JP2000080440A - 高強度冷延薄鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 引張強さ780MPa以上で、70MPa 以上の塗装焼
付硬化量を有し、かつ優れた伸びフランジ成形性、スポ
ット溶接性、耐遅れ破壊特性、耐衝撃特性を兼備する高
強度冷延薄鋼板を提案する。 【解決手段】 重量％で、Mn：1.5 〜3.5 ％、Nb：0.00
5 〜0.10％を含み、さらにＣ、Si、Ｐ、Ｓ、Al、Ｎを適
正量に調整した組成の鋼素材を、未固溶Nb量が0.003 ％
以上となる温度に加熱し、仕上げ圧延出側温度が950 〜
800 ℃となる仕上げ圧延を施し、巻取り温度：700 〜40
0 ℃で巻取り、ついで冷間圧延を施したのち、800 ℃以
上の焼鈍温度で焼鈍を施し、15〜150 ℃／s の冷却速度
で350 ℃以下の温度まで連続的に急冷し、その後15℃／
min 以上の冷却速度で200 ℃以下の温度まで緩冷し、つ
いで室温まで急冷して、平均結晶粒径：2.5 μm 以下の
微細ベイナイト組織を主とする組織とする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、自動車部品のう
ち、軽度の絞り成形、曲げ加工、ロールフォーミング等
の成形を経て製造される、衝突時に衝撃を有効に吸収す
るインパクトビームやバンパー等の部品に用いて好適な
引張強さが780MPa以上の高強度冷延鋼板およびその製造
方法に関する。本発明でいう鋼板は、鋼帯をも含み、さ
らにこれらの鋼板に電気めっきおよび溶融めっきを施し
た鋼板、鋼帯を含むものとする。

【０００２】

【従来の技術】近年、自動車の安全性向上および車体重
量の軽量化のため、自動車部品への高強度薄鋼板の使用
が強く要望されている。とくに、衝突時にキャビンの変
形を抑制するために使用されるバンパー部品やインパク
トビーム等に使用する鋼板には、590MPaを超える高強度
が従来からも要求されているが、高強度化による薄肉化
の要求を達成するためには、さらに引張強さが780MPa以
上を有することが要望されている。 また、バンパー部
品やインパクトビーム等に使用する鋼板には、高強度を
有することに加えてさらに局部延性、すなわち曲げ成形
性あるいは伸びフランジ加工性に対応する特性に優れる
ことが要求される。

【０００３】さらに、自動車部品はスポット溶接により
組み立てられることが多く、これら鋼板には、スポット
溶接部継手強度が高い等、優れたスポット溶接性を有す
ることが要求されている。部品によっては、スポット溶
接に限らず、ＴＩＧ溶接、ＭＡＧ溶接、レーザ溶接等が
適用される場合もあり、これらの溶接に際し、優れた溶
接施工性、継手部の機械的特性を有することも望まれて
いる。

【０００４】また、最近の自動車車体構造は、乗客の安
全向上に重きをおいて変化してきており、衝突時のエネ
ルギー吸収能力の高いこと、すなわち耐衝撃特性が極め
て重要な特性となっている。この耐衝撃特性は、母材の
みならず、溶接部においても重要な特性となっており、
溶接部においても母材部と同様に高い衝突エネルギー吸
収特性を有することが必要となっている。

【０００５】このように、バンパー部品やインパクトビ
ーム等に使用する鋼板には、高強度と、さらに局部
延性、溶接性、耐衝撃特性、を兼備することが望ま
れている目標とする高強度鋼板を得るために、たとえ
ば、特開昭59-143027 号公報、および特開昭60-100630
号公報には、延性および加工性の良好な高強度鋼板の製
造方法が、また、特開平7-188767号公報には、伸びフラ
ンジ性に優れた高強度鋼板の製造方法が開示されてい
る。特開昭59-143027 号公報に記載された方法は、鋼板
を、600 ℃〜Ａc₃変態点までの加熱速度を５℃／ｓ以上
とし、Ａc₃変態点以上の均熱温度に加熱したのちその温
度で10sec 〜 10 min 間保持し、ついで600 〜300 ℃間
の平均冷却速度を合金元素含有量により規定される臨界
冷却速度以上で冷却する焼鈍を施し、フェライトとマル
テンサイトを１部含むベイナイトとの混合組織として、
60kgf/mm² 以上の高強度と優れた加工性を有する鋼板と
するものである。

【０００６】特開昭60-100630 号公報に記載された方法
は、鋼板を、Ａc₃変態点以上（Ａc₃変態点＋50℃）以下
の均熱温度に加熱しその温度で３sec 〜60sec 間保持し
たのち、Ａr₃変態点とＡr₁変態点の間の温度範囲に冷却
しその温度範囲で20sec 以上保持し、600 〜300 ℃間の
平均冷却速度を合金元素含有量により規定される臨界冷
却速度以上で冷却する焼鈍を施し、フェライトとベイナ
イトを１部含むマルテンサイトとの混合組織とし、70kg
f/mm² 以上の高強度と優れた加工性を有する薄鋼板とす
るものである。

【０００７】また、特開平7-188767号公報に記載された
方法は、鋼板を、Ar₃ 変態点以上900 ℃以下の温度で20
sec 〜5min間焼鈍した後、600 ℃以上の温度から100 〜
500℃/sの冷却速度で200 〜300 ℃まで急速冷却し、続
いて200 〜400 ℃の温度で1〜30min 間保温または再加
熱し、ベイナイトを主体とする組織として、引長強さが
780N/mm²以上の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板
とするものである。

【０００８】しかしながら、特開昭59-143027 号公報、
特開昭60-100630 号公報および特開平7-188767号公報に
記載された技術により製造された鋼板では、バンパー部
品やインパクトビーム等に使用する鋼板に要求される、
高強度、局部延性、溶接性、耐衝撃特性の４種
の特性を、全て満足させることは困難であった。たとえ
ば、特開昭59-143027 号公報及び特開昭60-100630 号公
報に記載された方法は、フェライト相と低温変態組織(
マルテンサイト、ベイナイトなど) の混合組織を形成す
ることにより、比較的少量の合金元素添加で高強度を得
ると共に、加工性と高強度化を両立しようとするもので
あるが、このような加工性の異なる相の混合組織とする
こと自体が局部延性の低下の原因となっていた。

【０００９】また母材の降伏強さ（YS）が低いため、小
歪域までの吸収エネルギーが重要視される用途の部品に
ついては不利となる。また、スポット溶接等の溶接を行
うと、熱影響部の軟化すなわち熱影響部の強度低下が生
じる。これは、静的な荷重負荷の場合に限らず衝撃的な
荷重負荷の場合にも重要な問題となる。さらに、フェラ
イト相中に硬質な低温変態組織が分散する場合には、い
わゆる帯状組織となる場合が多く、割れがこの組織に沿
って容易に伝播するため、遅れ破壊特性が低下するとい
う問題がある。

【００１０】また、特開平7-188767号公報に記載される
ように、焼鈍後に水焼入れあるいはそれに匹敵する冷却
速度で急冷したのち焼戻し処理を加えベイナイトを主体
とする組織とする方法を採用した場合には、比較的少量
の合金元素で高強度が得られ、原理的には均一な組織を
得ることができる。しかし、実際には製造工程で急冷速
度を熱延鋼帯全体に渡り均一に保つのは困難で（とくに
板幅方向に分布が生じる）、部位による材質のばらつき
が大きく、プレス成形時の形状不良の原因となるという
欠点があった。さらに、加工性確保のために必要である
焼戻し処理も、100 〜300 ℃程度の比較的低温域で短時
間の処理であるため実際の工程生産では材質の不均一を
さらに拡大するものであった。

【００１１】このような材質の不均一は当然局部延性な
どの諸特性のばらつきにも通じ、結果的に平均的材質の
低下をもたらしていた。また、急冷により強度増加を図
っているため、スポット溶接等の溶接を行った場合に、
熱影響部が著しく軟化し、静的及び動的強度が低下する
という問題があった。さらに、旧オーステナイト粒界が
遅れ破壊の割れの起点、あるいは割れの伝播経路となり
やすいため、耐遅れ破壊特性が極めて低いという問題が
あった。

【００１２】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記した問
題を解決し、比較的低い合金添加量からなる組成で、78
0MPa超える引張強さを有し、かつ伸びフランジ成形性や
曲げ加工性等の優れた成形性、スポット溶接等における
良好な溶接性、母材部はもとより、溶接部においても強
度に合致した衝撃エネルギー吸収特性を有する優れた耐
衝撃特性を兼備する高強度冷延鋼板を提案することを目
的とする。

【００１３】また、本発明は上記した特性に加え、成形
時の負荷が軽減でき、かつ充分な部品強度を得るために
高い塗装焼付硬化性を有し、さらに、高強度鋼でしばし
ば問題となる耐遅れ破壊性についても優れた特性を有す
る鋼板を提案することを目的とする。なお、本発明の鋼
板の主な用途は、バンパー部品やインパクトビーム等の
軽加工を施されて使用される自動車の強度部材である。

【００１４】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記した
課題を達成するために、鋼板組成、製造プロセスにつて
鋭意検討した結果、組成と、熱間圧延条件および冷延板
焼鈍条件を適正範囲として、組織を平均結晶粒径2.5 μ
m 以下の均一で微細なベイナイトを主とする組織とする
ことにより、高強度で、かつ局部延性、溶接性、耐衝撃
特性を兼備した鋼板を製造できることを見いだした。な
お、本発明者らは、熱間圧延の仕上げ圧延に、先行する
シートバーと後行するシートバーを接合して圧延する連
続圧延技術を適用することは鋼板の形状・寸法精度の向
上に有効であり、同時にシートバーエッジヒータ、シー
トバーヒータを使用して鋼板温度を長手方向、幅方向に
均一化すること、さらに鋼板の幅方向エッジ部に冷却水
のマスキングを施しエッジの過冷却を防止することは、
材質の均一化には有効であることも知見した。

【００１５】本発明は、上記した知見をもとに構成され
たものである。すなわち、本発明は、重量％で、Ｃ：0.
05〜0.30％、Si：1.0 ％以下、Mn：1.5 〜3.5 ％、Ｐ：
0.02％以下、Ｓ：0.005 ％以下、Al：0.150 ％以下、
Ｎ：0.0200％以下、Nb：0.005 〜0.10％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し、かつ平均
結晶粒径：2.5 μm 以下の微細ベイナイト組織を主とす
る組織からなり、引張強さ：780MPa以上、塗装焼付け硬
化量（ＢＨ量）：70MPa 以上を有することを特徴とす
る、溶接性、伸びフランジ成形性、耐遅れ破壊特性およ
び耐衝撃特性に優れた高強度冷延薄鋼板であり、また、
本発明では、前記組成に加えて、さらに重量％で、Ti：
0.005 〜0.20％、Ｂ：0.0005〜0.0040％、Ｖ：0.005 〜
0.05％のうちの１種または２種以上を含有するのが好ま
しく、また、前記組成に加えて、さらに重量％で、Cu：
0.02％以上、Ni：0.02％以上、Cr：0.02％以上、Mo：0.
02％以上のうちから選ばれた１種または２種以上を合計
で1.0 ％以下、および／またはCa：0.0005〜0.0050％を
含有してもよい。

【００１６】また、本発明は、重量％で、Ｃ：0.05〜0.
30％、Si：1.0 ％以下、Mn：1.5 〜3.5 ％、Ｐ：0.02％
以下、Ｓ：0.005 ％以下、Al：0.150 ％以下、Ｎ：0.02
00％以下、Nb：0.005 〜0.10％を含み、残部Feおよび不
可避的不純物からなる組成の鋼素材を、未固溶Nb量が0.
003 ％以上となる温度、好ましくは1150℃以下に加熱
し、仕上げ圧延出側温度が950 〜800 ℃の温度範囲とな
る仕上げ圧延を含む熱間圧延を施し熱延板とし、巻取り
温度：700 〜400 ℃で巻取り、ついで前記熱延板に冷間
圧延を施し冷延板としたのち、該冷延板に800 ℃以上の
焼鈍温度で焼鈍を施し、該焼鈍温度から15〜150 ℃／s
の冷却速度で350 ℃以下200 ℃超の温度まで連続的に急
冷し、その後15℃／min 以上の冷却速度で200 ℃以下の
温度まで緩冷することを特徴とする引張強さ：780MPa以
上、塗装焼付け硬化量（ＢＨ量）：70MPa 以上を有し、
溶接性、伸びフランジ成形性、耐遅れ破壊特性および耐
衝撃特性に優れた高強度冷延薄鋼板の製造方法である。
なお、本発明においては、前記鋼素材の組成を、重量％
で、Ｃ：0.05〜0.30％、Si：1.0 ％以下、Mn：1.5 〜3.
5 ％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.005 ％以下、Al：0.150
％以下、Ｎ：0.0200％以下、Nb：0.005 〜0.10％を含
み、さらにTi：0.005 〜0.20％、Ｂ：0.0005〜0.0040
％、Ｖ：0.005 〜0.050 ％のうちの１種または２種以上
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と
してもよく、また、前記鋼素材の組成を、重量％で、
Ｃ：0.05〜0.30％、Si：1.0 ％以下、Mn：1.5 〜3.5
％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.005 ％以下、Al：0.150 ％
以下、Ｎ：0.0200％以下、Nb：0.005 〜0.10％を含み、
さらにCu：0.02％以上、Ni：0.02％以上、Cr：0.02％以
上、Mo：0.02％以上のうちから選ばれた１種または２種
以上を合計で1.0 ％以下含有し、残部Feおよび不可避的
不純物からなる組成としてもよく、また、前記鋼素材の
組成を、重量％で、Ｃ：0.05〜0.30％、Si：1.0 ％以
下、Mn：1.5 〜3.5 ％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.005 ％
以下、Al：0.150 ％以下、Ｎ：0.0200％以下、Nb：0.00
5 〜0.10％を含み、さらにCa：0.0005〜0.0050％を含有
し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成としても
よく、また、前記鋼素材の組成を、重量％で、Ｃ：0.05
〜0.30％、Si：1.0 ％以下、Mn：1.5 〜3.5 ％、Ｐ：0.
02％以下、Ｓ：0.005 ％以下、Al：0.150 ％以下、Ｎ：
0.0200％以下、Nb：0.005 〜0.10％を含み、さらにTi：
0.005 〜0.20％、Ｂ：0.0005〜0.0040％、Ｖ：0.005 〜
0.050 ％のうちの１種または２種以上を含有し、さらに
Cu：0.02％以上、Ni：0.02％以上、Cr：0.02％以上、M
o：0.02％以上のうちから選ばれた１種または２種以上
を合計で1.0 ％以下含有し、残部Feおよび不可避的不純
物からなる組成としてもよく、また、前記鋼素材の組成
を、重量％で、Ｃ：0.05〜0.30％、Si：1.0 ％以下、M
n：1.5 〜3.5 ％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.005 ％以
下、Al：0.150 ％以下、Ｎ：0.0200％以下、Nb：0.005
〜0.10％を含み、さらにTi：0.005 〜0.20％、Ｂ：0.00
05〜0.0040％、Ｖ：0.005 〜0.050 ％ のうちの１種ま
たは２種以上を含み、さらにCa：0.0005〜0.0050％を含
有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成として
もよく、また、前記鋼素材の組成を、重量％で、Ｃ：0.
05〜0.30％、Si：1.0 ％以下、Mn：1.5 〜3.5 ％、Ｐ：
0.02％以下、Ｓ：0.005 ％以下、Al：0.150 ％以下、
Ｎ：0.0200％以下、Nb：0.005 〜0.10％を含み、さらに
Cu：0.02％以上、Ni：0.02％以上、Cr：0.02％以上、M
o：0.02％以上のうちから選ばれた１種または２種以上
を合計で1.0 ％以下、Ca：0.0005〜0.0050％を含有し、
残部Feおよび不可避的不純物からなる組成としてもよ
く、また、前記鋼素材の組成を、重量％で、Ｃ：0.05〜
0.30％、Si：1.0 ％以下、Mn：1.5 〜3.5 ％、Ｐ：0.02
％以下、Ｓ：0.005 ％以下、Al：0.150 ％以下、Ｎ：0.
0200％以下、Nb：0.005 〜0.10％を含み、さらにTi：0.
005 〜0.20％、Ｂ：0.0005〜0.0040％、Ｖ：0.005〜0.0
50 ％のうちの１種または２種以上を含み、さらにCu：
0.02％以上、Ni：0.02％以上、Cr：0.02％以上、Mo：0.
02％以上のうちから選ばれた１種または２種以上を合計
で1.0 ％以下、Ca：0.0005〜0.0050％を含有し、残部Fe
および不可避的不純物からなる組成としてもよい。

【００１７】また、本発明では、前記仕上げ圧延を、仕
上げ圧延機入側で先行するシートバーと後行するシート
バーとを接合し連続的に圧延する連続圧延とするのが好
ましく、また、本発明では、前記仕上げ圧延において、
仕上げ圧延機入側でシートバーエッジヒータ、シートバ
ーヒーターの一方、あるいは両方を使用するのが好まし
く、また、前記仕上げ圧延を、潤滑油を使用する潤滑圧
延とするのが好ましい。

【００１８】

【発明の実施の形態】本発明が対象とする鋼板は、板厚
2.0mm 以下の冷延鋼板である。板厚が2.0mmを超えて厚
くなると、焼鈍後の冷却速度が低下しガスジェット程度
の冷却速度では目標とする高強度が得られにくく、水焼
入等の強力な冷却手段による冷却ではすでに述べたよう
な問題点がある。また、板厚が2.0mm を超えると、熱間
圧延によってより安価に製造が可能であり冷延鋼板で製
造する利点が少ない。

【００１９】また、本発明鋼板は、引張強さが780MPa以
上を有する高強度冷延鋼板であり、焼付け硬化量（ＢＨ
量）が70MPa 以上を有する鋼板である。なお、引張強さ
の上限はとくに規定しないが、鋼板が使用される強度で
ある1480MPa までを含むものとする。つぎに、本発明鋼
板の成分組成の限定理由について説明する。

【００２０】Ｃ：0.05〜0.30％ Ｃは、オーステナイト安定化元素であり、変態組織強化
に有効に作用する。変態組織強化は、0.05％以上の含有
で認められる。一方、0.30％を超える含有は、スポット
溶接のナゲット部が著しく硬化するなど、溶接性を顕著
に低下させる。とくに衝撃的荷重が負荷された場合に、
期待される値以下の低いエネルギー吸収で溶接部が破断
する危険性が増大する。耐衝撃特性の観点からＣの上限
を0.30％とした。このようなことから、Ｃは0.05〜0.30
％の範囲に限定した。なお、安定して高い引張特性と溶
接性を得るという観点からは0.20％以下とするのが好ま
しい。

【００２１】Si：1.0 ％以下 Siは、焼戻し軟化抵抗を高める元素であり、本発明で
は、1.0 ％以下含有させる。1.0 ％を超える含有は、鋼
の熱間変形抵抗を顕著に増加させ、薄物の熱間圧延が困
難となる。なお、表面のスケール性表面欠陥が問題とな
る用途では、Siは0.8 ％以下とするのが望ましい。ま
た、鋼の清浄度改善の観点から、Siは0.01％以上含有さ
せるのが望ましい。

【００２２】Mn：1.5 〜3.5 ％ Mnは、Ｓと結合し、Ｓによる熱間割れを防止する有効な
元素であり含有するＳ量に応じ添加する必要がある。ま
た、Mnは結晶粒を微細化する作用を有し、本発明では積
極的に添加する。さらに、Mnは鋼の焼入れ性を向上させ
ベイナイトを主とする低温変態相を生成させ、鋼を顕著
に高強度化する。引張強さ780MPa以上を有する高強度冷
延製品板を製造するためには、Mnは1.5 ％以上の含有が
必要となる。一方、3.5 ％を超える含有は、熱間変形抵
抗が増加して圧延荷重の増大が著しく熱間圧延が困難と
なる。また、熱延板の強度が増加し冷延工程にも支障が
生じる。さらに、3.5 ％を超えるMnの含有は、溶接性の
劣化、溶接部の成形性の低下などの問題もある。このよ
うなことから、Mnは1.5 〜3.5 ％の範囲に限定した。な
お、耐食性、成形性の観点から、Mnは3.2 ％以下とする
のが好ましい。

【００２３】Ｐ：0.02％以下 Ｐは、鋼を硬質化させ鋼板の伸びフランジ加工性を劣化
させる。また、Ｐは連鋳材においては鋼板の板厚中央部
に偏析する傾向が強く、溶接部を脆化させる。このよう
なことから、本発明ではＰは可能なかぎり低減するのが
望ましいが、0.02％までは許容できる。なお、伸びフラ
ンジ加工性、溶接部靱性を重視する場合には0.01％以下
とするのが望ましい。

【００２４】Ｓ：0.005 ％以下 Ｓは、鋼中では非金属介在物として存在し、鋼板の延性
を低下させ、さらに耐食性を劣化させる。また、本発明
鋼板のような高強度鋼においては切欠き感受性が増大す
る傾向があるため、応力集中源となるMnS 等の介在物を
低減する必要がある。このため、低Ｓとすることが極め
て重要となるが、0.005 ％までは許容できる。なお、加
工性の観点からは、0.002 ％以下とするのが望ましい。

【００２５】Al：0.150 ％以下 Alは、脱酸剤として作用し鋼の清浄度を向上させ、また
組織を微細化する有用な元素である。脱酸技術に依存す
るが、好ましくは0.01％以上のAl添加で脱酸効果が顕著
に認められるようになり、さらに、組織微細化の効果も
顕著になる。一方、0.150 ％を超える添加は、表面性状
の劣化を招き、鋼板強度低下に繋がるため、Alは0.150
％を上限とした。なお、材質の安定という観点からは0.
010 〜0.080 ％の範囲とするのが好ましい。なお、脱酸
剤として、Ti、Ca等をAlと併用又はAlに代えて使用して
もよい。この場合には、Alは0.010 ％以下とするのが酸
化物の均一微細分散化が図れるため好ましい。

【００２６】Ｎ：0.0200％以下 Ｎは、多量に含有した場合には、熱間延性の低下、内部
欠陥の増加、連鋳時のスラブ割れの発生などが顕著とな
るため、0.0200％以下に限定した。なお、材質の安定、
歩留り向上という観点から、Ｎは0.0150％以下の範囲と
するのが好適である。また、Ｎは変態点を低下させる作
用を有しており、圧延温度が低下しやすい薄物の圧延で
は、Ａr₃変態点未満の温度での熱間圧延を回避するため
に、0.0200％以下の範囲内でＮ含有量を多くするのが有
効である。なお、この場合Ｎは少なくとも0.0020％以上
とするのが好ましい。

【００２７】Nb：0.005 〜0.10％ Nbは、本発明では重要な元素であり、Mn含有量を高くし
たうえでNbを添加することにより、微細でかつ均一なベ
イナイトを主とする組織とすることができる。このよう
な組織とするためには、Nbは0.005 ％以上の含有を必要
とする。しかし、0.10％を超える含有は、効果が飽和す
るうえ、熱間圧延時の圧延負荷が増大する。このため、
Nbは0.005 〜0.10％の範囲に限定した。

【００２８】本発明では、必要に応じ上記した組成に加
えて、下記の元素を含有できる。 Ti：0.005 〜0.20％、Ｂ：0.0005〜0.0040％、Ｖ：0.00
5 〜0.050 ％のうちの１種または２種以上 Ti、Ｂ、Ｖは、いずれも組織微細化に寄与するととも
に、鋼のフェライト変態を抑制する作用を有し、高強度
鋼板を製造する上で有用な元素である。組織の微細化
は、0.005 ％以上のTi含有、0.0005％以上のＢ含有ある
いは0.005 ％以上のＶ含有で認められるが、0.20％を超
えてTiを含有、0.0040％を超えてＢを含有あるいは0.05
0 ％を超えてＶを含有しても効果が飽和する傾向を示
し、添加量に見合う効果が期待できず経済的に不利とな
る。このため、Tiは0.005 〜0.20％、Ｂは0.0005〜0.00
40％、Ｖは0.005 〜0.050 ％の範囲とするのが望まし
い。なお、Ｂの添加はNbとの組合せで著しく強度を増加
させる。また、Ti、Ｂ、Ｖは複合添加してもそれぞれの
効果は相殺されることはない。

【００２９】Cu：0.02％以上、Ni：0.02％以上、Cr：0.
02％以上、Mo：0.02％以上のうちから選ばれた１種また
は２種以上を合計で1.0 ％以下 Cu、Ni、Cr、Moは、いずれもフェライト変態を抑制し焼
入れ性を向上させる元素であり、変態組織強化により製
品板を高強度化するうえで有用な元素である。このよう
な変態組織強化による高強度化は各元素とも0.02％以上
の含有で認められる。しかし、各元素とも多量の含有
は、熱間変形抵抗の増加、溶接部の硬化性の増加、ある
いは表面処理性（化成処理性、めっき性など）の劣化を
招くため、Cu、Ni、Cr、Mo各元素の含有量合計で1.0 ％
を上限とした。

【００３０】Ca：0.0005〜0.0050％ Caは、硫化物系介在物の形態を制御し鋼板の延性向上に
寄与する。とくに、高Mn組成でベイナイト組織を有する
本発明鋼板では、Ca添加により、伸びフランジ加工性が
顕著に改善される。このような効果は、0.0005％以上の
Ca添加で認められるが、0.0050％を超える添加は効果が
飽和するうえ表面性状が劣化する傾向となり、表面処理
後の外観特性が劣化する危険性が増す。このことから、
Caは0.0005〜0.0050％の範囲とするのが望ましい。な
お、0.0010〜0.0035％の範囲がより好ましい。

【００３１】上記した成分以外は、残部はFeおよび不可
避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｏ：0.00
70％以下、Sn：0.01％以下、Zn：0.01％以下等が許容で
きる。上記した組成を有する本発明鋼板の組織は、平均
結晶粒径：2.5 μm 以下の微細ベイナイト組織を主とす
る組織とする。

【００３２】本発明鋼板の組織は、微細なベイナイトを
主相とする組織とし、副相としてベイナイト以外のフェ
ライト、マルテンサイト、パーライトを、面積率で合計
20％以下、好ましくは10％以下含有してもよい。ベイナ
イトを主とする組織にすることにより、高強度を確保で
きしかも同一強度の焼戻しマルテンサイト組織に比し、
伸びフランジ加工性が顕著に向上する。なお、本発明で
いうベイナイトとは、炭化物が主としてラス境界あるい
はラス内に析出した組織を指し、焼戻しマルテンサイト
は炭化物が旧オーステナイト粒界にも頻度高く析出した
組織をいう。

【００３３】ベイナイトと焼戻しマルテンサイトとは強
度は同等であるが、本発明らの調査によれば、伸びフラ
ンジ特性についてはベイナイトを主体とする組織の方が
優れている。これは、焼戻しマルテンサイト組織中の旧
オーステナイト粒界に析出、しかも粗大に析出した炭化
物が伸びフランジ加工性に悪影響をおよぼしていると考
えられる。また、同様の理由によりベイナイトを主相と
する組織にすることにより、耐遅れ破壊性、耐衝撃特性
が著しく改善される。なお、ベイナイトは、有害と思わ
れる粗大な炭化物が少ないいわゆる下部ベイナイト組織
とするのが好ましい。

【００３４】また、本発明鋼板の組織は、平均結晶粒
径：2.5 μm 以下の微細組織とする。本発明では、結晶
粒径の測定は、板厚の全厚について測定するものとす
る。さらに、結晶粒径は、JIS G 0552の規定に準拠して
圧延方向断面および圧延方向と直角方向断面について測
定し、それらの平均値で表示するものとする。平均結晶
粒径が2.5 μm 以下の微細組織とすることにより、伸び
フランジ加工性、耐遅れ破壊性および高速成形時の衝撃
エネルギー吸収特性が顕著に改善される。また、溶接熱
サイクルを受けても、均一微細な粒径分布がほぼ維持さ
れるので、溶接部においてもこれらの特性、とくに高速
成形時の衝撃エネルギー吸収特性が顕著に改善される。
なお、さらに高い伸びフランジ加工性が要求されるとき
には、平均結晶粒径は2.0 μm 以下とするのが望まし
い。なお、平均結晶粒径2.5 μm 以下、好ましくは2.0
μm 以下の微細なベイナイトを主相とした組織とするに
は、既に述べたごとくMn、Nb等の元素を適量添加すると
共に、後述のごとく熱間圧延条件焼鈍および焼鈍後冷却
条件を適正に制御することが必要である。 引張強さ：780MPa以上 高強度化による薄肉化の要求を満足させるために、引張
強さは780MPa以上とする。組織をベイナイトを主とする
組織にすることにより必然的に引張強さ780MPa以上が得
られる。

【００３５】塗装焼付け硬化量（ＢＨ量）：70MPa 以上 本発明におけるＢＨ量は、２％の引張歪を付加し、170
℃×20min の時効処理を行った後の降伏応力の増加量で
定義される。ＢＨ量が70MPa 以上とすることにより、部
品として使用される場合に、とくに大変形時の吸収エネ
ルギーの差として現れる。すなわち、同じ量だけ衝撃的
に変形しても、より多くのエネルギーを吸収することが
でき、衝撃エネルギー吸収部材としてより優れた特性を
発揮することになる。これにより、同一の吸収エネルギ
ーであれば鋼板の肉薄化を達成できる。ＢＨ量が70MPa
未満では、このような効果が十分に発揮されない。なお
ＢＨ量：70MPa 以上を確保するためには、粒径をより細
かく制御することが好ましい。これ以外にも、微量のマ
ルテンサイト相等の存在によりBH量は増加する。しか
し、降伏強さ（YS）が高いほどBH量が減少する傾向もあ
るため、これらを考慮してBH量を制御するのが望まし
い。

【００３６】つぎに、本発明鋼板の製造条件について説
明する。上記した組成の溶鋼を転炉、電気炉等の通常公
知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法でスラブ等の鋼素材
とするのが望ましい。連続鋳造法により凝固させれば、
成分のマクロ偏析を防止することができる。なお、連続
鋳造法に代えて、造塊法、薄スラブ鋳造法などとしても
よいのはいうまでもない。

【００３７】製造された鋼素材は、一旦、室温まで冷却
されたのち再加熱されて圧延されるか、あるいは室温ま
で冷却せず温片のまま加熱炉に装入して加熱したのち圧
延する直送圧延、あるいは、わずかの保熱を行ったのち
直ちに圧延する直接圧延を施される。なお、直送圧延を
施される場合には、組織の均一性、微細化の観点から
は、一旦、オーステナイト（γ）→フェライト（α）変
態を終了させたのち、再度γ域に加熱するのが望まし
い。

【００３８】熱間圧延の加熱温度：未固溶Nb量が0.003
％以上となる温度 鋼素材を未固溶Nb量が0.003 ％以上となる温度に加熱す
る。好ましくは1150℃以下である。未溶解のNbをある程
度残した状態で、かつ比較的低温で粗圧延を行うことに
より、粗圧延中に動的再結晶が生じ、その結果顕著に微
細で均一な熱延組織を得ることができる。

【００３９】Nb等を添加した従来の微細組織鋼あるいは
析出強化鋼では、加熱温度を高温として固溶Nbによる粒
成長抑制効果を利用するのが一般的であるが（例えば特
開平6-145891号公報参照) この場合は組織の不均一化が
不可避となる。これに対し、本発明では、析出Nbの活用
のため低温加熱する点に特に特徴がある。なお、従来の
高張力鋼では、圧延負荷を低減するため1250℃以上の高
温に加熱して変形抵抗を下げていたが、本発明において
は動的再結晶の進行が変形抵抗の増大を抑制するので、
低温加熱でも圧延負荷の増大は比較的小さい。なお、本
発明でいう未固溶Nbは、該当加熱温度から水焼入した試
料について、電解抽出分析法で定量された値を用いる。
電解抽出分析法は、分析試料を定電位電解分離し、フィ
ルタリングののち、吸光光度法により定量する方法であ
る。（鉄鋼協会共同研究会鉄鋼分析部会推奨法による。
例えば、成田貴一：鉄と鋼、66（1980）、P211） 鋼素材の加熱温度が、未固溶Nb量が0.003 ％未満となる
高温、あるいは1150℃を超える温度では、初期γ粒が急
速に粗大化し、熱延組織の均一かつ微細化が達成できず
混粒なる。なお、組織の最適化という観点からは、鋼素
材の加熱温度は1100℃未満、より好ましくは1050℃以下
とするのが望ましい。また、圧延の負荷を軽減するため
には950 ℃以上に加熱するのが好ましい。

【００４０】仕上げ圧延出側温度：950 〜800 ℃ 加熱された鋼素材は、ついで、粗圧延、仕上げ圧延を施
され熱延板とされる。熱延板の組織を均一微細な組織と
するために、仕上げ圧延の出側温度を950 〜800 ℃の温
度範囲とするのがよい。仕上げ圧延出側温度が800 ℃未
満では、熱延板組織が展伸して不均一となり、さらに加
工組織が鋼板エッジ部などに残存したりして成形性が劣
化する。また、仕上げ圧延出側温度が950 ℃を超える
と、熱延板組織が粗大となるため、冷延焼鈍板（製品
板）の組織が粗大化し混粒化傾向となる。このため、仕
上げ圧延出側温度は950 〜800 ℃の範囲に限定した。な
お、鋼板の機械的特性、とくに延性、耐遅れ破壊特性の
向上という観点からは900 〜840 ℃の範囲とするのが望
ましい。

【００４１】巻取り温度：700 〜400 ℃ 仕上げ圧延を終了した熱延板はコイル状に巻き取られ
る。熱延板の巻取り温度は700 〜400 ℃の範囲に限定す
る。巻取り温度が700 ℃を超えると、材質の均一性が確
保できにくくなり、一方400 ℃未満では、熱延板形状が
乱れ、後工程の酸洗、冷間圧延でライン通板性の低下と
いう問題が発生する。このため、熱延板の巻取り温度は
700 〜400 ℃の範囲とした。なお、材質の均一化の観点
から好ましくは650 〜450 ℃である。

【００４２】熱延板は、ついで冷間圧延を施され冷延板
とされる。熱延板は、通常の方法で酸洗を施されたの
ち、冷間圧延を施される。冷延再結晶による組織の微細
化の観点からは、冷間圧延の圧下率は、40％以上とする
のが好ましい。なお、熱延板が硬質の場合には、熱延板
焼鈍を行うこともできる。 冷延板の焼鈍温度：800 ℃以上 冷延板は、ついで焼鈍を施される。焼鈍は、再結晶終了
温度以上1000℃以下で行うが、均一・微細な組織を得る
ための前組織を得るために800 ℃以上で焼鈍を施す。焼
鈍温度が800 ℃未満では、一部に未再結晶組織が混入
し、製品板で平均結晶粒径2.5 μm 以下の組織が得られ
ないという問題がある。一方、1000℃を超えると組織が
粗大化する。

【００４３】焼鈍温度から350 ℃以下200 ℃超温度域ま
での急冷冷却速度：15〜150 ℃／s焼鈍温度に加熱され
た冷延板は、ついで急冷処理を施される。急冷処理にお
ける冷却速度が15℃／ｓ未満では、組織をベイナイトを
主とする組織とすることが困難となり780MPa以上の引張
強さが得られない。一方、焼鈍温度からの冷却速度が15
0 ℃／s を超えると強度のばらつきが大きくなる。な
お、冷却速度は好ましくは100 ℃／s 未満である。本発
明では、冷却速度：15〜150 ℃／s の急冷を350 ℃以下
200 ℃超の温度域まで連続的に実施する。急冷停止温度
が350 ℃より高い温度では、ベイナイト変態が完了せ
ず、またベイナイトが焼戻されて、炭化物が粗大に析出
し、望ましい組織を得ることができないため、強度が低
下する。急冷停止温度が200 ℃以下では、組織のマルテ
ンサイト化に繋がり好ましくない。なお、ここで「連続
的に」とは、上記急冷温度域内では、冷却工程が中断な
く継続されているいう意味である。

【００４４】急冷後の緩冷冷却速度：15℃／min 以上 急冷処理に続いて、15℃／min 以上好ましくは300 ℃／
min 以下の緩冷処理を施す。緩冷処理は、200 ℃以下好
ましくは100 ℃以上の温度まで行う。緩冷処理を施すこ
とにより、引張の安定化、均一化が得られる。冷却速度
が15℃／min 未満では、急冷組織が焼戻され伸びフラン
ジ加工性が低下する。また、冷却速度が300 ℃／min を
超えると、耐遅れ破壊特性が低下する傾向を示す。この
ため、急冷後の緩冷処理の冷却速度は15℃／min 以上に
限定し、好ましくは 300 ℃／min 以下とするのが望ま
しい。また、緩冷処理が200 ℃より高い温度で終了する
と、耐遅れ破壊特性が劣化するという問題がある。

【００４５】200 ℃以下好ましくは100 ℃以上の温度ま
での緩冷に続いて、ハンドリングを容易にするため再度
急冷（２次急冷という）を室温まで行うのが好ましい。
２次急冷の条件はとくに限定しないが、２次急冷の開始
温度は、200 〜100 ℃とするのが好ましい。本発明で
は、熱間仕上圧延を、仕上圧延機入側で先行するシート
バーと後行するシートバーとを接合し連続的に圧延する
連続圧延とするのが望ましい。連続圧延とすることによ
り、鋼板（鋼帯）の先端、後端における非定常部がなく
なり、鋼板コイルの全長、全幅にわたって安定した熱間
圧延を行うことが可能となる。これにより、鋼板のコイ
ルの断面形状、寸法精度が向上し、その結果、焼鈍後の
機質の均一性も向上する。なお、先行するシートバーと
後行するシートバーの接合は、圧接、レーザ溶接、電子
ビーム溶接等によるのが好適であるが、これらの方法に
限定されるものではない。さらに、連続圧延とすること
により、圧延後の冷却に際しても常に鋼板に張力が付与
できるため、良好な鋼板形状を保持することができる。
また、鋼板先端部を安定して通板できるため、潤滑圧延
を適用することができ、圧延荷重の低減、ロール面圧の
低減により、ロール寿命の延長が可能となる。

【００４６】また、焼鈍後の品質の均一性を確保するた
め、熱間仕上圧延において、仕上げ圧延機入側でシート
バーエッジヒータ、シートバーヒーターの一方、あるい
は両方を使用するのが望ましい。最終的に仕上げ圧延で
の鋼板幅方向の温度差が望ましくは20℃以下となるよう
に、シートバーエッジヒータによりシートバーエッジ部
を加熱するのが望ましい。また、鋼板の先端、後端の温
度低下を補償し中央部との温度差が望ましくは20℃以下
となるように、シートバーヒーターにより、シートバー
を加熱するのが望ましい。なお、シートバーエッジヒー
タ、シートバーヒーターは、同時に使用してもなんら問
題はない。

【００４７】また、熱間仕上げ圧延を、潤滑油を使用す
る潤滑圧延とするのが望ましい。潤滑圧延とすることに
より、圧延荷重の低減に加えて、鋼板形状、寸法精度の
向上、および鋼板板厚方向の組織均一化が図れる。

【００４８】

【実施例】（実施例１）表１に示す成分の溶鋼を転炉で
溶製し、連続鋳造法により220 mm厚のスラブとした。該
スラブを表２に示す熱間圧延条件で熱延板とした。な
お、熱間仕上圧延は、仕上圧延機入側で先行シートバー
と後行シートバーを溶融圧接して接合し、連続圧延とし
た。さらに仕上圧延機入側でシートバーヒータおよびシ
ートバーエッジヒータを使用し、シートバー温度の均一
化を図った。なお、熱間圧延終了後、鋼板巻取りまでの
間にホットランテーブルにて水冷し、巻取り温度を調節
した。なお、仕上圧延後段では潤滑圧延を行った。つい
で、熱延板に酸洗、および表２に示す冷間圧下率で冷間
圧延を施し冷延板とした。その後、これら冷延板に表２
に示す温度で焼鈍を施し、焼鈍後、表２の条件で急冷、
緩冷および２次急冷を行い室温まで冷却した。

【００４９】得られた冷延焼鈍板について、組織試験、
引張試験、焼付け硬化性試験、伸びフランジ加工性試
験、耐遅れ破壊性試験、スポット溶接性試験および耐衝
撃性試験を調査した。なお、未固溶Nb量は、スラブから
切り出した試験片をスラブ加熱温度と同一温度で加熱
し、水焼入れしたものを電解抽出分析で定量した値であ
る。

【００５０】試験方法を、下記に示す。 （１）組織試験 各冷延焼鈍板の圧延方向および圧延方向と直角方向から
試験片を採取し、圧延方向断面、圧延方向と直角方向断
面の組織を観察するとともに、結晶粒径を測定した。結
晶粒径の測定は、圧延方向断面および圧延方向と直角方
向断面で板厚の全厚について、JIS G 0552の規定に準拠
して測定し、それらの平均値で表した。 （２）引張試験 各冷延焼鈍板からJIS ５号引張試験片を採取し、引張特
性（降伏応力ＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥｌ）を調査し
た。 （３）焼付け硬化性試験 各冷延焼鈍板からJIS ５号引張試験片を採取し、２％引
張予歪を付与したのち170 ℃×20min の熱処理を施し、
ついで引張試験を行い、熱処理前後の降伏応力の増加量
をもとめ、ＢＨ量とした。 （４）伸びフランジ加工性試験 各冷延焼鈍板から採取した試験片（板厚×100 ×100 m
m）に、10mmφの穴を打ち抜き、ついで頂角60°の円錐
ポンチをカエリ側( 剪断面に「かえり」のある側) の反
対側から挿入して穴を拡げる成形を行い、亀裂が板厚を
貫通したときの穴径Ｄ（mm）を求め、限界穴拡がり率λ
を計算した。なお、限界穴拡がり率λは、λ（％）=
｛（Ｄ−10）／10）｝×100 で定義される。 （５）耐遅れ破壊性試験 各冷延焼鈍板から打抜きにより採取した59mmφの円盤
に、33mmφのポンチと肩半径４mmの絞りダイス（クライ
アンス：板厚＋10％）を用いて深絞り成形を施し、その
後純水中に１週間浸漬して割れの有無を観察した。割れ
の発生が見られた場合を×、割れの発生がない場合を○
とした。 （６）スポット溶接性試験 各冷延焼鈍板同士を重ねて、下記条件でスポット溶接
し、JIS Z 3140に準拠して幅25mmの剪断引張試験を作成
し、スポット溶接部の剪断引張強さを測定した。溶接部
の剪断引張強さが母材の引張強さに比例して増加し、ナ
ゲット内に破断が及んでいない場合を○として評価し
た。強度低下がある場合、あるいは、ナゲット内に破断
が及んでいる場合を×とした。

【００５１】スポット溶接条件： （ａ） 電極：６mmφCF （ｂ） 通電時間：８サイクル （ｃ） 初期加圧力：250kgf （ｄ） 保持時間：15サイクル （ｅ） 溶接電流：チリ発生直下電流 （７）耐衝撃性試験 各冷延焼鈍板、およびスポット溶接部につき（２）、
（６）の試験と同様の引張試験片を用いて、油圧サーボ
型高速引張試験機で引張速度：７m ／ｓの高速引張を実
施し、破断強度、破断形態を調査した。

【００５２】各試験の結果を表３に示す。

【００５３】

【表１】

【００５４】

【表２】

【００５５】

【表３】

【００５６】表３から、本発明例は、いずれも引張強さ
990MPa以上の高強度で、焼付け硬化量も155MPa以上と大
きく、伸びフランジ加工性、溶接性、耐遅れ破壊性およ
び耐衝撃性に優れていることがわかる。これに比較し
て、本発明の範囲を外れる比較例は、強度、焼付け硬化
量のいずれかが低いか、あるいは伸びフランジ加工性、
溶接性、耐遅れ破壊性および耐衝撃性のいずれかが劣化
しており、これら特性すべてに優れるということはなか
った。 （実施例２）表１に示す鋼No、ＡとCa以外の成分組織が
同じスラブ（Ca無添加）を用いて、表４に示す熱間圧延
条件で熱延板とした。なお、一部の板では、熱間仕上げ
圧延を、仕上げ圧延機入側で先行シートバーと後行シー
トバーを溶融圧接して接合し圧延する、連続圧延した。
また、１部については、仕上げ圧延後段で潤滑圧延を行
った。ついで、熱延板に酸洗、および表４に示す冷間圧
下率で冷間圧延を施し冷延板とした。その後、これら冷
延板に表４に示す温度で焼鈍を施し、焼鈍後、表４の条
件で急冷、徐冷および２次急冷を行い室温まで冷却し
た。

【００５７】得られた冷延焼鈍板について、実施例１と
同様に組織試験、引張試験、焼付け硬化性試験、伸びフ
ランジ加工性試験、耐遅れ破壊性試験、スポット溶接性
試験および耐衝撃性試験を調査した。それらの結果を表
５に示す。

【００５８】

【表４】

【００５９】

【表５】

【００６０】表５から、本発明例は、いずれも引張強さ
985MPa以上の高強度で、焼付け硬化量も 85MPa以上と大
きく、伸びフランジ加工性、溶接性、耐遅れ破壊性およ
び耐衝撃性に優れていることがわかる。これに比較し
て、本発明の範囲を外れる比較例は、強度、焼付け硬化
量のいずれかが低いか、あるいは伸びフランジ加工性、
溶接性、耐遅れ破壊性および耐衝撃性のいずれかが劣化
しており、これら特性すべてに優れるということはなか
った。

【００６１】

【発明の効果】本発明によれば、比較的少ない合金添加
量で、引張強さ780MPa超える高強度を有し、かつ伸びフ
ランジ成形性や曲げ加工性等の優れた成形性、スポット
溶接等における良好な溶接性、母材部はもとより溶接部
においても強度に見合った衝撃エネルギー吸収特性を有
する優れた耐衝撃性を兼備し、さらに高い塗装焼付硬化
性と、優れた耐遅れ破壊特性を有する高強度冷延薄鋼板
が提供できる。本発明鋼板は、バンパー部品やインパク
トビーム等の自動車の強度部材として、自動車の軽量化
と、安全性向上に大きく貢献することが期待でき、産業
上格段の効果を奏する。また、本発明の鋼板は、冷延鋼
板のみではなく、各種のめっき鋼板（電気めっき、溶融
めっき）への適用も可能である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 女鹿 節男 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社千葉製鉄所内 (72)発明者 内山 貴夫 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社千葉製鉄所内 Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA02 EA05 EA06 EA09 EA11 EA13 EA15 EA16 EA17 EA18 EA19 EA20 EA23 EA25 EA27 EA31 EA32 EB05 EB09 FC03 FC04 FE01 FE02 FE03 FJ05 FJ06 FJ07 FK03 JA01

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：0.05〜0.30％、 Si：1.0 ％以下、 Mn：1.5 〜3.5 ％、 Ｐ：0.02％以下、 Ｓ：0.005 ％以下、 Al：0.150 ％以下、 Ｎ：0.0200％以下、 Nb：0.005 〜0.10％ を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を
   有し、かつ平均結晶粒径：2.5 μm 以下の微細ベイナイ
   ト組織を主とする組織からなり、引張強さ：780MPa以
   上、塗装焼付け硬化量（ＢＨ量）：70MPa 以上を有する
   ことを特徴とする、溶接性、伸びフランジ成形性、耐遅
   れ破壊特性および耐衝撃特性に優れた高強度冷延薄鋼
   板。
2. 【請求項２】 前記組成に加えて、さらに重量％で、T
   i：0.005 〜0.20％：Ｂ：0.0005〜0.0040％、Ｖ：0.005
   〜0.050 ％のうちの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薄鋼板。
3. 【請求項３】 前記組成に加えて、さらに重量％で、C
   u：0.02％以上、Ni：0.02％以上、Cr：0.02％以上、M
   o：0.02％以上のうちから選ばれた１種または２種以上
   を合計で1.0 ％以下、および／またはCa：0.0005〜0.00
   50％を含有することを特徴とする請求項１または２に記
   載の高強度冷延薄鋼板。
4. 【請求項４】 重量％で、 Ｃ：0.05〜0.30％、 Si：1.0 ％以下、 Mn：1.5 〜3.5 ％、 Ｐ：0.02％以下、 Ｓ：0.005 ％以下、 Al：0.150 ％以下、 Ｎ：0.0200％以下、 Nb：0.005 〜0.10％ を含む組成の鋼素材を、未固溶Nb量が0.003 ％以上とな
   る温度に加熱し、仕上げ圧延出側温度が950 〜800 ℃の
   温度範囲となる仕上げ圧延を含む熱間圧延を施し熱延板
   とし、巻取り温度：700 〜400 ℃で巻取り、ついで前記
   熱延板に冷間圧延を施し冷延板としたのち、該冷延板に
   800 ℃以上の焼鈍温度で焼鈍を施し、該焼鈍温度から15
   〜150 ℃／s の冷却速度で350 ℃以下200 ℃超の温度ま
   で連続的に急冷し、その後15℃／min 以上の冷却速度で
   200 ℃以下の温度まで緩冷することを特徴とする引張強
   さ：780MPa以上、塗装焼付け硬化量（ＢＨ量）：70MPa
   以上を有し、溶接性、伸びフランジ成形性、耐遅れ破壊
   特性および耐衝撃特性に優れた高強度冷延薄鋼板の製造
   方法。