JP2010077513A - 冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】深絞り性に優れた冷延鋼板を、高効率に生産する
【解決手段】 所定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、ＴｉおよびＮｂを含有するとともに、下記式（１）を満足し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、ＴＳ_mが３３５ＭＰａ以下、ｒ_mが１．７０以上、｜Δｒ｜が０．４６以下、ｒ_minが１．６０以上である冷延鋼板。
（Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２）／（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）≦１．４ （１）
ＴＳ_m＝（ＴＳ₀＋２ＴＳ₄₅＋ＴＳ₉₀）／４ （２）
ｒ_m＝（ｒ₀＋２ｒ₄₅＋ｒ₉₀）／４ （３）
Δｒ＝（ｒ₀−２ｒ₄₅＋ｒ₉₀）／２ （４）
ｒ_min＝ｍｉｎ［ｒ₀，ｒ₄₅，ｒ₉₀］ （５）
ただし、ＴＳ₀、ＴＳ₄₅、ＴＳ₉₀０ｒ₀、ｒ₄₅およびｒ₉₀は、それぞれ圧延方向に対して０°、４５°および９０°の方向におけるＴＳおよびｒ値を、ｍｉｎ［ ］は、［ ］内の引数の最大値を返す関数である。
【選択図】 なし

Description

本発明は、プレス加工等により様々な形状に成形されて用いられる冷延鋼板およびその製造方法に関する。特に、本発明は、自動車のサイドフレームアウター等のパネル類のように、非常に厳しい成形が施される部品の素材に好適な、深絞り性に優れるとともにｒ値の面内異方性の小さい冷延鋼板およびその製造法に関する。

深絞り成型を多用する部材、例えば自動車のボディーパネルのような部材の素材として使用される冷延鋼板には、高い深絞り性が要求される。

冷延鋼板の深絞り性を高めるには、鋼中のＣ含有量を著しく低減させた極低炭素鋼とし、さらにＴｉやＮｂ等の炭窒化物生成元素を添加することにより、固溶炭素や固溶窒素を低減させることが有効である。固溶炭素や固溶窒素を低減させることにより、冷間圧延後の焼鈍工程において深絞り性に有利な｛１１１｝集合組織が発達するからである。

また、冷間圧延に供する熱延鋼板の結晶粒を微細化することも有効である。これは、冷間圧延後の焼鈍工程において、冷間圧延組織から加工歪みの解放によって再結晶組織が形成される際に、冷間圧延に供される熱延鋼板において結晶粒界であった部位の方が結晶粒内であった部位に比して、深絞り性に有利な｛１１１｝集合組織が発達しやすいという理由による。すなわち、冷間圧延に供する熱延鋼板の結晶粒が微細であればあるほど、結晶粒界の部位の割合が高くなるので、冷間圧延および焼鈍後の冷延鋼板の深絞り性が高くなるのである。

そこで、上述した熱延鋼板の結晶粒の微細化等を利用して冷延鋼板の深絞り性を向上させる方法がこれまでにいくつか提案されている。

例えば、特許文献１には、仕上温度をＡｒ₃点〜（Ａｒ₃点＋５０℃）とし、最終圧下率を３０％以上の強加工とする熱間圧延を施し、熱間圧延直後から冷却を開始し、開始から３秒間の平均冷速が６０℃／ｓ以上で、特に開始から１秒間の平均冷速が８０℃／ｓ以上とする冷却を行う発明が提案されている。

また、特許文献２には、０．０５０％超のＴｉと０．０００３％以上のＢを含有させ、好ましくは動的再結晶温度域で５パス以上圧延し、仕上圧延温度を（Ａｒ₃点−２０℃）以上とする熱間圧延を施し、熱間圧延終了後、０．２秒以内に急冷処理を開始する発明が提案されている。

また、特許文献３には、最終パス前の２パスの合計圧下率を４５％超７０％以下、最終パスの圧下率を５％以上３５％以下とし、さらに仕上温度をＡｒ₃点〜（Ａｒ₃点＋５０℃）とする熱間圧延を施し、熱間圧延終了後１秒以内に２００〜２０００℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却を開始し、仕上温度からの６５０〜８５０℃迄冷却を行う発明が提案されている。

特開平５−１１２８３１号公報 特開２０００−２３９７８６号公報 特開２００１−３１６７２７号公報

上述したように、熱延鋼板の結晶粒の微細化等により冷延鋼板の深絞り性を向上させる方法がいくつか提案されているが、いずれも実用化に問題を有するもの、もしくは、本来目的とする熱延鋼板の結晶粒の微細化による冷延鋼板の深絞り性の向上作用を十分に享受できないものである。

すなわち、特許文献１の実施例には、熱延鋼板を微細粒化するためには４０％以上という極めて高い最終圧下率を必要とすることが示されている。このため、この方法には、圧延荷重が過大となり既存設備への適用が困難であり、得られる熱延鋼板について形状不良が生じやすいという問題がある。

また、特許文献２に記載された発明は、動的再結晶温度域における圧延が任意であるかの如き記載がなされているものの、その実施例の記載から明らかなように、熱延鋼板を安定して微細粒化するには、動的再結晶下限温度〜（動的再結晶下限温度＋８０℃）という動的再結晶低温域において５パス以上かつ合計圧下率８０％以上の圧延を行うことが必要である。このため、この方法には、精緻な圧延温度管理やパススケジュール管理が必要であり、工業的生産が困難であるという問題がある。

特許文献３に提案されている方法によれば、上記問題点は解消される。しかし、冷却開始時間を０．５秒以下にすると、冷却開始時間のわずかなずれによって材質が大きく変動してしまい、鋼板長手方向で材質の不均一が生じるとされているため、熱間圧延直後の急冷による熱延鋼板の結晶粒の微細化作用が不十分である。このため、この方法では、本来目的とする熱延鋼板の結晶粒の微細化による冷延鋼板の深絞り性の向上作用を十分に享受できない。

一方、鋼板の深絞り性は、ランクフォード値（ｒ値）とよい相関を示すことから、ｒ値により評価されることが一般に行われている。そして、鋼板の深絞り性の指標としては、平均ｒ値（ｒ_m）やΔｒが用いられている。しかしながら、平均ｒ値（ｒ_m）のみではｒ値の面内異方性に起因して実際の深絞り性を評価することは困難である。また、Δｒを併せて評価したとしても、本発明が対象とする極低炭素鋼については、ｒ値の面内異方性のパターンが多様であるため、深絞り性を正確に評価できない場合がある。従来技術においては、このような観点からの検討が十分に行われていない。また、プレス成形性に影響を及ぼすＴＳの面内異方性についても十分な検討が行われていない。

本発明は、上記従来技術の問題に鑑みてなされたものであり、本来目的とする熱延鋼板の結晶粒の微細化による冷延鋼板の深絞り性の向上作用を十分に享受できるとともに工業的生産が容易で実用性の高い、深絞り性に優れた冷延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記目的を達成するために、熱延鋼板の結晶粒の微細化による冷延鋼板の深絞り性の向上作用を十分に享受し、特にｒ値の面内異方性の小さい冷延鋼板およびその製造方法を確立すべく、鋭意検討を行った。

その結果、所定の化学組成を有する鋼塊または鋼片に、（Ａｒ₃点−３０℃）以上で圧延を完了する熱間圧延を施し、熱間圧延完了後０．５秒間以内に４００℃／秒以上の平均冷却速度で７５０℃まで冷却することによって、板厚中心部から鋼板表面にかけて粒径が小さくなる傾斜組織を有する熱延鋼板が得られ、斯かる組織を有する鋼板に冷間圧延および焼鈍を施すことによって、従来困難であった優れた深絞り特性を有する冷延鋼板の安定製造を可能にすることを見出したのである。検討内容を以下に詳細に述べる。

（ａ）熱延鋼板の結晶粒を微細化する方法として、主として熱延鋼板を最終製品とする場合に、結晶粒の微細化による高強度化を目的として、熱間圧延直後に急冷却する方法が従来から検討されている。これらの従来技術は、熱延鋼板の高強度化を目的とするものであるため、検討対象である鋼種は比較的Ｃ含有量の高い低炭素鋼であり、Ｃ含有量の極めて低い極低炭素鋼を対象とした検討は十分になされていない。

（ｂ）一方、本発明が目的とする深絞り性に優れた冷延鋼板を得るには、Ｃ含有量の低い極低炭素鋼を用いる必要がある。しかし、極低炭素鋼は粒成長性が高いため、熱延鋼板の高強度化を目的として従来検討がなされていたような冷却条件では結晶粒の微細化を図ることはできず、したがって、熱延鋼板の結晶粒の微細化による冷延鋼板の深絞り性の向上作用を十分に享受することができないことが、本発明者らの検討によって明らかになった。

（ｃ）すなわち、熱間圧延時に生じる鋼板と圧延ロールの間の摩擦によって、鋼板表面近傍領域には大きな剪断歪みが導入される。このため、熱間圧延により加えられる歪の板厚方向の分布は、板厚中心部から鋼板表面に向かうにしたがって大きくなる。したがって、本来であれば、板厚中心部から鋼板表面にかけて粒径が小さくなるという傾斜組織を有する熱延鋼板が得られることになる。しかし、歪量の多いことは回復および再結晶の駆動力が大きいことでもあるから、適切な冷却を施さないと容易に粒成長が進行してしまう。特に、本発明が対象とする極低炭素鋼は粒成長性が高いため、その粒成長性の高さと相俟って鋼板表面近傍領域における粒成長の進行が著しくなる。その結果、従来技術では、熱延鋼板の鋼板表面近傍領域において本来の結晶粒の微細化が達成できなかったのである。また、そのような状況であったために、鋼板表面近傍領域に導入される剪断歪みによって結晶粒の微細化効果が顕著に得られるということについても、従来は全く考えられていなかったのである。このため、従来技術における冷間圧延および焼鈍後の鋼板は、鋼板表面近傍領域において深絞り性に好ましい集合組織の発達が不十分となり、鋼板全体としての深絞り性を十分に向上させることができなかったのである。

（ｄ）特許文献３において、熱間圧延後の冷却開始時間を０．５秒以下にすると、冷却開始時間のわずかなずれによって材質が大きく変動してしまい、鋼板長手方向で材質の不均一が生じるとされているのは、まさにこのことが原因であると推察される。すなわち、特許文献３において検討されている冷却条件は、従来の熱延鋼板の高強度化を目的として検討されている程度の冷却条件であったために、著しい粒成長性を有する極低炭素鋼については鋼板表面近傍領域における粒成長が進行してしまい、冷却開始時間のわずかなずれによって鋼板表面近傍領域における粒成長の進行の度合いが大きく異なってしまい、これによって熱延鋼板の結晶粒の粒径が大きく変動し、その結果、材質の大きな変動を招いてしまったと推察される。

（ｅ）そこで、著しい粒成長性を有する極低炭素鋼について、熱延鋼板の結晶粒の微細化による冷延鋼板の深絞り性の向上作用を十分に享受する条件を詳細に検討した結果、ＴｉおよびＮｂを含有する特定の化学組成を有する極低炭素鋼に、（Ａｒ₃点−３０℃）以上で圧延を完了する熱間圧延を施し、熱間圧延完了後０．５秒間以内に４００℃／秒以上の平均冷却速度で７５０℃まで冷却することが最も重要であるとの新知見を得た。これは、従来検討されていなかった熱間圧延の極直後領域における冷却条件を詳細に検討することによって初めて明らかになったものである。

ここで、特筆すべき事は、熱間圧延後の冷却条件を、熱間圧延完了から急冷を開始するまでの時間ではなく、熱間圧延完了から７５０℃まで冷却するのに要する時間により規定していることであり、この時間を０．５秒間以下とすることにより、平均冷却速度が４００℃／秒以上でありさえすれば冷却開始時間によらず‘安定して’高い特性が得られるのである。さらに、熱間圧延を大圧下で行う必要もないので、工業的生産に容易に適用できる。

（ｆ）上記（ｅ）項の冷却条件を適用することによって、上記（ｃ）項において述べた、歪量の多い鋼板表面近傍領域における粒成長の進行を抑制し、当該領域において本来の結晶粒の微細化を実現することができ、これによって、冷間圧延および焼鈍後に優れた深絞り性が得られる。すなわち、上記（ｃ）項で述べたように、熱間圧延により加えられる歪の板厚方向の分布は板厚中心部から鋼板表面に向かうにしたがって大きくなるが、粒成長性の高い極低炭素鋼においては鋼板表面近傍領域における歪が極めて容易に解放されてしまうため、当該領域においては本来の結晶粒の微細化が困難であったのであるが、上記（ｅ）項の冷却条件を適用することによってこれらの歪の解放が抑制され、鋼板表面近傍領域においても本来の結晶粒の微細化が可能となる。そして、これによって、板厚中心部から鋼板表面にかけて粒径が小さくなるという傾斜組織を有する熱延鋼板が得られ、斯かる組織を有する鋼板に冷間圧延および焼鈍を施すことによって、板厚中心部のみならず鋼板表面近傍領域においてもｒ値を向上させるとともにｒ値の面内異方性を低下させる集合組織を十分に発達させることができ、鋼板全体としての深絞り性を著しく向上させることができるのである。

（ｇ）このことは、鋼板表面近傍領域において深絞り性に有利な集合組織の発達を促すことによって、鋼板全体としての深絞り性を向上させることであり、別の観点からは、熱延鋼板を、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径が１６μｍ以下であり、かつ、鋼板表面から板厚の１／１６深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径（ｄ_s）と板厚中心位置におけるフェライト平均結晶粒径（ｄ_c）との比（ｄ_s／ｄ_c）を０．９０以下とすることである。

（ｈ）このように、熱間圧延時に鋼板と圧延ロールの間の摩擦によって鋼板表面近傍領域に導入される剪断歪みを、結晶粒の微細化に最大限に活用するので、熱間圧延後の冷却速度を高くすることが困難となる熱延鋼板の板厚が厚い場合でも、極めて高い冷却能を有する特殊な冷却装置を導入せずとも、良好な深絞り性を有する冷延鋼板を製造することができる。上記のように熱延鋼板の結晶粒の微細化が実現されれば、その後の冷間圧延および焼鈍後の冷延鋼板の機械特性も等方的になるので、ＴＳの面内異方性の低減も可能となる。

本発明は上記新知見に基づくものであり、その要旨は以下のとおりである。

〔１〕質量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０００５〜０．１０％、Ｎ：０．００４０％以下、Ｔｉ：０．００１〜０．１０％およびＮｂ：０．００１〜０．１０％を含有するとともに、下記式（１）を満足し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、下記式（２）から求められるＴＳ_mが３３５ＭＰａ以下、下記式（３）から求められるｒ_mが１．７０以上、下記式（４）から求められるΔｒの絶対値（｜Δｒ｜）が０．４６以下で、かつ下記式（５）から求められるｒ_minが１．６０以上である冷延鋼板。
（Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２）／（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）≦１．４ （１）
ＴＳ_m＝（ＴＳ₀＋２ＴＳ₄₅＋ＴＳ₉₀）／４ （２）
ｒ_m＝（ｒ₀＋２ｒ₄₅＋ｒ₉₀）／４ （３）
Δｒ＝（ｒ₀−２ｒ₄₅＋ｒ₉₀）／２ （４）
ｒ_min＝ｍｉｎ［ｒ₀，ｒ₄₅，ｒ₉₀］ （５）
ここで、式（１）中の元素記号は、各元素の鋼中における含有量（単位：質量％）を、式（２）中のＴＳ₀、ＴＳ₄₅およびＴＳ₉₀は、それぞれ圧延方向に対して０°、４５°および９０°の方向におけるＴＳを、式（３）〜（５）中のｒ₀、ｒ₄₅およびｒ₉₀は、それぞれ圧延方向に対して０°、４５°および９０°の方向におけるｒ値を、式（５）におけるｍｉｎ［ ］は、［ ］内の引数の最小値を返す関数をそれぞれ意味する。

〔２〕さらに、下記式（６）から求められるΔＴＳの絶対値（｜ΔＴＳ｜）が９ＭＰａ以下である上記〔１〕に記載の冷延鋼板。
ΔＴＳ＝（ＴＳ₀−２ＴＳ₄₅＋ＴＳ₉₀）／２ （６）
ここで、式（６）中のＴＳ₀、ＴＳ₄₅およびＴＳ₉₀は、それぞれ圧延方向に対して０°、４５°および９０°の方向におけるＴＳを意味する。

〔３〕上記〔１〕に記載の化学組成を有するとともに、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径が１６μｍ以下であり、かつ、鋼板表面から板厚の１／１６深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径（ｄ_s）と板厚中心位置におけるフェライト平均結晶粒径（ｄ_c）との比（ｄ_s／ｄ_c）が０．９０以下である鋼板に、圧下率：６０〜９５％の冷間圧延を施したのちに７５０〜８８０℃の温度域で焼鈍を施して得た冷延鋼板。

〔４〕下記工程（Ａ）〜（Ｄ）を備える冷延鋼板の製造方法：
（Ａ）上記〔１〕に記載の化学組成を有する鋼塊または鋼片に、（Ａｒ₃点−３０℃）以上で圧延を完了する熱間圧延を施し、熱間圧延完了後０．５秒間以内に４００℃／秒以上の平均冷却速度で７５０℃まで冷却し、４００℃以上６４０℃未満の温度域で巻き取って熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱延鋼板に酸洗を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；
（Ｃ）前記酸洗鋼板に圧下率：６０〜９５％の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７５０〜８８０℃の温度域で焼鈍を施す焼鈍工程。

〔５〕上記〔１〕に記載の化学組成を有するとともに、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径が１６μｍ以下であり、かつ、鋼板表面から板厚の１／１６深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径（ｄ_s）と板厚中心位置におけるフェライト平均結晶粒径（ｄ_c）との比（ｄ_s／ｄ_c）が０．９０以下である鋼板に、圧下率：６０〜９５％の冷間圧延を施したのちに７５０〜８８０℃の温度域で焼鈍を施す冷延鋼板の製造方法。

〔６〕前記冷間圧延を施す鋼板の板厚が２．８ｍｍ以上である上記〔４〕または〔５〕に記載の冷延鋼板の製造方法。

本発明の方法によれば、自動車部品の一体成形など厳しい加工に利用できる、深絞り性に優れた冷延鋼板を、容易にかつ高生産性で製造することができる。

（１）化学組成
Ｃ：０．００５０％以下
Ｃは、不純物として含有される元素であり、延性および深絞り性を低下させる作用を有する。このため、Ｃ含有量は０．００５０％以下とする。好ましくは０．００４０％以下であり、さらに好ましくは０．００３０％以下である。Ｃ含有量は少なければ少ないほど好ましいので、Ｃ含有量の下限は特に規定する必要はない。しかし、Ｃ含有量の過剰な低減は著しい精錬コストの上昇をもたらす。したがって、精錬コストの観点から、Ｃ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。

Ｓｉ：０．１％以下
Ｓｉは、不純物として含有される元素であり、深絞り性の向上に有効な集合組織の発達を阻害し、深絞り性を低下させる作用を有する。このため、Ｓｉ含有量は０．１％以下とする。好ましくは０．０５％以下であり、さらに好ましくは０．０３％以下である。Ｓｉ含有量は少なければ少ないほど好ましいので、Ｓｉ含有量の下限は特に規定する必要はない。しかし、Ｓｉ含有量の過剰な低減は著しい製造コストの上昇をもたらす。したがって、製造コストの観点から、Ｓｉ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０．００５％以上である。

Ｍｎ：０．５０％以下
Ｍｎは、不純物として含有される元素であるが、ＳをＭｎＳとして固定し、ＦｅＳ生成による鋼の赤熱脆性を抑制する作用を有する。したがって、必要に応じて含有させてもよい。一方、Ｍｎ含有量が過剰になると深絞り性および延性の劣化が著しくなるため、Ｍｎ含有量を０．５％以下とする。好ましくは０．３％以下、さらに好ましくは０．２％以下である。なお、鋼の赤熱脆性を抑制する観点からは、Ｍｎ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。

Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、不純物として含有される元素であり、延性を低下させる作用を有する。このため、Ｐ含有量を０．０２５％以下とする。好ましくは０．０２０％以下、さらに好ましくは０．０１５％以下である。Ｐ含有量は少なければ少ないほど好ましいので、Ｐ含有量の下限は特に限定する必要はない。しかし、Ｐ含有量の過剰な低減は著しい製造コストの上昇をもたらすので、Ｐ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。

Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、不純物元素であり、延性および深絞り性を低下させる作用を有する。このため、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。好ましくは０．００８以下であり、より好ましくは０．００５％である。Ｓ含有量は少なければ少ないほど好ましいので、Ｓ含有量の下限は特に規定する必要はない。しかし、Ｓ含有量の過剰な低減は著しい製造コストの上昇をもたらす。したがって、製造コストの観点から、Ｓ含有量は０．０００３％以上とすることが好ましい。

Ａｌ：０．０００５〜０．１０％
Ａｌは、溶鋼を脱酸する作用を有する。この効果を得るためにＡｌ含有量を０．０００５％以上とする。好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。一方、Ａｌ含有量が過剰になると延性の低下が著しくなるため、Ａｌ含有量は０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０４％以下である。

Ｎ：０．００４０％以下
Ｎは、不純物元素であり、延性および深絞り性を低下させる作用を有する。このため、Ｎ含有量は０．００４０％以下とする。好ましくは０．００３５％以下であり、さらに好ましくは０．００３０％以下である。より好ましいのは０．００２５％以下である。Ｎ含有量は少なければ少ないほど好ましいので、Ｎ含有量の下限は特に規定する必要はない。しかし、Ｎ含有量の過剰な低減は著しい製造コストの上昇をもたらす。したがって、製造コストの観点から、Ｎ含有量は０．０００３％以上とすることが好ましい。

Ｔｉ：０．００１〜０．１０％
Ｔｉは、炭窒化物を形成することによって固溶Ｃおよび固溶Ｎを低減し、深絞り性および延性を向上させる作用を有する。このため、Ｔｉ含有量は０．００１％以上とする。一方、０．１０％を超えてＴｉを含有させても、上記作用による効果が飽和していたずらにコストの増加をもたらすのみならず、鋼が硬質化して加工性の劣化を招く。したがって、Ｔｉ含有量は０．１０％以下とする。より好ましくは０．０８％以下、更に好ましくは０．０７％以下である。

Ｎｂ：０．００１〜０．１０％
Ｎｂは、炭窒化物を形成することによって固溶Ｃおよび固溶Ｎを低減し、深絞り性および延性を向上させる作用を有する。また、熱延板の結晶粒を微細化する作用も有する。このため、Ｎｂ含有量は０．００１％以上とする。一方、Ｎｂ含有量が０．１０％を超えると、再結晶温度の上昇を招き、所要の性能を得るために必要な焼鈍温度が高温となり、焼鈍設備の損傷や製造コストの上昇を招く。したがって、Ｎｂ含有量は０．１０％以下とする。好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０３％以下である。

ＴｉおよびＮｂの含有量は、さらに下記式（１）を満足することが必要である。式（１）の左辺は、ＴｉおよびＮｂと結合して化合物を形成する、Ｃ、ＮおよびＳに対するＴｉおよびＮｂの当量比を表すパラメータ式であり、この値が小さいほど、上述したＴｉおよびＮｂによる深絞り性および延性を向上させる作用をより確実に発現させることができる。式（１）の右辺は、好ましくは１．２、さらに好ましくは１．０、より好ましくは０．８、最も好ましくは０．６である。式（１）の左辺のパラメータ式の値の下限は、上記ＴｉおよびＮｂの含有量の上限値によって自ずと定まるため、特に規定する必要はないが、該パラメータ式の値が過剰に小さくなることはＴｉおよびＮｂの添加効率の低下を意味するので、０．０１以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０．０５以上、より好ましくは０．１０以上である。
（Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２）／（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）≦１．４ （１）

本発明の冷延鋼板の製造方法に供される鋼塊または鋼片は、上記の各元素を含有するとともに、上記（１）式を満足し、残部はＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するものである。

（２）機械特性
ＴＳ_m：３３５ＭＰａ以下
鋼板の強度が高すぎるとプレス成形性が劣化する。このため、下記式（２）から求められるＴＳ_m（平均ＴＳ）を３３５ＭＰａ以下とする。好ましくは３３０ＭＰａ以下、さらに好ましくは３２５ＭＰａ以下、より好ましくは３２０ＭＰａ以下である。
ＴＳ_m＝（ＴＳ₀＋２ＴＳ₄₅＋ＴＳ₉₀）／４ （２）

ｒ_m：１．７０以上、
｜Δｒ｜：０．４６以下、
ｒ_min：１．６０以上
鋼板の深絞り性は、ランクフォード値（ｒ値）とよい相関を示すため、本発明においても、ｒ値に基づいて深絞り性を評価する。

下記式（３）から求められるｒ_m（平均ｒ値）は、圧延方向に対して０°方向、４５°方向および９０°方向の３方向についての平均的な値を示すものであるから、鋼板全体の深絞り性の水準を評価するうえで重要である。このため、本発明においてはｒ_mを１．７０以上とする。好ましくは１．７５以上、さらに好ましくは１．８０以上、より好ましくは１．８５以上である。
ｒ_m＝（ｒ₀＋２ｒ₄₅＋ｒ₉₀）／４ （３）

しかし、ｒ_mが高い場合であっても、ｒ値の面内異方性が大きい場合には、もっともｒ値が低い方向の機械特性により鋼板全体の深絞り性が支配されてしまい、ｒ_mが高い割には良好な深絞り性が得られない場合がある。また、イヤリングが生じやすくなり、歩留り低下を招くことがある。このため、本発明においてはｒ値の面内異方性の指標として一般的に用いられているΔｒの絶対値（｜Δｒ｜）を０．４６以下とすることとした。Δｒは、下記の（４）式から求められる。｜Δｒ｜は、好ましくは０．４０以下、さらに好ましくは０．３８以下、より好ましくは０．３５以下、最も好ましくは０．３０以下である。
Δｒ＝（ｒ₀−２ｒ₄₅＋ｒ₉₀）／２ （４）

ただし、｜Δｒ｜によるｒ値の面内異方性の評価は、低炭素鋼のようにｒ₄₅がｒ₀およびｒ₉₀に比して低いという代表的なｒ値の面内異方性を有する鋼板については妥当するが、ｒ₀とｒ₉₀とを分離して評価するものではないため、極低炭素鋼のようにｒ₄₅がｒ₀またはｒ₉₀に比して高い場合があるというｒ値の面内異方性を有する鋼板については、妥当しない場合がある。そこで、本発明においてはｒ値の面内異方性の指標として一般的に用いられている｜Δｒ｜のほかに、下記式（５）から求められるｒ_min（最小ｒ値）を１．６０以上とする。好ましくは１．６５以上、さらに好ましくは１．７０以上、より好ましくは１．７５以上である。
ｒ_min＝ｍｉｎ［ｒ₀，ｒ₄₅，ｒ₉₀］ （５）

｜ΔＴＳ｜：９ＭＰａ以下
上述したｒ値の面内異方性に対する考え方と同様に、前掲のＴＳ_mを３３５ＭＰａ以下の場合であっても、ＴＳの面内異方性が大きい場合には、もっともＴＳの高い方向の機械特性により鋼板全体のプレス成形性が支配されてしまう場合があるので、良好なプレス成形性が確実に確保するために下記式（６）から求められるΔＴＳの絶対値（｜ΔＴＳ｜）を９ＭＰａ以下とすることが好ましい。さらに好ましくは４．５ＭＰａ以下、より好ましくは３ＭＰａ以下である。
ΔＴＳ＝（ＴＳ₀−２ＴＳ₄₅＋ＴＳ₉₀）／２ （６）

（３）冷間圧延に供する鋼板の組織
冷間圧延および焼鈍後において、優れた深絞り性、特に面内異方性すなわち｜Δｒ｜の小さい冷延鋼板を得るには、冷間圧延に供する鋼板の表面から板厚の１／４深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径を１６μｍ以下とする。鋼板の表面から板厚の１／４深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径は、当該鋼板全体としてのフェライト平均結晶粒径の代表値であるから、当該位置におけるフェライト平均結晶粒径が１６μｍを超えると、冷間圧延および焼鈍後における深絞り性の劣化、特にΔｒの増加が著しくなる。したがって、鋼板の表面から板厚の１／４深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径を１６μｍ以下とする。好ましくは１５μｍ以下、さらに好ましくは１４μｍ以下である。前記フェライト平均結晶粒径が微細であるほど冷間圧延および焼鈍後における深絞り性が向上するので前記フェライト平均結晶粒径の下限は特に限定する必要はない。しかし、結晶粒の著しい微細化には高い冷却能力を要し、冷却能力を上げるために冷却設備が大掛かりとなり製造コストが嵩む。このため、鋼板の表面から板厚の１／４深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径は２μｍ以上とすることが好ましい。

さらに、冷間圧延および焼鈍後において、優れた深絞り性、特に｜Δｒ｜の小さい冷延鋼板を得るには、冷間圧延に供する鋼板の表面から板厚の１／１６の深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径（ｄ_s）と板厚中心位置におけるフェライト平均結晶粒径（ｄ_c）との比（ｄ_s／ｄ_c）を０．９０以下とするのが好ましい。本発明は、熱間圧延において板厚中心部に比して多くの歪量が付与されることにより、結晶粒の微細化が期待されるとともに著しい粒成長性により結晶粒の微細化の困難性を伴う鋼板表面近傍領域について、適切な冷却を施すことにより著しい粒成長を抑制して結晶粒を微細化するものである。したがって、ｄ_s／ｄ_cは、本発明が目的とする微細化が実現されているか否かを示す指標である。すなわち、ｄ_s／ｄ_cが低いということは、適切な冷却が施されることにより本発明が目的とする微細化が実現されていることを示し、ｄ_s／ｄ_cが高いということは、冷却が不適切であるために粒成長を抑制しきれずに、本発明が目的とする微細化が実現されていないことを示す。

ｄ_s／ｄ_cが０．９０を超えると、冷間圧延および焼鈍後において、深絞り性の劣化、特に｜Δｒ｜の増加を招くおそれがある。好ましくは０．８５以下、さらに好ましくは０．８０以下、より好ましくは０．７５以下、最も好ましくは０．７０以下である。ｄ_s／ｄ_cが小さいほど、冷間圧延および焼鈍後における深絞り性が向上するのでｄ_s／ｄ_cの下限は特に限定する必要はない。しかし、ｄ_s／ｄ_cの著しい低減には高い冷却能力を要し、冷却能力を上げるために冷却設備が大掛かりとなり製造コストが嵩む。このため、ｄ_s／ｄ_cは０．２０以上とすることが好ましい。

冷間圧延および焼鈍後において、冷延鋼板の集合組織をさらに発達させて、深絞り性をより一層向上させるには、冷間圧延に供する鋼板の表面から板厚の１／１６の深さ位置において、｛１１０｝＜２２３＞方位の密度をランダムに対して２倍以上、好ましくは３倍以上とし、｛２１１｝＜１１１＞方位の密度をランダムに対して１．５倍以上、好ましくは２．０倍以上とすることが好ましい。

（４）熱間圧延
上述した化学組成を有する鋼塊または鋼片に（Ａｒ₃点−３０℃）以上で圧延を完了する熱間圧延を施す。

本発明は、熱間圧延によりオーステナイト結晶粒内に歪を蓄積させ、熱間圧延後の冷却により当該歪の解放を抑制して、所定の低温域になった段階で当該歪を駆動力として、オーステナイトからフェライトへの変態を一気に促進させることにより結晶粒の微細化を図るものである。したがって、熱間圧延はオーステナイト域で行うことが基本となる。しかしながら、熱間圧延時に金属製の圧延ロールとの接触によって抜熱が生じるため、鋼板の表面から１０乃至１００μｍの深さ位置までの最表層領域において局所的な変態がしばしば生じる。特に、本発明のようにＣ含有量の極めて低い鋼種においては、このような最表層領域における局所的変態が生じ易い。このような局所的変態を防ぐ方法として仕上温度の高温化が一応考えられるが、後述するように仕上温度の高温化は結晶粒の微細化を困難にし、板厚全体の結晶粒が粗大化してしまうので、発明の本質が損なわれてしまう。

そこで、本発明者が詳細に検討したところ、鋼板の最表層領域が機械特性に及ぼす影響は小さく、変態が生じる領域が板厚の１／３２以下であれば、最終製品の特性が然程損なわれないことが明らかになった。そして、変態が生じる領域を板厚の１／３２以下とするには、熱間圧延完了温度（以下、「仕上温度」ともいう。）を（Ａｒ₃点−３０℃）以上とすればよいことも判明した。したがって、仕上温度は、（Ａｒ₃点−３０℃）以上とする。仕上温度は冷間圧延および焼鈍後において、冷延鋼板の深絞り性を一層向上させるには、仕上温度をＡｒ₃点以上とすることが好ましい。また、仕上温度はＡｒ₃点に近いほど好ましい。仕上温度が高温であると、熱間圧延によりオーステナイト結晶粒内に蓄積された歪が容易に解放されてしまい、上述した機構による結晶粒の微細化を効率的に行うことができなくなるからである。したがって、仕上温度は、（Ａｒ₃点＋１００℃）以下とすることが好ましく、（Ａｒ₃点＋８０℃）以下とすることがさらに好ましく、（Ａｒ₃点＋６０℃）以下とすることがより好ましい。なお、上記温度は鋼板の表面温度であり、放射温度計等により測定することができる。

熱間圧延に供する鋼塊または鋼片の温度は、仕上温度の観点から決定すればよいので特に限定する必要はないが、１０００℃未満では（Ａｒ₃点−３０℃）以上の仕上温度を確保することが一般に困難であり、１２８０℃を超えると、加熱コストの増大やスケールロスによる歩留り低下を招く。したがって、前記温度は、１０００〜１２８０℃とするのが好ましい。前記温度が低温であるほど、最終製品である冷延鋼板の延性および深絞り性が向上するので、１２００℃以下とすることがさらに好ましく、１１５０℃以下とすることがより好ましい。

熱間圧延に供する鋼塊または鋼片が、Ａｒ₃点以下の温度域、例えば常温まで冷却された所謂冷片である場合にはＡｃ₃点以上の温度域まで加熱することを要するが、連続鋳造後または分塊圧延後の高温状態にある鋼塊または鋼片である場合には、仕上温度を確保できるのであれば特段加熱を施さずともよい。

熱間圧延を施す設備は、リバースミルおよびタンデムミルのいずれであってもよい。工業的生産性の上からは、少なくとも最終の数段はタンデムミルを用いるのが好ましい。熱間圧延における圧下量は、熱間圧延によりオーステナイト結晶粒内に効率的に歪を蓄積する観点から、（Ａｒ₃点＋１８０℃）から熱間圧延完了までの温度範囲における板厚減少率で４５％以上とすることが好ましい。上記温度範囲は、（Ａｒ₃点＋１６０℃）から熱間圧延完了までとすることがさらに好ましく、（Ａｒ₃点＋１４０℃）から熱間圧延完了までとすることがより好ましく、（Ａｒ₃点＋１２０℃）から熱間圧延完了までとすることが最も好ましい。また、上記板厚減少率は、５０％以上とすることがさらに好ましく、５５％以上とすることがより好ましく、６０％以上とすることが最も好ましい。

熱間圧延は、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。１パス当たりの圧下量は、１０〜６０％とすることが好ましく、１５〜６０％とすることがさらに好ましい。１パス当たりの圧下量を大きくした方がオーステナイト結晶粒への歪の蓄積を効率的に行うことができるので、熱延鋼板の結晶粒の微細化という観点からは好ましいが、圧延荷重が増大や鋼板の形状確保の困難性などにより生産性を阻害することも懸念されるので、かかる観点から１パス当たりの圧下量は制限される。本発明によれば、１パス当たりの圧下量を４０％以下とした複数パスの圧延でも、大圧下を必須とする従来技術よりも微細なフェライト粒を得ることができるので、工業的生産が容易である。

（５）熱間圧延後の冷却
熱間圧延完了後０．５秒間以内に４００℃／秒以上の平均冷却速度で７５０℃まで冷却し、４００℃以上６４０℃未満の温度域で巻き取る。

本発明は、熱間圧延によりオーステナイト結晶粒内に歪を蓄積させ、熱間圧延後の冷却により当該歪の解放を抑制して、所定の低温域になった段階で当該歪を駆動力として、オーステナイトからフェライトへの変態を一気に促進させることにより結晶粒の微細化を図るものである。したがって、熱間圧延完了後０．５秒間以内に４００℃／秒以上の平均冷却速度で７５０℃まで冷却することにより、熱間圧延によりオーステナイト結晶粒内に蓄積させた歪の解放を７５０℃以下の温度域まで抑制し、７５０℃以下の温度域において当該歪を駆動力として、オーステナイトからフェライトへの変態を一気に促進させることにより結晶粒を微細化させるのである。

熱間圧延完了から７５０℃までの冷却時間が０．５秒間を超えたり、熱間圧延完了温度から７５０℃までの平均冷却速度が４００℃／秒未満であったり、冷却完了温度が７５０℃を超えたりすると、熱間圧延によりオーステナイト結晶粒内に蓄積させた歪が７５０℃を超える温度域において容易に解放されてしまい、熱延鋼板の結晶粒の微細化を図ることが困難となるからである。なお、ここでいう平均冷却速度は、空冷部分を除外し、水冷却等により強制冷却を行っている部分における平均冷却速度を意味する。

熱間圧延完了から７５０℃までの冷却時間は、短ければ短いほど前記歪の解放を抑制できるので、下限は特に規定する必要はない。０．４０秒間以下とすることが好ましく、０．３６秒間以下とすることがさらに好ましい。冷間圧延および焼鈍後において、冷延鋼板の深絞り性をより一層向上させるには、熱間圧延完了から６５０℃までの冷却時間を０．７５秒以下とすることが好ましく、０．６５秒以下とすることがさらに好ましく、０．６１秒以下とすることがより好ましい。

前記平均冷却速度は、高ければ高いほど前記歪の解放を抑制できるので、上限は特に規定する必要はない。５００℃／秒以上とすることが好ましく、６００℃／秒以上とすることがさらに好ましく、７００℃／秒以上とすることがより好ましく、８００℃／秒以上とすることが最も好ましい。

冷間圧延および焼鈍後の深絞り性の観点から前記平均冷却速度の上限を規定する必要はないが、冷却能力を上げるには冷却設備が大掛かりとなり製造コストが嵩むだけでなく、冷却ムラの発生あるいは冷却停止温度の制御が困難となる場合がある。このため、２０００℃／秒以下としてもよい。

冷却完了温度は、後述する巻取温度を確保できる範囲内において、低ければ低いほど前記歪の解放を抑制できるので好ましい。したがって、７００℃以下とすることが好ましく、６５０℃以下とすることがさらに好ましい。

上記冷却完了から巻取りまでの工程においては、フェライトの核生成密度が高いことや比較的低温域であることにより顕著な粒成長は生じにくい。したがって、前記工程における平均冷却速度は特に規定する必要はなく、放冷してもよい。しかし、ある程度の粒成長は生じうるので、結晶粒の粗大化をより確実に抑制するために水冷してもよい。水冷する場合には、前記平均冷却速度を１０℃／秒以上とすることが好ましい。さらに好ましくは２０℃／秒以上、より好ましくは３０℃／秒以上である。

巻取りは、４００℃以上６４０℃未満の温度域で行う。巻取温度が６４０℃以上になると巻取り後の徐冷中に結晶粒が粗大化したり、鉄−りん化合物が析出して、冷間圧延および焼鈍後の深絞り性が低下する場合がある。さらに表面疵の発生やスケールロスによる歩留り低下といった問題が生じる場合がある。したがって、巻取温度は６４０℃未満とする。本発明に係る冷延鋼板は、従来技術に比して冷間圧延および焼鈍後の冷延鋼板の深絞り性に及ぼす巻取温度の影響が小さいので、深絞り性の確保のために巻取温度を高温化する必要はない。したがって、従来技術よりも巻取温度の低く抑えることによって表面疵の発生を抑制することができる。このような観点から、巻取温度は、好ましくは６２０℃以下、さらに好ましくは６００℃以下である。一方、巻取温度が４００℃を下回ると、微細な炭窒化物が析出したり、炭窒化物の析出が不十分となって固溶Ｃや固溶Ｎが残存したりして、冷間圧延および焼鈍後の深絞り性が低下する場合がある。したがって、巻取温度は４００℃以上とする。好ましくは４５０℃以上であり、さらに好ましくは５００℃以上である。

（６）冷却設備
本発明では上記の冷却を行う設備を限定しない。工業的には、水量密度の高い水スプレー装置を用いることが好適である。例えば、圧延板搬送ローラーの間に水スプレーヘッダーを配置し、板の上下から十分な水量密度の高圧水を噴射することで冷却することができる。

（７）酸洗
上記熱間圧延により得られた熱延鋼板に酸洗を施す。本発明における酸洗は、熱延鋼板の表面に形成されたスケールの除去のみを目的とするものであるから、酸洗の態様は特に限定する必要はなく、常法でかまわない。

（８）冷間圧延
上記酸洗により得られた酸洗鋼板に圧下率：６０〜９５％の冷間圧延を施す。極低炭素鋼の場合、冷間圧延率がある程度高くなるほど焼鈍後のｒ値が高くなる傾向を示す。冷間圧延の圧下率が６０％未満では、焼鈍後のｒ値の向上が不十分であり好ましくない。一方、冷間圧延の圧下率が９５％を超えると、深絞り性を劣化させる集合組織が発達するようになり、却って焼鈍後のｒ値を低下させる。また、冷間圧延の生産性も低下する。したがって、冷間圧延の圧下率は６０〜９５％とする。

冷間圧延に供する鋼板の板厚は、生産性と冷間圧延率の両立の観点から、２．８ｍｍ以上とすることが好ましい。さらに３．０ｍｍ以上が好ましく、より好ましくは３．２ｍｍ以上である。

（９）焼鈍
上記冷間圧延により得られた冷延鋼板に７５０〜８８０℃の温度域で焼鈍を施す。
焼鈍温度が７５０℃未満では再結晶が不十分となり、得られる鋼板が硬質となるだけでなく、伸びや深絞り性が劣化する。一方、焼鈍温度が８８０℃を超えると、製造コストの増大を招くだけでなく、オーステナイトへの変態が起きてｒ値にとって好ましい集合組織の形成が阻害される。したがって、焼鈍温度は７５０〜８８０℃とする。焼鈍温度の下限は、７８０℃以上が好ましく、８００℃以上がさらに好ましい。上限は８５０℃以下が好ましく、８３０℃以下がさらに好ましい。

焼鈍方法は連続焼鈍、箱焼鈍のいずれでもかまわない。また、連続溶融亜鉛めっきラインを用いて焼鈍後、溶融亜鉛めっきもしくは合金化溶融亜鉛めっきを行ってもよい。また、焼鈍後の鋼板に電気めっき、たとえばＺｎ系めっきを施してもよい。

連続焼鈍を行うときは、７５０〜８８０℃の温度域に保持する焼鈍時間を１０〜１３０秒間とすることが好ましい。均熱時間が１０秒間以下では再結晶が不十分となる場合がある。一方、１３０秒間を超えると製造コストの増大を招く。焼鈍時間は、２０秒以上がさらに好ましく、３０秒以上がより好ましい。一方、上限は１００秒間以下がさらに好ましく、６０秒間以下がより好ましい。

（６）スキンパス圧延
降伏点伸び発生が懸念される場合には、プレス成形時のストレッチャーストレイン抑制のために、焼鈍後に伸び率０．５〜２％のスキンパス圧延することが好ましい。

表１に示す化学組成の鋼片を、１２００℃に加熱した後、実験圧延機を使用して、表２に示す条件で熱間圧延、冷却制御および巻取ミュレーションを行い、板厚３．５ｍｍの熱延鋼板を得た。ここで、冷却停止後の温度から、巻取りシミュレーションの温度までは、放冷を行った。その後、熱延鋼板の表面のスケールを酸洗により除去した後、圧下率８０％の冷間圧延をして板厚０．７ｍｍとした。昇温速度１０℃／秒、均熱温度８２０℃、均熱時間３０秒、冷却速度１０℃／秒の連続焼鈍相当の焼鈍を施した後、１％の調質圧延を行った。

なお、巻取りシミュレーションとは、巻取り温度まで冷却した鋼板を、巻取り温度に相当する温度に保持した電気炉に装入し、その温度で３０分保持した後、２０℃／時で冷却することにより行うものであり、巻取り後の温度履歴を模擬したものである。

上記の熱延鋼板について、ＥＢＳＰ（Electron Back Scattering Pattern）法を用いて結晶方位解析を行うことで、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置でのフェライトの平均結晶粒径を求めた。また、鋼板表面から板厚の１／１６深さ位置での平均結晶粒径（ｄ_s）、および板厚中心位置での平均結晶粒径（ｄ_c）を測定し、これらの比（ｄ_s／ｄ_c）を求めた。さらに、鋼板表面から板厚の１／１６深さ位置において、Ｘ線回折によって測定した｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝極点図から３次元集合組織解析を行い、｛１１０｝＜２２３＞および｛２１１｝＜１１１＞方位のランダムに対する密度を求めた。

このようにして得られた冷延鋼板について、圧延方向に対して０°、４５°および９０°方向のＪＩＳ５号試験片を採取して引張試験を行った。ＹＳ_m、ＴＳ_mおよびＥｌ_mは、以下の式で計算される圧延方向に対する０°、４５°および９０°方向の平均値である。
ＹＳ_m＝（ＹＳ₀＋２ＹＳ₄₅＋ＹＳ₉₀）／４
ＴＳ_m＝（ＴＳ₀＋２ＴＳ₄₅＋ＴＳ₉₀）／４
Ｅｌ_m＝（Ｅｌ₀＋２Ｅｌ₄₅＋Ｅｌ₉₀）／４
ここで、ＹＳ₀、ＹＳ₄₅、ＹＳ₉₀、ＴＳ₀、ＴＳ₄₅、ＴＳ₉₀、Ｅｌ₀、Ｅｌ₄₅およびＥｌ₉₀は、圧延方向に対して０°、４５°および９０°の方向におけるＹＳ、ＴＳおよびＥｌをそれぞれ示す。

これらの試験結果を表３に示す。また、表３の試験結果の内、鋼種Ａと鋼種Ｂに関する試番１〜３および試番７〜１１について、熱間圧延完了から７５０℃までの冷却時間と鋼板表面から板厚の１／４深さ位置での平均結晶粒径との関係を図１に、熱間圧延完了から７５０℃までの冷却時間とｄ_s／ｄ_cとの関係を図２にそれぞれ示す。また、熱間圧延完了から７５０℃までの冷却時間と冷延板の平均ｒ値および最小ｒ値との関係を図３に、熱間圧延完了から７５０℃までの冷却時間と冷延板の｜Δｒ｜との関係を図４にそれぞれ示す。さらに、熱間圧延完了から７５０℃までの冷却時間と冷延板の｜ΔＴＳ｜との関係を図５に示す。

図１〜５に示すように、熱間圧延完了から７５０℃までの冷却時間を０．５秒間以内、冷却速度を４００℃／秒以上とすることにより、冷却速度に依らず安定して、所望の熱延鋼板のフェライト平均結晶粒径および表層と板厚中心の粒径比が得られるとともに、冷延鋼板において平均ｒ値および最小ｒ値の向上効果、ならびに、｜Δｒ｜および｜ΔＴＳ｜の低減効果が得られている。

表２および３から明らかなように、本発明の条件を満たす試番１、２、４、５、７〜９、１２、１４および１６では、何れも深絞り性の良好な、特にｒ値の面内異方性の小さい冷延鋼板が得られた。また、何れの本発明例も、同鋼種の比較例に比べて、平均ｒ値が増加するとともに、最小ｒ値が顕著に増加しており、また、｜Δｒ｜、｜ΔＴＳ｜が顕著に減少し、しかも、面内異方性が小さく深絞り性に優れた冷延鋼板である。

本発明の方法によれば、自動車部品の一体成形など厳しい加工に利用できる、深絞り性に優れた冷延鋼板を、容易にかつ高生産性で製造することができる。

熱間圧延完了から７５０℃までの冷却時間と鋼板表面から板厚の１／４深さ位置での平均結晶粒径との関係を示す図 熱間圧延完了から７５０℃までの冷却時間とｄ_s／ｄ_cとの関係を示す図 熱間圧延完了から７５０℃までの冷却時間と冷延板の平均ｒ値および最小ｒ値との関係を示す図 熱間圧延完了から７５０℃までの冷却時間と冷延板の｜Δｒ｜との関係を示す図 熱間圧延完了から７５０℃までの冷却時間と冷延板の｜ΔＴＳ｜との関係を示す図

Claims (6)

1. 質量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０００５〜０．１０％、Ｎ：０．００４０％以下、Ｔｉ：０．００１〜０．１０％およびＮｂ：０．００１〜０．１０％を含有するとともに、下記式（１）を満足し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、下記式（２）から求められるＴＳ_mが３３５ＭＰａ以下、下記式（３）から求められるｒ_mが１．７０以上、下記式（４）から求められるΔｒの絶対値（｜Δｒ｜）が０．４６以下で、かつ下記式（５）から求められるｒ_minが１．６０以上であることを特徴とする冷延鋼板。
   （Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２）／（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）≦１．４ （１）
   ＴＳ_m＝（ＴＳ₀＋２ＴＳ₄₅＋ＴＳ₉₀）／４ （２）
   ｒ_m＝（ｒ₀＋２ｒ₄₅＋ｒ₉₀）／４ （３）
   Δｒ＝（ｒ₀−２ｒ₄₅＋ｒ₉₀）／２ （４）
   ｒ_min＝ｍｉｎ［ｒ₀，ｒ₄₅，ｒ₉₀］ （５）
   ここで、式（１）中の元素記号は、各元素の鋼中における含有量（単位：質量％）を、式（２）中のＴＳ₀、ＴＳ₄₅およびＴＳ₉₀は、それぞれ圧延方向に対して０°、４５°および９０°の方向におけるＴＳを、式（３）〜（５）中のｒ₀、ｒ₄₅およびｒ₉₀は、それぞれ圧延方向に対して０°、４５°および９０°の方向におけるｒ値を、式（５）におけるｍｉｎ［ ］は、［ ］内の引数の最小値を返す関数をそれぞれ意味する。
2. さらに、下記式（６）から求められるΔＴＳの絶対値（｜ΔＴＳ｜）が９ＭＰａ以下であることを特徴とする請求項１に記載の冷延鋼板。
   ΔＴＳ＝（ＴＳ₀−２ＴＳ₄₅＋ＴＳ₉₀）／２ （６）
   ここで、式（６）中のＴＳ₀、ＴＳ₄₅およびＴＳ₉₀は、それぞれ圧延方向に対して０°、４５°および９０°の方向におけるＴＳを意味する。
3. 請求項１に記載の化学組成を有するとともに、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径が１６μｍ以下であり、かつ、鋼板表面から板厚の１／１６深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径（ｄ_s）と板厚中心位置におけるフェライト平均結晶粒径（ｄ_c）との比（ｄ_s／ｄ_c）が０．９０以下である鋼板に、圧下率：６０〜９５％の冷間圧延を施したのちに７５０〜８８０℃の温度域で焼鈍を施して得たことを特徴とする冷延鋼板。
4. 下記工程（Ａ）〜（Ｄ）を備えることを特徴とする冷延鋼板の製造方法：
   （Ａ）請求項１に記載の化学組成を有する鋼塊または鋼片に、（Ａｒ₃点−３０℃）以上で圧延を完了する熱間圧延を施し、熱間圧延完了後０．５秒間以内に４００℃／秒以上の平均冷却速度で７５０℃まで冷却し、４００℃以上６４０℃未満の温度域で巻き取って熱延鋼板とする熱間圧延工程；
   （Ｂ）前記熱延鋼板に酸洗を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；
   （Ｃ）前記酸洗鋼板に圧下率：６０〜９５％の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７５０〜８８０℃の温度域で焼鈍を施す焼鈍工程。
5. 請求項１に記載の化学組成を有するとともに、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径が１６μｍ以下であり、かつ、鋼板表面から板厚の１／１６深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径（ｄ_s）と板厚中心位置におけるフェライト平均結晶粒径（ｄ_c）との比（ｄ_s／ｄ_c）が０．９０以下である鋼板に、圧下率：６０〜９５％の冷間圧延を施したのちに７５０〜８８０℃の温度域で焼鈍を施すことを特徴とする冷延鋼板の製造方法。
6. 前記冷間圧延を施す鋼板の板厚が２．８ｍｍ以上であることを特徴とする請求項４または５に記載の冷延鋼板の製造方法。

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