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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公表特許公報(A)
(11)【公表番号】
(43)【公表日】2023-12-08
(54)【発明の名称】曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板及びその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20231201BHJP
C22C 38/38 20060101ALI20231201BHJP
C21D 9/46 20060101ALI20231201BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301S
C22C38/38
C21D9/46 G
【審査請求】有
【予備審査請求】未請求
(21)【出願番号】P 2023532517
(86)(22)【出願日】2021-11-29
(85)【翻訳文提出日】2023-05-29
(86)【国際出願番号】 KR2021017743
(87)【国際公開番号】W WO2022119253
(87)【国際公開日】2022-06-09
(31)【優先権主張番号】10-2020-0167413
(32)【優先日】2020-12-03
(33)【優先権主張国・地域又は機関】KR
(81)【指定国・地域】
(71)【出願人】
【識別番号】522492576
【氏名又は名称】ポスコ カンパニー リミテッド
(74)【代理人】
【識別番号】100083806
【弁理士】
【氏名又は名称】三好 秀和
(74)【代理人】
【識別番号】100111235
【弁理士】
【氏名又は名称】原 裕子
(74)【代理人】
【識別番号】100195257
【弁理士】
【氏名又は名称】大渕 一志
(72)【発明者】
【氏名】コン、 ジョン－パン
(72)【発明者】
【氏名】アン、 ヨン－サン
(72)【発明者】
【氏名】リュ、 ジュ－ヒョン
【テーマコード（参考）】
4K037
【Ｆターム（参考）】
4K037EA01
4K037EA02
4K037EA05
4K037EA06
4K037EA11
4K037EA14
4K037EA15
4K037EA16
4K037EA17
4K037EA18
4K037EA19
4K037EA23
4K037EA24
4K037EA25
4K037EA26
4K037EA27
4K037EA31
4K037EA34
4K037EB05
4K037EB08
4K037EB09
4K037EB11
4K037EB12
4K037FA02
4K037FA03
4K037FC07
4K037FG01
4K037FH01
4K037FJ05
4K037FJ06
4K037FK02
4K037FK03
4K037FL01
4K037FL02
4K037JA06
4K037JA07
(57)【要約】
本発明は、曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板及びその製造方法に関するものであり、より詳細には自動車用に使用できる曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板及びその製造方法に関するものである。
【特許請求の範囲】
【請求項1】
重量％で、Ｃ：０．０６～０．１７％、Ｓｉ：０．１～０．８％、Ｍｎ：１．９～２．９％、Ｎｂ：０．００５～０．０７％、Ｔｉ：０．００４～０．０５％、Ｂ：０．０００４～０．００５％、Ｃｒ：０．２０％以下（０％は除く）、Ｍｏ：０．０４～０．４５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１～３を満たし、
微細組織は面積％で、焼戻しマルテンサイト：８０～９８％、残部フレッシュマルテンサイト、ベイナイト、フェライト及び残留オーステナイトを含み、
前記焼戻しマルテンサイトのラス短軸の平均長さは５００ｎｍ以下である、曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板。
［関係式１］０．４０≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｓｉ＋Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５≦０．７０
［関係式２］１１０≦４８．８＋４９ｌｏｇＣ＋３５．１Ｍｎ＋２５．９Ｓｉ＋７６．５Ｃｒ＋１０５．９Ｍｏ＋１３２５Ｎｂ≦２１０
［関係式３］０．２０≦Ｍｏ＋２００Ｂ≦０．７０
（但し、前記関係式１～３に記載の合金成分の含有量は重量％を意味する。）
【請求項2】
前記不純物は、トランプ元素として、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｓｂ、Ｎ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｚｎ及びＰｂのうち１種以上を含み、その合計が０．１重量％以下である、請求項１に記載の曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板。
【請求項3】
前記フレッシュマルテンサイトは１１％以下であり、ベイナイトは３％以下であり、フェライトは３％以下であり、残留オーステナイトは３％以下である、請求項１に記載の曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板。
【請求項4】
前記冷延鋼板は、降伏強度（ＹＳ）：７８０～９２０ＭＰａ、引張強度（ＴＳ）：９８０～１２００ＭＰａ、伸び率（ＥＬ）：８％以上、降伏比（ＹＳ／ＴＳ）：０．７５以上、穴拡げ率（ＨＥＲ）：４０％以上、曲げ加工性（ＹＳ×ＥＬ×ＨＥＲ）：３００ＧＰａ％％以上であり、１８０°完全圧着曲げ試験時にクラックが発生しない、請求項１に記載の曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板。
【請求項5】
重量％で、Ｃ：０．０６～０．１７％、Ｓｉ：０．１～０．８％、Ｍｎ：１．９～２．９％、Ｎｂ：０．００５～０．０７％、Ｔｉ：０．００４～０．０５％、Ｂ：０．０００４～０．００５％、Ｃｒ：０．２０％以下（０％は除く）、Ｍｏ：０．０４～０．４５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１～３を満たすスラブを加熱する段階；前記加熱されたスラブを仕上げ圧延出側温度がＡｒ３＋５０℃～Ａｒ３＋１５０℃となるように仕上げ圧延して熱延鋼板を得る段階；
前記熱延鋼板をＭｓ＋５０℃～Ｍｓ＋３００℃まで冷却した後に巻き取る段階；
前記巻き取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る段階；
前記冷延鋼板を８２０～８６０℃の温度範囲で連続焼鈍する段階；
前記連続焼鈍された冷延鋼板を５０～２００秒間亀裂処理する段階；
前記亀裂処理された冷延鋼板を６２０～７００℃まで１～１０℃／ｓの冷却速度で１次冷却する段階；
前記１次冷却された冷延鋼板を３６０～４２０℃まで５～５０℃／秒の冷却速度で２次冷却する段階；
前記２次冷却された冷延鋼板を３７０～４２０℃で過時効処理または再加熱後に過時効処理する段階；を含み、
前記２次冷却及び過時効処理時に、下記関係式４～８を満たす、曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法。
［関係式１］０．４０≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｓｉ＋Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５≦０．７０
［関係式２］１１０≦４８．８＋４９ｌｏｇＣ＋３５．１Ｍｎ＋２５．９Ｓｉ＋７６．５Ｃｒ＋１０５．９Ｍｏ＋１３２５Ｎｂ≦２１０
［関係式３］０．２０≦Ｍｏ＋２００Ｂ≦０．７０
［関係式４］０≦Ａ≦５０
［関係式５］０≦Ｂ≦４０
［関係式６］０≦２．８Ａ＋０．５Ｂ≦１００
［関係式７］０≦３．１Ａ＋２．３Ｂ≦２００
［関係式８］０．２５≦（３．１Ａ＋２．３Ｂ）／（２．８Ａ＋０．５Ｂ）≦３．５
（但し、前記関係式１～３に記載された合金成分の含有量は重量％を意味し、前記関係式４～８において、ＡはＭｓ－２次冷却終了温度（℃）であり、Ｂは過時効処理温度－２次冷却終了温度（℃）である。）
【請求項6】
前記スラブ加熱は１１００～１３００℃で行われる、請求項５に記載の曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項7】
前記スラブは、２３０～２７０ｍｍの厚さを有する、請求項５に記載の曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項8】
前記巻き取り後、前記巻き取られた熱延鋼板を０．１℃／ｓ以下の冷却速度で常温まで冷却する段階をさらに含む、請求項５に記載の曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項9】
前記冷間圧延は４０～７０％の圧下率で行われる、請求項５に記載の曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項10】
前記過時効処理後に過時効処理された冷延鋼板を０．１～２．０％の伸び率で調質圧延する段階をさらに含む、請求項５に記載の曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板及びその製造方法に関するものであり、より詳細には自動車用に使用できる曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【0002】
最近、自動車の乗客及び歩行者の安全規制の強化による安全装置の構築義務化に伴い、自動車の燃費向上のための軽量化とは相反する状況下において、車体の重量が増加する問題がある。消費者は、環境にやさしく、燃費の効率の高いハイブリッド（Ｈｙｂｒｉｄ）や電気自動車に対する関心が増大しているが、このような環境にやさしくて安全な車を生産するためには、車体構造の軽量化及び車体素材の安定性確保がなされなければならない。しかし、ハイブリッド自動車は既存のガソリンエンジンだけでなく、電気エンジン、電気バッテリー、そして２次燃料保管タンクなどの様々な装置が追加されている。また、運転者の快適性などが向上し続けると車体の重量は増加する。これによって、車体の軽量化を実現するためには、薄いながらも強度、延性、及び曲げ特性などに優れた素材開発が必須である。したがって、このような問題を解決するためには、引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度及び高延性などを確保することができるギガ級鋼板の開発が必要である。
【0003】
一方、構造用または補強材は、衝突時に衝突エネルギーを吸収することで乗客を保護する役割を果たしているが、スポット溶接部の強度が十分でないと衝突時に破断して十分な衝突吸収エネルギーを得ることができない。また、このような超高強度鋼材が主に適用される部品は、サイドシール（ｓｉｄｅ ｓｉｌｌ）のようにベンディング（Ｂｅｎｄｉｎｇ）による加工が要求されることがほとんどであるため、幾ら伸び率に優れても曲げ加工性（ｂｅｎｄａｂｉｌｉｔｙ）に劣ると部品として使用することができない。曲げ加工性は、単位厚さに対する最小曲げ半径比（Ｒ／ｔ）を意味し、ここで最小曲げ半径比（Ｒ）はベンディング試験後の鋼板の外巻部にクラックが発生しない最小半径を意味する。曲げ加工性に対する要求は、自動車会社ごとに多少差異があるが、最も厳しい水準を要求する日本のある自動車会社を基準とすると、引張強度９８０ＭＰａ級の冷延鋼板基準でＲ／ｔ≦１の条件を満たすよう要求している。しかし、一部の顧客社ではＲ／ｔだけでなく、加工クラックリスク低減及び優れた曲げ加工性のために１８０°完全圧着曲げ物性を要求するが、引張強度９８０ＭＰａ以上の超高強度鋼板では上記物性確保が非常に難しい実情である。したがって、引張強度９８０ＭＰａ以上の超高強度鋼板で降伏強度が高く、曲げ加工性に優れた鋼板の開発が切実である。
【0004】
曲げ加工性を改善させるためには、鋼材内に存在する変態相の構成及び分率を適切に制御する必要がある。一般的に、フェライト（Ｆ）のような軟質相とベイナイト（Ｂ）またはマルテンサイト（Ｍ）のような硬質相の強度比が低いほど曲げ加工性に優れると知られている。このためには、マルテンサイトの代わりにベイナイトまたは焼戻しマルテンサイト（Ｔｅｍｐｅｒｅｄ Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）を生成しなければならないが、このような変態相は伸び率を顕著に低下させる問題点を有するため、変態相の構成比を適切に確保することが何よりも重要である。
【0005】
上記高張力鋼板の加工性を向上させた従来技術としては、特許文献１がある。特許文献１は、焼戻しマルテンサイトを主体とする複合組織からなる鋼板に関するものであって、加工性を向上させるために組織内部に粒径１～１００ｎｍの微細析出Ｃｕ粒子を分散させることを特徴としている。しかしながら、特許文献１は、良好な微細Ｃｕ粒子を析出させるためにＣｕ含有量を２～５％と過度に添加することで、Ｃｕに起因した赤熱脆性が発生することがあり、また製造費用が過度に上昇する問題点がある。
【0006】
降伏強度を高めるための代表的な製造方法としては、連続焼鈍時の水冷却を用いる方法がある。すなわち、焼鈍工程で亀裂させた後、水に浸漬し、焼戻しを行うことで微細組織をマルテンサイトから焼戻しマルテンサイトに変態させた鋼板を製造することができる。このような方法の代表的な従来技術としては、特許文献２がある。特許文献２は炭素０．１８～０．３％の鋼材を連続焼鈍後に常温まで水冷し、続いて１２０～３００℃の温度で１～１５分間の過時効処理を実施して、マルテンサイト体積率が８０～９７％であり、残部がフェライトである鋼材を製造することに関する技術である。このように水冷後の焼戻し方式によって超高強度鋼を製造する場合、降伏比は非常に高いが、幅方向、長さ方向の温度偏差によってコイルの形状品質が劣化する問題が発生する。したがって、このような問題を解決すると同時に、適切な微細組織を確保するためには、連続焼鈍時の温度及び冷却条件に対する精密な制御が必要である。
【0007】
一方、特許文献３はフェライト（ｆｅｒｒｉｔｅ）を基地組織として、パーライト（ｐｅａｒｌｉｔｅ）２～１０面積％を含む微細組織を有し、主にＴｉなどの炭・窒化物の形成元素の添加による析出強化及び結晶粒微細化によって強度を向上させた鋼板を提示している。特許文献３は低い製造原価に対して高い強度を容易に得ることができるという利点を有しているが、微細析出物によって再結晶温度が急激に上昇するようになることで、十分な再結晶を起こして延性を確保するためには、高温焼鈍を実施しなければならないという欠点がある。また、フェライト基地に炭・窒化物を析出させて強化する既存の析出強化鋼は、６００ＭＰａ級以上の高強度鋼を得ることが困難であるという問題点がある。
【0008】
したがって、上述した問題点を解決し、１８０°完全圧着曲げ試験でもクラックが発生せずに冷間成形が可能な高降伏比を有する引張強度９８０ＭＰａ以上の超高強度を有する鋼材の開発が求められている実情である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0009】
【特許文献1】特開２００５－２６４１７６号公報
【特許文献2】特許第２５２８３８７号公報
【特許文献3】韓国公開特許第２０１５－００７３８４４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0010】
本発明の一側面は、曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板及びその製造方法を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【0011】
本発明の一実施形態は重量％で、Ｃ：０．０６～０．１７％、Ｓｉ：０．１～０．８％、Ｍｎ：１．９～２．９％、Ｎｂ：０．００５～０．０７％、Ｔｉ：０．００４～０．０５％、Ｂ：０．０００４～０．００５％、Ｃｒ：０．２０％以下（０％は除く）、Ｍｏ：０．０４～０．４５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１～３を満たし、微細組織は面積％で、焼戻しマルテンサイト：８０～９８％、残部フレッシュマルテンサイト、ベイナイト、フェライト及び残留オーステナイトを含み、上記焼戻しマルテンサイトのラス短軸の平均長さは、５００ｎｍ以下である曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板を提供する。
［関係式１］０．４０≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｓｉ＋Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５≦０．７０
［関係式２］１１０≦４８．８＋４９ｌｏｇＣ＋３５．１Ｍｎ＋２５．９Ｓｉ＋７６．５Ｃｒ＋１０５．９Ｍｏ＋１３２５Ｎｂ≦２１０
［関係式３］０．２０≦Ｍｏ＋２００Ｂ≦０．７０
（但し、上記関係式１～３に記載の合金成分の含有量は重量％を意味する。）
［関係式１］０．４０≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｓｉ＋Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５≦０．７０
［関係式２］１１０≦４８．８＋４９ｌｏｇＣ＋３５．１Ｍｎ＋２５．９Ｓｉ＋７６．５Ｃｒ＋１０５．９Ｍｏ＋１３２５Ｎｂ≦２１０
［関係式３］０．２０≦Ｍｏ＋２００Ｂ≦０．７０
（但し、上記関係式１～３に記載の合金成分の含有量は重量％を意味する。）
【0012】
本発明の他の実施形態は重量％で、Ｃ：０．０６～０．１７％、Ｓｉ：０．１～０．８％、Ｍｎ：１．９～２．９％、Ｎｂ：０．００５～０．０７％、Ｔｉ：０．００４～０．０５％、Ｂ：０．０００４～０．００５％、Ｃｒ：０．２０％以下（０％は除く）、Ｍｏ：０．０４～０．４５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１～３を満たすスラブを加熱する段階；上記加熱されたスラブを仕上げ圧延出側温度がＡｒ３＋５０℃～Ａｒ３＋１５０℃となるように仕上げ圧延して熱延鋼板を得る段階；上記熱延鋼板をＭｓ＋５０℃～Ｍｓ＋３００℃まで冷却した後に巻き取る段階；上記巻き取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る段階；上記冷延鋼板を８２０～８６０℃の温度範囲で連続焼鈍する段階；上記連続焼鈍された冷延鋼板を５０～２００秒間亀裂処理する段階；上記亀裂処理された冷延鋼板を６２０～７００℃まで１～１０℃／ｓの冷却速度で１次冷却する段階；上記１次冷却された冷延鋼板を３６０～４２０℃まで５～５０℃／秒の冷却速度で２次冷却する段階；上記２次冷却された冷延鋼板を３７０～４２０℃で過時効処理または再加熱後に過時効処理する段階；を含み、上記２次冷却及び過時効処理時、下記関係式４～８を満たす曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法を提供する。
［関係式１］０．４０≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｓｉ＋Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５≦０．７０
［関係式２］１１０≦４８．８＋４９ｌｏｇＣ＋３５．１Ｍｎ＋２５．９Ｓｉ＋７６．５Ｃｒ＋１０５．９Ｍｏ＋１３２５Ｎｂ≦２１０
［関係式３］０．２０≦Ｍｏ＋２００Ｂ≦０．７０
［関係式４］０≦Ａ≦５０
［関係式５］０≦Ｂ≦４０
［関係式６］０≦２．８Ａ＋０．５Ｂ≦１００
［関係式７］０≦３．１Ａ＋２．３Ｂ≦２００
［関係式８］０．２５≦(３．１Ａ＋２．３Ｂ）／（２．８Ａ＋０．５Ｂ）≦３．５
（但し、上記関係式１～３に記載の合金成分の含有量は重量％を意味し、上記関係式４～８において、ＡはＭｓ－２次冷却終了温度（℃）であり、Ｂは過時効処理温度－２次冷却終了温度（℃）である。）
［関係式１］０．４０≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｓｉ＋Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５≦０．７０
［関係式２］１１０≦４８．８＋４９ｌｏｇＣ＋３５．１Ｍｎ＋２５．９Ｓｉ＋７６．５Ｃｒ＋１０５．９Ｍｏ＋１３２５Ｎｂ≦２１０
［関係式３］０．２０≦Ｍｏ＋２００Ｂ≦０．７０
［関係式４］０≦Ａ≦５０
［関係式５］０≦Ｂ≦４０
［関係式６］０≦２．８Ａ＋０．５Ｂ≦１００
［関係式７］０≦３．１Ａ＋２．３Ｂ≦２００
［関係式８］０．２５≦(３．１Ａ＋２．３Ｂ）／（２．８Ａ＋０．５Ｂ）≦３．５
（但し、上記関係式１～３に記載の合金成分の含有量は重量％を意味し、上記関係式４～８において、ＡはＭｓ－２次冷却終了温度（℃）であり、Ｂは過時効処理温度－２次冷却終了温度（℃）である。）
【発明の効果】
【0013】
本発明の一側面によると、曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板及びその製造方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【0014】
【発明を実施するための形態】
【0015】
以下、本発明の一実施形態に係る曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板について説明する。まず、本発明の合金組成について説明する。下記説明される合金組成の含有量は、特に断りのない限り、重量％を意味する。
【0016】
Ｃ：０．０６～０．１７％
炭素（Ｃ）は、固溶強化のために添加される非常に重要な元素である。また、炭素は析出元素と結合して微細炭化物を生成することで強度向上に寄与する。上記Ｃの含有量が０．０６％未満の場合には、所望の強度を確保することが非常に困難である。一方、上記Ｃの含有量が０．１７％を超過すると硬化能の増加により冷却中にマルテンサイトが過度に形成されるにつれて、強度が急激に増加して曲げ加工性が低下することがある。また、溶接性に劣るため、顧客会社で部品加工時に溶接欠陥が発生する可能性が高くなる。したがって、上記Ｃの含有量は０．０６～０．１７％の範囲を有することが好ましい。上記Ｃの含有量の下限は０．０８％であることがより好ましく、０．１０％であることがさらに好ましい。上記Ｃの含有量の上限は０．１６５％であることがより好ましく、０．１６％であることがさらに好ましく、０．１４５％であることが最も好ましい。
炭素（Ｃ）は、固溶強化のために添加される非常に重要な元素である。また、炭素は析出元素と結合して微細炭化物を生成することで強度向上に寄与する。上記Ｃの含有量が０．０６％未満の場合には、所望の強度を確保することが非常に困難である。一方、上記Ｃの含有量が０．１７％を超過すると硬化能の増加により冷却中にマルテンサイトが過度に形成されるにつれて、強度が急激に増加して曲げ加工性が低下することがある。また、溶接性に劣るため、顧客会社で部品加工時に溶接欠陥が発生する可能性が高くなる。したがって、上記Ｃの含有量は０．０６～０．１７％の範囲を有することが好ましい。上記Ｃの含有量の下限は０．０８％であることがより好ましく、０．１０％であることがさらに好ましい。上記Ｃの含有量の上限は０．１６５％であることがより好ましく、０．１６％であることがさらに好ましく、０．１４５％であることが最も好ましい。
【0017】
Ｓｉ：０．１～０．８％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼の５大元素であり、少量が製造工程中に自然に添加される。上記Ｓｉは強度の増加に寄与し、炭化物生成を抑制して焼鈍亀裂処理及び冷却中に炭素が炭化物として生成されないようにする。また、この炭素が分配されて残留オーステナイトに集積することで、常温でオーステナイト相が残留するようにして伸び率確保に有利であるようにする。上記Ｓｉの含有量が０．１％未満である場合には、上述した効果を十分に確保することが困難である可能性がある。一方、上記Ｓｉの含有量が０．８０％を超過する場合には、表面スケール欠陥を引き起こしてめっき表面品質が低下され、化成処理性を低下させる可能性がある。したがって、上記Ｓｉの含有量は０．１～０．８％の範囲を有することが好ましい。上記Ｓｉの含有量の下限は０．２％であることがより好ましく、０．３％であることがさらに好ましい。上記Ｓｉの含有量の上限は０．７％であることがより好ましく、０．６％であることがさらに好ましい。
シリコン（Ｓｉ）は、鋼の５大元素であり、少量が製造工程中に自然に添加される。上記Ｓｉは強度の増加に寄与し、炭化物生成を抑制して焼鈍亀裂処理及び冷却中に炭素が炭化物として生成されないようにする。また、この炭素が分配されて残留オーステナイトに集積することで、常温でオーステナイト相が残留するようにして伸び率確保に有利であるようにする。上記Ｓｉの含有量が０．１％未満である場合には、上述した効果を十分に確保することが困難である可能性がある。一方、上記Ｓｉの含有量が０．８０％を超過する場合には、表面スケール欠陥を引き起こしてめっき表面品質が低下され、化成処理性を低下させる可能性がある。したがって、上記Ｓｉの含有量は０．１～０．８％の範囲を有することが好ましい。上記Ｓｉの含有量の下限は０．２％であることがより好ましく、０．３％であることがさらに好ましい。上記Ｓｉの含有量の上限は０．７％であることがより好ましく、０．６％であることがさらに好ましい。
【0018】
Ｍｎ：１．９～２．９％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼中の硫黄を完全にＭｎＳに析出させてＦｅＳの生成による熱間脆性を防止するとともに、鋼を固溶強化させる元素である。上記Ｍｎの含有量が１．９％未満の場合には、本発明で目標とする強度確保に困難がある。一方、上記Ｍｎの含有量が２．９％を超過するようになると、溶接性、熱間圧延性などの問題が発生する可能性が高く、同時に硬化能を増加させてマルテンサイトをより過度に形成させることがあり、伸び率の減少をもたらすことがある。また、微細組織内にＭｎ－Ｂａｎｄ（Ｍｎ酸化物の帯）が形成されて加工クラック及び板破断発生の危険が高くなる問題があり、焼鈍時にＭｎ酸化物が表面に溶出してめっき性を大きく阻害する問題がある。したがって、上記Ｍｎの含有量は１．９～２．９％の範囲を有することが好ましい。上記Ｍｎの含有量の下限は２．０％であることがより好ましく、２．１％であることがさらに好ましい。上記Ｍｎの含有量の上限は２．８％であることがより好ましく、２．７％であることがさらに好ましい。
マンガン（Ｍｎ）は、鋼中の硫黄を完全にＭｎＳに析出させてＦｅＳの生成による熱間脆性を防止するとともに、鋼を固溶強化させる元素である。上記Ｍｎの含有量が１．９％未満の場合には、本発明で目標とする強度確保に困難がある。一方、上記Ｍｎの含有量が２．９％を超過するようになると、溶接性、熱間圧延性などの問題が発生する可能性が高く、同時に硬化能を増加させてマルテンサイトをより過度に形成させることがあり、伸び率の減少をもたらすことがある。また、微細組織内にＭｎ－Ｂａｎｄ（Ｍｎ酸化物の帯）が形成されて加工クラック及び板破断発生の危険が高くなる問題があり、焼鈍時にＭｎ酸化物が表面に溶出してめっき性を大きく阻害する問題がある。したがって、上記Ｍｎの含有量は１．９～２．９％の範囲を有することが好ましい。上記Ｍｎの含有量の下限は２．０％であることがより好ましく、２．１％であることがさらに好ましい。上記Ｍｎの含有量の上限は２．８％であることがより好ましく、２．７％であることがさらに好ましい。
【0019】
Ｎｂ：０．００５～０．０７％
ニオブ（ＮＢ）は、オーステナイト粒界に偏析されて焼鈍熱処理時にオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制し、微細な炭化物を形成して強度の増加に寄与する元素である。上記Ｎｂの含有量が０．００５％未満の場合には、上述した効果が不十分である。一方、上記Ｎｂの含有量が０．０７％を超過する場合には、粗大な炭化物が析出し、鋼中の固溶炭素量の低減により強度及び伸び率の減少がなされることがあり、製造原価が上昇する問題点がある。したがって、上記Ｎｂの含有量は０．００５～０．０７％の範囲を有することが好ましい。上記Ｎｂの含有量の下限は０．０１％であることがより好ましく、０．０１５％であることがさらに好ましい。上記Ｎｂの含有量の上限は０．０６％であることがより好ましく、０．０５％であることがさらに好ましい。
ニオブ（ＮＢ）は、オーステナイト粒界に偏析されて焼鈍熱処理時にオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制し、微細な炭化物を形成して強度の増加に寄与する元素である。上記Ｎｂの含有量が０．００５％未満の場合には、上述した効果が不十分である。一方、上記Ｎｂの含有量が０．０７％を超過する場合には、粗大な炭化物が析出し、鋼中の固溶炭素量の低減により強度及び伸び率の減少がなされることがあり、製造原価が上昇する問題点がある。したがって、上記Ｎｂの含有量は０．００５～０．０７％の範囲を有することが好ましい。上記Ｎｂの含有量の下限は０．０１％であることがより好ましく、０．０１５％であることがさらに好ましい。上記Ｎｂの含有量の上限は０．０６％であることがより好ましく、０．０５％であることがさらに好ましい。
【0020】
Ｔｉ：０．００４～０．０５％
チタン（Ｔｉ）は、微細炭化物の形成元素として、降伏強度及び引張強度の確保に寄与する。また、Ｔｉは窒化物の形成元素として鋼中のＮをＴｉＮで析出させ、ＡｌＮ析出を抑制する効果があり、連続鋳造時にクラックが発生する危険を低減させる利点がある。上記Ｔｉの含有量が０．００４％未満の場合には、上述した効果を得ることが困難である可能性がある。一方、上記Ｔｉの含有量が０．０５％を超過すると粗大な炭化物が析出し、鋼中の固溶炭素量の低減により強度及び伸び率の減少がなされることがあり、連鋳時にノズルの目詰まりを引き起こすことがある。したがって、上記Ｔｉの含有量は０．００４～０．０５％の範囲を有することが好ましい。上記Ｔｉの含有量の下限は０．００８％であることがより好ましく、０．０１２％であることがさらに好ましい。上記Ｔｉ含有量の上限は０．０４％であることがより好ましく、０．０３％であることがさらに好ましい。
チタン（Ｔｉ）は、微細炭化物の形成元素として、降伏強度及び引張強度の確保に寄与する。また、Ｔｉは窒化物の形成元素として鋼中のＮをＴｉＮで析出させ、ＡｌＮ析出を抑制する効果があり、連続鋳造時にクラックが発生する危険を低減させる利点がある。上記Ｔｉの含有量が０．００４％未満の場合には、上述した効果を得ることが困難である可能性がある。一方、上記Ｔｉの含有量が０．０５％を超過すると粗大な炭化物が析出し、鋼中の固溶炭素量の低減により強度及び伸び率の減少がなされることがあり、連鋳時にノズルの目詰まりを引き起こすことがある。したがって、上記Ｔｉの含有量は０．００４～０．０５％の範囲を有することが好ましい。上記Ｔｉの含有量の下限は０．００８％であることがより好ましく、０．０１２％であることがさらに好ましい。上記Ｔｉ含有量の上限は０．０４％であることがより好ましく、０．０３％であることがさらに好ましい。
【0021】
Ｂ：０．０００４～０．００５％
ホウ素（Ｂ）は、鋼材の硬化能を確保するのに大きく寄与する元素であり、このような効果を得るためには０．０００４％以上添加されることが好ましい。しかし、上記Ｂの含有量が０．００５％を超過すると、粒界にホウ素炭化物を形成させてフェライトの核生成場所を提供するため、却って硬化能を悪化させる恐れがある。したがって、上記Ｂの含有量は０．０００４～０．００５％の範囲を有することが好ましい。上記Ｂの含有量の下限は０．０００６％であることがより好ましく、０．０００８％であることがさらに好ましい。上記Ｂの含有量の上限は０．００４％であることがより好ましく、０．００３％であることがさらに好ましい。
ホウ素（Ｂ）は、鋼材の硬化能を確保するのに大きく寄与する元素であり、このような効果を得るためには０．０００４％以上添加されることが好ましい。しかし、上記Ｂの含有量が０．００５％を超過すると、粒界にホウ素炭化物を形成させてフェライトの核生成場所を提供するため、却って硬化能を悪化させる恐れがある。したがって、上記Ｂの含有量は０．０００４～０．００５％の範囲を有することが好ましい。上記Ｂの含有量の下限は０．０００６％であることがより好ましく、０．０００８％であることがさらに好ましい。上記Ｂの含有量の上限は０．００４％であることがより好ましく、０．００３％であることがさらに好ましい。
【0022】
Ｃｒ：０．２０％以下（０％は除く）
クロム（Ｃｒ）は、硬化能を向上させ、鋼の強度を増加させる元素である。但し、上記Ｃｒの含有量が０．２％を超過する場合には、塩水雰囲気でＣｒ酸化物の不均一生成による貫通腐食問題が発生する可能性がある。したがって、上記Ｃｒの含有量は０．２０％以下の範囲を有することが好ましい。上記Ｃｒの含有量は、０．１５％以下であることがより好ましく、０．１０％以下であることがさらに好ましい。一方、本発明では微量でも硬化能及び強度向上効果を得ることができるため、上記Ｃｒの下限については特に限定しない。
クロム（Ｃｒ）は、硬化能を向上させ、鋼の強度を増加させる元素である。但し、上記Ｃｒの含有量が０．２％を超過する場合には、塩水雰囲気でＣｒ酸化物の不均一生成による貫通腐食問題が発生する可能性がある。したがって、上記Ｃｒの含有量は０．２０％以下の範囲を有することが好ましい。上記Ｃｒの含有量は、０．１５％以下であることがより好ましく、０．１０％以下であることがさらに好ましい。一方、本発明では微量でも硬化能及び強度向上効果を得ることができるため、上記Ｃｒの下限については特に限定しない。
【0023】
Ｍｏ：０．０４～０．４５％
モリブデン（Ｍｏ）は、炭化物を形成する元素であり、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖなどの炭・窒化物の形成元素と複合添加時に析出物の大きさを微細に維持して降伏強度及び引張強度を向上させる役割を果たす。さらに、上記Ｍｏは鋼の硬化能を向上させ、マルテンサイトを結晶粒界（Ｇｒａｉｎ ｂｏｕｎｄａｒｙ）に微細に形成させて降伏比の制御を可能にするという利点がある。上述した効果のためには、上記Ｍｏが０．０４％以上添加されることが好ましい。但し、高価の元素であるため、その含有量が高くなるほど製造上不利となる欠点があるため、その含有量を適切に制御することが好ましい。上記Ｍｏの含有量が０．４５％を超過すると製造原価の急激な上昇を招いて経済性が低下するだけでなく、過度の結晶粒微細化効果と固溶強化効果により、却って鋼の延性が低下する問題がある。したがって、上記Ｍｏの含有量は０．０４～０．４５％の範囲を有することが好ましい。上記Ｍｏの含有量の下限は０．０６％であることがより好ましく、０．０８％であることがさらに好ましい。上記Ｍｏの含有量の上限は０．４０％であることがより好ましく、０．３５％であることがさらに好ましい。
モリブデン（Ｍｏ）は、炭化物を形成する元素であり、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖなどの炭・窒化物の形成元素と複合添加時に析出物の大きさを微細に維持して降伏強度及び引張強度を向上させる役割を果たす。さらに、上記Ｍｏは鋼の硬化能を向上させ、マルテンサイトを結晶粒界（Ｇｒａｉｎ ｂｏｕｎｄａｒｙ）に微細に形成させて降伏比の制御を可能にするという利点がある。上述した効果のためには、上記Ｍｏが０．０４％以上添加されることが好ましい。但し、高価の元素であるため、その含有量が高くなるほど製造上不利となる欠点があるため、その含有量を適切に制御することが好ましい。上記Ｍｏの含有量が０．４５％を超過すると製造原価の急激な上昇を招いて経済性が低下するだけでなく、過度の結晶粒微細化効果と固溶強化効果により、却って鋼の延性が低下する問題がある。したがって、上記Ｍｏの含有量は０．０４～０．４５％の範囲を有することが好ましい。上記Ｍｏの含有量の下限は０．０６％であることがより好ましく、０．０８％であることがさらに好ましい。上記Ｍｏの含有量の上限は０．４０％であることがより好ましく、０．３５％であることがさらに好ましい。
【0024】
一方、本発明の冷延鋼板は、上述した合金成分を満たすとともに、下記関係式１～３を満たすことが好ましい。これにより、本発明が目標とする曲げ加工性に非常に優れた引張強度９８０ＭＰａ以上の超高強度鋼板を製造することができる。
【0025】
［関係式１］０．４０≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｓｉ＋Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５≦０．７０
上記関係式１は、強度及び溶接性を確保するための成分関係式である。上記関係式１の値が０．４０未満の場合には、本発明が目標とする素材及び溶接部強度を確保することが困難であり、０．７０を超過する場合には、溶接性に劣ることがある。したがって、上記関係式１の値は、０．４０～０．７０の範囲を有することが好ましい。上記関係式１の値の下限は０．４５であることがより好ましく、０．５０であることがさらに好ましい。上記関係式１の値の上限は０．６８であることがより好ましく、０．６５であることがさらに好ましい。
上記関係式１は、強度及び溶接性を確保するための成分関係式である。上記関係式１の値が０．４０未満の場合には、本発明が目標とする素材及び溶接部強度を確保することが困難であり、０．７０を超過する場合には、溶接性に劣ることがある。したがって、上記関係式１の値は、０．４０～０．７０の範囲を有することが好ましい。上記関係式１の値の下限は０．４５であることがより好ましく、０．５０であることがさらに好ましい。上記関係式１の値の上限は０．６８であることがより好ましく、０．６５であることがさらに好ましい。
【0026】
［関係式２］１１０≦４８．８＋４９ｌｏｇＣ＋３５．１Ｍｎ＋２５．９Ｓｉ＋７６．５Ｃｒ＋１０５．９Ｍｏ＋１３２５Ｎｂ≦２１０
上記関係式２は、硬化能を確保するための硬化能指数に関連する成分関係式である。上記関係式２の値が１１０未満の場合には硬化能不足により本発明で目標とする強度を確保することが困難であり、２１０を超過する場合には、硬化能が過度に高くなって曲げ加工性に劣ることがある。したがって、上記関係式２の値は、１００～２００の範囲を有することが好ましい。上記関係式２の値の下限は１２０であることがより好ましく、１３０であることがさらに好ましい。上記関係式２の値の上限は２００であることがより好ましく、１９０であることがさらに好ましい。
上記関係式２は、硬化能を確保するための硬化能指数に関連する成分関係式である。上記関係式２の値が１１０未満の場合には硬化能不足により本発明で目標とする強度を確保することが困難であり、２１０を超過する場合には、硬化能が過度に高くなって曲げ加工性に劣ることがある。したがって、上記関係式２の値は、１００～２００の範囲を有することが好ましい。上記関係式２の値の下限は１２０であることがより好ましく、１３０であることがさらに好ましい。上記関係式２の値の上限は２００であることがより好ましく、１９０であることがさらに好ましい。
【0027】
［関係式３］０．２０≦Ｍｏ＋２００Ｂ≦０．７０
上記関係式３は、本発明が目標とする強度をより安定的に確保するための成分関係式である。上記関係式３の値が０．２０未満の場合には、硬化能不足によって本発明が目標とする強度を確保することが困難であり、０．７０を超過する場合には、硬化能が過度に高くなって曲げ加工性に劣ることがあるだけでなく、製造原価が上昇するという欠点がある。したがって、上記関係式３の値は、０．２０～０．７０の範囲を有することが好ましい。上記関係式３の値の下限は０．２５であることがより好ましく、０．３０であることがさらに好ましい。上記関係式３の値の上限は０．６５であることがより好ましく、０．６０であることがさらに好ましい。
上記関係式３は、本発明が目標とする強度をより安定的に確保するための成分関係式である。上記関係式３の値が０．２０未満の場合には、硬化能不足によって本発明が目標とする強度を確保することが困難であり、０．７０を超過する場合には、硬化能が過度に高くなって曲げ加工性に劣ることがあるだけでなく、製造原価が上昇するという欠点がある。したがって、上記関係式３の値は、０．２０～０．７０の範囲を有することが好ましい。上記関係式３の値の下限は０．２５であることがより好ましく、０．３０であることがさらに好ましい。上記関係式３の値の上限は０．６５であることがより好ましく、０．６０であることがさらに好ましい。
【0028】
本発明の残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造過程では、原料または周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入される可能性があるため、これを排除することはできない。これらの不純物は通常の製造過程の技術者であれば誰でも分かるため、そのすべての内容を特に本明細書では言及しない。
【0029】
一方、上記不純物はトランプ元素としてＰ、Ｓ、Ａｌ、Ｓｂ、Ｎ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｚｎ及びＰｂのうち１種以上を含み、その合計が０．１重量％以下とすることができる。トランプ元素は製鋼工程で原料として使用するスクラップなどを始めとした不純物元素として、その合計が０．１％を超過する場合にはスラブの表面クラックを引き起こすことがあり、鋼板の表面品質を低下させることがある。
【0030】
以下、本発明の一実施形態に係る曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板の微細組織などについて説明する。
【0031】
本発明の冷延鋼板の微細組織は面積％で、焼戻しマルテンサイト：８０～９８％、残部フレッシュマルテンサイト、ベイナイト、フェライト及び残留オーステナイトを含むことが好ましい。本発明の冷延鋼板の微細組織は、焼戻しマルテンサイト（以下、「ＴＭ」ともいう）を主組織として含む。但し、上記焼戻しマルテンサイトの分率が８０％未満の場合には目標とする強度確保が難しく、９８％を超過する場合には曲げ加工性及び伸び率が低下することがある。したがって、上記マルテンサイトの分率は８０～９８％の範囲を有することが好ましい。上記マルテンサイトの分率の下限は８２％であることがより好ましく、８４％であることがさらに好ましい。上記マルテンサイトの分率の上限は９７％であることがより好ましく、９６％であることがさらに好ましい。上記残部組織であるフレッシュマルテンサイト（以下、「ＦＭ」ともいう）、ベイナイト（以下、「Ｂ」ともいう）、フェライト（以下、「Ｆ」ともいう）、残留オーステナイト（以下、「ＲＡ」ともいう）は、製造工程上に不可避に形成される微細組織である。但し、上記残部組織も本発明において肯定的な機能を果たすこともある。上記フレッシュマルテンサイトは強度確保に有利な組織である。したがって、上記フレッシュマルテンサイトの分率が高いほど強度確保に有利であるが、１１％を超過する場合には伸び率及び曲げ加性が低下することがある。したがって、上記フレッシュマルテンサイトの分率は１１％以下であることが好ましい。上記フレッシュマルテンサイトの分率は１０％以下であることがより好ましく、９％以下であることがさらに好ましく、８％以下であることが最も好ましい。
【0032】
上記ベイナイトは、相（Ｐｈａｓｅ）間の硬度差の減少に寄与して曲げ特性を向上させる重要な役割を果たすことができる。但し、その分率が３％を超過する場合には、相対的にマルテンサイトの分率が減少して目標とする強度確保に困難がある。上記フェライトは、伸び率確保に有利な組織である。但し、その分率が３％を超過する場合には、相対的にマルテンサイトの分率が減少して目標とする強度確保に困難がある可能性がある。上記残留オーステナイトは、伸び率確保に有利な組織である。但し、その分率が３％を超過する場合には相対的にマルテンサイトの分率が減少して目標とする強度確保が難しいことがある。したがって、上記ベイナイト、フェライト及び残留オーステナイトは、その分率がそれぞれ３％以下であることが好ましい。
【0033】
一方、上記焼戻しマルテンサイトのラス短軸の平均長さは５００ｎｍ以下であることが好ましい。上記焼戻しマルテンサイトのラス間隔が狭いほど強度及び曲げ加工性確保の側面において有利である。但し、上記焼戻しマルテンサイトのラス短軸の平均長さが５００ｎｍを超過する場合には、上記効果が得られ難い。上記ラス短軸の平均長さは４００ｎｍ以下であることがより好ましく、３００ｎｍ以下であることがさらに好ましい。
【0034】
上述したように提供される本発明の冷延鋼板は、降伏強度（ＹＳ）：７８０～９２０ＭＰａ、引張強度（ＴＳ）：９８０～１２００ＭＰａ、伸び率（ＥＬ）：８％以上、降伏比（ＹＳ／ＴＳ）：０．７５以上、穴拡げ率（ＨＥＲ）：４０％以上、曲げ加工性（ＹＳ×ＥＬ×ＨＥＲ）：３００ＧＰａ％％以上にすることができ、１８０°完全圧着曲げ試験時にクラックが発生しないという利点がある。上記降伏強度は７９０～９１０ＭＰａであることがより好ましく、８００～９００ＭＰａであることがさらに好ましい。上記引張強度は、９９０～１１８０ＭＰａであることがより好ましく、１０００～１１６０ＭＰａであることがさらに好ましい。上記伸び率は９％以上であることがより好ましく、１０％以上であることがさらに好ましい。降伏比は０．７６以上であることがより好ましく、０．７７以上であることがさらに好ましい。上記穴拡げ率は４５％以上であることがより好ましく、５０％以上であることがさらに好ましい。上記曲げ加工性は、３５０ＧＰａ％％以上であることがより好ましく、４００ＧＰａ％％以上であることがさらに好ましい。一方、上記１８０°完全圧着曲げ試験は、測定対象の鋼板をまず９０°に曲げた後、その間に上記鋼板の２倍の厚さを有する他の鋼板を挟んだ後、測定対象である鋼板を再び１８０°に曲げて完全圧着する方法で行うことができる。
【0035】
以下、本発明の一実施形態に係る曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法について説明する。
【0036】
まず、上述した合金組成を満たすスラブを加熱する。本発明では上記スラブ加熱温度について特に限定しないが、例えば、上記スラブ加熱は１１００～１３００℃で行うことができる。上記スラブ加熱温度が１１００℃未満の場合には、スラブ温度が低くて粗圧延時に圧延負荷が発生する可能性があり、１３００℃を超過する場合には組織が粗大化することがあり、電力費上昇のような欠点があり得る。上記スラブ加熱温度の下限は１１２５℃であることがより好ましく、１１５０℃であることがさらに好ましい。上記スラブ加熱温度の上限は１２７５℃であることがより好ましく、１２５０℃であることがさらに好ましい。一方、上記スラブは２３０～２７０ｍｍの厚さを有することができる。
【0037】
その後、上記加熱されたスラブを仕上げ圧延出側温度がＡｒ３＋５０℃～Ａｒ３＋１５０℃となるように仕上げ圧延して熱延鋼板を得る。上記仕上げ圧延出側温度がＡｒ３＋５０℃未満の場合には、熱間変形抵抗が急激に増加する可能性が高い。上記仕上げ圧延出側温度がＡｒ３＋１５０℃を超過する場合には、厚すぎる酸化スケールが発生するだけでなく、鋼板の微細組織が粗大化する可能性が高い。したがって、上記仕上げ圧延出側温度は、Ａｒ３＋５０℃～Ａｒ３＋１５０℃の範囲を有することが好ましい。上記仕上げ圧延出側温度の下限は、Ａｒ３＋６０℃がより好ましく、Ａｒ３＋７０℃がさらに好ましい。上記仕上げ圧延出側温度の上限は、Ａｒ３＋１４０℃がより好ましく、Ａｒ３＋１３０℃がさらに好ましい。
【0038】
この後、上記熱延鋼板をＭｓ＋５０℃～Ｍｓ＋３００℃まで冷却した後に巻き取る。上記巻取温度がＭｓ＋５０℃未満の場合、過度なマルテンサイトまたはベイナイトが生成して熱延鋼板の過度の強度上昇を招くことで、冷間圧延時の負荷による形状不良などの問題が発生することがある。一方、Ｍｓ＋３００℃を超過すると表面スケールの増加により酸洗性が低下することがある。したがって、上記巻取温度は、Ｍｓ＋５０℃～Ｍｓ＋３００℃の範囲を有することが好ましい。上記巻取温度の下限は、Ｍｓ＋６０℃であることがより好ましく、Ｍｓ＋７０℃であることがさらに好ましい。上記巻取温度の上限は、Ｍｓ＋２９０℃であることがより好ましく、Ｍｓ＋２７０℃であることがさらに好ましい。一方、上記巻取後には、上記巻き取られた熱延鋼板を０．１℃／ｓ以下の冷却速度で常温まで冷却することができる。
【0039】
この後、上記巻き取り及び冷却された熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る。上記冷間圧延は４０～７０％の圧下率で行うことができる。上記冷間圧下率が４０％未満の場合には、再結晶駆動力が弱化して、良好な再結晶粒を得るのに問題が発生するおそれが大きく、形状校正が非常に難しいという欠点がある。７０％を超過する場合には、鋼板エッジ（ｅｄｇｅ）部にクラックが発生する可能性が高く、圧延荷重が急激に増加する可能性がある。したがって、上記冷間圧延は４０～７０％の圧下率で行われることが好ましい。一方、上記冷間圧延前には、表面に付着したスケールや不純物などを除去するために酸洗を行うこともできる。
【0040】
この後、上記冷延鋼板を８２０～８６０℃の温度範囲で連続焼鈍する。上記連続焼鈍温度が８２０℃未満の場合には、十分なオーステナイトを形成することが困難であり、本発明において目標とする強度を確保することが困難である。一方、８６０℃を超過する場合には、オーステナイト結晶粒サイズが粗大化し、最終製品で曲げ加工性が低下することがある。したがって、上記連続焼鈍温度は８２０～８６０℃の範囲を有することが好ましい。上記連続焼鈍温度の下限は８２５℃であることがより好ましく、８３０℃であることがさらに好ましい。上記連続焼鈍温度の上限は８５５℃であることがより好ましく、８５０℃であることがさらに好ましい。
【0041】
この後、上記連続焼鈍された冷延鋼板を５０～２００秒間亀裂処理する。これは、冷間圧延組織の再結晶及び結晶粒成長とともに、本発明が提示する焼鈍温度で十分なオーステナイト分率を確保するためである。上記亀裂処理時間が５０秒未満の場合には、オーステナイトで十分に逆変態が起こらず、最終組織でフェライト分率が増加して目標とする強度確保が難しい場合がある。一方、上記亀裂処理時間が２００秒を超過するようになると、オーステナイト結晶粒サイズが粗大化し、最終製品で曲げ加工性が低下することがある。上記亀裂処理時間の下限は５５秒であることがより好ましく、６０秒であることがさらに好ましい。上記亀裂処理時間の上限は１９０秒であることがより好ましく、１８０秒であることがさらに好ましい。
【0042】
この後、上記亀裂処理された冷延鋼板を６２０～７００℃まで１～１０℃／ｓの冷却速度で１次冷却する。上記１次冷却段階は、フェライトとオーステナイトの平衡炭素濃度を確保して鋼板の延性と強度を増加させるためである。上記１次冷却終了温度が６３０℃未満または７００℃を超過する場合には、本発明で目標とする延性及び強度を確保することが難しくなる。上記冷却速度が１℃／ｓ未満の場合には、フェライト変態が加速化して目標とする微細組織分率確保が難しいという欠点があり、１０℃／ｓを超過する場合には、過度のマルテンサイト変態により伸び率確保が難しいという欠点がある。
【0043】
この後、上記１次冷却された冷延鋼板を３６０～４２０℃まで５～５０℃／秒の冷却速度で２次冷却する。上記２次冷却は、本発明において重要視する制御因子の一つであり、上記２次冷却終了温度は強度、延性及び曲げ加工性を同時に確保するために非常に重要な条件である。上記２次冷却終了温度が３６０℃未満の場合には、過度のマルテンサイトの分率増加により延性確保が難しく、４２０℃を超過する場合には、十分なマルテンサイト確保が難しくて目標とする強度確保が難しい。したがって、本発明で目標とする物性を確保するための重要制御因子の一つである２次冷却終了温度は、３６０～４２０℃の範囲を有することが好ましい。上記２次冷却終了温度の下限は３６５℃であることがより好ましく、３７０℃であることがさらに好ましい。上記２次冷却終了温度の上限は４０５℃であることがより好ましく、４００℃であることがさらに好ましい。上記２次冷却速度が５℃／ｓ未満の場合には、遅い冷却速度によりマルテンサイト及びベイナイトの変態前に、フェライト変態が優先的に発生して、本発明が得ようとする適正量の微細組織分率が得られないという欠点があり、５０℃／ｓを超過する場合には、過度の冷却速度による形状劣化の問題により通板性が低下し、板破断が発生することがある。上記２次冷却速度の下限は７．５℃／ｓであることがより好ましく、１０℃／ｓであることがさらに好ましい。上記２次冷却速度の上限は４７．５℃／ｓであることがより好ましく、４５℃／ｓであることがさらに好ましい。
【0044】
一方、本発明において重要な微細組織である焼戻しマルテンサイトの分率を目標レベルに確保するためには、Ｍｓ温度と２次冷却終了温度の差を精密に制御することが重要である。より詳細には、下記関係式４を満たすようにすることが好ましい。Ｍｓと２次冷却終了温度の差、すなわち、Ａの値が０未満の場合には、マルテンサイト変態が少なくて目標とする強度確保が難しい場合があり、Ａの値が５０℃を超過する場合には、マルテンサイト領域で滞在する時間が長くて過度のマルテンサイトの分率の増加により延性確保が難しい。したがって、上記Ｍｓと２次冷却終了温度との差、すなわち、Ａの値は０～５０℃であることが好ましい。上記Ａ値の下限は１℃であることがより好ましく、２℃であることがさらに好ましい。上記Ａ値の上限は４５℃であることがより好ましく、４０℃であることがさらに好ましい。一方、Ｍｓはマルテンサイト変態が始まる温度を意味し、その値は下記式１から求めることができる。
［関係式４］０≦Ａ≦５０
（但し、上記関係式４において、ＡはＭｓ－２次冷却終了温度である（℃）。）
［式１］Ｍｓ＝５３９－４２３Ｃ－３０．４Ｍｎ－７．５Ｓｉ＋３０Ａｌ
［関係式４］０≦Ａ≦５０
（但し、上記関係式４において、ＡはＭｓ－２次冷却終了温度である（℃）。）
［式１］Ｍｓ＝５３９－４２３Ｃ－３０．４Ｍｎ－７．５Ｓｉ＋３０Ａｌ
【0045】
この後、上記２次冷却された冷延鋼板を３７０～４２０℃で過時効処理または再加熱後に過時効処理する。上記過時効処理は、２次冷却終了時点の温度と同一または高い温度で行われることが好ましい。上記過時効処理は、２次冷却終了時に生成されたフレッシュマルテンサイトが焼戻しマルテンサイトに変態することを促進させるための工程であり、これにより、高い降伏強度及び曲げ加工性を安定的に確保することができる。したがって、本発明で得ようとする高い曲げ加工性を確保するために、過時効処理温度は非常に重要な因子であり、本発明では上記過時効処理温度を３７０～４２０℃の範囲に精密制御する。上記過時効処理温度が３７０℃未満の場合には、フレッシュマルテンサイトから焼戻しマルテンサイトへの変態が小さく起こり、曲げ加工性が低下することがある。一方、上記過時効処理温度が４２０℃を超過する場合には、過度な焼戻しマルテンサイト変態により引張強度確保が難しい場合がある。したがって、上記過時効処理温度は３７０～４２０℃の範囲を有することが好ましい。上記過時効処理温度の下限は３７５℃であることがより好ましく、３８０℃であることがさらに好ましい。上記過時効処理温度の上限は４１５℃であることがより好ましく、４１０℃であることがさらに好ましい。
【0046】
一方、本発明において重要な微細組織である焼戻しマルテンサイトの分率を目標レベルに確保するために、過時効処理温度と２次冷却終了温度を精密に制御することが重要である。より詳細には、下記関係式５を満たすようにすることが好ましい。過時効処理温度と２次冷却終了温度の差、すなわち、Ｂの値が０未満の場合には、過時効処理効果を得ることが困難であり、Ｂの値が４０℃を超過する場合には、過度の焼戻しマルテンサイト変態により目標とする引張強度の確保が難しい場合がある。したがって、上記過時効処理温度と２次冷却終了温度との差、すなわち、Ｂの値は０～４０℃であることが好ましい。上記Ｂ値の下限は２．５℃であることがより好ましく、５℃であることがさらに好ましい。上記Ｂ値の上限は３５℃であることがより好ましく、３０℃であることがさらに好ましい。
［関係式５］０≦Ｂ≦４０
（但し、上記関係式５において、Ｂは過時効処理温度－２次冷却終了温度である（℃）。）
［関係式５］０≦Ｂ≦４０
（但し、上記関係式５において、Ｂは過時効処理温度－２次冷却終了温度である（℃）。）
【0047】
なお、本発明では、目標とする微細組織分率と強度レベルのために、上記２次冷却及び過時効処理時に、下記関係式６～８を満たすことが好ましい。
【0048】
［関係式６］０≦２．８Ａ＋０．５Ｂ≦１００
上記関係式６は、本発明が目標とする降伏強度を確保するためのものである。上記関係式６の値が０未満の場合、十分なマルテンサイト確保が難しく、高い降伏強度を得ることが難しく、１００を超過する場合、過度な焼戻しマルテンサイトの確保で降伏強度が過度に高くなる問題が発生する可能性がある。したがって、上記関係式６の値は０～１００の範囲を有することが好ましい。上記関係式６の値の下限は２であることがより好ましく、４であることがさらに好ましい。上記関係式６の値の上限は９０であることがより好ましく、８０であることがさらに好ましい。
上記関係式６は、本発明が目標とする降伏強度を確保するためのものである。上記関係式６の値が０未満の場合、十分なマルテンサイト確保が難しく、高い降伏強度を得ることが難しく、１００を超過する場合、過度な焼戻しマルテンサイトの確保で降伏強度が過度に高くなる問題が発生する可能性がある。したがって、上記関係式６の値は０～１００の範囲を有することが好ましい。上記関係式６の値の下限は２であることがより好ましく、４であることがさらに好ましい。上記関係式６の値の上限は９０であることがより好ましく、８０であることがさらに好ましい。
【0049】
［関係式７］０≦３．１Ａ＋２．３Ｂ≦２００
上記関係式７は、本発明が目標とする引張強度を確保するためのものである。上記関係式７の値が０未満の場合、十分なフレッシュマルテンサイトの確保が難しくて目標とする引張強度の確保が難しく、２００を超過する場合、焼戻しマルテンサイトへの変態が過度に起こって引張強度の確保が難しい。したがって、上記関係式７の値は０～２００の範囲を有することが好ましい。上記関係式７の値の下限は２であることがより好ましく、４であることがさらに好ましい。上記関係式７の値の上限は１９０であることがより好ましく、１８０であることがさらに好ましい。
上記関係式７は、本発明が目標とする引張強度を確保するためのものである。上記関係式７の値が０未満の場合、十分なフレッシュマルテンサイトの確保が難しくて目標とする引張強度の確保が難しく、２００を超過する場合、焼戻しマルテンサイトへの変態が過度に起こって引張強度の確保が難しい。したがって、上記関係式７の値は０～２００の範囲を有することが好ましい。上記関係式７の値の下限は２であることがより好ましく、４であることがさらに好ましい。上記関係式７の値の上限は１９０であることがより好ましく、１８０であることがさらに好ましい。
【0050】
［関係式８］０．２５≦（３．１Ａ＋２．３Ｂ）／（２．８Ａ＋０．５Ｂ）≦３．５
上記関係式８は、本発明が目標とする降伏強度及び引張強度を同時に確保するためのものである。上記関係式８の値が０．２５未満または３．５を超過する場合、目標とする組織分率確保が難しくて所望の降伏強度及び引張強度を同時に確保することが難しいという欠点がある。したがって、上記関係式８の値は、０．２５～３．５の範囲を有することが好ましい。上記関係式８の値の下限は０．５０であることがより好ましく、０．７５であることがさらに好ましい。関係式８７の値の上限は３．２５であることがより好ましく、３．０であることがさらに好ましい。
上記関係式８は、本発明が目標とする降伏強度及び引張強度を同時に確保するためのものである。上記関係式８の値が０．２５未満または３．５を超過する場合、目標とする組織分率確保が難しくて所望の降伏強度及び引張強度を同時に確保することが難しいという欠点がある。したがって、上記関係式８の値は、０．２５～３．５の範囲を有することが好ましい。上記関係式８の値の下限は０．５０であることがより好ましく、０．７５であることがさらに好ましい。関係式８７の値の上限は３．２５であることがより好ましく、３．０であることがさらに好ましい。
【0051】
一方、本発明では、上記過時効処理後に過時効処理された冷延鋼板を０．１～２．０％の伸び率で調質圧延する段階をさらに含むことができる。通常、調質圧延する場合、引張強度の増加はほとんどなく、少なくとも５０ＭＰａ以上の降伏強度の上昇が起こる。上記伸び率が０．１％未満であると形状の制御が難しいことがあり、２．０％を超過する場合には高延伸作業によって操業性が大きく不安定になることがある。
【実施例】
【0052】
以下、実施例を通じて本発明をより具体的に説明する。但し、下記実施例は本発明を例示してより詳細に説明するためのものであって、本発明の権利範囲を限定するためのものではないことに留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項及びこれから合理的に類推される事項によって決定されるためである。
【0053】
（実施例）
下記表１に記載された合金組成を有する溶鋼を準備した後、連続鋳造して厚さが２５０ｍｍのスラブを製造した。このスラブを１２００℃に１２時間加熱した後、熱間圧延を行った後に巻き取った。このとき、熱間圧延時の仕上げ圧延出側温度はＡｒ３＋５０℃～Ａｒ３＋１５０℃の範囲に制御し、巻取温度はＭｓ＋５０℃～Ｍｓ＋３００℃の範囲に制御した。この後、上記熱間圧延により得られた３．２ｍｍ厚さの熱延鋼板を酸洗した後、５０％の冷間圧下率で冷間圧延を行い、１．６ｍｍ厚さの冷延鋼板を得た。この冷延鋼板を下記表２及び３に記載された条件を用いて最終製品として製造した。このように製造された冷延鋼板について微細組織及び機械的物性を測定した後、その結果を下記表４に示した。
下記表１に記載された合金組成を有する溶鋼を準備した後、連続鋳造して厚さが２５０ｍｍのスラブを製造した。このスラブを１２００℃に１２時間加熱した後、熱間圧延を行った後に巻き取った。このとき、熱間圧延時の仕上げ圧延出側温度はＡｒ３＋５０℃～Ａｒ３＋１５０℃の範囲に制御し、巻取温度はＭｓ＋５０℃～Ｍｓ＋３００℃の範囲に制御した。この後、上記熱間圧延により得られた３．２ｍｍ厚さの熱延鋼板を酸洗した後、５０％の冷間圧下率で冷間圧延を行い、１．６ｍｍ厚さの冷延鋼板を得た。この冷延鋼板を下記表２及び３に記載された条件を用いて最終製品として製造した。このように製造された冷延鋼板について微細組織及び機械的物性を測定した後、その結果を下記表４に示した。
【0054】
微細組織の分率は、後方散乱電子回折（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、ＥＢＳＤ）装備を用いて測定した。焼戻しマルテンサイトのラス短軸の平均長さは、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で４０，０００倍の倍率で５か所をランダムに撮影した後、Ｉｍａｇｅ－Ｐｌｕｓ Ｐｒｏソフトウェアを用いて測定した後、平均値で計算した。一方、測定された微細組織は焼戻しマルテンサイトと、残部フレッシュマルテンサイト、ベイナイト、フェライト及び残留オーステナイトが混在された組織からなっている。
【0055】
引張強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＳ）、及び伸び率（ＥＬ）は圧延水平方向への引張試験を通じて測定し、Ｇａｕｇｅ Ｌｅｎｇｔｈは５０ｍｍであり、引張試験片の幅は２５ｍｍの試験片規格を用いた。
【0056】
穴拡げ率（ＨＥＲ）はＩＳＯ １６３３０標準に従って測定し、穴は直径１０ｍｍのパンチを用いて１２％のＣｌｅａｒａｎｃｅでせん断加工した。
【0057】
１８０°完全圧着曲げ試験は、測定対象である鋼板をまず９０°に曲げた後、その間に上記鋼板の２倍の厚さを有する他の鋼板を挟んだ後、測定対象である鋼板を再び１８０°に曲げて完全圧着した後、クラック発生の有無を目視で判断した。クラックが未発生の場合を○、クラックが発生した場合を×で表示した。
【0058】
【表1】
【0059】
【表2】
【0060】
【表3】
【0061】
【表4】
【0062】
上記表１～４に示したように、本発明が提案する合金組成及び製造条件を満たす発明例１～１２の場合には、本発明が得ようとする微細組織を確保することにより優れた機械的物性を有することが分かる。
【0063】
一方、本発明が提案する合金組成または製造条件を満たさない比較例１～１７の場合には、本発明が得ようとする微細組織を確保することができないことによって機械的物性が低下したことが確認できる。
【0064】
図１は、発明例１をＳＥＭを用いて観察した微細組織写真であり、図２は、発明例１をＴＥＭを用いて観察した微細組織写真である。図１及び図２から分かるように、発明例１は本発明の主要組織である焼戻しマルテンサイトが均一に分布していることが確認できる。
【図1】
【図2】
【手続補正書】
【提出日】2023-05-29
【手続補正1】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３１
【補正方法】変更
【補正の内容】
【0031】
本発明の冷延鋼板の微細組織は面積％で、焼戻しマルテンサイト：８０～９８％、残部フレッシュマルテンサイト、ベイナイト、フェライト及び残留オーステナイトを含むことが好ましい。本発明の冷延鋼板の微細組織は、焼戻しマルテンサイト（以下、「ＴＭ」ともいう）を主組織として含む。但し、上記焼戻しマルテンサイトの分率が８０％未満の場合には目標とする強度確保が難しく、９８％を超過する場合には曲げ加工性及び伸び率が低下することがある。したがって、上記マルテンサイトの分率は８０～９８％の範囲を有することが好ましい。上記マルテンサイトの分率の下限は８２％であることがより好ましく、８４％であることがさらに好ましい。上記マルテンサイトの分率の上限は９７％であることがより好ましく、９６％であることがさらに好ましい。上記残部組織であるフレッシュマルテンサイト（以下、「ＦＭ」ともいう）、ベイナイト（以下、「Ｂ」ともいう）、フェライト（以下、「Ｆ」ともいう）、残留オーステナイト（以下、「ＲＡ」ともいう）は、製造工程上に不可避に形成される微細組織である。但し、上記残部組織も本発明において肯定的な機能を果たすこともある。上記フレッシュマルテンサイトは強度確保に有利な組織である。したがって、上記フレッシュマルテンサイトの分率が高いほど強度確保に有利であるが、１１％を超過する場合には伸び率及び曲げ加工性が低下することがある。したがって、上記フレッシュマルテンサイトの分率は１１％以下であることが好ましい。上記フレッシュマルテンサイトの分率は１０％以下であることがより好ましく、９％以下であることがさらに好ましく、８％以下であることが最も好ましい。
【手続補正2】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００５０
【補正方法】変更
【補正の内容】
【0050】
［関係式８］０．２５≦（３．１Ａ＋２．３Ｂ）／（２．８Ａ＋０．５Ｂ）≦３．５
上記関係式８は、本発明が目標とする降伏強度及び引張強度を同時に確保するためのものである。上記関係式８の値が０．２５未満または３．５を超過する場合、目標とする組織分率確保が難しくて所望の降伏強度及び引張強度を同時に確保することが難しいという欠点がある。したがって、上記関係式８の値は、０．２５～３．５の範囲を有することが好ましい。上記関係式８の値の下限は０．５０であることがより好ましく、０．７５であることがさらに好ましい。関係式８の値の上限は３．２５であることがより好ましく、３．０であることがさらに好ましい。
上記関係式８は、本発明が目標とする降伏強度及び引張強度を同時に確保するためのものである。上記関係式８の値が０．２５未満または３．５を超過する場合、目標とする組織分率確保が難しくて所望の降伏強度及び引張強度を同時に確保することが難しいという欠点がある。したがって、上記関係式８の値は、０．２５～３．５の範囲を有することが好ましい。上記関係式８の値の下限は０．５０であることがより好ましく、０．７５であることがさらに好ましい。関係式８の値の上限は３．２５であることがより好ましく、３．０であることがさらに好ましい。
【手続補正3】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項1】
重量％で、Ｃ：０．０６～０．１７％、Ｓｉ：０．１～０．８％、Ｍｎ：１．９～２．９％、Ｎｂ：０．００５～０．０７％、Ｔｉ：０．００４～０．０５％、Ｂ：０．０００４～０．００５％、Ｃｒ：０．２０％以下（０％は除く）、Ｍｏ：０．０４～０．４５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１～３を満たし、
微細組織は面積％で、焼戻しマルテンサイト：８０～９８％、残部フレッシュマルテンサイト、ベイナイト、フェライト及び残留オーステナイトを含み、
前記焼戻しマルテンサイトのラス短軸の平均長さは５００ｎｍ以下である、冷延鋼板。
［関係式１］０．４０≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｓｉ＋Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５≦０．７０
［関係式２］１１０≦４８．８＋４９ｌｏｇＣ＋３５．１Ｍｎ＋２５．９Ｓｉ＋７６．５Ｃｒ＋１０５．９Ｍｏ＋１３２５Ｎｂ≦２１０
［関係式３］０．２０≦Ｍｏ＋２００Ｂ≦０．７０
（但し、前記関係式１～３に記載の合金成分の含有量は重量％を意味する。）
【請求項2】
前記不純物は、トランプ元素として、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｓｂ、Ｎ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｚｎ及びＰｂのうち１種以上を含み、その合計が０．１重量％以下である、請求項１に記載の冷延鋼板。
【請求項3】
前記フレッシュマルテンサイトは１１％以下であり、ベイナイトは３％以下であり、フェライトは３％以下であり、残留オーステナイトは３％以下である、請求項１に記載の冷延鋼板。
【請求項4】
前記冷延鋼板は、降伏強度（ＹＳ）：７８０～９２０ＭＰａ、引張強度（ＴＳ）：９８０～１２００ＭＰａ、伸び率（ＥＬ）：８％以上、降伏比（ＹＳ／ＴＳ）：０．７５以上、穴拡げ率（ＨＥＲ）：４０％以上、曲げ加工性（ＹＳ×ＥＬ×ＨＥＲ）：３００ＧＰａ％％以上であり、１８０°完全圧着曲げ試験時にクラックが発生しない、請求項１に記載の冷延鋼板。
【請求項5】
重量％で、Ｃ：０．０６～０．１７％、Ｓｉ：０．１～０．８％、Ｍｎ：１．９～２．９％、Ｎｂ：０．００５～０．０７％、Ｔｉ：０．００４～０．０５％、Ｂ：０．０００４～０．００５％、Ｃｒ：０．２０％以下（０％は除く）、Ｍｏ：０．０４～０．４５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１～３を満たすスラブを加熱する段階；前記加熱されたスラブを仕上げ圧延出側温度がＡｒ３＋５０℃～Ａｒ３＋１５０℃となるように仕上げ圧延して熱延鋼板を得る段階；
前記熱延鋼板をＭｓ＋５０℃～Ｍｓ＋３００℃まで冷却した後に巻き取る段階；
前記巻き取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る段階；
前記冷延鋼板を８２０～８６０℃の温度範囲で連続焼鈍する段階；
前記連続焼鈍された冷延鋼板を５０～２００秒間亀裂処理する段階；
前記亀裂処理された冷延鋼板を６２０～７００℃まで１～１０℃／ｓの冷却速度で１次冷却する段階；
前記１次冷却された冷延鋼板を３６０～４２０℃まで５～５０℃／秒の冷却速度で２次冷却する段階；
前記２次冷却された冷延鋼板を３７０～４２０℃で過時効処理または再加熱後に過時効処理する段階；を含み、
前記２次冷却及び過時効処理時に、下記関係式４～８を満たす、冷延鋼板の製造方法。
［関係式１］０．４０≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｓｉ＋Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５≦０．７０
［関係式２］１１０≦４８．８＋４９ｌｏｇＣ＋３５．１Ｍｎ＋２５．９Ｓｉ＋７６．５Ｃｒ＋１０５．９Ｍｏ＋１３２５Ｎｂ≦２１０
［関係式３］０．２０≦Ｍｏ＋２００Ｂ≦０．７０
［関係式４］０≦Ａ≦５０
［関係式５］０≦Ｂ≦４０
［関係式６］０≦２．８Ａ＋０．５Ｂ≦１００
［関係式７］０≦３．１Ａ＋２．３Ｂ≦２００
［関係式８］０．２５≦（３．１Ａ＋２．３Ｂ）／（２．８Ａ＋０．５Ｂ）≦３．５
（但し、前記関係式１～３に記載された合金成分の含有量は重量％を意味し、前記関係式４～８において、ＡはＭｓ－２次冷却終了温度（℃）であり、Ｂは過時効処理温度－２次冷却終了温度（℃）である。）
【請求項6】
前記スラブ加熱は１１００～１３００℃で行われる、請求項５に記載の冷延鋼板の製造方法。
【請求項7】
前記スラブは、２３０～２７０ｍｍの厚さを有する、請求項５に記載の冷延鋼板の製造方法。
【請求項8】
前記巻き取り後、前記巻き取られた熱延鋼板を０．１℃／ｓ以下の冷却速度で常温まで冷却する段階をさらに含む、請求項５に記載の冷延鋼板の製造方法。
【請求項9】
前記冷間圧延は４０～７０％の圧下率で行われる、請求項５に記載の冷延鋼板の製造方法。
【請求項10】
前記過時効処理後に過時効処理された冷延鋼板を０．１～２．０％の伸び率で調質圧延する段階をさらに含む、請求項５に記載の冷延鋼板の製造方法。【国際調査報告】