WO2023063288A1 - 冷延鋼板及びその製造方法、並びに溶接継手 - Google Patents
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Definitions
- Ti 0.001% to 0.100%
- Ti is an element that combines with N to form TiN and contributes to grain refinement of ⁇ . By refining the ⁇ grains, the P content at the ⁇ grain boundaries can be suppressed. In order to obtain this effect, the Ti content is made 0.001% or more. The Ti content is preferably 0.005% or more. On the other hand, when the Ti content is excessive, the recrystallization temperature rises, the metal structure of the cold-rolled steel sheet becomes uneven, and formability is impaired. Therefore, the Ti content should be 0.100% or less.
- S 0.0100% 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 0.0100% or less in consideration of the S removal time and cost.
- the S content is preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0040% 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.
- the austenite grain size is refined by recrystallization during rolling, and by using this refined grain boundary as a diffusion path, the diffusion of Mn, P, etc. is promoted and segregation is alleviated. . If even one sheet thickness reduction rate at each stand is less than 30%, or if the rolling temperature at the n-th stand is higher than 900°C, the hot-rolled structure becomes coarse and mixed grains, and the annealing process described later. Later tissues also coarsen. If the hot rolling completion temperature is lower than 830° C., the rolling reaction force increases, making it difficult to stably obtain the target thickness. Therefore, the rolling temperature at the final stand is preferably 830° C. or higher.
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１／４～３／４の位置の金属組織が、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、前記位置の前記金属組織において、旧γ粒界でのＰ含有量が１０．０質量％以下、かつ、前記旧γ粒界でのＭｎ含有量が１０．０質量％以下であり、引張強さが１３１０ＭＰａ以上である。
Description
本発明は、冷延鋼板及びその製造方法、並びに溶接継手に関する。
本願は、２０２１年１０月１３日に、日本に出願された特願２０２１－１６８１５７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１０月１３日に、日本に出願された特願２０２１－１６８１５７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。
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、Ｍｎなど合金元素の含有量が多く、鋼板内にＭｎなどの合金元素の偏析が見られる。また、Ｍｎとともに不純物として含有されるＰも鋼板内で偏析することが知られている。ＭｎやＰの偏析は、溶鋼からの凝固時のデンドライト成長の際に固相と液相との間で元素の分配が起こることで生じる。これらの元素は鋼中での拡散が遅いので、凝固後の熱間圧延や焼鈍等の際の加熱程度では、凝固時の偏析は解消されない。
本発明者らが検討した結果、このような偏析を有する鋼板を、溶接した場合、溶接部の熱影響部では、鋼板が有する偏析に起因して、継手強度が低下する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、溶接後の継手強度については考慮されていない。
そのため、本発明は、引張強さが１３１０ＭＰａ以上の超高強度鋼板を前提として、溶接後に十分に高い継手強度が得られる鋼板を提供することを課題とする。また、この鋼板を用いた溶接継手を提供することを課題とする。
本発明者らが検討した結果、このような偏析を有する鋼板を、溶接した場合、溶接部の熱影響部では、鋼板が有する偏析に起因して、継手強度が低下する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、溶接後の継手強度については考慮されていない。
そのため、本発明は、引張強さが１３１０ＭＰａ以上の超高強度鋼板を前提として、溶接後に十分に高い継手強度が得られる鋼板を提供することを課題とする。また、この鋼板を用いた溶接継手を提供することを課題とする。
本発明者らは、Ｍｎ、Ｐの偏析によって継手強度が低下する理由を調査した。その結果、Ｍｎの含有量の差（濃度差）によって溶接熱影響部ではマルテンサイトの硬さに差が生じること、及び、ＭｎとＰとが共偏析することで、割れが生じやすくなるためであることを知見した。また、Ｍｎ及びＰは旧γ（オーステナイト）粒界に偏析しやすいことも分かった。
そこで、本発明者らは、旧γ粒界へのＭｎ及びＰの偏析を抑制するための手段について検討を行った。
その結果、鋳造されたスラブに対し、熱間圧延に先立って、ブレークダウン（ＢＤ）及び高温加熱処理（ＳＰ処理）を行い、さらに、熱間圧延において、大圧下を行うことで、旧γ粒界へのＭｎ及びＰの偏析を抑制することができることを見出した。
また、このような偏析が抑制された鋼板を用いた場合、溶接後の継手特性の低下が抑制できることを見出した。
そこで、本発明者らは、旧γ粒界へのＭｎ及びＰの偏析を抑制するための手段について検討を行った。
その結果、鋳造されたスラブに対し、熱間圧延に先立って、ブレークダウン（ＢＤ）及び高温加熱処理（ＳＰ処理）を行い、さらに、熱間圧延において、大圧下を行うことで、旧γ粒界へのＭｎ及びＰの偏析を抑制することができることを見出した。
また、このような偏析が抑制された鋼板を用いた場合、溶接後の継手特性の低下が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。本発明は以下を要旨とする。
［１］本発明の一態様に係る冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．２００％以上、０．４５０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上、２．５０％以下、Ｍｎ：０．６％以上、３．５％以下、Ａｌ：０．００１％以上、０．１００％以下、Ｔｉ：０．００１％以上、０．１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｐ：０．０４００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００６０％以下、Ｂ：０％以上、０．０１００％以下、Ｍｏ：０％以上、０．５００％以下、Ｎｂ：０％以上、０．２００％以下、Ｃｒ：０％以上、２．００％以下、Ｖ：０％以上、０．５００％以下、Ｃｏ：０％以上、０．５００％以下、Ｎｉ：０％以上、１．０００％以下、Ｃｕ：０％以上、１．０００％以下、Ｗ：０％以上、０．１００％以下、Ｔａ：０％以上、０．１００％以下、Ｓｎ：０％以上、０．０５０％以下、Ｓｂ：０％以上、０．０５０％以下、Ａｓ：０％以上、０．０５０％以下、Ｍｇ：０％以上、０．０５０％以下、Ｃａ：０％以上、０．０４０％以下、Ｙ：０％以上、０．０５０％以下、Ｚｒ：０％以上、０．０５０％以下、Ｌａ：０％以上、０．０５０％以下、Ｃｅ：０％以上、０．０５０％以下、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１／４～３／４の位置の金属組織が、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、前記位置の前記金属組織において、旧γ粒界でのＰ含有量が１０．０質量％以下、かつ、前記旧γ粒界でのＭｎ含有量が１０．０質量％以下であり、引張強さが１３１０ＭＰａ以上である。
［２］本発明の別の態様に係る冷延鋼板の製造方法は、連続鋳造によって、［１］に記載の前記化学組成を有するスラブを得る連続鋳造工程と、前記スラブを、８５０～１０００℃の温度域で３０～６０％の圧下率で圧下を行って減厚するブレークダウン工程と、前記ブレークダウン工程後の前記スラブを、１０００℃～１３００℃まで加熱し、５～２０時間保持し、冷却する高温加熱処理工程と、前記高温加熱処理工程後の前記スラブを、熱間圧延して熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、前記熱延鋼板を、４００～６５０℃の温度域で巻き取る巻取工程と、前記巻取工程後の前記熱延鋼板を、酸洗し、２０～８０％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、２℃／秒以上の平均昇温速度でＡｃ３℃超の焼鈍温度まで加熱し、前記焼鈍温度で、６０～３００秒保持し、１０℃／秒以上の平均冷却速度で２５０℃以下まで冷却する、焼鈍工程と、前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、１５０～４００℃で５００秒以下保持する保持工程と、を備え、前記熱間圧延工程では、仕上圧延を、４つ以上のスタンドを有する圧延機を用いて行い、最初のスタンドを第１スタンド、最終のスタンドを第ｎスタンドとした場合、第ｎ－３スタンドから第ｎスタンドまでの各スタンドでの板厚減少率をそれぞれ３０％以上とし、前記第ｎスタンドでの圧延温度を９００℃以下とする。
［３］［２］に記載の冷延鋼板の製造方法では、前記焼鈍工程において、鋼板の表裏面に亜鉛、アルミニウム、マグネシウムまたはそれらの合金を含む被膜層を形成させてもよい。
［４］本発明の別の態様に係る溶接継手の製造方法は、複数の鋼板が接合された溶接継手であって、少なくとも一の鋼板が、[１]に記載の冷延鋼板である。
［１］本発明の一態様に係る冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．２００％以上、０．４５０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上、２．５０％以下、Ｍｎ：０．６％以上、３．５％以下、Ａｌ：０．００１％以上、０．１００％以下、Ｔｉ：０．００１％以上、０．１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｐ：０．０４００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００６０％以下、Ｂ：０％以上、０．０１００％以下、Ｍｏ：０％以上、０．５００％以下、Ｎｂ：０％以上、０．２００％以下、Ｃｒ：０％以上、２．００％以下、Ｖ：０％以上、０．５００％以下、Ｃｏ：０％以上、０．５００％以下、Ｎｉ：０％以上、１．０００％以下、Ｃｕ：０％以上、１．０００％以下、Ｗ：０％以上、０．１００％以下、Ｔａ：０％以上、０．１００％以下、Ｓｎ：０％以上、０．０５０％以下、Ｓｂ：０％以上、０．０５０％以下、Ａｓ：０％以上、０．０５０％以下、Ｍｇ：０％以上、０．０５０％以下、Ｃａ：０％以上、０．０４０％以下、Ｙ：０％以上、０．０５０％以下、Ｚｒ：０％以上、０．０５０％以下、Ｌａ：０％以上、０．０５０％以下、Ｃｅ：０％以上、０．０５０％以下、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１／４～３／４の位置の金属組織が、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、前記位置の前記金属組織において、旧γ粒界でのＰ含有量が１０．０質量％以下、かつ、前記旧γ粒界でのＭｎ含有量が１０．０質量％以下であり、引張強さが１３１０ＭＰａ以上である。
［２］本発明の別の態様に係る冷延鋼板の製造方法は、連続鋳造によって、［１］に記載の前記化学組成を有するスラブを得る連続鋳造工程と、前記スラブを、８５０～１０００℃の温度域で３０～６０％の圧下率で圧下を行って減厚するブレークダウン工程と、前記ブレークダウン工程後の前記スラブを、１０００℃～１３００℃まで加熱し、５～２０時間保持し、冷却する高温加熱処理工程と、前記高温加熱処理工程後の前記スラブを、熱間圧延して熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、前記熱延鋼板を、４００～６５０℃の温度域で巻き取る巻取工程と、前記巻取工程後の前記熱延鋼板を、酸洗し、２０～８０％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、２℃／秒以上の平均昇温速度でＡｃ３℃超の焼鈍温度まで加熱し、前記焼鈍温度で、６０～３００秒保持し、１０℃／秒以上の平均冷却速度で２５０℃以下まで冷却する、焼鈍工程と、前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、１５０～４００℃で５００秒以下保持する保持工程と、を備え、前記熱間圧延工程では、仕上圧延を、４つ以上のスタンドを有する圧延機を用いて行い、最初のスタンドを第１スタンド、最終のスタンドを第ｎスタンドとした場合、第ｎ－３スタンドから第ｎスタンドまでの各スタンドでの板厚減少率をそれぞれ３０％以上とし、前記第ｎスタンドでの圧延温度を９００℃以下とする。
［３］［２］に記載の冷延鋼板の製造方法では、前記焼鈍工程において、鋼板の表裏面に亜鉛、アルミニウム、マグネシウムまたはそれらの合金を含む被膜層を形成させてもよい。
［４］本発明の別の態様に係る溶接継手の製造方法は、複数の鋼板が接合された溶接継手であって、少なくとも一の鋼板が、[１]に記載の冷延鋼板である。
本発明の上記態様によれば、引張強さが１３１０ＭＰａ以上の超高強度鋼板であって、溶接後に十分に高い継手強度が得られる鋼板、並びに溶接継手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）、その製造方法、及び本実施形態に係る冷延鋼板を用いて得られる溶接継手について説明する。
［冷延鋼板］
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１／４～３／４の位置の金属組織が、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、前記位置の前記金属組織において、旧γ粒界でのＰ含有量が１０．０質量％以下、かつ、前記旧γ粒界でのＭｎ含有量が１０．０質量％以下であり、鋼板の引張強さが１３１０ＭＰａ以上である。
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１／４～３／４の位置の金属組織が、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、前記位置の前記金属組織において、旧γ粒界でのＰ含有量が１０．０質量％以下、かつ、前記旧γ粒界でのＭｎ含有量が１０．０質量％以下であり、鋼板の引張強さが１３１０ＭＰａ以上である。
＜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。
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：０．２００％以上、０．４５０％以下
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、また、溶接後の継手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、Ｃ含有量は０．２００％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．２１０％以上、より好ましくは０．２２０％以上である。
一方、Ｃ含有量が０．４５０％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０．４５０％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。
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、また、溶接後の継手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、Ｃ含有量は０．２００％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．２１０％以上、より好ましくは０．２２０％以上である。
一方、Ｃ含有量が０．４５０％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０．４５０％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％以上、２．５０％以下
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２．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは２．００％以下、より好ましくは１．８０％以下である。
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２．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは２．００％以下、より好ましくは１．８０％以下である。
Ｍｎ：０．６％以上、３．５％以下
Ｍｎは、旧γ粒界に偏析して鋼の焼入れ性を高める元素であり、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０．６％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０．６％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．０％以上である。
一方、Ｍｎ含有量が過剰になると、めっき性、加工性、及び溶接性が低下する恐れがある。とくに溶接性の低下については、Ｍｎが旧γ粒界に偏析することに起因する。そのため、Ｍｎ含有量は３．５％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは３．０％以下である。
Ｍｎは、旧γ粒界に偏析して鋼の焼入れ性を高める元素であり、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０．６％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０．６％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．０％以上である。
一方、Ｍｎ含有量が過剰になると、めっき性、加工性、及び溶接性が低下する恐れがある。とくに溶接性の低下については、Ｍｎが旧γ粒界に偏析することに起因する。そのため、Ｍｎ含有量は３．５％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは３．０％以下である。
Ａｌ：０．００１％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。脱酸のため、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。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。
Ａｌは、溶鋼を脱酸する作用を有する元素である。脱酸のため、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。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。
Ｔｉ：０．００１％以上、０．１００％以下
Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮを形成し、γの細粒化に寄与する元素である。γが細粒化することで、γ粒界でのＰ含有量を抑制することができる。この効果を得るため、Ｔｉ含有量を０．００１％以上とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００５％以上である。
一方、Ｔｉ含有量が過剰になると、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含有量は、０．１００％以下とする。
Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮを形成し、γの細粒化に寄与する元素である。γが細粒化することで、γ粒界でのＰ含有量を抑制することができる。この効果を得るため、Ｔｉ含有量を０．００１％以上とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００５％以上である。
一方、Ｔｉ含有量が過剰になると、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含有量は、０．１００％以下とする。
Ｎ：０．０００１％以上、０．０１００％以下
Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成する元素である。ＴｉＮの形成のため、Ｎ含有量を０．０００１％以上とする。
一方、Ｎ含有量が多いと、粗大な析出物が生成して成形性が劣化する。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０．００８０％以下であり、より好ましくは０．００６０％以下である。
Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成する元素である。ＴｉＮの形成のため、Ｎ含有量を０．０００１％以上とする。
一方、Ｎ含有量が多いと、粗大な析出物が生成して成形性が劣化する。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０．００８０％以下であり、より好ましくは０．００６０％以下である。
Ｐ：０．０４００％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０．０４００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０２００％以下、より好ましくは０．０１５０％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。
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０．０４００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０２００％以下、より好ましくは０．０１５０％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：０．０１００％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０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００５０％以下、より好ましくは０．００４０％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。
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０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００５０％以下、より好ましくは０．００４０％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。
Ｏ：０．００６０％以下
Ｏは不純物として含有され得る元素である。Ｏ含有量が０．００６０％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０．００６０％以下とする。Ｏ含有量は、好ましくは０．００５０％以下、より好ましくは０．００３０％以下である。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０．０００５％以上としてもよく、０．００１０％以上としてよい。
Ｏは不純物として含有され得る元素である。Ｏ含有量が０．００６０％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０．００６０％以下とする。Ｏ含有量は、好ましくは０．００５０％以下、より好ましくは０．００３０％以下である。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０．０００５％以上としてもよく、０．００１０％以上としてよい。
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、含有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、Ｂ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｖ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｗ、Ｔａ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｃｅ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。
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、Ｂ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｖ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｗ、Ｔａ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｃｅ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。
Ｂ：０％以上、０．０１００％以下
Ｍｏ：０％以上、０．５００％以下
Ｃｒ：０％以上、２．０００％以下
Ｎｉ：０％以上、１．０００％以下
Ａｓ：０％以上、０．０５０％以下
Ｂ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、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、Ｂ含有量を０．０００１％以上、Ｍｏ含有量、Ｃｒ含有量、Ｎｉ含有量をそれぞれ０．０１０％以上、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、Ｂ含有量は０．００１０％以上、Ｍｏ含有量、Ｃｒ含有量はそれぞれ０．１００％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、Ｂ含有量、Ｍｏ含有量、Ｃｒ含有量、Ｎｉ含有量、Ａｓ含有量の下限を特に制限する必要はなく、下限は０％である。
一方、Ｂ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ａｓ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、Ｂ含有量は０．０１００％以下、Ｍｏ含有量は０．５００％以下、Ｃｒ含有量は２．０００％以下、Ｎｉ含有量は１．０００％以下、Ａｓ含有量は０．０５０％以下とする。Ｂ含有量は好ましくは０．００３０％以下、Ｍｏ含有量は好ましくは０．３００％以下、Ｃｒ含有量は好ましくは１．０００％以下、Ｎｉ含有量は０．５００％以下、Ａｓ含有量は好ましくは０．０３０％以下である。
Ｍｏ：０％以上、０．５００％以下
Ｃｒ：０％以上、２．０００％以下
Ｎｉ：０％以上、１．０００％以下
Ａｓ：０％以上、０．０５０％以下
Ｂ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、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、Ｂ含有量を０．０００１％以上、Ｍｏ含有量、Ｃｒ含有量、Ｎｉ含有量をそれぞれ０．０１０％以上、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、Ｂ含有量は０．００１０％以上、Ｍｏ含有量、Ｃｒ含有量はそれぞれ０．１００％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、Ｂ含有量、Ｍｏ含有量、Ｃｒ含有量、Ｎｉ含有量、Ａｓ含有量の下限を特に制限する必要はなく、下限は０％である。
一方、Ｂ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ａｓ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、Ｂ含有量は０．０１００％以下、Ｍｏ含有量は０．５００％以下、Ｃｒ含有量は２．０００％以下、Ｎｉ含有量は１．０００％以下、Ａｓ含有量は０．０５０％以下とする。Ｂ含有量は好ましくは０．００３０％以下、Ｍｏ含有量は好ましくは０．３００％以下、Ｃｒ含有量は好ましくは１．０００％以下、Ｎｉ含有量は０．５００％以下、Ａｓ含有量は好ましくは０．０３０％以下である。
Ｎｂ：０％以上、０．２００％以下
Ｖ：０％以上、０．５００％以下
Ｃｕ：０％以上、１．０００％以下
Ｗ：０％以上、０．１００％以下
Ｔａ：０％以上、０．１００％以下
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、含有させてもよい。上記の効果を十分に得るためには、Ｎｂ含有量、Ｖ含有量、Ｃｕ含有量、Ｗ含有量、及び／またはＴａ含有量は、それぞれ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、Ｎｂ含有量は０．２００％以下、Ｖ含有量は０．５００％以下、Ｃｕ含有量は１．０００％以下、Ｗ含有量、Ｔａ含有量はそれぞれ０．１００％以下とする。
Ｖ：０％以上、０．５００％以下
Ｃｕ：０％以上、１．０００％以下
Ｗ：０％以上、０．１００％以下
Ｔａ：０％以上、０．１００％以下
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、含有させてもよい。上記の効果を十分に得るためには、Ｎｂ含有量、Ｖ含有量、Ｃｕ含有量、Ｗ含有量、及び／またはＴａ含有量は、それぞれ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、Ｎｂ含有量は０．２００％以下、Ｖ含有量は０．５００％以下、Ｃｕ含有量は１．０００％以下、Ｗ含有量、Ｔａ含有量はそれぞれ０．１００％以下とする。
Ｃｏ：０％以上、０．５００％以下
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。
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。
Ｃａ：０％以上、０．０４０％以下
Ｍｇ：０％以上、０．０５０％以下
Ｌａ：０％以上、０．０５０％以下
Ｃｅ：０％以上、０．０５０％以下
Ｙ：０％以上、０．０５０％以下
Ｚｒ：０％以上、０．０５０％以下
Ｓｂ：０％以上、０．０５０％以下
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含有量は０．０４０％以下、Ｍｇ含有量、Ｌａ含有量、Ｃｅ含有量、Ｙ含有量、Ｚｒ含有量、Ｓｂ含有量の含有量は、それぞれ０．０５０％以下とする。
Ｍｇ：０％以上、０．０５０％以下
Ｌａ：０％以上、０．０５０％以下
Ｃｅ：０％以上、０．０５０％以下
Ｙ：０％以上、０．０５０％以下
Ｚｒ：０％以上、０．０５０％以下
Ｓｂ：０％以上、０．０５０％以下
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含有量は０．０４０％以下、Ｍｇ含有量、Ｌａ含有量、Ｃｅ含有量、Ｙ含有量、Ｚｒ含有量、Ｓｂ含有量の含有量は、それぞれ０．０５０％以下とする。
Ｓｎ：０％以上、０．０５０％以下
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。
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。
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。
＜金属組織（ミクロ組織）＞
本実施形態に係る冷延鋼板では、表面から板厚方向に板厚の１／４～３／４の位置（板厚をｔとすれば、ｔ／４～３ｔ／４の範囲）の金属組織が、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、冷延鋼板の成形性が低下する。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、フェライト、ベイナイトを含んでいてもよい。
フェライトは、軟質な組織であり、冷延鋼板の均一伸びを向上させ、結果として、加工性の向上に寄与する組織であるので、フェライトを含む場合、残留オーステナイトとフェライトとの合計が５％以上または５％超となるように含んでもよい。一方で、フェライトの体積率が３％を超えると、鋼板の引張強さが低下する場合があるので、フェライトの体積率は３％以下であることが好ましい。
パーライトはマルテンサイトとフェライトの中間の強度を有する組織であるが、変形能に乏しく、加工性を劣化させる組織であるため、実質的に含まないことが好ましい。
表面から板厚方向に板厚の１／２の位置を中心とする表面から板厚の１／４～３／４の位置の金属組織を規定するのは、本実施形態に係る冷延鋼板では、この位置の金属組織が鋼板の代表的な組織であり、特性との相関が強いからである。
本実施形態に係る冷延鋼板では、表面から板厚方向に板厚の１／４～３／４の位置（板厚をｔとすれば、ｔ／４～３ｔ／４の範囲）の金属組織が、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、冷延鋼板の成形性が低下する。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、フェライト、ベイナイトを含んでいてもよい。
フェライトは、軟質な組織であり、冷延鋼板の均一伸びを向上させ、結果として、加工性の向上に寄与する組織であるので、フェライトを含む場合、残留オーステナイトとフェライトとの合計が５％以上または５％超となるように含んでもよい。一方で、フェライトの体積率が３％を超えると、鋼板の引張強さが低下する場合があるので、フェライトの体積率は３％以下であることが好ましい。
パーライトはマルテンサイトとフェライトの中間の強度を有する組織であるが、変形能に乏しく、加工性を劣化させる組織であるため、実質的に含まないことが好ましい。
表面から板厚方向に板厚の１／２の位置を中心とする表面から板厚の１／４～３／４の位置の金属組織を規定するのは、本実施形態に係る冷延鋼板では、この位置の金属組織が鋼板の代表的な組織であり、特性との相関が強いからである。
本実施形態に係る冷延鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４～３／４の位置の金属組織（ミクロ組織）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を研磨し、表面から板厚方向に板厚の１／４～３／４の範囲の範囲において、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とみなし、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、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を研磨し、表面から板厚方向に板厚の１／４～３／４の範囲の範囲において、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とみなし、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とから構成される。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とから構成される。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。
また、本実施形態に係る冷延鋼板では、表面から板厚方向に板厚の１／４～３／４の位置の金属組織において、旧γ粒界でのＰ含有量が１０．０質量％以下、かつ、旧γ粒界でのＭｎ含有量が１０．０質量％以下である。
ＭｎやＰは、通常、連続鋳造工程での凝固時のデンドライト成長時に固相と液相の間で元素の分配が起こることで偏析が生じる。偏析を有する鋼板に溶接を行うと、溶接部の熱影響部ではＭｎの含有量の差（濃度差）によって部分的にマルテンサイトの硬さに差が生じ（部分的に硬くなり）、溶接後の継手強度に差が生じる。これは、Ｍｎ含有量の差によってＭｓ点が変わるからであると推定される。加えて、ＭｎとＰとの共偏析により割れが生じやすくなる。そのため、溶接後の継手強度を高めるためには、ＭｎおよびＰの偏析を小さくする必要がある。したがって、本実施形態に係る冷延鋼板では、Ｍｎ及びＰの偏析を抑制する。より具体的には、旧γ粒界でのＰ含有量が１０．０質量％以下、かつ、旧γ粒界でのＭｎ含有量が１０．０質量％以下とする。
旧γ粒界において、Ｐ含有量が１０．０質量％超、またはＭｎ含有量が１０．０質量％超であると、硬さの差や割れに起因して、溶接して得られる溶接継手の強度が低下する。
旧γ粒界のＰ含有量、Ｍｎ含有量は、それぞれ、好ましくは８．０質量％以下であり、より好ましくは６．０質量％以下である。
また、旧γ粒界でのＰ含有量、Ｍｎ含有量の下限は限定されないが、ＰおよびＭｎともに粒界に偏析する元素であることから、Ｐであれば母材のＰ含有量の８０倍以下の含有量とすることは容易ではなく、Ｍｎであれば、母材のＭｎ含有量の１．０１倍以下に抑えることは原理上難しい。そのため、これらを考慮し、旧γ粒界の、Ｐ含有量、Ｍｎ含有量は、それぞれ３．６％以上であってもよい。
表面から板厚方向に板厚の１／２の位置を中心とする表面から板厚方向に板厚の１／４～３／４の位置の金属組織で偏析度を規定するのは、この位置の偏析度が他の位置に比べて大きく、その箇所を含んだ領域での偏析緩和の効果を評価するためである。
従来、Ｐ、Ｍｎともにマクロおよびセミマクロな偏析の影響については評価されてきたが、上記のような旧γ粒界への偏析への影響は明確にされていなかった。旧γ粒界でのＰ含有量及びＭｎ含有量の制御によって、継手強度の高い継手を得られることは本発明者らが得た新たな知見である。
ＭｎやＰは、通常、連続鋳造工程での凝固時のデンドライト成長時に固相と液相の間で元素の分配が起こることで偏析が生じる。偏析を有する鋼板に溶接を行うと、溶接部の熱影響部ではＭｎの含有量の差（濃度差）によって部分的にマルテンサイトの硬さに差が生じ（部分的に硬くなり）、溶接後の継手強度に差が生じる。これは、Ｍｎ含有量の差によってＭｓ点が変わるからであると推定される。加えて、ＭｎとＰとの共偏析により割れが生じやすくなる。そのため、溶接後の継手強度を高めるためには、ＭｎおよびＰの偏析を小さくする必要がある。したがって、本実施形態に係る冷延鋼板では、Ｍｎ及びＰの偏析を抑制する。より具体的には、旧γ粒界でのＰ含有量が１０．０質量％以下、かつ、旧γ粒界でのＭｎ含有量が１０．０質量％以下とする。
旧γ粒界において、Ｐ含有量が１０．０質量％超、またはＭｎ含有量が１０．０質量％超であると、硬さの差や割れに起因して、溶接して得られる溶接継手の強度が低下する。
旧γ粒界のＰ含有量、Ｍｎ含有量は、それぞれ、好ましくは８．０質量％以下であり、より好ましくは６．０質量％以下である。
また、旧γ粒界でのＰ含有量、Ｍｎ含有量の下限は限定されないが、ＰおよびＭｎともに粒界に偏析する元素であることから、Ｐであれば母材のＰ含有量の８０倍以下の含有量とすることは容易ではなく、Ｍｎであれば、母材のＭｎ含有量の１．０１倍以下に抑えることは原理上難しい。そのため、これらを考慮し、旧γ粒界の、Ｐ含有量、Ｍｎ含有量は、それぞれ３．６％以上であってもよい。
表面から板厚方向に板厚の１／２の位置を中心とする表面から板厚方向に板厚の１／４～３／４の位置の金属組織で偏析度を規定するのは、この位置の偏析度が他の位置に比べて大きく、その箇所を含んだ領域での偏析緩和の効果を評価するためである。
従来、Ｐ、Ｍｎともにマクロおよびセミマクロな偏析の影響については評価されてきたが、上記のような旧γ粒界への偏析への影響は明確にされていなかった。旧γ粒界でのＰ含有量及びＭｎ含有量の制御によって、継手強度の高い継手を得られることは本発明者らが得た新たな知見である。
旧γ粒界でのＰ含有量及びＭｎ含有量は、以下の方法で測定する。
鋼板の表面から板厚の１／２の位置を中心とする、表面から板厚の１／４～３／４の位置から、図１に示すサイズのオージェ試験用の試験片を切り出す。この試験片を、濃度が２０質量％のチオシアン酸アンモニウム水溶液に４８時間浸漬させる。浸漬後の試験片に衝撃試験を行い、破面を得る。衝撃試験では、試験片を液体窒素で冷却後、真空中でハンマーによってたたくことで破断させる。これにより、破面は粒界（旧γ粒界）破面となるので、この破面に対し、オージェ電子分光分析を行い、Ｐ含有量、Ｍｎ含有量を測定する。これにより、旧γ粒界でのＰ含有量及びＭｎ含有量を得る。
測定装置は特に限定されないが、例えば日本電子製ＪＡＭＰ－９５００Ｆを用いて行う。また、測定に際しては、粒界破面上において、析出物が存在していない部分を少なくとも３回測定し、ＰおよびＭｎのＡＥＳピークを測定する。非特許文献（分析化学、ｖｏｌ.３５（１９８６）を参考に、このＡＥＳピーク強度をそれぞれの相対感度因子（ＲＳＦ）によって感度補正を行い、粒界偏析濃度を求める。
鋼板の表面から板厚の１／２の位置を中心とする、表面から板厚の１／４～３／４の位置から、図１に示すサイズのオージェ試験用の試験片を切り出す。この試験片を、濃度が２０質量％のチオシアン酸アンモニウム水溶液に４８時間浸漬させる。浸漬後の試験片に衝撃試験を行い、破面を得る。衝撃試験では、試験片を液体窒素で冷却後、真空中でハンマーによってたたくことで破断させる。これにより、破面は粒界（旧γ粒界）破面となるので、この破面に対し、オージェ電子分光分析を行い、Ｐ含有量、Ｍｎ含有量を測定する。これにより、旧γ粒界でのＰ含有量及びＭｎ含有量を得る。
測定装置は特に限定されないが、例えば日本電子製ＪＡＭＰ－９５００Ｆを用いて行う。また、測定に際しては、粒界破面上において、析出物が存在していない部分を少なくとも３回測定し、ＰおよびＭｎのＡＥＳピークを測定する。非特許文献（分析化学、ｖｏｌ.３５（１９８６）を参考に、このＡＥＳピーク強度をそれぞれの相対感度因子（ＲＳＦ）によって感度補正を行い、粒界偏析濃度を求める。
上記の旧γ粒界でのＰ含有量、Ｍｎ含有量の低減（旧γ粒界への偏析の低減）は、後述するように熱間圧延で大圧下を行い、結晶粒を微細化することも有効である。そのため、本実施形態に係る冷延鋼板では、旧γ粒径（平均粒径）が１５μｍ以下であることが好ましい。
上記の旧γ粒径は、以下の方法で測定することができる。
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を研磨し、表面から板厚方向に板厚の１／４～３／４の範囲の範囲において、ピクリン酸飽和水溶液を用いて現出した組織を、光学顕微鏡を用いて観察する。ピクリン酸飽和水溶液で現出した組織の内、網目状に黒く映る線が旧γ粒界であると判断する。ピクリン酸飽和水溶液で網目状の黒い線が現出しない場合は、界面活性剤を添加したり、ピクリン酸飽和水溶液に浸漬する温度を２０～８０℃程度に変化させたりすることで、現出が可能となる。光学顕微鏡における観察では、２００～１０００倍のうち任意の倍率を選択し、組織の画像を取得する。少なくとも２００個以上の結晶粒を含む画像を３枚撮影し、撮影した画像について点算法を用いて旧γ（オーステナイト）粒径の平均粒径を測定する。
旧γ粒径の測定方法は、上記に限定されず、その他の手法として、ＳＥＭ-ＥＢＳＤを用いた、旧オーステナイトの逆解析を用いることでも測定が可能である。
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を研磨し、表面から板厚方向に板厚の１／４～３／４の範囲の範囲において、ピクリン酸飽和水溶液を用いて現出した組織を、光学顕微鏡を用いて観察する。ピクリン酸飽和水溶液で現出した組織の内、網目状に黒く映る線が旧γ粒界であると判断する。ピクリン酸飽和水溶液で網目状の黒い線が現出しない場合は、界面活性剤を添加したり、ピクリン酸飽和水溶液に浸漬する温度を２０～８０℃程度に変化させたりすることで、現出が可能となる。光学顕微鏡における観察では、２００～１０００倍のうち任意の倍率を選択し、組織の画像を取得する。少なくとも２００個以上の結晶粒を含む画像を３枚撮影し、撮影した画像について点算法を用いて旧γ（オーステナイト）粒径の平均粒径を測定する。
旧γ粒径の測定方法は、上記に限定されず、その他の手法として、ＳＥＭ-ＥＢＳＤを用いた、旧オーステナイトの逆解析を用いることでも測定が可能である。
上述してきた本実施形態に係る冷延鋼板は、表面に亜鉛、アルミニウム、マグネシウムまたはそれらの合金を含む被膜層を有してもよい。被膜層は実質的に亜鉛、アルミニウム、マグネシウムまたはそれらの合金からなるものであってもよい。鋼板表面に被膜層が存在することで、耐食性が向上する。被膜層は公知の被膜層でもよい。
例えば、鋼板を腐食する環境下で使用する場合、穴あき等の懸念があることから、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。表面に亜鉛、アルミニウム、マグネシウムまたはそれらの合金を含む被膜層を有する場合、耐食性が向上し、適用可能な範囲が広がるので好ましい。
鋼板が表面に被膜層（例えばめっき層）を有する場合、「鋼板の表面から１／４～３／４厚の位置」における「表面」とは被膜層を除く地鉄表面を意味する。
例えば、鋼板を腐食する環境下で使用する場合、穴あき等の懸念があることから、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。表面に亜鉛、アルミニウム、マグネシウムまたはそれらの合金を含む被膜層を有する場合、耐食性が向上し、適用可能な範囲が広がるので好ましい。
鋼板が表面に被膜層（例えばめっき層）を有する場合、「鋼板の表面から１／４～３／４厚の位置」における「表面」とは被膜層を除く地鉄表面を意味する。
本実施形態に係る冷延鋼板の板厚は、特定の範囲に限定されないが、強度や汎用性、製造性を考慮すると、１．０～２．０ｍｍが好ましい。
＜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）は１３１０ＭＰａ以上とする。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。
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）は１３１０ＭＰａ以上とする。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。
［溶接継手］
本実施形態に係る溶接継手は、本実施形態に係る冷延鋼板と、その他の鋼板（本実施形態に係る冷延鋼板であってもよい）とを、溶接によって接合することで得られる。そのため、本実施形態に係る溶接継手は、複数の鋼板が接合された溶接継手であって、少なくとも一の鋼板が、上述した本実施形態に係る冷延鋼板である。
本実施形態に係る溶接継手は、鋼板が溶接部を介して接合されており、溶接がスポット溶接であれば、スポット溶接部を介して接合される。
本実施形態に係る溶接継手は、本実施形態に係る冷延鋼板と、その他の鋼板（本実施形態に係る冷延鋼板であってもよい）とを、溶接によって接合することで得られる。そのため、本実施形態に係る溶接継手は、複数の鋼板が接合された溶接継手であって、少なくとも一の鋼板が、上述した本実施形態に係る冷延鋼板である。
本実施形態に係る溶接継手は、鋼板が溶接部を介して接合されており、溶接がスポット溶接であれば、スポット溶接部を介して接合される。
［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）～（ＶＩＩＩ）を含む製造方法によって製造可能である。
（Ｉ）連続鋳造によって、所定の化学組成を有するスラブを得る連続鋳造工程と、
（ＩＩ）前記スラブを、８５０～１０００℃の温度域で３０～６０％の圧下率で圧下を行って減厚するブレークダウン工程と、
（ＩＩＩ）前記ブレークダウン工程後の前記スラブを、１０００～１３００℃まで加熱し、５～２０時間保持し、冷却する高温加熱処理工程と、
（ＩＶ）前記高温加熱処理工程後の前記スラブを、熱間圧延して熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、
（Ｖ）前記熱延鋼板を、４００～６５０℃の温度域で巻き取る巻取工程と、
（ＶＩ）前記巻取工程後の前記熱延鋼板を、酸洗し、２０～８０％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、
（ＶＩＩ）前記冷延鋼板を、２℃／秒以上の平均昇温速度でＡｃ３℃超の焼鈍温度まで加熱し、前記焼鈍温度で、６０～３００秒保持し、１０℃／秒以上の平均冷却速度で２５０℃以下まで冷却する、焼鈍工程と、
（ＶＩＩＩ）前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、１５０～４００℃で５００秒以下保持する保持工程。
また、本実施形態に係る溶接継手は、さらに、以下の工程を含む製造方法で得ることができる。
（ＩＸ）前記保持工程後の前記冷延鋼板とその他の鋼板とを溶接する溶接工程。
以下、各工程の好ましい条件について説明する。
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）～（ＶＩＩＩ）を含む製造方法によって製造可能である。
（Ｉ）連続鋳造によって、所定の化学組成を有するスラブを得る連続鋳造工程と、
（ＩＩ）前記スラブを、８５０～１０００℃の温度域で３０～６０％の圧下率で圧下を行って減厚するブレークダウン工程と、
（ＩＩＩ）前記ブレークダウン工程後の前記スラブを、１０００～１３００℃まで加熱し、５～２０時間保持し、冷却する高温加熱処理工程と、
（ＩＶ）前記高温加熱処理工程後の前記スラブを、熱間圧延して熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、
（Ｖ）前記熱延鋼板を、４００～６５０℃の温度域で巻き取る巻取工程と、
（ＶＩ）前記巻取工程後の前記熱延鋼板を、酸洗し、２０～８０％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、
（ＶＩＩ）前記冷延鋼板を、２℃／秒以上の平均昇温速度でＡｃ３℃超の焼鈍温度まで加熱し、前記焼鈍温度で、６０～３００秒保持し、１０℃／秒以上の平均冷却速度で２５０℃以下まで冷却する、焼鈍工程と、
（ＶＩＩＩ）前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、１５０～４００℃で５００秒以下保持する保持工程。
また、本実施形態に係る溶接継手は、さらに、以下の工程を含む製造方法で得ることができる。
（ＩＸ）前記保持工程後の前記冷延鋼板とその他の鋼板とを溶接する溶接工程。
以下、各工程の好ましい条件について説明する。
＜連続鋳造工程＞
連続鋳造工程では、連続鋳造によって、所定の化学組成（その後の工程では実質的に化学組成は変化しないので、本実施形態に係る冷延鋼板と同様の化学組成）を有するスラブを得る。
連続鋳造工程では、連続鋳造によって、所定の化学組成（その後の工程では実質的に化学組成は変化しないので、本実施形態に係る冷延鋼板と同様の化学組成）を有するスラブを得る。
＜ブレークダウン（ＢＤ）工程＞
＜高温加熱処理（ＳＰ処理）工程＞
ブレークダウン工程では、連続鋳造工程で得られたスラブを、８５０～１０００℃の温度域で３０～６０％の圧下率で圧下（ＢＤ）を行って減厚する。連続鋳造工程で得られたスラブが８５０℃よりも低い温度であれば加熱してから圧下を行う。スラブの温度が８５０～１０００℃の範囲にあれば加熱を行わなくてもよい。
その後、高温加熱処理工程では、ブレークダウン工程後のスラブを、１０００～１３００℃まで加熱し、その温度で５～２０時間保持（ＳＰ処理）した後、冷却する。
ＳＰ処理によって、Ｍｎ及びＰの偏析を緩和する。しかしながら、ＳＰ処理だけでＭｎ及びＰの偏析を緩和しようとしても、著しく高温または長時間の処理が必要となる。そのため、本実施形態に係る冷延鋼板の製造方法では、ＳＰ処理の前にＢＤを行うことで、十分な偏析の緩和を図る。
ＢＤを行うことで、拡散定数が増大する、および偏析帯厚が減少する、という効果が得られる。そのため、ＢＤを行った上で、ＳＰ処理を行うことで、実用上可能な範囲での温度、時間で、Ｍｎ及びＰの偏析を緩和することができる。いずれか一方でも、上記の条件を外れると、十分な効果が得られない。
従来、マクロ偏析やセミマクロ偏析を低減するため、ＢＤ工程、またはＳＰ工程を単独で行うことはあった。しかしながら、ＢＤ工程、またはＳＰ工程によって旧γ粒界のＰ含有量、またはＭｎ含有量が低減する効果については明確ではなかった。また、ＢＤ工程とＳＰ工程とを組み合わせ、さらに後述するように熱間圧延で大圧下を行うことで、ＢＤ工程、またはＳＰ工程を単独で行う場合よりも、旧γ粒界のＰ含有量、Ｍｎ含有量を所定の範囲まで低減できることは知られていなかった。そのため、これらの工程を組み合わせることは通常行われていなかった。
＜高温加熱処理（ＳＰ処理）工程＞
ブレークダウン工程では、連続鋳造工程で得られたスラブを、８５０～１０００℃の温度域で３０～６０％の圧下率で圧下（ＢＤ）を行って減厚する。連続鋳造工程で得られたスラブが８５０℃よりも低い温度であれば加熱してから圧下を行う。スラブの温度が８５０～１０００℃の範囲にあれば加熱を行わなくてもよい。
その後、高温加熱処理工程では、ブレークダウン工程後のスラブを、１０００～１３００℃まで加熱し、その温度で５～２０時間保持（ＳＰ処理）した後、冷却する。
ＳＰ処理によって、Ｍｎ及びＰの偏析を緩和する。しかしながら、ＳＰ処理だけでＭｎ及びＰの偏析を緩和しようとしても、著しく高温または長時間の処理が必要となる。そのため、本実施形態に係る冷延鋼板の製造方法では、ＳＰ処理の前にＢＤを行うことで、十分な偏析の緩和を図る。
ＢＤを行うことで、拡散定数が増大する、および偏析帯厚が減少する、という効果が得られる。そのため、ＢＤを行った上で、ＳＰ処理を行うことで、実用上可能な範囲での温度、時間で、Ｍｎ及びＰの偏析を緩和することができる。いずれか一方でも、上記の条件を外れると、十分な効果が得られない。
従来、マクロ偏析やセミマクロ偏析を低減するため、ＢＤ工程、またはＳＰ工程を単独で行うことはあった。しかしながら、ＢＤ工程、またはＳＰ工程によって旧γ粒界のＰ含有量、またはＭｎ含有量が低減する効果については明確ではなかった。また、ＢＤ工程とＳＰ工程とを組み合わせ、さらに後述するように熱間圧延で大圧下を行うことで、ＢＤ工程、またはＳＰ工程を単独で行う場合よりも、旧γ粒界のＰ含有量、Ｍｎ含有量を所定の範囲まで低減できることは知られていなかった。そのため、これらの工程を組み合わせることは通常行われていなかった。
＜熱間圧延工程＞
熱間圧延工程では、上記ＢＤ及びＳＰ処理後のスラブを加熱し、熱間圧延を行って熱延鋼板を得る。
熱間圧延に先立つ加熱温度は限定されないが、１１００℃未満になると、鋳造時からＳＰ処理工程までの間に生成した炭化物や硫化物が固溶せず粗大化して、焼鈍時に粒径が粗大となることが懸念されるため、加熱温度は好ましくは１１００℃以上である。加熱温度の上限値は特に規定しないが、一般的には１３００℃以下である。
熱間圧延工程では、再結晶を活用して、γを細粒化させ、粒界へのＰ偏析を抑制させる。
このため、熱間圧延工程では、通常、粗圧延と仕上圧延とが行われるが、この仕上圧延において、４つ以上のスタンドを有する圧延機を用いて行い、最初のスタンドを第１スタンド、最終のスタンドを第ｎスタンドとした場合、第ｎ－３スタンドから第ｎスタンドまでの各スタンドでの板厚減少率をそれぞれ３０％以上とし、前記最終スタンド（第ｎスタンド）での圧延温度を９００℃以下とする。すなわち、例えばスタンドが７つある圧延機であれば、第４スタンド、第５スタンド、第６スタンド、第７スタンドでの板厚減少率をそれぞれ３０％以上とするとともに、第７スタンドでの圧延温度を９００℃以下とする。この仕上圧延では、圧延時の再結晶によってオーステナイト粒径を微細にするとともに、この微細化された結晶粒界を拡散パスとして用いることで、ＭｎやＰ等の拡散を促進し、偏析を緩和する。
それぞれのスタンドでの板厚減少率が１つでも３０％未満である、または第ｎスタンドでの圧延温度が９００℃超であると、熱間圧延組織が粗大かつ混粒となり、後述する焼鈍工程後の組織も粗大化する。熱間圧延の完了温度が８３０℃未満では、圧延反力が高まり、狙いの板厚を安定して得ることが困難となる。このため、最終スタンドでの圧延温度は、８３０℃以上であることが好ましい。また、圧下率を５０％より大きくしても細粒化の効果は飽和することに加えて圧延荷重の増加によって設備負荷が過度に高まる。そのため、第ｎ－３スタンド～第ｎスタンドでの板厚減少率は、それぞれ５０％以下とすることが好ましい。
また、仕上圧延は、圧延の最終４パスのパス間時間が短い連続圧延とするため、４つ以上のスタンドを有する圧延機を用いて行う。なぜなら、パス間時間が長いと、大きな板厚減少率で圧下を行っても、パス間で歪が回復し、十分に歪が蓄積しないからである。
熱間圧延工程では、上記ＢＤ及びＳＰ処理後のスラブを加熱し、熱間圧延を行って熱延鋼板を得る。
熱間圧延に先立つ加熱温度は限定されないが、１１００℃未満になると、鋳造時からＳＰ処理工程までの間に生成した炭化物や硫化物が固溶せず粗大化して、焼鈍時に粒径が粗大となることが懸念されるため、加熱温度は好ましくは１１００℃以上である。加熱温度の上限値は特に規定しないが、一般的には１３００℃以下である。
熱間圧延工程では、再結晶を活用して、γを細粒化させ、粒界へのＰ偏析を抑制させる。
このため、熱間圧延工程では、通常、粗圧延と仕上圧延とが行われるが、この仕上圧延において、４つ以上のスタンドを有する圧延機を用いて行い、最初のスタンドを第１スタンド、最終のスタンドを第ｎスタンドとした場合、第ｎ－３スタンドから第ｎスタンドまでの各スタンドでの板厚減少率をそれぞれ３０％以上とし、前記最終スタンド（第ｎスタンド）での圧延温度を９００℃以下とする。すなわち、例えばスタンドが７つある圧延機であれば、第４スタンド、第５スタンド、第６スタンド、第７スタンドでの板厚減少率をそれぞれ３０％以上とするとともに、第７スタンドでの圧延温度を９００℃以下とする。この仕上圧延では、圧延時の再結晶によってオーステナイト粒径を微細にするとともに、この微細化された結晶粒界を拡散パスとして用いることで、ＭｎやＰ等の拡散を促進し、偏析を緩和する。
それぞれのスタンドでの板厚減少率が１つでも３０％未満である、または第ｎスタンドでの圧延温度が９００℃超であると、熱間圧延組織が粗大かつ混粒となり、後述する焼鈍工程後の組織も粗大化する。熱間圧延の完了温度が８３０℃未満では、圧延反力が高まり、狙いの板厚を安定して得ることが困難となる。このため、最終スタンドでの圧延温度は、８３０℃以上であることが好ましい。また、圧下率を５０％より大きくしても細粒化の効果は飽和することに加えて圧延荷重の増加によって設備負荷が過度に高まる。そのため、第ｎ－３スタンド～第ｎスタンドでの板厚減少率は、それぞれ５０％以下とすることが好ましい。
また、仕上圧延は、圧延の最終４パスのパス間時間が短い連続圧延とするため、４つ以上のスタンドを有する圧延機を用いて行う。なぜなら、パス間時間が長いと、大きな板厚減少率で圧下を行っても、パス間で歪が回復し、十分に歪が蓄積しないからである。
＜巻取工程＞
巻取工程では、熱間圧延工程後の熱延鋼板を、４００℃以上６５０℃以下の巻取温度で巻き取る。
巻取温度が６５０℃超であると、内部酸化層が形成され、酸洗性が劣化する。
一方、巻取り温度が４００℃未満になると鋼板の強度が過度となり、冷延荷重が過大となり生産性が劣化する。
巻取工程では、熱間圧延工程後の熱延鋼板を、４００℃以上６５０℃以下の巻取温度で巻き取る。
巻取温度が６５０℃超であると、内部酸化層が形成され、酸洗性が劣化する。
一方、巻取り温度が４００℃未満になると鋼板の強度が過度となり、冷延荷重が過大となり生産性が劣化する。
＜冷間圧延工程＞
冷間圧延工程では、巻取工程後の熱延鋼板を、公知の条件で酸洗を行った後、２０～８０％の圧下率（板厚減少率）で冷間圧延して冷延鋼板を得る。
板厚減少率が２０％未満では、鋼板中のひずみ蓄積が不十分となり、オーステナイトの核生成サイトが不均一となり、旧γ粒界でのＭｎやＰの偏析度が高まる。
一方、板厚減少率が８０％超では、冷延荷重が過大となり、生産性が劣化する。
したがって、板厚減少率は２０％以上、８０％以下とする。板厚減少率は、好ましくは、３０％以上８０％以下である。冷間圧延の方法には制約がなく、適宜、圧延パスの回数、パス毎の圧下率を設定すればよい。
冷間圧延工程では、巻取工程後の熱延鋼板を、公知の条件で酸洗を行った後、２０～８０％の圧下率（板厚減少率）で冷間圧延して冷延鋼板を得る。
板厚減少率が２０％未満では、鋼板中のひずみ蓄積が不十分となり、オーステナイトの核生成サイトが不均一となり、旧γ粒界でのＭｎやＰの偏析度が高まる。
一方、板厚減少率が８０％超では、冷延荷重が過大となり、生産性が劣化する。
したがって、板厚減少率は２０％以上、８０％以下とする。板厚減少率は、好ましくは、３０％以上８０％以下である。冷間圧延の方法には制約がなく、適宜、圧延パスの回数、パス毎の圧下率を設定すればよい。
＜焼鈍工程＞
焼鈍工程では、冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を、２℃／秒以上の平均昇温速度でＡｃ３℃超の焼鈍温度まで加熱し、この焼鈍温度で、６０～３００秒保持し、保持後、１０℃／秒以上の平均冷却速度で２５０℃以下まで冷却する。
平均昇温速度が２℃／秒未満であると、生産性が低下するとともに、粒径が粗大化し、旧γ粒界でのＭｎやＰの偏析度が高まるため好ましくない。
焼鈍温度がＡｃ３℃以下である、または、保持時間が、６０秒未満であると、γ変態が十分でなく、焼鈍工程後に目標の組織が得られない場合がある。一方、焼鈍時間が３００秒超であると、生産性が低下する。
平均冷却速度が１０℃／秒未満である、または、冷却停止温度が２５０℃超であると、フェライトやベイナイトが生成し、目標の金属組織を得られないことが懸念される。一方、冷却停止温度を１５０℃未満とするには、大幅な設備投資を必要とするばかりでなく、１５０℃未満としてもその効果が飽和するためである。そのため、冷却停止温度を１５０℃以上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
焼鈍工程では、冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を、２℃／秒以上の平均昇温速度でＡｃ３℃超の焼鈍温度まで加熱し、この焼鈍温度で、６０～３００秒保持し、保持後、１０℃／秒以上の平均冷却速度で２５０℃以下まで冷却する。
平均昇温速度が２℃／秒未満であると、生産性が低下するとともに、粒径が粗大化し、旧γ粒界でのＭｎやＰの偏析度が高まるため好ましくない。
焼鈍温度がＡｃ３℃以下である、または、保持時間が、６０秒未満であると、γ変態が十分でなく、焼鈍工程後に目標の組織が得られない場合がある。一方、焼鈍時間が３００秒超であると、生産性が低下する。
平均冷却速度が１０℃／秒未満である、または、冷却停止温度が２５０℃超であると、フェライトやベイナイトが生成し、目標の金属組織を得られないことが懸念される。一方、冷却停止温度を１５０℃未満とするには、大幅な設備投資を必要とするばかりでなく、１５０℃未満としてもその効果が飽和するためである。そのため、冷却停止温度を１５０℃以上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
焼鈍工程では、鋼板の耐食性を高める観点から、鋼板の表面に亜鉛、アルミニウム、マグネシウムまたはそれらの合金を含む被膜層を形成してもよい。例えば、保持後の冷却の途中で、上記の平均冷却速度を満足できる範囲で、鋼板をめっき浴に浸漬して溶融めっきを形成してもよい。また、この溶融めっきを所定の温度に加熱して合金化させて合金化溶融めっきとしてもよい。また、めっき層中には、さらに、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕなどを含有しても構わない。耐食性を高めるという目的のめっき層としては、上記方法のいずれでもよい。めっき条件、合金化条件は、めっきの組成に応じて、公知の条件を適用すればよい。
＜保持工程＞
保持工程では、焼鈍工程後の冷延鋼板を、１５０～４００℃で５００秒以下保持する。
保持工程によって、マルテンサイトの一部または全部が焼戻されて焼戻しマルテンサイトとなる。保持温度が１５０℃未満では、マルテンサイトが十分に焼き戻されず、その効果が十分に得られない。
保持温度が４００℃超では、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。また、保持時間が５００秒超では、引張強さが低下する上、生産性が低下する。
保持時間の下限は限定されないが、金属組織を焼戻しマルテンサイト主体とする場合には、保持時間を１００秒以上とすることが好ましい。
保持工程前に冷延鋼板の温度が１５０℃未満まで下がったときは、必要に応じて加熱を行ってもよい。
保持工程では、焼鈍工程後の冷延鋼板を、１５０～４００℃で５００秒以下保持する。
保持工程によって、マルテンサイトの一部または全部が焼戻されて焼戻しマルテンサイトとなる。保持温度が１５０℃未満では、マルテンサイトが十分に焼き戻されず、その効果が十分に得られない。
保持温度が４００℃超では、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。また、保持時間が５００秒超では、引張強さが低下する上、生産性が低下する。
保持時間の下限は限定されないが、金属組織を焼戻しマルテンサイト主体とする場合には、保持時間を１００秒以上とすることが好ましい。
保持工程前に冷延鋼板の温度が１５０℃未満まで下がったときは、必要に応じて加熱を行ってもよい。
＜溶接工程＞
溶接工程では、保持工程後の冷延鋼板とその他の鋼板とを溶接する。その他の鋼板は限定されず、本実施形態に係る冷延鋼板であってもよく、違ってもよい。また、複数回の溶接を行って、３枚以上の鋼板を接合するように溶接を行ってもよい。
溶接方法については限定されないが、自動車部品への適用を考慮する場合、スポット溶接であることが好ましい。
溶接工程では、保持工程後の冷延鋼板とその他の鋼板とを溶接する。その他の鋼板は限定されず、本実施形態に係る冷延鋼板であってもよく、違ってもよい。また、複数回の溶接を行って、３枚以上の鋼板を接合するように溶接を行ってもよい。
溶接方法については限定されないが、自動車部品への適用を考慮する場合、スポット溶接であることが好ましい。
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～Ｘ）を製造した。
これらのスラブを、表２－１の温度に加熱し、表２－１の圧下率で圧下を行って減厚してブレークダウンを行った。その後、表２－１の温度に加熱し、保持してＳＰ処理を行った。
ＳＰ処理後のスラブを、１１００～１３００℃に加熱し、熱間圧延を行い、表２－２の巻取温度で巻き取って熱延鋼板を得た。熱間圧延に際し、仕上圧延は、７つのスタンドを有する熱間圧延機を用い、最終から３つ前のスタンド～最終スタンドの圧下率、最終スタンドでの圧延温度は表２－２の通りとした。
この熱延鋼板に対し、公知の条件で酸洗を行った後、表２－２の圧下率で冷間圧延を行い、板厚１．０～２．０ｍｍの冷延鋼板を得た。ただし、一部の熱延鋼板は強度が高く、冷間圧延を行うことが出来なかった。
得られた冷延鋼板に対し、表２－３の条件で焼鈍を行い、その後表２－３の条件で保持を行った。
さらに、一部の冷延鋼板については、焼鈍の途中（冷却段階）で、（亜鉛めっき浴温度－４０）℃～（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃に加熱又は冷却して、亜鉛めっき浴に浸漬して、亜鉛めっきを行った（表中、めっき実施有無が有の例）。また、亜鉛めっきを行った冷延鋼板の一部については、さらに４７０～５５０℃の温度範囲に加熱して合金化を行った（表中、合金化の有無が有の例）。
これらのスラブを、表２－１の温度に加熱し、表２－１の圧下率で圧下を行って減厚してブレークダウンを行った。その後、表２－１の温度に加熱し、保持してＳＰ処理を行った。
ＳＰ処理後のスラブを、１１００～１３００℃に加熱し、熱間圧延を行い、表２－２の巻取温度で巻き取って熱延鋼板を得た。熱間圧延に際し、仕上圧延は、７つのスタンドを有する熱間圧延機を用い、最終から３つ前のスタンド～最終スタンドの圧下率、最終スタンドでの圧延温度は表２－２の通りとした。
この熱延鋼板に対し、公知の条件で酸洗を行った後、表２－２の圧下率で冷間圧延を行い、板厚１．０～２．０ｍｍの冷延鋼板を得た。ただし、一部の熱延鋼板は強度が高く、冷間圧延を行うことが出来なかった。
得られた冷延鋼板に対し、表２－３の条件で焼鈍を行い、その後表２－３の条件で保持を行った。
さらに、一部の冷延鋼板については、焼鈍の途中（冷却段階）で、（亜鉛めっき浴温度－４０）℃～（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃に加熱又は冷却して、亜鉛めっき浴に浸漬して、亜鉛めっきを行った（表中、めっき実施有無が有の例）。また、亜鉛めっきを行った冷延鋼板の一部については、さらに４７０～５５０℃の温度範囲に加熱して合金化を行った（表中、合金化の有無が有の例）。
得られた冷延鋼板に対し、上述した要領で、ｔ／４～３ｔ／４の位置での金属組織を観察し、そのマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトの合計体積率、残留オーステナイト、フェライト、ベイナイト、パーライトの体積率を求めた。
また、上述した要領で、ｔ／４～３ｔ／４の位置の金属組織において、旧γ粒界でのＰ含有量、Ｍｎ含有量を測定した。
また、得られた冷延鋼板から、圧延方向に直角にＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１：２０１１に沿って引張強さを測定した。
また、得られた冷延鋼板を２枚重ね合わせた板組について、スポット溶接を行い、継手特性を評価した。
溶接には、サーボモータ加圧式単相交流溶接機（電源周波数５０Ｈｚ）を用い、電極には先端曲率半径４０ｍｍ、先端直径６ｍｍのＣｒ－Ｃｕ製のＤＲ型電極を用いた。
溶接条件は、加圧力４４０ｋｇｆ、通電時間０．２８ｓｅｃ、ホールド時間０．１ｓｅｃとした。溶接電流はナゲット径として５√ｔが得られる条件とした。
そして、作製した継手に対し、ＪＩＳＺ３１３７（１９９９）に準じて、十字引張試験を実施した(各条件ｎ＝２にて実施)。
偏析緩和を行っていない従来の鋼板（それぞれの鋼板に対し、化学組成が同等であり、ブレークダウン工程、高温加熱処理工程、熱間圧延工程以外は、同等の製造条件を適用した鋼板）よりも継手特性が５％以上向上したものは△（Ｆａｉｒ）、１０％以上向上したものは〇（Ｇｏｏｄ）、２０％以上向上したものは◎（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）、向上しなかったものを×（ＮＧ）として評価した。
溶接には、サーボモータ加圧式単相交流溶接機（電源周波数５０Ｈｚ）を用い、電極には先端曲率半径４０ｍｍ、先端直径６ｍｍのＣｒ－Ｃｕ製のＤＲ型電極を用いた。
溶接条件は、加圧力４４０ｋｇｆ、通電時間０．２８ｓｅｃ、ホールド時間０．１ｓｅｃとした。溶接電流はナゲット径として５√ｔが得られる条件とした。
そして、作製した継手に対し、ＪＩＳＺ３１３７（１９９９）に準じて、十字引張試験を実施した(各条件ｎ＝２にて実施)。
偏析緩和を行っていない従来の鋼板（それぞれの鋼板に対し、化学組成が同等であり、ブレークダウン工程、高温加熱処理工程、熱間圧延工程以外は、同等の製造条件を適用した鋼板）よりも継手特性が５％以上向上したものは△（Ｆａｉｒ）、１０％以上向上したものは〇（Ｇｏｏｄ）、２０％以上向上したものは◎（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）、向上しなかったものを×（ＮＧ）として評価した。
表１－１～表３から分かるように、本発明の実施例（本発明例）であるＮｏ．１～３０では、化学組成、金属組織、旧γ粒界でのＭｎ含有量、Ｐ含有量（偏析度）が本発明範囲内にあり、その結果、１３１０ＭＰａ以上の高強度を有し、かつ、十分な継手強度を有している。
一方、化学組成または、製造方法が本発明範囲を外れた比較例であるＮｏ．３１～４７では、化学組成、金属組織、旧γ粒界でのＭｎ含有量、Ｐ含有量（偏析度）の少なくとも１つが本発明範囲を外れており、引張強さ、継手強度のいずれかが十分ではない。
一方、化学組成または、製造方法が本発明範囲を外れた比較例であるＮｏ．３１～４７では、化学組成、金属組織、旧γ粒界でのＭｎ含有量、Ｐ含有量（偏析度）の少なくとも１つが本発明範囲を外れており、引張強さ、継手強度のいずれかが十分ではない。
本発明によれば、引張強さが１３１０ＭＰａ以上の超高強度鋼板であって、溶接後に十分に高い継手強度が得られる鋼板、並びに溶接継手を提供することができる。この鋼板及び溶接継手は、自動車車体の軽量化等に寄与するので、産業上の利用可能性が高い。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ：０．２００％以上、０．４５０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上、２．５０％以下、
Ｍｎ：０．６％以上、３．５％以下、
Ａｌ：０．００１％以上、０．１００％以下、
Ｔｉ：０．００１％以上、０．１００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｐ：０．０４００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．００６０％以下、
Ｂ：０％以上、０．０１００％以下、
Ｍｏ：０％以上、０．５００％以下、
Ｎｂ：０％以上、０．２００％以下、
Ｃｒ：０％以上、２．００％以下、
Ｖ：０％以上、０．５００％以下、
Ｃｏ：０％以上、０．５００％以下、
Ｎｉ：０％以上、１．０００％以下、
Ｃｕ：０％以上、１．０００％以下、
Ｗ：０％以上、０．１００％以下、
Ｔａ：０％以上、０．１００％以下、
Ｓｎ：０％以上、０．０５０％以下、
Ｓｂ：０％以上、０．０５０％以下、
Ａｓ：０％以上、０．０５０％以下、
Ｍｇ：０％以上、０．０５０％以下、
Ｃａ：０％以上、０．０４０％以下、
Ｙ：０％以上、０．０５０％以下、
Ｚｒ：０％以上、０．０５０％以下、
Ｌａ：０％以上、０．０５０％以下、
Ｃｅ：０％以上、０．０５０％以下、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１／４～３／４の位置の金属組織が、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、
前記位置の前記金属組織において、旧γ粒界でのＰ含有量が１０．０質量％以下、かつ、前記旧γ粒界でのＭｎ含有量が１０．０質量％以下であり、
引張強さが１３１０ＭＰａ以上である、
ことを特徴とする冷延鋼板。 - 連続鋳造によって、請求項１に記載の前記化学組成を有するスラブを得る連続鋳造工程と、
前記スラブを、８５０～１０００℃の温度域で３０～６０％の圧下率で圧下を行って減厚するブレークダウン工程と、
前記ブレークダウン工程後の前記スラブを、１０００℃～１３００℃まで加熱し、５～２０時間保持し、冷却する高温加熱処理工程と、
前記高温加熱処理工程後の前記スラブを、熱間圧延して熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、
前記熱延鋼板を、４００～６５０℃の温度域で巻き取る巻取工程と、
前記巻取工程後の前記熱延鋼板を、酸洗し、２０～８０％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、２℃／秒以上の平均昇温速度でＡｃ３℃超の焼鈍温度まで加熱し、前記焼鈍温度で、６０～３００秒保持し、１０℃／秒以上の平均冷却速度で２５０℃以下まで冷却する、焼鈍工程と、
前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、１５０～４００℃で５００秒以下保持する保持工程と、
を備え、
前記熱間圧延工程では、
仕上圧延を、４つ以上のスタンドを有する圧延機を用いて行い、最初のスタンドを第１スタンド、最終のスタンドを第ｎスタンドとした場合、第ｎ－３スタンドから第ｎスタンドまでの各スタンドでの板厚減少率をそれぞれ３０％以上とし、前記第ｎスタンドでの圧延温度を９００℃以下とする、
ことを特徴とする冷延鋼板の製造方法。 - 前記焼鈍工程において、鋼板の表裏面に亜鉛、アルミニウム、マグネシウム
またはそれらの合金を含む被膜層を形成させる、
ことを特徴とする、請求項２に記載の冷延鋼板の製造方法。 - 複数の鋼板が接合された溶接継手であって、少なくとも一の鋼板が、請求項１に記載の冷延鋼板である、
ことを特徴とする、溶接継手。
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