JP7120454B2 - 冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、冷延鋼板及びその製造方法に関する。より具体的には、形状凍結性及び加工性に優れた冷延鋼板及びその製造方法に関する。
自動車の燃費向上と衝突安全性確保との両立が求められており、自動車用鋼板の軽量化及び高強度化が進められている。したがって、自動車用鋼板としては、高い引張強度を有する高強度鋼板が多く使用されるようになってきている。
また、自動車用鋼板は、その多くがプレス加工により成形されるため、自動車用鋼板に使用される高強度鋼板には、優れた加工性が要求される。優れた加工性を確保するには、成形時に割れなく成形することを可能とする均一伸びが求められる。さらに、高強度鋼板には、狙いの部品形状に高い寸法精度で成形するための形状凍結性が求められる。
特に近年、自動車軽量化への要望が高まっており、高強度鋼、例えば引張強度：１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼において、上記のような優れた形状凍結性及び加工性を有する鋼板が必要とされている。
しかし、鋼板の高強度化に伴って、強度とトレードオフの関係にある延性を十分に確保するのは困難になっている。また、鋼板が高強度化すると、プレス加工時のスプリングバック量が大きくなり、狙いの部品形状に高い寸法精度で成形することが困難となる問題が生じている。スプリングバックとは、鋼板が金型内でプレス加工される際に拘束状態で曲げモーメントを受けた曲げ部が、金型から外された際に、モーメントが小さくなるように変形し、プレス加工後の鋼板の形状に金型形状からのずれが生じる現象をいう。このようなスプリングバックは鋼板の強度が高い程顕著となり、プレス加工上の課題となる。スプリングバックを抑制するためには、降伏比（降伏点／引張強度）を低減させることが有効であるため、高い寸法精度が求められる部位に適用される高強度鋼板には、低い降伏比を有することが強く求められている。
このような課題に対して、特許文献１には、複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法が記載されている。具体的には、特許文献１には、Ｃ：０．００３～０．０３％、Ｓｉ：０．１～１％、Ｍｎ：０．３～１．５％、Ｔｉ：０．０２～０．２％、Ａｌ：０．０１～０．０７％を含み、（Ｓｉ％＋２・Ｍｎ％）＝１～３％、（有効Ｔｉ）／（Ｃ＋Ｎ）の原子濃度比０．４～０．８を含む鋼を、熱間圧延、冷間圧延したのち、Ａｃ１変態点以上９００℃以下の温度に３０秒～１０分加熱し、３０℃／秒以上の冷却速度で冷却する連続焼鈍を施す、複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法が開示されている。特許文献１には、当該製造方法より、フェライトと、マルテンサイト及び／又はベイナイトからなる第二相とからなる複合組織を有する鋼板が得られ、当該鋼板が、１．４以上のｒ値と、５０％以下の降伏比とを有し、引張強さ－伸びバランスに優れた鋼板であることを教示している。
一方、特許文献２では、Ｃ：０．０１％以上０．１５％以下、Ｓｉ：０．０１％以上１．５％以下、Ｍｎ：１．５％以上３．５％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１０％超１．５％以下、及びＮ：０．０１０％以下を含有し、α＝Ｍｎ＋Ｓｉ×０．５＋Ａｌ×０．４で規定されるα値が１．９以上である化学組成を有し、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置におけるフェライトの体積率が４０％以上かつマルテンサイトの体積率が３％以上である鋼組織を有する冷延鋼板が開示されている。また、特許文献２では、当該冷延鋼板が、板厚の１／４深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径ｄF（μｍ）を４．５μｍ以下に微細化することで、優れた機械特性を持つフェライト－マルテンサイトの複合組織を有することを教示している。
しかし、特許文献１に記載の技術では、Ｃ含有量が少なく、１１８０ＭＰａ以上のようなより高い引張強度を有する高強度鋼を得ることは困難である。一方、特許文献２に記載されるようなフェライトの平均結晶粒径の微細化だけでは、高い引張強度を維持しながら、降伏比を低減することは困難である。
一般に、より高い引張強度を実現させる手法としては、マルテンサイトあるいは焼き戻しマルテンサイトを活用した組織強化が知られている。しかし、マルテンサイトや焼き戻しマルテンサイトを活用した場合、高強度であるものの均一伸びが極めて低く、良好な加工性を確保することは困難である。さらに、マルテンサイト単相では降伏比を低減することは困難であり、形状凍結性の確保も困難である。
この問題を解決する高強度鋼板として、軟質相（フェライト）と硬質相（マルテンサイト・焼き戻しマルテンサイト）からなる、複合組織鋼板が考えられる。複合組織鋼板では、軟質相で延性を確保し、硬質相で強度を確保する。さらに、軟硬質相間の強度差に基づいて、軟質相側で早期に降伏現象が生じるため、降伏点を大幅に低減することが可能である。しかしながら、このような複合組織鋼板において、鋼板のより高い引張強度を確保するためには、硬質相の体積率を十分に高くする必要がある。硬質相の体積率を増加させる場合、従来技術では、均一伸びの低下と降伏比の向上が不可避であるため、１１８０ＭＰａ以上のような高い強度クラスにおいて、優れた均一伸びと低降伏比を実現することは非常に困難な課題であった。
特許文献３では、鋼板組織がフェライトを主とし、マルテンサイトを含み、フェライトの体積率が６０％以上であり、マルテンサイトのブロックサイズが１μｍ以下であり、マルテンサイト中のＣ濃度を０．３％～０．９％とすることで、硬質組織であるマルテンサイトの体積率を増加させずにマルテンサイト組織の強度を高めることにより、延性確保に寄与するフェライト体積を確保しつつ、引張最大強度９００ＭＰａ以上（９００～１５８２ＭＰａ）かつ降伏比（ＹＲ）が０．７５以下を確保した鋼板が提案されている。
しかし、特許文献３に示す技術では、フェライト－マルテンサイトの粒径制御は行っているが、その組織形態については、何ら制御を行っておらず、引張強度の向上及び降伏比の低減に関して依然として改善の余地があった。
複合組織鋼板に関連して、特許文献４では、（Ａ）質量％で、Ｃ：０．０２０％超０．３０％未満、Ｓｉ：０．１０％超３．００％以下、Ｍｎ：１．００％超３．５０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：２．００％以下およびＮ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するスラブに、Ａｒ3点以上の温度域で圧延を完了する熱間圧延を施して熱延鋼板となし、前記熱延鋼板を前記圧延の完了後０．４秒間以内に７８０℃以下の温度域まで冷却し、４００℃未満の温度域で巻取る熱間圧延工程；（Ｂ）前記工程（Ａ）で得た熱延鋼板に３００℃以上の温度域に加熱する熱延板焼鈍を施して熱延焼鈍鋼板とする熱延板焼鈍工程；（Ｃ）前記熱延焼鈍鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および（Ｄ）前記冷延鋼板に（Ａｃ3点－４０℃）以上の温度域で均熱処理を施した後、５００℃以下３００℃以上の温度域まで冷却し、該温度域で３０秒間以上保持する焼鈍工程を含む主相が低温変態生成相で第二相に残留オーステナイトおよびポリゴナルフェライトを含む金属組織を備える冷延鋼板の製造方法が記載されている。また、特許文献４では、上記の方法によれば、プレス成形などの加工に適用できる十分な延性、加工硬化性および伸びフランジ性を有する高張力冷延鋼板が得られると記載されている。
しかしながら、特許文献４では、高強度を維持しつつ降伏比を低減するという観点からは必ずしも十分な検討はなされておらず、したがって、特許文献４に記載の発明においては、形状凍結性等の向上に関して依然として改善の余地があった。
特開昭５８－３９７３６号公報 特開２０１４－６５９７５号公報 特開２０１１－１１１６７１号公報 特開２０１３－１４８２４号公報
そこで、本発明が解決しようとする課題は、新規な構成により、優れた均一伸びを持ち、降伏比ＹＲが改善された加工性及び形状凍結性に優れた高強度な冷延鋼板、並びに、その製造方法を提供することである。
本発明者らは、上記課題を解決し、加工性及び形状凍結性に優れた高強度な冷延鋼板を製造するため、鋭意研究を進めた。以下に本技術の詳細について述べる。
本発明者らは、鋭意検討の結果、鋼板の金属組織を軟質相と硬質相を含む組織とし、各相を均一かつ微細に分散させ、硬質相と軟質相が複雑に入り組んだ界面形状を有する組織形態に制御することで、軟質相による延性向上と硬質相による強度確保を、最大限相補的に機能させることが可能であることを見出した。このような粒径と二相の界面形状の組織形態の制御とに加えて、化学成分及び各相の面積率を適切な範囲に制御し、さらに軟質相の再結晶率を制御することで、１１８０ＭＰａ以上の引張強度と優れた均一伸びを両立し、かつ降伏比（ＹＲ）：６０％以下を有する鋼板が実現可能になることを見出した。
本発明者らは、（ａ）熱間圧延工程－（ｂ）焼き戻し工程－（ｃ）冷間圧延工程－（ｄ）焼鈍工程を一貫して制御することによって、従来技術では実現できなかった、軟質相と硬質相を均一かつ微細に分散させ、その二相の界面形状を複雑に入り組んだ形態に制御した組織を得ることが可能であることを見出した。具体的には、本発明者らは、（ａ）一定の蓄積ひずみを付与した低温変態相（例えばマルテンサイト相）に制御する熱間圧延工程、（ｂ）均一かつ微細に鉄炭化物を析出させる焼き戻し工程、（ｃ）フェライトの再結晶の駆動力を付与する冷間圧延工程、及び（ｄ）加熱中にフェライトを十分に再結晶させると共に、再結晶フェライト粒界を鉄炭化物でピン止めし、粒界に沿ったオーステナイトの成長を促すことによって、軟質相と硬質相とを均一かつ微細に分散させ、二相の界面形状を複雑に入り組んだ組織形態に制御する焼鈍工程を含む、加工性と形状凍結性に優れた冷延鋼板の製造方法を見出した。
本発明の要旨は次の通りである。
［１］
化学成分が、質量％で、
Ｃ：０．１５％以上０．４０％以下、
Ｓｉ：０．５０％以上４．００％以下、
Ｍｎ：１．００％以上４．００％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上２．０００％以下、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０２０％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｔｉ：０％以上０．２００％以下、
Ｎｂ：０％以上０．２００％以下、
Ｂ：０％以上０．０１０％以下、
Ｖ：０％以上１．００％以下、
Ｃｒ：０％以上１．００％以下、
Ｍｏ：０％以上１．００％以下、
Ｃｕ：０％以上１．００％以下、
Ｃｏ：０％以上１．００％以下、
Ｗ：０％以上１．００％以下、
Ｎｉ：０％以上１．００％以下、
Ｃａ：０％以上０．０１０％以下、
Ｍｇ：０％以上０．０１０％以下、
ＲＥＭ：０％以上０．０１０％以下、
Ｚｒ：０％以上０．０１０％以下、及び
残部：鉄及び不純物からなり、
金属組織が、フェライト相と、マルテンサイト相及び残留オーステナイト相からなる硬質第二相と、セメンタイト相及びベイナイト相からなる残部相とからなり、
前記フェライト相の面積率が３５％以上６５％以下であり、
前記硬質第二相の面積率が３５％以上６５％以下であり、
前記残部相の面積率が０％以上５％以下であり、
前記フェライト相の６０％以上が再結晶フェライト相であり、
１５°粒界で規定される平均結晶粒径が５．０μｍ以下であり、
前記硬質第二相の最大連結率が１０％以上であり、
前記硬質第二相の二次元等周定数が０．２０以下である、冷延鋼板。
［２］
前記化学成分が、質量％で、
Ｔｉ：０．００１％以上０．２００％以下、
Ｎｂ：０．００１％以上０．２００％以下、
Ｂ：０．０００５％以上０．０１０％以下、
Ｖ：０．００５％以上１．００％以下、
Ｃｒ：０．００５％以上１．００％以下、
Ｍｏ：０．００５％以上１．００％以下、
Ｃｕ：０．００５％以上１．００％以下、
Ｃｏ：０．００５％以上１．００％以下、
Ｗ：０．００５％以上１．００％以下、
Ｎｉ：０．００５％以上１．００％以下、
Ｃａ：０．０００３％以上０．０１０％以下、
Ｍｇ：０．０００３％以上０．０１０％以下、
ＲＥＭ：０．０００３％以上０．０１０％以下、及び
Ｚｒ：０．０００３％以上０．０１０％以下
からなる群より選択される１種又は２種以上を含む、［１］に記載の冷延鋼板。
［３］
表面に溶融亜鉛めっき層を有する、［１］又は［２］に記載の冷延鋼板。
［４］
表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する、［１］又は［２］に記載の冷延鋼板。
［５］
［１］又は［２］に記載の冷延鋼板を製造する方法であって、
［１］又は［２］に記載の化学成分を有するスラブを粗圧延した後、仕上げ圧延の最終段の圧下率が１５％以上５０％以下であり、かつ、仕上げ圧延の終了温度がＡｒ３℃以上９５０℃以下である仕上げ圧延を施し、４００℃未満の巻取り温度まで平均冷却速度５０℃／秒以上で冷却し、前記巻取り温度で巻き取る熱間圧延工程と、
熱間圧延した鋼板を、４５０℃以上６００℃未満の温度域で、以下の式１で規定される焼き戻しパラメータξが１４０００～１８０００である条件で焼き戻す焼き戻し工程と、
焼き戻した鋼板を、酸洗後、圧延率３０％以上で冷間圧延する冷間圧延工程と、
冷間圧延した鋼板を、５００℃からＡｃ１℃までの温度域において５．０℃／秒以下の平均加熱速度で、（Ａｃ１＋１０）℃以上（Ａｃ３－１０）℃以下の最高加熱温度まで加熱し、前記最高加熱温度で６０秒以上保持後、（Ａｃ１－５０）℃から冷却停止温度までの温度域において２０℃／秒以上の平均冷却速度で、Ｍｓ℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍工程とを含む、冷延鋼板の製造方法。
式１：ξ＝（Ｔ＋２７３）・〔ｌｏｇ10（ｔ／３６００）＋２０〕
Ｔ［℃］：焼き戻し温度、ｔ［秒］：焼き戻し時間
Ａｃ１［℃］＝７５１－１６×［％Ｃ］＋３５×［％Ｓｉ］－２８×［％Ｍｎ］
Ａｃ３［℃］＝８８１－３５３×［％Ｃ］＋６５×［％Ｓｉ］－２４×［％Ｍｎ］
Ａｒ３［℃］＝９１０－２０３×［％Ｃ］＋４４．７×［％Ｓｉ］－２４×［％Ｍｎ］－５０×［％Ｎｉ］
Ｍｓ［℃］＝５２１－３５３×［％Ｃ］－２２×［％Ｓｉ］－２４×［％Ｍｎ］
ここで、％Ｃ、％Ｓｉ、％Ｍｎ及び％Ｎｉは、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＮｉの含有量［質量％］である。
［６］
Ｍｓ℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、２００℃以上４５０℃以下の温度で６０秒以上６００秒以下保持する、［５］に記載の冷延鋼板の製造方法。
［７］
［３］に記載の冷延鋼板を製造する方法であって、
前記焼鈍工程の後に、４３０℃以上の温度で溶融亜鉛めっき処理を行う、［５］又は［６］に記載の冷延鋼板の製造方法。
［８］
［４］に記載の冷延鋼板を製造する方法であって、
前記焼鈍工程の後に、４３０℃以上の温度で溶融亜鉛めっき処理を行い、その後、４００℃以上６００℃以下で合金化処理を行う、［５］又は［６］に記載の冷延鋼板の製造方法。
本発明によれば、引張強度ＴＳが１１８０ＭＰａ以上で、優れた均一伸びを有し、降伏比ＹＲが６０％以下である、加工性と形状凍結性に優れた高強度な冷延鋼板を得ることができる。
鋼板組織における最大連結領域を模式的に示す図である。 二次元等周定数を説明する二値化画像の模式図である。
＜冷延鋼板＞
以下に、本発明の一実施形態に係る冷延鋼板について詳細に説明する。ただ、本発明は本実施形態に開示の構成のみに制限されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。また、下記する数値限定範囲には、下限値及び上限値がその範囲に含まれる。「超」又は「未満」と示す数値は、その値が数値範囲に含まれない。各元素の含有量に関する「％」は、「質量％」を意味する。
［化学成分］
まず、本発明に係る冷延鋼板の化学成分及びその限定理由について説明する。本実施形態に係る冷延鋼板は、化学成分として、基本元素を含み、必要に応じて選択元素を含み、残部が鉄及び不純物からなる。
本実施形態に係る冷延鋼板の化学成分のうち、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｓ及びＮが基本元素である。
（Ｃ：０．１５％以上０．４０％以下）
Ｃ（炭素）は、鋼板強度を確保する上で重要な元素である。このような効果を十分に得るために、Ｃ含有量は０．１５％以上とし、好ましくは０．１７％以上又は０．２０％以上、より好ましくは０．２３％以上、さらに好ましくは０．２５％以上である。一方、Ｃを過度に含有すると、溶接性が悪くなる場合がある。したがって、Ｃ含有量は、０．４０％以下とし、好ましくは０．３５％以下、より好ましくは０．３０％以下である。
（Ｓｉ：０．５０％以上４．００％以下）
Ｓｉ（ケイ素）は、セメンタイトを高温まで保持する上で重要な元素である。Ｓｉ含有量が低いと、加熱中にセメンタイトが溶解し、結晶粒を微細化することが困難になる場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０．５０％以上とする。好ましくは、０．８０％以上又は０．９０％以上、さらに好ましくは１．００％以上である。一方、Ｓｉを過度に含有すると、表面性状の劣化を引き起こす場合があるため、Ｓｉ含有量は４．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは３．５０％以下又は３．２０％以下、より好ましくは３．００％以下である。
（Ｍｎ：１．００％以上４．００％以下）
Ｍｎ（マンガン）は、鋼板の焼入れ性を高める上で有効な元素である。このような効果を十分に得るために、Ｍｎ含有量は、１．００％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．２０％以上又は１．５０％以上であり、より好ましくは２．００％以上である。一方、Ｍｎを過剰に添加すると、Ｍｎ偏析によって組織が不均一になり、伸びフランジ成形性が低下する場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は４．００％以下とし、好ましくは３．５０％以下又は３．００％以下、より好ましくは２．８０％以下又は２．６０％以下とする。
（ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上２．０００％以下）
Ａｌ（アルミニウム）は、鋼を脱酸して鋼板を健全化する作用を有する元素である。このような効果を確実に得るために、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、０．００１％以上とする。但し、脱酸が十分に必要な場合、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、０．０１０％以上の添加がより望ましく、さらに望ましくは０．０２０％以上又は０．０２５％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が高すぎると、溶接性の低下が著しくなるとともに、酸化物系介在物が増加して表面性状の劣化が著しくなる場合がある。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は２．０００％以下とし、好ましくは１．５００％以下であり、より好ましくは１．０００％以下であり、最も好ましくは０．８００％以下又は０．６００％以下とする。なお、ｓｏｌ．Ａｌとは、Ａｌ2Ｏ3等の酸化物になっておらず、酸に可溶する酸可溶Ａｌを意味する。
（Ｐ：０．０２０％以下）
Ｐ（燐）は、一般に鋼に含有される不純物である。Ｐ含有量が過剰であると溶接性の劣化が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０２０％以下とする。Ｐ含有量は好ましくは０．０１５％以下又は０．０１０％以下である。Ｐ含有量の下限は特に限定されず０％であってもよいが、製造コストの観点からＰ含有量は０％超、０．０００１％以上又は０．００１％以上であってもよい。
（Ｓ：０．０２０％以下）
Ｓ（硫黄）は、一般に鋼に含有される不純物であり、溶接性の観点からは少ないほど好ましい。Ｓ含有量が過剰であると溶接性の低下が著しくなると共に、ＭｎＳの析出量が増加し、曲げ性等の加工性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０２０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１０％以下、さらに好ましくは０．００５％以下である。Ｓ含有量は０％であってもよいが、脱硫コストの観点から、Ｓ含有量は０％超、０．０００１％以上又は０．００１％以上であってもよい。
（Ｎ：０．０１０％以下）
Ｎ（窒素）は、一般に鋼に含有される不純物であり、溶接性の観点からは少ないほど好ましい。Ｎ含有量が過剰であると溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００３％以下である。Ｎ含有量は０％であってもよいが、製造コストの観点から、Ｎ含有量は０％超、０．０００１％以上又は０．００１％以上であってもよい。
本実施形態に係る冷延鋼板は、上記で説明した基本元素に加えて、以下の選択元素を含有してもよい。例えば、上記した残部であるＦｅの一部に代えて、選択元素として、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、及びＺｒのうち１種又は２種以上を含有してもよい。これらの選択元素は、その目的に応じて含有させればよい。よって、これらの選択元素の下限値を制限する必要がなく、下限値が０％でもよい。また、これらの選択元素が不純物として含有されても、本実施形態の効果は損なわれない。
（Ｔｉ：０％以上０．２００％以下）
Ｔｉ（チタン）は、ＴｉＣとして、鋼板の冷却中に析出し、強度の向上に寄与する元素である。したがって、Ｔｉを含有させてもよい。一方、Ｔｉを過剰に添加すると、鋼板の低温脆性劣化の要因となる。したがって、Ｔｉ含有量は、０．２００％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．１８０％以下、より好ましくは０．１５０％以下である。上記の効果を確実に得るためには、Ｔｉ含有量は、０．００１％以上であればよい。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０２０％以上、より好ましくは０．０５０％以上である。
（Ｎｂ：０％以上０．２００％以下）
Ｎｂ（ニオブ）は、Ｔｉと同様に、ＮｂＣとして析出し、強度を向上させる元素である。したがって、Ｎｂを含有させてもよい。一方、Ｎｂを過度に含有すると、集合組織が発達し、材料の異方性が大きくなる場合がある。したがって、Ｎｂ含有量は０．２００％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．１５０％以下、より好ましくは０．１００％以下である。上記の効果を確実に得るためには、Ｎｂ含有量は、０．００１％以上であればよい。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上である。
なお、本実施形態に係る冷延鋼板では、化学成分として、質量％で、Ｔｉ：０．００１％以上０．２００％以下、及びＮｂ：０．００１％以上０．２００％以下、のうちの少なくとも１種を含有することが好ましい。
（Ｂ：０％以上０．０１０％以下）
Ｂ（ホウ素）は、粒界に偏析して、粒界強度を向上させることで、材料の靱性を高めることができる。したがって、Ｂを含有させてもよい。一方、Ｂ含有量が高すぎても、上記効果は飽和して、経済的に不利になるので、Ｂ含有量の上限は０．０１０％とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００３％以下である。上記の効果を確実に得るためには、Ｂ含有量は、０．０００５％以上又は０．００１％以上であればよい。
（Ｖ：０％以上１．００％以下）
（Ｃｒ：０％以上１．００％以下）
（Ｍｏ：０％以上１．００％以下）
（Ｃｕ：０％以上１．００％以下）
（Ｃｏ：０％以上１．００％以下）
（Ｗ：０％以上１．００％以下）
（Ｎｉ：０％以上１．００％以下）
Ｖ（バナジウム）、Ｃｒ（クロム）、Ｍｏ（モリブデン）、Ｃｕ（銅）、Ｃｏ（コバルト）、Ｗ（タングステン）、及びＮｉ（ニッケル）は、いずれも強度を安定して確保するために効果のある元素である。したがって、これらの元素を含有させてもよい。しかし、いずれの元素も過度に含有させても、上記作用による効果は飽和し易く経済的に不利となる場合がある。したがって、これらの元素の含有量は、それぞれ１．００％以下とする。これらの元素の含有量は、それぞれ、好ましくは０．８０％以下、より好ましくは０．５０％以下である。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、いずれの元素についても、それぞれ０．００５％以上であればよく、０．０１％以上であると好ましく、０．０５％以上であるとより好ましい。
なお、本実施形態に係る冷延鋼板では、化学成分として、質量％で、Ｖ：０．００５％以上１．００％以下、Ｃｒ：０．００５％以上１．００％以下、Ｍｏ：０．００５％以上１．００％以下、Ｃｕ：０．００５％以上１．００％以下、Ｃｏ：０．００５％以上１．００％以下、Ｗ：０．００５％以上１．００％以下、及びＮｉ：０．００５％以上１．００％以下、のうちの少なくとも１種を含有することが好ましい。
（Ｃａ：０％以上０．０１０％以下）
（Ｍｇ：０％以上０．０１０％以下）
（ＲＥＭ：０％以上０．０１０％以下）
（Ｚｒ：０％以上０．０１０％以下）
Ｃａ（カルシウム）、Ｍｇ（マグネシウム）、ＲＥＭ（希土類元素）、及びＺｒ（ジルコニウム）は、いずれも介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める作用を有する元素である。したがって、これらの元素を含有させてもよい。しかし、いずれの元素も過度に含有させると、表面性状の劣化が顕在化する場合がある。したがって、これらの元素の含有量は、それぞれ０．０１０％以下とする。これらの元素の含有量は、それぞれ、好ましくは０．００８％以下又は０．００５％以下、より好ましくは０．００３％以下である。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、いずれの元素についても、それぞれ０．０００３％以上であればよい。なお、ＲＥＭは、希土類元素、すなわちＳｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、及びＬｕの総称であり、ＲＥＭの含有量とはこれらの元素の合計含有量を意味する。
なお、本実施形態に係る冷延鋼板では、化学成分として、質量％で、Ｃａ：０．０００３％以上０．０１０％以下、Ｍｇ：０．０００３％以上０．０１０％以下、ＲＥＭ：０．０００３％以上０．０１０％以下、及びＺｒ：０．０００３％以上０．０１０％以下、のうちの少なくとも１種を含有することが好ましい。
本実施形態に係る冷延鋼板において、上述成分以外の残部はＦｅ及び不純物からなる。不純物とは、冷延鋼板を工業的に製造する際に、鉱石や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成分等である。
上記した鋼の化学成分は、鋼の一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、鋼の化学成分は、誘導結合プラズマ発光分光分析：ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。なお、Ｃ及びＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用い、Ｏは不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。
本実施形態に係る冷延鋼板の金属組織について説明する。
［金属組織］
本実施形態に係る冷延鋼板は、金属組織が、フェライト相と、マルテンサイト相及び残留オーステナイト相からなる硬質第二相と、セメンタイト相及びベイナイト相からなる残部相とからなり、フェライト相の面積率が３５％以上６５％以下、硬質第二相の面積率が３５％以上６５％以下、残部相の面積率が０％以上５％以下であり、前記フェライト相の６０％以上が再結晶フェライト相であり、１５°粒界で規定される平均結晶粒径が５．０μｍ以下であり、かつ硬質第二相の最大連結率が１０％以上であり、硬質第二相の二次元等周定数が０．２０以下である。
（フェライト相の面積率：３５％以上６５％以下）
本実施形態に係る冷延鋼板は、面積率で、３５％以上６５％以下のフェライト相を有する。このような組織を有することで、延性向上に寄与する軟質相を十分に確保でき、優れた均一伸び及び６０％以下の降伏比（ＹＲ）を達成することが可能となる。フェライト相の面積率が３５％未満である場合、硬質第二相が主体組織となり、優れた均一伸びとＹＲ６０％以下を達成できない。フェライト相の面積率は、例えば３８％以上、４０％以上又は４５％以上であってもよい。一方、フェライト相の面積率が６５％超である場合、硬質第二相の面積率が不足するため１１８０ＭＰａ以上の引張強度を達成できない。フェライト相の面積率は、例えば６０％以下、５８％以下又は５５％以下であってもよい。
（硬質第二相の面積率：３５％以上６５％以下）
本実施形態に係る冷延鋼板は、面積率で、３５％以上６５％以下の硬質第二相を有する。硬質第二相は、フレッシュマルテンサイト相、焼き戻しマルテンサイト相及び残留オーステナイト相からなる。なお、単に「マルテンサイト相」と記した場合は、「フレッシュマルテンサイト相」及び「焼き戻しマルテンサイト」の両方を包含する。このような組織を有することで、強度向上に寄与する硬質相を十分に確保でき１１８０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を達成することが可能となる。硬質第二相の面積率が３５％未満である場合、強度を担保するマルテンサイト相や残留オーステナイト相が不足し、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を達成できない。硬質第二相の面積率は、例えば３８％以上、４０％以上又は４５％以上であってもよい。一方、硬質第二相の面積率が６５％超である場合、軟質相であるフェライト相の面積率が不足するため、優れた均一伸びとＹＲ６０％以下を達成できない。硬質第二相の面積率は、例えば６３％以下、６０％以下又は５５％以下であってもよい。
（残部相の面積率：０％以上５%以下）
本実施形態に係る冷延鋼板は、面積率で、０％以上５％以下の残部相を有する。残部相は、セメンタイト相及びベイナイト相からなる。残部に不可避的に含まれるセメンタイト又はベイナイトが５％超であると、強度－均一伸びのバランスが低下するため、強度を維持したまま、優れた均一伸び及び低降伏比を実現することができない。そのため、残部相の面積率は、０％以上５％以下とする。好ましくは、残部相の面積率は４％以下、３％以下、２％以下、又は１％以下である。
（再結晶フェライト相：フェライト相の６０％以上）
本発明において、フェライト相は、再結晶化することにより粒内に転位を含まない再結晶フェライト相と、粒内に冷間圧延工程での加工により導入された高い転位密度を含む未再結晶フェライト相に分類される。フェライト相と硬質第二相とを含む複相組織鋼では、降伏点が、軟質なフェライト相の強度に強く影響を受けるため、低降伏比を実現させる上で、フェライト相の多くをより軟質な再結晶フェライト相に制御することが好ましい。したがって、本発明においては、フェライト相の６０％以上が再結晶フェライト相であり、好ましくは７０％以上、より好ましくは８０％以上が再結晶フェライト相である。フェライト相のうちの再結晶フェライト相が６０％未満である場合、フェライト相の降伏点が向上し、降伏比６０％以下を達成できなくなる。また、優れた均一伸びも達成できないおそれがある。フェライト相のうちの再結晶フェライト相の割合の上限は、特に限定されなく、１００％、９５％又は９０％であってもよい。
（各相の面積率の測定方法）
金属組織の各相の面積率は、以下のように、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ法（電子線後方散乱回折法）及びＳＥＭ二次電子像観察により評価する。
まず、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を機械研磨し鏡面に仕上げた後、電解研磨を行う。次いで、観察面における母材鋼板の表面から１／４厚を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲の一つないし複数の観察視野において、合計で２．０×１０-9ｍ2以上の面積について、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ法により結晶構造及び方位解析を行う。ＥＢＳＤ法により得られたデータの解析にはＴＳＬ社製の「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｙｓ ６．０」を用いる。また、評点間距離（ｓｔｅｐ）は０．０３～０．２０μｍとする。観察結果からＦＣＣ鉄と判断される領域を残留オーステナイトとする。さらに、結晶方位差が１５度以上となる境界を粒界として結晶粒界マップを得る。
次に、ＥＢＳＤ観察を実施したものと同一試料についてナイタール腐食を行い、ＥＢＳＤ観察と同一視野について二次電子像観察を行う。ＥＢＳＤ測定時と同一視野を観察するため、ビッカース圧痕等の目印を予めつけておくとよい。得られた二次電子像より、フェライト、残留オーステナイト、ベイナイト、焼き戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、セメンタイトの面積率をそれぞれ測定する。粒内に下部組織を有し、かつ、セメンタイトが複数のバリアントを持って析出している領域を焼き戻しマルテンサイトと判断する。輝度が小さく、かつ下部組織が認められない領域をフェライトと判断する。輝度が大きく、かつ下部組織がエッチングにより現出されていない領域をフレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトと判断する。上記領域のいずれにも該当しない領域をベイナイトと判断する。各々の面積率を、ポイントカウンティング法によって算出することで、各相の面積率とする。
（再結晶フェライト相の割合の測定方法）
上記で求めた全フェライト領域の内、再結晶フェライトの領域は、上記ＳＥＭ観察した領域と同領域を電界放出形走査電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ）及びＯＩＭ 結晶方位解析装置を用いて、測定面１００μｍ平方領域を０．２μｍ間隔で結晶方位データ群を取得し、得られた結晶方位データ群を解析ソフト（ＴＳＬ ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ）で解析し、フェライト結晶粒内における第一近接測定点間のＫｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ （ＫＡＭ値）が１．０°以下の領域を再結晶領域として定義し、その領域の全領域に対する面積率を算出して、フェライト相における再結晶フェライト相の割合を決定する。
（１５°粒界で規定される平均結晶粒径：５．０μｍ以下）
結晶粒径を微細化することで、各金属組織の強度を向上させることが可能になる。さらに、フェライト相と硬質第二相とを含む複相組織鋼においては、変形の均一化の効果が大きく、変形が均一化されることで均一伸びを確保しながら強度を確保することができる。１５°粒界で規定される平均結晶粒径が５．０μｍ超であると、変形が不均一に起こりやすくなり、強度と均一伸びの両立が困難になる。そのため、１５°粒界で規定される平均結晶粒径は５．０μｍ以下とする。好ましくは、３．０μｍ以下、より好ましくは２．５μｍ以下である。本発明においては、フェライト相と硬質第二相の粒界は共に１５°粒界によって、個々粒を判別することが可能であるため、１５°粒界によって区別される各粒の面積を円相当直径として算出したものを粒径として用いる。
（平均結晶粒径の測定方法）
平均結晶粒径の測定は、ＳＥＭ／ＥＢＳＤ法により行う。鋼板の表面から１／４厚において、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、鋼板表面に鏡面研磨及びコロイダル研磨を施し、電界放出形走査電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ）及びＯＩＭ 結晶方位解析装置を用いて、測定面２００μｍ平方領域を０．２μｍ間隔で結晶方位データ群を取得する。得られた結晶方位データ群を解析ソフト（ＴＳＬ ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ）で解析し、１５°以上の方位差を持つ界面を結晶粒界として定義し、該結晶粒界で囲まれた領域の面積から円相当直径として結晶粒径を算出する。これら結晶粒径のヒストグラムからメジアン径（Ｄ５０）として平均結晶粒径を算出する。
本発明において、１１８０ＭＰａ以上の引張強度、優れた均一伸び、及び６０％以下の降伏比を同時に達成する上で、上述した化学成分、各相の面積率、フェライト相における再結晶フェライト相の割合及び平均結晶粒径の制御に加え、鋼板の組織形態を制御することが最も重要なポイントとなる。すなわち、上述のように軟質な再結晶フェライト相及び硬質な硬質第二相（マルテンサイト相又は残留オーステナイト相）をそれぞれ一定量以上含有する複相組織において、フェライト相による延性向上と硬質第二相による強度確保とが相補的に機能する組織形態に制御することで、上述の目標特性を達成することができる。
本発明者らは、フェライト相による延性向上と硬質第二相による強度確保とを最大限相補的に機能させる上で、これら２つの相が互いに複雑に入り組んだ構造を持つことが効果的であることを見出した。
複雑に入り組んだ構造を持つ組織は、硬質第二相同士が連結していること、及び、同じ面積を持つ真円形状の粒と比較して、界面面積が多いことが特徴である。複雑に入り組んだ構造を持つときに、上述の効果が得られる要因は必ずしも明確ではないが、変形の局所化を抑制して軟硬質相間で変形を分配すると共に、組織全体として均一に降伏現象が発生することによるものと推定される。本発明においては、硬質第二相同士が連結していることを表す指標として「硬質第二相の最大連結率」、及び、軟質相と硬質相との界面面積が多いことの指標として「硬質第二相の二次元等周定数」を用いる。
（硬質第二相の最大連結率：１０％以上）
上述の効果を得るためには、硬質第二相の最大連結率が１０％以上であることが必要である。硬質第二相の最大連結率が１０％以上である場合、軟質相と硬質相とが十分に複雑に入り組んだ構造を有しているため、金属組織全体として均一に降伏現象が発生し、ＴＳ１１８０ＭＰａ以上かつＹＲ６０％以下を同時に達成できる。硬質第二相の最大連結率は、好ましくは１５％以上、より好ましくは２０以上、さらに好ましくは２５％以上、最も好ましくは３０％以上である。上限は特に規定しないが、１００％以下、９０％以下、８０％以下、又は７０％以下であってもよい。
（硬質第二相の二次元等周定数：０．２０以下）
また、上述の効果を得るためには、硬質第二相の二次元等周定数が０．２０以下であることが必要である。硬質第二相の二次元等周定数が０．２０以下である場合、金属組織が十分に均一なネットワークを形成しているため、硬質第二相で強度を担保し、変形時はフェライト相の延性を発揮し、ＴＳ１１８０ＭＰａ以上かつＹＲ６０％以下を同時に達成できる。硬質第二相の二次元等周定数は、好ましくは０．１５以下、より好ましくは０．１２以下、さらに好ましくは０．１０以下である。下限は特に規定しないが、０．０１以上、０．０２以上又は０．０３以上であってもよい。
硬質第二相の最大連結率と二次元等周定数について以下でより詳細に説明する。図１に、鋼板組織における最大連結領域１を模式的に示す。最大連結領域１は、硬質第二相が網目状に連続して連結した組織であり、図１において、細かい斜線の部分が最大連結領域１で、白色の部分がフェライト組織領域２で、粗い斜線の部分が最大連結領域１ではない硬質第二相領域３（非最大連結領域３）である。なお、区別を容易にさせるために、最大連結領域１と非最大連結領域３は、斜線の傾斜する方法を互いに反対に示されている。最大連結領域１の中に複数のフェライト領域（白色部）が互いに分離された状態で存在している。また、非最大連結領域３は、最大連結領域１から分離されており、非最大連結領域３は、フェライト領域（白色部）で囲まれている。
硬質第二相の最大連結率は、下記の方法によって決定する。表面から深さ３／８ｔの位置から深さｔ／２の位置（ｔ：鋼板の板厚）までの領域における１０００倍（測定面２００μｍ平方領域）のＦＥ－ＳＥＭによって測定した二次電子像を上記の方法で二値化し、その二値化画像において硬質第二相領域を示す一つのピクセルを選択する。そして、この選択されたピクセル（硬質第二相領域を示すピクセルである）に対し、上下左右４方向のいずれかの方向に隣接するピクセルが硬質第二相領域を示すものである場合は、これら二つのピクセルは同じ連結領域と判定する。同様にして、順次、上下左右４方向のそれぞれの方向に隣接するピクセルについて連結領域になっているか否かを判定し、単一の連結領域の範囲を定める。なお、隣接するピクセルが硬質第二相領域を示すピクセルでない場合は（すなわち、隣接するピクセルがフェライト領域を示すピクセルの場合は）、その部分が連結領域の縁の部分となる。こうして定められる、硬質第二相の連結領域の内、最大のピクセル数を有する領域を、最大連結領域と特定する。
硬質第二相の最大連結領域の全硬質第二相領域に対する面積率、すなわち硬質第二相の最大連結率Ｒｓは、最大連結領域の面積Ｓｍを求め、全硬質第二相領域の面積Ｓｓとの比：Ｒｓ＝Ｓｍ／Ｓｓから算出する。
最大連結率Ｒｓ（％）は、下記式で算出する。
Ｒｓ＝｛硬質第二相の最大連結領域の面積Ｓｍ／全硬質第二相領域の面積Ｓｓ｝×１００
全硬質第二相領域の面積Ｓｓ＝最大連結領域の面積Ｓｍ＋非最大連結領域の全面積Ｓｍ’
二次元等周定数Ｋは、下記式で算出する。なお、最大連結領域の周長Ｌｍは、上記ＦＥ－ＳＥＭによって測定した組織画像において実測することができる。ただし、周長を算出する際、画像データ外枠の４辺のいずれかが、最大連結領域の周長の一部に該当する場合、該当する外枠の長さも、最大連結領域の周長の一部として取り扱う。
π・（Ｌｍ／２π）2・Ｋ＝Ｓｍ
Ｋ＝４πＳｍ／Ｌｍ2
Ｌｍ：硬質第二相の最大連結領域の周長
図２は、二次元等周定数を説明する二値化画像の模式図である。図２（ａ）は硬質第二相の最大連結領域がほぼ真円の場合の模式図を示している。一方で、図２（ｂ）は、最大連結領域が図２（ａ）と同じ面積（Ｓｍ）を有しかつ硬質相と軟質相が複雑に入り組んだ界面形状を有する場合の模式図を示している。例えば、図２（ａ）の組織について最大連結領域の周長Ｌｍを測定し、上記式に基づいて二次元等周定数Ｋを算出するとＫ＝０．９２となる。一方で、図２（ｂ）は、図２（ａ）と最大連結領域の面積Ｓｍは同じであるものの、最大連結領域の周長Ｌｍが長いために、同様に二次元等周定数Ｋを算出するとＫ＝０．０３となる。図１に関連する説明並びに図２（ａ）及び（ｂ）の対比等から、本実施形態において規定されるように硬質第二相の最大連結率を１０％以上としつつ、当該硬質第二相の二次元等周定数を０．２０以下にすることで、硬質相と軟質相が複雑に入り組んだ界面形状を有する比較的大きな最大連結領域を金属組織中に形成できることがわかる。このため、本実施形態によれば、軟質相による延性向上と硬質相による強度確保とを相補的に機能させることが可能となる。
本発明に係る冷延鋼板は、耐食性向上等を目的として、表面に溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっきを有していてもよい。
次に、本実施形態に係る冷延鋼板の機械特性について説明する。
［機械特性］
（引張強度ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上）
本実施形態に係る冷延鋼板は、自動車の軽量化に寄与する十分な強度を有することが好ましい。そのため、引張強度（ＴＳ）は、１１８０ＭＰａ以上とする。引張強度は、好ましくは１２７０ＭＰａ以上、より好ましくは１３７０ＭＰａ以上である。引張強度は高いことが好ましいが、本実施形態の構成で１７８０ＭＰａ超とすることは困難であるため、実質的な上限が１７８０ＭＰａとなる。なお、引張試験はＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して行えばよく、引張試験用の試料は、冷延鋼板の幅方向１／４の位置から、圧延方向と垂直方向（Ｃ方向）が長手方向となるように採取すればよい（ＪＩＳ５号試験片）。
（優れた均一伸びｕＥＬ）
優れた均一伸びの値は、鋼板の強度クラスによって異なる。本発明に係る冷延鋼板では、引張強度が１１８０ＭＰａ以上であるが、求められる均一伸びは、強度クラスによって異なる。具体的に説明すると、引張強度が１１８０～１３７０ＭＰａの冷延鋼板では、引張強度と共に優れた均一伸びが必要となる。一方、引張強度が１３７０ＭＰａを超える場合には、均一伸び特性は若干犠牲にしてもより高い引張強度が要求される。したがって、本発明において、「優れた均一伸び」を有する鋼板は、その引張強度に対して、下記の条件を満たす鋼板である。均一伸びは、引張強度の場合と同様に、冷延鋼板の幅方向１／４の位置から、圧延方向と垂直方向（Ｃ方向）が長手方向となるように採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の規定に準拠して引張試験を実施することにより求められる。
・引張強度ＴＳ：１１８０～１３７０ＭＰａの場合
均一伸びｕＥＬ≧１０．０％
・引張強度ＴＳ：１３７０ＭＰａ超の場合
均一伸びｕＥＬ≧７．０％
（降伏比ＹＲ≦６０％）
本実施形態に係る冷延鋼板は、自動車の軽量化に寄与する十分な強度を有しながら、良好な形状凍結性や加工性を具備していることが必要である。そのため、降伏比ＹＲ６０％以下とする。好ましくは、ＹＲ５８％以下、より好ましくはＹＲ５５％以下である。降伏比ＹＲは、引張強度ＴＳに対する降伏点ＹＳの比で、ＹＲ（％）＝（ＹＳ／ＴＳ）×１００で表される。降伏点についても、引張強度の場合と同様に、冷延鋼板の幅方向１／４の位置から、圧延方向と垂直方向（Ｃ方向）が長手方向となるように採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の規定に準拠して引張試験を実施することにより求められる。
次に、本実施形態に係る冷延鋼板の製造方法について説明する。
＜冷延鋼板の製造方法＞
本発明では、（ａ）圧延ひずみを蓄えつつ均一な低温変態相（上部ベイナイト相、マルテンサイト相、又はこれらからなる混合相）に制御する熱間圧延工程、（ｂ）均一かつ微細に鉄炭化物を析出させる焼き戻し工程、（ｃ）フェライトの再結晶の駆動力を付与する冷間圧延工程、（ｄ）加熱中にフェライトを十分に再結晶させると共に、再結晶フェライト粒界を鉄炭化物でピン止めし、粒界に沿ったオーステナイトの成長を促すことによって、軟質相と硬質相とを均一かつ微細に分散させ、その二相の界面形状を複雑に入り組んだ組織形態に制御する焼鈍工程の４つの工程によって、軟質相のフェライト相と、マルテンサイト相及び残留オーステナイト相からなる硬質第二相とを所望の面積率で存在させ、各相を均一かつ微細に分散させると共に、その界面形状を複雑に入り組んだ組織形態に制御することができる。より詳しく説明すると、再結晶フェライト粒界上に鉄炭化物を配置して当該再結晶フェライト粒界をピン止めすることで、単に結晶粒を微細化するだけでなく、オーステナイトの成長方向が粒界に沿うようになるため、フェライトの隙間に粒界に沿ったような形で複雑な形のオーステナイトを形成することができると考えられる。したがって、最終的に得られる鋼板の金属組織を軟質相と硬質相が複雑に入り組んだ組織形態に制御することができ、その結果として、例えば硬質第二相の二次元等周定数が０．２０以下である本発明に係る特徴的な金属組織を得ることが可能となる。以下、本発明に係る冷延鋼板の製造方法における各工程について詳しく説明する。
熱間圧延工程に先行する製造工程は特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続き、各種の二次製錬を行い、次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造、又は薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。連続鋳造の場合には、鋳造スラブを一度低温まで冷却したのち、再度加熱してから熱間圧延してもよいし、鋳造スラブを低温まで冷却せずに、鋳造後にそのまま熱間圧延してもよい。原料にはスクラップを使用しても構わない。スラブの化学成分は、上で説明したような化学成分に調整される。
鋳造したスラブに、加熱処理を施す。この加熱工程では、例えば、スラブを１２００℃以上１３００℃以下の温度に加熱後、３０分以上保持するとよい。加熱温度が１２００℃未満では、Ｔｉ及びＮｂ系析出物が十分に溶解しないので後工程の熱間圧延時に十分な析出強化が得られないおそれがあり、また粗大な炭化物として鋼中に残存することで成形性を劣化させる場合がある。したがって、スラブの加熱温度は１２００℃以上とするのが好ましく、１２２０℃以上とするのがより好ましい。一方、加熱温度が１３００℃超では、スケール生成量が増大し、歩留りが低下するおそれがあるため、加熱温度は１３００℃以下とするのが好ましく、１２８０℃以下とするのがより好ましい。Ｔｉ及びＮｂ系析出物を十分に溶解させるため、この温度範囲で３０分以上保持することが好ましく、例えば、４５分以上、６０分以上、９０分以上、又は１２０分以上保持してもよい。また、過度のスケールロスを抑制するために保持時間は、１０時間以下とすることが好ましく、５時間以下とすることがさらに好ましい。
［熱間圧延工程］
（粗圧延）
本発明における熱間圧延工程では、粗圧延を行った後、多段仕上げ圧延を行う。まず、加熱されたスラブに、粗圧延を施す。この粗圧延では、スラブを所望の寸法形状にすればよく、その条件は特に限定しない。なお、粗圧延した鋼板の厚さは、仕上げ圧延工程における圧延開始時から圧延完了時までに生じる圧延板の先端から尾端までの温度低下量に影響を及ぼすため、これを考慮して決定することが好ましい。
（仕上げ圧延）
仕上げ圧延では、多段仕上げ圧延における最終段の圧下率を１５％以上５０％以下、かつ、最終段の圧延終了温度をＡｒ３℃以上９５０℃以下に制御することによって、熱延時に旧オーステナイト粒の蓄積ひずみを高め、鉄炭化物の核生成サイトを高密度化させることが重要となる。
（仕上げ圧延の最終段の圧下率：１５％以上５０％以下）
仕上げ圧延の最終段の圧下率が１５％未満であると、旧オーステナイト粒の蓄積ひずみ量が十分ではなく、鉄炭化物の析出サイトが減少し、冷間圧延工程後の焼鈍工程において結晶粒の微細化を達成することができず、所望の引張強度及び均一伸びを同時に得られない。したがって、仕上げ圧延の最終段の圧下率は１５％以上とする。仕上げ圧延の最終段の圧下率は、好ましくは１６％以上、より好ましくは１８％以上、さらに好ましくは２０％以上である。一方、仕上げ圧延の最終段の圧下率が５０％超であると、鋼板形状が著しく劣化し、圧延が困難になるため、仕上げ圧延の最終段の圧下率は５０％以下とする。仕上げ圧延の最終段の圧下率は、好ましくは４５％以下であり、より好ましくは４０％以下である。
（仕上げ圧延の終了温度：Ａｒ３℃以上９５０℃以下）
仕上げ圧延の終了温度がＡｒ３℃未満になると、フェライト－パーライトが生成し、均一な低温変態相組織を実現することができず、再結晶フェライト粒界を鉄炭化物でピン止めすることができず、軟質相と硬質相との界面形状が複雑に入り組んだ組織形態に制御できないおそれがある。そのため、仕上げ圧延の終了温度はＡｒ３℃以上とする。一方、仕上げ圧延の終了温度を９５０℃超にすると、旧オーステナイト粒の蓄積ひずみが回復再結晶により低減して、鉄炭化物の析出サイトが減少して、軟質相と硬質相との界面形状が複雑に入り組んだ組織形態に制御できないおそれがある。そのため、仕上げ圧延終了温度は９５０℃以下とする。仕上げ圧延終了温度は、（Ａｒ３＋１０）℃以上であると好ましく、（Ａｒ３＋２０）℃であるとより好ましい。仕上げ圧延終了温度は、９４０℃以下であると好ましく、９３０℃以下であるとより好ましい。
（平均冷却速度：５０℃／秒以上）
仕上げ圧延後の熱延鋼板は、巻取り温度まで冷却される。仕上げ圧延後の平均冷却速度が５０℃／秒未満であると、冷却中にフェライト－パーライトが析出して、均一な低温変態相組織を得ることができず、微細かつ複雑に入り組んだ組織形態を得られないため、平均冷却速度は５０℃／秒以上とする。平均冷却速度は、好ましくは７０℃／秒以上、より好ましくは１００℃／秒以上である。平均冷却速度の上限は特に設けないが、安定製造の観点から、２００℃／秒以下とすることが好ましい。
（巻取り温度：４００℃未満）
４００℃以上の温度で巻き取る場合には、フェライト－パーライト、あるいはベイニティックフェライトが析出することで、熱延鋼板の組織を均一な低温変態相に制御することができず、微細かつ複雑に入り組んだ組織形態を得られない。そのため、巻取りは４００℃未満の温度で行う。巻取り温度は、好ましくは３８０℃以下、より好ましくは３５０℃以下、さらに好ましくは１００℃以下である。
［焼き戻し工程］
本発明では、鉄炭化物による再結晶フェライト粒界のピン止めと、ピン止め粒子である鉄炭化物からのオーステナイト生成を活用することで、微細かつ複雑に入り組んだ組織形態を実現する。したがって、熱延鋼板の焼き戻し工程における鉄炭化物の制御は、本願の中でも非常に重要な制御プロセスである。
巻取り後の熱延鋼板に焼き戻し処理をすることにより、再結晶フェライト粒界をピン止めするために必要な量の鉄炭化物を析出させる。ここで、鉄炭化物による再結晶フェライト粒界のピン止め力は、ピン止め粒子である鉄酸化物の析出量に比例し、鉄炭化物の粒径に反比例するため、ピン止め力を効果的に発生させるには、微細な鉄炭化物を多量に析出させることが好ましい。一方、鉄炭化物の粒径が大きい程、粒界上の鉄炭化物を起点としたオーステナイトの核生成頻度が高まるので、ピン止め力とオーステナイト核生成の両立の観点から、鉄炭化物の粒径を適切な範囲に制御する必要がある。
本発明においては、温度と熱処理時間を適切な範囲で焼き戻し処理することで、鉄炭化物の析出量と粒径を適切に制御し、再結晶フェライト粒界のピン止め力を確保すると共に、オーステナイトの核生成サイトとして粒界上の鉄炭化物の利用が可能になることを見出した。具体的には、焼き戻し温度が４５０℃以上６００℃未満の温度域で焼き戻しパラメータξが１４０００～１８０００となる焼き戻し熱処理を行う。このような熱処理を行うことで、鉄炭化物によるピン止め効果を十分に発揮させて微細かつ複雑に入り組んだ組織形態を得ることができ、その結果として、例えば硬質第二相の二次元等周定数が０．２０以下の金属組織を得ることが可能となる。
（焼き戻し温度：４５０℃以上６００℃未満）
焼き戻し温度は４５０℃以上６００℃未満とする。焼き戻し温度が４５０℃未満では、鉄炭化物の粒径が過度に微細になり、オーステナイトの核生成サイトとしての効果が十分に得られず、微細かつ複雑に入り組んだ組織形態を得られない。そのため、焼き戻し温度は４５０℃以上とする。焼き戻し温度は、好ましくは５００℃以上である。一方、６００℃以上では鉄炭化物のオストワルド成長により、鉄炭化物のピン止め力が著しく低下し、微細かつ複雑に入り組んだ組織形態を得られない。そのため、焼き戻し熱処理温度は６００℃未満とする。焼き戻し温度は、好ましくは５５０℃以下である。
（焼き戻しパラメータξ：１４０００以上１８０００以下）
焼き戻しパラメータξが１４０００未満では、鉄炭化物の析出量が不十分となり、鉄炭化物による再結晶フェライト粒界のピン止め力が不足し、５．０μｍ以下の平均粒径を実現できない。一方、焼き戻しパラメータξが１８０００超では、鉄炭化物の過成長により、再結晶フェライト粒界のピン止め力が不足し、５．０μｍ以下の平均粒径を実現できない。そのため、焼き戻しパラメータξは、１４０００以上１８０００以下とする。好ましくは、焼き戻しパラメータは、１４５００以上、１５０００以上、又は１５５００以上である。また、好ましくは、焼き戻しパラメータは、１７５００以下、１７０００以下、又は１６５００以下である。焼き戻しパラメータξは、以下の式１により求めることができる。
式１：ξ＝（Ｔ＋２７３）・〔ｌｏｇ10（ｔ／３６００）＋２０〕
Ｔ［℃］：焼き戻し温度、ｔ［秒間］：焼き戻し時間
［冷間圧延工程］
（圧延率：３０％以上）
上記のように焼き戻した鋼板に、酸洗後、冷間圧延を行う。冷間圧延工程の圧延率が３０％未満では、フェライトの再結晶の駆動力が十分ではなく、未再結晶フェライトが残存するため、冷間圧延工程の圧延率は３０％以上とする。当該圧延率は、好ましくは３５％以上、より好ましくは４０％以上、さらに好ましくは４５％以上である。一方、冷間圧延率の上限は特に設けないが、７０％超の圧延率では、圧延荷重が高すぎて圧延できない場合や、圧延中に鋼板が破断する危険性があるため、７０％以下とすることが好ましい。
本発明において、熱間圧延工程後の鋼板を焼き戻すことで析出させた鉄炭化物によって、再結晶フェライト粒界をピン止めし、母相フェライトの軟質化と結晶粒微細化を達成すると共に、これら粒界上の鉄炭化物を核生成サイトとしたオーステナイト変態によって、組織形態は複雑に入り組んだものとなる。粒界上の鉄炭化物をオーステナイト核生成サイトとすることで、組織形態が複雑に入り組んだ形状になる要因については、必ずしも明確ではないが、鉄炭化物に接するフェライト粒界の傾角による、粒界拡散係数が異なることに起因して、オーステナイトの成長方向に異方性が生じることが主因であると考えられる。すなわち、粒界上の鉄炭化物からのオーステナイト変態を活用することで、従来のような、フェライト粒の周囲をマルテンサイト等の硬質第二相が完全に被覆した組織ではなく、フェライトと硬質第二相が複雑に入り組んだ組織形態を実現することができる。
［焼鈍工程］
（５００℃からＡｃ１℃までの平均加熱速度：５．０℃／秒以下）
上記のように冷間圧延した鋼板を、最高加熱温度まで加熱し、保持後、冷却する焼鈍を行う。５００℃からＡｃ１℃までの加熱過程において、冷間圧延後のフェライト相の再結晶化と、鉄炭化物による再結晶フェライト粒界のピン止めを行う。５００℃からＡｃ１℃までの平均加熱速度が５．０℃／秒超であると、フェライトの再結晶が十分に起こらず、さらに、再結晶フェライト粒界上に十分な鉄炭化物を配置できずにオーステナイト変態が開始するため、軟質相と硬質第二相が十分に複雑に入り組んだ組織形態を実現することができない。そのため、５００℃からＡｃ１℃までの平均加熱速度は５．０℃／秒以下とする。当該平均加熱速度は、好ましくは、４．０℃／秒以下、より好ましくは３．０℃／秒以下である。
（最高加熱温度：（Ａｃ１＋１０）℃以上（Ａｃ３－１０）℃以下）
焼鈍工程の最高加熱温度が（Ａｃ１＋１０）℃未満であると、３５％以上の硬質第二相を確保することができないので、最高加熱温度は（Ａｃ１＋１０）℃以上とする。一方、（Ａｃ３－１０）℃超であると、オーステナイト変態が過度に進行し、硬質第二相の組織分率が、６５％超となるため、最高加熱温度は、（Ａｃ３－１０）℃以下とする。最高加熱温度は、好ましくは（Ａｃ１＋２０）℃以上、より好ましくは（Ａｃ１＋３０）℃以上である。また、最高加熱温度は、好ましくは（Ａｃ３－２０）℃以下、より好ましくは（Ａｃ３－３０）℃以下である。
（最高加熱温度での保持時間：６０秒以上）
最高加熱温度での保持時間が６０秒未満であると、鉄炭化物の溶解時間が不十分となり、鉄炭化物が不純物として溶け残り、すなわち残部相の面積率が高くなるため、保持時間は６０秒以上とする。一方、保持時間が１２００秒を超えると、生産を阻害しコスト増に繋がるため、加熱保持時間は１２００秒以下とすることが好ましい。好ましくは、最高加熱温度での保持時間は、１２０秒以上、１８０秒以上、２４０秒以上、又は３００秒以上である。
（（Ａｃ1－５０）℃からＭｓ℃以下の冷却停止温度までの平均冷却速度：２０℃／秒以上）
（Ａｃ1－５０）℃からＭｓ℃以下の冷却停止温度までの平均冷却速度が２０℃／秒未満である場合、冷却中にパーライトやベイニティックフェライトが形成し、残部相の面積率が増加し、所望の降伏比が得られない要因になるため、当該平均冷却速度は２０℃／秒以上とする。当該平均冷却速度は、好ましくは、３０℃／秒以上、４０℃／秒以上、又は５０℃／秒以上である。また、当該平均冷却速度の上限は、特に限定されないが、例えば、１００℃／秒以下であってもよい。
（冷却停止温度：Ｍｓ℃以下）
冷却停止温度がＭｓ℃超である場合、冷却後にパーライトやベイニティックフェライトが形成し、残部相の面積率が増加し、引張強度・均一伸びバランスが低下する。そのため、冷却停止温度は、Ｍｓ点以下とする。好ましくは、冷却停止温度は、（Ｍｓ－１０）℃以下、（Ｍｓ－２０）℃以下、又は（Ｍｓ－３０）℃以下である。冷却停止温度の下限は、特に限定されないが、室温程度（例えば２０℃）であればよい。
上述した各変態点：Ａｃ１（℃）、Ａｃ３（℃）、Ａｒ３（℃）及びＭｓ（℃）は、以下の式より計算する。
Ａｃ１［℃］＝７５１－１６×［％Ｃ］＋３５×［％Ｓｉ］－２８×［％Ｍｎ］
Ａｃ３［℃］＝８８１－３５３×［％Ｃ］＋６５×［％Ｓｉ］－２４×［％Ｍｎ］
Ａｒ３［℃］＝９１０－２０３×［％Ｃ］＋４４．７×［％Ｓｉ］－２４×［％Ｍｎ］－５０×［％Ｎｉ］
Ｍｓ［℃］＝５２１－３５３×［％Ｃ］－２２×［％Ｓｉ］－２４×［％Ｍｎ］
ここで、％Ｃ、％Ｓｉ、％Ｍｎ及び％Ｎｉは、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＮｉの含有量［質量％］である。
本発明に係る冷延鋼板は、以上の４つの工程、すなわち、熱間圧延工程、焼き戻し工程、冷間圧延工程、及び焼鈍工程を行うことで得ることができる。これらの工程の他に、以下の追加の工程：再加熱工程、溶融亜鉛めっき処理工程、並びに、溶融亜鉛めっき処理工程及び合金化処理工程を行ってもよい。
［再加熱工程］
（再加熱温度２００℃以上４５０℃以下）
焼鈍工程においてＭｓ℃以下の温度まで冷却した後、均一伸びを向上させることを目的として、２００℃以上４５０℃以下の温度に再加熱してもよい。再加熱温度が２００℃未満では、均一伸びを向上させる効果が効果的に発揮できない場合があり、再加熱温度が４５０℃超では、セメンタイトが析出し、すなわち残部相の面積率が増加し、降伏比ＹＲ６０％以下を達成できなくなる場合があるため、再加熱温度は２００℃以上４５０℃以下とするのが好ましい。再加熱温度は、好ましくは２５０℃以上、より好ましくは３００℃以上である。また、再加熱温度は、好ましくは４００℃以下、より好ましくは３５０℃以下である。
（再加熱温度での保持時間：６０秒以上６００秒以下）
再加熱温度での保持時間が６０秒未満であると、均一伸び向上効果が十分に得られないので、当該保持時間は６０秒以上とするのが好ましい。一方、再加熱温度での保持時間が６００秒超になると、降伏点が向上して、降伏比ＹＲ６０％以下が得られなくなるおそれがある。そのため、当該保持時間は６００秒以下とするのが好ましい。より好ましくは、再加熱温度での保持時間は５５０秒以下、５００秒以下、４５０秒以下、又は４００秒以下である。
［溶融亜鉛めっき処理工程］
溶融亜鉛めっき処理工程では、焼鈍工程を経た冷延焼鈍板を、Ｍｓ点以下の冷却温度から、溶融亜鉛めっき処理に適した所定の温度まで加熱したのち、該冷延焼鈍板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬し表面に溶融亜鉛めっき層を形成する溶融亜鉛めっき処理を施す。溶融亜鉛めっき処理の条件は特に限定する必要はなく、冷延焼鈍板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬し表面に、所望厚さの溶融亜鉛めっき層を形成する、通常の溶融亜鉛めっき処理条件がいずれも適用できる。例えば、４３０℃以上で溶融亜鉛めっき処理を行うことができる。なお、溶融亜鉛めっき浴に浸入するときの鋼板の板温が４３０℃を下まわると、鋼板に付着した亜鉛が凝固する可能性があるので、オーステンバー処理温度が４３０℃を下まわる場合は、溶融亜鉛めっき浴に入る前に所定の温度に加熱することが好ましい。また、溶融亜鉛めっき処理した後、必要に応じてめっき付着量調整のため、ワイピングを行ってもよい。溶融亜鉛めっき処理の温度は、例えば、５００℃以下であってもよい。
［合金化処理工程］
溶融亜鉛めっき層を形成した溶融亜鉛めっき鋼板に対して、必要に応じて合金化処理を行ってもよい。その場合、合金化処理温度が４００℃未満であると、合金化速度が遅くなり生産性を損なうばかりでなく、合金化処理むらが発生するので、合金化処理温度は４００℃以上とする。一方、合金化処理温度が６００℃を超えると、合金化が過度に進行して、鋼板のめっき密着性が劣化する場合がある。したがって、合金化処理温度は６００℃以下とする。
（冷延鋼板試料の作製）
表１に示す化学成分のスラブについて、表２に示す条件で熱間圧延工程、焼き戻し工程、冷間圧延工程、及び焼鈍工程を行い、板厚１．５ｍｍの冷延鋼板とした。試料Ｎｏ．１９～２１及び３４については、焼鈍工程後に再加熱工程を行った。試料Ｎｏ．２２については、４５０℃で溶融亜鉛めっき処理を行い、表２において「ＧＩ」と示した。試料Ｎｏ．４２については、４５０℃で溶融亜鉛めっき処理を行い、その後、４６０℃で合金化処理を行い、表２において「ＧＡ」と示した。また、表２中の「ＲＴ」は室温を意味するものである。
表１及び表２の各変態点：Ａｃ１（℃）、Ａｃ３（℃）、Ａｒ３（℃）及びＭｓ（℃）は、以下の式より計算した。
Ａｃ１［℃］＝７５１－１６×［％Ｃ］＋３５×［％Ｓｉ］－２８×［％Ｍｎ］
Ａｃ３［℃］＝８８１－３５３×［％Ｃ］＋６５×［％Ｓｉ］－２４×［％Ｍｎ］
Ａｒ３［℃］＝９１０－２０３×［％Ｃ］＋４４．７×［％Ｓｉ］－２４×［％Ｍｎ］－５０×［％Ｎｉ］
Ｍｓ［℃］＝５２１－３５３×［％Ｃ］－２２×［％Ｓｉ］－２４×［％Ｍｎ］
表２の焼き戻しパラメータは、以下の式１から計算した。
式１：ξ＝（Ｔ＋２７３）・〔ｌｏｇ10（ｔ／３６００）＋２０〕
Ｔ［℃］：焼き戻し温度、ｔ［秒間］：焼き戻し時間
（金属組織の決定）
表３の金属組織の各相の面積率は、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ法及びＳＥＭ二次電子像観察により評価した。具体的には、まず、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を機械研磨し鏡面に仕上げた後、電解研磨を行った。次いで、観察面における母材鋼板の表面から１／４厚を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲の５箇所の観察視野において、合計で１．０×１０-8ｍ2の面積をＳＥＭ－ＥＢＳＤ法により結晶構造及び方位解析を行った。ＥＢＳＤ法により得られたデータの解析にはＴＳＬ社製の「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｙｓ ６．０」を用いた。また、評点間距離（ｓｔｅｐ）は０．１０μｍとした。観察結果からＦＣＣ鉄と判断される領域を残留オーステナイトとし、さらに、結晶方位差が１５度以上となる境界を粒界として結晶粒界マップを得た。次に、ＥＢＳＤ観察を実施したものと同一試料についてナイタール腐食を行い、ＥＢＳＤ観察と同一視野について二次電子像観察を行った。得られた二次電子像より、フェライト、残留オーステナイト、ベイナイト、焼き戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、セメンタイトの面積率をそれぞれ測定した。粒内に下部組織を有し、かつ、セメンタイトが複数のバリアントを持って析出している領域を焼き戻しマルテンサイトと判断し、輝度が小さく、かつ下部組織が認められない領域をフェライトと判断し、輝度が大きく、かつ下部組織がエッチングにより現出されていない領域をフレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトと判断した。上記領域のいずれにも該当しない領域をベイナイトと判断した。各々の面積率を、ポイントカウンティング法によって算出することで、各相の面積率を求めた。
（再結晶フェライト相の割合の測定）
このように求めた全フェライト領域の内、再結晶フェライトの領域は、上記ＳＥＭ観察した領域と同領域をＦＥ－ＳＥＭ及びＯＩＭ 結晶方位解析装置を用いて、測定面１００μｍ平方領域を０．２μｍ間隔で結晶方位データ群を取得し、得られた結晶方位データ群を解析ソフト（ＴＳＬ ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ）で解析し、フェライト結晶粒内における第一近接測定点間のＫＡＭ値が１．０°以下の領域を再結晶領域として定義し、その領域の全領域に対する面積率を算出して、フェライト相における再結晶フェライト相の割合を決定した。得られた再結晶フェライトの割合を表３に示す。
（平均結晶粒径の測定）
平均結晶粒径の測定は、ＳＥＭ／ＥＢＳＤ法により行った。鋼板の表面から１／４厚において、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、鋼板表面に鏡面研磨及びコロイダル研磨を施し、電界放出形走査電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ）及びＯＩＭ 結晶方位解析装置を用いて、測定面２００μｍ平方領域を０．２μｍ間隔で結晶方位データ群を取得した。得られた結晶方位データ群を解析ソフト（ＴＳＬ ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ）で解析し、１５°以上の方位差を持つ界面を結晶粒界として定義し、該結晶粒界で囲まれた領域の面積から円相当直径として結晶粒径を算出し、これら結晶粒径のヒストグラムからメジアン径（Ｄ５０）として平均結晶粒径を算出した。
（硬質第二相の最大連結率の測定）
（硬質第二相の二次元等周定数の測定）
硬質第二相の最大連結率は、下記の方法によって決定した。表面から深さ３／８ｔの位置から深さｔ／２の位置（ｔ：鋼板の板厚）までの領域における１０００倍のＦＥ－ＳＥＭによって測定した組織画像を二値化し、その二値化画像において硬質第二相領域を示す一つのピクセルを選択した。そして、この選択されたピクセルに対し、上下左右４方向のいずれかの方向に隣接するピクセルが硬質第二相領域を示すものである場合は、これら二つのピクセルは同じ連結領域と判定した。同様にして、順次、上下左右４方向のそれぞれの方向に隣接するピクセルについて連結領域になっているか否かを判定し、単一の連結領域の範囲を定めた。こうして定めた、硬質第二相の連結領域の内、最大のピクセル数を有する領域を、最大連結領域と特定した。硬質第二相の最大連結領域の全硬質第二相領域に対する面積率、すなわち硬質第二相の最大連結率Ｒｓは、最大連結領域の面積Ｓｍを求め、全硬質第二相領域の面積Ｓｓとの比：Ｒｓ＝Ｓｍ／Ｓｓから算出した。
最大連結率Ｒｓ（％）は、下記式で算出した。
Ｒｓ＝｛硬質第二相の最大連結領域の面積Ｓｍ／全硬質第二相領域の面積Ｓｓ｝×１００
全硬質第二相領域の面積Ｓｓ＝最大連結領域の面積Ｓｍ＋非最大連結領域の全面積Ｓｍ’
二次元等周定数Ｋは、下記式で算出した。最大連結領域の周長Ｌｍは、上記ＦＥ－ＳＥＭによって測定した組織画像において実測した。
π・（Ｌｍ／２π）2・Ｋ＝Ｓｍ
Ｋ＝４πＳｍ／Ｌｍ2
Ｌｍ：硬質第二相の最大連結領域の周長
（機械特性の測定）
引張強度、降伏点及び均一伸びは、冷延鋼板の幅方向１／４の位置から、圧延方向と垂直方向（Ｃ方向）が長手方向となるように採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の規定に準拠して引張試験を実施し、降伏点（０．２％耐力）ＹＳ、引張強度ＴＳ、均一伸びｕＥＬを求めた。そして、降伏比ＹＲ＝（ＹＳ／ＴＳ）×１００の式を用いて求めた。引張強度ＴＳが１１８０ＭＰａ以上であり、均一伸びｕＥＬが１０．０％以上（ＴＳ：１１８０～１３７０ＭＰａ）又は７．０％以上（ＴＳ：１３７０ＭＰａ超）であり、かつ降伏比ＹＲが６０％以下である場合を、加工性及び形状凍結性に優れた高強度な冷延鋼板として評価した。
表１～３中で下線を付した数値は、本発明の範囲外にあることを示している。
表２～３中、試料Ｎｏ．１～３、Ｎｏ．５、Ｎｏ．９、Ｎｏ．１９、Ｎｏ．２２、Ｎｏ．２３及びＮｏ．２８～４４は、本発明の条件をすべて満足する本発明例の鋼板である。
本発明例では、化学成分を満足し、適切な組織分率と粒径及び組織形態を有しているため、引張強度が１１８０ＭＰａ以上で、均一伸びに優れ、降伏比ＹＲが６０％以下を満たした冷延鋼板が得られている。
試料Ｎｏ．２６は、鋼の化学成分が本発明で規定する範囲から外れており、優れた１１８０ＭＰａ以上の引張強度が得られていない。また、Ｎｏ．２７はまた、本発明で規定する鋼の化学成分を達成できていないため、優れた均一伸びと低降伏比が得られていない。
試料Ｎｏ．４、Ｎｏ．６～８、Ｎｏ．１０～１８、Ｎｏ．２０、Ｎｏ．２１、Ｎｏ．２４、及びＮｏ．２５は、製造条件が本発明で規定する範囲から外れているため、１１８０ＭＰａ以上の引張強度と優れた均一伸び、及び低降伏比が両立出来ていない。
Figure 0007120454000001
Figure 0007120454000002
Figure 0007120454000003
Figure 0007120454000004
Figure 0007120454000005
本発明の上記態様によれば、１１８０ＭＰａ以上の引張強度（引張最大強度）を持ち、加工性に優れ、かつ形状凍結性に優れる冷延鋼板を得ることができる。従って、産業上の利用可能性が高い。
１ 最大連結領域
２ フェライト組織領域
３ 非最大連結領域

Claims (8)

  1. 化学成分が、質量％で、
    Ｃ：０．１５％以上０．４０％以下、
    Ｓｉ：０．５０％以上４．００％以下、
    Ｍｎ：１．００％以上４．００％以下、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上２．０００％以下、
    Ｐ：０．０２０％以下、
    Ｓ：０．０２０％以下、
    Ｎ：０．０１０％以下、
    Ｔｉ：０％以上０．２００％以下、
    Ｎｂ：０％以上０．２００％以下、
    Ｂ：０％以上０．０１０％以下、
    Ｖ：０％以上１．００％以下、
    Ｃｒ：０％以上１．００％以下、
    Ｍｏ：０％以上１．００％以下、
    Ｃｕ：０％以上１．００％以下、
    Ｃｏ：０％以上１．００％以下、
    Ｗ：０％以上１．００％以下、
    Ｎｉ：０％以上１．００％以下、
    Ｃａ：０％以上０．０１０％以下、
    Ｍｇ：０％以上０．０１０％以下、
    ＲＥＭ：０％以上０．０１０％以下、
    Ｚｒ：０％以上０．０１０％以下、及び
    残部：鉄及び不純物からなり、
    金属組織が、フェライト相と、マルテンサイト相及び残留オーステナイト相からなる硬質第二相と、セメンタイト相及びベイナイト相からなる残部相とからなり、
    前記フェライト相の面積率が３５％以上６５％以下であり、
    前記硬質第二相の面積率が３５％以上６５％以下であり、
    前記残部相の面積率が０％以上５％以下であり、
    前記フェライト相の６０％以上が再結晶フェライト相であり、
    １５°粒界で規定される平均結晶粒径が５．０μｍ以下であり、
    前記硬質第二相の最大連結率が１０％以上であり、
    前記硬質第二相の二次元等周定数が０．２０以下である、冷延鋼板。
  2. 前記化学成分が、質量％で、
    Ｔｉ：０．００１％以上０．２００％以下、
    Ｎｂ：０．００１％以上０．２００％以下、
    Ｂ：０．０００５％以上０．０１０％以下、
    Ｖ：０．００５％以上１．００％以下、
    Ｃｒ：０．００５％以上１．００％以下、
    Ｍｏ：０．００５％以上１．００％以下、
    Ｃｕ：０．００５％以上１．００％以下、
    Ｃｏ：０．００５％以上１．００％以下、
    Ｗ：０．００５％以上１．００％以下、
    Ｎｉ：０．００５％以上１．００％以下、
    Ｃａ：０．０００３％以上０．０１０％以下、
    Ｍｇ：０．０００３％以上０．０１０％以下、
    ＲＥＭ：０．０００３％以上０．０１０％以下、及び
    Ｚｒ：０．０００３％以上０．０１０％以下
    からなる群より選択される１種又は２種以上を含む、請求項１に記載の冷延鋼板。
  3. 表面に溶融亜鉛めっき層を有する、請求項１又は２に記載の冷延鋼板。
  4. 表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する、請求項１又は２に記載の冷延鋼板。
  5. 請求項１又は２に記載の冷延鋼板を製造する方法であって、
    請求項１又は２に記載の化学成分を有するスラブを粗圧延した後、仕上げ圧延の最終段の圧下率が１５％以上５０％以下であり、かつ、仕上げ圧延の終了温度がＡｒ３℃以上９５０℃以下である仕上げ圧延を施し、４００℃未満の巻取り温度まで平均冷却速度５０℃／秒以上で冷却し、前記巻取り温度で巻き取る熱間圧延工程と、
    熱間圧延した鋼板を、４５０℃以上６００℃未満の温度域で、以下の式１で規定される焼き戻しパラメータξが１４０００～１８０００である条件で焼き戻す焼き戻し工程と、
    焼き戻した鋼板を、酸洗後、圧延率３０％以上で冷間圧延する冷間圧延工程と、
    冷間圧延した鋼板を、５００℃からＡｃ１℃までの温度域において５．０℃／秒以下の平均加熱速度で、（Ａｃ１＋１０）℃以上（Ａｃ３－１０）℃以下の最高加熱温度まで加熱し、前記最高加熱温度で６０秒以上保持後、（Ａｃ１－５０）℃から冷却停止温度までの温度域において２０℃／秒以上の平均冷却速度で、Ｍｓ℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍工程とを含む、冷延鋼板の製造方法。
    式１：ξ＝（Ｔ＋２７３）・〔ｌｏｇ10（ｔ／３６００）＋２０〕
    Ｔ［℃］：焼き戻し温度、ｔ［秒］：焼き戻し時間
    Ａｃ１［℃］＝７５１－１６×［％Ｃ］＋３５×［％Ｓｉ］－２８×［％Ｍｎ］
    Ａｃ３［℃］＝８８１－３５３×［％Ｃ］＋６５×［％Ｓｉ］－２４×［％Ｍｎ］
    Ａｒ３［℃］＝９１０－２０３×［％Ｃ］＋４４．７×［％Ｓｉ］－２４×［％Ｍｎ］－５０×［％Ｎｉ］
    Ｍｓ［℃］＝５２１－３５３×［％Ｃ］－２２×［％Ｓｉ］－２４×［％Ｍｎ］
    ここで、％Ｃ、％Ｓｉ、％Ｍｎ及び％Ｎｉは、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＮｉの含有量［質量％］である。
  6. Ｍｓ℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、２００℃以上４５０℃以下の温度で６０秒以上６００秒以下保持する、請求項５に記載の冷延鋼板の製造方法。
  7. 請求項３に記載の冷延鋼板を製造する方法であって、
    前記焼鈍工程の後に、４３０℃以上の温度で溶融亜鉛めっき処理を行う、請求項５又は６に記載の冷延鋼板の製造方法。
  8. 請求項４に記載の冷延鋼板を製造する方法であって、
    前記焼鈍工程の後に、４３０℃以上の温度で溶融亜鉛めっき処理を行い、その後、４００℃以上６００℃以下で合金化処理を行う、請求項５又は６に記載の冷延鋼板の製造方法。
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