WO2020071522A1 - 冷延鋼板 - Google Patents

冷延鋼板

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真衣 永野
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Abstract

本願発明に係る焼付硬化量が高くかつ焼付硬化後の曲げ性に優れる冷延鋼板は、所定の組成を有し、面積率で、２０％以上７０％以下のフェライト、及び３０％以上の焼戻しマルテンサイトを含有し、フェライト及び焼戻しマルテンサイトの合計が９０％以上であり、組織を２０００倍の倍率で撮影して得られた３０μｍ×３０μｍのミクロ組織画像を、板厚方向をｘ軸としかつ圧延方向をｙ軸とするｘｙ座標系に配置し、次いでミクロ組織画像をｘ軸方向に１０２４個、ｙ軸方向に１０２４個分割して１０２４×１０２４個の分割領域を形成し、分割領域のそれぞれにおける値を組織がフェライトである場合に「１」、そうでない場合に「０」として２階調化して２次元画像を作成し、２次元画像に対して２次元離散フーリエ変換を実施したときに得られる不均質度αが１．２０以下である。

Description

冷延鋼板
　本発明は、冷延鋼板、具体的には主としてプレス加工されて使用される自動車等の構造部材に好適な、塗装焼付硬化性能と耐衝撃性に優れた冷延鋼板に関するものである。本願は、２０１８年１０月４日に、日本に出願された特願２０１８－１８９１６４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、自動車の燃費向上に寄与する軽量化の観点から高強度鋼板の適用が拡大しているが、自動車用部品の多くはプレス成形により製造されるため、高い強度と同時に優れた成形性が要求される。また、乗員の安全確保という目的から、耐衝突性の向上も望まれており、高強度を有しながらも衝突時に発生する曲げ応力に対して優れた曲げ変形能を有する素材が求められる。そのため、成形加工時には比較的軟質で成形しやすく、成形加工後、塗装焼付時の焼付硬化量が大きく、かつ焼付硬化後の曲げ性に優れた素材が求められている。
　前記焼付硬化は、プレス成形（以下、「予ひずみ」ともいう）によって入る転位（塑性変形の素過程となる線欠陥）に、侵入型元素（主に炭素）が移動・固着することでその運動を阻害し、強度が上昇する現象で、ひずみ時効とも呼ばれる。焼付硬化量は軟鋼板などのフェライト単相組織においては、固溶炭素の量で制御できる。
　一方、高強度鋼板においては、加工性を確保するために、その多くが硬質組織（マルテンサイト）と、軟質組織（フェライト）を含有する複合組織である。その中で、高い焼付硬化性を担うのは、固溶炭素を多く含む硬質組織（マルテンサイト）である。しかしながら、固溶炭素を多く含む硬質組織は高強度を実現できるものの、焼付硬化性と焼付硬化後の曲げ性を両立させることは難しかった。すなわち、マルテンサイトはフェライトに比べ固溶炭素量が多く転位密度も高いために焼付硬化性に優れるが、曲げ性に劣る。
　例えば特許文献１には、ベイナイト及びマルテンサイトからなる組織を主として含み、フェライトの面積率を５％以下に制限することで高い焼付硬化性を確保した冷延鋼板が開示されている。しかし、この鋼板はベイナイト及びマルテンサイトの硬質組織を多く含むため、予ひずみが２％以上では、複合組織中で硬質相と軟質相のそれぞれで焼付硬化が起こる。このため、焼付硬化処理後の組織は強度が不均一となることから、優れた焼付硬化後の曲げ性は発現しない。
　特許文献２には、焼戻しマルテンサイト又は焼戻しベイナイトを含むことで加工性及び焼付硬化性を向上させた鋼板が開示されている。しかし、特許文献２では、焼付硬化後の曲げ性を改善するという観点からは何ら十分な検討がなされていない。
日本国特開２００８－１４４２３３号公報 日本国特開２００３－２７７８８４号公報
　したがって、本発明は、焼付硬化量が高くかつ焼付硬化後の曲げ性に優れる冷延鋼板を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記目的を達成するために、焼付硬化量と焼付硬化後の曲げ性について調査した。その結果、本発明者らは、フェライトと焼戻しマルテンサイトとを含む冷延鋼板の組織において、フェライトが焼戻しマルテンサイトにより圧延方向及び板厚方向に微細かつ均質に分割される架橋構造をとる場合に、当該冷延鋼板は焼付硬化量が高くかつ焼付硬化後の曲げ性に優れることを見出した。さらに、本発明者らは、冷延鋼板のミクロ組織画像を２次元フーリエ変換して得られる周波数スペクトルを利用することにより、このような架橋構造を定量化できることを見出し、本発明を完成させた。
　上記目的を達成し得た冷延鋼板は、以下のとおりである。
 （１）質量％で、
　Ｃ：０．０５～０．３０％、
　Ｓｉ：０．２００～２．０００％、
　Ｍｎ：２．００～４．００％、
　Ｐ：０．１００％以下、
　Ｓ：０．０１０％以下、
　Ａｌ：０．００１～２．０００％、
　Ｎ：０．０１０％以下
　Ｔｉ：０～０．１００％、
　Ｎｂ：０～０．１００％、
　Ｖ：０～０．１００％、
　Ｃｕ：０～１．０００％、
　Ｎｉ：０～１．０００％、
　Ｍｏ：０～１．０００％、
　Ｃｒ：０～１．０００％、
　Ｗ：０～０．００５％、
　Ｃａ：０～０．００５％、
　Ｍｇ：０～０．００５％、
　ＲＥＭ：０～０．０１０％、
　Ｂ：０～０．００３０％、
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
　面積率で、２０％以上７０％以下のフェライト、及び３０％以上の焼戻しマルテンサイトを含有し、
　フェライト及び焼戻しマルテンサイトの合計が９０％以上であり、
　前記冷延鋼板の板幅の１／８から７／８までの位置の鋼板の板幅方向に垂直な板厚断面において、表面から板厚の１／４から３／８までの位置の組織を２０００倍の倍率で撮影して得られた３０μｍ×３０μｍのミクロ組織画像を、板厚方向をｘ軸としかつ圧延方向をｙ軸とするｘｙ座標系に配置し、次いで前記ミクロ組織画像をｘ軸方向に１０２４個、ｙ軸方向に１０２４個分割して１０２４×１０２４個の分割領域を形成し、前記分割領域のそれぞれにおける値を組織がフェライトである場合に「１」、そうでない場合に「０」として２階調化して２次元画像を作成し、前記２次元画像に対して、式（１）で定義される不均質度αが１．２０以下である、冷延鋼板。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
　式（１）において、Ｓｕは式（２）で定義され、Ｓｖは式（３）で定義される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000005
 　式（２）及び式（３）において、Ｆ（ｕ，ｖ）は式（４）で定義される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000006
　式（４）において、ｆ（ｘ，ｙ）は、前記２次元画像の座標（ｘ，ｙ）の階調を表す。
（２）更に、質量％で、
　Ｔｉ：０．００３～０．１００％、
　Ｎｂ：０．００３～０．１００％、
　Ｖ：０．００３～０．１００％
の１種又は２種以上を合計で０．１００％以下含有する、（１）に記載の冷延鋼板。
（３）前記ミクロ組織画像が、前記冷延鋼板の板幅の中央位置の鋼板の板幅方向に垂直な板厚断面において、表面から板厚の１／４から３／８までの位置の組織を２０００倍の倍率で撮影して得られた３０μｍ×３０μｍのミクロ組織画像である、（１）又は（２）のいずれか一項に記載の冷延鋼板。
　本発明によれば、フェライトが焼戻しマルテンサイトにより圧延方向及び板厚方向に微細かつ均質に分割される架橋構造を持つことで、高い焼付硬化量と焼付硬化後の曲げ性に優れた複合組織を有する冷延鋼板を提供することができる。この冷延鋼板は、プレス成形性に優れ、プレス成形後の塗装時に焼付を受けることでさらに高強度化し、その後の曲げ性にも優れる。したがって、鋼板が衝撃力を受け、蛇腹状に変形する際に生じる曲げ応力に対しても高い衝撃吸収性を有する為、自動車等の分野の構造部材として適している。
本発明の一実施形態による冷延鋼板のミクロ組織を２階調化した２次元画像である。 図１の２次元画像を２次元離散フーリエ変換して得られた周波数スペクトル図である。 冷延鋼板のミクロ組織を２階調化した２次元画像の例示的な模式図である。 図３の２次元画像を２次元離散フーリエ変換して得られた周波数スペクトル図である。 冷延鋼板のミクロ組織を２階調化した２次元画像の例示的な模式図である。 図５の２次元画像を２次元離散フーリエ変換して得られた周波数スペクトル図である。 不均質度αと焼付硬化量ＢＨとの関係を示すグラフである。 不均質度αと焼付硬化後の最小曲げ半径と板厚との比であるＲ／ｔとの関係を示すグラフである。
 ＜冷延鋼板＞
　本発明の実施形態に係る冷延鋼板は、質量％で、
　Ｃ：０．０５～０．３０％、
　Ｓｉ：０．２００～２．０００％、
　Ｍｎ：２．００～４．００％、
　Ｐ：０．１００％以下、
　Ｓ：０．０１０％以下、
　Ａｌ：０．００１～２．０００％、
　Ｎ：０．０１０％以下
　Ｔｉ：０～０．１００％、
　Ｎｂ：０～０．１００％、
　Ｖ：０～０．１００％、
　Ｃｕ：０～１．０００％、
　Ｎｉ：０～１．０００％、
　Ｍｏ：０～１．０００％、
　Ｃｒ：０～１．０００％、
　Ｗ：０～０．００５％、
　Ｃａ：０～０．００５％、
　Ｍｇ：０～０．００５％、
　ＲＥＭ：０～０．０１０％、
　Ｂ：０～０．００３０％、
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
　面積率で、２０％以上７０％以下のフェライト、及び３０％以上の焼戻しマルテンサイトを含有し、
　フェライト及び焼戻しマルテンサイトの合計が９０％以上であり、
　前記冷延鋼板の板幅の１／８から７／８までの位置の鋼板の板幅方向に垂直な板厚断面において、表面から板厚の１／４から３／８までの位置の組織を２０００倍の倍率で撮影して得られた３０μｍ×３０μｍのミクロ組織画像を、板厚方向をｘ軸としかつ圧延方向をｙ軸とするｘｙ座標系に配置し、次いで前記ミクロ組織画像をｘ軸方向に１０２４個、ｙ軸方向に１０２４個分割して１０２４×１０２４個の分割領域を形成し、前記分割領域のそれぞれにおける値を組織がフェライトである場合に「１」、そうでない場合に「０」として２階調化して２次元画像を作成し、前記２次元画像に対して、式（１）で定義される不均質度αが１．２０以下であることを特徴としている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000007
　式（１）において、Ｓｕは式（２）で定義され、Ｓｖは式（３）で定義される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000008
　式（２）及び式（３）において、Ｆ（ｕ，ｖ）は式（４）で定義される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000009
　式（４）において、ｆ（ｘ，ｙ）は、前記２次元画像の座標（ｘ，ｙ）の階調を表す。
　例えば、フェライトとマルテンサイトを含有する複合組織を含む鋼板の焼付硬化性を向上させるためには、鋼板中のフェライト及びマルテンサイトの両方に、予ひずみを均一に導入する必要があり、また、焼付硬化後の曲げ性を向上させる観点からは、当該鋼板の組織を均質にすることが重要である。以上の知見に鑑みて、本発明者らは、本実施形態に係る鋼板では、上述の式によって定義される不均質度αを１．２０以下に規定した。不均質度αが１．２０以下である場合、当該冷延鋼板の焼付硬化性及び焼付硬化後の曲げ性を顕著に改善することができることを、本発明者らは見出した。
　フェライトと焼戻しマルテンサイトを含有する複合組織を含む冷延鋼板において不均質度αを１．２０以下とする場合、例えば、焼戻しマルテンサイトによって、冷延鋼板の圧延方向及び板厚方向にフェライトが微細かつ均質に分割した架橋構造を形成される。ここで、「冷延鋼板の圧延方向及び板厚方向にフェライトが微細かつ均質に分割した架橋構造」とは、鋼板内部において、鋼板の圧延方向及び板厚方向に広がるように、焼き戻しマルテンサイトがランダムに連結しており、その内部にフェライトが微細かつ均質に分散される構造を意図した表現である。これは、板厚方向ｘと圧延方向ｙを含む鋼板の断面から組織を観察した際、焼き戻しマルテンサイトが同一厚み領域に広がる状態が複数存在し、これらの同一厚み領域が、板厚方向ｘに伸びる平行線により、ランダムな配置で連結された状態となる（図３参照）。その結果、上記断面において、フェライトは、焼き戻しマルテンサイトによって微細に分割されている。ただし、この架橋構造は、不均質度αが１．２０である鋼板における組織の構成の一例にすぎないことに留意されたい。
　不均質度αが１．２０以下である構造を得るために、後述する製造条件の制御が必要となる。以下、このようなフーリエ変換による架橋構造の定量化について詳しく説明する。
　まず、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、冷延鋼板の板幅の１／８から７／８までの位置の鋼板の板幅方向に垂直な板厚断面において、表面から板厚の１／４から３／８までの位置で、観察倍率２０００倍で３０μｍ×３０μｍのミクロ組織画像をグレースケール（２５６階調）にて撮影する。得られたミクロ組織画像は、板厚方向をｘ軸としかつ圧延方向をｙ軸とするｘｙ座標系に配置され、１０２４×１０２４個の画素（前記分割領域に相当）を有する。次いで、１０２４×１０２４個の画素のそれぞれにおける値を組織がフェライトである場合に「１」、そうでない場合に「０」として２階調化して２次元画像を作成する。なお、本発明の特定の実施形態では、上記のミクロ組織画像は、冷延鋼板の板幅の中央位置の鋼板の板幅方向に垂直な板厚断面において、表面から板厚の１／４から３／８までの位置の組織を２０００倍の倍率で撮影して得られた３０μｍ×３０μｍのミクロ組織画像であってもよい。
　２階調化の画像処理は、例えば、画像解析ソフトウェアＩｍａｇｅＪを用いて行うことができる。画素のそれぞれについて、組織がフェライトである場合に黒、そうでない場合に白となるように２値化処理を施す。２値化の閾値は、「Ｇｌａｓｂｅｙ，ＣＡ（１９９３），“Ａｎ　ａｎａｌｙｓｉｓ　ｏｆ　ｈｉｓｔｏｇｒａｍ－ｂａｓｅｄ　ｔｈｒｅｓｈｏｌｄｉｎｇ　ａｌｇｏｒｉｔｈｍｓ”，ＣＶＧＩＰ：Ｇｒａｐｈｉｃａｌ　Ｍｏｄｅｌｓ　ａｎｄ　Ｉｍａｇｅ　Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ　５５：５３２－５３７」に記載されている輝度値の平均値を閾値として採用する手法を用いて決定される。このアルゴリズムはＩｍａｇｅＪに実装されており、Ａｕｔｏ　ｔｈｒｅｓｈｏｌｄ機能を利用して閾値の決定方法をＭｅｔｈｏｄ＝Ｍｅａｎとすることで自動的に２値化される。すなわち、２値化の閾値は、ＩｍａｇｅＪにてＭｅｔｈｏｄ＝Ｍｅａｎ、ｒａｄｉｕｓ＝１５として、各ピクセル値を、着目したピクセルを中心として半径１５ピクセル以内のピクセル値の平均と置き換えて、スムージングした後のヒストグラムから自動的に決定される。
　このようにして得られた２次元画像の一例を図１に示す。図１は、本発明の一実施形態による冷延鋼板のミクロ組織を２階調化した２次元画像である。図１中のｘ軸は板厚方向に対応し、ｙ軸は圧延方向に対応している。図１において、黒色部がフェライトを示し、白色部が焼戻しマルテンサイトを示している。図１から明らかなように、黒色のフェライト相は白色の焼戻しマルテンサイト相によって冷延鋼板の圧延方向及び板厚方向に微細かつ均質に分割されており、架橋構造が形成されていることがわかる。
　次に、２階調化して得られた２次元画像から、各画素（ｘ，ｙ）（ｘ＝０～１０２３、ｙ＝０～１０２３）の２次元データｆ（ｘ，ｙ）を得る。ｆ（ｘ，ｙ）は座標（ｘ，ｙ）の画素の階調を表す。得られた２次元データに対して、式（４）で定義される２次元離散フーリエ変換（２Ｄ　ＤＦＴ）を実施する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000010
　ここで、Ｆ（ｕ，ｖ）は、２次元データｆ（ｘ，ｙ）の２次元離散フーリエ変換後の２次元周波数スペクトルである。周波数スペクトルＦ（ｕ，ｖ）は一般に複素数であり、２次元データｆ（ｘ，ｙ）の周期性及び規則性の情報を含む。換言すれば、周波数スペクトルＦ（ｕ，ｖ）は、図１に示すような２次元画像内におけるフェライト及び焼戻しマルテンサイトの組織の周期性及び規則性に関する情報を含む。
　図２は、図１の２次元画像を２次元離散フーリエ変換して得られた周波数スペクトル図である。図２の横軸はｖ軸で、その範囲はｖ＝－１０２３～１０２３であり、縦軸はｕ軸で、その範囲はｕ＝－１０２３～１０２３である。図２の周波数スペクトル図は、白黒階調画像（グレースケール画像）であり、スペクトル強度の最大値が白色、最小値が黒色で表されている。図２では、スペクトル強度の高い部分（図２中の白色部分）は、中心部からｖ軸及びｕ軸方向に伸びた形状を有し、境界が明確でない。
　周波数スペクトルＦ（ｕ，ｖ）において、ｕ軸上のスペクトルの絶対値（即ち、スペクトル強度）の総和Ｓｕは、式（２）で定義される。同様に、周波数スペクトルＦ（ｕ，ｖ）において、ｖ軸上のスペクトルの絶対値の総和Ｓｖは、式（３）で定義される。さらに、Ｓｖに対するＳｕの比は、式（１）で定義され、本発明において不均質度αと称される。Ｓｕ及びＳｖを定義する式（２）及び式（３）の総和の中には、（ｕ，ｖ）空間で座標（０，０）のスペクトルの絶対値は含まれない。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000011
　以下、図１に示すミクロ組織を、組織１という。組織１は、先に述べたとおり、フェライトが焼戻しマルテンサイトにより分割された架橋構造を有している。また、組織１の周波数スペクトル図（図２）は、同様に先に述べたとおり、白色部が画像の中心部からｕ軸及びｖ軸方向に沿って伸びた形状を有している。
　理解を容易にするため、図１及び２に示されるような架橋構造と周波数スペクトル図との関係を模式図（図３～６）を用いて以下に詳しく説明する。図３及び５は、冷延鋼板のミクロ組織を２階調化した２次元画像の例示的な模式図である。図３及び５において、黒色部はフェライトを示し、白色部は焼戻しマルテンサイトを示している。図４及び６はそれぞれ図３及び５の２次元画像を２次元離散フーリエ変換して得られた周波数スペクトル図である。図３と図５を参照すると、図５の２次元画像は、図３の２次元画像に比べて、フェライト（黒色部）が焼戻しマルテンサイト（白色部）によって、より微細かつ均質に分割された架橋構造を有していることがわかる。また、周波数スペクトル図である図４と図６を参照すると、図４の周波数スペクトル図は、図６の周波数スペクトル図に比べて白色部のｕ軸方向への広がりがｖ軸方向の広がりに比べて顕著である。その結果として、不均質度αは図３よりも図５の方が低い値をとる。要するに、不均質度αが低いほど、白色部分のｕ軸方向への広がりと、ｖ軸方向への広がりに差がなくなり、すなわち冷延鋼板の組織がより微細かつ均質に分割された架橋構造を有することがわかる。実際に、図１の本発明の一実施形態による組織１に対して不均質度αを計算すると１．１４となり、１．２０以下の範囲内に制御されている。
　また、組織１の焼付硬化量は１０５ＭＰａであり、同様に、組織１の焼付硬化後の最小曲げ半径／板厚比は０．４である。最小曲げ半径／板厚比が小さいほど、焼付硬化後の曲げ性が優れていると評価することができる。なお、これらの値は後述の実施例と同じ条件で測定されたものである。
　図７は、不均質度αと焼付硬化量ＢＨとの関係を示すグラフである。図８は、不均質度αと焼付硬化後の最小曲げ半径と板厚との比であるＲ／ｔとの関係を示すグラフである。図７及び図８は、上で説明した本発明の実施形態の範囲内にある化学組成及び組織を有しかつαが異なる複数の冷延鋼板を製造し、次いでこれらの冷延鋼板に対して、実施例と同じ焼付硬化処理及び曲げ試験を実施して得られたデータをプロットしたものである。図７及び８を参照すると、αが小さくなると、とりわけαが１．２０以下になると、焼付硬化量ＢＨが大きく向上し、焼付硬化後の最小曲げ半径と板厚との比であるＲ／ｔが顕著に低下する傾向があることが分かる。この結果は、フェライトと焼戻しマルテンサイトを含有する複合組織を含む冷延鋼板において、フェライトを焼戻しマルテンサイトによって冷延鋼板の圧延方向及び板厚方向に微細かつ均質に分割した架橋構造であって、αが１．２０以下となるような架橋構造を形成することで、当該冷延鋼板の焼付硬化性及び焼付硬化後の曲げ性を顕著に改善できることを示すものである。
　以下、本発明の一実施形態の例を説明する。
（Ｉ）化学成分
　まず、本発明の実施形態に係る鋼板及びその製造に用いるスラブの化学成分組成について説明する。以下の説明において、鋼板及びスラブに含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。
（Ｃ：０．０５％～０．３０％）
　Ｃは、焼き入れ性を高め、マルテンサイト組織に含有させることにより強度を高める作用を有する。また、焼付硬化性を高める作用を有する。以上のような作用を有効に発揮させるため、Ｃ含有量は０．０５％以上とし、好ましくは０．０７％以上とし、より好ましくは０．０９％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．３０％超では、溶接性が劣化する。従って、Ｃ含有量は０．３０％以下とし、好ましくは０．２０％以下とし、より好ましくは０．１４％以下とする。
 （Ｓｉ：０．２００％～２．０００％）
　Ｓｉは炭化物の生成を抑え、焼付硬化に必要な固溶Ｃを確保するのに必要な元素である。Ｓｉ含有量が０．２００％未満では、十分な作用効果が得られないことがある。よって、Ｓｉ含有量は０．２００％以上とする。また、Ｓｉは焼付硬化に優れる鋼板の高強度化にも有用である。この作用を有効に発揮させるためには、Ｓｉ含有量は０．５００％以上とすることが好ましく、０．８００％以上とすることがより好ましい。一方、Ｓｉ含有量が２．０００％超では、表面性状が劣化したり、添加効果が飽和して徒にコストを上昇させたりする。従って、Ｓｉ含有量は２．０００％以下とし、好ましくは１．５００％以下とし、より好ましくは１．１００％以下とする。
（Ｍｎ：２．００％～４．００％）
　Ｍｎは焼き入れ性向上元素であり、鋼板の高強度化に有用である。このような作用を有効に発揮するには、Ｍｎ含有量は２．００％以上とし、好ましくは２．３０％以上とし、より好ましくは２．６０％以上とする。しかし、過剰のＭｎ添加はＭｎＳの析出により低温靱性が低下するため、Ｍｎ含有量は４．００％以下とし、好ましくは３．５０％以下とし、より好ましくは３．００％以下とする。
（Ａｌ：０．００１％～２．０００％）
　Ａｌは、脱酸及び炭化物形成元素の歩留まり向上に対して効果を有する。以上のような作用を有効に発揮させるため、Ａｌ含有量は０．００１％以上とし、好ましくは０．０１０％以上とし、より好ましくは０．０２０％以上とする。一方、Ａｌ含有量が２．０００％超では、溶接性が低下したり、酸化物系介在物が増加して表面性状が劣化したりする。従って、Ａｌ含有量は２．０００％以下とし、好ましくは１．０００％以下とし、より好ましくは０．０３０％以下とする。
（Ｐ：０．１００％以下）
　Ｐは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。溶接性の観点から、Ｐ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｐ含有量が０．１００％超で、溶接性の低下が著しい。従って、Ｐ含有量は０．１００％以下とし、好ましくは０．０３０％以下とし、より好ましくは０．０２０％以下とする。Ｐ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｐ含有量は０．０００１％以上としてもよく、０．０１０％以上としてもよい。また、Ｐは強度の向上に寄与するため、このような観点から、Ｐ含有量は０．０００１％以上としてもよく、０．０１０％以上としてもよい。
（Ｓ：０．０１０％以下）
　Ｓは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。溶接性の観点から、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。Ｓ含有量が高いほど、ＭｎＳの析出量が増加し、低温靭性が低下する。特に、Ｓ含有量が０．０１０％超で、溶接性の低下及び低温靱性の低下が著しい。従って、Ｓ含有量は０．０１０％以下とし、好ましくは０．００７％以下とし、より好ましくは０．００３％以下とする。Ｓ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｓ含有量は０．０００１％以上としてもよく、０．００３％以上としてもよい。
（Ｎ：０．０１０％以下）
　Ｎは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。溶接性の観点から、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｎ含有量が０．０１０％超で、溶接性の低下が著しい。従って、Ｎ含有量は０．０１０％以下とし、好ましくは０．００６％以下とし、より好ましくは０．００３％以下とする。Ｎ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｎ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
　本発明の実施形態に係る鋼板及びその製造に用いるスラブの基本成分組成は上記の通りである。さらに当該鋼板及びスラブは、必要に応じて、以下の任意元素を含有していてもよい。
（Ｔｉ：０．１００％以下、Ｎｂ：０．１００％以下、Ｖ：０．１００％以下）
　Ｔｉ、Ｎｂ及びＶは強度の向上に寄与する。従って、Ｔｉ、Ｎｂ若しくはＶ又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｔｉ、Ｎｂ若しくはＶの含有量、又はこれらの２種以上の任意の組み合わせの合計含有量は、好ましくは０．００３％以上とし、より好ましくは０．０１０％以上とする。一方、Ｔｉ、Ｎｂ若しくはＶの含有量、又はこれらの２種以上の任意の組み合わせの合計含有量が０．１００％超では、熱間圧延及び冷間圧延が困難になる。従って、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量若しくはＶ含有量、又はこれらの２種以上の任意の組み合わせの合計含有量は０．１００％以下とし、より好ましくは０．０３０％以下とする。つまり、各成分単独の場合の制限範囲を、Ｔｉ：０．００３％～０．１００％、Ｎｂ：０．００３％～０．１００％、及びＶ：０．００３％～０．１００％とすると共に、これらを任意に組み合わせた場合の合計含有量においても、０．００３～０．１００％であることが好ましい。
（Ｃｕ：１．０００％以下、Ｎｉ：１．０００％以下、Ｍｏ：１．０００％以下、Ｃｒ：１．０００％以下）
　Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＣｒは強度の向上に寄与する。従って、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、若しくはＣｒ又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＣｒの含有量は、各成分単独の場合、０．００５～１．０００％が好ましい範囲であり、０．０１０％～１．０００％であることがより好ましい。また、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＣｒからなる群から選ばれる２種以上を任意に組み合わせた場合の合計含有量においても、０．００５％以上１．０００％以下が満たされることが好ましく、０．０１０％以上１．０００％以下がより好ましい。一方、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＣｒの含有量、又はこれらの２種以上を任意に組み合わせた場合の合計含有量が１．０００％超では、上記作用による効果が飽和して、徒にコストが高くなる。従って、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＣｒの含有量、又はこれらの２種以上を任意に組み合わせた場合の合計含有量の上限は１．０００％とする。つまり、Ｃｕ：０．００５％～１．０００％、Ｎｉ：０．００５％～１．０００％、Ｍｏ：０．００５％～１．０００％、及びＣｒ：０．００５％～１．０００％とすると共に、これらを任意に組み合わせた場合の合計含有量においても、０．００５～１．０００％であることが好ましい。
（Ｗ：０．００５％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．０１０％以下）
　Ｗ、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭは介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める。従ってＷ、Ｃａ、Ｍｇ若しくはＲＥＭ又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｗ、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭ、又はこれらの２種以上の任意の組み合わせの合計含有量は、好ましくは０．０００３％以上とし、より好ましくは０．００３％以上とする。一方、Ｗ、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭの合計含有量が０．０１０％超では、表面性状が劣化する。従って、Ｗ、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭの合計含有量は０．０１０％以下とし、より好ましくは０．００９％以下とする。つまり、Ｗ：０．００５％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下であって、これらの任意の２種以上の合計含有量が０．０００３～０．０１０％であることが好ましい。これらの任意の２種以上の合計含有量の上限が０．００９％であることがより好ましく、これらの任意の２種以上の合計含有量の下限が０．００３％であることがより好ましい。
　ＲＥＭ（希土類金属）はＳｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７種類の元素を指し、「ＲＥＭ含有量」はこれら１７種類の元素の合計の含有量を意味する。ランタノイドは、工業的には、例えばミッシュメタルの形で添加される。
（Ｂ：０．００３０％以下）
　Ｂは焼き入れ性向上元素であり、鋼板の高強度化に有用な元素である。Ｂは０．０００１％（１ｐｐｍ）以上含有させるとよい。しかし、Ｂを０．００３０％（３０ｐｐｍ）を超えて添加すると上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄であるため、Ｂ含有量は０．００３０％（３０ｐｐｍ）以下とし、好ましくは０．００２５％（２５ｐｐｍ）以下であり、より好ましくは０．００１９％（１９ｐｐｍ）以下である。
　本発明の実施形態に係る鋼板において、上記成分以外の残部はＦｅ及び不純物からなる。不純物とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明の実施形態に係る鋼板に対して意図的に添加した成分でないものを意味する。
（ＩＩ）鋼の組織
　本発明の実施形態に係る冷延鋼板は、少なくとも２つ以上の組織を含有する複合組織を含むものであり、その複合組織を制御することで、予ひずみの分配を変化させ、焼付硬化性が向上することに大きな特徴をもつものである。各組織についてその面積率を規定した理由について説明する。以下の説明において、鋼板に含まれる各組織の分率の単位である「％」は、特に断りがない限り「面積％」を意味する。
（フェライト：２０％以上７０％以下）
　フェライトは降伏応力が低く、優れた延性と加工硬化特性を有する組織である。このため、フェライト面積率を過度に高めると、焼付硬化処理前の強度が高まり、且つ焼付硬化処理後の降伏応力が低下する。この場合には、焼付硬化性が大きく劣化することから、鋼板中のフェライト面積率は７０％以下とする。焼付硬化性を更に高めるにはフェライト面積率は５０％以下とすることが好ましく、４５％以下とすることが更に好ましい。一方、フェライト面積率が２０％未満では、硬質組織に予ひずみが入りすぎてしまい、逆に焼付硬化性を劣化させてしまうと共に、良好な延性が得られなくなる。従って、フェライト面積率は２０％以上とし、好ましくは２５％以上とし、より好ましくは３０％以上とする。
　（焼戻しマルテンサイト：３０％以上）
　本発明の実施形態では、上記フェライトの他に、焼戻しマルテンサイトを３０％以上含有させることとする。焼戻しマルテンサイトは鋼板の強度と焼付硬化性及び焼付硬化後の曲げ性を高める組織である。一般的に、フェライトよりも硬質組織の方において炭素濃度が高いため、焼付硬化性は優れている。本発明の実施形態では、焼付硬化量を高めるために、このような硬質組織が焼戻しマルテンサイトであることが必要であり、また、焼付硬化後の曲げ性や極限変形能を向上させるためにも、複合組織中の焼き入れままマルテンサイトを焼戻す必要がある。しかし、複合組織として軟らかいフェライトと焼戻しマルテンサイトがあった場合、予ひずみはほとんどフェライトが担うため、従来は焼戻しマルテンサイトの焼付硬化性を十分に活用できていない。焼付硬化性を上昇させるためには焼戻しマルテンサイトに変形を担わせることが重要である。しかし、焼戻しマルテンサイトが少なすぎるとフェライト相のみが変形を担ってしまうため、３０％以上は必要である。よって、焼戻しマルテンサイトの面積率は３０％以上、好ましくは４０％以上とし、より好ましくは５０％以上とする。一方で、焼戻しマルテンサイトの面積率は８０％以下とすることが好ましく、７０％以下とすることがより好ましい。
（フェライト及び焼戻しマルテンサイトの合計：９０％以上）
　本発明の実施形態では、フェライト及び焼戻しマルテンサイトの面積率の合計は９０％以上とする。フェライト及び焼戻しマルテンサイトの面積率の合計が９０％未満となると、十分な焼付硬化量とフェライトと焼付硬化後の曲げ性が得られない。よって、フェライト及び焼戻しマルテンサイトの面積率の合計は９０％以上、好ましくは９５％以上とし、より好ましくは９７％以上とし、１００％であってもよい。
（その他の組織）
　後で説明する本発明の冷延鋼板の好ましい製造方法では、製造条件により残留オーステナイトが生成する場合がある。この組織の面積率は、上記によって測定されたフェライトと焼戻しマルテンサイトの面積率を１００％から差し引いたものである。本発明の実施形態では、フェライト及び焼戻しマルテンサイトへの予ひずみ分配制御が重要であるため、その他の組織、すなわち残留オーステナイト等の組織は少量であれば、その影響は無視することができる。上記のとおり、本発明の実施形態では、組織の９０％以上、好ましくは９５％以上がフェライト及び焼戻しマルテンサイトから構成されているため、残留オーステナイトの影響は無視してもよい。
　同様に、後で説明する本発明の冷延鋼板の好ましい製造方法では、焼戻し工程の際に、マルテンサイトやフェライトからセメンタイト等の炭化物が析出する。このような炭化物は、微細かつ大量に析出するために、面積率として測定するのが難しい。よって、フェライト及び焼戻しマルテンサイトが炭化物を含む場合には、これらの組織の面積率は、当該炭化物を含む母相の面積率として計測する。
　本発明において、フェライトの面積率及び焼戻しマルテンサイトの面積率は、次のようにして決定される。まず、鋼板の圧延方向に垂直な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨し、当該鋼板の厚さの１／４位置の組織を５０００倍の倍率でＳＥＭ－ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折装置付き走査型電子顕微鏡）で観察し、それを１００μｍ×１００μｍの視野で画像解析してフェライトの面積率を測定し、任意の５視野以上におけるこれらの測定値の平均が本発明におけるフェライトの面積率として決定される。
　次いで、鋼板の表面からの深さが３ｔ／８からｔ／２までの領域のＳＥＭの２次電子像を撮影する。このとき、例えば倍率は１５００倍とする。得られた画像データの白色部分が硬質組織であり、黒色部分がフェライトであることから、当該画像データに基づいて硬質組織の面積率が決定される。硬質組織の焼戻し状態は、次のようにして判断される。上記ＳＥＭの２次電子画像を観察した際、マルテンサイトに含まれるラスやブロックのコントラストが明瞭であるか又は例えば５０００倍若しくは１００００倍で観察した際、組織内に微細炭化物が析出していれば、焼戻しされているといえ、すなわち当該硬質組織は焼戻しマルテンサイトと判断される。
（不均質度α）
　本実施形態の冷延鋼板は式（１）で定義される不均質度αが１．２０以下である。不均質度αは次の方法で求める。冷延鋼板の板幅の１／８から７／８までの位置の鋼板の板幅方向に垂直な板厚断面において、表面から板厚の１／４から３／８までの位置の組織を２０００倍の倍率で撮影する。得られた３０μｍ×３０μｍのミクロ組織画像を、板厚方向をｘ軸としかつ圧延方向をｙ軸とするｘｙ座標系に配置し、１０２４×１０２４個の各画素をグレースケールで表す。したがって、グレースケール（２５６階調）で表されるミクロ組織画像は、冷延鋼板のうち、板厚方向及び圧延方向を含む面での断面から得られる。次いで、１０２４×１０２４個の各分割領域を組織がフェライトである場合に「１」、そうでない場合に「０」として２階調化して２次元画像を作成する。最後に、２次元離散フーリエ変換を用いて、２階調化されたミクロ組織画像から式（１）で定義される不均質度αを求める。なお、本発明の特定の実施形態では、上記のミクロ組織画像は、冷延鋼板の板幅の中央位置の鋼板の板幅方向に垂直な板厚断面において、表面から板厚の１／４から３／８までの位置の組織を２０００倍の倍率で撮影して得られた３０μｍ×３０μｍのミクロ組織画像であってもよい。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000012
　式（１）において、Ｓｕは式（２）で定義され、Ｓｖは式（３）で定義される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000013
 　式（２）及び式（３）において、Ｆ（ｕ，ｖ）は式（４）で定義される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000014
　式（４）において、ｆ（ｘ，ｙ）は、前記２次元画像の座標（ｘ，ｙ）の階調を表す。
　上述の通り、αと焼付硬化性とは図７に示す関係性を有し、そしてαと焼付硬化後の曲げ性とは図８に示す関係性を有する。本発明の一実施形態による冷延鋼板は組織から求めたαが１．２０以下であれば、図７及び８に示す通り、焼付硬化量ＢＨが１００ＭＰ以上となり、そして焼付硬化後の最小曲げ半径と板厚との比であるＲ／ｔが１．０未満となる。したがって、本発明の一実施形態による冷延鋼板は優れた焼付硬化性及び耐衝撃性を有する。αは、好ましくは１．１０以下であり、さらに好ましくは１．０５以下である。αの下限値は特に規定しないが、一般的には０．９０以上である。
　以上のことから、本発明の一実施形態による冷延鋼板は、塗装焼付硬化性能に優れ、かつ優れた耐衝撃性を有する。このため、本実施形態の冷延鋼板はプレス加工されて使用される自動車等の構造部材に用いることが好ましい。
（機械特性）
　本実施形態による冷延鋼板は、好ましくは７８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、より好ましくは８００ＭＰａ以上、さらに好ましくは９００ＭＰａ以上の引張強度を有する。
　本実施形態による冷延鋼板は、好ましくは１００ＭＰ以上の焼付硬化量を有し、より好ましくは１２０ＭＰａ以上、さらに好ましくは１５０ＭＰａ以上の焼付硬化量を有する。
　本実施形態による冷延鋼板は、好ましくは１０％以上の破断伸びを有し、より好ましくは１２％以上の破断伸びを有する。本実施形態による冷延鋼板は、優れた焼付硬化後の曲げ性を有し、好ましくは１．０未満の最小曲げ半径／板厚比を有し、より好ましくは０．５以下の最小曲げ半径／板厚比を有する。
（ＩＩＩ）製造方法
　次に、本発明の実施形態に係る冷延鋼板の好ましい製造方法について説明する。
　以下の説明は、本発明の実施形態に係る冷延鋼板を製造するための特徴的な方法の例示
を意図するものであって、当該冷延鋼板を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。
　上記製造方法は、上で説明した化学成分組成を有する溶鋼を鋳造してスラブを形成する工程、
　前記スラブを１０５０℃以上１２５０℃以下の温度域で粗圧延する粗圧延工程であって、前記粗圧延が１パス当たりの圧下率が３０％以下のリバース圧延によって行われ、前記リバース圧延が、下記（ｉ）及び（ｉｉ）：
　（ｉ）第１パスの圧下率が２０％以上３０％以下、第２パスの圧下率が１５％以下の１往復、及び
　（ｉｉ）第３パスの圧下率が１５％以下、第４パスの圧下率が２０％以上３０％以下の１往復
の合計２往復を１セットとする圧延を３セット以上含み、１往復する際の２パス間の圧下率差が５％以上である粗圧延工程、
　前記粗圧延工程の後５秒未満で開始され、粗圧延された鋼板を８５０℃以上１０５０℃以下の温度域で仕上げ圧延する仕上げ圧延工程であって、前記仕上げ圧延が４つ以上の連続する圧延スタンドで行われ、第一スタンドの圧下率が１５％未満であり、仕上げ圧延された鋼板が２００℃以下の温度域で巻き取られる仕上げ圧延工程、
　得られた熱延鋼板を３０％以下の圧下率で冷間圧延する冷間圧延工程、
　得られた冷延鋼板をＡｃ１以上１０００℃以下の温度域で１０秒以上１０００秒以下保持し、次いで１０℃／秒以上２００℃／秒以下の平均冷却速度で２００℃以下まで冷却する焼鈍工程、並びに
　得られた鋼板を２００℃以上３５０℃以下の温度域で１００秒以上保持する焼戻し工程を含むことを特徴としている。以下、各工程について説明する。
（スラブの形成工程）
　スラブは、例えば、転炉又は電気炉等を用いて、上で説明した本発明の実施形態に係る鋼板の化学組成を有する溶鋼を溶製し、連続鋳造法により製造することができる。連続鋳造法に代えて、造塊法、薄スラブ鋳造法等を採用してもよい。
（粗圧延工程）
　該スラブは以下の粗圧延工程を施す前に、１０００℃以上１３００℃以下の温度域に加熱してもよい。加熱した後の保持時間は特に規定しないが、スラブ中心部まで所定の温度にするために、３０分間以上とすることが好ましい。また、過度のスケールロスを抑制するために１０時間以下とすることが好ましく、５時間以下とすることがさらに好ましい。なお、直送圧延又は直接圧延を行う場合であって、鋳造後のスラブの温度が１０５０℃以上１２５０℃以下であれば、加熱と保持を施さずにそのまま以下の粗圧延工程に供してもよい。
　リバース圧延のみを用いた粗圧延を施すことによって、スラブ中のＭｎ偏析部を一方向に引き伸ばされた板状にすることなく、複雑形状に制御することが可能となる。したがって、後の工程において、バンド状組織の形成を抑制するとともに、フェライトが複雑に入り組んだ組織が得られる。その結果として、最終的に、不均質度αが１．２０以下に制御され、フェライトが焼戻しマルテンサイトにより微細かつ均質に分割された架橋構造を有する複合組織を含む冷延鋼板を得ることができる。なお、従来の複合組織を含む冷延鋼板は、以下に説明するような１往復における圧下率差をつけたリバース圧延が施されていないため、不均質度αを１．２０以下にすることができない。
　上記のＭｎ偏析部の複雑形状化についてより詳しく説明すると、まず、粗圧延を開始する前のスラブにおいては、Ｍｎ等の合金元素が濃化した部分が、スラブの両方の表面から内部に向かって櫛状の形態でほぼ垂直に成長して複数並んだ状態になっている。一方、粗圧延では、圧延の１パスごとに、スラブの表面は圧延の進行方向に伸ばされることとなる。圧延の進行方向とは、圧延ロールに対してスラブが進行していく方向である。このようにスラブの表面が圧延の進行方向に伸ばされることにより、スラブの表面から内部に向かって成長しているＭｎ偏析部は、圧延の１パスごとにスラブの進行方向に傾斜した状態にされる。
　粗圧延の各パスにおけるスラブの進行方向が常に同じ方向であるいわゆる一方向圧延の場合、Ｍｎ偏析部は、ほほ真っ直ぐな状態を保ったまま、パスごとに同じ方向に向かって徐々に傾斜が強くなっていく。また、粗圧延の終了時には、Ｍｎ偏析部は、ほほ真っ直ぐな状態を保ったまま、スラブの表面に対してほぼ平行な姿勢となり、扁平なミクロ偏析が形成されてしまう。
　一方、粗圧延の各パスにおけるスラブの進行方向が交互に反対の方向となるリバース圧延の場合は、直前のパスで傾斜させられたＭｎ偏析部が、次のパスでは逆の方向に傾斜させられることとなり、その結果、Ｍｎ偏析部は折れ曲がった形状となる。このため、リバース圧延においては、交互に反対の方向となる各パスが繰り返し行われることにより、Ｍｎ偏析部が複雑に折れ曲がった形状となる。
　粗圧延の温度が、１０５０℃未満では、後の仕上げ圧延工程において８５０℃以上の温度で圧延を完了することが難しく、鋼板の形状が不良となる。また、１２５０℃超ではスラブ予加熱時のスケールロスが増大する上、スラブ割れ発生の要因になることから、粗圧延温度は１０５０℃以上１２５０℃以下とする。粗圧延温度の下限値は１１００℃であることが好ましい。粗圧延温度の上限値は１２００℃であることが好ましい。
　粗圧延における１パスの圧下率が３０％超であると、圧延時のせん断応力が大きくなるため、Ｍｎ偏析部がバンド状に分布しやすくなり、複雑形状に分布させることが出来ない。そのため、粗圧延における１パスの圧下率は３０％以下とする。圧下率が小さい程、圧延時のせん断ひずみが小さくなり、バンド組織の形成を抑制することから、圧下率の下限は特に定めないが、生産性の観点から、１０％以上であることが好ましく、１５％であることがより好ましい。
　Ｍｎ偏析部を複雑形状、より具体的には網目形状にし、その結果として焼戻しマルテンサイトとフェライトの架橋構造を得るためには、圧延時のせん断応力を変えるため，圧下率を各パスにおいて制御しなければならない。Ｍｎ偏析部をバンド状に分布しにくくするために、往復で異なる圧下率のリバース圧延を２回繰り返すことが好ましい。その際、圧延温度が高温である第１パスで進行方向と同じ方向に大圧下することでバンド状に分布させたあと、圧延温度が低温である第４パスで進行方向と反対方向に大圧下することでＭｎ偏析部を複雑形状に分布させるために、第１パスと第４パスの圧下率を他のパスの圧下率より高くすることが好ましい。すなわち，圧延は下記（ｉ）及び（ｉｉ）の合計２往復を１セットとする圧延を３セット以上施す。
　（ｉ）第１パスの圧下率が２０％以上３０％以下、第２パスの圧下率が１５％以下の１往復、及び
　（ｉｉ）第３パスの圧下率が１５％以下、第４パスの圧下率が２０％以上３０％以下の１往復
　ただし、上記の圧延を６セット以上施すと十分な仕上げ圧延温度を確保することが難しくなるので、５セット以下とすることが好ましい。
　また、進行方向が互いに反対の方向となる各パスは、同じ回数ずつ行われること、すなわち合計のパス回数を偶数回とすることが望ましい。しかしながら、一般の粗圧延ラインでは、粗圧延の入側と出側はロールを挟んで反対側に位置する。このため、粗圧延の入側から出側に向かう方向のパス（圧延）が一回多くなる。そうすると、最後のパス（圧延）でＭｎ偏析部が板状となり、Ｍｎの網目状分布が形成されにくくなる。このような熱間圧延ラインで粗圧延をする場合には、粗圧延板を最後に入側から出側に送る際の圧下率を５％以下にすることが好ましく、ロール間を開けて圧延を省略することがより好ましい。
　後述するように、再結晶組織を微細化するためには、仕上げ圧延におけるタンデムの多段圧延が有効であるが、タンデム圧延によって、扁平なミクロ偏析が形成されやすくなる。タンデムの多段圧延を利用するためには、上記リバース圧延の１往復における圧下率差を大きくし、その後のタンデム圧延で形成されるミクロ偏析を制御しなければならない。その効果はリバース圧延の１往復における圧下率差が５％以上となると顕著になる。そのため、リバース圧延の１往復における圧下率差は５％以上とすることが好ましく、１０％以上とすることがより好ましい。
　粗圧延におけるリバース圧延によって生成したＭｎの網目構造を維持するために、オーステナイト粒界移動を抑制する必要があるため、粗圧延から仕上げ圧延までの保持時間は５秒未満とすることが好ましく、３秒以下とすることがより好ましい。
（仕上げ圧延工程）
　粗圧延におけるリバース圧延の後、仕上げ圧延におけるタンデム圧延の圧下率を大きくすることによって、デンドライト二次アームに起因するＭｎ偏析帯の間隔を狭小化するために、仕上げ圧延は４つ以上の連続する圧延スタンドで行われることが好ましい。８５０℃未満で仕上げ圧延を完了すると、再結晶が十分に起きず、圧延方向に延伸した組織となり、後の工程において延伸組織に起因した板状組織が形成する。したがって、仕上げ圧延完了温度は８５０℃以上とし、９００℃以上とすることが好ましい。一方、仕上げ圧延温度が１０５０℃を超えると、オーステナイトの微細な再結晶粒が生成しにくくなり、粒界のＭｎ偏析が困難となり、Ｍｎ偏析帯が扁平となりやすくなる。そのため、仕上げ圧延温度は１０５０℃以下とする。必要に応じて、粗圧延された鋼板を粗圧延工程の後でかつ仕上げ圧延工程の前に再加熱してもよい。さらに、仕上げ圧延の第一スタンドの圧下率を１５％未満とし、再結晶粒の多量生成を抑制することで、粗圧延工程で形成したＭｎの網目構造を維持しやすくなる。このように、粗圧延工程だけでなく、仕上げ圧延工程を限定することによって、扁平なＭｎのミクロ偏析を抑制できる。また、仕上げ圧延の第一スタンドの圧下率は１０％以下であることが好ましい。
　巻取温度は２００℃以下が好ましい。巻取温度を２００℃以下とすることでオーステナイトが冷却中に硬質なマルテンサイトに変態し、その際の変態ひずみ導入によりマルテンサイト近傍の軟質なフェライトに多量のひずみが導入され、次の焼鈍による再結晶フェライトの微細化、均質化に寄与する。巻取温度が２００℃超では、マルテンサイトの生成が抑制されるため、上記効果が得られず、不均質度αが本発明で規定される条件を満足しない。そのため巻取温度は２００℃以下であり、好ましくは１００℃以下であり、さらに好ましくは５０℃以下である。巻取温度を２００℃以下とすることで得られた組織に冷間圧延を施すことで、硬質なマルテンサイト近傍のフェライトに応力が集中し、多量のひずみが導入される。この状態で焼鈍することで、再結晶フェライト核が多数生成し、均質微細な組織が得られる。また逆変態γもマルテンサイトラス間から微細に生成する。前記粗圧延工程で形成したＭｎの網目構造に加え、この両方の効果によりマルテンサイトがフェライトを細かく分割し、架橋構造をとることで本発明で規定する組織が得られる。曲げ性は加工効果能と極限変形能の双方が優れている必要があるが、マルテンサイトがフェライトを細かく分割し、架橋構造をとることでフェライトの加工硬化能が向上し、さらに均質組織のため極限変形能にも優れる。
　一方で、２００℃超の高温巻取りでは硬質マルテンサイトは生成しないため、低温巻取りに比べて冷間圧延後のフェライトへのひずみ導入量が少なくなり、目的の組織及び特性は得られない。
（冷間圧延工程）
　上記粗圧延及び仕上げ圧延工程で造り込まれたマルテンサイトとフェライトの架橋構造を維持する観点から、冷間圧延の圧下率を低減することが重要である。冷間圧延の圧下率を低く抑えることで、マルテンサイトとフェライトの架橋構造を焼鈍後も維持することができる。この効果を得るために、冷間圧延の圧下率の上限値は、３０％であり、好ましくは２０％である。冷間圧延の圧下率が３０％を超えると、マルテンサイトとフェライトの架橋構造が板厚方向に押し潰されてしまい、不均質度αが本発明で規定される条件を満足しない。組織を均質化及び／又は微細化する観点から、冷間圧延の下限値は、５％であり、好ましくは７％であり、より好ましくは１０％である。冷間圧延の圧下率を３０％以下とすることは、本発明で規定する不均質度αの条件を満足するための重要な要件である。
（焼鈍工程）
　上記冷間圧延工程を経て得られた鋼板に、焼鈍処理を施す。焼鈍温度での加熱は、Ａｃ１以上１０００℃以下の温度域で、１０秒以上１０００秒以下加熱保持とする。この温度範囲は、フェライトと硬質組織の面積率を決めるものである。焼鈍処理の温度範囲の上限値は８７０℃であることが好ましく、８５０℃であることがより好ましい。焼鈍時間は、冷間加工されたフェライトを十分に再結晶させること、及びフェライトと硬質組織の面積率を制御しやすくするために、１０秒以上とする。また、焼鈍時間が１０００秒を超えると生産性が悪くなる。従って、焼鈍時間は１０秒以上１０００秒以下とする。焼鈍時間の上限値は３００秒であることが好ましい。焼鈍時間の下限値は２００秒であることが好ましい。
　Ａｃ１点は次の式により計算する。
　Ａｃ１＝７５１－１６×Ｃ＋３５×Ｓｉ―２８×Ｍｎ－１６×Ｎｉ＋１３×Ｃｒ－６×Ｃｕ＋３×Ｍｏ
　上記式において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ及びＭｏは各元素の含有量（質量％）であり、含有しない元素については０質量％を代入する。
　焼鈍温度保持後、冷却は１０℃／秒以上２００℃／秒以下の冷却速度で行う。組織を凍結し、マルテンサイト変態を効率的に引き起こすためには、冷却速度は速いほうがよい。ただし、冷却速度が１０℃／秒未満ではマルテンサイトが十分に生成せず、所望の組織に制御できない。一方で、冷却速度が２００℃／秒を超えても、その効果は飽和するため、焼鈍後の冷却速度は、１０℃／秒以上２００℃／秒以下とする。焼鈍後の冷却速度の上限値は５０℃／秒であることが好ましい。焼鈍後の冷却速度の下限値は１０℃／秒であることが好ましい。上記冷却速度は、平均冷却速度とは異なり、冷却中の何れの温度域においても１０℃／秒を下回らないことを意味する。冷却停止温度は２００℃以下とする。これは、焼鈍温度保持後にマルテンサイトを生成させるためである。このとき、２００℃以上５００℃以下で冷却を停止し、１０秒以上１０００秒以下保持する工程を入れてもよい。冷却停止温度は５５℃以下であることが好ましく、４５℃以下であることがより好ましい。
（焼戻し工程）
　得られた鋼板は、焼戻し工程において、加熱により２００℃以上３５０℃以下の温度域で保持される。保持温度は好ましくは２５０℃以上３００℃以下とする。保持温度が２００℃未満であった場合、マルテンサイトが焼戻されないため、予ひずみ分配が変化しない。３５０℃超であった場合、粗大な炭化物の析出により全体の固溶炭素量が減ってしまうため、焼付硬化性が低下する。また、保持温度がフェライトの再結晶温度よりも高くなると、母相中に生成した再結晶フェライトによりフェライトと母相の界面の分布が変化し、その結果としてマルテンサイトとフェライトの架橋構造が分断又は崩壊する場合がある。一方、硬質組織全体を焼戻すために、保持時間は１００秒以上とする。その後、生産性の観点から、２℃／秒以上の平均冷却速度で１００℃以下まで冷却する。冷却停止温度は５０℃以下であることが好ましく、４５℃以下であることがより好ましい。
（スキンパス圧延工程）
　以上の方法で製造された冷延鋼板に、任意選択で最終のスキンパス圧延（調質圧延）を施してもよい。スキンパス圧延を施すことにより、予ひずみがなくとも、鋼板にひずみが入るので、焼付硬化性を高めることができる。ひずみを鋼板に均一に導入するために、圧下率は０．１％以上とし、板厚制御が困難になるため、０．５％を上限とすることが好ましい。
　このようにして、本発明の実施形態に係る冷延鋼板を製造することができる。
　上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。
　次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　表１に示す化学組成を有するスラブを製造し、スラブを１３００℃に１時間加熱した後、表２に示す条件にて粗圧延及び仕上げ圧延を行い、次いで鋼板を巻き取り、表２に示す巻き取り温度で１時間保持し、板厚２ｍｍの熱延鋼板を得た。その後、熱延鋼板の酸洗を行い、表２に示す圧下率で冷間圧延を行って表２に示す板厚を有する冷延鋼板を得た。続いて、表２に示す条件下で焼鈍、焼戻し及び／又はスキンパス圧延を行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000015
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000016
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000017
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000018
　得られた冷延鋼板の鋼組織を観察した。鋼組織の観察では、上記の方法により、フェライトの面積率、焼戻しマルテンサイトの面積率、及び不均質度αを求めた。
　特に、フェライトの面積率及び焼戻しマルテンサイトの面積率は以下のようにして決定した。まず、鋼板の圧延方向に垂直な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨し、当該鋼板の厚さの１／４位置の組織を５０００倍の倍率でＳＥＭ－ＥＢＳＤで観察し、それを１００μｍ×１００μｍの視野で画像解析してフェライトの面積率を測定し、任意の５視野におけるこれらの測定値の平均をフェライトの面積率として決定した。
　また、鋼板の表面からの深さが３ｔ／８からｔ／２までの領域のＳＥＭの２次電子像を撮影し（倍率１５００倍）、得られた画像データの白色部分が硬質組織であり、黒色部分がフェライトであることから、当該画像データに基づいて硬質組織の面積率を決定した。硬質組織は、上記ＳＥＭの２次電子画像を５０００倍又は１００００倍で観察した際に、当該硬質組織内に微細炭化物が析出している場合に焼戻しマルテンサイトと判断した。これらの結果を表３に示す。
　更に、得られた冷延鋼板の引張強度ＴＳ、破断伸びＥＬ、焼付硬化量ＢＨ、及び最小曲げ半径Ｒを測定した。引張強度ＴＳ、破断伸びＥＬ、及び焼付硬化量ＢＨの測定では、圧延方向に直角な方向を長手方向とするＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して引張試験を行った。ＢＨは２％予ひずみを付加後、１７０℃で２０分間熱処理した試験片を再引張したときの応力から、２％予ひずみ付加時の応力を差し引いた値である。自動車車体の軽量化の要求を満たすためには引張強度は７８０ＭＰａ以上である。また、成形しやすいために、破断伸びは１０％以上であることが好ましい。また、ＢＨについては、１００ＭＰａ未満では成形しにくく且つ成形後の強度が低くなるため、優れた焼付硬化性を有するためには、１００ＭＰａ以上であることが好ましい。
　塗装焼付硬化処理後の曲げ性を評価する指標としては、最小曲げ半径と板厚との比であるＲ／ｔが用いられる。最小曲げ半径Ｒの測定はＪＩＳ　Ｚ　２２４８に規定されるＶブロック法（押金具の先端角：９０°、先端半径Ｒ：０．５ｍｍから０．５ｍｍピッチで変更）を用いて試験片幅３０ｍｍとして実施した。最小曲げ半径と板厚との比であるＲ／ｔが１．０以上であると、塗装焼付硬化処理後の試験片は衝突時における蛇腹状変形の際に生じる曲げ応力ですぐ破断してしまう場合がある。すなわち、部品としての衝突性能が悪い。従って、ＢＨ測定後の最小曲げ半径と板厚との比であるＲ／ｔは１．０未満が好ましい。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000019
［評価結果］
　表３に示すように、実施例１、３、６、７、１０、１５、１７、２０、２２、２３、２５２７、３３、３４及び３５では、優れたＴＳ、ＢＨ及びＲ／ｔを得ることができた。いずれもＴＳが７８０ＭＰａ以上、ＢＨが１００ＭＰａ以上、Ｒ／ｔが１．０未満となり、高強度で且つ焼付硬化性に優れ、焼付硬化後の曲げ性にも優れることが示された。
　一方、比較例２では、焼戻し保持時間が短すぎたために焼戻しマルテンサイトが所望の面積率にならず、鋼のＢＨが低くＲ／ｔが高かった。比較例４では、冷間圧延の圧下率が高かったためにマルテンサイトとフェライトの架橋構造を維持できず、結果として不均質度αが大きくなり、ＢＨが低くＲ／ｔが高かった。
　比較例５では、焼戻し保持温度が低かったために焼戻しマルテンサイトが所望の面積率にならず、鋼のＢＨが低くＲ／ｔが高かった。比較例８では、焼鈍温度が低かったためにフェライトの面積率が過度に高くかつ焼戻しマルテンサイトの面積率が過度に低くなり、鋼のＴＳ及びＢＨが低かった。
　比較例９では、焼鈍時間が短かったために、結果として焼戻しマルテンサイトが所望の面積率にならず、鋼のＴＳ及びＢＨが低くＲ／ｔが高かった。比較例１１では、焼鈍後の冷却速度が遅かったためにマルテンサイトが十分に生成しなかった。そのため、フェライトの面積率が過度に高くかつ焼戻しマルテンサイトの面積率が過度に低くなり、ＴＳ及びＢＨが低かった。比較例１２では、焼戻し保持温度が高かったために粗大な炭化物が析出してしまい、また再結晶フェライトの生成に起因してマルテンサイトとフェライトの架橋構造を維持できず、結果として不均質度αが大きくなり、ＢＨが低くＲ／ｔが高かった。
　比較例１３では、Ｃ含有量が低かったためにフェライトと焼戻しマルテンサイトが所望の面積率にならず、鋼のＴＳ及びＢＨが低かった。比較例１４では、Ｓｉ含有量が低かったために粗大な炭化物が析出してしまい、ＢＨが低くＲ／ｔが高かった。比較例１６では、仕上げ圧延の完了温度が低かったために不均質度αが大きくなり、ＢＨが低くＲ／ｔが高かった。比較例１８では、Ｍｎ含有量が低かったために焼戻しマルテンサイトが所望の面積率にならず、ＴＳ及びＢＨが低くＲ／ｔが高かった。
　比較例１９では、粗圧延の１往復内に含まれる２パス間の圧下率差が低かったために不均質度αが大きくなり、ＢＨが低くＲ／ｔが高かった。比較例２１では、粗圧延の圧下率が高かったために不均質度αが大きくなり、ＢＨが低くＲ／ｔが高かった。比較例２４では、巻取温度が高かったためにマルテンサイトの生成が抑制され、結果として不均質度αが大きくなり、ＢＨが低くＲ／ｔが高かった。比較例２６では、粗圧延の回数が少なかったために焼戻しマルテンサイトとフェライトの架橋構造を得ることができず、不均質度αが大きくなり、ＢＨが低くＲ／ｔが高かった。比較例２８では、粗圧延から仕上げ圧延までの保持時間が長かったために焼戻しマルテンサイトとフェライトの架橋構造を得ることができず、不均質度αが大きくなり、ＢＨが低くＲ／ｔが高かった。
　比較例２９では、粗圧延の第１パスの圧下率が低くかつ粗圧延の第２パスの圧下率が高かったために焼戻しマルテンサイトとフェライトの架橋構造を得ることができず、不均質度αが大きくなり、ＢＨが低くＲ／ｔが高かった。比較例３０では、粗圧延の第３パスの圧下率が高くかつ粗圧延の第４パスの圧下率が低かったために焼戻しマルテンサイトとフェライトの架橋構造を得ることができず、不均質度αが大きくなり、ＢＨが低くＲ／ｔが高かった。比較例３１では、巻取温度が高かったために熱延鋼板におけるマルテンサイトの生成が抑制されるため、フェライトへ導入されるひずみ量が少なく、結果として不均質度αが大きくなり、ＢＨが低くＲ／ｔが高かった。比較例３２では、冷間圧延の圧下率が高かったためにマルテンサイトとフェライトの架橋構造を維持できず、結果として不均質度αが大きくなり、ＢＨが低くＲ／ｔが高かった。
　本発明の冷延鋼板は、特に、自動車産業分野において自動車の構造部材として利用することができる。

Claims (3)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０５～０．３０％、
    　Ｓｉ：０．２００～２．０００％、
    　Ｍｎ：２．００～４．００％、
    　Ｐ：０．１００％以下、
    　Ｓ：０．０１０％以下、
    　Ａｌ：０．００１～２．０００％、
    　Ｎ：０．０１０％以下
    　Ｔｉ：０～０．１００％、
    　Ｎｂ：０～０．１００％、
    　Ｖ：０～０．１００％、
    　Ｃｕ：０～１．０００％、
    　Ｎｉ：０～１．０００％、
    　Ｍｏ：０～１．０００％、
    　Ｃｒ：０～１．０００％、
    　Ｗ：０～０．００５％、
    　Ｃａ：０～０．００５％、
    　Ｍｇ：０～０．００５％、
    　ＲＥＭ：０～０．０１０％、
    　Ｂ：０～０．００３０％、
    を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
    　面積率で、２０％以上７０％以下のフェライト、及び３０％以上の焼戻しマルテンサイトを含有し、
    　フェライト及び焼戻しマルテンサイトの合計が９０％以上であり、
    　前記冷延鋼板の板幅の１／８から７／８までの位置の鋼板の板幅方向に垂直な板厚断面において、表面から板厚の１／４から３／８までの位置の組織を２０００倍の倍率で撮影して得られた３０μｍ×３０μｍのミクロ組織画像を、板厚方向をｘ軸としかつ圧延方向をｙ軸とするｘｙ座標系に配置し、次いで前記ミクロ組織画像をｘ軸方向に１０２４個、ｙ軸方向に１０２４個分割して１０２４×１０２４個の分割領域を形成し、前記分割領域のそれぞれにおける値を組織がフェライトである場合に「１」、そうでない場合に「０」として２階調化して２次元画像を作成し、前記２次元画像に対して、式（１）で定義される不均質度αが１．２０以下である、冷延鋼板。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
     　式（１）において、Ｓｕは式（２）で定義され、Ｓｖは式（３）で定義される。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
     　式（２）及び式（３）において、Ｆ（ｕ，ｖ）は式（４）で定義される。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
     　式（４）において、ｆ（ｘ，ｙ）は、前記２次元画像の座標（ｘ，ｙ）の階調を表す。
  2. 　更に、質量％で、
    　Ｔｉ：０．００３％～０．１００％、
    　Ｎｂ：０．００３％～０．１００％、
    　Ｖ：０．００３％～０．１００％
    の１種又は２種以上を合計で０．１００％以下含有する、請求項１に記載の冷延鋼板。
  3. 　前記ミクロ組織画像が、前記冷延鋼板の板幅の中央位置の鋼板の板幅方向に垂直な板厚断面において、表面から板厚の１／４から３／８までの位置の組織を２０００倍の倍率で撮影して得られた３０μｍ×３０μｍのミクロ組織画像である、請求項１又は請求項２のいずれか一項に記載の冷延鋼板。
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