WO2019167933A1 - 冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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霊玲 楊
達也 中垣内
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
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    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention mainly relates to a cold-rolled steel sheet suitably used for an automobile outer plate and the like and a manufacturing method thereof.
  • the present invention is a cold-rolled steel sheet having a high r value, a small in-plane anisotropy of the r value, and excellent material uniformity in the sheet width direction, and a method for manufacturing the same.
  • the in-plane anisotropy is small, even if it has the same r value (Rankford value), it contributes to the improvement of formability. Therefore, depending on the applied parts, it is also required to reduce the in-plane anisotropy.
  • Nb or Ti is added to increase the r value and solid solution carbon or nitrogen is fixed in the steel. When a large amount of alloy element is added, precipitates are generated, and the variation of the material in the coil, particularly in the coil width direction, increases. Since it is difficult to perform stable press molding, material uniformity in the width direction of the coil is required.
  • Patent Document 1 discloses a high-strength cold-rolled steel sheet having high strength and excellent deep drawability and uniformity in the coil material, and a method for producing the same.
  • Patent Document 2 discloses a cold-rolled steel sheet, a plated steel sheet, and a manufacturing method thereof that are excellent in deep drawability.
  • Patent Document 3 discloses a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in deep drawability and a method for producing the same.
  • Patent Document 1 does not consider the r value in the plate width direction and the in-plane anisotropy.
  • Patent Document 2 and Patent Document 3 have a description regarding control of r value and in-plane anisotropy, but there is no description of material variation in the plate width direction. There are practical issues.
  • the present invention advantageously solves the above-described problems of the prior art, and has a high r value, a small in-plane anisotropy of the r value, and excellent material uniformity in the sheet width direction. And it aims at providing the manufacturing method.
  • the present inventors have made extensive studies to solve the above problems, and as a result, have obtained the following knowledge.
  • (3) The material in the plate width direction is easily affected by the annealing temperature, the cooling rate, and the like. When the difference in winding temperature in the plate width direction is reduced, variation in the material in the plate width direction can be reduced.
  • the present invention was completed, knowledge was obtained that the variation in material in the sheet width direction of the steel sheet can be reduced by rapid heating of the heating zone.
  • the present invention has been completed based on the above knowledge, and the above-mentioned problems can be solved by the following means.
  • C 0.0003 to 0.010%, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 0.10 to 3.0%, P: 0.005 to 0.15% , S: 0.020% or less, Al: 0.01 to 1.00%, N: 0.005% or less, Nb: 0.005 to 0.10%, Ti: 0.01 to 0.10%, B: 0.0001 to 0.0030% of any one of them, the balance is composed of iron and inevitable impurities, and the average aspect ratio of the ferrite crystal grains is 2.
  • the r ave value which is an average value when the r value represented by the following formula (1) is measured at three locations 200 mm apart in the plate width direction, is 1 or less.
  • which is the absolute value of ⁇ r represented by the following formula (2), is three locations separated by 200 mm in the plate width direction. Is an average value when measured
  • Formula (1): r value (r 0 + 2r 45 + r 90 ) / 4
  • Formula (2): ⁇ r (r 0 ⁇ 2r 45 + r 90 ) / 2
  • r 0 , r 45 , and r 90 are Rankford values in the 0 °, 45 °, and 90 ° directions with respect to the rolling direction of the steel sheet, respectively.
  • the component composition further includes, in mass%, Cr, Cu, Ni, Sn, As, Sb, Ca, Mg, Pb, Co, Ta, W, REM, Zn, Sr, Cs, Hf, and V.
  • [5] A hot rolling process in which a steel material having the component composition described in [1] or [2] is hot-rolled and wound under a condition where a winding temperature difference in the sheet width direction is 40 ° C. or less, and the hot rolling
  • a cold rolling process in which the hot-rolled steel sheet obtained in the process is cold-rolled at a cold reduction ratio of 30 to 75%, and the cold-rolled steel sheet obtained in the cold rolling process is pre-tropical, heated zone, soaking, and cooling Heating at an average heating rate of 35 ° C./s or more in a range of 350 to 650 ° C. with a continuous annealing facility equipped with a belt, and maintaining the temperature soaking at a soaking temperature of 700 to 900 ° C.
  • a method for producing a cold-rolled steel sheet comprising: an annealing step in which bending and unbending are performed four or more times in total with a roll having a radius of 100 mm or more in soaking.
  • a cold-rolled steel sheet having a yield strength of 320 MPa or more, a high r value, a small in-plane anisotropy of the r value, and excellent material uniformity in the sheet width direction, and a manufacturing method thereof.
  • C 0.0003 to 0.010%
  • C is an element necessary for increasing the strength. If the C content is less than 0.0003%, the crystal grain size becomes coarse and the yield strength is greatly reduced, so that defects are likely to occur during processing. Therefore, the C content is set to 0.0003% or more.
  • the C content is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0008% or more, and further preferably 0.0010% or more.
  • the C content exceeds 0.010%, the development of the texture is suppressed and a high r value cannot be obtained. Further, when the C content is increased, precipitates are increased, so that defects are likely to occur during molding. Therefore, the C content is 0.010% or less.
  • the C content is preferably 0.008% or less, more preferably 0.006% or less, and still more preferably 0.005%.
  • Si 0.01 to 1.0%
  • Si is an element having an effect of increasing the hardness of the steel sheet by solid solution strengthening.
  • Si needs to contain 0.01% or more.
  • the Si content is preferably 0.08% or more, more preferably 0.10% or more, and further preferably 0.12% or more.
  • the Si content exceeds 1.0%, the ductility, surface properties and weldability are deteriorated, so the upper limit is made 1.0%.
  • the Si content is preferably 0.8% or less, more preferably 0.6% or less, and further preferably 0.5% or less.
  • Mn 0.10 to 3.0%
  • Mn is an element having an effect of increasing the hardness of the steel sheet by solid solution strengthening.
  • Mn needs to contain 0.10% or more.
  • it is 0.20% or more, More preferably, it is 0.40% or more, More preferably, it is 0.60% or more.
  • the Mn content is 3.0% or less.
  • the Mn content is preferably 2.8% or less, more preferably 2.6% or less, and even more preferably 2.5% or less.
  • P 0.005 to 0.15%
  • P is effective as a solid solution strengthening element to improve the strength of steel. Therefore, the P content is 0.005% or more.
  • the P content is preferably 0.007% or more, more preferably 0.010% or more, and further preferably 0.020% or more. On the other hand, it segregates at the grain boundaries and lowers the formability. Therefore, the P content is 0.15% or less.
  • the P content is preferably 0.12% or less, more preferably 0.10% or less, and still more preferably 0.09% or less.
  • S 0.020% or less S combines with Mn to form coarse MnS, thereby reducing moldability. For this reason, it is preferable to reduce S content.
  • the S content may be 0.020% or less.
  • the S content is preferably 0.017% or less, more preferably 0.015% or less, and still more preferably 0.014% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited, and it is preferable that it is small. However, it takes time and labor to reduce the S content excessively, and the manufacturing cost increases. From the viewpoint of manufacturing cost and ease of manufacturing, S The content is preferably 0.0001% or more.
  • the Al content 0.01 to 1.00% Deoxidation is important because the ductility decreases when a large amount of oxide is present in the steel.
  • the Al content is 0.01% or more.
  • the Al content is preferably 0.02% or more, more preferably 0.03% or more.
  • the Al content is set to 1.00% or less.
  • the Al content is preferably 0.09% or less, more preferably 0.08% or less, and still more preferably 0.07% or less.
  • N 0.005% or less
  • the lower limit of the N content is not particularly limited, and it is preferable that it is small.
  • N The content is preferably 0.0001% or more.
  • the above component composition further contains one or more of Nb: 0.005 to 0.10%, Ti: 0.01 to 0.10%, and B: 0.0001 to 0.0030%.
  • Nb 0.005 to 0.10%
  • Nb combines with C, precipitates as carbide NbC, fixes a part of the solid solution C present in the steel, develops the texture of the steel sheet, contributes to the improvement of the r value and the reduction of the absolute value of the ⁇ r value To do.
  • Nb fine carbonitride is effective in increasing the hardness. In order to acquire this effect, when it contains Nb, the content needs to be 0.005% or more.
  • the Nb content is preferably 0.010% or more, more preferably 0.020% or more.
  • the Nb content exceeds 0.10% not only the cost of the alloy increases, but also the recrystallization end temperature increases, the texture does not develop, and the r value decreases.
  • the Nb content is set to 0.10% or less.
  • the Nb content is preferably 0.08% or less, more preferably 0.06% or less, and still more preferably 0.05% or less.
  • Ti 0.01 to 0.10% Ti, like Nb, binds to C, precipitates as carbide TiC, fixes a part of the solid solution C existing in the steel, develops the texture of the steel sheet, improves the r value, and the absolute value of the ⁇ r value Contributes to the reduction of Further, the fine carbonitride of Ti is effective in increasing the hardness. In order to acquire this effect, when it contains Ti, the content needs to be 0.01% or more. The Ti content is preferably 0.02% or more, more preferably 0.03% or more. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.10%, the recrystallization end temperature increases, the texture does not develop, and the r value cannot be improved.
  • the Ti content is set to 0.10% or less.
  • the Ti content is preferably 0.09% or less, more preferably 0.08% or less, and still more preferably 0.06% or less.
  • B 0.0001 to 0.0030%
  • B is an element effective for improving the workability by strengthening the grain boundary. Moreover, if B is contained, it is effective in improving the r value and reducing the absolute value of the ⁇ r value. When it contains B, the content needs to be 0.0001% or more.
  • the B content is preferably 0.0003% or more, more preferably 0.0004% or more, and still more preferably 0.0005% or more.
  • B content if the B content exceeds 0.0030%, B forms Fe 23 (CB) 6 and deteriorates workability. For this reason, B content shall be 0.0030% or less.
  • the B content is preferably 0.0028% or less, more preferably 0.0026% or less, and still more preferably 0.0025% or less.
  • the component composition of the cold-rolled steel sheet of the present invention is any of Cr, Cu, Ni, Sn, As, Sb, Ca, Mg, Pb, Co, Ta, W, REM, Zn, Sr, Cs, Hf and V.
  • One or more kinds may be contained in total of 1% or less. Preferably it is 0.10% or less, More preferably, it is 0.08% or less.
  • the contained elements The content of is preferably 0.0001% or more.
  • the preferable range of the Sb content is 0.005 to 0.015% from the viewpoint of obtaining the effect of improving the surface characteristics.
  • other components are iron and unavoidable impurities.
  • the component contained in less than the lower limit is unavoidable. It shall be included as an impurity.
  • Average aspect ratio of ferrite crystal grains 2.0 or less
  • the r-value anisotropy tends to increase.
  • the material in the plate width direction tends to be uniform by controlling the average aspect ratio of the ferrite crystal grains in the plate width direction.
  • the average aspect ratio of the ferrite crystal grains needs to be 2.0 or less.
  • the method for measuring the average aspect ratio of the ferrite crystal grains is as follows: a plate thickness cross-sectional structure photograph parallel to the rolling direction of the steel sheet is magnified 400 times with an optical electron microscope, and is taken in the thickness direction and the rolling direction, respectively.
  • the actual length of the wire is drawn at an interval of 50 ⁇ m or more, the number of intersections between the grain boundaries and the lines is counted, and the total line length in the rolling direction divided by the number of intersections is the line per ferrite crystal grain
  • the total length in the sheet thickness direction divided by the number of intersection points is the line length in the rolling direction per ferrite crystal grain.
  • the ratio of the line segment length in the rolling direction and the line segment length in the sheet thickness direction is defined as the aspect ratio.
  • the average aspect ratio is obtained by calculating at least 30 aspect ratios and averaging these values.
  • the area ratio of ferrite in the steel structure of the present invention is not particularly limited, it is preferably 97% or more in order to obtain the effect by adjusting the ferrite crystal grains.
  • the steel structure of the cold-rolled steel sheet of the present invention may contain 3% or less carbon nitride in addition to ferrite.
  • the cold-rolled steel sheet of the present invention has a high r value and a small in-plane anisotropy of the r value.
  • equation (1) is evaluated by the rave value which is an average value when measured in three places at intervals of 200 mm in the plate width direction.
  • the in-plane anisotropy of the r value the average value when
  • the cold-rolled steel sheet of the present invention has a r ave value of 1.20 or more,
  • the upper limit of the r ave value is not particularly limited, but is often 1.80 or less in the present invention.
  • is not particularly limited, but is often 0.05 or more in the present invention.
  • is not particularly limited, but is often 0.05 or more in the present invention.
  • the measurement location is a location excluding the unsteady portion at the end of the steel plate, and may be three locations arbitrarily selected as long as the location is 200 mm apart.
  • Formula (1): r value (r 0 + 2r 45 + r 90 ) / 4
  • the cold rolled steel sheet of the present invention may be a cold rolled steel sheet having a plating layer on the surface.
  • the plating layer include a hot dip galvanized layer, an electrogalvanized layer, and a hot dip aluminum plated layer.
  • the plating layer may be an alloyed hot dip galvanized layer obtained by performing an alloying treatment after hot dip galvanizing.
  • the method for producing a cold-rolled steel sheet according to the present invention includes a hot rolling process, a cold rolling process, and an annealing process. Moreover, when manufacturing the cold-rolled steel plate which has a plating layer, it has a plating process after an annealing process.
  • the temperature shown below means surface temperatures, such as a slab (steel raw material) and a steel plate, unless there is particular description.
  • the hot rolling process is a process in which a steel material having the above-described component composition is hot-rolled and wound up under a condition that a winding temperature difference in the sheet width direction is 40 ° C. or less.
  • the melting method of the steel material is not particularly limited, and a known melting method such as a converter or an electric furnace can be employed. Moreover, after melting, it is preferable to use a slab (steel material) by a continuous casting method because of problems such as segregation, but a slab can also be formed by a known casting method such as an ingot-bundling rolling method or a thin slab continuous casting method. Good. In addition, when hot-rolling the slab after casting, the slab may be rolled after being reheated in a heating furnace, or when the temperature is kept at a predetermined temperature or higher, direct rolling without heating the slab May be.
  • the steel material obtained above is subjected to rough rolling and finish rolling.
  • it is necessary to dissolve carbides in the steel material before rough rolling.
  • the heating temperature of the slab is preferably set to 1200 ° C. or lower.
  • finish rolling is preferably performed with the finish rolling finish temperature set to 800 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower.
  • the winding temperature is not particularly limited, but the winding temperature is preferably 470 to 750 ° C.
  • Difference in winding temperature in the plate width direction is 40 ° C. or less Carbide is generated during winding. If the winding temperature difference in the plate width direction is reduced, variation in ductility in the width direction due to carbides can be reduced. As a result, the uniformity of the material in the plate width direction is increased. In order to obtain this effect, the winding temperature difference was set to 40 ° C. or less. Further, the winding temperature difference in the plate width direction is evaluated by the position of 1/8 from the plate width end portion to the plate width center and the temperature difference in the plate width direction center portion.
  • This temperature difference is measured by measuring the temperature difference between the 1/8 position from the one end to the center of the plate width and the temperature at the center, and the temperature difference between the 1/8 position from the other end to the center of the sheet width and the center. Then, these two temperature differences are averaged.
  • the cold rolling step is a step of cold rolling the hot rolled steel sheet obtained in the hot rolling step at a cold reduction rate of 30 to 75%.
  • the thickness of the steel sheet after the cold rolling step is preferably 0.8 to 2.4 mm.
  • the cold reduction ratio in the cold rolling process is 30% or more, the texture develops, and the r value is increased. Further, if the cold rolling reduction is 75% or less, there is an effect of suppressing the deterioration of the plate shape.
  • Annealing process means that the cold-rolled steel sheet obtained in the cold-rolling process is an average heating of 35 ° C / s or more in the range of 350 to 650 ° C in a continuous annealing facility with pre-tropical zone, heating zone, soaking zone and cooling zone. Heating at a speed, maintaining soaking at a soaking temperature of 700 to 900 ° C. and a soaking time of 1 to 200 seconds, and in this soaking, bending and unbending with a roll having a radius of 100 mm or more are performed a total of 4 times or more. is there.
  • “bending and unbending” means that a steel plate is bent in one direction and then bent back in the opposite direction. Here, a series of steps of bending and unbending are combined and counted as one time.
  • the cold-rolled steel sheet is heated.
  • the pre-tropical zone is necessary because the r value is increased by recrystallizing and developing the texture before recovery progresses.
  • the heating temperature in the pre-tropics is preferably 350 to 650 ° C.
  • Heating within the range of 350 to 650 ° C. at an average heating rate of 35 ° C./s or more heating within the range of 350 to 650 ° C. is performed at an average heating rate of 35 ° C./s or more.
  • the recovery temperature at which the strain energy decreases is about 350 to 650 ° C.
  • the average heating rate is calculated by dividing the temperature difference between 350 ° C. and 650 ° C. by the time required for heating.
  • an average heating rate shall be 35 degrees C / s or more.
  • the heating rate is increased, so that it is preferably 45 ° C./s or more, more preferably 60 ° C./s or more, and further preferably 80 ° C./s or more.
  • the upper limit of the average heating rate is not particularly defined.
  • the average heating rate is preferably 200 ° C./s or less, more preferably 100 ° C./s or less.
  • the temperature at which the average heating rate is 35 ° C./s or more is less than 350 ° C. or more than 650 ° C., it is difficult to promote nucleation of ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> crystal grains, so the temperature is set to 350 to 650 ° C.
  • Annealing conditions (soaking zone): Soaking temperature maintained at 700-900 ° C. and soaking time of 1-200 seconds. ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> recrystallized assembly to bring r value and
  • the soaking temperature (annealing temperature) is less than 700 ° C. or the soaking time (annealing time) is less than 1 second, unrecrystallized remains and ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> cannot be sufficiently developed, and the r value is desired. Not in range.
  • the annealing conditions are a soaking temperature of 700 to 900 ° C. and a soaking time of 1 to 200 seconds.
  • Bending and unbending 4 times or more with a roll having a radius of 100 mm or more In order to make the average aspect ratio of the ferrite crystal grains 2.0 or less, bending 4 times or more with a roll having a radius of 100 mm or more while maintaining the above-mentioned soaking.
  • the present inventors have found for the first time that bending back is necessary.
  • the roll has a radius of less than 100 mm, the amount of bending strain increases and the steel sheet is further stretched. As a result, the average aspect ratio of the ferrite crystal grains tends to exceed 2.0. Therefore, the radius of the roll was set to 100 mm or more.
  • the radius of the roll is preferably 200 mm or more, more preferably 300 mm or more, and still more preferably 400 mm or more.
  • the upper limit of the roll radius is not limited. Further, if the number is less than 4, the amount of bending strain becomes small, and the ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> recrystallized texture does not develop.
  • the number of times of bending and unbending is preferably 5 times or more, more preferably 6 times or more. Although the upper limit of the number of times of bending and unbending is not specified, it is often 10 times or less.
  • the cooling conditions in the cooling zone are not particularly limited, and cooling may be performed under general conditions.
  • the manufacturing method of the cold-rolled steel sheet which has a plating layer on the surface, it has a plating process further after an annealing process.
  • the plating step is a step of plating the surface of the cold rolled steel sheet.
  • a plating method a normal method can be adopted according to the plating layer to be formed.
  • the plating process is, for example, a plating process for forming a hot dip galvanized layer or a plating process for forming an alloyed hot dip galvanized layer.
  • a slab having the composition shown in Table 1 was subjected to hot rolling, cold rolling and annealing under the conditions shown in Table 2 to produce a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.0 mm.
  • the finish rolling finish temperature, the coiling temperature, and the soaking temperature in Table 2 mean the temperature of the steel sheet surface at the center in the sheet width direction.
  • the ratio of the line segment length in the rolling direction and the line segment length in the sheet thickness direction was defined as the aspect ratio.
  • the average aspect ratio was calculated by calculating 30 aspect ratios and averaging those values.
  • the minimum value was subtracted from the maximum value of
  • Table 3 the difference between the maximum value and the minimum value of
  • ⁇ TS is 13 MPa or less
  • ⁇ YP is 13 MPa or less
  • ⁇ r value is 0.4 or less. Excellent material uniformity.
  • the comparative example comparative steel did not satisfy any of these items.
  • the steel plate of the present invention is excellent in material uniformity in the plate width direction, if the steel plate is used, it can be stably pressed.
  • No. The comparative example 14 was not suitable as an automobile part because it had a large problem of uneven glossiness and poor surface properties.

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Abstract

本発明の課題は、高ｒ値であり、ｒ値の面内異方性が小さく、板幅方向の材質均一性に優れた冷延鋼板及びその製造方法を提供することである。　本発明の冷延鋼板は、特定の成分組成とフェライト結晶粒の平均アスペクト比が２．０以下である鋼組織とを有し、下記式（１）で表されるｒ値を、板幅方向で間隔２００ｍｍ離れた３箇所で測定した時の平均値であるｒａｖｅ値が１．２０以上であり、下記式（２）で表されるΔｒの絶対値である｜Δｒ｜を、板幅方向で間隔２００ｍｍ離れた３箇所で測定した時の平均値である｜Δｒａｖｅ｜が０．４０以下であり、該３箇所において｜Δｒ｜の最大値と最小値の差が０．１５以下である。 式（１）：ｒ値＝（ｒ0＋２ｒ４５＋ｒ９０）／４ 式（２）：Δｒ＝（ｒ0－２ｒ４５＋ｒ９０）／２ 式（１）及び（２）中、ｒ０、ｒ４５、及びｒ９０は、鋼板の圧延方向に対して０°、４５°、及び９０°方向のｒ値である。

Description

冷延鋼板及びその製造方法
　本発明は、主として自動車の外板等に好適に使用される冷延鋼板及びその製造方法に関するものである。詳しくは、本発明は、高ｒ値で、ｒ値の面内異方性が小さく、かつ板幅方向の材質均一性に優れた冷延鋼板及びその製造方法である。
　近年、例えば自動車業界においては、地球環境の保全という観点から、炭酸ガスＣＯ２排出量を削減すべく、自動車の燃費を改善することが重要な課題となってきた。自動車の燃費向上には、自動車車体の軽量化を図ることが有効であり、そのためには、自動車車体の強度を維持しつつ車体の軽量化を図る必要がある。自動車部品用素材となる鋼板を高強度化し、構造を簡略化して部品点数を削減することができれば、軽量化が達成できる。しかしながら、高強度化された鋼板は軟鋼板に比べると成形性、特に深絞り性が大きく劣化する。さらに、面内異方性が小さいと、同じｒ値（ランクフォード値）であっても成形性の向上に寄与するため、適用部品によっては、面内異方性の低減も要求されている。また、高ｒ値化をするためＮｂやＴｉを添加し、鋼中に固溶炭素や窒素を固定する方法がある。合金元素が多量に添加される場合、析出物が生成し、コイル内、特にコイル幅方向における材質のばらつきが大きくなる。安定的にプレス成形を行うことが困難になるため、コイルの幅方向の材質均一性が求められている。
　特許文献１には高強度であり、深絞り性及びコイル内材質均一性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法が開示されている。また、特許文献２には深絞り性に優れた冷延鋼板、めっき鋼板及びその製造方法が開示されている。また、特許文献３には深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法が開示されている。
特開２０１３－１００５９４号公報 特開２０１４－２８９９８号公報 特開２０１５－６３７２９号公報
　特許文献１に記載の技術は板幅方向のｒ値及び面内異方性に関して考慮されていない。
　特許文献２及び特許文献３に記載の技術は、ｒ値及び面内異方性の制御に関する記述があるが、板幅方向の材質のばらつきの記述はないため、板幅方向の材質均一性に関して実用上の課題がある。
　上述のように、従来の技術では、いずれも実用上の課題がある。本発明は、上記した従来技術が抱える問題を有利に解決するものであり、高ｒ値であり、ｒ値の面内異方性が小さく、板幅方向の材質均一性に優れた冷延鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
　上記の目的を達成するためには、本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意検討した結果、下記に示す知見を得た。
（１）フェライト結晶粒の平均アスペクト比が小さくなるほど、高ｒ値化し、かつｒ値の面内異方性が小さくなる。
（２）上記平均アスペクト比を制御するためには、均熱帯の曲げ及び曲げ戻しが有効である。
（３）板幅方向の材質が焼鈍温度や冷却速度などに影響されやすい。板幅方向の巻取温度差が低減すると、板幅方向の材質のばらつきを低減できる。また、加熱帯の急速加熱により鋼板の板幅方向の材質のばらつきを低減できることも本発明を完成させる際に知見を得た。
　本発明は、以上の知見に基づいて完成されたものであり、上記課題は以下の手段によって解決される。
　［１］質量％で、Ｃ：０．０００３～０．０１０％、Ｓｉ：０．０１～１．０％、Ｍｎ：０．１０～３．０％、Ｐ：０．００５～０．１５％、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１～１．００％、Ｎ：０．００５％以下を含有し、さらに、Ｎｂ：０．００５～０．１０％、Ｔｉ：０．０１～０．１０％、Ｂ：０．０００１～０．００３０％のうち、いずれか１種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる成分組成と、フェライト結晶粒の平均アスペクト比が２．０以下である鋼組織と、を有し、以下の式（１）で表されるｒ値を、板幅方向で間隔２００ｍｍ離れた３箇所で測定した時の平均値であるｒａｖｅ値が１．２０以上、以下の式（２）で表されるΔｒの絶対値である｜Δｒ｜を、板幅方向で間隔２００ｍｍ離れた３箇所で測定した時の平均値である｜Δｒａｖｅ｜が０．４０以下であり、該３箇所において｜Δｒ｜の最大値と最小値の差が０．１５以下である冷延鋼板。
式（１）：ｒ値＝（ｒ0＋２ｒ４５＋ｒ９０）／４
式（２）：Δｒ＝（ｒ0－２ｒ４５＋ｒ９０）／２
　上記式（１）及び式（２）において、ｒ０、ｒ４５、及びｒ９０は、それぞれ、鋼板の圧延方向に対して０°、４５°、及び９０°方向のランクフォード値である。
　［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｃｏ、Ｔａ、Ｗ、ＲＥＭ、Ｚｎ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ及びＶのいずれか１種以上を合計で１％以下含有する［１］に記載の冷延鋼板。
　［３］表面にめっき層を有する［１］又は［２］に記載の冷延鋼板。
　［４］前記めっき層が、溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層である［３］に記載の冷延鋼板。
　［５］［１］又は［２］に記載の成分組成を有する鋼素材を熱間圧延し、板幅方向の巻取温度差が４０℃以下の条件で巻き取る熱延工程と、前記熱延工程で得られた熱延鋼板を冷間圧下率３０～７５％で冷間圧延する冷延工程と、前記冷延工程で得られた冷延鋼板を、予熱帯、加熱帯、均熱帯及び冷却帯を備える連続焼鈍設備で３５０～６５０℃の範囲内を３５℃／ｓ以上の平均加熱速度で加熱し、均熱温度７００～９００℃及び均熱時間１～２００秒で均熱保持し、該均熱保持において、半径１００ｍｍ以上のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計４回以上行う焼鈍工程と、を有する冷延鋼板の製造方法。
　［６］前記焼鈍工程後に、めっき処理を行うめっき工程を有する［５］に記載の冷延鋼板の製造方法。
　［７］前記めっき処理は、溶融亜鉛めっき層を形成するめっき処理又は合金化溶融亜鉛めっき層を形成するめっき処理である［６］に記載の冷延鋼板の製造方法。
　本発明によれば、降伏強さ３２０ＭＰａ以上で、高ｒ値であり、ｒ値の面内異方性が小さく、板幅方向の材質均一性に優れた冷延鋼板及びその製造方法を提供できる。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　先ず、本発明の冷延鋼板の成分組成について説明する。なお、下記の成分組成の説明において、成分の含有量の単位の「％」は、「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．０００３～０．０１０％
　Ｃは、強度を上昇させるために必要な元素である。Ｃ含有量が０．０００３％未満では、結晶粒径が粗大化して降伏強度が大きく低下するため、加工時に欠陥が発生しやすくなる。そこで、Ｃ含有量は０．０００３％以上とする。Ｃ含有量は好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．０００８％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｃ含有量が０．０１０％を超えると集合組織の発達を抑制し、高ｒ値が得られなくなる。またＣ含有量が増加すると、析出物が増加するため、成形する際に欠陥が発生しやすくなる。したがって、Ｃ含有量は０．０１０％以下とする。Ｃ含有量は好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００６％以下、さらに好ましくは０．００５％とする。
　Ｓｉ：０．０１～１．０％
　Ｓｉは固溶強化により鋼板の硬度を高める作用を有する元素である。降伏強さを安定的に確保するために、Ｓｉは０．０１％以上の含有を必要とする。Ｓｉ含有量は好ましくは０．０８％以上、より好ましくは０．１０％以上、さらに好ましくは０．１２％以上である。一方、Ｓｉ含有量が１．０％を超えると、延性、表面性状及び溶接性の劣化を招くため、その上限を１．０％とする。Ｓｉ含有量は好ましくは０．８％以下、より好ましくは０．６％以下、さらに好ましくは０．５％以下とする。
　Ｍｎ：０．１０～３．０％
　Ｍｎは固溶強化により鋼板の硬度を高める作用を有する元素である。降伏強さを安定的に確保するため、Ｍｎは０．１０％以上の含有を必要とする。好ましくは０．２０％以上、より好ましくは０．４０％以上、さらに好ましくは０．６０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が多くなると、固溶強化による延性劣化が著しくなり、ｒ値が低下することで成形性が低下するので、Ｍｎ含有量は３．０％以下とする。Ｍｎ含有量は好ましくは２．８％以下、より好ましくは２．６％以下、さらに好ましくは２．５％以下である。
　Ｐ：０．００５～０．１５％
　Ｐは固溶強化元素として鋼の強度を向上する効果がある。そのため、Ｐ含有量は０．００５％以上とする。Ｐ含有量は好ましくは０．００７％以上、より好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０２０％以上である。一方、粒界に偏析して成形性を低下させる。そのため、Ｐ含有量は０．１５％以下とした。Ｐ含有量は好ましくは０．１２％以下、より好ましくは０．１０％以下、さらに好ましくは０．０９％以下である。
　Ｓ：０．０２０％以下
　Ｓは、Ｍｎと結合して粗大なＭｎＳを形成し、成形性を低下させる。このため、Ｓ含有量は低減することが好ましい。本発明では、Ｓ含有量は０．０２０％以下であればよい。Ｓ含有量は好ましくは０．０１７％以下、より好ましくは０．０１５％以下、さらに好ましくは０．０１４％以下である。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されず、少ないほど好ましいが、過度にＳ含有量を低下させるには手間がかかり、製造コストが増加するので、製造コストや製造しやすさの観点からＳ含有量は０．０００１％以上が好ましい。
　Ａｌ：０．０１～１．００％
　鋼中に酸化物が大量に存在すると延性が低下することから脱酸は重要である。その効果を得るために、Ａｌ含有量は０．０１％以上とする。Ａｌ含有量は好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上である。一方、Ａｌ含有量が１．００％を超えると、酸化物や窒化物が凝集粗大化して延性が低下し、成形性を低下させる。そこで、Ａｌ含有量は１．００％以下とする。Ａｌ含有量は好ましくは０．０９％以下、より好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０７％以下である。
　Ｎ：０．００５％以下
　Ｎを多量に含有すると、過剰な窒化物が生成し、鋼板の延性が低下する。また、加工性を劣化させる。このため、Ｎ含有量を０．００５％以下にした。なお、Ｎ含有量の下限は特に限定されず、少ないほど好ましいが、過度にＮ含有量を低下させるには手間がかかり、製造コストが増加するので、製造コストや製造しやすさの観点からＮ含有量は０．０００１％以上が好ましい。
　上記成分組成は、さらに、Ｎｂ：０．００５～０．１０％、Ｔｉ：０．０１～０．１０％、Ｂ：０．０００１～０．００３０％のうち１種以上を含有する。
　Ｎｂ：０．００５～０．１０％
　ＮｂはＣと結合し、炭化物ＮｂＣとして析出し、鋼中に存在する固溶Ｃの一部を固定し、鋼板の集合組織を発達し、ｒ値の向上及びΔｒ値の絶対値の低減に寄与する。また、Ｎｂの微細な炭窒化物は硬度の上昇に効果がある。この効果を得るため、Ｎｂを含有する場合には、その含有量は０．００５％以上にする必要がある。Ｎｂ含有量は好ましくは０．０１０％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。一方、Ｎｂ含有量が０．１０％を超えると、合金のコストの増加だけではなく、再結晶終了温度が上昇し、集合組織が発達しなくなり、ｒ値が低下する。また、圧延負荷を高めるため、安定した鋼板製造が困難になる。そのため、Ｎｂを含有する場合には、Ｎｂ含有量を０．１０％以下とする。Ｎｂ含有量は好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０６％以下、さらに好ましくは０．０５％以下である。
　Ｔｉ：０．０１～０．１０％
　ＴｉはＮｂと同様、Ｃと結合し、炭化物ＴｉＣとして析出し、鋼中に存在する固溶Ｃの一部を固定し、鋼板の集合組織を発達させ、ｒ値の向上及びΔｒ値の絶対値の低減に寄与する。また、Ｔｉの微細な炭窒化物は、硬度の上昇に効果がある。この効果を得るため、Ｔｉを含有する場合には、その含有量は０．０１％以上にする必要がある。Ｔｉ含有量は好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０．１０％を超えると、再結晶終了温度が上昇し、集合組織が発達しなくなり、ｒ値の向上ができなくなる。また、圧延負荷を高めるため、安定した鋼板製造が困難になる。そのため、Ｔｉを含有する場合には、Ｔｉ含有量は０．１０％以下とする。Ｔｉ含有量は好ましくは０．０９％以下、より好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０６％以下である。
　Ｂ：０．０００１～０．００３０％
　Ｂは粒界を強化して加工性向上に有効な元素である。また、Ｂを含有すれば、ｒ値向上やΔｒ値の絶対値の低減に効果がある。Ｂを含有する場合、その含有量は０．０００１％以上にする必要がある。Ｂ含有量は好ましくは０．０００３％以上、より好ましくは０．０００４％以上、さらに好ましくは０．０００５％以上である。一方、Ｂ含有量が０．００３０％を超えると、ＢはＦｅ２３（ＣＢ）６を形成して加工性を劣化させる。このため、Ｂ含有量は０．００３０％以下とする。Ｂ含有量は好ましくは０．００２８％以下、より好ましくは０．００２６％以下、さらに好ましくは０．００２５％以下である。
　本発明の冷延鋼板の成分組成は、さらに、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｃｏ、Ｔａ、Ｗ、ＲＥＭ、Ｚｎ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ及びＶのいずれか１種以上を合計で１％以下含有してもよい。好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．０８％以下である。なお、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｃｏ、Ｔａ、Ｗ、ＲＥＭ、Ｚｎ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ及びＶのいずれか１種以上を含有する場合は、含有する元素の含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
　ここで、Ｓｂを含有する場合には、表面特性改善の効果を得る観点から、Ｓｂの含有量の好ましい範囲は０．００５～０．０１５％である。
　また、上記以外の成分（残部）は鉄及び不可避的不純物である。なお、Ｂ、Ｔｉ、Ｎｂのうち２種以上を含み、下限値未満の含有量で含まれる成分と下限値以上の含有量で含まれる成分がある場合、下限値未満で含まれる成分は不可避的不純物として含まれるものとする。
　次いで、本発明の冷延鋼板の鋼組織について説明する。
　フェライト結晶粒の平均アスペクト比：２．０以下
　平均アスペクト比が２．０超えの場合、ｒ値の異方性が大きくなりやすい。また、板幅方向フェライト結晶粒の平均アスペクト比を制御することにより板幅方向の材質が均一になりやすい。以上の効果を得るため、フェライト結晶粒の平均アスペクト比は２．０以下が必要である。
　上記のフェライト結晶粒の平均アスペクト比を測定する方法は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面組織写真を光学電子顕微鏡で４００倍に拡大して撮影し、板厚方向、圧延方向にそれぞれ６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、圧延方向の全線長を交点の数で割ったものをフェライト結晶粒一つあたりの線分長とし、板厚方向の全線長を交点の数で割ったものをフェライト結晶粒一つあたりの圧延方向の線分長とする。そして、これらの圧延方向の線分長と板厚方向の線分長の比（圧延方向の線分長／板厚方向の線分長）をアスペクト比とする。平均アスペクト比は、少なくとも３０個のアスペクト比を算出し、それらの値を平均して求めている。
　本発明の鋼組織におけるフェライトの面積率は特に限定されないが、上記フェライト結晶粒の調整による効果を得るためには９７％以上であることが好ましい。
　本発明の冷延鋼板の鋼組織はフェライト以外に、炭窒化物等を面積率で３％以下含む場合がある。
　次いで、本発明の冷延鋼板の特性について説明する。
　本発明の冷延鋼板は、高ｒ値であり、かつｒ値の面内異方性が小さい。高ｒ値については、以下の式（１）で表されるｒ値を、板幅方向で間隔２００ｍｍ離れた３箇所で測定した時の平均値であるｒａｖｅ値で評価する。また、ｒ値の面内異方性については、以下の式（２）で表されるΔｒの絶対値である｜Δｒ｜を、板幅方向で間隔２００ｍｍ離れた３箇所で測定した時の平均値である｜Δｒａｖｅ｜で評価する。本発明の冷延鋼板はｒａｖｅ値が１．２０以上であり、｜Δｒａｖｅ｜が０．４０以下であり、該３箇所において｜Δｒ｜の最大値と最小値の差が０．１５以下であることで、安定的にプレス成形を行うことができる。また、ｒａｖｅ値の上限は特に限定されないが本発明では１．８０以下になることが多い。｜Δｒａｖｅ｜の絶対値の下限は特に限定されないが本発明では０．０５以上になることが多い。上記｜Δｒ｜の差の下限について特に限定されないが本発明では０．０５以上になることが多い。なお、板幅方向で間隔２００ｍｍ離れた３箇所を測定するにあたっては、測定箇所は、鋼板端部の非定常部を除いた箇所とし、２００ｍｍ離れた位置であれば任意に選んだ３箇所でよい。
式（１）：ｒ値＝（ｒ0＋２ｒ４５＋ｒ９０）／４
式（２）：Δｒ＝（ｒ0－２ｒ４５＋ｒ９０）／２
ｒ０、ｒ４５及びｒ９０は、それぞれ、鋼板の圧延方向に対して、０°、４５°及び９０°方向のｒ値（ランクフォード値）である。
　本発明の冷延鋼板は表面にめっき層を有する冷延鋼板であってもよい。めっき層としては、溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層、溶融アルミめっき層等がいずれも、例示できる。また、めっき層は、溶融亜鉛めっき後に合金化処理を施してなる合金化溶融亜鉛めっき層でもよい。
　次に、本発明の冷延鋼板の製造方法について説明する。
　以下、本発明の冷延鋼板の製造方法は、熱延工程、冷延工程、焼鈍工程を有する。また、めっき層を有する冷延鋼板を製造する場合には、焼鈍工程後にめっき工程を有する。なお、以下に示す温度は、特に説明がない限り、スラブ（鋼素材）、鋼板等の表面温度を意味する。
　熱延工程とは、上述した成分組成を有する鋼素材を熱間圧延し、板幅方向の巻取温度差が４０℃以下の条件で巻き取る工程である。
　鋼素材の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、溶製後、偏析等の問題から連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とするのが好ましいが、造塊－分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしてもよい。なお、鋳造後にスラブを熱間圧延するにあたり、加熱炉でスラブを再加熱した後に圧延してもよいし、所定温度以上の温度を保持している場合には、スラブを加熱することなく直送圧延してもよい。
　上記の得られた鋼素材に、粗圧延及び仕上げ圧延を施すが、本発明においては、粗圧延前に鋼素材中の炭化物を溶解する必要がある。スラブを加熱する場合は、炭化物を溶解させたり、圧延荷重の増大を防止したりするため、１０００℃以上に加熱することが好ましい。また、スケールロスの増大を防止するため、スラブの加熱温度は１２００℃以下とすることが好ましい。また、先述のとおり、粗圧延前の鋼素材が、所定温度以上の温度を保持しており、鋼素材中の炭化物が溶解している場合には、粗圧延前の鋼素材を加熱する工程は省略可能である。なお、粗圧延条件及び仕上げ圧延条件については特に限定する必要はない。本発明において、仕上げ圧延終了温度を８００℃以上１０００℃以下に設定して仕上げ圧延することが好ましい。
　次いで、仕上げ圧延後の鋼板を巻き取る。本発明では、巻取温度は特に限定する必要はないが、巻取温度を４７０～７５０℃とすることが好ましい。
　板幅方向の巻取温度差が４０℃以下
　巻取時に炭化物が生成する。板幅方向の巻取温度差を小さくすると、炭化物による幅方向の延性のばらつきを低減できる。その結果、板幅方向の材質の均一性が高まる。この効果を得るため、巻取温度差を４０℃以下にした。また、板幅方向の巻取温度差は、板幅端部から板幅中央へ１／８の位置と、板幅方向中央部の温度差で評価する。この温度差は、一方の端部から板幅中央へ１／８の位置と中央部の温度差と、他方の端部から板幅中央へ１／８の位置と中央部の温度差をそれぞれ測定し、これらの２つの温度差を平均して算出している。
　冷延工程とは、熱延工程で得られた熱延鋼板を冷間圧下率３０～７５％で冷間圧延する工程である。なお、冷延工程後の鋼板（冷延鋼板）の板厚は０．８～２．４ｍｍであることが好ましい。
　冷延工程における冷間圧下率が３０％以上であれば集合組織が発達し、ｒ値を高めるという効果がある。また、この冷間圧下率が７５％以下であれば板形状の劣化を抑制するという効果がある。
　焼鈍工程とは、冷延工程で得られた冷延鋼板を、予熱帯、加熱帯、均熱帯及び冷却帯を備える連続焼鈍設備で３５０～６５０℃の範囲内を３５℃／ｓ以上の平均加熱速度で加熱し、均熱温度７００～９００℃及び均熱時間１～２００秒で均熱保持し、該均熱保持において、半径１００ｍｍ以上のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計４回以上行う工程である。本発明でいう「曲げ及び曲げ戻し」とは、鋼板を一方向に曲げた後、当該一方向と反対方向に曲げ戻すことを意味する。ここで、曲げ及び曲げ戻しの一連の工程を合わせて１回として数える。
　予熱帯では、冷延鋼板を加熱する。予熱帯は回復が進む前に再結晶させて、集合組織を発達させることによりｒ値が高くなるという理由で必要である。予熱帯での加熱温度は、３５０～６５０℃とすることが好ましい。
　３５０～６５０℃の範囲内を３５℃／ｓ以上の平均加熱速度で加熱
　加熱帯では、３５０～６５０℃の範囲内を３５℃／ｓ以上の平均加熱速度で加熱する。歪エネルギーが低下する回復する温度は約３５０～６５０℃である。ここで、平均加熱速度とは、３５０℃と６５０℃との温度差を、加熱に要した時間で除して算出する。３５℃／ｓ以上の平均加熱速度で加熱する場合、｛１１１｝＜１１２＞の結晶粒が優先的に核生成し、集合組織が発達し、ｒ値が高くなる。また、高い歪エネルギーのまま、焼鈍中の曲げ及び曲げ戻しを行うと、フェライト結晶粒の平均アスペクト比が２．０以下になりやすい。また、平均加熱速度が３５℃／ｓ以上では、ΔＹＰが小さくなりやすく、かつΔｒが小さくなりやすい。これらの効果が得られるのは、フェライト結晶粒の平均アスペクト比が２．０以下であるためと考えられる。そのため、平均加熱速度を３５℃／ｓ以上とする。トランスバース式ＩＨを使用する場合、加熱速度が上昇するので、好ましくは４５℃／ｓ以上、より好ましくは６０℃／ｓ以上、さらに好ましくは８０℃／ｓ以上である。本発明の効果を得る観点からは、平均加熱速度の上限は特に規定しない。幅方向特性の均一性の観点からは、平均加熱速度は、好ましくは２００℃／ｓ以下、より好ましくは１００℃／ｓ以下である。平均加熱速度を３５℃／ｓ以上にする温度を３５０℃未満または６５０℃超とした場合、｛１１１｝＜１１２＞の結晶粒の核生成を促進しにくいため、３５０～６５０℃とする。
　焼鈍条件（均熱帯）：均熱温度７００～９００℃及び均熱時間１～２００秒で均熱保持
　ｒ値及び｜Δｒ｜を所望の範囲にするために、｛１１１｝<１１２>再結晶集合組織を発達させる必要がある。均熱温度（焼鈍温度）が７００℃未満又は均熱時間（焼鈍時間）が１秒未満の場合、未再結晶が残り、｛１１１｝<１１２>が十分発達できなくて、ｒ値が所望の範囲にならない。一方、均熱温度が９００℃超え又は均熱時間が２００秒超の場合、フェライトが粒成長しすぎで、強度が低下する。したがって、焼鈍条件を均熱温度７００～９００℃で均熱時間１～２００秒とする。
　半径１００ｍｍ以上のロールで４回以上の曲げ及び曲げ戻し
　フェライト結晶粒の平均アスペクト比を２．０以下とするには、上記均熱保持する間に、半径１００ｍｍ以上のロールで４回以上の曲げと曲げ戻しが必要であることを本発明で初めて知見した。半径１００ｍｍ未満のロールでは、曲げ歪み量が大きくなり、より鋼板が伸ばされる結果、フェライト結晶粒の平均アスペクト比が２．０超えとなりやすい。そこで、ロールの半径は１００ｍｍ以上とした。ロールの半径は、好ましくは２００ｍｍ以上、より好ましくは半径３００ｍｍ以上、さらに好ましくは４００ｍｍ以上である。ロールの半径をより大きくすれば、曲げ歪み量は小さくなり、フェライト結晶粒の平均アスペクトも小さくなるので、ロール半径の上限は限定されない。また、４回未満では曲げ歪量が小さくなり、｛１１１｝＜１１２＞再結晶集合組織は発達しなくなるため、４回以上とした。曲げ及び曲げ戻しの回数は、好ましくは５回以上であり、より好ましくは６回以上である。曲げ及び曲げ戻しの回数の上限は規定されないが、１０回以下とすることが多い。
　冷却帯での冷却条件は特に限定されず、一般的な条件で冷却すればよい。
　表面にめっき層を有する冷延鋼板の製造方法の場合には、焼鈍工程後に、さらに、めっき工程を有する。
　めっき工程は、冷延鋼板の表面にめっき処理を施す工程である。めっき処理の方法は、形成するめっき層に応じて、通常の方法を採用できる。めっき処理は、例えば、溶融亜鉛めっき層を形成するめっき処理又は合金化溶融亜鉛めっき層を形成するめっき処理である。
　表１に示す成分組成のスラブを表２に示す条件で、熱間圧延、冷間圧延、焼鈍を施して板厚１．０ｍｍの冷延鋼板を製造した。なお、表２における仕上げ圧延終了温度、巻取温度、及び均熱温度は、板幅方向中央部での鋼板表面の温度を意味している。
　表２のＮｏ．１～２９及び３２の製造条件では、連続溶融めっきラインにて、上記冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき処理及び合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を製造した。
　表２のＮｏ．３３の製造条件では、連続溶融めっきラインにて、上記冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき処理を行い、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）を製造した。
　表２のＮｏ．３０及び３１の製造条件では、めっき処理は行わず、冷延鋼板（ＣＲ）のままとした。
　上記のように製造した各鋼板の板幅方向の材質均一性を調査するため、板幅方向で間隔２００ｍｍ離れた３箇所の位置からサンプルを採取し、材質特性を調査した。板幅方向で間隔２００ｍｍ離れた３箇所の材質差（最大値－最小値）の絶対値で評価した。調査方法は次の通りである。
　（１）組織観察
　得られた鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨して、３体積％ナイタールにより腐食現出させた。光学電子顕微鏡で４００倍に拡大して、表面から板厚１／４ｔ部（ｔは板厚）までの領域内を１０視野分撮影した。板厚方向、圧延方向にそれぞれ６本の線を実際の長さで５０μｍ以上の間隔で引き、圧延方向に引いた線と粒界の交点の数を数え、圧延方向の全線長を交点の数で割ったものをフェライト結晶粒一つあたりの圧延方向の線分長とした。また、同様にしてフェライト結晶粒一つあたりの板厚方向の線分長を求めた。そして、これらの圧延方向の線分長と板厚方向の線分長との比（圧延方向の線分長／板厚方向の線分長）をアスペクト比とした。平均アスペクト比は、３０個のアスペクト比を算出し、それらの値を平均して算出した。
　（２）引張特性
　圧延方向と９０°の方向を長手方向（引張方向）とするＪＩＳ　Ｚ　２２０１に記載の５号試験片を用い、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（１９９８）に準拠した引張試験を５回行い、平均の降伏強さ（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）を求めた。なお、板幅方向で間隔２００ｍｍ離れた３箇所の平均値を表３に示した。
　（３）ｒ値及び｜Δｒ｜測定
　ｒａｖｅ値の算出のために、板幅方向で間隔２００ｍｍ離れた３箇所でｒ値を算出した。そして、この３箇所で測定したｒ値を平均してｒａｖｅ値を求めた。
　｜Δｒａｖｅ｜算出のために、板幅方向で間隔２００ｍｍ離れた３箇所でΔｒを算出した。次いで、この３箇所それぞれにおいて、Δｒの絶対値である｜Δｒ｜を算出した。そして、この３箇所の｜Δｒ｜を平均して｜Δｒａｖｅ｜を算出した。
　また、上記３箇所の｜Δｒ｜の最大値から最小値を引き、｜Δｒ｜の最大値と最小値の差を算出した。｜Δｒ｜の最大値と最小値の差は、表３では、Δ｜Δｒ｜と示している。
　なお、圧延方向に対して平行な方向（０°方向、Ｌ方向）のｒ0、圧延鋼板に対して４５°方向（Ｄ方向）のｒ４５、圧延方向に対して垂直な方向（９０°方向、Ｃ方向）のｒ９０を、ＪＩＳ　Ｚ　２２０１に記載の５号試験片を用い、予ひずみ１５％の引張試験により求めこれらを上記算出に用いた。ｒ値とΔｒは以下のとおりである。
ｒ値＝（ｒ0＋２ｒ４５＋ｒ９０）／４
Δｒ＝（ｒ0－２ｒ４５＋ｒ９０）／２
これらの結果を表３にまとめて示す。
　また、｜Δｒ｜の差と同様に、ＴＳ、ＹＰ、ｒ値についても最大値と最小値との差を算出し、結果を表３に示した。
　本発明例（適合鋼）は、｜Δｒ｜の差が０．１５以下であることに加えて、ΔＴＳが１３ＭＰａ以下、ΔＹＰが１３ＭＰａ以下、Δｒ値が０．４以下になり、板幅方向の材質均一性に優れていた。一方で、比較例（比較鋼）は、これらの項目のいずれかを満たさなかった。
　また、本発明例の鋼板は板幅方向の材質均一性に優れているので、当該鋼板を用いれば安定してプレス成形をすることができる。なお、Ｎｏ．１４の比較例は、光沢ムラの問題が大きく、表面性状が劣るため、自動車部品として不適であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003

Claims (7)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０００３～０．０１０％、
    Ｓｉ：０．０１～１．０％、
    Ｍｎ：０．１０～３．０％、
    Ｐ：０．００５～０．１５％、
    Ｓ：０．０２０％以下、
    Ａｌ：０．０１～１．００％、
    Ｎ：０．００５％以下を含有し、
    さらに、
    Ｎｂ：０．００５～０．１０％、
    Ｔｉ：０．０１～０．１０％、
    Ｂ：０．０００１～０．００３０％のうち、いずれか１種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる成分組成と、
    　フェライト結晶粒の平均アスペクト比が２．０以下である鋼組織と、を有し、
    　以下の式（１）で表されるｒ値を、板幅方向で間隔２００ｍｍ離れた３箇所で測定した時の平均値であるｒａｖｅ値が１．２０以上、
    　以下の式（２）で表されるΔｒの絶対値である｜Δｒ｜を、板幅方向で間隔２００ｍｍ離れた３箇所で測定した時の平均値である｜Δｒａｖｅ｜が０．４０以下であり、該３箇所において｜Δｒ｜の最大値と最小値の差が０．１５以下である冷延鋼板。
    式（１）：ｒ値＝（ｒ0＋２ｒ４５＋ｒ９０）／４
    式（２）：Δｒ＝（ｒ0－２ｒ４５＋ｒ９０）／２
    　上記式（１）及び式（２）において、ｒ０、ｒ４５、及びｒ９０は、それぞれ、鋼板の圧延方向に対して０°、４５°、及び９０°方向のランクフォード値である。
  2. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｃｏ、Ｔａ、Ｗ、ＲＥＭ、Ｚｎ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ及びＶのいずれか１種以上を合計で１％以下含有する請求項１に記載の冷延鋼板。
  3. 　表面にめっき層を有する請求項１又は２に記載の冷延鋼板。
  4. 　前記めっき層が、溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層である請求項３に記載の冷延鋼板。
  5. 　請求項１又は２に記載の成分組成を有する鋼素材を熱間圧延し、板幅方向の巻取温度差が４０℃以下の条件で巻き取る熱延工程と、
    　前記熱延工程で得られた熱延鋼板を冷間圧下率３０～７５％で冷間圧延する冷延工程と、
    　前記冷延工程で得られた冷延鋼板を、予熱帯、加熱帯、均熱帯及び冷却帯を備える連続焼鈍設備で、３５０～６５０℃の範囲内を３５℃／ｓ以上の平均加熱速度で加熱し、均熱温度７００～９００℃及び均熱時間１～２００秒で均熱保持し、該均熱保持において、半径１００ｍｍ以上のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計４回以上行う焼鈍工程と、
    　を有する冷延鋼板の製造方法。
  6. 　前記焼鈍工程後に、めっき処理を行うめっき工程を有する請求項５に記載の冷延鋼板の製造方法。
  7. 　前記めっき処理は、溶融亜鉛めっき層を形成するめっき処理又は合金化溶融亜鉛めっき層を形成するめっき処理である請求項６に記載の冷延鋼板の製造方法。
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