JPWO2012026419A1 - 冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

焼鈍中の結晶粒の成長を抑えた微細組織を有する冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：0.01〜0.3％、Si：0.01〜2.0％、Mn：0.5〜3.5％、Nb：0〜0.03％、Ti：0〜0.06％、Ｖ：0〜0.3％、sol. Al：0〜2.0％、Cr：0〜1.0％、Mo：0〜0.3％、Ｂ：0〜0.003％、Ｃａ：0〜0.003％およびREM：0〜0.003％以下を含有する化学組成を有し、主相としてフェライト50面積％以上、第２相として低温変態相を10面積％以上ならびに残留オーステナイトを0〜3面積％含有し、かつ下記式(1)〜(3)を満足するミクロ組織を有し、そして特定の集合組織を有する。ｄm＜2.7＋10000／(5＋300×Ｃ＋50×Mn＋4000×Nb＋2000×Ti＋400×Ｖ)2(1)ｄm＜4.0 ・・・ (2)ｄs≦１.５ ・・・ (3)ｄm：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（単位：μｍ）；ｄs：第２相の平均粒径（単位：μｍ）。

Description

本発明は、冷延鋼板およびその製造方法に関する。より詳しくは、本発明は、高い強度を有しながら優れた加工性を有する冷延鋼板、および材質安定性に優れる冷延鋼板の製造方法に関する。

従来から、冷延鋼板の機械特性を向上させるために鋼板の組織を微細化する方法について多くの検討がなされている。
それらの方法は下記（１）〜（３）に大別できる。

（１）第１の方法は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏなどの粒成長を抑制する元素を多量に添加することによって、冷間圧延後の焼鈍時に生成するオーステナイト粒を微細化し、その後の冷却によりオーステナイトから変態して生成するフェライト粒を微細化する方法である。

（２）第２の方法は、前記焼鈍におけるオーステナイト単相域での加熱を急速加熱と極短時間保持により行い、組織の粗大化を防ぐ方法である。
（３）第３の方法は、熱間圧延の直後に急冷して得た熱延鋼板に、冷間圧延および焼鈍を施す方法である。以下、この熱延鋼板の製造方法を直後急冷法と呼ぶこともある。

上記第１の方法に関して、例えば、特許文献１は、平均粒径３.５μｍ以下のフェライトを主体とする鋼組織を有する冷延鋼板を開示している。特許文献２は、フェライトと、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留γ（残留オーステナイト）の１種または２種以上からなる低温変態相とを有する組織を有し、この低温変態相の平均結晶粒径が２μｍ以下で体積率が１０〜５０％である冷延鋼板を開示している。

上記第２の方法に関して、例えば、特許文献３には、５００℃以上で巻き取った熱延鋼板を冷間圧延した後、焼鈍するに際して、室温から７５０℃までを３０℃／秒以上で急速加熱し、７５０〜９００℃の範囲の焼鈍温度の保持時間を制限することで、未再結晶フェライトから微細なオーステナイトへ変態させ、冷却時に生成するフェライトを微細化する方法が示されている。特許文献４には、焼付け硬化性高強度冷延鋼板の製造方法に関して、通常の熱間圧延により得られた熱延鋼板を冷間圧延した後、連続焼鈍にて５００℃以上の温度域を３００〜２０００℃／秒で７３０〜８３０℃に加熱し、その温度域に２秒以下滞在させて焼鈍を行うことが記載されている。

上記第３の方法に関して、特許文献５には、熱間圧延後に短時間で冷却を開始する直後急冷法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、これを冷間圧延の母材として、通常の冷間圧延と焼鈍とを行う。

特許文献５では、結晶方位差（misorientation, 傾角<tilt angle>ともいう）が１５°以上の大角粒界（high angle grain boundary）で囲まれた領域を１つの結晶粒と見なすと定義する。従って、特許文献５に開示された微細組織を有する熱延鋼板は多数の大角粒界を有することを特徴とする。

特開２００４−２５０７７４号公報 特開２００８−２３１４８０号公報 特開２００７−９２１３１号公報 特開平７−３４１３６号公報 ＷＯ２００７／０１５５４１号公報

上述したように、従来技術において、冷延鋼板の機械特性の向上を目的として、鋼板の組織を微細化する方法について多くの検討がなされてきた。しかし、次に述べるように、従来の方法はいずれも完全に満足できるものではなかった。

特許文献１および特許文献２に開示された方法では、ＴｉやＮｂ等の添加を必須としているため、省資源性という観点において課題を残している。
特許文献３に開示された方法は、実施例に示されているように、微細な結晶粒、たとえば平均粒径３.５μｍ未満のフェライト結晶粒からなる組織を得るために、焼鈍時の保持時間を１０秒間以下程度の短時間としなければならない。焼鈍の保持時間を３０秒間または２００秒間とした実施例も示されているが、焼鈍後の平均粒径は３.８μｍまたは４.４μｍとなり、急激な粒成長が起こっている。焼鈍工程においては鋼板の製造安定性を高めるために数十秒間以上の保持時間が通常は必要とされているので、特許文献３に開示された方法では製造安定性と３.５μｍ未満の非常に微細な組織とを両立させることは困難である。

同様に、特許文献４に開示された方法も焼鈍時の保持時間は２秒以下と規定され、焼鈍を極短時間で行う必要があるので、特許文献３と同じ問題を有する。
特許文献５に開示された直後急冷を利用した方法は、冷延鋼板のミクロ組織を微細化する手段として優れている。しかし、冷延鋼板のフェライト粒径は、その母材である熱延鋼板のフェライト粒径とほぼ同じか、それより１〜３μｍ大きくなるので、冷延鋼板のミクロ組織の微細化には限界がある。

本発明は、微細化された組織を有する冷延鋼板に関する従来技術の上述した問題点を解消することを課題とする。より具体的には、本発明は、ＴｉやＮｂ等の添加を行わなくても、また焼鈍時の保持時間を安定した材質が得られる程度に長くしても、微細組織が得られ、しかも、冷延鋼板のフェライト粒径が熱延鋼板のフェライト粒径と同等またはそれ以下である、微細組織を有する冷延鋼板とその製造方法とを提供することを目的とする。

本発明者らは、上記課題を解決すべく詳細な検討を行った。
まず、冷延鋼板のミクロ組織を微細化する手段として優れている特許文献５に開示された冷延鋼板について、冷延鋼板のフェライト粒径が熱延鋼板のフェライト粒径とほぼ同じか、それより１〜３μｍ大きくなることの原因について検討を行い、以下の（ａ）〜（ｃ）の知見を得た。

（ａ）特許文献５に開示された方法は、多数の大角粒界を含むとともに熱的に安定な細粒組織を有する、直後急冷法により得られた熱延鋼板に冷間圧延および焼鈍を施すと、熱延鋼板の粒界上に多くの再結晶核が発生し、冷延焼鈍後の組織が微細化するとの技術思想に基づく。

（ｂ）しかし、焼鈍時に熱延鋼板の粒界上に発生した再結晶核から成長する再結晶粒の粒成長速度は、熱延鋼板の組織の微細化に伴って顕著に増加する。
（ｃ）この再結晶粒の活発な粒成長により、特許文献５に開示された方法による冷延鋼板の組織の微細化効果が減衰し、冷延鋼板のフェライト粒径は、熱延鋼板のフェライト粒径とほぼ同じか、それより１〜３μｍ大きくなってしまう。

そこで、本発明者らは、上記再結晶粒の活発な粒成長を抑制することについて検討を行い、以下の（ｄ）〜（ｉ）の新たな知見を得た。
（ｄ）微細な組織を有する熱延鋼板に、冷間圧延してから焼鈍を施す際に、冷間圧延により加工組織となったフェライトが再結晶を完了する前にフェライトとオーステナイトとが共存する温度となるように急速加熱焼鈍を行うことにより、熱延鋼板のフェライト粒径と同等以下のフェライト粒径を有する微細な組織が得られる。

（ｅ）これは、急速加熱焼鈍により、未再結晶フェライトが残存した状態で熱延鋼板の大角粒界であった位置（旧粒界）から多数の微細なオーステナイトが生成し、この多数の微細なオーステナイト粒のために、再結晶フェライト粒が熱延鋼板の旧粒界を超えて成長することが抑制されることによる。

（ｆ）熱延鋼板の組織を微細化することで冷間圧延後の焼鈍時における微細化が可能になるが、熱延鋼板の組織を微細化すればするほど再結晶粒の粒成長速度も増加するので、焼鈍後に微細な組織を得るには、昇温速度をより一層高めた急速加熱焼鈍が必要となる。

（ｇ）このような粒成長抑制機構を用いると、焼鈍時の保持時間を例えば３０秒以上〜数百秒と長くしても粒成長が抑制され、微細な組織が維持される。その結果、通板速度等の製造条件の変動に起因する材質の変動を抑制することができ、安定した材質を有する冷延鋼板を得ることができる。

（ｈ）このような製造方法により得られる冷延鋼板は、板厚の１／２深さ位置において、｛１１１｝＜１４５＞、｛１１１｝＜１２３＞、｛５５４｝＜２２５＞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線強度の平均の４.０倍以上であるということで特徴づけられる集合組織を有する。そして、そのような集合組織を有する冷延鋼板は伸びフランジ性（穴拡げ性）に優れる。

（ｉ）冷間圧延に供する熱延鋼板は、微細な組織を有するものであればよいが、熱的安定性に優れるものであることが好ましい。
これらの新たな知見に基づく本発明は以下のとおりである。

（１）質量％で、Ｃ：０.０１〜０.３％、Ｓｉ：０.０１〜２.０％、Ｍｎ：０.５〜３.５％、Ｐ：０.１％以下、Ｓ：０.０５％以下、Ｎｂ：０〜０.０３％、Ｔｉ：０〜０.０６％、Ｖ：０〜０.３％、ｓｏｌ．Ａｌ：０〜２.０％、Ｃｒ：０〜１.０％、Ｍｏ：０〜０.３％、Ｂ：０〜０.００３％、Ｃａ：０〜０.００３％およびＲＥＭ：０〜０.００３％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し、
主相としてフェライト：５０面積％以上、第２相として、マルテンサイト、ベイナイト、パーライトおよびセメンタイトの１種または２種以上を含む低温変態相を合計で１０面積％以上ならびに残留オーステナイトを０〜３面積％含有し、かつ下記式（１）〜（３）を満足するミクロ組織を有し、そして
板厚の１／２深さ位置において、｛１１１｝＜１４５＞、｛１１１｝＜１２３＞、｛５５４｝＜２２５＞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線強度の平均の４.０倍以上である集合組織を有する、
ことを特徴とする冷延鋼板。

ｄ_m＜２.７＋１００００／(５＋３００×Ｃ＋５０×Ｍｎ＋４０００×Ｎｂ＋２０００×Ｔｉ＋４００×Ｖ)² ・・・ （１）
ｄ_m＜４.０ ・・・ （２）
ｄ_s≦１.５ ・・・ （３）
ここで、
Ｃ、Ｍｎ、Ｎｂ、ＴｉおよびＶはそれぞれ該元素の含有量（単位：質量％）であり；
ｄ_mは傾角（結晶方位差）１５°以上の大角粒界で規定されるフェライトの平均粒径（単位：μｍ）であり、そして
ｄ_sは第２相の平均粒径（単位：μｍ）である。

（２）上記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０.００３％以上、Ｔｉ：０.００５％以上およびＶ：０.０１％以上からなる群から選択される１種または２種以上を含有し、上記ミクロ組織が、下記式（４）を満足する、上記（１）に記載の冷延鋼板。

ｄ_m＜３.５ ・・・ （４）
ここで、ｄ_mは上記の通りである。
（３）上記化学組成が、質量％で、ｓｏｌ．Ａｌ：０.１質量％以上を含有する、上記（１）または（２）に記載の冷延鋼板。

（４）上記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０.０３％以上、Ｍｏ：０.０１％以上およびＢ：０.０００５％以上からなる群から選択される１種または２種以上を含有する、上記（１）ないし（３）のいずれかに記載の冷延鋼板。

（５）前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０.０００５％以上およびＲＥＭ：０.０００５％以上からなる群から選択される１種または２種を含有する、上記（１）ないし（４）のいずれかに記載の冷延鋼板。

（６）鋼板表面にめっき層を有する、上記（１）ないし（５）のいずれかに記載の冷延鋼板。
（７）下記工程（Ａ）および（Ｂ）を有することを特徴とする冷延鋼板の製造方法：
（Ａ）上記（１）ないし（５）のいずれかに記載の化学組成を有し、かつ下記式（５）および（６）を満足するミクロ組織を有する熱延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
（Ｂ）工程（Ａ）において得られた冷延鋼板に、（Ａｅ₁点＋１０℃）に到達した時点でのフェライト未再結晶率が３０面積％以上となる条件で（Ａｅ₁点＋１０℃）以上、（０.９５×Ａｅ₃点＋０.０５×Ａｅ₁点）以下の温度域まで昇温した後、この温度域に３０秒間以上保持することにより焼鈍を施す焼鈍工程。

ｄ＜２.５＋６０００／(５＋３５０×Ｃ＋４０×Ｍｎ)²・・・（５）
ｄ＜３.５ ・・・ （６）
ここで、
ＣおよびＭｎはそれぞれ該元素の含有量（単位：質量％）であり；
ｄ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（単位：μｍ）である。

（８）前記熱延鋼板が、前記化学組成を有するスラブに、Ａｒ₃点以上で圧延を完了する熱間圧延を施し、圧延完了後０.４秒間以内に４００℃／秒以上の平均冷却速度で７５０℃以下の温度域まで冷却する熱間圧延工程により得られたものである、上記（７）に記載の冷延鋼板の製造方法。

（９）前記工程（Ｂ）の後に、冷延鋼板にめっき処理を施す工程をさらに有する上記（７）または（８）に記載の冷延鋼板の製造方法。
本明細書において、主相とは体積率（本発明では実際には断面の面積率で体積率を評価）が最大である相または組織を意味し、第二相とは主相以外の相および組織を意味する。

フェライトは、ポリゴナルフェライトおよびベイニティックフェライトを包含する意味である。低温変態相は、マルテンサイト、ベイナイト、パーライトおよびセメンタイトを含む。ここで、マルテンサイトには焼戻しマルテンサイトが含まれ、ベイナイトには焼戻しベイナイトが含まれる。

本発明に係る冷延鋼板は、母材となる熱延鋼板と同等以上に微細化された組織を有するため、高い強度を有しながら加工性にも優れており、自動車用鋼板として好適である。また、ＮｂやＴｉなどの希少金属の多量添加を必要としないので、省資源性に優れる。この冷延鋼板は、焼鈍時間を短時間としない本発明に係る方法により製造されるので、安定した材質を有する。

実施例で用いた鋼種Ａ，Ｂ，Ｃについて、種々の昇温速度で７５０℃に加熱し、その温度に６０秒間保持することにより焼鈍を実施した冷延鋼板の平均粒径と昇温速度との関係を示すグラフである。 実施例で用いた鋼種Ｂ，Ｃについて、種々の昇温速度で７５０℃に加熱し、その温度に６０秒間保持することにより焼鈍を実施した冷延鋼板の引張強度と昇温速度との関係を、昇温速度が１０℃／秒の場合を基準とした引張強度の上昇率を縦軸として示すグラフである。 実施例で用いた鋼種Ｂについて、５００℃／秒で７５０℃へ加熱した後、１５秒間から３００秒間の均熱保持を行った後、５０℃／秒で室温まで冷却することにより焼鈍を実施した冷延鋼板のＴＳ×ＥＬ（引張強度×全伸び）値と焼鈍時の保持時間との関係を示すグラフである。

以下、本発明に係る冷延鋼板およ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「質量％」である。
１．冷延鋼板
１.１−化学組成
Ｃ：０.０１〜０.３％
Ｃは、鋼の強度を高める作用を有する。また、熱間圧延工程および焼鈍工程において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ので、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ることが可能となり、これにより、熱延鋼板のミクロ組織を微細化することが可能となる。また、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（Ａｅ₁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。Ｃ含有量が０.０１％未満では、上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｃ含有量は０.０１％以上とする。好ましくは０.０３％以上、より好ましくは０.０５％以上である。一方、Ｃ含有量が０.３％超では、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０.３％以下とする。好ましくは０.２％以下、より好ましくは０.１５％以下である。

Ｓｉ：０.０１〜２.０％
Ｓｉは、鋼の延性および強度を向上させる作用を有する。また、Ｍｎと同時に添加されると、マルテンサイトなどの硬質第２相（主相をなすフェライトよりも硬質な相）の生成を促進し、鋼を高強度化させる作用を有する。Ｓｉ含有量が０.０１％未満では、上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｓｉ含有量は０.０１％以上とする。好ましくは０.０３％以上、より好ましくは０.０５％以上である。一方、Ｓｉ含有量が２.０％超では、熱間圧延工程や焼鈍工程などにおいて、鋼の表面に酸化物を生成して表面性状を損なう場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は２.０％以下とする。好ましくは１.５％以下、より好ましくは０.５％以下である。

Ｍｎ：０.５〜３.５％
Ｍｎは、鋼の強度を高める作用を有する。また、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（Ａｅ_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。Ｍｎ含有量が０.５％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｍｎ含有量は０.５％以上とする。好ましくは０.７％以上、より好ましくは１％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３.５％超では、フェライト変態が過度に遅延してしまい、目的とするフェライト面積率を確保できない場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は３.５％以下とする。好ましくは３.０％以下、より好ましくは２.８％以下である。

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る作用を有する。Ｐ含有量が０.１％を超えると、上記作用により脆化が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０.１％以下とする。好ましくは０.０６％以下である。Ｐ含有量は低い程好ましいので下限は限定する必要はない。コストの観点からは０.００１％以上とすることが好ましい。

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鋼の延性を低下させる作用を有する。Ｓ含有量が０.０５％超では、上記作用により延性の低下が著しくなる場合がある。したがって、Ｓ含有量は０.０５％以下とする。好ましくは０.００８％以下、さらに好ましくは０.００３％以下である。Ｓ含有量は低い程好ましいので下限を限定する必要はない。コストの観点からは０.００１％以上とすることが好ましい。

Ｎｂ：０〜０.０３％、Ｔｉ：０〜０.０６％、Ｖ：０〜０.３％
Ｎｂ、ＴｉおよびＶは、炭化物や窒化物として鋼中に析出し、焼鈍工程の冷却中におけるオーステナイトからフェライトへの変態を抑制することによって、硬質第２相の面積率を高め、鋼の強度を高める作用を有する。したがって、鋼の化学組成に、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、各元素の含有量が上記上限値を超えると、延性の低下が著しくなる場合がある。したがって、各元素の含有量は上記のとおりとする。ここで、Ｔｉ含有量は０.０３％以下とすることが好ましい。また、ＮｂおよびＴｉの合計含有量は０.０６％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、ＴｉおよびＶの含有量は下記式（７）を満足することが好ましい。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｎｂ：０.００３％以上、Ｔｉ：０.００５％以上およびＶ：０.０１％以上のいずれかを満足させることが好ましい。

(Ｎｂ＋０.５×Ｔｉ＋０.０１×Ｖ)≦０.０２ ・・・ （７）
ここで、Ｎｂ、ＴｉおよびＶはそれぞれ該各元素の含有量（単位：質量％）である。
ｓｏｌ．Ａｌ：０〜２.０％
Ａｌは、延性を高める作用を有する。したがって、Ａｌを含有させてもよい。しかし、Ａｌは変態点を上昇させる作用を有するので、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が２.０％超では、熱間圧延をより高温域で完了させざるをえなくなる。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、そのため、冷延鋼板の組織を微細化することも困難となる。また、連続鋳造が困難となる場合がある。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は２.０％以下とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を０.１％以上とすることが好ましい。

Ｃｒ：０〜１.０％、Ｍｏ：０〜０.３％、Ｂ：０〜０.００３％
Ｃｒ、ＭｏおよびＢは、鋼の焼入れ性を高め、低温変態相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、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、各元素の含有量が上記上限値を超えると、フェライト変態が過度に抑制されてしまい、目的とするフェライト面積率を確保できない場合がある。したがって、各元素の含有量は上記のとおりとする。ここで、Ｍｏ含有量は０.２％以下とすることが好ましい。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃｒ：０.０３％以上、Ｍｏ：０.０１％以上およびＢ：０.０００５％以上のいずれかを満足させることが好ましい。

Ｃａ：０〜０.００３％、ＲＥＭ：０〜０.００３％
Ｃａおよび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、これらの元素の１種または２種を含有させてもよい。しかし、いずれの元素も高価であるため、それぞれの元素の含有量は０.００３％以下とする。これらの元素の合計含有量は０.００５％以下とすることが好ましい。上記作用による効果をより確実に得るには、いずれかの元素を０.０００５％以上含有させることが好ましい。ここで、ＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素を指し、ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。本発明におけるＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を指す。

１.２−ミクロ組織および集合組織
主相：５０面積％以上のフェライトであり、かつ上記式（１）および（２）を満足する
軟質なフェライトを主相とすることによって、冷延鋼板の延性を高めることができる。さらに、主相であるフェライトが微細であって、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ｄ_mが上記式（１）および（２）を満たすことにより、鋼板を加工した際に微細なクラックの発生と進展が抑制され、冷延鋼板の伸びフランジ性が向上する。また、細粒強化によって鋼の強度が向上する。なお、上記式（１）はＣ、Ｍｎ、Ｎｂ、ＴｉおよびＶによる組織の微細化作用を考慮したうえでフェライトの微細化の程度を規定する指標である。

フェライト面積率が５０％未満では、優れた延性を確保することが困難になる。したがって、フェライト面積率は５０％以上とする。フェライト面積率は好ましくは６０％以上であり、より好ましくは７０％以上である。

また、前記フェライトの平均粒径ｄ_mが上記式（１）および（２）の少なくとも一方を満足しない場合には、主相が十分に微細ではないために、優れた伸びフランジ性を確保することが困難になり、または細粒強化による強度向上作用を十分に得られない。したがって、前記フェライト平均粒径ｄ_mは上記式（１）および（２）を満足するようにする。

傾角１５°以上の大角粒界で囲まれたフェライトの平均粒径を指標とするのは、傾角１５°未満の小角粒界は隣接する結晶粒間の方位差が小さく、転位を堆積させる効果が小さいため、強度増加への寄与が少ないからである。以下では、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を単にフェライトの平均粒径という。

Ｎｂ：０.００３％以上、Ｔｉ：０.００５％以上およびＶ：０.０１％以上からなる群から選択される１種または２種以上を含有する化学組成を有する場合には、フェライトの平均粒径ｄ_mは上記式（４）を満足することが好ましい。

第２相：マルテンサイト、ベイナイト、パーライトおよびセメンタイトを含む低温変態相を合計で１０面積％以上ならびに残留オーステナイトを０〜３面積％を含み、かつ上記式（３）を満足する。

マルテンサイト、ベイナイト、パーライトおよびセメンタイトを含む低温変態で生成する硬質な相または組織を第２相に含有させることにより、鋼の強度を高めることが可能となる。また、残留オーステナイトは鋼板の伸びフランジ性を低下させる作用を有するので、残留オーステナイト面積率を制限することにより、優れた伸びフランジ性を確保することが可能となる。さらに、第２相が上記式（３）を満たすように微細であることによって、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、鋼板の伸びフランジ性が向上する。また、細粒強化によって鋼の強度が向上する。

マルテンサイト、ベイナイト、パーライトおよびセメンタイトを含む低温変態相の合計面積率が１０％未満では、高い強度を確保することが困難である。したがって、低温変態相の合計面積率は１０％以上とする。なお、低温変態相はマルテンサイト、ベイナイト、パーライトおよびセメンタイトの全部を含んでいる必要はなく、その少なくとも１種を含んでいればよい。

また、残留オーステナイト面積率が３％超になると、優れた伸びフランジ性を確保することが困難である。したがって、残留オーステナイト面積率は０〜３％とする。好ましくは２％以下である。

また、第２相の平均粒径ｄ_sが上記式（３）を満足しないと、第２相が十分に微細ではないため、優れた伸びフランジ性を確保することが困難になる。また、細粒強化による鋼の強度向上作用を十分に得られない。したがって、第２相の平均粒径ｄ_sは上記式（３）を満足するようにする。

主相であるフェライトの平均粒径は、実施例でより詳しく説明するように、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その平均粒径を求める。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から結晶粒径を測定することができる。

第２相の平均粒径はＳＥＭ断面観察により第２相の粒子数Ｎを測定し、さらに第２相の面積率Ａを用いて、ｒ＝(Ａ／Ｎπ)^1/2で求めることができる。
主相および第２相の面積率はＳＥＭ断面観察により測定できる。また、残留オーステナイトの面積率は、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。こうして求めた残留オーステナイトの面積率を前記第２相の面積率から差し引くことにより、第２相のうちの低温変態相の合計面積率を求めることができる。

本発明では、以上のいずれの平均粒径およ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。
集合組織：板厚の１／２深さ位置において、｛１１１｝＜１４５＞、｛１１１｝＜１２３＞および｛５５４｝＜２２５＞方位の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線強度の平均の４.０倍以上
板厚の１／２深さ位置において｛１１１｝＜１４５＞、｛１１１｝＜１２３＞および｛５５４｝＜２２５＞の集積度を上記のように増加させることにより、伸びフランジ性が向上する。板厚の１／２深さ位置において、｛１１１｝＜１４５＞、｛１１１｝＜１２３＞および｛５５４｝＜２２５＞方位の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線強度の平均の４.０倍未満では、優れた伸びフランジ性を確保することが困難になる。したがって、冷延鋼板は上記の集合組織を有するようにする。

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｝、および｛１１０｝、｛２１１｝面の正極点図を測定し、その測定値を用いて、級数展開法により方位分布関数（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り求める。
上記ミクロ組織および集合組織を満足することによって、引張強度（ＴＳ）が８００ＭＰａ未満の鋼板では、下記式（８）を満足する高い加工性が得られる。また、引張強度（ＴＳ）が８００ＭＰａ以上の鋼板では、下記式（９）を満足する高い加工性が得られる。

３×ＴＳ×Ｅｌ＋ＴＳ×λ＞１０５０００ ・・・ （８）
３×ＴＳ×Ｅｌ＋ＴＳ×λ＞８５０００ ・・・ （９）
ここで、ＴＳは引張強度（ＭＰａ）、Ｅｌは全伸び（＝破断伸び、％）、λは日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６で規定される穴拡げ率（％）である。

１.３−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、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、めっき表面に適当な化成処理皮膜を形成（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り）して、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。

２．冷延鋼板の製造方法
２.１−化学組成
化学組成は上記１.１に記載した通りである。

２.２−冷間圧延工程
上記式（５）および（６）を満たす、大角粒界が多量に存在する微細組織を有する熱延鋼板に、冷間圧延後に急速加熱焼鈍を施すと、未再結晶フェライトが残存した状態で熱延鋼板の大角粒界であった位置から多数の微細なオーステナイトが生成する。生成した多数の微細なオーステナイト粒は、再結晶フェライト粒が熱延鋼板の旧粒界を超えて成長するのを抑制するので、微細な組織を有する冷延鋼板を得ることができる。

冷間圧延に供する熱延鋼板において大角粒界で規定されるフェライトの平均粒径ｄが上記式（５）または（６）を満足しない場合には、冷間圧延後に急速加熱焼鈍を施しても、核生成サイトが少ないため、加工組織から生成するのは粗大な少数のオーステナイト粒となる。この粗大な少数のオーステナイト粒は、再結晶フェライトの粒成長の抑制にほとんど寄与しないため、冷延鋼板の組織は粗大なものとなる。

したがって、冷間圧延に供する熱延鋼板の組織は上記式（５）および（６）を満足するものとする。
式（５）において、ＣおよびＭｎの含有量によりフェライト平均粒径ｄを規定しているのは、ＣおよびＭｎの含有量が高くなるにつれて冷延鋼板の延性が低下するため、冷間圧延に供する熱延鋼板をより微細な組織を有するものとすることによって冷延鋼板の組織をより微細なものとし、優れた延性を確保するためである。

熱延鋼板のフェライト平均粒径ｄは小さいほど好ましいため、下限を規定する必要は特にないが、通常は１.０μｍ以上である。冷延鋼板についても同様に、フェライト平均粒径ｄ_mは通常は１.０μｍ以上となる。

冷間圧延は常法に従って行えばよい。冷間圧延における圧下率（冷間圧延率）は特に規定しないが、焼鈍工程における再結晶を促進して冷延鋼板の加工性を向上させる観点からは、３０％以上とすることが好ましい。また、冷間圧延設備の負荷を軽減する観点からは、８５％以下とすることが好ましい。

摩擦による表面への過度の歪みの蓄積を抑制し、焼鈍時の表面での異常粒成長を防止する観点から、冷間圧延は潤滑油を用いて行ってもよい。
２.３−焼鈍工程
上記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板に、（Ａｅ₁点＋１０℃）に到達した時点でのフェライト未再結晶率が３０面積％以上となる条件で（Ａｅ₁点＋１０℃）以上、（０.９５×Ａｅ₃点＋０.０５×Ａｅ₁点）以下の温度域まで昇温した後、この温度域に３０秒間以上保持することにより焼鈍を施す。

焼鈍温度が（Ａｅ₁点＋１０℃）より低いと、再結晶粒の成長を抑制するためのオーステナイト粒が多量に生成しないため、本発明が目的とする微細な組織を有する冷延鋼板を得ることが困難である。したがって、焼鈍温度は（Ａｅ₁点＋１０℃）以上とする。好ましくは（Ａｅ₁点＋３０℃）以上である。

一方、焼鈍温度が（０.９５×Ａｅ₃点＋０.０５×Ａｅ₁点）より高くなると、オーステナイト粒の急激な粒成長が生じて、最終組織が粗大化する場合がある。特に、製造安定性を確保するために３０秒間以上の焼鈍を施すと、組織の粗大化が進みやすい。したがって、焼鈍温度は（０.９５×Ａｅ₃点＋０.０５×Ａｅ₁点）以下とする。好ましくは（０.８×Ａｅ₃点＋０.２×Ａｅ₁点）以下である。

この焼鈍温度への昇温は急速加熱により行う。この時の昇温条件は、前述した新知見に基づくものであるが、後述する実施例２の結果から導かれたものであるので、この点について次に詳述する。

図１は、表５に記載の鋼種Ａ〜Ｃの冷延鋼板の一部について、そのフェライトの平均粒径ｄ_mを焼鈍時の昇温速度に対して図示したものである。図１に示すように、昇温速度の増加に伴って冷延鋼板のフェライト平均粒径が減少していく。そして、冷延鋼板のフェライト平均粒径が小さくなると引張強度が上昇することは前述のとおりである。

この点に関し、昇温速度が１０℃／秒である時の引張強度を基準とする引張強度の上昇率と焼鈍時の昇温速度との関係を図２に示す。図２に示すように、昇温速度が５０℃／秒以上となると、２％以上の引張強度の上昇率が安定的に達成されるようになる。すなわち、昇温速度を５０℃／秒とすると、昇温速度を増加させることに基づく効果を安定的に享受できるようになる。

冷延鋼板の焼鈍時の昇温速度が増大するほど、焼鈍温度に到達した時点で再結晶していないフェライトの割合（フェライト未再結晶率）が高くなる。そこで、昇温速度と（Ａｅ₁点＋１０℃）の温度でのフェライト未再結晶率との関係を調査したところ、昇温速度が５０℃／秒以上であるとフェライト未再結晶率が３０面積％以上となった。換言すると、（Ａｅ₁点＋１０℃）の温度でフェライト未再結晶率が３０面積％以上となる条件で上記焼鈍温度域まで昇温することにより、微細な組織を有する熱延鋼板に冷間圧延および急速加熱焼鈍を施した場合の組織を微細化の作用効果を安定的に享受することができる。

したがって、上記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板に、（Ａｅ₁点＋１０℃）の温度でのフェライト未再結晶率が３０面積％以上となる条件を満たす急速加熱により、（Ａｅ_１点＋１０℃）以上の焼鈍温度域まで昇温させる。この時のフェライト未再結晶率の上限は特に限定されない。（Ａｅ_１点＋１０℃）の温度に達した際のフェライト未再結晶率が３０％未満では、微細な組織を有する熱延鋼板に冷間圧延および急速加熱焼鈍を施した場合の組織を微細化の作用効果を安定的に享受することが困難となる。急速加熱は、フェライトとオーステナイトが共存し始める（Ａｅ_１点＋１０℃）の温度まで行えばよく、それ以降は徐加熱や等温保持としてよい。

昇温速度は、（Ａｅ_１点＋１０℃）でのフェライト未再結晶率を調整するための手段であるので、特に規定する必要はないが、５０℃／秒以上とすることが好ましく、８０℃／秒以上とすることがさらに好ましく、１５０℃／秒以上とすることが特に好ましく、３００℃／秒とすることが最も好ましい。昇温速度の上限も特に規定されないが、焼鈍温度の温度制御の観点から１５００℃／秒以下とすることが好ましい。

上記の急速加熱は、再結晶開始温度に到達する前の温度から開始すればよい。具体的には、１０℃／秒の昇温速度で測定した軟化開始温度をＴｓとし、（Ｔｓ−３０℃）から急速加熱を開始すればよい。実際は６００℃から急速加熱を開始すればよく、それまでの昇温速度は任意とすることができる。室温から急速加熱を開始しても、焼鈍後の冷延鋼板に悪影響をもたらすことはない。

加熱方法は必要な昇温速度を達成できれば特に制限されない。通電加熱や誘導加熱を用いることが好ましいが、上記昇温条件を満たす限り、ラジアントチューブによる加熱も採用できる。このような加熱装置の適用により、鋼板の加熱時間大幅に短縮され、焼鈍設備をよりコンパクトにすることが可能となり、設備への投資費を低減するなどの効果も期待できる。また既存の連続焼鈍ラインまたは溶融めっきラインに加熱装置を増設することも可能である。

焼鈍温度が（Ａｅ_１点＋１０℃）以上、（０.９５×Ａｅ_３点＋０.０５×Ａｅ_１点）以下の温度域である場合、焼鈍時間が３０秒間未満では、再結晶が完了せず、組織中の結晶粒界の大部分が１５°以下の小角粒界で構成されているか、あるいは、冷間圧延によって導入された転位が残留した状態となっている。この場合、冷延鋼板の加工性は著しく劣化する、したがって、再結晶を十分に進行させるために、焼鈍時間は３０秒間以上とする。好ましくは４５秒以上、より好ましくは６０秒以上である。

焼鈍時間の上限は特に規定する必要はないが、フェライト再結晶粒の粒成長をより確実に抑制する観点からは、１０分間未満とすることが好ましい。
図３は、表５に記載の実施例２のうち、特に鋼種Ｂの冷延鋼板を５００℃／秒の昇温速度で７５０℃へ加熱し、１５秒間〜３００秒間保持した冷延鋼板について、ＴＳ×Ｅｌ値の変化を焼鈍保持時間に対して図示したものである。この結果から、本発明による冷延鋼板は、焼鈍時間を３００秒間程度の長時間としても、粒成長が抑制され、安定した材質が得られることがわかる。一方、焼鈍時間が３０秒間未満であると、鋼板の組織は再結晶を完了しておらず、結晶粒径が増加の途上にあったり、相変態が平衡状態に至らずに組織変態が中途の状態であったりする。そのため、加工性（伸び）に劣るほか、実機操業においては安定して均一な組織を得ることが困難となる。

焼鈍後の冷却は、任意の速度で行うことができ、冷却速度の制御により、鋼中にパーライトやベイナイト、マルテンサイトといった第２相を析出させてもよい。冷却方法は任意の方法で行うことができるが、例えばガス、ミスト、水による冷却が可能である。また、焼鈍温度から任意の温度まで冷却後、必要ならば付加的な再加熱を行い、２００℃以上、６００℃以下の任意の温度に保持し、過時効処理を行ってもよい。あるいは、焼鈍後の鋼板を任意の温度まで冷却後、めっきなどの表面処理を施してもよい。具体的には焼鈍を行った鋼板に対し、溶融亜鉛めっきや合金化溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっきを施して亜鉛めっき鋼板としてもよい。

２.４−熱間圧延工程
冷間圧延工程に供する熱延鋼板は、冷間圧延工程の項において述べた条件、すなわち、前記化学組成と（５）および（６）式を満たすミクロ組織とを有する。その製造方法は特に規定されないが、使用する熱延鋼板は熱的安定性に優れていることが好ましい。好ましい熱延鋼板は、上記化学組成を有するスラブに、Ａｒ₃点以上で圧延を完了する熱間圧延を施し、圧延完了後０.４秒間以内に４００℃／秒以上の平均冷却速度で７５０℃以下の温度域まで冷却する熱間圧延工程により製造することができる。

このような熱間圧延工程を採用することにより、圧延によりオーステナイトに歪みを導入し、導入された歪みが回復・再結晶によって消費されるのを極力抑制することができる。その結果、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フェライトへの変態駆動力として最大限に利用して、オーステナイトからフェライト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とともに熱的安定性に優れた組織にすることができる。

このようにして製造された熱延鋼板を冷間圧延に供し、その後で上述した焼鈍を施すことにより、効果的に冷延鋼板の微細粒化を達成することができる。
熱間圧延に供するスラブは、生産性の観点から連続鋳造により作製することが好ましい。スラブは、連続鋳造後の高温状態にあるものを用いてもよく、一旦室温まで冷却されたものを再加熱して用いてもよい。圧延設備の負荷を軽減し、圧延完了温度の確保を容易にする観点からは、熱間圧延に供するスラブの温度は１０００℃以上とすることが好ましい。また、スケールロスによる歩留まり低下を抑制する観点からは、熱間圧延に供するスラブの温度は１４００℃以下とすることが好ましい。

熱間圧延は、レバースミルもしくはタンデムミルを用いて行えばよい。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必要があるため、圧延完了温度はＡｒ₃点以上とする。オーステナイトに導入された加工歪みが熱により回復するのを極力抑制するため、圧延完了温度はＡｒ₃点直上、具体的には（Ａｒ₃点＋５０℃）以下とすることが好ましい。

熱間圧延の圧下量は、スラブの温度がＡｒ₃点から（Ａｒ₃点＋１００℃）までの温度範囲にあるときの板厚減少率が４０％以上であることが好ましい。この温度範囲での板厚減少率はより好ましくは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は、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、フェライト変態の駆動力を増大させることができ、フェライトをより微細粒化することができるので好ましい。しかし、圧延設備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。

圧延完了後の冷却は、上述したように、圧延完了後０.４秒間以内に４００℃／秒以上の平均冷却速度で７５０℃以下の温度域まで冷却することが好ましい。
圧延完了から７５０℃以下への冷却に要する時間をより短時間とし、冷却速度をより大きくし、かつより低温まで冷却することが、熱延鋼板の組織をより微細にすることができるので、さらに好ましい。具体的には、圧延完了から７５０℃以下の温度域まで冷却する時間は０.２秒間以内とすることがさらに好ましい。圧延完了後０.４秒間以内に７５０℃以下の温度域まで冷却する時の平均冷却速度は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。圧延完了後０.４秒間以内に４００℃／秒以上の平均冷却速度で７２０℃以下の温度域まで冷却することがさらに好ましい。冷却する温度域はＭ_ｓ点以上とすることが好ましい。冷却方法は、水冷が好ましい。

上記冷却を行った後、６００〜７２０℃の温度に鋼板を任意の時間保持することにより、フェライト変態を進行させて組織中のフェライト面積率を制御することができる。熱延鋼板中に等軸粒フェライトを十分に生成させるには、鋼板を６００〜７２０℃の温度に３秒間以上滞留させることが好ましい。

その後、鋼板の巻き取りを行うまでに、水冷却、ミスト冷却またはガス冷却により、任意の冷却速度で冷却を行うことができる。また、鋼板の巻き取りは任意の温度で行うことができる。

冷延鋼板に供する熱延鋼板の組織は、フェライトを主相とするものであることが好ましく、パーライト、ベイナイトおよびマルテンサイトから選ばれる１種類以上の硬質相を第２相として含有していてもよい。

２.５−めっき処理
上記製造方法により得られた冷延鋼板の表面には、耐食性の向上等を目的として上述したようなめっき層を備えさせて表面処理鋼板としてもよい。めっきは常法により実施すればよい。また、めっき後に適当な化成処理を施してもよい。

本例は、本発明に係る冷延鋼板について例示する。
表１に示す化学組成を有する鋼種ＡＡ〜ＡＮの鋼塊を真空誘導炉で溶製した。表１には各鋼種のＡｅ₁点およびＡｅ₃点も示す。これらの変態温度は、後述の製造条件に従って冷間圧延まで行った鋼板を、５℃／秒の昇温速度で１０００℃まで昇温した時に測定した熱膨張曲線から求めた。表１にはさらに（Ａｅ₁点＋１０℃）の値および（０.０５Ａｅ₁＋０.９５Ａｅ₃）の数値、ならびに前記式（１）および式（５）の右辺の計算値も示す。

式（１）右辺＝２.７＋１００００／(５＋３００×Ｃ＋５０×Ｍｎ＋４０００×Ｎｂ＋２０００×Ｔｉ＋４００×Ｖ)²
式（５）右辺＝２.５＋６０００／(５＋３５０×Ｃ＋４０×Ｍｎ)²

得られた鋼塊を熱間鍛造した後、熱間圧延に供するため、スラブ状の鋼片に切断した。これらのスラブを１０００℃以上の温度で約１時間加熱した後、試験用小型ミルを用いて、表２に示す完了温度、圧延完了から７５０℃までの冷却時間、冷却速度（水冷）、巻取り温度の条件で熱間圧延と冷却を行い、板厚１.５〜３.０ｍｍの熱延鋼板を作製した。

この熱延鋼板のフェライト平均粒径ｄを表２に示す。熱延鋼板のフェライト結晶粒径の測定は、鋼板の板厚１／４深さの幅方向の断面組織を、ＳＥＭ−ＥＢＳＤ装置（日本電子株式会社製、ＪＳＭ−７００１Ｆ）を用いて、傾角１５°以上の大角粒界からなる結晶粒を解析することにより求めた。

得られた熱延鋼板を塩酸で酸洗し、表２に示す冷間圧延率（いずれも３０％以上）で冷間圧延を行い、鋼板の板厚を０.６ｍｍ〜１.０ｍｍとした後、実験室規模の焼鈍設備を利用して、表２に示す加熱速度（昇温速度）、焼鈍温度（均熱温度）および焼鈍保持時間（均熱時間）で焼鈍を行い、冷延鋼板を得た。均熱後の冷却はヘリウムガスにより行った。

こうして製造された冷延鋼板のミクロ組織および機械的特性を次のように調べた。
冷延鋼板のフェライト平均粒径ｄ_m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深さの幅方向の断面組織においてＳＥＭ−ＥＢＳＤを用いて求めた。第２相の平均粒径ｄ_sは、鋼板の板厚１／４深さの幅方向の断面組織において、第２相の粒子数Ｎと、第２相の面積率Ａから、ｒ＝(Ａ／Ｎπ)^1/2により求めた。

フェライト面積率およびフェライト以外の相である第２相の面積率は、鋼板の板厚１／４深さにおいて幅方向から撮影したＳＥＭ断面組織写真上でポイントカウント法により求めた。また、オーステナイト相の体積率をＸ線回折法により求め、これを残留オーステナイト（残留γ）の面積率とし、この面積率を上記の第２相の面積率から差し引くことにより、硬質第２相である低温変態相の面積率を求めた。この低温変態相は、マルテンサイト、ベイナイト、パーライトおよびセメンタイトの少なくとも１種を含む。

冷延鋼板の集合組織の測定は、板厚１／２深さ平面におけるＸ線回折により行った。｛１１１｝＜１４５＞、｛１１１｝＜１２３＞および｛５５４｝＜２２５＞の３方位のＸ線強度の平均を、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（方位分布関数）を利用して求めた。別に粉末状の鋼のＸ線回折により、集合組織を持たないランダムな組織のＸ線強度の平均を求め、このランダム組織の平均Ｘ線強度に対する上記３方位のＸ線強度の平均の比を求めて、この比を平均Ｘ線強度とした。使用装置はリガク電子社製ＲＩＮＴ−2500ＨＬ／ＰＣであった。

焼鈍後の冷延鋼板の機械特性は、引張試験と穴拡げ試験により調査した。引張試験は、１／２サイズＡＳＴＭ引張試験片を用いて行い、降伏強度、引張強度（ＴＳ）および破断伸び（全伸び、Ｅｌ）を求めた。穴拡げ試験は、打ち抜き径ｄ₀が１０ｍｍの穴を、頂角６０°の円錐ポンチを用いて拡げることにより行い、打ち抜き穴端面における亀裂が板の両表面に達した時の穴径ｄ₁から、穴拡げ率λ（％）を、λ＝(ｄ₁−ｄ₀)／ｄ₀×１００により求めた。

表３に冷延鋼板の組織および機械特性の調査結果を示す。また、式（１）〜式（４）の適合を○（全式に適合する）と×（少なくとも１つの式に適合しない）で示した。

鋼種ＡＡを用いて製造した鋼板Ｎｏ.Ａ１〜Ａ３のうち、粒径３.５μｍ未満の熱延鋼板を母材とし、焼鈍時の加熱速度が５０℃／秒以上であるＡ２およびＡ３では、本発明に従ったミクロ組織を有する冷延鋼板が得られた。一方、Ａ１では、焼鈍時の加熱速度が低く、冷延鋼板のフェライトおよび第２相の粒径は粗大で、集合組織の指標である上記方位の平均Ｘ線強度は４未満だった。この結果、発明例であるＡ２とＡ３では、上記（８）式を満たす高い加工性が得られた。

同様の結果が他の鋼種についても得られ、引張強度（ＴＳ）が８００ＭＰａ未満または８００ＭＰａ以上であるかに応じて、式（８）または式（９）を満たす高い加工性が得られた。Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を添加したＡ１０、Ａ１３、Ａ１４、Ａ１７〜Ａ２０、Ａ２３〜Ａ２６、Ａ２９〜Ａ３２では、加熱速度が５０℃／秒以上であると、フェライト粒径が式（４）（３.５μｍ未満）を満たす、好ましいミクロ組織を有する冷延鋼板が得られた。

一方、Ａ８、Ａ９は、母材熱延鋼板の粒径が６.４μｍと粗大だったため、急速加熱により焼鈍を行ったにもかかわらず、冷延鋼板のミクロ組織は粗大化し、フェライト平均粒径と第２相の平均粒径のいずれも本発明で規定する上限を超えた。また、集合組織のＸ線強度も４.０を下回った。この結果、機械特性が不十分となった。

Ａ１５、Ａ１６は、Ｍｎ含有量が０.３７％であり、焼鈍中の粒成長の抑制が十分に働かず、冷延鋼板は粗大粒となった。その結果、良好な機械特性が得られなかった。
Ａ２７、Ａ２８は、Ｎｂ含有量が０.０５２％であり、焼鈍中の再結晶の核生成が抑制され、冷延鋼板中に加工組織が残留した。このような加工組織の残留は、焼鈍時の加熱速度を増加させた場合に、より顕著となった。結果として、冷延鋼板の機械特性は加熱速度によらず、低いものとなった。

本例は、本発明に係る冷延鋼板の製造方法について例示する。
表４に示す化学組成を有する鋼種Ａ〜Ｋの鋼塊を真空誘導炉で溶製し、得られた鋼塊を熱間鍛造した後、熱間圧延に供するため、スラブ状の鋼片に切断した。これらのスラブを１０００℃以上の温度で約１時間加熱した後、試験用小型ミルを用いて、表５に示す完了温度、圧延完了から７５０℃までの冷却時間、冷却速度（水冷）、滞留時間、急冷停止温度の条件で熱間圧延を行い、その後室温まで冷却し、板厚１.５ｍｍ〜３.０ｍｍの熱延鋼板を作製した。

表４には、実施例１に記載した方法で求めた各鋼種のＡｅ₁点およびＡｅ₃点、（Ａｅ₁点＋１０℃）の値、（０.０５Ａｅ₁＋０.９５Ａｅ₃）の値、ならびに式（１）および式（５）の右辺の計算値も併記する。

実施例１に記載したのと同様にして求めた、熱延鋼板の傾角１５°以上の大角粒界で規定されるフェライトの平均粒径ｄの値を表５に示す。
この熱延鋼板を塩酸で酸洗し、３０％以上の圧延率（表５に示す）で冷間圧延を行って鋼板の板厚を０.６ｍｍ〜１.４ｍｍまで減じた後、ラボスケールの焼鈍設備を用いて表５に示す加熱速度（昇温速度）、焼鈍温度および焼鈍時間で焼鈍を実験室規模の焼鈍設備を用いて行い、冷延鋼板を得た。均熱後の冷却は実施例１と同様に行った。

表５には、Ａｅ₁点＋１０℃の温度でのフェライト未再結晶率（以下、単にフェライト未再結晶率という）を示す。この値は以下の方法により求めた。各実施例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、Ａｅ₁点＋１０℃前後の温度（誤差±１５℃）まで昇温させた後、直ちに水冷した。その組織をＳＥＭにより撮影し、組織写真上で再結晶フェライトと加工フェライトの分率を測定することにより、加工フェライトの分率に等しいとしてフェライト未再結晶率を求めた。表５からわかるように、フェライト未再結晶率は焼鈍時の加熱速度に相関し、加熱速度が５０℃／秒以上であれば、フェライト未再結晶率は４０％以上となる。実施例１ではフェライト未再結晶率を測定していないが、実施例２と同じ傾向となることは確実である。

こうして製造された冷延鋼板を、１／２サイズＡＳＴＭ引張試験片に加工後、引張試験に供して、降伏強度、引張強度および破断伸び（全伸び）を求めた。全伸びは２０％を基準として合否を判定した。鋼板強度は組成に大きく依存するため、同一鋼種から製造した異なる製造方法の鋼材同士の強度を比較し、その結果に基づいて製造方法の合否を判定した。また、焼鈍後の冷延鋼板の傾角１５°以上の大角粒界で規定されるフェライトの平均粒径ｄ_mを実施例１に記載したのと同様に求めた。これらの測定結果を表５に併記する。

鋼種Ａを用いて製造した冷延鋼板Ｎｏ.１〜７に関し、本発明に従って製造したＮｏ.２〜４では引張強度が６９７〜７１０ＭＰａと大きな値が得られた。また、全伸びもいずれも２０％を超えた。一方、鋼板Ｎｏ.１の鋼材は冷間圧延後の焼鈍時の加熱速度が遅かったため、フェライト未再結晶率が３０％未満となり、それゆえフェライト結晶粒径が大きく、引張強度が低下した。鋼板Ｎｏ.５〜７は、焼鈍温度が高すぎたため、フェライト結晶粒径が本発明で規定する範囲内に入らず、引張強度も鋼板Ｎｏ.２〜４に比べて１００ＭＰａ程度低くなった。

同じような傾向は鋼種Ｂを用いて製造した冷延鋼板でもみられた。さらに、鋼種Ｂの鋼板Ｎｏ.１４は、焼鈍時間が短すぎるため、同じ鋼種Ｂを用いた他の冷延鋼板より全伸びの値が低く、しかもＮｏ.１４と同一条件で複数回鋼材を製造しても安定的な製造ができず、かつ同一鋼板でも部位により特性がばらついた。鋼種Ｂの鋼板Ｎｏ.１７は、冷間圧延後の焼鈍温度が６５０℃と低かったため、オーステナイトが十分に形成されず、フェライト結晶粒径が大きくなり、引張強度が低下した。鋼種Ｂの鋼板Ｎｏ.２０〜２３は、熱間圧延後の急速冷却が不十分であったことから、冷間圧延に供する熱延鋼板のフェライト結晶粒径が大きかった。このため、冷間圧延を施した後のフェライト結晶粒径も大きくなり、引張強度が低下した。

鋼種ＡおよびＢの冷延鋼板についてみられた上記の傾向は、化学組成が本発明の範囲内である残る鋼種Ｃ〜Ｊを用いて製造されて冷延鋼板でも同様にみられた。
鋼種Ｋを用いて製造した鋼板Ｎｏ.４５〜４７は、本発明で規定する化学組成を有していないため、直後急冷により熱間圧延を実施しても熱延鋼板のフェライト結晶粒径が大きくなった。その結果、焼鈍温度を変化させて、冷延鋼板のフェライト結晶粒の微細化はできず、引張強度は非常に低位となった。

Claims (9)

1. 質量％で、Ｃ：０.０１〜０.３％、Ｓｉ：０.０１〜２.０％、Ｍｎ：０.５〜３.５％、Ｐ：０.１％以下、Ｓ：０.０５％以下、Ｎｂ：０〜０.０３％、Ｔｉ：０〜０.０６％、Ｖ：０〜０.３％、ｓｏｌ．Ａｌ：０〜２.０％、Ｃｒ：０〜１.０％、Ｍｏ：０〜０.３％、Ｂ：０〜０.００３％、Ｃａ：０〜０.００３％およびＲＥＭ：０〜０.００３％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し、
   主相としてフェライト：５０面積％以上、第２相として、マルテンサイト、ベイナイト、パーライトおよびセメンタイトの１種または２種以上を含む低温変態相を合計で１０面積％以上ならびに残留オーステナイトを０〜３面積％含有し、かつ下記式（１）〜（３）を満足するミクロ組織を有し、そして
   板厚の１／２深さ位置において、｛１１１｝＜１４５＞、｛１１１｝＜１２３＞、｛５５４｝＜２２５＞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線強度の平均の４.０倍以上である集合組織を有する、
   ことを特徴とする冷延鋼板。
   ｄ_m＜２.７＋１００００／(５＋３００×Ｃ＋５０×Ｍｎ＋４０００×Ｎｂ＋２０００×Ｔｉ＋４００×Ｖ)² ・・・ （１）
   ｄ_m＜４.０ ・・・ （２）
   ｄ_s≦１.５ ・・・ （３）
   ここで、
   Ｃ、Ｍｎ、Ｎｂ、ＴｉおよびＶはそれぞれ該元素の含有量（単位：質量％）であり；
   ｄ_m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（単位：μｍ）であり、そして
   ｄ_sは第２相の平均粒径（単位：μｍ）である。
2. 上記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０.００３％以上、Ｔｉ：０.００５％以上およびＶ：０.０１％以上からなる群から選択される１種または２種以上を含有し、上記ミクロ組織が、下記式（４）を満足する、請求項１に記載の冷延鋼板。
   ｄ_m＜３.５ ・・・ （４）
   ここで、ｄ_mは請求項１に記載した通りである。
3. 上記化学組成が、質量％で、ｓｏｌ．Ａｌ：０.１質量％以上を含有する、請求項１または２に記載の冷延鋼板。
4. 上記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０.０３％以上、Ｍｏ：０.０１％以上およびＢ：０.０００５％以上からなる群から選択される１種または２種以上を含有する、請求項１〜３のいずれかに記載の冷延鋼板。
5. 前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０.０００５％以上およびＲＥＭ：０.０００５％以上からなる群から選択される１種または２種を含有する、請求項１〜４のいずれかに記載の冷延鋼板。
6. 鋼板表面にめっき層を有する、請求項１〜５のいずれかに記載の冷延鋼板。
7. 下記工程（Ａ）および（Ｂ）を有することを特徴とする冷延鋼板の製造方法：
   （Ａ）請求項１〜５のいずれかに記載の化学組成を有し、かつ下記式（５）および（６）を満足するミクロ組織を有する熱延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
   （Ｂ）工程（Ａ）において得られた冷延鋼板に、（Ａｅ₁点＋１０℃）に到達した時点でのフェライト未再結晶率が３０面積％以上となる条件で（Ａｅ₁点＋１０℃）以上、（０.９５×Ａｅ₃点＋０.０５×Ａｅ₁点）以下の温度域まで昇温した後、この温度域に３０秒間以上保持することにより焼鈍を施す焼鈍工程。
   ｄ＜２.５＋６０００／(５＋３５０×Ｃ＋４０×Ｍｎ)² ・・・ （５）
   ｄ＜３.５ ・・・ （６）
   ここで、
   ＣおよびＭｎはそれぞれ該元素の含有量（単位：質量％）であり；
   ｄ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（単位：μｍ）である。
8. 前記熱延鋼板が、前記化学組成を有するスラブに、Ａｒ₃点以上で圧延を完了する熱間圧延を施し、圧延完了後０.４秒間以内に４００℃／秒以上の平均冷却速度で７５０℃以下の温度域まで冷却する熱間圧延工程により得られたものである、請求項７に記載の冷延鋼板の製造方法。
9. 前記工程（Ｂ）の後に、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７または８に記載の冷延鋼板の製造方法。

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