JP6042265B2 - 降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、自動車部品等に用いられる、降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法に関する。
自動車の骨格部品などに使用される鋼板には、衝突安全性と車体軽量化による燃費改善を実現するため、高強度化が求められている。そのため、鋼板には、その引張強度（ＴＳ）を１０００ＭＰａ以上に高強度化するだけでなく、衝突安全性を考慮して、その降伏強度（ＹＳ）を９００ＭＰａ以上に高強度化することも同時に求められている。また、鋼板には、形状の複雑な骨格部品に加工するために優れた成形加工性も要求される。そのため、伸び（全伸び；ＥＬ）および曲げ性が改善されるとともに、さらに成形性の方向依存性が小さい高強度鋼板の提供が切望されており、全伸び（ＥＬ）が１７％以上、さらには１９％以上で、圧延方向の限界曲げ半径ＲＬおよび圧延方向に直角な方向の限界曲げ半径ＲＣがともに１．５ｍｍ以下で、かつ、該両方向の限界曲げ半径の差｜ＲＣ−ＲＬ｜が１．０ｍｍ以下のものが要望されている。
上記のようなニーズを受けて、種々の組織制御の考え方に基づき、強度と成形加工性のバランスを改善した高強度鋼板が提案されているものの、上記要望レベルを全て満足するようなものはまだ少ないのが現状である。
例えば、特許文献１には、降伏比を高めるため、未再結晶フェライトの面積率を２０〜５０％、再結晶フェライト、変態フェライトの一方または双方の面積率を２０〜７９％とし、パーライトの面積率を１〜３０％とした高強度冷延鋼板が開示されている。しかしながら、この鋼板は、焼戻しマルテンサイトを活用していないため、ＥＬには優れるものの、ＴＳが最高で６７０ＭＰａ、ＹＳが最高で５９０ＭＰａしか得られておらず、上記要望レベルは満足していない（同文献の表３の本発明例参照）。
また、特許文献２には、硬さ３８０Ｈｖ以上の焼戻しマルテンサイトを面積率で５０％以上（１００％を含む）含み、残部がフェライトからなる組織を有し、全組織中の転位密度が１×１０１５〜４×１０１５ｍ−２である高強度冷延鋼板が開示されている。しかしながら、この鋼板は、フェライトの面積率が２０％未満であるため、ＹＰ（＝ＹＳ）およびλには優れているものの、ＥＬが最高で１３．５％しか得られておらず、上記要望レベルは満足していない（同文献の表３の発明例参照）。
また、特許文献３には、フェライトおよび焼戻しマルテンサイトからなる組織で、フェライト同士連結率が０．２５以下、焼戻しマルテンサイトに周囲を取り囲まれたフェライト領域（単一のフェライト粒からなる領域、または、複数のフェライト粒同士が連結してなる領域を意味する。）の圧延方向の最大直径をＤＬとし、該フェライト領域の圧延方向に直角な方向の最大直径をＤＣとしたとき、ＤＬとＤＣの大きい方が１０μｍ以下で、かつ、ＤＬ／ＤＣ比が０．５〜２．０である伸びおよび曲げ性に優れた高強度冷延鋼板が開示されている。しかしながら、この鋼板については、降伏強度ＹＳは評価されていないものの、フェライトは転位強化も析出強化もされておらず、そのサイズが最小のものでＤＣ＝５．２μｍと粗大なため、微細化による強化の度合いも大きくなく、ＹＳは９００ＭＰａに達していないことが容易に推定される（同文献の表３の発明鋼（評価が◎または〇のもの）参照）。
そこで本発明の目的は、上記要望レベルを満足し得る、降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供することにある。
請求項１に記載の発明は、
質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ：０．１０〜０．２５％、
Ｓｉ：０．５０〜２．４０％、
Ｍｎ：１．００〜３．００％、
Ａｌ：０．００１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．０５〜０．３０％、
Ｐ：０．１００％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．０１０％以下（０％を含む）、
Ｎ：０．００６％以下（０％を含む）
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、
フェライトを面積率で３０〜７５％含み、残部が硬さ３３０〜４５０Ｈｖの焼戻しマルテンサイトからなる組織であって、
前記フェライトは、面積率で、
円相当直径３〜６μｍのフェライト：２０〜６０％、
円相当直径３μｍ未満のフェライト：１０〜２０％、
円相当直径６μｍ超のフェライト：５％未満（０％を含む）からなり、
前記円相当直径３〜６μｍのフェライト中に含まれるＴｉ含有析出物の平均粒径が円相当直径で１０ｎｍ以下であり、
かつ、前記フェライトの存在形態を規定する、下記式１で定義されるフェライト同士連結率が、０．２５以下であり、
さらに、前記焼戻しマルテンサイトに周囲を取り囲まれたフェライト領域（単一のフェライト粒からなる領域、または、複数のフェライト粒同士が連結してなる領域を意味する。）の圧延方向の最大直径をＤＬとし、該フェライト領域の圧延方向に直角な方向の最大直径をＤＣとしたときに、ＤＬ／ＤＣ比が０．５〜２．０である組織を有する、
ことを特徴とする降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板である。
式１：「フェライト同士連結率」＝「フェライト粒子同士の界面との交点数」／（「フェライト粒子同士の界面との交点数」＋「フェライト粒子と焼戻しマルテンサイト粒子の界面との交点数」）
ただし、「フェライト粒子同士の界面との交点数」は、面積４００００μｍ２以上の領域において、総長１０００μｍの線分が、フェライト粒子同士の界面と交差する点の数であり、「フェライト粒子と焼戻しマルテンサイト粒子の界面との交点数」は、上記総長１０００μｍの線分が、フェライト粒子と焼戻しマルテンサイト粒子の界面と交差する点の数である。
質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ：０．１０〜０．２５％、
Ｓｉ：０．５０〜２．４０％、
Ｍｎ：１．００〜３．００％、
Ａｌ：０．００１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．０５〜０．３０％、
Ｐ：０．１００％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．０１０％以下（０％を含む）、
Ｎ：０．００６％以下（０％を含む）
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、
フェライトを面積率で３０〜７５％含み、残部が硬さ３３０〜４５０Ｈｖの焼戻しマルテンサイトからなる組織であって、
前記フェライトは、面積率で、
円相当直径３〜６μｍのフェライト：２０〜６０％、
円相当直径３μｍ未満のフェライト：１０〜２０％、
円相当直径６μｍ超のフェライト：５％未満（０％を含む）からなり、
前記円相当直径３〜６μｍのフェライト中に含まれるＴｉ含有析出物の平均粒径が円相当直径で１０ｎｍ以下であり、
かつ、前記フェライトの存在形態を規定する、下記式１で定義されるフェライト同士連結率が、０．２５以下であり、
さらに、前記焼戻しマルテンサイトに周囲を取り囲まれたフェライト領域（単一のフェライト粒からなる領域、または、複数のフェライト粒同士が連結してなる領域を意味する。）の圧延方向の最大直径をＤＬとし、該フェライト領域の圧延方向に直角な方向の最大直径をＤＣとしたときに、ＤＬ／ＤＣ比が０．５〜２．０である組織を有する、
ことを特徴とする降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板である。
式１：「フェライト同士連結率」＝「フェライト粒子同士の界面との交点数」／（「フェライト粒子同士の界面との交点数」＋「フェライト粒子と焼戻しマルテンサイト粒子の界面との交点数」）
ただし、「フェライト粒子同士の界面との交点数」は、面積４００００μｍ２以上の領域において、総長１０００μｍの線分が、フェライト粒子同士の界面と交差する点の数であり、「フェライト粒子と焼戻しマルテンサイト粒子の界面との交点数」は、上記総長１０００μｍの線分が、フェライト粒子と焼戻しマルテンサイト粒子の界面と交差する点の数である。
請求項２に記載の発明は、
前記焼戻しマルテンサイト中に存在する、円相当直径０．１μｍ以上のセメンタイト粒子の分散状態が、前記焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり５個以下である、
請求項１に記載の降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板。
前記焼戻しマルテンサイト中に存在する、円相当直径０．１μｍ以上のセメンタイト粒子の分散状態が、前記焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり５個以下である、
請求項１に記載の降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板。
請求項３に記載の発明は、
成分組成が、さらに、
Ｃｒ：０．０１〜３．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０１〜２．０％、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％の１種または２種以上を含む、
請求項１または２に記載の降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板である。
成分組成が、さらに、
Ｃｒ：０．０１〜３．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０１〜２．０％、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％の１種または２種以上を含む、
請求項１または２に記載の降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板である。
請求項４に記載の発明は、
成分組成が、さらに、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％の１種または２種以上を含む、
請求項１〜３のいずれか１項に記載の降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板である。
成分組成が、さらに、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％の１種または２種以上を含む、
請求項１〜３のいずれか１項に記載の降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板である。
請求項５に記載の発明は、
請求項１〜４のいずれか１項に示す成分組成を有する鋼材を、下記(1)〜(5)に示す各条件で、熱間圧延した後、冷延前焼戻しを行い、冷間圧延し、その後、焼鈍し、さらに焼戻しすることを特徴とする降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法である。
(1) 熱間圧延条件
粗圧延の後、熱延加熱温度：１２００℃以上に加熱し、仕上げ圧延終了温度：９５０℃以上で圧延し、次いで、第１冷却速度：２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却終了温度：５００℃未満まで急冷し、巻取温度：５００℃未満で巻き取る。
(2) 冷延前焼戻し条件
冷延前焼戻し加熱温度：３００〜５００℃で冷延前焼戻し保持時間：１０００ｓ以下保持する。
(3) 冷間圧延条件
冷間圧延率：２０〜５０％
(4) 焼鈍条件
５００℃〜Ａｃ１の温度域を２０℃／ｓ以下の加熱速度で加熱し、焼鈍加熱温度：［０．６Ａｃ１＋０．４Ａｃ３］〜［０．２Ａｃ１＋０．８Ａｃ３］にて焼鈍保持時間：３００ｓ以下保持した後、該焼鈍加熱温度から５００℃までを１〜１０℃／ｓの第２冷却速度で冷却した後、５００℃から２００℃までを２００℃／ｓ以上の第３冷却速度で急冷する。
(5) 焼戻し条件
焼戻し加熱温度Ｔｔｅｍｐ：３００〜５００℃にて、焼戻し保持時間ｔｔｅｍｐ：６００ｓ以下で、かつ、下記式２で定義される焼戻しパラメータξが１２０００〜１６０００となる時間保持する。
式２：ξ＝（Ｔｔｅｍｐ＋２７３）・〔ｌｏｇ（ｔｔｅｍｐ／３６００）＋２０〕
請求項１〜４のいずれか１項に示す成分組成を有する鋼材を、下記(1)〜(5)に示す各条件で、熱間圧延した後、冷延前焼戻しを行い、冷間圧延し、その後、焼鈍し、さらに焼戻しすることを特徴とする降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法である。
(1) 熱間圧延条件
粗圧延の後、熱延加熱温度：１２００℃以上に加熱し、仕上げ圧延終了温度：９５０℃以上で圧延し、次いで、第１冷却速度：２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却終了温度：５００℃未満まで急冷し、巻取温度：５００℃未満で巻き取る。
(2) 冷延前焼戻し条件
冷延前焼戻し加熱温度：３００〜５００℃で冷延前焼戻し保持時間：１０００ｓ以下保持する。
(3) 冷間圧延条件
冷間圧延率：２０〜５０％
(4) 焼鈍条件
５００℃〜Ａｃ１の温度域を２０℃／ｓ以下の加熱速度で加熱し、焼鈍加熱温度：［０．６Ａｃ１＋０．４Ａｃ３］〜［０．２Ａｃ１＋０．８Ａｃ３］にて焼鈍保持時間：３００ｓ以下保持した後、該焼鈍加熱温度から５００℃までを１〜１０℃／ｓの第２冷却速度で冷却した後、５００℃から２００℃までを２００℃／ｓ以上の第３冷却速度で急冷する。
(5) 焼戻し条件
焼戻し加熱温度Ｔｔｅｍｐ：３００〜５００℃にて、焼戻し保持時間ｔｔｅｍｐ：６００ｓ以下で、かつ、下記式２で定義される焼戻しパラメータξが１２０００〜１６０００となる時間保持する。
式２：ξ＝（Ｔｔｅｍｐ＋２７３）・〔ｌｏｇ（ｔｔｅｍｐ／３６００）＋２０〕
本発明によれば、マトリックス組織について、微細化強化されるとともに微細ＴｉＣにより析出強化された粒径（「円相当直径」を意味する。）３〜６μｍのフェライト、微細化強化された粒径３μｍ未満のフェライト、および、残部の焼戻しマルテンサイトの分率を適正化することで、降伏強度と引張強度を確保しつつ、フェライトを適正量導入するとともにその一部を特に強度と伸びのバランスに優れる粒径３μｍ未満のフェライトとすることで、高い伸びを確保し、さらに析出強化ないし微細化強化されたことにより焼戻しマルテンサイトとの強度差が縮小されたフェライトを焼戻しマルテンサイトで取り囲んで孤立分散させることで、変形による歪がフェライト側に集中することを防いで焼戻しマルテンサイトを強制的に変形させることにより、さらに伸びを高めるとともに曲げ性を改善し、さらに前記焼戻しマルテンサイトに周りを取り囲まれたフェライトの圧延方向の最大直径と圧延方向に直角な方向の最大直径との比率を制御することで、曲げ性の方向依存性も低減させることが可能となる。その結果、降伏強度と加工性を兼備する高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供できるようになった。
本発明者らは、フェライトと焼戻しマルテンサイトからなる二相組織を有する高強度鋼板において、フェライトを微細化強化することに加えＴｉＣで析出強化するとともに、フェライトの存在形態をできるだけ焼戻しマルテンサイトで取り囲まれ孤立分散された状態になるようにするとともに、その孤立分散したフェライト領域の圧延方向の最大直径と圧延方向に直角な方向の最大直径の比率を制御することで、降伏強度が高く、かつ、伸びおよび曲げ性にも優れた高強度冷延鋼板を得ることができることを見出した。
上記鋼板の組織制御に関する知見、ならびに、それを実現するための成分設計および製造条件に関する知見に基づいて本発明を完成するに至った。
以下、まず本発明鋼板を特徴づける組織について説明する。
〔本発明鋼板の組織〕
本発明鋼板は、フェライトと焼戻しマルテンサイトからなる二相組織において、フェライトを焼戻しマルテンサイトで取り囲んで孤立分散させるとともに、その孤立分散したフェライト領域の圧延方向とその直角方向の各最大直径の比率を制御する点で、上記特許文献３の鋼板と共通するものであるが、特に、フェライトを微細化強化するとともにＴｉＣにより析出強化している点で、上記特許文献３の鋼板とは相違している。
本発明鋼板は、フェライトと焼戻しマルテンサイトからなる二相組織において、フェライトを焼戻しマルテンサイトで取り囲んで孤立分散させるとともに、その孤立分散したフェライト領域の圧延方向とその直角方向の各最大直径の比率を制御する点で、上記特許文献３の鋼板と共通するものであるが、特に、フェライトを微細化強化するとともにＴｉＣにより析出強化している点で、上記特許文献３の鋼板とは相違している。
＜フェライト：面積率で３０〜７５％、残部：焼戻しマルテンサイト＞
フェライトと焼戻しマルテンサイトからなる二相組織鋼では、変形は主として変形能の高いフェライトが受け持つ。そのため、フェライトと焼戻しマルテンサイトからなる二相組織鋼の伸びは主としてフェライトの面積率で決定される。
フェライトと焼戻しマルテンサイトからなる二相組織鋼では、変形は主として変形能の高いフェライトが受け持つ。そのため、フェライトと焼戻しマルテンサイトからなる二相組織鋼の伸びは主としてフェライトの面積率で決定される。
伸びを確保するためには、フェライトの面積率は３０％以上（好ましくは３５％以上、さらに好ましくは４０％以上）が必要である。ただし、フェライトが過剰になると強度を確保するために焼戻しマルテンサイトの強度を高める必要があり、その結果、焼戻しマルテンサイトとフェライトの強度差が過大となり、曲げ性が確保できなくなるので、フェライトの面積率は７５％以下（好ましくは７０％以下、さらに好ましくは６５％以下）とする。
＜焼戻しマルテンサイトの硬さ：３３０〜４５０Ｈｖ＞
焼戻しマルテンサイトを一定以上の硬さにすることで引張強度を確保しつつ、一定以下の硬さに制限して該焼戻しマルテンサイトの変形能を高めることで、フェライトと該焼戻しマルテンサイトの界面への応力集中を抑制し、該界面で亀裂が発生し難くすることで曲げ性を向上させる。焼戻しマルテンサイトの硬さは、好ましくは３５０〜４３０Ｈｖ、さらに好ましくは３７０〜４１０Ｈｖである。
焼戻しマルテンサイトを一定以上の硬さにすることで引張強度を確保しつつ、一定以下の硬さに制限して該焼戻しマルテンサイトの変形能を高めることで、フェライトと該焼戻しマルテンサイトの界面への応力集中を抑制し、該界面で亀裂が発生し難くすることで曲げ性を向上させる。焼戻しマルテンサイトの硬さは、好ましくは３５０〜４３０Ｈｖ、さらに好ましくは３７０〜４１０Ｈｖである。
＜円相当直径３〜６μｍのフェライト中に含まれるＴｉ含有析出物の平均粒径が円相当直径で１０ｎｍ以下であり＞
フェライトと焼戻しマルテンサイトからなる二相組織鋼では、主にフェライトの降伏により降伏強度が決定される。したがって、フェライトを強化することが鋼板の降伏強度向上に有効である。
フェライトと焼戻しマルテンサイトからなる二相組織鋼では、主にフェライトの降伏により降伏強度が決定される。したがって、フェライトを強化することが鋼板の降伏強度向上に有効である。
そこで、まず、フェライトの一部を、平均粒径が円相当直径で１０ｎｍ以下のＴｉ含有析出物を含む円相当直径３〜６μｍのフェライトとすることで、析出強化および微細化強化により該フェライトを強化する。
また、一般に結晶粒を微細化すると強度と伸びのバランスが向上することが知られている。そのため、鋼板の強度を低下させることなく伸びを向上させる目的で、フェライトの他の一部を円相当直径３μｍ未満の非常に微細なフェライトとする。
これらの強化されたフェライトを導入することで、焼戻しマルテンサイトとの強度差が縮小し、その結果、フェライトと焼戻しマルテンサイトの界面に歪が集中することが防止され、伸びおよび曲げ性が高められる。
なお、フェライトには、上記の微細なＴｉ含有析出物を含む円相当直径３〜６μｍのフェライトおよび円相当直径３μｍ未満の非常に微細なフェライトの導入による上記作用効果を阻害しない範囲で、円相当直径６μｍ超の粗大なフェライトを少量含むことは許容される。
＜面積率で、前記円相当直径３〜６μｍのフェライト：２０〜６０％、前記円相当直径３μｍ未満のフェライト：１０〜２０％、前記円相当直径６μｍ超のフェライト：５％未満（０％を含む）＞
円相当直径３〜６μｍのフェライトが不足すると析出強化されたフェライトの分率が低くなりすぎて降伏強度が確保できない。一方、円相当直径３〜６μｍのフェライトが過剰になるとフェライトの連結率が高くなりすぎて伸びや曲げ性が低下する。また、円相当直径３μｍ未満のフェライトが不足すると変形能が高いフェライトが不足して伸びが確保できなくなる。一方、円相当直径３μｍ未満のフェライトが過剰になると降伏強度が低下する。このため円相当直径３〜６μｍのフェライトは面積率で２０〜６０％、円相当直径３μｍ未満のフェライトは面積率で１０〜２０％とする。なお、円相当直径６μｍ超のフェライトは、上述したように、少量の存在は許容されるが、その上限は面積率で５％とする。
円相当直径３〜６μｍのフェライトが不足すると析出強化されたフェライトの分率が低くなりすぎて降伏強度が確保できない。一方、円相当直径３〜６μｍのフェライトが過剰になるとフェライトの連結率が高くなりすぎて伸びや曲げ性が低下する。また、円相当直径３μｍ未満のフェライトが不足すると変形能が高いフェライトが不足して伸びが確保できなくなる。一方、円相当直径３μｍ未満のフェライトが過剰になると降伏強度が低下する。このため円相当直径３〜６μｍのフェライトは面積率で２０〜６０％、円相当直径３μｍ未満のフェライトは面積率で１０〜２０％とする。なお、円相当直径６μｍ超のフェライトは、上述したように、少量の存在は許容されるが、その上限は面積率で５％とする。
＜前記フェライトの存在形態を規定するフェライト同士連結率が０．２５以下＞
フェライトと焼戻しマルテンサイトからなる二相組織鋼においては、伸びや曲げ性は、フェライトの面積率だけでなく、フェライトの存在形態にも依存する。
フェライトと焼戻しマルテンサイトからなる二相組織鋼においては、伸びや曲げ性は、フェライトの面積率だけでなく、フェライトの存在形態にも依存する。
すなわち、フェライト粒子同士が連結している状態では、変形能の高いフェライト側に応力が集中して変形をフェライトのみが担うとともに、変形による歪がフェライト側に集中して焼戻しマルテンサイトに歪が入りにくくなるため、焼戻しマルテンサイトに歪が入りにくくなる。その結果、伸びや曲げ性が低下し、強度と伸びおよび曲げ性の適正なバランスが得られなくなる。一方、フェライト粒子が焼戻しマルテンサイト粒に囲まれていると、この焼戻しマルテンサイト粒子が強制的に変形させられ、該焼戻しマルテンサイト粒子も変形を担うとともに、該焼戻しマルテンサイト側にも歪が入りやすくなり伸びや曲げ性が向上し、強度と伸びおよび曲げ性の適正なバランスが獲られる。
上記フェライトの存在形態は、下記式１で定義される「フェライト同士連結率」で評価することができる。
式１：「フェライト同士連結率」＝「フェライト粒子同士の界面との交点数」／（「フェライト粒子同士の界面との交点数」＋「フェライト粒子と焼戻しマルテンサイト粒子の界面との交点数」）
ただし、「フェライト粒子同士の界面との交点数」は、面積４００００μｍ２以上の領域において、総長１０００μｍの線分が、フェライト粒子同士の界面と交差する点の数であり、「フェライト粒子と焼戻しマルテンサイト粒子の界面との交点数」は、上記総長１０００μｍの線分が、フェライト粒子と焼戻しマルテンサイト粒子の界面と交差する点の数である。
ただし、「フェライト粒子同士の界面との交点数」は、面積４００００μｍ２以上の領域において、総長１０００μｍの線分が、フェライト粒子同士の界面と交差する点の数であり、「フェライト粒子と焼戻しマルテンサイト粒子の界面との交点数」は、上記総長１０００μｍの線分が、フェライト粒子と焼戻しマルテンサイト粒子の界面と交差する点の数である。
伸びや曲げ性を確保するためには、フェライト同士連結率は、０．２５以下、好ましくは０．２０以下、さらに好ましくは０．１５以下に制限する。
＜前記焼戻しマルテンサイトに周囲を取り囲まれたフェライト領域の圧延方向の最大直径をＤＬとし、該フェライト領域の圧延方向に直角な方向の最大直径をＤＣとしたとき、ＤＬ／ＤＣ比が０．５〜２．０＞
ここに、「フェライト領域」とは、単一のフェライト粒子からなる領域、または、複数のフェライト粒子同士が連結してなる領域を意味するものとする。
ここに、「フェライト領域」とは、単一のフェライト粒子からなる領域、または、複数のフェライト粒子同士が連結してなる領域を意味するものとする。
曲げ性の方向依存性をできるだけ小さくするため、ＤＬ／ＤＣ比は、０．５〜２．０、好ましくは０．７〜１．８、さらに好ましくは０．９〜１．６とする。
本発明鋼板の組織は、以上の要件を必須要件とするが、さらに以下の推奨要件を満足することが望ましい。
＜前記焼戻しマルテンサイト中に存在する、円相当直径０．１μｍ以上のセメンタイト粒子の分散状態：前記焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり５個以下＞
上記のようにフェライトを強化してフェライトと焼戻しマルテンサイトの強度差を縮小することでフェライトと焼戻しマルテンサイトの界面に歪が集中することを抑制し、さらにフェライトの連結率を低下させることで焼戻しマルテンサイトを強制的に変形させることができるが、次に破壊の起点になる可能性を有するのは、フェライトと界面を接する焼戻しマルテンサイト中に析出したセメンタイトである。このセメンタイト粒子が粗大になると変形時の応力集中が増加し、該焼戻しマルテンサイト中に亀裂が発生しやすくなるので、伸びおよび曲げ性が低下する。伸びおよび曲げ性を確保するためには、該セメンタイト粒子のサイズと存在密度を制御することが望ましい。
上記のようにフェライトを強化してフェライトと焼戻しマルテンサイトの強度差を縮小することでフェライトと焼戻しマルテンサイトの界面に歪が集中することを抑制し、さらにフェライトの連結率を低下させることで焼戻しマルテンサイトを強制的に変形させることができるが、次に破壊の起点になる可能性を有するのは、フェライトと界面を接する焼戻しマルテンサイト中に析出したセメンタイトである。このセメンタイト粒子が粗大になると変形時の応力集中が増加し、該焼戻しマルテンサイト中に亀裂が発生しやすくなるので、伸びおよび曲げ性が低下する。伸びおよび曲げ性を確保するためには、該セメンタイト粒子のサイズと存在密度を制御することが望ましい。
曲げ性を確保するためには、円相当直径０．１μｍ以上の粗大なセメンタイト粒子は、焼戻しマルテンサイト１ｍｍ２当たり５個以下、さらには４個以下、特には３個以下に制限するのが推奨される。
以下、各相の面積率、焼戻しマルテンサイトの硬さ、フェライト同士連結率、フェライト領域の最大直径、ならびに、セメンタイト粒子のサイズおよびその存在密度の各測定方法について説明する。
〔各相の面積率の測定方法〕
まず、フェライト（全体）の面積率については、各供試鋼板を鏡面研磨し、３％ナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、概略４０μｍ×３０μｍ領域５視野について倍率２０００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）像を観察し、点算法で１視野につき１００点の測定を行い、コントラストの暗い領域（黒色部）をフェライトとし、残りの領域を焼戻しマルテンサイトとして、各領域の面積比率よりフェライトの面積率を算出した。
まず、フェライト（全体）の面積率については、各供試鋼板を鏡面研磨し、３％ナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、概略４０μｍ×３０μｍ領域５視野について倍率２０００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）像を観察し、点算法で１視野につき１００点の測定を行い、コントラストの暗い領域（黒色部）をフェライトとし、残りの領域を焼戻しマルテンサイトとして、各領域の面積比率よりフェライトの面積率を算出した。
また、各粒径（円相当直径）範囲ごとのフェライトの面積率については、上記フェライト全体の面積率の測定の際に測定された個々のフェライト粒の面積から該個々のフェライト粒の円相当直径を算出し、各粒径（円相当直径）範囲ごとに前記個々のフェライト粒の面積を集計することにより求めた。
〔焼戻しマルテンサイトの硬さの測定方法〕
次に、焼戻しマルテンサイトの硬さについては、ＪＩＳ Ｚ ２２４４の試験方法に従って各供試鋼板表面のビッカース硬さ（９８．０７Ｎ）Ｈｖを測定し、下記式３を用いてマルテンサイトの硬さＨｖＭに換算を行った。なお、下記式３は、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの硬さは焼戻しマルテンサイトの硬さに等しいと仮定して導出したものである。
次に、焼戻しマルテンサイトの硬さについては、ＪＩＳ Ｚ ２２４４の試験方法に従って各供試鋼板表面のビッカース硬さ（９８．０７Ｎ）Ｈｖを測定し、下記式３を用いてマルテンサイトの硬さＨｖＭに換算を行った。なお、下記式３は、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの硬さは焼戻しマルテンサイトの硬さに等しいと仮定して導出したものである。
式３：ＨｖＭ＝（１００×Ｈｖ−ＶＦ×ＨｖＦ）／（１００−ＶＦ）
ただし、ＨｖＦ＝１０２＋２０９［％Ｐ］＋２７［％Ｓｉ］＋１０［％Ｍｎ］＋４［％Ｍｏ］−１０［％Ｃｒ］＋１２［％Ｃｕ］（藤田利夫ら訳：「鉄鋼材料の設計と理論」（丸善株式会社）、昭和５６年９月３０日発行、ｐ.１０の図２．１から、低Ｃフェライト鋼の降伏応力の変化に及ぼす各合金元素量の影響の度合い（直線の傾き）を読み取って、その３分の１の値だけ硬さも変化すると仮定し、純鉄の硬さを１０２Ｈｖとして定式化を行った。なお、Ａｌ、Ｎなどその他の元素はフェライトの硬さに影響しないとした。）
ここに、ＨｖＦ：フェライトの硬さ、ＶＦ：フェライトの面積率（％）、［％Ｘ］：成分元素Ｘの含有量（質量％）である。
ただし、ＨｖＦ＝１０２＋２０９［％Ｐ］＋２７［％Ｓｉ］＋１０［％Ｍｎ］＋４［％Ｍｏ］−１０［％Ｃｒ］＋１２［％Ｃｕ］（藤田利夫ら訳：「鉄鋼材料の設計と理論」（丸善株式会社）、昭和５６年９月３０日発行、ｐ.１０の図２．１から、低Ｃフェライト鋼の降伏応力の変化に及ぼす各合金元素量の影響の度合い（直線の傾き）を読み取って、その３分の１の値だけ硬さも変化すると仮定し、純鉄の硬さを１０２Ｈｖとして定式化を行った。なお、Ａｌ、Ｎなどその他の元素はフェライトの硬さに影響しないとした。）
ここに、ＨｖＦ：フェライトの硬さ、ＶＦ：フェライトの面積率（％）、［％Ｘ］：成分元素Ｘの含有量（質量％）である。
〔フェライト同士連結率の測定方法〕
圧延方向から組織観察できるように各供試鋼板を圧延方向に垂直に切断して試料を切り出し、これを鏡面に研磨し、３％ナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて２０００倍で組織観察を行う。そして、図１に例示するように、板厚方向（ＮＤ）が上下、圧延方向に直角な方向（ＴＤ）が左右になるように撮影し、この組織写真中に５μｍ間隔でＴＤ方向に平行な線分を総長で１０００μｍ以上になるように引き、これらの線分と、フェライト粒子同士の界面との交点（□（白抜き）で囲んだ点）およびフェライトと焼戻しマルテンサイトの界面との交点（○で囲んだ点）の数をそれぞれ求める。そして、上記式１にて「フェライト同士連結率」を算出する。「フェライト同士連結率」の値が小さいということは、フェライト粒子とフェライト粒子が連続している領域が少ないこと、つまり、フェライト粒子が連続せず、焼戻しマルテンサイトに囲まれ、孤立分散していることを示している。同図において（ａ）はフェライト同士連結率が０．２５を超える例であり、（ｂ）はフェライト同士連結率が０．２５以下の例である。
圧延方向から組織観察できるように各供試鋼板を圧延方向に垂直に切断して試料を切り出し、これを鏡面に研磨し、３％ナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて２０００倍で組織観察を行う。そして、図１に例示するように、板厚方向（ＮＤ）が上下、圧延方向に直角な方向（ＴＤ）が左右になるように撮影し、この組織写真中に５μｍ間隔でＴＤ方向に平行な線分を総長で１０００μｍ以上になるように引き、これらの線分と、フェライト粒子同士の界面との交点（□（白抜き）で囲んだ点）およびフェライトと焼戻しマルテンサイトの界面との交点（○で囲んだ点）の数をそれぞれ求める。そして、上記式１にて「フェライト同士連結率」を算出する。「フェライト同士連結率」の値が小さいということは、フェライト粒子とフェライト粒子が連続している領域が少ないこと、つまり、フェライト粒子が連続せず、焼戻しマルテンサイトに囲まれ、孤立分散していることを示している。同図において（ａ）はフェライト同士連結率が０．２５を超える例であり、（ｂ）はフェライト同士連結率が０．２５以下の例である。
〔フェライト領域の最大直径の測定方法〕
圧延方向（Ｌ方向）と、圧延方向に直角な方向（Ｃ方向）のそれぞれから組織観察できるように、各供試鋼板を圧延方向に垂直に切断して切り出した試料と、圧延方向に平行に切断して切り出した試料をそれぞれ作成し、これらを鏡面に研磨し、３％ナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて０．５ｍｍ２以上の範囲の組織観察を行う。そして、図２に例示するように、Ｌ方向からの観察で、圧延方向に直角な方向にフェライト領域が伸びている状況を観察し、該フェライト領域の最大長さを測定し、これをフェライト領域の圧延方向に直角な方向の最大直径ＤＣとする。また、図による例示は省略したが、上記と同様にして、Ｃ方向からの観察で、圧延方向に沿ってフェライト領域が伸びている状況を観察し、該フェライト領域の最大長さを測定し、これをフェライト領域の圧延方向の最大直径ＤＬとする。
圧延方向（Ｌ方向）と、圧延方向に直角な方向（Ｃ方向）のそれぞれから組織観察できるように、各供試鋼板を圧延方向に垂直に切断して切り出した試料と、圧延方向に平行に切断して切り出した試料をそれぞれ作成し、これらを鏡面に研磨し、３％ナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて０．５ｍｍ２以上の範囲の組織観察を行う。そして、図２に例示するように、Ｌ方向からの観察で、圧延方向に直角な方向にフェライト領域が伸びている状況を観察し、該フェライト領域の最大長さを測定し、これをフェライト領域の圧延方向に直角な方向の最大直径ＤＣとする。また、図による例示は省略したが、上記と同様にして、Ｃ方向からの観察で、圧延方向に沿ってフェライト領域が伸びている状況を観察し、該フェライト領域の最大長さを測定し、これをフェライト領域の圧延方向の最大直径ＤＬとする。
〔セメンタイト粒子のサイズおよびその存在密度の測定方法〕
セメンタイト粒子のサイズおよびその存在密度については、各供試鋼板の抽出レプリカサンプルを作成し、２．４μｍ×１．６μｍの領域３視野について倍率５００００倍の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）像を観察し、画像のコントラストから白い部分をセメンタイト粒子と判別してマーキングし、画像解析ソフトにて、前記マーキングした各セメンタイト粒子の面積Ａから円相当直径Ｄ（Ｄ＝２×（Ａ／π）１／２）を算出するとともに、単位面積あたりに存在する所定のサイズのセメンタイト粒子の個数を求めた。なお、複数個のセメンタイト粒子が重なり合う部分は観察対象から除外した。
〔Ｔｉ含有析出物のサイズの測定方法〕
各供試鋼板の抽出レプリカサンプルを作成し、倍率１００００倍で粒径３〜６μｍのフェライトを同定し、概略９００ｎｍ×７７０ｎｍの領域３視野について倍率１０００００倍の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）像を観察した。上記セメンタイトの測定方法と同様にして、Ｔｉ含有析出物について、サイズの測定を行った。なお、ＦＥ−ＴＥＭに付随のＥＤＸまたはＥＥＬＳを用いて析出物中にＴｉが存在していることを確認してサイズ測定を行った。
セメンタイト粒子のサイズおよびその存在密度については、各供試鋼板の抽出レプリカサンプルを作成し、２．４μｍ×１．６μｍの領域３視野について倍率５００００倍の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）像を観察し、画像のコントラストから白い部分をセメンタイト粒子と判別してマーキングし、画像解析ソフトにて、前記マーキングした各セメンタイト粒子の面積Ａから円相当直径Ｄ（Ｄ＝２×（Ａ／π）１／２）を算出するとともに、単位面積あたりに存在する所定のサイズのセメンタイト粒子の個数を求めた。なお、複数個のセメンタイト粒子が重なり合う部分は観察対象から除外した。
〔Ｔｉ含有析出物のサイズの測定方法〕
各供試鋼板の抽出レプリカサンプルを作成し、倍率１００００倍で粒径３〜６μｍのフェライトを同定し、概略９００ｎｍ×７７０ｎｍの領域３視野について倍率１０００００倍の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）像を観察した。上記セメンタイトの測定方法と同様にして、Ｔｉ含有析出物について、サイズの測定を行った。なお、ＦＥ−ＴＥＭに付随のＥＤＸまたはＥＥＬＳを用いて析出物中にＴｉが存在していることを確認してサイズ測定を行った。
次に、本発明鋼板を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。
〔本発明鋼板の成分組成〕
Ｃ：０．１０〜０．２５％
Ｃは、焼戻しマルテンサイトの面積率および該焼戻しマルテンサイト中に析出するセメンタイト量に影響し、強度、伸びおよび曲げ性に影響する重要な元素である。０．１０％未満では強度が確保できなくなる。一方、０．２５％超では焼戻しマルテンサイトの強度と焼戻し中におけるセメンタイトの粗大化防止が両立できなくなる。Ｃ含有量の範囲は、好ましくは０．１２〜０．２３％、さらに好ましくは０．１４〜０．２１％である。
Ｃ：０．１０〜０．２５％
Ｃは、焼戻しマルテンサイトの面積率および該焼戻しマルテンサイト中に析出するセメンタイト量に影響し、強度、伸びおよび曲げ性に影響する重要な元素である。０．１０％未満では強度が確保できなくなる。一方、０．２５％超では焼戻しマルテンサイトの強度と焼戻し中におけるセメンタイトの粗大化防止が両立できなくなる。Ｃ含有量の範囲は、好ましくは０．１２〜０．２３％、さらに好ましくは０．１４〜０．２１％である。
Ｓｉ：０．５０〜２．４０％
固溶強化により伸びと曲げ性を低下させずに引張強度を高められる有用な元素である。０．５０％未満では固溶強化量が減少し、フェライトの強度が低下する。一方、２．４０％超ではフェライトが強化されすぎて延性が低下する。Ｓｉ含有量の範囲は、好ましくは０．７０〜２．２０％、さらに好ましくは０．９０〜２．１０％である。
固溶強化により伸びと曲げ性を低下させずに引張強度を高められる有用な元素である。０．５０％未満では固溶強化量が減少し、フェライトの強度が低下する。一方、２．４０％超ではフェライトが強化されすぎて延性が低下する。Ｓｉ含有量の範囲は、好ましくは０．７０〜２．２０％、さらに好ましくは０．９０〜２．１０％である。
Ｍｎ：１．００〜３．００％
Ｍｎは、固溶強化によって鋼板の引張強度を高くするとともに、鋼板の焼入れ性を向上させ、低温変態相の生成を促進する効果を有し、マルテンサイト面積率を確保するために有用な元素である。１．００％未満では固溶強化量が不足するとともに、焼入れ性が低下し適切な組織分率のフェライト−焼戻しマルテンサイト組織を確保できなくなる。一方、３．００％超とすると逆変態温度（Ａｃ１点およびＡｃ３点）を低下させるため、二相域加熱後の冷却時に生成するフェライト（以下、冷却フェライトとも記載することがある）が生成しにくくなり、伸びが低下する。Ｍｎ含有量の範囲は、好ましくは１．２０〜２．８０％、さらに好ましくは１．４０〜２．６０％である。
Ｍｎは、固溶強化によって鋼板の引張強度を高くするとともに、鋼板の焼入れ性を向上させ、低温変態相の生成を促進する効果を有し、マルテンサイト面積率を確保するために有用な元素である。１．００％未満では固溶強化量が不足するとともに、焼入れ性が低下し適切な組織分率のフェライト−焼戻しマルテンサイト組織を確保できなくなる。一方、３．００％超とすると逆変態温度（Ａｃ１点およびＡｃ３点）を低下させるため、二相域加熱後の冷却時に生成するフェライト（以下、冷却フェライトとも記載することがある）が生成しにくくなり、伸びが低下する。Ｍｎ含有量の範囲は、好ましくは１．２０〜２．８０％、さらに好ましくは１．４０〜２．６０％である。
Ａｌ：０．００１〜０．１０％
Ａｌは脱酸材として用いられるものであるが、０．００１％未満では鋼の清浄作用が十分に得られず、一方、０．１０％を超えると鋼の清浄度を悪化させる。Ａｌ含有量の範囲は、好ましくは０．００５〜０．０８０％、さらに好ましくは０．０１５〜０．０６０％である。
Ａｌは脱酸材として用いられるものであるが、０．００１％未満では鋼の清浄作用が十分に得られず、一方、０．１０％を超えると鋼の清浄度を悪化させる。Ａｌ含有量の範囲は、好ましくは０．００５〜０．０８０％、さらに好ましくは０．０１５〜０．０６０％である。
Ｔｉ：０．０２〜０．３０％
Ｔｉは本発明鋼板において重要な元素である。熱間圧延工程においてＴｉ過飽和な熱延板を作製し、冷延前焼戻しにおいて均一で微細なＴｉＣとして析出させる。該ＴｉＣは焼鈍工程における５００〜Ａｃ１の温度域におけるフェライトの再結晶に際してピン止め粒子として作用し、粒径３〜６μｍと微細で孤立分散した（低連結率の）等軸状の再結晶フェライトの確保に寄与する。また、該ＴｉＣは該再結晶フェライト粒内に平均粒径１０ｎｍ以下で存在することにより、該再結晶フェライトの析出強化に寄与する。さらに該ＴｉＣは焼鈍加熱温度から５００℃までの冷却過程でオーステナイトから生成する冷却フェライトをピン止めし、該冷却フェライトの微細化、孤立分散化（連結率低下）および等軸化にも寄与する。Ｔｉ含有量が０．０５％未満になると、微細、低連結率かつ等軸状の、再結晶フェライトおよび冷却フェライトの確保が困難になる。一方、Ｔｉ含有量が０．３０％を超えると、ＴｉＣの粗大化が促進されることでピン止め効果が低下し、やはり、微細かつ低連結率の、再結晶フェライトおよび冷却フェライトの確保が困難になる。Ｔｉ含有量の範囲は、好ましくは０．０４〜０．３０％、さらに好ましくは０．０６〜０．３０％である。
Ｔｉは本発明鋼板において重要な元素である。熱間圧延工程においてＴｉ過飽和な熱延板を作製し、冷延前焼戻しにおいて均一で微細なＴｉＣとして析出させる。該ＴｉＣは焼鈍工程における５００〜Ａｃ１の温度域におけるフェライトの再結晶に際してピン止め粒子として作用し、粒径３〜６μｍと微細で孤立分散した（低連結率の）等軸状の再結晶フェライトの確保に寄与する。また、該ＴｉＣは該再結晶フェライト粒内に平均粒径１０ｎｍ以下で存在することにより、該再結晶フェライトの析出強化に寄与する。さらに該ＴｉＣは焼鈍加熱温度から５００℃までの冷却過程でオーステナイトから生成する冷却フェライトをピン止めし、該冷却フェライトの微細化、孤立分散化（連結率低下）および等軸化にも寄与する。Ｔｉ含有量が０．０５％未満になると、微細、低連結率かつ等軸状の、再結晶フェライトおよび冷却フェライトの確保が困難になる。一方、Ｔｉ含有量が０．３０％を超えると、ＴｉＣの粗大化が促進されることでピン止め効果が低下し、やはり、微細かつ低連結率の、再結晶フェライトおよび冷却フェライトの確保が困難になる。Ｔｉ含有量の範囲は、好ましくは０．０４〜０．３０％、さらに好ましくは０．０６〜０．３０％である。
Ｐ：０．１００％以下（０％を含む）
Ｐは不純物元素として不可避的に存在し、固溶強化により強度の上昇に寄与するが、旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界を脆化させることで曲げ性を劣化させるので、０．１００％以下とする。好ましくは０．０８０％以下、さらに好ましくは０．０６０％以下である。
Ｐは不純物元素として不可避的に存在し、固溶強化により強度の上昇に寄与するが、旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界を脆化させることで曲げ性を劣化させるので、０．１００％以下とする。好ましくは０．０８０％以下、さらに好ましくは０．０６０％以下である。
Ｓ：０．０１０％以下（０％を含む）
Ｓも不純物元素として不可避的に存在し、ＭｎＳ介在物を形成し、穴拡げ時に亀裂の起点となることで曲げ性を低下させるので、０．０１０％以下とする。好ましくは０．０８０％以下、さらに好ましくは０．０６０％以下である。
Ｓも不純物元素として不可避的に存在し、ＭｎＳ介在物を形成し、穴拡げ時に亀裂の起点となることで曲げ性を低下させるので、０．０１０％以下とする。好ましくは０．０８０％以下、さらに好ましくは０．０６０％以下である。
Ｎ：０．００６％以下（０％を含む）
Ｎも不純物元素として不可避的に存在し、歪時効により伸びと曲げ性を低下させるうえ、Ｔｉと結合し粗大ＴｉＮとして析出するため、ＴｉＣのピン止め効果を低下させ、フェライトの析出強化、微細化および孤立分散化（連結率低下）を阻害する。したがって、Ｎの含有量は低い方が好ましく、０．００６％以下とする。
Ｎも不純物元素として不可避的に存在し、歪時効により伸びと曲げ性を低下させるうえ、Ｔｉと結合し粗大ＴｉＮとして析出するため、ＴｉＣのピン止め効果を低下させ、フェライトの析出強化、微細化および孤立分散化（連結率低下）を阻害する。したがって、Ｎの含有量は低い方が好ましく、０．００６％以下とする。
本発明鋼板は上記成分を基本的に含有し、残部が実質的に鉄及び不可避的不純物であるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を含有させることができる。
Ｃｒ：０．０１〜３．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０１〜２．０％、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％の１種または２種以上
これらの元素は、鋼の強化元素として有用な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、各元素とも０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）添加することが推奨される。ただし、各元素ともその上限値を超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくはＣｒ：２．０％以下、Ｍｏ：０．８％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下である。
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０１〜２．０％、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％の１種または２種以上
これらの元素は、鋼の強化元素として有用な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、各元素とも０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）添加することが推奨される。ただし、各元素ともその上限値を超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくはＣｒ：２．０％以下、Ｍｏ：０．８％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下である。
Ｃａ ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％の１種または２種以上
これらの元素は、鋼中硫化物の形態を制御し、加工性向上に有効な元素である。ここで、本発明に用いられるＲＥＭ（希土類元素）としては、Ｓｃ、Ｙ、ランタノイド等が挙げられる。上記作用を有効に発揮させるためには、ＣａおよびＭｇはそれぞれ０．０００５％以上（より好ましくは０．００１％以上）、ＲＥＭは０．０００１％以上（より好ましくは０．０００２％以上）添加することが推奨される。ただし、これらの元素はそれぞれ０．０１％を超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくはＣａおよびＭｇは０．００３％以下、ＲＥＭは０．００６％以下である。
Ｍｇ ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％の１種または２種以上
これらの元素は、鋼中硫化物の形態を制御し、加工性向上に有効な元素である。ここで、本発明に用いられるＲＥＭ（希土類元素）としては、Ｓｃ、Ｙ、ランタノイド等が挙げられる。上記作用を有効に発揮させるためには、ＣａおよびＭｇはそれぞれ０．０００５％以上（より好ましくは０．００１％以上）、ＲＥＭは０．０００１％以上（より好ましくは０．０００２％以上）添加することが推奨される。ただし、これらの元素はそれぞれ０．０１％を超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくはＣａおよびＭｇは０．００３％以下、ＲＥＭは０．００６％以下である。
次に、本発明鋼板を得るための好ましい製造方法を以下に説明する。
〔本発明鋼板の好ましい製造方法〕
上記のような冷延鋼板を製造するには、まず、上記成分組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によりスラブ（鋼材）としてから、下記(1)〜(4)に示す各条件で、熱間圧延（以下、「熱延」ともいう。）した後、冷延前焼戻しを行い、冷間圧延（以下、「冷延」ともいう。）し、その後、焼鈍し、さらに焼戻しする。
上記のような冷延鋼板を製造するには、まず、上記成分組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によりスラブ（鋼材）としてから、下記(1)〜(4)に示す各条件で、熱間圧延（以下、「熱延」ともいう。）した後、冷延前焼戻しを行い、冷間圧延（以下、「冷延」ともいう。）し、その後、焼鈍し、さらに焼戻しする。
(1) 熱間圧延条件
粗圧延の後、熱延加熱温度：１２００℃以上に加熱し、仕上げ圧延温度：９５０℃以上で圧延し、次いで、第１冷却速度：２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却終了温度：５００℃未満まで急冷し、巻取温度：５００℃未満で巻き取る。
粗圧延の後、熱延加熱温度：１２００℃以上に加熱し、仕上げ圧延温度：９５０℃以上で圧延し、次いで、第１冷却速度：２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却終了温度：５００℃未満まで急冷し、巻取温度：５００℃未満で巻き取る。
＜熱延加熱温度：１２００℃以上＞
Ｔｉをオーステナイト中に十分に固溶させるためである。より好ましくは１２４０℃以上である。ただし、高くしすぎると加熱が困難になるため、上限は１３００℃とする。
Ｔｉをオーステナイト中に十分に固溶させるためである。より好ましくは１２４０℃以上である。ただし、高くしすぎると加熱が困難になるため、上限は１３００℃とする。
＜仕上げ圧延温度：９５０℃以上＞
オーステナイト域におけるＴｉＣの析出・粗大化を抑制するためである。９５０℃未満ではオーステナイトに歪が入ると直ちにＴｉＣが析出し粗大化する。
オーステナイト域におけるＴｉＣの析出・粗大化を抑制するためである。９５０℃未満ではオーステナイトに歪が入ると直ちにＴｉＣが析出し粗大化する。
＜第１冷却速度：２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却終了温度：５００℃未満まで急冷＞
ＴｉＣの析出を抑制するためである。冷却速度が２０℃／ｓ未満、冷却終了温度が５００℃以上では、冷却中にフェライト変態が起り、それに伴いＴｉＣが析出し粗大化する。
ＴｉＣの析出を抑制するためである。冷却速度が２０℃／ｓ未満、冷却終了温度が５００℃以上では、冷却中にフェライト変態が起り、それに伴いＴｉＣが析出し粗大化する。
＜巻取温度：５００℃未満＞
ＴｉＣの析出を抑制するためである。巻取温度が５００℃以上では巻取り中にフェライトが生成し、それに伴いＴｉＣが析出し粗大化する。なお冷却負荷を過大にしない目的で、巻取り温度の下限は３００℃とすることが好ましい。
ＴｉＣの析出を抑制するためである。巻取温度が５００℃以上では巻取り中にフェライトが生成し、それに伴いＴｉＣが析出し粗大化する。なお冷却負荷を過大にしない目的で、巻取り温度の下限は３００℃とすることが好ましい。
(2) 冷延前焼戻し条件
上記熱間圧延後、後段の冷間圧延前に焼戻し（以下、「冷延前焼戻し」という。）を行う。この冷延前焼戻し条件としては、冷延前焼戻し加熱温度：３００〜５００℃で冷延前焼戻し保持時間：１０００ｓ以下保持とする。
上記熱間圧延後、後段の冷間圧延前に焼戻し（以下、「冷延前焼戻し」という。）を行う。この冷延前焼戻し条件としては、冷延前焼戻し加熱温度：３００〜５００℃で冷延前焼戻し保持時間：１０００ｓ以下保持とする。
＜冷延前焼戻し加熱温度：３００〜５００℃で冷延前焼戻し保持時間：１０００ｓ以下保持＞
Ｔｉ過飽和な熱延板からＴｉＣを均一かつ微細に析出させるためである。
Ｔｉ過飽和な熱延板からＴｉＣを均一かつ微細に析出させるためである。
(3) 冷間圧延条件
上記冷延前焼戻し終了後は酸洗してから冷間圧延を行うが、冷間圧延率（以下、「冷延率」ともいう。）は２０〜５０％とする。
上記冷延前焼戻し終了後は酸洗してから冷間圧延を行うが、冷間圧延率（以下、「冷延率」ともいう。）は２０〜５０％とする。
＜冷間圧延率：２０〜５０％＞
冷間圧延を適度に施すことにより偏平化した結晶粒を後段の焼鈍加熱時に再結晶させることで等軸状のフェライトを作りこみ、二相域加熱時にフェライト粒界にオーステナイトを形成させることで微細なフェライト粒を焼戻しマルテンサイトで取り囲んで孤立分散化させるためである。
冷間圧延率が２０％未満では、焼鈍加熱時に再結晶が起こりにくくなり、孤立したフェライトが十分に得られず、伸びおよび曲げ性が低下する。一方、冷間圧延率が５０％を超えると、組織が圧延方向に伸びやすくなるため、フェライト領域が偏平化して成形性の異方性が生じる。より好ましい冷間圧延率の下限は２５％である。
冷間圧延を適度に施すことにより偏平化した結晶粒を後段の焼鈍加熱時に再結晶させることで等軸状のフェライトを作りこみ、二相域加熱時にフェライト粒界にオーステナイトを形成させることで微細なフェライト粒を焼戻しマルテンサイトで取り囲んで孤立分散化させるためである。
冷間圧延率が２０％未満では、焼鈍加熱時に再結晶が起こりにくくなり、孤立したフェライトが十分に得られず、伸びおよび曲げ性が低下する。一方、冷間圧延率が５０％を超えると、組織が圧延方向に伸びやすくなるため、フェライト領域が偏平化して成形性の異方性が生じる。より好ましい冷間圧延率の下限は２５％である。
(4) 焼鈍条件
５００℃〜Ａｃ１の温度域を２０℃／ｓ以下の加熱速度で加熱し、焼鈍加熱温度：［０．６Ａｃ１＋０．４Ａｃ３］〜［０．２Ａｃ１＋０．８Ａｃ３］にて焼鈍保持時間：３００ｓ以下保持した後、該焼鈍加熱温度から５００℃までを１〜１０℃／ｓの第２冷却速度で冷却した後、５００℃から２００℃までを２００℃／ｓ以上の第３冷却速度で急冷する。なお、Ａｃ１およびＡｃ３は幸田成康監訳，「レスリー鉄鋼材料学」，丸善株式会社，１９８５年，ｐ．２７３に記載の式を用いた。
５００℃〜Ａｃ１の温度域を２０℃／ｓ以下の加熱速度で加熱し、焼鈍加熱温度：［０．６Ａｃ１＋０．４Ａｃ３］〜［０．２Ａｃ１＋０．８Ａｃ３］にて焼鈍保持時間：３００ｓ以下保持した後、該焼鈍加熱温度から５００℃までを１〜１０℃／ｓの第２冷却速度で冷却した後、５００℃から２００℃までを２００℃／ｓ以上の第３冷却速度で急冷する。なお、Ａｃ１およびＡｃ３は幸田成康監訳，「レスリー鉄鋼材料学」，丸善株式会社，１９８５年，ｐ．２７３に記載の式を用いた。
＜５００℃〜Ａｃ１の温度域を２０℃／ｓ以下の加熱速度で加熱＞
ＴｉＣがピン止め粒子として作用する条件下で、冷延で偏平化されたフェライトの再結晶を促進し、粒径３〜６μｍと微細かつ孤立分散化した等軸状のフェライトを得るためである。加熱速度が２０℃／ｓを超えると偏平化した未再結晶フェライトが残存し、曲げ性に方向依存性が生じる。加熱速度は、より好ましくは１５℃／ｓ以下、特に好ましくは１０℃／ｓ以上である。なお、Ａｃ１点を超える温度に到達するとフェライトの再結晶は停止しオーステナイトの生成が開始するので、Ａｃ１点までの加熱速度を管理すればよい。
ＴｉＣがピン止め粒子として作用する条件下で、冷延で偏平化されたフェライトの再結晶を促進し、粒径３〜６μｍと微細かつ孤立分散化した等軸状のフェライトを得るためである。加熱速度が２０℃／ｓを超えると偏平化した未再結晶フェライトが残存し、曲げ性に方向依存性が生じる。加熱速度は、より好ましくは１５℃／ｓ以下、特に好ましくは１０℃／ｓ以上である。なお、Ａｃ１点を超える温度に到達するとフェライトの再結晶は停止しオーステナイトの生成が開始するので、Ａｃ１点までの加熱速度を管理すればよい。
＜焼鈍加熱温度：［０．６Ａｃ１＋０．４Ａｃ３］〜［０．２Ａｃ１＋０．８Ａｃ３］にて焼鈍保持時間：３００ｓ以下保持＞
焼鈍工程における加熱時にオーステナイトを所定量生成させることで、最終組織中に焼戻しマルテンサイトの適正な分率を確保するためである。また、該温度でフェライトとオーステナイトの混合組織にすることで、微細かつ低連結率のフェライトが保持される。焼鈍加熱温度が［０．６Ａｃ１＋０．４Ａｃ３］未満では最終組織中の焼戻しマルテンサイトの分率が不足し引張強度が低下してしまう。一方、［０．２Ａｃ１＋０．８Ａｃ３］を超えると未再結晶フェライトの分率が不足して降伏強度が低下する。また、焼鈍保持時間が３００ｓを超えると、再結晶フェライト粒内のＴｉＣが粗大化して析出強化量が減少し、降伏強度が低下する。
焼鈍工程における加熱時にオーステナイトを所定量生成させることで、最終組織中に焼戻しマルテンサイトの適正な分率を確保するためである。また、該温度でフェライトとオーステナイトの混合組織にすることで、微細かつ低連結率のフェライトが保持される。焼鈍加熱温度が［０．６Ａｃ１＋０．４Ａｃ３］未満では最終組織中の焼戻しマルテンサイトの分率が不足し引張強度が低下してしまう。一方、［０．２Ａｃ１＋０．８Ａｃ３］を超えると未再結晶フェライトの分率が不足して降伏強度が低下する。また、焼鈍保持時間が３００ｓを超えると、再結晶フェライト粒内のＴｉＣが粗大化して析出強化量が減少し、降伏強度が低下する。
＜該焼鈍加熱温度から５００℃までを１〜１０℃／ｓの第２冷却速度で冷却＞
微細かつ孤立分散した冷却フェライトを適正量生成させるためである。第２冷却速度が１℃／ｓ未満では冷却フェライトの分率が過大になり降伏強度が低下する。一方、第２冷却速度が１０℃／ｓを超えると冷却フェライトの分率が不足し伸びが低下する。
微細かつ孤立分散した冷却フェライトを適正量生成させるためである。第２冷却速度が１℃／ｓ未満では冷却フェライトの分率が過大になり降伏強度が低下する。一方、第２冷却速度が１０℃／ｓを超えると冷却フェライトの分率が不足し伸びが低下する。
＜５００℃から２００℃までを２００℃／ｓ以上の第３冷却速度で急冷＞
ベイナイトの生成を抑制するためである。第４冷却速度が２００℃／ｓ未満ではベイナイトが生成しやすくなり、ベイナイトが生成すると、セメンタイトおよびＭＡ（martensite austenite constituent）の影響で伸びおよび曲げ性が低下する。
ベイナイトの生成を抑制するためである。第４冷却速度が２００℃／ｓ未満ではベイナイトが生成しやすくなり、ベイナイトが生成すると、セメンタイトおよびＭＡ（martensite austenite constituent）の影響で伸びおよび曲げ性が低下する。
(5) 焼戻し条件
焼戻し加熱温度Ｔｔｅｍｐ：３００〜５００℃にて、焼戻し保持時間ｔｔｅｍｐ：６００ｓ以下で、かつ、下記式２で定義される焼戻しパラメータξが１２０００〜１６０００となる時間保持する。
式２：ξ＝（Ｔｔｅｍｐ＋２７３）・〔ｌｏｇ（ｔｔｅｍｐ／３６００）＋２０〕
焼戻しマルテンサイトの硬さを適切に制御するとともに、該焼戻しマルテンサイト中に形成されるセメンタイトを微細化し、さらに曲げ性を改善するためである。焼戻し加熱温度Ｔｔｅｍｐが低すぎると、焼戻しマルテンサイトの硬さが高くなり延性が十分に得られない。一方、焼戻し加熱温度Ｔｔｅｍｐが高すぎると、焼戻しマルテンサイトの硬さが低下し強度が低下する。また、焼戻し保持時間ｔｔｅｍｐが長すぎると、セメンタイトが粗大化しすぎて曲げ性が低下する。また、焼戻しパラメータξが小さすぎると、焼戻しマルテンサイトの硬さが高くなりすぎて、曲げ性が低下する。一方、焼戻しパラメータξが大きすぎると、焼戻しマルテンサイトの硬さが低下しすぎて、強度が確保できなくなる。
焼戻し加熱温度Ｔｔｅｍｐ：３００〜５００℃にて、焼戻し保持時間ｔｔｅｍｐ：６００ｓ以下で、かつ、下記式２で定義される焼戻しパラメータξが１２０００〜１６０００となる時間保持する。
式２：ξ＝（Ｔｔｅｍｐ＋２７３）・〔ｌｏｇ（ｔｔｅｍｐ／３６００）＋２０〕
焼戻しマルテンサイトの硬さを適切に制御するとともに、該焼戻しマルテンサイト中に形成されるセメンタイトを微細化し、さらに曲げ性を改善するためである。焼戻し加熱温度Ｔｔｅｍｐが低すぎると、焼戻しマルテンサイトの硬さが高くなり延性が十分に得られない。一方、焼戻し加熱温度Ｔｔｅｍｐが高すぎると、焼戻しマルテンサイトの硬さが低下し強度が低下する。また、焼戻し保持時間ｔｔｅｍｐが長すぎると、セメンタイトが粗大化しすぎて曲げ性が低下する。また、焼戻しパラメータξが小さすぎると、焼戻しマルテンサイトの硬さが高くなりすぎて、曲げ性が低下する。一方、焼戻しパラメータξが大きすぎると、焼戻しマルテンサイトの硬さが低下しすぎて、強度が確保できなくなる。
下記表１に示す成分の鋼を溶製し、厚さ１２０ｍｍのインゴットを作成した。これを表２および表３に示す製造条件にて、熱間圧延で厚さ２．５ｍｍとした後、冷延前焼戻しを施し、これを酸洗した後に、冷延率４４％で冷間圧延して厚さ１．４ｍｍとし、さらに熱処理（焼鈍、焼戻し）を施した。
熱処理後の各鋼板について、上記［発明を実施するための形態］の項で説明した測定方法により、各相の面積率、焼戻しマルテンサイトの硬さ、フェライト同士連結率、フェライト領域の最大直径、ならびに、セメンタイト粒子のサイズおよびその存在密度を測定した。
また、上記各鋼板について、降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳ、伸びＥＬ、ならびに、圧延方向の限界曲げ半径ＲＬおよび圧延方向に直角な方向の限界曲げ半径ＲＣを測定した。なお、引張強度ＴＳと伸びＥＬは、圧延方向に平行方向および圧延方向と直角方向にそれぞれ長軸をとってＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を作成し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って測定を行い、圧延方向に平行方向および圧延方向と直角方向の両測定値を算術平均して求めた。また、圧延方向の限界曲げ半径ＲＬおよび圧延方向に直角な方向の限界曲げ半径ＲＣは、上記と同様に、圧延方向に平行方向および圧延方向と直角方向にそれぞれ長軸をとって幅３０ｍｍ×長さ３５ｍｍの試験片を作成し、ＪＩＳ Ｚ ２２４８に準拠した曲げ試験を行い、その時の曲げ半径を０〜５mmまで種々変化させ、材料にクラックが入らずに曲げ加工ができる最小の曲げ半径を求め、これを限界曲げ半径とした。
測定結果を表４および表５に示す。
これらの表に示すように、発明鋼（評価が◎または○のもの）である鋼Ｎｏ．１、２、１８、１９、２１、２２、２８〜３６は、いずれも、本発明の成分規定および組織規定の必須要件をすべて満たすとともに、降伏強度ＹＳが９００ＭＰａ以上、引張強度ＴＳが１０００ＭＰａ以上、伸びＥＬが１７％以上、かつ、圧延方向の限界曲げ半径ＲＬおよび圧延方向に直角な方向の限界曲げ半径ＲＣがともに１．５ｍｍ以下で、該両方向の限界曲げ半径の差｜ＲＣ−ＲＬ｜が１．０ｍｍ以下を充足し、上記［背景技術］の項で述べた要望レベルを満足する、降伏強度と成形性を兼備する高強度冷延鋼板が得られた。
なお、上記発明鋼のうち、鋼Ｎｏ．１８（評価が◎のもの）は、組織規定の推奨要件である、「焼戻しマルテンサイト中に存在する、円相当直径０．１μｍ以上のセメンタイト粒子の分散状態が、前記焼戻しマルテンサイト１ｍｍ２当たり５個以下」をも満たし、上記［背景技術］の項で述べた、より高度の要望レベルを満足するものである。
これに対して、比較鋼（評価が×のもの）である鋼Ｎｏ．３〜１７、２０、２３〜２７は、ＹＳ、ＴＳ、ＥＬ、曲げ性の少なくともいずれかが劣っている。
例えば、鋼Ｎｏ．３〜１７は、製造条件のいずれかが推奨範囲を外れていることにより、本発明の組織を規定する必須要件のうち少なくとも一つを満たさず、ＹＳ、ＴＳ、ＥＬ、曲げ性の少なくともいずれかが劣っている。
また、鋼Ｎｏ．２０、２３〜２７は、本発明の成分を規定する要件を満たさず、ＹＳ、ＴＳ、ＥＬ、λの少なくともいずれかが劣っている。
例えば、鋼Ｎｏ．２０は、Ｃ含有量が低すぎることにより、フェライトが過剰になる一方、焼戻しマルテンサイトが不足し、ＥＬ、曲げ性は優れているものの、ＹＳ、ＴＳが劣っている。
また、鋼Ｎｏ．２３は、Ｓｉ含有量が低すぎることにより、ＥＬは優れているものの、ＹＳ、ＴＳ、曲げ性が劣っている。
一方、鋼Ｎｏ．２４は、Ｓｉ含有量が高すぎることにより、ＴＳは優れているものの、ＹＳ、ＥＬ、曲げ性が劣っている。
また、鋼Ｎｏ．２５は、Ｍｎ含有量が低すぎることにより、固溶強化量が不足するとともに、焼入れ性が低下し、ＥＬは優れているものの、ＹＳ、ＴＳが劣っている。
一方、鋼Ｎｏ．２６は、Ｍｎ含有量が高すぎることにより、逆変態温度（Ａｃ１点およびＡｃ３点）が低下して粒径３μｍ未満の冷却フェライトの生成が少なくなり、ＹＳ、ＴＳは優れているもののＥＬ、曲げ性が劣っている。
また、鋼Ｎｏ．２７は、Ｔｉ含有量が低すぎることにより、ＴｉＣによるピン止め作用が減少して再結晶フェライトおよび冷却フェライトが粗大化して連結し、ＴＳは優れているものの、ＹＳ、ＥＬ、曲げ性が劣っている。
Claims (5)
- 質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ：０．１０〜０．２５％、
Ｓｉ：０．５０〜２．４０％、
Ｍｎ：１．００〜３．００％、
Ａｌ：０．００１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．０２〜０．３０％、
Ｐ：０．１００％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．０１０％以下（０％を含む）、
Ｎ：０．００６％以下（０％を含む）
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、
フェライトを面積率で３０〜７５％含み、残部が硬さ３３０〜４５０Ｈｖの焼戻しマルテンサイトからなる組織であって、
前記フェライトは、組織全体に対する面積率で、
円相当直径３〜６μｍのフェライト：２０〜６０％、
円相当直径３μｍ未満のフェライト：１０〜２０％、
円相当直径６μｍ超のフェライト：５％未満（０％を含む）からなり、
前記円相当直径３〜６μｍのフェライト中に含まれるＴｉ含有析出物の平均粒径が円相当直径で１０ｎｍ以下であり、
かつ、前記フェライトの存在形態を規定する、下記式１で定義されるフェライト同士連結率が、０．２５以下であり、
さらに、前記焼戻しマルテンサイトに周囲を取り囲まれたフェライト領域（単一のフェライト粒からなる領域、または、複数のフェライト粒同士が連結してなる領域を意味する。）の圧延方向の最大直径をＤＬとし、該フェライト領域の圧延方向に直角な方向の最大直径をＤＣとしたときに、ＤＬ／ＤＣ比が０．５〜２．０である組織を有する、
ことを特徴とする降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板。
式１：「フェライト同士連結率」＝「フェライト粒子同士の界面との交点数」／（「フェライト粒子同士の界面との交点数」＋「フェライト粒子と焼戻しマルテンサイト粒子の界面との交点数」）
ただし、「フェライト粒子同士の界面との交点数」は、面積４００００μｍ２以上の領域において、総長１０００μｍの線分が、フェライト粒子同士の界面と交差する点の数であり、「フェライト粒子と焼戻しマルテンサイト粒子の界面との交点数」は、上記総長１０００μｍの線分が、フェライト粒子と焼戻しマルテンサイト粒子の界面と交差する点の数である。 - 前記焼戻しマルテンサイト中に存在する、円相当直径０．１μｍ以上のセメンタイト粒子の分散状態が、前記焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり５個以下である、
請求項１に記載の降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板。 - 成分組成が、さらに、
Ｃｒ：０．０１〜３．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０１〜２．０％、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％の１種または２種以上を含む、
請求項１または２に記載の降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板。 - 成分組成が、さらに、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％の１種または２種以上を含む、
請求項１〜３のいずれか１項に記載の降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板。 - 鋼材を、下記（１）〜（５）に示す各条件で、熱間圧延した後、冷延前焼戻しを行い、冷間圧延し、その後、焼鈍し、さらに焼戻しすることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
（１）熱間圧延条件
粗圧延の後、熱延加熱温度：１２００℃以上に加熱し、仕上げ圧延終了温度：９５０℃以上で圧延し、次いで、第１冷却速度：２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却終了温度：５００℃未満まで急冷し、巻取温度：５００℃未満で巻き取る。
（２）冷延前焼戻し条件
冷延前焼戻し加熱温度：３００〜５００℃で冷延前焼戻し保持時間：１０００ｓ以下保持する。
（３）冷間圧延条件
冷間圧延率：２０〜５０％
（４）焼鈍条件
５００℃〜Ａｃ１の温度域を２０℃／ｓ以下の加熱速度で加熱し、焼鈍加熱温度：［０．６Ａｃ１＋０．４Ａｃ３］〜［０．２Ａｃ１＋０．８Ａｃ３］にて焼鈍保持時間：３００ｓ以下保持した後、該焼鈍加熱温度から５００℃までを１〜１０℃／ｓの第２冷却速度で冷却した後、５００℃から２００℃までを２００℃／ｓ以上の第３冷却速度で急冷する。
（５）焼戻し条件
焼戻し加熱温度Ｔｔｅｍｐ：３００〜５００℃にて、焼戻し保持時間ｔｔｅｍｐ：６００ｓ以下で、かつ、下記式２で定義される焼戻しパラメータξが１２０００〜１６０００となる時間保持する。
式２：ξ＝（Ｔｔｅｍｐ＋２７３）・〔ｌｏｇ（ｔｔｅｍｐ／３６００）＋２０〕
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