(57)【要約】      （修正有）【課題】  プレス成形後の表面性状が良好で、優れた焼付硬化性と耐常温時効性およびプレス成形性を有する、引張強度が３４０〜４９０ＭＰａ級の高張力冷延鋼板の製造方法を提供する。【解決手段】  質量％で、Ｃ：０．００２５％以上０．０４％未満、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１５％以下、Ｎ：０．００８％未満、Ｃｒ：０．０５〜２．０％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる鋼に熱間圧延および冷間圧延を行い、連続焼鈍を行うに際し、Ａｃ１  変態点以上Ａｃ３  変態点未満、または、Ａｃ３変態点以上（Ａｃ３変態点＋１００℃）未満の温度で均熱後、６５０℃から４５０℃の温度範囲を１５〜２００℃／ｓの冷却速度で冷却し、本文中の提示式で与えられる温度範囲を１０℃／ｓ未満の冷却速度で冷却し、主相がフェライト相であり第二相に低温変態生成相を含む組織とする。【選択図】図１
2006052465.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．００２５％以上０．０４％未満、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１５％以下、Ｎ：０．００８％未満、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有する鋼塊または鋼片に熱間圧延および冷間圧延を行って鋼板とし、その後、得られた鋼板に連続焼鈍を行うに際し、Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点未満の温度で均熱を行ってから後、６５０℃から４５０℃の温度範囲を１５〜２００℃／ｓの冷却速度で冷却し、下記式（１）および（２）で与えられるＴ１（℃）からＴ２（℃）までの温度範囲を１０℃／ｓ未満の冷却速度で冷却し、主相がフェライト相であり第二相に低温変態生成相を含む組織を備えたことを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。
Ｔ１（℃）＝４４５＋２００×Ｃ−５０×（Ｍｎ＋Ｃｒ）      ・・・・・（１）
Ｔ２（℃）＝３３０−２０００×Ｃ−３０×（Ｍｎ＋Ｃｒ）      ・・・・（２）
ここで、式中の元素記号は、鋼中での各元素の含有量を質量％にて表したものである。
【請求項２】
前記化学組成が、質量％でさらに、Ｂ：０．００３％以下および／またはＭｏ：１．０％以下を含有することを特徴とする請求項１記載の高張力冷延鋼板の製造方法。
【請求項３】
前記化学組成が、質量％でさらに、Ｔｉ：０．１％以下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の製造方法。
【請求項４】
請求項１ないし３のいずれかに記載の化学組成を有する鋼塊または鋼片に熱間圧延および冷間圧延を行って鋼板とし、その後、得られた鋼板に連続焼鈍を行うに際し、Ａｃ３変態点以上（Ａｃ３変態点＋１００℃）未満の温度で均熱を行ってから、６５０℃から４５０℃の温度範囲を１５〜２００℃／ｓの冷却速度で冷却し、下記式（１）および（２）で与えられるＴ１（℃）からＴ２（℃）までの温度範囲を１０℃／ｓ未満の冷却速度で冷却し、主相がフェライト相であり第二相に低温変態生成相を含む組織を備えたことを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。
Ｔ１（℃）＝４４５＋２００×Ｃ−５０×（Ｍｎ＋Ｃｒ）      ・・・・・（１）
Ｔ２（℃）＝３３０−２０００×Ｃ−３０×（Ｍｎ＋Ｃｒ）      ・・・・（２）
ここで、式中の元素記号は、鋼中での各元素の含有量を質量％にて表したものである。
【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の製造方法、特に、プレス成形後の表面性状、焼付硬化性、耐常温時効性ならびにプレス成形性の良好な高張力冷延鋼板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。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、地球環境への配慮等から、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。
【０００３】
例えば自動車外板パネルでは、耐デント性、すなわち、指で押したり石が当たったときに永久変形を起こさない性質を備えていることが必要である。耐デント性は、プレス成形し塗装焼付けした後の降伏応力が高いほど、また、鋼板の板厚が厚いほど向上するため、降伏応力の高い鋼板を使用できれば薄肉化しても耐デント性を確保することが可能となる。
【０００４】
一方、プレス成形においては、プレス型に良くなじみ、かつ、成形品をプレス型から外したときにスプリングバックの発生が少ない、すなわち、形状凍結性が良好であることが必要であり、プレス成形前の降伏応力が低いことが要求される。
【０００５】
したがって、プレス成形前の特性として低い降伏応力を有し、プレス成形して塗装焼付けした後においては高い降伏応力を持つ鋼板が、自動車用鋼板として適することになる。
これらの特性を満足させるべく開発された鋼板として、焼付硬化性鋼板（ＢＨ鋼板）がある。これは、固溶Ｃ、Ｎ原子が転位上へ偏析して転位を固着し降伏応力が上昇する、いわゆる歪時効硬化現象を取り入れた鋼板である。ＢＨ鋼板を利用する過程においては、プレス成形時に導入される転位が、塗装焼付け時に固溶Ｃ、Ｎによって固着されて降伏応力が上昇する。なお、高張力鋼板について焼付硬化性を改善することは、上述の耐デント性および形状凍結性をも改善することになる。
【０００６】
ＢＨ鋼板に関してはこれまでに多くの提案がなされてきている。例えば、特許文献１、特許文献２には、極低炭素鋼にＴｉおよびＮｂを添加し、さらにＳｉ、Ｍｎ、Ｐを添加して引張強度を高めた、深絞り性に優れたＢＨ鋼板の製造方法が開示されている。しかし、この方法には以下のような問題点がある。
【０００７】
（１）引張強度を高めるためにＳｉ、Ｍｎ、Ｐ等の固溶強化元素を添加すると、引張強度のみならず降伏応力も上昇する。この結果、形状凍結性が劣化し、また、面歪みも発生しやすくなる。
【０００８】
（２）焼付硬化性と耐常温時効性の両立が困難であり、常温非時効確保の必要性から、焼付硬化量の上限が制限される。
（３）プレス成形時に、筋状の表面欠陥が生じやすい。
【０００９】
また、特許文献３、特許文献４、特許文献５には、フェライト中にマルテンサイトを分散させた複合組織を有する低炭素Ａｌキルド鋼板の製造方法が開示されている。複合組織鋼板は、引張強度が高く、降伏応力が低く、さらに、焼付硬化量が大きくても常温非時効が確保できるという特徴を持つ。しかし、マルテンサイトを生成させるために、Ｍｎ等の焼入れ元素を添加したり、焼鈍後に急冷したりする必要があり、これに伴い、プレス成形時に表面欠陥が発生しやすくなる。
【００１０】
冷延鋼板をプレス成形した際に生じる表面欠陥は、凹凸をなした筋状の表面疵であることが多く、塗装後にも認められるため、美麗な外観が要求される部位、例えばフード、ルーフ、ドア等の自動車外板パネルにおいては、重大な欠陥となり忌避される。
【００１１】
この筋状凹凸表面欠陥については、鋼板に硬度が不均一である部分が存在すると、プレス成形時に軟質部が優先的に塑性変形し、板厚の凹凸が発生すると考えられており、ゴーストライン等と呼ばれることがある。特許文献６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、ゴーストラインの発生を防止する技術が開示されている。また、特許文献７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ライン発生を軽減する技術が開示されている。これらの方法では、Ｐ偏析に起因するゴーストラインは抑制できるが、本発明者らの検討によれば、焼鈍後の冷却速度が速い場合に、表面欠陥が生じる恐れがある。また、Ｐ添加は降伏応力を上昇させるため、形状凍結性や面歪み性の劣化を招く。
【００１２】
本発明者は、冷延鋼板の筋状凹凸表面欠陥を防止する方法を検討し、これまでに特許文献８および特許文献９に、焼鈍後の冷却過程において、鋼板の引張特性や化学組成に応じて定まる特定の温度範囲を緩冷却することにより、凹凸表面欠陥を抑制する技術を提案した。
【特許文献１】特開昭５９−３１８２７号公報
【特許文献２】特開昭５９−３８３３７号公報
【特許文献３】特開昭５５−５０４５５号公報
【特許文献４】特開昭５６−９０９２６号公報
【特許文献５】特開昭５６−１４６８２６号公報
【特許文献６】特開平１１−６０２８号公報
【特許文献７】特開平１１−３３５７８１号公報
【特許文献８】特開平９−１２５１６１号公報
【特許文献９】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】
【００１３】
上述の特許文献８、９において開示する技術は、常温での降伏応力や引張強度から、焼鈍後の冷却時の降伏応力を予測し、冷却時の熱応力による鋼板の塑性変形を抑制する方法であるが、さらなる検討を重ねた結果、ＭｎおよびＣｒを含有する複合組織鋼板を製造する際は、この方法によって凹凸表面欠陥の発生を抑制できない場合があることが判明した。
【００１４】
本発明は、そのような問題点を解決するためになされたものであり、さらに具体的にはその課題は、プレス成形後の表面性状が良好で、かつ、優れた焼付硬化性と耐常温時効性およびプレス成形性を有する、引張強度が３４０〜４９０ＭＰａ級の高張力冷延鋼板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】
【００１５】
本発明者らは、複合組織鋼板の加工後の表面性状に及ぼす添加元素ならびに焼鈍条件の影響について詳細な調査を行った。なお、本明細書において、鋼成分の含有量はすべて質量％で表示する。
【００１６】
一連の供試鋼は、質量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：４．０％以下、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．００５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５％、Ｎ：０．００３％、Ｃｒ：４．０％以下、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる化学組成を有するものであった。
【００１７】
このような化学組成を有する鋼片を、１２４０℃に加熱した後、９００℃以上の温度範囲で熱間圧延し、６００℃で巻き取り、得られた熱延鋼板を酸洗し、８０％の圧延率で冷間圧延した。連続焼鈍シミュレーターを用いて、冷延板を８００℃まで加熱し３０秒間保持した後、３℃／ｓで６５０℃まで冷却し、６５０℃からＴｓ温度と定義される徐冷開始温度までを６０℃／ｓで急冷し、その温度からＴｆ温度と定義される徐冷終了温度までを５℃／ｓで冷却し、その後、室温まで６０℃／ｓで急冷した。得られた焼鈍板に伸び率０．５％の調質圧延を施し、さらに、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。なお、鋼片と鋼板とで化学組成の事実上の差異は認められなかった。
【００１８】
また、高温での降伏挙動の観点から、以下の実験を行い、凹凸欠陥の発生原因を調査した。上述の方法で得られた冷延板を、連続焼鈍シミュレーターを用いて、８００℃まで加熱し３０秒間保持した後、３℃／ｓで６５０℃まで冷却し、６５０℃から６０℃／ｓで急冷を開始し、Ｔｔ温度と定義される急冷停止温度で急冷を中断し、その直後にＴｔ温度で引張試験を行った。
【００１９】
これらの予備試験の結果、次の（Ａ）ないし（Ｄ）のような結果を得て、本発明を完成させた。
（Ａ）複合組織鋼板は、室温で引張試験を行うと、連続降伏して降伏点伸びは現れないが、焼鈍後の冷却途中段階で引張試験を行うと、試験温度によって不連続降伏し降伏点伸びが現れる。
【００２０】
（Ｂ）これは、フェライト相と低温変態生成相が混在すると、フェライト内部に可動転位が導入されて連続降伏するが、焼鈍後の冷却過程においては、高温域では、低温変態生成相がまだ形成されないためか、もしくは、生成量が少ないためと考えられる。
【００２１】
（Ｃ）図１および図２は、Ｃ含有量が０．０１％および０．０３％の場合における、Ｔｔ温度（急冷停止温度）、Ｍｎ含有量とＣｒ含有量の和と、Ｔｔ温度で引張試験した際の降伏挙動の関係を示すグラフである。図面中の○印は連続降伏がみられたことを、●印は不連続降伏が起こったことを示す。
【００２２】
同図に示されているように、降伏挙動は、Ｃ含有量、Ｍｎ含有量とＣｒ量の和および引張試験温度と相関関係を有し、下記式（１）で示されるＴ１温度と下記式（２）で示されるＴ２温度の間の温度域において不連続降伏が生じることが分かる。
【００２３】
Ｔ１（℃）＝４４５＋２００×Ｃ−５０×（Ｍｎ＋Ｃｒ）・・・・・・（１）
Ｔ２（℃）＝３３０−２０００×Ｃ−３０×（Ｍｎ＋Ｃｒ）・・・・・（２）
すなわち、不連続降伏が生じる上限温度は、Ｃ含有量が多くＭｎ含有量とＣｒ含有量の和が少ないほど上昇し、下限温度は、Ｃ含有量およびＭｎ含有量とＣｒ含有量の和が大きいほど低下する。
【００２４】
この理由は明らかではないが、（ａ）不連続降伏はＣ原子が転位上へ偏析することによって生じ、Ｃ含有量が多いほど偏析が容易となるため、不連続降伏の温度域が広がること、（ｂ）Ｍｎ含有量とＣｒ含有量が増加すると、低温変態生成相がより低温で形成されるために、不連続降伏の温度域が低温側へシフトすることによると推定される。
【００２５】
（Ｄ）図３ないし図６は、Ｃ含有量が０．０１％および０．０３％、Ｍｎ量が１．０％および２．０％、Ｃｒ量が０．５％および１．０％の場合における、Ｔｓ温度（徐冷開始温度）、Ｔｆ温度（徐冷終了温度）、Ｔ１温度、およびＴ２温度と、凹凸欠陥発生の関係を示すグラフである。図面中の□印は凹凸欠陥が発生しなかったことを、■は凹凸欠陥が発生したことを示す。
【００２６】
同図に示されているように、Ｔｓ温度がＴ１温度を下回る場合、およびＴｆ温度がＴ２温度を上回る場合に、凹凸欠陥が発生することが分かる。すなわち、鋼板が不連続降伏を起こす温度域において急冷を行った場合に凹凸欠陥が発生する。
【００２７】
これは、鋼板が不連続降伏を生じる場合、急冷中に発生する熱応力によって局所的な塑性変形が生じ、塑性変形部分が周囲と比べて著しく硬質化するためと推定される。
以上の結果から、焼鈍後の冷却過程において、Ｃ含有量、Ｍｎ含有量およびＣｒ含有量によって定まる特定の温度域を徐冷することによって、プレス成形後に発生する、凹凸表面欠陥の発生を防止することが可能である。
【００２８】
ここに、本発明は、質量％で、Ｃ：０．００２５％以上０．０４％未満、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１５％以下、Ｎ：０．００８％未満、Ｃｒ：０．０５〜２．０％を含有し、さらに必要によりＢ：０．００３％以下および／もしくはＭｏ：１．０％以下ならびに／またはＴｉ：０．１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼を熱間圧延し、冷間圧延した後、連続焼鈍を行うに際し、Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点未満、または、Ａｃ３変態点以上（Ａｃ３変態点＋１００℃）未満の温度で均熱した後、６５０℃から４５０℃の温度範囲を１５〜２００℃／ｓの冷却速度で冷却し、下記式（１）、（２）で与えられるＴ１（℃）からＴ２（℃）までの温度範囲を１０℃／ｓ未満の冷却速度で冷却し、主相がフェライト相であり第二相に低温変態生成相を含む組織を備えたことを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法である。
【００２９】
Ｔ１（℃）＝４４５＋２００×Ｃ−５０×（Ｍｎ＋Ｃｒ）・・・・・・（１）
Ｔ２（℃）＝３３０−２０００×Ｃ−３０×（Ｍｎ＋Ｃｒ）・・・・・（２）
ここで、式中の元素記号は、鋼中での各元素の含有量を質量％にて表したものである。
【発明の効果】
【００３０】
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、優れた焼付硬化性を示し、かつ、耐常温時効性に優れ、さらにプレス加工を施しても表面欠陥が発生しない高張力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】
【００３１】
本発明のミクロ組織、鋼成分の化学組成および圧延、焼鈍条件等の限定理由について詳述する。
（ａ）鋼のミクロ組織
本発明にかかる高張力鋼板は、フェライト相中に低温変態生成相が分散した複合組織を備えることとする。これは、鋼板の降伏応力が低下し、良好なプレス成形性および耐面歪み性が得られるばかりか、耐常温時効性を損なうことなく高い焼付硬化性を得ることができるためである。望ましいのは，低温変態生成相の体積率を３％超えにすることである。低温変態生成相の種類は特に限定しないが、鋼板の降伏応力をできるだけ低下させるためには、マルテンサイト相を主体とすることが望ましい。また、低温変態生成相として２種以上の相、例えば、マルテンサイト相とベイナイト相を含んでいてもよい。低温変態生成相の体積率が増加しすぎると、降伏応力が上昇し、プレス成形性および耐面歪み性が劣化するため、体積率を１５％未満とすることが好ましく、１０％未満とすればさらに好ましい。耐面歪み性の観点からは、鋼板の降伏応力は３００ＭＰａ以下であることが好ましく、２５０ＭＰａ以下であればさらに好ましい。また、フェライト相と低温変態生成相のほかに残留オーステナイト相を含んでいてもよいが、耐常温時効性を良好に保つためには、残留オーステナイト相の体積率を、低温変態生成相の体積率よりも小さくし、かつ、３％未満とすることが好ましい。ここに、「低温変態生成相」とは、マルテンサイト相やベイナイト相等、低温変態により生成される組織をいう。その他、アシキュラーフェライト相等を挙げることができる。
【００３２】
（ｂ）鋼の化学組成
Ｃ：
Ｃ含有量が０．０４％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、０．００２５％未満になると複合組織が得られなくなる。したがって、含有量の範囲を０．００２５％以上０．０４％未満と定めた。望ましい範囲は、０．０１％超え０．０３％未満である。
【００３３】
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、最高０．５％まで含有させることができる。好ましくは０．１％以下、さらに好ましくは０．０２％以下である。
【００３４】
Ｍｎ：
Ｍｎは、鋼の焼入性を向上させる作用があり、フェライト相中に低温変態生成相を分散させるために０．５％以上含有させる。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。好ましくは、下限は１．０％、上限は２．０％である。
【００３５】
Ｐ：
Ｐは、鋼中に不可避的に含有される元素であるが、粒界に偏析して二次加工脆性および溶接性を劣化させる。したがって、その含有量は少ないほど好ましい。ただし、Ｐは安価に鋼を強化することができ、また、深絞り性をさほど劣化させることなく鋼を強化できるため、所望の強度を得るために０．０５％以下の範囲で含有させてもよい。好ましくは、下限は０．０１％、上限は０．０３５％である。
【００３６】
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％以下と定めた。
【００３７】
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。なお、ＡｌはＮと結合してＡｌＮを形成し、Ｎによる時効劣化を防止するので、Ｎ含有量の１０倍以上含有させることが望ましい。
【００３８】
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。したがって、０．００８％未満と定めた。好ましい範囲は０．００５％未満、さらに好ましい範囲は０．００４％未満である。
【００３９】
Ｃｒ：
Ｃｒは、延性を損なうことなく鋼の焼入性を向上させる作用があり、フェライト相中に低温変態生成相を分散させるために０．０５％以上含有させる。一方、過度に含有させると深絞り性が劣化し、また、化成処理性が劣化するので、含有量の上限を２．０％とする。好ましい上限は１．０％である。また、延性を向上させるために、Ｍｎ含有量の１／１０以上でありかつ０．１％以上含有させることが好ましい。
【００４０】
Ｂ、Ｍｏ：
ＢおよびＭｏは、特に含有させなくてもよいが、鋼の焼入性をさらに向上させるために一方または双方を含有させてもよい。ただし、Ｂは深絞り性を劣化させるので、上限を０．００３％とする。好ましくは０．００２％未満である。下限は特に規定されないが、好ましくは０．０００２％以上である。また、Ｍｏは１．０％を超えて含有させると効果が飽和し、不経済となるため１．０％以下と定めた。好ましくは０．５％未満である。下限は特に規定されないが、好ましくは０．０２％以上である。
【００４１】
Ｔｉ：
Ｔｉも、特に含有させる必要はないが、Ｎと結合してＴｉＮを形成し、Ｎによる時効劣化を防止するので、含有させてもよい。ただし、０．１％を超えて含有させると効果が飽和し、不経済となるため０．１％以下と定めた。下限は特に規定されないが、好ましくは０．００３％以上である。
【００４２】
（ｃ）焼鈍条件等の限定理由
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。本明細書では、このような鋼塊および鋼片を総称して便宜上、熱間圧延の素材として「鋼片」とも称する。
【００４３】
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〜Ａｒ３変態点＋１００℃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、粗圧延材を加熱しても良い。この際に、粗圧延材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粗圧延材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。
【００４４】
熱間圧延後は、鋼板を冷却し、コイル状に巻取るが、ＡｌＮを十分に析出させＮによる時効劣化を抑制するために、巻取り温度を５５０℃以上とすることが好ましい。一方、巻取り温度が７００℃を上回ると、スケール生成による歩留まりの低下を招くために、巻取り温度の上限を７００℃とするのが良い。
【００４５】
冷間圧延は、酸洗等により熱間圧延された鋼板を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。
【００４６】
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。この際の均熱温度は、鋼のミクロ組織を主相がフェライト相であり第二相が低温変態生成相である複合組織とするために、Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点未満の温度範囲とすればよい。一方、均熱温度がＡｃ１変態点未満であると、低温変態生成相が得られないので、均熱温度の下限をＡｃ１変態点以上と定めた。しかし、焼鈍後のフェライトを粗大化させて延性を向上させるためには、Ａｃ３変態点以上（Ａｃ３変態点＋１００℃）未満の温度範囲としてもよい。均熱温度が高くなりすぎると、フェライトが過度に粗大化し、プレス成形時に肌荒れが生じるため、フェライトの粗大化により延性の向上を図る場合にあっても、均熱温度の上限を（Ａｃ３変態点＋１００℃）未満と定めた。好ましい上限は、（Ａｃ３変態点＋５０℃）未満である。ここに、Ａｃ１変態点とはα→γ変態開始温度、Ａｃ３変態点とはα→γ変態完了温度である。
【００４７】
均熱後の冷却過程においては、６５０〜４５０℃の温度範囲を１５〜２００℃／ｓの冷却速度で冷却する。これは、冷却速度が１５℃／ｓ未満であると、フェライト量が多くなりすぎて耐常温時効性が劣化し，一方、２００℃／ｓを上回る冷却速度で冷却すると、鋼板の平坦度が劣化してしまうためである。好ましい冷却速度は５０〜１５０℃／ｓであり、さらに好ましい冷却速度は６０℃／ｓ超１３０℃／ｓ未満である。均熱温度から６５０℃までの冷却方法は特に規定しないが、オーステナイトの安定性を高め、低温変態生成相を得られやすくするために、Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点未満で均熱する場合は、均熱温度〜（均熱温度−５０℃）の温度範囲を、Ａｃ３変態点以上（Ａｃ３変態点＋１００℃未満）で均熱する場合は、均熱温度〜（均熱温度−１００℃）の温度範囲を、１０℃／ｓ未満で冷却することが望ましい。
【００４８】
下記式（１）で示されるＴ１温度と下記式（２）で示されるＴ２温度の間の温度域は、１０℃／ｓ未満の冷却速度で冷却する。
Ｔ１（℃）＝４４５＋２００×Ｃ−５０×（Ｍｎ＋Ｃｒ）・・・・・・（１）
Ｔ２（℃）＝３３０−２０００×Ｃ−３０×（Ｍｎ＋Ｃｒ）・・・・・（２）
Ｔ１〜Ｔ２の温度範囲において、冷却速度：１０℃／ｓ以上の冷却を行うと、熱応力によって鋼板が局所的に塑性変形し、鋼板内に強度バラツキが生じて、プレス成形時に凹凸表面欠陥が発生するためである。この温度域における好ましい冷却速度は６℃／ｓ未満であり、さらに好ましい冷却速度は３℃／ｓ未満である。また、冷却速度の下限は規定しないが、低温変態生成相が焼き戻し等によって変質し、プレス成形性および耐常温時効性が劣化することを防ぐために、６℃／ｍｉｎ以上とすることが望ましい。
【００４９】
Ｔ２温度未満の温度域における冷却方法も特に規定されないが、焼付硬化量を上昇させるために、１５０℃以下の温度範囲を１０℃／ｓ以上で冷却することが望ましい。
このようにして製造される鋼板の組織は主相がフェライト相であり、これにマルテンサイト、ベイナイト等の低温変態生成相が含まれる。本明細書において「主相」とは体積率が最大である相のことを云う。それ以外を第２相と云う。したがって、第２相はそのような低温変態生成相を含む。
【００５０】
焼鈍後は、常法にしたがって、調質圧延を施してもよいが、伸びの低下を招くので、調質圧延の伸び率を１．０％以下とすることが好ましい。さらに好ましいのは０．５％以下とすることである。
【００５１】
本発明の方法に従って製造される冷延鋼板は、これを母材として電気めっきしたり、塗装鋼板にして用いることもできる。また、冷間圧延後の鋼板を、溶融めっき装置に装備されている加熱炉で焼鈍し、溶融めっきして、めっき鋼板にしてもかまわない。ただし、Ｃｒ含有量が０．１％以上である場合は、めっき性の観点から、電気めっきによって、めっき鋼板を製造することが好ましい。
【００５２】
かくして、本発明により製造される冷延鋼板は、必要によりめっき、塗装等の表面処理を行ってプレス成形品として自動車用、特に外装材（外板パネル）として用いることができる。
【実施例】
【００５３】
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、９００℃以上の温度範囲で熱間圧延し、冷却し６００℃で巻き取り、板厚４．０ｍｍの熱延コイルを得た。得られた熱延コイルを酸洗し、板厚０．８ｍｍまで冷間圧延した。
【００５４】
続いて、連続焼鈍設備にて、表２に示す種々の温度で３０秒間均熱した後、６８０℃までを３℃／ｓで冷却し、Ｔｓ温度と表す各温度までを８０℃／ｓで急冷し、Ｔｆと表す各温度までを１０℃／ｓ未満の一定の冷却速度で徐冷し、次いで１８０℃までを１５℃／ｓで冷却し、室温までを１００℃／ｓ以上で冷却した。その後、これらの焼鈍板に、伸び率０．５％の調質圧延を施し、その性能を評価した。
【００５５】
加工後の表面性状は、圧延方向に対し直角方向に長さ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、表面の凹凸欠陥の有無を観察することにより評価した。
【００５６】
降伏応力（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、降伏点伸び（ＹＰＥ）および全伸びは、幅方向から採取したＪＩＳ５号引張試験片に引張試験を行って求めた。
焼付硬化性は、以下の方法により評価した。幅方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、２％の引張予ひずみを付与し、１７０℃で２０分間の熱処理を施した後、引張試験に供した。得られたＹＳと２％変形応力の差をＢＨ量と定義し、これらを焼付硬化性の指標とした。
【００５７】
耐常温時効性は、幅方向から採取したＪＩＳ５号引張試験片を、４０℃に設定した電気炉中で３ヶ月間保持した後、引張試験に供し、降伏点伸び（ＹＰＥ）を測定することにより評価した。
【００５８】
表３に性能評価結果を示した。本発明の範囲内の条件で製造された冷延鋼板についての試験結果（試番２、３、６、８、９、１０、２１、２７、２８、２９、３１、３２、３３、３６、３７）は、いずれも、表面に凹凸欠陥が発生しておらず、また、ＹＳが２５０ＭＰａ以下であり、ＹＰＥが０％であり、かつ、全伸びが３４％以上であり良好なプレス成形性を示した。また、ＢＨ量は４０ＭＰａ以上であり、優れた焼付硬化性を示した。さらに、４０℃で３ヶ月間の時効処理後のＹＰＥは０．１％以下であり、良好な耐常温時効性を示した。
【００５９】
一方、化学組成が、本発明の規定する範囲から外れる鋼（鋼Ａ、Ｄ、Ｅ、Ｇ）を用いて製造された冷延鋼板の試験結果（試番１、４、５、７、１１、１４、１５、１７）は、ＹＳ、ＹＰＥ、全伸び、ＢＨ量および時効後ＹＰＥの内のいずれかが劣っていた。
【００６０】
具体的には、鋼Ａを用いた試験（試番１、１１）は鋼中のＣ含有量が少なすぎるために、フェライトを主相とする複合組織が得られておらずＹＳ、ＹＰＥが高く、時効後ＹＰＥも大きい。また、ＢＨ量も低い。
【００６１】
鋼Ｄを用いた試験（試番４、１４）は鋼中のＣ含有量が多すぎるために、ＹＳが高く全伸びが低い。
鋼Ｅを用いた試験（試番５、１５）は鋼中のＭｎ含有量が少なすぎるために、複合組織が得られておらずＹＰＥが大きく、時効後ＹＰＥも大きい。
【００６２】
鋼Ｇを用いた試験（試番７、１７）は鋼中のＭｎ含有量が多すぎるために、ＹＳが高く全伸びが低い。
一方、鋼の化学組成は本発明の範囲内であるが、製造条件が本発明の範囲外の条件で製造された冷延鋼板の試験結果（試番１２、１３、１６、１８、１９、２０、２２、２３、２４、２５、２６、３０、３４、３５）は、加工後の表面性状、ＹＳ、ＹＰＥ、ＢＨ量、時効後ＹＰＥの内のいずれかが劣っていた。
【００６３】
具体的には、試番１２、１３、１６、１８、１９、２０、２２、２３、２４、２５、２６および３０では、前述の（１）式および（２）式から定まるＴ１温度とＴ２温度の間の温度範囲において１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却したために、凹凸欠陥が発生している。
【００６４】
試番３４では均熱温度が低すぎるために、ミクロ組織がフェライト単相となり、ＹＳ、ＹＰＥが高く、時効後ＹＰＥも高い。
試番３５ではＴｓ温度が高すぎるために、ミクロ組織がベイナイト単相となり、ＹＳが高く、時効後ＹＰＥも高い。
【００６５】
【表１】
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【００６６】
【表２】
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【００６７】
【表３】
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【図面の簡単な説明】
【００６８】
【図１】Ｃ含有量が０．０１％の場合における、降伏挙動とＴｔ温度（均熱後、冷却途中の引張試験温度）とＭｎ含有量＋Ｃｒ含有量の関係を示すグラフである。
【図２】Ｃ含有量が０．０３％の場合における、降伏挙動とＴｔ温度（均熱後、冷却途中の引張試験温度）とＭｎ含有量＋Ｃｒ含有量の関係を示すグラフである。
【図３】Ｃ含有量：０．０１％、Ｍｎ含有量：１．０％、Ｃｒ含有量：０．５％の場合における、凹凸欠陥発生有無とＴｓ温度（徐冷開始温度）とＴｆ温度（徐冷終了温度）の関係を示すグラフである。
【図４】Ｃ含有量：０．０３％、Ｍｎ含有量：１．０％、Ｃｒ含有量：０．５％の場合における、凹凸欠陥発生有無とＴｓ温度（徐冷開始温度）とＴｆ温度（徐冷終了温度）の関係を示すグラフである。
【図５】Ｃ含有量：０．０１％、Ｍｎ含有量：２．０％、Ｃｒ含有量：１．０％の場合における、凹凸欠陥発生有無とＴｓ温度（徐冷開始温度）とＴｆ温度（徐冷終了温度）の関係を示すグラフである。
【図６】Ｃ含有量：０．０３％、Ｍｎ含有量：２．０％、Ｃｒ含有量：１．０％の場合における、凹凸欠陥発生有無とＴｓ温度（徐冷開始温度）とＴｆ温度（徐冷終了温度）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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【図５】
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【図６】
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