JPWO2013015428A1 - 伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法 - Google Patents

伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法 Download PDF

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Abstract

所定の成分を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなり、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲において、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞、及び、｛２２３｝＜１１０＞の各結晶方位で表わされる｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値が６．５以下、かつ、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が５．０以下であり、金属組織が、面積率で、パーライト５％超を含有し、ベイナイトとマルテンサイトの和が５％未満に制限され、残部がフェライトからなる、伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れる高強度冷延鋼板。

Description

本発明は、伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法に関する。
本願は、２０１１年７月２７日に日本に出願された特願２０１１−１６４３８３号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
自動車からの炭酸ガスの排出量を抑えるために、高強度鋼板を使用して自動車車体の軽量化が進められている。また、搭乗者の安全性確保のためにも、自動車車体には軟鋼板の他に高強度鋼板が多く使用されるようになってきている。更に自動車車体の軽量化を今後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。しかし、外板部品に高強度鋼板を用いる場合は、カッティングやブランキングなどが多く用いられ、また、足回り部品に高強度鋼板を用いる場合は、打ち抜き加工など、せん断加工を伴う加工法が多く用いられ、精密打ち抜き性に優れた鋼板が求められている。また、せん断加工後にバーリング等の加工を行うことも増えているため、伸びフランジ性も加工に関わる重要な特性である。しかし、一般的に鋼板を高強度化すれば打ち抜き精度は低下し、伸びフランジ性も低下する。
精密打ち抜き性に対しては、特許文献１、２のように、軟質の状態で打ち抜きを行い、熱処理や浸炭によって高強度化を図ったものが開示されているが、製造工程が長くなり、コストアップの一因となる。一方で、特許文献３のように、焼鈍によりセメンタイトを球状化させ、精密打ち抜き性を向上させる手法も開示されているが、自動車車体などの加工にとって重要な伸びフランジ性との両立については一切考慮されていない。
高強度化に対する伸びフランジ性に対しては、局部延性を改善する鋼板の金属組織制御法についても開示されており、介在物制御や単一組織化すること、さらには組織間の硬度差を低減すれば、曲げ性や伸びフランジ性に効果的であることが非特許文献１に開示されている。また、熱間圧延の仕上温度、仕上圧延の圧下率及び温度範囲を制御し、オーステナイトの再結晶を促進させ、圧延集合組織の発達を抑制し、結晶方位をランダム化することにより、強度、延性、伸びフランジ性を向上させる手法が非特許文献２に開示されている。
非特許文献１、２より、金属組織や圧延集合組織を均一化することにより伸びフランジ性を向上させられると考えられるが、精密打ち抜き性と伸びフランジ性の両立については一切配慮されていない。
特公平３−２９４２号公報 特公平５−１４７６４号公報 特公平２−１９１７３号公報
K.Sugimoto et al,「ISIJ International」(2000)Vol.40,p.920 岸田、「新日鉄技報」(1999)No.371,p.13
そこで、本発明は、上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、高強度でありながら、伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れる冷延鋼板及びその鋼板を安価に安定して製造できる製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、高強度冷延鋼板の成分及び製造条件を最適化し、鋼板の組織を制御することによって強度、伸びフランジ性、精密打ち抜き性に優れた鋼板の製造に成功した。その要旨は以下のとおりである。
［１］
質量％で、
Ｃ：０．０１％超、０．４％以下
Ｓｉ：０．００１％以上、２．５％以下、
Ｍｎ：０．００１％以上、４％以下、
Ｐ：０．００１〜０．１５％以下、
Ｓ：０．０００５〜０．０３％以下、
Ａｌ：０．００１％以上、２％以下、
Ｎ：０．０００５〜０．０１％以下、
を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなり、
鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲において、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞、及び、｛２２３｝＜１１０＞の各結晶方位で表わされる｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値が６．５以下、かつ、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が５．０以下であり、
金属組織が、面積率で、パーライト５％超を含有し、ベイナイトとマルテンサイトの和が５％未満に制限され、残部がフェライトからなる、伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れる高強度冷延鋼板。
［２］
更に、パーライト相のビッカース硬さが１５０ＨＶ以上３００ＨＶ以下である、［１］に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れる高強度冷延鋼板。
［３］
更に、圧延方向と直角方向のｒ値（rC）が０．７０以上、圧延方向と３０°のｒ値（r30）が１．１０以下、圧延方向のｒ値（rL）が０．７０以上、圧延方向と６０°のｒ値（ｒ６０）が１．１０以下である、［１］に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れる高強度冷延鋼板。
［４］
更に、質量％で、
Ｔｉ：０．００１％以上、０．２％以下、
Ｎｂ：０．００１％以上、０．２％以下、
Ｂ：０．０００１％以上、０．００５％以下
Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０１％以下、
Ｒｅｍ：０．０００1％以上、０．１％以下、
Ｃａ：０．０００１％以上、０．０１％以下、
Ｍｏ：０．００１％以上、１％以下、
Ｃｒ：０．００１％以上、２％以下、
Ｖ：０．００１％以上、１％以下、
Ｎｉ：０．００１％以上、２％以下、
Ｃｕ：０．００１％以上、２％以下、
Ｚｒ：０．０００１％以上、０．２％以下、
Ｗ：０．００１％以上、１％以下、
Aｓ：０．０００１％以上、０．５％、
Ｃｏ：０．０００１％以上、１％以下、
Ｓｎ：０．０００１％以上、０．２％以下、
Ｐｂ：０．００１％以上、０．１％以下、
Ｙ：０．００１％以上、０．１％以下、
Ｈｆ：０．００１％以上、０．１％以下
の１種又は２種以上を含有する、［１］に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れる高強度冷延鋼板。
［５］
更に、板厚中央部を中央として、板厚を１．２ｍｍに減厚した鋼板に対し、Φ１０ｍｍの円形ポンチおよびクリアランス１％の円形ダイスで打ち抜いた場合に、打ち抜き端面のせん断面比率が９０％以上となる、［１］に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れる高強度冷延鋼板。
［６］
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、［１］に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板。
［７］
質量％で、
Ｃ：０．０１％超、０．４％以下
Ｓｉ：０．００１％以上、２．５％以下、
Ｍｎ：０．００１％以上、４％以下、
Ｐ：０．００１〜０．１５％以下、
Ｓ：０．０００５〜０．０３％以下、
Ａｌ：０．００１％以上、２％以下、
Ｎ：０．０００５〜０．０１％以下、
を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を、
１０００℃以上１２００℃以下の温度範囲で、圧下率４０％以上の圧延を１回以上行う第１の熱間圧延を行い、
前記第１の熱間圧延で、オーステナイト粒径を２００μｍ以下とし、
下記式（１）で定まる温度Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域で、少なくとも１回は１パスで圧下率３０％以上の圧延を行う第２の熱間圧延を行い、
前記第２の熱間圧延での合計の圧下率を５０％以上とし、
前記第２の熱間圧延において、圧下率が３０％以上の最終圧下を行った後、待ち時間ｔ秒が下記式（２）を満たすように、冷間圧延前冷却を開始し、
前記冷間圧延前冷却における平均冷却速度を５０℃／秒以上、温度変化が４０℃以上１４０℃以下の範囲とし、
圧下率４０％以上、８０％以下の冷間圧延を行い、
７５０〜９００℃の温度域まで加熱して、１秒以上、３００秒以下保持し、
５８０℃以上７５０℃以下の温度域まで、１℃/s以上１０℃/s以下の平均冷却速度で冷間圧延後１次冷却を行い、
１秒以上１０００秒以下の間、温度低下速度が１℃/s以下となる条件で停留させ、
５℃/s以下の平均冷却速度で冷間圧延後２次冷却を行う、伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
Ｔ１（℃）＝８５０＋１０×（Ｃ＋Ｎ）×Ｍｎ＋３５０×Ｎｂ＋２５０×Ｔｉ＋４０×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋１００×Ｍｏ＋１００×Ｖ ・・・ 式（１）
ここで、Ｃ、Ｎ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖは、各元素の含有量（質量%）。
ｔ≦２．５×ｔ１ ・・・ 式（２）
ここで、ｔ１は、下記式（３）で求められる。
ｔ１＝０．００１×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）2−０．１０９×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）＋３．１ ・・・ 式（３）
ここで、上記式（３）において、Ｔｆは、圧下率が３０％以上の最終圧下後の鋼片の温度、Ｐ１は、３０％以上の最終圧下の圧下率である。
［８］
Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲における合計の圧下率が３０％以下である、［７］に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
［９］
前記待ち時間ｔ秒が、さらに、下記式（２ａ）を満たす、［７］に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
ｔ＜ｔ１ ・・・ 式（２ａ）
［１０］
前記待ち時間ｔ秒が、さらに、下記式（２ｂ）を満たす、［７］に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
ｔ１≦ｔ≦ｔ１×２．５ ・・・ 式（２ｂ）
［１１］
前記冷間圧延前冷却を、圧延スタンド間で開始する、［７］に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
［１２］
前記冷間圧延前冷却をした後、前記冷間圧延を行う前に、６５０℃以下で巻き取って熱延鋼板とする、［７］に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
［１３］
前記冷間圧延後、７５０〜９００℃の温度域まで加熱するにあたり、
室温以上、６５０℃以下の平均加熱速度を、下記式（５）で示されるＨＲ１（℃／秒）とし、
６５０℃を超え、７５０〜９００℃までの平均加熱速度を、下記式（６）で示されるＨＲ２（℃／秒）とする、［７］に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
ＨＲ１≧０．３ ・・・ 式（５）
ＨＲ２≦０．５×ＨＲ１ ・・・ 式（６）
［１４］
更に、表面に、溶融亜鉛めっきを施す、［７］に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
［１５］
溶融亜鉛めっきを施した後、更に、４５０〜６００℃で合金化処理を施す、［１４］に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
本発明によれば、伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度鋼板を提供することができる。この鋼板を使用すれば、特に、高強度鋼板を加工・使用する際の歩留が向上し、コストが低減するなど、産業上の貢献が極めて顕著である。
｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値と引張強度×穴拡げ率の関係を示す図である。 ｛３３２｝＜１１３＞方位群の極密度と引張強度×穴拡げ率の関係を示す図である。 圧延方向と直角方向のｒ値（rC）と引張強度×穴拡げ率の関係を示す図である。 圧延方向の３０°のｒ値（r30）と引張強度×穴拡げ率の関係を示す図である。 圧延方向のｒ値（rL）と引張強度×穴拡げ率の関係を示す図である。 圧延方向の６０°のｒ値（ｒ６０）と引張強度×穴拡げ率の関係を示す図である。 硬質相分率と打ち抜き端面のせん断面率の関係を示す。 粗圧延後のオーステナイト粒径と圧延方向と直角方向のｒ値（rC）の関係を示す。 粗圧延後のオーステナイト粒径と圧延方向の３０°のｒ値（r30）の関係を示す。 粗圧延における４０％以上の圧延回数と粗圧延のオーステナイト粒径の関係を示す。 Ｔ１＋３０〜Ｔ１＋１５０℃の圧下率と｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値の関係を示す。 連続熱間圧延ラインの説明図である。 Ｔ１＋３０〜Ｔ１＋１５０℃の圧下率と｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度の関係を示す。 本発明鋼と比較鋼のせん断面率と強度×穴拡げ率の関係を示す。
以下に本発明の内容を詳細に説明する。
（結晶方位）
本発明では、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲において、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値が６．５以下、かつ、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が５．０以下であることは、特に重要である。図１に示すように、鋼板の表面から５／８〜３／８板厚板厚範囲においてＸ線回折を行い、各方位の極密度を求めたときの、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均値が６．５以下（望ましくは４．０以下）であれば、直近要求される足回り部品の加工に必要な引張強度×穴拡げ率≧３００００を満たす。６．５超では鋼板の機械的特性の異方性が極めて強くなり、ひいてはある方向のみの穴拡げ性を改善するもののそれとは異なる方向での材質が著しく足回り部品の加工に必要な引張強度×穴拡げ率≧３００００を満足できなくなる。一方、現行の一般的な連続熱延工程では実現が難しいが、０．５未満になると穴拡げ性の劣化が懸念される。
｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群に含まれる方位は、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞および｛２２３｝＜１１０＞である。
極密度とは、Ｘ線ランダム強度比と同義である。極密度（Ｘ線ランダム強度比）とは、特定の方位への集積を持たない標準試料と供試材のＸ線強度を同条件でＸ線回折法等により測定し、得られた供試材のＸ線強度を標準試料のＸ線強度で除した数値である。この極密度は、Ｘ線回折やＥＢＳＤ（Electron Back Scattering Diffraction）などの装置を用いて測定する。また、ＥＢＳＰ（電子後方散乱パターン：Electron Back Scattering Ｐａｔｔｅｒｎ)法、またはＥＣＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ
Ｃｈａｎｎｅｌｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）法のいずれでも測定が可能である。｛１１０｝極点図に基づきベクトル法により計算した３次元集合組織や、｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝の極点図のうち、複数の極点図（好ましくは３つ以上）を用いて級数展開法で計算した３次元集合組織から求めればよい。
たとえば、上記各結晶方位の極密度には、３次元集合組織（ＯＤＦ）のφ２＝４５゜断面における（００１）［１−１０］、（１１６）［１−１０］、（１１４）［１−１０］、（１１３）［１−１０］、（１１２）［１−１０］、（３３５）［１−１０］、（２２３）［１−１０］の各強度を、そのまま用いればよい。
｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値とは、上記の各方位の極密度の相加平均である。上記の全ての方位の強度を得ることができない場合には、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の各方位の極密度の相加平均で代替しても良い。
さらに同様な理由から、鋼板の表面から５／８〜３／８板厚範囲における板面の｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度は、図２に示すように、５．０以下（望ましくは３．０以下）であれば、直近要求される足回り部品の加工に必要な引張強度×穴拡げ率≧３００００を満たす。これが５．０超であると、鋼板の機械的特性の異方性が極めて強くなり、ひいてはある方向のみの穴拡げ性を改善するもののそれとは異なる方向での材質が著しく劣化し、足回り部品の加工に必要な引張強度×穴拡げ率≧３００００を確実に満足できなくなる。一方、現行の一般的な連続熱延工程では実現が難しいが、０．５未満になると穴拡げ性の劣化が懸念される。
以上述べた結晶方位の極密度が穴拡げ性の改善に対して重要であることの理由は必ずしも明らかではないが、穴拡げ加工時の結晶のすべり挙動と関係があるものと推測される。
Ｘ線回折に供する試料は、機械研磨などによって鋼板を所定の板厚まで表面より減厚し、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３／８〜５／８の範囲で適当な面が測定面となるように上述の方法に従って試料を調整して測定する。
当然のことであるが、上述の極密度の限定が板厚１／２近傍だけでなく、なるべく多くの厚み範囲について満たされることで、より一層穴拡げ性が良好になる。しかしながら、鋼板の表面から板厚が３／８〜５／８の範囲について測定を行うことで概ね鋼板全体の材質特性を代表することができる。そこで、板厚の５／８〜３／８を測定範囲と規定する。
なお、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞で表される結晶方位は、鋼板面の法線方向が＜ｈｋｌ＞に平行で、圧延方向が＜ｕｖｗ＞と平行であることを意味している。結晶の方位は、通常、板面に垂直な方位を［ｈｋｌ］又は｛ｈｋｌ｝、圧延方向に平行な方位を（ｕｖｗ）または＜ｕｖｗ＞で表示する。｛ｈｋｌ｝、＜ｕｖｗ＞は等価な面の総称であり、［ｈｋｌ］、（ｕｖｗ）は個々の結晶面を指す。すなわち、本発明においては体心立方構造を対象としているため、例えば（１１１）、（−１１１）、（１−１１）、（１１−１）、（−１−１１）、（−１１−１）、（１−１−１）、（−１−１−１）面は等価であり区別がつかない。このような場合、これらの方位を総称して｛１１１｝と称する。ＯＤＦ表示では他の対称性の低い結晶構造の方位表示にも用いられるため、個々の方位を［ｈｋｌ］（ｕｖｗ）で表示するのが一般的であるが、本発明においては［ｈｋｌ］（ｕｖｗ）と｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞は同義である。Ｘ線による結晶方位の測定は、例えば、新版カリティＸ線回折要論（１９８６年発行、松村源太郎訳、株式会社アグネ出版）の２７４〜２９６頁に記載の方法に従って行われる。
（ｒ値）
圧延方向と直角方向のｒ値（ｒＣ）は、本発明において重要である。すなわち、本発明者等が鋭意検討の結果、上述した種々の結晶方位の極密度だけが適正であっても、必ずしも良好な穴拡げ性が得られないことが判明した。図３に示すように、上記の極密度と同時に、ｒＣが０．７０以上であることが必須である。上限は特に定めないが、（ｒＣ）が１．１０以下であることで、よりすぐれた穴拡げ性を得ることができる。
圧延方向と３０°方向のｒ値（ｒ３０）は、本発明において重要である。すなわち、本発明者等が鋭意検討の結果、上述した種々の結晶方位のＸ線強度が適正であっても、必ずしも良好な穴拡げ性が得られないことが判明した。図４に示すように、上記のＸ線強度と同時に、ｒ３０が１．１０以下であることが必須である。下限は特に定めないが、ｒ３０が０．７０以上であることで、よりすぐれた穴拡げ性を得ることができる。
更に本発明者等が鋭意検討の結果、上述した種々の結晶方位のＸ線ランダム強度比とｒＣ、ｒ３０だけでなく、図５、図６のように、圧延方向のｒ値（ｒＬ）、圧延方向と６０°方向のｒ値（ｒ６０）が、それぞれｒＬ≧０．７０、ｒ６０≦１．１０であれば、更に良好な引張強度×穴拡げ率≧３００００を満たすことが判明した。
上述のｒＬ値の上限およびｒ６０値の下限は特に定めないが、ｒＬが１．００以下、ｒ６０が０．９０以上であることで、よりすぐれた穴拡げ性を得ることができる。
上述の各ｒ値はＪＩＳ５号引張試験片を用いた引張試験により評価する。引張歪みは通常高強度鋼板の場合５〜１５％の範囲で、均一伸びの範囲で評価すればよい。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、本発明においては、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く、両方の限定が同時に満たされなくては良好な穴拡げ性を得ることはできない。
（金属組織）
次に、本発明の鋼板の金属組織について説明する。本発明の鋼板の金属組織は、面積率で、パーライト５％超を含有し、ベイナイトとマルテンサイトの和が５％未満に制限され、残部がフェライトである。高強度鋼板では、その強度を高めるため、フェライト相中に強度の高い第二相を配した複合組織がよく用いられている。これらの組織は通常フェライト・パーライト、フェライト・ベイナイトあるいはフェライト・マルテンサイトなどで構成されており、第二相分率が一定ならば硬質第二相の硬度が硬い低温変態相であるほど鋼板の強度は向上する。しかし、低温変態相が硬いほどフェライトとの変形能の差が顕著であり、打ち抜き加工中にフェライトと低温変態相の応力集中が生じるため、打ち抜き部に破断面が現れ、打ち抜き精密性が低下する。
特に、ベイナイトおよびマルテンサイト分率の和が面積率で５％以上になると、図７のように高強度鋼板の精密打ち抜きの目安であるせん断面比率９０％を下回ってしまう。また、パーライト分率が５％以下となると強度が下がり、高強度冷延鋼板の基準である５００MPaを下回ってしまう。よって、本発明ではベイナイトおよびマルテンサイト分率の和を５％未満とし、パーライト分率を５％超、残部をフェライトとする。ベイナイトおよびマルテンサイトは、０５でも良い。よって、本発明の鋼板の金属組織は、パーライトとフェライトからなる形態、パーライトとフェライトの他に、ベイナイトおよびマルテンサイトのいずれか一方を含む形態、パーライトとフェライトの他に、ベイナイトおよびマルテンサイトの両方を形態が考えられる。
なお、パーライト分率が高くなると、強度は高くなるが、せん断面比率が減少する。パーライト分率は、３０％未満であることが望ましい。パーライト分率が３０％であっても、せん断面比率９０％以上を達成できるが、パーライト分率が３０％未満であれば、せん断面比率９５％以上を達成でき、精密打ち抜き性がより向上する。
（パーライト相のビッカース硬さ）
パーライト相の硬さは引張特性と打ち抜き精密性に影響する。パーライト相のビッカース硬さが上昇するにつれて強度が向上するが、パーライト相のビッカース硬さが３００ＨＶを超えると、打ち抜き精密性が低下する。良好な引張強度−穴拡げ性バランス、及び打ち抜き精密性を得るため、パーライト相のビッカース硬さは１５０ＨＶ以上３００ＨＶ以下とする。なお、ビッカース硬さは、マイクロビッカース測定機を用いて測定するものとする。
また、本発明では、鋼板の精密打ち抜き性を、打ち抜き端面のせん断面比率［＝せん断面の長さ／（せん断面の長さ＋破断面の長さ）］で評価する。板厚中央部を中央として、板厚を１．２ｍｍに減厚した鋼板に対し、Φ１０ｍｍの円形ポンチおよびクリアランス１％の円形ダイスで打ち抜きを行い、打ち抜き端面の全周に対してせん断面と破断面の長さの計測を行う。そして、打ち抜き端面の全周におけるせん断面の長さの最小値を用いて、せん断面比率を定義する。
なお、板厚中央部は、中心偏析の影響をもっとも受けやすい。板厚中央部で所定の精密打ち抜き性を有すれば、板厚全体において、所定の精密打ち抜き性を満足できると考えられる。
（鋼板の化学成分）
次に、本発明の高強度冷延鋼板の化学成分の限定理由を説明する。なお、含有量の％は質量％である。
Ｃ：０．０１超〜０．４％
Ｃは、母材の強度上昇に寄与する元素であるが、穴広げ時の割れの起点となるセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）等の鉄系炭化物を生成させる元素でもある。Ｃの含有量は、０．０１％以下では、低温変態生成相による組織強化による強度向上の効果を得ることが出来ない。０．４％超含有していると、中心偏析が顕著になり打ち抜き加工時に二次せん断面の割れの起点となるセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）等の鉄系炭化物が増加し、打ち抜き性が劣化する。このため、Ｃの含有量は、０．０１％超０．４％以下の範囲に限定した。また、強度の向上とともに延性とのバランスを考慮すると、Ｃの含有量は０．２０％以下であることが望ましい。
Ｓｉ：０．００１〜２．５％
Ｓｉは、母材の強度上昇に寄与する元素であり、溶鋼の脱酸材としての役割も有するので必要に応じて添加する。Ｓｉ含有量は、０．００１％以上添加した場合に上記効果を発揮するが、２．５％を超えて添加しても強度上昇に寄与する効果が飽和してしまう。このため、Ｓｉ含有量は、０．００１％以上２．５％以下の範囲に限定した。また、Ｓｉは、０．１超％添加することでその含有量の増加に伴い、材料組織中におけるセメンタイト等の鉄系炭化物の析出を抑制し、強度向上と穴広げ性の向上に寄与する。またこのＳｉが１
％を超えてしまうと鉄系炭化物の析出抑制の効果は飽和してしまう。従って、Ｓｉ含有量の望ましい範囲は、０．１超〜１％である。
Ｍｎ：０．０１〜４％
Ｍｎは、固溶強化及び焼入れ強化により強度向上に寄与する元素であり必要に応じて添加する。Ｍｎ含有量は、０．０１％未満ではこの効果を得ることが出来ず、４％超添加してもこの効果が飽和する。このため、Ｍｎ含有量は、０．０１％以上４％以下の範囲に限定した。また、Ｓによる熱間割れの発生を抑制するためにＭｎ以外の元素が十分に添加されない場合には、Ｍｎ含有量（［Ｍｎ］）とＳ含有量（［Ｓ］）が質量％で［Ｍｎ］／［Ｓ］≧２０となるＭｎ量を添加することが望ましい。さらに、Ｍｎは、その含有量の増加に伴いオーステナイト域温度を低温側に拡大させて焼入れ性を向上させ、バーリング性に優れる連続冷却変態組織の形成を容易にする元素である。この効果は、Ｍｎ含有量が、１％未満では発揮しにくいので、１％以上添加することが望ましい。
Ｐ：０．００１〜０．１５％以下
Ｐは、溶銑に含まれている不純物であり、粒界に偏析し、含有量の増加に伴い靭性を低下させる元素である。このため、Ｐ含有量は、低いほど望ましく、０．１５％超含有すると加工性や溶接性に悪影響を及ぼすので、０．１５％以下とする。特に、穴広げ性や溶接性を考慮すると、Ｐ含有量は、０．０２％以下であることが望ましい。下限は、現行の一般的な精錬（二次精錬を含む）で可能な０．００１％とした。
Ｓ：０．０００５〜０．０３％以下
Ｓは、溶銑に含まれている不純物であり、含有量が多すぎると、熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、穴広げ性を劣化させるＡ系介在物を生成させる元素である。このためＳの含有量は、極力低減させるべきであるが、０．０３％以下ならば許容できる範囲であるので、０．０３％以下とする。ただし、ある程度の穴広げ性を必要とする場合のＳ含有量は、好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００５％以下が望ましい。下限は、現行の一般的な精錬（二次精錬を含む）で可能な０．０００５％とした。
Ａｌ：０．００１〜２％
Ａｌは、鋼の精錬工程における溶鋼脱酸のために０．００１％以上添加する必要があるが、コストの上昇を招くため、その上限を２％とする。また、Ａｌをあまり多量に添加すると、非金属介在物を増大させ延性及び靭性を劣化させるので０．０６％以下であることが望ましい。更に望ましくは０．０４％以下である。また、Ｓｉと同様に材料組織中におけるセメンタイト等の鉄系炭化物の析出を抑制する効果を得るためには、０．０１６％以上含有させることが望ましい。従って、さらに望ましくは０．０１６％以上０．０４％以下である。
Ｎ：０．０００５〜０．０１％以下
Ｎの含有量は、極力低減させるべきであるが、０．０１％以下ならば許容できる範囲である。ただし、耐時効性の観点からは０．００５％以下とすることが更に望ましい。下限は、現行の一般的な精錬（二次精錬を含む）で可能な０．０００５％とした。
更に、穴拡げ性を向上させるべく介在物制御、析出物微細化のために従来から用いている元素としてＴｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｍｇ、Ｒｅｍ、Ｃａ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ａｓ，Ｃｏ，Ｓｎ、Ｐｂ，Ｙ、Ｈｆのいずれか１種または２種以上を含有しても構わない。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂは炭素、窒素の固定、析出強化、組織制御、細粒強化などの機構を通じて材質を改善するので必要に応じ、Ｔｉは０．００１％、Ｎｂは０．００１％、Ｂは０．０００１％以上添加することが望ましい。好ましくは、Ｔｉは０．０１％、Ｎｂは０．００５％以上がよい。しかし、過度に添加しても格段の効果はなく、むしろ加工性や製造性を劣化させるのでそれぞれ上限をＴｉは０．２％、Ｎｂは０．２％、Ｂは０．００５％とした。好ましくは、Ｂは０．００３％以下がよい。
Ｍｇ、Ｒｅｍ、Ｃａは介在物を無害間するのに重要な添加元素である。各元素の下限を０．０００１％とした。好ましい下限としては、Ｍｇが０．０００５％、Remが０．００１％、Ｃａが０．０００５％がよい。一方、過剰添加は清浄度の悪化につながるためＭｇは０．０１％、Ｒｅｍは０．１％、Ｃａは０．０１％を上限とした。好ましくは、Ｃａは０．０１％以下がよい。
Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｗ、Ｚｒ、Ａｓは機械的強度を高めたり材質を改善する効果があるので、必要に応じて、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｗはそれぞれ０．００１％以上、Ｚｒ、Ａｓはそれぞれ０．０００１％以上を添加することが望ましい。好ましい下限としては、Ｍｏが０．０１％、Ｃｒが０．０１％、Ｎｉが０．０５％、Ｗが０．０１％がよい。しかし、過度の添加は逆に加工性を劣化させるので、それぞれの上限を、Ｍｏは１．０％、Ｃｒは２．０％、Ｎｉは２．０％、Ｗは１．０％、Ｚｒは０．２％、Ａｓは０．５％とする。好ましくは、Ｚｒは０．０５％以下がよい。
ＶおよびＣｕは、Ｎｂ、Ｔｉ同様析出強化に有効でそれらの元素よりも添加による強化が起因した局部変形能の劣化代が小さく、高強度でよりよい穴拡げ性が必要な場合にはＮｂやＴｉよりも効果的な添加元素である。そこで、ＶおよびＣｕの下限は０．００１％とした。好ましくは、０．０１％以上がよい。過剰添加は加工性の劣化につながることから、Ｖの上限を１．０％、Ｃｕの上限を２．０％とした。好ましくは、Ｖは０．５％以下がよい。
Ｃｏはγ→α変態点を顕著に上昇させるので、特にＡｒ３点以下での熱延を指向する場合には有効な元素である。この効果を得るために下限を０．０００１％とした。好ましくは、０．００１％以上がよい。しかし、多すぎると溶接性が劣悪となるため、上限を１．０％とする。好ましくは０．１以下％がよい。
Ｓｎ、Ｐｂはめっき性の濡れ性や密着性を向上させるのに有効な元素であり、それぞれ０．０００１％、０．００１％以上添加できる。好ましくは、Ｓｎが０．００１％以上がよい。しかし、多すぎると製造時の疵が発生しやすくなったり、また、靭性の低下を引き起こしたりするため、上限をそれぞれ０．２％、０．１％とした。好ましくは、Ｓｎが０．１％以下がよい。
Ｙ、Ｈｆは耐食性を向上させるのに有効な元素であり、０．００１％〜０．１０％添加できる。いずれも、０．００１％未満では効果が認められず、０、１０％を超えて添加すると穴拡げ性が劣化するため、上限を０．１０％とした。
（表面処理）
なお、本発明の高強度冷延鋼板は、以上説明した冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき処理による溶融亜鉛めっき層や、さらには、めっき後合金化処理をして合金化亜鉛めっき層を備えていてもよい。このようなめっき層を備えることにより、本発明の優れた伸びフランジ性及び精密打ち抜き性を損なうものではない。また、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、ノンクロ処理等による表面処理層の何れを有していても本発明の効果が得られる。
（鋼板の製造方法）
次に本発明の鋼板の製造方法について述べる。
優れた伸びフランジ性及び精密打ち抜き性を実現するためには、極密度についてランダムな集合組織を形成させること、および、各方向のｒ値の条件を満たした鋼板とすることが重要である。これらを同時に満たすための製造条件の詳細を以下に記す。
熱間圧延に先行する製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続き、各種の２次製錬を行って上述した成分となるように調整し、次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。連続鋳造の場合には一度低温まで冷却したのち、再度加熱してから熱間圧延しても良いし、鋳造スラブを連続的に熱延しても良い。原料にはスクラップを使用しても構わない。
（第１の熱間圧延）
加熱炉より抽出したスラブを、第１の熱間圧延である粗圧延工程に供して粗圧延を行い、粗バーを得る。本発明鋼板は、以下の要件を満たす必要がある。まず、粗圧延後のオーステナイト粒径、即ち、仕上げ圧延前のオーステナイト粒径が重要である。仕上げ圧延前のオーステナイト粒径は小さいことが望ましく、２００μｍ以下であれば、結晶粒の微細化及び均質化に大きく寄与し、後の工程で造り込まれるマルテンサイトを微細かつ均一に分散させることができる。
仕上げ圧延前において２００μｍ以下のオーステナイト粒径を得るためには，１０００〜１２００℃の温度域での粗圧延において、圧下率４０％以上の圧延を１回以上行う必要がある。
仕上げ圧延前のオーステナイト粒径は１００μｍ以下が望ましいが、この粒径を得るには、４０％以上の圧延を２回以上行う。ただし、７０％を超える圧下や、１０回を超える粗圧延は、圧延温度の低下や、スケールの過剰生成の懸念がある。
このように、仕上げ圧延前のオーステナイト粒径を２００μｍ以下にすると、仕上げ圧延でオーステナイトの再結晶が促進されて、特にｒＬ値、ｒ３０値が制御され、穴拡げ性の改善に有効である。
この理由は、粗圧延後（即ち、仕上げ圧延前）のオーステナイト粒界が、仕上げ圧延中の再結晶核の１つとして機能することによると推測される。粗圧延後のオーステナイト粒径は、仕上げ圧延に入る前の鋼板片を可能な限り急冷（例えば、１０℃／秒以上で冷却）し、鋼板片の断面をエッチングしてオーステナイト粒界を浮き立たせ、光学顕微鏡で観察して確認する。この際、５０倍以上の倍率にて２０視野以上を、画像解析やポイントカウント法にて、オーステナイト粒径を測定する。
ｒＣ、ｒ３０が前述の所定の値を満たすためには、粗圧延後すなわち仕上げ圧延前のオーステナイト粒径が重要である。図８、図９のように、仕上げ圧延前のオーステナイト粒径が小さいことが望ましく、２００μｍ以下であれば前述の値を満足することが判明した。
（第２の熱間圧延）
粗圧延工程（第１の熱間圧延）が終了した後、第２の熱間圧延である仕上げ圧延工程を開始する。粗圧延工程終了から仕上げ圧延工程開始までの時間は１５０秒以下とすることが望ましい。
仕上げ圧延工程（第２の熱間圧延）においては、仕上げ圧延開始温度を１０００℃以上とすることが望ましい。仕上げ圧延開始温度が１０００℃未満であると、各仕上げ圧延パスにおいて、圧延対象の粗バーに与える圧延温度が低温化し、未再結晶温度域での圧下となって集合組織が発達し等方性が劣化する。
なお、仕上げ圧延開始温度の上限は特に限定しない。しかし、１１５０℃以上であると、仕上げ圧延前及びパス間で、鋼板地鉄と表面スケールの間に、ウロコ状の紡錘スケール欠陥の起点となるブリスターが発生する恐れがあるので、１１５０℃未満が望ましい。
仕上げ圧延では、鋼板の成分組成により決定される温度をＴ１として、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域において、少なくとも１回は１パスで３０％以上の圧延を行う。また、仕上げ圧延では、合計の圧下率を５０％以上とする。この条件を満足することにより、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲における、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値が６．５以下となり、かつ、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が５．０以下となる。これにより、優れたフランジ性及び精密打ち抜き性を確保することができる。
ここで、Ｔ１は、下記式（１）で算出される温度である。
Ｔ１（℃）＝８５０＋１０×（Ｃ＋Ｎ）×Ｍｎ＋３５０×Ｎｂ＋２５０×Ｔｉ＋４０×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋１００×Ｍｏ＋１００×Ｖ ・・・式（１）
Ｃ、Ｎ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖは、各元素の含有量（質量％）である。なお、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖについては、含有されて無い場合は、０として計算する。
図１０および図１１に各温度域での圧下率と各方位の極密度の関係を示す。図１０と図１１に示すように、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域における大圧下と、その後のＴ１以上Ｔ１+３０℃未満での軽圧下は、後述する実施例の表２、３に見られるように、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度を制御して、最終製品の穴拡げ性を飛躍的に改善する。
Ｔ１温度自体は経験的に求めたものである。Ｔ１温度を基準として、各鋼のオーステナイト域での再結晶が促進されることを発明者らは実験により経験的に知見した。さらに良好な穴拡げ性を得るためには、大圧下による歪を蓄積することが重要で、仕上げ圧延において、合計の圧下率として５０％以上は必須である。さらには、７０％以上の圧下を取ることが望ましく、一方で９０％を超える圧下率をとることは温度確保や過大な圧延付加を加えることとなる。
Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での合計圧下率が５０％未満であると、熱間圧延中に蓄積される圧延歪みが十分ではなく、オーステナイトの再結晶が十分に進行しない。そのため、集合組織が発達して等方性が劣化する。合計圧下率が７０％以上であると、温度変動等に起因するバラツキを考慮しても、十分な等方性が得られる。一方、合計圧下率が９０％を超えると、加工発熱により、Ｔ１＋２００℃以下の温度域することが難しくなり、また、圧延荷重が増加し圧延が困難となる恐れがある。
仕上げ圧延では、蓄積した歪みの開放による均一な再結晶を促すため、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下で、少なくとも１回は、１パスで３０％以上の圧延を行う。
なお、蓄積した歪の開放による均一な再結晶を促すためには、Ｔ１＋３０℃未満の温度域での加工量をなるべく少なく抑えることが必要である。そのためには、Ｔ１＋３０℃未満での圧下率が３０％以下であることが望ましい。板厚精度や板形状の観点からは、１０％以下の圧下率が望ましい。より穴拡げ性を重視する場合には、Ｔ１＋３０℃未満の温度域での圧下率は０％が望ましい。
仕上げ圧延は、Ｔ１+３０℃以上で終了することが望ましい。Ｔ１以上Ｔ１+３０℃未満の温度域での圧下率が大きいと、せっかく再結晶したオーステナイト粒が展伸してしまい、停留時間が短いと再結晶が十分に進まず穴拡げ性を劣化させてしまう。すなわち、本願発明の製造条件は、仕上げ圧延においてオーステナイトを均一・微細に再結晶させることで、製品の集合組織を制御して穴拡げ性を改善する。
圧延率は、圧延荷重、板厚測定などから実績又は計算により求めることができる。温度は、スタンド間温度計で実測可能であり、また、ラインスピードや圧下率などから加工発熱を考慮した計算シミュレーションで得ることができる。よって、本発明で規定した圧延が行われているか否は、容易に確認できる。
以上のように行われる熱間圧延（第１、２の熱間圧延）はＡｒ３変態温度以上で終了する。熱間圧延をＡr3以下で終了すると、オーステナイトとフェライトに２相域圧延になってしまい、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群への集積が強くなる。その結果、穴拡げ性が著しく劣化する。
更に、圧延方向のｒＬおよび圧延方向の６０°のｒ６０をそれぞれｒＬ≧０．７０、ｒ６０≦１．１０として、更に良好な強度と、穴拡げ≧３００００を満たすためには、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下での圧下時の最大加工発熱量、即ち圧下による温度上昇代（℃）を１８℃以下に抑えることが望ましい。そのためには、スタンド間冷却などの使用が望ましい。
（冷間圧延前冷却）
仕上げ圧延において、圧下率が３０％以上の最終圧下が行われた後、待ち時間ｔ秒が下記式（２）を満たすように、冷間圧延前冷却を開始する。
ｔ≦２．５×ｔ１ ・・・ 式（２）
ここで、ｔ１は、下記式（３）で求められる。
ｔ１＝０．００１×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）2−０．１０９×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）＋３．１ ・・・ 式（３）
ここで、上記式（３）において、Ｔｆは、圧下率が３０％以上の最終圧下後の鋼片の温度、Ｐ１は、３０％以上の最終圧下の圧下率である。
なお、”圧下率が３０％以上の最終圧下”とは、仕上げ圧延において行われる複数パスの圧延のうち、圧下率が３０％以上となる圧延の中の最後に行われた圧延を指す。例えば、仕上げ圧延において行われる複数パスの圧延のうち、最終段で行われた圧延の圧下率が３０％以上である場合は、その最終段で行われた圧延が、”圧下率が３０％以上の最終圧下”である。また、仕上げ圧延において行われる複数パスの圧延のうち、最終段よりも前に行われた圧延の圧下率が３０％以上であり、その最終段よりも前に行われた圧延（圧下率が３０％以上の圧延）が行われた後は、圧下率が３０％以上となる圧延が行われなかった場合であれば、その最終段よりも前に行われた圧延（圧下率が３０％以上の圧延）が、”圧下率が３０％以上の最終圧下”である。
仕上げ圧延において、圧下率が３０％以上の最終圧下が行われた後、冷間圧延前１次冷却が開始されるまでの待ち時間ｔ秒は、オーステナイト粒径に大きな影響を与える。すなわち、鋼板の等軸粒分率、粗粒面積率に大きな影響を与える。
待ち時間ｔが、ｔ１×２．５を超えると、再結晶は既にほとんど完了している一方で、結晶粒が著しく成長して粗粒化が進むことで、ｒ値及び伸びが低下する。
待ち時間ｔ秒が、さらに、下記式（２ａ）を満たすことで、結晶粒の成長を優先的に抑制することができる。その結果、再結晶が十分に進行していなくても鋼板の伸びを十分に向上させることができ、同時に、疲労特性を向上させることができる。
ｔ＜ｔ１ ・・・ 式（２ａ）
一方、待ち時間ｔ秒が、さらに、下記式（２ｂ）を満たすことで、再結晶化が十分に進み結晶方位がランダム化する。そのため、鋼板の伸びを十分に向上させることができ、同時に、等方性を大きく向上させることができる。
ｔ１≦ｔ≦ｔ１×２．５ ・・・ 式（２ｂ）
ここで、図１２に示すように、連続熱間圧延ライン１では、加熱炉で所定温度に加熱された鋼片（スラブ）が、粗圧延機２、仕上げ圧延機３で順に圧延され、所定の厚みの熱延鋼板４となってランナウトテーブル５に送り出される。本発明の製造方法では、粗圧延機２で行われる粗圧延工程（第１の熱間圧延）において、１０００℃以上１２００℃以下の温度範囲で、圧下率４０％以上の圧延が鋼片（スラブ）に１回以上行われる。
こうして粗圧延機２で所定厚みに圧延された粗バーは、次に、仕上げ圧延機３の複数の圧延スタンド６で仕上げ圧延（第２の熱間圧延）され、熱延鋼板４となる。そして、仕上げ圧延機３では、温度Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域で、少なくとも１回は１パスで３０％以上の圧延が行われる。また、仕上げ圧延機３では、合計の圧下率は５０％以上となる。
さらに、仕上げ圧延工程において、圧下率が３０％以上の最終圧下が行われた後、待ち時間ｔ秒が上記式（２）、あるいは、上記式（２ａ）、（２ｂ）のいずれかを満たすように、冷間圧延前１次冷却が開始される。この冷間圧延前１次冷却の開始は、仕上げ圧延機３の各圧延スタンド６間に配置されたスタンド間冷却ノズル１０、あるいは、ランナウトテーブル５に配置された冷却ノズル１１によって行われる。
例えば、仕上げ圧延機３の前段（図１２において左側、圧延の上流側）に配置された圧延スタンド６においてのみ、圧下率が３０％以上の最終圧下が行われ、仕上げ圧延機３の後段（図１２において右側、圧延の下流側）に配置された圧延スタンド６では、圧下率が３０％以上となる圧延が行われない場合、冷間圧延前１次冷却の開始を、ランナウトテーブル５に配置された冷却ノズル１１によって行ったのでは、待ち時間ｔ秒が上記式（２）、あるいは、上記式（２ａ）、（２ｂ）を満たさなくなってしまう場合がある。かかる場合は、仕上げ圧延機３の各圧延スタンド６間に配置されたスタンド間冷却ノズル１０によって、冷間圧延前１次冷却を開始する。
また、例えば、仕上げ圧延機３の後段（図１２において右側、圧延の下流側）に配置された圧延スタンド６で、圧下率が３０％以上の最終圧下が行われる場合、冷間圧延前１次冷却の開始を、ランナウトテーブル５に配置された冷却ノズル１１によって行っても、待ち時間ｔ秒が上記式（２）、あるいは、上記式（２ａ）、（２ｂ）を満たすことが可能な場合もある。かかる場合は、ランナウトテーブル５に配置された冷却ノズル１１によって、冷間圧延前１次冷却を開始しても構わない。もちろん、圧下率が３０％以上の最終圧下が行われた後であれば、仕上げ圧延機３の各圧延スタンド６間に配置されたスタンド間冷却ノズル１０によって、冷間圧延前１次冷却を開始しても良い。
そして、この冷間圧延前１次冷却では、５０℃／秒以上の平均冷却速度で、温度変化（温度降下）が４０℃以上１４０℃以下となる冷却が行われる。
温度変化が４０℃未満であると、再結晶したオーステナイト粒が粒成長して、低温靭性が劣化する。４０℃以上とすることで、オーステナイト粒の粗大化を抑制することができる。４０℃未満では、その効果は得られない。一方、１４０℃を超えると、再結晶が不十分となり、狙いのランダム集合組織が得られにくくなる。また、伸びに有効なフェライト相も得られにくく、またフェライト相の硬さが高くなることで、穴拡げ性も劣化する。また、温度変化が１４０℃超では、Ａr3変態点温度以下まで、オーバーシュートする恐れがある。その場合、再結晶オーステナイトからの変態であっても、バリアント選択の先鋭化の結果、やはり、集合組織が形成されて等方性が低下する。
冷間圧延前冷却での平均冷却速度が５０℃／秒未満であると、やはり、再結晶したオーステナイト粒が粒成長して、低温靭性が劣化する。平均冷却速度の上限は特に定めないが、鋼板形状の観点から、２００℃／秒以下が妥当と思われる。
また、先にも説明したように、均一な再結晶を促すためには、Ｔ１＋３０℃未満の温度域での加工量がなるべく少ないことが望ましく、Ｔ１＋３０℃未満の温度域での圧下率が３０％以下であることが望ましい。例えば、図１２に示す連続熱間圧延ライン１の仕上げ圧延機３において、前段側（図１２において左側、圧延の上流側）に配置された１または２以上の圧延スタンド６を通過する際には、鋼板がＴ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域であり、その後段側（図１２において右側、圧延の下流側）に配置された１または２以上の圧延スタンド６を通過する際には、鋼板がＴ１＋３０℃未満の温度域である場合、その後段側（図１２において右側、圧延の下流側）に配置された１または２以上の圧延スタンド６を通過する際には、圧下が行わないか、あるいは、圧下が行われても、Ｔ１＋３０℃未満での圧下率が合計で３０％以下であることが望ましい。板厚精度や板形状の観点からは、Ｔ１＋３０℃未満での圧下率が合計で１０％以下の圧下率が望ましい。より等方性を求める場合には、Ｔ１＋３０℃未満の温度域での圧下率は０％が望ましい。
本発明製造方法において、圧延速度は特に限定されない。しかし、仕上げ圧延の最終スタンド側での圧延速度が４００ｍｐｍ未満であると、γ粒が成長して粗大化し、延性を得るためのフェライトの析出可能な領域が減少して、延性が劣化する恐れがある。圧延速度の上限を特に限定しなくとも、本発明の効果は得られるが、設備制約上、１８００ｍｐｍ以下が現実的である。それ故、仕上げ圧延工程において、圧延速度は、４００ｍｐｍ以上１８００ｍｐｍ以下が望ましい。また、熱間圧延においては、粗圧延後にシートバーを接合し、連続的に仕上げ圧延をしても良い。その際に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良い。
（巻取り）
このようにして熱延鋼鈑を得た後、６５０℃以下で巻き取ることができる。巻取り温度が６５０℃を超えると、フェライト組織の面積率が増加し、パーライトの面積率が５％超にならない。
（冷間圧延）
上記のようにして製造した熱延原板を、必要に応じて酸洗し、冷間にて圧下率４０％以上８０％以下の圧延を行う。圧下率が４０％以下では、その後の加熱保持で再結晶を起こすことが困難となり、等軸粒分率が低下する上、加熱後の結晶粒が粗大化してしまう。８０％を超える圧延では、加熱時に集合組織が発達するため、異方性が強くなってしまう。このため、冷間圧延の圧下率は４０％以上８０％以下とする。
（加熱保持）
冷間圧延された鋼板（冷延鋼板）は、その後、７５０〜９００℃の温度域まで加熱され、７５０〜９００℃の温度域に１秒以上、３００秒以下保持される。これより低温もしくは短時間では、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、その後の冷却工程で第二相を得ることができず、十分な強度が得られない。一方、これより高温もしくは３００秒以上保持が続くと、結晶粒が粗大化してしまう。
冷間圧延後の鋼板を、このように７５０〜９００℃の温度域まで加熱するにあたり、室温以上、６５０℃以下の平均加熱速度を、下記式（５）で示されるＨＲ１（℃／秒）とし、６５０℃を超え、７５０〜９００℃の温度域までの平均加熱速度を、下記式（６）で示されるＨＲ２（℃／秒）とする。
ＨＲ１≧０．３ ・・・ 式（５）
ＨＲ２≦０．５×ＨＲ１ ・・・ 式（６）
上記の条件で熱間圧延が行われ、更に冷間圧延前冷却が行われたことにより、結晶粒の微細化と結晶方位のランダム化が両立させられる。しかしながら、その後に行われる冷間圧延により、強い集合組織が発達し、その集合組織が鋼板中に残り易くなる。その結果、鋼板のｒ値及び伸びが低下し、等方性が低下してしまう。そこで、冷間圧延後に行われる加熱を適切に行うことにより、冷間圧延で発達した集合組織をなるべく消滅させることが望ましい。そのためには、加熱の平均加熱速度を、上記式（５）、（６）で示される２段階に分けることが必要となる。
この二段階の加熱によって、鋼板の集合組織や特性が向上する詳細な理由は不明なものの、本効果は冷延時に導入された転位の回復と再結晶に関連があると考えられる。即ち、加熱によって鋼板中に生ずる再結晶の駆動力は、冷間圧延により鋼板中に蓄えられた歪である。室温以上、６５０℃以下の温度範囲での平均加熱速度ＨＲ１が小さい場合、冷間圧延によって導入された転位は回復してしまい、再結晶は起こらなくなる。その結果、冷間圧延時に発達した集合組織がそのまま残ることとなり、等方性などの特性が劣化してしまう。室温以上、６５０℃以下の温度範囲の平均加熱速度ＨＲ１が０．３℃/秒未満では、冷間圧延にて導入された転位が回復してしまい、冷間圧延時に形成された強い集合組織が残存してしまう。このため、室温以上、６５０℃以下の温度範囲の平均加熱速度ＨＲ１は、０．３（℃/秒）以上とする必要がある。
一方、６５０℃を超え、７５０〜９００℃の温度域までの平均加熱速度ＨＲ２が大きいと、冷延後の鋼板中に存在していたフェライトが再結晶することなく、加工ままの未再結晶フェライトが残留する。特に、０．０１％を超るＣを含む鋼は、フェライト及びオーステナイトの二相域に加熱すると、形成したオーステナイトが再結晶フェライトの成長の阻害し、未再結晶フェライトがより残り易くなる。この未再結晶フェライトは、強い集合組織を持つことから、ｒ値や等方性といった特性に悪影響を及ぼすと共に、転位を多く含むことから延性を大幅に劣化させる。このことから、６５０℃を超え、７５０〜９００℃の温度域までの温度範囲では、平均加熱速度ＨＲ２が、０．５×ＨＲ１（℃/秒）以下である必要がある。
（冷間圧延後１次冷却）
上記の温度範囲で所定時間保持した後、５８０℃以上７５０℃以下の温度域まで、１℃/s以上１０℃/s以下の平均冷却速度で冷間圧延後１次冷却を行う。
（停留）
冷間圧延後１次冷却の終了後、１秒以上１０００秒以下の間、温度低下速度が１℃/s以下となる条件で停留させる。
（冷間圧延後２次冷却）
上記停留をした後、５℃/s以下の平均冷却速度で冷間圧延後２次冷却を行う。冷間圧延後２次冷却の平均冷却速度が５℃/sよりも大きいと、ベイナイトとマルテンサイトの和が５％以上となり、精密打ち抜き性が低下するので好ましくない。
以上のように製造された冷延鋼板に、必要に応じて、溶融亜鉛めっき処理や、さらには、めっき処理に引き続いて合金化処理を施してもよい。溶融亜鉛めっき処理は、前述の７５０℃以上９００℃以下の温度域での保持後の冷却の際に実施してもよいし、冷却後に行ってもよい。その際、溶融亜鉛めっき処理や合金化処理は、常法によって行えばよい。例えば、合金化処理は４５０〜６００℃の温度域で行う。合金化処理温度が４５０℃未満であると、十分に合金化が進行せず、一方、６００℃を超えると、合金化が進行し過ぎて、耐食性が劣化する。
次に、本発明の実施例について説明する。なお、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。実施例に用いた各鋼の化学成分を表１に示す。表２に各製造条件を示す。また、表２の製造条件による各鋼種の組織構成と機械的特性を表３に示す。なお、各表における下線は、本発明の範囲外もしくは本発明の好ましい範囲の範囲外であることを示す。
表１に示す成分組成を有する“Ａ〜Ｕ”の発明鋼、及び、“ａ〜ｇ”の比較鋼を用いて検討した結果について説明する。なお、表１において、各成分組成の数値は、質量％を示す。表２、３において、鋼種に付されているＡ〜Ｕの英文字とａ〜ｇの英文字は、表１の各発明鋼Ａ〜Ｕおよび各比較鋼ａ〜ｇの成分であることを示す。
これらの鋼（発明鋼Ａ〜Ｕおよび比較鋼ａ〜ｇ）を、鋳造後、そのまま、又は、一旦室温まで冷却し後、１０００〜１３００℃の温度域に加熱し、その後、表２に示す条件で、熱間圧延、冷間圧延及び冷却を施した。
熱間圧延では、先ず、第１の熱間圧延である粗圧延において、１０００℃以上１２００℃以下の温度域で、４０％以上の圧下率で１回以上圧延した。但し、鋼種Ａ３、Ｅ３、Ｍ２については、粗圧延において、１パスで圧下率が４０％以上の圧延は行われなかった。粗圧延における、圧下率が４０％以上の圧下回数、各圧下率（％）、粗圧延後（仕上げ圧延前）のオーステナイト粒径（μｍ）を表２に示す。なお、各鋼種の温度Ｔ１（℃）、温度Ａｃ１（℃）を、表２に示す。
粗圧延が終了した後、第２の熱間圧延である仕上げ圧延を行った。仕上げ圧延では、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域で、少なくとも１回は１パスで圧下率３０％以上の圧延を行い、Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲においては、合計の圧下率を３０％以下とした。なお、仕上げ圧延では、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での最終パスで、１パスで圧下率３０％以上の圧延を行った。
但し、鋼種Ａ９、Ｃ３については、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域で、圧下率３０％以上の圧延は行われなかった。また、鋼種Ａ７は、Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲での合計の圧下率が３０％超であった。
また、仕上げ圧延では、合計の圧下率を５０％以上とした。但し、鋼種Ｃ３については、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での合計の圧下率が５０％未満であった。
仕上げ圧延における、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での最終パスの圧下率（％）、最終パスよりも１段前のパスの圧下率（最終前パスの圧下率）（％）を表２に示す。また、仕上げ圧延における、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での合計の圧下率（％）、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での最終パスでの圧下後の温度（℃）、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域での圧下時の最大加工発熱量（℃）、Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲での圧下時の圧下率（％）を表２に示す。
仕上げ圧延においてＴ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での最終圧下を行った後、待ち時間ｔ秒が２．５×ｔ１を経過する前に、冷間圧延前冷却を開始した。冷間圧延前冷却では、平均冷却速度を５０℃／秒以上とした。また、冷間圧延前冷却での温度変化（冷却温度量）は、４０℃以上１４０℃以下の範囲とした。
但し、鋼種Ａ９、Ｊ２は、仕上げ圧延におけるＴ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での最終圧下から、待ち時間ｔ秒が２．５×ｔ１を経過した後に、冷間圧延前冷却を開始した。鋼種Ａ３は、冷間圧延前１次冷却での温度変化（冷却温度量）が４０℃未満であり、鋼種Ｂ３は、冷間圧延前冷却での温度変化（冷却温度量）が１４０℃超であった。鋼種Ａ８は、冷間圧延前冷却での平均冷却速度が５０℃／秒未満であった。
各鋼種のｔ１（秒）、仕上げ圧延におけるＴ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での最終圧下から、冷間圧延前冷却を開始するまでの待ち時間ｔ（秒）、ｔ／ｔ１、冷間圧延前冷却での温度変化（冷却量）（℃）、冷間圧延前冷却での平均冷却速度（℃／秒）を表２に示す。
冷間圧延前冷却の後、６５０℃以下で巻取りを行い、２〜５ｍｍ厚の熱延原板を得た。
但し、鋼種Ａ６、Ｅ３は、巻取り温度が６５０℃超であった。各鋼種について、冷間圧延前冷却の停止温度（巻取り温度）（℃）を表２に示す。
次に、熱延原板を、酸洗した後、圧下率４０％以上、８０％以下で冷間圧延した。但し、鋼種Ａ２、Ｅ３、Ｉ３、Ｍ２は、冷間圧延の圧下率が４０％未満であった。また、鋼種Ｃ４は、冷間圧延の圧下率が８０％超であった。冷間圧延における、各鋼種の圧下率（％）を表２に示す。
冷間圧延後、７５０〜９００℃の温度域まで加熱して、１秒以上、３００秒以下保持した。また、７５０〜９００℃の温度域まで加熱するにあたり、室温以上、６５０℃以下の平均加熱速度ＨＲ１（℃／秒）を０．３以上（ＨＲ１≧０．３）とし、６５０℃を超え、７５０〜９００℃までの平均加熱速度ＨＲ２（℃／秒）を、０．５×ＨＲ１以下（ＨＲ２≦０．５×ＨＲ１）とした。各鋼種の加熱温度（焼鈍温度）、加熱保持時間（冷間圧延後１次冷却開始までの時間）（秒）、平均加熱速度ＨＲ１、ＨＲ２（℃／秒）を表２に示す。
但し、鋼種Ｆ３は、加熱温度が９００℃超であった。鋼種Ｎ２は、加熱温度が７５０℃未満であった。鋼種Ｃ５は、加熱保持時間が１秒未満であった。鋼種Ｆ２は、加熱保持時間が３００秒超であった。また、鋼種Ｂ４は、平均加熱速度ＨＲ１が０．３（℃／秒）未満であった。鋼種Ｂ５は、平均加熱速度ＨＲ２（℃／秒）が０．５×ＨＲ１超であった。
加熱保持後、１℃/s以上１０℃/s以下の平均冷却速度で、５８０〜７５０℃の温度域まで冷間圧延後１次冷却を行った。但し、鋼種Ａ２は、冷間圧延後１次冷却の平均冷却速度が１０℃／秒超であった。鋼種Ｃ６は、冷間圧延後１次冷却の平均冷却速度が１℃／秒未満であった。また、鋼種Ａ２、Ａ５は、冷間圧延後１次冷却の停止温度が５８０℃未満であり、鋼種Ａ３、Ａ４、Ｍ２は、冷間圧延後１次冷却の停止温度が７５０℃超であった。冷間圧延後１次冷却における各鋼種の平均冷却速度（℃／秒）、冷却停止温度（℃）を表２に示す。
冷間圧延後１次冷却を行った後、１秒以上１０００秒以下の間、温度低下速度が１℃/s以下となる条件で停留させた。各鋼の停留時間（冷間圧延後１次冷却開始までの時間)を表２に示す。
停留後、５℃/s以下の平均冷却速度で冷間圧延後２次冷却を行った。但し、鋼種Ａ５は、冷間圧延後２次冷却の平均冷却速度が５℃／秒超であった。冷間圧延後２次冷却における各鋼種の平均冷却速度（℃／秒）を表２に示す。
その後、０．５％のスキンパス圧延を行い、材質評価を行った。なお、鋼種Ｔ１には、溶融亜鉛めっき処理を施した。鋼種Ｕ１には、めっき後、４５０〜６００℃の温度域で合金化処理を施した。
各鋼種の金属組織における、フェライト、パーライト、ベイナイト+マルテンサイトの面積率（組織分率）（％）、各鋼種の鋼板表面から５／８〜３／８の板厚範囲における、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度を表３に示す。なお、組織分率は、スキンパス圧延前の組織分率で評価した。また、各鋼種の機械的特性として、各ｒ値であるｒＣ、ｒＬ、ｒ３０、ｒ６０、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）、伸び率Ｅｌ（％）、局部変形能の指標としての穴拡げ率λ（％）、TS×λ、パーライトのビッカース硬さＨＶｐ、せん断面比率（５）を表３に示した。また、めっき処理の有無を示した。
なお、引っ張り試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した。穴拡げ試験は、鉄連規格ＪＦＳ Ｔ１００１に準拠した。各結晶方位の極密度は、前述のＥＢＳＰを用いて、圧延方向に平行な断面の板厚の３／８〜５／の領域を０．５μｍピッチで測定した。また、各方向のr値については、前述した方法により測定した。せん断面比率は板厚を１．２ｍｍとし、Φ１０ｍｍの円形ポンチおよびクリアランス１％の円形ダイスで打ち抜いた後、打ち抜き端面を測定した。ｖＴｒｓ（シャルピー破面遷移温度）は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠するシャルピー衝撃試験方法により測定した。伸びフランジ性はＴＳ×λ≧３００００で優れていると判定し、精密打ち抜き性はせん断面比率９０％以上で優れていると判定した。低温靭性は、ｖＴｒs=-40超で劣化したと判定した。
本発明で規定する条件を満たすもののみが、図１４に示すように優れた精密打ち抜き性と伸びフランジ性を持つことが分かる。
Figure 2013015428
Figure 2013015428
Figure 2013015428

Claims (15)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０１％超、０．４％以下
    Ｓｉ：０．００１％以上、２．５％以下、
    Ｍｎ：０．００１％以上、４％以下、
    Ｐ：０．００１〜０．１５％以下、
    Ｓ：０．０００５〜０．０３％以下、
    Ａｌ：０．００１％以上、２％以下、
    Ｎ：０．０００５〜０．０１％以下、
    を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなり、
    鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲において、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞、及び、｛２２３｝＜１１０＞の各結晶方位で表わされる｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値が６．５以下、かつ、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が５．０以下であり、
    金属組織が、面積率で、パーライト５％超を含有し、ベイナイトとマルテンサイトの和が５％未満に制限され、残部がフェライトからなる、伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れる高強度冷延鋼板。
  2. 更に、パーライト相のビッカース硬さが１５０ＨＶ以上３００ＨＶ以下である、請求項１記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れる高強度冷延鋼板。
  3. 更に、圧延方向と直角方向のｒ値（rC）が０．７０以上、圧延方向と３０°のｒ値（r30）が１．１０以下、圧延方向のｒ値（rL）が０．７０以上、圧延方向と６０°のｒ値（ｒ６０）が１．１０以下である、請求項１に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れる高強度冷延鋼板。
  4. 更に、質量％で、
    Ｔｉ：０．００１％以上、０．２％以下、
    Ｎｂ：０．００１％以上、０．２％以下、
    Ｂ：０．０００１％以上、０．００５％以下
    Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０１％以下、
    Ｒｅｍ：０．０００1％以上、０．１％以下、
    Ｃａ：０．０００１％以上、０．０１％以下、
    Ｍｏ：０．００１％以上、１％以下、
    Ｃｒ：０．００１％以上、２％以下、
    Ｖ：０．００１％以上、１％以下、
    Ｎｉ：０．００１％以上、２％以下、
    Ｃｕ：０．００１％以上、２％以下、
    Ｚｒ：０．０００１％以上、０．２％以下、
    Ｗ：０．００１％以上、１％以下、
    Aｓ：０．０００１％以上、０．５％、
    Ｃｏ：０．０００１％以上、１％以下、
    Ｓｎ：０．０００１％以上、０．２％以下、
    Ｐｂ：０．００１％以上、０．１％以下、
    Ｙ：０．００１％以上、０．１％以下、
    Ｈｆ：０．００１％以上、０．１％以下
    の１種又は２種以上を含有する、請求項１に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れる高強度冷延鋼板。
  5. 更に、板厚中央部を中央として、板厚を１．２ｍｍに減厚した鋼板に対し、Φ１０ｍｍの円形ポンチおよびクリアランス１％の円形ダイスで打ち抜いた場合に、打ち抜き端面のせん断面比率が９０％以上となる、請求項１に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れる高強度冷延鋼板。
  6. 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、請求項１に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板。
  7. 質量％で、
    Ｃ：０．０１％超、０．４％以下
    Ｓｉ：０．００１％以上、２．５％以下、
    Ｍｎ：０．００１％以上、４％以下、
    Ｐ：０．００１〜０．１５％以下、
    Ｓ：０．０００５〜０．０３％以下、
    Ａｌ：０．００１％以上、２％以下、
    Ｎ：０．０００５〜０．０１％以下、
    を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を、
    １０００℃以上１２００℃以下の温度範囲で、圧下率４０％以上の圧延を１回以上行う第１の熱間圧延を行い、
    前記第１の熱間圧延で、オーステナイト粒径を２００μｍ以下とし、
    下記式（１）で定まる温度Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域で、少なくとも１回は１パスで圧下率３０％以上の圧延を行う第２の熱間圧延を行い、
    前記第２の熱間圧延での合計の圧下率を５０％以上とし、
    前記第２の熱間圧延において、圧下率が３０％以上の最終圧下を行った後、待ち時間ｔ秒が下記式（２）を満たすように、冷間圧延前冷却を開始し、
    前記冷間圧延前冷却における平均冷却速度を５０℃／秒以上、温度変化が４０℃以上１４０℃以下の範囲とし、
    圧下率４０％以上、８０％以下の冷間圧延を行い、
    ７５０〜９００℃の温度域まで加熱して、１秒以上、３００秒以下保持し、
    ５８０℃以上７５０℃以下の温度域まで、１℃/s以上１０℃/s以下の平均冷却速度で冷間圧延後１次冷却を行い、
    １秒以上１０００秒以下の間、温度低下速度が１℃/s以下となる条件で停留させ、
    ５℃/s以下の平均冷却速度で冷間圧延後２次冷却を行う、伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
    Ｔ１（℃）＝８５０＋１０×（Ｃ＋Ｎ）×Ｍｎ＋３５０×Ｎｂ＋２５０×Ｔｉ＋４０×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋１００×Ｍｏ＋１００×Ｖ ・・・ 式（１）
    ここで、Ｃ、Ｎ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖは、各元素の含有量（質量%）。
    ｔ≦２．５×ｔ１ ・・・ 式（２）
    ここで、ｔ１は、下記式（３）で求められる。
    ｔ１＝０．００１×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）2−０．１０９×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）＋３．１ ・・・ 式（３）
    ここで、上記式（３）において、Ｔｆは、圧下率が３０％以上の最終圧下後の鋼片の温度、Ｐ１は、３０％以上の最終圧下の圧下率である。
  8. Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲における合計の圧下率が３０％以下である、請求項７に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
  9. 前記待ち時間ｔ秒が、さらに、下記式（２ａ）を満たす、請求項７に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
    ｔ＜ｔ１ ・・・ 式（２ａ）
  10. 前記待ち時間ｔ秒が、さらに、下記式（２ｂ）を満たす、請求項７に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
    ｔ１≦ｔ≦ｔ１×２．５ ・・・ 式（２ｂ）
  11. 前記冷間圧延前冷却を、圧延スタンド間で開始する、請求項７に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
  12. 前記冷間圧延前冷却をした後、前記冷間圧延を行う前に、６５０℃以下で巻き取って熱延鋼板とする、請求項７に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
  13. 前記冷間圧延後、７５０〜９００℃の温度域まで加熱するにあたり、
    室温以上、６５０℃以下の平均加熱速度を、下記式（５）で示されるＨＲ１（℃／秒）とし、
    ６５０℃を超え、７５０〜９００℃までの平均加熱速度を、下記式（６）で示されるＨＲ２（℃／秒）とする、請求項７に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
    ＨＲ１≧０．３ ・・・ 式（５）
    ＨＲ２≦０．５×ＨＲ１ ・・・ 式（６）
  14. 更に、表面に、溶融亜鉛めっきを施す、請求項７に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
  15. 溶融亜鉛めっきを施した後、更に、４５０〜６００℃で合金化処理を施す、請求項１４に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
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