JP5920118B2 - 成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、成形が厳しい自動車部材用として好適な、高強度鋼板に係り、とくに伸び特性、曲げ加工性の向上に関する。ここでいう「高強度鋼板」とは、引張強さTSが980MPa以上の高強度鋼板をいう。なお、鋼板には、鋼帯をも含むものとする。

近年、地球環境の保全という観点から、自動車からのCO₂排出量削減が強く要望されてきた。このような要望に対し、自動車車体の軽量化が進められている。そのために、各種部材への高強度鋼板の適用が促進され、最近では、引張強さTS：980MPa以上の高強度鋼板が自動車車体に使用されるようになっている。
しかし、TS：980MPa以上の高強度鋼板は伸びが低く、低強度鋼板並みの伸びを確保することが困難なため、TS：980MPa以上の高強度鋼板を成形するにあたっては、曲げ成形を活用する場合が多くなっている。このため、TS：980MPa以上の高強度鋼板では、高い伸び特性と優れた曲げ特性を兼備することが要望されている。

このような要望に対し、例えば特許文献１には、質量％で、Ｃ：0.1〜0.3％、Si：1.5％以下、Mn：0.5〜3.0％、Mo：0.1〜0.3％を含む鋼スラブを、Ａ_３変態点以上で熱間圧延し、脱スケール処理後、冷間圧延して冷延鋼板とし、冷延鋼板表面にFe系プレめっきを施したうえ、連続溶融亜鉛めっきラインで、焼鈍処理の後、溶融めっき浴に通板して鋼板表面にめっき層を形成し、ついでめっき層の合金化処理をする高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が記載されている。特許文献１に記載された技術で得られる鋼板は、引張強さ980N/mm^２以上で、伸び15％以上である高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。しかし、特許文献１に記載された技術で得られる鋼板は、引張強さ980N/mm^２以上の高強度を有しているが、強度−延性バランスTS×Elはたかだか18000MPa％程度である。

また、特許文献２には、質量％で、Ｃ：0.03〜0.2％、Si：0.05〜2％、Mn：0.5〜3.0％、Ｐ：0.1％以下、Ｓ：0.01以下、sol.Al：0.01〜0.1％、Ｎ：0.005％以下を含む冷延鋼板を、Ａc1変態点以上950℃以下の温度で再結晶焼鈍し、ついで、冷却開始温度550℃以上から、５〜50℃/ｓの冷却速度、0.05〜５ｓの冷却時間で冷却後、100〜2000℃/ｓの冷却速度で100℃以下の冷却停止温度まで冷却する、２段冷却を行い、150〜500℃で焼戻しする、曲げ性および伸びフランジ性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献２に記載された鋼板は、表層にフェライト体積率：90％以上で厚さ：10〜100μmの軟化層を有し、中心部がマルテンサイトを体積率で30％以上と残部がフェライト相である組織を有する鋼板であり、表層を軟質化することにより、引張強さ980MPa以上の超高強度で、曲げ性および伸びフランジ性に優れた冷延鋼板となるとしている。しかし、特許文献２に記載された技術で得られる鋼板は、引張強さ980MPa以上の超高強度を有するが、強度−延性バランスTS×Elは20000MPa％程度までである。

また、特許文献３には、質量％で、Ｃ：0.05％以上0.12％未満、Si：0.01％以上0.35％未満、Mn：2.0〜3.5％、Al：0.005〜0.1％、Ｎ：0.0001〜0.0060％、Cr：0.5％超2.0％以下、Mo：0.01〜0.50％、Ti：0.010〜0.080％、Nb：0.010〜0.080％、Ｂ：0.0001〜0.0030％を含有するスラブを、加熱温度：1150〜1300℃、熱間仕上げ圧延温度：850〜950℃とする熱間圧延した後、（熱間仕上げ圧延温度）〜（熱間仕上げ圧延温度−100℃）の温度域を５〜200℃/ｓの平均冷却速度で冷却し、巻取温度：400〜650℃でコイルに巻取り、酸洗、冷間圧延して、200℃〜中間温度（500〜800℃）までの１次平均昇温速度を５〜50℃/ｓとして加熱し、中間温度から焼鈍温度までの２次平均昇温速度を0.1〜10℃/ｓとして750〜900℃の焼鈍温度まで加熱し、10〜500ｓ保持し、450〜550の温度域まで１〜30℃/ｓの平均冷却速度で冷却したのち、溶融亜鉛めっき処理、あるいはさらに合金化処理を施す、加工性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が記載されている。特許文献３に記載された技術で製造されためっき鋼板は、平均結晶粒径が５μm以下のフェライト相：20〜70％と、平均結晶粒径が５μm以下のベイナイト相および／またはマルテンサイト相：30〜80％を含む組織を有し、980MPa以上の高強度で、強度−延性バランスTS×Elが15000MPa％以上の、加工性に優れた鋼板であるとしている。しかし、TS×Elは20000MPa％未満である。

また、特許文献４には、質量％で、Ｃ：0.03〜0.16％、Si：2.0％以下、Mn：3.0％以下および／またはNi：3.0％以下、Ti：0.2％以下および／またはNb：0.2％以下、Al：0.01〜0.1％、Ｎ：0.005％以下で、C、Si、Mn、Ni、Ti、Nbが特定関係式を満足する範囲で含有する鋼素材を、1200℃以上に加熱したのち、熱間圧延、冷間圧延を施し、その後、すくなくとも600℃まで５℃/ｓ以上の速度で冷却する、冷延鋼板の製造方法が記載されている。この方法で製造された冷延鋼板は、平均結晶粒径が3.5μm以下のフェライト相が体積率で65％以上である超微細組織を有し、強度−延性バランスが18000MPa％以上と、加工性が向上した鋼板であるとしている。しかし、特許文献４に記載された技術で得られる鋼板は、引張強さが980MPaを大きく超える強度を確保できにくいうえ、TS×Elが20000MPa％以上を安定して確保できにくいという問題がある。

特開2004−232011号公報 特開2005−273002号公報 特開2008−280608号公報 特開2008−214764号公報

従来は、鋼板を、ハット形状に似た形状に成形し、自動車車体用部材として使用する例が多かった。その場合には、90°Ｖ曲げで評価する曲げ性の向上で十分であった。しかし、最近では、自動車の意匠性向上のために、鋼板をさらに複雑な形状に成形することが要求され始めている。その場合には、90°Ｖ曲げよりもさらに厳しい、180°Ｕ曲げで成形性が評価されるようになり、180°Ｕ曲げで評価する曲げ性の向上が要求されるようになってきた。

本発明者らの検討によれば、このような最近の要求に対処できる鋼板として、980MPa以上の高強度を有しかつ、TS×Elが20000MPa％以上で伸び特性が優れ、（180°Ｕ曲げでの限界曲げ半径）／（板厚）が1.5以下である曲げ性に優れた鋼板とすることが肝要となることを見出した。
しかし、特許文献１〜３に記載された技術で得られる鋼板は、引張強さ980MPa以上の超高強度を有しているが、強度−延性バランスTS×Elがたかだか20000MPa％程度までである。また、特許文献４に記載された技術で得られる鋼板は、引張強さTSが980MPaを大きく超える強度を確保できにくいうえ、TS×Elが20000MPa％以上を安定して確保できにくいという問題がある。

このように、特許文献１〜４に記載された技術では、TS：980MPa級以上の高強度を有する鋼板を製造することができるが、引張強さTS：980MPa以上の高強度で、かつTS×Elが20000MPa％以上の高い強度‐延性バランスを安定して確保できるまでに至っておらず、（180°Ｕ曲げでの限界曲げ半径）／（板厚）が1.5以下を満足できないという問題がある。
本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、成形性に優れた高強度冷延鋼板を、その製造方法とともに提供することを目的とする。ここでいう「高強度」とは、引張強さTS：980MPa以上の高強度を保持する場合をいう。また、「成形性に優れた」とは、引張強さTS：980MPa以上の高強度を保持しつつ、従来より成形が容易となる、TS×Elが20000MPa％以上の高い強度‐延性バランスを満足する、優れた伸び特性と、（180°Ｕ曲げでの限界曲げ半径）／（板厚）が1.5以下を満足する優れた曲げ性を有する場合をいうものとする。なお、高強度冷延鋼板には、表面に溶融亜鉛めっき層を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板をも含むものとする。

本発明者らは、上記した目的を達成するために、強度‐延性バランス、曲げ性に及ぼす各種要因の影響について鋭意研究した。その結果、引張強さTS：980MPa以上の高強度で、伸び特性と曲げ性がともに優れた鋼板とするためには、組織を、平均粒径で２μm以下の微細なフェライト相、ベイナイト相、オーステナイト相、マルテンサイト相を含む複合組織とし、さらに粒径３〜20nmの微細な炭化物が、とくにフェライト相中に、所定量以上分散した組織とすることが必要になることを見出した。ここで、オーステナイト相は延性を確保し、所望の強度−延性バランスを確保するために必要な相であり、マルテンサイト相は所望の高強度を確保するために必要であり、ベイナイト相は室温でオーステナイト相を存在させるために必要であり、フェライト相は鋼板の延性、曲げ性向上に寄与する相であることから、上記したような複合組織とした。そのうえで、変形を均一にし、伸び特性、曲げ性を向上させ成形性を改善するためには、軟質相と硬質相とを均一微細に存在させる必要があり、各相を平均粒径で２μm以下の微細な相に限定する必要があることを知見した。また、粒径３〜20nmの微細な炭化物をとくにフェライト相中に分散させることにより、フェライト相の変形が抑制され、硬質相との変形量の差を減少でき、曲げ性が向上することも知見した。

本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：0.14〜0.30％、Si：0.1〜2.0％、Mn：2.0〜3.5％、Ｐ：0.040％以下、Ｓ：0.01％以下、Ｎ：0.0060％以下、Al：0.01〜1.5％を含み、Si、Alを次（１）式
Si＋Al ≧ 0.5 ‥‥（１）
（ここで、Si、Al：各元素の含有量（質量％））
を満足するように調整して含み、さらにTi：0.01〜0.20％、Nb：0.01〜0.20％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、体積率で、20％以上70％未満のフェライト相と、１〜20％のベイナイト相とを、フェライト相とベイナイト相の合計が84％以下となるように含み、かつ３〜20％のオーステナイト相と、１〜20％のマルテンサイト相を含み、残部体積率で０〜５％の前記フェライト相、前記ベイナイト相、前記オーステナイト相、前記マルテンサイト相以外の相からなる複合組織で、前記フェライト相の平均結晶粒径が２μm以下、前記ベイナイト相、前記オーステナイト相、前記マルテンサイト相を含めた平均粒径が２μm以下であり、かつ少なくともフェライト相中に粒径３nm以上20nm以下の炭化物が100個／μm^２以上、分散析出した組織と、を有することを特徴とする成形性に優れた高強度冷延鋼板。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.0001〜0.01％、Mo：0.005〜1.00％、Cr：0.005〜2.00％、Ni：0.005〜2.00％、Cu：0.005〜2.00％、Ｖ：0.005〜1.00％のうちから選らばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする高強度冷延鋼板。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.001〜0.01％、REM：0.001〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とすることを特徴とする高強度冷延鋼板。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を形成してなることを特徴とする高強度冷延鋼板。
（５）鋼素材に、熱間圧延を施し熱延鋼板とし、該熱延鋼板に酸洗を施したのち冷間圧延を施しついで焼鈍処理を施して冷延鋼板とする高強度冷延鋼板の製造方法であって、前記鋼素材を、質量％で、Ｃ：0.14〜0.30％、Si：0.1〜2.0％、Mn：2.0〜3.5％、Ｐ：0.040％以下、Ｓ：0.01％以下、Ｎ：0.0060％以下、Al：0.01〜1.5％を含み、Si、Alを次（１）式
Si＋Al ≧ 0.5 ‥‥（１）
（ここで、Si、Al：各元素の含有量（質量％））
を満足するように調整して含み、さらにTi：0.01〜0.20％、Nb：0.01〜0.20％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、前記熱間圧延を、前記鋼素材を加熱温度：1100〜1300℃に加熱し、あるいは前記鋼素材が熱間圧延可能な温度に保持されている場合には加熱することなく、粗圧延と、仕上圧延終了温度：800〜950℃とする仕上圧延とを施し、該仕上圧延終了後、仕上圧延終了温度〜750℃の温度域を平均で５〜200℃／ｓの冷却速度で冷却し、巻取温度：350〜650℃でコイル状に巻取る熱間圧延とし、前記焼鈍処理を、300〜600℃までの一次昇温速度を平均で1〜50℃／ｓ、600℃〜焼鈍温度までの二次昇温速度を平均で0.1℃／ｓ以上10℃／ｓ未満としてAc3変態点以上の焼鈍温度域まで加熱し、該焼鈍温度域で10〜500ｓ間保持したのち、フェライト変態が700℃超えの温度域で開始する冷却速度でかつ3℃／s以上の冷却速度で700℃以下まで冷却し、350〜500℃の温度域で30ｓ以上保持する処理として、体積率で、20％以上70％未満のフェライト相と、１〜20％のベイナイト相とを、フェライト相とベイナイト相の合計が84％以下となるように含み、かつ３〜20％のオーステナイト相と、１〜20％のマルテンサイト相を含み、残部体積率で０〜５％の前記フェライト相、前記ベイナイト相、前記オーステナイト相、前記マルテンサイト相以外の相からなる複合組織で、前記フェライト相の平均結晶粒径が２μm以下、前記ベイナイト相、前記オーステナイト相、前記マルテンサイト相を含めた平均粒径が２μm以下であり、かつ少なくともフェライト相中に粒径３nm以上20nm以下の炭化物が100個／μm ^２ 以上、分散析出した組織とすることを特徴とする成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
（６）（５）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.0001〜0.01％、Mo：0.005〜1.00％、Cr：0.005〜2.00％、Ni：0.005〜2.00％、Cu：0.005〜2.00％、Ｖ：0.005〜1.00％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
（７）（５）または（６）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.001〜0.01％、REM：0.001〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
（８）（５）ないし（７）のいずれかにおいて、前記焼鈍処理に引続いて、溶融亜鉛めっき処理、あるいはさらに合金化処理を施すことを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。

本発明によれば、引張強さTS：980MPa以上の高強度で、従来より成形が容易となる、TS×Elが20000MPa％以上の高い強度‐延性バランスを満足する、優れた伸び特性を有し、かつ（180°Ｕ曲げでの限界曲げ半径）／（板厚）が1.5以下を満足する、優れた曲げ性を有し、成形性に優れた高強度冷延鋼板を、容易にしかも安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明になる高強度冷延鋼板は、自動車用部品として要求される強度、成形性を満足しており、自動車部品用鋼板として広く適用できるとともに、建築分野など高い成形性を必要とされる用途にも適用することができるという効果もある。

まず、本発明高強度冷延鋼板の組織限定理由について説明する。
本発明鋼板は、体積率で、20％以上70％未満のフェライト相と、１〜20％のベイナイト相とを、フェライト相とベイナイト相の合計が84％以下となるように含み、かつ３〜20％のオーステナイト相と、１〜20％のマルテンサイト相を含み、残部０〜５％の前記フェライト相、前記ベイナイト相、前記マルテンサイト相以外の相からなる複合組織を有する。

フェライト相：20％以上70％未満
フェライト相は、軟質相であり、鋼板の伸び特性（延性）および曲げ性の向上に寄与する。このような効果を得るためには、体積率で20％以上含有する必要がある。一方、70％以上に過剰に含有すると、所望のTS：980MPa以上の高強度を確保できなくなるとともに、曲げ性が極端に低下する。このため、フェライト相は体積率で20％以上70％未満に限定した。なお、好ましくは40〜60％である。

なお、組織の微細化は、鋼板の伸び特性および曲げ性の向上に寄与する。このため、フェライト相の平均粒径は２μm以下とする。好ましくは１μm以下であるが、極端な微細化は、降伏強さYSの急激な増加を招き、成形性が低下するため、より好ましくは0.3μm以上である。
ベイナイト相：１〜20％
ベイナイト相は、鋼板強度の増加に寄与するとともに、室温でのオーステナイト相の残存に寄与する。このような効果を得るためには、体積率で１％以上含有する必要がある。一方、20％を超えて多量に含有すると、曲げ性が低下する。このため、ベイナイト相は体積率で１〜20％の範囲に限定した。なお、好ましくは体積率で5〜15％である。

なお、組織の微細化は、鋼板の伸び特性および曲げ性の向上に寄与する。このため、フェライト相と同様に、ベイナイト相の平均粒径は２μm以下とする。軟質相であるフェライト相と硬質相とが均一微細に存在することにより、加工時に鋼板の変形が均一となる。そのため、目的とする優れた伸び特性、曲げ性を確保できるようになる。なお、好ましくはベイナイト相の平均粒径は１μm以下であるが、極端な微細化は、降伏強さYSの急激な増加を招き、成形性が低下するため、より好ましくは0.3μm以上である。

フェライト相とベイナイト相の合計量：84％以下
フェライト相とベイナイト相は、それぞれ上記した平均粒径と上記した含有量の範囲内で、かつ合計で84％以下に限定する。フェライト相とベイナイト相の合計量が84％を超えるとマルテンサイト相と残留オーステナイト相の合計量が不足するため、TS：980MPa以上を安定して確保できなくなり、曲げ性も低下する。このようなことから、フェライト相とベイナイト相の合計量を84％以下に限定した。なお、好ましくは75％以下である。

オーステナイト相：３〜20％
オーステナイト相は、延性（伸び特性）の向上に寄与する。このような効果を得て、強度−延性バランスを20000MPa以上とするためには、３％以上の含有を必要とする。一方、20％を超えて含有すると、曲げ性が低下する。このため、オーステナイト相は３〜20％の範囲に限定した。なお、好ましくは５〜17％である。

なお、オーステナイト相の微細化は、鋼板の伸び特性の向上に寄与するため、平均粒径を２μm以下とする。なお、好ましくは１μm以下であるが、極端な微細化は、降伏強さYSの急激な増加を招き、成形性が低下するため、より好ましくは0.3μm以上である。
マルテンサイト相：１〜20％
マルテンサイト相は、所望の高強度を確保するために重要な相であり、１％以上の含有を必要とする。１％未満では所望の強度である引張強さ980MPa以上を確保することが困難となる。一方、20％を超えて過剰に含有すると、曲げ性が低下する。このようなことから、マルテンサイト相は体積率で１〜20％の範囲に限定した。なお、好ましくは、10％以下である。

なお、マルテンサイト相は硬質相であり、軟質相と硬質相とが均一微細に存在するように、フェライト相と同様に、その平均粒径を２μm以下に限定した。なお、好ましくは１μm以下であるが、極端な微細化は、降伏強さYSの急激な増加を招き、成形性が低下するため、より好ましくは0.3μm以上である。
ここで、フェライト相以外の、ベイナイト相，オーステナイト相，マルテンサイト相は、組織上区別が難しいため、粒径の測定にあたっては、ベイナイト，オーステナイト，マルテンサイトを区別することなく、走査型電子顕微鏡（SEM）で同一と判別できる領域を一つの粒と見做して、まとめて平均粒径を算出した。

またさらに、本発明鋼板は、上記した各相からなる複合組織中の、少なくともフェライト相中に粒径３nm以上20nm以下の炭化物が100個／μm^２以上、分散析出した組織を有する。
粒径3nm以上20nm以下の炭化物：100個／mm^２以上
粒径3nm以上20nm以下の微細な炭化物が、好ましくはフェライト相中に析出することにより、フェライト相の変形を抑制し、ベイナイト等の硬質相の変形量との差を減少させ、曲げ性の向上に寄与する。しかし、これら炭化物の強度に対する寄与は小さい。また、析出のタイミングおよび大きさを適正範囲に調整することにより、フェライト相およびベイナイト等の硬質相を微細にかつ均一分散させることができる。このような効果を得るには、粒径3nm以上20nm以下の炭化物の析出密度を100個／μｍ^２以上とする必要があるが、2000個／μｍ^２を超えて多量に析出すると、延性が低下する。このようなことから、粒径3nm以上20nm以下の炭化物の析出密度は2000個／μｍ^２以下とすることが好ましい。なお、粒径が３nm未満、または20nm超の析出物は、存在しても害にならない。なお、ここでいう「炭化物」は、TiC、NbCであるが、一部Nも含有したTi(C,N)、Nb(C,N)を含む場合もある。

上記した相以外の残部は、体積率で０〜５％の上記した相以外の組織である。上記した相以外の組織としては、パーライトおよびセメンタイトが考えられる。しかし、これらは含有しないほうが好ましいが、これらの合計量が体積率で５％以下であれば、許容できる。
つぎに、本発明鋼板の組成限定理由について説明する。以下、とくに断わらない限り、組成における質量％は単に％で記す。

Ｃ：0.14〜0.30％
Ｃは、硬質相を増加させ鋼板強度を上昇させるとともに、オーステナイト相中に濃化し安定化して、室温で残存するオーステナイト相（残留オーステナイト相）の生成に寄与する。このような効果を得て、引張強さTS：980MPa以上でオーステナイト相を体積率で３％以上含有する組織を得るためには、Ｃを0.14％以上含有する必要がある。一方、0.30％を超える過剰の含有は、スポット溶接性が著しく低下し、また曲げ性等の加工性も著しく低下する傾向となる。このため、Ｃは0.14〜0.30％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.23％以下である。

Si：0.1〜2.0％
Siは、固溶強化により鋼板強度の増加に寄与する。また、Siはフェライトを強化して、伸び特性および曲げ性を向上させる。このような効果は0.1％以上の含有で発現する。一方、Siは鋼板表面に酸化物として濃化するため、2.0％を超えて含有すると、化成処理不良や不めっき等の原因となり、また曲げ性も低下する。このため、Siは0.1〜2.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.6％超え1.5％以下である。

Mn：2.0〜3.5％
Mnは、固溶強化、焼入れ性向上を介して鋼板強度の増加に有効に寄与する。このような効果を得るためには2.0％以上の含有を必要とする。一方、3.5％を超えて過度に含有すると、Mnの偏析などに起因して、部分的に変態点が異なる組織となり、結果としてフェライト相とマルテンサイト相がバンド状に存在する不均一な組織となる。このため、加工性が低下する。このようなことから、Mnは2.0〜3.5％に限定した。なお、好ましくは3.0％以下である。

Ｐ：0.040％以下
Ｐは、強度向上に寄与する元素であるが、溶接性を劣化させる悪影響を及ぼす元素でもあり、できるだけ低減することが好ましい。このような悪影響は0.040％を超えて含有すると顕著となる。そのため、Ｐは0.040％以下に限定した。なお、好ましくは0.025％以下、より好ましくは0.015％以下である。また、過度の低減は、製鋼工程における製造コストの増加を伴うため、0.001％以上とすることが好ましい。

Ｓ：0.01％以下
Ｓは、赤熱脆性を引き起こし、熱間加工性を低下させる元素であり、製造工程上の不具合発生を防止する観点から、できるだけ低減することが好ましい。Mnを含有する本発明の場合にはMnSを形成し、冷間圧延後に板状の介在物として鋼板中に存在する。このため、とくに鋼板の極限変形能を低下させ、伸び特性、曲げ性の低下を招く。このようなＳの悪影響は、0.01％を超える含有で顕著となる。このため、Ｓは0.01％以下に限定した。なお、過度の低減は製鋼工程における脱硫コストの増加を伴うため、0.0001％以上とすることが好ましい。なお、好ましくは0.0001〜0.0030％である。

Ｎ：0.0060％以下
Ｎは、組織強化鋼板においては材料特性に及ぼすＮの影響はあまり大きくはない。このため、Ｎは0.0060％以下に限定すれば、本発明の効果を損なうことはない。このようなことから、Ｎは0.0060％以下に限定した。なお、フェライトの清浄化による延性向上の観点からは、Ｎは少ないほうが望ましいが、過度の低減は精錬コストの高騰を招くため、0.0001％以上とすることが好ましい。

Al：0.01〜1.5％
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、また曲げ性を低下させる非金属介在物をスラグ中に分離することに有効に寄与する元素である。また、Alは、焼鈍時に、化成処理性やめっき性を阻害する表層でのMn、Si系の酸化物の形成を抑制し、化成処理性やめっき表面外観を向上させる。このような効果を得るには0.01％以上の含有を必要とする。一方、1.5％を超えて含有すると、材料コストの高騰を招くうえ、溶接性を著しく低下させる。このため、Alは0.01〜1.5％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.02〜1.0％である。

なお、Si、Alは、それぞれ上記した範囲内でかつ次（１）式を満足するように調整して含有する。
Si＋Al ≧ 0.5‥‥（１）
（ここで、Si、Al：各元素の含有量（質量％））
Si、Alはいずれも、セメンタイトの析出を抑制する作用を有する元素であり、また、オーステナイト相中にＣを濃化させやすくする作用を有する。このような作用を得て、鋼板組織が、効率的に体積率で３％以上のオーステナイト相が存在する組織とするためには、SiとAlの合計量を0.5％以上とする必要がある。なお、好ましくは、0.7％以上である。

Ti：0.01〜0.20％、Nb：0.01〜0.20％のうちから選ばれた１種または２種
Ti、Nbはいずれも、炭化物、窒化物を形成し、焼鈍時のオーステナイト粒を微細化し、冷却時に、Ti、Nbなしの場合よりも、フェライトをより均一に分散させる作用を有する元素であり、選択して１種または２種を含有する。なお、Ti＋Nbの合計量が0.03％以上とすることが、組織の均一性の観点から好ましい。

Ti：0.01〜0.20％
Tiは、鋼中でＣ、Ｎと結合し、炭化物や窒化物を形成する。微細なTi炭化物、Ti窒化物の形成により、焼鈍時に微細なオーステナイト粒が形成され、その結果、冷却時に、フェライトがより均一に析出、分散する。これにより、伸び特性および曲げ性を向上させることができる。このような効果を得るためには、0.01％以上のTi含有を必要とする。一方、0.20％を超えて過剰に含有すると、効果が飽和するうえ、フェライト相中に過度に析出物が生成して、フェライト相の延性が低下し、伸び、曲げ等の加工性が低下する。このため、Tiは0.01〜0.20％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.01〜0.15％である。

Nb：0.01〜0.20％
Nbは、Tiと同様に、鋼中でＣまたはＮと結合し、炭化物や窒化物を形成する。微細なNb炭化物、Nb窒化物の形成により、焼鈍時に微細なオーステナイト粒が形成され、その結果、冷却時に、フェライト相がより均一に析出、分散する。これにより、伸び特性および曲げ性を向上させることができる。このような効果を得るためには、0.01％以上のNb含有を必要とする。一方、0.20％を超えて過剰に含有すると、フェライト相中に過度に析出物が生成するため、フェライト相の延性が低下し、伸び、曲げ等の加工性が低下する。このため、Nbは0.01〜0.20％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.01〜0.15％である。

上記した成分が基本の成分であるが、必要に応じて、この基本の組成に加えて、Ｂ：0.0001〜0.01％、Mo：0.005〜1.00％、Cr：0.005〜2.00％、Ni：0.005〜2.00％、Cu：0.005〜2.00％、Ｖ：0.005〜1.00％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ca：0.001〜0.01％、REM：0.001〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種を選択して含有できる。

Ｂ：0.0001〜0.01％、Mo：0.005〜1.00％、Cr：0.005〜2.00％、Ni：0.005〜2.00％、Cu：0.005〜2.00％、Ｖ：0.005〜1.00％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｂ、Mo、Cr、Ni、Cu、Ｖはいずれも、焼入れ性を向上する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上を含有できる。
Ｂは、焼入れ性を向上させる元素であり、本発明では焼鈍時の焼入れ性向上を介して所望の高強度を確保するために含有する。このような効果を得るためには、0.0001％以上含有することが望ましい。一方、0.01％を超えて含有しても、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できない。このため、含有する場合には、Ｂは0.0001〜0.01％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.003％以下である。

Moは、Ｂと同様に、焼入れ性を向上させる元素であり、本発明では焼鈍時の焼入れ性向上を介して所望の高強度を確保するために含有する。このような効果を得るためには、0.005％以上含有することが望ましい。一方、1.00％を超えて含有しても、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できない。このため、含有する場合には、Moは0.005〜1.00％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.02〜0.05％である。

Crは、Ｂ、Moと同様に、焼入れ性を向上させる元素であり、本発明では焼鈍時の焼入れ性向上を介して所望の高強度を確保するために含有する。このような効果を得るためには、0.005％以上含有することが望ましい。一方、2.00％を超えて含有しても、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できない。このため、含有する場合には、Crは0.005〜2.00％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.02〜1.00％である。

Niは、Ｂ、Mo、Crと同様に、焼入れ性を向上させる元素であり、本発明では焼鈍時の焼入れ性向上を介して所望の高強度を確保するために含有する。このような効果を得るためには、0.005％以上含有することが望ましい。一方、2.00％を超えて含有しても、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できない。このため、含有する場合には、Niは0.005〜2.00％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.02〜1.00％である。

Cuは、Ｂ、Mo、Cr、Niと同様に、焼入れ性を向上させる元素であり、本発明では焼鈍時の焼入れ性向上を介して所望の高強度を確保するために含有する。このような効果を得るためには、0.005％以上含有することが望ましい。一方、2.00％を超えて含有しても、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できない。このため、含有する場合には、Cuは0.005〜2.00％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.02〜1.00％である。

Ｖは、Ｂ、Mo、Cr、Ni、Cuと同様に、焼入れ性を向上させる元素であり、本発明では焼鈍時の焼入れ性向上を介して所望の高強度を確保するために含有する。このような効果を得るためには、0.005％以上含有することが望ましい。一方、1.00％を超えて含有しても、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できない。このため、含有する場合には、Ｖは0.005〜1.00％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.02〜1.00％である。

Ca：0.001〜0.01％、REM：0.001〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種
Ca、REMはいずれも、MnＳ等の硫化物系介在物の形状を球状に制御し、曲げ性を向上させる作用を有する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種を含有できる。このような効果を得るためには、Ca：0.001％以上、REM：0.001％以上含有することが望ましい。一方、Ca：0.01％、REM：0.01％をそれぞれ超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなる。このため、含有する場合には、Ca：0.001〜0.01％、REM：0.001〜0.01％の範囲にそれぞれ限定することが好ましい。なお、より好ましくは、Ca：0.001〜0.005％、REM：0.001〜0.005％である。

また、めっき性を大きく変化させることなく、鋼板表層の結晶を整粒にする作用を有するSbは0.0001〜0.1％の範囲で含有させることができる。また、その他、析出物を形成するZr，Mgなどを0.0001％以上0.1％以下の範囲で添加してもよい。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。
次に、本発明鋼板の製造方法について説明する。

本発明では、鋼素材に、熱間圧延を施し熱延鋼板とし、該熱延鋼板に酸洗と冷間圧延を施しついで焼鈍処理を施して冷延鋼板とする。
鋼素材の製造方法はとくに限定する必要はなく、常用の方法がいずれも適用できるが、上記した組成の溶鋼を、転炉等の常用の溶製法で溶製し、常用の連続鋳造法または造塊−分塊法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。

得られた鋼素材は、ついで冷却された後、再加熱されて、熱間圧延を施される。なお、鋼素材が鋳造後、冷却されずに、熱間圧延可能な温度に保持されている場合には加熱することなく、そのまま、熱間圧延を行う。再加熱時の加熱温度は1100〜1300℃とする。
加熱温度が1100℃未満では、鋳造等の鋼素材製造時に析出したTi、Nb系析出物を再溶解させることができず、圧延後の鋼板内で粗大な析出物として存在し、焼鈍処理後に、所望の大きさの析出物を所望の析出密度で分布させることができなくなる。一方、加熱温度が1300℃を超えて高温となると、オーステナイト粒の粗大化を生じ、最終鋼板組織が粗大化し、伸びが低下する。このため、加熱温度は1100〜1300℃の範囲に限定した。なお、好ましくは1150℃以上である。加熱温度が1150℃以上であれば、スラブ表層の気泡、偏析などの欠陥をスケールオフでき、最終的に得られる鋼板の表面の亀裂、凹凸が減少し、平滑な表面性状を有する鋼板とすることができる。

熱間圧延は、粗圧延と仕上圧延と、さらに圧延後冷却を施し、巻取る工程からなる。粗圧延の条件は、所定の寸法形状を有するシートバーが確保できればよく、とくに限定する必要はない。仕上圧延は、仕上圧延終了温度：800〜950℃とする圧延とする。
仕上圧延終了温度：800〜950℃
仕上圧延終了温度を、800℃以上とすることにより、加工性（延性、伸びフランジ性）を著しく向上させることができる。仕上圧延終了温度が800℃未満では、圧延温度が低すぎて、熱間圧延後の組織に、結晶が展伸した加工組織が残留するようになる。とくに、オーステナイト安定化元素であるMnが偏析した領域（偏析部）では、Ａr3変態点の低下が著しくなり、低温までオーステナイト域となる。そしてさらに、変態温度が低下することにより未再結晶温度域が拡大して、圧延終了温度が未再結晶温度域となる。そのため、熱間圧延中に未再結晶のオーステナイトが存在して、圧延後に結晶が展伸された加工組織が残存した不均一組織が形成されるものと考えられる。このような不均一組織が焼鈍後の鋼板にまで引継がれると、加工時の材料の均一な変形が阻害され、優れた曲げ性を得ることが困難となる。一方、仕上圧延終了温度が950℃を超えると、酸化物（スケール）の生成量が急激に増大する。このため、地鉄とスケールとの界面が荒れ、酸洗−冷間圧延後の表面品質が低下する傾向となる。また、酸洗後に熱延スケールの取れ残りなどが一部に存在するようになり、鋼板の表面性状に悪影響を及ぼす。さらに、結晶粒径が過度に粗大となり、加工時に表面荒れを生じる場合がある。このようなことから、仕上圧延終了温度は、800〜950℃の範囲に限定した。なお、好ましくは880℃〜930℃である。

仕上圧延終了後、仕上圧延終了温度〜750℃の温度域を平均で５〜200℃／ｓの冷却速度で冷却する圧延後冷却を施し、巻取温度：350〜650℃でコイル状に巻取る。
仕上圧延終了温度〜750℃の温度域での平均冷却速度：５〜200℃／ｓ
仕上圧延終了温度〜750℃の温度域での平均冷却速度が５℃／ｓ未満では、冷却が遅すぎて、熱間圧延後に再結晶−粒成長が生じて、熱延板組織が粗大化し、さらにフェライトとパーライトが層状に形成されたバンド状組織となる。バンド状組織は冷間圧延では解消しないため、焼鈍前に、このようなバンド状組織が残存することになり、成分の濃度ムラが生じた状態で焼鈍処理（熱処理）を施され、組織の微細化均一化は困難となる。このため、得られる鋼板の伸びや曲げ性が低下する。また、このような組織の微細化均一化が達成できていない状態で、さらにめっき工程の熱処理を施しても、最終的に所望の組織の微細化均一化は困難である。

一方、平均冷却速度が200℃／ｓを超えて急冷しても、効果は飽和する傾向にある。このようなことから、仕上圧延終了温度〜750℃の温度域での冷却速度は平均で５〜200℃／ｓの範囲に限定した。なお、好ましくは30〜100℃／ｓである。
上記した平均冷却速度で冷却する圧延後冷却を行い、巻取温度：350〜650℃でコイル状に巻取る。

巻取温度：350〜650℃
巻取温度が650℃を超えて高温となると、熱延スケール厚が増加する。一方、巻取温度が350℃未満では、熱延板強度が上昇し、冷間圧延における圧延負荷が増大し、生産性が低下する傾向となる。また、熱延スケール厚の増加は、酸洗−冷間圧延後の表面が荒れ、凹凸が激しくなり、また、酸洗後に熱延スケールが残存する危険性が高くなり、鋼板の表面性状に悪影響を及ぼす。また、巻取温度が650℃を超えて高温となると、フェライト粒径が粗大化し、曲げ性の低下を招く。このようなことから、巻取温度は350〜650℃の範囲に限定した。なお、析出物を効率的に析出させ、組織の微細化および特性の向上を図るためには、巻取温度は550℃以下とすることが好ましい。

熱間圧延終了後の熱延鋼板は、ついで酸洗され、冷間圧延を施されて、所定の板厚の冷延鋼板とされる。酸洗、冷間圧延は、所定の板厚の鋼板とすることができればよく、常用の方法がいずれも適用でき、その条件はとくに限定する必要はない。なお、冷間圧延の圧下率（冷延圧下率）は、鋼板組織の微細化のためには30％以上とすることが望ましい。
冷間圧延された鋼板は、ついで焼鈍処理を施される。

焼鈍処理は、本発明では重要な処理である。本発明における焼鈍処理は、昇温時に昇温条件を調整して、炭化物が分散した微細なオーステナイト単相を生成したのち、該オーステナイト単相に冷却を施すに際し、特定の冷却条件に調整して、冷却中に均一微細な複合組織を得つつ、少なくともフェライト中に適切なサイズと量の析出物を生成させることに特徴がある。

焼鈍処理は、焼鈍温度までの昇温を一次昇温、二次昇温からなる２段階昇温とする。一次昇温では、300〜600℃の温度範囲を平均で1〜50℃／ｓの昇温速度（一次昇温速度）で、600℃まで昇温する。
一次昇温速度が、1℃／ｓ未満では、フェライト粒が粗大化するため、Ac3変態点以上に昇温した際に生成するオーステナイト粒も粗大化する。そのため、焼鈍後の組織が粗大化し、曲げ性が低下する。一次昇温速度が速いほうが、焼鈍中の組織を均一微細化でき、最終的に得られる組織も均一微細化して伸びおよび曲げ性が向上する。この理由については、現在までには明確にはなっていないが、600℃までの昇温速度が速いほど析出物が鋼板中に均一に分散するため、オーステナイト核生成速度の増加効果とピニングによるオーステナイト粒の成長の抑制効果が適切に発現するためと考えている。しかし、一次昇温速度が50℃／ｓを超えるとこの効果は飽和する傾向になる。このため、一次昇温速度は平均で１〜50℃／ｓの範囲とした。なお、好ましくは５℃／ｓ以上である。

二次昇温では、600℃〜焼鈍温度までの温度範囲を平均で0.1℃／ｓ以上10℃／ｓ未満の昇温速度（二次昇温速度）で、Ac3変態点以上の焼鈍温度域まで、昇温する。
二次昇温速度が10℃／ｓ以上では、焼鈍時に生成するオーステナイト（γ）粒が微細化するが、昇温速度が速く、生成するγ粒の粒径の不均一が生じやすく、成形性が低下する。この理由についても明確にはなっていないが、600℃以上では生成した析出物が成長しやすいため、昇温時に、析出物のサイズにバラツキが生じ、γ粒の発生およびγ粒の成長速度が不均一となるためと考えている。一方、二次昇温速度が0.1／ｓ未満では、析出物が粗大化しすぎてフェライト粒が粗大化し、Ac3変態点以上で生成するγ粒が粗大化し、最終組織が粗大化して、曲げ性が低下する。このようなことから、二次昇温速度は平均で0.1℃／ｓ以上10℃／ｓ未満の範囲に限定した。なお、より均一な組織を得るという観点からは、二次昇温速度は、一次昇温速度よりも遅くすることが好ましく、５℃／ｓ以下とすることが好ましい。

このような二段階の昇温により、炭化物が分散した微細なオーステナイト単相状態を得ることができる。
焼鈍温度はAc3変態点以上の温度域の温度とし、該温度域で10〜500ｓ間保持する。
焼鈍温度がＡc3変態点未満では、焼鈍時にフェライトが生成するため、微細なフェライト粒が得られない。また、フェライトと硬質相の分布も不均一となりやすく、伸び特性および曲げ性が低下する。そのため、焼鈍温度はAc3変態点以上とする。なお、焼鈍温度の上限は特に規定されないが、950℃を超えて高温となる場合には、加熱中にγ粒が粗大化し、その後の冷却過程で生成するフェライト相が減少し、かつ粗大となり、曲げ性や伸びが低下する。このため、焼鈍温度は950℃以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは（Ａc3変態点＋50℃）以下である。ここでＡc3変態点は次式で求められる。

Ａc3(℃)=910−203√Ｃ−30Mn＋44.7Si+700Ｐ＋100Al＋400Ti*+31.5Mo−11Cr
−15.2Ni−20Cu＋104Ｖ
（ここで、Ti*=Ti−(48/14)Ｎ−(48/32)Ｓ、Ｃ、Mn、Si、Ｐ、Al、Ti、Ｎ、Ｓ、
Mo、Cr、Ni、Cu、Ｖ：各元素の含有量（質量％））
また、上記した焼鈍温度域での保持時間が10ｓ未満では、焼鈍中にオーステナイト単相にならず、不均一な組織となり、曲げ性と伸びが低下する。一方、500ｓを超える長時間保持では、焼鈍時に、よりγ粒が成長し粗大化する傾向にあり、得られる鋼板の組織が粗大化し、伸びや曲げ性が低下する。さらに、冷却中のフェライトの生成量も減少するため、伸びも低下する傾向になる。このようなことから、焼鈍温度での保持時間は10〜500ｓの範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは20〜300ｓである。

上記した焼鈍温度域で保持し、ついでフェライト変態が700℃超えの温度域で開始する冷却速度でかつ3℃／s以上の冷却速度で、700℃以下まで冷却し、350〜500℃の温度域で30ｓ以上保持する。
焼鈍温度で保持した後の冷却速度は、適切な微細な複合組織を得ること、フェライト相中に適切なサイズと量の析出物を生成させるために、重要な要因である。冷却中に、より微細な組織を形成するためには、フェライト変態をより低温で発生させることが肝要であるが、変態温度が低温になりすぎると、フェライト中の析出物が適切なサイズとならない。フェライト変態が700℃超えの温度域で開始する冷却速度で冷却することにより、冷却中に均一微細な複合組織を得つつ、フェライト中に適切なサイズと量の析出物を生成させることができる。しかし、冷却速度が3℃／s未満では冷却中に、析出したフェライトが粗大化し所望の組織が得られない。フェライト変態が700℃以下の温度域で開始する冷却速度では、フェライト中の析出物の生成が不十分となり、特に曲げ性が低下する。なお、より好ましい冷却速度は、フェライト変態が750℃超えの温度域で開始する冷却速度である。なお、この冷却速度は、所定の温度に加熱し、種々の冷却速度で冷却して、熱膨張率の変化を測定することにより求めることができる。この冷却制御は700℃以上で所定のフェライトおよび炭化物を析出させるために必要であるため、焼鈍温度から700℃までの範囲で行えばよい。700℃未満から350〜500℃の温度域については特に冷却速度の規定は不要であるが、パーライト析出抑制の観点から10℃／s以上とすることが好ましい。

なお、冷却停止温度が350〜500℃の温度域を外れると、残留オーステナイトが得られにくくなる。このため、冷却停止温度は350〜500℃の温度域に限定した。
なお、このような冷却は、ガス冷却とすることが好ましいが、炉冷、ミスト冷却、ロール冷却、水冷などを組み合わせて行ってもよいことは言うまでもない。
冷却後、オーステナイト中へのＣの濃化を促進し、室温でも安定なオーステナイト相を得るために、350〜500℃の温度域に30ｓ以上保持する。保持する温度が350℃未満、あるいは500℃超えでは、オーステナイト中へのＣの濃化が不十分となり、所望の室温で体積率で３％以上のオーステナイト相を確保できない。なお、保持温度域は好ましくは370〜450℃の温度域である。

また、350〜500℃の温度域での保持が30ｓ未満では、同様に、所望量のオーステナイト相を確保できない。なお、好ましくは60ｓ以上である。保持時間の上限は特に限定しないが、600ｓを超えて保持しても効果が飽和するため、好ましくは600ｓ以下である。
上記した温度域で保持した後、冷却（放冷）する。また、上記した温度域で保持した後、連続して鋼板を溶融亜鉛浴に浸漬し、好ましくはガスワイピング等により亜鉛めっき付着量を制御する溶融亜鉛めっき処理を施し、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成し、高強度溶融亜鉛めっき鋼板としても、あるいはさらに加熱して溶融亜鉛めっき層の合金化処理を施して、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板としてもよい。なお、溶融亜鉛めっき処理、めっき層の合金化処理は、常用の方法がいずれも適用できる。

また、鋼板に、最終的にスキンパス圧延（調質圧延）を施してもなんら問題はないが、過度に行うと歪が過剰に導入されるため、結晶粒が展伸され圧延加工組織となり、伸びや曲げ性が低下する。このため、調質圧延の圧下率は0.1〜1.5％程度とすることが好ましい。

表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブ（鋼素材：肉厚260mm）とした。得られたスラブ（鋼素材）に、表２に示す条件で熱間圧延を施し熱延鋼板とした。ついで、得られた熱延鋼板に、酸洗と、圧下率：50％の冷間圧延を施したのち、表２に示す条件で焼鈍処理を施し、板厚：1.2mmの冷延鋼板を得た。焼鈍処理は、連続焼鈍炉を使用し、一次昇温と二次昇温からなる２段階の昇温で焼鈍温度まで昇温し、保持したのち、種々の冷却速度で表２に示す冷却停止温度まで冷却し、350〜500℃の温度域で保持したのち、室温まで冷却（放冷）した。なお、一部の冷延鋼板には、350〜500℃の温度域での保持に連続して、溶融亜鉛浴に浸漬し、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層（目付け量：片面で45g/m^２）を形成する溶融亜鉛めっき処理を施した。

得られた冷延鋼板から試験片を採取し、組織観察、引張試験、曲げ試験を実施した。試験方法はつぎのとおりとした。
（１）組織観察
得られた冷延鋼板から、組織観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な断面を研磨し、腐食（ナイタール液）して、走査型電子顕微鏡（SEM）（倍率：1000〜3000倍）を用いて、組織を観察した。得られた組織写真について、フェライト相、ベイナイト相，パーライト、セメンタイトを判別し、画像解析により、各相の分率（面積率）を測定し、体積率に換算して、各相の組織分率とした。

なお、得られた鋼板の板厚1/4位置から研削により、Ｘ線回折用試験片を採取し、さらに化学研磨により0.1mm厚とした。この試験片を用いて、Ｘ線回折により残留オーステナイト相の分率を求めた。X線回折装置で発生させたMoのKα線を用いて、fcc鉄の(200)、(220)、(311)面とbcc鉄の(200)、(211)、(220)面の積分強度を測定し、これら積分強度からオーステナイトの分率を求め、残留オーステナイトの組織分率とした。なお、上記した相以外の残部をマルテンサイト相の分率とした。

また、フェライト相の結晶粒径は、EBSP（Electron Back Scattering Patter）を0.2μmピッチで計測し、隣り合う測定点の間の方位差が15°以内の領域を同一結晶粒と判断し、切断法により平均結晶粒径を求めた。なお、ベイナイト相等の硬質相の粒径は、SEMで同一粒と認識できる領域を一つの粒として、切断法により平均粒径を求めた。
また、得られた鋼板の板厚1/4位置から、研削と機械研磨、および電解研磨により薄膜試料を採取し、透過型電子顕微鏡（倍率：50000〜300000倍）を用いて組織を観察し、フェライト相中に析出した炭化物について、その大きさ（粒径）および個数を測定し、画像解析により、粒径３nm以上20nm以下の炭化物の単位面積当たりの個数（個／μm^２）を算出した。粒径は、透過型電子顕微鏡写真より500nm×500nmの範囲に観察された炭化物の平均の円相当径を求めた。
（２）引張試験
得られた冷延鋼板から、JIS Z 2201に準拠して、圧延方向を長手方向（引張方向）として引張試験片（JIS ５号引張試験片：GL 50mm）を採取し、JIS Z 2241に準拠して、引張試験を行い、引張特性（引張強さTS、伸びEl）を求めた。
（３）曲げ試験
得られた冷延鋼板から、試験片長手方向が圧延方向に一致するように曲げ試験片（幅30mm×長さ100mm）を採取し、JIS Z 2248の規定に準拠し180°Ｕ曲げ試験を実施した。曲げ試験では、先端曲率半径Ｒを0.5mmピッチで変化させた金型に沿って、試験片を曲げたのち、曲げ部外側を目視で観察し、亀裂発生の有無を調査し、亀裂が発生しない最小の曲げ半径Ｒｃ（mm）を求め、限界曲げ半径（mm）とした。なお、亀裂の発生に対しては、長さ１mm以下の介在物起因の亀裂は除外した。曲げ性はＲｃ／板厚で評価した。

得られた結果を表３に示す。

本発明はいずれも、所望の組織を有し、引張強さTS：980MPa以上の高強度と、JIS5号引張試験片で測定した強度−延性バランスTS×Elが20000MPa％以上を満足する優れた伸び特性と、180°Ｕ曲げでの限界曲げ半径Ｒｃ／板厚が1.5以上の優れた曲げ性を有し、成形性に優れる高強度冷延鋼板となっていることがわかる。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、所望の組織が得られず、強度が不足しているか、伸び特性が低下しているか、曲げ性が不足している。

Claims (8)

1. 質量％で、
   Ｃ：0.14〜0.30％、 Si：0.1〜2.0％、
   Mn：2.0〜3.5％、 Ｐ：0.040％以下、
   Ｓ：0.01％以下、 Ｎ：0.0060％以下、
   Al：0.01〜1.5％、
   を含み、かつSi、Alを下記（１）式を満足するように含み、さらにTi：0.01〜0.20％、Nb：0.01〜0.20％のうちから選ばれた1種または２種を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、
   体積率で、20％以上70％未満のフェライト相と、１〜20％のベイナイト相とを、フェライト相とベイナイト相の合計が84％以下となるように含み、かつ３〜20％のオーステナイト相と、１〜20％のマルテンサイト相を含み、残部体積率で０〜５％の前記フェライト相、前記ベイナイト相、前記オーステナイト相、前記マルテンサイト相以外の相からなる複合組織で、前記フェライト相の平均結晶粒径が２μm以下、前記ベイナイト相、前記オーステナイト相、前記マルテンサイト相を含めた平均粒径が２μm以下であり、かつ少なくともフェライト相中に粒径３nm以上20nm以下の炭化物が100個／μm^２以上、分散析出した組織と、を有することを特徴とする成形性に優れた高強度冷延鋼板。
   記
   Si+Al ≧ 0.5 ‥‥（１）
   ここで、Si、Al：各元素の含有量（質量％）
2. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.0001〜0.01％、Mo：0.005〜1.00％、Cr：0.005〜2.00％、Ni：0.005〜2.00％、Cu：0.005〜2.00％、Ｖ：0.005〜1.00％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
3. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.001〜0.01％、REM：0.001〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板。
4. 鋼板表面に溶融亜鉛めっき層、または、合金化溶融亜鉛めっき層を形成してなることを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
5. 鋼素材に、熱間圧延を施し熱延鋼板とし、該熱延鋼板に酸洗を施したのち冷間圧延を施しついで焼鈍処理を施して冷延鋼板とする高強度冷延鋼板の製造方法であって、前記鋼素材を、質量％で、
   Ｃ：0.14〜0.30％、 Si：0.1〜2.0％、
   Mn：2.0〜3.5％、 Ｐ：0.040％以下、
   Ｓ：0.01％以下、 Ｎ：0.0060％以下、
   Al：0.01〜1.5％、
   を含み、かつSi、Alを下記（１）式を満足するように含み、さらにTi：0.01〜0.20％、Nb：0.01〜0.20％のうちから選ばれた1種または２種を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、
   前記熱間圧延を、前記鋼素材を加熱温度：1100〜1300℃に加熱し、あるいは前記鋼素材が熱間圧延可能な温度に保持されている場合には加熱することなく、粗圧延と、仕上圧延終了温度：800〜950℃とする仕上圧延とを施し、該仕上圧延終了後、仕上圧延終了温度〜750℃の温度域を平均で５〜200℃／ｓの冷却速度で冷却し、巻取温度：350〜650℃でコイル状に巻取る熱間圧延とし、前記焼鈍処理を、300〜600℃までの一次昇温速度を平均で1〜50℃／ｓ、600℃〜焼鈍温度までの二次昇温速度を平均で0.1℃／ｓ以上10℃／ｓ未満としてAc3変態点以上の焼鈍温度域まで加熱し、該焼鈍温度域で10〜500ｓ間保持したのち、フェライト変態が700℃超えの温度域で開始する冷却速度でかつ3℃／s以上の冷却速度で700℃以下まで冷却し、350〜500℃の温度域で30ｓ以上保持する処理として、体積率で、20％以上70％未満のフェライト相と、１〜20％のベイナイト相とを、フェライト相とベイナイト相の合計が84％以下となるように含み、かつ３〜20％のオーステナイト相と、１〜20％のマルテンサイト相を含み、残部体積率で０〜５％の前記フェライト相、前記ベイナイト相、前記オーステナイト相、前記マルテンサイト相以外の相からなる複合組織で、前記フェライト相の平均結晶粒径が２μm以下、前記ベイナイト相、前記オーステナイト相、前記マルテンサイト相を含めた平均粒径が２μm以下であり、かつ少なくともフェライト相中に粒径３nm以上20nm以下の炭化物が100個／μm ^２ 以上、分散析出した組織とすることを特徴とする成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
   記
   Si+Al ≧ 0.5 ‥‥（１）
   ここで、Si、Al：各元素の含有量（質量％）
   
6. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.0001〜0.01％、Mo：0.005〜1.00％、Cr：0.005〜2.00％、Ni：0.005〜2.00％、Cu：0.005〜2.00％、Ｖ：0.005〜1.00％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項５に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
7. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.001〜0.01％、REM：0.001〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項５または６に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
8. 前記焼鈍処理に引続いて、溶融亜鉛めっき処理、あるいはさらに合金化処理を施すことを特徴とする請求項５ないし７のいずれかに記載の高強度冷延鋼板の製造方法。