WO2017010064A1 - 冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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WO2017010064A1
WO2017010064A1 PCT/JP2016/003221 JP2016003221W WO2017010064A1 WO 2017010064 A1 WO2017010064 A1 WO 2017010064A1 JP 2016003221 W JP2016003221 W JP 2016003221W WO 2017010064 A1 WO2017010064 A1 WO 2017010064A1
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rolled steel
less
cold
hot
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PCT/JP2016/003221
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真平 吉岡
船川　義正
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a cold-rolled steel sheet, and more particularly to a cold-rolled steel sheet excellent in workability, which is suitable as a material for a structural member such as an automotive part, a house, furniture, a desk, a home appliance, or the like. It is.
  • the present invention also relates to a method for producing the cold-rolled steel sheet.
  • Cold-rolled steel sheets are used as materials for a wide variety of structures because of their good formability.
  • a flat cold-rolled steel sheet is pressed into a complex three-dimensional shape, and the obtained processed products are further joined together. The method is used. Therefore, the cold-rolled steel sheet used as the structure material is required to have excellent workability.
  • Patent Document 1 discloses a method for producing a non-aging cold-rolled steel sheet having good workability by continuous annealing and subsequent temper rolling.
  • the amount of C, Mn, Al, and N of steel is reduced, and after cold rolling at a rolling rate of 50% or more, cooling after annealing under a predetermined condition, overaging
  • the treatment and temper rolling the aging resistance of the cold-rolled steel sheet is improved.
  • Patent Document 2 steel containing a predetermined amount of C, Mn, S, O, and B is continuously cast under predetermined conditions, and then hot rolled, cold rolled, and continuously annealed, thereby improving workability.
  • a method for producing an excellent cold-rolled steel sheet is disclosed.
  • Patent Document 3 discloses that steel containing a predetermined amount of C, Si, Mn, P, Al, and N is rapidly heated and rapidly cooled at the time of continuous annealing after hot rolling and cold rolling.
  • a method for producing a cold-rolled steel sheet excellent in workability is disclosed.
  • Patent Document 4 manufactures a cold-rolled steel sheet excellent in bending workability by controlling the ferrite grain size and the precipitation state of cementite by setting the ratio of the content of Si and Mn in the steel within a predetermined range. A method is disclosed.
  • JP 61-124533 A Japanese Patent Laid-Open No. 02-267227 Japanese Patent Application Laid-Open No. 07-216459 JP 2013-209725 A
  • This invention is made
  • the gist configuration of the present invention is as follows. 1. % By mass C: 0.010% or more and 0.035% or less, Si: 0.10% or less, Mn: 0.35% or less, P: 0.035% or less, S: 0.020% or less, N: 0.010% or less, Al: 0.005% or more and 0.030% or less, and B: 0.0001% or more and 0.005% or less,
  • the balance has a component composition consisting of Fe and inevitable impurities, It has a structure with an average ferrite particle size of 20 ⁇ m or less, BN and AlN are deposited to satisfy the condition of the following formula (1), A cold-rolled steel sheet having an n value of 0.15 or more in a strain range of 5 to 10%. 0 ⁇ [BN] / [AlN] ⁇ 0.5 (1) (Here, [BN] and [AlN] are the number densities of BN and AlN expressed in the same unit, respectively)
  • the X-ray random azimuth intensity ratio of the plate surface ⁇ 111 ⁇ at a position where the depth from the steel plate surface is 10 ⁇ m is 5.0 or less at each of the end portion, 1/4 portion, and center portion in the plate width direction.
  • the component composition is One or more selected from the group consisting of Cu, Sn, Ni, Ca, Mg, Co, As, Cr, Mo, Sb, W, Ti, Nb, Pb, Ta, REM, V, Cs, Zr, and Hf
  • a method of manufacturing a cold rolled steel sheet A steel material having the component composition described in 1 or 3 above is prepared, The steel material is subjected to hot rolling including finish rolling at a finish rolling finish temperature of 800 ° C. or higher and 950 ° C. or lower to obtain a hot rolled steel sheet, The hot-rolled steel sheet is water-cooled at an average cooling rate of 30 ° C./s to 110 ° C./s, The hot-rolled steel sheet after water cooling is wound at a winding temperature of 600 ° C. or higher and 780 ° C.
  • a cold-rolled steel sheet having excellent bending workability can be obtained.
  • the C content is set to 0.010% or more.
  • the C content is more preferably 0.015% or more.
  • the C content exceeds 0.035%, cementite is excessively generated in the ferrite grains, so that the yield strength increases and the n value decreases, and voids are generated at the interface between ferrite and cementite. Since the number of sites increases, bending workability deteriorates significantly. Therefore, the C content is 0.035% or less.
  • the C content is more preferably 0.030% or less, and further preferably 0.025% or less.
  • Si 0.10% or less
  • Si is an element that suppresses the formation of cementite, and suppresses cementitization of solid solution C. Therefore, the amount of dissolved C can be increased by adding Si. As a result, the X-ray random orientation strength ratio of the plate surface ⁇ 111 ⁇ of the ferrite texture in the steel sheet surface layer can be reduced.
  • the Si content exceeds 0.10%, generation of cementite is excessively suppressed, the amount of solute C increases, ductility decreases and bendability deteriorates. Therefore, the Si content is set to 0.10% or less.
  • the Si content is preferably 0.05% or less, and more preferably 0.03% or less.
  • the lower limit of the Si content is not particularly limited, but the Si content is preferably 0.001% or more, and more preferably 0.005% or more.
  • Mn 0.35% or less
  • Mn is an element that has the effect of being dissolved in cementite and suppressing the formation of coarse cementite.
  • Mn content shall be 0.01% or more, and it is more preferable to set it as 0.10% or more.
  • the Mn content is 0.35% or less.
  • the Mn content is preferably 0.30% or less, and more preferably 0.25% or less.
  • P 0.035% or less P is segregated at the ferrite grain boundary and promotes the generation of voids at the ferrite grain boundary during bending. Therefore, the lower content is desirable. Therefore, the P content is 0.035% or less.
  • the P content is preferably 0.025% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited and may be 0% or more, and may be industrially over 0%. However, if the P content is excessively reduced, the refining time is increased and the cost is increased. Therefore, the P content is preferably 0.001% or more.
  • S 0.020% or less
  • S is an element that forms MnS by bonding with Mn in the present invention. If the S content is high, a large amount of MnS is generated, which promotes breakage at the ferrite grain boundary during bending. Therefore, in the present invention, the S content is set to 0.020% or less.
  • the S content is preferably 0.015% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited and may be 0% or more, and may be industrially over 0%. However, if the S content is excessively reduced, the refining time is increased and the cost is increased, so the S content is preferably 0.0005% or more.
  • N 0.010% or less N combines with Al or B to form AlN or BN.
  • the N content is high, fine AlN precipitates excessively, so that the n value decreases.
  • fine AlN becomes a dislocation generation source, facilitates multiple slip of crystal grains during cold rolling, and forms a fine and uniform pre-anneal structure.
  • the N content is preferably low.
  • the N content is set to 0.010% or less.
  • the N content is preferably 0.004% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited and may be 0% or more, and may be industrially over 0%. However, if the N content is excessively reduced, the refining time is increased and the cost is increased. Therefore, the N content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0010% or more.
  • Al 0.005% or more and 0.03% or less
  • Al expels solute C from the ferrite grains and promotes the formation of cementite at the grain boundaries. As a result, the yield strength decreases and the n value increases.
  • the Al content is set to 0.005% or more.
  • the Al content is 0.030% or less.
  • the Al content is preferably 0.020% or less.
  • B 0.0001% or more and 0.005% or less B combines with N to form BN and suppress precipitation of fine AlN. Further, since BN precipitates with MnS as a nucleus, the amount of fine MnS can be reduced. These precipitates are taken into the ferrite grains, and as a result, the number of nitrides at the ferrite grain boundary, which is a source of voids during bending, is reduced, so that bending workability is improved. In order to acquire the said effect, B content shall be 0.0001% or more. On the other hand, if the B content exceeds 0.005%, fine Fe 23 (CB) 6 is generated at the grain boundary, and the bending workability is lowered. Therefore, the B content is 0.005% or less. The B content is preferably 0.001% or less, and more preferably 0.0007% or less.
  • the cold-rolled steel sheet of the present invention is composed of the above components, the remainder Fe and inevitable impurities.
  • “consisting of remaining Fe and inevitable impurities” means that the elements containing other trace elements including inevitable impurities are included in the scope of the present invention as long as the effects and effects of the present invention are not impaired. To do.
  • the cold-rolled steel sheet of the present invention can optionally contain the following elements in addition to the above elements.
  • the total content of these elements exceeds 1%, these elements segregate at the grain boundaries and promote the generation of voids from the grain boundaries during bending. Therefore, when adding these elements, the total content is 1% or less.
  • the total content is preferably 0.5% or less.
  • the lower limit of the total content is not particularly limited and may be 0%. However, when the above elements are added, the total content is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.1% or more from the viewpoint of obtaining an effect of improving corrosion resistance.
  • the component composition of the steel sheet has been described.
  • the n value in the strain range of 5 to 10% needs to be in the above range. Thereby, the bending workability of a cold-rolled steel sheet can be remarkably improved.
  • the reason for limitation of each item will be described.
  • the ferrite average particle diameter is set to 20 ⁇ m or less.
  • the ferrite average particle size is preferably 15 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the ferrite average particle size is not particularly limited, but if the ferrite average particle size is too small, the strength is excessively increased and the ductility may be decreased. Therefore, the average ferrite particle diameter is preferably 4 ⁇ m or more, and more preferably 8 ⁇ m or more. The ferrite average particle diameter can be measured by the method described in Examples.
  • the metal structure of the cold-rolled steel sheet is a ferrite single phase.
  • ferrite single phase includes not only the case where the ferrite phase is 100% in area fraction but also the case where it is substantially a ferrite single phase having an area fraction of 95% or more.
  • Equation (1) limits the relationship between the number density of BN and AlN precipitated in the steel. For example, if the amount of BN deposited is constant, the smaller the BN number density [BN], the larger the individual BN deposited. Then, by controlling the number density of BN and AlN so as to satisfy the condition of formula (1), precipitation of AlN starting from BN can be promoted, and yield strength can be reduced. Further, by depositing BN as described above, cementite is preferentially deposited around the AlN deposited with BN as a nucleus, so that intragranular cementite can be reduced and yield strength can be further reduced. The values of [BN] and [AlN] are not particularly limited as long as the relationship of the above formula (1) is satisfied.
  • [BN] is 0.0005 to 0.00. It can be 01 / ⁇ m 2 .
  • the values of [BN] and [AlN] are values at the center in the plate width direction of the steel plate and at the plate thickness 1 / 4t position, and can be specifically measured by the method described in the examples. .
  • N value in strain range of 5-10% 0.15 or more Unlike molding with a small amount of strain such as stretch molding, bending deformation gives a large strain to the surface layer, so the work hardening amount is relatively high in the strain region. High is required. Therefore, in the present invention, the n value (work hardening index) in the strain region of 5 to 10% of the cold rolled steel sheet is set to 0.15 or more.
  • the upper limit of the n value is not particularly limited and may be any value, but is generally 0.4 or less.
  • the n value is a central value in the plate width direction of the steel plate.
  • the surface of the steel sheet is at all positions in the end part, 1/4 part and center part in the sheet width direction. It is preferable that the X-ray random azimuth intensity ratio of the plate surface ⁇ 111 ⁇ at a position where the depth from the surface is 10 ⁇ m is 5.0 or less.
  • a recrystallized texture control technique that improves the r value (rankford value) by orienting ⁇ 111 ⁇ // ND on the plate surface is already known.
  • a steel sheet having a high r value is advantageous because it is required to have a high deformability in a direction parallel to the plate surface, but difficult to deform in the plate thickness direction.
  • bending there is a deformation constraint in the direction parallel to the bending ridge line. Therefore, in order for the steel sheet to be deformed in a direction perpendicular to the bending ridge line (bending direction), it is desirable that the steel sheet has a high deformability in the thickness direction when the volume is considered constant.
  • the slip system necessary for deformation in the thickness direction can be more fully achieved.
  • the slip system necessary for deformation in the thickness direction can be more fully achieved.
  • the surface layer portion and the width end portion of the steel material to be subjected to finish rolling are heated with a sheet bar heater to obtain a texture satisfying the above conditions over the entire width direction. be able to.
  • the lower limit of the X-ray random orientation intensity ratio is not particularly limited and can be any value, but the theoretical lower limit is 1, and from the viewpoint of manufacturing, the X-ray random orientation The intensity ratio may be 1.2 or more.
  • the X-ray random orientation intensity ratio can be obtained from a three-dimensional crystal orientation distribution function (ODF). After removing residual stress on the steel sheet surface by chemical polishing, ODF measures the positive pole figure (pole figure) at intervals of 5 ° by X-ray diffraction (Schultz method), and measures three pole figures ( ⁇ 110 ⁇ , ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 211 ⁇ ).
  • the random orientation intensity ratio is the ratio of the X-ray diffraction intensity of the sample to be measured to the X-ray diffraction intensity of the standard sample whose crystal orientation is random.
  • the cold-rolled steel sheet of the present invention can further have a plating film on its surface.
  • a plating film By forming a plating film on the surface of the steel plate, the corrosion resistance of the cold-rolled steel plate can be improved.
  • the film formed by arbitrary plating methods can be used, for example, a hot dipping film, an alloyed hot dipping film, an electroplating film, etc. can be used.
  • the material of the said plating film can be made into various materials, such as zinc and a zinc-type alloy. Examples of the plating film that can be suitably used include a hot dip galvanized film, an alloyed hot dip galvanized film, an electrogalvanized film, and a Zn—Ni electroalloy plated film.
  • the cold-rolled steel sheet of the present invention can be manufactured by the following procedure. (1) Prepare a steel material having the above composition, (2) The steel material is subjected to hot rolling including finish rolling at a finish rolling temperature of 800 ° C. or higher and 950 ° C. or lower to obtain a hot rolled steel sheet, (3) The hot-rolled steel sheet is water-cooled at an average cooling rate of 30 ° C./s to 110 ° C./s, (4) Winding the hot-rolled steel sheet after water cooling at a winding temperature of 600 ° C. or higher and 780 ° C.
  • the steel material (steel slab) can be manufactured by melting and casting steel by a conventional method.
  • the melting can be performed by an arbitrary method such as a converter, electric furnace, induction furnace or the like.
  • the casting is preferably a continuous casting method from the viewpoint of productivity.
  • the component composition of the steel material is the same as the above-described component composition of the cold-rolled steel sheet.
  • the hot rolling may be performed after reheating the slab in a heating furnace, or may be performed after short-time heating in a heating furnace for the purpose of temperature compensation.
  • the hot rolling may be hot rolling including rough rolling and finish rolling, or may be hot rolling in which only finish rolling is performed without performing rough rolling.
  • Finishing rolling temperature 800 ° C. or more and 950 ° C. or less
  • finish rolling temperature shall be 950 degrees C or less.
  • finish rolling temperature shall be 800 degreeC or more.
  • the finish rolling temperature refers to the finish rolling exit temperature.
  • Heating by a sheet bar heater prior to the finish rolling in the hot rolling, it is preferable to heat a steel material to be subjected to finish rolling with a sheet bar heater. Thereby, the temperature distribution in the plate width direction is made uniform, and as a result, a texture in which the X-ray random azimuth intensity ratio of the plate surface ⁇ 111 ⁇ is 5.0 or less can be obtained throughout the plate width direction.
  • the heating is performed on a sheet bar (rough bar) or the like after rough rolling.
  • the sheet bar heater may be one that heats the entire width direction of the steel material (or coarse bar), or may be one that heats only the end portion in the width direction (edge heater).
  • a heater that can heat the entire width of the steel material.
  • a heater capable of heating the entire width direction of the steel material for example, a solenoid type induction heating device in which a heating coil is wound in a cylindrical shape and the steel material is induction-heated by passing through the coil is used. preferable.
  • the solenoid type induction heating device is used, both the surface layer portion and the width direction end portion of the steel plate are heated.
  • Time from the end of hot rolling to the start of water cooling 0.5 seconds or more and within 3.0 seconds
  • water cooling of the obtained hot-rolled steel sheet is started. If the time from the end of the hot rolling to the start of the water cooling is less than 0.5 seconds, a sufficient amount of BN does not precipitate, and as a result, a large amount of fine AlN is generated and yield strength increases. . Therefore, in the present invention, the time from the end of hot rolling to the start of water cooling is set to 0.5 seconds or more. The time from the end of hot rolling to the start of water cooling is more preferably 0.8 seconds or more.
  • the time from the end of hot rolling to the start of water cooling is set within 3.0 seconds.
  • the time from the end of hot rolling to the start of water cooling is more preferably within 2.5 seconds.
  • Average cooling rate 30 ° C./s or more and 110 ° C./s or less.
  • the cooling rate in the water cooling greatly affects the precipitation form of BN. Therefore, in the present invention, it is important to control the average cooling rate in the water cooling. If the average cooling rate is less than 30 ° C./s, the amount of BN produced becomes excessive, and the bending workability deteriorates. Therefore, an average cooling rate shall be 30 degrees C / s or more.
  • the average cooling rate is preferably 50 ° C./s or more, and more preferably 70 ° C./s.
  • the said average cooling rate shall be 110 degrees C / s or less.
  • Winding temperature 600 ° C. or higher and 780 ° C. or lower
  • the winding temperature at that time is 600 ° C. or higher and 780 ° C. or lower.
  • the winding temperature is set to 600 ° C. or higher.
  • the winding temperature is preferably 630 ° C. or higher.
  • the winding temperature is set to 780 ° C. or lower.
  • the winding temperature is preferably 750 ° C. or lower, and more preferably 720 ° C. or lower.
  • the method for removing the scale is not particularly limited, and can be performed by any method, but is generally performed by pickling.
  • the pickling is preferably performed using a continuous pickling line. When descaling using a continuous pickling line, pickling can be performed continuously while rewinding the coil.
  • the hot-rolled steel sheet after the scale removal is cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the rolling ratio in the cold rolling is less than 50%, the degree of work of the steel sheet surface layer is insufficient, and the strain introduced by rolling is small, so rearrangement and recrystallization of dislocations in subsequent annealing is suppressed. .
  • the ferrite grain size becomes coarse. Therefore, in this invention, the rolling rate in the said cold rolling shall be 50% or more.
  • the rolling rate is preferably 55% or more.
  • the upper limit of the rolling rate is not particularly limited. However, if the rolling rate is excessively high, the plate shape may be deteriorated. Therefore, the rolling rate is preferably 98% or less, and more preferably 95% or less.
  • the cold-rolled steel sheet obtained by performing the cold rolling is annealed.
  • the temperature during the annealing is 650 ° C. or higher. If the annealing temperature is less than 650 ° C., recrystallization is not completed, so the annealing temperature is set to 650 ° C. or higher.
  • the annealing temperature is preferably 680 ° C. or higher, and more preferably 700 ° C. or higher.
  • the annealing temperature is preferably 900 ° C.
  • annealing may be performed by any method of continuous annealing and box annealing (batch annealing).
  • annealing is performed by continuous annealing, an overaging treatment can be performed in the continuous annealing line.
  • temper rolling can be optionally performed after the annealing.
  • the rolling rate in the temper rolling is less than 0.5%, the yield point does not disappear, and when the rolling rate exceeds 1.5%, the steel is hardened.
  • the rate is preferably 0.5% or more and 1.5% or less.
  • the plate thickness of the cold-rolled steel sheet of the present invention is not particularly limited, and can be any thickness. However, from the viewpoint of use for building materials, if the thickness is excessively thin, the rigidity may decrease, so the plate thickness is preferably 0.1 mm or more. On the other hand, since it may be inferior to bending workability when it is excessively thick, the plate thickness is preferably 4.0 mm or less, and more preferably 3.0 mm or less.
  • the cold-rolled steel sheet manufactured as described above may be plated to form a plating film on the steel sheet surface.
  • a hot dip galvanizing process may be performed to form a hot dip galvanized film on the surface of the steel sheet. May be. At this time, hot dip galvanizing and annealing may be performed in one line.
  • the plating film may be formed by electroplating such as Zn—Ni electroalloy plating.
  • the temper rolling may be performed after the plating film is generated.
  • Test steels A to X having the component compositions shown in Table 1 were vacuum-melted to obtain slabs.
  • the slab was hot-rolled, then cooled with water, and subjected to a treatment simulating winding.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was pickled and the surface scale was removed, followed by cold rolling to a final sheet thickness of 1.0 mm. Subsequently, continuous annealing was performed and pickling was performed.
  • Each said process was implemented on the conditions shown in Table 2. In some cases, the coarse bar was heated with a sheet bar heater prior to finish rolling in the hot rolling step.
  • a solenoid type induction heating device was used as the seat bar heater.
  • Specimens were collected from each of the cold-rolled steel sheets obtained as described above, and observation of the metal structure, tensile test, and bending test were performed by the following methods.
  • [Ferrite average particle size] A plate thickness cross section parallel to the rolling direction of the obtained cold-rolled steel plate was polished to a mirror surface, and the structure was revealed using a nital solution, and then an optical microscope structure photograph was taken at a magnification of 100 times. In the obtained photograph, 15 lines were drawn in the sheet thickness direction and the rolling direction, respectively, at an actual length of 50 ⁇ m or more, and the number of intersections between the grain boundaries and the lines was counted. The total line length was divided by the number of intersections to obtain the line segment length per ferrite grain, which was multiplied by 1.13 to determine the ASTM (American Society for Testing and Materials) ferrite average grain size.
  • ASTM American Society for Testing and Materials
  • a JIS No. 5 tensile test piece (JIS Z 2201) having a tensile direction parallel to the rolling direction is taken from the center of the obtained cold-rolled steel sheet in the width direction, and a tensile test in accordance with the provisions of JIS Z 2241 is taken.
  • the n value in the strain range of 5 to 10% was calculated.
  • the curvature radius of the apex angle of the bending test jig is changed to obtain the minimum test jig tip radius (R) at which no cracks are observed on the surface of the test piece, and the obtained radius (R) is obtained by the plate thickness (t).
  • the critical bending radius (R / t) was calculated by dividing. The smaller this value, the better the bending workability.
  • 180 ° complete adhesion bending was further performed by sandwiching the 90 ° bending test piece in a vise, and the test piece in which cracking did not occur even in the above-mentioned adhesion bending.
  • the critical bending radius was 0.
  • Table 3 shows the measured values obtained by the above method. From the results shown in Table 3, it can be seen that all the cold-rolled steel sheets satisfying the conditions of the present invention have a critical bending radius (R / t) of 0.5 or less, and are excellent in bending formability. In addition, the value of the critical bending radius tends to be inferior at the width end portion than at the width center portion, but this is because the amount of BN precipitated at the width end portion where the temperature tends to decrease.

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Abstract

優れた曲げ加工性を有する冷延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。　質量％で、Ｃ：０．０１０％以上０．０３５％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．３５％以下、　Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５以上０．０３％以下、およびＢ：０．０００１％以上０．００５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有し、フェライト平均粒径が２０μｍ以下である組織を有し、下記式（１）の条件を満たすようにＢＮとＡｌＮが析出しており、ひずみ域５～１０％におけるｎ値が０．１５以上である、冷延鋼板。　記　０＜［ＢＮ］／［ＡｌＮ］≦０．５　・・・　（１） （ここで、［ＢＮ］および［ＡｌＮ］は、それぞれ同じ単位で表したＢＮおよびＡｌＮの個数密度である）

Description

冷延鋼板およびその製造方法
　本発明は、冷延鋼板に関するものであり、特に、自動車用部品等の構造部材、住居、家具、机、家電製品等の構造体の素材として好適な、加工性に優れた冷延鋼板に関するものである。また、本発明は、前記冷延鋼板の製造方法に関するものである。
　冷延鋼板は、その成形性の良さから、多種多様な構造体の素材として用いられている。冷延鋼板を用いて複雑な形状の構造体を製造する場合、一般的に、平坦な冷延鋼板をプレスして複雑な３次元形状に加工し、得られた加工品同士をさらに接合するといった方法が用いられる。そのため、構造体の素材として用いられる冷延鋼板には、加工性に優れることが求められる。
　そこで、加工性に優れた冷延鋼板の開発が、様々な観点で行われている。例えば、特許文献１には、加工性の良好な非時効性冷延鋼板を、連続焼鈍およびそれに続く調質圧延によって製造する方法が開示されている。特許文献１に記載された前記方法では、鋼のＣ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｎ量を低減するとともに、５０％以上の圧延率で冷間圧延した後、所定の条件で焼鈍後の冷却、過時効処理、および調質圧延を行うことによって、冷延鋼板の耐時効性を向上させている。
　また、特許文献２には、Ｃ、Ｍｎ、Ｓ、Ｏ、およびＢを所定の量含有する鋼を、所定の条件で連続鋳造した後に熱延、冷延、連続焼鈍することにより、加工性に優れた冷延鋼板を製造する方法が開示されている。特許文献３には、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ａｌ、Ｎを所定の量含有する鋼を、熱延、冷延したのちの連続焼鈍時に急速加熱、急速冷却することによって、耐時効性と加工性に優れた冷延鋼板を製造する方法が開示されている。特許文献４には、鋼中のＳｉとＭｎの含有量の比を所定の範囲とすることで、フェライト粒径とセメンタイトの析出状態を制御して、曲げ加工性に優れた冷延鋼板を製造する方法が開示されている。
特開昭６１－１２４５３３号公報 特開平０２－２６７２２７号公報 特開平０７－２１６４５９号公報 特開２０１３－２０９７２５号公報
　しかし、特許文献１に記載された方法では、調質圧延条件を調整することによって耐時効性の良好な鋼板を製造できるものの、調質圧延条件を調整するだけでは、現在求められている加工性の水準を達成することができない。
　また、特許文献２に記載された方法では、酸化物系介在物を形成することによってＭｎＳの大きさを制御しているため、鋼に酸素を６０ｐｐｍ以上含有させる必要がある。その結果、酸化物系の介在物が多量に発生するため、前記介在物が起点となってプレス成形の際に割れが生じるという問題があった。
　特許文献３に記載された方法では、急速加熱と急速冷却が行われるため、熱処理条件を鋼板の、特に板厚方向全体にわたって均一とすることが困難である。そして、その結果、鋼板の組織が不均一となり、鋼板全体の曲げ加工性を良好とすることができないという問題があった。
　特許文献４に記載された方法では、セメンタイトをフェライト粒内に析出させるため、降伏強さが上昇して、ｎ値が低下する。その結果、曲げ加工部の歪分布が不均一になりやすいため、十分な曲げ加工性が得られないばかりか、曲げ加工性のばらつきが大きいという問題があった。
　このように、従来の技術では曲げ加工性の良好な冷延鋼板を工業的に安定して提供することは困難であった。本発明は、上記の問題点に鑑みてなされたものであり、優れた曲げ加工性を有する冷延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　すなわち、本発明の要旨構成は、次のとおりである。
１．質量％で、
　　Ｃ　：０．０１０％以上０．０３５％以下、
　　Ｓｉ：０．１０％以下、
　　Ｍｎ：０．３５％以下、
　　Ｐ　：０．０３５％以下、
　　Ｓ　：０．０２０％以下、
　　Ｎ　：０．０１０％以下、
　　Ａｌ：０．００５％以上０．０３０％以下、および
　　Ｂ　：０．０００１％以上０．００５％以下を含有し、
　　残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有し、
　フェライト平均粒径が２０μｍ以下である組織を有し、
　下記式（１）の条件を満たすようにＢＮとＡｌＮが析出しており、
　ひずみ域５～１０％におけるｎ値が０．１５以上である、冷延鋼板。
　　　　　　　　　　　　　　　　　記
　　　　　　０＜［ＢＮ］／［ＡｌＮ］≦０．５　・・・　（１）
（ここで、［ＢＮ］および［ＡｌＮ］は、それぞれ同じ単位で表したＢＮおよびＡｌＮの個数密度である）
２．板幅方向における端部、１／４部、および中央部の各位置で、鋼板表面からの深さが１０μｍの位置における板面｛１１１｝のＸ線ランダム方位強度比が５．０以下である、上記１に記載の冷延鋼板。
３．前記成分組成が、
　　Ｃｕ、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｂ、Ｗ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｐｂ、Ｔａ、ＲＥＭ、Ｖ、Ｃｓ、Ｚｒ、およびＨｆからなる群より選択される１以上を、合計で１質量％以下さらに含有する、上記１または２に記載の冷延鋼板。
４．前記冷延鋼板の表面に形成されためっき皮膜をさらに備える、上記１～３のいずれか一項に記載の冷延鋼板。
５．冷延鋼板の製造方法であって、
　　上記１または３に記載の成分組成を有する鋼素材を用意し、
　　前記鋼素材に対し、仕上げ圧延終了温度：８００℃以上９５０℃以下の条件での仕上げ圧延を含む熱間圧延を施して熱延鋼板を得、
　　前記熱延鋼板を平均冷却速度：３０℃／ｓ以上１１０℃／ｓ以下で水冷し、
　　前記水冷後の熱延鋼板を、巻取温度：６００℃以上７８０℃以下で巻取り、
　　前記熱延鋼板表面のスケールを除去し、
　　前記スケール除去後の熱延鋼板を、５０％以上の圧延率で冷間圧延して冷延鋼板を得、
　　前記冷延鋼板を、焼鈍温度：６５０℃以上の条件で焼鈍する、ことを含み、
　前記水冷が、前記熱間圧延の終了から０．５秒以上３．０秒以内に開始される、冷延鋼板の製造方法。
６．前記仕上げ圧延に先だって、前記鋼素材をシートバーヒーターで加熱する、上記５に記載の冷延鋼板の製造方法。
　本発明によれば、優れた曲げ加工性を有する冷延鋼板を得ることができる。
［成分組成］
　次に、本発明を実施する方法について具体的に説明する。
　本発明においては、冷延鋼板が上記成分組成を有することが重要である。そこで、まず本発明において鋼材の成分組成を上記のように限定する理由を説明する。なお、成分組成に関する「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
Ｃ：０．０１０～０．０３５％
　Ｃ含有量が少ないと固溶Ｃの析出駆動力が低くなるため、固溶Ｃが増加する。固溶Ｃが増加すると歪時効が生じやすくなり、その結果、曲げ加工性が低下する。そのため、本発明ではＣ含有量を０．０１０％以上とする。Ｃ含有量は、０．０１５％以上とすることがより好ましい。一方、Ｃ含有量が０．０３５％を超えると、フェライト粒内にセメンタイトが過剰に生成するため、降伏強さが上昇し、ｎ値が低下するばかりか、フェライトとセメンタイトの界面でのボイド発生サイトが増えるため、曲げ加工性が顕著に劣化する。そのため、Ｃ含有量は０．０３５％以下とする。Ｃ含有量は、０．０３０％以下とすることがより好ましく、０．０２５％以下とすることがさらに好ましい。
Ｓｉ：０．１０％以下
　Ｓｉはセメンタイトの生成を抑制する元素であり、固溶Ｃのセメンタイト化を抑制する。したがって、Ｓｉを添加することによって固溶Ｃ量を増加させ、その結果、鋼板表層におけるフェライト集合組織の板面｛１１１｝のＸ線ランダム方位強度比を低下させることができる。一方、Ｓｉ含有量が０．１０％を超えると、セメンタイトの生成が過剰に抑制され、固溶Ｃ量が増し、延性が低下するとともに曲げ性が劣化する。そのため、Ｓｉ含有量は０．１０％以下とする。Ｓｉ含有量は、０．０５％以下とすることが好ましく、０．０３％以下とすることがより好ましい。なお、Ｓｉ含有量の下限は特に限定されないが、Ｓｉ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００５％以上とすることがより好ましい。
Ｍｎ：０．３５％以下
　Ｍｎは、セメンタイト中に溶解し、粗大セメンタイトの生成を抑制する効果を有する元素である。前記効果を得るために、Ｍｎ含有量は０．０１％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｍｎ含有量が０．３５％を超えるとＭｎの偏析に伴って、ＭｎＳが偏析する結果、曲げ加工性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量は０．３５％以下とする。Ｍｎ含有量は０．３０％以下とすることが好ましく、０．２５％以下とすることがより好ましい。
Ｐ：０．０３５％以下
　Ｐはフェライト粒界に偏析して曲げ加工時にフェライト粒界でのボイドの発生を助長することから、含有量は低い方が望ましい。そのため、Ｐ含有量を０．０３５％以下とする。Ｐ含有量は０．０２５％以下とすることが好ましい。一方、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、０％以上であればよく、工業的には０％超とすることができる。しかし、過度にＰ含有量を低下させると精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｐ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．０２０％以下
　Ｓは本発明において、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成する元素である。Ｓ含有量が高いとＭｎＳが多量に生成して曲げ加工時にフェライト粒界での破壊を助長する。そのため、本発明では、Ｓ含有量を０．０２０％以下とする。Ｓ含有量は０．０１５％以下とすることが好ましい。一方、Ｓ含有量の下限は特に限定されず、０％以上であればよく、工業的には０％超とすることができる。しかし、過度にＳ含有量を低下させると精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｓ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ｎ：０．０１０％以下
　Ｎは、ＡｌやＢと結合してＡｌＮやＢＮを形成する。Ｎ含有量が高いと微細なＡｌＮが過剰に析出するため、ｎ値が低下する。それに加えて、微細なＡｌＮは転位発生源となって、冷間圧延時に結晶粒の多重すべりを容易にし、微細で均一な焼鈍前組織を形成させる。その結果、冷間圧延後に行われる焼鈍再結晶時に、板面｛１１１｝のＸ線ランダム方位強度比が増大し、曲げ加工性が劣化する。そのため、Ｎ含有量は低い方がよく、本発明では、Ｎ含有量を０．０１０％以下とする。Ｎ含有量は０．００４％以下とすることが好ましい。一方、Ｎ含有量の下限は特に限定されず、０％以上であればよく、工業的には０％超とすることができる。しかし、過度にＮ含有量を低下させると精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｎ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましく、０．００１０％以上とすることがより好ましい。
Ａｌ：０．００５％以上０．０３％以下
　Ａｌはフェライト粒内より固溶Ｃを排出し、粒界にセメンタイトを形成するのを促進する。その結果、降伏強さが低下し、ｎ値が増加する。前記効果を十分に得るために、Ａｌ含有量を０．００５％以上とする。一方、Ａｌ含有量が過度に高くなると、微細なＡｌＮや、Ａｌが不可避不純物であるＯと結合して生じる酸化物が析出し、曲げ加工性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．０３０％以下とする。Ａｌ含有量は０．０２０％以下とすることが好ましい。
Ｂ：０．０００１％以上０．００５％以下
　Ｂは、Ｎと結合してＢＮを形成し、微細ＡｌＮの析出を抑制する。また、ＢＮはＭｎＳを核として析出するため、微細なＭｎＳの量を低減することができる。これらの析出物は、フェライト粒内に取り込まれ、その結果、曲げ加工時のボイドの発生源となるフェライト粒界の窒化物数が減るため、曲げ加工性が向上する。前記効果を得るために、Ｂ含有量を０．０００１％以上とする。一方、Ｂ含有量が０．００５％を超えると微細なＦｅ２３（ＣＢ）６が粒界に生じるようになり、曲げ加工性が低下する。そのため、Ｂ含有量は０．００５％以下とする。Ｂ含有量は０．００１％以下とすることが好ましく、０．０００７％以下とすることがより好ましい。
　本発明の冷延鋼板は、以上の成分と、残部Ｆｅおよび不可避不純物とからなる。なお、「残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる」とは、本発明の作用・効果を損なわない限りにおいて、不可避不純物をはじめ、他の微量元素を含有するものが本発明の範囲に含まれることを意味する。
　本発明の冷延鋼板は、上記元素に加えて、さらに以下に述べる元素を任意に含有することができる。
Ｃｕ、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｂ、Ｗ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｐｂ、Ｔａ、ＲＥＭ、Ｖ、Ｃｓ、Ｚｒ、およびＨｆからなる群より選択される１以上：合計で１％以下
　Ｃｕ、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｂ、Ｗ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｐｂ、Ｔａ、ＲＥＭ、Ｖ、Ｃｓ、Ｚｒ、およびＨｆは、いずれも、耐食性向上に有用な元素である。そこで、これらの元素を１または２以上組み合わせて添加することによって、鋼板の耐食性を向上させることができる。一方、これらの元素の合計含有量が１％を超えると、これらの元素が粒界に偏析して曲げ加工時に粒界からのボイド発生を促進してしまう。そのため、これらの元素を添加する場合、合計含有量を１％以下とする。なお、前記合計含有量は０．５％以下とすることが好ましい。一方、上記元素は任意に添加されるものであるため、前記合計含有量の下限は特に限定されず０％であってよい。しかし、上記元素を添加する場合、耐食性向上効果を得るという観点からは、前記合計含有量を０．０５％以上とすることが好ましく、０．１％以上とすることがより好ましい。
　以上、鋼板の成分組成について説明したが、本発明で所期した効果を得るには、成分組成を上記の範囲に調整するだけでは不十分であり、フェライト粒径、ＢＮおよびＡｌＮの析出形態、ならびにひずみ域５～１０％におけるｎ値を上記の範囲とする必要がある。これにより、冷延鋼板の曲げ加工性を著しく向上させることができる。以下、前記各項目の限定理由について説明する。
［フェライト平均粒径］
フェライト平均粒径：２０μｍ以下
　フェライト平均粒径が２０μｍを超えると、曲げ加工での歪みがフェライト粒界に集中して、フェライト粒界より亀裂が発生しやすくなるため、曲げ加工性が低下する。そのため、本発明においては、フェライト平均粒径を２０μｍ以下とする。フェライト平均粒径は１５μｍ以下とすることが好ましい。一方、前記フェライト平均粒径の下限は特に限定されないが、フェライト平均粒径が小さすぎると過度に強度が上昇し、延性が低下するおそれがある。そのため、フェライト平均粒径は４μｍ以上とすることが好ましく、８μｍ以上とすることがより好ましい。前記フェライト平均粒径は、実施例に記載の方法で測定することができる。
　なお、本発明においては、冷延鋼板の金属組織をフェライト単相とすることが好ましい。ここでいう「フェライト単相」とは、フェライト相が面積分率で１００％の場合だけでなく、面積分率が９５％以上の、実質的にフェライト単相である場合も含むものとする。
［析出物］
０＜［ＢＮ］／［ＡｌＮ］≦０．５
　本発明の冷延鋼板においては、下記式（１）の条件を満たすようにＢＮとＡｌＮが析出していることが重要である。
　　　　　　０＜［ＢＮ］／［ＡｌＮ］≦０．５　・・・　（１）
（ここで、［ＢＮ］および［ＡｌＮ］は、それぞれ同じ単位で表したＢＮおよびＡｌＮの個数密度である）
　ＢＮとＡｌＮの生成自由エネルギーを比較すると、ＡｌＮの方が生成しやすいと考えられるが、実際の熱延工程では、粒状ＭｎＳを核としてＢＮが優先的に生成する。そしてその際に、粗大なＢＮを形成させることで、曲げ加工に伴う亀裂の進展を抑制することができる。また、Ｎの固定をＢで行うことで、生成したＢＮの周囲にＡｌＮが析出するため、ＡｌＮの析出強化による降伏強度の上昇を抑制できる。本発明においては、これらの効果を得るために、ＢＮの分散形態を、式（１）の条件を満たすように制御する。
　式（１）は、鋼中に析出したＢＮとＡｌＮの個数密度の関係を限定するものである。例えば、ＢＮの析出量を一定とすると、ＢＮの個数密度［ＢＮ］が小さいほど、析出した個々のＢＮは粗大となる。そして、ＢＮとＡｌＮの個数密度を、式（１）の条件を満たすように制御することにより、ＢＮを起点としたＡｌＮの析出を促進させ、降伏強さを低下させることができる。また、上記のようにＢＮを析出させることにより、ＢＮを核として析出したＡｌＮの周囲にセメンタイトが優先的に析出するため、粒内セメンタイトを低減し、さらに降伏強さを低減することができる。［ＢＮ］および［ＡｌＮ］の値は、上記式（１）の関係を満たしていれば、特に限定されず任意の値とすることができ、例えば、［ＢＮ］は、０．０００５～０．０１個／μｍ２とすることができる。なお、ここで前記［ＢＮ］と［ＡｌＮ］の値は、鋼板の板幅方向中央、板厚１／４ｔ位置における値であり、具体的には実施例に記載の方法で測定することができる。
［ｎ値］
ひずみ域５～１０％におけるｎ値：０．１５以上
　張り出し成形などの歪量の小さい成形とは異なり、曲げ変形では表層に大きな歪が付与されるため、比較的高歪域において加工硬化量が高いことが要求される。そのため、本発明においては、冷延鋼板のひずみ域５～１０％におけるｎ値（加工硬化指数）を０．１５以上とする。一方、前記ｎ値の上限は特に限定されず、任意の値とすることができるが、一般的には０．４以下である。なお、ここで前記ｎ値は、鋼板の板幅方向における中央の値とする。
［集合組織］
板面｛１１１｝のＸ線ランダム方位強度比：５．０以下
　さらに本発明の冷延鋼板においては、板幅方向における端部、１／４部、および中央部の全ての位置で、鋼板表面からの深さが１０μｍの位置における板面｛１１１｝のＸ線ランダム方位強度比を５．０以下とすることが好ましい。
　鋼板の集合組織に関しては、板面に｛１１１｝／／ＮＤを配向させることでｒ値（Ｌａｎｋｆｏｒｄ値）を向上させる再結晶集合組織制御技術が既に知られている。深絞り成形においては、板面と平行な方向に対する高い変形能を有する一方で、板厚方向に対しては変形し難いことが要求されるため、高いｒ値を有する鋼板が有利である。これに対し、曲げ成形においては、曲げ稜線に平行な方向には変形拘束がある。そのため、鋼板が曲げ稜線に対して垂直な方向（曲げ方向）に変形するためには、体積が一定と考えると、該鋼板が板厚方向に高い変形能を有することが望ましい。そこで、鋼板表層におけるフェライト集合組織の板面の｛１１１｝のＸ線ランダム方位強度比を５．０以下に制御することにより、板厚方向に変形するために必要なすべり系を、より十分に得ることができる。なお、後述するように、熱間圧延工程において、仕上げ圧延に供される鋼素材の表層部および幅端部をシートバーヒーターで加熱することにより、前記条件を満たす集合組織を幅方向全体にわたって得ることができる。一方、前記Ｘ線ランダム方位強度比の下限は特に限定されることなく、任意の値とすることができるが、理論上の下限は１であり、製造上の観点からは、前記Ｘ線ランダム方位強度比は１．２以上であってよい。
　なお、上記Ｘ線ランダム方位強度比は、３次元結晶方位分布関数（ＯＤＦ：ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ　ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ　ｆｕｎｃｔｉｏｎ）より求めることができる。ＯＤＦは、化学研磨で鋼板表面の残留応力を除去した後、Ｘ線回折（Ｓｃｈｕｌｔｚ法）により正極点図（ｐｏｌｅ　ｆｉｇｕｒｅ）を５°間隔で測定し、測定した３つの極点図（｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝）より得ることができる。なお、ランダム方位強度比とは、結晶方位がランダムである標準試料のＸ線回折強度に対する、測定対象試料のＸ線回折強度の比である。
［めっき皮膜］
　本発明の冷延鋼板は、その表面にさらにめっき皮膜を有することができる。鋼板表面にめっき皮膜を形成することにより、冷延鋼板の耐食性を向上させることができる。なお、前記めっき皮膜としては、任意のめっき方法で形成された皮膜を用いることができ、例えば、溶融めっき皮膜、合金化溶融めっき皮膜、電気めっき皮膜などを使用できる。また、前記めっき皮膜の材質は、亜鉛、亜鉛系合金など、各種の材質とすることができる。好適に使用できるめっき皮膜の例としては、溶融亜鉛めっき皮膜、合金化溶融亜鉛めっき皮膜、電気亜鉛めっき皮膜、Zn－Ni電気合金めっき皮膜等が挙げられる。
［製造方法］
　次に、本発明の冷延鋼板を製造する方法について説明する。本発明の冷延鋼板は、以下の手順により製造することができる。
（１）上記成分組成を有する鋼素材を用意し、
（２）前記鋼素材に対し、仕上げ圧延温度：８００℃以上９５０℃以下の条件での仕上げ圧延を含む熱間圧延を施して熱延鋼板を得、
（３）前記熱延鋼板を、平均冷却速度：３０℃／ｓ以上１１０℃／ｓ以下で水冷し、
（４）前記水冷後の熱延鋼板を、巻取温度：６００℃以上７８０℃以下で巻取り、
（５）前記熱延鋼板表面のスケールを除去し、
（６）前記スケール除去後の熱延鋼板を、５０％以上の圧延率で冷間圧延して冷延鋼板を得、
（７）前記冷延鋼板を、焼鈍温度：６５０℃以上の条件で焼鈍する。
　以下、上記各工程について具体的に説明する。
［鋼素材］
　本発明において、上記鋼素材（鋼スラブ）は、常法により鋼を溶製し、鋳造して製造することができる。前記溶製は、転炉、電気炉、誘導炉等、任意の方法により行うことができる。また、前記鋳造は、生産性の観点から連続鋳造法とすることが好ましい。上述した成分組成を有する冷延鋼板を得るために、前記鋼素材の成分組成は、上述の冷延鋼板の成分組成と同じものとする。
［熱間圧延］
　次いで、上記鋼素材を熱間圧延する。前記熱間圧延は、加熱炉でスラブを再加熱した後に行ってもよく、また、温度補償を目的とした加熱炉での短時間加熱の後に行ってもよい。前記熱間圧延は、粗圧延と仕上げ圧延とを含む熱間圧延であってもよく、また、粗圧延を行わずに仕上げ圧延のみを行う熱間圧延であってもよい。
仕上げ圧延温度：８００℃以上９５０℃以下
　仕上げ圧延温度が９５０℃を超えると、一部にフェライトの粗大粒が生じ、フェライト粒径がばらつく。そのため、仕上げ圧延温度は９５０℃以下とする。一方、フェライト域（Ａｒ３点以下）で圧延が行われると、粗大なフェライト粒が生じる。そのため、本発明では仕上げ圧延温度を８００℃以上とする。なお、ここで仕上圧延温度とは、仕上圧延出側温度を指すものとする。
シートバーヒーターによる加熱
　なお、本発明においては、上記熱間圧延における仕上げ圧延に先だって、仕上げ圧延に供される鋼素材をシートバーヒーターで加熱することが好ましい。これにより、板幅方向における温度分布を均一化し、その結果、板幅方向全体にわたって、板面｛１１１｝のＸ線ランダム方位強度比が５．０以下である集合組織を得ることができる。なお、仕上げ圧延に先立って粗圧延が行われる場合には、前記加熱は、粗圧延後のシートバー（粗バー）等に対して行われる。
　上記シートバーヒーターとしては、上記加熱を行えるものであれば任意のヒーターを使用することができる。前記シートバーヒーターは、鋼素材（または粗バー）の幅方向全体を加熱するものであってもよく、また、幅方向端部のみを加熱するもの（エッジヒーター）であってもよい。しかし、板幅方向における温度分布を均一化するという観点からは、鋼素材の幅方向全体を加熱できるヒーターを用いることが好ましい。鋼素材の幅方向全体を加熱できるヒーターとしては、例えば、加熱用のコイルが筒状に巻かれており、その中を通すことによって鋼素材が誘導加熱されるソレノイド型誘導加熱装置を用いることが好ましい。ソレノイド型誘導加熱装置を用いた場合には、鋼板の表層部と幅方向端部のいずれもが加熱される。
［水冷］
熱間圧延終了から水冷開始までの時間：０．５秒以上３．０秒以内
　上記熱間圧延後、得られた熱延鋼板の水冷を開始する。前記熱間圧延終了から前記水冷開始までの時間が０．５秒未満であると、十分な量のＢＮが析出せず、その結果、微細なＡｌＮが多量に生成して降伏強さが増大する。そのため、本発明では熱間圧延終了から水冷開始までの時間を０．５秒以上とする。熱間圧延終了から水冷開始までの時間は、０．８秒以上とすることがより好ましい。一方、前記水冷開始までの時間が３．０秒を超えると、生成するＢＮの数が増大し、ＢＮを起点とした亀裂やボイドが生じやすくなる。そのため熱間圧延終了から水冷開始までの時間を３．０秒以内とする。熱間圧延終了から水冷開始までの時間は、２．５秒以内とすることがより好ましい。
平均冷却速度：３０℃／ｓ以上１１０℃／ｓ以下
　前記水冷における冷却速度は、ＢＮの析出形態に大きく影響する。そのため、本発明においては、前記水冷における平均冷却速度を制御することが重要である。平均冷却速度が３０℃／ｓ未満であると、ＢＮの生成量が過多となり、曲げ加工性が劣化する。そのため、平均冷却速度を３０℃／ｓ以上とする。前記平均冷却速度は、５０℃／ｓ以上とすることが好ましく、７０℃／ｓとすることがより好ましい。一方、平均冷却速度が１１０℃／ｓを超えると、所期した巻取り温度を安定して確保できないおそれがある。そのため、前記平均冷却速度を１１０℃／ｓ以下とする。
［巻取り］
巻取り温度：６００℃以上７８０℃以下
　上記水冷の終了後、熱延鋼板をコイルに巻き取る。本発明では、その際の巻取り温度を６００℃以上７８０℃以下とすることが重要である。巻取り温度が６００℃未満であると、窒化物を十分に粗大化させることができず、本発明で規定するＢＮ、ＡｌＮの析出形態を得ることができない。そのため、巻取り温度は６００℃以上とする。前記巻取温度は、６３０℃以上とすることが好ましい。一方、巻取り温度が７８０℃を超えると、粗大化なＡｌＮが生成し、曲げ加工の際に亀裂の進展を助長する。そのため、巻取り温度は７８０℃以下とする。前記巻取温度は、７５０℃以下とすることが好ましく、７２０℃以下とすることがより好ましい。
［スケール除去］
　次いで、上記熱延鋼板の表面に形成されているスケールを除去する。スケール除去の方法は特に限定されることなく任意の方法で行うことができるが、一般的には酸洗で行われる。前記酸洗は、連続酸洗ラインを用いて行うことが好ましい。連続酸洗ラインを用いてスケール除去を行う場合、コイルを巻き戻しながら、連続的に酸洗を行うことができる。
［冷間圧延］
圧延率：５０％以上
　次に、前記スケール除去後の熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る。前記冷間圧延における前記圧延率が５０％未満であると、鋼板表層の加工度が足りず、圧延によって導入される歪が少ないために後の焼鈍における転位の再配列・再結晶が抑制される。そして、その結果、フェライト粒径が粗大になってしまう。そのため、本発明においては、前記冷間圧延における圧延率を５０％以上とする。前記圧延率は、５５％以上とすることが好ましい。一方、前記圧延率の上限は特に限定されないが、圧延率が過度に高いと板形状が劣化する場合があるため、９８％以下とすることが好ましく、９５％以下とすることがより好ましい。
［焼鈍］
焼鈍温度：６５０℃以上
　次いで、上記冷間圧延を行って得た冷延鋼板を焼鈍する。本発明では、前記焼鈍の際の温度を６５０℃以上とすることが重要である。焼鈍温度が６５０℃未満であると、再結晶が完了しないため、焼鈍温度を６５０℃以上とする。前記焼鈍温度は、６８０℃以上とすることが好ましく、７００℃以上とすることがより好ましい。一方、焼鈍温度が９００℃を超えるとオーステナイトが発生して混粒となることから、焼鈍温度は９００℃以下とすることが好ましく、８５０℃以下とすることがより好ましく、８００℃以下とすることがさらに好ましい。なお、前記焼鈍は、連続焼鈍と箱焼鈍（バッチ焼鈍）のいずれの方法で行ってもよい。前記焼鈍を連続焼鈍で行う場合には、連続焼鈍ラインにおいて過時効処理を行うこともできる。
［調質圧延］
　本発明の効果に影響を及ぼすものではないが、上記焼鈍後に、任意に調質圧延を行うこともできる。前記調質圧延における圧延率が０．５％未満であると降伏点のびが消失せず、また、圧延率が１．５％を超えると鋼が硬質化することから、前記調質圧延における圧延率は０．５％以上１．５％以下とすることが好ましい。
［板厚］
　本発明の冷延鋼板の板厚は、特に限定されず、任意の厚さとすることができる。しかし、建材に使用するという観点からは、過度に薄くすると剛性が低下するおそれがあるため、板厚を０．１ｍｍ以上とすることが好ましい。一方、過度に厚くすると曲げ加工性に劣る恐れがあるため、板厚を４．０ｍｍ以下とすることが好ましく、３．０ｍｍ以下とすることがより好ましい。
　また、本発明では、以上のようにして製造された冷延鋼板に対し、めっき処理を施すことにより、鋼板表面にめっき皮膜を形成してもよい。例えば、めっき処理として、溶融亜鉛めっき処理を施して鋼板表面に溶融亜鉛めっき皮膜を形成してもよいし、溶融亜鉛めっき処理後、合金化処理を施すことにより、合金化溶融亜鉛めっき皮膜を形成してもよい。このとき、溶融亜鉛めっきと焼鈍を一つのライン内で行なってもよい。その他、Ｚｎ－Ｎｉ電気合金めっき等の電気めっきにより、めっき皮膜を形成してもよい。めっきを施す場合、前記調質圧延はめっき皮膜生成後に行ってもよい。
　次に、実施例に基づいて本発明をさらに具体的に説明する。以下の実施例は、本発明の好適な一例を示すものであり、本発明は、該実施例によって何ら限定されるものではない。
　表１に記載の成分組成を有する供試鋼Ａ～Ｘを真空溶製し、スラブを得た。前記スラブを熱間圧延した後、水冷し、巻取りを模擬した処理を施した。得られた熱延鋼板を酸洗処理して表面スケールを除去した後、最終板厚１．０ｍｍとなるように冷間圧延した。次いで、連続焼鈍を施し、酸洗を行った。前記各処理は、表２に示す条件で実施した。なお、一部の例においては、熱間圧延工程における仕上げ圧延に先だって、粗バーをシートバーヒーターで加熱した。前記シートバーヒーターとしては、ソレノイド型誘導加熱装置を用いた。
　以上のようにして得られた冷延鋼板のそれぞれから試験片を採取し、以下の方法により金属組織の観察、引張試験、および曲げ試験を実施した。
［フェライト平均粒径］
　得られた冷延鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を鏡面に研磨し、ナイタール液を用いて組織を現出させた後、倍率１００倍で光学顕微鏡組織写真を撮影した。得られた写真中に、板厚方向、圧延方向にそれぞれ１５本の線を実際の長さで５０μｍ以上の間隔で引き、粒界と線との交点の数を数えた。全線長を交点の数で除することで、フェライト粒一つあたりの線分長とし、これに１．１３を乗じてＡＳＴＭ（American Society for Testing and Materials）フェライト平均粒径を求めた。
［ＢＮとＡｌＮの個数密度］
　鋼板の板幅方向中央、板厚１／４ｔ位置におけるＢＮとＡｌＮの個数密度を、次の手順で測定した。まず、得られた冷延鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を、ブチルセルソルブを少量添加した過塩素酸アルコール溶液を使用して電解研磨した。次いで、カーボン抽出レプリカ法によってカーボン膜上に析出物を抽出して試料を作成し、該試料を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察した。４００μｍ２あたりのＢＮおよびＡｌＮの個数を測定し、５視野で測定された値の平均を各析出物の個数密度とした。
［集合組織］
　得られた冷延鋼板の、板幅方向における端部、１／４部、および中央部の各位置より、観察用サンプルを採取した。各サンプルの板面を化学研磨で１０μｍ除去後、Ｘ線回折（Ｓｃｈｕｌｔｚ法）により正極点図（ｐｏｌｅ　ｆｉｇｕｒｅ）を５°間隔で測定した。測定した３つの極点図（｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝）より３次元結晶方位分布関数（ＯＤＦ）を求め、ランダム方位強度比で示した｛１１１｝集積量を得た。
［ｎ値］
　得られた冷延鋼板の板幅方向中央から、圧延方向に対して平行方向を引張方向とするＪＩＳ　５号引張試験片（ＪＩＳ　Ｚ　２２０１）を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１の規定に準拠した引張試験を行って、５～１０％のひずみ域におけるｎ値を算出した。
［限界曲げ半径］
　得られた冷延鋼板の板幅方向における端部、１／４部、および中央部の各位置より、１００ｍｍ×３５ｍｍのサイズの短冊状の試験片を採取した。前記試験片の長手方向中央を曲げの稜線が圧延直角方向に曲がるように曲げ試験を行って、冷延鋼板の曲げ加工性を評価した。前記曲げ試験においては、頂角９０°の曲げ試験治具を使用した。曲げ試験治具の頂角の曲率半径を変化させ、試験片表面に割れが認められない最小の試験治具先端半径（Ｒ）を求め、得られた半径（Ｒ）を板厚（ｔ）で除することで限界曲げ半径（Ｒ／ｔ）を算出した。この値が小さい程、優れた曲げ加工性を有することになる。また、９０°曲げで割れが生じなかった試験片については、９０°曲げした試験片を万力で挟んで１８０°完全密着曲げをさらに行い、前記密着曲げにおいても割れが生じなかった試験片の限界曲げ半径は０とした。
　以上の方法で得られた各測定値を表３に示す。表３に示した結果より、本発明の条件を満たす冷延鋼板は、いずれも限界曲げ半径（Ｒ／ｔ）が０．５以下であり、曲げ成形性に優れていることがわかる。なお、限界曲げ半径の値は、幅中央部よりも幅端部で劣っている傾向が見られるが、これは、温度が低下しやすい幅端部においてＢＮの析出量が低下したためである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003

Claims (6)

  1. 　質量％で、
    　　Ｃ　：０．０１０％以上０．０３５％以下、
    　　Ｓｉ：０．１０％以下、
    　　Ｍｎ：０．３５％以下、
    　　Ｐ　：０．０３５％以下、
    　　Ｓ　：０．０２０％以下、
    　　Ｎ　：０．０１０％以下、
    　　Ａｌ：０．００５％以上０．０３０％以下、および
    　　Ｂ　：０．０００１％以上０．００５％以下を含有し、
    　　残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有し、
    　フェライト平均粒径が２０μｍ以下である組織を有し、
    　下記式（１）の条件を満たすようにＢＮとＡｌＮが析出しており、
    　ひずみ域５～１０％におけるｎ値が０．１５以上である、冷延鋼板。
    　　　　　　　　　　　　　　　　　記
    　　　　　　０＜［ＢＮ］／［ＡｌＮ］≦０．５　・・・　（１）
    （ここで、［ＢＮ］および［ＡｌＮ］は、それぞれ同じ単位で表したＢＮおよびＡｌＮの個数密度である）
  2. 　板幅方向における端部、１／４部、および中央部の各位置で、鋼板表面からの深さが１０μｍの位置における板面｛１１１｝のＸ線ランダム方位強度比が５．０以下である、請求項１に記載の冷延鋼板。
  3. 　前記成分組成が、
    　　Ｃｕ、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｂ、Ｗ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｐｂ、Ｔａ、ＲＥＭ、Ｖ、Ｃｓ、Ｚｒ、およびＨｆからなる群より選択される１以上を、合計で１質量％以下さらに含有する、請求項１または２に記載の冷延鋼板。
  4. 　前記冷延鋼板の表面に形成されためっき皮膜をさらに備える、請求項１～３のいずれか一項に記載の冷延鋼板。
  5. 　冷延鋼板の製造方法であって、
    　　請求項１または３に記載の成分組成を有する鋼素材を用意し、
    　　前記鋼素材に対し、仕上げ圧延温度：８００℃以上９５０℃以下の条件での仕上げ圧延を含む熱間圧延を施して熱延鋼板を得、
    　　前記熱延鋼板を平均冷却速度：３０℃／ｓ以上１１０℃／ｓ以下で水冷し、
    　　前記水冷後の熱延鋼板を、巻取温度：６００℃以上７８０℃以下で巻取り、
    　　前記熱延鋼板表面のスケールを除去し、
    　　前記スケール除去後の熱延鋼板を、５０％以上の圧延率で冷間圧延して冷延鋼板を得、
    　　前記冷延鋼板を、焼鈍温度：６５０℃以上の条件で焼鈍する、ことを含み、
    　前記水冷が、前記熱間圧延の終了から０．５秒以上３．０秒以内に開始される、冷延鋼板の製造方法。
  6. 　前記仕上げ圧延に先だって、前記鋼素材をシートバーヒーターで加熱する、請求項５に記載の冷延鋼板の製造方法。
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