JPS6299417A - 高延性高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は高延性高強度冷延鋼板の製造方法に関し、詳し
くは、引張強さ４５〜１４０　ｋｇｆ／ｍｍ”級の複合
Ｍｉ織高延性高強度冷延鋼板の製造方法に関する。

近年、例えば、自動車の軽計化要求への高まりを背景と
して、加Ｔ、　（／Ｉのすぐれた高強度冷延釦１板が使
用されるに至一つζいる。この、１−うな高強度冷延鋼
板としては、既に、析出、固溶、組織強化等の種々の手
段によるものが従来より知られているが、特に、Ｉｉ４
　ｊ！ｒ　Ｌこおいては、連続焼鈍技術の普及に伴って
、マルテンサイトやヘイナイトのような硬い低６１ル変
態生成物による強化能を利用した複合Ｓ、１１織高強度
冷延鋼ＩＪシが広く使用されるに至っている。この上・
）な複合８１■織鋼板を！′、！造するに際して、箱焼
鈍による場合は、Ａｒ１点以上の再結晶温度からの冷却
速１１がｊ１〆いために、Ｍ　ｎ等のオーステナイトＬ
゛定化元素を多量に添加する必要があり、このために鋼
４１（の製造費用が高価となるが、連続焼鈍乙こ、１、
る場合（５１、冷〕、［１速度が大きいために、−１−
記の、１、うな」−ステ・Ｊ′イ［安定化元素の添加を
省略することができ、従って、低度に製造することがで
きるからである。

１−記の連続焼鈍は、再結晶焼鈍後の冷却方法によって
、冷却速度の非常に早い水焼入れ型と、冷却速度の比較
的ｊＷいガスジエッ１又は気水冷却ハ１１とに大別され
るが、使用合金量の低域、従って、製造費用の低減の見
地からは水焼入れ型が有利である。この水焼入れ型連続
焼鈍においては、通常、Ａｃ１点以上の再結晶加熱温度
に短時間加熱保持した後、強制空冷により所定の温度ま
で冷Ｊｉｊｌ　Ｌ、この温度（以下、この温度を水焼入
れ開始温度という。）から水焼入れを行ない、引き続い
て、過時効処理を施している。

上記のような方？Ｊ、においで、（Ｉ（降伏比であって
、目一つ、高強度高延１〕１の冷延鋼１板、即Ｉ）、強
度−延性バランスのとれた冷延鋼板を得るためには、例
えば、特開昭５５−１４１５２７号公報にし、１、水焼
入れ開始温度及び過時効処理温度をそれぞれ所定の温度
とすることが必要であるとされている。

即ち、複合組織鋼板におけるマルテンサイトやヘイナイ
トの低温変態生成物を強化能の高いマルテンサイト相と
するために水焼入れ開始温度を、また、高温からの急冷
によって過飽和に固溶したフェライト中の炭素を析出さ
−Ｕて、延性を改善するために過時効処理温度を、それ
ぞれ適正に選ぶ必要があるのである。

しかしながら、本発明者らしよ、上記したように、単に
水焼入れ開始温度及び過時効処理温度を制御ＡｌＡｌ整
するのみでは、１−分に硬い第２相が得られず、１また
、所定のｎＪ、　＋Ａ強度を得ようとすれば、第２相の
体積率が増大して、延性が低下し、かくして、低降伏比
であり、１１つ、高延性高強度である冷延鋼板、即も、
強度−延性バランスにすぐれた冷延４ｄ１１板を得るこ
とが困難であることを見出した。

更に、に記した方法によれば、熱間圧延板の製造条イ′
１、水焼入れ開始温度の変動若しくはばらつき、或いは
コイル内の化学成分の偏析によって、１１月Ａ強度にお
けるばらつきが大きくなることも見出した。

（発明のＬ１的） 本発明者らは、−に記した問題を解決するために鋭意研
究した結果、安定した母材強度を有して、高延性高強度
冷延鋼板を得るためには、熱間圧延板の仕−に温度、巻
取温度、水焼入れ開始温度及び過時効処理温度を制御調
整すると共に、再結晶加熱温度を制御し、再結晶加熱時
のオーステナイト相体積率を所定の範囲に規制すること
が必要であるごとを見出して、本発明に至ったものであ
る。

（発明の構成） 本発明による高延１’ｌ高強度昂延鋼板の製造方法は、
重Ｍ％で Ｃ０．０２〜０．３０％、 Ｓｉ０．０１〜２．５％、 Ｍｎ　　０．５〜２．５％、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を熱間圧延するに
際して、Ａｒ、点１＞Ｊ＋−の温度にて仕−１−圧延し
、　　　　　　　　□冷却速Ｌ１及び巻取温度を制御し
て、フェライトと　　　　　　　　１体積率７０％以下
の低６１ル変態生成物とからなる複　　　　　　　　１
合組織を有する熱間圧延板を得、これを酸洗（７、［、
□や３０お、ッ、、ｌ：Ｉ＝’Ｌ　−’Ｃ’ｔ’ｔ　ｆ
ｆｔｌ工ゆ□１１７１．．え、や、　　　　［再結晶焼
鈍するに際して、その加熱温度をＡｃ１〜　　　　　　
　１Ａｃ３点のフェライト・オーステナイト２相共存域
　　　　　　　　ｉの温度において、再結晶加熱時のオ
ーステナイト相体積率ｒｖＭＣ量によって規定される１
２８Ｃ＋１．０≦ＴＶ（Ｘ）≦１２８０］５５となる温
度域として焼鈍を施し、次いで、強制空冷し、７００〜
３００℃の温度域から１００°ｃ／　　　　　　　　　
ｌ□秒砂用二の冷却速度にて急冷し、１８０〜４００℃
の温度にて過時効処理を施すことを特徴とする。

先ず、本発明の方法において用いる鋼の化学成分の限定
理由について説明する。

Ｃは、鋼板の引張強さを支配する重要な元素であり、マ
ルテンサイト組織を得るためには、少なくとも０．０２
％の冷力１１を必要とし、強度を高める観点からは多い
ほどよいが、反面、過多に添加するときは、第２相体積
率が高くなり、延性を確保しカ１＜なり、また、スポッ
ト溶接性も低下するので、そのに限を０．３０％とする
。

Ｓｉは、鋼をその延性を劣化させないで強化すると共に
、フェライト・オーステナイト温度域を拡大して、操業
−１二有利であるように、本発明による適正な再結晶温
度域を拡大するために添加される。かかる効果を有効に
発揮させるためには、添加■は少なくとも０．０１％が
必要であるが、過多に添加するときは、製造費用を高め
るのみならず、適正な再結晶温度域を高温にするので、
２．５％以下とする。

Ｍｎは、オーステナイト相を安定化し、冷却過程におけ
る主としてマルテンサイトからなる低温変態生成物の生
成を容易にするために、０．５％以上を添加することが
必要であるが、過多に冷力１（するときは、オーステナ
イト相への濃化による第２相体積率が増加して、Ｃのン
ａ縮が弱まることから、その添加■は２．５％以下とす
る。

本発明による方法においてＣ１１、釦１ば、−１−記し
た元素に加えて、 Ｐ　　　０．０１〜０．１５％、 Ｃｒ　　０．０５〜１．０％、 Ｍｏ０．０５〜０．６％、 よりなる群から３’Ａばれる少なくとも１種の元素、及
び／又は Ｔｉ０．ＯＩ〜０，２％、 Ｎｂ０．０１〜０．２％、及び ＶＤ、０１〜０．２％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有す
ることができる。

Ｐは、０．０１％以−１−の添加によって、ＳＩと同様
に鋼の強化のために有効であるが、０．１５％を越えて
過多に添加すれば、スボツ［溶接性を阻害する。

Ｃｒ及びＭＯは、それぞれＭｎと同様に、オーステナイ
ト相を安定化し、冷却過程での低温変態生成物の生成を
容易にするのに有効である。この効果を有効に発揮させ
るためには、それぞれ０．０５％の添加を必要とするが
、一方、多すぎるときは、延性の低下をもたらし、また
、これら合金元素は価格も高価であるので、その上限は
Ｃｒについては１．０％、ＭＯについては０．６％とす
る。

ＴＩ、Ｎｂ及びＶは、Ｃ及びＮと析出物を形成し、強化
元素として有効であると共に、熱間圧延板の結晶粒を微
細化し、延性を向上させる効果を有する。この効果を有
効に発現させるためには、それぞれの元素について、０
．０１％を添加することが必要であるが、しかし、過多
に添加するときは、延性を劣化させるので、その上限を
各元素について０．２％とする。

本発明の方法によれば、上記のような化学組成を有する
鋼を造塊又は連続鋳造によりスラブとし、これを熱間圧
延する。本発明の方法においては、この熱間圧延におい
て、Ａｒ３点以１−の温度にて仕上圧延し、冷却速度及
び巻取温度を制御して、熱間圧延板のｋｎ　ｔ（ａをフ
ェライト及び体積率にて７０％以下の低温変態生成物か
らなる複合ｆｉｌｌ織とする。

ここに、低温変態生成物（第２相）とは、マルテンサイ
ト又はヘイナイト又はこれらの混合物をいい、第２相体
積率が７０％を越えるときは、熱間圧延板の強度が高（
なり、冷間圧延が困難となると共に、冷間圧延及び焼鈍
後の第２相におけるＣ濃度が低下し、強度−延性バラン
スが低下するるで、本発明においては、この低温変態生
成物の体積率を７０％以下に規制する。

次いで、本発明の方法によれば、」二記のようにして得
られた熱間圧延板を酸洗し、再結晶させるために、３０
％以上の冷延率にて冷間圧延を施した後、再結晶焼鈍す
るに際して、その加熱温度をＡｃ＋〜Ａｃ３点のフェラ
イト・オーステナイト域において調整して、再結晶加熱
時のオーステナイト相の体積率γＶをＣ１ｆｔ（型室％
）によって次代にて規定される範囲とすることが必要で
ある。

＋　２８　Ｃ，，１−］、　０≦γＶ（％）　≦１２８
　Ｃ−１−５５即し、本発明者らｋｌ、第１図に示すよ
うに、鋼板の再結晶加熱時のγＶが強度−延性バランス
の指標となる引張強さと伸びとの積の値に著しく影響し
、γＶが一定の範囲にあるたきに（以下、この範囲を適
正範囲という。）上記稍の値が特に大きくなることを１
．出した。しかし、ごの場合において、熱間圧延板のＮ
１■織がフェライト・パーライトであるときは、炭化物
を十分に分解させるためには、高い再結晶加熱温度が必
要である。即ち、所定の強度を得るための再結晶加熱時
のオーステナイトの体積率γＶは必然的に高くなり、高
い強度−延性バランスを得ることが困難となる。

しかし、本発明の方法に従って、熱間圧延板の組織をフ
ェライト及び低温変態生成物とすることによって、再結
晶加熱時の炭化物の分解が速くなるために、所定の強度
を得るための再結晶加熱時のオースチーノーイトの体積
率γＶは、第１図に示すように低くすることができ、よ
り高い強度−延性バランスを得ることができるのである
。

更に、広範な研究の結果、本発明によれば、第２図に示
すように、」二記Ｔ、の適正範囲の下限値と上限値とが
実質的に鋼板中のＣ含有量によってそれぞれ前記式のよ
うに規定される。即ち、γＶの適正範囲として、第２図
には上記引張強さと伸びとの積の値が１８００ｋｇｆ−
χ／ｍｍ２以−にである領域を斜線領域で示すが、この
領域は鋼板中のＣ含有量の１次函数としてのｒｖに。１
、って規定されるのである。

従って、再結晶加熱温度がγＶを式１２８　Ｃト１．０
（χ）で規定されるよりも小さくする温度である場合に
は、Ｃがオーステナイト相中に十分に固？容しないため
に、第２相中にセメンタイトが混在することとなり、十
分な強度を得−ることができない。一方、再結晶加熱温
度がγ７を式１２８　Ｃ１−５５（χ）で規定されるよ
りも大きくする温度である場合には、再結晶後の短い冷
却過程においては、オーステナイト中にＣが十分に濃縮
せず、延性が劣化する。即ち、再結晶加熱温度を制御し
、Ｔｖが前記した適正範囲内とすることによって、初め
て強度−延性バランスにすぐれた冷延鋼板を得ることが
できるのである。上記のような再結晶加熱温度での保持
時間は、１０秒乃至１０分が好適である。

このように、熱間圧延板の組織をフェライト及び低温変
態生成物からなる混合組織とし、次いで、酸洗し、３０
％以上冷間圧延し、Ａｃ、〜Ａｃ３点のフェライト・オ
ーステナイト域温度に鋼を加熱保持して、この再結晶加
熱時のγＶを上記所定の適正範囲とした後、本発明の方
法によれば、引続いてその鋼の組成によって決まる最適
の焼入れ開始ンＡ＆度、即し、７００〜３００℃にまで
ガスジェットにより冷却した後、＋００℃／秒以上の冷
却速度にて常温まで冷却して、オーステナイト相をマル
テンサイトに変態させる。上記焼入れ開始温度が７００
℃よりも高いときは、第２相へのＣの濃化が十分でなく
、硬いマルテンサイトが得られない。一方、３００℃よ
りも低いときは、第２相が十分にマルテンザイ］・に変
態せず、ヘイナイトが混在することとなる。尚、上記冷
却は、水焼入れ、ロール冷却又は気水冷却によることが
できる。

この冷却後、フェライト中に固溶したＣを析出させ、延
性の改善を図るために、１８０〜４００℃の温度に加熱
保持する過時効処理を施す。この過時効処理ｉＸ＆ｌｉ
が４００°０よりも高いときは、マルテンサイ１が焼戻
されて強度が著しく低下する。

特に、過時効処理温度ば３００°〔：以下が好ましい。

一方、過時効処理温度が１８０℃よりも低いときは、フ
ェライト中の炭化物が十分に析出せず、延性が劣化する
。

（発明０効果）　　　　　　　　　　　　　　　　　　
　　　　　　１以上のように、本発明の方法によれば、
熱間圧延板の製造条件及び連続焼鈍条件を適正化するこ
とによって、第２相中へのＣの濃縮を非常に高めて、十
分に硬いマルテンサイトを得ると共に、フェライト中に
十分な量のＣを析出させることによって、フェライトを
柔らかくするので、安定し７て　　　　　　　　ｉ■ 低降伏比であって、１１つ、延１’ｌのずくれた高強度
　　　　　　　　１［ の冷延鋼板を得ることができる。特に、本発明に　　　
　　　　　１よれば、熱間圧延板の組織をフエライ１及
び低温変態生成物からなる混合組織とし、甲乙こ、再結
晶加熱時のオーステナイト体積率を適正な範囲に制御す
ることによって、再結晶加熱時のオーステナイトの体積
率を低くすることができるので、強度−延性ハランスが
一層改善された冷延鋼板を得ることができる。従って、
かかる鋼板は、例えば、自動車用に好適に使用するごと
ができる。

（実施例） 以下に実施例を挙げて本発明を説明する。

実施例１ 第１表に示す化学組成を有する鋼を什」一温度８５０〜
９００℃、巻取り温度３００〜７２０℃にて熱間圧延し
て、厚さ２．８　ｍ＠とじ、酸洗した後、厚さ０゜８１
に冷間圧延し、次いで、第２表に示すように種々の温度
にて再結晶加熱し、６００〜６５０゛Ｃの範囲の温度か
ら焼入れを開始し、この焼入れ後、２００℃の温度に加
熱して、過時効処理を施した。再結晶加熱時のオーステ
ナイト体積率’ｒｖと、このようにして得られた鋼板の
機械的性質を第２表に示す。また、鋼種Ｂの鋼について
、γＶと冷延鋼板の強度及び強度−延１／１バランスと
の関係を第１図に示す。

例えば、鋼種がいずれもＢであり、従って、γ。

の適正範囲が１３．８〜６７．８％である本発明鋼４と
比較鋼３及び５とを比較すると、焼入れ開始温度及び過
時効処理温度がすべて同しであるにもかかわらず、熱間
圧延組織をフェライト、マルテンサイト及びヘイナイト
からなる複合組織とした本発明網は、低い再結晶加熱温
度で適正なγＶを得ることができ、低降伏比であって、
強度−延性バランスにすぐれている。

しかし、比較鋼３の場合は、同じ再結晶加熱温度であっ
ても、熱間圧延板で生成したパーライトの一部が溶は残
るために、オーステナイトの体積率が減少し、再結晶後
の水焼入れによって、十分な量のマルテンサイトが得ら
れず、強度が低くなる。

比較鋼５の場合には、再結晶温度が低く、γＶが小さす
ぎるために、オーステナイト相へのＣの固溶が不十分で
あって、引張強さが小さく、かくして、比較鋼３及び５
は降伏比が高く、強度−延性バランスに劣ることが明ら
かである。

また、鋼種がいずれもＣであり、従って、γＶの適正範
囲が１６．４〜７０．４％である本発明鋼７と比較鋼６
とを比較すると、焼入れ開始温度及び過時効処理温度が
すべて同じであるにもかかわらず、再結晶温度を制御し
て、ｒｖを適正範囲とした本発明鋼４Ｊ、低降伏比であ
って、強度・延性バランスにずくれている。しかし、比
較ｆＩＡ６は、再結晶加熱温度が高く、γＶが大きずぎ
るために再結晶後の冷却によるオーステナイト相へのＣ
の濃化が不七分であって、伸びが小さい。

実施例２ 第１表に示す化学組成を有する鋼Ｂ及びＣを仕」一温度
８５０〜９００℃、制御冷却後の巻増り温度２００〜４
５０℃にて熱間圧延して、厚さ２．３１ｍとし、酸洗し
た後、厚さ１．２１１１に冷間圧延し、次いで、第３表
に示すように種々の温度にて再結晶加熱し、６００〜６
５０℃の範囲の温度から焼入れを開始し、この焼入れ後
、２００℃の温度に加熱し７て、過時効処理を施した。

熱間圧延板の低温変態生成物及び再結晶加熱時のオース
テナイト体積率７ｖと、このようにして得られた鋼板の
機械的性質を第２表に示す。

例えば、鋼種がいずれもＢであり、熱間圧延板の低温変
態生成物が４０％である本発明鋼１４と比較鋼Ｉ５、及
び鋼種がいずれもＣであり、熱間圧延板の低温変態生成
物が５０％である本発明鋼１６と比較鋼１７とを比較す
ると、連続焼鈍の処理条件がすべて回しであるにもかか
わらず、熱間圧延板の低温変態生成物の量を７０％以下
とした本発明鋼１４及び１６ば、低降伏比であって、強
度−延性バランスにずくれている。

しかし、比較鋼１５及び１７は、熱間圧延板での低温変
態生成物の量が本発明で規定する範囲よりも多いので、
降伏比が高く、強度−延性バランスに劣ることが明らか
である。

また、第１表に示す化学組成を有する鋼■１からＭを仕
上温度を８５０〜９００℃１制御冷却後の巻取温度を２
００〜６００℃とＵ２て熱間圧延して、厚さ２．３龍の
鋼板を得、これを酸洗した後、厚さ１．２■■に冷間圧
延し、次いで、第３表に示すように種々の温度から焼入
れを開始ｔ７、ごの焼入れ後、２００℃の温度に１１１
１熱して、過時効処理を施した。

上記熱間圧延板の低温変態生成物及び再結晶加熱時のオ
ースナナ４１体積率γＶと、このようにして得られた鋼
板の機械的性質を第３表に示す。

例えば、鋼種がいずれも、■であり、熱間圧延板の低温
変態生成物が５０％である本発明鋼２２と比較鋼２３を
比較すると、連続焼鈍の処理条件がすべて同じであるに
もかかわらず、熱間圧延板のの低温変態生成物の量を７
０％以下とした本発明鋼２２は、低降伏比であって、強
度−延性バランスにすぐれている。

以上のように、本発明によれば、熱間圧延板の組織をフ
ェライト及び低温変態生成物からなる混合組織とし、更
に、再結晶加熱時のオーステナイト体積率を適正な範囲
に制御することによって、強度−延性バランスにすぐれ
る冷延鋼板を得ることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は再結晶加熱時のオーステナイト相体積率ｒｖに
り、ｌする１す材強度及び強度−延性ハランノ、の変化
を示すグラフ、第２図は鋼におけるＣ含有ｍと再結晶加
熱時のγＶの適正範囲の関係を示すグラフである。 特許出願人　　株式会社神戸製鋼所 代理人　弁理士　　牧　野　逸　部 第１図 ０　　２０　　４０　　　α　　Ｅｌ）　　　、、１０
０漆訂目坏櫨キわ（％）

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で Ｃ　０．０２〜０．３０％、 Ｓｉ　０．０１〜２．５％、 Ｍｎ　０．０５〜２．５％、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を熱間圧延するに
   際して、Ａｒ＿３点以上の温度にて仕上圧延し、冷却速
   度及び巻取温度を制御して、フェライトと体積率７０％
   以下の低温変態生成物とからなる複合組織を有する熱間
   圧延板を得、これを酸洗し、冷間圧延率３０％以上にて
   冷間圧延を行なった後、再結晶焼鈍するに際して、その
   加熱温度をＡｃ＿１〜Ａｃ＿３点のフェライト・オース
   テナイト２相共存域の温度において、再結晶加熱時のオ
   ーステナイト相体積率γ＿ＶがＣ量によって規定される １２８Ｃ＋１．０≦γ＿Ｖ（％）≦１２８Ｃ＋５５とな
   る温度域として焼鈍を施し、次いで、強制空冷し、７０
   ０〜３００℃の温度域から１００℃／秒以上の冷却速度
   にて急冷し、１８０〜４００℃の温度にて過時効処理を
   施すことを特徴とする高延性高強度冷延鋼板の製造方法
   。
2. （２）重量％で （ａ）Ｃ　０．０２〜０．３０％、 Ｓｉ　０．０１〜２．５％、及び Ｍｎ　０．０５２．５％ を含有し、更に、 （ｂ）Ｐ　０．０１〜０．１５％、 Ｃｒ　０．０５〜１．０％、及び Ｍｏ　０．０５〜０．６％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を熱間圧延するに
   際して、Ａｒ＿３点以上の温度にて仕上圧延し、冷却速
   度及び巻取温度を制御して、フェライトと体積率７０％
   以下の低温変態生成物とからなる複合組織を有する熱間
   圧延板を得、これを酸洗し、冷間圧延率３０％以上にて
   冷間圧延を行なった後、再結晶焼鈍するに際して、その
   加熱温度をＡｃ＿１〜Ａｃ＿３点のフェライト・オース
   テナイト２相共存域の温度において、再結晶加熱時のオ
   ーステナイト相体積率γ＿ＶがＣ量によって規定される １２８Ｃ＋１．０≦γ＿Ｖ（％）≦１２８Ｃ＋５５とな
   る温度域として焼鈍を施し、次いで、強制空冷し、７０
   ０〜３００℃の温度域から１００℃／秒以上の冷却速度
   にて急冷し、１８０〜４００℃の温度にて過時効処理を
   施すことを特徴とする高延性高強度冷延鋼板の製造方法
   。
3. （３）重量％で （ａ）Ｃ　０．０２〜０．３０％、 Ｓｉ　０．０１〜２．５％、及び Ｍｎ　０．５〜２．５％ を含有し、更に、 （ｂ）Ｔｉ　０．０１〜０．２％、 Ｎｂ　０．０１〜０．２％、及び Ｖ　０．０１〜０．２％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を熱間圧延するに
   際して、Ａｒ＿３点以上の温度にて仕上圧延し、冷却速
   度及び巻取温度を制御して、フェライトと体積率７０％
   以下の低温変態生成物とからなる複合組織を有する熱間
   圧延板を得、これを酸洗し、冷間圧延率３０％以上にて
   冷間圧延を行った後、再結晶焼鈍するに際して、その加
   熱温度をＡｃ＿１〜Ａｃ＿３点のフェライト・オーステ
   ナイト２相共存域の温度において、再結晶加熱時のオー
   ステナイト相体積率γ＿ＶがＣ量によって規定される １２８Ｃ＋１．０≦γ＿Ｖ（％）≦１２８Ｃ＋５５とな
   る温度域として焼鈍を施し、次いで、強制空冷し、７０
   ０〜３００℃の温度域から１００℃／秒以上の冷却速度
   にて急冷し、１８０〜４００℃の温度にて過時効処理を
   施すことを特徴とする高延性高強度冷延鋼板の製造方法
   。
4. （４）重量％で （ａ）Ｃ　０．０２〜０．３０％、 Ｓｉ　０．０１〜２．５％、及び Ｍｎ　０．５〜２．５％ を含有し、更に、 （ｂ）Ｐ　０．０１〜０．１５％、 Ｃｒ　０．０５〜１．０％、及び Ｍｏ　０．０５〜０．６％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種と、（ｃ）Ｔｉ
   　０．０１〜０．２％、 Ｎｂ　０．０１〜０．２％、及び Ｖ　０．０１〜０．２％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種とを含有し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を熱間圧延するに
   際して、Ａｒ＿３点以上の温度にて仕上圧延し、冷却速
   度及び巻取温度を制御して、フェライトと体積率７０％
   以下の低温変態生成物とからなる複合組織を有する熱間
   圧延板を得、これを酸洗し、冷間圧延率３０％以上にて
   冷間圧延を行った後、再結晶焼鈍するに際して、その加
   熱温度をＡｃ＿１〜Ａｃ＿３点のフェライト・オーステ
   ナイト２相互共存の温度において、再結晶加熱時のオー
   ステナイト相体積率γ＿ＶがＣ量によって規定される １２８Ｃ＋１．０≦γ＿Ｖ（％）≦１２８Ｃ＋５５とな
   る温度域として焼鈍を施し、次いで、強制空冷し、７０
   ０〜３００℃の温度域から１００℃／秒以上の冷却速度
   にて急冷し、１８０〜４００℃の温度にて過時効処理を
   施すことを特徴とする高延性高強度冷延鋼板の製造方法
   。