JP2014077203A - 冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】低降伏比で延性と穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板を、特殊な熱間圧延やＮｂやＴｉ等の合金元素の添加を必要とせずに提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：0.01〜0.15％、Ｓｉ：0.01〜1.5％、Ｍｎ：1.5〜3.5％、Ｐ：0.1％以下、Ｓ：0.01％以下、Ａｌ：0.005〜1.5％、およびＮ：0.010％以下を含有し、α値（＝Ｍｎ＋Ｓｉ）が2.3％以上である化学組成と、鋼板表面から板厚の1/4深さ位置での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％以上である鋼組織と、降伏比ＹＲが70％以下、引張強度ＴＳ（MPa）と穴拡げ率ＨＥＲ（％）がＴＳ1.5×ＨＥＲ≧0.80×106およびＴＳ／(Ｃ×100)0.5≧250を満たす機械特性を有する冷延鋼板。
【選択図】 なし
【解決手段】質量％で、Ｃ：0.01〜0.15％、Ｓｉ：0.01〜1.5％、Ｍｎ：1.5〜3.5％、Ｐ：0.1％以下、Ｓ：0.01％以下、Ａｌ：0.005〜1.5％、およびＮ：0.010％以下を含有し、α値（＝Ｍｎ＋Ｓｉ）が2.3％以上である化学組成と、鋼板表面から板厚の1/4深さ位置での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％以上である鋼組織と、降伏比ＹＲが70％以下、引張強度ＴＳ（MPa）と穴拡げ率ＨＥＲ（％）がＴＳ1.5×ＨＥＲ≧0.80×106およびＴＳ／(Ｃ×100)0.5≧250を満たす機械特性を有する冷延鋼板。
【選択図】 なし
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、自動車用、家電用、機械構造用、建築用等の用途に用いられる素材に好適な、加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法に関する。本発明に係る高強度冷延鋼板は、特に低降伏比で穴拡げ性に優れている。
自動車をはじめとする輸送用機械や各種産業機械の構造用部材等の素材に供される鋼板には、強度、加工性、靱性などに優れた機械的特性が求められる。近年、自動車の軽量化の観点から高強度鋼板の適用が拡大しているが、自動車用部品の多くはプレス成形により製造されるため、高い強度と同時に優れた成形性が要求される。特に、自動車の骨格部材であるメンバー（サブフレーム）やリンフォース（補強部材）に適用される高強度鋼板には、良好な延性のみならず、優れた穴拡げ性が求められる。また、一般に高強度鋼板は形状凍結性が低く、部品の寸法精度が低下しがちである。このため、形状凍結性に優れることも重要であり、このような観点から、低降伏比であることも求められる。
ところで、鋼板の機械特性を総合的に高めるには、鋼板の組織を微細化することが有効であり、そのため、鋼板の組織を微細化するための方法が数多く提案されている。
従来技術における鋼板の組織の微細化方法としては、熱延鋼板を対象として多くの提案がなされており、（i）大圧下圧延法、（ii）制御圧延法、（iii）合金元素添加法、またはこれらを組み合わせたものが提案されている。
従来技術における鋼板の組織の微細化方法としては、熱延鋼板を対象として多くの提案がなされており、（i）大圧下圧延法、（ii）制御圧延法、（iii）合金元素添加法、またはこれらを組み合わせたものが提案されている。
以下に各方法の特徴および問題点を述べるが、いずれも熱延鋼板の組織を微細化する方法であり、これらの方法によって得られた熱延鋼板に冷間圧延および焼鈍を施すと結晶粒が容易に粗大化してしまい、焼鈍後の冷延鋼板について組織の微細化を達成することができない。
（i）大圧下圧延法は、熱間圧延において、圧下率を５０％程度以上と大きくして、１パスの圧延で大きな歪みを蓄積させ、その後オーステナイトから微細フェライトへと変態させるか、もしくは大歪みを利用して比較的粗大なフェライトを微細フェライトへ再結晶させる方法である。この方法によれば、１０００℃近傍以下の温度に加熱した後、７００℃近傍の低温域で大圧下圧延を行うことによって、１〜３μｍの微細粒フェライト組織が得られる。しかし、この方法は、工業的実施が困難であるばかりか、この方法により得られた微細粒フェライト組織は熱処理によって容易に粒成長してしまうので、冷間圧延および焼鈍を施すと結晶粒は容易に粗大化してしまい、微細粒組織を有する冷延鋼板が得ることができない。
（ii）制御圧延法は、熱間圧延において、一般的に８００℃近傍以上の温度で、圧延１パス当たりの圧下率を２０〜４０％以下として、多パスの圧延を施した後、冷却する方法である。圧延温度をＡｒ３点近傍の狭い温度域にする方法、圧延のパス間の時間を短縮する方法、また、歪み速度と温度を制御してオーステナイトを動的再結晶させる方法などの多くの方法が提案されている。しかし、圧延後の冷却に関する検討は十分には行われていない。圧延の直後から水冷するほうが好ましいとされているが、直後冷却といっても圧延後０.２秒以上経過してからの冷却開始であり、冷却速度もせいぜい２５０℃／秒程度である。このような方法では、単純組成の低炭素鋼のフェライト結晶粒径は５μｍ程度にしかならない。そのため、冷間圧延および焼鈍を施した場合においても、微細粒組織の冷延鋼板を得ることができない。
（iii）合金元素添加法は、オーステナイトの再結晶化や回復を抑制する合金元素の微量の添加によってフェライト結晶粒の微細化を促進するものである。Ｎｂ、Ｔｉ等の合金元素は、炭化物を形成したり、粒界に偏析したりして、オーステナイトの回復と再結晶を抑制するため、熱間圧延後のオーステナイト粒が微細化して、オーステナイトからの変態で得られるフェライト結晶粒も微細化する。また、冷間圧延と熱処理を施しても、オーステナイト結晶粒の成長抑制、フェライトの再結晶抑制または再結晶粒の成長抑制の効果を通して、２〜３μｍ前後の微細粒組織の冷延鋼板を得ることができる。しかし、この方法では、添加する元素の分だけ、原料コストが嵩むという問題がある。
これらの微細粒化方法に関する先行文献をいくつか挙げる。
特開昭５９−２０５４４７号公報には、Ａｒ１＋５０℃からＡｒ３＋１００℃の温度域で１秒以内に一回もしくは二回以上の合計圧下率が５０％以上の加工を加え、加工終了後の６００℃以上の温度域で２０℃／秒以上の冷却速度の強制冷却を行う方法が開示されている。特開平１１−１５２５４４号公報には、動的再結晶温度域での圧下を５スタンド以上の圧下パスにて行い、かつ、この動的再結晶温度域で圧下を加える最初のスタンド入側と最後のスタンド出側の温度差を６０℃以下にする方法が開示されている。しかし、上述したように、これらの方法で微細粒組織の熱延鋼板を得ても、動的再結晶を利用しているためにフェライトに多くの歪が残存している。そのため、熱的安定性は低く、得られた熱延鋼板に冷間圧延および焼鈍を施すと結晶粒は容易に粗大化してしまい、微細粒組織の冷延鋼板を得ることができない。
特開昭５９−２０５４４７号公報には、Ａｒ１＋５０℃からＡｒ３＋１００℃の温度域で１秒以内に一回もしくは二回以上の合計圧下率が５０％以上の加工を加え、加工終了後の６００℃以上の温度域で２０℃／秒以上の冷却速度の強制冷却を行う方法が開示されている。特開平１１−１５２５４４号公報には、動的再結晶温度域での圧下を５スタンド以上の圧下パスにて行い、かつ、この動的再結晶温度域で圧下を加える最初のスタンド入側と最後のスタンド出側の温度差を６０℃以下にする方法が開示されている。しかし、上述したように、これらの方法で微細粒組織の熱延鋼板を得ても、動的再結晶を利用しているためにフェライトに多くの歪が残存している。そのため、熱的安定性は低く、得られた熱延鋼板に冷間圧延および焼鈍を施すと結晶粒は容易に粗大化してしまい、微細粒組織の冷延鋼板を得ることができない。
特開２００４−２１１１４３号公報、特開２００４−２５０７７４号公報、特開２００４−２７７８５８号公報には、合金元素添加法として、Ｔｉ、Ｎｂを添加することによって微細粒組織の冷延鋼板を得る方法が開示されている。しかし、Ｔｉ、Ｎｂの添加は、そのことによる原料コストの上昇だけでなく、再結晶温度の著しい上昇を招くことから冷間圧延後の再結晶焼鈍をＡ３点以上の高温域で行う必要が生じるなど、製造コストの上昇をももたらすという問題がある。
特開２００５−２１３６０３号公報には、Ａｒ３点以上の仕上温度で熱間圧延した後、５５０℃以下まで７０℃／秒以上の冷却速度で冷却し、５００℃以下で巻取り、この熱延鋼板を６００℃以上Ａｃ１以下の温度で熱処理してから、冷間圧延し、Ａｃ１〜Ａｃ３の温度で１０秒以上保持して焼鈍を行い、１００℃までを１００℃／秒以上で急冷した後に、３００〜５００℃で焼き戻し処理を行う方法が開示されている。この方法には、熱延鋼板を６００℃以上の高温で熱処理することが必要であることから、製造コストの上昇を招くことや、焼鈍後に１００℃までを１００℃／秒以上で急冷することが必要であるために、鋼板の平坦不良が発生しやすいという問題がある。
このように、微細粒組織の鋼板を得るための方法に関して多くの提案がなされているが、未だ、工業的実施が容易な８００℃近辺より高い温度において熱間圧延を行い、冷間圧延および焼鈍を施した後においても、ＮｂやＴｉを含有させない単純組成鋼を十分かつ安定して微細粒化し、低降伏比で延性に優れるとともに、穴拡げ性にも優れた高強度冷延鋼板を安価にかつ高生産性で得る方法は見出されていない。
上述した従来技術に鑑みて、本発明は、低降伏比で延性に優れるとともに穴拡げ性にも優れた高強度冷延鋼板を提供することを目的とする。本発明の別の目的は、工業的実施が容易な８００℃近辺より高い温度での熱間圧延により、また熱延板焼鈍のような特殊な処理やＮｂやＴｉ等の合金元素の添加を施さずとも、冷間圧延および焼鈍を施した後において微細な鋼組織を有し、低降伏比で延性に優れるとともに穴拡げ性にも優れた高強度冷延鋼板を製造する方法を提供することである。
本発明者らは、低降伏比で延性に優れるとともに穴拡げ性にも優れた高強度冷延鋼板を得るために、鋭意検討を行った結果、以下の新たな知見を得た。
（ａ）引張強度とＣ含有量との関係ならびにＭｎおよびＳｉの含有量の関係
主相であるフェライトとマルテンサイト主体の第２相とからなる複合組織鋼板は、降伏比が低く形状凍結性に優れるとともに、良好な延性を有する高強度鋼板である。このような複合組織鋼板は、ＭｎやＣｒ等の焼入性向上元素の含有量を高めることによって、第２相を構成するマルテンサイトの硬度や体積率を高め、鋼板の強度を高めることができる。しかし、この硬質なマルテンサイトは一般に穴拡げ性の低下を招く。このため、降伏比が低く形状凍結性に優れるとともに、良好な延性を有し、さらに穴拡げ性に優れた複合組織鋼板を得ることは、従来技術においては困難であった。
（ａ）引張強度とＣ含有量との関係ならびにＭｎおよびＳｉの含有量の関係
主相であるフェライトとマルテンサイト主体の第２相とからなる複合組織鋼板は、降伏比が低く形状凍結性に優れるとともに、良好な延性を有する高強度鋼板である。このような複合組織鋼板は、ＭｎやＣｒ等の焼入性向上元素の含有量を高めることによって、第２相を構成するマルテンサイトの硬度や体積率を高め、鋼板の強度を高めることができる。しかし、この硬質なマルテンサイトは一般に穴拡げ性の低下を招く。このため、降伏比が低く形状凍結性に優れるとともに、良好な延性を有し、さらに穴拡げ性に優れた複合組織鋼板を得ることは、従来技術においては困難であった。
本発明者らは、主相であるフェライトとマルテンサイト主体の第２相とからなる複合組織鋼板について詳細な検討を行い、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と化学組成におけるＣ含有量（質量％）が下記式(３)を満足するようにした上で、熱間圧延工程において、Ｓｉによるフェライト変態の促進作用とＭｎによるフェライト変態温度の低下作用との相乗効果によって熱延鋼板の組織の微細化を促進し、これによって冷間圧延および焼鈍を施した後における冷延鋼板の組織を微細化し、さらに、焼鈍工程において、ＳｉによるオーステナイトへのＣ濃縮作用およびＭｎによる焼入れ性向上作用との相乗効果によって主相であるフェライト中にマルテンサイトを微細かつ均一に分散・生成させることにより、降伏比が低く形状凍結性に優れるとともに、良好な延性を有し、さらに穴拡げ性にも優れた複合組織鋼板を得ることが可能となることを見出した。
ＴＳ／（Ｃ×１００）０.５≧２５０ ・・・(３)
そして、このような複合組織鋼板を得るには、ＭｎおよびＳｉの含有量をα値（＝Ｍｎ＋Ｓｉ）で２.３％以上とするとともに、Ｓｉ含有量を０.０１％以上、かつＭｎ含有量を１.５％以上とすることが必要である。ここで、Ｍｎ含有量を１.９％以上、α値を２.７％以上とすることが好ましく、Ｍｎ含有量を２.４％以上、α値を２.９％以上とすることがさらに好ましい。
そして、このような複合組織鋼板を得るには、ＭｎおよびＳｉの含有量をα値（＝Ｍｎ＋Ｓｉ）で２.３％以上とするとともに、Ｓｉ含有量を０.０１％以上、かつＭｎ含有量を１.５％以上とすることが必要である。ここで、Ｍｎ含有量を１.９％以上、α値を２.７％以上とすることが好ましく、Ｍｎ含有量を２.４％以上、α値を２.９％以上とすることがさらに好ましい。
（ｂ）フェライトおよびマルテンサイトの粒径
フェライト単相組織を有する鋼板の組織を微細化すると、鋼板の強度を高めることができるが、それと同時に降伏比が著しく上昇してしまい、形状凍結性が劣化する。
フェライト単相組織を有する鋼板の組織を微細化すると、鋼板の強度を高めることができるが、それと同時に降伏比が著しく上昇してしまい、形状凍結性が劣化する。
しかし、上記（ａ）で述べたように、主相であるフェライトとマルテンサイト主体の第２相とからなる複合組織鋼板について、熱間圧延工程において、Ｓｉによるフェライト変態の促進作用とＭｎによるフェライト変態温度の低下作用との相乗効果によって熱延鋼板の組織の微細化を促進し、これにより、冷間圧延および焼鈍を施した後における冷延鋼板の組織を微細化し、さらに、焼鈍工程において、ＳｉによるオーステナイトへのＣ濃縮作用およびＭｎによる焼入れ性向上作用との相乗効果によって主相であるフェライト中にマルテンサイトを微細かつ均一に分散・生成させることにより、降伏比が低く形状凍結性に優れるとともに、良好な延性を有し、穴拡げ性にも優れた複合組織鋼板を得ることが可能となる。
そして、このような優れた機械特性を得るには、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％以上とすることが必要である。さらに、上記位置でのフェライトの平均結晶粒径ｄＦ（μｍ）が４.５μｍ以下であるとともに下記式(６)を満足し、上記位置でのマルテンサイトの短軸長さの平均値ｄＭが２μｍ以下である鋼組織とすることが好ましい。
ｄＦ≦３.０＋０.０２８／Ｃ−(β−０.０１)／(β＋０.０１)×(０.５／Ｃ０.２)
・・・(６)
ここで、Ｃは前記化学組成におけるＣの含有量（単位：質量％）を、βは上記式(５)で規定されるβ値をそれぞれ示し、ＮｂおよびＴｉを含有しない場合にはβ＝０とする。
・・・(６)
ここで、Ｃは前記化学組成におけるＣの含有量（単位：質量％）を、βは上記式(５)で規定されるβ値をそれぞれ示し、ＮｂおよびＴｉを含有しない場合にはβ＝０とする。
上記好ましい鋼組織を冷延鋼板に具備させるには、冷延母材である熱延鋼板の組織を、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径ｄＨＦ（μｍ）が３.５μｍ以下であるとともに下記式(７)を満足するものとすることが好ましい。
ｄＨＦ≦２.６＋０.０１７／Ｃ−(β−０.０１)／(β＋０.０１)×(０.３／Ｃ０.２)
・・・(７)
ここで、Ｃは化学組成におけるＣの含有量（単位：質量％）を、βは上記式(５)で規定されるβ値をそれぞれ示し、ＮｂおよびＴｉを含有しない場合にはβ＝０とする。
・・・(７)
ここで、Ｃは化学組成におけるＣの含有量（単位：質量％）を、βは上記式(５)で規定されるβ値をそれぞれ示し、ＮｂおよびＴｉを含有しない場合にはβ＝０とする。
（ｃ）ＮｂおよびＴｉの含有量
上記（ａ）および（ｂ）により、降伏比が低く形状凍結性に優れるとともに、良好な延性を有し、さらに穴拡げ性に優れた複合組織鋼板を得ることができる。さらに優れた機械特性を得るには、Ｎｂおよび／またはＴｉを含有させることによって組織の微細化を一層促進させるとともに、Ｎｂおよび／またはＴｉの含有量に上限を設けることが好ましい。
上記（ａ）および（ｂ）により、降伏比が低く形状凍結性に優れるとともに、良好な延性を有し、さらに穴拡げ性に優れた複合組織鋼板を得ることができる。さらに優れた機械特性を得るには、Ｎｂおよび／またはＴｉを含有させることによって組織の微細化を一層促進させるとともに、Ｎｂおよび／またはＴｉの含有量に上限を設けることが好ましい。
ＮｂおよびＴｉは、オーステナイトやフェライトの再結晶および粒成長を抑制して、冷延母材である熱延鋼板および冷延鋼板の組織の微細化を促進する作用を有する。しかし、従来技術において組織微細化の効果が顕著に現れるような量でＮｂおよび／またはＴｉを含有させると、Ｎｂおよび／またはＴｉの炭窒化物の析出によって降伏比が上昇してしまい、形状凍結性の劣化が著しくなる。また、冷延母材である熱延鋼板および冷延鋼板の集合組織を発達させてしまうため、穴拡げ性が劣化する。
本発明では、Ｓｉによるフェライト変態の促進作用とＭｎによるフェライト変態温度の低下作用との相乗効果によって熱延鋼板の組織の微細化を促進し、これにより、冷間圧延および焼鈍を施した後における冷延鋼板の組織を微細化し、さらに、焼鈍工程において、ＳｉによるオーステナイトへのＣ濃縮作用およびＭｎによる焼入れ性向上作用との相乗効果によって主相であるフェライト中にマルテンサイトを微細かつ均一に分散・生成させる。この場合には、Ｎｂおよび／またはＴｉの含有量が従来技術においては組織微細化の効果が顕著に現れないとされていたわずかな量であっても、顕著に組織微細化を促進することができ、冷延母材である熱延鋼板および冷延鋼板の集合組織の発達を抑えるとともに、降伏比の上昇を抑えることが可能となる。
このような効果を得るには、Ｎｂ：０.０５質量％未満およびＴｉ：０.０７質量％未満からなる群から選択される１種または２種を含有させるとともに、下記式(５)で規定されるβ値を０.０５未満とすることが好ましい。
β＝Ｎｂ＋Ｔｉ×０.２ ・・・(５)
ここで、式(５)におけるＮｂおよびＴｉは、それぞれ前記化学組成におけるＮｂおよびＴｉの含有量（単位：質量％）を示す。
ここで、式(５)におけるＮｂおよびＴｉは、それぞれ前記化学組成におけるＮｂおよびＴｉの含有量（単位：質量％）を示す。
（ｄ）集合組織
冷延鋼板の集合組織の発達を抑制することによって、冷延鋼板の穴拡げ性をより一層高めることができる。したがって、板厚中心位置における集合組織が、ランダム分布に対する｛２１１｝＜０１１＞方位の強度比Ｉ｛２１１｝＜０１１＞で６.５以下となるようにすることが好ましい。
冷延鋼板の集合組織の発達を抑制することによって、冷延鋼板の穴拡げ性をより一層高めることができる。したがって、板厚中心位置における集合組織が、ランダム分布に対する｛２１１｝＜０１１＞方位の強度比Ｉ｛２１１｝＜０１１＞で６.５以下となるようにすることが好ましい。
（ｅ）傾斜組織
冷延鋼板の板厚方向の鋼組織を、板厚中心から鋼板表面に向けて微細化した傾斜組織とすることによって、冷延鋼板の穴拡げ性をより一層高めることができる。したがって、傾斜組織の指標である、鋼板表面から１００μｍ深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径ｄＦＳと板厚中心位置におけるフェライトの平均結晶粒径ｄＦＣとの比ｄＦＳ／ｄＦＣを０.９５以下とすることが好ましい。
冷延鋼板の板厚方向の鋼組織を、板厚中心から鋼板表面に向けて微細化した傾斜組織とすることによって、冷延鋼板の穴拡げ性をより一層高めることができる。したがって、傾斜組織の指標である、鋼板表面から１００μｍ深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径ｄＦＳと板厚中心位置におけるフェライトの平均結晶粒径ｄＦＣとの比ｄＦＳ／ｄＦＣを０.９５以下とすることが好ましい。
上記傾斜組織を冷延鋼板に具備させるには、冷延母材である熱延鋼板の組織を、鋼板表面から１００μｍ深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径ｄＨＦＳと板厚中心位置におけるフェライトの平均結晶粒径ｄＨＦＣとの比ｄＨＦＳ／ｄＨＦＣを０.８０以下とすることが好ましい。
（ｆ）製造条件
工業的実施が困難な特殊な圧延条件を用いることなしに、熱間圧延工程において、Ｓｉによるフェライト変態の促進作用とＭｎによるフェライト変態温度の低下作用との相乗効果によって熱延鋼板の組織の微細化を促進し、これにより、冷間圧延および焼鈍を施した後における冷延鋼板の組織を微細化するには、熱間圧延工程において、Ａｒ３点以上かつ７８０℃以上の温度域で圧延を完了する熱間圧延を施し、熱間圧延完了後０.４秒間以内に７２０℃まで４００℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、６００℃以上７２０℃以下の温度域に２秒間以上保持し、次いで２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で６００℃未満の温度域まで冷却して巻き取ることが好ましい。
工業的実施が困難な特殊な圧延条件を用いることなしに、熱間圧延工程において、Ｓｉによるフェライト変態の促進作用とＭｎによるフェライト変態温度の低下作用との相乗効果によって熱延鋼板の組織の微細化を促進し、これにより、冷間圧延および焼鈍を施した後における冷延鋼板の組織を微細化するには、熱間圧延工程において、Ａｒ３点以上かつ７８０℃以上の温度域で圧延を完了する熱間圧延を施し、熱間圧延完了後０.４秒間以内に７２０℃まで４００℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、６００℃以上７２０℃以下の温度域に２秒間以上保持し、次いで２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で６００℃未満の温度域まで冷却して巻き取ることが好ましい。
Ａｒ３点以上かつ７８０℃以上の温度域で圧延を完了する熱間圧延を施すことにより、オーステナイト中に加工歪が導入されるとともに集合組織の発達が抑制され、冷間圧延および焼鈍を施した後における冷延鋼板についても集合組織の発達が抑制されて上記（ｄ）項で述べた集合組織が抑制された好適な状態となる。そして、熱間圧延完了後０.４秒間以内に７２０℃まで４００℃／秒以上の平均冷却速度で冷却することにより、前記加工歪の解放を抑制しつつオーステナイトからフェライトへの変態が活発となる温度とすることができ、６００℃以上７２０℃以下の温度域に２秒間以上保持することにより、前記加工歪により一気にオーステナイトからフェライトへの変態が進行してフェライトが高密度で核生成するので微細なフェライトが生じ、次いで２０℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃未満の温度域まで冷却して巻き取ることにより、熱延鋼板の組織の微細化が促進される。このようにして、冷延母材である熱延鋼板について、上記（ｂ）項で述べた好適な鋼組織が得られる。そして、これにより、冷間圧延および焼鈍を施した後における冷延鋼板の組織が微細化される。その結果、冷間圧延および焼鈍を施した後における冷延鋼板について、上記（ｂ）項で述べた好適な鋼組織が得られる。
上記方法によれば、鋼板表面と圧延ロール表面との間の摩擦によって熱間圧延時に鋼板表層部に導入される剪断歪の解放をも抑制できるため、板厚中心部よりも鋼板表面に近い部位においてより高い密度でフェライトの核生成が生じ、その結果、冷延母材である熱延鋼板について、板厚中心から鋼板表面に向かって鋼組織が細粒となる、上記（ｅ）項で述べた好適な傾斜組織が得られる。これにより、冷間圧延および焼鈍を施した後における冷延鋼板についても、板厚中心から鋼板表面に向かって鋼組織が細粒となる上記（ｅ）項で述べた好適な傾斜組織が得られる。
焼鈍工程において、ＳｉによるオーステナイトへのＣ濃縮作用およびＭｎによる焼入れ性向上作用との相乗効果によって主相であるフェライト中にマルテンサイトを微細かつ均一に分散・生成させるには、冷間圧延工程において、上記熱延鋼板に、４０％以上９０％以下の圧下率で圧下する冷間圧延を施し、連続焼鈍工程において、上記冷延鋼板に、７５０℃以上９００℃以下の温度域に１０秒間以上２００秒間以下保持した後に、５℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃まで冷却し、さらに７００秒間以下の冷却時間で２５０℃まで冷却する熱処理を施すことが好ましい。
冷間圧延工程において、上記熱延鋼板に、４０％以上９０％以下の圧下率で圧下する冷間圧延を施すことにより、後続する連続焼鈍工程において再結晶の駆動力および再結晶のサイトとなる加工歪を導入し、連続焼鈍工程において、上記冷延鋼板に、７５０℃以上９００℃以下の温度域に１０秒間以上２００秒間以下保持した後に、５℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃まで冷却し、さらに７００秒間以下の冷却時間で２５０℃まで冷却する熱処理を施すことにより、微細化された組織において、主相であるフェライト中にマルテンサイトが微細かつ均一に分散・生成された鋼組織が実現される。
本発明は、このような新たな知見に基づいて完成された。
１側面において、本発明は、質量％で、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：０.００５％以上１.５％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とともに、下記式(１)で規定されるα値が２.３％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し、
降伏比ＹＲが７０％以下であるとともに、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と穴拡げ率ＨＥＲ（％）とが下記式(２)を満足し、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と前記化学組成におけるＣ含有量（質量％）とが下記式(３)を満足する機械特性を有する、
ことを特徴とする冷延鋼板である：
α＝Ｍｎ＋Ｓｉ ・・・(１)
ＴＳ１.５×ＨＥＲ≧０.８０×１０６ ・・・(２)
ＴＳ／（Ｃ×１００）０.５≧２５０ ・・・(３)
ここで、式(１)におけるＭｎおよびＳｉならびに式(３)におけるＣは、それぞれ前記化学組成におけるＭｎ、ＳｉおよびＣの含有量（単位：質量％）を示す。
１側面において、本発明は、質量％で、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：０.００５％以上１.５％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とともに、下記式(１)で規定されるα値が２.３％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し、
降伏比ＹＲが７０％以下であるとともに、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と穴拡げ率ＨＥＲ（％）とが下記式(２)を満足し、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と前記化学組成におけるＣ含有量（質量％）とが下記式(３)を満足する機械特性を有する、
ことを特徴とする冷延鋼板である：
α＝Ｍｎ＋Ｓｉ ・・・(１)
ＴＳ１.５×ＨＥＲ≧０.８０×１０６ ・・・(２)
ＴＳ／（Ｃ×１００）０.５≧２５０ ・・・(３)
ここで、式(１)におけるＭｎおよびＳｉならびに式(３)におけるＣは、それぞれ前記化学組成におけるＭｎ、ＳｉおよびＣの含有量（単位：質量％）を示す。
本発明に係る冷延鋼板の好適態様を列挙すると次の通りである：
・前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｃｒ：１.０質量％以下を含有するとともに、前記α値が前記式(１)に代えて下記式(４)で規定される：
α＝Ｍｎ＋Ｓｉ＋Ｃｒ ・・・(４)
ここで、式(４)におけるＭｎ、ＳｉおよびＣｒは、それぞれ前記化学組成におけるＭｎ、ＳｉおよびＣｒの含有量（単位：質量％）を示す。
・前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｃｒ：１.０質量％以下を含有するとともに、前記α値が前記式(１)に代えて下記式(４)で規定される：
α＝Ｍｎ＋Ｓｉ＋Ｃｒ ・・・(４)
ここで、式(４)におけるＭｎ、ＳｉおよびＣｒは、それぞれ前記化学組成におけるＭｎ、ＳｉおよびＣｒの含有量（単位：質量％）を示す。
・前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｖ：０.５質量％以下を含有する。
・前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０.０１％以下、希土類元素：０.０５％以下およびＢｉ：０.０５％以下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。
・前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０.０１％以下、希土類元素：０.０５％以下およびＢｉ：０.０５％以下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。
・前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂ：０.０５質量％未満およびＴｉ：０.０７質量％未満からなる群から選択される１種または２種を含有するとともに、下記式(５)で規定されるβ値が０.０５未満である：
β＝Ｎｂ＋Ｔｉ×０.２ ・・・(５)
ここで、式(５)におけるＮｂおよびＴｉは、それぞれ前記化学組成におけるＮｂおよびＴｉの含有量（単位：質量％）を示す。
β＝Ｎｂ＋Ｔｉ×０.２ ・・・(５)
ここで、式(５)におけるＮｂおよびＴｉは、それぞれ前記化学組成におけるＮｂおよびＴｉの含有量（単位：質量％）を示す。
・前記化学組成におけるＭｎ含有量が１.９％以上３.５％以下であり、前記α値が２.７％以上である。
・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平均結晶粒径ｄＦ（μｍ）が４.５μｍ以下であるとともに下記式(６)を満足し、さらに前記位置におけるマルテンサイトの短軸長さの平均値ｄＭが２μｍ以下である：
ｄＦ≦３.０＋０.０２８／Ｃ−(β−０.０１)／(β＋０.０１)×(０.５／Ｃ０.２)
・・・(６)
ここで、Ｃは前記化学組成におけるＣの含有量（単位：質量％）を、βは上記式(５)で規定されるβ値をそれぞれ示し、ＮｂおよびＴｉを含有しない場合にはβ＝０とする。
・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平均結晶粒径ｄＦ（μｍ）が４.５μｍ以下であるとともに下記式(６)を満足し、さらに前記位置におけるマルテンサイトの短軸長さの平均値ｄＭが２μｍ以下である：
ｄＦ≦３.０＋０.０２８／Ｃ−(β−０.０１)／(β＋０.０１)×(０.５／Ｃ０.２)
・・・(６)
ここで、Ｃは前記化学組成におけるＣの含有量（単位：質量％）を、βは上記式(５)で規定されるβ値をそれぞれ示し、ＮｂおよびＴｉを含有しない場合にはβ＝０とする。
・板厚中心位置における集合組織が、ランダム分布に対する｛２１１｝＜０１１＞方位の強度比Ｉ｛２１１｝＜０１１＞で６.５以下である。
・鋼板表面から１００μｍ深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径ｄＦＳと板厚中心位置におけるフェライトの平均結晶粒径ｄＦＣとの比ｄＦＳ／ｄＦＣが０.９５以下である。
・鋼板表面から１００μｍ深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径ｄＦＳと板厚中心位置におけるフェライトの平均結晶粒径ｄＦＣとの比ｄＦＳ／ｄＦＣが０.９５以下である。
別の側面からは、本発明は、下記工程（Ａ）〜（Ｃ）を有することを特徴とする冷延鋼板の製造方法である：
（Ａ）上記化学組成を有するスラブを、１１００℃以上として熱間圧延に供し、Ａｒ３点以上かつ７８０℃以上の温度域で熱間圧延を完了し、熱間圧延完了後０.４秒間以内に７２０℃まで４００℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、６００℃以上７２０℃以下の温度域に２秒間以上３０秒間以下保持し、次いで２０℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃未満の温度域まで冷却して巻き取ることにより熱延鋼板を得る熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱延鋼板に、４０％以上９０％以下の圧下率で圧下する冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
（Ｃ）前記冷延鋼板に、７５０℃以上９００℃以下の温度域に１０秒間以上２００秒間以下保持した後に、５℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃まで冷却し、さらに７００秒間以内に２５０℃まで冷却する熱処理を施す連続焼鈍工程。
（Ａ）上記化学組成を有するスラブを、１１００℃以上として熱間圧延に供し、Ａｒ３点以上かつ７８０℃以上の温度域で熱間圧延を完了し、熱間圧延完了後０.４秒間以内に７２０℃まで４００℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、６００℃以上７２０℃以下の温度域に２秒間以上３０秒間以下保持し、次いで２０℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃未満の温度域まで冷却して巻き取ることにより熱延鋼板を得る熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱延鋼板に、４０％以上９０％以下の圧下率で圧下する冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
（Ｃ）前記冷延鋼板に、７５０℃以上９００℃以下の温度域に１０秒間以上２００秒間以下保持した後に、５℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃まで冷却し、さらに７００秒間以内に２５０℃まで冷却する熱処理を施す連続焼鈍工程。
本発明に係る冷延鋼板の製造方法の好適態様を列挙すると次の通りである。
・前記工程（Ａ）で得られた熱延鋼板の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平均結晶粒径ｄＨＦ（μｍ）が３.５μｍ以下であるとともに下記式(７)を満足する：
ｄＨＦ≦２.６＋０.０１７／Ｃ−(β−０.０１)／(β＋０.０１)×(０.３／Ｃ０.２)
・・・(７)
ここで、Ｃは前記化学組成におけるＣの含有量（単位：質量％）を、βは上記式(５)で規定されるβ値をそれぞれ示し、ＮｂおよびＴｉを含有しない場合にはβ＝０とする。
・前記工程（Ａ）で得られた熱延鋼板の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平均結晶粒径ｄＨＦ（μｍ）が３.５μｍ以下であるとともに下記式(７)を満足する：
ｄＨＦ≦２.６＋０.０１７／Ｃ−(β−０.０１)／(β＋０.０１)×(０.３／Ｃ０.２)
・・・(７)
ここで、Ｃは前記化学組成におけるＣの含有量（単位：質量％）を、βは上記式(５)で規定されるβ値をそれぞれ示し、ＮｂおよびＴｉを含有しない場合にはβ＝０とする。
・前記工程（Ａ）で得られた熱延鋼板の鋼板表面から１００μｍ深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径ｄＨＦＳと板厚中心位置におけるフェライトの平均結晶粒径ｄＨＦＣとの比ｄＨＦＳ／ｄＨＦＣが０.８０以下である。
・前記工程（Ａ）で得られた熱延鋼板の鋼板表面から１００μｍ深さ位置におけるフェライト体積率が４０％以上である。
本発明によれば、降伏比が低く形状凍結性に優れるとともに、良好な延性を有し、さらに穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法が提供される。本発明の冷延鋼板は、８００℃近辺より高い温度での熱間圧延により得られた熱延鋼板を素材として製造でき、特殊な熱間圧延条件や熱延板焼鈍のような特殊な熱処理を利用せず、またＮｂ、Ｔｉ等の合金元素の含有を必須とせずに製造することが可能である。従って、工業的実施が容易な方法で製造可能である。
本発明に係る冷延鋼板は、自動車用、家電用、機械構造用、建築用等の用途に用いられる素材として好適であり、プレス成形によって寸法精度に優れた高強度部材を製作できる。特に穴拡げ性に優れていることから、本発明に係る冷延鋼板は、メンバーやリンフォースといった自動車の骨格部材の製造に適している。
以下に本発明に係る冷延鋼板およびその製造方法について説明する。以下の説明において、鋼の化学組成に関する各元素の含有量を示す「％」は「質量％」を意味する。また、鋼の化学組成における残部（下記に述べる成分を除いた残部）は、Ｆｅおよび不純物である。
（Ａ）化学組成
Ｃ：０.０１％以上、０.１５％以下
Ｃは、オーステナイトからフェライトへの変態温度を低下させる作用を有するので、フェライト結晶粒の微細化を促進するのに有用な元素である。また、硬質なマルテンサイトの体積率を増加させる作用を有するので、鋼の強度を高めるのに有用な元素である。Ｃ含有量が０.０１％未満では、上記作用による効果を十分に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。Ｃ含有量は好ましくは０.０２％以上、さらに好ましくは０.０３％以上、特に好ましくは０.０４％以上である。一方、Ｃ含有量が０.１５％超では、フェライトの体積率が低下して、マルテンサイトを微細かつ均一に分散させることが困難となるために、延性および穴拡げ性の低下が著しくなる。また、溶接性の劣化が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０.１５％以下とする。好ましくは０.１２％以下、さらに好ましくは０.１０%以下、特に好ましくは０.０８%以下である。
Ｃ：０.０１％以上、０.１５％以下
Ｃは、オーステナイトからフェライトへの変態温度を低下させる作用を有するので、フェライト結晶粒の微細化を促進するのに有用な元素である。また、硬質なマルテンサイトの体積率を増加させる作用を有するので、鋼の強度を高めるのに有用な元素である。Ｃ含有量が０.０１％未満では、上記作用による効果を十分に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。Ｃ含有量は好ましくは０.０２％以上、さらに好ましくは０.０３％以上、特に好ましくは０.０４％以上である。一方、Ｃ含有量が０.１５％超では、フェライトの体積率が低下して、マルテンサイトを微細かつ均一に分散させることが困難となるために、延性および穴拡げ性の低下が著しくなる。また、溶接性の劣化が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０.１５％以下とする。好ましくは０.１２％以下、さらに好ましくは０.１０%以下、特に好ましくは０.０８%以下である。
Ｓｉ：０.０１％以上、１.５％以下
Ｓｉは、フェライト変態の促進作用を有し、熱間圧延工程において、後述するＭｎによるフェライト変態温度の低下作用との相乗効果により、熱延鋼板の組織の微細化を促進することを可能とし、これにより、冷間圧延および焼鈍を施した後における冷延鋼板の組織を微細化することを可能にする。さらに、オーステナイトへのＣ濃縮作用を有し、焼鈍工程において、後述するＭｎによる焼入れ性向上作用との相乗効果により、マルテンサイトを微細かつ均一に分散・生成させることを可能にする。そして、これらの組織を実現することにより、降伏比が低く形状凍結性に優れるとともに良好な延性を有し、さらに穴拡げ性に優れた複合組織鋼板を得ることができる。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０.１％以上、さらに好ましくは０.２％以上である。一方、Ｓｉ含有量が１.５％超では、却って穴拡げ性や延性の低下を招いたり、熱間圧延工程における表面酸化に起因する不具合が顕在化したりする。したがって、Ｓｉ含有量は１.５％以下とする。好ましくは１.０％以下、さらに好ましくは０.８％以下、特に好ましくは０.５％以下である。
Ｓｉは、フェライト変態の促進作用を有し、熱間圧延工程において、後述するＭｎによるフェライト変態温度の低下作用との相乗効果により、熱延鋼板の組織の微細化を促進することを可能とし、これにより、冷間圧延および焼鈍を施した後における冷延鋼板の組織を微細化することを可能にする。さらに、オーステナイトへのＣ濃縮作用を有し、焼鈍工程において、後述するＭｎによる焼入れ性向上作用との相乗効果により、マルテンサイトを微細かつ均一に分散・生成させることを可能にする。そして、これらの組織を実現することにより、降伏比が低く形状凍結性に優れるとともに良好な延性を有し、さらに穴拡げ性に優れた複合組織鋼板を得ることができる。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０.１％以上、さらに好ましくは０.２％以上である。一方、Ｓｉ含有量が１.５％超では、却って穴拡げ性や延性の低下を招いたり、熱間圧延工程における表面酸化に起因する不具合が顕在化したりする。したがって、Ｓｉ含有量は１.５％以下とする。好ましくは１.０％以下、さらに好ましくは０.８％以下、特に好ましくは０.５％以下である。
Ｍｎ：１.５％以上、３.５％以下
Ｍｎは、フェライト変態温度の低下作用を有し、熱間圧延工程において、上述したＳｉによるフェライト変態の促進作用との相乗効果により、熱延鋼板の組織の微細化を促進することを可能とし、それによって、冷間圧延および焼鈍を施した後における冷延鋼板の組織を微細化することを可能にする。さらに、焼入れ性向上作用を有し、焼鈍工程において、上述したＳｉによるオーステナイトへのＣ濃縮作用との相乗効果により、マルテンサイトを微細かつ均一に分散・生成させることを可能にする。そして、これらの組織を実現することにより、降伏比が低く形状凍結性に優れるとともに良好な延性を有し、さらに穴拡げ性に優れた複合組織鋼板を得ることができる。Ｍｎ含有量が１.５％未満では、上記作用による効果を得ることが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は１.５％以上とする。好ましくは１.９％以上、さらに好ましくは２.２％以上、特に好ましくは２.４％以上、最も好ましくは２.６％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３.５％超では、フェライト変態温度の低下によるフェライトの体積率の低下が著しくなり、４０体積％以上のフェライト体積率を確保することが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は３.５％以下とする。好ましく３.３％以下、さらに好ましくは３.０％以下、特に好ましくは２.７％以下である。
Ｍｎは、フェライト変態温度の低下作用を有し、熱間圧延工程において、上述したＳｉによるフェライト変態の促進作用との相乗効果により、熱延鋼板の組織の微細化を促進することを可能とし、それによって、冷間圧延および焼鈍を施した後における冷延鋼板の組織を微細化することを可能にする。さらに、焼入れ性向上作用を有し、焼鈍工程において、上述したＳｉによるオーステナイトへのＣ濃縮作用との相乗効果により、マルテンサイトを微細かつ均一に分散・生成させることを可能にする。そして、これらの組織を実現することにより、降伏比が低く形状凍結性に優れるとともに良好な延性を有し、さらに穴拡げ性に優れた複合組織鋼板を得ることができる。Ｍｎ含有量が１.５％未満では、上記作用による効果を得ることが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は１.５％以上とする。好ましくは１.９％以上、さらに好ましくは２.２％以上、特に好ましくは２.４％以上、最も好ましくは２.６％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３.５％超では、フェライト変態温度の低下によるフェライトの体積率の低下が著しくなり、４０体積％以上のフェライト体積率を確保することが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は３.５％以下とする。好ましく３.３％以下、さらに好ましくは３.０％以下、特に好ましくは２.７％以下である。
Ｐ：０.１％以下
Ｐは、鋼中に不純物として含有される元素であり、加工性を低下させる作用を有する。Ｐ含有量が０.１％超では、加工性の低下が著しくなる。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、さらに好ましくは０.０２％以下、特に好ましくは０.０１２％以下である。
Ｐは、鋼中に不純物として含有される元素であり、加工性を低下させる作用を有する。Ｐ含有量が０.１％超では、加工性の低下が著しくなる。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、さらに好ましくは０.０２％以下、特に好ましくは０.０１２％以下である。
Ｓ：０.０１％以下
Ｓは、鋼中に不純物として含有される元素であり、鋼中に硫化物系介在物を形成して鋼板の加工性、特に穴拡げ性を顕著に低下させる作用を有する。Ｓ含有量が０.０１％超では、加工性の低下が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０.０１％以下とする。一段と優れた加工性、特に穴拡げ性を確保したい場合には、Ｓ含有量を０.００５％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは０.００３％以下、特に好ましくは０.００１％以下である。
Ｓは、鋼中に不純物として含有される元素であり、鋼中に硫化物系介在物を形成して鋼板の加工性、特に穴拡げ性を顕著に低下させる作用を有する。Ｓ含有量が０.０１％超では、加工性の低下が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０.０１％以下とする。一段と優れた加工性、特に穴拡げ性を確保したい場合には、Ｓ含有量を０.００５％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは０.００３％以下、特に好ましくは０.００１％以下である。
Ａｌ：０.００５％以上、１.５％以下
Ａｌ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。Ａｌ含有量が０.００５％未満では、上記作用による効果を得ることが困難となる。したがって、Ａｌ含有量は０.００５％以上とする。一方、Ａｌ含有量を１.５％超としても、上記作用による効果は飽和する。したがって、Ａｌ含有量は１.５％以下とする。好ましくは１.０％以下、さらに好ましくは０.５％以下である。
Ａｌ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。Ａｌ含有量が０.００５％未満では、上記作用による効果を得ることが困難となる。したがって、Ａｌ含有量は０.００５％以上とする。一方、Ａｌ含有量を１.５％超としても、上記作用による効果は飽和する。したがって、Ａｌ含有量は１.５％以下とする。好ましくは１.０％以下、さらに好ましくは０.５％以下である。
Ｎ：０.０１０％以下
Ｎは、鋼中に不純物として含有される元素であり、加工性を低下させる作用を有する。Ｎ含有量が０.０１０％超では、加工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。好ましくは０.００６％以下、さらに好ましくは０.００５％以下、特に好ましくは０.００３％以下である。
Ｎは、鋼中に不純物として含有される元素であり、加工性を低下させる作用を有する。Ｎ含有量が０.０１０％超では、加工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。好ましくは０.００６％以下、さらに好ましくは０.００５％以下、特に好ましくは０.００３％以下である。
α値：２.３％以上
ＳｉおよびＭｎは、上述したように、熱間圧延工程において、Ｓｉによるフェライト変態の促進作用とＭｎによるフェライト変態温度の低下作用との相乗効果によって熱延鋼板の組織の微細化を促進し、これにより、冷間圧延および焼鈍を施した後における冷延鋼板の組織を微細化し、さらに焼鈍工程において、ＳｉによるオーステナイトへのＣ濃縮作用およびＭｎによる焼入れ性を向上作用との相乗効果によってマルテンサイトを微細かつ均一に分散・生成させることにより、降伏比が低く形状凍結性に優れるとともに良好な延性を有し、さらに穴拡げ性に優れた複合組織鋼板を得ることを可能にするものである。
ＳｉおよびＭｎは、上述したように、熱間圧延工程において、Ｓｉによるフェライト変態の促進作用とＭｎによるフェライト変態温度の低下作用との相乗効果によって熱延鋼板の組織の微細化を促進し、これにより、冷間圧延および焼鈍を施した後における冷延鋼板の組織を微細化し、さらに焼鈍工程において、ＳｉによるオーステナイトへのＣ濃縮作用およびＭｎによる焼入れ性を向上作用との相乗効果によってマルテンサイトを微細かつ均一に分散・生成させることにより、降伏比が低く形状凍結性に優れるとともに良好な延性を有し、さらに穴拡げ性に優れた複合組織鋼板を得ることを可能にするものである。
したがって、目的とする組織を得るには、ＳｉおよびＭｎを一定量以上含有させる必要がある。下記式(１)で規定されるα値が２.３％未満では、目的とする組織を得ることが困難である。したがって、下記式(１)で規定されるα値を２.３％以上とする。好ましくは２.７％以上、さらに好ましくは２.９％以上、特に好ましくは３.１％以上、最も好ましくは３.３％以上である：
α＝Ｍｎ＋Ｓｉ ・・・(１)
ここで、Ｍｎ、Ｓｉは鋼中の各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
α＝Ｍｎ＋Ｓｉ ・・・(１)
ここで、Ｍｎ、Ｓｉは鋼中の各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
後述するように鋼組成物がＣｒを含有する場合には、上記式(１)に代えて、下記式(４)で規定されるα値を２.３％以上とする。この場合にも、α値は好ましくは２.７％以上、さらに好ましくは２.９％以上、特に好ましくは３.１％以上、最も好ましくは３.３％以上である：
α＝Ｍｎ＋Ｓｉ＋Ｃｒ ・・・(４)。
α＝Ｍｎ＋Ｓｉ＋Ｃｒ ・・・(４)。
本発明に係る冷延鋼板は、上述した化学成分に加え、Ｃｒ、Ｖ、Ｃａ、希土類元素、Ｂｉ、ＴｉおよびＮｂのいずれかを場合により含有していてもよい。以下、これらの任意元素について説明する。
Ｃｒ：１.０％以下
Ｃｒは、Ｍｎと同様に、フェライト変態温度の低下作用を有し、熱間圧延工程において、上述したＳｉによるフェライト変態の促進作用との相乗効果により、熱延鋼板の組織の微細化を促進することを可能とし、それによって、冷間圧延および焼鈍を施した後における冷延鋼板の組織を微細化することを可能にする。さらに、焼入れ性向上作用を有し、焼鈍工程において、後述するＳｉによるオーステナイトへのＣ濃縮作用との相乗効果により、マルテンサイトを微細かつ均一に分散・生成させることを可能にする。そして、これらの組織を実現することにより、降伏比が低く形状凍結性に優れるとともに、良好な延性を有し、さらに穴拡げ性に優れた複合組織鋼板を得ることができる。したがって、Ｃｒを場合いより鋼に含有させてもよい。
Ｃｒは、Ｍｎと同様に、フェライト変態温度の低下作用を有し、熱間圧延工程において、上述したＳｉによるフェライト変態の促進作用との相乗効果により、熱延鋼板の組織の微細化を促進することを可能とし、それによって、冷間圧延および焼鈍を施した後における冷延鋼板の組織を微細化することを可能にする。さらに、焼入れ性向上作用を有し、焼鈍工程において、後述するＳｉによるオーステナイトへのＣ濃縮作用との相乗効果により、マルテンサイトを微細かつ均一に分散・生成させることを可能にする。そして、これらの組織を実現することにより、降伏比が低く形状凍結性に優れるとともに、良好な延性を有し、さらに穴拡げ性に優れた複合組織鋼板を得ることができる。したがって、Ｃｒを場合いより鋼に含有させてもよい。
しかし、Ｃｒ含有量が１.０％超では、フェライト変態温度の低下によるフェライトの体積率の低下が著しくなり、４０体積％以上のフェライト体積率を確保することが困難となる。また、化成処理性の低下が著しくなる。したがって、Ｃｒを含有させる場合のＣｒ含有量は１.０％以下とする。好ましくは０.６％以下、さらに好ましくは０.４％以下である。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃｒ含有量を０.０３％以上とすることが好ましい。上述したように、Ｃｒを含有させる場合には、上記式(１)に代えて、上記式(４)で規定されるα値を２.３％以上とする。
Ｖ：０.５％以下
Ｖは、炭化物として析出し鋼板の強度を増加させる作用を有する。また、この析出物がフェライトの粗大化を抑制して、鋼組織の微細化を促進する作用も有する。したがって、場合によりＶを鋼に含有させてもよい。しかし、Ｖ含有量が０.５％超では、Ｖの窒化物や炭化物が過剰に生成してしまい、降伏比の上昇や、加工性の低下が著しくなる。したがって、Ｖを含有させる場合のＶ含有量は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。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｖ含有量を０.０２％以上とすることが好ましい。
Ｖは、炭化物として析出し鋼板の強度を増加させる作用を有する。また、この析出物がフェライトの粗大化を抑制して、鋼組織の微細化を促進する作用も有する。したがって、場合によりＶを鋼に含有させてもよい。しかし、Ｖ含有量が０.５％超では、Ｖの窒化物や炭化物が過剰に生成してしまい、降伏比の上昇や、加工性の低下が著しくなる。したがって、Ｖを含有させる場合のＶ含有量は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。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｖ含有量を０.０２％以上とすることが好ましい。
Ｃａ：０.０１％以下、希土類元素：０.０５％以下およびＢｉ：０.０５％以下からなる群から選択される１種または２種以上
Ｃａ、希土類元素（ＲＥＭ）およびＢｉは、鋼組織の均一化を促し、加工性、特に穴拡げ性を改善する作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を場合により鋼に含有させてもよい。しかし、Ｃａ含有量が０.０１％超であったり、希土類元素含有量が０.０５％超であったりすると、鋼中の介在物が過剰となって加工性が劣化する。また、Ｂｉ含有量が０.０５％超では、熱間加工性の劣化により表面性状が悪化する場合がある。したがって、Ｃａ含有量は０.０１％以下、希土類元素含有量は０.０５％以下、Ｂｉ含有量は０.０５％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、Ｃａ：０.０００２％以上、希土類元素：０.０００２％以上およびＢｉ：０.０００２％以上からなる群から選択される１種または２種以上を含有させることが好ましい。本発明でいう希土類元素とは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素の総称であり、希土類元素の含有量はこれらの元素の合計含有量を指す。
Ｃａ、希土類元素（ＲＥＭ）およびＢｉは、鋼組織の均一化を促し、加工性、特に穴拡げ性を改善する作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を場合により鋼に含有させてもよい。しかし、Ｃａ含有量が０.０１％超であったり、希土類元素含有量が０.０５％超であったりすると、鋼中の介在物が過剰となって加工性が劣化する。また、Ｂｉ含有量が０.０５％超では、熱間加工性の劣化により表面性状が悪化する場合がある。したがって、Ｃａ含有量は０.０１％以下、希土類元素含有量は０.０５％以下、Ｂｉ含有量は０.０５％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、Ｃａ：０.０００２％以上、希土類元素：０.０００２％以上およびＢｉ：０.０００２％以上からなる群から選択される１種または２種以上を含有させることが好ましい。本発明でいう希土類元素とは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素の総称であり、希土類元素の含有量はこれらの元素の合計含有量を指す。
Ｎｂ：０.０５質量％未満およびＴｉ：０.０７質量％未満からなる群から選択される１種または２種
ＮｂおよびＴｉは、固溶状態にある場合および炭化物や窒化物として析出状態にある場合の双方において、オーステナイトやフェライトの再結晶および粒成長を抑制して、鋼組織の微細化を促進する作用を有する。したがって、ＮｂおよびＴｉの１種または２種を含有させてもよい。しかし、Ｎｂ含有量が０.０５％以上であったり、Ｔｉ含有量が０.０７％以上であったり、下記式(５)で規定されるβ値が０.０５以上であったりすると、ＮｂやＴｉの窒化物または炭化物が多量に生成するとともに、冷延鋼板において加工性を劣化させる集合組織を発達させるため、降伏比が上昇したり、延性や穴拡げ性などの加工性が低下したりする。したがって、Ｎｂ含有量は０.０５％未満とする。好ましくは０.０３％未満、さらに好ましくは０.０２％未満、特に好ましくは０.０１２％未満である。また、Ｔｉ含有量は０.０７％未満とする。好ましくは０.０４％未満、さらに好ましくは０.０２％未満、特に好ましくは０.０１４％未満である。また、β値は０.０５未満とする。好ましくは０.０３未満、さらに好ましくは０.０２未満、特に好ましくは０.０１２未満である。上記作用による効果をより確実に得るには、β値を０.００３以上とすることが好ましい：
β＝Ｎｂ＋Ｔｉ×０.２ ・・・(５)
ここで、式(５)におけるＮｂおよびＴｉは、それぞれ前記化学組成におけるＮｂおよびＴｉの含有量（単位：質量％）を示す。
ＮｂおよびＴｉは、固溶状態にある場合および炭化物や窒化物として析出状態にある場合の双方において、オーステナイトやフェライトの再結晶および粒成長を抑制して、鋼組織の微細化を促進する作用を有する。したがって、ＮｂおよびＴｉの１種または２種を含有させてもよい。しかし、Ｎｂ含有量が０.０５％以上であったり、Ｔｉ含有量が０.０７％以上であったり、下記式(５)で規定されるβ値が０.０５以上であったりすると、ＮｂやＴｉの窒化物または炭化物が多量に生成するとともに、冷延鋼板において加工性を劣化させる集合組織を発達させるため、降伏比が上昇したり、延性や穴拡げ性などの加工性が低下したりする。したがって、Ｎｂ含有量は０.０５％未満とする。好ましくは０.０３％未満、さらに好ましくは０.０２％未満、特に好ましくは０.０１２％未満である。また、Ｔｉ含有量は０.０７％未満とする。好ましくは０.０４％未満、さらに好ましくは０.０２％未満、特に好ましくは０.０１４％未満である。また、β値は０.０５未満とする。好ましくは０.０３未満、さらに好ましくは０.０２未満、特に好ましくは０.０１２未満である。上記作用による効果をより確実に得るには、β値を０.００３以上とすることが好ましい：
β＝Ｎｂ＋Ｔｉ×０.２ ・・・(５)
ここで、式(５)におけるＮｂおよびＴｉは、それぞれ前記化学組成におけるＮｂおよびＴｉの含有量（単位：質量％）を示す。
（Ｂ）鋼組織
本発明に係る冷延鋼板は、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、および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。
本発明に係る冷延鋼板は、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、および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。
上記フェライトの体積率が４０％未満では、主相であるフェライト中にマルテンサイトを微細かつ均一に分散・生成させることができず、良好な延性と優れた穴拡げ性とを得ることが困難となる。したがって、上記フェライトの体積率は４０％以上とする。好ましくは５０％以上、さらに好ましくは６０％以上、特に好ましくは７０％以上である。後述するマルテンサイトの体積率が確保されるのであれば、フェライトの体積率が高いほど良好な機械特性が得られる。したがって、上記フェライトの体積率の上限は特に規定する必要はない。
上記マルテンサイトの体積率が３％未満では、降伏比を十分に低下させることができず、良好な形状凍結性を得ることが困難となる。したがって、上記マルテンサイトの体積率は３％以上とする。好ましくは５％以上、さらに好ましくは８％以上、特に好ましくは１０％以上である。マルテンサイトの上限も特に規定する必要はないが、フェライト体積率が比較的に低い場合にマルテンサイトの体積率が高いと、主相であるフェライト中にマルテンサイトを微細かつ均一に分散・生成させることが困難となる場合がある。したがって、マルテンサイトの体積率は４０％以下とすることが好ましく、３５％以下とすることがらさらに好ましく、３０％以下とすることが特に好ましい。
本発明に係る冷延鋼板は、主相であるフェライト中にマルテンサイトを微細かつ均一に分散・生成させることを目的とするものであるが、斯かる鋼組織を得るうえで、体積率で、１〜２％のパーライト、１〜２％のセメンタイト、１〜２０％のベイナイトおよび１〜７％の残留オーステナイトの１種または２種以上の相および／または組織が不可避的に混入する場合がある。パーライト、セメンタイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトの１種または２種以上の相および／または組織が混入する場合であっても、体積率が上記範囲内であれば本発明が目的とする効果が得られる。したがって、本発明はこれらの相および／または組織の混入を排除するものではない。
本発明に係る冷延鋼板は、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平均結晶粒径ｄＦ（μｍ）が４.５μｍ以下であるとともに下記式(６)を満足し、さらにマルテンサイトの短軸長さの平均値ｄＭが２μｍ以下であることが好ましい：
ｄＦ≦３.０＋０.０２８／Ｃ−(β−０.０１)／(β＋０.０１)×(０.５／Ｃ０.２)
・・・(６)
ここで、Ｃは上記化学組成におけるＣの含有量（単位：質量％）を、βは上記式(５)で規定されるβ値を、それぞれ示し、ＮｂおよびＴｉを含有しない場合にはβ＝０とする。
ｄＦ≦３.０＋０.０２８／Ｃ−(β−０.０１)／(β＋０.０１)×(０.５／Ｃ０.２)
・・・(６)
ここで、Ｃは上記化学組成におけるＣの含有量（単位：質量％）を、βは上記式(５)で規定されるβ値を、それぞれ示し、ＮｂおよびＴｉを含有しない場合にはβ＝０とする。
ｄＦおよびｄＭが上記条件を満足させることにより、主相であるフェライト中にマルテンサイトをより一層微細かつ均一に分散・生成させることになり、降伏比が低く形状凍結性に優れるとともに良好な延性を有し、さらに穴拡げ性に優れた複合組織鋼板を得ることが可能となる。
上記フェライトの平均結晶粒径ｄＦは、
好ましくは４.５μｍ以下、かつ
２.８＋０.０２８／Ｃ−(β−０.０１)／(β＋０.０１)×(０.５／Ｃ０.２)以下；
より好ましくは４.５μｍ以下、かつ
２.６＋０.０２８／Ｃ−(β−０.０１)／(β＋０.０１)×(０.５／Ｃ０.２)以下；
さらに好ましくは４.５μｍ以下、かつ
２.４＋０.０２８／Ｃ−(β−０.０１)／(β＋０.０１)×(０.５／Ｃ０.２)以下；
特に好ましくは４.３μｍ以下、かつ
２.２＋０.０２８／Ｃ−(β−０.０１)／(β＋０.０１)×(０.５／Ｃ０.２)以下
である。この順で機械特性が一層向上する。
好ましくは４.５μｍ以下、かつ
２.８＋０.０２８／Ｃ−(β−０.０１)／(β＋０.０１)×(０.５／Ｃ０.２)以下；
より好ましくは４.５μｍ以下、かつ
２.６＋０.０２８／Ｃ−(β−０.０１)／(β＋０.０１)×(０.５／Ｃ０.２)以下；
さらに好ましくは４.５μｍ以下、かつ
２.４＋０.０２８／Ｃ−(β−０.０１)／(β＋０.０１)×(０.５／Ｃ０.２)以下；
特に好ましくは４.３μｍ以下、かつ
２.２＋０.０２８／Ｃ−(β−０.０１)／(β＋０.０１)×(０.５／Ｃ０.２)以下
である。この順で機械特性が一層向上する。
上記フェライトの平均結晶粒径ｄＦの下限は特に規定する必要はないが、後述するように集合組織の発達を抑制することによりさらに優れた穴拡げ性を得る場合には、熱間圧延完了温度をある程度高温にする必要が生じるので、フェライトの著しい微細化は困難となる。したがって、上記フェライトの平均結晶粒径ｄＦは１.０μｍ以上とすることが好ましく、１.６μｍ以上とすることがさらに好ましい。
また、上記マルテンサイトの短軸長さの平均値ｄＭは、１.５μｍ以下とすることがさらに好ましく、１.０μｍ以下とすることが特に好ましい。上記マルテンサイトの短軸長さ平均値ｄＭの下限は特に規定する必要はないが、上記作用効果を得るには、マルテンサイトは或る程度の大きさを有している方が好ましい。したがって、上記マルテンサイトの短軸長さの平均値ｄＭは０.１μｍ以上とすることが好ましく、０.２μｍ以上とすることがさらに好ましい。
冷延鋼板の集合組織の発達を抑制することによって、冷延鋼板の穴拡げ性をより一層高めることができる。冷延鋼板の穴拡げ性をより一層高めるには、冷延鋼板の板厚中心位置における集合組織を、ランダム分布に対する｛２１１｝＜０１１＞方位の強度比Ｉ｛２１１｝＜０１１＞が６.５以下となるようにとすることが好ましい。この強度は好ましくは５.８以下、さらに好ましくは５.０以下、特に好ましくは４.０以下である。
冷延鋼板の板厚方向の組織を、板厚中心位置から鋼板表面に向かってフェライト粒が微細化する傾斜組織とすると、冷延鋼板の穴拡げ性をより一層高めることができる。冷延鋼板の穴拡げ性をより一層高めるには、鋼板表面から１００μｍ深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径ｄＦＳと板厚中心位置におけるフェライトの平均結晶粒径ｄＦＣとの比ｄＦＳ／ｄＦＣを０.９５以下とすることが好ましい。この比はさらに好ましくは０.９０以下、特に好ましくは０.８５以下である。
（Ｃ）機械特性
本発明に係る冷延鋼板は、降伏比ＹＲが７０％以下であるとともに、引張強度ＴＳと穴拡げ率ＨＥＲとが下記式(２)を満足し、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と前記化学組成におけるＣ含有量（質量％）とが下記式(３)を満足する機械特性を有する。
本発明に係る冷延鋼板は、降伏比ＹＲが７０％以下であるとともに、引張強度ＴＳと穴拡げ率ＨＥＲとが下記式(２)を満足し、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と前記化学組成におけるＣ含有量（質量％）とが下記式(３)を満足する機械特性を有する。
ＴＳ１.５×ＨＥＲ≧０.８０×１０６ ・・・(２)
ＴＳ／（Ｃ×１００）０.５≧２５０ ・・・(３)
降伏比ＹＲが７０％超では、優れた形状凍結性を得ることが困難となる。したがって、降伏比ＹＲは７０％以下とする。好ましくは６５％以下、さらに好ましくは６０％以下である。
ＴＳ／（Ｃ×１００）０.５≧２５０ ・・・(３)
降伏比ＹＲが７０％超では、優れた形状凍結性を得ることが困難となる。したがって、降伏比ＹＲは７０％以下とする。好ましくは６５％以下、さらに好ましくは６０％以下である。
引張強度ＴＳ（ＭＰａ）および穴拡げ率ＨＥＲ（％）によって規定されるＴＳ１.５×ＨＥＲ値が０.８０×１０６未満では加工性が十分ではない。したがって、ＴＳ１.５×ＨＥＲ値は０.８０×１０６以上とする。この値は好ましくは０.９×１０６以上、より好ましくは１.０×１０６以上、さらに好ましくは１.１×１０６以上、特に好ましくは１.２×１０６以上、最も好ましくは１.３×１０６以上である。
引張強度ＴＳ（ＭＰａ）およびＣ含有量（％）によって規定されるＴＳ／（Ｃ×１００）０.５値が２５０未満では加工性が十分ではない。したがって、ＴＳ／（Ｃ×１００）０.５値は２５０以上とする。この値は好ましくは２７０以上、さらに好ましくは３００以上である。
本発明に係る高強度鋼板は、その引張強度ＴＳが５３０ＭＰａ以上であることが好ましい。さらに好ましくは５８０ＭＰａ以上である。引張強度の上限は特に規定しないが、厳しい成形用途に供される場合には、８８０ＭＰａ以下とすることが好ましく、６８０ＭＰａ以下とすることがさらに好ましい。
上述した鋼板の表面には、耐食性の向上等を目的として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、めっき後に適当な化成処理（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）を施して、耐食性をさらに高めることも可能である。
（Ｄ）冷延母材となる熱延鋼板の鋼組織
冷延母材となる熱延鋼板の鋼組織は、冷間圧延および焼鈍後の冷延鋼板の鋼組織に大きく影響する。
冷延母材となる熱延鋼板の鋼組織は、冷間圧延および焼鈍後の冷延鋼板の鋼組織に大きく影響する。
冷間圧延および焼鈍後の冷延鋼板について、上記好適な鋼組織を具備させるには、冷延母材である熱延鋼板の組織を、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径ｄＨＦ（μｍ）が３.５μｍ以下であるとともに下記式(７)を満足するものとすることが好ましい：
ｄＨＦ≦２.６＋０.０１７／Ｃ−(β−０.０１)／(β＋０.０１)×(０.３／Ｃ０.２)
・・・(７)
ここで、Ｃは化学組成におけるＣの含有量（単位：質量％）を、βは上記式(５)で規定されるβ値を、それぞれ示し、ＮｂおよびＴｉを含有しない場合にはβ＝０とする。
ｄＨＦ≦２.６＋０.０１７／Ｃ−(β−０.０１)／(β＋０.０１)×(０.３／Ｃ０.２)
・・・(７)
ここで、Ｃは化学組成におけるＣの含有量（単位：質量％）を、βは上記式(５)で規定されるβ値を、それぞれ示し、ＮｂおよびＴｉを含有しない場合にはβ＝０とする。
一層優れた機械特性を得るには、冷延母材である熱延鋼板の組織を、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径ｄＨＦ（μｍ）が３.５μｍ以下であるとともに下記式(８)を満足するものとすることが好ましい：
ｄＨＦ≦２.４＋０.０１７／Ｃ−(β−０.０１)／(β＋０.０１)×(０.３／Ｃ０.２)
・・・(８)。
ｄＨＦ≦２.４＋０.０１７／Ｃ−(β−０.０１)／(β＋０.０１)×(０.３／Ｃ０.２)
・・・(８)。
冷延母材である熱延鋼板の組織を、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径ｄＨＦ（μｍ）が３.３μｍ以下であるとともに下記式(９)を満足するものとすることがさらに好ましい：
ｄＨＦ≦２.２＋０.０１７／Ｃ−(β−０.０１)／(β＋０.０１)×(０.３／Ｃ０.２)
・・・(９)。
ｄＨＦ≦２.２＋０.０１７／Ｃ−(β−０.０１)／(β＋０.０１)×(０.３／Ｃ０.２)
・・・(９)。
熱延鋼板および冷延鋼板のフェライトの結晶粒に関しては、１５°以上の結晶方位差を持つ大角粒界で囲まれた領域を一つの結晶粒と定義し、１５°未満の小角の粒界は粒界とはみなさない。
さらに、冷間圧延および焼鈍後の冷延鋼板について、上記好適な傾斜組織を具備させるには、冷延母材である熱延鋼板の組織を、鋼板表面から１００μｍ深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径ｄＨＦＳと板厚中心位置におけるフェライトの平均結晶粒径ｄＨＦＣとの比ｄＨＦＳ／ｄＨＦＣを０.８０以下とすることが好ましい。この比は０.７０以下とすることがさらに好ましく、０.６０以下とすることが特に好ましい。
冷間圧延および焼鈍後の冷延鋼板について、フェライト結晶粒径をより一層微細化するとともにマルテンサイトをより微細かつ均一に分散・生成させるには、冷延母材である熱延鋼板を、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置において、体積率で２０％以上のフェライトを含む鋼組織とすることが好ましい。この体積率はさらに好ましくは３０％以上、特に好ましくは４０％以上、最も好ましくは５０％以上である。
また、冷間圧延および焼鈍後の冷延鋼板について、鋼板の表層のフェライト粒径をより一層微細化した傾斜組織とするには、冷延母材である熱延鋼板の鋼板表面から１００μｍ深さ位置において、体積率で４０％以上のフェライトを含む鋼組織とすることが好ましい。この位置でのフェライト体積率はさらに好ましくは５０％以上、特に好ましくは５５％以上、最も好ましくは６０％以上である。
（Ｅ）熱間圧延工程
上記化学組成を有するスラブに、１１００℃以上として熱間圧延に供し、Ａｒ３点以上かつ７８０℃以上の温度域で熱間圧延を完了し、熱間圧延完了後０.４秒間以内に７２０℃まで４００℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、６００℃以上、７２０℃以下の温度域に２秒間以上、３０秒間以下保持し、次いで２０℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃未満の温度域まで冷却して巻き取ることにより熱延鋼板とする。
上記化学組成を有するスラブに、１１００℃以上として熱間圧延に供し、Ａｒ３点以上かつ７８０℃以上の温度域で熱間圧延を完了し、熱間圧延完了後０.４秒間以内に７２０℃まで４００℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、６００℃以上、７２０℃以下の温度域に２秒間以上、３０秒間以下保持し、次いで２０℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃未満の温度域まで冷却して巻き取ることにより熱延鋼板とする。
熱間圧延は、レバースミルもしくはタンデムミルを用いる。工業的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。
熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造により得られた鋼塊であってもよく、鋳造したのちに分塊圧延を施した鋼片であってもよい。また、これらに、熱間加工や冷間加工を加えたものであってもよい。
熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造により得られた鋼塊であってもよく、鋳造したのちに分塊圧延を施した鋼片であってもよい。また、これらに、熱間加工や冷間加工を加えたものであってもよい。
熱間圧延に供するスラブの温度が１１００℃未満では、熱間圧延をＡｒ３点以上かつ７８０℃以上の温度域で完了することが困難となる。したがって、熱間圧延に供するスラブの温度は１１００℃以上とする。スラブが１１００℃未満の温度である場合には、１１００℃以上の温度に加熱してから熱間圧延に供する。スラブが連続鋳造後や分塊圧延後の高温状態にあり、特段加熱を施さずとも熱間圧延に供する際に１１００℃以上の温度を確保できる場合には、加熱を施さずに熱間圧延に供してもよい。熱間圧延に供するスラブの温度の上限は特に規定する必要はないが、厚いスケールが生成することによる歩留り低下や表面性状劣化を抑制する観点からは、１３５０℃以下とすることが好ましい。
圧延完了温度がＡｒ３点未満または７８０℃未満では、圧延中の高温域においてオーステナイトからフェライトへの変態が進行してしまい、鋼組織の微細化を図ることができない。したがって、圧延完了温度はＡｒ３点以上かつ７８０℃以上とする。圧延完了時においてオーステナイト中に高い加工歪を導入し、圧延完了後にオーステナイトからフェライトへ変態させて鋼組織の微細化を図るという観点からは、圧延完了温度はＡｒ３点直上であることが好ましい。しかし、圧延完了温度を高温化することにより、集合組織の発達を抑制し、冷延鋼板の穴拡げ性を向上させることができる。したがって、集合組織の発達を抑制してより一層優れた穴拡げ性を得るという観点からは、圧延完了温度は（Ａｒ３点＋３０℃）以上とすることが好ましい。さらに好ましくは（Ａｒ３点＋４０℃）以上、最も好ましくは（Ａｒ３点＋５０℃）以上である。また、圧延完了温度は８１０℃以上が好ましく、８２０℃以上がさらに好ましく、８３０℃以上が最も好ましい。圧延完了温度の上限は特に規定する必要はないが、後述するように圧延完了後０.４秒間以内に７２０℃まで４００℃／秒以上の平均冷却速度で冷却することを容易にするには、圧延完了温度を９５０℃以下とすることが好ましい。
圧延完了時にオーステナイト中に高い加工歪が導入されているようにするには、（圧延完了温度＋１００℃）から圧延完了温度までの温度域における圧下量を板厚減少率で４０％以上とすることが好ましい。（圧延完了温度＋８０℃）から圧延完了温度までの温度域における圧下量を板厚減少率で６０％以上とすることがさらに好ましい。上記温度域における圧延は、１パスの圧延である必要はなく、複数パスの圧延からなるものでであってもよい。１パス当たりの圧下率は板厚減少率で１０％以上、６０％以下とすることが好ましい。１パス当たりの圧下率を大きくした方がオーステナイトへの加工歪を効率的に導入できるので、鋼組織の微細化という観点からは好ましい。一方、１パス当たりの圧下率を大きくすると、圧延荷重が大きくなるので圧延設備の大型化が必要となる。また、板形状の制御が困難になる。したがって、１パス当たりの圧下率は板厚減少率で１０％以上、６０％以下とすることが好ましい。特に板形状の制御を容易にしたいときには、最終の２パスの圧下率をそれぞれ４０％以下とすることが好ましい。
圧延完了から７２０℃までの冷却が０.４秒間を超えるか、強制冷却における平均冷却速度が４００℃／秒を下回ると、オーステナイトからフェライトへの変態が活発化する７２０℃以下の温度域に到達する前に、オーステナイトに導入された加工歪が解放されてしまうので、フェライトの核生成密度が低下し、フェライト結晶粒が粗大化してしまう。したがって、圧延完了後、オーステナイトに導入された加工歪の解放を抑制してフェライト変態が活発化する温度域まで冷却し、前記加工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進行させることにより、鋼組織の微細化を図るために、圧延完了から７２０℃までの冷却時間を０.４秒間以内かつ強制冷却における平均冷却速度を４００℃／秒以上とする。圧延完了から７２０℃以下までの冷却時間は０.３秒間以内とすることが好ましく、０.２秒間以内とすることがさらに好ましい。冷却は、水冷を用いるのが好ましく、その冷却速度は、空冷期間を除外した強制冷却を行っている期間の平均冷却速度で４００℃／秒以上とする。好ましくは６００℃／秒以上、さらに好ましくは８００℃／秒以上、特に好ましくは１０００℃／秒以上である。
７２０℃以下の温度域に達すると、オーステナイトからフェライトへの変態が活発化する。オーステナイトからフェライトへの変態が活発化する温度域は、この７２０℃から６００℃までの間の温度域である。したがって、圧延完了後７２０℃以下の温度域に達した後、冷却を一旦停止または冷却を空冷のような緩冷却として、６００℃以上、７２０℃以下の温度域で２秒間以上保持する。これによって、一気にオーステナイトからフェライトへの変態が前記加工歪により進行して、フェライトが高密度で核生成して微細なフェライトが生じ、冷延母材である熱延鋼板について上記好適な鋼組織を形成させることができる。上記温度域における保持時間は５秒間以上とすることが好ましい。
上記保持温度が６００℃を下回ったり、保持時間が２秒間を下回ったりすると、冷延母材である熱延鋼板のフェライト体積率が低下し、冷間圧延および焼鈍後の冷延鋼板について、フェライト粒の粗大化や混粒化、マルテンサイト粒の粗大化や不均一分散が生じ、穴拡げ性が劣化する場合がある。上記保持時間が３０秒間を超えると、フェライトの粒成長が過剰に進行してしまい、冷延母材である熱延鋼板について鋼組織の微細化を図ることが困難となり、冷間圧延および焼鈍後の冷延鋼板について目的とする鋼組織が得られない場合がある。したがって、上記保持時間は３０秒間以下とする。冷延母材である熱延鋼板について鋼組織の微細化を促進して、冷間圧延および焼鈍後の冷延鋼板についてより一層優れた機械的特性を有るには、保持時間を２０秒間以下とすることが好ましい。１５秒間以下とすることがさらに好ましく、１０秒間以下とすることが特に好ましい。
上記保持の完了後の平均冷却速度が２０℃／秒を下回ると、フェライトの粒成長が過剰に進行してしまい、冷延母材である熱延鋼板について鋼組織の微細化を図ることが困難となり、冷間圧延および焼鈍後の冷延鋼板について目的とする鋼組織が得られない場合がある。したがって、上記保持の完了後の平均冷却速度は２０℃／秒以上とする。好ましくは４０℃／秒以上、さらに好ましくは５０℃／秒以上である。後述するように、冷延母材である熱延鋼板の鋼組織は、フェライト以外の第２相が硬質なベイナイトやマルテンサイトであることが好ましいので、上記平均冷却速度の上限は特に規定する必要はない。この冷却は、例えば、パイプラミナーやスプレー冷却ヘッダーなどを配置し、鋼板の上下面に冷却水を噴射することにより実施することができる。
巻取温度が６００℃以上では、フェライトの粗粒化や混粒化によって、冷延母材である熱延鋼板について鋼組織の微細化を図ることが困難となり、冷間圧延および焼鈍後の冷延鋼板について目的とする鋼組織が得られない場合がある。したがって、巻取温度は６００℃未満とする。好ましくは４５０℃以下、さらに好ましくは２５０℃以下、特に好ましくは１５０℃以下である。これは、冷延母材である熱延鋼板の鋼組織について、フェライト以外の第２相を硬質なベイナイトやマルテンサイトとすることにより、冷間圧延工程においてフェライトに導入される加工歪の量をより増大させることができ、これにより連続焼鈍工程におけるフェライトの核生成密度を高めて、冷延鋼板の鋼組織の微細化を促進することができるからである。
冷間圧延の負荷を軽減する観点から、冷間圧延に供する熱延鋼板について、６００℃未満の温度域で熱処理を施してしてもよい。この際の熱処理温度は、冷間圧延後の連続焼鈍工程における再結晶を促進する観点からは４５０℃未満とすることが好ましく、３００℃以下とすることがさらに好ましい。
（Ｆ）熱間圧延工程における冷却設備
本発明において、上記の７２０℃までの冷却を行う設備は特に限定されない。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。
本発明において、上記の７２０℃までの冷却を行う設備は特に限定されない。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。
（Ｇ）冷間圧延工程
上述した熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に、４０％以上、９０％以下の圧下率で圧下する冷間圧延を施す。
上述した熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に、４０％以上、９０％以下の圧下率で圧下する冷間圧延を施す。
冷間圧延の圧下率が４０％を下回ると、後述する連続焼鈍工程において再結晶が十分に進行せず、フェライトに多量の歪が残存するとともに、上記鋼組織が得られないために、目的とする機械特性が得られない場合がある。したがって、この圧下率は４０％以上とする。好ましくは４５％以上、さらに好ましくは５０％以上である。
一方、冷間圧延の圧下率が９０％を超えると圧下荷重が著しく大きくなくなり、冷間圧延が困難となる場合がある。したがって、この圧下率は９０％以下とする。好ましくは８０％以下、さらに好ましくは７０％以下、特に好ましくは６０％未満である。
（Ｈ）連続焼鈍工程
上述した冷間圧延工程により得られた冷延鋼板に、７５０℃以上、９００℃以下の温度域に１０秒間以上２００秒間以下保持した後に、５℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃まで冷却し、さらに７００秒間以内に２５０℃まで冷却する熱処理を施す。
上述した冷間圧延工程により得られた冷延鋼板に、７５０℃以上、９００℃以下の温度域に１０秒間以上２００秒間以下保持した後に、５℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃まで冷却し、さらに７００秒間以内に２５０℃まで冷却する熱処理を施す。
上記保持する温度が７５０℃を下回ったり、上記保持する時間が１０秒間を下回ったりすると、フェライトの再結晶が十分に進行せず、また、第２相のオーステナイト化が不十分となり、連続焼鈍後において上記鋼組織を得ることができずに、目的とする機械特性を得ることができない場合がある。一方、上記保持する温度が９００℃を上回ったり、上記保持する時間が２００秒間を上回ったりすると、フェライトの粒成長が過剰に進行してしまい、上記鋼組織得ることができずに、目的とする機械特性を得ることができない場合がある。
したがって、上記保持は７５０℃以上、９００℃以下の温度域で１０秒間以上２００秒間以下行うものとする。組織の細粒化を促進して一層優れた機械特性を得るには、上記保持を７８０℃以上、８５０℃以下の温度域で行うことが好ましく、上記保持する時間は、１２０秒間以下とすることが好ましい。
６００℃までの平均冷却速度が５℃／秒を下回ったり、６００℃から２５０℃までに冷却するのに要する時間が７００秒間を超えたりすると、上記マルテンサイトの体積率が得られない場合がある。したがって、６００℃までの平均冷却速度は５℃／秒以上、６００℃から２５０℃までに冷却するのに要する時間は７００秒間以内とする。
６００℃までの平均冷却速度の上限は、マルテンサイトの体積率を確保する観点からは特に規定する必要はないが、フェライト体積率を高めてより一層優れた機械特性を得るという観点からは１００℃／秒以下とすることが好ましく、８０℃／秒以下とすることがさらに好ましい。
６００℃から２５０℃までに冷却するのに要する時間は５００秒間以内とすることが好ましく、４００秒間以内とすることがさらに好ましい。６００℃から２５０℃までに冷却するのに要する時間の下限は、マルテンサイトの体積率を確保する観点からは特に規定する必要はないが、操業性の観点からは６０秒間以上とすることが好ましい。
以下、実施例により、本発明をさらに詳しく説明する。
表１に示す化学組成を有する鋼種Ａ〜Ｑ、ＸおよびＹの鋼を溶製し、鋳造および熱間鍛造によって３０ｍｍ厚の鋼片を得た。得られた鋼片を１１５０℃の温度に加熱し、Ａｒ３点以上かつ７８０℃以上の温度域で５〜６パスの熱間圧延を施して２.０ｍｍ厚の熱延鋼板に仕上げた（総圧下率９３％）。最終３パスの圧下率を表２に示す。
表１に示す化学組成を有する鋼種Ａ〜Ｑ、ＸおよびＹの鋼を溶製し、鋳造および熱間鍛造によって３０ｍｍ厚の鋼片を得た。得られた鋼片を１１５０℃の温度に加熱し、Ａｒ３点以上かつ７８０℃以上の温度域で５〜６パスの熱間圧延を施して２.０ｍｍ厚の熱延鋼板に仕上げた（総圧下率９３％）。最終３パスの圧下率を表２に示す。
熱間圧延完了後、高温の鋼板を直ちに表２に示す条件で制御冷却した後、巻取シミュレーションを施した。巻取シミュレーションとは、巻取温度まで冷却した鋼板を、巻取温度に保持した電気炉に装入し、当該温度で３０分間保持した後に、２０℃／時の冷却速度で冷却するものであり、実際の熱間圧延プロセスにおける巻取り後の温度履歴を模擬したものである。
このようにして得られた熱延鋼板について、表面のスケールを酸洗により除去した後、圧下率５５％の冷間圧延を施して板厚０.９ｍｍの冷延鋼板とした。得られた冷延鋼板について、１０℃／秒の昇温速度で表２に示す均熱温度まで昇温して３０秒間保持し、次いで６００℃までを冷却速度１０℃／秒で冷却し、その後２５０℃まで１２０秒間で冷却する熱処理を施して、連続焼鈍を行った。
このようにして得られた、巻取りシミュレーション後の熱延鋼板および熱処理後の冷延鋼板の板厚断面組織を走査電子顕微鏡により観察した。
各相および組織の体積率の測定は、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置について、熱延鋼板についてはさらに鋼板表面から１００μｍ深さ位置について、ナイタール又はピクリン酸で腐食した鋼組織を走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて観察することで行った。
各相および組織の体積率の測定は、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置について、熱延鋼板についてはさらに鋼板表面から１００μｍ深さ位置について、ナイタール又はピクリン酸で腐食した鋼組織を走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて観察することで行った。
冷延鋼板のおよび熱延鋼板の各種位置でのフェライトの平均結晶粒径ＤＦ，ＤＦＳ，ＤＦＣ （以上、冷延鋼板）、ＤＨＦ，ＤＨＦＳ，ＤＨＦＣ（以上、熱延鋼板）、それぞれ板厚の１／４の深さ位置、鋼板表面から１００μｍ深さ位置、および板厚中心位置において、ＥＢＳＰ（Electron Back Scattering Pattern）法を用いた結晶方位解析により求めた。冷延鋼板のマルテンサイトの短軸長さの平均値ｄＭは、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置において鋼組織を走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）により観察することで求めた。
熱処理後の冷延鋼板については機械特性も評価した。機械特性は、各試料についてＪＩＳ５号引張試験片による引張試験を行い、降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）、降伏比ＹＲおよび全伸びＥｌ（％）を求めて評価した。また、各冷延鋼板について日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に規定する穴拡げ試験を行い、穴拡げ率を求めて評価した。
さらに、熱処理後の冷延鋼板について集合組織を評価すべく、板厚中心位置についてＸ線回折試験を行い、ランダム分布に対する｛２１１｝＜０１１＞方位の強度比Ｉ｛２１１｝＜０１１＞を求めた。
これらの結果を表３に示す。
表３に示すように、本発明例である試験番号１〜１７は、微細なフェライト平均結晶粒径が得られるとともに、４０％以上のフェライト体積率と３％以上のマルテンサイト体積率が得られている。これらのフェライト組織は微細であり、またマルテンサイトが微細かつ均一に分散・生成している鋼組織を呈しているため、５３０ＭＰａ以上の高い引張強度ＴＳを有するとともに、降伏比ＹＲが７０％以下と低く形状凍結性に優れ、ＴＳ×Ｅｌ値が１３０００ＭＰａ・％以上と良好な延性を有し、さらにＴＳ１.５×ＨＥＲ値が０.８０×１０６以上という優れた穴拡げ性をも備えている。
一方、本発明の範囲を外れる試験番号１８〜２３は、降伏比ＹＲが高く形状凍結性に劣るか、ＴＳ１.５×ＨＥＲ値が低く穴拡げ性に劣る。また、引張強度が低い場合や延性に劣る場合がある。
本発明は、このような新たな知見に基づいて完成された。
１側面において、本発明は、質量％で、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：０．００５％以上１．５％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とともに、下記式（１）で規定されるα値が２．３％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し、前記位置におけるフェライトの平均結晶粒径ｄ Ｆ （μｍ）が２．１〜４．５μｍであり、前記位置におけるマルテンサイトの短軸長さの平均値ｄ Ｍ が１．５μｍ以下であり、
降伏比ＹＲが７０％以下であるとともに、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と穴拡げ率ＨＥＲ（％）とが下記式（２）を満足し、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と前記化学組成におけるＣ含有量（質量％）とが下記式（３）を満足する機械特性を有する、
ことを特徴とする冷延鋼板である：
α＝Ｍｎ＋Ｓｉ ・・・（１）
ＴＳ１．５×ＨＥＲ≧０．８０×１０６ ・・・（２）
ＴＳ／（Ｃ×１００）０．５≧２５０ ・・・（３）
ここで、式（１）におけるＭｎおよびＳｉならびに式（３）におけるＣは、それぞれ前記化学組成におけるＭｎ、ＳｉおよびＣの含有量（単位：質量％）を示す。
他の側面おいて、本発明は、質量％で、Ｃ：０．０１％以上０．１５％以下、Ｓｉ：０．０１％以上１．０％以下、Ｍｎ：１．５％以上３．５％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５％以上１．５％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とともに、下記式（１）で規定されるα値が２．３％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し、前記位置におけるフェライトの平均結晶粒径ｄ Ｆ （μｍ）が２．１〜４．５μｍであり、
降伏比ＹＲが７０％以下であるとともに、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と穴拡げ率ＨＥＲ（％）とが下記式（２）を満足し、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と前記化学組成におけるＣ含有量（質量％）とが下記式（３）を満足する機械特性を有する、
ことを特徴とする冷延鋼板。
α＝Ｍｎ＋Ｓｉ ・・・（１）
ＴＳ １．５ ×ＨＥＲ≧０．８０×１０ ６ ・・・（２）
ＴＳ／（Ｃ×１００） ０．５ ≧２５０ ・・・（３）
ここで、式（１）におけるＭｎおよびＳｉならびに式（３）におけるＣは、それぞれ前記化学組成におけるＭｎ、ＳｉおよびＣの含有量（単位：質量％）を示す。
１側面において、本発明は、質量％で、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：０．００５％以上１．５％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とともに、下記式（１）で規定されるα値が２．３％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し、前記位置におけるフェライトの平均結晶粒径ｄ Ｆ （μｍ）が２．１〜４．５μｍであり、前記位置におけるマルテンサイトの短軸長さの平均値ｄ Ｍ が１．５μｍ以下であり、
降伏比ＹＲが７０％以下であるとともに、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と穴拡げ率ＨＥＲ（％）とが下記式（２）を満足し、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と前記化学組成におけるＣ含有量（質量％）とが下記式（３）を満足する機械特性を有する、
ことを特徴とする冷延鋼板である：
α＝Ｍｎ＋Ｓｉ ・・・（１）
ＴＳ１．５×ＨＥＲ≧０．８０×１０６ ・・・（２）
ＴＳ／（Ｃ×１００）０．５≧２５０ ・・・（３）
ここで、式（１）におけるＭｎおよびＳｉならびに式（３）におけるＣは、それぞれ前記化学組成におけるＭｎ、ＳｉおよびＣの含有量（単位：質量％）を示す。
他の側面おいて、本発明は、質量％で、Ｃ：０．０１％以上０．１５％以下、Ｓｉ：０．０１％以上１．０％以下、Ｍｎ：１．５％以上３．５％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５％以上１．５％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とともに、下記式（１）で規定されるα値が２．３％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し、前記位置におけるフェライトの平均結晶粒径ｄ Ｆ （μｍ）が２．１〜４．５μｍであり、
降伏比ＹＲが７０％以下であるとともに、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と穴拡げ率ＨＥＲ（％）とが下記式（２）を満足し、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と前記化学組成におけるＣ含有量（質量％）とが下記式（３）を満足する機械特性を有する、
ことを特徴とする冷延鋼板。
α＝Ｍｎ＋Ｓｉ ・・・（１）
ＴＳ １．５ ×ＨＥＲ≧０．８０×１０ ６ ・・・（２）
ＴＳ／（Ｃ×１００） ０．５ ≧２５０ ・・・（３）
ここで、式（１）におけるＭｎおよびＳｉならびに式（３）におけるＣは、それぞれ前記化学組成におけるＭｎ、ＳｉおよびＣの含有量（単位：質量％）を示す。
・前記化学組成におけるＭｎ含有量が１．９％以上３．５％以下であり、前記α値が２．７％以上である。
・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平均結晶粒径ｄＦ（μｍ）が下記式（６）を満足する：
ｄＦ≦３．０＋０．０２８／Ｃ−（β−０．０１）／（β＋０．０１）×（０．５／Ｃ０．２）
・・・（６）
ここで、Ｃは前記化学組成におけるＣの含有量（単位：質量％）を、βは上記式（５）で規定されるβ値をそれぞれ示し、ＮｂおよびＴｉを含有しない場合にはβ＝０とする。
・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平均結晶粒径ｄＦ（μｍ）が下記式（６）を満足する：
ｄＦ≦３．０＋０．０２８／Ｃ−（β−０．０１）／（β＋０．０１）×（０．５／Ｃ０．２）
・・・（６）
ここで、Ｃは前記化学組成におけるＣの含有量（単位：質量％）を、βは上記式（５）で規定されるβ値をそれぞれ示し、ＮｂおよびＴｉを含有しない場合にはβ＝０とする。
別の側面からは、本発明は、下記工程（Ａ）〜（Ｃ）を有することを特徴とする前述の冷延鋼板の製造方法である：
（Ａ）スラブを、１１００℃以上として熱間圧延に供し、Ａｒ３点以上かつ７８０℃以上の温度域で熱間圧延を完了し、熱間圧延完了後０．４秒間以内に７２０℃まで４００℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、６００℃以上７２０℃以下の温度域に２秒間以上３０秒間以下保持し、次いで２０℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃未満の温度域まで冷却して巻き取ることにより熱延鋼板を得る熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱延鋼板に、４０％以上９０％以下の圧下率で圧下する冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
（Ｃ）前記冷延鋼板に、７５０℃以上９００℃以下の温度域に１０秒間以上２００秒間以下保持した後に、５℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃まで冷却し、さらに７００秒間以内に２５０℃まで冷却する熱処理を施す連続焼鈍工程。
（Ａ）スラブを、１１００℃以上として熱間圧延に供し、Ａｒ３点以上かつ７８０℃以上の温度域で熱間圧延を完了し、熱間圧延完了後０．４秒間以内に７２０℃まで４００℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、６００℃以上７２０℃以下の温度域に２秒間以上３０秒間以下保持し、次いで２０℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃未満の温度域まで冷却して巻き取ることにより熱延鋼板を得る熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱延鋼板に、４０％以上９０％以下の圧下率で圧下する冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
（Ｃ）前記冷延鋼板に、７５０℃以上９００℃以下の温度域に１０秒間以上２００秒間以下保持した後に、５℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃まで冷却し、さらに７００秒間以内に２５０℃まで冷却する熱処理を施す連続焼鈍工程。
本発明に係る冷延鋼板は、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平均結晶粒径ｄＦ（μｍ）が下記式（６）を満足することが好ましい：
ｄＦ≦３．０＋０．０２８／Ｃ−（β−０．０１）／（β＋０．０１）×（０．５／Ｃ０．２）
・・・（６）
ここで、Ｃは上記化学組成におけるＣの含有量（単位：質量％）を、βは上記式（５）で規定されるβ値を、それぞれ示し、ＮｂおよびＴｉを含有しない場合にはβ＝０とする。
ｄＦ≦３．０＋０．０２８／Ｃ−（β−０．０１）／（β＋０．０１）×（０．５／Ｃ０．２）
・・・（６）
ここで、Ｃは上記化学組成におけるＣの含有量（単位：質量％）を、βは上記式（５）で規定されるβ値を、それぞれ示し、ＮｂおよびＴｉを含有しない場合にはβ＝０とする。
Claims (13)
- 質量％で、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：０.００５％以上１.５％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とともに、下記式(１)で規定されるα値が２.３％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し、
降伏比ＹＲが７０％以下であるとともに、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と穴拡げ率ＨＥＲ（％）とが下記式(２)を満足し、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と前記化学組成におけるＣ含有量（質量％）とが下記式(３)を満足する機械特性を有する、
ことを特徴とする冷延鋼板。
α＝Ｍｎ＋Ｓｉ ・・・(１)
ＴＳ１.５×ＨＥＲ≧０.８０×１０６ ・・・(２)
ＴＳ／（Ｃ×１００）０.５≧２５０ ・・・(３)
ここで、式(１)におけるＭｎおよびＳｉならびに式(３)におけるＣは、それぞれ前記化学組成におけるＭｎ、ＳｉおよびＣの含有量（単位：質量％）を示す。 - 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｃｒ：１.０質量％以下を含有するとともに、前記α値が前記式(１)に代えて下記式(４)で規定されることを特徴とする、請求項１に記載の冷延鋼板。
α＝Ｍｎ＋Ｓｉ＋Ｃｒ ・・・(４)
ここで、式(４)におけるＭｎ、ＳｉおよびＣｒは、それぞれ前記化学組成におけるＭｎ、ＳｉおよびＣｒの含有量（単位：質量％）を示す。 - 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｖ：０.５質量％以下を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の冷延鋼板。
- 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０.０１％以下、希土類元素：０.０５％以下およびＢｉ：０.０５％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１〜３のいずれかに記載の冷延鋼板。
- 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂ：０.０５質量％未満およびＴｉ：０.０７質量％未満からなる群から選択される１種または２種を含有するとともに、下記式(５)で規定されるβ値が０.０５未満であることを特徴とする、請求項１〜４のいずれかに記載の冷延鋼板。
β＝Ｎｂ＋Ｔｉ×０.２ ・・・(５)
ここで、式(５)におけるＮｂおよびＴｉは、それぞれ前記化学組成におけるＮｂおよびＴｉの含有量（単位：質量％）を示す。 - 前記化学組成におけるＭｎ含有量が１.９％以上３.５％以下であり、前記α値が２.７％以上であることを特徴とする、請求項１〜５のいずれかに記載の冷延鋼板。
- 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平均結晶粒径ｄＦ（μｍ）が４.５μｍ以下であるとともに下記式(６)を満足し、さらに前記位置におけるマルテンサイトの短軸長さの平均値ｄＭが２μｍ以下であることを特徴とする、請求項１〜６のいずれかに記載の冷延鋼板。
ｄＦ≦３.０＋０.０２８／Ｃ−(β−０.０１)／(β＋０.０１)×(０.５／Ｃ０.２)
・・・(６)
ここで、Ｃは前記化学組成におけるＣの含有量（単位：質量％）を、βは上記式(５)で規定されるβ値をそれぞれ示し、ＮｂおよびＴｉを含有しない場合にはβ＝０とする。 - 板厚中心位置における集合組織が、ランダム分布に対する｛２１１｝＜０１１＞方位の強度比Ｉ｛２１１｝＜０１１＞で６.５以下であることを特徴とする、請求項１〜７のいずれかに記載の冷延鋼板。
- 鋼板表面から１００μｍ深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径ｄＦＳと板厚中心位置におけるフェライトの平均結晶粒径ｄＦＣとの比ｄＦＳ／ｄＦＣが０.９５以下であることを特徴とする、請求項１〜８のいずれかに記載の冷延鋼板。
- 下記工程（Ａ）〜（Ｃ）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１〜６のいずれかに記載の化学組成を有するスラブを、１１００℃以上として熱間圧延に供し、Ａｒ３点以上７８０℃以上の温度域で熱間圧延を完了し、熱間圧延完了後０.４秒間以内に７２０℃まで４００℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、６００℃以上７２０℃以下の温度域に２秒間以上３０秒間以下保持し、次いで２０℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃未満の温度域まで冷却して巻き取ることにより熱延鋼板を得る熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱延鋼板に、４０％以上９０％以下の圧下率で圧下する冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
（Ｃ）前記冷延鋼板に、７５０℃以上９００℃以下の温度域に１０秒間以上２００秒間以下保持した後に、５℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃まで冷却し、さらに７００秒間以内に２５０℃まで冷却する熱処理を施す連続焼鈍工程。 - 前記工程（Ａ）で得られた熱延鋼板の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平均結晶粒径ｄＨＦ（μｍ）が３.５μｍ以下であるとともに下記式(７)を満足することを特徴とする、請求項１０に記載の冷延鋼板の製造方法。
ｄＨＦ≦２.６＋０.０１７／Ｃ−(β−０.０１)／(β＋０.０１)×(０.３／Ｃ０.２)
・・・(７)
ここで、Ｃは前記化学組成におけるＣの含有量（単位：質量％）を、βは上記式(５)で規定されるβ値をそれぞれ示し、ＮｂおよびＴｉを含有しない場合にはβ＝０とする。 - 前記工程（Ａ）で得られた熱延鋼板の鋼板表面から１００μｍ深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径ｄＨＦＳと板厚中心位置におけるフェライトの平均結晶粒径ｄＨＦＣとの比ｄＨＦＳ／ｄＨＦＣが０.８０以下であることを特徴とする、請求項１０または１１に記載の冷延鋼板の製造方法。
- 前記工程（Ａ）で得られた熱延鋼板の鋼板表面から１００μｍ深さ位置におけるフェライト体積率が４０％以上であることを特徴とする、請求項１０〜１２のいずれかに記載の冷延鋼板の製造方法。
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Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP3421633A4 (en) * | 2016-03-31 | 2019-01-23 | JFE Steel Corporation | THIN STEEL PLATE, PLATED STEEL PLATE, METHOD FOR PRODUCING HOT-ROLLED STEEL PLATE, METHOD FOR PRODUCING COLD-ROLLED SOLID STEEL PLATE, METHOD FOR PRODUCING THIN STEEL PLATE AND METHOD FOR PRODUCING PLATED STEEL PLATE |
Citations (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH08134591A (ja) * | 1994-11-02 | 1996-05-28 | Kobe Steel Ltd | プレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製法 |
| JP2003213369A (ja) * | 2002-01-11 | 2003-07-30 | Nippon Steel Corp | 伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
| JP2004018911A (ja) * | 2002-06-14 | 2004-01-22 | Jfe Steel Kk | 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2004035905A (ja) * | 2002-06-28 | 2004-02-05 | Jfe Steel Kk | 成形性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2004068050A (ja) * | 2002-08-02 | 2004-03-04 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高張力冷延鋼板及びその製造方法 |
| JP2004232022A (ja) * | 2003-01-30 | 2004-08-19 | Jfe Steel Kk | 伸びおよび伸びフランジ性に優れた二相型高張力鋼板およびその製造方法 |
| WO2007015541A1 (ja) * | 2005-08-03 | 2007-02-08 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | 熱延鋼板及び冷延鋼板並びにそれらの製造方法 |
| JP2007138262A (ja) * | 2005-11-21 | 2007-06-07 | Jfe Steel Kk | 機械特性ばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2008231448A (ja) * | 2007-03-16 | 2008-10-02 | Nippon Steel Corp | 合金化溶融亜鉛めっき用鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| JP2008240125A (ja) * | 2007-03-28 | 2008-10-09 | Jfe Steel Kk | 加工性に優れた高剛性高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP2008240123A (ja) * | 2007-03-28 | 2008-10-09 | Jfe Steel Kk | 穴拡げ性に優れた高剛性高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP2009035818A (ja) * | 2007-07-11 | 2009-02-19 | Jfe Steel Kk | プレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| WO2009125874A1 (ja) * | 2008-04-10 | 2009-10-15 | 新日本製鐵株式会社 | 穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好で、疲労耐久性にも優れた高強度鋼板及び亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの鋼板の製造方法 |
-
2013
- 2013-12-27 JP JP2013272898A patent/JP5776764B2/ja active Active
Patent Citations (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH08134591A (ja) * | 1994-11-02 | 1996-05-28 | Kobe Steel Ltd | プレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製法 |
| JP2003213369A (ja) * | 2002-01-11 | 2003-07-30 | Nippon Steel Corp | 伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
| JP2004018911A (ja) * | 2002-06-14 | 2004-01-22 | Jfe Steel Kk | 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2004035905A (ja) * | 2002-06-28 | 2004-02-05 | Jfe Steel Kk | 成形性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2004068050A (ja) * | 2002-08-02 | 2004-03-04 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高張力冷延鋼板及びその製造方法 |
| JP2004232022A (ja) * | 2003-01-30 | 2004-08-19 | Jfe Steel Kk | 伸びおよび伸びフランジ性に優れた二相型高張力鋼板およびその製造方法 |
| WO2007015541A1 (ja) * | 2005-08-03 | 2007-02-08 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | 熱延鋼板及び冷延鋼板並びにそれらの製造方法 |
| JP2007138262A (ja) * | 2005-11-21 | 2007-06-07 | Jfe Steel Kk | 機械特性ばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2008231448A (ja) * | 2007-03-16 | 2008-10-02 | Nippon Steel Corp | 合金化溶融亜鉛めっき用鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| JP2008240125A (ja) * | 2007-03-28 | 2008-10-09 | Jfe Steel Kk | 加工性に優れた高剛性高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP2008240123A (ja) * | 2007-03-28 | 2008-10-09 | Jfe Steel Kk | 穴拡げ性に優れた高剛性高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP2009035818A (ja) * | 2007-07-11 | 2009-02-19 | Jfe Steel Kk | プレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| WO2009125874A1 (ja) * | 2008-04-10 | 2009-10-15 | 新日本製鐵株式会社 | 穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好で、疲労耐久性にも優れた高強度鋼板及び亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの鋼板の製造方法 |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP3421633A4 (en) * | 2016-03-31 | 2019-01-23 | JFE Steel Corporation | THIN STEEL PLATE, PLATED STEEL PLATE, METHOD FOR PRODUCING HOT-ROLLED STEEL PLATE, METHOD FOR PRODUCING COLD-ROLLED SOLID STEEL PLATE, METHOD FOR PRODUCING THIN STEEL PLATE AND METHOD FOR PRODUCING PLATED STEEL PLATE |
| US11136636B2 (en) | 2016-03-31 | 2021-10-05 | Jfe Steel Corporation | Steel sheet, plated steel sheet, method of production of hot-rolled steel sheet, method of production of cold-rolled full hard steel sheet, method of production of steel sheet, and method of production of plated steel sheet |
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