JP6291289B2 - 鋼板形状および形状凍結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、引張強度が９８０ＭＰａ以上の鋼板形状および形状凍結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。
近年、自動車の安全性向上に対する要求が強まっており、軽量で衝撃吸収能に優れた、引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板を、センターピラーなどの自動車ボディ骨格部材に適用することが提案されている。しかし、このような高強度冷延鋼板を成形加工すると、鋼板の強度に依存してスプリングバックが発生し、成形加工品の形状凍結性が悪くなる。形状凍結性の向上には、降伏比（降伏強度／引張強度）を低くする（例えば、８０％以下）ことが有効である。
低降伏比を有する高強度冷延鋼板として、例えば、マルテンサイトに代表される硬質の低温変態組織を含む鋼板が挙げられる。このような硬質相含有鋼板を効率よく安価に製造するためには、水焼入れタイプの連続焼鈍設備を用いるのが有効である。具体的には、鋼材をＡｃ1点以上の再結晶温度域で短時間加熱保持した後、水焼入れするか、或いは特許
文献１のように所定の温度域まで冷却してから水焼入れし、次いで過時効処理を施すなどの方法が行なわれている。
文献１のように所定の温度域まで冷却してから水焼入れし、次いで過時効処理を施すなどの方法が行なわれている。
ところで成形ラインでの作業性の面からは、冷延鋼板の鋼板形状が良好であることも必要である。例えば特許文献２には、マルテンサイト単相組織鋼板に発生する形状悪化、特に板幅方向の顕著な反りを抑制し、鋼板の平坦度が１０ｍｍ以下に低減された９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板が記載されている。しかし、マルテンサイト単相組織鋼板は高い降伏比を有するため、伸びフランジ性などは良好であるが、成形時の形状凍結性が低下するという問題がある。
また、上記特許文献２では、冷間圧延後の鋼板をＡｃ3変態点以上の均熱温度からＭｓ点〜Ｍｓ点＋２００℃の温度範囲まで２０℃／秒以上の平均冷却速度で一次冷却し、上記温度範囲に０．１〜６０秒間保持した後、１００℃／秒以上の平均冷却速度で１００℃以下まで二次冷却することによって上記冷延鋼板を製造している。Ｍｓ点〜Ｍｓ点＋２００℃の温度範囲における保持は、鋼板内の温度を均一化するために行われており、鋼板の板厚方向あるいは幅方向での冷却速度の違いに起因する温度ムラが生じると、鋼板内の応力が低減されず、鋼板形状が劣化することが記載されている。しかしＭｓ点〜Ｍｓ点＋２００℃の温度範囲で保持するには、塩浴、金属浴、或いは誘導加熱装置などを新たに設ける必要があり、生産性が悪かった。
このように、これまで、高強度冷延鋼板の鋼板形状および形状凍結性のいずれか一方が高められた技術は提案されているが、両方を兼ね備えた技術は提案されていない。
上述したとおり、高強度冷延鋼板の形状凍結性を改善するには降伏比の低減が有効である。しかしながら、降伏比が低過ぎると小さな荷重で成形加工品が変形するため、車体などに適用したとき、必要な剛性を確保できなくなり、高強度冷延鋼板使用の実益が得られない。よって、降伏比については、適度の剛性と良好な形状凍結性を両方具備する程度の適切な範囲に制御されていることが必要である。
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板において、例えば自動車車体部品などに適用したときに必要な剛性を確保することを前提にして、鋼板形状と形状凍結性の両方に優れた高強度冷延鋼板を提供することにある。本発明の他の目的は、こうした高強度冷延鋼板を生産性良く製造できる方法を提供することにある。
上記課題を解決することのできた本発明に係る鋼板形状および形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板とは、Ｃ：０．０８〜０．２０％（質量％の意味。以下、成分について同じ。）、Ｓｉ：０．２〜２％、Ｍｎ：１．０〜３％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．００１〜０．２％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００２〜０．０１％およびＮ：０．０１％以下（０％を含まない）を満足し、残部が鉄および不可避不純物からなり、金属組織全体に対する比率は、ベイナイトは１０〜４０面積％、残部は焼戻しマルテンサイトであり、更に残留オーステナイトは５面積％以下（０面積％を含む）、フェライトは１０面積％以下（０面積％を含む）の範囲で含有しても良く、引張強度が９８０ＭＰａ以上、降伏比が７０〜８０％を満足する点に要旨を有している。
上記鋼板は、更に、（ａ）Ｃｕ：１％以下（０％を含まない）およびＮｉ：１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種の元素、（ｂ）Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）およびＭｏ：１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種の元素、（ｃ）Ｎｂ：０．５％以下（０％を含まない）およびＶ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種の元素を含んでもよい。
本発明に係る上記高強度冷延鋼板は、上記成分組成を満足する鋼材をオーステナイト単相域で焼鈍する焼鈍工程と、焼鈍後、前記オーステナイト単相域から、６５０〜８００℃の一次冷却停止温度までの温度域を、平均冷却速度１０℃／秒以下（０℃／秒を含まない）で徐冷する一次冷却工程と、前記一次冷却停止温度から、（Ｍｆ点−１００℃）以上（Ｍｆ点＋１５０℃）以下の二次冷却停止温度までの温度域を、平均冷却速度２０〜１００℃／秒で冷却する二次冷却工程と、前記二次冷却停止温度から、室温までの温度域を、平均冷却速度１００℃／秒超で急冷する三次冷却工程と、１５０〜３００℃の温度域に加熱し、前記温度域で３０〜１５００秒間保持する過時効処理工程とをこの順で含む方法によって製造できる。
本発明によれば、鋼板の成分組成を適切に調整したうえで、金属組織を、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトとがバランス良く存在する複合組織としているため、必要な剛性を確保しつつ、鋼板形状および形状凍結性の両方に優れた高強度冷延鋼板を提供することができる。
本発明者らは、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板について、剛性の確保を前提として、鋼板形状と形状凍結性の両方に優れた鋼板を提供するために鋭意検討を重ねてきた。その結果、金属組織を、ベイナイトを１０〜４０面積％含み、残部が実質的に焼戻しマルテンサイトである複合組織とすれば、上記の特性が全て発揮されることを見出した。後に詳述するとおり本願発明では、剛性と形状凍結性とのバランスを考慮し、降伏比を７０〜８０％の範囲に制御しているが、ベイナイトは降伏比の低減に寄与する組織であり、焼戻しマルテンサイトは降伏比の増加に寄与する組織であり、両組織は、降伏比に対して相反する挙動を有する。本発明では、これら組織の比率を適切に制御することによって所定範囲の降伏比を確保することに成功したものであり、これにより、鋼板形状も高められるようになる。
更に、このような高強度冷延鋼板は、所定の成分組成を満足する鋼材をオーステナイト単相域で加熱して焼鈍した後、室温まで冷却してから過時効処理を施すにあたり、冷却過程では、所定の温度域を境に冷却速度を３段階に変えて冷却することによって製造することができることを見出した。特に上記方法では、オーステナイト単相域から６５０〜８００℃の一次冷却停止温度までの範囲を徐冷しているため、鋼材内に温度分布を生じさせずに均一に冷却できる。その結果、上記特許文献２のように、Ｍｓ点〜Ｍｓ点＋２００℃の温度範囲で保持して鋼板内の温度を均一化するための新たな設備を設けなくても、鋼板形状に優れた高強度冷延鋼板を生産性良く製造できる。また、上記一次冷却停止温度から冷却するにあたり、二次冷却停止温度を、Ｍｆ点（マルテンサイト変態終了温度）−１００℃の温度以上、Ｍｆ点＋１５０℃の温度以下の温度域としているため、形状凍結性の向上に有用なベイナイトを所定量生成させることができることも分かった。
本明細書において「鋼板形状に優れた」とは、後記する実施例に記載の方法に基づき、板幅方向の最大反り高さを測定したとき、３ｍｍ以下のもの、すなわち、平坦度が高いものを意味する。
また本明細書において、剛性および形状凍結性は降伏比で評価することにし、降伏比が７０〜８０％の範囲の鋼板を、これらの特性に優れると評価した。具体的には、降伏比の上限が８０％以下のものを「形状凍結性に優れた」と定義すると共に、冷延鋼板の剛性を確保するために、降伏比の下限を７０％以上とした。
まず、本発明に係る高強度冷延鋼板の成分組成と金属組織について説明する。
＜成分組成＞
本発明の高強度冷延鋼板は、下記に示す範囲でＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｔｉ、Ａｌ、ＢおよびＮを含む。
本発明の高強度冷延鋼板は、下記に示す範囲でＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｔｉ、Ａｌ、ＢおよびＮを含む。
［Ｃ：０．０８〜０．２０％］
Ｃは、焼入れ組織のマルテンサイトを強化し、結果的に焼戻しマルテンサイトの強化に必要不可欠な元素であり、Ｃ量が０．０８％未満では、鋼板の強度を確保することが困難となる。また、Ｃ量が少な過ぎると、鋼板の強度と、延性や伸びフランジ性等の加工性との両立も困難となる。従ってＣ量は０．０８％以上、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．１２０％以上とする。しかしＣ量が０．２０％を超えて過剰になると、ベイナイトの生成量を確保できないため、降伏比が高くなる。その結果、形状凍結性を改善できない。従ってＣ量は０．２０％以下、好ましくは０．１８％以下、より好ましくは０．１６％以下、更に好ましくは０．１５％以下とする。
Ｃは、焼入れ組織のマルテンサイトを強化し、結果的に焼戻しマルテンサイトの強化に必要不可欠な元素であり、Ｃ量が０．０８％未満では、鋼板の強度を確保することが困難となる。また、Ｃ量が少な過ぎると、鋼板の強度と、延性や伸びフランジ性等の加工性との両立も困難となる。従ってＣ量は０．０８％以上、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．１２０％以上とする。しかしＣ量が０．２０％を超えて過剰になると、ベイナイトの生成量を確保できないため、降伏比が高くなる。その結果、形状凍結性を改善できない。従ってＣ量は０．２０％以下、好ましくは０．１８％以下、より好ましくは０．１６％以下、更に好ましくは０．１５％以下とする。
［Ｓｉ：０．２〜２％］
Ｓｉは、フェライトの生成を抑制し、鋼板の加工性を害することなく高強度化するのに作用する元素である。そこで本発明では、Ｓｉ量は０．２％以上とする必要があり、好ましくは０．３％以上、より好ましくは０．４％以上とする。しかし、Ｓｉを過剰に含有すると、熱間圧延時にスケールの生成が顕著となり、最終製品の表面性状が劣化し、品質が劣化する。従って、Ｓｉ量は２％以下、好ましくは１．５％以下、より好ましくは１％以下、更に好ましくは０．９％以下とする。
Ｓｉは、フェライトの生成を抑制し、鋼板の加工性を害することなく高強度化するのに作用する元素である。そこで本発明では、Ｓｉ量は０．２％以上とする必要があり、好ましくは０．３％以上、より好ましくは０．４％以上とする。しかし、Ｓｉを過剰に含有すると、熱間圧延時にスケールの生成が顕著となり、最終製品の表面性状が劣化し、品質が劣化する。従って、Ｓｉ量は２％以下、好ましくは１．５％以下、より好ましくは１％以下、更に好ましくは０．９％以下とする。
［Ｍｎ：１．０〜３％］
Ｍｎは、フェライトの生成を抑制し、オーステナイトを安定化させて、冷却時にマルテンサイトを生成しやすくし、硬質相である焼戻しマルテンサイトを確保するために作用する元素である。そこで本発明では、Ｍｎ量は１．０％以上、好ましくは１．３％以上、より好ましくは１．５％以上、更に好ましくは１．７％以上とする。しかし、Ｍｎ量が３％を超えて過剰に含有すると、Ｍｎの偏析が顕著になったり、加工性が低下する恐れがある。従って、Ｍｎ量は３％以下、好ましくは２．７％以下、より好ましくは２．５％以下とする。
Ｍｎは、フェライトの生成を抑制し、オーステナイトを安定化させて、冷却時にマルテンサイトを生成しやすくし、硬質相である焼戻しマルテンサイトを確保するために作用する元素である。そこで本発明では、Ｍｎ量は１．０％以上、好ましくは１．３％以上、より好ましくは１．５％以上、更に好ましくは１．７％以上とする。しかし、Ｍｎ量が３％を超えて過剰に含有すると、Ｍｎの偏析が顕著になったり、加工性が低下する恐れがある。従って、Ｍｎ量は３％以下、好ましくは２．７％以下、より好ましくは２．５％以下とする。
［Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）］
Ｐは、不純物として鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼板の靭性を低下させるため、できるだけ低減する必要がある。従って、Ｐ量は０．０５％以下、好ましくは０．０３％以下、より好ましくは０．０１％以下とする。Ｐ量はできるだけ少ない方が良いが、０％にすることは工業的に困難である。
Ｐは、不純物として鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼板の靭性を低下させるため、できるだけ低減する必要がある。従って、Ｐ量は０．０５％以下、好ましくは０．０３％以下、より好ましくは０．０１％以下とする。Ｐ量はできるだけ少ない方が良いが、０％にすることは工業的に困難である。
［Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）］
Ｓは、不純物として鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼中にＭｎＳなどの硫化物系介在物を形成して耐衝撃性を劣化させたり、溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となるので、極力低減させる必要がある。製造コストを考慮し、本発明では、Ｓ量は０．０１％以下、好ましくは０．００７％以下、より好ましくは０．００５％以下とする。Ｓ量はできるだけ少ない方が良いが、０％にすることは工業的に困難である。
Ｓは、不純物として鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼中にＭｎＳなどの硫化物系介在物を形成して耐衝撃性を劣化させたり、溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となるので、極力低減させる必要がある。製造コストを考慮し、本発明では、Ｓ量は０．０１％以下、好ましくは０．００７％以下、より好ましくは０．００５％以下とする。Ｓ量はできるだけ少ない方が良いが、０％にすることは工業的に困難である。
［Ｔｉ：０．００１〜０．２％］
Ｔｉは、鋼中に炭化物や窒化物等の析出物を形成し、結晶粒を微細化して鋼板の強度を上昇させるのに作用する元素である。本発明では、Ｔｉ量は０．００１％以上、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０３％以上とする。しかし、Ｔｉを過剰に含有させてもその効果は飽和する。従って、Ｔｉ量は０．２％以下、好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１％以下とする。
Ｔｉは、鋼中に炭化物や窒化物等の析出物を形成し、結晶粒を微細化して鋼板の強度を上昇させるのに作用する元素である。本発明では、Ｔｉ量は０．００１％以上、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０３％以上とする。しかし、Ｔｉを過剰に含有させてもその効果は飽和する。従って、Ｔｉ量は０．２％以下、好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１％以下とする。
［Ａｌ：０．０１〜０．１％］
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であり、本発明では０．０１％以上含有させる必要がある。Ａｌ量は、好ましくは０．０２％以上、より好ましくは、０．０３％以上である。しかし、Ａｌを過剰に含有すると、鋼板中にアルミナ等の介在物が多く生成し、鋼板の加工性が劣化する。従って、Ａｌ量は０．１％以下、好ましくは０．０９％以下、より好ましくは０．０８％以下とする。
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であり、本発明では０．０１％以上含有させる必要がある。Ａｌ量は、好ましくは０．０２％以上、より好ましくは、０．０３％以上である。しかし、Ａｌを過剰に含有すると、鋼板中にアルミナ等の介在物が多く生成し、鋼板の加工性が劣化する。従って、Ａｌ量は０．１％以下、好ましくは０．０９％以下、より好ましくは０．０８％以下とする。
［Ｂ：０．０００２〜０．０１％］
Ｂは、オーステナイト粒界からのフェライトの生成や成長を抑制する元素である。後記する実施例に示すようにＢを添加しない場合、フェライトの過剰生成に伴って強度が低下し、降伏強度にバラツキが生じ、その値が大きく変動するため、降伏比を所定範囲に制御することができない。そのため、Ｂは、降伏比を本発明の範囲に制御し、所望とする特性を具備させるために極めて重要な元素である。また、Ｂは焼入れ性を高め、強度を向上させるのにも作用する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｂ量は０．０００２％以上、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１０％以上とする。しかし、Ｂを過剰に含有し、Ｂ量が０．０１％を超えると、加工性が劣化する。従って、Ｂ量は０．０１％以下、好ましくは０．００７％以下、より好ましくは０．００５％以下とする。
Ｂは、オーステナイト粒界からのフェライトの生成や成長を抑制する元素である。後記する実施例に示すようにＢを添加しない場合、フェライトの過剰生成に伴って強度が低下し、降伏強度にバラツキが生じ、その値が大きく変動するため、降伏比を所定範囲に制御することができない。そのため、Ｂは、降伏比を本発明の範囲に制御し、所望とする特性を具備させるために極めて重要な元素である。また、Ｂは焼入れ性を高め、強度を向上させるのにも作用する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｂ量は０．０００２％以上、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１０％以上とする。しかし、Ｂを過剰に含有し、Ｂ量が０．０１％を超えると、加工性が劣化する。従って、Ｂ量は０．０１％以下、好ましくは０．００７％以下、より好ましくは０．００５％以下とする。
［Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）］
Ｎは、不可避的に含有する元素であり、過剰に含有すると窒化物を形成して鋼板の加工性を劣化させる元素である。特に、鋼板中のＢと結合してＢＮ析出物を形成すると、オーステナイト粒界からのフェライト生成抑制作用が充分に発揮されないため、上記Ｂと同様、降伏比を所定範囲に制御できない。また、ＢＮ析出物を形成すると、固溶Ｂによる焼入れ性向上作用が阻害される。従って、Ｎは０．０１％以下、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００６％以下とする。Ｎ量はできるだけ少ない方が良いが、０％にすることは工業的に困難である。
Ｎは、不可避的に含有する元素であり、過剰に含有すると窒化物を形成して鋼板の加工性を劣化させる元素である。特に、鋼板中のＢと結合してＢＮ析出物を形成すると、オーステナイト粒界からのフェライト生成抑制作用が充分に発揮されないため、上記Ｂと同様、降伏比を所定範囲に制御できない。また、ＢＮ析出物を形成すると、固溶Ｂによる焼入れ性向上作用が阻害される。従って、Ｎは０．０１％以下、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００６％以下とする。Ｎ量はできるだけ少ない方が良いが、０％にすることは工業的に困難である。
本発明に係る高強度冷延鋼板の成分組成は上述した通りであり、残部は鉄およびＰ、Ｓ、Ｎ以外の不可避不純物である。
本発明に係る高強度冷延鋼板は、更に下記に示す範囲で、（ａ）ＣｕおよびＮｉよりよりなる群から選択される少なくとも一種の元素、（ｂ）ＣｒおよびＭｏよりなる群から選択される少なくとも一種の元素、（ｃ）ＮｂおよびＶよりなる群から選択される少なくとも一種の元素を含有してもよい。
［（ａ）Ｃｕ：１％以下（０％を含まない）およびＮｉ：１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種の元素］
ＣｕおよびＮｉは、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃｕは０．０５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０８％以上、更に好ましくは０．１％以上とする。Ｎｉは、０．０５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０８％以上、更に好ましくは０．１％以上とする。しかし、Ｃｕ量が１％を超えると熱間圧延時に表面疵を発生し易くなるなど製造性が悪くなったり、鋼板の加工性が悪くなることがある。従って、Ｃｕ量は１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．９％以下、更に好ましくは０．８％以下とする。また、Ｎｉ量が１％を超えると鋼板の加工性が悪くなることがある。従ってＮｉ量は１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．９％以下、更に好ましくは０．８％以下とする。ＣｕとＮｉは、夫々単独で、或いは併用して含有させればよい。なお、Ｃｕを単独で含有させると、熱間での脆化を引き起こす懸念があるため、Ｎｉと併用することが推奨される。ただし、Ｎｉは高価な元素であるため、鋼板の強化が必要な場合のみ添加することが推奨される。ＣｕとＮｉを併用する場合の好ましい合計量の下限は、例えば、０．０５％以上であり、より好ましくは０．０８％以上である。また、ＣｕとＮｉを併用する場合の好ましい合計量の上限は、例えば、１％以下であり、より好ましくは０．９％以下である。
ＣｕおよびＮｉは、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃｕは０．０５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０８％以上、更に好ましくは０．１％以上とする。Ｎｉは、０．０５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０８％以上、更に好ましくは０．１％以上とする。しかし、Ｃｕ量が１％を超えると熱間圧延時に表面疵を発生し易くなるなど製造性が悪くなったり、鋼板の加工性が悪くなることがある。従って、Ｃｕ量は１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．９％以下、更に好ましくは０．８％以下とする。また、Ｎｉ量が１％を超えると鋼板の加工性が悪くなることがある。従ってＮｉ量は１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．９％以下、更に好ましくは０．８％以下とする。ＣｕとＮｉは、夫々単独で、或いは併用して含有させればよい。なお、Ｃｕを単独で含有させると、熱間での脆化を引き起こす懸念があるため、Ｎｉと併用することが推奨される。ただし、Ｎｉは高価な元素であるため、鋼板の強化が必要な場合のみ添加することが推奨される。ＣｕとＮｉを併用する場合の好ましい合計量の下限は、例えば、０．０５％以上であり、より好ましくは０．０８％以上である。また、ＣｕとＮｉを併用する場合の好ましい合計量の上限は、例えば、１％以下であり、より好ましくは０．９％以下である。
［（ｂ）Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）およびＭｏ：１％以下（０％を含まない）なる群から選択される少なくとも一種の元素］
ＣｒとＭｏは、固溶強化により鋼板の強度を高めるのに作用する元素である。また、ＣｒとＭｏは、強度と延性のバランスを劣化させる炭化物の生成を抑制する作用も有している。特にＭｏは、溶接熱影響部の軟化防止にも作用する。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃｒは０．００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１％以上とする。Ｍｏは０．００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０１％以上、更に好ましくは０．０５％以上とする。しかし、ＣｒとＭｏを過剰に含有すると、鋼板の延性が劣化する。従って、Ｃｒは１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下とする。Ｍｏは１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下とする。ＣｒとＭｏは、夫々単独で、或いは併用して含有させればよい。ＣｒとＭｏを併用する場合の好ましい合計量の下限は、例えば、０．０５％以上であり、より好ましくは０．１％以上である。また、ＣｒとＭｏを併用する場合の好ましい合計量の上限は、例えば、１．５％以下であり、より好ましくは１％以下である。
ＣｒとＭｏは、固溶強化により鋼板の強度を高めるのに作用する元素である。また、ＣｒとＭｏは、強度と延性のバランスを劣化させる炭化物の生成を抑制する作用も有している。特にＭｏは、溶接熱影響部の軟化防止にも作用する。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃｒは０．００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１％以上とする。Ｍｏは０．００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０１％以上、更に好ましくは０．０５％以上とする。しかし、ＣｒとＭｏを過剰に含有すると、鋼板の延性が劣化する。従って、Ｃｒは１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下とする。Ｍｏは１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下とする。ＣｒとＭｏは、夫々単独で、或いは併用して含有させればよい。ＣｒとＭｏを併用する場合の好ましい合計量の下限は、例えば、０．０５％以上であり、より好ましくは０．１％以上である。また、ＣｒとＭｏを併用する場合の好ましい合計量の上限は、例えば、１．５％以下であり、より好ましくは１％以下である。
［（ｃ）Ｎｂ：０．５％以下（０％を含まない）およびＶ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種の元素］
ＮｂとＶは、析出することにより結晶粒を微細化して鋼板の強度を高めるのに作用する元素である。また、ＮｂとＶは、靭性を向上させる作用も有している元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｎｂは０．００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０１％以上、更に好ましくは０．０２％以上とする。Ｖは０．００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０１％以上、更に好ましくは０．０５％以上とする。しかし、過剰に含有すると、ＮｂまたはＶの析出物が多く生成して鋼板の加工性が低下する。従って、Ｎｂは０．５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．３％以下、更に好ましくは０．１％以下とする。Ｖは０．５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．３％以下、更に好ましくは０．２％以下とする。ＮｂとＶは、夫々単独で、或いは併用して含有させればよい。ＮｂとＶを併用する場合の好ましい合計量の下限は、例えば、０．００５％以上であり、より好ましくは０．０１％以上である。また、ＮｂとＶを併用する場合の好ましい合計量の上限は、例えば、１％以下であり、より好ましくは０．５％以下である。
ＮｂとＶは、析出することにより結晶粒を微細化して鋼板の強度を高めるのに作用する元素である。また、ＮｂとＶは、靭性を向上させる作用も有している元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｎｂは０．００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０１％以上、更に好ましくは０．０２％以上とする。Ｖは０．００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０１％以上、更に好ましくは０．０５％以上とする。しかし、過剰に含有すると、ＮｂまたはＶの析出物が多く生成して鋼板の加工性が低下する。従って、Ｎｂは０．５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．３％以下、更に好ましくは０．１％以下とする。Ｖは０．５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．３％以下、更に好ましくは０．２％以下とする。ＮｂとＶは、夫々単独で、或いは併用して含有させればよい。ＮｂとＶを併用する場合の好ましい合計量の下限は、例えば、０．００５％以上であり、より好ましくは０．０１％以上である。また、ＮｂとＶを併用する場合の好ましい合計量の上限は、例えば、１％以下であり、より好ましくは０．５％以下である。
＜金属組織＞
本発明に係る高強度冷延鋼板は、金属組織全体に対して、ベイナイトを１０〜４０面積％含み、残部は焼戻しマルテンサイトであり、残留オーステナイト（以下、残留γと表記することがある。）および／またはフェライトを更に含有してもよい。残留γとフェライトは後述するようにできるだけ低減することが推奨され、最も好ましくはいずれも０面積％である。
本発明に係る高強度冷延鋼板は、金属組織全体に対して、ベイナイトを１０〜４０面積％含み、残部は焼戻しマルテンサイトであり、残留オーステナイト（以下、残留γと表記することがある。）および／またはフェライトを更に含有してもよい。残留γとフェライトは後述するようにできるだけ低減することが推奨され、最も好ましくはいずれも０面積％である。
上述したとおり、本発明では、降伏比の低減化に寄与するベイナイトと、降伏比の増加に寄与する焼戻しマルテンサイトとがバランス良く存在すると共に、降伏比の制御に悪影響を及ぼすフェライトの生成を出来るだけ抑制しているところに特徴がある。
［ベイナイト：１０〜４０面積％］
ベイナイトは、鋼板の高強度化に寄与すると共に、鋼板の降伏比を低減して形状凍結性の向上に寄与する元素である。ベイナイトは、ラス状に生成したフェライトと析出炭化物との共存組織であり、当該析出炭化物の存在によって降伏比が低下する。この析出炭化物は、後述する過時効処理によってもその形態は変化しないため、ベイナイトによる上記作用に悪影響を及ぼさないという特徴を有している。
ベイナイトは、鋼板の高強度化に寄与すると共に、鋼板の降伏比を低減して形状凍結性の向上に寄与する元素である。ベイナイトは、ラス状に生成したフェライトと析出炭化物との共存組織であり、当該析出炭化物の存在によって降伏比が低下する。この析出炭化物は、後述する過時効処理によってもその形態は変化しないため、ベイナイトによる上記作用に悪影響を及ぼさないという特徴を有している。
全金属組織に占めるベイナイトの比率が１０面積％未満では、ベイナイトによる降伏比低減作用が有効に発揮されず、降伏比が８０％を超えて高くなり、形状凍結性を改善できない。また、反り高さも大きくなり、鋼板形状を改善できない。よって、ベイナイトは、金属組織全体に対して１０面積％以上とする必要があり、好ましくは１０面積％超、より好ましくは１３面積％以上、更に好ましくは１５面積％以上である。しかし、ベイナイトが４０面積％を超えると、結果的に焼戻しマルテンサイトの生成が少なくなり、降伏比が７０％を下回り、鋼板の剛性を確保できない。従って、ベイナイトは、金属組織全体に対して４０面積％以下とする必要があり、好ましくは３８面積％以下、より好ましくは３５面積％以下である。
［焼戻しマルテンサイト］
焼戻しマルテンサイトとは、水焼入れによるマルテンサイト変態完了後に昇温し、焼戻しすることによって生成する焼戻しされた組織であって、微細な炭化物が生成している組織である。上記焼戻しマルテンサイトは硬質相であり、鋼板の高強度化に寄与すると共に、鋼板の降伏比向上に作用する組織である。また、上記焼戻しマルテンサイトは、鋼板形状を改善し、鋼板形状を安定化するために必要な組織でもある。
焼戻しマルテンサイトとは、水焼入れによるマルテンサイト変態完了後に昇温し、焼戻しすることによって生成する焼戻しされた組織であって、微細な炭化物が生成している組織である。上記焼戻しマルテンサイトは硬質相であり、鋼板の高強度化に寄与すると共に、鋼板の降伏比向上に作用する組織である。また、上記焼戻しマルテンサイトは、鋼板形状を改善し、鋼板形状を安定化するために必要な組織でもある。
全金属組織に占める上記焼戻しマルテンサイトの比率は、前述したベイナイトと、後記する残部組織として存在し得るフェライトおよび残留オーステナイトを除く組織として算出される。焼戻しマルテンサイトは、例えば、金属組織全体に対して５５面積％以上であることが好ましく、より好ましくは６０面積％以上、更に好ましくは６５面積％以上、特に好ましくは７０面積％以上である。しかし、上記焼戻しマルテンサイトが過剰に生成すると、降伏比が高くなり過ぎて鋼板の形状凍結性を改善できず、また反り高さも大きくなり鋼板形状が悪くなる。従って、全金属組織に占める上記焼戻しマルテンサイトの上限は、上記ベイナイトの生成量を確保するため、９０面積％以下である。
上記のとおり、本発明の鋼板は、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトとから構成されていても良いが、残部組織として、以下の組織を許容し得る。
［残留オーステナイト（残留γ）：５面積％以下（０面積％を含む）］
残留γは、成形加工時に変態して硬質なマルテンサイトとなり、鋼板の伸びフランジ性を低下させる。従って、残留γはできるだけ低減する必要があるが、本発明では、金属組織全体に対して５面積％までであれば許容できる。残留γは、好ましくは３面積％以下であり、より好ましくは２．５面積％以下、最も好ましくは０面積％である。
残留γは、成形加工時に変態して硬質なマルテンサイトとなり、鋼板の伸びフランジ性を低下させる。従って、残留γはできるだけ低減する必要があるが、本発明では、金属組織全体に対して５面積％までであれば許容できる。残留γは、好ましくは３面積％以下であり、より好ましくは２．５面積％以下、最も好ましくは０面積％である。
［フェライト：１０面積％以下（０面積％を含む）］
フェライトは、降伏比の制御および強度の確保に重要な焼戻しマルテンサイトの硬質相を所定量確保するうえで、適切に制御すべき残部組織である。即ち、降伏強度と引張強度のバランスを両立し、降伏比を７０〜８０％の範囲に制御するために、金属組織全体に対してフェライトを１０面積％以下とする必要がある。フェライトが１０面積％を超えると、硬質相である焼戻しマルテンサイトの生成量を確保できなくなるため降伏強度が低下する。その結果、７０％以上の降伏比を確保できない。従って、フェライトは１０面積％以下とする必要があり、好ましくは８面積％以下、より好ましくは５面積％以下である。なお、フェライトは鋼板の伸びを高めるのに有効に作用する組織であるが、伸びよりも鋼板形状の改善を優先させる場合は、フェライトは０面積％であってもよい。
フェライトは、降伏比の制御および強度の確保に重要な焼戻しマルテンサイトの硬質相を所定量確保するうえで、適切に制御すべき残部組織である。即ち、降伏強度と引張強度のバランスを両立し、降伏比を７０〜８０％の範囲に制御するために、金属組織全体に対してフェライトを１０面積％以下とする必要がある。フェライトが１０面積％を超えると、硬質相である焼戻しマルテンサイトの生成量を確保できなくなるため降伏強度が低下する。その結果、７０％以上の降伏比を確保できない。従って、フェライトは１０面積％以下とする必要があり、好ましくは８面積％以下、より好ましくは５面積％以下である。なお、フェライトは鋼板の伸びを高めるのに有効に作用する組織であるが、伸びよりも鋼板形状の改善を優先させる場合は、フェライトは０面積％であってもよい。
後述する実施例で説明するように、上記ベイナイトおよび残留γの面積率は、ＥＢＳＰ測定装置を用いて測定すればよく、フェライトの面積率の面積率は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて測定すればよい。本発明において、上記焼戻しマルテンサイトの面積率は、金属組織全体（１００面積％）から、ベイナイト、残留γおよびフェライトの合計面積率を引いた値で算出される。
次に、本発明に係る高強度冷延鋼板の製造方法について説明する。
上記高強度冷延鋼板は、
上記成分組成を満足する鋼材をオーステナイト単相域で焼鈍する焼鈍工程と、
焼鈍後、前記オーステナイト単相域から、６５０〜８００℃の一次冷却停止温度までの温度域を、平均冷却速度１０℃／秒以下（０℃／秒を含まない）で徐冷する一次冷却工程と、
前記一次冷却停止温度から、（Ｍｆ点−１００℃）以上（Ｍｆ点＋１５０℃）以下の二次冷却停止温度までの温度域を、平均冷却速度２０〜１００℃／秒で冷却する二次冷却工程と、
前記二次冷却停止温度から、室温までの温度域を、平均冷却速度１００℃／秒超で急冷する三次冷却工程と、１５０〜３００℃の温度域に加熱し、前記温度域で３０〜１５００秒間保持する過時効処理工程とをこの順で含む方法によって製造できる。
上記成分組成を満足する鋼材をオーステナイト単相域で焼鈍する焼鈍工程と、
焼鈍後、前記オーステナイト単相域から、６５０〜８００℃の一次冷却停止温度までの温度域を、平均冷却速度１０℃／秒以下（０℃／秒を含まない）で徐冷する一次冷却工程と、
前記一次冷却停止温度から、（Ｍｆ点−１００℃）以上（Ｍｆ点＋１５０℃）以下の二次冷却停止温度までの温度域を、平均冷却速度２０〜１００℃／秒で冷却する二次冷却工程と、
前記二次冷却停止温度から、室温までの温度域を、平均冷却速度１００℃／秒超で急冷する三次冷却工程と、１５０〜３００℃の温度域に加熱し、前記温度域で３０〜１５００秒間保持する過時効処理工程とをこの順で含む方法によって製造できる。
まず、焼鈍工程に供する鋼材を製造する手順について説明する。
上記鋼材は、常法に従って製造したものを準備すればよく、例えば、上記成分組成を満足するように成分調整を行なって得られた鋼片を熱間圧延し、次いで冷間圧延を行って製造すればよい。具体的には、上記成分組成を満足する鋼片を、例えば、１１００〜１３００℃に加熱した後、仕上げ圧延温度（熱間圧延終了温度）を、例えば、８５０〜９５０℃として熱間圧延を行い、巻取り温度を、例えば、４００〜７００℃として巻き取って熱延鋼板を製造すればよい。
得られた熱延鋼板は、常法に従って酸洗し、表面の酸化スケールを除去した後、冷間圧延して冷延鋼板を製造すればよい。冷間圧延は、圧下率（冷延率）を、例えば、３０〜８０％として行えばよい。
なお、上記熱延鋼板は、通常の製鋼、鋳造および熱間圧延の各工程を経て製造することを想定しているが、例えば、薄手鋳造などにより熱間圧延工程の一部もしくは全部を省略して製造してもよい。
次に、焼鈍工程、一次冷却工程、二次冷却工程、三次冷却工程、過時効処理工程について、順を追って説明する。
［焼鈍工程］
焼鈍工程では、上記成分組成を満足する鋼材をオーステナイト単相域で焼鈍を行う。焼鈍温度が低過ぎてオーステナイト単相域に到達していない場合は、鋼材中の炭化物が充分に溶解しなかったり、フェライトの再結晶が完了せず、所望の強度が得られない。また、鋼板の延性も劣化する。従って焼鈍温度はオーステナイト単相域の温度とする。
焼鈍工程では、上記成分組成を満足する鋼材をオーステナイト単相域で焼鈍を行う。焼鈍温度が低過ぎてオーステナイト単相域に到達していない場合は、鋼材中の炭化物が充分に溶解しなかったり、フェライトの再結晶が完了せず、所望の強度が得られない。また、鋼板の延性も劣化する。従って焼鈍温度はオーステナイト単相域の温度とする。
上記オーステナイト単相域とは、Ａｃ3点以上の温度域である。Ａｃ3点は、鋼材の成分組成と、「レスリー鉄鋼材料科学」（丸善株式会社、１９８５年５月３１日発行、Ｐ．２７３）に記載されている下記式（ａ）から算出できる。下記式（ａ）中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を示しており、鋼材に含まれない元素の含有量は０質量％として計算すればよい。
Ａｃ3（℃）＝９１０−２０３×［Ｃ］1/2＋４４．７×［Ｓｉ］−３０×［Ｍｎ］−１１×［Ｃｒ］＋３１．５×［Ｍｏ］−２０×［Ｃｕ］−１５．２×［Ｎｉ］＋４００×［Ｔｉ］＋１０４×［Ｖ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］ ・・・（ａ）
Ａｃ3（℃）＝９１０−２０３×［Ｃ］1/2＋４４．７×［Ｓｉ］−３０×［Ｍｎ］−１１×［Ｃｒ］＋３１．５×［Ｍｏ］−２０×［Ｃｕ］−１５．２×［Ｎｉ］＋４００×［Ｔｉ］＋１０４×［Ｖ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］ ・・・（ａ）
上記焼鈍温度の上限は特に限定されないが、９５０℃を超えるとオーステナイト粒の成長が著しくなり、後の冷却によって生成する組織を粗大化させることがある。組織が粗大化すると、鋼板の延性、伸びフランジ性、靭性などが劣化することがある。従って、焼鈍温度は、９５０℃以下とすることが好ましく、より好ましくは９３０℃以下、更に好ましくは９２０℃以下である。
上記焼鈍は、オーステナイト単相域で１５〜６００秒間均熱して行うことが好ましい。上記焼鈍時間が１５秒未満の場合は、上記オーステナイト単相域で加熱しても時間が短過ぎるため、鋼材中の炭化物が充分に溶解しなかったり、フェライトの再結晶が完了せず、所望の強度が得られないことがある。また、鋼板の延性が劣化することもある。従って、上記焼鈍時間は１５秒以上とし、好ましくは３０秒以上、より好ましくは６０秒以上とする。しかし、上記焼鈍時間を６００秒以上としてもその効果は飽和し、多大なエネルギーを消費してコスト増加を招く。従って、上記焼鈍時間は６００秒以下、好ましくは５００秒以下、より好ましくは４００秒以下とする。
［一次冷却工程］
６５０〜８００℃の範囲を一次冷却停止温度とすると、一次冷却工程では、焼鈍後、上記焼鈍温度から、上記一次冷却停止温度までの温度域を、平均冷却速度１０℃／秒以下（０℃／秒を含まない）で徐冷する。平均冷却速度１０℃／秒以下で徐冷することによって、鋼材内における温度ムラ、すなわち、鋼板の板幅方向および長手方向における温度ムラを低減でき、鋼板内における温度分布を均一にできる。その結果、後述する三次冷却工程で均一冷却が可能となり、マルテンサイト変態を均一に起こすことで、所定量のベイナイトを生成させると共に、焼戻しマルテンサイトを生成させることができる。これにより、強度を確保でき、降伏比を所定の範囲に調整でき、鋼板形状および形状凍結性を改善できる。従って、本発明の製造方法によれば、上記特許文献２のように新たな保持設備を設けなくても鋼板形状に優れた高強度冷延鋼板を製造できる。
６５０〜８００℃の範囲を一次冷却停止温度とすると、一次冷却工程では、焼鈍後、上記焼鈍温度から、上記一次冷却停止温度までの温度域を、平均冷却速度１０℃／秒以下（０℃／秒を含まない）で徐冷する。平均冷却速度１０℃／秒以下で徐冷することによって、鋼材内における温度ムラ、すなわち、鋼板の板幅方向および長手方向における温度ムラを低減でき、鋼板内における温度分布を均一にできる。その結果、後述する三次冷却工程で均一冷却が可能となり、マルテンサイト変態を均一に起こすことで、所定量のベイナイトを生成させると共に、焼戻しマルテンサイトを生成させることができる。これにより、強度を確保でき、降伏比を所定の範囲に調整でき、鋼板形状および形状凍結性を改善できる。従って、本発明の製造方法によれば、上記特許文献２のように新たな保持設備を設けなくても鋼板形状に優れた高強度冷延鋼板を製造できる。
上記一次冷却停止温度が６５０℃を下回ると、焼鈍温度からの冷却温度差が大きくなり、目標とする鋼板内温度差の均一化が困難になり、後段において強冷却組織であるベイナイト）の生成が不均一となる。そのため、降伏強度にバラツキが生じ、その値が変動して所定の降伏比が得られない。従って、一次冷却停止温度は６５０℃以上、好ましくは６７０℃以上、より好ましくは６８０℃以上とする。しかし、一次冷却停止温度が８００℃を超えると、焼鈍温度からの冷却温度差が小さくなり、鋼板内温度差の均一化効果が小さくなる。また、後段の強冷却時（二次冷却時）における温度降下量が大きくなり、均一冷却が困難になるため、降伏強度が変動し、所定の降伏比が得られない。従って、一次冷却停止温度は８００℃以下、好ましくは７８０℃以下、より好ましくは７５０℃以下とする。
なお、上記一次冷却停止温度は、フェライトを生成させて鋼板の延性を向上させる場合には、例えば、６５０〜７００℃の低温側の温度域で設定すればよく、フェライトの生成を抑制して鋼板の強度を向上させる場合には、例えば、７００〜８００℃の高温側の温度域で設定することが推奨される。
上記一次冷却工程の平均冷却速度が１０℃／秒を超えると、鋼材内に温度ムラが生じ、鋼板内の温度分布が均一にならないため、均一冷却できず、降伏強度が変動し、所定の降伏比が得られない。従って、上記一次冷却工程における平均冷却速度は１０℃／秒以下、好ましくは８℃／秒以下、より好ましくは５℃／秒以下とする。上記一次冷却工程における平均冷却速度の下限値は特に限定されず、生産性に問題ない範囲であればよい。
［二次冷却工程］
（Ｍｆ点−１００℃）以上、（Ｍｆ点＋１５０℃）以下の範囲を二次冷却停止温度とすると、二次冷却工程では、上記一次冷却停止温度から、上記二次停止温度までの温度域を、平均冷却速度２０〜１００℃／秒で冷却する。この二次冷却によって、一次冷却工程で生成したフェライトが成長するのを抑制し、降伏比を低下させるベイナイトを生成させることができる。また、ベイナイト変態は、マルテンサイト変態よりも体積膨張が緩やかに起こるため、鋼板形状は殆ど悪化させない。即ち、二次冷却時にマルテンサイト変態が起こると、体積膨張が短時間に急激に起こるため反り高さが大きく、鋼板形状が悪化する。また、二次冷却の条件を制御することによって、ベイナイトの生成量を適切な範囲に調整することにより、後述する過時効処理時において残部組織として降伏比を高める焼戻しマルテンサイトを生成させることができる。このように所望のベイナイト量を確保し、鋼板組織をバランスさせることによって、所望の強度および降伏比が得られ、しかも反り高さが小さく鋼板形状が良好となる。
（Ｍｆ点−１００℃）以上、（Ｍｆ点＋１５０℃）以下の範囲を二次冷却停止温度とすると、二次冷却工程では、上記一次冷却停止温度から、上記二次停止温度までの温度域を、平均冷却速度２０〜１００℃／秒で冷却する。この二次冷却によって、一次冷却工程で生成したフェライトが成長するのを抑制し、降伏比を低下させるベイナイトを生成させることができる。また、ベイナイト変態は、マルテンサイト変態よりも体積膨張が緩やかに起こるため、鋼板形状は殆ど悪化させない。即ち、二次冷却時にマルテンサイト変態が起こると、体積膨張が短時間に急激に起こるため反り高さが大きく、鋼板形状が悪化する。また、二次冷却の条件を制御することによって、ベイナイトの生成量を適切な範囲に調整することにより、後述する過時効処理時において残部組織として降伏比を高める焼戻しマルテンサイトを生成させることができる。このように所望のベイナイト量を確保し、鋼板組織をバランスさせることによって、所望の強度および降伏比が得られ、しかも反り高さが小さく鋼板形状が良好となる。
上記二次冷却工程の平均冷却速度が２０℃／秒を下回ると、二次冷却の途中でフェライトが生成、成長し、鋼板の強度が低下し、降伏比が低くなり過ぎる。従って、二次冷却工程における平均冷却速度は２０℃／秒以上、好ましくは２５℃／秒以上、より好ましくは３０℃／秒以上とする。しかし、上記平均冷却速度が１００℃／秒を超えると、二次冷却中に必要量のベイナイトが生成せず、降伏比が高くなる。即ち、ベイナイトの生成量が少ないということは、三次冷却開始時における未変態オーステナイトが増加することになり、マルテンサイトの生成量が増える。そのため、過時効処理後に焼戻しマルテンサイト量が増加し、降伏比が高くなる。また、三次冷却時にマルテンサイト量が増加することにより、過時効処理時に体積膨張量が大きくなると共に、焼戻しマルテンサイトが過剰となり、良好な鋼板形状が得られなくなる。従って、二次冷却工程における平均冷却速度は１００℃／秒以下、好ましくは８０℃／秒以下、より好ましくは６０℃／秒以下とする。
また、上記二次冷却停止温度の上限が（Ｍｆ点＋１５０℃）を超えると、二次冷却中に必要量のベイナイトが生成せず、降伏比が高くなる。即ち、二次冷却停止時における未変態オーステナイトが増加すると、三次冷却時に生成するマルテンサイト量が増加し、これを過時効処理することによってベイナイト量が少なく、焼戻しマルテンサイトが過剰に生成することになり降伏比が高くなる。その結果、形状凍結性が悪くなる。また、二次冷却停止温度が高くなると、後述する三次冷却時における温度低下量が大きくなるため、鋼板の反り高さが大きくなり鋼板形状が悪くなる。従って、二次冷却停止温度の上限は（Ｍｆ点＋１５０℃）以下、好ましくは（Ｍｆ点＋１３０℃）以下、より好ましくは（Ｍｆ点＋１００℃）以下とする。しかし、上記二次冷却停止温度の下限が（Ｍｆ点−１００℃）の温度を下回ると、二次冷却中に生成するベイナイト量が増加し過ぎて降伏比が著しく低下し、鋼板の剛性が悪くなる。従って、二次冷却停止温度は（Ｍｆ点−１００℃）以上、好ましくは（Ｍｆ点−５０℃）以上、より好ましくは（Ｍｆ点−３０℃）以上とする。
上記Ｍｆ点の温度（マルテンサイト変態終了温度）は、本発明では実測値を用いて制御すればよい。上記Ｍｆ点の温度は、例えば、富士電波工機株式会社製の全自動変態記録測定装置（フォーマスター試験機：ＦＴＭ−１００）を用い、測定対象鋼から作成したφ３ｍｍ×１０ｍｍＬの試験片を用い、特定温度に加熱した後、平均冷却速度を５０℃／秒として冷却したときに求めたマルテンサイト変態終了温度を目安とすればよい。
上記二次冷却は、鋼材にガスを吹き付けて冷却するガスジェット冷却すればよい。吹き付けるガスとしては、不活性ガス（例えば、窒素ガス）を用いればよい。
［三次冷却工程］
三次冷却工程では、上記二次冷却停止温度から室温（約２７℃）までの温度域を、平均冷却速度１００℃／秒超で急冷する。急冷は、上記二次冷却工程で生成させた組織を室温に持ち越し、後続の過時効処理工程で所望の金属組織を得るために行う。二次冷却終了後に、例えば、放冷や徐冷を行うと、ベイナイトが過剰に生成すると共に、二次冷却中に過飽和にＣを固溶したマルテンサイトは、放冷、徐冷中に固溶Ｃを炭化物として析出させ、オートテンパードマルテンサイトに変化する。オートテンパードマルテンサイトは、幅の広いラス状組織であり、これが生成すると、降伏比が低くなり過ぎるため、鋼板の剛性を確保できない。
三次冷却工程では、上記二次冷却停止温度から室温（約２７℃）までの温度域を、平均冷却速度１００℃／秒超で急冷する。急冷は、上記二次冷却工程で生成させた組織を室温に持ち越し、後続の過時効処理工程で所望の金属組織を得るために行う。二次冷却終了後に、例えば、放冷や徐冷を行うと、ベイナイトが過剰に生成すると共に、二次冷却中に過飽和にＣを固溶したマルテンサイトは、放冷、徐冷中に固溶Ｃを炭化物として析出させ、オートテンパードマルテンサイトに変化する。オートテンパードマルテンサイトは、幅の広いラス状組織であり、これが生成すると、降伏比が低くなり過ぎるため、鋼板の剛性を確保できない。
上記急冷とは、平均冷却速度１００℃／秒超で冷却することを意味する。具体的には、マルテンサイト組織が得られる程度の平均冷却速度であればよく、好ましくは１５０℃／秒以上、より好ましくは２００℃／秒以上とする。なお、三次冷却工程における上記平均冷却速度の上限は特に限定されないが、実操業レベルを考慮すると、おおむね、１０００℃／秒以下である。
上記急冷は、水冷で行えばよく、例えば、水焼入れ、水冷ロール冷却および気水冷却などその方法は問わない。例えば、鋼材を水槽に浸漬する水焼入れの場合には、水槽に浸漬したノズルから噴流水を鋼材に吹き付けて行えばよく、吹き付ける噴流水の量を調整することによって鋼材の平均冷却速度を制御できる。また、前述の冷却方法を変更することで、冷却速度を制御できる。
［過時効処理工程］
上記三次冷却工程において室温まで冷却した後、過時効処理工程では、１５０〜３００℃の温度域に加熱し、当該温度域で３０〜１５００秒間保持する（低温焼戻し処理）。この温度域で所定時間保持することによって、マルテンサイトを焼戻し、固溶Ｃが多く、熱的に不安定な焼入れままの鋼材を安定化させることができる。即ち、固溶Ｃが多量に存在すると熱的に不安定なため、室温で長時間保管している間に固溶Ｃが炭化物を形成して析出することで鋼板形状が変化したり、鋼板の強度や降伏比が変化する原因となる。従って、本発明では上記の過時効処理を必ず行う。
上記三次冷却工程において室温まで冷却した後、過時効処理工程では、１５０〜３００℃の温度域に加熱し、当該温度域で３０〜１５００秒間保持する（低温焼戻し処理）。この温度域で所定時間保持することによって、マルテンサイトを焼戻し、固溶Ｃが多く、熱的に不安定な焼入れままの鋼材を安定化させることができる。即ち、固溶Ｃが多量に存在すると熱的に不安定なため、室温で長時間保管している間に固溶Ｃが炭化物を形成して析出することで鋼板形状が変化したり、鋼板の強度や降伏比が変化する原因となる。従って、本発明では上記の過時効処理を必ず行う。
上記保持温度が１５０℃未満では、過時効処理が不充分となり、鋼材を熱的に安定化させることができない。従って、保持温度は１５０℃以上、好ましくは１６０℃以上、より好ましくは１７０℃以上とする。しかし、保持温度が３００℃を超えると、マルテンサイトが軟化し、鋼材の強度が急激に低下する。従って、保持温度は３００℃以下、好ましくは２５０℃以下、より好ましくは２３０℃以下とする。
また、上記保持温度での保持時間が３０秒未満では、過時効処理が不十分となり、鋼材を熱的に安定化させることができない。従って、保持時間は３０秒以上、好ましくは６０秒以上、より好ましくは１２０秒以上、更に好ましくは１８０秒以上とする。しかし、上記保持時間が１５００秒を超えてもその効果は飽和し、生産性が低下するだけである。従って、保持時間は１５００秒以下、好ましくは１２００秒以下、より好ましくは９００秒以下、更に好ましくは６００秒以下とする。
［その他］
本発明の製造方法は上記のとおりであり、過時効処理した後、更に鋼材の形状修正を目的とする調質圧延を行う必要はない。ただし、鋼材の表面粗度を調整したり、鋼材の材質を調整するために、必要に応じて、調質圧延を行っても勿論構わない。
本発明の製造方法は上記のとおりであり、過時効処理した後、更に鋼材の形状修正を目的とする調質圧延を行う必要はない。ただし、鋼材の表面粗度を調整したり、鋼材の材質を調整するために、必要に応じて、調質圧延を行っても勿論構わない。
このようにして得られた本発明に係る高強度冷延鋼板は、例えば、ドアインパクトバーのような補強部材に好適に用いられる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限されず、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
真空溶解により鋼を溶製し、下記表１に示す成分組成の鋼片（残部は鉄およびＰ、Ｓ、Ｎ以外の不可避不純物）を作製した。得られた鋼片を１２５０℃に加熱し、仕上げ圧延温度を９００℃として熱間圧延した後、６５０℃で巻取り、厚さ２．８ｍｍの熱延鋼板を製造した。得られた熱延鋼板を酸洗し、冷間圧延して厚さ１．４ｍｍの冷延鋼板を製造した。
次に、得られた冷延鋼板を、水焼入れタイプの熱処理設備にて熱処理した。熱処理設備としては、アルバック理工株式会社製の鋼板熱処理シュミレータ（型番：ＣＣＴ−ＡＱＶ）を用いた。熱処理には、上記冷延鋼板を厚み１．４ｍｍ×幅１５０ｍｍ×長さ２５０ｍｍに切り出した試験片を用いた。熱処理は、上記試験片を専用治具に設置し、下記表２Ａ〜表２Ｃに示す熱パターンで行った。即ち、上記試験片を焼鈍温度９２０℃に加熱し、この温度で下記表に示す時間保持した後、一次冷却として、下記表に示す平均冷却速度（℃／秒）で一次冷却停止温度（℃）まで冷却した。次に、この一次冷却停止温度から、二次冷却として、下記表に示す平均冷却速度（℃／秒）で二次冷却停止温度（℃）まで冷却した後、試験片を水槽に浸漬して室温（２７℃）まで急冷（水冷）する三次冷却を行った。
なお、下記表２Ａに示したＮｏ．８、１１、および表２Ｂに示したＮｏ．２７については、焼鈍後、一次冷却停止温度まで冷却した後、本発明で規定する二次冷却を行うことなく、この温度から上記試験片を水槽に浸漬して室温（２７℃）まで最終冷却を行った。この最終冷却を便宜上、三次冷却と呼ぶこととする。
また、下記表２Ａに示したＮｏ．１９、および表２Ｂに示したＮｏ．２９については、焼鈍後、一次冷却および二次冷却を行い、本発明で規定する三次冷却を行わず、それぞれの表に示す二次冷却停止温度から徐冷して室温（２７℃）まで最終冷却を行った。この最終冷却を便宜上、三次冷却と呼ぶこととする。
下記表２Ａ〜表２Ｃには、説明の便宜上、三次冷却（最終冷却）を開始したときの温度（急冷開始温度）をまとめて示す。また、二次冷却停止温度（即ち、三次冷却における急冷開始温度）から室温までの平均冷却速度（℃／秒）を下記表に示す。
室温まで冷却した後、表２Ａ〜表２Ｃに記載の過時効処理（過時効工程）を行なった。具体的には、下記表に示す温度に加熱し、この温度で下記表に示す時間保持して過時効処理（低温焼戻し処理）を行った。
過時効処理した試験片について、次の手順で金属組織、引張特性、鋼板形状を評価した。
＜金属組織＞
過時効処理した試験片における圧延方向と平行な断面について、鏡面研磨およびナイタール腐食液による腐食を施し、光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡を用いて金属組織を観察、撮影し、ＥＢＳＰ測定装置を用いて、（１）ベイナイト、（２）残留オーステナイト（残留γ）および（３）フェライトを同定し、夫々の面積率を算出した。本明細書では、金属組織全体（１００面積％）からベイナイト、残留γおよびフェライトの合計面積率を引いた値を焼戻しマルテンサイトの面積率とした。具体的には、金属組織の観察には、日本電子社製（型番は、ＪＳＭ−６５００Ｆ型）の電界放射型走査電子顕微鏡を用いた。金属組織の観察は、過時効処理した試験片の板厚方向のｔ／４位置（ｔは板厚）で行い、観察倍率は１５００倍、観察範囲は５０μｍ×５０μｍである。観察視野数は５箇所とした。金属組織の同定には、テクセムラボラトリーズ社製のＯＩＭシステムを用い、下記基準により各金属組織の面積率を算出した。
過時効処理した試験片における圧延方向と平行な断面について、鏡面研磨およびナイタール腐食液による腐食を施し、光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡を用いて金属組織を観察、撮影し、ＥＢＳＰ測定装置を用いて、（１）ベイナイト、（２）残留オーステナイト（残留γ）および（３）フェライトを同定し、夫々の面積率を算出した。本明細書では、金属組織全体（１００面積％）からベイナイト、残留γおよびフェライトの合計面積率を引いた値を焼戻しマルテンサイトの面積率とした。具体的には、金属組織の観察には、日本電子社製（型番は、ＪＳＭ−６５００Ｆ型）の電界放射型走査電子顕微鏡を用いた。金属組織の観察は、過時効処理した試験片の板厚方向のｔ／４位置（ｔは板厚）で行い、観察倍率は１５００倍、観察範囲は５０μｍ×５０μｍである。観察視野数は５箇所とした。金属組織の同定には、テクセムラボラトリーズ社製のＯＩＭシステムを用い、下記基準により各金属組織の面積率を算出した。
（１）ベイナイトの面積率は、ＥＢＳＰ解析を行ったときに、粒内方位差ＧＯＳが２．５〜３°の部分における面積率に基づいて求めた。
ここで、ベイナイト面積率の算出に当たり、粒内方位差ＧＯＳが２．５〜３°の領域に着目した理由は、上記粒内方位差の領域において、熱処理条件を変化させた試験片にＥＢＳＰ解析を行ったときのベイナイト面積率の変化が最も顕著に現れたためである。
熱処理条件を変化させたときのベイナイト面積率の変化が、上記粒内方位差の領域において最も顕著に見られた原因は、詳細には不明であるが、オーステナイトからの変態時にラス組織の生成と炭化物の析出が同時に起こるベイナイト変態は、本実施例で着目した上記粒内方位差の領域で、他の粒内方位差の領域よりも優先して起こるためと考えられる。その結果、上記粒内方位差の領域におけるベイナイトの生成量が増加し、ベイナイト面積率の変化が、他の領域に比べて顕著に現れたと推察される。
上記粒内方位差の領域では、ベイナイト変態が起こったためにベイナイトが生成した領域と、より低温で起こるマルテンサイト変態が起こったためにベイナイトが生成した領域の両方が重なり合っている。そこで、本実施例のようにベイナイト変態に起因するベイナイト面積率を測定するに当たっては、以下に詳述するように、高温からの急冷によってマルテンサイト変態したベイナイトの量を減じて求めることにした。
ベイナイトの面積率を算出する手順を、図１を用いて説明する。図１の横軸は、粒内方位差を示しており、図１では、便宜上、粒内方位差が例えば０〜０．５°の範囲である場合を粒内方位差０．２５と示し、粒内方位差が例えば２．５〜３°の範囲である場合を粒内方位差２．７５と示している。
図１には、三次冷却工程における急冷開始温度が３５０℃、２５０℃と異なる二つの例を用いて、ベイナイトの面積率を算出する手順について示している。図１において、３５０℃から急冷（水冷）して得られた試験片（１）は後記する表２ＡのＮｏ．４に対応し、２５０℃から急冷（水冷）して得られた試験片（２）は後記する表２ＡのＮｏ．５に対応する。まず、３５０℃から急冷（水冷）して得られた試験片および２５０℃から急冷（水冷）して得られた試験片のそれぞれについて、ＥＢＳＰ解析を行って各粒内方位差ＧＯＳにおける面積率を算出する。本実施例では、ベイナイトの面積率は、マルテンサイト＋ベイナイトの面積率から、マルテンサイトの面積率を減じて算出するため、オーステナイト単相域（図１では７００℃）から急冷して得られるマルテンサイトの面積率（ベイナイト面積率を０％）も求めた。
具体的には、３５０℃から急冷（水冷）して得られた試験片（１）におけるベイナイト面積率（１）は、２５０℃から急冷（水冷）して得られた試験片について求めた粒内方位差が２．５〜３°の範囲（図１では粒内方位差２．７５）における（マルテンサイト＋ベイナイト）の面積率から、７００℃から急冷（水冷）して得られた試験片について求めた粒内方位差が２．５〜３°の範囲（図１では粒内方位差２．７５）におけるマルテンサイトの面積率を引いた値とした。
同様に、２５０℃から急冷（水冷）して得られた試験片（２）におけるベイナイト面積率（２）は、３５０℃から急冷（水冷）して得られた試験片について求めた粒内方位差が２．５〜３°の範囲（図１では粒内方位差２．７５）における（マルテンサイト＋ベイナイト）の面積率から、７００℃から急冷（水冷）して得られた試験片について求めた粒内方位差が２．５〜３°の範囲（図１では粒内方位差２．７５）におけるマルテンサイトの面積率を引いた値とした。
（２）残留γの面積率は、ＥＢＳＰ解析のＰｈａｓｅ ＭａｐでＩｒｏｎ−Ｇａｍｍａとなる部分の面積率とした。
（３）フェライトの面積率は、試験片の板厚方向のｔ／４位置をナイタール腐食した後、走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＳＥＭ）で観察倍率を１５００倍、観察範囲を５０μｍ×５０μｍの範囲として観察し、ラス組織や粒内に炭化物析出が認められない部分の面積率とした。
（４）焼戻しマルテンサイトの面積率は、金属組織全体（１００面積％）から、上記（１）〜（３）の手順で求めたベイナイト、残留γおよびフェライトの面積率の合計を引いた値とした。
金属組織全体に対する各組織の分率（面積％）を下記表３Ａ、表３Ｂに示す。
＜引張特性＞
過時効処理を施した試験片の圧延方向に対して垂直な方向が長手方向となるように、ＪＩＳ ５号引張試験片を切り出し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に基づいて、０．２％耐力（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、および破断伸び（ＥＬ）を測定した。また、ＹＳとＴＳに基づいて降伏比（ＹＲ）を算出した。結果を下記表３Ａ、表３Ｂに示す。
過時効処理を施した試験片の圧延方向に対して垂直な方向が長手方向となるように、ＪＩＳ ５号引張試験片を切り出し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に基づいて、０．２％耐力（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、および破断伸び（ＥＬ）を測定した。また、ＹＳとＴＳに基づいて降伏比（ＹＲ）を算出した。結果を下記表３Ａ、表３Ｂに示す。
本発明では、ＴＳが９８０ＭＰａ以上の場合を合格、９８０ＭＰａ未満の場合を不合格とした。また、ＹＲが７０〜８０％の場合を合格、７０％未満であるか、８０％を超える場合を不合格と判定した。本発明では、ＴＳが合格と判定された場合を「高強度」と評価し、ＹＲが８０％以下の場合を「形状凍結性に優れる」と評価した。
＜鋼板形状＞
鋼板形状は、試験片の大きさを変更した点以外は上記特許文献２の図１と同様にして測定した反り高さに基づいて評価した。反り高さは、過時効処理を施した試験片（厚み１．４ｍｍ×幅１５０ｍｍ×長さ２５０ｍｍ）を、反りが上になるように定盤上に設置し、触針が測定物上を移動する接触式変位計を用いて測定した。具体的には、幅方向の中心位置および幅方向の両端から夫々２５ｍｍずつ離れた位置の合計３点において鋼板の高さを連続的に長さ方向の全体に亘って測定し、定盤面からの高さの最大値を反り高さとして測定した。測定結果を下記表３Ａ、表３Ｂに示す。
鋼板形状は、試験片の大きさを変更した点以外は上記特許文献２の図１と同様にして測定した反り高さに基づいて評価した。反り高さは、過時効処理を施した試験片（厚み１．４ｍｍ×幅１５０ｍｍ×長さ２５０ｍｍ）を、反りが上になるように定盤上に設置し、触針が測定物上を移動する接触式変位計を用いて測定した。具体的には、幅方向の中心位置および幅方向の両端から夫々２５ｍｍずつ離れた位置の合計３点において鋼板の高さを連続的に長さ方向の全体に亘って測定し、定盤面からの高さの最大値を反り高さとして測定した。測定結果を下記表３Ａ、表３Ｂに示す。
本発明では、反り高さが３ｍｍ以下で高い平坦度を有している場合を合格、反り高さが３ｍｍを超え、平坦度が低い場合を不合格と判定した。本発明では、反り高さが合格と判定されたものを「鋼板形状に優れる」と評価した。
本実施例では、ＴＳ、ＹＲおよび反り高さの全てが合格と判定された場合を発明例、一つでも不合格と判定された場合を比較例と評価した。
下記表１〜表３から次のように考察できる。Ｎｏ．１〜５、９、１２、１３、１５〜１７、２０、２２、２４、２６、２８、３０、３２、４４、４６、４８、５０、５２〜５５、５７〜６０は、いずれも本発明で規定している要件を満足している例であり、鋼板形状および形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板が得られている。
一方、Ｎｏ．６、１０、１４、２１、２５、３３、４５、４７、４９、５１、５６は、二次冷却停止温度が高過ぎたため、急冷開始温度が高過ぎた例であり、後続の急冷時（三次冷却における水冷時）にマルテンサイトが多く生成した。その結果、ベイナイトの生成量が少なくなり、ＹＲが高くなり過ぎた。従って形状凍結性を改善できなかった。また、急冷時（三次冷却における水冷時）における温度低下量が大きくなったため、鋼板の反り高さが大きくなり、鋼板形状を改善できなかった。
Ｎｏ．８、１１、２７は、上記特許文献１に記載されている鋼板を模擬した例であり、いずれも二次冷却を行わず、一次停止温度からそのまま急冷（水冷）したため、急冷開始温度が高過ぎた例である。高い温度から急冷（水冷）したため、急冷（水冷）時にマルテンサイトが多く生成し、ベイナイトの生成量が少なくなり、ＹＲが高くなり過ぎた。従って形状凍結性を改善できなかった。また、急冷（三次冷却における水冷時）における温度低下量が大きくなったため、鋼板の反り高さが３ｍｍを超えて大きくなり、鋼板形状を改善できなかった。
Ｎｏ．７、１８、２３、３１は、二次冷却停止温度が低過ぎた例であり、ベイナイトが過剰に生成したため、ＹＲが低くなり過ぎた。従って鋼板の剛性を確保できなかった。
Ｎｏ．１９と２９は、本発明で規定している二次冷却停止温度の範囲を下回る温度まで冷却した後、室温まで徐冷した例である。三次冷却時に急冷（水冷）していないため、ベイナイトが過剰に生成し、ＹＲが低くなった。従って鋼板の剛性を確保できなかった。
Ｎｏ．３４〜４３は、いずれも鋼板の成分組成が本発明で規定している要件を満足しない例である。
Ｎｏ．３４〜３７は、いずれもＢ（ホウ素）を含有していない例であり、フェライトが過剰に生成したため、ＹＲにバラツキが生じた。即ち、Ｎｏ．３４、３５は、ＴＳおよびＹＲが低下した。ＹＲが低下したため、鋼板の剛性を確保できなかった。一方、Ｎｏ．３６、３７は、ＴＳは低下し、ＹＲは高くなった。ＹＲが高くなったため、形状凍結性を改善できなかった。
Ｎｏ．３８、３９は、Ｃ量が多過ぎる例であり、ベイナイトの生成量が少なくなり、ＹＲが高くなり過ぎた。従って形状凍結性を改善できなかった。Ｎｏ．４０、４１は、Ｓｉ量が少な過ぎる例であり、フェライトが過剰に生成したため、ＴＳが低くなった。Ｎｏ．４２、４３は、Ｍｎ量が少な過ぎる例であり、フェライトが過剰に生成したため、焼戻しマルテンサイトの生成量を確保できず、ＴＳが低下した。特にＮｏ．３９は、二次冷却停止温度が高過ぎるため、ベイナイトが過剰に生成し、反り高さが大きくなり、鋼板形状を改善できなかった。
Claims (5)
- Ｃ ：０．０８〜０．２０％（質量％の意味。以下、成分について同じ。）、
Ｓｉ：０．２〜２％、
Ｍｎ：１．０〜３％、
Ｐ ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０１％以下（０％を含まない）、
Ｔｉ：０．００１〜０．２％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｂ ：０．０００２〜０．０１％および
Ｎ ：０．０１％以下（０％を含まない）を満足し、
残部が鉄および不可避不純物からなり、
金属組織全体に対する比率は、
ベイナイトは１０〜４０面積％、
残部は焼戻しマルテンサイトであり、更に
残留オーステナイトを５面積％以下（０面積％を含む）、
フェライトを１０面積％以下（０面積％を含む）の範囲で含有しても良く、
引張強度が９８０ＭＰａ以上、
降伏比が７０〜８０％
を満足することを特徴とする鋼板形状および形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板。 - 更に、
Ｃｕ：１％以下（０％を含まない）およびＮｉ：１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種の元素を含む請求項１に記載の高強度冷延鋼板。 - 更に、
Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）およびＭｏ：１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種の元素を含む請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板。 - 更に、
Ｎｂ：０．５％以下（０％を含まない）およびＶ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種の元素を含む請求項１〜３のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。 - 請求項１〜４のいずれかに記載の成分組成を満足する鋼材をオーステナイト単相域で焼鈍する焼鈍工程と、
焼鈍後、前記オーステナイト単相域から、６５０〜８００℃の一次冷却停止温度までの温度域を、平均冷却速度１０℃／秒以下（０℃／秒を含まない）で徐冷する一次冷却工程と、
前記一次冷却停止温度から、（Ｍｆ点−１００℃）以上（Ｍｆ点＋１５０℃）以下の二次冷却停止温度までの温度域を、平均冷却速度２０〜１００℃／秒で冷却する二次冷却工程と、
前記二次冷却停止温度から、室温までの温度域を、平均冷却速度１００℃／秒超で急冷する三次冷却工程と、
１５０〜３００℃の温度域に加熱し、前記温度域で３０〜１５００秒間保持する過時効処理工程
とをこの順で含むことを特徴とする鋼板形状および形状凍結性に優れた請求項１〜４のいずれかに記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
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