WO2023002910A1 - 冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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WO2023002910A1
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rolling
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亜梨紗 池田
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日本製鉄株式会社
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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a cold-rolled steel sheet and a method for manufacturing the same.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2021-120895 filed in Japan on July 21, 2021, the content of which is incorporated herein.
  • steel sheets for automobiles are required to have high strength in order to improve fuel efficiency by reducing the weight of automobile bodies, in consideration of the global environment.
  • the thickness of the steel sheet can be reduced to reduce the weight of the vehicle body while imparting desired strength to the vehicle body.
  • Patent Document 1 As a high-strength steel sheet used for automobile parts, etc., it has a predetermined chemical composition, a predetermined steel sheet structure mainly composed of martensite and bainite, and is rolled.
  • Patent Document 2 discloses that the ferrite area ratio is 30% or less (including 0%), the bainite area ratio is 5% or less (including 0%), and the martensite and tempered martensite area ratio is 70%. Above (including 100%), the retained austenite area ratio is 2.0% or less (including 0%), and the ratio of dislocation density within the range of 0 to 20 ⁇ m from the steel plate surface to the dislocation density at the center of the plate thickness is 90% or more 110% or less, the steel structure has a steel structure in which the average of the cementite particle diameter within the top 10% from the steel plate surface to a depth of 100 ⁇ m is 300 nm or less, and the steel plate has a maximum warpage amount when sheared at a length of 1 m in the longitudinal direction of the steel plate. A steel sheet having a thickness of 15 mm or less is disclosed. Patent Document 2 discloses that this thin steel sheet has a tensile strength of 980 MPa or more, and that a tensile strength of 2000 MPa or more
  • the chemical composition (C, Si, Mn, Al, P, S) satisfies the specified range, the balance is iron and inevitable impurities, and martensite accounts for 95 areas in the entire structure. % or more, and the structure from the position of 10 ⁇ m in the plate thickness direction to the position of 1 ⁇ 4 of the plate thickness in the plate thickness direction from the steel plate surface satisfies a predetermined relational expression, and the tensile strength is 1180 MPa or more.
  • a high-strength steel sheet with excellent delayed fracture resistance is disclosed.
  • high-strength steel sheets having a tensile strength of 1310 MPa or more have been proposed.
  • Such high-strength steel sheets generally have a main structure of martensite and/or tempered martensite.
  • a high-strength steel sheet whose main structure is martensite or tempered martensite was subjected to a load that caused deformation, left for a certain period of time after unloading, and then reapplied a load.
  • the flow stress when the load was applied again was lower than the flow stress when the load was first applied (hereinafter sometimes simply referred to as a decrease in the flow stress).
  • Patent Documents 1 to 3 there is room for improvement without any consideration of the decrease in flow stress when such a load is applied again.
  • the present invention was made in view of the above.
  • the present invention relates to a cold-rolled steel sheet having a structure mainly composed of martensite and tempered martensite, which is applied with a load, unloaded, allowed to stand for a certain period of time, and then applied with a load again.
  • An object of the present invention is to provide a cold-rolled steel sheet capable of suppressing the flow stress when it is pressed from becoming lower than the flow stress when the load is first applied (suppressing the decrease of the flow stress).
  • the present inventors investigated the cause of the decrease in flow stress described above. As a result, even if the structure is martensite and/or tempered martensite throughout the plate thickness direction, if the dislocation density in the structure differs depending on the position in the plate thickness direction, the flow stress is reduced. I found out. Moreover, as a result of further investigation by the present inventors, it was found that even if the difference in dislocation density at each position in the plate thickness direction is small, the flow stress may decrease. The present inventors further investigated the cause of this. As a result, it was found that even if the difference in dislocation density in the plate thickness direction is small, the flow stress decreases when the dislocations are mainly mobile dislocations.
  • the cold-rolled steel sheet according to one aspect of the present invention has, in mass%, C: 0.150 to 0.500%, Si: 0.01 to 2.00%, Mn: 0.50 to 3.00 %, P: 0.0200% or less, S: 0.0200% or less, Al: 0.100% or less, N: 0.0200% or less, O: 0.020% or less, Ni: 0 to 1.000% , Mo: 0-1.000%, Cr: 0-2.000%, B: 0-0.010%, As: 0-0.050%, Co: 0-0.500%, Ti: 0- 0.500%, Nb: 0-0.500%, V: 0-0.500%, Cu: 0-0.500%, W: 0-0.100%, Ta: 0-0.100%, Ca: 0-0.050%, Mg: 0-0.050%, La: 0-0.050%, Ce: 0-0.050%, Y: 0-0.050%, Zr:
  • the microstructure in the t/4 part is 0% or more and 10.0 % or less retained austenite and 90.0% or more and 100% or less of one or two of martensite and tempered martensite, and the dislocation density of the surface layer portion with respect to the dislocation density of the t/4 part is 0.80 or more, the ratio of the hardness of the surface layer portion to the hardness of the t/4 part is 0.90 or more, and the tensile strength is 1310 MPa or more.
  • a method for manufacturing a cold-rolled steel sheet according to another aspect of the present invention includes hot-rolling the slab having the chemical composition described in [1] to obtain a hot-rolled steel sheet, and rolling the hot-rolled steel sheet in the width direction.
  • the cold-rolled steel sheet after holding is held at an annealing temperature, and the average cooling rate to 400 ° C. is 10 ° C./sec or more, and the average cooling rate from 400 ° C. to a cooling stop temperature of 100 ° C. or less is
  • the difference between the plate thickness of the central portion in the width direction of the steel plate and the plate thickness of the edge portion is 10 ⁇ m or more.
  • the cold-rolled steel sheet having a structure mainly composed of martensite and tempered martensite is applied with a load, unloaded, left for a certain period of time, and then reapplied with a load. It is also possible to provide a cold-rolled steel sheet and a method of manufacturing the same, which can suppress the flow stress when the load is applied again from becoming lower than the flow stress when the load is first applied.
  • the cold-rolled steel sheet according to one embodiment of the present invention (cold-rolled steel sheet according to the present embodiment) and a manufacturing method for obtaining the cold-rolled steel sheet will be described.
  • the cold-rolled steel sheet according to the present embodiment has a predetermined chemical composition, a range of 1/8 to 3/8 of the plate thickness in the plate thickness direction from the surface to t / 4 parts, and from the surface in the plate thickness direction
  • the microstructure (metal structure) in the t / 4 part is, in volume fraction, 0% or more and 10.0% or less retained austenite and 90.0% or more and 100%
  • the ratio of the dislocation density in the surface layer portion to the dislocation density in the t/4 portion is 0.80 or more
  • the t/4 A ratio of the hardness of the surface layer portion to the hardness of the portion is 0.90 or more.
  • the tensile strength is 1310 MPa or more.
  • the range shown between “-” basically includes the values at both ends as the lower limit and the upper limit. However, numerical values indicated as “more” and “less than” are not included in the range.
  • % of the content of each element means % by mass.
  • C 0.150-0.500% C is related to the hardness of martensite and tempered martensite, and is an element necessary for increasing the strength of the steel sheet. In order to obtain a tensile strength of 1310 MPa or more, the C content should be at least 0.150% or more. Therefore, the C content should be 0.150% or more. The C content is preferably 0.180% or more, more preferably 0.200% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.500%, weldability deteriorates and formability deteriorates. Therefore, the C content should be 0.500% or less. The C content is preferably 0.350% or less, more preferably 0.300% or less.
  • Si 0.01-2.00% Si is a solid-solution strengthening element, and is an element effective in increasing the strength of a steel sheet.
  • the Si content is set to 0.01% or more.
  • the Si content is preferably 0.10% or more, more preferably 0.20% or more.
  • the Si content should be 2.00% or less.
  • the Si content is preferably 1.80% or less, more preferably 1.70% or less.
  • Mn 0.50-3.00%
  • Mn is an element that improves hardenability and promotes the formation of martensite. If the Mn content is less than 0.50%, it becomes difficult to obtain the targeted microstructure. Therefore, the Mn content should be 0.50% or more. On the other hand, if the Mn content is excessive, the segregation of Mn reduces the effect of improving the hardenability and increases the material cost. Therefore, the Mn content is set to 3.00% or less. The Mn content is preferably 2.80% or less.
  • P 0.0200% or less
  • the P content is an element contained in steel as an impurity, and segregates at grain boundaries to embrittle the steel.
  • the P content is preferably as small as possible, and may be 0%, but the P content should be 0.0200% or less in consideration of the P removal time and cost.
  • the P content is preferably 0.0150% or less, more preferably 0.0100% or less. From the viewpoint of costs such as refining, the P content may be 0.0001% or more.
  • S 0.0200% or less
  • S is an element contained in steel as an impurity, and is an element that forms sulfide-based inclusions and deteriorates the formability of the steel sheet.
  • the S content is preferably as small as possible, and although it may be 0%, the S content should be 0.0200% or less in consideration of the S removal time and cost.
  • the S content is preferably 0.0100% or less, more preferably 0.0050% or less, still more preferably 0.0030% or less. From the viewpoint of costs such as refining, the S content may be 0.0001% or more.
  • Al 0.100% or less
  • Al is an element that acts to deoxidize molten steel.
  • the cold-rolled steel sheet according to the present embodiment does not necessarily contain Al, and the Al content may be 0%, but Al may be contained for the purpose of deoxidizing.
  • the Al content is preferably 0.001% or more.
  • Al, like Si has the effect of increasing the stability of austenite, so it may be contained in order to obtain retained austenite.
  • the Al content is set to 0.100% or less.
  • the Al content is preferably 0.050% or less, more preferably 0.040% or less, still more preferably 0.030% or less.
  • N 0.0200% or less
  • N is an element that can be contained in steel as an impurity, and is an element that forms coarse precipitates and deteriorates formability. Therefore, the N content should be 0.0200% or less.
  • the N content is preferably 0.0100% or less, more preferably 0.0060% or less.
  • the N content is preferably as low as possible and may be 0%, but from the viewpoint of costs such as refining, it may be 0.0001% or more.
  • O 0.020% or less
  • O is an element contained as an impurity. If the O content exceeds 0.020%, coarse oxides are formed in the steel and formability is lowered. Therefore, the O content should be 0.020% or less.
  • the O content is preferably 0.010% or less, more preferably 0.005% or less.
  • the O content may be 0%, but from the viewpoint of costs such as refining, the O content may be 0.0001% or more, or 0.001% or more.
  • the balance other than the above elements is basically Fe and impurities.
  • An impurity is an element that is allowed to exist within a range that is mixed from the steel raw material and/or during the steelmaking process and does not clearly deteriorate the properties of the cold-rolled steel sheet according to the present embodiment.
  • the chemical composition of the cold-rolled steel sheet according to the present embodiment includes Ni, Mo, Cr, B, As, Co, Ti, Nb, V, One or more selected from the group consisting of Cu, W, Ta, Ca, Mg, La, Ce, Y, Zr, Sb, and Sn may be contained within the range described below. Since these elements do not have to be contained, the lower limit is 0%. Moreover, if the content is within the range described later, even if these elements are contained as impurities, the effects of the cold-rolled steel sheet according to the present embodiment are not impaired.
  • Ni, Mo, Cr, B, and As are elements that improve the hardenability and contribute to increasing the strength of the steel sheet. Therefore, these elements may be contained.
  • the Ni content, Mo content, and Cr content should be 0.010% or more
  • the B content should be 0.0001% or more
  • the As content should be 0.001%. % or more. More preferably, the Ni content, Mo content and Cr content are 0.050% or more, the B content is 0.001% or more, and the As content is 0.005% or more. It is not essential to obtain the above effects.
  • the Ni content and Mo content are 1.000% or less, the Cr content is 2.000% or less, the B content is 0.010% or less, and the As content is 0.050% or less. do.
  • the Ni content and Mo content are each preferably 0.500% or less, the Cr content is preferably 1.000% or less, the B content is preferably 0.0060% or less, and the As content is 0. .030% or less.
  • Co is an element effective in improving the strength of the steel sheet.
  • the Co content may be 0%, but in order to obtain the above effect, the Co content is preferably 0.010% or more, more preferably 0.100% or more.
  • the Co content is set to 0.500% or less.
  • Ti, Nb, V, Cu, W, and Ta are elements that act to improve the strength of the steel sheet by precipitation hardening. Therefore, these elements may be contained. In order to sufficiently obtain the above effects, it is preferable that at least one of Ti, Nb, V, Cu, W and Ta is contained and the content of each is 0.001% or more. On the other hand, if these elements are contained excessively, the recrystallization temperature rises, the metal structure of the cold-rolled steel sheet becomes uneven, and the formability is impaired. Therefore, the Ti content, Nb content, V content, and Cu content should each be 0.500% or less. Also, the W content and the Ta content are each set to 0.100% or less.
  • Ca, Mg, La, Ce, Y, Zr, and Sb are elements that contribute to the fine dispersion of inclusions in the steel, and the fine dispersion contributes to the improvement of the formability of the steel sheet. Therefore, these elements may be contained.
  • one or more of Ca, Mg, La, Ce, Y, Zr, and Sb is preferably contained, and the content of each is preferably 0.001% or more.
  • the contents of Ca, Mg, La, Ce, Y, Zr, and Sb should each be 0.050% or less.
  • Sn 0-0.050%
  • Sn is an element that suppresses coarsening of crystal grains and contributes to improvement of steel sheet strength. Therefore, Sn may be contained.
  • Sn is an element that may cause deterioration of the cold formability of the steel sheet due to embrittlement of ferrite. If the Sn content exceeds 0.050%, the adverse effect becomes noticeable, so the Sn content is made 0.050% or less.
  • the Sn content is preferably 0.040% or less.
  • the chemical composition of the cold-rolled steel sheet according to this embodiment can be obtained by the following method. For example, it may be measured using ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry) for chips according to JISG1201 (2014). In this case, the chemical composition is the average content over the entire plate thickness. Cannot be measured by ICP-AES, C and S are measured using the combustion-infrared absorption method, N is measured using the inert gas fusion-thermal conductivity method, and O is measured using the inert gas fusion-nondispersive infrared absorption method. do it.
  • the chemical composition may be analyzed after removing the coating layer by mechanical grinding or the like. When the coating layer is a plated layer, it may be removed by dissolving the plated layer in an acid solution containing an inhibitor for suppressing corrosion of the steel sheet.
  • Retained austenite contributes to the improvement of the formability of the steel sheet through the improvement of the uniform elongation of the steel sheet due to the TRIP effect. Therefore, retained austenite (retained ⁇ ) may be contained.
  • the volume fraction of retained austenite is preferably 1.0% or more.
  • the volume fraction of retained austenite is more preferably 2.0% or more, and still more preferably 3.0% or more.
  • the volume fraction of retained austenite becomes excessive, the grain size of retained austenite increases.
  • the volume fraction of retained austenite is set to 10.0% or less.
  • the volume fraction of retained austenite is preferably 8.0% or less, more preferably 7.0% or less.
  • Structures other than retained austenite include one or two of martensite and tempered martensite. Martensite (so-called fresh martensite) and tempered martensite are aggregates of lath-like crystal grains and greatly contribute to strength improvement. Therefore, the cold-rolled steel sheet according to the present embodiment contains martensite and tempered martensite in a total volume fraction of 90.0 to 100%.
  • tempered martensite is a hard structure containing fine iron-based carbides inside due to tempering. Compared to martensite, tempered martensite contributes less to strength improvement, but is not brittle and has a ductile structure. is preferred. For example, the volume fraction of tempered martensite is 85.0% or more. On the other hand, to obtain high strength, it is preferable to increase the volume fraction of martensite.
  • the microstructure may contain bainite in addition to retained austenite, martensite and tempered martensite. Ferrite and perlite are preferably not included.
  • the volume ratio of each structure in the t/4 part microstructure of the cold-rolled steel sheet according to the present embodiment is measured as follows.
  • the volume fraction of ferrite, bainite, martensite, tempered martensite, and pearlite was determined by taking a test piece from an arbitrary position in the rolling direction and width direction of the steel plate, The parallel cross section) is polished, and the structure revealed by nital etching is observed using SEM in the range of 1/8 to 3/8 of the plate thickness (t/4 part) from the surface.
  • SEM 5 visual fields of 30 ⁇ m ⁇ 50 ⁇ m are observed at a magnification of 3000 times, the area ratio of each tissue is measured from the observed images, and the average value is calculated.
  • the area ratio of the longitudinal section parallel to the rolling direction is equal to the volume ratio.
  • the area where the lower structure does not appear and the brightness is low is taken as ferrite.
  • the region where the substructure does not appear and the brightness is high is assumed to be martensite or retained austenite.
  • the region where the substructure is exposed is assumed to be tempered martensite or bainite.
  • Bainite and tempered martensite can also be distinguished by careful observation of intragranular carbides.
  • the tempered martensite is composed of martensite laths and cementite generated inside the laths.
  • cementite constituting tempered martensite has a plurality of variants.
  • bainite is classified into upper bainite and lower bainite. Since the upper bainite is composed of lath-shaped bainitic ferrite and cementite generated at the lath interface, it can be easily distinguished from tempered martensite.
  • the lower bainite is composed of lath-like bainitic ferrite and cementite generated inside the lath.
  • the bainitic ferrite and cementite have one type of crystal orientation relationship unlike the tempered martensite, and the cementite constituting the lower bainite has the same variant. Therefore, lower bainite and tempered martensite can be distinguished based on the cementite variant.
  • martensite and retained austenite cannot be clearly distinguished by SEM observation. Therefore, the volume fraction of martensite is calculated by subtracting the volume fraction of retained austenite calculated by the method described later from the volume fraction of the structure determined to be martensite or retained austenite.
  • the volume fraction of retained austenite is obtained by taking a test piece from an arbitrary position on the steel plate, chemically polishing the rolled surface from the steel plate surface to the position of 1/4 of the plate thickness, and measuring the ferrite (200), (210) with MoK ⁇ rays. It is quantified from the integrated intensity and the (200), (220), and (311) integrated intensity of austenite.
  • the cold-rolled steel sheet according to the present embodiment has a microstructure mainly composed of martensite and/or tempered martensite obtained by tempering martensite. Martensite can be obtained by holding a steel plate in the austenitic single phase region and then quenching it. For example, a difference occurs in the dislocation density included. This difference is due to the difference in timing of metamorphosis. That is, during cooling, the temperature of the region near the surface of the steel plate first drops, and then the temperature inside the steel plate drops. Therefore, transformation from austenite to martensite occurs first on the surface layer side of the steel sheet.
  • the martensite generated on the surface layer side is held at a higher temperature for a longer period of time than the martensite in the interior, thereby promoting tempering. Tempering reduces the dislocation density in martensite. If such a difference in dislocation density exists, when a load that causes deformation is applied, the load is removed, the load is left for a certain period of time, and then the load is applied again, the flow stress when the load is applied again is the first It is lower than the flow stress when a load is applied.
  • the ratio ( ⁇ s / ⁇ t/4 ) of the dislocation density ( ⁇ s ) of the surface layer portion to the dislocation density ( ⁇ t/4 ) of t/4 portion is set to 0.0. 80 or more.
  • ( ⁇ s / ⁇ t/4 ) is preferably 0.85 or more, more preferably 0.90 or more.
  • the dislocation density of t/4 parts is preferably 5.2 ⁇ 10 15 m ⁇ 2 or more. Therefore, considering the preferable range of ⁇ s / ⁇ t/4 , the dislocation density in the surface layer is preferably 4.2 ⁇ 10 15 m ⁇ 2 or more.
  • the dislocation density at each position is obtained by the following method. Considering that the position 20 ⁇ m from the surface of the steel plate is the representative structure of the surface layer, and the position 1/4 of the plate thickness from the surface is the representative structure of the t/4 part, a sample ground 20 ⁇ m from the surface and a sample 1 thickness from the surface. Samples are prepared by grinding /4, and X-ray diffraction is performed on each ground surface after removing strain by chemical polishing.
  • the dislocation density at a position 20 ⁇ m from the surface and the dislocation density at a position 1/4 of the plate thickness from the surface Ask for Specifically, ISIJ Int. vol. 50 (2010) p. 875-882 to determine the dislocation density.
  • the dislocation density at a position 20 ⁇ m from the surface is defined as the dislocation density of the surface layer portion, and the dislocation density at a position 1/4 of the plate thickness from the surface is defined as the dislocation density of t/4 portion.
  • the hardness ratio is preferably 0.92 or more, more preferably 0.94 or more, and still more preferably 0.95 or more. Immobilization of dislocations can be achieved by applying skin-pass rolling to a steel sheet intentionally provided with a difference in sheet thickness, as will be described later. Since there is a correlation between tensile strength and hardness, the hardness of t/4 part is preferably 360 Hv or more. Therefore, considering the preferable range of the ratio of the hardness of the surface layer to the hardness of t/4 parts, the hardness of the surface layer is preferably 324 Hv or more.
  • Hardness is obtained by the following method. A cut surface perpendicular to the rolling direction of the steel plate and parallel to the plate thickness direction is formed and mirror-polished. Subsequently, on the cut surface, Vickers hardness is measured at four points each at a position 20 ⁇ m from the surface of the steel sheet and at a position 1/4 of the thickness from the surface, based on JISZ2244-1 (2020). The load in the Vickers hardness measurement shall be 2 kgf. The average value of hardness measurements at a position 20 ⁇ m from the surface of the steel sheet is taken as the hardness of the surface layer, and the average value of the hardness measurements at a position 1 ⁇ 4 of the plate thickness from the surface is taken as the hardness of t/4 parts.
  • the cold-rolled steel sheet according to the present embodiment contains zinc, aluminum, magnesium, or one or more alloys thereof on (one or both) surfaces, or zinc, aluminum, magnesium, or one or more thereof may have a coating layer made of an alloy of (containment of impurities etc. is permitted). Corrosion resistance is improved by providing a coating layer on the surface. Steel sheets for automobiles may not be thinned to a certain thickness or less even if they are strengthened due to concerns about perforation due to corrosion. One of the purposes of increasing the strength of steel sheets is to reduce the weight by making them thinner. Therefore, even if a high-strength steel sheet is developed, its application is limited if the corrosion resistance is low.
  • the coating layer is, for example, a hot dip galvanizing layer, an alloyed hot dip galvanizing layer, an electrogalvanizing layer, an aluminum plating layer, a Zn-Al alloy plating layer, an Al-Mg alloy plating layer, or a Zn-Al-Mg alloy plating layer.
  • the reference surface of the above-mentioned t/4 part, etc. is the surface of the base iron excluding the coating layer.
  • a tensile strength (TS) of 1310 MPa or more is targeted as strength contributing to weight reduction of automobile bodies.
  • the tensile strength is preferably 1400 MPa or more, more preferably 1470 MPa or more.
  • the tensile strength may be 2000 MPa or less.
  • the cold-rolled steel sheet according to the present embodiment can obtain the effect as long as it has the above characteristics regardless of the manufacturing method, but can be stably manufactured according to the following manufacturing method.
  • the cold-rolled steel sheet according to this embodiment can be manufactured by a manufacturing method including the following steps (I) to (VI).
  • (I) A slab having a predetermined chemical composition is hot-rolled to form a hot-rolled steel sheet, and the hot-rolled steel sheet is heated at a temperature of more than 600 ° C. and 700 ° C. or less at the center in the width direction at a position 20 mm from the end in the width direction.
  • a hot rolling step (III) in which the temperature of a certain edge portion is wound in a state of 600° C.
  • a cold-rolling step (IV) in which the cold-rolled steel sheet is obtained by heating the cold-rolled steel sheet to an annealing temperature of more than 3 ° C. Ac, holding at the annealing temperature, and the cold-rolled steel sheet after the holding, Cooling to the cooling stop temperature so that the average cooling rate up to 400 ° C. is 10 ° C./sec or more and the average cooling rate from 400 ° C. to the cooling stop temperature of 100 ° C. or less is 15 ° C./sec or more.
  • Annealing step (V) Heat treatment step (VI) Heating the cold-rolled steel sheet after the annealing step to a temperature range of 200 to 350 ° C.
  • the cold-rolled steel sheet is A skin-pass rolling step in which skin-pass rolling is performed at a rolling reduction of 0.1% or more.
  • the width direction center portion of the cold-rolled steel plate after the cold-rolling step The difference between the plate thickness and the plate thickness of the edge portion is set to 10 ⁇ m or more.
  • Hot rolling process In the hot rolling step, a slab having the same chemical composition as that of the cold-rolled steel sheet according to the present embodiment is hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • Hot rolling is preferably carried out under conditions such that the temperature at which finish rolling is completed is Ac 3° C. or higher in order to satisfy the temperature for coiling, which will be described later.
  • the upper limit of the finish rolling completion temperature is not particularly limited, it is generally 950° C. or less.
  • This hot-rolled steel sheet is wound in a state in which the temperature of the center portion in the width direction is more than 600° C. and 700° C. or less, and the temperature of the edge portion located 20 mm from the end portion in the width direction is 600° C. or less.
  • the edge portion In order to make the winding temperature of the edge portion lower than that of the center portion in the width direction, the edge portion is cooled so that the cooling rate is faster than that of the center portion. For example, when only the edge portion of the steel plate after hot rolling is water-cooled, or when the entire steel plate is water-cooled, the amount of cooling water for the edge portion may be set larger than that for the center portion in the width direction. After being water-cooled, the edge portion is tempered by heat transfer from the widthwise central portion, which has a higher temperature, during winding, and thus is softened more than the widthwise central portion. As a result, the strength of the edge portion becomes lower than the strength of the central portion in the width direction in a state of being cooled to around room temperature.
  • a thickness difference occurs between the central portion in the width direction of the steel sheet and the edge portions. If the winding temperature of the widthwise central portion exceeds 700° C., the widthwise central portion is softened. Also, if the winding temperature of the central portion in the width direction is 600° C. or less, the temperature difference with the edge portion becomes small, or the edge portion cannot be sufficiently tempered.
  • the winding temperature of the central portion is preferably 620° C. or higher. Moreover, when the winding temperature of the edge portion exceeds 600° C., a sufficient softening effect by tempering cannot be obtained. Further, when the winding temperature of the edge portion is 400° C.
  • the steel sheet is tempered by heat transfer from the widthwise central portion, but the strength increases, so the cold rolling load increases, and cracking may occur in some cases.
  • the winding temperature at the edge is therefore preferably above 400°C, more preferably above 450°C.
  • the difference in winding temperature between the widthwise central portion and the edge portion is preferably 50°C or more, more preferably 75°C or more, and 100°C. °C or more is more preferable.
  • the method of manufacturing slabs to be hot-rolled is not particularly limited.
  • the steel having the chemical composition described above is melted by known means and then cast into steel ingots by continuous casting, or by any casting method into steel ingots. After that, it is made into a billet by a method such as blooming.
  • the continuous casting process in order to suppress the occurrence of surface defects caused by inclusions, it is preferable to cause the molten steel to undergo external additional flow such as electromagnetic stirring within the mold.
  • the steel ingot or billet that has been cooled once may be reheated and subjected to hot rolling. Alternatively, the steel may be subjected to hot rolling after being kept warm or subjected to auxiliary heating. In the present embodiment, such steel ingots and billets are collectively referred to as "slabs" as materials for hot rolling.
  • Cold rolling process In the cold-rolling process, the hot-rolled steel sheet after the hot-rolling process is pickled and cold-rolled at a rolling reduction of 30 to 90% to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • Pickling conditions are not particularly limited, and known conditions may be used.
  • a steel sheet having a difference in strength in the width direction is cold rolled to obtain a steel sheet (cold-rolled steel sheet) having a difference in thickness in the width direction. If the rolling reduction (accumulated rolling reduction) of cold rolling is less than 30%, a sufficient thickness difference cannot be provided. On the other hand, if the reduction in cold rolling exceeds 90%, the cold rolling load becomes too large, making cold rolling difficult.
  • the thickness of the central portion in the width direction of the cold-rolled steel sheet after the cold-rolling process and the thickness of the cold-rolled steel sheet are A cold-rolled steel sheet having a thickness difference of 10 ⁇ m or more from the thickness of the edge portion is obtained.
  • the plate thickness difference is preferably 15 ⁇ m or more.
  • the upper limit of the plate thickness difference is not limited, if the plate thickness difference is large, cracks may occur from the thin plate thickness portion, and the hole expansibility may be deteriorated. Therefore, from the viewpoint of formability, the plate thickness difference may be 55 ⁇ m or less.
  • the thickness of the central portion in the width direction and the thickness of the edge portion can be measured by installing a scanning thickness gauge on the delivery side of the cold rolling mill.
  • width trimming may be performed by cutting off an arbitrary width from the ends of the steel plate in the width direction. By performing width trimming, even if cracks or flaws occur at the ends of the cold-rolled steel sheet, the steel sheet can be subjected to the next process by cutting off the cracks or flaws, which is preferable in terms of cost and yield. .
  • the annealing step the cold-rolled steel sheet after the cold rolling step or, if necessary, the width trimming step, is heated to an annealing temperature above 3° C. Ac and held at this annealing temperature. If the annealing temperature is Ac 3° C. or lower, the structure will not undergo austenite transformation sufficiently, and a desired microstructure mainly composed of martensite cannot be obtained after the annealing process. On the other hand, an excessively high temperature heating such as an annealing temperature exceeding 900° C. causes an increase in manufacturing cost. Therefore, the annealing temperature is preferably 900° C. or lower.
  • the temperature (° C.) at the Ac3 point can be obtained by the following method.
  • the symbol of an element included in the formula means the content of the element included in the steel sheet in unit mass %.
  • the holding time at the annealing temperature is preferably 40-135 seconds. If the holding time is less than 40 seconds, austenitization may not proceed sufficiently. Moreover, if the retention time exceeds 135 seconds, the productivity will decrease.
  • the cold-rolled steel sheet after the holding has an average cooling rate of 10°C/sec or more up to 400°C and an average cooling rate of 15°C/sec or more from 400°C to a cooling stop temperature of 100°C or less. , cool down to the cooling stop temperature. If the average cooling rate to 400° C. is less than 10° C./sec, ferrite can form in the microstructure. Also, if the average cooling rate from 400°C to the cooling stop temperature (100°C or less) is less than 15°C/sec, or if the cooling stop temperature is more than 100°C sec, bainite may form in the microstructure. be. In these cases, the desired microstructure is not obtained.
  • a coating layer made of zinc, aluminum, magnesium, or an alloy of one or more thereof may be formed on the surface (one or both surfaces) of the cold-rolled steel sheet.
  • the average cooling rate up to 400 ° C. is 10 ° C./sec or more, and the average cooling rate from 400 ° C. to the cooling stop temperature of 100 ° C. or less is 15 ° C./sec.
  • the steel sheet is immersed in the plating bath to form a hot-dip coating on the surface within a range of 450 to 470° C. for 10 to 40 seconds.
  • the steel sheet When the hot-dip galvanized layer is alloyed, the steel sheet is immersed in a plating bath to form a hot-dip galvanized layer, and the steel sheet is heated to a temperature range of 470 to 550 ° C. (alloying temperature). Holding for 10 to 40 seconds is preferred. If the alloying temperature is lower than 470°C, the alloying may not proceed sufficiently. On the other hand, if the alloying temperature exceeds 550° C., the alloying progresses excessively, and the Fe concentration in the coating layer exceeds 15% due to the generation of the ⁇ phase, which may deteriorate the corrosion resistance. More preferably, the alloying temperature is 480° C. or higher. Also, the alloying temperature is more preferably 540° C. or lower.
  • Cooling in the annealing process transforms untransformed austenite into martensite in the microstructure of the cold-rolled steel sheet. However, some austenite may not transform and become retained austenite.
  • Such a cold-rolled steel sheet is subjected to heat treatment by heating to a temperature range of 200 to 350° C. and maintaining it in this temperature range. Part or all of the martensite becomes tempered martensite by this heat treatment.
  • the holding time is preferably 1 second or more. If the heating temperature is less than 200° C., martensite may not be sufficiently tempered, and satisfactory changes in microstructure and mechanical properties may not be brought about. If the heating temperature exceeds 350° C., the dislocation density in the tempered martensite may decrease, resulting in a decrease in tensile strength.
  • the cold-rolled steel sheet after the heat treatment step is subjected to skin-pass rolling at a rolling reduction of 0.1% or more.
  • the cold-rolled steel sheet after the heat treatment step has a thickness difference of 10 ⁇ m or more between the center portion in the width direction and the edge portions.
  • the rolling reduction can be arbitrarily selected by setting the skin pass rolling mill, but if there is a difference in plate thickness, the amount of strain that is assumed to be introduced by the rolling reduction that is set when the plate thickness is uniform is Furthermore, the amount of strain introduced into the surface layer portion can be increased.
  • a cold-rolled steel sheet having a predetermined thickness difference is subjected to skin-pass rolling to introduce strain into the surface layer, thereby increasing the dislocation density in the surface layer and immobilizing the dislocations.
  • the rolling reduction is less than 0.1%, a sufficient effect cannot be obtained, so the rolling reduction is made 0.1% or more.
  • the upper limit of the rolling reduction is not limited, if it exceeds 1.5%, the productivity drops significantly, so it is preferably less than 1.5%.
  • a steel sheet having a tensile strength of 1310 MPa or more is not subjected to skin-pass rolling with a rolling reduction of 0.1% or more. Then, a skin pass is performed with a rolling reduction of 0.1% or more.
  • Slabs (steel grades A to W) having the chemical compositions shown in Tables 1-1 and 1-2 (unit: % by mass, balance: Fe and impurities) were produced by continuous casting.
  • hot rolling is performed so that the completion temperature of finish rolling is Ac 3 ° C. or higher, and coiling is performed under the conditions in Table 2-1 by changing the cooling conditions for the central portion and the edge portion. to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • These hot-rolled steel sheets were cold-rolled under the conditions shown in Table 2-1 to obtain cold-rolled steel sheets having the thickness differences shown in Table 2-1.
  • These cold-rolled steel sheets were subjected to annealing, heat treatment, and skin-pass rolling under the conditions shown in Table 2-2.
  • Some of the cold-rolled steel sheets were hot-dip galvanized during annealing. Some of the plating layers were alloyed by changing the holding temperature after immersion in the plating bath. The holding time was 10 to 40 seconds in each case.
  • GI indicates that a hot-dip galvanized layer is formed
  • GA indicates that an alloyed hot-dip galvanized layer is formed.
  • Tensile strength was obtained by the following method. Tensile strength (TS) is measured by taking a JIS No. 5 test piece from a direction in which the longitudinal direction of the test piece is parallel to the rolling direction of the steel plate, and performing a tensile test in accordance with JIS Z 2241 (2011). bottom. The results are shown in Table 3-2.
  • a post-prestraining tensile test was performed in the following manner.
  • the change in flow stress was measured by taking a JIS No. 5 test piece from a direction in which the longitudinal direction of the test piece is parallel to the rolling direction of the steel plate, and applying a prestrain of 0.1% in accordance with JIS Z 2241 (2011). After application, evaluation was made by comparing the stress when the test piece left for one day after unloading was re-pulled and the stress when 0.1% pre-strain was applied.
  • No. 1 which is an example of the invention.
  • the tensile strength was 1310 MPa or more, and the decrease in flow stress was suppressed to less than 80 MPa.
  • no. In 31 to 45 a tensile strength of 1310 MPa or more was not obtained, or a decrease in flow stress of 80 MPa or more was observed.

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Abstract

この冷延鋼板は、所定の化学組成を有し、表面から板厚方向に板厚の１／８～３／８の範囲をｔ／４部、前記表面から前記板厚方向に２０μｍの範囲を表層部としたとき、前記ｔ／４部におけるミクロ組織が、体積率で、０％以上、１０．０％以下の残留オーステナイトと、９０．０％以上、１００％以下の、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの１種または２種とを含み、前記ｔ／４部の転位密度に対する、前記表層部の転位密度の比が、０．８０以上であり、前記ｔ／４部の硬さに対する、前記表層部の硬さの比が、０．９０以上であり、引張強さが１３１０ＭＰａ以上である。

Description

冷延鋼板及びその製造方法
　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０７月２１日に、日本に出願された特願２０２１－１２０８９５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。例えば自動車用鋼板に関しては、地球環境への配慮から、車体軽量化による燃費の向上のために、高い強度が求められている。高強度鋼板を自動車の車体に適用した場合、鋼板の板厚を薄くして車体を軽量化しながら、所望の強度を車体に付与することができる。
　近年、自動車用鋼板に対する要望はさらに高度化し、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っており、１３１０ＭＰａ以上の引張強さを有する鋼板が求められている。
　このような要求に対し、例えば、特許文献１では、自動車部品等に用いられる高強度鋼板として、所定の成分組成を有し、マルテンサイトとベイナイトを主とする所定の鋼板組織を有し、圧延方向に垂直な断面にある平均粒径が５μｍ以上の介在物の平均個数が、５．０個／ｍｍ２以下である、耐遅れ破壊特性に優れた、引張強度が１４７０ＭＰａ以上である高強度鋼板が開示されている。
　また、特許文献２には、フェライト面積率が３０％以下（０％を含む）、ベイナイト面積率が５％以下（０％を含む）、マルテンサイトおよび焼き戻されたマルテンサイト面積率が７０％以上（１００％含む）、残留オーステナイト面積率が２．０％以下（０％を含む）、板厚中央部の転位密度に対する鋼板表面から０～２０μｍの範囲内の転位密度の割合が９０％以上１１０％以下、鋼板表面から深さ１００μｍまでのセメンタイト粒子径上位１０％以内の平均が３００ｎｍ以下である鋼組織を有し、鋼板長手方向に長さ１ｍでせん断した際の鋼板の最大反り量が１５ｍｍ以下である薄鋼板が開示されている。特許文献２では、この薄鋼板は、９８０ＭＰａ以上の引張強さを有し、２０００ＭＰａ以上の引張強さを得ることもできることが示されている。
　また、特許文献３には、化学成分組成（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｓ）が、規定の範囲を満たし、残部が鉄及び不可避不純物からなり、全組織に占めるマルテンサイトが９５面積％以上であり、かつ、鋼板表面から板厚方向に深さ１０μｍの位置から板厚の１／４深さの位置までの組織が所定の関係式を満たし、かつ引張強度が１１８０ＭＰａ以上である、耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼板が開示されている。
日本国特許第６７２９８３５号公報 国際公開第２０２０／０２６８３８号 日本国特開２０１３－１０４０８１号公報
　上述の通り、従来、引張強さが１３１０ＭＰａ以上の高強度鋼板については提案されている。このような高強度鋼板は、一般に、主な組織がマルテンサイト及び／または焼戻しマルテンサイトである。
　本発明者らが検討した結果、主な組織がマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトである高強度鋼板において、変形が生じるような荷重を加え、除荷した後に一定期間放置し、その後再度荷重を加えた場合、再度荷重を加えた際の流動応力が、最初に荷重を加えた際の流動応力よりも低くなる（以下単に流動応力が低下するという場合がある）ことが分かった。しかしながら、特許文献１～３では、このような再度荷重を加えた際の流動応力の低下について、何ら検討されておらず、改善の余地があった。
　本発明は、上記に鑑みてなされた。本発明は、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトを主体とする組織を有する冷延鋼板であって、荷重を加え、除荷した後に一定期間放置し、その後再度荷重を加えた場合に、再度荷重を加えた際の流動応力が、最初に荷重を加えた際の流動応力よりも低くなることを抑制（流動応力の低下を抑制）できる、冷延鋼板を提供することを課題とする。
　本発明者らは、上述した流動応力の低下が生じる原因について検討を行った。その結果、板厚方向全体に亘って組織がマルテンサイト及び／または焼戻しマルテンサイトであったとしても、板厚方向の位置によって、組織中の転位密度が異なる場合には、流動応力が低下することが分かった。
　また、本発明者らがさらに検討を行った結果、板厚方向の各位置での転位密度の差が小さい場合であっても、流動応力が低下する場合があることが分かった。本発明者らは、この原因について、さらに検討を行った。その結果、板厚方向に転位密度の差が小さくても、その転位が主に可動転位である場合には、流動応力が低下することが分かった。
　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：０．１５０～０．５００％、Ｓｉ：０．０１～２．００％、Ｍｎ：０．５０～３．００％、Ｐ：０．０２００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｎ：０．０２００％以下、Ｏ：０．０２０％以下、Ｎｉ：０～１．０００％、Ｍｏ：０～１．０００％、Ｃｒ：０～２．０００％、Ｂ：０～０．０１０％、Ａｓ：０～０．０５０％、Ｃｏ：０～０．５００％、Ｔｉ：０～０．５００％、Ｎｂ：０～０．５００％、Ｖ：０～０．５００％、Ｃｕ：０～０．５００％、Ｗ：０～０．１００％、Ｔａ：０～０．１００％、Ｃａ：０～０．０５０％、Ｍｇ：０～０．０５０％、Ｌａ：０～０．０５０％、Ｃｅ：０～０．０５０％、Ｙ：０～０．０５０％、Ｚｒ：０～０．０５０％、Ｓｂ：０～０．０５０％、Ｓｎ：０～０．０５０％、及び残部：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の１／８～３／８の範囲をｔ／４部、前記表面から前記板厚方向に２０μｍの範囲を表層部としたとき、前記ｔ／４部におけるミクロ組織が、体積率で、０％以上、１０．０％以下の残留オーステナイトと、９０．０％以上、１００％以下の、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの１種または２種とを含み、前記ｔ／４部の転位密度に対する、前記表層部の転位密度の比が、０．８０以上であり、前記ｔ／４部の硬さに対する、前記表層部の硬さの比が、０．９０以上であり、引張強さが１３１０ＭＰａ以上である。
［２］［１］に記載の冷延鋼板は、前記表面に亜鉛、アルミニウム、またはマグネシウム、あるいはそれらの一種以上の合金からなる被膜層を有していてもよい。
［３］本発明の別の態様に係る冷延鋼板の製造方法は、［１］に記載の前記化学組成を有するスラブを熱間圧延して熱延鋼板とし、前記熱延鋼板を、幅方向中央部の温度が６００℃超７００℃以下、幅方向端部から２０ｍｍの位置であるエッジ部の温度が６００℃以下の状態で巻き取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後の前記熱延鋼板を、酸洗し、３０～９０％の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る、冷間圧延工程と、前記冷延鋼板を、Ａｃ３℃超の焼鈍温度まで加熱し、前記焼鈍温度で保持を行い、前記保持後の、前記冷延鋼板を、４００℃までの平均冷却速度が１０℃／秒以上、かつ、４００℃から１００℃以下の冷却停止温度までの平均冷却速度が１５℃／秒以上となるように、前記冷却停止温度まで冷却する、焼鈍工程と、前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、２００～３５０℃の温度域に加熱し、前記温度域で保持する熱処理工程と、前記熱処理工程後の、前記冷延鋼板を、０．１％以上の圧下率でスキンパス圧延を行う、スキンパス圧延工程と、を有し、前記冷間圧延工程後の、前記冷延鋼板の幅方向の中央部の板厚とエッジ部の板厚との差が１０μｍ以上である。
［４］［３］に記載の冷延鋼板の製造方法は、前記焼鈍工程において、前記冷延鋼板の表裏面に亜鉛、アルミニウム、またはマグネシウム、あるいはそれらの一種以上の合金からなる被膜層を形成してもよい。
　本発明の上記態様によれば、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトを主体とする組織を有する冷延鋼板であって、荷重を加え、除荷した後に一定期間放置し、その後再度荷重を加えた場合に、再度荷重を加えた際の流動応力が、最初に荷重を加えた際の流動応力よりも低くなることを抑制できる、冷延鋼板、及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）及びその冷延鋼板が得られる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、所定の化学組成を有し、表面から板厚方向に板厚の１／８～３／８の範囲をｔ／４部、前記表面から前記板厚方向に２０μｍの範囲を表層部としたとき、前記ｔ／４部におけるミクロ組織（金属組織）が、体積率で、０％以上、１０．０％以下の残留オーステナイトと、９０．０％以上、１００％以下の、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの１種または２種とを含み、前記ｔ／４部の転位密度に対する、前記表層部の転位密度の比が、０．８０以上であり、前記ｔ／４部の硬さに対する、前記表層部の硬さの比が、０．９０以上である。また、引張強さが１３１０ＭＰａ以上である。
　以下、それぞれについて説明する。
　説明において、「～」を挟んで示される範囲は、原則としてその両端の値を下限値及び上限値として範囲に含む。ただし、「超」「未満」と示される数値については、範囲に含まない。
［化学組成］
　まず、化学組成について説明する。
　本実施形態において、各元素の含有量の％は質量％を意味する。
Ｃ：０．１５０～０．５００％
　Ｃは、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの硬度に関係し、鋼板の強度を上昇させるために必要な元素である。１３１０ＭＰａ以上の引張強さを得るためには少なくともＣ含有量が０．１５０％以上である必要がある。したがって、Ｃ含有量は０．１５０％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１８０％以上、より好ましくは０．２００％以上である。
　一方、Ｃ含有量が０．５００％超では溶接性が劣化するとともに成形性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．５００％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．３５０％以下、より好ましくは０．３００％以下である。
Ｓｉ：０．０１～２．００％
　Ｓｉは固溶強化元素であり、鋼板の高強度化に有効な元素である。この効果を得るため、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は、０．１０％以上とすることが好ましく、０．２０％以上とすることがより好ましい。
　一方、Ｓｉ含有量が過剰になると、成形性が低下するとともに、めっきとの濡れ性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は２．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、１．８０％以下とすることが好ましく、１．７０％以下とすることがより好ましい。
Ｍｎ：０．５０～３．００％
　Ｍｎは、焼入れ性向上元素であり、マルテンサイトの生成を促進する元素である。Ｍｎ含有量が０．５０％未満では、目標とするミクロ組織を得ることが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は０．５０％以上とする。
　一方、Ｍｎ含有量が過剰になると、Ｍｎの偏析により焼入れ性向上の効果が低下する上、素材コストが上昇する。そのため、Ｍｎ含有量は３．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．８０％以下である。
Ｐ：０．０２００％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０．０２００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０１５０％以下、より好ましくは０．０１００％以下である。
　精錬等のコストの観点から、Ｐ含有量を０．０００１％以上としてもよい。
Ｓ：０．０２００％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鋼板の成形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０．０２００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００５０％以下、さらに好ましくは０．００３０％以下である。
　精錬等のコストの観点から、Ｓ含有量を、０．０００１％以上としてもよい。
Ａｌ：０．１００％以下
　Ａｌは、溶鋼を脱酸する作用を有する元素である。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％でもよいが、脱酸目的でＡｌを含有させてもよい。その場合、Ａｌ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。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するので、残留オーステナイトを得るために、含有させても良い。
　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、所望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。
Ｎ：０．０２００％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成形性を劣化させる元素である。したがって、Ｎ含有量は０．０２００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０１００％以下であり、より好ましくは０．００６０％以下である。Ｎ含有量は、少ないほど好ましく０％でもよいが、精錬等のコストの観点から、０．０００１％以上としてもよい。
Ｏ：０．０２０％以下
　Ｏは不純物として含有される元素である。Ｏ含有量が０．０２０％を超えると鋼中に粗大な酸化物が形成されて成形性が低下する。したがって、Ｏ含有量は０．０２０％以下とする。Ｏ含有量は０．０１０％以下とすることが好ましく、０．００５％以下とすることがより好ましい。Ｏ含有量は０％でもよいが、精錬等のコストの観点から、Ｏ含有量を０．０００１％以上としてもよく、０．００１％以上としてもよい。
　本実施形態に係る冷延鋼板の化学組成において、上記元素を除く残部は、Ｆｅ及び不純物であることを基本とする。不純物とは、鋼原料から及び／又は製鋼過程で混入し、本実施形態に係る冷延鋼板の特性を明確に劣化させない範囲で、存在が許容される元素である。
　一方で、本実施形態に係る冷延鋼板の化学組成は、各種特性の向上を目的として、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｂ、Ａｓ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｗ、Ｔａ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｙ、Ｚｒ、Ｓｂ、Ｓｎからなる群から選択される１種または２種以上を後述する範囲で含有してもよい。これらの元素は含有しなくてもよいので下限は０％である。また、後述する範囲内の含有量であれば、これらの元素が不純物として含有されていても本実施形態に係る冷延鋼板の効果を阻害しない。
Ｎｉ：０～１．０００％
Ｍｏ：０～１．０００％
Ｃｒ：０～２．０００％
Ｂ　：０～０．０１０％
Ａｓ：０～０．０５０％
　Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｂ及びＡｓ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、Ｍｏ含有量、Ｃｒ含有量を０．０１０％以上、Ｂ含有量を０．０００１％以上、及び／またはＡｓ含有量を、０．００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｎｉ含有量、Ｍｏ含有量、Ｃｒ含有量は０．０５０％以上、Ｂ含有量は０．００１％以上、Ａｓ含有量は０．００５％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、Ｍｏ含有量、Ｃｒ含有量、Ｂ含有量、Ａｓ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、Ｍｏ含有量は１．０００％以下、Ｃｒ含有量は２．０００％以下、Ｂ含有量は０．０１０％以下、Ａｓ含有量は０．０５０％以下とする。Ｎｉ含有量、Ｍｏ含有量はそれぞれ好ましくは０．５００％以下であり、Ｃｒ含有量は好ましくは１．０００％以下であり、Ｂ含有量は好ましくは０．００６０％以下、Ａｓ含有量は０．０３０％以下である。
Ｃｏ：０～０．５００％
　Ｃｏは、鋼板の強度の向上に有効な元素である。Ｃｏ含有量は０％でも良いが、上記効果を得るためには、Ｃｏ含有量が、０．０１０％以上であることが好ましく、０．１００％以上であることがより好ましい。
　一方、Ｃｏ含有量が多すぎると、鋼板の伸びが低下して成形性が低下する虞がある。このため、Ｃｏ含有量は０．５００％以下とする。
Ｔｉ：０～０．５００％
Ｎｂ：０～０．５００％
Ｖ：０～０．５００％
Ｃｕ：０～０．５００％
Ｗ：０～０．１００％
Ｔａ：０～０．１００％
　Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｗ、Ｔａ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、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｗ、Ｔａの１種以上を含有し、それぞれの含有量が０．００１％以上であることが好ましい。
　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、成形性が損なわれる。したがって、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量、Ｖ含有量、Ｃｕ含有量は、それぞれ０．５００％以下とする。また、Ｗ含有量、Ｔａ含有量は、それぞれ０．１００％以下とする。
Ｃａ：０～０．０５０％
Ｍｇ：０～０．０５０％
Ｌａ：０～０．０５０％
Ｃｅ：０～０．０５０％
Ｙ　：０～０．０５０％
Ｚｒ：０～０．０５０％
Ｓｂ：０～０．０５０％
　Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｙ、Ｚｒ、Ｓｂは、鋼中介在物の微細分散化に寄与する元素であり、この微細分散化によって鋼板の成形性の向上に寄与する元素である。そのため、これらの元素を含有させてもよい。上記効果を得るためには、Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｙ、Ｚｒ、Ｓｂの１種以上を含有させ、それぞれの含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
　一方、これらの元素を過度に含有させると延性が劣化する。したがって、Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｙ、Ｚｒ、Ｓｂの含有量は、それぞれ０．０５０％以下とする。
Ｓｎ：０～０．０５０％
　Ｓｎは、結晶粒の粗大化を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素である。そのため、Ｓｎを含有させてもよい。
　一方、Ｓｎは、フェライトの脆化による鋼板の冷間成形性の低下を引き起こす虞がある元素である。Ｓｎ含有量が０．０５０％超であると悪影響が顕著になるので、Ｓｎ含有量は、０．０５０％以下とする。Ｓｎ含有量は、好ましくは０．０４０％以下である。
　本実施形態に係る冷延鋼板の化学組成は、以下の方法で求めることができる。
　例えば、ＪＩＳＧ１２０１（２０１４）に準じて切粉に対するＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。この場合、化学組成は、全板厚での平均含有量である。ＩＣＰ－ＡＥＳで測定できない、ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用い、Ｏは不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。
　鋼板が表面に被膜層を備える場合は、機械研削等により被膜層を除去してから化学組成の分析を行えばよい。被膜層がめっき層である場合には、鋼板の腐食を抑制するインヒビターを加えた酸溶液にめっき層を溶解することで除去しても良い。
［ミクロ組織（金属組織）］
　本実施形態では、表面から板厚方向に板厚の１／４の位置を中心とする、表面から板厚の１／８の位置～３／８の位置の範囲をｔ／４部（（１／４）ｔ部）、表面から板厚方向に２０μｍまでの範囲を表層部として説明する。
［ｔ／４部のミクロ組織：体積率で、０％以上、１０．０％以下の残留オーステナイトと、９０．０％以上、１００％以下のマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの１種または２種とを含む］
　残留オーステナイトは、ＴＲＩＰ効果により鋼板の均一伸びの向上を通じて、鋼板の成形性の向上に寄与する。そのため、残留オーステナイト（残留γ）を含有させてもよい。上記効果を得る場合、残留オーステナイトの体積率は、１．０％以上とすることが好ましい。残留オーステナイトの体積率は、より好ましくは２．０％以上であり、さらに好ましくは３．０％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、成形性が低下する。このため、残留オーステナイトの体積率は、１０．０％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％以下であり、より好ましくは７．０％以下である。
　残留オーステナイト以外の組織として、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの１種または２種を含む。
　マルテンサイト（いわゆるフレッシュマルテンサイト）及び焼戻しマルテンサイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、強度向上に大きく寄与する。そのため、本実施形態に係る冷延鋼板では、合計体積率で９０．０～１００％の、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトを含む。
　焼戻しマルテンサイトは、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、マルテンサイトに比して、強度向上への寄与は小さいが、脆くなく、延性を有する組織であるので、成形性をより高めたい場合には、焼戻しマルテンサイトの体積率を高めることが好ましい。例えば、焼戻しマルテンサイトの体積率が８５．０％以上である。
　一方、高強度を得たい場合には、マルテンサイトの体積率を高めることが好ましい。
　ミクロ組織は、残留オーステナイト、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイト以外に、ベイナイトを含んでいてもよい。フェライト、パーライトは含まないことが好ましい。
　本実施形態に係る冷延鋼板のｔ／４部のミクロ組織における各組織の体積率は、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、幅方向に対し任意の位置から試験片を採取し、圧延方向に平行な縦断面（板厚方向に平行な断面）を研磨し、表面から板厚の１／８～３／８の範囲（ｔ／４部）において、ナイタールエッチングにより現出した組織を、ＳＥＭを用いて観察する。ＳＥＭ観察では３０００倍の倍率で３０μｍ×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、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。
　残留オーステナイトの体積率は、鋼板の任意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。
［ｔ／４部の転位密度に対する、表層部の転位密度の比：０．８０以上］
　本実施形態に係る冷延鋼板は、ミクロ組織が、マルテンサイト、及び／またはマルテンサイトが焼き戻された焼戻しマルテンサイトを主体としている。
　マルテンサイトは、鋼板をオーステナイト単相域で保持した後に急冷することで得られるが、一般的な方法で冷却を行った場合、マルテンサイトは、鋼板の板厚方向の位置によって、組織の特徴（例えば含まれる転位密度）に差が生じる。この差は、変態のタイミングの違いに起因する。すなわち、冷却の際、まず鋼板の表面に近い領域の温度が低下し、続いて鋼板の内部の温度が低下する。このため、オーステナイトからマルテンサイトへの変態は鋼板の表層側で先に生じる。マルテンサイト変態は発熱反応であることから、表層側で生じたマルテンサイトは内部のマルテンサイトに比べて長い間高温で保持されることによって、焼き戻しが進む。焼き戻しを受けるとマルテンサイト中の転位密度が下がる。
　このような転位密度の差が存在すると、変形が生じるような荷重を加え、除荷した後に一定期間放置し、その後再度荷重を加えた場合、再度荷重を加えた際の流動応力が、最初に荷重を加えた際の流動応力よりも低くなる。そのため、本実施形態に係る冷延鋼板では、ｔ／４部の転位密度（ρｔ／４）に対する、表層部の転位密度（ρｓ）の比（ρｓ／ρｔ／４）を０．８０以上とする。（ρｓ／ρｔ／４）は、０．８５以上が好ましく、０．９０以上がより好ましい。
　ｔ／４部の転位密度は、５．２×１０１５ｍ－２以上であることが好ましい。したがって上記ρｓ／ρｔ／４の好ましい範囲を考慮し、表層部の転位密度は、４．２×１０１５ｍ－２以上であることが好ましい。
　それぞれの位置での転位密度は、以下の方法で求める。
　鋼板の表面から２０μｍの位置を表層部の代表組織、表面から板厚１／４の位置をｔ／４部の代表組織と考えて、表面から２０μｍを研削したサンプルと、表面から板厚の１／４を研削したサンプルを作製し、それぞれの研削面に対し、化学研磨でひずみを除去した後、Ｘ線回折を実施する。Ｘ線回折により得られたＸ線回折プロファイルから修正Ｗｉｌｌｉａｍｓｏｎ－Ｈａｌｌ法と修正Ｗａｒｒｅｎ－Ａｖｅｒｂａｃｈ法を用いて、表面から２０μｍの位置の転位密度、及び表面から板厚の１／４の位置の転位密度を求める。具体的にはＩＳＩＪ　Ｉｎｔ．　ｖｏｌ．５０（２０１０）ｐ．８７５－８８２に記載される方法に従って、転位密度を求める。表面から２０μｍの位置の転位密度を表層部の転位密度、表面から板厚の１／４の位置の転位密度をｔ／４部の転位密度とする。
［ｔ／４部の硬さに対する、表層部の硬さの比：０．９０以上］
　上述のように、板厚方向の転位密度の差を小さくしても、その転位が主に可動転位である場合には、変形が生じるような荷重を加え、除荷した後に一定期間放置し、その後再度荷重を加えた場合、再度荷重を加えた際の流動応力が、最初に荷重を加えた際の流動応力よりも低くなる。
　そのため、本実施形態に係る冷延鋼板では、特に表層部の転位を不動化する。本実施形態では、転位が不動化しているかどうかの指標として、ｔ／４部の硬さに対する、表層部の硬さの比を用いる。
　（ρｓ／ρｔ／４）が０．８０以上である場合に、ｔ／４部の硬さに対する表層部の硬さの比が、０．９０以上であれば、転位が不動化され、流動応力の低下を防ぐことができる。上記硬さの比は、好ましくは０．９２以上、より好ましくは０．９４以上、さらに好ましくは０．９５以上である。
　転位の不動化は、後述するように、意図的に板厚差を設けた鋼板に、スキンパス圧延を行うことによって達成できる。
　引張強さと硬さとは相関の関係にあるので、ｔ／４部の硬さは３６０Ｈｖ以上が好ましい。したがって上記のｔ／４部の硬さに対する表層部の硬さの比の好ましい範囲を考慮し、表層部の硬さは３２４Ｈｖ以上が好ましい。
　硬さは、以下の方法で求める。
　鋼板の圧延方向に垂直かつ板厚方向に平行な切断面を形成し、鏡面研磨する。続いて切断面において、鋼板の表面から２０μｍの位置および表面から板厚の１／４の位置において、それぞれ４点ずつ、ＪＩＳＺ２２４４－１（２０２０）に基づいて、ビッカース硬さの測定を行う。ビッカース硬さ測定における荷重は２ｋｇｆとする。鋼板の表面から２０μｍの位置における硬さ測定値の平均値を表層部の硬さとし、表面から板厚の１／４の位置における硬さ測定値の平均値をｔ／４部の硬さとする。
　本実施形態に係る冷延鋼板は、表面（一方または両方）に亜鉛、アルミニウム、または、マグネシウム、あるいはそれらの一種以上の合金を含む、または、亜鉛、アルミニウム、または、マグネシウム、あるいはそれらの一種以上の合金からなる（不純物等の含有は許容される）被膜層を有してもよい。
　表面に被膜層を備えることで、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、表面に耐食性を向上させるために被膜層を形成することが考えられる。
　被膜層は、例えば、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層、アルミニウムめっき層、Ｚｎ－Ａｌ合金めっき層、Ａｌ－Ｍｇ合金めっき層、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金めっき層である。
　表面に被膜層を有する場合、上述したｔ／４部等の基準となる表面は、被膜層を除く、地鉄の表面である。
［引張強さ］
　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）が１３１０ＭＰａ以上であることを目標とする。衝撃吸収性の観点からすると、引張強さは、好ましくは１４００ＭＰａ以上であり、より好ましくは１４７０ＭＰａ以上である。
　上限を限定する必要はないが、引張強さが上昇すると、成形性が低下する場合があるので、引張強さを２０００ＭＰａ以下としてもよい。
＜製造方法＞
　本実施形態に係る冷延鋼板は、製造方法によらず、上記の特徴を有していればその効果は得られるが、以下の製造方法によれば、安定して製造可能である。
　具体的には、本実施形態に係る冷延鋼板は、以下の工程（Ｉ）～（ＶＩ）を含む製造方法によって製造可能である。
（Ｉ）所定の化学組成を有するスラブを熱間圧延して熱延鋼板とし、前記熱延鋼板を、幅方向中央部の温度が６００℃超７００℃以下、幅方向端部から２０ｍｍの位置であるエッジ部の温度が６００℃以下の状態で巻き取る、熱間圧延工程
（ＩＩＩ）前記熱間圧延工程後の前記熱延鋼板を、酸洗し、３０～９０％の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る、冷間圧延工程
（ＩＶ）前記冷延鋼板を、Ａｃ３℃超の焼鈍温度まで加熱し、前記焼鈍温度で保持を行い、前記保持後の、前記冷延鋼板を、４００℃までの平均冷却速度が１０℃／秒以上、かつ、４００℃から１００℃以下の冷却停止温度までの平均冷却速度が１５℃／秒以上となるように、前記冷却停止温度まで冷却する、焼鈍工程
（Ｖ）前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、２００～３５０℃の温度域に加熱し、前記温度域で保持する熱処理工程
（ＶＩ）前記熱処理工程後の、前記冷延鋼板を、０．１％以上の圧下率でスキンパス圧延を行う、スキンパス圧延工程
　また、本実施形態に係る冷延鋼板の製造方法では、冷間圧延工程後の、前記冷延鋼板の幅方向の中央部の板厚とエッジ部の板厚との差を１０μｍ以上とする。
　以下、各工程について説明する。
［熱間圧延工程］
　熱間圧延工程では、本実施形態に係る冷延鋼板と同様の化学組成を有するスラブを、熱間圧延して熱延鋼板を得る。熱間圧延は、後述する巻取りの際の温度を満足するため、仕上げ圧延の完了温度がＡｃ３℃以上となるような条件下で行うことが好ましい。仕上げ圧延の完了温度の上限は特に限定されないが、一般的には９５０℃以下である。
　この熱延鋼板を、幅方向中央部の温度が６００℃超７００℃以下、幅方向端部から２０ｍｍの位置であるエッジ部の温度が６００℃以下の状態で巻き取る。
　エッジ部の巻取温度を幅方向中央部よりも低くするためには、エッジ部を中央部よりも冷却速度が速くなるように冷却する。例えば、熱間圧延後の鋼板のエッジ部のみを水冷する、または、鋼板全体を水冷する場合には、エッジ部の冷却水量を幅方向中央部よりも多く設定すればよい。
　エッジ部は、水冷された後、巻取りの際、より温度の高い幅方向中央部からの伝熱により焼戻されるので、幅方向中央部よりも軟質化する。その結果、室温付近まで冷却された状態では、エッジ部の強度は、幅方向中央部の強度よりも低くなる。
　このような幅方向に強度差を有する鋼板に後述する冷間圧延を行うことで、鋼板の幅方向中央部とエッジ部とに板厚差が生じる。
　幅方向中央部の巻取温度が７００℃超では、幅方向中央部が軟質化する。また、幅方向中央部の巻取温度が６００℃以下では、エッジ部との温度差が小さくなる、またはエッジ部を十分に焼戻すことができなくなる。中央部の巻取温度は、好ましくは６２０℃以上である。
　また、エッジ部の巻取温度が６００℃超であると、焼戻しによる軟質化効果が十分に得られない。また、エッジ部の巻取温度が４００℃以下では、幅方向中央部からの伝熱により焼戻されるものの、強度が高くなることで冷延負荷が高まり、場合によっては割れが生じる。エッジ部の巻取温度は、そのため、好ましくは４００℃超であり、より好ましくは４５０℃以上である。
　幅方向中央部とエッジ部との板厚差をより大きくする場合、幅方向中央部とエッジ部との巻取温度の差が、５０℃以上であると好ましく、７５℃以上がより好ましく、１００℃以上であるとさらに好ましい。
　熱間圧延に供されるスラブの製造方法は、特に限定されない。例示されるスラブの好ましい製造方法では、上述した化学組成を有する鋼は、公知の手段により溶製された後に、連続鋳造法により鋼塊とされるか、または、任意の鋳造法により鋼塊とした後に分塊圧延する方法等により鋼片とされる。連続鋳造工程では、介在物に起因する表面欠陥の発生を抑制するために、鋳型内にて電磁攪拌等の外部付加的な流動を溶鋼に生じさせることが好ましい。鋼塊または鋼片は、一旦冷却されたものを再加熱して熱間圧延に供してもよく、連続鋳造後の高温状態にある鋼塊または分塊圧延後の高温状態にある鋼片をそのまま、あるいは保温して、あるいは補助的な加熱を行って熱間圧延に供してもよい。本実施形態では、このような鋼塊および鋼片を、熱間圧延の素材として「スラブ」と総称する。
［冷間圧延工程］
　冷間圧延工程では、熱間圧延工程後の熱延鋼板を、酸洗し、３０～９０％の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る。
　酸洗条件は特に限定されず、公知の条件でよい。
　冷間圧延工程で、幅方向に強度差を有する鋼板を冷間圧延することで、幅方向に板厚差を有する鋼板（冷延鋼板）を得る。
　冷間圧延の圧下率（累積圧下率）が、３０％未満では、十分な板厚差を設けることができない。また冷間圧延の圧下率が９０％超では、冷延荷重が大きくなりすぎてしまい冷延が困難となる。
　本実施形態に係る冷延鋼板の製造方法では、上記の熱間圧延工程、冷間圧延工程を経ることで、冷間圧延工程後の、前記冷延鋼板の幅方向の中央部の板厚とエッジ部の板厚との差が１０μｍ以上である冷延鋼板が得られる。板厚差は、好ましくは、１５μｍ以上である。
　板厚差の上限は限定されないが、板厚差が大きいと板厚の薄い部分から亀裂が発生、穴広げ性が低下する場合がある。そのため、成形性の観点で、板厚差を５５μｍ以下としてもよい。
　幅方向中央部の板厚、エッジ部の板厚は、冷間圧延機出側に走査型板厚計を設置することで測定することができる。
［幅トリム工程］
　切断後に、幅方向中央部の板厚と、エッジ部の板厚との差が１０μｍ以上となるのであれば、鋼板の幅方向の端部から任意の幅を切り落とす幅トリムを行ってもよい。
　幅トリムを行うことで、冷延鋼板の端部に割れや疵が生じた場合であっても、その部分を切り落とすことで、鋼板を次工程に供することができ、コストや歩留まりの点で好ましい。
［焼鈍工程］
　焼鈍工程では、冷間圧延工程後、または必要に応じてさらに幅トリム工程を経た後の、冷延鋼板を、Ａｃ３℃超の焼鈍温度まで加熱し、この焼鈍温度で保持を行う。
　焼鈍温度がＡｃ３℃以下であると、組織が十分にオーステナイト変態せず、焼鈍工程後にマルテンサイトを主体とする所望のミクロ組織を得ることができない。
　一方、焼鈍温度を９００℃超とするような過度の高温加熱は製造コストの上昇を招く。そのため、焼鈍温度は、９００℃以下とすることが好ましい。
　Ａｃ３点の温度（℃）は、以下の方法で求めることができる。
　Ａｃ３＝９１０－（２０３×Ｃ１／２）＋４４．７×Ｓｉ－３０×Ｍｎ＋７００×Ｐ－２０×Ｃｕ－１５．２×Ｎｉ－１１×Ｃｒ＋３１．５×Ｍｏ＋４００×Ｔｉ＋１０４×Ｖ＋１２０×Ａｌ
　ここで、式に含まれる元素記号は、鋼板に含まれる元素の、単位質量％での含有量を意味する。
　焼鈍温度での保持時間は、４０～１３５秒であることが好ましい。
　保持時間が、４０秒未満では、オーステナイト化が十分に進行しない場合がある。また保持時間が、１３５秒超となると、生産性が低下する。
　上記保持後の冷延鋼板は、４００℃までの平均冷却速度が１０℃／秒以上、かつ、４００℃から１００℃以下の冷却停止温度までの平均冷却速度が１５℃／秒以上となるように、冷却停止温度まで冷却する。
　４００℃までの平均冷却速度が１０℃／秒未満であると、ミクロ組織に、フェライトが生成する可能性がある。また、４００℃から冷却停止温度（１００℃以下）までの平均冷却速度が１５℃／秒未満、または冷却停止温度が１００℃秒超である場合には、ミクロ組織にベイナイトが生成する可能性がある。これらの場合、所望のミクロ組織が得られない。
　焼鈍工程においては、冷延鋼板の表面（一方または両方の表面）に亜鉛、アルミニウム、またはマグネシウム、あるいはそれらの一種以上の合金からなる被膜層を形成してもよい。
　被膜層を形成する場合、例えば、溶融めっきであれば、４００℃までの平均冷却速度が１０℃／秒以上、かつ、４００℃から１００℃以下の冷却停止温度までの平均冷却速度が１５℃／秒以上となる範囲で、冷却途中で、鋼板をめっき浴に浸漬して、溶融めっきを表面に形成し、４５０～４７０℃程度の温度域に１０～４０秒保持すればよい。
　溶融めっき層に合金化処理を施す場合は、鋼板をめっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき層を形成した鋼板を、４７０～５５０℃の温度範囲（合金化温度）に加熱し、その温度域で１０～４０秒保持することが好ましい。合金化温度が４７０℃未満であると、合金化が十分に進行しないおそれある。一方、合金化温度が５５０℃を超えると、合金化が進行しすぎて、Γ相の生成により、めっき層中のＦｅ濃度が１５％を超えることで耐食性が劣化する恐れがある。合金化温度は４８０℃以上であるのがより好ましい。また、合金化温度は５４０℃以下であるのがより好ましい。
［熱処理工程］
　焼鈍工程の冷却（保持後の冷却）によって、冷延鋼板のミクロ組織は、未変態のオーステナイトがマルテンサイトに変態する。ただし、一部のオーステナイトは変態せず、残留オーステナイトとなる場合がある。
　このような冷延鋼板に対し、２００～３５０℃の温度域に加熱し、この温度域で保持する熱処理を行う。
　この熱処理によって、マルテンサイトの一部または全部が焼戻しマルテンサイトとなる。焼戻しマルテンサイト主体のミクロ組織とする場合には、保持時間を１秒以上とすることが好ましい。
　加熱温度が２００℃未満では、マルテンサイトが十分に焼き戻されず、ミクロ組織及び機械特性において満足のいく変化をもたらすことが出来ない場合がある。加熱温度が３５０℃超の場合には、焼戻しマルテンサイト中の転位密度が低下してしまい引張強さの低下を招く場合がある。
［スキンパス圧延工程］
　スキンパス圧延工程では、熱処理工程後の冷延鋼板に、０．１％以上の圧下率でスキンパス圧延を行う。
　上述したように、熱処理工程後の冷延鋼板は、幅方向中央部と、エッジ部とにおいて、１０μｍ以上の板厚差を有する。
　このような冷延鋼板にスキンパス圧延を行う場合、圧延ロールに噛み込まれる際、その板厚差に起因して、圧延ロールの軸方向に対し、鋼板の長手方向が垂直ではなく、所定の角度を持って噛み込まれる。圧下率はスキンパス圧延機の設定で任意に選ぶことができるが、板厚差がある場合、板厚が均一である場合に設定された圧下率により導入されると想定される歪量よりも、さらに、表層部に導入される歪量を高めることができる。
　本実施形態では、所定の板厚差を有する冷延鋼板にスキンパス圧延を行って、表層部に歪を導入することで、表層部の転位密度を高めるとともに、転位を不動化することができる。
　しかしながら、圧下率が０．１％未満では、十分な効果が得られないので、圧下率は０．１％以上とする。圧下率の上限は限定されないが、１．５％を超えると生産性が著しく低下するので１．５％未満とすることが好ましい。
　一般には、１３１０ＭＰａ以上の引張強さを有する鋼板に、０．１％以上の圧下率のスキンパス圧延は行われないが、本実施形態では、本発明者らが見出した上記の新たな知見に基づいて、０．１％以上の圧下率のスキンパスを行う。
　連続鋳造によって表１－１～表１－２に示す化学組成（単位は質量％、残部はＦｅ及び不純物）を有するスラブ（鋼種Ａ～Ｗ）を製造した。
　これらのスラブを用いて、仕上げ圧延の完了温度がＡｃ３℃以上となるように熱間圧延を行い、中央部とエッジ部との冷却条件を変更することで表２－１の条件で巻き取りを行い、熱延鋼板を得た。
　これらの熱延鋼板に対し、表２－１の条件で冷間圧延を行い、表２－１に示す板厚差を有する冷延鋼板を得た。
　これらの冷延鋼板に対し、表２－２に示す条件で、焼鈍、熱処理、スキンパス圧延を行った。
　また、一部の冷延鋼板については、焼鈍時に溶融亜鉛めっきを行った。めっき浴浸漬後の保持温度を変化させることで、一部のめっき層については、合金化させた。保持時間は、いずれも１０～４０秒とした。表３－１において、ＧＩは、溶融亜鉛めっき層が形成されていること、ＧＡは合金化溶融亜鉛めっき層が形成されていることを示す。
　得られた冷延鋼板から、上述の方法で、ｔ／４部のミクロ組織を観察し、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト、フェライト、パーライトの体積率を測定した。
　マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトの体積率の測定結果を表３－１に示す。表には示していないが、Ｎｏ．３８及び３９は、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト以外にフェライトが生成した。
　また、得られた冷延鋼板から、上述の方法で、表層部及びｔ／４部の転位密度、並びに硬さを測定した。
　結果を表３－２に示す。ただし、転位密度の表記について、表中の“５．０Ｅ＋１５”は、５．０×１０１５を意味し、ＹＥ＋Ｘと記載されている場合、他も同様にＹ×１０ｘを意味する。
　また、得られた冷延鋼板の引張強さを求めた。引張強さは、以下の方法で求めた。
　引張強さ（ＴＳ）は、試験片の長手方向が鋼板の圧延直角方向と平行になる向きからＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）に準拠して引張試験を行うことで測定した。
　結果を表３－２に示す。
　また、流動応力の低下を評価するため、以下の要領で予ひずみ後引張試験を行った。
　流動応力の変化は、試験片の長手方向が鋼板の圧延直角方向と平行になる向きからＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）に準拠して、０．１％の予ひずみを付与後、除荷した後に１日放置した試験片を再引張したときの応力と、０．１％予ひずみ負荷時の応力とを比較することで評価した。再度ひずみを付与した際の流動応力が高まる場合、同じである場合、または低下代が４０ＭＰaよりも小さい場合をＡ（優れている）、低下代が４０ＭＰａ以上８０ＭＰａ未満である場合をＢ（良好である）、低下代が８０ＭＰａ以上である場合をＣ（目標を満足しない）とした。
　結果を表３－２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表１－１～３－２から分かるように、発明例であるＮｏ．１～３０では、１３１０ＭＰａ以上の引張強さを有し、流動応力の低下も８０ＭＰａ未満に抑制されていた。
　一方、比較例であるＮｏ．３１～４５では、１３１０ＭＰａ以上の引張強さが得られないか、８０ＭＰａ以上の流動応力の低下が見られた。

Claims (4)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．１５０～０．５００％、
    Ｓｉ：０．０１～２．００％、
    Ｍｎ：０．５０～３．００％、
    Ｐ：０．０２００％以下、
    Ｓ：０．０２００％以下、
    Ａｌ：０．１００％以下、
    Ｎ：０．０２００％以下、
    Ｏ：０．０２０％以下、
    Ｎｉ：０～１．０００％、
    Ｍｏ：０～１．０００％、
    Ｃｒ：０～２．０００％、
    Ｂ：０～０．０１０％、
    Ａｓ：０～０．０５０％、
    Ｃｏ：０～０．５００％、
    Ｔｉ：０～０．５００％、
    Ｎｂ：０～０．５００％、
    Ｖ：０～０．５００％、
    Ｃｕ：０～０．５００％、
    Ｗ：０～０．１００％、
    Ｔａ：０～０．１００％、
    Ｃａ：０～０．０５０％、
    Ｍｇ：０～０．０５０％、
    Ｌａ：０～０．０５０％、
    Ｃｅ：０～０．０５０％、
    Ｙ：０～０．０５０％、
    Ｚｒ：０～０．０５０％、
    Ｓｂ：０～０．０５０％、
    Ｓｎ：０～０．０５０％、及び
    残部：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の１／８～３／８の範囲をｔ／４部、前記表面から前記板厚方向に２０μｍの範囲を表層部としたとき、
    　前記ｔ／４部におけるミクロ組織が、体積率で、０％以上、１０．０％以下の残留オーステナイトと、９０．０％以上、１００％以下の、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの１種または２種とを含み、
    　前記ｔ／４部の転位密度に対する、前記表層部の転位密度の比が、０．８０以上であり、
    　前記ｔ／４部の硬さに対する、前記表層部の硬さの比が、０．９０以上であり、
    　引張強さが１３１０ＭＰａ以上である、
    ことを特徴とする冷延鋼板。
  2. 　前記表面に亜鉛、アルミニウム、またはマグネシウム、あるいはそれらの一種以上の合金からなる被膜層を有する、
    ことを特徴とする請求項１に記載の冷延鋼板。
  3. 　請求項１に記載の前記化学組成を有するスラブを熱間圧延して熱延鋼板とし、前記熱延鋼板を、幅方向中央部の温度が６００℃超７００℃以下、幅方向端部から２０ｍｍの位置であるエッジ部の温度が６００℃以下の状態で巻き取る熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程後の前記熱延鋼板を、酸洗し、３０～９０％の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る、冷間圧延工程と、
    　前記冷延鋼板を、Ａｃ３℃超の焼鈍温度まで加熱し、前記焼鈍温度で保持を行い、前記保持後の、前記冷延鋼板を、４００℃までの平均冷却速度が１０℃／秒以上、かつ、４００℃から１００℃以下の冷却停止温度までの平均冷却速度が１５℃／秒以上となるように、前記冷却停止温度まで冷却する、焼鈍工程と、
    　前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、２００～３５０℃の温度域に加熱し、前記温度域で保持する熱処理工程と、
    　前記熱処理工程後の、前記冷延鋼板を、０．１％以上の圧下率でスキンパス圧延を行う、スキンパス圧延工程と、
    を有し、
    　前記冷間圧延工程後の、前記冷延鋼板の幅方向の中央部の板厚とエッジ部の板厚との差が１０μｍ以上である、
    ことを特徴とする、冷延鋼板の製造方法。
  4. 　前記焼鈍工程において、前記冷延鋼板の表裏面に亜鉛、アルミニウム、またはマグネシウム、あるいはそれらの一種以上の合金からなる被膜層を形成する、
    ことを特徴とする、請求項３に記載の冷延鋼板の製造方法。
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Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2013104081A (ja) 2011-11-11 2013-05-30 Kobe Steel Ltd 耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP2016060955A (ja) * 2014-09-19 2016-04-25 株式会社神戸製鋼所 熱延鋼板及びその製造方法
WO2018026013A1 (ja) * 2016-08-05 2018-02-08 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
WO2020026838A1 (ja) 2018-07-31 2020-02-06 Ｊｆｅスチール株式会社 薄鋼板及びその製造方法
JP6729835B1 (ja) 2018-10-31 2020-07-22 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2021085336A1 (ja) * 2019-10-31 2021-05-06 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材及びそれらの製造方法
JP2021120895A (ja) 2017-06-28 2021-08-19 トヨタ自動車株式会社 認証装置、認証方法、プログラム

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2013104081A (ja) 2011-11-11 2013-05-30 Kobe Steel Ltd 耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP2016060955A (ja) * 2014-09-19 2016-04-25 株式会社神戸製鋼所 熱延鋼板及びその製造方法
WO2018026013A1 (ja) * 2016-08-05 2018-02-08 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
JP2021120895A (ja) 2017-06-28 2021-08-19 トヨタ自動車株式会社 認証装置、認証方法、プログラム
WO2020026838A1 (ja) 2018-07-31 2020-02-06 Ｊｆｅスチール株式会社 薄鋼板及びその製造方法
JP6729835B1 (ja) 2018-10-31 2020-07-22 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2021085336A1 (ja) * 2019-10-31 2021-05-06 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材及びそれらの製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
ISIJ INT, vol. 50, 2010, pages 875 - 882

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