(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学成分が、質量％で、
Ｃ：０．１％〜０．３％、
Ｓｉ：０．０１％〜２．０％、
Ｍｎ：１．５％〜２．５％、
Ｐ：０．００１％〜０．０６％、
Ｓ：０．００１％〜０．０１％、
Ｎ：０．０００５％〜０．０１％、
Ａｌ：０．０１％〜０．０５％、
Ｂ：０％〜０．００２％、
Ｍｏ：０％〜０．５％、
Ｃｒ：０％〜０．５％、
Ｖ：０％〜０．１％、
Ｔｉ：０％〜０．１％、
Ｎｂ：０％〜０．０５％、
Ｎｉ：０％〜１．０％、
Ｃｕ：０％〜１．０％、
Ｃａ：０％〜０．００５％、及び
ＲＥＭ：０％〜０．００５％
を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
ホットスタンプの前後において、金属組織が、
フェライト：面積率３０％〜９０％、
マルテンサイト：面積率０％以上２０％未満、
パーライト：面積率０％〜１０％、
残留オーステナイト：体積率５％〜２０％、及び
残部組織：ベイナイトであり、
前記ホットスタンプの前後において、ナノインデンターにて測定された残留オーステナイトの硬度が式１及び式２を満たし、且つ引張強度および延性がＴＳ×Ｅｌ≧２００００ＭＰａ・％との関係を満たす
ことを特徴とする冷延鋼板。
Ｈ２／Ｈ１＜１．１  ・・・（式１）
σＨＭ＜２０  ・・・（式２）
「Ｈ１」は前記ホットスタンプの前後の、前記冷延鋼板の表面から板厚方向に２００μｍ以内の領域である板厚表層部にある前記残留オーステナイトの前記硬度を示し、「Ｈ２」は前記ホットスタンプの前または後の、前記冷延鋼板の前記板厚方向の中心面から前記板厚方向に±１００μｍ以内の領域である板厚中心部にある前記残留オーステナイトの前記硬度を示し、「σＨＭ」は前記ホットスタンプの前または後の前記板厚中心部にある前記残留オーステナイトの前記硬度の分散値を示し、「ＴＳ」は前記冷延鋼板の前記引張強度を単位ＭＰａで示し、「Ｅｌ」は前記冷延鋼板の前記延性を単位％で示す。
【請求項２】
前記化学成分が、質量％で、
Ｂ：０．０００５％〜０．００２％、
Ｍｏ：０．０１％〜０．５％、
Ｃｒ：０．０１％〜０．５％、
Ｖ：０．００１％〜０．１％、
Ｔｉ：０．００１％〜０．１％、
Ｎｂ：０．００１％〜０．０５％、
Ｎｉ：０．０１％〜１．０％、
Ｃｕ：０．０１％〜１．０％、
Ｃａ：０．０００５％〜０．００５％、及び
ＲＥＭ：０．０００５％〜０．００５％、
からなる群から選択された一種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の冷延鋼板。
【請求項３】
前記冷延鋼板の前記表面に溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする請求項１又は２に記載の冷延鋼板。
【請求項４】
前記冷延鋼板の前記表面に合金化溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする請求項１又は２に記載の冷延鋼板。
【請求項５】
前記冷延鋼板の前記表面に電気亜鉛めっきが施されていることを特徴とする請求項１又は２に記載の冷延鋼板。
【請求項６】
前記冷延鋼板の前記表面にアルミめっきが施されていることを特徴とする請求項１又は２に記載のアルミめっき冷延鋼板。
【請求項７】
請求項１又は２に記載の冷延鋼板の製造方法であって、
前記化学成分を有する溶鋼を鋳造して鋼材とする鋳造工程と、
前記鋳造工程の後に、前記鋼材に加熱炉にて加熱を行い、次いで式３が成り立つ条件下で、前記鋼材に粗圧延および仕上圧延を行う熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程の後に、前記鋼材に巻取りを行う巻取り工程と、
前記巻取り工程の後に、前記鋼材に酸洗を行う酸洗工程と、
前記酸洗工程の後に、前記鋼材に、複数のスタンドを有する冷間圧延機によって、式４が成り立つ条件下で冷間圧延を施す冷間圧延工程と、
前記冷間圧延工程の後に、前記鋼材に、焼鈍を７００℃〜８５０℃で行い、次いで冷却する焼鈍工程と、
前記焼鈍工程の後に、前記鋼材に調質圧延を行う調質圧延工程と、
を有することを特徴とする冷延鋼板の製造方法。
２＜（１／５）×（ｈ１／ｈ２）×（１／１０）×（ｔ１＋ｔ２）０．３＜６・・・（式３）
１．５×（ｒ１／ｒ）＋１．２×（ｒ２／ｒ）＋（ｒ３／ｒ）＞１・・・（式４）
「ｈ１」は前記粗圧延前の前記鋼材の板厚を単位ｍｍで示し、「ｈ２」は前記粗圧延後の前記鋼材の前記板厚を単位ｍｍで示し、「ｔ１」は前記鋼材が前記加熱炉を出てから前記鋼材に前記粗圧延が開始されるまでの時間を単位秒で示し、「ｔ２」は前記粗圧延を終了してから前記仕上圧延を開始するまでの時間を単位秒で示し、「ｒｉ」は前記冷間圧延工程において、前記複数のスタンドのうち最上流から数えて第ｉ（ｉ＝１，２，３）段目のスタンド単独での目標冷延率を単位％で示し、「ｒ」は前記冷間圧延工程における目標の総冷延率を単位％で示す。
【請求項８】
請求項３に記載の冷延鋼板の製造方法であって、
前記焼鈍工程と前記調質圧延工程との間に、溶融亜鉛めっきを前記鋼材に施す溶融亜鉛めっき工程を有することを特徴とする請求項７に記載の冷延鋼板の製造方法。
【請求項９】
請求項４に記載の冷延鋼板の製造方法であって、
前記溶融亜鉛めっき工程と前記調質圧延工程との間に、合金化処理を前記鋼材に施す合金化処理工程を有することを特徴とする請求項８に記載の冷延鋼板の製造方法。
【請求項１０】
請求項５に記載の冷延鋼板の製造方法であって、
前記調質圧延工程の後に、電気亜鉛めっきを前記鋼材に施す電気亜鉛めっき工程を有することを特徴とする請求項７に記載の冷延鋼板の製造方法。
【請求項１１】
請求項６に記載の冷延鋼板の製造方法であって、
前記焼鈍工程と前記調質圧延工程との間に、アルミめっきを前記鋼材に施すアルミめっき工程を有することを特徴とする請求項７に記載の冷延鋼板の製造方法。
【請求項１２】
請求項１〜６のいずれか一項に記載の冷延鋼板を用いたホットスタンプ成形体。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板、電気亜鉛めっき冷延鋼板またはアルミめっき冷延鋼板、及びそれらを用いたホットスタンプ成形体、並びにそれらの製造方法に関する。
本願は、２０１２年８月６日に、日本に出願された特願２０１２−１７４２１５号と、２０１２年８月６日に、日本に出願された特願２０１２−１７４２１６号とに基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
【背景技術】
【０００２】
現在、自動車用鋼板には、衝突安全性の向上と軽量化とが求められている。これらの両立を達成するために、引張強度などによって示される強度が高い、高強度鋼板が開発されてきた。しかし、鋼板の高強度化の要求はますます進展している。
このような状況で、更なる高強度を得る手法として最近注目を浴びているのがホットスタンプ（熱間プレス、ホットスタンプ、ダイクエンチ、プレスクエンチ等とも呼称される。）である。ホットスタンプとは、鋼板を高温、例えば７００℃以上の温度で加熱した後に熱間で成形することにより鋼板の成形性を向上させ、成形後の冷却により焼きを入れて所望の材質を得るという成形方法である。プレス加工性と高強度とを兼備した鋼板として、マルテンサイト単相組織、ならびにフェライト・マルテンサイト組織、およびフェライト・ベイナイト組織などの複相組織からなるものなどが知られている。なかでも、フェライト地にマルテンサイトを分散させた複合組織鋼板は、低降伏比であり、且つ延性に優れている。
しかし、現在の自動車鋼板は、ますます高強度化が進み、かつ複雑な成形が行われるようになった。このため、現在の複合組織鋼板では高強度の場合、延性が不十分である。加えて、ホットスタンプ後の成形体に追加加工が加えられる場合、および衝撃吸収能力が期待される場合もあることから、近年は、ホットスタンプ後の成形体の延性を高く保つ必要が生じている。【０００３】
このような複合組織鋼板として、例えば特許文献１〜３に開示されたものがある。【０００４】
しかしながら、これらの従来の技術によっても、今日の自動車の更なる軽量化、部品形状の複雑化の要求に対応することが困難である。さらに、従来技術による鋼板では、ホットスタンプ後の延性を高く保つことが困難である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】日本国特開平６−１２８６８８号公報
【特許文献２】日本国特開２０００−３１９７５６号公報
【特許文献３】日本国特開２００５−１２０４３６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明は、ホットスタンプの前後において、強度を確保すると共により良好な延性を得ることができる、ホットスタンプ前および後の成形性に優れる、ホットスタンプ用冷延鋼板、ホットスタンプ用溶融亜鉛めっき冷延鋼板、ホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板、ホットスタンプ用電気亜鉛めっき冷延鋼板またはホットスタンプ用アルミめっき冷延鋼板及びそれらの製造方法を提供することを目的とする。さらに、本発明は、成形性に優れたホットスタンプ成形体の提供を目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明者らは、ホットスタンプ前（ホットスタンプ工程における、焼き入れを行うための加熱の前）及びホットスタンプ後（ホットスタンプ工程における、焼き入れ後）の強度を確保すると共に成形性（延性）に優れる冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板、電気亜鉛めっき冷延鋼板またはアルミめっき冷延鋼板について鋭意検討した。この結果、本発明者らは、ホットスタンプ前において鋼板のフェライト、ベイナイト、及び残留オーステナイトの分率を所定の分率とし、かつ、鋼板の板厚表層部及び板厚中心部の残留オーステナイトの分率差、並びに板厚中心部の残留オーステナイトの分布を特定の範囲内にすることにより、ホットスタンプ前後において、これまで以上の成形性が確保できる冷延鋼板を工業的に製造できることを見出した。この冷延鋼板は、亜鉛めっき冷延鋼板またはアルミめっき冷延鋼板として用いることもできる。さらに本発明者らは、上述のような鋼板を得るためには、熱間圧延工程での粗圧延前後の時間および板厚、並びに冷間圧延工程での圧下率を調整することが必要であることを見出した。ここで、これまで以上の成形性を確保することとは、引張強度ＴＳと延性Ｅｌとの積であるＴＳ×Ｅｌが２００００ＭＰａ・％以上であることを意味する。また、本発明者らは、残留オーステナイトの分率を制御するためには、鋼板が加熱炉を出てから鋼板に粗圧延を開始するまでの時間と、鋼板への粗圧延が終了してから鋼板に仕上圧延を開始するまでの時間との関係、および、粗圧延前後の板厚の関係を特定の範囲内にすることが有効であることも見出した。さらに、このような鋼板をホットスタンプによって成形して得られた成形体は、延性に優れ、絞り加工のような追加加工を加えることが容易であることがわかった。本発明者らはそれらの知見を基に、以下に示す発明の諸態様を知見するに至った。【０００８】
（１）本発明の一態様に係る冷延鋼板は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．１％〜０．３％、Ｓｉ：０．０１％〜２．０％、Ｍｎ：１．５％〜２．５％、Ｐ：０．００１％〜０．０６％、Ｓ：０．００１％〜０．０１％、Ｎ：０．０００５％〜０．０１％、Ａｌ：０．０１％〜０．０５％、Ｂ：０％〜０．００２％、Ｍｏ：０％〜０．５％、Ｃｒ：０％〜０．５％、Ｖ：０％〜０．１％、Ｔｉ：０％〜０．１％、Ｎｂ：０％〜０．０５％、Ｎｉ：０％〜１．０％、Ｃｕ：０％〜１．０％、Ｃａ：０％〜０．００５％、及びＲＥＭ：０％〜０．００５％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、ホットスタンプの前後において、金属組織が、フェライト：面積率３０％〜９０％、マルテンサイト：面積率０％以上２０％未満、パーライト：面積率０％〜１０％、残留オーステナイト：体積率５％〜２０％、及び残部組織：ベイナイトであり、前記ホットスタンプの前後において、ナノインデンターにて測定された残留オーステナイトの硬度が式１及び式２を満たし、且つ引張強度および延性がＴＳ×Ｅｌ≧２００００ＭＰａ・％との関係を満たす。
Ｈ２／Ｈ１＜１．１  ・・・（式１）
σＨＭ＜２０  ・・・（式２）
「Ｈ１」は前記ホットスタンプの前後の、前記冷延鋼板の表面から板厚方向に２００μｍ以内の領域である板厚表層部にある前記残留オーステナイトの前記硬度を示し、「Ｈ２」は前記ホットスタンプの前または後の、前記冷延鋼板の前記板厚方向の中心面から前記板厚方向に±１００μｍ以内の領域である板厚中心部にある前記残留オーステナイトの前記硬度を示し、「σＨＭ」は前記ホットスタンプの前または後の前記板厚中心部にある前記残留オーステナイトの前記硬度の分散値を示し、「ＴＳ」は前記冷延鋼板の前記引張強度を単位ＭＰａで示し、「Ｅｌ」は前記冷延鋼板の前記延性を単位％で示す。【０００９】
（２）上記（１）に記載の冷延鋼板は、前記化学成分が、質量％で、Ｂ：０．０００５％〜０．００２％、Ｍｏ：０．０１％〜０．５％、Ｃｒ：０．０１％〜０．５％、Ｖ：０．００１％〜０．１％、Ｔｉ：０．００１％〜０．１％、Ｎｂ：０．００１％〜０．０５％、Ｎｉ：０．０１％〜１．０％、Ｃｕ：０．０１％〜１．０％、Ｃａ：０．０００５％〜０．００５％、及びＲＥＭ：０．０００５％〜０．００５％、からなる群から選択された一種以上を含有してもよい。【００１０】
（３）上記（１）又は（２）に記載の冷延鋼板は、前記冷延鋼板の前記表面に溶融亜鉛めっきが施されていてもよい。【００１１】
（４）上記（１）又は（２）に記載の冷延鋼板は、前記冷延鋼板の前記表面に合金化溶融亜鉛めっきが施されていてもよい。【００１２】
（５）上記（１）又は（２）に記載の冷延鋼板は、前記冷延鋼板の前記表面に電気亜鉛めっきが施されていてもよい。【００１３】
（６）上記（１）又は（２）に記載の冷延鋼板は、前記冷延鋼板の前記表面にアルミめっきが施されていてもよい。【００１４】
（７）本発明の別の態様に係る冷延鋼板の製造方法は、上記（１）又は（２）に記載の冷延鋼板の製造方法であって、前記化学成分を有する溶鋼を鋳造して鋼材とする鋳造工程と、前記鋳造工程の後に、前記鋼材に加熱炉にて加熱を行い、次いで式３が成り立つ条件下で、前記鋼材に粗圧延および仕上圧延を行う熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程の後に、前記鋼材に巻取りを行う巻取り工程と、前記巻取り工程の後に、前記鋼材に酸洗を行う酸洗工程と、前記酸洗工程の後に、前記鋼材に、複数のスタンドを有する冷間圧延機によって、式４が成り立つ条件下で冷間圧延を施す冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程の後に、前記鋼材に、焼鈍を７００℃〜８５０℃で行い、次いで冷却する焼鈍工程と、前記焼鈍工程の後に、前記鋼材に調質圧延を行う調質圧延工程と、を有する。
２＜（１／５）×（ｈ１／ｈ２）×（１／１０）×（ｔ１＋ｔ２）０．３＜６・・・（式３）
１．５×（ｒ１／ｒ）＋１．２×（ｒ２／ｒ）＋（ｒ３／ｒ）＞１・・・（式４）
「ｈ１」は前記粗圧延前の前記鋼材の板厚を単位ｍｍで示し、「ｈ２」は前記粗圧延後の前記鋼材の前記板厚を単位ｍｍで示し、「ｔ１」は前記鋼材が前記加熱炉を出てから前記鋼材に前記粗圧延が開始されるまでの時間を単位秒で示し、「ｔ２」は前記粗圧延を終了してから前記仕上圧延を開始するまでの時間を単位秒で示し、「ｒｉ」は前記冷間圧延工程において、前記複数のスタンドのうち最上流から数えて第ｉ（ｉ＝１，２，３）段目のスタンド単独での目標冷延率を単位％で示し、「ｒ」は前記冷間圧延工程における目標の総冷延率を単位％で示す。【００１５】
（８）上記（７）に記載の冷延鋼板の製造方法は、上記（３）に記載の冷延鋼板の製造方法であって、前記焼鈍工程と前記調質圧延工程との間に、溶融亜鉛めっきを前記鋼材に施す溶融亜鉛めっき工程を有してもよい。【００１６】
（９）上記（８）に記載の冷延鋼板の製造方法は、上記（４）に記載の冷延鋼板の製造方法であって、前記溶融亜鉛めっき工程と前記調質圧延工程との間に、合金化処理を前記鋼材に施す合金化処理工程を有してもよい。【００１７】
（１０）上記（７）に記載の冷延鋼板の製造方法は、上記（５）に記載の冷延鋼板の製造方法であって、前記調質圧延工程の後に、電気亜鉛めっきを前記鋼材に施す電気亜鉛めっき工程を有してもよい。【００１８】
（１１）上記（７）に記載の冷延鋼板の製造方法は、上記（６）に記載の冷延鋼板の製造方法であって、前記焼鈍工程と前記調質圧延工程との間に、アルミめっきを前記鋼材に施すアルミめっき工程を有してもよい。【００１９】
（１２）本発明の別の一態様に係るホットスタンプ成形体は、上記（１）〜（６）のいずれか一項に記載の冷延鋼板を用いたホットスタンプ成形体である。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によれば、ナノインデンターにて測定された残留オーステナイトの硬度分布（板厚中心部での硬度分布、および板厚表層部と板厚中心部との硬度差）をホットスタンプ前後において適当なものとしているので、ホットスタンプ前後において、より良好な延性を得ることができる。従って、ホットスタンプによって製造された成形体においても、良好な延性を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１Ａ】ホットスタンプ前後のＨ２／Ｈ１とσＨＭとの関係を示すグラフである。
【図１Ｂ】ホットスタンプ前後のσＨＭとＴＳ×Ｅｌとの関係を示し、式１、２の根拠を示すグラフである。
【図２】熱延条件についての式３とホットスタンプ前後のＴＳ×Ｅｌとの関係を示し、式３の根拠を示すグラフである。
【図３】冷延率に関する式４とホットスタンプ前後の硬度Ｈ２／Ｈ１との関係を示し、式４の根拠を示すグラフである。
【図４】実施例におけるホットスタンプ成形体の斜視図である。
【図５】本発明に係る冷延鋼板および各種めっき冷延鋼板の製造方法を示すフローチャートである。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
先述したように、ホットスタンプ前後の鋼板の成形性の向上のためには、鋼板の所定の部位での残留オーステナイトの硬度分布（板厚中心部での硬度分布、および板厚表層部と板厚中心部との硬度差）を適切なものとすることが重要であることが判明した。これまで、ホットスタンプ前後の鋼板の成形性と残留オーステナイトの硬度との関係に着目した検討は行われていない。
【００２３】
ここで、本発明の一実施形態に係る鋼板及びその製造に用いる鋼の化学成分の限定理由を説明する。以下、各成分の含有量の単位である「％」は「質量％」を意味する。
【００２４】
（Ｃ：０．１％〜０．３％）
Ｃは、オーステナイトを安定して残留させるために重要な元素である。Ｃの含有量が０．１％未満では、十分にオーステナイトを残留させることができない。一方、Ｃの含有量が０．３％を超えると、鋼板の溶接性が低下する。従って、Ｃの含有量の範囲は、０．１％〜０．３％とする。なお、溶接性の要求が高い場合には、Ｃの含有量は、０．２５％以下とするのが望ましい。
【００２５】
（Ｓｉ：０．０１％〜２．０％）
Ｓｉは、有害な炭化物の生成を抑え、さらに脱酸を行うために重要な元素である。しかし、２．０％を超えてＳｉを含有させると、鋼板の延性が低下し、さらに鋼板の化成処理性も低下する。従って、Ｓｉの含有量の上限は２．０％とする。また、Ｓｉの含有量が０．０１％未満では脱酸効果が十分に得られない。従って、Ｓｉの含有量の下限は、０．０１％とする。
【００２６】
（Ａｌ：０．０１％〜０．０５％）
Ａｌは、脱酸剤として重要である。この目的のために、Ａｌの含有量の下限を０．０１％とする。一方、Ａｌを過度に含有させても上記効果は飽和し、かえって鋼を脆化させる。従って、Ａｌの含有量の上限は０．０５％とする。
【００２７】
（Ｍｎ：１．５％〜２．５％）
Ｍｎは焼入れ性を高めて鋼板を強化するために重要な元素である。Ｍｎの含有量が１．５％未満では、鋼板の強度を十分高めることができない。しかし、Ｍｎの含有量が２．５％を超えると、鋼板の焼入れ性が必要以上に高まって、好ましくない量の強度上昇が生じ、これにより延性が低下することとなる。従って、Ｍｎの含有量は１．５％〜２．５％とする。なお、延性の要求が高い場合、Ｍｎの含有量の上限を２．０％とすることが望ましい。
【００２８】
（Ｐ：０．００１％〜０．０６％）
Ｐの含有量が多い場合、Ｐが粒界に偏析し、鋼板の局部延性および溶接性が劣化する。従って、Ｐの含有量の上限を０．０６％とする。その一方で、Ｐの含有量を不必要に低減させることは、精錬時のコストアップを招くので、Ｐの含有量の下限を０．００１％とする。
【００２９】
（Ｓ：０．００１％〜０．０１％）
Ｓは、ＭｎＳを形成して、鋼板の局部延性および溶接性を著しく劣化させる元素である。従って、Ｓ含有量の上限を０．０１％とする。また、精錬コストの問題から、Ｓ含有量の下限を０．００１％とするのが望ましい。
【００３０】
（Ｎ：０．０００５％〜０．０１％）
Ｎは、ＡｌＮ等の窒化物を析出させて、鋼板の金属組織の結晶粒を微細化させるために重要である。しかし、Ｎの含有量が０．０１％を超えていると、固溶窒素が残存して、鋼板の延性が低下することとなる。従って、Ｎの含有量の上限は０．０１％とする。また、金属組織の結晶粒を微細化し、かつ精錬時のコストを低減させるために、Ｎの含有量の下限を０．０００５％とするのが望ましい。
【００３１】
（Ｎｂ：０％〜０．０５％、Ｔｉ：０％〜０．１％、Ｖ：０％〜０．１％、Ｍｏ：０％〜０．５％、Ｃｒ：０％〜０．５％）
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏ、及びＣｒの含有は、本実施形態において必須ではない。したがって、これら元素の含有量の下限は０％である。しかし、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖは、微細な炭窒化物として析出して、鋼を強化する。また、Ｍｏ、Ｃｒは、鋼板の焼き入れ性を高めて鋼を強化する。これらの効果を得るために、Ｎｂ：０．００１％以上、Ｔｉ：０．００１％以上、Ｖ：０．００１％以上、Ｍｏ：０．０１％以上、Ｃｒ：０．０１％以上の１種又は２種以上を含有させてもよい。一方、Ｎｂの含有量の上限を０．０５％、Ｔｉの含有量の上限を０．１％、Ｖの含有量の上限を０．１％、Ｍｏの含有量の上限を０．５％、Ｃｒの含有量の上限を０．５％とする必要がある。これら上限値を超えてこれら元素が含有されている場合、強度上昇の効果が飽和し、さらに延性の低下がもたらされる。
【００３２】
（Ｃａ：０％〜０．００５％、ＲＥＭ：０％〜０．００５％）
Ｃａ、及びＲＥＭ（希土類元素）の含有は、本実施形態において必須ではない。したがって、これら元素の含有量の下限は０％である。しかし、Ｃａは硫化物及び酸化物の形状を制御して、鋼の局部延性及び穴拡げ性を向上させる。この効果を得るために、Ｃａを０．０００５％以上含有させてもよい。しかし、Ｃａを過度に含有させることは、鋼の加工性を劣化させる。したがって、Ｃａ含有量の上限を０．００５％とする。ＲＥＭは、鋼に含有させた場合、Ｃａと同様の効果をもたらす。Ｃａと同様の理由により、ＲＥＭ含有量の下限を０．０００５％としてもよく、且つ上限を０．００５％とする必要がある。
ＲＥＭとは、ランタノイドの１５元素にＹおよびＳｃを合わせた１７元素の総称である。これらの元素のうちの１種または２種以上を鋼板に含有させることができる。なお、ＲＥＭの含有量とは、これらの元素の合計含有量を意味する。
【００３３】
（Ｃｕ：０％〜１．０％、Ｎｉ：０％〜１．０％、Ｂ：０％〜０．００２％）
Ｃｕ、Ｎｉ、およびＢの含有は、本実施形態において必須ではない。したがって、これら元素の含有量の下限は０％である。しかし、これらの元素も焼入れ性を向上させて鋼の強度を高めることができる。したがって、この効果を得るために、Ｃｕの含有量の下限を０．０１％、Ｎｉの含有量の下限を０．０１％、Ｂの含有量の下限を０．０００５％としてもよい。一方、Ｃｕの含有量の上限を１．０％、Ｎｉの含有量の上限を１．０％、Ｂの含有量の上限を０．００２％とする必要がある。これら上限を上回ってこれら元素を含有させた場合、鋼の強度上昇の効果は飽和し、さらに延性の低下を鋼にもたらすこととなる。
【００３４】
（残部：Ｆｅおよび不純物）
本実施形態に係る鋼の残部はＦｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石若しくはスクラップ等のような原料、又は製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、鋼に悪影響を与えない範囲で含有が許容されるものを意味する。不純物元素としては、Ｓｎ、Ａｓ等が例示される。
【００３５】
（鋼板の板厚中心部における残留オーステナイトの硬度分布：ホットスタンプ前後においてσＨＭ＜２０）
（鋼板の板厚中心部と板厚表層部との間の残留オーステナイトの硬度差：Ｈ２／Ｈ１＜１．１）
残留オーステナイトを鋼に含有させると、鋼の延性が高くなる。ただし、残留オーステナイトを安定して残そうとする場合、Ｃ含有量が最適でなければならない。しかし、実際に鋼板を製造する場合、鋼板中に含まれるＣ含有量が板厚表層部と板厚中心部とで異なることが多い。具体的には、板厚表層部ではＣ含有量が少ないことにより残留オーステナイト量が不十分になり、板厚中心部ではＣ含有量が多いことにより残留オーステナイトが分解してセメンタイトが析出することになる。これにより、鋼板の延性が劣化する。残留オーステナイトを含有させることにより鋼板の延性を向上させるためには、このような問題を解決する必要がある。
本発明者等が、残留オーステナイトの硬度に着目して鋭意検討を行った結果、図１Ａおよび図１Ｂに示されるように、ホットスタンプ前後にて板厚表層部と板厚中心部との間の残留オーステナイトの硬度差（硬度の比）、及び板厚中心部の残留オーステナイトの硬度分布（分散値）が所定の状態であれば、延性などの成形性が良好になることが判明した。さらに、ホットスタンプでの焼入れ後においても、鋼中に含まれるＣ分布が概ね維持され、延性などの成形性が良好に維持されることも判明した。これは、ホットスタンプ前に生じた残留オーステナイトの硬度分布が、ホットスタンプ後にも大きく影響し、板厚中心部に濃化したＣが、ホットスタンプを行っても中心部に濃化した状態を保つからであると思われる。このため、ホットスタンプ前の鋼板で、板厚表層部および板厚中心部の残留オーステナイトの硬度差が大きい場合、並びに分散値が大きい場合は、ホットスタンプ後も同様の傾向を示す。
【００３６】
そして、本実施形態では、ＨＹＳＩＴＲＯＮ社のナノインデンターにて１０００倍の倍率で測定された残留オーステナイトの硬度に関し、ホットスタンプ前後にて下記の式１及び式２が成り立つ場合、成形性に優れた鋼板およびホットスタンプ成形体が得られることを知見した。ここで、「Ｈ１」は鋼板の最表面から板厚方向２００μｍ以内の領域である板厚表層部の残留オーステナイトの硬度を示し、「Ｈ２」は鋼板の板厚方向の中心面から板厚方向に±１００μｍ以内の領域である板厚中心部の残留オーステナイトの硬度を示し、「σＨＭ」は上述の板厚中心部の残留オーステナイトの硬度の分散値を示す。それぞれ３００点計測している。ナノインデンターにて測定された硬度は無次元数であるので、この硬度は単位が付されない。
Ｈ２／Ｈ１＜１．１・・・（式１）
σＨＭ＜２０・・・（式２）
【００３７】
図１Ａは、ホットスタンプ前後のＨ２／Ｈ１とσＨＭとの関係を示すグラフであり、図１Ｂは、ホットスタンプ前後のσＨＭとＴＳ×Ｅｌとの関係を示し、式１、２の根拠を示すグラフである。Ｈ２／Ｈ１が１．１未満である鋼板は、σＨＭが２０未満となることが図１Ａからわかる。さらに、Ｈ２／Ｈ１およびσＨＭの値がホットスタンプの前後で大きく変化しないことも、図１Ａからわかる。加えて、σＨＭが２０未満となる場合、ＴＳ×Ｅｌが、本実施形態の目標である２００００ＭＰａ・％を上回ることが図１Ｂからわかる。
Ｈ２／Ｈ１の値が１．１以上であることは、板厚中心部の残留オーステナイトの硬度が板厚表層部の残留オーステナイトの硬度の１．１倍以上であることを意味する。ホットスタンプ前後にてＨ２／Ｈ１が１．１以上である場合、図１Ａからわかるように、σＨＭがホットスタンプ前後にて２０以上となる。この場合、板厚中心部の硬度が高くなり過ぎて、ＴＳ×Ｅｌ＜２００００ＭＰａ・％となり、ホットスタンプ前後において十分な成形性が得られない。
なお、本発明において、ホットスタンプ前後においてＨ２／Ｈ１が１．１以上であるとは、ホットスタンプ前においてＨ２／Ｈ１が１．１以上であり、且つホットスタンプ後においてＨ２／Ｈ１が１．１以上であるということを意味する。ホットスタンプ前のＨ１とホットスタンプ後のＨ２との比率、またはホットスタンプ前のＨ２とホットスタンプ後のＨ１との比率の算出は行われない。
【００３８】
分散値σＨＭが２０以上であることは、残留オーステナイトの硬度のばらつきが大きいことを意味している。つまり、分散値σＨＭが２０以上である場合、局所的に硬度が高すぎる部分が鋼板に存在する。この場合、ＴＳ×Ｅｌ＜２００００ＭＰａ・％となり、ホットスタンプ前後において十分な成形性が得られない。
【００３９】
なお、本実施形態では、１０００倍の倍率で測定された残留オーステナイトの硬度をナノインデンターにて測定している。ビッカース硬さ試験で形成される圧痕は残留オーステナイトよりも大きくなるので、ビッカース硬さ試験によって得られる硬度（ビッカース硬度）は、残留オーステナイト及びその周囲の組織（フェライト等）のマクロ的な硬さを表すものとなる。従って、ビッカース硬さ試験は、残留オーステナイトそのものの硬さを得ることができない。成形性（延性）には、残留オーステナイトそのものの硬さが大きく影響するので、成形性を評価するための指標として、ビッカース硬度は不十分である。これに対し、ナノインデンターによる硬度測定は、残留オーステナイトそのものの硬さを得ることができる。硬度測定時の設定を調節することにより、ナノインデンターによる硬度測定にて形成される圧痕のサイズを、残留オーステナイトのサイズよりも小さくできるからである。ナノインデンターによって得られる硬度を評価指標とすることにより、鋼板の成形性をより正確に評価することができる。そして本実施形態では、ナノインデンターにて測定されたホットスタンプ前後の残留オーステナイトの硬度の関係を適切なものとしているため、極めて良好な成形性を得ることができる。
【００４０】
（フェライト面積率：ホットスタンプ前後において３０％〜９０％、パーライト面積率：ホットスタンプ前後において０％〜１０％、マルテンサイト面積率：ホットスタンプ前後において０％以上２０％未満、残留オーステナイト体積率：ホットスタンプ前後において５％〜２０％、残部組織：ホットスタンプ前後においてベイナイト）
本実施形態においては、ホットスタンプ前後の金属組織のフェライト面積率を３０％〜９０％とする。フェライト面積率が３０％未満であると、十分な延性が得られない。一方、フェライト面積率が９０％超であると、硬質相が不足して十分な強度が得られない。従って、フェライト面積率は３０％〜９０％とする。
ホットスタンプ前後の金属組織には残留オーステナイトも含まれる。本実施形態において、残留オーステナイトの体積率を５％〜２０％とする。残留オーステナイトが鋼板中に５％以上存在することで、延性が確保される。残留オーステナイトの体積率の上限値を規定する必要はないが、実際の製造設備の能力などを考慮すると、残留オーステナイトの面積率の上限値は約２０％となる。
ホットスタンプ前後の金属組織にはマルテンサイトが含まれていてもよい。この場合、マルテンサイト面積率は２０％未満となる。体積率５％〜２０％の残留オーステナイトを金属組織中に含有させる製造条件で鋼板を製造した場合、面積率２０％以上のマルテンサイトを金属組織中に含有させることができないからである。
上述のように、本実施形態において、ホットスタンプ前後の金属組織の主要な部分はフェライトと残留オーステナイトとで占められ、更に、マルテンサイトが含まれる場合がある。これに加えて、本実施形態において、ホットスタンプ前後の金属組織がパーライトを含まないことが好ましい。パーライトは硬く脆い組織なので、面積率１０％超のパーライトが金属組織中に含まれた場合、鋼板の引張強度および延性が低下するおそれがある。従って、パーライトの面積率を０％〜１０％とする。
本実施形態におけるホットスタンプ前後の金属組織の残部（残部組織）は主にベイナイトである。
各金属組織の含有量は、以下の方法によって計測される。フェライト、ベイナイト、パーライトの面積率は、鋼板を圧延方向垂直に切断し、切断面を研磨し、次いでナイタールエッチングを行って切断面の金属組織を現出させ、切断面の板厚１／４部を１０００倍の倍率で観察することにより得られる。マルテンサイトの面積率は、鋼板を圧延方向垂直に切断し、切断面を研磨し、次いでレペラーエッチングを行って切断面の金属組織を現出させ、切断面の板厚１／４部を１０００倍の倍率で観察することにより得られる。残留オーステナイトの体積率は、鋼板を鋼板表面から板厚１／４部まで研磨した後、Ｘ線回折装置で測定することにより得られる。なお、板厚１／４部とは、鋼板における、鋼板表面から鋼板厚さ方向に鋼板厚さの１／４の距離をおいた部分である。
【００４１】
このような鋼板にホットスタンプを行うと、ホットスタンプ後の鋼板において５００〜１５００ＭＰａの引張強度が実現できるが、上に記載した条件を達成することにより、特に５５０ＭＰａから１２００ＭＰａ程度の引張強度を有する鋼板にて、著しい成形性向上の効果が得られる。
【００４２】
尚、本実施形態による冷延鋼板の表面に、亜鉛めっき、例えば溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき、またはアルミめっきを施して、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板、電気亜鉛めっき冷延鋼板、またはアルミめっき冷延鋼板としてもよい。このようなめっきが施されていることは、防錆上好ましい。
【００４３】
以下に本実施形態に係る鋼板の製造方法について説明する。
【００４４】
（鋳造工程Ｓ１）
本実施形態の鋼板を製造するに際しては、通常の条件として、転炉からの溶製された溶鋼を連続鋳造してスラブ（鋼材）とする。連続鋳造の際に、鋳造速度が早い場合、Ｔｉなどの析出物が微細になりすぎる。一方、鋳造速度が遅い場合、生産性が悪くなり、さらに前述の析出物が粗大化し、かつ粒子数が少なくなり、耐遅れ破壊特性などの特性が制御できなくなる場合がある。このため、鋳造速度を１．０ｍ／分〜２．５ｍ／分とすることが望ましい。
【００４５】
（熱間圧延工程Ｓ２）
鋳造後のスラブは、そのままトンネル炉などの加熱炉にて加熱し、次いで熱間圧延に供することができる。あるいは、スラブが１１００℃未満に冷却されていた場合には、スラブをトンネル炉などの加熱炉で再加熱することができる。スラブに対する冷却の有無にかかわらず、加熱炉を出た際のスラブの温度は１１００℃〜１３００℃とすることが好ましい。１１００℃未満の温度で熱間圧延を開始すると、仕上げ温度を確保することが困難となり、鋼板の延性低下を引き起こす場合がある。また、Ｔｉ及び／又はＮｂを添加した鋼板では、加熱時の析出物の溶解が不十分となり、鋼板の強度低下を引き起こす場合がある。一方、加熱温度が１３００℃超である場合、スケールの生成量が大きくなって、鋼板の表面性状を良好なものとすることができない場合がある。
【００４６】
次いで、下記の式３が成り立つ条件下で、粗圧延および仕上圧延を行う。本実施形態では、加熱、粗圧延及び仕上圧延を含む工程を熱間圧延工程と称する。図２に示すように、式３が成り立つ条件下で圧延工程を実施することにより製造された鋼板は、ホットスタンプ前後においてＴＳ×Ｅｌ≧２００００ＭＰａ・％を有する。ここで、「ｔ１」は熱間圧延における加熱炉をスラブが出てから、スラブに粗圧延が開始されるまでに要する時間を単位秒で表し、「ｔ２」は粗圧延が終了してから仕上圧延が開始されるまでの時間を単位秒で表し、「ｈ１」は粗圧延前のスラブの板厚を表し、「ｈ２」は粗圧延後のスラブの板厚を表す。
２＜（１／５）×（ｈ１／ｈ２）×（１／１０）×（ｔ１＋ｔ２）０．３＜６・・・（式３）
【００４７】
式３が成り立つ条件下で熱間圧延工程を行うと、ＣおよびＭｎなどの合金元素の濃淡が層状に生じるバンドが分断される。この結果、焼鈍後の鋼板において、残留オーステナイトのＣ濃度の偏りがなくなる。上述したように、残留オーステナイトのＣ濃度が一様でなく、ばらついていると延性が劣ることが知られている。式３が成り立つように熱間圧延工程を行うと、残留オーステナイトのＣ濃度が一様になり、良好な延性を有する鋼板が得られる。
なお、この式３は、圧延前後の板厚および粗圧延から仕上圧延までの時間と、仕上圧延の際の圧延負荷およびこの圧延負荷に起因するパーライトの分断（細分化）との関係性を評価するために実験的に導かれた。  
【００４８】
粗圧延に引き続いて、好ましくは仕上げ温度をＡｒ３〜９７０℃として、熱間圧延工程の仕上圧延を行う。仕上げ温度が、Ａｒ３未満である場合、（α＋γ）２相域圧延となり、延性の低下が生じる場合がある。また、仕上げ温度が９７０℃を超える場合、オーステナイト粒径が粗大になり、且つフェライト分率が小さくなり、これにより延性が低下する場合がある。
【００４９】
（巻取り工程Ｓ３）
熱間圧延工程の後、鋼は好ましくは２０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却され、所定の巻取り温度ＣＴで巻き取られる。平均冷却速度が２０℃／秒未満である場合には、延性低下の原因となるパーライトが過剰に生成する場合がある。
【００５０】
（酸洗工程Ｓ４および冷間圧延工程Ｓ５）
巻取り工程の後には、酸洗工程にて酸洗を行う。そして酸洗工程の後には、冷間圧延工程にて、複数のスタンドを有する冷間圧延機によって鋼板に冷間圧延を施す。図３に示すように下記の式４が成り立つ条件下で冷間圧延を行えば、前述の式１を満足する鋼板が得られる。鋼板が式１を満足することは、ホットスタンプ前の鋼板としてのＴＳ×Ｅｌ≧２００００ＭＰａ・％発揮はもちろん、ホットスタンプ後においてもＴＳ×Ｅｌ≧２００００ＭＰａ・％を確保することにつながる。ここで、「ｒｉ」は前記冷間圧延工程において、前記スタンドのうち最上流から数えて第ｉ（ｉ＝１，２，３）段目のスタンド単独での目標冷延率（％）であり、「ｒ」は前記冷間圧延工程における目標の総冷延率（％）である。総圧延率とは、最初のスタンドの入口板厚に対する累積圧下量（最初のパス前の入口板厚と最終パス後の出口板厚との差）の百分率であり、累積圧下率とも称される。
１．５×（ｒ１／ｒ）＋１．２×（ｒ２／ｒ）＋（ｒ３／ｒ）＞１・・・（式４）
【００５１】
式４が成り立つ条件下で冷間圧延を行うと、冷間圧延前に鋼板に大きなパーライトが存在していても、冷間圧延においてパーライトを十分に分断（細分化）することができる。この結果、冷間圧延後の焼鈍により、パーライトが消失するか、またはパーライト量を最小限度に抑えることができるので、式１及び式２が満たされる組織が得られやすくなる。一方、式４が成り立たない場合には、上流側のスタンドでの冷延率が不十分であり、大きなパーライトが残存しやすくなり、後の焼鈍において所望の残留オーステナイトを生成することができない。また、発明者らは、式４を満足すると、得られた焼鈍後の残留オーステナイト組織の形態は、ホットスタンプを行っても、ほぼ同じ状態に維持することができ、ホットスタンプ後であっても延性に有利になることを知見した。本実施形態に係る鋼板は、ホットスタンプで二相域まで加熱した場合、ホットスタンプ前の残留オーステナイトや硬質相はオーステナイト組織になり、ホットスタンプ前のフェライト相はそのままである。オーステナイト中のＣ（炭素）は周囲のフェライト相に移動しない。その後冷却すればオーステナイト相はマルテンサイトを含む硬質相になる。つまり、式４を満足して前述のＨ２／Ｈ１が所定の範囲となれば、ホットスタンプ後もこれが維持されてホットスタンプ後の成形性に優れることになる。
【００５２】
前述のようにｒ、ｒ１、ｒ２、ｒ３は目標冷延率であって、通常は目標冷延率と実績冷延率は概ね同じ値となる様に制御され、冷間圧延される。目標冷延率に対して実績冷延率を乖離させて冷間圧延することは好ましくない。したがって、実績冷延率が上記式４を満足すれば本発明を実施していると見るべきである。尚、実績の冷延率は目標冷延率の±１０％以内とすることが好ましい。
【００５３】
（焼鈍工程Ｓ６および調質圧延工程Ｓ７）
冷間圧延後には、焼鈍を行うことにより、鋼板に再結晶を生じさせる。この焼鈍により、所望のマルテンサイトを生じさせる。焼鈍温度は、７００〜８５０℃の範囲とすることが好ましい。この範囲で焼鈍することにより、フェライトおよびマルテンサイトが所定の面積率となり、ＴＳ×Ｅｌの向上に貢献することが出来る。その後の調質圧延工程では、常法により調質圧延する。
【００５４】
さらに防錆能を向上させるために、本実施形態に係る製造方法は、焼鈍工程と調質圧延工程との間に、溶融亜鉛めっきを冷延鋼板の表面に施す溶融亜鉛めっき工程を有してもよい。さらには、溶融亜鉛めっき後に合金化処理を施す合金化処理工程を製造方法が有してもよい。合金化処理を施す場合、合金化溶融亜鉛めっき表面に、水蒸気などのようなめっき表面を酸化させる物質を接触させて、めっき表面の酸化膜を厚くする処理をさらに施してもよい。
【００５５】
本実施形態に係る製造方法は、溶融亜鉛めっき工程、および合金化溶融亜鉛めっき工程以外には、例えば調質圧延工程の後に電気亜鉛めっきを冷延鋼板の表面に施す電気亜鉛めっき工程を有してもよい。また、溶融亜鉛めっき工程の代わりに、焼鈍工程と調質圧延工程との間に、アルミめっきを冷延鋼板表面に施すアルミめっき工程を有してもよい。尚、アルミめっきの手段としては溶融アルミめっきが一般的であり、好ましい。
【００５６】
このような一連の処理の後、鋼板にホットスタンプを行うことにより、ホットスタンプ成形体（ホットスタンプ後の鋼板）を得る。ホットスタンプの工程は、例えば以下のような条件で行うことが望ましい。まず昇温速度５℃／秒以上で７００℃以上まで鋼板を加熱する。鋼板の成形性を向上させるためには、加熱温度を１０００℃以下とすることが好ましく、Ａｃ３点以下とすることが特に好ましい。加熱終了後、所定の保持時間の後にホットスタンプ（ホットスタンプ加工）を行う。そして、これに引き続き、冷却速度５０℃／秒以上で３００℃〜５００℃の範囲まで鋼板を冷却する。その後、鋼板の温度を３００〜５００℃の範囲内で１００秒以上保つこととする（ホットスタンプの焼入れ）。
ホットスタンプ加工の前の加熱温度が７００℃未満である場合、焼入れが不十分となり、鋼板の強度が確保できないおそれがある。一方、加熱温度が１０００℃超である場合、鋼板が軟化し過ぎるおそれがある。また、鋼板表面にめっきが施されている場合、特に亜鉛がめっきされている場合は、加熱温度が１０００℃を超えると亜鉛が蒸発・消失してしまうおそれがあり、好ましくない。従って、ホットスタンプの加熱温度は７００℃以上１０００℃以下が好ましい。金属組織の好ましくない変化をさらに抑制するためには、加熱温度の上限をＡｃ３点とすることが特に好ましい。なお、Ａｃ３点は、一般的に以下の式５によって算出される。
Ａｃ３＝９３７．２−４３６．５×［Ｃ］＋５６×［Ｓｉ］−１９．７×［Ｍｎ］−１６．３×［Ｃｕ］−２６．６×［Ｎｉ］−４．９×［Ｃｒ］＋３８．１×［Ｍｏ］＋１２４．８×［Ｖ］＋１３６．３×［Ｔｉ］−１９．１×［Ｎｂ］＋１９８．４×［Ａｌ］＋３３１５×［Ｂ］・・・（式５）
［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｔｉ］、［Ｎｂ］、［Ａｌ］、及び［Ｂ］は、鋼材のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ａｌ、及びＢの含有量を単位質量％でそれぞれ示す。
ホットスタンプ加工の前の昇温速度が５℃／秒未満では、昇温速度の制御が難しく、かつ生産性が著しく低下するので、５℃／秒以上の昇温速度で加熱することが好ましい。冷却速度が５０℃／秒未満では、冷却速度の速度制御が難しく、生産性も著しく低下するので、５０℃／秒以上の冷却速度で冷却することが好ましい。昇温速度および冷却速度の上限は特に規定されない。現在の一般的な設備能力の範囲内では、昇温速度および冷却速度の事実上の上限は、両方とも約５００℃／秒であるが、将来、さらに高速での昇温および／または冷却が可能である設備が開発されることが予測される。その場合、５００℃／秒以上の速度で昇温および／または冷却を行ってもよい。
冷却後に、鋼板の温度を３００℃〜５００℃の範囲内で１００秒以上保つ理由は、ベイナイト変態を進め、未変態のオーステナイト中にＣを濃縮させて、これにより、その後常温まで冷却した後もオーステナイトを残留させるためである。
【００５７】
以上により、前述の条件を満足すれば、硬度分布及び組織がホットスタンプ前後で維持され、強度を確保すると共により良好な延性を得ることができる高強度鋼板を製造することができる。
【実施例】
【００５８】
表１に示す種々の成分の鋼を鋳造速度１．０ｍ／分〜２．５ｍ／分で連続鋳造してスラブを得た後、そのまま、常法にて加熱炉でこれらスラブを加熱するか、もしくはこれらスラブを一旦冷却した後、常法にて加熱炉でこれらスラブを加熱した。表２中の「−」との記号は、該当する元素を該当する鋼中に意図的に含有させていないことを示す。これらスラブに、表３に示す条件で熱間圧延を行ない、スラブを熱延鋼板とした後、巻取った。その後、熱延鋼板に酸洗を行って鋼板表面のスケールを除去し、冷間圧延にて熱延鋼板を板厚１．２〜１．４ｍｍとして冷延鋼板を得た。さらに、これら冷延鋼板に、連続焼鈍炉にて表４に示す焼鈍温度にて焼鈍を行なった。焼鈍後の冷延鋼板のうち、一部には、さらに連続焼鈍炉均熱後の冷却途中で溶融亜鉛めっきを施した。さらに、溶融亜鉛めっきが施された鋼板のうち、一部にはその後合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっきを施した。また、溶融亜鉛めっきが施されなかった焼鈍後の冷延鋼板のうち、一部には、アルミめっきを施した。このようにして得られた鋼板（めっき有り鋼板およびめっき無し鋼板の両方）に対して調質圧延を行った。調質圧延が行われた、めっきを有しない鋼板のうち、一部には電気亜鉛めっきを施した。
このようにして得られた種々の鋼板から、材質等を評価すべくサンプルを採取し、材質試験、残留オーステナイトの硬度測定、および金属組織の含有量の測定を行った。これにより、ホットスタンプ前の鋼板の引張強度（ＴＳ）、延性（Ｅｌ）、各金属組織の含有量、残留オーステナイトの硬度分布（板厚表層部の平均硬度と板厚中心部の平均硬度との比Ｈ２／Ｈ１、および板厚中心部の硬度分布σＨＭ）を求めた。その後、図４に示すような形態のホットスタンプ成形体を得るべく、種々の鋼板をに対して、昇温速度１０℃／秒で昇温し、加熱温度７８０℃で１０秒保持した後、ホットスタンプ加工を行い、次いで冷却速度１００℃／秒にて３００〜５００℃まで冷却し、１００秒以上保持するホットスタンプを行った。これにより得られた成形体から、図４に示された位置よりサンプルを切り出し、材質試験、残留オーステナイトの硬度測定、および金属組織の含有量の測定を行った。これにより、ホットスタンプ後の鋼板（ホットスタンプ成形体）の引張強度（ＴＳ）、延性（Ｅｌ）、各金属組織の含有量、残留オーステナイトの硬度分布（板厚表層部の平均硬度と板厚中心部の平均硬度との比Ｈ２／Ｈ１、および板厚中心部の硬度分布σＨＭ）を求めた。その結果を表５〜表８に示す。尚、表５および表６中に示された「めっきの種類」において、ＧＩは溶融亜鉛めっき、ＧＡは合金溶融亜鉛めっき、ＥＧは電気めっき、Ａｌはアルミめっきを施していることを示す。ＣＲは、めっき無し鋼板、即ち冷延鋼板であることを示す。表中、数値の判定（合否判定）として示されている「範囲内」および「範囲外」との記載は、その数値が本発明にて規定された範囲内であること、および範囲外であることをそれぞれ示している。【００５９】
【表１】
0005578289.tif 000002
【００６０】
【表２】
0005578289.tif 000003
【００６１】
【表３】
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【００６２】
【表４】
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【００６３】
【表５】
0005578289.tif 000006
【００６４】
【表６】
0005578289.tif 000007
【００６５】
【表７】
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【００６６】
【表８】
0005578289.tif 000009
【００６７】
以上の実施例から、本発明要件を満足すれば、ホットスタンプ前後においてＴＳ×Ｅｌ≧２００００ＭＰａ・％を満たす優れた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき冷延鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板、電気亜鉛めっき冷延鋼板またはホットスタンプ用アルミめっき冷延鋼板が得られることがわかる。
【符号の説明】
【００６８】
Ｓ１  鋳造工程
Ｓ２  熱間圧延工程
Ｓ３  巻取り工程
Ｓ４  酸洗工程
Ｓ５  冷間圧延工程
Ｓ６  焼鈍工程
Ｓ７  調質圧延工程
【図１Ａ】
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【図１Ｂ】
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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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