JP5447740B2 - 冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、ホットスタンプ前及び／又はホットスタンプ後の成形性に優れる冷延鋼板及びその製造方法に関する。本発明の冷延鋼板は、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、及びアルミめっき冷延鋼板を含む。
本願は、２０１２年０１月１３日に、日本に出願された特願２０１２‐００４５５１号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

現在、自動車用鋼板には、衝突安全性向上と軽量化とが求められている。現在は、引張強度で９８０ＭＰａ級（９８０ＭＰａ以上）、１１８０ＭＰａ級（１１８０ＭＰａ以上）の鋼板だけでなく、更なる高強度鋼板が求められている。例えば１．５ＧＰａを超える鋼板が求められるようになっている。このような状況で、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、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７５０℃以上の温度で加熱した後に熱間で成形（加工）することにより高強度鋼板の成形性を向上させ、成形後の冷却により焼き入れを行い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、フェライト・マルテンサイト組織からなる鋼板、フェライト・ベイナイト組織からなる鋼板、あるいは組織中に残留オーステナイトを含有する鋼板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（フェライト・マルテンサイトからなる鋼板、いわゆるＤＰ鋼板）は、低降伏比で引張強度が高く、さらに伸び特性に優れている。しかし、この複合組織鋼板は、フェライトとマルテンサイトの界面に応力が集中してここから割れが発生しやすいので、穴拡げ性に劣るという欠点がある。また、このような複合組織を有する鋼板は、１．５ＧＰａ級の引張強度を発揮できていない。

例えば、特許文献１〜３に、上記のような複合組織鋼板が開示されている。また、特許文献４〜６には、高強度鋼板の硬度と成形性との関係に関する記載がある。

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、更なる高強度化及び部品形状の複雑化の要求に対応することが困難である。

日本国特開平６−１２８６８８号公報 日本国特開２０００−３１９７５６号公報 日本国特開２００５−１２０４３６号公報 日本国特開２００５−２５６１４１号公報 日本国特開２００１−３５５０４４号公報 日本国特開平１１−１８９８４２号公報

本発明は、上述の課題を鑑みて案出されたものである。すなわち、本発明は、強度とともに良好な穴拡げ性を得ることができる成形性に優れた、冷延鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。さらに、ホットスタンプ成形後に１．５ＧＰａ以上、好ましくは１．８ＧＰａ以上、２．０ＧＰａ以上の強度を確保すると共により良好な穴拡げ性を得ることができる冷延鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、ホットスタンプ前（７５０℃以上１０００℃以下に加熱し、加工、冷却を行うホットスタンプ工程における加熱の前）において、強度を確保すると共に穴拡げ性などの成形性に優れた高強度冷延鋼板について鋭意検討した。さらに、ホットスタンプ後（ホットスタンプ工程における加工、冷却の後）において、強度として１．５ＧＰａ以上、好ましくは１．８ＧＰａ以上、２．０ＧＰａ以上を確保すると共に穴拡げ性などの成形性に優れる冷延鋼板について鋭意検討した。この結果、（ｉ）鋼成分に関し、Ｓｉ、Ｍｎ、及びＣの含有量の関係を適切なものとすること、（ｉｉ）フェライト、マルテンサイトの分率を所定の分率とすること、かつ、（ｉｉｉ）冷間圧延の圧下率を調整して鋼板の板厚表層部及び板厚中心部（中心部）のマルテンサイトの硬度比（硬度の差）、並びに中心部のマルテンサイトの硬度分布を特定の範囲内にすることにより、冷延鋼板において、これまで以上の成形性、即ち引張強度ＴＳと穴拡げ率λの積であるＴＳ×λにおいて５００００ＭＰａ・％以上が確保できることを見出した。また、このようにして得られた冷延鋼板を一定の条件範囲のホットスタンプに用いれば、ホットスタンプ後においても冷延鋼板の板厚表層部及び中心部のマルテンサイトの硬度比、及び板厚中心部のマルテンサイトの硬度分布が概ね維持されることで、ホットスタンプ後においても高強度かつ成形性に優れる冷延鋼板（ホットスタンプ成形体）が得られることを見出した。また、冷延鋼板の板厚中心部におけるＭｎＳの偏析を抑制することも、ホットスタンプを行う前の冷延鋼板及びホットスタンプを行った後の冷延鋼板のいずれにおいても穴拡げ性の向上に有効であることも判明した。
また、マルテンサイトの硬度を制御するためには、複数のスタンドを有する冷間圧延機による冷間圧延において、最上流から第３段目までの各スタンドにおける冷延率の、総冷延率（累積圧延率）に対する割合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。本発明者らは上記の知見を基に、以下に示す発明の諸態様を知見するに至った。また、この冷延鋼板に、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき、及びアルミめっき冷延鋼板を行ってもその効果を損なうものではないことを知見した。

（１）すなわち、本発明の一態様に係る冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１５０％超、０．３００％以下、Ｓｉ：０．０１０％以上、１．０００％以下、Ｍｎ：１．５０％以上、２．７０％以下、Ｐ：０．００１％以上、０．０６０％以下、Ｓ：０．００１％以上、０．０１０％以下、Ｎ：０．０００５％以上、０．０１００％以下、Ａｌ：０．０１０％以上、０．０５０％以下、を含有し、選択的に、Ｂ：０．０００５％以上、０．００２０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上、０．５０％以下、Ｃｒ：０．０１％以上、０．５０％以下、Ｖ：０．００１％以上、０．１００％以下、Ｔｉ：０．００１％以上、０．１００％以下、Ｎｂ：０．００１％以上、０．０５０％以下、Ｎｉ：０．０１％以上、１．００％以下、Ｃｕ：０．０１％以上、１．００％以下、Ｃａ：０．０００５％以上、０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以上、０．００５０％以下、の１種以上を含有する場合があり、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、Ｃ含有量、Ｓｉ含有量及びＭｎ含有量を、単位質量％で、それぞれ［Ｃ］、［Ｓｉ］及び［Ｍｎ］と表したとき、下記式１の関係が成り立ち、金属組織が、面積率で、４０％以上９０％以下のフェライトと、１０％以上６０％以下のマルテンサイトとを含有し、さらに、面積率で１０％以下のパーライトと、体積率で５％以下の残留オーステナイトと、面積率で２０％以下のベイナイトの１種以上を含有し、ナノインデンターにて測定された前記マルテンサイトの硬度が、下記の式２ａ及び式３ａを満足し、引張強度であるＴＳと穴拡げ率であるλとの積で表されるＴＳ×λが５００００ＭＰａ・％以上である。
（５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］）／［Ｃ］＞１０・・・（式１）
Ｈ２０／Ｈ１０＜１．１０・・・（式２ａ）
σＨＭ０＜２０・・・（式３ａ）
ここで、Ｈ１０は前記冷延鋼板の表層部の前記マルテンサイトの平均硬度であり、Ｈ２０は前冷延記鋼板の板厚中心から板厚方向に±１００μｍの範囲である板厚中心部での前記マルテンサイトの平均硬度であり、σＨＭ０は前記板厚中心部から板厚方向に±１００μｍの範囲内に存在する前記マルテンサイトの硬度の分散値である。

（２）上記（１）に記載の冷延鋼板は、前記金属組織中に存在する、円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下のＭｎＳの面積率が０．０１％以下であり、下記式４ａが成り立ってもよい。
ｎ２０／ｎ１０＜１．５・・・（式４ａ）
ここで、ｎ１０は前記冷延鋼板の板厚１／４部における前記ＭｎＳの１００００μｍ^２あたりの平均個数密度であり、ｎ２０は前記板厚中心部における前記ＭｎＳの１００００μｍ^２あたりの平均個数密度である。

（３）本発明の他の態様に係る冷延鋼板は、上記（１）に記載の冷延鋼板に対して、さらに、７５０℃以上１０００℃以下まで加熱し、加工を行い、冷却するホットスタンプを行った後に、前記ナノインデンターにて測定されたマルテンサイトの硬度が、下記の式２ｂ及び式３ｂを満足してかつ、前記金属組織が、面積率で、８０％以上のマルテンサイトを含有し、さらに、面積率で１０％以下のパーライト、体積率で５％以下の残留オーステナイト、面積率で２０％未満のフェライト、面積率で２０％未満のベイナイトの１種以上を含有する場合があり、引張強度であるＴＳと穴拡げ率であるλとの積で表されるＴＳ×λが５００００ＭＰａ・％以上である。
Ｈ２／Ｈ１＜１．１０・・・（式２ｂ）
σＨＭ＜２０・・・（式３ｂ）
ここで、Ｈ２は前記ホットスタンプ後の前記表層部の前記マルテンサイトの平均硬度であり、Ｈ２は前記ホットスタンプ後の前記板厚中心部での前記マルテンサイトの平均硬度であり、σＨＭは前記ホットスタンプ後の前記板厚中心部に存在する前記マルテンサイトの硬度の分散値である。

（４）上記（３）に記載の冷延鋼板は、前記金属組織中に存在する、円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下のＭｎＳの面積率が０．０１％以下であり、下記式４ｂが成り立ってもよい。
ｎ２／ｎ１＜１．５・・・（式４ｂ）
ここで、ｎ１は前記ホットスタンプを行った後の前記冷延鋼板の板厚１／４部における前記ＭｎＳの１００００μｍ^２あたりの平均個数密度であり、ｎ２は前記ホットスタンプを行った後の前記板厚中心部における前記ＭｎＳの１００００μｍ^２あたり平均個数密度である。

（５）上記（１）〜（４）のいずれか一項に記載の冷延鋼板は、前記冷延鋼板の表面に、さらに、溶融亜鉛めっき層を有してもよい。

（６）上記（５）に記載の冷延鋼板は、前記溶融亜鉛めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層を含んでもよい。

（７）上記（１）〜（４）のいずれか一項に記載の冷延鋼板は、前記冷延鋼板の表面に、さらに電気亜鉛めっき層を有してもよい。

（８）上記（１）〜（４）のいずれか一項に記載の冷延鋼板は、前記冷延鋼板の表面に、さらにアルミめっき層を有してもよい。

（９）本発明の一態様に係る冷延鋼板の製造方法は、上記（１）に記載の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；前記鋼材を加熱する加熱工程と；前記鋼材に複数のスタンドを有する熱間圧延設備を用いて熱間圧延を施す熱間圧延工程と；前記鋼材を、前記熱間圧延工程後に、巻取る巻取り工程と；前記鋼材に、前記巻取り工程後に、酸洗を行う酸洗工程と；前記鋼材を、前記酸洗工程後に、複数のスタンドを有する冷間圧延機にて下記の式５が成り立つ条件下で冷間圧延を施す冷間圧延工程と；前記鋼材を、前記冷間圧延工程後に、７００℃以上８５０℃以下に加熱して冷却を行う焼鈍工程と；前記鋼材を、前記焼鈍工程後に、調質圧延を行う調質圧延工程と；を有する。
１．５×ｒ１／ｒ＋１．２×ｒ２／ｒ＋ｒ３／ｒ＞１．０・・・（５）
ここで、ｉを１、２または３としたときの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段目のスタンドでの単独の目標冷延率を単位％で示しており、ｒは前記冷間圧延工程における総冷延率を、単位％で示している。

（１０）上記（９）に記載の冷延鋼板の製造方法は、前記巻取り工程における巻取り温度を、単位℃で、ＣＴと表し；前記鋼材のＣ含有量、Ｍｎ含有量、Ｓｉ含有量及びＭｏ含有量を、単位質量％で、それぞれ［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］及び［Ｍｏ］と表したとき；下記の式６が成り立ってもよい。
５６０−４７４×［Ｃ］−９０×［Ｍｎ］−２０×［Ｃｒ］−２０×［Ｍｏ］＜ＣＴ＜８３０−２７０×［Ｃ］−９０×［Ｍｎ］−７０×［Ｃｒ］−８０×［Ｍｏ］・・・（６）

（１１）上記（９）または（１０）に記載の冷延鋼板の製造方法は、前記加熱工程における加熱温度を、単位℃で、Ｔとし、かつ、在炉時間を、単位分で、ｔとし；前記鋼材のＭｎ含有量及びＳ含有量を、単位質量％で、それぞれ［Ｍｎ］、［Ｓ］としたとき；下記の式７が成り立ってもよい。
Ｔ×ｌｎ（ｔ）／（１．７×［Ｍｎ］＋［Ｓ］）＞１５００・・・（７）

（１２）上記（９）〜（１１）のいずれか一項に記載の冷延鋼板の製造方法は、さらに、前記焼鈍工程と前記調質圧延工程との間に、前記鋼材に溶融亜鉛めっきを施す溶融亜鉛めっき工程を有してもよい。

（１３）上記（１２）に記載の冷延鋼板の製造方法は、さらに、前記溶融亜鉛めっき工程と前記調質圧延工程との間に、前記鋼材に合金化処理を施す合金化処理工程を有してもよい。

（１４）上記（９）〜（１１）のいずれか一項に記載の冷延鋼板の製造方法は、さらに、前記調質圧延工程の後に、前記鋼材に電気亜鉛めっきを施す電気亜鉛めっき工程を有してもよい。

（１５）上記（９）〜（１１）のいずれか一項に記載の冷延鋼板の製造方法は、さらに、前記焼鈍工程と前記調質圧延工程との間に、前記鋼材にアルミめっきを施すアルミめっき工程を有してもよい。

本発明の上記態様によれば、Ｃ含有量、Ｍｎ含有量、及びＳｉ含有量の関係を適切なものとすると共に、ナノインデンターにて測定されたマルテンサイトの硬度を適当なものとしているため、良好な穴拡げ性を有する冷延鋼板を得ることができる。さらに、ホットスタンプ後においても良好な穴拡げ性を有する冷延鋼板を得ることができる。
なお、上記（１）〜（８）の冷延鋼板及び上記（９）〜（１５）の冷延鋼板で製造された冷延鋼板、を用いて製造されたホットスタンプ成形体は、成形性に優れる。

（５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］）／［Ｃ］とＴＳ×λとの関係を示すグラフである。 式２ａ、２ｂ、式３ａ、３ｂの根拠を示すグラフであり、ホットスタンプ前冷延鋼板のＨ２０／Ｈ１０とσＨＭ０との関係、及びホットスタンプ後の冷延鋼板のＨ２／Ｈ１とσＨＭとの関係を示すグラフである。 式３ａ、３ｂの根拠を示すグラフであり、ホットスタンプ前のσＨＭ０及びホットスタンプ後のσＨＭと、ＴＳ×λとの関係を示すグラフである。 ホットスタンプ前の冷延鋼板のｎ２０／ｎ１０及びホットスタンプ後の冷延鋼板のｎ２／ｎ１と、ＴＳ×λとの関係を示し、式４ａ、４ｂの根拠を示すグラフである。 １．５×ｒ１／ｒ＋１．２×ｒ２／ｒ＋ｒ３／ｒと、ホットスタンプ前の冷延鋼板のＨ２０／Ｈ１０及びホットスタンプ後のＨ２／Ｈ１との関係を示し、式５の根拠を示すグラフである。 式６とマルテンサイト分率との関係を示すグラフである。 式６とパーライト分率との関係を示すグラフである。 Ｔ×ｌｎ（ｔ）／（１．７×［Ｍｎ］＋［Ｓ］）とＴＳ×λとの関係を示し、式７の根拠を示すグラフである。 実施例に用いたホットスタンプ成形体（ホットスタンプ後の冷延鋼板）の斜視図である。 本発明の一実施形態に係る冷延鋼板の製造方法を示すフローチャートである。

先述したように、穴拡げ性の向上には、Ｓｉ、Ｍｎ、及びＣの含有量の関係を適切なものとし、さらに、鋼板の所定の部位のマルテンサイトの硬度を適切にすることが重要である。これまで、冷延鋼板の成形性とマルテンサイトの硬度との関係に着目した検討は、ホットスタンプ前後のいずれの場合についても行われていない。

以下に本発明の実施形態を詳細に説明する。
まず、本発明の一実施形態に係る冷延鋼板、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。
なお、本実施形態においては、便宜上、ホットスタンプが施されていない冷延鋼板を、単に冷延鋼板、ホットスタンプ前の冷延鋼板、または本実施形態に係る冷延鋼板と呼び、ホットスタンプが施された（ホットスタンプによって加工された）冷延鋼板を、ホットスタンプ後の冷延鋼板、または本実施形態に係るホットスタンプ後の冷延鋼板と呼ぶ。

Ｃ：０．１５０％超、０．３００％以下
Ｃは、フェライト相及びマルテンサイト相を強化して鋼の強度を高めるのに重要な元素である。しかしながら、Ｃの含有量が０．１５０％以下ではマルテンサイト組織が十分に得られず、強度を十分高めることができない。一方、０．３００％を超えると伸びや穴拡げ性の低下が大きくなる。そのため、Ｃの含有量の範囲は、０．１５０％超、０．３００％以下とする。

Ｓｉ：０．０１０％以上、１．０００％以下
Ｓｉは有害な炭化物の生成を抑え、フェライトとマルテンサイトとを主体とする複合組織を得るのに重要な元素である。しかし、Ｓｉ含有量が１．０００％を超えると伸びや穴拡げ性が低下するほか化成処理性も低下する。そのため、Ｓｉの含有量は１．０００％以下とする。また、Ｓｉは脱酸のために添加されるが、Ｓｉの含有量が０．０１０％未満では脱酸効果が十分でない。そのため、Ｓｉの含有量は、０．０１０％以上とする。

Ａｌ：０．０１０％以上、０．０５０％以下
Ａｌは、脱酸剤として重要な元素である。脱酸の効果を得るため、Ａｌの含有量を０．０１０％以上とする。一方、Ａｌを過度に添加しても上記効果は飽和し、かえって鋼を脆化させ、ＴＳ×λを低下させる。そのため、Ａｌの含有量は０．０１０％以上０．０５０％以下とする。

Ｍｎ：１．５０％以上、２．７０％以下
Ｍｎは焼入れ性を高めて鋼を強化するのに重要な元素である。しかしながら、Ｍｎの含有量が１．５０％未満では、強度を十分高めることができない。一方、Ｍｎの含有量が２．７０％を超えると、焼入れ性が過剰となり、伸びや穴拡げ性が低下する。従って、Ｍｎの含有量は１．５０％以上、２．７０％以下とする。伸びの要求が高い場合、Ｍｎの含有量は２．００％以下とすることが望ましい。

Ｐ：０．００１％以上、０．０６０％以下
Ｐは、含有量が多いと粒界へ偏析し、局部伸び及び溶接性を劣化させる。従って、Ｐの含有量は０．０６０％以下とする。Ｐ含有量は少ない方が望ましいが、Ｐ含有量を極端に低減させることは、精錬時のコストアップにつながるので、Ｐの含有量は０．００１％以上とすることが望ましい。

Ｓ：０．００１％以上、０．０１０％以下
Ｓは、ＭｎＳを形成して局部伸び及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０．０１０％とする。また、Ｓ含有量は少ない方が望ましいが、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。

Ｎ：０．０００５％以上、０．０１００％以下
Ｎは、ＡｌＮ等を析出して結晶粒を微細化するのに重要な元素である。しかし、Ｎの含有量が０．０１００％を超えていると、固溶Ｎ（固溶窒素）が残存して伸びや穴拡げ性が低下する。従って、Ｎの含有量は０．０１００％以下とする。なお、Ｎ含有量は少ない方が望ましいが、精錬時のコストの問題からＮ含有量の下限を０．０００５％とするのが望ましい。

本実施形態に係る冷延鋼板は、以上の元素と残部の鉄及び不可避的不純物よりなる組成を基本とするが、さらに、強度の向上、硫化物や酸化物の形状の制御などのために、従来から用いている元素としてＮｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃａ、ＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ：希土類元素）、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂの元素のいずれか１種または２種以上を、後述する上限以下の含有量で含有することができる。これらの化学元素は、必ずしも鋼板中に添加する必要がないため、その下限は、０％である。

Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖは、微細な炭窒化物を析出して鋼を強化する元素である。また、Ｍｏ、Ｃｒは焼き入れ性を高めて鋼を強化する元素である。これらの効果を得るためには、Ｎｂ：０．００１％以上、Ｔｉ：０．００１％以上、Ｖ：０．００１％以上、Ｍｏ：０．０１％以上、Ｃｒ：０．０１％以上を含有することが望ましい。しかし、Ｎｂ：０．０５０％超、Ｔｉ：０．１００％超、Ｖ：０．１００％超、Ｍｏ：０．５０％超、Ｃｒ：０．５０％超が含有されていても、強度上昇の効果は飽和するのみならず、伸びや穴拡げ性の低下をもたらす。そのため、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒの上限を、それぞれ０．０５０％、０．１００％、０．１００％、０．５０％、０．５０％とする。

鋼はさらに、Ｃａを、０．０００５％以上、０．００５０％以下含有することができる。Ｃａは硫化物や酸化物の形状を制御して局部伸びや穴拡げ性を向上させる。この効果を得るためには、０．０００５％以上含有することが望ましい。しかし、Ｃａを過度に含有すると加工性が劣化するため、Ｃａ含有量の上限を０．００５０％とする。ＲＥＭ（希土類元素）についても同様の理由から、その下限を０．０００５％、上限を０．００５０％とする。

鋼はさらに、Ｃｕ：０．０１％以上、１．００％以下、Ｎｉ：０．０１％以上、１．００％以下、Ｂ：０．０００５％以上、０．００２０％以下の範囲で含有することができる。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。しかしながら、その効果を得るためには、Ｃｕ：０．０１％以上、Ｎｉ：０．０１％以上、Ｂ：０．０００５％以上含有することが望ましい。これ以下では鋼を強化する効果が小さい。一方、Ｃｕ：１．００％超、Ｎｉ：１．００％超、Ｂ：０．００２０％超添加しても、強度上昇の効果は飽和する上、伸びや穴拡げ性が低下する。そのため、Ｃｕ含有量、Ｎｉ含有量及びＢ含有量の上限を、それぞれ、１．００％、１．００％、０．００２０％とする。

Ｂ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃａ、ＲＥＭを含有する場合は少なくとも１種以上を含有する。鋼の残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる。不可避的不純物として、特性を損なわない範囲であれば、上記以外の元素（例えばＳｎ、Ａｓ等）をさらに含んでも構わない。Ｂ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃａ、ＲＥＭが前述の下限未満含有されているときは不可避的不純物として扱う。
なお、ホットスタンプを行っても化学成分は変化しないため、ホットスタンプ後の鋼板においても、化学成分は上述の範囲を満足する。

さらに、本実施形態に係る冷延鋼板、及び本実施形態に係るホットスタンプ後の冷延鋼板では、図１から分かるように、十分な穴拡げ性を得るために、Ｃ含有量（質量％）、Ｓｉ含有量（質量％）及びＭｎ含有量（質量％）を、それぞれ［Ｃ］、［Ｓｉ］及び［Ｍｎ］と表したとき、下記式１の関係が成り立つことが重要である。
（５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］）／［Ｃ］＞１０・・・（１）
（５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］）／［Ｃ］の値が１０以下であると、ＴＳ×λが５００００ＭＰａ・％未満となり、十分な穴拡げ性を得ることができない。これは、Ｃ量が高いと硬質相の硬度が高くなりすぎて、軟質相との硬度の差が大きくなりλの値が劣ることと、Ｓｉ量もしくはＭｎ量が少ないとＴＳが低くなるためである。そのため、それぞれの元素について上述の範囲とした上で、さらに、その含有量のバランスも制御する必要がある。（５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］）／［Ｃ］の値については、圧延やホットスタンプによって変化しない。ただし、（５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］）／［Ｃ］＞１０を満足しても、後述するマルテンサイトの硬度比（Ｈ２０／Ｈ１０、Ｈ２／Ｈ１）や、マルテンサイト硬度の分散（σＨＭ０、σＨＭ）が条件を満足しない場合には、冷延鋼板またはホットスタンプ後の冷延鋼板において十分な穴拡げ性が得られない。

次に、本実施形態に係る冷延鋼板及び本実施形態に係るホットスタンプ後の冷延鋼板の金属組織の限定理由について述べる。
一般的に、フェライト及びマルテンサイトが主体となる金属組織を有する冷延鋼板で穴拡げ性などの成形性を支配するのはフェライトよりもマルテンサイトである。本発明者らは、マルテンサイトの硬度と、伸びや穴拡げ性などの成形性との関係に着目して鋭意検討を行った。その結果、図２Ａ、図２Ｂに示すように、冷延鋼板及びホットスタンプ後の冷延鋼板のいずれにおいても、板厚表層部と板厚中心部との間のマルテンサイトの硬度比（硬度の差）、及び板厚中心部のマルテンサイトの硬度分布が所定の状態であれば、伸びや穴拡げ性などの成形性が良好になることを見出した。また、成形性の良好な冷延鋼板に対してホットスタンプで焼入れを行ったホットスタンプ後の冷延鋼板において、ホットスタンプ前の冷延鋼板におけるマルテンサイト硬度比及びマルテンサイトの硬度分布が概ね維持されること、その結果、伸びや穴拡げ性などの成形性が良好であることを見出した。これは、ホットスタンプ前の冷延鋼板に生じたマルテンサイトの硬度分布が、ホットスタンプ後にも大きく影響するためである。具体的には、板厚中心部に濃化した合金元素が、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。すなわち、ホットスタンプ前の鋼板で、板厚表層部と板厚中心部とのマルテンサイトの硬度比が大きい場合や、板厚中心部でのマルテンサイト硬度の分散値が大きい場合は、ホットスタンプ後も同様の硬度比及び分散値となる。

本発明者らは、さらに、ＨＹＳＩＴＲＯＮ社のナノインデンターにて１０００倍の倍率で測定されたマルテンサイトの硬度測定に関し、ホットスタンプの前の冷延鋼板において下記の式２ａ及び式３ａが成り立つことで成形性が向上することを知見した。また、本発明者らは、この関係について、ホットスタンプ後の冷延鋼板において、同様に下記の式２ｂ及び３ｂが成り立つことで成形性が向上することを知見した。
Ｈ２０／Ｈ１０＜１．１０・・・（２ａ）
σＨＭ０＜２０・・・（３ａ）
Ｈ２／Ｈ１＜１．１０・・・（２ｂ）
σＨＭ＜２０・・・（３ｂ）
ここで、Ｈ１０はホットスタンプ前の冷延鋼板の、最表層から板厚方向２００μｍ以内である板厚表層部のマルテンサイトの硬度である。Ｈ２０はホットスタンプ前の冷延鋼板の板厚中心部、すなわち、板厚方向に板厚中心から±１００μｍ以内の範囲のマルテンサイトの硬度である。σＨＭ０はホットスタンプ前の冷延鋼板の板厚中心から板厚方向に±１００μｍの範囲内に存在するマルテンサイトの硬度の分散値である。
また、Ｈ１は、はホットスタンプ後の冷延鋼板の、最表層から板厚方向２００μｍ以内である板厚表層部のマルテンサイトの硬度である。Ｈ２はホットスタンプ後の冷延鋼板の板厚中心部、すなわち、板厚方向に板厚中心から±１００μｍ以内の範囲のマルテンサイトの硬度である。σＨＭはホットスタンプ後の冷延鋼板の板厚中心から板厚方向に±１００μｍの範囲内に存在するマルテンサイトの硬度の分散値である。
硬度については、それぞれ３００点計測している。板厚中心から板厚方向に±１００μｍの範囲は、板厚中心を中心とする板厚方向の寸法が２００μｍの範囲である。
また、ここで、硬度の分散値σＨＭ０または、σＨＭは、以下の式８で求められ、マルテンサイトの硬度の分布を示す値である。なお、式中のσＨＭは、σＨＭ０を代表して、σＨＭと記載している。

・・・（８）

Ｘ_ａｖｅは測定したマルテンサイトの硬度の平均値であり、Ｘ_ｉはｉ番目のマルテンサイトの硬度を表す。なお、σＨＭを、σＨＭ０に置き換えても同じである。
図２Ａに、ホットスタンプ前の冷延鋼板及びホットスタンプ後の冷延鋼板の、表層部のマルテンサイト硬度と板厚中心部のマルテンサイト硬度との比を示す。また、図２Ｂにホットスタンプ前の冷延鋼板及びホットスタンプ後の冷延鋼板の、板厚中心から板厚方向に±１００μｍの範囲内に存在するマルテンサイトの硬度の分散値を併せて示す。図２Ａ及び図２Ｂから分かるように、ホットスタンプ前の冷延鋼板の硬度比とホットスタンプ後の冷延鋼板の硬度比とはほぼ同じである。また、ホットスタンプ前の冷延鋼板とホットスタンプ後の冷延鋼板において、板厚中心部のマルテンサイトの硬度の分散値もほぼ同じである。そのため、ホットスタンプ後の冷延鋼板の成形性は、ホットスタンプ前の鋼板の成形性と同様に優れていることが分かる。

Ｈ２０／Ｈ１０またはＨ２／Ｈ１の値が１．１０以上であることは、ホットスタンプ前の冷延鋼板またはホットスタンプ後の冷延鋼板において、板厚中心部のマルテンサイトの硬度が板厚表層部のマルテンサイトの硬度の１．１０倍以上であることを示す。すなわち、板厚中心部の硬度が高くなり過ぎていることを示す。図２Ａから分かるように、Ｈ２０／Ｈ１０が１．１０以上であると、σＨＭ０が２０以上となり、Ｈ２／Ｈ１が１．１０以上であると、σＨＭが２０以上となる。この場合、ＴＳ×λ＜５００００ＭＰａ・％となり、焼入れ前（即ちホットスタンプ前）、焼入れ後（即ちホットスタンプ後）のいずれにおいても十分な成形性が得られない。尚、Ｈ２０／Ｈ１０及びＨ２／Ｈ１の下限は、特殊な熱処理をしない限り、理論上、板厚中心部と板厚表層部が同等となる場合であるが、現実的に生産性を考慮した生産工程では、例えば１．００５程度までである。

分散値σＨＭ０またはσＨＭが２０以上であることは、ホットスタンプ前の冷延鋼板またはホットスタンプ後の冷延鋼板において、マルテンサイトの硬度のばらつきが大きく、局所的に硬度が高すぎる部分が存在することを示す。この場合、ＴＳ×λ＜５００００ＭＰａ・％となり、十分な成形性が得られない。

次に、本実施形態に係る冷延鋼板（ホットスタンプ前）、及び本実施形態に係るホットスタンプ後の冷延鋼板の金属組織について述べる。
本実施形態に係る冷延鋼板の金属組織において、フェライト面積率は４０％〜９０％である。フェライト面積率が４０％未満であると、ホットスタンプ前から強度が高くなりすぎて、鋼板の形状が悪化する場合や、切断が困難になる場合がある。従って、フェライト面積率は４０％以上とする。一方、本実施形態に係る冷延鋼板では、合金元素の添加が多いため、フェライト面積率を９０％超にすることは困難である。金属組織にはフェライトの他、マルテンサイトも含まれ、その面積率は１０〜６０％である。フェライト面積率とマルテンサイト面積率との和が６０％以上であることが望ましい。金属組織には、更に、パーライト、ベイナイト及び残留オーステナイトのうちの１種以上が含まれていてもよい。但し、金属組織中に残留オーステナイトが残存していると、２次加工脆性及び遅れ破壊特性が低下しやすいため、残留オーステナイトは実質的に含まれていないことが好ましい。しかしながら、不可避的に、体積率５％以下までの残留オーステナイトが含まれていてもよい。パーライトは硬く脆い組織なので、含まれないことが好ましいが、不可避的に面積率で１０％までは含まれることを許容できる。ベイナイトは、残組織として発生し得る組織で、強度や成形性から見れば中間的な組織であり、含まれなくても構わないが、面積率で最大２０％まで含まれることを許容できる。本実施形態では、金属組織に関して、フェライト、ベイナイト、パーライトをナイタールエッチング、マルテンサイトをレペラーエッチングにより観察した。いずれも板厚１／４部を１０００倍にて光学顕微鏡で観察した。残留オーステナイトは鋼板を板厚１／４位置まで研磨した後、Ｘ線回折装置で体積分率を測定した。

本実施形態に係るホットスタンプ後の冷延鋼板は、金属組織において、面積率で、マルテンサイトが８０％以上である。マルテンサイトの面積率が８０％未満であると、近年ホットスタンプ成形体に求められる十分な強度（例えば１．５ＧＰａ以上）が得られない。従って、マルテンサイト面積率は８０％以上とすることが望ましい。ホットスタンプ後の冷延鋼板の金属組織の全て、もしくは主要な部分はマルテンサイトで占められるが、その他の金属組織として、面積率で１０％以下のパーライト、体積率で５％以下の残留オーステナイト、面積率で２０％未満のフェライト、面積率で２０％未満のベイナイトの１種以上を含有する場合がある。フェライトは、ホットスタンプ条件によって、０％以上、２０％未満存在するが、この範囲であればホットスタンプ後の強度に問題はない。また、金属組織中に残留オーステナイトが残存していると、２次加工脆性及び遅れ破壊特性が低下しやすい。このため、残留オーステナイトが実質的に含まれていないことが好ましいが、不可避的に体積率で、５％以下の残留オーステナイトが含まれていてもよい。パーライトは硬く脆い組織なので、含まれないことが好ましいが、不可避的に面積率で１０％までは許容する。ベイナイトは前述と同様の理由から、面積率で最大２０％未満まで許容できる。金属組織は、ホットスタンプ前の冷延鋼板の場合と同様に、フェライト、ベイナイト、パーライトはナイタールエッチング、マルテンサイトはレペラーエッチングを行い、板厚１／４部を１０００倍にて光学顕微鏡を用いて観察した。残留オーステナイトは鋼板を板厚１／４位置まで研磨した後、Ｘ線回折装置で体積分率を測定した。
なお、ホットスタンプは、常法に従い、例えば、７５０℃以上１０００℃以下まで加熱し、加工を行い、冷却を行えばよい。

本実施形態では、ホットスタンプ前の冷延鋼板及びホットスタンプ後の冷延鋼板において、ナノインデンターにて１０００倍の倍率で測定されたマルテンサイトの硬度（インテンデーション硬度（ＧＰａまたはＮ／ｍｍ^２）、あるいはインテンデーション硬度からヴィッカース硬度（ＨＶ）に換算した値）を規定している。通常のビッカース硬さ試験では、形成される圧痕がマルテンサイトよりも大きくなる。そのため、マルテンサイト及びその周囲の組織（フェライト等）のマクロ的な硬さは得られるものの、マルテンサイトそのものの硬さを得ることはできない。穴拡げ性などの成形性にはマルテンサイトそのものの硬さが大きく影響するため、ビッカース硬さだけでは、十分に成形性を評価することは困難である。これに対し、本実施形態では、ナノインデンターにて測定されたマルテンサイトそのものの硬度比、分散状態を適切な範囲に制御しているため、極めて良好な成形性を得ることができる。

本実施形態に係る冷延鋼板の、板厚１／４の位置（表面から板厚の１／４深さの位置）と板厚中心部とでＭｎＳを観察した。その結果、円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下のＭｎＳの面積率が０．０１％以下であり、かつ、図３に示すように、下記式４ａが成り立つことが、ＴＳ×λ≧５００００ＭＰａ・％をより良好かつ安定的に得る上で好ましいことが分かった。これは、穴拡げ試験を実施した際に、円相当直径が０．１μｍ以上のＭｎＳが存在すると、その周囲に応力が集中するために割れが生じやすくなるためと考えられる。円相当直径０．１μｍ未満のＭｎＳをカウントしないのは、応力集中への影響が小さいためである。一方、１０μｍ超のＭｎＳは大き過ぎてそもそも加工に適さなくなるからである。更に、０．１μｍ以上１０μｍ以下のＭｎＳの面積率が０．０１％超であると、応力集中によって生じた微細な割れが伝播しやすくなる。そのため、穴拡げ性が低下する場合がある。
ｎ２０／ｎ１０＜１．５・・・（４ａ）
ここで、ｎ１０は、ホットスタンプ前の冷延鋼板の、板厚１／４部の円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下ＭｎＳの単位面積（１００００μｍ^２）あたりの個数密度（個／１００００μｍ^２）である。ｎ２０は、ホットスタンプ前の冷延鋼板の、板厚中心部の円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下ＭｎＳの単位面積あたりの個数密度（平均個数密度）である。
また、本発明者らは、本実施形態に係るホットスタンプ後の冷延鋼板の、板厚１／４の位置（表面から板厚の１／４深さの位置）と板厚中心部とでＭｎＳを観察した。その結果、ホットスタンプ前の冷延鋼板と同様に、円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下のＭｎＳの面積率が０．０１％以下であり、かつ、図３に示すように、下記式４ｂが成り立つことが、ＴＳ×λ≧５００００ＭＰａ・％をより良好かつ安定的に得る上で好ましいことが分かった。
ｎ２／ｎ１＜１．５・・・（４ｂ）
ここで、ｎ１は、ホットスタンプ後の冷延鋼板の板厚１／４部の、円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下ＭｎＳの単位面積あたりの個数密度である。ｎ２は、ホットスタンプ後の冷延鋼板の板厚中心部の、円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下ＭｎＳの単位面積あたりの個数密度（平均個数密度）である。

円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下のＭｎＳの面積率が０．０１％超であると、上述の通り、応力集中によって成形性が低下しやすい。ＭｎＳの面積率の下限は特に規定しないが、後述の測定方法および倍率や視野の制限、脱硫処理能力及びそもそものＭｎやＳの含有量から、０．０００１％以上は存在する。
一方、ｎ２０／ｎ１０またはｎ２／ｎ１の値が、１．５以上であることは、ホットスタンプ前の冷延鋼板またはホットスタンプ後の冷延鋼板の、板厚中心部のＭｎＳの個数密度が板厚１／４部のＭｎＳの個数密度の１．５倍以上であることを示している。この場合、板厚中心部でのＭｎＳの偏析により成形性が低下しやすい。
本実施形態では、ＭｎＳの円相当直径および個数密度はＪＥＯＬ社のＦｅ−ＳＥＭ（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を使って測定した。倍率は１０００倍で、１視野の測定面積は０．１２×０．０９ｍｍ^２（＝１０８００μｍ^２≒１００００μｍ^２）とした。表面から板厚１／４深さの位置（板厚１／４部）で１０視野、板厚中心部で１０視野を観察した。ＭｎＳの面積率は粒子解析ソフトウェアを用いて算出した。本実施形態では、ホットスタンプ前の冷延鋼板及びホットスタンプ後の冷延鋼板について、ＭｎＳを観察したが、ホットスタンプ前の冷延鋼板のＭｎＳの形態（形状及び個数）に対して、ホットスタンプ後の冷延鋼板のＭｎＳの形態は、ほとんど変化しなかった。図３はホットスタンプ前冷延鋼板のｎ２０／ｎ１０及びホットスタンプ後の冷延鋼板のｎ２／ｎ１と、ＴＳ×λとの関係を示す図である。ホットスタンプ前のｎ２０／ｎ１０と、ホットスタンプ後の冷延鋼板のｎ２／ｎ１とがほぼ一致していることが分かる。これは、通常ホットスタンプの際に加熱する温度ではＭｎＳの形態が変化しないからである。

本実施形態に係る冷延鋼板は、優れた成形性を有している。さらに、このような冷延鋼板にホットスタンプを行ったホットスタンプ後の冷延鋼板では、１５００ＭＰａ（１．５ＧＰａ）から２２００ＭＰａの引張強度を有して、かつ、優れた成形性を示す。特に、１８００ＭＰａから２０００ＭＰａ程度の高強度にて従来の冷延鋼板に比べて著しい成形性向上の効果が得られる。

本実施形態に係る冷延鋼板及び本実施形態に係るホットスタンプ後の冷延鋼板の表面には、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が施されていれば防錆上好ましい。これらのめっきを行っても、本実施形態の効果を損なうものではない。これらのめっきについては、公知の方法にて施すことができる。

以下に、本実施形態に係る冷延鋼板の製造方法について説明する。

本実施形態に係る冷延鋼板を製造するに際しては、通常の条件として、上述した化学成分を有するように溶製した溶鋼を、転炉の後に連続鋳造してスラブとする。連続鋳造の際、鋳造速度が早いとＴｉなどの析出物が微細になりすぎる。一方、遅いと生産性が悪い上に前述の析出物が粗大化してかつ粒子数が少なくなり、遅れ破壊などの別の特性が制御できない形態となってしまう場合がある。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。

溶製及び鋳造後のスラブは、そのまま熱間圧延に供することができる。あるいは、１１００℃未満に冷却されていた場合には、トンネル炉などで１１００℃以上、１３００℃以下に再加熱して熱間圧延に供することができる。熱間圧延時のスラブの温度が、１１００℃未満の温度では熱間圧延において仕上げ温度を確保することが困難であり、伸び低下の原因となる。また、ＴｉＮｂ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るため、強度低下の原因となる。一方、スラブの温度が、１３００℃超ではスケールの生成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虞がある。
また、ＭｎＳの面積率を小さくするためには、鋼のＭｎ含有量（質量％）、Ｓ含有量（質量％）をそれぞれ［Ｍｎ］、［Ｓ］と表したとき、図６に示すように、熱間圧延を施す前の加熱炉の温度Ｔ（℃）、在炉時間ｔ（分）、［Ｍｎ］及び［Ｓ］について下記の式７が成り立つことが好ましい。
Ｔ×ｌｎ（ｔ）／（１．７×［Ｍｎ］＋［Ｓ］）＞１５００・・・（７）
Ｔ×ｌｎ（ｔ）／（１．７［Ｍｎ］＋［Ｓ］）の値が１５００以下であると、ＭｎＳの面積率が大きくなり、かつＭｎＳの板厚１／４部のＭｎＳの個数と、板厚中心部のＭｎＳの個数との差が大きくなることがある。なお熱間圧延を施す前の加熱炉の温度とは加熱炉出側抽出温度であり、在炉時間とは、スラブを熱延加熱炉に挿入してから抽出するまでの時間である。ＭｎＳについては、前述のように圧延やホットスタンプによって変化しないことからスラブの加熱時に式７を満足していればよい。なお、上述のｌｎは、自然対数を示している。

次いで、常法に従い、熱間圧延を行う。この際、仕上げ温度（熱間圧延終了温度）をＡｒ３温度以上、９７０℃以下としてスラブを熱間圧延することが望ましい。仕上げ温度が、Ａｒ３温度未満ではフェライト（α）とオーステナイト（γ）との２相域圧延となり、伸びの低下をもたらすことが懸念される。一方、９７０℃を超えるとオーステナイト粒径が粗大になって、フェライト分率が小さくなって、伸びが低下することが懸念される。
Ａｒ３温度は、フォーマスター試験を行い、温度変化に伴う試験片の長さ変化を測定し、その変曲点から推定することができる。

熱間圧延後、鋼を２０℃／秒以上５００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却し、所定の巻取り温度ＣＴ℃で巻き取る。冷却速度が２０℃／秒未満の場合には、伸び低下の原因となるパーライトが生成しやすくなるため好ましくない。
一方、冷却速度の上限は特に規定しない。設備仕様の観点から冷却速度の上限を５００℃／秒程度とすることが望ましいが、これに限定しない。

巻取り後には、酸洗を行い、冷間圧延（冷延）を行う。その際、図４に示すように、前述の式２ａを満足する範囲を得るために、下記の式５が成り立つ条件下で冷間圧延を行う。上記の圧延を行った上で、さらに後述する焼鈍、冷却等の条件を満たすことで、ＴＳ×λ≧５００００ＭＰａ・％となる冷延鋼板が得られる。また、この冷延鋼板は、７５０℃以上１０００℃以下までに加熱後、加工及び冷却を行う、ホットスタンプを施した後にもＴＳ×λ≧５００００ＭＰａ・％となる。冷間圧延は、複数台の圧延機が直線的に配置され１方向に連続圧延されることで、所定の厚みを得るタンデム圧延機を用いて行われることが望ましい。
１．５×ｒ１／ｒ＋１．２×ｒ２／ｒ＋ｒ３／ｒ＞１．０・・・（５）
ここで、ｒｉ（ｉ＝１，２，３）は前記冷間圧延における最上流から数えて第ｉ（ｉ＝１，２，３）段目のスタンドでの単独の目標冷延率（％）であり、ｒは前記冷間圧延における目標の総冷延率（％）である。総圧延率は、いわゆる累積圧延率であり、最初のスタンドの入口板厚を基準とし、この基準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）の百分率である。

上記の式５が成り立つ条件下で冷間圧延を行うと、冷間圧延前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することができる。この結果、冷間圧延後に行う焼鈍により、パーライトが消失するか、パーライトの面積率を最小限度に抑えることができる。そのため、式２ａ及び式３ａが満たされる組織が得られやすくなる。一方、式５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、大きなパーライトが残存しやすくなる。その結果、焼鈍工程において所望の形態を有するマルテンサイトを生成することができない。
また、発明者らは、式５を満足する圧延を行った冷延鋼板で、焼鈍後に得られたマルテンサイト組織の形態（硬度比及び分散値）は、その後、ホットスタンプを行っても、ほぼ同じ状態が維持でき、ホットスタンプ後であっても伸びや穴拡げ性に有利になることを知見した。本実施形態に係る冷延鋼板は、ホットスタンプでオーステナイト域まで加熱した場合、マルテンサイトを含む硬質相がＣ濃度の高いオーステナイト組織になり、フェライト相がＣ濃度の低いオーステナイト組織になる。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５を満足して前述のＨ２０／Ｈ１０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Ｈ２／Ｈ１が所定の範囲となり、ホットスタンプ後の成形性に優れることになる。

本実施形態に係る冷延鋼板にホットスタンプを行う場合、常法に従って７５０℃以上１０００℃以下に加熱し、加工、冷却を行えば、ホットスタンプ後にも優れた成形性を示す。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５００℃／秒以下で７５０℃以上１０００℃以下まで加熱し、１秒以上１２０秒以下の間に加工（成形）を行う。高強度にするためには、加熱温度はＡｃ３点超が好ましい。Ａｃ３点は、フォーマスター試験を行い、温度変化に伴う試験片の長さの変化を測定し、その変曲点から推定すればよい。加工後は、例えば冷却速度１０℃／秒以上１０００℃／秒以下で常温以上３００℃以下まで冷却することが好ましい。
加熱温度が７５０℃未満ではマルテンサイト分率が不十分で強度が確保できない虞がある。一方、加熱温度が１０００℃超では組織が軟化し過ぎ、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７５０℃以上１０００℃以下が好ましい。昇温速度が５℃／秒未満では、その制御が難しく、かつ生産性が著しく低下するため５℃／秒以上の昇温速度で加熱することが好ましい。一方、昇温速度上限を、限定する必要はないが、現状加熱能力を考慮すると、昇温速度の上限を５００℃／秒とすることが望ましい。加工後の冷却速度が１０℃／秒未満ではその速度制御が難しく、生産性も著しく低下する。一方、冷却速度上限を、限定する必要はないが、現状冷却能力を考慮すると、１０００℃／秒であることが望ましい。昇温後ホットスタンプまでの望ましい時間を１秒以上１２０秒以下としたのは、鋼板表面に溶融亜鉛めっきなどが施されている場合にその亜鉛などが蒸発してしまうのを回避するためである。望ましい冷却停止温度を常温以上３００℃以下にしたのは、マルテンサイトを十分に確保してホットスタンプ後の強度を確保するためである。

本実施形態において、ｒ、ｒ１、ｒ２、ｒ３は目標冷延率である。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いたずらに乖離して冷間圧延することは好ましくない。目標圧延率と実績圧延率が大きく乖離する場合は、実績冷延率が上記式５を満足すれば本発明を実施していると見ることができる。実績の冷延率は、目標冷延率の±１０％以内に収めることが好ましい。

冷間圧延後、焼鈍を行う。焼鈍を行うことにより、鋼板に再結晶を生じさせ、所望のマルテンサイトを生じさせる。焼鈍については、常法により７００℃以上８５０℃以下の温度範囲に加熱し、常温もしくは溶融亜鉛めっき等の表面処理を行う温度まで冷却することが好ましい。この温度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になると共に、フェライト面積率とマルテンサイト面積率との和が６０％以上となるため、ＴＳ×λが向上する。
焼鈍温度以外の条件は特に規定しないが、７００℃以上８５０℃以下での保持時間は、所定の組織を確実に得るためには１秒以上の、生産性に支障ない範囲、例えば１０分程度とすることが好ましい。昇温速度は、１℃／秒以上、設備能力上限、例えば５００℃／秒以下、冷却速度は１℃／秒以上、設備能力上限、例えば５００℃／秒以下で適宜決めることが好ましい。

焼鈍後、鋼材に調質圧延を行う。調質圧延は常法により行えばよい。調質圧延の伸び率は通常０．２〜５％程度であり、降伏点伸びを回避し、鋼板形状が矯正できる程度であれば好ましい。

本発明のさらに好ましい条件として、鋼のＣ含有量（質量％）、Ｍｎ含有量（質量％）、Ｓｉ含有量（質量％）及びＭｏ含有量（質量％）を、それぞれ［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］及び［Ｍｏ］と表したとき、前記巻取り工程における巻取り温度ＣＴに関し、下記の式６が成り立つことが好ましい。
５６０−４７４×［Ｃ］−９０×［Ｍｎ］−２０×［Ｃｒ］−２０×［Ｍｏ］＜ＣＴ＜８３０−２７０×［Ｃ］−９０×［Ｍｎ］−７０×［Ｃｒ］−８０×［Ｍｏ］・・・（６）

図５Ａに示すように、巻取り温度ＣＴが５６０−４７４×［Ｃ］−９０×［Ｍｎ］−２０×［Ｃｒ］−２０×［Ｍｏ］未満である、すなわち、ＣＴ−５６０−４７４×［Ｃ］−９０×［Ｍｎ］−２０×［Ｃｒ］−２０×［Ｍｏ］が０未満であると、マルテンサイトが過剰に生成し、鋼板が硬くなりすぎて後に行う冷間圧延が困難となることがある。一方、図５Ｂに示すように巻取り温度ＣＴが８３０−２７０×［Ｃ］−９０×［Ｍｎ］−７０×［Ｃｒ］−８０×［Ｍｏ］超である、すなわち、８３０−２７０×［Ｃ］−９０×［Ｍｎ］−７０×［Ｃｒ］−８０×［Ｍｏ］が０超であると、フェライト及びパーライトからなるバンド状組織が生成されやすくなる。また、板厚中心部においてパーライトの割合が高くなりやすい。このため、後の焼鈍工程で生成するマルテンサイトの分布の一様性が低下し、上記の式２ａが成り立ちにくくなる。また、十分な量のマルテンサイトを生成することが困難になることがある。
式６を満足すると、前述のようにホットスタンプ前の冷延鋼板でフェライト相と硬質相とが理想の分布形態になる。さらに、この場合、ホットスタンプで加熱、冷却を行った後も、Ｃなどが均一に拡散しやすい。このため、ホットスタンプ後の冷延鋼板においてもマルテンサイトの硬さの分布形態が理想に近くなる。すなわち、式６を満足して前述の金属組織をより確実に確保することが出来れば、ホットスタンプ前後のいずれにおいても成形性に優れることになる。

さらに、防錆能を向上させることを目的として、上記の焼鈍工程と調質圧延工程との間に溶融亜鉛めっきを施す溶融亜鉛めっき工程を有し、冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施すことも好ましい。さらに、溶融亜鉛めっきを合金化して、合金化溶融亜鉛めっきを得るために、溶融亜鉛めっき工程と調質圧延工程の間に合金化処理を施す合金化処理工程を有することも好ましい。合金化処理を施す場合、更に、合金化溶融亜鉛めっき表面に水蒸気などめっき表面を酸化させる物質と接触させ酸化膜を厚くする処理を施してもよい。

溶融亜鉛めっき工程、合金化処理工程以外には、例えば調質圧延工程の後に冷延鋼板表面に電気亜鉛めっきを施す電気亜鉛めっき工程を有することも好ましい。また溶融亜鉛めっき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施すアルミめっき工程を有し、冷延鋼板表面にアルミめっきを施すことも好ましい。アルミめっきは溶融アルミめっきが一般的であり、好ましい。

以上により、前述の条件を満足すれば、強度を確保すると共により良好な穴拡げ性を発揮する冷延鋼板を製造することができる。さらに、この冷延鋼板は、硬度分布や組織がホットスタンプ後で維持され、ホットスタンプ後においても、強度を確保すると共により良好な穴拡げ性が得られる。
なお、図８に上記で説明した製造方法の一例のフローチャート（工程Ｓ１〜Ｓ９及び工程Ｓ１１〜Ｓ１４）を示す。

表１に示す成分の鋼を鋳造速度１．０ｍ／分〜２．５ｍ／分で連続鋳造の後、そのまま、もしくは一旦冷却した後、表２の条件で常法にて加熱炉でスラブを加熱し、９１０〜９３０℃の仕上げ温度で熱間圧延を行ない熱延鋼板とした。その後、この熱延鋼板を、表２に示す巻取り温度ＣＴにて巻取った。その後、酸洗を行って鋼板表面のスケールを除去し、冷間圧延にて板厚１．２〜１．４ｍｍとした。その際、式５の値が、表２に示す値となるように冷間圧延を行った。冷間圧延後、連続焼鈍炉で表３、表４に示す焼鈍温度にて焼鈍を行った。一部の鋼板は更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、更にその一部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、一部の鋼板は、電気亜鉛めっきまたはアルミめっきを施した。調質圧延は伸び率１％にて常法に従い圧延した。この状態で冷延鋼板（ホットスタンプ前）の材質等を評価すべくサンプルを採取し、材質試験等を行なった。その後、ホットスタンプ後の冷延鋼板の特性を調査するため、冷延鋼板を昇温速度１０〜１００℃／秒で昇温し、表５、表６の熱処理温度まで加熱し１０秒保持した後、冷却速度１００℃／秒にて２００℃以下まで冷却するホットスタンプを行い、図７に示すような形態のホットスタンプ成形体を得た。得られた成形体から図７の位置よりサンプルを切り出し、材質試験、組織観察を行い、各組織分率、ＭｎＳの個数密度、硬さ、引張強度（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）、穴拡げ率（λ）等を求めた。その結果を表３〜表８に示す。表３〜表６中の穴拡げ率λは以下の式１１により求めた。
λ（％）＝｛（ｄ’−ｄ）／ｄ｝×１００・・・（式１１）
ｄ’：亀裂が板厚を貫通した時の穴径
ｄ：穴の初期径
表５、表６中のめっきの種類で、ＣＲはめっき無しの冷延鋼板である。ＧＩは溶融亜鉛めっき、ＧＡは合金化溶融亜鉛めっき、ＥＧは電気めっき、Ａｌはアルミめっきを冷延鋼板に施していることを示す。
表１中の含有量「０」は、含有量が測定限界以下であることを示す。
表２、表７、表８中の判定の、Ｇ、Ｂは、それぞれ以下を意味している。
Ｇ：対象となる条件式を満足している。
Ｂ：対象となる条件式を満足していない。

表１〜表８から、本発明要件を満足すれば、ＴＳ×λ≧５００００ＭＰａ・％を満たす高強度冷延鋼板を得ることができることが分かる。
また、所定のホットスタンプ条件でホットスタンプを行うことで、本発明の冷延鋼板は、ホットスタンプ後でも、ＴＳ×λ≧５００００ＭＰａ・％を満たすことが分かる。

本発明によれば、Ｃ含有量、Ｍｎ含有量、及びＳｉ含有量の関係を適切なものとすると共に、ナノインデンターにて測定されたマルテンサイトの硬度を適当なものとしているため、良好な穴拡げ性が得られる冷延鋼板を提供することができる。

Ｓ１ 溶製工程
Ｓ２ 鋳造工程
Ｓ３ 加熱工程
Ｓ４ 熱間圧延工程
Ｓ５ 巻取り工程
Ｓ６ 酸洗工程
Ｓ７ 冷間圧延工程
Ｓ８ 焼鈍工程
Ｓ９ 調質圧延工程
Ｓ１１ 溶融亜鉛めっき工程
Ｓ１２ 合金化処理工程
Ｓ１３ アルミめっき工程
Ｓ１４ 電気亜鉛めっき工程

Claims (15)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．１５０％超、０．３００％以下、
   Ｓｉ：０．０１０％以上、１．０００％以下、
   Ｍｎ：１．５０％以上、２．７０％以下、
   Ｐ：０．００１％以上、０．０６０％以下、
   Ｓ：０．００１％以上、０．０１０％以下、
   Ｎ：０．０００５％以上、０．０１００％以下、
   Ａｌ：０．０１０％以上、０．０５０％以下、
   を含有し、選択的に、
   Ｂ：０．０００５％以上、０．００２０％以下、
   Ｍｏ：０．０１％以上、０．５０％以下、
   Ｃｒ：０．０１％以上、０．５０％以下、
   Ｖ：０．００１％以上、０．１００％以下、
   Ｔｉ：０．００１％以上、０．１００％以下、
   Ｎｂ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
   Ｎｉ：０．０１％以上、１．００％以下、
   Ｃｕ：０．０１％以上、１．００％以下、
   Ｃａ：０．０００５％以上、０．００５０％以下、
   ＲＥＭ：０．０００５％以上、０．００５０％以下、
   の１種以上を含有する場合があり、
   残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
   Ｃ含有量、Ｓｉ含有量及びＭｎ含有量を、単位質量％で、それぞれ［Ｃ］、［Ｓｉ］及び［Ｍｎ］と表したとき、下記式１の関係が成り立ち、
   金属組織が、面積率で、４０％以上９０％以下のフェライトと、１０％以上６０％以下のマルテンサイトとを含有し、さらに、面積率で１０％以下のパーライトと、体積率で５％以下の残留オーステナイトと、面積率で２０％以下のベイナイトの１種以上を含有し、
   ナノインデンターにて測定された前記マルテンサイトの硬度が、下記の式２ａ及び式３ａを満足し、
   引張強度であるＴＳと穴拡げ率であるλとの積で表されるＴＳ×λが５００００ＭＰａ・％以上である
   ことを特徴とする冷延鋼板。
   （５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］）／［Ｃ］＞１０・・・（１）
   Ｈ２０／Ｈ１０＜１．１０・・・（２ａ）
   σＨＭ０＜２０・・・（３ａ）
   ここで、Ｈ１０は前記冷延鋼板の表層部の前記マルテンサイトの平均硬度であり、Ｈ２０は前冷延記鋼板の板厚中心から板厚方向に±１００μｍの範囲である板厚中心部での前記マルテンサイトの平均硬度であり、σＨＭ０は前記板厚中心部に存在する前記マルテンサイトの硬度の分散値である。
2. 前記金属組織中に存在する、円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下のＭｎＳの面積率が０．０１％以下であり、
   下記式４ａが成り立つことを特徴とする請求項１に記載の冷延鋼板。
   ｎ２０／ｎ１０＜１．５・・・（４ａ）
   ここで、ｎ１０は前記冷延鋼板の板厚１／４部における前記ＭｎＳの１００００μｍ^２あたりの平均個数密度であり、ｎ２０は前記板厚中心部における前記ＭｎＳの１００００μｍ^２あたりの平均個数密度である。
3. 請求項１に記載の冷延鋼板に対して、さらに、７５０℃以上１０００℃以下まで加熱し、加工を行い、冷却するホットスタンプを行った後に、前記ナノインデンターにて測定されたマルテンサイトの硬度が、下記の式２ｂ及び式３ｂを満足してかつ、前記金属組織が、面積率で、８０％以上のマルテンサイトを含有し、さらに、面積率で１０％以下のパーライト、体積率で５％以下の残留オーステナイト、面積率で２０％未満のフェライト、面積率で２０％未満のベイナイトの１種以上を含有する場合があり、引張強度であるＴＳと穴拡げ率であるλとの積で表されるＴＳ×λが５００００ＭＰａ・％以上であることを特徴とする冷延鋼板。
   Ｈ２／Ｈ１＜１．１０・・・（２ｂ）
   σＨＭ＜２０・・・（３ｂ）
   ここで、Ｈ２は前記ホットスタンプ後の前記表層部の前記マルテンサイトの平均硬度であり、Ｈ２は前記ホットスタンプ後の前記板厚中心部での前記マルテンサイトの平均硬度であり、σＨＭは前記ホットスタンプ後の前記板厚中心部に存在する前記マルテンサイトの硬度の分散値である。
4. 前記金属組織中に存在する、円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下のＭｎＳの面積率が０．０１％以下であり、
   下記式４ｂが成り立つことを特徴とする請求項３に記載の冷延鋼板。
   ｎ２／ｎ１＜１．５・・・（４ｂ）
   ここで、ｎ１は前記ホットスタンプを行った後の前記冷延鋼板の板厚１／４部における前記ＭｎＳの１００００μｍ^２あたりの平均個数密度であり、ｎ２は前記ホットスタンプを行った後の前記板厚中心部における前記ＭｎＳの１００００μｍ^２あたり平均個数密度である。
5. 前記冷延鋼板の表面に、さらに、溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか一項に記載の冷延鋼板。
6. 前記溶融亜鉛めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層を含むことを特徴とする請求項５に記載の冷延鋼板。
7. 前記冷延鋼板の表面に、さらに電気亜鉛めっき層を有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか一項に記載の冷延鋼板。
8. 前記冷延鋼板の表面に、さらにアルミめっき層を有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか一項に記載の冷延鋼板。
9. 請求項１に記載の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；
   前記鋼材を加熱する加熱工程と；
   前記鋼材に複数のスタンドを有する熱間圧延設備を用いて熱間圧延を施す熱間圧延工程と；
   前記鋼材を、前記熱間圧延工程後に、巻取る巻取り工程と；
   前記鋼材に、前記巻取り工程後に、酸洗を行う酸洗工程と；
   前記鋼材を、前記酸洗工程後に、複数のスタンドを有する冷間圧延機にて下記の式５が成り立つ条件下で冷間圧延を施す冷間圧延工程と；
   前記鋼材を、前記冷間圧延工程後に、７００℃以上８５０℃以下に加熱して冷却を行う焼鈍工程と；
   前記鋼材を、前記焼鈍工程後に、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。
   １．５×ｒ１／ｒ＋１．２×ｒ２／ｒ＋ｒ３／ｒ＞１．０・・・（５）
   ここで、ｉを１、２または３としたときの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段目のスタンドでの単独の目標冷延率を単位％で示しており、ｒは前記冷間圧延工程における総冷延率を、単位％で示している。
10. 前記巻取り工程における巻取り温度を、単位℃で、ＣＴと表し；
    前記鋼材のＣ含有量、Ｍｎ含有量、Ｓｉ含有量及びＭｏ含有量を、単位質量％で、それぞれ［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］及び［Ｍｏ］と表したとき；
    下記の式６が成り立つ；
    ことを特徴とする請求項９に記載の冷延鋼板の製造方法。
    ５６０−４７４×［Ｃ］−９０×［Ｍｎ］−２０×［Ｃｒ］−２０×［Ｍｏ］＜ＣＴ＜８３０−２７０×［Ｃ］−９０×［Ｍｎ］−７０×［Ｃｒ］−８０×［Ｍｏ］・・・（６）
11. 前記加熱工程における加熱温度を、単位℃で、Ｔとし、かつ、在炉時間を、単位分で、ｔとし；
    前記鋼材のＭｎ含有量及びＳ含有量を、単位質量％で、それぞれ［Ｍｎ］、［Ｓ］としたとき；
    下記の式７が成り立つ；
    ことを特徴とする請求項９または１０に記載の冷延鋼板の製造方法。
    Ｔ×ｌｎ（ｔ）／（１．７×［Ｍｎ］＋［Ｓ］）＞１５００・・・（７）
12. さらに、前記焼鈍工程と前記調質圧延工程との間に、前記鋼材に溶融亜鉛めっきを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９〜１１のいずれか一項に記載の冷延鋼板の製造方法。
13. さらに、前記溶融亜鉛めっき工程と前記調質圧延工程との間に、前記鋼材に合金化処理を施す合金化処理工程を有することを特徴とする請求項１２に記載の冷延鋼板の製造方法。
14. さらに、前記調質圧延工程の後に、前記鋼材に電気亜鉛めっきを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９〜１１のいずれか一項に記載の冷延鋼板の製造方法。
15. さらに、前記焼鈍工程と前記調質圧延工程との間に、前記鋼材にアルミめっきを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９〜１１のいずれか一項に記載の冷延鋼板の製造方法。

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