JP5397569B2 - 均一伸びと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

均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、自動車部品等が主たる用途の、均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法に関するものである。
本願は、２０１１年４月２１日に日本に出願された特願２０１１−０９５２５４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
自動車からの炭酸ガスの排出量を抑えるために、高強度鋼板を使用して、自動車車体を軽量化することが進められている。また、搭乗者の安全性を確保するためにも、自動車車体には、軟鋼板の他に、高強度鋼板が多く使用されるようになってきている。自動車車体の軽量化を、今後、さらに進めていくためには、従来以上に、高強度鋼板の強度を高めなければならない。
例えば、足回り部品に高強度鋼板を用いるためには、特に、バーリング加工性を改善しなければならない。しかし、一般に、鋼板を高強度化すれば成形性が低下し、絞り成形や張出し成形に重要な均一伸びが低下する。
非特許文献１には、鋼板組織にオーステナイトを残留させ、均一伸びを確保する方法が開示されている。また、非特許文献２には、鋼板の金属組織を複合化して、同一強度で均一伸びを確保する方法が開示されている。
一方、曲げ成形、穴拡げ加工、バーリング加工に必要な局部延性を改善する金属組織の制御も開示されている。非特許文献３には、介在物制御や単一組織化、さらには、組織間の硬度差の低減が、曲げ性や穴広げ加工性の向上に有効であることが開示されている。
これは、組織制御により単一組織にして、穴拡げ性を改善する方法であるが、単一組織にするためには、非特許文献４に開示されているように、オーステナイト単相からの熱処理が基本となる。
非特許文献４には、強度と延性の両立を図るため、冷却制御で変態組織を制御し、フェライトとベイナイトの適切な分率を得ることが開示されている。しかし、いずれも、組織制御に頼る局部変形能の改善であり、所望の特性は、組織の形成如何に大きく影響されてしまう。
一方、熱延鋼板の材質改善手法として、連続熱間圧延における圧下量を増大する技術が開示されている。いわゆる、結晶粒を微細化する技術であり、オーステナイト域の極力低温で大圧下を行い、未再結晶オーステナイトからフェライト変態させて、製品の主相であるフェライトの結晶粒の微細化を図るものである。
非特許文献５には、この細粒化により、高強度化や、強靭化を狙うことが開示されている。しかし、非特許文献５では、本発明が解決しようとする穴拡げ性の改善は配慮されていないし、また、冷延鋼板に適用する手段も開示されていない。
高橋、新日鉄技報（2003）Ｎｏ．378，ｐ．７ O.Matsumura et al、Trans. ISIJ（1987）vol．27，ｐ．570 加藤ら、製鉄研究（1984）ｖｏｌ．312，ｐ．41 K.Sugimoto et al（2000）Vol．40，ｐ．920 中山製鋼所 ＮＦＧ製品紹介
上述のように、高強度鋼板の局部延性能を改善するためには、介在物を含む組織制御を行うことが主な手法である。しかし、組織制御を行うが故、析出物の形態や、フェライやベイナイトの分率を制御する必要があり、ベースとなる金属組織の限定が必須であった。
そこで、本発明では、ベースとなる金属組織の分率や形態を制御するとともに、集合組織を制御することで、高強度鋼板の均一伸びとバーリング加工性を改善し、併せて、鋼板内の異方性についても改善することを課題とする。本発明は、この課題を解決する均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を解決する手法について鋭意研究した。その結果、圧延条件と冷却条件を所要の範囲に制御して、所定の集合組織と鋼板組織を形成すれば、等方加工性に優れる高強度冷延鋼板を製造できることが判明した。
本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
［１］
質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．４％、
Ｓｉ：０．００１〜２．５％、
Ｍｎ：０．００１〜４．０％、
Ｐ：０．００１〜０．１５％、
Ｓ：０．０００５〜０．０３％、
Ａｌ：０．００１〜２．０％、
Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
Ｏ：０．０００５〜０．０１％、
を含有し、Ｓｉ＋Ａｌ：１．０％未満に制限され、残部鉄及び不可避的不純物からなり、
鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞、及び、｛２２３｝＜１１０＞の各結晶方位で表わされる｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値が５．０以下、かつ、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が４．０以下であり、
金属組織が、面積率で、フェライト５〜８０％、ベイナイト５〜８０％、マルテンサイト１％以下を含有し、かつ、マルテンサイト、パーライト、及び、残留オーステナイトの合計が５％以下であり、
圧延方向と直角方向のｒ値（ｒＣ）が０．７０以上、かつ、圧延方向と３０°方向のｒ値（ｒ３０）が１．１０以下である、均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板。
［２］
圧延方向のｒ値（ｒＬ）が０．７０以上、かつ、圧延方向と６０°方向のｒ値（ｒ６０）が１．１０以下である、［１］に記載の均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板。
［３］
前記金属組織において、結晶粒の体積平均直径が７μｍ以下であり、かつ、結晶粒のうち、圧延方向の長さｄＬと板厚方向の長さｄｔの比：ｄＬ／ｄｔの平均値が３．０以下である、［１］に記載の均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板。
［４］
さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．００１〜０．２％、
Ｎｂ：０．００１〜０．２％、
Ｂ：０．０００１〜０．００５％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
Ｒｅｍ：０．０００１〜０．１％、
Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、
Ｍｏ：０．００１〜１．０％、
Ｃｒ：０．００１〜２．０％、
Ｖ：０．００１〜１．０％、
Ｎｉ：０．００１〜２．０％、
Ｃｕ：０．００１〜２．０％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．２％、
Ｗ：０．００１〜１．０％、
Ａｓ：０．０００１〜０．５％、
Ｃｏ：０．０００１〜１．０％、
Ｓｎ：０．０００１〜０．２％、
Ｐｂ：０．００１〜０．１％、
Ｙ：０．００１〜０．１０％、
Ｈｆ：０．００１〜０．１０％
の１種又は２種以上を含有する、［１］に記載の均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板。
［５］
表面に、溶融亜鉛めっきが施された、［１］に記載の均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板。
［６］
前記溶融亜鉛めっき後、４５０〜６００℃で合金化処理された、［１］に記載の均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板。
［７］
質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．４％、
Ｓｉ：０．００１〜２．５％、
Ｍｎ：０．００１〜４．０％、
Ｐ：０．００１〜０．１５％、
Ｓ：０．０００５〜０．０３％、
Ａｌ：０．００１〜２．０％、
Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
Ｏ：０．０００５〜０．０１％、
を含有し、Ｓｉ＋Ａｌ：１．０％未満に制限され、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を、
１０００℃以上１２００℃以下の温度範囲で、圧下率４０％以上の圧延を１回以上行う第１の熱間圧延を行い、
前記第１の熱間圧延で、オーステナイト粒径を２００μｍ以下とし、
下記式（１）で定まる温度Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域で、少なくとも１回は１パスで圧下率３０％以上の圧延を行う第２の熱間圧延を行い、
前記第２の熱間圧延での合計の圧下率を５０％以上とし、
前記第２の熱間圧延において、圧下率が３０％以上の最終圧下を行った後、待ち時間ｔ秒が下記式（２）を満たすように、冷間圧延前１次冷却を開始し、
前記１次冷却における平均冷却速度を５０℃／秒以上とし、かつ、前記１次冷却を温度変化が４０℃以上１４０℃以下の範囲で行い、
圧下率３０％以上、７０％以下の冷間圧延を行い、
７００〜９００℃の温度域まで加熱して、１秒以上、１０００秒以下保持し、
１２℃／秒以下の平均冷却速度で、５８０〜７５０℃の温度域まで冷間圧延後１次冷却を施し、
４〜３００℃／秒の平均冷却速度で、３５０〜５００℃の温度域まで冷間圧延後２次冷却を施し、
３５０℃以上、５００℃以下の温度域において、下記式（４）を満たすｔ２秒以上４００秒以下保持する過時効熱処理を行う、均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
Ｔ１（℃）＝８５０＋１０×（Ｃ＋Ｎ）×Ｍｎ＋３５０×Ｎｂ＋２５０×Ｔｉ＋４０×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋１００×Ｍｏ＋１００×Ｖ ・・・ （１）
ここで、Ｃ、Ｎ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖは、各元素の含有量（質量%）。
ｔ≦２．５×ｔ１ ・・・ （２）
ここで、ｔ１は、下記式（３）で求められる。
ｔ１＝０．００１×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）2−０．１０９×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）＋３．１ ・・・ （３）
ここで、上記式（３）において、Ｔｆは、圧下率が３０％以上の最終圧下後の鋼片の温度、Ｐ１は、３０％以上の最終圧下の圧下率である。
ｌｏｇ（ｔ２）＝０．０００２（Ｔ２−４２５）２＋１．１８ ・・・ （４）
ここで、Ｔ２は過時効処理温度であり、ｔ２の最大値は４００とする。
［８］
前記冷間圧延前１次冷却をした後、前記冷間圧延を行う前に、平均冷却速度１０〜３００℃／秒で、６００℃以下の冷却停止温度まで冷間圧延前２次冷却を行い、６００℃以下で巻き取って熱延鋼板とする、［７］に記載の均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
［９］
Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲における合計の圧下率が３０％以下である、［７］に記載の均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
［１０］
前記待ち時間ｔ秒が、さらに、下記式（２ａ）を満たす、［７］に記載の均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
ｔ＜ｔ１ ・・・ （２ａ）
［１１］
前記待ち時間ｔ秒が、さらに、下記式（２ｂ）を満たす、［７］に記載の均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
ｔ１≦ｔ≦ｔ１×２．５ ・・・ （２ｂ）
［１２］
前記熱間圧延後一次冷却を、圧延スタンド間で開始する、［７］に記載の均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
［１３］
前記冷間圧延後、７００〜９００℃の温度域まで加熱するにあたり、
室温以上、６５０℃以下の平均加熱速度を、下記式（５）で示されるＨＲ１（℃／秒）とし、
６５０℃を超え、７００〜９００℃までの平均加熱速度を、下記式（６）で示されるＨＲ２（℃／秒）とする、［７］に記載の均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
ＨＲ１≧０．３ ・・・ （５）
ＨＲ２≦０．５×ＨＲ１ ・・・ （６）
［１４］
更に、表面に、溶融亜鉛めっきを施す、［７］に記載の均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
［１５］
溶融亜鉛めっきを施した後、更に、４５０〜６００℃で合金化処理を施す、［１４］に記載の均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
本発明によれば、ＮｂやＴｉなどが添加されていても、異方性が大きくなく、均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板を提供することができる。
連続熱間圧延ラインの説明図である。
以下、本発明について詳細に説明する。
まず、本発明の均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板（以下「本発明鋼板」ということがある。）について説明する。
（結晶方位）
鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値は、本発明鋼板において、特に重要な特性値である。鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部においてＸ線回折を行い、各方位の極密度を求めたときの、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値が、５．０以下であれば、直近要求される足回り部品の加工に必要な、板厚／曲げ半径≧１．５を満たすことができる。
上記平均値が５．０を超えると、鋼板の機械的特性の異方性が極めて強くなり、ひいては、ある方向のみの局部変形能は改善されるものの、それと異なる方向での材質が著しく劣化して、板厚／曲げ半径≧１．５を満足できなくなる。
｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値は、４．０以下であることが望ましい。さらに優れた穴拡げ性や、小さな限界曲げ特性を必要とする場合には、上記平均値は３．０以下が望ましい。
一方、現行の一般的な連続熱延工程では実現が難しいが、上記平均値が０．５未満になると、局部変形能の劣化が懸念されるので、上記平均値は０．５以上が好ましい。
｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群に含まれる方位は、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞、及び、｛２２３｝＜１１０＞である。
極密度とは、Ｘ線ランダム強度比と同義である。極密度（Ｘ線ランダム強度比）とは、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。この極密度は、Ｘ線回折やＥＢＳＤ（Electron Back Scattering Diffraction）などの装置を用いて測定する。また、ＥＢＳＰ（電子後方散乱パターン：Electron Back Scattering Ｐａｔｔｅｒｎ)法、またはＥＣＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ
Ｃｈａｎｎｅｌｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）法のいずれでも測定が可能である。｛１１０｝極点図に基づきベクトル法により計算した３次元集合組織や、｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝の極点図のうち、複数の極点図（好ましくは３つ以上）を用いて級数展開法で計算した３次元集合組織から求めればよい。
例えば、上記各結晶方位の極密度には、３次元集合組織（ＯＤＦ）のφ２＝４５゜断面における（００１）［１−１０］、（１１６）［１−１０］、（１１４）［１−１０］、（１１３）［１−１０］、（１１２）［１−１０］、（３３５）［１−１０］、（２２３）［１−１０］の各強度を、そのまま用いればよい。
｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値とは、これらの方位の極密度の相加平均である。これらの方位の全部の強度を得ることができない場合には、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の各方位の極密度の相加平均で代替してもよい。
さらに、同様な理由から、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における板面の｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度は、４．０以下でなくてはならない。４．０以下であれば、直近要求される足回り部品の加工に必要な板厚／曲げ半径≧１．５を満たすことができる。望ましくは３．０以下である。
｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が４．０超であると、鋼板の機械的特性の異方性が極めて強くなり、ひいては、ある方向のみの局部変形能は改善されるものの、それとは異なる方向での材質が著しく劣化し、板厚／曲げ半径≧１．５を確実に満足できなくなる。一方、現行の一般的な連続熱延工程では実現が難しいが、０．５未満になると、局部変形能の劣化が懸念されるので、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度は０．５以上が好ましい。
以上述べた結晶方位の極密度が、曲げ加工時の形状凍結性に対して重要であることの理由は必ずしも明らかでないが、曲げ変形時の結晶のすべり挙動と関係があると推測される。
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し、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲で適切な面が測定面となるように作製する。当然のことであるが、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部だけでなく、なるべく多くの厚み位置について、上述の極密度の限定範囲を満たすことで、より一層、均一伸びと穴拡げ性が良好になる。しかし、鋼板の表面から５／８〜３／８の範囲を測定することで、概ね、鋼板全体の材質特性を代表することができる。そこで、板厚の５／８〜３／８を測定範囲と規定する。
なお、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞で表される結晶方位は、鋼板面の法線方向が＜ｈｋｌ＞に平行で、圧延方向が＜ｕｖｗ＞と平行であることを意味している。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。Ｘ線による結晶方位の測定は、例えば、新版カリティＸ線回折要論（１９８６年発行、松村源太郎訳、株式会社アグネ出版）の２７４〜２９６頁に記載の方法に従って行われる。
（ｒ値）
圧延方向と直角方向のｒ値（ｒＣ）は、本発明鋼板において重要である。本発明者らが鋭意検討した結果、種々の結晶方位の極密度が適正な範囲内でも、必ずしも良好な穴拡げ性や曲げ性が得られないことが判明した。良好な穴拡げ性や曲げ性を得るためには、上記の極密度の範囲を満たすと同時に、ｒＣが０．７０以上であることが必要である。ｒＣの上限は特に定めないが、１．１０以下であれば、より優れた穴拡げ性を得ることができる。
圧延方向と３０°方向のｒ値（ｒ３０）は、本発明鋼板において重要である。本発明者らが鋭意検討した結果、種々の結晶方位の極密度が適正な範囲内でも、必ずしも良好な穴拡げ性や曲げ性が得られないことが判明した。良好な穴拡げ性や曲げ性を得るためには、上記の極密度の範囲を満たすと同時に、ｒ３０が１．１０以下であることが必要である。ｒ３０の下限は特に定めないが、０．７０以上であれば、より優れた穴拡げ性を得ることができる。
本発明者らが鋭意検討した結果、種々の結晶方位の極密度、ｒＣ、及び、ｒ３０だけでなく、圧延方向のｒ値（ｒＬ）と、圧延方向と６０°方向のｒ値（ｒ６０）が、それぞれ、ｒＬ≧０．７０、及び、ｒ６０≦１．１０であれば、さらに良好な穴拡げ性が得られることが判明した。
ｒＬ及びｒ６０の上限は特に定めないが、ｒＬが１．００以下、ｒ６０が０．９０以上であれば、より優れた穴拡げ性を得ることができる。
上記のｒ値は、ＪＩＳ５号引張試験片を用いた引張試験で得ることができる。与える引張歪みは、高強度鋼板の場合、通常、５〜１５％で、均一伸びの範囲で、ｒ値を評価すればよい。なお、曲げ加工を施す方向は、加工部品によって異なるので、特に限定するものではなく、本発明鋼板の場合、いずれの方向に曲げても、同様の曲げ性が得られる。
一般に、集合組織とｒ値には相関があるが、本発明鋼板においては、結晶方位の極密度に関する限定と、ｒ値に関する限定は互いに同義でなく、両方の限定が同時に満たされなければ、良好な穴拡げ性を得ることはできない。
（金属組織）
次に、本発明鋼板の金属組織に係る限定理由について説明する。
本発明鋼板の組織は、面積率で、フェライトを５〜８０％含有する。変形能に優れたフェライトの存在によって、均一伸びが向上するが、面積率が５％未満であると、良好な均一伸びが得られないので、下限を５％とした。一方、面積率が８０％を超えるフェライトが存在すると、穴拡げ性が大幅に劣化するので、上限を８０％とした。
また、本発明鋼板は、面積率で、ベイナイトを５〜８０％含む。面積率が５％未満であると、強度が著しく低下するので、下限を５％とした。一方、８０％を超えるベイナイトが存在すると、穴拡げ性が大幅に劣化するので、上限を８０％とした。
本発明鋼板は、残部として、面積率の合計で、５％以下のマルテンサイト、パーライト、及び、残留オーステナイトが許容される。
マルテンサイトとフェライトやベイナイトとの界面は割れの起点になり、穴拡げ性を劣化させるので、マルテンサイトは１％以下とした。
残留オーステナイトは、加工誘起変態してマルテンサイトになる。マルテンサイトとフェライトやベイナイトとの界面は割れの起点になり、穴拡げ性を劣化させる。また、パーライトが多く存在すると、強度や加工性を損なうことがある。そのため、マルテンサイト、パーライト、及び、残留オーステナイトは、面積率の合計で、５％以下とした。
（結晶粒の体積平均径）
本発明鋼板においては、粒単位の結晶粒の体積平均直径を７μｍ以下にする必要がある。７μｍを超える結晶粒が存在すると、均一伸びが低く、また、穴拡げ性も低いので、結晶粒の体積平均直径は７μｍ以下とした。
ここで、従来は、結晶粒の定義は極めてあいまいで、定量化が困難であった。これに対し、本発明者らは、次のようにして結晶粒の”粒単位”を定めれば、結晶粒の定量化の問題を解決できることを見いだした。
本発明で定められる結晶粒の“粒単位”は、ＥＢＳＰ（Electron
Back Scattering Pattern：電子後方散乱パターン）による鋼板の方位の解析において、次のようにして定められる。すなわち、ＥＢＳＰによる鋼板の方位の解析において、例えば、１５００倍の倍率で、０．５μｍ以下の測定ステップで方位測定を行い、隣りあう測定点の方位差が１５°を超えた位置を結晶粒の境界とする。そして、この境界で囲まれた領域が、結晶粒の“粒単位”と定められる。
このようにして定められた粒単位の結晶粒について、円相当径ｄを求め、個々の粒単位の結晶粒の体積を４／３πｄ3で求める。そして、体積の重み付き平均を算出して、体積平均径（Ｍｅａｎ Ｖｏｌｕｍｅ Ｄｉａｍｅｔｅｒ）を求めた。
個数が少量であっても結晶粒の大きなものが多い程、局部延性の劣化は大きくなる。このため、結晶粒のサイズは通常のサイズ平均ではなく、体積の重み付け平均で定義される体積平均径が、局部延性と強い相間が得られる。この効果を得るためには、結晶粒の体積平均径は７μｍ以下であることが必要である。より、穴拡げ性を高いレベルで確保するためには、５μｍ以下が望ましい。なお、結晶粒の測定方法については、前述のとおりとする。
（結晶粒の等軸性）
また、本発明者らが鋭意検討した結果、粒単位の結晶粒の圧延方向の長さｄＬと板厚方向の長さｄｔの比：ｄＬ／ｄｔが３．０以下であると、穴拡げ性が大きく向上することが判明した。この物理的な意味は明らかでないが、粒単位の結晶粒の形態が、楕円体よりも、球に近いことによって、粒界での応力集中が緩和され、穴拡げ性が向上すると考えられる。
さらに、本発明者らが鋭意検討した結果、圧延方向の長さｄＬと板厚方向の長さｄｔの比：ｄＬ／ｄｔの平均値が３．０以下であると、良好な穴拡げ性が得られることが判明した。圧延方向の長さｄＬと板厚方向の長さｄｔの比：ｄＬ／ｄｔの平均値が３．０超であると、穴拡げ性が劣化する。
（成分組成）
次に、本発明鋼板の成分組成を限定する理由について説明する。なお、成分組成に係る％は、質量％を意味する。
Ｃ：０．０１〜０．４％
Ｃは、機械的強度の向上に有効な元素であるので、０．０１％以上添加する。好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上である。一方、０．４％を超えると、加工性や溶接性が悪くなるので、上限を０．４％とした。好ましくは０．３％以下、より好ましくは０．２５％以下である。
Ｓｉ：０．００１〜２．５％
Ｓｉは、機械的強度の向上に有効な元素である。しかし、Ｓｉが２．５％超となると、加工性が劣化し、また、表面疵が発生したりするので、２．５％を上限とする。一方、実用鋼で、Ｓｉを０．００１％未満に低減するのは困難であるので、０．００１％を下限とする。
Ｍｎ：０．００１〜４．０％
Ｍｎも、機械的強度の向上に有効な元素であるが、４．０％超となると、加工性が劣化するので、４．０％を上限とする。好ましくは３．０％以下である。一方、実用鋼で、Ｍｎを０．００１％未満に低減するのは困難であるので、０．００１％を下限とする。Ｍｎ以外に、Ｓによる熱間割れの発生を抑制するＴｉなどの元素が十分に添加されていない場合には、質量％で、Ｍｎ／Ｓ≧２０となるＭｎを添加することが望ましい。
Ｐ：０．００１〜０．１５％
加工性の劣化や、熱間圧延又は冷間圧延時の割れを防ぐため、Ｐの上限を０．１５％とする。好ましくは０．０４％以下である。下限は、現行の一般的な精錬（二次精錬を含む）で可能な０．００１％とした。
Ｓ：０．０００５〜０．０３％
加工性の劣化や、熱間圧延又は冷間圧延時の割れを防ぐため、Ｓの上限を０．０３％とする。好ましくは０．０１％以下である。下限は、現行の一般的な精錬（二次精錬を含む）で可能な０．０００５％とした。
Ａｌ：０．００１〜２．０％
Ａｌは、脱酸のために、０．００１％以上添加する。また、Ａｌは、γ→α変態点を顕著に上昇させるので、特に、Ａr3点以下での熱延を指向する場合に有効な元素であるが、多すぎると溶接性が劣化するので、上限を２．０％とする。
Ｎ、Ｏ：０．０００５〜０．０１％
ＮとＯは不純物であり、加工性が劣化しないように、両元素とも０．０１％以下とする。下限は、現行の一般的な精錬（二次精錬を含む）で可能な０．０００５％とした。
Ｓｉ＋Ａｌ：１．０％未満
本発明鋼板にＳｉ及びＡｌが過剰に含まれていると、過時効処理中のセメンタイトの析出が抑制されて、残留オーステナイト分率が大きくなり過ぎるので、ＳｉとＡｌの合計添加量は１％未満とする。
本発明鋼板は、さらに、介在物を制御して析出物を微細化し、穴拡げ性を向上させるため、従来から用いている元素、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｍｇ、Ｒｅｍ、Ｃａ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ａｓ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｙ、Ｈｆの１種又は２種以上を含有してもよい。
Ｔｉ、Ｎｂ、及び、Ｂは、炭素や窒素の固定、析出強化、組織制御、細粒強化などの機構を通じて材質を改善する元素であるので、必要に応じ、Ｔｉは０．００１％以上、Ｎｂは０．００１％以上、Ｂは０．０００１％以上添加する。好ましくは、Ｔｉは０．０１％以上、Ｎｂは０．００５％以上である。
しかし、過剰に添加しても格段の効果はなく、むしろ、加工性や製造性が劣化するので、上限を、Ｔｉは０．２％、Ｎｂは０．２％、Ｂは０．００５％とした。好ましくは、Ｂは０．００３％以下である。
Ｍｇ、Ｒｅｍ、及び、Ｃａは、介在物を無害化する元素であるので、いずれの下限も０．０００１％とした。好ましくは、Ｍｇが０．０００５％以上、Ｒｅｍが０．００１％以上、Ｃａが０．０００５％以上である。一方、過剰に添加すると、鋼の清浄度が悪化するので、上限を、Ｍｇは０．０１％、Ｒｅｍは０．１％、Ｃａは０．０１％とした。好ましくは、Ｃａは０．０１％以下である。
Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｗ、Ｚｒ、及び、Ａｓは、機械的強度を高めたり、材質を改善するのに有効な元素であるので、必要に応じ、Ｍｏは０．００１％以上、Ｃｒは０．００１％以上、Ｎｉは０．００１％以上、Ｗは０．００１％以上、Ｚｒは０．０００１％以上、及び、Ａｓは０．０００１％以上を添加する。好ましくは、Ｍｏは０．０１％以上、Ｃｒは０．０１％以上、Ｎｉは０．０５％以上、Ｗは０．０１％以上である。
しかし、過剰の添加は、逆に、加工性を劣化させるので、上限を、Ｍｏは１．０％、Ｃｒは２．０％、Ｎｉは２．０％、Ｗは１．０％。Ｚｒは０．２％、Ａｓは０．５％とする。好ましくは、Ｚｒが０．０５％以下である。
Ｖ及びＣｕは、Ｎｂ、Ｔｉと同様に析出強化に有効な元素であり、また、Ｎｂ、Ｔｉより、添加による強化に起因する局部変形能の劣化代が小さい元素であるので、高強度で、よりよい穴拡げ性が必要な場合に、Ｎｂ、Ｔｉよりも効果的な元素である。それ故、Ｖ及びＣｕともに下限を０．００１％とした。好ましくは、いずれも０．０１％以上である。
しかし、過剰に添加すると加工性が劣化するので、上限を、Ｖは１．０％とし、Ｃｕは２．０％とした。好ましくは、Ｖは０．５％以下である。
Ｃｏは、γ→α変態点を顕著に上昇させるので、特に、Ａr3点以下での熱延を指向する場合に有効な元素である。添加効果を得るため、０．０００１％以上添加する。好ましくは０．００１％以上である。しかし、過剰に添加すると溶接性が劣化するので、上限を１．０％とする。好ましくは０．１％以下である。
Ｓｎ及びＰｂは、めっきの濡れ性や密着性を向上させるのに有効な元素であるので、Ｓｎは０．０００１％以上、Ｐｂは０．００１％以上添加する。好ましくは、Ｓｎが０．００１％以上である。しかし、過剰に添加すると、製造時、疵が発生し易くなり、また、靭性が低下するので、上限を、Ｓｎは０．２％とし、Ｐｂは０．１％とした。好ましくは、Ｓｎは０．１％以下である。
Ｙ及びＨｆは、耐食性を向上させるのに有効な元素である。いずれの元素も、０．００１％未満では添加効果がないので、下限を０．００１％とした。一方、０、１０％を超えと、穴拡げ性が劣化するので、いずれの元素も、上限を０．１０％とした。
（製造方法）
次に、本発明鋼板の製造方法（以下「本発明製造方法」ということがある。）について説明する。優れた均一伸びと穴拡げ性を実現するためには、極密度でランダムについて集合組織を形成すること，フェライト及びベイナイトの組織分率、形態分散の条件を制御することが重要である。以下、詳細に説明する。
熱間圧延に先行する製造方法は、特に限定されない。即ち、高炉や電炉等による溶製に引き続き、各種の２次製錬を経て、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などで鋳造すればよい。連続鋳造鋳片の場合、一度、低温まで冷却したのち、再度、加熱して熱延してもよいし、また、鋳造後、連続的に熱延してもよい。なお、鋼の原料として、スクラップを使用してもよい。
（第１の熱間圧延）
加熱炉より抽出したスラブを、第１の熱間圧延である粗圧延工程に供して粗圧延を行い、粗バーを得る。本発明鋼板は、以下の要件を満たす必要がある。まず、粗圧延後のオーステナイト粒径、即ち、仕上げ圧延前のオーステナイト粒径が重要である。仕上げ圧延前のオーステナイト粒径は小さいことが望ましく、２００μｍ以下であれば、結晶粒の微細化及び均質化に大きく寄与し、後の工程で造り込まれるマルテンサイトを微細かつ均一に分散させることができる。
仕上げ圧延前において２００μｍ以下のオーステナイト粒径を得るためには，１０００〜１２００℃の温度域での粗圧延において、圧下率４０％以上の圧延を１回以上行う必要がある。
仕上げ圧延前のオーステナイト粒径は１００μｍ以下が望ましいが、この粒径を得るには、４０％以上の圧延を２回以上行う。ただし、７０％を超える圧下や、１０回を超える粗圧延は、圧延温度の低下や、スケールの過剰生成の懸念がある。
このように、仕上げ圧延前のオーステナイト粒径を２００μｍ以下にすると、仕上げ圧延でオーステナイトの再結晶が促進されて、集合組織の形成、及び、粒単位の均一化を通して、最終製品の均一伸びと穴拡げ性が改善される。
この理由は、粗圧延後（即ち、仕上げ圧延前）のオーステナイト粒界が、仕上げ圧延中の再結晶核の１つとして機能することによると推測される。粗圧延後のオーステナイト粒径は、仕上げ圧延に入る前の鋼板片を可能な限り急冷（例えば、１０℃／秒以上で冷却）し、鋼板片の断面をエッチングしてオーステナイト粒界を浮き立たせ、光学顕微鏡で観察して確認する。この際、５０倍以上の倍率にて２０視野以上を、画像解析やポイントカウント法にて、オーステナイト粒径を測定する。
（第２の熱間圧延）
粗圧延工程（第１の熱間圧延）が終了した後、第２の熱間圧延である仕上げ圧延工程を開始する。粗圧延工程終了から仕上げ圧延工程開始までの時間は１５０秒以下とすることが望ましい。
仕上げ圧延工程（第２の熱間圧延）においては、仕上げ圧延開始温度を１０００℃以上とすることが望ましい。仕上げ圧延開始温度が１０００℃未満であると、各仕上げ圧延パスにおいて、圧延対象の粗バーに与える圧延温度が低温化し、未再結晶温度域での圧下となって集合組織が発達し等方性が劣化する。
なお、仕上げ圧延開始温度の上限は特に限定しない。しかし、１１５０℃以上であると、仕上げ圧延前及びパス間で、鋼板地鉄と表面スケールの間に、ウロコ状の紡錘スケール欠陥の起点となるブリスターが発生する恐れがあるので、１１５０℃未満が望ましい。
仕上げ圧延では、鋼板の成分組成により決定される温度をＴ１として、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域において、少なくとも１回は１パスで３０％以上の圧延を行う。また、仕上げ圧延では、合計の圧下率を５０％以上とする。この条件を満足することにより、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値が５．０以下となり、かつ、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が４．０以下となる。これにより、最終製品の均一伸びと穴拡げ性を確保することができる。
ここで、Ｔ１は、下記式（１）で算出される温度である。
Ｔ１（℃）＝８５０＋１０×（Ｃ＋Ｎ）×Ｍｎ＋３５０×Ｎｂ＋２５０×Ｔｉ＋４０×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋１００×Ｍｏ＋１００×Ｖ ・・・（１）
Ｃ、Ｎ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖは、各元素の含有量（質量％）である。
Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域における大圧下と、その後のＴ１+３０℃未満での軽圧下は、後述の実施例に見られるように、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値と、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度を制御して最終製品の均一伸びと穴拡げ性を飛躍的に改善する。
このＴ１温度自体は経験的に求めたものである。Ｔ１温度を基準として、各鋼のオーステナイト域での再結晶が促進されることを発明者らは実験により経験的に知見した。さらに良好な均一伸びと穴拡げ性を得るためには、大圧下による歪を蓄積することが重要で、仕上げ圧延において、合計の圧下率として５０％以上は必須である。さらには、７０％以上の圧下を取ることが望ましく、一方で９０％を超える圧下率をとることは温度確保や過大な圧延付加を加えることとなる。
Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での合計圧下率が５０％未満であると、熱間圧延中に蓄積される圧延歪みが十分ではなく、オーステナイトの再結晶が十分に進行しない。そのため、集合組織が発達して等方性が劣化する。合計圧下率が７０％以上であると、温度変動等に起因するバラツキを考慮しても、十分な等方性が得られる。一方、合計圧下率が９０％を超えると、加工発熱により、Ｔ１＋２００℃以下の温度域することが難しくなり、また、圧延荷重が増加し圧延が困難となる恐れがある。
仕上げ圧延では、蓄積した歪みの開放による均一な再結晶を促すため、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下で、少なくとも１回は、１パスで３０％以上の圧延を行う。
なお、均一な再結晶を促すためには、Ｔ１＋３０℃未満の温度域での加工量をなるべく少なく抑えることが必要である。そのためには、Ｔ１＋３０℃未満での圧下率が３０％以下であることが望ましい。板厚精度や板形状の観点からは、１０％以下の圧下率が望ましい。より等方性を求める場合には、Ｔ１＋３０℃未満の温度域での圧下率は０％が望ましい。
仕上げ圧延は、Ｔ１+３０℃以上で終了することが望ましい。Ｔ１+３０℃未満での熱間圧延では、一旦再結晶した整粒なオーステナイト粒が展伸して等方性が低下する恐れがある。
即ち、本発明の製造方法は、仕上げ圧延において、オーステナイトを均一・微細に再結晶させることで製品の集合組織を制御して、均一伸びと穴拡げ性を改善する。
圧延率は、圧延荷重、板厚測定などから実績又は計算により求めることができる。温度は、スタンド間温度計で実測可能であり、また、ラインスピードや圧下率などから加工発熱を考慮した計算シミュレーションで得ることができる。よって、本発明で規定した圧延が行われているか否は、容易に確認できる。
熱間圧延をＡr3以下で終了すると、オーステナイトとフェライトに２相域圧延になってしまい、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群への集積が強くなる。その結果、均一伸びと穴拡げ性が著しく劣化する。
結晶粒を微細化し、伸展粒を抑制するためには、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下での圧下時の最大加工発熱量、即ち、圧下による温度上昇代を１８℃以下に抑えることが望ましい。この達成のために、スタンド間冷却などを適用するのが望ましい。
（冷間圧延前１次冷却）
仕上げ圧延において、圧下率が３０％以上の最終圧下が行われた後、待ち時間ｔ秒が下記式（２）を満たすように、冷間圧延前１次冷却を開始する。
ｔ≦２．５×ｔ１ ・・・ （２）
ここで、ｔ１は、下記式（３）で求められる。
ｔ１＝０．００１×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）2−０．１０９×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）＋３．１ ・・・ （３）
ここで、上記式（３）において、Ｔｆは、圧下率が３０％以上の最終圧下後の鋼片の温度、Ｐ１は、３０％以上の最終圧下の圧下率である。
なお、”圧下率が３０％以上の最終圧下”とは、仕上げ圧延において行われる複数パスの圧延のうち、圧下率が３０％以上となる圧延の中の最後に行われた圧延を指す。例えば、仕上げ圧延において行われる複数パスの圧延のうち、最終段で行われた圧延の圧下率が３０％以上である場合は、その最終段で行われた圧延が、”圧下率が３０％以上の最終圧下”である。また、仕上げ圧延において行われる複数パスの圧延のうち、最終段よりも前に行われた圧延の圧下率が３０％以上であり、その最終段よりも前に行われた圧延（圧下率が３０％以上の圧延）が行われた後は、圧下率が３０％以上となる圧延が行われなかった場合であれば、その最終段よりも前に行われた圧延（圧下率が３０％以上の圧延）が、”圧下率が３０％以上の最終圧下”である。
仕上げ圧延において、圧下率が３０％以上の最終圧下が行われた後、冷間圧延前１次冷却が開始されるまでの待ち時間ｔ秒は、オーステナイト粒径に大きな影響を与える。すなわち、鋼板の等軸粒分率、粗粒面積率に大きな影響を与える。
待ち時間ｔが、ｔ１×２．５を超えると、再結晶は既にほとんど完了している一方で、結晶粒が著しく成長して粗粒化が進むことで、ｒ値及び伸びが低下する。
待ち時間ｔ秒が、さらに、下記式（２ａ）を満たすことで、結晶粒の成長を優先的に抑制することができる。その結果、再結晶が十分に進行していなくても鋼板の伸びを十分に向上させることができ、同時に、疲労特性を向上させることができる。
ｔ＜ｔ１ ・・・ （２ａ）
一方、待ち時間ｔ秒が、さらに、下記式（２ｂ）を満たすことで、再結晶化が十分に進み結晶方位がランダム化する。そのため、鋼板の伸びを十分に向上させることができ、同時に、等方性を大きく向上させることができる。
ｔ１≦ｔ≦ｔ１×２．５ ・・・ （２ｂ）
ここで、図１に示すように、連続熱間圧延ライン１では、加熱炉で所定温度に加熱された鋼片（スラブ）が、粗圧延機２、仕上げ圧延機３で順に圧延され、所定の厚みの熱延鋼板４となってランナウトテーブル５に送り出される。本発明の製造方法では、粗圧延機２で行われる粗圧延工程（第１の熱間圧延）において、１０００℃以上１２００℃以下の温度範囲で、圧下率２０％以上の圧延が鋼片（スラブ）に１回以上行われる。
こうして粗圧延機２で所定厚みに圧延された粗バーは、次に、仕上げ圧延機３の複数の圧延スタンド６で仕上げ圧延（第２の熱間圧延）され、熱延鋼板４となる。そして、仕上げ圧延機３では、温度Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域で、少なくとも１回は１パスで３０％以上の圧延が行われる。また、仕上げ圧延機３では、合計の圧下率は５０％以上となる。
さらに、仕上げ圧延工程において、圧下率が３０％以上の最終圧下が行われた後、待ち時間ｔ秒が上記式（２）、あるいは、上記式（２ａ）、（２ｂ）のいずれかを満たすように、冷間圧延前１次冷却が開始される。この冷間圧延前１次冷却の開始は、仕上げ圧延機３の各圧延スタンド６間に配置されたスタンド間冷却ノズル１０、あるいは、ランナウトテーブル５に配置された冷却ノズル１１によって行われる。
例えば、仕上げ圧延機３の前段（図１において左側、圧延の上流側）に配置された圧延スタンド６においてのみ、圧下率が３０％以上の最終圧下が行われ、仕上げ圧延機３の後段（図１において右側、圧延の下流側）に配置された圧延スタンド６では、圧下率が３０％以上となる圧延が行われない場合、冷間圧延前１次冷却の開始を、ランナウトテーブル５に配置された冷却ノズル１１によって行ったのでは、待ち時間ｔ秒が上記式（２）、あるいは、上記式（２ａ）、（２ｂ）を満たさなくなってしまう場合がある。かかる場合は、仕上げ圧延機３の各圧延スタンド６間に配置されたスタンド間冷却ノズル１０によって、冷間圧延前１次冷却を開始する。
また、例えば、仕上げ圧延機３の後段（図１において右側、圧延の下流側）に配置された圧延スタンド６で、圧下率が３０％以上の最終圧下が行われる場合、冷間圧延前１次冷却の開始を、ランナウトテーブル５に配置された冷却ノズル１１によって行っても、待ち時間ｔ秒が上記式（２）、あるいは、上記式（２ａ）、（２ｂ）を満たすことが可能な場合もある。かかる場合は、ランナウトテーブル５に配置された冷却ノズル１１によって、冷間圧延前１次冷却を開始しても構わない。もちろん、圧下率が３０％以上の最終圧下が行われた後であれば、仕上げ圧延機３の各圧延スタンド６間に配置されたスタンド間冷却ノズル１０によって、冷間圧延前１次冷却を開始しても良い。
そして、この冷間圧延前１次冷却では、５０℃／秒以上の平均冷却速度で、温度変化（温度降下）が４０℃以上１４０℃以下となる冷却を行う。
温度変化が４０℃未満であると、再結晶したオーステナイト粒が粒成長して、低温靭性が劣化する。４０℃以上とすることで、オーステナイト粒の粗大化を抑制することができる。４０℃未満では、その効果は得られない。一方、１４０℃を超えると、再結晶が不十分となり、狙いのランダム集合組織が得られにくくなる。また、伸びに有効なフェライト相も得られにくく、またフェライト相の硬さが高くなることで、均一伸びと穴拡げ性も劣化する。また、温度変化が１４０℃超では、Ａr3変態点温度以下まで、オーバーシュートする恐れがある。その場合、再結晶オーステナイトからの変態であっても、バリアント選択の先鋭化の結果、やはり、集合組織が形成されて等方性が低下する。
冷間圧延前１次冷却での平均冷却速度が５０℃／秒未満であると、やはり、再結晶したオーステナイト粒が粒成長して、低温靭性が劣化する。平均冷却速度の上限は特に定めないが、鋼板形状の観点から、２００℃／秒以下が妥当と思われる。
また、粒成長を押え、さらに優れた低温靭性を得るためには、パス間の冷却装置等を使用し、仕上げ圧延の各スタンド間の加工発熱を１８℃以下とすることが望ましい。
圧延率（圧下率）は、圧延荷重、板厚測定などから、実績又は計算で求めることができる。圧延中の鋼片の温度は、スタンド間に温度計を配置して実測するか、ラインスピードや圧下率などから加工発熱を考慮してシミュレーションするか、又は、その両方で得ることができる。
また、先にも説明したように、均一な再結晶を促すためには、Ｔ１＋３０℃未満の温度域での加工量がなるべく少ないことが望ましく、Ｔ１＋３０℃未満の温度域での圧下率が３０％以下であることが望ましい。例えば、図１に示す連続熱間圧延ライン１の仕上げ圧延機３において、前段側（図６において左側、圧延の上流側）に配置された１または２以上の圧延スタンド６を通過する際には、鋼板がＴ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域であり、その後段側（図６において右側、圧延の下流側）に配置された１または２以上の圧延スタンド６を通過する際には、鋼板がＴ１＋３０℃未満の温度域である場合、その後段側（図１において右側、圧延の下流側）に配置された１または２以上の圧延スタンド６を通過する際には、圧下が行わないか、あるいは、圧下が行われても、Ｔ１＋３０℃未満での圧下率が合計で３０％以下であることが望ましい。板厚精度や板形状の観点からは、Ｔ１＋３０℃未満での圧下率が合計で１０％以下の圧下率が望ましい。より等方性を求める場合には、Ｔ１＋３０℃未満の温度域での圧下率は０％が望ましい。
本発明製造方法において、圧延速度は特に限定されない。しかし、仕上げ圧延の最終スタンド側での圧延速度が４００ｍｐｍ未満であると、γ粒が成長して粗大化し、延性を得るためのフェライトの析出可能な領域が減少して、延性が劣化する恐れがある。圧延速度の上限を特に限定しなくとも、本発明の効果は得られるが、設備制約上、１８００ｍｐｍ以下が現実的である。それ故、仕上げ圧延工程において、圧延速度は、４００ｍｐｍ以上１８００ｍｐｍ以下が望ましい。
（冷間圧延前２次冷却）
本発明製造方法においては、冷間圧延前一次冷却の後、冷間圧延前二次冷却を行って組織を制御することが好ましい。冷間圧延前２次冷却のパターンも重要である。
冷間圧延前２次冷却は、冷間圧延前１次冷却の後、３秒以内に実施することが望ましい。冷間圧延前１次冷却の後、冷間圧延前２次冷却を開始するまでの時間が３秒を超えると，オーステナイト粒が粗大化し、強度と伸びが低下する。
冷間圧延前２次冷却は、１０〜３００℃／秒の平均冷却速度で、６００℃以下の冷却停止温度まで冷却する。この冷間圧延前２次冷却の停止温度が６００℃超で、冷間圧延前２次冷却の平均冷却速度が１０℃／秒未満の場合、表面酸化が進行し、鋼板の表面が劣化する可能性がある。平均冷却速度が３００℃／秒を超えると、マルテンサイト変態が促進されて、強度が大幅に上昇し、後の冷間圧延が困難となる。
（巻取り）
このようにして熱延鋼鈑を得た後、６００℃以下で巻き取ることができる。巻取り温度が６００℃を超えると、フェライト組織の面積率が増加し、ベイナイトの面積率が５％以上にならない。ベイナイトの面積率を５％以上にするには、巻取り温度を６００℃以下にすることが好ましい。
（冷間圧延）
上記のようにして製造した熱延原板を、必要に応じて酸洗し、冷間にて圧下率３０％以上７０％以下の圧延を行う。圧下率が３０％以下では、その後の加熱保持で再結晶を起こすことが困難となり、等軸粒分率が低下する上、加熱後の結晶粒が粗大化してしまう。７０％を超える圧延では、加熱時の集合組織の発達させるため、異方性が強くなってしまう。このため、７０％以下とする。
（加熱保持）
冷間圧延された鋼板（冷延鋼板）は、その後、７００〜９００℃の温度域まで加熱され、７００〜９００℃の温度域に１秒以上、１０００秒以下保持される。この加熱保持により、加工硬化が除去される。冷間圧延後の鋼板を、このように７００〜９００℃の温度域まで加熱するにあたり、室温以上、６５０℃以下の平均加熱速度を、下記式（５）で示されるＨＲ１（℃／秒）とし、６５０℃を超え、７００〜９００℃の温度域までの平均加熱速度を、下記式（６）で示されるＨＲ２（℃／秒）とする。
ＨＲ１≧０．３ ・・・ （５）
ＨＲ２≦０．５×ＨＲ１ ・・・ （６）
上記の条件で熱間圧延が行われ、更に熱間圧延後１次冷却が行われたことにより、結晶粒の微細化と結晶方位のランダム化が両立させられる。しかしながら、その後に行われる冷間圧延により、強い集合組織が発達し、その集合組織が鋼板中に残り易くなる。その結果、鋼板のｒ値及び伸びが低下し、等方性が低下してしまう。そこで、冷間圧延後に行われる加熱を適切に行うことにより、冷間圧延で発達した集合組織をなるべく消滅させることが望ましい。そのためには、加熱の平均加熱速度を、上記式（５）、（６）で示される２段階に分けることが必要となる。
この二段階の加熱によって、鋼板の集合組織や特性が向上する詳細な理由は不明なものの、本効果は冷延時に導入された転位の回復と再結晶に関連があると考えられる。即ち、加熱によって鋼板中に生ずる再結晶の駆動力は、冷間圧延により鋼板中に蓄えられた歪である。室温以上、６５０℃以下の温度範囲での平均加熱速度ＨＲ１が小さい場合、冷間圧延によって導入された転位は回復してしまい、再結晶は起こらなくなる。その結果、冷間圧延時に発達した集合組織がそのまま残ることとなり、等方性などの特性が劣化してしまう。室温以上、６５０℃以下の温度範囲の平均加熱速度ＨＲ１が０．３℃/秒未満では、冷間圧延にて導入された転位が回復してしまい、冷間圧延時に形成された強い集合組織が残存してしまう。このため、室温以上、６５０℃以下の温度範囲の平均加熱速度ＨＲ１は、０．３（℃/秒）以上とする必要がある。
一方、６５０℃を超え、７００〜９００℃の温度域までの平均加熱速度ＨＲ２が大きいと、冷延後の鋼板中に存在していたフェライトが再結晶することなく、加工ままの未再結晶フェライトが残留する。特に、Ｃを０．０１％以上含む鋼は、フェライト及びオーステナイトの二相域に加熱すると、形成したオーステナイトが再結晶フェライトの成長の阻害し、未再結晶フェライトがより残り易くなる。この未再結晶フェライトは、強い集合組織を持つことから、ｒ値や等方性といった特性に悪影響を及ぼすと共に、転位を多く含むことから延性を大幅に劣化させる。このことから、６５０℃を超え、７００〜９００℃の温度域までの温度範囲では、平均加熱速度ＨＲ２が、０．５×ＨＲ１（℃/秒）以下である必要がある。
また、加熱温度が７００℃未満、もしくは、７００〜９００℃の温度域における保持時間が１秒未満では、フェライトからの逆変態が十分に進まず、後の冷却で、ベイナイト相を得ることができず、十分な強度が得られない。一方、加熱温度が９００℃超、もしくは、７００〜９００℃の温度域における保持時間が１０００秒超では、結晶粒が粗大化して、粒径が２００μｍ以上の結晶粒の面積率が増大する。
（冷間圧延後１次冷却）
加熱保持した後、１２℃／秒以下の平均冷却速度で、５８０〜７５０℃の温度域まで冷間圧延後１次冷却を行う。冷間圧延後１次冷却の終了温度が７５０℃を超えると、フェライト変態が促進され、ベイナイトを、面積率で５％以上得ることができない。この冷間圧延後１次冷却の平均冷却速度が１２℃／秒を超え、冷間圧延後１次冷却の終了温度が５８０℃未満であると、フェライトの粒成長が十分に進行せず、フェライトを、面積率で５％以上得ることができない。
（冷間圧延後２次冷却）
冷間圧延後１次冷却の後、４〜３００℃／秒の平均冷却速度で、３５０〜５００℃の温度域まで冷間圧延後２次冷却を行う。冷間圧延後２次冷却の平均冷却速度が４℃／秒未満、または、５００℃超の温度で冷間圧延後２次冷却を終了すると、パーライト変態が過度に進行して、最終的にベイナイトを面積率で５％以上得ることが出来ない可能性がある。また、冷間圧延後２次冷却の平均冷却速度が３００℃／秒超、または、３５０℃未満の温度で冷間圧延後２次冷却を終了すると、マルテンサイト変態が進行し、マルテンサイトの面積率が、１％超となる虞がある。
（過時効熱処理）
冷間圧延後２次冷却に続いて３５０℃以上、５００℃以下の温度範囲で、過時効熱処理を行う。この温度範囲で保持する時間は、過時効処理温度Ｔ２に応じて下記式（４）を満たすｔ２秒以上とする。ただし、式（４）の適用可能温度範囲を考慮し、ｔ２の最大値は４００秒とする。
ｌｏｇ（ｔ２）＝０．０００２（Ｔ２−４２５）２＋１．１８ ・・・ （４）
なお、この過時効熱処理において、保持とは等温保持のみを意味せず、３５０℃以上、５００℃以下の温度範囲で、鋼板を滞留させれば足りる。例えば、鋼板を、一旦、３５０℃に冷却した後、５００℃まで加熱しても良いし、鋼板を、５００℃に冷却後、３５０℃まで冷却しても良い。
なお、本発明の高強度冷延鋼板に表面処理しても穴拡げ性改善効果を失うものでなく、例えば、鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層、または、合金化溶融亜鉛めっき層を形成しても良い。この場合、電気めっき、溶融めっき、蒸着めっき、有機皮膜形成、フィルムラミネート、有機塩類／無機塩類処理、ノンクロ処理等の何れによっても、本発明の効果が得られる。また、本発明に係る鋼板は張り出し成形と、曲げ、張り出し、絞り等、曲げ加工を主体とする複合成形にも適用できる。
本発明鋼板に溶融亜鉛めっきを施した場合、めっき後、合金化処理を施してもよい。合金化処理は４５０〜６００℃の温度域で行う。合金化処理温度が４５０℃未満であると、十分に合金化が進行せず、一方、６００℃を超えると、合金化が進行し過ぎて、耐食性が劣化する。それ故、合金化処理は、４５０〜６００℃の温度域で行う。
次に、本発明の実施例について説明する。なお、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。実施例に用いた各鋼の化学成分を表１に示す。表２、３に各製造条件を示す。また、表２、３の製造条件による各鋼種の組織構成と機械的特性を表４、５に示す。なお、各表における下線は、本発明の範囲外もしくは本発明の好ましい範囲の範囲外であることを示す。また、表２〜５において、鋼種に付されているＡからＴまでの英文字とａからｉまでの英文字は、表１の各鋼Ａ〜Ｔおよびａ〜ｉの成分であることを示す。
表１に示す成分組成を有する“Ａ〜Ｔ”の発明鋼、及び、“ａ〜ｈ”の比較鋼を用いて検討した結果について説明する。なお、表１において、各成分組成の数値は、質量％を示す。
これらの鋼を、鋳造後、そのまま、又は、一旦室温まで冷却し後、１０００〜１３００℃の温度域に加熱し、その後、表２、３に示す条件で、熱間圧延、冷間圧延及び冷却を施した。
熱間圧延では、先ず、第１の熱間圧延である粗圧延において、１０００℃以上１２００℃以下の温度域で、４０％以上の圧下率で１回以上圧延した。但し、鋼種Ａ３、Ｅ３、Ｍ２については、粗圧延において、１パスで圧下率が４０％以上の圧延は行われなかった。粗圧延における、圧下率が４０％以上の圧下回数、各圧下率（％）、粗圧延後（仕上げ圧延前）のオーステナイト粒径（μｍ）を表２に示す。なお、各鋼種の温度Ｔ１（℃）、温度Ａｃ１（℃）を、表２に示す。
粗圧延が終了した後、第２の熱間圧延である仕上げ圧延を行った。仕上げ圧延では、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域で、少なくとも１回は１パスで圧下率３０％以上の圧延を行い、Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲においては、合計の圧下率を３０％以下とした。なお、仕上げ圧延では、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での最終パスで、１パスで圧下率３０％以上の圧延を行った。
但し、鋼種Ａ４、Ａ５、Ａ６、Ｂ３については、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域で、圧下率３０％以上の圧延は行われなかった。また、鋼種Ｐ２、Ｐ３は、Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲での合計の圧下率が３０％超であった。
また、仕上げ圧延では、合計の圧下率を５０％以上とした。但し、鋼種Ａ４、Ａ５、Ａ６、Ｂ３、Ｃ３については、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での合計の圧下率が５０％未満であった。
仕上げ圧延における、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での最終パスの圧下率（％）、最終パスよりも１段前のパスの圧下率（最終前パスの圧下率）（％）を表２に示す。また、仕上げ圧延における、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での合計の圧下率（％）、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での最終パスでの圧下後の温度（℃）、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域での圧下時の最大加工発熱量（℃）を表２に示す。
仕上げ圧延においてＴ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での最終圧下を行った後、待ち時間ｔ秒が２．５×ｔ１を経過する前に、冷間圧延前１次冷却を開始した。冷間圧延前１次冷却では、平均冷却速度を５０℃／秒以上とした。また、冷間圧延前１次冷却での温度変化（冷却温度量）は、４０℃以上１４０℃以下の範囲とした。
但し、鋼種Ｊ２は、仕上げ圧延におけるＴ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での最終圧下から、待ち時間ｔ秒が２．５×ｔ１を経過した後に、冷間圧延前１次冷却を開始した。鋼種Ｔ２は、冷間圧延前１次冷却での温度変化（冷却温度量）が４０℃未満であり、鋼種Ｊ３は、冷間圧延前１次冷却での温度変化（冷却温度量）が１４０℃超であった。鋼種Ｔ３は、冷間圧延前１次冷却での平均冷却速度が５０℃／秒未満であった。
各鋼種のｔ１（秒）、仕上げ圧延におけるＴ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での最終圧下から、冷間圧延前１次冷却を開始するまでの待ち時間ｔ（秒）、ｔ／ｔ１、冷間圧延前１次冷却での温度変化（冷却量）（℃）、冷間圧延前１次冷却での平均冷却速度（℃／秒）を表２に示す。
冷間圧延前一次冷却の後、冷間圧延前二次冷却を行った。冷間圧延前１次冷却の後、３秒以内に冷間圧延前２次冷却を開始した。また、冷間圧延前２次冷却では、１０〜３００℃／秒の平均冷却速度で、６００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、６００℃以下で巻取りを行い、２〜５ｍｍ厚の熱延原板を得た。
但し、鋼種Ｄ３は、冷間圧延前１次冷却の後、冷間圧延前２次冷却を開始するまでに、３秒超が経過した。また、鋼種Ｄ３は、冷間圧延前２次冷却の平均冷却速度が、３００℃／秒超であった。また、鋼種Ｅ３は、冷間圧延前２次冷却の冷却停止温度（巻取り温度）が６００℃超であった。各鋼種について、冷間圧延前１次冷却の後、冷間圧延前２次冷却を開始するまでの時間（秒）、冷間圧延前２次冷却の平均冷却速度（℃／秒）、冷間圧延前２次冷却の冷却停止温度（巻取り温度）（℃）を表２に示す。
次に、熱延原板を、酸洗した後、圧下率３０％以上、７０％以下で冷間圧延した。但し、鋼種Ｔ４は、冷間圧延の圧下率が３０％未満であった。また、鋼種Ｔ５は、冷間圧延の圧下率が７０％超であった。冷間圧延における、各鋼種の圧下率（％）を表３に示す。
冷間圧延後、７００〜９００℃の温度域まで加熱して、１秒以上、１０００秒以下保持した。また、７００〜９００℃の温度域まで加熱するにあたり、室温以上、６５０℃以下の平均加熱速度ＨＲ１（℃／秒）を０．３以上（ＨＲ１≧０．３）とし、６５０℃を超え、７００〜９００℃までの平均加熱速度ＨＲ２（℃／秒）を、０．５×ＨＲ１以下（ＨＲ２≦０．５×ＨＲ１）とした。
但し、鋼種Ａ１は、加熱温度が９００℃超であった。鋼種Ｑ２は、加熱温度が７００℃未満であった。鋼種Ｑ３は、加熱保持時間が１秒未満であった。鋼種Ｑ４は、加熱保持時間が１０００秒超であった。また、鋼種Ｔ６は、平均加熱速度ＨＲ１が０．３（℃／秒）未満であった。鋼種Ｔ７は、平均加熱速度ＨＲ２（℃／秒）が０．５×ＨＲ１超であった。各鋼種の加熱温度（℃）、平均加熱速度ＨＲ１、ＨＲ２（℃／秒）を表３に示す。
加熱保持後、１２℃／秒以下の平均冷却速度で、５８０〜７５０℃の温度域まで冷間圧延後１次冷却を行った。但し、鋼種Ａ２は、冷間圧延後１次冷却の平均冷却速度が１２℃／秒超であった。また、鋼種Ａ２は、冷間圧延後１次冷却の停止温度が５８０℃未満であり、鋼種Ｋ１は、冷間圧延後１次冷却の停止温度が７４０℃超であった。冷間圧延後１次冷却における各鋼種の平均冷却速度（℃／秒）、冷却停止温度（℃）を表３に示す。
冷間圧延後１次冷却に引き続き、４〜３００℃／秒の平均冷却速度で、３５０〜５００℃の温度域まで冷間圧延後２次冷却を行った。但し、鋼種Ａ５は、冷間圧延後２次冷却の平均冷却速度が４℃／秒未満であった。鋼種Ｐ４は、冷間圧延後２次冷却の平均冷却速度が３００℃／秒超であった。また、鋼種Ａ２は、冷間圧延後２次冷却の停止温度が５００℃超であり、鋼種Ｇ１は、冷間圧延後２次冷却の停止温度が３５０℃未満であった。冷間圧延後２次冷却における各鋼種の平均冷却速度（℃／秒）を表３に示す。
冷間圧延後２次冷却に続き、冷間圧延後２次冷却の停止温度にて、過時効熱処理（ＯＡ）を行った。この過時効熱処理（ＯＡ）の温度範囲（冷間圧延後２次冷却の停止温度）は、３５０℃以上、５００℃以下とした。また、過時効熱処理（ＯＡ）の時間は、ｔ２秒以上４００秒以下とした。但し、鋼種Ａ２は、過時効の熱処理温度が５００℃超であり、鋼種Ｇ１は、３５０℃未満であった。また、鋼種Ｄ１は、過時効の処理時間がｔ２秒未満、鋼種Ｃ２、Ｇ１は、４００秒超であった。各鋼種の過時効の熱処理温度（℃）、ｔ２（秒）、処理時間（秒）を表３に示す。
過時効熱処理後、０．５％のスキンパス圧延を行い、材質評価を行った。なお、鋼種Ｓ１には、溶融亜鉛めっき処理を施した。鋼種Ｔ１には、めっき後、４５０〜６００℃の温度域で合金化処理を施した。
各鋼種の金属組織における、フェライト、ベイナイト、パーライト、マルテンサイト、残留オーステナイトの面積率（組織分率）（％）、各鋼種の結晶粒の体積平均径ｄｉａ（μｍ）、結晶粒の圧延方向の長さｄＬ、板厚方向の長さｄｔ、それらの比（平均値）：ｄＬ／ｄｔを表４に示す。各鋼種の鋼板表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度を表５に示す。なお、組織分率は、スキンパス圧延前の組織分率で評価した。また、各鋼種の機械的特性として、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）、均一伸びｕ−Ｅｌ（％）、伸び率Ｅｌ（％）、局部変形能の指標としての穴拡げ率λ（％）を表５に示した。各ｒ値であるｒＣ、ｒＬ、ｒ３０、ｒ６０を表５に示した。
なお、引っ張り試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した。穴拡げ試験は、鉄連規格ＪＦＳ Ｔ１００１に準拠した。各結晶方位の極密度は、前述のＥＢＳＰを用いて、圧延方向に平行な断面の板厚の３／８〜５／の領域を０．５μｍピッチで測定した。また、均一伸びと穴拡げ性の指標として、TS×ELが8000(MPa・%)以上、望ましくは9000(MPa・%)以上、TS×λが30000(MPa・%)以上、好ましくは40000(MPa・%)以上、最も好ましくは50000(MPa・%)以上とした。
Figure 0005397569
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前述したように、本発明によれば、ＮｂやＴｉなどが添加されていても、異方性が大きくなく、均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板を提供することができる。よって、本発明は、産業上の利用可能性が大きいものである。
１ 連続熱間圧延ライン
２ 粗圧延機
３ 仕上げ圧延機
４ 熱延鋼板
５ ランナウトテーブル
６ 圧延スタンド
１０ スタンド間冷却ノズル
１１ 冷却ノズル１１

Claims (15)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０１〜０．４％、
    Ｓｉ：０．００１〜２．５％、
    Ｍｎ：０．００１〜４．０％、
    Ｐ：０．００１〜０．１５％、
    Ｓ：０．０００５〜０．０３％、
    Ａｌ：０．００１〜２．０％、
    Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
    Ｏ：０．０００５〜０．０１％、
    を含有し、Ｓｉ＋Ａｌ：１．０％未満に制限され、残部鉄及び不可避的不純物からなり、
    鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞、及び、｛２２３｝＜１１０＞の各結晶方位で表わされる｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値が５．０以下、かつ、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が４．０以下であり、
    金属組織が、面積率で、フェライト５〜８０％、ベイナイト５〜８０％、マルテンサイト１％以下を含有し、かつ、マルテンサイト、パーライト、及び、残留オーステナイトの合計が５％以下であり、
    圧延方向と直角方向のｒ値（ｒＣ）が０．７０以上、かつ、圧延方向と３０°方向のｒ値（ｒ３０）が１．１０以下である、均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板。
  2. 圧延方向のｒ値（ｒＬ）が０．７０以上、かつ、圧延方向と６０°方向のｒ値（ｒ６０）が１．１０以下である、請求項１に記載の均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板。
  3. 前記金属組織において、結晶粒の体積平均直径が７μｍ以下であり、かつ、結晶粒のうち、圧延方向の長さｄＬと板厚方向の長さｄｔの比：ｄＬ／ｄｔの平均値が３．０以下である、請求項１に記載の均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板。
  4. さらに、質量％で、
    Ｔｉ：０．００１〜０．２％、
    Ｎｂ：０．００１〜０．２％、
    Ｂ：０．０００１〜０．００５％、
    Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
    Ｒｅｍ：０．０００１〜０．１％、
    Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、
    Ｍｏ：０．００１〜１．０％、
    Ｃｒ：０．００１〜２．０％、
    Ｖ：０．００１〜１．０％、
    Ｎｉ：０．００１〜２．０％、
    Ｃｕ：０．００１〜２．０％、
    Ｚｒ：０．０００１〜０．２％、
    Ｗ：０．００１〜１．０％、
    Ａｓ：０．０００１〜０．５％、
    Ｃｏ：０．０００１〜１．０％、
    Ｓｎ：０．０００１〜０．２％、
    Ｐｂ：０．００１〜０．１％、
    Ｙ：０．００１〜０．１０％、
    Ｈｆ：０．００１〜０．１０％
    の１種又は２種以上を含有する、請求項１に記載の均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板。
  5. 表面に、溶融亜鉛めっきが施された、請求項１に記載の均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板。
  6. 前記溶融亜鉛めっき後、４５０〜６００℃で合金化処理された、請求項５に記載の均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板。
  7. 質量％で、
    Ｃ：０．０１〜０．４％、
    Ｓｉ：０．００１〜２．５％、
    Ｍｎ：０．００１〜４．０％、
    Ｐ：０．００１〜０．１５％、
    Ｓ：０．０００５〜０．０３％、
    Ａｌ：０．００１〜２．０％、
    Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
    Ｏ：０．０００５〜０．０１％、
    を含有し、Ｓｉ＋Ａｌ：１．０％未満に制限され、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を、
    １０００℃以上１２００℃以下の温度範囲で、圧下率４０％以上の圧延を１回以上行う第１の熱間圧延を行い、
    前記第１の熱間圧延で、オーステナイト粒径を２００μｍ以下とし、
    下記式（１）で定まる温度Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域で、少なくとも１回は１パスで圧下率３０％以上の圧延を行う第２の熱間圧延を行い、
    前記第２の熱間圧延での合計の圧下率を５０％以上とし、
    前記第２の熱間圧延において、圧下率が３０％以上の最終圧下を行った後、待ち時間ｔ秒が下記式（２）を満たすように、冷間圧延前１次冷却を開始し、
    前記１次冷却における平均冷却速度を５０℃／秒以上とし、かつ、前記１次冷却を温度変化が４０℃以上１４０℃以下の範囲で行い、
    圧下率３０％以上、７０％以下の冷間圧延を行い、
    ７００〜９００℃の温度域まで加熱して、１秒以上、１０００秒以下保持し、
    １２℃／秒以下の平均冷却速度で、５８０〜７５０℃の温度域まで冷間圧延後１次冷却を施し、
    ４〜３００℃／秒の平均冷却速度で、３５０〜５００℃の温度域まで冷間圧延後２次冷却を施し、
    ３５０℃以上、５００℃以下の温度域において、下記式（４）を満たすｔ２秒以上４００秒以下保持する過時効熱処理を行う、均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
    Ｔ１（℃）＝８５０＋１０×（Ｃ＋Ｎ）×Ｍｎ＋３５０×Ｎｂ＋２５０×Ｔｉ＋４０×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋１００×Ｍｏ＋１００×Ｖ ・・・ （１）
    ここで、Ｃ、Ｎ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖは、各元素の含有量（質量%）。
    ｔ≦２．５×ｔ１ ・・・ （２）
    ここで、ｔ１は、下記式（３）で求められる。
    ｔ１＝０．００１×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）2−０．１０９×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）＋３．１ ・・・ （３）
    ここで、上記式（３）において、Ｔｆは、圧下率が３０％以上の最終圧下後の鋼片の温度、Ｐ１は、３０％以上の最終圧下の圧下率である。
    ｌｏｇ（ｔ２）＝０．０００２（Ｔ２−４２５）２＋１．１８ ・・・ （４）
    ここで、Ｔ２は過時効処理温度であり、ｔ２の最大値は４００とする。
  8. 前記冷間圧延前１次冷却をした後、前記冷間圧延を行う前に、平均冷却速度１０〜３００℃／秒で、６００℃以下の冷却停止温度まで冷間圧延前２次冷却を行い、６００℃以下で巻き取って熱延鋼板とする、請求項７に記載の均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
  9. Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲における合計の圧下率が３０％以下である、請求項７に記載の均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
  10. 前記待ち時間ｔ秒が、さらに、下記式（２ａ）を満たす、請求項７に記載の均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
    ｔ＜ｔ１ ・・・ （２ａ）
  11. 前記待ち時間ｔ秒が、さらに、下記式（２ｂ）を満たす、請求項７に記載の均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
    ｔ１≦ｔ≦ｔ１×２．５ ・・・ （２ｂ）
  12. 前記熱間圧延後一次冷却を、圧延スタンド間で開始する、請求項７に記載の均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
  13. 前記冷間圧延後、７００〜９００℃の温度域まで加熱するにあたり、
    室温以上、６５０℃以下の平均加熱速度を、下記式（５）で示されるＨＲ１（℃／秒）とし、
    ６５０℃を超え、７００〜９００℃までの平均加熱速度を、下記式（６）で示されるＨＲ２（℃／秒）とする、請求項７に記載の均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
    ＨＲ１≧０．３ ・・・ （５）
    ＨＲ２≦０．５×ＨＲ１ ・・・ （６）
  14. 更に、表面に、溶融亜鉛めっきを施す、請求項７に記載の均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
  15. 溶融亜鉛めっきを施した後、更に、４５０〜６００℃で合金化処理を施す、請求項１４に記載の均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
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