WO2016121388A1 - 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板及びこれらの製造方法 - Google Patents

高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板及びこれらの製造方法 Download PDF

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cold
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典晃 ▲高▼坂
船川　義正
正洋 岩渕
櫻井　理孝
栄治 飯塚
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet having high tensile strength (TS): 780 MPa or more and excellent formability, a high-strength plated steel sheet, and a method for producing the same, which are useful as a material for automobile frame members. .
  • TS tensile strength
  • Patent Document 1 in a hot-dip galvanized steel sheet provided with a hot-dip galvanized layer on the surface of the steel sheet, by mass%, C: more than 0.02% and 0.20% or less, Si: 0.01 to 2.0 %, Mn: 0.1 to 3.0%, P: 0.003 to 0.10%, S: 0.020% or less, Al: 0.001 to 1.0%, N: 0.0004 to 0 0.15%, Ti: 0.03 to 0.2%, with the balance being a component composition of Fe and inevitable impurities, and containing ferrite in an area ratio of 30 to 95%, with the balance being martensite, It has one or more of bainite, pearlite, cementite and retained austenite and has a steel structure in which the martensite area ratio is 0 to 50% when containing martensite, and the steel plate has a grain size 2-30nm Ti Carbonitrides precipitate comprises a distance 30 ⁇ 300 nm average interparticle and including a particle size 3 ⁇ m or more crystal
  • Patent Document 2 by mass%, C: 0.05 to 0.20%, Si: 0.01 to less than 0.6%, Mn: 1.6 to 3.5%, P: 0.05% or less , S: 0.01% or less, sol.
  • a steel sheet containing Al: 1.5% or less, N: 0.01% or less, the balance being iron and inevitable impurities, having a polygonal ferrite structure and a low temperature transformation structure, and a low temperature transformation structure Includes at least bainite and may further include martensite.
  • Patent Document 2 about the plate
  • Patent Document 2 states that a hot-dip galvanized steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more excellent in bending workability and fatigue strength can be obtained.
  • the tensile strength of the surface layer portion which is a region from the steel plate surface to 50 ⁇ m in the plate thickness direction, is important.
  • An object of the present invention is to provide a high-strength cold-rolled steel sheet, a high-strength plated steel sheet, and a production method thereof having a tensile strength measured using a piece: 780 MPa or more and having good formability.
  • the present inventors paid attention to the stress gradient with respect to the plate thickness direction at the time of bending when examining the structural requirements of a steel plate having a tensile strength of the surface layer portion in a desired range and good formability.
  • the stress in the vicinity of the central portion in the plate thickness direction is reduced as much as possible, but the stress in the surface layer portion, which is a region of 50 ⁇ m in the plate thickness direction from the steel plate surface, is remarkably increased.
  • the stress changes continuously in the thickness direction.
  • cracks (cracking) in the bent portion it was found that the void density in the surface layer portion was much higher than the void density at a position deeper than 50 ⁇ m in the plate thickness direction.
  • the stress continuously decreases from the steel plate surface to the center of the plate thickness. For this reason, unless the hardness of the surface layer portion, which is a region from the steel plate surface to the thickness direction to 50 ⁇ m in the thickness direction, is continuously changed, a stress concentration portion is generated, which causes cracks. It was.
  • Generating the bainite phase, the martensite phase, and the tempered martensite phase in appropriate ranges contributes to the tensile strength of the surface layer portion being in a desired range.
  • the hardness of the bainite phase, martensite phase, and tempered martensite phase is determined by the contents of C, Si, Mn, and the like as described later, but the influence of the C amount is the largest.
  • Continuously changing the C concentration can be achieved by controlling the furnace atmosphere, dew point and heating temperature in the continuous annealing line or the continuous plating line.
  • the present invention has been completed based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • d [% C x ] / dx ([% C x ] ⁇ [% C x ⁇ 10 ⁇ m ]) / 0.01
  • [% C x ] represents the C concentration in x
  • x represents the distance in the sheet thickness direction from the steel sheet surface, and its value is 50 ⁇ m or less.
  • the component composition is further in mass%, Mo: 0.01% to 0.5%, Cr: 0.01% to 0.9%, Ni: 0.01% to 0.2%
  • Mo 0.01% to 0.5%
  • Cr 0.01% to 0.9%
  • Ni 0.01% to 0.2%
  • the high-strength cold-rolled steel sheet according to [1] containing one or more of the following.
  • the component composition is further in mass%, Ti: 0.01% to 0.15%, Nb: 0.01% to 0.1%, V: 0.01% to 0.5%
  • the inclusion density with a particle diameter of 0.2 ⁇ m or more in the region from the steel sheet surface to 50 ⁇ m in the sheet thickness direction is 500 / mm 2 or less.
  • a high-strength plated steel sheet comprising the high-strength cold-rolled steel sheet according to any one of [1] to [4] and a plating layer formed on the high-strength cold-rolled steel sheet.
  • the plating layer contains, by mass%, Fe: 5.0 to 20.0%, Al: 0.001% to 1.0%, and Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Contains one or more selected from Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, and REM in a total of 0 to 3.5%, with the balance being Zn and inevitable impurities
  • the high strength plated steel sheet according to [5] or [6].
  • the steel material having the component composition according to any one of [1] to [4] is heated to 1150 ° C. or higher, finish-rolled at a finish temperature of rough rolling and finish rolling of 800 ° C. or higher, and 350 ° C.
  • the hot rolling step of winding at a winding temperature of 720 ° C. or lower, the cold rolling step of performing cold rolling on the hot-rolled steel sheet after the hot rolling step, and the continuous annealing after the cold rolling step In a line or continuous plating line, using a combustion burner, a temperature range of 580 ° C. to T ° C. with an air ratio of 1.05 to 1.30 (where 580 ⁇ T ⁇ 730), a temperature of 730 ° C.
  • the cold-rolled steel sheet is heated to a maximum temperature of 730 ° C. or higher with a dew point of ⁇ 40 to ⁇ 15 ° C., and then the average cooling rate from 700 ° C. to 550 ° C. is ⁇ 10 ° C./s or lower. Cool to a cooling stop temperature of 25-530 ° C, There was optionally heated by, the method of producing a high strength cold rolled steel sheet having a annealing step of holding at 530 temperature range ° C. from 200 ° C..
  • a high-strength cold-rolled steel sheet and a high-strength-plated steel sheet having a desired tensile strength of the surface layer portion and good formability can be obtained.
  • INDUSTRIAL APPLICABILITY The present invention is suitable for the use of automobile structural members and the like, and its effects are remarkable, such as reducing the weight of automobile parts and improving their reliability.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention is, in mass%, C: 0.06% to 0.20%, Si: 0.01% to 2.0%, Mn: 1.8% to 5.0% %: P: 0.06% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.08% or less, N: 0.008% or less.
  • component composition of the high-strength cold-rolled steel sheet according to the present invention is, in addition to the above-mentioned components, further by mass, Mo: 0.01% or more and 0.5% or less, Cr: 0.01% or more and 0.9% or less. Ni: One or more of 0.01% or more and 0.2% or less may be contained.
  • the component composition of the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention is, in addition to the above-mentioned components, further by mass, Ti: 0.01% or more and 0.15% or less, Nb: 0.01% or more and 0.1% or less. , V: You may contain 1 type or 2 types or more of 0.01% or more and 0.5% or less.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention may further contain B: 0.0002% or more and 0.0030% or less in mass%.
  • C 0.06% or more and 0.20% or less
  • C has an effect of increasing the hardness of the bainite phase, the martensite phase, and the tempered martensite phase that bear the strength.
  • the C content needs to be 0.06% or more.
  • C has a hardenability that suppresses the formation of a ferrite phase, and when the C content exceeds 0.20%, the area ratio of the ferrite phase in the region from 1/4 to 3/4 of the plate thickness. Is less than 20%, and ductility and bendability are lost, making practical use difficult. Therefore, the C content is set to 0.06% or more and 0.20% or less. Desirable C content is 0.07% or more and 0.18% or less.
  • Si 0.01% or more and 2.0% or less Si is an element contributing to high strength by solid solution strengthening.
  • Si delays the diffusion of C and makes it difficult to provide a C concentration gradient. For this reason, there is an optimum value for the Si content. If the Si content exceeds 2.0%, a desired C concentration gradient cannot be obtained in the surface layer portion. Therefore, the upper limit of the Si content is set to 2.0%.
  • the lower limit of the Si content is set to 0.01%.
  • a preferable Si content is 0.02% or more and 1.6% or less.
  • Mn 1.8% or more and 5.0% or less Mn is an element that contributes to increase in strength by solid solution strengthening and suppresses the formation of a ferrite phase.
  • the Mn content needs to be 1.8% or more.
  • the upper limit of Mn content was 5.0%.
  • a preferable range of Mn content is 1.9% to 3.5%.
  • P 0.06% or less
  • P is an element that segregates at the grain boundary and becomes a starting point of cracking during bending molding, and thus adversely affects moldability. Therefore, it is preferable to reduce the P content as much as possible.
  • the P content is set to 0.06% or less.
  • a preferable P content is 0.03% or less. Although it is desirable to reduce the P content as much as possible, 0.002% is often inevitably mixed in production.
  • S 0.005% or less S is present as an inclusion such as MnS in steel. This inclusion becomes wedge-shaped by hot rolling and cold rolling. In such a form, inclusions tend to be the starting point of void generation, and formability is reduced. Therefore, in the present invention, it is preferable to reduce the S content as much as possible, and set it to 0.005% or less. A preferable S content is 0.003% or less. Although it is desirable to reduce the S content as much as possible, 0.0005% is often inevitably mixed in production.
  • Al 0.08% or less
  • Al is contained in an amount of 0.02% or more.
  • the Al content exceeds 0.08%, the formability deteriorates due to the influence of coarse inclusions such as alumina. Therefore, the Al content is 0.08% or less.
  • a preferable Al content is 0.07% or less.
  • N 0.008% or less
  • N combines with Ti and precipitates as coarse Ti-based nitride. Since this coarse Ti-based nitride has an adverse effect on formability, the N content needs to be reduced as much as possible, and the upper limit is made 0.008%.
  • a preferable N content is 0.006% or less. Although it is desirable to reduce the N content as much as possible, 0.0005% is often inevitably mixed in production.
  • Mo 0.01% or more and 0.5% or less
  • Cr 0.01% or more and 0.9% or less
  • Ni 0.01% or more and 0.2% or less
  • Mo, Cr and Ni Is an element having an effect of promoting the formation of a bainite phase, a martensite phase, and a tempered martensite phase in addition to solid solution strengthening. Therefore, these elements substantially contribute to high strength. On the other hand, when these elements are contained excessively, moldability deteriorates. From the above, Mo: 0.01% to 0.5%, Cr: 0.01% to 0.9%, Ni: 0.01% to 0.2%.
  • Ti 0.01% or more and 0.15% or less
  • Nb 0.01% or more and 0.1% or less
  • V 0.01% or more and 0.5% or less of Ti
  • Nb and V Is an element that combines with carbon to form precipitates.
  • This strengthening by precipitates strengthens the tensile strength of the steel sheet over the entire thickness direction.
  • softening near the surface layer is more difficult than bainite phase, martensite phase and tempered martensite phase. That is, when the amount of Ti, Nb, and V exceeds the upper limit defined in the present invention, the degree of strengthening by these precipitates becomes excessively large.
  • the good bending workability (formability) characteristic of the present invention cannot be obtained. Therefore, Ti: 0.01% to 0.15%, Nb: 0.01% to 0.1%, and V: 0.01% to 0.5%. At this time, the formability may deteriorate due to the influence of the formation of coarse carbonitride containing Ti, Nb and V.
  • the inclusion density with a particle diameter of 0.2 ⁇ m or more in the surface layer portion that is a region from the steel sheet surface to the thickness direction of 50 ⁇ m is 500 / mm 2.
  • a preferable upper limit of inclusion density is 350 pieces / mm 2 or less.
  • 50 / mm 2 or more is preferable from the viewpoint of promoting the generation of cracks on the shearing surface during the punching process.
  • B 0.0002% or more and 0.0030% or less may be contained.
  • B has the effect of segregating at the grain boundaries of austenite before transformation and significantly delaying the nucleation of the ferrite phase and suppressing the formation of the ferrite phase. In order to acquire this effect, it is necessary to contain B 0.0002% or more. On the other hand, if it exceeds 0.0030%, not only the effect of hardenability is saturated, but also an adverse effect on ductility. From the above, the B content is set to 0.0002% or more and 0.0030% or less. A desirable B content is 0.0005% or more and 0.0020% or less.
  • Components other than the above are Fe and inevitable impurities.
  • these elements shall be included as an unavoidable impurity.
  • the steel structure of the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention has a ferrite phase area ratio of 20% or more and 80% or less in the range of 1/4 to 3/4, bainite phase, martensite phase, and tempered martensite.
  • the total area ratio of the phases is 20% or more and 80% or less, and the differential amount of the C concentration represented by the above formula (1) in x ⁇ m (where x is 50 ⁇ m or less) from the steel plate surface to the plate thickness direction is 0. 10% by mass / mm.
  • the area ratio of the ferrite phase in the region of the thickness 1/4 to 3/4 is 20% or more and 80% or less, and the total area ratio of the bainite phase, martensite phase, and tempered martensite phase is 20%. % To 80%.
  • this is the first time that the differential amount of the C concentration represented by the above formula (1) in x ⁇ m (x is 50 ⁇ m or less) in the thickness direction from the steel sheet surface is 0.10% by mass / mm. The bending workability intended by the invention is achieved.
  • the tensile strength obtained by the tensile test using JIS No. 5 tensile test piece is the structure in the range from 1/4 to 3/4 with respect to the plate thickness direction. Determined by.
  • the ferrite phase is a soft structure, and when the area ratio of the ferrite phase exceeds 80%, the tensile strength is less than 780 MPa. Further, if the area ratio of the ferrite phase exceeds 80% and the tensile strength falls below 780 MPa, the content of the ferrite phase increases in the surface layer portion, so the tensile strength of the surface layer portion is adjusted to a desired range. Not.
  • the ferrite phase is a structure that improves the moldability, if the area ratio is less than 20%, the moldability is remarkably lowered and the ductility is also impaired. From this viewpoint, the area ratio of the ferrite phase is set to 20% to 80%. The area ratio of the ferrite phase is preferably 30% or more and 70% or less.
  • the metal structure containing these phases is suitable for increasing the strength. In order to bring the tensile strength of the surface layer portion into a desired range, the area ratio of these metal structures needs to be 20% or more in total. On the other hand, these phases are poor in ductility, and inclusion of these phases generally lowers moldability. In the present invention, focusing on the fact that the hardness of these metal structures largely depends on the C content, the present invention is characterized in that formability is improved by continuously decreasing the C concentration of the surface layer portion.
  • the total area ratio of the bainite phase, martensite phase and tempered martensite phase exceeds 80%, the desired formability cannot be obtained even if the C concentration in the surface layer is changed.
  • a desirable range of the total area ratio of the bainite phase, martensite phase and tempered martensite phase is 30% or more and 70% or less.
  • the strength of the high-strength cold-rolled steel sheet according to the present invention largely depends on the C concentration. Therefore, the C concentration, which is the C concentration near the surface, is related to the tensile strength of the surface layer portion.
  • the combination of adjusting the C concentration and the tensile strength measured using a JIS No. 5 test piece being 780 MPa or more can indicate that the tensile strength of the surface layer portion is in a desired range. Further, when the C concentration is locally reduced, the workability of that portion is good. Furthermore, since the stress continuously changes in the thickness direction in bending, for example, even if only the hardness of the steel sheet surface is reduced, it is caused by cracks due to insufficient ductility at high hardness or hardness differences.
  • the differential amount of the C concentration represented by the following formula (1) in x ⁇ m (where x is 50 ⁇ m or less) from the steel sheet surface to the plate thickness direction is 0.10 mass% / mm or more. do it.
  • the differential amount of the C concentration is preferably 6.5% by mass / mm or less.
  • the differential amount when x ⁇ 20 ⁇ m is the region where the strain due to bending is the largest, the differential amount is preferably large.
  • the region where the strain is the largest when x is 0 ⁇ m or more and less than 20 ⁇ m is large, but the measurement of C concentration in the region of 0 ⁇ m or more and less than 10 ⁇ m has a large error due to the influence of dirt, etc. It is preferable to define the differential amount of the C concentration for the above region.
  • the high-strength plated steel sheet of the present invention is composed of the high-strength cold-rolled steel sheet and a plating layer formed thereon.
  • the components constituting the plating layer are not particularly limited and may be general components.
  • the plating layer contains Fe: 5.0 to 20.0% and Al: 0.001% to 1.0% by mass%, and Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, One or two or more selected from Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, and REM are contained in a total of 0 to 3.5%, and the balance is made of Zn and inevitable impurities.
  • the plating layer may be a hot-dip plating layer or an alloyed plating layer.
  • the manufacturing method of the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention includes a hot rolling process, a cold rolling process, and an annealing process.
  • the temperature is the surface temperature unless otherwise specified.
  • the average cooling rate is ((surface temperature after cooling ⁇ surface temperature before cooling) / cooling time).
  • the hot rolling step refers to heating a steel material having the above composition to 1150 ° C. or higher, performing finish rolling with rough rolling and finish rolling finishing temperature of 800 ° C. or higher, and winding temperature of 350 ° C. or higher and 720 ° C. or lower. It is a process of winding in.
  • the melting method for producing the steel material is not particularly limited, and a known melting method such as a converter or an electric furnace can be employed. Further, secondary refining may be performed in a vacuum degassing furnace. Then, it is preferable to use a slab (steel material) by a continuous casting method from the viewpoint of productivity and quality. Also, the slab may be formed by a known casting method such as ingot-bundling rolling or continuous slab casting.
  • the steel material obtained as described above is heated under the following conditions.
  • Heating temperature of steel material 1150 ° C. or higher
  • it is necessary to heat the steel material prior to rough rolling so that the steel structure of the steel material becomes a substantially homogeneous austenite phase.
  • the heating temperature exceeds 1400 ° C., scale is generated excessively and the yield decreases, so the heating temperature is preferably 1400 ° C. or less.
  • the atmosphere in the heating furnace is (pCO + pCO 2 + pCH 4 ) / (pCO + 2pCO 2 + pH 2 O + 2pO 2 ) ⁇ 1, the temperature is 1150 ° C. or more, and the residence time is 30 minutes or more, the C concentration gradient is stable on the surface layer.
  • pCO, pCO 2 , pCH 4 , pH 2 O, and pO 2 mean partial pressures (Pa) of CO, CO 2 , CH 4 , H 2 O, and O 2 , respectively.
  • the rough rolling conditions for the rough rolling after the heating are not particularly limited.
  • Finishing rolling temperature 800 ° C. or more
  • the finish rolling temperature is 800 ° C. or higher.
  • a preferable finish rolling temperature is 820 ° C. or higher.
  • the finish rolling temperature is preferably 940 ° C. or less because the surface properties are deteriorated due to the bite of the scale.
  • the cooling stop temperature in the cooling after the finish rolling may or may not coincide with the coiling temperature. If they do not match, further cooling or heating to the coiling temperature is required.
  • Winding temperature 350 ° C. or higher and 720 ° C. or lower It is difficult to set the winding temperature to a temperature lower than 350 ° C. due to restrictions on the runout table length. On the other hand, if the coiling temperature is less than 350 ° C., the shape of the plate is deteriorated and cold rolling becomes difficult. On the other hand, if the coiling temperature exceeds 720 ° C., the coiler is damaged due to the high temperature, and the equipment is adversely affected. From the above, the coiling temperature was set to 350 ° C. or more and 720 ° C. or less. Preferably they are 450 degreeC or more and 680 degrees C or less.
  • the subsequent cold rolling step is a step of cold rolling the hot-rolled steel sheet after the hot rolling step.
  • it is necessary to cold-roll the hot-rolled steel sheet after the hot rolling process.
  • the cold rolling rate is preferably 30% or more and 80% or less because of restrictions on the production line.
  • the subsequent annealing step is a continuous annealing line or a continuous plating line after the cold rolling step, and the air ratio is 1.05 in a temperature range of 580 to T ° C. (580 ⁇ T ⁇ 730) using a combustion burner.
  • the cold rolled steel sheet was heated to a maximum temperature of 730 ° C. or higher under the conditions of ⁇ 1.30 and the dew point in the temperature range of 730 ° C. or higher was ⁇ 40 to ⁇ 15 ° C., and then averaged from 700 ° C. to 550 ° C.
  • This is a step of cooling to a cooling stop temperature of 25 to 530 ° C. under a condition where the cooling rate is ⁇ 10 ° C./s or less, then heating as necessary, and maintaining in a temperature range of 200 ° C. to 530 ° C.
  • an oxidizing atmosphere is formed, and C on the steel sheet surface reacts with oxygen to cause a C concentration gradient on the steel sheet surface.
  • the reaction rate at this time also changes depending on the temperature, and in order to obtain a sufficient reaction rate in the continuous annealing line or the continuous plating line, a temperature range of 580 to T ° C. is used by using a combustion burner with an air ratio of 1.05 or more. It needs to be heated.
  • the air ratio of the combustion burner in the above temperature range is set to 1.30 or less.
  • a preferable range of the air ratio is 1.07 to 1.26.
  • T ° C. was set to 730 ° C. or lower.
  • the air ratio when the temperature range of 580 to T ° C. is heated by the combustion burner should be within the above range, and when T is close to 580 ° C. (region where the air ratio is controlled to 1.05 to 1.30) Is also within the scope of the present invention, but T ° C is preferably 600 to 700 ° C in order to obtain a sufficient effect by controlling the air ratio.
  • An annealing furnace at this time may be an oxidation furnace in a direct-fired furnace or an oxidation furnace in an oxygen-free furnace, but any heating method using a direct-fired burner can be applied.
  • Dew point in the temperature range above 730 ° C: -40 to -15 ° C The reaction of the water vapor in the furnace with C in the steel sheet surface layer also causes a gradient of the C concentration in the steel sheet surface layer.
  • the dew point in the temperature range of 730 ° C. or higher during heating is set to ⁇ 40 to ⁇ 15 ° C.
  • the dew point in the above temperature range exceeds ⁇ 15 ° C.
  • an adverse effect of a decrease in formability due to intergranular cracking becomes obvious due to the effect of intergranular oxidation.
  • the dew point is lower than ⁇ 40 ° C.
  • the water vapor in the furnace does not react with C in the surface layer portion of the steel sheet, and a desired C concentration gradient cannot be obtained.
  • the preferred dew point range is -35 to -20 ° C. Further, in order to prevent water vapor and C in the surface layer portion of the steel sheet from reacting sufficiently, it is necessary to control the dew point in a temperature range of at least 730 ° C. or higher. Further, the dew point is set within the above range up to the maximum temperature.
  • Maximum attainment temperature 730 ° C. or higher As described above, when the maximum attainment temperature is less than 730 ° C., a C concentration gradient cannot be formed appropriately, or a desired steel structure may not be obtained.
  • the maximum attained temperature is preferably 750 ° C. or higher from the viewpoint of forming a C concentration gradient.
  • the upper limit of the maximum attainable temperature is not particularly limited, but if the maximum attainable temperature is excessively high, damage to the annealing furnace equipment due to heat may occur or the fuel consumption rate may be reduced. .
  • Average cooling rate from 700 ° C. to 550 ° C . is a temperature range in which ferrite transformation proceeds, and when the average cooling rate in this temperature range exceeds ⁇ 10 ° C./s The area ratio of the ferrite phase exceeds 80%, and the desired steel plate strength cannot be obtained. Therefore, the average cooling rate from 700 ° C. to 550 ° C. is ⁇ 10 ° C./s or less. Desirably, the average cooling rate in the temperature range of 700 ° C. to 550 ° C. is ⁇ 20 ° C./s or less.
  • Cooling stop temperature 25-530 ° C
  • the cooling method may be any of a gas jet cooling device and water cooling as long as the above average cooling rate condition is satisfied.
  • the lower limit of the cooling stop temperature is 25 ° C. corresponding to room temperature.
  • Holding temperature 200 ° C to 530 ° C
  • a heating method may be IH heating, a gas heating device, or the like. Below 200 ° C, the martensite is not tempered sufficiently and the ductility of the steel sheet is impaired. On the other hand, if the temperature exceeds 530 ° C., the ferrite transformation proceeds and the desired steel plate strength cannot be obtained.
  • a preferable holding temperature range is 250 ° C. or more and 520 ° C. or less.
  • maintenance should just have steel plate temperature in the said temperature range, and is not limited to constant temperature holding.
  • the holding time is not particularly limited, but the holding time is preferably 20 to 1200 seconds from the viewpoint of the above purpose.
  • the subsequent plating step is a step of performing plating after the annealing step and forming a plating layer on the annealed plate.
  • the above annealing is performed in a continuous hot dipping plating line, followed by cooling after annealing and dipping in a hot dipping bath, and a plating layer on the surface. May be formed.
  • the type of plating is preferably galvanizing.
  • a steel material having a component composition shown in Table 1 and having a thickness of 250 mm is subjected to a hot rolling process under the conditions shown in Table 2 to obtain a hot rolled steel sheet, and subjected to a cold rolling process under the cold rolling conditions shown in Table 2
  • a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.0 mm to 2.0 mm was used.
  • the annealing process was given on the conditions shown in Table 2 with the continuous annealing line or the continuous hot dipping line, respectively. Then, the plating process and the alloying process were performed as needed.
  • the temperature of the plating bath (plating composition: Zn—0.13 mass% Al) immersed in the continuous hot dipping line is 460 ° C.
  • the amount of coating is GI (hot dip plated steel), GA (alloyed)
  • Both the hot-dip galvanized steel sheets) were 45 to 65 g / m 2 per side, and the amount of Fe contained in the plating layer was in the range of 6 to 14% by mass.
  • Specimens were collected from the cold-rolled steel sheet, hot-dip galvanized steel sheet or alloyed hot-dip galvanized steel sheet obtained as described above and evaluated by the following method.
  • (I) Structure observation image The area ratio of each phase was evaluated by the following method.
  • the steel sheet was cut out from the steel sheet so that the cross section parallel to the rolling direction becomes the observation surface, the observation surface was corroded with 1% nital, and magnified 2000 times with a scanning electron microscope to obtain a thickness of 1/4 to 3/4. This field was photographed for 10 fields of view.
  • the ferrite phase is a structure having a form in which corrosion marks and cementite are not observed in the grains
  • the bainite phase is a structure in which corrosion marks and large carbides are recognized in the grains.
  • the martensite phase is a structure in which no carbide is observed in the grains and is observed with white contrast.
  • Tempered martensite is a structure in which corrosion marks are observed in the grains and fine carbides are observed between the laths.
  • the ferrite phase, the bainite phase, the martensite phase, and the tempered martensite phase were separated from each other by image analysis, and the area ratio relative to the observation field was obtained. The results are shown in Table 3.
  • Inclusion density measurement was evaluated by the following method. The steel sheet was cut out from the steel plate so that the cross section of the plate thickness parallel to the rolling direction becomes the observation surface, magnified 2000 times with a scanning electron microscope, and 1 mm 2 of the region from the steel plate surface layer to 50 ⁇ m in the plate thickness direction was observed. The number of inclusions of 5 ⁇ m or more was counted and the inclusion density was measured. The results are shown in Table 3.
  • (Iii) X-ray measurement
  • a polished surface obtained by grinding a region having a thickness of 1/4 to 3/4 from the surface of the steel plate in the plate thickness direction and performing chemical polishing of 200 ⁇ m or more.
  • the amount of retained austenite was quantified by the X-ray diffraction intensity.
  • the incident radiation source was MoK ⁇ radiation, measured from the peaks of (200) ⁇ , (211) ⁇ , (200) ⁇ , (220) ⁇ , and (311) ⁇ to determine the volume fraction.
  • the obtained volume ratio is treated as an area ratio.
  • the differential amount of the C concentration from the steel sheet surface to a depth of 50 ⁇ m is obtained by differentiating the approximate expression. Also good.
  • the tensile strength: 780 MPa or more and the total elongation: 8% or more were set as the steel sheet characteristics required in the present invention.
  • the total elongation is set to 8% or more because if it is less than 8%, the formability is poor, and it becomes impossible to use due to problems such as cracking due to insufficient ductility of the steel sheet due to press working or the like.
  • the yield strength is preferably 490 MPa or more.

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Abstract

　表層部の引張強さ：７８０ＭＰａ以上を有し、かつ成形性が良好な高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板及びこれらの製造方法を提供する。特定の成分組成と、板厚１／４から３／４までの領域におけるフェライト相の面積率が２０％以上８０％以下、ベイナイト相、マルテンサイト相および焼き戻しマルテンサイト相の面積率の合計が２０％以上８０％以下であり、鋼板表面から板厚方向にｘμｍにおける下記式（１）で表されるＣ濃度の微分量が０．１０質量％／ｍｍである鋼組織と、を有し、ＪＩＳ５号引張試験片を用いて引張試験を行ったときの引張強さが７８０ＭＰａ以上である高強度冷延鋼板とする。 ｄ［％Ｃｘ］／ｄｘ＝（［％Ｃｘ］－［％Ｃｘ－１０μｍ］）／０．０１　（１） 式（１）における［％Ｃｘ］はｘにおけるＣ濃度、ｘは５０μｍ以下とする。

Description

高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板及びこれらの製造方法
　本発明は、自動車用骨格部材の素材として有用な、引張強さ（ＴＳ）：７８０ＭＰａ以上の高強度と優れた成形性を兼ね備えた高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板及びこれらの製造方法に関する。
　近年地球環境保全の観点から、自動車業界全体で、ＣＯ２排出量の低減を目的とする、自動車の燃費改善が指向されている。自動車の燃費改善には、使用部品の薄肉化による自動車の軽量化が最も有効である。薄肉化可能な自動車部品用素材として高強度鋼板がある。このため、近年、自動車部品用素材としての高強度鋼板の使用量が増加しつつある。
　一方、一般に鋼板は高強度化にともない成形性が低下する。成形性が低下すると鋼板の加工が困難となる。自動車用部品は複雑な形状を有するものが多いため、自動車部品等を軽量化するうえで、高強度に加えて良好な加工性を兼ね備えた鋼板が求められている。
　以上から、高強度と曲げ性（加工性、成形性ともいう）とを兼備した鋼板開発が求められる。これまでにも加工性に着目した高強度冷延鋼板および溶融めっき鋼板について、様々な技術が提案されている。
　例えば、特許文献１では、鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を備える溶融亜鉛めっき鋼板において、質量％で、Ｃ：０．０２％を超え０．２０％以下、Ｓｉ：０．０１～２．０％、Ｍｎ：０．１～３．０％、Ｐ：０．００３～０．１０％、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．００１～１．０％、Ｎ：０．０００４～０．０１５％、Ｔｉ：０．０３～０．２％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成を有するとともに、フェライトを面積率で３０～９５％含有し、残部がマルテンサイト、ベイナイト、パーライト、セメンタイトおよび残留オーステナイトのうちの１種または２種以上からなり、かつマルテンサイトを含有するときのマルテンサイトの面積率は０～５０％である鋼組織を有し、鋼板が粒径２～３０ｎｍのＴｉ系炭窒化析出物を平均粒子間距離３０～３００ｎｍで含み、かつ粒径３μｍ以上の晶出系ＴｉＮを平均粒子間距離５０～５００μｍで含む。これらの構成を満たすことで、特許文献１では、引張強さが６２０ＭＰａ以上の曲げ加工性および耐切り欠き疲労特性に優れた高降伏比高強度鋼板が得られるとしている。
　特許文献２では、質量％で、Ｃ：０．０５～０．２０％、Ｓｉ：０．０１～０．６％未満、Ｍｎ：１．６～３．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：１．５％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であって、ポリゴナルフェライト組織および低温変態生成組織を有し、低温変態生成組織は少なくともベイナイトを含み、マルテンサイトを更に含んでいてもよい。また、特許文献２では、鋼板の表面から０．１ｍｍ深さの板面について、板幅方向位置を変えて合計２０視野を顕微鏡で観察し、各視野における５０μｍ×５０μｍの領域について画像解析を行ったとき、ポリゴナルフェライトの面積率の最大値と最小値およびマルテンサイトの面積率の最大値が定められている。これらの構成を満たすことで、特許文献２では、曲げ加工性および疲労強度に優れた引張強さ７８０ＭＰａ以上の溶融亜鉛めっき鋼板が得られるとしている。
特開２００６－０６３３６０号公報 特開２０１０－２０９４２８号公報
　特許文献１で提案された技術では、鋼組織におよぼす成分組成の影響については実施例ではなんら開示されていない。このため、特許文献１では、鋼組織を考慮した改善を十分に行っているとはいえない。このような特許文献１に記載の鋼板の成形性は、現在の要求される成形性を満たさない。
　また、特許文献２で提案された技術では、介在物密度やマルテンサイト相の形態について考慮されていない。このため、特許文献２に記載の技術では、成形性が不十分である。
　また、強度としては、鋼板表面から板厚方向に５０μｍまでの領域である表層部の引張強さが重要である。
　本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、表層部の引張強さを所望の範囲に調整するために表面近傍のＣ濃度を調整して得られる鋼板の引張強さ（ＪＩＳ５号試験片を用いて測定した引張強さ：７８０ＭＰａ以上）を有し、かつ成形性が良好な高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板及びこ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、表層部の引張強さが所望の範囲でありかつ良好な成形性を有する鋼板の構成要件について検討するにあたり、曲げ加工時の板厚方向に対する応力勾配に着目した。曲げ加工では、板厚方向中央部近傍の応力は限りなく小さくなるが、鋼板表面から板厚方向に５０μｍの領域である表層部での応力は著しく大きくなる。上記応力は板厚方向に連続的に変化する。曲げ加工部の亀裂（割れ）を観察した結果、表層部におけるボイド密度は、板厚方向に５０μｍより深い位置でのボイド密度よりも極めて多いことがわかった。
　また、前述の通り鋼板表面から板厚中央部にわたり応力は連続的に小さくなる。そのため、亀裂発生箇所となる鋼板表面から板厚方向に５０μｍまでの領域である表層部の硬度も連続的に変化させなければ、応力集中部が発生し、亀裂の原因となることが明らかとなった。
　以上から得られた以下の知見を用いて、高強度と良好な成形性を兼備する鋼板を完成した。
　（１）ベイナイト相、マルテンサイト相および焼き戻しマルテンサイト相を適切な範囲で生成させることは、表層部の引張強さが所望の範囲になることに寄与する。このベイナイト相、マルテンサイト相および焼き戻しマルテンサイト相の硬度は後述の通り、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ等の含有量によって決定されるが、Ｃ量の影響が最も大きい。
　（２）表層部における硬度を、板厚方向で連続的に変化させるには、表層部のＣ濃度を連続的に変化させることで達成できる。具体的には、成形性を良好なものとするには、表層部においてＣ濃度の微分量が０．１０質量％／ｍｍ以上であれば、所望の成形性が得られる。
　（３）連続的にＣ濃度を変化させるには、連続焼鈍ラインもしくは連続めっきラインでの炉内雰囲気、露点および加熱温度を制御することで達成することが可能である。
　本発明は上記の知見に基づき完成されたものであり、その要旨は次のとおりである。
　［１］質量％で、Ｃ：０．０６％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、Ｍｎ：１．８％以上５．０％以下、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００８％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、板厚１／４から３／４までの領域におけるフェライト相の面積率が２０％以上８０％以下、ベイナイト相、マルテンサイト相および焼き戻しマルテンサイト相の面積率の合計が２０％以上８０％以下であり、鋼板表面から板厚方向にｘμｍにおける下記式（１）で表されるＣ濃度の微分量が０．１０質量％／ｍｍ以上である鋼組織と、を有し、ＪＩＳ５号引張試験片を用いて引張試験を行ったときの引張強さが７８０ＭＰａ以上である高強度冷延鋼板。
ｄ［％Ｃｘ］／ｄｘ＝（［％Ｃｘ］－［％Ｃｘ－１０μｍ］）／０．０１　　　（１）
式（１）における［％Ｃｘ］はｘにおけるＣ濃度、ｘは鋼板表面から板厚方向の距離を示し、その値は５０μｍ以下とする。
　［２］前記成分組成は、さらに質量％で、Ｍｏ：０．０１％以上０．５％以下、Ｃｒ：０．０１％以上０．９％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．２％以下の１種または２種以上を含有する［１］に記載の高強度冷延鋼板。
　［３］前記成分組成は、さらに質量％で、Ｔｉ：０．０１％以上０．１５％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下、Ｖ：０．０１％以上０．５％以下の１種または２種以上を含有し、前記鋼組織において、鋼板表面から板厚方向に５０μｍまでの領域における、粒子径が０．２μｍ以上の介在物密度が５００個／ｍｍ２以下である［１］または［２］に記載の高強度冷延鋼板。
　［４］前記成分組成は、さらに質量％で、Ｂ：０．０００２％以上０．００３０％以下を含有する［１］～［３］のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
　［５］［１］～［４］のいずれかに記載の高強度冷延鋼板と、該高強度冷延鋼板上に形成されためっき層と、を有する高強度めっき鋼板。
　［６］前記めっき層は、溶融めっき層又は合金化溶融めっき層である［５］に記載の高強度めっき鋼板。
　［７］前記めっき層は、質量％で、Ｆｅ：５．０～２０．０％、Ａｌ：０．００１％～１．０％を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、ＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計で０～３．５％含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる［５］又は［６］に記載の高強度めっき鋼板。
　［８］［１］から［４］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、１１５０℃以上に加熱し、粗圧延、仕上圧延終了温度が８００℃以上の仕上圧延を施し、３５０℃以上７２０℃以下の巻取温度で巻取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後に、熱延鋼板に対して冷間圧延を施す冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程後に、連続焼鈍ラインもしくは連続めっきラインで、燃焼バーナーを用いて、５８０℃以上Ｔ℃以下の温度域を空気比が１．０５～１．３０の条件（ただし、５８０＜Ｔ≦７３０）、７３０℃以上の温度域の露点が－４０～－１５℃の条件で、冷延鋼板を７３０℃以上の最高到達温度まで加熱し、次いで７００℃から５５０℃までの平均冷却速度が－１０℃／ｓ以下の条件で２５～５３０℃の冷却停止温度まで冷却し、次いで必要に応じて加熱して、２００℃から５３０℃の温度域で保持する焼鈍工程と、を有する高強度冷延鋼板の製造方法。
　［９］前記熱間圧延工程において、前記鋼素材を加熱する際の、雰囲気が式（２）を満たし、前記鋼素材が１１５０℃以上の温度域に滞留する時間が３０分以上である［８］に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
（ｐＣＯ＋ｐＣＯ２＋ｐＣＨ４）／（ｐＣＯ＋２ｐＣＯ２＋ｐＨ２Ｏ＋２ｐＯ２）≦１　（２）
式（２）におけるｐＣＯ、ｐＣＯ２、ｐＣＨ４、ｐＨ２Ｏ及びｐＯ２はそれぞれ、ＣＯ、ＣＯ２、ＣＨ４、Ｈ２Ｏ及びＯ２の分圧（Ｐａ）を意味する。
　［１０］［８］又は［９］に記載の製造方法で製造された高強度冷延鋼板にめっきを施すめっき工程を有する高強度めっき鋼板の製造方法。
　［１１］前記めっき工程後に、合金化処理を行う合金化工程を有する［１０］に記載の高強度めっき鋼板の製造方法。
　本発明によると、表層部の引張強さが所望の範囲であり、良好な成形性を有する高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板が得られる。本発明は、自動車の構造部材等の使途に好適であり、自動車部品の軽量化やその信頼性を向上させる等、その効果は著しい。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　＜高強度冷延鋼板＞
　本発明の高強度冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０６％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、Ｍｎ：１．８％以上５．０％以下、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００８％以下を含有する。
　また、本発明の高強度冷延鋼板の成分組成は、上記成分以外に、さらに質量％で、Ｍｏ：０．０１％以上０．５％以下、Ｃｒ：０．０１％以上０．９％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．２％以下の１種または２種以上を含有してもよい。
　また、本発明の高強度冷延鋼板の成分組成は、上記成分以外に、さらに質量％で、Ｔｉ：０．０１％以上０．１５％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下、Ｖ：０．０１％以上０．５％以下の１種または２種以上を含有してもよい。
　また、本発明の高強度冷延鋼板は、さらに質量％で、Ｂ：０．０００２％以上０．００３０％以下を含有してもよい。
　上記以外の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。以下、各成分について説明する。以下の説明において成分の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．０６％以上０．２０％以下
　Ｃは強度を担うベイナイト相、マルテンサイト相および焼き戻しマルテンサイト相の硬さを上昇させる効果を持つ。鋼板表面から板厚方向に５０μｍまでの領域である表層部の引張強さが所望の範囲となるようにするためには、Ｃ含有量を０．０６％以上にする必要がある。一方、Ｃはフェライト相生成を抑制する焼入性を有しており、Ｃ含有量が０．２０％を上回ると、板厚１／４から３／４までの領域において、フェライト相の面積率が２０％を下回り、延性および曲げ性が失われ実用が困難となる。そこで、Ｃ含有量は０．０６％以上０．２０％以下とする。望ましいＣ含有量は０．０７％以上０．１８％以下である。
　Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下
　Ｓｉは、固溶強化により高強度化に寄与する元素である。一方で、ＳｉはＣの拡散を遅らせてＣの濃度勾配を付けにくくする。このためＳｉ含有量には最適値が存在する。Ｓｉ含有量が２．０％を上回ると、表層部において所望のＣ濃度勾配が得られなくなる。そこで、Ｓｉ含有量の上限を２．０％とした。一方、０．０１％程度のＳｉは不可避的に鋼中に混入するため、Ｓｉ含有量の下限を０．０１％とした。好ましいＳｉ含有量は０．０２％以上１．６％以下である。
　Ｍｎ：１．８％以上５．０％以下
　Ｍｎは、固溶強化により高強度化に寄与するうえ、フェライト相の生成を抑える元素である。表層部の引張強さを所望の範囲にするには、Ｍｎ含有量を１．８％以上とする必要がある。一方で、Ｍｎ含有量が５．０％を上回ると、板厚１／４から３／４までの領域において、フェライト相の面積率が２０％を下回り、また、曲げ加工性が劣化する。このため、Ｍｎ含有量の上限を５．０％とした。好ましいＭｎ含有量の範囲は１．９％以上３．５％以下である。
　Ｐ：０．０６％以下
　Ｐは、粒界に偏析して曲げ成形時の割れの起点となるため、成形性に悪影響をもたらす元素である。したがって、Ｐ含有量は極力低減することが好ましい。本発明では上記問題を回避すべく、Ｐ含有量を０．０６％以下とする。好ましいＰ含有量は０．０３％以下である。Ｐ含有量は極力低減する方が望ましいが、製造上、０．００２％は不可避的に混入することが多い。
　Ｓ：０．００５％以下
　Ｓは、鋼中でＭｎＳなどの介在物として存在する。この介在物は、熱間圧延および冷間圧延により楔状の形態となる。このような形態であると、介在物がボイド生成の起点となりやすく、成形性が低下する。したがって、本発明では、Ｓ含有量を極力低減することが好ましく、０．００５％以下とする。好ましいＳ含有量は０．００３％以下である。Ｓ含有量は極力低減する方が望ましいが、製造上、０．０００５％は不可避的に混入することが多い。
　Ａｌ：０．０８％以下
　Ａｌを製鋼の段階で脱酸剤として添加する場合、Ａｌを０．０２％以上含有することとなる。一方で、Ａｌ含有量が０．０８％を超えるとアルミナなどの粗大な介在物の影響で成形性が悪化する。したがって、Ａｌ含有量は０．０８％以下とする。好ましいＡｌ含有量は０．０７％以下である。
　Ｎ：０．００８％以下
　本発明においてＮは、Ｔｉと結合し粗大なＴｉ系窒化物として析出する。この粗大なＴｉ系窒化物は成形性に悪影響をもたらすため、Ｎ含有量は極力低減する必要があり、上限量を０．００８％とする。好ましいＮ含有量は０．００６％以下である。Ｎ含有量は極力低減する方が望ましいが、製造上、０．０００５％は不可避的に混入することが多い。
　前述の通り、上記成分以外に以下の成分を含有してもよい。
　Ｍｏ：０．０１％以上０．５％以下、Ｃｒ：０．０１％以上０．９％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．２％以下の１種または２種以上
　Ｍｏ、ＣｒおよびＮｉは、固溶強化に加え、ベイナイト相、マルテンサイト相および焼き戻しマルテンサイト相の生成を促進する効果がある元素である。したがって、これらの元素は、実質的に高強度化に寄与する。一方で、これら元素を過度に含有した場合、成形性が悪化する。以上のことから、Ｍｏ：０．０１％以上０．５％以下、Ｃｒ：０．０１％以上０．９％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．２％以下とした。
　Ｔｉ：０．０１％以上０．１５％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下、Ｖ：０．０１％以上０．５％以下の１種または２種以上
　Ｔｉ、ＮｂおよびＶは炭素と結合し析出物を生成する元素である。この析出物による強化は、鋼板の引張強さを、板厚方向全体にわたって強化する。一方で、表層付近の軟化はベイナイト相、マルテンサイト相および焼き戻しマルテンサイト相よりも困難である。すなわち、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ量が本発明で規定する上限を超えると、これらの析出物による強化の度合いが過度に大きくなる。その結果、後述するような、表面から板厚方向に５０μｍまでのＣ濃度の微分量が０．１０質量％／ｍｍ以上とした場合でも、表面から板厚方向に５０μｍまでの表層部の成形性が劣化し、本発明で特徴とする良好な曲げ加工性（成形性）が得られなくなる。そこで、Ｔｉ：０．０１％以上０．１５％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下、Ｖ：０．０１％以上０．５％以下とした。このとき、Ｔｉ、ＮｂおよびＶを含む粗大な炭窒化物生成の影響により成形性が悪化することがある。この観点から、これらの元素を上記含有量で含む場合に、鋼板表面から板厚方向に５０μｍまでの領域である表層部における、粒子径が０．２μｍ以上の介在物密度が５００個／ｍｍ２以下とする。なお、好ましい介在物密度上限は３５０個／ｍｍ２以下である。一方、打抜加工時のせん断面における亀裂生成を促進させるという観点からは５０個／ｍｍ２以上が好ましい。
　Ｂ：０．０００２％以上０．００３０％以下を含有してもよい。
　Ｂは、変態前のオーステナイトの粒界に偏析しフェライト相の核生成を著しく遅延させる効果がありフェライト相の生成を抑える効果がある。この効果を得るには、Ｂは０．０００２％以上含有させる必要がある。一方、０．００３０％を上回ると焼入性の効果が飽和するばかりか、延性に対して悪影響をおよぼす。以上から、Ｂ含有量は０．０００２％以上０．００３０％以下とする。望ましいＢ含有量は、０．０００５％以上０．００２０％以下である。
　上記以外の成分は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。なお、上記任意成分を下限値未満で含む場合は、これらの元素が不可避的不純物として含まれるとする。
　続いて、本発明の高強度冷延鋼板の鋼組織について説明する。本発明の高強度冷延鋼板の鋼組織は、板厚１／４～３／４までの領域におけるフェライト相の面積率が２０％以上８０％以下、ベイナイト相、マルテンサイト相および焼き戻しマルテンサイト相の面積率の合計が２０％以上８０％以下であり、鋼板表面から板厚方向にｘμｍ（ただし、ｘは５０μｍ以下）における上記式（１）で表されるＣ濃度の微分量が０．１０質量％／ｍｍである。本発明においては、板厚１／４～３／４までの領域におけるフェライト相の面積率が２０％以上８０％以下、ベイナイト相、マルテンサイト相および焼き戻しマルテンサイト相の面積率の合計が２０％以上８０％以下とする。それに加えて、鋼板表面から板厚方向にｘμｍ（ただし、ｘは５０μｍ以下）における上記式（１）で表されるＣ濃度の微分量が０．１０質量％／ｍｍとすることで、初めて本発明で意図する曲げ加工性が達成される。
　板厚１／４～３／４までの領域におけるフェライト相
　ＪＩＳ５号引張試験片を用いた引張試験で得られる引張強さは板厚方向に対して１／４から３／４までの領域の組織によって決定される。フェライト相は軟質な組織であり、上記フェライト相の面積率が８０％を上回ると、引張強さが７８０ＭＰａを下回る。また、上記フェライト相の面積率が８０％を上回ることで上記引張強さが７８０ＭＰａを下回ると、表層部でもフェライト相の含有量が多くなるため、表層部の引張強さが所望の範囲に調整されない。一方で、フェライト相は成形性を向上させる組織であるため、上記面積率が２０％を下回ると成形性が著しく低下し、延性も損なわれる。この観点からフェライト相の面積率は２０％以上８０％以下とした。好ましいフェライト相の面積率は、３０％以上７０％以下である。
　板厚１／４～３／４までの範囲におけるベイナイト相、マルテンサイト相および焼き戻しマルテンサイト相の面積率の合計
　ベイナイト相、マルテンサイト相および焼き戻しマルテンサイト相は、フェライト相よりも硬いため、これらの相を含有する金属組織は、高強度化に適する。表層部の引張強さを所望の範囲にするには、これら金属組織の面積率を合計で２０％以上とする必要がある。一方で、これらの相は延性に乏しく、これらの相の含有は一般的には成形性を低下させる。本発明では、これら金属組織の硬度がＣ含有量によるところが大きいことに着目し、表層部のＣ濃度を連続的に低下させることで成形性を改善したことに特徴を有する。しかしながら、ベイナイト相、マルテンサイト相および焼き戻しマルテンサイト相の面積率合計が８０％を上回ると表層部のＣ濃度を変化させても所望の成形性が得られないため、これら組織の面積率合計は８０％以下とした。ベイナイト相、マルテンサイト相および焼き戻しマルテンサイト相の面積率の合計の望ましい範囲は３０％以上７０％以下である。
　鋼板表面から板厚方向にｘμｍにおける式（１）で表されるＣ濃度の微分量
　前述の通り、本発明の高強度冷延鋼板の強度はＣ濃度によるところが大きい。したがって、表面近傍のＣ濃度である上記Ｃ濃度は表層部の引張強さと関連性を有する。上記Ｃ濃度を調整することとＪＩＳ５号試験片を用いて測定した引張強さが７８０ＭＰａ以上であることの組み合わせによって、表層部の引張強さが所望の範囲にあることを表すことができる。また、Ｃ濃度が局所的に低下した場合は、その部分の加工性は良好なものとなる。さらに、曲げ加工では板厚方向に対して連続的に応力が変化するため、例えば鋼板表面の硬さのみを低下させても、硬度が高いところで延性不足に起因した亀裂や、硬度差に起因した亀裂が発生する。これらの悪影響を回避するには、鋼板表面から板厚方向にｘμｍ（ただし、ｘは５０μｍ以下）における下記式（１）で表されるＣ濃度の微分量を０．１０質量％／ｍｍ以上とすればよい。一方、上記微分量が６．５質量％／ｍｍを上回ると板厚方向に対する硬度差が大きくなり、亀裂の原因となる可能性がある。そこで、Ｃ濃度の微分量は６．５質量％／ｍｍ以下とすることが望ましい。
　また、上記微分量は、板厚方向に深いほど小さくなるため、ｘ＝５０μｍのときに、０．１０質量％／ｍｍ以上になれば、上記微分量は本発明範囲内であるといえる。
　また、ｘ＜２０μｍでの上記微分量は曲げ加工による歪がもっとも大きい領域のため、微分量は大きいことが好ましく、ｘ＝２０μｍでの上記微分量は、３．５～６．５質量％／ｍｍであることが好ましい。３．５質量％／ｍｍを下回る場合、表層部の軟化が不足し、成形時に表層から板厚方向へ延びる亀裂が生じやすくなる。一方、６．５質量％／ｍｍを上回る場合には材料の変形能勾配が過度に大きくなり、板厚方向に対する変形の不均一が生じ、成形時に板面方向と平行方向に延びる亀裂が生じやすくなる。なお、実際にはｘが０μｍ以上２０μｍ未満におけるひずみが最も大きい領域であるが、０μｍ以上１０μｍ未満の領域のＣ濃度の計測は汚れなどの影響により誤差が大きいため、本発明では、ｘが２０μｍ以上の領域に対するＣ濃度の微分量を規定することが好ましい。
　ｘ=３０μｍ～５０μｍまでは、ｘが増加するとともにＣ濃度の微分量は段階的に小さくなることで、曲げ加工時の歪を板厚方向で適正に吸収でき、結果的に曲げ加工時に亀裂の発生は抑制できる。すなわち、ｘ＝３０μｍでの上記微分量は２．０～３．５質量％／ｍｍであることが好ましい。ｘ＝４０μｍでの上記微分量は０．５～２．０質量％／ｍｍであることが好ましい。ｘ＝５０μｍでの上記微分量は０．１２～０．５質量％／ｍｍであることが好ましい。
　＜高強度めっき鋼板＞
　本発明の高強度めっき鋼板は、上記高強度冷延鋼板と、その上に形成されためっき層とから構成される。
　めっき層について説明する。本発明の高強度めっき鋼板において、めっき層を構成する成分は特に限定されず、一般的な成分であればよい。例えば、めっき層は、質量％で、Ｆｅ：５．０～２０．０％、Ａｌ：０．００１％～１．０％を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、ＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計で０～３．５％含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる。また、めっき層は、溶融めっき層もしくは合金化されためっき層であってもよい。
　＜高強度冷延鋼板の製造方法＞
　次に、本発明の高強度冷延鋼板の製造方法について説明する。本発明の高強度冷延鋼板の製造方法は、熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、焼鈍工程を含む。以下、各工程について説明する。なお、以下の説明において、温度は特に断らない限り表面温度とする。また、平均冷却速度は（（冷却後の表面温度－冷却前の表面温度）／冷却時間）とする。
　熱間圧延工程とは、上記成分組成を有する鋼素材を、１１５０℃以上に加熱し、粗圧延、仕上圧延終了温度が８００℃以上の仕上圧延を施し、３５０℃以上７２０℃以下の巻取温度で巻取る工程である。
　上記鋼素材製造のための、溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、真空脱ガス炉にて２次精錬を行ってもよい。その後、生産性や品質上の問題から連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とするのが好ましい。また、造塊－分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしてもよい。
　上記のようにして得られた鋼素材を以下の条件で加熱する。
　鋼素材の加熱温度：１１５０℃以上
　本発明においては、粗圧延に先立ち鋼素材を加熱して、鋼素材の鋼組織を実質的に均質なオーステナイト相とする必要がある。また、粗大な介在物の生成を抑制するためには加熱温度の制御が重要となる。加熱温度が１１５０℃を下回ると仕上圧延温度が８００℃以上で熱間圧延を完了させることができない。一方、加熱温度が１４００℃を上回ると、過度にスケールが生成され歩留まりが低下するため、加熱温度は、好ましくは１４００℃以下である。
　安定的に、表層部にＣ濃度勾配を付与するには、鋼素材の加熱の雰囲気、温度および滞留時間を制御することが好ましい。加熱炉内の雰囲気が（ｐＣＯ＋ｐＣＯ２＋ｐＣＨ４）／（ｐＣＯ＋２ｐＣＯ２＋ｐＨ２Ｏ＋２ｐＯ２）≦１、温度が１１５０℃以上、滞留時間が３０分以上であれば、表層部にＣの濃度勾配を安定的に付与することができる。ここで、ｐＣＯ、ｐＣＯ２、ｐＣＨ４、ｐＨ２Ｏ及びｐＯ２はそれぞれ、ＣＯ、ＣＯ２、ＣＨ４、Ｈ２Ｏ及びＯ２の分圧（Ｐａ）を意味する。
　上記加熱後の粗圧延の粗圧延条件については特に限定されない。
　仕上圧延温度：８００℃以上
　仕上圧延温度が８００℃を下回ると、仕上圧延中にフェライト変態が開始してフェライト粒が伸展された組織となるうえ、部分的にフェライト粒が成長した混粒組織となる。このため、８００℃未満の仕上圧延温度は、冷間圧延時の板厚精度に悪影響をもたらす。したがって、仕上圧延温度は８００℃以上とする。好ましい仕上圧延温度は８２０℃以上である。また、仕上圧延温度はスケールの噛み混みによる表面性状が劣化するという理由で仕上圧延温度は９４０℃以下が好ましい。仕上圧延後は、仕上圧延温度から５６０℃までの平均冷却速度が－３０℃／ｓ以下の条件で冷却することが望ましい。平均冷却速度が－３０℃／ｓを上回る場合、ランアウトテーブル長さの制約上、低温で巻き取ることが困難となる。この仕上圧延後の冷却における冷却停止温度は巻取温度と一致してもよいし、一致しなくてもよい。一致しない場合には、さらに、巻取温度まで冷却又は加熱が必要になる。
　巻取温度：３５０℃以上７２０℃以下
　巻取温度が３５０℃を下回る温度に設定するのは、ランアウトテーブル長さの制約上、困難である。また、巻取温度が３５０℃未満であると、板の形状が悪化し冷間圧延が困難となる。一方、巻取温度が７２０℃を上回るとコイラーが高温による影響で損傷し、設備に対して悪影響をもたらす。以上から、巻取温度は３５０℃以上７２０℃以下とした。好ましくは４５０℃以上６８０℃以下である。
　続いて行う冷間圧延工程とは、上記熱間圧延工程後に熱延鋼板を冷間圧延する工程である。所望の板厚を得るため、熱間圧延工程後の熱延鋼板に冷間圧延を施す必要がある。冷間圧延率に制約はないが、製造ラインの制約から、冷間圧延率は３０％以上８０％以下が好ましいとされる。
　続いて行う焼鈍工程とは、冷間圧延工程後に、連続焼鈍ラインもしくは連続めっきラインで、燃焼バーナーを用いて、５８０～Ｔ℃（５８０＜Ｔ≦７３０）の温度域は空気比が１．０５～１．３０の条件、７３０℃以上の温度域の露点が－４０～－１５℃の条件で、冷延鋼板を７３０℃以上の最高到達温度まで加熱し、次いで７００℃から５５０℃までの平均冷却速度が－１０℃／ｓ以下の条件で２５～５３０℃の冷却停止温度まで冷却し、次いで必要に応じて加熱して、２００℃から５３０℃の温度域で保持する工程である。
　５８０～Ｔ℃までの空気比：１．０５～１．３０
　空気比が１．０５以上では酸化雰囲気となり、鋼板表面のＣと酸素とが反応することで鋼板表面のＣ濃度の勾配が生じる。このときの反応速度は温度によっても変化し、連続焼鈍ラインもしくは連続めっきラインで十分な反応速度を得るには、空気比が１．０５以上で燃焼バーナーを用いて５８０～Ｔ℃の温度域を加熱する必要がある。一方、空気比が１．３０を上回ると粒界酸化による粒界割れによる成形性低下の悪影響が顕在化するため、上記温度域での燃焼バーナーの空気比は１．３０以下とした。好ましい上記空気比の範囲は１．０７～１．２６である。
　この悪影響は高温加熱時にも発生する場合があるため、Ｔ℃を７３０℃以下とした。また、燃焼バーナーにより５８０～Ｔ℃の温度域を加熱する際の空気比が上記範囲内にあればよく、Ｔが５８０℃に近い場合（空気比を１．０５～１．３０に制御する領域が狭い場合）も本発明範囲内であるが、空気比の制御による効果を十分に得るためにはＴ℃は６００～７００℃であることが好ましい。なお、このときの焼鈍炉は、直火型炉における酸化炉もしくは無酸素炉における酸化炉が考えられるが、直火バーナーを用いた加熱方法であれば、全てに適用できる。
　７３０℃以上の温度域の露点：－４０～－１５℃
　炉内の水蒸気と鋼板表層部のＣとが反応することによっても、鋼板表層部のＣ濃度の勾配が生じる。この効果を発現させるには、加熱の際の７３０℃以上の温度域の露点が－４０～－１５℃になるようにする。上記温度域での露点が－１５℃を上回ると、粒界酸化の影響により粒界割れによる成形性低下の悪影響が顕在化する。一方、上記温度域で露点－４０℃を下回った場合、炉内の水蒸気と鋼板表層部のＣとが反応せず、所望のＣ濃度勾配が得られない。好ましい露点の範囲は－３５～－２０℃である。また、水蒸気と鋼板表層部のＣとが十分に反応しないことを防ぐため、少なくとも７３０℃以上の温度域は露点を制御する必要がある。また、最高到達温度まで露点を上記範囲にする。
　最高到達温度：７３０℃以上
　最高到達温度が７３０℃未満であると上記の通り、適切にＣ濃度勾配を形成することができない場合や、所望の鋼組織を得られない場合がある。最高到達温度はＣ濃度勾配形成の観点からは７５０℃以上が好ましい。なお、最高到達温度の上限は特に限定されないが、最高到達温度を過度に高温にすると、焼鈍炉の設備に対する熱による損傷が生じたり、燃料原単位の低下につながったりするため８８０℃以下が好ましい。
　７００℃から５５０℃までの平均冷却速度：－１０℃／ｓ以下
　７００℃から５５０℃まではフェライト変態が進行する温度域であり、この温度域の平均冷却速度が－１０℃／ｓを上回るとフェライト相の面積率が８０％を上回り、所望の鋼板強度が得られない。したがって、７００℃から５５０℃までの平均冷却速度：－１０℃／ｓ以下とする。望ましくは７００℃から５５０℃の温度域の平均冷却速度が－２０℃／ｓ以下である。
　冷却停止温度：２５～５３０℃
　ベイナイト相、マルテンサイト相を十分に得るには、５３０℃以下に冷却する必要がある。冷却する方法は、上記平均冷却速度の条件を満たせば、ガスジェット冷却装置や水冷等のいずれでもよい。安定的に、ベイナイト相、マルテンサイト相および焼き戻しマルテンサイト相の面積率の合計を２０％以上にするには、冷却停止温度を５２０℃以下にすることが望ましい。本発明では、あえて室温を下回る温度まで冷却する必要が無いことから冷却停止温度の下限は室温に相当する２５℃とする。
　保持温度：２００℃から５３０℃
　前工程で得られたマルテンサイト相を焼き戻す、もしくはベイナイト変態を促進させる目的で２００℃から５３０℃で保持する。保持温度よりも上記冷却停止温度の方が低い場合は加熱する必要があり、加熱する方法はＩＨ加熱、ガス加熱装置などを用いればよい。２００℃以下では十分にマルテンサイトが焼き戻されず、鋼板の延性が損なわれる。一方で、５３０℃を上回る場合にはフェライト変態が進行し、所望の鋼板強度が得られなくなる。好ましい保持温度の範囲は２５０℃以上５２０℃以下である。また、上記保持は、鋼板温度が上記温度域にあればよく、定温保持に限定されない。また、保持時間は特に限定されないが、上記目的の観点から保持時間は２０～１２００秒であることが好ましい。
　＜高強度めっき鋼板の製造方法＞
　続いて行うめっき工程とは、上記焼鈍工程後にめっきを施し、焼鈍板上にめっき層を形成する工程である。例えば、めっき処理として、自動車用鋼板に多用される溶融めっきを行う場合には、上記焼鈍を連続溶融めっきラインで行い、焼鈍後の冷却に引き続いて溶融めっき浴に浸漬して、表面にめっき層を形成すればよい。また、上記めっき工程後に、必要に応じて、合金化処理を行う合金化工程を設けてもよい。なお、めっきの種類は亜鉛めっきが好ましい。
　表１に示す成分組成を有する肉厚２５０ｍｍの鋼素材に、表２に示す条件で熱間圧延工程を施して熱延鋼板とし、表２に示す冷延条件で冷間圧延工程を施して板厚１.０ｍｍ以上２．０ｍｍ以下の冷延鋼板とした。そして、表２に示す条件で、それぞれ連続焼鈍ラインもしくは連続溶融めっきラインで、焼鈍工程を施した。その後、めっき処理、必要に応じて合金化処理を施した。ここで、連続溶融めっきラインで浸漬するめっき浴（めっき組成：Ｚｎ－０．１３質量％Ａｌ）の温度は４６０℃であり、めっき付着量はＧＩ材（溶融めっき鋼板）、ＧＡ材（合金化溶融めっき鋼板）ともに片面当たり４５～６５ｇ／ｍ２とし、めっき層中に含有するＦｅ量は６～１４質量％の範囲とした。
　上記により得られた冷延鋼板、溶融めっき鋼板又は合金化溶融めっき鋼板から試験片を採取し、以下の手法で評価した。
　（ｉ）組織観察像
　各相の面積率は以下の手法により評価した。鋼板から、圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるよう切り出し、観察面を１％ナイタールで腐食現出し、走査型電子顕微鏡で２０００倍に拡大して板厚１／４～３／４の領域を１０視野分撮影した。フェライト相は粒内に腐食痕やセメンタイトが観察されない形態を有する組織であり、ベイナイト相は粒内に腐食痕や大きな炭化物が認められる組織である。マルテンサイト相は粒内に炭化物が認められず、白いコントラストで観察される組織である。焼き戻しマルテンサイトは粒内に腐食痕が認められ、ラス間に微細な炭化物が認められる組織である。これらを画像解析によりフェライト相、ベイナイト相、マルテンサイト相および焼き戻しマルテンサイト相を分離し、観察視野に対する面積率を求めた。結果を表３に示した。
　（ｉｉ）介在物密度測定
　介在物密度測定は以下の手法により評価した。鋼板から、圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるよう切り出し、走査型電子顕微鏡で２０００倍に拡大して鋼板表層から板厚さ方向に５０μｍまでの領域を１ｍｍ２観察し、０．５μｍ以上の介在物の数をカウントし、介在物密度を測定した。結果を表３に示した。
　（ｉｉｉ）Ｘ線測定
　圧延方向に平行な板厚断面において、鋼板表面から板厚方向に板厚１／４～３／４の領域を研削加工し、２００μｍ以上の化学研磨を施した、研磨面のＸ線回折強度により残留オーステナイト量を定量した。入射線源はＭｏＫα線を用い、（２００）α、（２１１）α、（２００）γ、（２２０）γ、（３１１）γのピークから測定し、体積率を求めた。なお、本発明においては、得られた体積率は面積率として扱う。
　（ｉｖ）鋼板表層部のＣ濃度測定
　鋼板表面を逐次板厚方向に研削し、表れた表面に対してスパーク放電発行分光分析を行うことによりその表面でのＣ濃度を求めた。これにより研削量に応じて複数回測定することで、板厚方向のＣ濃度分布が測定できる。
　先ず、鋼板表面の汚れなどの誤差原因を除去するため１０μｍ研削加工を施した。次いで、１０μｍ間隔で深さ１０μｍから５０μｍまで５回測定し、Ｃ濃度の微分量（ｄ［％Ｃｘ］／ｄｘ）を導出した。ここで、［％Ｃｘ］は表面から板厚方向に深さ（ｘμｍ）の位置のＣ濃度である。ここでは、（ｄ［％Ｃ２０］／ｄｘ）、（ｄ［％Ｃ３０］／ｄｘ）、（ｄ［％Ｃ４０］／ｄｘ）、（ｄ［％Ｃ５０］／ｄｘ）が得られた。結果を表３に示した。
　なお、各測定点に対して±１％以下の誤差範囲で近似式が導出できる場合、その近似式に対して微分することにより鋼板表面から深さ５０μｍまでの上記Ｃ濃度の微分量を求めてもよい。
　鋼板の表層からＣが排出されるため、多くは（ｄ［％Ｃ２０］／ｄｘ）の値が最も大きく、（ｄ［％Ｃ５０］／ｄｘ）の値が最も小さい。
　（ｖ）引張試験
　得られた鋼板から圧延方向に対して垂直方向にＪＩＳ５号引張試験片を作製し（もとの厚さのままであり、試験片は表層を含む）、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験を５回行い、平均の降伏強度（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を求めた。引張試験のクロスヘッドスピードは１０ｍｍ／ｍｉｎとした。降伏強さは連続降伏の場合は０．２％耐力の値を読みとり、不連続降伏の場合は下降伏点を読みとった。表３において、引張強さ：７８０ＭＰａ以上、かつ全伸び：８％以上を本発明で求める鋼板の特性とした。ここで、全伸び：８％以上としたのは、８％を下回る場合、成形性が悪く、プレス加工などで鋼板の延性不足によって割れなどの問題で実用不可となるためである。なお、降伏強さは４９０ＭＰａ以上であることが好ましい。
　（ｖｉ）曲げ試験（成形性評価）
　鋼板の板厚方向に対して垂直方向が試験片の長手方向となるようにＪＩＳ　Ｚ２２４８に記載の３号試験片を採取し、Ｖブロック法で曲げ試験を行った。曲げ稜線に割れが認められたときの押しつけ金具先端の半径を板厚で割ることにより限界曲げ半径（Ｒ／ｔ）を求めた。実際は強度によって求められる曲げ性が異なる。そのため、（Ｒ／ｔ）／ＴＳが２．０×１０－３以下であれば非常に良好な結果として“○”、２．０×１０－３超２．５×１０－３以下は良好な結果として“△”の評価とし本発明で求める範囲とした。（Ｒ／ｔ）／ＴＳが２．５×１０－３を上回る場合には、“×”として評価し本発明で求める範囲外とした。
　以上により得られた結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　本発明例はいずれも、引張強さＴＳ：７８０ＭＰａ以上であり良好な成形性が得られたことがわかる。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、金属組織が範囲を外れていた場合は、引張強さが７８０ＭＰａを下回っていたり、所望の成形性が得られていなかったりした。特に、表層部のＣ濃度勾配が本発明の範囲を外れていた場合は、成形性が低い結果であった。
 

Claims (11)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０６％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、Ｍｎ：１．８％以上５．０％以下、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００８％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    　板厚１／４から３／４までの領域におけるフェライト相の面積率が２０％以上８０％以下、ベイナイト相、マルテンサイト相および焼き戻しマルテンサイト相の面積率の合計が２０％以上８０％以下であり、
    　鋼板表面から板厚方向にｘμｍにおける下記式（１）で表されるＣ濃度の微分量が０．１０質量％／ｍｍ以上である鋼組織と、を有し、
    　ＪＩＳ５号引張試験片を用いて引張試験を行ったときの引張強さが７８０ＭＰａ以上である高強度冷延鋼板。
    ｄ［％Ｃｘ］／ｄｘ＝（［％Ｃｘ］－［％Ｃｘ－１０μｍ］）／０．０１　　　（１）
    式（１）における［％Ｃｘ］はｘにおけるＣ濃度、ｘは鋼板表面から板厚方向の距離を示し、その値は５０μｍ以下とする。
  2. 　前記成分組成は、さらに質量％で、Ｍｏ：０．０１％以上０．５％以下、Ｃｒ：０．０１％以上０．９％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．２％以下の１種または２種以上を含有する請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
  3. 　前記成分組成は、さらに質量％で、Ｔｉ：０．０１％以上０．１５％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下、Ｖ：０．０１％以上０．５％以下の１種または２種以上を含有し、
    　前記鋼組織において、鋼板表面から板厚方向に５０μｍまでの領域における、粒子径が０．２μｍ以上の介在物密度が５００個／ｍｍ２以下である請求項１または請求項２に記載の高強度冷延鋼板。
  4. 　前記成分組成は、さらに質量％で、Ｂ：０．０００２％以上０．００３０％以下を含有する請求項１～３のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
  5. 　請求項１～４のいずれかに記載の高強度冷延鋼板と、
    　該高強度冷延鋼板上に形成されためっき層と、を有する高強度めっき鋼板。
  6. 　前記めっき層は、溶融めっき層又は合金化溶融めっき層である請求項５に記載の高強度めっき鋼板。
  7. 　前記めっき層は、質量％で、Ｆｅ：５．０～２０．０％、Ａｌ：０．００１％～１．０％を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、ＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計で０～３．５％含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる請求項５又は６に記載の高強度めっき鋼板。
  8. 　請求項１から４のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、１１５０℃以上に加熱し、粗圧延、仕上圧延終了温度が８００℃以上の仕上圧延を施し、３５０℃以上７２０℃以下の巻取温度で巻取る熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程後に、熱延鋼板に対して冷間圧延を施す冷間圧延工程と、
    　前記冷間圧延工程後に、連続焼鈍ラインもしくは連続めっきラインで、燃焼バーナーを用いて、５８０℃以上Ｔ℃以下の温度域を空気比が１．０５～１．３０の条件（ただし、５８０＜Ｔ≦７３０）、７３０℃以上の温度域の露点が－４０～－１５℃の条件で、冷延鋼板を７３０℃以上の最高到達温度まで加熱し、次いで７００℃から５５０℃までの平均冷却速度が－１０℃／ｓ以下の条件で２５～５３０℃の冷却停止温度まで冷却し、次いで必要に応じて加熱して、２００℃から５３０℃の温度域で保持する焼鈍工程と、を有する高強度冷延鋼板の製造方法。
  9. 　前記熱間圧延工程において、前記鋼素材を加熱する際の、雰囲気が式（２）を満たし、前記鋼素材が１１５０℃以上の温度域に滞留する時間が３０分以上である請求項８に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
    （ｐＣＯ＋ｐＣＯ２＋ｐＣＨ４）／（ｐＣＯ＋２ｐＣＯ２＋ｐＨ２Ｏ＋２ｐＯ２）≦１　（２）
    式（２）におけるｐＣＯ、ｐＣＯ２、ｐＣＨ４、ｐＨ２Ｏ及びｐＯ２はそれぞれ、ＣＯ、ＣＯ２、ＣＨ４、Ｈ２Ｏ及びＯ２の分圧（Ｐａ）を意味する。
  10. 　請求項８又は９に記載の製造方法で製造された高強度冷延鋼板にめっきを施すめっき工程を有する高強度めっき鋼板の製造方法。
  11. 　前記めっき工程後に、合金化処理を行う合金化工程を有する請求項１０に記載の高強度めっき鋼板の製造方法。
     
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