JP4599768B2 - プレス成形性と歪時効硬化特性に優れた高延性冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、主として自動車用冷延鋼板に係り、とくに、曲げ加工性、伸びフランジ加工性、絞り加工性等のプレス成形性が良好で、しかもプレス成形後の熱処理により引張強さが顕著に増加する、極めて大きな歪時効硬化特性を有する高延性冷延鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
本発明でいう高延性鋼板とは、強度（ＴＳ）と延性（Ｅｌ）のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が19000MPa％以上の引張特性を有する鋼板を意味する。また、本発明でいう極めて大きな歪時効硬化特性、すなわち「歪時効硬化特性に優れる」とは、ΔＴＳ：80MPa 以上になる歪時効硬化特性を有することを意味する。本発明において、ΔＴＳとは、塑性歪量５％以上の予変形処理後、150 〜 350℃の範囲の温度で保持時間：30ｓ以上の熱処理を施したときの、熱処理前後の引張強さ増加量｛＝（熱処理後の引張強さ）−（予変形処理前の引張強さ）｝を意味する。
【０００３】
【従来の技術】
近年、地球環境の保全問題からの排出ガス規制に関連して、自動車の車体重量の軽減が極めて重要な課題となっている。最近、車体重量の軽減のために、自動車用鋼板を高強度化して鋼板板厚を低減することが検討されている。
鋼板を素材とする自動車の車体用部品の多くがプレス加工により成形されるため、使用される冷延鋼板には、優れたプレス成形性を有することが要求される。優れたプレス成形性を有する鋼板となるためには、まず高い延性を有することが必要となる。また、伸びフランジ成形が多用される場合もあり、高い穴拡げ率を有することも必要となる。しかし、一般に、鋼板を高強度化すると、延性が低下し、穴拡げ率が低下して、プレス成形性が低下する傾向にある。
【０００４】
また最近では、衝突時に乗員を保護するため、自動車車体の安全性が重視され、そのために衝突時における安全性の目安となる耐衝撃特性の向上が要求されている。耐衝撃特性の向上には、完成車での強度が高いほど有利になる。したがって、自動車部品の成形時には、強度が低く、高い延性を有してプレス成形性に優れ、完成品となった時点では、強度が高くて耐衝撃特性に優れる冷延鋼板が最も強く望まれていた。
【０００５】
このような要望に対し、プレス成形性と高強度化とを両立させた鋼板が開発された。この鋼板は、プレス加工後に100 〜200 ℃の高温保持を含む塗装焼付処理を施すと降伏応力が上昇する塗装焼付硬化型鋼板である。この鋼板では、最終的に固溶状態で残存するＣ量（固溶Ｃ量）を適正範囲に制御し、プレス成形時には軟質で、形状凍結性、延性を確保し、プレス成形後に行われる塗装焼付処理時に、残存する固溶Ｃがプレス成形時に導入された転位に固着して、転位の移動を妨げ、降伏応力を上昇させる。しかしながら、この塗装焼付硬化型自動車用鋼板では、降伏応力は上昇させることができるものの、引張強さまでは上昇させることができなかった。
【０００６】
また、特公平5-24979 号公報には、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。特公平5-24979 号公報に記載された冷延鋼板は、連続焼鈍後の冷却過程で400 〜200 ℃の温度範囲を急冷し、その後を徐冷とすることにより、組織を従来のフェライト主体の組織から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。
【０００７】
しかしながら、特公平5-24979 号公報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、依然として引張強さまでは上昇させることが難しく、耐衝撃特性の向上が期待できないという問題があった。
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、いくつか提案されている。
【０００８】
例えば、特公平8-23048 号公報には、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 〜950 ℃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、特公平8-23048 号公報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。
【０００９】
また、特許第2802513 号公報には、熱延板をめっき原板とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が提案されている。この方法は、Ｃ：0.05％以下、Mn：0.05〜0.5 ％、Al：0.1 ％以下、Cu：0.8 〜2.0 ％を含む鋼スラブを巻取温度：530 ℃以下の条件で熱間圧延を行い、続いて530 ℃以下の温度に加熱し、鋼板表面を還元したのち、溶融亜鉛めっきを施すことにより、成形後の熱処理による著しい硬化が得られるとしている。しかしながら、この方法で製造された鋼板では、成形後熱処理により著しい硬化を得るためには、熱処理温度を500 ℃以上とする必要があり、熱処理温度が高く、実用上問題を残していた。
【００１０】
また、特開平10−310824号公報には、熱延板あるいは冷延板をめっき原板とし、成形後の熱処理により強度上昇が期待できる合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が提案されている。この方法は、Ｃ：0.01〜0.08％を含み、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Al、Ｎを適正量としたうえで、Cr、Ｗ、Moの１種または２種以上を合計で0.05〜3.0 ％含有する鋼を熱間圧延したのち、あるいはさらに冷間圧延または、調質圧延し焼鈍したのち、溶融亜鉛めっきを行い、その後加熱合金化処理を施すというものである。この鋼板は、成形後、200 〜450 ℃の温度域で加熱することにより引張強さ上昇が得られるとされる。しかしながら、得られた鋼板は、ミクロ組織が、フェライト単相、フェライト＋パーライト、またはフェライト＋べイナイト組織であるため、高い延性が得られず、プレス成形性が低下するという問題があった。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記したように、極めて強い要求があるにもかかわらず、これらの特性を満足する鋼板を工業的に安定して製造する技術がこれまでになかったことに鑑み成されたものであり、上記した問題を有利に解決し、自動車用鋼板として好適な、優れたプレス成形性を有し、かつプレス成形後に、比較的低い温度での熱処理によって引張強さが極めて大きく上昇する歪時効硬化特性に優れた高延性冷延鋼板およびこの高延性冷延鋼板を安定して生産できる製造方法を提案することを目的とする。
【００１２】
【問題を解決するための手段】
本発明者らは、上記した課題を達成するために、歪時効硬化特性におよぼす合金元素の影響について鋭意研究を重ねた。その結果、鋼板組織をフェライトを主相とし第２相として残留オーステナイトを含む相との複合組織とし、鋼板化学組成を、Ｃ含有量が低〜中炭素域で、適正範囲内のCu量と、あるいは適正含有量範囲内のMo、Cr、Ｗのうちから選ばれた１種または２種以上とを含有する組成とすることにより、予歪量：５％以上とした予変形処理と150 ℃以上350 ℃以下の比較的低い温度の熱処理後に、降伏応力の増加に加え、引張強さも顕著に増加する高い歪時効硬化が得られることを見いだした。また、このような高い歪時効硬化特性に加えて、良好な延性、高い穴拡げ率を有し、プレス成形性に優れた鋼板となることを見いだした。
【００１３】
まず、本発明者らが行った基礎的な実験結果について説明する。
質量％で、Ｃ：0.10％、Si：1.2 ％、Mn：1.4 ％、Ｐ：0.01％、Ｓ：0.005 ％、Al：0.03％、Ｎ：0.002 ％を含有し、Cuを0.3 ％、1.3％と変化した組成を有するシートバーについて、1250℃に加熱−均熱後、仕上圧延終了温度が900 ℃となるように３パス圧延を行って板厚4.0 mmの熱延板とした。なお、仕上圧延終了後、コイル巻取り処理として600 ℃×1 ｈの保温相当処理を施した。引き続き、70％の冷間圧延を施して板厚1.2 mmの冷延板とした。ついで、これらの冷延板に、700 〜850 ℃の範囲の温度に加熱し60ｓ間均熱する加熱均熱処理を行った後、400 ℃まで冷却しその温度（400 ℃）で 300ｓ保持する滞留処理を含む再結晶焼鈍を施した。この再結晶焼鈍により、組織が、フェライト単相からフェライトを主相として残留オーステナイトを含む相を第２相とする複合組織（以下フェライト＋残留オーステナイトの複合組織ともいう）まで変化した各種鋼板が得られた。
【００１４】
得られた冷延板について、引張試験を実施し引張特性を調査した。さらに、これら冷延鋼板の歪時効硬化特性について調査した。
まず、これら冷延板から試験片を採取し、これら試験片に引張予歪量５％の予変形処理を施し、ついで50〜350 ℃×20min の熱処理を施したのち、引張試験を実施し引張特性（ＹＳ、ＴＳ）を求めた。歪時効硬化特性は、熱処理前後の引張強さ増加量ΔＴＳで評価した。ΔＴＳは、熱処理を施した後の引張強さＴＳHTと、熱処理を施さない場合の引張強さＴＳとの差（＝（熱処理後の引張強さＴＳHT）−（予変形処理前の引張強さＴＳ））とした。なお、引張試験は、JIS ５号引張試験片を用いて実施した。
【００１５】
図１に、ΔＴＳと再結晶焼鈍温度の関係におよぼすCu含有量の影響を示す。なお、ΔＴＳは、得られた冷延板から採取した試験片に、引張予歪量５％の予変形処理を施し、ついで250 ℃×20min の熱処理を施したのち、引張試験を実施して求めた。
図１から、Cu含有量が1.3 質量％の場合には、再結晶焼鈍温度を750 ℃以上として鋼板組織をフェライト＋残留オーステナイト複合組織とすることにより、ΔＴＳ：80MPa 以上という高い歪時効硬化特性が得られることがわかる。一方、Cu含有量が0.3 質量％の場合には、いずれの再結晶焼鈍温度でもΔＴＳ：80MPa 未満であり、高い歪時効硬化特性は得られない。図１からCu含有量を適正範囲とし、組織をフェライト＋残留オーステナイト複合組織とすることにより、高い歪時効硬化特性を有する冷延鋼板を製造することが可能であることがわかる。
【００１６】
図２に、ΔＴＳと予変形処理後の熱処理温度の関係におよぼすCu含有量の影響を示す。鋼板は、冷延後、フェライト（α）＋オーステナイト（γ）の２相域である800 ℃で保持時間60ｓの焼鈍を施した後、保持温度（800 ℃）から30℃／ｓの冷却速度で400 ℃まで冷却し、400 ℃で300 ｓの滞留処理を施したものを用いた。これら鋼板のミクロ組織は、フェライトと残留オーステナイト（第２相）との複合組織であり、残留オーステナイトの組織分率は体積率で４％であった。
【００１７】
図２から、ΔＴＳは、熱処理温度が上昇するとともに増加するが、その増加量はCu含有量に大きく依存する。Cu含有量が1.3 質量％の場合には、熱処理温度が150 ℃以上でΔＴＳ：80MPa 以上という高い歪時効硬化特性が得られることがわかる。Cu含有量が0.3 質量％の場合には、いずれの熱処理温度でも、ΔＴＳ：80MPa 未満であり、高い歪時効硬化特性は得られない。
【００１８】
また、冷延板を再結晶焼鈍し、組織をフェライト＋残留オーステナイトの複合組織とした、Cu含有量が0.3 質量％と1.3 質量％の材料（鋼板）について、穴拡げ試験を実施し穴拡げ率（λ）を求めた。穴拡げ試験は、10mmφのポンチで打ち抜いて供試片にポンチ穴を形成したのち、頂角60°の円錐ポンチを用い、ばりが外側になるようにして、板厚を貫通する割れが発生するまで穴拡げを行い、穴拡げ率λを求めた。穴拡げ率λは、λ（％）＝｛（ｄ−ｄ0 ）／ｄ0 ｝×100 で求めた。なお、ｄ0 ：初期穴径、ｄ：割れ発生時の内穴径である。
【００１９】
Cu含有量が1.3 ％の材料 (鋼板）では、λは 130％、Cu含有量が0.3 ％の材料 (鋼板）では、λは60％であった。Cu含有量が1.3 質量％の場合には、穴拡げ率が高くなり、穴拡げ成形性が向上することが明らかになった。
Cu含有による穴拡げ成形性が高くなる詳細な機構については、現在までに明確とはなっていないが、Cu含有によりフェライトと残留オーステナイトおよび歪誘起変態したマルテンサイトとの硬度差が小さくなったためではないかと考えられる。
【００２０】
本発明の冷延鋼板では、通常の熱処理前後の変形応力増加量測定時の予歪量である２％よりも多い歪量での予変形と、150 ℃以上350 ℃以下といった比較的低温域での熱処理により、鋼板中に極微細Cuが析出する。本発明者らの検討によれば、この極微細Cuの析出により、降伏応力の増加に加え、引張強さが顕著に増加する高い歪時効硬化特性が得られたと考えられる。このような低温域での熱処理による極微細Cuの析出は、これまで報告されている極低炭素鋼あるいは低炭素鋼では全く認められなかった。低温域での熱処理によって極微細Cuが析出することについては、現在まで、その理由は明確となっていないが、α＋γの２相域での再結晶焼鈍中に、γ相にCuが多量に分配され、それが冷却後も引き継がれてマルテンサイト中にCuが過飽和に固溶した状態になり、５％以上の予歪の付加と低温熱処理により、極微細に析出したものと考えられる。
【００２１】
上記した新規な知見に基づき、本発明者らは、さらに鋭意研究を重ねた結果、上記した現象はCuを含まない鋼板においても起こることを知見した。Cuに代えて、Mo、Cr、Ｗのうちの１種または２種以上を含有し、組織をフェライト＋残留オーステナイトの複合組織とした鋼板に、予歪を付加し低温での熱処理を施すと、歪誘起変態したマルテンサイト中に極微細な炭化物が歪誘起析出し引張強さが上昇することを見いだした。この低温加熱時の歪誘起微細析出は、Mo、Cr、Ｗのうちの１種または２種以上に加えてNb、Ｖ、Tiのうちの１種または２種以上を含有することによりさらに顕著となることも見いだした。
【００２２】
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討して完成されたものであり、本発明の要旨は下記のとおりである。
（１）鋼板の組成が、質量％で、Ｃ：0.20％以下、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.1 ％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.3 ％以下、Ｎ：0.02％以下、Cu：0.5 〜3.0 ％を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、該鋼板の組織が、体積率で90％以上の主相であるフェライト相と、体積率で１％以上の残留オーステナイト相を含む第２相との複合組織であることを特徴とするプレス成形性に優れ、かつ引張塑性歪量５％の予変形処理後、250 ℃×20min の熱処理を施したときに、該熱処理前後の引張強さ増加量ΔＴＳがΔＴＳ：80MPa 以上になる歪時効硬化特性に優れた高延性冷延鋼板。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、次Ａ群〜Ｃ群
Ａ群：Ni：2.0 ％以下
Ｂ群：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で2.0 ％以下
Ｃ群：Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で0.2 ％以下
のうちの１群または２群以上を含有することを特徴とする高延性冷延鋼板。
（３）（１）において、前記鋼板の組成に代えて、質量％で、Ｃ：0.20％以下、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.1 ％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.3 ％以下、Ｎ：0.02％以下を含み、さらに、Mo：0.05〜2.0 ％、Cr：0.05〜2.0 ％、Ｗ：0.05〜2.0 ％のうちから選ばれた１種または２種以上を合計で2.0 ％以下含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成の鋼板の組成とすることを特徴とする高延性冷延鋼板。
（４）（３）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で0.09％以下を含有することを特徴とする高延性冷延鋼板。
（５）質量％で、Ｃ：0.20％以下、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.1 ％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.3 ％以下、Ｎ：0.02％以下、Cu：0.5 〜3.0 ％を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成の鋼スラブを素材とし、該素材に熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程と、該熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする冷延工程と、該冷延板に再結晶焼鈍を行い冷延焼鈍板とする再結晶焼鈍工程とを順次施す冷延鋼板の製造方法において、前記再結晶焼鈍を、Ac1 変態点〜Ac3 変態点の温度範囲のフェライト＋オーステナイトの２相域で加熱均熱処理を行った後、冷却し、引き続き300 〜500 ℃の温度域にて30〜1200ｓの滞留処理を行う熱処理とすることを特徴とするプレス成形性に優れ、かつ引張塑性歪量５％の予変形処理後、250 ℃×20min の熱処理を施したときに、該熱処理前後の引張強さ増加量ΔＴＳがΔＴＳ：80MPa 以上になる歪時効硬化特性に優れた高延性冷延鋼板の製造方法。
（６）（５）において、前記鋼スラブが前記組成に加えてさらに、質量％で、次Ａ群〜Ｃ群
Ａ群：Ni：2.0 ％以下
Ｂ群：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で2.0 ％以下
Ｃ群：Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で0.2 ％以下
のうちの１群または２群以上を含有することを特徴とする高延性冷延鋼板の製造方法。
（７）（５）において、前記組成の鋼スラブに代えて、質量％で、Ｃ：0.20％以下、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.1 ％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.3 ％以下、Ｎ：0.02％以下を含み、さらに、Mo：0.05〜2.0 ％、Cr：0.05〜2.0 ％、Ｗ：0.05〜2.0 ％のうちから選ばれた１種または２種以上を合計で2.0 ％以下含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成の鋼スラブとすることを特徴とする高延性冷延鋼板の製造方法。
（８）（７）において、前記鋼スラブが前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で0.09％以下を含有することを特徴とする高延性冷延鋼板の製造方法。
【００２３】
【発明の実施の形態】
本発明の冷延鋼板は、引張強さＴＳ：440MPa以上の高張力冷延鋼板であり、プレス成形性に優れ、かつプレス成形後の比較的低い温度での熱処理により引張強さが顕著に上昇し、ΔＴＳ：80MPa 以上になる歪時効硬化特性に優れた高延性冷延鋼板である。
【００２４】
まず、本発明鋼板の組織について説明する。
本発明の冷延鋼板は、組織が、フェライト相を主相とし、主相と、体積率で１％以上の残留オーステナイト相を含む第２相との複合組織を有する冷延鋼板である。
本発明では、高い延性（Ｅｌ）と、高い強度と延性のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）を有し、優れたプレス成形性を有する冷延鋼板とするために、鋼板の組織を、主相であるフェライト相と、残留オーステナイト相を含む第２相との複合組織とする必要がある。主相であるフェライト相は、体積率で50％以上とするのが好ましい。フェライト相が、50％未満では、高い延性を確保することが困難となりプレス成形性が低下する。また、さらに良好な延性が要求される場合にはフェライト相の体積率は80％以上とするのが好ましい。なお、複合組織の利点を利用するために、フェライト相は98％以下とするのが好ましい。
【００２５】
また、第２相として、本発明では、残留オーステナイト相を、全組織に対する体積率で１％以上含有する必要がある。残留オーステナイト相が１％未満では、高いＥｌを得ることができない。なお、より高い延性（Ｅｌ）を得るためには残留オーステナイト相は２％以上含有することが好ましく, より好ましくは３％以上である。
【００２６】
なお、第２相は、体積率で１％以上の残留オーステナイト相単独としても、あるいは体積率で１％以上の残留オーステナイト相と、副相としてそれ以外のパーライト相、ベイナイト相、マルテンサイト相のいずれかを混合した相としてもよく、とくに限定されない。
上記した組織を有する冷延鋼板は、高延性を有し、プレス成形性に優れ、かつ歪時効硬化特性に優れた鋼板となる。
【００２７】
本発明でいう、「歪時効硬化特性に優れた」とは、上記したように、引張塑性歪量５％以上の予変形処理後、150 〜 350℃の範囲の温度で保持時間：30ｓ以上の熱処理を施したとき、この熱処理前後の引張強さ増加量ΔＴＳ｛＝（熱処理後の引張強さ）−（予変形処理前の引張強さ）｝が80MPa 以上となることを意味する。なお、望ましくはΔＴＳは100 MPa 以上である。この熱処理により降伏応力も上昇し、ΔＹＳ｛＝（熱処理後の降伏強さ）−（予変形処理前の降伏強さ）｝： 80 MPa 以上が得られることはいうまでもない。
【００２８】
歪時効硬化特性を規定する場合、予歪（予変形）量は重要な因子である。本発明者らは、自動車用鋼板が適用される変形様式を想定して、予歪量がその後の歪時効硬化特性に及ぼす影響について調査した。その結果、極めて深い絞り加工以外はおおむね１軸相当歪（引張歪）量で整理できること、また、実部品においては、この１軸相当歪量がおおむね５％を上回っていること、また、部品強度が予歪５％の歪時効処理後に得られる強度と良く対応すること、が明らかになった。これらのことから、本発明では、熱処理の予歪（変形）を５％以上の引張塑性歪とした。
【００２９】
従来の塗装焼付処理条件は、170 ℃×20min が標準として採用されているが、本発明におけるように、極微細Cuの析出強化を利用する場合には、熱処理温度は150 ℃以上が必要となる。一方、350 ℃を超える条件では、その効果が飽和し、逆にやや軟化する傾向を示す。また、350 ℃を超える温度に加熱すると、熱歪やテンパーカラーの発生などが顕著となる。このようなことから、本発明では、歪時効硬化のための熱処理温度は150 〜350 ℃とした。なお、熱処理温度における保持時間は30ｓ以上とする。熱処理の保持時間については、150 〜350 ℃ではおおむね30ｓ程度以上保持すれば、ほぼ十分な歪時効硬化が達成される。よりおおきな安定した歪時効硬化を得たい場合には保持時間は60ｓ以上とするのが望ましく、より好ましくは300 ｓ以上である。
【００３０】
予変形後の熱処理における加熱方法は、とくに限定されないが、通常の塗装焼付処理におけるように、炉による雰囲気加熱以外に、たとえば誘導加熱、無酸化炎、レーザー、プラズマなどによる加熱などがいずれも好適である。また、鋼板の温度を高めてプレスする、いわゆる温間プレスも、本発明においては極めて有効な方法である。
【００３１】
つぎに、本発明冷延鋼板の組成限定理由について説明する。なお、質量％は単に％と記す。
Ｃ：0.20％以下
Ｃは、鋼板の強度を増加し、さらにフェライトと残留オーステナイトの複合組織の形成を促進する元素であり、本発明では残留オーステナイト形成の観点から0.01％以上含有するのが好ましい。なお、より好ましくは0.05％以上である。一方、0.20％を超える含有は、鋼中の炭化物の分率が増加し、延性、さらにはプレス成形性を低下させる。さらに、より重要な問題として、Ｃ含有量が0.20％を超えると、スポット溶接性、アーク溶接性等が顕著に低下する。このため、本発明では、Ｃは0.20％以下に限定した。なお、成形性の観点からは0.18％以下とするのが好ましい。
【００３２】
Si：2.0 ％以下
Siは、鋼板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強化元素であり、また残留オーステナイト相の形成を促進する元素であり、0.1 ％以上含有することが好ましい。しかし、その含有量が2.0 ％を超えると、プレス成形性の劣化を招くとともに、表面性状が悪化する。このため、Siは2.0 ％以下に限定した。
【００３３】
Mn：3.0 ％以下
Mnは、鋼を強化する作用があり、また、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量に応じて含有するのが好ましい。このような効果は、0.5 ％以上の含有で顕著となる。一方、3.0 ％を超える含有は、プレス成形性および溶接性を劣化させる。このため、本発明ではMnは3.0 ％以下に限定した。なお、より好ましくは1.0 ％以上である。
【００３４】
Ｐ：0.10％以下
Ｐは、鋼を強化する作用があり、好ましくは0.005 ％以上、所望の強度に応じて、含有することができるが、過剰に含有するとプレス成形性が劣化する。このため、Ｐは0.10％以下に限定した。なお、より優れたプレス成形性が要求される場合には、0.08％以下とするのが好ましい。
【００３５】
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、成形性、とくに伸びフランジ成形性の劣化をもたらす元素であり、できるだけ低減するのが好ましいが、0.02％以下に低減すると、さほど悪影響をおよぼさなくなるため、本発明ではＳは0.02％を上限とした。なお、優れた伸びフランジ成形性を要求される場合には、Ｓは0.010 ％以下とするのが好ましい。
【００３６】
Al：0.30％以下
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、また残留オーステナイト相の形成に有効な元素であり、0.01％以上含有することが好ましい。しかし、0.30％を超えて含有してもより一層の脱酸効果は得られず、逆にプレス成形性が劣化する。このため、Alは0.30％以下に限定した。なお、本発明では、Al脱酸以外の脱酸方法による溶製方法を排除するものではなく、たとえばTi脱酸やSi脱酸を行ってもよく、これらの脱酸法による鋼板も本発明の範囲に含まれる。その際、CaやREM 等を溶鋼に添加しても、本発明鋼板の特徴はなんら阻害されない。CaやREM 等を含む鋼板も本発明範囲に含まれるのは、勿論である。
【００３７】
Ｎ：0.02％以下
Ｎは、固溶強化や歪時効硬化で鋼板の強度を増加させる元素であり、0.001 ％以上含有することが好ましいが、0.02％を超えて含有すると、鋼板中に窒化物が増加し、それにより鋼板の延性、さらにはプレス成形性が顕著に劣化する。このため、Ｎは0.02％以下に限定した。なお、よりプレス成形性の向上が要求される場合には0.01％以下とするのが好適である。
【００３８】
Cu：0.5 〜3.0 ％
Cuは、鋼板の歪時効硬化（予変形−熱処理後の強度増加）を顕著に増加させる元素であり、本発明において最も重要な元素の一つである。Cu含有量が0.5 ％未満では、たとえ予変形−熱処理条件を変化させても、ΔＴＳ：80MPa 以上の引張強さの増加は得られない。このため、本発明では、Cuは0.5 ％以上の含有を必要とする。一方、3.0 ％を超える含有は、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず経済的に不利となるうえ、プレス成形性の劣化を招き、さらに鋼板の表面性状が悪化する。このため、Cuは0.5 〜3.0 ％に限定した。なお、より大きいΔＴＳと優れたプレス成形性とを両立させるためには、Cuは1.0 〜2.5 ％の範囲にするのが好ましい。
【００３９】
また、本発明では、上記したCuを含有する組成に加えてさらに、質量％で、次Ａ群〜Ｃ群
Ａ群：Ni：2.0 ％以下
Ｂ群：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で2.0 ％以下
Ｃ群：Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で0.2 ％以下
のうちの１群または２群以上を含有することが好ましい。
【００４０】
Ａ群：Ni：2.0 ％以下
Ａ群：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な元素であり、必要に応じ含有できる。含有する場合には、その含有量は、Cu含有量に依存し、およそCu含有量の半分程度、具体的にはCu含有量の30〜80程度とするのが好ましい。なお、2.0 ％を超えて含有しても、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できず経済的に不利となるうえ、逆にプレス成形性が劣化する。このようなことから、Niは2.0 ％以下に限定するのが好ましい。
【００４１】
Ｂ群：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で2.0 ％以下
Ｂ群：Cr、Moは、いずれもMnと同様に、鋼を強化する作用を有し、好ましくは、Crは 0.1％以上、Moは 0.1％以上必要に応じ選択して含有できる。一方、Cr、Moのうちの１種または２種を合計で2.0 ％を超えて含有すると、プレス成形性が低下する。このため、Ｂ群：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で2.0 ％以下に限定するのが好ましい。
【００４２】
Ｃ群：Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で0.2 ％以下
Ｃ群：Nb、Ti、Ｖは、いずれも炭化物形成元素であり、炭化物の微細分散により高強度化に有効に作用するため、好ましくはNbは0.01％以上、Tiは0.01％以上、Ｖは0.01％以上、必要に応じ選択して含有できる。しかし、Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で0.2 ％を超えて含有すると、プレス成形性が劣化する。このため、Nb、Ti、Ｖは合計で0.2 ％以下に限定するのが好ましい。
【００４３】
また、本発明では、上記したCuの含有に代えて、Mo：0.05〜2.0 ％、Cr：0.05〜2.0 ％、Ｗ：0.05〜2.0 ％のうちから選ばれた１種または２種以上を合計で2.0 ％以下含有してもよい。
Mo：0.05〜2.0 ％、Cr：0.05〜2.0 ％、Ｗ：0.05〜2.0 ％のうちから選ばれた１種または２種以上を合計で2.0 ％以下
Mo、Cr、Ｗはいずれも、Cuと同様に、鋼板の歪時効硬化を顕著に増加させる元素で、本発明において最も重要な元素であり、選択して含有できる。フェライト相と残留オーステナイト相の複合組織としたうえで、これらMo、Cr、Ｗのうちの１種または２種以上を含有させることにより、５％以上の予歪の付加（予変形）と低温熱処理により、残留オーステナイトが歪誘起変態してマルテンサイトとなり、このマルテンサイト中に、微細炭化物が歪誘起微細析出し、ΔＴＳ：80MPa 以上の引張強さの増加が得られる。これら元素の含有量がそれぞれ0.05％未満では、予変形−熱処理条件を変化させても、ΔＴＳ：80MPa 以上の引張強さの増加は得られない。一方、これら元素の含有量がそれぞれ2.0 ％を超えて含有しても、上記した効果は飽和し、含有量に見合う効果が期待できず経済的に不利となるうえ、プレス成形性の劣化を招く。このため、Mo、Cr、Ｗは、Mo：0.05〜2.0 ％、Cr：0.05〜2.0 ％、Ｗ：0.05〜2.0 ％の範囲に限定した。なお、プレス成形性の観点から、Mo、Cr、Ｗの含有量の合計は2.0 ％以下に限定した。
【００４４】
また、本発明では、Mo、Cr、Ｗのうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、さらにNb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で2.0 ％以下含有することが好ましい。
Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で2.0 ％以下
Nb、Ti、Ｖは、いずれも炭化物形成元素であり、Mo、Cr、Ｗのうちの１種または２種以上を含有する場合に、必要に応じ選択して含有できる。Mo、Cr、Ｗのうちの１種または２種以上を含有し、組織をフェライト相と残留オーステナイト相の複合組織とし、さらにこれらNb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を含有させることにより、予変形−熱処理時に、残留オーステナイトが歪誘起変態してマルテンサイトとなり、このマルテンサイト中に微細炭化物が歪誘起微細析出し、ΔＴＳ：80MPa 以上の引張強さの増加が得られる。このような効果は、好ましくはNb：0.01％以上、Ti：0.01％以上、Ｖ：0.01％以上のうちの１種または２種以上の含有で顕著となる。しかし、Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で2.0 ％超えて含有すると、プレス成形性が劣化する。このため、Nb、Ti、Ｖの含有量は、合計で2.0 ％以下に限定するのが好ましい。
【００４５】
なお、上記した成分以外に、とくに限定してはいないが、Ｂ：0.1 ％以下、Zr：0.1 ％以下、Ca：0.1 ％以下、REM ：0.1 ％以下等を含有してもなんら問題はない。
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、Sb：0.01％以下、Sn：0.1 ％以下、Zn：0.01％以下、Co：0.1 ％以下が許容できる。
【００４６】
つぎに、本発明の冷延鋼板の製造方法について説明する。
本発明の冷延鋼板は、上記した範囲内の組成を有する鋼スラブを素材とし、該素材に熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程と、該熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする冷延工程と、該冷延板に再結晶焼鈍を行い冷延焼鈍板とする再結晶焼鈍工程とを順次施すことにより製造される。
【００４７】
使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止するために連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法、薄スラブ連鋳法で製造してもよい。また、鋼スラブを製造したのち、いったん室温まで冷却し、その後再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。
【００４８】
上記した組織の素材（鋼スラブ）を加熱し、熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程を施す。熱延工程は所望の板厚の熱延板が製造できる条件であれば通常公知の条件でとくに問題はない。なお、好ましい熱延条件は下記のとおりである。
スラブ加熱温度：900 ℃以上
スラブ加熱温度は、Cuを含有する組成の場合には、Cu起因の表面欠陥を防止するために低いほうが望ましい。しかし、加熱温度が900 ℃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。なお、酸化重量の増加にともなうスケールロスの増大などから、スラブ加熱温度は1300℃以下とすることが望ましい。
【００４９】
なお、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、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は、有効な方法であることはいうまでもない。
仕上圧延終了温度：700 ℃以上
仕上圧延終了温度ＦＤＴを700 ℃以上とすることにより、冷延および再結晶焼鈍後に優れた成形性が得られる均一な熱延母板組織を得ることができる。一方、、仕上圧延終了温度が700 ℃未満では、熱延母板組織が不均一となるとともに、熱間圧延時の圧延負荷が高くなり、熱間圧延時のトラブルが発生する危険性が増大する。このようなことから、熱延工程のＦＤＴは700 ℃以上とするのが好ましい。
【００５０】
巻取温度：800 ℃以下
巻取温度は、800 ℃以下とするのが好ましく、より好ましくは200 ℃以上である。巻取温度が800 ℃を超えると、スケールが増加しスケールロスにより歩留りが低下する傾向となる。なお、巻取温度が200 ℃未満となると、鋼板形状が顕著に乱れ、実際の使用にあたり不具合を生じる危険性が増大する。
【００５１】
このように、本発明の熱延工程では、スラブを900 ℃以上に加熱した後、仕上圧延終了温度：700 ℃以上とする熱間圧延を施し、800 ℃以下好ましくは200 ℃以上の巻取温度で巻き取り熱延板とするのが好ましい。
なお、本発明における熱延工程では、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために仕上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。なお、潤滑圧延の際の摩擦係数は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。
【００５２】
ついで、熱延板に、冷延工程を施す。冷延工程では、熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする。冷間圧延条件は、所望の寸法形状の冷延板とすることができればよく、とくに限定されないが、冷間圧延時の圧下率は40％以上とすることが好ましい。圧下率が40％未満では、後工程である再結晶焼鈍時に、再結晶が均一に起こりにくくなるからである。
【００５３】
ついで、冷延板に再結晶焼鈍を行い冷延焼鈍板とする再結晶焼鈍工程を施す。
再結晶焼鈍は、連続焼鈍ラインで行うのが好ましい。本発明では、再結晶焼鈍は、Ac1 変態点〜Ac3 変態点の温度範囲のフェライト＋オーステナイトの２相域で加熱均熱処理を行った後、冷却し、引き続き300 〜500 ℃の温度域にて30〜1200ｓ滞留させる滞留処理を行う熱処理とする。
【００５４】
再結晶焼鈍の加熱均熱処理温度は、Ac1 変態点〜Ac3 変態点の温度範囲のフェライト＋オーステナイトの２相域で行うことが好ましい。加熱均熱処理温度がAc1 変態点未満では、フェライト単相となり、一方、Ac3 変態点を超える高温では、結晶粒が粗大化するとともに、オーステナイト単相域となり、プレス成形性が著しく劣化する。
【００５５】
上記した加熱均熱処理を行った後、該加熱均熱処理温度から冷却し、引き続き300 〜500 ℃の温度域にて30〜1200ｓの滞留処理を行う。この加熱均熱処理とその後の滞留処理により、１％以上の残留オーステナイトが形成される。滞留処理の温度が300 ℃未満では、フェライト＋マルテンサイトの複合組織となり、一方、500 ℃を越える温度域では、フェライト＋ベイナイトまたはパーライト組織となり、いずれの場合も残留オーステナイトが得難くなる。
【００５６】
また、300 〜500 ℃の温度域での滞留処理時間が、30ｓ未満では残留オーステナイトが得られず、一方、1200ｓを超えると残留オーステナイトが得られずフェライト＋ベイナイト組織となる。このため、300 〜500 ℃の温度域での滞留処理時間は30〜1200ｓとすることが好ましい。
このような再結晶焼鈍により、フェライト＋残留オーステナイトの複合組織が得られ、高延性特性とともに、高いΔＴＳが得られる。
【００５７】
また、再結晶焼鈍工程後に、形状矯正、表面粗度等の調整のために、10％以下の調質圧延工程を加えてもよい。
なお、本発明の冷延鋼板は、加工用鋼板としてのみならず、加工用表面処理鋼板の原板としても適用できる。表面処理としては、亜鉛めっき（合金系を含む）、すずめっき、ほうろう等がある。
【００５８】
また、本発明の冷延鋼板には、亜鉛めっき後、化成処理性、溶接性、プレス成形性および耐食性等の改善のために特殊な処理を施してもよい。
【００５９】
【実施例】
（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。ついで、これらスラブを1250℃に加熱したのち、仕上圧延終了温度： 900℃、巻取温度： 600℃とする熱間圧延を施す熱延工程により、板厚4.0mm の熱延鋼帯（熱延板）とした。引き続き、これら熱延鋼帯（熱延板）に酸洗、冷間圧延を施す冷延工程により、板厚1.2mm の冷延鋼帯（冷延板）とした。ついで、これら冷延鋼帯（冷延板）に、連続焼鈍ラインで、表２に示す条件で加熱均熱処理およびそれに引き続く滞留処理からなる再結晶焼鈍を行い、冷延焼鈍板とする再結晶焼鈍工程を施した。得られた冷延鋼帯（冷延焼鈍板）に、さらに伸び率：0.8 ％の調質圧延を施した。
【００６０】
得られた鋼帯から試験片を採取し、微視組織、引張特性、歪時効硬化特性、穴拡げ性を調査した。なお、プレス成形性は、伸びＥｌ（延性）と強度ー延性バランスＴＳ×Ｅｌおよび穴拡げ率から評価した。
（１）微視組織
得られた鋼帯から試験片を採取し、圧延方向断面（Ｌ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観察した。鋼板中のフェライト、パーライト、ベイナイトおよびマルテンサイトの含有量 (組織分率）については、倍率1000倍の断面組織写真を用いて、画像解析により各組織の組織分率を求め、該当相の体積率とした。また、残留オーステナイト量は、鋼板を板厚方向の中心面まで研磨し、板厚中心面での回折Ｘ線強度測定により求めた。入射Ｘ線にはMoK α線を使用し、フェライト相の｛110 ｝、｛200 ｝、｛211 ｝の各面の回折Ｘ線強度に対する残留オーステナイト相の｛200 ｝、｛220 ｝、｛311 ｝各面の回折Ｘ線強度比を求め、これらの平均値を残留オーステナイトの体積率とした。
【００６１】
（２）引張特性
得られた鋼帯から、JIS ５号引張試験片を圧延方向に直交する方向に採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を行い、降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥｌを求めた。
（３）歪時効硬化特性
得られた鋼帯（冷延焼鈍板）からJIS ５号試験片を圧延方向に直交する方向に採取し、予変形（引張予歪）として５％の塑性変形を与えて、ついで250 ℃×20min の熱処理を施したのち、引張試験を実施し、熱処理後の引張特性（降伏応力ＹＳHT、引張強さＴＳHT）を求め、ΔＹＳ＝ＹＳHT−ＹＳ、ΔＴＳ＝ＴＳHT−ＴＳを算出した。なお、ＹＳHT、ＴＳHTは予変形−熱処理後の降伏応力、引張強さであり、ＹＳ、ＴＳは鋼帯（冷延焼鈍板）の降伏強さ、引張強さである。
【００６２】
（４）穴拡げ性
得られた鋼帯から採取した試験片に、日本鉄鋼連盟の規定JFS T 1001-1996 に準拠して、10mmφのポンチで打ち抜いてポンチ穴を形成したのち、頂角60°の円錐ポンチを用い、ばりが外側になるようにして、板厚を貫通する割れが発生するまで穴拡げを行い、穴拡げ率λを求めた。穴拡げ率λは、
λ（％）＝｛（ｄ−ｄ0 ）／ｄ0 ｝×100
で求めた。なお、ｄ0 ：初期穴径（ポンチ穴）、ｄ：割れ発生時の内穴径である。
【００６３】
これらの結果を表３に示す。
【００６４】
【表１】
【００６５】
【表２】
【００６６】
【表３】
【００６７】
本発明例は、いずれも、高い伸びＥｌと、高い強度ー延性バランスＴＳ×Ｅｌを有し、さらに大きな穴拡げ率λを示して、伸びフランジ成形性を含むプレス成形性に優れるとともに、極めて大きなΔＴＳを示し、歪時効硬化特性に優れた鋼板となっている。これに対し、本発明の範囲を外れる比較例では、伸びＥｌが低いか、ＴＳ×Ｅｌが低いか、穴拡げ率λが小さいか、あるいはΔＴＳが小さく、プレス成形性、歪時効硬化特性が低下した鋼板となっている。
【００６８】
（実施例２）
表４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。ついで、これらスラブを1250℃に加熱したのち、仕上圧延終了温度： 900℃、巻取温度： 600℃とする熱間圧延を施す熱延工程により、板厚4.0mm の熱延鋼帯（熱延板）とした。引き続き、これら熱延鋼帯（熱延板）に酸洗、冷間圧延を施す冷延工程により、板厚1.2mm の冷延鋼帯（冷延板）とした。ついで、これら冷延鋼帯（冷延板）に、連続焼鈍ラインで、表５に示す条件で、加熱均熱処理およびそれに引き続く滞留処理からなる再結晶焼鈍を施し、冷延焼鈍板とする再結晶焼鈍工程を施した。得られた鋼帯（冷延焼鈍板）に、さらに伸び率：0.8 ％の調質圧延を施した。
【００６９】
得られた鋼帯から試験片を採取し、実施例１と同様に、微視組織、引張特性、歪時効硬化特性、穴拡げ性を調査した。
これらの結果を表６に示す。
【００７０】
【表４】
【００７１】
【表５】
【００７２】
【表６】
【００７３】
本発明例は、いずれも、高い伸びＥｌと、高い強度ー延性バランスＴＳ×Ｅｌを有し、さらに大きな穴拡げ率λを示して、伸びフランジ成形性を含むプレス成形性に優れるとともに、極めて大きなΔＴＳを示し、歪時効硬化特性に優れた鋼板となっている。これに対し、本発明の範囲を外れる比較例では、伸びＥｌが低いか、ＴＳ×Ｅｌ低いか、穴拡げ率λが小さいか、あるいはΔＴＳが小さく、プレス成形性、歪時効硬化特性が低下した鋼板となっている。
【００７４】
【発明の効果】
本発明によれば、優れたプレス成形性を維持しつつ、プレス成形後の熱処理により引張強さが顕著に上昇する冷延鋼板を、安定して製造することが可能となり、産業上格段の効果を奏する。本発明の冷延鋼板を自動車部品用に適用した場合、プレス成形が容易で、かつ完成後の部品特性を安定して高くでき、自動車車体の軽量化に十分に寄与できるという効果もある。
【図面の簡単な説明】
【図１】予変形−熱処理後のΔＴＳと再結晶焼鈍温度の関係におよぼすCu含有量の影響を示すグラフである。
【図２】予変形−熱処理後のΔＴＳと熱処理温度の関係におよぼすCu含有量の影響を示すグラフである。
【発明の属する技術分野】
本発明は、主として自動車用冷延鋼板に係り、とくに、曲げ加工性、伸びフランジ加工性、絞り加工性等のプレス成形性が良好で、しかもプレス成形後の熱処理により引張強さが顕著に増加する、極めて大きな歪時効硬化特性を有する高延性冷延鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
本発明でいう高延性鋼板とは、強度（ＴＳ）と延性（Ｅｌ）のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が19000MPa％以上の引張特性を有する鋼板を意味する。また、本発明でいう極めて大きな歪時効硬化特性、すなわち「歪時効硬化特性に優れる」とは、ΔＴＳ：80MPa 以上になる歪時効硬化特性を有することを意味する。本発明において、ΔＴＳとは、塑性歪量５％以上の予変形処理後、150 〜 350℃の範囲の温度で保持時間：30ｓ以上の熱処理を施したときの、熱処理前後の引張強さ増加量｛＝（熱処理後の引張強さ）−（予変形処理前の引張強さ）｝を意味する。
【０００３】
【従来の技術】
近年、地球環境の保全問題からの排出ガス規制に関連して、自動車の車体重量の軽減が極めて重要な課題となっている。最近、車体重量の軽減のために、自動車用鋼板を高強度化して鋼板板厚を低減することが検討されている。
鋼板を素材とする自動車の車体用部品の多くがプレス加工により成形されるため、使用される冷延鋼板には、優れたプレス成形性を有することが要求される。優れたプレス成形性を有する鋼板となるためには、まず高い延性を有することが必要となる。また、伸びフランジ成形が多用される場合もあり、高い穴拡げ率を有することも必要となる。しかし、一般に、鋼板を高強度化すると、延性が低下し、穴拡げ率が低下して、プレス成形性が低下する傾向にある。
【０００４】
また最近では、衝突時に乗員を保護するため、自動車車体の安全性が重視され、そのために衝突時における安全性の目安となる耐衝撃特性の向上が要求されている。耐衝撃特性の向上には、完成車での強度が高いほど有利になる。したがって、自動車部品の成形時には、強度が低く、高い延性を有してプレス成形性に優れ、完成品となった時点では、強度が高くて耐衝撃特性に優れる冷延鋼板が最も強く望まれていた。
【０００５】
このような要望に対し、プレス成形性と高強度化とを両立させた鋼板が開発された。この鋼板は、プレス加工後に100 〜200 ℃の高温保持を含む塗装焼付処理を施すと降伏応力が上昇する塗装焼付硬化型鋼板である。この鋼板では、最終的に固溶状態で残存するＣ量（固溶Ｃ量）を適正範囲に制御し、プレス成形時には軟質で、形状凍結性、延性を確保し、プレス成形後に行われる塗装焼付処理時に、残存する固溶Ｃがプレス成形時に導入された転位に固着して、転位の移動を妨げ、降伏応力を上昇させる。しかしながら、この塗装焼付硬化型自動車用鋼板では、降伏応力は上昇させることができるものの、引張強さまでは上昇させることができなかった。
【０００６】
また、特公平5-24979 号公報には、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。特公平5-24979 号公報に記載された冷延鋼板は、連続焼鈍後の冷却過程で400 〜200 ℃の温度範囲を急冷し、その後を徐冷とすることにより、組織を従来のフェライト主体の組織から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。
【０００７】
しかしながら、特公平5-24979 号公報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、依然として引張強さまでは上昇させることが難しく、耐衝撃特性の向上が期待できないという問題があった。
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、いくつか提案されている。
【０００８】
例えば、特公平8-23048 号公報には、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 〜950 ℃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、特公平8-23048 号公報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。
【０００９】
また、特許第2802513 号公報には、熱延板をめっき原板とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が提案されている。この方法は、Ｃ：0.05％以下、Mn：0.05〜0.5 ％、Al：0.1 ％以下、Cu：0.8 〜2.0 ％を含む鋼スラブを巻取温度：530 ℃以下の条件で熱間圧延を行い、続いて530 ℃以下の温度に加熱し、鋼板表面を還元したのち、溶融亜鉛めっきを施すことにより、成形後の熱処理による著しい硬化が得られるとしている。しかしながら、この方法で製造された鋼板では、成形後熱処理により著しい硬化を得るためには、熱処理温度を500 ℃以上とする必要があり、熱処理温度が高く、実用上問題を残していた。
【００１０】
また、特開平10−310824号公報には、熱延板あるいは冷延板をめっき原板とし、成形後の熱処理により強度上昇が期待できる合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が提案されている。この方法は、Ｃ：0.01〜0.08％を含み、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Al、Ｎを適正量としたうえで、Cr、Ｗ、Moの１種または２種以上を合計で0.05〜3.0 ％含有する鋼を熱間圧延したのち、あるいはさらに冷間圧延または、調質圧延し焼鈍したのち、溶融亜鉛めっきを行い、その後加熱合金化処理を施すというものである。この鋼板は、成形後、200 〜450 ℃の温度域で加熱することにより引張強さ上昇が得られるとされる。しかしながら、得られた鋼板は、ミクロ組織が、フェライト単相、フェライト＋パーライト、またはフェライト＋べイナイト組織であるため、高い延性が得られず、プレス成形性が低下するという問題があった。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記したように、極めて強い要求があるにもかかわらず、これらの特性を満足する鋼板を工業的に安定して製造する技術がこれまでになかったことに鑑み成されたものであり、上記した問題を有利に解決し、自動車用鋼板として好適な、優れたプレス成形性を有し、かつプレス成形後に、比較的低い温度での熱処理によって引張強さが極めて大きく上昇する歪時効硬化特性に優れた高延性冷延鋼板およびこの高延性冷延鋼板を安定して生産できる製造方法を提案することを目的とする。
【００１２】
【問題を解決するための手段】
本発明者らは、上記した課題を達成するために、歪時効硬化特性におよぼす合金元素の影響について鋭意研究を重ねた。その結果、鋼板組織をフェライトを主相とし第２相として残留オーステナイトを含む相との複合組織とし、鋼板化学組成を、Ｃ含有量が低〜中炭素域で、適正範囲内のCu量と、あるいは適正含有量範囲内のMo、Cr、Ｗのうちから選ばれた１種または２種以上とを含有する組成とすることにより、予歪量：５％以上とした予変形処理と150 ℃以上350 ℃以下の比較的低い温度の熱処理後に、降伏応力の増加に加え、引張強さも顕著に増加する高い歪時効硬化が得られることを見いだした。また、このような高い歪時効硬化特性に加えて、良好な延性、高い穴拡げ率を有し、プレス成形性に優れた鋼板となることを見いだした。
【００１３】
まず、本発明者らが行った基礎的な実験結果について説明する。
質量％で、Ｃ：0.10％、Si：1.2 ％、Mn：1.4 ％、Ｐ：0.01％、Ｓ：0.005 ％、Al：0.03％、Ｎ：0.002 ％を含有し、Cuを0.3 ％、1.3％と変化した組成を有するシートバーについて、1250℃に加熱−均熱後、仕上圧延終了温度が900 ℃となるように３パス圧延を行って板厚4.0 mmの熱延板とした。なお、仕上圧延終了後、コイル巻取り処理として600 ℃×1 ｈの保温相当処理を施した。引き続き、70％の冷間圧延を施して板厚1.2 mmの冷延板とした。ついで、これらの冷延板に、700 〜850 ℃の範囲の温度に加熱し60ｓ間均熱する加熱均熱処理を行った後、400 ℃まで冷却しその温度（400 ℃）で 300ｓ保持する滞留処理を含む再結晶焼鈍を施した。この再結晶焼鈍により、組織が、フェライト単相からフェライトを主相として残留オーステナイトを含む相を第２相とする複合組織（以下フェライト＋残留オーステナイトの複合組織ともいう）まで変化した各種鋼板が得られた。
【００１４】
得られた冷延板について、引張試験を実施し引張特性を調査した。さらに、これら冷延鋼板の歪時効硬化特性について調査した。
まず、これら冷延板から試験片を採取し、これら試験片に引張予歪量５％の予変形処理を施し、ついで50〜350 ℃×20min の熱処理を施したのち、引張試験を実施し引張特性（ＹＳ、ＴＳ）を求めた。歪時効硬化特性は、熱処理前後の引張強さ増加量ΔＴＳで評価した。ΔＴＳは、熱処理を施した後の引張強さＴＳHTと、熱処理を施さない場合の引張強さＴＳとの差（＝（熱処理後の引張強さＴＳHT）−（予変形処理前の引張強さＴＳ））とした。なお、引張試験は、JIS ５号引張試験片を用いて実施した。
【００１５】
図１に、ΔＴＳと再結晶焼鈍温度の関係におよぼすCu含有量の影響を示す。なお、ΔＴＳは、得られた冷延板から採取した試験片に、引張予歪量５％の予変形処理を施し、ついで250 ℃×20min の熱処理を施したのち、引張試験を実施して求めた。
図１から、Cu含有量が1.3 質量％の場合には、再結晶焼鈍温度を750 ℃以上として鋼板組織をフェライト＋残留オーステナイト複合組織とすることにより、ΔＴＳ：80MPa 以上という高い歪時効硬化特性が得られることがわかる。一方、Cu含有量が0.3 質量％の場合には、いずれの再結晶焼鈍温度でもΔＴＳ：80MPa 未満であり、高い歪時効硬化特性は得られない。図１からCu含有量を適正範囲とし、組織をフェライト＋残留オーステナイト複合組織とすることにより、高い歪時効硬化特性を有する冷延鋼板を製造することが可能であることがわかる。
【００１６】
図２に、ΔＴＳと予変形処理後の熱処理温度の関係におよぼすCu含有量の影響を示す。鋼板は、冷延後、フェライト（α）＋オーステナイト（γ）の２相域である800 ℃で保持時間60ｓの焼鈍を施した後、保持温度（800 ℃）から30℃／ｓの冷却速度で400 ℃まで冷却し、400 ℃で300 ｓの滞留処理を施したものを用いた。これら鋼板のミクロ組織は、フェライトと残留オーステナイト（第２相）との複合組織であり、残留オーステナイトの組織分率は体積率で４％であった。
【００１７】
図２から、ΔＴＳは、熱処理温度が上昇するとともに増加するが、その増加量はCu含有量に大きく依存する。Cu含有量が1.3 質量％の場合には、熱処理温度が150 ℃以上でΔＴＳ：80MPa 以上という高い歪時効硬化特性が得られることがわかる。Cu含有量が0.3 質量％の場合には、いずれの熱処理温度でも、ΔＴＳ：80MPa 未満であり、高い歪時効硬化特性は得られない。
【００１８】
また、冷延板を再結晶焼鈍し、組織をフェライト＋残留オーステナイトの複合組織とした、Cu含有量が0.3 質量％と1.3 質量％の材料（鋼板）について、穴拡げ試験を実施し穴拡げ率（λ）を求めた。穴拡げ試験は、10mmφのポンチで打ち抜いて供試片にポンチ穴を形成したのち、頂角60°の円錐ポンチを用い、ばりが外側になるようにして、板厚を貫通する割れが発生するまで穴拡げを行い、穴拡げ率λを求めた。穴拡げ率λは、λ（％）＝｛（ｄ−ｄ0 ）／ｄ0 ｝×100 で求めた。なお、ｄ0 ：初期穴径、ｄ：割れ発生時の内穴径である。
【００１９】
Cu含有量が1.3 ％の材料 (鋼板）では、λは 130％、Cu含有量が0.3 ％の材料 (鋼板）では、λは60％であった。Cu含有量が1.3 質量％の場合には、穴拡げ率が高くなり、穴拡げ成形性が向上することが明らかになった。
Cu含有による穴拡げ成形性が高くなる詳細な機構については、現在までに明確とはなっていないが、Cu含有によりフェライトと残留オーステナイトおよび歪誘起変態したマルテンサイトとの硬度差が小さくなったためではないかと考えられる。
【００２０】
本発明の冷延鋼板では、通常の熱処理前後の変形応力増加量測定時の予歪量である２％よりも多い歪量での予変形と、150 ℃以上350 ℃以下といった比較的低温域での熱処理により、鋼板中に極微細Cuが析出する。本発明者らの検討によれば、この極微細Cuの析出により、降伏応力の増加に加え、引張強さが顕著に増加する高い歪時効硬化特性が得られたと考えられる。このような低温域での熱処理による極微細Cuの析出は、これまで報告されている極低炭素鋼あるいは低炭素鋼では全く認められなかった。低温域での熱処理によって極微細Cuが析出することについては、現在まで、その理由は明確となっていないが、α＋γの２相域での再結晶焼鈍中に、γ相にCuが多量に分配され、それが冷却後も引き継がれてマルテンサイト中にCuが過飽和に固溶した状態になり、５％以上の予歪の付加と低温熱処理により、極微細に析出したものと考えられる。
【００２１】
上記した新規な知見に基づき、本発明者らは、さらに鋭意研究を重ねた結果、上記した現象はCuを含まない鋼板においても起こることを知見した。Cuに代えて、Mo、Cr、Ｗのうちの１種または２種以上を含有し、組織をフェライト＋残留オーステナイトの複合組織とした鋼板に、予歪を付加し低温での熱処理を施すと、歪誘起変態したマルテンサイト中に極微細な炭化物が歪誘起析出し引張強さが上昇することを見いだした。この低温加熱時の歪誘起微細析出は、Mo、Cr、Ｗのうちの１種または２種以上に加えてNb、Ｖ、Tiのうちの１種または２種以上を含有することによりさらに顕著となることも見いだした。
【００２２】
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討して完成されたものであり、本発明の要旨は下記のとおりである。
（１）鋼板の組成が、質量％で、Ｃ：0.20％以下、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.1 ％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.3 ％以下、Ｎ：0.02％以下、Cu：0.5 〜3.0 ％を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、該鋼板の組織が、体積率で90％以上の主相であるフェライト相と、体積率で１％以上の残留オーステナイト相を含む第２相との複合組織であることを特徴とするプレス成形性に優れ、かつ引張塑性歪量５％の予変形処理後、250 ℃×20min の熱処理を施したときに、該熱処理前後の引張強さ増加量ΔＴＳがΔＴＳ：80MPa 以上になる歪時効硬化特性に優れた高延性冷延鋼板。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、次Ａ群〜Ｃ群
Ａ群：Ni：2.0 ％以下
Ｂ群：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で2.0 ％以下
Ｃ群：Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で0.2 ％以下
のうちの１群または２群以上を含有することを特徴とする高延性冷延鋼板。
（３）（１）において、前記鋼板の組成に代えて、質量％で、Ｃ：0.20％以下、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.1 ％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.3 ％以下、Ｎ：0.02％以下を含み、さらに、Mo：0.05〜2.0 ％、Cr：0.05〜2.0 ％、Ｗ：0.05〜2.0 ％のうちから選ばれた１種または２種以上を合計で2.0 ％以下含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成の鋼板の組成とすることを特徴とする高延性冷延鋼板。
（４）（３）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で0.09％以下を含有することを特徴とする高延性冷延鋼板。
（５）質量％で、Ｃ：0.20％以下、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.1 ％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.3 ％以下、Ｎ：0.02％以下、Cu：0.5 〜3.0 ％を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成の鋼スラブを素材とし、該素材に熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程と、該熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする冷延工程と、該冷延板に再結晶焼鈍を行い冷延焼鈍板とする再結晶焼鈍工程とを順次施す冷延鋼板の製造方法において、前記再結晶焼鈍を、Ac1 変態点〜Ac3 変態点の温度範囲のフェライト＋オーステナイトの２相域で加熱均熱処理を行った後、冷却し、引き続き300 〜500 ℃の温度域にて30〜1200ｓの滞留処理を行う熱処理とすることを特徴とするプレス成形性に優れ、かつ引張塑性歪量５％の予変形処理後、250 ℃×20min の熱処理を施したときに、該熱処理前後の引張強さ増加量ΔＴＳがΔＴＳ：80MPa 以上になる歪時効硬化特性に優れた高延性冷延鋼板の製造方法。
（６）（５）において、前記鋼スラブが前記組成に加えてさらに、質量％で、次Ａ群〜Ｃ群
Ａ群：Ni：2.0 ％以下
Ｂ群：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で2.0 ％以下
Ｃ群：Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で0.2 ％以下
のうちの１群または２群以上を含有することを特徴とする高延性冷延鋼板の製造方法。
（７）（５）において、前記組成の鋼スラブに代えて、質量％で、Ｃ：0.20％以下、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.1 ％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.3 ％以下、Ｎ：0.02％以下を含み、さらに、Mo：0.05〜2.0 ％、Cr：0.05〜2.0 ％、Ｗ：0.05〜2.0 ％のうちから選ばれた１種または２種以上を合計で2.0 ％以下含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成の鋼スラブとすることを特徴とする高延性冷延鋼板の製造方法。
（８）（７）において、前記鋼スラブが前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で0.09％以下を含有することを特徴とする高延性冷延鋼板の製造方法。
【００２３】
【発明の実施の形態】
本発明の冷延鋼板は、引張強さＴＳ：440MPa以上の高張力冷延鋼板であり、プレス成形性に優れ、かつプレス成形後の比較的低い温度での熱処理により引張強さが顕著に上昇し、ΔＴＳ：80MPa 以上になる歪時効硬化特性に優れた高延性冷延鋼板である。
【００２４】
まず、本発明鋼板の組織について説明する。
本発明の冷延鋼板は、組織が、フェライト相を主相とし、主相と、体積率で１％以上の残留オーステナイト相を含む第２相との複合組織を有する冷延鋼板である。
本発明では、高い延性（Ｅｌ）と、高い強度と延性のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）を有し、優れたプレス成形性を有する冷延鋼板とするために、鋼板の組織を、主相であるフェライト相と、残留オーステナイト相を含む第２相との複合組織とする必要がある。主相であるフェライト相は、体積率で50％以上とするのが好ましい。フェライト相が、50％未満では、高い延性を確保することが困難となりプレス成形性が低下する。また、さらに良好な延性が要求される場合にはフェライト相の体積率は80％以上とするのが好ましい。なお、複合組織の利点を利用するために、フェライト相は98％以下とするのが好ましい。
【００２５】
また、第２相として、本発明では、残留オーステナイト相を、全組織に対する体積率で１％以上含有する必要がある。残留オーステナイト相が１％未満では、高いＥｌを得ることができない。なお、より高い延性（Ｅｌ）を得るためには残留オーステナイト相は２％以上含有することが好ましく, より好ましくは３％以上である。
【００２６】
なお、第２相は、体積率で１％以上の残留オーステナイト相単独としても、あるいは体積率で１％以上の残留オーステナイト相と、副相としてそれ以外のパーライト相、ベイナイト相、マルテンサイト相のいずれかを混合した相としてもよく、とくに限定されない。
上記した組織を有する冷延鋼板は、高延性を有し、プレス成形性に優れ、かつ歪時効硬化特性に優れた鋼板となる。
【００２７】
本発明でいう、「歪時効硬化特性に優れた」とは、上記したように、引張塑性歪量５％以上の予変形処理後、150 〜 350℃の範囲の温度で保持時間：30ｓ以上の熱処理を施したとき、この熱処理前後の引張強さ増加量ΔＴＳ｛＝（熱処理後の引張強さ）−（予変形処理前の引張強さ）｝が80MPa 以上となることを意味する。なお、望ましくはΔＴＳは100 MPa 以上である。この熱処理により降伏応力も上昇し、ΔＹＳ｛＝（熱処理後の降伏強さ）−（予変形処理前の降伏強さ）｝： 80 MPa 以上が得られることはいうまでもない。
【００２８】
歪時効硬化特性を規定する場合、予歪（予変形）量は重要な因子である。本発明者らは、自動車用鋼板が適用される変形様式を想定して、予歪量がその後の歪時効硬化特性に及ぼす影響について調査した。その結果、極めて深い絞り加工以外はおおむね１軸相当歪（引張歪）量で整理できること、また、実部品においては、この１軸相当歪量がおおむね５％を上回っていること、また、部品強度が予歪５％の歪時効処理後に得られる強度と良く対応すること、が明らかになった。これらのことから、本発明では、熱処理の予歪（変形）を５％以上の引張塑性歪とした。
【００２９】
従来の塗装焼付処理条件は、170 ℃×20min が標準として採用されているが、本発明におけるように、極微細Cuの析出強化を利用する場合には、熱処理温度は150 ℃以上が必要となる。一方、350 ℃を超える条件では、その効果が飽和し、逆にやや軟化する傾向を示す。また、350 ℃を超える温度に加熱すると、熱歪やテンパーカラーの発生などが顕著となる。このようなことから、本発明では、歪時効硬化のための熱処理温度は150 〜350 ℃とした。なお、熱処理温度における保持時間は30ｓ以上とする。熱処理の保持時間については、150 〜350 ℃ではおおむね30ｓ程度以上保持すれば、ほぼ十分な歪時効硬化が達成される。よりおおきな安定した歪時効硬化を得たい場合には保持時間は60ｓ以上とするのが望ましく、より好ましくは300 ｓ以上である。
【００３０】
予変形後の熱処理における加熱方法は、とくに限定されないが、通常の塗装焼付処理におけるように、炉による雰囲気加熱以外に、たとえば誘導加熱、無酸化炎、レーザー、プラズマなどによる加熱などがいずれも好適である。また、鋼板の温度を高めてプレスする、いわゆる温間プレスも、本発明においては極めて有効な方法である。
【００３１】
つぎに、本発明冷延鋼板の組成限定理由について説明する。なお、質量％は単に％と記す。
Ｃ：0.20％以下
Ｃは、鋼板の強度を増加し、さらにフェライトと残留オーステナイトの複合組織の形成を促進する元素であり、本発明では残留オーステナイト形成の観点から0.01％以上含有するのが好ましい。なお、より好ましくは0.05％以上である。一方、0.20％を超える含有は、鋼中の炭化物の分率が増加し、延性、さらにはプレス成形性を低下させる。さらに、より重要な問題として、Ｃ含有量が0.20％を超えると、スポット溶接性、アーク溶接性等が顕著に低下する。このため、本発明では、Ｃは0.20％以下に限定した。なお、成形性の観点からは0.18％以下とするのが好ましい。
【００３２】
Si：2.0 ％以下
Siは、鋼板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強化元素であり、また残留オーステナイト相の形成を促進する元素であり、0.1 ％以上含有することが好ましい。しかし、その含有量が2.0 ％を超えると、プレス成形性の劣化を招くとともに、表面性状が悪化する。このため、Siは2.0 ％以下に限定した。
【００３３】
Mn：3.0 ％以下
Mnは、鋼を強化する作用があり、また、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量に応じて含有するのが好ましい。このような効果は、0.5 ％以上の含有で顕著となる。一方、3.0 ％を超える含有は、プレス成形性および溶接性を劣化させる。このため、本発明ではMnは3.0 ％以下に限定した。なお、より好ましくは1.0 ％以上である。
【００３４】
Ｐ：0.10％以下
Ｐは、鋼を強化する作用があり、好ましくは0.005 ％以上、所望の強度に応じて、含有することができるが、過剰に含有するとプレス成形性が劣化する。このため、Ｐは0.10％以下に限定した。なお、より優れたプレス成形性が要求される場合には、0.08％以下とするのが好ましい。
【００３５】
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、成形性、とくに伸びフランジ成形性の劣化をもたらす元素であり、できるだけ低減するのが好ましいが、0.02％以下に低減すると、さほど悪影響をおよぼさなくなるため、本発明ではＳは0.02％を上限とした。なお、優れた伸びフランジ成形性を要求される場合には、Ｓは0.010 ％以下とするのが好ましい。
【００３６】
Al：0.30％以下
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、また残留オーステナイト相の形成に有効な元素であり、0.01％以上含有することが好ましい。しかし、0.30％を超えて含有してもより一層の脱酸効果は得られず、逆にプレス成形性が劣化する。このため、Alは0.30％以下に限定した。なお、本発明では、Al脱酸以外の脱酸方法による溶製方法を排除するものではなく、たとえばTi脱酸やSi脱酸を行ってもよく、これらの脱酸法による鋼板も本発明の範囲に含まれる。その際、CaやREM 等を溶鋼に添加しても、本発明鋼板の特徴はなんら阻害されない。CaやREM 等を含む鋼板も本発明範囲に含まれるのは、勿論である。
【００３７】
Ｎ：0.02％以下
Ｎは、固溶強化や歪時効硬化で鋼板の強度を増加させる元素であり、0.001 ％以上含有することが好ましいが、0.02％を超えて含有すると、鋼板中に窒化物が増加し、それにより鋼板の延性、さらにはプレス成形性が顕著に劣化する。このため、Ｎは0.02％以下に限定した。なお、よりプレス成形性の向上が要求される場合には0.01％以下とするのが好適である。
【００３８】
Cu：0.5 〜3.0 ％
Cuは、鋼板の歪時効硬化（予変形−熱処理後の強度増加）を顕著に増加させる元素であり、本発明において最も重要な元素の一つである。Cu含有量が0.5 ％未満では、たとえ予変形−熱処理条件を変化させても、ΔＴＳ：80MPa 以上の引張強さの増加は得られない。このため、本発明では、Cuは0.5 ％以上の含有を必要とする。一方、3.0 ％を超える含有は、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず経済的に不利となるうえ、プレス成形性の劣化を招き、さらに鋼板の表面性状が悪化する。このため、Cuは0.5 〜3.0 ％に限定した。なお、より大きいΔＴＳと優れたプレス成形性とを両立させるためには、Cuは1.0 〜2.5 ％の範囲にするのが好ましい。
【００３９】
また、本発明では、上記したCuを含有する組成に加えてさらに、質量％で、次Ａ群〜Ｃ群
Ａ群：Ni：2.0 ％以下
Ｂ群：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で2.0 ％以下
Ｃ群：Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で0.2 ％以下
のうちの１群または２群以上を含有することが好ましい。
【００４０】
Ａ群：Ni：2.0 ％以下
Ａ群：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な元素であり、必要に応じ含有できる。含有する場合には、その含有量は、Cu含有量に依存し、およそCu含有量の半分程度、具体的にはCu含有量の30〜80程度とするのが好ましい。なお、2.0 ％を超えて含有しても、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できず経済的に不利となるうえ、逆にプレス成形性が劣化する。このようなことから、Niは2.0 ％以下に限定するのが好ましい。
【００４１】
Ｂ群：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で2.0 ％以下
Ｂ群：Cr、Moは、いずれもMnと同様に、鋼を強化する作用を有し、好ましくは、Crは 0.1％以上、Moは 0.1％以上必要に応じ選択して含有できる。一方、Cr、Moのうちの１種または２種を合計で2.0 ％を超えて含有すると、プレス成形性が低下する。このため、Ｂ群：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で2.0 ％以下に限定するのが好ましい。
【００４２】
Ｃ群：Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で0.2 ％以下
Ｃ群：Nb、Ti、Ｖは、いずれも炭化物形成元素であり、炭化物の微細分散により高強度化に有効に作用するため、好ましくはNbは0.01％以上、Tiは0.01％以上、Ｖは0.01％以上、必要に応じ選択して含有できる。しかし、Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で0.2 ％を超えて含有すると、プレス成形性が劣化する。このため、Nb、Ti、Ｖは合計で0.2 ％以下に限定するのが好ましい。
【００４３】
また、本発明では、上記したCuの含有に代えて、Mo：0.05〜2.0 ％、Cr：0.05〜2.0 ％、Ｗ：0.05〜2.0 ％のうちから選ばれた１種または２種以上を合計で2.0 ％以下含有してもよい。
Mo：0.05〜2.0 ％、Cr：0.05〜2.0 ％、Ｗ：0.05〜2.0 ％のうちから選ばれた１種または２種以上を合計で2.0 ％以下
Mo、Cr、Ｗはいずれも、Cuと同様に、鋼板の歪時効硬化を顕著に増加させる元素で、本発明において最も重要な元素であり、選択して含有できる。フェライト相と残留オーステナイト相の複合組織としたうえで、これらMo、Cr、Ｗのうちの１種または２種以上を含有させることにより、５％以上の予歪の付加（予変形）と低温熱処理により、残留オーステナイトが歪誘起変態してマルテンサイトとなり、このマルテンサイト中に、微細炭化物が歪誘起微細析出し、ΔＴＳ：80MPa 以上の引張強さの増加が得られる。これら元素の含有量がそれぞれ0.05％未満では、予変形−熱処理条件を変化させても、ΔＴＳ：80MPa 以上の引張強さの増加は得られない。一方、これら元素の含有量がそれぞれ2.0 ％を超えて含有しても、上記した効果は飽和し、含有量に見合う効果が期待できず経済的に不利となるうえ、プレス成形性の劣化を招く。このため、Mo、Cr、Ｗは、Mo：0.05〜2.0 ％、Cr：0.05〜2.0 ％、Ｗ：0.05〜2.0 ％の範囲に限定した。なお、プレス成形性の観点から、Mo、Cr、Ｗの含有量の合計は2.0 ％以下に限定した。
【００４４】
また、本発明では、Mo、Cr、Ｗのうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、さらにNb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で2.0 ％以下含有することが好ましい。
Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で2.0 ％以下
Nb、Ti、Ｖは、いずれも炭化物形成元素であり、Mo、Cr、Ｗのうちの１種または２種以上を含有する場合に、必要に応じ選択して含有できる。Mo、Cr、Ｗのうちの１種または２種以上を含有し、組織をフェライト相と残留オーステナイト相の複合組織とし、さらにこれらNb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を含有させることにより、予変形−熱処理時に、残留オーステナイトが歪誘起変態してマルテンサイトとなり、このマルテンサイト中に微細炭化物が歪誘起微細析出し、ΔＴＳ：80MPa 以上の引張強さの増加が得られる。このような効果は、好ましくはNb：0.01％以上、Ti：0.01％以上、Ｖ：0.01％以上のうちの１種または２種以上の含有で顕著となる。しかし、Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で2.0 ％超えて含有すると、プレス成形性が劣化する。このため、Nb、Ti、Ｖの含有量は、合計で2.0 ％以下に限定するのが好ましい。
【００４５】
なお、上記した成分以外に、とくに限定してはいないが、Ｂ：0.1 ％以下、Zr：0.1 ％以下、Ca：0.1 ％以下、REM ：0.1 ％以下等を含有してもなんら問題はない。
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、Sb：0.01％以下、Sn：0.1 ％以下、Zn：0.01％以下、Co：0.1 ％以下が許容できる。
【００４６】
つぎに、本発明の冷延鋼板の製造方法について説明する。
本発明の冷延鋼板は、上記した範囲内の組成を有する鋼スラブを素材とし、該素材に熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程と、該熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする冷延工程と、該冷延板に再結晶焼鈍を行い冷延焼鈍板とする再結晶焼鈍工程とを順次施すことにより製造される。
【００４７】
使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止するために連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法、薄スラブ連鋳法で製造してもよい。また、鋼スラブを製造したのち、いったん室温まで冷却し、その後再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。
【００４８】
上記した組織の素材（鋼スラブ）を加熱し、熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程を施す。熱延工程は所望の板厚の熱延板が製造できる条件であれば通常公知の条件でとくに問題はない。なお、好ましい熱延条件は下記のとおりである。
スラブ加熱温度：900 ℃以上
スラブ加熱温度は、Cuを含有する組成の場合には、Cu起因の表面欠陥を防止するために低いほうが望ましい。しかし、加熱温度が900 ℃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。なお、酸化重量の増加にともなうスケールロスの増大などから、スラブ加熱温度は1300℃以下とすることが望ましい。
【００４９】
なお、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、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は、有効な方法であることはいうまでもない。
仕上圧延終了温度：700 ℃以上
仕上圧延終了温度ＦＤＴを700 ℃以上とすることにより、冷延および再結晶焼鈍後に優れた成形性が得られる均一な熱延母板組織を得ることができる。一方、、仕上圧延終了温度が700 ℃未満では、熱延母板組織が不均一となるとともに、熱間圧延時の圧延負荷が高くなり、熱間圧延時のトラブルが発生する危険性が増大する。このようなことから、熱延工程のＦＤＴは700 ℃以上とするのが好ましい。
【００５０】
巻取温度：800 ℃以下
巻取温度は、800 ℃以下とするのが好ましく、より好ましくは200 ℃以上である。巻取温度が800 ℃を超えると、スケールが増加しスケールロスにより歩留りが低下する傾向となる。なお、巻取温度が200 ℃未満となると、鋼板形状が顕著に乱れ、実際の使用にあたり不具合を生じる危険性が増大する。
【００５１】
このように、本発明の熱延工程では、スラブを900 ℃以上に加熱した後、仕上圧延終了温度：700 ℃以上とする熱間圧延を施し、800 ℃以下好ましくは200 ℃以上の巻取温度で巻き取り熱延板とするのが好ましい。
なお、本発明における熱延工程では、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために仕上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。なお、潤滑圧延の際の摩擦係数は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。
【００５２】
ついで、熱延板に、冷延工程を施す。冷延工程では、熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする。冷間圧延条件は、所望の寸法形状の冷延板とすることができればよく、とくに限定されないが、冷間圧延時の圧下率は40％以上とすることが好ましい。圧下率が40％未満では、後工程である再結晶焼鈍時に、再結晶が均一に起こりにくくなるからである。
【００５３】
ついで、冷延板に再結晶焼鈍を行い冷延焼鈍板とする再結晶焼鈍工程を施す。
再結晶焼鈍は、連続焼鈍ラインで行うのが好ましい。本発明では、再結晶焼鈍は、Ac1 変態点〜Ac3 変態点の温度範囲のフェライト＋オーステナイトの２相域で加熱均熱処理を行った後、冷却し、引き続き300 〜500 ℃の温度域にて30〜1200ｓ滞留させる滞留処理を行う熱処理とする。
【００５４】
再結晶焼鈍の加熱均熱処理温度は、Ac1 変態点〜Ac3 変態点の温度範囲のフェライト＋オーステナイトの２相域で行うことが好ましい。加熱均熱処理温度がAc1 変態点未満では、フェライト単相となり、一方、Ac3 変態点を超える高温では、結晶粒が粗大化するとともに、オーステナイト単相域となり、プレス成形性が著しく劣化する。
【００５５】
上記した加熱均熱処理を行った後、該加熱均熱処理温度から冷却し、引き続き300 〜500 ℃の温度域にて30〜1200ｓの滞留処理を行う。この加熱均熱処理とその後の滞留処理により、１％以上の残留オーステナイトが形成される。滞留処理の温度が300 ℃未満では、フェライト＋マルテンサイトの複合組織となり、一方、500 ℃を越える温度域では、フェライト＋ベイナイトまたはパーライト組織となり、いずれの場合も残留オーステナイトが得難くなる。
【００５６】
また、300 〜500 ℃の温度域での滞留処理時間が、30ｓ未満では残留オーステナイトが得られず、一方、1200ｓを超えると残留オーステナイトが得られずフェライト＋ベイナイト組織となる。このため、300 〜500 ℃の温度域での滞留処理時間は30〜1200ｓとすることが好ましい。
このような再結晶焼鈍により、フェライト＋残留オーステナイトの複合組織が得られ、高延性特性とともに、高いΔＴＳが得られる。
【００５７】
また、再結晶焼鈍工程後に、形状矯正、表面粗度等の調整のために、10％以下の調質圧延工程を加えてもよい。
なお、本発明の冷延鋼板は、加工用鋼板としてのみならず、加工用表面処理鋼板の原板としても適用できる。表面処理としては、亜鉛めっき（合金系を含む）、すずめっき、ほうろう等がある。
【００５８】
また、本発明の冷延鋼板には、亜鉛めっき後、化成処理性、溶接性、プレス成形性および耐食性等の改善のために特殊な処理を施してもよい。
【００５９】
【実施例】
（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。ついで、これらスラブを1250℃に加熱したのち、仕上圧延終了温度： 900℃、巻取温度： 600℃とする熱間圧延を施す熱延工程により、板厚4.0mm の熱延鋼帯（熱延板）とした。引き続き、これら熱延鋼帯（熱延板）に酸洗、冷間圧延を施す冷延工程により、板厚1.2mm の冷延鋼帯（冷延板）とした。ついで、これら冷延鋼帯（冷延板）に、連続焼鈍ラインで、表２に示す条件で加熱均熱処理およびそれに引き続く滞留処理からなる再結晶焼鈍を行い、冷延焼鈍板とする再結晶焼鈍工程を施した。得られた冷延鋼帯（冷延焼鈍板）に、さらに伸び率：0.8 ％の調質圧延を施した。
【００６０】
得られた鋼帯から試験片を採取し、微視組織、引張特性、歪時効硬化特性、穴拡げ性を調査した。なお、プレス成形性は、伸びＥｌ（延性）と強度ー延性バランスＴＳ×Ｅｌおよび穴拡げ率から評価した。
（１）微視組織
得られた鋼帯から試験片を採取し、圧延方向断面（Ｌ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観察した。鋼板中のフェライト、パーライト、ベイナイトおよびマルテンサイトの含有量 (組織分率）については、倍率1000倍の断面組織写真を用いて、画像解析により各組織の組織分率を求め、該当相の体積率とした。また、残留オーステナイト量は、鋼板を板厚方向の中心面まで研磨し、板厚中心面での回折Ｘ線強度測定により求めた。入射Ｘ線にはMoK α線を使用し、フェライト相の｛110 ｝、｛200 ｝、｛211 ｝の各面の回折Ｘ線強度に対する残留オーステナイト相の｛200 ｝、｛220 ｝、｛311 ｝各面の回折Ｘ線強度比を求め、これらの平均値を残留オーステナイトの体積率とした。
【００６１】
（２）引張特性
得られた鋼帯から、JIS ５号引張試験片を圧延方向に直交する方向に採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を行い、降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥｌを求めた。
（３）歪時効硬化特性
得られた鋼帯（冷延焼鈍板）からJIS ５号試験片を圧延方向に直交する方向に採取し、予変形（引張予歪）として５％の塑性変形を与えて、ついで250 ℃×20min の熱処理を施したのち、引張試験を実施し、熱処理後の引張特性（降伏応力ＹＳHT、引張強さＴＳHT）を求め、ΔＹＳ＝ＹＳHT−ＹＳ、ΔＴＳ＝ＴＳHT−ＴＳを算出した。なお、ＹＳHT、ＴＳHTは予変形−熱処理後の降伏応力、引張強さであり、ＹＳ、ＴＳは鋼帯（冷延焼鈍板）の降伏強さ、引張強さである。
【００６２】
（４）穴拡げ性
得られた鋼帯から採取した試験片に、日本鉄鋼連盟の規定JFS T 1001-1996 に準拠して、10mmφのポンチで打ち抜いてポンチ穴を形成したのち、頂角60°の円錐ポンチを用い、ばりが外側になるようにして、板厚を貫通する割れが発生するまで穴拡げを行い、穴拡げ率λを求めた。穴拡げ率λは、
λ（％）＝｛（ｄ−ｄ0 ）／ｄ0 ｝×100
で求めた。なお、ｄ0 ：初期穴径（ポンチ穴）、ｄ：割れ発生時の内穴径である。
【００６３】
これらの結果を表３に示す。
【００６４】
【表１】
【表２】
【表３】
本発明例は、いずれも、高い伸びＥｌと、高い強度ー延性バランスＴＳ×Ｅｌを有し、さらに大きな穴拡げ率λを示して、伸びフランジ成形性を含むプレス成形性に優れるとともに、極めて大きなΔＴＳを示し、歪時効硬化特性に優れた鋼板となっている。これに対し、本発明の範囲を外れる比較例では、伸びＥｌが低いか、ＴＳ×Ｅｌが低いか、穴拡げ率λが小さいか、あるいはΔＴＳが小さく、プレス成形性、歪時効硬化特性が低下した鋼板となっている。
【００６８】
（実施例２）
表４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。ついで、これらスラブを1250℃に加熱したのち、仕上圧延終了温度： 900℃、巻取温度： 600℃とする熱間圧延を施す熱延工程により、板厚4.0mm の熱延鋼帯（熱延板）とした。引き続き、これら熱延鋼帯（熱延板）に酸洗、冷間圧延を施す冷延工程により、板厚1.2mm の冷延鋼帯（冷延板）とした。ついで、これら冷延鋼帯（冷延板）に、連続焼鈍ラインで、表５に示す条件で、加熱均熱処理およびそれに引き続く滞留処理からなる再結晶焼鈍を施し、冷延焼鈍板とする再結晶焼鈍工程を施した。得られた鋼帯（冷延焼鈍板）に、さらに伸び率：0.8 ％の調質圧延を施した。
【００６９】
得られた鋼帯から試験片を採取し、実施例１と同様に、微視組織、引張特性、歪時効硬化特性、穴拡げ性を調査した。
これらの結果を表６に示す。
【００７０】
【表４】
【表５】
【表６】
本発明例は、いずれも、高い伸びＥｌと、高い強度ー延性バランスＴＳ×Ｅｌを有し、さらに大きな穴拡げ率λを示して、伸びフランジ成形性を含むプレス成形性に優れるとともに、極めて大きなΔＴＳを示し、歪時効硬化特性に優れた鋼板となっている。これに対し、本発明の範囲を外れる比較例では、伸びＥｌが低いか、ＴＳ×Ｅｌ低いか、穴拡げ率λが小さいか、あるいはΔＴＳが小さく、プレス成形性、歪時効硬化特性が低下した鋼板となっている。
【００７４】
【発明の効果】
本発明によれば、優れたプレス成形性を維持しつつ、プレス成形後の熱処理により引張強さが顕著に上昇する冷延鋼板を、安定して製造することが可能となり、産業上格段の効果を奏する。本発明の冷延鋼板を自動車部品用に適用した場合、プレス成形が容易で、かつ完成後の部品特性を安定して高くでき、自動車車体の軽量化に十分に寄与できるという効果もある。
【図面の簡単な説明】
【図１】予変形−熱処理後のΔＴＳと再結晶焼鈍温度の関係におよぼすCu含有量の影響を示すグラフである。
【図２】予変形−熱処理後のΔＴＳと熱処理温度の関係におよぼすCu含有量の影響を示すグラフである。
Claims (8)
- 鋼板の組成が、質量％で、
Ｃ：0.20％以下、 Si：2.0 ％以下、
Mn：3.0 ％以下、 Ｐ：0.1 ％以下、
Ｓ：0.02％以下、 Al：0.3 ％以下、
Ｎ：0.02％以下、 Cu：0.5 〜3.0 ％
を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、該鋼板の組織が、体積率で90％以上の主相であるフェライト相と、体積率で１％以上の残留オーステナイト相を含む第２相との複合組織であることを特徴とするプレス成形性に優れ、かつ引張塑性歪量５％の予変形処理後、250 ℃×20min の熱処理を施したときに、該熱処理前後の引張強さ増加量ΔＴＳがΔＴＳ：80MPa 以上になる歪時効硬化特性に優れた高延性冷延鋼板。 - 前記組成に加えてさらに、質量％で、下記Ａ群〜Ｃ群のうちの１群または２群以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高延性冷延鋼板。
記
Ａ群：Ni：2.0 ％以下
Ｂ群：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で2.0 ％以下
Ｃ群：Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で0.2 ％以下 - 前記鋼板の組成に代えて、質量％で、
Ｃ：0.20％以下、 Si：2.0 ％以下、
Mn：3.0 ％以下、 Ｐ：0.1 ％以下、
Ｓ：0.02％以下、 Al：0.3 ％以下、
Ｎ：0.02％以下
を含み、さらに、
Mo：0.05〜2.0 ％、Cr：0.05〜2.0 ％、Ｗ：0.05〜2.0 ％のうちから選ばれた１種または２種以上を合計で2.0 ％以下含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成の鋼板の組成とすることを特徴とする請求項１に記載の高延性冷延鋼板。 - 前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で0.09％以下を含有することを特徴とする請求項３に記載の高延性冷延鋼板。
- 質量％で、
Ｃ：0.20％以下、 Si：2.0 ％以下、
Mn：3.0 ％以下、 Ｐ：0.1 ％以下、
Ｓ：0.02％以下、 Al：0.3 ％以下、
Ｎ：0.02％以下、 Cu：0.5 〜3.0 ％
を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成の鋼スラブを素材とし、該素材に熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程と、該熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする冷延工程と、該冷延板に再結晶焼鈍を行い冷延焼鈍板とする再結晶焼鈍工程とを順次施す冷延鋼板の製造方法において、前記再結晶焼鈍を、Ac1 変態点〜Ac3 変態点の温度範囲のフェライト＋オーステナイトの２相域で加熱均熱処理を行った後、冷却し、引き続き300 〜500 ℃の温度域にて30〜1200ｓの滞留処理を行う熱処理とすることを特徴とするプレス成形性に優れ、引張塑性歪量５％の予変形処理後、250 ℃×20min の熱処理を施したときに、該熱処理前後の引張強さ増加量ΔＴＳがΔＴＳ：80MPa 以上になる歪時効硬化特性に優れた高延性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〜Ｃ群のうちの１群または２群以上を含有することを特徴とする請求項５に記載の高延性冷延鋼板の製造方法。
記
Ａ群：Ni：2.0 ％以下
Ｂ群：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で2.0 ％以下
Ｃ群：Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で0.2 ％以下 - 前記組成の鋼スラブに代えて、質量％で、
Ｃ：0.20％以下、 Si：2.0 ％以下、
Mn：3.0 ％以下、 Ｐ：0.1 ％以下、
Ｓ：0.02％以下、 Al：0.3 ％以下、
Ｎ：0.02％以下
を含み、さらに、
Mo：0.05〜2.0 ％、Cr：0.05〜2.0 ％、Ｗ：0.05〜2.0 ％のうちから選ばれた１種または２種以上を合計で2.0 ％以下含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成の鋼スラブとすることを特徴とする請求項５に記載の高延性冷延鋼板の製造方法。 - 前記銅スラブが前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で0.09％以下を含有することを特徴とする請求項７に記載の高延性冷延鋼板の製造方法。
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