JP2015147968A - 表面性状に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】降伏強さが４５０ＭＰａ以上であり、表面性状にも優れた高強度冷延鋼板を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０４％以上０．１５％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．０２％以上０．１５％以下を含有し、Ｓｉ含有量とＭｎ含有量が、Ｓｉ含有量：０．１％以上かつＭｎ含有量：０．１％以上の場合下記式（１）を満足し、Ｓｉ含有量およびＭｎ含有量のいずれかが０．１％未満の場合下記式（２）を満足する組成と、フェライト相の面積率が９０％以上、前記フェライト相に対する加工フェライトの面積率が２０％以下、前記フェライト相の結晶粒内のＴｉを含む炭化物の平均粒子径が１０ｎｍ以下である組織を有し、降伏強さが４５０ＭＰａ以上であることを特徴とする、表面性状に優れた高強度冷延鋼板；
｜１．９６×Ｓｉ−Ｍｎ｜≦０．５・・・（１）
３．２５×Ｓｉ＋Ｍｎ≦１．１・・・（２）
ここで、Ｓｉ、Ｍｎは、それぞれ各元素の含有量（質量％）を表す。
【選択図】なし
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０４％以上０．１５％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．０２％以上０．１５％以下を含有し、Ｓｉ含有量とＭｎ含有量が、Ｓｉ含有量：０．１％以上かつＭｎ含有量：０．１％以上の場合下記式（１）を満足し、Ｓｉ含有量およびＭｎ含有量のいずれかが０．１％未満の場合下記式（２）を満足する組成と、フェライト相の面積率が９０％以上、前記フェライト相に対する加工フェライトの面積率が２０％以下、前記フェライト相の結晶粒内のＴｉを含む炭化物の平均粒子径が１０ｎｍ以下である組織を有し、降伏強さが４５０ＭＰａ以上であることを特徴とする、表面性状に優れた高強度冷延鋼板；
｜１．９６×Ｓｉ−Ｍｎ｜≦０．５・・・（１）
３．２５×Ｓｉ＋Ｍｎ≦１．１・・・（２）
ここで、Ｓｉ、Ｍｎは、それぞれ各元素の含有量（質量％）を表す。
【選択図】なし
Description
本発明は、自動車用部材の使途に有用な高強度冷延鋼板、特に降伏強さが４５０ＭＰａ以上の高強度と、優れた表面性状を兼ね備えた高強度冷延鋼板およびその製造方法に関する。
近年地球環境保全の観点から、ＣＯ２排出量削減のため自動車業界全体で自動車の燃費改善が指向されている。自動車の燃費改善には、使用部材の薄肉化（板厚減少）による自動車車体の軽量化が最も有効である。このため、自動車用部材に使用される鋼板については、高強度化して鋼板板厚を減少することが検討されており、軽量化と安全性を両立する高強度冷延鋼板の使用量は年々増加しつつある。自動車車体の軽量化と強化を同時に満たすには、剛性が問題とならない範囲で部材素材を薄肉化することが有効であり、薄肉した部材素材の安全性を保証するには鋼板の高強度化が有効である。このような軽量化効果は、使用する鋼板が高強度であるほど大きくなり、特に衝突時の変形を妨げるには降伏応力を高めることが有効であるため、降伏強さの高い高強度鋼板が望まれている。
一方で、自動車部品に使用される高強度鋼板には、鋼板表面の美観やめっき性、化成処理性が良好であることも求められる。自動車部品は厳しい腐食環境下で使用されるものも多く、高強度鋼板を使用することによる部材の薄肉化により、腐食代が少なくなる。そのため、自動車部品用鋼板は、高い強度と良好な耐食性を兼備することも重要となる。良好な耐食性を付与するには、めっき処理を施して鋼板表面にめっき層を備えたり、鋼板表面に化成処理を施し塗装したりすることが有効である。
以上から、高強度冷延鋼板を自動車部品等に適用するうえでは、高強度および優れた表面性状を両立させることが必須であり、高強度鋼板を製造するための技術は現在までに様々なものが提案されている。
例えば、特許文献１には、鋼板組成を質量％で、Ｃ：０．００１〜０．２％、Ｎ：０．０００１〜０．２％、Ｃ＋Ｎ：０．００２〜０．３％、Ｓｉ：０．００１〜０．１％、Ｍｎ：０．０１〜１％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％を含有し、鋼中に直径１〜１０ｎｍの微細析出物を１×１０１７個／ｃｍ３以上の密度で含むことを特徴とする常温遅時効性と焼付硬化性に優れた薄鋼板を製造する技術が提案されている。特許文献１に提案された技術によると微細析出物としてＣまたはＮを固定し、塗装焼付工程時に固定したＣおよびＮを脱離、拡散させることにより常温遅時効性と焼付硬化性に優れた薄鋼板が得られるとしている。
特許文献２には、鋼板組成を質量％で、Ｃ：０．０１％超〜０．１％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｎ：０．００６％以下、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含有し、Ｍｏ：０．５％以下およびＷ：１．０％以下のうち１種以上を含み、組織が実質的にフェライト単相で、原子比で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦１．５を満たす１０ｎｍ未満の炭化物が分散していることを特徴とする加工性に優れた高張力冷延鋼板を製造する技術が提案されている。特許文献２によると、転位密度が低く加工性が良好なフェライト組織に微細に析出するＴｉ、ＭｏおよびＷの１種以上を含む炭化物を分散させることにより、加工性と強度を両立させ、さらに炭化物により強化することで、Ｓｉの多量の添加を不要として、防食のための溶融亜鉛めっきが可能である鋼板が得られるとしている。
特許文献３には、鋼板組成を質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｍｎ：０．１０〜３．００％、Ｔｉ：０．０３〜０．１５％を含有し、Ｓｉ：２．５０％以下、Ｎ：０．００６０％以下、Ｎｂ：０．０３％以下、Ｍｏ：０．２５％以下、Ｖ：０．２５％以下に制限し、ＴｉおよびＮｂ、Ｍｏ、Ｖの含有量を調節し、Ｔｉ系炭窒化物の粒子径が１〜５０ｎｍであり、フェライトの面積率が９５％以上であり、該フェライトの平均粒径を２０μｍ以下に制限し、該フェライトに占める該未再結晶フェライトの割合を２５％以下に制限したことを特徴とする析出強化型冷延鋼板を製造する技術が提案されている。特許文献３によると、冷間圧延前にＴｉの固溶を促進し、冷間圧延後の焼鈍時にＴｉの微細な炭窒化物を析出させ、伸びフランジ性が良好な鋼板が得られるとしている。
しかしながら、特許文献１で提案された技術では１５０〜２００℃の塗装焼付温度で析出物を鋼中に溶解し、ＣおよびＮを脱離させる必要があるため、多量にＴｉおよびＮｂを含有させることはできず高強度の鋼板は得られない。特許文献２で提案された技術では、Ｓｉの含有量は少ないものの、その実施例を参照すると、易酸化性元素であるＭｎを多量に含有しているため、加工性を安定的に発現させるのは困難である。さらに、焼鈍工程での再結晶を阻害させるＭｏおよびＷを多量に含むため、加工フェライト組織が残存しやすく加工性が低下する問題もある。特許文献３で提案された技術では、その実施例を参照すると、表面性状を劣位とするＳｉやＭｎを多量に含有している。
以上のように、従来技術で高強度冷延鋼板を製造するには固溶強化元素であるＳｉやＭｎを多量に含有させることが必須であり、本発明で求めるような高い水準の表面性状を有する高強度の冷延鋼板を得ることができなかった。本発明は、本発明はかかる事情を鑑みてなされたものであって、降伏強さが４５０ＭＰａ以上であり、表面性状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。
本発明者らは、上記課題を解決して、優れた表面性状を得るため、表面性状を悪化させるＳｉおよびＭｎを極力含有させないことに着目した。これら元素は固溶強化元素であるため、最大の課題は高強度化であった。これに対し、鋼板の内部に微細な炭化物を分散させて強度を得る、粒子分散強化機構を最大化することにより、この課題を解決すべく、鋭意検討を行った。
微細な炭化物が分散した鋼であると、低い焼鈍温度では、粒界のピン止め効果により再結晶組織を得ることができず、加工性が著しく損なわれる。一方で、高い焼鈍温度では炭化物が粗大化するため、所望の高強度鋼板を得ることが困難であった。この問題を解決するため、焼鈍中の炭化物の挙動に着目して検討を行ったところ、逆変態したオーステナイト中での炭化物の粗大化速度は、フェライト中よりも大きいことが判明した。焼鈍温度に対する回復、再結晶挙動を詳細に調査した結果、５００℃以上であれば、転位密度が減少し始め、回復、再結晶が開始されることを見出した。そこで、次の２点により材質の安定性と加工性の両立を図った。
１）微細炭化物の粗大化を抑制するためには、逆変態前のフェライト中で回復、再結晶を促進させることが望ましい。そのため、焼鈍工程での昇温速度を遅くすることで逆変態前に回復、再結晶を促進させることが可能となる。転位の消滅は５００℃以上から開始されるため、特に連続焼鈍ラインもしくは連続溶融めっきラインでは５００℃以上での昇温速度の制御が重要となる
２）箱型焼鈍炉により、炭化物の粗大化を抑制しつつ、回復・再結晶を促進させることが可能である。
２）箱型焼鈍炉により、炭化物の粗大化を抑制しつつ、回復・再結晶を促進させることが可能である。
本発明は上記の知見に基づき完成されたものであり、その要旨は次のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０４％以上０．１５％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００８０％以下、Ｔｉ：０．０２％以上０．１５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるとともに、Ｓｉ含有量とＭｎ含有量が、Ｓｉ含有量：０．１％以上かつＭｎ含有量：０．１％以上の場合下記式（１）を満足し、Ｓｉ含有量およびＭｎ含有量のいずれかが０．１％未満の場合下記式（２）を満足する組成と、フェライト相の面積率が９０％以上、前記フェライト相に対する加工フェライトの面積率が２０％以下、前記フェライト相の結晶粒内のＴｉを含む炭化物の平均粒子径が１０ｎｍ以下である組織を有し、降伏強さが４５０ＭＰａ以上であることを特徴とする、表面性状に優れた高強度冷延鋼板；
｜１．９６×Ｓｉ−Ｍｎ｜≦０．５・・・（１）
３．２５×Ｓｉ＋Ｍｎ≦１．１・・・（２）
ここで、Ｓｉ、Ｍｎは、それぞれ各元素の含有量（質量％）を表す。
｜１．９６×Ｓｉ−Ｍｎ｜≦０．５・・・（１）
３．２５×Ｓｉ＋Ｍｎ≦１．１・・・（２）
ここで、Ｓｉ、Ｍｎは、それぞれ各元素の含有量（質量％）を表す。
［２］前記組成に加えてさらに、質量％でＶ：０．０１％以上０．２％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下の１種または２種を含有することを特徴とする、前記［１］に記載の表面性状に優れた高強度冷延鋼板。
［３］前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１％以上０．２％以下含有することを特徴とする、前記［１］または［２］に記載の表面性状に優れた高強度冷延鋼板。
［４］前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１％以上０．５％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．５％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．１％以下、Ｗ：０．０１％以上０．１％以下、Ｈｆ：０．０１％以上０．１％以下、Ｚｒ：０．０１％以上０．１％以下、Ｃｏ：０．０００１％以上０．１％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする、前記［１］ないし［３］のいずれか１項に記載の表面性状に優れた高強度冷延鋼。
［５］前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｏ（酸素）、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｐｏ、Ａｓ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｐｂ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｔｌ、Ｚｎ、Ｃｄ、Ｈｇ、Ａｇ、Ａｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｒｕ、Ｏｓ、Ｔｃ、Ｒｅ、Ｔａ、Ｂｅ、Ｓｒ、Ｂ、Ｓｂ、Ｃｕ、Ｓｎのいずれか１種以上を合計で０．１％以下含有することを特徴とする、前記［１］ないし［４］のいずれか１項に記載の表面性状に優れた高強度冷延鋼。
［６］鋼板表面にめっき層を有することを特徴とする、前記［１］ないし［５］のいずれか１項に記載の表面性状に優れた高強度冷延鋼。
［７］前記めっき層が亜鉛めっき層であることを特徴とする、前記［６］に記載の表面性状に優れた高強度冷延鋼。
［８］前記めっき層が合金化亜鉛めっき層であることを特徴とする、前記［６］に記載の表面性状に優れた高強度冷延鋼。
［９］鋼素材に、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却して巻き取り、冷間圧延し、焼鈍することで冷延鋼板とするにあたり、前記鋼素材を、質量％で、Ｃ：０．０４％以上０．１５％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００８０％以下、Ｔｉ：０．０２％以上０．１５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるとともに、Ｓｉ含有量とＭｎ含有量が、Ｓｉ含有量：０．１％以上かつＭｎ含有量：０．１％以上の場合下記式（１）を満足し、Ｓｉ含有量およびＭｎ含有量のいずれかが０．１％未満の場合下記式（２）を満足する組成とし、前記粗圧延に供する鋼素材の温度を１１００℃以上１３５０℃以下とし、前記仕上げ圧延の仕上げ圧延温度を８２０℃以上とし、前記冷却を仕上げ圧延終了後２秒以内に開始し、前記冷却の平均冷却速度を２０℃／ｓ以上とし、前記巻き取りの巻取り温度を３００℃以上７００℃以下とし、前記冷間圧延の冷間圧延率を１５％以上８５％以下とし、前記焼鈍を、連続焼鈍ラインもしくは連続めっきラインでの焼鈍とするとともに、前記焼鈍の５００℃から最高到達温度までの平均昇温速度を５℃／ｓ以下、焼鈍温度を７３０℃以上９００℃以下とすることを特徴とする、表面性状に優れた高強度冷延鋼板の製造方法；
｜１．９６×Ｓｉ−Ｍｎ｜≦０．５・・・（１）
３．２５×Ｓｉ＋Ｍｎ≦１．１・・・（２）
ここで、Ｓｉ、Ｍｎは、それぞれ各元素の含有量（質量％）を表す。
｜１．９６×Ｓｉ−Ｍｎ｜≦０．５・・・（１）
３．２５×Ｓｉ＋Ｍｎ≦１．１・・・（２）
ここで、Ｓｉ、Ｍｎは、それぞれ各元素の含有量（質量％）を表す。
［１０］鋼素材に、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却して巻き取り、冷間圧延し、焼鈍することで冷延鋼板とするにあたり、前記鋼素材を、質量％で、Ｃ：０．０４％以上０．１５％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００８０％以下、Ｔｉ：０．０２％以上０．１５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるとともに、Ｓｉ含有量とＭｎ含有量が、Ｓｉ含有量：０．１％以上かつＭｎ含有量：０．１％以上の場合下記式（１）を満足し、Ｓｉ含有量およびＭｎ含有量のいずれかが０．１％未満の場合下記式（２）を満足する組成とし、前記粗圧延に供する鋼素材の温度を１１００℃以上１３５０℃以下とし、前記仕上げ圧延の仕上げ圧延温度を８２０℃以上とし、前記冷却を仕上げ圧延終了後２秒以内に開始し、前記冷却の平均冷却速度を２０℃／ｓ以上とし、前記巻き取りの巻取り温度を３００℃以上７００℃以下とし、前記冷間圧延の冷間圧延率を１５％以上８５％以下とし、前記焼鈍を、箱焼鈍炉での焼鈍とするとともに、前記焼鈍の焼鈍温度を５００℃以上７００℃以下とすることを特徴とする、表面性状に優れた高強度冷延鋼板の製造方法；
｜１．９６×Ｓｉ−Ｍｎ｜≦０．５・・・（１）
３．２５×Ｓｉ＋Ｍｎ≦１．１・・・（２）
ここで、式（１）中のＳｉ、Ｍｎは、それぞれ各元素の含有量（質量％）を表す。
［１１］前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、質量％でＶ：０．０１％以上０．２％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下の１種または２種を含有することを特徴とする、前記［９］または［１０］に記載の表面性状に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
［１２］前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１％以上０．２％以下含有することを特徴とする、前記［９］ないし［１１］のいずれか１項に記載の表面性状に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
｜１．９６×Ｓｉ−Ｍｎ｜≦０．５・・・（１）
３．２５×Ｓｉ＋Ｍｎ≦１．１・・・（２）
ここで、式（１）中のＳｉ、Ｍｎは、それぞれ各元素の含有量（質量％）を表す。
［１１］前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、質量％でＶ：０．０１％以上０．２％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下の１種または２種を含有することを特徴とする、前記［９］または［１０］に記載の表面性状に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
［１２］前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１％以上０．２％以下含有することを特徴とする、前記［９］ないし［１１］のいずれか１項に記載の表面性状に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
［１３］前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１％以上０．５％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．５％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．１％以下、Ｗ：０．０１％以上０．１％以下、Ｈｆ：０．０１％以上０．１％以下、Ｚｒ：０．０１％以上０．１％以下、Ｃｏ：０．０００１％以上０．１％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする、前記［９］ないし［１２］のいずれか１項に記載の表面性状に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
［１４］前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｏ（酸素）、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｐｏ、Ａｓ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｐｂ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｔｌ、Ｚｎ、Ｃｄ、Ｈｇ、Ａｇ、Ａｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｒｕ、Ｏｓ、Ｔｃ、Ｒｅ、Ｔａ、Ｂｅ、Ｓｒ、Ｂ、Ｓｂ、Ｃｕ、Ｓｎのいずれか１種以上を合計で０．１％以下含有することを特徴とする、前記［９］ないし［１３］のいずれか１項に記載の表面性状に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
［１５］前記焼鈍の後、めっき処理を施すことを特徴とする、前記［９］ないし［１４］のいずれか１項に記載の表面性状に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
［１６］前記めっき処理が、亜鉛めっき処理であることを特徴とする、前記［１５］に記載の表面性状に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
［１７」前記めっき処理が、合金化亜鉛めっき処理であることを特徴とする、前記［１５］に記載の表面性状に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
本発明によると、降伏強さ：４５０ＭＰａ以上の高強度を有し、且つ表面性状に優れた高強度冷延鋼板が得られ、自動車の構造部材等の使途に好適であり、かつ自動車部材の軽量化や自動車部材成形を可能とする等の効果を奏する。また、優れた表面性状を兼ね備えた降伏強さ：４５０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板が得られることから、高強度冷延鋼板の更なる用途展開が可能となり、産業上格段の効果を奏する。
以下、本発明について詳細に説明する。
まず、本発明の冷延鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。
まず、本発明の冷延鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：０．０４％以上０．１５％以下
Ｃは、Ｔｉと結合し炭化物として鋼板中に微細分散する。また、さらにＶやＮｂを添加した場合、あるいは更にＭｏ、Ｗ、Ｚｒ、Ｈｆを添加した場合、これら元素とも結合し、炭化物として鋼板中に微細分散する。すなわちＣは、微細な炭化物を形成してフェライト組織を著しく強化させる元素である。Ｃは鋼板を強化する上で必須の元素であり、降伏強さ４５０ＭＰａ以上を確保するには、Ｃ含有量は０．０４％以上とする必要がある。好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｃ含有量が０．１５％を超えると、熱間圧延前のスラブ再加熱工程で粗大なＴｉＣを完全に溶解することができなくなり、強化に対する効果が飽和する。そのため、Ｃ含有量は０．１５％以下とする。好ましくは、０．１２％以下である。
Ｃは、Ｔｉと結合し炭化物として鋼板中に微細分散する。また、さらにＶやＮｂを添加した場合、あるいは更にＭｏ、Ｗ、Ｚｒ、Ｈｆを添加した場合、これら元素とも結合し、炭化物として鋼板中に微細分散する。すなわちＣは、微細な炭化物を形成してフェライト組織を著しく強化させる元素である。Ｃは鋼板を強化する上で必須の元素であり、降伏強さ４５０ＭＰａ以上を確保するには、Ｃ含有量は０．０４％以上とする必要がある。好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｃ含有量が０．１５％を超えると、熱間圧延前のスラブ再加熱工程で粗大なＴｉＣを完全に溶解することができなくなり、強化に対する効果が飽和する。そのため、Ｃ含有量は０．１５％以下とする。好ましくは、０．１２％以下である。
さらに、炭化物形成に関与しなかったＣは、熱延板ではパーライトを形成し再結晶を促進させる効果もある。このような効果を得るには、Ｃは炭化物構成元素であるＴｉの含有量、さらにはＶ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｚｒ、Ｈｆを添加した場合には、これら元素の含有量に対し、原子比にして過剰に含有させることが望ましく、下記式（ａ）を満たすことが好ましい。より好ましくは（ａ）式の左辺は１．５以上である。なお、ここで、式（ａ）中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す。
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｖ／５１）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｍｏ／９６）
＋（Ｗ／１８４）＋（Ｈｆ／１７６）＋（Ｚｒ／９１）｝≧１．２・・・（ａ）
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｖ／５１）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｍｏ／９６）
＋（Ｗ／１８４）＋（Ｈｆ／１７６）＋（Ｚｒ／９１）｝≧１．２・・・（ａ）
Ｓｉ：０．６％以下
Ｓｉは、鋼板表面に濃化し易く、鋼板表面にファイヤライト（Ｆｅ２ＳｉＯ４）を形成する。このファイヤライトは鋼板表面に楔形となって形成し、著しく鋼板表面性状を劣化させる。本発明では、Ｓｉ含有量は０．６％までは許容できるため、Ｓｉ含有量を０．６％以下とする。望ましいＳｉ含有量は０．５％以下である。Ｓｉ含有量は不純物レベルまで低減してもよい。
Ｓｉは、鋼板表面に濃化し易く、鋼板表面にファイヤライト（Ｆｅ２ＳｉＯ４）を形成する。このファイヤライトは鋼板表面に楔形となって形成し、著しく鋼板表面性状を劣化させる。本発明では、Ｓｉ含有量は０．６％までは許容できるため、Ｓｉ含有量を０．６％以下とする。望ましいＳｉ含有量は０．５％以下である。Ｓｉ含有量は不純物レベルまで低減してもよい。
Ｍｎ：１．０％以下
Ｍｎは固溶強化元素として鋼板を強化する一方で、延性を低下させる元素である。さらには、不可避的に生じる板厚中央付近での偏析により著しく加工性を低下させる。また、Ｍｎは易酸化性元素であることから鋼板表面に濃化し、表面性状を劣化させる。優れた鋼板表面性状を得るには、Ｍｎ量は１．０％以下とする必要があり、好ましくは０．８％以下である。Ｍｎ量は不純物レベルまで低減してもよい。
Ｍｎは固溶強化元素として鋼板を強化する一方で、延性を低下させる元素である。さらには、不可避的に生じる板厚中央付近での偏析により著しく加工性を低下させる。また、Ｍｎは易酸化性元素であることから鋼板表面に濃化し、表面性状を劣化させる。優れた鋼板表面性状を得るには、Ｍｎ量は１．０％以下とする必要があり、好ましくは０．８％以下である。Ｍｎ量は不純物レベルまで低減してもよい。
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは粒界に偏析して加工時に粒界割れの起点となり、加工性を劣化させるが、このようなＰの影響は、０．０５％までは許容できる。このため、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。好ましくは、Ｐ含有量は０．０３％以下であり、極力低減することが好ましい。Ｐ含有量は不純物レベルまで低減してもよい。
Ｐは粒界に偏析して加工時に粒界割れの起点となり、加工性を劣化させるが、このようなＰの影響は、０．０５％までは許容できる。このため、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。好ましくは、Ｐ含有量は０．０３％以下であり、極力低減することが好ましい。Ｐ含有量は不純物レベルまで低減してもよい。
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、鋼中でＭｎＳなどの介在物として存在する。この介在物は熱間圧延中に伸展し、伸展した介在物は加工時に割れの起点となるため加工性を低下させるが、このようなＳの影響は、０．０１％までは許容できる。このため、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。好ましくは、Ｓ含有量は０．００８％以下であり、極力低減することが好ましく、Ｓ含有量は不純物レベルまで低減してもよい。
Ｓは、鋼中でＭｎＳなどの介在物として存在する。この介在物は熱間圧延中に伸展し、伸展した介在物は加工時に割れの起点となるため加工性を低下させるが、このようなＳの影響は、０．０１％までは許容できる。このため、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。好ましくは、Ｓ含有量は０．００８％以下であり、極力低減することが好ましく、Ｓ含有量は不純物レベルまで低減してもよい。
Ａｌ：０．０８％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得るためにはＡｌ量含有量は０．０２％以上とすることが好ましい。一方で、Ａｌは酸化物等の介在物を形成し、加工時にボイドの起点となるため加工性を低下させるが、Ａｌ含有量は０．０８％までは許容できる。このため、Ａｌ量の上限を０．０８％とする。好ましくはＡｌ量は０．０６％以下である。
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得るためにはＡｌ量含有量は０．０２％以上とすることが好ましい。一方で、Ａｌは酸化物等の介在物を形成し、加工時にボイドの起点となるため加工性を低下させるが、Ａｌ含有量は０．０８％までは許容できる。このため、Ａｌ量の上限を０．０８％とする。好ましくはＡｌ量は０．０６％以下である。
Ｎ：０．００８０％以下
Ｎは製鋼、連続鋳造の段階でＴｉと結合しＴｉＮを形成する。この際析出するＴｉＮは粗大であるため、鋼板の強化に寄与せず、加工時にボイド生成の起点となるため鋼板の加工性に悪影響をもたらす。このため、Ｎは極力低減させることが望ましいが、０．００８０％までは許容できるため、本発明でのＮ含有量の上限を０．００８０％とする。好ましくは、Ｎ含有量は０．００６０％以下である。Ｎ含有量は極力低減させることが好ましい。
Ｎは製鋼、連続鋳造の段階でＴｉと結合しＴｉＮを形成する。この際析出するＴｉＮは粗大であるため、鋼板の強化に寄与せず、加工時にボイド生成の起点となるため鋼板の加工性に悪影響をもたらす。このため、Ｎは極力低減させることが望ましいが、０．００８０％までは許容できるため、本発明でのＮ含有量の上限を０．００８０％とする。好ましくは、Ｎ含有量は０．００６０％以下である。Ｎ含有量は極力低減させることが好ましい。
Ｔｉ：０．０２％以上０．１５％以下
Ｔｉは、Ｃと炭化物を形成して鋼板の高強度化に寄与する元素である。特に本発明では固溶強化元素であるＳｉおよびＭｎを低減しているため、所望の鋼板強度を得るにはＴｉを添加して、Ｔｉを含む炭化物を微細に分散させる必要がある。Ｔｉ含有量が０．０２％を下回ると所望の鋼板強度（降伏強さ：４５０ＭＰａ以上）が得られなくなるため、Ｔｉ含有量の下限を０．０２％とする。好ましくは、Ｔｉ含有量は０．０４％以上であり、さらに好ましくは０．０８％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０．１５％を超えると、鋼板を製造する際、熱間圧延前のスラブ加熱によって粗大なＴｉ炭化物を溶解することができず、高強度化の効果が飽和するばかりか、粗大なＴｉ炭化物は曲げ加工時にボイドの起点となり、加工性が低下する。このため、Ｔｉ含有量の上限を０．１５％とする。好ましくは、Ｔｉ含有量は０．１３％以下である。したがって、Ｔｉ含有量は０．０２％以上０．１５％以下とし、好ましくは０．０４％以上０．１３％以下である。
Ｔｉは、Ｃと炭化物を形成して鋼板の高強度化に寄与する元素である。特に本発明では固溶強化元素であるＳｉおよびＭｎを低減しているため、所望の鋼板強度を得るにはＴｉを添加して、Ｔｉを含む炭化物を微細に分散させる必要がある。Ｔｉ含有量が０．０２％を下回ると所望の鋼板強度（降伏強さ：４５０ＭＰａ以上）が得られなくなるため、Ｔｉ含有量の下限を０．０２％とする。好ましくは、Ｔｉ含有量は０．０４％以上であり、さらに好ましくは０．０８％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０．１５％を超えると、鋼板を製造する際、熱間圧延前のスラブ加熱によって粗大なＴｉ炭化物を溶解することができず、高強度化の効果が飽和するばかりか、粗大なＴｉ炭化物は曲げ加工時にボイドの起点となり、加工性が低下する。このため、Ｔｉ含有量の上限を０．１５％とする。好ましくは、Ｔｉ含有量は０．１３％以下である。したがって、Ｔｉ含有量は０．０２％以上０．１５％以下とし、好ましくは０．０４％以上０．１３％以下である。
Ｓｉ含有量とＭｎ含有量が、Ｓｉ含有量：０．１％以上かつＭｎ含有量：０．１％以上の場合下記式（１）を満足し、Ｓｉ含有量およびＭｎ含有量のいずれかが０．１％未満の場合下記式（２）を満足すること
｜１．９６×Ｓｉ−Ｍｎ｜≦０．５・・・（１）
３．２５×Ｓｉ＋Ｍｎ≦１．１・・・（２）
（ただし、式（１）、式（２）のＳｉ、Ｍｎは、それぞれ各元素の含有量（質量％）を表す）
ＳｉおよびＭｎはともに易酸化性元素である。そのため、ＳｉおよびＭｎは上記の通り、極力低減させた方が望ましい。しかしながら、ＳｉおよびＭｎ含有量がそれぞれ０．１％以上の場合、共存する元素が互いに結合し、酸洗工程で除去可能な化合物を形成することがわかった。式（１）の左辺に表されるように、１．９６×Ｓｉ含有量とＭｎ含有量の差の絶対値が０．５以下であれば、良好な表面性状を有する鋼板を得ることができる。したがって、Ｓｉ含有量が０．１％以上かつＭｎ含有量が０．１％以上の場合上記式（１）を満足することとする。好ましくは、式（１）の左辺の値は０．４以下である。
一方、ＳｉおよびＭｎ含有量のいずれかが、０．１％未満の場合には、上記の効果は得られないため、上記の式（２）を満足することとする。なお、Ｓｉに係る係数は、Ｍｎに対してＳｉが表面性状を悪化させる比率を表している。好ましくは（２）式の左辺の値は１．０以下である。
｜１．９６×Ｓｉ−Ｍｎ｜≦０．５・・・（１）
３．２５×Ｓｉ＋Ｍｎ≦１．１・・・（２）
（ただし、式（１）、式（２）のＳｉ、Ｍｎは、それぞれ各元素の含有量（質量％）を表す）
ＳｉおよびＭｎはともに易酸化性元素である。そのため、ＳｉおよびＭｎは上記の通り、極力低減させた方が望ましい。しかしながら、ＳｉおよびＭｎ含有量がそれぞれ０．１％以上の場合、共存する元素が互いに結合し、酸洗工程で除去可能な化合物を形成することがわかった。式（１）の左辺に表されるように、１．９６×Ｓｉ含有量とＭｎ含有量の差の絶対値が０．５以下であれば、良好な表面性状を有する鋼板を得ることができる。したがって、Ｓｉ含有量が０．１％以上かつＭｎ含有量が０．１％以上の場合上記式（１）を満足することとする。好ましくは、式（１）の左辺の値は０．４以下である。
一方、ＳｉおよびＭｎ含有量のいずれかが、０．１％未満の場合には、上記の効果は得られないため、上記の式（２）を満足することとする。なお、Ｓｉに係る係数は、Ｍｎに対してＳｉが表面性状を悪化させる比率を表している。好ましくは（２）式の左辺の値は１．０以下である。
以上が、本発明における基本組成であり、残部はＦｅおよび不可避的不純物である。本発明では、上記した基本組成に加えて、さらに目的に応じて、以下の成分を加えてもよい。
Ｖ：０．０１％以上０．２％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下の１種または２種
ＶおよびＮｂは、Ｔｉと同様、Ｃと炭化物を形成して鋼板の高強度化に寄与する元素である。このような効果を得るためには、ＶおよびＮｂはそれぞれ０．０１％以上添加する必要がある。一方でＶは炭化物を粗大化させやすく、０．２％を超えて含有しても、強化に対する効果が飽和し、もしくは含有量の増量につれ強度が低下する。このため、Ｖを添加する場合は、Ｖ含有量の上限を０．２％とする。好ましいＶ含有量は０．１％未満である。また、Ｎｂは再結晶時にｓｏｌｕｔｅ ｄｒａｇ効果により粒界移動を阻害し、加工フェライト粒が残存しやすくなり、この加工フェライト粒は加工性を低下させることとなる。しかし、Ｎｂ含有量が０．１％以下であればこのような加工性への悪影響は顕在化しないため、Ｎｂ含有量の上限を０．１％とする。好ましいＮｂ含有量の上限は０．０５％である。
ＶおよびＮｂは、Ｔｉと同様、Ｃと炭化物を形成して鋼板の高強度化に寄与する元素である。このような効果を得るためには、ＶおよびＮｂはそれぞれ０．０１％以上添加する必要がある。一方でＶは炭化物を粗大化させやすく、０．２％を超えて含有しても、強化に対する効果が飽和し、もしくは含有量の増量につれ強度が低下する。このため、Ｖを添加する場合は、Ｖ含有量の上限を０．２％とする。好ましいＶ含有量は０．１％未満である。また、Ｎｂは再結晶時にｓｏｌｕｔｅ ｄｒａｇ効果により粒界移動を阻害し、加工フェライト粒が残存しやすくなり、この加工フェライト粒は加工性を低下させることとなる。しかし、Ｎｂ含有量が０．１％以下であればこのような加工性への悪影響は顕在化しないため、Ｎｂ含有量の上限を０．１％とする。好ましいＮｂ含有量の上限は０．０５％である。
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１％以上０．２％以下
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ（ＲＥＭ：スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）および原子番号５７から７１までのランタノイド元素）は介在物の形態を制御し、介在物から発生するボイド発生を抑制するのに有効な元素である。このような効果を得るにはＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１％以上添加する必要がある。一方で、これら元素の合計の含有量が０．２％を超えても上記効果が飽和する。このため、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上の合計量の上限を０．２％とする。好ましい範囲はＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００５％以上０．１％以下である。
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ（ＲＥＭ：スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）および原子番号５７から７１までのランタノイド元素）は介在物の形態を制御し、介在物から発生するボイド発生を抑制するのに有効な元素である。このような効果を得るにはＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１％以上添加する必要がある。一方で、これら元素の合計の含有量が０．２％を超えても上記効果が飽和する。このため、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上の合計量の上限を０．２％とする。好ましい範囲はＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００５％以上０．１％以下である。
Ｃｒ：０．０１％以上０．５％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．５％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．１％以下、Ｗ：０．０１％以上０．１％以下、Ｈｆ：０．０１％以上０．１％以下、Ｚｒ：０．０１％以上０．１％以下、Ｃｏ：０．０００１％以上０．１％以下の１種または２種以上
ＣｒおよびＮｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｃｏは微量添加で鋼板強度を上昇させるのに有効な元素である。鋼板強度を上昇させるには、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒはそれぞれ０．０１％以上を添加する必要があり、Ｃｏは０．０００１％以上を添加する必要がある。一方で、Ｃｒ、Ｎｉの含有量がそれぞれ０．５％、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｃｏの含有量がそれぞれ０．１％を超えると、焼鈍時での回復、再結晶を阻害する微細炭化物を形成させる要因となる。そのためＣｒおよびＮｉの上限量はそれぞれ０．５％、ＭｏおよびＷ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｃｏの含有量の上限はそれぞれ０．１％とした。これら元素の中で、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒは、再結晶を阻害させやすい元素であるため、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒのうちの２種以上を含有させる場合には、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒの含有量の合計を０．１％以下とすることが好ましい。
ＣｒおよびＮｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｃｏは微量添加で鋼板強度を上昇させるのに有効な元素である。鋼板強度を上昇させるには、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒはそれぞれ０．０１％以上を添加する必要があり、Ｃｏは０．０００１％以上を添加する必要がある。一方で、Ｃｒ、Ｎｉの含有量がそれぞれ０．５％、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｃｏの含有量がそれぞれ０．１％を超えると、焼鈍時での回復、再結晶を阻害する微細炭化物を形成させる要因となる。そのためＣｒおよびＮｉの上限量はそれぞれ０．５％、ＭｏおよびＷ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｃｏの含有量の上限はそれぞれ０．１％とした。これら元素の中で、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒは、再結晶を阻害させやすい元素であるため、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒのうちの２種以上を含有させる場合には、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒの含有量の合計を０．１％以下とすることが好ましい。
なお、本発明において、Ｏ（酸素）、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｐｏ、Ａｓ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｐｂ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｔｌ、Ｚｎ、Ｃｄ、Ｈｇ、Ａｇ、Ａｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｒｕ、Ｏｓ、Ｔｃ、Ｒｅ、Ｔａ、Ｂｅ、Ｓｒ、Ｂ、Ｓｂ、Ｃｕ、Ｓｎのいずれか１種以上を合計で０．１％以下含有してもよい。これら元素は表面性状の観点から合計で０．１％までは許容できる。
次に、本発明鋼板の組織の限定理由について説明する。
フェライト相の面積率が９０％以上
冷延、再結晶焼鈍後の冷延鋼板のマトリックスは、フェライト単相組織とすることが好ましい。ベイナイト相やマルテンサイト相、残留オーステナイト等といったフェライト以外の組織が混入すると、鋼板中に分散する炭化物が粗大化しやすくなるうえ、変態ひずみによる可動転位導入により、所望の鋼板強度（降伏強さ：４５０ＭＰａ以上）が得られなくなる。本発明鋼においてフェライト相の面積率は９０％以上であれば、上記したようなフェライト以外の組織の混入を許容できるため、フェライト相の面積率の下限を９０％とした。好ましくはフェライト相の面積率は９５％以上である。
冷延、再結晶焼鈍後の冷延鋼板のマトリックスは、フェライト単相組織とすることが好ましい。ベイナイト相やマルテンサイト相、残留オーステナイト等といったフェライト以外の組織が混入すると、鋼板中に分散する炭化物が粗大化しやすくなるうえ、変態ひずみによる可動転位導入により、所望の鋼板強度（降伏強さ：４５０ＭＰａ以上）が得られなくなる。本発明鋼においてフェライト相の面積率は９０％以上であれば、上記したようなフェライト以外の組織の混入を許容できるため、フェライト相の面積率の下限を９０％とした。好ましくはフェライト相の面積率は９５％以上である。
なお、該フェライト粒径は再結晶後の鋼中に分散する炭化物の大きさと相関を持つ。フェライト相の平均結晶粒径が１０μｍを超える場合には、炭化物が過度に粗大化しピン止め効果が低下したことを意味する。所望の鋼板強度（降伏強さ：４５０ＭＰａ以上）を得るためにも、該フェライト相の平均結晶粒径が１０μｍ以下であることが望ましい。さらに望ましくは、８μｍ以下である。
フェライト相に対する加工フェライトの面積率が２０％以下
冷間圧延後には、鋼板全体が加工された組織となる。この組織は粒内に多量の転位を含むため延性が著しく乏しい。このような状態であると、プレス加工などの加工時に割れなどの不具合を発生させるため、このような鋼板の使用は不可能となる。加工フェライトの面積率は２０％以下であれば加工性への悪影響が顕在化しなくなる。安定した加工性を得るためには、１０％以下であることが望ましい。なお、ここで加工フェライトの面積率は、フェライト相に対する加工フェライトの面積率であり、フェライト相全体に占める加工フェライトの面積率である。
冷間圧延後には、鋼板全体が加工された組織となる。この組織は粒内に多量の転位を含むため延性が著しく乏しい。このような状態であると、プレス加工などの加工時に割れなどの不具合を発生させるため、このような鋼板の使用は不可能となる。加工フェライトの面積率は２０％以下であれば加工性への悪影響が顕在化しなくなる。安定した加工性を得るためには、１０％以下であることが望ましい。なお、ここで加工フェライトの面積率は、フェライト相に対する加工フェライトの面積率であり、フェライト相全体に占める加工フェライトの面積率である。
フェライト相の結晶粒内のＴｉを含む炭化物の平均粒子径が１０ｎｍ以下
本発明鋼では、固溶強化元素であるＳｉおよびＭｎを低減したため、粒子分散強化による強化量を最大限高める必要がある。粒子分散強化による強化量は炭化物の析出量の他に炭化物の粒子径が重要な要素となる。炭化物の微細化により鋼板強度は著しく上昇するため、所望の鋼板強度を得るにはフェライト相の結晶粒内の炭化物平均粒子径は１０ｎｍ以下とする必要がある。この微細に析出する炭化物はＴｉを含む組成であるが、Ｔｉの他にＶ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｎ、Ａｌを含んでいても良い。粒子分散強化量は、炭化物の大きさの他に析出量にも依存する。そのため、含有するＴｉ量に対しマトリックス中に固溶状態として存在するＴｉ量の割合が１０％未満であることが望ましい。さらに望ましくは６％以下である。
本発明鋼では、固溶強化元素であるＳｉおよびＭｎを低減したため、粒子分散強化による強化量を最大限高める必要がある。粒子分散強化による強化量は炭化物の析出量の他に炭化物の粒子径が重要な要素となる。炭化物の微細化により鋼板強度は著しく上昇するため、所望の鋼板強度を得るにはフェライト相の結晶粒内の炭化物平均粒子径は１０ｎｍ以下とする必要がある。この微細に析出する炭化物はＴｉを含む組成であるが、Ｔｉの他にＶ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｎ、Ａｌを含んでいても良い。粒子分散強化量は、炭化物の大きさの他に析出量にも依存する。そのため、含有するＴｉ量に対しマトリックス中に固溶状態として存在するＴｉ量の割合が１０％未満であることが望ましい。さらに望ましくは６％以下である。
次に、本発明の冷延鋼板の製造方法について説明する。本発明の冷延鋼板は、鋼素材に、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、冷間圧延し、焼鈍する工程により製造される。
本発明は、上記した組成の鋼素材（鋼スラブ）を用い、鋼素材の温度を１１００℃以上１３５０℃以下として、該温度の鋼素材を熱間圧延に供し、仕上げ圧延の仕上げ圧延温度を８２０℃以上として熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後から２秒以内に平均冷却速度が２０℃／ｓ以上の冷却を開始し、巻取り温度を３００℃以上７００℃以下として巻取り、冷間圧延率が１５％以上８５％以下の冷間圧延を施す。
本発明において、鋼の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、真空脱ガス炉にて２次精錬を行ってもよい。その後、生産性や品質上の問題から連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とするのが好ましいが、造塊−分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしても良い。
鋼素材の温度：１１００℃以上１３５０℃以下
上記の如く得られた鋼素材に、粗圧延および仕上げ圧延からなる熱間圧延を施す。通常、熱間圧延に先立ち鋼素材は加熱され、粗圧延および仕上げ圧延が施される。本発明においては、粗圧延に先立ち鋼素材を加熱して、実質的に均質なオーステナイト相とし、鋼素材中の粗大な炭化物を溶解する必要がある。粗圧延に供する鋼素材の温度、すなわち鋼素材を加熱する場合は鋼素材の加熱温度（以下、単に加熱温度ともいう）が１１００℃未満では、粗圧延前に鋼素材中の粗大な炭化物が溶解せず、冷間圧延、焼鈍後に得られる微細分散する炭化物の量が少なく、鋼板強度が著しく低下する。一方、上記鋼素材の温度（加熱温度）が１３５０℃を超えると、鋼素材表面に生成するスケール量が多く、熱間圧延中にスケールが噛み込みやすく、鋼板表面性状を悪化させる。以上の理由により、粗圧延に供する鋼素材の温度（加熱温度）は、１１００℃以上１３５０℃以下とする。好ましくは１１５０℃以上１３００℃以下である。ただし、鋼素材に熱間圧延を施すに際し、鋳造後の鋼素材が１１００℃以上１３５０℃以下の温度域にある場合、或いは鋼素材の炭化物が溶解している場合には、鋼素材を加熱することなく直送圧延してもよい。なお、粗圧延条件については特に限定されない。
上記の如く得られた鋼素材に、粗圧延および仕上げ圧延からなる熱間圧延を施す。通常、熱間圧延に先立ち鋼素材は加熱され、粗圧延および仕上げ圧延が施される。本発明においては、粗圧延に先立ち鋼素材を加熱して、実質的に均質なオーステナイト相とし、鋼素材中の粗大な炭化物を溶解する必要がある。粗圧延に供する鋼素材の温度、すなわち鋼素材を加熱する場合は鋼素材の加熱温度（以下、単に加熱温度ともいう）が１１００℃未満では、粗圧延前に鋼素材中の粗大な炭化物が溶解せず、冷間圧延、焼鈍後に得られる微細分散する炭化物の量が少なく、鋼板強度が著しく低下する。一方、上記鋼素材の温度（加熱温度）が１３５０℃を超えると、鋼素材表面に生成するスケール量が多く、熱間圧延中にスケールが噛み込みやすく、鋼板表面性状を悪化させる。以上の理由により、粗圧延に供する鋼素材の温度（加熱温度）は、１１００℃以上１３５０℃以下とする。好ましくは１１５０℃以上１３００℃以下である。ただし、鋼素材に熱間圧延を施すに際し、鋳造後の鋼素材が１１００℃以上１３５０℃以下の温度域にある場合、或いは鋼素材の炭化物が溶解している場合には、鋼素材を加熱することなく直送圧延してもよい。なお、粗圧延条件については特に限定されない。
仕上げ圧延温度：８２０℃以上
仕上げ圧延温度（以下、仕上げ圧延終了温度ともいう）が８２０℃未満となると、熱間圧延中、鋼板の一部が変態を開始し、コイル面内の強度、すなわち鋼板の長手方向および幅方向に対する強度が著しく不均一となる。このような鋼板を冷間圧延すると、鋼板が冷間圧延中に破断したり、形状が著しく不均一になり加工性が低下する問題が生じる。そのため、仕上げ圧延温度は８２０℃以上とする。仕上げ圧延温度の上限は特に定めないが、操業を安定させるには仕上げ圧延温度は１０００℃以下が望ましい。
仕上げ圧延温度（以下、仕上げ圧延終了温度ともいう）が８２０℃未満となると、熱間圧延中、鋼板の一部が変態を開始し、コイル面内の強度、すなわち鋼板の長手方向および幅方向に対する強度が著しく不均一となる。このような鋼板を冷間圧延すると、鋼板が冷間圧延中に破断したり、形状が著しく不均一になり加工性が低下する問題が生じる。そのため、仕上げ圧延温度は８２０℃以上とする。仕上げ圧延温度の上限は特に定めないが、操業を安定させるには仕上げ圧延温度は１０００℃以下が望ましい。
仕上げ圧延終了後の冷却を開始するまでの時間：２秒以内
仕上げ圧延直後の高温状態の鋼板においては、オーステナイト相に蓄積されたひずみエネルギーが大きいため、ひずみ誘起析出による炭化物が生じる。この炭化物は、高温で析出するため粗大化し易い。本発明では、生成した炭化物は巻取工程ならびに焼鈍工程で粗大化する一方であるため、巻取り前には、できる限り粗大な炭化物の生成は抑える必要がある。本発明では、仕上げ圧延終了後なるべく早く強制冷却を開始して、粗大な炭化物の生成を抑制する。このため、仕上げ圧延終了後、少なくとも２秒以内に冷却を開始する。好ましくは１．５秒以内である。
仕上げ圧延直後の高温状態の鋼板においては、オーステナイト相に蓄積されたひずみエネルギーが大きいため、ひずみ誘起析出による炭化物が生じる。この炭化物は、高温で析出するため粗大化し易い。本発明では、生成した炭化物は巻取工程ならびに焼鈍工程で粗大化する一方であるため、巻取り前には、できる限り粗大な炭化物の生成は抑える必要がある。本発明では、仕上げ圧延終了後なるべく早く強制冷却を開始して、粗大な炭化物の生成を抑制する。このため、仕上げ圧延終了後、少なくとも２秒以内に冷却を開始する。好ましくは１．５秒以内である。
平均冷却速度：２０℃／ｓ以上
上記したように、仕上げ圧延終了後の鋼板が高温に維持される時間が長いほど、ひずみ誘起析出による炭化物の粗大化が進行し易くなる。このような炭化物の粗大化を回避するため、仕上げ圧延後は急冷する必要があり、本発明では２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する。好ましくは４０℃／ｓ以上である。但し、仕上げ圧延終了後の冷却速度が過剰に大きくなると、巻取り温度の制御が困難となり安定した強度が得られにくくなることが懸念されるため、１５０℃／ｓ以下とすることが好ましい。なお、ここで平均冷却速度は、仕上げ圧延温度終了温度から巻取り温度までの平均冷却速度である。
上記したように、仕上げ圧延終了後の鋼板が高温に維持される時間が長いほど、ひずみ誘起析出による炭化物の粗大化が進行し易くなる。このような炭化物の粗大化を回避するため、仕上げ圧延後は急冷する必要があり、本発明では２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する。好ましくは４０℃／ｓ以上である。但し、仕上げ圧延終了後の冷却速度が過剰に大きくなると、巻取り温度の制御が困難となり安定した強度が得られにくくなることが懸念されるため、１５０℃／ｓ以下とすることが好ましい。なお、ここで平均冷却速度は、仕上げ圧延温度終了温度から巻取り温度までの平均冷却速度である。
巻取り温度：３００℃以上７００℃以下
熱延板組織は過度に炭化物を粗大化させないことが重要である。巻取温度が高すぎると炭化物が粗大化し、所望の鋼板強度が得られなくなる。そのため、巻取温度の上限を７００℃とする。一方、巻取温度が低すぎると鋼板の形状や材質が安定しなくなる。この観点から巻取温度の下限を３００℃とする。好ましくは、巻取り温度は４００℃以上６７０℃以下である。
熱延板組織は過度に炭化物を粗大化させないことが重要である。巻取温度が高すぎると炭化物が粗大化し、所望の鋼板強度が得られなくなる。そのため、巻取温度の上限を７００℃とする。一方、巻取温度が低すぎると鋼板の形状や材質が安定しなくなる。この観点から巻取温度の下限を３００℃とする。好ましくは、巻取り温度は４００℃以上６７０℃以下である。
冷間圧延率：１５％以上８５％
冷間圧延率が１５％を下回ると、操業上安定せず板形状が不均一になる。不均一な板形状であると加工性が低下し、材質ばらつきが増大するため、冷間圧延率の下限を１５％とする。好ましくは、冷間圧延率は３０％以上である。一方、冷間圧延率が８５％を超えると過度に鋼板が加工硬化し所望の板厚が得られなくなる。このため、冷間圧延率の上限を８５％とする。好ましくは、冷間圧延率は８０％以下である。
冷間圧延率が１５％を下回ると、操業上安定せず板形状が不均一になる。不均一な板形状であると加工性が低下し、材質ばらつきが増大するため、冷間圧延率の下限を１５％とする。好ましくは、冷間圧延率は３０％以上である。一方、冷間圧延率が８５％を超えると過度に鋼板が加工硬化し所望の板厚が得られなくなる。このため、冷間圧延率の上限を８５％とする。好ましくは、冷間圧延率は８０％以下である。
以上が冷間圧延までの製造条件に関する説明である。本発明鋼での焼鈍工程は連続焼鈍ライン、連続溶融めっきラインもしくは箱型焼鈍炉のいずれも使用が可能である。まず、連続焼鈍ラインおよび連続溶融めっきラインでの製造方法について説明する。
５００℃から最高到達温度までの平均昇温速度：５℃／ｓ以下
本発明鋼では５００℃以上の温度で冷間圧延時に導入された転位が回復、再結晶を開始する。逆変態前の極力低い温度で回復、再結晶させれば、炭化物の粗大化を抑制しつつ高い延性を得ることができる。さらに、拡散速度が速くなる高温で材質を制御しないため、コイル面内での金属組織のばらつきを抑制することが可能である。このような効果を得るには５００℃から最高到達温度までの平均昇温速度を５℃／ｓ以下に抑えることが必要である。より材質安定性を向上させるには、４℃／ｓ以下が望ましい。下限は特に設けないが、製造工程での効率の観点から０．１５℃／ｓ以上とすることが望ましい。
本発明鋼では５００℃以上の温度で冷間圧延時に導入された転位が回復、再結晶を開始する。逆変態前の極力低い温度で回復、再結晶させれば、炭化物の粗大化を抑制しつつ高い延性を得ることができる。さらに、拡散速度が速くなる高温で材質を制御しないため、コイル面内での金属組織のばらつきを抑制することが可能である。このような効果を得るには５００℃から最高到達温度までの平均昇温速度を５℃／ｓ以下に抑えることが必要である。より材質安定性を向上させるには、４℃／ｓ以下が望ましい。下限は特に設けないが、製造工程での効率の観点から０．１５℃／ｓ以上とすることが望ましい。
焼鈍温度：７３０℃以上９００℃以下
冷間圧延で導入された転位を取り除き良好な加工性を得るには、実質的に加工フェライトを残存させない再結晶組織とすることが望ましい。このためには、連続焼鈍ラインあるいは連続溶融めっきラインで製造する場合、７３０℃以上で焼鈍する必要がある。一方で、昇温速度を制御したうえで、焼鈍温度が９００℃を超えた場合、炭化物が粗大化し固溶Ｔｉ量が増加するため、鋼板強度が著しく低下する。したがって、焼鈍温度の上限を９００℃とする。好ましい焼鈍温度の範囲は７６０℃以上８６０℃以下である。なお、ここで焼鈍温度は、焼鈍中の鋼板温度の最高到達温度である。
冷間圧延で導入された転位を取り除き良好な加工性を得るには、実質的に加工フェライトを残存させない再結晶組織とすることが望ましい。このためには、連続焼鈍ラインあるいは連続溶融めっきラインで製造する場合、７３０℃以上で焼鈍する必要がある。一方で、昇温速度を制御したうえで、焼鈍温度が９００℃を超えた場合、炭化物が粗大化し固溶Ｔｉ量が増加するため、鋼板強度が著しく低下する。したがって、焼鈍温度の上限を９００℃とする。好ましい焼鈍温度の範囲は７６０℃以上８６０℃以下である。なお、ここで焼鈍温度は、焼鈍中の鋼板温度の最高到達温度である。
次に、箱焼鈍炉での製造方法について説明する。
焼鈍温度：５００℃以上７００℃以下
箱焼鈍炉では、Ｔｉを含む炭化物の粗大化をさせない範囲で、再結晶を促進させ、加工フェライトを消失させる必要がある。焼鈍温度が５００℃未満では十分に再結晶が促進せず、加工フェライトの面積率が２０％を上回り、加工性が不十分となる。一方、７００℃を上回る焼鈍温度では、拡散が速くなる影響に加え、フェライト→オーステナイト変態の影響によりＴｉを含む炭化物の粗大化の悪影響が顕在化する。したがって、焼鈍温度は５００℃以上７００℃以下とする。好ましい焼鈍温度の範囲は５８０℃以上６６０℃以下である。
箱焼鈍炉では、Ｔｉを含む炭化物の粗大化をさせない範囲で、再結晶を促進させ、加工フェライトを消失させる必要がある。焼鈍温度が５００℃未満では十分に再結晶が促進せず、加工フェライトの面積率が２０％を上回り、加工性が不十分となる。一方、７００℃を上回る焼鈍温度では、拡散が速くなる影響に加え、フェライト→オーステナイト変態の影響によりＴｉを含む炭化物の粗大化の悪影響が顕在化する。したがって、焼鈍温度は５００℃以上７００℃以下とする。好ましい焼鈍温度の範囲は５８０℃以上６６０℃以下である。
本発明の冷延鋼板は、表面にめっき層を具えたとしても材質変動が極めて小さく鋼板強度や加工性を低下させない。そのため、表面にめっき層を具えることができる。めっき層を付与するには、上記焼鈍温度で焼鈍後、めっき処理を行えば良い。めっき層の種類は特に問わず、電気めっき層、無電解めっき層のいずれも適用可能である。また、めっき層の合金成分も特に問わず、溶融亜鉛めっき等の亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき等の合金化亜鉛めっき層などが好適な例として挙げられる。なお、めっき層の合金成分、めっき層の種類などはこれらに限定されず、従前公知のものがいずれも適用可能である。
表１に示す組成を有する肉厚２５０ｍｍの鋼素材（鋼スラブ）を、表２に示すスラブ加熱温度に加熱した後、表２に示す熱延条件で熱延板とし、表２に示す条件の冷間圧延を施し、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）、連続溶融めっきライン（ＣＧＬ）もしくは箱形焼鈍炉（ＢＡＦ）にて冷延鋼板とした。表２および表３には連続焼鈍ラインあるいは箱型焼鈍炉で製造した表面にめっき層を具えない冷延鋼板を“裸材”として表記した。溶融亜鉛めっき相を具えた“ＧＩ材”もしくは合金化溶融亜鉛めっき相を具えた“ＧＡ材”は連続溶融めっきラインにて製造した。連続溶融めっきラインで浸漬するめっき浴（めっき組成：Ｚｎ−０．１３質量％Ａｌ）の温度は４６０℃であり、ＧＡ材はめっき浴に浸漬後、５２０℃で合金化処理を施した。めっき付着量はＧＩ材、ＧＡ材ともに片面当たり４５〜６０ｇ／ｍ２とした。なお、表２に記載の冷却速度は、仕上げ圧延終了温度から巻取温度までの平均冷却速度であり、焼鈍中の昇温速度は５００℃から最高到達温度に至るまでの平均昇温速度であり、焼鈍温度は焼鈍工程での鋼板表面温度の最高温度である。
上記により得られた冷延鋼板から試験片を採取し、組織観察、引張試験を行い、フェライト相の面積率、フェライト相の平均結晶粒径、加工フェライトの面積率、Ｔｉを含む炭化物の平均粒子径、降伏強さ、引張強さ、伸び、限界曲げ半径等を求めた。試験方法は次のとおりとした。
（ｉ）組織観察
フェライト相の面積率は以下の手法により評価した。圧延方向に平行な断面の板厚中心部について、５％ナイタールによる腐食現出組織を走査型光学顕微鏡で１０００倍に拡大して２０視野分撮影した。ここで、フェライト相は粒内にラス状の形態やセメンタイトが観察されない形態を有する組織である。また、ポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライト、アシキュラーフェライトおよびグラニュラーフェライトをフェライトとして面積率や粒径を求めた。フェライト相の面積率は画像解析によりベイナイト相やマルテンサイト相、パーライト等のフェライト相以外を分離し、観察視野に対するフェライト相の面積率によって求めた。このとき、線状の形態として観察される粒界はフェライト相の一部として計上した。また、伸展された形状で粒内に腐食痕が認められる組織を加工フェライトとみなし、観察視野に占めるフェライト相に対する加工フェライトの面積率を求めた。すなわち、加工フェライトの面積率としては、フェライト相全体を母集合とした上で、加工フェライトの面積率を求めた。
フェライト相の面積率は以下の手法により評価した。圧延方向に平行な断面の板厚中心部について、５％ナイタールによる腐食現出組織を走査型光学顕微鏡で１０００倍に拡大して２０視野分撮影した。ここで、フェライト相は粒内にラス状の形態やセメンタイトが観察されない形態を有する組織である。また、ポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライト、アシキュラーフェライトおよびグラニュラーフェライトをフェライトとして面積率や粒径を求めた。フェライト相の面積率は画像解析によりベイナイト相やマルテンサイト相、パーライト等のフェライト相以外を分離し、観察視野に対するフェライト相の面積率によって求めた。このとき、線状の形態として観察される粒界はフェライト相の一部として計上した。また、伸展された形状で粒内に腐食痕が認められる組織を加工フェライトとみなし、観察視野に占めるフェライト相に対する加工フェライトの面積率を求めた。すなわち、加工フェライトの面積率としては、フェライト相全体を母集合とした上で、加工フェライトの面積率を求めた。
フェライト平均結晶粒径は、上記１０００倍で撮影した代表的な写真５枚について、水平線および垂直線をそれぞれ１０本ずつ引きＡＳＴＭ Ｅ １１２−１０に準拠した切断法によって求め、最終的に５枚の平均値を平均結晶粒径とした。
フェライト相の結晶粒内のＴｉを含む炭化物の平均粒子径は、得られた冷延鋼板の板厚中央部から薄膜法によってサンプルを作製し、透過型電子顕微鏡（倍率：１３５０００倍）で観察を行い、１００点以上の析出物粒子径の平均によって求めた。析出物の組成はＴＥＭに付帯するＥＤＸにより分析し、Ｔｉが含まれることを確認した。この析出物粒子径を算出する上で、Ｔｉを含まない粗大なセメンタイトやＣが含まれないＴｉを含む窒化物は含まないものとした。このＴｉを含む窒化物は粒子径が１００ｎｍ以上であり、球形ではなく長方形の形状で観察される。
マトリックス中に含まれる固溶Ｔｉ量の分析は、得られた冷延鋼板を用い、１０％ＡＡ系電解液（１０ｖｏｌ％アセチルアセトン−１ｍａｓｓ％塩化テトラメチルアンモニウム−メタノール）中で、約０．２ｇを電流密度２０ｍＡ／ｃｍ２で定電流電解した後、電解液中に含まれるＴｉ量を分析し、含有するＴｉ量に対する割合をマトリックス中に固溶状態にあるＴｉ量の割合として算出した。
（ｉｉ）引張試験
得られた冷延鋼板から圧延方向に対して垂直方向にＪＩＳ５号引張試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験を５回行い、平均の降伏強さ（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を求めた。引張試験のクロスヘッドスピードは１０ｍｍ／ｍｉｎとした。
得られた冷延鋼板から圧延方向に対して垂直方向にＪＩＳ５号引張試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験を５回行い、平均の降伏強さ（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を求めた。引張試験のクロスヘッドスピードは１０ｍｍ／ｍｉｎとした。
（ｉｉｉ）めっき性調査
コイル長手方向の任意の５カ所から幅方向センター部よりサンプルを採取し、５００ｍｍ×５００ｍｍの範囲での不めっきや合金化不良の有無を目視で調査した。不めっきは斑点状に認められる局部的にめっき層が付与していない不具合であり、最小０．５ｍｍのものまで観察できた。合金化不良部分は適切に合金化された部分よりも明るい銀白色を呈しており、合金化不良は、このような部分に対してＩＣＰ発光分光分析により求めためっき相中に含まれるＦｅの含有量（Ｆｅ％（質量％））が８％未満である不具合であり、合金化処理を施したＧＡ材のみ評価した。不めっきが１０点／ｍ２以上認められた場合、もしくは合金化不良が認められた場合には評価を“×”とし、そうでない場合を“○”とした。
コイル長手方向の任意の５カ所から幅方向センター部よりサンプルを採取し、５００ｍｍ×５００ｍｍの範囲での不めっきや合金化不良の有無を目視で調査した。不めっきは斑点状に認められる局部的にめっき層が付与していない不具合であり、最小０．５ｍｍのものまで観察できた。合金化不良部分は適切に合金化された部分よりも明るい銀白色を呈しており、合金化不良は、このような部分に対してＩＣＰ発光分光分析により求めためっき相中に含まれるＦｅの含有量（Ｆｅ％（質量％））が８％未満である不具合であり、合金化処理を施したＧＡ材のみ評価した。不めっきが１０点／ｍ２以上認められた場合、もしくは合金化不良が認められた場合には評価を“×”とし、そうでない場合を“○”とした。
（ｉＶ）化成処理性調査
裸材を対象に化成処理性についても調査した。表面調整液には日本ペイント（株）製サーフファイン５Ｎ−１０、化成処理液には日本ペイント（株）製サーフダインＳＤ２５００を用い、液温４３℃で化成処理を施した。化成処理性の評価は化成処理後の鋼板表面を４００倍で１０視野観察し、化成結晶の空隙部の面積が撮影視野面積に対し１０％以上ある場合には“×”と評し、そうではない場合には“○”とした。
裸材を対象に化成処理性についても調査した。表面調整液には日本ペイント（株）製サーフファイン５Ｎ−１０、化成処理液には日本ペイント（株）製サーフダインＳＤ２５００を用い、液温４３℃で化成処理を施した。化成処理性の評価は化成処理後の鋼板表面を４００倍で１０視野観察し、化成結晶の空隙部の面積が撮影視野面積に対し１０％以上ある場合には“×”と評し、そうではない場合には“○”とした。
（Ｖ）曲げ試験（曲げ性評価）
得られた冷延鋼板のコイル長手方向および幅方向に対し中央部から、試験に供する短冊状の試験片（１００ｍｍＷ（幅）×３５ｍｍＬ（長さ））をせん断加工によって３枚採取した。このとき、試験片端面は、せん断加工ままで曲げ試験を実施したが、せん断面と破断面が４つの辺を持つ短冊状の試験片端面の全てで同一の方向となるよう、試験片端面は同じ方向からせん断加工を施した。ＪＩＳ Ｚ ２２４８に準拠したＶブロック法による曲げ試験を３回行い、試験後サンプルの湾曲部外側を肉眼もしくは１０倍の拡大鏡で観察し、裂けや疵等の欠点がないものを合格とした。押金具の内側半径（Ｒ）に対し、合格となった最小のＲと板厚（t）との商を下式に示す限界曲げ半径とした。なお、Ｒ、ｔともに、単位はｍｍである。
（限界曲げ半径）＝（合格となった押金具の最小内側半径）／（鋼板板厚）
限界曲げ半径は小さい値であるほど良い結果であることを示す。限界曲げ半径が２．０以下の場合に曲げ性が良好であると評価した。なお、曲げ性は押金具の内側半径と、鋼板板厚に左右される。そのため、限界曲げ半径は鋼板板厚の影響を除した指標で評価した。
得られた冷延鋼板のコイル長手方向および幅方向に対し中央部から、試験に供する短冊状の試験片（１００ｍｍＷ（幅）×３５ｍｍＬ（長さ））をせん断加工によって３枚採取した。このとき、試験片端面は、せん断加工ままで曲げ試験を実施したが、せん断面と破断面が４つの辺を持つ短冊状の試験片端面の全てで同一の方向となるよう、試験片端面は同じ方向からせん断加工を施した。ＪＩＳ Ｚ ２２４８に準拠したＶブロック法による曲げ試験を３回行い、試験後サンプルの湾曲部外側を肉眼もしくは１０倍の拡大鏡で観察し、裂けや疵等の欠点がないものを合格とした。押金具の内側半径（Ｒ）に対し、合格となった最小のＲと板厚（t）との商を下式に示す限界曲げ半径とした。なお、Ｒ、ｔともに、単位はｍｍである。
（限界曲げ半径）＝（合格となった押金具の最小内側半径）／（鋼板板厚）
限界曲げ半径は小さい値であるほど良い結果であることを示す。限界曲げ半径が２．０以下の場合に曲げ性が良好であると評価した。なお、曲げ性は押金具の内側半径と、鋼板板厚に左右される。そのため、限界曲げ半径は鋼板板厚の影響を除した指標で評価した。
以上により得られた結果を表３に示す。なお、得られた結果について、降伏強さ(ＹＳ)が４５０ＭＰａ以上、化成処理性もしくはめっき性が良好であり、限界曲げ半径が２．０以下であれば”○”、それ以外は”×”として評価し、その結果も表３に示している。本発明例はいずれも、降伏強さＹＳ：４５０ＭＰａ以上であり且つめっき性ならびに化成処理性、曲げ性にも優れることから、強度と表面性状を兼備した冷延鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、所望の強度（降伏強さ：４５０ＭＰａ以上）の高強度が確保できていないか、良好な表面性状が得られていない。
Claims (17)
- 質量％で、
Ｃ：０．０４％以上０．１５％以下、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．０％以下、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０８％以下、
Ｎ：０．００８０％以下、
Ｔｉ：０．０２％以上０．１５％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるとともに、Ｓｉ含有量とＭｎ含有量が、Ｓｉ含有量：０．１％以上かつＭｎ含有量：０．１％以上の場合下記式（１）を満足し、Ｓｉ含有量およびＭｎ含有量のいずれかが０．１％未満の場合下記式（２）を満足する組成と、フェライト相の面積率が９０％以上、前記フェライト相に対する加工フェライトの面積率が２０％以下、前記フェライト相の結晶粒内のＴｉを含む炭化物の平均粒子径が１０ｎｍ以下である組織を有し、降伏強さが４５０ＭＰａ以上であることを特徴とする、表面性状に優れた高強度冷延鋼板；
｜１．９６×Ｓｉ−Ｍｎ｜≦０．５・・・（１）
３．２５×Ｓｉ＋Ｍｎ≦１．１・・・（２）
ここで、Ｓｉ、Ｍｎは、それぞれ各元素の含有量（質量％）を表す。 - 前記組成に加えてさらに、質量％でＶ：０．０１％以上０．２％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下の１種または２種を含有することを特徴とする、請求項１に記載の表面性状に優れた高強度冷延鋼板。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１％以上０．２％以下含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の表面性状に優れた高強度冷延鋼板。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１％以上０．５％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．５％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．１％以下、Ｗ：０．０１％以上０．１％以下、Ｈｆ：０．０１％以上０．１％以下、Ｚｒ：０．０１％以上０．１％以下、Ｃｏ：０．０００１％以上０．１％以下の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ないし３のいずれか１項に記載の表面性状に優れた高強度冷延鋼板。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｏ（酸素）、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｐｏ、Ａｓ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｐｂ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｔｌ、Ｚｎ、Ｃｄ、Ｈｇ、Ａｇ、Ａｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｒｕ、Ｏｓ、Ｔｃ、Ｒｅ、Ｔａ、Ｂｅ、Ｓｒ、Ｂ、Ｓｂ、Ｃｕ、Ｓｎのいずれか１種以上を合計で０．１％以下含有することを特徴とする、請求項１ないし４のいずれか１項に記載の表面性状に優れた高強度冷延鋼板。
- 鋼板表面にめっき層を有することを特徴とする、請求項１ないし５のいずれか１項に記載の表面性状に優れた高強度冷延鋼板。
- 前記めっき層が亜鉛めっき層であることを特徴とする、請求項６に記載の表面性状に優れた高強度冷延鋼板。
- 前記めっき層が合金化亜鉛めっき層であることを特徴とする、請求項６に記載の表面性状に優れた高強度冷延鋼板。
- 鋼素材に、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却して巻き取り、冷間圧延し、焼鈍することで冷延鋼板とするにあたり、
前記鋼素材を、質量％で、Ｃ：０．０４％以上０．１５％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００８０％以下、Ｔｉ：０．０２％以上０．１５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるとともに、Ｓｉ含有量とＭｎ含有量が、Ｓｉ含有量：０．１％以上かつＭｎ含有量：０．１％以上の場合下記式（１）を満足し、Ｓｉ含有量およびＭｎ含有量のいずれかが０．１％未満の場合下記式（２）を満足する組成とし、前記粗圧延に供する鋼素材の温度を１１００℃以上１３５０℃以下とし、前記仕上げ圧延の仕上げ圧延温度を８２０℃以上とし、前記冷却を仕上げ圧延終了後２秒以内に開始し、前記冷却の平均冷却速度を２０℃／ｓ以上とし、前記巻き取りの巻取り温度を３００℃以上７００℃以下とし、前記冷間圧延の冷間圧延率を１５％以上８５％以下とし、前記焼鈍を、連続焼鈍ラインもしくは連続めっきラインでの焼鈍とするとともに、前記焼鈍の５００℃から最高到達温度までの平均昇温速度を５℃／ｓ以下、焼鈍温度を７３０℃以上９００℃以下とすることを特徴とする、表面性状に優れた高強度冷延鋼板の製造方法；
｜１．９６×Ｓｉ−Ｍｎ｜≦０．５・・・（１）
３．２５×Ｓｉ＋Ｍｎ≦１．１・・・（２）
ここで、Ｓｉ、Ｍｎは、それぞれ各元素の含有量（質量％）を表す。 - 鋼素材に、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却して巻き取り、冷間圧延し、焼鈍することで冷延鋼板とするにあたり、
前記鋼素材を、質量％で、Ｃ：０．０４％以上０．１５％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００８０％以下、Ｔｉ：０．０２％以上０．１５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるとともに、Ｓｉ含有量とＭｎ含有量が、Ｓｉ含有量：０．１％以上かつＭｎ含有量：０．１％以上の場合下記式（１）を満足し、Ｓｉ含有量およびＭｎ含有量のいずれかが０．１％未満の場合下記式（２）を満足する組成とし、前記粗圧延に供する鋼素材の温度を１１００℃以上１３５０℃以下とし、前記仕上げ圧延の仕上げ圧延温度を８２０℃以上とし、前記冷却を仕上げ圧延終了後２秒以内に開始し、前記冷却の平均冷却速度を２０℃／ｓ以上とし、前記巻き取りの巻取り温度を３００℃以上７００℃以下とし、前記冷間圧延の冷間圧延率を１５％以上８５％以下とし、前記焼鈍を、箱焼鈍炉での焼鈍とするとともに、前記焼鈍の焼鈍温度を５００℃以上７００℃以下とすることを特徴とする、表面性状に優れた高強度冷延鋼板の製造方法；
｜１．９６×Ｓｉ−Ｍｎ｜≦０．５・・・（１）
３．２５×Ｓｉ＋Ｍｎ≦１．１・・・（２）
ここで、Ｓｉ、Ｍｎは、それぞれ各元素の含有量（質量％）を表す。 - 前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、質量％でＶ：０．０１％以上０．２％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下の１種または２種を含有することを特徴とする、請求項９または１０に記載の表面性状に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
- 前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１％以上０．２％以下含有することを特徴とする、請求項９ないし１１のいずれか１項に記載の表面性状に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
- 前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１％以上０．５％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．５％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．１％以下、Ｗ：０．０１％以上０．１％以下、Ｈｆ：０．０１％以上０．１％以下、Ｚｒ：０．０１％以上０．１％以下、Ｃｏ：０．０００１％以上０．１％以下の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９ないし１２のいずれか１項に記載の表面性状に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
- 前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｏ（酸素）、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｐｏ、Ａｓ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｐｂ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｔｌ、Ｚｎ、Ｃｄ、Ｈｇ、Ａｇ、Ａｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｒｕ、Ｏｓ、Ｔｃ、Ｒｅ、Ｔａ、Ｂｅ、Ｓｒ、Ｂ、Ｓｂ、Ｃｕ、Ｓｎのいずれか１種または２種以上を合計で０．１％以下含有することを特徴とする、請求項９ないし１３のいずれか１項に記載の表面性状に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
- 前記焼鈍の後、めっき処理を施すことを特徴とする、請求項９ないし１４のいずれか１項に記載の表面性状に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
- 前記めっき処理が、亜鉛めっき処理であることを特徴とする、請求項１５に記載の表面性状に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
- 前記めっき処理が、合金化亜鉛めっき処理であることを特徴とする、請求項１５に記載の表面性状に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
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