(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０００２〜０．２５％、Ｓｉ：０．００３〜３．０％、Ｍｎ：０．００３〜３．０％及びＡｌ：０．００２〜２．０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＰは０．１５％以下、Ｓは０．０５％以下及びＮは０．０１％以下であり、面積割合で金属組織の７０％以上がフェライト相で、その平均結晶粒径が５０μｍ以下、アスペクト比が３以下であり、さらにフェライト粒界の７０％以上が大角粒界からなり、大角粒界で形成されたフェライト相の最大径が３０μｍ以下であり、かつ最小径が５ｎｍ以上の析出物の面積割合が金属組織の２％以下で、フェライト相と析出物とを除く残部相のなかで面積割合が最大である第二相の平均結晶粒径が５０μｍ以下であり、最も近い第二相間にフェライト相の大角粒界が存在することを特徴とする熱延鋼板。
【請求項２】
さらに、鋼板最表層のフェライト相と第二相それぞれの平均結晶粒径が５μｍ以下である請求項１に記載の熱延鋼板。
【請求項３】
Ｆｅの一部に代えて、Ｂを０．０００２〜０．０１％を含有する請求項１または２に記載の熱延鋼板。
【請求項４】
Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＺｒのうちの１種以上を合計で０．００５〜１％を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の熱延鋼板。
【請求項５】
Ｆｅの一部に代えて、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ及びＮｉの１種以上を合計で０．００５〜３％を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の熱延鋼板。
【請求項６】
Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ：０．０００１〜０．００５％及びＲＥＭ（希土類元素）：０．０００１〜０．２％のうちの１種または２種を含有する請求項１〜５のいずれかに記載の熱延鋼板。
【請求項７】
請求項１〜６のいずれかに記載の化学組成を有する鋼を連続鋳造するに際し、溶鋼の凝固開始から凝固殻表面から１０ｍｍの位置の凝固部が１３００℃になるまでの間を、凝固殻の表面から１０ｍｍ以内の凝固層が冷却速度１０℃／秒以上となるように冷却して鋳片とし、次いで鋳片を９５０〜１２８０℃の温度範囲で粗圧延した後、（Ａｅ３点＋１００℃）〜Ａｅ３点の温度範囲で合計圧下率が７０％以上、仕上げ温度がＡｅ３点以上で、かつ下記式（１）及び（２）を満足する条件、又は下記式（３）を満足する条件で仕上げ圧延し、仕上げ圧延終了後２秒以内に平均冷却速度３０℃／秒以上で６００〜８００℃の温度範囲まで水冷し、次いで３〜１５秒の間空冷した後、さらに平均冷却速度３０℃／秒以上で水冷して巻き取ることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
△ＦＴ≦０．８×△ＲＴ             ・・・ (１)
５０℃＜△ＦＴ≦１００℃           ・・・ (２)
△ＦＴ≦５０℃                     ・・・（３）
ここで、
△ＦＴ：熱間での仕上げ圧延完了温度の変動幅（℃）
△ＲＴ：熱間での粗圧延完了温度の変動幅（℃）
【請求項８】
請求項１〜６のいずれかに記載の化学組成を有する鋼を連続鋳造するに際し、溶鋼の凝固開始から凝固殻表面から１０ｍｍの位置の凝固部が１３００℃になるまでの間を、凝固殻の表面から１０ｍｍ以内の凝固殻を冷却速度が１０℃／秒以上となるように冷却して鋳片とし、次いで鋳片を９５０〜１２８０℃の温度範囲で粗圧延した後、（Ａｅ3点＋１００℃）〜Ａｅ3点の温度範囲で合計圧下率が７０％以上、仕上げ温度Ａｅ3点以上で、かつ下記式（４）及び（５）を満足する条件で熱間仕上げ圧延し、仕上げ圧延終了後２秒以内に平均冷却速度３０℃／秒以上で６００〜８００℃の温度範囲まで水冷し、次いで３〜１５秒の間空冷した後、さらに平均冷却速度３０℃／秒以上で水冷して巻き取ることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
△ＦＴ｛Σ（０．８n-i×εi）｝≦３００  ・・・（４）
△ＦＴ≦１００℃                    ・・・ (５)
ここで、
△ＦＴ：熱間仕上げ圧延終了温度の変動幅
ｎ：整数で、被圧延材の仕上げ圧延スタンドの出側温度がＡｅ3点〜                Ａｅ3点＋１００℃にある仕上げ圧延スタンド数
εi：ｎ台の圧延スタンドのうちの上流からｉ番目のスタンドにおけ                る圧下時の真歪み
【請求項９】
請求項７または８に記載の製造方法で巻取った熱延鋼板を圧下率５０％以上で冷間圧延し、次いで６００〜９５０℃の温度範囲内で焼鈍することを特徴とする冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、熱延鋼板並びに熱延鋼板及び冷延鋼板の製造方法に関し、詳しくは、自動車、家電製品、鋼構造物などに使用される成形性、なかでも延性や深絞り性に優れた熱延鋼板とその製造方法、及び前記熱延鋼板を冷間圧延の素材として用いる成形性に優れた冷延鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来技術】
自動車、家電製品、鋼構造物などに使用される熱延鋼板や冷延鋼板には、優れた成形性、特に、良好な延性と同時に深絞り性が要求される。なお、延性は引張試験における破断伸びで代表され、深絞り性は板状試験片を用いた引張試験におけるランクフォード値（以下、「ｒ値」という）で代表される特性であり、破断伸びやｒ値は鋼板の引張強さが大きくなるにつれて減少する傾向を有する。
【０００３】
鋼に含まれるＣ、Ｐ、ＳやＮなどの不純物元素を低減すれば、熱延鋼板の延性が向上することが知られているが、これらの不純物の低減によって、フェライト粒が極端に粗大化する。その結果、高い延性が安定して得られないばかりか、鋼板を成形する際に表面肌荒れが生じやすくなることがある。更に、前記の不純物元素を低減すると、鋼の鋳込み時にオーステナイト粒が粗大化するため、例えば、鋼の連続鋳造時や鋼塊を加熱後粗圧延する際に、オーステナイト粒界割れを呈し、表面割れが生じ易くなる。加えて、製銑や製鋼の段階で不純物を低減するには、真空脱ガス処理の時間を長くしたり、脱硫処理剤の添加量を増やしたりする必要があることから、製造コストを高める要因になる。
【０００４】
従来から、表面性状と延性に優れた熱延鋼板を得る技術が提案されている。例えば、特開平１０−８１３９号公報では、連続鋳造直後のスラブをＡｒ3点以下に冷却することなく直ちに粗圧延を施して粗バーとした後、この粗バーを特定温度域に冷却し、冷却後の粗バーを特定の加熱速度で特定の温度上昇量が生じるまで加熱し、次いで熱間圧延（以下、単に「熱延」という場合がある）で仕上げを行う製造方法が提案されている。この製造方法は、溶融ＦｅＳの形成及びＭｎ系硫化物の微細析出を抑制することにより、熱延時の表面割れ防止と鋼板の局部伸びの改善を図ろうとするものである。
【０００５】
一般的に、熱延時の表面割れは析出物だけではなく、被圧延材の結晶粒径、なかでも表面の結晶粒径に大きく依存し、表面の結晶粒径が大きいほど表面割れが発生し易い。しかし、前記公報で提案された製造方法では、連続鋳造時に鋼スラブの結晶粒が粗大化し易い低炭素鋼（Ｃ含有量が０．０１〜０．０７質量％）を用いているにも拘らず、結晶粒の粗大化防止、特に、連続鋳造スラブの表面結晶粒の粗大化防止については何ら配慮がなされていない。このため、前記公報で提案された製造方法を用いても、表面性状に優れた熱延鋼板を安定して得ることができない。
【０００６】
冷延鋼板の成形性は、素材である熱延鋼板の特性に大きく依存する。このため、近年、成形性に優れた冷延鋼板を得るために、熱延段階での製造条件に関する検討が行われている。その結果、面内異方性が小さく、且つ高いｒ値を示す「成形性に優れた冷延鋼板」を得るためには、再結晶焼鈍後のフェライト相（以下、単に「フェライト」という）において｛１１１｝集合組織を発達させればよいことが報告されている。
【０００７】
ここで、面内異方性が小さいとは、０゜、４５゜、９０゜の各方向のｒ値であるｒ０ 、ｒ４５、ｒ９０のうちの最大値（ｒｍａｘ ）と最小値（ｒｍｉｎ ）との差が小さいことを意味する。さらに、以下の説明において、フェライト相を単に「フェライト」というと同様に、以下の説明においては、組織における「相」を省略して、オーステナイト相を「オーステナイト」、パーライト相を「パーライト」等という。
【０００８】
｛１１１｝集合組織はフェライト粒界近傍から生じる。このため、｛１１１｝集合組織を発達させるには、熱延時にオーステナイトからの変態で生じるフェライトの結晶粒径を小さくして、フェライト粒界面積を大きくすることが必要である。
【０００９】
CAMP-ISIJ Vol.3(1990)785、CAMP-ISIJ Vol.3(1990)786及び特開平１−１７７３２１号公報では、高成形性冷延鋼板の実現につながる「フェライト粒径の小さな熱延鋼板」を製造するために、鋼をオーステナイト域で仕上げ圧延した後急冷する技術が報告されている。この技術は、オーステナイトからフェライト変態で生じるフェライト粒を細粒化しようとするもので、これによって比較的微細なフェライト粒組織を有する熱延鋼板が得られる。
【００１０】
冷間圧延後の焼鈍時に｛１１１｝再結晶集合組織を発達させるには、熱延鋼板のフェライト粒界を所謂「大角粒界」にすることが有効である。そのため、フェライト粒を微細化しても、所謂「小角粒界」を有する亜結晶粒界が増えたのでは、｛１１１｝再結晶集合組織を効果的に発達させることはできない。したがって、上記のCAMP-ISIJ Vol.3(1990)785、CAMP-ISIJ Vol.3(1990)786及び特開平１−１７７３２１号公報で報告された技術では、大角粒界や小角粒界といった粒界性状については何ら配慮がなされておらず、単に変態後のフェライト粒を細粒化しようとするものであるから、これらの技術を用いて製造された熱延鋼板を素材としても、得られた冷延鋼板は、必ずしも面内異方性が小さく、十分に高く、均一なｒ値を確保できるものではない。
【００１１】
このように、従来から開示されている熱延鋼板や冷延鋼板の成形性改善技術では、延性や深絞り性の向上や表面性状の改善が安定して得られないという問題があった。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上述した熱延鋼板及び冷延鋼板に関する問題点に鑑みてなされたものであり、成形性、なかでも延性や深絞り性に優れるとともに、表面性状も良好であり、自動車、家電製品、鋼構造物などの用途に好適な熱延鋼板並びに熱延鋼板及び冷延鋼板の製造方法を提供することを目的としている。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本発明は、下記（１）、（２）の熱延鋼板並びに（３）〜（７）の熱延鋼板の製造方法及び（８）の冷延鋼板の製造方法を要旨とする。
（１）質量％で、Ｃ：０．０００２〜０．２５％、Ｓｉ：０．００３〜３．０％、Ｍｎ：０．００３〜３．０％及びＡｌ：０．００２〜２．０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＰは０．１５％以下、Ｓは０．０５％以下及びＮは０．０１％以下であり、面積割合で金属組織の７０％以上がフェライト相で、その平均結晶粒径が５０μｍ以下、アスペクト比が３以下であり、さらにフェライト粒界の７０％以上が大角粒界からなり、大角粒界で形成されたフェライト相の最大径が３０μｍ以下であり、かつ最小径が５ｎｍ以上の析出物の面積割合が金属組織の２％以下で、フェライト相と析出物とを除く残部相のなかで面積割合が最大である第二相の平均結晶粒径が５０μｍ以下であり、最も近い第二相間にフェライト相の大角粒界が存在することを特徴とする熱延鋼板。
【００１４】
この鋼板は、その鋼板最表層のフェライト相と第二相それぞれの平均結晶粒径が５μｍ以下にするのが望ましい。
（２）さらに、上記（１）の熱延鋼板は、必要に応じて、下記の各群のうちから１種以上の元素を含有させるものであってもよい。
【００１５】
第１群：Ｂ：０．０００２〜０．０１％、
第２群：Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＺｒ：１種以上を合計で０．００５〜１．０％、
第３群：Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ及びＮｉ：１種以上を合計で０．００５〜３．０％、
第４群：Ｃａ：０．０００１〜０．００５％及びＲＥＭ（希土類元素）：０．          ０００１〜０．２０％のうちの１種以上
（３）上記（１）または（２）に記載の化学組成を有する鋼を連続鋳造するに際し、溶鋼の凝固開始から凝固殻表面から１０ｍｍの位置の凝固部が１３００℃になるまでの間を、凝固殻の表面から１０ｍｍ以内の凝固層が冷却速度１０℃／秒以上となるように冷却して鋳片とし、次いで鋳片を９５０〜１２８０℃の温度範囲で粗圧延した後、（Ａｅ3点＋１００℃）〜Ａｅ3点の温度範囲で合計圧下率が７０％以上、仕上げ温度がＡｅ3点以上で、かつ下記式（１）及び（２）を満足する条件、又は下記式（３）を満足する条件で仕上げ圧延し、仕上げ圧延終了後２秒以内に平均冷却速度３０℃／秒以上で６００〜８００℃の温度範囲まで水冷し、次いで３〜１５秒の間空冷した後、さらに平均冷却速度３０℃／秒以上で水冷して巻き取ることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
△ＦＴ≦０．８×△ＲＴ             ・・・ (１)
５０℃＜△ＦＴ≦１００℃           ・・・ (２)
△ＦＴ≦５０℃                     ・・・（３）
ここで、△ＦＴは熱間での仕上げ圧延完了温度の変動幅（℃）であり、△ＲＴは熱間での粗圧延完了温度の変動幅（℃）である。
（４）上記（３）と同様に、粗圧延後に仕上げ圧延して熱延鋼板を製造する方法であって、上記（１）または（２）に記載の化学組成を有する鋼を連続鋳造するに際し、鋳片を粗圧延した後、（Ａｅ3点＋１００℃）〜Ａｅ3点の温度範囲で合計圧下率が７０％以上、仕上げ温度Ａｅ3点以上で、かつ下記式（４）及び（５）を満足する条件で熱間仕上げ圧延し、仕上げ圧延終了後２秒以内に平均冷却速度３０℃／秒以上で６００〜８００℃の温度範囲まで水冷し、次いで３〜１５秒の間空冷した後、さらに平均冷却速度３０℃／秒以上で水冷して巻き取ることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
△ＦＴ｛Σ（０．８n-i×εi）｝≦３００  ・・・（４）
△ＦＴ≦１００℃                    ・・・ (５)
ここで、△ＦＴは熱間仕上げ圧延終了温度の変動幅（℃）であり、ｎは整数で、被圧延材の仕上げ圧延スタンドの出側温度がＡｅ3点〜Ａｅ3点＋１００℃にある仕上げ圧延スタンド数を示し、εiはｎ台の圧延スタンドのうちの上流からｉ番目のスタンドにおける圧下時の真歪みを示している。
（５）上記（３）または（４）に記載の製造方法で巻取った熱延鋼板を圧下率５０％以上で冷間圧延し、次いで６００〜９５０℃の温度範囲内で焼鈍することを特徴とする冷延鋼板の製造方法。
【００１６】
本発明で規定する技術用語のうちアスペクト比とは、その相の各結晶粒の（最大径）／（最小径）の値のうち最大となる値をいう。
【００１７】
また、結晶粒の「最大径」とはその結晶粒における最も長い径を、結晶粒の「最小径」とはその結晶粒における最も短い径を指し、例えば、光学顕微鏡又は走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって組織を数視野撮影し、この組織写真を用いて直線切断法により求めた「最大径」、「最小径」を１．１３倍したものをそれぞれ結晶粒の「最大径」、結晶粒の「最小径」とした。
同様に、相の平均結晶粒径は、例えば、光学顕微鏡又は走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって組織を数視野撮影し、この組織写真を用いて直線切断法により測定した平均切片長さを１．１３倍した値を採用した。
【００１８】
大角粒界とは、隣接するフェライト結晶粒間の方位差が１５゜以上であるものを指す。なお、この隣接するフェライト結晶粒間の結晶方位差は、例えば、電子線後方散乱法（ＥＢＳＰ）によって測定することができる。
【００１９】
相の面積割合は、例えば、光学顕微鏡又は走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって組織を数視野撮影し、画像解析装置を用いて上記の組織写真を解析し、それらの平均値から求めた。
析出物とは、炭化物（セメンタイトを除く）、窒化物、硫化物、酸化物、燐化物、硼化物及びこれらの複合生成物を指し、その最小径とは、上述の通り、最も短い径をいう。なお、析出物の最小径は、例えば、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で組織を数視野撮影し、この組織写真から直接に求め、析出物の面積割合も、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で組織を数視野撮影し、この組織写真を画像解析し、前述した相の面積割合の場合と同様にして求める。
【００２０】
第二相とは、フェライト以外のセメンタイト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、変態せずに残ったオーステナイト（以下「残留オーステナイト」という）等の各種の相を指す。さらに、本発明で規定する各温度は、いずれも被測温材の表面温度を指す。
【００２１】
Ａｅ３点とは、通常、平衡状態においてオーステナイト相からフェライト相が生成し始める温度を指すが、測定には非常に長い時間を要するため、本発明では変態点測定装置（例えば、富士電波工機製のフォーマスター）を用いて、１．０℃／ｓでＡｃ３点（オーステナイト化完了温度）＋５０℃に加熱した後、０．１℃／ｓで冷却したときのフェライト相が生成し始める温度と定めた。
【００２２】
なお、成分の異なる幾つかの鋼種について、Ａｃ３点＋５０℃に加熱した後、平衡状態にほぼ相当する０．００１℃／ｓで冷却した場合と０．１℃／ｓで冷却した場合のフェライト相が生成し始める温度を比較した結果、いずれの鋼種でも差は１０℃以内であり、０．１℃／ｓで冷却する場合のフェライト相が生成し始める温度をＡｅ３点と定めることは、実用上問題にならないことを確認している。
【００２３】
本発明者は、熱延鋼板と冷延鋼板の成形性を改善するため、鋼の化学組成、組織形態及び熱間圧延条件等に関して種々研究を行った。その結果、下記の知見を得ることができた。
（ａ）特定の化学組成を有し、金属組織としてフェライト相の平均結晶粒径が５０μｍ以下で、面積割合で金属組織の７０％以上で、アスペクト比が３以下であり、さらにフェライト粒界の７０％以上が大角粒界からなり、大角粒界で形成されたフェライト相の最大径が３０μｍ以下であり、かつ最小径が５ｎｍ以上の析出物の面積割合が金属組織の２％以下で、フェライト相と析出物とを除く残部相のなかで面積割合が最大である第二相の平均結晶粒径が５０μｍ以下であり、最も近い第二相間にフェライト相の大角粒界が存在する熱延鋼板は、優れた成形性を示す。
【００２４】
さらに、鋼板最表層のフェライト相と第二相それぞれの平均結晶粒径が５μｍ以下である熱延鋼板は、疲労特性に優れる。また、この熱延鋼板に溶融亜鉛めっきを施した後、熱処理でめっき相を合金化するとき合金化反応が促進される。このため、優れた成形性を有するが、難合金化材である高Ｓｉ系鋼でも、合金化することができる。これにより、高成形性の特性を有する高Ｓｉ系合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
（ｂ）上記熱延鋼板を特定の条件で冷間圧延し、焼鈍することにより成形性および疲労特性に優れた冷延鋼板およびめっき鋼板を得ることができる。
（ｃ）粗圧延に供する鋳片が、その表面から１０ｍｍ深さまでの表層部における結晶粒の最大径が１０ｍｍ以下で、しかも、前記表層部における結晶粒のアスペクト比が２０以下であれば、熱延鋼板の表面性状が良好になる。
（ｄ）上記（ｃ）の鋳片は、鋼の凝固時に液相線温度（ＴＬ）〜１３００℃の温度域における平均冷却速度を１０℃／秒以上とすることによって得ることができる。
（ｅ）熱間での仕上げ圧延完了温度の変動幅（△ＦＴ（℃））と熱間での粗圧延完了温度の変動幅（△ＲＴ（℃））の関係が特定の条件を満たせば、熱延鋼板の圧延長手方向と幅方向のミクロ組織と特性が均一になる。
（ｆ）仕上げ圧延スタンド群において、スタンドの出側温度が被圧延鋼板のＡｅ３ 点と関連する特定温度範囲にある場合、各スタンドでの圧下時の真歪みであるεｉ と熱間での仕上げ圧延完了温度の変動幅△ＦＴ（℃）との関係が一定の条件を満たせば、オーステナイト域で歪みを効果的に累積させることができ、この結果、熱延鋼板における成形性を高めることができる。
（ｇ）粗圧延材を再加熱、又は保熱して、仕上げ圧延を開始する直前の粗圧延材の圧延長手方向と幅方向における温度差を１４０℃以下とすることにより、仕上げ圧延完了温度の変動とその後の冷却過程での温度変動に起因するミクロ組織の変動を大幅に抑制することができ、その結果鋼板の長手方向と幅方向の特性を均一化できる。
（ｈ）鋳片を再加熱することなく直接熱間で粗圧延を開始する場合には、鋳片を１２８０〜９５０℃まで冷却した後粗圧延することによって、又、鋳片を再加熱する場合には、９５０〜１２８０℃に再加熱した後粗圧延することによって、鋼塊中に存在する析出物が再固溶して熱間圧延時に微細析出する析出量を低減できるとともに、再加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制して熱延鋼板のフェライト粒の粗大化を抑制できるので、熱延鋼板の成形性を高めることができる。
【００２５】
以下に、本発明者が上記の知見を得るに到った実験結果を、系統的に整理して説明する。各化学組成の鋼板が有する特性を把握するため、表１に示す化学組成の鋼を種々の条件で溶解して鋼塊とし、熱間圧延して厚さ４．０ｍｍ及び２．６ｍｍの熱延鋼板を作製した。なお、上記各鋼について、鋼塊段階での表面から１５ｍｍ深さまでの表層部の結晶粒径とそのアスペクト比を調査した。
【００２６】
【表１】
0003821036.tif 000002
【００２７】
得られた熱延鋼板のうち厚さ２．６ｍｍの鋼板を用いて、熱延鋼板としての表面性状、すなわち、表面疵の発生状況と表面凹凸状態、フェライトが組織に占める面積割合、フェライトの平均結晶粒径とアスペクト比、隣接フェライト粒間の結晶方位差、析出物が組織に占める面積割合と最小径、残部相の面積割合、及び第二相の平均結晶粒径を調査した。
【００２８】
また、JIS Z 2201に規定される５号引張試験片を圧延方向に対して０°、４５°、９０°の方向から採取して引張試験を行い、降伏強さ（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、破断伸び（ＥＬ）及びｒ値を測定した。穴拡げ率（λ）は、直径１０ｍｍの打ち抜き穴のバリをダイ側にして、頂角が６０°の円錐ポンチを打ち抜き穴に圧入し、クラックが板厚を貫通するまで押し拡げた時の穴径ｄを測定し、初期穴径ｄ０ に対する比として下記式（ａ）で求めた。
【００２９】
λ＝｛（ｄ−ｄ0）／ｄ0｝×１００（％）  ・・・  （ａ）
得られた熱延鋼板のうち厚さ４ｍｍの鋼板は、表面から１０ｍｍ深さまでの表層部の結晶粒の最大径が１０ｍｍ以下で、且つアスペクト比が２０以下の鋼塊を素材とするものについてだけ、上記の厚さ２．６ｍｍの熱延鋼板と同様の項目について調査した。更に、その後、通常の方法で酸洗し、圧下率５０〜８０％の冷間圧延を行い、その後８００℃で６０秒焼鈍して厚さ０．８〜２．０ｍｍの冷延鋼板にした。この冷延鋼板からＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に規定される５号引張試験片を圧延方向に対して０°、４５°、９０°の方向から採取して引張特性を調査した。
【００３０】
熱延鋼板の表面性状は、「表面疵指数」及び引張試験後の鋼板の「表面荒さ指数」で評価した。ここで、「表面疵指数」は、表面疵発生面積比、すなわち、疵が発生した面積を鋼板表面の総面積で除して１００倍した％表示の値に基づき、表面疵発生面積比が５％未満の場合を表面疵指数１、表面疵発生面積比が５％以上で１５％未満の場合を表面疵指数２、表面疵発生面積比が１５％以上で３０％未満の場合を表面疵指数３、表面疵発生面積比が３０％以上の場合を表面疵指数４と定めた。
【００３１】
また、引張試験後の鋼板の「表面荒さ指数」は、JIS B 0601で規定された最大高さ（Ｒｙ）が２０μｍ未満の場合を表面荒さ指数１、Ｒｙが２０μｍ以上で４０μｍ未満の場合を表面荒さ指数２、Ｒｙが４０μｍ以上で６０μｍ未満の場合を表面荒さ指数３、Ｒｙが６０μｍ以上の場合を表面荒さ指数４と定めた。
【００３２】
熱延鋼板の成形性に関しては、ＴＳとＥＬの積（以下、「ＴＳ×ＥＬバランス」という）が１６０００ＭＰａ・％以上で、且つＴＳとλの積（以下、「ＴＳ×λバランス」という）が４５０００ＭＰａ・％以上であれば、一般的な成形方法であるプレス成形において問題なく成形できるので、優れた成形性を有すると評価される。
【００３３】
さらに、冷延鋼板の成形性に関しては、ＴＳ×ＥＬバランスが１５０００ＭＰａ・％以上で、且つＴＳとｒ値の積（以下、「ＴＳ×ｒバランス」という）が５００ＭＰａ以上であれば、優れた成形性を有すると評価される。
【００３４】
上述の調査において、フェライトの平均結晶粒径及びフェライトと析出物とを除く残部相のなかで面積割合が最大である第二相の平均結晶粒径は、光学顕微鏡又は走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって組織を１０視野撮影し、この組織写真を用いて直線切断法により測定した平均切片長さを１．１３倍した値とした。
【００３５】
組織に占めるフェライトの面積割合、フェライトと析出物とを除く残部相が組織に占める面積割合は、画像解析装置を用いて上記の１０視野の組織写真を解析し、それらの平均値から求めた。隣接するフェライト結晶粒間の結晶方位差は、電子線後方散乱法（ＥＢＳＰ）によって測定した。
【００３６】
残留オーステナイト量は、板厚中心面についてＸ線回析により測定した。Ｍｏ−Ｋｄ線を入射Ｘ線として使用し、残留オーステナイトの｛２２０｝面、｛３１１｝面、｛２００｝面、｛１１１｝面の各面のＸ線強度比を測定し、平均値から残留オーステナイトの体積率を求めた。本発明では、この体積率を残留オーステナイトの面積割合とした。
【００３７】
析出物の最小径と面積割合は、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で組織を１０視野撮影し、この組織写真を画像解析して求めた。なお、面積割合にはその平均値を用いた。さらに、引張試験と穴拡げ試験は前記の方法で行い、引張特性と穴拡げ率を測定した。
【００３８】
図１は、熱延鋼板の表面性状と成形性に及ぼす鋳片表層部の結晶粒の最大径とアスペクト比の影響を示す図である。用いられた熱延鋼板は、組織に占めるフェライトの面積割合が７０％以上で、フェライトと第二相の平均結晶粒径がいずれも５０μｍ以下である。
【００３９】
図１において黒く塗りつぶしたものが、良好な表面性状および優れた成形性を有する熱延鋼板を示している。すなわち、表面疵指数が２以下、且つ表面荒さ指数が２以下で、良好な表面性状であり、ＴＳ×ＥＬバランス値が１６０００ＭＰａ・％以上、且つＴＳ×λバランス値が４５０００ＭＰａ・％以上で、優れた成形性である。一方、白抜きのものは、表面疵指数が３以上、又は表面荒さ指数が３以上のいずれかに該当して表面性状が劣るか、又は、ＴＳ×ＥＬバランス値が１６０００ＭＰａ・％未満、又はＴＳ×λバランス値が４５０００ＭＰａ・％未満で成形性が劣る熱延鋼板であることを示す。
【００４０】
図１から、表面から１０ｍｍ深さまでの表層部の結晶粒の最大径が１０ｍｍ以下、且つ前記表層部の結晶粒のアスペクト比が２０以下の鋳片を熱間圧延した熱延鋼板であれば、表面性状及び成形性に優れることがわかる。
【００４１】
さらに、図１に用いられた鋼板のように、フェライトと第二相の平均結晶粒径がいずれも５０μｍ以下、且つ組織に占めるフェライトの面積割合が７０％以上であっても、フェライト粒界のうち大角粒界が７０％未満の場合、又はフェライト粒のアスペクト比が３を超える場合には、表面性状又は成形性が劣ることが確認できる。図２は、熱延鋼板の成形性に及ぼすフェライト粒径と第二相粒径の影響を示す図である。用いられた熱延鋼板は、表面から１０ｍｍ深さまでの表層部の結晶粒の最大径が１０ｍｍ以下、且つ前記表層部の結晶粒のアスペクト比が２０以下の鋳片を熱間圧延して、組織に占めるフェライトの面積割合が７０％以上のものである。
【００４２】
図２において黒く塗りつぶしたものが、ＴＳ×ＥＬバランス及びＴＳ×λバランスともに良好で、優れた成形性を有する熱延鋼板を示す。一方、白抜きのものは、ＴＳ×ＥＬバランス値が１６０００ＭＰａ・％未満、又はＴＳ×λバランス値が４５０００ＭＰａ・％未満のいずれかに該当し、成形性が劣る熱延鋼板を示す。
【００４３】
図２から、フェライトの平均結晶粒径が５０μｍ以下で、且つ第二相の平均結晶粒径が５０μｍ以下の場合にＴＳ×ＥＬバランスとＴＳ×λバランスが良好であることがわかる。
【００４４】
さらに、図２から、フェライトの平均結晶粒径が５０μｍ以下で、且つ第二相の平均結晶粒径が５０μｍ以下であっても、フェライト粒界のうち大角粒界が７０％未満の場合、フェライト粒のアスペクト比が３を超える場合、又は最小径が５ｎｍ未満、或いは最小径が５ｎｍの析出物の面積割合が２％を超える場合には、ＴＳ×ＥＬバランス値が１６０００ＭＰａ・％未満、又はＴＳ×λバランス値が４５０００ＭＰａ・％未満となり、成形性が劣ることがわかる。
【００４５】
図３は、熱延鋼板の成形性に及ぼすフェライト相の面積割合と第二相の面積割合の影響を示す図である。用いられた熱延鋼板は、表面から１０ｍｍ深さまでの表層部の結晶粒の最大径が１０ｍｍ以下、且つ前記表層部の結晶粒のアスペクト比が２０以下の鋼塊を熱間圧延して、フェライトの平均結晶粒径が０．５〜４５μｍ、第二相の平均結晶粒径が０．３〜４０μｍである。
【００４６】
図３において黒く塗りつぶしたものが、ＴＳ×ＥＬバランス値が１６０００ＭＰａ・％以上、且つＴＳ×λバランス値が４５０００ＭＰａ・％以上である、優れた成形性を有する熱延鋼板を示す。一方、白抜きのものは、ＴＳ×ＥＬバランス値が１６０００ＭＰａ・％未満、又はＴＳ×λバランス値が４５０００ＭＰａ・％未満となり、成形性が劣る熱延鋼板であることを示す。
【００４７】
図３から、フェライトが組織に占める面積割合が７０％以上の場合に、成形性に優れることがわかる。さらに、図３から、フェライトが組織に占める面積割合が７０％以上であっても、フェライト粒界のうち大角粒界が７０％未満の場合、フェライト粒のアスペクト比が３を超える場合、又は最小径が５ｎｍ未満、或いは最小径が５ｎｍ以上の析出物の面積割合が２％を超える場合には、ＴＳ×ＥＬバランス値は１６０００ＭＰａ・％未満、又はＴＳ×λバランス値が４５０００ＭＰａ・％未満となり、成形性が劣ることが確認できる。
【００４８】
次に、冷延鋼板での特性を確認するため、表面から１０ｍｍ深さまでの表層部の結晶粒の最大径が１０ｍｍ以下、且つアスペクト比が２０以下の鋼塊を素材にして、熱間圧延された厚さ４ｍｍの熱延鋼板を酸洗して冷間圧延の後、焼鈍して厚さ０．８ｍｍの冷延鋼板を作製した。得られた冷延鋼板を用いて、引張試験を実施した。
【００４９】
図４は、冷延鋼板の成形性に及ぼす熱延鋼板でのフェライト粒径と第二相粒径の影響を示す図である。用いた冷延鋼板は、組織に占めるフェライトの面積割合が７０％以上である熱延鋼板から作製したものである。前述の通り、冷延鋼板の成形性は、ＴＳ×ＥＬバランス値が１５０００ＭＰａ・％以上、且つＴＳ×ｒバランス値が５００ＭＰａ以上を満たすか否かで評価する。
【００５０】
図４において黒く塗りつぶしたものが、ＴＳ×ＥＬバランス及びＴＳ×ｒバランスともに良好で、優れた成形を有する冷延鋼板を示す。一方、白抜きのものは、ＴＳ×ＥＬバランス値が１５０００ＭＰａ・％未満、又はＴＳ×ｒバランス値が５００ＭＰａ未満であり、成形性が劣る冷延鋼板を示している。
【００５１】
図４から、熱延鋼板においてフェライトの平均結晶粒径が５０μｍ以下、且つ第二相の平均結晶粒径が５０μｍ以下であれば、冷延鋼板においてＴＳ×ＥＬバランス及びＴＳ×ｒバランスともに良好であることがわかる。
【００５２】
さらに、図４から、熱延鋼板においてフェライトの平均結晶粒径が５０μｍ以下、且つ第二相の平均結晶粒径が５０μｍ以下であっても、熱延鋼板においてフェライト粒界のうち大角粒界が７０％未満の場合、フェライト粒のアスペクト比が３を超える場合、又は最小径が５ｎｍ未満、或いは最小径が５ｎｍ以上の析出物の面積割合が２％を超える場合には、冷延鋼板のＴＳ×ＥＬバランス値が１５０００ＭＰａ・％未満、又はＴＳ×ｒバランス値が５００ＭＰａ未満で、冷延鋼板の成形性が劣ることがわかる。
【００５３】
図５は、冷延鋼板の成形性に及ぼす熱延鋼板でのフェライト相の面積割合と第二相の面積割合の影響を示す図である。用いられた冷延鋼板は、フェライトの平均結晶粒径が０．５〜４５μｍであり、第二相の平均結晶粒径が０．３〜４０μｍである熱延鋼板を素材として製造されたものである。
【００５４】
図５において黒く塗りつぶしたものが、成形性に優れた冷延鋼板である。一方、白抜きのものは、ＴＳ×ＥＬバランス値が１５０００ＭＰａ・％未満、又はＴＳ×ｒバランス値が５００ＭＰａ未満のいずれかに該当し、成形性に劣る冷延鋼板であることを示している。
【００５５】
図５から、熱延鋼板においてフェライトが組織に占める面積割合が７０％以上の場合に、ＴＳ×ＥＬバランス及びＴＳ×ｒバランスが良好であることがわかる。さらに、図５から、熱延鋼板においてフェライトが組織に占める面積割合が７０％以上であっても、熱延鋼板においてフェライト粒界のうち大角粒界が７０％未満の場合、フェライト粒のアスペクト比が３を超える場合、又は最小径が５ｎｍ未満、或いは最小径が５ｎｍ以上の析出物の面積割合が２％を超える場合には、冷延鋼板のＴＳ×ＥＬバランス値が１５０００ＭＰａ・％未満、又はＴＳ×ｒバランス値が５００ＭＰａ未満で、冷延鋼板の成形性が劣ることが明らかである。
【００５６】
上述の通り、鋳片の段階及び熱延鋼板の段階での金属ミクロ組織を適正化することにより、熱延鋼板の表面性状が良好になり、更に、ＴＳ×ＥＬバランス値も向上して成形性を高めることができる。更に、上述の適正組織を有する熱延鋼板を用いて冷間圧延及び焼鈍することにより、冷延焼鈍鋼板のＴＳ×ＥＬバランス値及びＴＳ×ｒバランス値ともに高めて、冷延鋼板は優れた成形性を具備することが可能になる。
【００５７】
鋼板の熱間圧延では、仕上げ圧延完了温度の変動幅、すなわち、仕上げ圧延完了の最高温度と最低温度の差である△ＦＴ（℃）は、熱間での粗圧延完了温度の変動幅△ＲＴ（℃）の影響を受ける。
【００５８】
図６は、粗圧延完了温度の変動（△ＲＴ）と仕上げ圧延完了温度の変動（△ＦＴ）が熱延鋼板の成形後の寸法精度等に及ぼす影響を示す図である。ここでは、仕上げ圧延完了温度がＡｅ３点以上の場合を示している。また、熱延鋼板の成形後の寸法精度等は、ＴＳ×ＥＬバランスの変動（以下、△（ＴＳ×ＥＬ）で示す）とＴＳ×λバランスの変動（以下、△（ＴＳ×λ）で示す）で評価する。
【００５９】
通常、熱延鋼板の成形性の評価において、△（ＴＳ×ＥＬ）が２００ＭＰａ・％を超えるか、又は△（ＴＳ×λ）が１５００ＭＰａ・％を超えると、熱延鋼板（熱延コイル）内の特性変動が大きくなり、各種プレス成形法で成形した場合に問題が発生する。具体的には、プレス成形後に発生するスプリングバック量の変動が大きくなって、寸法精度良くプレス成形することが困難になる、または、プレス成形時に割れが発生することである。したがって、プレス成形後の寸法精度を良好にし、割れを防止するためには、△（ＴＳ×ＥＬ）を２００ＭＰａ・％以下、且つ△（ＴＳ×λ）を１５００ＭＰａ・％以下を満足する必要がある。
【００６０】
図６において黒く塗りつぶしたものが、成形後の寸法精度等が良好である熱延鋼板を示す。一方、白抜きのものは、△（ＴＳ×ＥＬ）が２００ＭＰａ・％を超えるか、又は△（ＴＳ×λ）が１５００ＭＰａ・％を超える熱延鋼板であることを示す。
【００６１】
図６に示す結果から、下記式（１）及び（２）を満足する場合に、△（ＴＳ×ＥＬ）を２００ＭＰａ・％以下、且つ△（ＴＳ×λ）が１５００ＭＰａ・％以下の条件を具備し、成形後の寸法精度等が良好であることがわかる。
△ＦＴ≦０．８×△ＲＴ              ・・・ (１)
５０℃＜△ＦＴ≦１００℃            ・・・ (２)
同様に、図６に示す結果から、上記式（１）及び（２）を満足しない場合であっても、下記式（３）を満足する場合に、成形後の寸法精度等が良好であることがわかる。
△ＦＴ≦５０℃                      ・・・ (３)
熱間での仕上げ圧延における低温オーステナイト領域での歪みは、仕上げ圧延完了後の冷却工程で生じる相変態を通じて、フェライト、第二相及び析出物の生成挙動に影響を及ぼす。すなわち、低温のオーステナイト領域での歪み、特にＡｅ３点＋１００℃〜Ａｅ３点の温度域での歪みが大きいほど、フェライト変態の駆動力と核生成速度が増加するため、フェライトの結晶粒径とアスペクト比の低減、組織に占めるフェライトの面積割合とフェライト粒界に占める大角粒界が存在し、残部層がフェライト粒間に均一に微細分布したフェライト主相の均一微細複相組織が得られる。
【００６２】
さらには、フェライト粒界に占める大角粒界の割合が増加し、隣接フェライト粒間の結晶方位差の大半が１５度以下で、大角粒界に囲まれたフェライト粒としては最大径で３０μmを超えるほどの粗大になることはない。これらの特徴を有するフェライト主相の均一微細複相組織は、高成形性を得るには最適である。
【００６３】
また、Ａｅ３点直上での圧下率が大きいほど、仕上げ圧延完了温度がＡｅ３点に近いほど、鋼板表面層の歪みも増加する。鋼板表面層は、鋼板のその他の部分に比べて歪みが大きいだけでなく、冷却開始が早く、同じ冷却速度で冷却しても冷却速度が大きくなる。このため、鋼板最表層の仕上完了温度をＡｅ３点直上とすれば、鋼板最表層のフェライト相と第二相それぞれの平均結晶粒径は、鋼板のその他の部分に比べてより一層小さくすることができる。
【００６４】
上記の効果は、Ａｅ３点直上の温度域での圧下率が大きいほど顕著に得られる。７０％以上の合計圧下率を得る温度域の上限温度は、Ａｅ３点＋７０℃とすればより好ましい。さらに、Ａｅ３点＋５０℃とすれば極めて好ましい。
【００６５】
なお、本発明の鋼板を製造する際に、Ａｅ３点が非常に重要となる。従来技術では、Ａｒ３点を仕上げ圧延完了温度の基準（例えば、Ａｒ３点＋５０℃）としていたが、一般にＡｒ３点は冷却速度によって異なるフェライト変態開始温度であるため、冷却速度による差が大きく、一義的に定めることができない。したがって、管理温度の指標としては適当ではない。
【００６６】
本発明者は、ラボ試験材と実機材を調査した結果、以下のことを明らかにした。
１）本発明の鋼板を製造する温度域で仕上げ圧延を完了する場合、仕上げ圧延完了前では累積歪みが非常に高く、Ａｅ３点以下になれば直ちにフェライト相が生成し始める状態にあるため、管理温度としては、一義的に決まらないＡｒ３点よりＡｅ３点の方が、冶金的にも実用的にもより適切であること、
２）冷却速度が小さい場合のＡｒ３点を仕上げ圧延完了温度の指標にとると、一般に冷却速度が大きい場合のＡｒ３点より高いため、冷却速度が大きい鋼板最表層では仕上げ圧延完了前にフェライト相が生成し始め、圧延によって伸長・粗大化してしまうこと。
【００６７】
上記の知見に基づき、本発明では、従来技術と異なり、化学組成によって一義的に定まるＡｅ３点を仕上げ圧延完了温度の基準とした。なお、本発明でいうＡｅ３点は、前述の方法で測定される温度を指す。
【００６８】
更には、歪み誘起により、オーステナイト域で生成する析出物のサイズを大きくし、高温域からフェライト変態が開始してフェライト温度域で生成する析出物が一層高温から生成するようになって粗大化する。
【００６９】
熱間での仕上げ圧延完了温度の変動幅△ＦＴを低減することにより、上述の低温オーステナイト領域であるＡｅ３点＋１００℃〜Ａｅ３点の温度域での仕上げ圧延の合計圧下率を増加させ、この温度域での累積歪みを増加させることが容易になる。
図７は、仕上げ圧延完了温度の変動△ＦＴと仕上げ圧延時の累積歪みが熱延鋼板の成形性に及ぼす影響を示す図である。具体的には、同図では、スタンドの出側温度が被圧延鋼板のＡｅ３点〜Ａｅ３点＋１００℃にある仕上げ圧延スタンド数をｎとし、前記ｎ台のスタンドのうちｉ番目のスタンドにおける圧下時の真歪みをεｉ としたとき、熱間での仕上げ圧延完了温度の変動幅△ＦＴとεｉ とが、熱延鋼板のＴＳ×ＥＬバランス値とＴＳ×λバランス値に及ぼす影響を整理している。なお、仕上げ圧延完了温度がＡｅ３点以上の場合の結果を示している。
【００７０】
図７において黒く塗りつぶしたものが、ＴＳ×ＥＬバランス値が１６０００ＭＰａ・％以上、且つＴＳ×λバランス値が４５０００ＭＰａ・％以上で、優れた成形性を有する熱延鋼板である。一方、白抜きのものは、ＴＳ×ＥＬバランス値が１６０００ＭＰａ・％未満、又はＴＳ×λバランス値が４５０００ＭＰａ・％未満であり、成形性が劣る熱延鋼板である。
【００７１】
図７に示す結果から、△ＦＴとεi の関係が下記式（４）及び（５）を満たすようにすることで、熱延鋼板のＴＳ×ＥＬバランスとＴＳ×λバランスを高めることができる。これは、この条件を満たすように熱間圧延することにより、比較的容易にオーステナイト域で歪みを効果的に累積させることができるからである。
△ＦＴ｛Σ（０．８n-i×εi）｝≦３００  ・・・（４）
△ＦＴ≦１００℃                    ・・・ (５)
さらに、この熱延鋼板を適正な条件で酸洗し冷間圧延の後、焼鈍することによって、ＴＳ×ＥＬバランス及びＴＳ×ｒバランスが良好な冷延鋼板が得られることを確認している。
【００７２】
【発明の実施の形態】
本発明が規定する要件について、鋼板の化学組成、鋼板の金属組織および鋼板の製造方法に区分して説明する。以下の説明において、各元素の含有量の％表示は、質量％を意味する。
（Ａ）鋼板の化学組成
Ｃ：０．０００２〜０．２５％、
Ｃ含有量が多いほどフェライトの面積割合が減少し、硬質な残部相の面積割合が増加して、延性や深絞り性に悪影響を及ぼすので、Ｃの含有量は少ない方がよく、０．２％以下とする必要がある。一方、Ｃ含有量が０．０００２％未満では、フェライト粒が極端に粗大化し、高い延性を安定して得られず、鋼板の成形時に表面肌荒れが生じ易くなる。更に、Ｃ含有量を０．０００２％未満に低下させるには、特殊な製鋼技術を必要とするのでコストも嵩む。したがって、Ｃの含有量を０．０００２〜０．２５％とする。なお、Ｃ含有量の上限は、０．１５％とすることが好ましく、０．１％とすれば一層好ましい。
【００７３】
Ｓｉ：０．００３〜３．０％
Ｓｉは、加工性を損なうことなく、鋼の強度を向上させる作用を有する。更に、フェライトの生成を促進して、フェライト量を増加させる作用もある。こうした効果を発揮させるためには、少なくとも０．００３％を含有させる必要がある。しかし、その含有量が３．０％を超えると、鋼の加工性が低下するし、鋼の表面性状も劣化する。したがって、Ｓｉの含有量を０．００３〜３．０％とする。なお、Ｓｉ含有量の上限は１．５％とすることが好ましく、１．０％とすれば一層好ましい。
【００７４】
Ｍｎ：０．００３〜３．０％
Ｍｎは、Ｓによる鋼の熱間脆性を防止する作用を有する。更に、鋼を固溶強化する作用もある。こうした効果を発揮させるためには、少なくとも０．００３％を含有させる必要がある。Ｍｎは０．０１％以上含有させるのが好ましく、０．０５％以上含有させるのが一層好ましい。
【００７５】
一方、Ｍｎを過剰に含有させると、成形性が劣化してしまうだけでなく、熱延後の冷却過程で十分なフェライトを生成させることが困難になり、延性と溶接性が損なわれることがあり、特に、Ｍｎ含有量が３．０％を超えるとその弊害が顕著になる。したがって、Ｍｎの含有量を０．００３〜３．０％とする。なお、Ｍｎ含有量の上限は２．５％とすることが好ましく、２．０％とするのが一層好ましい。
【００７６】
Ａｌ：０．００２〜２．０％
Ａｌは、鋼を脱酸するとともに、フェライトの生成を促進して、フェライト量を増加させるために０．００２％以上含有させる必要がある。Ａｌを含有させることで、後述のＴｉなど任意添加元素の歩留りを高めることもできる。一方、２．０％を超えて含有させても、前記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、Ａｌの含有量を０．００２〜２．０％とした。なお、Ａｌ含有量の上限は１．２％とすることが好ましく、０．１％とすれば極めて好ましい。
【００７７】
本発明の鋼板は、上記の各成分元素に加えて更に、下記の第１群〜第４群のうちの１群以上を含んでもよい。
【００７８】
第１群：Ｂ：０．０００２〜０．０１％
Ｂには鋼の焼入れ性を高める作用があるので、冷却過程でフェライト相や残部相の結晶粒径や面積割合を制御する際に活用してもよい。又、Ａｅ３ 点を低下させる作用があるので、オーステナイト温度域で仕上げ圧延を完了するのが困難な場合にＢを含有させることは有効で、特に厚さが２．０ｍｍ以下の薄物の熱延鋼板を製造する場合に極めて効果的である。
【００７９】
Ｂには、極低炭素鋼板を絞り加工する際に発生するおそれがある「二次加工割れ」を防止する作用もある。このため、前記した目的でＢを含有させてもよいが、Ｂ含有量が０．０００２％未満ではその効果が得難い。しかし、Ｂを０．０１％を超えて含有させるとフェライトの生成が著しく抑制されたり、二次加工割れを防止する作用が飽和するうえ、却って鋼板を脆くすることがある。したがって、Ｂを添加する場合には、その含有量を０．０００２〜０．０１％とする。なお、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量の上限は０．００７％とすることが好ましく、０．００５％とすれば一層好ましい。
【００８０】
第２群：Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＺｒ：１種以上を合計で０．００５〜１．０％
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＺｒには、鋼に含有される固溶Ｃ、固溶Ｎ、固溶Ｓを析出物として固定して無害化する作用があり、特に冷延焼鈍鋼板の深絞り性を向上するのに有効である。更に、延性や深絞り性をそれほど損なうことなく、鋼の強度を高める作用を有する。したがって、鋼の深絞り性や強度を効率よく高めるために、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒを１種以上含有させてもよいが、その含有量が合計で０．００５％未満ではその効果が得難い。
【００８１】
一方、合計で１．０％を超えると上記効果は飽和するので、逆に延性や深絞り性が低下し、降伏比が高くなり、プレス成形時の形状凍結性が劣化する。したがって、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＺｒを添加する場合には、１種以上を合計で０．００５〜１．０％含有させる。なお、合計含有量の下限は０．０１％とするのがよく、０．０２％とすれば一層よい。又、合計含有量の上限は０．５％とするのがよく、０．３％とすれば一層よい。
【００８２】
第３群：Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ及びＮｉ：１種以上を合計で０．００５〜３．０％
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉには焼入れ性を向上させる作用があるので、冷却過程でのフェライトや残部相の結晶粒径や面積割合を制御するのが容易になる。上記焼入れ性を高めることに加えて、Ｃｕには耐食性を高める作用もある。このため、前記した目的でＣｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉを１種以上含有させてもよいが、その含有量が合計で０．００５％未満ではその効果が得難く、一方、合計で３．０％を超えると上記効果は飽和するうえ、逆に延性が低下する。したがって、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉを添加する場合には、１種以上を合計で０．００５〜３．０％含有させるのがよい。なお、合計含有量の下限は０．０５％とするのがよく、０．１％とすれば一層よい。又、合計含有量の上限は２．０％とするのがよく、１．０％とすれば一層よい。
【００８３】
第４群：Ｃａ：０．０００１〜０．００５％及びＲＥＭ（希土類元素）：０．０００１〜０．２０％のうちの１種以上
Ｃａ及びＲＥＭには介在物の形状を調整して冷間加工性を改善する作用があるので、冷間加工性を高める目的で含有させてもよいが、Ｃａ、ＲＥＭともにその含有量が０．０００１％未満ではその効果が得難い。一方、Ｃａを０．００５％を超えて、ＲＥＭを０．２０％を超えて含有させてもその効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、Ｃａ、ＲＥＭの１種以上を添加する場合には、Ｃａの含有量は０．０００１〜０．００５％、ＲＥＭの含有量は０．０００１〜０．２０％とするのがよい。
本発明においては、不純物元素としてのＰ、Ｓ、及びＮの含有量を次の通り規定する。
Ｐ：０．１５％以下
Ｐは、結晶粒界に偏析して鋼を脆化させ、特にその含有量が０．１５％を超えると鋼の脆化が著しくなる。したがって、不純物としてのＰの含有量を０．１５％以下とした。なお、Ｐ含有量は０．１２％以下とすることが好ましく、０．１０％以下とすれば一層好ましい。なお、例えばＣ含有量が０．０２％程度以下の極低Ｃ鋼の場合には、不純物としてのＰを０．０００２％以上含有しておれば、フェライト粒が極端に粗大化することを抑制できるので微量のＰを含有していてもよい。
【００８４】
Ｓ：０．０５％以下
Ｓは硫化物系介在物を形成して加工性の低下をきたし、特にその含有量が０．０５％を超えると加工性の低下が著しくなる。したがって、不純物としてのＳの含有量を０．０５％以下とした。なお、Ｓ含有量は０．０３％以下とすることが好ましく、０．０１％以下とすれば一層好ましい。なお、例えばＣ含有量が０．０２％程度以下の低Ｃ鋼や極低Ｃ鋼の場合には不純物としてのＳを０．０００２％以上含有しておれば、フェライト粒が極端に粗大化することを抑制できるので微量のＳを含有していてもよい。
【００８５】
Ｎ：０．０１％以下
Ｎの含有量は加工性を高めるために少ないほど良いが、０．０１％以下であれば本発明においては影響が小さい。したがって、不純物としてのＮの含有量を０．０１％以下とした。なお、Ｎ含有量は０．００７％以下とすることが好ましく、０．００５％以下とすれば一層好ましい。なお、例えばＣ含有量が０．０２％程度以下の極低Ｃ鋼の場合には、不純物としてのＮを０．０００５％以上含有しておれば、フェライト粒が極端に粗大化することを抑制できるので微量のＮを含有してもよい。
（Ｂ）鋼板の金属組織
熱延鋼板の組織に占めるフェライトの面積割合が７０％に満たない場合には、フェライトよりも強度が高い第二相が増えるため高強度が得られるが、熱延鋼板の延性や冷延焼鈍鋼板の延性、深絞り性などの成形性が大幅に劣化してしまう。したがって、熱延鋼板の組織に占めるフェライトの面積割合を７０％以上とする。なお、フェライトの面積割合は８０％以上とするのが好ましく、９０％以上とすれば一層好ましい。なお、熱延鋼板の組織に占めるフェライトの面積割合は１００％に近い値であってもよい。
【００８６】
熱延鋼板のフェライトの平均結晶粒径が５０μｍを超えると、たとえ組織に占めるフェライトの面積割合が７０％以上であっても、熱延鋼板の表面がプレス成形などの加工時に肌荒れを起こし、表面荒さが大きくなって表面性状が低下し、高延性を安定して得ることができない。
【００８７】
同時に、熱延鋼板のフェライトの平均結晶粒径が大きくなり、特に５０μｍを超えると、冷間圧延後の焼鈍時に旧熱延板粒界近傍から生成する｛１１１｝再結晶集合組織の発達が抑制され、高いｒ値が得られない。したがって、熱延鋼板のフェライトの平均結晶粒径を５０μｍ以下とした。なお、フェライトの平均結晶粒径は１０μｍ以下とすることが好ましく、５μｍ以下とすれば一層好ましい。このフェライトの平均結晶粒径は小さいほどよいが、フェライトの平均結晶粒径を０．５μｍ以下にするには極めて特殊な技術が必要となってコストが嵩むので、工業的規模での下限は０．５μｍ程度である。前記の図１〜５で示したように、熱延鋼板のフェライト粒界のうち大角粒界の割合が７０％未満の場合、フェライトのアスペクト比が３を超える場合には、熱延鋼板において所望の表面性状と成形性が得られず、更に、冷延鋼板においても優れた成形性が得られない。したがって、熱延鋼板のフェライト粒界のうち大角粒界の割合を７０％以上、フェライトのアスペクト比を３以下とした。
【００８８】
更に、フェライト粒界のうち大角粒界の割合は８０％以上とすることが好ましく、９０％以上とすれば一層好ましい。フェライト粒界のうち大角粒界の割合は１００％に近い値であっても構わない。
【００８９】
フェライトはそのアスペクト比が３以下の所謂「等軸フェライト」であることを必要とする。等軸フェライトのなかでも、アスペクト比が２以下の場合が一層好ましく、アスペクト比が１に近い値であれば極めて好ましい。前記の図２及び図４で示したように、熱延鋼板において、フェライトと析出物（セメンタイトを除く）を除く残部相のなかで面積割合が最大である第二相の平均結晶粒径が５０μｍを超えると、熱延鋼板において優れた成形性が得られず、冷延鋼板においても所望の成形性が得られない。
【００９０】
特に、前記第二相の平均結晶粒径が５０μｍを超えると、熱延鋼板においては、引張変形時や穴拡げ変形時にフェライトと第二相の界面から発生するクラックがフェライト粒界で伝播を阻止され難くなり、しかも変形が局在化しやすくなる。このため、延性や穴拡げ性が低下する。又、冷延焼鈍鋼板においては、熱延板の第二相が大きくなると、第二相近傍でのすべり系のランダム化により冷間圧延後の焼鈍時に｛１１１｝再結晶集合組織の発達が困難になり、ＴＳ×ＥＬバランス値とＴＳ×ｒmバランス値が低下する。
【００９１】
したがって、前記第二相の平均結晶粒径を５０μｍ以下とした。なお、前記第二相の平均結晶粒径は１０μｍ以下とすることが好ましく、５μｍ以下とすれば一層好ましい。この第二相の平均結晶粒径は小さいほどよいが、第二相の平均結晶粒径を０．１μｍ以下にするには、特殊な技術が必要でコストが嵩むので、工業的規模での下限は０．１μｍ程度である。
【００９２】
第二相を均一かつ微細に分散させることにより、熱延鋼板ではＴＳ×ＥＬバランス値とＴＳ×λバランス値をともに向上させ、冷延鋼板ではＴＳ×ＥＬバランスとＴＳ×ｒバランスをともに向上させることができる。特に、フェライト相と第二相の平均結晶粒径をともに５μｍ以下とし、さらに、フェライト相の面積割合を８０％以上、フェライト粒界の８０％以上を大角粒界とし、同時にアスペクト比を３以下とし、残部層として残留オーステナイトを含むベイナイトやマルテンサイトを均一微細に分散させることによって、上述のバランス値を一層向上させることができる。
前記の図２〜５で示したように、熱延鋼板において、析出物の最小径が５ｎｍを超えるか、或いは最小径が５ｎｍ以上の析出物の面積割合が２％を超える場合には、熱延鋼板において所望の成形性が得られず、冷延鋼板においても所望の成形性が得られない。ここで、面積割合を２％以下と限定しているのは、析出強化による強度上昇に起因する成形性の劣化を抑制するためである。
【００９３】
したがって、熱延鋼板において、最小径が５ｎｍ以上の析出物の面積割合が組織の２％以下と規定した。なお、析出物の最小径は１０ｎｍ以上とすることが好ましく、１００ｎｍ以上とすれば一層好ましい。析出物の最小径の上限は２μｍ程度であっても構わない。又、析出物の最大径は５μｍ程度とすることが好ましい。析出物が占める面積割合の下限は０．０００１％であることが好ましい。一方、析出物が占める面積割合の上限は１％であることが好ましく、０．５％であれば一層好ましい。
【００９４】
熱延鋼板が上記の条件を満足する場合、特に、フェライト粒界の７０％以上が大角粒界で、面積割合で組織の７０％以上が平均結晶粒径１μｍ以下の等軸フェライトであり、フェライト相と析出物を除く残部相のなかで面積割合が最大である第二相の平均結晶粒径が１μm以下であれば、熱延鋼板の延性や冷延焼鈍鋼板の延性や深絞り性が飛躍的に向上する。このため、極めて優れた成形性を確保したい場合には、熱延鋼板の組織をフェライト粒界の７０％以上が大角粒界で、面積割合で組織の７０％以上が平均結晶粒径１μｍ以下の等軸フェライトとし、面積割合が最大である第二相の平均結晶粒径が１μm以下とするのがよい。
【００９５】
さらに、本発明の熱延鋼板では、鋼板最表層のフェライト相と第二相の平均結晶粒径をともに５μｍ以下にするのが望ましい。ここで、鋼板最表層と規定するのは、鋼板表面から板厚中心に向かって２結晶粒入った板厚方向の位置までと定義し、最大で鋼板表面から４０μmまでとなる。
なお、粗圧延に供する鋼塊の表面から１０ｍｍ深さまでの表層部の結晶粒の最大径が１０ｍｍを超えると表面割れ感受性が高くなって、例えば、オーステナイト粒界割れである連続鋳造時の縦割れや横割れ、熱間圧延時の横割れといった表面割れが発生し易くなり、熱延鋼板において表面疵が発生して表面性状が劣化する場合がある。又、前記表層部の結晶粒のアスペクト比が２０を超えると、上記表面割れが発生しやすくなって、熱延鋼板において表面疵が発生して表面性状が劣化する場合がある。更に、表層部の結晶粒方位は主として｛１００｝集合組織であるため熱間圧延で再結晶が生じにくくなり、熱間圧延による微細化や結晶粒界の大角化が困難になる場合もある。
【００９６】
したがって、粗圧延に供する鋼塊は、その表面から１０ｍｍ深さまでの表層部において最大径が１０ｍｍ以下の結晶粒であり、しかも、前記表層部の結晶粒のアスペクト比が２０以下であることが望ましい。上記の表層部組織を有する鋼塊は、例えば、鋼の凝固時に液相線温度〜１３００℃の温度域における平均冷却速度を１０℃／秒以上とすることによって得ることができる。なお、上記結晶粒の最大径は５ｍｍ以下であれば更に好ましく、３ｍｍ以下であれば極めて好ましい。又、結晶粒のアスペクト比は１０以下であれば更に好ましく、５以下であれば極めて好ましい。
（Ｃ）鋼板の製造方法
本発明の製造方法を、粗圧延、熱間圧延及び冷間圧延に分けて説明する。
（Ｃ−１）鋳片の粗圧延
前記の化学組成を有する鋼を凝固させた鋳片は、その温度が１２８０℃を超える場合には、一旦１２８０〜９５０℃に冷却してから、直接に熱間での粗圧延を行う。又、粗圧延前に鋳片を再加熱する場合には、９５０〜１２８０℃に再加熱し、次いで粗圧延を行う必要がある。
【００９７】
鋳片を冷却する際の上限温度、又は再加熱する際の上限温度が１２８０℃を上回れば、鋼の鋳込み時に粗大析出しているＭｎＳ、ＡｌＮ、ＴｉＳ、Ｔｉ４ Ｃ２ Ｓ２ などの析出物が再固溶し、熱間圧延時に微細析出して成形性が低下することがある。一方、鋳片を冷却する際の温度が９５０℃を下回ったり、再加熱する際の加熱温度が９５０℃を下回れば、所望のミクロ組織が得られずに成形性が低下する場合がある。
【００９８】
したがって、鋳片は１２８０〜９５０℃に冷却してから直接に熱間での粗圧延を行うか、粗圧延前に鋳片を再加熱する場合には、９５０〜１２８０℃に再加熱する必要がある。なお、鋳片を冷却する際の上限温度、又は再加熱する際の上限温度は１２５０℃とするのが好ましく、１１５０℃とすれば更に好ましい。再加熱する時間は、オーステナイト結晶粒が粗大にならない範囲で鋳片の寸法に応じて適宜選定すればよい。
【００９９】
粗圧延は、少なくともその最終圧延パスを、Ａｅ３ 点〜１１５０℃の温度域で行うことが望ましい。更に、粗圧延の合計圧下率は４０％以上とするのが望ましい。これは、オーステナイト結晶粒が微細化して、オーステナイトからのフェライト変態後のフェライト結晶粒も微細化するからである。更に、粗圧延の合計圧下率は、５０％以上確保するのが好ましい。
【０１００】
粗圧延を終えた粗圧延材は、仕上げ圧延を開始するまでに再加熱、又は保熱処理を行い、仕上げ圧延を開始する直前の粗圧延材の圧延長手方向と幅方向における温度差を１４０℃以下とするのがよい。これによって、仕上げ圧延完了温度の変動幅（△ＦＴ（℃））とその後の冷却過程での温度変動に起因するミクロ組織の変動を抑制することができ、その結果鋼板の長手方向と幅方向の特性を均一化できる。
【０１０１】
更に、前記のように粗圧延材を仕上げ圧延の開始までに再加熱、又は保熱処理を行うことで、熱間での仕上げ圧延完了温度の変動幅△ＦＴ（℃）が小さくなって、熱延鋼板の圧延長手方向と幅方向のミクロ組織と特性が均一になるし、熱延鋼板における成形性も高まる。
なお、仕上げ圧延を開始する直前の粗圧延材の圧延長手方向と幅方向における温度差は１２０℃以下とすればより好ましく、１００℃以下とすれば極めて好ましい。
【０１０２】
前記のように粗圧延材を仕上げ圧延の開始までに再加熱、又は保熱処理を行うことにより、仕上げ圧延をオーステナイト域で完了する場合には△ＦＴを低減することができる。これにより、仕上げ圧延完了温度をＡｅ３ 点の直上にしても、鋼板全体に亘ってＡｅ３ 点以下に温度低下させることなく圧延することが容易になり、低温オーステナイト域での累積歪みを増加させることができる。
【０１０５】
更に、仕上げ圧延前に粗圧延材を再加熱、又は保熱処理することにより、粗圧延前の鋳片温度を低温にしても、仕上げ圧延完了温度を大幅に低下させることなく圧延できるので、仕上げ圧延時の熱間変形抵抗の増加も抑制でき、熱間圧延機に過負荷をかけることなく圧延することができる。すなわち、前記の処理により粗圧延前のスラブ温度を低温にすることができるため、熱間圧延時の微細析出や鋳片表層部の粒界酸化の抑制も可能になり、表面性状の良好な高成形性の熱延鋼板や冷延鋼板を得ることが容易になる。
【０１０６】
鋳片を粗圧延し、コイルボックスを用いてコイル状に巻き取った後で巻き戻して仕上げ圧延を行うプロセス、又は粗圧延材の先端部を先行する粗圧延材の後端部と接合した後で仕上げ圧延を行う連続仕上げ圧延プロセスは、コイルまたは鋼板内の特性を均一化するのに有効であるが、これらのプロセスと仕上げ圧延前に粗圧延材を再加熱、又は保熱する処理を組み合わせることにより、特性をより均一化することが可能になる。
【０１０７】
粗圧延材の表層部を冷却してその組織をオーステナイトからフェライトに変態させた状態から、仕上げ圧延前に粗圧延材を再加熱又は保熱する処理によってオーステナイトに逆変態させることで、この鋼板表層部の逆変態したオーステナイトから、再び変態生成するフェライトの粒径を効率的に微細化し粒界を大角化することができる。
【０１０８】
なお、仕上げ圧延開始までに粗圧延材を加熱又は保熱する手段は、粗圧延材を高周波誘導加熱で加熱する方式、ロールを通じて粗圧延材に直接電流を流して加熱する直接通電加熱方式、燃焼ガスを用いるガスバーナーで粗圧延材を加熱するガス加熱方式等どんな方法でも用いることができる。
（Ｃ−２）熱間仕上げ圧延
前記の金属組織を得るために、粗圧延後にその圧延完了温度がＡｅ3点以上で、前記式（１）及び（２）又は前記式（３）を満足する条件で仕上げ圧延をし、若しくは前記式（４）及び（５）を満たす条件で熱間仕上げ圧延する必要がある。これは、前記の図６及び図７で示したように、これらの条件を満たさない場合には、良好な成形性を有する熱延鋼板が得られないからである。
【０１０９】
熱間仕上げ圧延の完了温度がＡｅ３点を下回ると、仕上げ圧延後に所望の鋼板組織が得られない場合があり、変形抵抗が大きくなって圧延自体が困難となる場合がある。したがって、仕上げ圧延の完了温度をＡｅ３点以上として、熱間仕上げ圧延する必要がある。
【０１１０】
仕上げ圧延では、（Ａｅ３点＋１００℃）〜Ａｅ３点の温度範囲で合計圧下率が７０％以上確保する必要がある。これにより、低温のオーステナイト領域での累積加工歪みを増加させ、フェライト変態の駆動力と核生成速度を促進して、フェライトの結晶粒径とアスペクト比を小さくし、組織に占めるフェライトの面積割合の増加と、それによる未変態オーステナイト相へのＣ濃化を図るとともに、フェライト粒界に占める大角粒界の割合を増加させることとしている。
【０１１１】
仕上げ圧延に際しては、熱間潤滑剤を用いて圧延ロールと被圧延材との間の摩擦係数が０．２以下となるようにして圧延してもよい。これにより板厚方向の加工変形が均一化されるので、熱延鋼板や冷延鋼板の板厚表層部のＥＬやｒ値がより向上する。この結果、板全体のＥＬやｒ値を一層向上させることができる。熱間潤滑剤は慣用されるものでよく、例えば摩擦係数の低減が可能な機械油などを用いればよい。
【０１１２】
なお、仕上げ圧延機の入側で鋼片の先端を先行する被圧材の後端と接合して粗圧延材を連続して圧延する、所謂「仕上げ連続圧延法」により圧延すれば、熱間潤滑圧延を行う際に発生する恐れがある被圧延材とロール間のスリップ現象や噛み込み不良を防止できるので、特性が均一化されるし、歩留りも向上する。
【０１１３】
仕上げ圧延終了後には、２秒以内に平均冷却速度３０℃／秒以上で６００〜８００℃の温度範囲内まで水冷する必要がある。すなわち、最終圧延パス終了後冷却開始までの時間を短くして、仕上げ圧延での累積歪みの開放を抑制して、フェライトの結晶粒径とアスペクト比を小さくし、組織に占めるフェライトの面積割合が増加するとともに、フェライト粒界に占める大角粒界の割合を増加させる。
【０１１４】
上記の作用を発揮するためには、平均冷却速度を３０℃／秒以上にする必要がある。更に、６００〜８００℃の温度範囲で冷却停止するのは、６００℃未満まで冷却すると、フェライトがベイニティックフェライト化して、延性が低下する。冷却が８００℃を超えた範囲で停止すると、フェライト粒が生成しても粗大化し、又中間空冷時に第二相へのＣ濃化が進まないため、延性も低下する。
【０１１５】
次いで３〜１５秒の間空冷した後、さらに平均冷却速度３０℃／秒以上で水冷して巻き取ることにしている。３〜１５秒の間空冷を必要としているのは、フェライトの生成を促進するとともに、第二相へのＣ濃化を進展させて、延性の向上を図るためである。その後、平均冷却速度３０℃／秒以上で水冷して巻き取ることにしているのは、平均冷却速度３０℃／秒未満では、第二相中に炭化物が析出して、微細なフェライトに対する最適な第二相としてのベイナイト、残留オーステナイト及びマルテンサイトが得られない。
【０１１６】
巻取温度は、第二相としてのベイナイト、残留オーステナイト及びマルテンサイトを用いる場合には、それぞれの組織を得るための適正な温度を選択する。ベイナイトを得る場合には、巻取温度は３００〜５５０℃、残留オーステナイトを得る場合には、巻取温度は３５０〜５００℃、マルテンサイトを得る場合には、巻取温度は２００℃以下をそれぞれ選択する。
【０１１７】
なお、仕上げ圧延後の冷却停止温度と巻取温度の熱延鋼板（熱延コイル）内での変動は、特性変動を抑制するため、望ましくは１００℃以下、より望ましくは６０℃以下にするのがよい。
（Ｃ−３）冷間圧延び再結晶焼鈍
熱延鋼板は、酸洗などの方法で表面の酸化物や汚れを除去した後冷間圧延され再結晶焼鈍される。冷間圧延後の焼鈍時に｛１１１｝再結晶集合組織を発達させるために、冷間圧延前に熱延鋼板を６５０〜９００℃に加熱して焼鈍を施し、熱延鋼板に｛１１１｝集合組織を発達させてもよい。
【０１１８】
冷間圧延は、圧延集合組織を発達させ、再結晶焼鈍工程でｒ値の向上と面内異方性の最小化に好ましい｛１１１｝集合組織を発達させるために、圧下率５０％以上として最終板厚に加工する。
【０１１９】
再結晶焼鈍は、冷間圧延により導入された圧延集合組織から、深絞り性に好ましい集合組織を発達させるために、６００〜９５０℃の温度範囲で行う必要がある。焼鈍温度が６００℃より低いと、長時間の焼鈍でも再結晶が十分に進行しない場合があり、一方、９５０℃を超えると、ｒ値が低下する場合がある。
【０１２０】
焼鈍方法は特に規定されるものではなく、箱焼鈍法や連続焼鈍法、又は、溶融亜鉛メッキ処理や合金化溶融亜鉛メッキ処理の際に通常おこなわれる連続焼鈍法など任意の方法で行えばよい。
【０１２１】
冷間圧延、再結晶焼鈍の後、通常の方法により、圧下率が１０％未満の調質圧延（スキンパス）を行ったり、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、電気めっき、有機被覆コーティング等の表面処理を施してもよい。これらの処理を受けた鋼板は、プレス加工を施された後、例えば自動車、家電製品、鋼構造物などに使用される。
【０１２２】
【実施例】
本発明の鋼板の効果を確認するために、表２、３に示す化学組成の鋼種ＡＡ〜ＣＤを真空溶解炉を用いて鋳造し、熱間鍛造により７０ｍｍ厚の鋳片を作製した。これらの鋳片を用いて熱延鋼板を製造した。なお、表２、３には参考値として液相線温度（ＴＬ）、Ａｅ3点の温度を示している。
【０１２３】
【表２】
0003821036.tif 000003
【０１２４】
【表３】
0003821036.tif 000004
【０１２５】
得られた鋳片を用いて、表４、５に示す条件に基づき、実験室規模で鋳片加熱、粗圧延及び仕上げ圧延を行い、厚さ２．６ｍｍ、幅２５０ｍｍの熱延鋼板を製造した。粗圧延材の加熱は、実験室規模の誘導加熱装置を用いて行なった。
【０１２６】
鋼ＡＢでは７００℃巻取、鋼ＡＤと鋼ＡＩでは６００℃巻取後８００℃で焼鈍するという条件で熱延鋼板を製造した。
【０１２７】
鋼ＡＣ、鋼ＡＧ、鋼ＡＭ、鋼ＡＺ、鋼ＢＩ、鋼ＣＡ、鋼ＡＫについては表４、５に示す条件で熱間圧延を行い、３．５〜５．３ｍｍの熱間圧延鋼板も製造した。この３．５〜５．３ｍｍ厚の熱延鋼板については更に酸洗し、後述する表８に示す条件で冷間圧延した後、さらに再結晶焼鈍及び圧下率０．６％の調質圧延を施して厚さ０．８〜１．３ｍｍ、幅２５０ｍｍの冷間圧延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。再結晶のための焼鈍は連続焼鈍法、及び溶融亜鉛めっきと合金化溶融亜鉛めっきの際に通常おこなわれる連続焼鈍法で行った。
【０１２８】
得られた熱延鋼板と冷延焼鈍鋼板について、トップ部、ミドル部及びボトム部の３箇所の両エッジ部、１／２幅の合計９箇所から、JIS Z 2201 の５号試験片（０°、４５°、９０°の３方向）及び穴拡げ試験片を採取して、降伏強さ、引張強さ、破断伸び、穴拡げ率、ｒ値、及びそれらの変動を調査した。各特性は鋼板内の最小値として、ＴＳ×ＥＬバランス値、ＴＳ×λバランス値及びＴＳ×ｒ値の変動は鋼板内の最大値から最小値を引いた値として求めた。調査結果を表４〜７と表８に示す。
【０１２９】
【表４】
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【０１３０】
【表５】
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【０１３１】
【表６】
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【０１３２】
【表７】
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【０１３３】
【表８】
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【０１３４】
表４〜７と表８の結果から明らかなように、本発明で規定する化学組成、金属組織及び製造条件で製造した鋼板は、本発明で規定する条件を外れて製造した鋼板に比較して高い成形性を有し、特性値の鋼板内変動が小さく、表面性状に優れるという特徴を有している。
【０１３５】
【発明の効果】
本発明の熱延鋼板は、表面性状が良好であり、特性値の鋼板内変動が小さく、更に成形性に優れるので、自動車、家電製品、鋼構造物などの用途に好適である。本発明の製造方法によれば、表面性状が良好であり、且つ成形性に優れる熱延鋼板及び冷延鋼板を効率的に製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】熱延鋼板の表面性状と成形性に及ぼす鋳片表層部の結晶粒の最大径とアスペクト比の影響を示す図である。
【図２】熱延鋼板の成形性に及ぼすフェライト粒径と第二相粒径の影響を示す図である。
【図３】熱延鋼板の成形性に及ぼすフェライト相の面積割合と第二相の面積割合の影響を示す図である。
【図４】冷延鋼板の成形性に及ぼす熱延鋼板でのフェライト粒径と第二相粒径の影響を示す図である。
【図５】冷延鋼板の成形性に及ぼす熱延鋼板でのフェライト相の面積割合と第二相の面積割合の影響を示す図である。
【図６】粗圧延完了温度の変動（△ＲＴ）と仕上げ圧延完了温度の変動（△ＦＴ）が熱延鋼板の成形後の寸法精度等に及ぼす影響を示す図である。
【図７】仕上げ圧延完了温度の変動△ＦＴと仕上げ圧延時の累積歪みが熱延鋼板の成形性に及ぼす影響を示す図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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