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WO2010109702A1 - 冷延鋼板 - Google Patents

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WO2010109702A1
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俊夫 村上
朗 伊庭野
文雄 湯瀬
潤一郎 衣笠
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Kobe Steel Ltd
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the above thin steel sheet exhibits excellent strength and elongation and resistance to hydrogen embrittlement.
  • retained austenite becomes a starting point of fracture and becomes a factor of lowering the stretch flangeability. Therefore, the stretch flangeability, which is becoming increasingly important in recent years, has a desired level (at least 70%, preferably 90%) was difficult to achieve reliably.
  • the cold-rolled steel sheet according to the present invention at least 1 type of Nb, Ti, and Zr is combined so as to satisfy the above-mentioned formula 1, and 0.01% by mass or more, and the crystal grain difference is 15 ° or more at a large angle grain boundary.
  • the average particle size of the surrounded ferrite is preferably 5 ⁇ m or less.
  • the number of precipitates containing V: 0.001 to 0.20 mass% and having an equivalent circle diameter of 20 nm or more containing V is 10 or less per 1 ⁇ m 2 of the tempered martensite.
  • the cold-rolled steel sheet according to the present invention preferably contains B: 0.0001 to 0.0050 mass%.
  • the present inventors paid attention to a high-strength steel sheet having a tempered martensite (hereinafter sometimes simply referred to as “martensite”) single phase or a two-phase structure composed of ferrite and tempered martensite.
  • the inventors then added V as an alloy element, or added one or more of Nb, Ti, and Zr to the carbides and carbonitrides of V that strongly act as hydrogen trap sites. It was thought that stretch flangeability could be improved while securing hydrogen embrittlement resistance by introducing carbides and carbonitrides of Nb, Ti, and Zr into martensite with appropriate sizes.
  • the inventors have conducted intensive studies such as investigating the influence of various factors on hydrogen embrittlement resistance and stretch flangeability.
  • V carbides and carbonitrides, Nb, Ti, and Zr carbides and carbonitrides may be collectively referred to as “V-containing precipitates”.
  • V-containing precipitates As a result, the inventors have found that, in addition to reducing the proportion of ferrite, by refining precipitates containing V or the like, it is possible to improve stretch flangeability while ensuring hydrogen embrittlement resistance, The present invention has been completed based on this finding.
  • the steel sheet of the present invention is based on a tempered martensite single phase or a two-phase structure (ferrite + tempered martensite), and in particular, the distribution state of precipitates containing V and the like in the tempered martensite. Is characterized in that is controlled.
  • the tempered martensite is 50% or more in area ratio, preferably 60% or more, more preferably 70% or more (including 100%).
  • the balance is ferrite.
  • the number of fine precipitates having an equivalent circle diameter of 1 to 10 nm is 20 or more, preferably 50 or more, more preferably 100 or more per 1 ⁇ m 2 of tempered martensite.
  • a preferable range of the size (equivalent circle diameter) of the fine precipitate is 1 to 8 nm, and a more preferable range is 1 to 6 nm.
  • the reason why the lower limit of the equivalent circle diameter of the fine precipitate is set to 1 nm is that the fine precipitate having a smaller diameter is less effective as a hydrogen trap site.
  • coarse V-containing precipitates having an equivalent circle diameter of 20 nm or more are limited to 10 or less, preferably 5 or less, more preferably 3 or less per 1 ⁇ m 2 of tempered martensite.
  • the structure of the steel sheet of the present invention satisfies the above requirements. Further, when one or more of Nb, Ti and Zr are contained, it is recommended to satisfy the following organization regulations in addition to the essential organization regulations. ⁇ Average grain size of ferrite surrounded by large grain boundaries with a crystal orientation difference of 15 ° or more: 5 ⁇ m or less> By making effective ferrite finer, even if fatigue cracks occur at the interface with martensite, the cracks are difficult to propagate into the ferrite grains. Thereby, stretch flangeability can be improved.
  • the average grain size of ferrite surrounded by large-angle grain boundaries with a crystal orientation difference of 15 ° or more is limited to 5 ⁇ m or less, preferably 10 ⁇ m or less.
  • Nb, Ti and Zr and also contains V it is recommended that the content of V is 0.001 to 0.20 mass%.
  • V like Nb, Ti and Zr, is an element that contributes to the improvement of hydrogen embrittlement resistance because it functions as a hydrogen trap site by being present in steel as fine carbides and carbonitrides.
  • the amount of V is less than 0.001% by mass, the effect of improving the hydrogen embrittlement resistance cannot be sufficiently obtained.
  • V is present in the steel in an insoluble state during heating during annealing.
  • the range of V content in the case of containing one or more of Nb, Ti and Zr is more preferably 0.01% by mass or more and less than 0.15% by mass, particularly preferably 0.02% by mass or more and 0.12% by mass. %.
  • the structure of the steel sheet of the present invention preferably satisfies the following recommended structure provision (a) or (b) in addition to the above essential structure provision.
  • the dislocation density in the entire structure is 1 ⁇ 10 15 to 1 ⁇ 10 16 m ⁇ 2 .
  • the lower limit of the C content is preferably 0.05% by mass, more preferably 0.07% by mass, and still more preferably 0.08% by mass.
  • the upper limit of the C content is preferably 0.25% by mass, more preferably 0.20% by mass.
  • Si 3.0% by mass or less (including 0% by mass)
  • Si is a useful element that can increase strength without deteriorating elongation as a solid solution strengthening element. If the Si content exceeds 3.0% by mass, the formation of austenite during heating is inhibited, so the area ratio of martensite cannot be ensured and stretch flangeability cannot be ensured.
  • the range of the Si content is preferably 2.5% by mass or less, more preferably 2.0% by mass or less, further preferably 1.8% by mass or less, and particularly preferably 1.5% by mass or less (0% by mass). Included).
  • the left side Pf of the above equation 4 is obtained from an equation that thermodynamically expresses the precipitation and dissolution behavior of Nb, Ti and Zr as a parameter representing the solid solution amount of Nb, Ti and Zr during annealing heating. (See Japan Iron and Steel Institute, 3rd edition Handbook of Steel, Volume I Basics, p. 412). If the annealing heating temperature is set so as to satisfy Pf> 0.0010, a sufficient amount of solute Nb and Ti can be secured.
  • Example 1 when V is contained
  • Steels having the components shown in Table 1 below were melted to produce 120 mm thick ingots. After this was hot rolled to a thickness of 25 mm, it was again hot rolled to a thickness of 3 mm. After pickling, this was cold-rolled to a thickness of 1.2 mm to obtain a test material, which was heat-treated under the conditions shown in Tables 2-4.
  • SSRT low strain rate technique
  • Steel No. No. 68 has a martensite area ratio that is insufficient due to the C content being too low, so that the stretch flangeability and hydrogenation embrittlement resistance are excellent, but the tensile strength is inferior.

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Abstract

　本発明は、優れた耐水素脆化特性を確保しつつ、伸びフランジ性をも高めた高強度冷延鋼板を提供する。本発明の冷延鋼板は、Ｃ：０．０３～０．３０質量％、Ｓｉ：３．０質量％以下（０質量％を含む）、Ｍｎ：０．１質量％超、２．８質量％以下、Ｐ：０．１質量％以下、Ｓ：０．００５質量％以下、Ｎ：０．０１質量％以下、およびＡｌ：０．０１～０．５０質量％を含む。本発明の冷延鋼板は、Ｖ：０．００１～１．００質量％を含むか、または、Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒの１種以上を、合わせて０．０１質量％以上、［％Ｃ］－［％Ｎｂ］／９２．９×１２－［％Ｔｉ］／４７．９×１２－［％Ｚｒ］／９１．２×１２＞０．０３を満足するように含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有する。　本発明の冷延鋼板は、焼戻しマルテンサイトを面積率で５０％以上（１００％を含む）を含み、残部がフェライトからなる。また、本発明の冷延鋼板では、焼戻しマルテンサイト中における析出物の分布状態は、円相当直径１～１０ｎｍの析出物が焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり２０個以上であり、Ｖを含むか、またはＮｂ、ＴｉおよびＺｒの１種以上を含む円相当直径２０ｎｍ以上の析出物が焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり１０個以下であることを特徴とする。

Description

冷延鋼板
　本発明は、自動車部品などに適する冷延鋼板に関するものであって、特には、耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板に関する。
　例えば自動車の骨格部品などに使用される冷延鋼板には、衝突安全性や車体軽量化による燃費軽減を両立させるために９８０ＭＰａ以上の高強度が求められる。それと同時に、このような冷延鋼板には、形状の複雑な骨格部品に加工するために優れた成形加工性も要求される。
　従来、ボルト、ＰＣ鋼線やラインパイプ等の用途に多く用いられる高強度鋼では、引張強度が９８０ＭＰａ以上になると、鋼中への水素の侵入により、水素脆化（酸洗脆性、めっき脆性、遅れ破壊など）が発生することが広く知られている。遅れ破壊は、高強度鋼において、腐食環境または雰囲気から発生した水素が、転位、空孔、粒界などの欠陥部へ拡散して材料を脆化させ、応力が付与された状態で破壊を生じる現象のことであり、金属材料の延性や靭性が低下する等の弊害をもたらす。耐水素脆化特性を向上させる技術のほとんどは、ボルト等に用いられる鋼材を対象とするものである。例えば非特許文献１には、金属組織を焼戻しマルテンサイト主体とし、焼戻し軟化抵抗性を示す元素（Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ等）を添加すれば、耐遅れ破壊性の向上に有効であると記載されている。これは、合金炭化物を析出させて水素のトラップサイトとして活用することにより、遅れ破壊形態を粒界から粒内破壊へ移行させ破壊を抑制する技術である。ところがこれらの知見は中炭素鋼に適用するためのものであり、溶接性や加工性が必要な低炭素含有量の薄鋼板にそのまま活用することができない。
　そこで、本出願人らは、炭素量Ｃ：０．２５超～０．６０質量％を満たし、残部が鉄及び不可避不純物からなる、耐水素脆化特性に優れた超高強度薄鋼板を開発した（特許文献１）。この超高強度薄鋼板は、加工率３％の引張加工後の金属組織が、全組織に対する面積率で、残留オーステナイト組織：１％以上、ベイニティックフェライト及びマルテンサイト：合計で８０％以上、上記残留オーステナイト結晶粒の平均軸比（長軸／短軸）：５以上を満たすことを特徴とする。
　上記薄鋼板は、優れた強度と伸びと耐水素脆化特性を示す。しかしながら、上記薄鋼板においても、残留オーステナイトが破壊の起点となり該伸びフランジ性を低下させる要因となるため、近年、ますます重要視されつつある伸びフランジ性については要望レベル（少なくとも７０％、望ましくは９０％）を確実に達成することが難しかった。
日本国公開特許公報：２００６－２０７０１９
日本鉄鋼協会、遅れ破壊解明の新展開、１９９７年１月、ｐ．１１１～１２０
　そこで本発明の目的は、優れた耐水素脆化特性を確保しつつ、伸びフランジ性をも高めた高強度冷延鋼板を提供することである。
　本願発明に係る冷延鋼板は、Ｃ：０．０３～０．３０質量％、Ｓｉ：３．０質量％以下（０質量％を含む）、Ｍｎ：０．１質量％超、２．８質量％以下、Ｐ：０．１質量％以下、Ｓ：０．００５質量％以下、Ｎ：０．０１質量％以下、およびＡｌ：０．０１～０．５０質量％、を含むとともに、Ｖ：０．００１～１．００質量％を含むか、または、下記式１を満足するようにＮｂ、ＴｉおよびＺｒの１種以上を合わせて０．０１質量％以上含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる冷延鋼板であって、焼戻しマルテンサイトを面積率で５０％以上（１００％を含む）を含み、残部がフェライトからなる組織を有し、円相当直径１～１０ｎｍの析出物が、前記焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり２０個以上であり、Ｖを含むか、または、Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒの１種以上を含む、円相当直径２０ｎｍ以上の析出物が、前記焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり１０個以下であることを特徴とする。
［％Ｃ］－［％Ｎｂ］／９２．９×１２－［％Ｔｉ］／４７．９×１２－［％Ｚｒ］／９１．２×１２＞０．０３・・・・・・（式１）
（ただし、［％Ｃ］、［％Ｎｂ］、［％Ｔｉ］、［％Ｚｒ］はそれぞれ、Ｃ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｚｒの含有量（質量％）を意味する）
　本願発明に係る冷延鋼板においては、前記式１を満足するようにＮｂ、ＴｉおよびＺｒの１種以上を合わせて０．０１質量％以上含み、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれたフェライトの平均粒径が５μｍ以下であることが好ましい。また、Ｖ：０．００１～０．２０質量％を含み、Ｖを含む円相当直径２０ｎｍ以上の析出物が、前記焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり１０個以下であることが好ましい。
　本願発明に係る冷延鋼板においては、Ｃｒ：０．０１～１．０質量％、Ｍｏ：０．０１～１．０質量％、Ｃｕ：０．０５～１．０質量％、およびＮｉ：０．０５～１．０質量％、の１種以上を含むことが好ましい。
　本願発明に係る冷延鋼板においては、Ｂ：０．０００１～０．００５０質量％を含むことが好ましい。
　本願発明に係る冷延鋼板においては、Ｃａ：０．０００５～０．０１質量％、Ｍｇ：０．０００５～０．０１質量％、およびＲＥＭ：０．０００４～０．０１質量％、の１種以上を含むことが好ましい。
　本願発明に係る冷延鋼板においては、円相当直径０．０２μｍ以上０．１μｍ未満のセメンタイト粒子が、前記焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり１０個以上であり、円相当直径０．１μｍ以上のセメンタイト粒子が、前記焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり３個以下であることが好ましい。
　本願発明に係る冷延鋼板においては、全組織中の転位密度が１×１０１５～１×１０１６ｍ－２であり、かつ、下記式２で定義されるＳｉ等量が下記式３を満足することが好ましい。
　　[Ｓｉ等量]＝［％Ｓｉ］＋０．３６［％Ｍｎ］＋７．５６［％Ｐ］＋０．１５［％Ｍｏ］＋０．３６［％Ｃｒ］＋０．４３［％Ｃｕ］・・・・・・（式２）
　　[Ｓｉ等量]≧４．０－　５．３×１０－８√［転位密度］・・・・・・（式３）
　本発明によれば、焼戻しマルテンサイト単相組織またはフェライトと焼戻しマルテンサイトからなる二相組織において、焼戻しマルテンサイトの面積率を適正に制御するとともに、Ｖを含むか、またはＮｂ、ＴｉおよびＺｒの１種以上を含む、焼戻しマルテンサイト中に析出した析出物の分布状態を適正に制御する。これにより、耐水素脆化特性を確保しつつ伸びフランジ性をも改善することが可能となり、耐水素脆化特性と伸びフランジ性にともに優れる高強度薄鋼板を提供できるようになった。
　本発明者らは、焼戻しマルテンサイト（以下、単に「マルテンサイト」ということあり）単相、またはフェライトと焼戻しマルテンサイトからなる二相組織を有する高強度鋼板に着目した。そして本発明者らは、これに、合金元素としてＶを添加するか、または、Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒの１種以上を添加することにより、水素のトラップサイトとして強く働くＶの炭化物および炭窒化物、またはＮｂ、Ｔｉ、Ｚｒの炭化物および炭窒化物をサイズを適正にしてマルテンサイト中に導入することによって、耐水素脆化特性を確保しつつ伸びフランジ性を改善できると考えた。そして本発明者らは、耐水素脆化特性および伸びフランジ性に及ぼす各種要因の影響を調査するなど鋭意検討を行ってきた。なお、以下では、Ｖの炭化物および炭窒化物、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒの炭化物および炭窒化物を総称して「Ｖ等含有析出物」ということがある。
　本発明者らは、その結果、フェライトの割合を少なくすることに加え、Ｖ等含有析出物を微細化することで、耐水素脆化特性を確保しつつ、伸びフランジ性を向上できることを見出し、該知見に基づいて本発明を完成するに至った。
〔本発明鋼板の組織〕
　以下、まず本発明鋼板を特徴づける組織について説明する。
　上述したとおり、本発明鋼板は、焼戻しマルテンサイト単相、または二相組織（フェライト＋焼戻しマルテンサイト）をベースとするものであるが、特に、焼戻しマルテンサイト中のＶ等含有析出物の分布状態が制御されている点を特徴とする。
＜焼戻しマルテンサイト：面積率で５０％以上（１００％を含む）＞
　焼戻しマルテンサイト主体の組織にすることによって、フェライトと焼戻しマルテンサイトの界面での破壊を防止することができ、伸びフランジ性を確保できる。
　上記作用を有効に発揮させるには、焼戻しマルテンサイトは、面積率で５０％以上、好ましくは６０％以上、さらに好ましくは７０％以上（１００％を含む）とする。なお、残部はフェライトである。
＜円相当直径１～１０ｎｍの析出物：焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり２０個以上＞
　水素のトラップサイトとして有効に作用する微細なＶ等含有析出物を組織中に適切に分散させると、耐水素脆化特性を向上させ、加工後の耐遅れ破壊性を確保することができる。つまり、特に比表面積の大きい微細なＶ含有析出物を多量に分散させると、水素のトラップサイトを増加させることができ、Ｖ等含有析出物を微細にすると、母相に対してＶ等含有析出物の周囲に整合ひずみ場を付与する。これにより、ひずみ場に集まりやすい水素に対するトラップサイトとしての能力を高めることができ、耐水素脆化特性が改善される。なお、この粒径範囲（円相当直径１～１０ｎｍ）では、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒのいずれも含まない析出物はほとんど存在しないので、本規定では、下記円相当直径２０ｎｍ以上の析出物の場合のように限定せずに、すべての析出物を対象とした。
　上記作用を有効に発揮させるには、円相当直径１～１０ｎｍの微細な析出物は、焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり２０個以上、好ましくは５０個以上、さらに好ましくは１００個以上である。上記微細な析出物のサイズ（円相当直径）の好ましい範囲は１～８ｎｍ、さらに好ましい範囲は１～６ｎｍである。
　なお、上記微細な析出物の円相当直径の下限を１ｎｍとしたのは、これより微細な析出物では水素のトラップサイトとしての効果が小さくなるためである。
＜Ｖを含むか、または、Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒの１種以上を含む、円相当直径２０ｎｍ以上の析出物：焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり１０個以下＞
　ＶＣなどのＶを含む析出物、またはＮｂＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣなどのＮｂやＴｉやＺｒを含む析出物は、母相に比べて剛性および臨界せん断応力が非常に高いため、析出物の周囲が変形しても析出物自体は変形しにくい。そのため、これらの析出物が２０ｎｍ以上のサイズになると、母相と析出物との界面に大きなひずみが生じ、破壊が発生するようになる。このため、２０ｎｍ以上の粗大な析出物が多量に存在すると伸びフランジ性が劣化する。したがって、粗大なＶ等含有析出物の存在密度を制限することにより、伸びフランジ性を改善することができる。
　上記作用を有効に発揮させるには、円相当直径２０ｎｍ以上の粗大なＶ等含有析出物が、焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり１０個以下、好ましくは５個以下、さらに好ましくは３個以下に制限される。
　本発明鋼板の組織は上記規定を満足させることを必須とする。さらに、Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒの１種以上を含有する場合には、この必須組織規定に加えて、さらに下記の組織規定をも満足させることが推奨される。
＜結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれたフェライトの平均粒径：５μｍ以下＞
　有効フェライトを微細化することにより、マルテンサイトとの界面で疲労亀裂が発生しても亀裂がフェライト粒内に伝播しにくくなる。これにより、伸びフランジ性を改善することができる。
　上記作用を有効に発揮させるためには、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれたフェライトの平均粒径を５μｍ以下、好ましくは１０μｍ以下に制限する。
　また、Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒの１種以上を含有すると共に、Ｖも同時に含有する場合には、Ｖの含有量は０．００１～０．２０質量％であることが推奨される。
　Ｖは、ＮｂやＴｉやＺｒと同様、微細な炭化物および炭窒化物として鋼中に存在することにより水素のトラップサイトとして働くため、耐水素脆化特性の向上にも寄与する元素である。Ｖの添加量が０．００１質量％未満では、耐水素脆化特性の改善効果が十分に得られない。一方、ＮｂやＴｉやＺｒを含有する場合に、Ｖの添加量が０．２０質量％を超えると、焼鈍の際の加熱時に鋼中に未固溶でＶが存在するようになる。これにより、粗大に成長するＶ炭化物またはＶ炭窒化物が増加するため、伸びフランジ性が劣化する。Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒの１種以上を含有する場合のＶ含有量の範囲は、さらに好ましくは０．０１質量％以上０．１５質量％未満、特に好ましくは０．０２質量％以上０．１２質量％未満である。
　本発明鋼板の組織は、上記必須組織規定に加えて、下記推奨組織規定（ａ）または（ｂ）をも満足させることが好ましい。
＜（ａ）円相当直径０．０２μｍ以上０．１μｍ未満のセメンタイト粒子：焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり１０個以上、円相当直径０．１μｍ以上のセメンタイト粒子：焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり３個以下＞
　上記Ｖ等含有析出物の分散状態の制御に加えて、焼戻しの際にマルテンサイト中に析出するセメンタイト粒子のサイズと存在数を制御することにより、伸びと伸びフランジ性をともに向上させることができる。つまり、マルテンサイト中に適度に微細なセメンタイトの粒子を多量に分散させて、転位の増殖源として働かせることにより加工硬化指数を大きくし、伸びの向上に寄与させつつ、伸びフランジ変形時において破壊の起点となる粗大なセメンタイト粒子の数を減少させることにより、伸びフランジ性をさらに改善することができる。
　上記作用を有効に発揮させるには、円相当直径０．０２μｍ以上０．１μｍ未満の適度に微細なセメンタイト粒子は、焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり１０個以上、さらに１５個以上、特に２０個以上とするとよい。これに対し、円相当直径０．１μｍ以上の粗大なセメンタイト粒子は、焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり３個以下、さらに２．５個以下、特に２個以下に制限するのが推奨される。
　なお、上記適度に微細なセメンタイト粒子の円相当直径の下限が０．０２μｍであるのは、これより微細なセメンタイト粒子は、マルテンサイトの結晶構造に十分な歪みを与えられず、転位の増殖源としてはほとんど寄与しないと考えられるためである。
＜（ｂ）全組織中の転位密度：１×１０１５～１×１０１６ｍ－２、[Ｓｉ当量]≧４．０－５．３×１０－８√［転位密度］＞
　上記Ｖ等含有析出物の分散状態の制御に加えて、全組織中に導入される転位密度を制御することによって、伸びを確保することができる。これと同時に、近年重要視されるようになってきた衝突安全性を評価する上で重要な、降伏強度をも確保することができる。すなわち、上記成分組成を有するＣ－Ｓｉ－Ｍｎ系の低合金鋼において、焼戻し温度が４００℃を超えるマルテンサイト主体の組織の降伏強度は、４つの強化機構（固溶強化、析出強化、微細化強化、転位強化）のなかでも特に転位強化に強く依存する。このため、要望レベルである９００ＭＰａ以上の降伏強度を確保するには、全組織中の転位密度を１×１０１５ｍ－２以上確保する必要があることがわかった。
　一方、伸びは、変形初期の転位密度に強い負の相関をもつ。このため、１０％以上の伸びを確保するには、転位密度を１×１０１６ｍ－２以下に制限する必要があることがわかった。
　よって、全組織中の転位密度は１×１０１５～１×１０１６ｍ－２であるのが推奨される。
　そして、上述のとおり、１０％以上の伸びを確保するためには、全組織中に導入できる転位密度に上限が存在する。そこで、さらに検討を行った結果、９００ＭＰａ以上の降伏強度を確実に得るためには、転位強化の次に降伏強度に寄与する固溶強化を活用する必要があることがわかった。
　まず、上記９００ＭＰａ以上の降伏強度を確実に得るために必要な固溶強化量を表す指標として、式２に示すＳｉ等量を導入した。このＳｉ等量は、固溶強化作用を示す代表的な元素であるＳｉを基準にして、Ｓｉ以外の各元素の固溶強化作用（藤田利夫ほか訳：鉄鋼材料の設計と理論、丸善、（１９８１）、ｐ．８参照）をＳｉ濃度に換算して定式化したものである。
　［Ｓｉ等量］＝［％Ｓｉ］＋０．３６［％Ｍｎ］＋７．５６［％Ｐ］＋０．１５［％Ｍｏ］＋０．３６［％Ｃｒ］＋０．４３［％Ｃｕ］・・・・・・（式２）
　次に、転位強化による降伏強度の上昇量Δσは、Ｂａｉｌｅｙ－Ｈｉｒｓｈの式から転位密度ρの関数として、Δσ∝ √ρで表される（中島孝一ほか：「材料とプロセス」、Ｖｏｌ．１７、２００４年、ｐ．３９６－３９９参照）。そして、上記固溶強化による降伏強度の上昇効果と上記転位強化よる降伏強度の上昇効果との定量的な関係を実験的に検証した結果、下記式３を満足させることにより、９００ＭＰａ以上の降伏強度が確実に得られることがわかった。
　　［Ｓｉ等量]≧４．０－５．３×１０－８√［転位密度］　・・・・・・（式３）
　以下、焼戻しマルテンサイトの面積率、析出物のサイズおよびその存在数、有効フェライトのサイズ、セメンタイト粒子のサイズおよびその存在数、ならびに、転位密度の各測定方法について説明する。
［マルテンサイトの面積率の測定方法］
　まず、各供試鋼板を鏡面研磨し、３％ナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、概略４０μｍ×３０μｍ領域の５視野について、倍率２０００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）像を観察した。そして、画像解析によってセメンタイトを含まない領域をフェライトとし、残りの領域をマルテンサイトとして、各領域の面積比率よりマルテンサイトの面積率を算出した。
［析出物のサイズおよびその存在数の測定方法］
　析出物のサイズおよびその存在数を測定するため、まず、薄膜法、または、抽出レプリカ法にて薄膜サンプルを作成した。そして、電界放射型透過型電子顕微鏡（ＦＥ－ＴＥＭ）を用いて１０００００倍から３０００００倍で、このサンプルの２μｍ２以上の領域を観察し、画像のコントラストから黒っぽい部分を析出物としてマーキングした。そして、画像解析ソフトにて、前記マーキングした各析出物の面積から円相当直径を算出するとともに、単位面積あたりに存在する所定サイズの析出物の個数を求めた。
　ただし、２０ｎｍ以上の析出物については、ＦＥ－ＴＥＭに付随のＥＤＸまたはＥＥＬＳを用いて、析出物中にＶ，Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒが存在していることを確認したものだけをカウントした。
［セメンタイト粒子のサイズおよびその存在数の測定方法］
　セメンタイト粒子のサイズおよびその存在数を測定するため、まず、各供試鋼板を鏡面研磨し、ピクラールで腐食して金属組織を顕出させた。その後、マルテンサイト内部の領域を解析できるよう、１００μｍ２領域の視野について倍率１００００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）像を観察し、画像のコントラストから白い部分をセメンタイト粒子と判別してマーキングした。そして、画像解析ソフトにて、前記マーキングした各セメンタイト粒子の面積から円相当直径を算出するとともに、単位面積あたりに存在する所定のサイズのセメンタイト粒子の個数を求めた。
［転位密度の測定方法］
　また、転位密度を測定するため、まず、板厚の１／４深さ位置を測定できるよう試料を調整した後、標準試料としてＳｉ粉末を試料表面に塗布した。そして、これをＸ線回折装置（理学電機製、ＲＡＤ－ＲＵ３００）に掛け、Ｘ線回折プロファイルを採取した。そして、このＸ線回折プロファイルを元に、中島孝一ほかが提案した解析法にしたがって転位密度を算出した（中島孝一ほか：「材料とプロセス」、Ｖｏｌ．１７、２００４年、ｐ．３９６－３９９参照）。
　[有効フェライトのサイズの測定方法]
　結晶方位差が１５°以上の大角粒界の方位は、１００００μｍｍ２の数視野を１万倍のＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）にて、電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）法で測定した。そして、結晶方位差（フェライトの粒界の方位差角）が１５°以上の大角粒界で囲まれたフェライトを有効フェライトとした。有効フェライトの平均粒径は、５０００倍のＳＥＭ（走査型電子顕微鏡：ＪＥＯＬ社製ＪＳＭ－５４１０）に、ＴＳＬ社製ＯＩＭ（商標）を用いて、隣接した結晶粒と１５度以上の方位差がある粒界を測定し、切片法を用いて測定した（日本国公開特許公報：２００５－１３３１５５、段落［００２１］－［００２２］参照）。
　次に、本発明鋼板を構成する成分組成について説明する。
〔Ｃ：０．０３～０．３０質量％〕
　Ｃは、マルテンサイトの面積率に影響し、強度および伸びフランジ性に影響する重要な元素である。また、Ｃは、ＶやＮｂ、Ｔｉ，Ｚｒと結合することで、Ｖ等含有析出物を形成する。従って、Ｖ含有量またはＮｂ、Ｔｉ，Ｚｒの含有量とＣ含有量のバランスが変化すると、熱処理中のＶ等含有析出物の析出、消失、粗大化の挙動に影響し、水素脆化特性および伸びフランジ性に影響する。Ｃ含有量が０．０３質量％未満ではマルテンサイトの面積率が不足するため強度を確保できない。一方、Ｃ含有量が０．３０質量％超では焼鈍の際の加熱時にＶ等含有析出物が安定になりすぎるため微細な析出物が得られなくなり、水素脆化特性を確保できない。Ｃ含有量の下限は、好ましくは０．０５質量％、より好ましくは０．０７質量％、さらに好ましくは０．０８質量％である。Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．２５質量％、さらに好ましくは０．２０質量％である。
〔Ｓｉ：３．０質量％以下（０質量％を含む）〕
　Ｓｉは、固溶強化元素として、伸びを劣化させずに高強度化できる有用な元素である。Ｓｉ含有量が３．０質量％超では、加熱時におけるオーステナイトの形成を阻害するため、マルテンサイトの面積率を確保できず、伸びフランジ性を確保できない。Ｓｉ含有量の範囲は、好ましくは２．５質量％以下、より好ましくは２．０質量％以下、さらに好ましくは１．８質量％以下、特に好ましくは１．５質量％以下（０質量％を含む）である。
〔Ｍｎ：０．１質量％超、２．８質量％以下〕
　Ｍｎは、焼入れ性を高め、焼鈍の際の加熱後の急速冷却時にマルテンサイト面積率を確保することで、強度と伸びフランジ性を高める効果を有する有用な元素である。Ｍｎ含有量が０．１質量％以下では、焼入れのための急速冷却時にベイナイトが形成され、マルテンサイト面積率が不足するため、強度と伸びフランジ性が確保できない。一方、Ｍｎ含有量が２．８質量％超であると、焼入れ時（焼鈍加熱後の冷却時）にオーステナイトが残存し、伸びフランジ性を低下させる。Ｍｎ含有量の範囲は、好ましくは０．３０～２．５質量％、さらに好ましくは０．５０～２．２質量％である。
〔Ｐ：０．１質量％以下〕
　Ｐは不純物元素として不可避的に存在し、固溶強化により強度の上昇に寄与する。しかしながら、Ｐは旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界を脆化させることで伸びフランジ性を劣化させるので、０．１質量％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０５質量％以下、さらに好ましくは０．０３質量％以下である。
〔Ｓ：０．００５質量％以下〕
　Ｓも不純物元素として不可避的に存在し、ＭｎＳ介在物を形成することにより穴拡げ時に亀裂の起点となることで伸びフランジ性を低下させるので、０．００５質量％以下とする。Ｓ含有量は、より好ましくは０．００３質量％以下である。
〔Ｎ：０．０１質量％以下〕
　Ｎも不純物元素として不可避的に存在し、ひずみ時効により伸びと伸びフランジ性を低下させる。このため、Ｎ含有量は低い方が好ましく、０．０１質量％以下とする。
〔Ａｌ：０．０１～０．５０質量％〕
　Ａｌは、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、歪時効の発生に寄与する固溶Ｎを低減させることで伸びフランジ性の劣化を防止するとともに、固溶強化により強度向上に寄与する。Ａｌ含有量が０．０１質量％未満では、鋼中に固溶Ｎが残存するため、ひずみ時効が起こり、伸びと伸びフランジ性を確保できない。一方、Ａｌ含有量が０．５０質量％超では、加熱時におけるオーステナイトの形成を阻害するため、マルテンサイトの面積率を確保できず、伸びフランジ性を確保できなくなる。
〔Ｖ：０．００１～１．００質量％を含むか、または
　Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒの１種以上を合わせて０．０１質量％以上、［％Ｃ］－［％Ｎｂ］／９２．９×１２－［％Ｔｉ］／４７．９×１２－［％Ｚｒ］／９１．２×１２＞０．０３を満足するように含む〕
（Ｖ：０．００１～１．００質量％）
　Ｖは、大気中で生成するさびの中でも熱力学的に安定し保護性があるといわれる酸化鉄α－ＦｅＯＯＨの生成を促進させるとともに、微細な炭化物および炭窒化物として鋼中に存在することにより水素のトラップサイトとして働く。これらのことから、Ｖは耐水素脆化特性向上のための重要な元素である。Ｖ含有量が０．００１質量％未満では、耐水素脆化特性の改善効果が十分に得られない。一方、Ｖ含有量が１．００質量％超では、焼鈍の際の加熱時に鋼中に未固溶で存在し、粗大に成長するＶ炭化物またはＶ炭窒化物が増加するため伸びフランジ性が劣化する。Ｖ含有量の範囲は、好ましくは０．０１質量％以上０．５０質量％未満、さらに好ましくは０．０２質量％以上０．３０質量％未満である。
　なお、前記したとおり、Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒの１種以上を含有すると共に、Ｖも同時に含有する場合には、Ｖの含有量は０．００１～０．２０質量％であることが推奨される。
　（Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒの１種以上：合わせて０．０１質量％以上、かつ、［％Ｃ］－［％Ｎｂ］／９２．９×１２－［％Ｔｉ］／４７．９×１２－［％Ｚｒ］／９１．２×１２＞０．０３）
　Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒは、微細な炭化物および炭窒化物として鋼中に存在することにより水素のトラップサイトとして働くことから、耐水素脆化特性向上のための重要な元素である。また、これらの元素は、焼鈍の際の加熱時に微細な炭化物・炭窒化物としてオーステナイトの成長をピン止めする粒子として作用することにより、有効フェライトの微細化に寄与する。ＮｂとＴｉとＺｒの合計含有量が０．０１質量％未満では、耐水素脆化特性の改善効果が十分に得られない。一方、［％Ｃ］－［％Ｎｂ］／９２．９×１２－［％Ｔｉ］／４７．９×１２－［％Ｚｒ］／９１．２×１２≦０．０３では、焼鈍の際の加熱時にオーステナイト中に溶け込む炭素量が不足し、十分なマルテンサイト硬さが得られなくなる。ＮｂとＴｉとＺｒの合計含有量の範囲は、好ましくは０．０２質量％以上０．１０質量％未満、さらに好ましくは０．０３質量％以上０．１０質量％未満である。
　本発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部が実質的に鉄および不純物であるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で以下の許容成分を添加することができる。
〔Ｃｒ：０．０１～１．０質量％、
　Ｍｏ：０．０１～１．０質量％、
　Ｃｕ：０．０５～１．０質量％、および
　Ｎｉ：０．０５～１．０質量％
の１種以上〕
　これらの元素は、焼入れ性を高めてマルテンサイト面積率の確保に寄与することで、強度と伸びフランジ性を高めるのに有用である。これらの元素のうち、ＣｒとＭｏは、焼き戻し時に水素のトラップサイトとなりうる合金炭化物および炭窒化物を形成する。ＣｕとＮｉは、Ｖと同様、α－ＦｅＯＯＨの生成を促進させる。これらのことはいずれも耐水素脆化特性をも改善する効果を有する。各元素の添加量が上記各下限値未満では、上記のような作用を有効に発揮できない。一方、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕの各添加量が１．０質量％を超えるとマルテンサイトの硬さが高くなりすぎる。また、Ｎｉの添加量が１．０質量％を超えると焼入れ時にオーステナイトが残存する。これらにより、伸びフランジ性が低下してしまう。
〔Ｂ：０．０００１～０．００５０質量％〕
　Ｂは、鋼中に固溶状態でオーステナイト粒界に存在することで、焼入れ性を高め、マルテンサイト面積率を高めるのに有用な元素である。Ｂの添加量が０．０００１質量％未満では、上記のような作用を有効に発揮できない。一方、Ｂの添加量が０．００５０質量％を超えて過剰になると、Ｆｅ２３（ＣＢ）６を形成し、固溶Ｂが存在しなくなって焼入れ性改善効果が得られなくなってしまう。
〔Ｃａ：０．０００５～０．０１質量％、
　Ｍｇ：０．０００５～０．０１質量％、および
　ＲＥＭ：０．０００４～０．０１質量％
の１種以上〕
　これらの元素は、介在物を微細化し、破壊の起点を減少させることで、伸びフランジ性を向上させるのに有用である。Ｃａ、Ｍｇの添加量が０．０００５質量％未満、またはＲＥＭの添加量が０．０００４％未満では、上記のような作用を有効に発揮できない。一方、各元素の添加量が０．０１質量％を超えると、逆に介在物が粗大化し、伸びフランジ性が低下してしまう。
　なお、ＲＥＭは、希土類元素、すなわち周期律表の３Ａ属元素を指す。
　次に、本発明鋼板を得るための好ましい製造方法を以下に説明する。
　本発明の冷延鋼板を製造するには、まず、上記成分組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によりスラブとしてから熱間圧延（熱延）を行なう。
　［熱間圧延条件］
　熱間圧延条件としては、熱延加熱温度を、Ｖを含有する場合には９００℃以上、ＮｂやＴｉやＺｒを含有する場合には１２００℃以上に設定する。また、熱延仕上圧延温度を、Ｖを含有する場合には８００℃以上、ＮｂやＴｉやＺｒを含有する場合には８５０℃以上に設定し、適宜冷却を行った後、４５０℃以下の温度で巻き取るのが推奨される。
　このような温度条件で熱間圧延を行うことで、Ｖ、またはＮｂやＴｉやＺｒを加熱段階で完全に固溶させ、熱間圧延中における析出や巻取り中におけるＶ等含有析出物の析出を抑制し、焼鈍の際の加熱時に粗大なＶ等含有析出物が残存しないようにすることができる。
　［冷間圧延条件］
　熱間圧延終了後は酸洗してから冷間圧延を行うが、冷間圧延率は３０％程度以上であるのがよい。
　上記冷間圧延後、引き続き、焼鈍、さらには焼戻しを行う。
　［焼鈍条件］
１）Ｖを含有する場合
　Ｖを含有する場合の焼鈍条件としては、焼鈍加熱温度：［－９５００／｛ｌｏｇ（［％Ｃ］・［％Ｖ］）－６．７２｝－２７３］℃以上、かつ［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２］以上１０００℃以下に加熱し、焼鈍保持時間：２０～３６００秒保持する。その後、焼鈍加熱温度から直接Ｍｓ点以下の温度まで５０℃／秒以上の冷却速度で急冷するのがよい。または、焼鈍加熱温度から、焼鈍加熱温度未満で６００℃以上の温度（第１冷却終了温度）まで１℃／秒以上５０℃／秒未満の冷却速度（第１冷却速度）で徐冷した後、Ｍｓ点以下の温度（第２冷却終了温度）まで５０℃／秒以上の冷却速度（第２冷却速度）で急冷するのがよい。なお、ここで［％Ｃ］、［％Ｖ］は、鋼材中のＣ含有量、Ｖ含有量（共に質量％）である。
〔焼鈍加熱温度Ｔａ（℃）：［－９５００／｛ｌｏｇ（［％Ｃ］・［％Ｖ］）－６．７２｝－２７３］℃以上、かつ［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２］以上１０００℃以下、焼鈍保持時間：２０～３６００秒〕
　Ｔａ（℃）≧［－９５００／｛ｌｏｇ（［％Ｃ］・［％Ｖ］）－６．７２｝－２７３］℃とするのは、焼鈍加熱時にＶ炭化物等を完全に固溶させることで、２０ｎｍ以上の粗大なＶ含有析出物の存在密度を低下させるとともに、焼鈍加熱時に十分にオーステナイトに変態させることで、その後の冷却時にオーステナイトから変態生成するマルテンサイトの面積率を５０％以上確保するためである。
　Ｔａ（℃）＜［－９５００／｛ｌｏｇ（［％Ｃ］・［％Ｖ］）－６．７２｝－２７３］℃である場合、すなわち、ｌｏｇ［％Ｖ］＜［－９５００／（Ｔａ＋２７３）］－ｌｏｇ［％Ｃ］では、焼鈍加熱時に未固溶のＶ炭化物等が残存し、これが粗大化して伸びフランジ変形時において破壊の起点が増加するため、伸びフランジ性が低下するので好ましくない。なお、上記Ｔａ（℃）≧［－９５００／｛ｌｏｇ（［％Ｃ］・［％Ｖ］）－６．７２｝－２７３］℃の関係式は、日本鉄鋼協会編、第３版鉄鋼便覧、第Ｉ巻　基礎、ｐ．４１２の図７．４３中に示された、［Ｖ］・［Ｃ］の溶解度積の温度依存性を表す直線プロットを読み取り、これをＶが完全に固溶する温度を計算できるように変形して求めた。
　Ｔａ（℃）＜［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２］℃では、焼鈍加熱時においてオーステナイトへの変態量が不足するため、その後の冷却時にオーステナイトから変態生成するマルテンサイトの量が減少して面積率５０％以上を確保できなくなるため好ましくない。一方、Ｔａ（℃）＞１０００℃では、オーステナイト組織が粗大化して鋼板の曲げ性や靭性が劣化するとともに、焼鈍設備の劣化をもたらすため好ましくない。
　焼鈍保持時間が２０秒未満では、Ｖ炭化物等を完全に固溶させることができなくなり、一方３６００秒を超えると、生産性が極端に悪化するので好ましくない。
２）ＮｂやＴｉやＺｒを含有する場合
　ＮｂやＴｉやＺｒを含有する場合の焼鈍条件としては、焼鈍加熱温度：下記式４を満たし、かつ［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２］以上１０００℃以下に加熱し、焼鈍保持時間：２０～３６００秒保持する。その後、焼鈍加熱温度から直接Ｍｓ点以下の温度まで５０℃／秒以上の冷却速度で急冷するのがよい。または、焼鈍加熱温度から、焼鈍加熱温度未満で６００℃以上の温度（第１冷却終了温度）まで１℃／秒以上５０℃／秒未満の冷却速度（第１冷却速度）で徐冷した後、Ｍｓ点以下の温度（第２冷却終了温度）まで５０℃／秒以上の冷却速度（第２冷却速度）で急冷するのがよい。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
〔焼鈍加熱温度：Ｐｆ＞０．００１０を満たし、かつ［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２］以上１０００℃以下、焼鈍保持時間：２０～３６００秒〕
　焼鈍加熱温度：Ｐｆ＞０．００１０とするのは、焼鈍加熱時にＮｂやＴｉやＺｒの炭化物等を完全に固溶させることで、２０ｎｍ以上の粗大なＶ含有析出物の存在密度を低下させるとともに、焼鈍加熱時に十分にオーステナイトに変態させることで、その後の冷却時にオーステナイトから変態生成するマルテンサイトの面積率を５０％以上確保するためである。
　上記式４の左辺Ｐｆは、焼鈍加熱時におけるＮｂ、ＴｉおよびＺｒの固溶量を表すパラメータとして、熱力学的にＮｂ、ＴｉおよびＺｒの析出溶解挙動を表現する式から得られたものである（日本鉄鋼協会編、第３版鉄鋼便覧、第Ｉ巻　基礎、ｐ．４１２参照）。Ｐｆ＞０．００１０を満たすように焼鈍加熱温度を設定すれば、十分な固溶ＮｂおよびＴｉ量を確保することができる。
　焼鈍加熱温度Ｔａ（℃）＜［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２］℃では、焼鈍加熱時においてオーステナイトへの変態量が不足するため、その後の冷却時にオーステナイトから変態生成するマルテンサイトの量が減少して面積率５０％以上を確保できなくなるため好ましくない。一方、Ｔａ（℃）＞１０００℃では、オーステナイト組織が粗大化して鋼板の曲げ性や靭性が劣化するとともに、焼鈍設備の劣化をもたらすため好ましくない。
　焼鈍保持時間が２０秒未満では、ＮｂやＴｉやＺｒの炭化物等を完全に固溶させることができなくなり、一方３６００秒を超えると、生産性が極端に悪化するので好ましくない。
　以降の焼鈍条件は、Ｖを含有する場合、および、ＮｂやＴｉやＺｒを含有する場合で共通である。
〔Ｍｓ点以下の温度まで５０℃／秒以上の冷却速度で急冷〕
　これにより、冷却中にオーステナイトからフェライトやベイナイト組織が形成されることを抑制し、マルテンサイト組織を得ることができる。
　Ｍｓ点より高い温度で急冷を終了させたり、冷却速度が５０℃／秒未満になると、ベイナイトが形成されるようになり、鋼板の強度が確保できなくなる。
〔加熱温度未満で６００℃以上の温度まで、１℃／秒以上５０℃／秒未満の冷却速度で徐冷〕
　これにより、面積率で５０％未満のフェライト組織を形成させることによって、伸びフランジ性を確保したまま伸びの改善が図れる。
　６００℃未満の温度、または１℃／秒未満の冷却速度では、フェライトが形成されず、強度と伸びフランジ性が確保できなくなる。
　以上説明した熱間圧延条件および焼鈍条件についての推奨条件は、組織規定に関わらず、すべての鋼板について共通である。
　しかしながら、焼戻し条件についての推奨条件は、上記必須組織規定のみを満足する鋼板と、上記必須組織規定に加えて上記推奨組織規定（ａ）または（ｂ）をも満足する鋼板とで異なるので、以下、分けて説明を行う。
　［必須組織規定のみを満足する鋼板の焼戻し条件］
１）Ｖを含有する場合
　Ｖを含有する場合で、必須組織規定のみを満足する鋼板の焼戻し条件としては、上記焼鈍冷却後の温度から焼戻し加熱温度Ｔｔ（℃）：４８０℃以上、かつ焼戻し保持時間ｔ（秒）：Ｐｇ＝ｅｘｐ［－１３１２３／（Ｔｔ＋２７３）］×ｔ＜１．８×１０－５となる条件で保持した後、冷却すればよい。
　焼戻し中にＶ炭化物等を析出させるには４８０℃以上に加熱する必要があり、析出物のサイズを制御するには加熱温度と保持時間との関係を適切に制御する必要がある。
　ここで、Ｐｇ＝ｅｘｐ［－１３１２３／（Ｔｔ＋２７３）］×ｔは、杉本孝一ほか、材料組織学、朝倉書店出版、ｐ１０６の式（４．１８）に記載の析出物の粒成長モデルを元に、変数の設定および簡略化を行った析出物のサイズを規定するパラメータである。
　Ｐｇ＝ｅｘｐ［－１３１２３／（Ｔｔ＋２７３）］×ｔ≧１．８×１０－５となる条件では、析出物の粗大化が進行して、２０ｎｍ以上の粗大な析出物の個数が多くなりすぎるため、伸びフランジ性が確保できなくなる。
２）ＮｂやＴｉやＺｒを含有する場合
　ＮｂやＴｉやＺｒを含有する場合で、必須組織規定のみを満足する鋼板の焼戻し条件としては、上記焼鈍冷却後の温度から焼戻し加熱温度Ｔｔ（℃）：４８０℃以上６００℃未満、かつ焼戻し保持時間ｔ（秒）：Ｐｇ＝ｅｘｐ［－１３５２０／（Ｔｔ＋２７３）］×ｔ＜１．００×１０－５となる条件で保持した後、冷却すればよい。
　焼戻し中にＮｂやＴｉやＺｒの炭化物等を析出させるには４８０℃以上に加熱する必要があり、析出物のサイズを制御するには加熱温度と保持時間との関係を適切に制御する必要がある。
　ここで、Ｐｇ＝ｅｘｐ［－１３５２０／（Ｔｔ＋２７３）］×ｔは、杉本孝一ほか、材料組織学、朝倉書店出版、ｐ１０６の式（４．１８）に記載の析出物の粒成長モデルを元に変数の設定および簡略化を行った、析出物のサイズを規定するパラメータである。
　Ｐｇ＝ｅｘｐ［－１３５２０／（Ｔｔ＋２７３）］×ｔ≧１．００×１０－５となる条件では、析出物の粗大化が進行して、２０ｎｍ以上の粗大な析出物の個数が多くなりすぎるため、伸びフランジ性が確保できなくなる。
　［必須組織規定に加えて上記推奨組織規定（ａ）をも満足する鋼板の焼戻し条件］
　必須組織規定に加えて上記推奨組織規定（ａ）をも満足する鋼板の焼戻し条件としては、Ｖを含有する場合、およびＮｂやＴｉやＺｒを含有する場合共に、上記［必須組織規定のみを満足する鋼板の焼戻し条件］を満たしつつ、以下の条件をも満たすことが推奨される。
　すなわち、上記焼鈍冷却後の温度から１段目の焼戻し加熱温度：３２５～３７５℃まで、１００～３２５℃の間を５℃／秒以上の平均加熱速度で加熱する。そして、１段目の焼戻し保持時間：５０秒以上保持した後、さらに、２段目の焼戻し加熱温度Ｔ：４００℃以上まで加熱する。そして、２段目の焼戻し保持時間ｔ（秒）が、３．２×１０－４＜Ｐ＝ｅｘｐ［－９６４９／（Ｔ＋２７３）］×ｔ＜１．２×１０－３となる条件で保持した後、冷却する。なお、２段目の保持中に温度Ｔを変化させる場合は、下記式５を用いればよい。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
　マルテンサイトからのセメンタイトの析出が最も速くなる温度域である３５０℃付近で保持して、マルテンサイト組織中に均一にセメンタイト粒子を析出させた後、より高い温度域に加熱・保持することで、セメンタイト粒子を適切なサイズに成長させることができる。
〔１段目の焼戻し加熱温度：３２５～３７５℃まで、１００～３２５℃の間を５℃／秒以上の平均加熱速度で加熱〕
　１段目の焼戻し加熱温度が３２５℃未満もしくは３７５℃超えである場合、または、１００～３２５℃の間の平均加熱速度が５℃／秒未満の場合は、マルテンサイト中にセメンタイト粒子の析出が不均一に起こる。そのため、その後の２段目の加熱・保持中における成長により、粗大なセメンタイト粒子の割合が増加し、伸びフランジ性が得られなくなる。
〔２段目の焼戻し加熱温度Ｔ：４００℃以上まで加熱し、２段目の焼戻し保持時間ｔ（秒）が、３．２×１０－４＜Ｐ＝ｅｘｐ［－９６４９／（Ｔ＋２７３）］×ｔ＜１．２×１０－３　となる条件で保持〕
　ここで、Ｐ＝ｅｘｐ［－９６４９／（Ｔ＋２７３）］×ｔは、杉本孝一ほか、材料組織学、朝倉書店出版、ｐ１０６の式（４．１８）に記載の析出物の粒成長モデルを元に変数の設定および簡略化を行った、析出物としてのセメンタイト粒子のサイズを規定するパラメータである。
　２段目の焼戻し加熱温度Ｔを４００℃未満とすると、セメンタイト粒子を十分なサイズに成長させるために必要な保持時間ｔが長くなりすぎる。
　Ｐ＝ｅｘｐ［－９６４９／（Ｔ＋２７３）］×ｔ≦３．２×１０－４では、セメンタイト粒子が十分に成長せず、適度に微細なセメンタイト粒子の数が確保できないため、伸びが確保できなくなる。
　Ｐ＝ｅｘｐ［－９６４９／（Ｔ＋２７３）］×ｔ≧１．２×１０－３では、セメンタイト粒子が粗大化し、０．１μｍ以上のセメンタイト粒子の数が多くなりすぎるため、伸びフランジ性が確保できなくなる。
　［必須組織規定に加えて上記推奨組織規定（ｂ）をも満足する鋼板の焼戻し条件］
　必須組織規定に加えて上記推奨組織規定（ｂ）をも満足する鋼板の焼戻し条件としては、Ｖを含有する場合、およびＮｂやＴｉやＺｒを含有する場合共に、上記［必須組織規定のみを満足する鋼板の焼戻し条件］を満たしつつ、以下の条件をも満たすことが推奨される。
　すなわち、上記焼鈍冷却後の温度から焼戻し加熱温度：５５０～６５０℃まで加熱し、同温度範囲にて、焼戻し保持時間：３～３０秒保持した後、冷却すればよい。
　焼戻し時において、加熱温度が高く、保持時間が長くなるほど、転位密度は減少する。また、１０ｎｍ以下の微細な析出物の存在密度は、保持時間が長くなるほど増加する。
　しかしながら、転位密度の減少速度、および微細な析出物の存在密度の、増加速度に対する温度依存性および時間依存性は大きく異なる。転位密度の減少速度は時間依存性の方が強いのに対し、微細な析出物の存在密度の増加速度は温度依存性の方が強い。
　このため、転位密度と微細な析出物の存在密度という２つのパラメータの値をともに適正範囲内とするには、従来鋼よりも転位密度を高くするために、従来鋼に対する焼戻し保持時間よりも短い保持時間で保持することが有効である。そして、このように短い保持時間の焼戻しでも微細な析出物の存在密度を２０個／μｍ２以上に増加させるために、従来鋼に対する焼戻し加熱温度よりも高い加熱温度で焼戻しを行うことが有効である。
　ただし、６５０℃を超える温度で焼戻しを行うと、短時間処理でも転位密度が急速に減少して不足する。また、３０秒を超える保持時間で保持すると、転位密度が減少しすぎて不足し、やはり降伏強度が得られなくなる。一方、５５０℃を下回る温度、または、３秒未満の保持時間で焼戻しを行うと、微細な析出物が十分に増加せず、耐水素脆化特性が不足する。
１）実施例１（Ｖを含有する場合）
　下記表１に示す成分の鋼を溶製し、厚さ１２０ｍｍのインゴットを作成した。
　これを熱間圧延で厚さ２５ｍｍにした後、再度、熱間圧延で厚さ３ｍｍとした。これを酸洗した後、厚さ１．２ｍｍに冷間圧延して供試材とし、表２～４に示す条件にて熱処理を施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　上記熱処理後の各鋼板について、前記した測定方法により組織の定量化を行った。具体的には、表２～４に示す各熱処理条件で熱処理した全鋼板について、マルテンサイトの面積率、ならびに、析出物のサイズおよびその存在数（存在密度）を測定した。そして、表３に示す熱処理Ｎｏ．ａ－１～ｅ－１の条件で熱処理した鋼板についてのみ、セメンタイト粒子のサイズおよびその存在数（存在密度）を測定した。また、表４に示す熱処理Ｎｏ．ａ－２～ｅ－２の条件で熱処理した鋼板についてのみ、転位密度を測定した。
　また、上記各鋼板について、機械的特性を評価するため、引張強度ＴＳ、伸びＥｌ、伸びフランジ性λを測定した。さらに、耐水素脆化特性を評価するため、水素脆化危険度指数を測定した。
　なお、引張強度ＴＳと伸びＥｌは、圧延方向と直角方向に長軸をとってＪＩＳ　Ｚ　２２０１に記載の５号試験片を作成し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に従って測定を行った。
　また、伸びフランジ性λについては、鉄連規格ＪＦＳＴ１００１に則り、穴拡げ試験を実施して穴拡げ率の測定を行い、これを伸びフランジ性とした。
　水素脆化危険度指数については、板厚１．２ｍｍの平板試験片を用いて、ひずみ速度が１×１０－４／sの低ひずみ速度引張試験（ＳＳＲＴ：Slow Strain Rate Technique）を行い、下記の定義式により水素脆化危険度指数を算出した。
　水素脆化危険度指数（％）＝１００×（１－Ｅ１／Ｅ０）
　ここで、Ｅ０は、実質的に鋼中に水素を含まない状態の試験片の破断時の伸びを示し、Ｅ１は、硫酸中で電気化学的に水素をチャージさせた鋼材（試験片）の破断時の伸びを示している。なお、上記水素チャージは、鋼材（試験片）をＨ２ＳＯ４（０．５ｍｏｌ／Ｌ）とＫＳＣＮ（０．０１ｍｏｌ／Ｌ）の混合溶液中に浸漬し、室温かつ定電流（１００Ａ／ｍ２）の条件で行った。
　上記水素脆化危険度指数が１５％を超えると使用中に水素脆化を起こす危険があるので、本発明では、水素脆化危険度指数が１５％以下の鋼材を耐水素脆化特性に優れると評価した。
　上記機械的特性および耐水素脆化特性の測定結果を、表５～７に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　まず、表５に示すように、本発明の必須構成要件（上記成分組成規定および上記必須組織規定）を充足する発明鋼（鋼Ｎｏ．２～４、６、７、１０、１１、１４～１６、２１～２５、３０）は、いずれも、引張強度ＴＳが９８０ＭＰａ以上、伸びフランジ性（穴広げ率）λが７０％以上で、かつ、水素脆化危険度指数が１５％以下を満足する。従って、加工性と耐水素脆化特性とを兼備した高強度冷延鋼板が得られることがわかった。
　これに対して、本発明の必須構成要件のうち少なくとも一つを欠く比較鋼（鋼Ｎｏ．１、５、８、９、１２、１３、１７、２０、２６～２９、３１、３２）は、上記機械的特性と耐水素脆化特性のうちいずれかの特性が劣っている。なお、鋼Ｎｏ．１８、１９は、いずれの特性も満足するものであるが、成分組成［Ｐ］または［Ｓ］が本発明の規定範囲を外れるため、比較鋼とした。
　例えば、鋼Ｎｏ．１は、円相当直径１～１０ｎｍの微細な析出物の存在数（存在密度）が不足するため、引張強度と伸びフランジ性は優れているが、耐水素化脆化特性が劣っている。
　また、鋼Ｎｏ．５は、Ｖ含有量が高すぎることにより、円相当直径２０ｎｍ以上の粗大な析出物の数が過大になる。このため、引張強度と耐水素化脆化特性は優れているが、伸びフランジ性が劣っている。
　また、鋼Ｎｏ．８は、Ｓｉ含有量が高すぎることにより、マルテンサイト面積率が不足する。このため、耐水素化脆化特性は優れているが、引張強度と伸びフランジ性が劣っている。
　また、鋼Ｎｏ．９は、Ｃ含有量が低すぎることにより、マルテンサイト面積率が不足する。このため、耐水素化脆化特性は優れているが、引張強度と伸びフランジ性が劣っている。
　また、鋼Ｎｏ．１２は、Ｃ含有量が高すぎることにより、２０ｎｍ以上の粗大な析出物の数が過大になる。このため、引張強度と耐水素化脆化特性は優れているが、伸びフランジ性が劣っている。
　また、鋼Ｎｏ．１３は、Ｍｎ含有量が低すぎることにより、マルテンサイト面積率が不足する。このため、耐水素化脆化特性は優れているが、引張強度と伸びフランジ性が劣っている。
　また、鋼Ｎｏ．１７は、Ｍｎ含有量が高すぎることにより、残留オーステナイトが残存する。このため、引張強度は優れているが、伸びフランジ性と耐水素化脆化特性が劣っている。
　また、鋼Ｎｏ．２０は、Ａｌ含有量が高すぎるため、耐水素化脆化特性は優れているが、引張強度と伸びフランジ性が劣っている。
　鋼Ｎｏ．２６～２９、３１、３２は、焼鈍条件または焼戻し条件が推奨範囲を外れていることにより、本発明の組織を規定する要件のうち少なくとも一つを満たさず、いずれかの特性が劣っている。
　つぎに、表６に示すように、本発明の必須構成要件に加え、上記推奨組織規定（ａ）をも充足する推奨鋼（鋼Ｎｏ．３４、４０、４２、４４、４６）は、いずれも、引張強度ＴＳが９８０ＭＰａ以上、伸びＥｌが１０％以上、伸びフランジ性（穴広げ率）λが１００％以上で、かつ、水素脆化危険度指数が１５％以下を満足する。従って、上記発明鋼よりもさらに加工性に優れた高強度冷延鋼板が得られることがわかった。
　また、表７に示すように、本発明の上記必須構成要件に加え、上記推奨組織規定（ｂ）をも充足する推奨鋼（鋼Ｎｏ．４８、５３、５５、５７、５８）は、いずれも、降伏強度が９００ＭＰａ以上、引張強度ＴＳが９８０ＭＰａ以上、伸びＥｌが１０％以上、伸びフランジ性（穴広げ率）λが９０％以上で、かつ、水素脆化危険度指数が１５％以下を満足する。従って、上記発明鋼よりもさらに加工性に優れるとともに、衝突安全性にも優れた高強度冷延鋼板が得られることがわかった。
　２）実施例２（Ｎｂ，Ｔｉ，Ｚｒを含有する場合）
　表８に示す成分の鋼を溶製し、厚さ１２０ｍｍのインゴットを作成した。これを熱間圧延で厚さ２５ｍｍにした後、再度、熱間圧延で厚さ３ｍｍとした。これを酸洗した後、厚さ１．２ｍｍに冷間圧延して供試材とし、表９～１１に示す条件にて熱処理を施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
　上記熱処理後の各鋼板について、前記した測定方法により組織の定量化を行った。具体的には、表９～１１に示す各熱処理条件で熱処理した全鋼板について、マルテンサイトの面積率およびその硬さ、析出物のサイズおよびその存在数（存在密度）、ならびに、有効フェライトの平均粒径を測定した。そして、表１０に示す熱処理Ｎｏ．ａ´－１～ｅ´－１の条件で熱処理した鋼板についてのみ、セメンタイト粒子のサイズおよびその存在数（存在密度）を測定し、表１１に示す熱処理Ｎｏ．ａ´－２～ｆ´－２の条件で熱処理した鋼板についてのみ、転位密度を測定した。
　また、上記各鋼板について、機械的特性を評価するため、引張強度ＴＳ、降伏強度ＹＰ、伸びＥｌ、伸びフランジ性λを測定した。さらに、上記各鋼板について、耐水素脆化特性を評価するため、水素脆化危険度指数を測定した。
　なお、引張強度ＴＳと降伏強度ＹＰと伸びＥｌは、圧延方向と直角方向に長軸をとってＪＩＳ　Ｚ　２２０１に記載の５号試験片を作成し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に従って測定を行った。
　また、伸びフランジ性λについては、鉄連規格ＪＦＳＴ１００１に則り、穴拡げ試験を実施して穴拡げ率の測定を行い、これを伸びフランジ性とした。
　水素脆化危険度指数については、板厚１．２ｍｍの平板試験片を用いて、ひずみ速度が１×１０－４／sの低ひずみ速度引張試験（ＳＳＲＴ：Slow Strain Rate Technique）を行い、下記の定義式により水素脆化危険度指数を算出した。
　水素脆化危険度指数（％）＝１００×（１－Ｅ１／Ｅ０）
　ここで、Ｅ０は、実質的に鋼中に水素を含まない状態の試験片の破断時の伸びを示し、Ｅ１は、硫酸中で電気化学的に水素をチャージさせた鋼材（試験片）の破断時の伸びを示している。なお、上記水素チャージは、鋼材（試験片）をＨ２ＳＯ４（０．５ｍｏｌ／Ｌ）とＫＳＣＮ（０．０１ｍｏｌ／Ｌ）の混合溶液中に浸漬し、室温かつ定電流（１００Ａ／ｍ２）の条件で行った。
　水素脆化危険度指数が１５％を超えると使用中に水素脆化を起こす危険があるので、本発明では、水素脆化危険度指数が１５％以下の鋼板を耐水素脆化特性に優れると評価した。
　上記機械的特性および耐水素脆化特性の測定結果を、表１２～１４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000015
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000016
　まず、表１２に示すように、本発明の必須構成要件（上記成分組成規定および上記必須組織規定）を充足する発明鋼（鋼Ｎｏ．６１～６３、６５、６６、６９、７０、７３～７５、８０～８４、８９、９２、９３、１１９、１２０）は、いずれも、引張強度ＴＳが９８０ＭＰａ以上、伸びフランジ性（穴広げ率）λが７０％以上で、かつ、水素脆化危険度指数が１５％以下であり、加工性と耐水素脆化特性とを兼備している。
　これに対して、本発明の必須構成要件のうち少なくとも一つを欠く比較鋼（鋼Ｎｏ．６０、６４、６７、６８、７１、７２、７６、７９、８５～８８、９０、９１、１２１）は、上記機械的特性と耐水素脆化特性のうちいずれかの特性が劣っている（なお、鋼Ｎｏ．７７、７８は、いずれの特性も満足するが、成分組成［Ｐ］または［Ｓ］が本発明の規定範囲を外れるため、比較鋼とした。）。
　例えば、鋼Ｎｏ．６０は、Ｎｂ、ＴｉまたはＺｒを含有しておらず、円相当直径１～１０ｎｍの微細な析出物が存在しないため、引張強度と伸びフランジ性は優れているが、耐水素化脆化特性が劣っている。
　また、鋼Ｎｏ．６４、１２１は、Ｎｂ、ＴｉまたはＺｒの含有量が高すぎることにより、円相当直径２０ｎｍ以上の粗大な析出物の数が過大になるため、耐水素化脆化特性は優れているが、引張強度と伸びフランジ性が劣っている。
　鋼Ｎｏ．６７は、Ｓｉ含有量が高すぎることにより、マルテンサイト面積率が不足するため、耐水素化脆化特性には優れているが、引張強度と伸びフランジ性が劣っている。
　鋼Ｎｏ．６８は、Ｃ含有量が低すぎることにより、マルテンサイト面積率が不足するため、伸びフランジ性と耐水素化脆化特性は優れているが、引張強度が劣っている。
　鋼Ｎｏ．７１は、Ｃ含有量が高すぎることにより、２０ｎｍ以上の粗大な析出物の数が過大になるため、引張強度と耐水素化脆化特性は優れているものの、伸びフランジ性が劣っている。
　鋼Ｎｏ．７２は、Ｍｎ含有量が低すぎることにより、マルテンサイト面積率が不足するため、耐水素化脆化特性は優れているが、引張強度と伸びフランジ性が劣っている。
　鋼Ｎｏ．７６は、Ｍｎ含有量が高すぎることにより、残留オーステナイトが残存するため、引張強度は優れているが、伸びフランジ性と耐水素化脆化特性が劣っている。
　鋼Ｎｏ．７９は、Ａｌ含有量が高すぎることにより、マルテンサイト面積率が不足するため、耐水素化脆化特性は優れているが、引張強度と伸びフランジ性が劣っている。
　鋼Ｎｏ．８５～８８、９０、９１は、焼鈍条件または焼戻し条件が推奨範囲を外れていることにより、本発明の組織を規定する要件のうち少なくとも一つを満たさず、いずれかの特性が劣っている。
　つぎに、表１３に示すように、本発明の必須構成要件に加え、上記推奨組織規定（ａ）をも充足する推奨鋼（鋼Ｎｏ．９３’、９９、１０１、１０３、１０５、１２３）は、いずれも、引張強度ＴＳが９８０ＭＰａ以上、伸びＥｌが１０％以上、伸びフランジ性（穴広げ率）λが１００％以上で、かつ、水素脆化危険度指数が１５％以下を満足している。これにより、上記発明鋼よりもさらに加工性に優れた高強度冷延鋼板が得られることがわかった。
　また、表１４に示すように、本発明の上記必須構成要件に加え、上記推奨組織規定（ｂ）をも充足する推奨鋼（鋼Ｎｏ．１０７、１１２、１１４、１１６、１２５）は、いずれも、降伏強度が９００ＭＰａ以上、引張強度ＴＳが９８０ＭＰａ以上、伸びＥｌが１０％以上、伸びフランジ性（穴広げ率）λが９０％以上で、かつ、水素脆化危険度指数が１５％以下を満足している。これにより、上記発明鋼よりもさらに加工性に優れるとともに、衝突安全性にも優れた高強度冷延鋼板が得られることがわかった。
　以上のとおり、本発明を詳細に、また特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは当業者にとって明らかである。本出願は２００９年３月２７日出願の日本特許出願（特願２００９－０７９７７５）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。

Claims (8)

  1. 　Ｃ：０．０３～０．３０質量％、
    　Ｓｉ：３．０質量％以下（０質量％を含む）、
    　Ｍｎ：０．１質量％超、２．８質量％以下、
    　Ｐ：０．１質量％以下、
    　Ｓ：０．００５質量％以下、
    　Ｎ：０．０１質量％以下、および
    　Ａｌ：０．０１～０．５０質量％、を含むとともに、
    　Ｖ：０．００１～１．００質量％を含むか、または、下記式１を満足するようにＮｂ、ＴｉおよびＺｒの１種以上を合わせて０．０１質量％以上含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる冷延鋼板であって、
    　焼戻しマルテンサイトを面積率で５０％以上（１００％を含む）を含み、残部がフェライトからなる組織を有し、
    　円相当直径１～１０ｎｍの析出物が、前記焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり２０個以上であり、
    　Ｖを含むか、または、Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒの１種以上を含む、円相当直径２０ｎｍ以上の析出物が、前記焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり１０個以下であることを特徴とする冷延鋼板。
    ［％Ｃ］－［％Ｎｂ］／９２．９×１２－［％Ｔｉ］／４７．９×１２－［％Ｚｒ］／９１．２×１２＞０．０３・・・・・・（式１）
    （ただし、［％Ｃ］、［％Ｎｂ］、［％Ｔｉ］、［％Ｚｒ］はそれぞれ、Ｃ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｚｒの含有量（質量％）を意味する）
  2. 　前記式１を満足するようにＮｂ、ＴｉおよびＺｒの１種以上を合わせて０．０１質量％以上含み、
    　結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれたフェライトの平均粒径が５μｍ以下である請求項１に記載の冷延鋼板。
  3. 　Ｖ：０．００１～０．２０質量％を含み、
    　Ｖを含む円相当直径２０ｎｍ以上の析出物が、前記焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり１０個以下である請求項２に記載の冷延鋼板。
  4. 　Ｃｒ：０．０１～１．０質量％、
    　Ｍｏ：０．０１～１．０質量％、
    　Ｃｕ：０．０５～１．０質量％、および
    　Ｎｉ：０．０５～１．０質量％、の１種以上を含む請求項１に記載の冷延鋼板。
  5. 　Ｂ：０．０００１～０．００５０質量％を含む請求項１に記載の冷延鋼板。
  6. 　Ｃａ：０．０００５～０．０１質量％、
    　Ｍｇ：０．０００５～０．０１質量％、および
    　ＲＥＭ：０．０００４～０．０１質量％、の１種以上を含む請求項１に記載の冷延鋼板。
  7. 　円相当直径０．０２μｍ以上０．１μｍ未満のセメンタイト粒子が、前記焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり１０個以上であり、
    　円相当直径０．１μｍ以上のセメンタイト粒子が、前記焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり３個以下である請求項１に記載の冷延鋼板。
  8. 　全組織中の転位密度が１×１０１５～１×１０１６ｍ－２であり、
    　かつ、下記式２で定義されるＳｉ等量が下記式３を満足する請求項１に記載の冷延鋼板。
    　　[Ｓｉ等量]＝［％Ｓｉ］＋０．３６［％Ｍｎ］＋７．５６［％Ｐ］＋０．１５［％Ｍｏ］＋０．３６［％Ｃｒ］＋０．４３［％Ｃｕ］・・・・・・（式２）
    　　[Ｓｉ等量]≧４．０－　５．３×１０－８√［転位密度］・・・・・・（式３）
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