JP6314511B2 - 冷延鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、冷延鋼板に関する。より詳しくは、延性、加工硬化性および伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板に関する。

産業技術分野が高度に細分化された今日、各技術分野において用いられる材料には、特殊かつ高度な性能が要求されている。例えば、プレス成形して使用される冷延鋼板についても、プレス形状の多様化に伴い、より優れた成形性が必要とされている。また、高い強度が要求されるようになり、高張力冷延鋼板の適用が検討されている。特に、自動車用鋼板に関しては、地球環境への配慮から、車体を軽量化して燃費を向上させるために、薄肉高成形性高張力冷延鋼板の需要が著しく高まってきている。プレス成形においては、使用される鋼板の厚さが薄いほど、割れやしわが発生しやすくなるため、延性や伸びフランジ性により優れた鋼板が必要とされる。しかし、これらのプレス成形性と鋼板の高強度化とは、背反する特性であり、これらの特性を同時に満足させることは困難である。

これまでに、高張力冷延鋼板のプレス成形性を改善する方法として、ミクロ組織の微細粒化に関する技術が多く提案されている。例えば、特許文献１には熱間圧延工程においてＡｒ₃点近傍の温度域で合計圧下率８０％以上の圧延を行う、極微細粒高強度熱延鋼板の製造方法が開示されている。特許文献２には熱間圧延工程において圧下率４０％以上の圧延を連続して行う、超細粒フェライト鋼の製造方法が開示されている。

特許文献３には平均結晶粒径が４．０μｍ以下であるフェライト中に残留オーステナイトを分散させた、強度−延性バランスに優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。特許文献４には、平均結晶粒径が１０μｍ以下であるフェライト中に平均結晶粒径が５μｍ以下である残留オーステナイトを分散させた、耐衝突安全性および成形性に優れた自動車用高強度冷延鋼板が開示されている。

特許文献５には、平均結晶粒径が１０μｍ以下であるフェライトおよび焼戻マルテンサイト中に残留オーステナイトおよび低温変態生成相を分散させた、延性、伸びフランジ性および耐疲労特性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。特許文献６には、熱間圧延直後に７２０℃以下まで急冷し、６００〜７２０℃の温度域に２秒間以上保持し、得られた熱延鋼板に冷間圧延および焼鈍を施す、微細フェライト中に残留オーステナイトが分散した冷延鋼板の製造方法が開示されている。

特開昭５８−１２３８２３号公報 特開昭５９−２２９４１３号公報 特開２００３−２４７０４３号公報 特開平１１−６１３２６号公報 特開２００１−１９２７６８号公報 国際公開第２００７／１５５４１号パンフレット

特許文献１および特許文献２の発明によれば、熱間で大圧下圧延を行うと、熱延鋼板が細粒化され、強度と延性のバランスが向上する。しかし、そのような細粒熱延鋼板に冷間圧延および焼鈍を行うと、結晶粒が粗大化し易く、プレス成形性に優れた冷延鋼板を得ることは困難である。特に、金属組織に低温変態生成相または残留オーステナイトを含む複合組織冷延鋼板を製造する場合、Ａｃ₁点以上の高温域で焼鈍することが必要であるため、結晶粒の粗大化が顕著となり、延性に優れるという複合組織冷延鋼板の利点を享受することができない。

特許文献３の発明によれば、金属組織に残留オーステナイトを含む鋼板では、加工中にオーステナイトがマルテンサイト化し、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）によって大きな伸びを示す。しかし、硬質なマルテンサイトが生成するので、穴拡げ性が損なわれる。

特許文献４の発明によれば、フェライトおよび残留オーステナイトを細粒化することにより、延性および穴拡げ性が向上するとされている。しかし、穴拡げ比は高々１.５であり、十分なプレス成形性を備えるとは言い難い。

特許文献５の発明によれば、焼戻マルテンサイトは伸びフランジ性および耐疲労特性の向上に有効であり、焼戻マルテンサイトを細粒化すると、これらの特性が一層向上するとされている。しかし、焼戻マルテンサイトは、マルテンサイトに比べて軟質であり、加工硬化性の劣化を招きやすい。また、焼戻マルテンサイトと残留オーステナイト含む金属組織を得るためには、マルテンサイトを生成させるための一次焼鈍と、マルテンサイトを焼戻し、さらに残留オーステナイトを得るための二次焼鈍が必要となり、生産性が大幅に損なわれる。

特許文献６の発明によれば、熱間圧延終了後、オーステナイトに蓄積された加工歪みを解放させず、加工歪みを駆動力としてフェライト変態させることにより、微細粒組織が形成され、加工性および熱的安定性が向上した冷延鋼板が得られる。しかし、近年のさらなる高性能化のニーズを考慮すると、高い強度と、良好な延性と、良好な加工硬化性と、良好な伸びフランジ性とを同時に具備する冷延鋼板が求められている。

本発明は、そのような要請に応えるためになされたものであり、優れた延性、加工硬化性および伸びフランジ性を有する引張強度が５９０ＭＰａ以上の高張力冷延鋼板を提供することを目的とする。

本発明者らは、高張力冷延鋼板の機械特性に及ぼす化学組成および製造条件の影響について詳細な調査を行った。

調査には、質量％で、Ｃ：０.０１０％超０.０８０％未満、Ｓｉ：０．２０％超２.００％以下、Ｍｎ：１.５０％超３.５０％以下、Ｐ：０.１０％以下、Ｓ：０.０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：１.００％未満、Ｎ：０.０１０％以下、Ｎｂ：０．１００％未満を含有する化学組成を有する一連の供試鋼を用いた。

上記の供試鋼からなるスラブを１２００℃に加熱し、Ａｒ₃点以上の温度範囲で、種々の圧下パターンにより熱間圧延し、種々の冷却条件で７２０℃以下の温度域まで冷却し、５〜１０秒間空冷し、９０℃／ｓ以下の冷却速度で種々の冷却停止温度まで冷却した。この冷却停止温度を巻取温度とした。続いて、巻取温度まで冷却された鋼板を電気加熱炉中に装入して巻取温度で３０分間保持し、２０℃／ｈの冷却速度で炉冷却し、熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板を酸洗し、種々の圧延率で冷間圧延した。連続焼鈍シミュレーターを用いて、得られた冷延鋼板を種々の温度に加熱し、９５秒間保持した後、冷却し、焼鈍鋼板を得た。

熱延鋼板および焼鈍鋼板から組織観察用試験片を採取し、光学顕微鏡および走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）用いて、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置において金属組織を観察した。また、Ｘ線回折装置（ＸＲＤ）を用いて、焼鈍鋼板の鋼板表面から１／４深さ位置において残留オーステナイトの体積率を測定した。また、ＸＲＤを用いて、焼鈍鋼板の鋼板表面から１／４深さ位置においてＸ線反射積分強度比を測定し、集合組織を調査した。また、焼鈍鋼板から圧延方向と直交する方向に沿って引張試験片を採取して引張試験を行い、延性を全伸びにより評価し、加工硬化性を歪み範囲が５〜１０％の加工硬化指数（ｎ値）により評価した。さらに、焼鈍鋼板から１００ｍｍ角の穴拡げ試験片を採取し、穴拡げ試験を行って、伸びフランジ性を評価した。穴拡げ試験では、クリアランス１２.５％で直径１０ｍｍの打ち抜き穴を開け、先端角６０°の円錐ポンチで打ち抜き穴を押し拡げ、板厚を貫通する割れが発生したときの穴の拡大率（穴拡げ率）を測定した。これらの予備試験の結果、下記（Ａ）〜（Ｆ）に示す知見を得た。

（Ａ）熱間圧延直後に水冷により急冷する、いわゆる直後急冷プロセスを経て製造された熱延鋼板を、冷間圧延し、フェライトとオーステナイトの二相が共存する温度域（二相域）で均熱する焼鈍を行うと、フェライトが粗粒化し、焼鈍鋼板の延性、加工硬化性および伸びフランジ性が急激に劣化する場合がある。

（Ｂ）熱間圧延後の巻取工程において、巻取温度を低下させると、冷間圧延後の焼鈍中に起こりうるフェライトの粗粒化が抑制される。この理由は明らかではないが、下記（ｂ１）〜（ｂ３）に起因すると推定される。
（ｂ１）巻取温度が低いほど、熱延鋼板の金属組織においてフェライトが細粒化するとともに低温変態生成相が硬質化すること、
（ｂ２）フェライト粒界は焼鈍中に再結晶の核生成サイトとして機能するため、フェライトが細粒であるほど、核生成頻度が上昇し、再結晶後のフェライトが細粒化すること、および、
（ｂ３）低温変態生成相が硬質であるほど、冷間圧延時にフェライトに蓄積される歪みエネルギーが増加し、再結晶の核生成頻度が上昇し、再結晶後のフェライトが細粒化すること。

（Ｃ）巻取温度が低い場合、鋼中のＡｌおよびＮｂ含有量が多いほど、フェライトの粗粒化防止効果が強くなる。この理由は明らかではないが、下記（ｃ１）および（ｃ２）に起因すると推定される。
（ｃ１）熱延鋼板中に固溶していたＮおよびＣが、焼鈍の加熱中にＡｌ窒化物およびＮｂ炭化物として析出するため、再結晶の核生成頻度が上昇し、再結晶後のフェライトがさらに細粒化すること、および、
（ｃ２）Ａｌ窒化物およびＮｂ炭化物が再結晶中および再結晶後にフェライトの粒成長を抑制するために、再結晶後のフェライトがさらに細粒化すること。

（Ｄ）焼鈍工程において、フェライトの粗粒化を抑制しながら二相域まで加熱し均熱した後冷却すると、微細なフェライトを主相とし、第二相が微細な残留オーステナイトを含んでいる金属組織が得られる。この理由は明らかではないが、下記（ｄ１）および（ｄ２）に起因すると推定される。
（ｄ１）フェライト粒界は焼鈍中にフェライトからオーステナイトへの変態における核生成サイトとして機能するため、フェライトが細粒であるほど均熱中にオーステナイトが微細に分布すること、および、
（ｄ２）オーステナイトが微細に分布するほど、均熱後の冷却工程においてオーステナイトへのＣ濃化が促進され、残留オーステナイトが得られやすくなること。

（Ｅ）通常、Ａｌを多量に含有する低炭素冷延鋼板では、残留オーステナイトの生成および結晶粒の粗大化により伸びフランジ性が損なわれるが、微細なフェライトを主相とし、第二相が微細な残留オーステナイトを含んでいる金属組織を有する冷延鋼板は、高強度でありながら、延性および加工硬化性が良好であり、さらに、伸びフランジ性にも優れている。

（Ｆ）ＡｌおよびＮｂを一定量以上含有する低炭素冷延鋼板では、下記の（ｆ１）〜（ｆ３）の条件を満たすことにより焼鈍鋼板の集合組織が改善され、延性、加工硬化性および伸びフランジ性がさらに向上する。
（ｆ１）熱間圧延の最終圧下率を高めること、
（ｆ２）熱間圧延の完了温度を上昇させること、および、
（ｆ３）冷間圧延の総圧下率（冷圧率）を高めること。
ここで、α相の圧延面に平行な（２００）面、（２１１）面および（２２２）面のＸ線積分強度比をそれぞれＩ_{（２００）}、Ｉ_{（２１１）}およびＩ_{（２２２）}とするとき、Ｉ_{（２２２）}／（Ｉ_{（２００）}＋Ｉ_{（２１１）}）の値が大きいほど延性、加工硬化性および伸びフランジ性が良好であり、Ｉ_{（２２２）}／（Ｉ_{（２００）}＋Ｉ_{（２１１）}）の値は上記（ｆ１）〜（ｆ３）の条件により上昇する。この理由は明らかではないが、焼鈍の加熱中に生じるＡｌ窒化物およびＮｂ炭化物の析出挙動が上記（ｆ１）〜（ｆ３）の条件によって変化し、α相（２２２）面への集積がα相（２００）面およびα相（２１１）面への集積に対して相対的に高まり、塑性変形における活動すべり系の変化を通じ、延性、加工硬化性および伸びフランジ性が向上すると推定される。

以上、（Ａ）〜（Ｆ）に示す知見から、ＡｌおよびＮｂを一定量以上含有させた鋼を、最終圧下率および圧延完了温度を高めた条件で熱間圧延した後、直後急冷し、低温でコイル状に巻取り、冷圧率を高めた条件で冷間圧延し、二相域で焼鈍した後冷却することにより、主相が微細なフェライトで、第二相に残留オーステナイトを含む金属組織を有し、（２２２）面への集積が（２００）面および（２１１）面への集積に対して相対的に高い集合組織を有し、延性、加工硬化性および伸びフランジ性に優れた冷延鋼板を製造することができることが判明した。

本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであり、下記の（１）〜（４）に示す冷延鋼板を要旨とする。

（１）冷延鋼板であって、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０.０１０％超０.０８０％未満、
Ｓｉ：０.２０％超２.００％以下、
Ｍｎ：１.５０％超３.５０％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％超１.００％未満、
Ｎｂ：０．００１％以上０．１００％未満、
Ｔｉ：０〜０.１００％未満、
Ｖ：０〜０.５０％、
Ｃｒ：０〜１.０％、
Ｍｏ：０〜０.５０％、
Ｂ：０〜０.０１０％、
Ｃａ：０〜０.０１０％、
Ｍｇ：０〜０.０１０％、
ＲＥＭ：０〜０.０５０％、
Ｂｉ：０〜０.０５０％、
Ｆｅおよび不純物：残部、
不純物中のＰ、ＳおよびＮがそれぞれ、
Ｐ：０.１０％以下、
Ｓ：０.０１０％以下、
Ｎ：０.０１０％以下であり、
金属組織が、フェライトを主相とし、第二相に残留オーステナイトを含み、
フェライトの全組織に対する体積率が８０．０％以上であり、
フェライトの平均結晶粒径が５．０μｍ未満であり、
残留オーステナイトの全組織に対する体積率が１．０％超７．０％未満であり、
α相の圧延面に平行な（２００）面、（２１１）面および（２２２）面のＸ線積分強度比が下記（１）式を満足する、
冷延鋼板。
Ｉ_{（２２２）}／（Ｉ_{（２００）}＋Ｉ_{（２１１）}）＞０．７０ ・・・ （１）
ただし、上記（１）式中のＩ_{（２００）}、Ｉ_{（２１１）}およびＩ_{（２２２）}は、それぞれα相の圧延面に平行な（２００）面、（２１１）面および（２２２）面のＸ線積分強度比である。

（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０.００５〜０.１００％未満および
Ｖ：０.０１０〜０.５０％
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）の冷延鋼板。

（３）前記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０.２０〜１.０％、
Ｍｏ：０.０５〜０.５０％以下および
Ｂ：０.００１０〜０.０１０％以下
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）または（２）の冷延鋼板。

（４）前記化学組成が、質量％で、
Ｃａ：０.０００５〜０.０１０％以下、
Ｍｇ：０.０００５〜０.０１０％以下、
ＲＥＭ：０.０００５〜０.０５０％以下および
Ｂｉ：０.００１０〜０.０５０％以下
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）〜（３）のいずれかの冷延鋼板。

本発明によれば、プレス成形などの加工に適用できる十分な延性、加工硬化性および伸びフランジ性を有する高張力冷延鋼板が得られる。よって、本発明は、自動車の車体軽量化を通じて地球環境問題の解決に寄与できるなど産業の発展に寄与するところが大きい。

本発明に係る高張力冷延鋼板における金属組織、集合組織および化学組成、ならびに、その鋼板を効率的、安定的かつ経済的に製造しうる製造方法について、以下に詳述する。なお、以下の説明において、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。

１．金属組織および集合組織
本発明の冷延鋼板は、延性および加工硬化性を保ちながら、伸びフランジ性を向上させるべく、主相がフェライトであり、第二相に残留オーステナイトを含むものである。主相とは体積率が最大である相または組織を意味し、第二相とは主相以外の相および組織を意味する。なお、本明細書における「金属組織」は、冷延鋼板の場合は鋼板表面から板厚の１／４深さ位置、めっき鋼板の場合は基材である鋼板とめっき層との境界から基材である鋼板の板厚の１／４深さ位置における金属組織を意味する。

ただし、フェライトの平均結晶粒径が５．０μｍ以上の場合、延性、加工硬化性および伸びフランジ性が著しく劣化する。したがって、フェライトの平均結晶粒径は５．０μｍ未満とする必要がある。フェライトの平均結晶粒径は、４．０μｍ未満であることが好ましく、３．５μｍ未満であることがさらに好ましく、３．０μｍ未満であることが特に好ましい。

残留オーステナイトの全組織に対する体積分率が１．０％以下の場合、延性および加工硬化性が不十分となる。そのため、残留オーステナイトの全組織に対する体積分率は１．０％超とする。好ましくは１．５％超、さらに好ましくは２．０％超である。一方、残留オーステナイトの全組織に対する体積分率が７．０％以上の場合、伸びフランジ性が著しく劣化する。したがって、残留オーステナイトの全組織に対する体積分率は７．０％未満とする。好ましくは５．０％未満、さらに好ましくは４．０％未満である。

延性、加工硬化性および伸びフランジ性を向上させるために、フェライトの体積率は８０．０％以上であることが好ましい。さらに好ましくは８５．０％以上、特に好ましくは９０．０％以上である。一方、フェライトの体積率が過剰であると引張強度が低下する。したがって、フェライトの体積率は９８．０％未満であることが好ましい。さらに好ましくは９５．０％未満、特に好ましくは９２．０％未満である。

第二相としては、残留オーステナイト以外に低温変態生成相を含んでいてもよい。低温変態生成相とは、マルテンサイトおよびベイナイトなどの低温変態により生成される相および組織をいう。これら以外の低温変態生成相として、ベイニティックフェライトおよび焼戻しマルテンサイトが例示される。ベイニティックフェライトは、ラス状または板状の形態を呈する点および転位密度が高い点でポリゴナルフェライトから区別され、内部および界面に鉄炭化物が存在しない点でベイナイトから区別される。なお、本明細書において、金属組織におけるフェライトとはポリゴナルフェライトのことを指す。

この低温変態生成相は、２種以上の相および組織、例えば、マルテンサイトとベイニティックフェライトを含んでいてもよい。低温変態生成相が２種以上の相および組織を含む場合は、これらの相および組織の体積率の合計を低温変態生成相の体積率とする。

低温変態生成相は、引張強度を高める効果を有する。この効果を得るためには、組織全体に占める低温変態生成相の体積率を２．０％超とすることが好ましい。さらに好ましくは３．０％超である。一方、低温変態生成相の体積率が過剰であると、延性、加工硬化性および伸びフランジ性が劣化する。したがって、組織全体に占める低温変態生成相の体積率は７．０％未満であることが好ましい。さらに好ましくは６．０％未満である。

マルテンサイトは、延性、加工硬化性および形状凍結性を向上させる効果を有するため、第二相はマルテンサイトを含むことが好ましい。上記効果をより確実に得るには、組織全体に占めるマルテンサイトの体積率を１．０％超とすることが好ましい。一方、マルテンサイトの体積率が過剰になると伸びフランジ性が劣化する。このため、組織全体に占めるマルテンサイトの体積率は４．０％未満とすることが好ましい。

ベイナイトおよびベイニティックフェライトは、伸びフランジ性を向上させる効果を有するため、第二相はベイナイトおよび／またはベイニティックフェライトを含むことが好ましい。上記効果をより確実に得るには、組織全体に占めるベイナイトおよびベイニティックフェライトの体積率（両方が含まれる場合には合計体積率）は、２．０％超とすることが好ましい。一方、ベイナイトおよびベイニティックフェライトの体積率は、過剰になると延性および加工硬化性を劣化させるので、６．０％未満とすることが好ましい。

焼戻しマルテンサイトは、体積率が過剰になると延性および加工硬化性が劣化する。このため、組織全体に占める焼戻しマルテンサイトの体積率は４．０％未満とすることが好ましい。

本発明の冷延鋼板は、α相の圧延面に平行な（２００）面、（２１１）面および（２２２）面のＸ線積分強度比が下記（１）式を満足する集合組織を有する。
Ｉ_{（２２２）}／（Ｉ_{（２００）}＋Ｉ_{（２１１）}）＞０．７０ ・・・ （１）
ただし、上記（１）式中のＩ_{（２００）}、Ｉ_{（２１１）}およびＩ_{（２２２）}は、それぞれα相の圧延面に平行な（２００）面、（２１１）面および（２２２）面のＸ線積分強度比である。なお、α相とは体心立方晶型の結晶構造からなる相を意味する。
この（１）式の関係が満足されることにより、延性、加工硬化性および伸びフランジ性が一層向上する。Ｉ_{（２００）}、Ｉ_{（２１１）}およびＩ_{（２２２）}が下記（２）式を満足することが好ましく、下記（３）式を満足するとさらに好ましい。
Ｉ_{（２２２）}／（Ｉ_{（２００）}＋Ｉ_{（２１１）}）＞０．８０ ・・・ （２）
Ｉ_{（２２２）}／（Ｉ_{（２００）}＋Ｉ_{（２１１）}）＞０．９０ ・・・ （３）

なお、Ｘ線積分強度比は、冷延鋼板における各面のＸ線反射積分強度を、特定の面方位への集積を有さない標準ランダム試料における各面のＸ線反射積分強度で除することにより求める。

２．鋼の化学組成
Ｃ：０.０１０％超０.０８０％未満
Ｃ含有量が０.０１０％以下では上記の金属組織を得ることが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０.０１０％超とする。好ましくは０.０１２％超、さらに好ましくは０.０１４％超、特に好ましくは０.０１６％超である。一方、Ｃ含有量が０.０８０％以上では、上記の金属組織が得られにくくなるばかりか、鋼板の伸びフランジ性が損なわれ、溶接性も劣化する。したがって、Ｃ含有量は０.０８０％未満とする。好ましくは０.０７０％未満、さらに好ましくは０.０５０％未満、特に好ましくは０.０３０％未満である。

Ｓｉ：０.２０％超２.００％以下
Ｓｉは、オーステナイトの安定性を高める作用を有し、上記の金属組織を得るのに有効な元素である。また、フェライトを強化し伸びフランジ性を改善する作用を有する。Ｓｉ含有量が０.２０％以下では上記作用による効果を得ることが困難となる。したがって、Ｓｉ含有量は０.２０％超とする。好ましくは０．５５％超、さらに好ましくは０．６５％超、特に好ましくは０．７０％超である。一方、Ｓｉ含有量が２.００％超では鋼板の表面性状が劣化する。さらに、化成処理性およびめっき性が著しく劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は２.００％以下とする。好ましくは１．６０％未満、さらに好ましくは１.４０％未満、特に好ましくは１.２０％未満である。

Ｍｎ：１.５０％超３.５０％以下
Ｍｎは、鋼の焼入性を向上させる作用を有し、上記の金属組織を得るのに有効な元素である。Ｍｎ含有量が１.５０％以下では上記の金属組織を得ることが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は１.５０％超とする。好ましくは１.９０％超、さらに好ましくは２．１０％超、特に好ましくは２.３０％超である。一方、Ｍｎ含有量が３．５０％超では、フェライトの体積率が過小となって延性が劣化するばかりか、Ｍｎの偏析により曲げ性が損なわれ、さらには、素材コストの上昇を招く。したがって、Ｍｎ含有量は３．５０％以下とする。好ましくは３．００％未満、さらに好ましくは２．７５％未満、特に好ましくは２．６０％未満である。

ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％超１.００％未満
Ａｌは、焼鈍中のフェライトの粗粒化抑制を通じ、延性、加工硬化性および伸びフランジ性を改善する作用を有する。ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）の含有量が０．１０％以下では上記作用による効果を得ることが困難となる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．１０％超とする。好ましくは０．１４％超、さらに好ましくは０．１６％超、特に好ましくは０．１８％超である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が高すぎると、伸びフランジ性が劣化するばかりか、アルミナに起因する表面疵が発生しやすくなる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は１.００％未満とする。好ましくは０.８０％未満、さらに好ましくは０.６０％未満、特に好ましくは０.４０％未満である。また、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が高すぎると、変態点が大きく上昇し、Ａｒ_３点以上の温度域で熱間圧延を行うことが困難となる。このため、同様に変態点を上昇させるＳｉの含有量とｓｏｌ．Ａｌ含有量は下記式（４）を満足することが好ましく、下記式（５）を満足するとさらに好ましい。
Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌ＜１．４０ ・・・ （４）
Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌ＜１．３０ ・・・ （５）
ここで、式中のＳｉは鋼中でのＳｉ含有量を、ｓｏｌ．Ａｌは酸可溶性のＡｌ含有量を質量％にて表したものである。

Ｎｂ：０．００１％以上０．１００％未満
Ｎｂは、焼鈍中のフェライトの粗粒化抑制を通じ、延性、加工硬化性および伸びフランジ性を改善する作用を有する。Ｎｂ含有量が０．００１％未満では上記作用による効果を得ることが困難となる。したがって、Ｎｂ含有量は０．００１％以上とする。好ましくは０．００２％超、さらに好ましくは０．００５％超、特に好ましくは０．００８％超である。一方、Ｎｂ含有量が高すぎると、焼鈍時の再結晶温度が上昇し、焼鈍後の金属組織が不均一となり、伸びフランジ性が損なわれる。さらには、炭化物の析出量が増し、降伏比が上昇し、形状凍結性も劣化する。したがって、Ｎｂは０．１００％未満とする。好ましくは０.０４０％未満、さらに好ましくは０.０３０％未満、特に好ましくは０.０２０％未満である。

本発明に係る冷延鋼板は、上記の各元素をそれぞれ規定される範囲で含有し、残部はFeおよび不純物からなるものである。不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料その他の要因により混入する成分を意味する。不純物中のＰ、ＳおよびＮは、それぞれ下記の範囲に制限する必要がある。

Ｐ：０.１０％以下
Ｐは、不純物として鋼中に含有される元素であり、粒界に偏析して鋼を脆化させる。このため、Ｐ含有量は少ないほど好ましい。したがって、Ｐ含有量は０.１０％以下とする。好ましくは０.０５０％未満、さらに好ましくは０.０２０％未満、特に好ましくは０.０１５％未満である。

Ｓ：０.０１０％以下
Ｓは、不純物として鋼中に含有される元素であり、硫化物系介在物を形成して伸びフランジ性を劣化させる。このため、Ｓ含有量は少ないほど好ましい。したがって、Ｓ含有量は０.０１０％以下とする。好ましくは０.００５％未満、さらに好ましくは０.００３％未満、特に好ましくは０.００２％未満である。

Ｎ：０.０１０％以下
Ｎは、不純物として鋼中に含有される元素であり、延性を劣化させる。このため、Ｎ含有量は少ないほど好ましい。したがって、Ｎ含有量は０.０１０％以下とする。好ましくは０.００６％以下であり、さらに好ましくは０.００５％以下である。

本発明に係る冷延鋼板は、Ｆｅの一部に代えて、下記の元素をそれぞれ規定される範囲内で含有させてもよい。

Ｔｉ：０〜０.１００％未満
Ｖ：０〜０.５０％
ＴｉおよびＶは、熱間圧延工程で再結晶を抑制することにより加工歪みを増大させ、熱延鋼板の金属組織を微細化する作用を有する。また、炭化物として析出し、焼鈍中のフェライトの粗大化を抑制する作用を有する。したがって、これらの元素の一方または両方を含有させてもよい。しかし、過剰に含有させても上記作用による効果が飽和して不経済となる。そればかりか、焼鈍時の再結晶温度が上昇し、焼鈍後の金属組織が不均一となり、伸びフランジ性も損なわれる。さらには、炭化物の析出量が増し、降伏比が上昇し、形状凍結性も劣化する。

したがって、Ｔｉを含有させる場合にはその含有量を０.１００％未満、Ｖを含有させる場合にはその含有量を０.５０％以下とする。Ｔｉ含有量は好ましくは０.０４０％未満、さらに好ましくは０.０２５％未満、特に好ましくは０．０２０％未満であり、Ｖ含有量は好ましくは０.３０％以下であり、さらに好ましくは０.０５０％未満である。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｔｉは０.００５％以上含有させるのが好ましく、０.０１０％以上含有させるのがより好ましく、Ｖは０.０１０％以上含有させるのが好ましく、０.０２０％以上含有させるのがより好ましい。

Ｃｒ：０〜１.０％
Ｍｏ：０〜０.５０％
Ｂ：０〜０.０１０％
Ｃｒ、ＭｏおよびＢは、鋼の焼入性を向上させる作用を有し、上記の金属組織を得るのに有効な元素である。したがって、これらの元素の１種以上を含有させてもよい。しかし、過剰に含有させても上記作用による効果が飽和して不経済となる。したがって、Ｃｒを含有させる場合にはその含有量を１.０％以下、Ｍｏを含有させる場合にはその含有量を０.５０％以下、Ｂを含有させる場合にはその含有量を０.０１０％以下とする。Ｃｒ含有量は好ましくは０.５０％以下であり、Ｍｏ含有量は好ましくは０.２０％以下であり、Ｂ含有量は好ましくは０.００３０％以下である。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃｒは０.２０％以上、Ｍｏは０.０５％以上、Ｂは０.００１０％以上含有させるのが好ましい。

Ｃａ：０〜０.０１０％
Ｍｇ：０〜０.０１０％
ＲＥＭ：０〜０.０５０％
Ｂｉ：０〜０.０５０％
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、介在物の形状を調整することにより、Ｂｉは凝固組織を微細化することにより、ともに伸びフランジ性を改善する作用を有する。したがって、これらの元素の１種以上を含有させてもよい。しかしながら、過剰に含有させても上記作用による効果が飽和して不経済となる。

したがって、Ｃａを含有させる場合にはその含有量を０.０１０％以下、Ｍｇを含有させる場合にはその含有量を０.０１０％以下、ＲＥＭを含有させる場合にはその含有量を０.０５０％以下、Ｂｉを含有させる場合にはその含有量を０.０５０％以下とする。好ましくは、Ｃａ含有量は０.００２０％以下、Ｍｇ含有量は０.００２０％以下、ＲＥＭ含有量は０.００２０％以下、Ｂｉ含有量は０.０１０％以下である。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃａは０.０００５％以上、Ｍｇは０.０００５％以上、ＲＥＭは０.０００５％以上、Ｂｉは０.００１０％以上含有させるのが好ましい。なお、ＲＥＭとは希土類元素を意味し、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭ含有量はこれらの元素の合計含有量である。

３．製造条件
上述した化学組成を有する鋼は、公知の手段により溶製された後に、連続鋳造法により鋼塊とされるか、または、任意の鋳造法により鋼塊とした後に分塊圧延する方法等により鋼片とされる。連続鋳造工程では、介在物に起因する表面欠陥の発生を抑制するために、鋳型内にて電磁攪拌等の外部付加的な流動を溶鋼に生じさせることが好ましい。鋼塊または鋼片は、一旦冷却されたものを再加熱して熱間圧延に供してもよいし、連続鋳造後の高温状態にある鋼塊もしくは分塊圧延後の高温状態にある鋼片をそのまま熱間圧延に供してもよいし、高温状態にある鋼塊もしくは鋼片を保温した後、または、補助的に加熱した後、熱間圧延に供してもよい。本明細書では、このような鋼塊および鋼片を、熱間圧延の素材として「スラブ」と総称する。熱間圧延に供するスラブの温度は、オーステナイトの粗大化を防止するために、１２５０℃未満とすることが好ましく、１２００℃以下とすればさらに好ましい。熱間圧延に供するスラブの温度の下限は特に限定する必要はなく、後述するように熱間圧延をＡｒ₃点以上で完了することが可能な温度であればよい。

熱間圧延は、圧延完了後にオーステナイトを変態させることにより熱延鋼板の金属組織を微細化するために、Ａｒ₃点以上の温度域で完了させる。圧延完了の温度が低すぎると、熱延鋼板の金属組織において、圧延方向に展伸した粗大な低温変態生成相が生じるとともに、冷延鋼板の集合組織において、α相（２００）面およびα相（２１１）面に対するα相（２２２）面への集積が不十分となる。その結果、冷間圧延および焼鈍後における延性、加工硬化性および伸びフランジ性が劣化し易くなる。このため、熱間圧延の完了温度は、Ａｒ₃点以上かつ８８０℃超とする。好ましくはＡｒ₃点以上かつ８９０℃超であり、さらに好ましくはＡｒ₃点以上かつ９００℃超である。一方、圧延完了の温度が高すぎると、加工歪みの蓄積が不十分となり、熱延鋼板の金属組織を微細化することが困難となる。このため、熱間圧延の完了温度は９５０℃未満であることが好ましく、９３０℃未満であるとさらに好ましい。

なお、熱間圧延が粗圧延と仕上圧延とからなる場合には、仕上圧延を上記温度で完了するために、粗圧延と仕上圧延との間で粗圧延材を加熱してもよい。この際、粗圧延材の後端が先端よりも高温となるように加熱して、仕上圧延の開始時における粗圧延材の全長にわたる温度の変動を１４０℃以下に抑制することが望ましい。これにより、コイル内の製品特性の均一性が向上する。粗圧延材の加熱は公知の手段で行えばよい。例えば、粗圧延機と仕上圧延機との間に設けたソレノイド式誘導加熱装置によって、粗圧延材長手方向の温度分布等に基づいて加熱昇温量を制御してもよい。

熱間圧延の圧下量は、最終１パスの圧下量を板厚減少率で２５％以上とする。これは、オーステナイトに導入される加工歪み量を増し、熱延鋼板の金属組織を微細化するとともに、冷延鋼板の集合組織において、α相（２００）面およびα相（２１１）面に対するα相（２２２）面への集積を高めるためである。その結果、冷間圧延および焼鈍後における延性、加工硬化性および伸びフランジ性を向上させることができる。最終１パスの圧下量は２７％以上とすることが好ましく、３０％以上とすればさらに好ましい。圧下量が高くなりすぎると、圧延荷重が上昇して圧延が困難となる。したがって、最終１パスの圧下量は５０％未満とすることが好ましく、４０％未満とすればさらに好ましい。圧延荷重を低下させるために、圧延ロールと鋼板の間に圧延油を供給し摩擦係数を低下させて圧延する、いわゆる潤滑圧延を行ってもよい。

熱間圧延後は、圧延完了後０．４０秒間以内に７２０℃以下の温度域まで急冷する。これは、圧延によりオーステナイトに導入された加工歪みの解放を抑制し、加工歪みを駆動力としてオーステナイトを変態させ、熱延鋼板の金属組織を微細化するためである。好ましくは、圧延完了後０．３０秒間以内に７２０℃以下の温度域まで急冷することであり、さらに好ましくは、圧延完了後０.２０秒間以内に７２０℃以下の温度域まで急冷することである。また、加工歪みの解放は、急冷中の平均冷却速度が速いほど抑制されるので、急冷中の平均冷却速度を４００℃／ｓ超とすることが好ましく、これにより、熱延鋼板の金属組織を一層微細化することができる。急冷中の平均冷却速度を５００℃／ｓ以上とするのがさらに好ましく、６００℃／ｓ以上とするのが特に好ましい。なお、圧延完了から急冷を開始するまでの時間は特に規定する必要がないが、加工歪みの解放を抑制するために０．１５秒間以内とすることが好ましい。０．１０秒間以内とするのがさらに好ましい。

急冷を行う設備は特に規定されないが、工業的には水量密度の高い水スプレー装置を用いることが好適であり、圧延板搬送ローラーの間に水スプレーヘッダーを配置し、圧延板の上下から十分な水量密度の高圧水を噴射する方法が例示される。

急冷停止後は、鋼板を４００℃未満の温度域で巻取る。これは、熱延鋼板の金属組織においてフェライトを細粒化するとともに低温変態生成相を硬質化するためである。また、熱延鋼板においてＡｌ窒化物およびＮｂ炭化物の析出を抑制するためである。これらにより、冷間圧延および焼鈍後に、微細なフェライトを主相とし、第二相が微細な残留オーステナイトを含んでいる金属組織が得られやすくなり、また、α相（２００）面およびα相（２１１）面に対するα相（２２２）面への集積が高い集合組織が得られやすくなる。その結果、鋼板の延性、加工硬化性および伸びフランジ性が向上する。巻取温度は３００℃未満とすることが好ましく、２００℃未満とすることはさらに好ましく、１００℃未満とすることは特に好ましい。

急冷停止から巻取りまでの条件は特に規定しないが、急冷停止後、７２０〜６００℃の温度域で１秒間以上保持することが好ましい。これにより、微細なフェライトの生成が促進される。一方、保持時間が長くなりすぎると生産性が損なわれるので、７２０〜６００℃の温度域における保持時間の上限を１０秒間以内とすることが好ましい。７２０〜６００℃の温度域で鋼板を保持した後は、生成したフェライトの粗大化を防止するために、巻取温度までを２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することが好ましい。

以上のようにして製造された熱延鋼板は、微細なフェライトおよび低温変態生成相を含む金属組織を有する。焼鈍中のフェライトの粗大化を抑制し、冷間圧延および焼鈍後における延性、加工硬化性および伸びフランジ性をさらに向上させるためには、熱延鋼板におけるフェライトの平均結晶粒径を３．０μｍ以下とすることが好ましく、２．０μｍ以下とするとさらに好ましい。また、低温変態生成相は、マルテンサイトを主体とすることが好ましい。なお、上述した熱延鋼板の金属組織は、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置における金属組織である。

熱間圧延された鋼板は、例えば、酸洗等により脱スケールされた後に、常法に従って冷間圧延される。冷間圧延における総圧下率（冷圧率）は５０％超とする。これは、再結晶を促進して冷間圧延および焼鈍後の金属組織を微細化するとともに、α相（２００）面およびα相（２１１）面に対するα相（２２２）面への集積が高い集合組織を形成し、延性、加工硬化性および伸びフランジ性を向上させるためである。冷圧率は５５％超とすることが好ましく、６０％以上とすることがさらに好ましい。冷圧率が高すぎると、圧延荷重が増大して圧延が困難となるため、冷圧率の上限を８０％未満とすることが好ましく、７０％未満とすることはさらに好ましい。

冷間圧延後の鋼板は、必要に応じて公知の方法に従って脱脂等の処理が施された後、焼鈍される。焼鈍における均熱温度の下限は、Ａｃ_１点以上とする。これは、主相がフェライトであって第二相に残留オーステナイトを含む金属組織を得るためである。残留オーステナイトの体積率を増加させ、延性および加工硬化性を高めるために、均熱温度は（Ａｃ_１点＋５０℃）超とすることが好ましく、（Ａｃ_１点＋１００℃）超とするとさらに好ましく、（Ａｃ_１点＋１３０℃）超とすると特に好ましい。一方、均熱温度が高くなり過ぎると、生産性が損なわれるばかりか、均熱中にオーステナイトが粗大化し、冷却後の金属組織が粗大化して延性、加工硬化性および伸びフランジ性が劣化する。このため、均熱温度の上限は、Ａｃ_３点未満とする。均熱温度の上限は（Ａｃ₃点−４０℃）未満とすることが好ましく、（Ａｃ₃点−６０℃）未満とするとさらに好ましい。

ここで、本明細書において、Ａｃ_１点とは加熱時におけるフェライトからオーステナイトへの変態開始温度を意味し、Ａｃ₃点とは加熱時におけるフェライトからオーステナイトへの変態完了温度を意味する。

焼鈍における加熱過程では、再結晶を促進して焼鈍後の金属組織を微細化し、延性、加工硬化性および伸びフランジ性をさらに向上させるために、７００℃から均熱温度までの加熱速度を１０.０℃／ｓ未満とすることが好ましい。８.０℃／ｓ未満とするとさらに好ましく、５.０℃／ｓ未満とすると特に好ましい。

焼鈍における均熱後の冷却過程では、低温変態生成相の体積率を増加させ、引張強度を高めるために、６５０〜５００℃の温度範囲を１５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することが好ましい。６５０〜４５０℃の温度範囲を１５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することはさらに好ましい。冷却速度が速いほど低温変態生成相の体積率が高まるので、冷却速度を３０℃／ｓ超とするとさらに好ましく、５０℃／ｓ超とすると特に好ましい。一方、冷却速度が速すぎると鋼板の形状が損なわれるので、６５０〜５００℃の温度範囲における冷却速度を２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。１５０℃／ｓ未満であるとさらに好ましく、１３０℃／ｓ未満であれば特に好ましい。

残留オーステナイト量を確保するためには、５００〜３００℃の温度域で３０秒間以上保持する。残留オーステナイトの安定性を高めて延性および加工硬化性をさらに向上させるためには、保持温度域を４５０〜３４０℃とすることが好ましく、４３０〜３６０℃とすることがさらに好ましい。また、保持時間を長くするほど残留オーステナイトの安定性が高まるので、保持時間を６０秒間以上とすることが好ましい。１２０秒間以上とすることがさらに好ましく、３００秒間超とすることが特に好ましい。

電気めっき鋼板を製造する場合には、上述した方法で製造された冷延鋼板に、必要に応じて表面の清浄化および調整のための前処理を施した後、常法に従って電気めっきを行えばよく、めっき被膜の化学組成および付着量は限定されない。電気めっきの種類として、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき等が例示される。

溶融めっき鋼板を製造する場合には、上述した方法で焼鈍の冷却工程まで行い、５００〜３００℃の温度域で３０秒間以上保持した後、必要に応じて鋼板を加熱してから、めっき浴に浸漬し、溶融めっきを施す。残留オーステナイトの安定性を高めて延性および加工硬化性をさらに向上させるためには、保持温度域を４５０〜３４０℃とすることが好ましく、４３０〜３６０℃とすることはさらに好ましい。また、保持時間を長くするほど残留オーステナイトの安定性が高まるので、保持時間を６０秒間以上とすることが好ましい。１２０秒間以上とすることはさらに好ましく、３００秒間超とすることは特に好ましい。

溶融めっき鋼板を製造する場合には、上述した方法で焼鈍の均熱工程まで行い、均熱後１０℃／ｓ未満の冷却速度で６００℃以下の温度域まで冷却し、６００〜４６０℃の温度域で１０秒間以上保持した後、必要に応じて鋼板を加熱してから、めっき浴に浸漬し、溶融めっきを施してもよい。

溶融めっき後に再加熱して合金化処理を行ってもよい。めっき被膜の化学組成および付着量は限定されない。溶融めっきの種類として、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき等が例示される。

めっき鋼板は、その耐食性をさらに高めるために、めっき後に適当な化成処理を施してもよい。化成処理は、従来のクロメート処理に代わって、ノンクロム型の化成処理液（例えば、シリケート系、リン酸塩系など）を用いて実施することが好ましい。

このようにして得られた冷延鋼板およびめっき鋼板には、常法にしたがって調質圧延を行ってもよい。しかし、調質圧延の伸び率が高いと延性の劣化を招くので、調質圧延の伸び率は１.０％以下とすることが好ましい。さらに好ましい伸び率は０.５％以下である。

本発明に係る冷延鋼板は、衝撃吸収性を確保するために、圧延方向と直交する方向において５９０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有していることが好ましい。一方、延性を確保するために、ＴＳは９８０ＭＰａ未満であることが好ましく、７８０ＭＰａ未満であればさらに好ましい。

プレス成形性の観点からは、下記式(６)に基づいて板厚１.２ｍｍ相当の全伸びをＥｌ、日本工業規格ＪＩＳ Ｚ２２５３に準拠して歪み範囲を５〜１０％とし５％と１０％の２点の公称歪みおよびこれらに対応する試験力を用いて算出される加工硬化指数をｎ値、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に準拠して測定される穴拡げ率をλとするとき、下記の関係を満足することが好ましい。
Ｅｌ＝Ｅｌ₀×(１.２／ｔ₀)^0.2 ・・・ （６）
ただし、式（６）中のＥｌ₀は、ＪＩＳ５号引張試験片を用いて測定された全伸びの実測値を、ｔ₀は、測定に供したＪＩＳ５号引張試験片の板厚を表し、Ｅｌは板厚が１.２ｍｍである場合に相当する全伸びの換算値である。

ＴＳ×Ｅｌの計算値：１９０００ＭＰａ％以上
ＴＳ×Ｅｌは、強度と全伸びのバランスから延性を評価するための指標であり、この値は、１９０００ＭＰａ％以上であることが好ましい。より好ましいのは１９５０００ＭＰａ％以上である。

ＴＳ×ｎ値の計算値：１１５ＭＰａ以上
ＴＳ×ｎ値は強度と加工硬化指数のバランスから加工硬化性を評価するための指標であり、１１５ＭＰａ以上であることが好ましい。より好ましいのは１２０ＭＰａ以上である。

ＴＳ^１.７×λの計算値：６００００００ＭＰａ^１.７％以上
ＴＳ^１.７×λは強度と穴拡げ率のバランスから穴拡げ性を評価するための指標であり、６００００００ＭＰａ^１.７％以上であることが好ましい。より好ましいのは６５０００００ＭＰａ^１.７％以上である。

加工硬化指数は、自動車部品をプレス成形する際に生じる歪みが５〜１０％程度であることから、引張試験における歪み範囲５〜１０％に対するｎ値で表した。鋼板の全伸びが高くても、ｎ値が低い場合には、自動車部品のプレス成形において歪み伝播性が不十分となり、局所的な板厚減少等の成形不良が発生しやすい。また、形状凍結性の観点からは、降伏比（ＹＲ）が８０％未満であることが好ましく、７５％未満であることはさらに好ましく、７０％未満であれば特に好ましい。

実施例を参照しながら本発明をより具体的に説明する。

実験用真空溶解炉を用いて、表１に示される化学組成を有する鋼を溶解し、鋳造した。得られた各鋼塊を、熱間鍛造により厚さ３０ｍｍの鋼片とした。鋼片を、電気加熱炉を用いて１２００℃に加熱し、この温度で６０分間保持した後、表２に示される条件で熱間圧延を行った。

具体的には、実験用熱間圧延機を用いて、Ａｒ₃点以上の温度域で６パスの圧延を行い、厚さ２．０〜２．６ｍｍに仕上げた。最終１パスの圧下率は、板厚減少率で２３〜３１％とした。熱間圧延後、水スプレーを使用して種々の冷却条件で６５０〜７００℃まで冷却し、続いて５〜１０秒間放冷した後、６０℃／ｓの冷却速度で種々の温度まで冷却して、その温度を巻取温度とし、同温度に保持された電気加熱炉中に装入して３０分間保持した後、２０℃／ｈの冷却速度で室温まで炉冷却、すなわち、巻取後の徐冷をシミュレートした冷却を行い、熱延鋼板を得た。巻取温度を室温（ＲＴ）とした例では、巻取後の徐冷処理を省略した。

得られた熱延鋼板を酸洗して冷間圧延母材とし、圧下率５０〜６２％で冷間圧延を施し、厚さ０．８〜１.２ｍｍの冷延鋼板を得た。連続焼鈍シミュレーターを用いて、得られた冷延鋼板を、１０℃／ｓの加熱速度で５５０℃まで加熱した後、２℃／ｓの加熱速度で表２に示される種々の温度まで加熱し、９５秒間均熱した。その後、７００℃からの平均冷却速度を６０℃／ｓとして、表２に示される種々の冷却停止温度まで冷却し、その温度に３３０秒間保持した後、室温まで冷却して焼鈍鋼板を得た。

熱延鋼板および焼鈍鋼板から、ＳＥＭ観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な縦断面を研磨した後、ナイタールで腐食処理し、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置における金属組織を観察した。画像処理により、熱延鋼板のフェライト平均粒径、焼鈍鋼板のフェライト平均粒径、焼鈍鋼板のフェライト体積率および焼鈍鋼板の低温変態生成相体積率を求めた。

また、焼鈍鋼板から、ＸＲＤ測定用試験片を採取し、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置まで圧延面を化学研磨した後、Ｘ線回折試験を行い、残留オーステナイトの体積分率およびＸ線積分強度比を測定した。残留オーステナイトの体積分率は、具体的には、Ｘ線回折装置にリガク製ＲＩＮＴ２５００を使用し、Ｃｏ−Ｋα線を入射してα相の（１１０）、（２００）および（２１１）の回折ピーク、ならびに、γ相（１１１）、（２００）および（２２０）回折ピークの積分強度を測定し、求めた。

Ｘ線積分強度比は、具体的には、Ｘ線回折装置にリガク製ＲＵ−２００を使用し、Ｍｏ−Ｋα線を入射してα相の（２００）、（２１１）および（２２２）の回折ピークの積分強度を測定し、得られた各積分強度を標準ランダム試料の各積分強度で除して、α相の圧延面に平行な（２００）面、（２１１）面および（２２２）面のＸ線積分強度比Ｉ_{（２００）}、Ｉ_{（２１１）}、Ｉ_{（２２２）}を求めた。

降伏応力（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）および降伏比（ＹＲ）は、焼鈍鋼板から、圧延方向と直行する方向に沿ってＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張速度１０ｍｍ／ｍｉｎで引張試験を行うことにより求めた。全伸び（Ｅｌ）は、圧延方向と直行する方向に沿って採取したＪＩＳ５号引張試験片に引張試験を行い、得られた実測値（Ｅｌ₀）を用いて、上記式（６）に基づき、板厚が１.２ｍｍである場合に相当する換算値を求めた。加工硬化指数（ｎ値）は、圧延方向と直行する方向に沿って採取したＪＩＳ５号引張試験片に引張試験を行い、歪み範囲を５〜１０％として求めた。具体的には、公称歪み５％および１０％に対する試験力を用いて２点法により算出した。

伸びフランジ性は、以下の方法で穴拡げ率（λ）を測定することにより評価した。焼鈍鋼板から１００ｍｍ角の正方形素板を採取し、クリアランス１２.５％で直径１０ｍｍの打ち抜き穴を開け、先端角６０°の円錐ポンチでダレ側から打ち抜き穴を押し拡げ、板厚を貫通する割れが発生したときの穴の拡大率を測定し、これを穴拡げ率とした。

表３に、熱延鋼板の金属組織観察結果、焼鈍鋼板の金属組織および集合組織観察結果、ならびに、焼鈍鋼板の性能評価結果を示す。なお、表１および表３において、＊印を付した数値は本発明の範囲外であることを意味する。

表３に示すように、本発明で規定される範囲を満足する試験番号２、５、８、１０、１１および１３〜１８は、いずれも、ＴＳ×Ｅｌの値が１９０００ＭＰａ％以上であり、ＴＳ×ｎ値の値が１１０以上であり、ＴＳ^１.７×λの値が６００００００ＭＰａ^１.７％以上であり、良好な延性、加工硬化性および伸びフランジ性を示した。

一方、鋼板の化学組成、金属組織または集合組織が、本発明で規定される範囲を満足しない試験番号１、３、４、６、７、９および１２は、延性、加工硬化性および伸びフランジ性の少なくとも一つの性能が劣っていた。

具体的には、鋼Ａを用いた試験番号１は、鋼中のｓｏｌ．Ａｌ含有量が少なく、鋼中にＮｂが添加されていないために、焼鈍鋼板のフェライト平均粒径が大きく、また、Ｉ_{（２２２）}／（Ｉ_{（２００）}＋Ｉ_{（２１１）}）の値が低く、延性、加工硬化性および伸びフランジ性が劣化していた。

鋼Ｂを用いた試験番号３は、熱間圧延完了から急冷停止までの時間が長すぎるために、焼鈍鋼板のフェライト平均粒径が大きく、また、Ｉ_{（２２２）}／（Ｉ_{（２００）}＋Ｉ_{（２１１）}）の値が低く、延性、加工硬化性および伸びフランジ性が劣化していた。

鋼Ｃを用いた試験番号４は、鋼中のＳｉ含有量が少ないために、残留オーステナイトの体積率が低く、また、Ｉ_{（２２２）}／（Ｉ_{（２００）}＋Ｉ_{（２１１）}）の値が低く、延性、加工硬化性および伸びフランジ性が劣化していた。

鋼Ｄを用いた試験番号６は、巻取温度が高すぎるために、焼鈍鋼板のフェライト平均粒径が大きく、また、Ｉ_{（２２２）}／（Ｉ_{（２００）}＋Ｉ_{（２１１）}）の値が低く、延性、加工硬化性および伸びフランジ性が劣化していた。

鋼Ｅを用いた試験番号７は、鋼中のＣ含有量が多いために、フェライトを主相とする金属組織が得られておらず、伸びフランジ性が劣化していた。

鋼Ｇを用いた試験番号９は、熱間圧延完了から急冷停止までの時間が長すぎるために、また、巻取温度が高すぎるために、焼鈍鋼板のフェライト平均粒径が大きく、また、Ｉ_{（２２２）}／（Ｉ_{（２００）}＋Ｉ_{（２１１）}）の値が低く、延性、加工硬化性および伸びフランジ性が劣化していた。

鋼Ｈを用いた試験番号１２は、Ｉ_{（２２２）}／（Ｉ_{（２００）}＋Ｉ_{（２１１）}）の値が低く、延性、加工硬化性および伸びフランジ性が劣化していた。

本発明によれば、プレス成形などの加工に適用できる十分な延性、加工硬化性および伸びフランジ性を有する高張力冷延鋼板が得られる。よって、本発明は、自動車の車体軽量化を通じて地球環境問題の解決に寄与できるなど産業の発展に寄与するところが大きい。

Claims (4)

1. 冷延鋼板であって、
   化学組成が、質量％で、
   Ｃ：０.０１０％超０.０８０％未満、
   Ｓｉ：０.２０％超２.００％以下、
   Ｍｎ：１.５０％超３.５０％以下、
   ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％超１.００％未満、
   Ｎｂ：０．００１％以上０．１００％未満、
   Ｔｉ：０〜０.１００％未満、
   Ｖ：０〜０.５０％、
   Ｃｒ：０〜１.０％、
   Ｍｏ：０〜０.５０％、
   Ｂ：０〜０.０１０％、
   Ｃａ：０〜０.０１０％、
   Ｍｇ：０〜０.０１０％、
   ＲＥＭ：０〜０.０５０％、
   Ｂｉ：０〜０.０５０％、
   Ｆｅおよび不純物：残部、
   不純物中のＰ、ＳおよびＮがそれぞれ、
   Ｐ：０.１０％以下、
   Ｓ：０.０１０％以下、
   Ｎ：０.０１０％以下であり、
   金属組織が、フェライトを主相とし、第二相に残留オーステナイトを含み、
   フェライトの全組織に対する体積率が８０．０％以上であり、
   フェライトの平均結晶粒径が５．０μｍ未満であり、
   残留オーステナイトの全組織に対する体積率が１．０％超７．０％未満であり、
   α相の圧延面に平行な（２００）面、（２１１）面および（２２２）面のＸ線積分強度比が下記（１）式を満足する、
   冷延鋼板。
   Ｉ_{（２２２）}／（Ｉ_{（２００）}＋Ｉ_{（２１１）}）＞０．７０ ・・・ （１）
   ただし、上記（１）式中のＩ_{（２００）}、Ｉ_{（２１１）}およびＩ_{（２２２）}は、それぞれα相の圧延面に平行な（２００）面、（２１１）面および（２２２）面のＸ線積分強度比である。
2. 前記化学組成が、質量％で、
   Ｔｉ：０.００５〜０.１００％未満および
   Ｖ：０.０１０〜０.５０％
   から選択される１種以上を含有する、
   請求項１に記載の冷延鋼板。
3. 前記化学組成が、質量％で、
   Ｃｒ：０.２０〜１.０％、
   Ｍｏ：０.０５〜０.５０％以下および
   Ｂ：０.００１０〜０.０１０％以下
   から選択される１種以上を含有する、
   請求項１または請求項２に記載の冷延鋼板。
4. 前記化学組成が、質量％で、
   Ｃａ：０.０００５〜０.０１０％以下、
   Ｍｇ：０.０００５〜０.０１０％以下、
   ＲＥＭ：０.０００５〜０.０５０％以下および
   Ｂｉ：０.００１０〜０.０５０％以下
   から選択される１種以上を含有する、
   請求項１から請求項３までのいずれかに記載の冷延鋼板。