(57)【要約】【課題】３〜６質量％のＭｎを含有する中Ｍｎ成分系において、低降伏強度を有する高強度鋼板およびその製造方法を提供すること。【解決手段】所定の組成を有する鋼スラブに、仕上圧延出側温度を８００℃以上とする仕上圧延を施し、４００℃以上７００℃以下で巻き取り、熱延板とする熱間圧延工程と、該熱延板に冷間圧延率５０％以上８０％以下の冷間圧延を施し冷延板とする冷間圧延工程と、該冷延板を加熱し、６００℃以上７８０℃以下の温度域の焼鈍温度で焼鈍を行う焼鈍工程と、を行うことで、所定の組成と、板面垂直方向の｛１００｝面の集積度（Ｉ｛１００｝）と｛１１１｝面の集積度（Ｉ｛１１１｝）の比（Ｉ｛１００｝／Ｉ｛１１１｝）が１．２０以上であり、かつ、降伏強度が３００ＭＰａ以下、引張強度が５４０ＭＰａ以上である、低降伏強度を有する高強度鋼板を製造する。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．１０％以下、
Ｓｉ：３．００％以下、
Ｍｎ：３．００〜６．００％、
Ｐ：０．００２〜０．０３％、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０３０〜４．０％、
Ｎ：０．００５％以下、
を含有し、かつ、下記（１）式で示されるＸの値が正値であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物である組成を有し、
板面垂直方向の｛１００｝面の集積度（Ｉ｛１００｝）と｛１１１｝面の集積度（Ｉ｛１１１｝）の比（Ｉ｛１００｝／Ｉ｛１１１｝）が１．２０以上であり、かつ、降伏強度が３００ＭＰａ以下、引張強度が５４０ＭＰａ以上である、低降伏強度を有する高強度鋼板。
Ｘ＝１８０−１５５０［Ｃ］＋８０［Ｓｉ］−９３［Ｍｎ］＋１８４［Ａｌ］  ・・・（１）
ただし、上記（１）式における［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ａｌ］は、それぞれ前記各元素の含有量（質量％）を表す。
【請求項２】
前記組成に加えて、さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．０３０％以下、
Ｔｉ：０．０３０％以下、
Ｂ：０．００１０％以下、
から選ばれる１種または２種以上を含有する、請求項１に記載の低降伏強度を有する高強度鋼板。
【請求項３】
質量％で、
Ｃ：０．１０％以下、
Ｓｉ：３．００％以下、
Ｍｎ：３．００〜６．００％、
Ｐ：０．００２〜０．０３％、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０３０〜４．０％、
Ｎ：０．００５％以下、
を含有し、かつ、
下記（１）式で示されるＸの値が正値であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物である組成を有する鋼スラブに、仕上圧延出側温度を８００℃以上とする仕上圧延を施し、４００℃以上７００℃以下で巻き取り、熱延板とする熱間圧延工程と、
該熱延板に冷間圧延率５０％以上８０％以下の冷間圧延を施し冷延板とする冷間圧延工程と、
該冷延板を加熱し、６００℃以上７８０℃以下の温度域の焼鈍温度で焼鈍を行う焼鈍工程と、を有する、
板面垂直方向の｛１００｝面の集積度（Ｉ｛１００｝）と｛１１１｝面の集積度（Ｉ｛１１１｝）の比（Ｉ｛１００｝／Ｉ｛１１１｝）が１．２０以上であり、かつ、降伏強度が３００ＭＰａ以下、引張強度が５４０ＭＰａ以上である、低降伏強度を有する高強度鋼板の製造方法。
Ｘ＝１８０−１５５０［Ｃ］＋８０［Ｓｉ］−９３［Ｍｎ］＋１８４［Ａｌ］  ・・・（１）
ただし、上記（１）式における［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ａｌ］は、それぞれ前記各元素の含有量（質量％）を表す。
【請求項４】
前記組成に加えて、さらに、鋼スラブが、質量％で、
Ｎｂ：０．０３０％以下、
Ｔｉ：０．０３０％以下、
Ｂ：０．００１０％以下、
から選ばれる１種または２種以上を含有する、請求項３に記載の低降伏強度を有する高強度鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、低降伏強度を有する高強度鋼板およびその製造方法に関する。本発明は、例えば、自動車のパネルや骨格部品等の使途に有用な、引張強度（ＴＳ）が５４０ＭＰａ以上の強度でかつ降伏強度が低く、プレス成形時にしわが発生しにくい冷延鋼板およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境保全の観点から、ＣＯ２の排出量を規制するため、自動車の燃費改善が要求されている。加えて、衝突時に乗員の安全を確保するため、自動車車体の衝突特性を中心にした安全性向上も要求されている。このように、自動車車体の軽量化および自動車車体の強化が積極的に進められている。
【０００３】
自動車車体の軽量化と強化を同時に満たすには、剛性に問題とならない範囲で部品素材を高強度化し、板厚を減ずることによる軽量化が効果的であると言われており、最近では高張力鋼板が自動車部品に積極的に使用されている。
【０００４】
軽量化効果は使用する鋼板が高強度であるほど大きくなるため、自動車業界では、例えば内板および外板用のパネル用材料として引張強度（ＴＳ）３９０ＭＰａ以上の鋼板を使用する動向にあり、骨格用材料はさらに高強度化が進んでいる。
【０００５】
一方、鋼板を素材とする自動車部品の多くは、プレス加工によって成形されるため、自動車用鋼板には優れたプレス成形性を有していることが必要とされる。しかしながら、高強度鋼板は、通常の軟鋼板に比べて成形性が劣化するため、自動車の軽量化を進める上での課題も多い。これに対し、例えば特許文献１には、Ｃ、ＳｉおよびＭｎを基本成分とする鋼板をオーステナイト化した後に、ベイナイト変態温度域に焼入れて等温保持する、いわゆるオーステンパー処理を行うことにより、鋼組織に準安定オーステナイトを残留させ、このオーステナイトの変形中の変態を利用し伸びを向上させる技術が開示されている。しかしながら、多量の残留オーステナイトを得るためには、０．３質量％を超える多量のＣが必要となるが、０．３質量％を超えるようなＣ濃度では、スポット溶接性の低下が顕著であり、自動車用鋼板としては実用化が困難である。
【０００６】
さらに、これまでプレス割れを回避するために、高強度と高延性を確保するために、最近では、５％程度の中Ｍｎ鋼を用いた高強度、高延性鋼が提案されている。例えば、特許文献２には、Ｍｎを４．２０質量％超６．００質量％以下の範囲で含有させるとともに、鋼組織を、ポリゴナルフェライトとマルテンサイト、残留オーステナイトを適正量含むとともに、これらの構成相を微細化させ、さらに、特に熱間圧延後の熱延板焼鈍条件などを適正に制御するＹＲ（降伏比）が６８％未満で、かつＴＳ（引張強さ）が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の技術が提案されている。但し、高強度化しても、降伏強度が高い場合、プレス時にフランジ部の流れ込みが悪くなり、プレス部品形状によっては、しわが発生しやすくなるという課題があった。このようなしわに対しては、降伏強度を下げる必要があり、引張強度（ＴＳ）は高く維持しながら降伏強度（ＹＳ）を下げる試みがなされている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開昭６１−１５７６２５号公報
【特許文献２】国際公開第２０１６／０６７６２６号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は、３〜６質量％のＭｎを含有する中Ｍｎ成分系において、低降伏強度を有する高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
なお、本発明における低降伏強度を有する高強度鋼板とは、３００ＭＰa以下の降伏強度と５４０ＭＰａ以上の引張強度を有する鋼板を意味する。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
中Ｍｎ鋼はＴＲＩＰ鋼であり、残留オーステナイトにＭｎや炭素を濃化させることで高い延性を得る特徴があった。この場合、降伏強度が高くなり、冷延焼鈍後に調質圧延を十分に施さないと降伏のびも発生する場合があった。降伏強度の低下には、結晶粒を大きくする手段もあるが、引張強度自体が低下してしまう。そこで、細粒と粗粒をバランスさせた混粒組織として低降伏強度と高強度を両立することを考えた。さらに、降伏強度は結晶方位の影響も受けると考え、各粒（細粒と粗粒）の結晶方位を制御することで、中Ｍｎ成分系で低降伏強度を得る検討を鋭意進めた。その結果、Ｍｎ量に見合ったＡｌを添加することにより、熱延段階で安定したフェライト−オーステナイトの二相域を得て、その後の冷間圧延、焼鈍工程を経ることで、低降伏強度に望ましい鋼板中の各粒の結晶方位を揃えることに成功した。
【００１０】
本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、以下の構成を有する。
［１］質量％で、
Ｃ：０．１０％以下、
Ｓｉ：３．００％以下、
Ｍｎ：３．００〜６．００％、
Ｐ：０．００２〜０．０３％、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０３０〜４．０％、
Ｎ：０．００５％以下、
を含有し、かつ、下記（１）式で示されるＸの値が正値であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物である組成を有し、
板面垂直方向の｛１００｝面の集積度（Ｉ｛１００｝）と｛１１１｝面の集積度（Ｉ｛１１１｝）の比（Ｉ｛１００｝／Ｉ｛１１１｝）が１．２０以上であり、かつ、降伏強度が３００ＭＰａ以下、引張強度が５４０ＭＰａ以上である、低降伏強度を有する高強度鋼板。
Ｘ＝１８０−１５５０［Ｃ］＋８０［Ｓｉ］−９３［Ｍｎ］＋１８４［Ａｌ］  ・・・（１）
ただし、上記（１）式における［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ａｌ］は、それぞれ前記各元素の含有量（質量％）を表す。
［２］前記組成に加えて、さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．０３０％以下、
Ｔｉ：０．０３０％以下、
Ｂ：０．００１０％以下、
から選ばれる１種または２種以上を含有する、［１］に記載の低降伏強度を有する高強度鋼板。
［３］質量％で、
Ｃ：０．１０％以下、
Ｓｉ：３．００％以下、
Ｍｎ：３．００〜６．００％、
Ｐ：０．００２〜０．０３％、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０３０〜４．０％、
Ｎ：０．００５％以下、
を含有し、かつ、
下記（１）式で示されるＸの値が正値であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物である組成を有する鋼スラブに、仕上圧延出側温度を８００℃以上とする仕上圧延を施し、４００℃以上７００℃以下で巻き取り、熱延板とする熱間圧延工程と、
該熱延板に冷間圧延率５０％以上８０％以下の冷間圧延を施し冷延板とする冷間圧延工程と、
該冷延板を加熱し、６００℃以上７８０℃以下の温度域の焼鈍温度で焼鈍を行う焼鈍工程と、を有する、
板面垂直方向の｛１００｝面の集積度（Ｉ｛１００｝）と｛１１１｝面の集積度（Ｉ｛１１１｝）の比（Ｉ｛１００｝／Ｉ｛１１１｝）が１．２０以上であり、かつ、降伏強度が３００ＭＰａ以下、引張強度が５４０ＭＰａ以上である、低降伏強度を有する高強度鋼板の製造方法。
Ｘ＝１８０−１５５０［Ｃ］＋８０［Ｓｉ］−９３［Ｍｎ］＋１８４［Ａｌ］  ・・・（１）
ただし、上記（１）式における［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ａｌ］は、それぞれ前記各元素の含有量（質量％）を表す。
［４］前記組成に加えて、さらに、鋼スラブが、質量％で、
Ｎｂ：０．０３０％以下、
Ｔｉ：０．０３０％以下、
Ｂ：０．００１０％以下、
から選ばれる１種または２種以上を含有する、［３］に記載の低降伏強度を有する高強度鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、３〜６質量％のＭｎを含有する中Ｍｎ成分系において、低降伏強度を有する高強度鋼板およびその製造方法を提供することができる。
本発明の製造方法により製造された鋼板は、３００ＭＰａ以下の低降伏強度と、５４０ＭＰａ以上の高引張強度を有する。また、炭素量を限定していることからスポット溶接性などの溶接性が良好である。よって、自動車内板や骨格用鋼板として好適に用いることができる。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
本発明は、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：３．００％以下、Ｍｎ：３．００〜６．００％、Ａｌ：０．０３０〜４．０％を含有する成分組成において、さらに下記式（１）で示されるＸの値が正値である必要がある。
Ｘ＝１８０−１５５０［Ｃ］＋８０［Ｓｉ］−９３［Ｍｎ］＋１８４[Ａｌ]  ・・・（１）
ただし、ただし、上記（１）式における［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ａｌ］は、それぞれ前記各元素の含有量（質量％）を表す。
【００１３】
これまで高延性化の観点から、組織を微細化し、残留オーステナイト量を増やす手法が提案されてきた。その結果、どうしても降伏強度を下げきることができなかった。上記Ｘは熱間圧延温度でフェライト相とオーステナイト相を安定化させる元素をバランスさせるものであり、これを正値とすることで、安定して熱延段階で二相域とすることができる。
二相温度域が狭いと、その後の冷間圧延、焼鈍工程により、結晶方位を揃えた各粒（粗粒と細粒）をバランスさせた混粒組織を得ることが困難となり、さらに、圧延が不安定になり操業しにくくなる問題がある。
上記式（１）で示されるＸの値は、１０以上が好ましい。また、Ｘの値の上限は特に限定されないが、絞り成形性の点からは、Ｘの値は、４００以下が好ましく、３００以下がより好ましい。
【００１４】
これに加えて、板面垂直方向の｛１００｝面の集積度（Ｉ｛１００｝）と｛１１１｝面の集積度（Ｉ｛１１１｝）の比（Ｉ｛１００｝／Ｉ｛１１１｝）が１．２０以上であることが低ＹＳ化に重要となる。ここで、Ｉ｛ｈｋｌ｝は板面垂直方向の｛ｈｋｌ｝面の集積度であり、例えば、ＥＢＳＤ（Electron Back Scattering Diffraction Pattern）などで各結晶粒の板面垂直方向を評価し、その面積率で評価することができる。本発明において、Ｉ｛１００｝／Ｉ｛１１１｝が１．２０以上必要である理由については、必ずしも明らかではないが、次のように考えられる。｛１００｝粒は比較的強度が低く、これが粗粒であることで、より具体的には、Ｉ｛１００｝が、比較的強度が高い｛１１１｝粒のＩ｛１１１｝に対して所定比率以上であることで、変形初期段階から早く転位が動きやすくなり、降伏強度を低くすることが可能であると考えられる。Ｉ｛１００｝／Ｉ｛１１１｝は、１．２５以上が好ましい。また、Ｉ｛１００｝／Ｉ｛１１１｝の上限は特に限定されないが、絞り成形性の点からは、Ｉ｛１００｝／Ｉ｛１１１｝は、１．５０以下が好ましく、１．４０以下がより好ましい。
【００１５】
本発明は、上記知見と、さらに詳細な検討によりなされたものである。
以下に本発明を詳細に説明する。以下、特に断らない限り、元素の含有量に関する「％」の表示は、質量％を意味する。また、本発明の低降伏強度を有する高強度鋼板を、単に「鋼板」ともいう。
まず、本発明の鋼板の成分組成を限定した理由について説明する。
【００１６】
Ｃ：０．１０％以下
Ｃは、残留オーステナイトを生成させるために重要な元素であるが、低降伏強度の観点からは必ずしも必須ではない。また、ＨＡＺ部を高強度化して継手での割れを生じやすくするため、Ｃの含有量の上限を０．１０％とする。Ｃの含有量の下限は特に規定しないものの、溶製可能な炭素下限（０．０００５％）である。Ｃの含有量は、好ましくは０．００２％以上０．０８％以下である。
【００１７】
Ｓｉ：３．００％以下
Ｓｉは、固溶強化により、強度と延性を両立させるため、このましい添加元素である。しかし、多量の添加は冷間圧延性を阻害するため好ましくない。また後述する添加量のＡｌにＳｉを添加することでフェライトが安定化しすぎて、高温域でもフェライト単相域となり、低降伏強度と高引張強度を両立できなくなるため、Ｓｉの含有量の上限を３．００％とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは２．００％以下である。Ｓｉの含有量の下限はとくに規定しないが、不可避的不純物として０．０１％含まれていても問題ない。
【００１８】
Ｍｎ：３．００〜６．００％
Ｍｎは、高強度化に有効であるとともに、Ｍｓ点を下げて、残留オーステナイトを生成させるのに有効な元素でもある。このような観点からＭｎは３．００％以上添加する必要がある。また一方で、過度の添加は、低降伏強度を得る為の細粒と粗粒の粒径分布を生成できなくなるため、Ｍｎの含有量は６．００％を上限とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは３．５０％以上、５．５０％以下である。
【００１９】
Ｐ：０．００２〜０．０３％
Ｐは固溶強化の効果がある。しかしながら０．００２％未満ではその効果が現れないだけでなく、製鋼工程に於いて脱りんコストの上昇を招く。したがって、Ｐは０．００２％以上含有するものとする。一方、０．０３％を超える過剰な添加は、Ｐが粒界に偏析し、溶接性を劣化させる。従ってＰの含有量の上限を０．０３％とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０２％以下である。
【００２０】
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、不純物であり、熱間割れの原因になる他、鋼中で介在物として存在し鋼板の諸特性を劣化させるので、できるだけ低減することが好ましいが、０．０１％までは許容できるため、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００５％以下である。
【００２１】
Ａｌ：０．０３０〜４．０％
Ａｌは、低降伏強度のための粒径分布制御および結晶方位制御に重要な元素である。この観点から、０．０３０％以上含有するものとする。一方、４．０％を超える添加は、熱延時にフェライト相が安定化しすぎるため、Ａｌ含有量は４．０％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．５％以上である。また、Ａｌ含有量は、好ましくは３．０％以下である。
【００２２】
Ｎ：０．００５％以下
Ｎは多すぎると耐常温時効性を劣化させ、多量のＡｌやＴｉ添加が必要となるため、できるだけ低減することが好ましく、上限を０．００５％とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００３０％以下である。
【００２３】
上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
【００２４】
また、上記組成に加えて、さらに、Ｎｂ：０．０３０％以下、Ｔｉ：０．０３０％以下、Ｂ：０．００１０％以下から選ばれる１種または２種以上を含有することができる。
【００２５】
Ｎｂ：０．０３０％以下、Ｔｉ：０．０３０％以下
Ｎｂ、Ｔｉは、それぞれ鋼の炭素や窒素と結合して、析出物となり、粒径を制御したり、高強度化するのに有用な元素である。但し、Ｎｂ、Ｔｉをそれぞれ０．０３０％を超えて添加すると、低降伏強度を達成するための粗粒と細粒が混在した組織を作りにくくなるので、好ましくない。従って、Ｎｂ、Ｔｉを含有する場合には、Ｎｂ、Ｔｉの含有量は、それぞれ０．０３０％以下とする。Ｎｂ、Ｔｉを含有する場合には、Ｎｂ、Ｔｉの含有量はそれぞれ、好ましくは０．０２５％以下である。
【００２６】
Ｂ：０．００１０％以下
Ｂは、鋼の粒界に偏析して、適度な熱延板の微細化を促す効果がある。しかしその含有量が０．００１０％を超えると、低降伏強度を達成するための粗粒と細粒が混在した組織を作りにくくなるので、好ましくない。従って、Ｂを含有する場合には、Ｂの含有量は、０．００１０％以下とする。Ｂを含有する場合には、Ｂの含有量は、好ましくは０．０００６％以下である。
【００２７】
次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。なお、以下の説明において、特に断らない限り、温度は、鋼スラブ、熱延板等の表面温度とする。
【００２８】
本発明の製造方法に用いられる鋼スラブの組成は上述した鋼板の組成と同様であるので、鋼スラブの組成の限定理由については説明を省略する。
【００２９】
本発明では、熱間圧延工程において、上記組成を有する鋼スラブに仕上圧延出側温度を８００℃以上とする仕上圧延を施す。
【００３０】
本発明の製造方法で使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止すべく連続鋳造法で製造することが望ましいが、造塊法や薄スラブ鋳造法で製造してもよい。また、鋼スラブを製造した後、いったん室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、冷却せず温片のままで加熱炉に装入し熱間圧延する直送圧延、或いはわずかの保熱をおこなった後に直ちに熱間圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギプロセスも問題なく適用できる。
【００３１】
鋼スラブ加熱温度は、酸化重量の増加に伴うスケールロスの増大などからは低い方が望ましい。しかし加熱温度が１０００℃未満では圧延荷重が増大し熱間圧延時におけるトラブル発生の危険性が増大するので、鋼スラブ加熱温度は１０００℃以上にすることが好ましい。なお、鋼スラブ加熱温度の上限は１３００℃とすることが好適である。
【００３２】
上記条件で加熱された鋼スラブに粗圧延および仕上圧延を行う熱間圧延を施す。ここで、鋼スラブは粗圧延によりシートバーとされる。なお、粗圧延の条件は特に規定する必要はなく、常法に従っておこなえばよい。また、鋼スラブ加熱温度を低くし、かつ熱間圧延時のトラブルを防止するといった観点から、シートバーを加熱する所謂シートバーヒーターを活用することは有効な方法であることは言うまでもない。
【００３３】
次いで、シートバーを仕上圧延する。本発明では、仕上圧延出側温度（ＦＴ）は８００℃以上とする。これは冷間圧延および焼鈍（再結晶焼鈍）後（すなわち冷延焼鈍後）に低降伏強度と高引張強度を両立する混粒組織が得られる熱延板組織を得るためである。ＦＴが８００℃未満では組織が微細化して、焼鈍後の降伏強度が上昇するだけでなく、熱間圧延時の圧延負荷が高くなる。従ってＦＴは８００℃以上とする。より好ましくは８３０℃以上とする。一方ＦＴが９８０℃を超えると組織が粗大化し、これもまた冷延焼鈍後に望ましい混粒組織の形成を妨げるおそれがあり深絞り性が確保できないおそれがある。従ってＦＴは９８０℃以下にすることが好ましい。より好ましくは９５０℃以下とする。
【００３４】
また、熱間圧延時の圧延荷重を低減するため仕上圧延の一部または全部のパス間で潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延をおこなうことは鋼板形状の均一化や材質の均質化の観点からも有効である。潤滑圧延の際の摩擦係数は０．１０〜０．２５の範囲とするのが好ましい。さらに、相前後するシートバー同士を接合し、連続的に仕上圧延する連続圧延プロセスとすることも好ましい。連続圧延プロセスを適用することは熱間圧延の操業安定性の観点からも望ましい。
【００３５】
巻き取り温度（ＣＴ）：４００℃以上７００℃以下
コイル巻き取り温度については、４００℃以上７００℃以下とする。この温度範囲が冷延焼鈍後に望ましい混粒組織を形成するのに好適な温度範囲であるとともに、特にＣＴが前記上限を超えると結晶粒が粗大化し強度低下を招くことになる。そのため巻き取り温度の上限を７００℃とする。また巻き取り温度が４００℃未満であると、熱延板のマルテンサイト分率が高くなり、冷間圧延負荷が高くなるばかりでなく、冷延焼鈍後に望ましい混粒組織が得られにくくなる。そのため巻き取り温度の下限を４００℃とする。巻き取り温度は、好ましくは４５０℃以上、６８０℃以下とする。
【００３６】
上記熱間圧延工程後、熱間圧延工程で得られた熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする冷間圧延工程を施す。なお、熱間圧延工程後、冷間圧延工程前に、熱延板焼鈍や熱延板を酸洗してもよい。熱延板焼鈍はＭｎの分配を促し、冷延焼鈍後に残留オーステナイト生成を促す効果がある。また酸洗は通常の条件にておこなえばよい。
【００３７】
冷間圧延率（ＣＲ）：５０％以上８０％以下
冷間圧延工程では、熱間圧延段階で二相域圧延した組織から、一部細粒組織を得るために必要であり、この観点からＣＲを５０％以上とする必要がある。一方、ＣＲが８０％を超えると冷間圧延時のロールへの負荷が高まるだけでなく、冷延焼鈍後に望ましい混粒組織が得られなくなるため、ＣＲの上限を８０％とする。ＣＲは、より好ましくは５５％以上、７６％以下とする。
【００３８】
焼鈍温度：６００℃以上７８０℃以下の温度域
次いで、上記冷間圧延工程を施した冷延板を加熱し、６００℃以上７８０℃以下の温度域の焼鈍温度で焼鈍をおこなう焼鈍工程を施す。この焼鈍工程では少なくとも再結晶を行わせ、降伏強度を下げる必要がある。このため６００℃以上の温度域での焼鈍が最低必要である。一方７８０℃を超える高温では再結晶粒が著しく粗大化するとともに、固溶炭素の増加により降伏のびが出やすくなって、低強度化特性が著しく劣化する。このため焼鈍工程での焼鈍は、６００℃以上７８０℃以下の温度域の昇温温度で行う。焼鈍は、好ましくは６６０℃以上、７６０℃以下の温度域の焼鈍温度で行う。
【００３９】
上記焼鈍工程後の冷却速度は特に規定するものではないが、望ましくは上記焼鈍工程での焼鈍温度（焼鈍温度Ｔ）から３００℃まで５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することが好ましく、過時効処理を施す場合は、前記焼鈍温度Ｔから過時効処理温度までを５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することが好ましい。
【００４０】
また、上記各工程を経て製造された鋼板には、形状矯正、表面粗度等の調整の目的で、調質圧延、レベラー加工の一方または両方の処理を施してもよい。調質圧延、レベラー加工の一方または両方の処理を施す場合の伸び率は合計で０．５％未満の範囲内であることが好ましい。伸び率が０．５％以上であると降伏強度が増加し、プレス時のしわが発生しやすくなる。
【実施例】
【００４１】
次に、本発明の実施例について説明する。
【００４２】
表１に示す組成の鋼スラブを１２００℃に加熱し粗圧延してシートバーとし、次いで表２に示す仕上圧延出側温度（ＦＴ）となる仕上圧延を施し、表２に示す巻き取り温度（ＣＴ）で巻き取る熱間圧延工程により熱延板とした。これらの熱延板を酸洗した後、表２に示す冷間圧下率（ＣＲ）で冷間圧延工程を施し冷延板とした。引き続きこれら冷延板に連続焼鈍ラインにて、表２に示す焼鈍温度で連続焼鈍をおこなった。さらに得られた鋼板（冷延焼鈍板）に伸び率０．２％の調質圧延を施し冷延鋼板を製造した。
【００４３】
得られた冷延鋼板について引張特性を測定した。測定方法は下記の通りである。
【００４４】
（１）引張特性
各得られた冷延鋼板から圧延方向に対して０°方向（Ｌ方向）に引張試験片を採取し、クロスヘッド速度０．１ｍｍ／ｍｉｎで引張試験をおこない、降伏応力（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、一様伸び（Ｕｅｌ）、降伏比（ＹＲ）を求めた。試験片の平行部は長さ２０ｍｍ、幅４ｍｍとした。
【００４５】
（２）結晶方位：Ｉ｛１００｝／Ｉ｛１１１｝の評価
各得られた冷延鋼板から試料を切り出し、ＲＤ×ＮＤ面（圧延方向に平行な垂直断面）を表面に出して熱間樹脂埋めを行った。耐水研磨紙で１５００番まで研磨した後、１／４μｍまでダイヤモンドバフ研磨を施して鏡面にした後、仕上げ研磨としてストルアス社のＯＰ−Ｕコロイダルシリカ懸濁液を用いて振動研磨を施した。ＥＢＳＤ観察には電界放出型走査電子顕微鏡にＴＳＬソリューション社製のＯＩＭ検出器を取り付けたシステムを用いた。観察条件は、加速電圧２５ｋＶ、照射電流１６μＡとした。ステップサイズは組織に応じて０．４〜０．０５μｍを適宜選択し、板面垂直方向の｛１００｝面の集積度（Ｉ｛１００｝）、｛１１１｝面の集積度（Ｉ｛１１１｝）を計測し、その比Ｉ｛１００｝／Ｉ｛１１１｝を評価した。
【００４６】
【表１】
2019137873.tif 000002
【００４７】
【表２】
2019137873.tif 000003
【００４８】
表２より明らかなとおり、本発明例では、３〜６質量％の中Ｍｎ成分鋼で、いずれもＹＳが３００ＭＰａ以下でＴＳが５４０ＭＰａ以上の低降伏強度、高引張強度を有する鋼板が得られた。これに対し、本発明の範囲を外れる条件で製造した比較例では、ＹＳが十分に低い鋼板は得られなかった。
【産業上の利用可能性】
【００４９】
本発明によれば、中Ｍｎ成分鋼で、ＹＳが３００ＭＰａ以下でＴＳが５４０ＭＰａ以上の低降伏強度、高引張強度を有する鋼板が得ることが可能となり産業上格段の効果を奏する。例えば本発明の鋼板を自動車内板パネルや骨格用部品に適用した場合、これまでフランジ部のしわが問題であった部位もプレス成形可能となり、自動車車体の衝突安全性や軽量化に十分寄与できるという効果がある。また自動車部品に限らず家電部品としても適用可能である。