JPWO2011093319A1 - 高強度冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

この高強度冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：０．５〜４．０％、Ｓｉ：０．００５〜２．５％、Ａｌ：０．００５〜２．５％、Ｃｒ：０〜１．０％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００６％以下に制限し、鋼組織として、面積率で、残留オーステナイトを２〜３０％含み、マルテンサイトを２０％以下に制限し、セメンタイトの平均粒径が０．０１μｍ以上１μｍ以下であり、前記セメンタイト中にアスペクト比が１以上かつ３以下であるセメンタイトを３０％以上かつ１００％以下含む。

Description

本発明は、高強度冷延鋼板及びその製造方法に関する。
本願は、２０１０年１月２６日に、日本に出願された特願２０１０−１４３６３号と２０１０年４月７日に、日本に出願された特願２０１０−８８７３７号と２０１０年６月１４日に、日本に出願された特願２０１０−１３５３５１号とに基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

軽量化と安全性とを両立させるために、自動車の車体構造に使用される薄鋼板には、高いプレス成形性と強度とが要求される。なかでも、プレス成形する上で、伸びは、最も重要視される特性である。しかしながら、一般的に、薄鋼板の強度を高めると、伸び及び穴広げ性が低下し、高強度薄鋼板（ハイテン）の成形性が劣化する。

このような成形性の劣化を解決するため、特許文献１及び２には、残留オーステナイトを鋼板に残存させた鋼板（ＴＲＩＰ鋼板）が開示されている。この鋼板では、塑性誘起変態（ＴＲＩＰ効果）を利用しているため、高強度であるにもかかわらず、非常に高い伸びが得られる。

特許文献１及び２に開示された鋼板では、Ｃ量及びＳｉ量を高めて鋼板の強度を高めつつＣをオーステナイト中に濃化させている。このＣのオーステナイト中への濃化により残留オーステナイトを安定化させ、オーステナイト（残留オーステナイト）を室温で安定的に残留させている。

また、ＴＲＩＰ効果をさらに有効に活用する技術として、特許文献３には、最大応力点におけるオーステナイトの残留率が６０〜９０％となる温度域でハイドロフォーム加工を行うハイドロフォーム加工技術が開示されている。この技術では、室温に比べ、拡管率を１５０％向上させている。また、特許文献４には、ＴＲＩＰ鋼において深絞り成形性を向上させるために、金型を加熱する加工技術が開示されている。

しかしながら、特許文献３に開示された技術では、加工対象がパイプに限られていた。また、特許文献４に開示された技術では、十分な効果を得るためには金型の加熱にコストがかかることから、適用される対象は限られていた。

そのため、加工技術の改善ではなく、鋼板の改善によってＴＲＩＰ効果を有効に発現させるには、鋼板中にＣをさらに添加させることが考えられる。鋼板中に添加されたＣは、オーステナイト中に濃化するが、同時に粗大な炭化物として析出する。このような場合、鋼板中の残留オーステナイト量が低下し、伸びが劣化したり、炭化物を起点として穴広げ時に割れが発生したりする。

また、炭化物の析出による残留オーステナイト量の減少分を補うために更にＣ量を増加させると、溶接性が低下する。

自動車の車体構造に使用される薄鋼板では、強度を高めながら強度と成形性（伸び及び穴広げ性）とのバランスを確保することが必要とされる。しかしながら、上述のように、鋼中にＣを添加するだけでは、十分な成形性を確保することが困難であった。

ここで、残留オーステナイト鋼（ＴＲＩＰ鋼板）は、焼鈍中のフェライト変態及びベイナイト変態を制御して、オーステナイト中のＣ濃度を高めることで、プレス成形前の薄鋼板の鋼組織にオーステナイトを残した高強度鋼板である。この残留オーステナイトのＴＲＩＰ効果によって、この残留オーステナイト鋼は、高い伸びを有している。

このＴＲＩＰ効果には温度依存性があり、従来のＴＲＩＰ鋼の場合には、２５０℃超の高温で鋼板を成形加工することにより、ＴＲＩＰ効果を最大限に活用することができる。しかしながら、成形加工温度が２５０℃超である場合、金型の加熱コストの課題が生じやすい。したがって、ＴＲＩＰ効果を室温及び１００〜２５０℃の温間で最大限に活用できることが望まれる。

日本国特開昭６１−２１７５２９号公報 日本国特開平５−５９４２９号公報 日本国特開２００４−３３０２３０号公報 日本国特開２００７−１１１７６５号公報

本発明では、穴広げの際に割れを抑制できる、強度と成形性とのバランスに優れた鋼板を提供することを目的とする。

本発明者らは、鋼の成分及び製造条件を最適化し、焼鈍時の炭化物のサイズ及び形状を制御することによって強度、延性（伸び）、穴広げ性に優れた鋼板の製造に成功した。その要旨は、以下の通りである。

（１）本発明の一態様に係る高強度冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：０．５〜４．０％、Ｓｉ：０．００５〜２．５％、Ａｌ：０．００５〜２．５％、Ｃｒ：０〜１．０％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００６％以下に制限し、鋼組織として、面積率で、残留オーステナイトを２〜３０％含み、マルテンサイトを２０％以下に制限し、セメンタイトの平均粒径が０．０１μｍ以上１μｍ以下であり、前記セメンタイト中にアスペクト比が１以上かつ３以下であるセメンタイトを３０％以上かつ１００％以下含む。

（２）上記（１）に記載の高強度冷延鋼板が、質量％で、さらに、Ｍｏ：０．０１〜０．３％、Ｎｉ：０．０１〜５％、Ｃｕ：０．０１〜５％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．２％、Ｖ：０．０１〜１．０％、Ｗ：０．０１〜１．０％、Ｃａ：０．０００１〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０５％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０５％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０５％の１種以上を含有してもよい。

（３）上記（１）または（２）に記載の高強度冷延鋼板では、ＳｉとＡｌとの合計量が０．５％以上かつ２．５％以下であってもよい。

（４）上記（１）または（２）に記載の高強度冷延鋼板では、残留オーステナイトの平均粒径が５μｍ以下であってもよい。

（５）上記（１）または（２）に記載の高強度冷延鋼板では、前記鋼組織として、面積率で、フェライトを１０〜７０％含んでもよい。

（６）上記（１）または（２）に記載の高強度冷延鋼板では、前記鋼組織として、面積率で、フェライトとベイナイトとを合計で１０〜７０％含んでもよい。

（７）上記（１）または（２）に記載の高強度冷延鋼板では、前記鋼組織として、面積率で、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトとの合計を１０〜７５％含んでもよい。

（８）上記（１）または（２）に記載の高強度冷延鋼板では、フェライトの平均粒径が１０μｍ以下であってもよい。

（９）上記（１）または（２）に記載の高強度冷延鋼板では、前記アスペクト比が１以上かつ３以下のセメンタイトを１μｍ^２あたり０．００３個以上かつ０．１２個以下含んでもよい。

（１０）上記（１）または（２）に記載の高強度冷延鋼板では、板厚の中心部における、前記残留オーステナイトの｛１００｝＜００１＞方位のランダム強度比Ｘと前記残留オーステナイトの｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜００１＞方位群のランダム強度比の平均値Ｙとが、下記（１）式を満足してもよい。
４＜２Ｘ＋Ｙ＜１０ ・・・（１）

（１１）上記（１）または（２）に記載の高強度冷延鋼板では、板厚の中心部における、前記残留オーステナイトの｛１１０｝＜００１＞方位のランダム強度比に対する前記残留オーステナイトの｛１１０｝＜１１１＞方位のランダム強度比の比が３．０以下であってもよい。

（１２）上記（１）または（２）に記載の高強度冷延鋼板では、少なくとも片面に、亜鉛めっき層をさらに有してもよい。

（１３）上記（１）または（２）に記載の高強度冷延鋼板では、少なくとも片面に、合金化溶融亜鉛めっき層をさらに有してもよい。

（１４）本発明の一態様に係る高強度冷延鋼板の製造方法は、上記（１）または（２）に記載の成分組成を有する鋳片に対して８２０℃以上の仕上温度で熱間圧延を施して熱延鋼板を作製する第１の工程と；この第１の工程後、前記熱延鋼板に対して、冷却と、３５０〜６００℃の巻取温度ＣＴ℃での巻取りとを行う第２の工程と；この第２の工程の後の前記熱延鋼板を３０〜８５％の圧下率で冷間圧延を施して冷延鋼板を作製する第３の工程と；この第３の工程の後、前記冷延鋼板を、加熱し、７５０〜９００℃の平均加熱温度で焼鈍する第４の工程と；この第４の工程の後の前記冷延鋼板を、３〜２００℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、３００〜５００℃の温度域で１５〜１２００ｓ保持する第５の工程と；この第５の工程の後の前記冷延鋼板を冷却する第６の工程と；を含み、前記第２の工程では、７５０℃から６５０℃までの第一平均冷却速度ＣＲ１℃／ｓが１５〜１００℃／ｓであり、６５０℃から前記巻取温度ＣＴ℃までの第二平均冷却速度ＣＲ２℃／ｓが５０℃／ｓ以下であり、巻取り後から１５０℃までの第三平均冷却速度ＣＲ３℃／ｓが１℃／ｓ以下であり、前記巻取温度ＣＴ℃と前記第一平均冷却速度ＣＲ１℃／ｓとが下記（２）式を満足し、前記第４の工程では、Ｓｉ、Ａｌ及びＣｒの量をそれぞれ質量％で［Ｓｉ］、［Ａｌ］及び［Ｃｒ］とした場合に、前記第２の工程後の前記熱延鋼板に含まれるパーライトの平均面積Ｓμｍ^２と、前記平均加熱温度Ｔ℃と、加熱時間ｔｓとが、下記（３）式の関係を満足する。
１５００≦ＣＲ１×（６５０−ＣＴ）≦１５０００ ・・・（２）
２２００＞Ｔ×ｌｏｇ（ｔ）／（１＋０．３［Ｓｉ］＋０．５［Ａｌ］＋［Ｃｒ］＋０．５Ｓ）＞１１０ ・・・（３）

（１５）上記（１４）に記載の高強度冷延鋼板の製造方法では、前記第１の工程における後段２段の圧下率の合計が１５％以上であってもよい。

（１６）上記（１４）に記載の高強度冷延鋼板の製造方法では、前記第５の工程の後かつ前記第６の工程の前の前記冷延鋼板に対して、亜鉛めっきを施してもよい。

（１７）上記（１４）に記載の高強度冷延鋼板の製造方法では、前記第５の工程の後かつ前記第６の工程の前の前記冷延鋼板に対して、溶融亜鉛めっきを施し、４００〜６００℃で合金化処理を行ってもよい。

（１８）上記（１４）に記載の高強度冷延鋼板の製造方法では、前記第４の工程における６００℃以上かつ６８０℃以下での平均加熱速度が０．１℃／ｓ以上かつ７℃／ｓ以下であってもよい。

（１９）上記（１４）に記載の高強度冷延鋼板の製造方法では、前記第１の工程の前に、前記鋳片を１０００℃以下まで冷却し、１０００℃以上に再加熱してもよい。

本発明によれば、化学組成を適正化し、所定量の残留オーステナイトを確保し、セメンタイトのサイズ及び形状を適切に制御することにより、強度と成形性（室温及び温間における伸びおよび穴広げ性）とに優れた高強度鋼板を提供することができる。

また、本発明によれば、熱間圧延後（巻取り前後）の鋼板の冷却速度と冷間圧延後の焼鈍条件とを適切に制御することにより、強度と成形性とに優れた高強度鋼板を製造することができる。

加えて、上記（４）に記載の高強度冷延鋼板では、温間での伸びをさらに改善することができる。

さらに、上記（１０）に記載の高強度冷延鋼板では、面内異方性をほとんど発現することなく、いずれの方向においても高い一様伸びを確保することが可能である。

焼鈍パラメータＰとセメンタイトの平均粒径との関係を示すグラフである。 セメンタイトの平均粒径と強度及び成形性のバランス（引張強度ＴＳと一様伸びｕＥＬと穴広げ性λの積）との関係を示すグラフである。 セメンタイトの平均粒径と強度及び成形性のバランス（引張強度ＴＳと穴広げ性λとの積）との関係を示すグラフである。 φ_２が４５°である断面のＯＤＦ上にオーステナイト相の主な方位を示した図である。 パラメータ２Ｘ＋Ｙと一様伸びの異方性指数ΔｕＥＬとの関係を示す図である。 本発明の一実施形態に係る高強度冷延鋼板の製造方法のフローチャートを示す図である。 本実施形態に係る高強度冷延鋼板の製造方法における巻取温度ＣＴと第一平均冷却速度ＣＲ１との関係を示す図である。 実施例と比較例とについて、引張強さＴＳと１５０℃での伸びｔＥＬ_１５０との関係を示す図である。

本発明者らは、熱延時に生じたセメンタイトを焼鈍の加熱時に溶解して、鋼板中のセメンタイトの粒径を小さくすると、強度と成形性（延性及び穴広げ性）とのバランスが優れることを見出した。以下に、その理由について説明する。

ＴＲＩＰ鋼では、焼鈍の過程において、オーステナイト中にＣを濃化させ、残留オーステナイト量を増加させている。このオーステナイト中のＣ量の増加とオーステナイト量の増加により、ＴＲＩＰ鋼の引張特性が向上する。しかし、熱延時に生じたセメンタイトが焼鈍（冷延後の焼鈍）後に残存している場合には、鋼中に添加したＣの一部が炭化物として存在する。この場合、オーステナイト量及びこのオーステナイト中のＣ量が低下し、強度と延性とのバランスが悪化することがある。また、穴広げ試験時において炭化物が割れの起点として作用し、成形性が劣化する。

その理由は、明確ではないが、セメンタイトの粒径を臨界径以下に小さくすると、セメンタイトを起因とする局部伸びの劣化を防止し、セメンタイトの溶解により得られる溶解Ｃをオーステナイト中に濃化させることができる。さらに、この場合には、残留オーステナイトの面積率及び残留オーステナイト中のＣ量が増加し、残留オーステナイトの安定性が上昇する。その結果、セメンタイトを起因とする局部伸びの劣化の防止と残留オーステナイトの安定性の向上との相乗効果によってＴＲＩＰ効果が向上すると考えられる。

この相乗効果を有効に発現させるためには、焼鈍後のセメンタイトの平均粒径が０．０１μｍ以上１μｍ以下であることが必要である。局部伸びの劣化をより確実に防止し、セメンタイトから残留オーステナイトへのＣの供給量をより増加させるためには、セメンタイトの平均粒径が、０．９μｍ以下であることが好ましく、０．８μｍ以下であることがより好ましく、０．７μｍ以下であることが最も好ましい。セメンタイトの平均粒径が１μｍ超では、Ｃの濃化が十分ではなく、室温に加え１００〜２５０℃の温度域におけるＴＲＩＰ効果が最適ではないことに加え、粗大なセメンタイトにより局部伸びが劣化するため、これらの相乗作用により急激に伸びが劣化する。一方、セメンタイトの平均粒径は、できる限り小さい方が望ましいが、フェライトの粒成長を抑制するために、０．０１μｍ以上である必要がある。また、セメンタイトの平均粒径は、以下に述べるように、焼鈍時の加熱温度及び加熱時間に依存する。そのため、組織制御の観点に加え、工業的な観点からも、セメンタイトの平均粒径が、０．０２μｍ以上であることが好ましく、０．０３μｍ以上であることがより好ましく、０．０４μｍ以上であることが最も好ましい。

なお、セメンタイトの平均粒径は、鋼板組織中のセメンタイトを光学顕微鏡や電子顕微鏡等で観察したとき、各セメンタイト粒子の円相当径を平均して得られる。

本発明者らは、このセメンタイトの平均粒径を小さくする方法を調査した。本発明者らは、熱間圧延鋼板のパーライトの平均面積と、焼鈍時の加熱温度及び加熱時間によるセメンタイトの溶解量との関係を検討した。

その結果、図１に示すように、熱間圧延後の鋼板組織中のパーライトの平均面積Ｓ（μｍ^２）と、焼鈍の平均加熱温度Ｔ（℃）と、焼鈍の加熱時間ｔ（ｓ）とが下記（４）式を満たすとき、焼鈍後のセメンタイトの平均粒径が０．０１μｍ以上１μｍ以下になり、残留オーステナイト相中へのＣの濃化が促進されるとの知見を得た。なお、図１では、炭素量の影響を排除するために、約０．２５％のＣ量の鋼を用いており、セメンタイトを光学顕微鏡により観察している。
２２００＞Ｔ×ｌｏｇ（ｔ）／（１＋０．３［Ｓｉ］＋０．５［Ａｌ］＋［Ｃｒ］＋０．５Ｓ）＞１１０ ・・・（４）
ただし、［Ｓｉ］、［Ａｌ］及び［Ｃｒ］は、それぞれ薄鋼板中のＳｉ、Ａｌ及びＣｒの含有量（質量％）である。また、（４）式中のｌｏｇは、常用対数（底が１０）を表す。
ここで、以下の記載を簡略にするために、下記（５）及び（６）式に示される焼鈍パラメータＰ及びαを導入する。
Ｐ＝Ｔ×ｌｏｇ（ｔ）／α ・・・（５）
α＝（１＋０．３［Ｓｉ］＋０．５［Ａｌ］＋［Ｃｒ］＋０．５Ｓ） ・・・（６）

この焼鈍パラメータＰの下限は、セメンタイトの平均粒径を低下させるために必要である。このセメンタイトの平均粒径を１μｍ以下まで低下させるためには、１１０超の焼鈍パラメータＰの条件で焼鈍する必要がある。また、焼鈍パラメータＰの上限は、焼鈍に必要なコストを低減し、フェライトの粒成長をピン止めするセメンタイトを確保するために必要である。このピン止めに利用できる０．０１μｍ以上の平均粒径のセメンタイトを確保するためには、２２００未満の焼鈍パラメータＰの条件で焼鈍する必要がある。このように、焼鈍パラメータＰが１１０超かつ２２００未満である必要がある。
なお、セメンタイトの平均粒径を上述のようにより小さくするためには、焼鈍パラメータＰが、１３０超であることが好ましく、１４０超であることがより好ましく、１５０超であることが最も好ましい。また、ピン止めに利用できるセメンタイトの平均粒径を上述のように十分に確保するためには、焼鈍パラメータＰが、２１００未満であることが好ましく、２０００未満であることがより好ましく、１９００未満であることが最も好ましい。

上記（４）式を満足するとき、熱間圧延後の鋼板の巻き取り時に生成したパーライト中のセメンタイトが焼鈍加熱中に球状化し、焼鈍途中で比較的大きな球状セメンタイトを形成する。この球状セメンタイトは、Ａ_ｃ１点以上の焼鈍温度で溶解させることができ、（４）式を満足すると、セメンタイトの平均粒径が０．０１μｍ以上１μｍ以下まで十分低下する。

ここで、焼鈍パラメータＰ（（５）式）の各項の物理的な意味について以下に説明する。
焼鈍パラメータＰ中のＴ×ｌｏｇ（ｔ）は、炭素及び鉄の拡散速度（または、拡散量）に関係していると考えられる。これは、原子が拡散することによって、セメンタイトからオーステナイトへの逆変態が進むためである。

焼鈍パラメータＰ中のαは、Ｓｉ、Ａｌ及びＣｒの量が多い場合又は熱間圧延鋼板（熱延鋼板）の巻き取り時に析出したパーライトの平均面積Ｓが大きい場合に、増加する。αが大きい場合に（４）式を満たすためには、Ｔ×ｌｏｇ（ｔ）を大きくするように焼鈍条件を変更する必要がある。

Ｓｉ、Ａｌ及びＣｒの量、並びに熱間圧延鋼板の巻き取り後のパーライトの面積率によって（５）式中のα（（６）式）が変化する理由は、以下の通りである。

Ｓｉ及びＡｌは、セメンタイトの析出を抑制する元素である。そのため、Ｓｉ及びＡｌの量が増加すると、熱間圧延後の鋼板の巻き取り時に、オーステナイトからフェライト及び炭化物量が少ないベイナイトへの変態が進みやすくなり、オーステナイト中に炭素が濃化する。その後、炭素が濃化したオーステナイトからパーライト変態が起こる。このような炭素濃度が高いパーライトでは、セメンタイトの割合が多く、その後の焼鈍加熱時においてパーライト中のセメンタイトが球状化しやすく、溶解しにくいため、粗大なセメンタイトを生じやすい。このように、α中の［Ｓｉ］及び［Ａｌ］を含む項は、粗大なセメンタイトの生成によるセメンタイトの溶解速度の低下及び溶解時間の増加に対応すると考えられる。

Ｃｒは、セメンタイト中に固溶してセメンタイトを溶けにくくする（安定化する）元素である。そのため、Ｃｒ量が増加すると、（５）式中のαの値が増加する。このように、α中の［Ｃｒ］を含む項は、セメンタイトの安定化によるセメンタイトの溶解速度の低下に対応すると考えられる。

熱間圧延鋼板の巻き取り後のパーライトの平均面積Ｓが比較的に大きいと、上記の逆変態に必要な原子の拡散距離が長くなるため、焼鈍後のセメンタイトの平均粒径が大きくなりやすいと考えられる。そのため、パーライトの平均面積Ｓが増加すると、（５）式中のαが大きくなる。このように、α中のパーライトの平均面積Ｓを含む項は、原子の拡散距離の増加によるセメンタイトの溶解時間の増加に対応すると考えられる。
例えば、このパーライトの平均面積Ｓは、熱延鋼板断面の光学顕微鏡写真の画像解析によって統計上十分な数のパーライトの面積を測定し、これらの面積を平均することにより求められる。

このように、αは、焼鈍に関するセメンタイトの残りやすさを表すパラメータであり、上記（４）式を満足するようにαに応じて焼鈍条件を決定する必要がある。

このように、式（４）を満たす焼鈍条件で焼鈍すると、セメンタイトの平均粒径が十分小さくなり、穴広げ時にセメンタイトが破断の起点になることを抑制し、オーステナイト中に濃化するＣの総量が増加する。したがって、鋼組織中の残留オーステナイト量が増加し、強度と延性とのバランスが向上する。例えば、図２及び図３に示すように、鋼中に存在するセメンタイトの平均粒径が１μｍ以下である場合に強度と成形性とのバランスが改善される。なお、図２では、図１に示す薄鋼板の強度と成形性とのバランスを、引張強度ＴＳと一様伸びｕＥＬと穴広げ性λの積により評価している。また、図３では、図１に示す薄鋼板の強度と成形性とのバランスを、引張強度ＴＳと穴広げ性λとの積で評価している。

また、本発明者らは、鋭意検討の結果、成形時の面内異方性を小さくする必要がある場合には、オーステナイト相の結晶方位（集合組織）を制御することが非常に重要であることを見出した。オーステナイト相の集合組織を制御するためには、焼鈍中に形成されるフェライトの集合組織を制御することが極めて重要である。製品板に残存する残留オーステナイト相は、焼鈍中にフェライト相の界面から逆変態によって生成するため、フェライト相の結晶方位の影響を著しくうける。

したがって、面内異方性を小さくするためには、変態前のフェライトの集合組織を制御し、その結晶方位を引き続いておこる逆変態時にオーステナイトに引き継がせることが重要である。すなわち、フェライトの集合組織を最適化するために、熱延での巻取温度を制御し、熱延板がベイナイト単相組織になることを回避し、この熱延板を適切な圧下率で冷間圧延する。このような制御によって、所望の結晶方位を作り込むことができる。また、フェライト相の集合組織をオーステナイト相に引き継がせるためには、焼鈍時にこの冷延組織を十分に再結晶させた後二相域に昇温し、二相域でのオーステナイト分率を最適化することが重要である。したがって、残留オーステナイトの安定性を極限まで高めるために、成形時の面内異方性を小さくする必要がある場合には、上記条件を適切に制御することが望ましい。

以下に、本発明の一実施形態に係る高強度冷延鋼板（例えば、引張強度が５００〜１８００ＭＰａ）について詳細に説明する。

まず、本実施形態の鋼板の基本成分について説明する。なお、以下では、各元素の量を示す「％」は、質量％である。

Ｃ：０．１０〜０．４０％
Ｃは、鋼の強度を高め、残留オーステナイトを確保するために、極めて重要な元素である。十分な残留オーステナイト量を得るためには、０．１０％以上のＣ量が必要である。一方、鋼中にＣが過剰に含まれると、溶接性を損なうため、Ｃ量の上限は、０．４０％である。また、より多くの残留オーステナイトを確保しながら残留オーステナイトの安定性を高めるためには、Ｃ量が０．１２％以上であることが好ましく、０．１４％以上であることがより好ましく、０．１６％以上であることが最も好ましい。溶接性をより確保するためには、Ｃ量が０．３６％以下であることが好ましく、０．３３％以下であることがより好ましく、０．３２％以下であることが最も好ましい。

Ｍｎ：０．５〜４．０％
Ｍｎは、オーステナイトを安定化させ、焼入れ性を高める元素である。十分な焼入れ性を確保するためには、０．５％以上のＭｎ量が必要である。一方、鋼中にＭｎを過剰に添加すると、延性を損なうため、Ｍｎ量の上限は、４．０％である。好ましいＭｎ量の上限は２．０％である。オーステナイトの安定性をより高めるために、Ｍｎ量が１．０％以上であることが好ましく、１．３％以上であることがより好ましく、１．５％以上であることが最も好ましい。また、より高い加工性を確保するために、Ｍｎ量が３．０％以下であることが好ましく、２．６％以下であることがより好ましく、２．２％以下であることが最も好ましい。

Ｓｉ：０．００５〜２．５％
Ａｌ：０．００５〜２．５％
Ｓｉ及びＡｌは、脱酸剤であり、十分な脱酸を行うためにそれぞれ鋼中に０．００５％以上含まれることが必要である。また、Ｓｉ及びＡｌは、焼鈍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の析出を抑えることにより、オーステナイト中のＣ濃度を高め、残留オーステナイトの確保に寄与する。Ｓｉ及びＡｌの添加量が多いほどより多くの残留オーステナイトを確保できるため、Ｓｉ量及びＡｌ量が、それぞれ０．３０％以上であることが好ましく、０．５０％以上であることがより好ましく、０．８０％以上であることが最も好ましい。ＳｉやＡｌを鋼中に過剰に添加すると、表面性状（例えば、溶融亜鉛めっき性や化成処理性）、塗装性、溶接性が劣化するので、Ｓｉ量及びＡｌ量の上限をそれぞれ２．５％とする。鋼板を部品として使用する際に表面性状、塗装性及び溶接性が必要とされる場合には、Ｓｉ量及びＡｌ量の上限が、それぞれ２．０％であることが好ましく、１．８％であることがより好ましく、１．６％であることが最も好ましい。

なお、鋼中にＳｉ及びＡｌの両方を多量に添加する場合には、Ｓｉ量とＡｌ量との和（Ｓｉ＋Ａｌ）を評価することが望ましい。すなわち、Ｓｉ＋Ａｌが、０．５％以上であることが好ましく、０．８％以上であることがより好ましく、０．９％以上であることがさらに好ましく、１．０％以上であることが最も好ましい。また、Ｓｉ＋Ａｌが、２．５％以下であることが好ましく、２．３％以下であることがより好ましく、２．１％以下であることがさらに好ましく、２．０％以下であることが最も好ましい。

Ｃｒ：０〜１．０%
Ｃｒは、鋼板の強度を高める元素である。そのため、Ｃｒを添加して鋼板の強度を高める場合には、Ｃｒ量が０．０１％以上であることが好ましい。しかしながら、鋼中にＣｒが１％以上含まれると、延性が十分に確保できないため、Ｃｒ量が１％以下である必要がある。また、Ｃｒは、セメンタイト中に固溶してセメンタイトを安定化させるため、焼鈍時のセメンタイトの溶解を抑制（妨害）する。そのため、Ｃｒ量が０．６％以下であることが好ましく、０．３％以下であることがより好ましい。

次に、不可避的不純物のうち、特に低減する必要がある不純物について説明する。なお、これらの不純物（Ｐ、Ｓ、Ｎ）の量の下限は、０％であってもよい。

Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、不純物であり、鋼中に過剰に含まれると延性及び溶接性を損なう。したがって、Ｐ量の上限は０．０５％である。より成形性が必要である場合には、Ｐ量が、０．０３％以下であることが好ましく、０．０２％以下であることがより好ましく、０．０１％以下であることが最も好ましい。

Ｓ：０．０２０％以下
Ｓは、不純物であり、鋼中に過剰に含まれると、熱間圧延によって伸張したＭｎＳが生成し、延性及び穴広げ性などの成形性が劣化する。したがって、Ｓ量の上限は０．０２％である。より成形性が必要である場合には、Ｓ量が、０．０１０％以下であることが好ましく、０．００８％以下であることがより好ましく、０．００２％以下であることが最も好ましい。

Ｎは、不純物であり、Ｎ量が０．００６％を超えると、延性が劣化する。したがって、Ｎ量の上限は０．００６％である。より成形性が必要である場合には、Ｎ量が、０．００４％以下であることが好ましく、０．００３％以下であることがより好ましく、０．００２％以下であることが最も好ましい。

以下に、選択元素について説明する。

さらに、上記基本成分に加えて、鋼中にＭｏ、Ｎｉ、Ｃｕ及びＢの１種以上を必要に応じて添加してもよい。Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ及びＢは、鋼板の強度を向上させる元素である。この効果を得るために、Ｍｏ量、Ｎｉ量及びＣｕ量は、それぞれ０．０１％以上、Ｂ量は、０．０００３％以上であることが好ましい。また、さらに強度を確保する必要がある場合には、Ｍｏ量、Ｎｉ量及びＣｕ量の下限は、それぞれ０．０３％、０．０５％及び０．０５％であることがより好ましい。同様に、Ｂ量は、０．０００４％以上であることが好ましく、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．０００６％以上であることが最も好ましい。一方、これらの元素を鋼中に過剰に添加すると、強度が過剰に高くなり、延性を損なうことがある。特に、Ｂを鋼中に過剰に添加して焼入れ性を高めると、フェライト変態及びベイナイト変態の開始が遅くなり、オーステナイト相中へのＣの濃化速度が低下する。また、Ｍｏを鋼中に過剰に添加した場合には、集合組織が劣化することもある。そのため、延性の確保が必要とされる場合には、Ｍｏ量、Ｎｉ量、Ｃｕ量、Ｂ量を制限することが望ましい。したがって、Ｍｏ量の上限は、０．３％であることが好ましく、０．２５％であることがより好ましい。また、Ｎｉ量の上限は、５％であることが好ましく、２％であることがより好ましく、１％であることがさらに好ましく、０．３％であることが最も好ましい。Ｃｕ量の上限は、５％であることが好ましく、２％であることがより好ましく、１％であることがさらに好ましく、０．３％であることが最も好ましい。Ｂ量の上限は、０．００３％であることが好ましく、０．００２％であることがより好ましく、０．００１５％であることがさらに好ましく、０．００１０％であることが最も好ましい。

また、上記基本成分に加えて、鋼中にＮｂ、Ｔｉ、Ｖ及びＷの一種以上を必要に応じて添加してもよい。Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ及びＷは、微細な炭化物、窒化物又は炭窒化物を生成し、鋼板の強度を向上させる元素である。そのため、強度をより確保するためには、Ｎｂ量、Ｔｉ量、Ｖ量及びＷ量が、それぞれ０．０１％以上であることが好ましく、０．０３％以上であることがより好ましい。一方、鋼中にこれらの元素を過度に添加すると、強度が過度に上昇して延性が低下する。そのため、Ｎｂ量、Ｔｉ量、Ｖ量及びＷ量の上限は、それぞれ０．１％、０．２％、１．０％及び１．０％であることが好ましく、０．０８％、０．１７％、０．１７％及び０．１７％であることがより好ましい。

さらに、上記基本成分に加えて、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＲＥＭ（希土類元素）の１種以上を、鋼中に０．０００１〜０．０５％含有させることが好ましい。Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＲＥＭは、硫化物及び酸化物の形状を制御して局部延性及び穴拡げ性を向上させる効果がある。この効果を得るために、Ｃａ量、Ｍｇ量、Ｚｒ量及びＲＥＭ量は、それぞれ０．０００１％以上であることが好ましく、０．０００５％以上であることがより好ましい。一方、これらの元素を鋼中に過度に添加させると、加工性が劣化する。そのため、Ｃａ量、Ｍｇ量、Ｚｒ量及びＲＥＭ量は、それぞれ０．０５％以下であることが好ましく、０．０４％以下であることがより好ましい。また、鋼中にこれらの元素を複数種添加する場合には、これらの元素の合計量が０．０００５〜０．０５％であることがさらに好ましい。

次に、本実施形態の高強度冷延鋼板の鋼組織（ミクロ組織）について説明する。本実施形態の高強度冷延鋼板の鋼組織には、残留オーステナイトが含まれることが必要である。また、残りの鋼組織の大部分を、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトに分類することができる。以下では、各相（組織）の量を示す「％」は、面積率である。なお、セメンタイト等の炭化物は、各相中に分散しているため、セメンタイト等の炭化物の面積率をこの鋼組織の面積率として評価しない。

残留オーステナイトは、変態誘起塑性によって延性、特に一様伸びを高める。そのため、鋼組織中に面積率で残留オーステナイトが２％以上含まれることが必要である。また、残留オーステナイトは、加工によってマルテンサイトに変態するため、強度の向上にも寄与する。特に、残留オーステナイトを確保するためにＣのような元素を鋼中に比較的多く添加する場合には、残留オーステナイトの面積率が、４％以上であることが好ましく、６％以上であることがより好ましく、８％以上であることが最も好ましい。

一方、残留オーステナイトの面積率は、高いほど好ましい。しかしながら、面積率で３０％超の残留オーステナイトを確保するためには、Ｃ、Ｓｉ量を増加させる必要があり、溶接性や表面性状を損なう。したがって、残留オーステナイトの面積率の上限は３０％である。溶接性及び表面性状をより確保する必要がある場合には、残留オーステナイトの面積率の上限が、２０％であることが好ましく、１７％であることがより好ましく、１５％であることが最も好ましい。

また、残留オーステナイトの安定性には、残留オーステナイトの大きさが強く影響を及ぼす。本発明者らは、１００〜２５０℃の温度域における残留オーステナイトの安定性について検討を重ねた結果、残留オーステナイトの平均粒径が５μｍ以下であると、残留オーステナイトが鋼中に均一に分散し、残留オーステナイトのＴＲＩＰ効果をより効果的に発揮させることができることを見出した。すなわち、残留オーステナイトの平均粒径を５μｍ以下にすることにより、室温での伸びが低い場合であっても、１００〜２５０℃の温度域での伸びを飛躍的に改善できる。そのため、残留オーステナイトの平均粒径は、５μｍ以下であることが好ましく、４μｍ以下であることがより好ましく、３．５μｍ以下であることがさらに好ましく、２．５μｍ以下であることが最も好ましい。

このように、残留オーステナイトの平均粒径は、小さい程好ましいが、焼鈍時の加熱温度及び加熱時間に依存するため、工業的な観点から、１．０μｍ以上であることが好ましい。

マルテンサイトは、硬質であるため、強度を確保することができる。しかしながら、マルテンサイトが面積率で２０％を超えると延性が不十分であるため、マルテンサイトの面積率を２０％以下に制限することが必要である。また、成形性をさらに確保するために、マルテンサイトの面積率を１５％以下に制限することが好ましく、１０％以下に制限することがより好ましく、７％以下に制限することが最も好ましい。一方、マルテンサイトを低減すると、強度が低下するため、マルテンサイトの面積率が３％以上であることが好ましく、４％以上であることがより好ましく、５％以上であることが最も好ましい。

上記の組織の残りの組織には、フェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトの少なくとも１つが含まれる。これらの面積率は、特に制限されないが、伸びと強度とのバランスを考慮して、以下の面積率の範囲であることが望ましい。

フェライトは、延性に優れる組織であるが、多すぎると強度が減少してしまう。したがって、優れた強度と延性とのバランスを得るためには、フェライトの面積率が１０〜７０％であることが好ましい。このフェライトの面積率は、狙いの強度レベルに応じて調節する。延性が必要とされる場合には、フェライトの面積率が１５％以上であることがより好ましく、２０％以上であることがさらに好ましく、３０％以上であることが最も好ましい。また、強度が必要とされる場合には、フェライトの面積率が６５％以下であることがより好ましく、６０％以下であることがさらに好ましく、５０％以下であることが最も好ましい。

フェライトの平均結晶粒径は、１０μｍ以下であることが好ましい。このように、フェライトの平均結晶粒径が１０μｍ以下であると、全伸び及び一様伸びを損なうことなく薄鋼板を高強度化することができる。これは、フェライトの結晶を微細にすると組織が均一になるため、成形加工中に導入されるひずみが均一に分散し、ひずみ集中が減少して、鋼板が破断しにくくなるためであると考えられる。また、伸びを維持しながらより強度を高める必要がある場合には、フェライトの平均結晶粒径が、８μｍ以下であることがより好ましく、６μｍ以下であることがさらに好ましく、５μｍ以下であることが最も好ましい。このフェライトの平均粒径の下限は、特に制限されない。しかしながら、焼戻し条件を考慮すると、工業的な観点から、フェライトの平均結晶粒径が、１μｍ以上であることが好ましく、１．５μｍ以上であることがより好ましく、２μｍ以上であることが最も好ましい。

また、フェライトとベイナイトとは、残留オーステナイトにＣを濃化させ、ＴＲＩＰ効果による延性を向上させるために必要である。優れた延性を得るためには、フェライトとベイナイトとの面積率の合計が１０〜７０％であることが好ましい。フェライトとベイナイトとの面積率の合計を１０〜７０％の範囲内で変化させることで、室温及び温間での良好な伸びを維持しつつ、確実に所望の強度を得ることができる。残留オーステナイトにより多くのＣを濃化させるためには、フェライトとベイナイトとの面積率の合計量が１５％以上であることがより好ましく、２０％以上であることがさらに好ましく、３０％以上であることが最も好ましい。また、最終的な鋼組織中の残留オーステナイトの量を十分に確保するためには、フェライトとベイナイトとの面積率の合計量が６５％以下であることがより好ましく、６０％以下であることがさらに好ましく、５０％以下であることが最も好ましい。

また、ベイナイト（又は、ベイニティックフェライト）及び焼戻しマルテンサイトは、最終的な鋼組織の残部であってもよい。そのため、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトとの合計の面積率が１０〜７５％であることが好ましい。したがって、強度が必要とされる場合には、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトとの合計の面積率が１５％以上であることがより好ましく、２０％以上であることがさらに好ましく、３０％以下であることが最も好ましい。また、延性が必要とされる場合には、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトとの合計の面積率が６５％以下であることがより好ましく、６０％以下であることがさらに好ましく、５０％以下であることが最も好ましい。このうち、ベイナイトは、残留オーステナイト（γ）中にＣを濃化させるために必要な組織であるため、鋼組織中にベイナイトを１０％以上含むことが好ましい。ただし、鋼組織中にベイナイトが多量に含まれると加工硬化特性が高いフェライトの量が少なくなり、均一伸びが減少するため、ベイナイトの面積率が７５％以下であることが好ましい。特に、フェライト量を確保する必要がある場合には、ベイナイトの面積率が３５％以下であることがより好ましい。

また、製造過程で生成するマルテンサイトを焼戻して延性をより確保する場合には、鋼組織中の焼戻しマルテンサイトの面積率が３５％以下であることが好ましく、２０％以下であることがより好ましい。なお、焼戻しマルテンサイトの面積率の下限は、０％である。

以上に、本実施形態の高強度冷延鋼板の鋼組織について説明したが、以下に説明する鋼組織中のセメンタイトを適切に制御する際に、例えば、０％以上かつ５％以下のパーライトが鋼組織中に残留する場合がある。

さらに、本実施形態の鋼板の鋼組織中のセメンタイトについて説明する。

ＴＲＩＰ効果を向上させ、フェライトの粒成長を抑制するためには、セメンタイトの平均粒径が０．０１μｍ以上１μｍ以下であることが必要である。上述したように、このセメンタイトの平均粒径の上限は、０．９μｍであることが好ましく、０．８μｍであることがより好ましく、０．７μｍであることが最も好ましい。また、セメンタイトの平均粒径の下限は、０．０２μｍであることが好ましく、０．０３μｍであることがより好ましく、０．０４μｍであることが最も好ましい。

なお、十分にオーステナイト中へＣを濃化させ、かつ穴広げ時に上述のセメンタイトが割れの起点として作用することを防ぐために、パーライト中のセメンタイトを十分に球状化する必要がある。したがって、セメンタイト中にアスペクト比（セメンタイトの短軸長に対する長軸長の比）が１以上かつ３以下であるセメンタイトが３０％以上かつ１００％以下含まれる必要がある。より穴広げ性が必要である場合には、全てのセメンタイトに対する１以上かつ３以下のアスペクト比を有するセメンタイトの個数比（球状化率）が、３６％以上であることが好ましく、４２％以上であることがより好ましく、４８％以上であることが最も好ましい。セメンタイトの球状化に必要な焼鈍コストを低減する必要がある場合または製造条件が制約される場合には、この存在比が、９０％以下であることが好ましく、８３％以下であることがより好ましく、８０％以下であることが最も好ましい。
このような球状化されたセメンタイト（未溶解球状セメンタイト）は、逆変態時にオーステナイト中に溶け残り、その一部がフェライトの粒成長を抑制するため、残留オーステナイトの粒内またはフェライトの粒界に存在する。
ここで、例えば、パーライトに直接起因しないセメンタイト（ベイニティックフェライトの粒界に生成するフィルム状のセメンタイト、ベイニティックフェライト中のセメンタイト等）は、粒界割れを引き起こすことがある。そのため、パーライトに直接起因しないセメンタイトをできる限り低減することが望ましい。

また、鋼組織中の球状化されたセメンタイトの存在量は、鋼成分及び製造条件に応じて変化するため、特に制限されない。しかしながら、上述のようなフェライトの粒成長を抑制するピン止め効果を高めるために、アスペクト比が１以上かつ３以下のセメンタイトを１μｍ^２あたり０．００３個以上含むことが好ましい。このピン止め効果をより高める必要がある場合には、１μｍ^２あたりに含まれる球状化されたセメンタイトが、０．００５個以上であることがより好ましく、０．００７個以上であることがさらに好ましく、０．０１個以上であることが最も好ましい。また、オーステナイト中へのＣの濃化をより高める必要がある場合には、１μｍ^２あたりに含まれる球状化されたセメンタイトが、０．１２個以下であることが好ましく、０．１個以下であることがより好ましく、０．０８個以下であることがさらに好ましく、０．０６個以下であることが最も好ましい。

さらに、面内異方性を生じることなく板面内のどの方向に対しても高い一様伸びを確保する必要がある場合には、残留オーステナイトの結晶方位分布（集合組織）を制御することが望ましい。この場合には、オーステナイトが結晶方位の＜１００＞方向への変形に対して安定であるため、板面内に＜１００＞を含む結晶方位を均等に分散させる。

結晶の方位については、通常、板面に垂直な方位を（ｈｋｌ）又は｛ｈｋｌ｝、圧延方向に平行な方位を［ｕｖｗ］又は＜ｕｖｗ＞で表示する。｛ｈｋｌ｝及び＜ｕｖｗ＞は、等価な面の総称であり、［ｈｋｌ］及び（ｕｖｗ）は、個々の結晶面を指す。なお、結晶方位の説明においては、前者の｛ｈｋｌ｝及び＜ｕｖｗ＞の表記を用いる。オーステナイト相で発達する結晶方位の内、板面内に＜１００＞方位を含む方位として、板面方位が｛１００｝になる｛１００｝＜００１＞方位と板面方位が｛１１０｝になる｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜００１＞方位群（｛１１０｝方位群）とがあることが知られている。｛１００｝＜００１＞方位の場合には、圧延方向に平行な方向と、板幅方向に平行な方向とに対して＜００１＞方位が揃っている。したがって、この方位の残留オーステナイトが増加すると、圧延方向および板幅方向への変形に対するオーステナイトの安定性が増し、この方向の一様伸びが増加する。しかし、例えば圧延方向から板幅方向に４５°回転した方向（４５°方向）の一様伸びは向上しないため、上記方位のみが強く発達すると一様伸びの異方性が発現する。一方、｛１１０｝方位群の場合には、この方位群に含まれるそれぞれの方位に対して、板面に平行な＜１００＞方位が１つ存在する。例えば、｛１１０｝＜１１１＞方位の場合には、圧延方向から板幅方向に５５°回転した方向（５５°方向）に＜１００＞方位が向いている。したがって、このような方位の残留オーステナイトが増加すると、５５°方向の一様伸びが増加する。

以上のことから、これらの方位又は方位群の強度比が高くなると一様伸びが向上する。一様伸びを十分に高めるためには、下記（７）式で示したパラメータ２Ｘ＋Ｙが４超であることが好ましい。このパラメータ２Ｘ＋Ｙが４以下では、結晶方位群としての存在頻度が低く、結晶方位の制御によって十分にオーステナイトを安定させる効果が得られにくい。この観点から、パラメータ２Ｘ＋Ｙが５以上であることがより好ましい。一方、オーステナイト相の集合組織が発達し、これらの強度比が高くなりすぎると、｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜００１＞方位群の中の｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群の強度比が強くなる傾向がある。その結果、４５°方向の一様伸びのみが向上し、異方性が発現しやすい。この観点から、下記（７）式のパラメータ２Ｘ＋Ｙが１０未満であることが好ましく、９以下であることがより好ましい。
４＜２Ｘ＋Ｙ＜１０ ・・・（７）
ここで、
Ｘ：板厚の１／２位置（中心部）におけるオーステナイト相（残留オーステナイト相）の｛１００｝＜００１＞方位のランダム強度比の平均値
Ｙ：板厚の１／２位置（中心部）におけるオーステナイト相（残留オーステナイト相）の｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜００１＞方位群のランダム強度比の平均値

また、異方性の発現を抑える観点から、更に、｛１１０｝＜００１＞方位のランダム強度比に対する｛１１０｝＜１１１＞方位のランダム強度比の比である｛１１０｝＜１１１＞／｛１１０｝＜００１＞を３．０以下に抑えることが好ましく、２．８以下に抑えることが好ましい。この｛１１０｝＜１１１＞／｛１１０｝＜００１＞の下限は、特に制限されないが、０．１であってもよい。
上述の｛１００｝＜００１＞方位、｛１１０｝＜１１１＞方位、｛１１０｝＜００１＞方位のランダム強度比および｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜００１＞方位群のランダム強度比の平均値は、３次元集合組織を表す結晶方位分布関数（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ Ｆｕｎｃｔｉｏｎ、以下では、ＯＤＦという。）から求めればよい。このＯＤＦは、Ｘ線回折によって測定されるオーステナイト相の｛２００｝、｛３１１｝、｛２２０｝極点図を基に級数展開法で計算されている。なお、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及び供試材のＸ線強度を同条件でＸ線回折法等により測定し、得られた供試材のＸ線強度を標準試料のＸ線強度で除した数値である。
図４に、φ_２が４５°である断面のＯＤＦを示す。この図４では、Ｂｕｎｇｅの表示法を用いて３次元集合組織を結晶方位分布関数によって示している。さらに、オイラー角φ_２を４５°に設定し、特定の結晶方位である（ｈｋｌ）［ｕｖｗ］を、結晶方位分布関数のオイラー角φ_１、Φで示している。例えば、図４のΦ＝９０°の軸上の点で示したように、｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜００１＞方位群は、φ_１＝３５〜９０°、Φ＝９０°、φ_２＝４５°を満たす範囲で表記される。したがって、φ_１が３５〜９０°の範囲でランダム強度比を平均することにより｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜００１＞方位群のランダム強度比の平均値が求められる。

なお、先に述べたように、結晶の方位については、通常、板面に垂直な方位を（ｈｋｌ）又は｛ｈｋｌ｝、圧延方向に平行な方位を［ｕｖｗ］又は＜ｕｖｗ＞で表示する。｛ｈｋｌ｝及び＜ｕｖｗ＞は、等価な面の総称であり、（ｈｋｌ）及び［ｕｖｗ］は、個々の結晶面を指す。ここでは、面心立方構造（ｆａｃｅ−ｃｅｎｔｅｒｅｄ ｃｕｂｉｃ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ、以下では、ｆ．ｃ．ｃ．構造という。）が対象であるため、例えば（１１１）、（−１１１）、（１−１１）、（１１−１）、（−１−１１）、（−１１−１）、（１−１−１）、（−１−１−１）面がそれぞれ等価であり、これらの面を区別することができない。このような場合、これらの方位を総称して｛１１１｝と称する。しかし、ＯＤＦは、対称性の低い結晶構造の方位表示にも用いられるため、一般的には、φ_１が０〜３６０°、Φが０〜１８０°、φ_２が０〜３６０°の範囲で表現され、個々の方位が（ｈｋｌ）［ｕｖｗ］で表示される。しかし、ここでは、対称性の高いｆ．ｃ．ｃ．構造が対象であるため、Φ及びφ_２については、０〜９０°の範囲で表現される。また、計算を行う際に変形による対称性を考慮するか否かによって、φ_１の範囲が変化するが、対称性を考慮してφ_１を０〜９０°で表記する。すなわち、φ_１が０〜３６０°での同一方位の平均値をφ_１が０〜９０°のＯＤＦ上に表記する方式を選択する。この場合には、（ｈｋｌ）［ｕｖｗ］と｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞とが同義である。したがって、例えば、図１に示した、φ_２が４５°である断面におけるＯＤＦの（１１０）［１−１１］のＸ線ランダム強度比（ランダム強度比）は、｛１１０｝＜１１１＞方位のＸ線ランダム強度比である。

Ｘ線回折用試料は、次のようにして作製した。鋼板を機械研磨や化学研磨などの研磨法によって板厚方向に所定の位置まで研磨し、バフ研磨によって鋼板表面を鏡面に仕上げた後、電解研磨や化学研磨などの研磨法によって歪みを除去すると同時に、１／２板厚部（板厚中心部）が測定面になるように調整する。冷延板の場合、板厚内（板厚方向）での集合組織の変化はそれほど大きくないと考えられる。しかしながら、板厚表面に近いほど、ロールによる剪断や脱炭の影響を受けやすく、鋼板の組織が変化する可能性が高くなるので、１／２板厚部での測定を行っている。なお、１／２板厚部として正確に板厚の中心の面を測定することは困難であるので、目標とする位置を中心として板厚に対して３％の範囲内に測定面が含まれるように試料を作製すればよい。中心偏析がある場合には、偏析の影響が除外できる部分まで測定位置をずらしても構わない。また、Ｘ線回折による測定が困難な場合には、ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）法やＥＣＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｃｈａｎｎｅｌｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）法により統計的に十分な数の測定を行っても良い。

例えば、図５に示すように、薄鋼板の集合組織（パラメータ２Ｘ＋Ｙ）を制御することにより、一様伸びの異方性指数ΔｕＥＬが低下することが分かる。この一様伸びの異方性指数ΔｕＥＬは、板面内の採取方向（引張試験における引張方向）が異なる引張試験片（ＪＩＳ５号引張試験片）に対して引張試験を行った場合の一様伸びの最大偏差（最大値と最小値との差）である。

次に、本発明の高強度冷延鋼板の製造方法の一実施形態について説明する。図６には、本実施形態における高強度鋼板の製造方法のフローチャートを示している。このフローチャート中の破線の矢印は、好適な選択条件を示している。
本実施形態では、常法で溶製された鋼（溶鋼）を鋳造し、得られた鋼片を熱間圧延し、得られた熱間圧延鋼板に、酸洗、冷間圧延、及び焼鈍を施す。熱間圧延を、通常の連続熱間圧延ラインで行うことができ、冷間圧延後の焼鈍を、連続焼鈍ラインで行うことができる。また、冷間圧延鋼板に対して、スキンパス圧延を行ってもよい。

溶鋼には、通常の高炉法で溶製された鋼以外に、電炉鋼のようにスクラップを多量に使用した鋼を使用することができる。スラブは、通常の連続鋳造プロセスで製造されてもよく、薄スラブ鋳造で製造されてもよい。

なお、鋳造後のスラブを、そのまま熱間圧延することができる。しかしながら、熱間圧延前に、鋳造後のスラブを一旦１０００℃以下（好ましくは、９５０℃以下）まで冷却した後、均質化のために１０００℃以上に再加熱してもよい。均質化を十分に行い、強度の低下を確実に防止するために、この再加熱温度は、１１００℃以上であることが好ましい。また、熱間圧延前のオーステナイト粒径が極端に大きくなることを防止するために、再加熱温度は、１３００℃以下であることが好ましい。
スラブを熱間圧延する際に、熱間圧延の仕上温度が高すぎると、スケールの生成量が増加し、製品の表面品位及び耐食性に悪影響を及ぼす。また、オーステナイトの粒径が粗大化して、フェライト相分率が低下し、延性が低下することがある。さらに、オーステナイトの粒径が粗大化するため、フェライト及びパーライトの粒径も粗大化する。したがって、熱間圧延の仕上温度が１０００℃以下であることが好ましく、９７０℃以下であることがより好ましい。また、加工フェライトの生成を防止し、良好な鋼板形状を維持するために、オーステナイト単相のミクロ組織を維持できる温度、即ち、８２０℃以上の仕上温度で熱間圧延を行う必要がある。さらに、フェライトがオーステナイト中に生成する二相域での圧延を確実に避けるために、８５０℃以上の仕上温度で熱間圧延を行うことが好ましい。

このとき、最終的に得られる鋼板の残留オーステナイトを細粒化するためには、熱間圧延時に鋼板組織（オーステナイトの粒径）の微細化を行うことが効果的である。したがって、熱間圧延の最終２段の圧下率の合計が１５％以上であることが好ましい。このように、後段２段の圧下率の合計が１５％以上である場合には、熱間圧延鋼板の組織（例えば、フェライトやパーライト）を十分に微細化することができ、鋼板組織が均一になって１００〜２５０℃の温度域における伸びをより高めることができる。より残留オーステナイトを微細化する必要がある場合には、後段２段の圧下率の合計が２０％以上であることがより好ましい。また、良好な鋼板形状を維持し、圧延ロールへの負荷を低減するために、後段２段の圧下率の合計が６０％以下であってもよい。

本実施形態では、巻取温度と巻取り前後の冷却速度（熱間圧延後の冷却速度）とを制御することにより熱延鋼板中に微細なパーライト組織を確保している。すなわち、下記（８）〜（１１）式に示すように、７５０℃から６５０℃までの第一平均冷却速度ＣＲ１（℃／ｓ）が１５〜１００℃／ｓであり、６５０℃から巻取温度ＣＴ（℃）までの第二平均冷却速度ＣＲ２（℃／ｓ）が５０℃／ｓ以下であり、巻取り後から１５０℃までの第三平均冷却速度ＣＲ３（℃／ｓ）が１℃／ｓ以下であり、巻取温度ＣＴ（℃）と第一平均冷却速度ＣＲ１（℃／ｓ）とが下記（１１）式を満足する。
１５≦ＣＲ１ ・・・（８）
ＣＲ２≦５０ ・・・（９）
ＣＲ３≦１ ・・・（１０）
１５００≦ＣＲ１×（６５０−ＣＴ）≦１５０００ ・・・（１１）

ここで、第一平均冷却速度ＣＲ１が１５℃／ｓ未満である場合には、粗大なパーライト組織が増加し、冷延鋼板中に粗大なセメンタイトが残存する。パーライト組織をより微細化し、焼鈍時のセメンタイトの溶解をより促進させる必要がある場合には、第一平均冷却速度ＣＲ１が３０℃／ｓであることが好ましい。しかしながら、第一平均冷却速度ＣＲ１が１００℃／ｓを超える場合には、以後の冷却速度を制御することが困難である。このように、熱間圧延後の冷却において、前段の冷却帯の冷却速度（第一平均冷却速度ＣＲ１）を高く保つことが必要である。前段の冷却帯では、鋼板組織が十分に均一になるように仕上げ温度と巻取温度との間の温度まで熱間圧延鋼板を冷却している。また、第二平均冷却速度ＣＲ２が５０℃／ｓを超える場合には、変態が進みにくいため、熱延鋼板中にベイナイト及び微細なパーライトが生成しにくい。同様に、第三平均冷却速度ＣＲ３が１℃／ｓを超える場合も、変態が進みにくいため、熱延鋼板中にベイナイト及び微細なパーライトが生成しにくい。これらの場合には、冷延鋼板中に必要とされるオーステナイト量を確保することが難しい。また、第二平均冷却速度ＣＲ２及び第三平均冷却速度ＣＲ３の下限は、特に制限されないが、生産性の観点から、０．００１℃／ｓ以上であることが好ましく、０．００２℃／ｓ以上であることがより好ましく、０．００３℃／ｓ以上であることがさらに好ましく、０．００４℃／ｓであることが最も好ましい。加えて、上記（１１）式中のＣＲ１×（６５０−ＣＴ）が１５００未満である場合には、熱延鋼板中のパーライトの平均面積が増加し、冷延鋼板中に粗大なセメンタイトが残存する。ＣＲ１×（６５０−ＣＴ）が１５０００を超える場合には、熱延鋼板中にパーライトが生成しにくいため、冷延鋼板中に必要とされるオーステナイト量を確保することが難しい。
このように、熱間圧延後の冷却において、前段の冷却帯の冷却速度（第一平均冷却速度ＣＲ１）を高く保つことが必要である。前段の冷却帯では、仕上げ温度と巻取温度との間の温度まで熱間圧延鋼板を冷却し、鋼板組織を十分に均一にしている。
さらに、中段の冷却帯（第二平均冷却速度ＣＲ２での冷却）での冷却後の巻取温度ＣＴが重要である。冷間圧延鋼板の組織を微細にするためには、上記（１１）式を満足させながら巻取温度ＣＴを３５０〜６００℃の範囲とすることが必要である。すなわち、巻取温度ＣＴは、第一冷却速度ＣＲ１に応じて、図７に示すような範囲で決定することができる。なお、この巻取温度は、巻取り中の鋼板の平均温度である。

ここで、巻取温度ＣＴが３５０℃未満になると、熱間圧延鋼板の組織がマルテンサイト主体になり、冷間圧延の負荷が増大する。一方、巻取温度が６００℃を超えると、粗大なパーライトが増加し、冷間圧延鋼板のフェライトの平均粒径が増加し、強度と穴広げ性とのバランスが低くなる。
冷間圧延の負荷をより低下させるためには、巻取温度ＣＴが、３６０℃以上であることが好ましく、３７０℃以上であることがより好ましく、３８０℃以上であることが最も好ましい。また、冷間圧延鋼板の組織をより微細化する必要がある場合には、巻取温度ＣＴが、５８０℃以下であることが好ましく、５７０℃以下であることが好ましく、５６０℃以下であることが好ましい。

以上述べたように、本実施形態では、熱間圧延された鋼板を、７５０℃から６５０℃まで第一平均冷却速度ＣＲ１で冷却し、６５０℃から巻取温度ＣＴまで第二平均冷却速度ＣＲ２で冷却し、巻取温度ＣＴで巻取り、巻取り後から１５０℃まで第三平均冷却速度ＣＲ３で冷却している。

冷間圧延では、焼鈍後のミクロ組織を微細化するため、３０％以上の圧下率が必要である。一方、冷間圧延の圧下率が８５％を超えると、加工硬化によって冷間圧延の負荷が高くなり、生産性を損なう。したがって、冷間圧延の圧下率は、３０〜８５％の範囲である。なお、よりミクロ組織の微細化が必要とされる場合には、圧下率が、３５％以上であることが好ましく、４０％以上であることがより好ましく、４５％以上であることが最も好ましい。冷間圧延の負荷をより低下させたり、集合組織を最適化したりする必要がある場合には、圧下率が、７５％以下であることが好ましく、６５％以下であることがより好ましく、６０％以下であることが最も好ましい。

冷間圧延後、鋼板に焼鈍を施す。本実施形態では、鋼板のミクロ組織を制御するため、焼鈍時の鋼板の加熱温度及び焼鈍後の鋼板の冷却条件が極めて重要である。

焼鈍時に鋼板を加熱することによって、冷間圧延によって形成された加工組織を再結晶させ、Ｃ等のオーステナイト安定化元素をオーステナイト中に濃化させる。本実施形態では、焼鈍時の加熱温度を、フェライトとオーステナイトとが共存する温度（Ａ_ｃ１点以上かつＡ_ｃ３点以下）に設定している。

焼鈍時の加熱温度が７５０℃未満では、再結晶が不十分であり、十分な延性が得られない。再結晶による延性の向上をより確実にするためには、焼鈍時の加熱温度が、７５５℃以上であることが好ましく、７６０℃以上であることがより好ましく、７６５℃以上であることが最も好ましい。一方、焼鈍時の加熱温度が９００℃を超えると、オーステナイトが増加し、Ｃ等のオーステナイト安定化元素の濃化が不十分になる。過剰な逆変態を防止し、オーステナイト安定化元素をより効果的に濃化させるためには、焼鈍時の加熱温度が、８９０℃以下であることが好ましく、８８０℃以下であることがより好ましく、８７０℃以下であることが最も好ましい。その結果、オーステナイトの安定性を損ない、冷却後に残留オーステナイトを確保することが困難になる。したがって、焼鈍時の加熱温度は、７５０〜９００℃である。

７５０〜９００℃の焼鈍温度に加熱された鋼板を、７５０〜９００℃の温度域で保持する時間（加熱時間）は、セメンタイトを十分に固溶させ、オーステナイト中のＣ量を確保するために、上記（４）式を満足する必要がある。なお、（４）式において、Ｔ（℃）は、焼鈍の平均加熱温度であり、ｔ（ｓ）は、焼鈍の加熱時間である。ここで、焼鈍の平均加熱温度Ｔ（℃）は、７５０〜９００℃の温度域で鋼板が加熱保持されている間の鋼板の平均温度である。また、焼鈍の加熱時間ｔ（ｓ）は、７５０〜９００℃の温度域で鋼板が加熱保持されている時間である。

すなわち、焼鈍時において、上述した焼鈍パラメータＰが１１０超かつ２２００未満である必要がある。上述したように、この焼鈍パラメータＰは、１３０超であることが好ましく、１４０超であることがより好ましく、１５０超であることが最も好ましい。また、焼鈍パラメータＰが、２１００未満であることが好ましく、２０００未満であることがより好ましく、１９００未満であることが最も好ましい。

なお、面内異方性を生じることなく板面内のどの方向に対しても高い一様伸びを確保する必要がある場合には、上記巻取温度ＣＴ、冷間圧延の圧下率、焼鈍条件の制御に加え、焼鈍時の加熱を制御することが望ましい。すなわち、焼鈍時の加熱において６００℃以上かつ６８０℃以下の範囲での平均加熱速度が０．１℃／ｓ以上かつ７℃／ｓ以下になるように制御することが好ましい。この温度範囲での加熱速度を小さくし滞留時間を長くすることによって、再結晶が著しく促進される。その結果、残留オーステナイトの集合組織が向上する。しかしながら、加熱速度に極端に遅く制御することは、通常の設備では非常に困難であり、特段の効果が期待できない。そのため、生産性の観点からは、この平均加熱速度が０．３℃／ｓ以上であることがより好ましい。平均加熱速度が大きいと、フェライトの再結晶が十分に完了せず、残留オーステナイトの集合組織に異方性が生じやすい。そのため、平均加熱速度が、５℃／ｓ以下であることがより好ましく、３℃／ｓ以下であることがさらに好ましく、２．５℃／ｓ以下であることが最も好ましい。

７５０〜９００℃の焼鈍温度で焼鈍された鋼板は、３００〜５００℃の温度域まで、３〜２００℃／ｓの範囲の平均冷却速度で冷却される。平均冷却速度が、３℃／ｓ未満であると、冷延鋼板中にパーライトが生成する。一方、平均冷却速度が２００℃／ｓを超えると、冷却停止温度の制御が困難になる。ミクロ組織を凍結し、ベイナイト変態を効率的に進めるためには、この平均冷却速度が、４℃／ｓ以上であることが好ましく、５℃／ｓ以上であることがより好ましく、７℃／ｓ以上であることが最も好ましい。また、冷却停止温度をより適切に制御して、セメンタイトの析出をより確実に防止するために、平均冷却速度が、１００℃／ｓ以下であることが好ましく、８０℃／ｓ以下であることがより好ましく、６０℃／ｓ以下であることが最も好ましい。

鋼板の冷却を停止し、３００〜５００℃の温度域で鋼板を１５〜１２００ｓ保持した後、鋼板をさらに冷却する。３００〜５００℃の温度域で鋼板を保持することにより、ベイナイトを生成させ、セメンタイトの析出を防止し、残留オーステナイト中の固溶Ｃ量の減少を抑制する。このようにベイナイト変態を促進させると、残留オーステナイトの面積率を確保することができる。

保持温度が５００℃を超えると、パーライトが生成する。一方、保持温度が３００℃未満であると、マルテンサイト変態が生じることがあり、ベイナイト変態が不十分である。また、保持時間が１５ｓ未満では、ベイナイト変態が不十分であり、残留オーステナイトの確保が難しくなる。一方、保持時間が１２００ｓを超えると、生産性が低下するだけでなく、セメンタイトの析出が起こり、延性が低下する。
より適切なベイナイト変態を生じさせるためには、保持温度が３３０℃以上であることが好ましく、３５０℃以上であることがより好ましく、３７０℃以上であることが最も好ましい。また、パーライトの生成をより確実に防止するために、保持温度が４８０℃以下であることが好ましく、４６０℃以下であることがより好ましく、４４０℃以下であることが最も好ましい。
同様に、より適切なベイナイト変態を生じさせるためには、保持時間が３０ｓ以上であることが好ましく、４０ｓ以上であることがより好ましく、６０ｓ以上であることが最も好ましい。また、セメンタイトの析出をできる限り防止するためには、保持時間が１０００ｓ以下であることが好ましく、９００ｓ以下であることがより好ましく、８００ｓ以下であることが最も好ましい。

本実施形態の高強度冷延鋼板の製造方法は、めっき鋼板においても適用が可能である。例えば、溶融亜鉛めっき鋼板に適用する場合、３００〜５００℃での保持後の鋼板を溶融亜鉛めっき槽に浸漬する。この溶融亜鉛めっき槽の温度は、生産性の観点から、４５０〜４７５℃であることが多い。また、例えば、合金化溶融亜鉛めっき鋼板に適用する場合、溶融亜鉛めっき槽に浸漬後の鋼板に合金化処理を施すことも可能である。しかしながら、合金化温度が適切でない場合には、不十分な合金化または過合金により耐食性が低下することがある。したがって、母材の組織を維持しながら適切な合金化を行うためには、４００〜６００℃の範囲でめっきの合金化処理を行うことが好ましい。合金化をより十分に行うためには、合金化温度が、４８０℃以上であることがより好ましく、５００℃以上であることがさらに好ましく、５２０℃以上であることが最も好ましい。また、母材の組織をより確実に維持しながらめっき密着性を確保するためには、合金化温度が、５８０℃以下であることがより好ましく、５７０℃以下であることがさらに好ましく、５６０℃以下であることが最も好ましい。

本発明を実施例に基づきさらに説明するが、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において、種々の条件を採用し得る。

表１に示す成分組成を有する鋼Ａ〜Ｖ（実施例の鋼成分）と鋼ａ〜ｇ（比較例の鋼成分）とを溶製し、冷却凝固後得られた鋼板を１２００℃まで再加熱し、表２〜５に示す条件（熱間圧延、冷間圧延、焼鈍等）にて処理し、薄鋼板Ａ１〜Ｖ１、ａ１〜ｇ１を製作した。焼鈍後の各薄鋼板に対しては、降伏点伸びを抑制する目的から、０．５％のスキンパス圧延を行った。

このように製作された各薄鋼板を、以下のように評価した。Ｃ方向（圧延方向に直角な方向）のＪＩＳ５号引張試験片を作製して２５℃で引張試験を行い、引張強さＴＳと全伸びｔＥＬと一様伸びｕＥＬとを評価した。同じく、Ｃ方向のＪＩＳ５号試験片を１５０℃のオイルバスに浸漬して引張り試験を行い、１５０℃での伸び（全伸び）ｔＥＬ_１５０を評価した。ここでは、この１５０℃での伸びを、温間での伸びとして評価した。さらに、各薄鋼板について、引張強さＴＳ及び１５０℃での伸びｔＥＬ_１５０から、下記（１２）式で求められる特性指数Ｅを算出した。
Ｅ＝ｔＥＬ_１５０＋０．０２７ＴＳ−５６．５ ・・・（１２）
なお、この（１２）式の説明については、後述する。
さらに、穴広げ試験により穴広げ性λを評価した。

また、鋼板の圧延方向の断面又は圧延方向に直角な断面を５００倍〜１０００倍で光学顕微鏡により観察し、得られた画像を画像解析装置によって評価した。熱延鋼板中のパーライトの平均面積Ｓ及び冷延鋼板中のミクロ組織（フェライトの面積率及び平均粒径、ベイナイトの面積率、残留オーステナイトの平均粒径、マルテンサイトの面積率、焼戻しマルテンサイトの面積率）が定量化された。
なお、フェライト、ベイナイト、パーライト、残留オーステナイトを評価する場合には、測定試料断面をナイタ−ル試薬により腐食した。マルテンサイトを評価する場合には、測定試料断面をレペラー試薬により腐食した。セメンタイトを評価する必要がある場合には、測定試料断面をピクラール試薬により腐食した。

ここで、フェライト及び残留オーステナイトの平均粒径については、例えば、鋼板断面の任意の箇所を光学顕微鏡を用いて観察し、１０００μｍ^２以上の範囲における各結晶粒（フェライト粒またはオーステナイト粒）の個数を測定し、平均円相当径によって評価した。

また、冷延鋼板中のセメンタイトの平均粒径、アスペクト比及び単位面積当たりの個数を求めるために、レプリカサンプルを作製し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて写真を撮影した。この写真中の２０〜５０個のセメンタイトの面積を求め、１個当たりの面積に換算し、平均円相当径としてセメンタイトの平均粒径を評価した。さらに、セメンタイトの短軸長と長軸長とを測定してアスペクト比を求め、上述の球状化率を算出した。同様に、アスペクト比が１以上かつ３以下のセメンタイトの個数をその評価領域で除することにより、このセメンタイトの単位面積当たりの個数（密度）を算出した。なお、セメンタイトの観察には、セメンタイトの粒度分布に応じて、例えば、光学顕微鏡及び走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を適宜使用することができる。

以下に示すように、残留オ−ステナイトの面積率を、特開２００４−２６９９４７号公報に開示されたＸ線回折法により求めた。
母材表面（鋼板表面またはめっき層と鋼板との間の界面）から板厚の７／１６だけ内側の面を化学研磨した後、Ｍｏ管球（ＭｏＫα線）を用いたＸ線回折で、フェライトの（２００）の回折強度Ｉα（２００）、フェライトの（２１１）の回折強度Ｉα（２１１）、オーステナイトの（２２０）の回折強度Ｉγ（２２０）およびオーステナイトの（３１１）の回折強度Ｉγ（３１１）を測定した。下記（１３）式を用いてこれらの回折強度（積分強度）より残留オ−ステナイトの面積率Ｖγ（％）を求めた。
Ｖγ＝０．２５×｛Ｉγ（２２０）／（１．３５×Ｉα（２００）＋Ｉγ（２２０））＋Ｉγ（２２０）／（０．６９×Ｉα（２１１）＋Ｉγ（２２０）） ＋Ｉγ（３１１）／（１．５×Ｉα（２００）＋Ｉγ（３１１））＋Ｉγ（３１１）／（０．６９×Ｉα（２１１）＋Ｉγ（３１１））｝ ・・・（１３）

また、鋼板の１／２板厚部の残留オーステナイト相について、｛１００｝＜００１＞方位、｛１１０｝＜１１１＞方位、｛１１０｝＜００１＞方位および｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜０１１＞方位群のランダム強度比の平均値を、以下のようにして測定した。まず、鋼板を機械研磨及びバフ研磨後、更に電解研磨して歪みを除去し、１／２板厚部が測定面になるように調整された試料を用いて、Ｘ線回折を行った。なお、特定の方位への集積を持たない標準試料のＸ線回折も測定試料と同じ条件で行った。次に、Ｘ線回折によって得られたオーステナイト相の｛２００｝、｛３１１｝、｛２２０｝の各極点図を基に級数展開法でＯＤＦ（結晶方位分布関数）を得た。このＯＤＦから、｛１００｝＜００１＞方位及び｛１１０｝＜１１２＞方位、｛１１０｝＜００１＞方位並びに｛１１０｝＜１１２＞〜｛１１０｝＜００１＞方位群のランダム強度比の平均値を求めた。これらのランダム強度比の平均値から上記（７）式中の２Ｘ＋Ｙ及び｛１１０｝＜１１１＞／｛１１０｝＜００１＞を算出した。

結果を表６〜９に示す。なお、これら表６〜９では、フェライトをＦ、残留オーステナイトをγ、ベイナイトをＢ、マルテンサイトをＭ、焼戻しマルテンサイトをＭ’、セメンタイトをθと略記している。

実施例の薄鋼板は、いずれも強度と成形性（伸び及び穴広げ性）とのバランスが優れていた。また、薄鋼板Ｅ２は、薄鋼板Ｅ１に比べ、加工時の面内異方性が小さかった。

薄鋼板Ａ３では、焼鈍条件（焼鈍パラメータＰ）が上記（４）式を満足しないため、セメンタイトの平均粒径が１μｍ超であり、セメンタイトの球状化率が３０％未満であった。そのため、十分な成形性を確保できなかった。また、熱間圧延の後段２段の圧下率の合計が小さく、薄鋼板Ａ１及びＡ２に比べ残留オーステナイトの平均粒径が大きかった。

薄鋼板Ｂ３では、焼鈍の平均加熱温度（焼鈍温度）が９００℃超であるため、残留オーステナイトの面積率が２％未満であり、マルテンサイトの面積率が２０％超であり、セメンタイトの球状化率が３０％未満であった。そのため、引張強さＴＳが過剰に増加し、十分な成形性を確保できなかった。

薄鋼板Ｄ３では、焼鈍の平均加熱温度が７５０℃未満であるため、残留オーステナイトの面積率が２％未満であった。そのため、十分な成形性を確保できなかった。

薄鋼板Ｆ３では、保持温度が３００℃未満であるため、残留オーステナイトの面積率が２％未満であった。そのため、十分な成形性を確保できなかった。

薄鋼板Ｆ４では、保持温度が５００℃超であるため、セメンタイトの平均粒径が１μｍ超であった。そのため、十分な成形性を確保できなかった。

薄鋼板Ｈ３では、冷間圧延の圧下率が８５％超であり、保持時間が１２００ｓ超であるため、残留オーステナイトの面積率が２％未満であり、セメンタイトの平均粒径が１μｍ超であった。そのため、十分な成形性を確保できなかった。

薄鋼板Ｈ４及びＲ２では、熱間圧延後の冷却において、前段の冷却帯での平均冷却速度が１５℃未満であり、かつ、焼鈍条件が上記（４）式を満足しないため、セメンタイトの平均粒径が１μｍ超であった。そのため、十分な成形性を確保できなかった。

薄鋼板Ｊ２及びＭ２では、巻取温度が６００℃超であり、かつ、焼鈍条件が上記（４）式を満足しないため、セメンタイトの平均粒径が１μｍ超であった。そのため、十分な成形性を確保できなかった。

鋼ａ〜ｇを用いて製作した薄鋼板ａ１〜ｇ１については、鋼成分が適切でなかった。薄鋼板ａ１（鋼ａ）では、Ｃ量が０．４０％超であり、セメンタイト平均粒径が１％超であった。薄鋼板ｂ１（鋼ｂ）では、Ｃ量が０．１０％未満であり、残留オーステナイトの面積率が２％未満であった。薄鋼板ｃ１（鋼ｃ）では、Ｐ量が０．０５％超であり、Ｓ量が０．０２％超であった。薄鋼板ｄ１（鋼ｄ）では、Ｓｉ量が２．５％超であった。薄鋼板ｅ１（鋼ｅ）では、Ｍｎ量が４．０％超であり、マルテンサイトの面積率が２０％超であった。薄鋼板ｆ１（鋼ｆ）では、Ｓｉ量が０．００５％未満であり、オーステナイトの面積率が２％未満であり、セメンタイトの平均粒径が１μｍ超であった。薄鋼板ｇ１（鋼ｇ）では、Ａｌ量が２．５％超であり、Ｍｏ量が０．３％超であった。そのため、これらの薄鋼板ａ１〜ｇ１では、強度と成形性とのバランスが悪化した。

ここで、引張強さと１５０℃での伸びとの関係について説明する。図８は、引張強さＴＳ（Ｎ／ｍｍ^２）と１５０℃での伸びｔＥＬ_１５０（％）との関係を示す図である。なお、図８には、表６〜９に示した引張強さＴＳの値及び１５０℃での伸びｔＥＬ_１５０を用いている。

図８から明らかなように、比較例と同じ引張強さが得られる場合には、実施例の薄鋼板は、比較例に比べて１５０℃での伸びが極めて高いことが確認できた。

また、実施例の薄鋼板は、図８に示した（１３）式の直線よりも上の領域に含まれる。
ｔＥＬ_１５０＝−０．０２７ＴＳ＋５６．５ ・・・（１３）
この直線は、強度と加工性とのバランスを表すために、図８の結果から求めている。

表４〜５中の上記（１２）式で示される特性指数Ｅは、このように強度と伸びとのバランスを示す指数である。特性指数Ｅの値が正であるとき、薄鋼板の引張強さ及び１５０℃での伸びの値が、図８における（１３）式よりも上の領域に含まれる。特性指数Ｅの値が負であるとき、薄鋼板の引張強さ及び１５０℃での伸びの値が、図８における（１３）式よりも下の領域に含まれる。

なお、上述した実施例は、本発明の実施形態を例示したものにすぎず、本発明の薄鋼板及びその製造方法では、特許請求の範囲において種々の変更を加えることができる。

例えば、セメンタイトの大きさを変化させる処理でなければ、本発明の薄鋼板に種々の処理を施すことができる。即ち、本発明の薄鋼板は、冷間圧延のままの冷間圧延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、電気めっき鋼板のいずれであってもよく、種々の処理を施した場合であっても、本発明の効果を得ることができる。

また、本発明は、鋳造条件による影響を殆ど受けない。例えば、鋳造方法（連続鋳造またはインゴット鋳造）やスラブ厚の違いの影響は少なく、薄スラブなどの特殊な鋳造及び熱間圧延方法を用いた場合にも、本発明の効果を得ることができる。

本発明によれば、プレス成形等の加工を施したときに、成形加工の対象物に高い成形加工性を付与することができ、高強度鋼板を使用して自動車の車体構造を軽量化する場合においても高い成形加工性を得ることができる。

（１）本発明の一態様に係る高強度冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：０．５〜４．０％、Ｓｉ：０．００５〜２．５％、Ａｌ：０．００５〜２．５％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００６％以下に制限し、鋼組織として、面積率で、残留オーステナイトを２〜３０％含み、マルテンサイトを２０％以下に制限し、セメンタイトの平均粒径が０．０１μｍ以上１μｍ以下であり、前記セメンタイト中にアスペクト比が１以上かつ３以下であるセメンタイトを３０％以上かつ１００％以下含む。
（２）上記（１）に記載の高強度冷延鋼板が、質量％で、さらにＣｒ：１．０％以下を含有してもよい。

（３）上記（１）または（２）に記載の高強度冷延鋼板が、質量％で、さらに、Ｍｏ：０．０１〜０．３％、Ｎｉ：０．０１〜５％、Ｃｕ：０．０１〜５％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．２％、Ｖ：０．０１〜１．０％、Ｗ：０．０１〜１．０％、Ｃａ：０．０００１〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０５％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０５％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０５％の１種以上を含有してもよい。

（４）上記（１）〜（３）のいずれかに記載の高強度冷延鋼板では、ＳｉとＡｌとの合計量が０．５％以上かつ２．５％以下であってもよい。

（５）上記（１）〜（３）のいずれかに記載の高強度冷延鋼板では、残留オーステナイトの平均粒径が５μｍ以下であってもよい。

（６）上記（１）〜（３）のいずれかに記載の高強度冷延鋼板では、前記鋼組織として、面積率で、フェライトを１０〜７０％含んでもよい。

（７）上記（１）〜（３）のいずれかに記載の高強度冷延鋼板では、前記鋼組織として、面積率で、フェライトとベイナイトとを合計で１０〜７０％含んでもよい。

（８）上記（１）〜（３）のいずれかに記載の高強度冷延鋼板では、前記鋼組織として、面積率で、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトとの合計を１０〜７５％含んでもよい。

（９）上記（１）〜（３）のいずれかに記載の高強度冷延鋼板では、フェライトの平均粒径が１０μｍ以下であってもよい。

（１０）上記（１）〜（３）のいずれかに記載の高強度冷延鋼板では、前記アスペクト比が１以上かつ３以下のセメンタイトを１μｍ^２あたり０．００３個以上かつ０．１２個以下含んでもよい。

（１１）上記（１）〜（３）のいずれかに記載の高強度冷延鋼板では、板厚の中心部における、前記残留オーステナイトの｛１００｝＜００１＞方位のランダム強度比Ｘと前記残留オーステナイトの｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜００１＞方位群のランダム強度比の平均値Ｙとが、下記（１）式を満足してもよい。
４＜２Ｘ＋Ｙ＜１０ ・・・（１）

（１２）上記（１）〜（３）のいずれかに記載の高強度冷延鋼板では、板厚の中心部における、前記残留オーステナイトの｛１１０｝＜００１＞方位のランダム強度比に対する前記残留オーステナイトの｛１１０｝＜１１１＞方位のランダム強度比の比が３．０以下であってもよい。

（１３）上記（１）〜（３）のいずれかに記載の高強度冷延鋼板では、少なくとも片面に、亜鉛めっき層をさらに有してもよい。

（１４）上記（１）〜（３）のいずれかに記載の高強度冷延鋼板では、少なくとも片面に、合金化溶融亜鉛めっき層をさらに有してもよい。

（１５）本発明の一態様に係る高強度冷延鋼板の製造方法は、上記（１）〜（３）のいずれかに記載の成分組成を有する鋳片に対して８２０℃以上の仕上温度で熱間圧延を施して熱延鋼板を作製する第１の工程と；この第１の工程後、前記熱延鋼板に対して、冷却と、３５０〜６００℃の巻取温度ＣＴ℃での巻取りとを行う第２の工程と；この第２の工程の後の前記熱延鋼板を３０〜８５％の圧下率で冷間圧延を施して冷延鋼板を作製する第３の工程と；この第３の工程の後、前記冷延鋼板を、加熱し、７５０〜９００℃の平均加熱温度で焼鈍する第４の工程と；この第４の工程の後の前記冷延鋼板を、３〜２００℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、３００〜５００℃の温度域で１５〜１２００ｓ保持する第５の工程と；この第５の工程の後の前記冷延鋼板を冷却する第６の工程と；を含み、前記第２の工程では、７５０℃から６５０℃までの第一平均冷却速度ＣＲ１℃／ｓが１５〜１００℃／ｓであり、６５０℃から前記巻取温度ＣＴ℃までの第二平均冷却速度ＣＲ２℃／ｓが５０℃／ｓ以下であり、巻取り後から１５０℃までの第三平均冷却速度ＣＲ３℃／ｓが１℃／ｓ以下であり、前記巻取温度ＣＴ℃と前記第一平均冷却速度ＣＲ１℃／ｓとが下記（２）式を満足し、前記第４の工程では、Ｓｉ、Ａｌ及びＣｒの量をそれぞれ質量％で［Ｓｉ］、［Ａｌ］及び［Ｃｒ］とした場合に、前記第２の工程後の前記熱延鋼板に含まれるパーライトの平均面積Ｓμｍ^２と、前記平均加熱温度Ｔ℃と、加熱時間ｔｓとが、下記（３）式の関係を満足する。
１５００≦ＣＲ１×（６５０−ＣＴ）≦１５０００ ・・・（２）
２２００＞Ｔ×ｌｏｇ（ｔ）／（１＋０．３［Ｓｉ］＋０．５［Ａｌ］＋［Ｃｒ］＋０．５Ｓ）＞１１０ ・・・（３）

（１６）上記（１５）に記載の高強度冷延鋼板の製造方法では、前記第１の工程における後段２段の圧下率の合計が１５％以上であってもよい。

（１７）上記（１５）に記載の高強度冷延鋼板の製造方法では、前記第５の工程の後かつ前記第６の工程の前の前記冷延鋼板に対して、亜鉛めっきを施してもよい。

（１８）上記（１５）に記載の高強度冷延鋼板の製造方法では、前記第５の工程の後かつ前記第６の工程の前の前記冷延鋼板に対して、溶融亜鉛めっきを施し、４００〜６００℃で合金化処理を行ってもよい。

（１９）上記（１５）に記載の高強度冷延鋼板の製造方法では、前記第４の工程における６００℃以上かつ６８０℃以下での平均加熱速度が０．１℃／ｓ以上かつ７℃／ｓ以下であってもよい。

（２０）上記（１５）に記載の高強度冷延鋼板の製造方法では、前記第１の工程の前に、前記鋳片を１０００℃以下まで冷却し、１０００℃以上に再加熱してもよい。

Claims (19)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．１０〜０．４０％、
   Ｍｎ：０．５〜４．０％、
   Ｓｉ：０．００５〜２．５％、
   Ａｌ：０．００５〜２．５％、
   Ｃｒ：０〜１．０％
   を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
   Ｐ：０．０５％以下、
   Ｓ：０．０２％以下、
   Ｎ：０．００６％以下
   に制限し、鋼組織として、面積率で、残留オーステナイトを２〜３０％含み、マルテンサイトを２０％以下に制限し、セメンタイトの平均粒径が０．０１μｍ以上１μｍ以下であり、前記セメンタイト中にアスペクト比が１以上かつ３以下であるセメンタイトを３０％以上かつ１００％以下含む
   ことを特徴とする高強度冷延鋼板。
2. 質量％で、さらに、
   Ｍｏ：０．０１〜０．３％、
   Ｎｉ：０．０１〜５％、
   Ｃｕ：０．０１〜５％、
   Ｂ：０．０００３〜０．００３％、
   Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
   Ｔｉ：０．０１〜０．２％、
   Ｖ：０．０１〜１．０％、
   Ｗ：０．０１〜１．０％、
   Ｃａ：０．０００１〜０．０５％、
   Ｍｇ：０．０００１〜０．０５％、
   Ｚｒ：０．０００１〜０．０５％、
   ＲＥＭ：０．０００１〜０．０５％
   の１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
3. ＳｉとＡｌとの合計量が０．５％以上かつ２．５％以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板。
4. 残留オーステナイトの平均粒径が５μｍ以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板。
5. 前記鋼組織として、面積率で、フェライトを１０〜７０％含むことを特徴とする請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板。
6. 前記鋼組織として、面積率で、フェライトとベイナイトとを合計で１０〜７０％含むことを特徴とする請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板。
7. 前記鋼組織として、面積率で、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトとの合計を１０〜７５％含むことを特徴とする請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板。
8. フェライトの平均粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板。
9. 前記アスペクト比が１以上かつ３以下のセメンタイトを１μｍ^２あたり０．００３個以上かつ０．１２個以下含むことを特徴とする請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板。
10. 板厚の中心部における、前記残留オーステナイトの｛１００｝＜００１＞方位のランダム強度比Ｘと前記残留オーステナイトの｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜００１＞方位群のランダム強度比の平均値Ｙとが、下記（１４）式を満足することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板。
    ４＜２Ｘ＋Ｙ＜１０ ・・・（１４）
11. 板厚の中心部における、前記残留オーステナイトの｛１１０｝＜００１＞方位のランダム強度比に対する前記残留オーステナイトの｛１１０｝＜１１１＞方位のランダム強度比の比が３．０以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板。
12. 少なくとも片面に、亜鉛めっき層をさらに有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板。
13. 少なくとも片面に、合金化溶融亜鉛めっき層をさらに有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板。
14. 請求項１または２に記載の成分組成を有する鋳片に対して８２０℃以上の仕上温度で熱間圧延を施して熱延鋼板を作製する第１の工程と；
    この第１の工程後、前記熱延鋼板に対して、冷却と、３５０〜６００℃の巻取温度ＣＴ℃での巻取りとを行う第２の工程と；
    この第２の工程の後の前記熱延鋼板を３０〜８５％の圧下率で冷間圧延を施して冷延鋼板を作製する第３の工程と；
    この第３の工程の後、前記冷延鋼板を、加熱し、７５０〜９００℃の平均加熱温度で焼鈍する第４の工程と；
    この第４の工程の後の前記冷延鋼板を、３〜２００℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、３００〜５００℃の温度域で１５〜１２００ｓ保持する第５の工程と；
    この第５の工程の後の前記冷延鋼板を冷却する第６の工程と；
    を含み、
    前記第２の工程では、７５０℃から６５０℃までの第一平均冷却速度ＣＲ１℃／ｓが１５〜１００℃／ｓであり、６５０℃から前記巻取温度ＣＴ℃までの第二平均冷却速度ＣＲ２℃／ｓが５０℃／ｓ以下であり、巻取り後から１５０℃までの第三平均冷却速度ＣＲ３℃／ｓが１℃／ｓ以下であり、前記巻取温度ＣＴ℃と前記第一平均冷却速度ＣＲ１℃／ｓとが下記（１５）式を満足し、
    前記第４の工程では、Ｓｉ、Ａｌ及びＣｒの量をそれぞれ質量％で［Ｓｉ］、［Ａｌ］及び［Ｃｒ］とした場合に、前記第２の工程後の前記熱延鋼板に含まれるパーライトの平均面積Ｓμｍ^２と、前記平均加熱温度Ｔ℃と、加熱時間ｔｓとが、下記（１６）式の関係を満足する
    ことを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
    １５００≦ＣＲ１×（６５０−ＣＴ）≦１５０００ ・・・（１５）
    ２２００＞Ｔ×ｌｏｇ（ｔ）／（１＋０．３［Ｓｉ］＋０．５［Ａｌ］＋［Ｃｒ］＋０．５Ｓ）＞１１０ ・・・（１６）
15. 前記第１の工程では、後段２段の圧下率の合計が１５％以上であることを特徴とする請求項１４に記載の高強度鋼板の製造方法。
16. 前記第５の工程の後かつ前記第６の工程の前の前記冷延鋼板に対して、亜鉛めっきを施すことを特徴とする請求項１４に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
17. 前記第５の工程の後かつ前記第６の工程の前の前記冷延鋼板に対して、溶融亜鉛めっきを施し、４００〜６００℃で合金化処理を行うことを特徴とする請求項１４に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
18. 前記第４の工程では、６００℃以上かつ６８０℃以下での平均加熱速度が０．１℃／ｓ以上かつ７℃／ｓ以下であることを特徴とする請求項１４に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
19. 前記第１の工程の前に、前記鋳片を１０００℃以下まで冷却し、１０００℃以上に再加熱することを特徴とする請求項１４に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。

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