JP2022513964A - 加工性に優れた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及びこれらの製造方法 - Google Patents

加工性に優れた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及びこれらの製造方法 Download PDF

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Abstract

本発明は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０６～０．１５％、シリコン（Ｓｉ）：１．２％以下（０は除く）、マンガン（Ｍｎ）：１．７～２．７％、モリブデン（Ｍｏ）：０．１５％以下（０は除く）、クロム（Ｃｒ）：１．０％以下（０は除く）、リン（Ｐ）：０．１％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下、チタン（Ｔｉ）：０．００１～０．０４％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００１～０．０４％、窒素（Ｎ）：０．０１％以下、ボロン（Ｂ）：０．０１％以下（０は除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、厚さ１／４ｔ地点の基地組織内のシリコン（Ｓｉ）、炭素（Ｃ）、マンガン（Ｍｎ）、モリブデン（Ｍｏ）、クロム（Ｃｒ）の含量が下記関係式１を満たし、微細組織が、面積％で、フェライト１０～７０％、ベイナイトと残留オーステナイトが合計で１０～５０％、残部はフレッシュマルテンサイトで構成され、フレッシュマルテンサイト（Ｍｔ）の全体分率とベイナイトに隣接しているフレッシュマルテンサイト（Ｍｂ）の分率との比（Ｍｂ／Ｍｔ）が６０％以上である加工性に優れた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びこれらの製造方法を提供する。［関係式１］（［Ｓｉ］＋［Ｃ］×３）／（［Ｍｎ］＋［Ｍｏ］＋［Ｃｒ］）≧０．１８（ここで、［Ｓｉ］、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｍｏ］、［Ｃｒ］は、それぞれ冷延鋼板の厚さ１／４ｔ地点におけるシリコン（Ｓｉ）、炭素（Ｃ）、マンガン（Ｍｎ）、モリブデン（Ｍｏ）、クロム（Ｃｒ）の重量％である。）

Description

本発明は、主に自動車構造部材用として使用される引張強度９８０ＭＰａ級以上の高強度冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及びこれらの製造方法に関する。
最近の自動車用鋼板では、各種の環境規制やエネルギー使用規制に伴い、燃費向上や耐久性向上のために、より強度の高い鋼板が求められており、衝撃安全性及び乗客保護の観点から、車体構造用や補強材として、引張強度９８０ＭＰａ級以上の高強度鋼板の使用量が増大している。特に、最近では自動車に対する衝撃安定性の規制が拡大するにつれて、車体の耐衝撃性を向上させるために、メンバー（ｍｅｍｂｅｒ）、シートレール（ｓｅａｔ ｒａｉｌ）及びピラー（ｐｉｌｌａｒ）などの構造部材として降伏強度に優れた高強度鋼が採用されている。
通常、鋼を強化する方法には、固溶強化、析出強化、結晶粒微細化による強化、変態強化などがある。しかし、上記方法のうち、固溶強化及び結晶粒微細化による強化には、引張強度５９０ＭＰａ級以上の高強度鋼を製造することが非常に難しいという欠点がある。
析出強化型高強度鋼は、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖなどの炭窒化物形成元素を添加することによって、炭窒化物を析出させて鋼板を強化したり、微細析出物による結晶粒成長の抑制によって結晶粒を微細化したりすることで強度を確保する技術である。上記技術は、製造コストが低い割に、高い強度を容易に得ることができるという利点を有している。しかし、微細析出物によって再結晶温度が急激に上昇するようになるため、十分な再結晶を生じさせて延性を確保するためには、高温焼鈍を実施しなければならないという欠点がある。また、フェライト基地に炭窒化物を析出させて強化する析出強化鋼には、６００ＭＰａ級以上の高強度鋼を得ることが困難であるという問題点がある。
また、変態強化型高強度鋼としては、フェライト基地に硬質のマルテンサイトを含むフェライト－マルテンサイトの二相組織（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）鋼、残留オーステナイトの変態誘起塑性を用いたＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼、あるいはフェライトと硬質のベイナイトまたはマルテンサイト組織で構成されるＣＰ（Ｃｏｍｐｌｅｘｅｄ Ｐｈａｓｅ）鋼など、様々な変態強化型高強度鋼が開発されてきた。
しかし、一般的に、鋼板の強度が増加するにつれて伸び率が減少するようになることから、成形加工性が低下するという問題点が発生する。そのため、強度が高められるにつれて、自動車部品をプレス成形する過程でクラックやシワが発生し、複雑な部品の製造は限界に達している。
上記高張力鋼板において加工性を向上させた従来技術としては、特許文献１に開示された発明が挙げられる。特許文献１には、マルテンサイトを主体とする複合組織からなる鋼板であって、加工性を向上させるために、組織の内部に粒径１～１００ｎｍの微細析出銅粒子を分散させた高張力鋼板の製造方法が開示されている。しかし、特許文献１の技術は、良好かつ微細なＣｕ粒子を析出させるためにＣｕの含量を２～５％と過剰に添加することにより、Ｃｕに起因した赤熱脆性が発生する可能性があり、かつ、製造コストが過剰に上昇するという問題がある。
一方、特許文献２では、フェライト（ｆｅｒｒｉｔｅ）を基地組織とし、パーライト（ｐｅａｒｌｉｔｅ）２～１０面積％を含む微細組織を有し、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ等のような炭窒化物形成元素の添加による析出強化及び結晶粒微細化により強度を向上させた析出強化型鋼板を提示している。しかし、特許文献２の析出強化型鋼板は、穴拡げ性は良好であるものの、引張強度を高めるには限界があり、降伏強度が高く延性が低いため、プレス成形時にクラックが発生するという問題点がある。
また、特許文献３の場合には、焼戻しマルテンサイトを活用して高強度と高延性を同時に得て、連続焼鈍後の板形状にも優れた冷延鋼板の製造方法を提供している。しかし、特許文献３の冷延鋼板は、炭素が０．２％以上と高く、溶接性の低下、及びＳｉの多量含有に起因した炉内での凹み（ｄeｎｔ）が発生し得るという問題点がある。
特開２００５－２６４１７６号公報 韓国公開特許第２０１５－００７３８４４号公報 特開２０１０－０９０４３２号公報
本発明は、高強度でありながらも、加工性に優れた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及びこれらの製造方法を提供することを目的とする。
本発明の課題は、上述した内容に限定されない。本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者であれば、本発明の明細書の全般的な事項から、本発明の更なる課題を理解するうえで何ら困難はない。
本発明の一側面は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０６～０．１５％、シリコン（Ｓｉ）：１．２％以下（０は除く）、マンガン（Ｍｎ）：１．７～２．７％、モリブデン（Ｍｏ）：０．１５％以下（０は除く）、クロム（Ｃｒ）：１．０％以下（０は除く）、リン（Ｐ）：０．１％以下（０は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下（０は除く）、チタン（Ｔｉ）：０．００１～０．０４％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００１～０．０４％、窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０は除く）、ボロン（Ｂ）：０．０１％以下（０は除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、厚さ１／４ｔ地点の基地組織内のシリコン（Ｓｉ）、炭素（Ｃ）、マンガン（Ｍｎ）、モリブデン（Ｍｏ）、クロム（Ｃｒ）の含量が下記関係式１を満たし、微細組織が、面積％で、フェライト１０～７０％、ベイナイトと残留オーステナイトが合計で１０～５０％、残部はフレッシュマルテンサイトで構成され、フレッシュマルテンサイト（Ｍｔ）全体分率とベイナイトに隣接しているフレッシュマルテンサイト（Ｍｂ）の分率との比（Ｍｂ／Ｍｔ）が６０％以上である、加工性に優れた冷延鋼板である。
［関係式１］
（［Ｓｉ］＋［Ｃ］×３）／（［Ｍｎ］＋［Ｍｏ］＋［Ｃｒ］）≧０．１８
（ここで、［Ｓｉ］、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｍｏ］、［Ｃｒ］は、それぞれ冷間圧延鋼板の厚さ１／４ｔ地点におけるシリコン（Ｓｉ）、炭素（Ｃ）、マンガン（Ｍｎ）、モリブデン（Ｍｏ）、及びクロム（Ｃｒ）の重量％である。）
上記冷延鋼板は、重量％で、アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：１．０％以下（０は除く）、アンチモン（Ｓｂ）：０．０５％以下（０は除く）をさらに含むことができる。
上記冷延鋼板は、フレッシュマルテンサイト（Ｍｔ）の全体分率と平均粒度３μｍ以下の微細なフレッシュマルテンサイト（Ｍｓｍ）の分率との比（Ｍｓｍ／Ｍｔ）が６０％以上であってもよい。
上記冷延鋼板は、それぞれ４～６％の変形区間で測定した加工硬化指数（ｎ）、伸び率（Ｅｌ）、引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）が下記関係式２を満たすことができる。
［関係式２］
ｎ×Ｅｌ×ＴＳ／ＹＲ≧２５００
本発明の他の一側面は、上記冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層が形成されている溶融亜鉛めっき鋼板である。
本発明の他の一側面は、上記冷延鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層が形成されている合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。
本発明の他の一側面は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０６～０．１５％、シリコン（Ｓｉ）：１．２％以下（０は除く）、マンガン（Ｍｎ）：１．７～２．７％、モリブデン（Ｍｏ）：０．１５％以下（０は除く）、クロム（Ｃｒ）：１．０％以下（０は除く）、リン（Ｐ）：０．１％以下（０は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下（０は除く）、チタン（Ｔｉ）：０．００１～０．０４％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００１～０．０４％、窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０は除く）、ボロン（Ｂ）：０．０１％以下（０は除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む鋼スラブを再加熱した後、仕上げ圧延出口側の温度がＡｒ３～Ａｒ３＋５０℃となるように熱間圧延する段階；
上記熱間圧延する段階後に４００～７００℃で巻き取った後、巻き取り温度から常温まで０．１℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却して熱延鋼板を得る段階；
巻き取られた上記熱延鋼板を４０～７０％の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る段階；
上記冷延鋼板をＡｃ１＋２０℃～Ａｃ３－２０℃の焼鈍温度の範囲で焼鈍する段階；
焼鈍された冷延鋼板を上記焼鈍温度から６３０～６７０℃の１次冷却終了温度まで１０℃／ｓ以下の平均冷却速度で１次冷却する段階；
上記１次冷却終了温度から４００～５００℃の２次冷却終了温度の範囲まで急冷設備を用いて５℃／ｓ以上の平均冷却速度で２次冷却する段階；
上記２次冷却後に、２次冷却終了温度で７０秒以上保持する段階；及び
上記保持の後、上記保持温度からＭｓ～１００℃以下の温度まで５℃／ｓ以上の平均冷却速度で３次冷却する段階；
を含む、加工性に優れた冷延鋼板の製造方法である。
上記鋼スラブは、重量％で、アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：１．０％以下（０は除く）、アンチモン（Ｓｂ）：０．０５％以下（０は除く）をさらに含むことができる。
上記連続焼鈍は７６０～８２０℃の温度範囲で実施することができる。
上記３次冷却の後に、１％未満の圧下率で調質圧延を行う段階をさらに含むことができる。
本発明の他の一側面は、上述した加工性に優れた冷延鋼板の製造方法において、上記保持する段階の後であり、上記３次冷却する前に、４３０～４９０℃の温度範囲で溶融亜鉛めっき処理する段階をさらに含む、加工性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
本発明の他の一側面は、上述した加工性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、溶融亜鉛めっき処理する段階の後であり、上記３次冷却する前に、合金化熱処理を実施する段階をさらに含む、加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
本発明によると、鋼板の合金組成及び製造工程を最適化することにより、ＤＰ鋼の特性である低降伏比を満たしつつ、ＤＰ鋼に比べて伸び率（Ｅｌ）及び加工硬化指数（ｎ）に優れた冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができるという効果が得られる。
本発明による冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板を用いると、プレス成形時に発生するクラックやシワのような加工欠陥を防止することができ、これにより、たくさんの加工性が求められる複雑な形状を有する自動車用構造部品に多様に利用することができ、併せて材質及びめっき特性を同時に確保することができるという利点がある。
本発明の多様かつ有益な利点及び効果は、上述した内容に限定されず、本発明の具体的な実施形態を説明する過程で、より容易に理解することができる。
関係式１（（Ｓｉ＋Ｃ×３）／（Ｍｎ＋Ｍｏ＋Ｃｒ））による、全体フレッシュマルテンサイトに対するベイナイトに隣接しているフレッシュマルテンサイトの占有比（Ｍｂ／Ｍｔ）の変化を示したものである。 上記占有比（Ｍｂ／Ｍｔ）による、全体フレッシュマルテンサイトに対する平均粒度３μｍ以下の微細なフレッシュマルテンサイトの占有比（Ｍｓｍ／Ｍｔ）の変化を示したものである。 上記占有比（Ｍｂ／Ｍｔ）による、関係式２（ｎ×Ｅｌ×ＴＳ／ＹＲ）の変化を示したものである。 上記占有比（Ｍｓｍ／Ｍｔ）による、関係式２（ｎ×Ｅｌ×ＴＳ／ＹＲ）の変化を示したものである。
ここで使用される専門用語は、単に特定の実施形態を言及するためのものであり、本発明を限定することを意図していない。ここで使用される単数形は、その語句がこれと明らかに反対の意味を示さない限り、複数形も含む。
明細書で使用される「含む」の意味は、特定の特性、領域、整数、段階、動作、要素、及び／または成分を具体化し、他の特定の特性、領域、整数、段階、動作、要素、成分、及び／または群の存在や付加を除外するものではない。
別段の指示がない限り、ここで使用される技術用語及び科学用語を含むすべての用語は、本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者が一般的に理解する意味と同じ意味を有する。通常使用される辞書に定義された用語は、関連技術文献と現在開示された内容に符合する意味を有するものと追加解釈され、定義されない限り、理想的又は非常に正式な意味として解釈されない。
本発明者らは、高強度鋼の加工性を向上させるための一つの観点として、変態強化型高強度鋼のうち、最も広く使用されているＤＰ鋼の特性のように、抵降伏比（ＹＲ）を満たしながらＤＰ鋼に比べて伸び率（Ｅｌ）及び加工硬化指数（ｎ）を向上させることができれば、プレス成形時に発生するクラックやシワのような加工欠陥を防止することができ、複雑な部品に高強度鋼の適用を拡大させることができるという点に注目した。
これについて、より鋭意研究した結果、本発明者らは、冷延鋼板または溶融亜鉛めっき鋼板の最終微細組織に少量のベイナイトを導入し、上記ベイナイトに隣接した周辺にフレッシュマルテンサイトを形成させた場合、上記フレッシュマルテンサイトが均一に分散され、その大きさも大幅に微細化されることで、成形初期に変形を効果的に分散させることができ、加工硬化率が大幅に向上することを見出した。また、このような微細組織を備えた場合、局部的な応力集中が緩和され、ボイド（ｖｏｉｄ）の核生成、成長、及び合体が遅延されることによって、延性が大幅に向上することを実験を通じて確認し、この実験結果に基づいて本発明を完成した。
以下、本発明の一側面による加工性に優れた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板について詳細に説明する。本発明において、各元素に対して含量を表すとき、特に断りのない限り、重量％を意味することに留意する必要がある。また、結晶や組織の割合は、特に断りのない限り、面積を基準とする。
まず、本発明の一側面による加工性に優れた冷延鋼板の成分系について説明する。本発明の一側面による冷延鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０６～０．１５％、シリコン（Ｓｉ）：１．２％以下（０は除く）、マンガン（Ｍｎ）：１．７～２．７％、モリブデン（Ｍｏ）：０．１５％以下（０は除く）、クロム（Ｃｒ）：１．０％以下、リン（Ｐ）：０．１％以下（０は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下（０は除く）、チタン（Ｔｉ）：０．００１～０．０４％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００１～０．０４％、窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０は除く）、ボロン（Ｂ）：０．０１％以下（０は除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む。
炭素（Ｃ）：０．０６～０．１５％
鋼中の炭素（Ｃ）は、変態組織強化のために添加される非常に重要な元素である。Ｃは、高強度化を図り、複合組織鋼においてマルテンサイトの形成を促進する。Ｃの含量が増加すると、鋼中のマルテンサイト量が増加するようになる。しかし、その量が０．１５％を超えると、マルテンサイトの強度は高くなるものの、炭素濃度の低いフェライトとの強度差が増加するようになる。このような強度差により、応力付加時に相間界面で破壊が発生しやすく、延性と加工硬化率が低下する。また、溶接性が低下するため、部品加工時に溶接欠陥が発生する可能性がある。これに対し、Ｃの含量が０．０６％以下と低くなると、所望の強度を確保することが極めて困難になり得る。したがって、本発明において、Ｃの含量は０．０６～０．１５％に制限することが好ましく、場合によっては０．０６～０．１２％に制限することができる。
シリコン（Ｓｉ）：１．２％以下（０は除く）
上記シリコン（Ｓｉ）は、フェライト安定化元素であって、フェライト変態を促進させ、未変態オーステナイトへのＣ濃縮を助長することにより、マルテンサイトの形成に寄与する元素である。また、固溶強化能がよく、フェライトの強度を高めて相間の硬度差を減らすのに効果的であり、鋼板の延性を低下させずに強度を確保することができる有用な元素である。しかし、Ｓｉの含量が１．２％を超えると、表面のスケール欠陥を誘発し、めっきの表面品質が低下し、かつ化成処理性が低下する可能性がある。したがって、本発明においてＳｉの含量は１．２％以下（０は除く）に制限することが好ましく、場合によっては１．０％以下（０は除く）に制限することができる。
マンガン（Ｍｎ）：１．７～２．７％
マンガン（Ｍｎ）は、延性の損傷なしに粒子を微細化させ、鋼中の硫黄を完全にＭｎＳとして析出させてＦｅＳの生成による熱間脆性を防止するとともに、鋼を強化させる元素である。また、Ｍｎは、複合組織鋼において、マルテンサイト相が得られる臨界冷却速度を下げる役割を果たし、マルテンサイトをより容易に形成させることができる。上記効果を得て、本発明で目標とする強度を確保するためには、Ｍｎの含量は１．７％以上であることが好ましい。一方、Ｍｎの含量が２．７％を超えると、溶接性、熱間圧延性などの問題が発生する可能性が高く、マルテンサイトが過剰に形成されて材質が不安定であり、組織内のＭｎ酸化物の帯（Ｍｎ－Ｂａｎｄ）が形成されて加工クラック及び板破断が発生する危険性が高くなるという問題がある。また、焼鈍時にＭｎ酸化物が表面に溶出し、めっき性が大きく阻害されるという問題がある。したがって、本発明においてＭｎの含量は１．７～２．７％に制限することが好ましく、場合によっては１．８～２．５％に制限することができる。
モリブデン（Ｍｏ）：０．１５％以下（０は除く）
モリブデン（Ｍｏ）は、オーステナイトがパーライトに変態されることを遅延させると同時に、フェライトの微細化及び強度向上のために添加する元素である。このようなＭｏは、鋼の硬化能を向上させ、マルテンサイトを結晶粒界（ｇｒａｉｎ ｂｏｕｎｄａｒｙ）に微細に形成させて降伏比の制御が可能であるという利点がある。但し、高価な元素であって、その含量が高くなるほど製造上不利になるという問題があるため、その含量を適切に制御することが好ましい。上述の効果を得るために、最大０．１５％で添加することが好ましい。上記Ｍｏの含量が０．１５％を超えた場合、合金コストの急激な上昇を招き、経済性が低下し、過度な結晶粒微細化効果と固溶強化効果により、むしろ鋼の延性が低下するという問題が生じ得る。したがって、本発明においてＭｏの含量は０．１５％以下（０は除く）に制限することが好ましい。
クロム（Ｃｒ）：１．０％以下（０は除く）
クロム（Ｃｒ）は、鋼の硬化能を向上させ、高強度を確保するために添加される成分であり、マルテンサイトの形成に非常に重要な役割を果たす元素であって、強度の上昇に比べて伸び率の低下を最小化させるため、高延性を有する複合組織鋼の製造にも有利である。特にＣｒは、熱間圧延過程でＣｒ２３Ｃ６のようなＣｒ系炭化物を形成するが、この炭化物は焼鈍過程で一部は溶解し、一部は溶解せずに残って、冷却後にマルテンサイト内の固溶Ｃ量を適正水準以下に制御することがことができ、降伏点伸び（ＹＰ－Ｅｌ）の発生を抑制するため、降伏比の低い複合組織鋼の製造に有利な元素である。しかし、Ｃｒの含量が１．０％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、過度な熱延強度の増加により冷間圧延性が低下するという問題がある。また、Ｃｒ系炭化物の分率が高くなり、粗大化して焼鈍後にマルテンサイトの大きさも粗大化するため、伸び率の低下を招くという問題がある。したがって、本発明においてＣｒの含量は１．５％以下に制限することが好ましい。
リン（Ｐ）：０．１％以下
鋼中のリン（Ｐ）は、固溶強化効果が最も大きい置換型元素であって、面内異方性を改善し、成形性を大きく損なうことなく、強度の確保に最も有利な元素である。しかし、過剰に添加する場合、脆性破壊が発生する可能性が大幅に増加して熱間圧延の途中にスラブの板破断が発生する可能性があり、且つめっき表面の特性を阻害する元素として作用するという問題がある。したがって、本発明ではＰの含量を最大０．１％に制御する。
硫黄（Ｓ）：０．０１％以下
硫黄（Ｓ）は、鋼中に不可避に添加される不純物元素であって、延性及び溶接性を阻害する元素であるため、可能な限り低く管理することが重要である。特に、赤熱脆性を発生させる可能性を高めるという問題があるため、その含量を０．０１％以下に制御することが好ましい。
チタン（Ｔｉ）：０．００１～０．０４％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００１～０．０４％
鋼中のチタン（Ｔｉ）及びニオブ（Ｎｂ）は、鋼板の強度上昇及びナノ析出物の形成による結晶粒微細化に有効な元素である。これらの元素を添加すると、炭素と結合して非常に微細なナノ析出物を形成し、このようなナノ析出物は、基地組織を強化させて相間の硬度差を減少させる役割を果たす。上記Ｔｉ及びＮｂの含量がそれぞれ０．００１％未満である場合には、このような効果を確保しにくく、その含量がそれぞれ０．０４％を超えると、製造コストの上昇及び過度な析出物によって、延性を大きく低下させる可能性がある。したがって、本発明においてＴｉ及びＮｂの含量は、それぞれ０．００１～０．０４％に制限することが好ましく、場合によっては、Ｔｉ及びＮｂの含量をそれぞれ０．００１～０．０３％に制限することができる。
窒素（Ｎ）：０．０１％以下
窒素（Ｎ）は、オーステナイトを安定化させるのに有効な作用をする成分であるが、０．０１％を超える場合、鋼の精錬コストが急激に上昇するという問題がある。また、ＡｌＮの形成などにより、連鋳時にクラックが発生する危険性が大幅に増加するため、その上限を０．０１％に限定することが好ましい。
ボロン（Ｂ）：０．０１％以下（０は除く）
ボロン（Ｂ）は、焼鈍中、冷却する過程でオーステナイトがパーライトに変態することを遅延させる成分であって、フェライトの形成を抑制し、マルテンサイトの形成を促進する硬化能元素である。しかし、その含量が０．０１％を超えると、表面に過剰なＢが濃化してめっき密着性の低下を招く可能性があるため、その含量を０．０１％以下に制御する。
本発明の一側面による加工性に優れた冷延鋼板は、上述した成分以外に、追加的にアルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：１．０％以下（０は除く）、アンチモン（Ｓｂ）：０．０５％以下（０は除く）をさらに含むことができる。
アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：１．０％以下（０は除く）
酸可溶アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）は、鋼の粒度微細化及び脱酸のために添加される元素であって、Ｓｉと同様にフェライト安定化元素であり、フェライト内の炭素をオーステナイトに分配してマルテンサイト硬化能を向上させるのに有効な成分である。また、ベイナイト領域で保持時、ベイナイト内炭化物の析出を効果的に抑制させ、鋼板の延性を向上させるのに有用な元素である。しかし、ｓｏｌ．Ａｌの含量が１．０％を超えると、結晶粒微細化効果により強度の上昇には有利であるものの、製鋼の連鋳操業時に介在物の過剰形成によりめっき鋼板の表面不良が発生する可能性が高くなるのみならず、製造コストの上昇を招くという問題がある。したがって、本発明ではｓｏｌ．Ａｌの含量を１．０％に制御することが好ましい。
アンチモン（Ｓｂ）：０．０５％以下（０は除く）
アンチモン（Ｓｂ）は、結晶粒界に分布し、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌなど酸化性元素の結晶粒界を介する拡散を遅延させる元素であって、酸化物の表面濃化を抑制し、且つ、温度上昇及び熱延工程の変化に伴う表面濃化物の粗大化を抑制するのに優れた効果がある。しかし、その含量が０．０５％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、製造コスト及び加工性が低下するため、その含量を０．０５％以下に制限する。
上述した合金元素以外の残りは、鉄（Ｆｅ）成分である。但し、通常の製造過程では、原料または周囲環境からの意図されない不純物が不可避に混入することがあるため、これを排除することはできない。これらの不純物は、通常の技術者であれば誰でも分かるものであるため、そのすべての内容を詳細には言及しない。
一方、本発明の一側面による加工性に優れた冷延鋼板は、厚さ１／４ｔ地点の基地組織内のシリコン（Ｓｉ）、炭素（Ｃ）、マンガン（Ｍｎ）、モリブデン（Ｍｏ）、クロム（Ｃｒ）の含量が下記関係式１を満たすことができる。
［関係式１］
（［Ｓｉ］＋［Ｃ］×３）／（［Ｍｎ］＋［Ｍｏ］＋［Ｃｒ］）≧０．１８
（ここで、［Ｓｉ］、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｍｏ］、［Ｃｒ］はそれぞれ、冷延鋼板の厚さ１／４ｔ地点におけるシリコン（Ｓｉ）、炭素（Ｃ）、マンガン（Ｍｎ）、モリブデン（Ｍｏ）、クロム（Ｃｒ）の重量％である。）
本発明の目的としてＤＰ鋼の特性である低い降伏比を満たすと同時に、既存のＤＰ鋼に比べて加工硬化率及び延性を向上させるためには、組織及び成分の制御が必須であり、まず、微細組織に少量のベイナイトを導入することが重要である。このようなベイナイトはフェライトとマルテンサイトの相間の硬度差を減らし、微細なナノサイズの析出物をフェライト内に析出させることで、更なる相間の硬度差を減らすことができる。
Ｓｉはフェライト安定化元素であって、フェライト変態を促進させ、未変態オーステナイトへのＣ濃縮を助長することにより、マルテンサイトの形成に寄与する元素である。Ｃも未変態オーステナイトにＣ濃縮を助長することにより、マルテンサイトの形成及び分率の調整に寄与する元素である。一方、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｒは、硬化能の向上に寄与する元素ではあるが、Ｓｉ、Ｃのようにオーステナイト内のＣ濃縮に寄与する効果は相対的に低い。したがって、Ｓｉ、Ｃ及びその他の硬化能元素であるＭｎ、Ｍｏ、Ｃｒの割合をうまく調整することが重要であり、本発明では、関係式１によりこれらの成分の適正比率を制御している。
また、厚さ１／４ｔ地点の基地組織内のシリコン（Ｓｉ）、炭素（Ｃ）、マンガン（Ｍｎ）、モリブデン（Ｍｏ）、クロム（Ｃｒ）の成分に関する関係式１を０．１８以上に制御し、熱延及び焼鈍操業条件を最適化する場合、微細組織内に少量のベイナイトを導入することができると同時に、フレッシュマルテンサイトをベイナイトの内部または隣接した周辺に形成させることができる。ここでベイナイトの隣接した周辺とは、ベイナイト相の境界から１μｍ以内の領域と定義することができる。図１に見られるように、上記関係式１の値が０．１８以上の場合、微細組織内の全体フレッシュマルテンサイトのうちベイナイトに隣接したフレッシュマルテンサイトの占有比（Ｍｂ／Ｍｔ、以下「占有比（Ｍｂ／Ｍｔ）」又は「比（Ｍｂ／Ｍｔ）」ともいう）を６０％以上確保することができる。また、これにより、全体フレッシュマルテンサイトのうち３μｍ以下の微細なフレッシュマルテンサイトの占有比（Ｍｓｍ／Ｍｔ、以下「占有比（Ｍｓｍ／Ｍｔ）」又は「比（Ｍｓｍ／Ｍｔ）」ともいう）を６０％以上形成させることができる。
一方、本発明の一側面による冷延鋼板は、微細組織が面積％で、フェライト１０～７０％、ベイナイト及び残留オーステナイトが合計で１０～５０％、残部はフレッシュマルテンサイトで構成されることができる。フェライト組織が１０％未満であると、伸び率の確保が難しく、その分率が７０％を超えると、十分な強度の確保が困難であるという問題がある。また、フレッシュマルテンサイト（Ｍｔ）の全体分率とベイナイトに隣接しているフレッシュマルテンサイト（Ｍｂ）の分率との比（Ｍｂ／Ｍｔ）が６０％以上であってもよく、フレッシュマルテンサイト（Ｍｔ）の全体分率と平均粒度３μｍ以下の微細なフレッシュマルテンサイト（Ｍｓｍ）の分率との比（Ｍｓｍ／Ｍｔ）が６０％以上であってもよい。ここで、フレッシュマルテンサイト（Ｍｔ）の全体分率は、鋼材の微細組織に占めるフレッシュマルテンサイトの全体分率として定義することができ、ベイナイトに隣接しているフレッシュマルテンサイト（Ｍｂ）の分率は、ベイナイトから１μｍの距離以内の領域に存在するフレッシュマルテンサイトの分率として定義することができる。
上述したように、関係式１を０．１８以上に制御し、本発明の製造方法に従って熱延及び焼鈍操業条件を最適化する場合、図１に示すように、全体フレッシュマルテンサイトのうち、ベイナイトに隣接したフレッシュマルテンサイトの占有比（Ｍｂ／Ｍｔ）を６０％以上確保することができる。そして、図２に示すように占有比（Ｍｂ／Ｍｔ）が６０％以上である場合、３μｍ以下の微細なフレッシュマルテンサイトが全体フレッシュマルテンサイトのうち６０％以上の占有比（Ｍｓｍ／Ｍｔ）で形成され、相を微細かつ均一に分散させることができる。これにより、加工性を低下させるマルテンサイトバンドの形成を抑制することができる。しかし、仮に占有比（Ｍｂ／Ｍｔ）が６０％未満で形成されると、占有比（Ｍｓｍ／Ｍｔ）が６０％未満と低くなる。これにより、マルテンサイトバンド組織を形成するようになり、微細なフレッシュマルテンサイトの分散効果が消えるようになる。
上述したように、占有比（Ｍｂ／Ｍｔ）を６０％以上、占有比（Ｍｓｍ／Ｍｔ）を６０％以上に精密制御した複合組織は、それぞれの相が微細かつ均一に分散されており、相間の硬度差が減少して、塑性変形の初期段階の低い応力で変形が開始され、降伏比が低くなり、変形を効果的に分散させることで、加工硬化率が高い特性を示すようになる。また、このような微細組織の変化はネッキング（ｎｅｃｋｉｎｇ）以降の局部的な応力及び変形の集中を緩和させ、延性破壊を起こすボイド（ｖｏｉｄ）の生成及び成長、合体を遅延させるため、鋼材の延性が向上する効果がある。結果的に、図３に示すように、占有比（Ｍｂ／Ｍｔ）を６０％以上、そして占有比（Ｍｓｍ／Ｍｔ）を６０％以上に制御した場合、加工硬化指数（ｎ）、伸び率（Ｅｌ）、引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）に関する下記関係式２を満たすことができる、ＤＰ鋼の特性である低い降伏比を満しながら、既存のＤＰ鋼に比べて加工硬化率及び延性を大幅に向上させた、優れた加工性を有する冷延鋼板を製造することができる。
［関係式２］
ｎ×Ｅｌ×ＴＳ／ＹＲ≧２５００
（ここで、ｎ、Ｅｌ、ＴＳ、ＹＲは、それぞれ４～６％の変形区間で測定した加工硬化指数（ｎ）、伸び率（Ｅｌ）、引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）である。）
一方、上述した合金組成及び微細組織を有する冷延鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層が形成されていてもよく、上記溶融亜鉛めっき層を合金化熱処理した合金化溶融亜鉛めっき層が形成されていてもよい。
次に、本発明の他の一側面による加工性に優れた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について詳細に説明する。
本発明の他の一側面による加工性に優れた冷延鋼板の製造方法は、上述した合金組成のスラブを再加熱し熱間圧延した後、巻き取り及び冷却して熱延鋼板を得る段階、冷間圧延して冷延鋼板を得る段階、連続焼鈍する段階、連続焼鈍後に冷却（１次冷却、２次冷却、保持、３次冷却）する段階及び調質圧延を行う段階の過程からなっている。また、溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得るために保持する段階の後、３次冷却の前に溶融亜鉛めっき処理及び必要に応じて合金化熱処理を行うことができる。
熱延鋼板を得る段階
まず、上述した合金組成を有する鋼スラブを準備し、一般的な条件で再加熱する。スラブ再加熱は、後続する熱間圧延を円滑に行い、目的とする鋼板の物性を得るために加熱する工程であって、本発明では、このような再加熱条件について特に制限しない。但し、非制限的な一実施形態として、１１００～１３００℃の温度範囲で再加熱することができる。
上記再加熱されたスラブをＡｒ３変態点以上の温度で、通常の条件で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得ることができる。本発明では、熱間圧延条件について特に制限することなく、通常の熱間圧延条件を適用することができる。但し、非制限的な一実施形態として、仕上げ圧延出口側の温度がＡｒ３～Ａｒ３＋５０℃となるように熱間圧延することができ、場合によっては８００～１０００℃の仕上げ圧延出口側の温度範囲となるように熱間圧延することもできる。
上記仕上げ熱間圧延された熱延鋼板を４００～７００℃で巻き取った後、巻き取り温度から常温まで０．１℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却することができる。この時、上記平均冷却速度は、巻き取り温度と常温との間の冷却速度の平均値として定義することができる。上記巻き取り温度と冷却条件を満たすことにより、基地組織内にオーステナイトの核生成サイトとなる炭化物を微細に分散させた熱延鋼板を製造することができる。このように熱延過程で均一に分散された微細な炭化物を形成すると、後続する連続焼鈍時に上記炭化物が溶解しながら、オーステナイトを微細に分散形成させ、結果的に、焼鈍後に微細なマルテンサイトを均一に分散させることができる。
冷延鋼板を得る段階
上記巻き取られた熱延鋼板を酸洗した後、４０～７０％の圧下率で冷間圧延を実施する。上記冷間圧下率が４０％未満である場合、目標とする厚さを確保しにくく、さらに、鋼板の形状矯正が困難になり得る。一方、冷間圧下率が７０％を超えると、鋼板のエッジ（ｅｄｇｅ）部のクラックが発生する可能性が高く、冷間圧延の負荷をもたらすという問題点がある。したがって、本発明では、上記冷間圧下率を４０～７０％に制限することが好ましい。
連続焼鈍する段階
上記冷間圧延した鋼板をＡｃ１＋２０℃～Ａｃ３－２０℃の温度範囲で連続焼鈍を実施する。より好ましくは、７６０～８２０℃の温度範囲で連続焼鈍を行うこともできる。また、上記連続焼鈍は、連続合金化溶融めっき連続炉にて行うこともできる。上記連続焼鈍は、再結晶と同時にフェライトとオーステナイトを形成し、炭素を分配するためのものである。上記連続焼鈍温度がＡｃ１＋２０℃未満または７６０℃未満である場合、十分な再結晶が行われず、さらに、十分なオーステナイトを形成しにくく、焼鈍後に目標とするマルテンサイト及びベイナイト分率を確保することが困難となる。一方、Ａｃ３－２０℃または８３０℃を超えると、生産性が低下して過剰なオーステナイトが形成され、冷却後にベイナイト及びマルテンサイト分率が大幅に増加して降伏強度が増加し、延性が低下してＤＰ鋼の特性である低降伏、高延性の特性を確保しにくい。また、Ｓｉ、Ｍｎ及びＢなどの溶融亜鉛めっきの濡れ性を低下させる元素による表面濃化が激しくなり、めっきの表面品質が低下する可能性がある。これを考慮して、本発明では、上記連続焼鈍温度をＡｃ１＋２０℃～Ａｃ３－２０℃の温度範囲に制限することができ、場合によっては７６０～８２０℃であってもよい。
冷却する段階
上記連続焼鈍された鋼板を連続焼鈍温度から６３０～６７０℃の１次冷却終了温度の範囲まで１０℃／ｓ以下の平均冷却速度で１次冷却し、急冷設備を用いて、上記１次冷却終了温度から４００～５００℃の２次冷却終了温度の範囲まで５℃／ｓ以上の平均冷却速度で２次冷却してベイナイトを導入する。
上記１次冷却は１０℃／ｓ以下の平均冷却速度で徐冷し、その１次冷却終了温度は６３０～６７０℃の温度範囲であってもよい。ここで、上記１次冷却終了温度は、１次冷却で適用されていない急冷設備が更に適用されて急冷が開始される時点として定義することができる。
上記２次冷却は、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で急冷し、その２次冷却終了温度は４００～５００℃の温度範囲であってもよい。上記２次冷却は、上記１次冷却で適用されていない急冷設備が更に適用されて実施されることができ、好ましくは、Ｈ２ガスを用いた水素急冷設備を利用することができる。このとき、２次冷却終了温度は、ベイナイトが効果的に生成される４００～５００℃に制御されることが重要であるが、５００℃を超えたり、４００℃未満に下げたりすると、効果的なベイナイト分率が得られにくく、ベイナイトに隣接したフレッシュマルテンサイトの占有比を６０％以上得ることができない。そのため、３μｍ未満の微細なフレッシュマルテンサイトの占有比を６０％以上得ることができなくなり、結果的に、フレッシュマルテンサイトの微細化及び均一な分散効果が消えてしまい、目標通りの加工性を向上させることができない。
その後、２次冷却終了温度で７０秒以上保持してベイナイトに隣接している未変態オーステナイトに炭素を濃縮させた後、保持温度からＭｓ～１００℃以下の温度まで５℃／ｓ以上の平均冷却速度で３次冷却することで、ベイナイトに隣接した領域に微細なフレッシュマルテンサイトを導入することができる。ここで、Ｍｓはマルテンサイトの変態開始温度（℃）を意味する。
また、３次冷却後に鋼板の形状を矯正するための目的で、１％未満の圧下率で調質圧延を行うことができる。
溶融亜鉛めっき及び合金化熱処理する段階
一方、２次冷却終了温度で７０秒以上保持した後であり、上記３次冷却する前に、４３０～４９０℃の温度範囲で溶融亜鉛めっき処理を実施して鋼板上に溶融亜鉛めっき層を形成することができる。また、必要に応じて、合金化熱処理を行って合金化溶融亜鉛めっき層を形成することができる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、下記実施例は、本発明を例示して具体化するためのものであり、本発明の権利範囲を制限するためのものではない点に留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項及びこれにより合理的に類推される事項によって決定されるものであるためである。
（実施例）
まず、下記表１の合金組成（単位はｗｔ．％）を有する鋼スラブを準備した後、表２の製造条件によって冷間圧延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。
Figure 2022513964000002
Figure 2022513964000003
上記のように製造されたそれぞれの鋼板について、機械的特性及びめっき特性、並びに微細組織の特性を評価し、その結果を下記表３に示した。このとき、それぞれの試験片に対する引張試験は、ＡＳＴＭ規格を用いてＬ方向に実施して引張物性を評価し、特に加工硬化率はＶＤＡ（ドイツ自動車協会）規格に記載されている変形率４～６％の区間での加工硬化率の値を測定した。
微細組織の分率は、焼鈍処理された鋼板の板厚１／４ｔ地点で基地組織を分析し、その結果を利用した。具体的に、Ｎｉｔａｌ腐食後、ＦＥ－ＳＥＭとＩｍａｇｅ ａｎａｌｙｚｅｒを用いてフェライト（Ｆ）、ベイナイト（Ｂ）、フレッシュマルテンサイト（Ｍｔ、Ｍｂ、Ｍｓｍ）、オーステナイト（Ａ）の分率を測定した。
Figure 2022513964000004
上記表３に見られるように、鋼組成の成分比及び製造工程が、本発明の範囲を外れるか、又は鋼の内部組織分率及び占有比が本発明の範疇を外れる比較例１～５の場合、関係式２（ｎ×Ｅｌ×ＴＳ／ＹＲ）が２５００未満と、本発明で目標とする鋼板の加工性を確保することができないことが確認できる。
一方、成分の範囲が本発明の要件を満たしており、その微細組織が発明の範囲を満たしている発明例１～６の場合、関係式２（ｎ×Ｅｌ×ＴＳ／ＹＲ）が２５００以上と高く、本発明で目標とする鋼板の加工性を確保することができることが分かり、併せて、めっき特性も良好であることが分かる。
以上、実施例を参照して説明したが、当該技術分野における熟練された通常の技術者であれば、下記の特許請求の範囲に記載された本発明の思想及び領域から逸脱しない範囲内で、本発明を多様に修正及び変更することができることを理解することができる。

Claims (12)

  1. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０６～０．１５％、シリコン（Ｓｉ）：１．２％以下（０は除く）、マンガン（Ｍｎ）：１．７～２．７％、モリブデン（Ｍｏ）：０．１５％以下（０は除く）、クロム（Ｃｒ）：１．０％以下（０は除く）、リン（Ｐ）：０．１％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下、チタン（Ｔｉ）：０．００１～０．０４％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００１～０．０４％、窒素（Ｎ）：０．０１％以下、ボロン（Ｂ）：０．０１％以下（０は除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、
    厚さ１／４ｔ地点の基地組織内のシリコン（Ｓｉ）、炭素（Ｃ）、マンガン（Ｍｎ）、モリブデン（Ｍｏ）、クロム（Ｃｒ）の含量が下記関係式１を満たし、微細組織が、面積％で、フェライト１０～７０％、ベイナイトと残留オーステナイトが合計で１０～５０％、残部はフレッシュマルテンサイトで構成され、フレッシュマルテンサイト（Ｍｔ）の全体分率とベイナイトに隣接しているフレッシュマルテンサイト（Ｍｂ）分率との比（Ｍｂ／Ｍｔ）が６０％以上である、加工性に優れた冷延鋼板。
    ［関係式１］
    （［Ｓｉ］＋［Ｃ］×３）／（［Ｍｎ］＋［Ｍｏ］＋［Ｃｒ］）≧０．１８
    （ここで、［Ｓｉ］、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｍｏ］、［Ｃｒ］は、それぞれ冷延鋼板の厚さ１／４ｔ地点におけるシリコン（Ｓｉ）、炭素（Ｃ）、マンガン（Ｍｎ）、モリブデン（Ｍｏ）、クロム（Ｃｒ）の重量％である。）
  2. 重量％で、アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：１．０％以下（０は除く）、アンチモン（Ｓｂ）：０．０５％以下（０は除く）をさらに含む、請求項１に記載の加工性に優れた冷延鋼板。
  3. フレッシュマルテンサイト（Ｍｔ）の全体分率と平均粒度３μｍ以下の微細なフレッシュマルテンサイト（Ｍｓｍ）の分率との比（Ｍｓｍ／Ｍｔ）が６０％以上である、請求項１に記載の加工性に優れた冷延鋼板。
  4. それぞれ４～６％の変形区間で測定した加工硬化指数（ｎ）、伸び率（Ｅｌ）、引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）が、下記関係式２を満たす、請求項１に記載の加工性に優れた冷延鋼板。
    ［関係式２］
    ｎ×Ｅｌ×ＴＳ／ＹＲ≧２５００
  5. 請求項１または２に記載の冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層が形成されている、溶融亜鉛めっき鋼板。
  6. 請求項１または２に記載の冷延鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層が形成されている、合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  7. 加工性に優れた冷延鋼板の製造方法であって、
    重量％で、炭素（Ｃ）：０．０６～０．１５％、シリコン（Ｓｉ）：１．２％以下（０は除く）、マンガン（Ｍｎ）：１．７～２．７％、モリブデン（Ｍｏ）：０．１５％以下（０は除く）、クロム（Ｃｒ）：１．０％以下（０は除く）、リン（Ｐ）：０．１％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下、チタン（Ｔｉ）：０．００１～０．０４％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００１～０．０４％、窒素（Ｎ）：０．０１％以下、ボロン（Ｂ）：０．０１％以下（０は除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む鋼スラブを再加熱した後、仕上げ圧延出口側の温度がＡｒ３～Ａｒ３＋５０℃となるように熱間圧延する段階；
    前記熱間圧延する段階後に、４００～７００℃で巻き取った後、巻き取り温度から常温まで０．１℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却して熱延鋼板を得る段階；
    巻き取られた前記熱延鋼板を４０～７０％の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る段階；
    前記冷延鋼板をＡｃ１＋２０℃～Ａｃ３－２０℃の焼鈍温度範囲で焼鈍する段階；
    焼鈍された冷延鋼板を、前記焼鈍温度から６３０～６７０℃の１次冷却終了温度まで１０℃／ｓ以下の平均冷却速度で１次冷却する段階；
    前記１次冷却終了温度から４００～５００℃の２次冷却終了温度の範囲まで急冷設備を用いて５℃／ｓ以上の平均冷却速度で２次冷却する段階；
    前記２次冷却の後、２次冷却終了温度で７０秒以上保持する段階；及び
    前記保持の後、前記保持温度からＭｓ～１００℃以下の温度まで５℃／ｓ以上の平均冷却速度で３次冷却する段階；
    を含む、加工性に優れた冷延鋼板の製造方法。
  8. 前記鋼スラブは、重量％で、アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：１．０％以下（０は除く）、アンチモン（Ｓｂ）：０．０５％以下（０は除く）をさらに含む、請求項７に記載の加工性に優れた冷延鋼板の製造方法。
  9. 前記連続焼鈍を７６０～８２０℃の温度範囲で実施する、請求項７に記載の加工性に優れた冷延鋼板の製造方法。
  10. 前記３次冷却の後に、１％未満の圧下率で調質圧延を行う段階をさらに含む、請求項７に記載の加工性に優れた冷延鋼板の製造方法。
  11. 前記保持する段階の後であり、前記３次冷却する前に、４３０～４９０℃の温度範囲で溶融亜鉛めっき処理する段階をさらに含む、請求項７乃至１０のいずれか一項に記載の加工性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  12. 前記溶融亜鉛めっき処理する段階の後であり、前記３次冷却する前に、合金化熱処理を行う、請求項１１に記載の加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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