(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ：０．５０〜２．００％、
Ｍｎ：２．５〜４．０％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０２０％以下、
Ａｌ：０．１０％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｔｉ：０．１００％以下、
Ｂ：０．０００３〜０．００３０％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
かつ、ＮおよびＴｉが下記（１）式を満足し、
マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が９５％以上であり、
面積が３μｍ２以上であり、かつ炭素濃度が０．７［Ｃ］未満であるベイナイトが、１２００個／ｍｍ２以下である、高強度冷延鋼板。
（［Ｎ］／１４）／（［Ｔｉ］／４７．９）＜１    ・・・（１）
ここで、［Ｃ］、［Ｎ］および［Ｔｉ］は、それぞれＣ、ＮおよびＴｉの含有量（質量％）である。
【請求項２】
前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００１〜０．０２０％、
Ｖ：０．００１〜０．１００％、
Ｍｏ：０．０１０〜０．５００％、
Ｃｒ：０．０１〜１．００％、
Ｃｕ：０．０１〜１．００％、
Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．０２００％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０２００％
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
【請求項３】
前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．０２０％以下、
Ｖ：０．１００％以下、
Ｍｏ：０．５００％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｔａ：０．１００％以下、
Ｗ：０．５００％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下、
Ｃｏ：０．１００％以下、
Ｚｒ：０．０２００％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下、
ＲＥＭ：０．０２００％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
【請求項４】
鋼板表面に亜鉛めっき層を有する、請求項１〜３のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
【請求項５】
請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施すことにより熱延鋼板を得る熱延工程と、前記熱延鋼板に酸洗を施す酸洗工程と、前記酸洗された熱延鋼板に冷間圧延を施すことにより冷延鋼板を得る冷延工程と、
前記冷延鋼板を９５０〜１２００℃の焼鈍温度で焼鈍する焼鈍工程と、
前記焼鈍温度から冷却を開始し、Ａｒ３点以上からＭｓ点以下までの温度域を、平均冷却速度：１５℃／ｓ以上で冷却する冷却工程とを備える、マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が９５％以上であり、面積が３μｍ２以上であり、かつ炭素濃度が０．７［Ｃ］未満であるベイナイトが、１２００個／ｍｍ２以下である、高強度冷延鋼板の製造方法。
なお、［Ｃ］は、Ｃの含有量（質量％）である。
【請求項６】
請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施すことにより熱延鋼板を得る熱延工程と、前記熱延鋼板に酸洗を施す酸洗工程と、前記酸洗された熱延鋼板に冷間圧延を施すことにより冷延鋼板を得る冷延工程と、
前記冷延鋼板を９５０〜１２００℃の焼鈍温度で焼鈍する焼鈍工程と、
前記焼鈍温度から冷却を開始し、Ａｒ３点以上から４５０℃までの温度域を、平均冷却速度：１５℃／ｓ以上で冷却する第一の冷却工程と、
前記冷却された冷延鋼板に亜鉛めっき処理を施すめっき工程と、
前記めっき工程後、Ｍｓ点以下までの温度域を平均冷却速度：１５℃／ｓ以上で冷却する第二の冷却工程とを備える、マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が９５％以上であり、面積が３μｍ２以上であり、かつ炭素濃度が０．７［Ｃ］未満であるベイナイトが、１２００個／ｍｍ２以下である、高強度冷延鋼板の製造方法。
なお、［Ｃ］は、Ｃの含有量（質量％）である。
【請求項７】
前記めっき工程後、前記第二の冷却工程の前に、合金化処理を施す合金化工程をさらに備える、請求項６に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、特に自動車などの構造部品の部材として好適な、高強度冷延鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、環境問題の高まりからＣＯ２排出規制が厳格化しており、自動車分野においては燃費向上を目的とした車体の軽量化が課題となっている。そのために自動車部品への高強度鋼板の適用による薄肉化が進められており、特に引張強度（ＴＳ）で１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の適用が進められている。【０００３】
自動車の構造用部材や補強用部材に使用される高強度鋼板には、強度以外に加工性に優れることが要求される。特に複雑形状を有する部品は、伸びフランジ加工を施すため、優れた伸びフランジ性（以下、穴広げ性と称する場合もある）が求められる。さらに自動車の衝突安全性の観点から、強度に加え、衝突時の乗員の居住空間を確保するよう、容易に変形しないことが求められる部材もある。したがって、このような自動車部品には高降伏比の鋼板を使用することが望まれる。【０００４】
一般に鋼板の高強度化は、成形性（延性、深絞り性、伸びフランジ性）の低下を招くため、鋼板の高強度化に伴い、成形時の割れなどが問題となる場合がある。特に、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板において、引張強度を低下させることなく伸びフランジ性を重畳的に向上させることはきわめて難しい。このため、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板において、高い降伏比と優れた伸びフランジ性とを有する鋼板の開発が望まれている。【０００５】
特許文献１では、マルテンサイトを面積率で１５〜５０％含むベイナイト−マルテンサイト組織とすることにより、ＴＳが９８０ＭＰａ以上であって、高降伏比と加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法が開示されている。また、特許文献２では、金属組織がフェライトと面積率が１〜３０％の硬質第２相とすることにより、降伏比が０．７０以上の高強度冷延鋼板およびその製造方法が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２０１３−１４７７３６号公報
【特許文献２】特開２００８−１０６３５１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、特許文献１および２に開示された鋼板は、いずれもＴＳが１１８０ＭＰａ未満であり、伸びフランジ性も考慮されていない。【０００８】
本発明は上記事情を鑑みてなされたものであり、高い降伏比と優れた伸びフランジ性を有する高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。ここで、本発明における高い降伏比とは、降伏比（ＹＲ）が７０％以上であることをいう。また、本発明における優れた伸びフランジ性とは、伸びフランジ性の指標である穴拡げ率λが３０％以上であることをいう。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者らは上記課題を解決するため、鋭意検討を重ねた。その結果、ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上とするために、鋼板の主要組織を硬質なマルテンサイトとし、かつ優れた伸びフランジ性を得るためにマルテンサイト以外の組織を減らし、実質マルテンサイト単相とすればよいことがわかった。しかしながら、ミクロ組織をマルテンサイト単相組織としても、伸びフランジ性やＹＲが所望の値に満たない場合があった。【００１０】
そこで、さらに鋼板のミクロ組織と機械特性の関係について詳細に調査した。まず鋼板のミクロ組織について、マルテンサイト組織は、従来ではナイタール等でエッチングして走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で組織判定を行っていた。本発明者らは、この方法でマルテンサイトと判定した組織の元素分布を、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｐｒｏｂｅ  Ｍｉｃｒｏ  Ａｎａｌｙｚｅｒ）で詳細に測定したところ、実質マルテンサイト単相組織であると判断していた鋼板であっても、ミクロ組織中の炭素の分布が不均一となっている領域があることがわかった。炭素の分布が不均一なミクロ組織において、炭素濃度が周囲より低い領域はベイナイト組織と考えられるが、従来のＳＥＭによるミクロ組織評価法では、マルテンサイトと外観が極めて酷似しており、マルテンサイト中のベイナイト組織を識別することは困難であった。【００１１】
そこで、鋼板の炭素分布を微視的かつ定量的に調べるため、試料の断面を鏡面に研磨し、ＥＰＭＡを用いて炭素のマッピング測定を行い、鋼板組織と機械特性の関係を調査した。その結果、炭素濃度の低いベイナイト組織のうち、３μｍ２以上の面積を持つ粗大なベイナイト粒の割合を所定量以下とした場合に、伸びフランジ性と降伏比が向上することを知見した。【００１２】
本発明は以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下の通りである。
［１］質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ：０．５０〜２．００％、
Ｍｎ：２．５〜４．０％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０２０％以下、
Ａｌ：０．１０％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｔｉ：０．１００％以下、
Ｂ：０．０００３〜０．００３０％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
かつ、ＮおよびＴｉが下記（１）式を満足し、
マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が９５％以上であり、
面積が３μｍ２以上であり、かつ炭素濃度が０．７［Ｃ］未満であるベイナイトが、１２００個／ｍｍ２以下である、高強度冷延鋼板。
（［Ｎ］／１４）／（［Ｔｉ］／４７．９）＜１    ・・・（１）
ここで、［Ｃ］、［Ｎ］および［Ｔｉ］は、それぞれＣ、ＮおよびＴｉの含有量（質量％）である。
［２］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００１〜０．０２０％、
Ｖ：０．００１〜０．１００％、
Ｍｏ：０．０１０〜０．５００％、
Ｃｒ：０．０１〜１．００％、
Ｃｕ：０．０１〜１．００％、
Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．０２００％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０２００％
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、［１］に記載の高強度冷延鋼板。
［３］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．０２０％以下、
Ｖ：０．１００％以下、
Ｍｏ：０．５００％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｔａ：０．１００％以下、
Ｗ：０．５００％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下、
Ｃｏ：０．１００％以下、
Ｚｒ：０．０２００％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下、
ＲＥＭ：０．０２００％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、［１］に記載の高強度冷延鋼板。
［４］鋼板表面に亜鉛めっき層を有する、［１］〜［３］のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
［５］［１］〜［３］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施すことにより熱延鋼板を得る熱延工程と、前記熱延鋼板に酸洗を施す酸洗工程と、前記酸洗された熱延鋼板に冷間圧延を施すことにより冷延鋼板を得る冷延工程と、
前記冷延鋼板を９５０〜１２００℃の焼鈍温度で焼鈍する焼鈍工程と、
前記焼鈍温度から冷却を開始し、Ａｒ３点以上からＭｓ点以下までの温度域を、平均冷却速度：１５℃／ｓ以上で冷却する冷却工程とを備える、高強度冷延鋼板の製造方法。
［６］［１］〜［３］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施すことにより熱延鋼板を得る熱延工程と、前記熱延鋼板に酸洗を施す酸洗工程と、前記酸洗された熱延鋼板に冷間圧延を施すことにより冷延鋼板を得る冷延工程と、
前記冷延鋼板を９５０〜１２００℃の焼鈍温度で焼鈍する焼鈍工程と、
前記焼鈍温度から冷却を開始し、Ａｒ３点以上から４５０℃までの温度域を、平均冷却速度：１５℃／ｓ以上で冷却する第一の冷却工程と、
前記冷却された冷延鋼板に亜鉛めっき処理を施すめっき工程と、
前記めっき工程後、Ｍｓ点以下までの温度域を平均冷却速度：１５℃／ｓ以上で冷却する第二の冷却工程とを備える、高強度冷延鋼板の製造方法。
［７］前記めっき工程後、前記第二の冷却工程の前に、合金化処理を施す合金化工程をさらに備える、［６］に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、高降伏比を有するとともに、伸びフランジ性に優れた引張強度１１８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板を得ることができる。本発明の高強度冷延鋼板は、例えば自動車構造部材に適用することで、衝突安全性の確保と車体軽量化による燃費向上を図ることができる。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
［成分組成］
まず、本発明の鋼板の成分組成について説明する。特に断らない限り、各成分の含有量を表す「％」は、「質量％」とする。
【００１５】
Ｃ：０．１０〜０．３０％
Ｃは本発明において重要な元素である。マルテンサイト変態した際の鋼板の引張強度は固溶Ｃ量で決まる。また、Ｃは鋼板のマルテンサイト変態点（Ｍｓ点）を大きく下げる効果がある。Ｃ含有量が０．１０％未満では、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を得ることができない。また、Ｍｓ点が上昇するため、オーステナイトが不安定になり、フェライト変態やベイナイト変態により、フェライト粒や粗大なベイナイト粒が生じやすくなるため、降伏比および伸びフランジ性が劣化する。そのため、Ｃ含有量を０．１０％以上とし、好ましくは０．１１％以上とする。Ｃ含有量が０．３０％超では、残留オーステナイトが過度に生成するため、伸びフランジ性及び降伏比が低下する。そのため、Ｃ含有量を０．３０％以下とし、好ましくは０．２８％以下とする。
【００１６】
Ｓｉ：０．５０〜２．００％
Ｓｉは、マルテンサイト中の炭化物生成を抑制し、強度を確保するために必要である。Ｓｉ含有量が０．５０％未満では、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を得ることができない。そのため、Ｓｉ含有量を０．５０％以上とする。好ましくは０．６０％以上とする。Ｓｉ含有量が２．００％超では効果が飽和するだけでなく、めっき性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量を２．００％以下とする。好ましくは１．８％以下とする。
【００１７】
Ｍｎ：２．５〜４．０％
Ｍｎは鋼の焼き入れ性を高めマルテンサイト組織を得るために重要な元素である。Ｍｎ含有量が２．５％未満では、フェライト変態及び粗大なベイナイト変態が生じやすく、強度、降伏比および伸びフランジ性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量を２．５％以上とする。好ましくは２．７％以上とする。Ｍｎ含有量が４．０％超では、過度に硬化し冷間圧延が困難となる。そのため、Ｍｎ含有量を４．０％以下とする。好ましくは３．８％以下とする。
【００１８】
Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは、不可避的不純物として冷延鋼板に含まれる元素であり、冷延鋼板の伸びフランジ性や溶接性を劣化させる。そのため、Ｐ含有量を０．０５０％以下とする。一方、Ｐ含有量は低ければ低いほど良いため、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、Ｐ含有量は０％以上であってもよく、０％超であってもよい。しかしながら、過度の低減は製造コストを増加させるため、製造コストの観点から、Ｐ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
【００１９】
Ｓ：０．０２０％以下
Ｓは、不可避的不純物として冷延鋼板に含まれる元素であり、伸びフランジ性や溶接性を劣化させる。そのため、Ｓ含有量は０．０２０％以下とする。一方、Ｓ含有量は低ければ低いほど良いため、Ｓ含有量の下限は特に限定されず、Ｓ含有量は０％以上であってよく、０％超であってもよい。しかしながら、過度の低減は製造コストを増加させるため、製造コストの観点から、Ｓ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
【００２０】
Ａｌ：０．１０％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であり、溶鋼脱酸プロセスにおいて一般的に用いられる。脱酸材としての作用を得るためにＡｌ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ａｌ含有量が０．１０％を超えると、フェライトが生成しやすくなり、所望の引張強度が得られなくなる。そのため、Ａｌ含有量を０．１０％以下とする。好ましくは０．０６％以下とする。
【００２１】
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、窒化物を形成し伸びフランジ性を低下させる。また、ＮはＢＮを生成し焼き入れ性を低下させる。このため、Ｎ含有量を０．０１％以下とする。なお、Ｎの含有量は少ないほど好ましいが、製造コストの観点から、Ｎの含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
【００２２】
Ｔｉ：０．１００％以下
Ｔｉは、鋼中のＮをＴｉＮとして固定し、焼入れ性の劣化原因となるＢＮの生成を抑制することができる。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えると、Ｔｉの炭化物が生成する。Ｔｉ炭化物は、後述する冷延後の焼鈍工程においてピン止め効果によりオーステナイトの粒成長を抑制してオーステナイト粒径を微細化させ、粒界の表面積が増える。その結果、Ｂの粒界偏析濃度が薄くなるとともに、ベイナイトの核生成サイトとなるオーステナイト粒界が増加する。そのため、続く冷却工程で粗大なベイナイトが生成し、伸びフランジ性及び降伏比が低下する。このため、Ｔｉ含有量は０．１００％以下とする。好ましくは０．０４０％以下とする。なお、Ｎを確実にＴｉＮとして固定する観点から、Ｔｉ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。
【００２３】
Ｂ：０．０００３〜０．００３０％
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析して冷却中に粒界からのフェライトおよび粗大なベイナイト組織の生成を抑制し、焼入れ性を向上させることができる。したがって、所望のマルテンサイトおよびベイナイト組織を得るために、Ｂは必要な元素である。Ｂ含有量が０．０００３％未満では、所望のマルテンサイトおよびベイナイト組織が得られず、またフェライトおよび粗大なベイナイト組織が生成するため、降伏比および伸びフランジ性が劣化する。このため、Ｂ含有量を０．０００３％以上とする。Ｂ含有量は、０．０００６％以上とすることが好ましい。一方、Ｂ含有量が０．００３０％を超えると、炭ホウ化物が生成し、伸びフランジ性が低下するほか、圧延抵抗が増大し、熱間圧延及び冷間圧延が困難となる。そのため、Ｂ含有量は０．００３０％以下とする。なお、Ｂ含有量は０．００２０％以下とすることが好ましい。
【００２４】
さらに本発明では、ＮおよびＴｉが下記式（１）を満足するように含有する。
（［Ｎ］／１４）／（［Ｔｉ］／４７．９）＜１    ・・・（１）
ここで、［Ｎ］、［Ｔｉ］はＮおよびＴｉの含有量（質量％）である。
【００２５】
ＮがＢと結合してＢＮが生成すると、伸びフランジ性が劣化するだけでなく、Ｂの焼入れ性向上効果が損なわれる。そのため、鋼中のＮをＴｉによって固定する。この効果を得るために、Ｎ含有量（モル分率）をＴｉ含有量（モル分率）より少なくする。（［Ｎ］／１４）／（［Ｔｉ］／４７．９）≧１では、余剰のＮによりＢＮが生成し、Ｂの焼入れ向上効果が得られなくなるため、伸びフランジ性、降伏比が劣化する。
【００２６】
残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる。
【００２７】
上記成分組成のほかに、本発明では必要に応じて、以下に挙げる元素の少なくとも１つを任意に含有することができる。これらの任意添加元素を添加することにより、引張強度、伸びフランジ性、降伏比などの特性をさらに向上させることができる。
【００２８】
Ｎｂ：０．００１〜０．０２０％
Ｎｂは、熱間圧延時あるいは焼鈍時に微細な炭化物を形成し鋼板の強度を上昇させる効果がある。Ｎｂを添加する場合は、このような効果を得るために、Ｎｂ含有量を０．００１％以上とするのが好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．０２０％を超えると、焼鈍中のオーステナイト粒成長が抑制され、続く冷却工程で粗大なベイナイト組織を生じ、伸びフランジ性および降伏比が劣化する。そのため、Ｎｂを添加する場合は、Ｎｂ含有量は０．０２０％以下とする。より好ましくは０．０１５％以下とする。
【００２９】
Ｖ：０．００１〜０．１００％
Ｖは、Ｎｂと同様に、熱間圧延時あるいは焼鈍時に微細な炭化物を形成し鋼板の強度を上昇させる効果がある。Ｖを添加する場合は、このような効果を得るために、Ｖ含有量を０．００１％以上とするのが好ましい。一方、Ｖ含有量が０．１００％を超えると、鋼中のＣがＶ炭化物として析出するため、焼入れ性が低下し、所望の引張強度が得られなくなる。そのため、Ｖを添加する場合は、Ｖ含有量は０．１００％以下とする。より好ましくは０．０８０％以下とする。
【００３０】
Ｍｏ：０．０１０〜０．５００％
Ｍｏは、焼き入れ性を向上しフェライト及び粗大なベイナイト組織の生成を抑制する効果がある。Ｍｏを添加する場合は、このような効果を得るために、Ｍｏ含有量を０．０１０％以上とするのが好ましい。一方、Ｍｏ含有量が０．５００％を超えると、鋼中のＣがＭｏ炭化物として析出するため焼入れ性が低下し、所望の引張強度が得られなくなる。そのため、Ｍｏを添加する場合は、Ｍｏ含有量は０．５００％以下とする。より好ましくは０．４００％以下とする。
【００３１】
Ｃｒ：０．０１〜１．００％
Ｃｒは鋼の焼き入れ性を向上させる効果がある。Ｃｒを添加する場合は、このような効果を得るために、Ｃｒ含有量を０．０１％以上とするのが好ましい。一方、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると、Ｃｒの粗大な炭化物が生成し伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｃｒを添加する場合は、Ｃｒ含有量は１．００％以下とする。より好ましくは０．８％以下とする。
【００３２】
Ｃｕ：０．０１〜１．００％
Ｃｕは、固溶により強度をさらに上昇させ、また冷延鋼板の耐候性を向上させる効果がある。Ｃｕを添加する場合は、このような効果を得るために、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とするのが好ましい。一方、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると、粒界割れが生じやすくなり、製造歩留りや生産性が低下する。そのため、Ｃｕを添加する場合は、Ｃｕ含有量は１．００％以下とする。より好ましくは０．５％以下とする。
【００３３】
Ｎｉ：０．０１〜０．５０％
Ｎｉは焼き入れ性および耐候性を向上させる元素である。また、Ｎｉは、Ｃｕを添加した場合の熱間脆性を改善する。Ｎｉを添加する場合は、このような効果を得るために、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とするのが好ましい。一方、Ｎｉ含有量が０．５０％を超えると、残留オーステナイトが過度に生成し所望の降伏比を下回る。そのため、Ｎｉを添加する場合は、Ｎｉ含有量は０．５０％以下とする。より好ましくは０．４％以下とする。
【００３４】
Ｔａ：０．１００％以下
ＴａはＮｂと同様微細な炭化物を形成し鋼板の強度を上昇させる効果がある。Ｔａを添加する場合は、このような効果を得るために、Ｔａ含有量を０．００１％以上とするのが好ましい。一方、Ｔａ含有量が０．１００％を超えると、鋼中のＣがＴａ炭化物として析出するため焼入れ性が低下し、所望の引張強度が得られなくなる。そのため、Ｔａを添加する場合は、Ｔａ含有量は０．１００％以下とする。より好ましくは０．０５０％以下とする。
【００３５】
Ｗ：０．５００％以下
Ｗは固溶強化により鋼板の強度を上昇させる効果がある。Ｗを添加する場合は、このような効果を得るためにＷ含有量を０．００５％以上とするのが好ましい。一方、Ｗ含有量が０．５００％を超えると鋼中のＣがＷ炭化物として析出するため焼入れ性が低下し、所望の引張強度が得られなくなる。そのため、Ｗを添加する場合は、Ｗ含有量は０．５００％以下とする。より好ましくは０．３００％以下とする。
【００３６】
Ｓｎ：０．２００％以下
Ｓｎは鋼板の表面酸化や窒化、脱炭を抑制する効果がある。Ｓｎを添加する場合は、このような効果を得るために、Ｓｎ含有量を０．００１％以上とするのが好ましい。一方、Ｓｎ含有量が０．２００％を超えると効果が飽和する。そのため、Ｓｎを添加する場合は、Ｓｎ含有量は０．２００％以下とする。より好ましくは０．０４０％以下とする。
【００３７】
Ｓｂ：０．２００％以下
ＳｂはＳｎと同様に鋼板の表面酸化や窒化、脱炭を抑制する効果がある。Ｓｂを添加する場合は、このような効果を得るためにＳｂ含有量を０．００１％以上とするのが好ましい。一方、Ｓｂ含有量が０．２００％を超えると効果が飽和する。そのため、Ｓｂを添加する場合は、Ｓｂ含有量は０．２００％以下とする。より好ましくは０．０４０％以下とする。
【００３８】
Ｃｏ：０．１００％以下
Ｃｏは固溶強化により鋼板の強度を上昇させる効果がある。Ｃｏを添加する場合は、このような効果を得るためにＣｏ含有量を０．００５％以上とするのが好ましい。一方、Ｃｏ含有量が０．１００％を超えると効果が飽和する．そのため、Ｃｏを添加する場合は、Ｃｏ含有量は０．１００％以下とする。より好ましくは０．０８０％以下とする。
【００３９】
Ｚｒ：０．０２００％以下
Ｚｒは脱酸材として用いることができる。Ｚｒを添加する場合は、このような効果を得るために、Ｚｒ含有量を０．０００１％以上とするのが好ましい。一方Ｚｒ含有量が０．０２００％を超えると、鋼中のＣがＺｒ炭化物として析出するため焼入れ性が低下し、所望の引張強度が得られなくなる。そのため、Ｚｒを添加する場合は、Ｚｒ含有量は０．０２００％以下とする。より好ましくは０．０１５０％以下とする。
【００４０】
Ｃａ：０．０００１〜０．０２００％
Ｃａは脱酸材として用いることができる。Ｃａを添加する場合は、このような効果を得るために、Ｃａ含有量を０．０００１％以上とするのが好ましい。一方、Ｃａ含有量が０．０２００％を超えるとＣａ系介在物が多量に生成し伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｃａを添加する場合は、Ｃａ含有量は０．０２００％以下とする。より好ましくは０．０１５０％以下とする。
【００４１】
Ｍｇ：０．０２００％以下
Ｍｇは脱酸材として用いることができる。Ｍｇを添加する場合は、このような効果を得るために、Ｍｇ含有量を０．０００１％以上とするのが好ましい。一方、Ｍｇ含有量が０．０２００％を超えるとＭｇ系介在物が多量に生成し伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｍｇを添加する場合は、Ｍｇ含有量は０．０２００％以下とする。より好ましくは０．０１５０％以下とする。
【００４２】
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０２００％
ＲＥＭは介在物の形状を球状化しボイドの発生起点を減らすことにより、伸びフランジ性を向上させる効果がある。ＲＥＭを添加する場合は、このような効果を得るために、ＲＥＭ含有量を０．０００１％以上とするのが好ましい。一方、ＲＥＭ含有量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物を多量に形成し、伸びフランジ性を逆に低下させる。そのため、ＲＥＭを添加する場合は、ＲＥＭ含有量を０．０２００％以下とする。より好ましくは０．０１００％以下とする。
【００４３】
［鋼板のミクロ組織（ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）］
次に、冷延鋼板のミクロ組織について説明する。本発明の一実施形態における冷延鋼板は、マルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率が９５％以上であり、面積が３μｍ２以上であり、かつ炭素濃度が０．７［Ｃ］未満であるベイナイトが、１２００個／ｍｍ２以下である鋼組織を有する。ここで、［Ｃ］はＣ含有量（質量％）である。なお、本発明の鋼板のミクロ組織は、鋼板板厚の１／４位置における値を指すものとする。また、本発明の組織の面積率は、鋼板の圧延方向に平行な断面を鏡面研磨後、３％ナイタールでエッチングし、板厚の１／４位置をＳＥＭ観察することにより測定することができる。より具体的には、実施例に記載した方法で面積分率を求めることができる。また、面積が３μｍ２以上であり、かつ炭素濃度が０．７０［Ｃ］未満であるベイナイトは、鋼板の圧延方向に平行な断面を鏡面研磨し、プラズマクリーナーにより試料表面の炭化水素系の汚れを除去化した後、ＥＰＭＡによる炭素のマッピング像から画像解析によって求めることができる。より具体的には、実施例に記載した方法で求めることができる。
【００４４】
マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が９５％以上
本発明において、マルテンサイトおよびベイナイトは、本発明の鋼板のミクロ組織における第１相であり、硬質相として機能する。所望の伸びフランジ性および引張強度を得るためには、軟質相であるフェライトおよび残留オーステナイトの面積率は少ない方がよい。そのため、マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率を、ミクロ組織全体の９５％以上とする。好ましくは９６％以上である。
【００４５】
面積が３μｍ２以上であり、かつ炭素濃度が０．７０［Ｃ］未満であるベイナイト：１２００個／ｍｍ２以下
上記の第１相組織のうち、炭素濃度が０．７０［Ｃ］未満のミクロ組織はベイナイトである。該ベイナイトのうち、面積が３μｍ２を超える粗大な粒が一定量以上存在すると、降伏比と伸びフランジ性が劣化する。この理由は明確ではないが、粗大なベイナイト粒はそれ自身の降伏強度が小さく、マルテンサイトよりも早く降伏するために、粗大なベイナイト粒が増加するほど降伏比が低下すると考えられる。また、マルテンサイトと粗大なベイナイト粒の硬度差が大きい。このため、伸びフランジ性が低下すると考えられる。一方、面積が３μｍ２未満のベイナイト粒は、結晶粒微細化による強化機構が働くことにより、マルテンサイトに近い降伏強度を持つと考えられる。そのため、これらの存在は伸びフランジ性および降伏比に悪影響を及ぼさない。よって、所望の降伏比および伸びフランジ性を得るために、面積が３μｍ２以上の粗大なベイナイト粒を１２００個／ｍｍ２以下とする。
【００４６】
なお、本発明において、マルテンサイトおよびベイナイト以外に、他の組織（ｐｈａｓｅ）を含んでもよい。その他の組織の面積分率は低ければ低いほど好ましいが、５％以下であれば影響が無視できる。なお、その他の組織（残部組織）は、例えばＳＥＭ観察で確認し判定すればよい。
【００４７】
本発明の高強度鋼板の成分組成および鋼組織は上記の通りである。
【００４８】
また、本発明の高強度鋼板は、さらに鋼板表面に亜鉛めっき層を備えてもよい。また、亜鉛めっき層の種類としては溶融亜鉛めっき層であることが好ましい。また、亜鉛めっき層は合金化されためっき層（合金化溶融亜鉛めっき層）でもよい。
【００４９】
［製造方法］
次に、本発明の冷延鋼板の製造方法について説明する。本発明の一実施形態における冷延鋼板は、上記成分組成を有する鋼素材に対して、熱延工程、酸洗工程、冷延工程、焼鈍工程、冷却工程を順次行うことによって製造することができる。なお、冷延鋼板にめっきを施す場合は、焼鈍工程後に、第一の冷却工程、めっき工程、第二の冷却工程を順次行う。
【００５０】
以下、各工程における条件について説明する。なお、とくに断らない限り、温度は被処理物（鋼素材または熱延鋼板）の表面温度を指すものとする。
【００５１】
鋼素材
鋼素材としては、上述した成分組成を有するものであれば任意のものを用いることができる。最終的に得られる冷延鋼板の成分組成は、使用した鋼素材の成分組成と同じである。鋼素材としては、例えば、鋼スラブを用いることができる。鋼素材の製造方法は、とくに限定する必要はないが、溶鋼を、転炉等の公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法、造塊−分塊圧延法等公知の鋳造方法で所定寸法の鋼スラブとすることが好ましい。得られた鋼素材を、冷却することなく直接、あるいは冷却した後、加熱炉で加熱する。加熱温度は、圧延負荷、酸化スケールを考慮して、１１００〜１３００℃とすることが好ましい。加熱方法は特に限定されないが、例えば、常法にしたがい、加熱炉で加熱することができる。
【００５２】
熱延工程
次いで、加熱された鋼素材を熱間圧延して熱延板とする。熱間圧延は、特に制限はなく、常法に従い行えばよい。また熱間圧延後の冷却もとくに制限はなく、巻取り温度まで冷却する。次いで、熱延鋼板を冷却しコイルに巻取る。巻取り温度は４００℃以上が好ましい。巻取り温度が４００℃以上であれば、熱延板の強度が上昇することなく巻き取りが容易となるからである。巻取り温度は５５０℃以上がより好ましい。一方、巻取り温度は７５０℃以下とすることが好ましい。巻取り温度が７５０℃以下であれば、スケールが厚く生成して歩留まりが低下することがないからである。なお、酸洗前に、軟質化を目的として熱処理を行ってもよい。
【００５３】
酸洗工程
コイルに巻取った熱延鋼板のスケールを完全に除去するために、熱延コイルを巻戻しながら酸洗を行う。酸洗方法はとくに制限されず、常法に従えばよい。
【００５４】
冷延工程
酸洗後の熱延鋼板を洗浄して酸洗液を除去した後、冷間圧延を行う。冷間圧延方法は特に制限されず常法に従えばよい。
【００５５】
焼鈍工程
冷間圧延後の冷延鋼板を、焼鈍温度：９５０〜１２００℃の温度域で焼鈍する。本発明において、この焼鈍工程はベイナイト変態を抑制するために重要なプロセスである。冷延板焼鈍は、オーステナイト粒径の粗大化を防ぐために一般に９５０℃未満で行われることが多いが、本発明ではオーステナイト粒径を粗大化させるために、焼鈍温度を９５０℃以上とする。オーステナイト粒径を粗大化させることにより、フェライトやベイナイトの核生成サイトであるオーステナイト粒界を減らすことができる。その結果、フェライトおよび粗大なベイナイト組織の生成を抑制することができる。また、９５０℃以上で焼鈍することにより、Ｂの粒界偏析を促すため、フェライトおよび粗大なベイナイトの生成を抑制することができる。９５０℃未満では、オーステナイト粒径の粗大化とＢの粒界偏析による上記の効果が得られない。したがって、本発明では焼鈍温度を９５０℃以上とする。好ましくは９７０℃以上とする。一方、焼鈍温度が１２００℃を超えると、加熱のコストが増大する。したがって、本発明では焼鈍温度を１２００℃以下とする。好ましくは１１８０℃以下とする。
【００５６】
冷却工程（めっき処理を行わない場合）
冷延鋼板にめっき処理を行わない場合、上述の焼鈍温度から冷却を開始し、Ａｒ３点以上からＭｓ点以下までの温度域を平均冷却速度１５℃／ｓ以上で冷却し、Ｍｓ点以下の冷却停止温度で冷却を停止する冷却を行う。本発明では、冷却後にマルテンサイト変態を促進させるために、Ａｒ３点以上からＭｓ点以下までの温度域を平均冷却速度１５℃／ｓ以上とする。平均冷却速度が１５℃／ｓ未満の場合、もしくは温度域が本発明の範囲を外れると、冷却中にフェライトや粗大なベイナイトが生成し、所望の引張強度、降伏比および伸びフランジ性が得られなくなる。好ましくは２０℃／ｓ以上とする。また、好ましくは、１００℃／ｓ以下とする。なお、Ａｒ３点およびＭｓ点は、例えば次に示す（２）式および（３）式により求めることができる。
Ａｒ３（℃）＝８６８−３９６［Ｃ］＋２５［Ｓｉ］−６８［Ｍｎ］−２１［Ｃｕ］−５５［Ｎｉ］−１５［Ｃｒ］−８０［Ｍｏ］  ・・・（２）
Ｍｓ（℃）＝４９９−３０８［Ｃ］−１０．８［Ｓｉ］−３２．４［Ｍｎ］−１６．２［Ｎｉ］−２７［Ｃｒ］−１０．８［Ｍｏ］  ・・・（３）
ただし、上記の式における元素記号は、冷延鋼板における各元素の含有量（質量％）であり、冷延鋼板に含まれていない元素についてはゼロとする。
【００５７】
第一の冷却工程、めっき工程および第二の冷却工程（めっき処理を行う場合）
本発明では、冷延鋼板に亜鉛めっき処理を行うこともできる。冷延鋼板にめっき処理を行う場合は、焼鈍工程後Ａｒ３点以上から４５０℃までの温度域を、平均冷却速度１５℃／ｓ以上で冷却する第一の冷却工程と、第一の冷却工程で冷却された鋼板に亜鉛めっき処理を施すめっき工程と、めっき後、Ｍｓ点以下までを平均冷却速度１５℃／ｓ以上で冷却する第二の冷却工程を順次行う。
【００５８】
（第一の冷却工程）
焼鈍後の鋼板を、Ａｒ３点以上から４５０℃までの温度域を、平均冷却速度１５℃／ｓ以上で冷却する。めっき前の冷延鋼板を４５０℃より低い温度まで冷却すると、めっき浴温が下がりめっき性が劣化する。さらに、該鋼板を３５０℃以下まで冷却すると、めっき前にマルテンサイトが生成しこのマルテンサイトを核として、めっき中にベイナイト変態が生じ粗大なベイナイト組織となる。このため、めっき前の第一の冷却工程の冷却温度域をＡｒ３点以上から４５０℃とする。また、第一の冷却工程において、平均冷却速度が１５℃／ｓに満たない場合、冷却中にフェライトや粗大なベイナイトが生成し、所望の引張強度、降伏比および伸びフランジ性が得られなくなる。好ましくは２０℃／ｓ以上とする。また、好ましくは、１００℃／ｓ以下とする。
【００５９】
（めっき工程）
焼鈍後の鋼板を４５０℃まで冷却した後、亜鉛めっき処理を行う。亜鉛めっき処理としては溶融亜鉛めっき処理が好ましく、常法に従って溶融亜鉛めっき浴に焼鈍後の鋼板を浸漬して亜鉛めっきを行えばよい。めっき工程において、めっき浴への浸漬温度は、浴温より高温とし、５００℃以下とすることが好ましい。
【００６０】
（第二の冷却工程）
めっき処理後、めっき浴からめっき後の鋼板を引き上げ、常法に従って付着量調節後、Ｍｓ点以下まで冷却する第二の冷却工程を行う。第二の冷却工程は、マルテンサイト変態を促進させることを目的とし、Ｍｓ点以下までの温度域を平均冷却速度１５℃／ｓ以上とする。平均冷却速度が１５℃／ｓに満たない場合、もしくは冷却停止温度域がＭｓ点より高いと、冷却中にフェライトや粗大なベイナイトが生成し、所望の引張強度、降伏比および伸びフランジ性が得られなくなる。好ましくは２０℃／ｓ以上とする。また、好ましくは、１００℃／ｓ以下とする。
【００６１】
合金化工程
なお、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得る場合は、常法に従ってめっき付着量調整後、合金化処理を施す合金化工程を備えてもよい。合金化処理を施す場合は、合金化工程後に第二の冷却工程（Ｍｓ点以下までの温度域を平均冷却速度１５℃／ｓ以上で冷却）を行えばよい。また、合金化処理は、４５０〜６００℃の温度範囲を１〜１００ｓ間保持して行うことが好ましい。
【実施例】
【００６２】
表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を転炉にて溶製しスラブとした。得られたスラブを再加熱して熱間圧延を行い、表２に示す温度でコイルに巻取った。次いで熱延コイルを巻き戻しながら酸洗処理を施し、冷間圧延を行った。熱延板の板厚は３．０ｍｍ、冷延板の板厚は１．４ｍｍとした。焼鈍は連続溶融亜鉛めっきラインにて表２に示す条件で行い、冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）および合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を得た。溶融亜鉛めっき鋼板は４６０℃のめっき浴中に浸漬し、３５〜４５ｇ／ｍ２のめっき付着量とした。合金化溶融亜鉛めっき鋼板は前記付着量に調整後、４６０〜５６０℃で１〜６０ｓ保持する合金化処理を行うことで製造した。【００６３】
（機械的特性の評価）
得られた各鋼板に対し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して引張試験を行った。圧延方向と直角方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験を行って降伏強度（ＹＳ）および引張強度（ＴＳ）を測定した。本発明では、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上を良好と判断した。また、降伏比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）が７０％以上を降伏比良好と判断した。【００６４】
伸びフランジ性は、以下に示すようにＪＩＳ  Ｚ  ２２５６に準拠した穴拡げ試験によって評価した。１００ｍｍ×１００ｍｍの試験片を採取し、クリアランス１２．５％で直径１０ｍｍの穴を打ち抜き後、内径７５ｍｍのダイスを用いてしわ押え力９ｔで押えた状態で頂角６０度の円錐ポンチを穴に押し込み、亀裂が発生するまでの穴直径を測定して試験前の穴径に対する穴径の増大率として穴拡げ率λを求めた。本発明では、λが３０％以上を伸びフランジ性良好と判断した。【００６５】
（ミクロ組織観察）
各鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後３％ナイタールで腐食し、板厚１／４位置のミクロ組織を倍率２０００倍でＳＥＭ像を３視野撮影し、画像解析によってマルテンサイトとベイナイトを合計した面積分率を求め、３視野の平均値を組織分率とした。
面積が３μｍ２以上のベイナイトは次のようにして求めた。各鋼板の圧延方向に平行な板厚断面をアルミナ研磨によって鏡面に仕上げた後、プラズマクリーナーを用いて表面を清浄化した後、ＥＰＭＡ（日本電子（株）製、機種型式ＪＸＡ８５３０Ｆ）で１００μｍ×１００μｍの領域の炭素の定量マッピング像を測定した。ＥＰＭＡの測定条件は以下のとおりとした。なお、１視野の分析時間が長くなると、測定領域表面に炭化水素系の汚れ（コンタミネーション）が付着して正確に炭素のマッピング行えなくなるため、１視野を５０μｍ×５０μｍとして、これを４視野分測定した。
加速電圧：７ｋＶ
ビーム径：１０ｎｍ
電流値：５０ｎＡ
測定間隔：２００ｎｍ
定量法：検量線法
次いで、炭素の定量マッピング像をスムージング処理した後、０．７［Ｃ］（［Ｃ］：Ｃ含有量（質量％））を炭素濃度の閾値として、炭素の定量マッピング像を二値化処理し、さらに画像処理（ｃｌｏｓｅ処理とｏｐｅｎ処理）を施してノイズを除去し、３μｍ２以上の面積を有する粒子（ベイナイト粒子）の数を４視野の合計で求めた。３μｍ２以上の面積を有するベイナイト粒子の４視野合計数を合計分析視野面積０．０１ｍｍ２で割り、１ｍｍ２あたりに含まれる３μｍ２以上の面積を有するベイナイト粒子の数とした。【００６６】
表３に結果を示す。【００６７】
【表１】
0006879441.tif 000002
【００６８】
【表２】
0006879441.tif 000003
【００６９】
【表３】
0006879441.tif 000004
発明例はいずれも引張強度１１８０ＭＰａ以上、降伏比７０％以上、穴拡げ率３０％以上が得られた。一方、比較例では、引張強度、降伏比および穴拡げ率の少なくとも１つが劣っている。
【要約】
高い降伏比と優れた伸びフランジ性を有する高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．５０〜２．００％、Ｍｎ：２．５〜４．０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．１００％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、かつ、ＮおよびＴｉが下記（１）式を満足し、マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が９５％以上であり、面積が３μｍ２以上であり、かつ炭素濃度が０．７［Ｃ］未満であるベイナイトが、１２００個／ｍｍ２以下である、高強度冷延鋼板。
（［Ｎ］／１４）／（［Ｔｉ］／４７．９）＜１    ・・・（１）
ここで、［Ｃ］、［Ｎ］および［Ｔｉ］は、それぞれＣ、ＮおよびＴｉの含有量（質量％）である。