JP5545414B2 - 冷延鋼板及び冷延鋼板の製造方法 - 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た冷延鋼板、及びそれらの製造方法に関する。
本願は、２０１２年１月１３日に、日本に出願された特願２０１２−００４５４９号と、２０１２年１月１３日に、日本に出願された特願２０１２−００４８６４号と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。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、ホットスタンプ、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、鋼板を高温、例えば７００℃以上の温度で加熱した後に熱間で成形することにより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。このように、自動車の車体構造に使用される鋼板には高いプレス加工性と強度とが要求される。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は、低降伏強度であり、引張強度が高く、しかも伸び特性に優れている。しかし、この複合組織は、フェライトとマルテンサイトとの界面に応力が集中し、この界面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を有する。

このような複合組織鋼板として、例えば特許文献１〜３に開示されたものがある。また、特許文献４〜６には、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、部品の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、ホットスタンプ前後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、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またはアルミめっき冷延鋼板及びそれら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（ホットスタンプ工程における、焼き入れを行うための加熱のさらに前）及び／又はホットスタンプ後（ホットスタンプ工程における、焼き入れ後）の強度を確保すると共に成形性（穴拡げ性）に優れた冷延鋼板、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またはアルミめっき冷延鋼板について鋭意検討した。この結果、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し、鋼板のフェライト及びマルテンサイトの分率を所定の分率とし、かつ、鋼板の板厚表層部及び板厚中心部のマルテンサイトの硬度比（硬度の差）と、板厚中心部のマルテンサイトの硬度分布とをそれぞれ特定の範囲内にすることにより、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との積であるＴＳ×λ≧５００００ＭＰａ・％との特性が確保できる冷延鋼板を工業的に製造できることを見出した。さらに、それをホットスタンプに用いれば、ホットスタンプ後でも成形性に優れる鋼板を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、ホットスタンプ前及び／又はホットスタンプ後の鋼板の成形性（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の制御のためには、冷間圧延における、最上流のスタンドから、最上流から数えて第３段目のスタンドまでにおける冷延率の、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。そして、本発明者らは、以下に示す発明の各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、及びアルミめっきを行ってもその効果が損なわれ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：０．０３０％以上、０．１５０％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、質量％でそれぞれ［Ｃ］、［Ｓｉ］及び［Ｍｎ］と表したとき、下記式（Ａ）の関係が成り立ち、ホットスタンプ前の金属組織が、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、かつ前記フェライトの面積率と前記マルテンサイトの面積率との和が６０％以上を満たし、さらに前記金属組織が、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４０％未満の残ベイナイトとのうち１種以上を含有する場合があり、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、前記ホットスタンプ前において、下記の式（Ｂ）及び式（Ｃ）を満足し、引張強度ＴＳと穴拡げ率λとの積であるＴＳ×λにおいて５００００ＭＰａ・％以上を満足する。
（５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］）／［Ｃ］＞１１・・・（Ａ）
Ｈ２／Ｈ１＜１．１０・・・（Ｂ）
σＨＭ＜２０・・・（Ｃ）
ここで、Ｈ１は前記ホットスタンプ前の板厚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前の板厚中心部、すなわち板厚中心における板厚方向に２００μｍの範囲内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前の前記板厚中心部におけ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、前記冷延鋼板中に存在する、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（Ｄ）が成り立ってもよい。
ｎ２／ｎ１＜１．５・・・（Ｄ）
ここで、ｎ１は前記ホットスタンプ前の板厚１／４部における前記円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下の前記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前の前記板厚中心部における前記円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下の前記ＭｎＳの１００００μｍ^２あたりの平均個数密度である。

（３）本発明の一態様に係る亜鉛めっき冷延鋼板は、上記（１）又は（２）に記載の冷延鋼板の表面に亜鉛めっきが施されていてもよい。

（４）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；前記鋼材に、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（Ｅ）が成り立つ条件下で冷間圧延を施す冷間圧延工程と；前記鋼材に、前記冷間圧延工程後に、７００℃以上８５０℃以下で焼鈍を行い冷却する焼鈍工程と；前記鋼材に、前記焼鈍工程後に、調質圧延を行う調質圧延工程と；
を有している。
１．５×ｒ１／ｒ＋１．２×ｒ２／ｒ＋ｒ３／ｒ＞１．０・・・（Ｅ）
ここで、ｒｉ（ｉ＝１，２，３）は前記冷間圧延工程での、前記複数のスタンドのうち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。

（５）上記（４）に記載の冷延鋼板の製造方法は、前記鋼材に、前記焼鈍工程と前記調質圧延工程との間に、亜鉛めっきを施す亜鉛めっき工程を有していてもよい。

（６）上記（４）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；前記鋼材の前記Ｃ含有量、前記Ｍｎ含有量、前記Ｓｉ含有量及び前記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（Ｆ）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］・・・（Ｆ）

（７）上記（６）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、且つ在炉時間を、単位分でｔとし；前記鋼材の前記Ｍｎ含有量及び前記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（Ｇ）が成り立ってもよい。
Ｔ×ｌｎ（ｔ）／（１．７［Ｍｎ］＋［Ｓ］）＞１５００・・・（Ｇ）

（８）本発明の一態様に係る冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３０％以上、０．１５０％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、前記Ｃ含有量、前記Ｓｉ含有量及び前記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（Ｈ）の関係が成り立ち、ホットスタンプ後の金属組織が、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、かつ前記フェライトの面積率と前記マルテンサイトの面積率との和が６０％以上を満たし、さらに前記金属組織が、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４０％未満の残ベイナイトとのうち１種以上を含有する場合があり、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、前記ホットスタンプ後において、下記の式（Ｉ）及び式（Ｊ）を満足し、引張強度ＴＳと穴拡げ率λの積であるＴＳ×λにおいて５００００ＭＰａ・％以上を満足する。
（５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］）／［Ｃ］＞１１・・・（Ｈ）
Ｈ２１／Ｈ１１＜１．１０・・・（Ｉ）
σＨＭ１＜２０・・・（Ｊ）
ここで、Ｈ１１はホットスタンプ後の板厚表層部の前記マルテンサイトの平均硬度であり、Ｈ２１はホットスタンプ後の板厚中心部、すなわち板厚中心における板厚方向に２００μｍの範囲の前記マルテンサイトの平均硬度であり、σＨＭ１はホットスタンプ後の前記板厚中心部における前記マルテンサイトの前記硬度の分散値である。

（９）上記（８）に記載のホットスタンプ用冷延鋼板は、前記冷延鋼板中に存在する、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（Ｋ）が成り立ってもよい。
ｎ２１／ｎ１１＜１．５・・・（Ｋ）
ここで、ｎ１１は前記ホットスタンプ後の板厚１／４部における前記円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下の前記ＭｎＳの１００００μｍ^２あたりの平均個数密度であり、ｎ２１は前記ホットスタンプ後の前記板厚中心部における前記円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下の前記ＭｎＳの１００００μｍ^２あたりの平均個数密度である。

（１０）上記（８）又は（９）に記載の前記ホットスタンプ用冷延鋼板は、表面に溶融亜鉛めっきが施されていてもよい。

（１１）上記（１０）に記載の前記ホットスタンプ用冷延鋼板は、表面に合金化溶融亜鉛めっきが施されていてもよい。

（１２）上記（８）又は（９）に記載の前記ホットスタンプ用冷延鋼板は、表面に電気亜鉛めっきが施されていてもよい。

（１３）上記（８）又は（９）に記載の前記ホットスタンプ用冷延鋼板は、表面にアルミめっきが施されていてもよい。

（１４）本発明の一態様に係る冷延鋼板の製造方法は、上記（８）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、前記鋼材に、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（Ｌ）が成り立つ条件下で冷間圧延を施す冷間圧延工程と、前記鋼材に、前記冷間圧延工程後に、７００℃以上８５０℃以下で焼鈍を行い冷却する焼鈍工程と、前記鋼材に、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・・・（Ｌ）
ここで、ｒｉ（ｉ＝１，２，３）は前記冷間圧延工程での、前記複数のスタンドのうち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。

（１５）上記（１４）に記載のホットスタンプ用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（Ｍ）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］・・・（Ｍ）

（１６）上記（１５）に記載のホットスタンプ用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、且つ在炉時間を、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（Ｎ）が成り立ってもよい。
Ｔ×ｌｎ（ｔ）／（１．７×［Ｍｎ］＋［Ｓ］）＞１５００ ・・・（Ｎ）

（１７）上記（１４）〜（１６）のいずれか一つに記載の製造方法において、前記焼鈍工程と前記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てもよい。

（１８）上記（１７）に記載の製造方法において、前記溶融亜鉛めっき工程と前記調質圧延工程との間に合金化処理を施す合金化処理工程を有してもよい。

（１９）上記（１４）〜（１６）のいずれか一つに記載の製造方法において、前記調質圧延工程の後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。

（２０）上記（１４）〜（１６）のいずれか一つに記載の製造方法において、前記焼鈍工程と前記調質圧延工程との間にアルミめっきを施す工程を有してもよい。
なお、（１）〜（２０）の鋼板を用いて製造したホットスタンプ成形体は、成形性に優れる。

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にすると共に、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ので、ホットスタンプ前及び／又はホットスタンプ後に、より良好な穴拡げ性を得ることができる。

ホットスタンプ前、及びホットスタンプ後の（５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］）／［Ｃ］とＴＳ×λとの関係を示すグラフである。 式（Ｂ）の根拠を示すグラフであり、ホットスタンプ前のＨ２／Ｈ１とσＨＭとの関係、及びホットスタンプ後のＨ２１／Ｈ１１とσＨＭ１との関係を示すグラフである。 式（Ｃ）の根拠を示すグラフであり、ホットスタンプ前のσＨＭとＴＳ×λとの関係、及びホットスタンプ後のσＨＭ１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ｎ２／ｎ１とＴＳ×λとの関係、及びホットスタンプ後のｎ２１／ｎ１１とＴＳ×λとの関係を示し、式（Ｄ）の根拠を示すグラフである。 ホットスタンプ前の１．５×ｒ１／ｒ＋１．２×ｒ２／ｒ＋ｒ３／ｒとＨ２／Ｈ１との関係、及びホットスタンプ後の１．５×ｒ１／ｒ＋１．２×ｒ２／ｒ＋ｒ３／ｒとＨ２１／Ｈ１１との関係を示し、式（Ｅ）の根拠を示すグラフである。 式（Ｆ）とマルテンサイト分率との関係を示すグラフである。 式（Ｆ）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（Ｇ）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。 本発明の別の実施形態に係るホットスタンプ後の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、成形性（穴拡げ性）の向上のためには、Ｓｉ、Ｍｎ、及びＣの含有量の関係と、鋼板の所定の部位におけるマルテンサイトの硬度とを適切なものとすることが重要である。これまで、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、ホットスタンプ前の鋼板、及びホットスタンプ後の鋼板のいずれについても行われていない。

ここで、本発明の一実施形態に係るホットスタンプ前の冷延鋼板（本実施形態に係るホットスタンプ前の冷延鋼板と言う場合がある）、本発明の別の実施形態に係るホットスタンプ後の冷延鋼板（本実施形態に係るホットスタンプ後の冷延鋼板と言う場合がある）及びそれら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。

Ｃ：０．０３０％以上、０．１５０％以下
Ｃは、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。Ｃの含有量が０．０３０％未満では、鋼の強度を十分高めることができない。一方、Ｃの含有量が０．１５０％を超えると鋼の延性（伸び）の低下が大きくなる。従って、Ｃの含有量の範囲は、０．０３０％以上、０．１５０％以下とする。なお、穴拡げ性の要求が高い場合にはＣの含有量は、０．１００％以下とするのが望ましい。

Ｓｉ：０．０１０％以上、１．０００％以下
Ｓｉは有害な炭化物の生成を抑え、フェライト組織を主体とし、残部がマルテンサイトであ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％を超える場合、鋼の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に、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、鋼の焼き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、鋼の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、焼入れ性が必要以上に高まるので、鋼の強度上昇を招き、これにより鋼の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、含有量が多い場合粒界へ偏析し、鋼の局部延性と溶接性とを劣化させる。従って、Ｐの含有量は０．０６０％以下とする。その一方で、Ｐをいたずら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を形成して鋼の局部延性及び溶接性を著しく劣化させる元素である。従って、Ｓの含有量の上限を０．０１０％とする。また、精錬コストの問題から、Ｓの含有量の下限を０．００１％とするのが望ましい。

Ｎ：０．０００５％以上、０．０１００％以下
Ｎは、ＡｌＮ等を析出させ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）が残存して鋼の延性が低下する。従って、Ｎの含有量は０．０１００％以下とする。なお、精錬時のコストの問題から、Ｎの含有量の下限を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とからなる組成を基本とするが、さらに、強度の向上、及び硫化物又は酸化物の形状の制御などのために、従来から用いられている元素として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してもよい。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ので、その含有量の下限は０である。

Ｎｂ、Ｔｉ、及びＶは、微細な炭窒化物を析出させて鋼を強化する元素である。また、Ｍｏ、及び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、鋼が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、強度上昇の効果が飽和するのみならず、伸びや穴拡げ性の低下をもたらすおそれがある。

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、硫化物又は酸化物の形状を制御して、局部延性又は穴拡げ性を向上させる。Ｃａによってこの効果を得るためには、Ｃａを０．０００５％以上添加することが好ましい。しかし、過度の添加は加工性を劣化させるおそれがあるので、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、含有量の下限を０．０００５％、上限を０．００５０％とすることが好ましい。

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％以下を含有してもよい。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好ましい。これ以下の含有量である場合、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し、延性が低下するおそれがある。

Ｂ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃａ、ＲＥＭを鋼が含有する場合は、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）をさらに含んでもよい。尚、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、これら元素を不可避的不純物として扱う。

また、本実施形態に係る冷延鋼板では、図１に示されるように、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（Ａ）（（Ｈ）も同様）の関係が成り立つことが重要である。
（５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］）／［Ｃ］＞１１・・・（Ａ）
上記式（Ａ）の関係が成り立てば、ホットスタンプ前及び／又はホットスタンプ後においてＴＳ×λ≧５００００ＭＰａ・％との条件を満足することが出来る。（５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］）／［Ｃ］の値が１１以下であると、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、軟質相との硬度差（硬度の比）が大きくなりλ値が劣ること、及び、Ｓｉ量又はＭｎ量が少ないとＴＳが低くなることが原因である。

一般的に、ＤＰ鋼（二相鋼）で成形性（穴拡げ性）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。本発明者等がマルテンサイトの硬度に着目して鋭意検討を行った結果、図２Ａ及び図２Ｂのように、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差（硬度の比）、及び板厚中心部のマルテンサイトの硬度分布がホットスタンプ前の段階にて所定の状態であれば、ホットスタンプの焼き入れ後でもそれが概ね維持され、伸び又は穴拡げ性などの成形性が良好になることが判明した。これは、ホットスタンプ前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し、板厚中心部に濃化した合金元素が、ホットスタンプ後にも板厚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、板厚表層部のマルテンサイトと板厚中心部のマルテンサイトとの硬度比が大きい場合、又はマルテンサイトの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傾向を示す。図２Ａと図２Ｂに示すように、ホットスタンプ前の本実施形態に係る冷延鋼板における板厚表層部及び板厚中心部の硬度比と、本実施形態に係る冷延鋼板にホットスタンプを行った鋼板における板厚表層部及び板厚中心部の硬度比とはほぼ同じである。また、同様に、ホットスタンプ前の本実施形態に係る冷延鋼板における板厚中心部のマルテンサイトの硬度の分散値と、本実施形態に係る冷延鋼板にホットスタンプを行った鋼板における板厚中心部のマルテンサイトの硬度の分散値とはほぼ同じである。従って、本実施形態に係る冷延鋼板にホットスタンプを行った鋼板の成形性は、ホットスタンプ前の本実施形態に係る冷延鋼板の成形性と同様に優れている。

そして、本発明では、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に関し、ホットスタンプ前及び／又はホットスタンプ後に下記の式（Ｂ）及び式（Ｃ）（（Ｉ）、（Ｊ）も同様）が成り立つと、鋼板の成形性に有利となることを知見した。ここで、「Ｈ１」は、ホットスタンプ前の、鋼板の板厚方向最表層から板厚方向２００μｍの範囲内である板厚表層部に存在するマルテンサイトの平均硬度であり、「Ｈ２」は、ホットスタンプ前の、板厚中心部における、板厚中心部から板厚方向に±１００μｍの範囲内に存在するマルテンサイトの平均硬度であり、「σＨＭ」は、ホットスタンプ前の、板厚中心部から板厚方向に±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、「Ｈ１１」はホットスタンプ後の板厚表層部のマルテンサイトの硬度であり、「Ｈ２１」はホットスタンプ後の板厚中心部、すなわち板厚中心における板厚方向に２００μｍの範囲のマルテンサイトの硬度であり、「σＨＭ１」はホットスタンプ後の板厚中心部におけるマルテンサイトの硬度の分散値である。Ｈ１、Ｈ１１、Ｈ２、Ｈ２１、σＨＭ、及びσＨＭ１は、それぞれ３００点計測して求められている。なお、板厚中心部から板厚方向に±１００μｍの範囲とは、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。
Ｈ２／Ｈ１＜１．１０・・・（Ｂ）
σＨＭ＜２０・・・（Ｃ）
Ｈ２１／Ｈ１１＜１．１０・・・（Ｉ）
σＨＭ１＜２０・・・（Ｊ）
また、ここで、分散値は以下の式（Ｏ）によって求められ、マルテンサイトの硬度の分布を示す値である。

ｘ_ａｖｅは硬度の平均値、ｘ_ｉはｉ番目の硬度を表す。

Ｈ２／Ｈ１の値が１．１０以上であることは、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１．１倍以上であることを意味し、この場合、図２Ａに示されるようにσＨＭが２０以上となる。Ｈ２／Ｈ１の値が１．１０以上であると、板厚中心部の硬度が高くなり過ぎて、図２Ｂに示されるように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、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。なお、Ｈ２／Ｈ１の値に関する上述の事柄は、Ｈ２１／Ｈ１１の値に関しても同様に成立する。

また、分散値σＨＭが２０以上であることは、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、図２Ｂに示されるようにＴＳ×λ＜５００００ＭＰａ・％となり、十分な成形性が得られない。なお、σＨＭの値に関する上述の事柄は、σＨＭ１の値に関しても同様に成立する。

本実施形態に係る冷延鋼板では、ホットスタンプ前及び／又はホットスタンプ後の金属組織のフェライト面積率が４０％〜９０％である。フェライト面積率が４０％未満であると、十分な伸びや穴拡げ性が得られない。一方、フェライト面積率が９０％超であると、マルテンサイトが不足して十分な強度が得られない。従って、ホットスタンプ前及び／又はホットスタンプ後のフェライト面積率は４０％以上、９０％以下とする。また、ホットスタンプ前及び／又はホットスタンプ後の金属組織にはマルテンサイトも含まれ、マルテンサイトの面積率は１０〜６０％であり、かつフェライト面積率とマルテンサイト面積率との和は６０％以上を満たす。ホットスタンプ前及び／又はホットスタンプ後では、金属組織の全て、又は主要な部分は、フェライトとマルテンサイトとによって占められ、更に、金属組織にパーライト、残ベイナイト及び残留オーステナイトのうち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。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、ホットスタンプ前及び／又はホットスタンプ後では、金属組織に含まれないことが好ましいが、不可避的に面積率で１０％まで含まれることは許容され得る。尚、残ベイナイト含有量は、フェライトとマルテンサイトとを除いた領域に対する面積率で４０％以内であることが好ましい。ここで、フェライト、残ベイナイト、及びパーライトの金属組織はナイタールエッチングにより観察し、マルテンサイトの金属組織はレペラーエッチングにより観察した。いずれの場合でも、板厚１／４部を１０００倍にて観察した。残留オーステナイトの体積率は、鋼板を板厚１／４部まで研磨した後、Ｘ線回折装置によって測定した。なお、板厚１／４部とは、鋼板における、鋼板表面から鋼板厚さ方向に鋼板厚さの１／４の距離をおいた部分である。

なお、本実施形態では、１０００倍の倍率で測定されたマルテンサイトの硬度をナノインデンターにて規定している。通常のビッカース硬さ試験にて形成される圧痕はマルテンサイトよりも大きいので、ビッカース硬さ試験によれば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。成形性（穴拡げ性）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、本発明では、ホットスタンプ前及び／又はホットスタンプ後のマルテンサイトの、ナノインデンターにて測定された硬度の関係を適切なものとしているため、極めて良好な成形性を得ることができる。

また、ホットスタンプ前及び／又はホットスタンプ後に、板厚１／４部及び板厚中心部にてＭｎＳを観察した結果、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（Ｄ）（（Ｋ）も同様）が成り立つことが、ホットスタンプ前及び／又はホットスタンプ後にＴＳ×λ≧５００００ＭＰａ・％との条件を良好かつ安定的に満たす上で好ましいことが分かった。なお、穴拡げ試験を実施する際に、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ので割れが生じやすくなる。円相当直径０．１μｍ未満のＭｎＳをカウントしないのは、円相当直径０．１μｍ未満のＭｎＳの、応力集中への影響が小さいためである。また、円相当直径１０μｍ超のＭｎＳをカウントしないのは、このような粒径のＭｎＳが後半に含まれる場合、粒径が大き過ぎて、そもそも鋼板が加工に適さなくなるからである。更に、円相当直径が０．１μｍ以上の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ため、穴拡げ性が更に悪化し、ＴＳ×λ≧５００００ＭＰａ・％との条件を満たさない場合がある。ここで、「ｎ１」及び「ｎ１１」は、それぞれホットスタンプ前及びホットスタンプ後における、板厚１／４部における円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下のＭｎＳの個数密度であり、「ｎ２」及び「ｎ２１」は、それぞれホットスタンプ前及びホットスタンプ後における、板厚中心部における円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下のＭｎＳの個数密度である。
ｎ２／ｎ１＜１．５・・・（Ｄ）
ｎ２１／ｎ１１＜１．５・・・（Ｋ）
なお、この関係は、ホットスタンプ前の鋼板及びホットスタンプ後の鋼板のいずれにおいても、同様である。

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、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、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。また、ｎ２／ｎ１（又はｎ２１／ｎ１１）の値が１．５以上であることは、板厚中心部における円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下のＭｎＳの個数密度が、板厚１／４部における円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下のＭｎＳの個数密度の１．５倍以上であることを意味する。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、円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下の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。測定の際、倍率は１０００倍で、１視野の測定面積は０．１２×０．０９ｍｍ^２（＝１０８００μｍ^２≒１００００μｍ^２）である。板厚１／４部で１０視野を観察し、板厚中心部で１０視野を観察した。円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下のＭｎＳの面積率は、粒子解析ソフトウェアを用いて算出した。なお、本実施形態に係る冷延鋼板では、ホットスタンプ前に生じたＭｎＳの形態（形状及び個数）はホットスタンプ前後で変化しない。図３はホットスタンプ前のｎ２／ｎ１とＴＳ×λとの関係、及びホットスタンプ後のｎ２１／ｎ１１とＴＳ×λとの関係を示す図であり、この図３によると、ホットスタンプ前のｎ２／ｎ１とホットスタンプ後のｎ２１／ｎ１１とがほぼ一致している。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。

このような構成の鋼板によれば、５００ＭＰａから１２００ＭＰａの引張強度が実現できるが、５５０ＭＰａから８５０ＭＰａ程度の引張強度の鋼板にて、著しい成形性向上の効果が得られる。

尚、本発明の表面に亜鉛めっきが施された亜鉛めっき冷延鋼板とは、冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき、アルミめっき、あるいはそれらが複合的に施されているものを指し、これらは防錆上好ましい。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鋼板（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）の製造方法について説明する。

本実施形態に係る鋼板を製造するに際しては、通常の条件として、転炉からの溶製された溶鋼を連続鋳造してスラブとする。連続鋳造の際に、鋳造速度が速いとＴｉなどの析出物が微細になりすぎ、遅いと生産性が悪い上に前述の析出物が粗大化するとともに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、鋳造速度は１．０ｍ／分〜２．５ｍ／分が望ましい。

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、冷却後のスラブが１１００℃未満に冷却されていた場合には、冷却後のスラブをトンネル炉などで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。１１００℃未満のスラブ温度では、熱間圧延の際に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、Ｔｉ、Ｎｂ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、１３００℃超の加熱温度では、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場合がある。

また、円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下のＭｎＳの面積率を小さくするためには、鋼のＭｎ含有量、Ｓ含有量を質量％でそれぞれ［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（Ｇ）（（Ｎ）も同様）が成り立つことが好ましい。
Ｔ×ｌｎ（ｔ）／（１．７［Ｍｎ］＋［Ｓ］）＞１５００・・・（Ｇ）
Ｔ×ｌｎ（ｔ）／（１．７［Ｍｎ］＋［Ｓ］）が１５００以下であると、円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下のＭｎＳの面積率が大きくなり、かつ板厚１／４部における円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下のＭｎＳの個数密度と、板厚中心部における円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下のＭｎＳの個数密度との差も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、加熱炉出側取出温度であり、在炉時間とは、スラブを熱延加熱炉に挿入してから取り出すまでの時間である。ＭｎＳは前述のようにホットスタンプ後も変化が生じないことから、熱間圧延前の加熱工程の際に式（Ｇ）又は式（Ｎ）を満足することが好ましい。

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Ａｒ_３点以上、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Ａｒ_３点未満では、熱間圧延が（α＋γ）２相域圧延（フェライト＋マルテンサイト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、一方仕上げ温度が９７０℃を超えると、オーステナイト粒径が粗大になるとともに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。なお、熱間圧延設備は複数のスタンドを有してもよい。
ここで、Ａｒ_３点は、フォーマスター試験を行い、試験片の長さの変曲点から推定した。

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。平均冷却速度が２０℃／秒未満の場合には、延性低下の原因となるパーライトが生成しやすくなる。一方、冷却速度の上限は特に規定しないが、設備仕様から５００℃／秒程度とするものの、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（Ｃ）を満足する範囲を得るために、下記の式（Ｅ）（（Ｌ）も同様）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うえで後述する焼鈍及び冷却等の条件を満たすことにより、ホットスタンプ前及び／又はホットスタンプ後にＴＳ×λ≧５００００ＭＰａ・％との特性を確保することにつながる。なお、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ることが望ましい。
１．５×ｒ１／ｒ＋１．２×ｒ２／ｒ＋ｒ３／ｒ＞１．０・・・（Ｅ）
ここで、「ｒｉ」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、いわゆる累積圧下率であり、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。

式（Ｅ）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、パーライトを消失させるか、又はパーライトの面積率を最小限度に抑えることができるため、式（Ｂ）及び式（Ｃ）が満たされる組織が得られやすくなる。一方、式（Ｅ）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あり、大きなパーライトが残存しやすくなり、後の焼鈍にて所望の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（Ｅ）を満足すると、得られた焼鈍後のマルテンサイト組織の形態が、その後ホットスタンプが行われてもほぼ同じ状態に維持され、従って、ホットスタンプ後でも本実施形態による鋼板が伸び又は穴拡げ性に有利になることを知見した。本実施形態による鋼板では、ホットスタンプで二相域まで加熱した場合、ホットスタンプ前のマルテンサイトを含む硬質相はオーステナイト組織になり、ホットスタンプ前のフェライト相はそのままである。オーステナイト中のＣ（炭素）は周囲のフェライト相に移動しない。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（Ｅ）を満足して前述のＨ２／Ｈ１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。

本実施形態では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とが概ね同じ値となるように制御しながら冷間圧延を行う。目標冷延率に対して実績冷延率をいたずらに乖離させた状態で冷間圧延することは好ましくない。しかしながら、目標圧延率と実績圧延率とが大きく乖離する場合は、実績冷延率が上記式（Ｅ）を満足すれば本実施形態を実施していると見ることができる。尚、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。

冷間圧延後には、焼鈍を行うことにより鋼板に再結晶を生じさせ、さらに防錆能を向上させるために溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを施す場合には、常法により溶融亜鉛めっきまたは溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を行い、次いで冷却する。この焼鈍および冷却により、所望のマルテンサイトを生じさせる。尚、焼鈍温度について、７００〜８５０℃の範囲に加熱して焼鈍を行い、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に関して所定の面積率を安定的に確保できると共に、フェライト面積率とマルテンサイト面積率との和を安定的に６０％以上とすることができ、ＴＳ×λの向上に貢献することが出来る。他の焼鈍温度の条件は特に規定しないが、７００〜８５０℃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、生産性に支障ない範囲で保持することが好ましく、昇温速度も１℃／秒以上設備能力上限、冷却速度も１℃／秒以上設備能力上限までで適宜決めることが好ましい。調質圧延工程では、常法により調質圧延する。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、上記巻取り温度ＣＴに関し、下記の式（Ｆ）（（Ｍ）も同様）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］・・・（Ｆ）

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、後の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］」超であると、フェライト及びパーライトのバンド状組織が生成しやすく、また、板厚中心部ではパーライトの割合が高くなりやすい。このため、後の焼鈍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（Ｃ）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させることが困難になることがある。

式（Ｆ）を満足すると、前述のようにフェライト相と硬質相とが理想の分布形態になる。この場合、ホットスタンプで二相域加熱を行うと、前述のようにその分布形態が維持される。式（Ｆ）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、ホットスタンプ後もこれが維持されてホットスタンプ後の成形性に優れることになる。

さらに、防錆能を向上させるために、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。さらには、溶融亜鉛めっき後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を、水蒸気などめっき表面を酸化させる物質に接触させて、酸化膜を厚くする処理を施してもよい。

溶融亜鉛めっき、及び合金化溶融亜鉛めっき以外には、例えば調質圧延工程の後に電気亜鉛めっきを施す電気亜鉛めっき工程を有し、冷延鋼板表面に電気亜鉛めっきを施すことも好ましい。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。

このような一連の処理の後、必要に応じてホットスタンプを行う。ホットスタンプ工程では、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７００℃以上１０００℃以下まで鋼板を加熱し、１秒以上１２０秒以下の保持時間の後にホットスタンプ（ホットスタンプ加工）を行う。成形性を向上させるためには、加熱温度はＡｃ_３点以下が好ましい。Ａｃ_３点は、フォーマスター試験を行い、試験片の長さの変曲点から推定した。引き続き、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（ホットスタンプの焼き入れ）。

ホットスタンプ工程の加熱温度が７００℃未満では焼入れが不十分で強度が確保できず、好ましくない。加熱温度が１０００℃超では軟化し過ぎ、また鋼板表面にめっきが施されている場合めっきが、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７００℃以上１０００℃以下が好ましい。ホットスタンプ工程の加熱は、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ので、５℃／秒以上の昇温速度で行うことが好ましい。一方、昇温速度上限の５００℃／秒は現状加熱能力によるものであるが、これに限定しない。ホットスタンプ後の冷却は、１０℃／秒未満の冷却速度ではその速度制御が難しく、生産性も著しく低下するので、１０℃／秒以上の冷却速度で行うことが好ましい。冷却速度上限の１０００℃／秒は、現状冷却能力によるものであるが、これに限定しない。昇温後ホットスタンプを行うまでの時間を１秒以上としたのは、現状の工程制御能力（設備能力下限）によるものであり、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。冷却温度を常温以上３００℃以下にするのは、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。
図８Ａ及び図８Ｂは、本発明の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。図中の符号Ｓ１〜Ｓ１３は、上述した各工程にそれぞれ対応する。

本実施形態の冷延鋼板では、上記のホットスタンプ条件でホットスタンプを行った後でも、式（Ｂ）、及び式（Ｃ）を満足する。また、その結果、ホットスタンプを行った後でも、ＴＳ×λ≧５００００ＭＰａ・％との条件を満足することができる。

以上により、前述の条件を満足すれば、硬度分布又は組織がホットスタンプ後でも維持され、ホットスタンプ前及び／又はホットスタンプ後に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鋼板を製造することができる。

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１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（Ｅ）又は式（Ｌ）の値が、表５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２に示す焼鈍温度にて焼鈍を行なった。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、さらに一部の鋼板では、電気亜鉛めっきまたはアルミめっきを施した。尚、調質圧延は伸び率１％にて常法に従い圧延している。この状態で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、図７に示すような形態のホットスタンプ成形体を得るべく、昇温速度１０〜１００℃／秒で昇温し、７８０℃で１０秒保持した後に成形し、冷却速度１００℃／秒で２００℃以下まで冷却するホットスタンプを行った。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、材質試験等を行い、引張強度（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）、穴拡げ率（λ）他を求めた。その結果を表２、表３（表２の続き）、表４、表５（表４の続き）に示す。表中の穴拡げ率λは以下の式（Ｐ）により求める。
λ（％）＝｛（ｄ´−ｄ）／ｄ｝×１００・・・（Ｐ）
ｄ´：亀裂が板厚を貫通した時の穴径 ｄ：穴の初期径
尚、表２中のめっきの種類で、ＣＲはめっき無し、即ち冷延鋼板であり、ＧＩは溶融亜鉛めっき、ＧＡは合金化溶融亜鉛めっき、ＥＧは電気めっきを冷延鋼板に施していることを示す。
尚、表中の判定の、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。
また、式（Ｈ）、（Ｉ）、（Ｊ）、（Ｋ）、（Ｌ）、（Ｍ）、（Ｎ）は式（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）、（Ｄ）、（Ｅ）、（Ｆ）、（Ｇ）とそれぞれ実質的に同じなので、各表の見出しには式（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）、（Ｅ）、（Ｆ）、（Ｇ）を代表で表示する。

以上の実施例から、本発明要件を満足すれば、ホットスタンプ前及び／又はホットスタンプ後にＴＳ×λ≧５００００ＭＰａ・％との条件を満たす優れた冷延鋼板、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を得ることができる。

本発明によって得られた冷延鋼板、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は、ホットスタンプ前及び／又はホットスタンプ後にＴＳ×λ≧５００００ＭＰａ・％との条件を満たすので、高いプレス加工性と強度とを有し、今日の自動車の更なる軽量化、部品の形状の複雑化の要求に対応することができる。

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
Ｓ１０ 溶融亜鉛めっき工程
Ｓ１１ 合金化処理工程
Ｓ１２ アルミめっき工程
Ｓ１３ 電気亜鉛めっき工程

Claims (18)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０３０％以上、０．１５０％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、
   前記Ｃ含有量、前記Ｓｉ含有量及び前記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（Ａ）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、かつ前記フェライトの面積率と前記マルテンサイトの面積率との和が６０％以上を満たし、さらに前記金属組織が、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４０％未満の残ベイナイトとのうち１種以上を含有する場合があり、
   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（Ｂ）及び式（Ｃ）を満足し、
   引張強度ＴＳと穴拡げ率λとの積であるＴＳ×λにおいて５００００ＭＰａ・％以上を満足することを特徴とする冷延鋼板。
   （５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］）／［Ｃ］＞１１・・・（Ａ）
   Ｈ２／Ｈ１＜１．１０・・・（Ｂ）
   σＨＭ＜２０・・・（Ｃ）
   ここで、Ｈ１は板厚表層部の前記マルテンサイトの平均硬度であり、Ｈ２は板厚中心部、すなわち板厚中心における板厚方向に２００μｍの範囲の前記マルテンサイトの平均硬度であり、σＨＭは前記板厚中心部における前記マルテンサイトの前記硬度の分散値である。
2. 前記冷延鋼板中に存在する、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（Ｄ）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。
   ｎ２／ｎ１＜１．５・・・（Ｄ）
   ここで、ｎ１は板厚１／４部における前記円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下の前記ＭｎＳの１００００μｍ^２あたりの平均個数密度であり、ｎ２は前記板厚中心部における前記円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下の前記ＭｎＳの１００００μｍ^２あたりの平均個数密度である。
3. 表面に亜鉛めっきが施されていることを特徴とする請求項１又は２に記載の冷延鋼板。
4. ホットスタンプ後の金属組織が、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、かつ前記フェライトの面積率と前記マルテンサイトの面積率との和が６０％以上を満たし、さらに前記金属組織が、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４０％未満の残ベイナイトとのうち１種以上を含有する場合があり、
   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、前記ホットスタンプ後において、下記の式（Ｉ）及び式（Ｊ）を満足し、
   引張強度ＴＳと穴拡げ率λの積であるＴＳ×λにおいて５００００ＭＰａ・％以上を満足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。
   Ｈ２１／Ｈ１１＜１．１０・・・（Ｉ）
   σＨＭ１＜２０・・・（Ｊ）
   ここで、Ｈ１１は前記ホットスタンプ後の板厚表層部の前記マルテンサイトの平均硬度であり、Ｈ２１は前記ホットスタンプ後の板厚中心部、すなわち板厚中心における板厚方向に２００μｍの範囲の前記マルテンサイトの平均硬度であり、σＨＭ１は前記ホットスタンプ後の前記板厚中心部における前記マルテンサイトの前記硬度の分散値である。
5. ホットスタンプ後の前記冷延鋼板中に存在する、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（Ｋ）が成り立つことを特徴とする請求項４に記載の冷延鋼板。
   ｎ２１／ｎ１１＜１．５・・・（Ｋ）
   ここで、ｎ１１は前記ホットスタンプ後の板厚１／４部における前記円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下の前記ＭｎＳの１００００μｍ^２あたりの平均個数密度であり、ｎ２１は前記ホットスタンプ後の前記板厚中心部における前記円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下の前記ＭｎＳの１００００μｍ^２あたりの平均個数密度である。
6. 表面に溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする請求項４または請求項５に記載の冷延鋼板。
7. 前記表面に前記溶融亜鉛めっきが施されている前記冷延鋼板の表面には合金化溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする請求項６に記載の冷延鋼板。
8. 表面に電気亜鉛めっきが施されていることを特徴とする請求項４または請求項５に記載の冷延鋼板。
9. 表面にアルミめっきが施されていることを特徴とする請求項４又は請求項５に記載の冷延鋼板。
10. ホットスタンプに用いることを特徴とする請求項４〜請求項９の何れか一項に記載の冷延鋼板。
11. 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、
    前記鋼材に、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（Ｅ）が成り立つ条件下で冷間圧延を施す冷間圧延工程と、
    前記鋼材に、前記冷間圧延工程後に、７００℃以上８５０℃以下で焼鈍を行い冷却する焼鈍工程と、
    前記鋼材に、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請求項１、請求項２、請求項４、請求項５の何れか一項に記載の冷延鋼板の製造方法。
    １．５×ｒ１／ｒ＋１．２×ｒ２／ｒ＋ｒ３／ｒ＞１．０・・・（Ｅ）
    ここで、ｒｉ（ｉ＝１，２，３）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（ｉ＝１，２，３）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。
12. 前記鋼材に、前記焼鈍工程と前記調質圧延工程との間に、亜鉛めっきを施す亜鉛めっき工程をさらに含むことを特徴とする請求項１１に記載の冷延鋼板の製造方法。
13. 前記巻取り工程における巻取り温度を、単位℃で、ＣＴと表し；
    前記鋼材の前記Ｃ含有量、前記Ｍｎ含有量、前記Ｓｉ含有量及び前記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（Ｆ）が成り立つことを特徴とする請求項１１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］・・・（Ｆ）
14. 前記加熱工程における加熱温度を、単位℃でＴとし、且つ在炉時間を、単位分でｔとし；
    前記鋼材の前記Ｍｎ含有量及び前記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（Ｇ）が成り立つことを特徴とする請求項１３に記載の冷延鋼板の製造方法。
    Ｔ×ｌｎ（ｔ）／（１．７×［Ｍｎ］＋［Ｓ］）＞１５００・・・（Ｇ）
15. 前記焼鈍工程と前記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することを特徴とする請求項１１〜１４のいずれか一項に記載の冷延鋼板の製造方法。
16. 前記溶融亜鉛めっき工程と前記調質圧延工程との間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１５に記載の冷延鋼板の製造方法。
17. 前記調質圧延工程の後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１１、１３、１４のいずれか一項に記載の冷延鋼板の製造方法。
18. 前記焼鈍工程と前記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することを特徴とする請求項１１、１３、１４のいずれか一項に記載の冷延鋼板の製造方法。

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