JP2012219341A - 冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】高い引張強度と高いｎ値とを有し、曲げ性にも優れた冷延鋼板とその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：0.05〜0.20％、Ｓｉ：0.05〜2.0％、Ｍｎ：0.1〜3.0％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.01％以下、Ａｌ：1.0％以下、及びＮ：0.01％以下を含有する化学組成を有し、フェライト及びベイナイトを合計で60面積％以上、残留オーステナイトを3〜20面積％含有し、フェライト及びベイナイトの平均粒径が0.5〜6.0μm、前記残留オーステナイト中のＣ濃度が0.5〜1.2質量％の鋼組織を有し、鋼板表面から50μm深さ位置における圧延方向に展伸したＭｎ濃化部及びＳｉ濃化部の圧延直角方向の平均間隔が1000μm以下であり、鋼板表面のクラックの最大深さが4.5μm以下、幅6μm以下、深さ2μm以上のクラックの数密度が10個／50μm以下の表面性状を有し、引張強度が800〜1200MPa、加工硬化指数（ｎ3-8）が0.10以上、曲げ性が次式を満たす機械特性を有する冷延鋼板。
Ｒ／ｔ≦1.5（Ｒは曲げ角度90°の曲げ試験で湾曲部の外側に割れの発生しない最小内側半径、ｔは板厚）。
【選択図】 なし
【解決手段】質量％で、Ｃ：0.05〜0.20％、Ｓｉ：0.05〜2.0％、Ｍｎ：0.1〜3.0％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.01％以下、Ａｌ：1.0％以下、及びＮ：0.01％以下を含有する化学組成を有し、フェライト及びベイナイトを合計で60面積％以上、残留オーステナイトを3〜20面積％含有し、フェライト及びベイナイトの平均粒径が0.5〜6.0μm、前記残留オーステナイト中のＣ濃度が0.5〜1.2質量％の鋼組織を有し、鋼板表面から50μm深さ位置における圧延方向に展伸したＭｎ濃化部及びＳｉ濃化部の圧延直角方向の平均間隔が1000μm以下であり、鋼板表面のクラックの最大深さが4.5μm以下、幅6μm以下、深さ2μm以上のクラックの数密度が10個／50μm以下の表面性状を有し、引張強度が800〜1200MPa、加工硬化指数（ｎ3-8）が0.10以上、曲げ性が次式を満たす機械特性を有する冷延鋼板。
Ｒ／ｔ≦1.5（Ｒは曲げ角度90°の曲げ試験で湾曲部の外側に割れの発生しない最小内側半径、ｔは板厚）。
【選択図】 なし
Description
本発明は、冷延鋼板及びその製造方法に関する。より詳しくは、本発明は、高い引張強度と高いｎ値とを有し、さらに良好な曲げ性をも有する冷延鋼板及びその製造方法に関する。
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してきており、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。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。そのため、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、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。
（１）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、このように、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。
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。
（２）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。さらに、このような鋼は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。
（３）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では、再結晶温度が上昇するので、冷間圧延後に高温焼鈍が必要となる。そのため、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。
（４）特許文献４には、残留オーステナイトの加工誘起変態を利用した、一様変形能の高い鋼板とその製造方法が開示されている。しかし、加工誘起変態後は、硬質なマルテンサイトを含む組織になり、組織間硬度差が大きく、曲げ性が劣化するという問題がある。
このように、従来技術においては、高い引張強度と高いｎ値とを有し、さらに優れた曲げ性をも有する冷延鋼板を製造することが困難であった。
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、高い引張強度と高いｎ値とを有し、さらに優れた曲げ性をも有する冷延鋼板及びその製造方法を提供することを課題とする。
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。
（ア）高い引張強度と高いｎ値とを確保するには、残留オーステナイトを含有させた鋼組織とし、その加工誘起変態を利用することが有効である。
（ア）高い引張強度と高いｎ値とを確保するには、残留オーステナイトを含有させた鋼組織とし、その加工誘起変態を利用することが有効である。
（イ）しかし、従来の残留オーステナイト冷延鋼板は、高いｎ値を有するものの、降伏応力が高いために形状凍結性に劣り、また加工誘起変態後の組織間硬度差が大きいために曲げ性に劣る。
（ウ）すなわち、従来の残留オーステナイト冷延鋼板の製造方法は、先ず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、次いでベイナイト変態が進行する温度域まで急冷して保持することにより、オーステナイトの一部をベイナイト変態させ、ベイナイトからＣを排出させてオーステナイトへさらにＣを濃縮させるものであり、これらの一連の工程によりオーステナイトの安定化を図るものである。
（エ）このような製造方法により生じるベイナイトは、Ｃを比較的多く含有するため、硬質である。また、Ｃを比較的多く含有するため、オーステナイトへのＣ濃縮の効率が低い。そこで、所定の割合の残留オーステナイトを確保するために多量のＣを含有させた鋼組成とすることが必要となるが、その結果、硬質なベイナイトの割合が高くなり、降伏応力が高くなって、形状凍結性が劣化する。
（オ）また、上記製造方法により得られる残留オーステナイトは、Ｃ含有量が比較的高い。このため、加工誘起変態後は著しく硬質なマルテンサイトを含む組織となり、組織間硬度差が大きくなるため、曲げ性や伸びフランジ性に劣る。
（カ）そこで、本発明者らは、硬質なベイナイトの生成を抑制しつつも、十分な量の残留オーステナイトを生成させるとともに、残留オーステナイト中のＣ濃度を従来の残留オーステナイト鋼板よりも低減させることについて、鋭意検討を行った。
（キ）その結果、従来の２相域焼鈍とベイナイト変態促進とによって段階的にオーステナイト中にＣを濃化させる製造方法ではなく、オーステナイト単相状態から一気にフェライト変態及びベイナイト変態を進行させる製造方法を採用することにより、本来的に軟質で加工性に富むフェライトの割合を高めることができるとともに、ベイナイトをＣ含有量の比較的低い軟質なものとすることができ、さらに比較的Ｃ含有量の低いオーステナイトを効率よく残留させることができ、これらの相及び組織の相乗作用によって、高い引張強度と高いｎ値とを確保し、さらに良好な曲げ性をも確保することができる、との新たな知見を得た。
（ク）そして、オーステナイト単相状態から一気にフェライト変態及びベイナイト変態を進行させるには、熱間圧延完了後、速やかに冷却して熱延鋼板の鋼組織を微細化するとともに、冷間圧延後の連続焼鈍時にオーステナイト単相状態とする過程においてオーステナイトの粗大化を抑制することにより、オーステナイト単相状態から一気にフェライト変態及びベイナイト変態を進行させる際のオーステナイトを微細化することが有効であるとの新たな知見を得た。
（ケ）こうしてオーステナイトを微細化することにより、フェライト変態の核生成サイトが増加するとともに、焼入れ性が適度に抑制されるので、その後の冷却過程において微細なフェライトとベイナイトとを一気に生成させることができ、残部オーステナイト相への効率的なＣの濃縮が実現される。これにより、本来的に軟質で加工性に富むフェライトの割合を高めることができるとともに、ベイナイトをＣ含有量の比較的低い軟質なものとすることができ、さらに比較的Ｃ含有量の低いオーステナイトを効率よく残留させることができる。しかも、微細なフェライトとベイナイトにより、曲げ成形時における局所的な歪の集中が抑制されるので、これらの相及び組織の相乗作用によって、高い引張強度と高いｎ値とを確保し、さらに良好な曲げ性をも確保することができる。
（コ）次に、本発明者らは、上記知見を基礎として、曲げ性をさらに高めることについて鋭意検討を行った。
その結果、鋼板表面近傍の特定元素の濃度分布及び鋼板の表面性状が曲げ性に大きく影響することを突き止め、これらを規定することによって曲げ性を一層高めることが可能であるとの新たな知見を得た。
その結果、鋼板表面近傍の特定元素の濃度分布及び鋼板の表面性状が曲げ性に大きく影響することを突き止め、これらを規定することによって曲げ性を一層高めることが可能であるとの新たな知見を得た。
（サ）すなわち、鋼板表面近傍の元素の濃度分布に関しては、鋼板表面近傍にＭｎ濃化部及びＳｉ濃化部が局所的に存在すると、Ｍｎ濃化部及びＳｉ濃化部の硬度が相対的に硬質となり、他の部位が相対的に軟質となり、鋼板硬度が不均一となるため、曲げ成形時において相対的に軟質な他の部位に歪が集中してしまい、曲げ性を低下させることを突き止めた。
（シ）そして、凝固過程におけるＭｎ及びＳｉの偏析を抑制して、鋼板表面近傍におけるＭｎ濃化部及びＳｉ濃化部を分散させることにより、曲げ性をさらに高めることが可能になるというたな知見を得た。
（ス）また、鋼板の表面性状に関しては、鋼板表面において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。
（セ）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、巻取温度を低温とするとともに、巻取後の冷却速度を大きくすることにより、熱間圧延過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の新たな知見を得た。
（ソ）以上の条件を満足させることにより、高い引張強度と高いｎ値とを確保し、さらに優れた曲げ性をも確保することができる。
本発明は、上記新知見に基づくものであり、その要旨は以下のとおりである。
本発明は、上記新知見に基づくものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０.０５％以上、０.２０％以下、Ｓｉ：０.０５％以上、２.０％以下、Ｍｎ：０.１％以上、３.０％以下、Ｐ：０.０２％以下、Ｓ：０.０１％以下、Ａｌ：１.０％以下、及びＮ：０.０１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
フェライト及びベイナイトを合計で６０面積％以上、並びに残留オーステナイトを３面積％以上、２０面積％以下含有し、前記フェライト及びベイナイトの平均粒径が０.５μｍ以上、６.０μｍ以下、前記残留オーステナイト中のＣ濃度が０.５質量％以上、１.２質量％以下である鋼組織を有し、
鋼板表面から５０μｍ深さ位置における圧延方向に展伸したＭｎ濃化部及びＳｉ濃化部の圧延直角方向の平均間隔が１０００μｍ以下である元素濃度分布を有し、
鋼板表面のクラックの最大深さが４.５μｍ以下であり、かつ、幅６μｍ以下で深さ２μｍ以上のクラックの数密度が１０個／５０μｍ以下である表面性状を有し、
引張強度（ＴＳ）が８００ＭＰａ以上、１２００ＭＰａ以下、３％以上、８％以下の塑性ひずみ域における加工硬化指数（ｎ3-8）が０.１０以上、曲げ性が下記（１）式を満たす機械特性を有することを特徴とする冷延鋼板。
フェライト及びベイナイトを合計で６０面積％以上、並びに残留オーステナイトを３面積％以上、２０面積％以下含有し、前記フェライト及びベイナイトの平均粒径が０.５μｍ以上、６.０μｍ以下、前記残留オーステナイト中のＣ濃度が０.５質量％以上、１.２質量％以下である鋼組織を有し、
鋼板表面から５０μｍ深さ位置における圧延方向に展伸したＭｎ濃化部及びＳｉ濃化部の圧延直角方向の平均間隔が１０００μｍ以下である元素濃度分布を有し、
鋼板表面のクラックの最大深さが４.５μｍ以下であり、かつ、幅６μｍ以下で深さ２μｍ以上のクラックの数密度が１０個／５０μｍ以下である表面性状を有し、
引張強度（ＴＳ）が８００ＭＰａ以上、１２００ＭＰａ以下、３％以上、８％以下の塑性ひずみ域における加工硬化指数（ｎ3-8）が０.１０以上、曲げ性が下記（１）式を満たす機械特性を有することを特徴とする冷延鋼板。
Ｒ／ｔ≦１.５ （１）
ここで、Ｒは曲げ角度９０°の曲げ試験において湾曲部の外側に割れの発生しない最小内側半径であり、ｔは板厚である。
ここで、Ｒは曲げ角度９０°の曲げ試験において湾曲部の外側に割れの発生しない最小内側半径であり、ｔは板厚である。
（２）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０.１２％以下、Ｎｂ：０.０６％以下、及びＶ：０.１％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有し、前記フェライト及びベイナイトの平均粒径が０.５μｍ以上、４.０μｍ以下であり、前記曲げ性が下記（２）式を満たす、前記（１）項に記載の冷延鋼板。
Ｒ／ｔ≦１.０ （２）
ここで、Ｒ及びｔは上記の通りである。
（３）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｂｉ：０.５質量％以下を含有し、前記平均間隔が５００μｍ以下である、前記（１）項又は（２）項に記載の冷延鋼板。
ここで、Ｒ及びｔは上記の通りである。
（３）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｂｉ：０.５質量％以下を含有し、前記平均間隔が５００μｍ以下である、前記（１）項又は（２）項に記載の冷延鋼板。
（４）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、及びＢ：０.０１％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、前記（１）項から（３）項までのいずれかに記載の冷延鋼板。
（５）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、ＲＥＭ：０.１％以下、Ｍｇ：０.０１％以下、及びＣａ：０.０１％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、前記（１）項から（４）項までのいずれかに記載の冷延鋼板。
（６）下記工程（Ａ）〜（Ｅ）を有することを特徴とする冷延鋼板の製造方法：
（Ａ）前記（１）項から（５）項までのいずれかに記載の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鋳造工程；
（Ｂ）前記鋳造工程により得られた前記スラブを、１１００℃以上、１２８０℃以下の温度として粗熱間圧延を施して粗バーとし、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、８４０℃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６５０℃以下の温度域に冷却し、３００℃以上、６００℃以下の温度域で巻取り、下記（３）式を満足する冷却条件で室温まで冷却して熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｃ）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；
（Ｄ）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；及び
（Ｅ）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５５０℃まで冷却し、１５０℃以上、５５０℃以下の温度域に３０秒間以上、１０００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。
（Ａ）前記（１）項から（５）項までのいずれかに記載の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鋳造工程；
（Ｂ）前記鋳造工程により得られた前記スラブを、１１００℃以上、１２８０℃以下の温度として粗熱間圧延を施して粗バーとし、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、８４０℃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６５０℃以下の温度域に冷却し、３００℃以上、６００℃以下の温度域で巻取り、下記（３）式を満足する冷却条件で室温まで冷却して熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｃ）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；
（Ｄ）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；及び
（Ｅ）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５５０℃まで冷却し、１５０℃以上、５５０℃以下の温度域に３０秒間以上、１０００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。
ここで、ｆ（ｔ）：巻取完了からｔ秒後の鋼帯の表面温度（℃）、ｔ：巻取完了からの経過時間（秒）、ｔ１：巻取完了から鋼帯の表面温度が１００℃になるまでの時間（秒）。
前記（１）において、「鋼板表面のクラック」とは、冷延鋼板の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、数密度は、冷延鋼板の板厚断面を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。
前記（１）において、「鋼板表面のクラック」とは、冷延鋼板の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、数密度は、冷延鋼板の板厚断面を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。
同じく前記（１）において、曲げ試験における「割れ」とは、曲げ加工により発生した、深さ１０μｍ以上かつ幅１５μｍ以上の亀裂を意味する。従って、「割れの発生」とは、かかる亀裂が発生している状態をいう。
本発明によれば、引張強度が８００ＭＰａ以上という高い引張強度を有しながら、３％以上、８％以下の公称ひずみ範囲におけるｎ値が０.１０以上という高いｎ値を有し、さらに、下記式（１）式を満足する、優れた曲げ性を有する高強度冷延鋼板及びその製造方法が提供される。
Ｒ／ｔ≦１.５ （１）
ここで、Ｒは曲げ角度９０°の曲げ試験において湾曲部の外側に割れの発生しない最小内側半径（ｍｍ）であり、ｔは板厚（ｍｍ）である。
ここで、Ｒは曲げ角度９０°の曲げ試験において湾曲部の外側に割れの発生しない最小内側半径（ｍｍ）であり、ｔは板厚（ｍｍ）である。
本発明に係る冷延鋼板は、高い引張強度と高いｎ値とを有し、さらに優れた曲げ性をも有するので、本発明により、高いｎ値及び優れた曲げ性が要求される複合プレス成形が施される高強度鋼板部材の製造が可能となる。
以下、本発明における発明特定事項について詳細に説明する。
（１）化学組成
以下の説明において、鋼板の化学組成に関する％は全て質量％である。本発明に係る冷延鋼板の化学組成において、以下に述べる元素以外の残部は鉄及び不純物である。
（１）化学組成
以下の説明において、鋼板の化学組成に関する％は全て質量％である。本発明に係る冷延鋼板の化学組成において、以下に述べる元素以外の残部は鉄及び不純物である。
（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。また、オーステナイトを安定化させて鋼中に残留させることによりｎ値を高める作用を有する。Ｃ含有量が０.０５％未満では、８００ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。また、３面積％以上の量の残留オーステナイトを確保することが困難となる。従って、Ｃ含有量は０.０５％以上とする。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。従って、Ｃ含有量は０.２０％以下とする。好ましくは０.１５％以下である。
Ｃは、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。また、オーステナイトを安定化させて鋼中に残留させることによりｎ値を高める作用を有する。Ｃ含有量が０.０５％未満では、８００ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。また、３面積％以上の量の残留オーステナイトを確保することが困難となる。従って、Ｃ含有量は０.０５％以上とする。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。従って、Ｃ含有量は０.２０％以下とする。好ましくは０.１５％以下である。
（Ｓｉ：０.０５％以上、２.０％以下）
Ｓｉは、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。Ｓｉ含有量が０.０５％未満では、８００ＭＰａ以上の引張強度を安定して確保することが困難となる。従って、Ｓｉ含有量は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２.０％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。従って、Ｓｉ含有量は２.０％以下とする。好ましくは１.５％以下である。
Ｓｉは、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。Ｓｉ含有量が０.０５％未満では、８００ＭＰａ以上の引張強度を安定して確保することが困難となる。従って、Ｓｉ含有量は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２.０％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。従って、Ｓｉ含有量は２.０％以下とする。好ましくは１.５％以下である。
（Ｍｎ：０.１％以上、３.０％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０.１％未満では、８００ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。従って、Ｍｎ含有量は０.１％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が３.０％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。従って、Ｍｎ含有量は３.０％以下とする。
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０.１％未満では、８００ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。従って、Ｍｎ含有量は０.１％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が３.０％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。従って、Ｍｎ含有量は３.０％以下とする。
（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。従って、Ｐ含有量は０.０２％以下とする。
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。従って、Ｐ含有量は０.０２％以下とする。
（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。従って、Ｓ含有量は０.０１％以下とする。
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。従って、Ｓ含有量は０.０１％以下とする。
（Ａｌ：１.０％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。しかし、Ａｌ含有量が１.０％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。このため、Ａｌ含有量は１.０％以下とする。好ましくは０.６０％以下である。上記作用による効果をより確実に得るには、Ａｌ含有量を０.０２％以上とすることが好ましい。
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。しかし、Ａｌ含有量が１.０％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。このため、Ａｌ含有量は１.０％以下とする。好ましくは０.６０％以下である。上記作用による効果をより確実に得るには、Ａｌ含有量を０.０２％以上とすることが好ましい。
（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。従って、Ｎ含有量は０.０１％以下とする。
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。従って、Ｎ含有量は０.０１％以下とする。
（Ｔｉ：０.１２％以下、Ｎｂ：０.０６％以下、及びＶ：０.１％以下からなる群から選択される１種又は２種以上）
これらの元素は、任意元素であって、鋼中に微細な析出物を形成して鋼組織を微細化することにより、鋼板の曲げ性を高める作用を有する。従って、より良好な曲げ性を確保する観点からは、これら元素の１種又は２種以上含有させることが好ましい。
これらの元素は、任意元素であって、鋼中に微細な析出物を形成して鋼組織を微細化することにより、鋼板の曲げ性を高める作用を有する。従って、より良好な曲げ性を確保する観点からは、これら元素の１種又は２種以上含有させることが好ましい。
しかし、Ｔｉ含有量が０.１２％超、Ｎｂ含有量が０.０６％超、又はＶ含有量が０.１％超になると、熱間圧延工程において鋼板表層部の酸化が著しく促進されるため、冷延鋼板の鋼板表面におけるクラックを誘発する場合がある。従って、Ｔｉ含有量は０.１２％以下、Ｎｂ含有量は０.０６％以下、Ｖ含有量は０.１％以下とする。Ｔｉ含有量は０.０８％以下、Ｎｂ含有量は０.０４％以下、Ｖ含有量は０.０８％以下とすることがさらに好ましい。
なお、上記作用による効果をより確実に得て、フェライト及びベイナイトの平均粒径を４μｍ以下とし、下記（２）式を満たす優れた曲げ性を得るには、Ｔｉ：０.０２％以上、Ｎｂ：０.０１％以上及びＶ：０.０１％以上からなる群から選択される１種又は２種以上を含有させることが好ましい：
Ｒ／ｔ≦１.０ （２）
ここで、Ｒは曲げ角度９０°の曲げ試験において湾曲部の外側に割れの発生しない最小内側半径であり、ｔは板厚である。
Ｒ／ｔ≦１.０ （２）
ここで、Ｒは曲げ角度９０°の曲げ試験において湾曲部の外側に割れの発生しない最小内側半径であり、ｔは板厚である。
（Ｂｉ：０.５％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。
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。
しかし、Ｂｉ含有量が０.５％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。従って、Ｂｉ含有量は０.５％以下とする。好ましくは０.３％以下、さらに好ましくは０.１％以下、特に好ましくは０.０５％以下である。上記作用による効果をより確実に得て、鋼板表面から５０μｍ深さ位置における圧延方向に展伸したＭｎ濃化部及びＳｉ濃化部の圧延直角方向の平均間隔を５００μｍ以下としてより一層曲げ性を高める観点からは、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。
（Ｃｒ：１.０％以下、Ｍｏ：２.０％以下、Ｃｕ：１.０％以下、Ｎｉ：１.０％以下及びＢ：０.０１％以下からなる群から選択される１種又は２種以上）
これらの元素は、任意元素であって、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。従って、８００ＭＰａ以上の引張強度を確保することを容易にする観点からは、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。
これらの元素は、任意元素であって、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。従って、８００ＭＰａ以上の引張強度を確保することを容易にする観点からは、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。
しかし、Ｃｒ含有量が１.０％超では化成処理性の劣化が著しくなる。従って、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、Ｃｕ含有量を１.０％超、Ｎｉ含有量を１.０％超、又は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。従って、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。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。
（ＲＥＭ：０.１％以下、Ｍｇ：０.０１％以下及びＣａ：０.０１％以下からなる群から選択される１種又は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。従って、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。
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。従って、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。
しかし、ＲＥＭ含有量を０.１％超、Ｍｇ含有量を０.０１％超、又は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。従って、ＲＥＭ含有量は０.１％以下、Ｍｇ含有量は０.０１％以下、Ｃａ含有量は０.０１％以下とする。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。
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。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。
（２）鋼組織
（フェライト及びベイナイトの合計面積率：６０％以上）
フェライト及びベイナイトの合計面積率を６０％以上とすることによって、後述する残留オーステナイト面積率及び残留オーステナイト中Ｃ濃度を確保することが可能となり、８００ＭＰａ以上の高い引張強度を有しながら優れた成形性を確保することが可能になる。従って、フェライト及びベイナイトの合計面積率は６０％以上とする。
（フェライト及びベイナイトの合計面積率：６０％以上）
フェライト及びベイナイトの合計面積率を６０％以上とすることによって、後述する残留オーステナイト面積率及び残留オーステナイト中Ｃ濃度を確保することが可能となり、８００ＭＰａ以上の高い引張強度を有しながら優れた成形性を確保することが可能になる。従って、フェライト及びベイナイトの合計面積率は６０％以上とする。
ここで、フェライト及びベイナイトを合計面積率で規定するのは、本発明におけるベイナイトは微細であるがゆえに炭化物を殆ど含まない形態のものが多く、このためフェライトとの区別を厳密に行うことが困難であることと、このようなベイナイトは炭化物を殆ど含まないため、所望の残留オーステナイトを確保する点においてはフェライトと同等に機能することによる。
（残留オーステナイトの面積率：３％以上、２０％以下）
残留オーステナイトの面積率が３％未満では、加工誘起変態によるｎ値向上作用を十分に得ることができない。従って、残留オーステナイトの面積率は３％以上とする。好ましくは５％以上である。一方、残留オーステナイトの面積率が２０％超では、加工誘起変態により生成されるマルテンサイトの量が多くなり、曲げ性が劣化する。マルテンサイトを含有する複合組織鋼板に曲げ加工を施す場合において、マルテンサイトとその他の相や組織との界面はそれらの組織間硬度差に起因してマイクロクラック（鋼板内部に生ずる微小クラック）が発生し易い部位となるためである。従って、残留オーステナイトの面積率は２０％以下とする。
残留オーステナイトの面積率が３％未満では、加工誘起変態によるｎ値向上作用を十分に得ることができない。従って、残留オーステナイトの面積率は３％以上とする。好ましくは５％以上である。一方、残留オーステナイトの面積率が２０％超では、加工誘起変態により生成されるマルテンサイトの量が多くなり、曲げ性が劣化する。マルテンサイトを含有する複合組織鋼板に曲げ加工を施す場合において、マルテンサイトとその他の相や組織との界面はそれらの組織間硬度差に起因してマイクロクラック（鋼板内部に生ずる微小クラック）が発生し易い部位となるためである。従って、残留オーステナイトの面積率は２０％以下とする。
（フェライト及びベイナイトの平均粒径：０.５μｍ以上、６μｍ以下）
本発明では、連続焼鈍工程においてオーステナイト単相組織状態とする際にオーステナイトを微細化することにより、その後の冷却過程において、フェライト変態及びベイナイト変態を一気に進行させる。それにより、本来的に軟質で加工性に富むフェライトの割合を高めるとともに、ベイナイトをＣ含有量の比較的低い軟質なものとし、さらに比較的Ｃ含有量の低いオーステナイトを効率よく残留させ、しかも微細なオーステナイトから生成するフェライト及びベイナイトは微細となる。これらの相及び組織の相乗作用によって、高い引張強度と高いｎ値とを確保し、さらに良好な曲げ性をも確保することができる。
本発明では、連続焼鈍工程においてオーステナイト単相組織状態とする際にオーステナイトを微細化することにより、その後の冷却過程において、フェライト変態及びベイナイト変態を一気に進行させる。それにより、本来的に軟質で加工性に富むフェライトの割合を高めるとともに、ベイナイトをＣ含有量の比較的低い軟質なものとし、さらに比較的Ｃ含有量の低いオーステナイトを効率よく残留させ、しかも微細なオーステナイトから生成するフェライト及びベイナイトは微細となる。これらの相及び組織の相乗作用によって、高い引張強度と高いｎ値とを確保し、さらに良好な曲げ性をも確保することができる。
このように、微細なオーステナイトから生成するフェライト及びベイナイトは微細となる。フェライト及びベイナイトの平均粒径が６μｍ超では、曲げ成形時に歪が局所的に集中してしまい、曲げ性が劣化する。従って、フェライト及びベイナイトの平均粒径は６μｍ以下とする。一方、フェライト及びベイナイトの平均粒径が０.５μｍ未満では、降伏応力が高くなり、成形性が劣化する。このため、フェライト及びベイナイトの平均粒径は０.５μｍ以上とする。
以上の各相の面積率及び平均粒径は、後述する実施例に記載のＳＥＭ断面観察と画像解析とに基づく当業者には周知の方法で求めた値を意味する。
（残留オーステナイト中のＣ濃度：０.５質量％以上、１.２質量％以下）
残留オーステナイト中のＣ濃度が０.５質量％未満では、加工誘起変態によるｎ値向上作用を十分に得ることができない。従って、残留オーステナイト中のＣ濃度は０.５質量以上とする。一方、残留オーステナイト中のＣ濃度が１.２質量％超では、加工誘起変態によって生成されるマルテンサイトの硬度が高くなり、曲げ性や伸びフランジ性が劣化する。上述したように、マルテンサイトを含有する複合組織鋼板に曲げ加工や伸びフランジ加工を施す場合において、マルテンサイトとその他の相や組織との界面はそれらの組織間硬度差に起因してマイクロクラックが発生し易い部位となるところ、加工誘起変態により生成されるマルテンサイトの硬度が高くなると、上記組織間硬度差が一層大きくなり、マイクロクラックの発生がさらに容易になるためである。このため、残留オーステナイト中のＣ濃度は１.２質量％以下とする。
（残留オーステナイト中のＣ濃度：０.５質量％以上、１.２質量％以下）
残留オーステナイト中のＣ濃度が０.５質量％未満では、加工誘起変態によるｎ値向上作用を十分に得ることができない。従って、残留オーステナイト中のＣ濃度は０.５質量以上とする。一方、残留オーステナイト中のＣ濃度が１.２質量％超では、加工誘起変態によって生成されるマルテンサイトの硬度が高くなり、曲げ性や伸びフランジ性が劣化する。上述したように、マルテンサイトを含有する複合組織鋼板に曲げ加工や伸びフランジ加工を施す場合において、マルテンサイトとその他の相や組織との界面はそれらの組織間硬度差に起因してマイクロクラックが発生し易い部位となるところ、加工誘起変態により生成されるマルテンサイトの硬度が高くなると、上記組織間硬度差が一層大きくなり、マイクロクラックの発生がさらに容易になるためである。このため、残留オーステナイト中のＣ濃度は１.２質量％以下とする。
残留オーステナイト中のＣ濃度は、鋼板表面を化学研磨により０.３ｍｍ減厚後、化学研磨後の表面に対しＸ線回折を施すことにより測定することができる。
（３）濃度分布
本発明に係る冷延鋼板では、鋼板表面から５０μｍ深さ位置における圧延方向に展伸したＭｎ濃化部及びＳｉ濃化部の圧延直角方向の平均間隔が１０００μｍ以下である濃度分布を有する。こうすることで、冷延鋼板の曲げ性が向上する。
（３）濃度分布
本発明に係る冷延鋼板では、鋼板表面から５０μｍ深さ位置における圧延方向に展伸したＭｎ濃化部及びＳｉ濃化部の圧延直角方向の平均間隔が１０００μｍ以下である濃度分布を有する。こうすることで、冷延鋼板の曲げ性が向上する。
ここで、「濃化部」とは、当該元素の濃度がバルク（全体の平均値）の１.１倍以上となっている箇所のことである。また、「Ｍｎ濃化部及びＳｉ濃化部の圧延直角方向の平均間隔」とは、Ｍｎ濃化部及びＳｉ濃化部をそれぞれ特定し、隣り合う濃化部の圧延直角方向の間隔（Ｍｎ濃化部とＳｉ濃化部とが隣り合う場合にはＭｎ濃化部とＳｉ濃化部との間隔、Ｍｎ濃化部とＭｎ濃化部とが隣り合う場合にはＭｎ濃化部とＭｎ濃化部との間隔、Ｓｉ濃化部とＳｉ濃化部とが隣り合う場合にはＳｉ濃化部とＳｉ濃化部との間隔）を平均したものである。
鋼板表面から５０μｍ深さ位置における圧延方向に展伸したＭｎ濃化部及びＳｉ濃化部の圧延直角方向の平均間隔が１０００μｍ超では、Ｍｎ濃化部及びＳｉ濃化部の硬度が相対的に硬質となり、他の部位が相対的に軟質となり、鋼板硬度が不均一となるため、曲げ成形時において相対的に軟質な他の部位に歪が集中してしまい、加工筋として鋼板表面に不均質性が現れる。このような加工筋が形成されると、加工筋の凹部に応力が集中してしまい、曲げ成形による初期亀裂が早期に発生し、曲げ性を劣化させる。従って、上記平均間隔は１０００μｍ以下とする。好ましくは、５００μｍ以下である。
この平均間隔を５００μｍ以下とするには、上述したようにＢｉを含有させることが効果的である。上記平均間隔は短いほど好ましいので、上記平均間隔の下限は特に規定しないが、鋳造されるスラブ厚が通常３０ｍｍ〜３５０ｍｍであることと、実用的な冷却速度とを考慮すると、上記平均間隔は３μｍ以上とすることが実用的である。
（４）表面性状
鋼板表面のクラックの最大深さを４.５μｍ以下とし、かつ幅６μｍ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。
鋼板表面のクラックの最大深さを４.５μｍ以下とし、かつ幅６μｍ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。
上述したように、曲げ成形時に割れ起点となり、曲げ性の低下をもたらす鋼板表面のクラックは、深さが著しいものや、幅が狭くある程度の深さを有するものである。従って、これらの鋼板表面のクラックを規制することにより、曲げ性の低下を抑制することができる。
鋼板表面に深さが４.５μｍ以上のクラックが存在したり、幅６μｍ以下で深さ２μｍ以上のクラックの数密度が１０個／５０μｍ超であったりすると、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。従って、鋼板表面のクラックの最大深さを４.５μｍ以下とし、かつ、幅６μｍ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。
（５）機械特性
（引張強度：８００ＭＰａ以上、１２００ＭＰａ以下）
引張強度が８００ＭＰａ未満では、元来成形性が良好であることから、本発明が目的とする高いｎ値と良好な曲げ性を確保するという課題が顕在化することは少ない。従って、引張強度は８００ＭＰａ以上とする。好ましくは９００ＭＰａ以上である。一方、引張強度が１２００ＭＰａ超では、本発明をもってしても高いｎ値と良好な曲げ性を確保することが困難である。従って、引張強度は１２００ＭＰａ以下とする。
（引張強度：８００ＭＰａ以上、１２００ＭＰａ以下）
引張強度が８００ＭＰａ未満では、元来成形性が良好であることから、本発明が目的とする高いｎ値と良好な曲げ性を確保するという課題が顕在化することは少ない。従って、引張強度は８００ＭＰａ以上とする。好ましくは９００ＭＰａ以上である。一方、引張強度が１２００ＭＰａ超では、本発明をもってしても高いｎ値と良好な曲げ性を確保することが困難である。従って、引張強度は１２００ＭＰａ以下とする。
（ｎ3-8：０.１０以上）
３％以上、８％以下の塑性ひずみ域における加工硬化指数（ｎ3-8）が０.１０未満では、ｒ値の低い高強度鋼板において、深絞り成形時に十分な成形性が得られない場合がある。また、成形された後の鋼板部材は加工硬化が不十分であるため、降伏応力が低く、衝撃吸収能が十分に得られない場合がある。従って、ｎ3-8は０.１０以上とする。なお、加工硬化指数はＪＩＳ Ｚ ２２５３：２０１１により規定される。
３％以上、８％以下の塑性ひずみ域における加工硬化指数（ｎ3-8）が０.１０未満では、ｒ値の低い高強度鋼板において、深絞り成形時に十分な成形性が得られない場合がある。また、成形された後の鋼板部材は加工硬化が不十分であるため、降伏応力が低く、衝撃吸収能が十分に得られない場合がある。従って、ｎ3-8は０.１０以上とする。なお、加工硬化指数はＪＩＳ Ｚ ２２５３：２０１１により規定される。
（曲げ性：Ｒ／ｔ≦１.５）
Ｒ／ｔ＞１.５では、厳しい曲げ成形を施した際に割れが発生する場合がある。従って、Ｒ／ｔ≦１.５とする。好ましくはＲ／ｔ≦１.０である。
Ｒ／ｔ＞１.５では、厳しい曲げ成形を施した際に割れが発生する場合がある。従って、Ｒ／ｔ≦１.５とする。好ましくはＲ／ｔ≦１.０である。
（６）めっき層
上述した鋼板の表面には、耐食性の向上等を目的としてめっき層を設けることにより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。めっき付着量は特に制限されず、従来と同様でよい。また、めっき後に適当な化成処理（例えば、シリケート系のクロムフリー化成処理液の塗布と乾燥）を施して、耐食性をさらに高めることも可能である。
上述した鋼板の表面には、耐食性の向上等を目的としてめっき層を設けることにより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。めっき付着量は特に制限されず、従来と同様でよい。また、めっき後に適当な化成処理（例えば、シリケート系のクロムフリー化成処理液の塗布と乾燥）を施して、耐食性をさらに高めることも可能である。
（７）製造条件
本発明の冷延鋼板は、上記化学組成、鋼組織、濃度分布、表面性状及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。
本発明の冷延鋼板は、上記化学組成、鋼組織、濃度分布、表面性状及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。
（鋳造工程）
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。
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。
上記平均冷却速度が１０℃／秒未満では、凝固速度が遅すぎるために、デンドライト樹間が広がって、ＭｎやＳｉの濃化が促進されてしまい、後述する熱間圧延、酸洗、冷間圧延及び連続焼鈍を施した後の冷延鋼板において、鋼板表面から５０μｍ深さ位置における圧延方向に展伸したＭｎ濃化部及びＳｉ濃化部の圧延直角方向の平均間隔が１０００μｍ超となり、曲げ性を劣化させる場合がある。
従って、冷延鋼板について上記平均間隔を１０００μｍ以下とし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、上記平均間隔を５００μｍ以下とすることができ、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。
（熱間圧延工程）
上記鋳造工程により得られたスラブを、１１００℃以上、１２８０℃以下の温度として粗熱間圧延を施して粗バーとなし、該粗バーを１１００℃以上としてデスケーリングした後に、仕上熱間圧延を施して、８４０℃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６５０℃以下の温度域に冷却し、３００℃以上、６００℃以下の温度域で巻取り、下記（３）式を満足する冷却条件で室温まで冷却して熱延鋼板とする。
上記鋳造工程により得られたスラブを、１１００℃以上、１２８０℃以下の温度として粗熱間圧延を施して粗バーとなし、該粗バーを１１００℃以上としてデスケーリングした後に、仕上熱間圧延を施して、８４０℃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６５０℃以下の温度域に冷却し、３００℃以上、６００℃以下の温度域で巻取り、下記（３）式を満足する冷却条件で室温まで冷却して熱延鋼板とする。
ここで、ｆ（ｔ）：巻取完了からｔ秒後の鋼帯の表面温度（℃）、ｔ：巻取完了からの経過時間（秒）、ｔ１：巻取完了から鋼帯の表面温度が１００℃になるまでの時間（秒）である。
ア）粗熱間圧延に供するスラブの温度
粗熱間圧延に供するスラブの温度が１１００℃未満では、合金元素のオーステナイト中への固溶が不十分となり、その後の加工熱処理により目的とする鋼組織等を得ることが困難となる場合がある。従って、粗熱間圧延に供するスラブの温度は１１００℃以上とすることが好ましい。一方、粗熱間圧延に供するスラブの温度が１２８０℃超では、スケール生成による歩留低下が著しくなる場合がある。従って、粗熱間圧延に供するスラブの温度は１２８０℃以下とすることが好ましい。
粗熱間圧延に供するスラブの温度が１１００℃未満では、合金元素のオーステナイト中への固溶が不十分となり、その後の加工熱処理により目的とする鋼組織等を得ることが困難となる場合がある。従って、粗熱間圧延に供するスラブの温度は１１００℃以上とすることが好ましい。一方、粗熱間圧延に供するスラブの温度が１２８０℃超では、スケール生成による歩留低下が著しくなる場合がある。従って、粗熱間圧延に供するスラブの温度は１２８０℃以下とすることが好ましい。
イ）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、結晶粒径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及び鋭いクラックが形成される場合がある。従って、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ことが重要となる。
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、結晶粒径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及び鋭いクラックが形成される場合がある。従って、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ことが重要となる。
ここで、粗バーの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１０００℃以上とすると、ファイヤライトは溶融し、仕上熱間圧延圧延前及び仕上げ圧延時のデスケーリング実施時にファイヤライト及び酸化スケールが効果的に除去されるようになる。従って、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ことが好ましい。
ウ）仕上熱間圧延
仕上熱間圧延の完了温度が８４０℃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。従って、仕上熱間圧延の完了温度は８４０℃以上とすることが好ましい。
仕上熱間圧延の完了温度が８４０℃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。従って、仕上熱間圧延の完了温度は８４０℃以上とすることが好ましい。
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、冷間圧延及び連続焼鈍後の鋼板について目的とする鋼組織や機械特性を得ることが困難となる。従って、熱間仕上圧延の圧延完了温度は９５０℃以下とすることが好ましい。
エ）仕上熱間圧延後〜巻取前
仕上熱間圧延完了後に６５０℃以上の温度域に１０秒間より長くさらされると、熱延鋼板の鋼組織が粗大化してしまい、冷間圧延及び連続焼鈍後において目的とする鋼組織や機械特性を得ることが困難となる。また、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。従って、仕上熱間圧延完了後１０秒以内に６５０℃以下の温度域に冷却することが好ましい。
仕上熱間圧延完了後に６５０℃以上の温度域に１０秒間より長くさらされると、熱延鋼板の鋼組織が粗大化してしまい、冷間圧延及び連続焼鈍後において目的とする鋼組織や機械特性を得ることが困難となる。また、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。従って、仕上熱間圧延完了後１０秒以内に６５０℃以下の温度域に冷却することが好ましい。
オ）巻取〜巻取後の冷却
巻取温度が６００℃超であったり、巻取後の冷却条件が上記式（３）を満足しなかったりすると、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。従って、巻取温度は６００℃以下とし、巻取後の冷却条件は、上記式（３）を満足するものとすることが好ましい。
巻取温度が６００℃超であったり、巻取後の冷却条件が上記式（３）を満足しなかったりすると、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。従って、巻取温度は６００℃以下とし、巻取後の冷却条件は、上記式（３）を満足するものとすることが好ましい。
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。従って、巻取温度は３００℃以上とすることが好ましい。
（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酸洗及び冷間圧延を施すが、これらは常法でかまわない。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２５％以上とすることが好ましい。
上記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に酸洗及び冷間圧延を施すが、これらは常法でかまわない。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２５％以上とすることが好ましい。
（連続焼鈍工程）
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５５０℃まで冷却し、１５０℃以上、５５０℃以下の温度域に３０秒間以上、１０００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。
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５５０℃まで冷却し、１５０℃以上、５５０℃以下の温度域に３０秒間以上、１０００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。
上述したように、本発明は、微細な鋼組織を有する熱延鋼板に冷間圧延を施した冷延鋼板を、オーステナイトの粗大化を抑制しつつオーステナイト単相組織となる温度域まで加熱し、微細化されたオーステナイト単相状態から一気にフェライト変態及びベイナイト変態を進行させる製造方法を採用することにより、本来的に軟質で加工性に富むフェライトの割合を高めることができるとともに、ベイナイトをＣ含有量の比較的低い軟質なものとすることができ、さらに比較的Ｃ含有量の低いオーステナイトを効率よく残留させることができ、これらの相及び組織の相乗作用により、高い引張強度と高いｎ値とを確保し、さらに良好な曲げ性をも確保することができるという知見に基づくものである。
このようにオーステナイトの粗大化を抑制しつつオーステナイト単相組織となる温度域まで加熱することが重要であるところ、Ａｃ3点までの平均加熱速度が１℃／秒未満では、Ａｃ3点までの加熱過程において析出物が粗大化し、Ａｃ3点以上、８８０℃以下の温度域に保持した際にオーステナイトが粗大化してしまい、目的とする鋼組織及び機械特性を得ることができない場合がある。従って、上記平均加熱速度は１℃／秒以上とすることが好ましい。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。
オーステナイト単相状態から一気にフェライト変態及びベイナイト変態を進行させることが重要であるところ、連続焼鈍工程における最高到達温度をオーステナイト単相組織となる温度域（Ａｃ3点以上の温度域）とせずに二相域温度としたのでは、オーステナイトへのＣ濃化が過度に進行してしまい、最終的に得られるベイナイトが硬質となって形状凍結性に劣るものとなったり、残留オーステナイト中のＣ濃度が高くなって曲げ性及び伸びフランジ性に劣るものとなったりする。また、冷間圧延による圧延組織の影響が残存してバンド組織を形成してしまい曲げ性が劣化する。従って、連続焼鈍工程においてはＡｃ3点以上の温度域に保持する。一方、連続焼鈍工程における最高到達温度を８８０℃超としたのでは、オーステナイトが粗大化してしまい、目的とする鋼組織及び機械特性を得ることができない場合がある。従って、連続焼鈍工程における最高到達温度は８８０℃以下とすることが好ましい。さらに好ましくは８７０℃以下である。
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等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。従って、Ａｃ3点以上、８８０℃以下の温度域に保持する時間は、１０秒間以上とすることが好ましい。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、目的とする鋼組織及び機械特性を得ることができない場合がある。従って、上記保持時間は２００秒間以下とすることが好ましい。
上記の通りオーステナイト単相状態から一気にフェライト変態及びベイナイト変態を進行させることが重要であるところ、オーステナイト単相組織状態から５５０℃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残留オーステナイトを確保することが困難となる場合がある。従って、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、フェライト及びベイナイトからのＣ排出とオーステナイトへのＣ濃化が不十分となり、フェライト及びベイナイトが硬質となるとともに、所定の残留オーステナイトの面積率や残留オーステナイト中のＣ濃度を確保することが困難となり、連続焼鈍後の鋼板の成形性が劣化する場合がある。従って、上記平均冷却速度は２００℃／秒以下とする。
上記のようにオーステナイト単相状態から一気にフェライト変態及びベイナイト変態を進行させることが重要であるところ、フェライト変態及びベイナイト変態を進行させる温度が１５０℃未満ではマルテンサイト変態が過度に進行してしまい、目的とする鋼組織及び機械特性得ることが困難となる。従って、フェライト変態及びベイナイト変態を進行させる温度域は１５０℃以上とすることが好ましい。さらに好ましくは２００℃以上である。また、フェライト変態及びベイナイト変態を進行させる温度が５５０℃超では靭性が非常に低い上部ベイナイトが生成してしまうとともに、目的とする鋼組織及び機械特性得ることが困難となる。従って、フェライト変態及びベイナイト変態を進行させる温度域は、５５０℃以下とすることが好ましい。さらに好ましくは４００℃以下である。
このように１５０℃以上、５５０℃以下の温度域に保持することによりフェライト変態及びベイナイト変態を一気に進行させることになるが、上記温度域に保持する時間が３０秒間未満では、オーステナイトへのＣ濃化が不十分であるためにオーステナイトが安定せず、目的とする鋼組織及び機械特性を得ることが困難となる場合がある。従って、上記温度域に保持する時間は３０秒間以上とする。上記温度域に保持する時間が１０００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。従って、上記温度域に保持する時間は１０００秒間以下とする。
こうして製造された本発明に係る冷延鋼板は、そのまま、あるいはめっきその他の適当な表面処理を施された後、曲げ加工などのプレス成形により成形されて、例えば、自動車部品の製造に利用される。
表１に示す化学組成の鋼を溶製し、表２に示す条件にて連続鋳造と熱間圧延を行い、常法にて酸洗を行った後、さらに表２に示す条件にて冷間圧延及び連続焼鈍を行って、各種冷延鋼板を得た。
すなわち、鋳造工程では、連続鋳造で製造されたスラブの表面から１０ｍｍ深さ位置における液相線温度〜固相線温度間の冷却速度を表２の「平均冷却速度」として冷却した。
熱間圧延工程においては、鋳造工程で得られたスラブを「スラブ加熱温度」まで加熱し、次いで粗熱間圧延を施して粗バーとし、該粗バーを「粗バー加熱温度」まで再加熱してデスケーリングした後に、仕上熱間圧延に供し、「仕上圧延完了温度」で仕上熱間圧延を完了し、圧延完了後１０秒後の温度を「圧延後１０秒後温度」まで冷却し、「巻取温度」で巻き取った。ここで、得られた熱延鋼板の板厚は「仕上板厚」に示した通りであった。
熱間圧延工程においては、鋳造工程で得られたスラブを「スラブ加熱温度」まで加熱し、次いで粗熱間圧延を施して粗バーとし、該粗バーを「粗バー加熱温度」まで再加熱してデスケーリングした後に、仕上熱間圧延に供し、「仕上圧延完了温度」で仕上熱間圧延を完了し、圧延完了後１０秒後の温度を「圧延後１０秒後温度」まで冷却し、「巻取温度」で巻き取った。ここで、得られた熱延鋼板の板厚は「仕上板厚」に示した通りであった。
冷間圧延工程では、酸洗工程で酸洗した熱延鋼板を、表２に示す「圧下率」で「仕上板厚」まで圧下した。
その後の連続焼鈍工程においては、冷延鋼板を「昇温速度」で「焼鈍温度」まで加熱し、該温度で「焼鈍時間」だけ保持し、「平均冷却速度」で「冷却停止温度・低温保持温度」まで冷却し、該温度で「低温保持時間」だけ保持し、「低温保持後冷却速度」で室温まで冷却した。
その後の連続焼鈍工程においては、冷延鋼板を「昇温速度」で「焼鈍温度」まで加熱し、該温度で「焼鈍時間」だけ保持し、「平均冷却速度」で「冷却停止温度・低温保持温度」まで冷却し、該温度で「低温保持時間」だけ保持し、「低温保持後冷却速度」で室温まで冷却した。
上記の冷延鋼板の製造工程における各種の条件のうち、下記の条件は次に述べる測定法で求めた。
（１）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（鋳造工程の「平均冷却速度」）
得られたスラブの一部を切り出し、ピクリン酸にてエッチングを行った。光学顕微鏡を用いて、スラブの凝固組織を観察した。スラブ表面から１０ｍｍ深さ位置におけるデンドライト２次アーム間隔を鋳込方向に５ｍｍピッチで１００点測定した。各々の箇所で冷却速度を求め、その平均値を平均冷却速度とした。
（１）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（鋳造工程の「平均冷却速度」）
得られたスラブの一部を切り出し、ピクリン酸にてエッチングを行った。光学顕微鏡を用いて、スラブの凝固組織を観察した。スラブ表面から１０ｍｍ深さ位置におけるデンドライト２次アーム間隔を鋳込方向に５ｍｍピッチで１００点測定した。各々の箇所で冷却速度を求め、その平均値を平均冷却速度とした。
（２）熱間仕上圧延完了１０秒後の鋼板温度（熱間圧延工程の「圧延１０秒後温度」）
仕上熱間圧延の出口、ランナウトテーブル、巻取装置の各位置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、熱間仕上圧延完了１０秒後の鋼板温度を内挿して求めた。
仕上熱間圧延の出口、ランナウトテーブル、巻取装置の各位置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、熱間仕上圧延完了１０秒後の鋼板温度を内挿して求めた。
（３）熱間圧延工程における巻取後の鋼帯温度（熱間圧延工程の「式(3)左辺」の算出に必要なｆ（ｔ）の値）
巻取後、一定時間ごとに鋼帯の表面温度、すなわち最外周の鋼板の幅方向中心部の温度を、放射温度計を用いて測定した。その測定値と時間（ｔ）及び測定から得られたｔ１の値から式(３)の左辺の値を算出した。
巻取後、一定時間ごとに鋼帯の表面温度、すなわち最外周の鋼板の幅方向中心部の温度を、放射温度計を用いて測定した。その測定値と時間（ｔ）及び測定から得られたｔ１の値から式(３)の左辺の値を算出した。
（４）オーステナイト単相域焼鈍の確認（連続焼鈍工程の「焼鈍中組織」）
各種冷延鋼板から試験片を採取し、表２に示す条件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、焼鈍温度に保持した際にオーステナイト単相となっているか否かを評価した。
各種冷延鋼板から試験片を採取し、表２に示す条件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、焼鈍温度に保持した際にオーステナイト単相となっているか否かを評価した。
こうして製造された各冷延鋼板について以下の試験を行った。試験結果は表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ＹＳ、引張強度ＴＳ、全伸びＥｌ、ｎ3-8）をＪＩＳに準拠して調査した。
（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ＹＳ、引張強度ＴＳ、全伸びＥｌ、ｎ3-8）をＪＩＳに準拠して調査した。
（２）鋼板断面観察
鋼板の組織は、鋼板の幅の１／４の位置において、圧延方向に対して平行方向及び直角方向の板厚断面を、ＳＥＭを用いて２０００倍で５０視野（各方向につき２５視野ずつ）観察し、画像解析によりフェライト＋ベイナイトの合計面積率、残留オーステナイトの面積率、及びフェライト及びベイナイトの平均粒径を測定した。粒径の測定は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１：２００５の切断法に準拠して実施し、５０視野の平均を求めた。
鋼板の組織は、鋼板の幅の１／４の位置において、圧延方向に対して平行方向及び直角方向の板厚断面を、ＳＥＭを用いて２０００倍で５０視野（各方向につき２５視野ずつ）観察し、画像解析によりフェライト＋ベイナイトの合計面積率、残留オーステナイトの面積率、及びフェライト及びベイナイトの平均粒径を測定した。粒径の測定は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１：２００５の切断法に準拠して実施し、５０視野の平均を求めた。
残留オーステナイト中のＣ濃度は、鋼板表面を化学研磨により０.３ｍｍ減厚後、化学研磨後の表面に対しＸ線回折を施すことにより求めた。
また、上述したＳＥＭ断面観察と画像解析による方法によって、鋼板表面に開口したクラックについて、最大深さが５μｍ超のクラックの有無を調べ、幅６μｍ以下で深さ２μｍ以上のクラックの数密度とを求めた。
また、上述したＳＥＭ断面観察と画像解析による方法によって、鋼板表面に開口したクラックについて、最大深さが５μｍ超のクラックの有無を調べ、幅６μｍ以下で深さ２μｍ以上のクラックの数密度とを求めた。
（３）曲げ性
各冷延鋼板から圧延方向に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 ２２４８：２００６の規定に準拠したＶブロック法により、曲げ性を調査した。割れの判定は、光学顕微鏡及びＳＥＭを用いて曲げ部表面、断面を調査し、上記規格に規定されている基準に従って評価した。
各冷延鋼板から圧延方向に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 ２２４８：２００６の規定に準拠したＶブロック法により、曲げ性を調査した。割れの判定は、光学顕微鏡及びＳＥＭを用いて曲げ部表面、断面を調査し、上記規格に規定されている基準に従って評価した。
（４）濃度分布
鋼板表面から５０μｍ深さ位置における圧延方向に展伸したＭｎ濃化部及びＳｉ濃化部の間隔の測定は、鋼板表面を深さ５０μｍ位置まで研削し、ＥＰＭＡの線分析により実施した。Ｍｎ濃化部及びＳｉ濃化部の平均間隔は、線分析から得られたＳｉとＭｎの濃度の波形を読み取って濃度平均値の１.１倍以上である濃度極大部間の間隔を求め、それらの平均値を算出した。
鋼板表面から５０μｍ深さ位置における圧延方向に展伸したＭｎ濃化部及びＳｉ濃化部の間隔の測定は、鋼板表面を深さ５０μｍ位置まで研削し、ＥＰＭＡの線分析により実施した。Ｍｎ濃化部及びＳｉ濃化部の平均間隔は、線分析から得られたＳｉとＭｎの濃度の波形を読み取って濃度平均値の１.１倍以上である濃度極大部間の間隔を求め、それらの平均値を算出した。
供試材Ｎｏ．１〜８、１２、２０〜２４、２６及び２７は発明例であり、高い引張強度と高いｎ値とを有し、さらに良好な曲げ性を有する。
供試材Ｎｏ．９は、鋳造工程におけるスラブの表面から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が１０℃／秒未満であるため、鋼板表面から５０μｍ深さ位置における圧延方向に展伸したＭｎ濃化部及びＳｉ濃化部の圧延直角方向の平均間隔が１０００μｍ超となっており、曲げ性に劣る。
供試材Ｎｏ．９は、鋳造工程におけるスラブの表面から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が１０℃／秒未満であるため、鋼板表面から５０μｍ深さ位置における圧延方向に展伸したＭｎ濃化部及びＳｉ濃化部の圧延直角方向の平均間隔が１０００μｍ超となっており、曲げ性に劣る。
供試材Ｎｏ．１０は、粗圧延後の粗バーの加熱温度１１００℃未満であるため、曲げ性の低下をもたらすクラックが鋼板表面に多数形成されており、曲げ性に劣る。
供試材Ｎｏ．１１は、仕上熱間圧延完了後１０秒以内に６５０℃以下の温度域に冷却していないため、熱延鋼板の鋼組織が粗大となり、連続焼鈍時のオーステナイト粒径が粗大となった。そのため、微細なフェライトとベイナイトへの変態が一気に起こらず、未変態オーステナイトへのＣ濃化が不十分となったために、残留オーステナイト面積率が低くなり、その結果ｎ値が低い。また、フェライトとベイナイトの平均粒径が大きくなり、さらに曲げ性の低下をもたらすクラックが鋼板表面に多数形成されており、曲げ性に劣る。
供試材Ｎｏ．１１は、仕上熱間圧延完了後１０秒以内に６５０℃以下の温度域に冷却していないため、熱延鋼板の鋼組織が粗大となり、連続焼鈍時のオーステナイト粒径が粗大となった。そのため、微細なフェライトとベイナイトへの変態が一気に起こらず、未変態オーステナイトへのＣ濃化が不十分となったために、残留オーステナイト面積率が低くなり、その結果ｎ値が低い。また、フェライトとベイナイトの平均粒径が大きくなり、さらに曲げ性の低下をもたらすクラックが鋼板表面に多数形成されており、曲げ性に劣る。
供試材Ｎｏ．１３は、巻取温度が６００℃超であり、供試材Ｎｏ．１４は、巻取後の冷却条件が上記（３）式を満足しないため、いずれも曲げ性の低下をもたらすクラックが鋼板表面に多数形成されており、曲げ性に劣る。
供試材Ｎｏ．１５は、二相域焼鈍であるため、オーステナイトへのＣ濃化が過度に進行してしまい、残留オーステナイト中のＣ濃度が高くなっており、また、冷間圧延による圧延組織の影響が残存してバンド組織を形成してしまっているため曲げ性に劣る。また、ベイナイトが硬質となっているためＹＳが高く形状凍結性に劣る。
供試材Ｎｏ．１６は、焼鈍温度が８８０℃超であるため、連続焼鈍時のオーステナイト粒径が粗大となった。そのため、微細なフェライトとベイナイトへの変態が一気に起こらず、未変態オーステナイトへのＣ濃化が不十分となったために、残留オーステナイト面積率が低くなり、その結果ｎ値が低い。また、フェライトとベイナイトの平均粒径が大きいために曲げ性に劣る。
供試材Ｎｏ．１７は、焼鈍後の平均冷却速度が３℃／秒未満であるため、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目的とする鋼組織を確保できず、ｎ値が低い。
供試材Ｎｏ．１８は、冷却停止及び低温保持温度が１５０℃未満であるため、マルテンサイト変態が過剰に進行してＴＳが１２００ＭＰａを超えてしまい、曲げ性に劣り、ｎ値が低い。
供試材Ｎｏ．１９は、１５０℃以上、５５０℃以下の温度域に保持する時間が３０秒間未満であるため、オーステナイトへのＣ濃化が不十分であるためにオーステナイトが安定せず、目的とする鋼組織及び機械特性を得ることができない。
供試材Ｎｏ．２５はＴｉ量が多すぎるため、曲げ性の低下をもたらすクラックが鋼板表面に多数形成されており、曲げ性に劣る。
Claims (6)
- 質量％で、Ｃ：０.０５％以上、０.２０％以下、Ｓｉ：０.０５％以上、２.０％以下、Ｍｎ：０.１％以上、３.０％以下、Ｐ：０.０２％以下、Ｓ：０.０１％以下、Ａｌ：１.０％以下、及びＮ：０.０１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
フェライト及びベイナイトを合計で６０面積％以上、並びに残留オーステナイトを３面積％以上、２０面積％以下含有し、前記フェライト及びベイナイトの平均粒径が０.５μｍ以上、６.０μｍ以下、前記残留オーステナイト中のＣ濃度が０.５質量％以上、１.２質量％以下である鋼組織を有し、
鋼板表面から５０μｍ深さ位置における圧延方向に展伸したＭｎ濃化部及びＳｉ濃化部の圧延直角方向の平均間隔が１０００μｍ以下である元素濃度分布を有し、
鋼板表面のクラックの最大深さが４.５μｍ以下であり、かつ、幅６μｍ以下で深さ２μｍ以上のクラックの数密度が１０個／５０μｍ以下である表面性状を有し、
引張強度（ＴＳ）が８００ＭＰａ以上、１２００ＭＰａ以下、３％以上、８％以下の塑性ひずみ域における加工硬化指数（ｎ3-8）が０.１０以上、曲げ性が下記（１）式を満たす機械特性を有することを特徴とする冷延鋼板。
Ｒ／ｔ≦１.５ （１）
ここで、Ｒは曲げ角度９０°の曲げ試験において湾曲部の外側に割れの発生しない最小内側半径であり、ｔは板厚である。 - 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０.１２％以下、Ｎｂ：０.０６％以下、及びＶ：０.１％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有し、前記フェライト及びベイナイトの平均粒径が０.５μｍ以上、４.０μｍ以下であり、前記曲げ性が下記（２）式を満たす、請求項１に記載の冷延鋼板。
Ｒ／ｔ≦１.０ （２）
ここで、Ｒ及びｔは請求項１に記載した通りである。 - 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｂｉ：０.５質量％以下を含有し、前記平均間隔が５００μｍ以下である、請求項１又は請求項２に記載の冷延鋼板。
- 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、及びＢ：０.０１％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、請求項１から請求項３までのいずれかに記載の冷延鋼板。
- 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、ＲＥＭ：０.１％以下、Ｍｇ：０.０１％以下、及びＣａ：０.０１％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、請求項１から請求項４までのいずれかに記載の冷延鋼板。
- 下記工程（Ａ）〜（Ｅ）を有することを特徴とする冷延鋼板の製造方法：
（Ａ）請求項１から請求項５までのいずれかに記載の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鋳造工程；
（Ｂ）前記鋳造工程により得られた前記スラブを、１１００℃以上、１２８０℃以下の温度として粗熱間圧延を施して粗バーとし、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、８４０℃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６５０℃以下の温度域に冷却し、３００℃以上、６００℃以下の温度域で巻取り、下記（３）式を満足する冷却条件で室温まで冷却して熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｃ）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；
（Ｄ）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；及び
（Ｅ）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５５０℃まで冷却し、１５０℃以上、５５０℃以下の温度域に３０秒間以上、１０００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。
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