特許 6398210 冷延鋼板の製造方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】6398210

(24)【登録日】2018年9月14日

(45)【発行日】2018年10月3日

(54)【発明の名称】冷延鋼板の製造方法

(51)【国際特許分類】

   C21D 9/46 20060101AFI20180920BHJP

   C22C 38/06 20060101ALI20180920BHJP

   C22C 38/38 20060101ALI20180920BHJP

   C22C 38/00 20060101ALI20180920BHJP

   B21B 3/00 20060101ALI20180920BHJP

   B21B 1/26 20060101ALI20180920BHJP

【ＦＩ】

   C21D9/46 G

   C22C38/06

   C22C38/38

   C22C38/00 301S

   B21B3/00 A

   B21B1/26 E

【請求項の数】5

【全頁数】21

(21)【出願番号】特願2014-22632(P2014-22632)

(22)【出願日】2014年2月7日

(65)【公開番号】特開2015-147991(P2015-147991A)

(43)【公開日】2015年8月20日

【審査請求日】2016年10月5日

(73)【特許権者】

【識別番号】000006655

【氏名又は名称】新日鐵住金株式会社

(74)【代理人】

【識別番号】110002044

【氏名又は名称】特許業務法人ブライタス

(72)【発明者】

【氏名】西尾 拓也

(72)【発明者】

【氏名】芳賀 純

(72)【発明者】

【氏名】富田 俊郎

(72)【発明者】

【氏名】今井 規雄

(72)【発明者】

【氏名】田中 泰明

(72)【発明者】

【氏名】畑 顕吾

(72)【発明者】

【氏名】脇田 昌幸

(72)【発明者】

【氏名】吉田 充

【審査官】 河野 一夫

(56)【参考文献】

【文献】 特開２０１３−０３２５８２（ＪＰ，Ａ）

【文献】 米国特許出願公開第２０１４／０２３８５５７（ＵＳ，Ａ１）

【文献】 特開２０１１−２１４０６９（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１３−０１４８２８（ＪＰ，Ａ）

【文献】 米国特許出願公開第２０１４／０２１２６８６（ＵＳ，Ａ１）

【文献】 特開２０１３−０１４８２９（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１２−２５１２０１（ＪＰ，Ａ）

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

Ｃ２１Ｄ ９／４６

Ｃ２２Ｃ ３８／００

Ｂ２１Ｂ １／２６

Ｂ２１Ｂ ３／００

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

下記工程（Ａ）〜（Ｆ）を有することを特徴とする、主相が低温変態生成相であり第二相に残留オーステナイトを含む金属組織を備え、７８０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有し、圧延方向と直交する方向の全伸び（Ｅｌ_０）を下記式（ｉ）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、ＴＳ^１．７×λの値が４５０００００ＭＰａ^１．７％以上である、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：２．００％以下およびＮ：０．０１０％以下を含有し、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、Ａｒ_３点以上の温度域で熱間圧延を施す熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板を、前記熱間圧延完了後０．３０秒間以内に２００℃／ｓ以上６００℃／ｓ以下の平均冷却速度で（熱間圧延完了温度−５０℃）以下の温度域まで水冷する第１水冷工程；
（Ｃ）前記第１水冷工程により得られた熱延鋼板について、７５０℃超の温度域で０．３秒間以上３．０秒間未満連続して水冷を停止する水冷停止工程；
（Ｄ）前記水冷停止工程により得られた熱延鋼板について、熱間圧延完了後６．０秒間以内に７５０℃以下の温度域まで水冷する第２水冷工程；
（Ｅ）前記第２水冷工程により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
（Ｆ）前記冷延鋼板に（Ａｃ_３点−４０℃）以上の温度域で均熱処理を施した後、５００〜３００℃の温度域まで冷却し、該温度域で３０秒以上保持する焼鈍工程。
Ｅｌ＝Ｅｌ_０×（１．２／ｔ_０）^０．２・・・（ｉ）
ここで、式中のＥｌ_０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、ｔ_０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。

【請求項2】

前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．０５％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種以上を含有するものであることを特徴とする請求項１に記載の冷延鋼板の製造方法。

【請求項3】

前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、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る１種または２種以上を含有するものであることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の冷延鋼板の製造方法。

【請求項4】

前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、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る１種または２種以上を含有するものであることを特徴とする請求項１から請求項３のいずれかに記載の冷延鋼板の製造方法。

【請求項5】

前記熱間圧延工程は、最終圧延の１つ前に行う最終直前圧延パスの圧延完了から最終圧延パスの圧延開始までの時間であるパス間時間ｔが下記式（１）を満足するものであり、前記最終直前圧延パスおよび前記最終圧延パスの圧下量が各々１５％以上であることを特徴とする請求項１から請求項４のいずれかに記載の冷延鋼板の製造方法。
０．００２／ｅｘｐ（−６０８０／（Ｔ＋２７３））≦ｔ≦２．０ （１）
式（１）中、ｔ：最終圧延パスの１つ前に行う最終直前圧延パスの圧延完了から最終圧延パスの圧延開始までのパス間時間（秒）、Ｔ：最終圧延パスの１つ前に行う最終直前圧延パスの圧延完了温度（℃））である。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

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。

【背景技術】

【0002】

産業技術分野が高度に分業化した今日、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、プレス成形し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。また、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。

【0003】

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Ａｒ_３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。

【0004】

これらの技術により、熱延鋼板において強度と延性のバランスが向上するが、冷延鋼板の組織を微細粒化しプレス成形性を改善する方法については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通常の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、Ａｃ_１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、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。

【0005】

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。

【0006】

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以下である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し変態誘起塑性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において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。

【0007】

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たり、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。

【0008】

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とを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が必要となり、生産性が大幅に損なわれる。

【0009】

特許文献７には、熱間圧延直後に７２０℃以下まで６００℃／ｓを超える冷却速度で急冷し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、低温変態相を主相とした組織中に残留オーステナイトが微細に分散した冷延鋼板の製造方法が開示されている。

【0010】

特許文献８には、熱間圧延完了後所定時間経過後に６００℃／ｓを超える冷却速度で一次冷却を開始し、冷却を一旦停止した後に二次冷却を開始することによって、板形状のフィードバック制御を行うことが可能となり、生産性を高めた製造方法が開示されている。また、同文献には、二次冷却後、６００〜６８０℃の温度域で３〜１５秒程の放冷を行うことによって、熱延鋼板組織に微細なフェライトを導入する製造方法が開示されている。さらに、この放冷後３０〜１００℃／秒の冷却速度で６５０℃以下の温度域まで三次冷却して冷延鋼板を巻き取ることが開示されている（段落００８８〜００９２、０１１６〜０１１８）。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0011】

【特許文献1】特開昭５８−１２３８２３号公報

【特許文献2】特開昭５９−２２９４１３号公報

【特許文献3】特開平１１−１５２５４４号公報

【特許文献4】特開平１１−６１３２６号公報

【特許文献5】特開２００５−１７９７０３号公報

【特許文献6】特開２００１−１９２７６８号公報

【特許文献7】特開２０１３−１４８２１号公報

【特許文献8】国際公開第２０１３／１２５３９９号

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0012】

上述の特許文献７において開示される技術は、熱間圧延終了直後に急速冷却することにより、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変態させることにより、微細粒組織を有する熱延板とし、冷間圧延後の焼鈍工程において、組織の粗大化を抑制する焼鈍を施すことで、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を有する冷延鋼板を得る優れた発明である。しかし、この方法では過大な冷却設備が必要となるため、生産性が低下して生産コストが増加したりする問題があった。

【0013】

特許文献８も同様に、特許文献７と同様に、過大な冷却設備が必要となるため、生産性が低下して生産コストが増加したりする問題があった。

【0014】

本発明は、そのような問題点を解決するためになされたものであり、さらに具体的にはその課題は、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を得る為の低コスト、高生産性、高安定製造性を兼ね備えた製造方法を提供することである。

【課題を解決するための手段】

【0015】

上述の特許文献７、特許文献８のような急速冷却法の問題点を解決すべく鋭意検討した結果、Ａｒ_３点以上の熱間圧延後に、その圧延の終了温度から５０℃以下の温度まで０．３０秒以内に冷却することが重要であることを見出した。これを満足する条件下であれば、７５０℃超の温度で０．３秒超、３．０秒未満の空冷期間を設けても、十分に微細な結晶組織を有する熱延板が得られる。この様な熱延板を冷間圧延し、オーステナイト粒の粗大化を抑制する焼鈍を行うことで、微細な低温変態生成相を主相とし、微細な残留オーステナイトを含む相を第二相とする金属組織を有するため、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有する高張力冷延鋼板を得ることができる。また、過度の急速冷却が不要となることによって、冷却の温度ばらつきを軽減し、必要な水量の大幅な削減、設備費用の軽減が可能である。さらに、空冷区間を利用して、圧延直後に板厚や板形状、板温の計測も行え、加速圧延も可能になり、生産性、安定製造性が高まる。

【0016】

また、熱間圧延の最終圧延パスおよびその前段の最終直前圧延パスの圧下量、および最終直前圧延パスの圧延完了から最終圧延パスの圧延開始までのパス時間を所定の範囲にすることによって、金属組織の更なる微細化が可能になる。このため、過度の急速冷却が不要となり、必要な水量の大幅な削減、設備費用の軽減を実現することができる。

【0017】

以上の知見に基づき完成された本発明は次のとおりである。
（１）下記工程（Ａ）〜（Ｆ）を有することを特徴とする、主相が低温変態生成相であり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：２．００％以下およびＮ：０．０１０％以下を含有し、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、Ａｒ_３点以上の温度域で熱間圧延を施す熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板を、前記熱間圧延完了後０.３０秒間内に２００℃／ｓ以上６００℃／ｓ以下の平均冷却速度で（熱間圧延完了温度−５０℃）以下の温度域まで水冷する第１水冷工程；
（Ｃ）前記第１水冷工程により得られた熱延鋼板について、７５０℃超の温度域で０．３秒間以上３.０秒間未満連続して水冷を停止する水冷停止工程；
（Ｄ）前記水冷停止工程により得られた熱延鋼板について、熱間圧延完了後６.０秒間以内に７５０℃以下の温度域まで水冷する第２水冷工程
（Ｅ）前記第２水冷工程により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
（Ｆ）前記冷延鋼板に（Ａｃ_３点−４０℃）以上の温度域で均熱処理を施した後、５００〜３００℃の温度域まで冷却し、該温度域で３０秒以上保持する焼鈍工程。

【0018】

（２）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．０５％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種以上を含有するものであることを特徴とする上記（１）に記載の冷延鋼板の製造方法。

【0019】

（３）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、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る１種または２種以上を含有するものであることを特徴とする上記（１）または上記（２）に記載の冷延鋼板の製造方法。

【0020】

（４）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、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る１種または２種以上を含有するものであることを特徴とする上記（１）から上記（３）のいずれかに記載の冷延鋼板の製造方法。

【0021】

（５）前記熱間圧延工程は、最終圧延の１つ前に行う最終直前圧延パスの圧延完了から最終圧延パスの圧延開始までの時間であるパス間時間ｔが下記式を満足するものであり、前記最終直前圧延パスおよび前記最終圧延パスの圧下量が各々１５％以上であることを特徴とする上記（１）から上記（４）のいずれかに記載の冷延鋼板の製造方法。

【0022】

０．００２／ｅｘｐ（−６０８０／（Ｔ＋２７３））≦ｔ≦２．０
式中、ｔ：最終圧延パスの１つ前に行う最終直前圧延パスの圧延完了から最終圧延パスの圧延開始までのパス間時間（秒）、Ｔ：最終圧延パスの１つ前に行う最終直前圧延パスの圧延完了温度（℃））である。

【発明の効果】

【0023】

本発明によれば、過大な冷却設備を設けなくても、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得られる。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大である。

【発明を実施するための形態】

【0024】

本発明に係る高張力冷延鋼板における金属組織、化学組成およびその鋼板を効率的、安定的かつ経済的に製造しうる製造方法における圧延、焼鈍条件等について以下に詳述する。

【0025】

１．金属組織
本実施の形態の冷延鋼板は、主相が低温変態生成相であり第二相に残留オーステナイトを含む組織を有する。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。低温変態生成相とは、マルテンサイトやベイナイト等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。これら以外に、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、転位密度が低い点からポリゴナルフェライトと区別され、粒内の鉄炭化物が少ない点からベイナイトと区別される。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。なお、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。

【0026】

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６．０％超であることが好ましい。さらに好ましくは８．０％超、特に好ましくは１０．０％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１８．０％未満とすることが好ましい。さらに好ましくは１６．０％未満、特に好ましくは１４．０％未満である。

【0027】

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。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。

【0028】

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／μｍ^２以下とすることが好ましい。２．０×１０^−２個／μｍ^２以下であればさらに好ましく、１．５×１０^−２個／μｍ^２以下であれば特に好まく、１．０×１０^−２個／μｍ^２以下であれば最も好ましい。

【0029】

延性および加工硬化性をさらに向上させるために、第二相に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７．０％超、特に好ましくは１１．０％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。

【0030】

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。

【0031】

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。

【0032】

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、鋼板の任意の位置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内側の位置において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。

【0033】

残留オーステナイトの体積率は、鋼板の任意の位置から試験片を採取し、鋼板表面から板厚の１／４内側の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。

【0034】

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、鋼板の任意の位置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内側の位置において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。なお、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（Ｃｏｎｆｉｄｅｎｃｅ Ｉｎｄｅｘ）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、円相当直径粒径が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、平均粒径の算出を行う。

【0035】

なお、本実施の形態では、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。

【0036】

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、本実施の形態の鋼板は、衝撃吸収性を確保するために、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。また、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（Ｅｌ_０）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、ＴＳ^１．７×λの値が４５０００００ＭＰａ^１．７％以上であることが好ましい。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延性を評価するための指標であり、ＴＳ^１．７×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。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。

【0037】

Ｅｌ＝Ｅｌ_０×（１．２／ｔ_０）^０．２・・・（１）
ここで、式中のＥｌ_０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、ｔ_０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。

【0038】

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。

【0039】

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。

【0040】

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。

【0041】

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。

【0042】

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。

【0043】

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。

【0044】

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。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、含有させることができる。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。

【0045】

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。

【0046】

本実施の形態に係る鋼板は、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い。

【0047】

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る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。

【0048】

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る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。

【0049】

３．製造条件
（１）スラブ
上述した化学組成を有する鋼は、公知の手段により溶製された後に、連続鋳造法により鋼塊とされるか、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される。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Ａｒ_３点以上で完了することが可能な温度であればよい。

【0050】

（２）熱間圧延工程
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組織を微細化するために、Ａｒ_３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Ａｒ_３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Ａｒ_３点以上かつ８５０℃超であり、特に好ましくはＡｒ_３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Ａｒ_３点以上かつ７８０℃超とすることが好ましく、Ａｒ_３点以上かつ８００℃超とするとさらに好ましい。

【0051】

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。

【0052】

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。

【0053】

熱間圧延の圧下量は、最終圧延パス、およびその前段の最終直前圧延パスの圧下量を板厚減少率で１５％超とすることが好ましい。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。最終圧延パス、および最終直前圧延パスの圧下量は２５％超とすることがさらに好ましく、３０％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、およびその前段の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。

【0054】

最終直前圧延パスの圧延完了から最終圧延パスの圧延開始までのパス間時間は、下記式（５）を満足することが好ましい。

【0055】

０．００２／ｅｘｐ（−６０８０／（Ｔ＋２７３））≦ｔ≦２．０ （５）
ここで、各記号の意味は、ｔが最終圧延パスの１つ前に行う最終直前圧延パスの圧延完了から最終圧延パスの圧延開始までのパス間時間（秒）であり、Ｔが最終圧延パスの１つ前に行う最終直前圧延パスの圧延完了温度（℃）である。上記式（５）を満足することにより、最終圧延パスの１つ前に行う最終直前圧延パスの圧延完了から最終圧延パスの圧延開始までのパス間において、オーステナイトの再結晶が促進されるとともにオーステナイトの粒成長が抑制されるため、圧延中の再結晶オーステナイト粒の微細化が図られ、微細な熱延鋼板の組織を得ることが一層容易となる。式（５）中、最終圧延パスの１つ前に行う最終直前圧延パスの圧延完了温度Ｔは、最終圧延時に前述のような圧下量を得るため、少なくとも熱間圧延完了温度（最終圧延パスの圧延完了時の温度）以上であることが好ましい。また、式（５）を満たすパス間時間ｔは、より一層微細な熱延鋼板の組織を得るため、１．５秒以下が好ましく、１．０秒以下がさらに好ましい。

【0056】

（３）第１冷却工程
熱間圧延後は、圧延完了後０．３０秒間以内に（熱間圧延完了温度−５０℃）以下の温度域まで冷却する。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、冷却するまでの時間が短いほど、また温度が低いほど抑制される。よって、（熱間圧延完了温度−５０℃）以下の温度域までの冷却に要する時間は、０．２５秒間以内とすることが好ましく、０．２０秒間以内であればさらに好ましく、０．１５秒間以内であれば特に好ましい。冷却開始までの時間帯は、空冷もしくは放冷などの無冷却帯とする。

【0057】

また、（熱間圧延完了温度−７５℃）以下の温度域まで冷却することが好ましく、（熱間圧延完了温度−１００℃）以下の温度域まで冷却することがさらに好ましい。平均冷却速度は特に規定する必要はないが、平均冷却速度が速いほど加工歪みの解放は抑制されるので、平均冷却速度を２００℃／ｓ以上とすることが好ましく、３００℃／ｓ以上とすればさらに好ましい。これにより、熱延鋼板の組織を一層微細化することができる。一方で平均冷却速度を高めるためには、過大な冷却装置が必要となり生産性、操業安定性の劣化を招くため、平均冷却速度は６００℃／ｓ以下とすることが好ましく、５００℃／ｓ以下とすることがさらに好ましい。

【0058】

冷却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。

【0059】

（４）冷却停止工程、第２水冷工程
（熱間圧延完了温度−５０℃）以下の温度域まで冷却した後は、７５０℃超の温度で０．３秒間以上３．０秒間未満の時間、空冷もしくは放冷などの無冷却帯を設け、かつ圧延終了後から６．０秒以内に７５０℃以下まで冷却する。これによって、冷却の温度ばらつきを軽減し、材料の特性の均一性が向上する。また、この空冷区間を利用して、圧延直後に板厚や板形状、板温の計測も行え、加速圧延も可能になり、生産性が飛躍的に高まる。

【0060】

上記無冷却帯の停止時間が０．３秒間未満では、フェライト粒の核生成が不十分になり混粒組織となりやすく、組織の微細化が不十分になり、良好な機械特性が得られなくなる。さらには冷却の温度ばらつきを十分に軽減することが困難となり、材料の特性の均一性を向上させることが困難となる。また、この水冷停止区間を利用して、板厚、板形状、板温等の計測を行うことが困難となり、加速圧延による生産性の向上を望むことが困難となる。したがって、上記水冷停止の時間が０．３秒間以上とする。好ましくは０．４秒以上である。

【0061】

なお、ここでいう「混粒組織」とは、微細な結晶粒と粗大な結晶粒が混ざった組織のことをいう。

【0062】

無冷却帯の時間が長いとオーステナイトに導入された加工歪みを解放され、組織が粗粒化するため、無冷却帯の時間は３．０秒未満とする。無冷却帯の時間は２．５秒未満が好ましく、２．０秒未満であればさらに好ましい。

【0063】

また、無冷却帯の温度が７５０℃以下の場合、もしくは７５０℃以下までの冷却に要する時間が６．０秒を超える場合も、同様に粗粒化が生じて、最終製品の特性が劣化する。７５０℃以下までの冷却に要する時間は５．０秒以内であれば好ましいく、４．０秒以内であればさらに好ましく、３．０秒以内であれば特に好ましい。７５０℃以下の冷却条件は特に規定しないが、７５０℃〜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、７５０〜６００℃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。また、フェライトの成長を抑制し、一層の組織の微細化を図る観点からは、上記水冷停止の後に施す水冷は、３０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することがより好ましく、５０℃／ｓ以上がさらに好ましく、８０℃／ｓ以上が特に好ましい。

【0064】

（５）第３水冷工程
７５０〜６００℃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。

【0065】

巻取温度は４００℃超とすることが好ましい。巻取温度が４００℃超であると、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からである。巻取温度は５００℃超であることがさらに好ましい。５５０℃超であると特に好ましく、５８０℃超であると最も好ましい。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。

【0066】

（６）冷間圧延工程
熱間圧延された鋼板は、酸洗等により脱スケールされた後に、常法に従って冷間圧延される。冷間圧延は、再結晶を促進して冷間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７０％未満とすることが好ましく、６０％未満とすることはさらに好ましい。

【0067】

（７）焼鈍工程
冷間圧延後の鋼板は、必要に応じて公知の方法に従って脱脂等の処理が施された後、焼鈍される。焼鈍における均熱温度の下限は、（Ａｃ_３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（Ａｃ_３点−２０℃）超とすることが好ましく、Ａｃ_３点超とするとさらに好ましい。しかしながら、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、均熱温度の上限は、（Ａｃ_３点＋１００℃）未満とすることが好ましい。（Ａｃ_３点＋５０℃）未満とするとさらに好ましく、（Ａｃ_３点＋２０℃）未満とすると特に好ましい。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。

【0068】

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。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。

【0069】

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℃以上冷却しても良い。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。

【0070】

また、低温変態生成相を主相とする金属組織を得るために、６５０〜４５０℃の温度範囲を１５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することが好ましい。６５０〜５００℃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未満であればさらに好ましい。

【0071】

また、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。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秒間以上保持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。

【0072】

（８）めっき工程
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、常法に従って電気めっきを行えばよく、めっき皮膜の化学組成は限定されない。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。

【0073】

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秒間以上保持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。溶融めっき後再加熱して合金化処理を行ってもよい。めっき皮膜の化学組成は限定されず、溶融めっきの種類として、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。

【0074】

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。

【実施例】

【0075】

本発明を，実施例を参照しながらより具体的に説明する。
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。

【0076】

【表1】

【0077】

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、実験用熱間圧延機を用いて、Ａｒ_３点以上の温度域で６パスの熱間圧延を行い、厚さ２〜３ｍｍの熱延板を作製した。熱間圧延条件および熱間圧延後の冷却条件は、表２に示される条件とした。なお、第一次冷却での冷却停止温度が低い場合には、第二次冷却および第三次冷却を省略した。第一次冷却が本発明における第１水冷工程に相当し、第二次冷却が本発明における第２水冷工程に相当する。また、冷却後は巻取温度と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した。

【0078】

【表2】

【0079】

得られた熱延鋼板を酸洗して冷間圧延母材とし、圧下率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３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、一次冷却停止温度である７００℃まで冷却し、７００℃からの平均冷却速度を６０℃／ｓとして表３に示される種々の二次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。

【0080】

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。

【0081】

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。

【0082】

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ＯＩＭ^ＴＭ５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、Ｃｏｎｆｉｄｅｎｃｅ Ｉｎｄｅｘ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以上である残留オーステナイト粒の単位面積あたりの数密度（Ｎ_Ｒ）を求めた。

【0083】

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（Ｅｌ_０）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％として算出した。

【0084】

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。

【0085】

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。

【0086】

【表3】

【0087】

本発明が規定する範囲内の鋼板についての試験結果（試番５〜９、１１、１３〜１５、１７〜２７）は、いずれも、ＴＳ×Ｅｌの値が１６５００ＭＰａ％以上であり、ＴＳ×ｎ値の値が１５０以上であり、ＴＳ^１．７×λの値が４７０００００ＭＰａ^１．７％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。

【0088】

鋼組成または製造方法が、本発明の規定する範囲から外れる鋼板についての試験結果（試番１〜４、１０、１２、１６）は、延性、加工硬化性および伸びフランジ性のいずれかもしくは全てが劣っていた。

【0089】

具体的には、鋼Ａを用いた試験（試番１）は、鋼中のＳｉ含有量が少ないために、残留オーステナイトの平均粒径が大きく、また、残留オーステナイトの体積率が低く、延性、加工硬化性および伸びフランジ性が悪い。鋼Ｂを用いた試験（試番２）、鋼Ｃを用いた試験（試番４）、および鋼Ｈを用いた試験（試番１０）は、（熱間圧延完了温度-50℃）までの冷却が遅いために、残留オーステナイトの平均粒径が大きく、また、Ｎ_Ｒが大きく、延性、加工硬化性および伸びフランジ性が悪い。鋼Ｉを用いた試験（試番１２）は、第一次冷却後の無冷却時間が長いために、残留オーステナイトの平均粒径が大きく、また、Ｎ_Ｒが大きく、加工硬化性および伸びフランジ性が悪い。

【0090】

鋼Ｂを用いた試験（試番３）および鋼Ｋを用いた試験（試番１６）は、焼鈍中の均熱温度が低すぎるために低温変態生成相を主相とする金属組織が得られておらず、伸びフランジ性が悪い。