JP6331512B2 - 冷延鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、プレス加工等により様々な形状に成形されて用いられる冷延鋼板の製造方法に関する。より具体的には、本発明は、自動車サイドフレームアウター等のパネル類のように、非常に厳しい成形が施される部品の素材として好適な、深絞り性に優れる冷延鋼板の製造方法に関する。特に強度レベルでＴＳ：３６０ＭＰａ以下（好ましくは３３５Ｍｐａ以下）の冷延鋼板に関する。

深絞り成形を多用して製造される部材、例えば自動車のボディーパネル、中でもサイドフレームアウター等のような部材の素材として使用される冷延鋼板には、高い深絞り性が要求される。

冷延鋼板の深絞り性を高めるには、鋼中のＣ含有量を著しく低減させた極低炭素鋼とし、さらにＴｉやＮｂ等の炭窒化物生成元素を添加することにより、固溶炭素や固溶窒素を低減させることが有効である。固溶炭素や固溶窒素を低減させることにより、冷間圧延後の焼鈍工程において深絞り性に有利な｛１１１｝集合組織が発達するからである。

また、冷間圧延に供する熱延鋼板の結晶粒を微細化することも深絞り性の向上に有効である。これは、冷間圧延後の焼鈍工程において、冷間圧延組織から加工歪みを駆動力として再結晶組織が形成される際に、冷間圧延に供される熱延鋼板において結晶粒界であった部位から再結晶（つまり、再結晶粒が核生成し成長）する方が結晶粒内であった部位から再結晶する場合に比して、深絞り性に有利な｛１１１｝集合組織が発達しやすいという理由による。すなわち、冷間圧延に供する熱延鋼板の結晶粒が微細であればあるほど、結晶粒界の部位の割合が高くなるので、冷間圧延および焼鈍後の冷延鋼板の深絞り性が高くなるのである。

ところで、冷延鋼板のプレス成形においては、深絞り性の指標であるｒ値が高いことのみならず、ｒ値の面内異方性（以下、単に「面内異方性」ともいう）が小さいことが一般に要求される。ここで、面内異方性は、圧延方向に対して（以下、方向は「圧延方向」を基準として示す）４５°方向のｒ値（ｒ_４５）が０°方向のｒ値（ｒ_０）や９０°方向のｒ値（ｒ_９０）に比して低いことに起因して大きくなっていることが多い。このため、ｒ_４５を高めることができれば、面内異方性を低減することが可能となる場合が多い。

また、面内異方性の比較的小さい冷延鋼板であっても、例えばサイドフレームアウターなどの鋼板部材の素材として用いられる場合には、冷延鋼板からのプレス用切板の採取の都合から、加工量の大きい部位において４５°方向の加工性が高いことが要求されることが多い。このような観点からもｒ_４５を高めることが望まれている。一般に強度の上昇とともにｒ値は低下する傾向にあるため、特に３４０ＭＰａ以上の引張強度を有する高張力鋼板についてｒ_４５を高めることが望まれている。

そこで、上述した熱延鋼板の結晶粒の微細化等を利用して冷延鋼板の深絞り性を向上させる方法がこれまでにいくつか提案されている。

例えば、下記特許文献１には、仕上温度をＡｒ_３点〜（Ａｒ_３点＋５０℃）とし、最終圧下率を３０％以上の強加工とする熱間圧延を施し、熱間圧延直後から冷却を開始し、開始から３秒間の平均冷速が６０℃／ｓ以上で、特に開始から１秒間の平均冷速が８０℃／ｓ以上とする冷却を行う方法が提案されている。

下記特許文献２には、０．０５０％超のＴｉと０．０００３％以上のＢを含有させ、好ましくは動的再結晶温度域で５パス以上圧延し、仕上圧延温度を（Ａｒ_３点−２０℃）以上とする熱間圧延を施し、熱間圧延終了後、０．２秒以内に急冷処理を開始する方法が提案されている。

下記特許文献３には、最終パス前の２パスの合計圧下率を４５％超７０％以下、最終パスの圧下率を５％以上３５％以下とし、さらに仕上温度をＡｒ_３点〜（Ａｒ_３点＋５０℃）とする熱間圧延を施し、熱間圧延終了後０．５秒超１秒以内に２００〜２０００℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却を開始して仕上温度から６５０〜８５０℃まで冷却し、その後徐冷却または空冷を行う方法が提案されている。

特開平５−１１２８３１号公報 特開２０００−２３９７８６号公報 特開２００１−３１６７２７号公報

上述したように、熱延鋼板の結晶粒の微細化により冷延鋼板の深絞り性を向上させる方法がいくつか提案されているが、いずれも実用化に問題を有するか、または本来目的とする熱延鋼板の結晶粒の微細化による冷延鋼板の深絞り性の向上作用を十分に享受できないという問題を抱える。

例えば、特許文献１の実施例には、熱延鋼板を微細粒化するために４０％以上という極めて高い最終圧下率を必要とすることが示されている。このため、この方法には、圧延荷重が過大となり、既存設備への適用が困難であり、得られる熱延鋼板については形状不良が生じやすいという問題がある。

特許文献２に記載された方法は、動的再結晶温度域における熱間圧延が任意であるかの如き記載がなされているものの、その実施例の記載から明らかなように、熱延鋼板を安定して微細粒化するには、動的再結晶下限温度〜（動的再結晶下限温度＋８０℃）という動的再結晶低温域において５パス以上かつ合計圧下率８０％以上の圧延を行うことが必要である。このため、この方法には、精緻な圧延温度管理やパススケジュール管理が必要であり、工業的生産への適用が困難であるという問題がある。

特許文献３に提案されている方法によれば、上記問題点は解消される。しかし、「冷却開始時間を０．５秒以下にすると、熱延板の細粒化による材質向上は期待できるが、冷却開始時間のわずかなずれにより材質が大きく変化するため、鋼板長手方向で材質の不均一が生じる」と本特許文献に記載されていることからもわかるように、特許文献３に提案されている方法では、冷却停止後徐冷却または空冷を行うため、急冷の停止後に生成した結晶粒が、混粒組織となり、十分な微細組織が得られない可能性がある。このため、特許文献３に記載の方法では、本来目的とする熱延鋼板の結晶粒の微細化による冷延鋼板の深絞り性の向上作用を十分に享受できない。

また、従来、サイドパネルアウターは各部を溶接して形成されていたが、近年では生産性の向上等の観点から一体成形が行われるようになり、これによりさらに優れた深絞り性が要求される冷延鋼板においてはＴＳの面内異方性をも考慮した面内異方性の低減が必要になってきた。

本発明は、上記従来技術の問題に鑑みてなされたものであり、本来目的とする熱延鋼板の結晶粒の微細化による冷延鋼板の深絞り性の向上作用を十分に享受できるとともに、工業的生産が容易で実用性の高い、深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記目的を達成するために、熱延鋼板の結晶粒の微細化による冷延鋼板の深絞り性の向上作用を十分に享受し、優れた深絞り性、特にｒ_４５および最小ｒ値の高い冷延鋼板の製造方法を確立すべく、鋭意検討を行った。

その結果、所定の化学組成を有する鋼塊または鋼片に、Ａｒ_３点以上かつ８８０℃以上で圧延を完了する多パスの熱間圧延を施し、熱間圧延完了後２００℃／秒以上の平均冷却速度で熱間圧延完了から０．８秒間以内に（熱間圧延完了温度−５０℃）以下かつ（Ａｒ_３−２０℃）以下の温度域まで冷却することが結晶粒の微細化の前提条件であることを見出した。

本発明者らは、これを満足する条件下で更なる検討を重ねた結果、７９０℃以上の温度域で水冷を停止した後０．３〜３．０秒間の連続する水冷停止期間を設けることにより、熱延鋼板において十分に微細な組織が得られ、斯かる組織を有する鋼板に冷間圧延および焼鈍を施すことによって、従来困難であった優れた深絞り特性を有する冷延鋼板の安定製造が可能となることを見出したのである。

また、これによって、冷却の温度ばらつきを軽減させることが可能になり、材質安定性を向上させることができるとともに、冷却に必要な水量を大幅に削減することが可能となり、設備費用の軽減が可能である。また、この水冷停止期間を利用して、圧延直後に板厚や板形状や板温の計測を行うことが可能となり、加速圧延も可能となるので、生産性を高めることが可能になる。

この水冷停止の後、７８０℃以下の温度域までの冷却を熱間圧延完了後５．０秒間以内に行うことにより、熱延鋼板の組織微細化を図ることが可能となる。

熱間圧延完了から０．８秒間以内に（熱間圧延完了温度−５０℃）以下かつ（Ａｒ_３−２０℃）以下の温度域まで行う水冷は、分割して実施しても良く、これにより、冷却水の排水を効率よく行うことが可能となり、冷却能力を大幅に向上させるとともに冷却に要する水量を軽減させることが可能となる。

また、熱間圧延完了後の冷却開始までの時間は０．３秒間未満であることが好ましく、これによりフェライトの核生成がさらに促進され、微細結晶粒が得られる。さらに、水冷停止期間の後に再開する水冷の冷却速度を６０℃／ｓ超えとすることが好ましく、これにより熱延鋼板の組織微細化を図ることが可能となる。

本発明に係る冷延鋼板の製造方法は、熱間圧延において板厚中心部に比して多くの歪量が付与されることに起因して、結晶粒の微細化が期待されるとともに、極低炭素鋼における著しい粒成長性により結晶粒の微細化の困難性を伴う鋼板表面近傍領域について、適切な冷却を施すことにより著しい粒成長を抑制して結晶粒を微細化するものである。

熱間圧延時に生じる鋼板と圧延ロールとの間の摩擦によって、鋼板の表面近傍領域には大きな剪断歪みが導入される。このため、熱間圧延により加えられる歪の板厚方向の分布は、板厚中心部から鋼板表面に向かうにしたがって大きくなる。したがって、本来であれば、板厚中心部から鋼板表面にかけて粒径が小さくなるという傾斜組織を有する熱延鋼板が得られることになる。

しかし、歪量の多いことは回復および再結晶の駆動力が大きいことでもあるから、適切な冷却を施さないと容易に粒成長が進行してしまう。特に、本発明が対象とする極低炭素鋼は粒成長性が高いため、その粒成長性の高さも相俟って、鋼板の表面近傍領域における粒成長の進行が著しくなる。その結果、従来技術では、熱延鋼板の鋼板表面近傍領域において本来の結晶粒の微細化が達成できなかったのである。

また、そのような状況であったために、鋼板表面近傍領域に導入される剪断歪みによって結晶粒の微細化効果が顕著に得られるということについても、従来は全く考慮されていなかったのである。このため、従来技術における冷間圧延および焼鈍後の鋼板は、鋼板表面近傍領域において深絞り性に好ましい集合組織の発達が不十分となり、鋼板全体としての深絞り性を十分に向上させることができなかった。

上述のように、熱間圧延により加えられる歪の板厚方向の分布は板厚中心部から鋼板表面に向かうにしたがって大きくなるが、再結晶速度の高い極低炭素鋼においては鋼板表面近傍領域における歪が極めて容易に解放されてしまうため、当該領域においては本来の結晶粒の微細化が困難であったのであるが、上記の冷却条件を適用することによって、これらの歪の解放が抑制され、鋼板表面近傍領域において本来の結晶粒の微細化が可能となる。これによって、板厚中心部から鋼板表面にかけて粒径が小さくなるという傾斜組織を有する熱延鋼板が得られる。

そして、斯かる組織を有する鋼板に冷間圧延および焼鈍を施すことによって、板厚中心部のみならず鋼板表面近傍領域においても、ｒ値を向上させる集合組織を十分に発達させることができ、鋼板全体としての深絞り性を著しく向上させることができるのである。

さらに、本製造条件に依れば、冷延鋼板においては、深絞り性の面内異方性の指標となる、ΔＴＳ_{ｍａｘ−ｍｉｎ}およびΔ（ＴＳ×ｒ）も低下させることができることも分かった。ここで、ΔＴＳ_{ｍａｘ−ｍｉｎ}は、圧延方向に対して、０°方向のＴＳ（ＴＳ_０）、４５°方向のＴＳ（ＴＳ_４５）、９０°方向のＴＳ（ＴＳ_９０）の最大値と最小値の差、また、Δ（ＴＳ×ｒ）は各方向のＴＳとｒ値の積の異方性を示すものである。これは、深絞り性には、ｒ値のみならず、塑性変形の抵抗となるＴＳの異方性も影響を与えるからである。

このように、本発明に係る冷延鋼板の製造方法は、熱間圧延時に鋼板と圧延ロールの間の摩擦によって鋼板表面近傍領域に導入される剪断歪みを、結晶粒の微細化に最大限に活用するので、熱間圧延後の冷却速度を高くすることが困難となる熱延鋼板の板厚が厚い場合でも、極めて高い冷却能を有する特殊な冷却装置を導入せずとも、良好な深絞り性を有する冷延鋼板を製造することができるのである。

本発明によれば、母材の熱延板の微細化を通して、ｒ値を向上させられるのみならず、冷延鋼板についてはＴＳの面内異方性をも低減させることができ、深絞り性に優れた冷延鋼板が製造可能となる。

本発明の方法によれば、サイドパネルアウターといった自動車部品の一体成形などで行われる非常に厳しい深絞り加工に利用できる、深絞り性に優れ面内異方性が低減した冷延鋼板を安定して容易かつ高生産性で製造することができる。

以下に本発明についてより詳しく説明する。以下の説明において、鋼塊または鋼片の化学組成に関する％は質量％を意味する。

１．熱間圧延工程
（１）化学組成
本発明に係る冷延鋼板の製造方法において、鋼塊または鋼片の化学組成は下記の通りである。

Ｃ：０．０１０質量％未満
Ｃは、延性および深絞り性を低下させる作用を有するので、本発明では不純物として含有される元素である。そのため、Ｃ含有量は０．０１０％未満とする。好ましくは０．００８０％未満であり、さらに好ましくは０．００５０％以下、より好ましくは０．００４０％未満である。Ｃ含有量は少なければ少ないほど好ましいので、Ｃ含有量の下限は特に規定する必要はない。しかし、Ｃ含有量の過剰な低減は著しい精錬コストの上昇をもたらす。したがって、精錬コストの観点から、Ｃ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。

Ｓｉ：１．５％以下
Ｓｉは、不純物として含有される元素であるが、延性の低下を抑制しつつ高強度化を可能にする固溶強化元素としての有用性も有する。それにより良好な強度−延性バランスを確保しつつ、鋼板の高強度化が可能となる。したがって、Ｓｉを必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｓｉ含有量が過剰になると、鋼板の表面処理性の劣化が著しくなる。このため、Ｓｉを含有させる場合でも、Ｓｉ含有量は１．５％以下とする。好ましくは１．０％以下であり、さらに好ましくは０．５％以下である。また、深絞り性の観点からは、強度が低い方が好ましいので、Ｓｉ含有量は０．１％以下であることが好ましい。さらに好ましくは、０．０５％以下であり、より好ましくは０．０３％以下である。一方、Ｓｉによる高強度化を目的とする場合には、Ｓｉ含有量は０．１％を超えることが好ましい。深絞り性の観点からは、Ｓｉ含有量は少ないほど好ましいが、Ｓｉ含有量の過剰な低減は著しい製造コストの上昇をもたらすので、Ｓｉ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０．００５％以上である。

Ｍｎ：２．０％以下
Ｍｎは、不純物として含有される元素であるが、固溶強化により鋼の強度を高める有用な作用も有する。また、ＳをＭｎＳとして固定し、ＦｅＳ生成による鋼の赤熱脆性を抑制する作用を有する。さらにまた、オーステナイトからフェライトへの変態温度を低下させる作用を有するため、熱間圧延の仕上温度の低下を可能にし、これによって、熱延鋼板の結晶粒の微細化を促進させることができる。したがって、必要に応じてＭｎを含有させてもよい。しかし、Ｍｎ含有量が過剰になると、延性の劣化が著しくなるため、Ｍｎを含有させる場合でも、Ｍｎ含有量は２．０％以下とする。好ましくは１．５％以下、さらに好ましくは１．０％以下である。また、Ｍｎは深絞り性を低下させる作用を有するので、より一層の深絞り性向上の観点からはＭｎ含有量を０．５％以下とすることが好ましく、０．３％以下とすることがさらに好ましく、０．２％以下とすることがより好ましい。鋼の赤熱脆性を抑制する観点からは、Ｍｎ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。

Ｐ：０．１０％以下
Ｐは、不純物として含有される元素であるが、ｒ値の低下を抑制しつつ高強度化を可能にする固溶強化元素としての有用性も有する。それにより良好な強度−深絞り性バランスを確保しつつ高強度化を可能にするので、必要に応じてＰを含有させてもよい。しかし、Ｐ含有量が過剰になると耐二次加工脆性が劣化するので、Ｐを添加する場合でも、Ｐ含有量を０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％以下である。Ｐによる固溶強化を要しない場合には、耐二次加工脆性の観点からＰ含有量は低いほど有利であり、０．０２５％以下とすることが好ましく、０．０２０％以下とすることがさらに好ましい。Ｐ含有量の下限は特に限定する必要はないが、Ｐ含有量の過剰な低減は著しい製造コストの上昇をもたらすので、Ｐ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。なお、Ｐによる固溶強化を確実に得るには、Ｐは０．０２５％を超えて含有させることが好ましい。

Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、不純物元素であり、延性および深絞り性を低下させる作用を有する。このため、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。好ましくは０．００８％以下であり、さらに好ましくは０．００７％未満、より好ましくは０．００５％以下、特に好ましくは０．００３％以下である。Ｓ含有量は少なければ少ないほど好ましいので、Ｓ含有量の下限は特に規定する必要はない。しかし、Ｓ含有量の過剰な低減は著しい製造コストの上昇をもたらす。したがって、製造コストの観点から、Ｓ含有量は０．０００３％以上とすることが好ましい。

Ａｌ：０．０００５％以上、０．１０％以下
Ａｌは、溶鋼を脱酸する作用を有する。この効果を得るためにＡｌ含有量を０．０００５％以上とする。好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１０％、より好ましくは０．０２０％以上である。一方、Ａｌ含有量が過剰になると介在物が増加して延性の低下が著しくなるため、Ａｌ含有量は０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０４％以下である。

Ｎ：０．００６０％以下
Ｎは、不純物元素であり、延性および深絞り性を低下させる作用を有する。このため、Ｎ含有量は０．００６０％以下とする。好ましくは０．００４０％以下であり、さらに好ましくは０．００３５％以下、より好ましくは０．００３０％以下、特に好ましくは０．００２５％以下である。Ｎ含有量は少なければ少ないほど好ましいので、Ｎ含有量の下限は特に規定する必要はない。しかし、Ｎ含有量の過剰な低減は著しい製造コストの上昇をもたらす。したがって、製造コストの観点から、Ｎ含有量は０．０００３％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０．００１０％以上である。

Ｔｉ：０．００１％以上、０．１０％以下
Ｔｉは、炭窒化物を形成することによって固溶Ｃおよび固溶Ｎを低減し、深絞り性および延性を向上させる作用を有する。このため、Ｔｉ含有量は０．００１％以上とする。好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０１５％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。一方、０．１０％を超えるＴｉを含有させても、上記作用による効果が飽和していたずらにコストの増加をもたらすのみならず、鋼が硬質化して加工性の劣化を招く。したがって、Ｔｉ含有量は０．１０％以下とする。より好ましくは０．０８％以下、更に好ましくは０．０７％以下、特に好ましくは０．０６５％以下、最も好ましくは０．０６％以下である。

Ｎｂ：０．０００５％以上、０．１０％以下
Ｎｂは、炭窒化物を形成することによって固溶Ｃおよび固溶Ｎを低減し、深絞り性および延性を向上させる作用を有する。また、オーステナイトの再結晶を抑制する効果あり、熱延板の結晶粒を微細化する作用も有する。このため、Ｎｂ含有量は０．０００５％以上とする。好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００５％以上である。一方、０．１０％を超えるＮｂを含有させると、再結晶温度の著しい上昇を招き、所要の性能を得るために必要な焼鈍温度が高温となり、焼鈍設備の損傷や製造コストの上昇を招く。したがって、Ｎｂ含有量は０．１０％以下とする。好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０３％以下、特に好ましくは０．０１５％以下、最も好ましくは０．０１０％未満である。

ＴｉおよびＮｂの含有量は、さらに下記式（１）を満足することが必要である。
（Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２）／（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）≦１．４
・・・ （１）
上記式中の元素記号は各元素の鋼中における含有量（単位：質量％）を示す。

式（１）の左辺は、ＴｉおよびＮｂと結合して化合物を形成する、Ｃ、ＮおよびＳに対するＴｉおよびＮｂの当量比を表すパラメータ式であり、この値が小さいほど、上述したＴｉおよびＮｂによる深絞り性および延性を向上させる作用をより確実に発現させることができる。式（１）の右辺は、好ましくは１．２、さらに好ましくは１．０、より好ましくは０．８、最も好ましくは０．６である。式（１）の左辺パラメータ式の値の下限は、上記ＴｉおよびＮｂの含有量の上限値によって自ずと定まるため、特に規定する必要はないが、該パラメータ式の値が過剰に小さくなることはＴｉおよびＮｂの添加効率の低下を意味するので、０．０１以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０５以上、特に好ましくは０．１０以上である。

本発明の冷延鋼板の製造方法に供される鋼塊または鋼片は、上記の各元素を含有するとともに、上記式（１）を満足し、残部はＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するものである。ただし、上記鋼塊または鋼片の化学組成は、各種性能を向上させる目的で、以下に示す元素を場合により含有していてもよい。

Ｖ：１．０％以下
Ｖは、ＴｉやＮｂと同様に、炭窒化物を形成することによって固溶Ｃおよび固溶Ｎを低減し、深絞り性および延性を向上させる作用を有する。また、該炭窒化物はフェライトの粗大化を抑制する作用を有し、熱延鋼板の結晶粒の微細化を促進する。さらにまた、炭化物を形成して析出強化により鋼を高強度化する作用も有する。このため、必要に応じてＶを含有させてもよい。しかし、Ｖ含有量が過剰になると延性や加工性の劣化が著しくなるので、含有させる場合でもＶ含有量は１．０％以下とする。好ましくは０．５％以下である。さらに好ましくは０．３％以下より、より好ましくは０．１％以下である。なお、Ｖによる深絞り性および延性を向上させる作用をより確実に得るには、Ｖ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０５％以上、特に好ましくは０．０７％以上である。

ＶはＴｉやＮｂと同様の作用を有するので、Ｖを含有させる場合には上記式（１）に代えて、Ｖの寄与を考慮した下記式（２）を満足する化学組成とすることが好ましい。

（Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２）／（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１）≦１．４
・・・ （２）
上記式中の元素記号は各元素の鋼中における含有量（単位：質量％）を示す。

式（２）の右辺は、好ましくは１．２、さらに好ましくは１．０、より好ましくは０．８、最も好ましくは０．６である。式（２）の左辺パラメータ式の値の下限は、式（１）の場合と同様に、０．０１以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０５以上、特に好ましくは０．１０以上である。

Ｂ：０．００３０％以下
本発明が対象とするＴｉおよびＮｂを含有させて固溶Ｎや固溶Ｃを低減させた極低炭素鋼板は、粒界強度が弱く耐二次加工脆性に劣る場合がある。Ｂは、上記粒界強度を高めることにより、耐二次加工脆性を向上させる作用を有する。したがって、必要に応じてＢを含有させてもよい。一方、０．００３０％を超えるＢを含有させても上記作用による効果は飽和するのみならず、Ｂにはｒ値を低下させる作用も有するので、Ｂを含有させる場合には、その含有量を０．００３０％以下とするのが好ましく、０．００１０％以下とするのがより好ましく、０．０００６％以下とするのがさらに好ましい。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。

Ｃｒ：１．０％以下および／またはＭｏ：１．０％以下
ＣｒおよびＭｏは、熱延鋼板を細粒化する作用や固溶強化により鋼板を高強度化する作用を有する。このため、必要に応じて、これらの元素の一種または二種を含有させてもよい。一方、これらの元素の含有量が過剰になると上記作用による効果が飽和していたずらにコストを増加させるため、それぞれの含有量を１．０％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．５％以下、特に好ましくは０．２％以下、最も好ましくは０．１％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の含有量を０．０３％以上とするか、Ｍｏの含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。

Ｃａ：０．０１０％以下、Ｚｒ：０．０１０％以下、ＲＥＭ：０．０１０％以下の１種または２種以上
Ｃａ、Ｚｒ、ＲＥＭ（希土類元素）は、何れも介在物の形態制御によって延性を代表とする加工性を改善する作用を有する。このため、必要に応じて、これらの元素の１種以上を含有させてもよい。一方、０．０１０％を超えるＣａを含有させるか、ＺｒおよびＲＥＭについてはそれぞれ０．０１０％を超えて含有させると、鋼中の介在物が多くなりすぎて却って加工性の劣化を招く。したがって、それぞれの含有量を、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｚｒ：０．０１０％以下、ＲＥＭ：０．０１０％以下とするのが好ましい。さらに好ましくはＣａ：０．００３０％以下、Ｚｒ：０．００３０％以下、ＲＥＭ：０．００３０％以下、より好ましくはＣａ：０．００２０％以下、Ｚｒ：０．００２０％以下、ＲＥＭ：０．００２０％以下である。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃａを含有させる場合にはその含有量を０．０００２％以上とすることが好ましく、ＺｒまたはＲＥＭを含有させる場合にはその含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは、それぞれの含有量を、Ｃａ：０．０００５％以上、Ｚｒ：０．０００５％以上、ＲＥＭ：０．０００５％以上とする。

なお、本発明にいう「ＲＥＭ」とは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量は上記元素の合計含有量を指す。

（２）冷間圧延に供する熱延鋼板の組織
冷間圧延および焼鈍後において、優れた深絞り性、特にｒ_４５の高い冷延鋼板を得るには、冷間圧延に供する鋼板（熱間圧延工程で得られた熱延鋼板）の表面から板厚の１／４深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径を２４μｍ以下（粒度番号で７．８２７以上^※）とすることが好ましい。熱延鋼板の表面から板厚の１／４深さ位置（以下、単に１／４深さ位置ともいう）は鋼板の表面と板厚中心位置との中間点の深さに対応するので、１／４深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径は、当該鋼板全体としてのフェライト平均結晶粒径の代表値である。（※粒度番号Ｇと結晶粒径ｄは、ｄ（μｍ）＝２^{（１０−Ｇ）／２}×１１．３により換算できる。）
この１／４深さ位置における熱延鋼板のフェライト平均結晶粒径が２４μｍを超えると、冷間圧延および焼鈍後における深絞り性、特にｒ_４５の低下が著しくなる。したがって、１／４深さ位置における熱延鋼板のフェライト平均結晶粒径を２４μｍ以下とすることが好ましく、さらに好ましくは２２μｍ以下、より好ましくは２０μｍ以下、より一層好ましくは１９μｍ以下、特に好ましくは１８μｍ以下、最も好ましくは１６μｍ以下である。前記フェライト平均結晶粒径が微細であるほど、冷間圧延および焼鈍後における深絞り性が向上するので、前記フェライト平均結晶粒径の下限は特に限定する必要はない。しかし、結晶粒の著しい微細化には高い冷却能力を要し、冷却能力を上げるために冷却設備が大掛かりとなり、製造コストが嵩む。このため、１／４深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径は５μｍ以上とすることが好ましい。

さらに、冷間圧延および焼鈍後において、優れた深絞り性、特にｒ_４５の高い冷延鋼板を得るには、冷間圧延に供する熱延鋼板の表面から板厚の１／１６深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径（ｄ_ｓ）と板厚中心位置におけるフェライト平均結晶粒径（ｄ_ｃ）との比（ｄ_ｓ／ｄ_ｃ）を０．９５以下とするのが好ましい。

本発明は、熱間圧延において板厚中心部に比して多くの歪量が付与されることに起因して、結晶粒の微細化が期待されるとともに著しい粒成長性により結晶粒の微細化の困難性を伴う鋼板表面近傍領域について、適切な冷却を施すことにより著しい粒成長を抑制して結晶粒を微細化するものである。したがって、ｄ_ｓ／ｄ_ｃは、本発明が目的とする微細化が実現されていることを確認するのに有効な指標である。すなわち、ｄ_ｓ／ｄ_ｃが低いということは、より適切な冷却が施されることにより本発明が目的とする微細化がより確実に実現されていることを示す。

ｄ_ｓ／ｄ_ｃを０．９５以下とすることにより、冷間圧延および焼鈍後において、深絞り性、特にｒ_４５を向上させることができる。この比はさらに好ましくは０．９２以下、より好ましくは０．９０以下、特に好ましくは０．８５以下、最も好ましくは０．８０以下である。ｄ_ｓ／ｄ_ｃが小さいほど、冷間圧延および焼鈍後における深絞り性が向上するのでｄ_ｓ／ｄ_ｃの下限は特に限定する必要はない。しかし、ｄ_ｓ／ｄ_ｃの著しい低減には高い冷却能力を要し、冷却能力を上げるために冷却設備が大掛かりとなり、製造コストが嵩む。このため、ｄ_ｓ／ｄ_ｃは０．６０以上とすることが好ましい。より好ましくは０．７０以上である。

（３）熱間圧延
上述した化学組成を有する鋼塊または鋼片に、Ａｒ_３点以上かつ８８０℃以上で圧延を完了する多パスの熱間圧延を施す。

本発明では、熱間圧延によりオーステナイト結晶粒内に歪を蓄積させ、蓄積された歪の解放を熱間圧延後の冷却によって抑制し、所定の低温域になった段階でこの歪を駆動力として、オーステナイトからフェライトへの変態を一気に促進させることにより、結晶粒の微細化を図る。したがって、熱間圧延はオーステナイト域で行うため、仕上温度はＡｒ_３以上とする。さらに、仕上温度が８８０℃を下回ると、熱延板の集合組織発達が顕著となり、冷延鋼板の深絞り性が低下することから、仕上温度を８８０℃以上とすればよいことも判明した。

したがって、熱間圧延の仕上温度は、Ａｒ_３点以上かつ８８０℃以上とする。冷間圧延および焼鈍後において冷延鋼板の深絞り性を一層向上させるには、仕上温度をＡｒ_３点以上かつ９００℃以上とすることが好ましく、Ａｒ_３点＋２０℃以上かつ９００℃以上とすることがさらに好ましい。仕上温度が過度に高温であると、熱間圧延によりオーステナイト結晶粒内に蓄積された歪が容易に解放されてしまい、上述した機構による結晶粒の微細化を効率的に行うことができなくなる。そのため、仕上温度は９８０℃未満とすることが好ましく、９６０℃以下とすることがさらに好ましい。なお、上記温度は鋼板の表面温度であり、放射温度計等によって測定することができる。

熱間圧延に供する鋼塊または鋼片の温度は、仕上温度の観点から決定すればよいので特に限定する必要はないが、１１００℃未満ではＡｒ_３点以上かつ８８０℃以上の仕上温度を確保することが一般に困難であり、１２８０℃を超えると、加熱コストの増大やスケールロスによる歩留り低下を招く。したがって、前記温度は、１１００〜１２８０℃とするのが好ましい。前記温度が低温であるほど、最終製品である冷延鋼板の延性および深絞り性が向上するので、１２００℃以下とすることがさらに好ましく、１１５０℃以下とすることがより好ましい。

熱間圧延に供する鋼塊または鋼片が、Ａｒ_３点以下の温度域、例えば常温まで冷却された所謂冷片である場合にはＡｃ_３点以上の温度域まで加熱することを要する。一方、連続鋳造後または分塊圧延後の高温状態にある鋼塊または鋼片である場合には、上記仕上温度を確保できるのであれば特段加熱を施さずともよい。

熱間圧延を施す設備は、リバースミルおよびタンデムミルのいずれであってもよい。工業的生産性の上からは、少なくとも最終の数段はタンデムミルを用いるのが好ましい。

熱間圧延における総圧下量は、熱間圧延によりオーステナイト結晶粒内に効率的に歪を蓄積する観点から、板厚減少率で９０％以上とすることが好ましい。９２％以上とすることがより好ましい。（圧延完了温度＋１００℃）から熱間圧延完了までの温度範囲における板厚減少率で４０％以上とすることが好ましく、（圧延完了温度＋８０℃）から熱間圧延完了までの温度範囲における板厚減少率で６０％以上とすることがさらに好ましい。

熱延鋼板の結晶粒の微細化による冷延鋼板の深絞り性を更に向上させる観点からは、熱間圧延は、最終パスの１つ前および２つ前の２パスの合計圧下率を４５％以上とすることが好ましい。

また、最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延完了から最終圧延パスの圧延開始までのパス間時間が式（３）を満足することが好ましい。

０．００１５／ｅｘｐ（−６０８０／（Ｔ＋２７３））≦ｔ≦２．０ （３）
ここで、各記号の意味は、ｔ：最終圧延パスの１つ前の圧延完了から最終圧延パスの圧延開始までのパス間時間（秒）、Ｔ：最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延完了温度（℃））である。

これは、最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延完了から最終圧延パスの圧延開始までのパス間において、ｔを（３）式の下限値以上としてオーステナイトの再結晶を促進させるとともに、ｔを（３）式の上限値以下としてオーステナイトの粒成長を抑制させることにより、熱延鋼板の結晶粒の微細化による冷延鋼板の深絞り性の向上作用を鈍化させる熱延鋼板の集合組織の発達を抑制して再結晶促進効果を高めつつ結晶粒の微細化を図る。オーステナイトの再結晶を促進し、熱延鋼板の結晶粒の微細化による冷延鋼板の深絞り性の向上、特に異方性の向上の観点からは、ｔは０．００１８／ｅｘｐ（−６０８０／（Ｔ＋２７３））以上とすることが好ましく、０．００２／ｅｘｐ（−６０８０／（Ｔ＋２７３））以上とすることが更に好ましい。さらに、ｔは、１．５秒以下とすることが好ましく、１．０秒以下とすることが更に好ましい。

（４）第１水冷
熱間圧延完了後２００℃／秒以上の平均冷却速度で熱間圧延完了から０．８秒間以内に（熱間圧延完了温度−５０℃）以下かつ（Ａｒ_３点−２０℃）以下の温度域まで冷却する。

ここでいう平均冷却速度は、大気放冷や空冷などの部分を除外し、水冷却等により強制冷却を行っている部分における平均冷却速度を意味する。

第１水冷として、熱間圧延完了後２００℃／秒以上の平均冷却速度で熱間圧延完了から０．８秒間以内に（熱間圧延完了温度−５０℃）以下かつ（Ａｒ_３点−２０℃）以下の温度域まで冷却する。このように熱間圧延完了後、極めて短時間で水冷を行うのは、熱間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が抑制されている間に、この歪みを駆動力として熱間圧延後常温迄の冷却過程においてオーステナイトからフェライトへと一気に変態させることで組織の微細化を図るためである。熱間圧延完了から（熱間圧延完了温度−５０℃）以下かつ（Ａｒ_３点−２０℃）以下の温度域まで水冷する時間が０．８秒間を超えると、熱間圧延によりオーステナイトに導入された加工歪みが解放されてしまい、組織の微細化を図ることが困難になる。熱間圧延完了から（熱間圧延完了温度−５０℃）以下かつ（Ａｒ_３点−２０℃）以下の温度域まで水冷する時間は、０．６秒間以内が好ましく、０．５秒間以内がより好ましく、０．４秒以内がさらに好ましく、０．３秒間以内が特に好ましく、０．２秒間以内が最も好ましく、０．１５秒以内が極めて好ましい。

フェライト粒の核生成をより活発にしフェライト粒の微細化を促進して、冷延鋼板の深絞り性をより一層向上させる観点からは、熱間圧延完了から０．２秒間以内に（Ａｒ_３点−３０℃）以下の温度域まで水冷することが好ましい。また、熱間圧延完了から０．２秒間以内に水冷する温度域は、８７０℃以下が好ましく、８５０℃以下がより好ましい。

前記平均冷却速度は、高ければ高いほど前記歪の解放を抑制できるので、２５０℃／秒以上とすることがさらに好ましく、３００℃／秒以上とすることがより好ましく、４００℃／秒以上とすることがより一層好ましく、４６０℃／秒以上とすることが特に好ましい。最も好ましくは５００℃／秒以上である。冷却の温度ばらつきを軽減させるとともに冷却停止温度の制御を容易とし、材質安定性を向上させるため、また、冷却に必要な水量を大幅に削減することによる設備費用の軽減の観点から、１２００℃／秒未満とする。好ましくは１０００℃／ｓ以下、より好ましくは８００℃／ｓ以下、特に好ましくは７００℃／ｓ以下とする。

また、オーステナイトの加工歪の解放を抑え、組織の微細化を更に促進する点からは、熱間圧延完了から第１冷却開始までの時間は、０．３秒未満とすることが好ましい。０．２５秒以下、より好ましくは０．２秒以下、０．１５秒以下、０．１２秒以下、さらに好ましくは０．１０秒以下、特に好ましくは０．０５秒以下、最も好ましくは０．０２秒未満である。

この理由は熱間圧延により加えられる歪の板厚方向の分布は板厚中心部から鋼板表面に向かうにしたがって大きくなるが、粒成長性の高い極低炭素鋼においては鋼板表面近傍領域における歪が極めて容易に解放されてしまう。これを抑制するためには、圧延直後の温度が高いうちに短時間の間に急冷することが重要で、０．３秒未満で冷却を開始することでフェライトの核生成がさらに促進され、微細結晶粒が得られる。

上記第１水冷で行う水冷は、０．０５秒間以上の間隔を隔てた２以上の水冷からなることが好ましく、かつこの２以上の水冷の各々の水冷を、３００℃／ｓ超の冷却速度で２０℃以上６０℃以下の冷却を行っても良い。このように第１水冷工程における水冷を分割することにより、冷却水の排水を効率よく行うことが可能となり、冷却能力を大幅に向上させるとともに、冷却に要する水量を軽減させることが可能となる。また、各々の水冷を３００℃／ｓ超の冷却速度で２０℃以上６０℃以下の冷却を行うことにより、熱間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さらに抑制することができ、組織の微細化を一層図ることが可能となる。

上記熱間圧延を施す最終の圧延機が複数の圧延スタンドを備えるタンデム式圧延機である場合には、上記タンデム式圧延機の最終圧延スタンドの一つ前の圧延スタンドにおいて上記熱間圧延を完了し、熱間圧延完了から０．８秒間以内に（熱間圧延完了温度−５０℃）以下かつ（Ａｒ_３点−２０℃）以下の温度域まで水冷する水冷の一部または全部を、上記タンデム式圧延機の最終圧延スタンドの一つ前の圧延スタンドから最終スタンドまでのパス間において行ってもよい。このとき最終圧延スタンドは、水切りのために鋼板との接触を目的とした圧下率０％〜１％のダミー圧延機として用いてもよく、１０％以下の軽圧下圧延機として用いてもよい。最終圧延スタンドの一つ前の圧延スタンドにおいて高圧下圧延により板の形状が悪化しても、最終圧延スタンドの軽圧下圧延により再度形状制御を行うことが可能となるからである。最終圧延スタンドにおける圧下率は５％以下とすることが好ましく、２％以下とすることがさらに好ましい。

（５）水冷停止
上記第１水冷を経て、７９０℃以上の温度域で第１水冷を停止し、０．３〜３．０秒間連続して水冷を停止する。

水冷停止の温度が７９０℃未満の場合は、冷却の温度バラツキが顕著となり、熱延鋼板の組織の不均一により冷延鋼板の特性の均一性が低下する。したがって、上記水冷停止の温度は７９０℃以上とする。さらに、冷却の温度ばらつきを軽減して、材料の特性の均一性を一層向上させる観点からは、上記の冷却停止温度は、８００℃超えが好ましく。８２０℃超えがより好ましい。

水冷を停止している間は、大気放冷としてもよく、または空冷としてもよい。この工程で、フェライト変態が活発化する変態温度域に入る。この温度域での保持時間が短いとフェライト結晶粒組織の形成が阻害されるおそれがある。さらに、この温度域で水冷を停止することよって、冷却の温度ばらつきを軽減させることができ、材料の特性の均一性が向上する。また、この水冷停止区間を利用して、板厚、板形状、板温等の計測を行うことにより、加速圧延を行うことが可能になり、生産性が飛躍的に高まる。

上記水冷停止の時間が０．３秒間未満では、水冷停止中のフェライト粒の核生成が不十分になり、２次冷却中にフェライト変態が進行するため混粒組織となりやすく、組織の微細化が不十分になり、良好な機械特性が得られなくなる。さらには冷却の温度ばらつきを十分に軽減することが困難となり、材料の特性の均一性を向上させることが困難となる。また、この水冷停止区間を利用して、板厚、板形状、板温等の計測を行うことが困難となり、加速圧延による生産性の向上を望むことが困難となる。したがって、上記水冷停止の時間が０．３秒間以上とする。好ましくは０．４秒以上である。より好ましくは０．５秒以上である。

なお、ここでいう「混粒組織」とは、微細な結晶粒と粗大な結晶粒が混ざった組織のことをいう。

一方、上記水冷停止の時間が３．０秒間超えでは、この温度域でのフェライトの成長が活発なため、フェライトの粗大化が生じ、組織の微細化を図ることが困難になるだけでなく、混粒組織にもなりやすい。したがって、上記水冷停止の時間は３．０秒間以下とする。好ましくは２．５秒間以下、より好ましくは２．０秒以下、さらに好ましくは１．５秒以下、特に好ましくは１．０秒間以下である。

（６）第２水冷
上記水冷停止の後、再度水冷を施して、熱間圧延完了から５．０秒間以内に７８０℃以下の温度域まで冷却する。

熱間圧延完了から７８０℃以下の温度域まで冷却するのに要する時間が５．０秒間超の場合も、フェライトの成長が進行してしまうため、組織の微細化を図ることが困難になる。

したがって、熱間圧延完了から７８０℃以下の温度域まで冷却するのに要する時間は５．０秒間以下とする。この時間は好ましくは４．０秒間以下、さらに好ましくは３．０秒間以下、より好ましくは２．５秒間以下、特に好ましくは２．０秒間以下、最も好ましくは１．５秒間以下である。

極低炭素鋼ではフェライトの粒成長も速いため、フェライトの成長を抑制し、一層の組織の微細化を図る観点からは、上記水冷停止工程の後に施す水冷は、３０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することが好ましく、５０℃／ｓ以上がさらに好ましく、６０℃／ｓ超えがより好ましく、７０℃／ｓ以上がより一層好ましく、１００℃／ｓ以上が特に好ましく、２００℃／ｓ以上が最も好ましい。

温度が７８０℃以下に達すると、粒成長は生じにくいため、巻取りまでの平均冷却速度は特に規定する必要はなく、放冷してもよい。しかし、この過程でも極低炭素鋼ではある程度の粒成長は生じうるので、結晶粒の粗大化をより確実に抑制するために水冷してもよい。水冷する場合には、この降温過程における平均冷却速度を１０℃／秒以上とすることが好ましい。さらに好ましくは２０℃／秒以上、より好ましくは３０℃／秒以上である。

（７）巻取り
巻取りは、４００℃以上、７５０℃以下の温度域で行う。巻取温度が７５０℃超えになると巻取り後の徐冷中に結晶粒が粗大化したり、鉄−りん化合物が析出して、冷間圧延および焼鈍後の深絞り性が低下する場合がある。さらに表面疵の発生やスケールロスによる歩留り低下といった問題が生じる場合がある。したがって、巻取温度は７５０℃以下とする。本発明に係る冷延鋼板は、従来技術に比して冷間圧延および焼鈍後の冷延鋼板の深絞り性に及ぼす巻取温度の影響が小さいので、深絞り性の確保のために巻取温度を高温化する必要はない。したがって、従来技術よりも巻取温度を低く抑えることによって表面疵の発生を抑制することができる。このような観点から、巻取温度は、好ましくは７３０℃以下、さらに好ましくは７１０℃以下、特に好ましくは６８０℃以下である。一方、巻取温度が４００℃を下回ると、微細な炭窒化物が析出したり、炭窒化物の析出が不十分となって固溶Ｃや固溶Ｎが残存したりして、冷間圧延および焼鈍後の深絞り性が低下する場合がある。したがって、巻取温度は４００℃以上とする。好ましくは５００℃以上であり、さらに好ましくは５５０℃以上、特に好ましくは６００℃以上である。

（８）冷却設備
本発明では、上記の熱間圧延完了からの急速冷却を行う設備を限定しない。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る。例えば、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、板の上下から十分な水量密度の高圧水を噴射することで冷却することができる。

２．酸洗工程
上記熱間圧延により得られた熱延鋼板に酸洗を施す。本発明における酸洗は、熱延鋼板の表面に形成されたスケールの除去のみを目的とするものであるから、酸洗の態様は特に限定する必要はなく、常法でかまわない。

３．冷間圧延工程
上記酸洗により得られた酸洗鋼板に圧下率：６０％以上、９５％以下の冷間圧延を施す。極低炭素鋼の場合、冷間圧延率がある程度高くなるほど焼鈍後のｒ値が高くなる傾向を示す。冷間圧延の圧下率が６０％未満では、焼鈍後のｒ値の向上が不十分であり好ましくない。一方、冷間圧延の圧下率が９５％を超えると、深絞り性を劣化させる集合組織が発達するようになり、却って焼鈍後のｒ値を低下させる。また、冷間圧延の生産性も低下する。したがって、冷間圧延の圧下率は６０％以上、９５％以下とする。

冷間圧延に供する鋼板の板厚は、冷却温度バラツキの軽減ほかの生産性と冷間圧延率の両立の観点から、２．８ｍｍ以上とすることが好ましい。より好ましくは３．０ｍｍ以上、さらに好ましくは３．２ｍｍ以上、特に好ましくは３．４ｍｍ以上である。

４．焼鈍工程
上記冷間圧延により得られた冷延鋼板に７００℃以上、９１０℃以下の温度域で焼鈍を施す。焼鈍温度が７００℃未満では再結晶が不十分となり、得られる鋼板が硬質となるだけでなく、伸びや深絞り性が劣化する。一方、焼鈍温度が９１０℃を超えると、製造コストの増大を招くだけでなく、オーステナイトへの変態が過剰に起きてｒ値にとって好ましい集合組織の形成が阻害される。したがって、焼鈍温度は７００℃以上、９１０℃以下とする。焼鈍温度の下限は、７４０℃以上が好ましく、７６０℃以上がさらに好ましく、７８０℃以上がより好ましく、８００℃以上が特に好ましい。上限は８８０℃以下が好ましく、８５０℃以下がさらに好ましい。

焼鈍方法は連続焼鈍、箱焼鈍のいずれでもかまわない。また、連続溶融亜鉛めっきラインを用いて焼鈍後、溶融亜鉛めっきもしくは合金化溶融亜鉛めっきを行ってもよい。また、焼鈍後の鋼板に電気めっき、たとえば亜鉛系めっき（純亜鉛めっきおよびＺｎ−Ｎｉ合金めっきのような亜鉛合金めっきを包含する）を施してもよい。これらのめっきはいずれも常法にしたがって行えばよい。

連続焼鈍を行うときは、７００℃以上、９１０℃以下の温度域に保持する均熱時間（焼鈍時間）を１０〜２００秒間とすることが好ましい。この均熱時間が１０秒間以下では再結晶が不十分となる場合がある。一方、均熱時間が２００秒間を超えると製造コストの増大を招く。好ましくは１６０秒以下、均熱時間は２０秒以上がさらに好ましく、３０秒以上がより好ましい。一方、上限は１６０秒間以下がさらに好ましく、１３０秒以下がより好ましく、１００秒間以下が特に好ましく、６０秒間以下が最も好ましい。

５．スキンパス圧延
降伏点伸び発生が懸念される場合には、プレス成形時のストレッチャーストレイン抑制のために、焼鈍後に伸び率０．５〜２％のスキンパス圧延することが好ましい。

表１に示す化学組成の鋼片を、１２００℃に加熱した後、実験圧延機を使用して、表２に示す条件で熱間圧延、冷却制御および巻取りシミュレーションを行い、板厚３．５ｍｍの熱延鋼板を得た。ここで、第２水冷の記載の無いものについては、第１水冷停止後の温度から、巻取りシミュレーションの温度までは、放冷を行った。その後、熱延鋼板の表面のスケールを酸洗により除去した後、圧下率８０％の冷間圧延をして板厚０．７ｍｍとした。均熱焼鈍温度８２０℃、均熱時間３０秒の連続焼鈍相当の焼鈍を施した後、１％の調質圧延を行った。

なお、巻取りシミュレーションとは、巻取り温度まで冷却した鋼板を、巻取り温度に相当する温度に保持した電気炉に装入し、その温度で３０分保持した後、２０℃／時で冷却することにより行うものであり、巻取り後の温度履歴を模擬したものである。

上記の熱延鋼板については、ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）法を用いて結晶方位解析を行うことにより、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置（１／４ｔ位置と略記）でのフェライトの平均結晶粒径を求めた。また、傾斜組織となっていることを確認するため、鋼板表面から板厚の１／１６深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径（ｄ_ｓ）と板厚中心位置におけるフェライト平均結晶粒径（ｄ_ｃ）とを求め、これらの比（ｄ_ｓ／ｄ_ｃ）を算出した。

上記の冷延鋼板については、圧延方向に対して０°、４５°および９０°方向のＪＩＳ ５号試験片を採取して引張り試験を行い、圧延方向に対して０°、４５°および９０°方向のＹＳ（それぞれ、ＹＳ_０，ＹＳ_４５およびＹＳ_９０と表記する）、ＴＳ（それぞれ、ＴＳ_０，ＴＳ_４５およびＴＳ_９０と表記する）、Ｅｌ（それぞれ、Ｅｌ_０，Ｅｌ_４５およびＥｌ_９０と表記する）およびｒ値（それぞれ、ｒ_０，ｒ_４５およびｒ_９０と表記する）を求めた。ＹＳ、ＴＳ、Ｅｌおよびｒ値について、次の方法で平均ＹＳ、平均ＴＳ、平均Ｅｌ、平均ｒ値、Δｒ、ΔＴＳ_{ｍａｘ−ｍｉｎ}、Δ（ＴＳ×ｒ）を求めた：
平均ＹＳ（ＹＳｍ）＝（ＹＳ_０＋ＹＳ_９０＋ＹＳ_４５×２）／４
平均ＴＳ（ＴＳｍ）＝（ＴＳ_０＋ＴＳ_９０＋ＴＳ_４５×２）／４
平均Ｅｌ（Ｅｌｍ）＝（Ｅｌ_０＋Ｅｌ_９０＋Ｅｌ_４５×２）／４
平均ｒ値（ｒｍ）＝（ｒ_０＋ｒ_９０＋ｒ_４５×２）／４
Δｒ＝（ｒ_０＋ｒ_９０−ｒ_４５×２）／２
最小ｒ値は、ｒ_０，ｒ_４５およびｒ_９０の最小値である。

ΔＴＳ_{ｍａｘ−ｍｉｎ}＝ＴＳ_０，ＴＳ_４５およびＴＳ_９０の最大値―ＴＳ_０，ＴＳ_４５およびＴＳ_９０の最小値
Δ（ＴＳ×ｒ）＝（ＴＳ_０×ｒ_０＋ＴＳ_９０×ｒ_９０−ＴＳ_４５×ｒ_４５×２）
ここで、Δｒはｒ値の、ΔＴＳ_{ｍａｘ−ｍｉｎ}の値はＴＳの、Δ（ＴＳ×ｒ）は（ＴＳ×ｒ）値の面内異方性を示す指標である。

以上の試験結果を表２に示す。

表２から明らかなように、本発明の条件を満たす試験番号２〜３、５、６、８、１０、１２〜１４、１６、１８、２０および２２では、１／４ｔ粒径がいずれも２４μｍ以下を示し、かつ、ｄ_ｓ／ｄ_ｃも０．９０以下を示したことから、本発明の条件を外れる試験番号１、４、９、１１、１５、１７、１９および２１に比べ、熱延鋼板において、顕著な細粒化効果が得られるとともに、鋼板表面の粒径が鋼板中心の粒径より微細な傾斜組織を有することがわかった。また、本発明の条件を満たす試験番号２〜３、５、６、８、１０、１２〜１４、１６、１８、２０および２２の熱延鋼板に、冷間圧延と焼鈍を施した冷延鋼板では、本発明の条件を外れる試験番号１、４、９、１１、１５、１７、１９および２１の熱延鋼板に冷間圧延と焼鈍を施した冷延鋼板に比べ、何れも深絞り性が良好で、平均ｒ値が増加するとともに、ｒ４５、最小ｒ値も顕著に向上するだけでなく、面内異方性の指標であるΔｒ、ΔＴＳ_{ｍａｘ−ｍｉｎ}およびΔ（ＴＳ×ｒ）も低減した。

また、本発明の成分が外れる試験番号２３および２４では、平均ｒ値、ｒ_４５、最小ｒ値がいずれも低かった。

Claims (5)

1. 下記工程（Ａ）〜（Ｄ）を含むことを特徴とする冷延鋼板の製造方法：
   （Ａ）質量％で、Ｃ：０．０１０％未満、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０００５％以上０．１０％以下、Ｎ：０．００６０％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．１０％以下、およびＮｂ：０．０００５％以上０．１０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなるとともに、下記式（１）を満足する化学組成を有する鋼塊または鋼片に、Ａｒ_３点以上かつ８８０℃以上の温度域で圧延を完了する多パスの熱間圧延を施し、熱間圧延完了後２００℃／秒以上の平均冷却速度で熱間圧延完了から０．８秒以内に（熱間圧延完了温度−５０℃）以下かつ（Ａｒ_３点−２０℃）以下の温度域まで水冷する第１水冷を経て、８２０℃超の温度域で前記第１水冷を停止し、その後０．３〜３．０秒間連続して水冷を停止した後、７８０℃以下の温度域まで熱間圧延完了から５．０秒間以内に水冷する第２水冷を経て、４００℃以上７５０℃以下の温度域で巻き取って熱延鋼板とする熱間圧延工程；
   （Ｂ）前記熱延鋼板に酸洗を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；
   （Ｃ）前記酸洗鋼板に圧下率：６０〜９５％の冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
   （Ｄ）前記冷延鋼板に７００〜９１０℃の温度域で焼鈍を施す焼鈍工程。
   （Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２）／（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）≦１．４・・・ （１）
   上記式中の元素記号は各元素の鋼中における含有量（単位：質量％）を示す。
2. 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｖ：１．０質量％以下を含有するとともに、前記式（１）に代えて下記式（２）を満足する、請求項１に記載の冷延鋼板の製造方法。
   （Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２）／（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１）≦１．４
   ・・・ （２）
   上記式中の元素記号は各元素の鋼中における含有量（単位：質量％）を示す。
3. 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｂ：０．００３０質量％以下を含有する、請求項１または２に記載の冷延鋼板の製造方法。
4. 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１．０％以下および／またはＭｏ：１．０％以下を含有する、請求項１〜３のいずれかに記載の冷延鋼板の製造方法。
5. 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｚｒ：０．０１０％以下およびＲＥＭ：０．０１０％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有する、請求項１〜４のいずれかに記載の冷延鋼板の製造方法。