JP5206244B2

JP5206244B2 - 冷延鋼板

Info

Publication number: JP5206244B2
Application number: JP2008224645A
Authority: JP
Inventors: 英樹松田; 一彦岸
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2008-09-02
Filing date: 2008-09-02
Publication date: 2013-06-12
Anticipated expiration: 2028-09-02
Also published as: JP2010059452A

Description

本発明は、冷延鋼板に関し、具体的には、主として自動車等の産業分野で使用される引張強度が７８０ＭＰａ以上で板厚が２．０ｍｍ以上の冷延鋼板に関する。

近年、自動車用鋼板の分野においては、燃費の向上および耐衝突特性の向上のため、引張強度が７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の適用が拡大しつつある。特にますます厳格化されつつある耐衝突特性を確保するため、板厚２．０ｍｍ以上の厚物の高強度鋼板が必要となってきている。しかも、プレス成形後の部材の寸法精度の観点から、板厚精度に優れる冷延鋼板が要望されている。

ところで、引張強度が７８０ＭＰａ未満の高強度鋼板については、高強度化に伴って劣化する延性を向上させるため、これまでに多くの提案がなされている。例えば、降伏比を低下させ延性を向上させた、フェライトとマルテンサイトの２相からなるＤＰ鋼が提案されている。また、さらに伸び特性を改善させた、フェライト、ベイナイトおよび残留オーステナイトからなる、いわゆるＴＲＩＰ鋼が提案されている。

しかし、引張強度を７８０ＭＰａ以上へ高強度化すると曲げ性の劣化が顕在化してくるため、これらの技術の延長では厳しい成形性が要求される自動車用鋼板を製造することが困難であった。特に、耐衝突性能確保のために厚肉化すると、薄物の場合と同じ金型Ｒを適用したのでは曲げ成形が過酷な条件となるため、薄物の場合に比して金型Ｒを大きくせざるを得ず、これにより設計の自由度が低下するなどの問題があった。

これに対し、例えば、特許文献１には、ベイナイト主体の鋼組織にすることで伸びフランジ性を改善する方法が開示され、特許文献２には、フェライト相と低温変態相の分率を最適化し硬さの差を小さくすることで伸び特性と伸びフランジ特性、さらに曲げ特性を良好とする方法が開示され、さらに、特許文献３には、鋼板表層に軟質層を有することで曲げ性および伸びフランジ性を向上させる方法が開示されている。

上記公報において提案されている技術は、板厚２．０ｍｍ以上の厚物高強度冷延鋼板において延性と曲げ性とを高次に両立させるための配慮がなされていない。このため、厚物に適用すると成形性が劣るようになったり、焼鈍工程において著しい急冷を必須とするために熱応力が大きく板厚２．０ｍｍ以上の厚物鋼板では平坦の悪化が顕著となったりする。このため、板厚２．０ｍｍ以上の厚物高強度冷延鋼板への適用が困難であった。

一方、板厚を考慮した高強度冷延鋼板の製造方法としては、特許文献４には、板厚、成分含有量、温度条件、目標引張強度の関係式から求めた条件で製造する方法が開示されている。
特開平７−１８８７６７号公報特開２００５−１７１３２１号公報特開２００５−２７３００２号公報特開２００３−２７７８３２号公報

しかし、特許文献４により開示された発明は、引張強度が考慮されているのみであり、厚物高強度冷延鋼板に必要とされる延性と曲げ性について何ら配慮されていないために、実用には不十分であった。

このようなことから、本発明が目的とするのは、上述したような従来の技術の問題点を解決し、７８０ＭＰａ以上の高い引張強度と２．０ｍｍ以上の厚い板厚を有しながら、良好な伸びと曲げ性とを有する冷延鋼板を提供することである。

本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意研究を行った結果、７８０ＭＰａ以上の高い引張強度と２．０ｍｍ以上の厚い板厚とを有しながら、良好な伸びと曲げ性とを有する冷延鋼板は、著しい急冷を用いない平坦の確保が容易な製造条件であっても、鋼板の化学組成と鋼組織とを調整することにより得られること、そして、鋼板の化学組成と冷間圧延条件および焼鈍条件を調整することでかかる鋼組織を実現できることを知見し、本発明はこの知見に基づいて完成されたものである。

本発明は、Ｃ：０．０８％以上０．２０％以下（以下、特に断りがない限り化学組成に関する「％」は「質量％」を意味する）、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．８％以上３．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以上０．５％以下、Ｎ：０．０１％以下およびＴｉ：０．０２％以上０．２％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、体積％で、フェライト：１０％以上、ベイナイト：２０％以上７０％以下、残留オーステナイト：３％以上２０％以下およびマルテンサイト：０％以上２０％以下からなるとともに、フェライトの平均粒径が１０μｍ以下、ベイナイトの平均粒径が１０μｍ以下、残留オーステナイトの平均粒径が３μｍ以下およびマルテンサイトの平均粒径が３μｍ以下である鋼組織を有し、引張強度（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）との積（ＴＳ×Ｅｌ値）が１４０００ＭＰａ・％以上、かつ曲げ試験における最小曲げ半径が１．５ｔ以下（ｔ：板厚）である機械特性を有し、板厚が２．０ｍｍ以上であることを特徴とする冷延鋼板である。

この本発明に係る冷延鋼板は、化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下およびＢ：０．００５％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することが好ましい。

これらの本発明に係る冷延鋼板は、表面にめっき層を有することが好ましい。

本発明によれば、７８０ＭＰａ以上の高い引張強度と２．０ｍｍ以上の厚い板厚とを有しながら、良好な延性と曲げ性とを具備する冷延鋼板が得られるのであり、かかる冷延鋼板は厳しい成形性と寸法精度とが要求される自動車用高強度鋼板として好適であるので、産業上極めて有益である。

以下、本発明において鋼板の化学組成、鋼組織、機械特性および製造条件を上記のように限定した理由を、その作用とともに説明する。なお、以下の説明では、化学組成を表す「％」は「質量％」を意味し、鋼組織の割合を表す「％」は「体積％」を意味する。

（１）化学組成
Ｃ：０．０８％以上０．２０％以下
Ｃは、鋼板の強度を高める作用を有し、本発明においては７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保するために重要な元素である。Ｃ含有量が０．０８％未満では、７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量を０．０８％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．２０％超では、靱性や溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０．２０％以下とする。好ましくは０．１８％以下である。

Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉは、不純物として含有される元素であるが、鋼板の強度を高める作用も有するので積極的に含有させてもよい。しかしながら、Ｓｉ含有量が１．０％超では表面性状の劣化が著しくなる。したがって、Ｓｉ含有量は１．０％以下とする。

Ｍｎ：１．８％以上３．０％以下
Ｍｎは、焼入れ性を高めて鋼板の強度を高める作用を有し、本発明においては７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保するために非常に有効な元素である。Ｍｎ含有量が１．８％未満では７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は１．８％以上とする。好ましくは２．０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３．０％超では、バンド組織が発達して曲げ性の低下が著しくなる。したがって、Ｍｎ含有量は３．０％以下とする。好ましくは２．７％以下である。

Ｐ：０．１％以下
Ｐは、一般に不純物として含有される元素であるが、固溶強化により鋼板の強度を高める作用も有するので積極的に含有させてもよい。しかしながら、Ｐ含有量が０．１％超では、靱性の劣化が顕著となる。したがって、Ｐ含有量は０．１％以下とする。

Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、不純物として含有される元素であり、鋼中にＭｎＳを形成して曲げ性を劣化させる作用を有する。Ｓ含有量が０．０１％超では、曲げ性の劣化が顕著となるので、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。好ましくは０．００４％以下、さらに好ましくは０．００２％以下である。

ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以上０．５％以下
Ａｌは、脱酸剤として添加され、鋼を健全化する作用を有する元素である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００５％未満では脱酸が不十分となる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００５％以上とする。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．５％超では、上記作用による効果が飽和してしまい、いたずらにコストが嵩むので、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．５％以下とする。

Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、不純物として含有される元素であり、鋼中に粗大な窒化物を形成して曲げ性を劣化させる。Ｎ含有量が０．０１％超では、曲げ性の劣化が顕著となるので、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。

Ｔｉ：０．０２％以上０．２％以下
Ｔｉは、ＣやＮなどと結合し、あるいはさらに複合化して、微細析出物を形成することにより鋼組織を細粒化し、これにより曲げ性を向上させる作用を有する重要な元素である。Ｔｉ含有量が０．０２％未満では、上記作用による効果が十分に得られない。したがって、Ｔｉ含有量は０．０２％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が０．２％超では、上記作用による効果が飽和してしまい、いたずらにコストが嵩む。したがって、Ｔｉ含有量は０．２％以下とする。

Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下およびＢ：０．００５％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上
これらの任意元素は、いずれも、鋼板の強度を高める作用も有するので、７８０ＭＰａ以上の引張強度をより安定して確保するために、これらの元素を単独で、もしくは二種以上を複合して積極的に含有させてもよい。しかしながら、各元素の含有量が上記範囲を超えると、上記作用による効果が飽和してしまい、いたずらにコストが嵩むので、これらの元素を含有する場合にはその含有量を上記範囲内とすることが好ましい。また、このような効果を確実に得るためには、Ｃｒ：０．１％以上、Ｍｏ：０．０５％以上、Ｎｂ：０．００５％以上、Ｖ：０．０１％以上、Ｃｕ：０．１％以上、Ｎｉ：０．１％以上、Ｂ：０．０００３％以上含有することが好ましい。

上記以外は、Ｆｅおよび不純物である。
（２）鋼組織
本発明に係る冷延鋼板の鋼組織は、体積％で、フェライト：１０％以上、ベイナイト：２０％以上７０％以下、残留オーステナイト：３％以上１０％以下、およびマルテンサイト：０％以上２０％以下からなるとともに、フェライトの平均粒径が１０μｍ以下、ベイナイトの平均粒径が１０μｍ以下、残留オーステナイトの平均粒径が３μｍ以下およびマルテンサイトの平均粒径が３μｍ以下である。

鋼組織を上記のようにすることによって、板厚が２．０ｍｍ以上と厚く、７８０ＭＰａ以上の高い引張強度を有しながら、ＴＳ×Ｅｌ値が１４０００ＭＰａ以上かつ最小曲げ半径が１．５ｔ以下という良好な延性と曲げ性とを備えることが可能になる。

フェライトの体積率が１０％未満では、ＴＳ×Ｅｌ値を１４０００ＭＰａ・％以上とすることが困難となる。したがって、フェライトの体積率は１０％以上とする。本発明においては、後述するベイナイトおよび残留オーステナイトにより７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保するので、また、軟質で加工性に富むフェライトの割合が増加しても加工性を劣化させることはないので、フェライトの体積率の上限を規定する必要はない。

また、ベイナイトの体積率が２０％未満では、７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保するためにマルテンサイトの割合を高めることが考えられるが、そのようにすると曲げ性が劣化してしまい最小曲げ半径を１．５ｔ以下とすることが困難となる。したがって、ベイナイトの体積率は２０％以上とする。一方、ベイナイトの体積率が７０％超では、延性の劣化が著しくなる。したがって、ベイナイトの体積率は７０％以下とする。

残留オーステナイトの体積率が３％未満では、良好な延性を確保することが困難となる場合がある。したがって、残留オーステナイトの体積率は３％以上とする。一方、残留オーステナイトの体積率が２０％超では、加工変形時に塑性誘起変態で生じた硬質なマルテンサイトが曲げ性を著しく劣化させる。したがって、残留オーステナイトの体積率は２０％以下とする。

本発明においては、ベイナイトおよび残留オーステナイトにより７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保するので、マルテンサイトの含有は必須ではない。しかし、マルテンサイトを含有させることにより鋼板の強度を高めることができるので含有させても構わない。ただし、マルテンサイトの体積率が２０％超では曲げ性の劣化が著しくなる。したがって、マルテンサイトの体積率は２０％以下とする。

また、フェライト平均粒径が１０μｍを超える場合、ベイナイト平均粒径が１０μｍを超える場合、残留オーステナイトの平均粒径が３μｍを超える場合、または、マルテンサイトの平均粒径が３μｍを超える場合は、曲げ変形時にこれらの粒界にかかる応力が大きくなり、亀裂の発生および伝播をもたらすため、曲げ性が劣化する。したがって、フェライトの平均粒径を１０μｍ以下、ベイナイトの平均粒径を１０μｍ以下、残留オーステナイトの平均粒径を３μｍ以下およびマルテンサイトの平均粒径を３μｍ以下とする。

（３）機械特性および板厚
本発明の冷延鋼板の機械特性は、引張強度（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）との積（ＴＳ×Ｅｌ値）が１４０００ＭＰａ・％以上、かつ曲げ試験における最小曲げ半径が１．５ｔ以下（ｔ：板厚）であり、板厚は２．０ｍｍ以上である。

引張強度（ＴＳ）が７８０ＭＰａ未満では、強度が低いためそもそも曲げ性が良好であり、板厚が２．０ｍｍ未満では、設計の自由度を確保するのに要する曲げ性のレベルがそもそも低いので、本発明により曲げ性を向上させる意義を有しない。したがって、引張強度（ＴＳ）は７８０ＭＰａ以上とし、板厚は２．０ｍｍ以上とする。引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上であると本発明の効果が一層顕著となるので、このような高強度冷延鋼板に本発明を適用することが好ましい。

引張強度（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）との積（ＴＳ×Ｅｌ値）が１４０００ＭＰａ・％未満であったり、曲げ試験における最小曲げ半径が１．５ｔ未満（ｔ：板厚）であったりすると、厳しい成形性が要求される自動車用鋼板への適用が困難となる。したがって、引張強度（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）との積（ＴＳ×Ｅｌ値）は１４０００ＭＰａ・％以上とし、曲げ試験における最小曲げ半径は１．５ｔ以下（ｔ：板厚）とする。

（４）製造方法
本発明の冷延鋼板は、後述する冷間圧延条件と焼鈍条件とを満足して製造されればよく、鋳造、熱間圧延および酸洗は常法によって行えばよい。すなわち、熱間圧延により得られた熱延鋼板に、必要に応じて平坦矯正のためのスキンパス圧延を施し、スケール除去のための酸洗を施して冷間圧延に供する。

（冷間圧延）
この冷間圧延における圧下率は３０％以上６０％以下とする。冷間圧延における圧下率が３０％未満では、冷間圧延により導入される歪量が不足して焼鈍後の組織を微細化することが困難となり、鋼板の曲げ性が劣化する場合がある。したがって、冷間圧延における圧下率は３０％以上とする。一方、冷間圧延における圧下率が６０％超では、元々焼鈍後に７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保するために冷間圧延に供する熱延鋼板の強度が高いことに加え、冷間圧延後の板厚が２．０ｍｍ以上と厚いために冷間圧延に供する熱延鋼板の板厚も厚くなるので、冷間圧延設備への負荷が過大となる。したがって、冷間圧延における圧下率は６０％以下とする。

（焼鈍）
この冷間圧延により得られた冷延鋼板を、Ａｃ_３点以上（Ａｃ_３点＋５０℃）以下の温度域に２４０秒間以内滞在させ、次いで１℃／秒以上１０℃／秒以下の平均冷却速度で６８０℃以上７５０℃以下の温度域まで冷却し、さらに２０℃／秒以上５０℃／秒以下での平均冷却速度で４００℃以下の温度域まで冷却する。

冷延鋼板を滞在させる温度がＡｃ_３点未満では、オーステナイトへ変態せずに粗大なままで残存するフェライト粒により曲げ性が劣化する。したがって、上記温度はＡｃ_３点以上とする。一方、上記温度が（Ａｃ_３点＋５０℃）超では、オーステナイトが粗大化してしまい、最終製品におけるベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトの粒径が大きくなって曲げ性を劣化させる。したがって、上記温度は（Ａｃ_３点＋５０℃）以下とする。

また、上記温度域に冷延鋼板を滞在させる時間が２４０秒間超では、オーステナイトが粗大化してしまい、最終製品におけるベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトの粒径が大きくなって曲げ性を劣化させる。したがって、上記時間は２４０秒間以下とする。上記時間の下限は特に規定する必要はないが、オーステナイトへ変態せずに粗大なままで残存するフェライト粒を確実に消失させるために、１０秒間以上とすることが好ましい。

６８０℃以上７５０℃以下の温度域までの平均冷却速度が１℃／秒未満では、フェライト変態が顕著になり過ぎてフェライト粒が粗大になるとともに、オーステナイトの安定化が進み過ぎて最終製品における残留オーステナイトが多くなり過ぎるために、曲げ性が劣化する。したがって、この平均冷却速度は１℃／秒以上とする。一方、この平均冷却速度が１０℃／秒超では、フェライトの生成が不十分となってＴＳ×Ｅｌ値が１４０００ＭＰａ・％未満となる場合がある。したがって、この平均冷却速度は１０℃／秒以下とする。

さらに、４００℃以下の温度域までの平均冷却速度が２０℃／秒未満では、７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、この平均冷却速度は２０℃／秒以上とする。一方、この平均冷却速度が５０℃／秒超では、所定のベイナイト体積率や残留オーステナイト体積率を得られず、良好な延性と曲げ性とを両立することが困難となる。

（その他）
焼鈍により得られた鋼板には、必要に応じてさらに平坦矯正のため伸び率４％以下のスキンパスを付与しても何ら問題がない。

また、焼鈍により得られた鋼板の表面に亜鉛めっき等の表面処理を施しても何ら問題はない。表面処理が溶融めっきである場合には、生産性の観点から連続溶融めっき設備を用いることが好ましい。

このようにして本実施の形態によれば、７８０ＭＰａ以上の高い引張強度と２．０ｍｍ以上の厚い板厚とを有しながら、良好な延性と曲げ性とを具備する冷延鋼板を得ることができる。

さらに、本発明を、実施例を参照しながら具体的に説明する。
表１に示す化学組成を含有する鋼Ａ〜Ｉを連続鋳造によりスラブとし、加熱炉に装入して加熱した後、表２に示す条件で熱間圧延を施して板厚３．６ｍｍの熱延鋼板とした。上記熱延鋼板を２．３ｍｍの板厚まで冷間圧延し（圧下率：３６．１％）、表２に示す条件の連続焼鈍を施した。連続焼鈍後には、伸び率０．２％の調質圧延を施した。また、一部の試験材については、片面当り３５ｇ／ｍ^２の付着量の電気亜鉛めっきをさらに施した。

このようにして得られた試番１〜１５の試験材について、圧延直角方向からＪＩＳ５号引張試験片と曲げ試験片を採取し、引張試験および曲げ試験を実施した。引張試験はＪＩＳ法にしたがって実施し、降伏点（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を求め、さらにＴＳ×Ｅｌ値を算出して求めた。また、曲げ試験はＪＩＳ法にしたがって実施し、「亀裂が発生する限界曲げ半径×板厚」で評価した。さらに、走査型電子顕微鏡を用いて圧延方向の板厚断面の鋼組織を観察した。鋼組織および機械特性を調査した結果を表３に示す。

表３に示すように、試番１〜６の本発明例の冷延鋼板は、７８０ＭＰａ以上の高い引張強度と２．０ｍｍ以上の厚い板厚を有しながら、良好な延性と曲げ性とを具備している。
これに対し、試番７〜１５は、本発明で規定する条件を満足しない比較例である。

試番７は、Ｃ含有量が本発明の規定より少なく、本発明の目的とする７８０ＭＰａ以上の引張強度を得ることができない。
試番８は、Ｍｎ含有量が本発明の規定より少ないため焼入れ性が足りず、本発明の目的とする７８０ＭＰａ以上の引張強度を得ることができない。

試番９は、Ｍｎ含有量が本発明の上限を超えて多いためバンド組織が顕著であるとともに、Ｓ、Ｎもそれぞれ本発明の規定より多くＭｎＳ、ＴｉＮの形成が顕著であるために、曲げ性が劣る。

試番１０は、連続焼鈍における均熱温度がＡｃ_３点未満であり、本発明の規定を超える粗大なフェライト粒が残存して曲げ性が劣る。
試番１１は、Ａｃ_３点以上（Ａｃ_３点＋５０℃）以下の温度域の滞在時間が長いためオーステナイト粒が粗大化しているとみられ、結果的に最終組織の残留オーステナイトの粒径が大きくなって曲げ性が劣化している。

試番１２は、均熱温度から６８０℃以上７５０℃以下の温度域までの冷却速度が遅いため、フェライト変態が顕著になり過ぎて粗大なフェライト粒が生成するとともに、オーステナイトの安定化が進み過ぎて最終製品の残留オーステナイトが多くなり過ぎ、曲げ性が劣る。

試番１３は、均熱温度から６８０℃以上７５０℃以下の温度域までの冷却速度が速過ぎるため、フェライトの生成が不十分となって、良好な延性が得られていない。
試番１４は、４００℃以下の温度域までの冷却速度が遅く、本発明の目的とする７８０ＭＰａ以上の引張強度を得ることができない。

さらに、試番１５は、４００℃以下の温度域までの冷却速度が速く、ベイナイトが減少してマルテンサイトが多くなり、本発明の規定する組織から外れるため曲げ性が劣る。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．８〜３．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．５％、Ｎ：０．０１％以下およびＴｉ：０．０２〜０．２％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、体積％で、フェライト：１０％以上、ベイナイト：２０〜７０％、残留オーステナイト：３〜２０％およびマルテンサイト：０〜２０％からなるとともに、前記フェライトの平均粒径が１０μｍ以下、前記ベイナイトの平均粒径が１０μｍ以下、前記残留オーステナイトの平均粒径が３μｍ以下および前記マルテンサイトの平均粒径が３μｍ以下である鋼組織を有し、引張強度（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）との積（ＴＳ×Ｅｌ値）が１４０００ＭＰａ・％以上、かつ曲げ試験における最小曲げ半径が１．５ｔ以下（ｔ：板厚）である機械特性を有し、板厚が２．０ｍｍ以上であることを特徴とする冷延鋼板。
前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下およびＢ：０．００５％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の冷延鋼板。
表面にめっき層を有することを特徴とする請求項１または２に記載の冷延鋼板。