(57)【要約】【課題】低降伏比を有する鋼板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８８０℃以上とする仕上圧延を施し、５５０℃以上６７０℃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６５％以上９２％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、７６０℃以上９５０℃以下の温度域の焼鈍温度Ｔで焼鈍をおこなう焼鈍工程と、を有し、冷間圧延工程での板厚真ひずみεtと、焼鈍工程での６５０℃から焼鈍温度Ｔまでの加熱速度ＨＲ（℃／ｓ）との関係が下記（２）式を満たす、低降伏比を有する鋼板の製造方法。−１４．０≦ｌｎ（ＨＲ）−５（εt）≦−８．０    ・・・（２）ただし、上記（２）式におけるεtは、下記（３）式で算出される。εt＝−ｌｎ（１−ＣＲ／１００）  ・・・（３）ただし、上記（３）式におけるＣＲは、冷間圧延工程における冷間圧延率（％）である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．００４０〜０．０１２０％、
Ｓｉ：０．７０％以下、
Ｍｎ：０．５０〜１．８０％、
Ｐ：０．００５〜０．０５％、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．３％、
Ｎ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．０２５〜０．１１０％
を含有し、かつ、
下記（１）式で示されるＮｂとＣの原子比が０．８０以上１．１０以下であり、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８８０℃以上とする仕上圧延を施し、５５０℃以上６７０℃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６５％以上９２％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、７６０℃以上９５０℃以下の温度域の焼鈍温度Ｔで焼鈍を行う焼鈍工程と、を有し、
冷間圧延工程での板厚真ひずみεtと、焼鈍工程での６５０℃から焼鈍温度Ｔまでの加熱速度ＨＲ（℃／ｓ）との関係が下記（２）式を満たす、低降伏比を有する鋼板の製造方法。
（１２／９３）×（Ｎｂ／Ｃ）    ・・・（１）
ただし、上記（１）式におけるＮｂ、Ｃは、各元素の含有量（質量％）を表す。
−１４．０≦ｌｎ（ＨＲ）−５（εt）≦−８．０    ・・・（２）
ただし、上記（２）式におけるεtは、下記（３）式で算出される。
εt＝−ｌｎ（１−ＣＲ／１００）  ・・・（３）
ただし、上記（３）式におけるＣＲは、冷間圧延工程における冷間圧延率（％）である。
【請求項２】
前記組成に加えて、さらに、鋼スラブが、質量％で、
Ｂ：０．００１０％以下
を含有する、請求項１に記載の低降伏比を有する鋼板の製造方法。
【請求項３】
さらに、前記焼鈍工程後に、鋼板表面にめっき処理を行う、請求項１または２に記載の低降伏比を有する鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、低降伏比を有する鋼板の製造方法に関する。本発明は、特に、自動車の外板パネル等の使途に有用な、引張強度（ＴＳ）が２７０ＭＰａ以上５００ＭＰａ未満の強度でかつ降伏強度が低く、プレス成型時にしわが発生しにくい冷延鋼板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。外板用のパネル用材料ではプレス後の表面品質が厳格に管理され、例えばドアの取っ手回りの面ひずみと呼ばれる局所的な凹凸をなくすことが重要である。
【０００６】
このような面ひずみに対しては、降伏強度を下げる必要があり、引張強度（ＴＳ）に対する降伏強度（ＹＳ）の比である降伏比ＹＲ［＝（ＹＳ／ＴＳ）×１００］を下げる試みがなされている。
【０００７】
例えば、特許文献１には、伸びフランジ性に優れ、低ＹＳ特性であるプレス成形性に優れた鋼板とその製造方法が開示されている。特許文献１では、Ｃ：０．００４０〜０．０１５ｗｔ％、Ｎｂ：０．０４〜０．２５ｗｔ％で、Ｎｂ／（７．７５×Ｃ）＝１．５〜２．５と炭素をＮｂで十分に固定し、焼鈍段階で、再結晶温度以上に加熱して、０．３×Ｎｂ／（７．７５×Ｃ）−０．２５≦張力Ｔ≦２．０と張力を制御することで、粒界近傍にＮｂＣの低密度領域を形成し、低ＹＳ化を達成している。
【０００８】
また、特許文献２に開示された鋼板は、フェライト組織に主としてマルテンサイトからなる第２相を適量分散させた組織を有しており、従来のＩＦ鋼等の固溶強化鋼よりＹＰは低減される。また、前記鋼板は高いＢＨを有し耐デント性にも優れる。しかしながら、ドア等の部品においてこの鋼板をプレス成形すると、従来の３４０ＭＰａ級焼付硬化型鋼板より面ひずみの発生量が大きくなることから、より一層の低ＹＰ化が必要とされている。
【０００９】
特許文献３には、所定の成分を有する熱延板を冷間圧延し、Ａｃ１点以上Ａｃ３点以下の温度範囲で焼鈍した後、３〜２０℃／ｓの冷却速度で５５０〜７５０℃の温度範囲まで１次冷却し、さらに１００℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下まで２次冷却する鋼板の製造方法が開示されている。しかし特許文献３に記載の方法は、焼鈍後に急速冷却を必要とするので、めっき処理を施さない連続焼鈍ラインでは適用できるが、焼鈍後の冷却中に４５０〜５００℃に保持された亜鉛めっき浴に浸漬してめっき処理を施す連続溶融亜鉛めっきラインにおいては適用するのが原理的に難しい。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特開２００１−１３１６８１号公報
【特許文献２】特公昭６２−４０４０５号公報
【特許文献３】特開２００６−２３３２９４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
本発明は、低降伏比を有する鋼板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比を有する鋼板とは、降伏比（ＹＲ）が５０％以下の鋼板を意味する。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
従来、深絞り性を向上させるためにＮｂとＣの原子比である（１２／９３）×（Ｎｂ／Ｃ）［前記Ｎｂ、Ｃは、各元素の含有量（質量％）］を１．０よりも十分高くしていたが、ＮｂＣによる析出物が多いと、その分散を制御することで降伏強度（ＹＳ）を低く、また析出強化で引張強度（ＴＳ）を高めることができるものの、降伏比（ＹＲ）を５０％以下とすることは困難であった。そこでさらなる検討を行ったところ、十分に低い降伏比を有する鋼板とするためには、ＮｂとＣの原子比を０．８以上１．１以下の限られた範囲とし、冷間圧延工程での冷間圧延率と焼鈍工程での加熱速度を制御することが重要であることを見出した。
【００１３】
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：０．００４０〜０．０１２０％、
Ｓｉ：０．７０％以下、
Ｍｎ：０．５０〜１．８０％、
Ｐ：０．００５〜０．０５％、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．３％、
Ｎ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．０２５〜０．１１０％
を含有し、かつ、
下記（１）式で示されるＮｂとＣの原子比が０．８０以上１．１０以下であり、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８８０℃以上とする仕上圧延を施し、５５０℃以上６７０℃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６５％以上９２％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、７６０℃以上９５０℃以下の温度域の焼鈍温度Ｔで焼鈍を行う焼鈍工程と、を有し、
冷間圧延工程での板厚真ひずみεtと、焼鈍工程での６５０℃から焼鈍温度Ｔまでの加熱速度ＨＲ（℃／ｓ）との関係が下記（２）式を満たす、低降伏比を有する鋼板の製造方法。
（１２／９３）×（Ｎｂ／Ｃ）    ・・・（１）
ただし、上記（１）式におけるＮｂ、Ｃは、各元素の含有量（質量％）を表す。
−１４．０≦ｌｎ（ＨＲ）−５（εt）≦−８．０    ・・・（２）
ただし、上記（２）式におけるεtは、下記（３）式で算出される。
εt＝−ｌｎ（１−ＣＲ／１００）  ・・・（３）
ただし、上記（３）式におけるＣＲは、冷間圧延工程における冷間圧延率（％）である。
［２］前記組成に加えて、さらに、鋼スラブが、質量％で、
Ｂ：０．００１０％以下
を含有する、［１］に記載の低降伏比を有する鋼板の製造方法。
［３］さらに、前記焼鈍工程後に、鋼板表面にめっき処理を行う、［１］または［２］に記載の低降伏比を有する鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、低降伏比を有する鋼板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、従来にない低い降伏比を有する。また、ＭｏやＣｒ等の合金元素の添加を制限していることから、めっき性や表面外観が良好である。よって、自動車外板用鋼板として好適に用いることができる。
【００１５】
本発明は、Ｃ含有量がＣ：０．００４０〜０．０１２０％の範囲において、ＮｂとＣの原子比である（１２／９３）×（Ｎｂ／Ｃ）が０．８０≦（１２/９３）×（Ｎｂ／Ｃ）≦１．１０と従来のＩＦ鋼よりも、低いレベルで炭素を固定し、冷間圧延工程での冷間圧延率と、焼鈍工程での加熱速度を制御することで、フェライト単相鋼で従来にない低い降伏比を達成できることを見出してなされたものである。この理由については、必ずしも明らかではないが、次のように考えられる。
【００１６】
これまで深絞り性の観点から、固溶炭素を極限まで減少させるために炭素の等量を超えるＴｉやＮｂを添加していたが、そのため炭化物が阻害して十分にフェライト組織の降伏強度が下げられなかった。そこで、炭素の等量か少し低い範囲でＮｂを添加することで、炭化物を鋼の降伏しやすい状態にすることができた。この場合、熱延での炭化物の析出状態が不安定であることから、冷間圧延で炭化物（ＮｂＣ）の一部が溶解し、加熱段階（焼鈍段階）で炭化物が再析出することがアトムプローブなどの評価によって明らかになってきた。炭化物の溶解は、冷間圧延のひずみエネルギー、すなわち、冷間圧延率に依存し、再析出したときの炭化物の分散は、焼鈍工程での加熱速度に影響するため、その２つを最適にすることでフェライト単相でも従来にない低い降伏比が達成できたと考えられる。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
以下に本発明を詳細に説明する。以下、特に断らない限り、元素の含有量は質量％で示している。
【００１８】
まず、本発明の鋼スラブの成分組成を限定した理由について説明する。
【００１９】
Ｃ：０．００４０〜０．０１２０％
Ｃは後述のＮｂとともに本発明における重要な元素である。自動車外板パネルの良好な深絞り性を得るためには過剰な添加は好ましいものではないことを考慮して、上限を０．０１２０％とする。Ｃは深絞り性の観点からは低いほど好ましいが、ＮｂＣの析出制御を利用する観点から０．００４０％以上の添加が必要である。Ｃ含有量は、好ましくは０．００５０％以上である。また、Ｃ含有量は、好ましくは０．０１１０％以下である。
【００２０】
Ｓｉ：０．７０％以下
Ｓｉは深絞り性を大きく低下させずに固溶強化できる効果がある。上記効果を得るためには、Ｓｉは０．２０％以上含有することが好ましく、より好ましくは０．３５％以上含有する。一方Ｓｉを０．７０％を超えて含有すると、熱延時に赤スケールが発生するため、鋼板とした時の表面外観を悪くする。また溶融亜鉛めっきを施す際にめっきの濡れ性を悪くしてめっきむらの発生を招き、めっき品質が劣化するので、Ｓｉ含有量は０．７０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．５０％以下である。
【００２１】
Ｍｎ：０．５０〜１．８０％
Ｍｎは、高強度化に有効であるとともに、Ｓによる熱間割れを防止するのに有効な元素でもある。このような観点からＭｎは０．５０％以上含有する必要がある。Ｍｎは、好ましくは０．５５％以上、より好ましくは１．００％以上含有させる。また一方で、過度の添加は深絞り性および溶接性を劣化させるのでＭｎ含有量は１．８０％を上限とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．４０％以下である。
【００２２】
Ｐ：０．００５〜０．０５％
Ｐは固溶強化の効果がある。しかしながら０．００５％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０．００５％以上含有するものとする。一方０．０５％を超える過剰な添加は、Ｐが粒界に偏析し、耐二次加工脆性および溶接性を劣化させる。従ってＰの含有量の上限を０．０５％とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０１０％以上である。また、Ｐ含有量は、好ましくは０．０３％以下である。
【００２３】
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。
【００２４】
Ａｌ：０．００５〜０．３％
Ａｌは鋼の脱酸元素として有用である他、固溶Ｎを固定して耐常温時効性を向上させる作用があるため、０．００５％以上含有するものとする。一方、０．３％を超える添加は高合金化によるコスト増を招き、さらに表面欠陥を誘発するので、Ａｌ含有量は０．３％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１５％以上である。また、Ａｌ含有量は、好ましくは０．１５％以下である。
【００２５】
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。
【００２６】
Ｎｂ：０．０２５〜０．１１０％
Ｎｂは熱延板組織の微細化および熱延板中にＮｂＣとしてＣを析出固定させる作用を有し、深絞り性に寄与する元素である。このような観点からＮｂは０．０２５％以上含有するものとする。一方で、過剰なＮｂの添加はコストアップ、熱延負荷が大きくなる。またＮｂＣが多量になると降伏強度が高くなるためＮｂ含有量は０．１１０％以下とする。
【００２７】
ＮｂとＣの原子比が０．８０以上１．１０以下
本発明においては、ＮｂとＣの原子比を制御することが重要である。下記（１）式で示されるＮｂとＣの原子比が、０．８０未満では、固溶炭素が熱延段階で多く存在し、冷延焼鈍後の深絞り性が低下する。また、冷延焼鈍材の固溶炭素の存在は降伏強度を上げるので好ましくない。そのためＮｂとＣの原子比は、０．８０以上１．１０以下とする必要がある。ＮｂとＣの原子比は、好ましくは０．８５以上である。また、ＮｂとＣの原子比は、好ましくは１．０５以下である。
（１２／９３）×（Ｎｂ／Ｃ）    ・・・（１）
ただし、上記（１）式におけるＮｂ、Ｃは、各元素の含有量（質量％）を表す。
【００２８】
以上が本発明の鋼スラブの基本成分である。また、本発明では上記した成分以外の残部は鉄および不可避的不純物の組成とする。
【００２９】
本発明の鋼スラブの組成は、上記成分の他に、さらにＢ：０．００１０％以下を含有することができる。
【００３０】
Ｂ：０．００１０％以下
Ｂは鋼の二次加工脆性を向上する作用をもつ元素であり、必要に応じて含有できる。しかしその含有量が０．００１０％を超えるとその効果が飽和するためＢ含有量は０．００１０％以下が好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００８％以下である。
【００３１】
なお、前記不可避的不純物としては、目的とする特性に影響を及ぼさない範囲で、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｕを合計で０．１％以下の範囲で添加できる。
【００３２】
本発明の鋼板は、電気めっき、あるいは溶融めっきなどの表面処理を施した、いわゆるめっき鋼板をも含むものである。めっきとは、純亜鉛の他、合金を形成する元素、亜鉛を主成分として合金元素を添加した亜鉛系合金めっき、あるいはＡｌやＡｌを主成分として合金元素を添加したＡｌ系合金めっき、Ｍｇ、Ｎｉやこれらの元素を含む合金など、従来鋼板表面に施されているめっき層も含む。
【００３３】
なお、本発明における鋼板の成分組成は、上記の鋼スラブの組成と同様である。
【００３４】
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。
【００３５】
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８８０℃以上とする仕上圧延を施す。
【００３６】
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。
【００３７】
鋼スラブ加熱温度は、析出物を粗大化させることにより｛１１１｝再結晶集合組織を発達させて深絞り性を改善するため、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、酸化重量の増加に伴うスケールロスの増大などから、鋼スラブ加熱温度の上限は１３００℃とすることが好適である。
【００３８】
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。
【００３９】
次いで、シートバーを仕上圧延して熱延板とする。本発明では、仕上圧延出側温度（ＦＴ）は８８０℃以上とする。これは冷間圧延および再結晶焼鈍後に優れた深絞り性が得られる微細な熱延板組織を得るためである。ＦＴが８８０℃未満では組織が加工組織を有し冷延焼鈍後に｛１１１｝集合組織が発達しないだけでなく、熱間圧延時の圧延負荷が高くなる。従ってＦＴは８８０℃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の｛１１１｝再結晶集合組織の形成および発達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。
【００４０】
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。
【００４１】
巻き取り温度（ＣＴ）：５５０℃以上６７０℃以下
コイル巻取温度については、５５０℃以上６７０℃以下とする。この温度範囲が熱延板中にＮｂＣを析出させ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とともに冷延焼鈍後の深絞り性を妨げることになる。熱延段階で生成したＮｂＣは一部を冷間圧延で溶解させて、焼鈍後に降伏強度を低くするようにＮｂＣを制御する必要がある。そのため巻き取り温度の上限を６７０℃とする。
【００４２】
上記熱間圧延工程後、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、熱延板を酸洗してもよい。酸洗は通常の条件にておこなえばよい。
【００４３】
冷間圧延率（ＣＲ）：６５％以上９２％以下
冷間圧延工程は低降伏比を得るためのＮｂＣの分布状態を制御するため重要な工程となる。冷間圧延工程では、熱延段階で析出したＮｂＣを冷間加工により分断し細かい不安定なＮｂＣを溶解させる必要があり、ＣＲは少なくとも６５％以上とする。また深絞り性の観点からも高冷延圧下率が一般に有効であり、圧下率（冷間圧延率）が６５％未満では｛１１１｝再結晶集合組織が発達せず、優れた深絞り性を得ることができない。一方、ＣＲが９２％を超えるとその効果が飽和するばかりでなく、冷間圧延時のロールへの負荷も高まるため、上限を９２％とする。
【００４４】
焼鈍温度：７６０℃以上９５０℃以下の温度域の焼鈍温度Ｔ
次いで、上記冷間圧延工程を施した冷延板を加熱し、７６０℃以上９５０℃以下の温度域の焼鈍温度Ｔ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る必要がある。このため７６０℃以上の温度域での焼鈍が最低必要である。一方９５０℃を超える高温では再結晶粒が著しく粗大化し、特性が著しく劣化する。このため焼鈍工程での焼鈍は、７６０℃以上９５０℃以下の温度域の焼鈍温度Ｔで行う。焼鈍温度Ｔは、８００℃以上が好ましい。また、焼鈍温度Ｔは、９００℃以下が好ましい。
【００４５】
冷間圧延工程での板厚真ひずみεｔと、焼鈍工程での６５０℃から焼鈍温度Ｔまでの加熱速度ＨＲ（℃／ｓ）との関係が、下記（２）式を満たす。
−１４．０≦ｌｎ（ＨＲ）−５（εｔ）≦−８．０  ・・・（２）
ただし、上記（２）式におけるεtは、下記（３）式で算出される。
εt＝−ｌｎ（１−ＣＲ／１００）  ・・・（３）
ただし、上記（３）式におけるＣＲは、冷間圧延工程における冷間圧延率（％）である。
【００４６】
低降伏比を得るためには、最終的な焼鈍段階でのＮｂＣの分布を制御する必要がある。この場合、冷間加工のエネルギーにより分断、消失した状態とした後、焼鈍工程での加熱の段階でＮｂＣの生成、成長状態を制御することが必要であり、冷間圧延工程での冷間圧延率と、焼鈍工程での加熱速度の両方を制御する必要がある。焼鈍工程での加熱速度は、炭素やＮｂの拡散を考えると６５０℃未満での加熱速度を制御することはほとんど影響なく、６５０℃から焼鈍温度（焼鈍温度Ｔ）までの加熱速度が重要となる。
【００４７】
本発明者が検討を行った結果、冷間圧延工程での板厚真ひずみεｔと、焼鈍工程での６５０℃から焼鈍温度Ｔまでの加熱速度ＨＲ（℃／ｓ）との関係を上記（２）式を満たすものとすることで、冷延焼鈍後の鋼板の降伏比を非常に低くすることができることを見出した。焼鈍工程での加熱速度が遅い場合は、冷間加工のエネルギーの影響は鈍感となるが、焼鈍工程での加熱速度が速くなると、冷間圧延工程での加工率をより上げる必要がある。
【００４８】
なお、焼鈍工程での６５０℃から焼鈍温度Ｔまでの加熱速度ＨＲ（℃／ｓ）は、上記（２）式を満たす限り、特に限定されないが、生産効率等の点からは、１．０℃／ｓ以上が好ましい。また、通板安定性等の点からは、３０℃／ｓ以下が好ましい。
【００４９】
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、焼鈍温度Ｔから過時効処理温度までを平均冷却速度が５℃／ｓ以上になるようにすることが好ましい。
【００５０】
また、上記焼鈍工程の後に電気めっき処理、あるいは溶融めっき処理などのめっき処理を施し、鋼板表面にめっき層を形成しても良い。
【００５１】
例えば、めっき処理として、自動車用鋼板に多くもちいられる溶融亜鉛めっき処理をおこなう際には、上記焼鈍工程を連続溶融めっきラインにておこない、焼鈍工程後の冷却に引き続いて溶融亜鉛めっき浴に浸漬して、表面に溶融亜鉛めっき層を形成すればよく、或いはさらに合金化処理をおこない、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造してもよい。その場合、溶融めっきのポットから出た後、或いはさらに合金化処理した後の冷却においても、３００℃までの平均冷却速度が５℃／ｓ以上になるように冷却することが好ましい。
【００５２】
また、上記焼鈍工程後の冷却までを焼鈍ラインでおこない、一旦室温まで冷却した後、溶融めっきラインにて溶融めっきを施し、或いはさらに合金化処理をおこなっても良い。
【００５３】
ここで、めっき層は純亜鉛および亜鉛系合金めっきに限らず、ＡｌやＡｌ系合金めっきなど、従来、鋼板表面に施されている各種めっき層とすることも勿論可能である。
【００５４】
また、上記鋼板（冷延焼鈍板およびめっき鋼板）には形状矯正、表面粗度等の調整の目的で調質圧延またはレベラー加工を施してもよい。調質圧延或いはレベラー加工の伸び率は合計で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、プレス時の面ひずみが発生しやすくなる。
【実施例】
【００５５】
次に、本発明の実施例について説明する。
表１に示す組成の鋼スラブを１２５０℃に加熱し粗圧延してシートバーとし、次いで表２に示す条件の仕上圧延を施す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に示す冷間圧延率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に示す条件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％の調質圧延を施した。
【００５６】
得られた冷延焼鈍板について、引張特性およびｒ値を測定した。測定方法は下記の通りである。
【００５７】
（１）引張特性
各得られた冷延焼鈍板から圧延方向に対して９０°方向（Ｃ方向）にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１の規定に準拠してクロスヘッド速度１０ｍｍ／ｍｉｎで引張試験をおこない、降伏応力（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）を求めた。また、前記ＹＳ、ＴＳから、降伏比（ＹＲ）を、（ＹＳ／ＴＳ）×１００により求めた。
【００５８】
（２）ｒ値測定
各得られた冷延焼鈍板の圧延方向（Ｌ方向）、圧延方向に対し４５°方向（Ｄ方向）、圧延方向に対し９０°方向（Ｃ方向）からＪＩＳ５号引張試験片を採取した。これらの試験片に１０％の単軸引張歪を付与した時の各試験片の幅歪と板厚歪を求め、ＪＩＳ  Ｚ  ２２５４の規定に準拠して平均ｒ値（平均塑性歪比）を求め、これをｒ値とした。なお、このｒ値が大きいほど、深絞り性に優れると評価できる。
【００５９】
【表１】
2019059963.tif 000002
【００６０】
【表２】
2019059963.tif 000003
【００６１】
表２より明らかなとおり、本発明例では、いずれもＹＲが５０％以下の低降伏比を有する鋼板が得られた。また、本発明例では、いずれも平均ｒ値が１．３以上の鋼板が得られた。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、ＹＲが十分に低い鋼板は得られなかった。なお、本発明例の鋼板について組織観察を行ったところ、本発明の鋼板はいずれもフェライト単相組織を有していた。
【産業上の利用可能性】
【００６２】
本発明によれば、ＹＲ５０％以下で平均ｒ値が１．３以上の高ｒ値を有する冷延鋼板を安価にかつ安定して製造することが可能となり産業上格段の効果を奏する。例えば本発明の冷延鋼板を自動車外板パネル用部品に適用した場合、これまで面ひずみが厳格に管理されて合格が困難であった部位もプレス成型後の表面品質が確保可能となり、また従来の外板パネル用鋼板よりも高強度化が可能であることから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。