JP2015014026A - 冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】引張強度:1180[MPa]以上で、伸びと伸びフランジ性に優れた超高強度冷延鋼板を提供する。
【解決手段】C:0.10%以上0.30%以下、Si:0.50%超2.50%以下、Mn:0.01%以上2.0%未満、P:0.05%以下、S:0.01%以下、N:0.01%以下、Al:0.001%以上1.0%以下、Ti:0.001%以上0.20%以下、B:0.0001%以上0.010%以下、Cr:0%以上1.0%以下、Mo:0%以上1.0%以下であるとともに、B、MoおよびCrの含有量が式(1)および(2)を満足し、残部がFeおよび不純物である化学組成を有し、面積%で、ポリゴナルフェライト:40%以下、残留オーステナイト:5%以上、マルテンサイト:10%以下、残部:ベイナイトであるとともに、残留オーステナイト中の平均C濃度が0.90質量%以上である鋼組織を有する冷延鋼板。
【選択図】図２

Description

本発明は、冷延鋼板およびその製造方法に関する。より詳しくは、本発明は、プレス加工等により様々な形状に成形される自動車用鋼板として好適な、加工性に優れた超高強度冷延鋼板およびその製造方法に関する。

近年、地球温暖化対策に伴うＣＯ_２排出量規制の観点から自動車の燃費向上が求められており、車体の軽量化と衝突安全性確保のために、高強度鋼板の適用がますます拡大しつつある。とりわけ近年では、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を有する超高強度冷延鋼板の需要が拡大しつつある。

一方、言うまでもなく、自動車用部品に供される鋼板においては、強度だけでなくプレス成形性や溶接性等、部品成形時に要求される各種施工性が要求される。具体的には、プレス成形性の観点から、鋼板には優れた伸び（引張試験における全伸び；Ｅｌ）と伸びフランジ性（穴広げ率；λ）とが要求されることが多い。しかしながら、一般に、鋼板の高強度化に伴ってＥｌおよびλを高いレベルで確保することは困難となる。

このような要求を満足するため、これまでにも１１８０ＭＰａ級超高強度冷延鋼板の伸びと伸びフランジ性のバランスを改善する試みがなされている。以下にその事例を示す。

特許文献１〜３には、フェライト、焼き戻しマルテンサイト、ベイナイト、および残留オーステナイトの面積率を所定の範囲内に制御することにより、伸びと伸びフランジ性のバランスを改善した引張強度１１８０ＭＰａ以上の超高強度冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板に関する技術が開示されている。

しかし、このような鋼組織を作り込むために、特許文献１〜３のいずれの発明においても、最終焼鈍工程においてマルテンサイト変態開始温度以下まで急冷した後、所定の温度まで再加熱する工程を必要としている。したがって、特別な設備を必要とし、設備コストおよび製造コストの面においては不利である。

特許文献４には、鋼組織をベイニティックフェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトからなる組織とした上で、残留オーステナイトの形態および存在位置を制御することにより、延性と穴広げ性を向上させた引張強度１１８０ＭＰａ以上の超高強度冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板に関する技術が開示されている。

しかし、このような組織制御のためにこの発明では最終焼鈍工程における加熱温度を９２５℃〜９５０℃としている。このような高温加熱は、オーステナイト粒の粗大化を招くため靱性を劣化させる。また量産時における製造性を阻害するため、量産に適さない。

国際公開第２０１２／０３６２６９号パンフレット 特開２０１２−３１４６２号公報 特開２０１０−２７５６２７号公報 特開２００９−２５６７７３号公報

本発明は上記のような現状に鑑みてなされたものであり、本発明の目的は、特殊な設備を必要とせず、かつ量産性を阻害することなく、引張強度：１１８０［ＭＰａ］以上、全伸び（ＥＬ）：１０［％］以上、引張強度と穴広げ率の積（ＴＳ×λ）：５０［ＧＰａ・％］以上の機械特性を有する超高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供することにある。

本発明者らは上記課題を解決するために鋭意検討を行った。まず、良好な全伸びを確保するために残留オーステナイトを一定量含有させることを指向した。さらに残留オーステナイトの安定性を極限まで高め、同時にマルテンサイトを極力低減することにより、穴広げ性を向上させることを追求した。具体的には、鋼組織を、面積率で、ポリゴナルフェライトを４０％以下、残留オーステナイトを５％以上、残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度を０．９０質量％以上、かつ、マルテンサイトを１０％以下とすることで目標とする強度、全伸び、穴広げ率を同時に達成できることを見出した。

本発明者らは、さらにこのような鋼組織を得るための化学組成について検討を行った。従来の１１８０ＭＰａ級冷延鋼板では、鋼板の焼入性向上に有効なＭｎを多量（２．０％以上）に含有させることによりその強度を確保していた。本発明者らは、多量のＭｎを含む従来の１１８０ＭＰａ級冷延鋼板においては、最終焼鈍工程におけるベイナイト変態が遅延しており、その結果、ＴＲＩＰ鋼における組織制御の要点である未変態オーステナイトへのＣ濃化が十分進行していなかったこと、等温保持から室温に冷却するまでの間に未変態オーステナイトの一部がマルテンサイト変態していたことを突き止めた。

但し、単にＭｎ含有量を低減すると鋼板の焼入性が低下することでフェライト変態が進んでしまい、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を得ることが困難となる。そこで、本発明者らはその代替として、Ｍｎとは焼入性向上原理の異なるＢ、ＭｏおよびＣｒに着目した。これらの合金元素の含有量をある特定の範囲内に制限することにより、フェライト変態に対しては著しい焼入性向上効果を発現する一方で、ベイナイト変態は殆ど遅延しないことを見出した。その結果、未変態オーステナイトへのＣ濃化が十分に進行し、所望の鋼組織を得ることに成功したのである。

本発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．１０％以上０．３０％以下、Ｓｉ：０．５０％超２．５０％以下、Ｍｎ：０．０１％以上２．０％未満、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１％以上１．０％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．２０％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．０１０％以下、Ｃｒ：０％以上１．０％以下、Ｍｏ：０％以上１．０％以下であるとともに、Ｂ、ＭｏおよびＣｒの含有量が下式（１）および（２）を満足し、残部がＦｅおよび不純物である化学組成を有し、
面積％で、ポリゴナルフェライト：４０％以下、残留オーステナイト：５％以上、マルテンサイト：１０％以下、残部：ベイナイトであるとともに、前記残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度が０．９０質量％以上である鋼組織を有し、
引張強度が１１８０ＭＰａ以上である機械特性を有すること
を特徴とする冷延鋼板。

１０００・Ｂ＋２・（Ｍｏ＋Ｃｒ／２）≧１．０ ・・・・・（１）
１０００・Ｂ＋１２・（Ｍｏ＋Ｃｒ／２）≦９．０ ・・・・・（２）
ここで、式中のＣ、ＣｒおよびＭｏは、各元素の含有量（単位：質量％）を表す。

（２）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｉ：１．０％以下およびＣｕ：１．０％以下からなる群から選択された１種または２種を含有することを特徴とする、（１）項に記載の冷延鋼板。

（３）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｖ：０．５０％以下およびＮｂ：０．１０％以下からなる群から選択された１種または２種を含有することを特徴とする、（１）項または（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、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下およびＢｉ：０．０１％以下からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする、（１）項から（３）項までのいずれかに記載の冷延鋼板。

（５）表面に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を備えることを特徴とする、（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）および（Ｂ）を有することを特徴とする冷延鋼板の製造方法：
（Ａ）（１）項から（４）項までのいずれかに記載の化学組成を有する熱延鋼板に２０％以上８０％以下の圧下率の冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
（Ｂ）前記冷延鋼板に、８００℃以上９５０℃以下の温度域で１秒間以上３００秒間以下の滞在させた後、前記温度域からＭｓ点以上４８０℃以下の温度域まで５℃／秒以上の冷却速度で冷却し、Ｍｓ点以上４８０℃以下の温度域で３０秒間以上１０００秒間以下の滞在させる連続焼鈍工程。

（７）（６）項に記載された製造方法により得られた冷延鋼板に、溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする冷延鋼板の製造方法。

（８）（７）項に記載された製造方法により得られた冷延鋼板に、４６０℃以上５５０℃以下の温度域で合金化処理を施すことを特徴とする冷延鋼板の製造方法。

本発明により、引張強度：１１８０［ＭＰａ］以上、全伸び：１０［％］以上、引張強度と穴広げ率の積：５０［ＧＰａ・％］以上の機械特性を有する超高強度冷延鋼板を、特別な設備投資を行わずとも安定的に製造することができる。本発明に係る鋼板は、産業上、特に自動車分野において広範に使用可能である。

図１は、本発明における熱処理条件を示すグラフである。 図２は、本発明におけるＢ，ＭｏおよびＣｒ含有量の規定範囲を示すグラフである。

まず、本発明に係る鋼板の化学組成を上述のように限定した理由について説明する。なお、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。

［Ｃ：０．１０％以上０．３０％以下］
Ｃは、鋼板の高強度化のために必須の元素であり、また、残留オーステナイト形成には必須の元素である。Ｃ含有量が０．１０％未満では、十分な高強度化を図ることが困難であったり、十分な残留オーステナイトを確保することが困難であったりする。したがって、Ｃ含有量は０．１０％以上とする。好ましくは０．１５％以上である。一方、Ｃ含有量が０．３０％超では、穴広げ性や溶接性の劣化が顕著となる。したがって、Ｃ含有量は０．３０％以下とする。好ましくは０．２５％以下である。

［Ｓｉ：０．５０％超２．５０％以下］
Ｓｉは、セメンタイト生成抑制元素であり、残留オーステナイト形成には必須の元素である。Ｓｉ含有量が０．５０％以下では、目的とする残留オーステナイトを確保することができない場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０．５０％超とする。好ましくは１．０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が２．５０％超では、化成処理性や、溶融亜鉛めっきとの濡れ性が著しく劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は２．５０％以下とする。好ましくは２．０％以下である。

［Ｍｎ：０．０１％以上２．０％未満］
Ｍｎは、強力なオーステナイト安定化元素であり、鋼板の焼入性向上には有効な元素ではあるが、過度の添加はベイナイト変態を遅延させるため、所望の鋼組織を得ることが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は２．０％未満とする。好ましくは１．８％以下である。但し、鋼中のＳをＭｎＳとして固定させる目的で、０．０１％以上含有する。好ましい含有量は１．０％以上である。

［Ｐ：０．０５％以下］
Ｐは、一般には不純物として含有されるが、固溶強化元素でもあり、鋼板の高強度化には有効な元素である。したがって、積極的に含有させてもよいが、過度の添加は溶接性および靱性を劣化させる。したがって、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。さらに好ましくは０．０２％以下である。

［Ｓ：０．０１％以下］
Ｓは、不純物として含有される元素であり、鋼中でＭｎＳを形成して靱性や穴広げ性を劣化させる。したがって、靱性や穴広げ性の劣化が顕著でない範囲として、Ｓ含有量を０．０１％以下とする。好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００２％以下である。

［Ｎ：０．０１％以下］
Ｎは、不純物として含有される元素であり、Ｎ含有量が０．０１％を超えると鋼中に粗大な窒化物を形成して穴広げ性を劣化させる。したがって、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。好ましくは０．００５％以下である。

［Ａｌ：０．００１％以上１．０％以下］
Ａｌは、鋼の脱酸のため少なくとも０．００１％を含有させる。しかし、過剰に添加しても効果が飽和し徒にコスト上昇を招くばかりか、鋼の変態温度を上昇させ熱間圧延時の負荷を増大させる。したがってＡｌ含有量は１．０％以下とする。

［Ｔｉ：０．００１％以上０．２０％以下］
Ｔｉは、鋼中でＴｉＮとしてＮを固定することで、焼入性低下因子となるＢＮの形成を抑制する。また加熱時のオーステナイト粒径を微細化し靱性を向上させる。このため、少なくとも０．００１％含有させる。一方、過剰に添加すると鋼板の延性が低下する。したがってＴｉ含有量は０．２０％以下とする。

［Ｂ：０．０００１％以上０．０１０％以下］
Ｂは、鋼板の加熱時にオーステナイト粒界に偏析し、オーステナイト粒界を安定化することで鋼の焼入性を高めるため、本発明では必須の元素である。その効果を十分に得るには０．０００１％以上の含有を必要とする。B含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、過度の添加はホウ化物を形成することにより、鋼の焼入性を損なう結果となる。したがって、Ｂ含有量は０．０１０％以下とする。好ましくは０．００５％以下である。

［Ｃｒ：０％以上１．０％以下、Ｍｏ：０％以上１．０％以下］
ＣｒおよびＭｏは、いずれも、鋼板の高強度化に有効な元素である。したがって、これらの元素の１種または２種を含有させてもよい。しかし、上記上限値を超えて含有させると、徒にコスト増を招くばかりか、ベイナイト変態が大きく遅延してしまい、未変態オーステナイトへのＣ濃化が十分に進行せず、所望の鋼組織を得ることが困難となる。したがって、それぞれの含有量は上述のとおりとする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、いずれかの元素の含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
［１０００・Ｂ＋２・（Ｍｏ＋Ｃｒ／２）≧１．０・・・・・（１）］
［１０００・Ｂ＋１２・（Ｍｏ＋Ｃｒ／２）≦９．０・・・・（２）］
本発明では、鋼板の焼入性を確保するために、Ｂ，ＭｏおよびＣｒの含有量について式（１）で規定される値を下限値とする。一方、これらの含有量が式（２）で規定する範囲内を超えた場合、ベイナイト変態が大きく遅延してしまい、未変態オーステナイトへのＣ濃化が十分に進行せず、所望の鋼組織を得ることが困難となる。したがって、式（２）で規定される値をＢ、ＭｏおよびＣｒ含有量の上限値とする。

［Ｎｉ：１．０％以下およびＣｕ：１．０％以下からなる群から選択された１種または２種］
ＮｉおよびＣｕは、いずれも、鋼板の高強度化に有効な元素である。したがって、これらの元素の１種または２種を含有させてもよい。しかし、上記上限値を超えて含有させると、徒にコスト増を招くばかりか、ベイナイト変態が大きく遅延してしまい、未変態オーステナイトへのＣ濃化が十分に進行せず、所望の鋼組織を得ることが困難となる。したがって、それぞれの含有量は上述のとおりとする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、いずれかの元素の含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。

［Ｖ：０．５０％以下およびＮｂ：０．１０％以下からなる群から選択された１種または２種］
ＶおよびＮｂは、炭化物形成元素であり、鋼板の高強度化に有効な元素である。したがって、これらの元素の１種または２種を含有させてもよい。しかし、上記上限値を超えて含有させても、上記作用による効果は飽和してしまい、経済的に不利になる。したがって、各元素の上限値は上述のとおりとする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、いずれかの元素の含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。

［Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下およびＢｉ：０．０１％以下からなる群から選択された１種または２種以上］
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、鋼中介在物を微細分散化する元素であり、Ｂｉは、鋼中におけるＭｎ、Ｓｉ等の置換型合金元素のミクロ偏析を軽減する元素であり、いずれも鋼板の穴広げ性を高める作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、上記上限値を超えて含有させると延性の劣化を招く場合がある。したがって、各元素の含有量は上述のとおりとする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、いずれかの元素の含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。

次に、本発明にかかる鋼板の鋼組織を上述のように限定した理由について説明する。
［面積％で、ポリゴナルフェライト：４０％以下、残留オーステナイト：５％以上、マルテンサイト：１０％以下、残部：ベイナイト、残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度：０．９０質量％以上］
１１８０ＭＰａの引張強度を得るには、ポリゴナルフェライトの面積率を少なくとも４０％以下とする必要がある。好ましくは２０％以下、より好ましくは１０％以下である。１０％以上の全伸びを得るには、残留オーステナイトの面積率を５％以上とする必要がある。４０％以上の穴広げ率を得るためには、残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度を０．９０質量％以上、マルテンサイトの面積率を少なくとも１０％以下、残部をベイナイトとする必要がある。マルテンサイトの面積率は５％以下とすることが好ましい。

残部のベイナイトは、ベイナイトを構成するベイニティックラスの間および内部にセメンタイトを含まないもの（ベイニティックフェライト）、ベイニティックラスの間にセメンタイトを含むもの（上部ベイナイト）、およびベイニティクラス内にセメンタイトを含むもの（下部ベイナイト）が含まれ、これらの１種または２種以上によって構成される。

なお、本発明における鋼組織の面積率算出方法は以下の通りとする。
ポリゴナルフェライトの面積率は、鋼板の圧延方向断面を切出し、ナイタール液により鋼組織を現出後、１／４厚さ位置を光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡を用いて撮影し、得られた組織写真から、ポイントカウンティング法によって算出した値をその面積率とする。

残留オーステナイトの面積率は、鋼板の１／４厚さの面を観察面としてＸ線回折を行い、ｂｃｃとｆｃｃのピーク面積比から算出した値をその面積率とする。

残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度（Ｃγ）は、鋼板の１／４厚さの面を観察面としてＸ線回折を行い、ｆｃｃのピーク位置からその格子定数ａ（Å）を求め、下記式を用いて換算した値とする。

Ｃγ＝（ａ−３．５７８）／０．０３３ （ｍａｓｓ％）
マルテンサイトの面積率は、鋼板の圧延方向断面を切出し、Ｌｅｐｅｒａ試薬により鋼組織を現出後、１／４厚さ位置を、光学顕微鏡を用いて撮影し、得られた組織写真の明着色部の面積率を画像処理によって算出した後、その値から残留オーステナイトの面積率を差し引いた値を、その面積率とする。

次に、本発明における冷延鋼板の機械特性の限定理由について述べる。
［引張強度が１１８０（ＭＰａ）以上］
本発明に係る冷延鋼板の引張強度は、近年の自動車用冷延鋼板に要求される軽量化を満足させるため、１１８０ＭＰａ以上とする。また、本発明に係る冷延鋼板は、それに加えて［引張試験における全伸び（Ｅｌ）が１０％以上］、［引張強度とＪＦＳ Ｔ１００１に記載の方法で測定された穴広げ率（λ）の積（ＴＳ・λ）が５０ＧＰａ・％以上］を有することが好ましい。

次に、本発明に係る冷延鋼板の製造方法の限定理由について説明する。
［冷間圧延率：２０〜８０％］
後工程である連続焼鈍工程において加熱中のオーステナイト粒径を微細化するため、冷間圧延の圧下率は２０％以上とする。一方、過度の圧下は圧延加重が過大となり冷延ミルの負荷増大を招くため、その圧下率は８０％以下とする。

［８００℃以上９５０℃以下の温度域で１秒間以上３００秒間以下の滞在］
加熱温度が８００℃未満であったり、滞在させる時間が１秒間未満であったりすると、十分にオーステナイト化が進行しないため、最終組織におけるポリゴナルフェライト分率が過多になる場合や、残留オーステナイトの面積率が過少となる場合がある。一方、加熱温度が９５０℃超であったり、滞在させる時間が３００秒間超であったりすると、オーステナイト粒径が粗大化し、鋼板の靱性が劣化するばかりでなく、製造性を阻害する。したがって、上述した条件とする。

［８００℃以上９５０℃以下の温度域からＭｓ点以上４８０℃以下の温度域まで５℃／秒以上の冷却速度で冷却し、Ｍｓ点以上４８０℃以下の温度域で３０秒間以上１０００秒間以下の滞在］
上記冷却速度が５℃／秒未満では、冷却中にフェライト変態が過剰に進行してしまうため、最終組織におけるポリゴナルフェライト分率が過多になる。冷却速度の上限は特に規定しないが、Ｍｓ点以上４８０℃以下の温度域からの過冷却を防ぐため２００℃／秒以下とするのが好ましい。

上記冷却終了温度がＭｓ点未満では、マルテンサイトが生成するため穴広げ性が劣化する。一方、上記冷却終了温度が４８０℃超であったり、滞在させる時間が３０秒間未満であったりすると、ベイナイト変態が十分に進行せず、未変態オーステナイトへのＣ濃化が不十分となってしまい、その後の冷却によってマルテンサイトが生成し、残留オーステナイトが過少となる。また、滞在させる時間が１０００秒間超では、生産性の低下が著しくなる。したがって、上述した条件とする。

［溶融亜鉛めっき処理］
溶融亜鉛めっきの浸漬条件については常法に従えばよく、めっき浴温は４２０℃以上５００℃以下、侵入板温は４２０℃以上５００℃以下、浸漬時間は５秒間以下とすればよい。めっき浴中の化学組成として、Ａｌを０．０８質量％以上０．２質量％以下含有することが好ましく、その他、不可避的不純物であるＦｅ、およびＳｉ，Ｍｇ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｐｂが含有されていても本発明に影響を及ぼさない。また、上記浸漬工程後にガスワイピング等公知の方法によりめっきの目付量を制御することが好ましい。目付量は片面あたり２５〜７５ｇ／ｍ^２であることが好ましい。

［合金化処理温度：４６０℃以上５５０℃以下］
合金化処理温度が４６０℃未満であると、合金化速度が遅くなり生産性を損なうばかりでなく、合金化処理むらが発生する可能性がある。一方、合金化処理温度が５５０℃を超えると、未変態オーステナイトが分解してしまい、最終組織における残留オーステナイトが過少となる。さらに、合金化が過度に進行してしまい鋼板のパウダリング性が劣化する場合がある。したがって、合金化処理温度は４６０℃以上５５０℃以下とする。

上記処理後は、鋼板の平坦矯正、表面粗度の調整のために、調質圧延を行ってもよい。この場合、延性の劣化を避けるため、伸び率を２％以下とすることが好ましい。

なお、本発明においては、その他の製造条件は特に限定するものではないが、以下に好適例を示す。

（Ａ）鋳造条件
熱延鋼板の素材として使用する鋼スラブは、製造性の観点から連続鋳造法で成長することが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法でもよい。また、鋳造したスラブは一旦室温まで冷却しても、室温まで冷却することなく加熱炉に直送しても構わない。

（Ｂ）スラブ加熱条件
熱間圧延に供する際のスラブ加熱温度は１１００℃以上１３５０℃以下とすることが好ましい。１１００℃以上とすることにより、炭化物の溶解をより確実に進行させることができる。また、圧延加重を軽減させて操業をより容易にすることができる。また、１３５０℃以下とすることにより、スケールロスの低減を図るとともに、コストの低減を図ることも可能となる。

（Ｃ）熱間圧延条件
熱間圧延の仕上げ温度は８５０℃以上１０５０℃以下とすることが好ましい。仕上げ温度を８５０℃以上とすることにより、圧延抵抗が低減させて圧延をより容易に行うことが可能となる。また、仕上げ温度を１０５０℃以下とすることにより、より美麗な表面性状を確保することが可能となり、最終製品における表面欠陥を抑制することができる。巻取温度は３００℃以上７５０℃以下とすることが好ましい。

巻取温度を３００℃以上とすることにより熱延鋼板をより軟質にすることができ、その後の冷間圧延を容易にすることができる。また、巻取温度を７５０℃以下とすることにより鋼板表面のスケール厚さを軽減し、その後の酸洗性を高めることができる。

熱間圧延後の酸洗は常法に従えばよい。また、酸洗前または酸洗後において、平坦矯正やスケール剥離促進のためにスキンパス圧延を施してもよい。スキンパス圧延を施す場合の伸び率は特に規定しないが、０．１％以上３．０％未満とすることが好ましい。

以下に本発明の実施例を説明する。
表１に示す化学組成を有する鋼を実験室で溶製して鋼塊を鋳造し、表２に示す条件にて熱間圧延を施し３ｍｍ厚の熱延鋼板を得た。その後酸洗を施した後、表２に示す圧下率の冷間圧延を行い、１．２ｍｍ厚の冷延鋼板を得た。

得られた冷延鋼板について、図１および表２に示す条件の熱処理を行った。このようにして得られた冷延鋼板から圧延方向に直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を測定した。また、日本鉄鋼連盟規格の「ＪＦＳ Ｔ １００１ 穴拡げ試験方法」を行い、穴広げ率（λ）を測定した。また前述の方法にしたがって鋼組織の同定を行った。

得られた結果を表３に示す。また、図２は、本発明におけるＢ，ＭｏおよびＣｒ含有量の規定範囲を示すグラフである。

表３における実験Ｎｏ．５〜７，９，１１〜１３，１６〜１８，２４，２６〜２９，３１，３３〜４０は、化学組成、製造条件、鋼組織が全て本発明の規定する範囲に合致するため、所望の機械特性が得られる。

一方、表３における実験Ｎｏ．１〜４，８，１０，１４，１５，１９〜２３，２５，３０，３２は、化学組成ないし製造条件のいずれかが本発明の規定する範囲から外れるため、本発明の規定する鋼組織が得られず、所望の機械特性が得られない。

Claims (8)

1. 質量％で、Ｃ：０．１０％以上０．３０％以下、Ｓｉ：０．５０％超２．５０％以下、Ｍｎ：０．０１％以上２．０％未満、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１％以上１．０％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．２０％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．０１０％以下、Ｃｒ：０％以上１．０％以下、Ｍｏ：０％以上１．０％以下であるとともに、Ｂ、ＭｏおよびＣｒの含有量が下式（１）および（２）を満足し、残部がＦｅおよび不純物である化学組成を有し、
   面積％で、ポリゴナルフェライト：４０％以下、残留オーステナイト：５％以上、マルテンサイト：１０％以下、残部：ベイナイトであるとともに、前記残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度が０．９０質量％以上である鋼組織を有し、
   引張強度が１１８０ＭＰａ以上である機械特性を有すること
   を特徴とする冷延鋼板。
   １０００・Ｂ＋２・（Ｍｏ＋Ｃｒ／２）≧１．０ ・・・・・（１）
   １０００・Ｂ＋１２・（Ｍｏ＋Ｃｒ／２）≦９．０ ・・・・・（２）
   ここで、式中のＣ、ＣｒおよびＭｏは、各元素の含有量（単位：質量％）を表す。
2. 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｉ：１．０％以下およびＣｕ：１．０％以下からなる群から選択された１種または２種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。
3. 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｖ：０．５０％以下およびＮｂ：０．１０％以下からなる群から選択された１種または２種を含有することを特徴とする、請求項１または請求項２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、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下およびＢｉ：０．０１％以下からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする、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。
5. 表面に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を備えることを特徴とする、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
6. 下記工程（Ａ）および（Ｂ）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４までのいずれかに記載の化学組成を有する熱延鋼板に２０％以上８０％以下の圧下率の冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
   （Ｂ）前記冷延鋼板に、８００℃以上９５０℃以下の温度域で１秒間以上３００秒間以下の滞在させた後、前記温度域からＭｓ点以上４８０℃以下の温度域まで５℃／秒以上の冷却速度で冷却し、Ｍｓ点以上４８０℃以下の温度域で３０秒間以上１０００秒間以下の滞在させる連続焼鈍工程。
7. 請求項６に記載された製造方法により得られた冷延鋼板に、溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする冷延鋼板の製造方法。
8. 請求項７に記載された製造方法により得られた冷延鋼板に、４６０℃以上５５０℃以下の温度域で合金化処理を施すことを特徴とする冷延鋼板の製造方法。

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