JP5825481B2 - 深絞り性および焼付硬化性に優れる高強度冷延鋼板とその製造方法 - Google Patents

深絞り性および焼付硬化性に優れる高強度冷延鋼板とその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、自動車車体の外板等に用いて好適な、引張強さＴＳが４４０ＭＰａ以上で、平均ｒ値が１．２０以上であるとともに、ＢＨ量が４０ＭＰａ以上である、深絞り性および焼付硬化性に優れる高強度冷延鋼板とその製造方法に関するものである。
近年、地球環境を保護する観点から、自動車の燃費を改善し、ＣＯ２の排出量を削減するため、自動車車体の軽量化が強く求められている。それと同時に、衝突時における乗員の安全を確保する観点から、自動車車体の強度の向上も強く求められている。上記要求に応えるためには、自動車車体の軽量化と高強度化を同時に満たす必要があり、そのためには、自動車車体の素材となる鋼板板厚を、剛性が問題とならない範囲で薄肉化するとともに、鋼板強度を高めてやることが有効である。そこで、近年では、上記目的を達成するため、高強度鋼板の自動車部材への適用が積極的に行われている。
一般に、自動車車体の軽量化効果は、鋼板強度が高いほど享受することができる。そのため、昨今では、引張強さが４４０ＭＰａ以上の高強度鋼板を自動車車体に使用する傾向にある。一方、自動車車体を構成する部材の多くは、プレス加工によって成形されているため、その素材となる鋼板には、成形性に優れることも必要とされる。すなわち、自動車車体の軽量化と高強度化を達成するためには、引張強さが４４０ＭＰａ以上でかつ深絞り性にも優れる、具体的には、深絞り性の指標であるランクフォード値（ｒ値）が平均ｒ値で１．２以上である高強度鋼板が要求されるようになってきている。
さらに、自動車車体の外板パネルには耐デント性も要求されるため、塗装焼付後の強度が高いことが望ましく、そのためには、焼付硬化性（ＢＨ性）に優れることも必要とされる。しかし、従来のＢＨ性を高めた鋼板は、固溶Ｃを多く含むため、通常の軟鋼板と比較して成形性、特に深絞り性に劣る傾向にある。したがって、自動車車体の軽量化と安全性の向上の両方を実現するには、自動車車体に用いられる鋼板は、高強度で深絞り性に優れることに加えて、さらに焼付硬化性にも優れることが必要とされる。
高ｒ値と高強度を実現する技術としては、極低炭素鋼にＴｉやＮｂを添加して固溶Ｃや固溶Ｎを固定したＩＦ（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ ｆｒｅｅ）鋼をベースとし、これにＳｉやＭｎ，Ｐなどの固溶強化元素を添加する方法がある。例えば、特許文献１には、Ｃ：０．００２〜０．０１５％、Ｎｂ：Ｃ×３〜（Ｃ×８＋０．０２０）％、Ｓｉ：１．２％以下、Ｍｎ：０．０４〜０．８％、Ｐ：０．０３〜０．１０％の成分組成を有する、引張強さが３５〜４５ｋｇｆ／ｍｍ２級（３４０〜４４０ＭＰａ級）の非時効性を有する成形性に優れた高張力冷延鋼板が開示されている。しかしながら、このような極低炭素鋼素材の場合、引張強さを４４０ＭＰａ以上とするためには、多量の合金元素の添加が必要となるため、ｒ値が低下したり、表面性状やめっき性の悪化を招いたりするという問題がある。また、ＴｉやＮｂで固溶Ｃや固溶Ｎを固定するため、二次加工脆性が顕在化したり、耐デント性の確保に有効なＢＨ性が得られなくなるという問題もある。
上記の固溶強化元素を添加する方法以外の鋼板強度を高める方法としては、組織強化を利用する方法がある。例えば、軟質のフェライト相と硬質のマルテンサイト相とからなる複合組織鋼板（ＤＰ鋼板）は、一般的に、延性が良好で、優れた強度−延性バランスを有すると共に、低降伏比であるという特長を具えている。しかし、複合組織鋼板は、優れた成形性を有する反面、ｒ値が低いため深絞り性に劣るという問題がある。これは、結晶方位学的にｒ値に寄与しないマルテンサイト相が存在することに加えて、マルテンサイト相形成に必要な固溶Ｃが、高ｒ値化に有効な｛１１１｝再結晶集合組織の生成を阻害するためといわれている。
このような複合組織鋼板のｒ値を改善する技術としては、例えば、特許文献２には、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：１．５０％以下、Ｍｎ：０．３０〜１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２０〜０．０７０％、Ｎ：０．００２０〜０．００８０％を含有する鋼素材に所定条件の熱間圧延と冷間圧延を施した後、再結晶温度〜Ａｃ３変態点の温度で箱焼鈍を施してＡｌＮを析出させて｛１１１｝集積度を高め、次いで調質圧延し、さらに７００〜８００℃に加熱均熱し、焼入れし、２００〜５００℃で焼戻しを行う連続焼鈍を施すことで、ｒ値が１．３以上で、強度が４０〜６０ｋｇｆ／ｍｍ２の複合組織鋼板を得る技術が提案されている。
また、特許文献３には、Ｃ：０．２０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．８〜２．５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．２０％、Ｎ：０．００１５〜０．０１５０％、Ｐ：０．１０％以下を含有する鋼素材を熱間圧延し、冷間圧延した後、６５０〜８００℃の温度域で箱焼鈍を施して、ｒ値に好ましい再結晶集合組織を形成するとともに、オーステナイト相へＣ，Ｍｎ原子を偏析させ、次いで、６００℃以上に加熱冷却する連続焼鈍を施すことにより、フェライト−マルテンサイト複合組織からなる深絞り性と形状性に優れる鋼板を得る技術が提案されている。
また、特許文献４には、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２５％、Ｓｉ：０．００１〜３．０％、Ｍｎ：０．０１〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．０６％、Ｓ：０．０５％以下、Ｎ：０．００１〜０．０３０％、Ａｌ：０．００５〜０．３％を含有する鋼素材を熱間圧延し、圧下率３０％以上９５％未満の冷間圧延を施した鋼板に、平均加熱速度４〜２００℃／ｈｒで６００〜８００℃の最高到達温度まで加熱する焼鈍を施してＡｌとＮのクラスターや析出物を形成させて所望の集合組織とし、さらに、Ａｃ１変態点以上１０５０℃以下のフェライト−オーステナイト２相域に加熱し、冷却することにより、ベイナイト、マルテンサイト、オーステナイトのうちの１種または２種以上を合計で３〜１００％含む組織からなる、深絞り性に優れる鋼板を得る技術が提案されている。
しかしながら、上記特許文献２〜４に提案された技術は、ＡｌとＮのクラスターや析出物の形成により集合組織を発達させてｒ値を高めるための焼鈍工程と、所望の組織を形成するための熱処理工程とを必要とする。しかも、上記焼鈍工程は、箱焼鈍を基本とし、均熱保持時間も１時間以上であるため、長時間を要する。すなわち、特許文献２〜４の技術は、焼鈍処理時間が長い上、工程数が多く、生産性に劣る。また、コイル状態で高温長時間の焼鈍を行うため、鋼板同士が密着を起こしたり、テンパーカラーが発生したりするという品質上の問題や、焼鈍炉の炉体やインナーカバーの寿命が低下する等、製造設備上の問題もある。
複合組織鋼板のｒ値を改善する他の技術としては、例えば、特許文献５には、重量％で、Ｃ：０．００３〜０．０３％、Ｓｉ：０．２〜１％、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｔｉ：０．０２〜０．２％を含有し、（有効Ｔｉ）／（Ｃ＋Ｎ）の原子濃度比を０．４〜０．８とした鋼素材を熱間圧延し、冷間圧延した後、Ａｃ１変態点以上９００℃以下の温度で３０秒〜１０分間加熱後、平均冷却速度３０℃／ｓ以上で冷却する連続焼鈍を施して、フェライト中に所定量の第二相（マルテンサイトおよび／またはベイナイト）が分散した複合組織鋼板とする製造方法が提案されている。
この特許文献５によれば、重量％で、Ｃ：０．０１２％、Ｓｉ：０．３２％、Ｍｎ：０．５３％、Ｐ：０．０３％、Ａｌ：０．０３％、Ｔｉ：０．０５１％の組成を有する鋼素材を熱間圧延し、冷間圧延した後、フェライト−オーステナイト２相域である８７０℃で２分焼鈍後、平均冷却速度１００℃／ｓで急速冷却する連続焼鈍を施すことで、ｒ値が１．６１で、引張強さが４８２ＭＰａの複合組織鋼板が得られるとしている。
しかしながら、上記特許文献５の技術は、１００℃／ｓの冷却速度を確保するために、強力な冷却能力を備えた水焼入設備が必要となり、設備コストが嵩むという問題がある。また、水焼入れを施した鋼板は、形状性や表面処理性に劣るという問題もある。さらに、特許文献５の技術で得られる鋼板は、引張強さが５００ＭＰａに達しておらず、引張強さ５００ＭＰａ以上、さらに５９０ＭＰａ以上という高強度鋼板の製造には対応することが難しいという問題もある。
また、特許文献６には、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０８％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．２０％、Ｎ：０．０２％以下、Ｖ：０．０１〜０．５％を含有し、かつ、ＶとＣが所定の関係を満たして含有する鋼素材を熱間圧延し、冷間圧延し、続いてＡｃ１〜Ａｃ３変態点の温度域で連続焼鈍（再結晶焼鈍）することで、主相であるフェライト相と面積率１％以上のマルテンサイト相を含む組織を有する、深絞り性に優れた複合組織型の高張力冷延鋼板を製造する技術が提案されている。
この技術は、ＶとＣの含有量を適正化し、再結晶焼鈍前に、鋼中のＣをＶ系炭化物として析出させて固溶Ｃを極力低減することで高ｒ値を図り、続く再結晶焼鈍では、フェライト−オーステナイト２相域に加熱し、Ｖ系炭化物を溶解させてオーステナイト中にＣを濃化させ、その後の冷却過程でマルテンサイトを生成させて高強度化を図っているところに特徴がある。
しかしながら、この特許文献６の技術は、フェライト−オーステナイト２相域でＶ系炭化物を溶解させているが、Ｖ系炭化物の溶解速度にバラツキが生じるため、再結晶焼鈍工程での焼鈍温度や焼鈍時間を精度よく管理する必要があり、品質特性の安定性の面で問題を残している。
また、特許文献７には、質量％で、Ｃ：０．０１０〜０．０５０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．００５〜０．１％、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．５％、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．３％を含有し、かつ、ＮｂとＣとが（Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）：０．２〜０．７を満たすよう含有した鋼素材を熱間圧延し、冷間圧延した後、８００〜９５０℃のフェライト−オーステナイト２相域温度に加熱し、上記焼鈍温度から５００℃までの温度域を平均冷却速度５℃／ｓ以上で冷却する焼鈍を施す高強度鋼板の製造方法が提案されている。
この特許文献７の技術は、Ｎｂ添加によって熱延板組織の微細化を図るとともに、ＮｂとＣの含有量を（Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）：０．２〜０．７となるよう制御し、熱間圧延時の鋼中Ｃの一部をＮｂＣとして析出させて焼鈍前の固溶Ｃを低減することで、焼鈍時における粒界からの｛１１１｝再結晶粒の発生を促進し、高ｒ値化を図る一方、ＮｂＣとして固定されなかった固溶Ｃによって、焼鈍後の冷却時にマルテンサイトを生成させて高強度化を図るところに特徴がある。この特許文献７によれば、面積率５０％以上のフェライト相と面積率１％以上のマルテンサイト相を含む組織を有する、平均ｒ値が１．２以上の高強度鋼板を製造できるとしている。
しかしながら、Ｎｂを積極的に利用する特許文献７の技術には、次に挙げるような種々の問題がある。まず、Ｎｂは非常に高価な元素であり、原料コストの面で不利である。また、Ｎｂはオーステナイトの再結晶を著しく遅延させるため、熱間圧延時の負荷が高くなるという問題がある。さらに、熱延板中に析出したＮｂＣは、冷間圧延時の変形抵抗も高めるため、特許文献７の実施例に開示されているような高い圧下率（６５％）で冷間圧延を施す場合には、圧延負荷が大きくなり、トラブル発生の危険性が高まるとともに、生産性の低下や製造可能な鋼板幅の制約が生じる等、鋼板を安定生産する上での問題点を多く抱えている。
特開昭５６−１３９６５４号公報 特公昭５５−１０６５０号公報 特開昭５５−１００９３４号公報 特開２００３−６４４４４号公報 特公平０１−３５９００号公報 特開２００２−２２６９４１号公報 特開２００５−１２０４６７号公報
上記に説明したように、深絞り性に優れる軟鋼板の高強度化を図るには、従来の固溶強化を利用する技術では、多量のあるいは過剰の合金元素の添加が必要であり、ｒ値やＢＨ性の面のみならず、原料コストの面でも問題がある。また、組織強化を利用して高強度化する技術では、長時間の焼鈍を必要としたり、所望の組織を形成させるために焼鈍後に別の熱処理を施す必要があったり、高速冷却設備を必要としたりする等、製造上の問題がある。また、ＶＣやＮｂＣの析出を利用する技術では、比較的良好な加工特性を有する高強度鋼板が得られるものの、品質安定性や生産性さらにはコスト面でも改善の余地が残されている。
本発明は、上記従来技術が抱える問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、自動車用鋼板等に用いて好適な、引張強さＴＳが４４０ＭＰａ以上の高強度を有しながらも、平均ｒ値が１．２０以上でかつ焼付硬化量（ＢＨ量）が４０ＭＰａ以上の特性を兼備する、深絞り性と焼付硬化性に優れる高強度冷延鋼板を提供するとともに、その有利な製造方法を提案することにある。なお、本発明の高強度冷延鋼板には、引張強さが４４０ＭＰａ以上のものの他、引張強さが５００ＭＰａ以上、さらには５９０ＭＰａ以上のものも含まれる。
発明者らは、上記課題を解決するべく、高強度化手段が、鋼板の深絞り性や焼付硬化性および工業的生産性に及ぼす各種影響について鋭意検討した。その結果、Ｃ：０．０１０〜０．０６ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．０１０〜０．０９０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０１５〜０．１５ｍａｓｓ％、Ｓ：０．０１ｍａｓｓ％以下を含有し、かつ、ＮｂとＣが（Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）：０．２０未満の関係を満たして含有し、さらに、Ｎｂ，Ｔｉで固定されていない固溶Ｃの量（Ｃ＊）を所定の範囲に調整した成分組成を有する素材を用いて冷延鋼板を製造した場合には、面積率で７０％以上のフェライト相と面積率で３％以上のマルテンサイト相を含む鋼板組織を有し、平均ｒ値が１．２０以上、ＢＨ量が４０ＭＰａ以上で、引張強さＴＳが４４０ＭＰａ以上である、深絞り性および焼付硬化性が共に優れる高強度冷延鋼板を製造することができることを知見し、本発明を開発した。
すなわち、本発明は、Ｃ：０．０１０〜０．０６ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．５ｍａｓｓ％超１．５ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：１．０〜３．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．０１ｍａｓｓ％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．５ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．０１０〜０．０９０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０１５〜０．１５ｍａｓｓ％を含有し、かつＣ，Ｎｂ，Ｔｉ，ＮおよびＳが下記（１）式および（２）式； （Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）＜０．２０ ・・・（１） ０．００５≦Ｃ＊≦０．０２５ ・・・（２） ここで、Ｃ＊＝Ｃ−（１２／９３）Ｎｂ−（１２／４８）｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ｝で、上記各式中の元素記号は各元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。ただし、Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ≦０の場合は、Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ＝０とする。を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、面積率で７０％以上のフェライト相と３％以上のマルテンサイト相を含む組織からなり、引張強さが４４０ＭＰａ以上、平均ｒ値が１．２０以上で、ＢＨ量が４０ＭＰａ以上である深絞り性および焼付硬化性に優れる高強度冷延鋼板である。
本発明の高強度冷延鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、Ｍｏ，ＣｒおよびＶのうちから選ばれる１種または２種以上を合計で０．５ｍａｓｓ％以下含有することを特徴とする。
また、本発明の高強度冷延鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、Ｃｕ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：０．３ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする。
また、本発明の高強度冷延鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、Ｓｎ：０．２ｍａｓｓ％以下およびＳｂ：０．２ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする。
また、本発明の高強度冷延鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、Ｔａ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％を含有し、かつ、Ｃ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｔｉ，ＮおよびＳが、上記（２）式に代えて下記（３）式； ０．００５≦Ｃ＊≦０．０２５ ・・・（３） ここで、Ｃ＊＝Ｃ−（１２／９３）Ｎｂ−（１２／１８１）Ｔａ−（１２／４８）｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ｝で、上記各式中の元素記号は各元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。ただし、Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ≦０の場合は、Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ＝０とする。を満たして含有することを特徴とする。
また、本発明は、Ｃ：０．０１０〜０．０６ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．５ｍａｓｓ％超１．５ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：１．０〜３．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．０１ｍａｓｓ％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．５ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．０１０〜０．０９０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０１５〜０．１５ｍａｓｓ％を含有し、かつＣ，Ｎｂ，Ｔｉ，ＮおよびＳが下記（１）式および（２）式； （Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）＜０．２０ ・・・（１） ０．００５≦Ｃ＊≦０．０２５ ・・・（２） ここで、Ｃ＊＝Ｃ−（１２／９３）Ｎｂ−（１２／４８）｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ｝で、上記各式中の元素記号は各元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。ただし、Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ≦０の場合は、Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ＝０とする。を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼素材を熱間圧延し、冷間圧延し、焼鈍して高強度冷延鋼板を製造する方法において、前記熱間圧延の仕上圧延における最終パスの圧下率を１０％以上、前記最終パスの前パスの圧下率を１５％以上とし、前記焼鈍を、７００〜８００℃の温度範囲を平均昇温速度３℃／ｓ未満として８００〜９００℃の焼鈍温度に加熱した後、前記焼鈍温度から５００℃以下の冷却停止温度Ｔｃまでを平均冷却速度５℃／ｓ以上で冷却する条件で行うことで、面積率で７０％以上のフェライト相と３％以上のマルテンサイト相を含む組織からなり、引張強さが４４０ＭＰａ以上、平均ｒ値が１．２０以上で、ＢＨ量が４０ＭＰａ以上の鋼板を得ることを特徴とする、深絞り性および焼付硬化性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法を提案する。
本発明の製造方法における鋼素材は、上記成分組成に加えてさらに、Ｍｏ，ＣｒおよびＶのうちから選ばれる１種または２種以上を合計で０．５ｍａｓｓ％以下含有することを特徴とする。
また、本発明の製造方法における鋼素材は、上記成分組成に加えてさらに、Ｃｕ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：０．３ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする。
また、本発明の製造方法における鋼素材は、上記成分組成に加えてさらに、Ｓｎ：０．２ｍａｓｓ％以下およびＳｂ：０．２ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする。
また、本発明の製造方法における鋼素材は、上記成分組成に加えてさらに、Ｔａ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％を含有し、かつ、Ｃ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｔｉ，ＮおよびＳが、上記（２）式に代えて下記（３）式； ０．００５≦Ｃ＊≦０．０２５ ・・・（３） ここで、Ｃ＊＝Ｃ−（１２／９３）Ｎｂ−（１２／１８１）Ｔａ−（１２／４８）｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ｝で、上記各式中の元素記号は各元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。ただし、Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ≦０の場合は、Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ＝０とする。を満たして含有することを特徴とする。
また、本発明の製造方法は、前記熱間圧延の仕上圧延終了後、３秒以内に冷却を開始し、平均冷却速度４０℃／ｓ以上で７２０℃まで冷却し、５００〜７００℃の温度で巻き取りした後、圧延率５０％以上で冷間圧延することを特徴とする。
本発明によれば、Ｃの含有量を０．０１０〜０．０６ｍａｓｓ％の範囲とした上で、Ｎｂの添加量をＣ含有量との関係で（Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）：０．２０未満に制限して、従来の極低炭素ＩＦ鋼のように深絞り性に悪影響を及ぼす固溶Ｃの低減を徹底せず、さらに、ＮｂおよびＴｉで固定されない固溶Ｃ量（Ｃ＊）を所定の範囲に制御することで、引張強さＴＳが４４０ＭＰａ以上でかつ平均ｒ値が１．２０以上、ＢＨ量が４０ＭＰａ以上である、深絞り性、焼付硬化性が共に優れる高強度冷延鋼板を安定して製造することが可能となる。
さらに、本発明によれば、高価なＮｂを極力低減し、Ｔｉを積極的に利用することで、引張強さが４４０ＭＰａ以上のみならず、５００ＭＰａ以上、さらには５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板でも、平均ｒ値が１．２０以上で、ＢＨ量が４０ＭＰａ以上の、深絞り性と焼付硬化性に優れる高強度鋼板を、安価にかつ安定して製造することが可能となる。
したがって、本発明の高強度冷延鋼板を自動車部品に適用した場合には、これまでプレス成形が困難であった部材の高強度化が可能となるので、自動車車体の衝突安全性や軽量化に大きく寄与することができる。
まず、本発明の基本的な技術思想について説明する。
一般に、深絞り用冷延鋼板を高ｒ値化する、すなわち｛１１１｝再結晶集合組織を発達させるには、冷間圧延前および再結晶焼鈍前の固溶Ｃ量を極力低減することと、熱延板組織を微細化することが有効であるとされている。そのため、前述した従来技術の複合組織鋼板（ＤＰ鋼板）では、マルテンサイトの生成に多量の固溶Ｃが必要となるため、｛１１１｝再結晶集合組織が発達せず、ｒ値が低いという欠点を有していた。
しかしながら、発明者らは、｛１１１｝再結晶集合組織の発達と、マルテンサイトの生成を可能にする絶妙の固溶Ｃ量の範囲が存在することを新規に見出した。すなわち、本発明は、Ｃの含有量を、従来の低炭素鋼を素材としたＤＰ鋼板よりも低く、かつ、従来の極低炭素鋼板よりも多い、Ｃ：０．０１０〜０．０６ｍａｓｓ％の範囲に制御することに加えて、このＣ含有量に合わせてＮｂとＴｉを適正量添加し、適正量の固溶Ｃ量を確保することで、焼鈍時における｛１１１｝再結晶集合組織の発達を促進してｒ値を高めるとともに、焼鈍後の冷却時に適正量のマルテンサイトを生成させて高強度化を達成し、さらには、焼鈍後も高い焼付硬化量（ＢＨ量）を確保することができることを新たに見出した。
また、Ｎｂは、再結晶を遅延する効果があるため、熱延板組織を微細化するのに有効である。さらに、Ｎｂは、高い炭化物形成能を有し、熱延後の巻き取り段階で、鋼中にＮｂＣとして析出するため、冷間圧延前および再結晶焼鈍前の固溶Ｃ量を低減することができる。しかし、Ｎｂは高価な元素であり、製造性（圧延性）を悪化させる元素でもある。そこで、本発明では、Ｎｂの添加量は、熱延板組織の微細化に必要な最低限の量に制限し、固溶Ｃの低減には、Ｎｂと同様に高い炭化物形成能を有するＴｉを活用することとした。すなわち、本発明では、ＮｂをＣ含有量との関係で、（Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）：０．２０未満を満たすように添加するとともに、ＮｂやＴｉで固定されていない固溶Ｃ量（Ｃ＊）を０．００５〜０．０２５ｍａｓｓ％の範囲に制御している。
従来、このような固溶Ｃの存在は、｛１１１｝再結晶集合組織の発達を阻害するとされてきたが、本発明では、すべてのＣをＮｂＣあるいはＴｉＣとして固定せずに、マルテンサイトの形成に必要な固溶Ｃを存在させた上で、高ｒ値を達成している。このような効果が得られる理由は、現時点では明確にはなっていないが、固溶Ｃ量を上記範囲とした場合には、固溶Ｃによる｛１１１｝再結晶集合組織形成に及ぼす負の効果よりも、熱延板の微細化効果に加えて、マトリックス中に微細なＮｂＣやＴｉＣが析出し、冷間圧延時にこの析出物近傍に歪が蓄積して｛１１１｝再結晶粒の発生が促進される正の効果の方が大きくなるためと考えられる。
すなわち、本発明は、鋼の成分組成を適正範囲に制御することによって、固溶Ｃ量（Ｃ＊）を０．００５〜０．０２５ｍａｓｓ％の範囲に制御し、もって、高ｒ値化、高ＢＨ化と複合組織化による高強度化を実現しているところに１つの特徴がある。また、本発明は、（Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）を０．２０未満に抑制し、その代替としてＴｉを積極的に活用することで、熱間圧延や冷間圧延の負荷を増大させる高価なＮｂの添加量を大幅に削減し、もって、原料コストの上昇や生産性の低下を招くことなく、高ｒ値かつ高ＢＨ性を有する高強度冷延鋼板を工業的に安定して製造可能としたところに、２つめの特徴がある。
また、本発明は、Ｎｂによる熱延板組織の微細化効果に加えて、熱間圧延での仕上圧延における最終パスの圧下率および最終パスの前パスの圧下率を適正範囲に制御し、さらに、仕上圧延後の冷却条件を適正範囲に制御した場合には、熱延板の結晶粒の微細化がより顕著に進み、冷間圧延、焼鈍後の組織も微細化されること、そして、この焼鈍後組織の微細化は、粒界面積を増大し、焼付硬化性を高める粒界偏析したＣ量も増大するため、高い焼付硬化量（ＢＨ量）を得ることが可能となることも見出した。
本発明は、上記の新規知見にさらに検討を加えてなされたものである。
次に、本発明の高強度冷延鋼板の成分組成について説明する。
Ｃ：０．０１０〜０．０６ｍａｓｓ％
Ｃは、鋼を固溶強化し、また、フェライトを主相とし、マルテンサイトを含む第２相を含む複合組織の生成を促進して高強度化を達成するのに必要な重要元素である。Ｃ含有量が０．０１０ｍａｓｓ％未満では、十分な量のマルテンサイトを確保することが困難となり、本発明が所望とする４４０ＭＰａ以上の引張強さが得られなくなる。一方、Ｃ含有量が０．０６ｍａｓｓ％を超えると、生成するマルテンサイト量が増加し、所望とする平均ｒ値（１．２０以上）が得られなくなる。よって、本発明では、Ｃは０．０１０〜０．０６ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは、０．０２０〜０．０４５ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｓｉ：０．５ｍａｓｓ％超え１．５ｍａｓｓ％以下
Ｓｉは、フェライト変態を促進し、未変態オーステナイト中のＣ含有量を高めて、フェライトとマルテンサイトからなる複合組織を生成しやすくするほか、固溶強化能にも優れる元素である。そこで、本発明では、４４０ＭＰａ以上の引張強さを確保するため、Ｓｉは０．５ｍａｓｓ％超え添加する。一方、Ｓｉ添加量が１．５ｍａｓｓ％を超えると、鋼板表面にＳｉ系酸化物が形成され、製品鋼板の化成処理性や塗装密着性、塗装後耐食性を低下するようになる。よって、本発明では、Ｓｉは０．５ｍａｓｓ％超１．５ｍａｓｓ％以下とする。なお、引張強さを５００ＭＰａ以上とするには、Ｓｉ含有量は０．８ｍａｓｓ％超えが好ましく、さらに引張強さを５９０ＭＰａ以上とするには、Ｓｉ含有量は１．０ｍａｓｓ％以上とするのが好ましい。
Ｍｎ：１．０〜３．０ｍａｓｓ％
Ｍｎは、鋼の焼入性を向上し、マルテンサイトの生成を促進する元素であるため、高強度化を図る上で有効な元素である。Ｍｎの含有量が１．０ｍａｓｓ％未満では、所望量のマルテンサイトの生成が困難となり、４４０ＭＰａ以上の引張強さを確保することができなくなるおそれがある。一方、Ｍｎ含有量が３．０ｍａｓｓ％を超えると、原料コストの上昇を招くとともに、ｒ値および溶接性が低下するようになる。よって、Ｍｎの含有量は１．０〜３．０ｍａｓｓ％の範囲とする。なお、Ｍｎは、引張強さを５００ＭＰａ以上とするには１．２ｍａｓｓ％以上、５９０ＭＰａ以上とするには１．５ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。
Ｐ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％
Ｐは、固溶強化能が高く、鋼の高強度化に有効な元素である。しかし、Ｐの含有量が０．００５ｍａｓｓ％未満では、その効果が十分ではなく、むしろ、製鋼工程での脱燐が必要となり、製造コストの上昇を招く。一方、Ｐの含有量が０．１ｍａｓｓ％を超えると、Ｐが粒界に偏析し、耐二次加工脆性や溶接性の低下を招く。また、Ｐが粒界に偏析すると、高ＢＨ化に寄与する粒界に偏析するＣ量が低下するため、所望のＢＨ量を確保できないおそれがある。よって、Ｐの含有量は、０．００５〜０．１ｍａｓｓ％の範囲とする。なお、ＢＨ量を確実に確保する上では、Ｐは０．０８ｍａｓｓ％以下が好ましく、０．０５ｍａｓｓ％以下とするのがより好ましい。
Ｓ：０．０１ｍａｓｓ％以下
Ｓは、熱間脆性を起こす原因となるほか、鋼中に硫化物系介在物として存在して、鋼板の加工性を低下させる有害な元素である。したがって、Ｓは極力低減するのが好ましく、本発明では、Ｓは０．０１ｍａｓｓ％を上限とする。好ましくは０．００８ｍａｓｓ％以下である。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．５ｍａｓｓ％
Ａｌは、脱酸剤として添加される元素であるが、固溶強化能を有するため、高強度化に有効に作用する。しかし、ｓｏｌ．ＡｌとしてのＡｌ含有量が０．００５ｍａｓｓ％未満では、上記効果が得られない。一方、ｓｏｌ．ＡｌとしてのＡｌ含有量が０．５ｍａｓｓ％を超えると、原料コストの上昇を招くとともに、鋼板の表面欠陥を誘発する原因ともなる。よって、ｓｏｌ．ＡｌとしてのＡｌの含有量は０．００５〜０．５ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．００５〜０．１ｍａｓｓ％である。
Ｎ：０．０１ｍａｓｓ％以下
Ｎは、含有量が０．０１ｍａｓｓ％を超えると、鋼中に過剰な窒化物が生成することに起因して、延性や靭性の低下のほか、鋼板の表面性状の悪化も招く。よって、Ｎは０．０１ｍａｓｓ％以下とする。
Ｎｂ：０．０１０〜０．０９０ｍａｓｓ％
Ｎｂは、熱延板組織を微細化するとともに、熱延板中にＮｂＣとして析出して鋼中に存在する固溶Ｃの一部を固定する作用を有し、これらの作用によって高ｒ値化に寄与する、本発明においては極めて重要な元素である。また、Ｎｂ添加による熱延板組織の微細化は、冷延、焼鈍後の鋼板組織を微細化し、粒界面積を増大させるので、粒界へのＣ偏析量を増大し、ＢＨ量を高める効果もある。このような効果を得るためには、Ｎｂを０．０１０ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。一方、０．０９０ｍａｓｓ％を超える過剰な添加は、原料コストの上昇を招くだけでなく、熱間圧延や冷間圧延における圧延負荷を高めるため、安定した製造を困難にする。また、後述するように、本発明においては、焼鈍後の冷却過程でマルテンサイトを生成させるために所定量の固溶Ｃを必要とするが、Ｎｂの過剰な添加は、鋼中のＣのすべてをＮｂＣとして固定してしまうため、マルテンサイトの生成を阻害することになる。よって、Ｎｂの添加量は０．０１０〜０．０９０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０１０〜０．０７５ｍａｓｓ％、さらに好ましくは０．０１０〜０．０５ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｔｉ：０．０１５〜０．１５ｍａｓｓ％
Ｔｉは、Ｎｂと同様、Ｃを固定し、ＴｉＣとして熱延板中に析出することによって、高ｒ値化に寄与する、本発明における重要元素である。また、Ｔｉは、Ｎｂに比べて効果は小さいものの、熱延板組織を微細化する作用も有するため、冷延、焼鈍後の鋼板組織の微細化と粒界面積の増大を介して粒界へのＣ偏析量を増大させるので、ＢＨ量を高める効果も有する。このような効果を発現させるには、Ｔｉを０．０１５ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。一方、０．１５ｍａｓｓ％を超える過剰な添加は、原料コストの上昇を招くとともに、冷間圧延時の変形抵抗を高くするため、安定した製造を困難にする。また、過剰なＴｉの添加は、Ｎｂと同様に、固溶Ｃを低減し、焼鈍後の冷却過程におけるマルテンサイトの生成を阻害する。よって、Ｔｉの添加量は０．０１５〜０．１５ｍａｓｓ％の範囲とする。
本発明の高強度冷延鋼板は、上記成分組成を満たすことに加えてさらに、Ｃ，Ｎｂ，Ｔｉ，ＮおよびＳが下記の（１）式および（２）式を満たして含有することが必要である。
（Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）＜０．２０ ・・・（１）
０．００５≦Ｃ＊≦０．０２５ ・・・（２）
ここで、Ｃ＊＝Ｃ−（１２／９３）Ｎｂ−（１２／４８）｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ｝であり、上記式中の元素記号は各元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。ただし、Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ≦０の場合は、Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ＝０とする。
Ｎｂは、Ｔｉに比べて高価な元素であるほか、熱間圧延の圧延負荷を増大して、製造安定性を害する原因の一つとなっている。また、後述するように、本発明では、焼鈍後の冷却過程でマルテンサイトを生成させるために、ＮｂやＴｉによって固定されていない固溶Ｃの量（Ｃ＊）を、所定量確保する必要がある。そのため、本発明においては、原料コスト、製造安定性、鋼板組織および鋼板特性の観点から、（Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）およびＣ＊を、適正範囲に制御する必要がある。したがって、上記（Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）およびＣ＊を規定する（１）式および（２）式は、本発明においては、最も重要な指標である。
（Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）は、Ｃに対するＮｂの原子比であり、この値が０．２０以上であると、ＮｂＣの析出量が増大して熱間圧延時の負荷が増大するだけでなく、高価なＮｂ添加量が多くなるため、原料コスト面でも不利となる。したがって、（Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）は０．２０未満とする。
また、Ｃ＊は、ＮｂやＴｉによって固定されていない固溶Ｃ量を意味し、この値が０．００５ｍａｓｓ％未満では、所定のマルテンサイト量を確保できず、引張強さ４４０ＭＰａ以上を達成することが難しくなる。一方、Ｃ＊が０．０２５ｍａｓｓ％を超えると、高ｒ値化に有効なフェライト相の｛１１１｝再結晶集合組織の形成を阻害し、良好な深絞り性が得られなくなるばかりでなく、マルテンサイト相の増加に伴い、所望のＢＨ量が得られなくなるおそれがある。よってＣ＊は０．００５〜０．０２５ｍａｓｓ％の範囲とする。なお、ＢＨ量を５０ＭＰａ以上とするには、Ｃ＊０．０２０ｍａｓｓ％以下とするのが好ましく、ＢＨ量を６０ＭＰａ以上とするには、Ｃ＊を０．０１５ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。
本発明の高強度冷延鋼板は、上記基本組成に加えてさらに、要求される特性に応じて、Ｍｏ，ＣｒおよびＶのうちから選ばれる１種または２種以上および／またはＣｕおよびＮｉのうちから選ばれる１種または２種を添加することができる。
Ｍｏ，ＣｒおよびＶのうちから選ばれる１種または２種以上：合計で０．５ｍａｓｓ％以下
Ｍｏ，ＣｒおよびＶは、高価な元素であるが、Ｍｎと同様、焼入性を向上させる元素であり、マルテンサイトを安定して生成させるのに有効な元素である。このような効果は、上記成分の合計添加量が０．１ｍａｓｓ％以上で顕著に発現するので、０．１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。一方、Ｍｏ,ＣｒおよびＶの合計添加量が０．５ｍａｓｓ％を超えると、上記効果が飽和するだけでなく、原料コストの上昇を招く。よって、これらの元素を添加する場合は、合計で０．５ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。
Ｃｕ：０．３ｍａｓｓ％以下およびＮｉ：０．３ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種
Ｃｕは、熱間圧延時に割れを引き起こして、表面疵の発生原因となる有害元素である。しかし、本発明の冷延鋼板では、Ｃｕによる鋼板特性への悪影響は小さいので、０．３ｍａｓｓ％以下の含有量であれば許容できる。これにより、スクラップ等を使用し、リサイクル原料の活用が可能となるので原料コストの低減を図ることができる。
Ｎｉは、Ｃｕと同様、鋼板特性に及ぼす影響は小さいが、Ｃｕ添加による表面疵の発生を防止する効果がある。上記効果は、Ｃｕ含有量の１／２以上添加することで発現させることができる。しかし、Ｎｉの添加量が過剰になると、スケールの不均一生成に起因した別の表面欠陥の発生を助長するので、Ｎｉ添加量の上限は０．３ｍａｓｓ％とするのが好ましい。
本発明の高強度冷延鋼板は、上記成分に加えてさらに、ＳｎおよびＳｂのうちから選ばれる１種または２種および／またはＴａを添加することができる。
Ｓｎ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｓｂ：０．２ｍａｓｓ％以下
ＳｎやＳｂは、鋼板表面の窒化や酸化あるいは酸化により生じる鋼板表面数十μｍ領域の脱炭を抑制するために添加することができる。このような窒化や酸化、脱炭が抑制されることで、鋼板表面におけるマルテンサイト生成量の減少が抑制され、疲労特性や表面品質が改善される。上記効果を得るためには、Ｓｎおよび／またはＳｂは、それぞれ０．００５ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、０．２ｍａｓｓ％を超える添加は、靭性の劣化を招くおそれがあるので、添加する場合には、それぞれ０．２ｍａｓｓ％を上限とするのが好ましい。
Ｔａ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％
Ｔａは、ＮｂやＴｉと同様、熱延板中にＴａＣとして析出し、Ｃを固定する作用を有するので、高ｒ値化に寄与する元素である。この効果を得るためには、０．００５ｍａｓｓ％以上添加することが好ましい。しかし、０．１ｍａｓｓ％を超える添加は、原料コストの増加のみならず、ＮｂやＴｉと同様、焼鈍後の冷却過程におけるマルテンサイトの形成を阻害したり、熱延板中に析出したＴａＣが、冷間圧延時の変形抵抗を高め、製造性を悪化させたりする。よって、Ｔａを添加する場合には、０．００５〜０．１ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。
なお、Ｔａを添加する場合、Ｃ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｔｉ，ＮおよびＳは、前述した（２）式に代えて、下記（３）式；
０．００５≦Ｃ＊≦０．０２５ ・・・（３）
ここで、Ｃ＊＝Ｃ−（１２／９３）Ｎｂ−（１２／１８１）Ｔａ−（１２／４８）｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ｝で、上記各式中の元素記号は各元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。
を満たして含有することが好ましい。
上記（３）式中のＣ＊が、０．００５未満では、所定のマルテンサイト量を確保することができず、４４０ＭＰａ以上の引張強さを得ることが難しくなる。一方、Ｃ＊が０．０２５を超えると、高ｒ値化に有効なフェライト相の｛１１１｝再結晶集合組織の形成を阻害するため、良好な深絞り性が得られなくなるばかりでなく、マルテンサイト相の増加に伴って、所望のＢＨ量を確保できなくなるおそれがある。なお、ＢＨ量：５０ＭＰａ以上とするには、Ｃ＊は０．０２０以下とすることが好ましく、また、ＢＨ量：６０ＭＰａ以上とするには、Ｃ＊は０．０１５以下とすることが好ましい。
本発明の冷延鋼板は、上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。ただし、本発明の効果を害しない範囲であれば、その他の成分の含有を拒むものではない。ただし、酸素（Ｏ）は、非金属介在物を形成して鋼板品質に悪影響を及ぼすため、その含有量は０．００３ｍａｓｓ％以下に低滅するのが好ましい。
次に、本発明の高強度冷延鋼板の鋼組織（ミクロ組織）について説明する。
本発明の高強度冷延鋼板は、鋼板強度とプレス成形性（特に深絞り性）、焼付硬化性を共に満たすため、鋼板組織全体に対して、面積率で７０％以上のフェライト相と、面積率で３％以上のマルテンサイト相を含む鋼板組織を有するものであることが必要である。なお、本発明の高強度冷延鋼板は、フェライト相とマルテンサイト相以外の残部組織として、パーライト、ベイナイト、残留オーステナイトおよび炭化物等を含む場合があるが、これらは合計面積率で５％以下であれば許容できる。
＜フェライト相：面積率で７０％以上＞
フェライト相は、鋼板のプレス成形性、特に深絞り性を確保するのに必要な軟質相であり、本発明においては、フェライト相の｛１１１｝再結晶集合組織を発達させることによって、高ｒ値化を図っている。フェライト相の面積率が７０％未満では、平均ｒ値１．２０以上を達成することが難しく、良好な深絞り性を得ることができない。また、焼付硬化性は、フェライト中の固溶Ｃ量と相関があり、フェライト相の面積率が７０％未満では、ＢＨ量４０ＭＰａ以上を達成することが難しくなる。よって、フェライト相は、面積率で７０％以上とする。なお、平均ｒ値およびＢＨ量をより高めるためには、フェライト相の面積率は８０％以上が好ましい。一方、フェライト相の面積率が９７％を超えると、鋼板強度が低下し、引張強さ４４０ＭＰａ以上を確保することが難しくなる。なお、本発明における「フェライト」には、ポリゴナルフェライトのほか、オーステナイトから変態した転位密度の高いベイニティックフェライトも含まれる。
＜マルテンサイト相：面積率で３％以上＞
マルテンサイト相は、本発明の冷延鋼板の強度を確保するのに必要な硬質相である。マルテンサイト相の面積率が３％未満では、鋼板強度が低下し、引張強さ４４０ＭＰａ以上を確保することが難しくなるので、マルテンサイト相の面積率は３％以上とする。なお、引張強さを５００ＭＰａ以上あるいは５９０ＭＰａ以上とするには、マルテンサイト相は、面積率で５％以上とするのが好ましい。一方、マルテンサイト相の面積率が３０％を超えると、ｒ値およびＢＨ性を向上させるフェライト相の面積率が低下し、良好な深絞り性や焼付硬化性を確保することが難しくなる。よって、マルテンサイト相の面積率は３０％以下とし、２０％以下とするのが好ましい。
次に、本発明の高強度冷延鋼板の製造方法について説明する。
本発明の高強度冷延鋼板は、上述した化学成分組成に調整した鋼を転炉等で溶製し、連続鋳造等で鋼素材（鋼スラブ）とする製鋼工程、上記鋼スラブを粗圧延と仕上圧延とからなる熱間圧延により熱延板とする熱間圧延工程、上記熱延板を冷間圧延して冷延板とする冷間圧延工程、上記冷延板を焼鈍して所定の強度と深絞り性、焼付硬化性を得る焼鈍工程を順次経ることにより製造される。
（製鋼工程）
本発明の製造方法においては、鋼の溶製方法は、例えば、転炉や電気炉等で得た溶鋼を真空脱ガス処理等の二次精錬して所定の成分組成とする公知の溶製プロセスを採用することができ、特に制限はない。また、溶鋼をスラブとする方法は、偏析等の問題から連続鋳造法を用いるのが好ましいが、造塊−分塊圧延法や薄スラブ連鋳法などの方法で鋼スラブとしてもよい。
（熱間圧延工程）
＜スラブ再加熱＞
上記のようにして得た鋼スラブは、その後、再加熱し、熱間圧延するのが好ましい。上記鋼スラブの再加熱温度は、ＴｉＣ等の析出物を粗大化させることにより、｛１１１｝再結晶集合組織を発達させて、深絞り性を改善する観点からは低い方が好ましい。しかし、加熱温度が１０００℃未満では、熱間圧延における圧延負荷が増大し、圧延トラブルを発生するおそれがあるので、スラブ加熱温度は１０００℃以上とするのが好ましい。なお、加熱温度の上限は、酸化によるスケールロスの増大を抑制する観点から、１３００℃程度とするのが好ましい。なお、鋼スラブを熱間圧延するに当たっては、スラブを加熱炉に装入して所定の温度に再加熱してから圧延するのが一般的であるが、連続鋳造後のスラブが所定の温度以上である場合には、スラブを再加熱することなくそのまま圧延（直送圧延）したり、高温状態のまま加熱炉に装入して再加熱の一部を省略する方法（温片装入）を採用したりしてもよい。
＜粗圧延＞
上記条件で再加熱した鋼スラブは、粗圧延してシートバーとする。ここで、粗圧延の条件は、常法に従って行えばよく、特に規定しない。なお、スラブ加熱温度を低くした場合には、所定の熱延温度を確保する、あるいは、圧延トラブルを防止する観点から、シートバーヒーターを活用してシートバーの昇温を図ってもよいことは言うまでもない。
＜仕上圧延＞
上記粗圧延後のシートバーは、その後、仕上圧延して熱延板とするが、本発明においては、上記仕上圧延の最終パスおよび最終パスの前パスの圧下率を適正範囲に制御することが好ましい。すなわち、仕上圧延の最終パスの圧下率は、１０％以上として旧オーステナイト粒内に剪断帯を多数導入し、フェライト変態の核生成サイトを増大して熱延板組織の微細化を図るのが好ましい。この熱延板組織の微細化は、冷延後の焼鈍時における｛１１１｝再結晶集合組織の優先核生成サイトを増大させるので、ｒ値の向上に有効であるだけでなく、焼鈍後の鋼板組織を微細化し、粒界面積を増大して粒界偏析Ｃ量を増大させるので、焼付硬化性を高めるにも有効である。一方、最終パス圧下率が１０％未満では、フェライト粒が粗大化するため、上記の高ｒ値化や高ＢＨ化の効果が得られないおそれがある。よって、最終パスの圧下率は１０％以上とするのが好ましいが、１３％以上であればより好ましい。
さらに、高ｒ値化や高ＢＨ化の効果をより高めるためには、上記最終パスの圧下率制御に加えて、最終パスの前パスの圧下率を１５％以上とするのが好ましい。この最終パスの前パスの圧下率制御によって、歪累積効果がより高まって旧オーステナイト粒内に剪断帯が多数導入されるため、フェライト変態の核生成サイトがさらに増大して熱延板組織がより微細化し、ｒ値およびＢＨ性がさらに向上する。最終パスの前パスの圧下率が１５％未満では、熱延板組織の微細化効果が不十分となり、上記のｒ値やＢＨ性の向上効果が十分に得られないおそれがある。よって、最終パスの前パスの圧下率は１５％以上とするのが好ましく、１８％以上とするのがより好ましい。
なお、上記最終パスおよび最終パスの前パスの２パスの圧下率の上限は、圧延負荷の観点から、それぞれ４０％未満とするのが好ましい。
また、最終パスおよび最終パスの前パスにおける圧延温度については、特に制限する必要はないが、最終パスの圧延温度は、８００℃以上が好ましく、８３０℃以上がより好ましい。また、最終パスの前パスの圧延温度は９８０℃以下が好ましく、９５０℃以下がより好ましい。
最終パスの圧延温度が８００℃未満では、未再結晶オーステナイトからフェライトへの変態が多くなり、冷延焼鈍後の鋼板組織が熱延板組織の影響を受けて圧延方向に伸長した不均一な組織となり、加工性が低下するようになる。
また、最終パスの前パスの圧延温度が９８０℃を超えると、回復によって歪の累積効果が不十分となるため、熱延板組織が微細化し難くなり、高ｒ値化、高ＢＨ化の効果が得られなくなるおそれがあるからである。
＜熱間圧延後の冷却条件および巻取温度＞
上記熱間圧延を終了した熱延板は、結晶粒微細化によるｒ値向上、ＢＨ性向上を図る観点から、仕上圧延終了後、３秒以内に冷却を開始し、平均冷却速度４０℃／ｓ以上で７２０℃まで冷却し、５００〜７００℃の温度でコイルに巻き取ることが好ましい。
冷却を開始するまでの時間が３秒を超えたり、平均冷却速度が４０℃／ｓ未満、あるいは、冷却停止温度が７２０℃より高い場合は、熱延板組織が粗大となり、ｒ値やＢＨ性の向上効果が得られない場合がある。
また、巻取温度が７００℃を超えると、熱延板組織が粗大化し、強度の低下が懸念されるとともに、冷延焼鈍後の高ｒ値化や高ＢＨ化を阻害するおそれがある。一方、巻取温度が５００℃未満では、ＮｂＣやＴｉＣの析出が困難となり、固溶Ｃが増加するため、やはり高ｒ値化に不利となる。
（冷間圧延工程）
上記熱間圧延した鋼板は、その後、常法に従って、酸洗し、冷間圧延して冷延板とする。このときの冷間圧延における圧下率は、５０〜９０％の範囲とするのが好ましいが、高ｒ値化を図るためには、冷延圧下率は高めに設定するのがより好ましい。圧下率が５０％未満では、フェライト相の｛１１１｝再結晶集合組織が十分に発達せず、優れた深絞り性が得られないおそれがある。一方、圧下率が９０％を超えると、冷間圧延における負荷が増大し、通板トラブルが発生するおそれがあるからである。
（焼鈍工程）
上記冷間圧延した鋼板は、その後、焼鈍して、所望とする強度と深絞り性、焼付硬化性を付与する。そのためには、上記焼鈍を、以下に説明するように、７００〜８００℃の温度範囲の平均昇温速度を３℃／ｓ未満として８００〜９００℃の焼鈍温度まで加熱し、均熱した後、上記焼鈍温度（均熱温度）から５００℃以下の冷却停止温度Ｔｃまで、平均冷却速度５℃／ｓ以上で冷却することが必要である。上記条件を満たす焼鈍方法としては、連続焼鈍が好ましく適合する。
＜平均昇温速度＞
本発明では、熱延板の段階で、ＴｉＣやＮｂＣを鋼中に析出させているため、冷間圧延後の鋼板の再結晶温度は、比較的高温となっている。このため、冷延板を加熱するに際しては、再結晶を促進させて、高ｒ値化に有効な｛１１１｝再結晶集合組織を発達させる観点から、７００〜８００℃の温度範囲を平均昇温速度３℃／ｓ未満の低速で加熱する必要がある。平均昇温速度が３℃／ｓ以上では、｛１１１｝再結晶集合組織の発達が不十分となり、高ｒ値化が困難となるおそれがある。なお、生産性を高める観点から、平均昇温速度は０．５℃／ｓ以上とするのが好ましい。
＜焼鈍温度＞
本発明の鋼板の焼鈍後の鋼板組織を、所望の面積率のフェライト相とマルテンサイト相を含む複合組織とするためには、焼鈍温度（均熱温度）は、フェライト相とオーステナイト相の２相域温度とする必要がある。このため、本発明では、焼鈍温度を８００〜９００℃の温度範囲とする。焼鈍温度が８００℃未満では、焼鈍後の冷却後に所望のマルテンサイト量が得られない上、焼鈍中に再結晶が十分に完了しないため、フェライト相の｛１１１｝再結晶集合組織が発達せず、平均ｒ値１．２０以上を確保できないおそれがある。一方、焼鈍温度が９００℃を超えると、フェライト中の固溶Ｃ量が減少し、４０ＭＰａ以上のＢＨ量を確保することができないおそれがある。また、焼鈍温度が９００℃を超えると、その後の冷却条件によっては、第２相（マルテンサイト相、ベイナイト相、パーライト相）が必要以上に増加して所望の面積率のフェライト相が得られず、良好なｒ値が得られなくなるおそれがある。また、生産性の低下やエネルギーコストの増加を招くという問題もある。よって、焼鈍温度は８００〜９００℃の範囲とするが、好ましくは８２０〜８８０℃の範囲である。
なお、焼鈍における均熱保持時間は、オーステナイトへのＣ等の元素の濃化を十分に進行させる観点、およびフェライト相の｛１１１｝再結晶集合組織の発達を十分に促進させる観点から、１５秒（ｓ）以上とするのが好ましい。一方、均熱保持時間が３００秒（ｓ）を超えると、結晶粒が粗大化し、高いＢＨ量が得られなくなるだけでなく、強度の低下や鋼板表面性状の劣化等、鋼板の諸特性に悪影響を及ぼすおそれがある。よって、焼鈍での均熱保持時間は、１５〜３００秒（ｓ）の範囲とするのが好ましい。より好ましくは１５〜２００秒（ｓ）の範囲である。
＜冷却速度＞
上記焼鈍で再結晶が完了した鋼板は、その後、焼鈍温度（均熱温度）から平均冷却速度５℃／ｓ以上で５００℃以下の冷却停止温度Ｔｃまで冷却することが必要である。平均冷却速度が５℃／ｓ未満では、鋼板組織全体に対する面積率で３％以上のマルテンサイト相を確保することが難しくなり、所望の強度（引張強さ４４０ＭＰａ以上）が得られないおそれがある。また、冷却停止温度が５００℃を超える場合には、やはり、面積率で３％以上のマルテンサイト相を確保できないおそれがある。なお、平均冷却速度は、好ましくは８℃／ｓ以上、より好ましくは１０℃／ｓ以上であり、また、冷却停止温度Ｔｃは、好ましくは４００〜４５０℃の範囲である。なお、平均冷却速度が１００℃／ｓを超えると、水冷等の特別な設備が必要となり、製造コストの増加を招いたり、鋼板形状の悪化を招いたりするおそれがあるため、平均冷却速度の上限は、１００℃／ｓ程度とするのが好ましい。
なお、本発明においては、冷却停止温度Ｔｃ以降の冷却条件については特に限定しないが、マルテンサイト相の焼戻しを適度に進行させて、延性や靭性を回復する観点から、冷却停止温度Ｔｃから２００℃までの温度域を平均冷却速度０．２〜１０℃／ｓで冷却するのが好ましい。すなわち、上記温度域の平均冷却速度が０．２℃／ｓ未満であると、マルテンサイト相の焼戻しが過度に進行し、所望の強度が得られないおそれがある。一方、上記温度域の平均冷却速度が１０℃／ｓを超えると、マルテンサイト相の焼戻しが十分に進行せず、延性や靭性の回復効果があまり期待できないからである。より好ましい平均冷却速度は０．５〜６℃／ｓの範囲である。
上記のようにして製造された本発明の冷延鋼板は、その後、形状矯正や表面粗度調整等の目的で、調質圧延やレベラー加工等を施してもよい。なお、調質圧延を行う場合には、伸び率は０．３〜１．５％程度とするのが好ましい。
表１に示す成分組成を有するＡ〜Ｖの鋼を、転炉、真空脱ガス処理等を経る公知の製錬プロセスで溶製し、連続鋳造して厚さが２６０ｍｍの鋼スラブとした。これらの鋼スラブを１２２０℃に加熱後、熱間圧延し、板厚が３．８ｍｍの熱延板とした。なお、上記熱間圧延の仕上圧延における最終パスおよび最終パスの前パスの圧延温度および圧下率、仕上圧延終了後の冷却開始から７２０℃までの平均冷却速度および巻取温度は表２に示すとおりとし、仕上圧延終了後から冷却を開始するまでの時間は３秒以内とした。
Figure 0005825481
Figure 0005825481
次いで、上記熱延板を酸洗し、表２に示す条件で冷間圧延して板厚１．２ｍｍの冷延板とした後、表２に示す条件で連続焼鈍した後、伸び率０．５％の調質圧延を施し、冷延鋼板（製品）とした。
上記のようにして得た各冷延鋼板からサンプル材を採取し、下記の方法で組織観察、引張試験を行い、鋼板組織の特定、フェライト相およびマルテンサイト相の面積率、引張強さ、伸び、平均ｒ値および焼付硬化量（ＢＨ量）を測定した。
＜組織観察＞
上記サンプル材から組織観察用試験片を採取し、Ｌ断面（圧延方向に平行な垂直断面）を機械的に研磨し、ナイタールで腐食した後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて倍率２０００倍で撮影した組織写真（ＳＥＭ写真）から鋼板組織の特定とフェライト相およびマルテンサイト相の面積率を測定した。なお、上記組織写真からの鋼板組織の特定は、フェライトはやや黒いコントラストの領域、パーライトは炭化物がラメラー状に生成している領域、ベイナイトは炭化物が点列状に生成している領域とし、マルテンサイトおよび残留オーステナイト（残留γ）は白いコントラストのついている粒子とした。さらに、上記試験片に、２５０℃×４ｈｒの焼戻し処理を施した後、同様にして組織写真を得、炭化物がラメラー状に生成している領域を、熱処理前にパーライト、炭化物が点列状に生成している領域を熱処理前にベイナイトもしくはマルテンサイトであった領域として再度その面積率を求め、白いコントラストのまま残存している微粒子を残留γとして測定し、焼戻し処理前の白いコントラストのついている粒子（マルテンサイトおよび残留オーステナイト）の面積率との差から、マルテンサイト相の面積率を求めた。なお、それぞれの相の面積率は、透明のＯＨＰシートに各相ごとに層別して色付けし、画像に取り込み後、２値化を行い、画像解析ソフト（マイクロソフト社製 Ｄｉｇｉｔａｌ Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ ｖｅｒ．４．０）にて面積率を求めた。
＜引張試験、焼付硬化量（ＢＨ量）の測定＞
上記サンプル材から圧延方向に対して９０°方向（Ｃ方向）を引張方向とするＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ Ｚ２２０１）を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１の規定に準拠して引張試験を行い、引張強さＴＳ、全伸びＥｌを測定した。
また、焼付硬化量（ＢＨ量）は、２％の引張予歪を付与後、１７０℃×２０分の塗装焼付条件相当の熱処理を施した後、再度、引張試験を行い、熱処理後の上降伏点から予歪付与時の公称応力を差し引いた値を求め、これをＢＨ量とした。
＜平均ｒ値の測定＞
上記サンプル材から圧延方向に対して０°方向（Ｌ方向）、４５°方向（Ｄ方向）および９０°方向（Ｃ方向）を引張方向とするＪＩＳ５号引張試験片を採取し、それらの試験片に１０％の単軸引張歪を付与したときの各試験片の幅方向真歪と厚さ方向真歪を測定し、これらの測定値から、ＪＩＳ Ｚ２２５４の規定に準拠して平均ｒ値（平均塑性歪比）を算出した。
上記測定の結果を表３に示した。
Ｎｏ．３〜１３および１６〜２２の鋼板は、鋼成分組成および製造条件が本発明に適合した発明例であり、引張強さＴＳが４４０ＭＰａ以上、平均ｒ値が１．２０以上で、ＢＨ量が４０ＭＰａ以上の特性を有しており、強度と深絞り性、焼付硬化性をともに満たす冷延鋼板となっている。中でも、固溶Ｃ量（Ｃ＊）が０．０２０ｍａｓｓ％以下であるＮｏ．８，１２，１３および２２の鋼板は、いずれもＢＨ量が５０ＭＰａ以上であり、さらに、Ｃ＊が０．０１５％以下であるＮｏ．３〜７および１６〜２０の鋼板は、ＢＨ量が６０ＭＰａ以上と、極めて高い焼付硬化量を有している。
これに対して、比較例のＮｏ．１の鋼板は、Ｃ，Ｓｉ含有量およびＣ＊が、また、比較例のＮｏ．２の鋼板は、Ｍｎ含有量が本発明の範囲を外れているため、所望のマルテンサイト量が得られず、引張強さが４４０ＭＰａを下回っている。また、比較例のＮｏ．１４，１５の鋼板は、Ｃ＊が本発明の範囲を超えているため、高ｒ値化、高ＢＨ化に有効なフェライト相の面積率が低く、平均ｒ値が１．２０を下回り、ＢＨ量も４０ＭＰａを下回っている。
Figure 0005825481
表１に記載の鋼Ｄ，ＧおよびＬの成分組成を有する鋼スラブを１２２０℃に加熱後、熱間圧延して板厚３．８ｍｍの熱延板とした。なお、熱間圧延における仕上圧延条件、冷却条件、巻取温度については表４に示した。また、仕上圧延終了から冷却開始までの時間は３秒以内とした。次いで、上記熱延板を酸洗し、表４に示した条件で冷間圧延して板厚１．２ｍｍの冷延板とした後、同じく表４に示した条件で連続焼鈍し、伸び率０．５％の調質圧延を施して冷延鋼板（製品）とした。
上記のようにして得た冷延鋼板から、実施例１と同様にして、試験片を採取し、組織観察、引張試験を行い、フェライト、マルテンサイト等の面積率、引張強さ、伸び、平均ｒ値および焼付硬化量を測定した。
Figure 0005825481
上記測定の結果を表５に示す。この表から、本発明の製造条件を満たすＮｏ．２３〜２９，３１，３２，３５，３６，３８および３９の発明例の鋼板は、引張強さＴＳが４４０ＭＰａ以上、平均ｒ値が１．２０以上でかつＢＨ量が４０ＭＰａ以上であり、強度と深絞り性、焼付硬化性を共に満たす鋼板となっている。中でも、熱延板の組織微細化による高ｒ値化、高ＢＨ化を図る目的で仕上圧延終了後の平均冷却速度を４０℃／ｓ以上としたＮｏ．２５，２６および２９の鋼板は、仕上圧延終了後の平均冷却速度を４０℃／ｓ未満とした他の鋼板よりも高い平均ｒ値、ＢＨ量が得られている。
これに対して、比較例のＮｏ．３０の鋼板は、仕上圧延における最終パス圧下率および最終パスの前パスの圧下率が本発明の範囲を下回るため、熱延板の組織微細化による高ｒ値化、高ＢＨ化の効果が得られず、平均ｒ値が１．２０未満、ＢＨ量が４０ＭＰａ未満となっている。
また、比較例のＮｏ．３３の鋼板は、焼鈍温度が本発明の範囲を下回るため、所望のマルテンサイト量が得られず、引張強さが４４０ＭＰａを下回っている上、再結晶が完了していないため、高ｒ値化に有効な｛１１１｝再結晶集合組織の発達が不十分となり、平均ｒ値が１．２０未満となっている。
また、比較例のＮｏ．３４の鋼板は、焼鈍温度が本発明の範囲を超えてオーステナイト単相域での焼鈍となったため、その後の冷却過程で高ｒ値化、高ＢＨ化に有効なフェライト相が生成せず、平均ｒ値が１．２０未満、ＢＨ量が４０ＭＰａ未満となっている。
また、比較例のＮｏ．３７の鋼板は、焼鈍温度から冷却停止温度Ｔｃまでの平均冷却速度が本発明の範囲を下回るため、所望のマルテンサイト量が得られず、引張強さが４４０ＭＰａを下回っている。さらに、比較例のＮｏ．４０の鋼板は、焼鈍加熱時の７００〜８００℃における平均昇温速度が本発明の範囲を超えているため、フェライト相の｛１１１｝再結晶集合組織の発達が不十分となり、やはり、平均ｒ値が１．２０未満となっている。
Figure 0005825481
本発明の高強度冷延鋼板の用途は、自動車用部材に限定されるものではなく、高強度でかつ深絞り性や焼付硬化性が要求される他の用途であれば好適に用いることができる。したがって、家電部品や鋼管等の素材としても好適である。

Claims (11)

  1. Ｃ：０．０１０〜０．０６ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．５ｍａｓｓ％超１．５ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：１．０〜３．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．０１ｍａｓｓ％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．５ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．０１０〜０．０９０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０１５〜０．１５ｍａｓｓ％を含有し、かつＣ，Ｎｂ，Ｔｉ，ＮおよびＳが下記（１）式および（２）式を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、面積率で７０％以上のフェライト相と３％以上のマルテンサイト相を含む組織からなり、引張強さが４４０ＭＰａ以上、平均ｒ値が１．２０以上で、ＢＨ量が４０ＭＰａ以上である深絞り性および焼付硬化性に優れる高強度冷延鋼板。 記 （Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）＜０．２０ ・・・（１） ０．００５≦Ｃ＊≦０．０２５ ・・・（２） ここで、Ｃ＊＝Ｃ−（１２／９３）Ｎｂ−（１２／４８）｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ｝で、上記各式中の元素記号は各元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。ただし、Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ≦０の場合は、Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ＝０とする。
  2. 上記成分組成に加えてさらに、Ｍｏ，ＣｒおよびＶのうちから選ばれる１種または２種以上を合計で０．５ｍａｓｓ％以下含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
  3. 上記成分組成に加えてさらに、Ｃｕ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：０．３ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板。
  4. 上記成分組成に加えてさらに、Ｓｎ：０．２ｍａｓｓ％以下およびＳｂ：０．２ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度冷延鋼板。
  5. 上記成分組成に加えてさらに、Ｔａ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％を含有し、かつ、Ｃ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｔｉ，ＮおよびＳが、上記（２）式に代えて下記（３）式を満たして含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の高強度冷延鋼板。 ０．００５≦Ｃ＊≦０．０２５ ・・・（３） ここで、Ｃ＊＝Ｃ−（１２／９３）Ｎｂ−（１２／１８１）Ｔａ−（１２／４８）｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ｝で、上記各式中の元素記号は各元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。ただし、Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ≦０の場合は、Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ＝０とする。
  6. Ｃ：０．０１０〜０．０６ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．５ｍａｓｓ％超１．５ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：１．０〜３．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．０１ｍａｓｓ％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．５ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．０１０〜０．０９０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０１５〜０．１５ｍａｓｓ％を含有し、かつＣ，Ｎｂ，Ｔｉ，ＮおよびＳが下記（１）式および（２）式を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼素材を熱間圧延し、冷間圧延し、焼鈍して高強度冷延鋼板を製造する方法において、前記熱間圧延の仕上圧延における最終パスの圧下率を１０％以上、前記最終パスの前パスの圧下率を１５％以上とし、前記焼鈍を、７００〜８００℃の温度範囲を平均昇温速度３℃／ｓ未満として８００〜９００℃の焼鈍温度に加熱した後、前記焼鈍温度から５００℃以下の冷却停止温度Ｔｃまでを平均冷却速度５℃／ｓ以上で冷却する条件で行うことで、面積率で７０％以上のフェライト相と３％以上のマルテンサイト相を含む組織からなり、引張強さが４４０ＭＰａ以上、平均ｒ値が１．２０以上で、ＢＨ量が４０ＭＰａ以上の鋼板を得ることを特徴とする、深絞り性および焼付硬化性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法。 記 （Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）＜０．２０ ・・・（１） ０．００５≦Ｃ＊≦０．０２５ ・・・（２） ここで、Ｃ＊＝Ｃ−（１２／９３）Ｎｂ−（１２／４８）｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ｝で、上記各式中の元素記号は各元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。ただし、Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ≦０の場合は、Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ＝０とする。
  7. 上記成分組成に加えてさらに、Ｍｏ，ＣｒおよびＶのうちから選ばれる１種または２種以上を合計で０．５ｍａｓｓ％以下含有することを特徴とする請求項６に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
  8. 上記成分組成に加えてさらに、Ｃｕ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：０．３ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする請求項６または７に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
  9. 上記成分組成に加えてさらに、Ｓｎ：０．２ｍａｓｓ％以下およびＳｂ：０．２ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする請求項６〜８のいずれか１項に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
  10. 上記成分組成に加えてさらに、Ｔａ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％を含有し、かつ、Ｃ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｔｉ，ＮおよびＳが、上記（２）式に代えて下記（３）式を満たして含有することを特徴とする請求項６〜９のいずれか１項に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。 ０．００５≦Ｃ＊≦０．０２５ ・・・（３） ここで、Ｃ＊＝Ｃ−（１２／９３）Ｎｂ−（１２／１８１）Ｔａ−（１２／４８）｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ｝で、上記各式中の元素記号は各元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。ただし、Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ≦０の場合は、Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ＝０とする。
  11. 前記熱間圧延の仕上圧延終了後、３秒以内に冷却を開始し、平均冷却速度４０℃／ｓ以上で７２０℃まで冷却し、５００〜７００℃の温度で巻き取りした後、圧延率５０％以上で冷間圧延することを特徴とする請求項６〜１０のいずれか１項に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
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