JPWO2013125400A1 - 冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

延性と伸びフランジ性とに優れた高強度冷延鋼板は、質量％で、C：0.06〜0.3％、Si：0.4〜2.5％、Mn：0.6〜3.5％、Ti：0〜0.08％、Nb：0〜0.04％、Ti+Nb：0〜0.10％、sol.Al：0〜2.0％、Cr：0〜1％、Mo：0〜0.3％、V：0〜0.3％、B：0〜0.005％、Ca：0〜0.003％、REM：0〜0.003％、残部Fe+不純物という化学組成を有し、主相としてフェライトを40面積％以上、第２相として低温変態生成相（マルテンサイトとベイナイトの１種または２種）を合計で10面積％以上並びに残留オーステナイト(γ)を3面積％以上含有し、かつ傾角15?以上のフェライトの平均粒径が5.0μｍ以下、低温変態生成相の平均粒径が2.0μｍ以下、アスペクト比が５未満の塊状残留γの平均粒径が1.5μｍ以下、前記塊状残留γの全残留γに対する面積率が50％以上である。

Description

本発明は、冷延鋼板およびその製造方法に関する。より詳しくは、本発明は、高い強度を有しながら優れた加工性を有する冷延鋼板と、その製造方法に関する。

従来から、冷延鋼板の機械特性を向上させる方法として、組織の微細化を図ることが検討されている。

下記特許文献１には、フェライトと、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留γ（残留オーステナイト）の１種または２種以上からなる低温変態相とを有する組織を有し、この低温変態相の体積率が１０〜５０％で平均結晶粒径が２μｍ以下である冷延鋼板が開示されている。

特許文献２には、熱間圧延後に短時間で冷却することにより製造される熱延鋼板を用いて冷延鋼板を製造する方法が示されている。例えば、熱間圧延後４００℃／秒以上の冷却速度で０.４秒以内に７２０℃以下まで冷却することにより、平均結晶粒径の小さいフェライトを主相とする、微細組織を有する熱延鋼板を製造し、これに通常の冷間圧延と焼鈍とを施すことが開示されている。

特開２００８−２３１４８０号公報 国際公開第２００７／０１５５４１号パンフレット

特許文献１によれば、微細な組織を有する冷延鋼板が得られるとされている。しかし、組織の微細化を図るために、析出元素であるＴｉ、ＮｂおよびＶのうち１種または２種以上を含有することが必須である。このような析出元素を多量に含有すると、鋼板の延性が損なわれるため、特許文献１に開示された冷延鋼板では、優れた延性、従って優れた加工性を確保することは困難である。

この点に関し、特許文献２に開示された方法によれば、析出元素を含有させずとも組織の微細化を図ることができ、優れた延性を有する冷延鋼板を製造することが可能である。得られた冷延鋼板は、その素材である熱延鋼板が微細な組織を有することから、冷間圧延および再結晶後の微細な組織を有する。そのため、そこから生じるオーステナイトも微細となり、微細な組織を有する冷延鋼板が得られる。しかし、冷間圧延後の焼鈍方法が通常のものであるため、焼鈍時の加熱工程において再結晶を生じ、再結晶が完了した後に、再結晶後の組織の粒界を核生成サイトとしてオーステナイト変態が生じる。すなわち、熱延鋼板に存在する大角粒界や微細な炭化物粒子および低温変態相といったオーステナイト変態の優先核生成サイトの大部分が焼鈍時の加熱中に消失してしまった後に、オーステナイト変態が生じることになる。したがって、特許文献２に開示された方法により得られる冷延鋼板は、微細な組織を有するものの、焼鈍過程におけるオーステナイト粒の微細化は再結晶後の組織を前提とする点において制約を受けるので、熱延鋼板のもつ微細な組織を冷間圧延および焼鈍後の組織の微細化に十分に活用できているとは言い難い。特に、オーステナイト単相域で焼鈍を行う場合には、熱延鋼板の微細な組織を冷間圧延および焼鈍後の組織の微細化に活用することは難しい。

本発明は、ＴｉやＮｂ等の析出元素の多量添加に頼らずとも、冷間圧延および焼鈍後の組織を効果的に微細化することを可能とし、これにより、高強度でありながら、優れた延性および伸びフランジ性を有する冷延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、高強度で、優れた延性および伸びフランジ性を得るための組織として、フェライトを主相とし、第２相には鋼板の強度を確保するための低温変態相と変態誘起塑性による延性向上効果が得られる残留オーステナイトとを含有する複合組織に着目した。

さらに、フェライトのような軟質相と低温変態相や残留オーステナイトのような硬質相とが混在する組織は、一般に伸びフランジ性（穴拡げ性）の低下が懸念されることから、フェライトおよび硬質相の微細化と残留オーステナイトの形態制御とによって伸びフランジ性の低下を極力抑えるという材質設計思想に基づいて、検討を進めた。

このような組織を得るための手法として、冷間圧延後の焼鈍工程において、再結晶完了後にオーステナイト変態を進行させる従来の焼鈍方法ではなく、再結晶完了前にオーステナイト変態を進行させることを新たに着想して試行した。

その結果、以下の新たな知見を得た。
１）再結晶完了後にオーステナイト変態を進行させる従来の焼鈍方法では、再結晶後の組織の粒界を核生成サイトとしてオーステナイト変態が生じるため、焼鈍過程におけるオーステナイト粒（焼鈍後における旧オーステナイト粒、以下「旧オーステナイト粒」ともいう。）の微細化は、再結晶後の組織からのオーステナイト変態を前提とする点において制約を受ける。

これに対し、オーステナイトが生成する温度域まで急速加熱して再結晶完了前にオーステナイト変態を進行させる焼鈍方法によれば、熱延鋼板におけるオーステナイト変態の優先核生成サイトである大角粒界や微細な炭化物粒子・低温変態相からオーステナイト変態が生じるため、焼鈍過程におけるオーステナイト粒が飛躍的に微細化される。その結果、焼鈍後の冷延鋼板の組織におけるフェライト、低温変態相および残留オーステナイトが効果的に微細化される。

２）冷間圧延後の焼鈍工程において、再結晶完了前にオーステナイト変態を進行させる焼鈍方法により得られた鋼板は、全残留オーステナイトに占めるアスペクト比が５未満の塊状の残留オーステナイトの分率が増加する。これは旧オーステナイト粒の微細化によって、旧オーステナイト粒界上、パケット境界上またはブロック境界上に存在する残留オーステナイトが増加し、ベイナイトやマルテンサイトのラス間に生成する残留オーステナイトが減少するためと考えられる。このような塊状の残留オーステナイトは、ベイナイトやマルテンサイトのラス間に生成する残留オーステナイトに比して、鋼板の加工時に応力が集中し易い粒界に存在する。このため、変態誘起塑性による延性向上効果が高く、鋼板の延性が効果的に高められる。

フェライトのような軟質相と残留オーステナイトとが混在する組織では、一般には伸びフランジ性の低下が懸念される。しかし、上述したように焼鈍後の冷延鋼板の組織においてフェライト、低温変態相および残留オーステナイトが効果的に微細化されることにより、伸びフランジ性の低下が抑制される。このため、優れた伸びフランジ性をも確保することが可能となる。

３）上述したように、冷間圧延後の焼鈍工程において再結晶完了前にオーステナイト変態を進行させる焼鈍方法は、熱延鋼板におけるオーステナイト変態の優先核生成サイトである大角粒界や微細な炭化物粒子および低温変態相からオーステナイト変態の核生成が生じ、旧オーステナイト粒の効果的な微細化が図られる。そのため、熱延鋼板の製造方法としては、これらのオーステナイト変態の優先核生成サイトを高密度に含む熱延鋼板が得られる、特許文献２に記載された製造方法が好適である。特許文献２に記載された製造方法により得られた熱延鋼板に上記焼鈍方法を適用することにより、焼鈍過程におけるオーステナイト粒がさらに微細化され、焼鈍後の冷延鋼板の組織におけるフェライト、低温変態相および残留オーステナイトが一層微細化される。

上述した組織の微細化と残留オーステナイトの形態制御の結果、冷延鋼板の延性を飛躍的に向上させるとともに、延性と伸びフランジ性とのバランスも顕著に向上させることができることを見出したのである。

上記新知見に基づく本発明は、質量％で、Ｃ：０.０６〜０.３％、Ｓｉ：０.４〜２.５％、Ｍｎ：０.６〜３.５％、Ｐ：０.１％以下、Ｓ：０.０５％以下、Ｔｉ：０〜０.０８％、Ｎｂ：０〜０.０４％、ＴｉおよびＮｂの合計含有量：０〜０.１０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０〜２.０％、Ｃｒ：０〜１％、Ｍｏ：０〜０.３％、Ｖ：０〜０.３％、Ｂ：０〜０.００５％、Ｃａ：０〜０.００３％、ＲＥＭ：０〜０.００３％、残部がＦｅおよび不純物である化学組成を有し、主相としてフェライトを４０面積％以上、第２相としてマルテンサイトおよびベイナイトの１種または２種からなる低温変態相を合計で１０面積％以上ならびに残留オーステナイトを３面積％以上含有し、かつ下記式（１）〜（４）を満足するミクロ組織を有することを特徴とする冷延鋼板である：
ｄ_Ｆ≦５.０ ・・・ （１）
ｄ_Ｍ＋Ｂ≦２.０ ・・・ （２）
ｄ_Ａｓ≦１.５ ・・・ （３）
ｒ_Ａｓ≧５０ ・・・ （４）
上記式中、
ｄ_Ｆは傾角１５°以上の大角粒界で規定されるフェライトの平均粒径（単位：μｍ）であり、
ｄ_Ｍ＋Ｂは前記低温変態相の平均粒径（単位：μｍ）であり、
ｄ_Ａｓはアスペクト比が５未満の残留オーステナイトの平均粒径（単位：μｍ）であり、そして
ｒ_Ａｓはアスペクト比が５未満の残留オーステナイトの全残留オーステナイトに対する面積率（％）である。

ミクロ組織における主相とは、面積率で最大の相を意味し、第２相とはそれ以外のすべての相および組織を含む意味である。平均粒径はいずれもＳＥＭ−ＥＢＳＤを用いて、後述する式（６）により求めた円相当直径平均値を意味する。

好適態様において、本発明にかかる冷延鋼板は、下記（１）〜（７）の１または２以上の特徴をさらに有する。

（１）板厚の１／２深さ位置において、｛１００｝＜０１１＞から｛２１１｝＜０１１＞までの方位群のＸ線強度の平均が、集合組織を持たないランダムな組織のＸ線強度の平均に対する比で６未満である集合組織を有する。

（２）前記化学組成が、質量％で、Ｔｉ：０.００５〜０.０８％およびＮｂ：０.００３〜０.０４％からなる群から選択される１種または２種を含有する。

（３）前記化学組成が、質量％で、ｓｏｌ．Ａｌ：０.１〜２.０％を含有する。
（４）前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０.０３〜１％、Ｍｏ：０.０１〜０.３％およびＶ：０.０１〜０.３％からなる群から選択される１種もしくは２種以上を含有する。

（５）前記化学組成が、質量％で、Ｂ：０.０００３〜０.００５％を含有する。
（６）前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０.０００５〜０.００３％およびＲＥＭ：０.０００５〜０.００３％からなる群から選択される１種または２種を含有する。

（７）鋼板表面にめっき層を有する。
別の側面からは、本発明は、下記工程（Ａ）および（Ｂ）を有することを特徴とする上記冷延鋼板の製造方法である。

（Ａ）上記化学組成を有する熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
（Ｂ）工程（Ａ）において得られた冷延鋼板に、（Ａｃ_１点＋１０℃）に到達した時点におけるオーステナイト変態していない領域に占める未再結晶率が３０面積％以上となるように１５℃／秒以上の平均加熱速度で加熱し、その後さらに（０.９×Ａｃ_１点＋０.１×Ａｃ_３点）以上（Ａｃ_３点＋１００℃）以下の温度域で３０秒間以上保持することを含む条件下で焼鈍を施す焼鈍工程。

ここで、前記Ａｃ_１点およびＡｃ_３点は、２℃／秒の加熱速度で昇温した際の熱膨張曲線から求めた変態点である。

好適態様において本発明に係る冷延鋼板の製造方法は下記（８）〜（１２）の１または２以上の特徴をさらに有する。

（８）前記熱延鋼板が、熱間圧延完了後に３００℃以下で巻き取り、その後、５００〜７００℃の温度域で熱処理を施すことにより得られたものである。

（９）前記熱延鋼板が、Ａｒ_３点以上で圧延を完了する熱間圧延完了後に、下記式（５）を満足する冷却速度（Ｃrate）で、圧延完了温度から（圧延完了温度−１００℃）までの温度域を冷却する熱間圧延工程により得られた、傾角１５°以上の大角粒界で規定されるＢＣＣ相の平均粒径が６μｍ以下のものである。

上記式中、
Ｃrate（Ｔ）は冷却速度（℃／ｓ）（正の値）であり、
Ｔは圧延完了温度をゼロとする相対温度（℃、負の値）であり、
Ｃrateが零である温度がある場合、その温度での滞留時間（Δｔ）をＩＣ（Ｔ）で除した値をその区間の積分として加算する。

（１０）前記（９）記載の温度域での冷却が、４００℃／秒以上の冷却速度で冷却を開始し、この冷却速度で３０℃以上の温度区間を冷却することを含む。

（１１）前記（９）記載の温度域での冷却が、４００℃／秒以上の冷却速度で水冷により冷却を開始し、この冷却速度で３０℃以上８０℃以下の温度区間を冷却した後、０.２〜１.５秒の水冷停止期間を設けてその間に板形状の計測を行い、その後５０℃／秒以上の速度で冷却することを含む。

（１２）前記工程（Ｂ）の後に、冷延鋼板にめっき処理を施す工程をさらに有する。
本発明により、ＴｉやＮｂ等の析出元素の多量添加によらずとも、冷間圧延および焼鈍後の組織を効果的に微細化することが可能となり、延性および伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法が実現可能となる。本発明において利用する組織の微細化機構は従来法におけるものとは異なるため、オーステナイト単相域で焼鈍を行う場合においても効果的であり、また、安定した材質が得られる程度に焼鈍時の保持時間を長くしても微細組織を得ることができる。

以下、本発明に係る冷延鋼板およびその製造方法について説明する。以下の説明中、化学組成に関する％は特に指定しない限り質量％である。また、本発明における平均粒径はいずれも、ＳＥＭ−ＥＢＳＤを用いて後述する式（５）により求めた円相当直径平均値を意味する。

１．冷延鋼板
１−１：化学組成
［Ｃ：０.０６〜０.３％］
Ｃは、鋼の強度を高める作用を有する。Ｃはまた、オーステナイト中に濃縮することによってオーステナイトを安定化させ、冷延鋼板中の残留オーステナイトの分率を高め、鋼の延性を向上させる作用を有する。さらに、焼鈍工程においては、Ｃによる昇温過程におけるフェライトの再結晶抑制作用により、急速加熱によって未再結晶率が高い状態を保ったまま（Ａｃ_１点＋１０℃）以上の温度域に到達させることが容易となり、これにより、冷延鋼板のミクロ組織を微細化することが可能となる。さらに、ＣはＡ_３点を低下させる作用を有するので、熱間圧延工程においては、熱間圧延をより低温域で完了させることが可能となり、これにより、熱延鋼板の組織を微細化することが容易になる。

Ｃ含有量が０.０６％未満では、上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｃ含有量は０.０６％以上とする。好ましくは０.０８％以上、より好ましくは０.１０％以上である。一方、Ｃ含有量が０.３％超では、冷延鋼板の加工性や溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０.３％以下とする。好ましくは０.２５％以下である。

［Ｓｉ：０.４〜２.５％］
Ｓｉは、マルテンサイトやベイナイトといった低温変態相の生成を促進することによって、鋼の強度を向上させる作用を有する。Ｓｉはまた、残留オーステナイトの生成を促進することによって、鋼の延性を向上させる作用も有する。Ｓｉ含有量が０.４％未満では、上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｓｉ含有量は０.４％以上とする。好ましくは０.６％以上、さらに好ましくは０.８％以上、特に好ましくは１.０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が２.５％超では、鋼の延性低下が著しくなったり、そのめっき性が損なわれたりする。したがって、Ｓｉ含有量は２.５％以下とする。好ましくは２.０％以下である。

［Ｍｎ：０.６〜３.５％］
Ｍｎは、鋼の強度を高める作用を有する。Ｍｎはまた、変態温度を低下させる作用を有するので、焼鈍工程において、急速加熱により未再結晶率が高い状態を保ったまま（Ａｃ_１点＋１０℃）以上の温度域とすることが容易となり、これにより、冷延鋼板の組織を微細化することが可能となる。Ｍｎ含有量が０.６％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｍｎ含有量は０.６％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が３.５％超では、鋼が過度に高強度化され、その延性が著しく損なわれる。したがって、Ｍｎ含有量は３.５％以下とする。

［Ｐ：０.１％以下］
Ｐは、不純物として含有され、粒界に偏析して鋼を脆化させる作用を有する。Ｐ含有量が０.１％超では、上記作用により脆化が著しくなる場合がある。したがって、Ｐ含有量は０.１％以下とする。好ましくは０.０６％以下である。Ｐ含有量は低い程好ましいので、下限を限定する必要はないが、コストの観点からは０.００１％以上とすることが好ましい。

［Ｓ：０.０５％以下］
Ｓは、不純物として含有され、鋼中に硫化物系介在物を形成して、鋼の延性を低下させる作用を有する。Ｓ含有量が０.０５％超では、上記作用により延性の低下が著しくなる場合がある。したがって、Ｓ含有量は０.０５％以下とする。好ましくは０.００８％以下、さらに好ましくは０.００３％以下である。Ｓ含有量は低い程好ましいので、下限を限定する必要はないが、コストの観点からは０.００１％以上とすることが好ましい。

［Ｔｉ：０〜０.０８％、Ｎｂ：０〜０.０４％、ＴｉおよびＮｂの合計含有量：０〜０.１０％］
ＴｉおよびＮｂは、炭化物や窒化物として鋼中に析出する析出元素であり、焼鈍工程におけるオーステナイトの粒成長を抑制することによって、鋼の組織の微細化を促進する作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種を所望により含有させてもよい。しかし、各元素の含有量が上記上限値を超えるか、または合計含有量が上記上限値を超えると、上記作用による効果は飽和してコスト的に不利となる。したがって、各元素の含有量および合計含有量は上記のとおりとする。Ｔｉの含有量は０.０５％以下とすることが好ましく、０.０３％以下とすることがさらに好ましい。Ｎｂの含有量は０.０２％以下とすることが好ましい。また、ＮｂおよびＴｉの合計含有量は０.０５％以下とすることが好ましく、０.０３％以下とすることがさらに好ましい。これらの元素の上記作用による効果をより確実に得るには、Ｔｉ：０.００５％以上およびＮｂ：０.００３％以上のいずれかを満足させることが好ましい。

［ｓｏｌ．Ａｌ：０〜２.０％］
Ａｌは、鋼の延性を高める作用を有する。したがって、Ａｌを含有させてもよい。しかし、ＡｌはＡｒ_３変態点を上昇させる作用を有するので、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が２.０％超では、熱間圧延をより高温域で完了させざるを得なくなる。その結果、熱延鋼板の組織を微細化することが困難となり、冷延鋼板の組織を微細化することも困難となる。また、連続鋳造が困難となる場合がある。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は２.０％以下とする。上記作用によるＡｌの効果をより確実に得るには、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を０.１％以上とすることが好ましい。

［Ｃｒ：０〜１％、Ｍｏ：０〜０.３％、Ｖ：０〜０.３％］
Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、いずれも鋼の強度を高める作用を有する。また、Ｍｏは、結晶粒の粒成長を抑制し、鋼の組織の微細化を促進する作用を有する。Ｖは、フェライトへの変態を促進し、鋼板の延性を向上させる作用を有する。したがって、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの１種または２種以上を含有させてもよい。

しかし、Ｃｒ含有量が１％を超えると、フェライト変態が過度に抑制されてしまい、目的とする組織を確保できない場合がある。また、Ｍｏ含有量が０.３％を超えたり、Ｖ含有量が０.３％を超えたりすると、熱間圧延工程の加熱段階において析出物が多量に生成し、延性を著しく低下させる場合がある。したがって、これら各元素の含有量は上記のとおりとする。なお、Ｍｏ含有量は０.２５％以下とすることが好ましい。また、これらの元素の上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃｒ：０.０３％以上、Ｍｏ：０.０１％以上およびＶ：０.０１％以上のいずれかの条件を満足させることが好ましい。

［Ｂ：０〜０.００５％］
Ｂは、鋼の焼入れ性を高め、低温変態相の生成を促進することによって、鋼の強度を高める作用を有する。したがって、Ｂを含有させてもよい。しかし、Ｂ含有量が０.００５％を超えると、鋼が過度に硬質化してしまい、延性の低下が著しくなる場合がある。したがって、Ｂ含有量は０.００５％以下とする。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。

［Ｃａ：０〜０.００３％、ＲＥＭ：０〜０.００３％］
ＣａおよびＲＥＭは、溶鋼の凝固過程において析出する酸化物や窒化物を微細化して、鋳片の健全性を高める作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種を含有させてもよい。しかし、いずれの元素も高価であるため、それぞれの元素の含有量は０.００３％以下とする。これらの元素の合計含有量は０.００５％以下とすることが好ましい。これらの元素の上記作用による効果をより確実に得るには、いずれかの元素を０.０００５％以上含有させることが好ましい。

ここで、ＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加されるのが普通である。本発明におけるＲＥＭの含有量は、これらの元素の合計含有量を指す。

上記以外の残部は、Ｆｅおよび不純物である。
１−２：ミクロ組織および集合組織
［主相］
主相は、４０面積％以上のフェライトであり、かつ上記式（１）を満足する。

主相が軟質なフェライトであることによって、冷延鋼板の延性を高めることができる。さらに、傾角１５°以上の大角粒界で規定されるフェライトの平均粒径ｄ_Ｆが上記式（１）を満たすことにより、硬質な第２相がフェライトの粒界上に微細に分散し、鋼板を加工した際に微細なクラックの発生が抑制される。また、フェライトの微細化によって微細クラック先端への応力集中を緩和し、クラック進展を抑制できる。この結果、冷延鋼板の伸びフランジ性が向上する。

フェライト面積率が４０％未満では、優れた延性を確保することが困難になる。したがって、フェライト面積率は４０％以上とする。フェライト面積率は好ましくは５０％以上である。

傾角１５°以上の大角粒界で規定されるフェライトの平均粒径ｄ_Ｆが上記式（１）を満足しないと、第２相が均一に分散しないために、優れた伸びフランジ性を確保することが困難になる。したがって、前記フェライトの平均粒径ｄ_Ｆは上記式（１）を満足するようにする。ｄ_Ｆの値は好ましくは下記式（１ａ）を満足する。

ｄ_Ｆ≦４.０ ・・・ （１ａ）
傾角１５°以上の大角粒界で囲まれたフェライトの平均粒径ｄ_Ｆを指標とするのは、傾角１５°未満の小角粒界は隣接する結晶粒間の方位差が小さい低エネルギー界面であるため、第２相が析出し難く、第２相を微細に分散させる効果が小さく、伸びフランジ性向上への寄与が少ないためである。

以下では、傾角１５°以上の大角粒界で規定されるフェライトの平均粒径を単にフェライトの平均粒径という。本発明では、フェライトの平均粒径は５.０μｍ以下、好ましくは４.０μｍ以下である。

［第２相］
第２相は、マルテンサイトおよびベイナイトの１種または２種からなる低温変態相を合計で１０面積％以上ならびに残留オーステナイトを３面積％以上含有し、かつ上記式（２）〜（４）を満足する。

マルテンサイトやベイナイトといった低温変態で生成する硬質な相または組織を第２相中に含有させることにより、鋼の強度を高めることが可能となる。一方、残留オーステナイトは鋼板の延性を向上させる作用を有するので、残留オーステナイト面積率を高めることにより、優れた延性を得ることが可能となる。さらに、低温変態相および残留オーステナイトがそれぞれ上記式（２）および上記式（３）を満たすように微細であることによって、鋼板を加工した際に微細なクラックの発生と進展が抑制され、鋼板の伸びフランジ性が向上する。さらに、アスペクト比が５未満の塊状の残留オーステナイトは粒界に存在する頻度が高いため、加工時において効果的に応力集中を緩和することができる。このことから、上記式（４）を満たすことによって鋼板の延性（特に均一伸び）を顕著に向上させることができる。

マルテンサイトおよびベイナイトの１種または２種からなる低温変態相の合計面積率が１０％未満では、高い強度を確保することが困難である。したがって、上記低温変態相の合計面積率は１０％以上とする。なお、低温変態相としては、マルテンサイトおよびベイナイトの双方を含んでいる必要はなく、いずれか１種を含んでいればよい。ここで、ベイナイトには、ベイニティックフェライトが含まれる。

また、上記低温変態相（マルテンサイト及び／又はベイナイト）の平均粒径ｄ_Ｍ＋Ｂが上記式（２）を満足しないと、伸びフランジ加工時の微細クラックの発生と進展を抑制することが困難となり、優れた伸びフランジ性を確保することが困難になる。したがって、低温変態相の平均粒径ｄ_Ｍ＋Ｂは上記式（２）を満足するようにする。ｄ_Ｍ＋Ｂの値は好ましくは下記式（２ａ）を満たすことが好ましい：
ｄ_Ｍ＋Ｂ≦１.６ ・・・ （２ａ）
残留オーステナイトは面積率が３％未満になると優れた延性を確保することが困難である。したがって、残留オーステナイト面積率は３％以上とする。好ましくは５％以上である。

アスペクト比が５未満の塊状の残留オーステナイトの平均粒径ｄ_Ａｓが上記式（３）を満たさないと、鋼板を加工した際の残留オーステナイトの変態によって粗大な塊状マルテンサイトが生成してしまうため、鋼の伸びフランジ性が低下する。したがって、アスペクト比が５未満の残留オーステナイトの平均粒径ｄ_Ａｓは上記式（３）を満足するものとする。ｄ_Ａｓの値は下記式（３ａ）を満足することが好ましい。

ｄ_Ａｓ≦１.０ ・・・ （３ａ）
アスペクト比が５未満の残留オーステナイトの全残留オーステナイトに対する面積率ｒ_Ａｓが上記式（４）を満足しないと、延性を向上させることが困難となる。したがって、アスペクト比が５未満の残留オーステナイトの全残留オーステナイトに対する面積率ｒ_Ａｓは上記式（４）を満足するものとする。ｒ_Ａｓの値は下記式（４ａ）を満足することが好ましい。

ｒ_Ａｓ≧６０ ・・・ （４ａ）
上記式（３）および（４）を満足することによって、延性向上効果を最大限発揮させ、かつ伸びフランジ性（穴拡げ性）の低下を極力抑えることができる。

なお、第２相にはパーライトやセメンタイトが混入する場合があるが、これらの合計含有量が１０％以下であればそれらの混入は許容される。

フェライトの平均粒径Ｄ_Ｆは、ＳＥＭ−ＥＢＳＤを用いて、傾角１５°以上の大角粒界で囲まれるフェライトを対象にその平均粒径を求める。ＳＥＭ−ＥＢＳＤとは、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）の中で電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）により微小領域の方位測定を行う方法である。得られた方位マップを解析することにより平均粒径を算出することができる。低温変態相およびアスペクト比が５未満の残留オーステナイトの平均粒径も、同様の方法を用いて求めることができる。

さらに、フェライトおよび低温変態相の面積率も、ＳＥＭ−ＥＢＳＤを用いて求める。残留オーステナイトの面積率は、Ｘ線回折法により求めたオーステナイトの体積分率をそのまま面積率とする。

本発明では、以上のいずれの平均粒径および面積率についても、鋼板の板厚１／４深さ位置における測定値を採用する。

［集合組織］
本発明に係る冷延鋼板は、板厚の１／２深さ位置において、｛１００｝＜０１１＞から｛２１１｝＜０１１＞までの方位群のＸ線強度の平均が、集合組織を持たないランダムな組織のＸ線強度の平均に対する比で６未満である集合組織を有することが好ましい。

｛１００｝＜０１１＞から｛２１１｝＜０１１＞までの方位群の集合組織の発達を抑制すると、鋼の加工性が向上する。そのため、上記の方位群のＸ線強度比を低減することにより、鋼の加工性が向上する。上記の方位群のＸ線強度の平均を、集合組織を持たないランダムな組織のＸ線強度の平均に対する比で６未満とすることにより、延性および伸びフランジ性を一層向上させることが可能となる。したがって、上記の方位群のＸ線強度の平均を、集合組織を持たないランダムな組織のＸ線強度の平均に対する比で６未満とすることが好ましい。上記の比はさらに好ましくは５未満、最も好ましくは４未満である。なお、集合組織の｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞とは、板面に対する垂直方向と｛ｈｋｌ｝の法線が平行で、圧延方向と＜ｕｖｗ＞が平行な結晶方位を表す。

この特定方位のＸ線強度は、鋼板をフッ酸により板厚１／２深さまで化学研磨した後、その板面において、フェライト相の｛２００｝、｛１１０｝および｛２１１｝面の正極点図を測定し、その測定値を用いて級数展開法により方位分布関数（ＯＤＦ）を解析することで得られる。

集合組織を持たないランダムな組織のＸ線強度は、粉末状にした鋼を用いて上記と同様の測定を行うことにより求める。

１−３：めっき層
上述した冷延鋼板の表面に耐食性の向上等を目的としてめっき層を設け、表面処理鋼板としてもよい。めっき層は電気めっき層であってもよく溶融めっき層であってもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき等が例示される。溶融めっき層としては、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。

めっき付着量は特に制限されず、従来と同様でよい。また、めっき表面に適当な化成処理皮膜を形成（例えば、シリケート系のクロムフリー化成処理液の塗布と乾燥により）して、耐食性をさらに高めることも可能である。さらに、有機樹脂皮膜で被覆することもできる。

２．製造方法
２−１：熱間圧延と圧延後の冷却
本発明では、後述する焼鈍により冷延鋼板の組織は微細化されるので、冷間圧延に供する熱延鋼板は常法により製造したものを用いてもよい。しかし、冷延鋼板の組織を一層微細化するために、冷間圧延に供する熱延鋼板の組織を微細化し、オーステナイト変態の核生成サイトを増大させることが好ましい。これは具体的には、傾角１５°以上の大角粒界で囲まれる粒の微細化、および、セメンタイトやマルテンサイトなどの第２相を微細分散させることを指す。

微細組織を有する熱延鋼板に冷間圧延を施した後に急速加熱焼鈍を行うと、急速加熱により加熱過程における再結晶による核生成サイトの消失を抑制できるため、オーステナイトや再結晶フェライトの核生成数が増大し、最終組織を微細とすることがより容易となる。

本発明において冷延鋼板の素材として好ましい熱延鋼板は、具体的には、傾角１５°以上の大角粒界で規定されるＢＣＣ相の平均粒径が６μｍ以下のものである。前記ＢＣＣ相の平均粒径はさらに好ましくは５μｍ以下である。この平均粒径もＳＥＭ−ＥＢＳＤにより求める。

熱延鋼板の前記ＢＣＣ相の平均粒径を６μｍ以下とすることにより、冷延鋼板の組織をより微細化することが可能となり、機械特性を一層向上させることが可能となる。なお、熱延鋼板のＢＣＣ相の平均粒径は小さいほど好ましいため、下限については規定しないが、通常は１.０μｍ以上である。ここでいうＢＣＣ相とは、フェライト、ベイナイトおよびマルテンサイトを含み、その１種又は２種以上からなる。マルテンサイトは正確にはＢＣＣ相ではないが、上記粒径をＳＥＭ−ＥＢＳＤ解析により平均粒径を求める関係上、便宜的にＢＣＣ相として扱う。

このような微細組織をもつ熱延鋼板は、以下に説明する方法で熱間圧延および冷却を行うことにより作製されうる。

連続鋳造により、前述した化学組成を有するスラブを作製し、これを熱間圧延に供する。このとき、スラブは連続鋳造時の高温を維持したまま用いることも、一旦室温まで冷却した後、再加熱して用いることもできる。

熱間圧延に供するスラブの温度は１０００℃以上とすることが好ましい。スラブの加熱温度が１０００℃より低いと、圧延機に過大な負荷がかかるのに加え、圧延中に鋼の温度がフェライト変態温度まで低下し、組織中に変態したフェライトを含んだ状態で圧延してしまうおそれがある。そのため、熱間圧延に供するスラブの温度は、オーステナイト温度域で熱間圧延が完了できるように、十分に高温とすることが好ましい。

熱間圧延は、レバースミルまたはタンデムミルを用いて行う。工業生産性の観点からは、少なくとも最終の数段はタンデムミルを用いることが好ましい。圧延中は鋼板をオーステナイト温度域に維持するため、圧延完了温度はＡｒ_３点以上とすることが好ましい。

熱間圧延の圧下量は、被圧延材の温度がＡｒ_３点から（Ａｒ_３点＋１５０℃）までの温度範囲にあるときの板厚減少率で４０％以上とすることが好ましい。この圧下量はより好ましくは６０％以上である。圧延は１パスで行う必要はなく、連続した複数パスの圧延であってもよい。圧下量を大きくすることにより、より多くの歪みエネルギーがオーステナイトへ導入され、ＢＣＣ相への変態駆動力を高めることができ、熱延鋼板の組織をより微細粒化することができる。圧延設備への負荷の過度の増加を避けるために、１パスあたりの圧下量は６０％以下とすることが好ましい。

圧延完了後の冷却は以下に詳述する方法で行うことが好ましい。
圧延完了温度からの冷却では、下記式（５）を満足する冷却速度（Ｃrate）で、圧延完了温度から（圧延完了温度−１００℃）までの温度域を冷却することが好ましい。

ここで、Ｔは圧延完了温度をゼロとする相対温度（Ｔ＝（冷却中の鋼板の温度―圧延完了温度）℃、負の値）であり、Ｃrate（Ｔ）は温度Ｔでの冷却速度（℃／秒）（正の値）である。Ｃrateが零となる温度がある場合は、その温度での滞留時間（Δｔ）をＩＣ（Ｔ）で除した値をその区間の積分として加算する。

上記式（５）は、熱間圧延で鋼板中に蓄積された歪エネルギーが熱延完了後の回復・再結晶によって消費されるより前に、オーステナイト未再結晶温度域（圧延完了温度−１００℃）まで冷却するための条件を表したものである。詳しくは、ＩＣ（Ｔ）はＦｅ原子の体拡散に関する計算から求まる値であり、熱間圧延完了からオーステナイトの回復が開始するまでの時間を表す。さらに、（１／（Ｃrate（Ｔ）・ＩＣ（Ｔ）））は、冷却速度（Ｃrate（Ｔ））で１℃冷却するのに要する時間をＩＣ（Ｔ）で規格化した値、すなわち回復・再結晶により歪エネルギーが消失するまでの時間に対する冷却時間の分率を表す。したがって（１／Ｃrate（Ｔ）・ＩＣ（Ｔ））をＴ＝０〜−１００℃の間で積分して求まる値は、冷却中の歪エネルギーの消失量を表す指標となる。この値を制限することで、歪エネルギーが一定量消失する前に１００℃冷却するために必要な冷却条件（冷却速度と滞留時間）を規定する。上記式（５）の右辺の値は、好ましくは３.０、より好ましくは２.０、さらに好ましくは１.０である。

上記式（５）を満たす好ましい冷却方法では、圧延完了温度からの１次冷却を、４００℃／秒以上の冷却速度で冷却を開始し、この冷却速度で３０℃以上の温度区間を冷却することにより行うことが好ましい。この温度区間は好ましくは６０℃以上である。後述する水冷停止期間を設けない場合には、１００℃以上とすることがさらに好ましい。１次冷却の冷却速度は６００℃／秒以上とすることがさらに好ましく、８００℃／秒以上とすることが特に好ましい。この１次冷却は、圧延完了温度に５秒以下の短時間保持してから開始することもできる。圧延完了から１次冷却開始までの時間は、上記式（５）を満足するように、０.４秒未満とすることが好ましい。

また、圧延完了直後に４００℃／秒以上の冷却速度で水冷により冷却を開始し、この冷却速度で３０℃以上８０℃以下の温度区間を冷却した後、０.２〜１.５秒の水冷停止期間を設けて、その間に板厚および板幅等の板形状の計測を行い、その後５０℃／秒以上の速度で冷却（２次冷却）を行うことも好ましい。このように板形状の測定を行うことにより、板形状のフィードバック制御を行うことが可能となり、生産性が向上する。上記水冷停止期間は１秒以下とすることが好ましい。水冷停止期間中は、放冷としても空冷としてもよい。

上記１次冷却および２次冷却は、いずれも工業的には水冷により実施される。
圧延完了温度から（圧延完了温度−１００℃）の温度までの圧延直後の冷却が上記式（５）を満たすことにより、熱間圧延によってオーステナイトに導入された歪みの回復および再結晶による消費を極力抑制して、鋼中に蓄積させた歪みエネルギーをオーステナイトからＢＣＣ相への変態駆動力として最大限に利用することができる。圧延直後の冷却速度を４００℃／秒以上とする理由も、上記と同様に変態駆動力を増大させるためである。これにより、オーステナイトからＢＣＣ相への変態核生成の数を増加させ、熱延鋼板の組織を微細化することができる。このようにして製造される微細組織を有する熱延鋼板を素材とすることにより、冷延鋼板の組織をより一層微細化することができる。

１次冷却または１次冷却および２次冷却を上記のように行った後、巻取温度までの冷却を行う前に、鋼板を任意の温度域に任意の時間保持することで、フェライト変態やＮｂやＴｉからなる微細粒子の析出などの組織制御を行ってもよい。ここでいう「保持」には放冷や保温が含まれる。組織制御に適した温度域および保持時間としては、例えば、６００〜６８０℃の温度域で３〜１５秒程度放冷を行うことであり、このようにすることによって、熱延板組織に微細なフェライトを導入することができる。

その後、鋼板の巻取温度まで冷却する。この時の冷却方法は水冷、ミスト冷却、およびガス冷却（空冷を含む）から選んだ方法により任意の冷却速度で冷却を行うことができる。鋼板の巻取温度は、組織をより確実に微細化する観点から６５０℃以下とすることが好ましい。

以上の熱延工程により作製された熱延鋼板は十分に多量の大角粒界が導入され、傾角１５°以上の大角粒界で規定される平均粒径が６μｍ以下であり、マルテンサイトやセメンタイトなどの第２相を微細に分散させた組織となる。このように、大角粒界が多量に存在し、第２相が微細に分散した熱延鋼板に冷間圧延および焼鈍を施すことが好適である。なぜなら、これらの大角粒界や微細な第２相がオーステナイト変態の優先核生成サイトであるため、急速加熱焼鈍によってこれらの位置から多数のオーステナイトおよび再結晶フェライトを生成させて組織の微細化を図ることが可能となるからである。

熱延鋼板の組織は、第２相としてパーライトを含むフェライト組織、ベイナイトおよびマルテンサイトからなる組織、または、それらの混合した組織とすることができる。

２−２：熱延鋼板の焼鈍
上記の熱延鋼板に５００〜７００℃の温度で焼鈍を行ってもよい。この焼鈍は、特に３００℃以下で巻き取った熱延鋼板に適している。

焼鈍の方法は、熱延コイルを連続焼鈍ラインに通して行うことも、コイルのままバッチ焼鈍炉を用いて行うこともできる。熱延鋼板を加熱するにあたって、５００℃の焼鈍温度までの加熱速度は１０℃／時間程度の徐加熱から３０℃／秒の急速加熱まで、任意の速度で行うことができる。

焼鈍温度（均熱保持温度）は５００〜７００℃の温度範囲とする。この温度域における保持時間は特に限定する必要はないが、３時間以上とすることが好ましい。保持時間の上限は、炭化物の粗大化抑制の観点から１５時間以下が好ましく、より好ましくは１０時間以下である。

このような熱延鋼板の焼鈍を行うことによって、熱延鋼板中の粒界、パケット境界、ブロック境界に微細な炭化物を分散させることができ、上述した熱間圧延完了直後の極短時間の急冷と組み合わせることにより、炭化物を一層微細に分散させることができる。その結果、焼鈍中にオーステナイトの核生成サイトを増加させ、最終組織を微細化することができる。熱延鋼板の焼鈍は、熱延鋼板を軟化させ、冷間圧延設備の負荷を軽減する作用も有する。

２−３：酸洗・冷間圧延
上記の方法で作製した熱延鋼板を酸洗後、冷間圧延を行う。これらは常法によればよい。冷間圧延は潤滑油を用いて行うこともできる。また、冷間圧延率の下限は特に規定する必要はないが、通常は２０％以上である。冷間圧延率が８５％を超えると冷間圧延設備への負担が大きくなるため、冷間圧延率は８５％以下とすることが好ましい。

２−４：焼鈍
上記の冷間圧延で得られた鋼板の焼鈍は、（Ａｃ_１点＋１０℃）に到達した時点におけるオーステナイト変態していない領域に占める未再結晶率が３０面積％以上となるように、１５℃／秒以上の平均加熱速度で加熱する。

このように、未再結晶組織を残したまま（Ａｃ_１点＋１０℃）まで加熱することによって、熱延鋼板の大角粒界や第２相を核生成サイトとして微細なオーステナイトを多数核生成させることができる。このとき熱延鋼板の組織が微細であると、より多数の核生成を得ることができるので好ましい。オーステナイトの核生成数を増加させることによって、焼鈍中のオーステナイト粒を顕著に細粒化させることができ、その後に生成するフェライト、低温変態相および残留オーステナイトを微細化させることができる。

一方、（Ａｃ_１点＋１０℃）に到達した時点におけるオーステナイト変態していない領域に占める未再結晶率が３０％未満では、再結晶完了後にオーステナイト変態が進行した領域が大部分を占めるようになる。その結果、かかる領域において再結晶粒の粒界からオーステナイト変態が進行するため、焼鈍中のオーステナイト粒は粗大になり、最終組織も粗大化する。

したがって、（Ａｃ_１点＋１０℃）に到達した時点におけるオーステナイト変態していない領域に占める未再結晶率が３０面積％以上となるように、平均加熱速度は１５℃／秒以上とする。平均加熱速度は、好ましくは３０℃／秒以上、さらに好ましくは８０℃／秒以上、特に好ましくは１００℃／秒以上である。平均加熱速度の上限は特に設けないが、温度制御が困難になることを考慮して１０００℃／秒以下とすることが好ましい。

上記の１５℃／秒以上の急速加熱を開始する温度は、再結晶開始前である限り任意であり、１０℃／秒の加熱速度下で測定した軟化開始温度（再結晶開始温度）Ｔ_ｓに対して、Ｔ_ｓ−３０℃であってもよい。それ以前の温度域における加熱速度は任意である。例えば、６００℃程度から急速加熱を開始しても、十分な細粒化効果が得られる。また、室温から急速加熱を開始しても本発明に悪影響をもたらすことはない。

加熱方法は十分に急速な加熱速度を得るため、通電加熱や誘導加熱、直火加熱を用いることが好ましいが、本発明の要件を満たす限りラジアントチューブによる加熱も可能である。さらに、これらの加熱装置の適用により、鋼板の加熱時間が大幅に短縮され、焼鈍設備をよりコンパクトにすることが可能となり、生産性の向上や設備投資費の低減の効果も期待できる。また、既存の連続焼鈍ラインおよび、溶融めっきラインに、急速加熱装置を増設して上記加熱を実施することも可能である。

（Ａｃ_１点＋１０℃）まで加熱した後、（０.９×Ａｃ_１点＋０.１×Ａｃ_３点）以上、（Ａｃ_３点＋１００℃）以下の焼鈍温度まで加熱する。この温度区間の加熱速度は任意の速度とすることができる。この温度区間での加熱速度を低くすることによって、十分な時間をとり、フェライトの再結晶を促進することもできる。また、最初の一部だけを急速加熱（例、上記急速加熱と同じ速度）とし、その後をより低い加熱速度とするといったように、加熱速度を変化させることもできる。

焼鈍過程においては、オーステナイトへの変態を十分に進行させるとともに、鋼板中の炭化物を溶解させる。このため、焼鈍温度は（０.９×Ａｃ_１＋０.１×Ａｃ_３点）以上とする。好ましい焼鈍温度は（０.３×Ａｃ_１点＋０.７×Ａｃ_３点）以上であり、この場合には特に、冷延鋼板の集合組織において｛１００｝＜０１１＞から｛２１１｝＜０１１＞までの方位群の強度が低下し、鋼板の加工性が向上する。一方、焼鈍温度を（Ａｃ_３点＋１００℃）を超える温度として均熱保持した場合、オーステナイト粒の急激な粒成長が生じ、最終組織が粗粒化する。このことから、焼鈍温度は（Ａｃ_３点＋１００℃）以下とし、好ましくは（Ａｃ_３点＋５０℃）以下である。

本発明におけるＡｃ_１点及びＡｃ_３点は、冷間圧延を行った鋼板を、２℃／秒の加熱速度で１１００℃まで昇温した時に測定した熱膨張曲線から求められる値である。

上記焼鈍温度域に保持する焼鈍時間が３０秒間以下では炭化物の溶解とオーステナイトへの変態が十分に進行しないため、冷延鋼板の加工性が低下してしまう。また、焼鈍中の温度むらが生じ易く製造安定性に問題を生じる。したがって、焼鈍時間は３０秒間以上とし、炭化物の溶解とオーステナイトへの変態を十分に進行させる。焼鈍時間の上限は特に規定する必要はないが、オーステナイトの粒成長をより確実に抑制する観点からは、１０分間未満とすることが好ましい。

焼鈍後の冷却では、冷却速度や低温保持の温度・時間等の温度履歴を制御することにより、適切な面積率のフェライト、低温変態相および残留オーステナイトを生成させることで、冷延鋼板の組織を制御する。焼鈍後の冷却における冷却速度が遅すぎると、低温変態相が１０面積％未満まで減少してしまい、鋼板の強度が低下する。このため、６５０℃から５００℃までの温度域における平均冷却速度は１℃／秒以上とすることが好ましい。一方、冷却速度が速すぎると、低温変態相の面積率が過度に増加してしまい、鋼板の延性が損なわれる。このため、上記温度域における平均冷却速度は６０℃／秒以下とすることが好ましい。上記の冷却は任意の方法で行うことができる。例えば、ガス、ミスト、水、またはそれらの組み合わせによる冷却が可能である。

上記温度域での冷却の後に、冷却を停止または緩冷却として低温域に保持することにより、冷延鋼板中に適切な面積率の低温変態相を生成させるとともに、未変態オーステナイトへの炭素原子の拡散を促進することによって、残留オーステナイトを生成させる。

上記焼鈍の後、常温までの冷却過程において、溶融めっきを施して溶融めっき鋼板としてもよく、常温までの冷却の後に別工程において溶融めっきや電気めっきを施して溶融めっき鋼板や電気めっき鋼板としてもよい。常温までの冷却過程において、溶融めっきを施して溶融めっき鋼板とする場合には、溶融めっきまえに溶融めっき浴よりも高温または低温に保持してもよい。溶融めっき層、電気めっき層、およびめっき付着量は上述した通りである。また、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。

表１に示す化学組成を有する鋼種Ａ〜Ｎの鋼塊を真空誘導炉で溶製した。表１には鋼種Ａ〜ＮのＡｃ_１点およびＡｃ_３点を併せて示す。これらの変態温度は、後述の製造条件に従って冷間圧延まで行った鋼板を、２℃／秒の加熱速度で１１００℃まで昇温した時に測定した熱膨張曲線から求めたものである。表１にはさらに（Ａｃ_１点＋１０℃）、（０.９×Ａｃ_１点＋０.１×Ａｃ_３点）および（Ａｃ_３点＋１００℃）の値も示す。

これらの鋼塊を熱間鍛造した後、熱間圧延に供するため、スラブ状の鋼片に切断した。これらの鋼片を１０００℃以上の温度に１時間加熱した後、試験用小型ミルを用いて、表２に示す圧延完了温度(表２ではＦＴとも表示)で圧延を完了する熱間圧延を施し、同表に示す冷却条件および巻取温度で、板厚２.０〜２.６ｍｍの熱延鋼板を作製した。

圧延完了後の冷却は、次の方法のいずれかで実施した：
１）圧延完了直後に少なくとも１００℃の温度降下量で１次冷却のみを行う；
２）圧延完了温度（ＦＴ）で所定時間保持（放冷）した後、少なくとも１００℃の温度降下量で１次冷却のみを行う；または
３）圧延完了直後に１次冷却を行い、圧延完了温度（ＦＴ）から３０〜８０℃冷却した段階で１次冷却を停止し、その温度で所定時間温度保持（放冷）した後、２次冷却を行う。

１次冷却のみ行った場合は１次冷却の停止後、２次冷却を行った場合は２次冷却停止後、３〜１５秒間放冷し、その後３０〜１００℃／秒の冷却速度で水冷を行い、巻取温度まで冷却した。その後、鋼板を炉に装入し、巻取りを模擬した徐冷を施した。巻取ったコイルは放冷した。式（５）の左辺値および熱延鋼板のＢＣＣ相の平均粒径を表２に併せて示す。

熱延鋼板のＢＣＣ相の平均結晶粒径の測定は、鋼板の圧延方向および板厚方向に平行な断面の組織をＳＥＭ−ＥＢＳＤ装置（日本電子株式会社製、ＪＳＭ−７００１Ｆ）を用いて、傾角１５°以上の大角粒界で規定されるＢＣＣ相の粒径を解析することにより求めた。ＢＣＣ相の平均粒径ｄは下記の式（６）を用いて求めた。ここで、Ａｉはｉ番目の粒の面積を表し、ｄｉはｉ番目の粒の円相当直径を表す。

一部の熱延鋼板には、加熱炉を用いて表２に示す条件で熱延板焼鈍を施した。
このようにして得られた熱延鋼板を、常法に従って、塩酸での酸洗と、表２に示す圧下率での冷間圧延とを施して、鋼板の板厚を１.０〜１.２ｍｍとした。その後、実験室規模の焼鈍設備を利用して、表２に示す加熱速度、焼鈍温度、焼鈍時間で焼鈍を行い、６５０℃から５００℃の温度域を表２に示す冷却速度で冷却し、さらに、以下のＡ〜Ｉに示す熱処理を施したのち、２℃／秒で常温まで冷却して、冷延鋼板を得た。なお、焼鈍後の冷却は窒素ガスにより行った。表２及び表３において、下線部の数値は本発明の範囲外であることを意味する。

Ａ：３７５℃で３３０秒保持、
Ｂ：４００℃で３３０秒保持、
Ｃ：４２５℃で３３０秒保持、
Ｄ：４８０℃で１５秒保持後、４６０℃まで冷却して溶融亜鉛めっき浴浸漬を模擬し、さらに５００℃に加熱して合金化処理を模擬、
Ｅ：４８０℃で６０秒保持後、４６０℃まで冷却して溶融亜鉛めっき浴浸漬を模擬し、さらに５２０℃に加熱して合金化処理を模擬、
Ｆ：４８０℃で６０秒保持後、４６０℃まで冷却して溶融亜鉛めっき浴浸漬を模擬し、さらに５４０℃に加熱して合金化処理を模擬、
Ｇ：３７５℃で６０秒保持後、４６０℃まで加熱して溶融亜鉛めっき浴浸漬を模擬し、さらに５００℃に加熱して合金化処理を模擬、
Ｈ：４００℃で６０秒保持後、４６０℃まで加熱して溶融亜鉛めっき浴浸漬を模擬し、さらに５００℃に加熱して合金化処理を模擬、
Ｉ：４２５℃で６０秒保持後、４６０℃まで加熱して溶融亜鉛めっき浴浸漬を模擬し、さらに５００℃に加熱して合金化処理を模擬。

表２には、（Ａｃ_１点＋１０℃）に到達した時点におけるオーステナイト変態していない領域に占める未再結晶率を併記する。この値は以下の方法により求めた。すなわち、本発明の製造条件に従って冷間圧延までを行った鋼板を用い、各鋼板番号に示されている加熱速度で（Ａｃ_１点＋１０℃）まで昇温した後、直ちに水冷した。その組織をＳＥＭにより撮影し、組織写真上でマルテンサイトを除く領域、すなわち、（Ａｃ_１点＋１０℃）に到達した時点においてオーステナイト変態していた領域を除く領域について、再結晶組織と加工組織の分率を測定することにより、未再結晶率を求めた。

こうして製造された冷延鋼板のミクロ組織および機械的特性を次のように調査した。調査結果を表３にまとめて示す。

冷延鋼板のフェライト平均粒径、低温変態相の平均粒径およびアスペクト比が５未満の残留オーステナイトの平均粒径は、鋼板の板厚１／４深さ位置の圧延方向および板厚方向に平行な断面組織においてＳＥＭ−ＥＢＳＤ装置を用いて求めた。フェライトおよび低温変態相の面積率についてもＳＥＭ−ＥＢＳＤ解析結果を用いて求めた。また、オーステナイト相の体積率を後述の装置を用いたＸ線回折法により求め、これを残留オーステナイト（残留γ）の面積率とした。なお、残留オーステナイト相を含む組織のＥＢＳＤ解析においては、試料調整時の外乱（残留オーステナイトがマルテンサイトへ変態する等）により、残留オーステナイトが正確に測定されないことが懸念される。このため、本実施例では、解析精度の指標としてＥＢＳＤ解析により得られる残留オーステナイトの面積分率（γＥＢＳＤ）が、Ｘ線回折法により得られる残留オーステナイトの体積分率（γＸＲＤ）に対して、（γＥＢＳＤ／γＸＲＤ）＞０.７を満たすことを評価の前提とした。

冷延鋼板の集合組織の測定は、板厚１／２深さ位置の平面についてＸ線回折試験を行い、フェライトの｛２００｝、｛１１０｝、｛２１１｝の正極点図の測定結果からＯＤＦ（方位分布関数）解析して求めた。この解析結果から、｛１００｝＜０１１＞、｛４１１｝＜０１１＞、｛２１１｝＜０１１＞方位のそれぞれにおいて、集合組織を持たないランダムな組織に対する強度比を求め、それらの平均値を｛１００｝＜０１１＞から｛２１１｝＜０１１＞までの方位群の平均強度比とした。集合組織を持たないランダムな組織のＸ線強度は、粉末状の鋼のＸ線回折により求めた。Ｘ線回折に用いた装置はリガク電子社製ＲＩＮＴ−２５００ＨＬ／ＰＣであった。

焼鈍後の冷延鋼板の機械特性は、引張試験と穴拡げ試験により調査した。引張試験は、ＪＩＳ５号引張試験片を用いて行い、引張強度（ＴＳ）および破断伸び（全伸び、Ｅｌ）を求めた。穴拡げ試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６：２０１０に準じて行い、穴拡げ率λ（％）を求めた。強度と延性のバランスの指標としてＴＳ×Ｅｌの値を、また強度と延びフランジ性のバランスの指標としてＴＳ×λの値を算出し、それぞれ表３に示す。

鋼板Ｎｏ.５、８、１１、１４、１６、１９、２２、２５、２７、３２、３４、３６、４０、４２、４７、４９は、焼鈍時の加熱速度が１５℃／秒未満であったため、Ａｃ_１＋１０℃における未再結晶率が３０％未満となった。そのため、冷延鋼板のミクロ組織は粗大化し、フェライト平均粒径は本発明で規定する上限を超えた。その結果、機械特性に劣っていた。

鋼板Ｎｏ.４、２９は、焼鈍時の加熱速度は１５℃／秒以上であったが、焼鈍温度がＡｃ_３＋１００℃を超えたため、冷延鋼板のミクロ組織が粗大化し、フェライト粒径は本発明で規定する上限を超えた。その結果、機械特性に劣っていた。

鋼板Ｎｏ.４５、４６は、Ｎｂ含有量が上限値を超えているため、鋼が過度に硬質化し、加工性が劣化した。結果として、冷延鋼板の機械特性は、加熱速度によらず、低いものとなった。

鋼板Ｎｏ.４７、４８は、Ｓｉ含有量が下限値より低いため、冷延鋼板中に残留オーステナイトが生成しなかった。このため延性が低位となった。結果として、冷延鋼板の機械特性は加熱速度によらず、低いものとなった。

これに対し、本発明で規定する化学組成および組織を有する鋼板は、同じ鋼種について比較するとわかるように、高強度でありながら、比較例より特に延性に著しく優れ、かつ伸びフランジ性も良好であった。

上記新知見に基づく本発明は、質量％で、Ｃ：０.０６〜０.３％、Ｓｉ：０.４〜２.５％、Ｍｎ：０.６〜３.５％、Ｐ：０.１％以下、Ｓ：０.０５％以下、Ｔｉ：０〜０.０８％、Ｎｂ：０〜０.０４％、ＴｉおよびＮｂの合計含有量：０〜０.１０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０〜２.０％、Ｃｒ：０〜１％、Ｍｏ：０〜０.３％、Ｖ：０〜０.３％、Ｂ：０〜０.００５％、Ｃａ：０〜０.００３％、ＲＥＭ：０〜０.００３％、残部がＦｅおよび不純物である化学組成を有し、主相としてフェライトを４０面積％以上、第２相としてマルテンサイトおよびベイナイトの１種または２種からなる低温変態相を合計で１０面積％以上ならびに残留オーステナイトを３面積％以上含有し、かつ下記式（１）〜（４）を満足するミクロ組織を有することを特徴とする冷延鋼板である：
ｄ_Ｆ≦５.０ ・・・ （１）
ｄ_Ｍ＋Ｂ≦１．６ ・・・ （２）
ｄ_Ａｓ≦１.５ ・・・ （３）
ｒ_Ａｓ≧５０ ・・・ （４）
上記式中、
ｄ_Ｆは傾角１５°以上の大角粒界で規定されるフェライトの平均粒径（単位：μｍ）であり、
ｄ_Ｍ＋Ｂは前記低温変態相の平均粒径（単位：μｍ）であり、
ｄ_Ａｓはアスペクト比が５未満の残留オーステナイトの平均粒径（単位：μｍ）であり、そして
ｒ_Ａｓはアスペクト比が５未満の残留オーステナイトの全残留オーステナイトに対する面積率（％）である。

（７）鋼板表面にめっき層を有する。
別の側面からは、本発明は、（８）下記工程（Ａ）および（Ｂ）を有することを特徴とする上記冷延鋼板の製造方法である。

（Ａ）上記化学組成を有する熱延鋼板であって、該熱延鋼板が、Ａｒ _３ 点以上で圧延を完了する熱間圧延完了後に、下記式（５）を満足する冷却速度（Ｃrate）で、圧延完了温度から（圧延完了温度−１００℃）までの温度域を冷却する熱間圧延工程により得られた、傾角１５°以上の大角粒界で規定されるＢＣＣ相の平均粒径が６μｍ以下の鋼板であり、該熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
（Ｂ）工程（Ａ）において得られた冷延鋼板に、（Ａｃ_１点＋１０℃）に到達した時点におけるオーステナイト変態していない領域に占める未再結晶率が３０面積％以上となるように１５℃／秒以上の平均加熱速度で加熱し、その後さらに（０.９×Ａｃ_１点＋０.１×Ａｃ_３点）以上（Ａｃ_３点＋１００℃）以下の温度域で３０秒間以上保持することを含む条件下で焼鈍を施す焼鈍工程。

上記式中、
Ｃrate（Ｔ）は冷却速度（℃／ｓ）（正の値）であり、
Ｔは圧延完了温度をゼロとする相対温度（℃、負の値）であり、
Ｃrateが零である温度がある場合、その温度での滞留時間（Δｔ）をＩＣ（Ｔ）で除した値をその区間の積分として加算する。

好適態様において本発明に係る冷延鋼板の製造方法は下記（９）〜（１１）の１または２以上の特徴をさらに有する。

（９）前記熱延鋼板が、熱間圧延完了後に３００℃以下で巻き取り、その後、５００〜７００℃の温度域で熱処理を施すことにより得られたものである。

（１０）前記（８）または前記（９）記載の温度域での冷却が、４００℃／秒以上の冷却速度で冷却を開始し、この冷却速度で３０℃以上の温度区間を冷却することを含む。

（１１）前記（８）または前記（９）記載の温度域での冷却が、４００℃／秒以上の冷却速度で水冷により冷却を開始し、この冷却速度で３０℃以上８０℃以下の温度区間を冷却した後、０.２〜１.５秒の水冷停止期間を設けてその間に板形状の計測を行い、その後５０℃／秒以上の速度で冷却することを含む。

別の側面からは、下記工程（Ａ）〜（Ｃ）を有することを特徴とする前記（７）に記載の冷延鋼板の製造方法：
（Ａ）上記化学組成を有する熱延鋼板であって、該熱延鋼板が、Ａｒ _３ 点以上で圧延を完了する熱間圧延完了後に、下記式（５）を満足する冷却速度（Ｃrate）で、圧延完了温度から（圧延完了温度−１００℃）までの温度域を冷却する熱間圧延工程により得られた、傾角１５°以上の大角粒界で規定されるＢＣＣ相の平均粒径が６μｍ以下の鋼板であり、該熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程
（Ｂ）工程（Ａ）において得られた冷延鋼板に、（Ａｃ _１ 点＋１０℃）に到達した時点におけるオーステナイト変態していない領域に占める未再結晶率が３０面積％以上となるように１５℃／秒以上の平均加熱速度で加熱し、その後さらに（０.９×Ａｃ _１ 点＋０.１×Ａｃ _３ 点）以上（Ａｃ _３ 点＋１００℃）以下の温度域で３０秒間以上保持することを含む条件下で焼鈍を施す焼鈍工程；および
（Ｃ）工程（Ｂ）において得られた冷延鋼板にめっき処理を施すめっき工程。

上記式中、
Ｃrate（Ｔ）は冷却速度（℃／ｓ）（正の値）であり、
Ｔは圧延完了温度をゼロとする相対温度（℃、負の値）であり、
Ｃrateが零である温度がある場合、その温度での滞留時間（Δｔ）をＩＣ（Ｔ）で除した値をその区間の積分として加算する。
本発明により、ＴｉやＮｂ等の析出元素の多量添加によらずとも、冷間圧延および焼鈍後の組織を効果的に微細化することが可能となり、延性および伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法が実現可能となる。本発明において利用する組織の微細化機構は従来法におけるものとは異なるため、オーステナイト単相域で焼鈍を行う場合においても効果的であり、また、安定した材質が得られる程度に焼鈍時の保持時間を長くしても微細組織を得ることができる。

上記新知見に基づく本発明は、質量％で、Ｃ：０．０６〜０．３％、Ｓｉ：０．４〜２．５％、Ｍｎ：０．６〜３．５％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｔｉ：０〜０．０８％、Ｎｂ：０〜０．０４％、ＴｉおよびＮｂの合計含有量：０〜０．１０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０〜２．０％、Ｃｒ：０〜１％、Ｍｏ：０〜０．３％、Ｖ：０〜０．３％、Ｂ：０〜０．００５％、Ｃａ：０〜０．００３％、ＲＥＭ：０〜０．００３％、残部がＦｅおよび不純物である化学組成を有し、主相としてフェライトを４０面積％以上、第２相としてマルテンサイトおよびベイナイトの１種または２種からなる低温変態相を合計で１０面積％以上ならびに残留オーステナイトを３面積％以上含有し、かつ下記式（１）〜（４）を満足するミクロ組織を有することを特徴とする冷延鋼板である：
ｄ_Ｆ≦４．３・・・ （１）
ｄ_Ｍ＋Ｂ≦１．６ ・・・ （２）
ｄ_Ａｓ≦１．５ ・・・ （３）
ｒ_Ａｓ≧５０ ・・・ （４）
上記式中、
ｄ_Ｆは傾角１５°以上の大角粒界で規定されるフェライトの平均粒径（単位：μｍ）であり、
ｄ_Ｍ＋Ｂは前記低温変態相の平均粒径（単位：μｍ）であり、
ｄ_Ａｓはアスペクト比が５未満の残留オーステナイトの平均粒径（単位：μｍ）であり、そして
ｒ_Ａｓはアスペクト比が５未満の残留オーステナイトの全残留オーステナイトに対する面積率（％）である。

Claims (14)

1. 質量％で、Ｃ：０.０６〜０.３％、Ｓｉ：０.４〜２.５％、Ｍｎ：０.６〜３.５％、Ｐ：０.１％以下、Ｓ：０.０５％以下、Ｔｉ：０〜０.０８％、Ｎｂ：０〜０.０４％、ＴｉおよびＮｂの合計含有量：０〜０.１０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０〜２.０％、Ｃｒ：０〜１％、Ｍｏ：０〜０.３％、Ｖ：０〜０.３％、Ｂ：０〜０.００５％、Ｃａ：０〜０.００３％、ＲＥＭ：０〜０.００３％、残部がＦｅおよび不純物である化学組成を有し、
   主相としてフェライトを４０面積％以上、第２相としてマルテンサイトおよびベイナイトの１種または２種からなる低温変態相を合計で１０面積％以上ならびに残留オーステナイトを３面積％以上含有し、かつ下記式（１）〜（４）を満足するミクロ組織を有することを特徴とする冷延鋼板。
   ｄ_Ｆ≦５.０ ・・・ （１）
   ｄ_Ｍ＋Ｂ≦２.０ ・・・ （２）
   ｄ_Ａｓ≦１.５ ・・・ （３）
   ｒ_Ａｓ≧５０ ・・・ （４）
   上記式中、
   ｄ_Ｆは傾角１５°以上の大角粒界で規定されるフェライトの平均粒径（単位：μｍ）であり、
   ｄ_Ｍ＋Ｂは前記低温変態相の平均粒径（単位：μｍ）であり、
   ｄ_Ａｓはアスペクト比が５未満の残留オーステナイトの平均粒径（単位：μｍ）であり、そして
   ｒ_Ａｓはアスペクト比が５未満の残留オーステナイトの全残留オーステナイトに対する面積率（％）である。
2. 板厚の１／２深さ位置において、｛１００｝＜０１１＞から｛２１１｝＜０１１＞の方位群のＸ線強度の平均が、集合組織を持たないランダムな組織のＸ線強度の平均に対する比で６未満である集合組織を有する、請求項１に記載の冷延鋼板。
3. 前記化学組成が、質量％で、Ｔｉ：０.００５〜０.０８％およびＮｂ：０.００３〜０.０４％からなる群から選択される１種または２種を含有する、請求項１または２に記載の冷延鋼板。
4. 前記化学組成が、質量％で、ｓｏｌ．Ａｌ：０.１〜２.０％を含有する、請求項１〜３のいずれかに記載の冷延鋼板。
5. 前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０.０３〜１％、Ｍｏ：０.０１〜０.３％およびＶ：０.０１〜０.３％からなる群から選択される１種もしくは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。
6. 前記化学組成が、質量％で、Ｂ：０.０００３〜０.００５％を含有する、請求項１〜５のいずれかに記載の冷延鋼板。
7. 前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０.０００５〜０.００３％およびＲＥＭ：０.０００５〜０.００３％からなる群から選択される１種または２種を含有する、請求項１〜６のいずれかに記載の冷延鋼板。
8. 鋼板表面にめっき層を有する請求項１〜７のいずれかに記載の冷延鋼板。
9. 下記工程（Ａ）および（Ｂ）を有することを特徴とする請求項１〜８のいずれかに記載の冷延鋼板の製造方法：
   （Ａ）請求項１および３〜７のいずれかに記載の化学組成を有する熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
   （Ｂ）工程（Ａ）において得られた冷延鋼板に、（Ａｃ_１点＋１０℃）に到達した時点におけるオーステナイト変態していない領域に占める未再結晶率が３０面積％以上となるように１５℃／秒以上の平均加熱速度で加熱し、その後さらに（０.９×Ａｃ_１点＋０.１×Ａｃ_３点）以上（Ａｃ_３点＋１００℃）以下の温度域で３０秒間以上保持することを含む条件下で焼鈍を施す焼鈍工程。
10. 前記熱延鋼板が、熱間圧延完了後に３００℃以下で巻き取り、その後、５００〜７００℃の温度域で熱処理を施すことにより得られたものである、請求項９に記載の冷延鋼板の製造方法。
11. 前記熱延鋼板が、Ａｒ_３点以上で圧延を完了する熱間圧延完了後に、下記式（５）を満足する冷却速度（Ｃrate）で、圧延完了温度から（圧延完了温度−１００℃）までの温度域を冷却する熱間圧延工程により得られた、傾角１５°以上の大角粒界で規定されるＢＣＣ相の平均粒径が６μｍ以下の鋼板である、請求項９または１０に記載の冷延鋼板の製造方法。
    

    

    
    上記式中、
    Ｃrate（Ｔ）は冷却速度（℃／ｓ）（正の値）であり、
    Ｔは圧延完了温度をゼロとする相対温度（℃、負の値）であり、
    Ｃrateが零である温度がある場合、その温度での滞留時間（Δｔ）をＩＣ（Ｔ）で除した値をその区間の積分として加算する。
12. 前記温度域での冷却が、４００℃／秒以上の冷却速度で冷却を開始し、この冷却速度で３０℃以上の温度区間を冷却することを含む、請求項１１に記載の冷延鋼板の製造方法。
13. 前記温度域での冷却が、４００℃／秒以上の冷却速度で水冷により冷却を開始し、この冷却速度で３０℃以上８０℃以下の温度区間を冷却した後、０.２〜１.５秒の水冷停止期間を設けてその間に板形状の計測を行い、その後５０℃／秒以上の速度で冷却することを含む、請求項１１に記載の冷延鋼板の製造方法。
14. 前記工程（Ｂ）の後に、冷延鋼板にめっき処理を施す工程をさらに有する、請求項９〜１３のいずれかに記載の冷延鋼板の製造方法。