特表 2024-534112 優れた溶接性、強度及び成形性を有する冷延鋼板、並びにその製造方法

(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】2024-09-18

(54)【発明の名称】優れた溶接性、強度及び成形性を有する冷延鋼板、並びにその製造方法

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20240910BHJP

   C22C 38/38 20060101ALI20240910BHJP

   C21D 9/46 20060101ALI20240910BHJP

【ＦＩ】

C22C38/00 301S

C22C38/38

C21D9/46 J

C22C38/00 301T

C21D9/46 G

【審査請求】有

【予備審査請求】未請求

(21)【出願番号】P 2024510691

(86)(22)【出願日】2022-08-25

(85)【翻訳文提出日】2024-03-11

(86)【国際出願番号】 KR2022012744

(87)【国際公開番号】W WO2023027528

(87)【国際公開日】2023-03-02

(31)【優先権主張番号】10-2021-0112968

(32)【優先日】2021-08-26

(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】イム、 ヤン－ロク

(72)【発明者】

【氏名】ウム、 サン－ホ

(72)【発明者】

【氏名】キム、 ヤン－ハ

【テーマコード（参考）】

4K037

【Ｆターム（参考）】

4K037EA01

4K037EA02

4K037EA06

4K037EA11

4K037EA16

4K037EA17

4K037EA18

4K037EA19

4K037EA23

4K037EA25

4K037EA27

4K037EA31

4K037EB08

4K037EB11

4K037EB12

4K037FC03

4K037FC04

4K037FE01

4K037FE02

4K037FE03

4K037FH01

4K037FJ01

4K037FJ02

4K037FJ04

4K037FJ05

4K037FK01

4K037FK02

4K037FK03

4K037FM04

4K037GA05

(57)【要約】

本発明は、優れた溶接性、強度及び成形性を有する冷延鋼板、並びにその製造方法に関する。

【特許請求の範囲】

【請求項1】

重量％で、Ｃ：０．１０～０．１６％、Ｓｉ：０．３～０．８％、Ａｌ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：２．０～３．０％、Ｃｒ：０．００１～０．５％、Ｍｏ：０．００１～０．５％、Ｂ：０．０００１～０．００１％、Ｎｂ：０．００１～０．０５％、Ｔｉ：０．００１～０．０５％、Ｐ：０．０４％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０１％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、
微細組織として、面積％で、フェライト：１０％以下（０％は除く）、残留オーステナイト：１％超５％以下、マルテンサイト：２５％以上５０％未満及びベイナイト：３５％以上７０％未満を含み、
前記ベイナイトの内部に存在する島状マルテンサイト（ＭＡ）の平均サイズは０．３５～０．５５μｍである、冷延鋼板。

【請求項2】

下記関係式１で定義される値が７０以上を満たす、請求項１に記載の冷延鋼板。
［関係式１］
２３４×［Ｃ］－２９×［Ｓｉ］－１２８×［Ａｌ］＋２９×［Ｍｎ］＋１０×［Ｃｒ］－１７×［Ｍｏ］－３７×［Ｎｂ］－４９×［Ｔｉ］＋１００×［Ｂ］
（前記関係式１において、前記［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ａｌ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］及び［Ｂ］は、括弧内の各元素に対する重量％の含量を示す。）

【請求項3】

下記関係式２で定義される値が２７０以上３３０以下を満たす、請求項１に記載の冷延鋼板。
［関係式２］
２７０×［Ｃ］＋９０×［Ｍｎ］＋７０×［Ｃｒ］＋８０×［Ｍｏ］
（前記関係式２において、前記［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］及び［Ｍｏ］は、括弧内の各元素に対する重量％の含量を示す。）

【請求項4】

下記関係式３で定義される値が１．８以下を満たす、請求項１に記載の冷延鋼板。
［関係式３］
５×［Ｃ］＋［Ｓｉ］＋０．５×［Ａｌ］
（前記関係式３において、［Ｃ］、［Ｓｉ］及び［Ａｌ］は、括弧内の各元素に対する重量％の含量を示す。）

【請求項5】

前記微細組織は、面積％で、フェライトを２～７％含む、請求項１に記載の冷延鋼板。

【請求項6】

前記微細組織は、面積％で、残留オーステナイトを２～４％含む、請求項１に記載の冷延鋼板。

【請求項7】

前記微細組織は、面積％で、ベイナイトを４５～６３％含む、請求項１に記載の冷延鋼板。

【請求項8】

前記微細組織は、面積％で、マルテンサイトを２９～４９％含む、請求項１に記載の冷延鋼板。

【請求項9】

引張強度は９８０～１１５０ＭＰａであり、降伏強度は７４０～９５０ＭＰａである、請求項１に記載の冷延鋼板。

【請求項10】

穴拡げ性（ＨＥＲ）は４５％以上である、請求項１に記載の冷延鋼板。

【請求項11】

重量％で、Ｃ：０．１０～０．１６％、Ｓｉ：０．３～０．８％、Ａｌ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：２．０～３．０％、Ｃｒ：０．００１～０．５％、Ｍｏ：０．００１～０．５％、Ｂ：０．０００１～０．００１％、Ｎｂ：０．００１～０．０５％、Ｔｉ：０．００１～０．０５％、Ｐ：０．０４％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０１％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む鋼スラブを加熱する段階と、
前記加熱されたスラブを８３０～９８０℃で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
前記熱延鋼板を４５０～７００℃で巻き取る段階と、
前記巻き取られた熱延鋼板を冷間圧延する段階と、
前記冷間圧延された鋼板を７９０～８３０℃の温度で連続焼鈍する段階と、
前記連続焼鈍された鋼板を４５０～６００℃の１次冷却終了温度まで１０℃／ｓ未満の平均冷却速度で１次冷却する段階と、
前記１次冷却された鋼板を２５０～３５０℃の２次冷却終了温度まで１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で２次冷却する段階と、
前記２次冷却された鋼板を３５０～４８０℃の範囲に再加熱する段階と、
を含み、
下記関係式４を満たす、冷延鋼板の製造方法。
［関係式４］
Ｖ１／Ｖ２×ｔ＞０．５
（前記関係式４において、Ｖ１は１次冷却時の平均冷却速度を示し、Ｖ２は２次冷却時の平均冷却速度を示し、ｔは冷延鋼板の厚さを示す。）

【請求項12】

前記冷間圧延時に、冷間圧下率は３０～６０％の範囲である、請求項１１に記載の冷延鋼板の製造方法。

【請求項13】

前記再加熱された鋼板を４５０～４７０℃の亜鉛めっき浴でめっきする段階をさらに含む、請求項１１に記載の冷延鋼板の製造方法。

【請求項14】

前記めっきされた鋼板を４７０～５５０℃の範囲の温度で合金化熱処理する段階をさらに含む、請求項１３に記載の冷延鋼板の製造方法。

【請求項15】

前記合金化熱処理された鋼板を常温まで冷却した後、１％未満の圧下率で調質圧延する段階をさらに含む、請求項１４に記載の冷延鋼板の製造方法。

【請求項16】

前記再加熱時の平均昇温速度は０．５～２．５℃／ｓである、請求項１１に記載の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、優れた溶接性、強度及び成形性を有する冷延鋼板、並びにその製造方法に関する。

【背景技術】

【0002】

最近、自動車の軽量化及び安全性を強化するために、高い強度を有する鋼板の製造技術の確保が推進されており、特に引張強度９８０ＭＰａ級以上の高強度鋼材に対する要求が高まっている。但し、単に強度を向上させる場合、延性と成形性が低下することが一般的な現象であるため、これを克服し、成形性を兼ね備えた冷間成形用高強度鋼板は、軽量化による燃費の向上、部品製造／成形生産性の向上、最終部品における安全性確保の面で活用度が高い。

【0003】

鋼材の成形性を改善すべく、伸び率を高めるための方法として残留オーステナイトを導入してＴＲＩＰ（ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）現象を用いる方法が広く使用されている。但し、このようなＴＲＩＰ鋼板の場合、残留オーステナイトの導入のためにはＳｉとＡｌの添加が必要であり、これにより、鋼板のスポット溶接時にＬＭＥ（Ｌｉｑｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ）が発生し、めっき鋼板及びめっき材と溶接する冷延鋼板の使用が制限されている。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0004】

【特許文献1】韓国特許公開公報第２０１７－７０１５００３号

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0005】

本発明の一側面は、優れた溶接性、強度及び成形性を有する冷延鋼板、並びにその製造方法を提供することである。

【0006】

本発明の課題は、前述の内容に限定されない。本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者であれば、誰でも本発明の明細書全体にわたる内容から発明の更なる課題を理解する上で困難がない。

【課題を解決するための手段】

【0007】

本発明の一実施形態は、重量％で、Ｃ：０．１０～０．１６％、Ｓｉ：０．３～０．８％、Ａｌ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：２．０～３．０％、Ｃｒ：０．００１～０．５％、Ｍｏ：０．００１～０．５％、Ｂ：０．０００１～０．００１％、Ｎｂ：０．００１～０．０５％、Ｔｉ：０．００１～０．０５％、Ｐ：０．０４％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０１％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、
微細組織として、面積％で、フェライト：１０％以下（０％は除く）、残留オーステナイト：１％超５％以下、マルテンサイト：２５％以上５０％未満及びベイナイト：３５％以上７０％未満を含み、
上記ベイナイトの内部に存在する島状マルテンサイト（ＭＡ）の平均サイズは０．３５～０．５５μｍである、冷延鋼板を提供する。

【0008】

また、特に限定するものではないが、本発明の一実施形態は、高い局部成形性を有するために、下記関係式１で定義される値が７０以上を満たすように、上記冷延鋼板の合金成分を制御することができる。

【0009】

［関係式１］
２３４×［Ｃ］－２９×［Ｓｉ］－１２８×［Ａｌ］＋２９×［Ｍｎ］＋１０×［Ｃｒ］－１７×［Ｍｏ］－３７×［Ｎｂ］－４９×［Ｔｉ］＋１００×［Ｂ］
（上記関係式１において、上記［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ａｌ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］及び［Ｂ］は、括弧内の各元素に対する重量％の含量を示す。）

【0010】

また、特に限定するものではないが、本発明の一実施形態は、高い局部成形性を有するために、下記関係式２で定義される値が２７０以上３３０以下を満たすように、上記冷延鋼板の合金成分を制御することができる。

【0011】

［関係式２］
２７０×［Ｃ］＋９０×［Ｍｎ］＋７０×［Ｃｒ］＋８０×［Ｍｏ］
（上記関係式２において、上記［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］及び［Ｍｏ］は、括弧内の各元素に対する重量％の含量を示す。）

【0012】

また、特に限定するものではないが、本発明の一実施形態は、溶接ＬＭＥに対する抵抗性を備えるために、下記関係式３で定義される値が１．８以下を満たすように、上記冷延鋼板のＣ、Ｓｉ及びＡｌの含量関係を制御することができる。

【0013】

［関係式３］
５×［Ｃ］＋［Ｓｉ］＋０．５×［Ａｌ］
（上記関係式３において、［Ｃ］、［Ｓｉ］及び［Ａｌ］は、括弧内の各元素に対する重量％の含量を示す。）

【0014】

一方、本発明のさらに他の一実施形態は、
重量％で、Ｃ：０．１０～０．１６％、Ｓｉ：０．３～０．８％、Ａｌ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：２．０～３．０％、Ｃｒ：０．００１～０．５％、Ｍｏ：０．００１～０．５％、Ｂ：０．０００１～０．００１％、Ｎｂ：０．００１～０．０５％、Ｔｉ：０．００１～０．０５％、Ｐ：０．０４％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０１％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む鋼スラブを加熱する段階と、
上記加熱されたスラブを８３０～９８０℃で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
上記熱延鋼板を４５０～７００℃で巻き取る段階と、
上記巻き取られた熱延鋼板を冷間圧延する段階と、
上記冷間圧延された鋼板を７９０～８３０℃の温度で連続焼鈍する段階と、
上記連続焼鈍された鋼板を４５０～６００℃の１次冷却終了温度まで１０℃／ｓ未満の平均冷却速度で１次冷却する段階と、
上記１次冷却された鋼板を２５０～３５０℃の２次冷却終了温度まで１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で２次冷却する段階と、
上記２次冷却された鋼板を３５０～４８０℃の範囲に再加熱する段階と、
を含み、
下記関係式４を満たす、冷延鋼板の製造方法を提供する。

【0015】

［関係式４］
Ｖ１／Ｖ２×ｔ＞０．５
（上記関係式４において、Ｖ１は１次冷却時の平均冷却速度を示し、Ｖ２は２次冷却時の平均冷却速度を示し、ｔは冷延鋼板の厚さを示す。）

【0016】

特に限定するものではないが、本発明の一実施形態は、高い局部成形性を有するために、下記関係式１で定義される値が７０以上を満たすように、上記鋼スラブの合金成分を制御することができる。

【0017】

［関係式１］
２３４×［Ｃ］－２９×［Ｓｉ］－１２８×［Ａｌ］＋２９×［Ｍｎ］＋１０×［Ｃｒ］－１７×［Ｍｏ］－３７×［Ｎｂ］－４９×［Ｔｉ］＋１００×［Ｂ］
（上記関係式１において、上記［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ａｌ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］及び［Ｂ］は、括弧内の各元素に対する重量％の含量を示す。）

【0018】

また、特に限定するものではないが、本発明の一実施形態は、高い局部成形性を有するために、下記関係式２で定義される値が２７０以上３３０以下を満たすように、上記鋼スラブの合金成分を制御することができる。

【0019】

［関係式２］
２７０×［Ｃ］＋９０×［Ｍｎ］＋７０×［Ｃｒ］＋８０×［Ｍｏ］
（上記関係式２において、上記［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］及び［Ｍｏ］は、括弧内の各元素に対する重量％の含量を示す。）

【0020】

また、特に限定するものではないが、本発明の一実施形態は、溶接ＬＭＥに対する抵抗性を備えるために、下記関係式３で定義される値が１．８以下を満たすように、上記鋼スラブのＣ、Ｓｉ及びＡｌの含量関係を制御することができる。

【0021】

［関係式３］
５×［Ｃ］＋［Ｓｉ］＋０．５×［Ａｌ］
（上記関係式３において、［Ｃ］、［Ｓｉ］及び［Ａｌ］は、括弧内の各元素に対する重量％の含量を示す。）

【0022】

また、本発明の一実施形態は、必要に応じて、上記再加熱する段階の後、上記再加熱された鋼板を４５０～４７０℃の亜鉛めっき浴でめっきする段階をさらに含むことができる。

【0023】

また、本発明の一実施形態は、必要に応じて、上記めっきされた鋼板を４７０～５５０℃の範囲の温度で合金化熱処理する段階をさらに含むことができる。

【発明の効果】

【0024】

本発明の一側面によれば、優れた溶接性、強度及び成形性を有する冷延鋼板及びその製造方法を提供することができる。

【0025】

本発明の多様かつ有益な利点及び効果は、上述した内容に限定されず、本発明の具体的な実施形態を説明する過程でより容易に理解することができる。

【図面の簡単な説明】

【0026】

【図1】本願の実施例１から得られる冷延鋼板について、ベイナイトの内部に存在する島状マルテンサイト（ＭＡ）を観察するために、厚さ方向への断面を走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）により５，０００倍率で観察した写真を示したものである。

【発明を実施するための形態】

【0027】

以下、本発明の好ましい実施形態について説明する。しかし、本発明の実施形態は様々な他の形態に変形することができ、本発明の範囲が以下で説明する実施形態に限定されるものではない。また、本発明の実施形態は、当該技術分野において平均的な知識を有する者に、本発明をより完全に説明するために提供されるものである。

【0028】

なお、本明細書で使用される用語は特定の実施例を説明するためのものであり、本発明を限定することを意図しない。例えば、本明細書で使用される単数形は、関連する定義がそれと明らかに反対の意味を示さない限り、複数の形態も含む。さらに、明細書で使用される「含む」の意味は、構成を具体化し、他の構成の存在や付加を除外するものではない。

【0029】

従来技術では、引張強度９８０ＭＰａ級以上の高強度を確保するとともに、成形性も改善するために残留オーステナイトを導入したｔｒｉｐ鋼板が開発されたが、Ｓｉ及びＡｌの添加が必要であり、スポット溶接時にＬＭＥ（Ｌｉｇｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ）が発生するという問題があった。

【0030】

これにより、鋼板のＣ、Ｓｉ及びＡｌの添加量を制限しながら、伸び率をできるだけ高く得て、不足した成形性は局部成形性の改善によって補完しようとする研究が進められている。このような局部成形性を改善するためには、鋼材を構成する微細組織間の硬度偏差を減少させることが効果的である。産業的な局部成形性の評価として、広く行われている試験が穴拡げ性（Ｈｏｌｅ Ｅｘｐａｎｓｉｏｎ Ｒａｔｉｏ；ＨＥＲ）測定である。穴拡げ性（ＨＥＲ）は、パンチで直径１０ｍｍの穴（ｈｏｌｅ）をあけておいた試験片をダイ（Ｄｉｅ）に固定し、円錐形（Ｃｏｎｉｃａｌ）のパンチで穴（ｈｏｌｅ）を押し上げながら拡張させ、全厚を貫通する割れが発生する時点で拡張された穴（ｈｏｌｅ）の直径を測定することにより、下記関係式Ａのような値が得られるようになる。詳細な穴拡げ性の評価基準はＩＳＯ １６６３０規定に準ずる。

【0031】

［関係式Ａ］
λ（ＨＥＲ）＝（ｄｆ－ｄｏ）／ｄｏ
（上記関係式Ａにおいて、ｄｏは初期の穴（ｈｏｌｅ）の直径を示し、ｄｆは厚さ破断時の穴（ｈｏｌｅ）の直径を示す。）

【0032】

そこで、本発明者らは、引張強度９８０ＭＰａ級以上の高強度を確保するとともに、優れた成形性及び穴拡げ性を確保しながらも、ＬＭＥの問題を抑制することができる冷延鋼板を提供するために鋭意検討を行った結果、合金組成 及び製造条件を精密に制御することで、これを解決できることを見出し、本発明を完成するに至った。

【0033】

以下では、本発明の一実施形態に係る優れた溶接性、強度及び成形性を有する冷延鋼板及びその製造方法について説明する。

【0034】

まず、本発明の一実施形態に係る冷延鋼板の合金組成について説明する。下記で言及される合金組成の含量は重量％を意味する。

【0035】

Ｃ：０．１０～０．１６％
炭素（Ｃ）は、固溶強化及び析出強化により鋼材の強度を確保する元素である。上記Ｃの含量が０．１０％未満であると、９８０ＭＰａ級の引張強度（ＴＳ）を確保することが難しい。これに対し、上記Ｃの含量が０．１６％を超えると、アーク溶接性及びレーザ溶接性が悪くなり、ＬＭＥ割れが発生する危険性が高くなる。したがって、上記Ｃの含量は０．１０％以上０．１６％以下の範囲を有することが好ましい。一方、上記Ｃ含量の下限は０．１３７％であることがより好ましい。また、上記Ｃ含量の上限は０．１５１％であることがより好ましい。

【0036】

Ｓｉ：０．３～０．８％
ケイ素（Ｓｉ）は、セメンタイトの析出を阻害することにより、残留オーステナイトの分率及び伸び率を高める作用をするＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼の核心元素である。上記Ｓｉの含量が０．３％未満であると、残留オーステナイトがほとんど残らなくなり、伸び率が低くなりすぎる。これに対し、上記Ｓｉの含量が０．８％を超えると、ＬＭＥ割れの形成に伴う溶接部の物性悪化を防止することができなくなり、鋼材の表面特性及びめっき性が悪くなる。したがって、上記Ｓｉの含量は０．３～０．８％の範囲を有することが好ましい。一方、上記Ｓｉ含量の下限は０．４９％であることがより好ましい。また、上記Ｓｉ含量の上限は０．７０％であることがより好ましい。

【0037】

Ａｌ：０．０１～０．５％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼材の脱酸のために含まれる元素であるだけでなく、セメンタイトの析出を抑制して残留オーステナイトの安定化に効果のある元素である。上記Ａｌの含量が０．０１％未満であると、鋼材の脱酸が十分に行われず、鋼材の清浄性を損なうことになる。これに対し、上記Ａｌの含量が０．５％を超える場合、鋼材の鋳造性を損なうことになる。したがって、上記Ａｌの含量は０．０１～０．５％の範囲を有することが好ましい。一方、上記Ａｌ含量の下限は０．０２７％であることがより好ましい。また、上記Ａｌ含量の上限は０．０８５％であることがより好ましい。

【0038】

Ｍｎ：２．０～３．０％
マンガン（Ｍｎ）は、強度を確保するために添加される元素である。上記Ｍｎの含量が２．０％未満である場合、強度の確保が難しくなる。これに対し、その含量が３．０％を超える場合は、ベイナイトの変態速度が遅くなり、過剰なフレッシュマルテンサイトが形成され、高い穴拡げ性が得られ難くなる。また、Ｍｎの偏析によるバンド組織が形成され、素材の材質均一性及び成形性を損なうことになる。したがって、上記Ｍｎの含量は２．０～３．０％の範囲を有することが好ましい。上記Ｍｎ含量の下限は２．２％であることがより好ましく、２．３％であることがさらに好ましい。上記Ｍｎ含量の上限は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。

【0039】

Ｃｒ：０．００１～０．５％
クロム（Ｃｒ）は、強度と硬化能を確保するために添加される元素である。Ｍｎが単独で添加される場合、本発明のＭｎ含量の範囲を超えて非常に多量のＭｎを添加しなければならないが、上記Ｃｒを０．００１％以上添加することで、このような問題点を解消することができる。これに対し、上記Ｃｒの含量が０．５％を超える場合、局部腐食性が悪くなり、表面に酸化物を形成してリン酸塩処理性を損なうことになる。したがって、上記Ｃｒの含量は０．００１～０．５％の範囲を有することが好ましい。一方、上記Ｃｒ含量の下限は０．００２％であることがより好ましく、上記Ｃｒ含量の上限は０．３８％であることがより好ましい。

【0040】

Ｍｏ：０．００１～０．５％
モリブデン（Ｍｏ）は、強度と硬化能を確保するために添加される元素である。Ｍｎが単独で添加される場合、本発明のＭｎ含量の範囲を超えて非常に多量のＭｎを添加しなければならないが、上記Ｍｏを０．００１％以上添加することで、このような問題点を解消することができる。上記Ｍｏの含量が０．５％を超える場合、相変態が抑制され、ベイナイト組織を導入することが難しくなり、高価な元素であって鋼板の経済性が悪くなる。したがって、上記Ｍｏの含量は０．００１～０．５％の範囲を有することが好ましい。一方、上記Ｍｏ含量の下限は０．０７％であることがより好ましい。また、上記Ｍｏ含量の上限は０．３％であることがより好ましく、０．２１％であることが最も好ましい。

【0041】

Ｂ：０．０００１～０．００１％
ボロン（Ｂ）は、硬化能を確保するために添加される元素である。Ｍｎが単独で添加される場合、本発明のＭｎ含量の範囲を超えて非常に多量のＭｎを添加しなければならないが、上記Ｂを０．０００１％以上添加することで、このような問題点を解消することができる。しかし、上記Ｂの含量が０．０００１％を超える場合、表面にＢが過剰に集積し、めっき材のめっき密着性を損なうことになる。したがって、上記Ｂの含量は０．０００１～０．００１％の範囲を有することが好ましい。一方、上記Ｂ含量の下限は０．０００１０％であることがより好ましく、上記Ｂ含量の上限は０．０００５％であることがより好ましい。

【0042】

Ｎｂ：０．００１～０．０５％
ニオブ（Ｎｂ）は、鋼板の強度を確保し、組織を微細化するために添加される元素である。上記Ｎｂを０．００１％未満添加する場合、強度向上及び組織微細化の効果が得られ難く、上記Ｎｂの含量が０．０５％を超える場合は、局部的な結晶粒の固定により再結晶が遅延され、組織の均一性を損なうことになる。したがって、上記Ｎｂの含量は０．００１～０．０５％の範囲を有することが好ましい。一方、上記Ｎｂ含量の下限は０．０１５％であることがより好ましい。また、上記Ｎｂ含量の上限は０．０３１％であることがより好ましい。

【0043】

Ｔｉ：０．００１～０．０５％
チタン（Ｔｉ）は、鋼板の強度を確保し、組織を微細化するために添加される元素である。上記Ｔｉを０．００１％未満添加する場合、強度向上及び組織微細化の効果が得られ難い。これに対し、上記Ｔｉの含量が０．０５％を超える場合は、ＴｉＮの過剰形成により鋳造性を損なうことになり、局部的な結晶粒の固定により再結晶が遅延され、組織の均一性を損なうことになる。したがって、上記Ｔｉの含量は０．００１～０．０５％の範囲を有することが好ましい。一方、上記Ｔｉ含量の下限は０．０１５％であることがより好ましく、あるいは上記Ｔｉ含量の上限は０．０３％であることがより好ましい。

【0044】

Ｐ：０．０４％以下（０％は除く）
リン（Ｐ）は、鋼中に不純物として存在し、その含量をできるだけ低く制御することが有利である。したがって、Ｐ含量の下限は、Ｐが不可避に含まれる場合を勘案して０％を除く（すなわち、０％超）。但し、鋼材の強度を高めるために意図的にＰを添加することもある。しかし、上記Ｐが過剰に添加される場合、鋼材の靭性が悪化するため、本発明では、これを防止するためにその上限を０．０４％に制限することが好ましい。一方、上記Ｐ含量の下限は０．００２％であることがより好ましく、あるいは上記Ｐ含量の上限は０．０１７３％であることがより好ましい。

【0045】

Ｓ：０．０１％以下（０％は除く）
硫黄（Ｓ）は、上記Ｐと同様に鋼中に不純物として存在し、その含量をできるだけ低く制御することが有利である。したがって、Ｓ含量の下限は、Ｓが不可避に含まれる場合を勘案して０％を除く（すなわち、０％超）。但し、上記Ｓは鋼材の延性と衝撃特性を悪くするため、その上限を０．０１％に制限することが好ましい。一方、上記Ｓの含量の下限は０．０００９％であることがより好ましく、あるいは上記Ｓ含量の上限は０．００２１％であることがより好ましい。

【0046】

Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）
本発明において、窒素（Ｎ）は不純物として鋼材に含まれ、その含量をできるだけ低く制御することが有利である。したがって、Ｎ含量の下限は、Ｎが不可避に含まれる場合を勘案して０％を除く（すなわち、０％超）。但し、Ｎ含量の上限は０．０１％に制限することが好ましい。上記Ｎ含量の下限は０．０００５％であることがより好ましい。また、上記Ｎ含量の上限は０．００７％であることがさらに好ましく、０．００６％であることがより好ましく、０．００５２％であることが最も好ましい。

【0047】

上述した鋼組成以外に、残りはＦｅ及び不可避不純物を含むことができる。不可避不純物は、通常の鉄鋼製造工程で意図せずに混入し得るものであって、これを全面的に排除することはできず、通常の鉄鋼製造分野の技術者であればその意味を容易に理解することができる。また、本発明は、前述した鋼組成以外の他の組成の添加を全面的に排除するものではない。

【0048】

本発明の一実施形態によれば、特に限定するものではないが、上記冷延鋼板は、選択的に、Ｃｕ：０．１％以下（０％は除く）、Ｎｉ：０．１％以下（０％は除く）からなる群から選択された１種以上をさらに含むことができる。

【0049】

Ｃｕ：０．１％以下（０％は除く）、Ｎｉ：０．１％以下（０％は除く）
上記銅（Ｃｕ）及びニッケル（Ｎｉ）は、鋼材の強度を高める元素である。上記元素は、鋼材の強度と硬化能を高める元素ではあるが、過剰な量を添加する場合、目標とする強度等級を超える可能性があり、高価な元素であるため、経済的な観点からその上限をそれぞれ０．１％以下のレベルに制限することが好ましい。一方、上記Ｃｕ及びＮｉは固溶強化元素として作用するため、Ｃｕ及びＮｉのうち１種以上を添加する場合には、０．０３％未満にして添加すると、固溶強化の効果が僅かである可能性があるため、それぞれ０．０３％以上添加することが好ましい。

【0050】

本発明の一実施形態によれば、特に限定するものではないが、上記冷延鋼板は、選択的に、Ｖ：０．０５％以下（０％は除く）をさらに含むことができる。

【0051】

Ｖ：０．０５％以下（０％は除く）
バナジウム（Ｖ）は、微量の添加でも鋼材の強度を高めることができるが、伸び率の向上にはその作用が大きくないため、その含量を０．０５％以下に制御することが好ましい。上記Ｖの含量は０．０４％以下であることがより好ましく、０．０３％以下であることがさらに好ましい。

【0052】

本発明の一実施形態に係る冷延鋼板の微細組織は、面積％で、フェライト：１０％以下（０％は除く）、残留オーステナイト：１％超５％以下、マルテンサイト：２５％以上５０％未満及びベイナイト：３５％以上７０％未満を含むことが好ましい。

【0053】

特に限定するものではないが、本発明の一実施形態によれば、上記冷延鋼板は、引張強度（ＴＳ）９８０ＭＰａ以上においても優れた成形性を確保することが目的であって、特に高い局部成形性を得るためには、鋼板を構成する微細組織相間の硬度差を減らす必要がある。本発明では、通常の焼鈍加熱条件で、前述した合金組成を満たすとともに、下記関係式１で定義される値が７０以上を満たすように成分を制御する場合、オーステナイト単相を得てフェライト分率を１０面積％以下に低く維持することができることを確認した。もし、上記フェライト分率が１０面積％を超える場合には、降伏強度が低くなり、穴拡げ性が悪くなるおそれがある。一方、前述した高い降伏強度及び優れた穴拡げ性を確保する観点から、より好ましくは、上記フェライト分率の下限は２面積％であってもよく、上記フェライト分率の上限は７面積％であってもよい。

【0054】

［関係式１］
２３４×［Ｃ］－２９×［Ｓｉ］－１２８×［Ａｌ］＋２９×［Ｍｎ］＋１０×［Ｃｒ］－１７×［Ｍｏ］－３７×［Ｎｂ］－４９×［Ｔｉ］＋１００×［Ｂ］
（上記関係式１において、上記［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ａｌ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］及び［Ｂ］は、括弧内の各元素に対する重量％の含量を示す。）

【0055】

上記関係式１で定義される値が７０以上を満たすことで、軟質フェライト相を回避することができるが、フェライトの次に軟質であるベイナイト相を十分に導入しない場合、鋼材の延性確保が難しくなる可能性がある。前述した効果をより改善する観点から、より好ましくは、上記関係式１で定義される値の下限は７５．７であってもよく、あるいは上記関係式１で定義される値の上限は９０であってもよい。

【0056】

よって、特に限定するものではないが、本発明の一実施形態によれば、通常の連続めっき焼鈍条件においても、ベイナイト相を十分に導入するための条件として、下記関係式２で定義される値が２７０以上３３０以下を満たすように制御することができる。

【0057】

［関係式２］
２７０×［Ｃ］＋９０×［Ｍｎ］＋７０×［Ｃｒ］＋８０×［Ｍｏ］
（上記関係式２において、上記［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］及び［Ｍｏ］は、括弧内の各元素に対する重量％の含量を示す。）

【0058】

本発明に係る冷延鋼板は、主にマルテンサイト及びベイナイトから構成されるが、これらの主要相間の硬度差が大きい場合、局部成形性が悪くなる。通常、ベイナイトはマルテンサイト組織に比べて強度が低いため、硬度偏差を減らすためにはベイナイト組織の強度向上方案が必要である。

【0059】

このように、本発明者らは、マルテンサイトとベイナイトとの間の硬度偏差を減らして特性を改善するために鋭意検討を行った結果、ベイナイトの内部に存在する島状マルテンサイト（ＭＡ）の平均サイズを適正範囲に制御することにより、２つの主要相間の硬度差を画期的に低減できることを見出した。

【0060】

具体的に、本発明に係る冷延鋼板は、上記ベイナイトの内部に存在する島状マルテンサイト（ＭＡ）の平均サイズが０．３５～０．５５μｍの範囲であってもよい。

【0061】

上記ベイナイトの内部に存在する島状マルテンサイト（ＭＡ）の平均サイズが０．３５μｍ未満であると、ベイナイトの強度が低くなることによってマルテンサイト相との硬度差が大きくなり、高い穴拡げ性の確保が難しいという問題が生じる可能性がある。これに対し、上記ベイナイトの内部に存在する島状マルテンサイト（ＭＡ）の平均サイズが０．５５μｍを超えると、硬質の島状マルテンサイトの作用が大きくなり脆性を誘発し、穴拡げ性が低くなるという問題が生じる可能性がある。

【0062】

一方、本発明の一実施形態によれば、前述した効果を改善する観点から、より好ましくは、上記ベイナイトの内部に存在する島状マルテンサイト（ＭＡ）の平均サイズの下限は０．４μｍであってもよく、あるいは上記ベイナイトの内部に存在する島状マルテンサイト（ＭＡ）の平均サイズの上限は０．５μｍであってもよい。

【0063】

このとき、本明細書において、前述したベイナイトの内部に存在する島状マルテンサイト（ＭＡ）の平均サイズは、鋼板を厚さ方向に切断した断面を基準に、全ベイナイトの内部に完全に含まれる島状マルテンサイト（ＭＡ）の平均サイズを測定した値を示す。また、上記島状マルテンサイト（ＭＡ）の平均サイズは、島状マルテンサイト（ＭＡ）の内部を貫通する最大長さの平均値を意味する。

【0064】

また、特に限定するものではないが、本発明の一実施形態によれば、本発明では、前述した合金組成を満たしながらも、上記関係式２で定義される値が２７０以上３３０以下を満たすように制御することができる。これにより、通常の焼鈍条件においても、ＭＡ相（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ集合体）を第２相として有するベイナイトが、面積％で、３５％以上７０％未満形成され、穴拡げ性をより改善することができる。上記ベイナイト相の強度がマルテンサイトに近接して確保される理由は、炭素分配を通じて相対的に硬質である第２相のＭＡ相を内部に含有するためと判断される。

【0065】

上記関係式２で定義される値が３３０を超える場合、３５面積％以上の十分なベイナイト分率を確保することが難しく、過度に高い強度を有するようになり、伸び率及びＨＥＲ値が悪くなる可能性がある。逆に、上記関係式２で定義される値が２７０未満になる場合、延性は十分であるものの、あまりにも軟質の鋼板となり、９８０ＭＰａ以上の引張強度が得られ難くなる可能性がある。このとき、前述した効果をより改善する観点から、より好ましくは、上記関係式２で定義される値の下限は２８６であってもよく、あるいは上記関係式２で定義される値の上限は３１１であってもよい。

【0066】

一方、本発明において、残留オーステナイト（Ｒｅｔａｉｎｅｄ Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）は、ＴＲＩＰ効果により鋼材の伸び率を高める組織であって、その分率が高いほど高い伸び率を得ることができ、必要なレベルの伸び率を得るためには、残留オーステナイトの分率は１面積％を超えることが好ましい。但し、５面積％を超えるオーステナイトを得るためには、多量のＣとＳｉを添加しなければならず、この場合、スポット溶接ＬＭＥ抵抗性が悪くなる。したがって、本発明における残留オーステナイト分率は５面積％以下に制御することができる。このとき、前述した効果をより改善するための観点から、より好ましくは、上記残留オーステナイト分率の下限は２面積％であってもよく、あるいは上記残留オーステナイト分率の上限は４面積％であってもよい。

【0067】

また、本発明において、マルテンサイトの分率は、２５面積％以上５０面積％未満であってもよい。上記マルテンサイトの分率が２５面積％未満であると、鋼材の全引張強度が不十分であるという問題が生じる可能性があり、上記マルテンサイトの分率が５０面積％以上であると、強度が高くなりすぎて穴拡げ性が低くなるという問題が生じる可能性がある。このとき、前述した効果をより改善するための観点から、より好ましくは、上記マルテンサイト分率の下限は２９面積％であってもよく、あるいは上記マルテンサイト分率の上限は４９面積％であってもよい。

【0068】

また、本発明において、ベイナイトの分率は３５面積％以上７０面積％未満であってもよい。上記ベイナイトの分率が３５面積％未満であると、マルテンサイト又はフェライトの分率が相対的に高く、穴拡げ性が低くなるという問題が生じる可能性があり、上記ベイナイトの分率が７０面積％以上であると、マルテンサイトの分率が低くなり、全強度が不足するという問題が生じる可能性がある。このとき、前述した効果をより改善するための観点から、より好ましくは、上記ベイナイト分率の下限は４５面積％であってもよく、あるいは上記ベイナイト分率の上限は６３％であってもよい。

【0069】

一方、本発明の一側面によれば、上記冷延鋼板は、前述した微細組織以外にも、その他の相をさらに含むことができる。このとき、上記その他の相としては、島状マルテンサイト（ＭＡ）などが挙げられ、例えば、ベイナイトの内部に存在する島状マルテンサイト（ＭＡ）などが存在することができる。

【0070】

一方、本発明の一実施形態によれば、多量のＣ、Ｓｉ、Ａｌなど合金元素を添加すると、スポット溶接性が悪くなり、特に亜鉛めっき鋼板にスポット溶接を施す場合、ＬＭＥ（Ｌｉｑｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ）が誘発される。一般的に、鉄鋼材のスポット溶接は、飛散（Ｅｘｐｕｌｓｉｏｎ）が発生する最小電流値以下で実施し、飛散（Ｅｘｐｕｌｓｉｏｎ）発生の最小電流値は、実際にスポット溶接を行う際に最も高い入熱量を提供できる条件と見なすことができる。ＬＭＥ抵抗性が高い場合、このような飛散発生の最小電流値以上の溶接電流値においてもＬＭＥが発生しないことがあり、この場合、ＬＭＥが発生する最小電流値から飛散が発生する最小電流値を差し引いた差として定義されるＡＥ値が正の値を有するようになる。すなわち、実際に、スポット溶接時に飛散発生の最小電流値以下で溶接が行われ、このとき、ＬＭＥが発生しないと、ＡＥ値が０以上であると判断することができる。一方、上記ＡＥ値はｋＡの単位を有する。

【0071】

特に限定するものではないが、本発明の一実施形態によれば、本発明では、様々な合金成分を有する引張強度９８０ＭＰａ級鋼板のスポット溶接性を評価した結果、ＬＭＥ抵抗性に優れた、すなわち、上記ＡＥ値が０以上となる合金 成分の条件を導出し、その結果、Ｃ、Ｓｉ及びＡｌの含量関係が、下記関係式３で定義される値が１．８以下を満たすように、制御する必要があることを認知するようになった。

【0072】

［関係式３］
５×［Ｃ］＋［Ｓｉ］＋０．５×［Ａｌ］
（上記関係式３において、［Ｃ］、［Ｓｉ］及び［Ａｌ］は、括弧内の各元素に対する重量％の含量を示す。）

【0073】

本発明の一実施形態によれば、前述した冷延鋼板は、９８０ＭＰａ以上（好ましくは、９８０～１１５０ＭＰａ、より好ましくは９８０～１０７５ＭＰａ）の引張強度（ＴＳ）、７４０～９５０ＭＰａ（より好ましくは、７９０～９２０ＭＰａの降伏強度（ＹＳ）、４５％以上（より好ましくは、５０～６５％）の穴拡げ性（ＨＥＲ）、１２％以上（より好ましくは、１２～２０％）の伸び率（Ｅｌ）を有することにより、優れた強度、延性及び穴拡げ性を同時に確保することができる。

【0074】

一方、本発明の冷延鋼板は、少なくとも一面に溶融亜鉛めっき層が形成されている。本発明では、上記溶融亜鉛めっき層の構成について特に限定せず、当該技術分野において通常適用される溶融亜鉛めっき層であれば、本発明に好ましく適用することができる。また、上記溶融亜鉛めっき層は、鋼板の一部の合金成分と合金化された合金化溶融亜鉛めっき層であってもよい。

【0075】

以下、本発明の一実施形態に係る優れた溶接性、強度及び成形性を有する冷延鋼板の製造方法について説明する。但し、本発明の冷延鋼板は必ずしも以下の製造方法によってのみ製造されるべきであることを意味するものではない。

【0076】

まず、前述した合金組成を有するスラブを加熱する。上記スラブ加熱時の加熱温度は１１５０～１２５０℃であることが好ましい。上記スラブ加熱温度が１１５０℃未満であると、次の段階である熱間圧延の実行が不可能になる可能性があり、一方、１２５０℃を超える場合は、スラブ温度を高めるために多くのエネルギーが不必要にかかる。したがって、上記スラブ加熱温度は１１５０～１２５０℃の範囲を有することが好ましい。上記スラブ加熱温度の下限は１１７０℃であることがより好ましく、１１８０℃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１２３０℃であることがより好ましく、１２２０℃であることがさらに好ましい。

【0077】

その後、上記加熱されたスラブを８３０～９８０℃で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る。上記仕上げ熱間圧延温度（以下、「ＦＤＴ」ともいう）が８３０℃未満であると、圧延負荷が大きく形状不良が増加して生産性が悪くなる。一方、上記仕上げ熱間圧延温度が９８０℃を超えると、過度な高温作業に伴う酸化物の増加により表面品質が悪くなる。したがって、上記仕上げ熱間圧延温度は８３０～９８０℃の範囲を有することが好ましい。上記仕上げ熱間圧延温度の下限は８８０℃であることがより好ましい。上記仕上げ熱間圧延温度の上限は９５０℃であることがより好ましく、９３０℃であることがさらに好ましい。

【0078】

次いで、上記熱延鋼板を４５０～７００℃で巻き取る。上記巻取温度（以下、「ＣＴ」ともいう）が７００℃を超えると、粗大な熱延内部酸化がもたらされ、表面特性が悪くなるという欠点がある。一方、上記巻取温度が４５０℃未満である場合には、遷移沸騰域に該当して巻取温度の制御性が悪くなり、鋼板形状が劣るという欠点がある。上記巻取温度の下限は４８０℃であることがより好ましく、５００℃であることがさらに好ましい。上記巻取温度の上限は６７０℃であることがより好ましく、６４０℃であることがさらに好ましい。

【0079】

一方、上記仕上げ熱間圧延の後、巻取温度まで１０～１００℃／ｓの平均冷却速度で冷却することが好ましい。上記平均冷却速度が１０℃／ｓ未満である場合には、熱間圧延の生産性が低下し、実際の生産時に冷却能力に劣る冷却媒質をわざと採択しなければならないという欠点があり、１００℃／ｓを超える場合には、鋼板内部の温度偏差が均一にならず、形状が悪くなり、過度に鋼板の強度が高くなるという欠点がある。したがって、上記平均冷却速度は１０～１００℃／ｓの範囲を有することが好ましい。

【0080】

その後、上記巻き取られた熱延鋼板を冷間圧延する。上記冷間圧延時に、冷間圧下率は３０～６０％であってもよい。上記冷間圧下率が３０％未満であると、目標とする厚さ精度を確保することが難しいだけでなく、鋼板の形状矯正が困難になる可能性がある。これに対し、冷間圧下率が６０％を超えると、鋼板のエッジ（ｅｄｇｅ）部にクラックが発生する可能性が高くなり、冷間圧延負荷が過度に大きくなる可能性がある。したがって、上記冷間圧下率は３０～６０％の範囲を有することが好ましい。

【0081】

次いで、上記冷間圧延された鋼板を７９０℃～８３０℃の範囲で連続焼鈍する。上記連続焼鈍段階は、オーステナイト単相域まで鋼板を加熱することにより１００％に近いオーステナイトを形成し、以後の相変態に用いるためである。もし、上記連続焼鈍温度（以下、「ＳＳ」ともいう）が７９０℃未満であると、十分な再結晶及びオーステナイト変態が行われず、焼鈍後に目的とするマルテンサイトとベイナイト分率を確保できない。一方、上記連続焼鈍温度が８３０℃を超えると、生産性が低下し、粗大なオーステナイトが形成されて材質が劣化することがあり、まためっき材の剥離など表面品質が悪くなる。また、上記連続焼鈍は、連続合金化溶融めっき連続炉で行うことができる。

【0082】

上記連続焼鈍時に、体積％で、窒素：９５％以上、残部水素からなる気体で連続焼鈍炉内の雰囲気を制御することが好ましい。上記窒素の分率が９５％未満である場合、これに合わせて水素の割合が共に高くならないと、炉内に酸化性雰囲気が形成され、鋼板表面に酸化物が形成されて表面品質が悪くなり、水素の割合が高くなる場合、爆発防止といった工程上の困難が加重される。

【0083】

その後、上記連続焼鈍された鋼板を４５０～６００℃の１次冷却終了温度（以下、「ＳＣＳ」ともいう）まで１０℃／ｓ未満（より好ましくは、１℃／ｓ以上１０℃／ｓ未満）の平均冷却速度で１次冷却する。上記１次冷却終了温度は、１次冷却において適用されなかった急冷設備がさらに適用され、２次冷却（急冷）が開始される時点と定義することができる。上記冷却工程を１次及び２次冷却に分けて段階的に実行する場合、徐冷段階で鋼板の温度分布を均一にして最終的な温度及び材質偏差を減少させることができ、必要な相の構成を得ることができる。特に、本発明のベイナイト組織は、１次冷却段階から積極的に形成してはじめて、目標とする伸び率が得られるようになる。上記１次冷却終了温度が４５０℃未満である場合は、ベイナイト分率が過度に高くなり、実際の設備の長さ上、１０℃／ｓ未満の冷却速度では４５０℃以下まで冷却することが困難である。上記１次冷却終了温度が６００℃を超える場合、２次冷却終了温度までの冷却量が大きくなり、鋼板の形状が不良となり、ベイナイト分率が目標レベルに比べて低い可能性がある。一方、上記１次冷却速度が１℃／ｓ未満である場合には、冷却中にフェライト相の析出量が増加して高強度鋼が得られ難く、１０℃／ｓを超える場合には、２次冷却における冷却量が大きくなり、最終的な温度偏差及び材質偏差が増加する。前述した効果を向上させる観点から、より好ましくは、上記１次冷却速度の下限は３℃／ｓであってもよく、上記１次冷却速度の上限は８℃／ｓであってもよい。

【0084】

その後、上記１次冷却された鋼板を２５０～３５０℃の２次冷却終了温度（以下、「ＲＣＳ」ともいう）まで１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で２次冷却する。上記２次冷却終了温度は鋼板のＭｓ温度以下とすることで、冷却中にマルテンサイト変態が発生するようにし、このマルテンサイトは後工程である再加熱段階を経て最終的にテンパードマルテンサイト相となる。９８０ＭＰａ級の高延伸鋼板のＭｓ温度は、ほとんど４００℃以下のレベルであるため、本発明では、上記２次冷却終了温度を２５０～３５０℃の範囲に制御した。もし、上記２次冷却終了温度が２５０℃未満の場合には、初期マルテンサイトの変態量が多すぎて降伏強度が高くなり、成形性が悪くなる。一方、上記２次冷却終了温度が３５０℃を超える場合には、冷却中にマルテンサイトが生成されず、高い降伏強度及び穴拡げ性が得られ難い。上記２次冷却速度が１０℃／ｓ未満である場合には、目標とする２次冷却終了温度に達しても、冷却中に高温相変態が発生し、目標とするマルテンサイト分率と高強度が得られなくなる。前述した効果を向上させる観点から、より好ましくは、上記２次冷却速度の下限は１１℃／ｓであってもよく、上記２次冷却速度の上限は３０℃／ｓであってもよい。

【0085】

前述したように、上記２次冷却は、上記１次冷却において適用されなかった急冷設備がさらに適用されることができ、本発明では、上記急冷設備の種類について特に限定しないが、好ましい一例として、水素急冷設備を用いることができる。より具体的には、上記水素急冷設備は、体積％で、５～８０％の水素、残部窒素からなる気体を用いることができる。上記水素の分率が８０％を超える場合には、設備の爆発制御など管理が難しくなる欠点があり得、５％未満の場合には、軽い元素である水素の効率的な熱伝達特性を活用し難くなるという欠点があり得る。

【0086】

その後、上記２次冷却された鋼板を３５０～４８０℃まで再加熱する。上記工程により、残留オーステナイトの安定化に必要な相間の炭素分配及び更なるベイナイト相変態が得られる。本発明では、上記加熱区間の終点温度を便宜上、再加熱温度（以下、「ＲＨＳ」ともいう）と呼ぶ。もし、上記再加熱温度が３５０℃未満の場合には、強度が高くなりすぎて伸び率が悪くなる。一方、上記再加熱温度が４８０℃を超える場合、オーステナイト相変態が起こらず、残留したのちに、最終冷却中にフレッシュマルテンサイトとなるため、穴拡げ性と伸び率を損なうことになる。一方、ベイナイトの変態が最も活発な、いわゆるｎｏｓｅ温度は約４００～４２０℃レベルである。これを考慮して、上記再加熱温度の下限は４１１℃であることがより好ましく、あるいは上記再加熱温度の上限は４４０℃であることがより好ましい。

【0087】

一方、特に限定するものではないが、本発明の一実施形態によれば、上記再加熱時の平均昇温速度は０．５～２．５℃／ｓであってもよい。上記平均昇温速度が０．５℃／ｓ未満であると、全体の工程時間が長くなり過ぎて熱処理が過度になるという問題が生じることがあり、２．５℃／ｓを超えると、本発明で目的とする物性を確保し難いという問題が生じるおそれがある。

【0088】

さらに、本発明者らは鋭意検討を行い、前述した１次冷却及び２次冷却の条件を、下記関係式４を満たすように精密に制御することにより、１次冷却と２次冷却の区間でベイナイト組織が十分に得られるようにすることで、相間の硬度差を減らし、穴拡げ性を向上させることができることを見出した。

【0089】

［関係式４］
Ｖ１／Ｖ２×ｔ＞０．５
（上記関係式４において、Ｖ１は１次冷却時の平均冷却速度を示し、Ｖ２は２次冷却時の平均冷却速度を示し、ｔは冷延鋼板の厚さを示す。）

【0090】

また、本発明の一実施形態によれば、上記再加熱する段階の後、必要に応じて、上記再加熱された鋼板を溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき及び調質圧延工程をさらに実施することができる。具体的に、上記再加熱された鋼板を４５０～４７０℃の亜鉛めっき浴でめっきする段階をさらに含むことができる。

【0091】

さらに、本発明の一実施形態によれば、必要に応じて、上記めっきされた鋼板を４７０～５５０℃の範囲の温度で合金化熱処理する段階をさらに含むことができる。上記合金化熱処理は、適切な合金化レベルを得るためのものであって、その温度は鋼板の表面状態に応じて決定されるが、鋼材の表面状態を制御することにより、合金化熱処理温度が５５０℃を超えないようにしてはじめて、過度な焼戻しによる鋼板の軟質化及び残留オーステナイトの消失を防止することができる。一方、合金化を迅速に進行させるために、上記合金化熱処理温度は溶融亜鉛めっき温度よりは高いことが好ましいため、その下限を４７０℃に制御する。また、上記合金化熱処理の後、鋼板の形状を矯正し、降伏強度を調整するために合金化熱処理された鋼板を常温まで冷却した後、１％未満の圧下率で調質圧延する段階をさらに含むことができる。

【実施例】

【0092】

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、下記の実施例は、本発明を例示して具体化するためのものであり、本発明の権利範囲を制限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により合理的に類推される事項によって決定されるものである。

【0093】

（実施例）
下記表１に記載の合金組成を有するスラブを用意した後、１１８０～１２２０℃で再加熱し、下記表２に記載の条件で熱延、巻取、焼鈍、１次冷却、２次冷却、再加熱及び溶融亜鉛めっき（ＧＩ）工程を行い、冷延鋼板を製造した。また、一部の鋼板については、下記表２に記載の合金化熱処理温度（ＧＡ）条件で合金化熱処理を行った。このとき、仕上げ熱間圧延後の冷却速度は３０～５０℃／ｓ、冷間圧下率は３３～５５％、連続焼鈍時に用いた気体は９５体積％Ｎ－５体積％Ｈであり、２次冷却時に用いた気体は７５体積％Ｈ－２５体積％Ｎであった。

【0094】

このようにして製造された鋼板の引張特性、穴拡げ性、及びスポット溶接のＬＭＥ評価結果を下記表３に示した。引張強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＳ）、及び伸び率（ＥＬ）は、圧延直角方向への引張試験を通じて測定し、標点距離（Ｇａｕｇｅ Ｌｅｎｇｔｈ）は５０ｍｍ、引張試験片の幅は２５ｍｍである試験片規格を使用した。穴拡げ性はＩＳＯ １６３３０標準に従って測定し、穴は直径１０ｍｍのパンチを使用して１２％のクリアランスで剪断加工した。

【0095】

めっき鋼板に対してスポット溶接を行うことによりＡＥ値を測定した後、その結果を下記表３に併せて示した。上記ＡＥ値は、ＬＭＥ発生の最小電流値から飛散発生の最小電流値を引いた値を意味する。上記スポット溶接試験は、低い通電電流値から０．５ｋＡ単位で電流を高め、且つ各電流値の間には、しばらく冷却時間を与えて過度な熱量が素材に入熱されないようにした。このように電流値を高めていった後、溶接部のナゲットが飛散（Ｅｘｐｕｌｓｉｏｎ）するようになる最小電流値を測定し、同時にＬＭＥが発生する最小電流値を溶接部の表面と断面観察から測定した後、その結果を下記表３に記載した。上記ＬＭＥ発生は、溶接部の表面を１０倍、断面を１００倍で観察したときに、ＬＭＥによる割れが目視で観察されないものを合格とした。

【0096】

また、上記製造された冷延鋼板について、微細組織を測定した結果と本発明に使用された関係式１～３の計算結果を表４に示した。

【0097】

微細組織は、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真からＰｏｉｎｔ Ｃｏｕｎｔｉｎｇ方法で測定し、且つ残留オーステナイトの分率はＸＲＤで測定した。

【0098】

【表1】

【0099】

【表2】

【0100】

【表3】

【0101】

【表4】

【0102】

上記表１～４から分かるように、鋼種Ａ～Ｄを用いて製造された発明例１～４は、本発明が提案する合金組成、関係式１及び製造条件を満たし、これにより、本発明が得ようとする微細組織を確保し、目標とする９８０～１１５０ＭＰａの引張強度、７４０～９５０ＭＰａの降伏強度、４５％以上の穴拡げ性（ＨＥＲ）、１２％以上の伸び率を確保できるとともに、ＬＭＥ特性にも優れることが確認できた。

【0103】

特に、本願の実施例１から得られる冷延鋼板について、ベイナイトの内部に存在する島状マルテンサイト（ＭＡ）を観察するために、厚さ方向への断面を走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）により５，０００倍率で観察した写真を図１に示した。図１において、ベイナイトの内部に存在する島状マルテンサイト（ＭＡ）を矢印で示した。

【0104】

一方、比較例１及び２の場合には、フェライト相分率が１０％を超え、引張強度、穴拡げ性及び硬度偏差に劣ることが分かる。

【0105】

また、比較例３及び６の場合には、フェライト又はマルテンサイト相の分率が本発明の制限範囲から外れ、要求する材質が得られなかった。

【0106】

また、比較例４及び５の場合、本発明で制限する工程範囲から外れ、必要な材質が得られなかった。

【0107】

また、比較例７及び８の場合、本発明で制限する成分範囲から外れる多量のＳｉが含有され、比較例９の場合はＣ等の含量が外れている。これらの鋼はいずれも、ＬＭＥ評価において飛散（ｅｘｐｕｌｓｉｏｎ）が発生する最小電流よりＬＭＥが発生する最小電流が低く、スポット溶接性ＬＭＥが脆弱であることが分かる。

【図1】

【国際調査報告】