WO2022190958A1 - 冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
冷延鋼板及びその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- WO2022190958A1 WO2022190958A1 PCT/JP2022/008567 JP2022008567W WO2022190958A1 WO 2022190958 A1 WO2022190958 A1 WO 2022190958A1 JP 2022008567 W JP2022008567 W JP 2022008567W WO 2022190958 A1 WO2022190958 A1 WO 2022190958A1
- Authority
- WO
- WIPO (PCT)
- Prior art keywords
- less
- steel sheet
- cold
- rolled steel
- temperature
- Prior art date
Links
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 title claims abstract description 87
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 20
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 110
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims abstract description 55
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 45
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 38
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims abstract description 21
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 19
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims description 98
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims description 98
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 76
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims description 41
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims description 41
- 238000005496 tempering Methods 0.000 claims description 37
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 36
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 35
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 30
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 claims description 27
- 238000002791 soaking Methods 0.000 claims description 26
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 claims description 24
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 claims description 24
- 238000005452 bending Methods 0.000 claims description 23
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 20
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 20
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 18
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 16
- 238000007747 plating Methods 0.000 claims description 10
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 9
- 238000005275 alloying Methods 0.000 claims description 8
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 238000005554 pickling Methods 0.000 claims description 5
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 230000008569 process Effects 0.000 description 20
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 18
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 18
- 239000010410 layer Substances 0.000 description 16
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 16
- 229910001335 Galvanized steel Inorganic materials 0.000 description 14
- 239000008397 galvanized steel Substances 0.000 description 14
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 description 14
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 14
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 11
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 11
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 10
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 7
- 238000005261 decarburization Methods 0.000 description 6
- 238000005246 galvanizing Methods 0.000 description 6
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Substances [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 238000004804 winding Methods 0.000 description 6
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 5
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 5
- VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-N Hydrochloric acid Chemical compound Cl VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 4
- 230000008859 change Effects 0.000 description 4
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 4
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 4
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 4
- 239000000463 material Substances 0.000 description 4
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 4
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 3
- 238000005530 etching Methods 0.000 description 3
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 3
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 3
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 3
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 3
- 210000004872 soft tissue Anatomy 0.000 description 3
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 2
- 230000009471 action Effects 0.000 description 2
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 2
- 230000003111 delayed effect Effects 0.000 description 2
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 2
- 150000002431 hydrogen Chemical class 0.000 description 2
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 description 2
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 2
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 2
- 210000001519 tissue Anatomy 0.000 description 2
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000010521 absorption reaction Methods 0.000 description 1
- 230000001133 acceleration Effects 0.000 description 1
- PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N aluminium oxide Inorganic materials [O-2].[O-2].[O-2].[Al+3].[Al+3] PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 1
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 description 1
- 239000011247 coating layer Substances 0.000 description 1
- 238000000576 coating method Methods 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- 230000006835 compression Effects 0.000 description 1
- 238000007906 compression Methods 0.000 description 1
- 230000001186 cumulative effect Effects 0.000 description 1
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 1
- 230000002950 deficient Effects 0.000 description 1
- 238000005238 degreasing Methods 0.000 description 1
- 238000013461 design Methods 0.000 description 1
- 230000002542 deteriorative effect Effects 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 1
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 1
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 description 1
- 238000007654 immersion Methods 0.000 description 1
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 1
- 239000003112 inhibitor Substances 0.000 description 1
- 230000000977 initiatory effect Effects 0.000 description 1
- 229910052747 lanthanoid Inorganic materials 0.000 description 1
- 150000002602 lanthanoids Chemical class 0.000 description 1
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N nitrogen Substances N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- QJGQUHMNIGDVPM-UHFFFAOYSA-N nitrogen group Chemical group [N] QJGQUHMNIGDVPM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 1
- 239000010451 perlite Substances 0.000 description 1
- 235000019362 perlite Nutrition 0.000 description 1
- 239000012466 permeate Substances 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 238000003672 processing method Methods 0.000 description 1
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 1
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 1
- 229910052706 scandium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 239000007921 spray Substances 0.000 description 1
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 1
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000013585 weight reducing agent Substances 0.000 description 1
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B32—LAYERED PRODUCTS
- B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
- B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
- B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
- B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
- C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
- C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/26—Methods of annealing
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
- C21D1/76—Adjusting the composition of the atmosphere
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0236—Cold rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0242—Flattening; Dressing; Flexing
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
- C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
- C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
- C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
- C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/26—After-treatment
- C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/001—Austenite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/002—Bainite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/008—Martensite
Definitions
- the cold-rolled steel sheet according to [1] or [2] above has a tensile strength of 1400 MPa or more, a uniform elongation of 5.0% or more, and a limit bending radius R in 90 ° V bending of R/t, which is the value divided by the plate thickness t, may be 5.0 or less.
- the cold-rolled steel sheet according to any one of [1] to [3] above may have a hot-dip galvanized layer formed on the surface.
- the hot-dip galvanized layer may be an alloyed hot-dip galvanized layer.
- the cold-rolled steel sheet according to the present embodiment is not only a cold-rolled steel sheet having no coating layer on the surface, but also a hot-dip galvanized steel sheet having a hot-dip galvanized layer on the surface, or a hot-dip galvanized steel sheet having an alloyed hot-dip galvanized surface.
- these main conditions are common to hot-dip galvanized steel sheets and alloyed hot-dip galvanized steel sheets.
- the surface serving as a reference indicating the position that defines the metal structure means the surface of the base steel sheet excluding the plating.
- S 0% or more and 0.010% or less
- S is an element contained in steel as an impurity, and is an element that forms sulfide-based inclusions and deteriorates bendability.
- the S content is preferably as small as possible, and although it may be 0%, the S content should be 0.010% or less in consideration of the S removal time and cost.
- the S content is preferably 0.005% or less, more preferably 0.003% or less, still more preferably 0.001% or less. Considering the cost of refining, etc., the S content may be 0.0001% or more.
- the cold-rolled steel sheet according to the present embodiment preferably has a tensile strength (TS) of 1400 MPa or more as a strength that contributes to weight reduction of automobile bodies. From the viewpoint of impact absorption, the tensile strength of the steel sheet is more preferably 1470 MPa or more.
- the average heating rate in this temperature range is preferably less than 8.0°C/second, more preferably less than 5.0°C/second.
- the lower limit of the average heating rate from 700° C. to the soaking temperature is not limited, the average heating rate may be 1.0° C./second or more from the viewpoint of operation.
- the tempering temperature is preferably 330°C or lower, more preferably 310°C or lower.
- the tempering temperature should be 200° C. or higher.
- the tempering temperature is preferably 250°C or higher, more preferably 260°C or higher, and even more preferably 270°C or higher.
- the tempering time may be 1 second or longer, but is preferably 5 seconds or longer, more preferably 10 seconds or longer, for stable tempering.
- the tempering time is preferably 90 seconds or less, more preferably 60 seconds or less, in order to avoid a decrease in the strength of the steel sheet.
- the hot-dip galvanized steel sheet was hot-dip galvanized at about 35 to 65 g/m 2 .
- the alloyed hot-dip galvanized steel sheet was alloyed at a temperature of less than 600° C. after hot-dip galvanized at about 35 to 65 g/m 2 .
- the temperature was kept constant during the residence time above 425° C. and below 600° C., but as described above, the temperature may be changed during the residence time as long as it is within this temperature range.
- the heat treatment is tempered at a tempering temperature of 250 ° C.
- the part yield strength was obtained by the following method.
- the obtained cold-rolled steel sheet is press-bent at R5 to form a hat shape with a height of 50 mm, an upper side of 70 mm, a lower side of 120 mm, and a length of 900 mm. By doing so, a model part was created.
- As the cold-rolled steel sheet a steel sheet whose surface layer (that is, 20 ⁇ m portion) has the same metallographic structure as that of the t/4 part was used to prepare a reference part in the same manner as the model part. The maximum load when the central portion of each of the model part and the comparison part was pushed into a circular indenter and bent was taken as the part proof stress.
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
Abstract
本発明の冷延鋼板は、所定の化学組成を有し、表面から板厚方向に板厚ｔの１／４の位置であるｔ／４部の金属組織は、体積率で、残留オーステナイト：２．０％以上、８．０％以下、焼戻しマルテンサイト：８０．０％以上、９８．０％以下、フェライト及びベイナイト：合計で０．０％以上、１５．０％以下、マルテンサイト：０．０％以上、５．０％以下、を含むものであり、幅方向の中央部及び端部から５０ｍｍのエッジ部のいずれにおいても、表面から板厚方向に２０μｍの位置である２０μｍ部の金属組織は、体積率で、フェライト及びベイナイト：合計で７５．０％以上、１００．０％以下、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイト：合計で０．０％以上、２５．０％以下、を含み、また、表面から板厚方向に７５μｍの位置である７５μｍ部の金属組織は、体積率で、フェライト及びベイナイト：合計で０．０％以上、１５．０％以下、を含むものである。
Description
本発明は、冷延鋼板及びその製造方法に関する。
本願は、２０２１年０３月１０日に、日本に出願された特願２０２１－０３８７１７号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
本願は、２０２１年０３月１０日に、日本に出願された特願２０２１－０３８７１７号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
産業技術分野が高度に分業化した今日、各技術分野において用いられる材料には、特殊かつ高度な性能が要求されている。特に、自動車用鋼板に関しては、地球環境への配慮から、車体を軽量化して燃費を向上させるために、薄肉高成形性高張力冷延鋼板の需要が著しく高まっている。自動車用鋼板の中でも特に車体骨格部品に使用される冷延鋼板については、高い強度が要求されるようになり、さらに適用拡大に向けた高い成形性が要求されている。自動車用鋼板として必要とされる特性を例示すると、引張強さ（ＴＳ）が１４００ＭＰａ以上、均一伸びが５．０％以上である。または、加工方法や、適用される部品によっては、９０°Ｖ曲げでの板厚ｔで規格化した限界曲げ半径Ｒ（Ｒ／ｔ）が５．０以下であることも求められる。
均一伸びなどの延性を確保するためにはフェライトを含む組織とすることが有効であるものの、フェライトを含む組織で１４００ＭＰａ以上の強度を得るためには、第二相を硬くする必要がある。しかしながら、硬質な第二相は曲げ性を劣化させる。
一方で、高強度を実現する技術として、焼戻しマルテンサイトを主相とする鋼板が提案されている（例えば、特許文献１及び２）。特許文献１及び２では、ミクロ組織を焼戻しマルテンサイト単相の組織とすることで曲げ性に優れる上、水素のトラップサイトである炭化物が微細に分散した組織であるため、耐水素脆化特性に優れると記載されている。
また、特許文献３には、高強度化と高い成形性とを両立させる技術として、残留オーステナイトによるＴＲＩＰ効果を利用した鋼板が提案されている。
また、特許文献４には、１４７０ＭＰａ以上という高い引張強さを有しながら、均一変形性（均一伸び）および局部変形性（局部伸び）に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。
また、特許文献３には、高強度化と高い成形性とを両立させる技術として、残留オーステナイトによるＴＲＩＰ効果を利用した鋼板が提案されている。
また、特許文献４には、１４７０ＭＰａ以上という高い引張強さを有しながら、均一変形性（均一伸び）および局部変形性（局部伸び）に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。
しかしながら、特許文献１の鋼板は、引張強さが１４００ＭＰａ未満と低い。そのため、より高強度化を目指す場合には、それに伴って劣化する加工性、曲げ性、耐水素脆化特性をより向上させる必要がある。
また、特許文献２の鋼板は、１４００ＭＰａ以上の高強度を達成できるものの、焼き入れ時の冷却において室温付近まで冷却されるので、残留オーステナイトの体積率が少なく、高い均一伸びが得られないという課題がある。
また、特許文献３の鋼板ではフェライト相を有するために１４００ＭＰａ以上の高強度が得難く、組織内の強度差があるために曲げ性に劣る。
また、特許文献４では、耐水素脆化特性について考慮されていない。
また、特許文献２の鋼板は、１４００ＭＰａ以上の高強度を達成できるものの、焼き入れ時の冷却において室温付近まで冷却されるので、残留オーステナイトの体積率が少なく、高い均一伸びが得られないという課題がある。
また、特許文献３の鋼板ではフェライト相を有するために１４００ＭＰａ以上の高強度が得難く、組織内の強度差があるために曲げ性に劣る。
また、特許文献４では、耐水素脆化特性について考慮されていない。
これらの技術課題を解決する発明として、特許文献５には、鋼板の代表的な位置である表面から板厚の１／４の位置の金属組織を、残留オーステナイトを含む焼戻しマルテンサイト主体の組織とした上で、焼鈍時の露点制御による表層の軟化及び表層部の硬質相の微細化によって、高強度鋼板で課題となる成形性、耐水素脆化特性を高いレベルで両立できる冷延鋼板が開示されている。
しかしながら、本発明者らが検討を重ねた結果、引張強さが１４００ＭＰａ以上の高強度鋼において、表層の軟化層が厚い場合には、鋼板を部品に加工して部品とした際の部品の耐力（適用部品耐力）が、鋼板の強度に伴って高くならない場合があることが分かった。すなわち、鋼板を高強度化したとしても、部品としての設計荷重は高めることができない場合があることが分かった。
本発明は、そのような問題点を解決するためになされたものであり、高強度かつ、優れた成形性と適用部品耐力とを有する、冷延鋼板およびその製造方法を提供することである。
本発明は、そのような問題点を解決するためになされたものであり、高強度かつ、優れた成形性と適用部品耐力とを有する、冷延鋼板およびその製造方法を提供することである。
本発明者らは、高強度かつ優れた耐水素脆化特性が得られる焼戻しマルテンサイトを主体とした金属組織を有する冷延鋼板において、曲げ性を改善しつつ十分な部品耐力が得られる方法について検討を行った。
その結果、製造過程において、特に焼鈍時の露点と熱処理条件とを調整することで、表面から板厚方向に２０μｍの位置において比較的軟質な組織の割合を増加させて硬さを低下させるとともに、表面から板厚方向に７５μｍの位置では、鋼板内部と同等の組織とすれば、曲げ性を改善しつつ、部品耐力の低下を抑制できることを見出した。
その結果、製造過程において、特に焼鈍時の露点と熱処理条件とを調整することで、表面から板厚方向に２０μｍの位置において比較的軟質な組織の割合を増加させて硬さを低下させるとともに、表面から板厚方向に７５μｍの位置では、鋼板内部と同等の組織とすれば、曲げ性を改善しつつ、部品耐力の低下を抑制できることを見出した。
本発明は上記の知見に鑑みてなされた。本発明の要旨は以下の通りである。
［１］本発明の一態様に係る冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１８０％以上、０．３５０％以下、Ｍｎ：２．００％以上、４．００％以下、Ｐ：０％以上、０．１００％以下、Ｓ：０％以上、０．０１０％以下、Ａｌ：０％以上、０．１００％以下、Ｎ：０％以上、０．０１００％以下、Ｓｉ：０％以上、１．００％以下、Ｔｉ：０％以上、０．０５０％以下、Ｎｂ：０％以上、０．０５０％以下、Ｖ：０％以上、０．５０％以下、Ｃｕ：０％以上、１．００％以下、Ｎｉ：０％以上、１．００％以下、Ｃｒ：０％以上、１．００％以下、Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下、Ｂ：０％以上、０．０１００％以下、Ｃａ：０％以上、０．０１０％以下、Ｍｇ：０％以上、０．０１００％以下、ＲＥＭ：０％以上、０．０５００％以下、およびＢｉ：０％以上、０．０５０％以下、を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、表面から板厚方向に板厚ｔの１／４の位置であるｔ／４部の金属組織が、体積率で、残留オーステナイト：２．０％以上、８．０％以下、焼戻しマルテンサイト：８０．０％以上、９８．０％以下、フェライトおよびベイナイト：合計で０．０％以上、１５．０％以下、及びマルテンサイト：０．０％以上、５．０％以下、を含み、幅方向の端部から５０ｍｍの位置であるエッジ部と、前記幅方向の中央部のいずれにおいても、前記表面から前記板厚方向に２０μｍの位置である２０μｍ部の金属組織が、体積率で、フェライトおよびベイナイト：合計で７５．０％以上、１００．０％以下、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイト：合計で０．０％以上、２５．０％以下、を含み、前記２０μｍ部の前記金属組織において、前記マルテンサイト及び前記焼戻しマルテンサイトの平均粒径が５．０μｍ以下であり、前記表面から前記板厚方向に７５μｍの位置である７５μｍ部の金属組織が、体積率で、フェライトおよびベイナイト：合計で０．０％以上、１５．０％以下を含む。
［２］上記［１］に記載の冷延鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｓｉ：０．００５％以上、１．００％以下、Ｔｉ：０．００１％以上、０．０５０％以下、Ｎｂ：０．００１％以上、０．０５０％以下、Ｖ：０．０１％以上、０．５０％以下、Ｃｕ：０．０１％以上、１．００％以下、Ｎｉ：０．０１％以上、１．００％以下、Ｃｒ：０．０１％以上、１．００％以下、Ｍｏ：０．０１％以上、０．５０％以下、Ｂ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、Ｃａ：０．０００１％以上、０．０１０％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以上、０．０５００％以下、およびＢｉ：０．０００５％以上、０．０５０％以下、からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
［３］上記［１］または［２］に記載の冷延鋼板は、引張強さが１４００ＭＰａ以上であり、均一伸びが５．０％以上であり、９０°Ｖ曲げでの限界曲げ半径Ｒを板厚ｔで除した値であるＲ／ｔが５．０以下であってもよい。
［４］上記［１］～［３］のいずれかに記載の冷延鋼板は、前記表面に溶融亜鉛めっき層が形成されていてもよい。
［５］上記［４］に記載の冷延鋼板は、前記溶融亜鉛めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層であってもよい。
［６］本発明の別の態様に係る冷延鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．１８０％以上、０．３５０％以下、Ｍｎ：２．００％以上、４．００％以下、Ｐ：０％以上、０．１００％以下、Ｓ：０％以上、０．０１０％以下、Ａｌ：０％以上、０．１００％以下、Ｎ：０％以上、０．０１００％以下、Ｓｉ：０％以上、１．００％以下、Ｔｉ：０％以上、０．０５０％以下、Ｎｂ：０％以上、０．０５０％以下、Ｖ：０％以上、０．５０％以下、Ｃｕ：０％以上、１．００％以下、Ｎｉ：０％以上、１．００％以下、Ｃｒ：０％以上、１．００％以下、Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下、Ｂ：０％以上、０．０１００％以下、Ｃａ：０％以上、０．０１０％以下、Ｍｇ：０％以上、０．０１００％以下、ＲＥＭ：０％以上、０．０５００％以下、およびＢｉ：０％以上、０．０５０％以下、を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する鋳造スラブを、必要に応じて加熱した後、熱間圧延して熱延鋼板とする熱間圧延工程と、前記熱延鋼板を、５５０℃以下の巻取温度まで冷却し、前記巻取温度で巻き取る巻取工程と、前記熱延鋼板を、酸洗し、冷間圧延を行って冷延鋼板とする冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程後の前記冷延鋼板を、加熱時の炉内雰囲気を、露点－２０℃以上２０℃以下でかつ、１．０体積％以上２０体積％以下の水素を含有する窒素－水素混合雰囲気として、７００℃から均熱温度までの平均加熱速度が１０．０℃／秒未満となるように、８２０℃以上である前記均熱温度まで加熱し、前記均熱温度で、３０秒以上２００秒以下焼鈍する焼鈍工程と、前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、４２５℃超６００℃未満の温度域まで冷却する第１冷却工程と、前記第１冷却工程後、前記冷延鋼板を４２５℃超６００℃未満の前記温度域に２００秒以上７５０秒以下滞在させる保持工程と、前記保持工程後に、前記冷延鋼板を５０℃以上２５０℃以下の温度まで冷却する第２冷却工程と、前記第２冷却工程後に、前記冷延鋼板に２００℃以上３５０℃以下の温度で１秒以上焼戻しを行う焼戻し工程と、前記焼戻し工程後、スキンパス圧延可能な温度まで冷却する第３冷却工程と、前記第３冷却工程後の前記冷延鋼板にスキンパス圧延を施すスキンパス工程と、を備え、前記熱延鋼板の温度を、前記熱間圧延工程の完了から１０時間以内に、５００℃以下まで到達させる。
［７］上記［６］に記載の冷延鋼板の製造方法は、前記鋳造スラブの前記化学組成が、質量％で、Ｓｉ：０．００５％以上、１．００％以下、Ｔｉ：０．００１％以上、０．０５０％以下、Ｎｂ：０．００１％以上、０．０５０％以下、Ｖ：０．０１％以上、０．５０％以下、Ｃｕ：０．０１％以上、１．００％以下、Ｎｉ：０．０１％以上、１．００％以下、Ｃｒ：０．０１％以上、１．００％以下、Ｍｏ：０．０１％以上、０．５０％以下、Ｂ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、Ｃａ：０．０００１％以上、０．０１０％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以上、０．０５００％以下、およびＢｉ：０．０００５％以上、０．０５０％以下、からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
［８］上記［６］または［７］に記載の冷延鋼板の製造方法では、前記保持工程において、前記冷延鋼板の温度が、４２５℃超、６００℃未満の状態でめっき浴に浸漬して、表面に溶融亜鉛めっき層を形成してもよい。
［９］上記［８］に記載の冷延鋼板の製造方法では、前記保持工程において、前記溶融亜鉛めっき層を合金化する合金化処理を行ってもよい。
［１］本発明の一態様に係る冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１８０％以上、０．３５０％以下、Ｍｎ：２．００％以上、４．００％以下、Ｐ：０％以上、０．１００％以下、Ｓ：０％以上、０．０１０％以下、Ａｌ：０％以上、０．１００％以下、Ｎ：０％以上、０．０１００％以下、Ｓｉ：０％以上、１．００％以下、Ｔｉ：０％以上、０．０５０％以下、Ｎｂ：０％以上、０．０５０％以下、Ｖ：０％以上、０．５０％以下、Ｃｕ：０％以上、１．００％以下、Ｎｉ：０％以上、１．００％以下、Ｃｒ：０％以上、１．００％以下、Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下、Ｂ：０％以上、０．０１００％以下、Ｃａ：０％以上、０．０１０％以下、Ｍｇ：０％以上、０．０１００％以下、ＲＥＭ：０％以上、０．０５００％以下、およびＢｉ：０％以上、０．０５０％以下、を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、表面から板厚方向に板厚ｔの１／４の位置であるｔ／４部の金属組織が、体積率で、残留オーステナイト：２．０％以上、８．０％以下、焼戻しマルテンサイト：８０．０％以上、９８．０％以下、フェライトおよびベイナイト：合計で０．０％以上、１５．０％以下、及びマルテンサイト：０．０％以上、５．０％以下、を含み、幅方向の端部から５０ｍｍの位置であるエッジ部と、前記幅方向の中央部のいずれにおいても、前記表面から前記板厚方向に２０μｍの位置である２０μｍ部の金属組織が、体積率で、フェライトおよびベイナイト：合計で７５．０％以上、１００．０％以下、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイト：合計で０．０％以上、２５．０％以下、を含み、前記２０μｍ部の前記金属組織において、前記マルテンサイト及び前記焼戻しマルテンサイトの平均粒径が５．０μｍ以下であり、前記表面から前記板厚方向に７５μｍの位置である７５μｍ部の金属組織が、体積率で、フェライトおよびベイナイト：合計で０．０％以上、１５．０％以下を含む。
［２］上記［１］に記載の冷延鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｓｉ：０．００５％以上、１．００％以下、Ｔｉ：０．００１％以上、０．０５０％以下、Ｎｂ：０．００１％以上、０．０５０％以下、Ｖ：０．０１％以上、０．５０％以下、Ｃｕ：０．０１％以上、１．００％以下、Ｎｉ：０．０１％以上、１．００％以下、Ｃｒ：０．０１％以上、１．００％以下、Ｍｏ：０．０１％以上、０．５０％以下、Ｂ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、Ｃａ：０．０００１％以上、０．０１０％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以上、０．０５００％以下、およびＢｉ：０．０００５％以上、０．０５０％以下、からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
［３］上記［１］または［２］に記載の冷延鋼板は、引張強さが１４００ＭＰａ以上であり、均一伸びが５．０％以上であり、９０°Ｖ曲げでの限界曲げ半径Ｒを板厚ｔで除した値であるＲ／ｔが５．０以下であってもよい。
［４］上記［１］～［３］のいずれかに記載の冷延鋼板は、前記表面に溶融亜鉛めっき層が形成されていてもよい。
［５］上記［４］に記載の冷延鋼板は、前記溶融亜鉛めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層であってもよい。
［６］本発明の別の態様に係る冷延鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．１８０％以上、０．３５０％以下、Ｍｎ：２．００％以上、４．００％以下、Ｐ：０％以上、０．１００％以下、Ｓ：０％以上、０．０１０％以下、Ａｌ：０％以上、０．１００％以下、Ｎ：０％以上、０．０１００％以下、Ｓｉ：０％以上、１．００％以下、Ｔｉ：０％以上、０．０５０％以下、Ｎｂ：０％以上、０．０５０％以下、Ｖ：０％以上、０．５０％以下、Ｃｕ：０％以上、１．００％以下、Ｎｉ：０％以上、１．００％以下、Ｃｒ：０％以上、１．００％以下、Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下、Ｂ：０％以上、０．０１００％以下、Ｃａ：０％以上、０．０１０％以下、Ｍｇ：０％以上、０．０１００％以下、ＲＥＭ：０％以上、０．０５００％以下、およびＢｉ：０％以上、０．０５０％以下、を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する鋳造スラブを、必要に応じて加熱した後、熱間圧延して熱延鋼板とする熱間圧延工程と、前記熱延鋼板を、５５０℃以下の巻取温度まで冷却し、前記巻取温度で巻き取る巻取工程と、前記熱延鋼板を、酸洗し、冷間圧延を行って冷延鋼板とする冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程後の前記冷延鋼板を、加熱時の炉内雰囲気を、露点－２０℃以上２０℃以下でかつ、１．０体積％以上２０体積％以下の水素を含有する窒素－水素混合雰囲気として、７００℃から均熱温度までの平均加熱速度が１０．０℃／秒未満となるように、８２０℃以上である前記均熱温度まで加熱し、前記均熱温度で、３０秒以上２００秒以下焼鈍する焼鈍工程と、前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、４２５℃超６００℃未満の温度域まで冷却する第１冷却工程と、前記第１冷却工程後、前記冷延鋼板を４２５℃超６００℃未満の前記温度域に２００秒以上７５０秒以下滞在させる保持工程と、前記保持工程後に、前記冷延鋼板を５０℃以上２５０℃以下の温度まで冷却する第２冷却工程と、前記第２冷却工程後に、前記冷延鋼板に２００℃以上３５０℃以下の温度で１秒以上焼戻しを行う焼戻し工程と、前記焼戻し工程後、スキンパス圧延可能な温度まで冷却する第３冷却工程と、前記第３冷却工程後の前記冷延鋼板にスキンパス圧延を施すスキンパス工程と、を備え、前記熱延鋼板の温度を、前記熱間圧延工程の完了から１０時間以内に、５００℃以下まで到達させる。
［７］上記［６］に記載の冷延鋼板の製造方法は、前記鋳造スラブの前記化学組成が、質量％で、Ｓｉ：０．００５％以上、１．００％以下、Ｔｉ：０．００１％以上、０．０５０％以下、Ｎｂ：０．００１％以上、０．０５０％以下、Ｖ：０．０１％以上、０．５０％以下、Ｃｕ：０．０１％以上、１．００％以下、Ｎｉ：０．０１％以上、１．００％以下、Ｃｒ：０．０１％以上、１．００％以下、Ｍｏ：０．０１％以上、０．５０％以下、Ｂ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、Ｃａ：０．０００１％以上、０．０１０％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以上、０．０５００％以下、およびＢｉ：０．０００５％以上、０．０５０％以下、からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
［８］上記［６］または［７］に記載の冷延鋼板の製造方法では、前記保持工程において、前記冷延鋼板の温度が、４２５℃超、６００℃未満の状態でめっき浴に浸漬して、表面に溶融亜鉛めっき層を形成してもよい。
［９］上記［８］に記載の冷延鋼板の製造方法では、前記保持工程において、前記溶融亜鉛めっき層を合金化する合金化処理を行ってもよい。
本発明の上記態様によれば、高強度かつ、優れた成形性と適用部品耐力とを有する、冷延鋼板およびその製造方法を提供することができる。
本発明の一実施形態に係る冷延鋼板（本実施形態に係る冷延鋼板）及びその製造方法について説明する。
本実施形態に係る冷延鋼板は、（ａ）所定の化学組成を有し、（ｂ）表面から板厚方向に板厚ｔの１／４の位置であるｔ／４部の金属組織がそれぞれ所定の範囲に制御され、（ｃ）幅方向の端部から５０ｍｍの位置であるエッジ部と、前記幅方向の中央部のいずれにおいても、表面から板厚方向に２０μｍの位置である２０μｍ部、及び表面から板厚方向に７５μｍの位置である７５μｍ部の金属組織がそれぞれ所定の範囲に制御されている。
本実施形態に係る冷延鋼板は、表面にめっき層を有しない冷延鋼板だけでなく、表面に溶融亜鉛めっき層を備える溶融亜鉛めっき鋼板、または表面に合金化溶融亜鉛めっきを備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含み、これらの主要条件は溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板にも共通である。
ただし、めっき鋼板の場合、金属組織を規定する位置を示す基準となる表面は、めっきを除く母材鋼板の表面を意味する。
以下それぞれについて説明する。
本実施形態に係る冷延鋼板は、（ａ）所定の化学組成を有し、（ｂ）表面から板厚方向に板厚ｔの１／４の位置であるｔ／４部の金属組織がそれぞれ所定の範囲に制御され、（ｃ）幅方向の端部から５０ｍｍの位置であるエッジ部と、前記幅方向の中央部のいずれにおいても、表面から板厚方向に２０μｍの位置である２０μｍ部、及び表面から板厚方向に７５μｍの位置である７５μｍ部の金属組織がそれぞれ所定の範囲に制御されている。
本実施形態に係る冷延鋼板は、表面にめっき層を有しない冷延鋼板だけでなく、表面に溶融亜鉛めっき層を備える溶融亜鉛めっき鋼板、または表面に合金化溶融亜鉛めっきを備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含み、これらの主要条件は溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板にも共通である。
ただし、めっき鋼板の場合、金属組織を規定する位置を示す基準となる表面は、めっきを除く母材鋼板の表面を意味する。
以下それぞれについて説明する。
＜化学組成＞
本実施形態に係る冷延鋼板が有する化学組成について説明する。以下、化学組成における各元素の含有量を示す「％」は、断りがない限り、すべて質量％を意味する。
本実施形態に係る冷延鋼板が有する化学組成について説明する。以下、化学組成における各元素の含有量を示す「％」は、断りがない限り、すべて質量％を意味する。
Ｃ：０．１８０％以上、０．３５０％以下
Ｃ含有量が０．１８０％未満では上記の金属組織を得ることが困難となり、目標とする引張強さが達成できなくなる。また、９０°Ｖ曲げでの限界曲げ半径Ｒと板厚ｔとの比（Ｒ／ｔ）が劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．１８０％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１８０％超、より好ましくは０．２００％以上である。
一方、Ｃ含有量が０．３５０％超では溶接性が劣化するとともに曲げ性が劣化する。また、耐水素脆化特性も劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．３５０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．３５０％未満、より好ましくは、０．３００％以下である。
Ｃ含有量が０．１８０％未満では上記の金属組織を得ることが困難となり、目標とする引張強さが達成できなくなる。また、９０°Ｖ曲げでの限界曲げ半径Ｒと板厚ｔとの比（Ｒ／ｔ）が劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．１８０％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１８０％超、より好ましくは０．２００％以上である。
一方、Ｃ含有量が０．３５０％超では溶接性が劣化するとともに曲げ性が劣化する。また、耐水素脆化特性も劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．３５０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．３５０％未満、より好ましくは、０．３００％以下である。
Ｍｎ：２．００％以上、４．００％以下
Ｍｎは、鋼の焼入性を向上させる作用を有し、後述する所望の金属組織を得るのに有効な元素である。Ｍｎ含有量が２．００％未満では所望の金属組織を得ることが困難となる。この場合、十分な引張強さが得られなくなる。したがって、Ｍｎ含有量は２．００％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．００％超、より好ましくは２．２０％以上、さらに好ましくは２．４０％以上である。
一方、Ｍｎ含有量が４．００％超では、Ｍｎの偏析により焼入性向上の効果が薄れるばかりか、素材コストの上昇を招く。したがって、Ｍｎ含有量は４．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは４．００％未満、より好ましくは３．５０％以下、さらに好ましくは３．２５％以下である。
Ｍｎは、鋼の焼入性を向上させる作用を有し、後述する所望の金属組織を得るのに有効な元素である。Ｍｎ含有量が２．００％未満では所望の金属組織を得ることが困難となる。この場合、十分な引張強さが得られなくなる。したがって、Ｍｎ含有量は２．００％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．００％超、より好ましくは２．２０％以上、さらに好ましくは２．４０％以上である。
一方、Ｍｎ含有量が４．００％超では、Ｍｎの偏析により焼入性向上の効果が薄れるばかりか、素材コストの上昇を招く。したがって、Ｍｎ含有量は４．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは４．００％未満、より好ましくは３．５０％以下、さらに好ましくは３．２５％以下である。
Ｐ：０％以上、０．１００％以下
Ｐは、不純物として鋼中に含有される元素であり、粒界に偏析して鋼を脆化させる元素である。このため、Ｐ含有量は少ないほど好ましく、０％でもよいが、Ｐの除去時間、コストも考慮してＰ含有量は０．１００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０２０％以下、より好ましくは０．０１５％以下である。精錬等のコストを考慮し、Ｐ含有量を０．００５％以上としてもよい。
Ｐは、不純物として鋼中に含有される元素であり、粒界に偏析して鋼を脆化させる元素である。このため、Ｐ含有量は少ないほど好ましく、０％でもよいが、Ｐの除去時間、コストも考慮してＰ含有量は０．１００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０２０％以下、より好ましくは０．０１５％以下である。精錬等のコストを考慮し、Ｐ含有量を０．００５％以上としてもよい。
Ｓ：０％以上、０．０１０％以下
Ｓは、不純物として鋼中に含有される元素であり、硫化物系介在物を形成して曲げ性を劣化させる元素である。このため、Ｓ含有量は少ないほど好ましく、０％でもよいが、Ｓの除去時間、コストも考慮してＳ含有量は０．０１０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００３％以下、さらに好ましくは０．００１％以下である。精錬等のコストを考慮し、Ｓ含有量を０．０００１％以上としてもよい。
Ｓは、不純物として鋼中に含有される元素であり、硫化物系介在物を形成して曲げ性を劣化させる元素である。このため、Ｓ含有量は少ないほど好ましく、０％でもよいが、Ｓの除去時間、コストも考慮してＳ含有量は０．０１０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００３％以下、さらに好ましくは０．００１％以下である。精錬等のコストを考慮し、Ｓ含有量を０．０００１％以上としてもよい。
Ａｌ：０％以上、０．１００％以下
Ａｌは、溶鋼を脱酸する作用を有する元素である。脱酸目的でＡｌを含有させる場合は、確実に脱酸するためにＡｌ含有量は０．００５％以上が好ましく、０．０１０％以上がさらに好ましい。また、Ａｌは、Ｓｉと同様にオーステナイトの安定性を高める作用を有し、上記の金属組織を得るのに有効な元素であるので、含有させても良い。含有させる場合、Ａｌ含有量は、例えば０．０１０％以上であってもよい。
一方、Ａｌ含有量が高すぎると、アルミナに起因する表面疵が発生しやすくなるばかりか、変態点が大きく上昇し、フェライトの体積率が多くなる。この場合、上記の金属組織を得ることが困難となり、十分な引張強さが得られなくなる。したがって、Ａｌ含有量は０．１００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０５０％以下、より好ましくは０．０４０％以下、さらに好ましくは０．０３０％以下である。本実施形態に係る冷延鋼板においては、Ａｌは必ずしも含有させる必要はなく、Ａｌ含有量は０％でもよい。
Ａｌは、溶鋼を脱酸する作用を有する元素である。脱酸目的でＡｌを含有させる場合は、確実に脱酸するためにＡｌ含有量は０．００５％以上が好ましく、０．０１０％以上がさらに好ましい。また、Ａｌは、Ｓｉと同様にオーステナイトの安定性を高める作用を有し、上記の金属組織を得るのに有効な元素であるので、含有させても良い。含有させる場合、Ａｌ含有量は、例えば０．０１０％以上であってもよい。
一方、Ａｌ含有量が高すぎると、アルミナに起因する表面疵が発生しやすくなるばかりか、変態点が大きく上昇し、フェライトの体積率が多くなる。この場合、上記の金属組織を得ることが困難となり、十分な引張強さが得られなくなる。したがって、Ａｌ含有量は０．１００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０５０％以下、より好ましくは０．０４０％以下、さらに好ましくは０．０３０％以下である。本実施形態に係る冷延鋼板においては、Ａｌは必ずしも含有させる必要はなく、Ａｌ含有量は０％でもよい。
Ｎ：０％以上、０．０１００％以下
Ｎは、不純物として鋼中に含有され得る元素であり、粗大な析出物を生成して曲げ性を劣化させる元素である。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００６０％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下である。Ｎ含有量は少ないほど好ましく０％でもよい。精錬等のコストを考慮し、Ｎ含有量を０．００１０％以上、または０．００２０％以上としてもよい。
Ｎは、不純物として鋼中に含有され得る元素であり、粗大な析出物を生成して曲げ性を劣化させる元素である。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００６０％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下である。Ｎ含有量は少ないほど好ましく０％でもよい。精錬等のコストを考慮し、Ｎ含有量を０．００１０％以上、または０．００２０％以上としてもよい。
本実施形態に係る冷延鋼板は、上記の元素を含有し、残部がＦｅ及び不純物であってもよいし、以下に列記する強度や曲げ性に影響する元素を、任意元素として１種または２種以上をさらに含有してもよい。しかしながら、任意元素は必ずしも含有させる必要はないので、いずれもその下限は０％である。
Ｓｉ：０％以上、１．００％以下
Ｓｉは固溶強化により鋼板の強度を増大させるのに有用な元素である。また、Ｓｉはセメンタイトの生成を抑制するため、オーステナイト中へのＣの濃化を促進させる効果をもち、焼鈍後に残留オーステナイトを生成させるのに有用な元素である。したがって、Ｓｉを含有させてもよい。上記の効果を十分に得るためには、Ｓｉ含有量は０．００５％以上とするのが好ましい。Ｓｉ含有量が０．００５％以上であることで、均一伸びが十分に得られ、優れた耐水素脆化特性が得られる。Ｓｉ含有量は、より好ましくは０．０１％以上、０．０３％以上、０．０５％以上、０．１０％以上、または０．３０％以上である。
一方、Ｓｉ含有量が１．００％超であると、焼鈍加熱時のオーステナイト変態が遅くなり、十分にフェライトからオーステナイトへの変態が起こらない場合がある。この場合、焼鈍後に組織にフェライトが過剰に残存し、目標とする引張強さが達成できなくなる。また、曲げ性が劣化したり、鋼板の表面性状が劣化したり、化成処理性およびめっき性が著しく劣化する場合もある。したがって、Ｓｉ含有量は１．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．００％未満、より好ましくは０．９０％以下または０．８５％以下である。
Ｓｉは固溶強化により鋼板の強度を増大させるのに有用な元素である。また、Ｓｉはセメンタイトの生成を抑制するため、オーステナイト中へのＣの濃化を促進させる効果をもち、焼鈍後に残留オーステナイトを生成させるのに有用な元素である。したがって、Ｓｉを含有させてもよい。上記の効果を十分に得るためには、Ｓｉ含有量は０．００５％以上とするのが好ましい。Ｓｉ含有量が０．００５％以上であることで、均一伸びが十分に得られ、優れた耐水素脆化特性が得られる。Ｓｉ含有量は、より好ましくは０．０１％以上、０．０３％以上、０．０５％以上、０．１０％以上、または０．３０％以上である。
一方、Ｓｉ含有量が１．００％超であると、焼鈍加熱時のオーステナイト変態が遅くなり、十分にフェライトからオーステナイトへの変態が起こらない場合がある。この場合、焼鈍後に組織にフェライトが過剰に残存し、目標とする引張強さが達成できなくなる。また、曲げ性が劣化したり、鋼板の表面性状が劣化したり、化成処理性およびめっき性が著しく劣化する場合もある。したがって、Ｓｉ含有量は１．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．００％未満、より好ましくは０．９０％以下または０．８５％以下である。
Ｔｉ：０％以上、０．０５０％以下
Ｎｂ：０％以上、０．０５０％以下
Ｖ：０％以上、０．５０％以下
Ｃｕ：０％以上、１．００％以下
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕは、析出硬化により鋼板の強度を向上させる作用を有する元素である。したがって、これらの元素を含有させてもよい。上記の効果を十分に得るためには、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量は、それぞれ０．００１％以上、Ｖ含有量、Ｃｕ含有量は、それぞれ０．０１％以上とするのが好ましい。より好ましいＴｉ含有量、Ｎｂ含有量はそれぞれ０．００５％以上であり、より好ましいＶ含有量、Ｃｕ含有量は、それぞれ０．０５％以上である。上記の効果を得ることは必須でない。このため、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量、Ｖ含有量、Ｃｕ含有量の下限を特に制限する必要はなく、それらの下限は０％である。
一方、これらの元素を過剰に含有させると、再結晶温度が上昇し、冷延鋼板の金属組織が不均一化し、曲げ性が損なわれる。したがって、含有させる場合、Ｔｉ含有量は０．０５０％以下、Ｎｂ含有量は０．０５０％以下、Ｖ含有量は０．５０％以下、Ｃｕ含有量は１．００％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０５０％未満、より好ましくは０．０３０％以下、さらに好ましくは０．０２０％以下である。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０５０％未満、より好ましくは０．０３０％以下、さらに好ましくは０．０２０％以下である。Ｖ含有量は、好ましくは０．３０％以下である。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．５０％以下である。
Ｎｂ：０％以上、０．０５０％以下
Ｖ：０％以上、０．５０％以下
Ｃｕ：０％以上、１．００％以下
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕは、析出硬化により鋼板の強度を向上させる作用を有する元素である。したがって、これらの元素を含有させてもよい。上記の効果を十分に得るためには、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量は、それぞれ０．００１％以上、Ｖ含有量、Ｃｕ含有量は、それぞれ０．０１％以上とするのが好ましい。より好ましいＴｉ含有量、Ｎｂ含有量はそれぞれ０．００５％以上であり、より好ましいＶ含有量、Ｃｕ含有量は、それぞれ０．０５％以上である。上記の効果を得ることは必須でない。このため、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量、Ｖ含有量、Ｃｕ含有量の下限を特に制限する必要はなく、それらの下限は０％である。
一方、これらの元素を過剰に含有させると、再結晶温度が上昇し、冷延鋼板の金属組織が不均一化し、曲げ性が損なわれる。したがって、含有させる場合、Ｔｉ含有量は０．０５０％以下、Ｎｂ含有量は０．０５０％以下、Ｖ含有量は０．５０％以下、Ｃｕ含有量は１．００％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０５０％未満、より好ましくは０．０３０％以下、さらに好ましくは０．０２０％以下である。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０５０％未満、より好ましくは０．０３０％以下、さらに好ましくは０．０２０％以下である。Ｖ含有量は、好ましくは０．３０％以下である。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．５０％以下である。
Ｎｉ：０％以上、１．００％以下
Ｃｒ：０％以上、１．００％以下
Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下
Ｂ：０％以上、０．０１００％以下
Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＢは、焼入性を向上させ、鋼板の高強度化に寄与する元素であり、上記の金属組織を得るのに有効な元素である。したがって、これらの元素を含有させてもよい。上記の効果を十分に得るためには、Ｎｉ含有量、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量を、それぞれ０．０１％以上、及び／またはＢ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｎｉ含有量、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量はそれぞれ０．０５％以上であり、Ｂ含有量は０．００１０％以上である。上記の効果を得ることは必須でない。このため、Ｎｉ含有量、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量、Ｂ含有量の下限を特に制限する必要はなく、それらの下限は０％である。
一方、これらの元素を過剰に含有させても上記作用による効果が飽和する上、不経済となる。したがって、含有させる場合、Ｎｉ含有量、Ｃｒ含有量は１．００％以下、Ｍｏ含有量は０．５０％以下、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎｉ含有量、Ｃｒ含有量は好ましくは０．５０％以下であり、Ｍｏ含有量は好ましくは０．２０％以下であり、Ｂ含有量は好ましくは０．００３０％以下である。
Ｃｒ：０％以上、１．００％以下
Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下
Ｂ：０％以上、０．０１００％以下
Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＢは、焼入性を向上させ、鋼板の高強度化に寄与する元素であり、上記の金属組織を得るのに有効な元素である。したがって、これらの元素を含有させてもよい。上記の効果を十分に得るためには、Ｎｉ含有量、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量を、それぞれ０．０１％以上、及び／またはＢ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｎｉ含有量、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量はそれぞれ０．０５％以上であり、Ｂ含有量は０．００１０％以上である。上記の効果を得ることは必須でない。このため、Ｎｉ含有量、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量、Ｂ含有量の下限を特に制限する必要はなく、それらの下限は０％である。
一方、これらの元素を過剰に含有させても上記作用による効果が飽和する上、不経済となる。したがって、含有させる場合、Ｎｉ含有量、Ｃｒ含有量は１．００％以下、Ｍｏ含有量は０．５０％以下、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎｉ含有量、Ｃｒ含有量は好ましくは０．５０％以下であり、Ｍｏ含有量は好ましくは０．２０％以下であり、Ｂ含有量は好ましくは０．００３０％以下である。
Ｃａ：０％以上、０．０１０％以下
Ｍｇ：０％以上、０．０１００％以下
ＲＥＭ：０％以上、０．０５００％以下
Ｂｉ：０％以上、０．０５０％以下
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、介在物の形状を調整することにより、鋼板の強度や曲げ性を改善する作用を有する元素である。Ｂｉは、凝固組織を微細化することにより、強度や曲げ性を改善する作用を有する元素である。したがって、これらの元素を含有させてもよい。上記の効果を十分に得るためには、Ｃａ含有量は、０．０００１％以上、Ｍｇ含有量は、０．０００１％以上、ＲＥＭ含有量およびＢｉの含有量は、それぞれ０．０００５％以上とするのが好ましい。より好ましくは、Ｃａ含有量は、０．０００８％以上または０．００１０％以上、Ｍｇ含有量は、０．０００８％以上、ＲＥＭ含有量およびＢｉの含有量は、それぞれ０．０００７％以上である。上記の効果を得ることは必須でない。このため、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量、Ｂｉ含有量およびＲＥＭ含有量の下限を特に制限する必要はなく、それらの下限は０％である。
一方、これらの元素を過剰に含有させても上記作用による効果が飽和して不経済となる。したがって、含有させる場合、Ｃａ含有量は０．０１０％以下、Ｍｇ含有量は０．０１００％以下、ＲＥＭ含有量は０．０５００％以下、Ｂｉ含有量は０．０５０％以下とする。好ましくは、Ｃａ含有量は０．００９％以下または０．００２％以下、Ｍｇ含有量は０．００２０％以下、ＲＥＭ含有量は０．００２０％以下、Ｂｉ含有量は０．０１０％以下である。ＲＥＭとは希土類元素を意味し、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭ含有量はこれらの元素の合計含有量である。
Ｍｇ：０％以上、０．０１００％以下
ＲＥＭ：０％以上、０．０５００％以下
Ｂｉ：０％以上、０．０５０％以下
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、介在物の形状を調整することにより、鋼板の強度や曲げ性を改善する作用を有する元素である。Ｂｉは、凝固組織を微細化することにより、強度や曲げ性を改善する作用を有する元素である。したがって、これらの元素を含有させてもよい。上記の効果を十分に得るためには、Ｃａ含有量は、０．０００１％以上、Ｍｇ含有量は、０．０００１％以上、ＲＥＭ含有量およびＢｉの含有量は、それぞれ０．０００５％以上とするのが好ましい。より好ましくは、Ｃａ含有量は、０．０００８％以上または０．００１０％以上、Ｍｇ含有量は、０．０００８％以上、ＲＥＭ含有量およびＢｉの含有量は、それぞれ０．０００７％以上である。上記の効果を得ることは必須でない。このため、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量、Ｂｉ含有量およびＲＥＭ含有量の下限を特に制限する必要はなく、それらの下限は０％である。
一方、これらの元素を過剰に含有させても上記作用による効果が飽和して不経済となる。したがって、含有させる場合、Ｃａ含有量は０．０１０％以下、Ｍｇ含有量は０．０１００％以下、ＲＥＭ含有量は０．０５００％以下、Ｂｉ含有量は０．０５０％以下とする。好ましくは、Ｃａ含有量は０．００９％以下または０．００２％以下、Ｍｇ含有量は０．００２０％以下、ＲＥＭ含有量は０．００２０％以下、Ｂｉ含有量は０．０１０％以下である。ＲＥＭとは希土類元素を意味し、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭ含有量はこれらの元素の合計含有量である。
＜表面から板厚方向に板厚ｔの１／４の位置（ｔ／４部）の金属組織＞
本実施形態に係る冷延鋼板の金属組織の説明において、組織分率は体積率で表す。従って、特に断りがなければ「％」は「体積％」を表す。
本実施形態に係る冷延鋼板の金属組織の説明において、組織分率は体積率で表す。従って、特に断りがなければ「％」は「体積％」を表す。
［残留オーステナイト：２．０％以上、８．０％以下］
残留オーステナイトは、ＴＲＩＰ効果により鋼板の延性を向上させ均一伸びの向上に寄与する。そのため、残留オーステナイトの体積率は、２．０％以上とする。残留オーステナイトの体積率は、好ましくは２．０％超であり、より好ましくは２．５％以上であり、さらに好ましくは３．５％以上である。
一方、残留オーステナイトの体積率が過剰になると、残留オーステナイトの粒径が大きくなる。このような粒径の大きな残留オーステナイトは、変形後に粗大かつ硬質なマルテンサイトとなる。この場合、割れの起点が発生しやすくなり、曲げ性が劣化する。このため、残留オーステナイトの体積率は、８．０％以下とする。残留オーステナイトの体積率は、好ましくは８．０％未満であり、より好ましくは７．０％以下であり、さらに好ましくは６．０％以下である。
残留オーステナイトは、ＴＲＩＰ効果により鋼板の延性を向上させ均一伸びの向上に寄与する。そのため、残留オーステナイトの体積率は、２．０％以上とする。残留オーステナイトの体積率は、好ましくは２．０％超であり、より好ましくは２．５％以上であり、さらに好ましくは３．５％以上である。
一方、残留オーステナイトの体積率が過剰になると、残留オーステナイトの粒径が大きくなる。このような粒径の大きな残留オーステナイトは、変形後に粗大かつ硬質なマルテンサイトとなる。この場合、割れの起点が発生しやすくなり、曲げ性が劣化する。このため、残留オーステナイトの体積率は、８．０％以下とする。残留オーステナイトの体積率は、好ましくは８．０％未満であり、より好ましくは７．０％以下であり、さらに好ましくは６．０％以下である。
［焼戻しマルテンサイト：８０．０％以上、９８．０％以下］
焼戻しマルテンサイトは、マルテンサイト（いわゆるフレッシュマルテンサイト）と同様に、ラス状の結晶粒の集合である。一方で、マルテンサイトとは異なり、焼戻しにより内部に微細な鉄系炭化物を含む硬質な組織である。焼戻しマルテンサイトは、焼鈍後の冷却等により生成したマルテンサイトを熱処理等により焼戻すことで得られる。
焼戻しマルテンサイトは、マルテンサイトに比して、脆くなく、延性を有する組織である。本実施形態に係る冷延鋼板では、強度、曲げ性及び耐水素脆化特性を向上させるため、焼戻しマルテンサイトの体積率を８０．０％以上とする。焼戻しマルテンサイトの体積率は、好ましくは８５．０％以上である。残留オーステナイトの体積率を２．０％以上とするため、焼戻しマルテンサイトの体積率は９８．０％以下である。
焼戻しマルテンサイトは、マルテンサイト（いわゆるフレッシュマルテンサイト）と同様に、ラス状の結晶粒の集合である。一方で、マルテンサイトとは異なり、焼戻しにより内部に微細な鉄系炭化物を含む硬質な組織である。焼戻しマルテンサイトは、焼鈍後の冷却等により生成したマルテンサイトを熱処理等により焼戻すことで得られる。
焼戻しマルテンサイトは、マルテンサイトに比して、脆くなく、延性を有する組織である。本実施形態に係る冷延鋼板では、強度、曲げ性及び耐水素脆化特性を向上させるため、焼戻しマルテンサイトの体積率を８０．０％以上とする。焼戻しマルテンサイトの体積率は、好ましくは８５．０％以上である。残留オーステナイトの体積率を２．０％以上とするため、焼戻しマルテンサイトの体積率は９８．０％以下である。
［フェライトおよびベイナイト：合計で０．０％以上、１５．０％以下］
フェライトは、二相域焼鈍を行う、もしくは焼鈍後に緩冷却を行うことで得られる軟質な相である。フェライトは、マルテンサイトのような硬質相と混在する場合には鋼板の延性を向上させるが、１４００ＭＰａ以上の高強度を達成するためには、フェライトの体積率を制限する必要がある。
また、ベイナイトは焼鈍後に３５０℃以上、４５０℃以下に一定時間保持することで得られる相である。ベイナイトは、マルテンサイトに対して軟質であるので延性を向上させる効果があるが、１４００ＭＰａ以上の高強度を達成するためには、上記のフェライト同様に体積率を制限する必要がある。
したがって、フェライトおよびベイナイトの体積率は、合計で１５．０％以下とする。好ましくは１０．０％以下である。フェライト及びベイナイトは含まれなくてもよいので、それぞれの下限は０．０％である。
また、フェライトはベイナイトに対して軟質であるので、フェライト及びベイナイトの合計体積率が１５．０％以下の場合に、１４００ＭＰａ以上の高強度を達成するためには、フェライトの体積率は１０．０％未満であることが好ましい。
フェライトは、二相域焼鈍を行う、もしくは焼鈍後に緩冷却を行うことで得られる軟質な相である。フェライトは、マルテンサイトのような硬質相と混在する場合には鋼板の延性を向上させるが、１４００ＭＰａ以上の高強度を達成するためには、フェライトの体積率を制限する必要がある。
また、ベイナイトは焼鈍後に３５０℃以上、４５０℃以下に一定時間保持することで得られる相である。ベイナイトは、マルテンサイトに対して軟質であるので延性を向上させる効果があるが、１４００ＭＰａ以上の高強度を達成するためには、上記のフェライト同様に体積率を制限する必要がある。
したがって、フェライトおよびベイナイトの体積率は、合計で１５．０％以下とする。好ましくは１０．０％以下である。フェライト及びベイナイトは含まれなくてもよいので、それぞれの下限は０．０％である。
また、フェライトはベイナイトに対して軟質であるので、フェライト及びベイナイトの合計体積率が１５．０％以下の場合に、１４００ＭＰａ以上の高強度を達成するためには、フェライトの体積率は１０．０％未満であることが好ましい。
［マルテンサイト：０．０％以上、５．０％以下］
マルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）は、焼戻し工程後の最終冷却時にオーステナイトから変態することで生成し得る、ラス状の結晶粒の集合である。マルテンサイトは硬質で脆く、変形時の割れ起点となり易いので、マルテンサイトの体積率が多いと、曲げ性が劣化する。このため、マルテンサイトの体積率は５．０％以下とする。マルテンサイトの体積率は、３．０％以下が好ましく、２．０％以下がさらに好ましい。マルテンサイトは含まれなくてもよいのでマルテンサイトの体積率の下限は０．０％である。
マルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）は、焼戻し工程後の最終冷却時にオーステナイトから変態することで生成し得る、ラス状の結晶粒の集合である。マルテンサイトは硬質で脆く、変形時の割れ起点となり易いので、マルテンサイトの体積率が多いと、曲げ性が劣化する。このため、マルテンサイトの体積率は５．０％以下とする。マルテンサイトの体積率は、３．０％以下が好ましく、２．０％以下がさらに好ましい。マルテンサイトは含まれなくてもよいのでマルテンサイトの体積率の下限は０．０％である。
表面から板厚方向に板厚ｔの１／４の位置（ｔ／４部）における金属組織では、上記の他に、残部組織として、パーライトを含んでもよい。しかしながら、パーライトは、組織内にセメンタイトを有する組織であり、強度の向上に寄与する鋼中のＣ（炭素）を消費する。パーライト体積率が５．０％以下であると、鋼板の強度が高められる。そのため、パーライトの体積率は、５．０％以下とすることが好ましい。パーライトの体積率は、好ましくは３．０％以下であり、より好ましくは１．０％以下である。
本実施形態に係る冷延鋼板のｔ／４部の組織における体積率は、次のようにして測定する。
すなわち、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、パーライトの体積率は、鋼板の圧延方向に対し任意の位置、かつ幅方向に対し中央の位置から試験片を採取し、圧延方向に平行な縦断面（つまり圧延方向に平行かつ厚さ方向に平行な断面）を研磨し、表面から板厚方向に板厚ｔの１／４の位置において、ナイタールエッチングにより現出した金属組織を、ＳＥＭを用いて観察する。ＳＥＭ観察では３０００倍の倍率で、表面から板厚方向に板厚ｔの１／４の位置が中央にくるように、板厚方向に３０μｍ、圧延方向に５０μｍの視野を５視野観察し、観察された画像から、各組織の面積率を測定し、その平均値を算出する。圧延方向に対して垂直方向（鋼板幅方向）には組織変化がなく、圧延方向に平行な縦断面の面積率は体積率と等しいので、組織観察で得られた面積率を、それぞれの体積率とする。
すなわち、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、パーライトの体積率は、鋼板の圧延方向に対し任意の位置、かつ幅方向に対し中央の位置から試験片を採取し、圧延方向に平行な縦断面（つまり圧延方向に平行かつ厚さ方向に平行な断面）を研磨し、表面から板厚方向に板厚ｔの１／４の位置において、ナイタールエッチングにより現出した金属組織を、ＳＥＭを用いて観察する。ＳＥＭ観察では３０００倍の倍率で、表面から板厚方向に板厚ｔの１／４の位置が中央にくるように、板厚方向に３０μｍ、圧延方向に５０μｍの視野を５視野観察し、観察された画像から、各組織の面積率を測定し、その平均値を算出する。圧延方向に対して垂直方向（鋼板幅方向）には組織変化がなく、圧延方向に平行な縦断面の面積率は体積率と等しいので、組織観察で得られた面積率を、それぞれの体積率とする。
各組織の面積率の測定に際し、下部組織が現出せず、かつ、輝度の低い領域をフェライトとする。また、フェライトおよびセメンタイトの層状組織である領域をパーライトとする。また、下部組織が現出せず、かつ、輝度の高い領域をマルテンサイトまたは残留オーステナイトとする。また、下部組織が現出した領域を、焼戻しマルテンサイトまたはベイナイトとする。
ベイナイトと焼戻しマルテンサイトとは、さらに粒内の炭化物を注意深く観察することにより区別することができる。
具体的には、焼戻しマルテンサイトは、マルテンサイトラスと、ラス内部に生成したセメンタイトとから構成される。このとき、マルテンサイトラス及びセメンタイトの結晶方位関係は２種類以上存在するので、焼戻しマルテンサイトを構成するセメンタイトは複数のバリアントを持つ。一方で、ベイナイトは、上部ベイナイトと下部ベイナイトとに分類される。上部ベイナイトは、ラス状のベイニティックフェライトと、ラス界面に生成したセメンタイトから構成されるため、焼戻しマルテンサイトとは容易に区別できる。下部ベイナイトは、ラス状のベイニティックフェライトと、ラス内部に生成したセメンタイトから構成される。このとき、ベイニティックフェライト及びセメンタイトの結晶方位関係は、焼戻しマルテンサイトとは異なり１種類であり、下部ベイナイトを構成するセメンタイトは同一のバリアントを持つ。従って、下部ベイナイトと焼戻しマルテンサイトとは、セメンタイトのバリアントに基づいて区別できる。
一方、マルテンサイトと残留オーステナイトとは、ＳＥＭ観察では明確には区別できない。そのため、マルテンサイトの体積率は、マルテンサイトまたは残留オーステナイトであると判断された組織の体積率から、後述する方法で算出した残留オーステナイトの体積率を減じることで算出する。
具体的には、焼戻しマルテンサイトは、マルテンサイトラスと、ラス内部に生成したセメンタイトとから構成される。このとき、マルテンサイトラス及びセメンタイトの結晶方位関係は２種類以上存在するので、焼戻しマルテンサイトを構成するセメンタイトは複数のバリアントを持つ。一方で、ベイナイトは、上部ベイナイトと下部ベイナイトとに分類される。上部ベイナイトは、ラス状のベイニティックフェライトと、ラス界面に生成したセメンタイトから構成されるため、焼戻しマルテンサイトとは容易に区別できる。下部ベイナイトは、ラス状のベイニティックフェライトと、ラス内部に生成したセメンタイトから構成される。このとき、ベイニティックフェライト及びセメンタイトの結晶方位関係は、焼戻しマルテンサイトとは異なり１種類であり、下部ベイナイトを構成するセメンタイトは同一のバリアントを持つ。従って、下部ベイナイトと焼戻しマルテンサイトとは、セメンタイトのバリアントに基づいて区別できる。
一方、マルテンサイトと残留オーステナイトとは、ＳＥＭ観察では明確には区別できない。そのため、マルテンサイトの体積率は、マルテンサイトまたは残留オーステナイトであると判断された組織の体積率から、後述する方法で算出した残留オーステナイトの体積率を減じることで算出する。
残留オーステナイトの体積率は、鋼板の圧延方向に対し任意の位置かつ幅方向に対し中央の位置から試験片を採取し、鋼板表面から板厚の１／４の位置まで圧延面を化学研磨し、ＭｏＫα線によるフェライトの（２００）、（２１０）面積分強度とオーステナイトの（２００）、（２２０）、および（３１１）面積分強度から定量化する。
本実施形態に係る冷延鋼板においては、幅方向の端部から５０ｍｍの位置であるエッジ部と、幅方向の中央部のいずれにおいても、表面から板厚方向に２０μｍの位置（２０μｍ部）の金属組織、表面から板厚方向に７５μｍの位置（７５μｍ部）の金属組織が以下のように制御される。
＜表面から板厚方向に２０μｍの位置（２０μｍ部）の金属組織＞
表面から板厚方向に２０μｍの位置である２０μｍ部の金属組織は、体積率で、フェライト及びベイナイトを合計で７５．０％以上、１００．０％以下、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトを合計で０．０％以上、２５．０％以下を含み、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの平均粒径が５．０μｍ以下である。
表層を焼戻しマルテンサイト等に比べて比較的軟質なフェライト及びベイナイト主体の相とすることで、曲げ性が向上する。そのため、フェライト及びベイナイトの合計体積率を７５．０％以上とする。フェライト及びベイナイトの合計体積率は、好ましくは７７．０％以上、より好ましくは８０.０％以上である。一方、フェライト及びベイナイトの合計体積率の上限は１００．０％としてもよい。
また、表層部の組織における硬質なマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトは、表層部を硬くするだけでなく、割れの起点を増加させるので、曲げ性や耐水素脆化特性を劣化させる。すなわち、表層部の組織におけるマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトは体積率が少なく、かつ微細である必要がある。よって、２０μｍ部において、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計体積率は、２５．０％以下とし、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均粒径を５．０μｍ以下とする。マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計体積率は、２２．０％以下が好ましく、２０．０％以下がより好ましい。マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトは含まれなくてもよいので、合計体積率の下限は０．０％としてもよい。
また、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均粒径は、４.５μｍ以下が好ましい。一方、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均粒径の下限は規定されないが、平均粒径を０．１μｍ以上としてもよく、０．５μｍ以上としてもよい。
表面から板厚方向に２０μｍの位置である２０μｍ部の金属組織は、体積率で、フェライト及びベイナイトを合計で７５．０％以上、１００．０％以下、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトを合計で０．０％以上、２５．０％以下を含み、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの平均粒径が５．０μｍ以下である。
表層を焼戻しマルテンサイト等に比べて比較的軟質なフェライト及びベイナイト主体の相とすることで、曲げ性が向上する。そのため、フェライト及びベイナイトの合計体積率を７５．０％以上とする。フェライト及びベイナイトの合計体積率は、好ましくは７７．０％以上、より好ましくは８０.０％以上である。一方、フェライト及びベイナイトの合計体積率の上限は１００．０％としてもよい。
また、表層部の組織における硬質なマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトは、表層部を硬くするだけでなく、割れの起点を増加させるので、曲げ性や耐水素脆化特性を劣化させる。すなわち、表層部の組織におけるマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトは体積率が少なく、かつ微細である必要がある。よって、２０μｍ部において、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計体積率は、２５．０％以下とし、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均粒径を５．０μｍ以下とする。マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計体積率は、２２．０％以下が好ましく、２０．０％以下がより好ましい。マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトは含まれなくてもよいので、合計体積率の下限は０．０％としてもよい。
また、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均粒径は、４.５μｍ以下が好ましい。一方、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均粒径の下限は規定されないが、平均粒径を０．１μｍ以上としてもよく、０．５μｍ以上としてもよい。
２０μｍ部の金属組織における残部は、残留オーステナイト、パーライトを含んでもよい。これらは、体積率が合計で３．０％以下であることが好ましい。
＜表面から板厚方向に７５μｍの位置（７５μｍ部）の金属組織＞
表面から板厚方向に７５μｍの位置である７５μｍ部の金属組織は、体積率で、フェライトおよびベイナイトを合計で０．０％以上、１５．０％以下を含む。
表層に軟質な組織の割合を増やし、硬さを低下させることで、曲げ性が向上する。しかしながら、軟質な組織を多く含む層（軟質層）の表面からの厚さが大きくなると、鋼板の強度自体は低下しなくても、部品に加工した後の部品としての耐力（部品耐力）が低下する場合がある。
本発明者らが検討した結果、表層（例えば上述した２０μｍ部）が軟質な組織を主体とする場合であっても、７５μｍ部において、鋼板内部（例えばｔ／４部）と同等の組織（つまり軟質な組織が少ない）であれば、部品耐力は低下しないことが分かった。
そのため、本実施形態に係る冷延鋼板では、７５μｍ部の金属組織において、フェライト及びベイナイトの合計の体積率を１５．０％以下とする。フェライト及びベイナイトの合計体積率は、好ましくは１０.０％以下である。一方、フェライト及びベイナイトは含まれなくてもよいので、合計体積率の下限は０．０％としてもよい。
表面から板厚方向に６０μｍの位置（６０μｍ部）でも、フェライト及びベイナイトの合計の体積率が０．０％以上、１５．０％以下であると好ましい。
７５μｍ部における金属組織において、残部は残留オーステナイト、焼戻しマルテンサイト及びマルテンサイトであってもよく、例えば、残留オーステナイト：２．０％以上、８．０％以下、焼戻しマルテンサイト：８０．０％以上、９８．０％以下、マルテンサイト：０．０％以上、５．０％以下を含んでもよい。
表面から板厚方向に７５μｍの位置である７５μｍ部の金属組織は、体積率で、フェライトおよびベイナイトを合計で０．０％以上、１５．０％以下を含む。
表層に軟質な組織の割合を増やし、硬さを低下させることで、曲げ性が向上する。しかしながら、軟質な組織を多く含む層（軟質層）の表面からの厚さが大きくなると、鋼板の強度自体は低下しなくても、部品に加工した後の部品としての耐力（部品耐力）が低下する場合がある。
本発明者らが検討した結果、表層（例えば上述した２０μｍ部）が軟質な組織を主体とする場合であっても、７５μｍ部において、鋼板内部（例えばｔ／４部）と同等の組織（つまり軟質な組織が少ない）であれば、部品耐力は低下しないことが分かった。
そのため、本実施形態に係る冷延鋼板では、７５μｍ部の金属組織において、フェライト及びベイナイトの合計の体積率を１５．０％以下とする。フェライト及びベイナイトの合計体積率は、好ましくは１０.０％以下である。一方、フェライト及びベイナイトは含まれなくてもよいので、合計体積率の下限は０．０％としてもよい。
表面から板厚方向に６０μｍの位置（６０μｍ部）でも、フェライト及びベイナイトの合計の体積率が０．０％以上、１５．０％以下であると好ましい。
７５μｍ部における金属組織において、残部は残留オーステナイト、焼戻しマルテンサイト及びマルテンサイトであってもよく、例えば、残留オーステナイト：２．０％以上、８．０％以下、焼戻しマルテンサイト：８０．０％以上、９８．０％以下、マルテンサイト：０．０％以上、５．０％以下を含んでもよい。
従来、上述した特許文献４に記載されるように、フェライトおよびパーライト以外の組織である硬質組織の平均分率が、表層に板厚１／４位置から板厚１／２位置までの領域の０．９倍となる表層軟質層を形成することが、一部で検討されている。しかしながら、特許文献４の表層軟質層は、フェライト及びベイナイトの合計体積率に着目しておらず、本実施形態に係る冷延鋼板の２０μｍ部と７５μｍ部の金属組織の関係とは思想が異なっている。
２０μｍ部、６０μｍ部、７５μｍ部の金属組織における、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、パーライトの体積率は、鋼板の圧延方向に対し任意の位置、かつ幅方向に対し中央の位置、及び幅方向の端部から５０ｍｍの位置のそれぞれから試験片を採取し、それぞれの試験片の圧延方向に平行な縦断面を研磨し、表面から板厚方向に２０μｍの位置（表面から５～３５μｍの範囲×圧延方向に５０μｍの領域）、６０μｍの位置（表面から４５～７５μｍの範囲×圧延方向に５０μｍの領域）、または７５μｍの位置（表面から６０～９０μｍの範囲×圧延方向に５０μｍの領域）において、ナイタールエッチングにより現出した金属組織を、ｔ／４部の観察と同様の要領で、ＳＥＭを用いて観察する。
また、２０μｍ部、７５μｍ部の金属組織における、残留オーステナイトの体積率は、鋼板の圧延方向に対し任意の位置、かつ幅方向に対し中央の位置、及び幅方向の端部から５０ｍｍの位置のそれぞれから試験片を採取し、鋼板表面から２０μｍまたは７５μｍの位置まで圧延面を化学研磨し、ＭｏＫα線によるフェライトの（２００）、（２１０）面積分強度とオーステナイトの（２００）、（２２０）、および（３１１）面積分強度から定量化する。
また、２０μｍ部、７５μｍ部の金属組織における、残留オーステナイトの体積率は、鋼板の圧延方向に対し任意の位置、かつ幅方向に対し中央の位置、及び幅方向の端部から５０ｍｍの位置のそれぞれから試験片を採取し、鋼板表面から２０μｍまたは７５μｍの位置まで圧延面を化学研磨し、ＭｏＫα線によるフェライトの（２００）、（２１０）面積分強度とオーステナイトの（２００）、（２２０）、および（３１１）面積分強度から定量化する。
２０μｍ部のマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの平均粒径は、以下の方法で求める。
鋼板の圧延方向に対し任意の位置、かつ幅方向に対し中央の位置及び幅方向の端部から５０ｍｍの位置のそれぞれから試験片を採取し、それぞれの試験片の圧延方向に平行な縦断面を研磨し、鋼板表面から板厚方向に２０μｍの位置において、ナイタールエッチングにより現出した金属組織を、ＳＥＭを用いて観察する。この組織に対し、ＪＩＳ Ｇ ０５５１（２０１３）に記載の切断法によって、上述したマルテンサイトまたは焼戻しマルテンサイトと判断される組織の円相当平均径を算出し、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの平均粒径とする。
鋼板の圧延方向に対し任意の位置、かつ幅方向に対し中央の位置及び幅方向の端部から５０ｍｍの位置のそれぞれから試験片を採取し、それぞれの試験片の圧延方向に平行な縦断面を研磨し、鋼板表面から板厚方向に２０μｍの位置において、ナイタールエッチングにより現出した金属組織を、ＳＥＭを用いて観察する。この組織に対し、ＪＩＳ Ｇ ０５５１（２０１３）に記載の切断法によって、上述したマルテンサイトまたは焼戻しマルテンサイトと判断される組織の円相当平均径を算出し、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの平均粒径とする。
本実施形態に係る冷延鋼板では、上述したように幅方向の中央部だけでなく、幅方向の端部から５０ｍｍであるエッジ部においても、２０μｍ部、及び７５μｍ部の金属組織が、上述した各相の体積率及び平均粒径を有している。
この場合、当該鋼板を部品に適用する際にエッジをトリムする必要がなくなり、鋼板の歩留りが向上する。
この場合、当該鋼板を部品に適用する際にエッジをトリムする必要がなくなり、鋼板の歩留りが向上する。
＜機械特性＞
［引張強さ：１４００ＭＰａ以上］
［均一伸び：５．０％以上］
［９０°Ｖ曲げでの限界曲げ半径Ｒを板厚ｔで除した値（Ｒ／ｔ）：５．０以下］
本実施形態に係る冷延鋼板では、自動車の車体軽量化に寄与する強度として、引張強さ（ＴＳ）を１４００ＭＰａ以上とすることが好ましい。衝撃吸収性の観点からすると、鋼板の引張強さは、より好ましくは１４７０ＭＰａ以上である。引張強さの上限を限定する必要はないが、引張強さが高くなると、成形性が低下する場合があるので、引張強さを１９００ＭＰａ以下としてもよい。
また、成形性の観点より、均一伸び（ｕＥｌ）は５．０％以上とすることが好ましい。成形性をより良くするために、均一伸び（ｕＥｌ）は、より好ましくは５．５％以上である。均一伸びの上限を限定する必要はないが、均一伸びは、３０．０％以下としてもよく、２０．０％以下としてもよい。
また、曲げ性の観点では、９０°Ｖ曲げでの限界曲げ半径Ｒを板厚ｔで除した値（すなわち、板厚ｔで除して規格化した限界曲げ半径Ｒ）（Ｒ／ｔ）は、５．０以下とすることが好ましい。（Ｒ／ｔ）は、曲げ性をより良くするために、より好ましくは４．０以下であり、さらに好ましくは３．０以下である。（Ｒ／ｔ）は、０．５以上としてもよく、１．０以上としてもよい。
［引張強さ：１４００ＭＰａ以上］
［均一伸び：５．０％以上］
［９０°Ｖ曲げでの限界曲げ半径Ｒを板厚ｔで除した値（Ｒ／ｔ）：５．０以下］
本実施形態に係る冷延鋼板では、自動車の車体軽量化に寄与する強度として、引張強さ（ＴＳ）を１４００ＭＰａ以上とすることが好ましい。衝撃吸収性の観点からすると、鋼板の引張強さは、より好ましくは１４７０ＭＰａ以上である。引張強さの上限を限定する必要はないが、引張強さが高くなると、成形性が低下する場合があるので、引張強さを１９００ＭＰａ以下としてもよい。
また、成形性の観点より、均一伸び（ｕＥｌ）は５．０％以上とすることが好ましい。成形性をより良くするために、均一伸び（ｕＥｌ）は、より好ましくは５．５％以上である。均一伸びの上限を限定する必要はないが、均一伸びは、３０．０％以下としてもよく、２０．０％以下としてもよい。
また、曲げ性の観点では、９０°Ｖ曲げでの限界曲げ半径Ｒを板厚ｔで除した値（すなわち、板厚ｔで除して規格化した限界曲げ半径Ｒ）（Ｒ／ｔ）は、５．０以下とすることが好ましい。（Ｒ／ｔ）は、曲げ性をより良くするために、より好ましくは４．０以下であり、さらに好ましくは３．０以下である。（Ｒ／ｔ）は、０．５以上としてもよく、１．０以上としてもよい。
引張強さ（ＴＳ）および均一伸び（ｕＥｌ）は、鋼板から、圧延方向に垂直方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に沿って引張試験を行うことにより求める。
また、板厚によって規格化した限界曲げ半径（Ｒ／ｔ）については、９０°Ｖ曲げ金型を用いて、０．５ｍｍピッチで半径Ｒを変化させて、割れが起こらない最小曲げ半径（限界曲げ半径）Ｒを求め、板厚ｔで割ることにより求める。
また、板厚によって規格化した限界曲げ半径（Ｒ／ｔ）については、９０°Ｖ曲げ金型を用いて、０．５ｍｍピッチで半径Ｒを変化させて、割れが起こらない最小曲げ半径（限界曲げ半径）Ｒを求め、板厚ｔで割ることにより求める。
本実施形態に係る冷延鋼板では、表面に溶融亜鉛めっき層を備えてもよい。表面にめっき層を備えることで、耐食性が向上する。自動車用鋼板は、腐食による穴あきの懸念があると、高強度化してもある一定板厚以下に薄手化できない場合がある。鋼板の高強度化の目的の一つは、薄手化による軽量化であることから、高強度鋼板を開発しても、耐食性が低いと適用部位が限られる。これら課題を解決する手法として、耐食性の高い溶融亜鉛めっき等のめっきを鋼板に施すことが考えられる。本実施形態に係る冷延鋼板は、鋼板成分を上述のように制御しているので、溶融亜鉛めっきが可能である。
溶融亜鉛めっき層は、合金化溶融亜鉛めっき層であってもよい。
溶融亜鉛めっき層は、合金化溶融亜鉛めっき層であってもよい。
＜製造条件＞
具体的には、本実施形態に係る冷延鋼板は、以下の（Ｉ）～（ＸＩ）の構成を含む製造方法によって製造可能である。
（Ｉ）上述した化学組成を有する鋳造スラブを、必要に応じて加熱した後、熱間圧延して熱延鋼板とする熱間圧延工程と、
（ＩＩ）前記熱延鋼板を、５５０℃以下の巻取温度まで冷却し、前記巻取温度で巻き取る巻取工程と、
（ＩＩＩ）前記熱延鋼板を、酸洗し、冷間圧延を行って冷延鋼板とする冷間圧延工程と、
（ＩＶ）前記冷間圧延工程後の前記冷延鋼板を、加熱時の炉内雰囲気を、露点－２０℃以上２０℃以下でかつ、１．０体積％以上２０体積％以下の水素を含有する窒素－水素混合雰囲気として、７００℃から均熱温度までの平均加熱速度が１０．０℃／秒未満となるように、８２０℃以上である前記均熱温度まで加熱し、前記均熱温度で、３０秒以上２００秒以下焼鈍する焼鈍工程と、
（Ｖ）前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、４２５℃超６００℃未満の温度域まで冷却する第１冷却工程と、
（ＶＩ）前記第１冷却工程後、前記冷延鋼板を４２５℃超６００℃未満の前記温度域に２００秒以上７５０秒以下滞在させる保持工程と、
（ＶＩＩ）前記保持工程後に、前記冷延鋼板を５０℃以上２５０℃以下の温度まで冷却する第２冷却工程と、
（ＶＩＩＩ）前記第２冷却工程後に、前記冷延鋼板に２００℃以上３５０℃以下の温度で１秒以上焼戻しを行う焼戻し工程と、
（ＩＸ）前記焼戻し工程後、スキンパス圧延可能な温度まで冷却する第３冷却工程と、
（Ｘ）前記第３冷却工程後の前記冷延鋼板にスキンパス圧延を施すスキンパス工程とを備え、
（ＸＩ）前記熱延鋼板の温度を、前記熱間圧延工程の完了から１０時間以内に、５００℃以下まで到達させる。
以下、それぞれについて説明する。
具体的には、本実施形態に係る冷延鋼板は、以下の（Ｉ）～（ＸＩ）の構成を含む製造方法によって製造可能である。
（Ｉ）上述した化学組成を有する鋳造スラブを、必要に応じて加熱した後、熱間圧延して熱延鋼板とする熱間圧延工程と、
（ＩＩ）前記熱延鋼板を、５５０℃以下の巻取温度まで冷却し、前記巻取温度で巻き取る巻取工程と、
（ＩＩＩ）前記熱延鋼板を、酸洗し、冷間圧延を行って冷延鋼板とする冷間圧延工程と、
（ＩＶ）前記冷間圧延工程後の前記冷延鋼板を、加熱時の炉内雰囲気を、露点－２０℃以上２０℃以下でかつ、１．０体積％以上２０体積％以下の水素を含有する窒素－水素混合雰囲気として、７００℃から均熱温度までの平均加熱速度が１０．０℃／秒未満となるように、８２０℃以上である前記均熱温度まで加熱し、前記均熱温度で、３０秒以上２００秒以下焼鈍する焼鈍工程と、
（Ｖ）前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、４２５℃超６００℃未満の温度域まで冷却する第１冷却工程と、
（ＶＩ）前記第１冷却工程後、前記冷延鋼板を４２５℃超６００℃未満の前記温度域に２００秒以上７５０秒以下滞在させる保持工程と、
（ＶＩＩ）前記保持工程後に、前記冷延鋼板を５０℃以上２５０℃以下の温度まで冷却する第２冷却工程と、
（ＶＩＩＩ）前記第２冷却工程後に、前記冷延鋼板に２００℃以上３５０℃以下の温度で１秒以上焼戻しを行う焼戻し工程と、
（ＩＸ）前記焼戻し工程後、スキンパス圧延可能な温度まで冷却する第３冷却工程と、
（Ｘ）前記第３冷却工程後の前記冷延鋼板にスキンパス圧延を施すスキンパス工程とを備え、
（ＸＩ）前記熱延鋼板の温度を、前記熱間圧延工程の完了から１０時間以内に、５００℃以下まで到達させる。
以下、それぞれについて説明する。
［熱間圧延工程］
熱間圧延工程では、上述した化学組成を有する鋳造スラブを加熱し、熱間圧延して熱延鋼板とする。鋳造スラブの温度が高い場合には、一旦室温付近まで冷却せず、そのまま熱間圧延に供してもよい。
熱間圧延の条件は限定されないが、１１００℃以上に加熱し、仕上げ圧延出側温度がＡｒ３変態点以上となるように熱間圧延することが好ましい。加熱温度を１１００℃以上とすることで、材料の均質化が不十分となることを避けられる。また、仕上げ圧延出側温度をＡｒ３変態点以上とすれば、フェライト加工組織が生成せず、均一な組織が得られやすく、曲げ性の向上に有利である。
Ａｒ３変態点（℃）は以下の計算式により、鋼中の元素の含有量との関係で簡易的に示される。すなわち、下記の式（１）のように記述される。
Ａｒ３＝９１０－３１０×［Ｃ］＋２５×｛［Ｓｉ］＋２×［Ａｌ］｝－８０×［Ｍｎｅｑ］ ・・・ 式（１）
ここで、Ｂが含有されていない場合、［Ｍｎｅｑ］は下記の式（２ａ）によって示される。
［Ｍｎｅｑ］＝［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］＋［Ｃｕ］＋［Ｍｏ］＋［Ｎｉ］／２＋１０（［Ｎｂ］－０．０２） ・・・ 式（２ａ）
また、Ｂが含有されている場合、［Ｍｎｅｑ］は下記の式（２ｂ）によって示される。
［Ｍｎｅｑ］＝［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］＋［Ｃｕ］＋［Ｍｏ］＋［Ｎｉ］／２＋１０（［Ｎｂ］－０．０２）＋１ ・・・ 式（２ｂ）
式中、［Ｃ］はＣの含有量（質量％）、［Ｓｉ］はＳｉの含有量（質量％）、［Ａｌ］はＡｌの含有量（質量％）、［Ｍｎ］はＭｎの含有量（質量％）、［Ｃｒ］はＣｒの含有量（質量％）、［Ｃｕ］はＣｕの含有量（質量％）、［Ｍｏ］はＭｏの含有量（質量％）、［Ｎｉ］はＮｉの含有量（質量％）、［Ｎｂ］はＮｂの含有量（質量％）である。
熱間圧延工程では、上述した化学組成を有する鋳造スラブを加熱し、熱間圧延して熱延鋼板とする。鋳造スラブの温度が高い場合には、一旦室温付近まで冷却せず、そのまま熱間圧延に供してもよい。
熱間圧延の条件は限定されないが、１１００℃以上に加熱し、仕上げ圧延出側温度がＡｒ３変態点以上となるように熱間圧延することが好ましい。加熱温度を１１００℃以上とすることで、材料の均質化が不十分となることを避けられる。また、仕上げ圧延出側温度をＡｒ３変態点以上とすれば、フェライト加工組織が生成せず、均一な組織が得られやすく、曲げ性の向上に有利である。
Ａｒ３変態点（℃）は以下の計算式により、鋼中の元素の含有量との関係で簡易的に示される。すなわち、下記の式（１）のように記述される。
Ａｒ３＝９１０－３１０×［Ｃ］＋２５×｛［Ｓｉ］＋２×［Ａｌ］｝－８０×［Ｍｎｅｑ］ ・・・ 式（１）
ここで、Ｂが含有されていない場合、［Ｍｎｅｑ］は下記の式（２ａ）によって示される。
［Ｍｎｅｑ］＝［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］＋［Ｃｕ］＋［Ｍｏ］＋［Ｎｉ］／２＋１０（［Ｎｂ］－０．０２） ・・・ 式（２ａ）
また、Ｂが含有されている場合、［Ｍｎｅｑ］は下記の式（２ｂ）によって示される。
［Ｍｎｅｑ］＝［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］＋［Ｃｕ］＋［Ｍｏ］＋［Ｎｉ］／２＋１０（［Ｎｂ］－０．０２）＋１ ・・・ 式（２ｂ）
式中、［Ｃ］はＣの含有量（質量％）、［Ｓｉ］はＳｉの含有量（質量％）、［Ａｌ］はＡｌの含有量（質量％）、［Ｍｎ］はＭｎの含有量（質量％）、［Ｃｒ］はＣｒの含有量（質量％）、［Ｃｕ］はＣｕの含有量（質量％）、［Ｍｏ］はＭｏの含有量（質量％）、［Ｎｉ］はＮｉの含有量（質量％）、［Ｎｂ］はＮｂの含有量（質量％）である。
［巻取工程］
熱間圧延工程後は、巻取温度まで冷却した後、巻き取りを行う。巻取温度は５５０℃以下とする。巻取温度が５５０℃超であると、熱延鋼板の組織が粗大なフェライト・パーライト組織となり、焼鈍後の鋼板の金属組織が不均一となり曲げ性が劣化する。また、巻き取り時に表層脱炭が大きくなり、焼鈍後の７５μｍ部の金属組織が上記の範囲に制御できなくなる。加えてエッジは冷却速度が速くなる為に、熱延鋼板の幅方向での組織差が大きくなり、焼鈍後の金属組織が、幅方向で不均一となる。巻取温度は５２５℃以下が好ましい。
巻き取り温度の下限は限定されないが、巻き取り温度が低いと幅方向での温度制御が難しくなる場合があるため、巻き取り温度を４５０℃以上、５００℃以上、または５１０℃以上としてもよい。
熱延鋼板の強度が高い場合は、冷延前にＢＡＦ等の軟化熱処理を施してもよい。
熱間圧延工程後は、巻取温度まで冷却した後、巻き取りを行う。巻取温度は５５０℃以下とする。巻取温度が５５０℃超であると、熱延鋼板の組織が粗大なフェライト・パーライト組織となり、焼鈍後の鋼板の金属組織が不均一となり曲げ性が劣化する。また、巻き取り時に表層脱炭が大きくなり、焼鈍後の７５μｍ部の金属組織が上記の範囲に制御できなくなる。加えてエッジは冷却速度が速くなる為に、熱延鋼板の幅方向での組織差が大きくなり、焼鈍後の金属組織が、幅方向で不均一となる。巻取温度は５２５℃以下が好ましい。
巻き取り温度の下限は限定されないが、巻き取り温度が低いと幅方向での温度制御が難しくなる場合があるため、巻き取り温度を４５０℃以上、５００℃以上、または５１０℃以上としてもよい。
熱延鋼板の強度が高い場合は、冷延前にＢＡＦ等の軟化熱処理を施してもよい。
本実施形態に係る冷延鋼板の製造方法では、前記熱間圧延工程の完了から１０時間以内に、鋼板の温度を５００℃以下まで到達させる。１０時間以内に、鋼板温度を５００℃以下にすることで、板幅中央部及びエッジ部の金属組織が同等となる。
前記熱間圧延工程の完了から鋼板の温度が、５００℃以下になるまでの時間は、巻取工程の冷却や、巻き取った後の冷却を調整することで制御できる。
熱間圧延工程の完了から鋼板の温度を５００℃以下まで到達させる時間は、５時間以内であることが好ましい。
また、熱間圧延工程の完了から１０時間以内に、鋼板の温度を４５０℃以下まで到達させることが好ましく、熱間圧延工程の完了から８時間以内に、鋼板の温度を４５０℃以下まで到達させることがより好ましい。
前記熱間圧延工程の完了から鋼板の温度が、５００℃以下になるまでの時間は、巻取工程の冷却や、巻き取った後の冷却を調整することで制御できる。
熱間圧延工程の完了から鋼板の温度を５００℃以下まで到達させる時間は、５時間以内であることが好ましい。
また、熱間圧延工程の完了から１０時間以内に、鋼板の温度を４５０℃以下まで到達させることが好ましく、熱間圧延工程の完了から８時間以内に、鋼板の温度を４５０℃以下まで到達させることがより好ましい。
［冷間圧延工程］
冷延工程では、熱間圧延された熱延鋼板を、酸洗等により脱スケールした後に、冷間圧延して冷延鋼板とする。冷間圧延（冷延）条件は、特に限定されないが、再結晶を促進して、冷延圧延および焼鈍後の金属組織を均一化させることで、曲げ性が向上する。そのため、冷圧率（累積圧下率）を４０％以上とすることが好ましい。冷延率は４５％以上がより好ましく、５０％以上がさらに好ましい。
冷圧率が高すぎると、圧延荷重が増大して圧延が困難となる。そのため、冷圧率は７０％未満が好ましい。冷延率は、６５％未満がより好ましく、６０％未満がさらに好ましい。
冷延工程では、熱間圧延された熱延鋼板を、酸洗等により脱スケールした後に、冷間圧延して冷延鋼板とする。冷間圧延（冷延）条件は、特に限定されないが、再結晶を促進して、冷延圧延および焼鈍後の金属組織を均一化させることで、曲げ性が向上する。そのため、冷圧率（累積圧下率）を４０％以上とすることが好ましい。冷延率は４５％以上がより好ましく、５０％以上がさらに好ましい。
冷圧率が高すぎると、圧延荷重が増大して圧延が困難となる。そのため、冷圧率は７０％未満が好ましい。冷延率は、６５％未満がより好ましく、６０％未満がさらに好ましい。
［焼鈍工程］
焼鈍工程では、冷間圧延工程後の冷延鋼板に対し、必要に応じて公知の方法に従って脱脂等の処理を施した後、加熱時の炉内雰囲気を、露点－２０℃以上２０℃以下でかつ、１．０体積％以上２０体積％以下の水素を含有する窒素－水素混合雰囲気として、７００℃から均熱温度までの平均加熱速度が１０．０℃／秒未満となるように、８２０℃以上である均熱温度まで加熱し、前記均熱温度で、３０～２００秒焼鈍する。
炉内（加熱帯及び均熱帯）雰囲気を、露点－２０℃以上２０℃以下でかつ、１．０体積％以上２０体積％以下の水素を含有し、残部が窒素及び不純物である窒素－水素混合雰囲気とし、この雰囲気下で焼鈍を行うことで、鋼板表層部で適度な脱炭が起こる。その結果、２０μｍ部及び７５μｍ部を所定の金属組織とすることができる。すなわち脱炭によりＣ含有量が少ない表層が、Ｃ含有量が多い中心部の変態開始に先駆けてフェライト変態、ベイナイト変態するため、表層部のみが軟質となり、必要以上の脱炭を抑制することで、７５μｍ部の金属組織をｔ／４部と同等とすることができる。
ただし、７００℃以上の温度域で脱炭が起こりやすいので、７００℃から均熱温度までの平均加熱速度が１０．０℃／秒未満となるように均熱温度まで加熱し、脱炭を促進する。この温度域の平均加熱速度は、８．０℃／秒未満とすると好ましく、５．０℃／秒未満とするとより好ましい。７００℃から均熱温度までの平均加熱速度の下限は限定されないが、操業の観点から平均加熱速度を１．０℃／秒以上としてもよい。
焼鈍工程では、冷間圧延工程後の冷延鋼板に対し、必要に応じて公知の方法に従って脱脂等の処理を施した後、加熱時の炉内雰囲気を、露点－２０℃以上２０℃以下でかつ、１．０体積％以上２０体積％以下の水素を含有する窒素－水素混合雰囲気として、７００℃から均熱温度までの平均加熱速度が１０．０℃／秒未満となるように、８２０℃以上である均熱温度まで加熱し、前記均熱温度で、３０～２００秒焼鈍する。
炉内（加熱帯及び均熱帯）雰囲気を、露点－２０℃以上２０℃以下でかつ、１．０体積％以上２０体積％以下の水素を含有し、残部が窒素及び不純物である窒素－水素混合雰囲気とし、この雰囲気下で焼鈍を行うことで、鋼板表層部で適度な脱炭が起こる。その結果、２０μｍ部及び７５μｍ部を所定の金属組織とすることができる。すなわち脱炭によりＣ含有量が少ない表層が、Ｃ含有量が多い中心部の変態開始に先駆けてフェライト変態、ベイナイト変態するため、表層部のみが軟質となり、必要以上の脱炭を抑制することで、７５μｍ部の金属組織をｔ／４部と同等とすることができる。
ただし、７００℃以上の温度域で脱炭が起こりやすいので、７００℃から均熱温度までの平均加熱速度が１０．０℃／秒未満となるように均熱温度まで加熱し、脱炭を促進する。この温度域の平均加熱速度は、８．０℃／秒未満とすると好ましく、５．０℃／秒未満とするとより好ましい。７００℃から均熱温度までの平均加熱速度の下限は限定されないが、操業の観点から平均加熱速度を１．０℃／秒以上としてもよい。
焼鈍工程における均熱温度は、８２０℃以上とする。均熱温度が８２０℃未満では、表面からｔ／４部におけるフェライトの体積率が多くなり焼戻しマルテンサイトの割合が不足することで、十分な曲げ性を確保することが困難となる。均熱温度は、８４０℃以上が好ましく、８５０℃以上がより好ましい。均熱温度が高い方が強度を確保し易いが、均熱温度が高過ぎると製造コストが高くなるので、均熱温度は９００℃以下が好ましい。８８０℃以下がより好ましく、８７０℃以下がさらに好ましい。
均熱時間は、３０秒以上、２００秒以下とする。均熱時間を３０秒以上とすることで、オーステナイト化を十分に進行させることができる。一方、生産性の観点から、均熱時間は２００秒以下とする。
均熱時間は、３０秒以上、２００秒以下とする。均熱時間を３０秒以上とすることで、オーステナイト化を十分に進行させることができる。一方、生産性の観点から、均熱時間は２００秒以下とする。
［第１冷却工程］
［保持工程］
焼鈍工程後の冷延鋼板は、上記のような傾斜組織（つまり前記２０μｍ部と７５μｍ部とでフェライトおよびベイナイトの合計の体積率に差がある組織）を得るため、４２５℃超、６００℃未満の温度域まで冷却され（第１冷却工程）、この温度域（４２５℃超、６００℃未満）で、滞在時間が２００秒以上、７５０秒以下となるように保持される（保持工程）。冷却停止温度及びその後の保持温度が、４２５℃以下であるとｔ／４部でのベイナイトの体積率が高くなり、焼戻しマルテンサイトの体積率が低下する。その結果、引張強さが低下するとともに曲げ性が劣化する。
一方、冷却停止温度及びその後の保持温度が６００℃以上であると鋼板中央部でフェライト分率が高くなり焼戻しマルテンサイトの体積率が低下する。その結果、引張強さが低下するとともに、曲げ性が劣化する。
よって、冷却停止温度及び保持温度は４２５℃超、６００℃未満とする。保持温度は４４０℃超、５８０℃未満が好ましく、４５０℃超、５６０℃未満がさらに好ましい。この温度範囲内であれば、滞在時間中に温度を変えても問題ない。
第１冷却工程では、冷却中のフェライト変態を抑制するために、５．０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却することが好ましい。平均冷却速度は、１０．０℃／秒以上がより好ましい。
４２５℃超、６００℃未満での滞在時間が２００秒未満であると表層（例えば２０μｍ部）のフェライト変態、ベイナイト変態が進まず、未変態のオーステナイトが最終冷却後にマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトとなるために、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトの体積率が増えるばかりか、その粒径も大きくなる。よって、保持工程における、４２５℃超、６００℃未満の滞在時間は２００秒以上とする。滞在時間は、３００秒以上が好ましく、３５０秒以上がより好ましい。
一方で滞在時間が長いと７５μｍ部、ｔ／４部でもフェライト変態、ベイナイト変態が起こり、所望の組織が得られず鋼板強度が低下するとともに、曲げ性が劣化する。よって、４２５℃超、６００℃未満の滞在時間の上限は７５０秒以下とする。４２５℃超６００℃未満の滞在時間は６５０秒以下が好ましく、５５０秒以下がさらに好ましい。
保持工程では、鋼板の化成処理性、あるいはめっき密着性の観点から、炉内雰囲気を還元雰囲気とすることが好ましい。
［保持工程］
焼鈍工程後の冷延鋼板は、上記のような傾斜組織（つまり前記２０μｍ部と７５μｍ部とでフェライトおよびベイナイトの合計の体積率に差がある組織）を得るため、４２５℃超、６００℃未満の温度域まで冷却され（第１冷却工程）、この温度域（４２５℃超、６００℃未満）で、滞在時間が２００秒以上、７５０秒以下となるように保持される（保持工程）。冷却停止温度及びその後の保持温度が、４２５℃以下であるとｔ／４部でのベイナイトの体積率が高くなり、焼戻しマルテンサイトの体積率が低下する。その結果、引張強さが低下するとともに曲げ性が劣化する。
一方、冷却停止温度及びその後の保持温度が６００℃以上であると鋼板中央部でフェライト分率が高くなり焼戻しマルテンサイトの体積率が低下する。その結果、引張強さが低下するとともに、曲げ性が劣化する。
よって、冷却停止温度及び保持温度は４２５℃超、６００℃未満とする。保持温度は４４０℃超、５８０℃未満が好ましく、４５０℃超、５６０℃未満がさらに好ましい。この温度範囲内であれば、滞在時間中に温度を変えても問題ない。
第１冷却工程では、冷却中のフェライト変態を抑制するために、５．０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却することが好ましい。平均冷却速度は、１０．０℃／秒以上がより好ましい。
４２５℃超、６００℃未満での滞在時間が２００秒未満であると表層（例えば２０μｍ部）のフェライト変態、ベイナイト変態が進まず、未変態のオーステナイトが最終冷却後にマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトとなるために、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトの体積率が増えるばかりか、その粒径も大きくなる。よって、保持工程における、４２５℃超、６００℃未満の滞在時間は２００秒以上とする。滞在時間は、３００秒以上が好ましく、３５０秒以上がより好ましい。
一方で滞在時間が長いと７５μｍ部、ｔ／４部でもフェライト変態、ベイナイト変態が起こり、所望の組織が得られず鋼板強度が低下するとともに、曲げ性が劣化する。よって、４２５℃超、６００℃未満の滞在時間の上限は７５０秒以下とする。４２５℃超６００℃未満の滞在時間は６５０秒以下が好ましく、５５０秒以下がさらに好ましい。
保持工程では、鋼板の化成処理性、あるいはめっき密着性の観点から、炉内雰囲気を還元雰囲気とすることが好ましい。
表面に溶融亜鉛めっきを備える冷延鋼板（溶融亜鉛めっき鋼板）を製造する場合には、保持工程中に冷延鋼板を溶融めっき浴に浸漬させて溶融亜鉛めっきを施してもよい（溶融亜鉛めっき工程）。また、表面に合金化溶融亜鉛めっきを備える冷延鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板）を製造する場合には、溶融亜鉛めっき工程に引き続き、合金化処理を施してめっきを合金化溶融亜鉛めっきとしてもよい（合金化工程）。
［第２冷却工程］
［焼戻し工程］
保持工程後の冷延鋼板は、５０℃以上２５０℃以下の温度まで冷却されることで（第２冷却工程）未変態のオーステナイトがマルテンサイトに変態する。第２冷却工程では、冷却中のベイナイト変態を抑制するために、５．０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却することが好ましい。平均冷却速度は、１０．０℃／秒以上がより好ましい。その後、冷延鋼板は、２００℃以上３５０℃以下の温度で１秒以上焼戻されることにより（焼戻し工程）、表面から板厚の１／４の位置にて焼戻しマルテンサイト主体の組織が得られる。
溶融亜鉛めっき工程及びまたは合金化工程が行われた場合には、溶融亜鉛めっき工程後の冷延鋼板または、溶融亜鉛めっき工程及び合金化工程後の冷延鋼板を５０℃以上２５０℃以下の温度まで冷却した後、２００℃以上３５０℃以下の温度で１秒以上焼戻しを行う。
［焼戻し工程］
保持工程後の冷延鋼板は、５０℃以上２５０℃以下の温度まで冷却されることで（第２冷却工程）未変態のオーステナイトがマルテンサイトに変態する。第２冷却工程では、冷却中のベイナイト変態を抑制するために、５．０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却することが好ましい。平均冷却速度は、１０．０℃／秒以上がより好ましい。その後、冷延鋼板は、２００℃以上３５０℃以下の温度で１秒以上焼戻されることにより（焼戻し工程）、表面から板厚の１／４の位置にて焼戻しマルテンサイト主体の組織が得られる。
溶融亜鉛めっき工程及びまたは合金化工程が行われた場合には、溶融亜鉛めっき工程後の冷延鋼板または、溶融亜鉛めっき工程及び合金化工程後の冷延鋼板を５０℃以上２５０℃以下の温度まで冷却した後、２００℃以上３５０℃以下の温度で１秒以上焼戻しを行う。
第２冷却工程の冷却停止温度が２５０℃超であるとマルテンサイト変態が不十分となり、焼戻されていないマルテンサイトの体積率が増加し、曲げ性が劣化する。一方で第２冷却工程の冷却停止温度が５０℃未満であると残留オーステナイトが残らず延性が劣化する。よって、冷却停止温度は５０℃以上２５０℃以下とする。冷却停止温度は７５℃以上２２５℃以下が好ましく、１００℃以上２００℃以下がより好ましい。
その後の焼戻し工程では、焼戻し温度が３５０℃超であると鋼板強度が低下する。よって焼戻し温度は３５０℃以下とする。焼戻し温度は、３３０℃以下が好ましく、３１０℃以下がより好ましい。
一方で焼戻し温度が２００℃未満であると焼戻しが不十分となり、曲げ性が劣化する。よって焼戻し温度は２００℃以上とする。焼戻し温度は、２５０℃以上が好ましく、２６０℃以上がより好ましく、２７０℃以上がさらに好ましい。
焼戻し時間は１秒以上あればよいが、安定した焼戻し処理を行うために５秒以上が好ましく、１０秒以上がさらに好ましい。一方で、鋼板の強度の低下を避けるため、焼戻し時間は９０秒以下が好ましく、６０秒以下がさらに好ましい。
本実施形態において、焼戻しとは、上記第２冷却工程において上記の焼戻し温度まで冷却した後その温度で保持するか、上記第２冷却工程において焼戻し温度未満にまで冷却した後に上記の焼戻し温度まで昇温し、その温度で保持することを意味する。また、焼戻し工程における保持とは、一定温度で維持することだけでなく、上記の焼戻し温度域（つまり２００℃以上３５０℃以下）であれば、１．０℃／秒以下の温度変化があっても許容される。
その後の焼戻し工程では、焼戻し温度が３５０℃超であると鋼板強度が低下する。よって焼戻し温度は３５０℃以下とする。焼戻し温度は、３３０℃以下が好ましく、３１０℃以下がより好ましい。
一方で焼戻し温度が２００℃未満であると焼戻しが不十分となり、曲げ性が劣化する。よって焼戻し温度は２００℃以上とする。焼戻し温度は、２５０℃以上が好ましく、２６０℃以上がより好ましく、２７０℃以上がさらに好ましい。
焼戻し時間は１秒以上あればよいが、安定した焼戻し処理を行うために５秒以上が好ましく、１０秒以上がさらに好ましい。一方で、鋼板の強度の低下を避けるため、焼戻し時間は９０秒以下が好ましく、６０秒以下がさらに好ましい。
本実施形態において、焼戻しとは、上記第２冷却工程において上記の焼戻し温度まで冷却した後その温度で保持するか、上記第２冷却工程において焼戻し温度未満にまで冷却した後に上記の焼戻し温度まで昇温し、その温度で保持することを意味する。また、焼戻し工程における保持とは、一定温度で維持することだけでなく、上記の焼戻し温度域（つまり２００℃以上３５０℃以下）であれば、１．０℃／秒以下の温度変化があっても許容される。
［第３冷却工程］
［スキンパス工程］
焼戻し工程後の冷延鋼板は、スキンパス圧延可能な温度まで冷却した後（第３冷却工程）、スキンパス圧延を行う（スキンパス工程）。焼鈍後の冷却（第１冷却工程）が水を用いる水スプレー冷却、ディップ冷却、気水冷却などの場合は、高温で水と接触したことによって形成された酸化膜の除去および鋼板の化成処理性向上のため、スキンパス圧延前に、酸洗及び微量のＮｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｃｕのうちの１種または２種以上のめっきを形成してもよい。ここで微量とは鋼板表面に３～３０ｍｇ／ｍ２程度のめっき量をいう。
スキンパス圧延により、鋼板の形状を整えることができる。スキンパス圧延の伸び率は０．１％以上が好ましい。より好ましくは０．２％以上、さらに好ましくは０．３％以上である。一方で、スキンパス圧延の伸び率が高いと残留オーステナイトの体積率が減少し延性が劣化する。そのため、伸び率は１．０％以下とすることが好ましい。伸び率は、０．８％以下がより好ましく、０．６％以下がさらに好ましく、０．５％以下が一層好ましい。
［スキンパス工程］
焼戻し工程後の冷延鋼板は、スキンパス圧延可能な温度まで冷却した後（第３冷却工程）、スキンパス圧延を行う（スキンパス工程）。焼鈍後の冷却（第１冷却工程）が水を用いる水スプレー冷却、ディップ冷却、気水冷却などの場合は、高温で水と接触したことによって形成された酸化膜の除去および鋼板の化成処理性向上のため、スキンパス圧延前に、酸洗及び微量のＮｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｃｕのうちの１種または２種以上のめっきを形成してもよい。ここで微量とは鋼板表面に３～３０ｍｇ／ｍ２程度のめっき量をいう。
スキンパス圧延により、鋼板の形状を整えることができる。スキンパス圧延の伸び率は０．１％以上が好ましい。より好ましくは０．２％以上、さらに好ましくは０．３％以上である。一方で、スキンパス圧延の伸び率が高いと残留オーステナイトの体積率が減少し延性が劣化する。そのため、伸び率は１．０％以下とすることが好ましい。伸び率は、０．８％以下がより好ましく、０．６％以下がさらに好ましく、０．５％以下が一層好ましい。
本発明を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。
表１に示される化学組成を有するスラブを鋳造した。鋳造後のスラブを１１００℃以上に加熱し、仕上げ圧延出側温度がＡｒ３変態点以上となるよう２．８ｍｍまで熱間圧延して表２Ａ、表２Ｂに示す巻取温度で巻き取った後室温まで冷却した。その際、熱間圧延完了から鋼板の温度が５００℃以下に達するまでの時間および４５０℃以下に達するまでの時間は、表２Ａ、表２Ｂに示す通りであった。
その後、酸洗によりスケールを除去し、１．４ｍｍまで冷間圧延した後、表２Ａ、表２Ｂに示す条件で焼鈍を行った。均熱温度での保持時間は１２０秒であった。また、炉内雰囲気は、露点－２０℃以上２０℃以下でかつ、１．０体積％以上２０体積％以下の水素を含有する窒素－水素混合雰囲気とした。
焼鈍後、１０℃／秒で表２Ａ、表２Ｂの保持温度まで冷却（第１冷却）した後、その温度で表２Ａ、表２Ｂに示す時間滞在させた。
一部の例については、保持中に溶融亜鉛めっき及び合金化を行った。表６中、ＣＲは亜鉛めっきを行っていない冷延鋼板、ＧＩが溶融亜鉛めっき鋼板、ＧＡが合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。溶融亜鉛めっき鋼板については、３５～６５ｇ／ｍ２程度の溶融亜鉛めっきを施した。合金化溶融亜鉛めっき鋼板については、３５～６５ｇ／ｍ２程度の溶融亜鉛めっきを施した後に６００℃未満の温度で合金化させた。本実施例では４２５℃超、６００℃未満の滞在時間中の温度は一定としたが、前述のようにこの温度範囲内であれば、滞在時間中に温度を変えても問題ない。
また、保持後は、５０℃以上２５０℃以下の冷却停止温度まで１０．０℃／秒以上で冷却（第２冷却）した後に、２５０℃以上３５０℃以下の焼戻し温度で１秒以上焼戻す熱処理を施した。冷却停止温度が焼戻し温度よりも低い場合には焼戻し温度まで加熱してその温度で保持することで焼戻しを行い、冷却停止温度が焼戻し温度と同じ場合には冷却した後その温度で保持することで焼戻しを行った。
その後、５０℃まで冷却（第３冷却）して、０．１～１．０％の伸び率のスキンパス圧延を施した。
表１に示される化学組成を有するスラブを鋳造した。鋳造後のスラブを１１００℃以上に加熱し、仕上げ圧延出側温度がＡｒ３変態点以上となるよう２．８ｍｍまで熱間圧延して表２Ａ、表２Ｂに示す巻取温度で巻き取った後室温まで冷却した。その際、熱間圧延完了から鋼板の温度が５００℃以下に達するまでの時間および４５０℃以下に達するまでの時間は、表２Ａ、表２Ｂに示す通りであった。
その後、酸洗によりスケールを除去し、１．４ｍｍまで冷間圧延した後、表２Ａ、表２Ｂに示す条件で焼鈍を行った。均熱温度での保持時間は１２０秒であった。また、炉内雰囲気は、露点－２０℃以上２０℃以下でかつ、１．０体積％以上２０体積％以下の水素を含有する窒素－水素混合雰囲気とした。
焼鈍後、１０℃／秒で表２Ａ、表２Ｂの保持温度まで冷却（第１冷却）した後、その温度で表２Ａ、表２Ｂに示す時間滞在させた。
一部の例については、保持中に溶融亜鉛めっき及び合金化を行った。表６中、ＣＲは亜鉛めっきを行っていない冷延鋼板、ＧＩが溶融亜鉛めっき鋼板、ＧＡが合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。溶融亜鉛めっき鋼板については、３５～６５ｇ／ｍ２程度の溶融亜鉛めっきを施した。合金化溶融亜鉛めっき鋼板については、３５～６５ｇ／ｍ２程度の溶融亜鉛めっきを施した後に６００℃未満の温度で合金化させた。本実施例では４２５℃超、６００℃未満の滞在時間中の温度は一定としたが、前述のようにこの温度範囲内であれば、滞在時間中に温度を変えても問題ない。
また、保持後は、５０℃以上２５０℃以下の冷却停止温度まで１０．０℃／秒以上で冷却（第２冷却）した後に、２５０℃以上３５０℃以下の焼戻し温度で１秒以上焼戻す熱処理を施した。冷却停止温度が焼戻し温度よりも低い場合には焼戻し温度まで加熱してその温度で保持することで焼戻しを行い、冷却停止温度が焼戻し温度と同じ場合には冷却した後その温度で保持することで焼戻しを行った。
その後、５０℃まで冷却（第３冷却）して、０．１～１．０％の伸び率のスキンパス圧延を施した。
得られた焼鈍鋼板（冷延鋼板）から、前述の様にＳＥＭ観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な縦断面を研磨した後、２０μｍ部、６０μｍ部、７５μｍ部およびｔ／４部における金属組織を観察し、上述の要領で、各組織の体積率を測定した。また、２０μｍ部のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトの平均粒径も求めた。
また、Ｘ線回折用試験片を採取し、前述の様に、表面から２０μｍ、７５μｍ、板厚の１／４の深さ位置まで化学研磨した面で、Ｘ線回折により残留オーステナイトの体積率を測定した。
ｔ／４部の各組織の体積率は、幅方向の中央部について求めた。一方、２０μｍ部、６０μｍ部および７５μｍ部における各組織の体積率、ならびに２０μｍ部のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトの平均粒径は、鋼板の幅方向の端部から５０ｍｍの位置であるエッジ部、および幅方向の中央部について、それぞれ求めた。
結果を表３、表４Ａ、表４Ｂ、表５Ａ、表５Ｂに示す。
また、Ｘ線回折用試験片を採取し、前述の様に、表面から２０μｍ、７５μｍ、板厚の１／４の深さ位置まで化学研磨した面で、Ｘ線回折により残留オーステナイトの体積率を測定した。
ｔ／４部の各組織の体積率は、幅方向の中央部について求めた。一方、２０μｍ部、６０μｍ部および７５μｍ部における各組織の体積率、ならびに２０μｍ部のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトの平均粒径は、鋼板の幅方向の端部から５０ｍｍの位置であるエッジ部、および幅方向の中央部について、それぞれ求めた。
結果を表３、表４Ａ、表４Ｂ、表５Ａ、表５Ｂに示す。
引張強さ（ＴＳ）、および均一伸び（ｕＥｌ）は、得られた冷延鋼板の幅方向の中央部から、圧延方向に対し垂直方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に沿って引張試験を行うことにより求めた。結果を表６に示す。
限界曲げ半径（Ｒ／ｔ）については、得られた冷延鋼板の幅方向の中央部において、９０°Ｖ曲げ金型を用いて、０．５ｍｍピッチで半径Ｒを変化させて、割れが起こらない最小曲げ半径Ｒを求め、板厚（１．４ｍｍ）で割ることにより求めた。結果を表６に示す。
また、耐水素脆化特性評価として、下記の試験を行った。すなわち、端面を機械研削した試験片を押曲げ法でＵ字に曲げて、半径５ＲのＵ曲げ試験片を作製し、非曲げ部が平行になるようにボルトで締め付けて弾性変形させた後、ｐＨ１の塩酸に浸漬して、鋼板中に水素を侵入させる遅れ破壊促進試験を行った。浸漬時間が１００時間となっても割れが生じないものを良好（ＯＫ）な耐遅れ破壊特性を有する鋼板と評価し、割れが生じたものを不良（ＮＧ）と評価した。めっきの影響を除去するために、めっき材については試験前にインヒビターを含有する塩酸にてめっき層を除去した後に、耐水素脆化特性を評価した。結果を表６に示す。
部品耐力は、以下の方法で求めた。
得られた冷延鋼板に、Ｒ５でプレス曲げし、高さ５０ｍｍ、上辺７０ｍｍ、下辺１２０ｍｍ、長さ９００ｍｍのハット型に成形し、下辺側に同サイズの鋼板を合わせてフランジ部をスポット溶接止めすることで、モデル部品を作成した。また冷延鋼板として、表層（つまり２０μｍ部）の金属組織がｔ／４部の金属組織と同等である鋼板を用いて、前記モデル部品と同様にして、対比用部品を作成した。このモデル部品および対比用部品のそれぞれについて中央部を円形の圧子に押し込んで曲げる際の最大荷重を部品耐力とした。このモデル部品の部品耐力について、対比用部品の部品耐力に対して９５％以上を満足する場合をＯＫとした。
ただし、部品耐力は、引張強さが１４００ＭＰａ以上で、限界曲げ半径（Ｒ／ｔ）が５．０以下の冷延鋼板のみを対象として試験を実施した。結果を表６に示す。
得られた冷延鋼板に、Ｒ５でプレス曲げし、高さ５０ｍｍ、上辺７０ｍｍ、下辺１２０ｍｍ、長さ９００ｍｍのハット型に成形し、下辺側に同サイズの鋼板を合わせてフランジ部をスポット溶接止めすることで、モデル部品を作成した。また冷延鋼板として、表層（つまり２０μｍ部）の金属組織がｔ／４部の金属組織と同等である鋼板を用いて、前記モデル部品と同様にして、対比用部品を作成した。このモデル部品および対比用部品のそれぞれについて中央部を円形の圧子に押し込んで曲げる際の最大荷重を部品耐力とした。このモデル部品の部品耐力について、対比用部品の部品耐力に対して９５％以上を満足する場合をＯＫとした。
ただし、部品耐力は、引張強さが１４００ＭＰａ以上で、限界曲げ半径（Ｒ／ｔ）が５．０以下の冷延鋼板のみを対象として試験を実施した。結果を表６に示す。
表１～表６から分かるように、化学組成、並びに、ｔ／４部、２０μｍ部及び７５μｍ部の金属組織が本発明範囲にある発明例では、高強度であり、優れた曲げ性を示し、部品耐力も十分であった。
これに対し、化学組成、並びに、ｔ／４部、２０μｍ部及び７５μｍ部の金属組織のうち１つ以上が本発明範囲を外れる比較例では、強度、曲げ性、部品耐力のいずれか１つ以上が目標を満足しなかった。
幅方向エッジ部の表面から２０μｍの位置での「フェライトおよびベイナイトの合計（％）」、「マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの合計（％）」、「マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの平均粒径（μｍ）」が本発明範囲を外れる試験番号１１（比較例）では、表には示していないが、幅方向エッジ部（鋼板の幅方向の端部から５０ｍｍの位置）でのＲ／ｔ（９０°Ｖ曲げでの限界曲げ半径Ｒを板厚ｔで除した値）を測定したところ５．０超と高く、鋼板全体として品質を満たさなかった。その結果、大幅に歩留まりが低下した。
これに対し、化学組成、並びに、ｔ／４部、２０μｍ部及び７５μｍ部の金属組織のうち１つ以上が本発明範囲を外れる比較例では、強度、曲げ性、部品耐力のいずれか１つ以上が目標を満足しなかった。
幅方向エッジ部の表面から２０μｍの位置での「フェライトおよびベイナイトの合計（％）」、「マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの合計（％）」、「マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの平均粒径（μｍ）」が本発明範囲を外れる試験番号１１（比較例）では、表には示していないが、幅方向エッジ部（鋼板の幅方向の端部から５０ｍｍの位置）でのＲ／ｔ（９０°Ｖ曲げでの限界曲げ半径Ｒを板厚ｔで除した値）を測定したところ５．０超と高く、鋼板全体として品質を満たさなかった。その結果、大幅に歩留まりが低下した。
Claims (9)
- 質量％で、
Ｃ：０．１８０％以上、０．３５０％以下、
Ｍｎ：２．００％以上、４．００％以下、
Ｐ：０％以上、０．１００％以下、
Ｓ：０％以上、０．０１０％以下、
Ａｌ：０％以上、０．１００％以下、
Ｎ：０％以上、０．０１００％以下、
Ｓｉ：０％以上、１．００％以下、
Ｔｉ：０％以上、０．０５０％以下、
Ｎｂ：０％以上、０．０５０％以下、
Ｖ：０％以上、０．５０％以下、
Ｃｕ：０％以上、１．００％以下、
Ｎｉ：０％以上、１．００％以下、
Ｃｒ：０％以上、１．００％以下、
Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下、
Ｂ：０％以上、０．０１００％以下、
Ｃａ：０％以上、０．０１０％以下、
Ｍｇ：０％以上、０．０１００％以下、
ＲＥＭ：０％以上、０．０５００％以下、および
Ｂｉ：０％以上、０．０５０％以下、
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
表面から板厚方向に板厚ｔの１／４の位置であるｔ／４部の金属組織が、体積率で、
残留オーステナイト：２．０％以上、８．０％以下、
焼戻しマルテンサイト：８０．０％以上、９８．０％以下、
フェライトおよびベイナイト：合計で０．０％以上、１５．０％以下、及び
マルテンサイト：０．０％以上、５．０％以下、
を含み、
幅方向の端部から５０ｍｍの位置であるエッジ部と、前記幅方向の中央部のいずれにおいても、
前記表面から前記板厚方向に２０μｍの位置である２０μｍ部の金属組織が、体積率で、
フェライトおよびベイナイト：合計で７５．０％以上、１００．０％以下、
マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイト：合計で０．０％以上、２５．０％以下、
を含み、
前記２０μｍ部の前記金属組織において、前記マルテンサイト及び前記焼戻しマルテンサイトの平均粒径が５．０μｍ以下であり、
前記表面から前記板厚方向に７５μｍの位置である７５μｍ部の金属組織が、体積率で、
フェライトおよびベイナイト：合計で０．０％以上、１５．０％以下を含む、
冷延鋼板。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｓｉ：０．００５％以上、１．００％以下、
Ｔｉ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
Ｎｂ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
Ｖ：０．０１％以上、０．５０％以下、
Ｃｕ：０．０１％以上、１．００％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上、１．００％以下、
Ｃｒ：０．０１％以上、１．００％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上、０．５０％以下、
Ｂ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、
Ｃａ：０．０００１％以上、０．０１０％以下、
Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、
ＲＥＭ：０．０００５％以上、０．０５００％以下、および
Ｂｉ：０．０００５％以上、０．０５０％以下、
からなる群から選択される１種または２種以上を含有する、
請求項１に記載の冷延鋼板。 - 引張強さが１４００ＭＰａ以上であり、
均一伸びが５．０％以上であり、
９０°Ｖ曲げでの限界曲げ半径Ｒを板厚ｔで除した値であるＲ／ｔが５．０以下である、
請求項１または２に記載の冷延鋼板。 - 前記表面に溶融亜鉛めっき層が形成されている、
請求項１～３のいずれか一項に記載の冷延鋼板。 - 前記溶融亜鉛めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層である、
請求項４に記載の冷延鋼板。 - 質量％で、Ｃ：０．１８０％以上、０．３５０％以下、Ｍｎ：２．００％以上、４．００％以下、Ｐ：０％以上、０．１００％以下、Ｓ：０％以上、０．０１０％以下、Ａｌ：０％以上、０．１００％以下、Ｎ：０％以上、０．０１００％以下、Ｓｉ：０％以上、１．００％以下、Ｔｉ：０％以上、０．０５０％以下、Ｎｂ：０％以上、０．０５０％以下、Ｖ：０％以上、０．５０％以下、Ｃｕ：０％以上、１．００％以下、Ｎｉ：０％以上、１．００％以下、Ｃｒ：０％以上、１．００％以下、Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下、Ｂ：０％以上、０．０１００％以下、Ｃａ：０％以上、０．０１０％以下、Ｍｇ：０％以上、０．０１００％以下、ＲＥＭ：０％以上、０．０５００％以下、およびＢｉ：０％以上、０．０５０％以下、を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する鋳造スラブを、必要に応じて加熱した後、熱間圧延して熱延鋼板とする熱間圧延工程と、
前記熱延鋼板を、５５０℃以下の巻取温度まで冷却し、前記巻取温度で巻き取る巻取工程と、
前記熱延鋼板を、酸洗し、冷間圧延を行って冷延鋼板とする冷間圧延工程と、
前記冷間圧延工程後の前記冷延鋼板を、加熱時の炉内雰囲気を、露点－２０℃以上２０℃以下でかつ、１．０体積％以上２０体積％以下の水素を含有する窒素－水素混合雰囲気として、７００℃から均熱温度までの平均加熱速度が１０．０℃／秒未満となるように、８２０℃以上である前記均熱温度まで加熱し、前記均熱温度で、３０秒以上２００秒以下焼鈍する焼鈍工程と、
前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、４２５℃超６００℃未満の温度域まで冷却する第１冷却工程と、
前記第１冷却工程後、前記冷延鋼板を４２５℃超６００℃未満の前記温度域に２００秒以上７５０秒以下滞在させる保持工程と、
前記保持工程後に、前記冷延鋼板を５０℃以上２５０℃以下の温度まで冷却する第２冷却工程と、
前記第２冷却工程後に、前記冷延鋼板に２００℃以上３５０℃以下の温度で１秒以上焼戻しを行う焼戻し工程と、
前記焼戻し工程後、スキンパス圧延可能な温度まで冷却する第３冷却工程と、
前記第３冷却工程後の前記冷延鋼板にスキンパス圧延を施すスキンパス工程と、
を備え、
前記熱延鋼板の温度を、前記熱間圧延工程の完了から１０時間以内に、５００℃以下まで到達させる、
冷延鋼板の製造方法。 - 前記鋳造スラブの前記化学組成が、質量％で、
Ｓｉ：０．００５％以上、１．００％以下、
Ｔｉ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
Ｎｂ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
Ｖ：０．０１％以上、０．５０％以下、
Ｃｕ：０．０１％以上、１．００％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上、１．００％以下、
Ｃｒ：０．０１％以上、１．００％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上、０．５０％以下、
Ｂ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、
Ｃａ：０．０００１％以上、０．０１０％以下、
Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、
ＲＥＭ：０．０００５％以上、０．０５００％以下、および
Ｂｉ：０．０００５％以上、０．０５０％以下、
からなる群から選択される１種または２種以上を含有する、
請求項６に記載の冷延鋼板の製造方法。 - 前記保持工程において、前記冷延鋼板の温度が、４２５℃超、６００℃未満の状態でめっき浴に浸漬して、表面に溶融亜鉛めっき層を形成する、
請求項６または７に記載の冷延鋼板の製造方法。 - 前記保持工程において、前記溶融亜鉛めっき層を合金化する合金化処理を行う、
請求項８に記載の冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| EP22766917.3A EP4269643A4 (en) | 2021-03-10 | 2022-03-01 | COLD-ROLLED STEEL SHEET AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME |
| JP2023505324A JPWO2022190958A1 (ja) | 2021-03-10 | 2022-03-01 | |
| MX2023008431A MX2023008431A (es) | 2021-03-10 | 2022-03-01 | Lamina de acero laminada en frio y metodo de fabricacion de la misma. |
| CN202280011291.7A CN116783317A (zh) | 2021-03-10 | 2022-03-01 | 冷轧钢板及其制造方法 |
| KR1020237025248A KR20230125023A (ko) | 2021-03-10 | 2022-03-01 | 냉연 강판 및 그 제조 방법 |
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2021038717 | 2021-03-10 | ||
| JP2021-038717 | 2021-03-10 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| WO2022190958A1 true WO2022190958A1 (ja) | 2022-09-15 |
Family
ID=83227142
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| PCT/JP2022/008567 WO2022190958A1 (ja) | 2021-03-10 | 2022-03-01 | 冷延鋼板及びその製造方法 |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP4269643A4 (ja) |
| JP (1) | JPWO2022190958A1 (ja) |
| KR (1) | KR20230125023A (ja) |
| CN (1) | CN116783317A (ja) |
| MX (1) | MX2023008431A (ja) |
| WO (1) | WO2022190958A1 (ja) |
Citations (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0335236B2 (ja) | 1984-07-30 | 1991-05-27 | Shin Meiwa Ind Co Ltd | |
| JPH10130782A (ja) * | 1996-11-01 | 1998-05-19 | Nippon Steel Corp | 超高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2006104532A (ja) | 2004-10-06 | 2006-04-20 | Nippon Steel Corp | 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 |
| JP2009030091A (ja) | 2007-07-25 | 2009-02-12 | Jfe Steel Kk | 製造安定性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2010215958A (ja) | 2009-03-16 | 2010-09-30 | Jfe Steel Corp | 曲げ加工性および耐遅れ破壊特性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| WO2015005191A1 (ja) * | 2013-07-12 | 2015-01-15 | 株式会社神戸製鋼所 | めっき性、加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度めっき鋼板、並びにその製造方法 |
| JP6187710B2 (ja) | 2015-06-11 | 2017-08-30 | 新日鐵住金株式会社 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| WO2019181950A1 (ja) * | 2018-03-19 | 2019-09-26 | 日本製鉄株式会社 | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| WO2020039697A1 (ja) * | 2018-08-22 | 2020-02-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板及びその製造方法 |
| WO2021024748A1 (ja) * | 2019-08-06 | 2021-02-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度薄鋼板およびその製造方法 |
| JP2021038717A (ja) | 2019-09-04 | 2021-03-11 | 愛三工業株式会社 | 蒸発燃料処理装置 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US11795531B2 (en) * | 2018-03-30 | 2023-10-24 | Jfe Steel Corporation | High-strength galvanized steel sheet, high strength member, and method for manufacturing the same |
-
2022
- 2022-03-01 MX MX2023008431A patent/MX2023008431A/es unknown
- 2022-03-01 KR KR1020237025248A patent/KR20230125023A/ko unknown
- 2022-03-01 JP JP2023505324A patent/JPWO2022190958A1/ja active Pending
- 2022-03-01 WO PCT/JP2022/008567 patent/WO2022190958A1/ja active Application Filing
- 2022-03-01 EP EP22766917.3A patent/EP4269643A4/en active Pending
- 2022-03-01 CN CN202280011291.7A patent/CN116783317A/zh active Pending
Patent Citations (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0335236B2 (ja) | 1984-07-30 | 1991-05-27 | Shin Meiwa Ind Co Ltd | |
| JPH10130782A (ja) * | 1996-11-01 | 1998-05-19 | Nippon Steel Corp | 超高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2006104532A (ja) | 2004-10-06 | 2006-04-20 | Nippon Steel Corp | 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 |
| JP2009030091A (ja) | 2007-07-25 | 2009-02-12 | Jfe Steel Kk | 製造安定性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2010215958A (ja) | 2009-03-16 | 2010-09-30 | Jfe Steel Corp | 曲げ加工性および耐遅れ破壊特性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| WO2015005191A1 (ja) * | 2013-07-12 | 2015-01-15 | 株式会社神戸製鋼所 | めっき性、加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度めっき鋼板、並びにその製造方法 |
| JP6187710B2 (ja) | 2015-06-11 | 2017-08-30 | 新日鐵住金株式会社 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| WO2019181950A1 (ja) * | 2018-03-19 | 2019-09-26 | 日本製鉄株式会社 | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| WO2020039697A1 (ja) * | 2018-08-22 | 2020-02-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板及びその製造方法 |
| WO2021024748A1 (ja) * | 2019-08-06 | 2021-02-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度薄鋼板およびその製造方法 |
| JP2021038717A (ja) | 2019-09-04 | 2021-03-11 | 愛三工業株式会社 | 蒸発燃料処理装置 |
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| See also references of EP4269643A4 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP4269643A4 (en) | 2024-03-13 |
| CN116783317A (zh) | 2023-09-19 |
| EP4269643A1 (en) | 2023-11-01 |
| KR20230125023A (ko) | 2023-08-28 |
| MX2023008431A (es) | 2023-07-26 |
| JPWO2022190958A1 (ja) | 2022-09-15 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US11473164B2 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet and manufacturing method therefor | |
| JP5365216B2 (ja) | 高強度鋼板とその製造方法 | |
| US9011614B2 (en) | High-strength galvanized steel sheet with excellent formability and method for manufacturing the same | |
| JP5454745B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| US9121087B2 (en) | High strength steel sheet and method for manufacturing the same | |
| JP5971434B2 (ja) | 伸びフランジ性、伸びフランジ性の面内安定性および曲げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板ならびにその製造方法 | |
| JP6540162B2 (ja) | 延性および伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびそれらの製造方法 | |
| JP6791371B2 (ja) | 高強度冷延鋼板及びその製造方法 | |
| JP7216932B2 (ja) | 冷延鋼板およびその製造方法 | |
| EP2757169A1 (en) | High-strength steel sheet having excellent workability and method for producing same | |
| JP5239562B2 (ja) | 加工性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP6237963B1 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| KR102518159B1 (ko) | 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 | |
| WO2022190958A1 (ja) | 冷延鋼板及びその製造方法 | |
| JP7193044B1 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法、ならびに、部材 | |
| JP2005206919A (ja) | 延性と伸びフランジ性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JP7063414B2 (ja) | 鋼板 | |
| WO2022190959A1 (ja) | 冷延鋼板及びその製造方法 | |
| WO2023153096A1 (ja) | 冷延鋼板 | |
| WO2023153097A1 (ja) | 冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2022061461A (ja) | 高強度冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにこれらの製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| 121 | Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application |
Ref document number: 22766917 Country of ref document: EP Kind code of ref document: A1 |
|
| WWE | Wipo information: entry into national phase |
Ref document number: MX/A/2023/008431 Country of ref document: MX |
|
| ENP | Entry into the national phase |
Ref document number: 2023505324 Country of ref document: JP Kind code of ref document: A |
|
| ENP | Entry into the national phase |
Ref document number: 20237025248 Country of ref document: KR Kind code of ref document: A |
|
| WWE | Wipo information: entry into national phase |
Ref document number: 202280011291.7 Country of ref document: CN |
|
| ENP | Entry into the national phase |
Ref document number: 2022766917 Country of ref document: EP Effective date: 20230724 |
|
| NENP | Non-entry into the national phase |
Ref country code: DE |