の高張力冷延鋼板に電気めっきまたは溶融めっきを施してなる高張力冷延めっき鋼板。
- 質量％で、
Ｃ：0.15％以下、 Si：2.0 ％以下、
Mn：3.0 ％以下、 Ｐ：0.02％以下、
Ｓ：0.02％以下、 Al：0.02％以下、
Ｎ：0.0050〜0.0250％
を含み、かつＮ／Alが0.3 以上であり、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼スラブを、スラブ加熱温度：1000℃以上に加熱し、粗圧延してシートバーとし、該シートバーに仕上圧延出側温度：800 ℃以上とする仕上圧延を施し、巻取温度：750 ℃以下で巻き取り熱延板とする熱間圧延工程と、該熱延板に酸洗および冷間圧延を行い冷延板とする冷間圧延工程と、該冷延板に再結晶温度以上900 ℃以下の温度で保持時間：10〜60ｓとする焼鈍を行い、ついで500 ℃以下の温度域まで冷却速度：10〜300 ℃／ｓで冷却する一次冷却と、ついで前記一次冷却の停止温度以下400 ℃以上の温度域での滞留時間を300 ｓ以下とする二次冷却とを行う冷延板焼鈍工程とを、順次施すことを特徴とする引張強さ440MPa以上で歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法。 - 前記鋼スラブが、前記組成に加えてさらに、質量％で、下記ａ群〜ｄ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含む組成とすることを特徴とする請求項７に記載の高張力冷延鋼板の製造方法。 記
ａ群：Cu、Ni、Cr、Moの１種または２種以上を合計で1.0 ％以下
ｂ群：Nb、Ti、Ｖの１種または２種以上を合計で0.1 ％以下
ｃ群：Ｂを0.0030％以下
ｄ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.010 ％ - 質量％で、
Ｃ：0.15％以下、 Mn：3.0 ％以下、
Ｓ：0.02％以下、 Al：0.02％以下、
Ｎ：0.0050〜0.0250％
を含み、さらに、Mo：0.05〜1.0 ％、Cr：0.05〜1.0 ％のうちの１種または２種を含有し、かつＮ／Alが0.3 以上であり、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼スラブを、スラブ加熱温度：1000℃以上に加熱し、粗圧延してシートバーとし、該シートバーに仕上圧延出側温度：800 ℃以上とする仕上圧延を施し、巻取温度：750 ℃以下で巻き取り熱延板とする熱間圧延工程と、該熱延板に酸洗および冷間圧延を行い冷延板とする冷間圧延工程と、該冷延板に（Ａc1変態点）〜（Ａc3変態点）の温度で保持時間：10〜120 ｓとする焼鈍を行い、ついで600 〜300 ℃間の平均冷却速度を下記（１）または（２）式で定義される臨界冷却速度ＣＲ以上とする冷却を行う冷延板焼鈍工程とを、順次施すことを特徴とする引張強さ440MPa以上で歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法。 記
Ｂ＜0.0003％の場合
log ＣＲ＝−1.73〔Mn＋2.67Mo＋1.3Cr ＋0.26Si＋3.5P＋0.05Cu＋0.05Ni〕＋3.95……（１）
Ｂ≧0.0003％の場合
log ＣＲ＝−1.73〔Mn＋2.67Mo＋1.3Cr ＋0.26Si＋3.5P＋0.05Cu＋0.05Ni〕＋3.40……（２）
ここに、ＣＲ：冷却速度（℃／ｓ）
Mn、Mo、Cr、Si、Ｐ、Cu、Ni：各元素含有量（質量％） - 前記鋼スラブが、前記組成に加えてさらに、質量％で、下記ｊ群〜ｍ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含む組成とすることを特徴とする請求項９に記載の高張力冷延鋼板の製造方法。 記
ｊ群：Si：0.05〜1.5 ％、Ｂ：0.0003〜0.01％の１種または２種
ｋ群：Nb：0.01〜0.1 ％、Ti：0.01〜0.2 ％、Ｖ：0.01〜0.2 ％の１種または２種以 上
ｌ群：Cu：0.05〜1.5 ％、Ni：0.05〜1.5 ％の１種または２種
ｍ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.010 ％ - 前記仕上圧延後、0.5 ｓ以内に冷却を開始し冷却速度40℃／ｓ以上で急冷し、前記巻き取りを行うことを特徴とする請求項７ないし１０のいずれかに記載の高張力冷延鋼板の製造方法。
- 前記冷延板焼鈍工程に続いてさらに、伸び率：1.0 〜15％の調質圧延またはレベラー加工を施すことを特徴とする請求項７ないし１１のいずれかに記載の高張力冷延鋼板の製造方法。
- 前記粗圧延と前記仕上圧延の間で、相前後するシートバー同士を接合することを特徴とする請求項７ないし１２のいずれかに記載の高張力冷延鋼板の製造方法。
- 前記粗圧延と前記仕上圧延の間で、前記シートバーの幅端部を加熱するシートバーエッジヒータ、前記シートバーの長さ端部を加熱するシートバーヒータのいずれか一方または両方を使用することを特徴とする請求項７ないし１３のいずれかに記載の高張力冷延鋼板の製造方法。
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