(57)【要約】【課題】高い加工性を有するとともに歪時効硬化特性にも優れ、かつ室温での時効劣化も小さい高強度冷延鋼板および高強度めっき鋼板を提供する。【解決手段】Ｃ：０．０１５ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：１．０〜３．５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．１０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００３ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０２ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５０〜０．０２５ｍａｓｓ％を含有する鋼スラブを、１０００℃以上に加熱した後、仕上圧延出側温度を８００℃以上として熱間圧延を行い、６５０℃以下の温度で巻取った後、冷間圧延を行い、次いで９５０℃以下でかつオーステナイト相分率が５０％以上となる温度で連続焼鈍し、２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で少なくとも５００℃まで冷却し、その後、必要に応じてさらにめっき処理を施す。【選択図】    なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０１５ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．５ｍａｓｓ％以下、
Ｍｎ：１．０〜３．５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．１０ｍａｓｓ％以下、
Ｓ：０．００３ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０２ｍａｓｓ％以下、
Ｎ：０．００５０〜０．０２５ｍａｓｓ％、
固溶状態としてのＮを０．００３０ｍａｓｓ％以上含み、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、体積分率で２５％以上のアシキュラフェライト相と残部がポリゴナルフェライト相からなると共に、平均結晶粒径が１０μｍ以下である結晶組織を有することを特徴とする加工性と歪時効硬化特性に優れる高強度冷延鋼板。
【請求項２】
上記成分組成に加えてさらに、下記Ａ群および／またはＢ群を含む成分組成からなることを特徴とする請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
記
Ａ群：Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏのうちから選ばれるいずれか１種または２種以上を合計で１．０ｍａｓｓ％以下
Ｂ群：Ｎｂ，ＴｉおよびＶのうちから選ばれるいずれか１種または２種以上を合計で０．０５ｍａｓｓ％以下
【請求項３】
上記成分組成に加えてさらに、Ｃａ，ＲＥＭの１種または２種を合計で０．００１０〜０．０１０ｍａｓｓ％含む成分組成からなることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼板表面にめっき層を有することを特徴とする高強度めっき鋼板。
【請求項５】
Ｃ：０．０１５ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．５ｍａｓｓ％以下、
Ｍｎ：１．０〜３．５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．１０ｍａｓｓ％以下、
Ｓ：０．００３ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０２ｍａｓｓ％以下、
Ｎ：０．００５０〜０．０２５ｍａｓｓ％、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、１０００℃以上に加熱した後、仕上圧延出側温度を８００℃以上として熱間圧延を行い、６５０℃以下の温度で巻取った後、冷間圧延を行い、次いで９５０℃以下でかつオーステナイト相分率が５０％以上となる温度で連続焼鈍し、２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で少なくとも５００℃まで冷却することを特徴とする加工性および歪時効硬化特性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項６】
鋼スラブが、上記成分組成に加えてさらに、下記Ａ群および／またはＢ群を含む成分組成からなることを特徴とする請求項５に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
記
Ａ群：Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏのうちから選ばれるいずれか１種または２種以上を合計で１．０ｍａｓｓ％以下
Ｂ群：Ｎｂ，ＴｉおよびＶのうちから選ばれるいずれか１種または２種以上を合計で０．０５ｍａｓｓ％以下
【請求項７】
上記成分組成に加えてさらに、Ｃａ，ＲＥＭの１種または２種を合計で０．００１０〜０．０１０ｍａｓｓ％含む成分組成からなることを特徴とする請求項５または６に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項８】
請求項５〜７のいずれか１項に記載の製造方法において、冷却後の鋼板表面にめっき処理を施すことを特徴とする高強度めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、加工性と歪時効硬化特性に優れた高強度冷延鋼板および高強度めっき鋼板ならびにそれらの製造方法に関し、特に自動車用鋼板等として用いられる場合に、高強度化によって板厚の減少を導いて車体の軽量化に寄与することができる他、成形部品のより一層の信頼性向上を導いて安全性の向上にも寄与することができる鋼板、すなわち加工性と歪時効硬化特性に優れた引張強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以下の高強度冷延鋼板および高強度めっき鋼板ならびにそれらの製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の車体には、各種の薄鋼板が使用され、とくに成形性に優れた冷延鋼板が多く使われているが、最近、とくに高張力鋼板の使用量が増大している。その理由は、昨今の地球環境問題に由来する自動車の排気ガス規制などから、車体重量の軽減が求められているところ、高張力鋼板を採用すると、鋼板の薄肉化に寄与できるからである。
【０００３】
しかし、単に高張力鋼板を用いれば足りるのではなく、例えば、自動車用部品を、降伏応力または引張強度の高い高強度鋼板からプレス成形する場合、次のような問題点があった。
１）降伏強度の上昇により、スプリングバック量が増加し、形状凍結性が低下する結果、ねじれ、ひねれ、反りなどの問題を生ずる。
２）鋼板の延性が低下し、成形時に割れやネッキングなどの不具合を生ずる。
３）単純に、高強度鋼板を適用して薄肉化を図った場合、剛性、耐デント性（局部的な圧縮荷重負荷により生ずる凹みに対する抵抗性）が低下する。
そして、これらの問題点は、自動車車体への高強度鋼板の適用を妨げるものである。
【０００４】
こうした問題点を打開する方法として、例えば、自動車外板用の冷延鋼板においては、極低炭素鋼を素材とし、最終的に固溶状態で残存するＣ量を適正範囲に制御した鋼板を製造する技術が提案されている。この技術は、プレス成形後に行われる１７０℃×２０ｍｉｎ程度の塗装焼付工程で起こる歪時効による硬化現象を利用するものである。すなわち歪時効硬化現象を利用することにより、プレス成形時は軟質で、形状凍結性の低下を生ずることがなく、一方、成形後は、焼付けによる歪時効硬化によって部品としての強度や耐デント性を確保しようとするものである。
【０００５】
しかし、固溶Ｃ量の増加によって硬化量を大きくした塗装焼付硬化型の冷延鋼板の場合、室温での時効劣化、すなわち時間の経過とともに顕著な降伏応力の増加と伸びの低下が生ずることが知られており、広範囲な適用は困難である。さらに、表面欠陥であるストレッチャーストレインを防止する必要性から、その強度上昇量は限られたものとなり、鋼板の薄肉化に寄与するところは小さいという難点がある。
【０００６】
そこで、高加工性が要求される用途では、従来あまり積極的に利用されていなかった窒素を強化元素として活用し、この窒素の作用による大きな歪時効硬化現象を活用し、成形性の向上と成形後の高強度化とを両立させた技術が開示されている。例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．００１５〜０．０２５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．００５０〜０．０２５０％を含み、かつＮ／Ａｌが０．３以上、固溶状態としてのＮを０．００１０％以上含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成と、面積率で５％以上のアシキュラフェライト相と平均結晶粒径：２０μｍ以下のフェライト相から成る組織を有し、ｒ値：１．３以上であることを特徴とする成形性、歪時効硬化特性および耐常温時効性に優れた高張力冷延鋼板が開示されている。
【０００７】
上記技術は、鋼板素材を極低炭素鋼とした上で、ＮｂおよびＢを必須の元素として添加することにより、アシキュラフェライト相が５％以上存在したフェライト組織として、良好な延性と歪時効硬化性を付与するものである。また、この技術は、ＢＨ量が８０ＭＰａ以上、△ＴＳが４０ＭＰａ以上という高い歪み時効硬化特性を得ることを可能としている。
【０００８】
ここで上記ＢＨ量とは、引張試験片に５％の引張予歪を付与した後、１７０℃×２０ｍｉｎの条件で時効処理を施したとき、この時効処理前後の変形応力の増加量、すなわちＢＨ量＝（時効処理後の降伏応力）−（時効処理前の予変形応力）を意味し、また、△ＴＳとは、上記予歪＋時効処理前後の引張強さの増加量、すなわち△ＴＳ＝（時効処理後の引張強さ）−（予変形前の引張強さ）を意味するものである。
【０００９】
【特許文献１】特開２００２−２０６１３８
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記特許文献１に開示された鋼板が有する歪時効硬化特性は、実際の成形品に適用した場合、必ずしも十分な強度上昇をもたらすものではなく、また大きなばらつきが存在していた。そのため、信頼性が要求される強度部品への適用の障害となっていた。そこで、ＢＨ量や△ＴＳそのものを高レベル化し、かつこれらを実使用した場合に歪時効硬化特性を安定して発現させることができる技術が望まれていた。
【００１１】
また、上記技術では、ＮｂとＢの複合添加によりアシキュラフェライト相を得やすくしているが、その一方、フェライト相（α）とオーステナイト（γ）相が共存する温度域が高くなるため、アシキュラフェライト相を得るための焼鈍温度が高温化し、板厚が薄い冷延鋼板あるいはめっき鋼板を製造する場合には、微妙な張力制御が必要である等のため製造条件の調整が難しく、生産性や歩留りが悪いという問題があった。
【００１２】
本発明の目的は、上記従来技術が抱える問題点を解決し、高い加工性を有するとともに歪時効硬化特性にも優れかつ室温での時効劣化も小さいという諸特性を満足する、主として自動車に用いられる高強度冷延鋼板および高強度めっき鋼板を提供するとともに、それらの鋼板を工業的に安定して製造できる技術を提案することにある。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者は、上記の問題を解決するために種々の成分組成の鋼板を、種々の方法で製造し、多くに材質評価実験を行った。その結果、微視組織的にはアシキュラフェライトとポリゴナルフェライトが混合した複合組織とし、これらを微細な組織とすることが重要であることを知見した。また、従来、加工性が要求される材料にはあまり積極的に利用されていなかった窒素（Ｎ）を有効に活用するために、固溶状態のＮを一定量以上確保し、それと自動車の塗装焼付あるいはさらに積極的に成形後熱処理とを結合させ大きな歪時効硬化現象を発現させることが有効であることを知見した。
【００１４】
すなわち、本発明は、Ａｌ含有量を適正な範囲に制御し、さらに熱延、冷延および焼鈍条件を適正化して、微視組織を適正化し、適正量の固溶Ｎ量を確保することにより、従来の固溶強化型のＣ−Ｍｎ鋼や析出強化鋼に比べて、格段に優れた成形性（高ｒ値、高延性）と歪時効硬化特性を有する鋼板を得ることに成功した。
【００１５】
また、Ｎｂ，Ｂを複合添加したときに焼鈍温度が高温化する問題に対しては、Ｍｎを１％を超えて含有せしめるとともに、その他成分を調整することにより、Ｎｂ，Ｂを必須とすることなく、アシキュラフェライト相とポリゴナルフェライト相からなる微細な結晶組織を得ることができることを見出し、しかも、ＢＨ量が８０ＭＰａ以上、△ＴＳが６０ＭＰａ以上という優れた歪時効硬化特性と、伸びが３０％以上、ｒ値が１．３以上という優れた加工性を有し、しかも室温時効劣化のない鋼板が得られることを見出した。
【００１６】
すなわち、上記知見に基づく本発明は、Ｃ：０．０１５ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：１．０〜３．５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．１０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００３ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０２ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５０〜０．０２５ｍａｓｓ％、固溶状態としてのＮを０．００３０ｍａｓｓ％以上含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、体積分率で２５％以上のアシキュラフェライト相と残部がポリゴナルフェライト相からなると共に、平均結晶粒径が１０μｍ以下である結晶組織を有することを特徴とする加工性と歪時効硬化特性に優れる高強度冷延鋼板である。
【００１７】
なお、本発明の上記高強度冷延鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、下記Ａ群および／またはＢ群を含む成分組成からなり、あるいはさらにＣａ，ＲＥＭの１種または２種を合計で０．００１０〜０．０１０ｍａｓｓ％含む成分組成からなることが好ましい。
記
Ａ群：Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏのうちから選ばれるいずれか１種または２種以上を合計で１．０ｍａｓｓ％以下
Ｂ群：Ｎｂ，ＴｉおよびＶのうちから選ばれるいずれか１種または２種以上を合計で０．０５ｍａｓｓ％以下
【００１８】
また、本発明の鋼板は、上記冷延鋼板表面にさらにめっき層を有する高強度めっき鋼板とすることもできる。
【００１９】
さらに、本発明は、Ｃ：０．０１５ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：１．０〜３．５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．１０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００３ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０２ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５０〜０．０２５ｍａｓｓ％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、１０００℃以上に加熱した後、仕上圧延出側温度を８００℃以上として熱間圧延を行い、６５０℃以下の温度で巻取った後、冷間圧延を行い、次いで９５０℃以下でかつオーステナイト相分率が５０％以上となる温度で連続焼鈍し、２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で少なくとも５００℃以下まで冷却することにより、固溶状態のＮを０．００３０ｍａｓｓ％以上とし、体積分率で２５％以上のアシキュラフェライト相と残部がポリゴナルフェライト相からなり、平均結晶粒径が１０μｍ以下の結晶組織とすることを特徴とする加工性と歪時効硬化特性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法を提案する。
【００２０】
なお、本発明の製造方法における上記鋼スラブは、上記成分組成に加えてさらに、下記Ａ群および／またはＢ群を含む成分組成からなり、あるいはさらにＣａ，ＲＥＭの１種または２種を合計で０．００１０〜０．０１０ｍａｓｓ％含む成分組成からなることが好ましい。
記
Ａ群：Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏのうちから選ばれるいずれか１種または２種以上を合計で１．０ｍａｓｓ％以下
Ｂ群：Ｎｂ，ＴｉおよびＶのうちから選ばれるいずれか１種または２種以上を合計で０．０５ｍａｓｓ％以下
【００２１】
また、本発明の他の製造方法によれば、上記冷却後の冷延鋼板表面にめっき処理を施すことにより、加工性と歪時効硬化特性に優れる高強度めっき鋼板を得ることができる。
【００２２】
【発明の実施の形態】
まず、本発明に係る鋼板について、その特徴、用途等について説明する。
本発明の鋼板は、原板の状態では引張強度（ＴＳ）が３４０〜５９０ＭＰａと高強度鋼板としては比較的低い強度を有する反面、プレス成形後の熱処理（通常の塗装焼付処理あるいはさらに後熱処理）により、顕著に歪時効硬化することが特徴である。また一方で、室温時効劣化が実質的にないという特徴も有する。
【００２３】
すなわち、本発明の鋼板は、成形時には軟質（低ＴＳ、低降伏比（ＹＲ））でかつ優れた延性と深絞り性（高ｒ値）を有しているため、鋼板の単純な高強度化に伴って発生するプレス成形時のしわや割れの発生、形状凍結性の低下やねじれ等による形状不良等の問題を生ずることはない。しかも、本発明の鋼板は、大きな塗装焼付硬化特性（ＢＨ性）を有するため、成形後の熱処理により顕著に歪時効硬化し、高強度鋼板を適用したのと同等の部品強度が得られ、強度部品の薄肉化を容易に達成できる。なお、本発明は、高強度冷延鋼板のみならず、各種のめっき処理を施した高強度めっき鋼板にも適用することができる。
【００２４】
続いて、本発明に係る鋼板の成分組成を限定した理由について説明する。
Ｃ：０．０１５ｍａｓｓ％以下
Ｃは、高ｒ値を得るためには低く制御する必要がある。特に、連続焼鈍法による本発明では、Ｃ含有量が０．０１５ｍａｓｓ％を超えると、ｒ値≧１．３の高ｒ値を得ることができない。そのため、Ｃは０．０１５ｍａｓｓ％以下に制限するが、より成形性の向上を求める場合には、Ｃは０．０１０ｍａｓｓ％以下にするのが好ましい。一方、Ｃを低減し過ぎて０．００１ｍａｓｓ％未満となると、本発明の重要な要件である結晶組織の微細化が困難となり、これに伴い歪時効硬化特性も低下する。そのため、Ｃの含有量は、０．００１〜０．０１０ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。
【００２５】
Ｓｉ：０．５ｍａｓｓ％以下
Ｓｉは、高強度と高延性を両立させるために有用な元素である。しかし、本発明では、固溶Ｎを確保し、高い歪時効硬化特性を得るために、添加量を０．５ｍａｓｓ％以下に制限する必要がある。一方、Ｓｉ添加量の下限値は、特に限定する必要がないが、脱珪（脱Ｓｉ）コストの点から、０．００５ｍａｓｓ％程度とするのが望ましい。なお、例えば溶融めっきのようなめっき鋼板を対象とする場合には、不めっきを発生させないために、０．３ｍａｓｓ％以下の添加量とするのが望ましい。
【００２６】
Ｍｎ：１．０〜３．５ｍａｓｓ％
Ｍｎは、Ｓによる熱間割れを防止するのに有効な元素である。また、結晶粒を微細化する効果を有するため、本発明のような極低炭素鋼において、十分な結晶粒の微細化効果を得るためには、１．０ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。また、Ｍｎは、固溶Ｎを安定して確保するという観点からも添加することが望ましい。さらに、Ｍｎは、冷延製品の高強度化に有効であるが、熱間圧延時の変形抵抗を高める効果は小さいため、工業的に安定して製造するのに有利な元素である。以上の観点からＭｎの添加量は、１．０ｍａｓｓ％以上とする。なお、Ｍｎの添加量をさらに高めることで、熱延条件の変動に対する鋼板の機械的性質とくに歪時効硬化特性の感受性が改善されるという利点があるため、１．２ｍａｓｓ％以上の添加が望ましい。しかし、Ｍｎを過度に添加すると、鋼板の強度が増加する反面、ｒ値が低下する傾向があり好ましくない。さらに、フェライトの生成が抑制されるため、延性が低下するという問題がある。そのため、Ｍｎの添加量の上限は３．５ｍａｓｓ％とした。より良好な耐食性と成形性が求められる用途では、３．０ｍａｓｓ％以下が望ましい。
【００２７】
Ｐ：０．１０ｍａｓｓ％以下
Ｐは、固溶強化に有効な元素であるが、過度に含有する場合には、鋼を脆化させ、さらに鋼板の伸びフランジ性を低下させる。また、鋼中において偏析する傾向が強いため、それに起因した溶接部の脆化をもたらし好ましくない。さらに、Ｐの含有量が０．１０ｍａｓｓ％を超えると、鋼板の室温における耐時効性が低下する傾向にある。以上のことから、その上限を０．１０ｍａｓｓ％とした。これらの特性の低下が特に問題となる場合には、Ｐは０．０３ｍａｓｓ％以下とするのが好ましく、より好ましくは０．００５ｍａｓｓ％以下である。
【００２８】
Ｓ：０．００３ｍａｓｓ％以下
Ｓは、鋼中に介在物として存在し、鋼板の延性を減少させ、さらに耐食性の劣化をもたらす元素なので、その上限を０．００３ｍａｓｓ％とした。特に、伸びフランジ性はＳ量に敏感なため、厳しい加工用途の場合には０．００２ｍａｓｓ％以下とすることが望ましい。また、詳細な機構は不明であるが、Ｓを０．００３ｍａｓｓ％以下まで低減することは、歪時効硬化特性を安定して高いレベルに維持するのに有効である。
【００２９】
Ａｌ：０．０２ｍａｓｓ％以下
Ａｌは、鋼の脱酸元素として添加され、鋼の清浄度を向上させるのに有用な元素であり、鋼の組織微細化のためにも添加が望ましい元素である。しかし本発明においては、Ａｌ含有量が多くなると固溶Ｎの顕著な低下につながり、本発明の目的である極めて大きな時効硬化特性を得ることが困難となる。そのため、Ａｌ含有量の上限は、従来鋼より低い０．０２ｍａｓｓ％とした。材質の安定性という観点からは、０．００１〜０．０１５ｍａｓｓ％含有されることが望ましい。なお、従来の知見では、Ａｌ添加量の低減は、結晶粒の粗大化につながる懸念があるが、本発明では、Ｍｎ等他の合金元素を適量添加することと、焼鈍条件を最適な範囲とすることでこれらの問題を有効に防止することができる。
【００３０】
Ｎ：０．００５０〜０．０２５０ｍａｓｓ％
Ｎは、本発明において最も重要な添加元素の１つである。すなわち、適正範囲のＮを添加して、製造条件を制御することにより、最終製品の状態で必要かつ十分な固溶状態のＮを確保することが可能となり、固溶強化と歪時効硬化による降伏応力および引張強度の上昇効果が安定して得られる。また、Ｎは、鋼の変態点を低下させる効果があり、薄物材の圧延のように変態点以下での熱間圧延を避けたい場合には、Ｎの添加は有効である。このような効果は、０．００５０ｍａｓｓ％以上の添加によって安定して得られる。しかし０．０２５０ｍａｓｓ％を超えて添加した場合には、連続鋳造時のスラブ割れなどの危険性が増加したり、ブローホールなどの内部欠陥の発生率が高くなったりするため、その上限は０．０２５０ｍａｓｓ％とした。製造のし易さ、材質や品質の安定性という観点からは、０．００７０〜０．０１７０ｍａｓｓ％の範囲で含有させるのがより好ましい。なお、窒素は、本発明の範囲内で添加しても、アーク溶接、スポット溶接などの溶接性にはまったく影響はない。
【００３１】
固溶状態のＮ：０．００３０ｍａｓｓ％以上
鋼板強度が十分に確保され、さらにＮによる歪時効硬化が有効に発揮されるためには、固溶状態のＮは０．００３０ｍａｓｓ％以上であることが必要である。ここで、本発明の固溶Ｎとは、鋼中の全Ｎ量から、電解抽出による溶解法で求めた析出Ｎを差し引いた値である。この方法を用いる理由は、析出Ｎの分析法について種々検討した結果、この電解抽出法による析出Ｎ量を用いて求めた固溶Ｎ量が最も材質の変化と対応したことに基づく。さらに大きな歪時効硬化によるＹＳ、ＴＳの増加が必要な場合には、固溶Ｎを０．００５０ｍａｓｓ％以上さらには０．００７０ｍａｓｓ％以上とすることが有効である。
【００３２】
本発明に係る鋼板は、上記した成分に加え、さらに次のＡ群および／またはＢ群の成分を含有することが、下記の効果を得るために好ましい。
・Ａ群：Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏのうちから選ばれるいずれか１種または２種以上を合計で１．０ｍａｓｓ％以下
・Ｂ群：Ｎｂ、ＴｉおよびＶのうちから選ばれるいずれか１種または２種以上を合計で０．０５ｍａｓｓ％以下
Ａ群の元素は、固溶強化元素であり、単独あるいは複合で添加してもこれらの望ましい効果が相殺されることはない。これらの元素が含有されることで、本発明の重要な要件の一つである結晶粒径の均一微細化を達成しやすくなる。しかし、これら元素の添加により、製品としての鋼板強度が高まる反面、その副作用として熱間圧延での変形抵抗の増加が大きく、また、化成処理性を含む広義の表面処理特性が悪化する傾向があり、さらには、溶接部の硬化に起因し、溶接部の成形性の低下も起こる。そこで、これらの元素は、合計で１．０ｍａｓｓ％以下に制限する。一方、Ｂ群の元素は、結晶粒を微細化する効果が顕著であるが、特にＮとの親和力が強く、多量の添加は固溶Ｎの低下をもたらし、本発明が目指す大きな歪時効硬化特性を得ることができなくなる。そのため、これらの元素は合計で０．０５ｍａｓｓ％以下であれば添加することができる。なお、Ａ群、Ｂ群の各元素を単独あるいは複合添加しても、あるいはＡ，Ｂ群にわたって複合添加しても、これらの望ましい効果は相殺されることはない。
【００３３】
さらに、本発明において、特に伸びフランジ性が特に要求される場合には、Ｃａ，ＲＥＭを添加して介在物の形態制御を行うことも有効である。それらの添加量は、合計で０．００１０〜０．０１０ｍａｓｓ％とすることにより、表面欠陥の発生などを伴うことなく伸びフランジ性を改善することができる。なお、本発明では、上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
【００３４】
次に、本発明に係る鋼板の微細組織について説明する。
鋼板組織：ポリゴナルフェライト＋２５ｖｏｌ％以上のアシキュラフェライト
本発明の鋼板は、高い歪時効硬化特性に加えて、高延性、高ｒ値等の高い加工性が要求される自動車用鋼板を主に対象としており、そのためには、延性を低下させる０．１μｍ以下の微細な炭化物、窒化物等は含まないフェライト単相組織（ポリゴナルフェライト）であることが望ましい。しかし、フェライト単相組織では、本発明が目的とする高強度を得ることができない。そこで、本発明では、広義のフェライト相であるアシキュラフェライトを２５ｖｏｌ％以上含むものとする。このアシキュラフェライトは、本発明の組成のような極低炭素鋼に特有の、内部に炭化物を伴わない低温変態相で、内部の転位密度が高くてポリゴナルフェライトより硬質であり、高強度と優れた歪時効硬化特性を得るのに有利な組織である。なお、このアシキュラフェライトは、光学顕微鏡観察により通常のポリゴナルフェライトとは明確に区別することができる。一方、アシキュラフェライトは、２５ｖｏｌ％を超えて含まれるようになると延性が低下しやすくなるため、上限は２５ｖｏｌ％に制限することが好ましい。
【００３５】
平均結晶粒径：１０μｍ以下
鋼板組織を微細化することは、本発明においては極めて重要な要件である。その理由は、結晶粒が微細なほど、歪時効硬化に寄与するＣ，Ｎなどの元素を結晶粒界に多く貯えることができるため、室温時効劣化を有効に抑制しつつ、塗装・焼付時の歪時効硬化を発現することができるからである。このような効果は、平均結晶粒径を１０μｍ以下とすることにより得ることができる。さらに大きな歪時効硬化を得るためには８μｍ以下の微細組織とすることが望ましい。なお、上記平均結晶粒径とは、組織を構成するアシキュラフェライト相およびポリゴナルフェライト相を含めた平均の結晶粒径である。
【００３６】
次に、本発明に係る鋼板が有すべき好ましい機械的特性（引張特性、時効特性）について説明する。
全伸び
本発明の鋼板は、いわゆるフォーム成形を主体として、深絞り、張出しおよびそれらの複合成形により複雑な形状に成形される部品に使用される。それらの部品について必要とされる伸び特性について調査した結果、全伸びが３０％以上であれば、ほとんどの部品に適用可能であることが明らかとなった。さらに広範囲に適用されるためには、全伸びが３３％以上であることが好ましい。
【００３７】
歪時効硬化特性
ＢＨ，ΔＴＳで表される歪時効硬化特性は、本発明の鋼板が有する重要な特性の一つであり、これらの特性値は、予歪の量と時効条件に大きく影響される。本発明では、上記歪時効硬化量（ＢＨ，ΔＴＳ）の測定条件を、予歪量：５％、時効条件：１７０℃×２０ｍｉｎとした。そして本発明の鋼板は、上記条件で測定した時のＢＨが８０ＭＰａ以上、ΔＴＳが６０ＭＰａ以上であることが好ましい。
【００３８】
上記値に設定した理由は、多くの成形後の部品について平均歪量を測定したところ概ね５％であったこと、自動車用鋼板で通常おこなわれる時効条件は一般に１００℃以上３００℃以下で３０ｓｅｃ以上２０分以下であることが多く、またこの条件内であれば温度、時間による変化は小さく、再現性もあるからであり、そのため時効条件は、通常、塗装焼付処理条件として採用している１７０℃×２０ｍｉｎとした。また、このような時効条件で、変形応力の増加量ＢＨが８０Ｍｐａ以上、引張強度の増加量ΔＴＳが６０ＭＰａ以上であれば、成形部品の形状や加工歪量の大小にかかわらず、吸収エネルギーの顕著な増加が得られるからである。
【００３９】
室温時効特性
高い歪時効硬化特性と並ぶ本発明の鋼板が有する特徴である室温での耐時効性は、４０℃で６ヶ月の時効処理を施す前後の引張試験における全伸びの低下量ΔＥｌを測定し評価する。この条件における延性の低下量ΔＥｌが３％以下であれば、成形条件の最適化により割れ発生などの不具合発生を防止できるため、実用上、非時効であると判断できる。
【００４０】
次に、本発明の鋼板を製造する条件について説明する。
本発明の鋼板の製造方法は、極低炭素−高Ｍｎ−高Ｎ鋼を素材とし、常法により冷延鋼板とした後、再結晶焼鈍をオーステナイト（γ）単相域またはフェライト（α）と５０％以上のオーステナイトの共存域（α＋γ）２相域で行った後、急冷し、２５ｖｏｌ％以上のアシキュラフェライトとポリゴナルフェライトとからなる複合微細組織とする点に特徴がある。
【００４１】
まず、鋼スラブの成分組成は、固溶状態のＮを除き、上記鋼板の成分組成と同様とする。鋼スラブの製造方法は、成分のマクロな偏析を防止するためには連続鋳造法で製造することが望ましい。しかし、造塊法、薄スラブ鋳造法によって製造することも可能である。
【００４２】
製造された鋼スラブは、いったん室温まで冷却し、その後再加熱する従来法に加えて、冷却せずに温片のまま加熱炉に装入する、あるいはわずかの保熱を行った後、直ちに圧延する直送圧延あるいは直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用することができる。特に固溶状態のＮを有効に確保するためには、直送圧延を採用することが有効である。
【００４３】
熱間圧延条件については、以下のように規定する。
スラブ加熱温度（ＳＲＴ）：１０００℃以上
スラブを加熱してから熱間圧延する場合のスラブ加熱温度は、初期状態において固溶状態のＮを確保するという観点から、下限温度は１０００℃以上とする必要がある。上限温度は、材質特性面からは特に規制されないが、酸化ロスの増加による歩留り低下の点から１２８０℃以下とすることが望ましい。
【００４４】
熱延仕上圧延温度（ＦＤＴ）：８００℃以上
熱延仕上圧延温度は、８００℃以上とすることにより、均一微細な熱延母板組織を得ることができる。しかし、仕上圧延温度が８００℃を下回ると、加工組織が残留して鋼板組織が不均一となり、冷延、焼鈍後にも組織の不均一性が消えずに残るため、プレス成形時に種々の不具合を発生する可能性がある。また、この問題を回避するために、高温巻き取りを採用しても、逆に、粗大粒を発生して同様の不具合を招くほか、固溶Ｎ量も低下するため、目標とする３４０ＭＰａ以上の引張強度を得る事が難しくなる。従って、仕上圧延温度は８００℃以上とする必要がある。さらに機械的性質を安定させるにためには８２０℃以上であることが望ましい。なお、仕上圧延温度を過度に高くした場合には、スケール疵等に起因した表面欠陥を引き起こすため、上限温度は１０００℃以下とすることが好ましい。
【００４５】
熱延巻取温度（ＣＴ）：６５０℃以下
熱延巻取温度は、低温である程、鋼板強度、歪時効特性は上昇する傾向にある。車体の軽量化に寄与する十分に高い引張強度、歪時効硬化量を得るにためには、６５０℃以下の巻取温度とすることが必要である。下限は、材質上は厳しく限定はされないが、２００℃を下回ると鋼板の形状が乱れ、また、材質の均一性も低下する傾向にあり望ましくない。従って、熱延巻取温度は２００℃以上とすることが好ましい。高い材質均一性が要求される場合には、３００℃以上とすることが望ましい。
【００４６】
冷間圧延
冷間圧延は、常法に従って行えばよい。なお、冷間圧延の前に、通常行われている酸洗を行うことが好ましいが、極めて薄いスケールの状態であれば、酸洗を行わずに直接冷間圧延することも可能である。
【００４７】
連続焼鈍
・焼鈍温度：γ分率  ５０％の温度〜９５０℃以下
冷間圧延後の再結晶焼鈍は、焼鈍中のオーステナイト相分率が５０％以上となる温度で、連続焼鈍により行う必要がある。オーステナイト相の分率が５０％以上となる（α＋γ）２相域温度あるいはオーステナイト単層域温度にて焼鈍をおこない、その後、後述のように、２０℃／ｓｅｃ以上で少なくとも５００℃まで急冷することにより、アシキュラフェライトとポリゴナルフェライトからなる微細な結晶組織を形成することができ、室温時効劣化のない、加工性と歪時効硬化特性に優れた鋼板を製造することができる。一方、焼鈍温度が９５０℃を超えると、部分的に巨大な組織を含む不均一な組織となり結晶粒径を微細にすることができなくなる。そのため、焼鈍温度の上限は９５０℃以下に制限する。
【００４８】
プロセス制御として、冷却中のある時点で残留しているγ量をモニタリングし、その結果に基づき焼鈍温度や冷却速度をフィードバック制御することは有効である。なお、上記焼鈍中にオーステナイト相の分率が５０％となる温度は、例えば、連続焼鈍を模擬した焼鈍実験で、所定の温度まで昇温後、直ちに水槽中に焼入れた後、鋼板組織を観察することにより求めることができる。なお、本発明の鋼板は、Ｍｎを１％以上含有しているためＡ１変態点が低下しており、比較的低い温度でもオーステナイト相の分率を５０％以上とすることができる。
【００４９】
・冷却速度：少なくとも５００℃まで２０℃／ｓｅｃ以上
焼鈍後の鋼板は、２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で５００℃以下まで冷却することが必要である。２０℃／ｓｅｃ未満の速度で冷却した場合には、組織の均一微細化が困難であり、また、歪時効硬化特性も低下する。これらの特性をさらに安定させるためには３０℃／ｓｅｃ以上とすることが望ましい。また、上記急速冷却は、少なくとも５００℃まで継続する必要がある。５００℃以上の温度で急冷を中断した場合には、固溶Ｎ量が低減し、歪時効硬化特性が低下するため好ましくない。また、転位密度が低下し、目標とする高強度を得ることができない。
【００５０】
めっき処理
上記冷延鋼板とした後、溶融めっき、電気めっき、蒸着めっき等の各種めっき処理を施してもよい。めっきの種類としては、亜鉛めっき（合金、非合金）、アルミニウムめっき、亜鉛−アルミニウムめっき、錫めっき、クロムめっき、ニッケルめっき等、いずれも好ましく適用しうる。めっき条件は、常法に従って行えばよい。これらのめっき後の鋼板は、めっき前と同程度のＴＳ、ＢＨ量、ΔＴＳ量を示す。
【００５１】
なお、溶融めっきを行う場合は、連続溶融めっきラインにて行うことが好ましい。この場合、溶融めっきに先だって行われる連続焼鈍の条件は、前述した連続焼鈍に準ずる必要がある。また、通常、連続溶融亜鉛めっきラインでは、一つのラインで焼鈍と溶融亜鉛めっきを連続して行うが、これらの処理を個別に行っても同様の製品を製造することができる。この際、溶融めっきを行う前に、ラインの入側で酸洗処理を施すことにより、最終製品のめっき密着性をより向上させることができる。
【００５２】
調質圧延またはレベラー加工
連続焼鈍後あるいはめっき処理後の鋼板は、その後、形状の矯正、表面粗度を付与するために必要に応じて調質圧延（スキンパス圧延）あるいはレベラー加工を行うことができる。調質圧延を行う場合には、その圧下率は０．５％以上１５％以下の範囲で行うのが好ましい。
【００５３】
【実施例】
＜実施例１＞
表１に示した成分組成を有し、残部が実質的にＦｅからなる鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法にて鋼スラブとした後、この鋼スラブを表２に示す条件で熱間圧延、冷間圧延した後、さらに連続焼鈍ラインにて焼鈍と調質圧延を行い、冷延鋼板を製造した。また、一部の冷間圧延後の鋼板については、連続溶融亜鉛めっきラインにて焼鈍後、溶融亜鉛めっきし溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。なお、上記焼鈍は、前記のような焼鈍実験によりオーステナイト分率が５０〜５５ｖｏｌ％となる温度を予め求めておき、この温度以上の温度で行った。このようにして製造した各種の鋼板について、微視組織、固溶Ｎ量、機械的性質および時効特性の調査を行った。ここで、固溶Ｎ量の分析は、前述した電解抽出法により行い、また、引張特性は圧延方向を引張方向とする  ＪＩＳ  ５号試験片を使用し、歪時効硬化特性（ＢＨ，ΔＴＳ）の測定は、５％予歪みで１７０℃×２０ｍｉｎの時効条件で、室温時効性は、４０℃×６ヶ月の時効条件で行った。微視組織は、鋼板の圧延方向に対し直角方向の断面を光学顕微鏡で観察し、各組織の分率（面積率）を求め、これを体積分率とした。また、平均結晶粒径は、鋼板の圧延方向に対し直角方向の断面を光学顕微鏡にて４００倍で５視野観察し、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５２に規定された切断法に準じて算出した。
【００５４】
上記測定の結果を、表３に示した。この表から、本発明の成分組成および製造条件を満たして製造されたＮｏ．１〜１５の鋼板は、いずれも鋼板組織中のアシキュラフェライトの分率が２５ｖｏｌ％以上、平均結晶粒径が１０μｍ以下、固溶Ｎ量０．００３０ｍａｓｓ％以上が得られており、その結果、引張強度が４２５〜４９０ＭＰａ、平均ｒ値が１．４以上、さらにＢＨ量が１０８〜１２５ＭＰａ、ΔＴＳが８０〜９５ＭＰａという優れた加工性と大きな歪時効硬化特性を有し、かつΔＥｌ≦１．０％と室温での時効劣化がほとんどない特性を有していることがわかる。一方、本発明の成分組成を満たさないＮｏ．１６〜２０の鋼板は、いずれもアシキュラフェライト分率、平均結晶粒径または固溶Ｎ量のいずれか１つ以上が本発明の条件を満たさず、その結果、ＢＨ量が８０ＭＰａ未満、ΔＴＳが６０ＭＰａ未満でしかなく、しかもΔＥｌも大きく、本発明鋼板と比較して劣っていることがわかる。
【００５５】
【表１】
2004218018.tif 000002
【００５６】
【表２】
2004218018.tif 000003
【００５７】
【表３】
2004218018.tif 000004
【００５８】
＜実施例２＞
Ｃ：０．００４５％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：１．２５％、Ｐ：０．００５％、Ｓ：０．００１％、Ａｌ：０．０１５％およびＮ：０．０１２５％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを素材とし、表４に示したように製造条件を幅広く変化させて冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板を製造し、実施例１と同様の項目について調査を行った。
【００５９】
上記測定の結果を表５に示す。この表から、本発明の条件を満たして製造されたＮｏ．２１〜２５の鋼板は、いずれも鋼板組織中のアシキュラフェライトの分率が２５ｖｏｌ％以上、平均結晶粒径が１０μｍ以下、固溶Ｎ量０．００３０ｍａｓｓ％以上が得られており、その結果、引張強度が４５９〜４９５ＭＰａ、平均ｒ値が１．４以上、さらにＢＨ量が１１３〜１２５ＭＰａ、ΔＴＳが６８〜７５ＭＰａという優れた加工性と大きな歪時効硬化特性を有し、かつΔＥｌが０％で、室温での時効劣化がほとんどない特性を有していることがわかる。一方、本発明の成分組成を満たさないＮｏ．２６〜３０の鋼板は、いずれもアシキュラフェライト分率または平均結晶粒径のいずれか１つ以上が本発明の条件を満たさず、その結果、ＢＨ量が８０ＭＰａ未満、ΔＴＳが６０ＭＰａ未満でしかなく、しかもΔＥｌも大きく、本発明鋼板と比較して劣っていることがわかる。
【００６０】
【表４】
2004218018.tif 000005
【００６１】
【表５】
2004218018.tif 000006
【００６２】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、成分組成、熱延条件および冷延後の焼鈍条件を適正化し、鋼板の微細組織をアシキュラフェライトとポリゴナルフェライトの複合組織としかつ固溶Ｎ量を十分確保することによって、優れた加工性と加工後の塗装・焼付による歪時効硬化によって十分な強度上昇が得られかつ室温時効劣化のない高強度冷延鋼板および高強度めっき鋼板を製造することができる。また、これらの鋼板を自動車車体の部品に適用することにより、車体の軽量化に大きく寄与することができる。