JPH1171635A

JPH1171635A - 耐衝撃特性に優れた高強度高加工性冷延鋼板

Info

Publication number: JPH1171635A
Application number: JP10149569A
Authority: JP
Inventors: Shusaku Takagi; 周作高木; Kazuya Miura; 和哉三浦; Osamu Furukimi; 古君　　修; Takashi Sakata; 坂田　　敬; Takashi Obara; 隆史小原
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1997-06-16
Filing date: 1998-05-29
Publication date: 1999-03-16
Anticipated expiration: 2018-05-29
Also published as: KR20000068162A; CN1083903C; DE69828865D1; BR9806046A; EP0922782B1; CN1236402A; EP0922782A1; AU724778B2; KR100527996B1; US6210496B1; WO1998058094A1; DE69828865T2; JP3320014B2; EP0922782A4; AU7553098A

Abstract

(57)【要約】【課題】十分な成形性をそなえるだけでなく、厳しい
安全基準にも耐え得る、耐衝撃特性に優れた高強度高加
工性冷延鋼板を提供する。【解決手段】Ｃ：0.05〜0.40mass％、 Si：1.0 〜3.0 mass％、 Mn：0.6 〜3.0 mass％、 Cr：0.02〜1.5 mass％、Ｐ：0.010 〜0.20mass％、 Al：0.01〜0.3 mass％を含有し、残部は実質的にFeの組成になり、しかも主相
がフェライトで、第２相がマルテンサイト、針状フェラ
イトおよび残留オーステナイトからなる鋼組織とする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】この発明は、自動車用鋼板と
しての用途に用いて好適な耐衝撃特性に優れた高強度高
加工性冷延鋼板に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】自動車の軽量化が指向される中、成形性
に優れる高強度薄鋼板に対する要求が殊の外強くなって
いる。また、最近では、自動車の安全性も重視され、そ
のためには衝突時における安全性の目安となる耐衝撃特
性の向上も要求されている。そして、自動車の外内装板
としては、表面粗さの均一性および化成処理性の面で冷
延鋼板が有利である。

【０００３】上記の現状を背景として、これまでにも種
々の高強度冷延鋼板が開発されている。例えば、特公平
５-64215号公報および特開平４−333524号公報には、フ
ェライト、ベイナイトおよび３％以上の残留オーステナ
イトを含む組織になるいわゆるTransformation Induced
Plasticity鋼（以下、ＴＲＩＰ鋼という）の製造方法
が開示されている。しかしながら、このＴＲＩＰ鋼は、
伸びが高く、成形性は良好ではある（TS×El≧ 22000 M
Pa・％）けれども、現在の厳しい耐衝撃特性を満足する
までにはいかないところに問題を残していた。また、プ
レス成形時における加工硬化量（ＷＨ）およびその後の
塗装焼付時における焼付硬化量（ＢＨ）が、70 MPa程度
と低いという問題もあった。この加工・焼付硬化量（Ｗ
Ｈ＋ＢＨ）が低いと、加工−塗装焼付後における強度保
証の面での不利が大きい。

【０００４】一方、耐衝撃特性に優れた高強度鋼板とし
ては、例えば特開平９−111396号公報に開示されている
ような、フェライトとマルテンサイトの２相組織になる
いわゆるDual Phase鋼（以下ＤＰ鋼という）が知られて
いる。しかしながら、このＤＰ鋼は、耐衝撃特性には優
れるものの、伸びが十分とはいえず、成形性の点に問題
を残していた。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】上述したとおり、現在
までのところ、十分な成形性と厳しい安全性の両者を満
足する冷延鋼板は見当たらず、その開発が望まれてい
た。この発明は、上記の要望に有利に応えるもので、優
れた成形性と耐衝撃特性を兼ね備え（具体的には、強度
−伸びバランス（TS×El）が 24000 MPa・％以上、動的
ｎ値が0.35以上）、しかも（ＷＨ＋ＢＨ）が 100 MPa以
上と加工・焼付硬化量の点でも優れた、耐衝撃特性に優
れた高強度高加工性冷延鋼板を提案することを目的とす
る。

【０００６】ここに、動的ｎ値とは、発明者らが耐衝撃
特性の指標として新たに見出したもので、この動的ｎ値
を用いることによって、耐衝撃特性を従来よりも一層的
確に評価することができる。すなわち、従来、耐衝突安
全性については、強度との関連で考察され、単に強度が
大きければ耐衝突安全性も高いとされてきたが、強度と
耐衝突安全性とは必ずしも一義的な関係にあるわけでは
ないことが判明した。そこで、この点につき、鋭意研究
を重ねた結果、耐衝突安全性を向上させる、つまり高速
での変形時（自動車の衝突時にはひずみ速度

【外１】が２×10³/s まで増加）におけるエネルギーを、鋼板で
より多く吸収するためには、鋼板を

【外２】の条件で引張変形させた時のｎ値（以下、動的ｎ値とい
う）を高くすることが有効であることが解明されたので
ある。ここでは、伸び10％における瞬間ｎ値を動的ｎ値
とする。なお、この動的ｎ値を高くすることは、高速変
形時における強度向上にも有効であることが併せて見出
されている。

【０００７】

【課題を解決するための手段】以下、この発明の解明経
緯について説明する。さて、発明者らは、上記の目的を
達成すべく、まず従来鋼であるＴＲＩＰ鋼について、そ
の組織と特性との関係について調査した。その結果、Ｔ
ＲＩＰ鋼においては、成形性の向上に有利な残留オース
テナイトを十分な量得るために、ベイナイト相を生成さ
せることが不可欠とされてきたが、このベイナイト相が
耐衝撃特性を劣化させる原因になっていることが判明し
たのである。

【０００８】そこで、発明者らは、かようなベイナイト
相とくに炭化物の生成を抑制したところ、すなわち、主
相であるフェライト以外の第２相を、従来のベイナイト
＋残留オーステナイトから、針状フェライト＋マルテン
サイト＋残留オーステナイトの混合組織に変更したとこ
ろ、所期した目的の達成に関し、望外の成果が得られた
のである。この発明は、上記の知見に立脚するものであ
る。

【０００９】すなわち、この発明は、Ｃ：0.05〜0.40mass％、 Si：1.0 〜3.0 mass％、 Mn：0.6 〜3.0 mass％、 Cr：0.02〜1.5 mass％、Ｐ：0.010 〜0.20mass％、 Al：0.01〜0.3 mass％を含有し、残部は実質的にFeの組成になり、フェライト
を主相として、マルテンサイト、針状フェライトおよび
残留オーステナイトからなる第２相を有することを特徴
とする耐衝撃特性に優れた高強度高加工性冷延鋼板であ
る。

【００１０】この発明では、鋼の成分組成につき、上記
した基本組成の他、強度改善成分として Ti：0.005 〜0.25mass％、 Nb：0.003 〜0.1 mass％のうちから選んだ少なくとも一種を、またさらには加工
性改善成分として Ca：0.1 mass％以下、 Rem：0.1 mass％以下のうちから選んだ少なくとも一種を含有させることがで
きる。

【００１１】また、この発明においては、鋼組織中に占
める第２相の比率を３〜40％とすることが好ましく、さ
らに第２相における各相の比率については、マルテンサ
イト：10〜80％、残留オーステナイト：８〜30％、針状
フェライト：５〜60％とすることが好ましい。

【００１２】

【発明の実施の形態】以下、この発明を具体的に説明す
る。図１に、従来のＴＲＩＰ鋼の代表的な連続冷却変態
曲線図（ＣＣＴ図）を示す。同図に示したとおり、従来
のＴＲＩＰ鋼は、連続焼鈍時、（α＋γ）２相域に加熱
した後、 400℃付近まで急冷してベイナイト変態域に導
き、この温度域に数分間保持することによってベイナイ
ト変態を生じさせつつ、未変態のオーステナイトに固溶
炭素を濃縮させて安定化し、その後に室温まで冷却する
ことによって数％以上のオーステナイトを残留させてい
た。しかしながら、このようにして製造されたＴＲＩＰ
鋼は、強度および加工性の面では優れるものの、十分な
耐衝撃特性が得られないことは前述したとおりである。

【００１３】そこで、発明者らは、ベイナイト変態を回
避すべく数多くの実験と検討を重ねた結果、(1) 鋼成分
としてCrを少量含有させると、上記ＣＣＴ図におけるベ
イナイト変態域のノーズが長時間側に後退して、ベイナ
イトの形成（特に炭化物の析出）が抑制され、代わりに
針状フェライト（アシキュラーフェライトともいう）が
析出する、(2) 冷延鋼板の連続焼鈍プロセスでは、２相
域保持により所定の分量のフェライトおよびオーステナ
イトへの分離がなされているので、冷却中にフェライト
を生成させる必要がないことが、熱延プロセスとの大き
な違いであるが、このような場合に、Crを単独で添加し
ただけでは、パーライト変態が短時間側に移行するた
め、第２相中にパーライトが混入する。このように、パ
ーライトが混入した場合には、ベイナイトの生成を抑制
したとしても、十分満足するほどの特性は得られない、
(3) しかしながら、Crと共に、Ｐを少量添加すると、か
ようなパーライト変態が抑制され、第２相として、針状
フェライト、残留オーステナイトおよびマルテンサイト
からなる混合組織が形成される、(4) かようにして形成
された、針状フェライト、残留オーステナイトおよびマ
ルテンサイトからなる第２相は、成形性を阻害すること
なしに、耐衝撃特性を格段に向上させることを究明した
のである。

【００１４】図２に、この発明の成分系における代表的
ＣＣＴ図を示す。同図に示したとおり、CrとＰを少量添
加することによってベイナイト変態域のノーズが後退
し、代わりに針状フェライト域が顕著に出現するので、
この針状フェライト域に短時間保持し、その後に急冷す
ることによって、第２相を針状フェライト、残留オース
テナイトおよびマルテンサイトからなる混合組織とする
ことができ、かくして優れた成形性と耐衝撃特性とを兼
ね備えた冷延鋼板を得ることができたのである。

【００１５】ここに、針状フェライトとは、結晶粒の長
径が概ね10μm 以下、アスペクト比が１：1.5 以上、そ
してセメンタイト析出量が５％以下のものをいう。な
お、従来のＴＲＩＰ鋼のベイナイト中には、セメンタイ
トの析出が多く認められる（10％以上）ので、この発明
の針状フェライトとＴＲＩＰ鋼のベイナイトとは明確に
区別されるものである。

【００１６】図３(a) に、この発明に従い得られる第２
相の特徴的な相構成を、また図３(b) には、従来のＴＲ
ＩＰ鋼の第２相の相構成を、それぞれ模式で示す。従来
のＴＲＩＰ鋼の第２相は、ベイナイト中に残留オーステ
ナイトが点在する相構成になっているのに対し、この発
明の第２相は、針状フェライトとマルテンサイトが層状
にならび、その界面（マルテンサイト側）に残留オース
テナイトが点在する形態になっている。このように、第
２相中に針状フェライトを析出させたことが、この発明
の特徴の一つであり、この針状フェライト相がTS×Elを
増加させると共に、動的ｎ値を向上させるものと考えら
れる。さらに、適量のマルテンサントと針状フェライト
が層状にならぶことにより、詳細な理由は不明である
が、100 MPa 以上の大きな（ＷＨ＋ＢＨ）を得ることが
できた。なお、発明者らの知見によれば、針状フェライ
トとマルテンサイトの界面面積率が大きくなるほど、動
的ｎ値は大きくなる傾向にあることが確認されている。

【００１７】この発明において、上記した第２相の鋼組
織中に占める比率は３〜40％とすることが好ましい。と
いうのは、相比率が３％に満たないと十分な耐衝撃特性
が得られず、一方40％を超えると伸びひいては強度−伸
びバランスがが低下するからである。より好ましい比率
は10〜30％である。なお、この発明において、相比率
は、鋼試料を研磨後、２％硝酸＋エチルアルコール溶液
でエッチングし、顕微鏡写真を画像解析することにより
算出した。

【００１８】また、第２相における各相の比率について
は、マルテンサイト：10〜80％（好ましくは30〜60
％）、残留オーステナイト：８〜30％（好ましくは10〜
20％）、針状フェライト：５〜60％（好ましくは20〜50
％）とすることが望ましい。というのは、マルテンサイ
トの比率が10％に満たないと十分な耐衝撃特性が得られ
ず、一方80％を超えると伸びひいては強度−伸びバラン
スが低下するからである。また、残留オーステナイトの
比率が８％に満たないと十分な伸びが得られず、一方30
％を超えると耐衝撃特性が低下するからである。さら
に、針状フェライトの比率が５％に満たないとやはり良
好な耐衝撃特性が得られず、一方60％を超えると伸びが
低下するからである。

【００１９】なお、鋼組織全体に占める各相の比率とし
ては、マルテンサイトおよび針状フェライトはそれぞれ
５〜15％、残留オーステナイトは２〜10％程度とするの
が好適である。また、この発明において、鋼組織は全
て、主相であるフェライトと、第２相であるマルテンサ
イト、針状フェライトおよび残留オーステナイトの混合
相からなっているとは限らず、ベイナイト相などが若干
析出する場合もあるが、かような第３相が混入しても、
その比率が第２相全体の10％以下であれば特性上何ら問
題はない。

【００２０】次に、この発明において、鋼板の成分組成
を前記の範囲に限定した理由について説明する。Ｃ：0.05〜0.40mass％Ｃは、鋼の強化に有効に寄与するだけでなく、残留オー
ステナイトを得る上でも有用な元素である。しかしなが
ら、含有量が0.05mass％未満では、その効果に乏しく、
一方0.40mass％を超えると延性を低下させるので、Ｃ量
は0.05〜0.40mass％の範囲に限定した。

【００２１】Si：1.0 〜3.0 mass％ Siは、残留オーステナイトの生成に不可欠な元素であ
り、そのためには少なくとも 1.0mass％の添加を必要と
するが、 3.0mass％を超える添加は、延性の低下を招く
だけでなく、スケール性状を低下させ表面品質上も問題
となるので、Si含有量は 1.0〜3.0 mass％の範囲に限定
した。

【００２２】Mn：0.6 〜3.0 mass％ Mnは、鋼の強化元素として有用なだけでなく、残留オー
ステナイトを得る上でも有用な元素である。しかしなが
ら、含有量が 0.6mass％未満ではその効果に乏しく、一
方 3.0mass％を超えると延性の低下を招くので、Mn量は
0.6〜3.0 mass％の範囲に限定した。

【００２３】Cr：0.02〜1.5 mass％このCr添加が、この発明を特徴付けるものであり、Crを
添加することによって前述したように、第２相が針状フ
ェライト化する。そのためには、少なくとも0.02mass％
の添加が必要であるが、 1.5mass％を超えて添加すると
粗大なCr炭化物が生成すると共にパーライトの生成が進
行して、延性が阻害されるだけでなく、強度−伸びバラ
ンス、動的ｎ値および（ＷＨ＋ＢＨ）とも低下するの
で、Cr量は0.02〜1.5 mass％の範囲に限定した。好まし
くは0.03〜1.2 mass％である。

【００２４】Ｐ：0.010 〜0.20mass％Ｐは、フェライト中に固溶して強度の向上に有効に寄与
するだけでなく、Crの単独添加時における延性の劣化原
因であるパーライト変態を抑制し、第２相をマルテンサ
イト、針状フェライトおよび残留オーステナイト主体の
組織として、強度−伸びバランスを改善すると共に動的
ｎ値および（ＷＨ＋ＢＨ）を向上させる有用元素であ
る。上記の効果を得るためには、少なくとも 0.010mass
％の添加を必要とするが、0.20mass％を超えて多量に添
加すると溶接性の劣化をきたすので、Ｐ量は 0.010〜0.
20mass％の範囲に限定した。好ましい範囲が0.02〜0.10
mass％である。

【００２５】図４および図５に、Ｐ量をパラメータとし
て、Cr量と強度−伸びバランスおよび動的ｎ値との関係
について調べた結果を示す。図４，５より明らかなよう
に、Cr含有量が0.02〜1.5 mass％で、かつＰ含有量が
0.010mass％以上の範囲で、TS×El≧24000 (MPa・%)、
動的ｎ値≧0.35の優れた加工性および耐衝撃特性が得ら
れている。特に、Ｐ量が 0.020mass％以上では、動的ｎ
値≧0.37とさらに優れた特性値を得ることができた。

【００２６】Al：0.01〜0.3 mass％ Alは、脱酸剤として有効に寄与し、そのためには少なく
とも0.01mass％の含有を必要とするが、 0.3mass％を超
えて添加してもその効果は飽和に達し、むしろコスト面
での不利が著しいので、Al量は0.01〜0.3 mass％の範囲
に限定した。

【００２７】以上、基本成分について説明したが、この
発明では、その他、強度改善成分としてTiやNbを、また
加工性改善成分としてCaやRem を、以下の範囲で適宜含
有させることができる。 Ti：0.005 〜0.25mass％、Nb：0.003 〜0.1 mass％ TiおよびNbはいずれも、強度の向上に有効に寄与するの
で、必要に応じて添加することができる。しかしなが
ら、含有量があまりに少ないとその添加効果に乏しく、
一方過度の添加は延性の低下を招くので、それぞれ上記
の範囲で含有させることが好ましい。また、これらのTi
やNbは、この発明のような中炭素鋼の熱間圧延時に発生
し易いエッジ部での粒界割れを防止する上でも有効であ
る。

【００２８】 Ca：0.1 mass％以下、 Rem：0.1 mass％以下 CaやRem は、酸化物や硫化物の形態を効果的に制御し、
加工性とくに伸びフランジ特性の向上に有効に寄与す
る。しかしながら、含有量がそれぞれ 0.1mass％を超え
ると効果が飽和に達するだけでなく、熱間圧延中に割れ
が生じ易くなるので、いずれも 0.1mass％以下で含有さ
せることが好ましい。なお、Ca, Rem とも、上記の効果
を安定して得るには、0.0003mass％以上添加することが
好ましい。

【００２９】次に、この発明鋼の製造方法について説明
すると、この発明鋼は、要するに、第２相としてマルテ
ンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイトか
らなる混合組織を形成させれば良いのであるから、前掲
図２に示した冷却曲線に沿って、冷却させれば良い。す
なわち、常法に従い熱間圧延を施して得た熱延板を、酸
洗等でデスケーリングしたのち、30％以上好ましくは50
〜80％の圧下率で冷間圧延を施して冷延板とする。つい
で、得られた冷延板を、連続焼鈍で 740〜820 ℃程度の
フェライトとオーステナイトの２相域に加熱し、その温
度に保持するかまたは10℃／秒以下の速度での徐冷を経
て、 600℃以上の温度から 350〜450 ℃の針状フェライ
ト域まで20〜60℃／秒の速度で冷却し、この温度に 0.5
〜５分間保持（または緩冷却）する。その後、50℃／秒
以下の速度で室温まで冷却することによって、針状フェ
ライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトから
なる第２相を形成させるのである。

【００３０】上記の製造工程中、連続焼鈍のサイクルと
して特徴的なのは、 350〜450 ℃までの冷却速度が、前
掲した特公平５-64215号公報や特開平４−333524号公報
等に開示の従来技術に比べて比較的遅い速度で、所望の
効果が達成できる点である。すなわち、従来技術では、
前者が50℃／秒以上、また後者が10〜200 ℃／秒程度の
速度で冷却して、ベイナイトと残留オーステナイトを主
体とする第２相を形成させていた。これに対し、この発
明では、冷却速度の上限を60℃／秒と低くして、所定の
組織を得ようとするものであり、冷却手段として、高コ
ストの水冷却やミスト冷却の必要がなく、ガスジェット
やロール冷却で十分なので、コストは勿論のこと、表面
性状の面でも優れている。

【００３１】また、 350〜450 ℃の針状フェライト域で
の保持時間については、上限を６分とすることが肝要で
ある。というのは、針状フェライト域での保持時間があ
まりに長くなると、ベイナイトが生成し、所望組織の第
２相が得られなくなるからである。なお、上掲した従来
技術における保持時間の上限がそれぞれ、10分, 20分で
あることから見ても、第２相組織がこの発明と従来技術
とでは全く異なることは明白である。

【００３２】

【実施例】表１に示す種々の成分組成になる鋼スラブ
を、1200℃に加熱後、 860℃の仕上げ温度で熱間仕上げ
圧延を終了したのち、 580℃でコイルに巻取り、厚み：
3.2mmの熱延鋼板とした。ついで、酸洗後、 1.2mmまで
冷間圧延した。その後、連続焼鈍炉で 800℃まで10℃／
秒の速度で加熱し、この温度に40秒間保持したのち、 6
35℃まで４℃／秒の速度徐冷し、ついで 410℃の針状フ
ェライト域まで43℃／秒の速度で冷却し、この温度に 1
80秒間保持したのち、10℃／秒の速度で室温まで冷却し
た。その後、 1.0％の調質圧延を施した。

【００３３】得られた冷延板から、引張試験片を切り出
し、それらの試験片について、ひずみ速度：２×10^-2/s
の条件で引張試験を実施し、降伏強さ(YS)、引張強さ(T
S)および伸び(El)を求めた。また、ホプキンソンプレッ
シャーバー試験材（材料とプロセス vol.9 (1996)P.110
8〜1111）を用いて、ひずみ速度：２×10³/s の条件で
引張試験を実施し、伸びが10％の時の瞬間ｎ値（動的ｎ
値）を求めた。さらに、下穴径：10mm、クリアランス：
12.5％の条件で頂角：60°の円錐ポンチにより穴拡げ試
験を行い、下記式に従って伸びフランジ特性を求めた。伸びフランジ特性 λ＝〔（ｄ₁−ｄ₀）／ｄ₀〕× 100 （％）ここでｄ₀: 下穴径ｄ₁: 穴拡げ時の穴周部に板厚を貫通する亀裂が発生し
た時の穴径またさらに、プレス成形時における加工硬化量（ＷＨ）
およびその後の塗装焼付時(170℃）における焼付硬化量
（ＢＨ）についても測定した。なお、ＷＨ、ＢＨは、ひ
ずみ速度：２×10^-2／ｓの引張試験機を用い、図６によ
り求めた。各冷延鋼板について、鋼組織、TS×Elバラン
ス、動的ｎ値、伸びフランジ特性およびＷＨ＋ＢＨにつ
いて調べた結果を、表２および表３に示す。

【００３４】

【表１】

【００３５】

【表２】

【００３６】

【表３】

【００３７】表２，３から明らかなように、この発明に
従い、第２相として、マルテンサイト、針状フェライト
および残留オーステナイトの混合組織を形成させたもの
はいずれも、TS×El≧ 24000 MPa・％、動的ｎ値≧0.35
の優れた強度−伸びバランスおよび耐衝撃特性が得られ
ただけでなく、ＷＨ＋ＢＨ≧100 MPa という良好な加工
・焼付硬化性も併せて得られていた。さらに、CaやRem
を添加した場合には、伸びフランジ特性も向上させるこ
とができた。

【００３８】

【発明の効果】かくして、この発明に従い、主相をフェ
ライトとし、かつ第２相をマルテンサイト、針状フェラ
イトおよび残留オーステナイトの混合組織とすることに
より、優れた成形性と耐衝撃特性とを兼ね備えた冷延鋼
板を得ることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】従来のＴＲＩＰ鋼の代表的な連続冷却変態曲線
図（ＣＣＴ図）である。

【図２】この発明の成分系における代表的連続冷却変態
曲線図（ＣＣＴ図）である。

【図３】(a) この発明に従い得られる第２相の特徴的な
相構成および(b) 従来のＴＲＩＰ鋼の第２相の相構成を
示す模式図である。

【図４】Cr量と強度−伸びバランスとの関係を、Ｐ量を
パラメータとして示したグラフである。

【図５】Cr量と動的ｎ値との関係を、Ｐ量をパラメータ
として示したグラフである。

【図６】加工硬化性（ＷＨ）および焼付硬化性（ＢＨ）
の説明図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者古君修千葉県千葉市中央区川崎町１番地川崎製鉄株式会社技術研究所内 (72)発明者坂田敬千葉県千葉市中央区川崎町１番地川崎製鉄株式会社技術研究所内 (72)発明者小原隆史千葉県千葉市中央区川崎町１番地川崎製鉄株式会社技術研究所内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｃ：0.05〜0.40mass％、 Si：1.0 〜3.0 mass％、 Mn：0.6 〜3.0 mass％、 Cr：0.02〜1.5 mass％、Ｐ：0.010 〜0.20mass％、 Al：0.01〜0.3 mass％を含有し、残部は実質的にFeの組成になり、フェライト
を主相として、マルテンサイト、針状フェライトおよび
残留オーステナイトからなる第２相を有することを特徴
とする耐衝撃特性に優れた高強度高加工性冷延鋼板。
【請求項２】請求項１において、鋼組成が、さらに Ti：0.005 〜0.25mass％、 Nb：0.003 〜0.1 mass％のうちから選んだ少なくとも一種を含有する組成になる
ことを特徴とする耐衝撃特性に優れた高強度高加工性冷
延鋼板。
【請求項３】請求項１または２において、鋼組成が、
さらに Ca：0.1 mass％以下、 Rem：0.1 mass％以下のうちから選んだ少なくとも一種を含有する組成になる
ことを特徴とする耐衝撃特性に優れた高強度高加工性冷
延鋼板。