WO2013005714A1 - 冷延鋼板の製造方法 - Google Patents

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純 芳賀
西尾　拓也
脇田　昌幸
泰明 田中
今井　規雄
富田　俊郎
吉田　充
顕吾 畑
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新日鐵住金株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing a cold-rolled steel sheet. More specifically, the present invention relates to a method for producing a cold-rolled steel sheet that is formed and used in various shapes by press working or the like, and in particular, a high-tensile cold-rolled steel sheet that is excellent in ductility, work-hardening property, and stretch flangeability.
  • Patent Document 1 discloses a method for producing an ultrafine-grained high-strength hot-rolled steel sheet that performs rolling with a total rolling reduction of 80% or more in a temperature range near the Ar 3 point in a hot rolling process.
  • No. 2 discloses a method for producing ultrafine-grained ferritic steel in which rolling at a rolling reduction of 40% or more is continuously performed in the hot rolling process.
  • Patent Document 3 discloses a method for producing a hot-rolled steel sheet having ultrafine grains, in which a reduction in a dynamic recrystallization region is performed in a reduction pass of 5 stands or more in a hot rolling process.
  • a reduction in a dynamic recrystallization region is performed in a reduction pass of 5 stands or more in a hot rolling process.
  • it is necessary to extremely reduce the temperature drop during hot rolling, and it is difficult to carry out with normal hot rolling equipment.
  • the example which performed cold rolling and annealing after hot rolling is shown, the balance of tensile strength and hole expansibility is bad, and press formability is inadequate.
  • Patent Document 4 has excellent impact safety and formability in which retained austenite having an average crystal grain size of 5 ⁇ m or less is dispersed in ferrite having an average crystal grain size of 10 ⁇ m or less. Further, a high-strength cold-rolled steel sheet for automobiles is disclosed. A steel sheet containing retained austenite in the metal structure exhibits a large elongation due to transformation-induced plasticity (TRIP) generated by austenite becoming martensite during processing, but the hole expandability is impaired by the formation of hard martensite.
  • TRIP transformation-induced plasticity
  • Patent Document 5 discloses a high-strength steel sheet excellent in elongation and stretch flangeability in which a second phase composed of retained austenite and / or martensite is finely dispersed in crystal grains.
  • a second phase composed of retained austenite and / or martensite is finely dispersed in crystal grains.
  • it is necessary to contain a large amount of expensive elements such as Cu and Ni and to perform a solution treatment for a long time at a high temperature. There is a marked increase in cost and productivity.
  • Patent Document 6 discloses a high-tensile melt excellent in ductility, stretch flangeability, and fatigue resistance, in which retained austenite and low-temperature transformation product phase are dispersed in ferrite and tempered martensite having an average crystal grain size of 10 ⁇ m or less.
  • a galvanized steel sheet is disclosed.
  • Tempered martensite is an effective phase for improving stretch flangeability and fatigue resistance, and it is said that these properties will be further improved if tempered martensite is refined.
  • primary annealing for generating martensite and secondary annealing for tempering martensite and obtaining retained austenite are required. Is greatly impaired.
  • Patent Document 7 immediately after hot rolling, the steel is rapidly cooled to 720 ° C. or lower and held in a temperature range of 600 to 720 ° C. for 2 seconds or more, and the obtained hot-rolled steel sheet is subjected to cold rolling and annealing.
  • a method for producing a cold-rolled steel sheet in which retained austenite is dispersed is disclosed.
  • Patent Document 7 does not release the processing strain accumulated in the austenite after the end of hot rolling, and transforms the ferrite using the processing strain as a driving force, thereby forming a fine grain structure. And it is excellent in that a cold-rolled steel sheet with improved thermal stability can be obtained.
  • an object of the present invention is to provide a method for producing a high-tensile cold-rolled steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more having excellent ductility, work-hardening properties, and stretch flangeability.
  • a series of test steels are in mass%, C: more than 0.020% and less than 0.30%, Si: more than 0.10% and less than 3.00%, Mn: more than 1.00% and less than 3.50%, It had a chemical composition containing P: 0.10% or less, S: 0.010% or less, sol. Al: 2.00% or less, and N: 0.010% or less.
  • a slab having such a chemical composition is heated to 1200 ° C., then hot-rolled to a thickness of 2.0 mm in various reduction patterns in a temperature range of Ar 3 or higher, and after hot rolling, various cooling conditions are applied. After cooling to a temperature range of 780 ° C. or less, air-cooled for 5 to 10 seconds, and then cooled to various temperatures at a cooling rate of 90 ° C./s or less. This cooling temperature is taken as the coiling temperature and is kept at the same temperature. Then, after charging in an electric heating furnace and holding for 30 minutes, the furnace was cooled at a cooling rate of 20 ° C./h to simulate slow cooling after winding.
  • a part of the hot-rolled steel sheet thus obtained was heated to various temperatures and then cooled to obtain a hot-rolled annealed steel sheet.
  • This hot-rolled steel sheet or hot-rolled annealed steel sheet was pickled and cold-rolled to a thickness of 1.0 mm at a rolling rate of 50%.
  • the obtained cold-rolled steel sheet was heated to various temperatures using a continuous annealing simulator, held for 95 seconds, and then cooled to obtain an annealed steel sheet.
  • Samples for microstructure observation were collected from hot rolled steel sheets, hot rolled annealed steel sheets and annealed steel sheets, and from the steel sheet surface using a scanning electron microscope (SEM) equipped with an optical microscope and an electron beam backscattering pattern analyzer (EBSP). While observing the metal structure at the 1/4 depth position of the plate thickness, the volume fraction of retained austenite was measured at the 1/4 depth position from the steel sheet surface of the annealed steel sheet using an X-ray diffractometer (XRD).
  • SEM scanning electron microscope
  • EBSP electron beam backscattering pattern analyzer
  • a tensile specimen is taken from the annealed steel sheet along the direction orthogonal to the rolling direction, a tensile test is performed, the ductility is evaluated by total elongation, and the work hardening index (work hardening index with a strain range of 5 to 10% ( n value).
  • a 100 mm square hole expansion test piece was sampled from the annealed steel sheet, a hole expansion test was performed, and stretch flangeability was evaluated.
  • a punching hole having a diameter of 10 mm with a clearance of 12.5% is formed, and the punching hole is expanded with a conical punch having a tip angle of 60 °. (Expansion rate) was measured.
  • the hot-rolled steel sheet or the hot-rolled annealed steel sheet obtained by annealing the hot-rolled steel sheet is referred to as “hot-rolled annealed steel sheet”.
  • hot-rolled annealed steel sheet By refining grains having a bcc structure and grains having a bct structure (hereinafter, these grains are also collectively referred to as “bcc grains”), and then annealed at a high temperature after cold rolling. The coarsening of austenite grains that may occur is suppressed.
  • Fig. 1 shows that the final reduction amount is 42% in terms of sheet thickness reduction rate, the rolling completion temperature is 900 ° C, the quenching stop temperature is 660 ° C, and the time from rolling completion to quenching stop is 0.16 seconds.
  • a graph showing the results of investigating the particle size distribution of retained austenite in an annealed steel sheet obtained by rolling and cold rolling a hot rolled steel sheet at 520 ° C. and annealing at a soaking temperature of 850 ° C. is there.
  • FIG. 2 shows the result of investigating the grain size distribution of retained austenite in an annealed steel sheet obtained by hot rolling a slab having the same chemical composition by a conventional method without immediately quenching, cold rolling and annealing. It is a graph which shows.
  • FIG. 1 From the comparison between FIG. 1 and FIG. 2, it can be seen that in the annealed steel sheet (FIG. 1) manufactured through an appropriate immediate quenching process, the formation of coarse retained austenite grains is suppressed and the retained austenite is finely dispersed.
  • a cold-rolled steel sheet having such a metal structure exhibits good ductility, good work hardenability, and good stretch flangeability while having high strength.
  • the steel containing a certain amount or more of Si was hot rolled after increasing the final reduction ratio, and then immediately cooled and coiled at a high temperature or coiled at a low temperature.
  • cold rolling a hot-rolled steel sheet or hot-rolled annealed steel sheet having a fine metal structure obtained by annealing from hot-rolled sheet, and cooling the obtained cold-rolled steel sheet at a high temperature Manufactures cold-rolled steel sheets with excellent ductility, work-hardening properties and stretch-flangeability, with the main phase being a low-temperature transformation-generating phase and the second phase containing fine retained austenite and a small amount of coarse austenite grains. It turns out that you can.
  • the present invention is a cold-rolled steel sheet comprising a metallographic structure in which the main phase is a low-temperature transformation generation phase and the second phase contains residual austenite, which includes the following steps (A) and (B): Manufacturing method (first invention): (A) By mass%, C: more than 0.020% and less than 0.30%, Si: more than 0.10% and less than 3.00%, Mn: more than 1.00% and less than 3.50%, P: 0.00.
  • cold rolling the cold-rolled steel sheet is subjected to cold rolling; was subjected to a soaking with and (B) in the cold-rolled steel sheet (Ac 3 point -40 ° C.) over a temperature range
  • the annealing process which cools to 500 degreeC or less and the temperature range of 300 degreeC or more, and hold
  • the hot-rolled steel sheet is preferably a steel sheet having an average number density of iron carbides present in the metal structure of 1.0 ⁇ 10 ⁇ 1 pieces / ⁇ m 2 or more.
  • the present invention is characterized by having the following steps (C) to (E), a cold rolling comprising a metal structure in which the main phase is a low-temperature transformation generation phase and the second phase contains residual austenite
  • a cold rolling comprising a metal structure in which the main phase is a low-temperature transformation generation phase and the second phase contains residual austenite
  • step (D) a cold rolling step in which the hot-rolled steel sheet obtained in the step (C) is cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet; and (E) the cold-rolled steel sheet has an (Ac 3 point ⁇ 40 ° C.) or more.
  • An annealing process in which a soaking process is performed in a temperature range, and then cooled to a temperature range of 500 ° C. or lower and 300 ° C. or higher and held in the temperature range for 30 seconds or longer.
  • the present invention is characterized by having the following steps (F) to (I), wherein the main phase is a low-temperature transformation generation phase and the second phase is a cold structure having a metal structure containing residual austenite.
  • a method for producing a rolled steel sheet (third invention): (F) The slab having the chemical composition is hot-rolled to complete rolling in a temperature range of Ar 3 or higher to form a hot-rolled steel sheet, and the hot-rolled steel sheet is within 0.4 seconds after the completion of the rolling. And a hot rolling step of cooling to a temperature range of 780 ° C.
  • a hot-rolled sheet annealing step in which the hot-rolled steel sheet obtained in the step (F) is subjected to hot-rolled sheet annealing that is heated to a temperature range of 300 ° C. or higher to obtain a hot-rolled annealed steel sheet;
  • H a cold rolling process in which the hot-rolled annealed steel sheet is cold-rolled to form a cold-rolled steel sheet; and
  • I the cold-rolled steel sheet is subjected to soaking in a temperature range of (Ac 3 point-40 ° C) or higher.
  • the second phase preferably contains retained austenite and polygonal ferrite.
  • the cold rolling is preferably performed at a total rolling reduction of more than 50%.
  • the soaking is performed in a temperature range of (Ac 3 point ⁇ 40 ° C.) or more and less than (Ac 3 point + 50 ° C.) and / or the soaking. It is preferable to cool at 50 ° C. or more at a cooling rate of less than 10.0 ° C./s after the heat treatment.
  • the chemical composition further contains at least one of the following elements (% is any mass%): One or two selected from the group consisting of Ti: 0.005% or more and less than 0.050%, Nb: 0.005% or more and less than 0.050% and V: 0.010% or more and 0.50% or less And / or selected from the group consisting of Cr: 0.20% to 1.0%, Mo: 0.05% to 0.50% and B: 0.0010% to 0.010%.
  • Bi One or more selected from the group consisting of 0.0010% or more and 0.050% or less.
  • the present invention it is possible to manufacture a high-tensile cold-rolled steel sheet having sufficient ductility, work-hardening property and stretch flangeability applicable to processing such as press forming. Therefore, the present invention greatly contributes to the development of industry, for example, it can contribute to solving global environmental problems through weight reduction of automobile bodies.
  • the cold-rolled steel sheet of the present invention has a metal structure in which the main phase is a low-temperature transformation generation phase and the second phase contains residual austenite. This is because it is suitable for improving ductility, work hardenability and stretch flangeability while maintaining tensile strength. If the main phase is polygonal ferrite that is not a low-temperature transformation generation phase, it is difficult to ensure tensile strength and stretch flangeability.
  • the main phase means a phase or structure having the largest volume ratio
  • the second phase means a phase and structure other than the main phase.
  • the low temperature transformation generation phase refers to a phase and structure generated by low temperature transformation such as martensite and bainite. Examples of the low temperature transformation generation phase other than these include bainitic ferrite and tempered martensite. Bainitic ferrite is distinguished from polygonal ferrite in that it has a lath or plate-like form and a high dislocation density, and is distinguished from bainite in that there is no iron carbide inside and at the interface.
  • This low temperature transformation product phase may contain two or more phases and structures, such as martensite and bainitic ferrite. When the low temperature transformation product phase includes two or more phases and structures, the sum of the volume fractions of these phases and tissues is defined as the volume fraction of the low temperature transformation product phase.
  • the volume ratio of the retained austenite with respect to the entire structure is preferably more than 4.0%.
  • This volume fraction is more preferably more than 6.0%, particularly preferably more than 9.0% and most preferably more than 12.0%.
  • the volume ratio of retained austenite is preferably less than 25.0%. More preferably it is less than 18.0%, particularly preferably less than 16.0%, and most preferably less than 14.0%.
  • the average particle size is preferably less than 0.80 ⁇ m.
  • the average particle size is more preferably less than 0.70 ⁇ m, particularly preferably less than 0.60 ⁇ m.
  • the lower limit of the average particle size of the retained austenite is not particularly limited, but in order to make it finer to 0.15 ⁇ m or less, it is necessary to make the final reduction amount of hot rolling very high, and the production load is remarkably increased. Therefore, the lower limit of the average particle size of retained austenite is preferably more than 0.15 ⁇ m.
  • the number density of residual austenite grains having a grain size of 1.2 ⁇ m or more is preferably 3.0 ⁇ 10 ⁇ 2 particles / ⁇ m 2 or less. It is more preferably 2.0 ⁇ 10 ⁇ 2 pieces / ⁇ m 2 or less, and particularly preferably 1.5 ⁇ 10 ⁇ 2 pieces / ⁇ m 2 or less. 1.0 ⁇ 10 ⁇ 2 pieces / ⁇ m 2 or less is most preferable.
  • the second phase preferably contains polygonal ferrite in addition to retained austenite.
  • the volume ratio of the polygonal ferrite to the entire structure is preferably more than 2.0%. More preferably, it is more than 8.0%, particularly preferably more than 13.0%.
  • the volume fraction of polygonal ferrite is preferably less than 27.0%. More preferably, it is less than 24.0%, particularly preferably less than 18.0%.
  • the average crystal grain size of the polygonal ferrite is preferably less than 5.0 ⁇ m. More preferably, it is less than 4.0 micrometers, Most preferably, it is less than 3.0 micrometers.
  • the volume ratio of tempered martensite contained in the low-temperature transformation generation phase is preferably less than 50.0% with respect to the entire structure. More preferably, it is less than 35.0%, particularly preferably less than 10.0%.
  • the low-temperature transformation generation phase preferably contains martensite.
  • the volume ratio of the martensite to the entire structure is preferably more than 4.0%. More preferably, it is more than 6.0%, particularly preferably more than 10.0%.
  • the volume ratio of martensite in the whole structure is less than 15.0%.
  • the metal structure of the cold rolled steel sheet according to the present invention is measured as follows. That is, the volume ratio of the low-temperature transformation generation phase and polygonal ferrite is obtained by taking a test piece from a steel plate, polishing a longitudinal section parallel to the rolling direction, and subjecting it to a corrosion treatment with nital. The metal structure is observed using the SEM at the depth position, and the area ratios of the low-temperature transformation generation phase and the polygonal ferrite are measured by image processing, and the respective volume ratios are obtained assuming that the area ratio is equal to the volume ratio.
  • the average particle diameter of polygonal ferrite is determined by dividing the area occupied by the entire polygonal ferrite in the field of view by the number of crystal grains of polygonal ferrite to obtain the equivalent circle diameter.
  • the volume ratio of retained austenite is obtained by collecting a test piece from a steel plate, chemically polishing the rolled surface from the steel plate surface to a 1/4 depth position of the plate thickness, and measuring the X-ray diffraction intensity using XRD.
  • the particle size of retained austenite grains and the average particle size of retained austenite are measured as follows. That is, a test piece is taken from a steel plate, a longitudinal section parallel to the rolling direction is electropolished, and the metal structure is observed using an SEM equipped with EBSP at a position of a depth of the plate thickness from the steel plate surface. An area observed as a phase (fcc phase) having a face-centered cubic crystal structure (fcc phase) and surrounded by a parent phase is defined as one residual austenite grain, and by image processing, the number density of residual austenite grains (number of grains per unit area) ) And the area ratio of individual retained austenite grains. The circle equivalent diameter of each austenite grain is determined from the area occupied by each retained austenite grain in the field of view, and the average value thereof is taken as the average grain size of the retained austenite.
  • a phase is determined by irradiating an electron beam in increments of 0.1 ⁇ m in an area of 50 ⁇ m or more in the plate thickness direction and 100 ⁇ m or more in the rolling direction.
  • those having a reliability index of 0.1 or more are used for the particle size measurement as effective data.
  • the average grain size of retained austenite is calculated using only residual austenite grains having an equivalent circle diameter of 0.15 ⁇ m or more as effective grains. .
  • the thickness of the steel sheet that is the base material from the boundary between the steel sheet that is the base material and the plating layer in the case of the plated steel sheet in the case of a galvanized steel sheet is defined at the 1/4 depth position.
  • the steel sheet of the present invention has a tensile strength (TS) of 780 MPa or more in a direction orthogonal to the rolling direction in order to ensure shock absorption.
  • TS tensile strength
  • TS is less than 1180 MPa.
  • the total elongation (El 0 ) in the direction perpendicular to the rolling direction is converted to a total elongation equivalent to a plate thickness of 1.2 mm based on the following formula (1): El, Japanese Industrial Standard JIS Z2253
  • the work hardening index calculated by using 2 points of nominal strain of 5% and 10% and the corresponding test force is set to n value, the strain range is 5 to 10% in accordance with JIS, and conforms to Japan Iron and Steel Federation Standard JFST1001
  • the hole expansion ratio measured in this way is ⁇
  • the value of TS ⁇ El is preferably 15000 MPa% or more
  • the value of TS ⁇ n value is 150 MPa or more
  • the value of TS 1.7 ⁇ ⁇ is preferably 4500000 MPa 1.7 % or more.
  • El El 0 ⁇ (1.2 / t 0 ) 0.2
  • El 0 in the formula represents the actual value of the total elongation measured using a JIS No. 5 tensile test piece
  • t 0 represents the thickness of the JIS No. 5 tensile test piece subjected to the measurement
  • El is the plate thickness. Is the converted value of the total elongation corresponding to the case of 1.2 mm.
  • TS ⁇ El is an index for evaluating ductility from the balance between strength and total elongation
  • TS ⁇ n value is an index for evaluating work curability from the balance between strength and work hardening index
  • the value of TS ⁇ El is 19000 MPa% or more, the value of TS ⁇ n value is 160 MPa or more, and the value of TS 1.7 ⁇ ⁇ is 5500000 MPa 1.7 % or more.
  • the value of TS ⁇ El is 20000 MPa% or more, TS ⁇ It is particularly preferable that the value of n is 165 MPa or more and the value of TS 1.7 ⁇ ⁇ is 6000000 MPa 1.7 % or more.
  • the work hardening index is expressed as an n value with respect to a strain range of 5 to 10% in a tensile test because a strain generated when press molding an automobile part is about 5 to 10%. Even if the total elongation of the steel sheet is high, if the n value is low, the strain propagation property becomes insufficient in press forming of automobile parts, and forming defects such as local reduction of the plate thickness are likely to occur. Further, from the viewpoint of shape freezing property, the yield ratio is preferably less than 80%, more preferably less than 75%, and particularly preferably less than 70%.
  • Chemical composition of steel C more than 0.020% and less than 0.30%
  • the C content is more than 0.020%.
  • it is more than 0.070%, more preferably more than 0.10%, particularly preferably more than 0.14%.
  • the C content is less than 0.30%.
  • it is less than 0.25%, more preferably less than 0.20%, particularly preferably less than 0.17%.
  • Si more than 0.10% and not more than 3.00% Si has an effect of improving ductility, work hardenability and stretch flangeability through suppression of austenite grain growth during annealing. Moreover, it is an element which has the effect
  • the Si content is more than 0.10%. It is preferably more than 0.60%, more preferably more than 0.90%, particularly preferably more than 1.20%.
  • the Si content exceeds 3.00%, the surface properties of the steel sheet deteriorate. Furthermore, chemical conversion property and plating property are remarkably deteriorated. Therefore, the Si content is 3.00% or less. Preferably it is less than 2.00%, more preferably less than 1.80%, and particularly preferably less than 1.60%.
  • the Si content and the sol.Al content preferably satisfy the following formula (2), more preferably satisfy the following formula (3), and satisfy the following formula (4): Particularly preferred.
  • Si in the formula represents the Si content in steel
  • sol.Al represents the acid-soluble Al content in mass%.
  • Mn more than 1.00% and not more than 3.50% Mn has an effect of improving the hardenability of steel and is an effective element for obtaining the above metal structure. If the Mn content is 1.00% or less, it is difficult to obtain the above metal structure. Therefore, the Mn content is more than 1.00%. Preferably it is more than 1.50%, more preferably more than 1.80%, particularly preferably more than 2.10%. If the Mn content is excessive, a coarse low-temperature transformation phase that extends in the rolling direction occurs in the metal structure of the hot-rolled steel sheet, and coarse residual austenite grains increase in the metal structure after cold rolling and annealing. , Work hardenability and stretch flangeability deteriorate. Therefore, the Mn content is 3.50% or less. Preferably it is less than 3.00%, more preferably less than 2.80%, particularly preferably less than 2.60%.
  • P 0.10% or less
  • P is an element contained in the steel as an impurity, and segregates at the grain boundaries to embrittle the steel. For this reason, the smaller the P content, the better. Therefore, the P content is 0.10% or less. Preferably it is less than 0.050%, more preferably less than 0.020%, particularly preferably less than 0.015%.
  • S 0.010% or less
  • S is an element contained in steel as an impurity, and forms sulfide inclusions to deteriorate stretch flangeability. For this reason, the smaller the S content, the better. Therefore, the S content is set to 0.010% or less. Preferably it is less than 0.005%, more preferably less than 0.003%, particularly preferably less than 0.002%.
  • sol.Al 2.00% or less
  • Al has an action of deoxidizing molten steel.
  • Si having a deoxidizing action is contained in the same manner as Al
  • Al is not necessarily contained. That is, it may be as close to 0% as possible.
  • a more preferable sol.Al content is more than 0.020%.
  • Al like Si, has the effect of increasing the stability of austenite and is an effective element for obtaining the above metal structure. Therefore, Al can be contained for this purpose.
  • the sol.Al content is preferably more than 0.040%, more preferably more than 0.050%, particularly preferably more than 0.060%.
  • the sol.Al content is 2.00% or less. Preferably it is less than 0.60%, more preferably less than 0.20%, particularly preferably less than 0.10%.
  • N 0.010% or less N is an element contained in steel as an impurity, and deteriorates ductility. For this reason, the smaller the N content, the better. Therefore, the N content is set to 0.010% or less. Preferably it is 0.006% or less, More preferably, it is 0.005% or less.
  • the steel sheet produced by the method according to the present invention may contain the elements listed below as optional elements.
  • One or more selected from the group consisting of Ti: less than 0.050%, Nb: less than 0.050% and V: 0.50% or less Ti, Nb and V are recrystallized in the hot rolling process
  • carbonized_material or nitride precipitates as a carbide
  • the Ti content is less than 0.050%, the Nb content is less than 0.050%, and the V content is 0.50% or less.
  • the Ti content is preferably less than 0.040%, more preferably less than 0.030%, the Nb content is preferably less than 0.040%, more preferably less than 0.030%, and the V content is Preferably it is 0.30% or less, More preferably, it is less than 0.050%.
  • Ti 0.005% or more
  • Nb 0.005% or more
  • V 0.010% or more.
  • the Ti content is more preferably 0.010% or more
  • Nb is more preferably 0.010% or more
  • V is When contained, the V content is more preferably set to 0.020% or more.
  • One or more selected from the group consisting of Cr: 1.0% or less, Mo: 0.50% or less and B: 0.010% or less Cr, Mo and B improve the hardenability of steel. It is an element effective in obtaining the above metal structure. Therefore, you may contain 1 type, or 2 or more types of these elements. However, even if it contains excessively, the effect by the said effect
  • the Cr content is preferably 0.50% or less, the Mo content is preferably 0.20% or less, and the B content is preferably 0.0003% or less. In order to more reliably obtain the effect of the above action, it is preferable to satisfy any of Cr: 0.20% or more, Mo: 0.05% or more, and B: 0.0010% or more.
  • Ca, Mg and REM are selected from the group consisting of Ca: 0.010% or less, Mg: 0.010% or less, REM: 0.050% or less, and Bi: 0.050% or less.
  • Bi has the effect of improving stretch flangeability by refining the solidified structure. Therefore, you may contain 1 type, or 2 or more types of these elements. However, even if it contains excessively, the effect by the said effect
  • the Ca content is 0.0001% or less
  • the Mg content is 0.000020% or less
  • the REM content is 0.000020% or less
  • the Bi content is 0.010% or less.
  • REM means a rare earth element and is a generic name for a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoid, and the REM content is the total content of these elements.
  • the average particle diameter of bcc grains is calculated by the following method. That is, a test piece is taken from a steel plate, a longitudinal section parallel to the rolling direction is electropolished, and the metal structure is observed using an SEM equipped with EBSP at a position of a depth of the plate thickness from the steel plate surface. A region that is observed as a phase (bcc phase) having a body-centered cubic crystal structure (bcc phase) and surrounded by a boundary with an orientation difference of 15 ° or more is defined as one crystal grain, and a value calculated according to the following formula (5) is expressed as bcc.
  • the average particle size of the grains is used.
  • N is the number of crystal grains included in the average grain size evaluation region
  • di is the equivalent circle diameter of the i-th crystal grain. Respectively.
  • the martensite crystal structure is a body-centered tetragonal lattice (bct).
  • bct body-centered tetragonal lattice
  • the martensite is also treated as a bcc phase in the particle size evaluation of the present invention.
  • the phase is determined by controlling the electron beam in increments of 0.1 ⁇ m in a region having a size of 50 ⁇ m in the plate thickness direction and 100 ⁇ m in the rolling direction (direction perpendicular to the plate thickness direction). Do. Among the obtained measurement data, those having a reliability index of 0.1 or more are used as effective data for the particle size measurement. Furthermore, in order to prevent underestimation of the particle size due to measurement noise, in the evaluation of the bcc particle, unlike the case of the above-described retained austenite, only the bcc particle having a particle size of 0.47 ⁇ m or more is regarded as an effective particle and the above particle size is determined. Perform the calculation.
  • the crystal grain size is defined with the grain boundary having an orientation difference of 15 ° or more as an effective grain boundary.
  • the grain boundary having an orientation difference of 15 ° or more becomes an effective nucleation site of reverse transformed austenite grains. This is because coarsening of austenite grains during annealing after rolling is suppressed, which greatly contributes to improving the workability of the cold-rolled steel sheet.
  • the structure of a hot-rolled steel sheet is a mixed grain structure in which fine grains and coarse grains are mixed, the coarse grains are likely to become coarse during annealing after cold rolling, and have ductility, work hardenability and stretch flangeability. descend.
  • the influence of coarse grains may be underestimated.
  • the above formula (5) in which the area of each crystal grain is multiplied by a weight, is used as a method for calculating the crystal grain size in consideration of the influence of coarse grains.
  • the amount of iron carbide present in the steel sheet is defined by the average number density (unit: pieces / ⁇ m 2 ), and the average number density of this iron carbide is measured as follows. That is, a test piece is taken from a steel plate, a longitudinal section parallel to the rolling direction is polished, a metal structure is observed using an optical microscope or SEM at a 1/4 depth position from the steel plate surface, and Auger electron spectroscopy is performed. The composition of the precipitate is analyzed using an apparatus (AES), and the precipitate containing Fe and C as constituent elements is used as iron carbide, and the number density of iron carbide in the metal structure is measured.
  • AES apparatus
  • iron carbide means a compound mainly composed of Fe and C.
  • Fe 3 C, Fe 3 (C, B), Fe 23 (C, B) 6 , Fe 2 C, Fe 2.2 C and Fe 2.4 C Etc. are exemplified.
  • the iron carbide is preferably Fe 3 C.
  • steel components, such as Mn and Cr, may be dissolved in these iron carbides.
  • the average particle size of the bcc particles is 6.0 ⁇ m or less. This average particle size is preferably 4.0 ⁇ m or less, and more preferably 3.5 ⁇ m or less.
  • the average number density of iron carbides present in the metal structure is preferably 1.0 ⁇ 10 ⁇ 1 pieces / ⁇ m 2 or more.
  • the average number density of iron carbide is more preferably 5.0 ⁇ 10 ⁇ 1 / ⁇ m 2 or more, and particularly preferably 8.0 ⁇ 10 ⁇ 1 / ⁇ m 2 or more.
  • the types and volume ratios of the phases and structures constituting the hot-rolled steel sheet are not particularly specified.
  • Polygonal ferrite, acicular ferrite, bainitic ferrite, bainite, pearlite, retained austenite, martensite, tempered bainite, tempered martensite 1 type or 2 types or more selected from the group which consists of may be mixed.
  • the hot-rolled steel sheet is soft in that the cold rolling load is reduced and the cold rolling rate can be further increased to make the metal structure after annealing finer.
  • the method for producing the hot-rolled steel sheet described above is not particularly defined, but it is preferable to employ the hot rolling process in the second invention described later or the hot rolling process in the third invention described later.
  • the hot-rolled steel sheet described above may be a hot-rolled annealed steel sheet that has been annealed after hot rolling.
  • Cold rolling itself may be carried out according to a conventional method. You may descal to a hot-rolled steel plate by pickling etc. before cold rolling.
  • the cold pressure ratio (total rolling reduction ratio in cold rolling) is 40% or more. It is preferable that It is more preferable that the cold pressure ratio exceeds 50%. This further refines the metal structure after annealing, improves the texture, and further improves ductility, work hardenability and stretch flangeability. From this viewpoint, the cold pressure ratio is particularly preferably 60% or more, and most preferably 65% or more. On the other hand, if the cold pressure ratio is too high, the rolling load increases and rolling becomes difficult. Therefore, the upper limit of the cold pressure ratio is preferably less than 80%, and more preferably less than 70%.
  • the cold-rolled steel sheet obtained by the cold rolling described above is subjected to a treatment such as degreasing according to a known method as necessary, and then annealed.
  • the lower limit of the soaking temperature in annealing is set to (Ac 3 points ⁇ 40 ° C.) or higher. This is to obtain a metal structure in which the main phase is a low-temperature transformation generation phase and the second phase contains residual austenite.
  • the soaking temperature is preferably more than (Ac 3 point ⁇ 20 ° C.), more preferably more than Ac 3 point.
  • the upper limit of the soaking temperature is preferably less than (Ac 3 points + 100 ° C.). It is more preferable to be less than (Ac 3 point + 50 ° C.), and it is particularly preferable to be less than (Ac 3 point + 20 ° C.). In order to promote the formation of fine polygonal ferrite and improve ductility and work hardening, the upper limit of the soaking temperature is preferably less than (Ac 3 points + 50 ° C.), and (Ac 3 points + 20 ° C.). ) Is more preferable.
  • the holding time at the soaking temperature is not particularly limited, but is preferably more than 15 seconds, and more preferably more than 60 seconds in order to obtain stable mechanical properties.
  • the holding time is preferably less than 150 seconds, and more preferably less than 120 seconds.
  • the heating rate from 700 ° C. to the soaking temperature is set to less than 10.0 ° C./s in order to promote recrystallization, homogenize the metal structure after annealing, and improve stretch flangeability. It is preferable.
  • This heating rate is more preferably less than 8.0 ° C./s, and particularly preferably less than 5.0 ° C./s.
  • the soaking temperature is reduced to 50 ° C. at a cooling rate of less than 10.0 ° C./s. It is preferable to perform cooling as described above.
  • the cooling rate after soaking is preferably less than 5.0 ° C./s. More preferably, it is less than 3.0 degreeC / s, Most preferably, it is less than 2.0 degreeC / s.
  • the cooling rate is more preferably 30 ° C./s, and particularly preferably 50 ° C./s.
  • the cooling rate in the temperature range of 650 to 500 ° C. is preferably 200 ° C./s or less. More preferably, it is less than 150 ° C./s, and particularly preferably less than 130 ° C./s.
  • the holding temperature range is preferably 475 to 320 ° C.
  • the holding temperature range is more preferably 450 to 340 ° C, and particularly preferably 430 to 360 ° C.
  • the holding time is preferably 60 seconds or longer. It is more preferable to set it for 120 seconds or more, and it is especially preferable to set it for more than 300 seconds.
  • the cold-rolled steel sheet produced by the above-described method is subjected to a known pretreatment for surface cleaning and adjustment as necessary, and then electroplated according to a conventional method.
  • the chemical composition and adhesion amount of the plating film are not limited. Examples of the type of electroplating include electrogalvanizing and electro-Zn—Ni alloy plating.
  • the annealing process is performed by the above-described method, and after holding for 30 seconds or more in a temperature range of 500 to 300 ° C., the steel sheet is heated as necessary and then immersed in a plating bath. Apply hot dip plating.
  • the holding temperature range is preferably 475 to 320 ° C. A temperature of 450 to 340 ° C. is more preferable, and a temperature of 430 to 360 ° C. is particularly preferable.
  • the holding time is preferably 60 seconds or longer.
  • the alloying treatment may be performed by reheating after hot dipping.
  • the chemical composition and the amount of adhesion of the plating film are not limited. Examples of hot dip plating include hot dip galvanizing, alloying hot dip galvanizing, hot dip aluminum plating, hot dip Zn-Al alloy plating, hot dip Zn-Al-Mg alloy plating, hot dip Zn-Al-Mg-Si alloy plating, etc. Is done.
  • the plated steel sheet may be subjected to an appropriate chemical conversion treatment after plating in order to further increase its corrosion resistance.
  • the chemical conversion treatment is preferably carried out using a non-chromium chemical conversion treatment solution (for example, silicate-based, phosphate-based, etc.) instead of the conventional chromate treatment.
  • the cold-rolled steel sheet and the plated steel sheet thus obtained may be subjected to temper rolling according to a conventional method.
  • the elongation rate of temper rolling is high, ductility is deteriorated, and therefore, the elongation rate of temper rolling is preferably 1.0% or less. A more preferable elongation is 0.5% or less.
  • slabs as materials for hot rolling.
  • the temperature of the slab to be subjected to hot rolling is preferably less than 1250 ° C. and more preferably 1200 ° C. or less in order to prevent coarsening of austenite.
  • the lower limit of the temperature of the slab to be subjected to hot rolling is not particularly limited as long as it is a temperature at which hot rolling can be completed at an Ar 3 point or higher as described later.
  • Hot rolling is completed in a temperature range of Ar 3 or higher in order to refine the metal structure of the hot-rolled steel sheet by transforming austenite after completion of rolling. If the temperature at the completion of rolling is too low, a coarse low-temperature transformation generation phase that extends in the rolling direction occurs in the metal structure of the hot-rolled steel sheet, and the metal structure after cold rolling and annealing becomes coarse, resulting in ductility and work hardening. And stretch flangeability tends to deteriorate. Therefore, completion temperature of the hot rolling is preferably at least the Ar 3 point and 820 ° C. greater. More preferably, it is Ar 3 point or higher and higher than 850 ° C., and particularly preferably Ar 3 point or higher and higher than 880 ° C.
  • the completion temperature of hot rolling is less than 950 degreeC, and it is further more preferable in it being less than 920 degreeC.
  • the hot rolling completion temperature is not less than Ar 3 point and more than 780 ° C., more preferably not less than Ar 3 point and more than 800 ° C.
  • the heating method of the rough rolled material may be performed using known means.
  • a solenoid induction heating device is provided between the rough rolling mill and the finish rolling mill, and the heating temperature rise is controlled based on the temperature distribution in the longitudinal direction of the rough rolled material on the upstream side of the induction heating device. May be.
  • the reduction amount of hot rolling is such that the reduction amount in the final pass is more than 15% in terms of sheet thickness reduction rate. This increases the amount of work strain introduced into austenite, refines the metal structure of hot-rolled steel sheets, refines the metal structure after cold rolling and annealing, and improves ductility, work hardenability and stretch flangeability. It is.
  • the amount of reduction in the final pass is preferably more than 25%, more preferably more than 30%, and particularly preferably more than 40%. If the amount of reduction is too high, the rolling load increases and rolling becomes difficult. Therefore, the amount of reduction in the final one pass is preferably less than 55%, and more preferably less than 50%.
  • so-called lubricated rolling may be performed in which rolling oil is supplied between a rolling roll and a steel sheet to reduce the friction coefficient and perform rolling.
  • the time until the rapid cooling is stopped is preferably within 0.30 seconds, and within 0.20 seconds. More preferably.
  • the metallographic structure of the hot-rolled steel sheet becomes finer as the temperature at which quenching is stopped is lower, it is preferably quenched to a temperature range of 760 ° C. or less after completion of rolling, and is rapidly cooled to a temperature range of 740 ° C. or less after completion of rolling. More preferably, it is particularly preferable to rapidly cool to a temperature range of 720 ° C. or lower after completion of rolling.
  • the average cooling rate during rapid cooling is preferably set to 300 ° C./s or more. Further miniaturization can be achieved.
  • the average cooling rate during the rapid cooling is more preferably 400 ° C./s or more, and particularly preferably 600 ° C./s or more.
  • the equipment for rapid cooling is not particularly defined, but industrially, it is preferable to use a water spray device with a high water density, and a water spray header is disposed between the rolling plate conveyance rollers, and sufficient from above and below the rolling plate.
  • a method of injecting high-pressure water having a water density is exemplified.
  • the steel sheet is wound up in a temperature range exceeding 400 ° C.
  • the coiling temperature exceeds 400 ° C.
  • iron carbide is sufficiently precipitated in the hot-rolled steel sheet, and this iron carbide has an effect of suppressing the coarsening of the metal structure after cold rolling and annealing.
  • the winding temperature is preferably higher than 500 ° C, more preferably higher than 550 ° C, and particularly preferably higher than 580 ° C.
  • the coiling temperature is preferably less than 650 ° C, and more preferably less than 620 ° C.
  • the conditions from the rapid cooling stop to the winding are not particularly defined, but after the rapid cooling stop, it is preferable to hold for 1 second or more in a temperature range of 720 to 600 ° C. Thereby, the production
  • the hot rolled steel sheet obtained by hot rolling described above has an average particle diameter of bcc grains calculated by the above method of 6.0 ⁇ m or less. It is more preferably 4.0 ⁇ m or less, and particularly preferably 3.5 ⁇ m or less.
  • the average number density of iron carbides present in the metal structure is preferably 1.0 ⁇ 10 ⁇ 1 / ⁇ m 2 or more. 5.0 ⁇ 10 ⁇ 1 / ⁇ m 2 or more is more preferable, and 8.0 ⁇ 10 ⁇ 1 / ⁇ m 2 or more is particularly preferable.
  • the hot-rolled steel sheet obtained by the hot rolling described above is cold-rolled according to a conventional method. You may descal to a hot-rolled steel plate by pickling etc. before cold rolling.
  • the cold pressure ratio is preferably 40% or more. It is more preferable that the cold pressure ratio exceeds 50%. This further refines the metal structure after annealing, improves the texture, and further improves ductility, work hardenability and stretch flangeability. From this viewpoint, the cold pressure ratio is particularly preferably 60% or more, and most preferably 65% or more. On the other hand, if the cold pressure ratio is too high, the rolling load increases and rolling becomes difficult. Therefore, the upper limit of the cold pressure ratio is preferably less than 80%, and more preferably less than 70%.
  • the hot rolling and the subsequent rapid cooling are the same as the hot rolling step in the second invention. After the rapid cooling stop, the steel sheet is wound in a temperature range below 400 ° C., and the obtained hot-rolled steel sheet is subjected to hot-rolled sheet annealing.
  • the winding temperature is preferably less than 300 ° C., more preferably less than 200 ° C., and particularly preferably less than 100 ° C.
  • the winding temperature may be room temperature.
  • the hot-rolled steel sheet wound at a temperature of less than 400 ° C. is annealed after being subjected to a treatment such as degreasing according to a known method as necessary.
  • Annealing performed on a hot-rolled steel sheet is called hot-rolled sheet annealing, and a steel sheet after hot-rolled sheet annealing is called a hot-rolled annealed steel sheet.
  • descaling may be performed by pickling or the like.
  • the lower limit of the heating temperature is set to more than 300 ° C.
  • the lower limit of the heating temperature is preferably more than 400 ° C, more preferably more than 500 ° C, and particularly preferably more than 600 ° C.
  • the upper limit of the heating temperature is preferably less than 750 ° C. If it is less than 700 degreeC, it is still more preferable, and if it is less than 650 degreeC, it is especially preferable.
  • the holding time in hot-rolled sheet annealing need not be particularly limited.
  • a hot-rolled steel sheet manufactured through an appropriate immediately quenching process does not need to be held for a long time because the metal structure is fine, there are many precipitation sites for iron carbide, and iron carbide precipitates quickly. Since the productivity deteriorates when the holding time becomes long, the upper limit of the holding time is preferably less than 20 hours. If it is less than 10 hours, it is more preferable, and if it is less than 5 hours, it is especially preferable.
  • the hot rolled annealed steel sheet obtained by the above-described method has an average particle diameter of bcc grains calculated by the above method of 6.0 ⁇ m or less. It is more preferably 4.0 ⁇ m or less, and particularly preferably 3.5 ⁇ m or less.
  • the average number density of iron carbides present in the metal structure is preferably 1.0 ⁇ 10 ⁇ 1 / ⁇ m 2 or more. 5.0 ⁇ 10 ⁇ 1 / ⁇ m 2 or more is more preferable, and 8.0 ⁇ 10 ⁇ 1 / ⁇ m 2 or more is particularly preferable.
  • This example shows an example in which the average grain size of bcc grains surrounded by grain boundaries having a misorientation of 15 ° or more is 6.0 ⁇ m or less in the metal structure of a hot-rolled steel sheet.
  • the steel having the chemical composition shown in Table 1 was melted and cast using an experimental vacuum melting furnace. These steel ingots were made into steel pieces having a thickness of 30 mm by hot forging. The steel slab was heated to 1200 ° C. using an electric heating furnace and held for 60 minutes, and then hot rolled under the conditions shown in Table 2.
  • 6-pass rolling was performed in a temperature range of Ar 3 or higher, and the thickness was finished to 2 to 3 mm.
  • the rolling reduction rate in the final pass was 12 to 42% in terms of sheet thickness reduction rate.
  • After hot rolling it is cooled to 650 to 720 ° C. under various cooling conditions using water spray, then allowed to cool for 5 to 10 seconds, and then cooled to various temperatures at a cooling rate of 60 ° C./s.
  • the temperature is taken as the coiling temperature, charged in an electric heating furnace maintained at the same temperature and held for 30 minutes, and then cooled to room temperature at a cooling rate of 20 ° C./h, gradually after winding.
  • a hot-rolled steel sheet was obtained by simulating cold.
  • EBSP measurement specimens were collected from the obtained hot-rolled steel sheet, and after electropolishing the longitudinal section parallel to the rolling direction, the metal structure was observed from the steel sheet surface at a 1/4 depth position, and image analysis was performed.
  • OSL TM 5 manufactured by TSL is used for the EBSP measuring device, and the measurement data obtained by irradiating with an electron beam at a pitch of 0.1 ⁇ m in an area of 50 ⁇ m in the thickness direction and 100 ⁇ m in the rolling direction.
  • bcc grains were determined by using data having a reliability index of 0.1 or more as valid data.
  • a region surrounded by a grain boundary with an orientation difference of 15 ° or more observed as a bcc grain is defined as one bcc grain, and the equivalent circle diameter and area of each bcc grain are obtained, and the bcc grain is determined according to the above-described equation (5).
  • the average particle size of was calculated.
  • bcc grains having an equivalent circle diameter of 0.47 ⁇ m or more were regarded as effective bcc grains.
  • the lattice constant is not considered in the metal structure evaluation by EBSP, grains having a bct (body-centered tetragonal lattice) structure such as martensite are also measured. Therefore, the bcc grains include both bcc structure grains and bct structure grains.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was pickled to obtain a cold-rolled base metal, and cold-rolled at a cold pressure ratio of 50 to 60% to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.0 to 1.2 mm.
  • the obtained cold-rolled steel sheet was heated to 550 ° C. at a heating rate of 10 ° C./s using a continuous annealing simulator, and then heated to various temperatures shown in Table 2 at a heating rate of 2 ° C./s. Soaked for 2 seconds. Then, it cooled to the various cooling stop temperature shown by Table 2 by making the average cooling rate from 700 degreeC into 60 degreeC / s, and hold
  • a specimen for SEM observation was collected from the annealed steel sheet, and after polishing the longitudinal section parallel to the rolling direction, the metal structure at the 1/4 depth position of the sheet thickness was observed from the steel sheet surface, and low-temperature transformation was performed by image processing.
  • the volume fraction of the product phase and polygonal ferrite was measured. Further, the area occupied by the entire polygonal ferrite was divided by the number of crystal grains of the polygonal ferrite, and the average particle diameter (equivalent circle diameter) of the polygonal ferrite was determined.
  • a specimen for XRD measurement was collected from the annealed steel sheet, and the rolled surface was chemically polished from the steel sheet surface to a 1/4 depth position of the sheet thickness, and then an X-ray diffraction test was performed to determine the volume fraction of retained austenite. It was measured.
  • RINT 2500 manufactured by Rigaku is used for the X-ray diffractometer, and Co-K ⁇ rays are incident to enter the ⁇ phase (110), (200), (211) diffraction peak and the ⁇ phase (111), (200).
  • the integrated intensity of the (220) diffraction peak was measured to determine the volume fraction of retained austenite.
  • a specimen for EBSP measurement was collected from the annealed steel sheet, and after electropolishing the longitudinal section parallel to the rolling direction, the metal structure was observed at a 1/4 depth position from the steel sheet surface, and image analysis was performed.
  • the particle size distribution of retained austenite grains and the average particle size of retained austenite were measured.
  • OSL TM 5 manufactured by TSL was used for the EBSP measuring device, and an electron beam was irradiated at a pitch of 0.1 ⁇ m in a region of 50 ⁇ m in the plate thickness direction and 100 ⁇ m in the rolling direction.
  • the fcc phase was determined with valid data having a reliability index of 0.1 or more as valid data.
  • the region observed as the fcc phase and surrounded by the parent phase was defined as one retained austenite grain, and the equivalent circle diameter of each retained austenite grain was determined.
  • the average grain size of the retained austenite was calculated as the average value of the equivalent circle diameters of the individual effective retained austenite grains, with the retained austenite grains having an equivalent circle diameter of 0.15 ⁇ m or more as effective retained austenite grains.
  • the number density (N R ) per unit area of residual austenite grains having a grain size of 1.2 ⁇ m or more was determined.
  • Yield stress (YS) and tensile strength (TS) were determined by collecting JIS No. 5 tensile specimens from an annealed steel sheet along the direction perpendicular to the rolling direction and conducting a tensile test at a tensile speed of 10 mm / min.
  • the total elongation (El) is obtained by conducting a tensile test on a JIS No. 5 tensile test specimen taken along the direction orthogonal to the rolling direction, and using the obtained actual measurement value (El 0 ), based on the above formula (1), A conversion value corresponding to the case where the plate thickness was 1.2 mm was obtained.
  • the work hardening index (n value) was obtained by conducting a tensile test on a JIS No. 5 tensile specimen taken along the direction orthogonal to the rolling direction and setting the strain range to 5 to 10%. Specifically, it was calculated by a two-point method using test forces for nominal strains of 5% and 10%.
  • Stretch flangeability was evaluated by measuring the hole expansion rate ( ⁇ ) by the following method.
  • a 100 mm square plate is taken from the annealed steel sheet, a punched hole with a diameter of 10 mm is formed with a clearance of 12.5%, and the punched hole is expanded from the sag side with a conical punch with a tip angle of 60 °.
  • the hole enlargement ratio was measured when this occurred, and this was defined as the hole expansion ratio.
  • Table 3 shows the metal structure observation results and performance evaluation results of the cold-rolled steel sheet after annealing.
  • the part marked with * means outside the scope of the present invention.
  • test results of the cold-rolled steel sheets manufactured according to the conditions specified in the present invention are all TS ⁇ El value of 15000 MPa% or more, TS ⁇ n value of 150 or more, TS 1.7 ⁇ ⁇ value of 4500000 MPa 1.7 %, And good ductility, work hardening and stretch flangeability were exhibited.
  • the test result is that the average particle diameter of bcc grains surrounded by grain boundaries having an orientation difference of 15 ° or more is 4.0 ⁇ m or less, and the cooling stop temperature after annealing is 340 ° C. or more.
  • the value of TS ⁇ El is 19000 MPa% or more
  • the value of TS ⁇ n value is 160 or more
  • the value of TS 1.7 ⁇ ⁇ is 5500000 MPa 1.7 % or more, and particularly good ductility, work hardenability and elongation are obtained. It showed flanging.
  • the average particle size of bcc grains surrounded by grain boundaries having an orientation difference of 15 ° or more is 6.0 ⁇ m or less, and the average number density of iron carbide is 1.0 ⁇ 10 ⁇ .
  • An example in the case of 1 / ⁇ m 2 or more is shown.
  • the steel having the chemical composition shown in Table 4 was melted and cast using an experimental vacuum melting furnace. These steel ingots were made into steel pieces having a thickness of 30 mm by hot forging. The steel slab was heated to 1200 ° C. using an electric heating furnace and held for 60 minutes, and then hot rolled under the conditions shown in Table 5.
  • 6-pass rolling was performed in a temperature range of Ar 3 or higher, and the thickness was finished to 2 to 3 mm.
  • the rolling reduction in the final pass was 22 to 42% in terms of sheet thickness reduction rate.
  • After hot rolling it is cooled to 650 to 720 ° C. under various cooling conditions using water spray, then allowed to cool for 5 to 10 seconds, and then cooled to various temperatures at a cooling rate of 60 ° C./s.
  • the temperature is taken up as a coiling temperature, charged in an electric heating furnace maintained at the same temperature and held for 30 minutes, and then cooled to room temperature at a cooling rate of 20 ° C./h and gradually cooled after winding.
  • the hot rolled steel sheet was obtained by simulating.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was heated to various heating temperatures shown in Table 5 at a heating rate of 50 ° C./h, and kept at room temperature at a cooling rate of 20 ° C./h after or without being held for various times. To obtain a hot-rolled annealed steel sheet.
  • the average particle diameter of the bcc grains of the obtained hot rolled annealed steel sheet was measured by the method described in Example 1. Moreover, the average number density of the iron carbide of a hot-rolled annealing steel plate was calculated
  • the obtained hot-rolled annealed steel sheet is pickled to obtain a cold-rolled base material, which is cold-rolled at a cold pressure ratio of 50 to 60% to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.0 to 1.2 mm. Obtained.
  • the obtained cold-rolled steel sheet was heated to 550 ° C. at a heating rate of 10 ° C./s using a continuous annealing simulator, and then heated to various temperatures shown in Table 5 at a heating rate of 2 ° C./s. Soaked for 2 seconds.
  • All of the cold-rolled steel sheets manufactured according to the method defined in the present invention have a TS ⁇ El value of 16000 MPa% or more, a TS ⁇ n value of 155 or more, and a TS 1.7 ⁇ ⁇ value of 5000000 MPa 1.7 %. As described above, good ductility, work hardenability and stretch flangeability were exhibited.
  • the average particle diameter of bcc grains surrounded by grain boundaries with an orientation difference of 15 ° or more is 4.0 ⁇ m or less, and the average number density of iron carbide is 8.0 ⁇ 10 ⁇ 1 / and the [mu] m 2 or more, both in the example cooling stop temperature after annealing is 340 ° C. or higher, the value of TS ⁇ El is at least 19000MPa%, when the value of TS ⁇ n value is more than 160, TS 1.7 ⁇
  • the value of ⁇ was 5500000 MPa 1.7 % or more, and particularly good ductility, work hardenability and stretch flangeability were exhibited.
  • This example shows an example in the case where the coiling temperature is over 400 ° C. in the hot rolling process immediately after the rapid cooling method.
  • the steel having the chemical composition shown in Table 7 was melted and cast using a laboratory vacuum melting furnace. These steel ingots were made into steel pieces having a thickness of 30 mm by hot forging. The steel slab was heated to 1200 ° C. using an electric heating furnace and held for 60 minutes, and then hot rolled under the conditions shown in Table 8.
  • 6-pass rolling was performed in a temperature range of Ar 3 or higher, and the thickness was finished to 2 to 3 mm.
  • the rolling reduction rate in the final pass was 12 to 42% in terms of sheet thickness reduction rate.
  • After hot rolling it is cooled to 650-730 ° C. under various cooling conditions using a water spray, then allowed to cool for 5-10 seconds, and then cooled to various temperatures at a cooling rate of 60 ° C./s.
  • the temperature is taken as the coiling temperature, charged in an electric heating furnace maintained at the same temperature and held for 30 minutes, and then cooled to room temperature at a cooling rate of 20 ° C./h, gradually after winding.
  • a hot-rolled steel sheet was obtained by simulating cold.
  • the average particle diameter of bcc grains of the obtained hot rolled steel sheet was measured by the method described in Example 1. Next, the obtained hot-rolled steel sheet is pickled to form a cold-rolled base metal, and cold-rolled at a cold pressure ratio of 50 to 69% to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 0.8 to 1.2 mm. It was. The obtained cold-rolled steel sheet was heated to 550 ° C. at a heating rate of 10 ° C./s using a continuous annealing simulator, and then heated to various temperatures shown in Table 8 at a heating rate of 2 ° C./s. Soaked for 2 seconds.
  • All of the cold-rolled steel sheets manufactured according to the method defined in the present invention have a TS ⁇ El value of 15000 MPa% or more, a TS ⁇ n value of 150 or more, and a TS 1.7 ⁇ ⁇ value of 4500000 MPa 1.7 %. As described above, good ductility, work hardenability and stretch flangeability were exhibited. In the examples where the rolling reduction in the final pass of hot rolling is more than 25% and the secondary cooling stop temperature after annealing is 340 ° C. or higher, the value of TS ⁇ El is 19000 MPa% or higher, and TS ⁇ The value of n was 160 or more, and the value of TS 1.7 ⁇ ⁇ was 5500000 MPa 1.7 % or more.
  • the rolling reduction in the final pass of hot rolling is more than 25%, and the soaking temperature in annealing is (Ac 3 point ⁇ 40 ° C.) or more and less than (Ac 3 point + 50 ° C.), and 10.0 ° C. after soaking
  • the secondary cooling stop temperature is 340 ° C. or higher
  • the TS ⁇ El value is 20000 MPa% or higher
  • the TS ⁇ n value The value was 165 or more, and the value of TS 1.7 ⁇ ⁇ was 6000000 MPa 1.7 % or more, and particularly good ductility, work hardenability and stretch flangeability were exhibited.
  • This example shows an example in which hot-rolled sheet annealing is performed on a hot-rolled steel sheet obtained at a coiling temperature of 400 ° C. or less in a hot rolling step immediately after quenching.
  • the steel having the chemical composition shown in Table 10 was melted and cast using an experimental vacuum melting furnace. These steel ingots were made into steel pieces having a thickness of 30 mm by hot forging. The steel slab was heated to 1200 ° C. using an electric heating furnace and held for 60 minutes, and then hot rolled under the conditions shown in Table 11.
  • 6-pass rolling was performed in a temperature range of Ar 3 or higher, and the thickness was finished to 2 to 3 mm.
  • the rolling reduction in the final pass was 22 to 42% in terms of sheet thickness reduction rate.
  • After hot rolling it is cooled to 650 to 720 ° C. under various cooling conditions using water spray, then allowed to cool for 5 to 10 seconds, and then cooled to various temperatures at a cooling rate of 60 ° C./s.
  • the temperature is taken up as a coiling temperature, charged in an electric heating furnace maintained at the same temperature and held for 30 minutes, and then cooled to room temperature at a cooling rate of 20 ° C./h and gradually cooled after winding.
  • the hot rolled steel sheet was obtained by simulating.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was heated to various heating temperatures shown in Table 11 at a heating rate of 50 ° C./h and kept at room temperature at a cooling rate of 20 ° C./h after or without being held for various times. To obtain a hot-rolled annealed steel sheet.
  • the average particle diameter of the bcc grains of the obtained hot rolled annealed steel sheet was measured by the method described in Example 1. Moreover, the average number density of the iron carbide of a hot-rolled annealing steel plate was calculated
  • the obtained hot-rolled annealed steel sheet is pickled to obtain a cold-rolled base material, which is cold-rolled at a cold pressure ratio of 50 to 69% to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 0.8 to 1.2 mm. Obtained.
  • the obtained cold-rolled steel sheet was heated to 550 ° C. at a heating rate of 10 ° C./s using a continuous annealing simulator, and then heated to various temperatures shown in Table 11 at a heating rate of 2 ° C./s. Soaked for 2 seconds. Thereafter, primary cooling was performed to various temperatures shown in Table 11, and secondary cooling was further performed from the primary cooling temperature to various temperatures shown in Table 11 at an average cooling rate of 60 ° C./s, and held at that temperature for 330 seconds. Then, it cooled to room temperature and obtained the annealed steel plate.
  • All of the cold-rolled steel sheets manufactured according to the method defined in the present invention have a TS ⁇ El value of 15000 MPa% or more, a TS ⁇ n value of 150 or more, and a TS 1.7 ⁇ ⁇ value of 4500000 MPa 1.7 %. As described above, good ductility, work hardenability and stretch flangeability were exhibited. In the examples where the rolling reduction in the final pass of hot rolling is more than 25% and the secondary cooling stop temperature after annealing is 340 ° C. or higher, the value of TS ⁇ El is 19000 MPa% or higher, and TS ⁇ The value of n was 160 or more, and the value of TS 1.7 ⁇ ⁇ was 5500000 MPa 1.7 % or more.
  • the rolling reduction in the final one pass of hot rolling is more than 25%
  • the total rolling reduction of cold rolling is more than 50%
  • the soaking temperature in annealing is (Ac 3 point-40 ° C) or more (Ac 3 point)
  • the secondary cooling stop temperature is 340 ° C. or higher after cooling at a cooling rate of less than 10.0 ° C./s after the soaking, and the secondary cooling stop temperature is 340 ° C. or higher.

Abstract

　延性、加工硬化性および伸びフランジ性に優れる高張力冷延鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：0.020％超0.30％未満、Ｓｉ：0.10％超3.00％以下、Ｍｎ：1.00％超3.50％以下を含有する化学組成を有するスラブに、最終１パスの圧下量が15％超でAr3点以上の温度域で圧延を完了する熱間圧延を施し、圧延完了後0.4秒間以内に780℃以下の温度域まで冷却し、400℃超の温度域で巻取るか、または400℃未満で巻取った後に300℃以上で熱延板焼鈍を施し、得られた熱延鋼板または熱延焼鈍鋼板に冷間圧延を施し、次いで（Ac3点－40℃）以上の温度域で均熱処理を施した後、500℃以下300℃以上の温度域まで冷却し、該温度域で30秒間以上保持する焼鈍を施すことを含む。

Description

冷延鋼板の製造方法
　本発明は、冷延鋼板の製造方法に関する。より詳しくは、プレス加工等により様々な形状に成形して利用される冷延鋼板、特に、延性、加工硬化性および伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法に関する。
　産業技術分野が高度に細分化した今日、各技術分野において用いられる材料には、特殊かつ高度な性能が要求されている。例えば、プレス成形により加工されて使用される冷延鋼板についても、プレス形状の多様化に伴い、より優れた成形性が必要とされている。加えて、高い強度が要求されるようになり、高張力冷延鋼板の適用が検討されている。特に、自動車用鋼板に関しては、地球環境への配慮から、車体を軽量化して燃費を向上させるために、薄肉高成形性の高張力冷延鋼板の需要が著しく高まってきている。プレス成形においては、使用される鋼板の厚さが薄いほど、割れやしわが発生しやすくなるため、より延性や伸びフランジ性に優れた鋼板が必要とされる。しかし、これらのプレス成形性と鋼板の高強度化とは、背反する特性であり、これらの特性を同時に満足させることは困難である。
　これまでに、高張力冷延鋼板のプレス成形性を改善する方法として、ミクロ組織の微細粒化に関する技術が多く提案されている。例えば特許文献１には、熱間圧延工程においてＡｒ3点近傍の温度域で合計圧下率８０％以上の圧延を行う、極微細粒高強度熱延鋼板の製造方法が開示されており、特許文献２には、熱間圧延工程において、圧下率４０％以上の圧延を連続して行う、超細粒フェライト鋼の製造方法が開示されている。
　これらの技術により、熱延鋼板の強度と延性のバランスが向上するが、冷延鋼板を微細粒化してプレス成形性を改善する方法については上記特許文献に何ら記載されていない。本発明者らの検討によると、大圧下圧延によって得られた細粒熱延鋼板を母材として冷間圧延および焼鈍を行うと、結晶粒が粗大化し易く、プレス成形性に優れた冷延鋼板を得ることは困難である。特に、Ａｃ1点以上の高温域で焼鈍することが必要な、金属組織に低温変態生成相や残留オーステナイトを含む複合組織冷延鋼板の製造においては、焼鈍時の結晶粒の粗大化が顕著であり、延性に優れるという複合組織冷延鋼板の利点を享受することができない。
　特許文献３には、熱間圧延工程において、動的再結晶域での圧下を５スタンド以上の圧下パスで行う、超微細粒を有する熱延鋼板の製造方法が開示されている。しかし、熱間圧延時の温度低下を極度に低減させる必要があり、通常の熱間圧延設備で実施することは困難である。また、熱間圧延後、冷間圧延および焼鈍を行った例が示されているが、引張強度と穴拡げ性のバランスが悪く、プレス成形性が不十分である。
　微細組織を有する冷延鋼板に関しては、特許文献４に平均結晶粒径が１０μｍ以下であるフェライト中に平均結晶粒径が５μｍ以下の残留オーステナイトを分散させた、耐衝突安全性および成形性に優れた自動車用高強度冷延鋼板が開示されている。金属組織に残留オーステナイトを含む鋼板では、加工中にオーステナイトがマルテンサイト化することで生ずる変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）により大きな伸びを示すが、硬質なマルテンサイトの生成により穴拡げ性が損なわれる。特許文献４に開示される冷延鋼板では、フェライトおよび残留オーステナイトを微細化することにより、延性および穴拡げ性が向上するとされているが、穴拡げ比は高々１.５であり、十分なプレス成形性を備えるとは言い難い。また、加工硬化指数を高めて耐衝突安全性を改善するために、主相を軟質なフェライト相とする必要があり、高い引張強度を得ることが困難である。
　特許文献５には、結晶粒内に残留オーステナイトおよび／またはマルテンサイトからなる第二相を微細に分散させた、伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度鋼板が開示されている。しかし、第二相をナノサイズにまで微細化し結晶粒内に分散させるために、ＣｕやＮｉ等の高価な元素を多量に含有させ、高温で長時間の溶体化処理を行う必要があり、製造コストの上昇や生産性の低下が著しい。
　特許文献６には、平均結晶粒径が１０μｍ以下であるフェライトおよび焼戻マルテンサイト中に残留オーステナイトおよび低温変態生成相を分散させた、延性、伸びフランジ性および耐疲労特性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。焼戻マルテンサイトは伸びフランジ性および耐疲労特性の向上に有効な相であり、焼戻マルテンサイトを細粒化するとこれらの特性が一層向上するとされている。しかし、焼戻マルテンサイトと残留オーステナイト含む金属組織を得るためには、マルテンサイトを生成させるための一次焼鈍と、マルテンサイトを焼戻しさらに残留オーステナイトを得るための二次焼鈍とが必要となり、生産性が大幅に損なわれる。
　特許文献７には、熱間圧延直後に７２０℃以下まで急冷し６００～７２０℃の温度域に２秒間以上保持し、得られた熱延鋼板に冷間圧延および焼鈍を施す、微細フェライト中に残留オーステナイトが分散した冷延鋼板の製造方法が開示されている。
特開昭５８－１２３８２３号公報 特開昭５９－２２９４１３号公報 特開平１１－１５２５４４号公報 特開平１１－６１３２６号公報 特開２００５－１７９７０３号公報 特開２００１－１９２７６８号公報 国際公開第２００７／１５５４１号パンフレット
　上述の特許文献７に開示される技術は、熱間圧延終了後、オーステナイトに蓄積された加工歪みを解放させず、加工歪みを駆動力としてフェライト変態させることにより、微細粒組織が形成され加工性および熱的安定性が向上した冷延鋼板が得られる点において優れている。
　しかし、近年のさらなる高性能化のニーズにより、高い強度と良好な延性と良好な加工硬化性と良好な伸びフランジ性とを同時に具備する冷延鋼板が求められるようになってきた。
　本発明は、そのような要請に応えるためになされたものである。具体的には、本発明の課題は、優れた延性、加工硬化性および伸びフランジ性を有する引張強度が７８０ＭＰａ以上の高張力冷延鋼板の製造方法を提供することである。
　本発明者らは、高張力冷延鋼板の機械特性に及ぼす化学組成および製造条件の影響について詳細な調査を行った。なお、本明細書において、鋼の化学組成における各元素の含有量を示す「％」とは、すべて質量％を意味する。
　一連の供試鋼は、質量％で、Ｃ：０.０２０％超０.３０％未満、Ｓｉ：０.１０％超３.００％以下、Ｍｎ：１.００％超３.５０％以下、Ｐ：０.１０％以下、Ｓ：０.０１０％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：２.００％以下、Ｎ：０.０１０％以下を含有する化学組成を有するものであった。
　このような化学組成を有するスラブを、１２００℃に加熱した後、Ａｒ3点以上の温度範囲で種々の圧下パターンで板厚２.０ｍｍまで熱間圧延し、熱間圧延後、種々の冷却条件で７８０℃以下の温度域まで冷却し、５～１０秒間空冷した後、９０℃／ｓ以下の冷却速度で種々の温度まで冷却して、この冷却温度を巻取温度とし、同じ温度に保持された電気加熱炉中に装入して３０分間保持した後、２０℃／ｈの冷却速度で炉冷却して、巻取後の徐冷をシミュレートした。こうして得られた熱延鋼板の一部を種々の温度まで加熱した後、冷却して、熱延焼鈍鋼板を得た。この熱延鋼板または熱延焼鈍鋼板を酸洗し、５０％の圧延率で板厚１.０ｍｍまで冷間圧延した。連続焼鈍シミュレーターを用いて、得られた冷延鋼板を種々の温度に加熱し、９５秒間保持した後、冷却し、焼鈍鋼板を得た。
　熱延鋼板、熱延焼鈍鋼板および焼鈍鋼板から組織観察用試験片を採取し、光学顕微鏡および電子線後方散乱パターン解析装置（ＥＢＳＰ）を備えた走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置において金属組織を観察すると共に、Ｘ線回折装置（ＸＲＤ）を用いて、焼鈍鋼板の鋼板表面から１／４深さ位置において残留オーステナイトの体積率を測定した。また、焼鈍鋼板から圧延方向と直交する方向に沿って引張試験片を採取し、引張試験を行い、延性を全伸びにより評価し、加工硬化性を歪み範囲が５～１０％の加工硬化指数（ｎ値）により評価した。さらに、焼鈍鋼板から１００ｍｍ角の穴拡げ試験片を採取し、穴拡げ試験を行い、伸びフランジ性を評価した。穴拡げ試験では、クリアランス１２.５％で直径１０ｍｍの打ち抜き穴を開け、先端角６０°の円錐ポンチで打ち抜き穴を押し拡げ、板厚を貫通する割れが発生したときの穴の拡大率（穴拡げ率）を測定した。
　これらの予備試験の結果、次の（Ａ）ないし（Ｉ）に述べる知見を得た。
　（Ａ）熱間圧延直後に水冷により急冷するいわゆる直後急冷プロセスを経て製造された熱延鋼板、具体的には、熱間圧延完了から０.４０秒間以内に７８０℃以下の温度域まで急冷して製造された熱延鋼板を、冷間圧延し焼鈍すると、焼鈍温度の上昇に伴い、焼鈍鋼板の延性および伸びフランジ性が向上するが、焼鈍温度が高すぎると、オーステナイト粒が粗大化し、焼鈍鋼板の延性および伸びフランジ性が急激に劣化する場合がある。
　（Ｂ）熱延条件を制御することにより、熱延鋼板またはこの熱延鋼板を焼鈍した熱延焼鈍鋼板（本発明では、熱延板焼鈍が施された熱延鋼板を「熱延焼鈍鋼板」という。）中のｂｃｃ構造を有する粒およびｂｃｔ構造を有する粒（以下、これらの粒を総称して「ｂｃｃ粒」ともいう。）を微細化することで、冷間圧延後、高温で焼鈍した際に起こりうるオーステナイト粒の粗大化が抑制される。この理由は明らかではないが、ｂｃｃ粒の結晶粒界は冷間圧延後の焼鈍時に変態によるオーステナイトの核生成サイトとして機能するため、ｂｃｃ粒を微細にすることで核生成頻度が上昇し、焼鈍温度が高温であってもオーステナイト粒の粗大化が抑制されることに起因すると推定される。
　（Ｃ）熱延鋼板または熱延焼鈍鋼板中に鉄炭化物を微細に析出させると、冷間圧延後、高温で焼鈍した際に起こりうるオーステナイト粒の粗大化が抑制される。この理由は明らかではないが、（ａ）鉄炭化物は、冷間圧延後の焼鈍中に、オーステナイトへの逆変態における核生成サイトとして機能するため、鉄炭化物が微細に析出するほど核生成頻度が上昇し、オーステナイトが細粒化すること、（ｂ）未固溶の鉄炭化物は、オーステナイトの粒成長を抑制するため、オーステナイトが細粒化すること、に起因すると推定される。
　（Ｄ）熱間圧延の最終圧下量を上昇させると、冷間圧延後、高温で焼鈍した際に起こりうるオーステナイト粒の粗大化が抑制される。この理由は明らかではないが、（ａ）最終圧下量が多いほど熱延鋼板または熱延焼鈍鋼板中のｂｃｃ粒が微細化すること、（ｂ）最終圧下量が多いほど鉄炭化物が微細化し、その数密度が増加すること、に起因すると推定される。
　（Ｅ）直後急冷後の巻取工程において、巻取温度を４００℃超に上昇させると、冷間圧延後、高温で焼鈍した際に起こりうるオーステナイト粒の粗大化が抑制される。この理由は明らかではないが、直後急冷により、熱延鋼板が細粒化するため、巻取温度の上昇に伴い、熱延鋼板中の鉄炭化物の析出量が顕著に増加することに起因すると推定される。
　（Ｆ）直後急冷後の巻取工程において巻取温度を４００℃未満の低温として製造された熱延鋼板に、３００℃以上の温度域に加熱する熱延板焼鈍を施しても、冷間圧延後、高温で焼鈍した際に起こりうるオーステナイト粒の粗大化が抑制される。この理由は明らかではないが、直後急冷により、熱延鋼板の金属組織において低温変態生成相が微細化するため、熱延鋼板を焼鈍すると、鉄炭化物が低温変態生成相内に微細に析出することに起因すると推定される。
　（Ｇ）鋼中のＳｉ含有量が多いほど、オーステナイト粒の粗大化防止効果が強くなる。この理由は明らかではないが、Ｓｉ含有量の増加に伴い、鉄炭化物が微細化し、その数密度が増加することに起因すると推定される。
　（Ｈ）オーステナイト粒の粗大化を抑制しながら高温で均熱して冷却すると、微細な低温変態生成相を主相とし第二相に微細な残留オーステナイトを含み、粗大なオーステナイト粒が少ない金属組織が得られる。
　図１は、最終圧下量を板厚減少率で４２％、圧延完了温度を９００℃、急冷停止温度を６６０℃、圧延完了から急冷停止までの時間を０.１６秒とした直後急冷により熱間圧延し、巻取温度を５２０℃とし、熱延鋼板を冷間圧延し、均熱温度８５０℃で焼鈍して得られた焼鈍鋼板において、残留オーステナイトの粒径分布を調査した結果を示すグラフである。図２は、同一の化学組成を有するスラブを、直後急冷を行わず常法によって熱間圧延し、冷間圧延し焼鈍して得られた焼鈍鋼板において、残留オーステナイトの粒径分布を調査した結果を示すグラフである。図１と図２との比較から、適切な直後急冷プロセスを経て製造された焼鈍鋼板（図１）では、粗大な残留オーステナイト粒の生成が抑制され、残留オーステナイトが微細に分散することが分かる。
　（Ｉ）このような金属組織を有する冷延鋼板は、高強度でありながら、良好な延性、良好な加工硬化性および良好な伸びフランジ性を示す。
　以上の結果から、Ｓｉを一定量以上含有させた鋼を、最終圧下率を高めて熱間圧延した後、直後急冷し、高温でコイル状に巻取るか、もしくは低温でコイル状に巻取ってから熱延板焼鈍することで得られた、微細な金属組織を有する熱延鋼板または熱延焼鈍鋼板を冷間圧延し、得られた冷延鋼板を高温で焼鈍した後で冷却することにより、主相が低温変態生成相であって第二相に微細な残留オーステナイトを含み、粗大なオーステナイト粒が少ない金属組織を有する、延性、加工硬化性および伸びフランジ性に優れた冷延鋼板を製造することができることが判明した。
　１側面において、本発明は、下記工程（Ａ）および（Ｂ）を有することを特徴とする、主相が低温変態生成相で、第二相に残留オーステナイトを含む金属組織を備える冷延鋼板の製造方法である（第１の発明）：
　（Ａ）質量％で、Ｃ：０.０２０％超０.３０％未満、Ｓｉ：０.１０％超３.００％以下、Ｍｎ：１.００％超３.５０％以下、Ｐ：０.１０％以下、Ｓ：０.０１０％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０％以上２.００％以下、Ｎ：０.０１０％以下、Ｔｉ：０％以上０.０５０％未満、Ｎｂ：０％以上０.０５０％未満、Ｖ：０％以上０.５０％以下、Ｃｒ：０％以上１.０％以下、Ｍｏ：０％以上０.５０％以下、Ｂ：０％以上０.０１０％以下、Ｃａ：０％以上０.０１０％以下、Ｍｇ：０％以上０.０１０％以下、ＲＥＭ：０％以上０.０５０％以下、Ｂｉ：０％以上０.０５０％以下、および残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するとともに、方位差１５゜以上の粒界で囲まれたｂｃｃ構造を有する粒およびｂｃｔ構造を有する粒の平均粒径が６.０μｍ以下である熱延鋼板に、冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
　（Ｂ）前記冷延鋼板に（Ａｃ3点－４０℃）以上の温度域で均熱処理を施した後、５００℃以下３００℃以上の温度域まで冷却し、該温度域で３０秒間以上保持する焼鈍工程。
　前記熱延鋼板は、その金属組織中に存在する鉄炭化物の平均数密度が１.０×１０－1個／μｍ2以上の鋼板であることが好ましい。
　別の側面からは、本発明は、下記工程（Ｃ）～（Ｅ）を有することを特徴とする、主相が低温変態生成相で、第二相に残留オーステナイトを含む金属組織を備える冷延鋼板の製造方法である（第２の発明）：
　（Ｃ）前記化学組成を有するスラブに、最終１パスの圧下量が１５％超でありＡｒ3点以上の温度域で圧延を完了する熱間圧延を施して熱延鋼板となし、前記熱延鋼板を前記圧延の完了後０.４秒間以内に７８０℃以下の温度域まで冷却し、４００℃超の温度域で巻取る熱間圧延工程；
　（Ｄ）前記工程（Ｃ）で得た熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
　（Ｅ）前記冷延鋼板に（Ａｃ3点－４０℃）以上の温度域で均熱処理を施した後、５００℃以下３００℃以上の温度域まで冷却し、該温度域で３０秒間以上保持する焼鈍工程。
　さらに別の側面からは、本発明は、下記工程（Ｆ）～（Ｉ）を有することを特徴とする、主相が低温変態生成相で、第二相に残留オーステナイトを含む金属組織を備える冷延鋼板の製造方法である（第３の発明）：
　（Ｆ）前記化学組成を有するスラブに、Ａｒ3点以上の温度域で圧延を完了する熱間圧延を施して熱延鋼板となし、前記熱延鋼板を前記圧延の完了後０.４秒間以内に７８０℃以下の温度域まで冷却し、４００℃未満の温度域で巻取る熱間圧延工程；
　（Ｇ）前記工程（Ｆ）で得た熱延鋼板に３００℃以上の温度域に加熱する熱延板焼鈍を施して熱延焼鈍鋼板とする熱延板焼鈍工程；
　（Ｈ）前記熱延焼鈍鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
　（Ｉ）前記冷延鋼板に（Ａｃ3点－４０℃）以上の温度域で均熱処理を施した後、５００℃以下３００℃以上の温度域まで冷却し、該温度域で３０秒間以上保持する焼鈍工程。
　前記冷延鋼板の金属組織において、第二相が残留オーステナイトおよびポリゴナルフェライトを含むことが好ましい。
　前記冷間圧延工程（Ａ）、（Ｄ）または（Ｈ）において、前記冷間圧延を５０％超の総圧下率で施すことが好ましい。
　前記焼鈍工程（Ｂ）、（Ｅ）または（Ｉ）において、前記均熱処理を、（Ａｃ3点－４０℃）以上（Ａｃ3点＋５０℃）未満の温度域で施すこと、および／または前記均熱処理の後に１０.０℃／ｓ未満の冷却速度で５０℃以上冷却することが好ましい。
　好適態様において、前記化学組成は、下記元素（％はいずれの質量％）の少なくとも１種をさらに含有する：
　Ｔｉ：０．００５％以上０.０５０％未満、Ｎｂ：０．００５％以上０.０５０％未満およびＶ：０．０１０％以上０.５０％以下からなる群から選択される１種または２種以上；ならびに／または
　Ｃｒ：０.２０％以上１.０％以下、Ｍｏ：０.０５％以上０.５０％以下およびＢ：０.００１０％以上０.０１０％以下からなる群から選択される１種または２種以上；ならびに／または
　Ｃａ：０.０００５％以上０.０１０％以下、Ｍｇ：０.０００５％以上０.０１０％以下、ＲＥＭ：０.０００５％以上０.０５０％以下およびＢｉ：０.００１０％以上０.０５０％以下からなる群から選択される１種または２種以上。
　本発明によれば、プレス成形などの加工に適用できる十分な延性、加工硬化性および伸びフランジ性を有する高張力冷延鋼板が製造できる。したがって、本発明は自動車の車体軽量化を通じて地球環境問題の解決に寄与できるなど、産業の発展に寄与するところが大である。
直後急冷プロセスを経て製造された焼鈍鋼板における残留オーステナイトの粒径分布を示すグラフである。 直後急冷プロセスを経ずに製造された焼鈍鋼板における残留オーステナイトの粒径分布を示すグラフである。
　本発明に係る方法で製造される高張力冷延鋼板における金属組織、化学組成と、その鋼板を効率的、安定的かつ経済的に製造しうる本発明に係る方法における圧延、焼鈍条件等について以下に詳述する。
　１．金属組織
　本発明の冷延鋼板は、主相が低温変態生成相であって、第二相に残留オーステナイトを含む金属組織を有する。これは、引張強度を保ちながら、延性、加工硬化性および伸びフランジ性を向上させるのに好適であるからである。主相が低温変態生成相ではないポリゴナルフェライトであると、引張強度および伸びフランジ性の確保が困難となる。
　主相とは体積率が最大である相または組織を意味し、第二相とは主相以外の相および組織を意味する。低温変態生成相とは、マルテンサイトやベイナイトといった低温変態により生成される相および組織をいう。これら以外の低温変態生成相としては、ベイニティックフェライトや焼戻しマルテンサイトが例示される。ベイニティックフェライトは、ラス状または板状の形態を呈する点および転位密度が高い点でポリゴナルフェライトから区別され、内部および界面に鉄炭化物が存在しない点でベイナイトから区別される。この低温変態生成相は、２種以上の相および組織、例えば、マルテンサイトとベイニティックフェライトを含んでいてもよい。低温変態生成相が２種以上の相および組織を含む場合は、これらの相および組織の体積率の合計を低温変態生成相の体積率とする。
　延性を向上させるために、残留オーステナイトの全組織に対する体積率は４.０％超であることが好ましい。この体積率はさらに好ましくは６.０％超、特に好ましくは９.０％超、最も好ましくは１２.０％超である。一方、残留オーステナイトの体積率が過剰であると伸びフランジ性が劣化する。したがって、残留オーステナイトの体積率は２５.０％未満とすることが好ましい。さらに好ましくは１８.０％未満、特に好ましくは１６.０％未満、最も好ましくは１４.０％未満である。
　低温変態生成相を主相とし第二相に残留オーステナイトを含む金属組織を有する冷延鋼板では、残留オーステナイトを細粒化すると、延性、加工硬化性および伸びフランジ性が著しく向上するので、残留オーステナイトの平均粒径を０.８０μｍ未満とすることが好ましい。この平均粒径を０.７０μｍ未満とすることはさらに好ましく、０.６０μｍ未満とすることは特に好ましい。残留オーステナイトの平均粒径の下限は特に限定しないが、０.１５μｍ以下に微細化するためには、熱間圧延の最終圧下量を非常に高くする必要があり、製造負荷が著しく高まる。したがって、残留オーステナイトの平均粒径の下限は０.１５μｍ超とすることが好ましい。
　低温変態生成相を主相とし第二相に残留オーステナイトを含む金属組織をもつ冷延鋼板では、残留オーステナイトの平均粒径が小さくても、粗大な残留オーステナイト粒が多く存在すると、加工硬化性および伸びフランジ性が損なわれ易い。したがって、粒径が１.２μｍ以上である残留オーステナイト粒の数密度は３.０×１０－2個／μｍ2以下とすることが好ましい。２.０×１０－2個／μｍ2以下であればさらに好ましく、１.５×１０－2個／μｍ2以下であれば特に好ましい。１.０×１０－2個／μｍ2以下であれば最も好ましい。
　延性および加工硬化性をさらに向上させるために、第二相は、残留オーステナイト以外にポリゴナルフェライトを含むことが好ましい。ポリゴナルフェライトの全組織に対する体積率は２.０％超とすることが好ましい。さらに好ましくは８.０％超、特に好ましくは１３.０％超である。一方、ポリゴナルフェライトの体積率が過剰になると、伸びフランジ性が劣化する。したがって、ポリゴナルフェライトの体積率は２７.０％未満とすることが好ましい。さらに好ましくは２４.０％未満、特に好ましくは１８.０％未満である。
　ポリゴナルフェライトは細粒であるほど、延性および加工硬化性を向上させる効果が増すので、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径は５.０μｍ未満とすることが好ましい。さらに好ましくは４.０μｍ未満、特に好ましくは３.０μｍ未満である。
　伸びフランジ性をさらに向上させるために、低温変態生成相に含まれる焼戻しマルテンサイトの体積率は全組織に対し５０.０％未満とすることが好ましい。さらに好ましくは３５.０％未満、特に好ましくは１０.０％未満である。
　引張強度を高めるために、低温変態生成相はマルテンサイトを含むことが好ましい。この場合、マルテンサイトの全組織に対する体積率は４.０％超とすることが好ましい。さらに好ましくは６.０％超、特に好ましくは１０.０％超である。一方、マルテンサイトの体積率が過剰になると伸びフランジ性が劣化する。このため、組織全体に占めるマルテンサイトの体積率は１５.０％未満とすることが好ましい。
　本発明に係る冷延鋼板の金属組織は、次のようにして測定する。すなわち、低温変態生成相およびポリゴナルフェライトの体積率は、鋼板から試験片を採取し、圧延方向に平行な縦断面を研磨し、ナイタールで腐食処理した後、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置においてＳＥＭを用いて金属組織を観察し、画像処理により、低温変態生成相とポリゴナルフェライトの面積率を測定し、面積率は体積率と等しいとして、それぞれの体積率を求める。ポリゴナルフェライトの平均粒径は、視野中でポリゴナルフェライト全体が占める面積をポリゴナルフェライトの結晶粒数で除し円相当直径を求め平均粒径とする。
　残留オーステナイトの体積率は、鋼板から試験片を採取し、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置まで圧延面を化学研磨し、ＸＲＤ用いてＸ線回折強度を測定して求める。
　残留オーステナイト粒の粒径および残留オーステナイトの平均粒径は、次のようにして測定する。すなわち、鋼板から試験片を採取し、圧延方向に平行な縦断面を電解研磨し、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置においてＥＢＳＰを備えたＳＥＭを用いて金属組織を観察する。面心立方晶型の結晶構造からなる相（ｆｃｃ相）として観察され母相に囲まれた領域を一つの残留オーステナイト粒とし、画像処理により、残留オーステナイト粒の数密度（単位面積あたりの粒数）および個々の残留オーステナイト粒の面積率を測定する。視野中で個々の残留オーステナイト粒が占める面積から個々のオーステナイト粒の円相当直径を求め、それらの平均値を残留オーステナイトの平均粒径とする。
　ＥＢＳＰによる組織観察では、板厚方向に５０μｍ以上であり圧延方向に１００μｍ以上である領域において、０.１μｍ刻みで電子ビームを照射して相の判定を行う。また、得られた測定データの内、信頼性指数が０.１以上のものを有効なデータとして粒径測定に用いる。また、測定ノイズにより残留オーステナイトの粒径が過小に評価されることを防ぐため、円相当直径が０.１５μｍ以上の残留オーステナイト粒のみを有効な粒として、残留オーステナイトの平均粒径の算出を行う。
　なお、本発明では、冷延鋼板の場合は鋼板表面から板厚の１／４深さ位置、めっき鋼板の場合は基材である鋼板とめっき層との境界から基材である鋼板の板厚の１／４深さ位置において、上述の金属組織を規定する。
　以上の金属組織上の特徴に基づいて実現されうる機械特性として、本発明の鋼板は、衝撃吸収性を確保するために、圧延方向と直交する方向において７８０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有していることが好ましく、９５０ＭＰａ以上であればさらに好ましい。また、延性を確保するために、ＴＳは１１８０ＭＰａ未満であることが好ましい。
　プレス成形性の観点から、圧延方向と直交する方向の全伸び（Ｅｌ0）を下記式（１）に基づいて板厚１.２ｍｍ相当の全伸びに換算した値をＥｌ、日本工業規格ＪＩＳ Ｚ２２５３に準拠し歪み範囲を５～１０％とし５％と１０％の２点の公称歪みおよびこれらに対応する試験力を用いて算出される加工硬化指数をｎ値、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に準拠して測定される穴拡げ率をλとしたとき、ＴＳ×Ｅｌの値が１５０００ＭＰａ％以上、ＴＳ×ｎ値の値が１５０ＭＰａ以上、ＴＳ1.7×λの値が４５０００００ＭＰａ1.7％以上、であることが好ましい。
　　Ｅｌ＝Ｅｌ0×(１.２／ｔ0)0.2　・・・　（１）
　式中のＥｌ0はＪＩＳ５号引張試験片を用いて測定された全伸びの実測値を、ｔ0は測定に供したＪＩＳ５号引張試験片の板厚を表したものであり、Ｅｌは板厚が１.２ｍｍである場合に相当する全伸びの換算値である。
　ＴＳ×Ｅｌは強度と全伸びのバランスから延性を評価するための指標であり、ＴＳ×ｎ値は強度と加工硬化指数のバランスから加工硬化性を評価するための指標であり、ＴＳ1.7×λは強度と穴拡げ率のバランスから穴拡げ性を評価するための指標である。
　ＴＳ×Ｅｌの値が１９０００ＭＰａ％以上、ＴＳ×ｎ値の値が１６０ＭＰａ以上、ＴＳ1.7×λの値が５５０００００ＭＰａ1.7％以上であることはさらに好ましく、ＴＳ×Ｅｌの値が２００００ＭＰａ％以上、ＴＳ×ｎ値の値が１６５ＭＰａ以上、そしてＴＳ1.7×λの値が６００００００ＭＰａ1.7％以上であることが特に好ましい。
　加工硬化指数は、自動車部品をプレス成形する際に生じる歪みが５～１０％程度であることから、引張試験における歪み範囲５～１０％に対するｎ値で表した。鋼板の全伸びが高くても、ｎ値が低い場合には自動車部品のプレス成形において歪み伝播性が不十分となり、局所的な板厚減少等の成形不良が発生しやすい。また、形状凍結性の観点からは、降伏比が８０％未満であることが好ましく、７５％未満であることはさらに好ましく、７０％未満であれば特に好ましい。
　２．鋼の化学組成
　Ｃ：０.０２０％超０.３０％未満
　Ｃ含有量が０.０２０％以下では上記の金属組織を得ることが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０.０２０％超とする。好ましくは０.０７０％超、さらに好ましくは０.１０％超、特に好ましくは０.１４％超である。一方、Ｃ含有量が０.３０％以上では鋼板の伸びフランジ性が損なわれるばかりか溶接性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は０.３０％未満とする。好ましくは０.２５％未満、さらに好ましくは０.２０％未満、特に好ましくは０.１７％未満である。
　Ｓｉ：０.１０％超３.００％以下
　Ｓｉは、焼鈍中のオーステナイト粒成長抑制を通じ、延性、加工硬化性および伸びフランジ性を改善する作用を有する。また、オーステナイトの安定性を高める作用を有し、上記の金属組織を得るのに有効な元素である。Ｓｉ含有量が０.１０％以下では上記作用による効果を得ることが困難となる。したがって、Ｓｉ含有量は０.１０％超とする。好ましくは０.６０％超、さらに好ましくは０.９０％超、特に好ましくは１.２０％超である。一方、Ｓｉ含有量が３.００％超では鋼板の表面性状が劣化する。さらに、化成処理性およびめっき性が著しく劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は３.００％以下とする。好ましくは２.００％未満、さらに好ましくは１.８０％未満、特に好ましくは１.６０％未満である。
　後述するＡｌを含有する場合は、Ｓｉ含有量とｓｏｌ.Ａｌ含有量が下記式（２）を満足することが好ましく、下記式（３）を満足するとさらに好ましく、下記式（４）を満足すると特に好ましい。
　　Ｓｉ＋ｓｏｌ.Ａｌ＞０.６０　・・・　（２）
　　Ｓｉ＋ｓｏｌ.Ａｌ＞０.９０　・・・　（３）
　　Ｓｉ＋ｓｏｌ.Ａｌ＞１.２０　・・・　（４）
ここで、式中のＳｉは鋼中でのＳｉ含有量を、ｓｏｌ.Ａｌは酸可溶性のＡｌ含有量を質量％にて表したものである。
　Ｍｎ：１.００％超３.５０％以下
　Ｍｎは、鋼の焼入性を向上させる作用を有し、上記の金属組織を得るのに有効な元素である。Ｍｎ含有量が１.００％以下では上記の金属組織を得ることが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は１.００％超とする。好ましくは１.５０％超、さらに好ましくは１.８０％超、特に好ましくは２.１０％超である。Ｍｎ含有量が過剰となると、熱延鋼板の金属組織において、圧延方向に展伸した粗大な低温変態生成相が生じ、冷延間圧延および焼鈍後の金属組織において粗大な残留オーステナイト粒が増加し、加工硬化性および伸びフランジ性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は３.５０％以下とする。好ましくは３.００％未満、さらに好ましくは２.８０％未満、特に好ましくは２.６０％未満である。
　Ｐ：０.１０％以下
　Ｐは、不純物として鋼中に含有される元素であり、粒界に偏析して鋼を脆化させる。このため、Ｐ含有量は少ないほど好ましい。したがって、Ｐ含有量は０.１０％以下とする。好ましくは０.０５０％未満、さらに好ましくは０.０２０％未満、特に好ましくは０.０１５％未満である。
　Ｓ：０.０１０％以下
　Ｓは、不純物として鋼中に含有される元素であり、硫化物系介在物を形成して伸びフランジ性を劣化させる。このため、Ｓ含有量は少ないほど好ましい。したがって、Ｓ含有量は０.０１０％以下とする。好ましくは０.００５％未満、さらに好ましくは０.００３％未満、特に好ましくは０.００２％未満である。
　ｓｏｌ.Ａｌ：２.００％以下
　Ａｌは、溶鋼を脱酸する作用を有する。本発明においては、Ａｌと同様に脱酸作用を有するＳｉを含有させるため、Ａｌは必ずしも含有させる必要はない。すなわち、限りなく０％に近くてもよい。脱酸の促進を目的として含有させる場合には、ｓｏｌ.Ａｌとして０.００５０％以上含有させることが好ましい。さらに好ましいｓｏｌ.Ａｌ含有量は０.０２０％超である。また、Ａｌは、Ｓｉと同様にオーステナイトの安定性を高める作用を有し、上記の金属組織を得るのに有効な元素であるので、この目的でＡｌを含有させることもできる。この場合、ｓｏｌ.Ａｌ含有量は好ましくは０.０４０％超、さらに好ましくは０.０５０％超、特に好ましくは０.０６０％超である。一方、ｓｏｌ.Ａｌ含有量が高すぎると、アルミナに起因する表面疵が発生しやすくなるばかりか、変態点が大きく上昇し低温変態生成相を主相とする金属組織を得ることが困難となる。したがって、ｓｏｌ.Ａｌ含有量は２.００％以下とする。好ましくは０.６０％未満、さらに好ましくは０.２０％未満、特に好ましくは０.１０％未満である。
　Ｎ：０.０１０％以下
　Ｎは、不純物として鋼中に含有される元素であり、延性を劣化させる。このため、Ｎ含有量は少ないほど好ましい。したがって、Ｎ含有量は０.０１０％以下とする。好ましくは０.００６％以下であり、さらに好ましくは０.００５％以下である。
　本発明に係る方法で製造される鋼板は、以下に列記する元素を任意元素として含有してもよい。
　Ｔｉ：０.０５０％未満、Ｎｂ：０.０５０％未満およびＶ：０.５０％以下からなる群から選択される１種または２種以上
　Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、熱間圧延工程で再結晶を抑制することにより加工歪みを増大させ、熱延鋼板の金属組織を微細化する作用を有する。また、炭化物または窒化物として析出し、焼鈍中のオーステナイトの粗大化を抑制する作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら、過剰に含有させても上記作用による効果が飽和して不経済となる。そればかりか、焼鈍時の再結晶温度が上昇し、焼鈍後の金属組織が不均一となり、伸びフランジ性も損なわれる。さらには、炭化物または窒化物の析出量が増し、降伏比が上昇し、形状凍結性も劣化する。したがって、Ｔｉ含有量は０.０５０％未満、Ｎｂ含有量は０.０５０％未満、Ｖ含有量は０.５０％以下とする。Ｔｉ含有量は好ましくは０.０４０％未満、さらに好ましくは０.０３０％未満であり、Ｎｂ含有量は好ましくは０.０４０％未満、さらに好ましくは０.０３０％未満であり、Ｖ含有量は好ましくは０.３０％以下であり、さらに好ましくは０.０５０％未満である。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｔｉ：０.００５％以上、Ｎｂ：０.００５％以上およびＶ：０.０１０％以上のいずれかを満足させることが好ましい。Ｔｉを含有させる場合には、Ｔｉ含有量を０.０１０％以上とすることがさらに好ましく、Ｎｂを含有させる場合には、Ｎｂ含有量を０.０１０％以上とすることがさらに好ましく、Ｖを含有させる場合には、Ｖ含有量を０.０２０％以上とすることがさらに好ましい。
　Ｃｒ：１.０％以下、Ｍｏ：０.５０％以下およびＢ：０.０１０％以下からなる群から選択された１種または２種以上
　Ｃｒ、ＭｏおよびＢは、鋼の焼入性を向上させる作用を有し、上記の金属組織を得るのに有効な元素である。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら、過剰に含有させても上記作用による効果が飽和して不経済となる。したがって、Ｃｒ含有量は１.０％以下、Ｍｏ含有量は０.５０％以下、Ｂ含有量は０.０１０％以下とする。Ｃｒ含有量は好ましくは０.５０％以下であり、Ｍｏ含有量は好ましくは０.２０％以下であり、Ｂ含有量は好ましくは０.００３０％以下である。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃｒ：０.２０％以上、Ｍｏ：０.０５％以上およびＢ：０.００１０％以上のいずれかを満足させることが好ましい。
　Ｃａ：０.０１０％以下、Ｍｇ：０.０１０％以下、ＲＥＭ：０.０５０％以下およびＢｉ：０.０５０％以下からなる群から選択された１種または２種以上
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは介在物の形状を調整することにより、Ｂｉは凝固組織を微細化することにより、ともに伸びフランジ性を改善する作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら、過剰に含有させても上記作用による効果が飽和して不経済となる。したがって、Ｃａ含有量は０.０１０％以下、Ｍｇ含有量は０.０１０％以下、ＲＥＭ含有量は０.０５０％以下、Ｂｉ含有量は０.０５０％以下とする。好ましくは、Ｃａ含有量は０.００２０％以下、Ｍｇ含有量は０.００２０％以下、ＲＥＭ含有量は０.００２０％以下、Ｂｉ含有量は０.０１０％以下である。上記作用をより確実に得るには、Ｃａ：０.０００５％以上、Ｍｇ：０.０００５％以上、ＲＥＭ：０.０００５％以上およびＢｉ：０.００１０％以上のいずれかを満足させることが好ましい。なお、ＲＥＭとは希土類元素を意味し、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭ含有量はこれらの元素の合計含有量である。
　３．製造条件
　（第１の発明における冷間圧延工程）
　冷間圧延工程では、上述した化学組成を有するとともに、方位差１５゜以上の粒界で囲まれたｂｃｃ構造を有する粒およびｂｃｔ構造を有する粒（前述したように、これらの粒をｂｃｃ粒と総称する。）の平均粒径が６.０μｍ以下であり、好ましくはさらに金属組織中に存在する鉄炭化物の平均数密度が１.０×１０－1個／μｍ2以上である熱延鋼板に、冷間圧延を施して冷延鋼板とする。
　ここで、ｂｃｃ粒の平均粒径は以下の方法で算出する。すなわち、鋼板から試験片を採取し、圧延方向に平行な縦断面を電解研磨し、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置においてＥＢＳＰを備えたＳＥＭを用いて金属組織を観察する。体心立方晶型の結晶構造からなる相（ｂｃｃ相）として観察され方位差１５゜以上の境界で囲まれた領域を一つの結晶粒とし、下記式（５）にしたがって算出される値をｂｃｃ粒の平均粒径とする。ここでＮは平均粒径評価領域に含まれる結晶粒の数、Ａｉはｉ番目（ｉ＝１，２，・・，Ｎ）の結晶粒の面積、ｄｉはｉ番目の結晶粒の円相当直径をそれぞれ示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
　なお、マルテンサイトの結晶構造は、厳密には体心正方格子（ｂｃｔ）であるが、ＥＢＳＰによる金属組織評価では格子定数を考慮しないため、本発明の粒径評価ではマルテンサイトもｂｃｃ相として扱う。
　ここでのＥＢＳＰによる組織評価では、板厚方向に５０μｍ、圧延方向（板厚方向に垂直な方向）に１００μｍの大きさの領域について、０.１μｍ刻みで電子ビームを制御して相の判定を行う。得られた測定データの内、信頼性指数が０.１以上のものを有効なデータとして粒径測定に用いる。さらに、測定ノイズによる粒径の過小評価を防ぐため、ｂｃｃ粒の評価では、先述した残留オーステナイトの場合とは異なり、粒径が０.４７μｍ以上のｂｃｃ粒のみを有効な粒として上記の粒径算出を行う。
　１５゜以上の方位差を有する粒界を有効な粒界として結晶粒径を定義するのは、方位差１５゜以上の粒界が逆変態オーステナイト粒の有効な核生成サイトとなって、冷間圧延後の焼鈍時のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、冷延鋼板の加工性向上に大きく寄与するからである。また熱延鋼板の組織が微細な粒と粗大な粒が混在した混粒組織の場合、粗大な粒の部分は冷間圧延後の焼鈍時に粗大化しやすく、延性、加工硬化性および伸びフランジ性が低下する。このような混粒組織の粒径を金属組織の結晶粒径評価として一般的に用いられる切断法で評価した場合、粗大な粒の影響が過小に評価される場合がある。本発明では、粗大な粒の影響を考慮した結晶粒径の算出法として、結晶粒個々の面積を重みとして掛けた、上述の（５）式を用いる。
　鋼板中に存在する鉄炭化物量は平均数密度（単位：個／μｍ2）により規定され、この鉄炭化物の平均数密度は次のようにして測定される。すなわち、鋼板から試験片を採取し、圧延方向に平行な縦断面を研磨し、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置において光学顕微鏡またはＳＥＭを用いて金属組織を観察し、オージェ電子分光装置（ＡＥＳ）を用いて析出物の組成分析を行い、構成元素としてＦｅおよびＣを含有する析出物を鉄炭化物とし、金属組織中の鉄炭化物の数密度を測定する。本発明の鉄炭化物の数密度評価では、倍率５０００倍で１０2μｍ2の視野を５視野観察し、各視野で金属組織中に存在する鉄炭化物の数を測定し、５視野の平均値から平均数密度を算出した。ここで鉄炭化物とは、主としてＦｅとＣからなる化合物を意味し、Ｆｅ3Ｃ、Ｆｅ3(Ｃ，Ｂ)やＦｅ23(Ｃ，Ｂ)6、Ｆｅ2Ｃ、Ｆｅ2.2ＣやＦｅ2.4Ｃ等が例示される。オーステナイトの粗大化を効率的に抑制するためには、鉄炭化物がＦｅ3Ｃであることが好ましい。また、これらの鉄炭化物中にＭｎ，Ｃｒ等の鋼成分が固溶していてもよい。
　冷間圧延に供する熱延鋼板について、上記方法によって算出されるｂｃｃ粒の平均粒径が６.０μｍを越える場合、冷間圧延および焼鈍後の金属組織が粗大化し、延性、加工硬化性および伸びフランジ性が損なわれる。よってｂｃｃ粒の平均粒径は６.０μｍ以下とする。この平均粒径は好ましくは４.０μｍ以下であり、さらに好ましくは３.５μｍ以下である。
　冷間圧延に供する熱延鋼板について、金属組織中に存在する鉄炭化物の平均数密度は１.０×１０－1個／μｍ2以上であることが好ましい。それにより、冷間圧延後の焼鈍工程におけるオーステナイトの粗大化が抑制され、冷延鋼板の延性、加工硬化性および伸びフランジ性の著しい向上が可能となる。鉄炭化物の平均数密度は５.０×１０－1個／μｍ2以上とするとさらに好ましく、８.０×１０－1個／μｍ2以上とすれば特に好ましい。
　熱延鋼板を構成する相および組織の種類とその体積率は特に規定せず、ポリゴナルフェライト、アシキュラーフェライト、ベイニティックフェライト、ベイナイト、パーライト、残留オーステナイト、マルテンサイト、焼戻しベイナイト、焼戻しマルテンサイトからなる群から選択される１種または２種以上が混在していてもよい。ただし熱延鋼板が軟質である方が冷間圧延の負荷が軽減されると共に、より冷間圧延率を高めて焼鈍後の金属組織を微細にすることが可能になる点で好ましい。
　上述した熱延鋼板の製造方法は特に規定されないが、後述する第２の発明における熱間圧延工程または、後述する第３の発明における熱間圧延工程を採用することが好ましい。上述した熱延鋼板は、熱間圧延後に焼鈍が施された熱延焼鈍鋼板であってもよい。
　冷間圧延それ自体は、常法に従って実施すればよい。冷間圧延の前に酸洗等により熱延鋼板に脱スケールを行ってもよい。冷間圧延は、再結晶を促進して冷延圧延および焼鈍後の金属組織を均一化し、伸びフランジ性をさらに向上させるために、冷圧率（冷間圧延における総圧下率）を４０％以上とすることが好ましい。冷圧率を５０％超とすることはさらに好ましい。これにより焼鈍後の金属組織がさらに細粒化するとともに集合組織が改善され、延性、加工硬化性および伸びフランジ性が一層向上する。この観点からは、冷圧率を６０％超とすることが特に好ましく、６５％超とすることが最も好ましい。一方、冷圧率が高すぎると、圧延荷重が増大して圧延が困難となるため、冷圧率の上限を８０％未満とすることが好ましく、７０％未満とすることはさらに好ましい。
　（第１の発明における焼鈍工程）
　上述した冷間圧延で得られた冷延鋼板を、必要に応じて公知の方法に従って脱脂等の処理を施した後、焼鈍する。焼鈍における均熱温度の下限は、（Ａｃ3点－４０℃）以上とする。これは、主相が低温変態生成相であって第二相に残留オーステナイトを含む金属組織を得るためである。低温変態生成相の体積率を増加させ、伸びフランジ性を向上させるために、均熱温度は（Ａｃ3点－２０℃）超とすることが好ましく、Ａｃ3点超とするとさらに好ましい。しかし、均熱温度が高くなり過ぎると、オーステナイトが過度に粗大化するとともにポリゴナルフェライトの生成が抑制され、延性、加工硬化性および伸びフランジ性が劣化し易くなる。このため、均熱温度の上限は、（Ａｃ3点＋１００℃）未満とすることが好ましい。（Ａｃ3点＋５０℃）未満とするとさらに好ましく、（Ａｃ3点＋２０℃）未満とすると特に好ましい。また、微細なポリゴナルフェライトの生成を促進し、延性および加工硬化性を向上させるために、均熱温度の上限は（Ａｃ３点＋５０℃）未満とすることが好ましく、（Ａｃ３点＋２０℃）未満とするとさらに好ましい。
　均熱温度での保持時間（均熱時間）は特に限定する必要はないが、安定した機械特性を得るために、１５秒間超とすることが好ましく、６０秒間超とするとさらに好ましい。一方、保持時間が長くなりすぎると、オーステナイトが過度に粗大化して、延性、加工硬化性および伸びフランジ性が劣化し易くなる。このため、保持時間は、１５０秒間未満とすることが好ましく、１２０秒間未満とするとさらに好ましい。
　焼鈍における加熱過程では、再結晶を促進して焼鈍後の金属組織を均一化し、伸びフランジ性を向上させるために、７００℃から均熱温度までの加熱速度を１０.０℃／ｓ未満とすることが好ましい。この加熱速度は８.０℃／ｓ未満とするとさらに好ましく、５.０℃／ｓ未満とすると特に好ましい。
　焼鈍における均熱後の冷却過程では、微細なポリゴナルフェライトの生成を促進し、延性および加工硬化性を向上させるために、１０.０℃／ｓ未満の冷却速度で、均熱温度から５０℃以上冷却を行うことが好ましい。この均熱後の冷却速度は５.０℃／ｓ未満であることが好ましい。さらに好ましくは３.０℃／ｓ未満、特に好ましくは２.０℃／ｓ未満である。ポリゴナルフェライトの体積率をさらに増加させるためには、１０.０℃／ｓ未満の冷却速度で均熱温度から８０℃以上冷却することが好ましい。１００℃以上冷却することはさらに好ましく、１２０℃以上冷却することは特に好ましい。
　低温変態生成相を主相とする金属組織を得るために、６５０～５００℃の温度範囲での冷却を１５℃／ｓ以上の冷却速度で行うことが好ましい。６５０～４５０℃の温度範囲を１５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することはさらに好ましい。冷却速度が速いほど低温変態生成相の体積率が高まるので、冷却速度を３０℃／ｓ超とするとさらに好ましく、５０℃／ｓ超とすると特に好ましい。一方、冷却速度が速すぎると、鋼板の形状が損なわれるので、６５０～５００℃の温度範囲における冷却速度を２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。１５０℃／ｓ未満であるとさらに好ましく、１３０℃／ｓ未満であれば特に好ましい。
　さらに、残留オーステナイトを得るために、５００～３００℃の温度域で３０秒間以上保持する。残留オーステナイトの安定性を高めて、延性、加工硬化性および伸びフランジ性を向上させるためには、保持温度域を４７５～３２０℃とすることが好ましい。保持温度域を４５０～３４０℃とすることはさらに好ましく、４３０～３６０℃とすることは特に好ましい。また、保持時間を長くするほど残留オーステナイトの安定性が高まるので、保持時間を６０秒間以上とすることが好ましい。１２０秒間以上とすることはさらに好ましく、３００秒間超とすることは特に好ましい。
　電気めっき鋼板を製造する場合には、上述した方法で製造された冷延鋼板に、必要に応じて表面の清浄化および調整のための周知の前処理を施した後、常法に従って電気めっきを行えばよく、めっき被膜の化学組成および付着量は限定されない。電気めっきの種類として、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ－Ｎｉ合金めっき等が例示される。
　溶融めっき鋼板を製造する場合には、上述した方法で焼鈍工程まで行い、５００～３００℃の温度域で３０秒間以上保持した後、必要に応じて鋼板を加熱してから、めっき浴に浸漬し溶融めっきを施す。残留オーステナイトの安定性を高めて延性、加工硬化性および伸びフランジ性を向上させるためには、保持温度域を４７５～３２０℃とすることが好ましい。４５０～３４０℃とすることはさらに好ましく、４３０～３６０℃とすることは特に好ましい。また、保持時間を長くするほど残留オーステナイトの安定性が高まるので、保持時間を６０秒間以上とすることが好ましい。１２０秒間以上とすることはさらに好ましく、３００秒間超とすることは特に好ましい。溶融めっき後に再加熱して合金化処理を行ってもよい。めっき被膜の化学組成および付着量は限定されない。溶融めっきの種類としては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ－Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ合金めっき等が例示される。
　めっき鋼板は、その耐食性をさらに高めるために、めっき後に適当な化成処理を施してもよい。化成処理は、従来のクロメート処理に代わって、ノンクロム型の化成処理液（例えば、シリケート系、リン酸塩系など）を用いて実施することが好ましい。
　このようにして得られた冷延鋼板およびめっき鋼板には、常法にしたがって調質圧延を行ってもよい。しかし、調質圧延の伸び率が高いと延性の劣化を招くので、調質圧延の伸び率は１.０％以下とすることが好ましい。さらに好ましい伸び率は０.５％以下である。
　（第２の発明における熱間圧延工程）
　上述した化学組成を有する鋼を、公知の手段により溶製した後に、連続鋳造法により鋼塊とするか、または、任意の鋳造法により鋼塊とした後に分塊圧延する方法等により鋼片とする。連続鋳造工程では、介在物に起因する表面欠陥の発生を抑制するために、鋳型内にて電磁攪拌等の外部付加的な流動を溶鋼に生じさせることが好ましい。鋼塊または鋼片は、一旦冷却されたものを再加熱して熱間圧延に供してもよく、連続鋳造後の高温状態にある鋼塊または分塊圧延後の高温状態にある鋼片をそのまま、あるいは保温して、あるいは補助的な加熱を行って熱間圧延に供してもよい。本明細書では、このような鋼塊および鋼片を、熱間圧延の素材として「スラブ」と総称する。熱間圧延に供するスラブの温度は、オーステナイトの粗大化を防止するために、１２５０℃未満とすることが好ましく、１２００℃以下とすればさらに好ましい。熱間圧延に供するスラブの温度の下限は特に限定する必要はなく、後述するように熱間圧延をＡｒ3点以上で完了することが可能な温度であればよい。
　熱間圧延は、圧延完了後にオーステナイトを変態させることにより熱延鋼板の金属組織を微細化するために、Ａｒ3点以上の温度域で完了させる。圧延完了の温度が低すぎると、熱延鋼板の金属組織において、圧延方向に展伸した粗大な低温変態生成相が生じ、冷間圧延および焼鈍後の金属組織が粗大化し、延性、加工硬化性および伸びフランジ性が劣化し易くなる。このため、熱間圧延の完了温度はＡｒ3点以上かつ８２０℃超とすることが好ましい。さらに好ましくはＡｒ3点以上かつ８５０℃超であり、特に好ましくはＡｒ3点以上かつ８８０℃超である。一方、圧延完了の温度が高すぎると、加工歪みの蓄積が不十分となり、熱延鋼板の金属組織を微細化することが困難となる。このため、熱間圧延の完了温度は９５０℃未満であることが好ましく、９２０℃未満であるとさらに好ましい。また、製造負荷を軽減するためには、熱間圧延の完了温度を高めて圧延荷重を低下させることが好ましい。この観点からは、熱間圧延の完了温度をＡｒ3点以上かつ７８０℃超とすることが好ましく、Ａｒ3点以上かつ８００℃超とするとさらに好ましい。
　なお、熱間圧延が粗圧延と仕上圧延とからなる場合には、仕上圧延を上記温度で完了するために、粗圧延と仕上圧延との間で粗圧延材を加熱してもよい。この際、粗圧延材の後端が先端よりも高温となるように加熱することにより、仕上圧延の開始時における粗圧延材の全長にわたる温度の変動を１４０℃以下に抑制することが望ましい。これにより、コイル内の製品特性の均一性が向上する。
　粗圧延材の加熱方法は公知の手段を用いて行えばよい。例えば、粗圧延機と仕上圧延機との間にソレノイド式誘導加熱装置を設けておき、この誘導加熱装置の上流側における粗圧延材長手方向の温度分布等に基づいて加熱昇温量を制御してもよい。
　熱間圧延の圧下量は、最終１パスの圧下量を板厚減少率で１５％超とする。これは、オーステナイトに導入される加工歪み量を増し、熱延鋼板の金属組織を微細化し、冷間圧延および焼鈍後の金属組織を微細化し、延性、加工硬化性および伸びフランジ性を向上させるためである。最終１パスの圧下量は２５％超とすることが好ましく、３０％超とすればさらに好ましく、４０％超とすれば特に好ましい。圧下量が高くなりすぎると、圧延荷重が上昇して圧延が困難となる。したがって、最終１パスの圧下量は５５％未満とすることが好ましく、５０％未満とすればさらに好ましい。圧延荷重を低下させるために、圧延ロールと鋼板の間に圧延油を供給し摩擦係数を低下させて圧延する、いわゆる潤滑圧延を行ってもよい。
　熱間圧延後は、圧延完了後０.４０秒間以内に７８０℃以下の温度域まで急冷する。これは、圧延によりオーステナイトに導入された加工歪みの解放を抑制し、加工歪みを駆動力としてオーステナイトを変態させ、熱延鋼板の金属組織を微細化し、冷間圧延および焼鈍後の金属組織を微細化し、延性、加工硬化性および伸びフランジ性を向上させるためである。加工歪みの解放は、急冷を停止するまでの時間が短いほど抑制されるので、圧延完了後急冷を停止するまでの時間は、０.３０秒間以内であることが好ましく、０.２０秒間以内であればさらに好ましい。熱延鋼板の金属組織は、急冷を停止する温度が低いほど細粒化するので、圧延完了後７６０℃以下の温度域まで急冷することが好ましく、圧延完了後７４０℃以下の温度域まで急冷することがさらに好ましく、圧延完了後７２０℃以下の温度域まで急冷することが特に好ましい。また、加工歪みの解放は、急冷中の平均冷却速度が速いほど抑制されるので、急冷中の平均冷却速度を３００℃／ｓ以上とすることが好ましく、これにより、熱延鋼板の金属組織を一層微細化することができる。急冷中の平均冷却速度を４００℃／ｓ以上とすればさらに好ましく、６００℃／ｓ以上とすれば特に好ましい。なお、圧延完了から急冷を開始するまでの時間および、その間の冷却速度は、特に規定する必要がない。
　急冷を行う設備は特に規定されないが、工業的には水量密度の高い水スプレー装置を用いることが好適であり、圧延板搬送ローラーの間に水スプレーヘッダーを配置し、圧延板の上下から十分な水量密度の高圧水を噴射する方法が例示される。
　急冷停止後は、鋼板を４００℃超の温度域で巻取る。巻取温度が４００℃超であることにより、熱延鋼板において鉄炭化物が充分に析出し、この鉄炭化物が冷間圧延および焼鈍後の金属組織の粗大化抑制効果を有する。巻取温度は５００℃超であることが好ましく、５５０℃超であるとさらに好ましく、５８０℃超であると特に好ましい。一方、巻取温度が高すぎると、熱延鋼板においてフェライトが粗大となり、冷間圧延および焼鈍後の金属組織が粗大化する。このため、巻取温度は６５０℃未満とすることが好ましく、６２０℃未満とするとさらに好ましい。急冷停止から巻取りまでの条件は特に規定しないが、急冷停止後、７２０～６００℃の温度域で１秒間以上保持することが好ましい。これにより、微細なフェライトの生成が促進される。一方、保持時間が長くなりすぎると生産性が損なわれるので、７２０～６００℃の温度域における保持時間の上限を１０秒間以内とすることが好ましい。７２０～６００℃の温度域で保持した後は、生成したフェライトの粗大化を防止するために、巻取温度までを２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することが好ましい。
　上述した熱間圧延で得られた熱延鋼板は、上記方法によって算出されるｂｃｃ粒の平均粒径が６.０μｍ以下であることが好ましい。４.０μｍ以下であればさらに好ましく、３.５μｍ以下であれば特に好ましい。
　また、金属組織中に存在する鉄炭化物の平均数密度が１.０×１０－1個／μｍ2以上であることが好ましい。５.０×１０－1個／μｍ2以上であればさらに好ましく、８.０×１０－1個／μｍ2以上であれば特に好ましい。
　（第２の発明における冷間圧延工程）
　上述した熱間圧延で得られた熱延鋼板を、常法に従って冷間圧延する。冷間圧延の前に酸洗等により熱延鋼板に脱スケールを行ってもよい。冷間圧延は、再結晶を促進して冷延圧延および焼鈍後の金属組織を均一化し、伸びフランジ性をさらに向上させるために、冷圧率を４０％以上とすることが好ましい。冷圧率を５０％超とすることはさらに好ましい。これにより焼鈍後の金属組織がさらに細粒化するとともに集合組織が改善され、延性、加工硬化性および伸びフランジ性が一層向上する。この観点からは、冷圧率を６０％超とすることが特に好ましく、６５％超とすることが最も好ましい。一方、冷圧率が高すぎると、圧延荷重が増大して圧延が困難となるため、冷圧率の上限を８０％未満とすることが好ましく、７０％未満とすることはさらに好ましい。
　（第２の発明における焼鈍工程）
　上述した冷間圧延で得られた冷間鋼板を、第１の発明における焼鈍工程と同様に焼鈍する。
　（第３の発明における熱間圧延工程）
　熱間圧延およびその後の直後急冷までは、第２の発明における熱間圧延工程と同様である。急冷停止後は、鋼板を４００℃未満の温度域で巻取り、得られた熱延鋼板に熱延板焼鈍を施す。
　巻取温度を４００℃未満とすることで、次の熱延板焼鈍時に鉄炭化物を微細に析出させることができ、冷間圧延およびその後の焼鈍後の金属組織が微細化する。この場合の巻取温度は３００℃未満であることが好ましく、２００℃未満であるとさらに好ましく、１００℃未満であると特に好ましい。巻取温度は室温であってもよい。
　こうして４００℃未満の温度で巻き取られた熱延鋼板を、必要に応じて公知の方法に従って脱脂等の処理を施した後、焼鈍する。熱延鋼板に施す焼鈍を熱延板焼鈍といい、熱延板焼鈍後の鋼板を熱延焼鈍鋼板という。熱延板焼鈍の前に、酸洗等により脱スケールを行ってもよい。この熱延板焼鈍における加熱温度が高いほど、鉄炭化物中にＭｎやＣｒが濃化し、鉄炭化物によるオーステナイト粒の粗大化防止作用が高まるので、加熱温度の下限を３００℃超とする。加熱温度の下限は４００℃超とすることが好ましく、５００℃超とすればさらに好ましく、６００℃超とすれば特に好ましい。一方、加熱温度が高すぎると、鉄炭化物の粗大化や再固溶が生じ、オーステナイト粒の粗大化防止効果が損なわれるので、加熱温度の上限を７５０℃未満とすることが好ましい。７００℃未満とすればさらに好ましく、６５０℃未満とすれば特に好ましい。
　熱延板焼鈍における保持時間は特に限定する必要はない。適切な直後急冷プロセスを経て製造された熱延鋼板は、金属組織が微細であり鉄炭化物の析出サイトが多く、鉄炭化物が速やかに析出するため、長時間保持しなくてもよい。保持時間が長くなると生産性が劣化するので、保持時間の上限は２０時間未満であることが好ましい。１０時間未満であればさらに好ましく、５時間未満であれば特に好ましい。
　上述した方法で得られた熱延焼鈍鋼板は、上記方法によって算出されるｂｃｃ粒の平均粒径が６.０μｍ以下であることが好ましい。４.０μｍ以下であればさらに好ましく、３.５μｍ以下であれば特に好ましい。
　また、金属組織中に存在する鉄炭化物の平均数密度が１.０×１０－1個／μｍ2以上であることが好ましい。５.０×１０－1個／μｍ2以上であればさらに好ましく、８.０×１０－1個／μｍ2以上であれば特に好ましい。
　（第３の発明における冷間圧延工程）
　上述した熱間圧延で得られた熱延鋼板を、第２の発明における冷間圧延工程と同様に冷間圧延する。
　（第３の発明における焼鈍工程）
　上述した冷間圧延で得られた冷間鋼板を、第１の発明および第２の発明における焼鈍工程と同様に焼鈍する。
　以下の実施例は本発明を例示するものであり、本発明を制限する意図はない。
　本実施例は、熱延鋼板の金属組織において、方位差１５°以上の粒界で囲まれたｂｃｃ粒の平均粒径を６．０μｍ以下とする場合の例を示す。
　実験用真空溶解炉を用いて、表１に示される化学組成を有する鋼を溶解し鋳造した。これらの鋼塊を、熱間鍛造により厚さ３０ｍｍの鋼片とした。鋼片を、電気加熱炉を用いて１２００℃に加熱し６０分間保持した後、表２に示される条件で熱間圧延を行った。
　具体的には、実験用熱間圧延機を用いて、Ａｒ3点以上の温度域で６パスの圧延を行い、厚さ２～３ｍｍに仕上げた。最終１パスの圧下率は、板厚減少率で１２～４２％とした。熱間圧延後、水スプレーを使用して種々の冷却条件で６５０～７２０℃まで冷却し、続いて５～１０秒間放冷した後、６０℃／ｓの冷却速度で種々の温度まで冷却して、その温度を巻取温度とし、同温度に保持された電気加熱炉中に装入して３０分間保持した後、２０℃／ｈの冷却速度で室温まで炉冷却して、巻取後の徐冷をシミュレートすることにより、熱延鋼板を得た。
　得られた熱延鋼板からＥＢＳＰ測定用試験片を採取し、圧延方向に平行な縦断面を電解研磨した後、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置において金属組織を観察し、画像解析により、ｂｃｃ粒の平均粒径を測定した。具体的には、ＥＢＳＰ測定装置にＴＳＬ製ＯＩＭＴＭ５を使用し、板厚方向に５０μｍ、圧延方向に１００μｍの大きさの領域において０.１μｍピッチで電子ビームを照射し、得られた測定データの内、信頼性指数が０.１以上のものを有効なデータとしてｂｃｃ粒の判定を行った。ｂｃｃ粒として観察された、方位差１５゜以上の粒界で囲まれた領域を一つのｂｃｃ粒として、個々のｂｃｃ粒の円相当直径および面積を求め、前述した（５）式にしたがってｂｃｃ粒の平均粒径を算出した。なお、平均粒径算出に際して、円相当直径が０.４７μｍ以上であるｂｃｃ粒を有効なｂｃｃ粒とした。前述したように、ＥＢＳＰによる金属組織評価では格子定数を考慮しないため、マルテンサイトのようなｂｃｔ（体心正方格子）構造の粒も一緒に測定される。従って、ｂｃｃ粒とは、ｂｃｃ構造の粒とｂｃｔ構造の粒の両者を包含するものである。
　得られた熱延鋼板を酸洗して冷間圧延母材とし、冷圧率５０～６０％で冷間圧延を施し、厚さ１．０～１.２ｍｍの冷延鋼板を得た。連続焼鈍シミュレーターを用いて、得られた冷延鋼板を、１０℃／ｓの加熱速度で５５０℃まで加熱した後、２℃／ｓの加熱速度で表２に示される種々の温度まで加熱し９５秒間均熱した。その後、７００℃からの平均冷却速度を６０℃／ｓとして表２に示される種々の冷却停止温度まで冷却し、その温度に３３０秒間保持した後、室温まで冷却して焼鈍鋼板を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　焼鈍鋼板から、ＳＥＭ観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な縦断面を研磨した後、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置における金属組織を観察し、画像処理により、低温変態生成相およびポリゴナルフェライトの体積分率を測定した。またポリゴナルフェライト全体が占める面積をポリゴナルフェライトの結晶粒数で除し、ポリゴナルフェライトの平均粒径（円相当直径）を求めた。
　また、焼鈍鋼板から、ＸＲＤ測定用試験片を採取し、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置まで圧延面を化学研磨した後、Ｘ線回折試験を行い、残留オーステナイトの体積分率を測定した。具体的には、Ｘ線回折装置にリガク製ＲＩＮＴ２５００を使用し、Ｃｏ－Ｋα線を入射してα相（１１０）、（２００）、（２１１）回折ピークおよびγ相（１１１）、（２００）、（２２０）回折ピークの積分強度を測定し、残留オーステナイトの体積分率を求めた。
　さらに、焼鈍鋼板から、ＥＢＳＰ測定用試験片を採取し、圧延方向に平行な縦断面を電解研磨した後、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置において金属組織を観察し、画像解析により、残留オーステナイト粒の粒径分布および残留オーステナイトの平均粒径を測定した。具体的には、ＥＢＳＰ測定装置にＴＳＬ製ＯＩＭＴＭ５を使用し、板厚方向に５０μｍであり圧延方向に１００μｍである領域において０.１μｍピッチで電子ビームを照射し、得られた測定データの内、信頼性指数が０.１以上のものを有効なデータとしてｆｃｃ相の判定を行った。ｆｃｃ相として観察され母相に囲まれた領域を一つの残留オーステナイト粒とし、個々の残留オーステナイト粒の円相当直径を求めた。残留オーステナイトの平均粒径は、円相当直径が０.１５μｍ以上である残留オーステナイト粒を有効な残留オーステナイト粒とし、個々の有効な残留オーステナイト粒の円相当直径の平均値として算出した。また、粒径が１.２μｍ以上の残留オーステナイト粒の単位面積あたりの数密度（ＮR）を求めた。
　降伏応力（ＹＳ）および引張強度（ＴＳ）は、焼鈍鋼板から、圧延方向と直行する方向に沿ってＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張速度１０ｍｍ／ｍｉｎで引張試験を行うことにより求めた。全伸び（Ｅｌ）は、圧延方向と直行する方向に沿って採取したＪＩＳ５号引張試験片に引張試験を行い、得られた実測値（Ｅｌ0）を用いて、上記式（１）に基づき、板厚が１.２ｍｍである場合に相当する換算値を求めた。加工硬化指数（ｎ値）は、圧延方向と直行する方向に沿って採取したＪＩＳ５号引張試験片に引張試験を行い、歪み範囲を５～１０％として求めた。具体的には、公称歪み５％および１０％に対する試験力を用いて２点法により算出した。
　伸びフランジ性は、以下の方法で穴拡げ率（λ）を測定することにより評価した。焼鈍鋼板から１００ｍｍ角の正方形素板を採取し、クリアランス１２.５％で直径１０ｍｍの打ち抜き穴を開け、先端角６０°の円錐ポンチでダレ側から打ち抜き穴を押し拡げ、板厚を貫通する割れが発生したときの穴の拡大率を測定し、これを穴拡げ率とした。
　表３に焼鈍後の冷延鋼板の金属組織観察結果および性能評価結果を示す。なお、表１～表３において、＊を付した箇所は本発明の範囲外であることを意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　本発明で規定する条件に従って製造された冷延鋼板の試験結果は、いずれも、ＴＳ×Ｅｌの値が１５０００ＭＰａ％以上、ＴＳ×ｎ値の値が１５０以上、ＴＳ1.7×λの値が４５０００００ＭＰａ1.7％以上であって、良好な延性、加工硬化性および伸びフランジ性を示した。特に、熱延鋼板の金属組織において、方位差１５°以上の粒界で囲まれたｂｃｃ粒の平均粒径が４．０μｍ以下であり、焼鈍後の冷却停止温度が３４０℃以上である試験結果は、いずれも、ＴＳ×Ｅｌの値が１９０００ＭＰａ％以上、ＴＳ×ｎ値の値が１６０以上、ＴＳ1.7×λの値が５５０００００ＭＰａ1.7％以上であって、特に良好な延性、加工硬化性および伸びフランジ性を示した。
　本実施例は、熱延鋼板の金属組織において、方位差１５°以上の粒界で囲まれたｂｃｃ粒の平均粒径を６．０μｍ以下、鉄炭化物の平均数密度を１.０×１０－1個／μｍ2以上とする場合の例を示す。
　実験用真空溶解炉を用いて、表４に示される化学組成を有する鋼を溶解し鋳造した。これらの鋼塊を、熱間鍛造により厚さ３０ｍｍの鋼片とした。鋼片を、電気加熱炉を用いて１２００℃に加熱し６０分間保持した後、表５に示される条件で熱間圧延を行った。
　具体的には、実験用熱間圧延機を用いて、Ａｒ3点以上の温度域で６パスの圧延を行い、厚さ２～３ｍｍに仕上げた。最終１パスの圧下率は、板厚減少率で２２～４２％とした。熱間圧延後、水スプレーを使用して種々の冷却条件で６５０～７２０℃まで冷却し、続いて５～１０秒間放冷した後、６０℃／ｓの冷却速度で種々の温度まで冷却して、その温度を巻取温度とし、同温度に保持された電気加熱炉中に装入して３０分間保持した後、２０℃／ｈの冷却速度で室温まで炉冷却して巻取後の徐冷をシミュレートすることにより、熱延鋼板を得た。
　得られた熱延鋼板を５０℃／ｈの加熱速度で表５に示される種々の加熱温度まで加熱し、種々の時間保持した後、もしくは保持することなく、２０℃／ｈの冷却速度で室温まで冷却して、熱延焼鈍鋼板を得た。
　得られた熱延焼鈍鋼板のｂｃｃ粒の平均粒径を実施例１に記載した方法で測定した。また、熱延焼鈍鋼板の鉄炭化物の平均数密度を、前述したＳＥＭとオージェ電子分光装置を用いる方法で求めた。
　次に、得られた熱延焼鈍鋼板を酸洗して冷間圧延母材とし、冷圧率５０～６０％で冷間圧延を施し、厚さ１．０～１.２ｍｍの冷延鋼板を得た。連続焼鈍シミュレーターを用いて、得られた冷延鋼板を、１０℃／ｓの加熱速度で５５０℃まで加熱した後、２℃／ｓの加熱速度で表５に示される種々の温度まで加熱し９５秒間均熱した。その後、７００℃からの平均冷却速度を６０℃／ｓとして表２に示される種々の冷却停止温度まで冷却し、その温度に３３０秒間保持した後、室温まで冷却して、焼鈍鋼板を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　得られた焼鈍鋼板について、低温変態生成相、残留オーステナイトおよびポリゴナルフェライトの体積分率、残留オーステナイトの平均粒径、粒径が１.２μｍ以上の残留オーステナイト粒の単位面積あたりの数密度（ＮR）、降伏応力（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）、加工硬化指数（ｎ値）、穴拡げ率（λ）を実施例１に記載したようにして測定した。表６に焼鈍後の冷延鋼板の金属組織観察結果および性能評価結果を示す。なお、表４～６において、＊を付した箇所は本発明の範囲外であることを意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　本発明で規定する方法に従って製造された冷延鋼板はいずれもＴＳ×Ｅｌの値が１６０００ＭＰａ％以上であり、ＴＳ×ｎ値の値が１５５以上であり、ＴＳ1.7×λの値が５００００００ＭＰａ1.7％以上であり、良好な延性、加工硬化性および伸びフランジ性を示した。熱延鋼板の金属組織において、方位差１５°以上の粒界で囲まれたｂｃｃ粒の平均粒径が４．０μｍ以下であり、鉄炭化物の平均数密度が８.０×１０－1個／μｍ2以上であり、焼鈍後の冷却停止温度が３４０℃以上である例ではいずれも、ＴＳ×Ｅｌの値が１９０００ＭＰａ％以上であり、ＴＳ×ｎ値の値が１６０以上であり、ＴＳ1.7×λの値が５５０００００ＭＰａ1.7％以上であり、特に良好な延性、加工硬化性および伸びフランジ性を示した。
　本実施例は、直後急冷法による熱間圧延工程において巻取温度を４００℃超とする場合の例を示す。
　実験用真空溶解炉を用いて、表７に示される化学組成を有する鋼を溶解し鋳造した。これらの鋼塊を、熱間鍛造により厚さ３０ｍｍの鋼片とした。鋼片を、電気加熱炉を用いて１２００℃に加熱し６０分間保持した後、表８に示される条件で熱間圧延を行った。
　具体的には、実験用熱間圧延機を用いて、Ａｒ3点以上の温度域で６パスの圧延を行い、厚さ２～３ｍｍに仕上げた。最終１パスの圧下率は、板厚減少率で１２～４２％とした。熱間圧延後、水スプレーを使用して種々の冷却条件で６５０～７３０℃まで冷却し、続いて５～１０秒間放冷した後、６０℃／ｓの冷却速度で種々の温度まで冷却して、その温度を巻取温度とし、同温度に保持された電気加熱炉中に装入して３０分間保持した後、２０℃／ｈの冷却速度で室温まで炉冷却して、巻取後の徐冷をシミュレートすることにより、熱延鋼板を得た。
　得られた熱延鋼板のｂｃｃ粒の平均粒径を実施例１に記載した方法で測定した。
　次に、得られた熱延鋼板を酸洗して冷間圧延母材とし、冷圧率５０～６９％で冷間圧延を施し、厚さ０.８～１.２ｍｍの冷延鋼板を得た。連続焼鈍シミュレーターを用いて、得られた冷延鋼板を、１０℃／ｓの加熱速度で５５０℃まで加熱した後、２℃／ｓの加熱速度で表８に示される種々の温度まで加熱し９５秒間均熱した。その後、表８に示される種々の温度まで一次冷却し、さらに一次冷却温度から平均冷却速度を６０℃／ｓとして表８に示される種々の温度まで二次冷却し、その温度に３３０秒間保持した後、室温まで冷却して焼鈍鋼板を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　得られた焼鈍鋼板について、低温変態生成相、残留オーステナイトおよびポリゴナルフェライトの体積分率、残留オーステナイトおよびポリゴナルフェライトの平均粒径、粒径が１.２μｍ以上の残留オーステナイト粒の単位面積あたりの数密度（ＮR）、降伏応力（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）、加工硬化指数（ｎ値）、穴拡げ率（λ）を実施例１に記載したようにして測定した。表９に焼鈍後の冷延鋼板の金属組織観察結果および性能評価結果を示す。なお、表７～９において、＊を付した箇所は本発明の範囲外であることを意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
　本発明で規定する方法に従って製造された冷延鋼板はいずれもＴＳ×Ｅｌの値が１５０００ＭＰａ％以上であり、ＴＳ×ｎ値の値が１５０以上であり、ＴＳ1.7×λの値が４５０００００ＭＰａ1.7％以上であり、良好な延性、加工硬化性および伸びフランジ性を示した。熱間圧延の最終１パスの圧下量が２５％超であり、焼鈍後の二次冷却停止温度が３４０℃以上である例ではいずれも、ＴＳ×Ｅｌの値が１９０００ＭＰａ％以上であり、ＴＳ×ｎ値の値が１６０以上であり、ＴＳ1.7×λの値が５５０００００ＭＰａ1.7％以上であり、さらに良好な延性、加工硬化性および伸びフランジ性を示した。熱間圧延の最終１パスの圧下量が２５％超であり、焼鈍における均熱処理温度が（Ａｃ3点－４０℃）以上（Ａｃ3点＋５０℃）未満であり、均熱処理後に１０．０℃／ｓ未満の冷却速度で均熱温度から５０℃以上冷却し、二次冷却停止温度が３４０℃以上である例ではいずれも、ＴＳ×Ｅｌの値が２００００ＭＰａ％以上であり、ＴＳ×ｎ値の値が１６５以上であり、ＴＳ1.7×λの値が６００００００ＭＰａ1.7％以上であり、特に良好な延性、加工硬化性および伸びフランジ性を示した。
　本実施例は、直後急冷法による熱間圧延工程において巻取温度を４００℃以下として得られた熱延鋼板に熱延板焼鈍を施す場合の例を示す。
　実験用真空溶解炉を用いて、表１０に示される化学組成を有する鋼を溶解し鋳造した。これらの鋼塊を、熱間鍛造により厚さ３０ｍｍの鋼片とした。鋼片を、電気加熱炉を用いて１２００℃に加熱し６０分間保持した後、表１１に示される条件で熱間圧延を行った。
　具体的には、実験用熱間圧延機を用いて、Ａｒ3点以上の温度域で６パスの圧延を行い、厚さ２～３ｍｍに仕上げた。最終１パスの圧下率は、板厚減少率で２２～４２％とした。熱間圧延後、水スプレーを使用して種々の冷却条件で６５０～７２０℃まで冷却し、続いて５～１０秒間放冷した後、６０℃／ｓの冷却速度で種々の温度まで冷却して、その温度を巻取温度とし、同温度に保持された電気加熱炉中に装入して３０分間保持した後、２０℃／ｈの冷却速度で室温まで炉冷却して巻取後の徐冷をシミュレートすることにより、熱延鋼板を得た。
　得られた熱延鋼板を５０℃／ｈの加熱速度で表１１に示される種々の加熱温度まで加熱し、種々の時間保持した後、もしくは保持することなく、２０℃／ｈの冷却速度で室温まで冷却して、熱延焼鈍鋼板を得た。
　得られた熱延焼鈍鋼板のｂｃｃ粒の平均粒径を実施例１に記載した方法で測定した。また、熱延焼鈍鋼板の鉄炭化物の平均数密度を、前述したＳＥＭとオージェ電子分光装置を用いる方法で求めた。
　次に、得られた熱延焼鈍鋼板を酸洗して冷間圧延母材とし、冷圧率５０～６９％で冷間圧延を施し、厚さ０.８～１.２ｍｍの冷延鋼板を得た。連続焼鈍シミュレーターを用いて、得られた冷延鋼板を、１０℃／ｓの加熱速度で５５０℃まで加熱した後、２℃／ｓの加熱速度で表１１に示される種々の温度まで加熱し９５秒間均熱した。その後、表１１に示される種々の温度まで一次冷却し、さらに一次冷却温度から平均冷却速度を６０℃／ｓとして表１１に示される種々の温度まで二次冷却し、その温度に３３０秒間保持した後、室温まで冷却して焼鈍鋼板を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
　得られた焼鈍鋼板について、低温変態生成相、残留オーステナイトおよびポリゴナルフェライトの体積分率、残留オーステナイトおよびポリゴナルフェライトの平均粒径、粒径が１.２μｍ以上の残留オーステナイト粒の単位面積あたりの数密度（ＮR）、降伏応力（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）、加工硬化指数（ｎ値）、穴拡げ率（λ）を実施例１に記載したようにして測定した。表１２に焼鈍後の冷延鋼板の金属組織観察結果および性能評価結果を示す。なお、表１０～１２において、＊を付した箇所は本発明の範囲外であることを意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
　本発明で規定する方法に従って製造された冷延鋼板はいずれもＴＳ×Ｅｌの値が１５０００ＭＰａ％以上であり、ＴＳ×ｎ値の値が１５０以上であり、ＴＳ1.7×λの値が４５０００００ＭＰａ1.7％以上であり、良好な延性、加工硬化性および伸びフランジ性を示した。熱間圧延の最終１パスの圧下量が２５％超であり、焼鈍後の二次冷却停止温度が３４０℃以上である例ではいずれも、ＴＳ×Ｅｌの値が１９０００ＭＰａ％以上であり、ＴＳ×ｎ値の値が１６０以上であり、ＴＳ1.7×λの値が５５０００００ＭＰａ1.7％以上であり、さらに良好な延性、加工硬化性および伸びフランジ性を示した。熱間圧延の最終１パスの圧下量が２５％超であり、冷間圧延の総圧下率が５０％超であり、焼鈍における均熱処理温度が（Ａｃ3点－４０℃）以上（Ａｃ3点＋５０℃）未満であり、均熱処理後に１０．０℃／ｓ未満の冷却速度で均熱温度から５０℃以上冷却し、二次冷却停止温度が３４０℃以上である例ではいずれも、ＴＳ×Ｅｌの値が２００００ＭＰａ％以上であり、ＴＳ×ｎ値の値が１６５以上であり、ＴＳ1.7×λの値が６００００００ＭＰａ1.7％以上であり、特に良好な延性、加工硬化性および伸びフランジ性を示した。

Claims (11)

  1. 　下記工程（Ａ）および（Ｂ）を有することを特徴とする、主相が低温変態生成相で、第二相に残留オーステナイトを含む金属組織を備える冷延鋼板の製造方法：
    　（Ａ）質量％で、Ｃ：０.０２０％超０.３０％未満、Ｓｉ：０.１０％超３.００％以下、Ｍｎ：１.００％超３.５０％以下、Ｐ：０.１０％以下、Ｓ：０.０１０％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０％以上２.００％以下、Ｎ：０.０１０％以下、Ｔｉ：０％以上０.０５０％未満、Ｎｂ：０％以上０.０５０％未満、Ｖ：０％以上０.５０％以下、Ｃｒ：０％以上１.０％以下、Ｍｏ：０％以上０.５０％以下、Ｂ：０％以上０.０１０％以下、Ｃａ：０％以上０.０１０％以下、Ｍｇ：０％以上０.０１０％以下、ＲＥＭ：０％以上０.０５０％以下、Ｂｉ：０％以上０.０５０％以下、および残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するとともに、方位差１５゜以上の粒界で囲まれたｂｃｃ構造を有する粒およびｂｃｔ構造を有する粒の平均粒径が６.０μｍ以下である熱延鋼板に、冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
    　（Ｂ）前記冷延鋼板に（Ａｃ3点－４０℃）以上の温度域で均熱処理を施した後、５００℃以下３００℃以上の温度域まで冷却し、該温度域で３０秒間以上保持する焼鈍工程。
  2. 　前記熱延鋼板が、その金属組織中に存在する鉄炭化物の平均数密度が１.０×１０－1個／μｍ2以上の鋼板である、請求項１に記載の冷延鋼板の製造方法。
  3. 　下記工程（Ｃ）～（Ｅ）を有することを特徴とする、主相が低温変態生成相で、第二相に残留オーステナイトを含む金属組織を備える冷延鋼板の製造方法：
    　（Ｃ）質量％で、Ｃ：０.０２０％超０.３０％未満、Ｓｉ：０.１０％超３.００％以下、Ｍｎ：１.００％超３.５０％以下、Ｐ：０.１０％以下、Ｓ：０.０１０％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０％以上２.００％以下、Ｎ：０.０１０％以下、Ｔｉ：０％以上０.０５０％未満、Ｎｂ：０％以上０.０５０％未満、Ｖ：０％以上０.５０％以下、Ｃｒ：０％以上１.０％以下、Ｍｏ：０％以上０.５０％以下、Ｂ：０％以上０.０１０％以下、Ｃａ：０％以上０.０１０％以下、Ｍｇ：０％以上０.０１０％以下、ＲＥＭ：０％以上０.０５０％以下、Ｂｉ：０％以上０.０５０％以下、および残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するスラブに、最終１パスの圧下量が１５％超でありＡｒ3点以上の温度域で圧延を完了する熱間圧延を施して熱延鋼板となし、前記熱延鋼板を前記圧延の完了後０.４秒間以内に７８０℃以下の温度域まで冷却し、４００℃超の温度域で巻取る熱間圧延工程；
    　（Ｄ）前記工程（Ｃ）で得られた熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
    　（Ｅ）前記冷延鋼板に（Ａｃ3点－４０℃）以上の温度域で均熱処理を施した後、５００℃以下３００℃以上の温度域まで冷却し、該温度域で３０秒間以上保持する焼鈍工程。
  4. 　下記工程（Ｆ）～（Ｉ）を有することを特徴とする、主相が低温変態生成相で、第二相に残留オーステナイトを含む金属組織を備える冷延鋼板の製造方法：
    　（Ｆ）質量％で、Ｃ：０.０２０％超０.３０％未満、Ｓｉ：０.１０％超３.００％以下、Ｍｎ：１.００％超３.５０％以下、Ｐ：０.１０％以下、Ｓ：０.０１０％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０％以上２.００％以下、Ｎ：０.０１０％以下、Ｔｉ：０％以上０.０５０％未満、Ｎｂ：０％以上０.０５０％未満、Ｖ：０％以上０.５０％以下、Ｃｒ：０％以上１.０％以下、Ｍｏ：０％以上０.５０％以下、Ｂ：０％以上０.０１０％以下、Ｃａ：０％以上０.０１０％以下、Ｍｇ：０％以上０.０１０％以下、ＲＥＭ：０％以上０.０５０％以下、Ｂｉ：０％以上０.０５０％以下、および残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するスラブに、Ａｒ3点以上の温度域で圧延を完了する熱間圧延を施して熱延鋼板となし、前記熱延鋼板を前記圧延の完了後０.４秒間以内に７８０℃以下の温度域まで冷却し、４００℃未満の温度域で巻取る熱間圧延工程；
    　（Ｇ）前記工程（Ｆ）で得られた熱延鋼板に３００℃以上の温度域に加熱する熱延板焼鈍を施して熱延焼鈍鋼板とする熱延板焼鈍工程；
    　（Ｈ）前記熱延焼鈍鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
    　（Ｉ）前記冷延鋼板に（Ａｃ3点－４０℃）以上の温度域で均熱処理を施した後、５００℃以下３００℃以上の温度域まで冷却し、該温度域で３０秒間以上保持する焼鈍工程。
  5. 　前記冷延鋼板の金属組織において、第二相が残留オーステナイトおよびポリゴナルフェライトを含む、請求項１から４のいずれかに記載の冷延鋼板の製造方法。
  6. 　前記冷間圧延工程（Ａ）、（Ｄ）または（Ｈ）において、前記冷間圧延を５０％超の総圧下率で施す、請求項１から５のいずれかに記載の冷延鋼板の製造方法。
  7. 　前記焼鈍工程（Ｂ）、（Ｅ）または（Ｉ）において、前記均熱処理を、（Ａｃ3点－４０℃）以上（Ａｃ3点＋５０℃）未満の温度域で施す、請求項１から６のいずれかに記載の冷延鋼板の製造方法。
  8. 　前記焼鈍工程（Ｂ）、（Ｅ）または（Ｉ）において、前記均熱処理の後に１０.０℃／ｓ未満の冷却速度で５０℃以上冷却する、請求項１から７のいずれかに記載の冷延鋼板の製造方法。
  9. 　前記化学組成が、質量％で、Ｔｉ：０．００５％以上０.０５０％未満、Ｎｂ：０．００５％以上０.０５０％未満およびＶ：０．０１０％以上０.５０％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有する、請求項１から請求項８のいずれかに記載の冷延鋼板の製造方法。
  10. 　前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０.２０％以上１.０％以下、Ｍｏ：０.０５％以上０.５０％以下およびＢ：０.００１０％以上０.０１０％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有する、請求項１から請求項９のいずれかに記載の冷延鋼板の製造方法。
  11. 　前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０.０００５％以上０.０１０％以下、Ｍｇ：０.０００５％以上０.０１０％以下、ＲＥＭ：０.０００５％以上０.０５０％以下およびＢｉ：０.００１０％以上０.０５０％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有する、請求項１から請求項１０のいずれかに記載の冷延鋼板の製造方法。
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