(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０.０５％以上０.２０％以下、Ｓｉ：０.０５％以上０.６５％以下、Ｍｎ：１.９５％以上３.００％以下、Ｐ：０.０２％以下、Ｓ：０.０１％以下、Ａｌ：０.０２％以上０.４５％以下、Ｎ：０.０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるとともに、ＳｉおよびＡｌの含有量が下記式（１）を満足する化学組成を有し、
鋼板表面から５μｍ深さ位置までの鋼板表層部におけるＭｎ平均濃度であるＭｎｓｕｒが２.６０質量％以下であるとともに下記式（２）を満たし、
鋼板表面のクラックの最大深さが３μｍ以下であり、かつ、幅３μｍ以下で深さ２μｍ以上のクラックの数密度が１０個／５０μｍ以下であり、
引張強度が７８０ＭＰａ以上、降伏比が５０％以上７０％以下であり、曲げ性が下記式（３）を満足する機械特性を有する、
ことを特徴とする冷延鋼板：
１.５≦Ｓｉ／Ａｌ≦３０  ・・・  （１）
Ｍｎｓｕｒ／Ｍｎ≦０.９    ・・・  （２）
Ｒ／ｔ≦１.５            ・・・  （３）
ここで、式中のＳｉ、ＡｌおよびＭｎは鋼中における各元素の含有量（単位：質量％）、Ｍｎｓｕｒは前記鋼板表層部におけるＭｎの平均濃度（単位：質量％）、Ｒは曲げ稜線が圧延方向となるように行ったＶブロック法による９０°Ｖ曲げ試験において割れの発生しない最小曲げ半径、ｔは鋼板の板厚である。
【請求項２】
前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１.０％以下、Ｍｏ：２.０％以下、Ｃｕ：１.０％以下、Ｎｉ：１.０％以下およびＢ：０.０１％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、請求項１に記載の冷延鋼板。
【請求項３】
前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０.１０％以下、Ｎｂ：０.１０％以下およびＶ：０.１０％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、請求項１または２に記載の冷延鋼板。
【請求項４】
前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、ＲＥＭ：０.１０％以下、Ｍｇ：０.０１％以下およびＣａ：０.０１％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、請求項１〜３のいずれかに記載の冷延鋼板。
【請求項５】
前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｂｉ：０.０５質量％以下を含有する、請求項１〜４のいずれかに記載の冷延鋼板。
【請求項６】
下記工程（Ａ）〜（Ｄ）を有することを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の冷延鋼板の製造方法：
（Ａ）スラブを、１１８０℃以上１２８０℃以下の温度域に２時間以上５時間以下保持した後に粗熱間圧延を施して３６ｍｍ以上の板厚の粗バーとし、前記粗バーを１１００℃以上としてデスケーリングした後に、仕上熱間圧延に供し、８６０℃以上９５０℃以下の温度域で仕上熱間圧延を完了し、仕上熱間圧延完了後１０秒間以内に６８０℃以下の温度域に冷却し、３００℃以上６８０℃以下の温度域で巻取って熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に酸洗処理を施して酸洗鋼板とする、酸洗工程；
（Ｃ）前記酸洗工程により得られた酸洗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
（Ｄ）前記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板に、１℃／秒以上の平均加熱速度でＡｃ3点以上８８０℃以下の温度域に加熱し、前記温度域で１０秒間以上２００秒間以下保持し、３℃／秒以上２００℃／秒以下の平均冷却速度で５００℃まで冷却し、２００℃以上５００℃以下の温度域に２０秒間以上５００秒間以下保持し、その後室温まで冷却する連続焼鈍を施す連続焼鈍工程。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、冷延鋼板およびその製造方法に関し、特に、高い強度を有しながらも、優れた曲げ性と深絞り性とを有する冷延鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
排気ガスによる地球温暖化の防止、有限資源の節約の観点から、近年、自動車の軽量化が非常に重要視されている。また、１９９０年頃から衝突安全基準が厳格化されつつあり、衝突安全性向上と車重軽量化の双方の面から、高強度鋼板の使用比率は急激に増加している。
【０００３】
これに伴い、これまで衝突対応部材に多く用いられてきた引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板についても、シート部品やピラー類等といった高い成形性が要求される車体部品へ適用が拡大されつつある。したがって、高強度鋼板には、強度のみならず、優れた成形性が求められるようになってきている。しかしながら、一般に鋼板の強度が高くなると延性や曲げ性といった成形性が低化する。このため、高い強度と優れた成形性とを両立させようとする試みが従来から行われている。
【０００４】
成形性に優れた高強度鋼板として、フェライトを主相とし、マルテンサイトやベイナイト等の低温変態相を第二相とする複合組織鋼板が提案されている。例えば、特許文献１には、フェライトを主相とする複合組織を有し、引張強度が８０ｋｇｆ／ｍｍ2以上で、降伏比が６０％以下である溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。しかし、硬質な低温変態相を利用した高強度鋼板は、硬質相と軟質相の硬度差が大きく両相の界面で亀裂が生じやすいため、曲げ性が十分でないという問題がある。
【０００５】
このような亀裂発生を抑制するには、硬度差が小さい均一な組織とする必要がある。このため、成形性と溶接性とに優れた高強度鋼板を製造するために、硬質相を利用する変態強化ではなく、析出強化を積極的に活用した鋼板が提案されている。しかし、このような鋼は降伏比が高くなり、ｎ値が低くなるため、深絞り加工などの高いｎ値が必要な成形部で割れが発生するという問題がある。
【０００６】
特許文献２には、引張強度が４５ｋｇ／ｍｍ2で降伏比が８０％以上の非複合組織を有する、高強度高降伏比型の溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。この鋼板は、炭窒化物形成元素であるＴｉとＮｂを添加し、連続焼鈍中にフェライトとオーステナイト相の二相組織にするものである。しかし、このようにＴｉとＮｂを添加した鋼を二相組織となる温度で焼鈍すると、バンド組織を形成して機械特性のばらつきが大きくなるという問題がある。
【０００７】
特許文献３には、粒径が１０ｎｍ未満の微細析出物が分散したフェライト単相組織を有し、引張強度が５５０ＭＰａ以上である鋼板が開示されており、この鋼板は熱延鋼板であっても冷延鋼板であってもよいとされている。しかし、具体的に開示されているのは熱延鋼板のみであり、冷延鋼板については具体的な開示はなされていない。そして冷延鋼板の製造プロセスは、熱延鋼板の製造プロセスと異なるため、熱延鋼板の技術思想を単純に冷延鋼板に適用できるものではない。すなわち、冷延鋼板では、冷間圧延後に焼鈍を施すことにより最終製品を得るため、特許文献３に開示されているような多量の炭窒化物形成元素を添加する方法を適用すると、鋼の再結晶温度が上昇してしまう。そのため、冷間圧延後の焼鈍を高温で行うことが必要となり、焼鈍中に析出物の粗大化や冷延焼鈍板組織の粗粒化が起こり、得られた冷延鋼板の成形性が劣化してしまうのである。
【０００８】
このように、従来用いられてきた手法では、高い引張強度を有することを前提として、低い降伏比と優れた曲げ性とを両立させることが困難であったため、厳しい曲げ成形と深絞り成形とが共存するような成形を高強度鋼板に施すことは困難であった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開平４−２３６７４１号公報
【特許文献２】特開平１０−２７３７５４号公報
【特許文献３】特開２００２−３２２５３９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明は、上述した従来技術に鑑みてなされたものであり、高い引張強度を有するとともに、高強度鋼板の深絞り成形に求められる低い降伏比と曲げ成形に求められる優れた曲げ性とを具備する冷延鋼板およびその製造方法を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者らは、上記課題を解決すべく、以下のように鋭意検討を重ねた。
高強度鋼板において、低い降伏比を確保し、高い一様伸びを確保するには、フェライトを主相としマルテンサイトを含有させた鋼組織とし、フェライト中に稼働転位を導入することが有効である。
【００１２】
しかしながら、従来の低降伏比の冷延鋼板は、優れた延性を有するものの、フェライトと硬質相間の組織間硬度差が大きいために曲げ性に劣る。すなわち、従来の低降伏比冷延鋼板の製造方法では、Ｍｎを含む鋼成分を用いて、先ず連続鋳造にて製造したスラブを熱間圧延し、酸洗および冷間圧延した後、フェライトとオーステナイトとが共存する２相域で焼鈍することにより、フェライトからＣを排出させてオーステナイトへＣを濃縮させ、次いでマルテンサイト変態が進行する温度域まで急冷することにより、オーステナイトの一部をマルテンサイト変態させる。
【００１３】
このような熱間圧延工程において特段の注意を払わない製造方法では、熱間圧延前のスラブ表層部に形成されるＭｎ偏析が、熱間圧延と冷間圧延を経て得られた鋼板において焼鈍後まで残存してしまう。その結果、曲げ成形時に、Ｍｎの少ない軟質な部位への応力集中が生じやすく、これにより割れが発生して、曲げ性に劣るものとなる。
【００１４】
そこで、硬質なマルテンサイトの生成を前提とした場合であっても、鋼板表層部のＭｎ偏析を低減させることで曲げ成形時の応力集中を緩和し、これにより低降伏比と優れた曲げ性を両立させることを新たに着想した。
【００１５】
そして、スラブ表層部のＭｎ偏析を緩和するには、熱間圧延工程におけるスラブの保持温度および保持時間を適正化し、スラブ表層部のＭｎをスケールに濃化させた後に、後工程において除去することと、偏析部から他の部位へのＭｎの拡散を促進するようにすることで達成できることを見出した。すなわち、表層部のＭｎの拡散を促進することで偏析を緩和するだけでなく、高温で表面を酸化させることにより鋼板表層部のＭｎを酸化物として除去するのである。
【００１６】
曲げ性を向上させるという観点からさらに検討した結果、鋼板の表面性状に関しては、鋼板表面に深いクラックや鋭いクラックが存在すると、深いクラックや鋭いクラックが曲げ成形時において割れの起点となり、曲げ性を低下させること、さらに、上記深いクラックや鋭いクラックが、熱間圧延過程において結晶粒界が酸化され、その後の酸洗過程において粒界酸化物が剥離することによって生じることを突き止めた。
【００１７】
そして、熱間圧延工程における粗熱間圧延完了後に酸化スケールを適切に除去したうえで、仕上熱間圧延に供し、仕上熱間圧延後に速やかに冷却することにより、熱間圧延工程における結晶粒界の酸化が抑制され、上記深いクラック及び鋭いクラックの形成が効果的に抑制されるという新たな知見を得たのである。
【００１８】
上記知見に基づいてなされた本発明は下記の通りである。
質量％で、Ｃ：０.０５％以上０.２０％以下、Ｓｉ：０.０５％以上０.６５％以下、Ｍｎ：１.９５％以上３.００％以下、Ｐ：０.０２％以下、Ｓ：０.０１％以下、Ａｌ：０.０２％以上０.４５％以下、Ｎ：０.０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるとともに、ＳｉおよびＡｌの含有量が下記式（１）を満足する化学組成を有し、鋼板表面から５μｍ深さ位置までの鋼板表層部におけるＭｎ平均濃度であるＭｎｓｕｒが２.６０質量％以下であるとともに下記式（２）を満たし、鋼板表面のクラックの最大深さが３μｍ以下であり、かつ、幅３μｍ以下で深さ２μｍ以上のクラックの数密度が１０個／５０μｍ以下であり、引張強度が７８０ＭＰａ以上、降伏比が５０％以上７０％以下であり、曲げ性が下記式（３）を満足する機械特性を有することを特徴とする冷延鋼板：
１.５≦Ｓｉ／Ａｌ≦３０  ・・・  （１）
Ｍｎｓｕｒ／Ｍｎ≦０.９    ・・・  （２）
Ｒ／ｔ≦１.５            ・・・  （３）
ここで、式中のＳｉ、ＡｌおよびＭｎは鋼中における各元素の含有量（単位：質量％）、Ｍｎｓｕｒは前記鋼板表層部におけるＭｎの平均濃度（単位：質量％）、Ｒは曲げ稜線が圧延方向となるように行ったＶブロック法による９０°Ｖ曲げ試験において割れの発生しない最小曲げ半径、ｔは鋼板の板厚である。
【００１９】
本発明において、曲げ試験における「割れ」とは、深さ１０μｍ以上かつ幅１５μｍ以上の亀裂を意味する。したがって、「割れの発生」とはかかる亀裂が発生している状態をいう。また、「曲げ半径」とはＶブロック法による曲げ試験に用いたポンチ先端の丸みの曲率半径である。
【００２０】
また、「鋼板表面のクラック」とは、鋼板表面に開口しているクラックのことである。クラックの幅、深さ、および数密度は、鋼板の表層部近傍の板厚断面を、ＳＥＭを用いて２０００倍で観察することにより測定される。クラックの数密度は、圧延方向長さを５０μｍとした任意の１０箇所の観察視野について観察を行ってクラックの個数を求め、１０個所の計測値を平均することにより求める。
【００２１】
本発明の好適態様を列挙すると、次の通りである。
・前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１.０％以下、Ｍｏ：２.０％以下、Ｃｕ：１.０％以下、Ｎｉ：１.０％以下およびＢ：０.０１％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；
・前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０.１０％以下、Ｎｂ：０.１０％以下およびＶ：０.１０％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；
・前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０.０１％以下およびＢｉ：０.０１％以下からなる群から選択される１種または２種を含有する；
・前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、ＲＥＭ：０.１０％以下、Ｍｇ：０.０１％以下およびＣａ：０.０１％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；
・前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｂｉ：０.０５質量％以下を含有する。
【００２２】
本発明はまた、下記工程（Ａ）〜（Ｄ）を有することを特徴とする上記の冷延鋼板の製造方法も提供する：
（Ａ）スラブを、１１８０℃以上１２８０℃以下の温度域に２時間以上５時間以下保持した後に粗熱間圧延を施して３６ｍｍ以上の板厚の粗バーとし、前記粗バーを１１００℃以上としてデスケーリングした後に、仕上熱間圧延に供し、８６０℃以上９５０℃以下の温度域で仕上熱間圧延を完了し、仕上熱間圧延完了後１０秒間以内に６８０℃以下の温度域に冷却し、３００℃以上６８０℃以下の温度域で巻取って熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に酸洗処理を施して酸洗鋼板とする、酸洗工程；
（Ｃ）前記酸洗工程により得られた酸洗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
（Ｄ）前記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板に、１℃／秒以上の平均加熱速度でＡｃ3点以上８８０℃以下の温度域に加熱し、前記温度域で１０秒間以上２００秒間以下保持し、３℃／秒以上２００℃／秒以下の平均冷却速度で５００℃まで冷却し、２００℃以上５００℃以下の温度域に２０秒間以上５００秒間以下保持し、その後室温まで冷却する連続焼鈍を施す連続焼鈍工程。
【発明の効果】
【００２３】
本発明によれば、曲げ性と深絞り性とが要求されるような複合プレス成形を実施する場合において良好なプレス成形性を実現することを可能にする高強度冷延鋼板およびその製造方法が提供されるので、産業上きわめて有用である。
【発明を実施するための形態】
【００２４】
以下、本発明をより詳しく説明する。本明細書において化学組成を規定する「％」は全て「質量％」である。
（１）化学組成
Ｃ：０.０５％以上０.２０％以下
Ｃは、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。Ｃ含有量が０.０５％未満では、７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０.０５％以上とする。好ましくは０.１０％以上である。一方、Ｃ含有量が０.２０％超では、抵抗溶接のナゲット部の硬度上昇により溶接部強度の低下が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０.２０％以下とする。好ましくは０.１５％以下である。
【００２５】
Ｓｉ：０.０５％以上０.６５％以下
Ｓｉは、強度向上に寄与する元素である。Ｓｉ含有量が０.０５％未満では、７８０ＭＰａ以上の引張強度を安定して確保することが困難となる。このため、Ｓｉ含有量を０.０５％以上とする。好ましくは０.２％以上である。一方、Ｓｉ含有量が０.６５％超では、スポット溶接した際のナゲット部の硬化が著しくなり、靭性が劣化する。さらに、Ｓｉは易酸化元素であるとともに結晶粒界に偏析しやすい元素であるため、熱間圧延後に粒界酸化が進行しやすく、鋼板表面のクラックの原因となる場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０.６５％以下とする。好ましくは０.６０％以下である。
【００２６】
Ｍｎ：１.９５％以上３.００％以下
Ｍｎは、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。Ｍｎ含有量が１.９５％未満では、７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は１.９５％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が３.００％超では、抵抗溶接のナゲット部の硬度上昇により溶接部強度の低下が著しくなる。したがって、Ｍｎ含有量は３.００％以下とする。Ｍｎ含有量は好ましくは２.００％以上２.６０％以下である。
【００２７】
Ｐ：０.０２％以下
Ｐは、不純物として含有される元素であり、抵抗溶接のナゲット内で偏析を生じてナゲット部の靭性を低下させる作用を有する。Ｐ含有量が０.０２％超では、抵抗溶接のナゲット部の靭性低下が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０.０２％以下とする。
【００２８】
Ｓ：０.０１％以下
Ｓは、不純物として含有される元素であり、抵抗溶接のナゲット部の靭性を低下させる作用を有する。また、鋼中にＭｎＳを形成して鋼板の加工性を低下させる。Ｓ含有量が０.０１％超では、抵抗溶接のナゲット部の靭性低下が著しくなったり、鋼板の加工性低下が著しくなったりする。したがって、Ｓ含有量は０.０１％以下とする。
【００２９】
Ａｌ：０.０２％以上０.４５％以下
Ａｌは、鋼の精錬過程において鋼を脱酸して鋼材を健全化する作用を有する元素である。Ａｌ含有量が０.０２％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ａｌ含有量は０.０２％以上とする。一方、Ａｌ含有量が０.４５％超では、酸化物系介在物増加に起因する表面性状の劣化や加工性の劣化が顕著となる。したがって、Ａｌ含有量は０.４５％以下とする。好ましくは０.４０％以下である。
【００３０】
Ｎ：０.０１％以下
Ｎは、不純物として含有される元素であり、鋼中に粗大な窒化物を形成して鋼板の加工性を低下させる作用を有する。Ｎ含有量が０.０１超では、鋼板の加工性低下が著しくなる。したがって、Ｎ含有量は０.０１％以下とする。
【００３１】
Ｃｒ：１.０％以下、Ｍｏ：２.０％以下、Ｃｕ：１.０％以下、Ｎｉ：１.０％以下およびＢ：０.０１％以下からなる群から選択される１種または２種以上
これらの元素は、任意元素であり、鋼板の焼入れ性を高めることにより、鋼板の強度を高める作用を有する。したがって、７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することを容易にするために、これらの元素の１種または２種以上を含有させることが好ましい。
【００３２】
しかしながら、Ｃｒ含有量が１.０％超では、化成処理性の劣化が著しくなる。したがって、Ｃｒ含有量は１.０％以下とする。好ましくは０.９％以下である。また、Ｍｏ含有量を２.０％超としたり、Ｃｕ含有量を１.０％超としたり、Ｎｉ含有量を１.０％超としたり、Ｂ含有量を０.０１％超としても、上記作用による効果は飽和してしまい、いたずらに製造コストの上昇を招く。したがって、Ｍｏ含有量は２.０％以下、Ｃｕ含有量は１.０％以下、Ｎｉ含有量は１.０％以下、Ｂ含有量は０.０１％以下とする。Ｍｏ含有量は１.６％以下、Ｃｕ含有量は０.８％以下、Ｎｉ含有量は０.８％以下、Ｂ含有量は０.００８％以下とすることが好ましい。
【００３３】
なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃｒについては０.１％以上、Ｍｏについては０.０５％以上、Ｃｕについては０.０５％以上、Ｎｉについては０.０５％以上、Ｂについては０.０００５％以上含有させることが好ましい。
【００３４】
Ｔｉ：０.１０％以下、Ｎｂ：０.１０％以下およびＶ：０.１０％以下からなる群から選択される１種または２種以上
これらの元素は、任意元素であり、鋼中に微細な析出物を形成して鋼板の結晶粒を微細化することにより、鋼板の加工性を高める作用を有する。したがって、より良好な加工性を確保するために、これらの元素の１種または２種以上含有させることが好ましい。
【００３５】
しかしながら、Ｔｉ含有量を０.１０％超としたり、Ｎｂ含有量を０.１０％超としたり、Ｖ含有量を０.１０％超とすると、熱間圧延段階における鋼板表層部の酸化が促進されるため、冷延鋼板表層部におけるクラックを誘発する場合がある。したがって、Ｔｉ含有量は０.１０％以下、Ｎｂ含有量は０.１０％以下、Ｖ含有量は０.１０％以下とする。Ｔｉ含有量は０.０８％以下、Ｎｂ含有量は０.０５％以下、Ｖ含有量は０.０８％以下とすることが好ましい。
【００３６】
なお、鋼板の結晶粒の微細化により、下記式（４）を満足するさらに優れた曲げ性とするには、Ｔｉ：０.０２％以上、Ｎｂ：０.０１以上およびＶ：０.０１％以上のいずれかを満足するものとすることが好ましい。
【００３７】
Ｒ／ｔ≦１.０  ・・・  （４）
ここで、Ｒは、曲げ稜線が圧延方向となるように行ったＶブロック法による９０°Ｖ曲げ試験において割れの発生しない最小曲げ半径、ｔは鋼板の板厚である。従って、９０°Ｖ曲げ試験に使用する短冊状の試験片は、その長手方向が圧延方向と直角になるように採取し、曲げ稜線が試験片の長手方向と直角（すなわち、圧延方向）になるようにＶ曲げ試験を行う。「割れ」については前述した通りである。
【００３８】
ＲＥＭ：０.１０％以下、Ｍｇ：０.０１％以下およびＣａ：０.０１％以下からなる群から選択される１種または２種以上
これらの元素は、任意元素であって、硫化物や酸化物等の介在物を球状化して介在物による成形性の劣化を無害化する作用を有する。また、Ｔｉ含有鋼の場合には、ＴｉＮなどの窒化物の生成核となる酸化物を形成することから、ＴｉＮを微細分散化して、粗大なＴｉＮに起因する成形性の劣化を無害化する作用を有する。したがって、これらの元素の１種又は２種以上を含有させることが好ましい。
【００３９】
しかしながら、ＲＥＭ含有量を０.１０％超としたり、Ｍｇ含有量を０.０１％超としたり、Ｃａ含有量を０.０１％超としても、上記作用による効果は飽和してしまい、いたずらに製造コストの上昇を招く。したがって、ＲＥＭ含有量は０.１０％以下、Ｍｇ含有量は０.０１％以下、Ｃａ含有量は０.０１％以下とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、ＲＥＭについては０.０００１％以上、Ｍｇについては０.０００１％以上、Ｃａについては０.０００１％以上含有させることが好ましい。
【００４０】
ここで、ＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素を指し、ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。なお、本発明では、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を指す。
【００４１】
Ｂｉ：０.０５％以下
Ｂｉは、任意元素であって、凝固の接種核となり、凝固時のデンドライトアーム間隔を小さくし、凝固組織を細かくすることにより、ＭｎやＳｉ等の偏析し易い元素の偏析を抑制し、鋼板の局所的な強度差を低減し、曲げ性を向上させる作用を有する。従って、より良好な曲げ性を確保する観点からは、Ｂｉを含有させることが好ましい。
【００４２】
しかし、Ｂｉ含有量が０.０５％超では、曲げ加工時の割れの起点となるＢｉ酸化物が鋼中に多量に形成されてしまい、曲げ性の劣化が著しくなる。したがって、Ｂｉ含有量は０.０５％以下とする。好ましくは０.０３％以下である。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂｉ含有量を０.０００２％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０.０００３％以上である。
【００４３】
１.５≦Ｓｉ／Ａｌ≦３０
Ｓｉ／Ａｌが１.５未満または３０超では、熱間圧延に供する前の加熱過程〜粗熱間圧延完了までの過程において鋼とスケールとの界面に生成するＳｉ系酸化物の融点が高くなり、粗熱間圧延後のスケール除去が困難となる。そして、スケールが残存している部分では、仕上熱間圧延後にスケールから鋼板内部の結晶粒界に酸素が供給されて、粒界酸化物を生成し、鋼板表面のクラックの原因となる。したがって、１.５≦Ｓｉ／Ａｌ≦３０を満足するものとする。好ましくは２.０≦Ｓｉ／Ａｌ≦２０である。
【００４４】
（２）鋼板表面のクラック
鋼板表面のクラックの最大深さが３μｍ以下であり、かつ、幅３μｍ以下で深さ２μｍ以上のクラックの数密度が１０個／５０μｍ以下：
鋼板表面のクラックは、熱間圧延過程において結晶粒界が酸化され、その後の酸洗過程において粒界酸化物が剥離することによって生じる。このようにして生じたクラックは、冷間圧延により押し潰されるものの、鋼板表面に残存する。このような鋼板表面のクラックのうち、曲げ成形時に割れ起点となり、曲げ性の低下をもたらすのは、上述したように、深いクラックや鋭いクラックである。したがって、鋼板表面における深いクラックや鋭いクラックを規制することにより、曲げ性を向上させることができる。
【００４５】
鋼板表面に深さが３μｍ以上の深いクラックが存在する場合や、幅３μｍ以下で深さ２μｍ以上の鋭いクラックの数密度が１０個／５０μｍ超である場合には、クラックが曲げ成形時に割れの起点となり、曲げ性の低下をもたらす。
【００４６】
したがって、鋼板表面のクラックの最大深さを３μｍ以下、かつ、幅３μｍ以下で深さ２μｍ以上のクラックの数密度を１０個／５０μｍ以下とする。
（３）鋼板表面から５μｍ深さ位置までの鋼板表層部におけるＭｎ平均濃度Ｍｎｓｕｒ
Ｍｎｓｕｒ≦２.６０質量％、かつＭｎｓｕｒ／Ｍｎ≦０.９
鋼板表層部（鋼板表面と表面から５μｍ深さ位置との間の部分）のＭｎ平均濃度であるＭｎｓｕｒが２.６０質量％超では、後述する熱間圧延工程の適正化によりＭｎ偏析を緩和したとしても、スラブ製造時のＭｎ偏析が冷延鋼板に残存し、このＭｎ偏析に起因する応力集中が曲げ成形時に生じやすくなって、これにより割れが発生しやすくなる。したがって、鋼板表層部のＭｎ平均濃度Ｍｎｓｕｒは２.６０質量％以下とする。Ｍｎｓｕｒは低いほど好ましいので、下限は特に規定する必要はない。
【００４７】
上述のように、Ｍｎ偏析を緩和して優れた曲げ性を確保するために、熱間圧延工程を最適化することで、スラブ表層部のＭｎをスケールに拡散させて除去するのであるが、Ｍｎｓｕｒ／Ｍｎ＞０.９ではＭｎ偏析の緩和が十分でなく、優れた曲げ性を確保することが困難である場合がある。したがって、Ｍｎｓｕｒ／Ｍｎ≦０.９を満足するものとする。
【００４８】
（４）機械特性
引張強度：７８０ＭＰａ以上
引張強度が７８０ＭＰａ未満の冷延鋼板については、本発明が目的とする成形性の低下という課題自体が生じることは少ない。したがって、引張強度は７８０ＭＰａとする。引張強度は好ましくは９００ＭＰａ以上であり、より好ましくは９５０ＭＰａ以上、さらに好ましくは１０００ＭＰａ以上である。
【００４９】
降伏比：５０％以上７０％以下
一般にｒ値が低い高強度鋼板においては、深い絞り成形時に高い一様伸びが必要とされるところ、降伏比が７０％を超える鋼板では、一様伸びが低くなり、深い絞り成形時に割れが発生する場合がある。したがって、降伏比は７０％以下とする。一方、降伏比が５０％未満では、成形部品において衝撃吸収能を十分に確保することが困難となる。したがって、降伏比は５０％以上とする。
【００５０】
曲げ性：Ｒ／ｔ≦１.５（Ｒおよびｔは前述した通り）
曲げ性がＲ／ｔ＞１.５であるということは、厳しい曲げ成形を施した際に割れが発生することを示す。したがって、Ｒ／ｔ≦１.５を満足する曲げ性を有するものとした。Ｒ／ｔ≦１.０を満足する曲げ性であることが好ましい。
【００５１】
（５）めっき層
上述した組成および特性を備えた冷延鋼板の表面には、耐食性の向上等を目的としてめっき層を備えさせて、表面処理鋼板としてもよい。めっき層は電気めっき層であってもよく溶融めっき層であってもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき等が例示される。溶融めっき層としては、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。
【００５２】
めっきは通常は両面めっきであるが、それに限定されるものではない。めっき付着量は一般的な範囲内でよい。めっき層の上に、さらなる耐食性の向上などの目的で化成処理皮膜、好ましくはクロムを含有しない化成処理皮膜を形成してもよい。
【００５３】
（６）冷延鋼板の製造方法
本発明に係る冷延鋼板は、上記化学組成、表層部のＭｎ濃度、表面性状および機械特性を満足するものであればよく、その製造方法は特に限定する必要はないが、以下の方法により製造することが好適である。
【００５４】
（鋳造）
上記鋼組成を有する溶鋼を、スラブの表面から１０ｍｍ深さ位置における液相線温度〜固相線温度間の平均冷却速度を１０℃／秒以上として鋳造することによりスラブとすることが好ましい。
【００５５】
上記平均冷却速度を１０℃／秒以上とすることにより、デンドライト樹間が拡がることに起因するＭｎの濃化が抑制され、後述する熱間圧延、酸洗、冷間圧延および連続焼鈍を施した後の冷延鋼板において、鋼板表層部におけるＭｎの偏析をさらに抑制することができ、これにより曲げ性を一層向上させることができる。
【００５６】
したがって、冷延鋼板について良好な曲げ性を確保するには、上記平均冷却速度を１０℃／秒以上とすることが好ましい。上述したように、Ｂｉを含有させると、Ｍｎの板幅方向の偏析をより一層抑制することができ、優れた曲げ性を確保することができるのでさらに好ましい。
【００５７】
（熱間圧延工程）
熱間圧延工程では、上記化学組成を有するスラブを、１１８０℃以上１２８０℃以下の温度域に２時間以上５時間以下保持した後に粗熱間圧延を施して３６ｍｍ以上の板厚の粗バーとし、前記粗バーを１１００℃以上としてデスケーリングした後に、仕上熱間圧延に供し、８６０℃以上９５０℃以下の温度域で仕上熱間圧延を完了し、仕上熱間圧延完了後１０秒以内に６８０℃以下の温度域に冷却し、３００℃以上６８０℃以下の温度域で巻取って熱延鋼板とする。
【００５８】
（Ａ）粗熱間圧延に供するスラブの保持温度および保持時間
粗熱間圧延に供するスラブの保持温度が１１８０℃未満であったり、保持時間が２時間未満であったりすると、スラブ表層部のＭｎをスケールに濃化させておいて、後処理のデスケーリングにおいて除去することや、Ｍｎを拡散させることによるＭｎ偏析の緩和が困難となる場合がある。したがって、粗熱間圧延に供するスラブは１１８０℃以上の温度域に２時間以上保持する。一方、粗熱間圧延に供するスラブの保持温度が１２８０℃超であったり、保持時間が５時間超であったりすると、スケール生成による歩留低下や保持に要する製造コストの増加が著しくなる場合がある。したがって、粗熱間圧延に供するスラブの保持温度は１２８０℃以下とし、保持時間は５時間以下とする。
【００５９】
（Ｂ）粗熱間圧延後〜仕上熱間圧延前
粗熱間圧延後のスケールが厚く残存した状態で粗バーを仕上熱間圧延に供してしまうと、仕上熱間圧延後の熱延鋼板の表面に形成されるスケールの厚さが大きくなり、これにより、結晶粒界の酸化が過剰に促進されてしまい、冷延鋼板の表面に深いクラックおよび鋭いクラックが形成される場合がある。したがって、粗熱間圧延により得られた粗バーにデスケーリングを施すことにより、仕上熱間圧延に供する粗バーのスケールを適切に除去する。
【００６０】
ここで、粗バーにおいて、鋼と酸化スケールとの界面にファイヤライトが膜状に生成していると、デスケーリングによりスケールを適切に除去することが困難となる。しかし、粗バーの温度を１１００℃以上とすると、ファイヤライトは溶融し、仕上熱間圧延前および仕上熱間圧延時のデスケーリングによりファイヤライトおよび酸化スケールが効果的に除去されるようになる。したがって、粗熱間圧延により得られた粗バーを１１００℃以上としてデスケーリングした後、これを仕上熱間圧延に供する。
【００６１】
また、粗熱間圧延完了後の粗バーの板厚が３６ｍｍ未満では、仕上熱間圧延の圧下率が低くなり、仕上熱間圧延前の再加熱が不十分となって、コイル全長の温度を１１００℃以上とすることが困難となる場合がある。したがって、粗熱間圧延後の粗バーの板厚は３６ｍｍ以上とする。
【００６２】
（Ｃ）仕上熱間圧延
仕上熱間圧延の完了温度が８６０℃未満では、仕上熱間圧延中にフェライト変態に起因するハンチングが生じて、操業が困難となる場合がある。したがって、仕上熱間圧延の完了温度は８６０℃以上とする。
【００６３】
一方、仕上熱間圧延の完了温度が９５０℃超では、熱延鋼板の鋼組織が粗大化してしまい、冷間圧延および連続焼鈍後の鋼板について目的とする機械特性を得ることが困難となる場合がある。したがって、熱間仕上圧延の圧延完了温度は９５０℃以下とする。
【００６４】
（Ｄ）仕上熱間圧延後〜巻取前
仕上熱間圧延完了後に６８０℃以上の温度域に１０秒間より長くさらされると、鋼板表層部の全体的な酸化や粒界酸化の進行が著しくなり、酸洗および冷間圧延後において、曲げ性に悪影響を及ぼす深いクラックや鋭いクラックが鋼板表面に多数生成する場合がある。したがって、仕上熱間圧延完了後１０秒以内に６８０℃以下の温度域に冷却する。
【００６５】
（Ｅ）巻取〜巻取後の冷却
巻取温度が６８０℃超では、鋼板表層部の全体的な酸化や粒界酸化の進行が著しくなって、酸洗及び冷間圧延後において、曲げ性に悪影響を及ぼす深いクラックや鋭いクラックが鋼板表面に多数生成する場合がある。したがって、巻取温度は６８０℃以下とする。一方、巻取温度が３００℃未満では、熱延鋼板の硬質化が著しくなり、冷間圧延において平坦くずれや破断を生じやすくなる。したがって、巻取温度は３００℃以上とする。
【００６６】
（酸洗工程及び冷間圧延工程）
上記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に脱スケールのための酸洗および冷間圧延を施すが、これらは常法に従って実施すればよい。冷間圧延の条件は特に規定する必要はないが、連続焼鈍後において好適な集合組織を具備させて良好な加工性を得るとの観点からは、圧下率を２０％以上とすることが好ましい。一方、圧下率が大きすぎると、冷間圧延設備の負荷が過大となり、操業が困難となる。この点で、冷間圧延における圧下率を９０％以下とすることが好ましい。
【００６７】
（連続焼鈍工程）
上記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板に、１℃／秒以上の平均加熱速度でＡｃ３点以上８８０℃以下の温度域に加熱し、前記温度域で１０秒間以上２００秒間以下保持し、３℃／秒以上２００℃／秒以下の平均冷却速度で５００℃まで冷却し、２００℃以上５００℃以下の温度域に２０秒間以上５００秒間以下保持し、その後室温まで冷却する連続焼鈍を施す。
【００６８】
オーステナイト単相組織となるＡｃ３点以上の温度までの平均加熱速度が１℃／秒未満では、連続焼鈍工程においてオーステナイトが粗大になるため、冷間圧延および連続焼鈍後の鋼板において目的とする機械特性が得られない場合がある。したがって、オーステナイト単相組織となる温度までの平均加熱速度は１℃／秒以上とする。上記平均加熱速度の上限は特に規定する必要はないが、工業的生産の観点からは設備制約上１００℃／秒以下とすることが好ましい。
【００６９】
オーステナイト単相組織となる温度まで加熱せずに、連続焼鈍工程における最高到達温度を二相域温度にすると、オーステナイト中へのＣ濃化が過剰に進行してしまい、焼鈍後の鋼板において組織間の硬度差が大きくなり、また、冷延組織の影響が残存してバンド組織を形成してしまうため、焼鈍後の鋼板の曲げ性が劣化する。したがって、連続焼鈍工程においてオーステナイト単相組織となる温度まで加熱する。すなわちＡｃ３点以上の温度域まで加熱する。一方、８８０℃超の温度域まで加熱すると、結晶粒が粗大化してしまい、目的のとする機械特性が得られない場合がある。したがって、加熱温度は８８０℃以下とする。好ましくは８７０℃以下である。
【００７０】
Ａｃ３点以上８８０℃以下の温度域に保持する保持時間が１０秒間未満では、置換型元素であるＭｎの偏析の影響が残存し、連続焼鈍後の鋼組織が不均一となって、連続焼鈍後の鋼板の成形性が劣化する場合がある。したがって、Ａｃ３点以上８８０℃以下の温度域に保持する時間は、１０秒間以上とする。一方、上記保持時間が２００秒間超では、オーステナイトが粗大化してしまい、目的とする機械特性を得ることができない場合がある。したがって、上記保持時間は２００秒間以下とする。
【００７１】
オーステナイト単相組織状態から５００℃までの平均冷却速度が３℃／秒未満では、冷却過程でパーライトが生成してしまい、連続焼鈍後において所定の機械特性を確保することが困難となる場合がある。したがって、上記平均冷却速度は３℃／秒以上とする。一方、上記平均冷却速度が２００℃／秒超では、フェライトの生成が過度に抑制されてしまい、連続焼鈍後の鋼板の降伏比が高くなる場合がある。したがって、上記平均冷却速度は２００℃／秒以下とする。
【００７２】
２００℃以上５００℃以下の温度域に保持する時間が２０秒間未満では、オーステナイト相の安定化が不十分となり、マルテンサイトが過剰に生成してしまい、目的とする機械特性を確保することが困難となる場合がある。したがって、２００℃以上５００℃以下の温度域に保持する時間は２０秒間以上とする。一方、２００℃以上５００℃以下の温度域に保持する時間が５００秒間超では、エネルギーロスが顕著となるとともに生産性の低下を招く。したがって、２００℃以上５００℃以下の温度域に保持する時間は、５００秒間以下とする。
【００７３】
保持温度が２００℃未満では、マルテンサイト変態が過剰に進行してしまい、目的とする機械特性を確保することが困難となる場合がある。したがって、保持温度は２００℃以上とする。好ましくは２４０℃以上である。一方、保持温度が５００℃超では上部ベイナイトが生成してしまい、鋼板の靭性を著しく損なう場合がある。したがって、保持温度は５００℃以下とする。好ましくは４００℃以下である。
【００７４】
こうして製造された冷延鋼板にめっき、特に溶融めっきを施す場合には、前記温度保持に続けて、溶融めっき、例えば、溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを連続溶融めっき設備において施すことができる。
【００７５】
なお、本発明の冷延鋼板の鋼組織は特に制限されないが、主相がフェライトであって、第２相が残留オーステナイト、ベイナイトおよびマルテンサイトを含む組織であることが好ましい。
【実施例】
【００７６】
表１に示す化学組成の鋼を溶製し、表２に示す条件にて鋳造、熱間圧延を施し、常法にて酸洗を施し、さらに表２に示す条件にて冷間圧延および連続焼鈍を施して、各種冷延鋼板を得た。
【００７７】
表２に示したデータのうち「圧延１０秒後温度」は「熱間仕上圧延完了１０秒後の鋼板温度」である。この温度は、仕上熱間圧延出側、ランナウトテーブル、および巻取装置入側に設置された放射温度計のデータと通板速度のデータより、圧延完了１０秒後の鋼板温度を内挿して算出した。
【００７８】
また、表２に示した焼鈍温度での焼鈍が単相域焼鈍であることを次のようにして確認した。すなわち、焼鈍前の各冷延鋼板から採取した試験片を用いて、表２に示したのと同じ焼鈍条件（昇温速度および焼鈍温度）で熱処理を行った際の膨張率変化を解析することによって、オーステナイト単相化（すなわち、焼鈍温度がＡｃ３点以上）を確認した。結果は、表２の「焼鈍中組織」に示した。「γ」はオーステナイト単相域である場合を、「γ＋α」は「オーステナイト＋フェライト」の二相組織を意味する。
【００７９】
【表１】
0005825185.tif 000002
【００８０】
【表２】
0005825185.tif 000003
【００８１】
得られた各冷延鋼板について以下の試験を行った。試験結果を表３にまとめて示す。
（１）引張試験
各冷延鋼板から、圧延方向に直角な方向を長手方向とするＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張特性（降伏強度ＹＰ、引張強度ＴＳ、降伏比ＹＲ、全伸びＥｌ）を調査した。
【００８２】
（２）鋼板断面観察
各冷延鋼板の圧延方向に平行な板厚断面をＳＥＭにより２０００倍で観察することにより、深さが３μｍ超のクラックの有無と、幅３μｍ以下で深さ２μｍ以上のクラックの数密度を求めた。クラックの数密度は、長さ５０μｍとした任意の１０視野での計測値の平均として求めた。
【００８３】
（３）曲げ性
各冷延鋼板から圧延方向と直角方向を長手方向とするＪＩＳ１号曲げ試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４８の規定に準拠したＶブロック法による９０°Ｖ曲げ試験（曲げ稜線は圧延方向）により曲げ性を調査した。割れの判定は、光学顕微鏡およびＳＥＭを用いて曲げ部の外側表面および断面を調査し、割れを生じない最小曲げ半径Ｒの板厚ｔ（＝１.４ｍｍ）の比（Ｒ／ｔ）で結果を表示した。
【００８４】
（４）鋼板表面から５μｍ深さ位置までの表層部のＭｎ平均濃度（Ｍｎｓｕｒ）
ＧＤＳ（グロー放電発光分析装置）を用いて、鋼板表面から５μｍ深さ位置までの鋼板表層部のＭｎ濃度を測定し（ｎ＝１０）、その平均値を算出した。
【００８５】
【表３】
0005825185.tif 000004
【００８６】
鋼板Ｎｏ.１〜３，５〜９，２０〜２５は本発明に従った例である。Ｍｎｓｕｒ／Ｍｎが０.９以下と、表層部のＭｎ偏析が除去または内部に拡散された結果、鋼板表面には深いクラックや鋭いクラックが全く見られなかった。その結果、良好な曲げ特性が、所定の機械特性とともに得られた。
【００８７】
鋼板Ｎｏ.４は、焼鈍温度が高すぎるため、焼鈍時のオーステナイトが粒成長し、冷却後の結晶粒径が大きくなり、曲げ性が低くなった。
鋼板Ｎｏ.１０はスラブ加熱温度が低く、Ｎｏ.１１はスラブ加熱時間が短いため、鋼板表層部におけるＭｎ平均濃度Ｍｎｓｕｒが高く、曲げ性が低くなった。
【００８８】
鋼板Ｎｏ.１２は、粗バー厚みが薄く、粗圧延後の再加熱温度が不十分となったため、鋼板表層クラックが生成し、曲げ性が低くなった。Ｎｏ.１３も、粗圧延後の再加熱温度が不十分であったため、鋼板表面に深いクラックが生成し、曲げ性が低くなった。
【００８９】
鋼板Ｎｏ.１４およびＮｏ.１５は，仕上げ圧延後の冷却条件が規定の範囲から外れ、Ｎｏ.１５ではさらに巻取り温度が高かったため、鋼板表面に深いクラックが生成し、曲げ性が低くなった。
【００９０】
鋼板Ｎｏ.１６は、二相域焼鈍であるため、冷延組織の影響が残存して、バンド組織を形成したため、鋼板の曲げ性が低くなった。
鋼板Ｎｏ.１７は、焼鈍後の平均冷却速度が遅すぎるため、冷却過程でパーライトが生成してしまい、連続焼鈍後において降伏比が規定の範囲から外れた。
【００９１】
鋼板Ｎｏ.１８は、冷却停止および低温保持温度が低すぎるため、マルテンサイト変態が過剰に進行してしまい、降伏比が規定の範囲から外れ、曲げ性が低くなった。
鋼板Ｎｏ.１９は、低温保持時間が短すぎるため、ベイナイト生成が不十分となり、マルテンサイト変態が過剰に進行してしまい、降伏比が規定の範囲から外れ、曲げ性が低くなった。
【００９２】
鋼板Ｎｏ.２６はＳｉ量が多すぎるため、鋼板表面に深いクラックが存在し、曲げ性が低くなった。
鋼板Ｎｏ.２７はＴｉ量が多すぎるため、鋼板表面に深いクラックが生成し、曲げ性が低くなった。
【００９３】
鋼板Ｎｏ.２８，２９はＳｉ／Ａｌが所定の範囲から外れており、鋼板表面にクラックが存在し、曲げ性が低くなった。