JP6108046B1 - 高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents

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Abstract

化学組成が、質量％で、C：0.050〜0.40％、Si：0.01〜3.0％、Mn：1.0〜5.0％、sol.Al：0.001〜1.0％、Ti：0.005〜0.20％、B：0.0005〜0.010％、P：0.1％以下、S：0.01％以下、O：0.1％以下、N：0.01％以下、Cr：0〜1.0％、Mo：0〜1.0％、Ni：0〜1.0％、Cu：0〜1.0％、Sn：0〜0.50％、Nb：0〜0.20％、V：0〜0.50％、W：0〜0.50％、Ca：0〜0.01％、Mg：0〜0.01％、Bi：0〜0.01％、Sb：0〜0.10％、Zr：0〜0.01％、REM：0〜0.01％、残部：Feおよび不純物であり、[sol.Bs/B≦0.50]および[sol.Bq/B＞0.50]（但し、B：鋼中のB量、sol.Bs：表層部の固溶B量、sol.Bq：内部の固溶B量）を満足する、高強度冷延鋼板。

Description

本発明は、高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関する。
近年、地球温暖化対策に伴う温室効果ガス排出量規制の観点から、自動車の燃費向上を目的として、車体の軽量化が求められている。それに加えて、衝突安全性を確保する必要があることから、高強度鋼板の適用が拡大している。特に最近では、引張強度９８０ＭＰａ以上、好ましくは１１８０ＭＰａ以上の超高強度鋼板のニーズが高まっている。また、車体の中でも防錆性を要求される部位には表面に溶融亜鉛めっきを施した超高強度溶融亜鉛めっき鋼板が求められる。
このような高強度鋼板を用いて自動車の車両または部材を形成する方法としては、プレス加工などの曲げ加工が挙げられる。通常、曲げ性は、鋼板の強度を高くするほど悪化する傾向にある。このため、高強度鋼板に曲げ加工を施すと、変形部の鋼板内部に亀裂（クラック）が発生する問題があった。
高強度鋼板の曲げ性を支配する因子としては、（ａ）ネッキングの起こり難さ、（ｂ）鋼板内部での割れ（ボイド）の発生し難さ、が重要であることが知られている。これは、伸びが低い鋼板では、曲げ加工中にネッキングが起こり、変形が局在化することで、曲げ性が劣化するためであると考えられている。
鋼板の曲げ加工においては、曲げ外周表層部に円周方向に大きな引張歪みが、また、曲げ内周表層部に大きな圧縮歪みが発生する。そのため、超高強度鋼板の曲げ性には、鋼板内部の鋼組織のみならず鋼板表層部の鋼組織も大きく影響する。具体的には、鋼板表層部を軟質層とすることで、曲げ加工時に鋼板表面に生じる変形の局在化が緩和され、曲げ性が改善されることがわかっている。この技術を応用し、超高強度鋼板の曲げ性を改善した発明が以下の特許文献１〜４に開示されている。
特許文献１には、鋼板表層部にＺｎを固溶させると共に、鋼板表層部を軟質化させ、さらに鋼板を構成する金属組織をマルテンサイトおよびベイナイトを主とした組織とすることで曲げ性を改善した、引張強度が１１８０ＭＰａ以上の溶融亜鉛めっき鋼板もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関する技術が開示されている。
特許文献２および３には、連続焼鈍中の雰囲気を酸化雰囲気に制御して、鋼板表層に脱炭層を形成させることにより、表層にフェライトを主体とする軟質層、内層にマルテンサイトとベイナイトを主体とする硬質層を作り分けることで曲げ性を改善した、超高強度冷延鋼板に関する技術が開示されている。
特許文献４には、鋼板を加熱後、表面に水を噴射して表層部を冷却し、その後鋼板表層から内部まで均一に冷却することで、表層部と鋼板内部の冷却パターンを変化させ、表層にフェライトを主体とする軟質層、内層に低温変態相を主体とした硬質層と作り分けることで曲げ性を改善した、高強度冷延鋼板に関する技術が開示されている。
特開２０１４−２３７８８７号公報 特開平１０−１３０７８２号公報 特開平５−１９５１４９号公報 特開２００５−２７３００２号公報
鉄と鋼，ｖｏｌ．７４（１９８８），ｐ．２３５３
上記のとおり、これまで、曲げ性を改善させるべく、鋼板表層および鋼板内層それぞれの硬度および組織を制御する取組みがなされてきた。
しかしながら、特許文献１に記載の技術では、鋼板表層部にＺｎを固溶させるために、焼鈍時の加熱温度をＡｃ３点＋５０℃以上という高温にする必要がある。これは連続焼鈍炉の炉体損傷を早めるため、好ましくない。
また、特許文献２および３に記載の技術では、脱炭のために焼鈍中の雰囲気を酸化雰囲気としており、鋼板表層にＭｎ、Ｓｉ等の合金元素の内部酸化層が形成する。この内部酸化層の存在により、疲労強度が大きく低下する場合があり、改善の余地が残されている。
さらに、特許文献４に記載の技術では、鋼片表面への水噴射を必須としているため、溶融亜鉛めっきラインでの熱処理には適用が難しいという問題がある。
このように、高強度鋼板に対しては、様々な手法によって曲げ性の向上を目的とした検討・開発がなされてはいる。しかしながら、曲げ性を向上させながらも強度を維持させる技術は未だ確立されておらず、さらには、高強度溶融亜鉛めっき鋼板における曲げ性まで考慮した場合、従来の技術では検討が不十分であった。
本発明は、上記の問題点を解決し、曲げ性に優れた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することを目的とする。
本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、下記の高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を要旨とする。
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５０〜０．４０％、
Ｓｉ：０．０１〜３．０％、
Ｍｎ：１．０〜５．０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜１．０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、
Ｂ：０．０００５〜０．０１０％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｏ：０．１％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｃｒ：０〜１．０％、
Ｍｏ：０〜１．０％、
Ｎｉ：０〜１．０％、
Ｃｕ：０〜１．０％、
Ｓｎ：０〜０．５０％、
Ｎｂ：０〜０．２０％、
Ｖ：０〜０．５０％、
Ｗ：０〜０．５０％、
Ｃａ：０〜０．０１％、
Ｍｇ：０〜０．０１％、
Ｂｉ：０〜０．０１％、
Ｓｂ：０〜０．１０％、
Ｚｒ：０〜０．０１％、
ＲＥＭ：０〜０．０１％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ｉ）式および（ii）式を満足する、高強度冷延鋼板。
ｓｏｌ．Ｂｓ／Ｂ≦０．５０ ・・・（ｉ）
ｓｏｌ．Ｂｑ／Ｂ＞０．５０ ・・・（ii）
但し、上記式中の各記号の意味は以下のとおりである。
Ｂ：鋼板中に含まれるＢ含有量（質量％）
ｓｏｌ．Ｂｓ：鋼板の表面から３０μｍ深さの範囲において固溶状態として存在するＢ含有量（質量％）
ｓｏｌ．Ｂｑ：鋼板の１／４厚さ位置において固溶状態として存在するＢ含有量（質量％）
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．００１〜１．０％、
Ｍｏ：０．００１〜１．０％、
Ｎｉ：０．００１〜１．０％、
Ｃｕ：０．００１〜１．０％、および、
Ｓｎ：０．００１〜０．５０％、
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）に記載の高強度冷延鋼板。
（３）前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．００１〜０．２０％、
Ｖ：０．００１〜０．５０％、および、
Ｗ：０．００１〜０．５０％、
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）または（２）に記載の高強度冷延鋼板。
（４）前記化学組成が、質量％で、
Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
Ｂｉ：０．０００１〜０．０１％、
Ｓｂ：０．０００１〜０．１０％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．０１％、および、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％、
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）から（３）までのいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
（５）前記鋼板の表面から３０μｍ深さの範囲における鋼組織が、面積％で、
ポリゴナルフェライト：１０〜９５％、
残部：マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトから選択される１種以上であり、かつ、
前記マルテンサイト全体に占める焼戻しマルテンサイトの割合が５０％以上であり、
前記鋼板の１／４厚さ位置における鋼組織が、面積％で、
ポリゴナルフェライト：６０％以下、
残部：マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトから選択される１種以上であり、かつ、
前記マルテンサイト全体に占める焼戻しマルテンサイトの割合が５０％以上である、
上記（１）から（４）までのいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
（６）前記鋼板の表面から３０μｍ深さの範囲における鋼組織が、面積％で、
ポリゴナルフェライト：３０〜９５％であり、
前記鋼板の１／４厚さ位置における鋼組織が、面積％で、
ポリゴナルフェライト：１０〜６０％である、
上記（５）に記載の高強度冷延鋼板。
（７）前記鋼板の表面から３０μｍ深さの範囲における鋼組織が、面積％で、
ポリゴナルフェライト：１０〜８０％であり、
前記鋼板の１／４厚さ位置における鋼組織が、面積％で、
ポリゴナルフェライト：２０％以下、
マルテンサイト：５０％以上、
ベイナイト：４０％以下、
残留オーステナイト：２０％以下である、
上記（５）に記載の高強度冷延鋼板。
（８）引張強度が９８０ＭＰａ以上であり、かつ、板厚ｔと最小曲げ半径Ｒの比Ｒ／ｔが２．５以下である、
上記（６）に記載の高強度冷延鋼板。
（９）引張強度が１１８０ＭＰａ以上であり、かつ、板厚ｔと最小曲げ半径Ｒの比Ｒ／ｔが３．５以下である、
上記（７）に記載の高強度冷延鋼板。
（１０）上記（１）から（９）までのいずれかに記載の高強度冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する、高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
（１１）上記（１）から（９）までのいずれかに記載の高強度冷延鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
本発明によれば、曲げ性に優れた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
デスケーリング工程におけるノズルと鋼板との位置関係を説明するための図である。
本発明者らは曲げ性に優れる高強度冷延鋼板を得るために鋭意検討を行った。その結果、焼入性元素であるＢの存在状態を、鋼板表層部では主として析出状態とし、一方の鋼板内部では主として固溶状態とすることにより、鋼板の強度を落とすことなく曲げ性を改善できることを見出した。
具体的には、固溶状態として存在するＢ量と鋼中全Ｂ量の比率を、鋼板表面から３０μｍ深さの範囲（以下の説明で、「表層部」ともいう。）では０．５０以下とし、かつ、鋼板の１／４厚さ位置（以下の説明で、「内部」ともいう。）ではこの比率を０．５０超とすることで、強度の劣化抑制および曲げ性の改善が可能であることを見出した。
さらに、上記の条件を満足するようにＢの存在状態を制御するためには、熱延コイル巻き取り直後のスケール厚さを所定の範囲内にするとともに、熱延コイル巻き取り後の冷却条件を調整することが有効であることを見出した。
本発明は上記の知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
（Ａ）化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０５０〜０．４０％
Ｃ（炭素）は、鋼板の高強度化のために必須の元素である。一方、過度に含有させると曲げ性、プレス成形性および溶接性を劣化させる。したがって、Ｃ含有量は０．０５０〜０．４０％とする。強度を高める観点から、Ｃ含有量は０．０８０％以上とするのが好ましい。また、プレス成形性および溶接性の劣化を抑制する観点から、Ｃ含有量は０．２５％以下とするのが好ましい。
Ｓｉ：０．０１〜３．０％
Ｓｉ（ケイ素）は固溶強化元素であり、鋼板の高強度化には有効な元素である。一方、過度に含有させると鋼板の化成処理性および溶融亜鉛めっきとの濡れ性を著しく劣化させるだけでなく、曲げ性も劣化させる。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１％〜３．０％とする。強度を高める観点から、Ｓｉ含有量は０．１０％以上とするのが好ましく、０．２０％以上とするのがより好ましい。また、化成処理性および溶融亜鉛めっきとの濡れ性の劣化を抑制する観点から、Ｓｉ含有量は２．０％以下とするのが好ましく、１．５０％以下とするのがより好ましい。
Ｍｎ：１．０〜５．０％
Ｍｎ（マンガン）は強力なオーステナイト安定化元素であり、鋼板の焼入性向上に有効な元素である。一方、過度に含有させると曲げ性、溶接性および低温靭性を劣化させる。したがって、Ｍｎ含有量は１．０〜５．０％とする。焼入性向上の観点から、Ｍｎ含有量は１．５％以上とするのが好ましい。また、溶接性および低温強靭性の劣化を抑制する観点から、Ｍｎ含有量は３．０％以下とするのが好ましい。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜１．０％
Ａｌ（アルミニウム）は、鋼の脱酸のため少なくとも０．００１％含有させる。しかし、過剰に含有させても効果が飽和し、コスト上昇を招くばかりか、鋼の変態温度を上昇させ熱間圧延時の負荷を増大させる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は１．０％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００５％以上とするのが好ましく、０．５％以下とするのが好ましい。
Ｔｉ：０．００５〜０．２０％
Ｔｉ（チタン）は鋼中でＴｉＮとしてＮを固定することで、焼入性低下因子となるＢＮの形成を抑制する。また、加熱時のオーステナイト粒径を微細化し靱性を向上させる。一方、過剰に含有させると鋼板の延性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．２０％とする。Ｔｉ含有量は０．０１０％以上とするのが好ましく、０．０５０％以下とするのが好ましい。
Ｂ：０．０００５〜０．０１０％
Ｂ（ホウ素）は鋼板の加熱時にオーステナイト粒界、またはフェライト／オーステナイト粒界に偏析し、粒界を安定化することで鋼の焼入性を高めるため、本発明では必須の元素である。一方、過度に含有させるとホウ化物を形成することにより、鋼の焼入性を損なう結果となる。したがって、Ｂ含有量は０．０００５〜０．０１０％とする。Ｂ含有量は０．００１０％以上とするのが好ましく、０．００５０％以下とするのが好ましい。
Ｐ：０．１％以下
Ｐ（リン）は固溶強化元素であり、鋼板の高強度化には有効な元素であるが、過度に含有させると溶接性および靱性を劣化させる。したがって、Ｐ含有量は０．１％以下とする。Ｐ含有量は０．０５％以下とするのがより好ましい。ただし、Ｐ含有量を極度に低減させるには、脱Ｐコストが高くなるため、経済性の観点から下限を０．００１％とすることが好ましい。
Ｓ：０．０１％以下
Ｓ（硫黄）は不純物として含有される元素であり、鋼中でＭｎＳを形成して靱性および穴広げ性を劣化させる。したがって、靱性および穴広げ性の劣化が顕著でない範囲として、Ｓ含有量を０．０１％以下とする。Ｓ含有量は０．００５％以下とするのが好ましく、０．００２％以下とするのがより好ましい。ただし、Ｓ含有量を極度に低減させるには、脱硫コストが高くなるため、経済性の観点から下限を０．０００５％とすることが好ましい。
Ｏ：０．１％以下
Ｏ（酸素）は不純物として含有される元素であり、その含有量が０．１％を超えると鋼中に粗大な酸化物を形成して曲げ性および穴広げさせる。したがって、Ｏ含有量は０．１％以下とする。Ｏ含有量は０．０１％以下とするのが好ましく、０．００５％以下とするのがより好ましい。ただし、製造コストの観点から下限を０．０００１％とすることが好ましい。
Ｎ：０．０１％以下
Ｎ（窒素）は不純物として含有される元素であり、その含有量が０．０１％を超えると鋼中に粗大な窒化物を形成して曲げ性および穴広げ性を劣化させる。したがって、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。Ｎ含有量は０．００５％以下とするのが好ましい。ただし、Ｎ含有量を極度に低減させるには、脱Ｎコストが高くなるため、経済性の観点から下限を０．０００５％とすることが好ましい。
本発明の高強度鋼板には、上記の元素に加えてさらに、下記に示す量のＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｂｉ、Ｓｂ、ＺｒおよびＲＥＭから選択される１種以上の元素を含有させてもよい。
Ｃｒ：０〜１．０％
Ｍｏ：０〜１．０％
Ｎｉ：０〜１．０％
Ｃｕ：０〜１．０％
Ｓｎ：０〜０．５０％
Ｃｒ（クロム）、Ｍｏ（モリブデン）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｃｕ（銅）、Ｓｎ（スズ）はいずれも鋼板の高強度化に有効な元素であるため必要に応じて含有させてもよい。しかしこれらの元素を過度に含有させると効果が飽和し、コストの増大を招く。したがって、Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＣｕの含有量をいずれも１．０％以下とし、Ｓｎ含有量を０．５０％以下とする。Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＣｕの含有量はいずれも０．６０％以下とするのが好ましく、Ｓｎ含有量は０．３０％以下とするのが好ましい。
上記の効果を得るためには、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、ＣｕおよびＳｎから選択される１種以上を、０．００１％以上含有させることが好ましく、０．０５％以上含有させることがより好ましい。
Ｎｂ：０〜０．２０％
Ｖ：０〜０．５０％
Ｗ：０〜０．５０％
Ｎｂ（ニオブ）、Ｖ（バナジウム）およびＷ（タングステン）は炭化物形成元素であり、鋼板の高強度化に有効な元素であることから必要に応じて含有させてもよい。しかし、過度に含有させても効果が飽和し、コストを上昇させる。したがって、Ｎｂ含有量を０．２０％以下とし、ＶおよびＷの含有量をいずれも０．５０％以下とする。Ｎｂ含有量は０．１０％以下とするのが好ましく、ＶおよびＷの含有量はいずれも０．３０％以下とするのが好ましい。
上記の効果を得るためには、Ｎｂ、ＶおよびＷから選択される１種以上を、０．００１％以上含有させることが好ましく、０．００５％以上含有させることがより好ましい。
Ｃａ：０〜０．０１％
Ｍｇ：０〜０．０１％
Ｂｉ：０〜０．０１％
Ｓｂ：０〜０．１０％
Ｚｒ：０〜０．０１％
ＲＥＭ：０〜０．０１％
Ｃａ（カルシウム）、Ｍｇ（マグネシウム）、Ｓｂ（アンチモン）、Ｚｒ（ジルコニウム）、ＲＥＭ（希土類元素）は鋼中介在物の微細分散化に寄与する元素であり、Ｂｉ（ビスマス）は鋼中におけるＭｎ、Ｓｉ等の置換型合金元素のミクロ偏析を軽減する元素である。これらの元素は、それぞれ鋼板の曲げ性向上に寄与することから、必要に応じて含有させてもよい。しかし、過度に含有させると延性の劣化を引き起こす。したがって、Ｃａ、Ｍｇ、Ｂｉ、ＺｒおよびＲＥＭの含有量をいずれも０．０１％以下とし、Ｓｂ含有量を０．１０％以下とする。Ｃａ、Ｍｇ、Ｂｉ、ＺｒおよびＲＥＭの含有量はいずれも０．００６％以下とするのが好ましく、Ｓｂ含有量は０．０８０％以下とするのが好ましい。
上記の効果を得るためには、Ｃａ、Ｍｇ、Ｂｉ、Ｓｂ、ＺｒおよびＲＥＭから選択される１種以上を、０．０００１％以上含有させることが好ましく、０．００１０％以上含有させることがより好ましい。
ここで、本発明において、ＲＥＭはＳｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、前記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。なお、ランタノイドは、工業的には、ミッシュメタルの形で添加される。
本発明の鋼板の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。
ここで「不純物」とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
（Ｂ）Ｂの存在状態
上述のように、本発明においては、鋼板の強度を落とすことなく曲げ性を改善するために、焼入性元素であるＢの存在状態を下記（ｉ）式および（ii）式を満足するように制御する必要がある。
ｓｏｌ．Ｂｓ／Ｂ≦０．５０ ・・・（ｉ）
ｓｏｌ．Ｂｑ／Ｂ＞０．５０ ・・・（ii）
但し、上記式中の各記号の意味は以下のとおりである。
Ｂ：鋼板中に含まれるＢ含有量（質量％）
ｓｏｌ．Ｂｓ：鋼板の表面から３０μｍ深さの範囲において固溶状態として存在するＢ含有量（質量％）
ｓｏｌ．Ｂｑ：鋼板の１／４厚さ位置において固溶状態として存在するＢ含有量（質量％）
鋼板表層部では、Ｂを主として析出状態で存在させることが重要である。ｓｏｌ．Ｂｓ／Ｂの値が０．５０を超えると、表層部の焼入れ性が過剰に上昇するため、曲げ性を確保できなくなる。ｓｏｌ．Ｂｓ／Ｂの値は０．３０以下とするのが好ましく、０．２０以下とするのがより好ましい。
一方、鋼板内部では、Ｂを主として固溶状態で存在させることが重要である。ｓｏｌ．Ｂｑ／Ｂの値が０．５０以下となると、鋼板内部の焼入れ性が低下するため、必要な強度を確保できなくなる。ｓｏｌ．Ｂｑ／Ｂの値は０．６５以上とするのが好ましく、０．８０以上とするのがより好ましい。
なお、ｓｏｌ．Ｂｓおよびｓｏｌ．Ｂｑの値は、それぞれ所定の位置において、電解抽出残さ法により鋼中のボロン化物の質量を測定することで析出物として消費されたＢ量を算出した後、それを鋼中に含まれるＢ含有量から差し引くことにより求めるものとする。
具体的には、鋼板の表面から３０μｍ深さの範囲においてボロン化物として存在するＢの含有量については、鋼板表面を研削することなく、３０μｍ深さまで電解抽出することによって測定する。また、鋼板の１／４厚さ位置においてボロン化物として存在するＢの含有量については、鋼板を１／４厚さ位置まで機械的に研削した後、３０μｍ深さまで電解抽出することによって測定する。なお、抽出残さ法による析出Ｂ量の定量法については非特許文献１に開示されている手法を用いる。
（Ｃ）鋼組織
本発明の鋼板の鋼組織について説明する。なお、以下の説明において「％」は、「面積％」を意味する。
本発明の鋼板の鋼組織については特に制限は設けないが、強度と曲げ性とを両立するためには、鋼板の表層部および内部のそれぞれの鋼組織を調整することが好ましい。具体的には、鋼板の表面から３０μｍ深さの範囲において、ポリゴナルフェライトの面積率を１０〜９５％とし、残部をマルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトから選択される１種以上とするとともに、鋼板の１／４厚さ位置において、ポリゴナルフェライトの面積率を６０％以下とし、残部をマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトから選択される１種以上とするのが好ましい。
前述のマルテンサイトには、焼き入れままのマルテンサイトおよび焼戻しを加えた焼戻しマルテンサイトが含まれる。焼戻しマルテンサイトと比較して、焼き入れままのマルテンサイトは脆いため、曲げ加工等の塑性変形を加えた際に破壊の起点となりやすい。したがって、所望の曲げ性を確保するためには、鋼板の表層部および内部のそれぞれにおいて、マルテンサイト全体に占める焼戻しマルテンサイトの割合を５０％以上とすることが好ましく、７０％以上とすることがより好ましい。
また、曲げ性を重視する場合には、さらに、鋼板の表層部において、ポリゴナルフェライトの面積率を３０〜９５％とするとともに、鋼板の内部において、ポリゴナルフェライトの面積率を１０〜６０％とするのが好ましい。鋼板の表層部におけるポリゴナルフェライトの面積率は５０〜９０％であるのがより好ましく、７０〜９０％であるのがさらに好ましい。また、鋼板内部におけるポリゴナルフェライトの面積率は２０〜４０％であるのがより好ましい。
一方、強度を重視する場合には、さらに、鋼板の表層部において、ポリゴナルフェライトの面積率を１０〜８０％とするとともに、鋼板の内部において、ポリゴナルフェライトの面積率を２０％以下、マルテンサイトの面積率を５０％以上、ベイナイトの面積率を４０％以下、残留オーステナイトの面積率を２０％以下とするのが好ましい。鋼板の表層部におけるポリゴナルフェライトの面積率は３０％以上であるのがより好ましく、５０％以上であるのがさらに好ましい。また、鋼板内部におけるポリゴナルフェライトの面積率は１０％未満であるのがより好ましく、５％未満であるのがさらに好ましく、マルテンサイトの面積率は７０％以上であるのがより好ましい。
本発明における鋼組織は以下に示す方法により測定する。まず、鋼板の圧延方向断面を切出し、ナイタール液により鋼組織を現出する。その後、表面〜３０μｍ深さ位置および１／４厚さ位置について、走査型電子顕微鏡（倍率：５０００倍、５視野）を用いて撮影する。そして、得られた組織写真から、ポイントカウンティング法によって、ポリゴナルフェライト、ベイナイト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトの面積率を算出する。
また、残留オーステナイトの面積率については、ＥＢＳＰ−ＯＩＭ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ−Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｅ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）法により、ＦＣＣ構造を有する領域の面積を算出することで求める。
（Ｄ）機械特性
上述のように、本発明に係る鋼板は高い強度と優れた曲げ性を兼ね備える。機械特性について特に制限は設けないが、曲げ性を重視する場合においては、引張強度が９８０ＭＰａ以上であり、かつ、板厚ｔと最小曲げ半径Ｒの比Ｒ／ｔが２．５以下であるのが好ましい。一方、強度を重視する場合においては、引張強度が１１８０ＭＰａ以上であり、かつ、板厚ｔと最小曲げ半径Ｒの比Ｒ／ｔが３．５以下であるのが好ましい。強度をより重視する場合、引張強度は１４７０ＭＰａ以上であるのがより好ましい。
なお、最小曲げ半径Ｒは、曲げ試験：ＪＩＳ Ｚ ２２４８にて定められたＶブロック法により評価する。具体的には、圧延方向および厚さ方向と垂直な方向（幅方向）に短冊試験片を切り出し、曲げ半径を変えて９０°Ｖ曲げを行い、割れが発生しない最小の曲げ半径を最小曲げ半径とする。
（Ｅ）めっき層
なお、上述してきた本発明に係る高強度冷延鋼板は、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を有していてもよい。鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を付与することで、耐食性が向上する。
また、溶融亜鉛めっき層は、合金化されていてもよい。合金化された溶融亜鉛めっき層では、合金化処理によって溶融亜鉛めっき層中にＦｅが取り込まれているため、優れた溶接性および塗装性が得られる。
また、溶融亜鉛めっき層上に、塗装性および溶接性を改善する目的で、上層めっきを施してもよい。また、本発明の高強度冷延鋼板では、溶融亜鉛めっき層上に、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施してもよい。
（Ｆ）製造方法
本発明に係る高強度冷延鋼板の製造条件について特に制限はないが、以下に示す工程を含む方法を用いることにより、製造することができる。
（ａ）熱間圧延工程
（ａ−１）スラブ加熱工程
まず、スラブを１１５０℃以上の温度まで加熱する。最終製品板において、十分なｓｏｌ．Ｂｑ／Ｂの値を所定の範囲とするためには、ボロン化物の溶解を促進するためスラブ加熱温度を１１５０℃以上とすることが好ましい。なお、使用する鋼スラブは、製造性の観点から連続鋳造法にて鋳造することが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法でもよい。また、鋳造したスラブは一旦室温まで冷却してもよく、室温まで冷却することなく加熱炉に直送してもよい。
（ａ−２）粗圧延工程
次に、加熱されたスラブを、１０５０〜１１５０℃の温度範囲での総圧下率が５０％以上となるよう圧延する。上記温度範囲での総圧下率が５０％未満であると、熱間圧延中の再結晶が不十分となり、熱延板組織の不均質化につながるおそれがある。
（ａ−３）仕上げ圧延工程
１０５０℃以下の温度から仕上げ圧延工程の最終パス（仕上げ最終パス）前までの総圧下率を６０〜９５％とするとともに、仕上げ最終パスの圧下率を１０〜３０％、仕上げ最終パスの温度を８５０〜１０００℃とする。
１０５０℃以下の温度から仕上げ最終パス前までの総圧下率が９５％を超える場合、仕上げ最終パスの圧下率が３０％を超える場合、または仕上げ最終パスの温度が８５０℃未満となる場合には、ボロン化物の熱間圧延中の析出が促進される。その結果、最終製品板におけるｓｏｌ．Ｂｑ／Ｂの値を所定の範囲とするのが困難となる。一方、１０５０℃以下の温度から仕上げ最終パス前までの総圧下率が６０％未満となる場合、仕上げ最終パスの圧下率が１０％未満となる場合、または仕上げ最終パスの温度が１０００℃を超える場合には、熱延板組織の粗大化を招き、最終製品板組織の粗大化ひいては加工性の劣化に繋がるおそれがある。
（ａ−４）デスケーリング工程
粗圧延から仕上げ圧延までの工程において、鋼板表面にデスケーリングを一回以上施す。その際、最終デスケーリング温度は９５０〜１１００℃とする。最終デスケーリング温度が９５０℃未満の場合、デスケーリング後のスケールの成長が抑制されるため、後述する熱延コイルを巻き取った直後の鋼板のスケールの平均厚さｔｓｃを所望の範囲に制御することが困難となる。一方、最終デスケーリング温度が１１００℃を超える場合、最終デスケーリング後にスケールが過剰に成長するため、圧延中にスケールが剥離し、スケールの噛み込みに起因する外観不良が発生するおそれがある。デスケーリングの総回数は特に規定しないが、圧延中に剥離したスケールの噛み込みに起因する外観不良を抑制するために、二回以上実施することが好ましい。
その他にｔｓｃに影響を及ぼす操業条件として、デスケ水圧、最終デスケーリング〜巻取りまでの経過時間が挙げられ、また、図１に示すように、ノズルから鋼板までの距離（Ｄ）、ノズルと鋼板の板厚方向とがなす角度（θ）も重要な要素となりうる。ｔｓｃが所望の範囲に制御されている限り、本発明では上記の条件については特に規定しないが、例えば、デスケ水圧：１０〜２０ＭＰａ、最終デスケーリング〜巻取りまでの経過時間：１５〜４０秒、ノズルから鋼板までの距離Ｄ：１５０〜２５０ｍｍ、ノズルと鋼板の板厚方向とがなす角θ：５〜１０°、とすることで、所望のｔｓｃを得ることができる。
（ａ−５）冷却工程
仕上げ圧延工程終了から１秒以上経過後に、５℃／秒以上の平均冷却速度で、巻き取り温度４００〜７００℃まで冷却する。仕上げ圧延終了から冷却開始までの時間が１秒未満であると、オーステナイトの再結晶が不十分となり鋼板の異方性が顕在化するため好ましくない。また、仕上げ圧延終了から巻き取り温度までの平均冷却速度が５℃／秒未満であると、高温域でのフェライト変態が促進され、熱延板組織が粗大化するため好ましくない。
さらに、巻き取り温度が７００℃を超えると、ボロン化物の析出が促進されるため、最終製品板においてｓｏｌ．Ｂｑ／Ｂの値を所定の範囲とするのが困難となる。一方、巻き取り温度が４００℃未満となると、熱延板強度が過剰に増大するため、その後の冷間圧延性を阻害するおそれがある。
熱延コイル巻き取り直後のスケールの平均厚さｔｓｃ：３μｍ以上
ｓｏｌ．Ｂｓ／Ｂの値を所定の範囲とするためには、鋼板最表層部でのみボロン化合物の析出を促す必要がある。そのためには、鋼板表層部への酸素の供給源となるスケールを巻き取り直後に３μｍ以上とすることが好ましい。スケールの厚さの上限については特に制限は設けないが、ｔｓｃが１５μｍを超えると、その後の酸洗が困難となり作業性が悪化する。そのため、ｔｓｃは１５μｍ以下とするのが好ましい。
なお、熱延コイル巻き取り直後の鋼板のスケールの平均厚さを直接測定することは実際には困難である。したがって、鋼板の化学組成および巻き取り以前の熱延条件を揃えた上で、巻き取り後に十分にスケールが成長しない温度、具体的には３００℃以下で巻き取りを行った熱延鋼板を別途作製し、そのスケール厚さを測定することで、ｔｓｃを測定することとする。
１０−５＜Ｄｏ＜１０−３ ・・・（iii）
熱延コイル巻き取り後は、上記（iii）式を満たすように冷却することが好ましい。Ｄｏは酸素原子の鋼中の拡散長さに関する値であり、巻き取り後ｔ秒経過後の熱延コイルの温度Ｔ（ｔ）［Ｋ］で規定される関数を、巻き取り後０秒からｔｆまで時間積分することにより求められる（下記（iv）式参照）。なお、（iv）式中の「ｔｆ」は熱延コイルの温度が４００℃に到達するまでの経過時間である。
Figure 0006108046
上記（iii）式において、Ｄｏの値が左辺より小さいと、酸素原子の拡散が不十分となるため、鋼板最表層部でボロン化合物が十分析出せず、ｓｏｌ．Ｂｓ／Ｂの値を所定の範囲とすることが困難となる。一方、Ｄｏの値が右辺より大きいと、酸素原子の拡散が過剰に進行するため、鋼板最表層部のみならず鋼板内部でもボロン化合物が析出してしまい、ｓｏｌ．Ｂｑ／Ｂを所定の範囲とすることが困難となる。なお、ｔ秒経過後の熱延コイルの温度Ｔ（ｔ）は、外部からサーモビューアーで測定してもよいし、熱電対を熱延コイルに挿入することで測定してもよい。
（ａ−６）その他
冷却後の熱延コイルに対して、必要に応じて常法により酸洗を施してもよい。また、熱延コイルの形状矯正および酸洗性向上のためにスキンパス圧延を行ってもよい。
（ｂ）冷間圧延工程
冷間圧延率：２０〜８０％
上記の熱延後の鋼板に対して冷間圧延を施す。後述する最終焼鈍工程において加熱中のオーステナイト粒径を微細化するため、冷間圧延率は２０％以上とする。一方、過度の圧下は圧延加重が過大となり冷延ミルの負荷増大を招くため、８０％以下とする。冷間圧延率は３０％以上であるのが好ましく、７０％以下であるのが好ましい。
（ｃ）焼鈍工程
（ｃ−１）加熱工程
次に、上記の冷延後の鋼板に対して、連続焼鈍ラインにより焼鈍を施す。この際、ボロン原子のフェライト／オーステナイト界面、またはオーステナイト界面への偏析を促し、鋼板の焼入れ性を向上させるために、６５０℃〜Ａｃ３点までの温度範囲における平均加熱速度を１０℃／秒以下とする。一方、加熱速度が低すぎると鋼板の製造性を阻害するため、０．１℃／秒以上とする。
なお、Ａｃ３点（℃）は、下記（ｖ）式にて求めることができる。
Ａｃ３＝９１０−２０３Ｃ０．５−１５．２Ｎｉ＋４４．７Ｓｉ＋１０４Ｖ＋３１．５Ｍｏ−３０Ｍｎ−１１Ｃｒ−２０Ｃｕ＋７００Ｐ＋４００Ａｌ＋４００Ｔｉ ・・・（ｖ）
但し、式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を示し、含有量が０である場合は、式には０を代入して計算することとする。
（ｃ−２）保持工程
昇温後、鋼板を所定の最高加熱温度において、１秒以上保持する。保持時間の上限については特に制限は設けない。しかし、保持時間が長すぎると鋼板の製造性を阻害するため、１０００秒を保持時間の上限値とするのが好ましい。また、最高加熱温度の上下限はオーステナイト化を十分に進行させられる範囲で適宜選択すればよい。
曲げ性を重視する場合においては、最高加熱温度は７２０℃以上とするのが好ましく、７６０℃以上とするのがより好ましい。ただし、最高加熱温度がＡｃ３点＋３０℃を超える場合、所望のポリゴナルフェライト量を得ることが困難となる。そのため、最高加熱温度はＡｃ３点＋３０℃以下とするのが好ましく、Ａｃ３点−１０℃以下とするのがより好ましい。
一方、強度を重視する場合においては、最高加熱温度はＡｃ３点−３０℃以上とするのが好ましく、Ａｃ３点以上とするのがより好ましい。ただし、最高加熱温度が高すぎると加熱炉の損傷を招くため、Ａｃ３点＋１００℃を上限値とする。
鋼板を上記の最高加熱温度において保持した後は、二段階で冷却した後に、所定の温度で熱処理することが好ましい。すなわち、上記の保持工程後には、最高加熱温度から第１冷却停止温度までの第１冷却工程と、上記第１冷却停止温度と等しい第２冷却開始温度から第２冷却停止温度までの第２冷却工程と、所定の温度域で保持する熱処理工程とを含む処理を施す。以下にそれぞれの工程について説明する。
（ｃ−３）第１冷却工程
まず、鋼板表層部におけるフェライト変態を促進させるため、鋼板を最高加熱温度から、１０℃／秒以下の平均冷却速度で７５０℃以下の温度（第１冷却停止温度）まで冷却する。平均冷却速度は５℃／秒以下であるのが好ましい。また、停止温度は７００℃以下であるのが好ましく、６５０℃以下であるのがより好ましい。
（ｃ−４）第２冷却工程
上記の第１冷却に続き、鋼板を第１冷却停止温度と等しい第２冷却開始温度から、Ｍｓ点以下の温度（第２冷却停止温度）まで冷却する。第２冷却停止温度がＭｓ点を超えると、全マルテンサイトに占める焼戻しマルテンサイトの割合を５０％以上とするのが困難となり、曲げ性が劣化するおそれがある。
また、強度を重視する場合、平均冷却速度は１０℃／秒以上とすることが好ましい。平均冷却速度が１０℃／秒未満となると、ポリゴナルフェライトの面積率が過大となり、強度が低下するおそれがある。平均冷却速度の上限は特に規定する必要はないが、３００℃／秒を超える冷却速度を実現するには特別な設備を要することから、３００℃／秒を上限とすることが好ましい。
なお、Ｍｓ点（℃）は、下記（vi）式にて求めることができる。
Ｍｓ＝５５０−３６１Ｃ−３９Ｍｎ−３５Ｖ−２０Ｃｒ−１７Ｎｉ−１０Ｃｕ−５Ｍｏ＋３０Ａｌ ・・・（vi）
但し、式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を示し、含有量が０である場合は、式には０を代入して計算することとする。
（ｃ−５）熱処理工程
第２冷却停止後は、鋼板に対して、２００〜４００℃の温度域で１０秒以上保持する熱処理を施す。上記熱処理温度が２００℃未満または上記保持時間が１０秒未満であると、全マルテンサイトに占める焼戻しマルテンサイトの割合を５０％以上とするのが困難となり、曲げ性が劣化するおそれがある。また、上記熱処理温度が４００℃を超えると、マルテンサイトが過剰に焼戻されるため強度確保が困難となる。保持時間の上限は特に規定しないが、生産性の観点からは１０００秒以下とすることが好ましい。
なお、鋼板表面に溶融亜鉛めっきを施す場合は、上記連続焼鈍ライン通板後に電気亜鉛めっきを施してもよいし、連続溶融亜鉛めっきラインを通してもよい。電気亜鉛めっきの条件については常法に従えばよい。一方、連続溶融亜鉛めっきラインを通す場合には、上記の第１冷却工程の後に、以下に示す条件にて処理を施すことが好ましい。
（ｃ−６）めっき工程
上記の第１冷却に続き、鋼板を第１冷却停止温度から、４２０〜５２０℃の温度（めっき前温度）まで冷却した後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬する。
めっき前温度が４２０℃未満であると、溶融亜鉛めっき浴の抜熱が大きくなり、生産性を阻害する。一方、めっき前温度が５２０℃を超えると、パーライト変態が生じるため、所望の鋼組織を得ることが困難となる。めっき前温度まで冷却してから溶融亜鉛めっき浴に浸漬するまでの時間は特に規定しないが、生産性の観点からは１００秒以下であることが好ましい。
（ｃ−７）合金化処理工程
溶融亜鉛めっき層に合金化処理を施す場合は、合金化処理温度は４６０〜５８０℃の範囲とする。合金化処理温度が４６０℃未満であると、合金化反応に長時間を要するため、生産性を阻害する。一方、合金化処理温度が５８０℃を超えると、パーライト変態が生じるため、所望の鋼組織を得ることが困難となる。
（ｃ−８）第２冷却工程
溶融亜鉛めっき浴に浸漬した後、または合金化処理後に、鋼板をＭｓ点以下の温度（第２冷却停止温度）まで冷却する。第２冷却停止温度がＭｓ点を超えると、全マルテンサイトに占める焼戻しマルテンサイトの割合を５０％以上とするのが困難となり、曲げ性が劣化するおそれがある。
また、強度を重視する場合、平均冷却速度は１０℃／秒以上とすることが好ましい。平均冷却速度が１０℃／秒未満となると、ベイナイトの面積率が過大となり、強度が低下するおそれがある。平均冷却速度の上限は特に規定する必要はないが、３００℃／秒を超える冷却速度を実現するには特別な設備を要することから、３００℃／秒を上限とすることが好ましい。
（ｃ−９）熱処理工程
第２冷却停止後は、鋼板に対して、２００〜４００℃の温度域で１０秒以上保持する熱処理を施す。上記熱処理温度が２００℃未満または上記保持時間が１０秒未満であると、全マルテンサイトに占める焼戻しマルテンサイトの割合を５０％以上とするのが困難となり、曲げ性が劣化するおそれがある。また、上記熱処理温度が４００℃を超えると、マルテンサイトが過剰に焼戻されるため強度確保が困難となる。保持時間の上限は特に規定しないが、生産性の観点からは１０００秒以下とすることが好ましい。
（ｄ）その他
上記（ｃ−５）または（ｃ−９）における熱処理後は、鋼板の平坦矯正、表面粗度の調整のために、調質圧延を行ってもよい。この場合、延性の劣化を避けるため、伸び率を２％以下とすることが好ましい。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
表１に示す化学組成を有する鋼を実験室で溶製して鋼塊を鋳造した。その後、表２に示す条件にて熱間圧延を施し、厚さが２．０〜３．０ｍｍの熱延鋼板を得た。なお、仕上げ圧延前にデスケーリングを行うに際しては、デスケ水圧：１５ＭＰａ、最終デスケーリング〜巻取りまでの経過時間：３０秒、ノズルから鋼板までの距離Ｄ：２００ｍｍ、ノズルと鋼板の板厚方向とがなす角θ：１０°とした。
続いて、酸洗を施した後、表３に示す圧下率の冷間圧延を行い、厚さが１．０ｍｍの冷延鋼板を得た。得られた冷延鋼板に対して、表３に示す条件にて焼鈍処理を施した。
Figure 0006108046
Figure 0006108046
Figure 0006108046
＜表２の項目＞
ＳＲＴ：スラブ加熱温度
Ｒ１：１０５０〜１１５０℃での総圧下率
Ｒ２：１０５０℃以下〜仕上げ最終パス前までの総圧下率
Ｒ３：仕上げ最終パスでの圧下率
Ｔｄ：最終デスケーリング温度
ＦＴ：仕上げ最終パスの入側温度
Δｔ：仕上げ圧延終了から冷却開始までの時間
ＣＲ１：ＦＴ〜ＣＴ間の平均冷却速度
ＣＴ：巻き取り温度
ｔｓｃ：巻き取り直後のスケール厚さ
Ｄｏ：（iv）式計算値
＜表３の項目＞
ＨＲ：６５０℃〜最高加熱温度の温度範囲における平均加熱速度
Ｔ１：最高加熱温度
ｔ：加熱保持時間
ＣＲ２：第１冷却速度
Ｔ２：第２冷却開始温度
ＣＲ３：第２冷却速度
Ｔ３：第２冷却停止温度
Ｔ４：熱処理温度
ｔ２：熱処理温度における保持時間
得られた冷延鋼板の圧延方向および厚さ方向に直角な方向（幅方向）からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＳ）および全伸び（Ｅｌ）を測定した。
また、１５０ｍｍ×１５０ｍｍの試験片を切り出し、日本鉄鋼連盟規格の「ＪＦＳ Ｔ １００１ 穴拡げ試験方法」を行い、穴広げ率（λ）を測定した。さらに、圧延方向および厚さ方向と垂直な方向（幅方向）に短冊試験片を切り出し、ＪＩＳ Ｚ ２２４８にて定められたＶ曲げ試験を曲げ半径を変えて行い、割れが発生しない最小曲げ半径Ｒを求め、冷延鋼板の板厚ｔと最小曲げ半径Ｒの比（Ｒ／ｔ）によって曲げ性を評価した。
そして、鋼組織の面積率、ならびに、ｓｏｌ．Ｂｓ／Ｂおよびｓｏｌ．Ｂｑ／Ｂの値を、以下に示す方法により測定した。
まず、鋼板の圧延方向断面を切出し、ナイタール液により鋼組織を現出し、その後、表面〜３０μｍ深さ位置および１／４厚さ位置について、走査型電子顕微鏡（倍率：５０００倍、５視野）を用いて撮影した。そして、得られた組織写真から、ポイントカウンティング法によって、ポリゴナルフェライト、ベイナイト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトの面積率を算出した。
また、残留オーステナイトの面積率については、ＥＢＳＰ−ＯＩＭ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ−Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｅ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）法により、ＦＣＣ構造を有する領域の面積を算出することで求めた。
さらに、ｓｏｌ．Ｂｓおよびｓｏｌ．Ｂｑの値は、鋼板の表層部および内部のそれぞれにおいて、電解抽出残さ法により鋼中のボロン化物の質量を測定することで析出物として消費されたＢ量を算出した後、それを鋼中に含まれるＢ含有量から差し引くことにより求めた。
具体的には、鋼板の表層部においてボロン化物として存在するＢの含有量については、鋼板表面を研削することなく、３０μｍ深さまで電解抽出することによって測定した。また、鋼板の内部においてボロン化物として存在するＢの含有量については、鋼板を１／４厚さ位置まで機械的に研削した後、３０μｍ深さまで電解抽出することによって測定した。なお、抽出残さ法による析出Ｂ量の定量法については非特許文献１に開示されている手法を用いた。
これらの結果を表４および５に示す。なお、本実施例においては曲げ性を重視し、引張強度が９８０ＭＰａ以上であり、かつ、板厚ｔと最小曲げ半径Ｒの比Ｒ／ｔが２．５以下である場合に結果が良好と判断することとする。
Figure 0006108046
Figure 0006108046
＜表４の項目＞
Ｖα：ポリゴナルフェライトの面積率
ＶＢ：ベイナイトの面積率
ＶＭ：マルテンサイトの面積率
ＶＴＭ：焼き戻しマルテンサイトの面積率
Ｖγ：残留オーステナイトの面積率
＜表５の項目＞
ｓｏｌ．Ｂｓ：表層部における固溶Ｂ量（ｍａｓｓ ｐｐｍ）
ｓｏｌ．Ｂｑ：内部における固溶Ｂ量（ｍａｓｓ ｐｐｍ）
ＹＳ：降伏強度
ＴＳ：引張強度
Ｅｌ：全伸び
λ：穴広げ率
Ｒ／ｔ：最小曲げ半径／板厚
化学組成およびＢの存在状態が規定を満足する本発明例では、引張強度が９８０ＭＰａ以上であるとともに、Ｒ／ｔの値が２．５以下となり、高い強度と良好な曲げ性を有する結果となった。
一方、化学組成およびＢの存在状態のいずれかまたは両方が本発明の規定する範囲から外れる比較例では、９８０ＭＰａ以上の引張強度または良好な曲げ性が得られない結果となった。
表１に示す化学組成を有する鋼のうち、鋼ＡおよびＢを実験室で溶製して鋼塊を鋳造した。その後、表６に示す条件にて熱間圧延を施し、厚さが２．５ｍｍの熱延鋼板を得た。なお、デスケーリング工程における各種条件は実施例１と同じである。その後、酸洗を施した後、表７に示す圧下率の冷間圧延を行い、厚さが１．０ｍｍの冷延鋼板を得た。得られた冷延鋼板に対して、表７に示す条件にて連続溶融亜鉛めっきラインを模擬した熱処理を施した。
Figure 0006108046
Figure 0006108046
＜表７の項目＞
Ｔ５：めっき前温度
Ｔ６：合金化処理温度
得られた冷延鋼板について、実施例１と同様の方法により、引張強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＳ）、全伸び（Ｅｌ）、穴広げ率（λ）、板厚ｔと最小曲げ半径Ｒの比（Ｒ／ｔ）、鋼組織の面積率、ならびに、ｓｏｌ．Ｂｓ／Ｂおよびｓｏｌ．Ｂｑ／Ｂの値の測定を行った。
これらの結果を表８および９に示す。なお、本実施例においても曲げ性を重視し、引張強度が９８０ＭＰａ以上であり、かつ、板厚ｔと最小曲げ半径Ｒの比Ｒ／ｔが２．５以下である場合に結果が良好と判断することとする。
Figure 0006108046
Figure 0006108046
化学組成およびＢの存在状態が規定を満足する本発明例では、引張強度が９８０ＭＰａ以上であるとともに、Ｒ／ｔの値が２．５以下となり、高い強度と良好な曲げ性を有する結果となった。
一方、化学組成およびＢの存在状態のいずれかまたは両方が本発明の規定する範囲から外れる比較例では、９８０ＭＰａ以上の引張強度または良好な曲げ性が得られない結果となった。
表１０に示す化学組成を有する鋼を実験室で溶製して鋼塊を鋳造した。その後、表１１に示す条件にて熱間圧延を施し、厚さが２．０〜３．０ｍｍの熱延鋼板を得た。なお、デスケーリング工程における各種条件は実施例１と同じである。続いて、酸洗を施した後、表１２に示す圧下率の冷間圧延を行い、厚さが１．０ｍｍの冷延鋼板を得た。得られた冷延鋼板に対して、表１２に示す条件にて焼鈍処理を施した。
Figure 0006108046
Figure 0006108046
Figure 0006108046
得られた冷延鋼板について、実施例１と同様の方法により、引張強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＳ）、全伸び（Ｅｌ）、穴広げ率（λ）、板厚ｔと最小曲げ半径Ｒの比（Ｒ／ｔ）、鋼組織の面積率、ならびに、ｓｏｌ．Ｂｓ／Ｂおよびｓｏｌ．Ｂｑ／Ｂの値の測定を行った。
これらの結果を表１３および１４に示す。なお、本実施例においては強度を重視し、引張強度が１１８０ＭＰａ以上であり、かつ、板厚ｔと最小曲げ半径Ｒの比Ｒ／ｔが３．５以下である場合に結果が良好と判断することとする。
Figure 0006108046
Figure 0006108046
化学組成およびＢの存在状態が規定を満足する本発明例では、引張強度が１１８０ＭＰａ以上であるとともに、Ｒ／ｔの値が３．５以下となり、高い強度と良好な曲げ性を有する結果となった。
一方、化学組成およびＢの存在状態のいずれかまたは両方が本発明の規定する範囲から外れる比較例では、１１８０ＭＰａ以上の引張強度または良好な曲げ性が得られない結果となった。
表１０に示す化学組成を有する鋼のうち、鋼Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｆ、ＩおよびＪを実験室で溶製して鋼塊を鋳造した。その後、表１５に示す条件にて熱間圧延を施し、厚さが２．０〜３．０ｍｍの熱延鋼板を得た。なお、デスケーリング工程における各種条件は実施例１と同じである。その後、酸洗を施した後、表１６に示す圧下率の冷間圧延を行い、厚さが１．０ｍｍの冷延鋼板を得た。得られた冷延鋼板に対して、表１６に示す条件にて連続溶融亜鉛めっきラインを模擬した熱処理を施した。
Figure 0006108046
Figure 0006108046
得られた冷延鋼板について、実施例１と同様の方法により、引張強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＳ）、全伸び（Ｅｌ）、穴広げ率（λ）、板厚ｔと最小曲げ半径Ｒの比（Ｒ／ｔ）、鋼組織の面積率、ならびに、ｓｏｌ．Ｂｓ／Ｂおよびｓｏｌ．Ｂｑ／Ｂの値の測定を行った。
これらの結果を表１７および１８に示す。なお、本実施例においても強度を重視し、引張強度が１１８０ＭＰａ以上であり、かつ、板厚ｔと最小曲げ半径Ｒの比Ｒ／ｔが３．５以下である場合に結果が良好と判断することとする。
Figure 0006108046
Figure 0006108046
化学組成およびＢの存在状態が規定を満足する本発明例では、引張強度が１１８０ＭＰａ以上であるとともに、Ｒ／ｔの値が３．５以下となり、高い強度と良好な曲げ性を有する結果となった。
一方、化学組成およびＢの存在状態のいずれかまたは両方が本発明の規定する範囲から外れる比較例では、１１８０ＭＰａ以上の引張強度または良好な曲げ性が得られない結果となった。
本発明によれば、曲げ性に優れた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。

Claims (9)

  1. 化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．０５０〜０．４０％、
    Ｓｉ：０．０１〜３．０％、
    Ｍｎ：１．０〜５．０％、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜１．０％、
    Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、
    Ｂ：０．０００５〜０．０１０％、
    Ｐ：０．１％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ｏ：０．１％以下、
    Ｎ：０．０１％以下、
    Ｃｒ：０〜１．０％、
    Ｍｏ：０〜１．０％、
    Ｎｉ：０〜１．０％、
    Ｃｕ：０〜１．０％、
    Ｓｎ：０〜０．５０％、
    Ｎｂ：０〜０．２０％、
    Ｖ：０〜０．５０％、
    Ｗ：０〜０．５０％、
    Ｃａ：０〜０．０１％、
    Ｍｇ：０〜０．０１％、
    Ｂｉ：０〜０．０１％、
    Ｓｂ：０〜０．１０％、
    Ｚｒ：０〜０．０１％、
    ＲＥＭ：０〜０．０１％、
    残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    下記（ｉ）式および（ii）式を満足し、
    引張強度が９８０ＭＰａ以上であり、かつ、板厚ｔと最小曲げ半径Ｒの比Ｒ／ｔが２．５以下である、
    高強度冷延鋼板。
    ｓｏｌ．Ｂｓ／Ｂ≦０．５０ ・・・（ｉ）
    ｓｏｌ．Ｂｑ／Ｂ＞０．５０ ・・・（ii）
    但し、上記式中の各記号の意味は以下のとおりである。
    Ｂ：鋼板中に含まれるＢ含有量（質量％）
    ｓｏｌ．Ｂｓ：鋼板の表面から３０μｍ深さの範囲において固溶状態として存在するＢ含有量（質量％）
    ｓｏｌ．Ｂｑ：鋼板の１／４厚さ位置において固溶状態として存在するＢ含有量（質量％）
  2. 化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．０５０〜０．４０％、
    Ｓｉ：０．０１〜３．０％、
    Ｍｎ：１．０〜５．０％、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜１．０％、
    Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、
    Ｂ：０．０００５〜０．０１０％、
    Ｐ：０．１％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ｏ：０．１％以下、
    Ｎ：０．０１％以下、
    Ｃｒ：０〜１．０％、
    Ｍｏ：０〜１．０％、
    Ｎｉ：０〜１．０％、
    Ｃｕ：０〜１．０％、
    Ｓｎ：０〜０．５０％、
    Ｎｂ：０〜０．２０％、
    Ｖ：０〜０．５０％、
    Ｗ：０〜０．５０％、
    Ｃａ：０〜０．０１％、
    Ｍｇ：０〜０．０１％、
    Ｂｉ：０〜０．０１％、
    Ｓｂ：０〜０．１０％、
    Ｚｒ：０〜０．０１％、
    ＲＥＭ：０〜０．０１％、
    残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    下記（ｉ）式および（ii）式を満足し、
    引張強度が１１８０ＭＰａ以上であり、かつ、板厚ｔと最小曲げ半径Ｒの比Ｒ／ｔが３．５以下である、
    高強度冷延鋼板。
    ｓｏｌ．Ｂｓ／Ｂ≦０．５０ ・・・（ｉ）
    ｓｏｌ．Ｂｑ／Ｂ＞０．５０ ・・・（ii）
    但し、上記式中の各記号の意味は以下のとおりである。
    Ｂ：鋼板中に含まれるＢ含有量（質量％）
    ｓｏｌ．Ｂｓ：鋼板の表面から３０μｍ深さの範囲において固溶状態として存在するＢ含有量（質量％）
    ｓｏｌ．Ｂｑ：鋼板の１／４厚さ位置において固溶状態として存在するＢ含有量（質量％）
  3. 前記鋼板の表面から３０μｍ深さの範囲における鋼組織が、面積％で、
    ポリゴナルフェライト：３０〜９５％、
    残部：マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトから選択される１種以上であり、かつ、
    前記マルテンサイト全体に占める焼戻しマルテンサイトの割合が５０％以上であり、
    前記鋼板の１／４厚さ位置における鋼組織が、面積％で、
    ポリゴナルフェライト：１０〜６０％、
    残部：マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトから選択される１種以上であり、かつ、
    前記マルテンサイト全体に占める焼戻しマルテンサイトの割合が５０％以上である、
    請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
  4. 前記鋼板の表面から３０μｍ深さの範囲における鋼組織が、面積％で、
    ポリゴナルフェライト：１０〜８０％、
    残部：マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトから選択される１種以上であり、かつ、
    前記マルテンサイト全体に占める焼戻しマルテンサイトの割合が５０％以上であり、
    前記鋼板の１／４厚さ位置における鋼組織が、面積％で、
    ポリゴナルフェライト：２０％以下、
    残部：マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトから選択される１種以上であり、
    マルテンサイト：５０％以上、
    ベイナイト：４０％以下、
    残留オーステナイト：２０％以下であり、かつ、
    前記マルテンサイト全体に占める焼戻しマルテンサイトの割合が５０％以上である、
    請求項２に記載の高強度冷延鋼板。
  5. 前記化学組成が、質量％で、
    Ｃｒ：０．００１〜１．０％、
    Ｍｏ：０．００１〜１．０％、
    Ｎｉ：０．００１〜１．０％、
    Ｃｕ：０．００１〜１．０％、および、
    Ｓｎ：０．００１〜０．５０％、
    から選択される１種以上を含有する、
    請求項１から請求項４までのいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
  6. 前記化学組成が、質量％で、
    Ｎｂ：０．００１〜０．２０％、
    Ｖ：０．００１〜０．５０％、および、
    Ｗ：０．００１〜０．５０％、
    から選択される１種以上を含有する、
    請求項１から請求項５までのいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
  7. 前記化学組成が、質量％で、
    Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、
    Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
    Ｂｉ：０．０００１〜０．０１％、
    Ｓｂ：０．０００１〜０．１０％、
    Ｚｒ：０．０００１〜０．０１％、および、
    ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％、
    から選択される１種以上を含有する、
    請求項１から請求項６までのいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
  8. 請求項１から請求項７までのいずれかに記載の高強度冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する、高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  9. 請求項１から請求項７までのいずれかに記載の高強度冷延鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
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