JP6379716B2 - 冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、冷延鋼板及びその製造方法に関し、詳しくは、高い強度を有しながら優れた加工性を有する冷延鋼板と、その製造方法に関する。

冷延鋼板の機械的特性を向上させるための技術に関して、特許文献１には、特定の化学組成の鋼からなり、縦断面のミクロ組織が、ベイニティックフェライトを主相とし、ラス状の残留オーステナイトを３％以上、ブロック状の残留オーステナイトを１％〜ラス状残留オーステナイト占積率の１／２とする、伸び、伸びフランジ性及び溶接性に優れる高強度鋼板が示されている。しかし、この鋼板におけるブロック状残留オーステナイトは平均粒径が１０μｍ以下、具体的には、その実施例に示されるとおり、２．２〜８．９μｍと粗大であるため、鋼板の成形性に悪影響を及ぼすと考えられる。

特許文献２には、特定の化学組成を有し、５００℃〜Ａｃ_１変態点の温度域を１０℃／ｓ以上の平均昇温速度で昇温し、Ａｃ_１変態点〜（Ａｃ_３変態点＋３０℃）の温度域に加熱して１０ｓ以上保持した後、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で（Ｍｓ点−１００℃）〜（Ｍｓ点−２５０℃）の温度域に冷却し、３５０〜６００℃の温度域に再加熱して１〜６００ｓ保持することで得られる、高強度と高加工性を有し、耐衝撃特性にも優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板が示されている。この方法によって得られる鋼板は、フェライトと焼戻しマルテンサイトが大部分を占め、第２相として、焼戻しされていないマルテンサイト（以下、単に「マルテンサイト」という。）、ベイナイトや残留オーステナイトが少量に限られた組織となる。このように多量のフェライトと硬質な第２相からなる鋼板は、伸びフランジ性（穴拡げ性）の確保が困難となる。

特許文献３には、熱間圧延後に短時間で冷却を開始することにより製造される熱延鋼板を用いて冷間圧延する方法が示されている。例えば、熱間圧延後０．４秒以内に４００℃／秒以上の冷却速度で７２０℃以下まで冷却した後、６００〜７２０℃の温度域で２秒以上保持することにより、平均結晶粒径の小さいフェライトを主相とする、微細組織を有する熱延鋼板を製造し、これに通常の冷間圧延と焼鈍とを施すことが開示されている。

特許文献４には、特定の化学組成を有し、主相としてマルテンサイト及びベイナイトの１種又は２種を合計で４０面積％以上含有し、必要に応じて、第２相として平均粒径が４．０μｍ以下のフェライトを３面積％以上含有するミクロ組織を有する、高強度と良好な加工性を有する冷延鋼板が示されている。

特開２００７−３２１２３６号公報 国際公開第２００９／０５４５３９号 国際公開第２００７／０１５５４１号 国際公開第２０１３／１２５３９９号

特許文献３に開示された方法による冷延鋼板は、その素材である熱延鋼板の組織を微細にすることで、冷間圧延後の焼鈍における再結晶組織が微細になる。つまり、上記微細な熱延鋼板を用いれば、その粒界等から生じるオーステナイトは多数の核生成数が得られるため、微細な組織を有する冷延鋼板が得られる。しかし、冷間圧延後の焼鈍方法は通常のものであるため、焼鈍時の加熱工程において再結晶を生じる。すなわち、熱延鋼板に存在する大角粒界や微細な炭化物粒子などのオーステナイト変態の優先核生成サイトの大部分が焼鈍時の加熱中に消失してしまった後に、オーステナイト変態が生じる。そのため、熱延鋼板の微細な組織に存在した核生成サイトを十分に活用するという点で、改善の余地がある。

特許文献４に開示された技術の場合、高強度の鋼板を得るためには、主相である低温変態相に硬質なマルテンサイトを含むことが避けられず、ミクロ組織中の硬度分布が比較的に大きかった。このため、ミクロ組織中の硬度分布を低減し、鋼板を加工するに際しての微細なクラックの発生を抑制するという点で、さらに改善すべき余地がある。

これに対し、本発明は、ＴｉやＮｂ等の析出元素を多量に含有させなくても、冷間圧延及び焼鈍後の組織を効果的に微細化しつつ、さらに、残留オーステナイト（以下、「残留γ」ということがある。）のＣ濃度を高め、安定化することによって、高強度でありながら、伸び及び伸びフランジ性に優れた冷延鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、高強度でありながら、優れた伸び及び伸びフランジ性を得るための組織として、焼戻しマルテンサイトとベイナイトを主相とする均質なミクロ組織に、適量のフェライトを含有させた複合組織とするとともに、伸びや伸びフランジ性に悪影響を与える特定の集合組織の発達を抑制することに着目した。

さらに、フェライトのような軟質な相は、伸びを向上させるが、伸びフランジ性（穴拡げ性）を低下させることが懸念されることから、フェライトの微細化によって伸びフランジ性の低下を極力抑えるという組織設計に基づいて検討を進めた。

上述のような組織を得るための手法として、本発明者らは、以下の[1]と[2]を着想して種々試行した。

[1]熱間圧延後の焼鈍工程において、再結晶完了後にオーステナイト変態を進行させる従来の焼鈍方法ではなく、再結晶完了前にオーステナイト変態を進行させることで、焼鈍中のオーステナイトを微細化するとともに、Ａｃ_３点以上で焼鈍の均熱保持を行うことで、特定の集合組織の強度を低下させる。さらに、オーステナイトの微細化によって、焼鈍後の冷却中に生成するフェライトを微細化させる。

[2]焼鈍後にＭｓ点以下、かつ〔Ｍｓ点−１００℃〕を超える温度域に冷却し、適量のマルテンサイトを生成させた後、Ｍｓ点を超える温度域に再加熱し、マルテンサイトを焼戻すとともに、ベイナイト変態を進行させる。このようにして、一旦マルテンサイトを生成させた後、再加熱しベイナイト変態させることで、上記冷却で生成したマルテンサイトは、焼戻されて軟質化するので、ミクロ組織中の硬度差を低減できる。

その結果、以下の新たな知見を得た。

１）再結晶完了後にオーステナイト変態を進行させる従来の焼鈍方法では、主に再結晶後の組織の粒界においてオーステナイト変態が生じるため、オーステナイトの核生成数は少なく、焼鈍中に逆変態して生じるオーステナイト粒、すなわち、焼鈍後における旧オーステナイト粒（以下、「旧オーステナイト粒」ともいう。）の微細化には限界があった。

これに対し、オーステナイトが生成する温度域まで急速加熱して再結晶完了前にオーステナイト変態を進行させる焼鈍方法によれば、熱延鋼板におけるオーステナイト変態の優先核生成サイトである大角粒界や微細な炭化物粒子、島状マルテンサイトやベイナイトからオーステナイト変態が生じるため、焼鈍過程で生じるオーステナイト粒が飛躍的に微細化される。その結果、焼鈍後の冷延鋼板の組織が効果的に微細化される。

２）一方、このようなオーステナイトが生成する温度域まで急速加熱して再結晶完了前にオーステナイト変態を進行させる焼鈍方法では、加工フェライト組織が残留しやすくなるため、特定の集合組織が発達して鋼板の加工性が低下する傾向を示す。

これに対し、Ａｃ_３点以上の適度な高温域で焼鈍を施すと、微細なオーステナイト組織を維持しつつ加工フェライト組織を消滅できるので、組織の微細化と相俟って特定の集合組織の発達が抑制され、優れた伸び及び伸びフランジ性を確保することが可能となる。

３）フェライトを含有させることにより冷延鋼板の伸びを向上させることが可能になるが、フェライトのような軟質相を含有する組織は、鋼板を加工した際に軟質相と硬質相との界面からクラックが生じやすいため、一般には伸びフランジ性が低下する傾向にある。

しかし、上述したように焼鈍後の冷延鋼板の組織が効果的に微細化されることによりフェライトも微細化されるので、これにより、鋼板を加工した際に微細なクラックの発生と進展が効果的に抑制され、伸びフランジ性の低下が抑制される。このため、微細なフェライトを含有させることにより、伸びの向上を図るとともに優れた伸びフランジ性を確保することが可能となる。

４）加工誘起変態による伸び向上作用を示す残留γを含有させることにより冷延鋼板の伸びを一層向上させることが可能になる。

特に、冷間圧延後の焼鈍工程において、再結晶完了前にオーステナイト変態を進行させる焼鈍方法により得られた鋼板は、全残留γに占めるアスペクト比が５未満の残留γ（以下、「塊状の残留γ」ということがある。）の分率が増加する。これは旧オーステナイト粒の微細化によって、旧オーステナイト粒界上、パケット境界上又はブロック境界上に存在する残留γが増加するためと考えられる。このような塊状の残留γは、ベイナイトやマルテンサイトのラス間に生成する残留γに比して、加工歪に対する安定性が高く、高歪域での加工硬化係数を増加させる。このため、鋼板の伸びが効果的に高められる。

しかし、一般に加工誘起変態により残留γは硬質なマルテンサイトに変態し、これが鋼板を加工した際のクラック発生の原因となる。このため、残留γを含有する組織は、一般には伸びフランジ性の低下が懸念される。これに対し、上述したように焼鈍後の冷延鋼板の組織が効果的に微細化されることによる残留γの微細化と塊状の残留γの分率の増加とにより、伸びフランジ性の低下が抑制される。このため、微細かつアスペクト比の小さい残留γを含有させることにより、一層の伸びの向上を図るとともに優れた伸びフランジ性を確保することが可能となる。

５）焼鈍での均熱保持後、Ｍｓ点以下、かつ〔Ｍｓ点−１００℃〕を超える温度まで冷却することで、オーステナイトの一部をマルテンサイトに変態させ、この後、Ｍｓ点を超える温度域に再加熱する。これによって、残りのオーステナイトがベイナイトに変態する。さらに、上記冷却で生成したマルテンサイトは再加熱によって焼戻されて軟質化することで、高強度かつ、均質なミクロ組織が得られる。この結果、鋼板の強度と伸びフランジ性を向上させることができる。

６）さらに、上述のベイナイト変態においては、未変態オーステナイトへのＣの濃縮が進み、未変態のオーステナイトを安定化させ、冷延鋼板に残留γを含めることができる。これによって、鋼板の伸びを顕著に向上させることができる。

７）上述したように、冷間圧延後の焼鈍工程において再結晶完了前にオーステナイト変態を進行させる焼鈍方法は、熱延鋼板におけるオーステナイト変態の優先核生成サイトである大角粒界や微細な炭化物粒子及び、島状のマルテンサイトやベイナイトからオーステナイト変態の核生成が生じ、旧オーステナイト粒が効果的に微細化する。そのため、熱延鋼板の製造方法としては、これらのオーステナイト変態の優先核生成サイトを高密度に含む熱延鋼板が好適である。このような熱延鋼板の製造方法としては、例えば特許文献３に記載された製造方法により得られた熱延鋼板が挙げられる。この熱延鋼板に上記焼鈍方法を適用することにより、焼鈍過程におけるオーステナイト粒がさらに微細化され、焼鈍後の冷延鋼板の組織が一層微細化される。

本発明者らは、上述した組織の微細化の結果、冷延鋼板の高強度を確保するとともに、伸びと伸びフランジ性とのバランスも顕著に向上させることができることを見出したのである。

本発明は、＜１＞化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．３％、Ｓｉ：０．６〜２．５％、Ｍｎ：０．６〜３．５％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｔｉ：０〜０．０８％、Ｎｂ：０〜０．０４％、Ｔｉ及びＮｂの合計含有量：０〜０．１０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０〜１．０％、Ｃｒ：０〜１．０％、Ｍｏ：０〜０．３％、Ｖ：０〜０．３％、Ｂ：０〜０．００５％、Ｃａ：０〜０．００３％、ＲＥＭ：０〜０．００３％、残部：Ｆｅ及び不純物であり、
板厚の１／４深さ位置において、
ミクロ組織が、主相として焼戻しマルテンサイトとベイナイトが合計で５０面積％以上、かつベイナイトが１０面積％以上で、第２相として下記式（１）を満足するフェライトが５面積％以上で、さらに、
フェライトに対する他の組織のナノ硬さの比率が、２.５以下であり、
板厚の１／２深さ位置において、
集合組織が、｛１００｝＜０１１＞から｛２１１｝＜０１１＞の方位群のＸ線強度の平均が、集合組織を持たないランダムな組織のＸ線強度の平均に対する比で６未満である、
冷延鋼板である。
ｄＦ≦４．０ ・・・ （１）
ただし、上記式（１）のｄＦは、傾角１５°以上の大角粒界で規定されるフェライトの平均粒径（μｍ）である。

ミクロ組織における主相とは、面積率で最大の相を意味し、第２相とはそれ以外のすべての相を含む意味である。

本発明に係る冷延鋼板は、より好ましい状態として、下記＜２＞〜＜９＞に記載した１又は２以上の特徴をさらに有する。

＜２＞前記ミクロ組織が、第２相として残留オーステナイトを３面積％以上含有する。

＜３＞前記第２相としての残留オーステナイト中で、アスペクト比が５未満の残留オーステナイトが、下記の式（２）及び式（３）を満足する。
ｄＡｓ≦１．５ ・・・ （２）
ｒＡｓ≧５０ ・・・ （３）
ただし、上記式（２）のｄＡｓは、アスペクト比が５未満の残留オーステナイトの平均粒径（μｍ）であり、式（３）のｒＡｓは、アスペクト比が５未満の残留オーステナイトの全残留オーステナイトに対する面積率（％）である。

＜４＞前記化学組成が、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．０８％及びＮｂ：０．００３〜０．０４％から選択される１種以上を含有し、Ｔｉ及びＮｂの合計含有量は０．１０％以下である。

＜５＞前記化学組成が、質量％で、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１〜１．０％を含有する。

＜６＞前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０．０３〜１％、Ｍｏ：０．０１〜０．３％及びＶ：０．０１〜０．３％から選択される１種以上を含有する。

＜７＞前記化学組成が、質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．００５％を含有する。

＜８＞前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％及びＲＥＭ：０．０００５〜０．００３％から選択される１種以上を含有する。

＜９＞鋼板表面にめっき層を有する。

また本発明は、下記の工程を有する冷延鋼板の製造方法でもある。

＜１０＞上記＜１＞及び＜４＞から＜８＞までのいずれかに記載の化学組成を有する熱延鋼板に冷間圧延を施した後、〔Ａｃ_１点＋１０℃〕までの温度域を１５℃／秒以上の平均加熱速度で加熱し、その後さらにＡｃ_３点以上で〔Ａｃ_３点＋１００℃〕以下の温度域の温度で１０秒以上保持した後、１０℃／秒以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下、かつ〔Ｍｓ点−１００℃〕を超える温度域の温度まで冷却し、さらに、Ｍｓ点を超えて、かつ３５０〜５００℃の温度域の温度に再加熱し、その温度で１０秒以上の保持を行う、板厚の１／４深さ位置において、ミクロ組織が、主相として焼戻しマルテンサイトとベイナイトが合計で５０面積％以上、かつベイナイトが１０面積％以上で、第２相として下記式（１）を満足するフェライトが５面積％以上で、さらに、フェライトに対する他の組織のナノ硬さの比率が、２.５以下であり、板厚の１／２深さ位置において、集合組織が、｛１００｝＜０１１＞から｛２１１｝＜０１１＞の方位群のＸ線強度の平均が、集合組織を持たないランダムな組織のＸ線強度の平均に対する比で６未満である、冷延鋼板の製造方法。
ｄＦ≦４．０ ・・・ （１）
ただし、上記式（１）のｄＦは、傾角１５°以上の大角粒界で規定されるフェライトの平均粒径（μｍ）である。

より好ましい製造方法として、本発明に係る冷延鋼板の製造方法は下記＜１１＞〜＜１３＞の１又は２以上の特徴をさらに有する。

＜１１＞前記熱延鋼板が、熱間圧延完了後に３００℃以下で巻き取り、その後、５００〜７００℃の温度域で熱処理を施すことにより得られたものである。

＜１２＞前記熱延鋼板が、Ａｒ_３点以上で圧延を完了する熱間圧延完了後に、下記式（４）を満足する冷却速度Ｃrate（Ｔ）で、圧延完了温度から〔圧延完了温度−１００℃〕までの温度域を冷却する熱間圧延工程により得られた、傾角１５°以上の大角粒界で規定されるＢＣＣ相の平均粒径が６μｍ以下のものである。

上記式（４）中、
ＩＣ（Ｔ）＝０．１−３×１０^-3×Ｔ＋４×１０^-5×Ｔ²−５×１０^-7×Ｔ³＋５×１０^-9×Ｔ⁴−７×１０^-11×Ｔ⁵、
Ｃrate（Ｔ）は、冷却速度（℃／秒）で、正の値であり、
Ｔは、圧延完了温度をゼロとする相対温度（℃）、すなわち、Ｔ＝〔冷却中の鋼板の温度（℃）−圧延完了温度（℃）〕で、負の値であり、
Ｃrate（Ｔ）が零である温度がある場合、その温度での滞留時間（Δｔ）をＩＣ（Ｔ）で除した値をその区間の積分として加算する。

＜１３＞前記＜１０＞のＭｓ点を超えて、かつ３５０〜５００℃の温度域の温度に再加熱し、その温度で１０秒以上の保持を行った後に、冷延鋼板にめっき処理を施す工程をさらに有する。

本発明により、ＴｉやＮｂ等の析出元素を多量に含有させなくても、冷間圧延及び焼鈍後の組織を効果的に微細化することが可能となり、伸び及び伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法が実現可能となる。

以下、本発明に係る冷延鋼板及びその製造方法について述べる。以下の説明において、化学組成に関する「％」はすべて「質量％」である。また、本発明において平均粒径はいずれもＳＥＭ−ＥＢＳＤを用いて、式（５）により求めた円相当直径平均値を意味する。

１．鋼板の化学組成
Ｃ：０．０６〜０．３％
Ｃは、鋼の強度を高める作用を有する。Ｃはまた、オーステナイト中に濃縮することによってオーステナイトを安定化させ、冷延鋼板中の残留γの面積率を高め、伸びを向上させる作用を有する。さらに、熱間圧延工程及び焼鈍工程においては、ミクロ組織を微細化する作用を有する。すなわち、Ｃは変態点を低下させる作用を有する。その結果、熱間圧延工程においては熱間圧延をより低温域で完了させて、熱延鋼板のミクロ組織を微細化することが可能となる。焼鈍工程においては、Ｃによる昇温過程におけるフェライトの再結晶抑制作用と相俟って、急速加熱によってフェライトの未再結晶率が高い状態を保ったまま〔Ａｃ_１点＋１０℃〕以上の温度域に到達させることが容易となり、これにより、冷延鋼板のミクロ組織を微細化することが可能となる。しかしながら、Ｃ含有量が０．０６％未満では、上記作用による効果を得ることが困難である。一方、Ｃ含有量が０．３％を超えると、冷延鋼板の加工性や溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０．０６〜０．３％とする。Ｃの含有量は０．１０％以上であることが好ましく、０．１６％以上であることが一層好ましい。また、Ｃの含有量は０．２５％以下であることが好ましい。

Ｓｉ：０．６〜２．５％
Ｓｉは、鋼の焼入れ性を向上させるため、本発明においては焼鈍後の冷却中にパーライトの生成を抑制することで、オーステナイトを低温まで保持することを可能とし、マルテンサイトやベイナイトの生成を促す効果がある。したがって、本発明に係る冷延鋼板の主相をなす焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの生成を促進することによって、鋼を高強度化させる作用を有する。さらには、残留γの生成を促進し、鋼の伸びを向上させる作用を有する。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．６％未満では、冷却中に過度の量のパーライトとフェライトが生成するため、焼戻しマルテンサイトとベイナイトを合計で５０面積％以上得ることができない。一方、Ｓｉ含有量が２．５％を超えると、伸びフランジ性の低下が著しくなったり、めっき性が損なわれたりする場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０．６〜２．５％とする。Ｓｉの含有量は０．８％以上であることが好ましく、１．０％以上であることが一層好ましい。また、Ｓｉの含有量は２．０％以下であることが好ましい。

Ｍｎ：０．６〜３．５％
Ｍｎは、鋼の強度を高める作用を有する。また、Ｍｎは、変態温度を低下させる作用を有するので、焼鈍工程において、急速加熱によりフェライトの未再結晶率が高い状態を保ったまま〔Ａｃ_１点＋１０℃〕以上の温度域とすることが容易となり、これにより、冷延鋼板のミクロ組織を微細化することが可能となる。しかしながら、Ｍｎ含有量が０．６％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。一方、Ｍｎ含有量が３．５％を超えると、鋼が過度に高強度化され、伸びが著しく損なわれる場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は０．６〜３．５％とする。Ｍｎの含有量は０．８％以上であることが好ましく、１．０％以上であることが一層好ましい。また、Ｍｎの含有量は３．０％以下であることが好ましい。

Ｐ：０．１％以下
Ｐは、不純物として含有され、粒界に偏析して材料を脆化させ、その量が０．１％を超えると、脆化が著しくなる。したがって、Ｐの含有量に上限を設けて０．１％以下とする。Ｐ含有量は好ましくは０．０６％以下である。なお、Ｐ含有量は低い程好ましいので下限を設ける必要はないが、極端な低減は製造コストの上昇を招く。そのため、Ｐ含有量の望ましい下限は０．００１％である。

Ｓ：０．０５％以下
Ｓは、不純物として含有され、鋼中に硫化物系介在物を形成して加工性を低下させ、その量が０．０５％を超えると、加工性の低下が著しくなる場合がある。したがって、Ｓの含有量に上限を設けて０．０５％以下とする。Ｓ含有量は好ましくは０．００８％以下、さらに好ましくは０．００３％以下である。なお、Ｓ含有量は低い程好ましいので下限を設ける必要はないが、極端な低減は製造コストの上昇を招く。そのため、Ｓ含有量の望ましい下限は０．００１％である。

Ｔｉ：０〜０．０８％、Ｎｂ：０〜０．０４％、Ｔｉ及びＮｂの合計含有量：０〜０．１０％
Ｔｉ及びＮｂは、炭化物や窒化物として鋼中に析出し、焼鈍工程におけるオーステナイトの粒成長を抑制することによって、鋼の組織の微細化を促進する作用を有する。したがって、必要に応じてＴｉ及びＮｂの１種以上を含有させてもよい。しかし、Ｔｉ及びＮｂの含有量がそれぞれ、０．０８％及び０．０４％を超えたり、それらの合計含有量が０．１０％を超えると、加工性の低下が著しくなる場合がある。したがって、含有させる場合のＴｉ、Ｎｂ及びそれらの合計量の上限はそれぞれ、０．０８％、０．０４％及び０．１０％とする。ここで、Ｔｉ含有量は０．０５％以下とすることが好ましく、０．０３％以下とすることがさらに好ましい。また、Ｎｂ含有量は０．０２％以下とすることが好ましい。

Ｔｉ及びＮｂの前記した効果を安定して得るためには、Ｔｉの含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。また、Ｎｂの含有量は０．００３％以上とすることが好ましい。

上記のＴｉ及びＮｂはそのうちのいずれか１種のみ、又は２種の複合で含有させることができる。なお、２種を複合して含有させる場合の合計量は、０．００７％以上とすることが好ましい。また、上記合計量は、０．０５％以下とすることが好ましく、０．０３％以下とすることがより好ましい。

ｓｏｌ．Ａｌ：０〜１．０％
Ａｌは、伸びを高める作用を有する。したがって、必要に応じてＡｌを含有させてもよい。しかし、Ａｌは変態点を上昇させるので、Ａｌの含有量が高くなって、特にｓｏｌ．Ａｌ（「酸可溶Ａｌ」）での含有量で１．０％を超えると、熱間圧延をより高温域で完了する必要が生じる。その結果、熱延鋼板の組織を微細化することが困難となり、冷延鋼板の組織を微細化することも困難となる。したがって、含有させる場合のｓｏｌ．Ａｌ量は１．０％以下とする。なお、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．７％以下とすることが好ましく、０．５％以下とすることが一層好ましい。一方、Ａｌの前記した効果を安定して得るためには、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．１％以上とすることが好ましい。

Ｃｒ：０〜１．０％、Ｍｏ：０〜０．３％、Ｖ：０〜０．３％
Ｃｒ、Ｍｏ及びＶは、いずれも鋼の強度を高める作用を有する。また、Ｍｏは結晶粒の粒成長を抑制し、組織を細粒化する作用を、Ｖはフェライトへの変態を促進し、鋼板の加工性を向上させる作用も有する。したがって、必要に応じてＣｒ、Ｍｏ及びＶの１種以上を含有させてもよい。しかし、Ｃｒ含有量が１．０％を超えると、フェライト変態が過度に抑制されて、目的とする組織を確保できない場合がある。また、Ｍｏ含有量が０．３％を超えたり、Ｖ含有量が０．３％を超えたりすると、炭化物として多量に析出し、鋼の加工性が低下する場合がある。したがって、含有させる場合のＣｒ、Ｍｏ及びＶ量の上限はそれぞれ、１．０％、０．３％及び０．３％とする。なお、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶの含有量はそれぞれ、０．８％以下、０．２５％以下及び０．２５％以下とすることが好ましい。

Ｃｒ、Ｍｏ及びＶの前記した効果を安定して得るためには、Ｃｒの含有量は０．０３％以上とすることが好ましい。また、Ｍｏの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。さらに、Ｖの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。

上記のＣｒ、Ｍｏ及びＶはそのうちのいずれか１種のみ、又は２種以上の複合で含有させることができる。なお、２種以上を複合して含有させる場合の合計量は、１．０％以下とすることが好ましい。

Ｂ：０〜０．００５％
Ｂは、鋼の焼入れ性を高め、マルテンサイトやベイナイトの生成を促進することによって、鋼の強度を高める作用を有する。したがって、必要に応じてＢを含有させてもよい。しかし、Ｂ含有量が０．００５％を超えると、鋼が過度に硬質化して、伸びの低下が著しくなる場合がある。したがって、含有させる場合のＢ量の上限は０．００５％とする。なお、Ｂ含有量は０．００３％以下とすることが好ましい。一方、前記したＢの効果を安定して得るためには、Ｂ含有量は０．０００３％以上とすることが好ましい。

Ｃａ：０〜０．００３％、ＲＥＭ：０〜０．００３％
Ｃａ及びＲＥＭは、溶鋼の凝固過程において析出する酸化物や窒化物を微細化して、鋳片の健全性を高める作用を有する。したがって、必要に応じてＣａ及びＲＥＭの１種以上を含有させてもよい。しかし、いずれも高価な元素であるため、含有させる場合のＣａ及びＲＥＭの量の上限はいずれも０．００３％とする。なお、Ｃａ及びＲＥＭの含有量はそれぞれ、０．００２％以下及び０．００２％以下とすることが好ましい。

一方、前記したＣａの効果を安定して得るためには、Ｃａ含有量は、０．０００５％以上とすることが好ましい。同様に、ＲＥＭの効果を安定して得るためには、ＲＥＭ含有量は、０．０００５％以上とすることが好ましい。

上記のＣａ及びＲＥＭは、いずれか１種のみ、又は２種の複合で含有させることができ、２種を複合して含有させる場合の合計量は、０．００５％以下とすることが好ましい。

なお、「ＲＥＭ」とは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量はＲＥＭのうちの１種又は２種以上の元素の合計含有量を指す。また、ＲＥＭについては一般的にミッシュメタルに含有される。このため、例えば、ミッシュメタルの形で添加して、ＲＥＭの量が上記の範囲となるように含有させても良い。

本発明に係る鋼板の化学組成は、上述の元素と、残部がＦｅ及び不純物である。

なお、「不純物」とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石あるいはスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入するものを指す。

２．冷延鋼板
２−１：ミクロ組織
本発明に係る冷延鋼板は、板厚の１／４深さ位置において、主相として焼戻しマルテンサイトとベイナイトが合計で５０面積％以上、かつベイナイトが１０面積％以上で、第２相として下記の式（１）を満足するフェライトが５面積％以上であるミクロ組織を呈する。
ｄＦ≦４．０ ・・・ （１）
ただし、上記式（１）のｄＦは、傾角１５°以上の大角粒界で規定されるフェライトの平均粒径（μｍ）である。

２−１−１：主相：
ミクロ組織中に、高い分率で焼戻しマルテンサイト及びベイナイトを含めることによって、冷延鋼板の強度を高めつつ、均質なミクロ組織が得られるため、微小クラックが生じにくくなり、冷延鋼板の伸びフランジ性を高めることができる。

本発明に係る「焼戻しマルテンサイト」とは、焼鈍後の冷却過程でＭｓ点以下、かつ〔Ｍｓ点−１００℃〕を超える温度域の温度まで冷却された際に生成したマルテンサイトが、その後に、Ｍｓ点を超えて、かつ３５０〜５００℃の温度域の温度に再加熱され、保持されることによって焼戻された組織である。焼戻しマルテンサイトは、固溶していた炭素がセメンタイトとして析出しているため、マルテンサイトに比べて軟質で靱性に優れた組織である。この焼戻しマルテンサイト組織を含めることによって、マルテンサイトに比べミクロ組織中の硬度差が低減される。具体的には、フェライトに対する他の組織のナノ硬さの比率が、板厚の１／４深さ位置において、２.５以下になって、ミクロ組織中の硬度差が低減される。このため、冷延鋼板が加工された際に微細なクラックが発生しにくく、伸びフランジ性へ大きな悪影響を与えることなく、冷延鋼板の強度を高めることができる。主相としてミクロ組織中に含まれる焼戻しマルテンサイトは、１０面積％以上存在することが好ましく、２０面積％以上存在すればさらに好ましい。

本発明に係る「ベイナイト」は、焼鈍後の冷却中、又は、Ｍｓ点以下、かつ〔Ｍｓ点−１００℃〕を超える温度域の温度に冷却した後に再加熱し、Ｍｓ点を超えて、かつ３５０〜５００℃の温度域の温度に保持した際に生成し、本発明に係る上述の焼戻しマルテンサイトよりも硬度が低い組織であるが、一定の伸びは確保される。この組織を含めることで、良好な加工性を確保しつつ、高強度を得ることができる。上記の効果を得るために、主相としてミクロ組織中に含まれるベイナイトは、１０面積％以上存在することが必要である。好ましくは２０面積％以上である。また、ベイナイト変態が進行する際、未変態のオーステナイトへ炭素が濃縮し、冷延鋼板の組織に残留オーステナイトを含ませることができ、これによって、冷延鋼板の伸びを向上させることができる。上記の効果は、鋼に前記した量のＳｉを含めることで安定して得られる。

焼戻しマルテンサイトとベイナイトの合計の面積率が５０％未満では、ミクロ組織中の硬度分布が大きくなり、加工変形時に微細クラックが発生し易くなるため、優れた伸びフランジ性を得ることが困難になる。したがって、ミクロ組織は、主相として焼戻しマルテンサイトとベイナイトが合計で５０面積％以上である必要がある。なお、主相として焼戻しマルテンサイトとベイナイトが合計で６０面積％以上であることが好ましい。上述の合計は９５面積％であっても構わないが、第２相にフェライトや残留γを含めるために、９２面積％以下であることが好ましい。なお、ベイナイトにはベイニティックフェライトが含まれる。

２−１−２：第２相
次に、ミクロ組織は、第２相として前記の式（１）を満足するフェライト、具体的には傾角１５°以上の大角粒界で規定される平均粒径ｄＦが４．０μｍ以下のフェライトが、５面積％以上存在するものでなければならない。ミクロ組織に第２相として上記のフェライトを含めることで、冷延鋼板の伸びを高めることができる。

すなわち、ミクロ組織中、第２相として、傾角１５°以上の大角粒界で規定されるフェライトの平均粒径（以下、単に「フェライトの平均粒径」という。）ｄＦが４．０μｍ以下と微細であれば、冷延鋼板を加工した際に微細なクラックの発生と進展が抑制されるため、良好な伸びフランジ性が得られる。フェライトの微細化は、焼鈍における加熱を急速に行い、焼鈍中のオーステナイトを微細化することで達成される。なお、フェライトの平均粒径ｄＦは３．５μｍ以下であることが好ましく、小さければ小さいほど好ましいが、過度に微細になるとフェライトを５面積％以上含めることが困難になる。工業的な製造の場合、０．１μｍ程度が下限になると考えられる。

しかしながら、たとえフェライトの平均粒径ｄＦが４．０μｍ以下と微細であっても、第２相として、上記フェライトの面積率が５％未満の場合には、冷延鋼板に良好な伸びを付与できない場合がある。したがって、第２相として、上述したフェライトが５面積％以上であることとした。なお、上記フェライトの面積率が大きすぎても、伸びフランジ性が低下する場合があるので、第２相としての上記フェライトは、４０面積％未満であることが望ましく、３０面積％未満であればより望ましい。

ミクロ組織は、第２相として、残留γを３面積％以上含有することが好ましい。上記の割合の残留γをミクロ組織に含めることで、冷延鋼板に一層優れた伸びを確保させることができる。さらに好ましい残留γの面積率は５％以上である。なお、残留γの面積率は２５％以下であることが好ましい。

残留γの中でも前記の式（２）を満足する塊状の残留γ（アスペクト比が５未満の残留γ）は、冷延鋼板の伸びを大きく向上させる作用を有するとともに、微細であるために伸びフランジ性に悪影響を与えにくい。このため、上記の塊状残留γをミクロ組織に式（３）を満たすように含めることで、冷延鋼板により一層優れた伸びを付与するとともに、優れた伸びフランジ性を確保させることができる。

残留γの大半を占める塊状の残留γが微細であることにより、冷延鋼板の加工中に残留γがマルテンサイトに変態した後において、生成したマルテンサイトが微細となる。そのため、マルテンサイト変態に伴う伸びフランジ性の低下が抑制される。また、塊状の残留γは、フェライトに隣接して生成する傾向にあり、加工誘起変態による加工硬化を一層顕著にするため、マルテンサイト等のラス間に生成するアスペクト比が５を超える細長い形状の残留γに比べて、伸び、特に均一伸びとｎ値とを向上させる効果が高いと考えられる。このような特性を有する塊状の残留γが残留γの大半を占めることで、冷延鋼板の加工性を向上させることが可能となる。

ミクロ組織中、第２相として、塊状の残留γの平均粒径ｄＡｓは１．０μｍ以下であることがより好ましく、小さければ小さいほど好ましいが、工業的な製造の場合、０．０３μｍ程度が下限になると考えられる。

また、ミクロ組織中、第２相として、上記塊状の残留γの全残留γに対する面積率ｒＡｓは６０％以上であることがより好ましく、多ければ多いほど好ましいが、工業的な製造の場合、９５％程度が上限になると考えられる。

なお、本発明においては、焼鈍後の冷却過程でＭｓ点以下、かつ〔Ｍｓ点−１００℃〕を超える温度域の温度まで冷却された際に少量のマルテンサイトが生成することでベイナイト変態が促進され、残留γへのＣの濃縮が一層進むため、Ｃ濃度が高く、安定性に富むようになって、伸びフランジ性が顕著に向上する効果も得られる。

ミクロ組織に含まれる第２相としては、上記の組織の他に例えばマルテンサイトがある。マルテンサイトは、焼鈍の再加熱後の均熱保持中にオーステナイト粒が十分に安定化されない場合に、室温へ冷却される時に生成しやすくなる。再加熱前に一旦マルテンサイトを適量変態させ、残留γの安定化を促進させることによって、マルテンサイトの分率を低下させることができる。その結果、ミクロ組織の硬度差が低下し、穴拡げ率を向上させることができる。

既に述べたように、本発明において平均粒径はいずれもＳＥＭ−ＥＢＳＤを用いて、後述の式（５）により求めた円相当直径平均値を指す。なお、ＳＥＭ−ＥＢＳＤとは、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）の中で電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）により微小領域の方位測定を行う方法である。得られた方位マップを解析することにより円相当直径平均値としての平均粒径を算出することができる。

例えば、フェライトの平均粒径ｄＦは、ＳＥＭ−ＥＢＳＤを用いて、傾角１５°以上の大角粒界で囲まれるフェライトを対象に、式（５）により求めた円相当直径平均値から決定することができる。

アスペクト比が５未満である塊状の残留γの平均粒径ｄＡｓも、同様の方法で求めることができる。

主相及び第２相の面積率は、ＳＥＭ−ＥＢＳＤを利用した組織解析により測定できる。また、残留γの面積率は、Ｘ線回折法により求めた体積分率をそのまま面積率とする。

本発明では、以上のいずれの平均粒径及び面積率についても、鋼板の板厚１／４深さにおける測定値を採用する。

２−２：フェライトに対する他の組織のナノ硬さの比率
本発明に係る冷延鋼板は、板厚の１／４深さ位置において、フェライトに対する他の組織のナノ硬さの比率が、２.５以下である。上記の条件を満たす場合、ミクロ組織中の硬度差が低減されるため、冷延鋼板が加工された際に微細なクラックが発生しにくくなるので、伸びフランジ性へ大きな悪影響を与えることなく、冷延鋼板の強度を高めることができる。

２−３：集合組織
本発明に係る冷延鋼板は、板厚の１／２深さ位置の集合組織について、方位分布関数（以下、「ＯＤＦ」という。）の４５°断面における｛１００｝＜０１１＞から｛２１１｝＜０１１＞の方位群のＸ線強度の平均が、集合組織を持たないランダムな組織のＸ線強度の平均に対する比で６未満である。

｛１００｝＜０１１＞から｛２１１｝＜０１１＞の方位群の集合組織が発達すると、鋼の加工性が劣化する。そのため、上記方位群のＸ線強度比を低減することにより、鋼の加工性が向上する。上記方位群のＸ線強度の平均が、集合組織を持たないランダムな組織のＸ線強度の平均に対する比で６以上では、良好な伸び及び伸びフランジ性を確保することが困難となる。

したがって、上記の方位群のＸ線強度の平均を、集合組織を持たないランダムな組織のＸ線強度の平均に対する比で６未満とする。この比は、好ましくは５未満、さらに好ましくは４未満であり、１に近いほど伸びフランジ性を向上させるのに好ましいが、実際には焼鈍以前の組織の集合組織の影響を受ける（受け継ぐ）ために完全にランダムな組織を得ることは難しく、２程度が下限である。なお、集合組織の｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞とは、板の垂直方向と｛ｈｋｌ｝の法線が平行で、圧延方向と＜ｕｖｗ＞が平行な結晶方位を表す。

この特定方位のＸ線強度は、鋼板をフッ酸により板厚１／２深さまで化学研磨した後、その板面において、フェライト相の｛２００｝、｛１１０｝及び｛２１１｝面の正極点図を測定し、その測定値を用いて、級数展開法によりＯＤＦを解析することで得られる。

集合組織を持たないランダムな組織のＸ線強度は、粉末状にした鋼を用いて、上記と同様の測定を行うことによって求める。

２−４：めっき層
上述した冷延鋼板の表面に耐食性の向上等を目的としてめっき層を設けて表面処理鋼板としてもよい。めっき層は電気めっき層であってもよく、また、溶融めっき層であってもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき等が例示される。溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき等が例示される。

めっき付着量は特に制限されず、従来と同様でよい。また、めっき表面に、例えば、シリケート系のクロムフリー化成処理液の塗布と乾燥によるような、適宜の化成処理皮膜を形成させて、耐食性をさらに高めることも可能である。さらに、有機樹脂皮膜で被覆することもできる。

３．製造方法
３−１：熱延鋼板製造の熱間圧延と圧延後の冷却
本発明では、後述する焼鈍により冷延鋼板の組織を微細化するので、冷間圧延に供する熱延鋼板は常法により製造したものを用いてもよい。しかしながら、冷延鋼板の組織をより微細化するために、冷間圧延に供する熱延鋼板の組織を微細化することが好ましい。具体的には、傾角１５°以上の大角粒界で囲まれる粒の微細化、及びセメンタイトやマルテンサイトなどの第２相を微細分散させることが好ましい。これは、冷延鋼板の焼鈍におけるオーステナイト変態の核生成サイト数を増加させることができるためである。

微細組織を有する熱延鋼板に冷間圧延を施した後に急速加熱して焼鈍を行うと、急速加熱によって加熱過程における再結晶による核生成サイトの消失を抑制できるため、オーステナイトや再結晶フェライトが多数核生成し、最終組織を微細にすることがより容易となる。

本発明において冷間圧延に供する好ましい熱延鋼板とは、具体的には、傾角１５°以上の大角粒界で規定されるＢＣＣ相の平均粒径が６μｍ以下を満足することである。上記の平均粒径は好ましくは５μｍ以下であり、この平均粒径もＳＥＭ−ＥＢＳＤにより求めることができる。

熱延鋼板の上記ＢＣＣ相の平均粒径が６μｍ以下であると、冷延鋼板をより微細化することが可能となり、機械的特性を一層向上させることができる。なお、熱延鋼板の上記ＢＣＣ相の平均粒径は小さいほど好ましいため、その下限は特に設けないが、通常の工業的な製造の場合、１．０μｍ程度が下限になると考えられる。ここで用いるＢＣＣ相とは、フェライト、ベイナイト及びマルテンサイトを含み、その１種又は２種以上からなる。マルテンサイトは正確にはＢＣＣ相ではないが、上記平均粒径をＳＥＭ−ＥＢＳＤ解析により求める関係上、便宜的にＢＣＣ相として扱う。

このような微細組織の熱延鋼板は、例えば、以下に示す熱間圧延及び冷却方法によって製造することができる。

連続鋳造によって、前述した化学組成を有するスラブを作製し、これを熱間圧延に供する。このとき、スラブは連続鋳造時の高温を維持したまま用いることも、一旦室温まで冷却した後、再加熱して用いることもできる。

熱間圧延に供するスラブの加熱温度は１０００℃以上とすることが好ましい。すなわち、スラブの加熱温度が１０００℃より低いと、圧延機に過大な負荷を与えるのに加え、圧延中にフェライト変態温度まで温度が低下し、組織中に変態したフェライトを含んだ状態で圧延してしまうおそれがある。このことから、特に、製品特性上、オーステナイト温度域で熱間圧延が完了できるように、スラブの加熱温度は、１０００℃以上とすることが好ましい。ただし、あまり高温に加熱すると、スケールロスが多くなって歩留り低下をきたす等の弊害を生じるので、上限は１３５０℃とすることが好ましい。

熱間圧延は、レバースミル又はタンデムミルを用いて行う。工業生産性の観点からは、少なくとも最終の数段はタンデムミルを用いることが好ましい。圧延中は鋼板をオーステナイト温度域に維持するために、圧延完了温度はＡｒ_３点以上とする必要がある。

熱間圧延の総圧下量は、被圧延材の温度がＡｒ_３点から〔Ａｒ_３点＋１５０℃〕までの温度範囲にあるときの板厚減少率で４０％以上とすることが好ましい。この総圧下量はより好ましくは６０％以上である。圧延は１パスで行う必要はなく、連続した複数パスの圧延であってもよい。圧下量を大きくすることにより、より多くの歪みエネルギーがオーステナイトへ導入され、ＢＣＣ相への変態駆動力を増大させることができ、熱延鋼板のＢＣＣ相をより微細粒化することができる。しかし、圧延設備への負荷を増加させることにもなるため、１パスあたりの圧下量の上限は６０％とすることが好ましい。

圧延終了後の冷却は以下に詳述する方法で冷却を行うことが好ましい。

先ず、圧延完了温度からの冷却は、下記式（４）を満足する冷却速度Ｃrate（Ｔ）で、圧延完了温度から〔圧延完了温度−１００℃〕までの温度域を冷却する。

既に述べたように、上記式（４）中、
ＩＣ（Ｔ）＝０．１−３×１０^-3×Ｔ＋４×１０^-5×Ｔ²−５×１０^-7×Ｔ³＋５×１０^-9×Ｔ⁴−７×１０^-11×Ｔ⁵、
Ｃrate（Ｔ）は、冷却速度（℃／秒）で、正の値であり、
Ｔは、圧延完了温度をゼロとする相対温度（℃）、すなわち、Ｔ＝〔冷却中の鋼板の温度（℃）−圧延完了温度（℃）〕で、負の値であり、
Ｃrate（Ｔ）が零である温度がある場合、その温度での滞留時間（Δｔ）をＩＣ（Ｔ）で除した値をその区間の積分として加算する。

上記式（４）は、熱間圧延で鋼板中に蓄積された歪エネルギーが熱延完了後の回復・再結晶によって消費されるより前に、オーステナイト未再結晶温度域である〔圧延完了温度−１００℃〕まで冷却するための条件を表したものである。詳しくは、ＩＣ（Ｔ）はＦｅ原子の体拡散に関する計算から求まる値であり、熱間圧延完了からオーステナイトの回復が開始するまでの時間を表す。さらに、〔１／（Ｃrate（Ｔ）・ＩＣ（Ｔ））〕は、冷却速度Ｃrate（Ｔ）で１℃冷却するのに要する時間をＩＣ（Ｔ）で規格化した値、すなわち回復・再結晶により歪エネルギーが消失するまでの時間に対する冷却時間の分率を表す。したがって〔１／（Ｃrate（Ｔ）・ＩＣ（Ｔ））〕をＴ＝０〜−１００℃の間で積分して求まる値は、冷却中の歪エネルギーの消失量を表す指標となる。この値を制限することで、歪エネルギーが一定量消失する前に１００℃冷却するために必要な冷却条件（冷却速度と滞留時間）を規定する。上記式（４）の右辺の値は、好ましくは３．０、より好ましくは２．０、さらに好ましくは１．０である。なお、式（４）の左辺の値の下限は、０．１１程度である。

上記式（４）を満たす好ましい冷却方法では、圧延完了温度からの１次冷却を、４００℃／秒以上の冷却速度で冷却を開始し、この冷却速度で３０℃以上の温度区間を冷却することにより行うことが好ましい。この温度区間は好ましくは６０℃以上であり、さらに好ましくは１００℃以上である。１次冷却の冷却速度は６００℃／秒以上とすることがさらに好ましく、８００℃／秒以上とすることが特に好ましい。この１次冷却は圧延完了温度に５秒以下の短時間保持をしてから開始することもできる。ただし、圧延完了温度で長時間放冷すると、式（４）を満たさなくなるため、圧延完了温度に保持する時間は、０．４秒未満とすることが好ましい。

また、４００℃／秒以上（好ましくは６００℃／秒以上、より好ましくは８００℃／秒以上）の冷却速度で水冷により冷却を開始し、この冷却速度で３０℃以上８０℃以下の温度区間を冷却した後、０．２秒以上で１．５秒以下（好ましくは１秒以下）の水冷停止期間を設け、その間に板厚及び板幅等の板形状の計測を行い、その後５０℃／秒以上の速度で冷却（２次冷却）を行うことも好ましい。このように板形状の測定を行うことにより、板形状のフィードバック制御を行うことが可能となり、生産性が向上する。水冷停止期間中は、放冷としても空冷としてもよい。

上記１次冷却及び２次冷却は、いずれも工業的には水冷により実施される。

圧延完了温度から〔圧延完了温度−１００℃〕の温度までの冷却条件が上記式（４）を満たすことにより、熱間圧延によってオーステナイトに導入された歪みの回復及び再結晶による消費を極力抑制して、鋼中に蓄積させた歪みエネルギーをオーステナイトからＢＣＣ相への変態駆動力として最大限に利用することができる。圧延完了温度からの１次冷却の冷却速度を４００℃／秒以上とすれば、上記と同様に変態駆動力を増大させるのに有効である。これにより、オーステナイトからＢＣＣ相への変態核生成の数を増加させ、熱延鋼板の組織を微細化することができる。このようにして製造される微細組織を有する熱延鋼板を素材とすることにより、冷延鋼板の組織をより一層微細化することができる。

１次冷却又は、１次冷却及び２次冷却を上記のように行った後、巻取温度までの冷却を行う前に、鋼板を任意の時間保持することで、フェライト変態やＮｂやＴｉからなる微細粒子の析出などの組織制御を行ってもよい。組織制御に適した温度及び保持時間の条件は、例えば、６００〜６８０℃の温度域で３〜１５秒程度放冷を行うことである。この条件によって、熱延板組織に微細なフェライトを導入することができる。

その後、鋼板の巻取温度まで冷却する。この時の冷却は、水冷、ミスト冷却、及びガス冷却（空冷を含む）から選んだ方法により任意の冷却速度で行うことができる。鋼板の巻取温度は、組織をより確実に微細化する観点から６００℃以下とすることが好ましい。

以上の熱間圧延と圧延後の冷却工程により作製された熱延鋼板は十分に多量の大角粒界が導入され、傾角１５°以上の大角粒界で規定される平均粒径が６μｍ以下であり、マルテンサイトやセメンタイトなどの第２相を微細に分散させた組織となる。このように、大角粒界が多量に存在し、第２相が微細に分散した熱延鋼板に冷間圧延及び焼鈍を施すことが好適である。これらの大角粒界や微細な第２相がオーステナイト変態の優先核生成サイトであるため、急速加熱焼鈍によってこれらの位置から多数のオーステナイト及び再結晶フェライトを生成させて組織の微細化を図ることが可能となるからである。

熱延鋼板の組織は、第２相としてパーライトを含むフェライト組織、ベイナイト及びマルテンサイトからなる組織、又は、それらの混合した組織とすることができる。

３−２：熱延鋼板の熱処理
上記の熱延鋼板に５００〜７００℃の温度で熱処理を行ってもよい。この熱処理は、特に３００℃以下で巻き取った熱延鋼板に適している。

この熱処理は、熱延コイルを連続焼鈍ラインに通して行う方法、又はコイルのままバッチ焼鈍炉を用いて行う方法により実施できる。熱延鋼板を加熱するにあたって、５００℃の焼鈍温度までの加熱速度は、１０℃／時間程度の徐加熱から３０℃／秒の急速加熱まで、任意の速度で行うことができる。

熱処理の均熱保持温度は５００〜７００℃の範囲とする。この温度域における保持時間は、特に限定する必要はないが、３時間以上とすることが好ましい。保持時間は、炭化物の粗大化抑制の観点から１５時間以下が好ましく、より好ましくは１０時間以下である。

このような熱延鋼板の熱処理を行うことによって、熱延鋼板中の粒界、パケット境界、ブロック境界に微細な炭化物を分散させることができ、上述した熱間圧延完了直後の極短時間の急冷と組み合わせることにより、炭化物を一層微細に分散させることができる。その結果、熱処理中にオーステナイトの核生成サイトを増加させ、最終組織を微細化することができる。熱延鋼板の熱処理には、熱延鋼板を軟化させ、冷間圧延設備の負荷を軽減する作用もある。

３−３：熱延鋼板の酸洗・冷間圧延
上記の方法で作製した熱延鋼板を酸洗後、冷間圧延を行う。これらは常法により実施すればよい。冷間圧延は潤滑油を用いて行うことができる。冷間圧延率は特に規定する必要はないが、通常は２０％以上である。冷間圧延率が８５％を超えると、冷間圧延設備への負担が大きくなるため、冷間圧延率は８５％以下とすることが好ましい。

３−４：冷延鋼板の焼鈍
上記の冷間圧延で得られた鋼板の焼鈍は、〔Ａｃ_１点＋１０℃〕までの温度域を１５℃／秒以上の平均加熱速度で加熱する。この処理によって、〔Ａｃ_１点＋１０℃〕に到達した時点におけるオーステナイト変態していない領域に占める未再結晶率が３０％以上となる。上記割合の未再結晶組織を残したまま〔Ａｃ_１点＋１０℃〕まで加熱することによって、熱延鋼板の大角粒界や第２相を核生成サイトとして微細なオーステナイトを多数核生成させることができる。このとき熱延鋼板の組織が微細であると、より多数の核生成を得ることができるので好ましい。オーステナイトの核生成数を増加させることによって、焼鈍中のオーステナイト粒を顕著に細粒化させることができ、その後に生成するフェライト、マルテンサイトやベイナイトの下部組織、さらには残留γを微細化させることができる。また、オーステナイト粒を細粒化させることによって、焼鈍後の冷却中に生成するフェライトの核生成数が増加するため、フェライトの面積率が高まる。これにより、鋼板の伸びが顕著に向上する。

一方、〔Ａｃ_１点＋１０℃〕に到達した時点におけるオーステナイト変態していない領域に占める未再結晶率が３０％未満では、再結晶完了後にオーステナイト変態が進行した領域が大部分を占めるようになる。その結果、このような領域において再結晶粒の粒界からオーステナイト変態が進行するため、焼鈍中のオーステナイト粒は粗大になり、最終組織も粗大化する。また、冷却中の核生成サイトが少なくなるため、フェライトの面積率が非常に小さくなるか、あるいは、非常に粗大なフェライトが生成する。この結果、伸び、あるいは、伸びフランジ性のいずれかが低下してしまう。

したがって、〔Ａｃ_１点＋１０℃〕に到達した時点におけるオーステナイト変態していない領域に占める未再結晶率が３０面積％以上となるように、〔Ａｃ_１点＋１０℃〕までの温度域の平均加熱速度は１５℃／秒以上とする。上記の平均加熱速度は、好ましくは３０℃／秒以上、さらに好ましくは８０℃／秒以上、特に好ましくは１００℃／秒以上である。平均加熱速度は、その上限は特に設けないが、温度制御が困難になることを考慮して１０００℃／秒以下とすることが好ましい。一方、平均加熱速度が１５℃／秒未満となると、〔Ａｃ_１点＋１０℃〕に到達する前にフェライトの再結晶が進行し、オーステナイト変態していない領域に占める未再結晶率が３０面積％未満となってしまう。この結果、オーステナイトの核生成数が減少し、焼鈍中のオーステナイト粒が粗大になるため、最終組織が粗大化したり、フェライトの面積率が低下したりする。

上記の１５℃／秒以上の急速加熱を開始する温度は再結晶開始前である限り任意であり、例えば、６００℃程度から急速加熱を開始しても、十分な細粒化効果が得られる。また、室温から急速加熱を開始しても本発明に悪影響をもたらすことはない。また、上記急速加熱を開始する前の温度域における加熱速度も任意である。

加熱方法は十分に急速な加熱速度を得るため、通電加熱や誘導加熱、直火加熱を用いることが好ましいが、本発明の要件を満たす限りラジアントチューブによる加熱も可能である。さらに、これらの加熱装置の適用により、鋼板の加熱時間が大幅に短縮され、焼鈍設備をよりコンパクトにすることが可能となり、生産性の向上や設備投資費の低減の効果も期待できる。また、既存の連続焼鈍ライン及び、溶融めっきラインに、急速加熱装置を増設して上記加熱を実施することも可能である。

〔Ａｃ_１点＋１０℃〕まで加熱した後、さらに焼鈍温度としてのＡｃ_３点以上で〔Ａｃ_３点＋１００℃〕以下の温度域の温度まで加熱して１０秒以上保持する。この処理によって冷延鋼板の組織をオーステナイト単相状態にする。本発明ではこの処理を「焼鈍」と呼ぶ。なお、上記の加熱速度は任意の速度とすることができる。例えば、最初の一部温度域だけを前述の１５℃／秒以上の平均加熱速度と同じ急速加熱とし、その後の温度域をより低い加熱速度とするといったように、加熱速度を変化させて所定の焼鈍温度まで昇温させることもできる。

焼鈍過程においては、オーステナイトへの変態を十分に進行させて、加工フェライト組織を消滅させ、鋼板中の炭化物を溶解させる。このため、焼鈍温度はＡｃ_３点以上とする。オーステナイト単相状態を得る理由は、本発明に係る冷延鋼板の金属組織に含まれるフェライトを、焼鈍後の冷却中にオーステナイトから変態したフェライトとするためである。フェライトが生成することによって、冷却中に炭素がオーステナイトへ掃き出され、局所的（フェライトとオーステナイトの境界付近）に炭素の高濃度域が形成される。この炭素の高濃度域では、塊状の残留オーステナイトが形成され易くなり、冷延鋼板の組織において塊状の残留オーステナイトの割合を増すことができる。また、同時に、オーステナイト単相状態を経ることで、冷延鋼板の集合組織の｛１００｝＜０１１＞から｛２１１｝＜０１１＞の方位群のＸ線強度を低下させることもできる。これらによって、優れた加工性が得られる。一方、〔Ａｃ_３点＋１００℃〕を超える温度で焼鈍すると、オーステナイト粒の急激な粒成長が生じ、最終組織が粗粒化する。このため、〔Ａｃ_１点＋１０℃〕まで１５℃／秒以上の平均加熱速度で加熱した後、さらにＡｃ_３点以上で〔Ａｃ_３点＋１００℃〕以下の範囲内の温度に加熱することとした。なお、組織微細化のために、焼鈍温度としてのＡｃ_３点以上の加熱温度は、〔Ａｃ_３点＋７０℃〕以下とすることが好ましく、〔Ａｃ_３点＋５０℃〕以下とすればより好ましい。

焼鈍温度であるＡｃ_３点以上で〔Ａｃ_３点＋１００℃〕以下の温度域の温度での保持時間は１０秒以上とする。Ａｃ_３点以上であれば、１０秒以上の保持を行うことで、炭化物の溶解とオーステナイトへの変態が十分に進行し、優れた加工性を得ることができる。一方、１０秒未満では、焼鈍保持中の温度むらが生じ易く鋼板内の均熱が不十分となるため、製品特性の安定性に問題を生じる。したがって、焼鈍の保持時間は１０秒以上とする。

上記焼鈍の保持時間の上限は特に規定されないが、過度に長時間の保持を行った場合、オーステナイト粒の成長により本発明が規定するところの最終組織を得ることが困難となるため、焼鈍の保持時間は１０分未満とすることが好ましい。

上記焼鈍温度での１０秒以上の保持の後、１０℃／秒以上の平均冷却速度でＭｓ点以下、かつ〔Ｍｓ点−１００℃〕を超える温度域の温度まで冷却する。上記温度域における平均冷却速度を１０℃／秒以上とすることによって、最終的な冷延鋼板組織における焼戻しマルテンサイトとベイナイトの面積率を増加させることができる。また、冷却中に適量のフェライトを生成させることができる。一方、冷却速度が１０℃／秒未満の場合、冷却中にフェライトが多量に生成し、伸びフランジ性を劣化させる。そのため、焼鈍保持後の上記温度域における冷却速度は１０℃／秒以上とする。冷却は任意の方法で行うことができ、例えば、ガス、ミスト、水による冷却が可能である。フェライトを５面積％以上生成させるためには、上記の平均冷却速度は５００℃／秒以下であることが好ましい。

このような冷却を、Ｍｓ点以下、かつ〔Ｍｓ点−１００℃〕を超える温度域の温度まで行うことによって、マルテンサイト変態させた後、Ｍｓ点を超えて、かつ３５０〜５００℃の温度域の温度に再加熱することによって、冷延鋼板の組織に焼戻しマルテンサイトを含めることができる。この焼戻しマルテンサイトは、マルテンサイトに比べて軟質、かつ、ベイナイトに比べて硬質であるため、均質なミクロ組織を得つつ、鋼板の強度を高めることができる。また、マルテンサイト変態を起こすことで再加熱後に起こるベイナイト変態を促進することができる。このため、ベイナイト変態に伴う未変態のオーステナイトへのＣの濃縮が一層進み、冷延鋼板中の残留γのＣ濃度が増加し、安定化させることができる。この結果、伸びを顕著に向上させることができる。

本発明では、上記冷却の停止温度は、Ｍｓ点以下で〔Ｍｓ点−１００℃〕を超える温度とすることが必要である。上記範囲で冷却を停止することで、冷延鋼板の焼戻しマルテンサイトの分率が適量に制御されて、強度と加工性のバランスを安定して向上させることができる。さらに、一旦マルテンサイトが生成することによって、ベイナイト変態が促進され、残留γへのＣの濃縮が一層進むため、Ｃ濃度が高く、安定性に富むようになる。この結果、不安定なオーステナイトがマルテンサイトへ変態するのを抑制し、最終組織のマルテンサイトの分率が低下し、伸びフランジ性が顕著に向上する効果も得られる。冷却停止温度が〔Ｍｓ点−１００℃〕以下となると、最終組織における焼戻しマルテンサイトの分率が増加し、ベイナイトや残留γの分率が過度に減少してしまうため、本発明が目標とする強度と加工性のバランスが得られなくなる。なお、上記冷却の停止温度は、Ｍｓ点以下で〔Ｍｓ点−８０℃〕を超える温度とすることが好ましい。

また、鋼板内の温度むらによるマルテンサイトの変態量を低減するため、冷却停止温度において一定時間の保持を行い、鋼板の均熱を確保することで、マルテンサイトの変態量を一定にすることが、製品特性の安定化のために好ましい。

上記の冷却に続いて、Ｍｓ点を超えて、かつ３５０〜５００℃の温度域の温度に再加熱し、その温度で１０秒以上の保持を行うことで、オーステナイトをベイナイトに変態させる。

なお、再加熱温度が５００℃を超えると、未変態のオーステナイトが炭化物に分解するため、優れた加工性を得ることができない。再加熱後のＭｓ点を超えて、かつ３５０〜５００℃における保持時間は、１０秒以上とし、十分にベイナイト変態を進行させる。上記温度域の温度での保持時間が２０００秒を超えても、未変態のオーステナイトが炭化物に分解して優れた加工性を得ることができないため、保持時間の上限は２０００秒が好ましい。なお、上記のように再加熱して保持した後は、そのまま放冷、水冷等適宜の方法で常温まで冷却し、その後さらに、例えば、溶融亜鉛めっき又は合金化溶融亜鉛めっきのような、溶融めっき処理を行うことができる。また、上記の再加熱と保持に連続して、上記の溶融めっき処理を行うことができる。

以上の製造方法で述べた温度と冷却速度はいずれも表面部での温度と冷却速度を指す。

以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

表１に示す化学組成を有する鋼Ａ〜Ｊを真空誘導炉で溶製後、造塊してインゴットを作製した。なお、表１には鋼Ａ〜ＪのＡｒ_３点、Ａｃ_１点及びＡｃ_３点を併せて示す。表１中の鋼Ａ〜Ｉは、化学組成が本発明で規定する範囲内の鋼であり、一方、鋼Ｊは、化学組成が本発明で規定する条件から外れた鋼である。

上記の各インゴットを熱間鍛造した後、熱間圧延に供するため、スラブ状の鋼片に切断した。得られた各スラブは、その化学組成に応じて、１０００〜１３００℃の温度で１時間加熱した後、試験用小型ミルを用いて、表２に示す圧延完了温度で熱間圧延を行った。なお、熱間圧延完了後は、同表に示す種々の条件で、板厚２．０〜２．６ｍｍの熱延鋼板を作製した。

圧延完了後の冷却は水冷とし、次のいずれかの方法により実施した。
１）圧延完了直後に１００℃を超える温度降下量で１次冷却のみを行う；
２）圧延完了温度（ＦＴ）で所定時間放冷した後、１００℃を超える温度降下量で１次冷却のみを行う；又は
３）圧延完了直後に１次冷却を行い、圧延完了温度（ＦＴ）から８０℃冷却した段階で１次冷却を停止し、その温度で所定時間放冷した後、２次冷却を行う。

上記条件１）及び２）の１次冷却の停止後、又は３）の２次冷却の停止後、３〜１５秒放冷してからさらに３０〜１００℃／秒の冷却速度で水冷して、巻取温度まで冷却した。その後、鋼板を炉に入れ、巻取りを模擬した徐冷を施した。式（４）の左辺の値及び熱延鋼板のＢＣＣ相の平均粒径を表２に併せて示す。

熱延鋼板のＢＣＣ相の平均粒径の測定は、鋼板の幅方向の断面の組織をＳＥＭ−ＥＢＳＤ装置（日本電子株式会社製、ＪＳＭ−７００１Ｆ）を用いて、傾角１５°以上の大角粒界で規定されるＢＣＣ相の粒径を解析することにより求めた。なお、粒径ｄは下記の式（５）を用いて求めた。

上記式（５）中、Ａｉはｉ番目の粒の面積を表し、ｄｉはｉ番目の粒の円相当直径を表す。

一部の熱延鋼板には、加熱炉を用いて、表２に示す条件で熱延板熱処理を施した。

このようにして得られた熱延鋼板に、塩酸での酸洗と、表２に示す圧下率での冷間圧延とを施して、鋼板の板厚を１.０〜１.３ｍｍとした。

次いで、上記のようにして得た板厚１．０〜１．３ｍｍの冷延鋼板を、実験用焼鈍装置を用いて、表２に示す平均加熱速度、均熱温度（焼鈍温度）、均熱時間（保持時間）で焼鈍した後、表２に記載の「平均冷却速度」で同表に「冷却停止温度」と記載した温度まで冷却した。さらに該冷却停止温度から再加熱して４００℃又は４２５℃へ昇温させ、その温度で、３３０秒の均熱保持を行う過時効処理、又は６０秒の均熱保持後に合金化溶融亜鉛めっき処理を模擬した熱処理、を施した後、２℃／秒で常温まで冷却して、冷延鋼板を得た。各鋼板に施した熱処理の具体的条件は、下記のＡ〜Ｄである。
Ａ：４００℃で３３０秒保持する過時効処理。
Ｂ：４２５℃で３３０秒保持する過時効処理。
Ｃ：４００℃で６０秒保持する過時効処理後、４６０℃まで加熱して溶融亜鉛めっき浴浸漬を模擬し、さらに５００℃に加熱した合金化処理を模擬した熱処理。
Ｄ：４２５℃で６０秒保持する過時効処理後、４６０℃まで加熱して溶融亜鉛めっき浴浸漬を模擬し、さらに５００℃に加熱して合金化処理を模擬した熱処理。

なお、Ｍｓ点は、焼鈍温度や冷却中に生成したフェライトの生成量等によって異なる値をとる。このため、表２中には、冷間圧延を行った鋼板を所定の焼鈍温度から冷却した時に測定した熱膨張曲線から求めたＭｓ点を記載した。また、表２では上記のＡ及びＢは「めっき処理」欄に「無」と記載し、またＣ及びＤを「めっき処理」欄に「有」と記載した。

表２に、〔Ａｃ_１点＋１０℃〕に到達した時点でのフェライトにおけるオーステナイト変態していない領域に占める未再結晶率を示す。この値は以下の方法により求めた。すなわち、本発明の製造条件に従って冷間圧延までを行った鋼板を用い、各実施例に示されている加熱速度で、〔Ａｃ_１点＋１０℃〕まで昇温した後、直ちに水冷した。その組織をＳＥＭにより撮影し、組織写真上でマルテンサイトを除く領域、すなわち、〔Ａｃ_１点＋１０℃〕に到達した時点においてオーステナイト変態している領域を除く領域について、再結晶組織と加工組織の分率を測定することにより、未再結晶率を求めた。

上記のようにして得た冷延鋼板のミクロ組織、集合組織及び機械的特性を次のようにして調べた。

冷延鋼板におけるフェライトの平均粒径及び塊状の残留γの平均粒径は、熱延鋼板について述べたのと同じように、鋼板の板厚１／４深さ位置の幅方向の断面組織においてＳＥＭ−ＥＢＳＤ装置を用いて求めた。なお、残留γ相を含む組織のＥＢＳＤ解析においては、試料調整方法等に起因する誤差により、残留γが正確に測定されないことが懸念される。このため、本実施例では、解析精度の指標としてＥＢＳＤ解析により得られる残留γ面積分率（γＥＢＳＤ）が、後述のＸ線回折により得られる残留γの体積分率（γＸＲＤ）に対して、（γＥＢＳＤ／γＸＲＤ）＞０.７を満たすことを評価の前提とした。

主相である焼戻しマルテンサイトとベイナイトの合計面積率、及び、フェライトの面積率は、ＳＥＭ−ＥＢＳＤを用いた組織解析により求めた。さらに、主相に含まれる焼戻しマルテンサイトとベイナイトの割合は、該当の鋼材を同じ焼鈍条件で熱処理し、焼鈍の冷却中の熱膨張を測定し、Ｍｓ点以下での膨張量と、Ｍｓ点を超えて５００℃以下での膨張量の割合を求め、上述の合計面積率にそれぞれの割合を掛けることで求めた。また、オーステナイト相の体積率を後述のＸ線回折法により求め、これを残留γの面積率とした。ミクロ組織において、上記の焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、フェライト、残留γを除く部分は、主にマルテンサイトからなる。

ミクロ組織中のナノ硬さ測定は、鋼板の板厚１／４深さ位置において、ＨＹＳＴＲＯＮ社製ＴＲＩＢＯＳＣＯＰＥを用いて行った。すなわち、予めＴＲＩＢＯＳＣＯＰＥのカンチレバーで試料表面のミクロ組織の凹凸を調査し、ミクロ組織中のフェライトとその他の組織を識別した上で、それぞれの組織の硬さを１５点ずつ測定し、その平均値を組織のナノ硬さとした。

また、フェライトのナノ硬さに対する、他の組織のナノ硬さの比率を求めた。上記「他の組織」としては、主相である焼戻しマルテンサイトとベイナイト、及び、マルテンサイト、残留γが含まれる。なお、本測定におけるフェライトのナノ硬さは、２．０〜３．５ＧＰａであり、また、他の組織のナノ硬さは、４．５〜１６．０ＧＰａであった。測定の試験力（押込力）は１０００μＮとした。

なお、表３における「平均粒径（μｍ）」欄の「フェライト」における「−」は、その分率が本発明で規定される条件よりも低いため、評価の対象外としたことを示す。「ナノ硬さ比率」の欄の「−」は、フェライトの面積率が小さく、硬さを測定するときに、周囲のベイナイト等と干渉して、正確な硬さが測定できないため、評価の対象外とした。

冷延鋼板の集合組織の測定は、板厚の１／２深さ位置の平面におけるＸ線回折により行った。｛１００｝＜０１１＞から｛２１１｝＜０１１＞の方位群の強度は、フェライトの｛２００｝、｛１１０｝、｛２１１｝の正極点図の測定結果から解析したＯＤＦで、｛１００｝＜０１１＞、｛４１１｝＜０１１＞、｛２１１｝＜０１１＞の強度の平均として求めた。Ｘ線測定にあたり、必要となる集合組織を持たないランダムな組織のＸ線強度は、粉末状の鋼をＸ線回折することにより求めた。装置はリガク電子社製ＲＩＮＴ−２５００ＨＬ／ＰＣを使用した。

冷延鋼板の機械的特性は、引張試験と穴拡げ試験により調査した。引張試験には、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に記載の５号試験片を用い、引張強度（以下「ＴＳ」ともいう。単位は、「ＭＰａ」である。）及び破断伸び（全伸びで、以下「Ｅｌ」ともいう。単位は、「％」である。）を求めた。穴拡げ試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６：２０１０に準じて行い、穴拡げ率（以下「λ」ともいう。単位は、「％」である。）を求めた。強度と伸びのバランスの指標として〔ＴＳ×Ｅｌ〕の値を、また強度と伸びフランジ性のバランスの指標として〔ＴＳ×λ〕の値を算出した。なお、本発明の冷延鋼板が満たすべき機械的特性は強度、伸び、伸びフランジ性のバランスを高い水準で有することであり、このため、下記の式（６）〜（８）を全て満たすことを目標とした。
ＴＳ×ＥＬ＞１９０００ ・・・ （６）、
ＴＳ×λ＞４００００ ・・・ （７）、
５．４５×（ＴＳ×ＥＬ）＋（ＴＳ×λ）＞１７２０００ ・・・ （８）。

表３に、上記の調査結果をまとめて示す。

表３から、本発明の要件を満たす「発明例」の鋼板Ｎｏ．の場合、いずれも上記の式（６）〜（８）の全てを満たし、伸び及び伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板であることが明らかである。

これに対して、本発明の要件から外れる「比較例」の鋼板Ｎｏ．については、化学組成が本発明で規定する条件から外れた鋼Ｊを用いた場合は勿論、化学組成が本発明で規定する範囲内の鋼Ａ〜Ｊを用いた場合も、少なくとも上記式（６）〜（８）のうちのいずれかを満たさず、上記した「発明例」の鋼板Ｎｏ．の場合に比べて伸び及び伸びフランジ性のバランスに劣っている。

本発明により、ＴｉやＮｂ等の析出元素を多量に含有させなくても、冷間圧延及び焼鈍後の組織を効果的に微細化することが可能となり、伸び及び伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法が実現可能となる。

Claims (13)

1. 化学組成が、質量％で、
   Ｃ：０．０６〜０．３％、Ｓｉ：０．６〜２．５％、Ｍｎ：０．６〜３．５％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｔｉ：０〜０．０８％、Ｎｂ：０〜０．０４％、Ｔｉ及びＮｂの合計含有量：０〜０．１０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０〜１．０％、Ｃｒ：０〜１．０％、Ｍｏ：０〜０．３％、Ｖ：０〜０．３％、Ｂ：０〜０．００５％、Ｃａ：０〜０．００３％、ＲＥＭ：０〜０．００３％、残部：Ｆｅ及び不純物であり、
   板厚の１／４深さ位置において、
   ミクロ組織が、主相として焼戻しマルテンサイトとベイナイトが合計で５０面積％以上、かつベイナイトが１０面積％以上で、第２相として下記式（１）を満足するフェライトが５面積％以上で、さらに、
   フェライトに対する他の組織のナノ硬さの比率が、２.５以下であり、
   板厚の１／２深さ位置において、
   集合組織が、｛１００｝＜０１１＞から｛２１１｝＜０１１＞の方位群のＸ線強度の平均が、集合組織を持たないランダムな組織のＸ線強度の平均に対する比で６未満である、
   冷延鋼板。
   ｄＦ≦４．０ ・・・ （１）
   ただし、上記式（１）のｄＦは、傾角１５°以上の大角粒界で規定されるフェライトの平均粒径（μｍ）である。
2. 前記ミクロ組織が、第２相として残留オーステナイトを３面積％以上含有する、請求項１に記載の冷延鋼板。
3. 前記第２相としての残留オーステナイト中で、アスペクト比が５未満の残留オーステナイトが、下記の式（２）及び式（３）を満足する、請求項２に記載の冷延鋼板。
   ｄＡｓ≦１．５ ・・・ （２）
   ｒＡｓ≧５０ ・・・ （３）
   ただし、上記式（２）のｄＡｓは、アスペクト比が５未満の残留オーステナイトの平均粒径（μｍ）であり、式（３）のｒＡｓは、アスペクト比が５未満の残留オーステナイトの全残留オーステナイトに対する面積率（％）である。
4. 前記化学組成が、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．０８％及びＮｂ：０．００３〜０．０４％から選択される１種以上を含有し、Ｔｉ及びＮｂの合計含有量が０．１０％以下である、請求項１から３までのいずれかに記載の冷延鋼板。
5. 前記化学組成が、質量％で、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１〜１．０％を含有する、請求項１から４までのいずれかに記載の冷延鋼板。
6. 前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０．０３〜１％、Ｍｏ：０．０１〜０．３％及びＶ：０．０１〜０．３％から選択される１種以上を含有する、請求項１から５までのいずれかに記載の冷延鋼板。
7. 前記化学組成が、質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．００５％を含有する、請求項１から６までのいずれかに記載の冷延鋼板。
8. 前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％及びＲＥＭ：０．０００５〜０．００３％から選択される１種以上を含有する、請求項１から７までのいずれかに記載の冷延鋼板。
9. 鋼板表面にめっき層を有する、請求項１から８までのいずれかに記載の冷延鋼板。
10. 請求項１及び請求項４から８までのいずれかに記載の化学組成を有する熱延鋼板に冷間圧延を施した後、〔Ａｃ_１点＋１０℃〕までの温度域を１５℃／秒以上の平均加熱速度で加熱し、その後さらにＡｃ_３点以上で〔Ａｃ_３点＋１００℃〕以下の温度域の温度で１０秒以上保持した後、１０℃／秒以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下、かつ〔Ｍｓ点−１００℃〕を超える温度域の温度まで冷却し、さらに、Ｍｓ点を超えて、かつ３５０〜５００℃の温度域の温度に再加熱し、その温度で１０秒以上の保持を行う、板厚の１／４深さ位置において、ミクロ組織が、主相として焼戻しマルテンサイトとベイナイトが合計で５０面積％以上、かつベイナイトが１０面積％以上で、第２相として下記式（１）を満足するフェライトが５面積％以上で、さらに、フェライトに対する他の組織のナノ硬さの比率が、２.５以下であり、板厚の１／２深さ位置において、集合組織が、｛１００｝＜０１１＞から｛２１１｝＜０１１＞の方位群のＸ線強度の平均が、集合組織を持たないランダムな組織のＸ線強度の平均に対する比で６未満である、冷延鋼板の製造方法。
    ｄＦ≦４．０ ・・・ （１）
    ただし、上記式（１）のｄＦは、傾角１５°以上の大角粒界で規定されるフェライトの平均粒径（μｍ）である。
    
11. 前記熱延鋼板が、熱間圧延完了後に３００℃以下で巻き取り、その後、５００〜７００℃の温度域で熱処理を施すことにより得られたものである、請求項１０に記載の冷延鋼板の製造方法。
12. 前記熱延鋼板が、Ａｒ_３点以上で圧延を完了する熱間圧延完了後に、下記式（４）を満足する冷却速度Ｃrate（Ｔ）で、圧延完了温度から〔圧延完了温度−１００℃〕までの温度域を冷却する熱間圧延工程により得られた、傾角１５°以上の大角粒界で規定されるＢＣＣ相の平均粒径が６μｍ以下のものである、請求項１０又は１１に記載の冷延鋼板の製造方法。
    

    

    上記式（４）中、
    ＩＣ（Ｔ）＝０．１−３×１０^-3×Ｔ＋４×１０^-5×Ｔ²−５×１０^-7×Ｔ³＋５×１０^-9×Ｔ⁴−７×１０^-11×Ｔ⁵、
    Ｃrate（Ｔ）は、冷却速度（℃／秒）で、正の値であり、
    Ｔは、圧延完了温度をゼロとする相対温度（℃）で、負の値であり、
    Ｃrate（Ｔ）が零である温度がある場合、その温度での滞留時間（Δｔ）をＩＣ（Ｔ）で除した値をその区間の積分として加算する。
13. 請求項１０のＭｓ点を超えて、かつ３５０〜５００℃の温度域の温度に再加熱し、その温度で１０秒以上の保持を行った後に、冷延鋼板にめっき処理を施す工程をさらに有する、請求項１０から１２までのいずれかに記載の冷延鋼板の製造方法。