JP4156889B2 - 伸びフランジ性に優れた複合組織鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、塗装焼付を施して高強度を確保することのできる焼付硬化性［焼付塗装後の硬化特性、以下、ＢＨ（Bake Harding）性と呼ぶことがある］、及び伸びフランジ性に優れた複合組織鋼板に関し、詳細には、上述した焼付硬化性に優れ、しかも、低降伏比を有し、且つ、強度−伸びのバランス及び強度−伸びフランジ性のバランスにも優れた高強度複合組織鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車、電機、機械等の産業用分野において、プレス成形して使用される鋼板は、優れた強度と延性を兼ね備えていることが要求され、この様な要求特性は近年、益々、高まっている。
【０００３】
従来より、強度と延性の両立を図った鋼板として、母相をフェライト組織とし、該フェライトの３重点に粗大な島状マルテンサイトが分散したフェライト・マルテンサイトの複合組織鋼板［Dual-Phase（ＤＰ）鋼板］が知られている（例えば特許文献１参照。）。
【０００４】
上記ＤＰ鋼板は、延性が良好なだけでなく、焼付硬化性（ＢＨ性）に優れていることが知られている。このＤＰ鋼板は、Ａ1点以上の温度から急冷して製造する為、フェライト中に過飽和に固溶したＣ（固溶Ｃ）が多量に存在するが、この固溶Ｃが、加工後の焼付塗装工程により、加工時に導入されたフェライト中の転位に固着されることで、鋼板の降伏強度が上昇し、ＢＨ性が上昇すると考えられている。しかしながら、フェライト中に過飽和に存在させることができる固溶Ｃ量には限界がある為、所定以上のＢＨ特性を得ることは困難であった。
【０００５】
また、上記ＤＰ鋼板は、低降伏比（ＹＲ）で引張強度（ＴＳ）が高く、しかも伸び（Ｅｌ）特性にも優れているが、粗大なマルテンサイトが破壊の起点となる為、伸びフランジ性（局部的な延性：λ）に劣るものであった。
【０００６】
そこで、ＤＰ鋼板における伸びフランジ性を改善すべく、本願出願人は先に、フェライトとベイナイトとマルテンサイトの３相複合組織鋼板［Tri-Phase（ＴＰ）鋼板］を開示している（特許文献２参照。）。
【０００７】
上記鋼板では、破壊の起点となるマルテンサイトをベイナイト相で包み込んでいる為、従来のＤＰ鋼板に比べ、伸びフランジ性が改善されている。ところが、この鋼板では、上記ＤＰ鋼板と同程度の高延性（高い伸び）を得ることは困難であり、また、降伏比も若干高くなる等の問題を抱えていることが分かった。
【０００８】
従って、ＤＰ鋼板の特徴である(i)低降伏比、(ii)良好な強度−伸びバランス、及び(iii)高ＢＨ性のうち、(i)低降伏比及び(ii)良好な強度−伸びバランスについては維持しつつ、(iii)ＢＨ特性については更なる向上を目指し、しかも、当該ＤＰ鋼板の欠点であった(iv)低伸びフランジ性も克服し得、伸びフランジ性にも優れた高強度複合組織鋼板の提供が切望されている。
【０００９】
【特許文献１】
特開昭５５−１２２８２１号公報（第３欄第４〜９行）
【特許文献２】
特開昭５８−３９７７０号公報（特許請求の範囲、及び第２頁左上欄第１行〜第３頁左上欄下から２行目）
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記事情に着目してなされたものであり、その目的は、低降伏比を有し、しかも強度−伸び及び強度−伸びフランジ性のバランスにも優れ、且つ、焼付硬化性にも優れた複合組織鋼板；及び、この様な鋼板を効率よく製造することのできる方法を提供することにある。
【００１１】
【課題を解決する為の手段】
上記課題を解決し得た本発明に係る焼付硬化性及び伸びフランジ性に優れた複合組織鋼板とは、質量％で、
Ｃ ：０．０１〜０．２０％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．５〜３％、
sol.Ａｌ：０．０６％以下（０％を含む）、
Ｐ ：０．１５％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０２％以下（０％を含む）
を含有し、且つ、
母相として、焼戻マルテンサイト；焼戻マルテンサイト及びフェライト；焼戻ベイナイト；または焼戻ベイナイト及びフェライトを含有し、
第２相組織として、マルテンサイトを全組織に対して占積率で１〜３０％含有するところに要旨を有するものである。
【００１２】
更に、本発明において、
▲１▼sol.Ａｌ：０．０２５％以下（０％を含む）に制御されたもの；
▲２▼N：０．００５０％以上を含有し、且つ、下式（１）
０．０００１％≦［N］−（１４／２７）×［sol.Aｌ］≦０．００１％ … （１）
（式中、［ ］は各元素の含有量を示す）
を満足するもの；
▲３▼Ｃｒ及び／又はＭｏを合計で１％以下（０％を含まない）を含有するもの；
▲４▼Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない），及び／又はＣｕ：０．５％以下（０％を含まない）を含有するもの；
▲５▼Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない），Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない），Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）の少なくとも一種を含有するもの；
▲６▼Ｃａ：０．００３％以下（０％を含まない）、及び／又はＲＥＭ：０．００３％以下（０％を含まない）を含有するものは、いずれも本発明の好ましい態様である。
【００１３】
更に上記課題を解決し得た本発明鋼板の製造方法は、組織毎に夫々、下記方法を包含するところに要旨を有するものである。
【００１４】
Ａ：母相組織が焼戻マルテンサイトまたは焼戻ベイナイトである鋼板
この場合は、下記（１）または（２）の方法を採用することができる。
【００１５】
（１）熱延工程、及び連続焼鈍工程またはめっき工程を施すことにより上記鋼板を製造する方法であって、
該熱延工程は、（Ａr3−５０）℃以上の温度で仕上圧延を終了する工程；及び２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下（母相組織が焼戻マルテンサイトの場合）、またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下（母相組織が焼戻ベイナイトの場合）まで冷却して巻取る工程を包含し、
該連続焼鈍工程またはめっき工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度に加熱する工程；及び３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ms点以下まで冷却する工程；並びに、必要に応じて更に、１００〜６００℃の温度で過時効する工程を包含する方法；
（２）熱延工程、冷延工程、第一の連続焼鈍工程、及び第二の連続焼鈍工程またはめっき工程を施すことにより上記鋼板を製造する方法であって、
該第一の連続焼鈍工程は、Ａ3点以上の温度に加熱保持する工程；及び２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下（母相組織が焼戻マルテンサイトの場合）、またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下（母相組織が焼戻ベイナイトの場合）の温度まで冷却する工程を包含し、
該第二の連続焼鈍工程またはめっき工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度に加熱する工程；及び３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下の温度まで冷却する工程；並びに、必要に応じて更に、１００〜６００℃の温度で過時効する工程を包含する方法。
【００１６】
Ｂ：母相組織が焼戻マルテンサイト及びフェライト、または
焼戻ベイナイト及びフェライトである鋼板
この場合は、下記（３）または（４）の方法を採用することができる。
【００１７】
（３）熱延工程、及び連続焼鈍工程またはめっき工程を施すことにより上記鋼板を製造する方法であって、
該熱延工程は、（Ａr3−５０）℃以上の温度で仕上圧延を終了する工程；及び１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下（母相組織が焼戻マルテンサイト及びフェライトの場合）、またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下（母相組織が焼戻ベイナイト及びフェライトの場合）まで冷却して巻取る工程を包含し、
該連続焼鈍工程またはめっき工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で１０〜６００秒加熱保持する工程；及び３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ以下の温度まで冷却する工程；並びに、必要に応じて更に、１００〜６００℃の温度で過時効する工程を包含する方法；
（４）熱延工程、冷延工程、第一の連続焼鈍工程、及び第二の連続焼鈍工程またはめっき工程を施すことにより上記鋼板を製造する方法であって、
該第一の連続焼鈍工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度に加熱保持する工程；及び１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下（母相組織が焼戻マルテンサイト及びフェライトの場合）、またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下（母相組織が焼戻ベイナイト及びフェライトの場合）の温度まで冷却する工程を包含し、
該第二の連続焼鈍工程またはめっき工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度に加熱する工程；及び３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下の温度まで冷却する工程；並びに、必要に応じて更に、１００〜６００℃の温度で過時効する工程を包含する方法。
【００１８】
ここで、上記（３）の熱延工程において、
（Ａr3−５０）℃以上の温度で仕上圧延を終了する工程；７００±１００℃の範囲の温度域まで、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する工程；該温度域で空冷を１〜３０秒間行う工程；空冷後、Ｍｓ点以下（母相組織が焼戻マルテンサイト及びフェライトの場合）、またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下（母相組織が焼戻ベイナイト及びフェライトの場合）の温度まで、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却して巻取る工程を包含するものは、本発明の好ましい態様である。
【００１９】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、ＤＰ鋼板の特徴である(i)低降伏比及び(ii)良好な強度−伸びバランスを維持しつつ、更に(iii)高ＢＨ性については一層の向上を図ると共に、当該ＤＰ鋼板の短所であった(iv)低伸びフランジ性を克服し得、伸びフランジ性にも優れた高強度鋼板を提供すべく鋭意検討してきた。その結果、
（１）転位密度の低い軟質ラス組織からなる▲１▼焼戻マルテンサイト組織、▲２▼焼戻マルテンサイトとフェライトの混合組織、▲３▼焼戻ベイナイト組織、▲４▼焼戻ベイナイトとフェライトの混合組織を夫々、含む母相組織は、伸びフランジ性及び全伸びの向上に極めて有効であること；この様な母相組織と、微細なマルテンサイトを有する第２相組織からなるＤＰ鋼板は、従来のＤＰ鋼板における優れた低降伏比、優れた強度・延性（伸び）バランスを確保しつつ、伸びフランジ性も著しく高められること；
（２）更に上記組織に制御することにより、優れた焼付硬化特性が得られること；
（３）上記の組織制御に加え、更にsol.Ａｌ量を低減することにより、鋼中Ｎは、加工によって導入された転位を固着し得る固溶Ｎとして有効に作用し、焼付硬化特性が一層向上すること、
（４）更に好ましくは、焼付硬化特性に寄与するＮ量及び有効Ｎ量を高めることにより、更なる特性の改善が発揮されること
を見出し、本発明を完成した。
【００２０】
ここで、「ＢＨ性」のメカニズムとしては、加工により導入されたフェライト中の転位が、加工後の熱処理によって鋼中Ｃ（固溶Ｃ）に固着され、硬化が生じる結果、引張降伏応力が上昇すると推察されており、「ＢＨ量」は、引張試験片（通常はJIS５号試験片）を公称歪みで２％まで引張ったときの変形応力σ１を測定し、除荷した後、当該試験片を１７０℃で２０分間保持してから、再び引張試験を行ったときの上降伏応力（降伏点が出現しない場合は０．２％耐力に相当する応力）σ２を測定し、σ1とσ2との差をＢＨ量と定めた。
【００２１】
本発明では、このＢＨ量の目標値として、５０ＭＰａ以上（好ましくは７０ＭＰａ以上）を掲げている。
【００２２】
更に本発明では、ＢＨ性の更なる上昇に関連し、引張強度の上昇（ΔＴＳ）も目指すものである。一般にＢＨ性が上昇する場合、降伏強さのみが増加して引張強さの増加が得られないケースがある。ＢＨ量と同時に、降伏後の変形応力も上昇すれば、素材が変形することにより吸収される力学的なエネルギーが一層増加することになる。従って、自動車が衝突したときを想定した場合、素材が吸収し得る運動エネルギーが大きいほど、衝突時に乗員等に加わるエネルギーが低下するため、自動車の衝突安全性が向上する。そこで本発明では、ＢＨ性の向上に加え、ΔＴＳ性の上昇をも課題として掲げることにした。
【００２３】
ここで、ΔＴＳ性は、加工後処理した場合の引張強度が、熱処理前の引張強度よりも上昇する特性を意味する。具体的な測定方法は、引張試験片（通常はＪＩＳ５号試験片）に公称歪みで１０％の引張歪みを与え、除荷した後、当該試験片を１７０℃で２０分間保持してから、再び引張試験を行ったときの最高応力Ｔ２を測定し、熱処理せずに破断まで引張試験したときの最高応力Ｔ１との差（Ｔ２−Ｔ１）をΔＴＳ量と定めた。
【００２４】
本発明では、上記ΔＴＳ量の目標値として、３０ＭＰａ以上（好ましくは５０ＭＰａ以上）を掲げている。
【００２５】
本発明において、上述した優れた効果が得られる理由は詳細には不明であるが、上記軟質ラス組織からなる▲１▼〜▲４▼の組織を母相とした場合、上記組織の生成過程（焼戻過程）で生成されるマルテンサイト／ベイナイトは当該ラス間に生じる為、非常に微細な組織となり、その結果、伸びフランジ性が向上すると共に伸び特性も一層改善されるものと考えられる。また、ＢＨ性及びΔＴＳ性の上昇に関しては以下の様に考えられる。即ち、焼戻しにより軟化した母相組織（焼戻マルテンサイト／焼戻ベイナイト）は部材加工時に変形し、多数の転位が導入され、しかもこの焼戻母相組織自体が、フェライトに比べて多くの過飽和Ｃ量を含有している為、加工時に導入された転位に固着し得るＣ量（固溶Ｃ量）も多くなる結果、大きな焼付硬化能を有することになる。この様に本発明鋼板では、フェライトのみならず焼戻マルテンサイト／焼戻ベイナイトも焼付硬化性に寄与するため、硬化量の更なる上昇が発揮され、加えて、加工後の熱処理による引張強度も上昇する結果、ΔＴＳ性も向上するものと考えられる。
【００２６】
これに対し、従来の複合組織鋼板では、本発明の特徴である焼戻母相組織を有しておらず、焼戻されていないマルテンサイトは、非常に堅くて殆ど変形しないものである。従って、従来鋼板では、多数の転位が導入されるフェライトのみが、焼付硬化能の大部分を担う為、本発明鋼板に比べ、焼付硬化特性が低いと考えられる。
【００２７】
以下、本発明を構成する各要件について説明する。
【００２８】
まず、本発明を最も特徴付ける上記▲１▼〜▲４▼の母相組織について説明する。
【００２９】
▲１▼焼戻マルテンサイト組織を母相とする態様
本発明における「焼戻マルテンサイト」とは、転位密度が少なく軟質であり、しかも、ラス状組織を有するものを意味する。これに対し、マルテンサイトは転位密度の多い硬質組織である点で焼戻マルテンサイトと相違し、両者は、例えば透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察などによって区別されるものである。また、上記焼戻マルテンサイトを母相とする点で、焼戻マルテンサイトを母相としない従来のＤＰ鋼板とも、やはり相違するものである。
【００３０】
この焼戻マルテンサイトは、後記する通り、Ａ3点以上（γ域）より焼入れされたマルテンサイトを、Ａ1点以上（約７００℃以上）、Ａ3点以下の温度で焼鈍する等して得られるものである。
【００３１】
上記焼戻マルテンサイトによる伸びフランジ性、ＢＨ性、及びΔＴＳ性の向上作用を有効に発揮させる為には、焼戻マルテンサイトを３０％以上（より好ましくは４０％以上、更により好ましくは５０％以上、更により一層好ましくは６０％以上）有することが推奨される。尚、焼戻マルテンサイトの量は、第２相のマルテンサイトとのバランスによって定められるものであり、所望の特性を発揮し得る様、適切に制御することが推奨される。
【００３２】
▲２▼焼戻マルテンサイトとフェライトの混合組織を母相とする態様
上記態様のうち焼戻マルテンサイトの詳細は上記▲１▼に説明した通りである。
【００３３】
また、本発明における「フェライト」とは、ポリゴナルフェライト、即ち、転位密度の少ないフェライトを意味する。上記フェライトは伸び特性に優れる等のメリットはあるが、伸びフランジ性に劣るという欠点がある。これに対し、上記フェライトと焼戻マルテンサイトの混合組織を有する本発明鋼板は、優れた伸び特性を維持しつつ、しかも伸びフランジ性も改善されており、且つ、ＢＨ性及びΔＴＳ性にも優れいてる点で、従来のＤＰ鋼板とは、組織の構成も得られる特性も異なるものである。
【００３４】
本発明による作用を有効に発揮させる為には、フェライトを５％以上（好ましくは１０％以上）含有することが推奨される。但し、６０％を超えると、必要な強度を確保するのが困難となる他、従来のＤＰ鋼板と同様、フェライトと第２相の界面より多くのボイドが発生し、伸びフランジ性が劣化する為、その上限を６０％とすることが推奨される。尚、上限を３０％未満に制御すると、フェライトと第２相（マルテンサイト）の界面が減少し、ボイドの発生源が抑えられる為、伸びフランジ性が向上するので、非常に好ましい。
【００３５】
▲３▼焼戻ベイナイト組織を母相とする態様
本発明における「焼戻ベイナイト」とは、転位密度が少なく軟質であり、しかも、ラス状組織を有するものを意味する。これに対し、ベイナイトは転位密度の多い硬質組織である点で焼戻ベイナイトと相違し、両者は、例えば透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察などによって区別されるものである。また、上記焼戻ベイナイトを母相とする点で、焼戻ベイナイトを母相としない従来のＤＰ鋼板とも、やはり相違するものである。
【００３６】
この焼戻ベイナイトは、後記する通り、Ａ3点以上（γ域）よりＭｓ点以上Ｂｓ点以下で焼入れされたベイナイトを、Ａ1点以上（約７００℃以上）、Ａ3点以下の温度で焼鈍する等して得られるものである。
【００３７】
上記焼戻ベイナイトの生成による伸びフランジ性、ＢＨ性、及びΔＴＳ性の向上作用を有効に発揮させる為には、焼戻ベイナイトを３０％以上（好ましくは４０％以上、更により好ましくは５０％以上、更により一層好ましくは６０％以上）有することが推奨される。尚、焼戻ベイナイトの量は、後記するマルテンサイトとのバランスによって定められるものであり、所望の特性を発揮し得る様、適切に制御することが推奨される。
【００３８】
▲４▼焼戻ベイナイトとフェライトの混合組織を母相とする態様
上記態様の各組織（焼戻ベイナイト及びフェライト）の詳細は上記▲３▼及び▲２▼に説明した通りである。
【００３９】
次に、上記の各態様において、第２相組織のマルテンサイトについて説明する。
【００４０】
一般にマルテンサイトは強度の向上に有効な組織であるが、多量に含有すると伸びが低下する等の問題がある。また、従来のＤＰ鋼板の如く、フェライト素地に粗大なマルテンサイトが存在する場合には、該マルテンサイトが破壊の起点となる為、伸びフランジ性が低下する等の問題がある。ところが本発明の如く、上記軟質ラス組織からなる▲１▼〜▲４▼の組織を母相とした場合、当該ラス間にマルテンサイトが微細に分散する為、伸びフランジ性が向上し、更には伸び特性も一層改善されるものと考えられる。
【００４１】
この様に本発明におけるマルテンサイトは、従来のマルテンサイトとは異なり、微細なものである。具体的には、光学顕微鏡観察により、母相粒内及び粒界に観察され、特に母相粒内の第２相マルテンサイトはラス間に細長い形状で観察されるものであり、更に、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察により、従来の島状マルテンサイトとも区別することが可能である。
【００４２】
この様な微細なマルテンサイトによる作用を有効に発揮させる為には、上記の各態様において、全組織に対してマルテンサイトを占積率で１％以上（好ましくは３％以上、より好ましくは５％以上）含有する。但し、多量に含有すると、強度が高くなり過ぎて伸びが低下し、強度−伸びのバランスに劣る等の問題がある為、その上限を３０％（好ましくは２５％）とする。詳細には、母相組織の種類によって、マルテンサイトの好ましい占積率を適切に制御することが推奨される。
【００４３】
その他：ベイナイトまたは残留オーステナイト（０％を含む）
本発明の鋼板は、上記の母相組織と第２組織のみからなっていても良いが、本発明の作用を損なわない範囲で、他の異種組織として、ベイナイトを有していても良い。ベイナイト組織は、例えば後記する本発明の製造過程［前述した（１）または（３）の「連続焼鈍工程またはめっき工程」、若しくは、前述した（２）または（４）の「第二の連続焼鈍工程またはめっき工程」において、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下まで冷却する工程；または、これら（１）〜（４）の方法の後、合金化する工程等］で必然的に残存し得るものであるが、少なければ少ない程、好ましい。
【００４４】
更に使用する鋼種の成分によっては、微細な残留オーステナイトが残っている場合もある。
【００４５】
次に、本発明鋼板を構成する基本成分について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。
【００４６】
Ｃ：０．０１〜０．２０％
Ｃは、強度向上に寄与するマルテンサイトの形成に必須の元素であり、本発明鋼板の強度は主に、マルテンサイトの占積率及びその硬度によって決定されるものである。本発明の場合、最終の熱処理工程［前述した（１）または（３）の「連続焼鈍工程またはめっき工程」、若しくは、前述した（２）または（４）の「第二の連続焼鈍工程またはめっき工程」］において、（α＋γ）の２相域に加熱した後、冷却してγ相をマルテンサイトとするものであるが、加熱時におけるγ相の占積率（ひいては、冷却後のマルテンサイト占積率）は鋼中のＣ量等に大きく影響され、Ｃ量が少ないと必要な強度の確保が困難となること；特に０．０１％以下では（α＋γ）の２相域の領域が狭くなり、生産性が悪くなることから、その下限を０．０１％（好ましくは０．０２％）と定めた。但し、０．２０％を超えるとスポット溶接性が著しく劣化する他、鋼板中のマルテンサイト占積率が増加して加工性が劣化するのみならず、降伏比も増加する為、その上限を０．２０％（好ましくは０．１５％）とする。
【００４７】
Ｓｉ：０．５％以下
Ｓｉは、α相中の固溶Ｃ量を減少させることにより伸び等の延性向上に寄与する元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）添加することが好ましい。但し、０．５％を超えて添加すると、例えば亜鉛めっきした場合にめっき不良を起こすことから、その上限を０．５％（好ましくは０．３％）とする。
【００４８】
Ｍｎ：０．５〜３％
Ｍｎは固溶強化元素として有用であり、また、冷却過程における変態を抑制してγ相を安定化する為に必要な元素である。更に所望のマルテンサイト相を生成する為に有用である。この様な作用を有効に発揮させる為には、０．５％以上（好ましくは０．７％以上、より好ましくは１％以上）添加する。但し、３％を超えて添加すると、亜鉛めっきしたときのめっき特性を劣化させる為、その上限を３％（好ましくは２．５％以下、より好ましくは２％以下）とする。
【００４９】
sol. Ａｌ（酸可溶性Ａｌ）：０．０６％以下
Ａｌはセメンタイトの生成を防止し、Ｃ濃化によるγ相安定化元素として有用である。但し、多量に添加すると、酸化物等が生成し、伸びや伸びフランジ性が低下する為、かかる観点から、その上限を０．０６％とした。好ましくは０．０５％以下である。
【００５０】
一方、焼付硬化特性向上の観点からいえば、Ａｌは、優れた焼付硬化性及び引張強度の上昇を確保するのに有効な固溶Ｎ（後記する）を確保するのに制御しなければならない元素である。多量に存在すると、固溶Ｎと結合してＡｌ窒化物（ＡｌＮ）を形成し易くなり、ＢＨ量及びΔＴＳ量の更なる向上が望めない。また、固溶Ｎを十分確保することができ、且つ、ＡｌＮが形成された場合であっても、該ＡｌＮが伸びや伸びフランジ性等の特性を劣化させないようにする必要がある。その為、本発明では特に焼付硬化特性向上の観点から、sol.Ａｌの上限を０．０２５％にすることが推奨される。かかる観点からすれば、Ａｌ含有量は少なければ少ない程好ましいが、生産性等を考慮すると実用レベルで、０．００５％以上とすることが推奨される。尚、鋼中のsol.Ａｌ量を低減する方法としては、製鋼段階における脱酸をＡｌではなくＳｉで行うこと等が有用である。
【００５１】
Ｐ：０．１５％以下（０％を含まない）
Ｐは、固溶強化元素として有用であり、また、冷却過程においてγ相の分解を抑制するのに必要な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、０．０３％以上（より好ましくは０．０５％以上）添加することが推奨される。但し、０．１５％を超えて添加すると延性が劣化する。好ましくは０．１％以下である。
【００５２】
Ｓ：０．０２％以下（０％を含む）
Ｓは、熱間圧延時にＭｎＳ等の硫化物系介在物を形成し、割れの起点となって加工性を劣化させる他、冷間時の延性を低下させる元素である為、その上限を０．０２％とした。好ましくは０．０１５％以下である。
【００５３】
本発明の鋼は上記成分を基本成分として含有し、残部：実質的に鉄及び不純物であるが、特に所望のＢＨ性を得る為に、Ｎ量を以下の通り、適切に制御することが推奨される。
【００５４】
N ：０．００５０％以上、
０．０００１％≦［ N ］−（１４／２７）×［ sol.A ｌ］≦０．００１％…（１）
（式中、［ ］は各元素の含有量を示す）
上述した通り、固溶Ｎは、焼付硬化性及び引張強度を向上させるのに有用である。一般に、通常の複合組織鋼板では、Ｎ量を０．００３〜０．００４％程度含有しており、本発明でも当該範囲を許容し得るが、更に前述したＡｌ量の低減化と相俟って、所望の固溶Ｎ量を一層効果的に確保するという観点から、０．００５０％以上添加することが推奨される。好ましくは０．００６０％以上、より好ましくは０．００７０％以上である。
【００５５】
更に、固溶N量をsol.Ａｌ量との関係で適切に制御して所望の焼付硬化性及び引張強度を得るという観点に基づき、「本発明で目標とするＢＨ量（５０ＭＰａ以上）及びΔＴＳ量（３０ＭＰａ以上）を確保する」のに必要な固溶N量を、sol.Al量とのバランスを考慮して定めたのが上式（１）である。すなわち、上式（１）で表される｛［N］−（１４／２７）×［sol.Aｌ］｝は、真に特性向上に寄与する有効Ｎ量［以下、上式（１）で表される数値を「有効Ｎ量」と呼ぶ場合がある］を意味する。尚、Ｎ含有量が多過ぎると、製造時の鋳塊に気泡が生じ、熱間圧延工程にて割れや破断が生じる原因となることから、上記有効Ｎ量の上限は０．００１％とすることが推奨される。
【００５６】
更に本発明では、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。
【００５７】
Ｂ：０．００３％以下（０％を含まない）
Ｂは焼入性を向上し、微量で強度を高める作用がある。この様な作用を有効に発揮させる為には０．０００５％以上添加することが推奨される。しかしながら、過剰に添加すると粒界が脆化し、鋳造や圧延等の処理により割れが生じる為、その上限を０．００３％とする。より好ましくは０．００２％以下である。
【００５８】
Ｃｒ及び／又はＭｏを合計で１％以下（０％を含まない）
Ｃｒ及びＭｏは、焼入れ性を向上させて、鋼の強度を高めるのに有効な元素であることから、Ｃｒ及び／又はＭｏを合計で０．１％以上添加することが推奨される。しかしながら、過剰に添加しても効果が飽和してしまい、延性が劣化する為、Ｃｒ及び／又はＭｏを合計で１％以下に抑えることが好ましい。より好ましくは合計で０．８％以下である。
【００５９】
尚、これらの元素は夫々、単独で使用しても良いし、或いは併用しても構わない。
【００６０】
Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）及び／又は
Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）
これらの元素は、強度−延性バランスを高く保持したまま、高強度化を実現するのに有効な元素であり、この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｎｉ：０．１％以上、及び／又はＣｕ：０．１％以上を添加することが推奨される。しかしながら、これらの元素を過剰に添加しても上記効果が飽和してしまう他、熱延時に割れが生じる等生産性が劣化することから、Ｎｉ：０．５％以下、及び／又はＣｕ：０．５％以下に抑えるのが良い。
【００６１】
Ｃａ及び／又はＲＥＭ：０．００３％以下（０％を含まない）
Ｃａ及びＲＥＭ（希土類元素）は、鋼中硫化物の形態を制御し、加工性向上に有効な元素である。ここで、本発明に用いられる希土類元素としては、Ｓｃ、Ｙ、ランタノイド等が挙げられる。上記作用を有効に発揮させる為には、夫々、０．０００３％以上（より好ましくは０．０００５％以上）添加することが推奨される。但し、０．００３％を超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくは０．００２５％以下である。
【００６２】
Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない），Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない），Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）の少なくとも一種
これらの元素はいずれも、炭窒化物形成元素であり、該炭窒化物が析出すると、（α＋γ）域に加熱したときのα相及びγ相の結晶粒が微細になり、高強度化に寄与する。この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｔｉ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）、Ｎｂ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）、Ｖ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）を、夫々添加することが推奨される。但し、いずれの元素も０．１％を超えて添加すると析出硬化により降伏比が高くなってしまう。より好ましくはＴｉ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．０８％以下、Ｖ：０．０８％以下である。
【００６３】
次に、本発明鋼板を製造する方法につき、各態様毎に説明する。
【００６４】
Ａ：母相組織が焼戻マルテンサイトまたは焼戻ベイナイトである鋼板
上記鋼板の代表的な製造方法として、下記（１）または（２）の方法が挙げられる。以下、各方法について詳述する。
【００６５】
（１）［熱延工程］→［連続焼鈍工程またはめっき工程］
この方法は、▲１▼熱延工程、及び▲２▼連続焼鈍工程またはめっき工程を経由して所望の鋼板を製造する方法である。このうち▲１▼熱延工程の説明図を図１（母相組織が焼入マルテンサイトの場合）及び図２（母相組織が焼入ベイナイトの場合）に、▲２▼連続焼鈍またはめっき工程の説明図を図３に、夫々示す。
【００６６】
▲１▼熱延工程
上記熱延工程は、（Ａr3−５０）℃以上の温度で仕上圧延を終了する工程；及び２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下（母相組織が焼戻マルテンサイトの場合）、またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下（母相組織が焼戻ベイナイトの場合）まで冷却して巻取る工程を包含するものである。この熱延条件は、所望の母相組織（焼入マルテンサイトまたは焼入ベイナイト）を得る為に設定されたものである。
【００６７】
まず、いずれの母相組織を得る場合においても、熱延仕上温度（ＦＤＴ）は（Ａr3−５０）℃以上、好ましくはＡr3点以上の温度とすることが推奨される。これは、引続き実施される「Ｍｓ点以下の冷却」または「Ｍｓ点以上Ｂｓ点以下の冷却」と共に、所望の焼入マルテンサイトまたは焼入ベイナイトを得る為である。
【００６８】
上記熱延仕上げの後、冷却するが、冷却条件（ＣＲ）は、２０℃／ｓ以上（好ましくは３０℃／ｓ以上）の平均冷却速度で、フェライト変態やパーライト変態を避けてＭｓ点以下まで冷却することが推奨される。これにより、ポリゴナルフェライト等を生成させることなく、所望の焼入マルテンサイトまたは焼入ベイナイトを得ることができる。熱延後の平均冷却速度は、最後のマルテンサイトの形態にも影響を与え、平均冷却速度が速ければラス組織が微細となり、第２相組織も微細となるので有用である。尚、平均冷却速度の上限は特に限定されず、大きければ大きい程良いが、実操業レベルとの関係で、適切に制御することが推奨される。
【００６９】
また、巻取温度（ＣＴ）は、焼入マルテンサイトを得る場合には、
Ｍｓ点以下［計算式：Ｍｓ＝５６１−４７４×［Ｃ］−３３×［Ｍｎ］−１７×［Ｎｉ］−１７×［Ｃｒ］−２１×［Ｍｏ］；式中、［ ］は各元素の質量％である］にすることが必要である。Ｍｓ点を超えると、所望の焼入マルテンサイトが得られず、ベイナイト等が生成するからである。
【００７０】
一方、焼入ベイナイトを得る場合には、巻取温度（ＣＴ）は、
Ｍｓ点以上Ｂｓ点以下［計算式：Ｍｓは上記式と同じ；Ｂｓ＝８３０−２７０×［Ｃ］−９０×［Ｍｎ］−３７×［Ｎｉ］−７０×［Ｃｒ］−８０×［Ｍｏ］；式中、［ ］は各元素の質量％である］にすることが必要である。Ｂｓ点を超えると所望の焼入ベイナイトが得られず、一方、Ｍｓ点を下回ると焼戻マルテンサイトが生成するからである。
【００７１】
尚、熱延工程では、所望の焼入マルテンサイトまたは焼入ベイナイトを得る為に、上記の各工程を適切に制御することが推奨されるが、その他の工程、例えば加熱温度等は、通常実施される条件（例えば約１０００〜１３００℃）を適宜選択すれば良い。
【００７２】
▲２▼連続焼鈍またはめっき工程
上記▲１▼の熱延に引続き、連続焼鈍またはめっきを行う。但し、熱延後の形状が悪いときには形状修正の目的で、上記▲１▼の熱延を行った後、当該▲２▼の連続焼鈍またはめっきを行う前に、冷延処理しても良い。ここで、冷延率は１〜５０％とすることが推奨される。５０％を超えて冷間圧延すると、圧延荷重が増大し、冷間圧延が困難となるからである。特に母相組織が焼戻マルテンサイトの場合は、冷延率を１〜３０％とすることが好ましい。
【００７３】
上記連続焼鈍またはめっきは、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で加熱する工程；及び３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下の温度まで冷却する工程［図３（ａ）］；並びに、必要に応じて更に、１００〜６００℃の温度で過時効する工程［図３（ｃ）］を包含する。これらの条件は、熱延工程で生成した母相組織（焼入マルテンサイトまたは焼入ベイナイト）を焼戻して所望の焼戻マルテンサイトまたは焼戻ベイナイトを得ると共に、第２相（マルテンサイト）を生成させる為に設定されたものである。
【００７４】
まず、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で均熱することにより、所望の組織（焼戻マルテンサイト＋マルテンサイト／焼戻ベイナイト＋マルテンサイト）を生成させる（２相域焼鈍）。上記温度を超えると、すべてγとなってしまい、一方、上記温度を下回ると、すべて焼戻マルテンサイト／焼戻ベイナイトとなってしまい、所望の第２相のマルテンサイトが得られないからである。尚、上記均熱時の加熱保持時間は、１０〜６００秒とすることが推奨される。１０秒未満では、焼戻が不足し、所望の母相組織（焼戻マルテンサイトまたは焼戻ベイナイト）が得られない。好ましくは２０秒以上、より好ましくは３０秒以上である。尚、６００秒を超えると、焼戻マルテンサイトまたは焼戻ベイナイトの特徴であるラス状組織が維持できなくなり、機械的特性が劣化する。好ましくは５００秒以下、より好ましくは４００秒以下である。
【００７５】
次いで、平均冷却速度（図３中、ＣＲ）を、３℃／ｓ以上（好ましくは５℃／ｓ以上）に制御し、パーライト変態を避けながら、Ｍｓ点以下の温度まで冷却する。これにより、微細なマルテンサイトを短時間に得ることができる。
【００７６】
ここで、平均冷却速度が上記範囲を下回ると、所望の組織が得られず、パーライト等が生成する。尚、その上限は特に規定されず、大きければ大きい程良いが、実操業レベルとの関係で、適切に制御することが推奨される。
【００７７】
また、上記工程では、所望の母相組織（焼戻マルテンサイトまたは焼戻ベイナイト）及びマルテンサイトの他、本発明の作用を損なわない範囲で、更にベイナイト組織が生成していても構わない。また、所望の組織を著しく分解させることなく、本発明の作用を損なわない範囲で、めっき、更には合金化処理しても良い。具体的には、溶融めっき鋼板や合金化溶融めっき鋼板等における連続めっきラインでは、冷却工程の後、めっき処理の目的で、４００〜５００℃の温度にて数秒間〜数十秒間保持する工程を包含しても良い［図３（ｂ）］。尚、上記（ｂ）の保持工程を包含する場合における前記「平均冷却速度（ＣＲ）」とは、当該保持時間は含まないものとする。
【００７８】
更に、Ｍｓ点以下の温度まで冷却した後、必要に応じて、１００〜６００℃の温度で過時効しても良い。上記過時効処理によりＴＳレベルを適切にコントロールすることができるからである。１００℃未満では、ＴＳをコントロールできず、所望の焼戻効果が得られない。より好ましくは２００℃以上である。但し、６００℃を超えると、セメンタイトが析出し、ＴＳが低下する等の問題がある。より好ましくは５００℃以下である。また、処理時間は、要求されるＴＳレベル等に応じて適切に制御することが推奨されるが、概ね、１０〜２００秒間（より好ましくは３０秒以上、１５０秒以下）に制御することが好ましい。
【００７９】
（２）［熱延工程］→［冷延工程］→［第一の連続焼鈍工程］
→［第二の連続焼鈍工程またはめっき工程］
上記（２）の方法は、熱延工程、冷延工程、第一の連続焼鈍工程、および第二の連続焼鈍工程またはめっき工程を経て、所望の鋼板を製造する方法である。このうち上記方法を特徴付ける第一の連続焼鈍工程の説明図を図４（母相組織が焼入マルテンサイトの場合）及び図５（母相組織が焼入ベイナイトの場合）に示す。
【００８０】
まず、熱延工程、および冷延工程を実施するが、これらの工程は特に限定されず、通常、実施される条件を適宜選択して採用することができる。上記方法では、これらの工程により、所望の組織を確保するものではなく、その後に実施する第一の連続焼鈍工程、および第二の連続焼鈍工程またはめっき工程を制御して所望の組織を得るところに特徴があるからである。
【００８１】
具体的には、上記熱延工程としては、Ａr3点以上で熱延終了後、平均冷却速度約３０℃／ｓで冷却し、約５００〜６００℃の温度で巻取る等の条件を採用することができる。また、冷延工程では、約３０〜７０％の冷延率の冷間圧延を施すことが推奨される。勿論、これに限定する趣旨では決してない。
【００８２】
次に、上記（２）の方法を特徴付ける▲３▼第一の連続焼鈍工程、および▲４▼第二の連続焼鈍工程またはめっき工程について説明する。
【００８３】
▲３▼第一の連続焼鈍工程（最初の連続焼鈍工程）
上記工程は、Ａ3点以上の温度に加熱保持する工程；及び２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下、またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下の温度まで冷却する工程を包含する。これらの条件は、所望の母相組織（焼入マルテンサイトまたは焼入ベイナイト）を得る為に設定されたものである。
【００８４】
まず、Ａ3点以上の温度（図４及び図５中、Ｔ１）に均熱した（好ましくは１３００℃以下）後、平均冷却速度（図４及び図５中、ＣＲ）を２０℃／ｓ以上（好ましくは３０℃／ｓ以上）に制御し、Ｍｓ点以下の温度（図４中、Ｔ２）、またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下の温度（図５中、Ｔ２）まで冷却することにより、フェライト変態やパーライト変態を避けながら、所望の焼入マルテンサイトまたは焼入ベイナイトを得る。
【００８５】
ここで、平均冷却速度（ＣＲ）が上記範囲を下回ると、フェライト、パーライトが生成し、所望の組織が得られない。尚、その上限は特に限定されず、大きければ大きい程良いが、実操業レベルとの関係で、適切に制御することが推奨される。
【００８６】
▲４▼第二の連続焼鈍工程（後の連続焼鈍工程）またはめっき工程
上記工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度に加熱する工程；及び３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下の温度まで冷却する工程；並びに、必要に応じて更に、１００〜６００℃の温度で過時効する工程を包含する。
【００８７】
上記工程は、前述した（１）の方法における▲２▼連続焼鈍工程またはめっき工程と同じであり、前記▲３▼第一の連続焼鈍工程で生成した母相組織（焼入マルテンサイトまたは焼入ベイナイト）を焼戻して所望の焼戻マルテンサイトまたは焼戻ベイナイトを得ると共に、第２相（マルテンサイト）を生成させる為に設定されたものである。
【００８８】
Ｂ．母相組織が（焼戻マルテンサイトとフェライト）または（焼戻ベイナイトとフェライト）の混合組織；第２相組織がマルテンサイトである鋼板
上記鋼板の代表的な製造方法として、下記（３）または（４）の方法が挙げられる。
【００８９】
（３）［熱延工程］→［連続焼鈍工程またはめっき工程］
この方法は、▲１▼熱延工程、及び▲２▼連続焼鈍工程またはめっき工程を経由して所望の鋼板を製造する方法である。このうち▲１▼熱延工程の説明図は、母相組織が焼入マルテンサイト＋フェライトの場合は前記図１に、母相組織が焼入ベイナイト＋フェライトの場合は前記図２に夫々、示した通りであり、▲３▼連続焼鈍またはめっき工程の説明図は前記図３に示した通りである。
【００９０】
▲１▼熱延工程
上記熱延工程は、（Ａr3−５０）℃以上の温度で仕上圧延を終了する工程；及び１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下（母相組織が焼入マルテンサイト＋フェライトの場合）、またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下（母相組織が焼入ベイナイト＋フェライトの場合）の温度まで冷却して巻取る工程を包含するものである。この熱延条件は、所望の母相組織（焼入マルテンサイト＋フェライト、または焼入ベイナイト＋フェライトの混合組織）を得る為に設定されたものであるが、その詳細は、前述した（１）の方法における▲１▼熱延工程に記載した通りである。
【００９１】
上記熱延仕上げの後、冷却する。本発明では、冷却速度（ＣＲ）を制御することにより、冷却中にフェライトを一部生成させてα＋γの２相とし、更にＭｓ点以下、またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下の温度まで冷却することにより、所望の混合組織を得ることができる。
【００９２】
ここで、上記冷却条件としては、下記（ａ）、好ましくは（ｂ）の方法が挙げられる。
【００９３】
（ａ）一段冷却：即ち、１０℃／ｓ以上（好ましくは２０℃／ｓ以上）の平均冷却速度で、パーライト変態を避けてＭｓ点以下、またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下の温度まで冷却する。このとき、平均冷却速度を適切に制御することにより、所望の混合組織（焼入マルテンサイト＋フェライト、または焼入ベイナイト＋フェライト）を得ることができる。尚、本発明では、フェライトを５％以上３０％未満に制御することが推奨されるが、この場合には、平均冷却速度を３０℃／ｓ以上に制御することが好ましい。
【００９４】
また、熱延後の平均冷却速度は、フェライトの生成のみならず、生成する組織（焼戻マルテンサイト／焼戻ベイナイトとフェライト）の面積率等にも影響を与え、平均冷却速度が速ければ（好ましくは５０℃／ｓ以上）、ラス状を呈することになる。尚、平均冷却速度の上限は特に限定されず、大きければ大きい程良いが、実操業レベルとの関係で、適切に制御することが推奨される。
【００９５】
更に、冷却中に所望の混合組織を一層効率よく生成させる為には、（ｂ）二段冷却：即ち、▲１▼７００±１００℃の範囲の温度域（好ましくは７００±５０℃）まで、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度（ＣＲ１）で冷却する工程；▲２▼該温度域で空冷を１〜３０秒間行う工程；▲３▼空冷後、Ｍｓ点以下またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下の温度まで、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度（ＣＲ２）で冷却して巻取る工程を包含することが推奨される。この様に段階的に冷却することにより、転位密度の低いポリゴナル・フェライトを一層確実に生成させることができる。
【００９６】
ここで、上記▲１▼の温度域及び▲３▼の温度域では、共に、３０℃／ｓ以上、好ましくは４０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することが推奨される。尚、当該平均冷却速度の上限は特に限定されず、大きければ大きい程良いが、実操業レベルとの関係で、適切に制御することが推奨される。
【００９７】
また、上記▲２▼の温度域では、空冷を１秒以上、好ましくは３秒以上行うことが好ましく、これにより所定のフェライト量が効率よく得られる。但し、空冷時間が３０秒を超えると、フェライト量が好ましい範囲を超えて生成され、所望の強度が得られない他、伸びフランジ性も劣化する。好ましくは２０秒以下である。
【００９８】
また、巻取温度（ＣＴ）は、前記（１）の▲１▼に記載した通りである。
【００９９】
尚、熱延工程では、所望の母相組織を得る為に、上記の各工程を適切に制御することが推奨されるが、その他の工程、例えば加熱温度等は、通常実施される条件（例えば約１０００〜１３００℃）を適宜選択すれば良い。
【０１００】
▲２▼連続焼鈍工程またはめっき工程
上記▲１▼の熱延後、連続焼鈍またはめっきを行う。但し、熱延後の形状が悪いときには形状修正の目的で、上記▲１▼の熱延を行った後、当該▲２▼の連続焼鈍またはめっきを行う前に、冷延処理しても良い。ここで、冷延率は１〜３０％とすることが推奨される。冷延率３０％を超えて冷間圧延すると、圧延荷重が増大し、冷間圧延が困難となるからである。
【０１０１】
上記連続焼鈍またはめっきは、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で加熱する工程；及び３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下の温度まで冷却する工程；並びに、必要に応じて更に、１００〜６００℃の温度で過時効する工程を包含する。これらの条件は、熱延工程で生成した母相組織を焼戻して所望の混合組織（焼戻マルテンサイト＋フェライト、または焼戻ベイナイト＋フェライト）を得ると共に、第２相（マルテンサイト）を生成させる為に設定されたものであり、その詳細は、前述した（１）の方法における▲２▼連続焼鈍工程またはめっき工程に記載した通りである。
【０１０２】
（４）［熱延工程］→［冷延工程］→［第一の連続焼鈍工程］
→［第二の連続焼鈍工程またはめっき工程］
上記（４）の方法は、熱延工程、冷延工程、第一の連続焼鈍工程、および第二の連続焼鈍工程またはめっき工程を経て、所望の鋼板を製造する方法である。このうち上記（４）の方法を特徴付ける第一の連続焼鈍工程の説明図を、母相組織が焼入マルテンサイト＋フェライトの場合は図６に、母相組織が焼入ベイナイト＋フェライトの場合は図７に、夫々示す。
【０１０３】
まず、熱延工程、および冷延工程を実施する。これらの工程は特に限定されず、通常、実施される条件を適宜選択して採用することができるが、その詳細は、前述した（２）の方法に記載した通りである。
【０１０４】
次に、上記（４）の方法を特徴付ける▲３▼第一の連続焼鈍工程、および▲４▼第二の連続焼鈍工程またはめっき工程について説明する。
【０１０５】
▲３▼第一の連続焼鈍工程（最初の連続焼鈍工程）
上記工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で加熱保持する工程；及び１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下（母相組織が焼入マルテンサイト＋フェライトの場合）、またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下（母相組織が焼入ベイナイト＋フェライトの場合）の温度まで冷却する工程を包含する。この条件は、所望の母相組織を得る為に設定されたものである。
【０１０６】
まず、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度（図６及び図７中、Ｔ１）に均熱する（好ましくは１３００℃以下）。尚、Ａ1〜Ａ3の温度で均熱するときには均熱中に、一方、Ａ3点以上の温度で均熱するときは冷却中に、フェライトを一部生成させて［フェライト（α）＋γ］の２相とした後、Ｍｓ点以下、またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下の温度まで冷却することにより、所望の（α＋焼入マルテンサイト）または（α＋焼入ベイナイト）を得る。
【０１０７】
上記均熱後、平均冷却速度（ＣＲ）を１０℃／ｓ以上（好ましくは２０℃／ｓ以上）に制御し、Ｍｓ点以下の温度（図６中、Ｔ２）、またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下の温度（図７中、Ｔ２）まで冷却することにより、パーライト変態を避けながら、所望の混合組織（焼入マルテンサイト＋フェライト、または焼入ベイナイト＋フェライト）を得る。尚、本発明では、フェライトを５％以上３０％未満に制御することが推奨されるが、この場合には、平均冷却速度を３０℃／ｓ以上に制御することが好ましい。
【０１０８】
また、上記平均冷却速度は、フェライトの生成のみならず、最後のマルテンサイトの形態等にも影響を及ぼす様になり、平均冷却速度が速ければ（好ましくは５０℃／ｓ以上）、ラスが小さくなる。尚、平均冷却速度の上限は特に限定されず、大きければ大きい程良いが、実操業レベルとの関係で、適切に制御することが推奨される。
【０１０９】
▲４▼第二の連続焼鈍工程（後の連続焼鈍工程）またはめっき工程
上記工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で加熱する工程；及び３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下の温度まで冷却する工程；並びに、必要に応じて更に、１００〜６００℃の温度で過時効する工程を包含する。この工程は、前述した（２）の方法における▲４▼第二の連続焼鈍工程またはめっき工程と同じであり、前記▲３▼第一の連続焼鈍工程で生成した混合母相組織を焼戻して所望の混合組織を得ると共に、第２相（マルテンサイト）を生成させる為に設定されたものである。
【０１１０】
以下実施例に基づいて本発明を詳述する。ただし、下記実施例は本発明を制限するものではなく、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することは全て本発明の技術範囲に包含される。
【０１１１】
【実施例】
以下の実施例１及び２では、特に、機械的特性に及ぼす組織の影響について検討した。
【０１１２】
実施例１：成分組成及び製造条件の検討
（母相組織が焼戻ベイナイト＋フェライトの混合組織について）
本実施例では、表１に記載の成分組成からなる供試鋼（表１のＮｏ．１〜９：表中の単位は質量％）を真空溶製し、実験用スラブとしてから、前述した（４）の製造方法（第一の連続焼鈍→第二の連続焼鈍）に従って、板厚３．２ｍｍの熱延鋼板を得た後、酸洗により表面スケールを落とし、１．２ｍｍｔまで冷間圧延した（表２のＮｏ．１〜９）。
【０１１３】
具体的な製造条件は以下の通りである。まず、各鋼板をＡ1点以上Ａ3点以下の温度（８５０℃）で６０秒間加熱保持した後、３０℃／ｓの平均冷却速度で、Ｍｓ点以上Ｂｓ点以下の温度（４００℃）まで冷却した（第一の連続焼鈍処理）。次に、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度（８００℃）で６０秒加保持した後、５℃／ｓの平均冷却速度で７００℃まで冷却し、更に３０℃／ｓの平均冷却速度で室温まで冷却する（第二の連続焼鈍処理）ことにより、表２のＮｏ．１〜９の鋼板を得た。このうち、表２のＮｏ．３では、過時効による影響を確認すべく、３０℃／ｓの平均冷却速度で室温まで冷却した後、強度調整の目的で３５０℃で３分間過時効処理した。
【０１１４】
比較の為に、表１のＮｏ．２〜９の供試鋼を用い、前述した第１の連続焼鈍処理を省略して第二の連続焼鈍処理のみ行うことにより、表２のＮｏ．１０〜１７の鋼板を得た。このうち、表２のＮｏ．１１では、過時効による影響を確認すべく、３０℃／ｓの平均冷却速度で室温まで冷却した後、強度調整の目的で３５０℃で３分間過時効処理した。
【０１１５】
この様にして得られた各鋼板について、引張強度（ＴＳ）、伸び［全伸びのこと（ＥＩ）］、降伏強度（ＹＰ）、降伏比（ＹＲ）、及び伸びフランジ性（穴広げ性：λ）を、下記要領で夫々測定した。
【０１１６】
まず、引張試験はＪＩＳ５号試験片を用い、引張強度（ＴＳ）、伸び（ＥＩ）、及び降伏強度（ＹＰ）を測定した。降伏比（ＹＲ）は［ＹＰ／ＴＳ］×１００（％）で算出した。
【０１１７】
また、伸びフランジ性試験は、直径１００ｍｍ、板厚２．０ｍｍの円盤状試験片を用いた。具体的には、φ１０ｍｍの穴をパンチ打抜き後、６０°円錐パンチでばり上にて穴広げ加工することにより、亀裂貫通時点での穴広げ率（λ）を測定した（鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ １００１）。
【０１１８】
更に、上記鋼板をレペラ腐食し、冷延方向断面（Ｌ方向断面）の１／４ｔの位置における組織を光学顕微鏡（×１０００）により観察する。各組織の面積率は上記の如くレペラ腐食した組織写真を画像解析することにより評価した。
【０１１９】
更にこれらの鋼板について、以下の方法により、ＢＨ量及びΔＴＳ量を測定した。
【０１２０】
まず、ＢＨ量は、引張試験片（通常はJIS５号試験片）を公称歪みで２％まで引張ったときの変形応力σ１を測定し、除荷した後、当該試験片を１７０℃で２０分間保持してから、再び引張試験を行ったときの上降伏応力（降伏点が出現しない場合は０．２％耐力に相当する応力）σ２を測定し、σ1とσ2との差をＢＨ量と定めた。
【０１２１】
また、ΔＴＳ量は、引張試験片（通常はＪＩＳ５号試験片）に公称歪みで１０％の引張歪みを与え、除荷した後、当該試験片を１７０℃で２０分間保持してから、再び引張試験を行ったときの最高応力Ｔ２（上降伏点が出現する場合は、その応力を除く最高応力）を測定し、熱処理せずに破断まで引張試験したときの最高応力Ｔ１との差（Ｔ２−Ｔ１）をΔＴＳ量と定めた。
【０１２２】
これらの結果を表２に示す。
【０１２３】
【表１】
【０１２４】
【表２】
【０１２５】
これらの結果より、以下の様に考察することができる（以下のＮｏ．はすべて、表２中の実験Ｎｏ．を意味する）。
【０１２６】
まず、Ｎｏ．２〜９はいずれも、本発明で特定する方法によって所定の焼戻母相組織（焼戻ベイナイト＋フェライトの混合組織）を製造した例であるが、焼戻ベイナイトを有しない他の鋼板（Ｎｏ.１、１０〜１７）に比べ、伸びフランジ性に優れていると共に、ＢＨ量も概ね２０〜３０ＭＰａ程度、ΔＴＳ量も概ね１０ＭＰａ程度、夫々上昇しており、良好な特性が得られることが分かる。
【０１２７】
これに対し、本発明で特定する条件のいずれかを満足しない下記例は夫々、以下の不具合を有している。
【０１２８】
まず、Ｎｏ．１は、Ｃ量が少ない例であり、所望の焼戻ベイナイト及びマルテンサイトが得られなかった。ちなみに上記鋼板では、ベイニティックフェライトとフェライトの複合組織鋼板が得られており、強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が若干低下する。
【０１２９】
Ｎｏ．１０〜１７は、第一の連続焼鈍処理を施していない為、従来のフェライトおよびマルテンサイトのＤＰ鋼板が得られた例であり、伸びフランジ性に劣っており、強度−伸びフランジバランス（ＴＳ×λ）が悪い。更にＢＨ量及びΔＴＳ量も低かった。
【０１３０】
参考までに、図８及び図９に、本発明鋼板（Ｎｏ．３）及び比較鋼板（Ｎｏ．１１）の光学顕微鏡写真（倍率：１０００倍）を夫々、示す。これらの写真より、本発明鋼板（図８）は、明確なラス状組織を呈する焼戻ベイナイトとフェライトを母相組織とし、該焼戻ベイナイトのなかに微細なマルテンサイトが分散しているのに対し、比較鋼板（図９）では、この様な組織が得られないことが分かる。
【０１３１】
実施例２：製造条件の検討
本実施例では、表１のＮｏ．２の実験用スラブを用い、表３に示す種々の製造条件を行うことにより、表３のＮｏ．１〜９に示す種々の組織からなる鋼板を得た。板厚は、表３のＮｏ．９の熱延鋼板（２．０ｍｍ）を除き、すべて１．２ｍｍとした。
【０１３２】
次に、実施例１と同様の方法で、該鋼板の組織及び種々の特性を調べた。これらの結果を表４に示す。
【０１３３】
【表３】
【０１３４】
【表４】
【０１３５】
まず、表３のＮｏ．１〜６、９は、前述した（３）、（６）または（４）の方法を採用した例である。
【０１３６】
詳細には、Ｎｏ．１／Ｎｏ．３は、前記（３）の方法［熱延→冷延→第一の連続焼鈍→第二の連続焼鈍（更に合金化処理）］を施し、母相組織が焼戻マルテンサイト／焼戻ベイナイトである合金化溶融Ｚｎめっき鋼板（ＧＡ）の例；Ｎｏ．２／Ｎｏ．４は、前記（６）の方法［熱延→冷延→第一の連続焼鈍→第二の連続焼鈍（更に合金化処理）］を施し、母相組織が焼戻マルテンサイト＋フェライト／焼戻ベイナイト＋フェライトの混合組織である合金化溶融Ｚｎめっき鋼板（ＧＡ）の例である。また、Ｎｏ．５及び６は、いずれもＮｏ．４と同様、母相組織が焼戻ベイナイト＋フェライトの例であるが、Ｎｏ．５は、合金化処理を省略した溶融Ｚｎめっき鋼板（ＧＩ）の例；Ｎｏ．６は、合金化処理を省略した冷延鋼板の例である。これらはいずれも、本発明で特定する方法で製造している為、所望の組織が得られており、優れた特性を有している。
【０１３７】
また、Ｎｏ．９は、前記（４）の方法を採用し、母相組織が焼戻ベイナイト＋フェライトの混合組織である熱延鋼板の例であり、優れた特性を有している。
【０１３８】
これに対し、Ｎｏ．７は、上記（３）の方法において、第一の連続焼鈍を行わない従来のＤＰ鋼板を製造した例であるが、伸びフランジ性に劣り、強度−伸びフランジ性のバランス（ＴＳ×λ）が悪く、ＢＨ量及びΔＴＳ量も低かった。
【０１３９】
また、Ｎｏ．８は、従来のＴＰ鋼板を製造した例である。詳細には、上記鋼板を８００℃で６０秒間加熱保持した後、５℃／ｓの平均冷却速度で７００℃まで冷却し、次いで、１５℃／ｓの平均冷却速度で４００℃まで冷却してから、当該温度で３分間保持した後、室温まで冷却したものであるが、強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が悪く、ＢＨ量及びΔＴＳ量も低い。
【０１４０】
以下の実施例３では、前記実施例１〜２に示す組織制御に加えて、更に鋼中成分（sol.Ａｌ及びＮ）を制御すると、機械的特性が著しく向上することを明らかにすべく実験を行なった。
【０１４１】
実施例３
表５の成分組成を満足するＮｏ．１〜１９の供試鋼を用い、表６または表８に示す熱処理条件を施し、種々の鋼板を製造した。表６中、「製造工程」の欄に記載の（１）〜（４）は夫々、前述した（１）〜（４）の方法に対応する。即ち、（１）の方法は、熱延工程→連続焼鈍またはめっき工程を経由して母相組織が焼戻マルテンサイトまたは焼戻ベイナイトの鋼板を製造する方法；（２）の方法は、熱延工程→冷延工程→第一の連続焼鈍工程→第二の連続焼鈍またはめっき工程を経由して母相組織が焼戻マルテンサイトまたは焼戻ベイナイトの鋼板を製造する方法；（３）の方法は、熱延工程→連続焼鈍またはめっき工程を経由して母相組織が（焼戻マルテンサイトとフェライト）または（焼戻ベイナイトまたはフェライト）の混合組織からなる鋼板を製造する方法；（４）の方法は、熱延工程→冷延工程→第一の連続焼鈍工程→第二の連続焼鈍またはめっき工程を経由して母相組織が（焼戻マルテンサイトとフェライト）または（焼戻ベイナイトまたはフェライト）の混合組織からなる鋼板を製造する方法を、夫々、意味する。また、表６中、「ＧＡ」は合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、「ＧＩ」は溶融亜鉛めっき鋼板を、「冷延」とは冷延鋼板を、「熱延」とは熱延鋼板を、夫々意味する。
【０１４２】
この様にして得られた各鋼板について、スキンパス圧延（伸び率１％）を実施してから、引張強度（ＴＳ）、伸び［全伸びのこと（ＥＩ）］、及び伸びフランジ性（穴広げ性：λ）を実施例１の方法に従って、夫々測定すると共に、各組織の面積率を測定した。更に前述した方法に従い、ＢＨ量及びΔＴＳ量を測定した。
【０１４３】
これらの結果を表７または表９に示す。表中、「α」はフェライトを、「Ｍ」はマルテンサイトを夫々意味する。尚、表７に示すミクロ組織は焼戻マルテンサイト（ＴＭ）、焼戻ベイナイト（ＴＢ）、フェライト（α）の相対比率を表したものであり、その他の組織として微量の残留オーステナイトを全組織に対して５％以下の範囲で含む場合がある。また、表６〜表９のＮｏ.は夫々、表５の供試鋼Ｎｏ.を意味する。
【０１４４】
【表５】
【０１４５】
【表６】
【０１４６】
【表７】
【０１４７】
【表８】
【０１４８】
【表９】
【０１４９】
これらの結果より、以下の様に考察することができる。
【０１５０】
まず、表７のＮｏ．１〜２は、本発明の好ましい態様に比べ、鋼中のsol.Ａｌ量が多く、且つＮ量が少ない従来の鋼種を用いて得られる従来ＤＰ鋼板の例であり、ＢＨ量及びΔＴＳ量がいずれも低かった。
【０１５１】
これに対し、表７のＮｏ．３、４、６、７、及び表９のＮｏ.５、８、９は、いずれもsol.Ａｌ量のみを本発明の好ましい範囲内に低く制御した鋼種を用い、本発明の熱処理条件で製造した本発明例であるが、上記Ｎｏ．１及び２の従来例に比べ、伸びフランジ性が向上するのみならず、ＢＨ量及びΔＴＳ量も著しく増加した。
【０１５２】
更に表７のＮｏ．１０、１１、１３、１７〜１９、表９の１２、１４〜１６は、sol.Ａｌ量のみならずＮ量及び有効Ｎ量も本発明の好ましい範囲内に制御した鋼種を用い、本発明の熱処理条件で製造した本発明例であるが、上記Ｎｏ．３〜９に比べ、更にＢＨ量及びΔＴＳ量が上昇した。
【０１５３】
【発明の効果】
本発明は上記の様に構成されているので、低降伏比を有し、しかも強度−伸び及び強度−伸びフランジ性のバランスにも優れ、且つ、焼付硬化性にも優れた複合組織鋼板；及び、この様な鋼板を効率よく製造することができた。
【図面の簡単な説明】
【図１】母相組織が焼戻マルテンサイトまたは焼戻マルテンサイト＋フェライトの場合において、（１）の方法における熱延工程を説明した図である。
【図２】母相組織が焼戻ベイナイトまたは焼戻ベイナイト＋フェライトの場合において、（１）の方法における熱延工程を説明した図である。
【図３】（１）の方法における連続焼鈍またはめっき工程を説明した図である。
【図４】母相組織が焼戻マルテンサイトの場合において、（２）の方法における第一の連続焼鈍工程を説明した図である。
【図５】母相組織が焼戻ベイナイトの場合において、（２）の方法における第一の連続焼鈍工程を説明した図である。
【図６】母相組織が焼戻マルテンサイト＋フェライトの場合において、（２）の方法における第一の連続焼鈍工程を説明した図である。
【図７】母相組織が焼戻ベイナイト＋フェライトの場合において、（２）の方法における第一の連続焼鈍工程を説明した図である。
【図８】実施例１におけるＮｏ．３の光学顕微鏡写真である。
【図９】実施例１におけるＮｏ．１１の光学顕微鏡写真である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、塗装焼付を施して高強度を確保することのできる焼付硬化性［焼付塗装後の硬化特性、以下、ＢＨ（Bake Harding）性と呼ぶことがある］、及び伸びフランジ性に優れた複合組織鋼板に関し、詳細には、上述した焼付硬化性に優れ、しかも、低降伏比を有し、且つ、強度−伸びのバランス及び強度−伸びフランジ性のバランスにも優れた高強度複合組織鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車、電機、機械等の産業用分野において、プレス成形して使用される鋼板は、優れた強度と延性を兼ね備えていることが要求され、この様な要求特性は近年、益々、高まっている。
【０００３】
従来より、強度と延性の両立を図った鋼板として、母相をフェライト組織とし、該フェライトの３重点に粗大な島状マルテンサイトが分散したフェライト・マルテンサイトの複合組織鋼板［Dual-Phase（ＤＰ）鋼板］が知られている（例えば特許文献１参照。）。
【０００４】
上記ＤＰ鋼板は、延性が良好なだけでなく、焼付硬化性（ＢＨ性）に優れていることが知られている。このＤＰ鋼板は、Ａ1点以上の温度から急冷して製造する為、フェライト中に過飽和に固溶したＣ（固溶Ｃ）が多量に存在するが、この固溶Ｃが、加工後の焼付塗装工程により、加工時に導入されたフェライト中の転位に固着されることで、鋼板の降伏強度が上昇し、ＢＨ性が上昇すると考えられている。しかしながら、フェライト中に過飽和に存在させることができる固溶Ｃ量には限界がある為、所定以上のＢＨ特性を得ることは困難であった。
【０００５】
また、上記ＤＰ鋼板は、低降伏比（ＹＲ）で引張強度（ＴＳ）が高く、しかも伸び（Ｅｌ）特性にも優れているが、粗大なマルテンサイトが破壊の起点となる為、伸びフランジ性（局部的な延性：λ）に劣るものであった。
【０００６】
そこで、ＤＰ鋼板における伸びフランジ性を改善すべく、本願出願人は先に、フェライトとベイナイトとマルテンサイトの３相複合組織鋼板［Tri-Phase（ＴＰ）鋼板］を開示している（特許文献２参照。）。
【０００７】
上記鋼板では、破壊の起点となるマルテンサイトをベイナイト相で包み込んでいる為、従来のＤＰ鋼板に比べ、伸びフランジ性が改善されている。ところが、この鋼板では、上記ＤＰ鋼板と同程度の高延性（高い伸び）を得ることは困難であり、また、降伏比も若干高くなる等の問題を抱えていることが分かった。
【０００８】
従って、ＤＰ鋼板の特徴である(i)低降伏比、(ii)良好な強度−伸びバランス、及び(iii)高ＢＨ性のうち、(i)低降伏比及び(ii)良好な強度−伸びバランスについては維持しつつ、(iii)ＢＨ特性については更なる向上を目指し、しかも、当該ＤＰ鋼板の欠点であった(iv)低伸びフランジ性も克服し得、伸びフランジ性にも優れた高強度複合組織鋼板の提供が切望されている。
【０００９】
【特許文献１】
特開昭５５−１２２８２１号公報（第３欄第４〜９行）
【特許文献２】
特開昭５８−３９７７０号公報（特許請求の範囲、及び第２頁左上欄第１行〜第３頁左上欄下から２行目）
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記事情に着目してなされたものであり、その目的は、低降伏比を有し、しかも強度−伸び及び強度−伸びフランジ性のバランスにも優れ、且つ、焼付硬化性にも優れた複合組織鋼板；及び、この様な鋼板を効率よく製造することのできる方法を提供することにある。
【００１１】
【課題を解決する為の手段】
上記課題を解決し得た本発明に係る焼付硬化性及び伸びフランジ性に優れた複合組織鋼板とは、質量％で、
Ｃ ：０．０１〜０．２０％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．５〜３％、
sol.Ａｌ：０．０６％以下（０％を含む）、
Ｐ ：０．１５％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０２％以下（０％を含む）
を含有し、且つ、
母相として、焼戻マルテンサイト；焼戻マルテンサイト及びフェライト；焼戻ベイナイト；または焼戻ベイナイト及びフェライトを含有し、
第２相組織として、マルテンサイトを全組織に対して占積率で１〜３０％含有するところに要旨を有するものである。
【００１２】
更に、本発明において、
▲１▼sol.Ａｌ：０．０２５％以下（０％を含む）に制御されたもの；
▲２▼N：０．００５０％以上を含有し、且つ、下式（１）
０．０００１％≦［N］−（１４／２７）×［sol.Aｌ］≦０．００１％ … （１）
（式中、［ ］は各元素の含有量を示す）
を満足するもの；
▲３▼Ｃｒ及び／又はＭｏを合計で１％以下（０％を含まない）を含有するもの；
▲４▼Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない），及び／又はＣｕ：０．５％以下（０％を含まない）を含有するもの；
▲５▼Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない），Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない），Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）の少なくとも一種を含有するもの；
▲６▼Ｃａ：０．００３％以下（０％を含まない）、及び／又はＲＥＭ：０．００３％以下（０％を含まない）を含有するものは、いずれも本発明の好ましい態様である。
【００１３】
更に上記課題を解決し得た本発明鋼板の製造方法は、組織毎に夫々、下記方法を包含するところに要旨を有するものである。
【００１４】
Ａ：母相組織が焼戻マルテンサイトまたは焼戻ベイナイトである鋼板
この場合は、下記（１）または（２）の方法を採用することができる。
【００１５】
（１）熱延工程、及び連続焼鈍工程またはめっき工程を施すことにより上記鋼板を製造する方法であって、
該熱延工程は、（Ａr3−５０）℃以上の温度で仕上圧延を終了する工程；及び２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下（母相組織が焼戻マルテンサイトの場合）、またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下（母相組織が焼戻ベイナイトの場合）まで冷却して巻取る工程を包含し、
該連続焼鈍工程またはめっき工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度に加熱する工程；及び３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ms点以下まで冷却する工程；並びに、必要に応じて更に、１００〜６００℃の温度で過時効する工程を包含する方法；
（２）熱延工程、冷延工程、第一の連続焼鈍工程、及び第二の連続焼鈍工程またはめっき工程を施すことにより上記鋼板を製造する方法であって、
該第一の連続焼鈍工程は、Ａ3点以上の温度に加熱保持する工程；及び２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下（母相組織が焼戻マルテンサイトの場合）、またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下（母相組織が焼戻ベイナイトの場合）の温度まで冷却する工程を包含し、
該第二の連続焼鈍工程またはめっき工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度に加熱する工程；及び３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下の温度まで冷却する工程；並びに、必要に応じて更に、１００〜６００℃の温度で過時効する工程を包含する方法。
【００１６】
Ｂ：母相組織が焼戻マルテンサイト及びフェライト、または
焼戻ベイナイト及びフェライトである鋼板
この場合は、下記（３）または（４）の方法を採用することができる。
【００１７】
（３）熱延工程、及び連続焼鈍工程またはめっき工程を施すことにより上記鋼板を製造する方法であって、
該熱延工程は、（Ａr3−５０）℃以上の温度で仕上圧延を終了する工程；及び１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下（母相組織が焼戻マルテンサイト及びフェライトの場合）、またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下（母相組織が焼戻ベイナイト及びフェライトの場合）まで冷却して巻取る工程を包含し、
該連続焼鈍工程またはめっき工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で１０〜６００秒加熱保持する工程；及び３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ以下の温度まで冷却する工程；並びに、必要に応じて更に、１００〜６００℃の温度で過時効する工程を包含する方法；
（４）熱延工程、冷延工程、第一の連続焼鈍工程、及び第二の連続焼鈍工程またはめっき工程を施すことにより上記鋼板を製造する方法であって、
該第一の連続焼鈍工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度に加熱保持する工程；及び１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下（母相組織が焼戻マルテンサイト及びフェライトの場合）、またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下（母相組織が焼戻ベイナイト及びフェライトの場合）の温度まで冷却する工程を包含し、
該第二の連続焼鈍工程またはめっき工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度に加熱する工程；及び３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下の温度まで冷却する工程；並びに、必要に応じて更に、１００〜６００℃の温度で過時効する工程を包含する方法。
【００１８】
ここで、上記（３）の熱延工程において、
（Ａr3−５０）℃以上の温度で仕上圧延を終了する工程；７００±１００℃の範囲の温度域まで、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する工程；該温度域で空冷を１〜３０秒間行う工程；空冷後、Ｍｓ点以下（母相組織が焼戻マルテンサイト及びフェライトの場合）、またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下（母相組織が焼戻ベイナイト及びフェライトの場合）の温度まで、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却して巻取る工程を包含するものは、本発明の好ましい態様である。
【００１９】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、ＤＰ鋼板の特徴である(i)低降伏比及び(ii)良好な強度−伸びバランスを維持しつつ、更に(iii)高ＢＨ性については一層の向上を図ると共に、当該ＤＰ鋼板の短所であった(iv)低伸びフランジ性を克服し得、伸びフランジ性にも優れた高強度鋼板を提供すべく鋭意検討してきた。その結果、
（１）転位密度の低い軟質ラス組織からなる▲１▼焼戻マルテンサイト組織、▲２▼焼戻マルテンサイトとフェライトの混合組織、▲３▼焼戻ベイナイト組織、▲４▼焼戻ベイナイトとフェライトの混合組織を夫々、含む母相組織は、伸びフランジ性及び全伸びの向上に極めて有効であること；この様な母相組織と、微細なマルテンサイトを有する第２相組織からなるＤＰ鋼板は、従来のＤＰ鋼板における優れた低降伏比、優れた強度・延性（伸び）バランスを確保しつつ、伸びフランジ性も著しく高められること；
（２）更に上記組織に制御することにより、優れた焼付硬化特性が得られること；
（３）上記の組織制御に加え、更にsol.Ａｌ量を低減することにより、鋼中Ｎは、加工によって導入された転位を固着し得る固溶Ｎとして有効に作用し、焼付硬化特性が一層向上すること、
（４）更に好ましくは、焼付硬化特性に寄与するＮ量及び有効Ｎ量を高めることにより、更なる特性の改善が発揮されること
を見出し、本発明を完成した。
【００２０】
ここで、「ＢＨ性」のメカニズムとしては、加工により導入されたフェライト中の転位が、加工後の熱処理によって鋼中Ｃ（固溶Ｃ）に固着され、硬化が生じる結果、引張降伏応力が上昇すると推察されており、「ＢＨ量」は、引張試験片（通常はJIS５号試験片）を公称歪みで２％まで引張ったときの変形応力σ１を測定し、除荷した後、当該試験片を１７０℃で２０分間保持してから、再び引張試験を行ったときの上降伏応力（降伏点が出現しない場合は０．２％耐力に相当する応力）σ２を測定し、σ1とσ2との差をＢＨ量と定めた。
【００２１】
本発明では、このＢＨ量の目標値として、５０ＭＰａ以上（好ましくは７０ＭＰａ以上）を掲げている。
【００２２】
更に本発明では、ＢＨ性の更なる上昇に関連し、引張強度の上昇（ΔＴＳ）も目指すものである。一般にＢＨ性が上昇する場合、降伏強さのみが増加して引張強さの増加が得られないケースがある。ＢＨ量と同時に、降伏後の変形応力も上昇すれば、素材が変形することにより吸収される力学的なエネルギーが一層増加することになる。従って、自動車が衝突したときを想定した場合、素材が吸収し得る運動エネルギーが大きいほど、衝突時に乗員等に加わるエネルギーが低下するため、自動車の衝突安全性が向上する。そこで本発明では、ＢＨ性の向上に加え、ΔＴＳ性の上昇をも課題として掲げることにした。
【００２３】
ここで、ΔＴＳ性は、加工後処理した場合の引張強度が、熱処理前の引張強度よりも上昇する特性を意味する。具体的な測定方法は、引張試験片（通常はＪＩＳ５号試験片）に公称歪みで１０％の引張歪みを与え、除荷した後、当該試験片を１７０℃で２０分間保持してから、再び引張試験を行ったときの最高応力Ｔ２を測定し、熱処理せずに破断まで引張試験したときの最高応力Ｔ１との差（Ｔ２−Ｔ１）をΔＴＳ量と定めた。
【００２４】
本発明では、上記ΔＴＳ量の目標値として、３０ＭＰａ以上（好ましくは５０ＭＰａ以上）を掲げている。
【００２５】
本発明において、上述した優れた効果が得られる理由は詳細には不明であるが、上記軟質ラス組織からなる▲１▼〜▲４▼の組織を母相とした場合、上記組織の生成過程（焼戻過程）で生成されるマルテンサイト／ベイナイトは当該ラス間に生じる為、非常に微細な組織となり、その結果、伸びフランジ性が向上すると共に伸び特性も一層改善されるものと考えられる。また、ＢＨ性及びΔＴＳ性の上昇に関しては以下の様に考えられる。即ち、焼戻しにより軟化した母相組織（焼戻マルテンサイト／焼戻ベイナイト）は部材加工時に変形し、多数の転位が導入され、しかもこの焼戻母相組織自体が、フェライトに比べて多くの過飽和Ｃ量を含有している為、加工時に導入された転位に固着し得るＣ量（固溶Ｃ量）も多くなる結果、大きな焼付硬化能を有することになる。この様に本発明鋼板では、フェライトのみならず焼戻マルテンサイト／焼戻ベイナイトも焼付硬化性に寄与するため、硬化量の更なる上昇が発揮され、加えて、加工後の熱処理による引張強度も上昇する結果、ΔＴＳ性も向上するものと考えられる。
【００２６】
これに対し、従来の複合組織鋼板では、本発明の特徴である焼戻母相組織を有しておらず、焼戻されていないマルテンサイトは、非常に堅くて殆ど変形しないものである。従って、従来鋼板では、多数の転位が導入されるフェライトのみが、焼付硬化能の大部分を担う為、本発明鋼板に比べ、焼付硬化特性が低いと考えられる。
【００２７】
以下、本発明を構成する各要件について説明する。
【００２８】
まず、本発明を最も特徴付ける上記▲１▼〜▲４▼の母相組織について説明する。
【００２９】
▲１▼焼戻マルテンサイト組織を母相とする態様
本発明における「焼戻マルテンサイト」とは、転位密度が少なく軟質であり、しかも、ラス状組織を有するものを意味する。これに対し、マルテンサイトは転位密度の多い硬質組織である点で焼戻マルテンサイトと相違し、両者は、例えば透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察などによって区別されるものである。また、上記焼戻マルテンサイトを母相とする点で、焼戻マルテンサイトを母相としない従来のＤＰ鋼板とも、やはり相違するものである。
【００３０】
この焼戻マルテンサイトは、後記する通り、Ａ3点以上（γ域）より焼入れされたマルテンサイトを、Ａ1点以上（約７００℃以上）、Ａ3点以下の温度で焼鈍する等して得られるものである。
【００３１】
上記焼戻マルテンサイトによる伸びフランジ性、ＢＨ性、及びΔＴＳ性の向上作用を有効に発揮させる為には、焼戻マルテンサイトを３０％以上（より好ましくは４０％以上、更により好ましくは５０％以上、更により一層好ましくは６０％以上）有することが推奨される。尚、焼戻マルテンサイトの量は、第２相のマルテンサイトとのバランスによって定められるものであり、所望の特性を発揮し得る様、適切に制御することが推奨される。
【００３２】
▲２▼焼戻マルテンサイトとフェライトの混合組織を母相とする態様
上記態様のうち焼戻マルテンサイトの詳細は上記▲１▼に説明した通りである。
【００３３】
また、本発明における「フェライト」とは、ポリゴナルフェライト、即ち、転位密度の少ないフェライトを意味する。上記フェライトは伸び特性に優れる等のメリットはあるが、伸びフランジ性に劣るという欠点がある。これに対し、上記フェライトと焼戻マルテンサイトの混合組織を有する本発明鋼板は、優れた伸び特性を維持しつつ、しかも伸びフランジ性も改善されており、且つ、ＢＨ性及びΔＴＳ性にも優れいてる点で、従来のＤＰ鋼板とは、組織の構成も得られる特性も異なるものである。
【００３４】
本発明による作用を有効に発揮させる為には、フェライトを５％以上（好ましくは１０％以上）含有することが推奨される。但し、６０％を超えると、必要な強度を確保するのが困難となる他、従来のＤＰ鋼板と同様、フェライトと第２相の界面より多くのボイドが発生し、伸びフランジ性が劣化する為、その上限を６０％とすることが推奨される。尚、上限を３０％未満に制御すると、フェライトと第２相（マルテンサイト）の界面が減少し、ボイドの発生源が抑えられる為、伸びフランジ性が向上するので、非常に好ましい。
【００３５】
▲３▼焼戻ベイナイト組織を母相とする態様
本発明における「焼戻ベイナイト」とは、転位密度が少なく軟質であり、しかも、ラス状組織を有するものを意味する。これに対し、ベイナイトは転位密度の多い硬質組織である点で焼戻ベイナイトと相違し、両者は、例えば透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察などによって区別されるものである。また、上記焼戻ベイナイトを母相とする点で、焼戻ベイナイトを母相としない従来のＤＰ鋼板とも、やはり相違するものである。
【００３６】
この焼戻ベイナイトは、後記する通り、Ａ3点以上（γ域）よりＭｓ点以上Ｂｓ点以下で焼入れされたベイナイトを、Ａ1点以上（約７００℃以上）、Ａ3点以下の温度で焼鈍する等して得られるものである。
【００３７】
上記焼戻ベイナイトの生成による伸びフランジ性、ＢＨ性、及びΔＴＳ性の向上作用を有効に発揮させる為には、焼戻ベイナイトを３０％以上（好ましくは４０％以上、更により好ましくは５０％以上、更により一層好ましくは６０％以上）有することが推奨される。尚、焼戻ベイナイトの量は、後記するマルテンサイトとのバランスによって定められるものであり、所望の特性を発揮し得る様、適切に制御することが推奨される。
【００３８】
▲４▼焼戻ベイナイトとフェライトの混合組織を母相とする態様
上記態様の各組織（焼戻ベイナイト及びフェライト）の詳細は上記▲３▼及び▲２▼に説明した通りである。
【００３９】
次に、上記の各態様において、第２相組織のマルテンサイトについて説明する。
【００４０】
一般にマルテンサイトは強度の向上に有効な組織であるが、多量に含有すると伸びが低下する等の問題がある。また、従来のＤＰ鋼板の如く、フェライト素地に粗大なマルテンサイトが存在する場合には、該マルテンサイトが破壊の起点となる為、伸びフランジ性が低下する等の問題がある。ところが本発明の如く、上記軟質ラス組織からなる▲１▼〜▲４▼の組織を母相とした場合、当該ラス間にマルテンサイトが微細に分散する為、伸びフランジ性が向上し、更には伸び特性も一層改善されるものと考えられる。
【００４１】
この様に本発明におけるマルテンサイトは、従来のマルテンサイトとは異なり、微細なものである。具体的には、光学顕微鏡観察により、母相粒内及び粒界に観察され、特に母相粒内の第２相マルテンサイトはラス間に細長い形状で観察されるものであり、更に、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察により、従来の島状マルテンサイトとも区別することが可能である。
【００４２】
この様な微細なマルテンサイトによる作用を有効に発揮させる為には、上記の各態様において、全組織に対してマルテンサイトを占積率で１％以上（好ましくは３％以上、より好ましくは５％以上）含有する。但し、多量に含有すると、強度が高くなり過ぎて伸びが低下し、強度−伸びのバランスに劣る等の問題がある為、その上限を３０％（好ましくは２５％）とする。詳細には、母相組織の種類によって、マルテンサイトの好ましい占積率を適切に制御することが推奨される。
【００４３】
その他：ベイナイトまたは残留オーステナイト（０％を含む）
本発明の鋼板は、上記の母相組織と第２組織のみからなっていても良いが、本発明の作用を損なわない範囲で、他の異種組織として、ベイナイトを有していても良い。ベイナイト組織は、例えば後記する本発明の製造過程［前述した（１）または（３）の「連続焼鈍工程またはめっき工程」、若しくは、前述した（２）または（４）の「第二の連続焼鈍工程またはめっき工程」において、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下まで冷却する工程；または、これら（１）〜（４）の方法の後、合金化する工程等］で必然的に残存し得るものであるが、少なければ少ない程、好ましい。
【００４４】
更に使用する鋼種の成分によっては、微細な残留オーステナイトが残っている場合もある。
【００４５】
次に、本発明鋼板を構成する基本成分について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。
【００４６】
Ｃ：０．０１〜０．２０％
Ｃは、強度向上に寄与するマルテンサイトの形成に必須の元素であり、本発明鋼板の強度は主に、マルテンサイトの占積率及びその硬度によって決定されるものである。本発明の場合、最終の熱処理工程［前述した（１）または（３）の「連続焼鈍工程またはめっき工程」、若しくは、前述した（２）または（４）の「第二の連続焼鈍工程またはめっき工程」］において、（α＋γ）の２相域に加熱した後、冷却してγ相をマルテンサイトとするものであるが、加熱時におけるγ相の占積率（ひいては、冷却後のマルテンサイト占積率）は鋼中のＣ量等に大きく影響され、Ｃ量が少ないと必要な強度の確保が困難となること；特に０．０１％以下では（α＋γ）の２相域の領域が狭くなり、生産性が悪くなることから、その下限を０．０１％（好ましくは０．０２％）と定めた。但し、０．２０％を超えるとスポット溶接性が著しく劣化する他、鋼板中のマルテンサイト占積率が増加して加工性が劣化するのみならず、降伏比も増加する為、その上限を０．２０％（好ましくは０．１５％）とする。
【００４７】
Ｓｉ：０．５％以下
Ｓｉは、α相中の固溶Ｃ量を減少させることにより伸び等の延性向上に寄与する元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）添加することが好ましい。但し、０．５％を超えて添加すると、例えば亜鉛めっきした場合にめっき不良を起こすことから、その上限を０．５％（好ましくは０．３％）とする。
【００４８】
Ｍｎ：０．５〜３％
Ｍｎは固溶強化元素として有用であり、また、冷却過程における変態を抑制してγ相を安定化する為に必要な元素である。更に所望のマルテンサイト相を生成する為に有用である。この様な作用を有効に発揮させる為には、０．５％以上（好ましくは０．７％以上、より好ましくは１％以上）添加する。但し、３％を超えて添加すると、亜鉛めっきしたときのめっき特性を劣化させる為、その上限を３％（好ましくは２．５％以下、より好ましくは２％以下）とする。
【００４９】
sol. Ａｌ（酸可溶性Ａｌ）：０．０６％以下
Ａｌはセメンタイトの生成を防止し、Ｃ濃化によるγ相安定化元素として有用である。但し、多量に添加すると、酸化物等が生成し、伸びや伸びフランジ性が低下する為、かかる観点から、その上限を０．０６％とした。好ましくは０．０５％以下である。
【００５０】
一方、焼付硬化特性向上の観点からいえば、Ａｌは、優れた焼付硬化性及び引張強度の上昇を確保するのに有効な固溶Ｎ（後記する）を確保するのに制御しなければならない元素である。多量に存在すると、固溶Ｎと結合してＡｌ窒化物（ＡｌＮ）を形成し易くなり、ＢＨ量及びΔＴＳ量の更なる向上が望めない。また、固溶Ｎを十分確保することができ、且つ、ＡｌＮが形成された場合であっても、該ＡｌＮが伸びや伸びフランジ性等の特性を劣化させないようにする必要がある。その為、本発明では特に焼付硬化特性向上の観点から、sol.Ａｌの上限を０．０２５％にすることが推奨される。かかる観点からすれば、Ａｌ含有量は少なければ少ない程好ましいが、生産性等を考慮すると実用レベルで、０．００５％以上とすることが推奨される。尚、鋼中のsol.Ａｌ量を低減する方法としては、製鋼段階における脱酸をＡｌではなくＳｉで行うこと等が有用である。
【００５１】
Ｐ：０．１５％以下（０％を含まない）
Ｐは、固溶強化元素として有用であり、また、冷却過程においてγ相の分解を抑制するのに必要な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、０．０３％以上（より好ましくは０．０５％以上）添加することが推奨される。但し、０．１５％を超えて添加すると延性が劣化する。好ましくは０．１％以下である。
【００５２】
Ｓ：０．０２％以下（０％を含む）
Ｓは、熱間圧延時にＭｎＳ等の硫化物系介在物を形成し、割れの起点となって加工性を劣化させる他、冷間時の延性を低下させる元素である為、その上限を０．０２％とした。好ましくは０．０１５％以下である。
【００５３】
本発明の鋼は上記成分を基本成分として含有し、残部：実質的に鉄及び不純物であるが、特に所望のＢＨ性を得る為に、Ｎ量を以下の通り、適切に制御することが推奨される。
【００５４】
N ：０．００５０％以上、
０．０００１％≦［ N ］−（１４／２７）×［ sol.A ｌ］≦０．００１％…（１）
（式中、［ ］は各元素の含有量を示す）
上述した通り、固溶Ｎは、焼付硬化性及び引張強度を向上させるのに有用である。一般に、通常の複合組織鋼板では、Ｎ量を０．００３〜０．００４％程度含有しており、本発明でも当該範囲を許容し得るが、更に前述したＡｌ量の低減化と相俟って、所望の固溶Ｎ量を一層効果的に確保するという観点から、０．００５０％以上添加することが推奨される。好ましくは０．００６０％以上、より好ましくは０．００７０％以上である。
【００５５】
更に、固溶N量をsol.Ａｌ量との関係で適切に制御して所望の焼付硬化性及び引張強度を得るという観点に基づき、「本発明で目標とするＢＨ量（５０ＭＰａ以上）及びΔＴＳ量（３０ＭＰａ以上）を確保する」のに必要な固溶N量を、sol.Al量とのバランスを考慮して定めたのが上式（１）である。すなわち、上式（１）で表される｛［N］−（１４／２７）×［sol.Aｌ］｝は、真に特性向上に寄与する有効Ｎ量［以下、上式（１）で表される数値を「有効Ｎ量」と呼ぶ場合がある］を意味する。尚、Ｎ含有量が多過ぎると、製造時の鋳塊に気泡が生じ、熱間圧延工程にて割れや破断が生じる原因となることから、上記有効Ｎ量の上限は０．００１％とすることが推奨される。
【００５６】
更に本発明では、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。
【００５７】
Ｂ：０．００３％以下（０％を含まない）
Ｂは焼入性を向上し、微量で強度を高める作用がある。この様な作用を有効に発揮させる為には０．０００５％以上添加することが推奨される。しかしながら、過剰に添加すると粒界が脆化し、鋳造や圧延等の処理により割れが生じる為、その上限を０．００３％とする。より好ましくは０．００２％以下である。
【００５８】
Ｃｒ及び／又はＭｏを合計で１％以下（０％を含まない）
Ｃｒ及びＭｏは、焼入れ性を向上させて、鋼の強度を高めるのに有効な元素であることから、Ｃｒ及び／又はＭｏを合計で０．１％以上添加することが推奨される。しかしながら、過剰に添加しても効果が飽和してしまい、延性が劣化する為、Ｃｒ及び／又はＭｏを合計で１％以下に抑えることが好ましい。より好ましくは合計で０．８％以下である。
【００５９】
尚、これらの元素は夫々、単独で使用しても良いし、或いは併用しても構わない。
【００６０】
Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）及び／又は
Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）
これらの元素は、強度−延性バランスを高く保持したまま、高強度化を実現するのに有効な元素であり、この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｎｉ：０．１％以上、及び／又はＣｕ：０．１％以上を添加することが推奨される。しかしながら、これらの元素を過剰に添加しても上記効果が飽和してしまう他、熱延時に割れが生じる等生産性が劣化することから、Ｎｉ：０．５％以下、及び／又はＣｕ：０．５％以下に抑えるのが良い。
【００６１】
Ｃａ及び／又はＲＥＭ：０．００３％以下（０％を含まない）
Ｃａ及びＲＥＭ（希土類元素）は、鋼中硫化物の形態を制御し、加工性向上に有効な元素である。ここで、本発明に用いられる希土類元素としては、Ｓｃ、Ｙ、ランタノイド等が挙げられる。上記作用を有効に発揮させる為には、夫々、０．０００３％以上（より好ましくは０．０００５％以上）添加することが推奨される。但し、０．００３％を超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくは０．００２５％以下である。
【００６２】
Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない），Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない），Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）の少なくとも一種
これらの元素はいずれも、炭窒化物形成元素であり、該炭窒化物が析出すると、（α＋γ）域に加熱したときのα相及びγ相の結晶粒が微細になり、高強度化に寄与する。この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｔｉ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）、Ｎｂ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）、Ｖ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）を、夫々添加することが推奨される。但し、いずれの元素も０．１％を超えて添加すると析出硬化により降伏比が高くなってしまう。より好ましくはＴｉ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．０８％以下、Ｖ：０．０８％以下である。
【００６３】
次に、本発明鋼板を製造する方法につき、各態様毎に説明する。
【００６４】
Ａ：母相組織が焼戻マルテンサイトまたは焼戻ベイナイトである鋼板
上記鋼板の代表的な製造方法として、下記（１）または（２）の方法が挙げられる。以下、各方法について詳述する。
【００６５】
（１）［熱延工程］→［連続焼鈍工程またはめっき工程］
この方法は、▲１▼熱延工程、及び▲２▼連続焼鈍工程またはめっき工程を経由して所望の鋼板を製造する方法である。このうち▲１▼熱延工程の説明図を図１（母相組織が焼入マルテンサイトの場合）及び図２（母相組織が焼入ベイナイトの場合）に、▲２▼連続焼鈍またはめっき工程の説明図を図３に、夫々示す。
【００６６】
▲１▼熱延工程
上記熱延工程は、（Ａr3−５０）℃以上の温度で仕上圧延を終了する工程；及び２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下（母相組織が焼戻マルテンサイトの場合）、またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下（母相組織が焼戻ベイナイトの場合）まで冷却して巻取る工程を包含するものである。この熱延条件は、所望の母相組織（焼入マルテンサイトまたは焼入ベイナイト）を得る為に設定されたものである。
【００６７】
まず、いずれの母相組織を得る場合においても、熱延仕上温度（ＦＤＴ）は（Ａr3−５０）℃以上、好ましくはＡr3点以上の温度とすることが推奨される。これは、引続き実施される「Ｍｓ点以下の冷却」または「Ｍｓ点以上Ｂｓ点以下の冷却」と共に、所望の焼入マルテンサイトまたは焼入ベイナイトを得る為である。
【００６８】
上記熱延仕上げの後、冷却するが、冷却条件（ＣＲ）は、２０℃／ｓ以上（好ましくは３０℃／ｓ以上）の平均冷却速度で、フェライト変態やパーライト変態を避けてＭｓ点以下まで冷却することが推奨される。これにより、ポリゴナルフェライト等を生成させることなく、所望の焼入マルテンサイトまたは焼入ベイナイトを得ることができる。熱延後の平均冷却速度は、最後のマルテンサイトの形態にも影響を与え、平均冷却速度が速ければラス組織が微細となり、第２相組織も微細となるので有用である。尚、平均冷却速度の上限は特に限定されず、大きければ大きい程良いが、実操業レベルとの関係で、適切に制御することが推奨される。
【００６９】
また、巻取温度（ＣＴ）は、焼入マルテンサイトを得る場合には、
Ｍｓ点以下［計算式：Ｍｓ＝５６１−４７４×［Ｃ］−３３×［Ｍｎ］−１７×［Ｎｉ］−１７×［Ｃｒ］−２１×［Ｍｏ］；式中、［ ］は各元素の質量％である］にすることが必要である。Ｍｓ点を超えると、所望の焼入マルテンサイトが得られず、ベイナイト等が生成するからである。
【００７０】
一方、焼入ベイナイトを得る場合には、巻取温度（ＣＴ）は、
Ｍｓ点以上Ｂｓ点以下［計算式：Ｍｓは上記式と同じ；Ｂｓ＝８３０−２７０×［Ｃ］−９０×［Ｍｎ］−３７×［Ｎｉ］−７０×［Ｃｒ］−８０×［Ｍｏ］；式中、［ ］は各元素の質量％である］にすることが必要である。Ｂｓ点を超えると所望の焼入ベイナイトが得られず、一方、Ｍｓ点を下回ると焼戻マルテンサイトが生成するからである。
【００７１】
尚、熱延工程では、所望の焼入マルテンサイトまたは焼入ベイナイトを得る為に、上記の各工程を適切に制御することが推奨されるが、その他の工程、例えば加熱温度等は、通常実施される条件（例えば約１０００〜１３００℃）を適宜選択すれば良い。
【００７２】
▲２▼連続焼鈍またはめっき工程
上記▲１▼の熱延に引続き、連続焼鈍またはめっきを行う。但し、熱延後の形状が悪いときには形状修正の目的で、上記▲１▼の熱延を行った後、当該▲２▼の連続焼鈍またはめっきを行う前に、冷延処理しても良い。ここで、冷延率は１〜５０％とすることが推奨される。５０％を超えて冷間圧延すると、圧延荷重が増大し、冷間圧延が困難となるからである。特に母相組織が焼戻マルテンサイトの場合は、冷延率を１〜３０％とすることが好ましい。
【００７３】
上記連続焼鈍またはめっきは、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で加熱する工程；及び３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下の温度まで冷却する工程［図３（ａ）］；並びに、必要に応じて更に、１００〜６００℃の温度で過時効する工程［図３（ｃ）］を包含する。これらの条件は、熱延工程で生成した母相組織（焼入マルテンサイトまたは焼入ベイナイト）を焼戻して所望の焼戻マルテンサイトまたは焼戻ベイナイトを得ると共に、第２相（マルテンサイト）を生成させる為に設定されたものである。
【００７４】
まず、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で均熱することにより、所望の組織（焼戻マルテンサイト＋マルテンサイト／焼戻ベイナイト＋マルテンサイト）を生成させる（２相域焼鈍）。上記温度を超えると、すべてγとなってしまい、一方、上記温度を下回ると、すべて焼戻マルテンサイト／焼戻ベイナイトとなってしまい、所望の第２相のマルテンサイトが得られないからである。尚、上記均熱時の加熱保持時間は、１０〜６００秒とすることが推奨される。１０秒未満では、焼戻が不足し、所望の母相組織（焼戻マルテンサイトまたは焼戻ベイナイト）が得られない。好ましくは２０秒以上、より好ましくは３０秒以上である。尚、６００秒を超えると、焼戻マルテンサイトまたは焼戻ベイナイトの特徴であるラス状組織が維持できなくなり、機械的特性が劣化する。好ましくは５００秒以下、より好ましくは４００秒以下である。
【００７５】
次いで、平均冷却速度（図３中、ＣＲ）を、３℃／ｓ以上（好ましくは５℃／ｓ以上）に制御し、パーライト変態を避けながら、Ｍｓ点以下の温度まで冷却する。これにより、微細なマルテンサイトを短時間に得ることができる。
【００７６】
ここで、平均冷却速度が上記範囲を下回ると、所望の組織が得られず、パーライト等が生成する。尚、その上限は特に規定されず、大きければ大きい程良いが、実操業レベルとの関係で、適切に制御することが推奨される。
【００７７】
また、上記工程では、所望の母相組織（焼戻マルテンサイトまたは焼戻ベイナイト）及びマルテンサイトの他、本発明の作用を損なわない範囲で、更にベイナイト組織が生成していても構わない。また、所望の組織を著しく分解させることなく、本発明の作用を損なわない範囲で、めっき、更には合金化処理しても良い。具体的には、溶融めっき鋼板や合金化溶融めっき鋼板等における連続めっきラインでは、冷却工程の後、めっき処理の目的で、４００〜５００℃の温度にて数秒間〜数十秒間保持する工程を包含しても良い［図３（ｂ）］。尚、上記（ｂ）の保持工程を包含する場合における前記「平均冷却速度（ＣＲ）」とは、当該保持時間は含まないものとする。
【００７８】
更に、Ｍｓ点以下の温度まで冷却した後、必要に応じて、１００〜６００℃の温度で過時効しても良い。上記過時効処理によりＴＳレベルを適切にコントロールすることができるからである。１００℃未満では、ＴＳをコントロールできず、所望の焼戻効果が得られない。より好ましくは２００℃以上である。但し、６００℃を超えると、セメンタイトが析出し、ＴＳが低下する等の問題がある。より好ましくは５００℃以下である。また、処理時間は、要求されるＴＳレベル等に応じて適切に制御することが推奨されるが、概ね、１０〜２００秒間（より好ましくは３０秒以上、１５０秒以下）に制御することが好ましい。
【００７９】
（２）［熱延工程］→［冷延工程］→［第一の連続焼鈍工程］
→［第二の連続焼鈍工程またはめっき工程］
上記（２）の方法は、熱延工程、冷延工程、第一の連続焼鈍工程、および第二の連続焼鈍工程またはめっき工程を経て、所望の鋼板を製造する方法である。このうち上記方法を特徴付ける第一の連続焼鈍工程の説明図を図４（母相組織が焼入マルテンサイトの場合）及び図５（母相組織が焼入ベイナイトの場合）に示す。
【００８０】
まず、熱延工程、および冷延工程を実施するが、これらの工程は特に限定されず、通常、実施される条件を適宜選択して採用することができる。上記方法では、これらの工程により、所望の組織を確保するものではなく、その後に実施する第一の連続焼鈍工程、および第二の連続焼鈍工程またはめっき工程を制御して所望の組織を得るところに特徴があるからである。
【００８１】
具体的には、上記熱延工程としては、Ａr3点以上で熱延終了後、平均冷却速度約３０℃／ｓで冷却し、約５００〜６００℃の温度で巻取る等の条件を採用することができる。また、冷延工程では、約３０〜７０％の冷延率の冷間圧延を施すことが推奨される。勿論、これに限定する趣旨では決してない。
【００８２】
次に、上記（２）の方法を特徴付ける▲３▼第一の連続焼鈍工程、および▲４▼第二の連続焼鈍工程またはめっき工程について説明する。
【００８３】
▲３▼第一の連続焼鈍工程（最初の連続焼鈍工程）
上記工程は、Ａ3点以上の温度に加熱保持する工程；及び２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下、またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下の温度まで冷却する工程を包含する。これらの条件は、所望の母相組織（焼入マルテンサイトまたは焼入ベイナイト）を得る為に設定されたものである。
【００８４】
まず、Ａ3点以上の温度（図４及び図５中、Ｔ１）に均熱した（好ましくは１３００℃以下）後、平均冷却速度（図４及び図５中、ＣＲ）を２０℃／ｓ以上（好ましくは３０℃／ｓ以上）に制御し、Ｍｓ点以下の温度（図４中、Ｔ２）、またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下の温度（図５中、Ｔ２）まで冷却することにより、フェライト変態やパーライト変態を避けながら、所望の焼入マルテンサイトまたは焼入ベイナイトを得る。
【００８５】
ここで、平均冷却速度（ＣＲ）が上記範囲を下回ると、フェライト、パーライトが生成し、所望の組織が得られない。尚、その上限は特に限定されず、大きければ大きい程良いが、実操業レベルとの関係で、適切に制御することが推奨される。
【００８６】
▲４▼第二の連続焼鈍工程（後の連続焼鈍工程）またはめっき工程
上記工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度に加熱する工程；及び３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下の温度まで冷却する工程；並びに、必要に応じて更に、１００〜６００℃の温度で過時効する工程を包含する。
【００８７】
上記工程は、前述した（１）の方法における▲２▼連続焼鈍工程またはめっき工程と同じであり、前記▲３▼第一の連続焼鈍工程で生成した母相組織（焼入マルテンサイトまたは焼入ベイナイト）を焼戻して所望の焼戻マルテンサイトまたは焼戻ベイナイトを得ると共に、第２相（マルテンサイト）を生成させる為に設定されたものである。
【００８８】
Ｂ．母相組織が（焼戻マルテンサイトとフェライト）または（焼戻ベイナイトとフェライト）の混合組織；第２相組織がマルテンサイトである鋼板
上記鋼板の代表的な製造方法として、下記（３）または（４）の方法が挙げられる。
【００８９】
（３）［熱延工程］→［連続焼鈍工程またはめっき工程］
この方法は、▲１▼熱延工程、及び▲２▼連続焼鈍工程またはめっき工程を経由して所望の鋼板を製造する方法である。このうち▲１▼熱延工程の説明図は、母相組織が焼入マルテンサイト＋フェライトの場合は前記図１に、母相組織が焼入ベイナイト＋フェライトの場合は前記図２に夫々、示した通りであり、▲３▼連続焼鈍またはめっき工程の説明図は前記図３に示した通りである。
【００９０】
▲１▼熱延工程
上記熱延工程は、（Ａr3−５０）℃以上の温度で仕上圧延を終了する工程；及び１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下（母相組織が焼入マルテンサイト＋フェライトの場合）、またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下（母相組織が焼入ベイナイト＋フェライトの場合）の温度まで冷却して巻取る工程を包含するものである。この熱延条件は、所望の母相組織（焼入マルテンサイト＋フェライト、または焼入ベイナイト＋フェライトの混合組織）を得る為に設定されたものであるが、その詳細は、前述した（１）の方法における▲１▼熱延工程に記載した通りである。
【００９１】
上記熱延仕上げの後、冷却する。本発明では、冷却速度（ＣＲ）を制御することにより、冷却中にフェライトを一部生成させてα＋γの２相とし、更にＭｓ点以下、またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下の温度まで冷却することにより、所望の混合組織を得ることができる。
【００９２】
ここで、上記冷却条件としては、下記（ａ）、好ましくは（ｂ）の方法が挙げられる。
【００９３】
（ａ）一段冷却：即ち、１０℃／ｓ以上（好ましくは２０℃／ｓ以上）の平均冷却速度で、パーライト変態を避けてＭｓ点以下、またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下の温度まで冷却する。このとき、平均冷却速度を適切に制御することにより、所望の混合組織（焼入マルテンサイト＋フェライト、または焼入ベイナイト＋フェライト）を得ることができる。尚、本発明では、フェライトを５％以上３０％未満に制御することが推奨されるが、この場合には、平均冷却速度を３０℃／ｓ以上に制御することが好ましい。
【００９４】
また、熱延後の平均冷却速度は、フェライトの生成のみならず、生成する組織（焼戻マルテンサイト／焼戻ベイナイトとフェライト）の面積率等にも影響を与え、平均冷却速度が速ければ（好ましくは５０℃／ｓ以上）、ラス状を呈することになる。尚、平均冷却速度の上限は特に限定されず、大きければ大きい程良いが、実操業レベルとの関係で、適切に制御することが推奨される。
【００９５】
更に、冷却中に所望の混合組織を一層効率よく生成させる為には、（ｂ）二段冷却：即ち、▲１▼７００±１００℃の範囲の温度域（好ましくは７００±５０℃）まで、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度（ＣＲ１）で冷却する工程；▲２▼該温度域で空冷を１〜３０秒間行う工程；▲３▼空冷後、Ｍｓ点以下またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下の温度まで、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度（ＣＲ２）で冷却して巻取る工程を包含することが推奨される。この様に段階的に冷却することにより、転位密度の低いポリゴナル・フェライトを一層確実に生成させることができる。
【００９６】
ここで、上記▲１▼の温度域及び▲３▼の温度域では、共に、３０℃／ｓ以上、好ましくは４０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することが推奨される。尚、当該平均冷却速度の上限は特に限定されず、大きければ大きい程良いが、実操業レベルとの関係で、適切に制御することが推奨される。
【００９７】
また、上記▲２▼の温度域では、空冷を１秒以上、好ましくは３秒以上行うことが好ましく、これにより所定のフェライト量が効率よく得られる。但し、空冷時間が３０秒を超えると、フェライト量が好ましい範囲を超えて生成され、所望の強度が得られない他、伸びフランジ性も劣化する。好ましくは２０秒以下である。
【００９８】
また、巻取温度（ＣＴ）は、前記（１）の▲１▼に記載した通りである。
【００９９】
尚、熱延工程では、所望の母相組織を得る為に、上記の各工程を適切に制御することが推奨されるが、その他の工程、例えば加熱温度等は、通常実施される条件（例えば約１０００〜１３００℃）を適宜選択すれば良い。
【０１００】
▲２▼連続焼鈍工程またはめっき工程
上記▲１▼の熱延後、連続焼鈍またはめっきを行う。但し、熱延後の形状が悪いときには形状修正の目的で、上記▲１▼の熱延を行った後、当該▲２▼の連続焼鈍またはめっきを行う前に、冷延処理しても良い。ここで、冷延率は１〜３０％とすることが推奨される。冷延率３０％を超えて冷間圧延すると、圧延荷重が増大し、冷間圧延が困難となるからである。
【０１０１】
上記連続焼鈍またはめっきは、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で加熱する工程；及び３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下の温度まで冷却する工程；並びに、必要に応じて更に、１００〜６００℃の温度で過時効する工程を包含する。これらの条件は、熱延工程で生成した母相組織を焼戻して所望の混合組織（焼戻マルテンサイト＋フェライト、または焼戻ベイナイト＋フェライト）を得ると共に、第２相（マルテンサイト）を生成させる為に設定されたものであり、その詳細は、前述した（１）の方法における▲２▼連続焼鈍工程またはめっき工程に記載した通りである。
【０１０２】
（４）［熱延工程］→［冷延工程］→［第一の連続焼鈍工程］
→［第二の連続焼鈍工程またはめっき工程］
上記（４）の方法は、熱延工程、冷延工程、第一の連続焼鈍工程、および第二の連続焼鈍工程またはめっき工程を経て、所望の鋼板を製造する方法である。このうち上記（４）の方法を特徴付ける第一の連続焼鈍工程の説明図を、母相組織が焼入マルテンサイト＋フェライトの場合は図６に、母相組織が焼入ベイナイト＋フェライトの場合は図７に、夫々示す。
【０１０３】
まず、熱延工程、および冷延工程を実施する。これらの工程は特に限定されず、通常、実施される条件を適宜選択して採用することができるが、その詳細は、前述した（２）の方法に記載した通りである。
【０１０４】
次に、上記（４）の方法を特徴付ける▲３▼第一の連続焼鈍工程、および▲４▼第二の連続焼鈍工程またはめっき工程について説明する。
【０１０５】
▲３▼第一の連続焼鈍工程（最初の連続焼鈍工程）
上記工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で加熱保持する工程；及び１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下（母相組織が焼入マルテンサイト＋フェライトの場合）、またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下（母相組織が焼入ベイナイト＋フェライトの場合）の温度まで冷却する工程を包含する。この条件は、所望の母相組織を得る為に設定されたものである。
【０１０６】
まず、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度（図６及び図７中、Ｔ１）に均熱する（好ましくは１３００℃以下）。尚、Ａ1〜Ａ3の温度で均熱するときには均熱中に、一方、Ａ3点以上の温度で均熱するときは冷却中に、フェライトを一部生成させて［フェライト（α）＋γ］の２相とした後、Ｍｓ点以下、またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下の温度まで冷却することにより、所望の（α＋焼入マルテンサイト）または（α＋焼入ベイナイト）を得る。
【０１０７】
上記均熱後、平均冷却速度（ＣＲ）を１０℃／ｓ以上（好ましくは２０℃／ｓ以上）に制御し、Ｍｓ点以下の温度（図６中、Ｔ２）、またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下の温度（図７中、Ｔ２）まで冷却することにより、パーライト変態を避けながら、所望の混合組織（焼入マルテンサイト＋フェライト、または焼入ベイナイト＋フェライト）を得る。尚、本発明では、フェライトを５％以上３０％未満に制御することが推奨されるが、この場合には、平均冷却速度を３０℃／ｓ以上に制御することが好ましい。
【０１０８】
また、上記平均冷却速度は、フェライトの生成のみならず、最後のマルテンサイトの形態等にも影響を及ぼす様になり、平均冷却速度が速ければ（好ましくは５０℃／ｓ以上）、ラスが小さくなる。尚、平均冷却速度の上限は特に限定されず、大きければ大きい程良いが、実操業レベルとの関係で、適切に制御することが推奨される。
【０１０９】
▲４▼第二の連続焼鈍工程（後の連続焼鈍工程）またはめっき工程
上記工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で加熱する工程；及び３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下の温度まで冷却する工程；並びに、必要に応じて更に、１００〜６００℃の温度で過時効する工程を包含する。この工程は、前述した（２）の方法における▲４▼第二の連続焼鈍工程またはめっき工程と同じであり、前記▲３▼第一の連続焼鈍工程で生成した混合母相組織を焼戻して所望の混合組織を得ると共に、第２相（マルテンサイト）を生成させる為に設定されたものである。
【０１１０】
以下実施例に基づいて本発明を詳述する。ただし、下記実施例は本発明を制限するものではなく、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することは全て本発明の技術範囲に包含される。
【０１１１】
【実施例】
以下の実施例１及び２では、特に、機械的特性に及ぼす組織の影響について検討した。
【０１１２】
実施例１：成分組成及び製造条件の検討
（母相組織が焼戻ベイナイト＋フェライトの混合組織について）
本実施例では、表１に記載の成分組成からなる供試鋼（表１のＮｏ．１〜９：表中の単位は質量％）を真空溶製し、実験用スラブとしてから、前述した（４）の製造方法（第一の連続焼鈍→第二の連続焼鈍）に従って、板厚３．２ｍｍの熱延鋼板を得た後、酸洗により表面スケールを落とし、１．２ｍｍｔまで冷間圧延した（表２のＮｏ．１〜９）。
【０１１３】
具体的な製造条件は以下の通りである。まず、各鋼板をＡ1点以上Ａ3点以下の温度（８５０℃）で６０秒間加熱保持した後、３０℃／ｓの平均冷却速度で、Ｍｓ点以上Ｂｓ点以下の温度（４００℃）まで冷却した（第一の連続焼鈍処理）。次に、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度（８００℃）で６０秒加保持した後、５℃／ｓの平均冷却速度で７００℃まで冷却し、更に３０℃／ｓの平均冷却速度で室温まで冷却する（第二の連続焼鈍処理）ことにより、表２のＮｏ．１〜９の鋼板を得た。このうち、表２のＮｏ．３では、過時効による影響を確認すべく、３０℃／ｓの平均冷却速度で室温まで冷却した後、強度調整の目的で３５０℃で３分間過時効処理した。
【０１１４】
比較の為に、表１のＮｏ．２〜９の供試鋼を用い、前述した第１の連続焼鈍処理を省略して第二の連続焼鈍処理のみ行うことにより、表２のＮｏ．１０〜１７の鋼板を得た。このうち、表２のＮｏ．１１では、過時効による影響を確認すべく、３０℃／ｓの平均冷却速度で室温まで冷却した後、強度調整の目的で３５０℃で３分間過時効処理した。
【０１１５】
この様にして得られた各鋼板について、引張強度（ＴＳ）、伸び［全伸びのこと（ＥＩ）］、降伏強度（ＹＰ）、降伏比（ＹＲ）、及び伸びフランジ性（穴広げ性：λ）を、下記要領で夫々測定した。
【０１１６】
まず、引張試験はＪＩＳ５号試験片を用い、引張強度（ＴＳ）、伸び（ＥＩ）、及び降伏強度（ＹＰ）を測定した。降伏比（ＹＲ）は［ＹＰ／ＴＳ］×１００（％）で算出した。
【０１１７】
また、伸びフランジ性試験は、直径１００ｍｍ、板厚２．０ｍｍの円盤状試験片を用いた。具体的には、φ１０ｍｍの穴をパンチ打抜き後、６０°円錐パンチでばり上にて穴広げ加工することにより、亀裂貫通時点での穴広げ率（λ）を測定した（鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ １００１）。
【０１１８】
更に、上記鋼板をレペラ腐食し、冷延方向断面（Ｌ方向断面）の１／４ｔの位置における組織を光学顕微鏡（×１０００）により観察する。各組織の面積率は上記の如くレペラ腐食した組織写真を画像解析することにより評価した。
【０１１９】
更にこれらの鋼板について、以下の方法により、ＢＨ量及びΔＴＳ量を測定した。
【０１２０】
まず、ＢＨ量は、引張試験片（通常はJIS５号試験片）を公称歪みで２％まで引張ったときの変形応力σ１を測定し、除荷した後、当該試験片を１７０℃で２０分間保持してから、再び引張試験を行ったときの上降伏応力（降伏点が出現しない場合は０．２％耐力に相当する応力）σ２を測定し、σ1とσ2との差をＢＨ量と定めた。
【０１２１】
また、ΔＴＳ量は、引張試験片（通常はＪＩＳ５号試験片）に公称歪みで１０％の引張歪みを与え、除荷した後、当該試験片を１７０℃で２０分間保持してから、再び引張試験を行ったときの最高応力Ｔ２（上降伏点が出現する場合は、その応力を除く最高応力）を測定し、熱処理せずに破断まで引張試験したときの最高応力Ｔ１との差（Ｔ２−Ｔ１）をΔＴＳ量と定めた。
【０１２２】
これらの結果を表２に示す。
【０１２３】
【表１】
【表２】
これらの結果より、以下の様に考察することができる（以下のＮｏ．はすべて、表２中の実験Ｎｏ．を意味する）。
【０１２６】
まず、Ｎｏ．２〜９はいずれも、本発明で特定する方法によって所定の焼戻母相組織（焼戻ベイナイト＋フェライトの混合組織）を製造した例であるが、焼戻ベイナイトを有しない他の鋼板（Ｎｏ.１、１０〜１７）に比べ、伸びフランジ性に優れていると共に、ＢＨ量も概ね２０〜３０ＭＰａ程度、ΔＴＳ量も概ね１０ＭＰａ程度、夫々上昇しており、良好な特性が得られることが分かる。
【０１２７】
これに対し、本発明で特定する条件のいずれかを満足しない下記例は夫々、以下の不具合を有している。
【０１２８】
まず、Ｎｏ．１は、Ｃ量が少ない例であり、所望の焼戻ベイナイト及びマルテンサイトが得られなかった。ちなみに上記鋼板では、ベイニティックフェライトとフェライトの複合組織鋼板が得られており、強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が若干低下する。
【０１２９】
Ｎｏ．１０〜１７は、第一の連続焼鈍処理を施していない為、従来のフェライトおよびマルテンサイトのＤＰ鋼板が得られた例であり、伸びフランジ性に劣っており、強度−伸びフランジバランス（ＴＳ×λ）が悪い。更にＢＨ量及びΔＴＳ量も低かった。
【０１３０】
参考までに、図８及び図９に、本発明鋼板（Ｎｏ．３）及び比較鋼板（Ｎｏ．１１）の光学顕微鏡写真（倍率：１０００倍）を夫々、示す。これらの写真より、本発明鋼板（図８）は、明確なラス状組織を呈する焼戻ベイナイトとフェライトを母相組織とし、該焼戻ベイナイトのなかに微細なマルテンサイトが分散しているのに対し、比較鋼板（図９）では、この様な組織が得られないことが分かる。
【０１３１】
実施例２：製造条件の検討
本実施例では、表１のＮｏ．２の実験用スラブを用い、表３に示す種々の製造条件を行うことにより、表３のＮｏ．１〜９に示す種々の組織からなる鋼板を得た。板厚は、表３のＮｏ．９の熱延鋼板（２．０ｍｍ）を除き、すべて１．２ｍｍとした。
【０１３２】
次に、実施例１と同様の方法で、該鋼板の組織及び種々の特性を調べた。これらの結果を表４に示す。
【０１３３】
【表３】
【表４】
まず、表３のＮｏ．１〜６、９は、前述した（３）、（６）または（４）の方法を採用した例である。
【０１３６】
詳細には、Ｎｏ．１／Ｎｏ．３は、前記（３）の方法［熱延→冷延→第一の連続焼鈍→第二の連続焼鈍（更に合金化処理）］を施し、母相組織が焼戻マルテンサイト／焼戻ベイナイトである合金化溶融Ｚｎめっき鋼板（ＧＡ）の例；Ｎｏ．２／Ｎｏ．４は、前記（６）の方法［熱延→冷延→第一の連続焼鈍→第二の連続焼鈍（更に合金化処理）］を施し、母相組織が焼戻マルテンサイト＋フェライト／焼戻ベイナイト＋フェライトの混合組織である合金化溶融Ｚｎめっき鋼板（ＧＡ）の例である。また、Ｎｏ．５及び６は、いずれもＮｏ．４と同様、母相組織が焼戻ベイナイト＋フェライトの例であるが、Ｎｏ．５は、合金化処理を省略した溶融Ｚｎめっき鋼板（ＧＩ）の例；Ｎｏ．６は、合金化処理を省略した冷延鋼板の例である。これらはいずれも、本発明で特定する方法で製造している為、所望の組織が得られており、優れた特性を有している。
【０１３７】
また、Ｎｏ．９は、前記（４）の方法を採用し、母相組織が焼戻ベイナイト＋フェライトの混合組織である熱延鋼板の例であり、優れた特性を有している。
【０１３８】
これに対し、Ｎｏ．７は、上記（３）の方法において、第一の連続焼鈍を行わない従来のＤＰ鋼板を製造した例であるが、伸びフランジ性に劣り、強度−伸びフランジ性のバランス（ＴＳ×λ）が悪く、ＢＨ量及びΔＴＳ量も低かった。
【０１３９】
また、Ｎｏ．８は、従来のＴＰ鋼板を製造した例である。詳細には、上記鋼板を８００℃で６０秒間加熱保持した後、５℃／ｓの平均冷却速度で７００℃まで冷却し、次いで、１５℃／ｓの平均冷却速度で４００℃まで冷却してから、当該温度で３分間保持した後、室温まで冷却したものであるが、強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が悪く、ＢＨ量及びΔＴＳ量も低い。
【０１４０】
以下の実施例３では、前記実施例１〜２に示す組織制御に加えて、更に鋼中成分（sol.Ａｌ及びＮ）を制御すると、機械的特性が著しく向上することを明らかにすべく実験を行なった。
【０１４１】
実施例３
表５の成分組成を満足するＮｏ．１〜１９の供試鋼を用い、表６または表８に示す熱処理条件を施し、種々の鋼板を製造した。表６中、「製造工程」の欄に記載の（１）〜（４）は夫々、前述した（１）〜（４）の方法に対応する。即ち、（１）の方法は、熱延工程→連続焼鈍またはめっき工程を経由して母相組織が焼戻マルテンサイトまたは焼戻ベイナイトの鋼板を製造する方法；（２）の方法は、熱延工程→冷延工程→第一の連続焼鈍工程→第二の連続焼鈍またはめっき工程を経由して母相組織が焼戻マルテンサイトまたは焼戻ベイナイトの鋼板を製造する方法；（３）の方法は、熱延工程→連続焼鈍またはめっき工程を経由して母相組織が（焼戻マルテンサイトとフェライト）または（焼戻ベイナイトまたはフェライト）の混合組織からなる鋼板を製造する方法；（４）の方法は、熱延工程→冷延工程→第一の連続焼鈍工程→第二の連続焼鈍またはめっき工程を経由して母相組織が（焼戻マルテンサイトとフェライト）または（焼戻ベイナイトまたはフェライト）の混合組織からなる鋼板を製造する方法を、夫々、意味する。また、表６中、「ＧＡ」は合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、「ＧＩ」は溶融亜鉛めっき鋼板を、「冷延」とは冷延鋼板を、「熱延」とは熱延鋼板を、夫々意味する。
【０１４２】
この様にして得られた各鋼板について、スキンパス圧延（伸び率１％）を実施してから、引張強度（ＴＳ）、伸び［全伸びのこと（ＥＩ）］、及び伸びフランジ性（穴広げ性：λ）を実施例１の方法に従って、夫々測定すると共に、各組織の面積率を測定した。更に前述した方法に従い、ＢＨ量及びΔＴＳ量を測定した。
【０１４３】
これらの結果を表７または表９に示す。表中、「α」はフェライトを、「Ｍ」はマルテンサイトを夫々意味する。尚、表７に示すミクロ組織は焼戻マルテンサイト（ＴＭ）、焼戻ベイナイト（ＴＢ）、フェライト（α）の相対比率を表したものであり、その他の組織として微量の残留オーステナイトを全組織に対して５％以下の範囲で含む場合がある。また、表６〜表９のＮｏ.は夫々、表５の供試鋼Ｎｏ.を意味する。
【０１４４】
【表５】
【表６】
【表７】
【表８】
【表９】
これらの結果より、以下の様に考察することができる。
【０１５０】
まず、表７のＮｏ．１〜２は、本発明の好ましい態様に比べ、鋼中のsol.Ａｌ量が多く、且つＮ量が少ない従来の鋼種を用いて得られる従来ＤＰ鋼板の例であり、ＢＨ量及びΔＴＳ量がいずれも低かった。
【０１５１】
これに対し、表７のＮｏ．３、４、６、７、及び表９のＮｏ.５、８、９は、いずれもsol.Ａｌ量のみを本発明の好ましい範囲内に低く制御した鋼種を用い、本発明の熱処理条件で製造した本発明例であるが、上記Ｎｏ．１及び２の従来例に比べ、伸びフランジ性が向上するのみならず、ＢＨ量及びΔＴＳ量も著しく増加した。
【０１５２】
更に表７のＮｏ．１０、１１、１３、１７〜１９、表９の１２、１４〜１６は、sol.Ａｌ量のみならずＮ量及び有効Ｎ量も本発明の好ましい範囲内に制御した鋼種を用い、本発明の熱処理条件で製造した本発明例であるが、上記Ｎｏ．３〜９に比べ、更にＢＨ量及びΔＴＳ量が上昇した。
【０１５３】
【発明の効果】
本発明は上記の様に構成されているので、低降伏比を有し、しかも強度−伸び及び強度−伸びフランジ性のバランスにも優れ、且つ、焼付硬化性にも優れた複合組織鋼板；及び、この様な鋼板を効率よく製造することができた。
【図面の簡単な説明】
【図１】母相組織が焼戻マルテンサイトまたは焼戻マルテンサイト＋フェライトの場合において、（１）の方法における熱延工程を説明した図である。
【図２】母相組織が焼戻ベイナイトまたは焼戻ベイナイト＋フェライトの場合において、（１）の方法における熱延工程を説明した図である。
【図３】（１）の方法における連続焼鈍またはめっき工程を説明した図である。
【図４】母相組織が焼戻マルテンサイトの場合において、（２）の方法における第一の連続焼鈍工程を説明した図である。
【図５】母相組織が焼戻ベイナイトの場合において、（２）の方法における第一の連続焼鈍工程を説明した図である。
【図６】母相組織が焼戻マルテンサイト＋フェライトの場合において、（２）の方法における第一の連続焼鈍工程を説明した図である。
【図７】母相組織が焼戻ベイナイト＋フェライトの場合において、（２）の方法における第一の連続焼鈍工程を説明した図である。
【図８】実施例１におけるＮｏ．３の光学顕微鏡写真である。
【図９】実施例１におけるＮｏ．１１の光学顕微鏡写真である。
Claims (12)
- 質量％で（以下、同じ）、
Ｃ ：０．０１〜０．２０％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．５〜３％、
sol.Ａｌ：０．０６％以下（０％を含む）、
Ｐ ：０．１５％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０２％以下（０％を含む）
を含有し、
残部：鉄及び不純物であり、且つ、
母相組織は、焼戻マルテンサイト；焼戻マルテンサイト及びフェライト；焼戻ベイナイト；または焼戻ベイナイト及びフェライトを含有し、第２相組織は、マルテンサイトが全組織に対して占積率で３〜３０％であることを特徴とする焼付硬化性及び伸びフランジに優れた複合組織鋼板。 - 更に、
sol.Ａｌ：０．０２５％以下に制御することにより焼付硬化性が高められたものである請求項１に記載の複合組織鋼板。 - 更に、
N：０．００５０％以上を含有し、且つ、下式（１）
０．０００１％≦［N］−（１４／２７）×［sol.Aｌ］≦０．００１％ … （１）
（式中、［ ］は各元素の含有量を示す）
を満足するものである請求項２に記載の複合組織鋼板。 - 更に、
Ｃｒ及び／又はＭｏを合計で１％以下（０％を含まない）
を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の複合組織鋼板。 - 更に、
Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない），及び／又は
Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）
を含有するものである請求項１〜４のいずれかに記載の複合組織鋼板。 - 更に、
Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない），
Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない），
Ｖ ：０．１％以下（０％を含まない）
の少なくとも一種を含有するものである請求項１〜５のいずれかに記載の複合組織鋼板。 - 更に、
Ｃａ ：０．００３％以下（０％を含まない）、及び／又は
ＲＥＭ：０．００３％以下（０％を含まない）
を含有するものである請求項１〜６のいずれかに記載の複合組織鋼板。 - 熱延工程、及び連続焼鈍工程またはめっき工程を施すことにより、母相組織が焼戻マルテンサイトまたは焼戻ベイナイトである請求項１〜７のいずれかに記載の複合組織鋼板を製造する方法であって、
該熱延工程は、（Ａr3−５０）℃以上の温度で仕上圧延を終了する工程；及び２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下、またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下まで冷却して巻取る工程を包含し、
該連続焼鈍工程またはめっき工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度に加熱する工程；及び３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下まで冷却する工程；並びに、必要に応じて更に、１００〜６００℃の温度で過時効する工程を包含することを特徴とする複合組織鋼板の製造方法。 - 熱延工程、冷延工程、第一の連続焼鈍工程、及び第二の連続焼鈍工程またはめっき工程を施すことにより、母相組織が焼戻マルテンサイトまたは焼戻ベイナイトである請求項１〜７のいずれかに記載の複合組織鋼板を製造する方法であって、
該第一の連続焼鈍工程は、Ａ3点以上の温度で加熱保持する工程；及び２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下、またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下の温度まで冷却する工程を包含し、
該第二の連続焼鈍工程またはめっき工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度に加熱する工程；及び３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下まで冷却する工程；並びに、必要に応じて更に、１００〜６００℃の温度で過時効する工程を包含することを特徴とする複合組織鋼板の製造方法。 - 熱延工程、及び連続焼鈍工程またはめっき工程を施すことにより、母相組織が焼戻マルテンサイト及びフェライト、または焼戻ベイナイト及びフェライトである請求項１〜７のいずれかに記載の複合組織鋼板を製造する方法であって、
該熱延工程は、（Ａr3−５０）℃以上の温度で仕上圧延を終了する工程；及び１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下、またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下で冷却して巻取る工程を包含し、
該連続焼鈍工程またはめっき工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度に加熱する工程；及び３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下まで冷却する工程；並びに、必要に応じて更に、１００〜６００℃の温度で過時効する工程を包含することを特徴とする複合組織鋼板の製造方法。 - 前記熱延工程は、
（Ａr3−５０）℃以上の温度で仕上圧延を終了する工程；７００±１００℃の範囲の温度域まで、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する工程；該温度域で空冷を１〜３０秒間行う工程；空冷後、Ｍｓ点以下、またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下の温度まで、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却して巻取る工程を包含するものである請求項１０に記載の製造方法。 - 熱延工程、冷延工程、第一の連続焼鈍工程、及び第二の連続焼鈍工程またはめっき工程を施すことにより、母相組織が焼戻マルテンサイト及びフェライト、または焼戻ベイナイト及びフェライトである請求項１〜７のいずれかに記載の複合組織鋼板を製造する方法であって、
該第一の連続焼鈍工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で加熱保持する工程；及び１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下、またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下の温度まで冷却する工程を包含し、
該第二の連続焼鈍工程またはめっき工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度に加熱する工程；及び３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下まで冷却する工程；並びに、必要に応じて更に、１００〜６００℃の温度で過時効する工程を包含することを特徴とする複合組織鋼板の製造方法。
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