(57)【要約】  【課題】プレス成形性、耐二次加工脆性ならびに表面性状に優れた、引張強度が３４０ＭＰａ以上の高張力冷延鋼板とその製造方法を提供する。  【解決手段】Ｃ：０．０００５％以上０．０１０％未満、Ｓｉ：０．４％未満、Ｍｎ：０．３％超〜２．５％以下、Ｐ：０．０２％超〜０．１０％以下、Ｓ：０．０１％未満、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１５％以下、Ｎ：０．００５％未満、Ｔｉ：０．０２０％未満、Ｎｂ：０．２０％以下を含有し、必要によりＴｉ：０．０２０％未満を含有し、かつＴｉ、Ｎｂが下記式（１）および（２）を満足し、残部Ｆｅおよび不純物から成る化学組成を有し、ＦｅＮｂＰ系化合物の平均数密度が５．０×１０５個／ｍｍ２以下とする。（９３／１２）×Ｃ＋０．０３７≦Ｎｂ・・・（１）Ｔｉ≦（４８／１４）×Ｎ＋０．０１２％・・・（２）【選択図】  図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０００５％以上０．０１０％未満、Ｓｉ：０．４％未満、Ｍｎ：０．３％超２．５％以下、Ｐ：０．０２％超０．１０％以下、Ｓ：０．０１％未満、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１５％以下、Ｎ：０．００５％未満、Ｎｂ：０．２０％以下を含有し、かつＮｂが下記式（１）を満足し、残部Ｆｅおよび不純物から成る化学組成を有し、ＦｅＮｂＰ系化合物の平均数密度が５．０×１０５個／ｍｍ２以下であることを特徴とする高張力冷延鋼板。
（９３／１２）×Ｃ＋０．０３７≦Ｎｂ・・・（１）
式中の元素記号は、各元素の鋼中での含有量（質量％）を示す。
【請求項２】
Ｆｅの一部に代えて、質量％でさらに、Ｔｉ：０．０２０％未満を含有し、かつ下記式（２）を満足することを特徴とする請求項１記載の高張力冷延鋼板。
Ｔｉ≦（４８／１４）×Ｎ＋０．０１２％・・・（２）
式中の元素記号は、各元素の鋼中での含有量（質量％）を示す。
【請求項３】
Ｆｅの一部に代えて、質量％でさらに、Ｂ：０．０００２〜０．００２０％を含有することを特徴とする請求項１または２記載の高張力冷延鋼板。
【請求項４】
Ｆｅの一部に代えて、質量％でさらに、Ｃｒ、Ｍｏ、ＷおよびＮｉのいずれか１種または２種以上を、合計量で０．０５〜２％を含有することを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の高張力冷延鋼板。
【請求項５】
請求項１ないし４のいずれかに記載の化学組成を有する鋼に、熱間圧延を行い、下記式（３）を満足する温度ＣＴでコイル状に巻取り、ついで冷間圧延を行い、さらに再結晶焼鈍を行って、ＦｅＮｂＰ系化合物の平均数密度を５．０×１０５個／ｍｍ２以下とすることを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。
ＣＴ≦Ｂ／（Ｎｂ＋Ｐ）×３６００＋５６５・・・（３）
式中の元素記号は各元素の鋼中での含有量（質量％）を、ＣＴは巻取り温度（℃）を示す。
【請求項６】
請求項１ないし４のいずれかに記載の化学組成を有する鋼に、熱間圧延を行い、ついで冷間圧延を行い、さらに下記式（４）を満足する焼鈍温度ＴＡで再結晶焼鈍を行って、ＦｅＮｂＰ系化合物の平均数密度を５．０×１０５個／ｍｍ２以下とすることを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。
ＴＡ≧Ｂ／（Ｎｂ＋Ｐ）×（−１３００）＋８５０・・・（４）
式中の元素記号は各元素の鋼中での含有量（質量％）を、ＴＡは焼鈍の均熱温度（℃）を示す。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、プレス加工等により様々な形状に成形して利用される高張力冷延鋼板とその製造方法、特に、プレス成形性、耐二次加工脆性ならびに表面性状の良好な、引張強度が３４０ＭＰａ以上の高張力冷延鋼板とその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
産業技術分野が高度に分業化した今日、各技術分野において用いられる材料には、特殊かつ高度な性能が要求されている。例えば、プレス成形して使用される冷延鋼板についても、高い強度が要求されるようになり、高張力冷延鋼板の適用が検討されている。特に、自動車用鋼板に関しては、地球環境への配慮から、車体を軽量化して燃費を向上させるために、薄肉高張力冷延鋼板の需要が著しく高まってきている。プレス成形においては、使用される鋼板の厚さが薄いほど、割れやしわが発生しやすくなるため、より深絞り性や延性に優れた鋼板が必要とされる。しかし、これらのプレス成形性と、鋼板の高強度化とは背反する特性であり、耐二次加工脆性、表面性状を含めて、これらの特性を同時に満足させることは困難である。
【０００３】
これまでに、ＴｉあるいはＮｂを添加した極低炭素鋼板、いわゆるＩＦ鋼板をベースにＰ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ等を添加して強度を上げた深絞り用高張力冷延鋼板については多くの提案がなされてきている。
【０００４】
例えば、特許文献１には、Ｔｉ添加極低炭素鋼にＰとＣｒを添加した高強度鋼板が開示されている。しかし、粒界を脆化させるＰを多量に含むにもかかわらず二次加工脆性に関する配慮がなされていない。
【０００５】
特許文献２には、Ｔｉ添加極低炭素鋼にＰ、Ｓｉ、Ｍｎ等を添加し、さらに二次加工脆性を改善するためにＢを添加した高強度冷延鋼板が開示されている。しかし、Ｂ添加は再結晶温度の上昇を招き、深絞り性が劣化する。
【０００６】
Ｐを添加して高強度化したＴｉ添加極低炭素冷延鋼板の延性や深絞り性を向上させることは一般に困難であるが、その原因の一つとして、熱間圧延後に鋼帯を高温で巻取るとＦｅＴｉＰ系化合物が析出することが知られている。
【０００７】
特許文献１、２においても、ＦｅＴｉＰ系化合物の析出を防止するために、ＴｉおよびＰ含有量に制限を設けているが、Ｔｉ含有量が多すぎるために、十分な深絞り性を得ることができない。特に、Ｔｉ添加極低炭素高張力冷延鋼板では、圧延方向に対し４５°方向のｒ値（ｒ４５ｏ値）を上昇させることが困難である。サイドパネル、フェンダー、ドア等の自動車外板パネルをプレス成形する場合、主応力が鋼板の圧延方向に対し４５°方向となる部位で、プレス割れやシワが発生する場合が多く、ｒ４５ｏ値の低下は、プレス不良の増加を招く。
【０００８】
特許文献３には、Ｐ−Ｔｉ系化合物の析出を抑制するためにＴｉ含有量を制限し、Ｃを析出固定して無害化するために、Ｎｂを添加し熱間圧延後高温で巻き取る技術が開示されている。しかし、この方法では、Ｐ−Ｔｉ系化合物の悪影響は排除され、深絞り性の向上が図られるが、Ｐ添加高張力冷延鋼板において問題となる凹凸表面欠陥の発生を防止することができない。この表面欠陥は、塗装後にも認められるため、美麗な外観が要求される自動車外板パネル等においては、重大な欠陥となり忌避される。
【０００９】
凹凸表面欠陥については、鋼板に硬度が不均一な部分が存在すると、プレス成形時に軟質部が優先的に塑性変形するため、板厚の凹凸が発生すると考えられており、ゴースト等と呼ばれることがある。特許文献４には、Ｐ添加冷延鋼板において、Ｐの偏析を抑制することにより鋼板内部の硬度差を減少させ、ゴーストの発生を防止する技術が開示されている。また、特許文献５には、Ｐ添加極低炭素冷延鋼板にＳｉやＭｎを適量添加し、Ｐ偏析部と地鉄との強度差を減少させゴースト発生を軽減する技術が開示されている。さらに、特許文献６には、固溶Ｃの動的歪み時効による局所的な硬化を、焼鈍後に特定の温度域を緩冷却することで抑制する技術が開示されている。これらの方法では、Ｐ偏析や固溶Ｃに起因する表面欠陥は抑制できるが、本発明者らの検討によれば、後述するように、Ｎｂ含有量が多い場合には、必ずしも欠陥の発生を防止できない。
【特許文献１】特開昭５７−４１３４９号公報
【特許文献２】特開昭５６−１４２８５２号公報
【特許文献３】特開平５−９５８７号公報
【特許文献４】特開平１１−６０２８号公報
【特許文献５】特開平１１−３３５７８１号公報
【特許文献６】特開平９−２２７９５５号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明は、上記の従来技術の問題点を解決するためになされたものであり、その課題は、プレス成形性、耐二次加工脆性ならびに表面性状に優れた、例えば引張強度が３４０ＭＰａ以上の高張力冷延鋼板とその製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者らは、Ｔｉ−Ｎｂ−Ｂ添加極低炭素鋼板をベースとした高張力鋼板の機械的特性および加工後の表面性状に及ぼす添加元素の影響について以下のような試験を実施した。
【００１２】
供試鋼は、質量％で、Ｃ：０．００４％以下、Ｓｉ：０．０４％、Ｍｎ：１．１％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．００５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００３％以下、Ｔｉ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．１２％以下、Ｂ：０．００１２％以下を含有し残部Ｆｅおよび不純物であった。この化学組成の鋼片を、８９０℃以上で熱間圧延し、５２５〜６２５℃で巻取り、得られた熱延板を酸洗し、８０％の圧延率で冷間圧延し、均熱温度：８３０〜８６０℃で連続焼鈍した。その鋼板から圧延方向、圧延方向から４５°方向および圧延方向と直交する方向から引張試験片を採取して引張試験を行った。また、焼鈍板に５％の引張歪みを付与した後、鋼板表面を油砥石で擦り、表面の凹凸欠陥の有無を観察した。
【００１３】
なお、鋼片と鋼板とで化学組成に事実上の差異は認められなかった。
図１は、４５°方向のｒ値（ｒ４５ｏ値）、平均ｒ値と、Ｎｂ−（９３／１２）Ｃの関係を示す図である。平均ｒ値は、圧延方向のｒ値（ｒ０ｏ値）、ｒ４５ｏ値、圧延方向と直行する方向のｒ値（ｒ９０ｏ値）を用いて、下記式（５）から求めた。
平均ｒ値＝（ｒ０ｏ値＋２×ｒ４５ｏ  値＋ｒ９０ｏ値）／４・・・（５）
図２は、加工後の鋼板の表面性状と、ＦｅＮｂＰ系化合物の数密度の関係を示す図である。数密度は、焼鈍板を１０％アセチルアセトン−１％塩化テトラメチルアンモニウム−メタノールを電解液として断面方向から電解エッチングしてレプリカ膜を作製し、透過型電子顕微鏡を用いて倍率３００００倍で２μｍ四方の１０視野を観察して求めた。なお、連結して観察されるＦｅＮｂＰ系化合物は、その個数を１個としてカウントした。表面性状は、凹凸表面欠陥の発生状況を５段階で相対評価した。数字が大きいほど表面性状が良好であったことを示す。
【００１４】
図３は、巻取り温度（ＣＴ）、Ｂ（質量％）／（Ｎｂ＋Ｐ）（質量％）と、ＦｅＮｂＰ系化合物の数密度との関係を示す図である。○印は数密度が５．０×１０５個／ｍｍ２以下であったことを、●印は数密度が５．０×１０５個／ｍｍ２よりも大きかったことを示す。
【００１５】
図４は、焼鈍に際しての均熱温度（ＴＡ）、Ｂ（質量％）／（Ｎｂ＋Ｐ）（質量％）と、ＦｅＮｂＰ系化合物の数密度との関係を示す図である。○印は数密度が５．０×１０５個／ｍｍ２以下であったことを、●印は数密度が５．０×１０５個／ｍｍ２よりも大きかったことを示す。
【００１６】
これらの結果から、次のような知見を得るに至った。
（Ａ）ｒ４５ｏ値および平均ｒ値はＮｂ量の増加に伴い上昇する。これは、Ｎｂ量の増加に伴い熱延鋼板中の固溶Ｃ量が減少すること、および、Ｎｂ量の増加に伴い熱延鋼板のミクロ組織が細粒フェライトとアシキュラーフェライト、ベイニティックフェライト等の低温変態生成相との複合組織となることにより、焼鈍時にｒ４５ｏ値の上昇に有利な再結晶集合組織が形成されるためと推定される。
【００１７】
（Ｂ）加工後の表面性状は、ＦｅＮｂＰ系化合物の数密度が大きいほど劣化する。これは、ＦｅＮｂＰ系化合物の析出部が硬質化し、プレス成形時に鋼板が一様に塑性変形しなくなるためと考えられる。
【００１８】
（Ｃ）ＦｅＮｂＰ系化合物の数密度は、巻取り温度（ＣＴ）、Ｂ含有量、Ｐ含有量、Ｎｂ含有量と相関関係を有し、数密度を低下させるためには、Ｂ／（Ｎｂ＋Ｐ）の値が小さい場合ほど、ＣＴを下げる必要がある。この原因は明らかでないが、（１）ＣＴが高いほど、ＦｅＮｂＰ系化合物が析出しやすく、数密度が増加すること、（２）Ｎｂ含有量とＰ含有量が多いほどＦｅＮｂＰ系化合物が析出しやすいこと、（３）Ｂは優先的に粒界に偏析するため、Ｂ添加によりＰおよびＮｂの粒界偏析量が低下し、粒界上でのＦｅＮｂＰ系化合物の析出が抑制されることによると考えられる。
【００１９】
（Ｄ）ＦｅＮｂＰ系化合物の数密度は、焼鈍時の均熱温度（ＴＡ）、Ｂ含有量、Ｐ含有量、Ｎｂ含有量と相関関係を有し、数密度を低下させるためには、Ｂ／（Ｎｂ＋Ｐ）の値が小さい場合ほど、ＴＡを上げる必要がある。この原因は明らかでないが、（１）ＦｅＮｂＰ系化合物は高温で焼鈍すると再固溶し、ＴＡが高いほど数密度が減少すること、（２）Ｎｂ含有量とＰ含有量が多いほどＦｅＮｂＰ系化合物が析出しやすいこと、（３）Ｂは優先的に粒界に偏析するため、Ｂ添加によりＰおよびＮｂの粒界偏析量が低下し、粒界上でのＦｅＮｂＰ系化合物の析出が抑制されることによると考えられる。
【００２０】
（Ｅ）したがって、Ｂ含有量、Ｐ含有量およびＮｂ含有量に応じて、熱間圧延後に低温で巻き取る、もしくは、高温で焼鈍することにより、ＦｅＮｂＰ系化合物の数密度が低下し、加工後の表面性状に優れた高張力冷延鋼板を得ることができる。
【００２１】
ここに、本発明は、下記（１）ないし（４）の、プレス成形性、耐二次加工脆性ならびに表面性状に優れた高張力冷延鋼板と、（５）ないし（６）の製造方法にある。
（１）質量％で、Ｃ：０．０００５％以上０．０１０％未満、Ｓｉ：０．４％未満、Ｍｎ：０．３％超２．５％以下、Ｐ：０．０２％超０．１０％以下、Ｓ：０．０１％未満、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１５％以下、Ｎ：０．００５％未満、Ｎｂ：０．２０％以下を含有し、かつ下記式（１）を満足し、残部Ｆｅおよび不純物からなり、ＦｅＮｂＰ系化合物の平均数密度が５．０×１０５個／ｍｍ２以下であることを特徴とする高張力冷延鋼板。
（９３／１２）×Ｃ＋０．０３７≦Ｎｂ・・・（１）
式中の元素記号は、各元素の鋼中での含有量（質量％）を示す。
【００２２】
（２）Ｆｅの一部に代えて、質量％でさらに、Ｔｉ：０．０２０％未満を含有し、かつ下記式（２）を満足することを特徴とする（１）記載の高張力冷延鋼板。
Ｔｉ≦（４８／１４）×Ｎ＋０．０１２％・・・（２）
式中の元素記号は、各元素の鋼中での含有量（質量％）を示す。
【００２３】
（３）Ｆｅの一部に代えて、質量％でさらに、Ｂ：０．０００２〜０．００２０％を含有することを特徴とする（１）または（２）記載の高張力冷延鋼板。
（４）Ｆｅの一部に代えて、質量％でさらに、Ｃｒ、Ｍｏ、ＷおよびＮｉのいずれか１種または２種以上を、合計量で０．０５〜２％を含有することを特徴とする（１）ないし（３）のいずれかに記載の高張力冷延鋼板。
【００２４】
（５）（１）ないし（４）のいずれかに記載の化学組成を有する鋼に、熱間圧延を行い、下記式（３）を満足する温度ＣＴでコイル状に巻取り、ついで冷間圧延を行い、さらに再結晶焼鈍を行って、ＦｅＮｂＰ系化合物の平均数密度を５．０×１０５個／ｍｍ２以下とすることを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。
ＣＴ≦Ｂ／（Ｎｂ＋Ｐ）×３６００＋５６５・・・（３）
式中の元素記号は各元素の鋼中での含有量（質量％）を、ＣＴは巻取り温度（℃）を示す。
【００２５】
（６）（１）ないし（４）のいずれかに記載の化学組成を有する鋼に、熱間圧延を行い、ついで冷間圧延を行い、さらに下記式（４）を満足する焼鈍温度ＴＡで再結晶焼鈍を行って、ＦｅＮｂＰ系化合物の平均数密度を５．０×１０５個／ｍｍ２以下とすることを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。
ＴＡ≧Ｂ／（Ｎｂ＋Ｐ）×（−１３００）＋８５０・・・（４）
式中の元素記号は各元素の鋼中での含有量（質量％）を、ＴＡは焼鈍の均熱温度（℃）を示す。
【発明の効果】
【００２６】
本発明によれば、プレス成形などの加工に適用できる十分な成形性を有し、優れた耐二次加工脆性を示し、かつ、表面性状に優れた高張力冷延鋼板が製造可能である。本発明は自動車の車体軽量化を通じて地球環境問題の解決に寄与できるなど産業の発展に寄与するところ大である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２７】
本発明のミクロ組織、鋼成分の化学組成および製造条件の限定理由について詳述する。なお、本明細書において鋼の化学組成を示す「％」は、「質量％」である。
（ａ）鋼のミクロ組織
本発明にかかる高張力鋼板は、鋼板中のＦｅＮｂＰ系化合物の全板厚にわたる平均数密度が５．０×１０５個／ｍｍ２以下であることとする。これは、プレス成形時に凹凸欠陥の発生を防止し、良好な表面性状を得ることができるためである。好ましいのは、４．０×１０５個／ｍｍ２以下とすることであり、さらに好ましいのは、表面（亜鉛めっき鋼板の場合はめっきと地鉄の界面）から１００μｍ以内の範囲におけるＦｅＮｂＰ系化合物の数密度を１．０×１０５個／ｍｍ２以下とすることである。
【００２８】
ここで、ＦｅＮｂＰ系化合物とは、主としてＦｅ、ＮｂおよびＰからなる化合物であるが、鋼の化学組成がＴｉを含有する場合、Ｎｂの一部（原子数の１０％未満）がＴｉと置換したＦｅ（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｐであってもかまわない。また、ＦｅＮｂＰ系化合物は、他の化合物と複合して析出していてもかまわない。
【００２９】
ＦｅＮｂＰ系化合物の数密度の測定は、例えば、１０％アセチルアセトン−１％塩化テトラメチルアンモニウム−メタノールを電解液として鋼板を電解エッチングしてレプリカ膜を作製し、透過型電子顕微鏡を用いて倍率３００００倍で観察することにより測定することができる。本発明にあっては、表面（亜鉛めっき鋼板の場合はめっきと地鉄の界面）から板厚中心部にわたり１０視野（２μｍ四方）以上でＦｅＮｂＰ系化合物の数密度を測定し、その平均値を求めるものとする。なお、ＦｅＮｂＰ系化合物が複合析出している場合は、その個数を１個としてカウントすればよい。ＦｅＮｂＰ系化合物の数密度以外は特に規定しないが、耐二次加工脆性をさらに向上させるために、フェライトの平均粒径を１５μｍ以下とすることが望ましい。
【００３０】
（ｂ）鋼の化学組成
Ｃ：Ｃ含有量が０．０１０％以上になると、鋼板の延性および深絞り性が著しく損なわれる。一方、過度に極低炭素化することは、製鋼コストの上昇を伴うだけでなく、ＮｂＣの析出が不十分となり、固溶Ｃが残存し、深絞り性の劣化を招く。したがって、含有量の範囲を０．０００５％以上０．０１０％未満と定めた。望ましい範囲は、０．００１％以上０．００４％未満であり、さらに望ましい範囲は、０．００１％以上０．００３％以下である。
【００３１】
Ｓｉ：Ｓｉは、鋼中に不可避的に含有される元素であるが、鋼板の化成処理性やめっき密着性を著しく劣化させる。したがって、その含有量は少ないほど好ましい。しかし、鋼板を強化する作用を有するので、鋼を強化する目的で、０．４％未満の範囲で含有させることができる。好ましい範囲は、０．０３％以上０．１０％未満である。
【００３２】
Ｍｎ：Ｍｎは、不純物であるＳと結合してＭｎＳを形成し、Ｓの弊害を抑制するほか、鋼板を強化する作用を有するので、０．３％を超えて含有させる。一方、過度に含有させると延性および深絞り性が劣化するので、含有量の上限を２．５％とする。好ましい範囲は、０．４〜２．０％、さらに好ましい範囲は、０．７〜１．５％である。
【００３３】
Ｐ：Ｐは、深絞り性を損なうことなく鋼板を強化することができるために０．０２％を超えて含有させる。しかし、過度に含有させると耐二次加工脆性が極端に劣化するため、０．１０％以下と定めた。好ましい範囲は、０．０３〜０．０６％である。
【００３４】
Ｓ：Ｓは鋼中に不可避的に含有される不純物であり、粒界に偏析して鋼を脆化させるため、その含有量は少ないほど好ましく、０．０１％未満と定めた。ただし、含有量を過度に低下させることは、製造コストの上昇を招くため、含有量を０．００３％以上とすることが望ましい。
【００３５】
ｓｏｌ．Ａｌ：Ａｌは溶鋼を脱酸するために用いられる。０．１５％を超えて含有させると効果が飽和し、不経済となるため０．１５％以下と定めた。好ましい範囲は、０．０１％以上０．０４％未満である。
【００３６】
Ｎ：Ｎは、鋼中に不可避的に含有される元素であり、含有量の増加は延性、深絞り性および耐常温時効性を劣化させるため、０．００５％未満と定めた。好ましい範囲は０．００３％以下である。ただし、過度に極低窒素化することは、製鋼コストの上昇を伴うだけでなく、窒化物の析出が不十分となり、固溶Ｎが残存し、深絞り性の劣化を招くので、含有量を０．００１〜０．００３％とすることが望ましい。
【００３７】
Ｎｂ：Ｎｂは、鋼中のＣをＮｂＣとして固定するとともに熱延鋼板の組織を微細化、複合組織化し、深絞り性に好ましい再結晶集合組織を発達させるとともに、耐二次加工脆性を向上させる作用を有しており、本発明における重要な構成成分である。Ｎｂ含有量が（９３／１２）×Ｃ＋０．０３７％を下回ると、上記作用による所望の効果が十分に得られず、深絞り性および耐二次加工脆性が損なわれる。一方、Ｎｂ含有量が過剰となると、再結晶温度が上昇して、深絞り性が劣化する。これらの理由から、（９３／１２）×Ｃ＋０．０３７％以上０．２０％以下と定めた。好ましい範囲は、（９３／１２）×Ｃ＋０．０４７％以上０．１５％以下である。
【００３８】
Ｔｉ：Ｔｉは必ずしも含有させる必要はないが、鋼中のＮをＴｉＮとして固定し、深絞り性に好ましい再結晶集合組織を発達させるため、含有させても良い。ただし、（４８／１４）×Ｎ＋０．０１２％を超えて含有させると、ＦｅＴｉＰ系化合物が析出してｒ値が低下する。また、Ｔｉを０．０２０％以上含有させると、Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）の析出による延性の劣化が著しくなる。したがって、（４８／１４）×Ｎ＋０．０１２％以下でかつ０．０２０％未満と定めた。好ましい範囲は、（４８／１４）×Ｎ＋０．０１２％以下でかつ０．００５〜０．０１５％である。
【００３９】
Ｂ：Ｂは、結晶粒界に偏析して粒界を強化し、耐二次加工脆性を向上させる効果を有するだけでなく、ＦｅＮｂＰ系化合物の析出を抑制し、プレス成形時に凹凸欠陥の発生を防止することができるので、０．０００２％以上含有させても良い。一方、含有量が０．００２０％を上回ると、再結晶温度が上昇して、深絞り性が劣化する。したがって、０．０００２〜０．００２０％と定めた。好ましい範囲は、０．０００３〜０．０００９％である。
【００４０】
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｉ：これらの元素は、鋼板を強化する作用を有するので、必要に応じて１種または２種以上含有させることができる。ただし、含有量の合計が０．０５％未満では所望の効果が得られず、一方、２％を超えると延性が著しく劣化する。したがって、合計の含有量を０．０５〜２％と定めた。
【００４１】
（ｃ）製造条件の限定理由
前記の化学組成を有する鋼は、適宜手段で溶製後、連続鋳造法により鋼塊とされ、または、任意の鋳造法により鋼塊とした後、分塊圧延する方法などにより鋼片とされる。この鋼塊または鋼片は再加熱するか、連続鋳造後の高温の鋼塊または分塊圧延後の高温の鋼片をそのまま、または、補助加熱を施して熱間圧延される。
【００４２】
熱間圧延の条件は特に規定しないが、オーステナイト低温域で仕上げ圧延を行って、熱延鋼板の結晶粒を微細化し、焼鈍時に深絞り性に好ましい再結晶集合組織を発達させる観点から、Ａｒ３変態点以上９００℃未満の範囲で最終圧下を行うことが望ましい。なお、最終圧下をこの温度範囲で行うために、粗圧延と仕上げ圧延の間で、鋼板を加熱しても良い。この際に、鋼板の後端が先端よりも高温となるように加熱し、仕上げ圧延開始時の鋼板全長にわたる温度の変動が１４０℃以下となるようにすることが望ましい。これにより、製品特性のコイル内均一性が向上する。粗圧延材の加熱は、例えば粗圧延機と仕上げ圧延機の間にソレノイド式誘導加熱装置を設け、誘導加熱装置前の長手方向温度分布などに基づいて加熱昇温量を制御することにより可能である。
【００４３】
熱間圧延後は、鋼板を冷却し、下記式（３）を満足する温度ＣＴでコイル状に巻き取るのが良い。
ＣＴ≦Ｂ／（Ｎｂ＋Ｐ）×３６００＋５６５・・・（３）
式中の元素記号は各元素の鋼中での含有量（質量％）を、ＣＴは巻取り温度（℃）を示す。
これは、ＦｅＮｂＰ系析出物の析出を防止し、プレス成形後の表面性状向上を図るためである。好ましいのは、下記式（６）を満足する温度ＣＴでコイル状に巻き取ることである。
ＣＴ≦Ｂ／（Ｎｂ＋Ｐ）×３６００＋５１５・・・（６）
式中の元素記号は各元素の鋼中での含有量（質量％）を、ＣＴは巻取り温度（℃）を示す。
一方、巻取り温度が低すぎると、ＮｂＣの析出が不十分となり、深絞り性の劣化を招くので、４５０℃以上で巻取るのが好ましい。
【００４４】
冷間圧延は、酸洗等により脱スケールした後に、常法に従って行われる。冷間圧延後に行われる再結晶焼鈍によって深絞り性に好ましい再結晶集合組織を発達させるために、圧下率を７０％以上とすることが好ましい。
【００４５】
冷間圧延された鋼板は、必要に応じて公知の方法に従って脱脂などの処理が施され、再結晶焼鈍される。この際の焼鈍温度は、下記式（４）を満足する焼鈍温度ＴＡで行うのが良い。
ＴＡ≧Ｂ／（Ｎｂ＋Ｐ）×（−１３００）＋８５０・・・（４）
式中の元素記号は各元素の鋼中での含有量（質量％）を、ＴＡは焼鈍の均熱温度（℃）を示す。これは、ＦｅＮｂＰ系析出物の析出を防止し、プレス成形後の表面性状向上を図るためである。好ましいのは、下記式（７）を満足する温度ＴＡで焼鈍を行うことである。
ＴＡ≧Ｂ／（Ｎｂ＋Ｐ）×（−１３００）＋８７０・・・（７）
式中の元素記号は各元素の鋼中での含有量（質量％）を、ＴＡは焼鈍の均熱温度（℃）を示す。
【００４６】
なお、ＣＴが上記式（３）もしくは（６）を満足し、かつ、ＴＡが上記式（４）もしく（７）を満足することが、ＦｅＮｂＰ系化合物の数密度を低下させるのに特に好ましい。
一方、焼鈍温度がＡｃ３変態点以上となると、深絞り性に好ましい再結晶集合組織が変態により減少するので好ましくない。また、均熱後の冷却工程でＦｅＮｂＰ系化合物の再析出を防止するために、７００℃から５５０℃までの平均冷却速度を５℃／ｓ以上とすることが好ましい。なお、再結晶焼鈍は、連続焼鈍、箱焼鈍、連続溶融亜鉛めっき工程におけるめっき前の焼鈍処理のいずれによっても差し支えはない。
【００４７】
焼鈍後は、常法に従って、亜鉛めっき処理を施しても良い。めっき処理は溶融めっき、電気めっきのいずれによってもかまわない。耐食性の観点からは、連続溶融亜鉛めっき装置でめっきし、さらに、合金化処理を施すことが好ましい。また、めっき前もしくはめっき後に調質圧延を行ってもかまわない。
【実施例１】
【００４８】
本発明の実施例について以下に説明する。
表１に示される化学組成に調整されたスラブを連続鋳造により製造した。これらのスラブを１２４０℃に加熱した後、８９０℃以上の温度範囲で熱間圧延し、冷却し、５００〜６５０℃の種々の温度で巻き取り、板厚３．５ｍｍの熱延コイルを得た。得られた熱延コイルを酸洗し、板厚０．６５ｍｍまで冷間圧延した。続いて、連続溶融亜鉛めっき設備もしくは連続焼鈍設備にて、８００〜８８０℃の種々の温度で３０秒間均熱した。その後、これらの焼鈍板に、伸び率１．０％の調質圧延を施し、その性能を評価した。
【００４９】
表２に巻取温度および焼鈍時の均熱温度をまとめて示す。
加工後の表面性状は、以下の方法で評価した。圧延方向と直行する方向に長さ１２００ｍｍ、幅５００ｍｍの試験片を切り出し、試験片を引っ張って５％の歪みを付与した後、試験片の表面を油砥石で擦り、表面の凹凸欠陥の発生状況を観察した。表面性状は５段階で評価し、３以上のものを良好とした。
【００５０】
降伏応力（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、全伸び、およびｒ値は、圧延方向、圧延方向と４５°をなす方向、および圧延方向と直行する方向から採取したＪＩＳ５号引張試験片を引張試験して求めた。
【００５１】
耐二次加工脆性は、以下の方法で評価した。合金化溶融亜鉛めっき鋼板もしくは冷延鋼板から、直径５９．４ｍｍの円形素板を採取し、円筒深絞り試験機を用いて、絞り比１．８の深絞り成形を施して直径３３ｍｍの円筒状カップを成形した。これらの円筒状カップの耳部を切削除去して、深さ１７ｍｍの円筒状のカップとし、鋼板の二次加工脆性を測定する試料とした。先端角度６０度の円錐台状の金型に、種々の温度に冷却した上記の円筒状カップを底面を上にしてかぶせ、その上方８０ｃｍの高さから質量５ｋｇのおもりを円筒状カップの底面に落下させ、円筒状カップの側壁部分に脆性割れの発生する臨界温度を求め、これを、耐二次加工脆性の指標とした。
【００５２】
表３に性能評価結果を示した。本発明が規定する範囲内の鋼板についての試験結果（試番３、６〜１０、１３、１４、１７、１９、２０、２２、２３）は、いずれも、表面性状は良好であり、また、４５°方向のｒ値、平均ｒ値ともに１．９以上であり、なおかつ、脆性遷移温度は−８０℃以下であり良好な耐二次加工脆性を示した。
【００５３】
一方、試番１５、１６、１８、２１、２４では、巻取り温度が高く、また、焼鈍温度が低く、前述の式（３）および式（４）を満足しないため、ＦｅＮｂＰ系化合物の数密度が高く、加工後の表面性状が劣っていた。
【００５４】
化学組成の点で比較例となる鋼（鋼Ａ、Ｂ、Ｄ、Ｅ、Ｋ、Ｌ）を用いて製造された冷延鋼板の試験結果（試番１、２、４、５、１１、１２）は、ｒ値と耐二次加工脆性のいずれか、もしくは双方が劣っていた。
【００５５】
具体的には、鋼Ａ、Ｂを用いた試験（試番１、２）は鋼中のＮｂ含有量が少なく、前述の式（２）を満たさないためｒ値が低く、また、遷移温度も高い。鋼Ｄを用いた試験（試番４）は鋼中のＴｉ含有量が多く、前述の式（１）を満たさないために、ｒ値が低い。鋼Ｅを用いた試験（試番５）は鋼中のＮｂ含有量がＣ含有量に対して少なく、（２）式を満たさないために、ｒ値が低い。鋼Ｋを用いた試験（試番１１）は鋼中のＢ含有量が多すぎるために、ｒ値が低い。鋼Ｌを用いた試験（試番１２）は鋼中のＰ含有量が多すぎるために、遷移温度が高い。
【００５６】
【表１】
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【００５７】
【表２】
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【００５８】
【表３】
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【図面の簡単な説明】
【００５９】
【図１】４５°方向のｒ値（ｒ４５ｏ値）、平均ｒ値と、Ｎｂ−（９３／１２）Ｃとの関係を示すグラフである。
【図２】加工後の鋼板の表面性状と、ＦｅＮｂＰ系化合物の数密度との関係を示すグラフである。
【図３】巻取り温度（ＣＴ）、Ｂ（質量％）／（Ｎｂ＋Ｐ）（質量％）と、ＦｅＮｂＰ系化合物の数密度との関係を示すグラフである。
【図４】均熱温度（ＴＡ）、Ｂ（質量％）／（Ｎｂ＋Ｐ）（質量％）と、ＦｅＮｂＰ系化合物の数密度との関係を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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