JP2014025133A - 冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】引張強さ780 MPa以上の高強度を有し、かつ全伸び10％以上、穴拡げ率30％以上、および良好な曲げ性をも備えた冷延鋼板の提供。
【解決手段】質量％で、Ｃ：0.03〜0.20％、Ｓｉ：0.005〜2.0％、Ｍｎ：2.1〜4.0％、Ｐ：0.0004〜0.1％、Ｓ：0.0029％以下、sol.Ａｌ：0.0002〜2.0％以下、Ｎ：0.0080％以下、Ｔｉ：0.03％超0.30％以下およびＢ：0.0005〜0.0100％を含有し、面積％で、フェライトを5％超95％以下、ならびにマルテンサイト、残留オーステナイトおよびセメンタイトからなる超硬質相群の１種以上を合計で3.0〜20％含有するとともに、前記フェライトの平均粒径が5.0μｍ以下、前記超硬質相群の平均粒径が2.0μｍ以下、超硬質相平均間隔が2.0μｍ以下、および円相当直径1μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が500個／mm2以下、鋼板表面の深さ3μｍ以上のクラックの数密度が150個／mm以下。
【選択図】 なし
【解決手段】質量％で、Ｃ：0.03〜0.20％、Ｓｉ：0.005〜2.0％、Ｍｎ：2.1〜4.0％、Ｐ：0.0004〜0.1％、Ｓ：0.0029％以下、sol.Ａｌ：0.0002〜2.0％以下、Ｎ：0.0080％以下、Ｔｉ：0.03％超0.30％以下およびＢ：0.0005〜0.0100％を含有し、面積％で、フェライトを5％超95％以下、ならびにマルテンサイト、残留オーステナイトおよびセメンタイトからなる超硬質相群の１種以上を合計で3.0〜20％含有するとともに、前記フェライトの平均粒径が5.0μｍ以下、前記超硬質相群の平均粒径が2.0μｍ以下、超硬質相平均間隔が2.0μｍ以下、および円相当直径1μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が500個／mm2以下、鋼板表面の深さ3μｍ以上のクラックの数密度が150個／mm以下。
【選択図】 なし
Description
本発明は冷延鋼板およびその製造方法に関する。より詳しくは、本発明は、自動車の骨格部材やメンバー等の補強部材のように、高強度に加えて優れた穴拡げ性や曲げ性が要求される用途に好適な冷延鋼板およびその製造方法に関する。
近年、地球環境保護のため、自動車の燃費向上が求められており、自動車用鋼板においては、車体の軽量化および安全性確保のため、引張強度（ＴＳ）≧７８０ＭＰａである高強度鋼板へのニーズが高まっている。しかし、ただ単に高強度であればよいわけではない。成形性の観点から、延性の他に、良好な穴拡げ性や良好な曲げ性が求められている。
一般的に鋼の強化手法としては固溶強化、析出強化および変態強化があり、これらを組み合わせることにより、所定の引張強度を達成する。これらの組合せの違いにより、同一引張強度であっても、延性、曲げ性、等が異なる。したがって、自動車用途として、上述の要求性能を高度にバランスさせるには、強化手法を適正にバランスさせることが重要である。
上記強化手法のうち、変態強化を用いると、比較的容易に高強度化を達成することができる。例えば、特許文献１に開示の技術では、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏを多量に添加し、さらに冷却速度を制御することによってフェライト・ベイナイト・マルテンサイト混合組織を得ることで、ＴＳ≧７８０ＭＰａを達成している。特許文献２の開示の技術では、焼き戻しマルテンサイトを得ることにより、曲げ加工性と高強度化を達成している。これらの技術によると、フェライトと硬質相であるマルテンサイトとを含む混合組織とすることにより、比較的容易に高強度化が図れる。しかし、マルテンサイトを多く含む混合組織を用いると、組織間の硬度差が大きくなり、その組織界面から穴拡げ加工初期や曲げ加工初期にきれつが発生するために、穴拡げ性や曲げ性に劣るという欠点がある。
そのため、穴拡げ性や曲げ性を劣化させずに高強度化を図るためには、析出強化を用いることが多い。析出強化ではＴｉやＮｂを主に添加するが、その中で安価かつ添加量に対する強度上昇量が大きいＴｉを多く添加することが一般的である。さらに、Ｔｉの添加はフェライト粒を微細化する効果があり、Ｔｉ炭窒化物による析出強化に加え、フェライト粒の微細化による高強度化を図れるメリットもある。Ｔｉ析出強化を用いた高張力冷延鋼板の従来技術としては、例えば、特許文献３が挙げられる。
しかし、Ｔｉを添加してフェライトの微細化や析出強化を利用すると、フェライトの微細化や強化に寄与する、固相から析出した微細なＴｉ系炭化物、窒化物、炭窒化物の他に、粗大なＴｉＮが生成する。このＴｉＮのうちでも、鋳造段階で凝固時に晶出したＴｉＮは、Ｔｉ系炭化物、窒化物、炭窒化物が数十ｎｍの微細な析出物であるのに対し、高温で生成するために、その大きさは２〜２０μｍと粗大である。このため、フェライトの微細化や強度上昇には全く寄与しないばかりか、その粗大な析出物が穴拡げ性や曲げ加工時の割れの起点となり穴拡げ性や曲げ性を劣化させる原因となる。したがって、Ｔｉ添加量増加による延性ならびに穴拡げ性や曲げ性の向上には、限界があった。
一方、フェライト粒の微細化による高強度化に、安価かつ添加量に対する強度上昇量が大きいＢを添加する技術がある。Ｂ添加の場合もＴｉ添加の場合と同様に、添加量を増加するとＢ系の粗大な析出物が析出し、その粗大な析出物が延性ならびに穴拡げ性や曲げ加工時の割れの起点となり、各々の特性を劣化させる原因となる。
このように、従来技術においては、高い強度とともに優れた延性、穴拡げ性および曲げ性を得るには限界があり、穴拡げ性や曲げ性に関する近年のさらなる高い要求に応えることが困難であった。
本発明は、自動車や各種の産業機械に用いられる構造部材の素材、特に自動車の骨格部材やメンバー等の補強部材の素材として好適な、高い強度を有しながら延性、穴拡げ性および曲げ性にも優れた冷延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意検討を行った。
その結果、ＴｉとＢを多量添加するという高強度化に安価な強化手法を使用しつつも、鋼板内部のＴｉ−Ｂ系の析出物や鋼組織を適正化することによって、７８０ＭＰａ以上の高い引張強度を有しながら、良好な延性、穴拡げ性および曲げ性をも備えた冷延鋼板を得ることができるという新たな知見を得た。
その結果、ＴｉとＢを多量添加するという高強度化に安価な強化手法を使用しつつも、鋼板内部のＴｉ−Ｂ系の析出物や鋼組織を適正化することによって、７８０ＭＰａ以上の高い引張強度を有しながら、良好な延性、穴拡げ性および曲げ性をも備えた冷延鋼板を得ることができるという新たな知見を得た。
上記知見に基づく本発明は以下とおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０.０３％以上０.２０％以下、Ｓｉ：０.００５％以上２.０％以下、Ｍｎ：２.１％以上４.０％以下、Ｐ：０.０００４％以上０.１％以下、Ｓ：０.００２９％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.０００２％以上２.０％以下、Ｎ：０.００８０％以下、Ｔｉ：０.０３％超０.３０％以下およびＢ：０.０００５％以上０.０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成と、面積％で、フェライトを５％超９５％以下、ならびにマルテンサイト、残留オーステナイトおよびセメンタイトからなる超硬質相群から選択される１種または２種以上を合計で３.０％以上２０％以下含有するとともに、前記フェライトの平均粒径が５.０μｍ以下、前記超硬質相群の平均粒径が２.０μｍ以下、前記超硬質相群の最近接距離の平均値である超硬質相平均間隔が２.０μｍ以下、および円相当直径１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が５００個／ｍｍ2以下である鋼組織と、鋼板の表面における深さ３μｍ以上のクラックの数密度が１５０個／ｍｍ以下である表面性状と、引張強さ：７８０ＭＰａ以上、全伸び：１０％以上、穴拡げ率：３０％以上、および曲げ角度１８０°の曲げ試験において割れが発生しない内側半径の最小値：板厚の３.５倍以下である機械特性とを有することを特徴とする冷延鋼板。
（１）質量％で、Ｃ：０.０３％以上０.２０％以下、Ｓｉ：０.００５％以上２.０％以下、Ｍｎ：２.１％以上４.０％以下、Ｐ：０.０００４％以上０.１％以下、Ｓ：０.００２９％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.０００２％以上２.０％以下、Ｎ：０.００８０％以下、Ｔｉ：０.０３％超０.３０％以下およびＢ：０.０００５％以上０.０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成と、面積％で、フェライトを５％超９５％以下、ならびにマルテンサイト、残留オーステナイトおよびセメンタイトからなる超硬質相群から選択される１種または２種以上を合計で３.０％以上２０％以下含有するとともに、前記フェライトの平均粒径が５.０μｍ以下、前記超硬質相群の平均粒径が２.０μｍ以下、前記超硬質相群の最近接距離の平均値である超硬質相平均間隔が２.０μｍ以下、および円相当直径１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が５００個／ｍｍ2以下である鋼組織と、鋼板の表面における深さ３μｍ以上のクラックの数密度が１５０個／ｍｍ以下である表面性状と、引張強さ：７８０ＭＰａ以上、全伸び：１０％以上、穴拡げ率：３０％以上、および曲げ角度１８０°の曲げ試験において割れが発生しない内側半径の最小値：板厚の３.５倍以下である機械特性とを有することを特徴とする冷延鋼板。
（２）学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｂｉ：０.５質量％以下を含有し、前記鋼組織において円相当直径１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が５０個／ｍｍ2以下である上記（１）記載の冷延鋼板。
（３）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：１.０％以下、Ｖ：１.０％以下、Ｗ：１.０％以下、Ｃｒ：１.０％以下、Ｍｏ：１.０％以下、Ｃｕ：１.０％以下およびＮｉ：１.０％からなる群から選択される１種または２種以上を含有する上記（１）または（２）記載の冷延鋼板。
（４）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、ＲＥＭ：０.１％以下、Ｍｇ：０.０５％以下、Ｃａ：０.０５％以下およびＺｒ：０.０５％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有する上記（１）〜（３）のいずれかに記載の冷延鋼板。
（５）質量％で、Ｔｉ：０.１６％以上０.３０％以下、かつ、Ｂ：０.００２１％以上０.０１００％以下を含有する上記（１）〜（４）のいずれかに記載の冷延鋼板。
（６）下記工程（ａ）〜（ｅ）を有することを特徴とする冷延鋼板の製造方法：
（ａ）請求項１〜請求項５のいずれかに記載の化学組成を有する溶鋼を、溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を０.２℃／秒以上として鋳造する鋳造工程；
（ｂ）前記鋳造工程で得られた鋳片を、１１５０℃以上の温度域に２.０時間以上加熱して熱間圧延を施し、熱間圧延完了後、２℃／秒以上の平均冷却速度で冷却して、前記加熱の終了から１０分間以内に７５０℃以下の温度域で巻取り、その後、２℃／時以上の冷却速度で１５０℃以下の温度域まで冷却して熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（ｃ）前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板に下記式（ｉ）を満足する条件下で酸洗処理を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；
酸濃度(質量％)×酸温度(℃)×酸浸漬時間(秒)≦１８０００００ ・・・ （ｉ）
（ｄ）前記酸洗工程で得られた酸洗鋼板に３０％以上の圧下率の冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
（ｅ）前記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を７５０℃以上１０００℃以下の温度域に５秒間以上１０００秒間以下保持したのち、２℃／秒以上１００℃／秒以下の平均冷却速度で５８０℃以下２００℃以上の温度域まで冷却する連続焼鈍工程。
（ａ）請求項１〜請求項５のいずれかに記載の化学組成を有する溶鋼を、溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を０.２℃／秒以上として鋳造する鋳造工程；
（ｂ）前記鋳造工程で得られた鋳片を、１１５０℃以上の温度域に２.０時間以上加熱して熱間圧延を施し、熱間圧延完了後、２℃／秒以上の平均冷却速度で冷却して、前記加熱の終了から１０分間以内に７５０℃以下の温度域で巻取り、その後、２℃／時以上の冷却速度で１５０℃以下の温度域まで冷却して熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（ｃ）前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板に下記式（ｉ）を満足する条件下で酸洗処理を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；
酸濃度(質量％)×酸温度(℃)×酸浸漬時間(秒)≦１８０００００ ・・・ （ｉ）
（ｄ）前記酸洗工程で得られた酸洗鋼板に３０％以上の圧下率の冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
（ｅ）前記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を７５０℃以上１０００℃以下の温度域に５秒間以上１０００秒間以下保持したのち、２℃／秒以上１００℃／秒以下の平均冷却速度で５８０℃以下２００℃以上の温度域まで冷却する連続焼鈍工程。
本発明に係る冷延鋼板は、高強度でありながら、延性、穴拡げ性および曲げ性にも優れている。そのため、自動車や各種の産業機械に用いられる構造部材の素材、特に自動車のメンバーやピラーに代表される構造部材の素材として最適である。また安価に製造できるので、産業面から格段の技術的意義を有する。
以下、本発明についてより詳しく説明する。以下の説明において、鋼の化学組成についての「％」は「質量％」の意味であり、鋼の化学組成の残部はＦｅおよび不純物である。
１．化学組成
［Ｃ：０.０３％以上０.２０％以下］
Ｃは、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトなどの硬質相を生成させ、鋼板の強度を向上させる作用を有する。Ｃ含有量が０.０３％未満では７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難である。したがって、Ｃ含有量は０.０３％以上とする。９８０ＭＰａ以上の引張強度を得るには、Ｃ含有量を０.０４％以上とすることが望ましい。一方、Ｃ含有量が０.２０％超では溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０.２０％以下とする。
［Ｃ：０.０３％以上０.２０％以下］
Ｃは、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトなどの硬質相を生成させ、鋼板の強度を向上させる作用を有する。Ｃ含有量が０.０３％未満では７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難である。したがって、Ｃ含有量は０.０３％以上とする。９８０ＭＰａ以上の引張強度を得るには、Ｃ含有量を０.０４％以上とすることが望ましい。一方、Ｃ含有量が０.２０％超では溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０.２０％以下とする。
［Ｓｉ：０.００５％以上２.０％以下］
Ｓｉは、固溶強化によって鋼板の強度を高める作用を有する。Ｓｉ含有量が０.００５％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｓｉ含有量は０.００５％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が２.０％超では、化成処理性が悪化して、塗装前に一般に実施される化成処理の後の耐食性の劣化が著しくなる。したがって、Ｓｉの含有量は２.０％以下とする。化成処理性をさらに向上させるにはＳｉ含有量を１.０％以下とするのが望ましい。
Ｓｉは、固溶強化によって鋼板の強度を高める作用を有する。Ｓｉ含有量が０.００５％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｓｉ含有量は０.００５％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が２.０％超では、化成処理性が悪化して、塗装前に一般に実施される化成処理の後の耐食性の劣化が著しくなる。したがって、Ｓｉの含有量は２.０％以下とする。化成処理性をさらに向上させるにはＳｉ含有量を１.０％以下とするのが望ましい。
［Ｍｎ：２.１％以上４.０％以下］
Ｍｎは、鋼の焼入性を高めることにより鋼板の強度を高める作用を有する。Ｍｎ含有量が２.１％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｍｎ含有量は２.１％以上とする。好ましくは２.３％以上である。一方、Ｍｎ含有量が４.０％超では、焼入性が過剰に高まって、マルテンサイトの面積率が過大となり、曲げ性の低下が著しくなる。したがって、Ｍｎ含有量は４.０％以下とする。好ましくは３.０％以下である。
Ｍｎは、鋼の焼入性を高めることにより鋼板の強度を高める作用を有する。Ｍｎ含有量が２.１％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｍｎ含有量は２.１％以上とする。好ましくは２.３％以上である。一方、Ｍｎ含有量が４.０％超では、焼入性が過剰に高まって、マルテンサイトの面積率が過大となり、曲げ性の低下が著しくなる。したがって、Ｍｎ含有量は４.０％以下とする。好ましくは３.０％以下である。
［Ｐ：０.０００４％以上０.１％以下］
Ｐは、固溶強化により鋼板の強度を高める作用を有する。Ｐ含有量が０.００４％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｐ含有量は０.０００４％以上とする。一方、Ｐは偏析し易い元素であるため、Ｐを多量に含有すると溶接性の低下を招く。Ｐ含有量が０.１％超では偏析による溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０.１％以下とする。
Ｐは、固溶強化により鋼板の強度を高める作用を有する。Ｐ含有量が０.００４％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｐ含有量は０.０００４％以上とする。一方、Ｐは偏析し易い元素であるため、Ｐを多量に含有すると溶接性の低下を招く。Ｐ含有量が０.１％超では偏析による溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０.１％以下とする。
［Ｓ：０.００２９％以下］
Ｓは、不純物として含有され、鋼中に硫化物を形成して曲げ性を低下させる作用を有する。Ｓ含有量が０.００２９％超では穴拡げ性や曲げ性の低下が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０.００２９％以下とする。好ましくは０.００２０％以下である。Ｓ含有量は低ければ低いほど好ましいので、Ｓ含有量の下限は規定する必要はないが、製鋼コストの観点からは０.０００２％以上とすることが好ましい。
Ｓは、不純物として含有され、鋼中に硫化物を形成して曲げ性を低下させる作用を有する。Ｓ含有量が０.００２９％超では穴拡げ性や曲げ性の低下が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０.００２９％以下とする。好ましくは０.００２０％以下である。Ｓ含有量は低ければ低いほど好ましいので、Ｓ含有量の下限は規定する必要はないが、製鋼コストの観点からは０.０００２％以上とすることが好ましい。
［ｓｏｌ.Ａｌ：０.０００２％以上２.０％以下］
Ａｌは、鋼を脱酸して鋼板を健全化する作用を有する。ｓｏｌ.Ａｌ含有量が０.０００２％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、ｓｏｌ.Ａｌ含有量は０.０００２％以上とする。一方、ｓｏｌ.Ａｌ含有量が２.０％超では、粗大なアルミナ系介在物が増加して、曲げ性および耐疲労特性の低下が著しくなる。したがって、ｓｏｌ.Ａｌ含有量は２.０％以下とする。
Ａｌは、鋼を脱酸して鋼板を健全化する作用を有する。ｓｏｌ.Ａｌ含有量が０.０００２％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、ｓｏｌ.Ａｌ含有量は０.０００２％以上とする。一方、ｓｏｌ.Ａｌ含有量が２.０％超では、粗大なアルミナ系介在物が増加して、曲げ性および耐疲労特性の低下が著しくなる。したがって、ｓｏｌ.Ａｌ含有量は２.０％以下とする。
［Ｎ：０.００８０％以下］
Ｎは、不純物として含有され、鋼中に窒化物を形成して曲げ性を低下させる作用を有する。Ｎ含有量が０.００８０％超では曲げ性の低下が著しくなる。したがって、Ｎ含有量は０.００８０％以下とする。Ｎ含有量は低ければ低いほど好ましいので、Ｎ含有量の下限は規定する必要はないが、製鋼コストの観点からは０.０００２％以上とすることが好ましい。
Ｎは、不純物として含有され、鋼中に窒化物を形成して曲げ性を低下させる作用を有する。Ｎ含有量が０.００８０％超では曲げ性の低下が著しくなる。したがって、Ｎ含有量は０.００８０％以下とする。Ｎ含有量は低ければ低いほど好ましいので、Ｎ含有量の下限は規定する必要はないが、製鋼コストの観点からは０.０００２％以上とすることが好ましい。
［Ｔｉ：０.０３％超０.３０％以下］
Ｔｉは本発明で重要な元素である。ＴｉＣによる析出強化に加えて、フェライト粒径を微細化させる作用を有し、これにより効果的に高強度化を図ることができる。加えて、マルテンサイト、残留オーステナイト、ベイナイト、パーライトおよびセメンタイト等の硬質相を微細に分散させ、穴拡げ性や曲げ性を向上させる作用を有する。Ｔｉ含有量が０.０３％以下では上記作用による効果を十分に得ることができない場合がある。したがって、Ｔｉ含有量は０.０３％超とする。好ましくは０.１０％以上である。Ｔｉ含有量を０.１６％以上とすれば上記作用による効果が一層顕著となるため、Ｔｉ含有量は０.１６％以上とすることがより好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０.３０％超では、粗大な晶出系ＴｉＮ粒子が多く形成されてしまうため、却って曲げ性が劣化する場合がある。したがって、Ｔｉ含有量は０.３０％以下とする。好ましくは０.２５％以下である。
Ｔｉは本発明で重要な元素である。ＴｉＣによる析出強化に加えて、フェライト粒径を微細化させる作用を有し、これにより効果的に高強度化を図ることができる。加えて、マルテンサイト、残留オーステナイト、ベイナイト、パーライトおよびセメンタイト等の硬質相を微細に分散させ、穴拡げ性や曲げ性を向上させる作用を有する。Ｔｉ含有量が０.０３％以下では上記作用による効果を十分に得ることができない場合がある。したがって、Ｔｉ含有量は０.０３％超とする。好ましくは０.１０％以上である。Ｔｉ含有量を０.１６％以上とすれば上記作用による効果が一層顕著となるため、Ｔｉ含有量は０.１６％以上とすることがより好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０.３０％超では、粗大な晶出系ＴｉＮ粒子が多く形成されてしまうため、却って曲げ性が劣化する場合がある。したがって、Ｔｉ含有量は０.３０％以下とする。好ましくは０.２５％以下である。
［Ｂ：０.０００５％以上０.０１００％以下］
Ｂは、Ｔｉと同様に本発明で重要な元素である。少量の含有によりフェライトの成長を抑えることができ、フェライトの微細化による高強度化が図ることができる。Ｂ含有量が０.０００５％未満では、上記作用による効果を十分にえることができない場合がある。したがって、Ｂの含有量は０.０００５％以上とする。Ｂ含有量を０.００２１％以上とすれば上記作用による効果が一層顕著となるため、Ｂ含有量は０.００２１％以上とすることが好ましい。一方、Ｂ含有量が０.０１００％超では粗大なＢ析出物が多く形成されてしまい、却って、穴拡げ性や曲げ性が劣化する。したがって、Ｂ含有量は０.０１００％以下とする。
Ｂは、Ｔｉと同様に本発明で重要な元素である。少量の含有によりフェライトの成長を抑えることができ、フェライトの微細化による高強度化が図ることができる。Ｂ含有量が０.０００５％未満では、上記作用による効果を十分にえることができない場合がある。したがって、Ｂの含有量は０.０００５％以上とする。Ｂ含有量を０.００２１％以上とすれば上記作用による効果が一層顕著となるため、Ｂ含有量は０.００２１％以上とすることが好ましい。一方、Ｂ含有量が０.０１００％超では粗大なＢ析出物が多く形成されてしまい、却って、穴拡げ性や曲げ性が劣化する。したがって、Ｂ含有量は０.０１００％以下とする。
以下に説明する元素は、本発明に係る冷延鋼板の化学組成に所望により含有させてもよい任意元素である。
［Ｂｉ：０.５％以下］
Ｂｉは、凝固の接種核となり、凝固時のデンドライトアーム間隔を小さくし、凝固組織を細かくする作用を有する。その結果、ＭｎやＴｉ等の偏析が生じ易い元素の偏析を抑制し、鋼板の局所的な強度差を低減し、穴拡げ性や曲げ性を向上させる作用を有する。したがって、Ｂｉを含有させることが好ましい。しかし、Ｂｉは曲げ加工時の割れの起点となる酸化物を鋼中に形成するため、Ｂｉの含有量が０.５％を超えると、穴拡げ性や曲げ性が却って劣化する。したがって、Ｂｉ含有量は０.５％以下とする。好ましくは０.０３％以下である。上記作用による効果をより確実に得るにはＢｉ含有量を０.０００２％以上とすることが好ましい。
Ｂｉは、凝固の接種核となり、凝固時のデンドライトアーム間隔を小さくし、凝固組織を細かくする作用を有する。その結果、ＭｎやＴｉ等の偏析が生じ易い元素の偏析を抑制し、鋼板の局所的な強度差を低減し、穴拡げ性や曲げ性を向上させる作用を有する。したがって、Ｂｉを含有させることが好ましい。しかし、Ｂｉは曲げ加工時の割れの起点となる酸化物を鋼中に形成するため、Ｂｉの含有量が０.５％を超えると、穴拡げ性や曲げ性が却って劣化する。したがって、Ｂｉ含有量は０.５％以下とする。好ましくは０.０３％以下である。上記作用による効果をより確実に得るにはＢｉ含有量を０.０００２％以上とすることが好ましい。
［Ｎｂ：１.０％以下、Ｖ：１.０％以下、Ｗ：１.０％以下、Ｃｒ：１.０％以下、Ｍｏ：１.０％以下、Ｃｕ：１.０％以下、Ｎｉ：１.０％からなる群から選択される１種または２種以上］
Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉは、Ｍｎと同様に鋼の焼入性を高めることによって鋼板の強度を高める作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉについてそれぞれ含有量が１.０％を超えると、焼入性が過剰に高まって、マルテンサイトの面積率が過大となり、穴拡げ性や曲げ性の低下が著しくなる。したがって、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉの含有量はそれぞれ上記のとおりとする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉのいずれかの元素を０.００５％以上とすることが好ましい。
Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉは、Ｍｎと同様に鋼の焼入性を高めることによって鋼板の強度を高める作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉについてそれぞれ含有量が１.０％を超えると、焼入性が過剰に高まって、マルテンサイトの面積率が過大となり、穴拡げ性や曲げ性の低下が著しくなる。したがって、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉの含有量はそれぞれ上記のとおりとする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉのいずれかの元素を０.００５％以上とすることが好ましい。
［ＲＥＭ：０.１％以下、Ｍｇ：０.０５％以下、Ｃａ：０.０５％以下およびＺｒ：０.０５％以下からなる群から選択される１種または２種以上］
ＲＥＭ（希土類元素）、Ｍｇ、ＣａおよびＺｒは、鋼中に形成される酸化物や硫化物を微細に球状化させて曲げ性を向上させる作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、ＲＥＭについては含有量が０.１％超えると、Ｍｇ、ＣａおよびＺｒについてはそれぞれ含有量が０.０５％を超えると、鋼中に形成される酸化物や硫化物の数が過剰となり、却って曲げ性を劣化させる。したがって、ＲＥＭ（希土類元素）、Ｍｇ、ＣａおよびＺｒの含有量はそれぞれ上記のとおりとする。上記作用による効果をより確実に得るには、ＲＥＭ、Ｍｇ、ＣａおよびＺｒのいずれかの含有量を０.０００２％以上とすることが好ましい。
ＲＥＭ（希土類元素）、Ｍｇ、ＣａおよびＺｒは、鋼中に形成される酸化物や硫化物を微細に球状化させて曲げ性を向上させる作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、ＲＥＭについては含有量が０.１％超えると、Ｍｇ、ＣａおよびＺｒについてはそれぞれ含有量が０.０５％を超えると、鋼中に形成される酸化物や硫化物の数が過剰となり、却って曲げ性を劣化させる。したがって、ＲＥＭ（希土類元素）、Ｍｇ、ＣａおよびＺｒの含有量はそれぞれ上記のとおりとする。上記作用による効果をより確実に得るには、ＲＥＭ、Ｍｇ、ＣａおよびＺｒのいずれかの含有量を０.０００２％以上とすることが好ましい。
ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、上記ＲＥＭの含有量は、これらの元素の合計含有量を指す。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。
２．鋼組織
本発明に係る冷延鋼板は、面積％で、フェライトを５％超９５％以下、ならびにマルテンサイト、残留オーステナイトおよびセメンタイトからなる超硬質相群から選択される１種または２種以上を合計で３.０％以上２０％以下含有するとともに、前記フェライトの平均粒径が５.０μｍ以下、前記超硬質相群の平均粒径が２.０μｍ以下、前記超硬質相群の最近接距離の平均値である超硬質相平均間隔が２.０μｍ以下、および円相当直径１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が５００個／ｍｍ2以下である鋼組織を有する。
本発明に係る冷延鋼板は、面積％で、フェライトを５％超９５％以下、ならびにマルテンサイト、残留オーステナイトおよびセメンタイトからなる超硬質相群から選択される１種または２種以上を合計で３.０％以上２０％以下含有するとともに、前記フェライトの平均粒径が５.０μｍ以下、前記超硬質相群の平均粒径が２.０μｍ以下、前記超硬質相群の最近接距離の平均値である超硬質相平均間隔が２.０μｍ以下、および円相当直径１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が５００個／ｍｍ2以下である鋼組織を有する。
［フェライト面積率：５％超９５％以下］
フェライト面積率が５％以下では、１０％以上の全伸びを確保することが困難となる。したがって、フェライト面積率は５％超とする。フェライト面積率は、好ましくは１０％以上である。一方、フェライト面積率が９５％超では、７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、フェライト面積率は９５％以下とする。フェライト面積率は好ましくは７５％以下である。
フェライト面積率が５％以下では、１０％以上の全伸びを確保することが困難となる。したがって、フェライト面積率は５％超とする。フェライト面積率は、好ましくは１０％以上である。一方、フェライト面積率が９５％超では、７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、フェライト面積率は９５％以下とする。フェライト面積率は好ましくは７５％以下である。
［超硬質相群面積率：３.０％以上２０％以下］
マルテンサイト、残留オーステナイトおよびセメンタイトからなる超硬質相群の合計面積率が３.０％未満では、７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、超硬質相群の合計面積率は３.０％以上とする。一方、超硬質相群の合計面積率が２０％超では、超硬質相の量が過剰となり、フェライトと超硬質相の界面から発生した亀裂が早期に連結してしまう。その結果、穴拡げ性や曲げ性が低下し、穴拡げ率を３０％以上とし、曲げ角度１８０°の曲げ試験において割れが発生しない内側半径の最小値を板厚の３.５倍以下とすることが困難となる。したがって、超硬質相の合計面積率は２０％以下とする。
マルテンサイト、残留オーステナイトおよびセメンタイトからなる超硬質相群の合計面積率が３.０％未満では、７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、超硬質相群の合計面積率は３.０％以上とする。一方、超硬質相群の合計面積率が２０％超では、超硬質相の量が過剰となり、フェライトと超硬質相の界面から発生した亀裂が早期に連結してしまう。その結果、穴拡げ性や曲げ性が低下し、穴拡げ率を３０％以上とし、曲げ角度１８０°の曲げ試験において割れが発生しない内側半径の最小値を板厚の３.５倍以下とすることが困難となる。したがって、超硬質相の合計面積率は２０％以下とする。
［フェライト平均粒径：５.０μｍ以下］
フェライト平均粒径が５.０μｍ超では、穴拡げ加工時や曲げ加工時におけるフェライトへの歪の集中が著しくなるため、フェライトと超硬質相との界面から亀裂が早期に発生してしまう。その結果、穴拡げ性や曲げ性が低下し、穴拡げ率を３０％以上とし、曲げ角度１８０°の曲げ試験において割れが発生しない内側半径の最小値を板厚の３.５倍以下とすることが困難となる。したがって、フェライト平均粒径は５.０μｍ以下とする。好ましくは２.５μｍ以下である。フェライト平均粒径の下限は特に規定しないが、フェライトの平均粒径が０.３μｍ以下になると、ＹＰが極度に高くなり、部材加工時の形状凍結性が悪くなる。したがって、フェライト平均粒径は０.３μｍ以上とすることが好ましい。
フェライト平均粒径が５.０μｍ超では、穴拡げ加工時や曲げ加工時におけるフェライトへの歪の集中が著しくなるため、フェライトと超硬質相との界面から亀裂が早期に発生してしまう。その結果、穴拡げ性や曲げ性が低下し、穴拡げ率を３０％以上とし、曲げ角度１８０°の曲げ試験において割れが発生しない内側半径の最小値を板厚の３.５倍以下とすることが困難となる。したがって、フェライト平均粒径は５.０μｍ以下とする。好ましくは２.５μｍ以下である。フェライト平均粒径の下限は特に規定しないが、フェライトの平均粒径が０.３μｍ以下になると、ＹＰが極度に高くなり、部材加工時の形状凍結性が悪くなる。したがって、フェライト平均粒径は０.３μｍ以上とすることが好ましい。
［超硬質相群平均粒径：２.０μｍ以下］
超硬質相群（マルテンサイト、残留オーステナイトおよびセメンタイト）の平均粒径が２.０μｍ超では、超硬質相が過大であるため、フェライトと超硬質相との界面から亀裂が早期に発生してしまい、穴拡げ性や曲げ性が低下し、穴拡げ率を３０％以上とし、曲げ角度１８０°の曲げ試験において割れが発生しない内側半径の最小値を板厚の３.５倍以下とすることが困難となる。したがって、超硬質相群の平均粒径は２.０μｍ以下とする。好ましくは１.５μｍ以下、より好ましくは１.０μｍ以下である。
超硬質相群（マルテンサイト、残留オーステナイトおよびセメンタイト）の平均粒径が２.０μｍ超では、超硬質相が過大であるため、フェライトと超硬質相との界面から亀裂が早期に発生してしまい、穴拡げ性や曲げ性が低下し、穴拡げ率を３０％以上とし、曲げ角度１８０°の曲げ試験において割れが発生しない内側半径の最小値を板厚の３.５倍以下とすることが困難となる。したがって、超硬質相群の平均粒径は２.０μｍ以下とする。好ましくは１.５μｍ以下、より好ましくは１.０μｍ以下である。
［超硬質相平均間隔：２.０μｍ以下］
超硬質相群（マルテンサイト、残留オーステナイトおよびセメンタイト）の最近接距離の平均値である超硬質相平均間隔が２.０μｍ超では、穴拡げ加工時や曲げ加工時において、超硬質相間に存在するフェライトへの歪の集中が著しくなるため、フェライトと超硬質相との界面から亀裂が早期に発生してしまい、穴拡げ性や曲げ性を低下させ、穴拡げ率を３０％以上とし、曲げ角度１８０°の曲げ試験において割れが発生しない内側半径の最小値を板厚の３.５倍以下とすることが困難となる。したがって、超硬質相平均間隔は２.０μｍ以下とする。
超硬質相群（マルテンサイト、残留オーステナイトおよびセメンタイト）の最近接距離の平均値である超硬質相平均間隔が２.０μｍ超では、穴拡げ加工時や曲げ加工時において、超硬質相間に存在するフェライトへの歪の集中が著しくなるため、フェライトと超硬質相との界面から亀裂が早期に発生してしまい、穴拡げ性や曲げ性を低下させ、穴拡げ率を３０％以上とし、曲げ角度１８０°の曲げ試験において割れが発生しない内側半径の最小値を板厚の３.５倍以下とすることが困難となる。したがって、超硬質相平均間隔は２.０μｍ以下とする。
残部組織は特に規定しないが、ベイナイトやパーライトなどの鋼組織の面積率を調整することで、所望する強度の鋼板を得ることができる。
［円相当直径１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度：５００個／ｍｍ2以下］
引張強さ：７８０ＭＰａ以上、全伸び：１０％以上、穴拡げ率：３０％以上、曲げ角度１８０°の曲げ試験において割れが発生しない内側半径の最小値：板厚の３.５倍以下である機械特性を具備させるために、本発明においては、析出強化と鋼組織の細粒化強化とを積極的に利用する。このため、０.０３％超のＴｉとともに０.０００５％以上のＢを含有させる。
引張強さ：７８０ＭＰａ以上、全伸び：１０％以上、穴拡げ率：３０％以上、曲げ角度１８０°の曲げ試験において割れが発生しない内側半径の最小値：板厚の３.５倍以下である機械特性を具備させるために、本発明においては、析出強化と鋼組織の細粒化強化とを積極的に利用する。このため、０.０３％超のＴｉとともに０.０００５％以上のＢを含有させる。
しかし、このようにＴｉおよびＢの含有量を高めると、加工時の割れの起点となる粗大なＴｉＢ2やＴｉＢといったＴｉ−Ｂ系析出物が鋼組織内に形成されやすくなり、穴拡げ性や曲げ性を劣化させる。
具体的には、円相当直径１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が５００個／ｍｍ2超となると、穴拡げ性や曲げ性の劣化が顕著となり、上記機械特性を得ることが困難となる。したがって、円相当直径１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度は５００個／ｍｍ2以下とする。
円相当直径１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度は５０個／ｍｍ2以下とすることが好ましく、これは上述したようにＢｉを含有させることにより容易に達成することが可能となり、このようにすることで、穴拡げ率：６０％以上、曲げ角度１８０°の曲げ試験において割れが発生しない内側半径の最小値：板厚の１.０倍以下という、さらに優れた穴拡げ性と曲げ性とを得ることが可能となる。
なお、円相当直径１μｍ未満の微細なＴｉ−Ｂ系の析出物は、粒径が小さすぎるため割れの起点となりにくく、穴拡げ性や曲げ性への影響が小さいため、Ｔｉ−Ｂ系の析出物の規定は円相当直径が１μｍ以上であるものを対象とする。
３．表面性状
本発明に係る冷延鋼板は、鋼板表面における深さ３μｍ以上のクラックの数密度が１５０個／ｍｍ以下である表面性状を有する。
本発明に係る冷延鋼板は、鋼板表面における深さ３μｍ以上のクラックの数密度が１５０個／ｍｍ以下である表面性状を有する。
鋼板表面における深さが３μｍ以上のクラックの数密度（以下、「クラック数密度」ともいう。）を１５０個／ｍｍ以下とすることにより、曲げ性を向上させることができる。
クラック数密度が１５０個／ｍｍ超では、曲げ加工時にクラック同士の連結が生じて大きなクラックに発展しやすいため、曲げ性が劣化する。したがって、クラック数密度は１５０個／ｍｍ以下とする。
ここで、クラック数密度の測定は、次のようにして行えばよい。すなわち、鋼板表面近傍の断面観察を行い、深さが３μｍ以上であるクラックを特定する。観察視野において特定されたこれらのクラックの本数を計数する。観察像で線状に観察される鋼板の表面を直線近似し、その直線の観察視野における長さで求められたクラック本数を除して、クラック数密度とする。
深さが３μｍ未満のクラックは、曲げ加工時においてクラックに生じる応力集中が少なく、曲げ性を劣化させることが無いため、深さが３μｍ以上であるクラックを規定の対象とする。
４．製造方法
本発明の冷延鋼板は、順に、（ａ）鋳造工程、（ｂ）熱間圧延工程、（ｃ）酸洗工程、（ｄ）冷間圧延工程；および（ｅ）連続焼鈍工程を有する方法により製造される。
本発明の冷延鋼板は、順に、（ａ）鋳造工程、（ｂ）熱間圧延工程、（ｃ）酸洗工程、（ｄ）冷間圧延工程；および（ｅ）連続焼鈍工程を有する方法により製造される。
［鋳造工程］
上述した化学組成を有する溶鋼を、溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を０.２℃／秒以上として鋳造し、鋳片を得る。
上述した化学組成を有する溶鋼を、溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を０.２℃／秒以上として鋳造し、鋳片を得る。
上記平均冷却速度はＴｉの偏析に大きく影響する。上記平均冷却速度が０.２℃／秒未満では、凝固速度が遅すぎるため、鋳片におけるデンドライト２次アーム間隔内でのＴｉの偏析が大きくなり、粗大なＴｉ−Ｂ系の析出物が析出し易くなる。その結果、円相当直径１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度を５００個／ｍｍ2以下とすることが困難となる。したがって、上記平均冷却速度は０.２℃／秒以上とする。上記凝固速度の上限は、Ｔｉ−Ｂ系析出物の数密度の観点からは特に規定する必要はないが、冷却速度が速すぎると鋳片が割れてしまう場合があるので、２.０℃／秒以下とすることが好ましい。
また、上述したように、Ｂｉを含有させると、Ｂｉによる凝固組織を細かくする作用により、Ｔｉの偏析がさらに低減され、円相当直径１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度を５０個／ｍｍ2以内に減少させることが可能となる。
［熱間圧延工程］
上記鋳造工程で得られた鋳片を、１１５０℃以上の温度域に２.０時間以上加熱して熱間圧延を施し、熱間圧延完了後、２℃／秒以上の平均冷却速度で冷却して、前記加熱の終了から１０分間以内に７５０℃以下の温度域で巻取り、その後、２℃／時以上の冷却速度で１５０℃以下の温度域まで冷却して熱延鋼板とする。
上記鋳造工程で得られた鋳片を、１１５０℃以上の温度域に２.０時間以上加熱して熱間圧延を施し、熱間圧延完了後、２℃／秒以上の平均冷却速度で冷却して、前記加熱の終了から１０分間以内に７５０℃以下の温度域で巻取り、その後、２℃／時以上の冷却速度で１５０℃以下の温度域まで冷却して熱延鋼板とする。
熱間圧延前に、鋳片内のＴｉを極力均一化させるため、１１５０℃以上の温度域に２.０時間以上加熱する。加熱温度が１１５０℃未満であったり、加熱時間が２.０時間未満であったりすると、いずれも加熱不足により、Ｔｉが鋳片内に極端に偏析した状態となり、粗大なＴｉ−Ｂ系の析出物が析出し易くなる。その結果、円相当直径１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度を５００個／ｍｍ2以下とすることが困難となる。したがって、加熱温度は１１５０℃以上、加熱時間は２.０時間以上とする。加熱温度の上限や加熱時間の上限は特に規定しないが、エネルギーコストの観点からは、加熱温度は１３５０℃以下、加熱時間は４８時間以下とすることが好ましい。
熱間圧延完了温度は、特に規定しないが、８００℃以上１１００℃以下とすることが好ましい。熱間圧延完了温度を８００℃以上とすることにより、オーステナイトとフェライトとが共存する２相域温度域における圧延を回避することが容易となり、圧延トラブルを防ぎやすくなる。また、熱間圧延完了温度を１１００℃以下とすることにより、スケールの成長が抑制され、スケール等の押し込みによる表面品質劣化を防ぐことが容易になる。
熱間圧延完了後は、Ｔｉ−Ｂ系析出物の粗大化を抑制するために、２℃／秒以上の平均冷却速度で冷却して、前記加熱の終了から１０分間以内に７５０℃以下の温度域で巻取り、巻取ったコイルを２℃／時以上の冷却速度で１５０℃以下の温度域まで冷却して熱延鋼板とする。
圧延完了〜巻取りまでの平均冷却速度が２℃／秒未満であったり、巻取温度が７５０℃超であったりすると、鋼板の冷却速度が遅すぎるため、Ｔｉ−Ｂ系の析出物が粗大化してしまい、円相当直径１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度を５００個／ｍｍ2以下とすることが困難となる。したがって、上記平均冷却速度は２℃／秒以上とし、巻取り温度は７５０℃以下とする。
また、加熱の終了から巻取りまでの時間が１０分間超では、Ｔｉ−Ｂ系の析出物が粗大化してしまい、円相当直径１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度を５００個／ｍｍ2以下とすることが困難となる。したがって、加熱の終了から巻取りまでの時間は１０分間以内とする。加熱の終了から巻き取りまでの時間の下限は特に規定しないが、設備コストの観点からは１分間以上とすることが好ましい。
上記平均冷却速度の上限は特に規定しないが、２００℃／秒以下とすることが望ましい。上記平均冷却速度を２００℃／秒以下とすることにより、熱延鋼板の幅方向ならびに長手方向における冷却ムラが抑制され、良好な平坦を確保することが容易になる。巻取り温度の下限も特に規定しないが、設備コストの観点からは室温までとすることが好ましく、より好ましくは２００℃以上である。
巻取り後の冷却速度が２℃／時未満では、巻取り後の冷却速度が遅いため、Ｔｉ−Ｂ系の析出物が粗大化してしまい、円相当直径１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度を５００個／ｍｍ2以下とすることが困難となる。したがって、巻取り後の冷却速度は２℃／時以上とする。巻取り後の冷却速度の上限は特に規定する必要はない。巻取った後に水浸漬による冷却等によって急冷してもよい。
［酸洗工程］
上記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板に下記式（ｉ）を満足する条件下で酸洗処理を施して酸洗鋼板とする：
酸濃度(質量％)×酸温度(℃)×酸浸漬時間(秒)≦１８０００００ ・・・ （ｉ）
鋼板表面のクラックは、酸洗処理によって鋼組織の粒界部が選択酸化されることにより形成される。酸濃度(質量％)×酸温度(℃)×酸浸漬時間(秒)の値が１８０００００超となる酸洗条件では、鋼組織の粒界部の選択酸化の進行が著しくなり、クラック数密度を安定的に１５０個／ｍｍ以下とすることが困難となる。したがって、酸洗条件は上記式（ｉ）を満足するものとする。酸洗に用いる酸の種類は特に限定されるものでなく、塩酸や硫酸が例示される。
上記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板に下記式（ｉ）を満足する条件下で酸洗処理を施して酸洗鋼板とする：
酸濃度(質量％)×酸温度(℃)×酸浸漬時間(秒)≦１８０００００ ・・・ （ｉ）
鋼板表面のクラックは、酸洗処理によって鋼組織の粒界部が選択酸化されることにより形成される。酸濃度(質量％)×酸温度(℃)×酸浸漬時間(秒)の値が１８０００００超となる酸洗条件では、鋼組織の粒界部の選択酸化の進行が著しくなり、クラック数密度を安定的に１５０個／ｍｍ以下とすることが困難となる。したがって、酸洗条件は上記式（ｉ）を満足するものとする。酸洗に用いる酸の種類は特に限定されるものでなく、塩酸や硫酸が例示される。
［冷間圧延工程］
上記酸洗工程にで得られた酸洗鋼板に３０％以上の圧下率の冷間圧延を施して冷延鋼板とする。
上記酸洗工程にで得られた酸洗鋼板に３０％以上の圧下率の冷間圧延を施して冷延鋼板とする。
冷間圧延における圧下率を高めることにより、鋼板への歪みの蓄積を高めることができ、後述する連続焼鈍工程における焼鈍により、フェライトの細粒化を図ることができる。圧下率が３０％未満の圧下率では、鋼板への歪の蓄積が少ないため、フェライト平均粒径を５.０μｍ以下とすることが困難である。したがって、冷間圧延の圧下率は３０％以上とする。冷間圧延の圧下率の上限は特に規定しないが、設備の圧延能力の観点から９０％以下とすることが好ましい。
［連続焼鈍工程］
前記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板に、７５０℃以上１０００℃以下の温度域に５秒間以上１０００秒間以下保持したのち、２℃／秒以上１００℃／秒以下の平均冷却速度で５８０℃以下２００℃以上の温度域まで冷却する連続焼鈍を施す。
前記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板に、７５０℃以上１０００℃以下の温度域に５秒間以上１０００秒間以下保持したのち、２℃／秒以上１００℃／秒以下の平均冷却速度で５８０℃以下２００℃以上の温度域まで冷却する連続焼鈍を施す。
焼鈍温度が７５０℃未満であったり、焼鈍時間が５秒間未満であったりすると、熱間圧延時に生成したパーライトやベイナイトやセメンタイトがオーステナイト化せず、超硬質相群の平均粒径を２.０μｍ以下とし、超硬質相群の最近接距離の平均値である超硬質相平均間隔を２.０μｍ以下とすることが困難である。したがって、焼鈍温度は７５０℃以上、焼鈍時間は５秒間以上とする。一方、焼鈍温度が１０００℃超であったり、焼鈍時間が１０００秒間超であったりすると、オーステナイトの粒成長が著しく進行してしまい、フェライトの析出核であるオーステナイト粒界が少なくなるため、フェライト平均粒径を５.０μｍ以下とすることが困難となる。したがって、焼鈍温度は１０００℃以下、焼鈍時間は１０００秒間以下とする。
焼鈍後５８０℃以下２００℃以上の温度域までの平均冷却速度が２℃／秒未満では、フェライトの生成が過剰となり、フェライト面積率が９５％超となる場合がある。したがって、上記平均冷却速度は２℃／秒以上とする。一方、上記平均冷却速度が１００℃／秒超では、フェライトの生成が不十分となり、フェライト面積率が５％以下となる場合がある。したがって、上記平均冷却速度は１００℃／秒以下とする。
冷却停止温度が５８０℃超では、高温のためパーライトが過剰に生成してしまい、超硬質相群の合計面積率が３.０％未満となる場合がある。したがって、冷却停止温度は５８０℃以下とする。一方、冷却停止温度が２００℃未満では、低温すぎるためマルテンサイト等が過剰に生成してしまい、超硬質相群の合計面積率が２０％超となる場合がある。したがって、冷却停止温度は２００℃以上とする。
６．その他
本発明に係る冷延鋼板は、耐食性を付与するためにめっきを施し、めっき鋼板として使用することもできる。めっき種およびめっき方法は特に制限されないが、典型的にはめっき種が亜鉛または亜鉛合金である亜鉛系めっきであり、めっき方法は電気めっきまたは溶融めっきである。また、めっき後に化成処理（例、シリケート系のノンクロム化成処理）を施してもよい。
本発明に係る冷延鋼板は、耐食性を付与するためにめっきを施し、めっき鋼板として使用することもできる。めっき種およびめっき方法は特に制限されないが、典型的にはめっき種が亜鉛または亜鉛合金である亜鉛系めっきであり、めっき方法は電気めっきまたは溶融めっきである。また、めっき後に化成処理（例、シリケート系のノンクロム化成処理）を施してもよい。
一般的なめっき鋼板としては、溶融亜鉛めっき鋼板、溶融亜鉛−アルミニウム合金めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、電気亜鉛めっき鋼板、電気亜鉛−ニッケル合金めっき鋼板が挙げられる。めっき付着量は一般的な範囲内でよい。
表１に示す化学組成を有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造試験機を用いて連続鋳造を実施し、幅１０００ｍｍで２５０ｍｍ厚のスラブとした。溶鋼の冷却速度の変更は、鋳型ならびに連続鋳造機内の冷却水量を変更することによって行った。
得られたスラブを加熱し、熱間圧延試験機により熱間圧延を施して熱延鋼板とし、その後、塩酸による酸洗処理を施して酸洗鋼板とした。その後、試験冷間圧延機にて冷間圧延を施して冷延鋼板とした。得られた冷延鋼板に対して、連続焼鈍試験機を用いて連続焼鈍を施した。
以上の製造条件を表２にまとめて示す。表２において、鋳造工程の平均冷却速度1)は、溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度である。熱間圧延工程における平均冷却速度2)は熱間圧延完了から巻取りまでの平均冷却速度である。また、巻取り後１００℃以下まで冷却し、熱延鋼板とした。
鋳造工程における溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度は、得られたスラブの断面をピクリン酸にてエッチングし、スラブ表面から深さ方向に１０ｍｍピッチでデンドライト２次アーム間隔λ（μｍ）を２４点測定し、次式に基づいて、その値から溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における冷却速度Ａ（℃／秒）を算出し、各々の冷却速度の算術計算での平均値とした。
λ＝７１０×Ａ−０.３９
こうして得られた冷延鋼板の供試材について、下記のようにしてその性状（鋼組織、Ｔｉ−Ｎｂ系析出物の数密度、クラック数密度、超硬質相平均間隔）および機械特性を次に述べるようにして調査した。試験結果を表３にまとめて示す。
１）フェライトおよび超硬質相群の評価
供試材冷延鋼板の圧延方向に平行な板厚断面について、走査型電子顕微鏡を用いて観察し、フェライト、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびセメンタイトの面積率を、画像処理により求めた。超硬質相群を構成するマルテンサイト、残留オーステナイトおよびセメンタイトの面積率の総和を超硬質相面積率とした。また、ＪＩＳ Ｇ ０５５２に準拠してフェライト平均粒径を測定した。超硬質相群の粒子の平均粒径および平均間隔も画像処理により求めた。超硬質相平均間隔は、個々の超硬質相について最近接距離を測定し、その算術計算の平均値とした。
供試材冷延鋼板の圧延方向に平行な板厚断面について、走査型電子顕微鏡を用いて観察し、フェライト、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびセメンタイトの面積率を、画像処理により求めた。超硬質相群を構成するマルテンサイト、残留オーステナイトおよびセメンタイトの面積率の総和を超硬質相面積率とした。また、ＪＩＳ Ｇ ０５５２に準拠してフェライト平均粒径を測定した。超硬質相群の粒子の平均粒径および平均間隔も画像処理により求めた。超硬質相平均間隔は、個々の超硬質相について最近接距離を測定し、その算術計算の平均値とした。
２）Ｔｉ―Ｂ系析出物の円相当直径と数密度
Ｔｉ―Ｂ系析出物の円相当直径および数密度は、得られた冷延鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を走査型電子顕微鏡にて、５０００倍の倍率で、２００視野を撮影し、その画像処理にて円相当直径１μｍ以上のＴｉ―Ｂ系析出物を特定して計数し、その数密度を算出した。Ｔｉ―Ｂ系析出物は析出物についてＥＤＸまたはＥＰＭＡ等を用い、その成分素性を調査し、Ｂ値が母材成分値よりも多く検出されることで特定することができる。
Ｔｉ―Ｂ系析出物の円相当直径および数密度は、得られた冷延鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を走査型電子顕微鏡にて、５０００倍の倍率で、２００視野を撮影し、その画像処理にて円相当直径１μｍ以上のＴｉ―Ｂ系析出物を特定して計数し、その数密度を算出した。Ｔｉ―Ｂ系析出物は析出物についてＥＤＸまたはＥＰＭＡ等を用い、その成分素性を調査し、Ｂ値が母材成分値よりも多く検出されることで特定することができる。
３）クラック数密度
鋼板の表面のクラック数密度は、鋼板の圧延方向に平行な断面について、走査型電子顕微鏡を用いて２０００倍の倍率で表面近傍を１００視野観察し、単位長さ当たりの個数に換算して求めた。具体的には、鋼板の断面観察を行い、深さが３μｍ以上であるクラックを特定した。観察視野において特定されたこれらのクラックの本数を計数した。観察像で線状に観察される鋼板の表面を直線近似し、その直線の観察視野における長さで計数されたクラック本数を除して、クラック数密度とした。
鋼板の表面のクラック数密度は、鋼板の圧延方向に平行な断面について、走査型電子顕微鏡を用いて２０００倍の倍率で表面近傍を１００視野観察し、単位長さ当たりの個数に換算して求めた。具体的には、鋼板の断面観察を行い、深さが３μｍ以上であるクラックを特定した。観察視野において特定されたこれらのクラックの本数を計数した。観察像で線状に観察される鋼板の表面を直線近似し、その直線の観察視野における長さで計数されたクラック本数を除して、クラック数密度とした。
４）機械特性
得られた供試材の冷延鋼板に対して、引張試験、穴拡げ性、限界曲げ試験を実施した。
得られた供試材の冷延鋼板に対して、引張試験、穴拡げ性、限界曲げ試験を実施した。
４−１）引張試験
各鋼板の圧延直角方向からＪＩＳ ５号引張試験を採取した。試験方法はＪＩＳ Ｚ２２４１に準じた。降伏点（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を測定した。
各鋼板の圧延直角方向からＪＩＳ ５号引張試験を採取した。試験方法はＪＩＳ Ｚ２２４１に準じた。降伏点（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を測定した。
４−２）穴拡げ試験
穴拡げ試験は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６に準拠して、穴径１０ｍｍ、クリアランス１２％で打ち抜きを行った試験片について、頂点角６０°のポンチにて穴を押し上げ、亀裂が板厚を貫通したところの穴径ｄ１から
穴拡げ率（％）＝（ｄ１−１０）／１０×１００
にて穴拡げ率を求めた。
穴拡げ試験は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６に準拠して、穴径１０ｍｍ、クリアランス１２％で打ち抜きを行った試験片について、頂点角６０°のポンチにて穴を押し上げ、亀裂が板厚を貫通したところの穴径ｄ１から
穴拡げ率（％）＝（ｄ１−１０）／１０×１００
にて穴拡げ率を求めた。
４−３）限界曲げ試験
各鋼板から、圧延直角方向を長手方向とする幅４０ｍｍ長さ２００ｍｍの試験片を採取した。試験形状ならびに試験方法はＪＩＳ Ｚ２２４８に準じた。曲げ内側半径は、密着から板厚の０.５倍、１.０倍、１.５倍、２.０倍、２.５倍、３.０倍、３.５倍、４.０倍、４.５倍、５.０倍にて実施し、その割れが発生しない板厚に対する内側半径を限界曲げ半径とした。
各鋼板から、圧延直角方向を長手方向とする幅４０ｍｍ長さ２００ｍｍの試験片を採取した。試験形状ならびに試験方法はＪＩＳ Ｚ２２４８に準じた。曲げ内側半径は、密着から板厚の０.５倍、１.０倍、１.５倍、２.０倍、２.５倍、３.０倍、３.５倍、４.０倍、４.５倍、５.０倍にて実施し、その割れが発生しない板厚に対する内側半径を限界曲げ半径とした。
表３からわかるように、本発明に従った供試材Ｎｏ.１〜２６は、強度が７８０ＭＰａ以上であり、伸びが１３％以上、穴拡げ率が３７％以上、限界曲げ半径が０.５ｔ〜３.５ｔであり、延性、穴拡げ性および曲げ性に優れていた。
中でも、Ｔｉ：０.１６％以上０.３０％以下、かつ、Ｂ：０.００２１％以上０.０１００％以下を含有する供試材Ｎｏ.２〜１１、１５、１８〜２４については、フェライトの平均粒径が２.５μｍ以下となり、穴拡げ率が５１％以上、限界曲げ半径が２.０ｔ以下であり、穴拡げ性および曲げ性に優れていた。
また、Ｂｉを含有する供試材Ｎｏ.１６〜２６は、円相当直径１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が４８個／ｍｍ2以下であるため、穴拡げ率が６４％以上で限界曲げ半径が１.０ｔ以下であり、更に優れていた。
中でも、Ｔｉ：０.１６％以上０.３０％以下、かつ、Ｂ：０.００２１％以上０.０１００％以下を含有し、かつＢｉを含有する供試材Ｎｏ１８〜２４は、穴拡げ率が７２％以上で限界曲げ半径が０.５ｔ以下であり、最も優れていた。
一方、比較例である供試材Ｎｏ.２７〜４４についてみると、供試材Ｎｏ.２７は、鋳造工程における液相線温度〜固相線温度の平均冷却速度が０.１℃／秒と本発明外のため、供試材Ｎｏ.２８は、熱間圧延工程における加熱温度が１１２０℃と本発明外のため、供試材Ｎｏ.２９は、熱間圧延工程における加熱時間が１.７時間と本発明外のため、供試材Ｎｏ.３０は、熱間圧延工程における仕上げ熱間圧延後の冷却速度が１℃／秒と本発明外のため、供試材Ｎｏ.３１は、熱間圧延工程における加熱終了からの巻き取り時間が１２分と本発明外のため、供試材Ｎｏ.３２は、熱間圧延工程における巻き取り温度が７６０℃と本発明外のため、また供試材Ｎｏ.３３は、熱間圧延工程における巻き取り後のコイル冷却速度が１℃／時間と本発明外のため、いずれも円相当直径１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が５００個／ｍｍ2を超えて本発明外になった。そのため、穴拡げ性と曲げ加工性が悪化した。
供試材Ｎｏ.３４は、酸洗処理工程における酸濃度（質量％）×酸温度（℃）×酸浸漬時間（秒）の値が１８０００００超となった。そのため、鋼板の表面における深さ３μｍ以上のクラックの数密度が１５０個／ｍｍ超と発明外となり、曲げ加工性が悪化した。
供試材Ｎｏ.３５は、冷間圧延工程における冷間圧延時の冷圧率が２８％と本発明外のため、フェライトの平均粒径が５.０μｍを超えて本発明外となった。そのため、穴拡げ性と曲げ加工性が悪化した。
供試材Ｎｏ.３６は、連続焼鈍工程における焼鈍温度が７４０℃と本発明外のため、超硬質相群の平均粒径が２.０μｍ超となり、ならびに超硬質相平均間隔が２.０μｍを超えて本発明外となった。そのため、穴拡げ性と曲げ加工性が悪化した。
供試材Ｎｏ.３７は、連続焼鈍工程における焼鈍温度が１０２０℃と本発明外のため、フェライトの平均粒径が５.０μｍを超えて本発明外となった。そのため、穴拡げ性と曲げ加工性が悪化した。
供試材Ｎｏ.３８は、連続焼鈍工程における焼鈍時間が３秒と本発明外のため、超硬質相の平均粒径が２.０μｍ超となり、さらに超硬質相の平均間隔が２.０μｍを超えて本発明外となった。そのため、穴拡げ性と曲げ加工性が悪化した。
供試材Ｎｏ.３９は、連続焼鈍工程における焼鈍時間が１０１０秒と本発明外のため、フェライトの平均粒径が５.０μｍを超えて本発明外となった。そのため、穴拡げ性と曲げ加工性が悪化した。
供試材Ｎｏ.４０は、連続焼鈍工程における焼鈍後の冷却速度が１℃／秒と本発明外であった。そのため、フェライトの面積率が９５％を超えて本発明外となった。引張強度が低くなった。
供試材Ｎｏ.４１は、連続焼鈍工程における焼鈍後の冷却速度が１０５℃／秒と本発明外であった。そのため、フェライトの面積率が５％以下となり本発明外となり、延性が低下した。
供試材Ｎｏ.４２は、連続焼鈍工程における焼鈍後の冷却停止温度が５９０℃と本発明外であった。そのため、超硬質相群の面積率が３.０％未満となり本発明外となり、引張強度が低くなった。
供試材Ｎｏ.４３は、連続焼鈍工程における焼鈍後の冷却停止温度が１８０℃と本発明外であった。そのため、超硬質相群の面積率が２０％を超えて本発明外となり、穴拡げ性と曲げ加工性が悪化した。
供試材Ｎｏ.４４は、Ｂ：０.０１２０％であり、化学組成が本発明外であった。フェライト面積率が３.０％となり本発明外であり、延性が低下した。
Claims (6)
- 質量％で、Ｃ：０.０３％以上０.２０％以下、Ｓｉ：０.００５％以上２.０％以下、Ｍｎ：２.１％以上４.０％以下、Ｐ：０.０００４％以上０.１％以下、Ｓ：０.００２９％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.０００２％以上２.０％以下、Ｎ：０.００８０％以下、Ｔｉ：０.０３％超０.３０％以下およびＢ：０.０００５％以上０.０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成と、
面積％で、フェライトを５％超９５％以下、ならびにマルテンサイト、残留オーステナイトおよびセメンタイトからなる超硬質相群から選択される１種または２種以上を合計で３.０％以上２０％以下含有するとともに、前記フェライトの平均粒径が５.０μｍ以下、前記超硬質相群の平均粒径が２.０μｍ以下、前記超硬質相群の最近接距離の平均値である超硬質相平均間隔が２.０μｍ以下、および円相当直径１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が５００個／ｍｍ2以下である鋼組織と、
鋼板の表面における深さ３μｍ以上のクラックの数密度が１５０個／ｍｍ以下である表面性状と、
引張強さ：７８０ＭＰａ以上、全伸び：１０％以上、穴拡げ率：３０％以上、および曲げ角度１８０°の曲げ試験において割れが発生しない内側半径の最小値：板厚の３.５倍以下である機械特性と、
を有することを特徴とする冷延鋼板。 - 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｂｉ：０.５質量％以下を含有し、前記鋼組織において円相当直径１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が５０個／ｍｍ2以下である請求項１に記載の冷延鋼板。
- 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：１.０％以下、Ｖ：１.０％以下、Ｗ：１.０％以下、Ｃｒ：１.０％以下、Ｍｏ：１.０％以下、Ｃｕ：１.０％以下およびＮｉ：１.０％からなる群から選択される１種または２種以上を含有する請求項１または請求項２に記載の冷延鋼板。
- 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、ＲＥＭ：０.１％以下、Ｍｇ：０.０５％以下、Ｃａ：０.０５％以下およびＺｒ：０.０５％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有する請求項１から請求項３までのいずれかに記載の冷延鋼板。
- 質量％で、Ｔｉ：０.１６％以上０.３０％以下、かつ、Ｂ：０.００２１％以上０.０１００％以下を含有する請求項１から請求項４までのいずれかに記載の冷延鋼板。
- 下記工程（ａ）〜（ｅ）を有することを特徴とする冷延鋼板の製造方法：
（ａ）請求項１〜請求項５のいずれかに記載の化学組成を有する溶鋼を、溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を０.２℃／秒以上として鋳造する鋳造工程；
（ｂ）前記鋳造工程で得られた鋳片を、１１５０℃以上の温度域に２.０時間以上加熱して熱間圧延を施し、熱間圧延完了後、２℃／秒以上の平均冷却速度で冷却して、前記加熱の終了から１０分間以内に７５０℃以下の温度域で巻取り、その後、２℃／時以上の冷却速度で１５０℃以下の温度域まで冷却して熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（ｃ）前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板に下記式（ｉ）を満足する条件下で酸洗処理を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；
酸濃度(質量％)×酸温度(℃)×酸浸漬時間(秒)≦１８０００００ ・・・ （ｉ）
（ｄ）前記酸洗工程で得られた酸洗鋼板に３０％以上の圧下率の冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
（ｅ）前記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を７５０℃以上１０００℃以下の温度域に５秒間以上１０００秒間以下保持したのち、２℃／秒以上１００℃／秒以下の平均冷却速度で５８０℃以下２００℃以上の温度域まで冷却する連続焼鈍工程。
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