JP5488763B2 - 冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、張り出し加工性や絞り加工性などに寄与する均一変形能と、曲げ性、伸びフランジ性、及びバーリング加工性などに寄与する局部変形能との両方に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法に関する。特に、本発明は、ＤＰ（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）組織を有する鋼板に関する。
本願は、２０１１年５月２５日に、日本に出願された特願２０１１−１１７４３２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、高強度鋼板の使用による自動車車体の軽量化が進められている。また、搭乗者の安全性確保の観点からも、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。しかし、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使用強度レベルを高めなければならない。また、例えば自動車車体の足回り部品に高強度鋼板を用いるには、均一変形能に加えて、バーリング加工性などに寄与する局部変形能も改善しなければならない。
しかしながら、一般的に、鋼板の強度を高めると、成形性（変形能）が低下する。例えば、絞り加工や張り出し加工に重要な均一伸びが低下する。これに対して、非特許文献１には、鋼板にオーステナイトを残留させることで、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することで、同一強度でも均一伸びを確保する方法が開示されている。
一方、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によって、曲げ性や穴拡げ性やバーリング加工性に代表される局部延性が改善する金属組織制御法が開示されている。これは、組織制御によって鋼板を単一組織にし、さらに、組織間の硬度差を低減することにより、穴拡げ性などに寄与する局部変形能を改善するものである。しかし、単一組織にするためには、非特許文献４に記載されるようにオーステナイト単相からの熱処理が製法の基本となる。
また、非特許文献４には、熱間圧延後の冷却制御による金属組織の制御によって、析出物及び変態組織の好ましい形態と、フェライト及びベイナイトの適切な分率とを得ることで、鋼板の強度と延性とを両立させる技術が開示されている。しかし、上記のいずれの技術も組織制御に頼った局部変形能の改善方法であり、べースの組織形成に大きく影響されてしまう。
連続熱間圧延時に圧下量を増加させることによって、結晶粒を微細化し、鋼板の材質を改善する方法についても、先行技術が存在する。例えば、非特許文献５には、オーステナイト域内の極力低温領域で大圧下を行い、未再結晶オーステナイトからフェライトに変態させることで、製品の主相であるフェライトの結晶粒を微細化させて、鋼板の強度及び強靭を高める技術が開示されている。しかし、非特許文献５では、本発明が解決しようとする局部変形能の改善のための手段について、一切配慮されていないし、冷延鋼板に適用する手段についても述べられていない。
：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、ＩＳＩＪ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ（２０００）Ｖｏｌ．４０，ｐ．９２０ ：中山製鋼所ＮＦＧ製品紹介
上述のように、高強度でかつ、均一変形能及び局部変形能の両方の特性を同時に満足する技術は見当たらないのが実情である。例えば、高強度鋼板の局部変形能改善のためには、介在物を含む組織制御を行うことが必要であった。しかし、この改善は組織制御によっていることから、析出物や、フェライトやベイナイト等の組織の分率や形態を制御する必要があり、ベースの金属組織が限定されていた。ベース金属組織が限定されるため、局部変形能に加えて、強度と局部変形能とを同時に向上させることが困難であった。
本発明では、ベース組織の制御だけではなく、集合組織の制御を行い、さらには、結晶粒のサイズや形態を制御することで、高強度でかつ、均一変形能と局部変形能とに優れ、併せて成形性方位依存性（異方性）の少ない冷延鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。なお、本発明で、強度とは主として引張強度のことを意味し、また、高強度とは引張強度で４４０ＭＰａ以上を指す。また、本発明で、高強度でかつ、均一変形能と局部変形能とに優れるとは、引張強度（ＴＳ）、均一伸び（ｕ−ＥＬ）、穴拡げ率（λ）、及び板厚ｄとＣ方向曲げ最小半径ＲｍＣとの比であるｄ／ＲｍＣの特性値を用いて、ＴＳ≧４４０（単位：ＭＰａ）、ＴＳ×ｕ−ＥＬ≧７０００（単位：ＭＰａ・％）、ＴＳ×λ≧３００００（単位：ＭＰａ・％）、そしてｄ／ＲｍＣ≧１（単位なし）のすべての条件を同時に満足する場合とする。
従来の知見によれば、前述のように穴拡げ性や曲げ性などに寄与する局部変形能の改善は、介在物制御、析出物微細化、組織均質化、単一組織化、及び組織間の硬度差の低減などによって行われていた。しかし、これらの技術だけでは、主な組織構成を限定せざるを得ない。さらに、高強度化のために、強度上昇に大きく寄与する代表的な元素であるＮｂやＴｉなどを添加した場合には、異方性が極めて大きくなることが懸念される。そのため、他の成形性因子を犠牲にしたり、成形前のブランク取りの方向を限定したりせざるを得ず、用途が限定される。一方で、均一変形能は、マルテンサイトなどの硬質組織を金属組織中に分散させることにより改善出来る。
本発明者らは、高強度でかつ、張り出し加工性などに寄与する均一変形能と、穴拡げ性や曲げ性などに寄与する局部変形能との両方を向上させるために、新たに鋼板の金属組織の分率や形態の制御に加えて、鋼板の集合組織の影響に着目して、その作用効果を詳細に調査、研究した。その結果、鋼板の化学組成と、金属組織と、特定の結晶方位群の各方位の極密度で表される集合組織とを制御することで、高強度でかつ、圧延方向、圧延方向と９０°をなす方向（Ｃ方向）、圧延方向と３０°をなす方向、または圧延方向と６０°をなす方向のランクフォード値（ｒ値）がバランスして局部変形能が飛躍的に向上し、かつ、マルテンサイトなどの硬質組織を分散させることによって均一変形能も確保できることを明らかにした。
本発明の要旨は以下のとおりである。
（１）本発明の一態様に係る冷延鋼板は、鋼板の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１％以上かつ０．４％以下、Ｓｉ：０．００１％以上かつ２．５％以下、Ｍｎ：０．００１％以上かつ４．０％以下、Ａｌ：０．００１％以上かつ２．０％以下、を含有し、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなり；前記鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部では、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の各結晶方位の極密度の相加平均で表される極密度である｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度が１．０以上かつ５．０以下であり、かつ、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が１．０以上かつ４．０以下であり；圧延方向に対して直角方向のランクフォード値であるｒＣが０．７０以上かつ１．５０以下であり、かつ、前記圧延方向に対して３０°をなす方向のランクフォード値であるｒ３０が０．７０以上かつ１．５０以下であり；前記鋼板の金属組織に、複数の結晶粒が存在し、この金属組織が、面積率で、フェライトとベイナイトとを合わせて３０％以上かつ９９％以下、マルテンサイトを１％以上かつ７０％以下からなる。
（２）上記（１）に記載の冷延鋼板では、前記鋼板の化学組成では、更に、質量％で、Ｔｉ：０．００１％以上かつ０．２％以下、Ｎｂ：０．００１％以上かつ０．２％以下、Ｂ：０．０００１％以上かつ０．００５％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上かつ０．０１％以下、Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ：０．０００１％以上かつ０．１％以下、Ｃａ：０．０００１％以上かつ０．０１％以下、Ｍｏ：０．００１％以上かつ１．０％以下、Ｃｒ：０．００１％以上かつ２．０％以下、Ｖ：０．００１％以上かつ１．０％以下、Ｎｉ：０．００１％以上かつ２．０％以下、Ｃｕ：０．００１％以上かつ２．０％以下、Ｚｒ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、Ｗ：０．００１％以上かつ１．０％以下、Ａｓ：０．０００１％以上かつ０．５％以下、Ｃｏ：０．０００１％以上かつ１．０％以下、Ｓｎ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、Ｐｂ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、Ｙ：０．００１％以上かつ０．２％以下、Ｈｆ：０．００１％以上かつ０．２％以下の１種以上を含有してもよい。
（３）上記（１）又は（２）に記載の冷延鋼板では、前記結晶粒の体積平均径が５μｍ以上かつ３０μｍ以下であってもよい。
（４）上記（１）又は（２）に記載の冷延鋼板では、前記｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度が１．０以上かつ４．０以下であり、前記｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が１．０以上かつ３．０以下であってもよい。
（５）上記（１）〜（４）の何れか一項に記載の冷延鋼板では、前記圧延方向のランクフォード値であるｒＬが０．７０以上かつ１．５０以下であり、かつ、圧延方向に対して６０°をなす方向のランクフォード値であるｒ６０が０．７０以上かつ１．５０以下であってもよい。
（６）上記（１）〜（５）の何れか一項に記載の冷延鋼板では、前記マルテンサイトの面積率を単位面積％でｆＭ、前記マルテンサイトの平均サイズを単位μｍでｄｉａ、前記マルテンサイト間の平均距離を単位μｍでｄｉｓ、前記鋼板の引張強度を単位ＭＰａでＴＳとしたとき、下記の式１及び式２を満たしてもよい。
ｄｉａ≦１３μｍ ・・・（式１）
ＴＳ／ｆＭ×ｄｉｓ／ｄｉａ≧５００ ・・・（式２）
（７）上記（１）〜（６）の何れか一項に記載の冷延鋼板では、前記マルテンサイトの面積率を単位面積％でｆＭとし、前記マルテンサイトの長軸をＬａ及び短軸をＬｂとしたとき、下記の式３を満たす前記マルテンサイトの面積率が、前記マルテンサイト面積率ｆＭに対して５０％以上かつ１００％以下であってもよい。
Ｌａ／Ｌｂ≦５．０ ・・・（式３）
（８）上記（１）〜（７）の何れか一項に記載の冷延鋼板では、前記金属組織が、面積率で、前記ベイナイトを５％以上かつ８０％以下含んでもよい。
（９）上記（１）〜（８）の何れか一項に記載の冷延鋼板では、前記マルテンサイトに焼き戻しマルテンサイトが含んでもよい。
（１０）上記（１）〜（９）の何れか一項に記載の冷延鋼板では、前記鋼板の前記金属組織中の前記結晶粒のうち、粒径が３５μｍを超える粗大結晶粒の面積率が０％以上１０％以下であってもよい。
（１１）上記（１）〜（１０）の何れか一項に記載の冷延鋼板では、主相である前記フェライトまたは前記ベイナイトに対して１００点以上の点について硬さの測定を行った場合に、前記硬さの標準偏差を前記硬さの平均値で除した値が０．２以下であってもよい。
（１２）上記（１）〜（１１）の何れか一項に記載の冷延鋼板では、前記鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を備えてもよい。
（１３）本発明の一態様に係る冷延鋼板の製造方法は、上記（１）の態様の冷延鋼板を製造するにあたり、質量％で、Ｃ：０．０１％以上かつ０．４％以下、Ｓｉ：０．００１％以上かつ２．５％以下、Ｍｎ：０．００１％以上かつ４．０％以下、Ａｌ：０．００１％以上、２．０％以下を含有し、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなる化学組成を有する鋼に対して、１０００℃以上かつ１２００℃以下の温度範囲で、４０％以上の圧下率のパスを少なくとも１回以上含む第１の熱間圧延を行い、前記鋼の平均オーステナイト粒径を２００μｍ以下とし；下記の式４により算出される温度を単位℃でＴ１とし、下記の式５により算出されるフェライト変態温度を単位℃でＡｒ３とした場合、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲に３０％以上の圧下率の大圧下パスを含み、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲での累積圧下率が５０％以上であり、Ａｒ３以上かつＴ１＋３０℃未満の温度範囲での累積圧下率が３０％以下に制限され、圧延終了温度がＡｒ３以上である第２の熱間圧延を前記鋼に対して行い；前記大圧下パスのうちの最終パスの完了から冷却開始までの待ち時間を単位秒でｔとしたとき、この待ち時間ｔが下記の式６を満たし、平均冷却速度が５０℃／秒以上であり、冷却開始時の鋼温度と冷却終了時の鋼温度との差である冷却温度変化が４０℃以上かつ１４０℃以下であり、前記冷却終了時の鋼温度がＴ１＋１００℃以下である一次冷却を、前記鋼に対して行い；前記第２の熱間圧延の終了後に、室温以上かつ６００℃以下の温度範囲まで、前記鋼を二次冷却し；室温以上かつ６００℃以下の温度範囲で前記鋼を巻き取り；前記鋼を酸洗し；３０％以上かつ７０％以下の圧延率で前記鋼を冷間圧延し；前記鋼を、７５０℃以上かつ９００℃以下の温度範囲内に加熱して、１秒以上かつ１０００秒以下保持し；１℃／秒以上かつ１２℃／秒以下の平均冷却速度で、５８０℃以上かつ７２０℃以下の温度範囲まで、前記鋼を三次冷却し；４℃／秒以上かつ３００℃／秒以下の平均冷却速度で、２００℃以上かつ６００℃以下の温度範囲まで、前記鋼を四次冷却し；過時効処理温度を単位℃でＴ２とし、この過時効処理温度Ｔ２に依存する過時効処理保持時間を単位秒でｔ２としたとき、前記鋼を、過時効処理として、前記過時効処理温度Ｔ２が２００℃以上かつ６００℃以下の温度範囲内で、かつ、前記過時効処理保持時間ｔ２が下記の式８を満たすように保持する。
Ｔ１＝８５０＋１０×（［Ｃ］＋［Ｎ］）×［Ｍｎ］ ・・・（式４）
ここで、［Ｃ］、［Ｎ］及び［Ｍｎ］は、それぞれ、Ｃ、Ｎ及びＭｎの質量百分率である。
Ａｒ３＝８７９．４−５１６．１×［Ｃ］−６５．７×［Ｍｎ］＋３８．０×［Ｓｉ］＋２７４．７×［Ｐ］ ・・・（式５）
なお、この式５で、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、及び［Ｐ］は、それぞれ、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ及びＰの質量百分率である。
ｔ≦２．５×ｔ１ ・・・（式６）
ここで、ｔｌは下記の式７で表される。
ｔ１＝０．００１×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）２−０．１０９×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）＋３．１ ・・・（式７）
ここで、Ｔｆは前記最終パス完了時の前記鋼の摂氏温度であり、Ｐ１は前記最終パスでの圧下率の百分率である。
ｌｏｇ（ｔ２）≦０．０００２×（Ｔ２−４２５）２＋１．１８ ・・・（式８）
（１４）上記（２）に記載の冷延鋼板を製造するにあたり、質量％で、Ｃ：０．０１％以上かつ０．４％以下、Ｓｉ：０．００１％以上かつ２．５％以下、Ｍｎ：０．００１％以上かつ４．０％以下、Ａｌ：０．００１％以上、２．０％以下を含有し、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下に制限し、更に、Ｔｉ：０．００１％以上かつ０．２％以下、Ｎｂ：０．００１％以上かつ０．２％以下、Ｂ：０．０００１％以上かつ０．００５％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上かつ０．０１％以下、Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ：０．０００１％以上かつ０．１％以下、Ｃａ：０．０００１％以上かつ０．０１％以下、Ｍｏ：０．００１％以上かつ１．０％以下、Ｃｒ：０．００１％以上かつ２．０％以下、Ｖ：０．００１％以上かつ１．０％以下、Ｎｉ：０．００１％以上かつ２．０％以下、Ｃｕ：０．００１％以上かつ２．０％以下、Ｚｒ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、Ｗ：０．００１％以上かつ１．０％以下、Ａｓ：０．０００１％以上かつ０．５％以下、Ｃｏ：０．０００１％以上かつ１．０％以下、Ｓｎ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、Ｐｂ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、Ｙ：０．００１％以上かつ０．２％以下、Ｈｆ：０．００１％以上かつ０．２％以下の１種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる化学組成を有する鋼に対して、１０００℃以上かつ１２００℃以下の温度範囲で、４０％以上の圧下率のパスを少なくとも１回以上含む第１の熱間圧延を行い、前記鋼の平均オーステナイト粒径を２００μｍ以下とし；下記の式９により算出される温度を単位℃でＴ１とし、下記の式５により算出されるフェライト変態温度を単位℃でＡｒ ３ とした場合、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲に３０％以上の圧下率の大圧下パスを含み、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲での累積圧下率が５０％以上であり、Ａｒ ３ 以上かつＴ１＋３０℃未満の温度範囲での累積圧下率が３０％以下に制限され、圧延終了温度がＡｒ ３ 以上である第２の熱間圧延を前記鋼に対して行い；前記大圧下パスのうちの最終パスの完了から冷却開始までの待ち時間を単位秒でｔとしたとき、この待ち時間ｔが下記の式６を満たし、平均冷却速度が５０℃／秒以上であり、冷却開始時の鋼温度と冷却終了時の鋼温度との差である冷却温度変化が４０℃以上かつ１４０℃以下であり、前記冷却終了時の鋼温度がＴ１＋１００℃以下である一次冷却を、前記鋼に対して行い；前記第２の熱間圧延の終了後に、室温℃以上かつ６００℃以下の温度範囲まで、前記鋼を二次冷却し；室温℃以上かつ６００℃以下の温度範囲で前記鋼を巻き取り；前記鋼を酸洗し；３０％以上かつ７０％以下の圧延率で前記鋼を冷間圧延し；前記鋼を、７５０℃以上かつ９００℃以下の温度範囲内に加熱して、１秒以上かつ１０００秒以下保持し；１℃／秒以上かつ１２℃／秒以下の平均冷却速度で、５８０℃以上かつ７２０℃以下の温度範囲まで、前記鋼を三次冷却し；４℃／秒以上かつ３００℃／秒以下の平均冷却速度で、２００℃以上かつ６００℃以下の温度範囲まで、前記鋼を四次冷却し；過時効処理温度を単位℃でＴ２とし、この過時効処理温度Ｔ２に依存する過時効処理保持時間を単位秒でｔ２としたとき、前記鋼を、過時効処理として、前記過時効処理温度Ｔ２が２００℃以上かつ６００℃以下の温度範囲内で、かつ、前記過時効処理保持時間ｔ２が下記の式８を満たすように保持する。
Ｔ１＝８５０＋１０×（［Ｃ］＋［Ｎ］）×［Ｍｎ］＋３５０×［Ｎｂ］＋２５０×［Ｔｉ］＋４０×［Ｂ］＋１０×［Ｃｒ］＋１００×［Ｍｏ］＋１００×［Ｖ］ ・・・（式９）
ここで、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｍｎ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｂ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］及び［Ｖ］は、それぞれ、Ｃ、Ｎ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶの質量百分率である。
Ａｒ ３ ＝８７９．４−５１６．１×［Ｃ］−６５．７×［Ｍｎ］＋３８．０×［Ｓｉ］＋２７４．７×［Ｐ］ ・・・（式５）
なお、この式５で、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、及び［Ｐ］は、それぞれ、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ及びＰの質量百分率である。
ｔ≦２．５×ｔ１ ・・・（式６）
ここで、ｔｌは下記の式７で表される。
ｔ１＝０．００１×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）２−０．１０９×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）＋３．１ ・・・（式７）
ここで、Ｔｆは前記最終パス完了時の前記鋼の摂氏温度であり、Ｐ１は前記最終パスでの圧下率の百分率である。
ｌｏｇ（ｔ２）≦０．０００２×（Ｔ２−４２５）２＋１．１８ ・・・（式８）
（１５）上記（１３）又は（１４）に記載の冷延鋼板の製造方法では、前記待ち時間ｔが、さらに下記の式１０を満たしてもよい。
０≦ｔ＜ｔ１ ・・・（式１０）
（１６）上記（１３）又は（１４）に記載の冷延鋼板の製造方法では、前記待ち時間ｔが、さらに下記の式１１を満たしてもよい。
ｔ１≦ｔ≦ｔ１×２．５ ・・・（式１１）
（１７）上記（１３）〜（１６）の何れか一項に記載の冷延鋼板の製造方法では、前記第１の熱間圧延で、４０％以上の圧下率である圧下を少なくとも２回以上行い、前記平均オーステナイト粒径を１００μｍ以下としてもよい。
（１８）上記（１３）〜（１７）の何れか一項に記載の冷延鋼板の製造方法では、前記第２の熱間圧延の終了後、３秒以内に、前記二次冷却を開始してもよい。
（１９）上記（１３）〜（１８）の何れか一項に記載の冷延鋼板の製造方法では、前記第２の熱間圧延で、各パス間の前記鋼の温度上昇を１８℃以下としてもよい。
（２０）上記（１３）〜（１９）の何れか一項に記載の冷延鋼板の製造方法では、前記一次冷却を圧延スタンド間で行ってもよい。
（２１）上記（１３）〜（２０）の何れか一項に記載の冷延鋼板の製造方法では、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲での圧延の最終パスが前記大圧下パスであってもよい。
（２２）上記（１３）〜（２１）の何れか一項に記載の冷延鋼板の製造方法では、前記二次冷却では、１０℃／秒以上かつ３００℃／秒以下の平均冷却速度で、前記鋼を冷却してもよい。
（２３）上記（１３）〜（２２）の何れか一項に記載の冷延鋼板の製造方法では、前記過時効処理後に、溶融亜鉛めっきを施してもよい。
（２４）上記（１３）〜（２３）の何れか一項に記載の冷延鋼板の製造方法では、前記過時効処理後に、溶融亜鉛めっきを施し；前記溶融亜鉛めっき後に、４５０℃以上かつ６００℃以下の温度範囲内で熱処理を行ってもよい。
本発明の上記態様によれば、ＮｂやＴｉの元素などが添加された場合でも異方性への影響が小さく、高強度でかつ、局部変形能と均一変形能とに優れた冷延鋼板を得ることができる。
以下に本発明の一実施形態に係る冷延鋼板について詳細に説明する。まず、冷延鋼板の結晶方位の極密度について述べる。
結晶方位の平均極密度Ｄ１：１．０以上かつ５．０以下
結晶方位の極密度Ｄ２：１．０以上かつ４．０以下
本実施形態に係る冷延鋼板では、２種類の結晶方位の極密度として、５／８〜３／８の板厚範囲（鋼板の表面から鋼板の板厚方向（深さ方向）に板厚の５／８〜３／８の距離だけ離れた範囲）である板厚中央部における圧延方向に平行な（板厚方向を法線とする）板厚断面に対して、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度Ｄ１（以下では、平均極密度と省略する場合がある）と、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度Ｄ２とを制御している。
本実施形態では、平均極密度Ｄ１が、特に重要な集合組織（金属組織中の結晶粒の結晶方位）の特徴点（方位集積度、集合組織の発達度）である。なお、平均極密度Ｄ１は、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の各結晶方位の極密度の相加平均で表される極密度である。
５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における上記断面に対して、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）またはＸ線回折を行い、ランダム試料に対する各方位の電子回折強度またはＸ線回折強度の強度比を求め、この各強度比から｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度Ｄ１を求めることができる。
この｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度Ｄ１が５．０以下であれば、足回り部品や骨格部品の加工に最低限必要とされるｄ／ＲｍＣ（板厚ｄを最小曲げ半径ＲｍＣ（Ｃ方向曲げ）で除した指標）が１．０以上を満たしうる。この条件は、特に、引張強度ＴＳと、穴拡げ率λと、全伸びＥＬとが、自動車車体の足回り部材に必要とされる２つの条件、すなわちＴＳ×λ≧３００００及びＴＳ×ＥＬ≧１４０００を好ましく満たすための一条件でもある。
さらに、平均極密度Ｄ１が４．０以下であれば、成形性の方位依存性（等方性）の指標である、Ｃ方向曲げの最小曲げ半径ＲｍＣに対する４５°方向曲げの最小曲げ半径Ｒｍ４５の比率（Ｒｍ４５／ＲｍＣ）が低下し、曲げ方向に依存しない高い局部変形能を確保できる。そのため、平均極密度Ｄ１が、５．０以下であるとよく、４．０以下であることが好ましい。より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、平均極密度Ｄ１は、より望ましくは３．５未満であり、さらに一層望ましくは３．０未満である。
｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度Ｄ１が５．０超では、鋼板の機械的特性の異方性が極めて強くなる。その結果、特定の方向のみの局部変形能が改善するが、その方向とは異なる方向での局部変形能が著しく低下する。そのため、この場合には、鋼板が、ｄ／ＲｍＣ≧１．０を満足できなくなる。
一方、平均極密度Ｄ１が１．０未満になると、局部変形能の低下が懸念される。そのため、平均極密度Ｄ１が１．０以上であることが好ましい。
さらに、同様な理由から、５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度Ｄ２を４．０以下とする。この条件は、鋼板が、ｄ／ＲｍＣ≧１．０を満足する一条件であり、特に、引張強度ＴＳと、穴拡げ率λと、全伸びＥＬとが、足回り部材に必要とされる２つの条件、すなわちＴＳ×λ≧３００００及びＴＳ×ＥＬ≧１４０００を好ましく満たすための一条件でもある。
さらに、上記極密度Ｄ２が３．０以下であれば、ＴＳ×λやｄ／ＲｍＣをさらに高めることができる。そのため、上記極密度Ｄ２は、望ましくは２．５以下であり、より望ましくは２．０以下である。この極密度Ｄ２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る。その結果、特定の方向のみの局部変形能が改善するが、その方向とは異なる方向での局部変形能が著しく低下する。そのため、この場合には、鋼板がｄ／ＲｍＣ≧１．０を十分に満足できなくなる。
一方、この極密度Ｄ２が１．０未満になると、局部変形能の低下が懸念される。そのため、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度Ｄ２が１．０以上であることが好ましい。
極密度は、Ｘ線ランダム強度比と同義である。Ｘ線ランダム強度比は、特定の方位への集積を持たない標準試料の回折強度（Ｘ線や電子）と、供試材の回折強度とを同条件でＸ線回折法等により測定し、得られた供試材の回折強度を標準試料の回折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）、またはＥＣＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｃｈａｎｎｅｌｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）を用いて測定することができる。例えば、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度Ｄ１は、これらの方法によって測定された｛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：Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ Ｆｕｎｃｔｉｏｎｓ）から｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の各方位の極密度を求め、これら極密度を相加平均して得られる。
Ｘ線回折、ＥＢＳＤ、ＥＣＰに供する試料については、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の５／８〜３／８の範囲を含む適当な面が測定面となるように試料を調整し、上述の方法に従って極密度を測定すればよい。板幅方向については、１／４もしくは３／４の板厚位置（鋼板の端面から鋼板の板幅の１／４の距離だけ離れた位置）近傍で試料を採取することが望ましい。
板厚中央部だけでなく、なるべく多くの板厚位置についても、鋼板が上述の極密度を満たすことにより、より一層局部変形能が良好になる。しかしながら、上述の板厚中央部の方位集積が最も強く鋼板の異方性に与える影響が大きいため、この板厚中央部の材質が概ね鋼板全体の材質特性を代表する。そのため、５／８〜３／８の板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度Ｄ１と、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度Ｄ２とを規定している。
ここで、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞は、上述の方法で試料を採取した時、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）または｛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、本実施形態においては、体心立方構造（ｂｃｃ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）の各面は、等価であり区別できない。このような場合、これらの方位を総称して｛１１１｝面と称する。ＯＤＦ表示は、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、ＯＤＦ表示では個々の方位を（ｈｋｌ）［ｕｖｗ］で表示するのが一般的であるが、本実施形態においては、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞と（ｈｋｌ）［ｕｖｗ］とは同義である。
次に、鋼板のｒ値（ランクフォード値）について説明する。
本実施形態では、局部変形能をさらに向上させるために、各方向のｒ値（後述の圧延方向のｒ値であるｒＬ、圧延方向に対して３０°をなす方向のｒ値であるｒ３０、圧延方向に対して６０°をなす方向のｒ値であるｒ６０、圧延方向に対して直角方向のｒ値であるｒＣ）を所定範囲にするとよい。これらのｒ値は、本実施形態において重要である。本発明者等が鋭意検討した結果、上述した各極密度を適正に制御した上で、これらｒ値を適切に制御することにより、より良好な穴拡げ性などの局部変形能が得られることが判明した。
圧延方向に対して直角方向のｒ値（ｒＣ）：０．７０以上かつ１．５０以下
本発明者等が鋭意検討した結果、上記各極密度を上記の範囲内にすると同時に、ｒＣを０．７０以上にすることにより、より良好な穴拡げ性を得ることができることを見出した。そのため、ｒＣが０．７０以上であるとよい。ｒＣの上限は、より優れた穴拡げ性を得るためには、ｒＣが１．５０以下であるとよい。好ましくは、ｒＣが１．１０以下であるとよい。
圧延方向に対して３０°をなす方向のｒ値（ｒ３０）：０．７０以上かつ１．５０以下
本発明者等が鋭意検討した結果、上記各極密度を上記の範囲内にすると同時に、ｒ３０を１．５０以下にすることにより、より良好な穴拡げ性を得ることができることを見出した。そのため、ｒ３０が１．５０以下であるとよい。好ましくは、ｒ３０が１．１０以下であるとよい。ｒ３０の下限は、より優れた穴拡げ性を得るためには、ｒ３０が０．７０以上であるとよい。
圧延方向のｒ値（ｒＬ）：０．７０以上かつ１．５０以下
圧延方向に対して６０°をなす方向のｒ値（ｒ６０）：０．７０以上かつ１．５０以下
さらに、本発明者等が鋭意検討した結果、上記各極密度、ｒＣ、ｒ３０を上述した範囲内にすると同時に、ｒＬおよびｒ６０が、それぞれｒＬ≧０．７０、ｒ６０≦１．５０を満足することにより、より良好なＴＳ×λを得ることができることを見出した。そのため、ｒＬが０．７０以上であり、ｒ６０が１．５０以下であるとよい。好ましくは、ｒ６０が１．１０以下であるとよい。上述のｒＬの上限およびｒ６０の下限は、より優れた穴拡げ性を得るためには、ｒＬが１．５０以下、ｒ６０が０．７０以上であるとよい。好ましくは、ｒＬが１．１０以下であるとよい。
上述の各ｒ値については、ＪＩＳ５号引張試験片を用いた引張試験により評価する。通常の高強度鋼板の場合を考慮して、引張歪みが、５〜１５％の範囲内であり、かつ、均一伸びに相当する範囲で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、本実施形態に係る冷延鋼板により、何れの曲げ方向においても同様の特性が得られるものである。
ところで、一般に集合組織とｒ値とは相関があることが知られているが、本実施形態に係る冷延鋼板においては、既述の結晶方位の極密度に関する限定とｒ値に関する限定とは互いに同義ではない。したがって、両方の限定が同時に満たされればより良好な局部変形能を得ることができる。
次に、本実施形態に係る冷延鋼板の金属組織について説明する。
本実施形態に係る冷延鋼板の基本的な金属組織は、複数の結晶粒を含み、フェライト及び又はベイナイトを主相とし、マルテンサイトを第二相とするＤＰ（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）組織であることを特徴とする。主相である変形能に優れたフェライトやベイナイトに、第二相として硬質組織であるマルテンサイトが分散することで、強度と、均一変形能とを高めることが可能となる。この均一変形能の向上は、金属組織中に硬質組織であるマルテンサイトが微細分散することにより、鋼板の加工硬化率が上昇することに起因する。また、ここでいう、フェライト及びベイナイトには、ポリゴナルフェライト、ベイネティックフェライトを含む。
本実施形態に係る冷延鋼板は、フェライト、ベイナイト、及びマルテンサイト以外の組織として、残留オーステナイト、パーライト、セメンタイト、及び複数の介在物などを不可避的に含むことがある。これらのフェライト、ベイナイト、及びマルテンサイト以外の組織は、面積率で０％以上かつ１０％以下に制限することが好ましい。また、組織中にオーステナイトが残存すると２次加工脆性や遅れ破壊特性が悪化する。よって、不可避的に存在する面積率で５％程度の残留オーステナイト以外には、実質的に残留オーステナイトを含まないことが好ましい。
主相であるフェライトとベイナイトとの面積率：３０％以上かつ９９％未満
主相であるフェライト及びベイナイトは、比較的軟質であり高い変形能を有する。フェライトとベイナイトとを合わせて面積率が３０％以上である場合に、本実施形態に係る冷延鋼板の均一変形能と局部変形能との両方の特性が満足される。より好ましくは、フェライトとベイナイトとを合わせて面積率で５０％以上とする。一方、フェライトとベイナイトとを合わせた面積率が９９％以上であると、鋼板の強度と均一変形能とが低下する。
好ましくは、主相として、ベイナイトの面積率を５％以上かつ８０％以下としてもよい。より強度に優れるベイナイトの面積率を５％以上かつ８０％以下とすることで、鋼板の強度と延性（変形能）とのバランスのうち、強度をより好ましく高めることができる。フェライトより硬度が硬い組織であるベイナイトの面積率を高めることで、鋼板の強度が向上する。また、マルテンサイトとの硬度差がフェライトより小さいベイナイトは、軟質相と硬質相との界面でのボイドの発生を抑制し、穴拡げ性を向上させる。
または、主相として、フェライトの面積率を３０％以上かつ９９％以下とする。より変形能に優れるフェライトの面積率を３０％以上かつ９９％以下とすることで、鋼板の強度と延性（変形能）とのバランスのうち、延性（変形能）をより好ましく高めることができる。特に、フェライトが均一変形能の向上に寄与する。
マルテンサイトの面積率ｆＭ：１％以上かつ７０％以下
第二相として硬質組織であるマルテンサイトが金属組織中に分散することで、強度と、均一変形能とを高めることが可能となる。マルテンサイトの面積率が１％未満の場合、硬質組織の分散が少なく、加工硬化率が低くなり、均一変形能が低下する。好ましくは、マルテンサイトの面積率が３％以上である。一方、面積率で７０％を超えるマルテンサイトを含む場合には、硬質組織の面積率が高すぎるために、鋼板の変形能が大幅に減少する。強度と変形能とのバランスに応じて、マルテンサイトの面積率を５０％以下としてもよい。好ましくは、マルテンサイトの面積率が３０％以下であってもよい。より好ましくは、マルテンサイトの面積率が２０％以下であってもよい。
マルテンサイトの結晶粒の平均サイズｄｉａ：１３μｍ以下
マルテンサイトの平均サイズが１３μｍを超える場合、鋼板の均一変形能が低くなり、また、局部変形能も低くなる虞がある。これは、マルテンサイトの平均サイズが粗大であると、加工硬化に対する寄与が小さくなるため均一伸びが低くなり、また、粗大なマルテンサイトの周囲でボイドが発生しやすくなるため局部変形能が低くなると考えられる。好ましくは、マルテンサイトの平均サイズが１０μｍ以下である。より好ましくは、マルテンサイトの平均サイズが７μｍ以下である。最も好ましくは５μｍ以下がよい。
ＴＳ／ｆＭ×ｄｉｓ／ｄｉａの関係：５００以上
また、本発明者らが鋭意検討した結果、引張強度を単位ＭＰａでＴＳ（Ｔｅｎｓｉｌｅ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）、マルテンサイトの面積率を単位％でｆＭ（ｆｒａｃｔｉｏｎ ｏｆ Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）、マルテンサイトの結晶粒間の平均距離を単位μｍでｄｉｓ（ｄｉｓｔａｎｃｅ）、マルテンサイトの結晶粒の平均サイズを単位μｍでｄｉａ（ｄｉａｍｅｔｅｒ）としたとき、ＴＳ、ｆＭ、ｄｉｓ、ｄｉａの関係が下記の式１を満たす場合に、鋼板の均一変形能が向上するので好ましい。
ＴＳ／ｆＭ×ｄｉｓ／ｄｉａ≧５００ ・・・（式１）
ＴＳ／ｆＭ×ｄｉｓ／ｄｉａの関係が５００より小さい場合には、鋼板の均一変形能が大きく低下する虞がある。この式１の物理的な意味は明らかになっていない。しかし、マルテンサイトの結晶粒間の平均距離ｄｉｓが小さいほど、かつ、マルテンサイトの結晶粒の平均サイズｄｉａが大きいほど、効率よく加工硬化するためであると考えられる。また、ＴＳ／ｆＭ×ｄｉｓ／ｄｉａの関係に、特に上限値はない。ただ、実操業上、ＴＳ／ｆＭ×ｄｉｓ／ｄｉａの関係が１００００超となることは少ないので、上限を１００００以下とする。
長軸短軸比が５．０以下であるマルテンサイトの割合：５０％以上
更に、マルテンサイトの結晶粒の長軸を単位μｍでＬａとし、短軸を単位μｍでＬｂとしたとき、下記の式２を満たすマルテンサイトの結晶粒が、上記マルテンサイト面積率ｆＭに対して、面積率で５０％以上かつ１００％以下である場合に、局部変形能が向上するので好ましい。
Ｌａ／Ｌｂ≦５．０ ・・・（式２）
この効果が得られる詳細な理由は明らかになっていない。しかし、マルテンサイトの形態が、針状よりも、球状に近くなることによって、マルテンサイトの周囲のフェライトやベイナイトへの過度な応力集中が緩和され、局部変形能が向上するものと考えられる。好ましくは、Ｌａ／Ｌｂが３．０以下であるマルテンサイトの結晶粒が、ｆＭに対して、面積率で５０％以上である。より好ましくは、Ｌａ／Ｌｂが２．０以下であるマルテンサイトの結晶粒が、ｆＭに対して、面積率で５０％以上である。また、等軸なマルテンサイトの割合が、ｆＭに対して５０％未満では局部変形能が劣化する虞がある。また、上記の式２の下限値は、１．０となる。
また、上記マルテンサイトの一部または全てが焼き戻しマルテンサイトであってもよい。焼き戻しマルテンサイトとすることによって、鋼板の強度が減少するが、主相と第二相との間の硬度差が減少し、鋼板の穴拡げ性が向上する。必要とする強度と変形能とのバランスに応じて、マルテンサイト面積率ｆＭに対する、焼き戻しマルテンサイトの面積率を制御すればよい。また、本実施形態に係る冷延鋼板は、不可避的組織として残留オーステナイトを５％以下含んでもよい。５％を超えると、加工後に残留オーステナイトが非常に硬いマルテンサイトに変態し、穴拡げ性が大幅に劣化する。
上記した、フェライト、ベイナイト及びマルテンサイトなどの金属組織は、１／８〜３／８の板厚範囲（すなわち、１／４の板厚位置が中心になる板厚範囲）を電界放射型走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）により観察することが出来る。この観察によって得られた画像から上記特性値を決定することができる。または、後述するＥＢＳＤによっても決定することができる。このＦＥ−ＳＥＭ観察では、鋼板の圧延方向に平行な（板厚方向を法線とする）板厚断面が観察面になるように試料を採取し、この観察面に対して研磨及びナイタールエッチングを行っている。なお、板厚方向について、鋼板表面近傍及び鋼板中心近傍では、それぞれ、脱炭及びＭｎ偏析により鋼板の金属組織（構成要素）がその他の部分と大きく異なる場合がある。そのため、本実施形態では、１／４の板厚位置を基準とした金属組織の観察を行っている。
結晶粒の体積平均径：５μｍ以上かつ３０μｍ以下
加えて、さらに変形能を向上させる場合には、金属組織中の結晶粒のサイズ、特に、体積平均径を微細化するとよい。さらに、体積平均径を微細化することで、自動車用鋼板などで求められる疲労特性（疲労限度比）も向上する。細粒に比べると粗大粒の数が変形能へ与える影響度が高いため、変形能は、個数平均径よりも体積の重み付け平均で算出される体積平均径と強く相関する。そのため、上記の効果を得る場合には、体積平均径が、５μｍ以上かつ３０μｍ以下、望ましくは、５μｍ以上かつ２０μｍ以下、さらに望ましくは、５μｍ以上かつ１０μｍ以下であるとよい。
なお、体積平均径が小さくなると、ミクロオーダーで生じる局部的な歪集中が抑制され、局部変形時の歪を分散することができ、伸び、特に均一伸びが向上すると考えられる。また、体積平均径が小さくなると、転位運動の障壁となる結晶粒界を適切に制御でき、この結晶粒界が転位運動によって生じる繰り返し塑性変形（疲労現象）に作用して、疲労特性が向上する。
また、以下のように、個々の結晶粒（粒単位）の径を決定することができる。パーライトは、光学顕微鏡による組織観察により特定される。また、フェライト、オーステナイト、ベイナイト、マルテンサイトの粒単位は、ＥＢＳＤにより特定される。ＥＢＳＤにより判定された領域の結晶構造が面心立方構造（ｆｃｃ構造）であれば、この領域をオーステナイトと判定する。また、ＥＢＳＤにより判定された領域の結晶構造が体心立方構造（ｂｃｃ構造）であれば、この領域をフェライト、ベイナイト、マルテンサイトのいずれかと判定する。フェライト、ベイナイト、マルテンサイトは、ＥＢＳＰ−ＯＩＭ（登録商標、Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ−Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｅ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）に装備されているＫＡＭ（Ｋｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）法を用いて識別することができる。ＫＡＭ法では、測定データのうちのある正六角形のピクセル（中心のピクセル）とこのピクセルに隣り合う６個のピクセルを用いた第一近似（全７ピクセル）、もしくはこれら６個のピクセルのさらに外側の１２個のピクセルも用いた第二近似（全１９ピクセル）、もしくはこれら１２個のピクセルのさらに外側の１８個のピクセルも用いた第三近似（全３７ピクセル）について、各ピクセル間の方位差を平均し、得られた平均値をその中心のピクセルの値に決定し、このような操作をピクセル全体に対して行う。このＫＡＭ法による計算を粒界を超えないように行うことにより、粒内の方位変化を表現するマップを作成できる。このマップは、粒内の局所的な方位変化に基づく歪みの分布を表している。
本実施形態では、ＥＢＳＰ−ＯＩＭ（登録商標）において、第三近似により隣接するピクセル間の方位差を計算する。フェライト、ベイナイト、マルテンサイト及びオーステナイトの粒径は、例えば、１５００倍の倍率で０．５μｍ以下の測定ステップで上述の方位測定を行い、隣り合う測定点の方位差が１５°を超える位置を粒境界（この粒境界は、必ずしも、一般的な結晶粒界とは限らない）として定め、その円相当径を算出することにより得られる。金属組織中にパーライトが含まれる場合には、光学顕微鏡によって得られた画像に対して、二値化処理、切断法等の画像処理法を適用することによりパーライトの結晶粒径を算出することができる。
このように定義された結晶粒（粒単位）では、円相当半径（円相当径の半値）をｒとした場合に、個々の粒の体積が４×π×ｒ３／３により得られ、この体積の重み付け平均により体積平均径を求めることができる。また、下記の粗大粒の面積率は、この方法により得られた粗大粒の面積を測定対象の面積で除することにより得ることができる。なお、上記の体積平均径以外、例えば、上記したマルテンサイトの結晶粒の平均サイズｄｉａなどは、上記の円相当径、または、二値化処理及び切断法等により求めた結晶粒径を用いる。
上記したマルテンサイトの結晶粒間の平均距離ｄｉｓは、上記のＦＥ−ＳＥＭ観察法以外に、このＥＢＳＤ法（但し、ＥＢＳＤが可能なＦＥ−ＳＥＭ）により得られた、マルテンサイトとマルテンサイト以外の粒との間の境界を使用して決定することもできる。
粒径が３５μｍ超である粗大結晶粒の面積率：０％以上かつ１０％以下
更に、局部変形能をより改善する場合には、金属組織の全構成要素について、単位面積当たりに粒径が３５μｍを超える粒（粗大粒）が占める面積の割合（粗大粒の面積率）を０％以上かつ１０％以下に制限するとよい。粒径の大きな粒が増えると、引張強度が小さくなり、局部変形能も低下する。したがって、なるべく結晶粒を細粒にすることが好ましい。加えて、全ての結晶粒が均一かつ等価に歪を受けることにより局部変形能が改善されるため、粗大粒の量を制限することにより、局部的な結晶粒の歪を抑制することができる。
フェライトの硬さＨ：下記の式３を満たすことが好ましい。
主相である軟質なフェライトは、鋼板の変形能向上に寄与する。よって、フェライトの硬さＨの平均値が、下記の式３を満たすことが望ましい。下記の式３以上に硬質なフェライトが存在すると、鋼板の変形能向上効果が得られない虞がある。なお、フェライトの硬さＨの平均値は、ナノインデンターにて１ｍＮの荷重にてフェライトの硬さを１００点以上測定して求めることとする。
Ｈ＜２００＋３０×［Ｓｉ］＋２１×［Ｍｎ］＋２７０×［Ｐ］＋７８×［Ｎｂ］１／２＋１０８×［Ｔｉ］１／２ ・・・（式３）
ここで、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｐ］、［Ｎｂ］、及び［Ｔｉ］は、それぞれ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｎｂ、及びＴｉの質量百分率である。
フェライトまたはベイナイトの硬さの標準偏差／平均値：０．２以下
本発明者らは、主相であるフェライトまたはベイナイトの均質性に着目した検討を行った結果、この主相の均質性が高い組織であると、均一変形能と局部変形能とのバランスを好ましく改善できることを見出した。具体的には、フェライトの硬さの標準偏差を、フェライトの硬さの平均値で割った値が０．２以下であると、上記効果が得られるので好ましい。または、ベイナイトの硬さの標準偏差を、ベイナイトの硬さの平均値で割った値が０．２以下であると、上記効果が得られるので好ましい。この均質性は、主相であるフェライトまたはベイナイトについてナノインデンターにて１ｍＮの荷重にて硬さを１００点以上測定し、その平均値とその標準偏差とを用いることで定義できる。すなわち、硬さの標準偏差／硬さの平均値の値が低いほど均質性は高く、０．２以下の時にその効果が得られる。ナノインデンター（例えばＣＳＩＲＯ社製 ＵＭＩＳ−２０００）では、結晶粒径よりも小さな圧子を使用することで、結晶粒界を含まない単一の結晶粒の硬さを測定することができる。
次に本実施形態に係る冷延鋼板の化学組成について説明する。
Ｃ：０．０１％以上かつ０．４％以下
Ｃ（炭素）は、鋼板の強度を高める元素であり、また、マルテンサイトの面積率を確保するために必須な元素である。Ｃ含有量の下限を０．０１％としたのは、マルテンサイトを面積率で１％以上得るためである。好ましくは０．０３％以上がよい。一方、Ｃ含有量が０．４０％超になると鋼板の変形能が低下し、また、鋼板の溶接性も悪化する。好ましくは、Ｃ含有量が０．３０％以下とする。好ましくは０．３％以下、より好ましくは０．２５％以下がよい。
Ｓｉ：０．００１％以上かつ２．５％以下
Ｓｉ（ケイ素）は、鋼の脱酸元素であり、鋼板の機械的強度を高めるのに有効な元素である。また、Ｓｉは、熱間圧延後の温度制御時にフェライトを安定化させ、かつ、ベイナイト変態時のセメンタイト析出を抑制する元素である。しかし、Ｓｉ含有量が、２．５％超となると、鋼板の変形能が低下し、また、鋼板に表面疵が発生しやすくなる。一方、Ｓｉ含有量が０．００１％未満では、上記効果を得ることが困難である。
Ｍｎ：０．００１％以上かつ４．０％以下
Ｍｎ（マンガン）は、鋼板の機械的強度を高めるのに有効な元素である。しかし、Ｍｎ含有量が、４．０％超となると、鋼板の変形能が低下する。好ましくは、Ｍｎ含有量を３．５％以下とする。更に好ましくは、Ｍｎ含有量を３．０％以下とする。一方、Ｍｎ含有量が、０．００１％未満では、上記効果を得ることが困難である。また、Ｍｎは、鋼中のＳ（硫黄）を固定化することにより、熱間圧延時の割れを防ぐ元素でもある。Ｍｎ以外に、Ｓによる熱間圧延時の割れの発生を抑制するＴｉなどの元素が十分に添加されない場合には、Ｍｎ含有量とＳ含有量とが、質量％で、Ｍｎ／Ｓ≧２０を満足することが望ましい。
Ａｌ：０．００１％以上かつ２．０％以下
Ａｌ（アルミニウム）は、鋼の脱酸元素である。また、Ａｌは、熱間圧延後の温度制御時にフェライトを安定化させ、かつ、ベイナイト変態時のセメンタイト析出を抑制する元素である。この効果を得るために、Ａｌ含有量を０．００１％以上とする。しかし、Ａｌ含有量が２．０％超では、溶接性が劣悪となる。また、定量的に効果を示すことが難しいが、Ａｌは、鋼冷却時にγ（オーステナイト）からα（フェライト）へ変態が開始する温度Ａｒ３を、顕著に上昇させる元素である。従って、Ａｌ含有量によって、鋼のＡｒ３を制御してもよい。
本実施形態に係る冷延鋼板は、上記した基本成分の他に、不可避的不純物を含有する。ここで、不可避的不純物とは、スクラップ等の副原料や、製造工程から不可避的に混入する、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏ、Ｃｄ、Ｚｎ、Ｓｂ等の元素を意味する。この中で、Ｐ、Ｓ、Ｎ、及びＯは、上記効果を好ましく発揮させるために、以下のように制限する。また、Ｐ、Ｓ、Ｎ、及びＯ以外の上記不可避的不純物は、それぞれ０．０２％以下に制限することが好ましい。ただ、これらの不純物が、０．０２％以下含まれても、上記効果を失するものではない。不純物含有量の制限範囲には０％が含まれるが、工業的に安定して０％にすることが難しい。ここで、記載する％は、質量％である。
Ｐ：０．１５％以下
Ｐ（リン）は不純物であり、過剰に鋼中に含有すると、熱間圧延または冷間圧延時の割れを助長する元素であり、また、鋼板の延性や溶接性を損なう元素である。したがって、Ｐ含有量を０．１５％以下に制限する。好ましくは、Ｐ含有量を０．０５％以下に制限する。なお、Ｐは固溶強化元素として作用し、また不可避的に鋼中に含まれるので、Ｐ含有量の下限を特に制限する必要がない。Ｐ含有量の下限は０％でもよい。また、現行の一般的な精錬（二次精錬を含む）を考慮すると、Ｐ含有量の下限は０．０００５％であってもよい。
Ｓ：０．０３％以下
Ｓ（硫黄）は、不純物であり、過剰に鋼中に含有すると、熱間圧延によって伸張したＭｎＳが生成され、鋼板の変形能を低下させる元素である。したがって、Ｓ含有量を０．０３％以下に制限する。なお、Ｓは不可避的に鋼中に含まれるので、Ｓ含有量の下限を特に制限する必要がない。Ｓ含有量の下限は０％でもよい。また、現行の一般的な精錬（二次精錬を含む）を考慮すると、Ｓ含有量の下限は０．０００５％であってもよい。
Ｎ：０．０１％以下
Ｎ（窒素）は、不純物であり、鋼板の変形能を低下させる元素である。したがって、Ｎ含有量を０．０１％以下に制限する。なお、Ｎは不可避的に鋼中に含まれるので、Ｎ含有量の下限を特に制限する必要がない。Ｎ含有量の下限は０％でもよい。また、現行の一般的な精錬（二次精錬を含む）を考慮すると、Ｎ含有量の下限は０．０００５％であってもよい。
Ｏ：０．０１％以下
Ｏ（酸素）は、不純物であり、鋼板の変形能を低下させる元素である。したがって、Ｏ含有量を０．０１％以下に制限する。なお、Ｏは不可避的に鋼中に含まれるので、Ｏ含有量の下限を特に制限する必要がない。Ｏ含有量の下限は０％でもよい。また、現行の一般的な精錬（二次精錬を含む）を考慮すると、Ｏ含有量の下限は０．０００５％であってもよい。
以上の化学元素は、本実施形態における鋼の基本成分（基本元素）であり、この基本元素が制御（含有または制限）され、残部が鉄及び不可避的不純物よりなる化学組成が、本実施形態の基本組成である。しかしながら、この基本成分に加え（残部のＦｅの一部の代わりに）、本実施形態では、さらに必要に応じて以下の化学元素（選択元素）を鋼中に含有させてもよい。なお、これらの選択元素が鋼中に不可避的に（例えば、各選択元素の量の下限未満の量）混入しても、本実施形態における効果を損なわない。
すなわち、本実施形態に係る冷延鋼板は、上記した基本成分及び不純物元素の他に、更に、選択成分として、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｂ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ａｓ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｙ、Ｈｆのうちの少なくとも１つを含有してもよい。以下に、選択成分の数値限定範囲とその限定理由とを説明する。ここで、記載する％は、質量％である。
Ｔｉ：０．００１％以上かつ０．２％以下
Ｎｂ：０．００１％以上かつ０．２％以下
Ｂ：０．０００１％以上かつ０．００５％以下
Ｔｉ（チタニウム）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｂ（ホウ素）は、鋼中の炭素及び窒素を固定して微細な炭窒化物を生成するので、鋼に析出強化、組織制御、細粒強化など効果をもたらす選択元素である。そのため、必要に応じて、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂのうちのいずれか１種以上を鋼中に添加してもよい。上記効果を得るために、Ｔｉ含有量を０．００１％以上、Ｎｂ含有量を０．００１％以上、Ｂ含有量を０．０００１％以上とすることが望ましい。さらに好ましくは、Ｔｉ含有量を０．０１％以上、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とする。しかし、これらの選択元素を過度に鋼中に添加しても、上記飽和してしまうことに加え、熱延後の再結晶が抑制されて結晶方位の制御が困難になり、鋼板の加工性（変形能）を劣化させる虞がある。よって、Ｔｉ含有量を０．２％以下、Ｎｂ含有量を０．２％以下、Ｂ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、Ｂは含有量を０．００３％以下とする。なお、下限未満の量のこれらの選択元素が鋼中に含有されても、本実施形態における効果を損なわない。また、合金コストの低減のためには、これらの選択元素を意図的に鋼中に添加する必要がないので、これらの選択元素含有量の下限は、いずれも０％である。
Ｍｇ：０．０００１％以上かつ０．０１％以下
ＲＥＭ：０．０００１％以上かつ０．１％以下
Ｃａ：０．０００１％以上かつ０．０１％以下
Ｍｇ（マグネシウム）、ＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ）、Ｃａ（カルシウム）は、介在物を無害な形態に制御し、鋼板の局部変形能を向上させるために重要な選択元素である。そのため、必要に応じて、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｃａのうちのいずれか１種以上を鋼中に添加してもよい。上記効果を得るために、Ｍｇ含有量を０．０００１％以上、ＲＥＭ含有量を０．０００１％以上、Ｃａ含有量を０．０００１％以上とすることが望ましい。さらに好ましくは、Ｍｇ含有量を０．０００５％以上、ＲＥＭ含有量を０．００１％以上、Ｃａ含有量を０．０００５％以上とする。一方、これらの選択元素を過剰に鋼中に添加すると、延伸した形状の介在物が形成され、鋼板の変形能を低下させる虞がある。よって、Ｍｇ含有量を０．０１％以下、ＲＥＭ含有量を０．１％以下、Ｃａ含有量を０．０１％以下とすることが好ましい。なお、下限未満の量のこれらの選択元素が鋼中に含有されても、本実施形態における効果を損なわない。また、合金コストの低減のためには、これらの選択元素を意図的に鋼中に添加する必要がないので、これらの選択元素含有量の下限は、いずれも０％である。
なお、ここではＲＥＭを、原子番号が５７のランタンから７１のルテシウムまでの１５元素に、原子番号が２１のスカンジウムを加えた合計１６元素の総称とする。通常は、これらの元素の混合物であるミッシュメタルの形で供給され、鋼中に添加される。
Ｍｏ：０．００１％以上かつ１．０％以下
Ｃｒ：０．００１％以上かつ２．０％以下
Ｎｉ：０．００１％以上かつ２．０％以下
Ｗ：０．００１％以上かつ１．０％以下
Ｚｒ：０．０００１％以上かつ０．２％以下
Ａｓ：０．０００１％以上かつ０．５％以下
Ｍｏ（モリブデン）、Ｃｒ（クロミウム）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｗ（タングステン）、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ａｓ（ヒ素）は、鋼板の機械的強度を高める選択元素である。そのため、必要に応じて、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｗ、Ｚｒ、Ａｓのうちのいずれか１種以上を鋼中に添加してもよい。上記効果を得るために、Ｍｏ含有量を０．００１％以上、Ｃｒ含有量を０．００１％以上、Ｎｉ含有量を０．００１％以上、Ｗ含有量を０．００１％以上、Ｚｒ含有量を０．０００１％以上、Ａｓ含有量を０．０００１％以上とすることが望ましい。さらに好ましくは、Ｍｏ含有量を０．０１％以上、Ｃｒ含有量を０．０１％以上、Ｎｉ含有量を０．０５％以上、Ｗ含有量を０．０１％以上とする。しかし、これらの選択元素を過度に鋼中に添加すると、鋼板の変形能を低下させる虞がある。よって、Ｍｏ含有量を１．０％以下、Ｃｒ含有量を２．０％以下、Ｎｉ含有量を２．０％以下、Ｗ含有量を１．０％以下、Ｚｒ含有量を０．２％以下、Ａｓ含有量を０．５％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、Ｚｒ含有量を０．０５％以下とする。なお、下限未満の量のこれらの選択元素が鋼中に含有されても、本実施形態における効果を損なわない。また、合金コストの低減のためには、これらの選択元素を意図的に鋼中に添加する必要がないので、これらの選択元素含有量の下限は、いずれも０％である。
Ｖ：０．００１％以上かつ１．０％以下
Ｃｕ：０．００１％以上かつ２．０％以下
Ｖ（バナジウム）及びＣｕ（銅）は、Ｎｂ及びＴｉ等と同様に、析出強化の効果を有する選択元素である。また、Ｖ及びＣｕの添加は、Ｎｂ及びＴｉ等の添加により生じる局部変形能の低下と比較して、その低下の度合いが小さい。よって、高強度でかつ、穴拡げ性や曲げ性などの局部変形能をより高めたい場合には、ＮｂやＴｉなどよりも効果的な選択元素である。そのため、必要に応じて、Ｖ及びＣｕのうちのいずれか１種以上を鋼中に添加してもよい。上記効果を得るために、Ｖ含有量を０．００１％以上、Ｃｕ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは、両選択元素とも含有量を０．０１％以上とする。しかし、これらの選択元素を過剰に鋼中に添加すると、鋼板の変形能を低下させる虞がある。よって、Ｖ含有量を１．０％以下、Ｃｕ含有量を２．０％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、Ｖ含有量を０．５％以下とする。なお、下限未満の量のこれらの選択元素が鋼中に含有されても、本実施形態における効果を損なわない。また、合金コストの低減のためには、これらの選択元素を意図的に鋼中に添加する必要がないので、これらの選択元素含有量の下限は、いずれも０％である。
Ｃｏ：０．０００１％以上かつ１．０％以下
Ｃｏ（コバルト）は、定量的に効果を示すことが難しいが、鋼冷却時にγ（オーステナイト）からα（フェライト）へ変態が開始する温度Ａｒ３を、顕著に上昇させる選択元素である。従って、Ｃｏ含有量によって、鋼のＡｒ３を制御してもよい。また、Ｃｏは、鋼板の強度を向上させる選択元素である。上記効果を得るために、Ｃｏ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．００１％以上とする。しかし、Ｃｏを過剰に鋼中に添加すると、鋼板の溶接性が劣化し、また鋼板の変形能を低下させる虞がある。よって、Ｃｏ含有量を１．０％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．１％以下とする。なお、下限未満の量のこの選択元素が鋼中に含有されても、本実施形態における効果を損なわない。また、合金コストの低減のためには、この選択元素を意図的に鋼中に添加する必要がないので、この選択元素含有量の下限は、０％である。
Ｓｎ：０．０００１％以上かつ０．２％以下
Ｐｂ：０．０００１％以上かつ０．２％以下
Ｓｎ（スズ）及びＰｂ（鉛）は、めっき濡れ性とめっき密着性とを向上させるのに有効な選択元素である。そのため、必要に応じて、Ｓｎ及びＰｂのうちのいずれか１種以上を鋼中に添加してもよい。上記効果を得るために、Ｓｎ含有量を０．０００１％以上、Ｐｂ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは、Ｓｎ含有量を０．００１％以上とする。しかし、これらの選択元素を過度に鋼中に添加すると、熱間での脆化が起こり熱間加工で割れが生じ、鋼板に表面疵が発生しやすくなる虞がある。よって、Ｓｎ含有量を０．２％以下、Ｐｂ含有量を０．２％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、両選択元素とも含有量を０．１％以下とする。なお、下限未満の量のこれらの選択元素が鋼中に含有されても、本実施形態における効果を損なわない。また、合金コストの低減のためには、これらの選択元素を意図的に鋼中に添加する必要がないので、これらの選択元素含有量の下限は、０％である。
Ｙ：０．０００１％以上かつ０．２％以下
Ｈｆ：０．０００１％以上かつ０．２％以下
Ｙ（イットリウム）及びＨｆ（ハフニウム）は、鋼板の耐食性を向上させるのに有効な選択元素である。そのため、必要に応じて、Ｙ及びＨｆのうちのいずれか１種以上を鋼中に添加してもよい。上記効果を得るために、Ｙ含有量を０．０００１％以上、Ｈｆ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。しかし、これらの選択元素を過度に鋼中に添加すると、穴拡げ性などの局部変形能が低下する虞がある。よって、Ｙ含有量を０．２０％以下、Ｈｆ含有量を０．２０％以下とすることが好ましい。また、Ｙは、鋼中で酸化物を形成し、鋼中の水素を吸着する効果を有する。このため鋼中の拡散性水素が低減され、鋼板の耐水素脆化特性を向上させることも期待できる。この効果も上記したＹ含有量の範囲内で得ることが出来る。さらに好ましくは、両選択元素とも含有量を０．１％以下とする。なお、下限未満の量のこれらの選択元素が鋼中に含有されても、本実施形態における効果を損なわない。また、合金コストの低減のためには、これらの選択元素を意図的に鋼中に添加する必要がないので、これらの選択元素含有量の下限は、０％である。
以上のように、本実施形態に係る冷延鋼板は、上述の基本元素を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学組成、または、上述の基本元素と、上述の選択元素から選択される少なくとも１種とを含み、残部が鉄及び不可避的不純物からなる化学組成を有する。
なお、本実施形態に係る冷延鋼板に表面処理してもよい。例えば、電気めっき、溶融めっき、蒸着めっき、めっき後の合金化処理、有機皮膜形成、フィルムラミネート、有機塩類及び無機塩類処理、ノンクロ処理（ノンクロメート処理）等の表面処理を適用することにより、冷延鋼板が各種被膜（フィルムやコーティング）を備えていてもよい。このような例として、冷延鋼板が、そ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有していてもよい。冷延鋼板が上記の被膜を備えていても、高強度でかつ、均一変形能と局部変形能とを十分に維持することができる。
なお、本実施形態では、冷延鋼板の板厚は、特に制限されないが、例えば、１．５〜１０ｍｍであってもよく、２．０〜１０ｍｍであってもよい。また、冷延鋼板の強度も、特に制限されず、例えば引張強度が４４０〜１５００ＭＰａであってもよい。
本実施形態に係る冷延鋼板は、高強度鋼板の用途全般に適用でき、均一変形能に優れて、かつ高強度鋼板の曲げ加工性や穴拡げ性などの局部変形能が飛躍的に向上している。
次に、本発明の一実施形態に係る冷延鋼板の製造方法について説明する。高強度でかつ、優れた均一変形能及び局部変形能を有する冷延鋼板を製造するためには、鋼の化学組成と、金属組織と、特定の結晶方位群の各方位の極密度で表される集合組織とを制御することが重要である。詳細を以下に記す。
熱間圧延に先行する製造方法は、特に限定されない。例えば、高炉や電炉、転炉等による製錬及び精錬に引き続き各種の二次精錬を行って上記の化学組成を満足する鋼を溶製し、鋼（溶鋼）を得ることができる。次いで、この鋼から鋼塊またはスラブを得るために、例えば、通常の連続鋳造法、インゴット法、薄スラブ鋳造法などの鋳造方法で鋼を鋳造することができる。連続鋳造の場合には、鋼を一度低温（例えば、室温）まで冷却し、再加熱した後、この鋼を熱間圧延しても良いし、鋳造された直後の鋼（鋳造スラブ）を連続的に熱間圧延しても良い。なお、鋼（溶鋼）の原料にはスクラップを使用しても構わない。
高強度でかつ、均一変形能と局部変形能とに優れた高強度鋼板を得るためには、以下の要件を満たすとよい。また以下では、「鋼」及び「鋼板」を同義として用いる。
第１の熱間圧延工程
第１の熱間圧延工程として、上記溶製及び鋳造した鋼塊を用いて、１０００℃以上かつ１２００℃以下（好ましくは１１５０℃以下）の温度範囲で、４０％以上の圧下率の圧延パスを少なくとも１回以上行う。これらの条件で第１の熱間圧延を行うことで、第１の熱間圧延工程後の鋼板の平均オーステナイト粒径が２００μｍ以下となり、最終的に得られる冷延鋼板の均一変形能と局部変形能との向上に寄与する。
圧下率が大きくかつ圧下の回数が多いほど、より微細なオーステナイト粒となる。例えば、第１の熱間圧延工程で、１パスの圧下率が４０％以上の圧延を２回（２パス）以上行うことで、鋼板の平均オーステナイト粒径が１００μｍ以下となり好ましい。ただし、第１の熱間圧延で、１パスの圧下率を７０％以下に制限したり、圧下回数（パス数）を１０回以下に制限したりすることにより、鋼板温度の低下やスケールの過剰生成の懸念を低下させることができる。そのため、粗圧延において、１パスの圧下率が７０％以下であってもよく、圧下回数（パス数）が１０回以下であってもよい。
このように、第１の熱間圧延工程後のオーステナイト粒を微細とすることによって、後行程でオーステナイト粒をさらに微細とすることができ、また、後行程でオーステナイトから変態する、フェライト、ベイナイト、及び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ので好ましい。また、このことは、上記のｒＣおよびｒ３０などのランクフォード値を制御する一つの条件となる。その結果、集合組織を制御することができるので鋼板の異方性と局部変形能とが改善され、また、金属組織を微細化することができるので鋼板の均一変形能と局部変形能とが（特に均一変形能が）改善される。また、後工程である第２の熱間圧延工程中に、第１の熱間圧延工程により微細化されたオーステナイトの粒界が、再結晶核の１つとして機能すると推測される。
第１の熱間圧延工程後の平均オーステナイト粒径を確認するためには、第１の熱間圧延工程後の鋼板を可能な限り大きな冷却速度で急冷することが望ましい。例えば、１０℃／秒以上の平均冷却速度で鋼板を冷却する。さらに、冷却して得られたこの鋼板から採取した板片の断面をエッチングしてミクロ組織中のオーステナイト粒界を浮き立たせて光学顕微鏡にて測定する。この際、５０倍以上の倍率での２０以上の視野に対して、オーステナイトの粒径を、画像解析や切断法にて測定し、各視野で測定したオーステナイト粒径を平均して平均オーステナイト粒径を得る。
第１の熱間圧延工程後に、シートバーを接合し、連続的に後工程である第２の熱間圧延工程を行ってもよい。その際、粗バーを、一旦コイル状に巻き、必要に応じて保温機能を有するカバーに格納し、再度巻き戻してから接合を行ってもよい。
第２の熱間圧延工程
第２の熱間圧延工程として、第１の熱間圧延工程後の鋼板に、下記の式４により算出される温度を単位℃でＴ１としたとき、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲に３０％以上の圧下率の大圧下パスを含み、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲での累積圧下率が５０％以上であり、Ａｒ３℃以上かつＴ１＋３０℃未満の温度範囲での累積圧下率が３０％以下に制限され、圧延終了温度がＡｒ３℃以上である圧延を行う。
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＞方位群の平均極密度Ｄ１と、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度Ｄ２とを前述の範囲に制御するための一条件として、第２の熱間圧延工程で、鋼の化学組成（単位：質量％）によって下記の式４のように決められる温度Ｔ１（単位：℃）を基準に圧延を制御する。
Ｔ１＝８５０＋１０×（［Ｃ］＋［Ｎ］）×［Ｍｎ］＋３５０×［Ｎｂ］＋２５０×［Ｔｉ］＋４０×［Ｂ］＋１０×［Ｃｒ］＋１００×［Ｍｏ］＋１００×［Ｖ］ ・・・（式４）
なお、この式４で、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｍｎ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｂ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］及び［Ｖ］は、それぞれ、Ｃ、Ｎ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶの質量百分率である。
この式４に含まれるが、鋼中に含有されない化学元素は、その含有量を０％として計算する。そのため、鋼が上記の基本成分のみを含む化学組成の場合には、上記式４の代わりに、下記式５を使用してもよい。
Ｔ１＝８５０＋１０×（［Ｃ］＋［Ｎ］）×［Ｍｎ］ ・・・（式５）
また、鋼が上記の選択元素を含む化学組成の場合には、式５により算出される温度の代わりに、式４により算出される温度をＴ１（単位：℃）とする必要がある。
第２の熱間圧延工程では、上記式４または式５により得られる温度Ｔ１（単位：℃）を基準に、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲（望ましくはＴ１＋５０℃以上かつＴ１＋１００℃以下の温度範囲）で、大きな圧下率を確保し、Ａｒ３℃以上かつＴ１＋３０℃未満の温度範囲で、圧下率を小さな範囲（０％を含む）に制限する。上記の第１の熱間圧延工程に加え、このような第２の熱間圧延工程を行うことにより、鋼板の均一変形能と局部変形能とが好ましく向上する。特に、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲で大きな圧下率を確保し、Ａｒ３℃以上かつＴ１＋３０℃未満の温度範囲で圧下率を制限することにより、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＞方位群の平均極密度Ｄ１と、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度Ｄ２とが十分に制御されるので、その結果、鋼板の異方性と局部変形能とが飛躍的に改善される。
この温度Ｔ１自体は、経験的に求められている。温度Ｔ１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温度範囲を決定できることを本発明者らは実験により経験的に知見した。良好な均一変形能及び局部変形能を得るためには、圧下により多くの量の歪を蓄積させて、より細粒な再結晶粒を得ることが重要であるため、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲で複数パスの圧延を行い、その累積圧下率を５０％以上とする。さらに、この累積圧下率は、歪蓄積による再結晶促進の観点から７０％以上であることが望ましい。また、累積圧下率の上限を制限することにより、圧延温度をより十分に確保し、圧延負荷をさらに抑制することができる。そのため、累積圧下率が、９０％以下であってもよい。
Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲で複数パスの圧延を行うと、圧延によって歪が蓄積し、そして、圧延パス間でこの蓄積した歪を駆動力としてオーステナイトの再結晶が生じる。つまり、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲で複数パスの圧延を行うことで、圧下毎に繰り返し再結晶が生じる。そのため、均一かつ微細で、等軸な再結晶オーステナイト組織を得ることができる。この温度範囲では、圧延時に、動的再結晶が生じず結晶中に歪が蓄積し、そして、圧延パス間で、この蓄積した歪を駆動力として静的再結晶が生じる。一般的に、動的再結晶組織は、加工中に受けたひずみをその結晶中に蓄積しており、また、局所的に再結晶領域と未再結晶領域とが混在している。そのため、比較的、集合組織が発達しており、異方性がある。また、金属組織が混粒となることがある。本実施形態に係る冷延鋼板の製造方法では、静的再結晶によりオーステナイトを再結晶させることを特徴としているので、均一、微細、かつ等軸で、集合組織の発達を抑制した再結晶オーステナイト組織を得ることができる。
鋼板の均質性を高め、そして、鋼板の均一変形能と局部変形能とをさらに好ましく高めるためには、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲にて、１パスでの圧下率が３０％以上である大圧下パスを少なくとも１回以上含むように第２の熱間圧延を制御する。このように、第２の熱間圧延では、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲で、１パスでの圧下率が３０％以上である圧下が少なくとも１回以上行われる。特に、後述する冷却工程を考慮すると、この温度範囲での最終パスの圧下率が２５％以上であることが好ましく、３０％以上であることがさらに好ましい。すなわち、この温度範囲での最終パスが大圧下パス（圧下率が３０％以上の圧延パス）であることが好ましい。より高い変形能が鋼板に要求される場合には、前半パスの圧下率をすべて３０％未満として、かつ最終の２パスの圧下率をそれぞれ３０％以上とするとさらに好ましい。鋼板の均質性をより好ましく高めるためには、１パスでの圧下率が４０％以上である大圧下パスを行うとよい。また、より良好な鋼板形状を得るためには、１パスでの圧下率が７０％以下である大圧下パスとする。
さらに、上記のｒＬおよびｒ６０が、それぞれｒＬ≧０．７０、ｒ６０≦１．５０を満たす一つの条件として、後述の待ち時間ｔを適切に制御することに加え、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲での圧延で、圧延の各パス間の鋼板の温度上昇を、例えば、１８℃以下に抑制することが好ましい。また、この制御によって、さらに均一な再結晶オーステナイトを得ることができるので好ましい。
集合組織の発達を抑制し、等軸な再結晶組織を保持するためには、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲での圧延後、Ａｒ３℃以上かつＴ１＋３０℃未満（好ましくは、Ｔ１以上かつＴ１＋３０℃未満）の温度範囲での加工量をなるべく少なく抑える。そのため、Ａｒ３℃以上かつＴ１＋３０℃未満の温度範囲での累積圧下率を３０％以下に制限する。この温度範囲で、優れた鋼板形状を確保する場合には１０％以上の累積圧下率が望ましいが、異方性と局部変形能とをより改善したい場合には累積圧下率が１０％以下であることが望ましく、０％であることがより望ましい。すなわち、Ａｒ３℃以上かつＴ１＋３０℃未満の温度範囲では、圧下を行わなくてもよく、圧下を行う場合であっても累積圧下率を３０％以下とする。
Ａｒ３℃以上かつＴ１＋３０℃未満の温度範囲での累積圧下率が大きいと、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲で再結晶したオーステナイトが、この圧延により展伸して結晶粒の形状が等軸でなくなり、また、この圧延によりひずみが蓄積して再び集合組織が発達する。すなわち、本実施形態に係る製造条件では、第２の熱間圧延工程で、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲と、Ａｒ３℃以上かつＴ１＋３０℃未満の温度範囲との両方で圧延を制御することで、オーステナイトを均一、微細、かつ等軸に再結晶させ、鋼板の集合組織と、金属組織と、異方性とを制御して、均一変形能と局部変形能とを改善することができる。また、オーステナイトを均一、微細、かつ等軸に再結晶させることで、最終的に得られる冷延鋼板の、金属組織、集合組織、及びランクフォード値などを制御することができる。
第２の熱間圧延工程で、Ａｒ３℃未満の温度範囲で圧延が行われたり、Ａｒ３℃以上かつＴ１＋３０℃未満の温度範囲での累積圧下率が大きすぎたりすると、オーステナイトの集合組織が発達する。その結果、最終的に得られる冷延鋼板が、その板厚中央部で、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度Ｄ１が１．０以上かつ５．０以下である条件、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度Ｄ２が１．０以上かつ４．０以下である条件の少なくとも一方を満足しない。一方、第２の熱間圧延工程で、Ｔ１＋２００℃よりも高い温度範囲で圧延が行われたり、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲での累積圧下率が小さすぎたりすると、均一かつ微細な再結晶が生じず、金属組織に粗大粒や混粒が含まれたり、金属組織が混粒になったりする。そのため、３５μｍを超える結晶粒の面積率や体積平均径が増大する。
また、第２の熱間圧延をＡｒ３（単位：℃）未満の温度で終了すると、Ａｒ３（単位：℃）未満かつ圧延終了温度以上の温度範囲にて、オーステナイトとフェライトとの２相の領域（２相温度域）で鋼が圧延されることとなる。そのため、鋼板の集合組織が発達し、鋼板の異方性と局部変形能とが著しく劣化する。ここで、第２の熱間圧延の圧延終了温度が、Ｔ１以上であると、Ｔ１未満の温度範囲における歪量を減らして異方性をより低減でき、その結果、局部変形能をより高めることができる。そのため、第２の熱間圧延の圧延終了温度が、Ｔ１以上であってもよい。
ここで、圧下率は、圧延荷重や板厚の測定などから実績または計算により求めることができる。また、圧延温度（例えば、上記各温度範囲）については、スタンド間温度計により実測したり、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により計算したり、その両方（実測及び計算）を行ったりすることによって得ることができる。また、上記した、１パスでの圧下率は、圧延スタンド通過前の入口板厚に対する１パスでの圧下量（圧延スタンド通過前の入口板厚と圧延スタンド通過後の出口板厚との差）の百分率である。累積圧下率は、上記各温度範囲での圧延における最初のパス前の入口板厚を基準とし、この基準に対する累積圧下量（上記各温度範囲での圧延における最初のパス前の入口板厚と上記各温度範囲での圧延における最終パス後の出口板厚との差）の百分率である。さらに、冷却中のオーステナイトからのフェライト変態温度であるＡｒ３は、単位℃で、以下の式６により求められる。なお、上述したように、定量的に効果を示すことが難しいが、Ａｌ及びＣｏも、Ａｒ３に影響を与える。
Ａｒ３＝８７９．４−５１６．１×［Ｃ］−６５．７×［Ｍｎ］＋３８．０×［Ｓｉ］＋２７４．７×［Ｐ］ ・・・（式６）
なお、この式６で、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、及び［Ｐ］は、それぞれ、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ及びＰの質量百分率である。
一次冷却工程
一次冷却工程として、上記したＴ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲における１パスの圧下率が３０％以上である大圧下パスのうちの最終パスの完了後、この最終パスの完了から冷却開始までの待ち時間を単位秒でｔとしたとき、この待ち時間ｔが下記の式７を満たすように、鋼板に対して冷却を行う。ここで、式７中のｔ１は、下記の式８により求めることができる。式８中のＴｆは、大圧下パスのうちの最終パス完了時の鋼板の温度（単位：℃）であり、Ｐ１は、大圧下パスのうちの最終パスでの圧下率（単位：％）である。
ｔ≦２．５×ｔ１ ・・・（式７）
ｔ１＝０．００１×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）２−０．１０９×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）＋３．１ ・・・（式８）
この最後の大圧下パス後の一次冷却は、最終的に得られる冷延鋼板の結晶粒径に大きな影響を与える。また、この一次冷却により、オーステナイトの結晶粒を等軸で粗大粒が少ない（均一サイズである）金属組織に制御することもできる。そのため、最終的に得られる冷延鋼板も、等軸で粗大粒が少ない（均一サイズである）金属組織となり、また、集合組織やランクフォード値などを制御することができる。また、マルテンサイトの長軸短軸比、マルテンサイトの平均サイズ、及びマルテンサイト間の平均距離などを好ましく制御することができる。
式７の右辺の値（２．５×ｔ１）は、オーステナイトの再結晶がほぼ完了する時間を意味する。待ち時間ｔが、式７の右辺の値（２．５×ｔ１）を超えると、再結晶した結晶粒が著しく成長して結晶粒径が増加する。そのため、鋼板の強度、均一変形能及び局部変形能、及び疲労特性などが低下する。したがって、待ち時間ｔは、２．５×ｔ１秒以下とする。この一次冷却は、操業性（例えば、形状矯正や二次冷却の制御性）を考慮する場合には、圧延スタンド間で行ってもよい。なお、待ち時間ｔの下限値は、０秒以上となる。
さらに、０≦ｔ＜ｔ１となるように、上記待ち時間ｔを０秒以上かつｔ１秒未満に限定することで、結晶粒の成長を大幅に抑制することができる。この場合、最終的に得られる冷延鋼板の体積平均径を３０μｍ以下に制御しうる。その結果、オーステナイトの再結晶が十分に進行していなくても、鋼板の特性、特に、均一変形能及び疲労特性などを好ましく向上させることができる。
一方、ｔ１≦ｔ≦２．５×ｔ１となるように、上記待ち時間ｔをｔ１秒以上かつ２．５×ｔ１秒以下に限定することで、集合組織の発達を抑制することができる。この場合、上記した待ち時間ｔがｔ１秒未満である場合と比べて待ち時間が長いために、体積平均径が増加するが、オーステナイトの再結晶が十分に進んで結晶方位がランダム化する。その結果、鋼板のｒ値、異方性、及び局部変形能などを好ましく改善することができる。
なお、上述の一次冷却は、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲での圧延スタンドの間、または、この温度範囲での最後の圧延スタンドの後に行うことができる。すなわち、待ち時間ｔが上記条件を満たすのであれば、上記大圧下パスのうちの最終パス完了後から一次冷却開始までの間に、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲で、１パスの圧下率が３０％以下の圧延をさらに行ってもよい。また、一次冷却を行った後、１パスの圧下率が３０％以下であるならば、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲でさらに圧延を行ってもよい。同様に、一次冷却を行った後、累積圧下率が３０％以下であるならば、Ａｒ３℃以上かつＴ１＋３０℃以下（または、Ａｒ３℃以上かつＴｆ℃以下）の温度範囲でさらに圧延を行ってもよい。このように、最終的に得られる熱延鋼板の金属組織を制御するため、大圧下パス後の待ち時間ｔが上記条件を満たしてさえいれば、上述の一次冷却は、圧延スタンド間でも、圧延スタンド後のどちらであってもよい。
この一次冷却で、冷却開始時の鋼板温度（鋼温度）と冷却終了時の鋼板温度（鋼温度）との差である冷却温度変化は、４０℃以上かつ１４０℃以下であることが望ましい。この冷却温度変化が４０℃以上であれば、再結晶したオーステナイト粒の粒成長をより抑制することができる。冷却温度変化が１４０℃以下であれば、より十分に再結晶を進めることができ、極密度を好ましく改善することができる。また、冷却温度変化を１４０℃以下に制限することにより、鋼板の温度を比較的容易に制御できるだけでなく、バリアント選択（バリアント制限）をより効果的に制御でき、再結晶集合組織の発達を好ましく抑制することもできる。したがって、この場合には、より等方性を高めることができ、成形性の方位依存性をより小さくすることができる。冷却温度変化が１４０℃を超えると、再結晶の進行が不十分となり、目的の集合組織が得られなくなり、フェライトが得られにくくなり、得られたフェライトの硬さが高くなり、そのため、鋼板の均一変形能及び局部変形能が低下する虞がある。
また、一次冷却の冷却終了時の鋼板温度Ｔ２がＴ１＋１００℃以下であることが望ましい。一次冷却の冷却終了時の鋼板温度Ｔ２がＴ１＋１００℃以下であると、より十分な冷却効果が得られる。この冷却効果により、結晶粒成長を抑制することができ、オーステナイト粒の成長をさらに抑制することができる。
また、一次冷却における平均冷却速度が５０℃／秒以上であることが望ましい。この一次冷却での平均冷却速度が５０℃／秒以上であると、再結晶したオーステナイト粒の粒成長をより抑制することができる。一方、平均冷却速度の上限を特に定める必要はないが、鋼板形状の観点から平均冷却速度が２００℃／秒以下であればよい。
二次冷却工程
二次冷却工程として、上記第２の熱間圧延後、及び、上記一次冷却工程後の鋼板を、室温以上かつ６００℃以下の温度範囲まで冷却する。好ましくは、室温以上かつ６００℃以下の温度範囲まで、１０℃／秒以上かつ３００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する。二次冷却停止温度が６００℃以上であり、平均冷却速度が１０℃／秒以下である場合、鋼板の表面酸化が進行し、表面が劣化する可能性があり、また、冷延鋼板の異方性が大きくなり、局部変形能が著しく低下する虞がある。３００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する理由は、それ以上の冷却速度で冷却すると、マルテンサイト変態が促進されるため、強度が大幅に上昇して冷間圧延が困難となる虞があるからである。なお、二次冷却工程の冷却停止温度の下限を特に定める必要はないが、水冷を前提とした場合、室温以上であればよい。また、上記第２の熱間圧延後、及び、上記一次冷却工程後から、３秒以内に二次冷却を開始することが好ましい。二次冷却開始が３秒を超えると、オーステナイトの粗大化を招く虞がある。
巻き取り工程
巻き取り工程として、このようにして熱延鋼板を得た後、室温℃以上かつ６００℃以下の温度範囲で、この鋼板を巻き取る。６００℃以上の温度で鋼板を巻取ると、冷延後の鋼板の異方性が大きくなり、局部変形能が著しく低下する虞がある。この巻き取り工程後の鋼板は、均一、微細、かつ等軸な金属組織と、ランダム配向な集合組織と、すぐれたランクフォード値とを有する。この鋼板を用いて冷延鋼板を製造することで、高強度でかつ、均一変形能及び局部変形能の両方の特性が同時に優れ、ランクフォード値にも優れる冷延鋼板を得ることができる。なお、この巻き取り工程後の鋼板の金属組織には、主に、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトなどが含まれる。
酸洗工程
酸洗工程として、巻き取り工程後の鋼板に、表面スケールの除去を目的として、酸洗を施す。酸洗方法は特に限定されるものではなく、硫酸又は硝酸等を用いる定法の酸洗方法でよい。
冷間圧延工程
冷間圧延工程として、酸洗工程後の鋼板に、冷間にて累積圧下率が３０％以上かつ７０％以下の圧延を行う。累積圧下率が３０％以下では、後工程である加熱保持（焼鈍）工程で、再結晶が起こりにくく、等軸粒の面積率が低下する上、焼鈍後の結晶粒が粗大化してしまう。累積圧下率が７０％以上では、後工程である加熱保持（焼鈍）工程で、集合組織が発達し、鋼板の異方性が強くなって、局部変形能やランクフォード値が劣化してしまう。
冷間圧延工程後に、必要に応じてスキンパス圧延を行ってもよい。このスキンパス圧延によって、加工成形時に発生するストレッチャーストレインを防止したり、鋼板形状を矯正したりすることができる。
加熱保持（焼鈍）工程
加熱保持（焼鈍）工程として、冷間圧延工程後の鋼板に、７５０℃以上かつ９００℃以下の温度範囲内で、１秒以上かつ１０００秒以下である、加熱保持を行う。７５０℃より低温で、また、１秒未満の加熱保持では、フェライトからオーステナイトへの逆変態が十分に進まず、後工程である冷却工程で第二相であるマルテンサイトを得ることができない。そのため、冷延鋼板の強度と均一変形能とが低下する。一方、９００℃超で、また、１０００秒超の加熱保持では、オーステナイト結晶粒が粗大化してしまう。そのため、冷延鋼板の粗大粒の面積率が増大する。
三次冷却工程
三次冷却工程として、加熱保持（焼鈍）工程後の鋼板を、１℃／秒以上かつ１２℃／秒以下の平均冷却速度で、５８０℃以上かつ７２０℃以下の温度範囲まで冷却する。１℃／秒未満の平均冷却速度で、また、５８０℃未満の温度で三次冷却を終了すると、フェライト変態が促進されすぎるので、ベイナイト及びマルテンサイトの目的の面積率が得ることができない虞があり、また、パーライトが多く生成してしまう虞もある。１２℃／秒超の平均冷却速度で、また、７２０℃超の温度で三次冷却を終了すると、フェライト変態が不十分となる虞がある。そのため、最終的に得られる冷延鋼板のマルテンサイトの面積率が、７０％超となる虞がある。上記範囲内で、平均冷却速度を遅く、かつ、冷却停止温度を低くすることで、好ましくフェライトの面積率を高めることができる。
四次冷却工程
四次冷却工程として、三次冷却工程後の鋼板を、４℃／秒以上かつ３００℃／秒以下の平均冷却速度で、２００℃以上かつ６００℃以下の温度範囲まで冷却する。４℃／秒未満の平均冷却速度で、また、６００℃超の温度で四次冷却を終了すると、パーライトが多く生成してしまい、最終的にマルテンサイトを面積率で１％以上得ることが出来ない可能性がある。３００℃／秒超の平均冷却速度で、また、２００℃未満の温度で四次冷却を終了すると、マルテンサイトの面積率が、７０％超となる虞がある。この平均冷却速度の上記範囲内で、平均冷却速度を遅くするとベイナイト面積率を高めることができる。一方、この平均冷却速度の上記範囲内で、平均冷却速度を速くするとマルテンサイト面積率を高めることができる。また、ベイナイトの結晶粒径も微細となる。
過時効処理工程
過時効処理温度を単位℃でＴ２とし、この過時効処理温度Ｔ２に依存する過時効処理保持時間を単位秒でｔ２としたとき、過時効処理として、四次冷却工程後の鋼板を、過時効処理温度Ｔ２が２００℃以上かつ６００℃以下の温度範囲内で、かつ、過時効処理保持時間ｔ２が下記の式９を満たすように保持する。本発明者らが鋭意検討した結果、下記の式９を満たす場合、最終的に得られる冷延鋼板の強度―延性（変形能）バランスが優れることがわかった。この理由は、ベイナイト変態速度に対応していると考えられ、また、式９を満たす場合にマルテンサイトの面積率を、１％以上かつ７０％以下に好ましく制御できる。なお、式９は、底が１０である常用対数である。
ｌｏｇ（ｔ２）≦０．０００２×（Ｔ２−４２５）２＋１．１８ ・・・（式９）
冷延鋼板に求められる特性に応じて、主相であるフェライト及びベイナイト、そして、第二相であるマルテンサイトの面積率を制御すればよい。上述のように、フェライトは主に三次冷却工程で、ベイナイト及びマルテンサイトは主に四次冷却工程と過時効処理工程とで制御することできる。また、これら主相であるフェライト及びベイナイト、及び、第二相であるマルテンサイトの結晶粒径やその形状は、熱間圧延時のオーステナイトの粒径や形状に依存することが大きい。また、冷間圧延工程以降の工程にも依存する。よって、例えば、マルテンサイトの面積率ｆＭと、マルテンサイトの平均サイズｄｉａと、マルテンサイト間の平均距離ｄｉｓと、鋼板の引張強度ＴＳとの関係であるＴＳ／ｆＭ×ｄｉｓ／ｄｉａの値は、上記した製造工程を複合的に制御することで満足させることができる。
過時効処理工程後に、必要に応じて、鋼板を巻き取ればよい。このようにして本実施形態に係る冷延鋼板を製造することができる。
このように製造された冷延鋼板は、均一、微細、かつ等軸な金属組織と、ランダム配向な集合組織とを有するので、高強度でかつ、均一変形能及び局部変形能の両方の特性が同時に優れ、ランクフォード値にも優れる冷延鋼板となる。
過時効処理工程後の鋼板に、必要に応じて、溶融亜鉛めっきを施してもよい。溶融亜鉛めっきを施しても、冷延鋼板の均一変形能と局部変形能とを十分に維持することができる。
また、溶融亜鉛めっきを施した鋼板に、必要に応じて、合金化処理として、４５０℃以上かつ６００℃以下の温度範囲内で熱処理を行ってもよい。合金化処理を４５０℃以上かつ６００℃以下とした理由は、合金化処理を４５０℃以下で行った場合、十分に合金化しないためである。また、６００℃以上の温度で熱処理を行うと、合金化が進行しすぎて、耐食性が劣化するためである。
なお、得られた冷延鋼板に表面処理してもよい。例えば、得られた冷延鋼板に、電気めっき、蒸着めっき、めっき後の合金化処理、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、ノンクロ処理等の表面処理を適用することができる。上記の表面処理を行っても、均一変形能と局部変形能とを十分に維持することができる。
また、必要に応じて、再加熱処理として、焼戻し処理を行ってもよい。この処理により、焼き戻しマルテンサイトとして、マルテンサイトを軟化させたりすればよい。その結果、主相であるフェライト及びベイナイトと、第二相であるマルテンサイトと間の硬度差が小さくなり、穴拡げや曲げ性などの局部変形能が向上する。この再加熱処理の効果は、上記の溶融めっきや合金化処理のための加熱などによっても得ることができる。
本発明の実施例を挙げながら、本発明の技術的内容について説明する。なお、本実施例での条件は、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、種々の条件を採用し得る。
表１〜表６に示した化学組成（残部が鉄及び不可避的不純物）を有する鋼Ｓ１〜Ｓ１３５を用いて検討した結果について説明する。これらの鋼を溶製及び鋳造後、そのままもしくは一旦室温まで冷却された鋼を再加熱し、９００℃〜１３００℃の温度範囲に加熱し、その後、表７〜表１６に示される製造条件で熱間圧延、冷間圧延、及び温度制御（冷却や加熱保持等）を行い、２〜５ｍｍ厚の冷延鋼板を得た。
表１７〜表２６に、金属組織、集合組織、及び機械的特性などの特徴点を示す。なお、表中で、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度をＤ１と、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度をＤ２と示す。また、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、パーライト、及び残留オーステナイトの面積分率を、それぞれ、Ｆ、Ｂ、ｆＭ、Ｐ、及びγと示す。また、マルテンサイトの平均サイズをｄｉａ、マルテンサイト間の平均距離をｄｉｓと示す。また、表中で、硬さの標準偏差比とは、フェライトまたはベイナイトの面積分率が高い方に関して、その硬さの標準偏差を、その硬さの平均値で割った値を意味する。
局部変形能の指標として、最終製品の穴拡げ率λおよび９０°Ｖ字曲げによる限界曲げ半径（ｄ／ＲｍＣ）を用いた。曲げ試験は、Ｃ方向曲げとした。なお、引張り試験（ＴＳ、ｕ−ＥＬ及びＥＬの測定）、曲げ試験及び穴拡げ試験は、それぞれ、ＪＩＳ Ｚ ２２４１、ＪＩＳ Ｚ ２２４８（Ｖブロック９０°曲げ試験）及び鉄連規格ＪＦＳ Ｔ１００１に準拠した。また、前述のＥＢＳＤを用いて、板幅方向の１／４の位置における圧延方向に平行な（板厚方向を法線とする）板厚断面の５／８〜３／８の領域の板厚中央部に対して０．５μｍの測定ステップで極密度を測定した。また、各方向のｒ値（ランクフォード値）については、ＪＩＳ Ｚ ２２５４（２００８）（ＩＳＯ１０１１３（２００６））に準拠して測定した。なお、表中の下線は、本発明を満たさない値であることを示し、また、化学成分の空欄は無添加を意味している。
製造Ｎｏ．Ｐ１−Ｐ３０、及びＰ１１２−Ｐ２１４ は、本発明の条件を満たしている実施例である。これらの実施例では、ＴＳ≧４４０（単位：ＭＰａ）、ＴＳ×ｕ−ＥＬ≧７０００（単位：ＭＰａ・％）、ＴＳ×λ≧３００００（単位：ＭＰａ・％）、そしてｄ／ＲｍＣ≧１（単位なし）のすべての条件を同時に満足しており、高強度でかつ、均一変形能と局部変形能とに優れる冷延鋼板であると言える。
一方、Ｐ３１−Ｐ１１１は、本発明の条件を満たさなかった比較例である。これらの比較例では、ＴＳ≧４４０（単位：ＭＰａ）、ＴＳ×ｕ−ＥＬ≧７０００（単位：ＭＰａ・％）、ＴＳ×λ≧３００００（単位：ＭＰａ・％）、そしてｄ／ＲｍＣ≧１（単位なし）の少なくとも１つの条件を満足していない。
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本発明によれば、高強度でかつ、均一変形能及び局部変形能の両方の特性が同時に優れ、ランクフォード値にも優れる冷延鋼板を得ることができるので、産業上の利用可能性が高い。

Claims (24)

  1. 鋼板の化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．０１％以上かつ０．４％以下、
    Ｓｉ：０．００１％以上かつ２．５％以下、
    Ｍｎ：０．００１％以上かつ４．０％以下、
    Ａｌ：０．００１％以上かつ２．０％以下、
    を含有し、
    Ｐ：０．１５％以下、
    Ｓ：０．０３％以下、
    Ｎ：０．０１％以下、
    Ｏ：０．０１％以下
    に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなり；
    前記鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部では、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の各結晶方位の極密度の相加平均で表される極密度である｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度が１．０以上かつ５．０以下であり、かつ、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が１．０以上かつ４．０以下であり；
    圧延方向に対して直角方向のランクフォード値であるｒＣが０．７０以上かつ１．５０以下であり、かつ、前記圧延方向に対して３０°をなす方向のランクフォード値であるｒ３０が０．７０以上かつ１．５０以下であり；
    前記鋼板の金属組織に、複数の結晶粒が存在し、この金属組織が、面積率で、フェライトとベイナイトとを合わせて３０％以上かつ９９％以下、マルテンサイトを１％以上かつ７０％以下からなる；
    ことを特徴とする冷延鋼板。
  2. 前記鋼板の化学組成では、更に、質量％で、
    Ｔｉ：０．００１％以上かつ０．２％以下、
    Ｎｂ：０．００１％以上かつ０．２％以下、
    Ｂ：０．０００１％以上かつ０．００５％以下、
    Ｍｇ：０．０００１％以上かつ０．０１％以下、
    Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ：０．０００１％以上かつ０．１％以下、
    Ｃａ：０．０００１％以上かつ０．０１％以下、
    Ｍｏ：０．００１％以上かつ１．０％以下、
    Ｃｒ：０．００１％以上かつ２．０％以下、
    Ｖ：０．００１％以上かつ１．０％以下、
    Ｎｉ：０．００１％以上かつ２．０％以下、
    Ｃｕ：０．００１％以上かつ２．０％以下、
    Ｚｒ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、
    Ｗ：０．００１％以上かつ１．０％以下、
    Ａｓ：０．０００１％以上かつ０．５％以下、
    Ｃｏ：０．０００１％以上かつ１．０％以下、
    Ｓｎ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、
    Ｐｂ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、
    Ｙ：０．００１％以上かつ０．２％以下、
    Ｈｆ：０．００１％以上かつ０．２％以下
    の１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の冷延鋼板。
  3. 前記結晶粒の体積平均径が５μｍ以上かつ３０μｍ以下であ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。
  4. 前記｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度が１．０以上かつ４．０以下であり、前記｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が１．０以上かつ３．０以下であ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。
  5. 前記圧延方向のランクフォード値であるｒＬが０．７０以上かつ１．５０以下であり、かつ、圧延方向に対して６０°をなす方向のランクフォード値であるｒ６０が０．７０以上かつ１．５０以下であ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。
  6. 前記マルテンサイトの面積率を単位面積％でｆＭ、前記マルテンサイトの平均サイズを単位μｍでｄｉａ、前記マルテンサイト間の平均距離を単位μｍでｄｉｓ、前記鋼板の引張強度を単位ＭＰａでＴＳとしたとき、下記の式１及び式２を満たすことを特徴とする請求項１または２に記載の冷延鋼板。
    ｄｉａ≦１３μｍ ・・・（式１）
    ＴＳ／ｆＭ×ｄｉｓ／ｄｉａ≧５００ ・・・（式２）
  7. 前記マルテンサイトの面積率を単位面積％でｆＭとし、前記マルテンサイトの長軸をＬａ及び短軸をＬｂとしたとき、下記の式３を満たす前記マルテンサイトの面積率が、前記マルテンサイト面積率ｆＭに対して５０％以上かつ１００％以下であ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。
    Ｌａ／Ｌｂ≦５．０ ・・・（式３）
  8. 前記金属組織が、面積率で、前記ベイナイトを５％以上かつ８０％以下含むことを特徴とする請求項１または２に記載の冷延鋼板。
  9. 前記マルテンサイトに焼き戻しマルテンサイトが含まれ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。
  10. 前記鋼板の前記金属組織中の前記結晶粒のうち、粒径が３５μｍを超える粗大結晶粒の面積率が０％以上１０％以下であ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。
  11. 主相である前記フェライトまたは前記ベイナイトに対して１００点以上の点について硬さの測定を行った場合に、前記硬さの標準偏差を前記硬さの平均値で除した値が０．２以下であ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。
  12. 前記鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を備え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。
  13. 請求項１に記載の冷延鋼板を製造するにあたり、
    質量％で、
    Ｃ：０．０１％以上かつ０．４％以下、
    Ｓｉ：０．００１％以上かつ２．５％以下、
    Ｍｎ：０．００１％以上かつ４．０％以下、
    Ａｌ：０．００１％以上、２．０％以下
    を含有し、
    Ｐ：０．１５％以下、
    Ｓ：０．０３％以下、
    Ｎ：０．０１％以下、
    Ｏ：０．０１％以下
    に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなる化学組成を有する鋼に対して、１０００℃以上かつ１２００℃以下の温度範囲で、４０％以上の圧下率のパスを少なくとも１回以上含む第１の熱間圧延を行い、前記鋼の平均オーステナイト粒径を２００μｍ以下とし；
    下記の式４により算出される温度を単位℃でＴ１とし、下記の式５により算出されるフェライト変態温度を単位℃でＡｒ３とした場合、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲に３０％以上の圧下率の大圧下パスを含み、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲での累積圧下率が５０％以上であり、Ａｒ３以上かつＴ１＋３０℃未満の温度範囲での累積圧下率が３０％以下に制限され、圧延終了温度がＡｒ３以上である第２の熱間圧延を前記鋼に対して行い；
    前記大圧下パスのうちの最終パスの完了から冷却開始までの待ち時間を単位秒でｔとしたとき、この待ち時間ｔが下記の式６を満たし、平均冷却速度が５０℃／秒以上であり、冷却開始時の鋼温度と冷却終了時の鋼温度との差である冷却温度変化が４０℃以上かつ１４０℃以下であり、前記冷却終了時の鋼温度がＴ１＋１００℃以下である一次冷却を、前記鋼に対して行い；
    前記第２の熱間圧延の終了後に、室温℃以上かつ６００℃以下の温度範囲まで、前記鋼を二次冷却し；
    室温℃以上かつ６００℃以下の温度範囲で前記鋼を巻き取り；
    前記鋼を酸洗し；
    ３０％以上かつ７０％以下の圧延率で前記鋼を冷間圧延し；
    前記鋼を、７５０℃以上かつ９００℃以下の温度範囲内に加熱して、１秒以上かつ１０００秒以下保持し；
    １℃／秒以上かつ１２℃／秒以下の平均冷却速度で、５８０℃以上かつ７２０℃以下の温度範囲まで、前記鋼を三次冷却し；
    ４℃／秒以上かつ３００℃／秒以下の平均冷却速度で、２００℃以上かつ６００℃以下の温度範囲まで、前記鋼を四次冷却し；
    過時効処理温度を単位℃でＴ２とし、この過時効処理温度Ｔ２に依存する過時効処理保持時間を単位秒でｔ２としたとき、前記鋼を、過時効処理として、前記過時効処理温度Ｔ２が２００℃以上かつ６００℃以下の温度範囲内で、かつ、前記過時効処理保持時間ｔ２が下記の式８を満たすように保持する；
    ことを特徴とする冷延鋼板の製造方法。
    Ｔ１＝８５０＋１０×（［Ｃ］＋［Ｎ］）×［Ｍｎ］ ・・・（式４）
    ここで、［Ｃ］、［Ｎ］及び［Ｍｎ］は、それぞれ、Ｃ、Ｎ及びＭｎの質量百分率である。
    Ａｒ３＝８７９．４−５１６．１×［Ｃ］−６５．７×［Ｍｎ］＋３８．０×［Ｓｉ］＋２７４．７×［Ｐ］ ・・・（式５）
    なお、この式５で、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、及び［Ｐ］は、それぞれ、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ及びＰの質量百分率である。
    ｔ≦２．５×ｔ１ ・・・（式６）
    ここで、ｔｌは下記の式７で表される。
    ｔ１＝０．００１×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）２−０．１０９×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）＋３．１ ・・・（式７）
    ここで、Ｔｆは前記最終パス完了時の前記鋼の摂氏温度であり、Ｐ１は前記最終パスでの圧下率の百分率である。
    ｌｏｇ（ｔ２）≦０．０００２×（Ｔ２−４２５）２＋１．１８ ・・・（式８）
  14. 請求項２に記載の冷延鋼板を製造するにあたり、
    質量％で、
    Ｃ：０．０１％以上かつ０．４％以下、
    Ｓｉ：０．００１％以上かつ２．５％以下、
    Ｍｎ：０．００１％以上かつ４．０％以下、
    Ａｌ：０．００１％以上、２．０％以下
    を含有し、
    Ｐ：０．１５％以下、
    Ｓ：０．０３％以下、
    Ｎ：０．０１％以下、
    Ｏ：０．０１％以下
    に制限し、更に、
    Ｔｉ：０．００１％以上かつ０．２％以下、
    Ｎｂ：０．００１％以上かつ０．２％以下、
    Ｂ：０．０００１％以上かつ０．００５％以下、
    Ｍｇ：０．０００１％以上かつ０．０１％以下、
    Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ：０．０００１％以上かつ０．１％以下、
    Ｃａ：０．０００１％以上かつ０．０１％以下、
    Ｍｏ：０．００１％以上かつ１．０％以下、
    Ｃｒ：０．００１％以上かつ２．０％以下、
    Ｖ：０．００１％以上かつ１．０％以下、
    Ｎｉ：０．００１％以上かつ２．０％以下、
    Ｃｕ：０．００１％以上かつ２．０％以下、
    Ｚｒ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、
    Ｗ：０．００１％以上かつ１．０％以下、
    Ａｓ：０．０００１％以上かつ０．５％以下、
    Ｃｏ：０．０００１％以上かつ１．０％以下、
    Ｓｎ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、
    Ｐｂ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、
    Ｙ：０．００１％以上かつ０．２％以下、
    Ｈｆ：０．００１％以上かつ０．２％以下
    の１種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる化学組成を有する鋼に対して、１０００℃以上かつ１２００℃以下の温度範囲で、４０％以上の圧下率のパスを少なくとも１回以上含む第１の熱間圧延を行い、前記鋼の平均オーステナイト粒径を２００μｍ以下とし；
    下記の式９により算出される温度を単位℃でＴ１とし、下記の式５により算出されるフェライト変態温度を単位℃でＡｒ ３ とした場合、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲に３０％以上の圧下率の大圧下パスを含み、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲での累積圧下率が５０％以上であり、Ａｒ ３ 以上かつＴ１＋３０℃未満の温度範囲での累積圧下率が３０％以下に制限され、圧延終了温度がＡｒ ３ 以上である第２の熱間圧延を前記鋼に対して行い；
    前記大圧下パスのうちの最終パスの完了から冷却開始までの待ち時間を単位秒でｔとしたとき、この待ち時間ｔが下記の式６を満たし、平均冷却速度が５０℃／秒以上であり、冷却開始時の鋼温度と冷却終了時の鋼温度との差である冷却温度変化が４０℃以上かつ１４０℃以下であり、前記冷却終了時の鋼温度がＴ１＋１００℃以下である一次冷却を、前記鋼に対して行い；
    前記第２の熱間圧延の終了後に、室温℃以上かつ６００℃以下の温度範囲まで、前記鋼を二次冷却し；
    室温℃以上かつ６００℃以下の温度範囲で前記鋼を巻き取り；
    前記鋼を酸洗し；
    ３０％以上かつ７０％以下の圧延率で前記鋼を冷間圧延し；
    前記鋼を、７５０℃以上かつ９００℃以下の温度範囲内に加熱して、１秒以上かつ１０００秒以下保持し；
    １℃／秒以上かつ１２℃／秒以下の平均冷却速度で、５８０℃以上かつ７２０℃以下の温度範囲まで、前記鋼を三次冷却し；
    ４℃／秒以上かつ３００℃／秒以下の平均冷却速度で、２００℃以上かつ６００℃以下の温度範囲まで、前記鋼を四次冷却し；
    過時効処理温度を単位℃でＴ２とし、この過時効処理温度Ｔ２に依存する過時効処理保持時間を単位秒でｔ２としたとき、前記鋼を、過時効処理として、前記過時効処理温度Ｔ２が２００℃以上かつ６００℃以下の温度範囲内で、かつ、前記過時効処理保持時間ｔ２が下記の式８を満たすように保持する；
    ことを特徴とする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］ ・・・（式９）
    ここで、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｍｎ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｂ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］及び［Ｖ］は、それぞれ、Ｃ、Ｎ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶの質量百分率である。
    Ａｒ ３ ＝８７９．４−５１６．１×［Ｃ］−６５．７×［Ｍｎ］＋３８．０×［Ｓｉ］＋２７４．７×［Ｐ］ ・・・（式５）
    なお、この式５で、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、及び［Ｐ］は、それぞれ、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ及びＰの質量百分率である。
    ｔ≦２．５×ｔ１ ・・・（式６）
    ここで、ｔｌは下記の式７で表される。
    ｔ１＝０．００１×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）２−０．１０９×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）＋３．１ ・・・（式７）
    ここで、Ｔｆは前記最終パス完了時の前記鋼の摂氏温度であり、Ｐ１は前記最終パスでの圧下率の百分率である。
    ｌｏｇ（ｔ２）≦０．０００２×（Ｔ２−４２５）２＋１．１８ ・・・（式８）
  15. 前記待ち時間ｔが、さらに下記の式１０を満たすことを特徴とする請求項１３または１４に記載の冷延鋼板の製造方法。
    ０≦ｔ＜ｔ１ ・・・（式１０）
  16. 前記待ち時間ｔが、さらに下記の式１１を満たすことを特徴とする請求項１３または１４に記載の冷延鋼板の製造方法。
    ｔ１≦ｔ≦ｔ１×２．５ ・・・（式１１）
  17. 前記第１の熱間圧延で、４０％以上の圧下率である圧下を少なくとも２回以上行い、前記平均オーステナイト粒径を１００μｍ以下とすることを特徴とする請求項１３または１４に記載の冷延鋼板の製造方法。
  18. 前記第２の熱間圧延の終了後、３秒以内に、前記二次冷却を開始することを特徴とする請求項１３または１４に記載の冷延鋼板の製造方法。
  19. 前記第２の熱間圧延で、各パス間の前記鋼の温度上昇を１８℃以下とすることを特徴とする請求項１３または１４に記載の冷延鋼板の製造方法。
  20. 前記一次冷却を圧延スタンド間で行うことを特徴とする請求項１３または１４に記載の冷延鋼板の製造方法。
  21. Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲での圧延の最終パスが前記大圧下パスであることを特徴とする請求項１３または１４に記載の冷延鋼板の製造方法。
  22. 前記二次冷却では、１０℃／秒以上かつ３００℃／秒以下の平均冷却速度で、前記鋼を冷却することを特徴とする請求項１３または１４に記載の冷延鋼板の製造方法。
  23. 前記過時効処理後に、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする請求項１３または１４に記載の冷延鋼板の製造方法。
  24. 前記過時効処理後に、溶融亜鉛めっきを施し；
    前記溶融亜鉛めっき後に、４５０℃以上かつ６００℃以下の温度範囲内で熱処理を行う；
    ことを特徴とする請求項１３または１４に記載の冷延鋼板の製造方法。
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WO (2) WO2012161248A1 (ja)
ZA (2) ZA201308836B (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2017183794A1 (ko) * 2016-04-20 2017-10-26 현대제철 주식회사 냉연 강판 및 이의 제조방법

Families Citing this family (100)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
MX342629B (es) * 2010-07-28 2016-10-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Lamina de acero enrollada en caliente, lamina de acero enrollada en frio, lamina de acero galvanizada y metodos para fabricar los mismos.
TWI457448B (zh) * 2011-04-13 2014-10-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp High strength cold rolled steel sheet with excellent local deformation ability and manufacturing method thereof
US9458520B2 (en) * 2011-04-21 2016-10-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Manufacturing method of a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent uniform elongation and hole expandability
CA2837052C (en) 2011-05-25 2015-09-15 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet and method for producing same
EP2730666B1 (en) * 2011-07-06 2018-06-13 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Method for producing a cold-rolled steel sheet
CN103060715B (zh) 2013-01-22 2015-08-26 宝山钢铁股份有限公司 一种具有低屈服比的超高强韧钢板及其制造方法
CN103060690A (zh) * 2013-01-22 2013-04-24 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度钢板及其制造方法
JP6244844B2 (ja) * 2013-11-15 2017-12-13 新日鐵住金株式会社 高張力熱延鋼板
KR101536478B1 (ko) * 2013-12-25 2015-07-13 주식회사 포스코 저온 인성 및 ｓｓｃｃ 저항성이 우수한 고압용기용 강재, 이의 제조방법 및 딥 드로잉 제품의 제조방법
JP6241274B2 (ja) * 2013-12-26 2017-12-06 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板の製造方法
CN103882328A (zh) * 2014-02-25 2014-06-25 南通东方科技有限公司 低合金高强度高韧性材料
JP5908936B2 (ja) * 2014-03-26 2016-04-26 新日鐵住金ステンレス株式会社 フランジ用フェライト系ステンレス鋼板とその製造方法およびフランジ部品
ES2793938T3 (es) 2014-05-28 2020-11-17 Nippon Steel Corp Chapa de acero laminada en caliente y método de producción de la misma
CN105200441A (zh) * 2014-05-30 2015-12-30 宝山钢铁股份有限公司 带氧化物层的热镀产品、其制造方法及其应用
JP6260704B2 (ja) * 2014-07-10 2018-01-17 新日鐵住金株式会社 熱間圧延工程の鋼板冷却水の水切り装置及び水切り方法
WO2016005780A1 (fr) 2014-07-11 2016-01-14 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier laminée à chaud et procédé de fabrication associé
CN104195467A (zh) * 2014-07-29 2014-12-10 锐展(铜陵)科技有限公司 一种稀土元素汽车支架钢材料及其制造工艺
CN105483549B (zh) * 2014-09-19 2017-07-21 鞍钢股份有限公司 一种宽薄规格汽车用高强度冷轧钢板及生产方法
CN105506494B (zh) * 2014-09-26 2017-08-25 宝山钢铁股份有限公司 一种屈服强度800MPa级高韧性热轧高强钢及其制造方法
JP6831617B2 (ja) * 2014-11-05 2021-02-17 日本製鉄株式会社 耐食性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板と合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法
CN104404393A (zh) * 2014-11-05 2015-03-11 无锡阳工机械制造有限公司 一种汽轮机转子用合金的制备方法
CN104404391A (zh) * 2014-11-05 2015-03-11 无锡阳工机械制造有限公司 一种汽轮机转子用合金的制备方法
CN104404429A (zh) * 2014-11-08 2015-03-11 江苏天舜金属材料集团有限公司 一种含有稀土元素涂层的钢绞线用线材及其生产方法
CN104313485A (zh) * 2014-11-08 2015-01-28 江苏天舜金属材料集团有限公司 一种预应力钢绞线用耐腐蚀合金材料及其处理工艺
KR101630975B1 (ko) * 2014-12-05 2016-06-16 주식회사 포스코 구멍 확장성이 우수한 고항복비형 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
JP5839151B1 (ja) * 2014-12-18 2016-01-06 新日鐵住金株式会社 鋼材、この鋼材を用いた船舶のバラストタンク及び船倉、並びにこのバラストタンクまたは船倉を備える船舶
KR101657847B1 (ko) * 2014-12-26 2016-09-20 주식회사 포스코 박슬라브 표면 품질, 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR101657845B1 (ko) * 2014-12-26 2016-09-20 주식회사 포스코 박슬라브 표면 품질이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
WO2016132549A1 (ja) 2015-02-20 2016-08-25 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
PL3260566T3 (pl) * 2015-02-20 2020-08-24 Nippon Steel Corporation Blacha stalowa cienka walcowana na gorąco
MX2017008622A (es) 2015-02-20 2017-11-15 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Hoja de acero laminada en caliente.
US10876181B2 (en) 2015-02-24 2020-12-29 Nippon Steel Corporation Cold-rolled steel sheet and method of manufacturing same
US10689737B2 (en) * 2015-02-25 2020-06-23 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
WO2016135898A1 (ja) 2015-02-25 2016-09-01 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
CN104711478A (zh) * 2015-03-20 2015-06-17 苏州科胜仓储物流设备有限公司 一种高强度高韧性货架立柱用钢及其生产工艺
JP6554396B2 (ja) * 2015-03-31 2019-07-31 株式会社神戸製鋼所 加工性および衝突特性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板、およびその製造方法
JP6610389B2 (ja) * 2015-04-01 2019-11-27 日本製鉄株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
CN104815890A (zh) * 2015-05-07 2015-08-05 唐满宾 汽车前门板加强筋的加工方法
CN104815891A (zh) * 2015-05-07 2015-08-05 唐满宾 汽车顶棚加强筋的加工方法
WO2016198906A1 (fr) * 2015-06-10 2016-12-15 Arcelormittal Acier a haute résistance et procédé de fabrication
TWI554618B (zh) * 2015-07-31 2016-10-21 新日鐵住金股份有限公司 高強度熱軋鋼板
DE102015112886A1 (de) * 2015-08-05 2017-02-09 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester aluminiumhaltiger Manganstahl, ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus diesem Stahl und hiernach hergestelltes Stahlflachprodukt
CN108368562B (zh) * 2015-12-11 2021-07-20 日本制铁株式会社 成形品的制造方法及成形品
WO2017111233A1 (ko) * 2015-12-23 2017-06-29 (주)포스코 고강도강 및 그 제조방법
KR101751530B1 (ko) 2015-12-28 2017-06-27 주식회사 포스코 공구용 강판 및 그 제조방법
CN105568140B (zh) * 2016-03-02 2017-10-17 江苏九龙汽车制造有限公司 一种扭力梁制备方法
CN105821301A (zh) * 2016-04-21 2016-08-03 河北钢铁股份有限公司邯郸分公司 一种800MPa级热轧高强度扩孔钢及其生产方法
CN105970085A (zh) * 2016-06-21 2016-09-28 泉州市惠安闽投商贸有限公司 一种海洋钻井平台切屑处理系统用合金材料及其制备方法
CN105886905A (zh) * 2016-06-21 2016-08-24 泉州市惠安闽投商贸有限公司 一种海洋钻井平台压缩空气系统用合金材料及其制作方法
CN106048385A (zh) * 2016-06-28 2016-10-26 浙江工贸职业技术学院 一种海洋钻井平台井口控制系统用合金材料的制备方法
CN109563586B (zh) * 2016-08-05 2021-02-09 日本制铁株式会社 钢板及镀覆钢板
EP3495527A4 (en) * 2016-08-05 2019-12-25 Nippon Steel Corporation STEEL SHEET, AND PLATED STEEL SHEET
CN109563580A (zh) 2016-08-05 2019-04-02 新日铁住金株式会社 钢板及镀覆钢板
MX2019007166A (es) * 2016-12-22 2019-08-29 Arcelormittal Lamina de acero laminada en frio y tratada termicamente, metodo de produccion de la misma y uso de tal acero para producir piezas de vehiculos.
JP6323618B1 (ja) 2017-01-06 2018-05-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
US11180823B2 (en) * 2017-02-10 2021-11-23 Jfe Steel Corporation High-strength galvanized steel sheet and method for producing the same
TWI613298B (zh) * 2017-03-31 2018-02-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 熱軋鋼板
TWI614350B (zh) * 2017-03-31 2018-02-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 熱軋鋼板
WO2018179388A1 (ja) 2017-03-31 2018-10-04 新日鐵住金株式会社 熱間圧延鋼板
BR112019018960A2 (pt) 2017-03-31 2020-04-22 Nippon Steel Corp chapa de aço laminada a quente
CN107354398A (zh) * 2017-05-27 2017-11-17 内蒙古包钢钢联股份有限公司 穿管用热轧圆钢及其生产方法
CN108977726B (zh) * 2017-05-31 2020-07-28 宝山钢铁股份有限公司 一种抗延迟开裂的马氏体超高强度冷轧钢带及其制造方法
KR101998952B1 (ko) * 2017-07-06 2019-07-11 주식회사 포스코 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR101949027B1 (ko) * 2017-07-07 2019-02-18 주식회사 포스코 초고강도 열연강판 및 그 제조 방법
JP6465266B1 (ja) * 2017-07-07 2019-02-06 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
US10633726B2 (en) * 2017-08-16 2020-04-28 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Army Methods, compositions and structures for advanced design low alloy nitrogen steels
RU2656323C1 (ru) * 2017-08-30 2018-06-04 Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") Маломагнитная сталь и изделие, выполненное из нее
RU2650351C1 (ru) * 2017-09-18 2018-04-11 Юлия Алексеевна Щепочкина Жаростойкая сталь
CN107381337A (zh) * 2017-09-22 2017-11-24 张家港沙工科技服务有限公司 一种起重机用吊钩
RU2653384C1 (ru) * 2017-10-04 2018-05-08 Юлия Алексеевна Щепочкина Штамповая сталь
BR112020007126A2 (pt) * 2017-10-31 2020-09-24 Jfe Steel Corporation folha de aço de alta resistência e método para produzir a mesma
CN107858594A (zh) * 2017-11-27 2018-03-30 谢彬彬 一种高碳低硅高强度合金钢及其制备方法
CN110168123B (zh) * 2017-12-14 2020-08-25 新日铁住金株式会社 钢材
WO2019122960A1 (en) * 2017-12-19 2019-06-27 Arcelormittal Cold rolled and heat treated steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts
WO2019122965A1 (en) * 2017-12-19 2019-06-27 Arcelormittal Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof
CN108248150A (zh) * 2018-01-30 2018-07-06 宝鸡文理学院 一种耐腐蚀复合金属材料
KR102116757B1 (ko) * 2018-08-30 2020-05-29 주식회사 포스코 배기계용 냉연강판 및 그 제조방법
US20220056543A1 (en) * 2018-09-20 2022-02-24 Arcelormittal Hot rolled steel sheet with high hole expansion ratio and manufacturing process thereof
EP3828298B1 (en) * 2018-10-18 2024-07-10 JFE Steel Corporation High yield ratio, high strength electro-galvanized steel sheet, and manufacturing method thereof
WO2020110855A1 (ja) * 2018-11-28 2020-06-04 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
CN113166866B (zh) * 2018-11-28 2022-08-05 日本制铁株式会社 热轧钢板
CN109517959A (zh) * 2018-12-17 2019-03-26 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种低成本输送管用热轧钢带及其制备方法
US20220025499A1 (en) * 2019-03-26 2022-01-27 Nippon Steel Corporation Steel sheet, method for manufacturing same and plated steel sheet
MX2021010461A (es) 2019-03-29 2021-09-21 Nippon Steel Corp Lamina de acero y metodo de produccion de la misma.
WO2021006298A1 (ja) * 2019-07-10 2021-01-14 日本製鉄株式会社 高強度鋼板
CN110284064B (zh) * 2019-07-18 2021-08-31 西华大学 一种高强度含硼钢及其制备方法
US20220389554A1 (en) * 2019-10-01 2022-12-08 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
KR102312327B1 (ko) * 2019-12-20 2021-10-14 주식회사 포스코 고강도 강섬유용 선재, 고강도 강섬유 및 이들의 제조 방법
WO2021210644A1 (ja) * 2020-04-17 2021-10-21 日本製鉄株式会社 高強度熱延鋼板
US20230160045A1 (en) * 2020-04-20 2023-05-25 Nippon Steel Stainless Steel Corporation Austenitic stainless steel and spring
US20210395851A1 (en) * 2020-06-17 2021-12-23 Axalta Coating Systems Ip Co., Llc Coated grain oriented electrical steel plates, and methods of producing the same
CN113829697B (zh) * 2020-06-24 2022-12-16 宝山钢铁股份有限公司 一种多层复合冷轧钢板及其制造方法
MX2023001729A (es) * 2020-09-30 2023-02-22 Nippon Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia.
CN112371750B (zh) * 2020-11-13 2022-07-29 江苏沙钢集团有限公司 一种低碳钢退火板宽度精度的控制方法
WO2023135550A1 (en) 2022-01-13 2023-07-20 Tata Steel Limited Cold rolled low carbon microalloyed steel and method of manufacturing thereof
CN115558863B (zh) * 2022-10-19 2023-04-07 鞍钢集团北京研究院有限公司 一种屈服强度≥750MPa的低屈强比海工钢及其生产工艺
KR20240080209A (ko) * 2022-11-28 2024-06-07 주식회사 포스코 다단프레스 성형성이 우수한 열연강판 및 이의 제조방법
WO2024185819A1 (ja) * 2023-03-06 2024-09-12 日本製鉄株式会社 鋼板及び外板部材
CN116463557A (zh) * 2023-04-04 2023-07-21 湖南力神新材料科技有限公司 一种高性能合金钢及其制备方法
CN116497274A (zh) * 2023-04-19 2023-07-28 邯郸钢铁集团有限责任公司 一种低成本易轧制600MPa级热轧双相钢及制备方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006022349A (ja) * 2004-07-06 2006-01-26 Nippon Steel Corp 形状凍結性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とそれらの製造方法
JP2007291514A (ja) * 2006-03-28 2007-11-08 Jfe Steel Kk 冷延−再結晶焼鈍後の面内異方性が小さい熱延鋼板、面内異方性が小さい冷延鋼板およびそれらの製造方法
JP2009013478A (ja) * 2007-07-05 2009-01-22 Nippon Steel Corp 高剛性高強度冷延鋼鈑及びその製造方法
WO2012014926A1 (ja) * 2010-07-28 2012-02-02 新日本製鐵株式会社 熱延鋼板、冷延鋼板、亜鉛めっき鋼板およびこれらの製造方法

Family Cites Families (60)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS61217529A (ja) 1985-03-22 1986-09-27 Nippon Steel Corp 延性のすぐれた高強度鋼板の製造方法
US4898583A (en) 1988-05-18 1990-02-06 Baxter Healthcare Corporation Implantable patient-activated fluid delivery device and outlet valve therefor
JPH032942A (ja) 1989-05-30 1991-01-09 Fujitsu Ltd 画像メモリのアドレッシング回路
JP3211969B2 (ja) 1991-06-27 2001-09-25 ソニー株式会社 表示装置
JP2601581B2 (ja) 1991-09-03 1997-04-16 新日本製鐵株式会社 加工性に優れた高強度複合組織冷延鋼板の製造方法
JPH0949026A (ja) 1995-08-07 1997-02-18 Kobe Steel Ltd 強度−伸びバランス及び伸びフランジ性にすぐれる高強度熱延鋼板の製造方法
JP3539548B2 (ja) 1999-09-20 2004-07-07 Ｊｆｅスチール株式会社 加工用高張力熱延鋼板の製造方法
EP1264910B1 (en) 2000-02-28 2008-05-21 Nippon Steel Corporation Steel pipe having excellent formability and method for production thereof
JP3846206B2 (ja) 2000-02-29 2006-11-15 Ｊｆｅスチール株式会社 歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法
DE60127879T2 (de) 2000-02-29 2007-09-06 Jfe Steel Corp. Hochfestes warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneten Reckalterungseigenschaften
US6589369B2 (en) 2000-04-21 2003-07-08 Nippon Steel Corporation High fatigue strength steel sheet excellent in burring workability and method for producing the same
EP1231289B1 (en) 2000-06-07 2005-10-19 Nippon Steel Corporation Steel pipe having high formability and method for producing the same
JP3990553B2 (ja) 2000-08-03 2007-10-17 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に優れた高伸びフランジ性鋼板およびその製造方法
JP3814134B2 (ja) 2000-09-21 2006-08-23 新日本製鐵株式会社 加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板とその製造方法
KR100543956B1 (ko) 2000-09-21 2006-01-23 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 형상 동결성이 우수한 강판 및 그 제조방법
AUPR047900A0 (en) 2000-09-29 2000-10-26 Bhp Steel (Jla) Pty Limited A method of producing steel
JP3927384B2 (ja) 2001-02-23 2007-06-06 新日本製鐵株式会社 切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板およびその製造方法
TWI290177B (en) 2001-08-24 2007-11-21 Nippon Steel Corp A steel sheet excellent in workability and method for producing the same
JP2003113440A (ja) 2001-10-04 2003-04-18 Nippon Steel Corp 形状凍結性に優れる絞り可能な高強度薄鋼板およびその製造方法
ES2297047T5 (es) 2001-10-04 2013-02-20 Nippon Steel Corporation Chapa delgada de acero, de alta resistencia, que se puede embutir y es excelente en la propiedad de fijación de las formas, y método para su producción
FR2836930B1 (fr) * 2002-03-11 2005-02-25 Usinor Acier lamine a chaud a tres haute resistance et de faible densite
JP3821036B2 (ja) 2002-04-01 2006-09-13 住友金属工業株式会社 熱延鋼板並びに熱延鋼板及び冷延鋼板の製造方法
JP3901039B2 (ja) 2002-06-28 2007-04-04 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4160839B2 (ja) 2003-02-19 2008-10-08 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に優れた異方性の小さな高加工性高強度熱延鋼板とその製造方法
JP4160840B2 (ja) * 2003-02-19 2008-10-08 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に優れた高加工性高強度熱延鋼板とその製造方法
JP4325223B2 (ja) 2003-03-04 2009-09-02 Ｊｆｅスチール株式会社 焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4649868B2 (ja) 2003-04-21 2011-03-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP4235030B2 (ja) 2003-05-21 2009-03-04 新日本製鐵株式会社 局部成形性に優れ溶接部の硬さ上昇を抑制した引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板および高強度表面処理鋼板
TWI248977B (en) 2003-06-26 2006-02-11 Nippon Steel Corp High-strength hot-rolled steel sheet excellent in shape fixability and method of producing the same
US7981224B2 (en) 2003-12-18 2011-07-19 Nippon Steel Corporation Multi-phase steel sheet excellent in hole expandability and method of producing the same
JP4384523B2 (ja) 2004-03-09 2009-12-16 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に極めて優れた低降伏比型高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4692015B2 (ja) 2004-03-30 2011-06-01 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高延性熱延鋼板およびその製造方法
EP2700730A3 (en) 2004-07-27 2017-08-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel sheet having high Young's modulus, hot-dip galvanized steel sheet using the same, alloyed hot-dip galvanized steel sheet, steel pipe having high Young's modulus, and methods for manufacturing these
CN100526493C (zh) 2004-07-27 2009-08-12 新日本制铁株式会社 高杨氏模量钢板、使用了它的热浸镀锌钢板、合金化热浸镀锌钢板、和高杨氏模量钢管以及它们的制造方法
JP4555693B2 (ja) 2005-01-17 2010-10-06 新日本製鐵株式会社 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5029361B2 (ja) * 2005-08-03 2012-09-19 住友金属工業株式会社 熱延鋼板及び冷延鋼板並びにそれらの製造方法
EP1767659A1 (fr) 2005-09-21 2007-03-28 ARCELOR France Procédé de fabrication d'une pièce en acier de microstructure multi-phasée
JP5058508B2 (ja) * 2005-11-01 2012-10-24 新日本製鐵株式会社 低降伏比型高ヤング率鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び鋼管、並びにそれらの製造方法
JP4714574B2 (ja) 2005-12-14 2011-06-29 新日本製鐵株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
KR20110121727A (ko) 2006-03-31 2011-11-08 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 화성 처리성이 우수한 고강도 냉연 강판
JP4109703B2 (ja) 2006-03-31 2008-07-02 株式会社神戸製鋼所 化成処理性に優れた高強度冷延鋼板
JP5228447B2 (ja) 2006-11-07 2013-07-03 新日鐵住金株式会社 高ヤング率鋼板及びその製造方法
JP5092433B2 (ja) 2007-02-02 2012-12-05 住友金属工業株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
PL2130938T3 (pl) 2007-03-27 2018-11-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Blacha stalowa o dużej wytrzymałości walcowana na gorąco o doskonałych właściwościach powierzchniowych i właściwościach wywijania obrzeży otworu
JP5214905B2 (ja) 2007-04-17 2013-06-19 株式会社中山製鋼所 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5053157B2 (ja) 2007-07-04 2012-10-17 新日本製鐵株式会社 プレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び鋼管、並びに、それらの製造方法
JP5157375B2 (ja) * 2007-11-08 2013-03-06 新日鐵住金株式会社 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
JP5217395B2 (ja) 2007-11-30 2013-06-19 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びの面内異方性が小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4894863B2 (ja) 2008-02-08 2012-03-14 Ｊｆｅスチール株式会社 加工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
AU2009234667B2 (en) 2008-04-10 2012-03-08 Nippon Steel Corporation High-strength steel sheets which are extremely excellent in the balance between burring workability and ductility and excellent in fatigue endurance, zinc-coated steel sheets, and processes for production of both
JP5320798B2 (ja) 2008-04-10 2013-10-23 新日鐵住金株式会社 時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板とその製造方法
JP5068689B2 (ja) * 2008-04-24 2012-11-07 新日本製鐵株式会社 穴広げ性に優れた熱延鋼板
JP5245647B2 (ja) 2008-08-27 2013-07-24 Ｊｆｅスチール株式会社 プレス成形性と磁気特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
JP5206244B2 (ja) 2008-09-02 2013-06-12 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板
JP4737319B2 (ja) 2009-06-17 2011-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および耐疲労特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造方法
PL2578711T3 (pl) 2010-05-27 2020-05-18 Nippon Steel Corporation Blacha stalowa i sposób jej wytwarzania
EP2682492B1 (en) 2011-03-04 2017-06-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot rolled steel sheet and method for producing same
JP5408382B2 (ja) 2011-03-28 2014-02-05 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
US9458520B2 (en) 2011-04-21 2016-10-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Manufacturing method of a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent uniform elongation and hole expandability
CA2837052C (en) 2011-05-25 2015-09-15 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet and method for producing same

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006022349A (ja) * 2004-07-06 2006-01-26 Nippon Steel Corp 形状凍結性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とそれらの製造方法
JP2007291514A (ja) * 2006-03-28 2007-11-08 Jfe Steel Kk 冷延−再結晶焼鈍後の面内異方性が小さい熱延鋼板、面内異方性が小さい冷延鋼板およびそれらの製造方法
JP2009013478A (ja) * 2007-07-05 2009-01-22 Nippon Steel Corp 高剛性高強度冷延鋼鈑及びその製造方法
WO2012014926A1 (ja) * 2010-07-28 2012-02-02 新日本製鐵株式会社 熱延鋼板、冷延鋼板、亜鉛めっき鋼板およびこれらの製造方法

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2017183794A1 (ko) * 2016-04-20 2017-10-26 현대제철 주식회사 냉연 강판 및 이의 제조방법

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Publication number Publication date
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