JP5157375B2 - 剛性、深絞り性及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、自動車用鋼板等の用途に好適な、剛性、深絞り性及び穴拡げ性に優れる高強度冷延鋼板及びその製造方法に関するものである。

炭酸ガスの排出量を抑制するため、自動車の燃費の向上を目的とする自動車車体の軽量化が進められている。そのため、自動車の部材には、板厚の低減が可能な高強度鋼板の適用が増えつつある。また、搭乗者の安全性確保のためにも、高強度鋼板が自動車車体に多く使用されるようになってきている。しかし、更に板厚を低減するには剛性が問題になるため、鋼板のヤング率を高めることが必要になる。

一方、自動車車体用部品の多くはプレス加工により成形されるために、使用される高強度鋼板には優れた成形性が求められる。なお、自動車車体用部品をプレス加工する際には、深絞り加工に加えて、伸びフランジ加工が施されることも多い。以上のことから、自動車車体に用いられる高強度鋼板には、剛性、深絞り性及び穴拡げ性の全ての特性をバランス良く向上させることが求められている。

このような問題に対し、集合組織を制御して、ヤング率を高め、剛性を向上させた高強度鋼板が提案されている（例えば、特許文献１）。しかし、これは、深絞り性や、穴拡げ性に対して考慮されたものではない。一方、深絞り性及び穴拡げ性に優れた高強度鋼板として、フェライト相と硬質第２相からなる複合組織を有する鋼板が提案されている（例えば、特許文献２）。これは、硬質第２相を軟質化することにより、フェライト相の硬さと硬質第２相の硬さの差を制限したものであるが、ヤング率の向上を考慮したものではない。

また、ミクロ組織がフェライト相とマルテンサイト相からなる、剛性と深絞り性を向上させた鋼板が提案されている（例えば、特許文献３）。しかし、この複相組織鋼板は、軟質なフェライト相と硬質なマルテンサイト相との硬度差に起因するミクロボイドが発生するため、穴拡げ性が劣ると考えられる。これに対して、フェライト相を細粒化することによって硬質第２相を微細に分散し、ミクロボイドの発生を抑制した高強度鋼板が提案されている（例えば、特許文献４）。しかし、これは剛性の向上を図ったものではない。

更に、フェライトを均質な未再結晶フェライトとして強化した、未再結晶複合組織からなる高強度の冷延鋼板が提案されている（例えば、特許文献５）。しかし、これは、強度が高いものの、降伏比が高く、また伸びも低いため、成形性が不十分である。

また、発明者らの一部は、特許文献６において、集合組織を制御してランクフォード値（r値という。）を高め、深絞り性を向上させた高強度鋼板を提案している。この方法によれば、ヤング率の向上も期待できるが、穴拡げ性を考慮したものではない。更に、発明者らは、特許文献７において、未再結晶フェライトを活用して穴拡げ性を向上させた、局部延性に優れた高ヤング率高強度鋼板を提案している。しかし、これは深絞り性の向上を考慮したものではない。

特開２００７−９２１２９号公報 特開２００５−２６４３２３号公報 特開２００５−１２０４７２号公報 特開２００７−１０７０９９号公報 特開昭５３−５０１８号公報 特開２００６−１９３８１９号公報 特願２００６−２６２８７３号

本発明は、従来、剛性、深絞り性及び穴拡げ性の全てを向上させた高強度冷延鋼板が提案されていないという実状に鑑み、剛性、深絞り性及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板を提供するものであり、更には、このような優れた特性を有する冷延鋼板を安定的に、生産性を損なうことなく製造する方法を提供するものである。

本発明は、鋼板の幅方向のヤング率の向上に有効な｛１１２｝＜１１０＞及びｒ値の向上に有効な｛３３２｝＜１１３＞を発達させた集合組織を有する未再結晶フェライトの活用により、軟質相と硬質第２相との硬度差に起因するミクロボイドの発生を抑制し、剛性、深絞り性及び穴拡げ性を向上させた高強度冷延鋼板である。また、本発明は、Ｔｉ、Ｎｂの一方又は双方、Ｂ、更に、Ｍｏ、Ｗの一方又は双方を複合添加し、熱延条件を制御することにより熱延鋼板の｛１１２｝＜１１０＞及び｛３３２｝＜１１３＞を発達させ、更に、冷延後の焼鈍条件を最適化することにより再結晶挙動を制御し、熱延鋼板に発達した集合組織を維持した未再結晶フェライトを冷延鋼板に生成させることができるという知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下の通りである。

（１） 質量％で、Ｃ：０．０１０〜０．３００％、Ｍｎ：０．５０〜３．５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００７０％を含有し、Ｓｉ：１．００％以下、Ｐ：０．１５０％以下、Ｓ：０．０１５０％以下、Ａｌ：０．２００％以下、Ｎ：０．０１００％以下に制限し、更に、Ｔｉ、Ｎｂの一方又は双方を合計で０．０１０〜０．１３０％、Ｍｏ、Ｗの一方又は双方を合計で０．０５〜１．５０％含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、板厚１／２層における｛３３２｝＜１１３＞の極密度が４．５以上であり、｛１１２｝＜１１０＞の極密度が５．０以上であり、金属組織がフェライトと硬質第２相からなり、前記フェライトが再結晶フェライト、変態フェライトの一方又は双方と未再結晶フェライトからなり、前記未再結晶フェライトの面積率が３０〜９０％であり、前記再結晶フェライト、前記変態フェライトの一方又は双方の面積率が６〜６９％であり、前記硬質第２相の面積率が１〜３０％であることを特徴とする剛性、深絞り性及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板。
（２） 質量％で、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉの１種又は２種以上を合計で０．０１〜４．００％含有することを特徴とする上記（１）に記載の剛性、深絞り性及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板。
（３） 上記（１）又は（２）の何れかに記載の冷延鋼板の表面に溶融Ｚｎめっきを設けたことを特徴とする剛性、深絞り性及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板。
（４） 上記（１）又は（２）の何れかに記載の冷延鋼板の表面に合金化溶融Ｚｎめっきを設けたことを特徴とする剛性、深絞り性及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板。

（５） 上記（１）又は（２）の何れか１項に記載の化学成分を有する鋼片を熱間圧延するにあたり、仕上温度をＡｒ₃変態温度以上として、９００℃以下における圧下率の合計が５０％以上となるように熱間圧延を行い、７００℃以下で巻取り、酸洗後、１０〜７０％の圧下率で冷間圧延を施した後、鋼板を、（Ａｃ₁［℃］−１００℃）からＡｃ₁［℃］までの昇温速度を５℃／ｓ以上としてＡｃ₁［℃］〜Ａｃ₃［℃］の温度範囲内に昇温し、前記鋼板の温度が該温度範囲内である滞留時間を１０〜３００ｓとして焼鈍することにより、板厚１／２層における｛３３２｝＜１１３＞の極密度が４．５以上であり、｛１１２｝＜１１０＞の極密度が５．０以上であり、金属組織がフェライトと硬質第２相からなり、前記フェライトが再結晶フェライト、変態フェライトの一方又は双方と未再結晶フェライトからなり、前記未再結晶フェライトの面積率が３０〜９０％であり、前記再結晶フェライト、前記変態フェライトの一方又は双方の面積率が９〜６９％であり、前記硬質第２相の面積率が１〜３０％である鋼板とすることを特徴とする剛性、深絞り性及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
ここで、Ａｃ₁［℃］及びＡｃ₃［℃］は質量％で表されるＣ、Ｍｎ、Ｓｉの含有量（％Ｃ）、（％Ｍｎ）、（％Ｓｉ）によって下記（式１）及び（式２）から求めたＡｃ₁変態温度及びＡｃ₃変態温度である。
Ａｃ₁＝７６１．３＋２１２（％Ｃ）−４５．８（％Ｍｎ）＋１６．７（％Ｓｉ）
・・・（式１）
Ａｃ₃＝９１５−３２５．９（％Ｃ）−３５．９（％Ｍｎ）＋３１．４（％Ｓｉ）
・・・（式２）

本発明により、未再結晶フェライトを積極的に活用した、剛性、深絞り性及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板の提供が可能になり、また、このような優れた特性を有する鋼板を、安定的に生産性を損うことなく製造できる方法の提供が可能になり、産業上の貢献が極めて顕著である。

従来、冷延鋼板の金属組織のフェライトの一部を未再結晶フェライトとして残留させるという発想は皆無であった。これは、再結晶が不完全であると冷延鋼板の材質が不均一になると考えられていたためである。

一方、模式的に図１に示した本発明のように、未再結晶フェライトを積極的に残留させると、軟質のフェライト、即ち、再結晶フェライト及び変態フェライトと硬質第２相の間に、中間の強度を有する未再結晶フェライトを存在させることができる。

未再結晶フェライトは、冷間圧延によって圧延方向に延伸されたフェライトの結晶粒が再結晶せず、粒内の転位が回復したものである。そのため、図２に模式的に示したように、未再結晶フェライトの粒内には転位の回復によって形成されたサブグレインを有することが多い。また、未再結晶フェライトの粒内では、冷間圧延による塑性変形のため結晶方位が連続的に変化している。一方、再結晶フェライト及び変態フェライトは、再結晶又は変態によって、粒内の結晶方位はほぼ均一となり、隣接する結晶粒同士の結晶方位は大きく異なっている。

また、未再結晶フェライトは、再結晶フェライト及び変態フェライトと異なり、焼鈍前の集合組織を保持している。そのため、冷間圧延及び焼鈍後に未再結晶フェライトを確保すれば、熱間圧延によって形成された集合組織の破壊を効果的に抑制することができる。したがって、成分組成及び熱間圧延条件の最適化により、熱延鋼板にヤング率及びｒ値を高める集合組織を発達させ、冷間圧延及び焼鈍後に未再結晶フェライトを確保すれば、剛性と深絞り性を両立させた冷延鋼板を得ることができる。

更に、未再結晶フェライトは、軟質のフェライトと硬質第２相との中間の強度を有するため、変形時にフェライトと硬質第２相の界面への歪みの集中が緩和される。したがって、未再結晶フェライトが存在すると、軟質のフェライトと硬質第２相との界面に生じるボイドの発生が抑制される。また、未再結晶フェライトを積極的に残留させ、変態フェライトの生成を抑制すると、ボイドの起点となるセメンタイトの生成も抑制される。これにより、局部延性が顕著に向上し、穴拡げ性が改善され、厳しい伸びフランジ加工やバーリング加工が可能になる。

以上のことから、熱延鋼板にヤング率及びｒ値を高める集合組織を発達させ、未再結晶フェライトを積極的に活用すると、剛性及び深絞り性の向上に加えて、穴拡げ性の改善も可能になる。即ち、本発明は、未再結晶フェライトの活用によって、ｒ値の向上に有効な｛３３２｝＜１１３＞及び鋼板の幅方向のヤング率の向上に有効な｛１１２｝＜１１０＞を発達させた集合組織とし、剛性と深絞り性に加えて、穴拡げ性も向上させた冷延鋼板である。

｛３３２｝＜１１３＞及び｛１１２｝＜１１０＞が発達した熱延鋼板を得るには、オーステナイト相の再結晶を抑制して熱間圧延し、冷却してフェライト変態させることが重要である。その後、｛３３２｝＜１１３＞及び｛１１２｝＜１１０＞の破壊を抑制するため、冷間圧延の圧下率を制御し、更に、再結晶を抑制し得る条件で焼鈍を行うことによって、本発明の冷延鋼板を得ることができる。

即ち、本発明の冷延鋼板を得るには、熱間圧延時のオーステナイト相の再結晶及び冷間圧延後の焼鈍時のフェライト相の再結晶を抑制することが重要になる。再結晶を抑制する元素として、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｂが挙げられる。Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗは、鋼中への固溶や微細な析出物（炭窒化物）の生成によって再結晶を抑制する元素であり、Ｂは、粒界に偏析して再結晶を抑制する元素である。

更に、ＴｉとＮｂは、主に炭窒化物の生成によって、ＭｏとＷは、主に鋼中に固溶して再結晶を抑制する元素である。そのため、Ｔｉ、Ｎｂの一方又は双方と、Ｍｏ、Ｗの一方又は双方と、Ｂとを複合添加することにより、メカニズムの異なる再結晶の抑制効果が組み合わされるため、これらの相乗効果によって再結晶が著しく抑制される。

これにより、熱延工程においてはオーステナイト相の再結晶が抑制されて｛３３２｝＜１１３＞及び｛１１２｝＜１１０＞方位が発達し、焼鈍工程においてはフェライト相の再結晶が抑制されて未再結晶フェライトを確保することができる。

このように、本発明は、未再結晶フェライトの確保によって、ミクロボイド発生と熱延鋼板の集合組織の破壊を抑制し、穴拡げ性及び剛性を同時に向上させた冷延鋼板である。穴拡げ性及び剛性の向上という効果を得るためには、面積率で３０％以上の未再結晶フェライトを確保することが必要である。一方、未再結晶フェライトの面積率が９０％を超えると、著しく延性が低下するため、上限を９０％とすることが必要である。

また、本発明者らは、未再結晶フェライトを残留させる方法について検討を行い、
（ｘ）フェライトの再結晶温度が、フェライトからオーステナイトへの変態（α−γ変態という。）が開始する温度であるＡｃ₁変態温度（以下、Ａｃ₁ともいう。）よりも低い場合には、再結晶温度からＡｃ₁までの昇温速度を速くすること、
（ｙ）フェライトの再結晶温度が、Ａｃ₁よりも高い場合には、昇温速度に依らず、再結晶が進行しないこと、
（ｚ）焼鈍温度の上限が高すぎる場合、Ａｃ₁以上での滞留時間が長すぎる場合には、α−γ変態が進行して未再結晶フェライトが残留しないこと、
を見出した。

したがって、焼鈍の条件は本発明において極めて重要であり、未再結晶フェライトを確保するためには、特にＡｃ₁以下での昇温速度、最高到達温度及びＡｃ₁以上での保持時間を制限することが必要である。ただし、本発明のように、再結晶を抑制するために、Ｔｉ、Ｎｂの一方又は双方と、Ｍｏ、Ｗの一方又は双方と、Ｂとを複合添加すると、昇温速度が若干遅くなっても、十分に再結晶が抑制される。

焼鈍における（Ａｃ₁［℃］−１００℃）からＡｃ₁［℃］までの昇温速度は５℃／ｓ以上とする。昇温速度を５℃／ｓ以上とする温度の下限を（Ａｃ₁［℃］−１００℃）以上としたのは、本発明の鋼の再結晶温度が成分の含有量によって上昇しており、低くとも（Ａｃ₁［℃］−１００℃）以上になるためである。また、昇温速度を５℃／ｓ以上とする温度の上限をＡｃ₁［℃］としたのは、Ａｃ₁［℃］以上の温度ではα−γ変態を生じて、再結晶が抑制され、昇温速度を高める必要がないためである。

一方、昇温速度が５℃／ｓ未満の場合、再結晶が十分に進行するので、未再結晶フェライトの面積率が著しく減少する。なお、再結晶フェライトの粗大化を抑制するには、昇温速度を好ましくは１０℃／ｓ以上、更に好ましくは２０℃／ｓ以上とする。

更に、焼鈍における最高到達温度の下限はＡｃ₁［℃］以上とし、上限は、Ａｃ₃［℃］とする。ここで、Ａｃ₃とは、α−γ変態が完了してオーステナイト単相となる温度、即ち、Ａｃ₃変態温度である。最高到達温度がＡｃ₁未満の場合、フェライトからオーステナイトに変態しないため、硬質第２相の量が不十分であり、強度−延性バランスを損なう。また、本発明者は、最高到達温度をＡｃ₁＋５０℃以上にすれば、オーステナイト変態による再結晶の抑制が更に顕著になるという知見を得た。したがって、確実に未再結晶フェライトを確保し、特性を向上させるためには、最高到達温度をＡｃ₁＋５０℃以上とすることが好ましい。一方、最高到達温度がＡｃ₃［℃］超になると、オーステナイト変態が完了してしまうため、未再結晶フェライトの確保が困難になる。

また、鋼板の温度がＡｃ₁［℃］以上である温度範囲での滞留時間は１０〜３００ｓとする。これは、以下の理由による。即ち、鋼板の温度がＡｃ₁［℃］以上になる時間が１０ｓ未満であると、α−γ変態が十分に進行しないため、硬質第２相を確保できず、強度−延性バランスを損なう。一方、Ａｃ₁［℃］以上での滞留時間が３００ｓを超えると、オーステナイト変態が進行しすぎるため、未再結晶フェライトの確保が困難になる。

なお、Ａｃ₁［℃］及びＡｃ₃［℃］は、それぞれＡｃ₁変態点及びＡｃ₃変態点であり、質量％で表されるＣ、Ｍｎ、Ｓｉの含有量である（％Ｃ）、（％Ｍｎ）、（％Ｓｉ）により、下記（式１）及び（式２）から求めた温度である。

Ａｃ₁＝７６１．３＋２１２（％Ｃ）−４５．８（％Ｍｎ）＋１６．７（％Ｓｉ）
・・・（式１）
Ａｃ₃＝９１５−３２５．９（％Ｃ）−３５．９（％Ｍｎ）＋３１．４（％Ｓｉ）
・・・（式２）

次に、本発明における鋼成分の限定理由について説明する。なお、元素の含有量における％は質量％を意味する。

Ｃは、硬質第２相の生成を促進し、強度の増加に寄与する元素であり、狙いとする強度レベルに応じて適量を添加する。Ｃ量は、０．０１０％未満であると、高強度を得るのが困難となるため、下限を０．０１０％とする。一方、Ｃ量が０．３００％を超えると、成形性や溶接性の劣化を招くため、０．３００％を上限とする。

Ｓｉは脱酸元素であり、Ｓｉ量の下限は規定しないが、０．０１％未満とするには製造コストが高くなるため、下限を０．０１％とすることが好ましい。また、Ｓｉは、固溶強化元素として強度を増加させる働きがある上、硬質第２相を得るためにも有効である。しかし、Ｓｉ量が１．００％を超えるとＡｃ₁が高くなり過ぎ、焼鈍温度を高くする必要が生じ、変態が促進されて未再結晶フェライトの確保が困難になるため、上限を１．００％以下とする。また、Ｓｉを０．５０％超添加すると溶融Ｚｎめっきを施す際のめっき密着性の低下や、合金化反応の遅延による生産性の低下という問題が生じることがある。そのため、Ｓｉ量の上限を０．５０％以下とすることが好ましい。

ＭｎはＡｃ₁及びＡｃ₃を低下させる元素であり、本発明において極めて重要である。即ち、Ｍｎ量が少ないと、焼鈍温度を高くする必要が生じ、変態が促進されて未再結晶フェライトの確保が困難になる。したがって、Ｍｎ量の下限を０．５０％とする。また、Ｍｎは、Ｓｉと同様、固溶強化に寄与する元素として強度を増加させる働きがある上、硬質第２相を得るためにも有効である。これらの効果を得るには、Ｍｎ量の下限を１．５０％とすることが好ましい。一方、Ｍｎ量が３．５０％を超えると、成形性や溶接性の劣化を招くため、３．５０％を上限とする。

Ｐは不純物であり、粒界に偏析し、鋼板の靭性の低下や溶接性の劣化を招くため、上限を０．１５０％とする。更に、Ｐを過剰に含有すると、溶融Ｚｎめっき時に合金化反応が極めて遅くなり、生産性が低下するため、Ｐ量の上限を０．０５０％とすることが好ましい。下限は特に限定しないが、Ｐは安価に強度を高める元素であるため、Ｐ量を０．００５％以上とすることが好ましい。

Ｓは不純物であり、その含有量が０．０１５０％を超えると、熱間圧延時に割れが生じるので、上限を０．０１５０％とする。また、Ｓは、加工性を劣化させる元素でもあるため、上限を０．００５０％とすることが好ましい。

Ａｌは脱酸剤であり、下限は規定しないが、変態点を著しく高める元素であるため、上限を０．２００％とする。また、Ａｌは、酸化物や窒化物を生じる元素であり、過剰に含有すると成形性を損なうことがあるため、好ましくは、０．０５０％以下を上限とする。

Ｎは不純物であり、Ｎ量が０．０１００％を超えると、鋼片の割れの発生が顕著になるため、上限を０．０１００％とする。また、過剰なＮの含有は、靭性や延性を劣化させるため、上限を０．００５０％以下とすることが好ましい。なお、Ｎは、硬質第２相を得るためには有効であるため、０．００１０％以上を含有させることが好ましい。

なお、Ａｃ₁が７００℃以上の高温になると、α＋γ二相域での焼鈍の際に、短時間でα−γ変態が進行することがあるため、本発明においてはＡｃ₁が７００℃以下であることが好ましい。

Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ及びＢは、上述のように、熱延工程におけるオーステナイト相の再結晶を抑制し、冷間圧延後の焼鈍工程におけるフェライトの再結晶を抑制するために重要な元素であり、Ｎｂ及びＴｉの一方又は双方と、Ｍｏ及びＷの一方又は双方と、Ｂとを複合添加する。

再結晶を顕著に抑制して、｛３３２｝＜１１３＞の極密度を４．５以上、｛１１２｝＜１１０＞の極密度を５．０以上とするためには、Ｎｂ及びＴｉの一方又は双方の合計量を０．０１０％以上、Ｍｏ及びＷの一方又は双方の合計量を０．０５％以上、Ｂの添加量を０．０００３％以上とすることが必要である。

一方、Ｎｂ及びＴｉの一方又は双方の合計の含有量が０．１３０％を超えると、再結晶が抑制されて強度が上昇し、延性が低下するため、上限を０．１３０％とする。なお、合金コストの観点から、Ｎｂ及びＴｉの一方又は双方の含有量の好ましい上限は０．１００％である。また、Ｍｏ及びＷの一方又は双方の合計量が１．５０％を超えると加工性が劣化するので、上限を１．５０％に限定した。合金コストの観点からは、Ｍｏ及びＷの一方又は双方の合計量を１．００％以下とすることが好ましい。更に、Ｂの添加量が０．００７０％を超えると、効果が飽和し、延性が低下するため、上限を０．００７０％とした。

また、Ｔｉ及びＮｂを複合添加することによって、更に再結晶を抑制する効果が顕著になるため、それぞれの下限を０．００５％以上とすることが好ましい。また、Ｍｏ及びＷも同様に、それぞれの下限を０．０５％以上として複合添加することが好ましい。

更に、焼入れ性を高めるためにＣｒ、Ｃｕ、Ｎｉの１種又は２種以上を添加しても良い。Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉは、焼入れ性の向上による高強度化のため、１種又は２種以上を合計で０．０１％以上添加することが好ましい。一方、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉの１種又は２種以上の合計量が４．００％を超えると、合金コストの増加を招いてしまう。合金コストの観点から、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉの１種又は２種以上の合計量は、１．５０％以下とすることが好ましい。

本発明によって得られる鋼板のミクロ組織は、フェライトと硬質第２相からなり、フェライトは、未再結晶フェライト、再結晶フェライト及び変態フェライトの総称である。なお、光学顕微鏡による組織観察では、再結晶フェライトと変態フェライトとの差異は明確ではなく、両者を区別することは困難である。

硬質第２相は、マルテンサイト、ベイナイト及びパーライトの１種又は２種以上からなり、面積率で３％未満の残留オーステナイトを含むことがある。硬質第２相は、高強度化に寄与するため、面積率の下限を１％以上とする。一方、硬質第２相が過剰に存在すると著しく延性が低下するため、上限を３０％とする。

ミクロ組織は、圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨、ナイタールエッチ、必要に応じてレペラーエッチし、光学顕微鏡で観察すれば良い。光学顕微鏡を用いて撮影されたミクロ組織写真を画像解析することにより、パーライト、ベイナイト又はマルテンサイトの内の何れか１種又は２種以上の面積率の合計量を、フェライト以外の相、即ち硬質第２相の面積率として求めることができる。残留オーステナイトは、光学顕微鏡ではマルテンサイトとの区別が困難であるが、Ｘ線回折法によって体積率の測定を行うことができる。なお、ミクロ組織から求めた面積率は、体積率と同じである。

再結晶フェライトと変態フェライトの一方又は双方の面積率は、９〜６９％とする。これは、再結晶フェライトと変態フェライトの一方又は双方の面積率が、９％未満になると延性が低下し、６９％を超えると強度が低下するためである。

未再結晶フェライトと、それ以外のフェライト、即ち再結晶フェライト及び変態フェライトとは、電子後方散乱解析像（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｂａｃｋ ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ ｐａｔｔｅｒｎ、ＥＢＳＰという。）の結晶方位測定データをＫｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ法（ＫＡＭ法）で解析することにより判別が可能である。

未再結晶フェライトの粒内には、転位は回復しているものの、冷延時の塑性変形によって生じた結晶方位の連続的な変化が存在する。一方、未再結晶フェライトを除くフェライト（再結晶フェライト及び変態フェライト）粒内の結晶方位変化は極めて小さくなる。これは、再結晶及び変態により、隣接する結晶粒の結晶方位は大きく異なるものの、１つの結晶粒内では結晶方位が変化していないためである。

ＫＡＭ法では、隣接したピクセル（測定点）との結晶方位差を定量的に示すことができるので、本発明では隣接測定点との平均結晶方位差が１°以内且つ、平均結晶方位差が２°以上あるピクセル間を粒界と定義した時に、結晶粒径が３μｍ以上である粒を未再結晶フェライト以外のフェライト、即ち再結晶フェライト及び変態フェライトと定義する。

ＥＢＳＰ測定は、焼鈍後の試料の平均結晶粒径の１０分の１の測定間隔で、任意の板断面の板厚方向の１／４厚の位置で１００×１００μｍの範囲において行えば良い。このＥＢＳＰ測定の結果、得られた測定点はピクセルとして出力される。ＥＢＳＰの結晶方位測定に供する試料は、機械研磨等によって鋼板を所定の板厚まで減厚し、次いで電解研磨等によって歪みを除去すると同時に、板厚１／４面が測定面となるように作製する。

未再結晶フェライトを含むフェライトの総面積率は、硬質第２相の面積率の残部であるから、ＥＢＳＰの結晶方位測定に使用した試料をナイタールエッチし、ＥＢＳＰ測定を行った視野の光学顕微鏡写真を同一の倍率で撮影し、得られた組織写真を画像解析して求めれば良い。更に、この組織写真とＥＢＳＰの結晶方位測定の結果を対比させることによって、未再結晶フェライト及び未再結晶フェライト以外のフェライト、即ち、再結晶フェライトと変態フェライトの面積率の合計を求めることもできる。

次に集合組織について説明する。

本発明鋼の板厚１／２層における｛３３２｝＜１１３＞の極密度は４．５以上とする。これによって、ｒ値を高めることが可能となる。この観点から、極密度は６．０以上とすることが好ましく、更に好ましくは８．０以上とする。

本発明鋼の板厚１／２層における｛１１２｝＜１１０＞の極密度は５．０以上であることが必要である。この方位が発達することによって、鋼板の幅方向のヤング率が向上する。この極密度が５．０未満では、高ヤング率を得るのは困難であるため、これを下限とする。好ましくは極密度が６以上、更に好ましくは８以上とする。

なお、極密度とは、Ｘ線ランダム強度比と同義であり、特定の方位への集積を持たない標準試料と供試材のＸ線強度を同条件でＸ線回折法等により測定し、得られた供試材のＸ線強度を標準試料のＸ線強度で除した数値である。

｛３３２｝＜１１３＞及び｛１１２｝＜１１０＞方位の極密度は、Ｘ線回折によって測定される｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図のうち、複数の極点図を用いて級数展開法で計算した３次元集合組織（ＯＤＦ）から求めれば良い。すなわち、｛３３２｝＜１１３＞及び｛１１２｝＜１１０＞方位の極密度を求めるには、図３に例示したＯＤＦのφ２＝４５°断面における（３３２）［−１−１３］及び（１１２）［１−１０］の強度でそれぞれ代表させる。

Ｘ線回折に供する試料は、機械研磨などによって鋼板を所定の板厚まで減厚し、次いで化学研磨や電解研磨などによって歪みを除去すると同時に板厚１／２面が測定面となるように作製する。鋼板の板厚中心層に偏析帯や欠陥などが存在し測定上不都合が生ずる場合には、板厚の３／８〜５／８の範囲で適当な面が測定面となるように上述の方法に従って試料を調整して測定すればよい。更にＸ線回折が困難な場合には、ＥＢＳＰ法やＥＣＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｃｈａｎｎｅｌｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）法により統計的に十分な数の測定を行う。

ここで、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞とは、上述の方法でＸ線用試料を採取した時、板面の法線方向が｛ｈｋｌ｝に平行で、圧延方向が＜ｕｖｗ＞と平行であることを示している。なお結晶の方位は通常、板面に垂直な方位を［ｈｋｌ］又は｛ｈｋｌ｝、圧延方向に平行な方位を（ｕｖｗ）または＜ｕｖｗ＞で表示する。｛ｈｋｌ｝、＜ｕｖｗ＞は等価な面の総称であり、［ｈｋｌ］、（ｕｖｗ）は個々の結晶面を指す。すなわち、本発明においては体心立方構造を対象としているため、例えば（１１１）、(−１１１)、(１−１１)、(１１−１)、（−１−１１）、（−１１−１）、（１−１−１）、（−１−１−１）面は等価であり区別がつかない。このような場合、これらの方位を総称して｛１１１｝と称する。ＯＤＦ表示では他の対称性の低い結晶構造の方位表示にも用いられるため、個々の方位を［ｈｋｌ］（ｕｖｗ）で表示するのが一般的であるが、本発明においては［ｈｋｌ］（ｕｖｗ）と｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞は同義である。

本発明の冷延鋼板を、耐食性が要求される用途に使用する際には、表面に溶融Ｚｎめっきを設けることが好ましい。更に、表面に溶融Ｚｎめっきを設けた冷延鋼板に合金化処理を施し、合金化溶融Ｚｎめっきとしても良い。

次に、製造方法及びその好ましい条件について述べる。

熱間圧延に供する鋼片は常法で製造すれば良く、鋼を溶製し、鋳造すれば良い。生産性の観点からは、連続鋳造が好ましく、薄スラブキャスター等で製造しても良い。また、鋳造後直ちに熱間圧延を行う連続鋳造―直接圧延のようなプロセスでも良い。

熱間圧延の加熱温度は、特に規定せず、通常の条件で良いが、本発明では、仕上温度をＡｒ₃変態温度以上とし、また、９００℃以下での圧下率を確保することが必要であるため、１０００℃以上とすることが好ましい。また、ＭｏとＷを鋼中に固溶させるためには、１０５０℃以上とすることが好ましい。熱間圧延の加熱温度の上限は、加熱炉の損傷などを考慮すると、１３００℃以下とすることが好ましい。

熱間圧延の仕上温度はＡｒ₃変態温度以上とする。仕上温度がＡｒ₃変態温度未満では、フェライト相が圧延されるため、ｒ値及びヤング率の向上にとって好ましくない集合組織が発達してしまう。Ａｒ₃変態温度は、冷却時のフェライト変態の開始温度であり、質量％で表されるＣ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｒの含有量である（％Ｃ）、（％Ｓｉ）、（％Ｐ）、（％Ａｌ）、（％Ｍｎ）、（％Ｍｏ）、（％Ｃｒ）により、下記（式３）によって求めることができる。

Ａｒ₃＝９０１−３２５（％Ｃ）＋３３（％Ｓｉ）＋２８７（％Ｐ）＋４０（％Ａｌ）
−９２｛（％Ｍｎ）＋（％Ｍｏ）＋（％Ｃｒ）｝ ・・・ （式３）
なお、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌ、Ｍｏ、Ｃｒを含有しない場合は、０として計算すれば良い。

また、本発明では、オーステナイト相の再結晶を抑制して熱間圧延を行い、｛３３２｝＜１１３＞及び｛１１２｝＜１１０＞の発達した熱延鋼板を得ることが極めて重要である。そのため、仕上温度までの９００℃以下での圧下率の合計を高めることが必要であり、下限を５０％以上とする。ここで、圧下率の合計とは、９００℃以下の、最終パスまでの各パスの圧下率の合計である。各パスの圧下率は圧延前後の板厚の差を圧延前の板厚で除して求める。例えば、ｎパス目の圧下率Ｒ_nは、
Ｒ_n＝［｛（ｎ−１）パス後の板厚―ｎパス後の板厚｝／（ｎ−１）パス後の板厚］
×１００（％）
である。したがって、９００℃から仕上温度までのパス数がｎである圧延の場合、１パス目からｎパス目までの各圧下率は、それぞれ、Ｒ₁（％）、Ｒ₂（％）Ｒ、・・・、Ｒ_n（％）であり、圧下率の合計は、Ｒ₁＋Ｒ₂＋・・・＋Ｒ_nと定義される。

９００℃以下での圧下率の合計の上限は、鋼片の厚みや仕上圧延後の鋼板の板厚、パススケジュールによって適宜決定すれば良いので特に規定しない。熱間圧延の各パスの圧下率は、通常、５０％以下、また、比較的低温での圧延であるため、好ましくは２０〜４０％であり、パス数は圧延機によっても異なるが、せいぜい、８パス以下である。したがって、９００℃以下での圧下率の合計の上限は、高くとも４００％以下であり、好ましくは３２０％以下、比較的低温での圧延であることを考慮すると、更に好ましくは２００％以下である。

熱延後の巻取温度は、７００℃超になると熱延中に形成された集合組織が弱くなり、ｒ値及びヤング率が低下することから、上限を７００℃以下とする。下限は特に規定しないが、４００℃未満で巻き取ると、熱延鋼板の強度が高くなり過ぎるため、冷延の負荷が高くなることから、巻取温度を４００℃以上とすることが好ましい。

熱間圧延後は、酸洗し、冷間圧延を行う。冷間圧延の圧下率を１０％未満とすると、板厚制御が難しく形状不良の原因となるため、圧下率の下限を１０％以上とする。一方、冷間圧延の圧下率が７０％超になると、熱延鋼板の集合組織が保存し難くなる。また、冷間圧延率が増加すると、再結晶の駆動力が高くなり、再結晶が促進されて未再結晶フェライトが減少することがある。したがって、冷間圧延の圧下率の上限は７０％以下とする。

本発明において、冷間圧延後の焼鈍は極めて重要であり、上述の条件で行うことが必要である。焼鈍は、昇温速度、加熱時間を制御するため、連続焼鈍設備によって行うことが好ましい。また、昇温速度を速くするために、高周波加熱装置、通電加熱装置を併用しても良い。焼鈍において、Ａｃ₁以上での滞留時間は、鋼板の温度がＡｃ₁以上である時間の合計であり、加熱炉の設定温度と炉の長さ、通板速度によって制御することができる。

また、焼鈍後の冷却速度は特に規定しないが、冷却速度が１℃／ｓ未満の場合、十分に硬質第２相が得られなくなることがある。この観点から、冷却速度の下限は１℃／ｓとすることが好ましい。一方、冷却速度を２５０℃／ｓ超とするには、特殊な設備の導入などが必要になるため、２５０℃／ｓを冷却速度の上限とすることが好ましい。焼鈍後の冷却速度は、水等、冷媒の吹付け、送風、ミスト等による強制冷却により、適宜制御すれば良い。

焼鈍後、必要に応じて、過時効処理を施しても良い。過時効処理を行う場合は、２５０〜５００℃の温度範囲で３０ｓ以上保持することが好ましい。これは、２５０〜５００℃の温度域で３０ｓ以上滞留させるとベイナイト変態が進行するためである。これにより、冷却時にオーステナイトが残留していても、ベイナイト変態の進行によって硬質第二相の硬度が低下し、穴拡げ性を向上させることができる。

また、焼鈍後、必要に応じて、溶融Ｚｎめっき又は合金化溶融Ｚｎめっきを施しても良い。溶融Ｚｎめっき浴の温度は特に限定しないが、一般的な温度範囲である４３０〜５００℃、好ましくは４４０〜４８０℃の温度範囲から、適宜選択すれば良い。Ｚｎめっきの組成は特に限定するものではなく、Ｚｎの他、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｎｉ等を必要に応じて添加しても構わない。

合金化処理を行う場合は、４５０〜６００℃の温度範囲で行うことが好ましい。これは、４５０℃未満では合金化が十分に進行せず、また、６００℃超では過度に合金化が進行し、めっき層が脆化して、プレス等の加工によってめっきが剥離する等の問題を誘発することがあるためである。合金化処理の時間は、１０ｓ未満では合金化が十分に進行しないことがあるため、１０ｓ以上とすることが好ましい。また、合金化処理の時間の上限は特に規定しないが、生産効率の観点から１００ｓ以内とすることが好ましい。

なお、めっきは、焼鈍と別工程で行っても良いが、生産性の観点から、焼鈍とめっきを連続して行う、連続焼鈍−溶融Ｚｎめっきラインによって行うことが好ましい。更に、合金化処理を行う場合には、連続して合金化処理炉を連続して設け、焼鈍、めっき及び合金化処理を連続して行うことが好ましい。なお、連続焼鈍−溶融Ｚｎめっきラインによって溶融Ｚｎめっきを施す場合も、未再結晶フェライトを確保するためには、焼鈍を上記の条件で行うことが必要である。

表１に示す組成を有する鋼を真空溶解炉にて溶製し、鋳造した。得られた鋼片を１０５０℃に加熱し、表２に示す条件で熱間圧延した。得られた熱延鋼板を酸洗した後、表２に示す条件で冷間圧延及び焼鈍を行った。ここで、表１の［−］は、選択元素を意図的に添加していないことを意味する。また、表１には、Ａｃ₁［℃］とＡｃ₃［℃］の計算値も示した。

表２において、熱延工程の圧下率は、９００℃以下、仕上圧延までの各パスの圧下率の合計である。また、ＦＴ［℃］は熱間圧延の仕上温度であり、ＣＴ［℃］は巻取温度である。表２の昇温速度は、（Ａｃ₁［℃］−１００℃）からＡｃ₁［℃］までの温度の上昇に要した時間によって計算した。表２の滞留時間は、焼鈍時に、Ａｃ₁［℃］から最高到達温度までの温度域で保持された時間である。

表２に示す冷延鋼板のうち、製造Ｎｏ．３及び６については、焼鈍工程後、溶融Ｚｎめっき浴に浸漬して溶融Ｚｎめっきを施し、製造Ｎｏ．６については溶融Ｚｎめっきした後、５００℃で２０ｓの合金化処理を施した。更に、製造Ｎｏ．９については、焼鈍後、３００℃まで冷却し、過時効処理として、３００℃で４００ｓ保持した後、１０℃／ｓで室温まで冷却した。また、製造Ｎｏ．１５は、１．０％のスキンパス圧延を施した例である。

鋼板の板厚断面のミクロ組織観察は、圧延方向を観察面として試料を採取し、エッチングをレペラー法として、光学顕微鏡で行った、硬質第２相の面積分率は、光学顕微鏡による組織写真を画像解析し、フェライト以外の相の合計として求めた。

また、未再結晶フェライトの面積分率及び未再結晶フェライトを除くフェライトの面積分率は、ＥＢＳＰの結晶方位測定及びその測定結果と光学顕微鏡組織写真を照合し、画像解析によって求めた。即ち、再結晶フェライト、変態フェライトの一方又は双方の面積率は、フェライトのうち、未再結晶フェライトの面積率を除いた残部として求めた。

板厚１／２層における｛３３２｝＜１１３＞の極密度、｛１１２｝＜１１０＞の極密度はＸ線回折により測定した。なお、Ｘ線回折の試料は、機械研磨及び電解研磨よって、板厚１／２面が測定面となるようにして作製した。

更に、鋼板の幅方向（ＴＤ方向という。）を長手方向としてＪＩＳ Ｚ ２２０１の５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行った。更に、平均ｒ値を、ＪＩＳ Ｚ ２２５４に準拠して評価した。穴拡げ試験は日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６記載の試験方法に準拠して行ない、穴拡げ率λを評価した。

また、鋼板の幅方向のヤング率はＪＩＳ Ｚ ２２８０に記載の横共振法を常温で行って測定した。即ち、試料を固定せずに振動を加え、発振機の振動数を徐々に変化させて一次共振振動数を測定して下式よりヤング率を算出した。

Ｅ＝０．９４６×（ｌ／ｈ）³×ｍ／ｗ×ｆ²
ここで、Ｅ：動的ヤング率［Ｎ／ｍ²］、ｌ：試験片の長さ［ｍ］、ｈ：試験片の厚さ［ｍ］、ｍ：試験片の質量［ｋｇ］、ｗ：試験片の幅［ｍ］、ｆ：横共振法の一次共振振動数［ｓ^-1］である。

結果を表３に示す。表３に示した金属組織の残部は、再結晶フェライトと変態フェライトの一方又は双方の合計の面積率である。また、表３のＹＳは降伏強度、ＴＳは引張強度であり、ＹＲは降伏比であり、（ＹＳ／ＴＳ）×１００として求めた。なお、表３のミクロ組織及び集合組織の下線は本発明の範囲外であることを意味し、機械特性の下線は、目標に達していないことを意味する。

表３に示すように、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱延及び冷延し、適切な焼鈍工程を経ることで、過時効処理、Ｚｎめっき、更に合金化処理を施しても、高強度で穴拡げ性が良好であり、ヤング率の高い冷延鋼板を得ることが可能である。

一方、鋼Ｎｏ．ＨはＣ量が少ないため、これを用いた製造Ｎｏ．２２は強度が低下している。また、鋼Ｎｏ．ＩはＳｉ量が多く、鋼Ｎｏ．ＪはＭｎが少ないため、高温で焼鈍を行う必要が生じ、また、鋼Ｎｏ．ＫはＮｂ量とＴｉ量の合計が少ないため、それぞれの鋼を用いた製造Ｎｏ．２３、２４及び２５は、未再結晶フェライトが少なくなり、｛３３２｝＜１１３＞及び｛１１２｝＜１１０＞の極密度が低下し、ヤング率、平均ｒ値、穴拡げ率λが低下している。

鋼Ｎｏ．ＬはＭｏ量とＷ量の合計が少なく、鋼Ｎｏ．ＭはＢを添加していないため、これらを用いた製造Ｎｏ．２６及び２７は、熱延時に好ましい集合組織が発達せず、｛３３２｝＜１１３＞及び｛１１２｝＜１１０＞の極密度が低下し、ヤング率、平均ｒ値が低下している。

更に、製造Ｎｏ．２、５及び８は、熱延工程の条件を本発明の範囲外とした比較例である。製造Ｎｏ．２は圧下率の合計が低く、製造Ｎｏ．５は仕上温度が高く、製造Ｎｏ．８は巻取温度が高い例である。これらは、熱延時に好ましい集合組織が発達せず、｛３３２｝＜１１３＞及び｛１１２｝＜１１０＞の極密度が低下し、ヤング率、平均ｒ値が低下している。なお、製造Ｎｏ．５の熱延工程の圧下率の「−」は、仕上温度が高く、９００℃以下での圧延を行っていないことを意味する。

製造Ｎｏ．１２は冷間圧延の圧下率が高く、再結晶が促進されて未再結晶フェライトが減少し、熱延時に発達した集合組織を維持できず、｛３３２｝＜１１３＞及び｛１１２｝＜１１０＞の極密度が低下し、ヤング率、平均ｒ値、穴拡げ性が低下している。

製造Ｎｏ．１３は焼鈍時の昇温速度が遅く、未再結晶フェライトが減少し、｛３３２｝＜１１３＞及び｛１１２｝＜１１０＞の極密度が低下し、ヤング率、平均ｒ値、穴拡げ率λが低下している。

更に、製造Ｎｏ．１８は焼鈍の最高到達温度が低い例であり、硬質第２相が得られず、強度が低下している。また、製造Ｎｏ．２０は、Ａｃ₁［℃］以上での滞留時間が長いため、硬質第２相が増加し、高強度ではあるものの、穴拡げ性が低下した例である。

本発明の鋼の金属組織の模式図である。 本発明の未再結晶フェライトの模式図である。 φ２＝４５°における３次元集合組織の模式図である。

符号の説明

１ 未再結晶フェライト
２ 硬質第２相
３ 再結晶フェライト又は変態フェライト
４ サブグレイン

Claims (9)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０１０〜０．３００％、
   Ｍｎ：０．５０〜３．５０％、
   Ｂ ：０．０００３〜０．００７０％
   を含有し、
   Ｓｉ：１．００％以下、
   Ｐ ：０．１５０％以下、
   Ｓ ：０．０１５０％以下、
   Ａｌ：０．２００％以下、
   Ｎ ：０．０１００％以下
   に制限し、更に、
   Ｔｉ、Ｎｂの一方又は双方を合計で０．０１０〜０．１３０％、
   Ｍｏ、Ｗの一方又は双方を合計で０．０５〜１．５０％
   含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、板厚１／２層における｛３３２｝＜１１３＞の極密度が４．５以上であり、｛１１２｝＜１１０＞の極密度が５．０以上であり、金属組織がフェライトと硬質第２相からなり、前記フェライトが再結晶フェライト、変態フェライトの一方又は双方と未再結晶フェライトからなり、前記未再結晶フェライトの面積率が３０〜９０％であり、前記再結晶フェライト、前記変態フェライトの一方又は双方の面積率が９〜６９％であり、前記硬質第２相の面積率が１〜３０％であることを特徴とする剛性、深絞り性及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板。
2. 質量％で、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉの１種又は２種以上を合計で０．０１〜４．００％含有することを特徴とする請求項１に記載の剛性、深絞り性及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板。
3. 請求項１又は２の何れかに記載の冷延鋼板の表面に溶融Ｚｎめっきを設けたことを特徴とする剛性、深絞り性及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板。
4. 請求項１又は２の何れかに記載の冷延鋼板の表面に合金化溶融Ｚｎめっきを設けたことを特徴とする剛性、深絞り性及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板。
5. 請求項１又は２の何れかに記載の化学成分を有する鋼片を熱間圧延するにあたり、仕上温度をＡｒ₃変態温度以上として、９００℃以下における圧下率の合計が５０％以上となるように熱間圧延を行い、７００℃以下で巻取り、酸洗後、１０〜７０％の圧下率で冷間圧延を施した後、鋼板を、（Ａｃ₁［℃］−１００℃）からＡｃ₁［℃］までの昇温速度を５℃／ｓ以上としてＡｃ₁［℃］〜Ａｃ₃［℃］の温度範囲内に昇温し、前記鋼板の温度が該温度範囲内である滞留時間を１０〜３００ｓとして焼鈍することにより、板厚１／２層における｛３３２｝＜１１３＞の極密度が４．５以上であり、｛１１２｝＜１１０＞の極密度が５．０以上であり、金属組織がフェライトと硬質第２相からなり、前記フェライトが再結晶フェライト、変態フェライトの一方又は双方と未再結晶フェライトからなり、前記未再結晶フェライトの面積率が３０〜９０％であり、前記再結晶フェライト、前記変態フェライトの一方又は双方の面積率が９〜６９％であり、前記硬質第２相の面積率が１〜３０％である鋼板とすることを特徴とする剛性、深絞り性及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
   ここで、Ａｃ₁［℃］及びＡｃ₃［℃］は質量％で表されるＣ、Ｍｎ、Ｓｉの含有量（％Ｃ）、（％Ｍｎ）、（％Ｓｉ）によって下記（式１）及び（式２）から求めたＡｃ₁変態温度及びＡｃ₃変態温度である。
   Ａｃ₁＝７６１．３＋２１２（％Ｃ）−４５．８（％Ｍｎ）＋１６．７（％Ｓｉ）
   ・・・（式１）
   Ａｃ₃＝９１５−３２５．９（％Ｃ）−３５．９（％Ｍｎ）＋３１．４（％Ｓｉ）
   ・・・（式２）
6. 請求項５記載の焼鈍後、２５０〜５００℃まで冷却し、２５０〜５００℃の温度範囲で３０ｓ以上保持する過時効処理を施すことを特徴とする剛性、深絞り性及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
7. 請求項５記載の焼鈍後、冷却し、次いで溶融Ｚｎめっきを施すことを特徴とする剛性、深絞り性及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
8. 請求項７記載の溶融Ｚｎめっきを施した後に４５０〜６００℃の温度範囲で１０ｓ以上の熱処理を行うことを特徴とする剛性、深絞り性及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
9. 請求項５〜８の何れか１項に記載の方法により製造した冷延鋼板に０．１〜５．０％のスキンパス圧延を施すことを特徴とする剛性、深絞り性及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。

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