加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
【課題】強度−延性バランス、伸びフランジ性、耐衝突特性、更には剛性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法を提供する。
【解決手段】Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎを含有し、更に、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、Ｔｉ：０．００５〜０．１００％の一方又は双方を合計で０．１３０％未満含有し、Ａｃ1［℃］が７００℃以上であり、未再結晶フェライトの面積率が１０〜７０％であり、硬質第２相の面積率が１〜３０％であり、好ましくは板厚１／２層における｛１１２｝＜１１０＞方位の極密度が６以上であることを特徴とする高強度冷延鋼板。鋼片を熱間圧延し、酸洗後、冷間圧延を施した後、（Ａｃ1［℃］−１００℃）からＡｃ1［℃］までの昇温速度を２０℃／ｓ以下、Ａｃ1［℃］〜｛Ａｃ1［℃］＋２／３×（Ａｃ3［℃］−Ａｃ1［℃］）｝の温度範囲内での滞留時間を１０〜２００ｓとして焼鈍する製造方法。
【解決手段】Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎを含有し、更に、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、Ｔｉ：０．００５〜０．１００％の一方又は双方を合計で０．１３０％未満含有し、Ａｃ1［℃］が７００℃以上であり、未再結晶フェライトの面積率が１０〜７０％であり、硬質第２相の面積率が１〜３０％であり、好ましくは板厚１／２層における｛１１２｝＜１１０＞方位の極密度が６以上であることを特徴とする高強度冷延鋼板。鋼片を熱間圧延し、酸洗後、冷間圧延を施した後、（Ａｃ1［℃］−１００℃）からＡｃ1［℃］までの昇温速度を２０℃／ｓ以下、Ａｃ1［℃］〜｛Ａｃ1［℃］＋２／３×（Ａｃ3［℃］−Ａｃ1［℃］）｝の温度範囲内での滞留時間を１０〜２００ｓとして焼鈍する製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車用鋼板等の用途に好適な、強度―延性バランス、伸びフランジ性といった加工性に優れ、且つ耐衝突特性にも優れる高強度冷延鋼板及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
炭酸ガスの排出量を抑制するため、自動車の燃費の向上を目的とする自動車車体の軽量化が進められている。そのため、自動車の部材には、板厚の低減が可能な高強度鋼板の適用が増えつつある。また、搭乗者の安全性確保のためにも、高強度鋼板が自動車車体に多く使用されるようになってきている。
【０００３】
一方、高強度鋼板を自動車車体に適用するためには優れた加工性も要求される。このような強度と加工性を両立させた鋼材として、フェライトとマルテンサイトを主体とする硬質第２相からなる複合組織を有する二相組織鋼（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼、以下、ＤＰ鋼）が知られている。
【０００４】
しかし、従来のＤＰ鋼は、汎用鋼に比べて強度と延性とのバランス（以下、強度−延性バランスともいう。）に優れてはいるものの、引張強度と全伸びの積の値（以下、ＴＳ×Ｅｌという。）を１８０００（ＭＰａ・％）以上とすることは困難であった。更には、従来のＤＰ鋼は、軟質相のフェライトと硬質相のマルテンサイトとの境界部に、各相の硬度差に起因したミクロボイドが発生し易いため局部伸びが低く、伸びフランジ性が劣る上、降伏強度が低いため耐衝突特性に劣るという問題があった。
【０００５】
このような問題に対して、焼鈍後、再結晶フェライトの粒径を微細化することによって、強度−延性バランスと伸びフランジ性を両立させた鋼板が提案されている（例えば、特許文献１〜４）。
【０００６】
しかし、特許文献１には、硬質第２相を均一に微細分散させることにより、局部延性が向上すると記載されてはいるものの、実施例には、局部延性等の伸びフランジ性の材料特性に関する知見は示されていない。
【０００７】
また、特許文献２及び３において提案されている冷延鋼板は、再結晶フェライトの結晶粒を極めて微細にするものであり、冷間圧延後の再結晶焼鈍の温度範囲が非常に狭く、鋼板の温度制御が極めて困難である。
【０００８】
更に、特許文献４において提案されている冷延鋼板は、熱延後のコイルを冷却水に浸漬するか、コイルを巻き戻しながら、冷却水のスプレー又は送風によって強制冷却するものであり、生産性が損なわれる。
【０００９】
また、特許文献５には、未再結晶フェライトと硬質第２相からなる高強度の冷延鋼板が提案されており、強度が高く降伏比も高いものの、伸びが低いため、成形性が不十分であった。
【００１０】
また、本発明者らの一部は、特許文献６において、組織強化のために固溶強化、析出強化に加えて、未再結晶フェライトを併用した高強度鋼板を提案しているが、これは、未再結晶フェライトを積極的に活用するものではない。更に、本発明者らは、特許文献７〜９において、未再結晶フェライトを含むフェライト相と硬質第２相からなる鋼板及びその製造方法を提案しているが、これらは析出強化の利用によって降伏強度の向上を図ったものではない。
【００１１】
一方、鋼板のヤング率は剛性と相関があり、ヤング率を高めて剛性を確保し、更に、マルテンサイト、ベイナイト等の硬質第２相を利用して、高強度化を図った鋼板が提案されている（例えば、特許文献１０、１１）。しかし、特許文献１０及び１１には、局部延性に関する知見は示されていない。
【００１２】
【特許文献１】特開２００２−２３５１４５号公報
【特許文献２】特開２００３−２４７０４３号公報
【特許文献３】特開２００４−２５０７７４号公報
【特許文献４】特開２００５−１７９７３２号公報
【特許文献５】特開昭５３−５０１８号公報
【特許文献６】特開２００６−２８３１５６号公報
【特許文献７】特願２００６−２６２８７３号
【特許文献８】特願２００６−２６４２５３号
【特許文献９】特願２００６−２６８６４７号
【特許文献１０】特開２００５−３１４７９２号公報
【特許文献１１】特開２００５−３１４７９３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
本発明の課題は、強度−延性バランスや伸びフランジ性といった加工性に加え、耐衝突特性にも優れ、更に好ましくは剛性にも優れた高強度冷延鋼板を、安定的に、生産性を損なうことなく提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
本発明は、再結晶フェライトよりも硬質であり、硬質第２相より軟質である未再結晶フェライトと、Ｎｂ、Ｔｉの微細な炭化物を積極的に活用し、耐衝突特性と局部延性とを共に向上させた高強度鋼板であり、Ｎｂ、Ｔｉを積極的に添加すると再結晶温度からＡｃ1変態温度までの温度差が小さくなるため、再結晶温度の近傍、即ち、Ａｃ1変態温度より１００℃低い温度からＡｃ1変態温度までの昇温速度を適正な範囲とすることが、未再結晶フェライトを適切に残留させるために重要であるという知見に基づいてなされたものである。本発明は、更に好ましくは、熱間圧延工程にて発達した集合組織を有する熱延鋼板に、６０％超の冷間圧延を施し、｛１１２｝＜１１０＞方位を発達させてヤング率をも向上させた高強度鋼板である。本発明の要旨は以下の通りである。
【００１５】
（１）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜１．５０％、Ｍｎ：０．５０〜３．５０％、Ｐ：０．１５０％以下、Ｓ：０．０１５０％以下、Ａｌ：０．２００％以下、Ｎ：０．０１００％以下を含有し、更に、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、Ｔｉ：０．００５〜０．１００％の一方又は双方を合計で０．１３０％未満含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、Ａｃ1［℃］が７００℃以上であり、金属組織がフェライトと硬質第２相からなり、前記フェライトが再結晶フェライト、変態フェライトの一方又は双方と未再結晶フェライトからなり、前記未再結晶フェライトの面積率が１０〜７０％であり、前記再結晶フェライト、前記変態フェライトの一方又は双方の面積率が１０〜７０％であり、前記硬質第２相の面積率が１〜３０％であることを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板。
ここで、Ａｃ1［℃］は質量％で表されるＣ、Ｍｎ、Ｓｉの含有量（％Ｃ）、（％Ｍｎ）、（％Ｓｉ）によって下記（式１）式から求めたＡｃ1変態温度である。
Ａｃ1＝７６１．３＋２１２（％Ｃ）−４５．８（％Ｍｎ）＋１６．７（％Ｓｉ）・・・（式１）
【００１６】
（２）さらに、質量％で、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｂ：０．０００５〜０．０１００％、Ｃｒ：０．１０〜１．５０％、Ｎｉ：０．１０〜１．５０％のうち、１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板。
【００１７】
（３）板厚１／２層における｛１１２｝＜１１０＞方位の極密度が６以上であることを特徴とする上記（１）又は（２）の何れか１項に記載の加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板。
【００１８】
（４）上記（１）〜（３）の何れか１項に記載の冷延鋼板の表面に溶融Ｚｎめっきを設けたことを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板。
（５）上記（１）〜（３）の何れか１項に記載の冷延鋼板の表面に合金化溶融Ｚｎめっきを設けたことを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板。
【００１９】
（６）上記（１）又は（２）の何れか１項に記載の化学成分を有する鋼片を熱間圧延し、酸洗後、冷間圧延を施した後、鋼板を、（Ａｃ1［℃］−１００℃）からＡｃ1［℃］までの昇温速度を０．１〜２０℃／ｓとしてＡｃ1［℃］〜｛Ａｃ1［℃］＋２／３×（Ａｃ3［℃］−Ａｃ1［℃］）｝の温度範囲内に昇温し、前記鋼板の温度が該温度範囲内である滞留時間を１０〜２００ｓとして焼鈍することを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
ここで、Ａｃ1［℃］及びＡｃ3［℃］は質量％で表されるＣ、Ｍｎ、Ｓｉの含有量（％Ｃ）、（％Ｍｎ）、（％Ｓｉ）によって下記（式１）及び（式２）式から求めたＡｃ1変態温度及びＡｃ3変態温度である。
Ａｃ1＝７６１．３＋２１２（％Ｃ）−４５．８（％Ｍｎ）＋１６．７（％Ｓｉ）
・・・（式１）
Ａｃ3＝９１５−３２５．９（％Ｃ）−３５．９（％Ｍｎ）＋３１．４（％Ｓｉ）
・・・（式２）
【００２０】
（７）上記（１）又は（２）の何れか１項に記載の化学成分を有する鋼片を、仕上圧延温度をＡｒ3変態温度以上とし、９５０℃から仕上圧延温度までの範囲内における圧下率の合計を３０％以上として熱間圧延を行い、酸洗後、６０％超の圧下率で冷間圧延を施し、鋼板を焼鈍することを特徴とする上記（６）に記載の加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【００２１】
（８）上記（６）又は（７）の何れか１項に記載の焼鈍後、３５０〜５００℃まで冷却し、次いで溶融Ｚｎめっきを施すことを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
（９）上記（８）記載の溶融Ｚｎめっきを施した後に４５０〜６００℃の温度範囲で１０ｓ以上の熱処理を行うことを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【００２２】
（１０）上記（６）〜（９）の何れか１項に記載の方法により製造した冷延鋼板に０．１〜５．０％のスキンパス圧延を施すことを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２３】
本発明により、加工性及び耐衝突特性、更に好ましくは剛性に優れた高強度冷延鋼板の提供が可能になり、特に、生産性を損なわずに安定的に製造できる未再結晶フェライトを積極的に活用した、強度―延性バランス、伸びフランジ性、耐衝突特性に優れ、更に剛性にも優れた高強度冷延鋼板の提供が可能になり、産業上の貢献が極めて顕著である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２４】
従来、冷延鋼板の金属組織のフェライトの一部を未再結晶フェライトとして残留させるという発想は皆無であった。これは、再結晶が不完全であると冷延鋼板の材質が不均一になると考えられていたためである。
【００２５】
したがって、従来の未再結晶フェライトと硬質第２相からなる冷延鋼板は、焼鈍の加熱時に再結晶したフェライト（再結晶フェライトという。）及び焼鈍後の冷却時にオーステナイトから変態したフェライト（変態フェライトという。）と、未再結晶フェライトとが混在したものではなく、フェライトは均質な未再結晶フェライトのみであると考えられる。
【００２６】
また、焼鈍の昇温速度を速くし、鋼板の結晶粒径を微細化する製造方法が提案されているが、これらは、α＋γ二相域での保持によって未再結晶フェライトを完全にオーステナイトに変態させるものであったと考えられる。即ち、この従来技術は、焼鈍により未再結晶フェライトを完全にオーステナイトに変態させた後、冷却時にオーステナイトから再変態したフェライトと硬質第２相からなるＤＰ鋼を、未再結晶フェライトを残留させることなく得るものであると推定される。
【００２７】
しかし、焼鈍後の冷却時にオーステナイトをフェライトに変態させると、オーステナイトはフェライトとセメンタイトに分解する。そのため、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトからなる硬質第２相とセメンタイトを含むフェライトからなるＤＰ鋼となる。そのため、焼鈍時の昇温速度を速くして得られた従来のＤＰ鋼は、局部延性の低下がセメンタイトによって更に助長されていたと考えられる。
【００２８】
一方、模式的に図１に示した本発明のように、未再結晶フェライトを積極的に残留させると、軟質のフェライト、即ち、再結晶フェライト及び変態フェライトと硬質第２相の間に、中間の強度を有する未再結晶フェライトを存在させることができる。この、軟質のフェライトと硬質第２相との中間の強度を有する未再結晶フェライトの存在によって、フェライトと硬質第２相の界面への歪みの集中が緩和される。
【００２９】
したがって、未再結晶フェライトを積極的に活用する本発明の冷延鋼板は、軟質のフェライトと硬質第２相との界面に生じるボイドの発生が抑制される。更に、未再結晶フェライトを積極的に残留させ、変態フェライトの生成を抑制すると、ボイドの起点となるセメンタイトの生成も抑制される。そのため、局部延性が顕著に向上し、伸びフランジ成形性が改善され、厳しいバーリング加工が可能になる。
【００３０】
未再結晶フェライトは、冷間圧延によって圧延方向に延伸されたフェライトの結晶粒が再結晶せず、粒内の転位が回復したものである。そのため、図２に模式的に示したように、未再結晶フェライトの粒内には転位の回復によって形成されたサブグレインを有することが多い。また、未再結晶フェライトの粒内では、冷間圧延による塑性変形のため結晶方位が連続的に変化している。一方、再結晶フェライト及び変態フェライトは、再結晶又は変態によって、粒内の結晶方位はほぼ均一となり、隣接する結晶粒同士の結晶方位は大きく異なっている。
【００３１】
本発明では、未再結晶フェライトに加えて、Ｎｂ、Ｔｉの添加による析出強化を活用し、降伏強度を上昇させ、耐衝突特性の向上を図った。しかし、再結晶を抑制する元素でもあるＮｂ、Ｔｉの添加により、未再結晶フェライトの過剰な残留が問題になった。これを防止するための最適な製造条件を検討し、加工性を劣化させない範囲でＡｃ1変態温度が高くなるように成分調整を行い、焼鈍工程において再結晶温度からＡｃ1変態温度までの昇温速度を若干遅くすることが重要であることを見出した。
【００３２】
更に、本発明者らは、未再結晶フェライトが、冷間圧延によって形成された冷延集合組織をそのまま有していることに注目した。即ち、鋼成分、熱間圧延及び冷間圧延の最適化によって、ヤング率を高める加工集合組織を発達させ、焼鈍による再結晶を抑制することにより、高ヤング率を有する冷延鋼板を得ることができると考え、検討を行った。その結果、本発明者らは、ヤング率を高めた冷延鋼板を得るには、鋼の成分組成ではＮｂ、Ｔｉの何れか一方又は双方の含有量が、熱間圧延については、仕上温度であるＡｒ3変態温度の近傍の温度範囲における圧下率が、更に、冷間圧延率は６０％超とすることが、それぞれ、重要であることを見出した。なお、Ａｒ3変態温度は、冷却時、フェライト変態が開始する温度であり、単に、Ａｒ3［℃］ともいう。
【００３３】
また、未再結晶フェライトを適切に残留させるには、フェライトとオーステナイトが共存する領域であるα+γ二相域、即ち、Ａｃ1変態温度以上に加熱した際の、オーステナイトへの変態の進行を抑制することも重要である。したがって、鋼板の温度がＡｃ1変態温度以上である滞留時間及び焼鈍の最高到達温度を最適化することが重要であることも、同時に見出した。
【００３４】
焼鈍における（Ａｃ1［℃］−１００℃）からＡｃ1［℃］までの昇温速度は０．１〜２０℃／ｓとする。昇温速度を２０℃／ｓ以下とする温度の下限を（Ａｃ1［℃］−１００℃）以上としたのは、本発明のＤＰ鋼の再結晶温度の下限が、（Ａｃ1［℃］−１００℃）以上になるためである。なお、本発明の鋼の再結晶温度は、Ｔｉ、Ｎｂの一方又は双方の含有によって上昇しているものの、Ａｃ1変態点以上になることはない。また、昇温速度を２０℃／ｓ以下とする温度の上限をＡｃ1［℃］としたのは、Ａｃ1［℃］以上の温度ではα−γ変態を生じて、再結晶がほぼ停止するためである。
【００３５】
一方、昇温速度が２０℃／ｓ超の場合、再結晶の進行が著しく抑制されるため、未再結晶フェライトの面積率が著しく増加することで、延性の劣化を招いてしまう。更に、Ｎｂ、Ｔｉの含有量が多い鋼は再結晶温度が高くなるため、再結晶が進行し難い。このような再結晶温度とＡｃ1変態温度との差が小さい鋼を製造する場合、未再結晶フェライトを確保するためには、昇温速度を１０℃／ｓ以下とすることが好ましい。
【００３６】
また、昇温速度は、０．１℃／ｓよりも遅いと、再結晶が促進して未再結晶フェライトを確保することができないので、下限を０．１℃／ｓ以上とする。また、連続焼鈍の場合、昇温速度を遅くするには、通板速度を遅くする必要があるため、生産性の観点から、昇温速度を１℃／ｓ以上とすることが好ましい。
【００３７】
更に、焼鈍における最高到達温度の下限はＡｃ1［℃］以上とし、上限は、｛Ａｃ1［℃］＋２／３×（Ａｃ3［℃］−Ａｃ1［℃］）｝とする。最高到達温度がＡｃ1未満の場合、フェライトからオーステナイトに変態しないため、硬質第２相の量が不十分であり、強度−延性バランスを損なう。一方、最高到達温度が｛Ａｃ1［℃］＋２／３×（Ａｃ3［℃］−Ａｃ1［℃］）｝超になると、オーステナイト変態が進行しすぎるため、未再結晶フェライトの確保が困難になる。
【００３８】
また、鋼板の温度がＡｃ1［℃］以上である温度範囲での滞留時間は１０〜２００ｓとする。これは、以下の理由による。即ち、鋼板の温度がＡｃ1［℃］以上になる時間が１０ｓ未満であると、α−γ変態が十分に進行しないため、硬質第２相を確保できず、強度−延性バランスを損なう。一方、Ａｃ1［℃］以上での滞留時間が２００ｓを超えると、オーステナイト変態が進行しすぎるため、未再結晶フェライトの確保が困難になる。
【００３９】
なお、Ａｃ1［℃］及びＡｃ3［℃］は、それぞれＡｃ1変態点及びＡｃ3変態点であり、質量％で表されるＣ、Ｍｎ、Ｓｉの含有量である（％Ｃ）、（％Ｍｎ）、（％Ｓｉ）により、下記（式１）及び（式２）から求めた温度である。
Ａｃ1＝７６１．３＋２１２（％Ｃ）−４５．８（％Ｍｎ）＋１６．７（％Ｓｉ）
・・・（式１）
Ａｃ3＝９１５−３２５．９（％Ｃ）−３５．９（％Ｍｎ）＋３１．４（％Ｓｉ）
・・・（式２）
【００４０】
次に、本発明における鋼成分の限定理由について説明する。
【００４１】
Ｃは、硬質第２相の生成を促進し、強度の増加に寄与する元素であり、狙いとする強度レベルに応じて適量を添加する。Ｃ量は、０．０５％未満であると、高強度を得るのが困難となるため、下限を０．０５％とする。一方、Ｃ量が０．２５％を超えると、成形性や溶接性の劣化を招くため、０．２５％を上限とする。
【００４２】
Ｓｉは脱酸元素であり、０．０１％未満とするには製造コストが高くなるため、下限を０．０１％とする。また、Ｓｉは、固溶体強化元素として強度を増加させる働きがある上、硬質第２相を得るためにも有効である。しかし、Ｓｉ量が１．５０％を超えると、溶接性が劣化すると共に、不めっき性を誘発し得るため、上限を１．５０％とする。
【００４３】
Ｍｎは固溶強化に寄与する元素として強度を増加させる働きがある上、硬質第２相を得るためにも有効であり、狙いとする強度レベルに応じて適量を添加する。Ｍｎ量は、０．５％未満であると、高強度を得るのが困難となるため、下限を０．５０％とする。一方、Ｍｎ量が３．５０％を超えると、成形性や溶接性の劣化を招くため、３．５０％を上限とする。
【００４４】
Ｐは不純物であり、粒界に偏析するため、鋼板の靭性の低下や溶接性の劣化を招く。更に、溶融Ｚｎめっき時に合金化反応が極めて遅くなり、生産性が低下する。これらの観点から、Ｐ量の上限を０．１５０％とする。下限は特に限定しないが、Ｐは安価に強度を高める元素であるため、Ｐ量を０．００５％以上とすることが好ましい。
【００４５】
Ｓは不純物であり、その含有量が０．０１５０％を超えると、熱間割れを誘発したり、加工性を劣化させるので、上限を０．０１５０％とする。
【００４６】
Ａｌは脱酸剤であり、下限は規定しないが、変態点を著しく高める元素であるため、上限を０．２００％とする。
【００４７】
Ｎは不純物であり、Ｎ量が０．０１００％を超えると、靭性や延性の劣化、鋼片の割れの発生が顕著になる。なお、Ｎは、硬質第２相を得るためには有効であるため、上限を０．０１００％として積極的に添加しても良い。
【００４８】
Ｎｂ、Ｔｉは本発明において最も重要な元素であり、一方又は双方を添加する。Ｎｂ、Ｔｉを添加することでＮｂＣやＴｉＣといった微細な炭化物が析出し、降伏強度を上昇させる効果がある。更には、微細な析出物により、冷間圧延後の焼鈍工程において、加工フェライトの再結晶が抑制され、未再結晶フェライトの残留を促進させることができる。このような効果を得るためには、Ｎｂ及びＴｉの一方又は双方を、それぞれの下限を０．００５％以上として添加することが好ましい。一方、Ｎｂ及びＴｉの一方又は双方は、含有量が０．１００％を超えると、再結晶が著しく抑制される上、延性が低下することがあるため、それぞれの上限を０．１００％以下とすることが好ましい。Ｎｂ及びＴｉの一方又は双方の合計の含有量が０．１３０％以上になると、再結晶が著しく抑制される上、延性が低下することがあるため、上限を０．１３０％未満とすることが好ましい。
【００４９】
更に、Ｍｏ、Ｂ、Ｃｒ、Ｎｉの１種又は２種以上を含有させても良い。
【００５０】
Ｍｏ、Ｂ、Ｃｒ及びＮｉは、いずれも焼入れ性を高める元素であり、必要に応じて１種又は２種以上を添加しても良い。強度向上の効果を得るためには、それぞれ、Ｍｏ：０．１％以上、Ｂ：０．０００５％以上、Ｃｒ：０．１０％以上、Ｎｉ：０．１０％以上を下限として添加することが好ましい。一方、過剰な添加は合金コストの増加を招くため、それぞれの上限を、Ｍｏ：１．５％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｃｒ：１．５０％以下、Ｎｉ：１．５０％以下とすることが好ましい。
【００５１】
なお、Ａｃ1が７００℃未満になると、Ｎｂ、Ｔｉの添加によって再結晶温度がＡｃ1よりも高温になり再結晶の進行が著しく抑制される。これにより、未再結晶フェライトの面積率が過剰になり、延性が低下する。そのため、本発明においてはＡｃ1が７００℃以上であることが必要である。
【００５２】
本発明によって得られる鋼板のミクロ組織は、フェライトと硬質第２相からなり、フェライトは、未再結晶フェライト、再結晶フェライト及び変態フェライトの総称である。なお、光学顕微鏡による組織観察では、再結晶フェライトと変態フェライトとの差異は明確ではなく、両者を区別することは困難である。
【００５３】
硬質第２相は、マルテンサイト、ベイナイト及びパーライトからなり、３％未満の残留オーステナイトを含むことがある。硬質第２相は、高強度化に寄与する一方で、過剰に存在すると著しく延性が低下するため、下限を１％、上限を３０％とする。
【００５４】
ミクロ組織は、圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨、ナイタールエッチ、必要に応じてレペラーエッチし、光学顕微鏡で観察すれば良い。光学顕微鏡によって得られたミクロ組織写真を画像解析することによって、パーライト、ベイナイト又はマルテンサイトの内のいずれか１種又は２種以上の面積率の合計量を、フェライト以外の相の面積率として求めることができる。残留オーステナイトは、光学顕微鏡ではマルテンサイトとの区別が困難であるが、Ｘ線回折法によって体積率の測定を行うことができる。なお、ミクロ組織から求めた面積率は、体積率と同じである。
【００５５】
再結晶フェライトと変態フェライトの一方又は双方の面積率は、１０〜７０％とする。これは、再結晶フェライトと変態フェライトの一方又は双方の面積率が、１０％未満では延性が低下し、７０％を超えると強度が低下するためである。
【００５６】
未再結晶フェライトは硬質相であるため高強度化に寄与することから、その効果を得るためには１０％以上の未再結晶フェライトを含んでいる必要がある。一方、未再結晶フェライトの面積率が７０％を超えると、著しく延性が低下するため、上限を７０％とする。また、未再結晶フェライトは、冷間圧延後の集合組織が維持されるため、｛１１２｝＜１１０＞方位を有している未再結晶フェライトの面積率を増加は、ヤング率の向上に有効である。
【００５７】
未再結晶フェライトとそれ以外のフェライト、即ち再結晶フェライト及び変態フェライトとは、電子後方散乱解析像（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｂａｃｋ ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ ｐａｔｔｅｒｎ、ＥＢＳＰという。）の結晶方位測定データをＫｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ法（ＫＡＭ法）で解析することにより判別することができる。
【００５８】
未再結晶フェライトの粒内には、転位は回復しているものの、冷延時の塑性変形により生じた結晶方位の連続的な変化が存在する。一方、未再結晶フェライトを除くフェライト粒内の結晶方位変化は極めて小さくなる。これは、再結晶及び変態により、隣接する結晶粒の結晶方位は大きく異なるものの、１つの結晶粒内では結晶方位が変化していないためである。ＫＡＭ法では、隣接したピクセル（測定点）との結晶方位差を定量的に示すことができるので、本発明では隣接測定点との平均結晶方位差が１°以内且つ、平均結晶方位差が２°以上あるピクセル間を粒界と定義した時に、結晶粒径が３μｍ以上である粒を未再結晶フェライト以外のフェライト、即ち再結晶フェライト及び変態フェライトと定義する。
【００５９】
ＥＢＳＰ測定は、焼鈍後の試料の平均結晶粒径の１０分の１の測定間隔で、任意の板断面の板厚方向の１／４厚の位置で１００×１００μｍの範囲において行えば良い。このＥＢＳＰ測定の結果、得られた測定点はピクセルとして出力される。ＥＢＳＰの結晶方位測定に供する試料は、機械研磨等によって鋼板を所定の板厚まで減厚し、次いで電解研磨等によって歪みを除去すると同時に、板厚１／４面が測定面となるように作製する。
【００６０】
未再結晶フェライトを含むフェライトの総面積率は、硬質第２相の面積率の残部であるから、ＥＢＳＰの結晶方位測定に使用した試料をナイタールエッチし、該測定を行った視野の光学顕微鏡写真を同一の倍率で撮影し、得られた組織写真を画像解析して求めれば良い。更に、この組織写真とＥＢＳＰの結晶方位測定の結果を対比させることによって、未再結晶フェライト及び未再結晶フェライト以外のフェライト、即ち、再結晶フェライトと変態フェライトの面積率の合計を求めることもできる。
【００６１】
本発明鋼の板厚１／２層における｛１１２｝＜１１０＞方位が発達することによって、ヤング率が向上する。したがって、板厚１／２層における｛１１２｝＜１１０＞の極密度は６以上であることが好ましい。この｛１１２｝＜１１０＞の極密度の増加とともにヤング率が上昇するため、好ましくは８以上、更に好ましくは１０以上とする。
【００６２】
なお、極密度とは、Ｘ線ランダム強度比と同義であり、特定の方位への集積を持たない標準試料のＸ線強度を基準とする供試材のＸ線強度の比である。極密度は、標準試料と供試材のＸ線強度を、同じ条件でＸ線回折法により測定し、得られた供試材のＸ線強度を標準試料のＸ線強度で除した数値として求められる。また、Ｘ線回折法の代わりに、ＥＢＳＰ法やＥＣＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｃｈａｎｎｅｌｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）法により統計的に十分な数の測定を行っても良い。
【００６３】
｛１１２｝＜１１０＞方位の極密度は、Ｘ線回折によって測定される｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図のうち、複数の極点図を用いて級数展開法で計算した３次元集合組織（ＯＤＦ）から求めれば良い。即ち、｛１１２｝＜１１０＞方位の極密度は、ＯＤＦのφ２＝４５°断面における（１１２）［１−１０］のＸ線ランダム強度比で代表させる。
【００６４】
Ｘ線回折に供する試料は、板厚１／２面が測定面となるように、機械研磨などによって鋼板を所定の板厚まで減厚し、次いで化学研磨や電解研磨などによって歪みを除去して作製する。測定上不都合が生ずる場合、例えば、鋼板の板厚中心層に偏析帯や欠陥などが存在する際には、板厚の３／８〜５／８の範囲で適当な面が測定面となるように試料を調整すれば良い。
【００６５】
ここで、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞とは、上述の方法で採取したＸ線用試料の板面の法線方向が｛ｈｋｌ｝に平行で、圧延方向が＜ｕｖｗ＞と平行であることを示している。なお結晶の方位は通常、板面に垂直な方位を［ｈｋｌ］又は｛ｈｋｌ｝、圧延方向に平行な方位を（ｕｖｗ）又は＜ｕｖｗ＞で表示する。｛ｈｋｌ｝、＜ｕｖｗ＞は等価な面の総称であり、［ｈｋｌ］、（ｕｖｗ）は個々の結晶面を指す。即ち、本発明においては体心立方構造を対象としているため、例えば（１１１）、(−１１１)、(１−１１)、(１１−１)、（−１−１１）、（−１１−１）、（１−１−１）、（−１−１−１）面は等価であり区別がつかない。このような場合、これらの方位を総称して｛１１１｝と称する。ＯＤＦ表示では他の対称性の低い結晶構造の方位表示にも用いられるため、個々の方位を［ｈｋｌ］（ｕｖｗ）で表示するのが一般的であるが、本発明においては［ｈｋｌ］（ｕｖｗ）と｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞は同義である。
【００６６】
次に、製造方法及びその好ましい条件について述べる。
【００６７】
熱間圧延に供する鋼片は常法で製造すれば良く、鋼を溶製し、鋳造すれば良い。生産性の観点からは、連続鋳造が好ましく、薄スラブキャスター等で製造しても良い。また、鋳造後直ちに熱間圧延を行う連続鋳造―直接圧延のようなプロセスでも良い。熱間圧延は常法で行えば良く、圧延温度、圧下率、冷却速度、巻取温度等の条件は特に規定しない。熱間圧延後、鋼板を冷間圧延、焼鈍し、冷延鋼板とする。
【００６８】
ただし、本発明において、加工性、耐衝突特性に加えて、ヤング率をも向上させて剛性を高めるためには、熱間圧延工程の、仕上圧延の温度と９５０℃から仕上圧延温度までの範囲内における圧下率の合計が重要になる。仕上圧延の温度をＡｒ3変態点未満とした場合、α＋γ二相域で圧延されるため、冷間圧延時にヤング率の向上に好ましくない集合組織が発達し、ヤング率が低下することがある。
【００６９】
また、９５０℃から仕上圧延温度までの範囲内における圧下率の合計は、ヤング率の向上に有効な｛１１２｝＜１１０＞方位が発達した冷延鋼板を得るために、増加させることが好ましい。これは、Ａｒ3変態温度〜９５０℃という、オーステナイト相が安定で、かつ、低い温度範囲で圧延すると、導入された歪みによる再結晶が生じ難く、熱延集合組織が発達するためである。このような熱延集合組織を発達させると、その後の冷間圧延によって結晶回転が生じ、｛１１２｝＜１１０＞方位が発達する。更に、冷延板の焼鈍の際に再結晶を抑制すると、高ヤング率の冷延鋼板を得ることができる。
【００７０】
ヤング率向上の効果を得るためには、９５０℃から仕上圧延温度までの範囲内における圧下率の合計を３０％以上とすることが好ましい。これにより、冷間圧延時に、｛１１２｝＜１１０＞方位が十分に発達する。なお、９５０℃から仕上圧延温度までの範囲内における合計の圧下率は、９５０℃での板厚と、仕上圧延後の板厚の差を、９５０℃での板厚で除した値を百分率で表したものである。
【００７１】
Ａｒ3［℃］は、質量％で表したＣ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉの含有量、それぞれ（％Ｃ）、（％Ｓｉ）、（％Ｐ）、（％Ａｌ）、（％Ｍｎ）、（％Ｍｏ）、（％Ｃｕ）、（％Ｃｒ）、（％Ｎｉ）を用いて、以下の式により計算すれば良い。また、選択的に添加される元素、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉは、含有量が不純物程度である場合は、０として計算すれば良い。
Ａｒ3［℃］＝９０１−３２５（％Ｃ）＋３３（％Ｓｉ）＋２８７（％Ｐ）＋４０（％Ａｌ）−９２｛（％Ｍｎ）＋（％Ｍｏ）＋（％Ｃｕ）｝−４６｛（％Ｃｒ）＋（％Ｎｉ）｝ ・・・ （式３）
【００７２】
加工性、耐衝突特性に優れた本発明の鋼板を製造する際には、冷間圧延の圧下率は特に規定しないが、１０％未満の冷間圧延率では、板厚制御が難しく形状不良の原因となるため、その下限を１０％以上とすることが好ましい。一方、冷間圧延率が９０％超になると、圧延ロールへの負荷が大きくなる上、再結晶が促進されて未再結晶フェライトを確保するために、焼鈍の昇温速度を大きくすることが必要になる。そのため、冷間圧延の圧下率の上限は、９０％以下とすることが好ましい。
【００７３】
ただし、本発明において、加工性、耐衝突特性に加えて、ヤング率をも向上させて剛性を高めるためには、６０％超の圧下率で冷間圧延を行うことが好ましい。これは、６０％超の高い圧下率で冷間圧延を行うことにより、ヤング率の向上に有効な｛１１２｝＜１１０＞方位を発達させることができるためである。
【００７４】
本発明において、冷間圧延後の焼鈍は極めて重要であり、上述の条件で行うことが必要である。焼鈍は、昇温速度、加熱時間を制御するため、連続焼鈍設備によって行うことが好ましい。また、昇温速度を速くするために、高周波加熱装置、通電加熱装置を併用しても良い。焼鈍において、Ａｃ1以上での滞留時間は、鋼板の温度がＡｃ1以上である時間の合計であり、加熱炉の設定温度と炉の長さ、通板速度によって制御することができる。
【００７５】
また、焼鈍後の冷却速度は特に規定しないが、冷却速度が１℃／ｓ未満の場合、十分に硬質第２相が得られなくなることがある。この観点から、冷却速度の下限は１℃／ｓとすることが好ましい。一方、冷却速度を２５０℃／ｓ超とするには、特殊な設備の導入などが必要になるため、２５０℃／ｓを冷却速度の上限とすることが好ましい。焼鈍後の冷却速度は、水等、冷媒の吹付け、送風、ミスト等による強制冷却により、適宜制御すれば良い。
【００７６】
焼鈍後、必要に応じて、過時効処理、溶融Ｚｎめっき又は合金化溶融Ｚｎめっきを施しても良い。Ｚｎめっきの組成は特に限定するものではなく、Ｚｎの他、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｎｉ等を必要に応じて添加しても構わない。なお、めっきは、焼鈍と別工程で行っても良いが、生産性の観点から、焼鈍とめっきを連続して行う、連続焼鈍−溶融Ｚｎめっきラインによって行うことが好ましい。この場合も、未再結晶フェライトを確保するためには、焼鈍を上記の条件で行うことが必要である。
【００７７】
合金化処理を行う場合は、４５０〜６００℃の温度範囲で行うことが好ましい。これは、４５０℃未満では合金化が十分に進行せず、また、６００℃超では過度に合金化が進行し、めっき層が脆化して、プレス等の加工によってめっきが剥離する等の問題を誘発することがあるためである。合金化処理の時間は、１０ｓ未満では合金化が十分に進行しないことがあるため、１０ｓ以上とすることが好ましい。また、合金化処理の時間の上限は特に規定しないが、生産効率の観点から１００ｓ以内とすることが好ましい。
【００７８】
また、生産性の観点から、連続焼鈍−溶融Ｚｎめっきラインに合金化処理炉を連続して設け、焼鈍、めっき及び合金化処理を連続して行うことが好ましい。
【実施例１】
【００７９】
表１に示す組成を有する鋼を溶製し、鋳造して得られた鋼片を、１２５０℃で再加熱した後、常法に従って熱間圧延を行った。この時、仕上げ温度は９００℃、巻取温度は６００℃とした。その後、６０％の圧下率で冷間圧延を施した後、表２に示す条件で焼鈍を行った。また、表１には、Ａｃ1［℃］とＡｃ3［℃］の計算値も示した。なお、表１の［−］は、成分を意図的に添加していないことを意味する。Ｎｂ＋Ｔｉは、ＮｂとＴｉの合計量であり、［−］を０として計算した。表２の昇温速度は、（Ａｃ1［℃］−１００℃）からＡｃ1［℃］までの温度の上昇に要した時間によって計算した。
【００８０】
表２に示す冷延鋼板のうち、製造Ｎｏ．３及び６については、焼鈍工程後、Ｚｎめっき浴に浸漬後、製造Ｎｏ．６については更に５００℃で２０ｓ間の合金化処理を施した。更に、表２に示す冷延鋼板のうち、製造Ｎｏ．９については、均熱温度から３００℃まで上述の通り５０℃／ｓの冷却速度で冷却し、３００℃で４００ｓ保持する過時効処理を行った後、１０℃／ｓで室温まで冷却した。
【００８１】
製造後の冷延鋼板から、幅方向（ＴＤ方向という。）を長手方向としてＪＩＳ Ｚ ２２０１の５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠してＴＤ方向の引張特性を評価した。ｔ−Ｅｌ［％］は破断伸びであり、Ｌ−Ｅｌ［％］は局部伸びであり、破断伸びから最大力時伸び、即ち、一様伸びを減じた値である。
【００８２】
鋼板の板厚断面のミクロ組織観察は、圧延方向を観察面として試料を採取し、エッチングをレペラー法として、光学顕微鏡で行った。硬質第２相の面積率は、光学顕微鏡による組織写真を画像解析し、フェライト以外の相の合計として求めた。また、未再結晶フェライトの面積率及び残部、即ち、未再結晶フェライトを除くフェライトの面積率は、ＥＢＳＰの結晶方位測定及びその測定結果と光学顕微鏡組織写真を照合し、画像解析によって求めた。
【００８３】
結果を表３に示す。なお、本発明において、延性の指標である引張強度ＴＳ［ＭＰａ］と全伸びｔ−ＥＬ［％］の積、伸びフランジ性の指標である引張強度ＴＳ［ＭＰａ］と局部伸びＬ−Ｅｌ［％］の積、耐衝突特性の指標である引張強度ＴＳ［ＭＰａ］に対する降伏強度ＹＳ［ＭＰａ］の割合、即ちＴＳ×ｔ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］、ＴＳ×Ｌ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］及びＹＰ／ＴＳ×１００［％］がそれぞれ１８０００［ＭＰａ・％］、７０００［ＭＰａ・％］及び８０［％］以上であるものを良好と評価した。
【００８４】
その結果は表３に示す通り、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱延及び冷延し、更に、適切な条件で焼鈍することにより、更に、過時効処理、Ｚｎめっき、合金化処理を施しても強度―延性バランス、伸びフランジ性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板を得ることが可能である。
【００８５】
一方、鋼Ｎｏ．JはＣ量が少ないため、鋼Ｎｏ．ＫはＭｎが少ないため、強度が低下し、ＴＳ×ｔ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］も低下している。また、鋼Ｎｏ．ＬはＡｃ1変態温度が低いため、鋼Ｎｏ．ＭはＮｂ及びＴｉ含有量が多いため、再結晶がほとんど進行せず、未再結晶フェライトが過剰に残留している。そのため、全伸び及び局部伸びが共に低下し、ＴＳ×ｔ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］及びＴＳ×Ｌ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］も低下している。鋼Ｎｏ．Ｎは、Ｎｂ及びＴｉ含有量が少ないため、降伏強度が低下する上、再結晶が進行して未再結晶フェライトが少なくなり、局部伸びが低下し、ＹＲ［％］及びＴＳ×Ｌ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］も低下している。
【００８６】
また、製造Ｎｏ．２は、（Ａｃ1［℃］−１００℃）からＡｃ1［℃］までの昇温速度が速く、未再結晶フェライトが過剰に残留し、強度が低く、全伸び及び局部伸びが共に低下し、ＴＳ×ｔ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］及びＴＳ×Ｌ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］も低下している。
【００８７】
製造Ｎｏ．５は、焼鈍の最高到達温度が高いため、製造Ｎｏ．８は、Ａｃ1［℃］以上での滞留時間が長いため、未再結晶フェライトが少なく、硬質第２相が増加して、高強度ではあるものの、全伸び及び局部伸びが低下し、ＴＳ×ｔ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］及びＴＳ×Ｌ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］も低下している。
【００８８】
製造Ｎｏ．１１は、焼鈍の最高到達温度が低く、硬質第２相が得られなかったため、強度が低く、ＴＳ×ｔ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］及びＴＳ×Ｌ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］も低下している。
【００８９】
【表１】
【００９０】
【表２】
【００９１】
【表３】
【実施例２】
【００９２】
表４に示す組成を有する鋼を真空溶解炉にて溶製し、表５に示す条件で熱間圧延し、６００℃で巻き取り酸洗した後、表５に示す条件で冷間圧延及び焼鈍を行った。なお、Ａｃ1［℃］から５００℃又は過時効処理温度までの平均冷却速度はいずれも５０℃／ｓとした。ここで、表４の［−］は、成分を意図的に添加していないことを意味する。また、表４には、Ａｃ1［℃］とＡｃ3［℃］の計算値も示した。
【００９３】
表５において、熱延工程の圧下率は、９５０℃以下、仕上圧延までの合計の圧下率であり、９５０℃での板厚と、仕上圧延後の板厚から求めた。また、ＦＴ［℃］は熱間圧延の仕上温度である。表５の昇温速度は、（Ａｃ1［℃］−１００℃）からＡｃ1［℃］までの温度の上昇に要した時間によって計算した。表５の滞留時間は、焼鈍時に、Ａｃ1［℃］以上の温度域に加熱された時間である。
【００９４】
表５に示す冷延鋼板のうち、製造Ｎｏ．１９及び２３については、焼鈍工程後、Ｚｎめっき浴に浸漬後、製造Ｎｏ．２３については更に５００℃で２０ｓ間の合金化処理を施した。更に、表５に示す冷延鋼板のうち、製造Ｎｏ．２９については、均熱温度から３００℃まで上述の通り５０℃／ｓの冷却速度で冷却し、３００℃で４００ｓ保持する過時効処理を行った後、１０℃／ｓで室温まで冷却した。
【００９５】
製造後の冷延鋼板のＴＤ方向の引張特性を、実施例１と同様にして評価した。また、鋼板の板厚断面のミクロ組織観察及びＥＢＳＰの結晶方位測定も、実施例１と同様にして行い、硬質第２相の面積率、未再結晶フェライトの面積率、及び未再結晶フェライトを除くフェライトの面積率を求めた。１／２板厚部における｛１１２｝＜１１０＞方位の極密度は、Ｘ線回折法によって測定した。Ｘ線回折の試料は、板厚１／２面が測定面となるようにして、機械研磨及び電解研磨よって作製した。
【００９６】
ヤング率はＪＩＳ Ｚ ２２８０に記載の横共振法を常温で行って測定した。即ち、試料を固定せずに振動を加え、発振機の振動数を徐々に変化させて一次共振振動数を測定して下式よりヤング率を算出した。
Ｅ＝０．９４６×（ｌ／ｈ）3×ｍ／ｗ×ｆ2
ここで、Ｅ：動的ヤング率［Ｎ／ｍ2］、ｌ：試験片の長さ［ｍ］、ｈ：試験片の厚さ［ｍ］、ｍ：試験片の質量［ｋｇ］、ｗ：試験片の幅［ｍ］、ｆ：横共振法の一次共振振動数［ｓ-1］である。
【００９７】
結果を表６に示す。なお、実施例１と同様、ＴＳ×ｔ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］、ＴＳ×Ｌ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］及びＹＰ／ＴＳ×１００［％］がそれぞれ１８０００［ＭＰａ・％］、７０００［ＭＰａ・％］及び８０［％］以上であるものを良好と評価した。また、剛性の指標であるヤング率Ｅ［ＧＰａ］は、２４０［ＧＰａ］以上であるものを良好と評価した。
【００９８】
表６に示したように、本発明の化学成分を有する鋼を適正な焼鈍することにより、過時効処理、Ｚｎめっき、合金化処理を施しても加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板を得ることが可能である。更に、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱延及び冷延し、更に、適切な条件で焼鈍することにより、加工性及び耐衝突特性に加えて、剛性にも優れた高強度冷延鋼板を得ることが可能である。なお、製造Ｎｏ．２２は、熱延工程における圧下率が低いため、製造Ｎｏ．２５は、仕上温度が高いため、製造Ｎｏ．２８は冷間圧延率が低いため、十分に集合組織が発達せず、Ｅ［ＧＰａ］が低下した例である。
【００９９】
一方、鋼Ｎｏ．ＡＪはＣ量が少ないため、鋼Ｎｏ．ＡＫはＭｎが少ないため、強度が低下し、ＴＳ×ｔ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］も低下している。また、鋼Ｎｏ．ＡＬはＡｃ1変態温度が低いため、鋼Ｎｏ．ＡＭはＮｂ及びＴｉ含有量が多いため、再結晶がほとんど進行せず、未再結晶フェライトが過剰に残留している。そのため、全伸び及び局部伸びが共に低下し、ＴＳ×ｔ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］及びＴＳ×Ｌ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］も低下している。鋼Ｎｏ．ＡＮは、Ｎｂ及びＴｉ含有量が少ないため、降伏強度が低下する上、再結晶が進行して未再結晶フェライトが少なくなり、局部伸びが低下し、ＹＲ［％］及びＴＳ×Ｌ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］も低下している。
【０１００】
また、製造Ｎｏ．３１は、焼鈍工程における昇温速度が速く、未再結晶フェライトが過剰に残留した例であり、強度が低く、全伸び及び局部伸びが共に低下し、ＴＳ×ｔ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］及びＴＳ×Ｌ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］も低下している。製造Ｎｏ．３４は、焼鈍の最高到達温度が高いため、未再結晶フェライトが少なく、硬質第２相が増加して、高強度ではあるものの、全伸び及び局部伸びが低下し、ＴＳ×ｔ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］及びＴＳ×Ｌ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］も低下している。製造Ｎｏ．３８は、焼鈍の最高到達温度での保持時間が短く、十分な硬質第２相が得られなかったため、強度が低く、ＴＳ×ｔ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］及びＴＳ×Ｌ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］も低下している。
【０１０１】
【表４】
【０１０２】
【表５】
【０１０３】
【表６】
【図面の簡単な説明】
【０１０４】
【図１】本発明の鋼の金属組織の模式図である。
【図２】本発明の未再結晶フェライトの模式図である。
【符号の説明】
【０１０５】
１ 未再結晶フェライト
２ 硬質第２相
３ 再結晶フェライト又は変態フェライト
４ サブグレイン
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車用鋼板等の用途に好適な、強度―延性バランス、伸びフランジ性といった加工性に優れ、且つ耐衝突特性にも優れる高強度冷延鋼板及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
炭酸ガスの排出量を抑制するため、自動車の燃費の向上を目的とする自動車車体の軽量化が進められている。そのため、自動車の部材には、板厚の低減が可能な高強度鋼板の適用が増えつつある。また、搭乗者の安全性確保のためにも、高強度鋼板が自動車車体に多く使用されるようになってきている。
【０００３】
一方、高強度鋼板を自動車車体に適用するためには優れた加工性も要求される。このような強度と加工性を両立させた鋼材として、フェライトとマルテンサイトを主体とする硬質第２相からなる複合組織を有する二相組織鋼（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼、以下、ＤＰ鋼）が知られている。
【０００４】
しかし、従来のＤＰ鋼は、汎用鋼に比べて強度と延性とのバランス（以下、強度−延性バランスともいう。）に優れてはいるものの、引張強度と全伸びの積の値（以下、ＴＳ×Ｅｌという。）を１８０００（ＭＰａ・％）以上とすることは困難であった。更には、従来のＤＰ鋼は、軟質相のフェライトと硬質相のマルテンサイトとの境界部に、各相の硬度差に起因したミクロボイドが発生し易いため局部伸びが低く、伸びフランジ性が劣る上、降伏強度が低いため耐衝突特性に劣るという問題があった。
【０００５】
このような問題に対して、焼鈍後、再結晶フェライトの粒径を微細化することによって、強度−延性バランスと伸びフランジ性を両立させた鋼板が提案されている（例えば、特許文献１〜４）。
【０００６】
しかし、特許文献１には、硬質第２相を均一に微細分散させることにより、局部延性が向上すると記載されてはいるものの、実施例には、局部延性等の伸びフランジ性の材料特性に関する知見は示されていない。
【０００７】
また、特許文献２及び３において提案されている冷延鋼板は、再結晶フェライトの結晶粒を極めて微細にするものであり、冷間圧延後の再結晶焼鈍の温度範囲が非常に狭く、鋼板の温度制御が極めて困難である。
【０００８】
更に、特許文献４において提案されている冷延鋼板は、熱延後のコイルを冷却水に浸漬するか、コイルを巻き戻しながら、冷却水のスプレー又は送風によって強制冷却するものであり、生産性が損なわれる。
【０００９】
また、特許文献５には、未再結晶フェライトと硬質第２相からなる高強度の冷延鋼板が提案されており、強度が高く降伏比も高いものの、伸びが低いため、成形性が不十分であった。
【００１０】
また、本発明者らの一部は、特許文献６において、組織強化のために固溶強化、析出強化に加えて、未再結晶フェライトを併用した高強度鋼板を提案しているが、これは、未再結晶フェライトを積極的に活用するものではない。更に、本発明者らは、特許文献７〜９において、未再結晶フェライトを含むフェライト相と硬質第２相からなる鋼板及びその製造方法を提案しているが、これらは析出強化の利用によって降伏強度の向上を図ったものではない。
【００１１】
一方、鋼板のヤング率は剛性と相関があり、ヤング率を高めて剛性を確保し、更に、マルテンサイト、ベイナイト等の硬質第２相を利用して、高強度化を図った鋼板が提案されている（例えば、特許文献１０、１１）。しかし、特許文献１０及び１１には、局部延性に関する知見は示されていない。
【００１２】
【特許文献１】特開２００２−２３５１４５号公報
【特許文献２】特開２００３−２４７０４３号公報
【特許文献３】特開２００４−２５０７７４号公報
【特許文献４】特開２００５−１７９７３２号公報
【特許文献５】特開昭５３−５０１８号公報
【特許文献６】特開２００６−２８３１５６号公報
【特許文献７】特願２００６−２６２８７３号
【特許文献８】特願２００６−２６４２５３号
【特許文献９】特願２００６−２６８６４７号
【特許文献１０】特開２００５−３１４７９２号公報
【特許文献１１】特開２００５−３１４７９３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
本発明の課題は、強度−延性バランスや伸びフランジ性といった加工性に加え、耐衝突特性にも優れ、更に好ましくは剛性にも優れた高強度冷延鋼板を、安定的に、生産性を損なうことなく提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
本発明は、再結晶フェライトよりも硬質であり、硬質第２相より軟質である未再結晶フェライトと、Ｎｂ、Ｔｉの微細な炭化物を積極的に活用し、耐衝突特性と局部延性とを共に向上させた高強度鋼板であり、Ｎｂ、Ｔｉを積極的に添加すると再結晶温度からＡｃ1変態温度までの温度差が小さくなるため、再結晶温度の近傍、即ち、Ａｃ1変態温度より１００℃低い温度からＡｃ1変態温度までの昇温速度を適正な範囲とすることが、未再結晶フェライトを適切に残留させるために重要であるという知見に基づいてなされたものである。本発明は、更に好ましくは、熱間圧延工程にて発達した集合組織を有する熱延鋼板に、６０％超の冷間圧延を施し、｛１１２｝＜１１０＞方位を発達させてヤング率をも向上させた高強度鋼板である。本発明の要旨は以下の通りである。
【００１５】
（１）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜１．５０％、Ｍｎ：０．５０〜３．５０％、Ｐ：０．１５０％以下、Ｓ：０．０１５０％以下、Ａｌ：０．２００％以下、Ｎ：０．０１００％以下を含有し、更に、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、Ｔｉ：０．００５〜０．１００％の一方又は双方を合計で０．１３０％未満含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、Ａｃ1［℃］が７００℃以上であり、金属組織がフェライトと硬質第２相からなり、前記フェライトが再結晶フェライト、変態フェライトの一方又は双方と未再結晶フェライトからなり、前記未再結晶フェライトの面積率が１０〜７０％であり、前記再結晶フェライト、前記変態フェライトの一方又は双方の面積率が１０〜７０％であり、前記硬質第２相の面積率が１〜３０％であることを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板。
ここで、Ａｃ1［℃］は質量％で表されるＣ、Ｍｎ、Ｓｉの含有量（％Ｃ）、（％Ｍｎ）、（％Ｓｉ）によって下記（式１）式から求めたＡｃ1変態温度である。
Ａｃ1＝７６１．３＋２１２（％Ｃ）−４５．８（％Ｍｎ）＋１６．７（％Ｓｉ）・・・（式１）
【００１６】
（２）さらに、質量％で、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｂ：０．０００５〜０．０１００％、Ｃｒ：０．１０〜１．５０％、Ｎｉ：０．１０〜１．５０％のうち、１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板。
【００１７】
（３）板厚１／２層における｛１１２｝＜１１０＞方位の極密度が６以上であることを特徴とする上記（１）又は（２）の何れか１項に記載の加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板。
【００１８】
（４）上記（１）〜（３）の何れか１項に記載の冷延鋼板の表面に溶融Ｚｎめっきを設けたことを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板。
（５）上記（１）〜（３）の何れか１項に記載の冷延鋼板の表面に合金化溶融Ｚｎめっきを設けたことを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板。
【００１９】
（６）上記（１）又は（２）の何れか１項に記載の化学成分を有する鋼片を熱間圧延し、酸洗後、冷間圧延を施した後、鋼板を、（Ａｃ1［℃］−１００℃）からＡｃ1［℃］までの昇温速度を０．１〜２０℃／ｓとしてＡｃ1［℃］〜｛Ａｃ1［℃］＋２／３×（Ａｃ3［℃］−Ａｃ1［℃］）｝の温度範囲内に昇温し、前記鋼板の温度が該温度範囲内である滞留時間を１０〜２００ｓとして焼鈍することを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
ここで、Ａｃ1［℃］及びＡｃ3［℃］は質量％で表されるＣ、Ｍｎ、Ｓｉの含有量（％Ｃ）、（％Ｍｎ）、（％Ｓｉ）によって下記（式１）及び（式２）式から求めたＡｃ1変態温度及びＡｃ3変態温度である。
Ａｃ1＝７６１．３＋２１２（％Ｃ）−４５．８（％Ｍｎ）＋１６．７（％Ｓｉ）
・・・（式１）
Ａｃ3＝９１５−３２５．９（％Ｃ）−３５．９（％Ｍｎ）＋３１．４（％Ｓｉ）
・・・（式２）
【００２０】
（７）上記（１）又は（２）の何れか１項に記載の化学成分を有する鋼片を、仕上圧延温度をＡｒ3変態温度以上とし、９５０℃から仕上圧延温度までの範囲内における圧下率の合計を３０％以上として熱間圧延を行い、酸洗後、６０％超の圧下率で冷間圧延を施し、鋼板を焼鈍することを特徴とする上記（６）に記載の加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【００２１】
（８）上記（６）又は（７）の何れか１項に記載の焼鈍後、３５０〜５００℃まで冷却し、次いで溶融Ｚｎめっきを施すことを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
（９）上記（８）記載の溶融Ｚｎめっきを施した後に４５０〜６００℃の温度範囲で１０ｓ以上の熱処理を行うことを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【００２２】
（１０）上記（６）〜（９）の何れか１項に記載の方法により製造した冷延鋼板に０．１〜５．０％のスキンパス圧延を施すことを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２３】
本発明により、加工性及び耐衝突特性、更に好ましくは剛性に優れた高強度冷延鋼板の提供が可能になり、特に、生産性を損なわずに安定的に製造できる未再結晶フェライトを積極的に活用した、強度―延性バランス、伸びフランジ性、耐衝突特性に優れ、更に剛性にも優れた高強度冷延鋼板の提供が可能になり、産業上の貢献が極めて顕著である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２４】
従来、冷延鋼板の金属組織のフェライトの一部を未再結晶フェライトとして残留させるという発想は皆無であった。これは、再結晶が不完全であると冷延鋼板の材質が不均一になると考えられていたためである。
【００２５】
したがって、従来の未再結晶フェライトと硬質第２相からなる冷延鋼板は、焼鈍の加熱時に再結晶したフェライト（再結晶フェライトという。）及び焼鈍後の冷却時にオーステナイトから変態したフェライト（変態フェライトという。）と、未再結晶フェライトとが混在したものではなく、フェライトは均質な未再結晶フェライトのみであると考えられる。
【００２６】
また、焼鈍の昇温速度を速くし、鋼板の結晶粒径を微細化する製造方法が提案されているが、これらは、α＋γ二相域での保持によって未再結晶フェライトを完全にオーステナイトに変態させるものであったと考えられる。即ち、この従来技術は、焼鈍により未再結晶フェライトを完全にオーステナイトに変態させた後、冷却時にオーステナイトから再変態したフェライトと硬質第２相からなるＤＰ鋼を、未再結晶フェライトを残留させることなく得るものであると推定される。
【００２７】
しかし、焼鈍後の冷却時にオーステナイトをフェライトに変態させると、オーステナイトはフェライトとセメンタイトに分解する。そのため、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトからなる硬質第２相とセメンタイトを含むフェライトからなるＤＰ鋼となる。そのため、焼鈍時の昇温速度を速くして得られた従来のＤＰ鋼は、局部延性の低下がセメンタイトによって更に助長されていたと考えられる。
【００２８】
一方、模式的に図１に示した本発明のように、未再結晶フェライトを積極的に残留させると、軟質のフェライト、即ち、再結晶フェライト及び変態フェライトと硬質第２相の間に、中間の強度を有する未再結晶フェライトを存在させることができる。この、軟質のフェライトと硬質第２相との中間の強度を有する未再結晶フェライトの存在によって、フェライトと硬質第２相の界面への歪みの集中が緩和される。
【００２９】
したがって、未再結晶フェライトを積極的に活用する本発明の冷延鋼板は、軟質のフェライトと硬質第２相との界面に生じるボイドの発生が抑制される。更に、未再結晶フェライトを積極的に残留させ、変態フェライトの生成を抑制すると、ボイドの起点となるセメンタイトの生成も抑制される。そのため、局部延性が顕著に向上し、伸びフランジ成形性が改善され、厳しいバーリング加工が可能になる。
【００３０】
未再結晶フェライトは、冷間圧延によって圧延方向に延伸されたフェライトの結晶粒が再結晶せず、粒内の転位が回復したものである。そのため、図２に模式的に示したように、未再結晶フェライトの粒内には転位の回復によって形成されたサブグレインを有することが多い。また、未再結晶フェライトの粒内では、冷間圧延による塑性変形のため結晶方位が連続的に変化している。一方、再結晶フェライト及び変態フェライトは、再結晶又は変態によって、粒内の結晶方位はほぼ均一となり、隣接する結晶粒同士の結晶方位は大きく異なっている。
【００３１】
本発明では、未再結晶フェライトに加えて、Ｎｂ、Ｔｉの添加による析出強化を活用し、降伏強度を上昇させ、耐衝突特性の向上を図った。しかし、再結晶を抑制する元素でもあるＮｂ、Ｔｉの添加により、未再結晶フェライトの過剰な残留が問題になった。これを防止するための最適な製造条件を検討し、加工性を劣化させない範囲でＡｃ1変態温度が高くなるように成分調整を行い、焼鈍工程において再結晶温度からＡｃ1変態温度までの昇温速度を若干遅くすることが重要であることを見出した。
【００３２】
更に、本発明者らは、未再結晶フェライトが、冷間圧延によって形成された冷延集合組織をそのまま有していることに注目した。即ち、鋼成分、熱間圧延及び冷間圧延の最適化によって、ヤング率を高める加工集合組織を発達させ、焼鈍による再結晶を抑制することにより、高ヤング率を有する冷延鋼板を得ることができると考え、検討を行った。その結果、本発明者らは、ヤング率を高めた冷延鋼板を得るには、鋼の成分組成ではＮｂ、Ｔｉの何れか一方又は双方の含有量が、熱間圧延については、仕上温度であるＡｒ3変態温度の近傍の温度範囲における圧下率が、更に、冷間圧延率は６０％超とすることが、それぞれ、重要であることを見出した。なお、Ａｒ3変態温度は、冷却時、フェライト変態が開始する温度であり、単に、Ａｒ3［℃］ともいう。
【００３３】
また、未再結晶フェライトを適切に残留させるには、フェライトとオーステナイトが共存する領域であるα+γ二相域、即ち、Ａｃ1変態温度以上に加熱した際の、オーステナイトへの変態の進行を抑制することも重要である。したがって、鋼板の温度がＡｃ1変態温度以上である滞留時間及び焼鈍の最高到達温度を最適化することが重要であることも、同時に見出した。
【００３４】
焼鈍における（Ａｃ1［℃］−１００℃）からＡｃ1［℃］までの昇温速度は０．１〜２０℃／ｓとする。昇温速度を２０℃／ｓ以下とする温度の下限を（Ａｃ1［℃］−１００℃）以上としたのは、本発明のＤＰ鋼の再結晶温度の下限が、（Ａｃ1［℃］−１００℃）以上になるためである。なお、本発明の鋼の再結晶温度は、Ｔｉ、Ｎｂの一方又は双方の含有によって上昇しているものの、Ａｃ1変態点以上になることはない。また、昇温速度を２０℃／ｓ以下とする温度の上限をＡｃ1［℃］としたのは、Ａｃ1［℃］以上の温度ではα−γ変態を生じて、再結晶がほぼ停止するためである。
【００３５】
一方、昇温速度が２０℃／ｓ超の場合、再結晶の進行が著しく抑制されるため、未再結晶フェライトの面積率が著しく増加することで、延性の劣化を招いてしまう。更に、Ｎｂ、Ｔｉの含有量が多い鋼は再結晶温度が高くなるため、再結晶が進行し難い。このような再結晶温度とＡｃ1変態温度との差が小さい鋼を製造する場合、未再結晶フェライトを確保するためには、昇温速度を１０℃／ｓ以下とすることが好ましい。
【００３６】
また、昇温速度は、０．１℃／ｓよりも遅いと、再結晶が促進して未再結晶フェライトを確保することができないので、下限を０．１℃／ｓ以上とする。また、連続焼鈍の場合、昇温速度を遅くするには、通板速度を遅くする必要があるため、生産性の観点から、昇温速度を１℃／ｓ以上とすることが好ましい。
【００３７】
更に、焼鈍における最高到達温度の下限はＡｃ1［℃］以上とし、上限は、｛Ａｃ1［℃］＋２／３×（Ａｃ3［℃］−Ａｃ1［℃］）｝とする。最高到達温度がＡｃ1未満の場合、フェライトからオーステナイトに変態しないため、硬質第２相の量が不十分であり、強度−延性バランスを損なう。一方、最高到達温度が｛Ａｃ1［℃］＋２／３×（Ａｃ3［℃］−Ａｃ1［℃］）｝超になると、オーステナイト変態が進行しすぎるため、未再結晶フェライトの確保が困難になる。
【００３８】
また、鋼板の温度がＡｃ1［℃］以上である温度範囲での滞留時間は１０〜２００ｓとする。これは、以下の理由による。即ち、鋼板の温度がＡｃ1［℃］以上になる時間が１０ｓ未満であると、α−γ変態が十分に進行しないため、硬質第２相を確保できず、強度−延性バランスを損なう。一方、Ａｃ1［℃］以上での滞留時間が２００ｓを超えると、オーステナイト変態が進行しすぎるため、未再結晶フェライトの確保が困難になる。
【００３９】
なお、Ａｃ1［℃］及びＡｃ3［℃］は、それぞれＡｃ1変態点及びＡｃ3変態点であり、質量％で表されるＣ、Ｍｎ、Ｓｉの含有量である（％Ｃ）、（％Ｍｎ）、（％Ｓｉ）により、下記（式１）及び（式２）から求めた温度である。
Ａｃ1＝７６１．３＋２１２（％Ｃ）−４５．８（％Ｍｎ）＋１６．７（％Ｓｉ）
・・・（式１）
Ａｃ3＝９１５−３２５．９（％Ｃ）−３５．９（％Ｍｎ）＋３１．４（％Ｓｉ）
・・・（式２）
【００４０】
次に、本発明における鋼成分の限定理由について説明する。
【００４１】
Ｃは、硬質第２相の生成を促進し、強度の増加に寄与する元素であり、狙いとする強度レベルに応じて適量を添加する。Ｃ量は、０．０５％未満であると、高強度を得るのが困難となるため、下限を０．０５％とする。一方、Ｃ量が０．２５％を超えると、成形性や溶接性の劣化を招くため、０．２５％を上限とする。
【００４２】
Ｓｉは脱酸元素であり、０．０１％未満とするには製造コストが高くなるため、下限を０．０１％とする。また、Ｓｉは、固溶体強化元素として強度を増加させる働きがある上、硬質第２相を得るためにも有効である。しかし、Ｓｉ量が１．５０％を超えると、溶接性が劣化すると共に、不めっき性を誘発し得るため、上限を１．５０％とする。
【００４３】
Ｍｎは固溶強化に寄与する元素として強度を増加させる働きがある上、硬質第２相を得るためにも有効であり、狙いとする強度レベルに応じて適量を添加する。Ｍｎ量は、０．５％未満であると、高強度を得るのが困難となるため、下限を０．５０％とする。一方、Ｍｎ量が３．５０％を超えると、成形性や溶接性の劣化を招くため、３．５０％を上限とする。
【００４４】
Ｐは不純物であり、粒界に偏析するため、鋼板の靭性の低下や溶接性の劣化を招く。更に、溶融Ｚｎめっき時に合金化反応が極めて遅くなり、生産性が低下する。これらの観点から、Ｐ量の上限を０．１５０％とする。下限は特に限定しないが、Ｐは安価に強度を高める元素であるため、Ｐ量を０．００５％以上とすることが好ましい。
【００４５】
Ｓは不純物であり、その含有量が０．０１５０％を超えると、熱間割れを誘発したり、加工性を劣化させるので、上限を０．０１５０％とする。
【００４６】
Ａｌは脱酸剤であり、下限は規定しないが、変態点を著しく高める元素であるため、上限を０．２００％とする。
【００４７】
Ｎは不純物であり、Ｎ量が０．０１００％を超えると、靭性や延性の劣化、鋼片の割れの発生が顕著になる。なお、Ｎは、硬質第２相を得るためには有効であるため、上限を０．０１００％として積極的に添加しても良い。
【００４８】
Ｎｂ、Ｔｉは本発明において最も重要な元素であり、一方又は双方を添加する。Ｎｂ、Ｔｉを添加することでＮｂＣやＴｉＣといった微細な炭化物が析出し、降伏強度を上昇させる効果がある。更には、微細な析出物により、冷間圧延後の焼鈍工程において、加工フェライトの再結晶が抑制され、未再結晶フェライトの残留を促進させることができる。このような効果を得るためには、Ｎｂ及びＴｉの一方又は双方を、それぞれの下限を０．００５％以上として添加することが好ましい。一方、Ｎｂ及びＴｉの一方又は双方は、含有量が０．１００％を超えると、再結晶が著しく抑制される上、延性が低下することがあるため、それぞれの上限を０．１００％以下とすることが好ましい。Ｎｂ及びＴｉの一方又は双方の合計の含有量が０．１３０％以上になると、再結晶が著しく抑制される上、延性が低下することがあるため、上限を０．１３０％未満とすることが好ましい。
【００４９】
更に、Ｍｏ、Ｂ、Ｃｒ、Ｎｉの１種又は２種以上を含有させても良い。
【００５０】
Ｍｏ、Ｂ、Ｃｒ及びＮｉは、いずれも焼入れ性を高める元素であり、必要に応じて１種又は２種以上を添加しても良い。強度向上の効果を得るためには、それぞれ、Ｍｏ：０．１％以上、Ｂ：０．０００５％以上、Ｃｒ：０．１０％以上、Ｎｉ：０．１０％以上を下限として添加することが好ましい。一方、過剰な添加は合金コストの増加を招くため、それぞれの上限を、Ｍｏ：１．５％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｃｒ：１．５０％以下、Ｎｉ：１．５０％以下とすることが好ましい。
【００５１】
なお、Ａｃ1が７００℃未満になると、Ｎｂ、Ｔｉの添加によって再結晶温度がＡｃ1よりも高温になり再結晶の進行が著しく抑制される。これにより、未再結晶フェライトの面積率が過剰になり、延性が低下する。そのため、本発明においてはＡｃ1が７００℃以上であることが必要である。
【００５２】
本発明によって得られる鋼板のミクロ組織は、フェライトと硬質第２相からなり、フェライトは、未再結晶フェライト、再結晶フェライト及び変態フェライトの総称である。なお、光学顕微鏡による組織観察では、再結晶フェライトと変態フェライトとの差異は明確ではなく、両者を区別することは困難である。
【００５３】
硬質第２相は、マルテンサイト、ベイナイト及びパーライトからなり、３％未満の残留オーステナイトを含むことがある。硬質第２相は、高強度化に寄与する一方で、過剰に存在すると著しく延性が低下するため、下限を１％、上限を３０％とする。
【００５４】
ミクロ組織は、圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨、ナイタールエッチ、必要に応じてレペラーエッチし、光学顕微鏡で観察すれば良い。光学顕微鏡によって得られたミクロ組織写真を画像解析することによって、パーライト、ベイナイト又はマルテンサイトの内のいずれか１種又は２種以上の面積率の合計量を、フェライト以外の相の面積率として求めることができる。残留オーステナイトは、光学顕微鏡ではマルテンサイトとの区別が困難であるが、Ｘ線回折法によって体積率の測定を行うことができる。なお、ミクロ組織から求めた面積率は、体積率と同じである。
【００５５】
再結晶フェライトと変態フェライトの一方又は双方の面積率は、１０〜７０％とする。これは、再結晶フェライトと変態フェライトの一方又は双方の面積率が、１０％未満では延性が低下し、７０％を超えると強度が低下するためである。
【００５６】
未再結晶フェライトは硬質相であるため高強度化に寄与することから、その効果を得るためには１０％以上の未再結晶フェライトを含んでいる必要がある。一方、未再結晶フェライトの面積率が７０％を超えると、著しく延性が低下するため、上限を７０％とする。また、未再結晶フェライトは、冷間圧延後の集合組織が維持されるため、｛１１２｝＜１１０＞方位を有している未再結晶フェライトの面積率を増加は、ヤング率の向上に有効である。
【００５７】
未再結晶フェライトとそれ以外のフェライト、即ち再結晶フェライト及び変態フェライトとは、電子後方散乱解析像（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｂａｃｋ ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ ｐａｔｔｅｒｎ、ＥＢＳＰという。）の結晶方位測定データをＫｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ法（ＫＡＭ法）で解析することにより判別することができる。
【００５８】
未再結晶フェライトの粒内には、転位は回復しているものの、冷延時の塑性変形により生じた結晶方位の連続的な変化が存在する。一方、未再結晶フェライトを除くフェライト粒内の結晶方位変化は極めて小さくなる。これは、再結晶及び変態により、隣接する結晶粒の結晶方位は大きく異なるものの、１つの結晶粒内では結晶方位が変化していないためである。ＫＡＭ法では、隣接したピクセル（測定点）との結晶方位差を定量的に示すことができるので、本発明では隣接測定点との平均結晶方位差が１°以内且つ、平均結晶方位差が２°以上あるピクセル間を粒界と定義した時に、結晶粒径が３μｍ以上である粒を未再結晶フェライト以外のフェライト、即ち再結晶フェライト及び変態フェライトと定義する。
【００５９】
ＥＢＳＰ測定は、焼鈍後の試料の平均結晶粒径の１０分の１の測定間隔で、任意の板断面の板厚方向の１／４厚の位置で１００×１００μｍの範囲において行えば良い。このＥＢＳＰ測定の結果、得られた測定点はピクセルとして出力される。ＥＢＳＰの結晶方位測定に供する試料は、機械研磨等によって鋼板を所定の板厚まで減厚し、次いで電解研磨等によって歪みを除去すると同時に、板厚１／４面が測定面となるように作製する。
【００６０】
未再結晶フェライトを含むフェライトの総面積率は、硬質第２相の面積率の残部であるから、ＥＢＳＰの結晶方位測定に使用した試料をナイタールエッチし、該測定を行った視野の光学顕微鏡写真を同一の倍率で撮影し、得られた組織写真を画像解析して求めれば良い。更に、この組織写真とＥＢＳＰの結晶方位測定の結果を対比させることによって、未再結晶フェライト及び未再結晶フェライト以外のフェライト、即ち、再結晶フェライトと変態フェライトの面積率の合計を求めることもできる。
【００６１】
本発明鋼の板厚１／２層における｛１１２｝＜１１０＞方位が発達することによって、ヤング率が向上する。したがって、板厚１／２層における｛１１２｝＜１１０＞の極密度は６以上であることが好ましい。この｛１１２｝＜１１０＞の極密度の増加とともにヤング率が上昇するため、好ましくは８以上、更に好ましくは１０以上とする。
【００６２】
なお、極密度とは、Ｘ線ランダム強度比と同義であり、特定の方位への集積を持たない標準試料のＸ線強度を基準とする供試材のＸ線強度の比である。極密度は、標準試料と供試材のＸ線強度を、同じ条件でＸ線回折法により測定し、得られた供試材のＸ線強度を標準試料のＸ線強度で除した数値として求められる。また、Ｘ線回折法の代わりに、ＥＢＳＰ法やＥＣＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｃｈａｎｎｅｌｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）法により統計的に十分な数の測定を行っても良い。
【００６３】
｛１１２｝＜１１０＞方位の極密度は、Ｘ線回折によって測定される｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図のうち、複数の極点図を用いて級数展開法で計算した３次元集合組織（ＯＤＦ）から求めれば良い。即ち、｛１１２｝＜１１０＞方位の極密度は、ＯＤＦのφ２＝４５°断面における（１１２）［１−１０］のＸ線ランダム強度比で代表させる。
【００６４】
Ｘ線回折に供する試料は、板厚１／２面が測定面となるように、機械研磨などによって鋼板を所定の板厚まで減厚し、次いで化学研磨や電解研磨などによって歪みを除去して作製する。測定上不都合が生ずる場合、例えば、鋼板の板厚中心層に偏析帯や欠陥などが存在する際には、板厚の３／８〜５／８の範囲で適当な面が測定面となるように試料を調整すれば良い。
【００６５】
ここで、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞とは、上述の方法で採取したＸ線用試料の板面の法線方向が｛ｈｋｌ｝に平行で、圧延方向が＜ｕｖｗ＞と平行であることを示している。なお結晶の方位は通常、板面に垂直な方位を［ｈｋｌ］又は｛ｈｋｌ｝、圧延方向に平行な方位を（ｕｖｗ）又は＜ｕｖｗ＞で表示する。｛ｈｋｌ｝、＜ｕｖｗ＞は等価な面の総称であり、［ｈｋｌ］、（ｕｖｗ）は個々の結晶面を指す。即ち、本発明においては体心立方構造を対象としているため、例えば（１１１）、(−１１１)、(１−１１)、(１１−１)、（−１−１１）、（−１１−１）、（１−１−１）、（−１−１−１）面は等価であり区別がつかない。このような場合、これらの方位を総称して｛１１１｝と称する。ＯＤＦ表示では他の対称性の低い結晶構造の方位表示にも用いられるため、個々の方位を［ｈｋｌ］（ｕｖｗ）で表示するのが一般的であるが、本発明においては［ｈｋｌ］（ｕｖｗ）と｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞は同義である。
【００６６】
次に、製造方法及びその好ましい条件について述べる。
【００６７】
熱間圧延に供する鋼片は常法で製造すれば良く、鋼を溶製し、鋳造すれば良い。生産性の観点からは、連続鋳造が好ましく、薄スラブキャスター等で製造しても良い。また、鋳造後直ちに熱間圧延を行う連続鋳造―直接圧延のようなプロセスでも良い。熱間圧延は常法で行えば良く、圧延温度、圧下率、冷却速度、巻取温度等の条件は特に規定しない。熱間圧延後、鋼板を冷間圧延、焼鈍し、冷延鋼板とする。
【００６８】
ただし、本発明において、加工性、耐衝突特性に加えて、ヤング率をも向上させて剛性を高めるためには、熱間圧延工程の、仕上圧延の温度と９５０℃から仕上圧延温度までの範囲内における圧下率の合計が重要になる。仕上圧延の温度をＡｒ3変態点未満とした場合、α＋γ二相域で圧延されるため、冷間圧延時にヤング率の向上に好ましくない集合組織が発達し、ヤング率が低下することがある。
【００６９】
また、９５０℃から仕上圧延温度までの範囲内における圧下率の合計は、ヤング率の向上に有効な｛１１２｝＜１１０＞方位が発達した冷延鋼板を得るために、増加させることが好ましい。これは、Ａｒ3変態温度〜９５０℃という、オーステナイト相が安定で、かつ、低い温度範囲で圧延すると、導入された歪みによる再結晶が生じ難く、熱延集合組織が発達するためである。このような熱延集合組織を発達させると、その後の冷間圧延によって結晶回転が生じ、｛１１２｝＜１１０＞方位が発達する。更に、冷延板の焼鈍の際に再結晶を抑制すると、高ヤング率の冷延鋼板を得ることができる。
【００７０】
ヤング率向上の効果を得るためには、９５０℃から仕上圧延温度までの範囲内における圧下率の合計を３０％以上とすることが好ましい。これにより、冷間圧延時に、｛１１２｝＜１１０＞方位が十分に発達する。なお、９５０℃から仕上圧延温度までの範囲内における合計の圧下率は、９５０℃での板厚と、仕上圧延後の板厚の差を、９５０℃での板厚で除した値を百分率で表したものである。
【００７１】
Ａｒ3［℃］は、質量％で表したＣ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉの含有量、それぞれ（％Ｃ）、（％Ｓｉ）、（％Ｐ）、（％Ａｌ）、（％Ｍｎ）、（％Ｍｏ）、（％Ｃｕ）、（％Ｃｒ）、（％Ｎｉ）を用いて、以下の式により計算すれば良い。また、選択的に添加される元素、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉは、含有量が不純物程度である場合は、０として計算すれば良い。
Ａｒ3［℃］＝９０１−３２５（％Ｃ）＋３３（％Ｓｉ）＋２８７（％Ｐ）＋４０（％Ａｌ）−９２｛（％Ｍｎ）＋（％Ｍｏ）＋（％Ｃｕ）｝−４６｛（％Ｃｒ）＋（％Ｎｉ）｝ ・・・ （式３）
【００７２】
加工性、耐衝突特性に優れた本発明の鋼板を製造する際には、冷間圧延の圧下率は特に規定しないが、１０％未満の冷間圧延率では、板厚制御が難しく形状不良の原因となるため、その下限を１０％以上とすることが好ましい。一方、冷間圧延率が９０％超になると、圧延ロールへの負荷が大きくなる上、再結晶が促進されて未再結晶フェライトを確保するために、焼鈍の昇温速度を大きくすることが必要になる。そのため、冷間圧延の圧下率の上限は、９０％以下とすることが好ましい。
【００７３】
ただし、本発明において、加工性、耐衝突特性に加えて、ヤング率をも向上させて剛性を高めるためには、６０％超の圧下率で冷間圧延を行うことが好ましい。これは、６０％超の高い圧下率で冷間圧延を行うことにより、ヤング率の向上に有効な｛１１２｝＜１１０＞方位を発達させることができるためである。
【００７４】
本発明において、冷間圧延後の焼鈍は極めて重要であり、上述の条件で行うことが必要である。焼鈍は、昇温速度、加熱時間を制御するため、連続焼鈍設備によって行うことが好ましい。また、昇温速度を速くするために、高周波加熱装置、通電加熱装置を併用しても良い。焼鈍において、Ａｃ1以上での滞留時間は、鋼板の温度がＡｃ1以上である時間の合計であり、加熱炉の設定温度と炉の長さ、通板速度によって制御することができる。
【００７５】
また、焼鈍後の冷却速度は特に規定しないが、冷却速度が１℃／ｓ未満の場合、十分に硬質第２相が得られなくなることがある。この観点から、冷却速度の下限は１℃／ｓとすることが好ましい。一方、冷却速度を２５０℃／ｓ超とするには、特殊な設備の導入などが必要になるため、２５０℃／ｓを冷却速度の上限とすることが好ましい。焼鈍後の冷却速度は、水等、冷媒の吹付け、送風、ミスト等による強制冷却により、適宜制御すれば良い。
【００７６】
焼鈍後、必要に応じて、過時効処理、溶融Ｚｎめっき又は合金化溶融Ｚｎめっきを施しても良い。Ｚｎめっきの組成は特に限定するものではなく、Ｚｎの他、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｎｉ等を必要に応じて添加しても構わない。なお、めっきは、焼鈍と別工程で行っても良いが、生産性の観点から、焼鈍とめっきを連続して行う、連続焼鈍−溶融Ｚｎめっきラインによって行うことが好ましい。この場合も、未再結晶フェライトを確保するためには、焼鈍を上記の条件で行うことが必要である。
【００７７】
合金化処理を行う場合は、４５０〜６００℃の温度範囲で行うことが好ましい。これは、４５０℃未満では合金化が十分に進行せず、また、６００℃超では過度に合金化が進行し、めっき層が脆化して、プレス等の加工によってめっきが剥離する等の問題を誘発することがあるためである。合金化処理の時間は、１０ｓ未満では合金化が十分に進行しないことがあるため、１０ｓ以上とすることが好ましい。また、合金化処理の時間の上限は特に規定しないが、生産効率の観点から１００ｓ以内とすることが好ましい。
【００７８】
また、生産性の観点から、連続焼鈍−溶融Ｚｎめっきラインに合金化処理炉を連続して設け、焼鈍、めっき及び合金化処理を連続して行うことが好ましい。
【実施例１】
【００７９】
表１に示す組成を有する鋼を溶製し、鋳造して得られた鋼片を、１２５０℃で再加熱した後、常法に従って熱間圧延を行った。この時、仕上げ温度は９００℃、巻取温度は６００℃とした。その後、６０％の圧下率で冷間圧延を施した後、表２に示す条件で焼鈍を行った。また、表１には、Ａｃ1［℃］とＡｃ3［℃］の計算値も示した。なお、表１の［−］は、成分を意図的に添加していないことを意味する。Ｎｂ＋Ｔｉは、ＮｂとＴｉの合計量であり、［−］を０として計算した。表２の昇温速度は、（Ａｃ1［℃］−１００℃）からＡｃ1［℃］までの温度の上昇に要した時間によって計算した。
【００８０】
表２に示す冷延鋼板のうち、製造Ｎｏ．３及び６については、焼鈍工程後、Ｚｎめっき浴に浸漬後、製造Ｎｏ．６については更に５００℃で２０ｓ間の合金化処理を施した。更に、表２に示す冷延鋼板のうち、製造Ｎｏ．９については、均熱温度から３００℃まで上述の通り５０℃／ｓの冷却速度で冷却し、３００℃で４００ｓ保持する過時効処理を行った後、１０℃／ｓで室温まで冷却した。
【００８１】
製造後の冷延鋼板から、幅方向（ＴＤ方向という。）を長手方向としてＪＩＳ Ｚ ２２０１の５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠してＴＤ方向の引張特性を評価した。ｔ−Ｅｌ［％］は破断伸びであり、Ｌ−Ｅｌ［％］は局部伸びであり、破断伸びから最大力時伸び、即ち、一様伸びを減じた値である。
【００８２】
鋼板の板厚断面のミクロ組織観察は、圧延方向を観察面として試料を採取し、エッチングをレペラー法として、光学顕微鏡で行った。硬質第２相の面積率は、光学顕微鏡による組織写真を画像解析し、フェライト以外の相の合計として求めた。また、未再結晶フェライトの面積率及び残部、即ち、未再結晶フェライトを除くフェライトの面積率は、ＥＢＳＰの結晶方位測定及びその測定結果と光学顕微鏡組織写真を照合し、画像解析によって求めた。
【００８３】
結果を表３に示す。なお、本発明において、延性の指標である引張強度ＴＳ［ＭＰａ］と全伸びｔ−ＥＬ［％］の積、伸びフランジ性の指標である引張強度ＴＳ［ＭＰａ］と局部伸びＬ−Ｅｌ［％］の積、耐衝突特性の指標である引張強度ＴＳ［ＭＰａ］に対する降伏強度ＹＳ［ＭＰａ］の割合、即ちＴＳ×ｔ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］、ＴＳ×Ｌ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］及びＹＰ／ＴＳ×１００［％］がそれぞれ１８０００［ＭＰａ・％］、７０００［ＭＰａ・％］及び８０［％］以上であるものを良好と評価した。
【００８４】
その結果は表３に示す通り、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱延及び冷延し、更に、適切な条件で焼鈍することにより、更に、過時効処理、Ｚｎめっき、合金化処理を施しても強度―延性バランス、伸びフランジ性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板を得ることが可能である。
【００８５】
一方、鋼Ｎｏ．JはＣ量が少ないため、鋼Ｎｏ．ＫはＭｎが少ないため、強度が低下し、ＴＳ×ｔ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］も低下している。また、鋼Ｎｏ．ＬはＡｃ1変態温度が低いため、鋼Ｎｏ．ＭはＮｂ及びＴｉ含有量が多いため、再結晶がほとんど進行せず、未再結晶フェライトが過剰に残留している。そのため、全伸び及び局部伸びが共に低下し、ＴＳ×ｔ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］及びＴＳ×Ｌ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］も低下している。鋼Ｎｏ．Ｎは、Ｎｂ及びＴｉ含有量が少ないため、降伏強度が低下する上、再結晶が進行して未再結晶フェライトが少なくなり、局部伸びが低下し、ＹＲ［％］及びＴＳ×Ｌ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］も低下している。
【００８６】
また、製造Ｎｏ．２は、（Ａｃ1［℃］−１００℃）からＡｃ1［℃］までの昇温速度が速く、未再結晶フェライトが過剰に残留し、強度が低く、全伸び及び局部伸びが共に低下し、ＴＳ×ｔ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］及びＴＳ×Ｌ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］も低下している。
【００８７】
製造Ｎｏ．５は、焼鈍の最高到達温度が高いため、製造Ｎｏ．８は、Ａｃ1［℃］以上での滞留時間が長いため、未再結晶フェライトが少なく、硬質第２相が増加して、高強度ではあるものの、全伸び及び局部伸びが低下し、ＴＳ×ｔ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］及びＴＳ×Ｌ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］も低下している。
【００８８】
製造Ｎｏ．１１は、焼鈍の最高到達温度が低く、硬質第２相が得られなかったため、強度が低く、ＴＳ×ｔ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］及びＴＳ×Ｌ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］も低下している。
【００８９】
【表１】
【００９０】
【表２】
【００９１】
【表３】
【実施例２】
【００９２】
表４に示す組成を有する鋼を真空溶解炉にて溶製し、表５に示す条件で熱間圧延し、６００℃で巻き取り酸洗した後、表５に示す条件で冷間圧延及び焼鈍を行った。なお、Ａｃ1［℃］から５００℃又は過時効処理温度までの平均冷却速度はいずれも５０℃／ｓとした。ここで、表４の［−］は、成分を意図的に添加していないことを意味する。また、表４には、Ａｃ1［℃］とＡｃ3［℃］の計算値も示した。
【００９３】
表５において、熱延工程の圧下率は、９５０℃以下、仕上圧延までの合計の圧下率であり、９５０℃での板厚と、仕上圧延後の板厚から求めた。また、ＦＴ［℃］は熱間圧延の仕上温度である。表５の昇温速度は、（Ａｃ1［℃］−１００℃）からＡｃ1［℃］までの温度の上昇に要した時間によって計算した。表５の滞留時間は、焼鈍時に、Ａｃ1［℃］以上の温度域に加熱された時間である。
【００９４】
表５に示す冷延鋼板のうち、製造Ｎｏ．１９及び２３については、焼鈍工程後、Ｚｎめっき浴に浸漬後、製造Ｎｏ．２３については更に５００℃で２０ｓ間の合金化処理を施した。更に、表５に示す冷延鋼板のうち、製造Ｎｏ．２９については、均熱温度から３００℃まで上述の通り５０℃／ｓの冷却速度で冷却し、３００℃で４００ｓ保持する過時効処理を行った後、１０℃／ｓで室温まで冷却した。
【００９５】
製造後の冷延鋼板のＴＤ方向の引張特性を、実施例１と同様にして評価した。また、鋼板の板厚断面のミクロ組織観察及びＥＢＳＰの結晶方位測定も、実施例１と同様にして行い、硬質第２相の面積率、未再結晶フェライトの面積率、及び未再結晶フェライトを除くフェライトの面積率を求めた。１／２板厚部における｛１１２｝＜１１０＞方位の極密度は、Ｘ線回折法によって測定した。Ｘ線回折の試料は、板厚１／２面が測定面となるようにして、機械研磨及び電解研磨よって作製した。
【００９６】
ヤング率はＪＩＳ Ｚ ２２８０に記載の横共振法を常温で行って測定した。即ち、試料を固定せずに振動を加え、発振機の振動数を徐々に変化させて一次共振振動数を測定して下式よりヤング率を算出した。
Ｅ＝０．９４６×（ｌ／ｈ）3×ｍ／ｗ×ｆ2
ここで、Ｅ：動的ヤング率［Ｎ／ｍ2］、ｌ：試験片の長さ［ｍ］、ｈ：試験片の厚さ［ｍ］、ｍ：試験片の質量［ｋｇ］、ｗ：試験片の幅［ｍ］、ｆ：横共振法の一次共振振動数［ｓ-1］である。
【００９７】
結果を表６に示す。なお、実施例１と同様、ＴＳ×ｔ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］、ＴＳ×Ｌ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］及びＹＰ／ＴＳ×１００［％］がそれぞれ１８０００［ＭＰａ・％］、７０００［ＭＰａ・％］及び８０［％］以上であるものを良好と評価した。また、剛性の指標であるヤング率Ｅ［ＧＰａ］は、２４０［ＧＰａ］以上であるものを良好と評価した。
【００９８】
表６に示したように、本発明の化学成分を有する鋼を適正な焼鈍することにより、過時効処理、Ｚｎめっき、合金化処理を施しても加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板を得ることが可能である。更に、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱延及び冷延し、更に、適切な条件で焼鈍することにより、加工性及び耐衝突特性に加えて、剛性にも優れた高強度冷延鋼板を得ることが可能である。なお、製造Ｎｏ．２２は、熱延工程における圧下率が低いため、製造Ｎｏ．２５は、仕上温度が高いため、製造Ｎｏ．２８は冷間圧延率が低いため、十分に集合組織が発達せず、Ｅ［ＧＰａ］が低下した例である。
【００９９】
一方、鋼Ｎｏ．ＡＪはＣ量が少ないため、鋼Ｎｏ．ＡＫはＭｎが少ないため、強度が低下し、ＴＳ×ｔ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］も低下している。また、鋼Ｎｏ．ＡＬはＡｃ1変態温度が低いため、鋼Ｎｏ．ＡＭはＮｂ及びＴｉ含有量が多いため、再結晶がほとんど進行せず、未再結晶フェライトが過剰に残留している。そのため、全伸び及び局部伸びが共に低下し、ＴＳ×ｔ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］及びＴＳ×Ｌ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］も低下している。鋼Ｎｏ．ＡＮは、Ｎｂ及びＴｉ含有量が少ないため、降伏強度が低下する上、再結晶が進行して未再結晶フェライトが少なくなり、局部伸びが低下し、ＹＲ［％］及びＴＳ×Ｌ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］も低下している。
【０１００】
また、製造Ｎｏ．３１は、焼鈍工程における昇温速度が速く、未再結晶フェライトが過剰に残留した例であり、強度が低く、全伸び及び局部伸びが共に低下し、ＴＳ×ｔ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］及びＴＳ×Ｌ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］も低下している。製造Ｎｏ．３４は、焼鈍の最高到達温度が高いため、未再結晶フェライトが少なく、硬質第２相が増加して、高強度ではあるものの、全伸び及び局部伸びが低下し、ＴＳ×ｔ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］及びＴＳ×Ｌ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］も低下している。製造Ｎｏ．３８は、焼鈍の最高到達温度での保持時間が短く、十分な硬質第２相が得られなかったため、強度が低く、ＴＳ×ｔ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］及びＴＳ×Ｌ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］も低下している。
【０１０１】
【表４】
【０１０２】
【表５】
【０１０３】
【表６】
【図面の簡単な説明】
【０１０４】
【図１】本発明の鋼の金属組織の模式図である。
【図２】本発明の未再結晶フェライトの模式図である。
【符号の説明】
【０１０５】
１ 未再結晶フェライト
２ 硬質第２相
３ 再結晶フェライト又は変態フェライト
４ サブグレイン
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ ：０．０５〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０１〜１．５０％、
Ｍｎ：０．５０〜３．５０％、
Ｐ ：０．１５０％以下、
Ｓ ：０．０１５０％以下、
Ａｌ：０．２００％以下、
Ｎ ：０．０１００％以下
を含有し、更に、
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１００％
の一方又は双方を合計で０．１３０％未満含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、Ａｃ1［℃］が７００℃以上であり、金属組織がフェライトと硬質第２相からなり、前記フェライトが再結晶フェライト、変態フェライトの一方又は双方と未再結晶フェライトからなり、前記未再結晶フェライトの面積率が１０〜７０％であり、前記再結晶フェライト、前記変態フェライトの一方又は双方の面積率が１０〜７０％であり、前記硬質第２相の面積率が１〜３０％であることを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板。
ここで、Ａｃ1［℃］は質量％で表されるＣ、Ｍｎ、Ｓｉの含有量（％Ｃ）、（％Ｍｎ）、（％Ｓｉ）によって下記（式１）式から求めたＡｃ1変態温度である。
Ａｃ1＝７６１．３＋２１２（％Ｃ）−４５．８（％Ｍｎ）＋１６．７（％Ｓｉ）
・・・（式１）
【請求項２】
さらに、質量％で、
Ｍｏ：０．１〜１．５％、
Ｂ ：０．０００５〜０．０１００％、
Ｃｒ：０．１０〜１．５０％、
Ｎｉ：０．１０〜１．５０％
のうち、１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項３】
板厚１／２層における｛１１２｝＜１１０＞方位の極密度が６以上であることを特徴とする請求項１又は２の何れか１項に記載の加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項４】
請求項１〜３の何れか１項に記載の冷延鋼板の表面に溶融Ｚｎめっきを設けたことを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項５】
請求項１〜３の何れか１項に記載の冷延鋼板の表面に合金化溶融Ｚｎめっきを設けたことを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項６】
請求項１又は２の何れか１項に記載の化学成分を有する鋼片を熱間圧延し、酸洗後、冷間圧延を施した後、鋼板を、（Ａｃ1［℃］−１００℃）からＡｃ1［℃］までの昇温速度を０．１〜２０℃／ｓとしてＡｃ1［℃］〜｛Ａｃ1［℃］＋２／３×（Ａｃ3［℃］−Ａｃ1［℃］）｝の温度範囲内に昇温し、前記鋼板の温度が該温度範囲内である滞留時間を１０〜２００ｓとして焼鈍することを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
ここで、Ａｃ1［℃］及びＡｃ3［℃］は質量％で表されるＣ、Ｍｎ、Ｓｉの含有量（％Ｃ）、（％Ｍｎ）、（％Ｓｉ）によって下記（式１）及び（式２）式から求めたＡｃ1変態温度及びＡｃ3変態温度である。
Ａｃ1＝７６１．３＋２１２（％Ｃ）−４５．８（％Ｍｎ）＋１６．７（％Ｓｉ）
・・・（式１）
Ａｃ3＝９１５−３２５．９（％Ｃ）−３５．９（％Ｍｎ）＋３１．４（％Ｓｉ）
・・・（式２）
【請求項７】
請求項１又は２の何れか１項に記載の化学成分を有する鋼片を、仕上圧延温度をＡｒ3変態温度以上とし、９５０℃から仕上圧延温度までの範囲内における圧下率の合計を３０％以上として熱間圧延を行い、酸洗後、６０％超の圧下率で冷間圧延を施し、鋼板を焼鈍することを特徴とする請求項６に記載の加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項８】
請求項６又は７の何れか１項に記載の焼鈍後、３５０〜５００℃まで冷却し、次いで溶融Ｚｎめっきを施すことを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項９】
請求項８記載の溶融Ｚｎめっきを施した後に４５０〜６００℃の温度範囲で１０ｓ以上の熱処理を行うことを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項１０】
請求項６〜９の何れか１項に記載の方法により製造した冷延鋼板に０．１〜５．０％のスキンパス圧延を施すことを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項１】
質量％で、
Ｃ ：０．０５〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０１〜１．５０％、
Ｍｎ：０．５０〜３．５０％、
Ｐ ：０．１５０％以下、
Ｓ ：０．０１５０％以下、
Ａｌ：０．２００％以下、
Ｎ ：０．０１００％以下
を含有し、更に、
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１００％
の一方又は双方を合計で０．１３０％未満含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、Ａｃ1［℃］が７００℃以上であり、金属組織がフェライトと硬質第２相からなり、前記フェライトが再結晶フェライト、変態フェライトの一方又は双方と未再結晶フェライトからなり、前記未再結晶フェライトの面積率が１０〜７０％であり、前記再結晶フェライト、前記変態フェライトの一方又は双方の面積率が１０〜７０％であり、前記硬質第２相の面積率が１〜３０％であることを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板。
ここで、Ａｃ1［℃］は質量％で表されるＣ、Ｍｎ、Ｓｉの含有量（％Ｃ）、（％Ｍｎ）、（％Ｓｉ）によって下記（式１）式から求めたＡｃ1変態温度である。
Ａｃ1＝７６１．３＋２１２（％Ｃ）−４５．８（％Ｍｎ）＋１６．７（％Ｓｉ）
・・・（式１）
【請求項２】
さらに、質量％で、
Ｍｏ：０．１〜１．５％、
Ｂ ：０．０００５〜０．０１００％、
Ｃｒ：０．１０〜１．５０％、
Ｎｉ：０．１０〜１．５０％
のうち、１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項３】
板厚１／２層における｛１１２｝＜１１０＞方位の極密度が６以上であることを特徴とする請求項１又は２の何れか１項に記載の加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項４】
請求項１〜３の何れか１項に記載の冷延鋼板の表面に溶融Ｚｎめっきを設けたことを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項５】
請求項１〜３の何れか１項に記載の冷延鋼板の表面に合金化溶融Ｚｎめっきを設けたことを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項６】
請求項１又は２の何れか１項に記載の化学成分を有する鋼片を熱間圧延し、酸洗後、冷間圧延を施した後、鋼板を、（Ａｃ1［℃］−１００℃）からＡｃ1［℃］までの昇温速度を０．１〜２０℃／ｓとしてＡｃ1［℃］〜｛Ａｃ1［℃］＋２／３×（Ａｃ3［℃］−Ａｃ1［℃］）｝の温度範囲内に昇温し、前記鋼板の温度が該温度範囲内である滞留時間を１０〜２００ｓとして焼鈍することを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
ここで、Ａｃ1［℃］及びＡｃ3［℃］は質量％で表されるＣ、Ｍｎ、Ｓｉの含有量（％Ｃ）、（％Ｍｎ）、（％Ｓｉ）によって下記（式１）及び（式２）式から求めたＡｃ1変態温度及びＡｃ3変態温度である。
Ａｃ1＝７６１．３＋２１２（％Ｃ）−４５．８（％Ｍｎ）＋１６．７（％Ｓｉ）
・・・（式１）
Ａｃ3＝９１５−３２５．９（％Ｃ）−３５．９（％Ｍｎ）＋３１．４（％Ｓｉ）
・・・（式２）
【請求項７】
請求項１又は２の何れか１項に記載の化学成分を有する鋼片を、仕上圧延温度をＡｒ3変態温度以上とし、９５０℃から仕上圧延温度までの範囲内における圧下率の合計を３０％以上として熱間圧延を行い、酸洗後、６０％超の圧下率で冷間圧延を施し、鋼板を焼鈍することを特徴とする請求項６に記載の加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項８】
請求項６又は７の何れか１項に記載の焼鈍後、３５０〜５００℃まで冷却し、次いで溶融Ｚｎめっきを施すことを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項９】
請求項８記載の溶融Ｚｎめっきを施した後に４５０〜６００℃の温度範囲で１０ｓ以上の熱処理を行うことを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項１０】
請求項６〜９の何れか１項に記載の方法により製造した冷延鋼板に０．１〜５．０％のスキンパス圧延を施すことを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【図１】
【図２】
【図２】
【公開番号】特開２００８−１９００３２（Ｐ２００８−１９００３２Ａ）
【公開日】平成２０年８月２１日（２００８．８．２１）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００７−３３４７８５（Ｐ２００７−３３４７８５）
【出願日】平成１９年１２月２６日（２００７．１２．２６）
【出願人】（０００００６６５５）新日本製鐵株式会社 (6,474)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２０年８月２１日（２００８．８．２１）
【国際特許分類】
【出願日】平成１９年１２月２６日（２００７．１２．２６）
【出願人】（０００００６６５５）新日本製鐵株式会社 (6,474)
【Ｆターム（参考）】
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