WO2012133563A1 - 冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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貴行 野崎
高橋　学
藤田　展弘
吉田　博司
渡辺　真一郎
武史 山本
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新日本製鐵株式会社
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet excellent in ductility and hole expansibility and a method for producing the same.
  • the present invention relates to a steel sheet using a TRIP (Transformation Induced Plasticity) phenomenon.
  • TRIP Transformation Induced Plasticity
  • TRIP steel is excellent in strength and ductility, it is generally characterized by low local deformability such as hole expansibility. Furthermore, in order to reduce the weight of automobile bodies in the future, it is necessary to increase the strength level of use of high-strength steel sheets more than before. Therefore, for example, in order to use a high-strength steel plate for the suspension part, local deformability such as hole expansibility must be improved.
  • an object of the present invention is to provide a high-strength cold-rolled steel sheet having improved ductility and hole expansibility in TRIP steel and a method for producing the same.
  • the present inventors have found that, among TRIP steels, a cold-rolled steel sheet in which the pole density of a predetermined crystal orientation is controlled has excellent strength, ductility, hole expansibility, and a balance thereof.
  • the present inventors have succeeded in producing a steel plate excellent in strength, ductility and hole expansibility by optimizing the chemical composition and production conditions of TRIP steel and controlling the microstructure of the steel plate.
  • the cold-rolled steel sheet according to one embodiment of the present invention has a chemical composition of steel sheet in mass%, C: 0.02% or more and 0.4% or less, Si: 0.001% or more, and 2.5 %: Mn: 0.001% or more and 4.0% or less, Al: 0.001% or more and 2.0% or less, P: 0.15% or less, S: 0.03% or less, N: 0.01% or less, O: 0.01% or less, the balance is made of iron and unavoidable impurities, and in the chemical composition of the steel sheet, the total amount of Si and Al is 1.0% by mass.
  • ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011>, ⁇ 116 ⁇ ⁇ 110>, ⁇ 114 ⁇ ⁇ 110> , ⁇ 112 ⁇ ⁇ 110>, ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> is the polar density represented by the arithmetic average of the polar densities of each crystal orientation, ⁇ 100 ⁇
  • the average pole density of the 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation group is 1.0 or more and 6.5 or less, and the pole density of the crystal orientation of ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> is 1.0 or more and 5.0 or less.
  • this microstructure has an area ratio of 5% to 80% ferrite, 5% to 80% bainite, and residual austenite. 2% or more and 30% or less.
  • the area ratio is limited to 20% or less of martensite, 10% or less of pearlite, and 60% or less of tempered martensite, and is perpendicular to the rolling direction.
  • the Rankford value rC is 0.70 or more and 1.10 or less, and the Rankford value r30 in the direction forming 30 ° with respect to the rolling direction is 0.70 or more and 1.10 or less. .
  • the chemical composition of the steel sheet is further mass%, Ti: 0.001% or more and 0.2% or less, Nb: 0.005% or more and 0.2% or less, B: 0.0001% to 0.005%, Mg: 0.0001% to 0.01%, REM: 0.0001% to 0.1%, Ca: 0.0001% to 0.01%, Mo: 0.001% to 1.0%, Cr: 0.001% to 2.0%, V: 0.001% to 1. 0% or less, W: 0.001% to 1.0%, Ni: 0.001% to 2.0%, Cu: 0.001% to 2.0%, Co: 0.00%. 0001% or more and 1.0% or less, Sn: 0.0001% or more and 0.2% or less, Zr: 0.0 0.1% or more and 0.2% or less, As: 0.0001% or more and may contain one or more selected from 0.5% or less.
  • the volume average diameter of the crystal grains may be 2 ⁇ m or more and 15 ⁇ m or less.
  • the average pole density of the ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation groups is 1.0 or more.
  • the pole density of the crystal orientation of ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> may be 1.0 or more and 4.0 or less.
  • the length of crystal grains in the rolling direction is the length of crystal grains in the plate thickness direction among the plurality of crystal grains.
  • the proportion of crystal grains whose value divided by 3.0 is 3.0 or less may be 50% or more and 100% or less.
  • the bainite has a Vickers hardness of 180 HV or more, and an average C concentration of the retained austenite is 0.9% or more. There may be.
  • rL which is a Rankford value in the rolling direction
  • R60 which is the Rankford value in the direction of 60 ° with respect to the angle
  • a hot dip galvanized layer or an alloyed hot dip galvanized layer may be provided on the surface of the steel sheet.
  • the cumulative reduction ratio is 50% or more in the temperature range of T1 + 30 ° C or more and T1 + 200 ° C or less, including a large reduction pass with a reduction ratio of 30% or more in the temperature range of T1 + 200 ° C or less.
  • the second hot rolling in which the cumulative rolling reduction in the temperature range of Ar 3 ° C or higher and lower than T1 + 30 ° C is limited to 30% or less, and the rolling end temperature is Ar 3 ° C or higher calculated by the following formula 4
  • the steel is subjected to primary cooling so that the waiting time t from the completion of the final pass to the start of cooling satisfies the following formula 2;
  • the steel is wound in a temperature range; the steel is pickled; the steel is cold-rolled at a rolling rate of 30% or more and 90% or less; the average heating rate HR1 in the temperature range of room temperature to 650 ° C. is 0.00. 3 °C / second or more 650 ° C. Ultra and Ac 1 ° C.
  • the time t OA seconds or more and 1000 seconds or less calculated by the following formula 6 within the temperature range is held to obtain a steel plate, or the steel is further cooled to 350 ° C. or less and 350 ° C. or more and 500 ° C. or less.
  • T1 850 + 10 ⁇ ([C] + [N]) ⁇ [Mn] (Formula 1)
  • [C], [N] and [Mn] are mass percentages of the amounts of C, N and Mn in the steel, respectively.
  • t1 is represented by the following formula 3.
  • t1 0.001 ⁇ ((Tf ⁇ T1) ⁇ P1 / 100) 2 ⁇ 0.109 ⁇ ((Tf ⁇ T1) ⁇ P1 / 100) +3.1
  • Tf is the temperature in degrees Celsius of the steel at the completion of the final pass
  • P1 is a percentage of the rolling reduction in the final pass.
  • the steel further has, as the chemical composition, mass%, Ti: 0.001% or more and 0.2% or less, Nb: 0. 0.005% or more and 0.2% or less, B: 0.0001% or more and 0.005% or less, Mg: 0.0001% or more and 0.01% or less, REM: 0.0001% or more and 0.1 %: Ca: 0.0001% or more and 0.01% or less, Mo: 0.001% or more and 1.0% or less, Cr: 0.001% or more and 2.0% or less, V: 0.001 %: 1.01% or less, W: 0.001% or more and 1.0% or less, Ni: 0.001% or more and 2.0% or less, Cu: 0.001% or more and 2.0% or less Co: 0.0001% or more and 1.0% or less, Sn: 0.0001% or more and 0.001% or less.
  • the temperature calculated by the following equation 7 may be the T1 ° C.
  • T1 850 + 10 ⁇ ([C] + [N]) ⁇ [Mn] + 350 ⁇ [Nb] + 250 ⁇ [Ti] + 40 ⁇ [B] + 10 ⁇ [Cr] + 100 ⁇ [Mo] + 100 ⁇ [V].
  • the waiting time t seconds may satisfy the following formula 8 using the t1. 0 ⁇ t ⁇ t1 (Expression 8)
  • the waiting time t seconds may satisfy the following formula 9 using the t1.
  • the first hot rolling includes at least one pass having a rolling reduction of 40% or more.
  • the average austenite grain size of the steel may be 100 ⁇ m or less.
  • the secondary cooling is performed after passing through the final rolling stand and within 10 seconds after the completion of the primary cooling. You may start.
  • the primary cooling may be performed between rolling stands.
  • a hot-dip galvanized layer or an alloyed hot-dip galvanized layer may be formed on the surface of the steel sheet.
  • FIG. 6 is a diagram showing the relationship between the average pole density D1 of the ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation groups and the tensile strength TS ⁇ the hole expansion ratio ⁇ .
  • FIG. 6 is a diagram showing the relationship between the average pole density D1 of the ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation groups and the tensile strength TS ⁇ elongation EL. It is a figure which shows the relationship between the pole density D2 of ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> orientation, and tensile strength TSx hole expansion rate (lambda).
  • the amount of retained austenite and the amount of C in the retained austenite are increased by concentrating C in the austenite during the annealing process, and the tensile properties are improved.
  • the present inventors optimize the steel components and the microstructure during production, start cooling from the temperature range of the two-phase region of ferrite and austenite or the single-phase region of austenite, and a predetermined temperature range. It was found that a steel plate excellent in the balance of strength, ductility and hole expansibility can be obtained by controlling the cooling (two-stage cooling) and maintaining the temperature within this temperature range.
  • Polar density of crystal orientation (D1 and D2): In the cold-rolled steel sheet according to the present embodiment, the plate thickness ranges from 5/8 to 3/8 (the thickness of the steel sheet from the surface of the steel sheet to the thickness direction (depth direction) of the steel sheet) as the pole density of two types of crystal orientations. Average of ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation groups with respect to the sheet thickness section parallel to the rolling direction at the sheet thickness central portion, which is a range separated by a distance of 5/8 to 3/8)
  • the pole density D1 hereinafter may be abbreviated as the average pole density
  • the pole density D2 of the crystal orientation ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> are controlled.
  • the average pole density is a characteristic point (orientation accumulation degree, texture development degree) of a particularly important texture (crystal orientation of crystal grains in the microstructure).
  • the average pole density is the phase of pole density in each crystal orientation of ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011>, ⁇ 116 ⁇ ⁇ 110>, ⁇ 114 ⁇ ⁇ 110>, ⁇ 112 ⁇ ⁇ 110>, ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110>. It is the pole density expressed as an arithmetic mean.
  • X-ray diffraction is performed on a cross section in the central portion of the plate thickness that is a thickness range of 5/8 to 3/8, and the intensity ratio of the X-ray diffraction intensity in each direction with respect to a random sample is obtained.
  • the average pole density of the ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation groups is obtained.
  • the undercarriage part for which the steel plate is most recently requested The characteristics required for processing (indexes TS ⁇ ⁇ and TS ⁇ EL described later) can be satisfied. That is, as this characteristic, the tensile strength TS, the hole expansion ratio ⁇ , and the elongation EL can satisfy TS ⁇ ⁇ ⁇ 30000 (see FIG. 1) and TS ⁇ EL ⁇ 14000 (see FIG. 2).
  • the average pole density is preferably 4.0 or less, more preferably 3.5 or less, and 3.0 or less. More preferably.
  • the average pole density exceeds 6.5, the anisotropy of the mechanical properties of the steel sheet becomes extremely strong. As a result, the hole expandability only in a specific direction is improved, but the hole expandability in a direction different from that direction is significantly deteriorated. Therefore, in this case, the steel plate does not satisfy TS ⁇ ⁇ ⁇ 30000 and TS ⁇ EL ⁇ 14000 with respect to the characteristics required for processing the undercarriage part.
  • the average pole density is less than 1.0, there is a concern about deterioration of hole expansibility. Therefore, the average pole density is preferably 1.0 or more.
  • the pole density of the crystal orientation of ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> in the central portion of the plate thickness that is a plate thickness range of 5/8 to 3/8 is 5.0 or less.
  • 3 and 4 show the relationship between the polar density of the crystal orientation of ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> obtained by X-ray diffraction and the indices (TS ⁇ ⁇ and TS ⁇ EL) as in FIGS. Show.
  • the pole density is preferably 5.0 or less in order to sufficiently secure each index.
  • the steel plate has TS ⁇ ⁇ ⁇ 30000 and the characteristics required for the processing of the recently required undercarriage parts.
  • TS ⁇ EL ⁇ 14000 can be satisfied.
  • the pole density is preferably 4.0 or less, and more preferably 3.0 or less.
  • the pole density of the crystal orientation of ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> is more than 5.0, the anisotropy of the mechanical properties of the steel sheet becomes extremely strong.
  • the steel plate does not satisfy TS ⁇ ⁇ ⁇ 30000 and TS ⁇ EL ⁇ 14000 with respect to the characteristics required for processing the undercarriage part.
  • the pole density of the crystal orientation of ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> is less than 1.0, there is a concern about deterioration of hole expansibility. Therefore, it is preferable that the pole density of the ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> crystal orientation is 1.0 or more.
  • the pole density is synonymous with the X-ray random intensity ratio.
  • the X-ray random intensity ratio is obtained by measuring the diffraction intensity (X-rays and electrons) of a standard sample that does not accumulate in a specific orientation and the diffraction intensity of the specimen by the X-ray diffraction method under the same conditions. It is a numerical value obtained by dividing the diffraction intensity of the obtained specimen by the diffraction intensity of the standard sample. This extreme density can be measured using X-ray diffraction, EBSD (Electron Back Scattering Diffraction), or electronic channeling.
  • EBSD Electro Back Scattering Diffraction
  • the pole density of the ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation groups is a plurality of pole figures among ⁇ 110 ⁇ , ⁇ 100 ⁇ , ⁇ 211 ⁇ , ⁇ 310 ⁇ pole figures measured by these methods.
  • ODF three-dimensional texture
  • the steel plate is reduced to a predetermined thickness by mechanical polishing, and then the strain is removed by chemical polishing, electrolytic polishing, etc. and at the same time 5/8 of the plate thickness.
  • the sample density may be measured according to the method described above by adjusting the sample so that an appropriate surface including the range of ⁇ 3 / 8 becomes the measurement surface.
  • the hole expandability can be further improved.
  • the material at the central portion of the plate thickness generally represents the material characteristics of the entire steel plate. Therefore, the average pole density of the ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation group and the pole density of the crystal orientation of ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> in the central portion of the thickness of 5/8 to 3/8 It stipulates.
  • ⁇ hkl ⁇ ⁇ uvw> indicates that the normal direction of the plate surface is parallel to ⁇ hkl> and the rolling direction is parallel to ⁇ uvw> when the sample is collected by the above method.
  • the crystal orientation is usually expressed as (hkl) or ⁇ hkl ⁇ in the direction perpendicular to the plate surface and [uvw] or ⁇ uvw> in the direction parallel to the rolling direction.
  • ⁇ Hkl ⁇ ⁇ uvw> is a general term for equivalent planes, and (hkl) [uvw] refers to individual crystal planes.
  • the body-centered cubic structure (bcc structure) is targeted, for example, (111), ( ⁇ 111), (1-11), (11-1), ( ⁇ 1-11) ), (-11-1), (1-1-1), and (-1-1-1) are equivalent and cannot be distinguished. In such a case, these orientations are collectively referred to as ⁇ 111 ⁇ planes. Since the ODF display is also used for displaying the orientation of other crystal structures with low symmetry, in the ODF display, the individual orientation is generally displayed as (hkl) [uvw]. , ⁇ Hkl ⁇ ⁇ uvw> and (hkl) [uvw] are synonymous.
  • the r value (Rankford value) of the steel sheet will be described.
  • the r value in each direction (the r value rL in the rolling direction described later, the r value r30 in the direction forming 30 ° with respect to the rolling direction, and the rolling direction)
  • the r value r60 in the direction forming 60 ° and the r value rC in the direction perpendicular to the rolling direction may be set within a predetermined range.
  • R value (rC) in the direction perpendicular to the rolling direction That is, as a result of intensive studies by the present inventors, it has been found that good hole expansibility can be obtained by setting each pole density within the above range and simultaneously setting rC to 0.70 or more. Therefore, rC is 0.70 or more. As for the upper limit of rC, in order to obtain more excellent hole expandability, rC is preferably 1.10 or less.
  • R value (r30) in a direction forming 30 ° with respect to the rolling direction As a result of intensive studies by the present inventors, it was found that good hole expansibility can be obtained by setting each pole density within the above range and at the same time r30 being 1.10 or less. Therefore, r30 is 1.10 or less.
  • the lower limit of r30 is preferably r30 of 0.70 or more in order to obtain better hole expansibility.
  • R value (rL) in the rolling direction r value (r60) in the direction forming 60 ° with respect to the rolling direction: Furthermore, as a result of intensive studies by the present inventors, the above-described extreme densities, rC, and r30 are set within the above-described ranges, and at the same time, rL and r60 satisfy rL ⁇ 0.70 and r60 ⁇ 1.10. Thus, it was found that better TS ⁇ ⁇ can be obtained. Therefore, rL is preferably 0.70 or more and r60 is 1.10 or less. As for the upper limit of rL and the lower limit of r60, rL is preferably 1.10 or less and r60 is 0.70 or more in order to obtain better hole expansibility.
  • the above r values are evaluated by a tensile test using a JIS No. 5 tensile test piece. Considering the case of a normal high-strength steel sheet, the r value may be evaluated in a range where the tensile strain is in the range of 5 to 15% and which corresponds to uniform elongation.
  • the basic microstructure of the cold rolled steel sheet according to the present embodiment is composed of ferrite, bainite, and retained austenite.
  • this basic microstructure component in place of part of ferrite, bainite, retained austenite, pearlite, martensite, tempered martensite as necessary or unavoidable.
  • pearlite in place of part of ferrite, bainite, retained austenite
  • pearlite martensite
  • tempered martensite as necessary or unavoidable.
  • each microstructure is evaluated by the area ratio.
  • Ferrite and bainite are essential for improving the elongation by the TRIP effect because C is concentrated in the retained austenite. Furthermore, ferrite and bainite contribute to improvement of hole expansibility. It is possible to change the fraction of ferrite and bainite depending on the strength level targeted for development, but it is excellent by making ferrite 5% to 80% and bainite 5% to 80%. The ductility and hole expandability can be obtained. Therefore, ferrite is 5% or more and 80% or less, and bainite is 5% or more and 80% or less.
  • Residual austenite is a structure that enhances ductility, particularly uniform elongation, by transformation-induced plasticity, and requires a retained austenite of 2% or more in area ratio.
  • retained austenite is transformed into martensite by processing, which contributes to improvement in strength. The higher the area ratio of retained austenite, the better.
  • the upper limit of the area ratio of retained austenite is set to 30% or less.
  • the retained austenite is preferably 3% or more, more preferably 5% or more, and most preferably 8% or more.
  • tempered martensite By generating martensite to some extent during cooling before the start of bainite transformation, the effect of promoting bainite transformation and the effect of stabilizing retained austenite can be obtained. Since such martensite is tempered by reheating, tempered martensite may be contained in the microstructure as necessary. However, if the tempered martensite exceeds 60% in area ratio, the ductility is lowered, so the tempered martensite is limited to 60% or less in area ratio. Further, the microstructure may contain pearlite within a range of 10% or less and martensite within a range of 20% or less as necessary. When the amount of pearlite and martensite increases, the workability and local deformability of the steel sheet decrease, or the utilization rate of C that generates retained austenite decreases. Therefore, in the microstructure, pearlite is limited to 10% or less and martensite is limited to 20% or less.
  • the area ratio of austenite can be determined from the diffraction intensity obtained by performing X-ray diffraction on a plane parallel to the plate surface in the vicinity of the 1/4 plate thickness position.
  • the area ratio of ferrite, pearlite, bainite, and martensite is within the range of 1/8 to 3/8 thickness (that is, the thickness range centered at 1/4 thickness position). It can be determined from an image obtained by observation with a microscope (FE-SEM: Field Emission Scanning Electron Microscope). In this FE-SEM observation, a sample is taken so that a plate thickness cross section parallel to the rolling direction of the steel plate becomes the observation surface, and polishing and nital etching are performed on this observation surface.
  • the microstructure (component) of the steel sheet may be significantly different from other parts due to decarburization and Mn segregation, respectively. For this reason, in the present embodiment, the microstructure is observed based on the 1 ⁇ 4 thickness position.
  • the size of the crystal grains in the microstructure may be refined. Furthermore, by reducing the volume average diameter, the fatigue characteristics (fatigue limit ratio) required for automobile steel sheets and the like are improved. Since the influence of the number of coarse grains on elongation is higher than that of fine grains, the elongation is more strongly correlated with the volume average diameter calculated by the weighted average of the volume than the number average diameter. Therefore, in order to obtain the above effect, the volume average diameter is 2 to 15 ⁇ m, preferably 2 to 9.5 ⁇ m.
  • the volume average diameter when the volume average diameter is reduced, local strain concentration occurring at the micro order is suppressed, strain at the time of local deformation can be dispersed, and elongation, particularly uniform elongation, is improved.
  • the grain boundary that becomes a barrier to dislocation motion can be controlled appropriately, and this grain boundary acts on repeated plastic deformation (fatigue phenomenon) caused by the dislocation motion, thereby improving fatigue characteristics. .
  • each crystal grain can be determined as follows.
  • the pearlite is specified by observing the structure with an optical microscope.
  • the grain units of ferrite, austenite, bainite, martensite, and tempered martensite are specified by EBSD. If the crystal structure of the region determined by EBSD is a face-centered cubic structure (fcc structure), this region is determined to be austenite. If the crystal structure of the region determined by EBSD is a body-centered cubic structure (bcc structure), this region is determined as one of ferrite, bainite, martensite, and tempered martensite.
  • Ferrite, bainite, martensite, and tempered martensite can be identified using the KAM (Kernel Average) method equipped with EBSP-OIM (registered trademark, Electron Back Scattering Pattern Pattern-Orientation Image Microscopy).
  • KAM Kernel Average
  • EBSP-OIM registered trademark, Electron Back Scattering Pattern Pattern-Orientation Image Microscopy
  • the second approximation using all 12 pixels (19 pixels in total), or the third approximation using all 18 pixels outside these 12 pixels (total 37 pixels) the orientation difference between each pixel And the average value obtained is determined as the value of the center pixel, and such an operation is performed on the entire pixel.
  • a map expressing the orientation change in the grain can be created. This map represents a strain distribution based on local orientation changes in the grains.
  • the azimuth difference between adjacent pixels is calculated by the third approximation.
  • the grain size of ferrite, bainite, martensite, and austenite is measured, for example, by performing the above-mentioned orientation measurement at a measurement step of 0.5 ⁇ m or less at a magnification of 1500 times, and at a position where the orientation difference between adjacent measurement points exceeds 15 °. It is obtained by defining the boundary (this grain boundary is not necessarily a general grain boundary) and calculating the equivalent circle diameter.
  • the crystal grain size of pearlite can be calculated by applying image processing methods such as binarization and cutting to the image obtained by the optical microscope. it can.
  • the volume average diameter can be determined by the weighted average.
  • the coarse particle fraction described below can be obtained by dividing the area ratio of coarse particles obtained by this method by the area to be measured.
  • the equiaxed grain fraction described below can be obtained by dividing the area ratio of equiaxed grains obtained by this method by the area to be measured.
  • the ratio of the area (coarse grain fraction) occupied by grains (coarse grains) having a grain size exceeding 35 ⁇ m per unit area is 10% for all the constituent elements of the microstructure. Restrict to the following. As the number of large grains increases, the tensile strength decreases and the local deformability also decreases. Therefore, it is preferable to make the crystal grains as fine as possible. In addition, since all the crystal grains are uniformly and equivalently strained, the hole expansibility is improved. Therefore, by restricting the amount of coarse grains, local crystal grain strain can be suppressed.
  • the present inventors have expanded the holes when the above-mentioned pole densities (and r values) satisfy the above-mentioned conditions and the crystal grains are excellent in equiaxedness. It was found that the processing direction dependency is small and the local deformability is further improved. Therefore, when improving local deformability more, it is good that it is 50% or more and 100% or less of the equiaxed grain fraction which is the parameter
  • the equiaxed grain fraction is 50% or more, the deformability in the L direction, which is the rolling direction, and the deformability in the C direction, which is perpendicular to the rolling direction, are relatively uniform, and the local deformability is improves.
  • the equiaxed grain fraction is obtained by dividing the length dL of crystal grains in the rolling direction by the length dt of crystal grains in the plate thickness direction among the crystal grains (for example, all crystal grains) in the microstructure of the steel sheet.
  • the value (dL / dt) is the ratio of grains (equal axis grains) excellent in equiaxedness having a value of 3.0 or less.
  • ⁇ ⁇ Vickers hardness of bainite affects tensile properties. As the bainite transformation proceeds, the retained austenite is stabilized, and this retained austenite contributes to the improvement of elongation. In addition, if the bainite hardness is 180 HV or higher, the tensile strength and hole expandability can be further improved. In order to obtain a good balance between tensile strength and hole expansibility, and a balance between tensile strength and elongation, the Vickers hardness of bainite is preferably 180 HV or higher. In addition, about Vickers hardness, it measures using a micro Vickers measuring machine.
  • the average C concentration in the retained austenite greatly contributes to the stability of retained austenite.
  • the average C concentration in the retained austenite is 0.9% or more, sufficient stability of retained austenite can be obtained, so that the TRIP effect can be effectively obtained and the elongation is improved. Therefore, the average C concentration in the retained austenite is preferably 0.9% or more.
  • C 0.02% or more and 0.4% or less C is essential for securing high strength and securing retained austenite. In order to obtain a sufficient amount of retained austenite, 0.02% or more of C should be contained in the steel. On the other hand, if the steel sheet contains excessive C, the weldability is impaired, so the upper limit of the C content is set to 0.4%. In the case where the strength and elongation are further improved, the C content is preferably 0.05% or more, more preferably 0.10% or more, and most preferably 0.12% or more. . Moreover, when improving weldability more, it is preferable that C amount is 0.38% or less, and it is more preferable that it is 0.36% or less.
  • Si 0.001% or more and 2.5% or less Si is a deoxidizer, and it is preferable that 0.001% or more of Si is contained in the steel. Further, Si stabilizes ferrite during annealing and suppresses cementite precipitation during bainite transformation (when kept within a predetermined temperature range). Therefore, Si increases the C concentration of austenite and contributes to securing retained austenite. The effect increases as the amount of Si increases. However, when Si is excessively added to the steel, surface properties, paintability, weldability, and the like deteriorate. Therefore, the upper limit of Si content is set to 2.5%.
  • the Si amount is preferably 0.02% or more, preferably 0.50% or more, and 0.60% or more. Most preferably it is.
  • the Si content is preferably 2.2% or less, and more preferably 2.0% or less.
  • Mn 0.001% or more and 4.0% or less
  • Mn is an element that stabilizes austenite and improves hardenability.
  • 0.001% or more of Mn is preferably contained in the steel.
  • the upper limit of the Mn content is 4.0%.
  • the amount of Mn is preferably 0.1% or more, more preferably 0.5% or more, and most preferably 1.0% or more.
  • the amount of Mn is 3.8% or less, and it is more preferable that it is 3.5% or less.
  • P 0.15% or less
  • P is an impurity, and if P is excessively contained in steel, ductility and weldability are impaired. Therefore, the upper limit of the P content is 0.15%.
  • P acts as a solid solution strengthening element, but is inevitably contained in the steel, so the lower limit of the amount of P is not particularly limited and is 0%. In consideration of current general refining (including secondary refining), the lower limit of the P amount may be 0.001%.
  • the P content is preferably 0.10% or less, and more preferably 0.05% or less.
  • S 0.03% or less S is an impurity.
  • the upper limit of S content is 0.03%.
  • the lower limit of the amount of S is not particularly limited, and is 0%. In consideration of the current general refining (including secondary refining), the lower limit of the amount of S may be 0.0005%.
  • the S content is preferably 0.020% or less, and more preferably 0.015% or less.
  • N 0.01% or less N is an impurity, and if the amount of N exceeds 0.01%, ductility deteriorates. Therefore, the upper limit of the N amount is 0.01% or less.
  • the lower limit of the N amount is not particularly limited and is 0%. In consideration of current general refining (including secondary refining), the lower limit of the N amount may be 0.0005%. In order to further increase the ductility, the N content is preferably 0.005% or less.
  • Al 0.001% or more and 2.0% or less
  • Al is a deoxidizer, and considering current general refining (including secondary refining), the steel contains 0.001% or more of Al. It is preferable.
  • Al stabilizes ferrite during annealing and suppresses cementite precipitation during bainite transformation (when kept within a predetermined temperature range). Therefore, Al increases the C concentration of austenite and contributes to securing retained austenite. The effect increases as the amount of Al increases, but surface properties, paintability, weldability, and the like deteriorate when Al is added excessively to the steel. Therefore, the upper limit of the Al amount is set to 2.0%.
  • the Al content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.02% or more. In order to further ensure the surface properties, paintability, weldability, etc., the Al content is preferably 1.8% or less, and more preferably 1.5% or less.
  • O 0.01% or less
  • O (oxygen) is an impurity, and when the amount of O exceeds 0.01%, ductility deteriorates. Therefore, the upper limit of the O amount is 0.01%.
  • the lower limit of the amount of O is not particularly limited and is 0%. In consideration of current general refining (including secondary refining), the lower limit of the O amount may be 0.0005%.
  • Si + Al 1.0% or more and 4.5% or less
  • the total of the Si amount and the Al amount is preferably 1.0% or more.
  • Both Si and Al stabilize ferrite during annealing and suppress cementite precipitation during bainite transformation (when kept within a predetermined temperature range). Therefore, these elements increase the C concentration of austenite and contribute to securing retained austenite.
  • the total amount of Si and Al is made 4.5% or less.
  • the total is preferably 4.0% or less, more preferably 3.5% or less, and 3.0% or less. Most preferred.
  • the above chemical elements are the basic components (basic elements) of the steel in the present embodiment, the basic elements are controlled (contained or restricted), and the chemical composition consisting of iron and unavoidable impurities as the balance is Basic composition.
  • the following chemical elements may be further contained in the steel as necessary.
  • these selection elements are inevitably mixed in the steel (for example, an amount less than the lower limit of the amount of each selection element), the effect in the present embodiment is not impaired.
  • the cold-rolled steel sheet according to the present embodiment has Ti, Nb, B, Mg, REM, Ca, Mo, Cr as selective elements in order to improve local formability by, for example, inclusion control or precipitate refinement.
  • V, W, Ni, Cu, Co, Sn, Zr, As may be included.
  • Ti, Nb, B, Cu, W improve material through mechanisms such as carbon and nitrogen fixation, precipitation strengthening, microstructure control, fine grain strengthening. Therefore, you may add any 1 or more types in Ti, Nb, B, Cu, and W as needed.
  • the Ti amount is 0.001% or more
  • the Nb amount is 0.005% or more
  • the B amount is 0.0001% or more
  • the Cu amount is 0.001% or more
  • W The amount is desirably 0.001% or more.
  • these chemical elements are excessively added to the steel, a remarkable effect is not obtained, but rather the workability and manufacturability are deteriorated.
  • Nb content is 0.2% or less
  • B content is 0.005% or less
  • Cu content is 2.0% or less
  • W content is limited to 1.0% or less.
  • the lower limits of the amounts of Ti, Nb, B, Cu, and W are all 0%.
  • Mg, REM (Rare Earth Metal), and Ca are selective elements that are important for controlling inclusions in a harmless form. Therefore, if necessary, one or more of Mg, REM, and Ca may be added to the steel.
  • the lower limit of the amount of each chemical element is preferably 0.0001%.
  • the Mg amount is 0.01% or less
  • the REM amount is 0.1% or less
  • the amount of Ca is limited to 0.01% or less.
  • the lower limits of the amounts of Mg, REM, and Ca are all 0%.
  • Mo and Cr have the effect of increasing the mechanical strength and the effect of improving the material
  • one or more of Mo and Cr may be added to the steel as necessary.
  • the Mo amount is 0.001% or more and the Cr amount is 0.001% or more.
  • the upper limit of the amount of each chemical element is 1.0% Mo and 2.0% Cr. Restrict.
  • the lower limits of the amounts of Mo and Cr are both 0%.
  • V is effective for precipitation strengthening and has a small allowance for deterioration of hole expandability due to this precipitation strengthening. Therefore, V is an effective selection element when high strength and better hole expandability are required. Therefore, you may add V in steel as needed.
  • the V amount is preferably 0.001% or more. However, if V is excessively added to the steel, the workability deteriorates, so the V content is limited to 1.0% or less. Further, in order to reduce the alloy cost, it is not necessary to intentionally add V to the steel, and the lower limit of the V amount is 0%.
  • Ni, Co, Sn, Zr, and As are selective elements that increase the strength, any one or more of Ni, Co, Sn, Zr, and As may be added to the steel as necessary.
  • the effective content (lower limit) of each chemical element is as follows: Ni amount is 0.001% or more, Co amount is 0.0001% or more, Sn amount is 0.0001% or more, and Zr amount is 0.00. It is desirable that it is 0001% or more and the As amount is 0.0001% or more. However, if these chemical elements are excessively added to the steel, formability is lost, so the upper limit of the amount of each chemical element is 2.0% Ni or less and 1.0% Co.
  • the Sn amount is limited to 0.2% or less
  • the Zr amount is limited to 0.2% or less
  • the As amount is limited to 0.5% or less.
  • the lower limits of the amounts of Ni, Co, Sn, Zr, and As are all 0%.
  • the cold-rolled steel sheet according to the present embodiment includes the above-described basic element, and the balance is selected from the chemical composition consisting of Fe and inevitable impurities, or the above-described basic element and the above-described selective element. It has at least one kind, and the balance has a chemical composition consisting of Fe and inevitable impurities.
  • the surface of the cold-rolled steel sheet described above is subjected to hot-dip galvanizing treatment or alloying treatment after galvanizing, and the cold-rolled steel sheet is hot-dip galvanized layer or alloyed hot-dip galvanized layer on the surface.
  • hot-dip galvanizing treatment or alloying treatment after galvanizing
  • the cold-rolled steel sheet is hot-dip galvanized layer or alloyed hot-dip galvanized layer on the surface.
  • cold-rolled steel sheets including hot-dip galvanized steel sheets and galvannealed steel sheets
  • various surface treatments electroroplating, hot-dip plating, vapor deposition plating, chromate treatment, non-chromic treatment, laminating treatment.
  • Various salt treatments may be performed, and a metal coating (plating, etc.) or an organic coating (laminate film, etc.) may be provided on the surface thereof.
  • the thickness of the cold-rolled steel sheet is not particularly limited, but may be, for example, 0.5 to 2.5 mm, or 0.5 mm or more and less than 2.0 mm.
  • the strength of the cold-rolled steel sheet is not particularly limited, and for example, the tensile strength may be 440 to 1500 MPa.
  • the manufacturing method preceding hot rolling is not particularly limited.
  • various secondary refining can be performed subsequent to smelting and refining in a blast furnace, electric furnace, converter, etc., and steel satisfying the above chemical composition can be melted to obtain steel (molten steel).
  • the steel can be cast by a casting method such as a normal continuous casting method, an ingot method, or a thin slab casting method.
  • the steel may be once cooled to a low temperature (for example, room temperature) and reheated, and then the steel may be hot-rolled, or the steel immediately after casting (cast slab) may be continuously It may be hot rolled.
  • a scrap for the raw material of steel (molten steel).
  • molten steel molten steel
  • a sheet bar may be joined after rough rolling, and finish rolling may be performed continuously.
  • the coarse bar may be wound once in a coil shape, stored in a cover having a heat retaining function as necessary, and rewound again before joining.
  • the austenite grain size after rough rolling that is, before finish rolling is important. That is, it is desirable that the austenite grain size before finish rolling is small, and it has been found that if the average austenite grain size is 200 ⁇ m or less, it is effective to ensure sufficient local deformability.
  • the average austenite grain size before finish rolling is preferably 200 ⁇ m or less.
  • the steel In order to obtain the average austenite grain size before finish rolling of 200 ⁇ m or less, as shown in FIG. 5, rough rolling in the temperature range of 1000 ° C. or higher and 1200 ° C. or lower (preferably 1150 ° C. or lower) In hot rolling, the steel may be rolled once (one pass) at a rolling reduction of 40% or more.
  • the finer austenite grains can be obtained as the reduction ratio and the number of reductions are increased. For example, it is desirable to control to an average austenite grain size of 100 ⁇ m or less in rough rolling, and in order to perform this grain size control, rolling with a rolling reduction of 40% or more in one pass is performed twice (two passes) or more. Is desirable. However, in rough rolling, by reducing the reduction rate of one pass to 70% or less, or limiting the number of reductions (number of passes) to 10 times or less, the concern about the decrease in temperature and excessive generation of scale is reduced. Can be made. Therefore, in rough rolling, the rolling reduction of one pass may be 70% or less, and the number of rolling (number of passes) may be 10 or less.
  • reducing the austenite grain size before finish rolling promotes recrystallization of austenite in subsequent finish rolling, and is effective in improving hole expandability.
  • it is also effective to reduce the austenite grain size before finish rolling in terms of controlling rC and r30. This is presumably due to the function of the austenite grain boundary after rough rolling (that is, before finish rolling) as one of the recrystallization nuclei during finish rolling.
  • the steel sheet is cooled at an average cooling rate of 10 ° C./s or more.
  • the cross section of the plate piece collected from the steel plate obtained by cooling is etched to make the austenite grain boundary in the microstructure stand up and measured with an optical microscope.
  • the particle size of austenite is measured by image analysis or a cutting method with respect to 20 or more fields of view at a magnification of 50 times or more, and each austenite particle size is averaged to obtain an average austenite particle size.
  • the average pole density of the ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation groups and the crystal of ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> in the central portion of the thickness that is the thickness range of 5/8 to 3/8 As one condition for controlling the pole density of the azimuth within the above-mentioned range, in the finish rolling after the rough rolling (second hot rolling), depending on the chemical composition (mass%) of the steel, The rolling is controlled based on the temperature T1 (° C.) determined as described above.
  • T1 850 + 10 ⁇ ([C] + [N]) ⁇ [Mn] + 350 ⁇ [Nb] + 250 ⁇ [Ti] + 40 ⁇ [B] + 10 ⁇ [Cr] + 100 ⁇ [Mo] + 100 ⁇ [V].
  • [C], [N], [Mn], [Nb], [Ti], [B], [Cr], [Mo], and [V] are C, It is a mass percentage of N, Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo and V. The amount of chemical element (chemical component) not included in (Formula 11) is calculated as 0%.
  • a large rolling reduction is ensured, and the rolling reduction is limited to a small range (including 0%) in a temperature range of Ar 3 ° C or higher and lower than T1 + 30 ° C.
  • the local deformability of the final product can be enhanced.
  • This temperature T1 itself has been determined empirically.
  • the present inventors have empirically found through experiments that the temperature range in which recrystallization in the austenite region of each steel can be promoted can be determined based on the temperature T1.
  • the cumulative rolling reduction in the temperature range of T1 + 30 ° C. or more and T1 + 200 ° C. or less is 50% or more.
  • the cumulative rolling reduction is desirably 70% or more from the viewpoint of promoting recrystallization due to strain accumulation.
  • the cumulative rolling reduction may be 90% or less.
  • Finish rolling is controlled to include the path.
  • at least one rolling reduction of 30% or more is performed in a temperature range of T1 + 30 ° C. or higher and T1 + 200 ° C. or lower.
  • the reduction rate of the final pass in this temperature range is 30% or more, that is, the final pass is a large reduction pass.
  • the final two-pass rolling reduction in the temperature range of T1 + 30 ° C. or higher and T1 + 200 ° C. or lower is preferably 30% or higher.
  • the rolling reduction of the large rolling pass (1 pass) is preferably 40% or more.
  • the rolling reduction of a large rolling down pass (1 pass) is 70% or less.
  • T1 + 30 ° C. or more and T1 + 200 ° C. or less are desirable to suppress the temperature rise of the steel plate between each pass during the reduction in the temperature range to 18 ° C. or less.
  • uniform recrystallized austenite can be obtained by suppressing the temperature rise of the steel sheet between each rolling pass.
  • the austenite can be uniformly and finely recrystallized in finish rolling to control the texture of the product and improve the hole expandability.
  • the steel sheet finally obtained is such that the average pole density of the ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation groups is 1.0 or more and 6.5 or less in the center portion of the plate thickness. , ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> does not satisfy at least one of the conditions that the polar density of the crystal orientation is 1.0 or more and 5.0 or less.
  • finish rolling when rolling is performed in a temperature range higher than T1 + 200 ° C. or the cumulative rolling reduction is too small, coarse or mixed grains are included in the microstructure, or the microstructure becomes mixed. To do. In this case, the coarse particle fraction and the volume average diameter increase.
  • the rolling reduction can be obtained by actual results or calculation from measurement of rolling load or sheet thickness.
  • the rolling temperature (for example, each of the above temperature ranges) can be measured by an inter-stand thermometer, or can be calculated by a calculation simulation considering processing heat generation from line speed, rolling reduction, etc. (both actual measurement and calculation) It can be obtained by performing.
  • the reduction ratio in one pass is the amount of reduction in one pass with respect to the inlet plate thickness before passing through the rolling stand (difference between the inlet plate thickness before passing through the rolling stand and the outlet plate thickness after passing through the rolling stand). The percentage.
  • the cumulative reduction ratio is based on the inlet plate thickness before the first pass in rolling in each of the above temperature ranges, and the cumulative reduction amount relative to this reference (the inlet plate thickness before the first pass in rolling in each of the above temperature ranges and the above mentioned It is a percentage of the difference between the outlet plate thickness after the final pass in rolling in each temperature range.
  • the Ar 3 temperature is obtained by the following equation (13).
  • Ar 3 879.4-516.1 ⁇ [C] ⁇ 65.7 ⁇ [Mn] + 38.0 ⁇ [Si] + 274.7 ⁇ [P] (Formula 13)
  • the hot rolling is finished at a temperature of Ar 3 ° C or higher.
  • the steel is rolled in a two-phase region (two-phase region) of austenite and ferrite, so that ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110 > Accumulation of crystal orientation in the orientation group becomes strong, and as a result, hole expansibility is significantly deteriorated.
  • the finishing temperature of finish rolling is T1 ° C. or higher, the amount of strain in the temperature range of T1 ° C. or lower can be reduced to further reduce anisotropy. Therefore, the finish temperature of finish rolling may be T1 ° C. or higher.
  • cooling primary cooling
  • T1 + 30 ° C. or more and T1 + 200 ° C. or less greatly affects the grain size of the austenite.
  • the diameter has a strong influence on the equiaxed grain fraction and coarse grain fraction of the microstructure after cold rolling and annealing.
  • the final reduction pass in the hot rolling in the hot rolling is a reduction (pass) of a reduction rate of 30% or more in a temperature range of T1 + 30 ° C. or more and T1 + 200 ° C. or less).
  • t1 in (Expression 14) can be obtained by the following (Expression 15).
  • Tf in (Expression 15) is the temperature (° C.) of the steel plate when the final pass of the large reduction pass is completed, and P1 is the reduction rate (%) of the final pass of the large reduction passes.
  • operability for example, controllability of shape correction and secondary cooling
  • primary cooling is preferably performed between rolling stands.
  • the primary cooling described above can be performed between the rolling stands or after the last stand. That is, after primary cooling, a low rolling reduction (for example, 30% or less (or less than 30%) in a temperature range of Ar 3 ° C or higher (for example, Ar 3 (° C) to T1 + 30 (or Tf) (° C)) )) Rolling may be performed.
  • a low rolling reduction for example, 30% or less (or less than 30%) in a temperature range of Ar 3 ° C or higher (for example, Ar 3 (° C) to T1 + 30 (or Tf) (° C))
  • Rolling may be performed.
  • the change in cooling temperature which is the difference between the steel plate temperature (steel temperature) at the start of cooling in primary cooling and the steel plate temperature (steel temperature) at the end of cooling, is preferably 40 ° C. or higher and 140 ° C. or lower. Further, it is desirable that the steel plate temperature T2 at the end of the primary cooling is T1 + 100 ° C. or less. If this cooling temperature change is 40 ° C. or higher, the grain growth of recrystallized austenite grains can be further suppressed, and the strength and elongation can be increased. If the cooling temperature change is 140 ° C. or lower, recrystallization can be proceeded more sufficiently and the pole density can be further improved, so that the hole expandability can be further enhanced.
  • the cooling temperature change by limiting the cooling temperature change to 140 ° C or lower, not only can the temperature of the steel sheet be controlled relatively easily, but also variant selection (avoidance of variant restrictions) can be controlled more effectively, further improving the texture development. It can also be suppressed. Therefore, in this case, the isotropic property can be further increased, and the orientation dependency of workability can be further reduced. Furthermore, when the steel plate temperature T2 at the end of the primary cooling is T1 + 100 ° C. or less, a more sufficient cooling effect can be obtained. By this cooling effect, crystal grain growth can be suppressed, and an increase in crystal grain size can be further suppressed. Moreover, it is desirable that the average cooling rate in primary cooling is 50 ° C./second or more.
  • the average cooling rate in the primary cooling is 50 ° C./second or more, the grain growth of the recrystallized austenite grains can be further suppressed.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly required, but the average cooling rate may be 200 ° C./second or less from the viewpoint of the plate shape.
  • cooling is not particularly limited, and a cooling pattern is set according to the purpose, and within the above-mentioned microstructure.
  • the microstructure can be controlled flexibly.
  • cooling this cooling is included in the secondary cooling
  • secondary cooling is started within 10 seconds after completion of primary cooling, the crystal grains can be made finer.
  • the steel (hot rolled original plate) is wound in a temperature range of 650 ° C. or less. If the steel is wound before reaching a temperature of 650 ° C. or lower, the anisotropy of the steel sheet after cold rolling becomes large, and the hole expansibility is significantly lowered.
  • the lower limit of the coiling temperature is not particularly limited, but may be 350 ° C. or higher in order to suppress martensite formation and suppress the cold rolling load.
  • cold rolling is performed at a rolling rate (cold rolling rate) of 30% or more and 90% or less. If the rolling rate is less than 30%, it becomes difficult to cause recrystallization in the subsequent annealing step, and texture control (extreme density control) by recrystallized ferrite described later becomes difficult. In addition, in this case, the equiaxed grain fraction is lowered and the crystal grains after annealing are coarsened. On the other hand, when the rolling rate exceeds 90%, the texture develops during annealing, and the anisotropy of crystal orientation becomes strong. For this reason, the rolling rate of cold rolling shall be 30% or more and 90% or less.
  • the rolling rate of cold rolling is 40% or more. Further, in order to further reduce the crystal orientation anisotropy, the rolling rate of cold rolling is preferably 80% or less, more preferably 70% or less, and most preferably 60% or less. preferable.
  • the heating rate in the temperature range of 650 ° C. to Ac 1 ° C. is small.
  • the driving force for recrystallization is a strain accumulated by rolling
  • the heating rate up to 650 ° C. is low, dislocations introduced by cold rolling recover and recrystallization does not occur.
  • the texture developed during the cold rolling remains as it is, and the local deformability is deteriorated.
  • the heating rate in the temperature range from room temperature (for example, 25 ° C.) to 650 ° C. is low, the density of dislocations contained in the microstructure becomes small at the start of recrystallization.
  • the average heating rate HR1 (° C./second) in the temperature range (for example, 25 ° C.) to 650 ° C. (previous stage) is 0.3 ° C./second or more, a temperature range of more than 650 ° C. and less than Ac 1 ° C.
  • the average heating rate HR2 (° C./second) in (the latter stage) is 0.5 ⁇ HR 1 ° C./second or less.
  • the upper limit of the average heating rate HR1 in the former stage and the lower limit of the average heating rate HR2 in the latter stage are not particularly limited.
  • HR1 may be 200 ° C./second or less
  • HR2 is 0.15 ° C. / Second or more.
  • this two-stage heating can be performed by a continuous annealing equipment, a continuous hot dip galvanizing equipment, and a continuous alloying hot dip galvanizing equipment.
  • the heating conditions during annealing were controlled to the above conditions when the texture of the hot-rolled sheet was not properly controlled. Even so, the local deformability of the steel sheet deteriorates. Therefore, if the hot rolling is controlled as described above as a precondition before cold rolling and annealing and the texture of the hot rolled original sheet is randomized, the heating conditions during annealing are controlled to the above conditions. Ductility and hole expansibility can be improved sufficiently. Furthermore, steel heated for 1 second or more and 300 seconds or less is held in the temperature range of Ac 1 ° C. or more and 900 ° C. or less by this two-stage heating.
  • the steel is cooled to a temperature range of 580 ° C. to 780 ° C. at an average cooling rate of 1 ° C./s to 20 ° C./s (third cooling, first stage cooling). If the average cooling rate is less than 1 ° C./s or the end point temperature of cooling is 780 ° C. or higher, the required ferrite fraction cannot be obtained, and the elongation decreases. On the other hand, when the average cooling rate is 20 ° C./s or more or the cooling end point temperature is less than 580 ° C., pearlite is generated, so that the hole expansibility decreases.
  • the steel is cooled to a temperature range of 350 ° C. or more and 500 ° C. or less at an average cooling rate of 5 ° C./s or more and 200 ° C./s or less (fourth cooling, second stage cooling).
  • the steel is kept in the temperature range of 350 ° C. or more and 500 ° C. or less as it is for t OA seconds or more and 1000 seconds or less.
  • the steel is further cooled to 350 ° C. or lower as it is (fifth cooling), and then the steel is reheated to a temperature range of 350 ° C. or higher and 500 ° C. or lower, and 350 ° C. or higher.
  • the steel is held in the temperature range of 500 ° C. or less for t OA seconds or more and 1000 seconds or less.
  • the bainite transformation does not proceed sufficiently, and good hole expandability cannot be obtained.
  • a lot of martensite is generated, so that elongation is reduced in addition to hole expansibility.
  • the formation of pearlite can be further suppressed by setting the average cooling rate of the quaternary cooling to 5 ° C./s or more.
  • the upper limit of the average cooling rate of the quaternary cooling is not particularly limited, but may be 200 ° C./s in order to increase the accuracy of temperature control.
  • t OA can be obtained by the following (formula 21).
  • TOA is a holding temperature in a temperature range of 350 ° C. or more and 500 ° C. or less.
  • This skin pass rolling it is possible to prevent stretcher strain generated during processing and to correct the steel plate shape.
  • the cold-rolled steel sheet manufactured as described above is subjected to hot-dip galvanizing treatment or alloying hot-dip galvanizing treatment as necessary, and a hot-dip galvanized layer or an alloyed hot-dip galvanized layer is formed on the surface of the cold-rolled steel plate. It may be formed.
  • the logarithm of the ratio of the water vapor partial pressure p H2O to the hydrogen partial pressure p H2 (log (p H2O / p H2 )) satisfies ⁇ 3.0 to 0.0 before forming the plating layer. It is preferable to perform annealing (for example, heating under the above-mentioned predetermined conditions or holding within a predetermined temperature range) by controlling the atmosphere in the furnace.
  • FIGS. 9 and 10 are flowcharts showing an outline of a method for manufacturing a cold-rolled steel sheet according to this embodiment.
  • the steel that has been cooled as it is or to room temperature is reheated and heated to a temperature range of 900 ° C. to 1300 ° C., and then the steel plate is manufactured under the production conditions shown in Tables 4 to 7.
  • Hot rolling was performed while controlling the temperature. After the hot rolling was completed at a temperature of Ar 3 or higher, the steel was cooled, and this steel was wound up to obtain a hot rolled original sheet having a thickness of 2 to 5 mm. Thereafter, this steel (hot rolled sheet) was pickled and cold-rolled to a thickness of 1.2 to 2.3 mm, and heated and held for annealing.
  • the obtained steel sheet was cooled and held in two stages, and skin pass rolling was performed on the steel sheet at a rolling rate of 0.5% to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the cold-rolled steel sheet is manufactured so that the manufacturing conditions after hot rolling satisfy the manufacturing conditions shown in Tables 8 to 11.
  • production No. For A1 in addition to the unplated cold-rolled steel sheet (cold-rolled original sheet), a hot-dip galvanized layer and an alloyed hot-dip galvanized layer were formed to produce a hot-dip galvanized steel sheet and an alloyed hot-dip galvanized steel sheet.
  • t1 could not be calculated because the reduction was not more than 30% at T1 + 30 ° C. to T1 + 200 ° C. Therefore, this production No. For O2, the rolling reduction of the final pass from T1 + 30 ° C. to T1 + 200 ° C. was used as P1.
  • Tables 1 to 3 show the chemical composition of each steel, and Tables 4 to 7 and Tables 8 to 11 show the production conditions.
  • Tables 12 to 15 show the microstructures and mechanical properties of the steel sheets obtained.
  • F, B, residual ⁇ , M, P, and tM represent the area ratios of ferrite, bainite, residual austenite, martensite, pearlite, and tempered martensite, respectively.
  • strength TS and hole expansibility (lambda) is shown in FIG. 6
  • strength TS and elongation EL is shown in FIG.
  • the pole density is set at a pitch of 0.5 ⁇ m with respect to the central portion of the plate thickness in the region of 5/8 to 3/8 of the plate thickness cross section parallel to the rolling direction at 1/4 of the plate width direction. It was measured.
  • a steel sheet in which the chemical composition and microstructure (particularly the extreme density of each crystal orientation) of the steel sheet are appropriately controlled has both excellent hole expansibility and ductility. Recognize.
  • production No. In the hot-dip galvanized steel sheet and alloyed hot-dip galvanized steel sheet obtained from A1, the microstructure and mechanical properties of each plated steel sheet were measured according to Production No. It was the same as the microstructure and mechanical properties of the cold-rolled sheet (Tables 12 to 15) corresponding to.
  • TRIP steel it is possible to provide a high-strength cold-rolled steel sheet excellent in ductility and hole expandability and a method for producing the same.

Abstract

　この冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０２％以上かつ０．４％以下、Ｓｉ：０．００１％以上かつ２．５％以下、Ｍｎ：０．００１％以上かつ４．０％以下、Ａｌ：０．００１％以上かつ２．０％以下を含有し、Ｓｉ量とＡｌ量との合計が１．０～４．５質量％以下であり、｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度が１．０以上かつ６．５以下であり、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が１．０以上かつ５．０以下であり、ミクロ組織が、面積率で、フェライトが５%以上かつ８０％以下、ベイナイトが５%以上かつ８０％以下、残留オーステナイトが２%以上かつ３０％以下含み、前記ミクロ組織では、マルテンサイトを２０%以下、パーライトを１０％以下、焼戻しマルテンサイトを６０%以下に制限する。

Description

冷延鋼板及びその製造方法
　本発明は、延性及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法に関する。特に、本発明は、ＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ　Ｉｎｄｕｃｅｄ　Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ：変態誘起塑性）現象を利用した鋼板に関する。
　本願は、２０１１年３月２８日に、日本に出願された特願２０１１－７０７２５号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　自動車の車体、部品等の軽量化と安全性とを両立させるために、素材である鋼板の高強度化が進められている。一般に、鋼板の強度を高めると、延性が低下し、成形性が損なわれる。従って、自動車用の部材として高強度鋼板を使用するためには、強度と延性とのバランスが必要である。このような要求に対して、これまでに、残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用した、いわゆるＴＲＩＰ鋼板が提案されている（例えば、特許文献１及び２、参照）。
　しかしながら、ＴＲＩＰ鋼は、強度、延性に優れるものの、一般に穴拡げ性などの局部変形能が低いという特徴がある。さら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。したがって、例えば足回り部品に高強度鋼板を用いるには、穴拡げ性などの局部変形能を改善しなければならない。
日本国特開昭６１－２１７５２９号公報 日本国特開平５－５９４２９号公報
　そこで、本発明は、ＴＲＩＰ鋼において、さらに延性と穴拡げ性とを改善した高強度冷延鋼板及びその製造方法を提供することを課題とする。
　本発明者らは、ＴＲＩＰ鋼のうち、所定の結晶方位の極密度が制御された冷延鋼板が、優れた強度、延性、穴拡げ性及びこれらのバランスを有することを見出した。また、本発明者らは、ＴＲＩＰ鋼の化学成分及び製造条件を最適化し、鋼板のミクロ組織を制御することによって強度、延性、穴拡げ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）本発明の一態様に係る冷延鋼板は、鋼板の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０２％以上かつ０．４％以下、Ｓｉ：０．００１％以上かつ２．５％以下、Ｍｎ：０．００１％以上かつ４．０％以下、Ａｌ：０．００１％以上かつ２．０％以下を含有し、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、前記鋼板の化学組成では、Ｓｉ量とＡｌ量との合計が１．０質量％以上かつ４．５質量％以下であり、５／８～３／８の板厚範囲である板厚中央部では、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の各結晶方位の極密度の相加平均で表される極密度である、｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度が１．０以上かつ６．５以下であり、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が１．０以上かつ５．０以下であり、前記鋼板のミクロ組織に、複数の結晶粒が存在し、このミクロ組織が、面積率で、フェライトを５％以上かつ８０％以下、ベイナイトを５％以上かつ８０％以下、残留オーステナイトを２％以上かつ３０％以下含み、前記ミクロ組織では、面積率で、マルテンサイトが２０％以下、パーライトが１０％以下、焼戻しマルテンサイトが６０％以下に制限され、圧延方向に対して直角方向のランクフォード値であるｒＣが０．７０以上かつ１．１０以下であり、前記圧延方向に対して３０°をなす方向のランクフォード値であるｒ３０が０．７０以上かつ１．１０以下である。
　（２）上記（１）に記載の冷延鋼板は、前記鋼板の化学組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００１％以上かつ０．２％以下、Ｎｂ：０．００５％以上かつ０．２％以下、Ｂ：０．０００１％以上かつ０．００５％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上かつ０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０００１％以上かつ０．１％以下、Ｃａ：０．０００１％以上かつ０．０１％以下、Ｍｏ：０．００１％以上かつ１．０％以下、Ｃｒ：０．００１％以上かつ２．０％以下、Ｖ：０．００１％以上かつ１．０％以下、Ｗ：０．００１％以上かつ１．０％以下、Ｎｉ：０．００１％以上かつ２．０％以下、Ｃｕ：０．００１％以上かつ２．０％以下、Ｃｏ：０．０００１％以上かつ１．０％以下、Ｓｎ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、Ｚｒ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、Ａｓ：０．０００１％以上かつ０．５％以下から選択される１種以上を含有してもよい。
　（３）上記（１）または（２）に記載の冷延鋼板では、前記結晶粒の体積平均径が２μｍ以上かつ１５μｍ以下であってもよい。
　（４）上記（１）～（３）のいずれか一項に記載の冷延鋼板では、前記｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度が、１．０以上かつ５．０以下であり、前記｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が１．０以上かつ４．０以下であってもよい。
　（５）上記（１）～（４）のいずれか一項に記載の冷延鋼板では、前記複数の結晶粒のうち、３５μｍを超える結晶粒の面積割合が１０％以下に制限されていてもよい。
　（６）上記（１）～（５）のいずれか一項に記載の冷延鋼板では、前記複数の結晶粒のうち、圧延方向の結晶粒の長さを板厚方向の結晶粒の長さで除した値が３．０以下である結晶粒の割合が、５０％以上かつ１００％以下であってもよい。
　（７）上記（１）～（６）のいずれか一項に記載の冷延鋼板では、前記ベイナイトのビッカース硬さが１８０ＨＶ以上であり、前記残留オーステナイトの平均Ｃ濃度が０．９％以上であってもよい。
　（８）上記（１）～（７）のいずれか一項に記載の冷延鋼板では、前記圧延方向のランクフォード値であるｒＬが０．７０以上かつ１．１０以下であり、前記圧延方向に対して６０°をなす方向のランクフォード値であるｒ６０が０．７０以上かつ１．１０以下であってもよい。
　（９）上記（１）～（８）のいずれか一項に記載の冷延鋼板では、前記鋼板の表面に、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てもよい。
　（１０）本発明の一態様に係る冷延鋼板の製造方法では、質量％で、Ｃ：０．０２％以上かつ０．４％以下、Ｓｉ：０．００１％以上かつ２．５％以下、Ｍｎ：０．００１％以上かつ４．０％以下、Ａｌ：０．００１％以上かつ２．０％以下を含有し、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、Ｓｉ量とＡｌ量との合計が１．０質量％以上かつ４．５質量％以下である化学組成を有する鋼に対して、１０００℃以上かつ１２００℃以下の温度範囲で、４０％以上の圧下率のパスを少なくとも１回含む第１の熱間圧延を行い、前記鋼の平均オーステナイト粒径を２００μｍ以下とし；下記式１により算出される温度をＴ１℃とした場合、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲に３０％以上の圧下率の大圧下パスを含み、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲での累積圧下率が５０％以上であり、下記式４により算出されるＡｒ３℃以上かつＴ１＋３０℃未満の温度範囲での累積圧下率が３０％以下に制限され、圧延終了温度が下記式４により算出されるＡｒ３℃以上である第２の熱間圧延を前記鋼に対して行い；前記大圧下パスのうちの最終パスの完了から冷却開始までの待ち時間ｔ秒が、下記式２を満たすように、前記鋼に対して一次冷却を行い；６５０℃以下の温度範囲で前記鋼を巻取り；前記鋼を酸洗し；３０％以上かつ９０％以下の圧延率で前記鋼を冷間圧延し；室温～６５０℃の温度範囲における平均加熱速度ＨＲ１が０．３℃／秒以上であり、６５０℃超かつ下記式５により算出されるＡｃ１℃以下の温度範囲における平均加熱速度ＨＲ２が単位を℃／秒として０．５×ＨＲ１以下である二段階の加熱を行い；Ａｃ１℃以上かつ９００℃以下の温度範囲内に１秒以上かつ３００秒以下前記鋼を保持し； ５８０℃以上かつ７８０℃以下の温度範囲まで１℃／ｓ以上かつ２０℃／ｓ以下の平均冷却速度で前記鋼を冷却し；５℃／ｓ以上かつ２００℃／ｓ以下の平均冷却速度で３５０℃以上かつ５００℃以下の温度範囲内の温度ＴＯＡに前記鋼を冷却し；３５０℃以上かつ５００℃以下の温度範囲内に下記式６により算出される時間ｔＯＡ秒以上かつ１０００秒以下前記鋼を保持し、鋼板を得る、もしくは、３５０℃以下まで前記鋼をさらに冷却して３５０℃以上かつ５００℃以下の温度範囲まで前記鋼を再加熱した後、３５０℃以上かつ５００℃以下の温度範囲内に下記式６により計算される時間ｔＯＡ秒以上かつ１０００秒以下前記鋼を保持し、鋼板を得る。
　Ｔ１＝８５０＋１０×（［Ｃ］＋［Ｎ］）×［Ｍｎ］・・・（式１）
　ここで、［Ｃ］、［Ｎ］及び［Ｍｎ］は、それぞれ、前記鋼中のＣ、Ｎ及びＭｎ量の質量百分率である。
　ｔ≦２．５×ｔ１・・・（式２）
　ここで、ｔ１は下記式３で表される。
　ｔ１＝０．００１×（（Ｔｆ－Ｔ１）×Ｐ１／１００）２－０．１０９×（（Ｔｆ－Ｔ１）×Ｐ１／１００）＋３．１・・・（式３）
　ここで、Ｔｆは前記最終パス完了時の前記鋼の摂氏温度であり、Ｐ１は前記最終パスでの圧下率の百分率である。
　Ａｒ３＝８７９．４－５１６．１×［Ｃ］－６５．７×［Ｍｎ］＋３８．０×［Ｓｉ］＋２７４．７×［Ｐ］・・・（式４）
　Ａｃ１＝７２３－１０．７×［Ｍｎ］－１６．９×［Ｎｉ］＋２９．１×［Ｓｉ］＋１６．９×［Ｃｒ］＋２９０×［Ａｓ］＋６．３８×［Ｗ］・・・（式５）
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　（１１）上記（１０）に記載の冷延鋼板の製造方法では、前記鋼が、前記化学組成として、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００１％以上かつ０．２％以下、Ｎｂ：０．００５％以上かつ０．２％以下、Ｂ：０．０００１％以上かつ０．００５％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上かつ０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０００１％以上かつ０．１％以下、Ｃａ：０．０００１％以上かつ０．０１％以下、Ｍｏ：０．００１％以上かつ１．０％以下、Ｃｒ：０．００１％以上かつ２．０％以下、Ｖ：０．００１％以上かつ１．０％以下、Ｗ：０．００１％以上かつ１．０％以下、Ｎｉ：０．００１％以上かつ２．０％以下、Ｃｕ：０．００１％以上かつ２．０％以下、Ｃｏ：０．０００１％以上かつ１．０％以下、Ｓｎ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、Ｚｒ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、Ａｓ：０．０００１％以上かつ０．５％以下から選択される１種以上を含有し、前記式１により算出される温度の代わりに下記式７により算出される温度を前記Ｔ１℃としてもよい。
　Ｔ１＝８５０＋１０×（［Ｃ］＋［Ｎ］）×［Ｍｎ］＋３５０×［Ｎｂ］＋２５０×［Ｔｉ］＋４０×［Ｂ］＋１０×［Ｃｒ］＋１００×［Ｍｏ］＋１００×［Ｖ］・・・（式７）
　ここで、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｍｎ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｂ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］及び［Ｖ］は、それぞれ、Ｃ、Ｎ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶの質量百分率である。
　（１２）上記（１０）または（１１）に記載の冷延鋼板の製造方法では、前記待ち時間ｔ秒が、前記ｔ１を用いた下記式８を満たしてもよい。
　　０≦ｔ＜ｔ１・・・（式８）
　（１３）上記（１０）または（１１）に記載の冷延鋼板の製造方法では、前記待ち時間ｔ秒が、前記ｔ１を用いた下記式９を満たしてもよい。
　　ｔ１≦ｔ≦２．５×ｔ１・・・（式９）
　（１４）上記（１０）～（１３）のいずれか一項に記載の冷延鋼板の製造方法では、前記一次冷却において、冷却開始時の鋼温度と冷却終了時の鋼温度との差である冷却温度変化が４０℃以上かつ１４０℃以下であり、前記冷却終了時の鋼温度がＴ１＋１００℃以下であってもよい。
　（１５）上記（１０）～（１４）のいずれか一項に記載の冷延鋼板の製造方法では、前記第１の熱間圧延が、４０％以上の圧下率のパスを少なくとも１回以上含み、前記鋼の平均オーステナイト粒径を１００μｍ以下としてもよい。
　（１６）上記（１０）～（１５）のいずれか一項に記載の冷延鋼板の製造方法では、最終圧延スタンド通過後で、かつ、前記一次冷却の完了後１０秒以内に二次冷却を開始してもよい。
　（１７）上記（１０）～（１６）のいずれか一項に記載の冷延鋼板の製造方法では、前記第２の熱間圧延において、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲での各パス間の前記鋼の温度上昇を１８℃以下としてもよい。
　（１８）上記（１０）～（１７）のいずれか一項に記載の冷延鋼板の製造方法では、前記一次冷却を圧延スタンド間で行ってもよい。
　（１９）上記（１０）～（１８）のいずれか一項に記載の冷延鋼板の製造方法では、前記鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を形成してもよい。
　本発明の上記態様によれば、延性と穴拡げ性とに優れた高強度鋼板及びその製造方法を提供することができる。この鋼板を使用すれば、特に、自動車の軽量化と衝突安全性とを両立することが可能になるなど、産業上の貢献が極めて顕著である。
｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度Ｄ１と引張強度ＴＳ×穴拡げ率λとの関係を示す図である。 ｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度Ｄ１と引張強度ＴＳ×伸びＥＬとの関係を示す図である。 ｛３３２｝＜１１３＞方位の極密度Ｄ２と引張強度ＴＳ×穴拡げ率λとの関係を示す図である。 ｛３３２｝＜１１３＞方位の極密度Ｄ２と引張強度ＴＳ×伸びＥＬとの関係を示す図である。 粗圧延における４０％以上の圧延回数と粗圧延後の平均オーステナイト粒径との関係を示す図である。 実施例及び比較例についての引張強度ＴＳと穴拡げ性λとの関係を示す図である。 実施例及び比較例についての引張強度ＴＳと伸びＥＬとの関係を示す図である。 本発明の一実施形態に係る冷延鋼板の製造方法の概略（前半部分）を示すフローチャートである。 本発明の一実施形態に係る冷延鋼板の製造方法の概略（後半部分）を示すフローチャートである。
　延性を高める技術の一つであるＴＲＩＰ鋼板では、焼鈍の過程において、オーステナイト中のＣを濃化させることによって残留オーステナイトの量やこの残留オーステナイト中のＣ量が増加し、引張特性が向上する。
　本発明者らは、そのようなＴＲＩＰ鋼板において、鋼成分や製造途中のミクロ組織を最適化し、フェライト及びオーステナイトの２相域またはオーステナイト単相域の温度範囲から冷却を開始し、所定の温度範囲での冷却（２段階の冷却）を制御して、この温度範囲内に保持することによって、強度と延性と穴拡げ性とのバランスに優れた鋼板を得ることができることを見出した。
　以下に、本発明の一実施形態に係る冷延鋼板について詳細に説明する。
　まず、冷延鋼板の結晶方位の極密度について述べる。
　結晶方位の極密度（Ｄ１及びＤ２）：
　本実施形態に係る冷延鋼板では、２種類の結晶方位の極密度として、５／８～３／８の板厚範囲（鋼板の表面から鋼板の板厚方向（深さ方向）に板厚の５／８～３／８の距離だけ離れた範囲）である板厚中央部における圧延方向に平行な板厚断面に対して、｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度Ｄ１（以下では、平均極密度と省略する場合がある）と、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度Ｄ２とを制御している。
　本実施形態では、平均極密度は、特に重要な集合組織（ミクロ組織中の結晶粒の結晶方位）の特徴点（方位集積度、集合組織の発達度）である。なお、平均極密度は、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の各結晶方位の極密度の相加平均で表される極密度である。
　図１及び２では、５／８～３／８の板厚範囲である板厚中央部における断面に対してＸ線回折を行い、ランダム試料に対する各方位のＸ線回折強度の強度比を求め、この各強度比から｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度を求めている。
　これら図１及び２に示されるように、｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度が６．５以下であれば、鋼板が直近要求されている足回り部品の加工に必要とされる特性（後述の指数ＴＳ×λ及びＴＳ×ＥＬ）を満足しうる。すなわち、この特性として、引張強度ＴＳと、穴拡げ率λと、伸びＥＬとが、ＴＳ×λ≧３００００（図１参照）及びＴＳ×ＥＬ≧１４０００（図２参照）を満たしうる。これらの指数ＴＳ×λ及びＴＳ×ＥＬをより高める場合には、この平均極密度は、４．０以下であることが好ましく、３．５以下であることがより好ましく、３．０以下であることがさらに好ましい。
　また、平均極密度が６．５超では、鋼板の機械的特性の異方性が極めて強くなる。その結果、特定の方向のみの穴拡げ性が改善するが、その方向とは異なる方向での穴拡げ性が著しく劣化する。そのため、この場合には、足回り部品の加工に必要とされる特性について、鋼板が、ＴＳ×λ≧３００００及びＴＳ×ＥＬ≧１４０００を満足しない。
　一方、平均極密度が１．０未満になると、穴拡げ性の劣化が懸念される。そのため、平均極密度が１．０以上であることが好ましい。
　さらに、同様な理由から、５／８～３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が５．０以下である。図３及び４には、図１及び２と同様にＸ線回折により得られた｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度と、各指数（ＴＳ×λ及びＴＳ×ＥＬ）との関係を示している。この図３及び４に示されるように、各指数を十分に確保するためには、この極密度が５．０以下であるとよい。すなわち、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が、５．０以下であれば、直近要求される足回り部品の加工に必要とされる特性について、鋼板が、ＴＳ×λ≧３００００及びＴＳ×ＥＬ≧１４０００を満たしうる。これらの指数ＴＳ×λ及びＴＳ×ＥＬをより高める場合には、この極密度が、４．０以下であることが好ましく、３．０以下であることがより好ましい。また、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が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る。その結果、特定の方向のみの穴拡げ性が改善するが、その方向とは異なる方向での穴拡げ性が著しく劣化する。そのため、この場合には、足回り部品の加工に必要とされる特性について、鋼板が、ＴＳ×λ≧３００００及びＴＳ×ＥＬ≧１４０００を満足しない。
　一方、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が１．０未満になると、穴拡げ性の劣化が懸念される。そのため、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が１．０以上であることが好ましい。
　以上述べた結晶方位の極密度が伸び及び穴拡げ加工時の形状凍結性に対して重要である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と推測される。
　極密度は、Ｘ線ランダム強度比と同義である。Ｘ線ランダム強度比は、特定の方位への集積を持たない標準試料の回折強度（Ｘ線や電子）と、供試材の回折強度とを同条件でＸ線回折法等により測定し、得られた供試材の回折強度を標準試料の回折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）、または電子チャンネリングを用いて測定することができる。例えば、｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度は、これらの方法によって測定された｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図のうち、複数の極点図を用いて級数展開法で計算した３次元集合組織（ＯＤＦ）から｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の各方位の極密度を求め、これら極密度を相加平均して得られる。
　Ｘ線回折、ＥＢＳＤ、電子チャンネリングに供する試料については、機械研磨などによって鋼板を所定の板厚まで減厚し、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５／８～３／８の範囲を含む適当な面が測定面となるように試料を調整し、上述の方法に従って極密度を測定すればよい。板幅方向については、１／４もしくは３／４の板厚位置（鋼板の端面から鋼板の板幅の１／４の距離だけ離れた位置）近傍で試料を採取することが望ましい。
　板厚中央部だけでなく、なるべく多くの板厚位置についても、鋼板が上述の極密度を満たすことにより、より一層穴拡げ性を良好にすることができる。
　しかしながら、上述の板厚中央部の方位集積が最も強く鋼板の異方性に与える影響が大きいため、この板厚中央部の材質が概ね鋼板全体の材質特性を代表する。そのため、５／８～３／８の板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度と、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度とを規定している。
　ここで、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞は、上述の方法で試料を採取した時、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示している。なお、結晶の方位は、通常板面に垂直な方位を（ｈｋｌ）または｛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、本実施形態においては、体心立方構造（ｂｃｃ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）の各面は、等価であり区別できない。このような場合、これらの方位を総称して｛１１１｝面と称する。ＯＤＦ表示は、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、ＯＤＦ表示では個々の方位を（ｈｋｌ）［ｕｖｗ］で表示するのが一般的であるが、本実施形態においては、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞と（ｈｋｌ）［ｕｖｗ］とは同義である。
　続いて、鋼板のｒ値（ランクフォード値）について述べる。本実施形態では、局部変形能をさらに向上させるために、各方向のｒ値（後述の圧延方向のｒ値ｒＬ、圧延方向に対して３０°をなす方向のｒ値ｒ３０、圧延方向に対して６０°をなす方向のｒ値ｒ６０、圧延方向に対して直角方向のｒ値ｒＣ）を所定範囲にするとよい。これらのｒ値は、本実施形態において重要である。本発明者等が鋭意検討した結果、上述した各極密度を適正に制御した上で、これらｒ値を適切に制御することにより、より良好な穴拡げ性が得られることが判明した。
　圧延方向に対して直角方向のｒ値（ｒＣ）：
　すなわち、本発明者等が鋭意検討した結果、上記各極密度を上記の範囲内にすると同時に、ｒＣを０．７０以上にすることにより、良好な穴拡げ性を得ることができることを見出した。そのため、ｒＣが０．７０以上である。
　ｒＣの上限は、より優れた穴拡げ性を得るためには、ｒＣが１．１０以下であるとよい。
　圧延方向に対して３０°をなす方向のｒ値（ｒ３０）：
　本発明者等が鋭意検討した結果、上記各極密度を上記の範囲内にすると同時に、ｒ３０を１．１０以下にすることにより、良好な穴拡げ性を得ることができることを見出した。そのため、ｒ３０が１．１０以下である。
　ｒ３０の下限は、より優れた穴拡げ性を得るためには、ｒ３０が０．７０以上であるとよい。
　圧延方向のｒ値（ｒＬ）、圧延方向に対して６０°をなす方向のｒ値（ｒ６０）：
　さらに、本発明者等が鋭意検討した結果、上記各極密度、ｒＣ、ｒ３０を上述した範囲内にすると同時に、ｒＬおよびｒ６０が、それぞれｒＬ≧０．７０、ｒ６０≦１．１０を満足することにより、より良好なＴＳ×λを得ることができることを見出した。そのため、ｒＬが０．７０以上であり、ｒ６０が１．１０以下であるとよい。
　上述のｒＬの上限およびｒ６０の下限は、より優れた穴拡げ性を得るためには、ｒＬが１．１０以下、ｒ６０が０．７０以上であるとよい。
　上述の各ｒ値については、ＪＩＳ５号引張試験片を用いた引張試験により評価する。通常の高強度鋼板の場合を考慮して、引張歪みが、５～１５％の範囲内であり、かつ、均一伸びに相当する範囲でｒ値を評価すればよい。
　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、本実施形態に係る冷延鋼板においては、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い。したがって、両方の限定が同時に満たされればより良好な局部変形能を得ることができる。
　続いて、本実施形態に係る冷延鋼板のミクロ組織について述べる。
　本実施形態に係る冷延鋼板の基本的なミクロ組織は、フェライトと、ベイナイトと、残留オーステナイトとからなる。本実施形態では、この基本的なミクロ組織の構成要素に加え（フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトの一部の代わりに）、さらに、必要に応じてまたは不可避的に、パーライト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトの１種以上を選択的なミクロ組織の構成要素としてミクロ組織中に含んでいてもよい。なお、本実施形態では、個々のミクロ組織を面積率により評価する。
　フェライト及びベイナイトは、残留オーステナイト中にＣを濃化させるため、ＴＲＩＰ効果による伸びの向上に必須である。さらに、フェライト及びベイナイトは、穴拡げ性の向上にも寄与する。開発の狙いの強度レベルにより、フェライトとベイナイトとの分率を変化させることが可能であるが、フェライトを５％以上かつ８０％以下、ベイナイトを５％以上かつ８０％以下にすることによって、優れた延性及び穴拡げ性を得ることができる。そのため、フェライトが５％以上かつ８０％以下であり、ベイナイトが５％以上かつ８０％以下である。
　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組織であり、面積率で２％以上の残留オーステナイトが必要である。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。残留オーステナイトの面積率は高いほど好ましいが、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を３０％以下とする。なお、より一様伸びを高める必要がある場合には、残留オーステナイトが３％以上であることが好ましく、５％以上であることが好ましく、８％以上であることが最も好ましい。
　ベイナイト変態開始前の冷却時にマルテンサイトをある程度生成させることにより、ベイナイト変態を促進する効果や残留オーステナイトを安定化させる効果が得られる。このようなマルテンサイトは再加熱により焼戻しを受けるため、必要に応じてミクロ組織中に焼戻しマルテンサイトを含有させてもよい。しかしながら、焼戻しマルテンサイトが面積率で６０％を超えると、延性が低下するため、焼戻しマルテンサイトを面積率で６０％以下に制限する。
　また、ミクロ組織が、パーライトを１０％以下の範囲で、マルテンサイトを２０％以下の範囲でそれぞれ必要に応じて含んでもよい。パーライト及びマルテンサイトの量が多くなると、鋼板の加工性及び局部変形能が低下したり、残留オーステナイトを生成させるＣの利用率が低下したりする。そのため、ミクロ組織中において、パーライトを１０％以下に、マルテンサイトを２０％以下に制限する。
　ここで、オーステナイトの面積率は、１／４の板厚位置近傍の板面に平行な面に対してＸ線回折を行い、得られた回折強度から決定することができる。
　また、フェライト、パーライト、ベイナイト及びマルテンサイトの面積率は、１／８～３／８の板厚範囲（すなわち、１／４の板厚位置が中心になる板厚範囲）を電界放射型走査電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）により観察し、得られた画像から決定することができる。このＦＥ－ＳＥＭ観察では、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面が観察面になるように試料を採取し、この観察面に対して研磨及びナイタールエッチングを行っている。
　なお、板厚方向について、鋼板表面近傍及び鋼板中心近傍では、それぞれ、脱炭及びＭｎ偏析により鋼板のミクロ組織（構成要素）がその他の部分と大きく異なる場合がある。そのため、本実施形態では、１／４の板厚位置を基準としたミクロ組織の観察を行っている。
　加えて、さらに伸びを向上させる場合には、ミクロ組織中の結晶粒のサイズ、特に、体積平均径を微細化するとよい。さらに、体積平均径を微細化することで、自動車用鋼板などで求められる疲労特性（疲労限度比）が向上する。
　細粒に比べると粗大粒の数が伸びへ与える影響度が高いため、伸びは、個数平均径よりも体積の重み付け平均で算出される体積平均径と強く相関する。そのため、上記の効果を得る場合には、体積平均径が、２～１５μｍ、望ましくは、２～９．５μｍであるとよい。
　なお、体積平均径が小さくなると、ミクロオーダーで生じる局部的な歪集中が抑制され、局部変形時の歪を分散することができ、伸び、特に均一伸びが向上すると考えられる。また、体積平均径が小さくなると、転位運動の障壁となる結晶粒界を適切に制御でき、この結晶粒界が転位運動によって生じる繰り返し塑性変形（疲労現象）に作用して、疲労特性が向上する。
　また、以下のように、個々の結晶粒（粒単位）の径を決定することができる。
　パーライトは、光学顕微鏡による組織観察により特定される。また、フェライト、オーステナイト、ベイナイト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトの粒単位は、ＥＢＳＤにより特定される。ＥＢＳＤにより判定された領域の結晶構造が面心立方構造（ｆｃｃ構造）であれば、この領域をオーステナイトと判定する。また、ＥＢＳＤにより判定された領域の結晶構造が体心立方構造（ｂｃｃ構造）であれば、この領域をフェライト、ベイナイト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトのいずれかと判定する。フェライト、ベイナイト、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトは、ＥＢＳＰ－ＯＩＭ（登録商標、Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ　Ｐａｔｔｅｒｎ－Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ　Ｉｍａｇｅ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）に装備されているＫＡＭ（Ｋｅｒｎｅｌ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）法を用いて識別することができる。ＫＡＭ法では、測定データのうちのある正六角形のピクセル（中心のピクセル）とこのピクセルに隣り合う６個のピクセルを用いた第一近似（全７ピクセル）、もしくはこれら６個のピクセルのさらに外側の１２個のピクセルも用いた第二近似（全１９ピクセル）、もしくはこれら１２個のピクセルのさらに外側の１８個のピクセルも用いた第三近似（全３７ピクセル）について、各ピクセル間の方位差を平均し、得られた平均値をその中心のピクセルの値に決定し、このような操作をピクセル全体に対して行う。このＫＡＭ法による計算を粒界を超えないように行うことにより、粒内の方位変化を表現するマップを作成できる。このマップは、粒内の局所的な方位変化に基づく歪みの分布を表している。
　本実施形態では、ＥＢＳＰ－ＯＩＭ（登録商標）において、第三近似により隣接するピクセル間の方位差を計算する。フェライト、ベイナイト、マルテンサイト及びオーステナイトの粒径は、例えば、１５００倍の倍率で０．５μｍ以下の測定ステップで上述の方位測定を行い、隣り合う測定点の方位差が１５°を超える位置を粒境界（この粒境界は、必ずしも、一般的な粒界とは限らない）として定め、その円相当径を算出することにより得られる。ミクロ組織中にパーライトが含まれる場合には、光学顕微鏡によって得られた画像に対して、二値化処理、切断法等の画像処理法を適用することによりパーライトの結晶粒径を算出することができる。
　このように定義された結晶粒（粒単位）では、円相当半径（円相当径の半値）をｒとした場合に個々の粒の体積が４×π×ｒ３／３により得られ、この体積の重み付け平均により体積平均径を求めることができる。
　また、下記の粗大粒分率は、この方法により得られた粗大粒の面積率を測定対象の面積で除することにより得ることができる。
　加えて、下記の等軸粒分率は、この方法により得られた等軸粒の面積率を測定対象の面積で除することにより得ることができる。
　更に、穴拡げ性をより改善する場合には、ミクロ組織の全構成要素について、単位面積当たりに粒径が３５μｍを超える粒（粗大粒）が占める面積の割合（粗大粒分率）を１０％以下に制限するとよい。粒径の大きな粒が増えると、引張強度が小さくなり、局部変形能も低下する。したがって、なるべく結晶粒を細粒にすることが好ましい。加えて、全ての結晶粒が均一かつ等価に歪を受けることにより穴拡げ性が改善されるため、粗大粒の量を制限することにより、局部的な結晶粒の歪を抑制することができる。
　本発明者らは、さらに高い局部変形能を追及した結果、上記の各極密度（及びｒ値）が上記条件を満たした上で、結晶粒の等軸性が優れている場合に、穴拡げ加工の方向依存性が小さく、局部変形能がさらに向上することを見出した。そのため、局部変形能をより向上させる場合には、この等軸性を表す指標である等軸粒分率５０％以上かつ１００％以下であるとよい。等軸粒分率が５０％以上であれば、圧延方向であるＬ方向の変形能と、圧延方向に対して直角方向であるＣ方向の変形能とが比較的均一になり、局部変形能が向上する。なお、等軸粒分率は、鋼板のミクロ組織中の結晶粒（例えば、全結晶粒）のうち、圧延方向の結晶粒の長さｄＬを板厚方向の結晶粒の長さｄｔで除した値（ｄＬ／ｄｔ）が、３．０以下である等軸性に優れた粒（等軸粒）の割合である。
　ベイナイトのビッカース硬さは、引張特性に影響する。ベイナイト変態の進行に伴い残留オーステナイトが安定化し、この残留オーステナイトが伸びの向上に寄与する。加えて、ベイナイトの硬さが１８０ＨＶ以上であると、引張強度及び穴拡げ性をさらに改善することができる。良好な引張強度と穴拡げ性とのバランス、及び、引張強度と伸びとのバランスを得るため、ベイナイトのビッカース硬さを１８０ＨＶ以上とするとよい。なお、ビッカース硬さについては、マイクロビッカース測定機を用いて測定する。
　残留オーステナイト中のＣ（平均Ｃ濃度）は、残留オーステナイトの安定性に大きく寄与する。残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度が０．９％以上であると、十分な残留オーステナイトの安定性が得られるため、ＴＲＩＰ効果を効果的に得ることができ、伸びが向上する。そのため、残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度が０．９％以上であるとよい。
　残留オーステナイトの平均Ｃ濃度は、Ｘ線回折により求められる。すなわち、Ｃｕ－Ｋα線によるＸ線解析においてオーステナイトの（２００）面、（２２０）面、（３１１）面の反射角から格子定数ａ（単位はオングストローム）を求め、次の（式１０）に従い残留オーステナイトの炭素濃度Ｃγを算出することが出来る。
　Ｃγ＝（ａ－３．５７２）／０．０３３・・・（式１０）
　続いて、本実施形態に係る冷延鋼板の化学成分（化学元素）の限定理由について述べる。以下では、各化学成分の「％」は、「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０２％以上かつ０．４％以下
　Ｃは、高強度を確保し、かつ残留オーステナイトを確保するために必須である。十分な残留オーステナイト量を得るためには、鋼中に０．０２％以上のＣ量を含むとよい。一方、鋼板がＣを過剰に含有すると、溶接性を損なうため、Ｃ量の上限を０．４％とした。強度と伸びとをより向上させる場合には、Ｃ量が、０．０５％以上であることが好ましく、０．１０％以上であることがより好ましく、０．１２％以上であることが最も好ましい。また、より溶接性を向上させる場合には、Ｃ量が、０．３８％以下であることが好ましく、０．３６％以下であることがより好ましい。
　Ｓｉ：０．００１％以上かつ２．５％以下
　Ｓｉは脱酸剤であり、鋼中に０．００１％以上のＳｉを含むことが好ましい。また、Ｓｉ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（所定温度範囲内の保持時）のセメンタイト析出を抑制する。そのため、Ｓｉは、オーステナイトのＣ濃度を高め、残留オーステナイトの確保に寄与する。Ｓｉ量が多いほどその効果は大きくなるが、Ｓｉを過剰に鋼中に添加すると、表面性状、塗装性、溶接性などが劣化する。そのため、Ｓｉ量の上限を２．５％とする。安定な残留オーステナイトを得る効果をＳｉによって十分に発現させる場合には、Ｓｉ量が、０．０２％以上であることが好ましく、０．５０％以上であることが好ましく、０．６０％以上であることが最も好ましい。また、表面性状、塗装性、溶接性などをさらに確保する場合には、Ｓｉ量が、２．２％以下であることが好ましく、２．０％以下であることがより好ましい。
　Ｍｎ：０．００１％以上かつ４．０％以下
　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、鋼中に０．００１％以上のＭｎを含むとよい。一方、Ｍｎを鋼中に過剰に添加すると、延性を損なうため、Ｍｎ量の上限を４．０％とする。より高い焼入れ性を確保する場合には、Ｍｎ量が、０．１％以上であることが好ましく、０．５％以上であることがより好ましく、１．０％以上であることが最も好ましい。また、より高い延性を確保する場合には、Ｍｎ量が、３．８％以下であることが好ましく、３．５％以下であることがより好ましい。
　Ｐ：０．１５％以下
　Ｐは不純物であり、Ｐを過剰に鋼中に含有すると延性や溶接性を損なう。したがって、Ｐ量の上限を０．１５％とする。なお、Ｐは、固溶強化元素として作用するが、不可避的に鋼中に含まれるため、Ｐ量の下限は、特に制限する必要がなく、０％である。また、現行の一般的な精錬（二次精錬を含む）を考慮すると、Ｐ量の下限は、０．００１％であってもよい。延性及び溶接性をより高める場合には、Ｐ量が、０．１０％以下であることが好ましく、０．０５％以下であることがより好ましい。
　Ｓ：０．０３％以下
　Ｓは不純物であり、Ｓを過剰に鋼中に含有すると、熱間圧延によって伸張したＭｎＳが生成し、延性及び穴拡げ性などの成形性が劣化する。したがって、Ｓ量の上限を０．０３％とする。なお、Ｓは、不可避的に鋼中に含まれるため、Ｓ量の下限は、特に制限する必要がなく、０％である。また、現行の一般的な精錬（二次精錬を含む）を考慮すると、Ｓ量の下限は、０．０００５％であってもよい。延性及び穴拡げ性をより高める場合には、Ｓ量が、０．０２０％以下であることが好ましく、０．０１５％以下であることがより好ましい。
　Ｎ：０．０１％以下
　Ｎは、不純物であり、Ｎ量が０．０１％を超えると延性が劣化する。したがって、Ｎ量の上限を０．０１％以下とする。なお、Ｎは、不可避的に鋼中に含まれるため、Ｎ量の下限は、特に制限する必要がなく、０％である。また、現行の一般的な精錬（二次精錬を含む）を考慮すると、Ｎ量の下限は、０．０００５％であってもよい。より延性を高める場合には、Ｎ量が、０．００５％以下であることが好ましい。
　Ａｌ：０．００１％以上かつ２．０％以下
　Ａｌは脱酸剤であり、現行の一般的な精錬（二次精錬を含む）も考慮すると、鋼中に０．００１％以上のＡｌを含むことが好ましい。また、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（所定温度範囲内の保持時）のセメンタイト析出を抑制する。そのため、Ａｌは、オーステナイトのＣ濃度を高め、残留オーステナイトの確保に寄与する。Ａｌ量が多いほどその効果は大きくなるが、Ａｌを過剰に鋼中に添加すると、表面性状、塗装性、溶接性などが劣化する。そのため、Ａｌ量の上限を２．０％とする。安定な残留オーステナイトを得る効果をＡｌによって十分に発現させる場合には、Ａｌ量が、０．０１％以上であることが好ましく、０．０２％以上であることがより好ましい。また、表面性状、塗装性、溶接性などをさらに確保する場合には、Ａｌ量が、１．８％以下であることが好ましく、１．５％以下であることがより好ましい。
　Ｏ：０．０１％以下
　Ｏ（酸素）は不純物であり、Ｏ量が０．０１％を超えると延性が劣化する。したがって、Ｏ量の上限を０．０１％とする。なお、Ｏは、不可避的に鋼中に含まれるため、Ｏ量の下限は、特に制限する必要がなく、０％である。また、現行の一般的な精錬（二次精錬を含む）を考慮すると、Ｏ量の下限は、０．０００５％であってもよい。
　Ｓｉ＋Ａｌ：１．０％以上かつ４．５％以下
　これらの元素は、上述のように、脱酸剤であり、Ｓｉ量とＡｌ量との合計が１．０％以上であることが好ましい。また、Ｓｉ、Ａｌの両方とも、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（所定温度範囲内の保持時）のセメンタイト析出を抑制する。そのため、これらの元素は、オーステナイトのＣ濃度を高め、残留オーステナイトの確保に寄与する。しかし、これらの元素を過剰に鋼中に添加すると、表面性状、塗装性、溶接性などが劣化するので、Ｓｉ量とＡｌ量との合計を４．５％以下とする。表面性状、塗装性、溶接性などをさらに高める場合には、この合計が、４．０％以下であることが好ましく、３．５％以下であることがより好ましく、３．０％以下であることが最も好ましい。
　以上の化学元素は、本実施形態における鋼の基本成分（基本元素）であり、この基本元素が制御（含有または制限）され、残部が鉄及び不可避的不純物よりなる化学組成が、本実施形態の基本組成である。しかしながら、この基本成分に加え（残部のＦｅの一部の代わりに）、本実施形態では、さらに必要に応じて以下の化学元素（選択元素）を鋼中に含有させてもよい。なお、これらの選択元素が鋼中に不可避的に（例えば、各選択元素の量の下限未満の量）混入しても、本実施形態における効果を損なわない。
　すなわち、本実施形態に係る冷延鋼板が、例えば介在物制御や析出物微細化により局部成形能を向上させるために、選択元素として、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ａｓのうちいずれか１種以上を含有しても構わない。
　Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃｕ、Ｗは、炭素及び窒素の固定、析出強化、ミクロ組織制御、細粒強化などの機構を通じて材質を改善する。そのため、必要に応じて、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃｕ、Ｗのうちいずれか１種以上を鋼中に添加してもよい。この場合、それぞれの化学元素の量の下限について、Ｔｉ量は０．００１％以上、Ｎｂ量は０．００５％以上、Ｂ量は０．０００１％以上、Ｃｕ量は０．００１％以上、Ｗ量は０．００１％以上であることが望ましい。しかしながら、これらの化学元素を過度に鋼中に添加しても格段の効果は得られず、むしろ加工性や製造性を劣化させるので、それぞれの化学元素の量の上限について、Ｔｉ量を０．２％以下、Ｎｂ量を０．２％以下、Ｂ量を０．００５％以下、Ｃｕ量を２．０％以下、Ｗ量を１．０％以下に制限する。また、合金コストの低減のためには、これらの化学元素を意図的に鋼中に添加する必要がなく、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃｕ、Ｗの量の下限は、いずれも０％である。
　Ｍｇ、ＲＥＭ（Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌ）、Ｃａは、介在物を無害な形態に制御するのに重要な選択元素である。そのため、必要に応じて、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｃａのうちいずれか１種以上を鋼中に添加してもよい。この場合、それぞれの化学元素の量の下限は、いずれも０．０００１％であることが望ましい。一方、これらの化学元素を過剰に鋼中に添加すると、清浄度が悪化するため、それぞれの化学元素の量の上限について、Ｍｇ量を０．０１％以下、ＲＥＭ量を０．１％以下、Ｃａ量を０．０１％以下に制限する。また、合金コストの低減のためには、これらの化学元素を意図的に鋼中に添加する必要がなく、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｃａの量の下限は、いずれも０％である。
　Ｍｏ、Ｃｒは、機械的強度を高める効果や、材質を改善する効果があるので、必要に応じて、Ｍｏ、Ｃｒのうちいずれか１種以上を鋼中に添加してもよい。この場合、それぞれの化学元素の量の下限について、Ｍｏ量は０．００１％以上、Ｃｒ量は０．００１％以上であることが望ましい。しかし、これらの化学元素を過度に鋼中に添加すると、逆に加工性が劣化するので、それぞれの化学元素の量の上限について、Ｍｏ量を１．０％、Ｃｒ量を２．０％に制限する。また、合金コストの低減のためには、これらの化学元素を意図的に鋼中に添加する必要がなく、Ｍｏ、Ｃｒの量の下限は、いずれも０％である。
　Ｖは、析出強化に有効であり、この析出強化に起因する穴拡げ性の劣化代が小さいため、高強度でよりよい穴拡げ性が必要な場合に効果的な選択元素である。そのため、必要に応じて、Ｖを鋼中に添加してもよい。この場合、Ｖ量が０．００１％以上であることが望ましい。しかしながら、Ｖを過剰に鋼中に添加すると、加工性が劣化することから、Ｖ量を１．０％以下に制限する。また、合金コストの低減のためには、Ｖを意図的に鋼中に添加する必要がなく、Ｖ量の下限は、０％である。
　Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ａｓは、強度を上げる選択元素であるので、必要に応じて、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ａｓのうちいずれか１種以上を鋼中に添加してもよい。この場合、有効な各化学元素の含有量（量の下限）として、Ｎｉ量が０．００１％以上、Ｃｏ量が０．０００１％以上、Ｓｎ量が０．０００１％以上、Ｚｒ量が０．０００１％以上、Ａｓ量が０．０００１％以上であることが望ましい。しかしながら、これらの化学元素を過剰に鋼中に入れすぎると、成形性を失ってしまうので、それぞれの化学元素の量の上限について、Ｎｉ量を２．０％以下、Ｃｏ量を１．０％以下、Ｓｎ量を０．２％以下、Ｚｒ量を０．２％以下、Ａｓ量を０．５％以下に制限する。また、合金コストの低減のためには、これらの化学元素を意図的に鋼中に添加する必要がなく、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ａｓの量の下限は、いずれも０％である。
　以上のように、本実施形態に係る冷延鋼板は、上述の基本元素を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学組成、または、上述の基本元素と、上述の選択元素から選択される少なくとも１種とを含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学組成を有する。
　本実施形態では、以上説明した冷延鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき処理、あるいは亜鉛めっき後に合金化処理を施して、冷延鋼板が、その表面に溶融亜鉛めっき層あるいは合金化溶融亜鉛めっき層を備えてもよい。
　加えて、本実施形態では、冷延鋼板（溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む）が、各種の表面処理（電気めっき、溶融めっき、蒸着めっき、クロメート処理、ノンクロ処理、ラミネート処理、各種塩類処理等）がなされていてもよく、その表面に、金属被膜（めっき等）や有機被膜（ラミネートフィルム等）を備えてもよい。
　なお、本実施形態では、冷延鋼板の板厚は、特に制限されないが、例えば、０．５～２．５ｍｍであってもよく、０．５ｍｍ以上かつ２．０ｍｍ未満であってもよい。また、冷延鋼板の強度も、特に制限されず、例えば引張強度が４４０～１５００ＭＰａであってもよい。
　続いて、本発明の一実施形態に係る冷延鋼板の製造方法について述べる。
　優れた穴拡げ性及び伸びを実現するためには、異方性が少ない極密度を有する集合組織（未発達の集合組織）を形成させることが重要である。そのため、製造された冷延鋼板が上記の各極密度の条件を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、特に限定されない。例えば、高炉や電炉、転炉等による製錬及び精錬に引き続き各種の二次精錬を行って上記の化学組成を満足する鋼を溶製し、鋼（溶鋼）を得ることができる。次いで、この鋼から鋼塊またはスラブを得るために、例えば、通常の連続鋳造法、インゴット法、薄スラブ鋳造法などの鋳造方法で鋼を鋳造することができる。連続鋳造の場合には、鋼を一度低温（例えば、室温）まで冷却し、再加熱した後、この鋼を熱間圧延しても良いし、鋳造された直後の鋼（鋳造スラブ）を連続的に熱間圧延しても良い。なお、鋼（溶鋼）の原料にはスクラップを使用しても構わない。
　また、後述の熱間圧延では、粗圧延後にシートバーを接合し、連続的に仕上げ圧延を行っても良い。その際、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。
　局部変形能に優れた高強度鋼板を得るためには、以下の要件を満たすとよい。
　まず、局部変形能を高めるためには、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。すなわち、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、平均オーステナイト粒径が２００μｍ以下であれば十分な局部変形能を確保するために効果的であることが判明した。加えて、ｒＣ及びｒ３０を、それぞれ０．７０以上及び１．１０以下により効率よく制御する場合には、仕上げ圧延前の平均オーステナイト粒径が２００μｍ以下であるとよい。
　この２００μｍ以下の仕上げ圧延前の平均オーステナイト粒径を得るためには、図５に示すように、１０００℃以上かつ１２００℃以下（好ましくは１１５０℃以下）の温度範囲での粗圧延（第１の熱間圧延）において４０％以上の圧下率で１回（１パス）以上鋼を圧延するとよい。
　圧下率および圧下の回数が大きいほど、より微細なオーステナイト粒を得ることができる。例えば、粗圧延において１００μｍ以下の平均オーステナイト粒径に制御することが望ましく、この粒径制御を行うためには、１パスの圧下率が４０％以上の圧延を２回（２パス）以上行うことが望ましい。ただし、粗圧延において、１パスの圧下率を７０％以下に制限したり、圧下回数（パス数）を１０回以下に制限したりすることにより、温度の低下やスケールの過剰生成の懸念を低下させることができる。そのため、粗圧延において、１パスの圧下率が７０％以下であってもよく、圧下回数（パス数）が１０回以下であってもよい。
　このように、仕上げ圧延前のオーステナイト粒径を小さくすることが、後々の仕上げ圧延でのオーステナイトの再結晶を促進し、穴拡げ性の改善に有効である。また、この仕上げ圧延前のオーステナイト粒径を小さくすることが、ｒＣ、ｒ３０の制御の点でも有効である。
　これは、仕上げ圧延中の再結晶核の１つとして粗圧延後の（すなわち、仕上げ圧延前の）オーステナイト粒界が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を確認するためには、仕上げ圧延に入る前の鋼（鋼板）を可能な限り大きな冷却速度で急冷することが望ましい。例えば、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で鋼板を冷却する。さらに、冷却して得られたこの鋼板から採取した板片の断面をエッチングしてミクロ組織中のオーステナイト粒界を浮き立たせて光学顕微鏡にて測定する。この際、５０倍以上の倍率での２０以上の視野に対して、オーステナイトの粒径を、画像解析や切断法にて測定し、各オーステナイト粒径を平均して平均オーステナイト粒径を得る。
　また、５／８～３／８の板厚範囲である板厚中央部における、｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度と、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度とを前述の範囲に制御するための一条件として、粗圧延後の仕上げ圧延（第２の熱間圧延）で、鋼の化学組成（質量％）によって下記の（式１１）のように決められる温度Ｔ１（℃）を基準に圧延を制御する。
　Ｔ１＝８５０＋１０×（［Ｃ］＋［Ｎ］）×［Ｍｎ］＋３５０×［Ｎｂ］＋２５０×［Ｔｉ］＋４０×［Ｂ］＋１０×［Ｃｒ］＋１００×［Ｍｏ］＋１００×［Ｖ］・・・（式１１）
　なお、この（式１１）では、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｍｎ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｂ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］及び［Ｖ］は、それぞれ、Ｃ、Ｎ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶの質量百分率である。また、（式１１）中に含まれない化学元素（化学成分）の量は、０％として計算する。そのため、上記の基本成分のみを含む基本組成では、上記（式１１）の代わりに、下記（式１２）を使用してもよい。
　Ｔ１＝８５０＋１０×（［Ｃ］＋［Ｎ］）×［Ｍｎ］・・・（式１２）
　また、鋼が選択元素を含む場合には、（式１２）により算出される温度の代わりに（式１１）により算出される温度をＴ１（℃）とする必要がある。
　仕上げ圧延では、上記（式１１）または（式１２）により得られる温度Ｔ１（℃）を基準に、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲（望ましくはＴ１＋５０℃かつＴ１＋１００℃以下の温度範囲）では、大きな圧下率を確保し、Ａｒ３℃以上かつＴ１＋３０℃未満の温度範囲では、圧下率を小さな範囲（０％を含む）に制限する。上記の粗圧延に加え、このような仕上げ圧延を行うことにより、最終製品の局部変形能を高めることができる。
　すなわち、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲において大きな圧下率を確保し、Ａｒ３℃以上かつＴ１＋３０℃未満の温度範囲において圧下率を制限することにより、板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度と｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度とを十分に制御して最終製品の穴拡げ性が飛躍的に改善される。
　この温度Ｔ１自体は、経験的に求められている。温度Ｔ１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温度範囲を決定できることを本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、圧下により多くの量の歪を蓄積することが重要であるため、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲での累積圧下率が５０％以上である。さらには、この累積圧下率は、歪蓄積による再結晶促進の観点から７０％以上であることが望ましい。また、累積圧下率の上限を制限されることにより、圧延温度をより十分に確保し、圧延負荷をさらに抑制することができる。そのため、累積圧下率が、９０％以下であってもよい。
　さらに、鋼（熱延原板）の均質性を高め、最終製品の伸びと局部延性とを極限まで高めるためには、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲において３０％以上の圧下率の大圧下パスを含むように仕上圧延を制御する。このように、仕上げ圧延では、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲において、少なくとも１回の３０％以上の圧下率の圧下が行われる。特に、後述の冷却制御を考慮すると、この温度範囲における最終パスの圧下率が３０％以上である、すなわち、最終パスが大圧下パスであることが好ましい。より高い加工性が要求される場合には、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲での最終の２パスの圧下率をそれぞれ３０％以上とするのがよい。より熱延板の均質性を高める場合には、大圧下パス（１パス）の圧下率が４０％以上であるとよい。また、より良好な鋼板形状を得る場合には、大圧下パス（１パス）の圧下率が７０％以下であるとよい。
　さらに、上記のｒＬおよびｒ６０が、それぞれｒＬ≧０．７０、ｒ６０≦１．１０を満たす一つの条件として、後述の待ち時間ｔを適切に制御することに加え、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲での圧下時の各パス間の鋼板の温度上昇を１８℃以下に抑えることが望ましい。
　なお、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲において、圧延の各パス間の鋼板の温度上昇を抑制することにより、均一な再結晶オーステナイトを得ることができる。
　さらに、蓄積した歪の開放による均一な再結晶を促すため、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲での圧下が終了した後、Ａｒ３℃以上かつＴ１＋３０℃未満（好ましくは、Ｔ１℃以上かつＴ１＋３０℃未満）の温度範囲での加工量をなるべく少なく抑える。そのため、Ａｒ３℃以上かつＴ１＋３０℃未満の温度範囲での累積圧下率を３０％以下に制限する。この温度範囲において、優れた板形状を確保する場合には１０％以上の累積圧下率が望ましいが、より穴拡げ性を重視する場合には累積圧下率が１０％以下であることが望ましく、０％であることがより望ましい。すなわち、Ａｒ３℃以上かつＴ１＋３０℃未満の温度範囲では、圧下を行う必要がなく、圧下を行う場合であっても累積圧下率が３０％以下である。
　また、Ａｒ３℃以上かつＴ１＋３０℃未満の温度範囲での圧下率が大きいと、再結晶したオーステナイト粒が展伸し、穴拡げ性が劣化する。
　すなわち、本実施形態に係る製造条件では、仕上げ圧延においてオーステナイトを均一かつ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ことができる。
　Ａｒ３℃未満の温度範囲で圧延が行われたり、Ａｒ３℃以上かつＴ１＋３０℃未満の温度範囲での累積圧下率が大きすぎたりすると、オーステナイトの集合組織が発達する。その結果、最終的に得られる鋼板が、その板厚中央部において、｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度が１．０以上かつ６．５以下である条件、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が１．０以上かつ５．０以下である条件の少なくとも一方を満足しない。一方、仕上圧延において、Ｔ１＋２００℃よりも高い温度範囲で圧延が行われたり、累積圧下率が小さすぎたりすると、ミクロ組織に粗大粒や混粒が含まれたり、ミクロ組織が混粒になったりする。また、この場合には、粗大粒分率や体積平均径が増加する。
　ここで、圧下率は、圧延荷重や板厚の測定などから実績または計算により求めることができる。また、圧延温度（例えば、上記各温度範囲）については、スタンド間温度計により実測したり、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により計算したり、その両方（実測及び計算）を行ったりすることによって得ることができる。また、上記において、１パスでの圧下率は、圧延スタンド通過前の入口板厚に対する１パスでの圧下量（圧延スタンド通過前の入口板厚と圧延スタンド通過後の出口板厚との差）の百分率である。累積圧下率は、上記各温度範囲での圧延における最初のパス前の入口板厚を基準とし、この基準に対する累積圧下量（上記各温度範囲での圧延における最初のパス前の入口板厚と上記各温度範囲での圧延における最終パス後の出口板厚との差）の百分率である。さらに、Ａｒ３温度は、以下の式１３により求められる。
　Ａｒ３＝８７９．４－５１６．１×［Ｃ］－６５．７×［Ｍｎ］＋３８．０×［Ｓｉ］＋２７４．７×［Ｐ］・・・（式１３）
　以上のように行われる熱間圧延（仕上げ圧延）では、熱間圧延をＡｒ３℃以上の温度で終了する。熱間圧延をＡｒ３（℃）未満の温度で終了すると、オーステナイトとフェライトとの２相の領域（２相域）で鋼が圧延されるため、｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群への結晶方位の集積が強くなり、結果として穴拡げ性が著しく劣化する。ここで、仕上圧延の圧延終了温度が、Ｔ１℃以上であると、Ｔ１℃以下の温度範囲における歪量を減らして異方性をより低減できる。そのため、仕上圧延の圧延終了温度が、Ｔ１℃以上であってもよい。
　また、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲における圧延の最後の大圧下パス（圧延スタンドでの圧下）後の冷却（一次冷却）は、オーステナイトの粒径に大きな影響を与え、このオーステナイトの粒径が冷延及び焼鈍後のミクロ組織の等軸粒分率及び粗大粒分率に強い影響を与える。
　上記熱間圧延における大圧下パス（上述のように、大圧下パスは、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲における３０％以上の圧下率の圧下（パス）である）のうちの最終パスの完了から一次冷却を開始するまでの待ち時間ｔ（秒）が下記の（式１４）を満たすように、大圧下パスのうちの最終パスに相当する圧延スタンド後に鋼を冷却する（一次冷却）。ここで、（式１４）中のｔ１は、下記（式１５）により求めることができる。（式１５）中のＴｆは、大圧下パスの最終パス完了時の鋼板の温度（℃）であり、Ｐ１は、大圧下パスのうちの最終パスの圧下率（％）である。ここで、操業性（例えば、形状矯正や二次冷却の制御性）を考慮する場合には、一次冷却を圧延スタンド間で行うとよい。
　待ち時間ｔが（式１４）の右辺の値（ｔ１×２．５）を超えると、ほとんど再結晶が完了している一方で、結晶粒が著しく成長して結晶粒径が増加するため、ｒ値（例えば、ｒＣ及びｒ３０）及び伸びが著しく低下する。そのため、待ち時間ｔが下記（式１４）を満足するように冷却開始を制御することにより、結晶粒径を適切に制御して十分な伸びを確保するのに有効である。
　ｔ≦２．５×ｔ１・・・（式１４）
　ｔ１＝０．００１×（（Ｔｆ－Ｔ１）×Ｐ１／１００）２－０．１０９×（（Ｔｆ－Ｔ１）×Ｐ１／１００）＋３．１・・・（式１５）
　待ち時間ｔをｔ１秒未満（下記式１６）にさらに限定することで、結晶粒の成長を大幅に抑制することができる。この場合には、最終製品の体積平均径を、より低下させて１５μｍ以下に制御するのに有効である。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より高めることができ、同時に、疲労特性を向上させることができる。
　　ｔ＜ｔ１・・・（式１６）
　一方、待ち時間ｔをｔ１秒以上かつ２．５×ｔ１秒以下（下記式１７）にさらに限定することで、待ち時間ｔがｔ１秒未満である場合に比べて体積平均径が増加するが、再結晶が十分に進み結晶方位がランダム化するため、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≦２．５×ｔ１・・・（式１７）
　なお、上述の一次冷却は、圧延スタンドの間または最後のスタンドの後に行うことができる。すなわち、一次冷却を行った後、Ａｒ３℃以上（例えば、Ａｒ３（℃）～Ｔ１＋３０（または、Ｔｆ）（℃））の温度範囲で低い圧下率（例えば、３０％以下（または３０％未満））の圧延を行ってもよい。
　一次冷却における冷却開始時の鋼板温度（鋼温度）と冷却終了時の鋼板温度（鋼温度）との差である冷却温度変化は、４０℃以上かつ１４０℃以下であることが望ましい。また、一次冷却の冷却終了時の鋼板温度Ｔ２がＴ１＋１００℃以下であることが望ましい。この冷却温度変化が４０℃以上であれば、再結晶したオーステナイト粒の粒成長をより抑制することができ、強度及び伸びを高めることができる。冷却温度変化が１４０℃以下であれば、より十分に再結晶を進めることができ、極密度をより改善することができるため、穴拡げ性をより高めることができる。
　また、冷却温度変化を１４０℃以下に制限することにより、鋼板の温度を比較的容易に制御できるだけでなく、バリアント選択（バリアント制限の回避）をより効果的に制御でき、集合組織の発達をさらに抑制することもできる。したがって、この場合には、より等方性を高めることができ、加工性の方位依存性をより小さくすることができる。さらに、一次冷却の冷却終了時の鋼板温度Ｔ２がＴ１＋１００℃以下であると、より十分な冷却効果が得られる。この冷却効果により、結晶粒成長を抑制することができ、結晶粒径の増加をさらに抑制することができる。
　また、一次冷却における平均冷却速度が５０℃／秒以上であることが望ましい。この一次冷却での平均冷却速度が５０℃／秒以上であると、再結晶したオーステナイト粒の粒成長をより抑制することができる。一方、平均冷却速度の上限を特に定める必要はないが、板形状の観点から平均冷却速度が２００℃／秒以下であってもよい。
　また、一次冷却の終了から巻取りの開始までの間（二次冷却）のその他の冷却条件については、特に制限されず、目的に応じて冷却パターンを設定し、上述のミクロ組織の範囲内で柔軟にミクロ組織を制御することができる。なお、例えば、オーステナイト粒径をより微細に保つ場合には、仕上げ圧延機の最終圧延スタンド通過後に冷却（この冷却は、二次冷却に含まれる）を行ってもよい。このように、一次冷却に続いて二次冷却を行う場合には、一次冷却完了後１０秒以内に二次冷却を開始するとよい。このように、一次冷却完了後１０秒以内に二次冷却を開始すると、結晶粒をより微細にすることができる。
　さらに、６５０℃以下の温度まで鋼を冷却後（この冷却は、二次冷却に含まれる）、６５０℃以下の温度範囲で鋼（熱延原板）を巻取る。６５０℃以下の温度に達する前に鋼を巻取ると、冷延後の鋼板の異方性が大きくなり、穴拡げ性が著しく低下する。巻き取り温度の下限は、特に制限されないが、マルテンサイトの生成を抑制して冷間圧延の負荷を抑制するために、３５０℃以上であってもよい。
　上記のようにして製造した熱延原板を冷却して酸洗した後、３０％以上かつ９０％以下の圧延率（冷間圧延率）で冷間圧延を行う。圧延率が３０％未満では、その後の焼鈍工程で再結晶を生じさせることが困難になり、後述の再結晶フェライトによる集合組織制御（極密度制御）が困難になる。加えて、この場合には、等軸粒分率が低下する上、焼鈍後の結晶粒が粗大化する。また、圧延率が９０％を超えると、焼鈍時に集合組織が発達するため、結晶方位の異方性が強くなる。このため、冷間圧延の圧延率を、３０％以上かつ９０％以下とする。等軸粒分率をさらに向上させ、結晶粒をより微細に制御するためには、冷間圧延の圧延率が４０％以上であることが好ましい。また、結晶方位の異方性をより低減するためには、冷間圧延の圧延率が８０％以下であることが好ましく、７０％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。
　冷間圧延された鋼（鋼板）には強い集合組織が発達し、その後の焼鈍を行ったとしても、その集合組織は焼鈍後のミクロ組織に引き継がれ易い。この結果、延性及び穴拡げ性が劣化する場合がある。このことから、冷間圧延を行う場合には、熱延鋼板の集合組織の制御に加え、焼鈍条件を制御することで、冷間圧延で発達した集合組織を弱める必要がある。この焼鈍の効果は、式１９及び式２０を満たす二段階の加熱を行なうことで発揮される。この二段階の加熱によって鋼板の集合組織や機械的特性が適切に制御できる詳細な理由は不明であるが、集合組織を弱める効果は冷延時に導入された転位の回復と再結晶とに関連があると考えられる。即ち、６５０℃～Ａｃ１℃の温度範囲における加熱速度が大きいと、フェライトが再結晶することなく、逆変態時に加工ままの未再結晶フェライトが残留する。また、Ｃを０．０１質量％以上含む鋼をフェライト及びオーステナイトより成る２相域で焼鈍すると、形成したオーステナイトが再結晶フェライトの成長を妨害し、焼鈍後に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局部変形能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℃～Ａｃ１℃の温度範囲における加熱速度は、小さい方が望ましい。しかしながら、再結晶の駆動力は、圧延により蓄えられた歪であることから、６５０℃までの加熱速度が小さい場合、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い。この結果、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、局部変形能の劣化をもたらす。特に、室温（例えば、２５℃）～６５０℃の温度範囲における加熱速度が小さい場合、再結晶の開始時にミクロ組織に含まれる転位の密度が小さくなる。その結果、再結晶に長時間を要するため、６５０℃～Ａｃ１℃の温度範囲における加熱速度を小さくする（再結晶が起こる温度域での鋼の滞留時間を長くする）必要がある。このことから、焼鈍において式１９及び式２０を満たす二段階の加熱を行う。すなわち、室温（例えば、２５℃）～６５０℃の温度範囲（前段）における平均加熱速度ＨＲ１（℃／秒）が０．３℃／秒以上であり、６５０℃超かつＡｃ１℃以下の温度範囲（後段）における平均加熱速度ＨＲ２（℃／秒）が０．５×ＨＲ１℃／秒以下である。ここで、前段での平均加熱速度ＨＲ１の上限及び後段での平均加熱速度ＨＲ２の下限は、特に制限されず、例えば、ＨＲ１が２００℃／秒以下であってもよく、ＨＲ２が０．１５℃／秒以上であってもよい。また、この二段階の加熱を、連続焼鈍設備、連続溶融亜鉛めっき設備及び連続合金化溶融亜鉛めっき設備により行うことができる。
　しかしながら、熱延原板において発達した集合組織が冷延及び焼鈍後も引き継がれるため、熱延原板の集合組織が適切に制御されていない場合には、焼鈍時の加熱条件を上記の条件に制御したとしても鋼板の局部変形能が劣化する。そのため、冷延及び焼鈍前の前提条件として熱間圧延を上述の条件に制御して熱延原板の集合組織をランダム化した上で、焼鈍時の加熱条件を上記条件に制御すれば、優れた延性及び穴拡げ性を十分に向上させうる。
　さらに、この二段階の加熱によりＡｃ１℃以上かつ９００℃以下の温度範囲に、１秒以上かつ３００秒以下加熱された鋼が保持される。このＡｃ１℃よりも低い温度もしくはこの１秒よりも短い時間では、フェライト等の低温相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。加えて、この場合には、フェライト等の低温相とともに、冷延後の集合組織がそのまま残ることになり、局部変形能の劣化をもたらす。一方、９００℃よりも高い温度もしくは３００秒よりも長い時間では、保持により結晶粒が粗大化し、ｒ値や伸びが低下する。
　ここで、Ａｃ１、前段での平均加熱速度ＨＲ１及び後段での平均加熱速度ＨＲ２は、それぞれ、以下の式１８、式１９及び式２０により得られる。
　Ａｃ１＝７２３－１０．７×［Ｍｎ］－１６．９×［Ｎｉ］＋２９．１×［Ｓｉ］＋１６．９×［Ｃｒ］＋２９０×［Ａｓ］＋６．３８×［Ｗ］・・・（式１８）
　ＨＲ１≧０．３・・・（式１９）
　ＨＲ２≦０．５×ＨＲ１・・・（式２０）
　その後、１℃／ｓ以上かつ２０℃／ｓ以下の平均冷却速度で５８０℃以上かつ７８０℃以下の温度範囲まで鋼を冷却する（三次冷却、一段目の冷却）。平均冷却速度が１℃／ｓ未満もしくは冷却終点温度が７８０℃以上であると、必要なフェライト分率が得られず、伸びが低下する。一方、平均冷却速度が２０℃／ｓ以上または冷却終点温度が５８０℃未満であると、パーライトが生成してしまうため、穴拡げ性が低下する。
　その後、５℃／ｓ以上かつ２００℃／ｓ以下の平均冷却速度で３５０℃以上かつ５００℃以下の温度範囲まで鋼を冷却する（四次冷却、二段目の冷却）。この冷却後、１つの方法として、そのまま３５０℃以上かつ５００℃以下の温度範囲内にｔＯＡ秒以上かつ１０００秒以下鋼を保持する。また、別の方法として、上記の冷却後、そのまま３５０℃以下まで鋼をさらに冷却し（五次冷却）、その後に３５０℃以上かつ５００℃以下の温度範囲まで鋼を再加熱し、３５０℃以上かつ５００℃以下の温度範囲内にｔＯＡ秒以上かつ１０００秒以下鋼を保持する。ｔＯＡ秒より短い時間もしくは３５０℃未満または５００℃超の温度範囲で鋼を保持すると、ベイナイト変態が十分に進まず、良好な穴拡げ性を得ることができない。これらのうち、ｔＯＡ秒より短い時間もしくは３５０℃未満の温度範囲で鋼を保持すると、マルテンサイトが多く生成してしまうため、穴拡げ性に加え、伸びが低下する。また、５００℃超の温度範囲で鋼を保持すると、パーライトが多く生成してしまうため、さらに穴拡げ性が低下する。加えて、上記四次冷却の平均冷却速度を５℃／ｓ以上にすることにより、パーライトの生成をより抑えることができる。なお、四次冷却の平均冷却速度の上限は、特に制限する必要はないが、温度制御の精度を高めるために、２００℃／ｓとしてもよい。
　ここで、ｔＯＡは、下記の（式２１）で求めることができる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
 　ここで、ＴＯＡは、３５０℃以上かつ５００℃以下の温度範囲における保持温度である。
　なお、得られた冷延鋼板に、必要に応じてスキンパス圧延を行ってもよい。このスキンパス圧延によって、加工成形時に発生するストレッチャーストレインを防止したり、鋼板形状を矯正したりすることができる。
　さらに、以上によって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合金化溶融亜鉛めっき処理を行って、冷延鋼板の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形成してもよい。この場合には、めっき層を形成する前に、水素分圧ｐＨ２に対する水蒸気分圧ｐＨ２Ｏの比の対数（ｌｏｇ（ｐＨ２Ｏ／ｐＨ２））が－３．０～０．０を満たすように炉内雰囲気を制御して焼鈍（例えば、上述の所定の条件による加熱や、所定の温度範囲内の保持）を行うとよい。このような焼鈍により、Ｓｉを含む鋼板に生じやすい無めっき部分の生成を抑制したり、合金化を促進したりすることができ、めっき品質をより高めることができる。
　加えて、得られた冷延鋼板に、上述のような各種の表面処理を適用してもよい。
　参考のため、図９及び１０に、本実施形態に係る冷延鋼板の製造方法の概略を示すフローチャートを示す。
　本発明の実施例を挙げながら、本発明の技術的内容について説明する。
　表１～表３に示した化学組成（残部が鉄及び不可避的不純物）を有する鋼Ｎｏ．Ａ～Ｙ及び鋼Ｎｏ．ａ～ｇを用いて検討した結果について説明する。
　これらの鋼を溶製及び鋳造後、そのままもしくは一旦室温まで冷却された鋼を再加熱し、９００℃～１３００℃の温度範囲に加熱し、その後、表４～表７に示される製造条件で鋼板温度を制御しながら熱間圧延を行った。Ａｒ３以上の温度で熱間圧延を終了後鋼を冷却し、この鋼を巻取って２～５ｍｍ厚の熱延原板とした。その後、この鋼（熱延原板）を、酸洗後、１．２～２．３ｍｍ厚になるまで冷間圧延し、焼鈍のために加熱と保持とを行った。その後、得られた鋼板を二段階で冷却して保持し、この鋼板に対して０．５％の圧延率でスキンパス圧延を行い、冷延鋼板を得た。ここで、熱間圧延後の製造条件が表８～表１１に示す製造条件を満足するように冷延鋼板が製造されている。また、製造Ｎｏ．Ａ１については、無めっきの冷延鋼板（冷延原板）に加え、溶融亜鉛めっき層及び合金化溶融亜鉛めっき層を形成させて溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板も製造した。なお、製造Ｎｏ．Ｏ２では、Ｔ１＋３０℃～Ｔ１＋２００℃において３０％以上の圧下率の圧下を行わなかったため、ｔ１を算出することができなかった。そのため、この製造Ｎｏ．Ｏ２では、Ｐ１としてＴ１＋３０℃～Ｔ１＋２００℃の最終パスの圧下率を使用した。
　表１～表３に各鋼の化学成分を、表４～表７、表８～表１１に各製造条件を示す。また、表１２～表１５に得られた鋼板のミクロ組織及び機械的特性を示す。なお、表１２～表１５では、Ｆ、Ｂ、残留γ、Ｍ、Ｐ及びｔ－Ｍは、それぞれ、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイト、マルテンサイト、パーライト及び焼戻しマルテンサイトの面積率を示す。
　また、得られた結果について、強度ＴＳと穴拡げ性λとの関係を図６に、強度ＴＳと伸びＥＬとの関係を図７に示す。
　なお、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠した引張試験により、引張強度ＴＳ、伸び（全伸び）ＥＬ、各方向のｒ値（ｒＬ、ｒＣ、ｒ３０、ｒ６０：ＪＩＳ　Ｚ　２２５４（２００８）（ＩＳＯ１０１１３（２００６））に準拠）を決定した。また、鉄連規格ＪＦＳ　Ｔ１００１に準拠した穴拡げ試験により、穴拡げ性λを決定した。なお、ｒ値の測定におけるその他の条件は、上記実施形態の条件と同様である。
　また前述のＥＢＳＤを用いて、板幅方向の１／４における圧延方向に平行な板厚断面の５／８～３／８の領域の板厚中央部に対して０．５μｍピッチで極密度を測定した。
　図６及び７に示すように、鋼板の化学組成とミクロ組織（特に、各結晶方位の極密度）とが適切に制御された鋼板は、優れた穴拡げ性と延性とを併せ持っていることがわかる。また、製造Ｎｏ．Ａ１から得られた溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、各めっき鋼板のミクロ組織及び機械的特性が、製造Ｎｏ．に対応する冷延原板（表１２～表１５）のミクロ組織及び機械的特性と同一であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000015
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000016
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000017
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000018
　以上、本発明の好ましい実施例を説明したが、本発明はこれら実施例に限定されることはない。本発明の趣旨を逸脱しない範囲で、構成の付加、省略、置換、およびその他の変更が可能である。本発明は前述した説明によって限定されることはなく、添付のクレームの範囲によってのみ限定される。
　ＴＲＩＰ鋼において、延性と穴拡げ性とに優れた高強度冷延鋼板とその製造方法を提供することができる。

Claims (19)

  1. 　鋼板の化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．０２％以上かつ０．４％以下、
    　Ｓｉ：０．００１％以上かつ２．５％以下、
    　Ｍｎ：０．００１％以上かつ４．０％以下、
    　Ａｌ：０．００１％以上かつ２．０％以下
    を含有し、
    　Ｐ：０．１５％以下、
    　Ｓ：０．０３％以下、
    　Ｎ：０．０１％以下、
    　Ｏ：０．０１％以下
    に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
    　前記鋼板の化学組成では、Ｓｉ量とＡｌ量との合計が１．０質量％以上かつ４．５質量％以下であり、
    　５／８～３／８の板厚範囲である板厚中央部では、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の各結晶方位の極密度の相加平均で表される極密度である、｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度が１．０以上かつ６．５以下であり、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が１．０以上かつ５．０以下であり、
    　前記鋼板のミクロ組織に、複数の結晶粒が存在し、このミクロ組織が、面積率で、フェライトを５％以上かつ８０％以下、ベイナイトを５％以上かつ８０％以下、残留オーステナイトを２％以上かつ３０％以下含み、前記ミクロ組織では、面積率で、マルテンサイトが２０％以下、パーライトが１０％以下、焼戻しマルテンサイトが６０％以下に制限され、
    　圧延方向に対して直角方向のランクフォード値であるｒＣが０．７０以上かつ１．１０以下であり、前記圧延方向に対して３０°をなす方向のランクフォード値であるｒ３０が０．７０以上かつ１．１０以下である
    ことを特徴とする冷延鋼板。
  2. 　前記鋼板の化学組成が、さらに、質量％で、
    　Ｔｉ：０．００１％以上かつ０．２％以下、
    　Ｎｂ：０．００５％以上かつ０．２％以下、
    　Ｂ：０．０００１％以上かつ０．００５％以下、
    　Ｍｇ：０．０００１％以上かつ０．０１％以下、
    　ＲＥＭ：０．０００１％以上かつ０．１％以下、
    　Ｃａ：０．０００１％以上かつ０．０１％以下、
    　Ｍｏ：０．００１％以上かつ１．０％以下、
    　Ｃｒ：０．００１％以上かつ２．０％以下、
    　Ｖ：０．００１％以上かつ１．０％以下、
    　Ｗ：０．００１％以上かつ１．０％以下、
    　Ｎｉ：０．００１％以上かつ２．０％以下、
    　Ｃｕ：０．００１％以上かつ２．０％以下、
    　Ｃｏ：０．０００１％以上かつ１．０％以下、
    　Ｓｎ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、
    　Ｚｒ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、
    　Ａｓ：０．０００１％以上かつ０．５％以下
    から選択される１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の冷延鋼板。
  3. 　前記結晶粒の体積平均径が２μｍ以上かつ１５μｍ以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の冷延鋼板。
  4. 　前記｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度が、１．０以上かつ５．０以下であり、前記｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が１．０以上かつ４．０以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の冷延鋼板。
  5. 　前記複数の結晶粒のうち、３５μｍを超える結晶粒の面積割合が１０％以下に制限されていることを特徴とする請求項１または２に記載の冷延鋼板。
  6. 　前記複数の結晶粒のうち、圧延方向の結晶粒の長さを板厚方向の結晶粒の長さで除した値が３．０以下である結晶粒の割合が、５０％以上かつ１００％以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の冷延鋼板。
  7. 　前記ベイナイトのビッカース硬さが１８０ＨＶ以上であり、前記残留オーステナイトの平均Ｃ濃度が０．９％以上であることを特徴とする請求項１または２に記載の冷延鋼板。
  8. 　前記圧延方向のランクフォード値であるｒＬが０．７０以上かつ１．１０以下であり、前記圧延方向に対して６０°をなす方向のランクフォード値であるｒ６０が０．７０以上かつ１．１０以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の冷延鋼板。
  9. 　前記鋼板の表面に、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ことを特徴とする請求項１または２に記載の冷延鋼板。
  10. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０２％以上かつ０．４％以下、
    　Ｓｉ：０．００１％以上かつ２．５％以下、
    　Ｍｎ：０．００１％以上かつ４．０％以下、
    　Ａｌ：０．００１％以上かつ２．０％以下
    を含有し、
    　Ｐ：０．１５％以下、
    　Ｓ：０．０３％以下、
    　Ｎ：０．０１％以下、
    　Ｏ：０．０１％以下
    に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、Ｓｉ量とＡｌ量との合計が１．０質量％以上かつ４．５質量％以下である化学組成を有する鋼に対して、１０００℃以上かつ１２００℃以下の温度範囲で、４０％以上の圧下率のパスを少なくとも１回含む第１の熱間圧延を行い、前記鋼の平均オーステナイト粒径を２００μｍ以下とし；
    　下記式１により算出される温度をＴ１℃とした場合、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲に３０％以上の圧下率の大圧下パスを含み、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲での累積圧下率が５０％以上であり、下記式４により算出されるＡｒ３℃以上かつＴ１＋３０℃未満の温度範囲での累積圧下率が３０％以下に制限され、圧延終了温度が下記式４により算出されるＡｒ３℃以上である第２の熱間圧延を前記鋼に対して行い；
    　前記大圧下パスのうちの最終パスの完了から冷却開始までの待ち時間ｔ秒が、下記式２を満たすように、前記鋼に対して一次冷却を行い；
    　６５０℃以下の温度範囲で前記鋼を巻取り；
    　前記鋼を酸洗し；
    　３０％以上かつ９０％以下の圧延率で前記鋼を冷間圧延し；
    　室温～６５０℃の温度範囲における平均加熱速度ＨＲ１が０．３℃／秒以上であり、６５０℃超かつ下記式５により算出されるＡｃ１℃以下の温度範囲における平均加熱速度ＨＲ２が単位を℃／秒として０．５×ＨＲ１以下である二段階の加熱を行い；
    　Ａｃ１℃以上かつ９００℃以下の温度範囲内に１秒以上かつ３００秒以下前記鋼を保持し； 
    　５８０℃以上かつ７８０℃以下の温度範囲まで１℃／ｓ以上かつ２０℃／ｓ以下の平均冷却速度で前記鋼を冷却し； 
    　５℃／ｓ以上かつ２００℃／ｓ以下の平均冷却速度で３５０℃以上かつ５００℃以下の温度範囲内の温度ＴＯＡに前記鋼を冷却し；
    　３５０℃以上かつ５００℃以下の温度範囲内に下記式６により算出される時間ｔＯＡ秒以上かつ１０００秒以下前記鋼を保持し、鋼板を得る、もしくは、３５０℃以下まで前記鋼をさらに冷却して３５０℃以上かつ５００℃以下の温度範囲まで前記鋼を再加熱した後、３５０℃以上かつ５００℃以下の温度範囲内に下記式６により計算される時間ｔＯＡ秒以上かつ１０００秒以下前記鋼を保持し、鋼板を得る
    ことを特徴とする冷延鋼板の製造方法。
    　Ｔ１＝８５０＋１０×（［Ｃ］＋［Ｎ］）×［Ｍｎ］・・・（式１）
    　ここで、［Ｃ］、［Ｎ］及び［Ｍｎ］は、それぞれ、前記鋼中のＣ、Ｎ及びＭｎ量の質量百分率である。
    　ｔ≦２．５×ｔ１・・・（式２）
    　ここで、ｔ１は下記式３で表される。
    　ｔ１＝０．００１×（（Ｔｆ－Ｔ１）×Ｐ１／１００）２－０．１０９×（（Ｔｆ－Ｔ１）×Ｐ１／１００）＋３．１・・・（式３）
    　ここで、Ｔｆは前記最終パス完了時の前記鋼の摂氏温度であり、Ｐ１は前記最終パスでの圧下率の百分率である。
    　Ａｒ３＝８７９．４－５１６．１×［Ｃ］－６５．７×［Ｍｎ］＋３８．０×［Ｓｉ］＋２７４．７×［Ｐ］・・・（式４）
    　Ａｃ１＝７２３－１０．７×［Ｍｎ］－１６．９×［Ｎｉ］＋２９．１×［Ｓｉ］＋１６．９×［Ｃｒ］＋２９０×［Ａｓ］＋６．３８×［Ｗ］・・・（式５）
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
  11. 　前記鋼は、前記化学組成として、さらに、質量％で、
    　Ｔｉ：０．００１％以上かつ０．２％以下、
    　Ｎｂ：０．００５％以上かつ０．２％以下、
    　Ｂ：０．０００１％以上かつ０．００５％以下、
    　Ｍｇ：０．０００１％以上かつ０．０１％以下、
    　ＲＥＭ：０．０００１％以上かつ０．１％以下、
    　Ｃａ：０．０００１％以上かつ０．０１％以下、
    　Ｍｏ：０．００１％以上かつ１．０％以下、
    　Ｃｒ：０．００１％以上かつ２．０％以下、
    　Ｖ：０．００１％以上かつ１．０％以下、
    　Ｗ：０．００１％以上かつ１．０％以下、
    　Ｎｉ：０．００１％以上かつ２．０％以下、
    　Ｃｕ：０．００１％以上かつ２．０％以下、
    　Ｃｏ：０．０００１％以上かつ１．０％以下、
    　Ｓｎ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、
    　Ｚｒ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、
    　Ａｓ：０．０００１％以上かつ０．５％以下
    から選択される１種以上を含有し、前記式１により算出される温度の代わりに下記式７により算出される温度を前記Ｔ１℃とすることを特徴とする請求項１０に記載の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７）
    　ここで、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｍｎ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｂ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］及び［Ｖ］は、それぞれ、Ｃ、Ｎ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶの質量百分率である。
  12. 　前記待ち時間ｔ秒が、前記ｔ１を用いた下記式８を満たすことを特徴とする請求項１０または１１に記載の冷延鋼板の製造方法。
    　０≦ｔ＜ｔ１・・・（式８）
  13. 　前記待ち時間ｔ秒が、前記ｔ１を用いた下記式９を満たすことを特徴とする請求項１０または１１に記載の冷延鋼板の製造方法。
    　　ｔ１≦ｔ≦２．５×ｔ１・・・（式９）
  14. 　前記一次冷却では、冷却開始時の鋼温度と冷却終了時の鋼温度との差である冷却温度変化が４０℃以上かつ１４０℃以下であり、前記冷却終了時の鋼温度がＴ１＋１００℃以下であることを特徴とする請求項１０または１１に記載の冷延鋼板の製造方法。
  15. 　前記第１の熱間圧延が、４０％以上の圧下率のパスを少なくとも２回以上含み、前記鋼の平均オーステナイト粒径を１００μｍ以下とすることを特徴とする請求項１０または１１に記載の冷延鋼板の製造方法。
  16. 　最終圧延スタンド通過後で、かつ、前記一次冷却の完了後１０秒以内に二次冷却を開始することを特徴とする請求項１０または１１に記載の冷延鋼板の製造方法。
  17. 　前記第２の熱間圧延では、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲での各パス間の前記鋼の温度上昇を１８℃以下とすることを特徴とする請求項１０または１１に記載の冷延鋼板の製造方法。
  18. 　前記一次冷却を圧延スタンド間で行うことを特徴とする請求項１０または１１に記載の冷延鋼板の製造方法。
  19. 　前記鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を形成することを特徴とする請求項１０または１１に記載の冷延鋼板の製造方法。
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