(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％にて、
Ｃ：0.0050％未満、            Si：0.005 〜1.0 ％、
Mn：0.01〜1.5 ％、            Ｐ：0.1 ％以下、
Ｓ：0.01％以下                Al：0.005 〜0.030 ％、
Ｎ：0.005 〜0.040 ％、        Nb：0.005 〜0.050 ％、
Ｂ：0.0005〜0.0015％
を、下記（１）、（２）式を満足する範囲において含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になることを特徴とする、成形後強度上昇熱処理能に優れた冷延鋼板。
記
Ｎ％≧0.0015 + 14/93・Nb％ + 14/27・Al％ + 14/11・Ｂ％  …… (1)
Ｃ％≦ 12/93・Nb％                                      …… (2)
ここに、Ｎ％、Nb％、Al％、Ｂ％、Ｃ％：各元素含有量 (質量％）
【請求項２】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu、Ni、Moのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で１％以下含有することを特徴とする請求項１に記載の冷延鋼板。
【請求項３】
平均結晶粒径が20μm 以下であ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。
【請求項４】
10％引張歪を付与し、熱処理温度：120 ℃で20分間の熱処理を行なった後の引張強さと、10％引張歪付与処理前の引張強さとの差である、成形後の引張強さ上昇代ΔＴＳが60 MPa以上であ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冷延鋼板の表面に、電気めっき層、溶融めっき層、あるいは合金化溶融めっき層を備えてなることを特徴とする、成形後強度上昇熱処理能に優れためっき鋼板。
【請求項６】
10％引張歪を付与し、熱処理温度：120 ℃で20分間の熱処理を行なった後の引張強さと、10％引張歪付与処理前の引張強さとの差である、成形後の引張強さ上昇代ΔＴＳが60 MPa以上であることを特徴とする請求項５に記載のめっき鋼板。
【請求項７】
質量％にて、
Ｃ：0.0050％未満、            Si：0.005 〜1.0 ％、
Mn：0.01〜1.5 ％、            Ｐ：0.1 ％以下、
Ｓ：0.01％以下                Al：0.005 〜0.030 ％、
Ｎ：0.005 〜0.040 ％、        Nb：0.005 〜0.050 ％、
Ｂ：0.0005〜0.0015％
を、下記（１）、（２）式を満足する範囲において含有し、あるいはさらに、Cu、Ni、Moのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で１％以下含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼片を、熱間圧延し、その際、仕上圧延終了後直ちに冷却を開始して巻取り温度：400 〜800 ℃で巻取り、その後圧下率：60〜95％の冷間圧延を施したのち、 650〜900 ℃の温度で再結晶焼鈍を施すことを特徴とする、成形後強度上昇熱処理能に優れた冷延鋼板の製造方法。
記
Ｎ％≧0.0015 + 14/93・Nb％ + 14/27・Al％ + 14/11・Ｂ％  …… (1)
Ｃ％≦ 12/93・Nb％                                      …… (2)
ここに、Ｎ％、Nb％、Al％、Ｂ％、Ｃ％：各元素含有量 (質量％）
【請求項８】
前記再結晶焼鈍における昇温過程において、500 ℃から再結晶温度までの温度域を１〜20℃/sの速度で昇温することを特徴とする請求項７に記載の冷延鋼板の製造方法。
【請求項９】
質量％にて、
Ｃ：0.0050％未満、            Si：0.005 〜1.0 ％、
Mn：0.01〜1.5 ％、            Ｐ：0.1 ％以下、
Ｓ：0.01％以下                Al：0.005 〜0.030 ％、
Ｎ：0.005 〜0.040 ％、        Nb：0.005 〜0.050 ％、
Ｂ：0.0005〜0.0015％
を、下記（１）、（２）式を満足する範囲において含有し、あるいはさらに、Cu、Ni、Moのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で１％以下含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼片を、熱間圧延し、その際、仕上圧延終了後直ちに冷却を開始して巻取り温度：400 〜800 ℃で巻取り、その後圧下率：60〜95％の冷間圧延を施したのち、 650〜900 ℃の温度で再結晶焼鈍を施し、ついで、電気めっき処理または溶融めっき処理を施し、あるいはさらに加熱合金化処理を施すことを特徴とする成形後強度上昇熱処理能に優れためっき鋼板の製造方法。
記
Ｎ％≧0.0015 + 14/93・Nb％ + 14/27・Al％ + 14/11・Ｂ％  …… (1)
Ｃ％≦ 12/93・Nb％                                      …… (2)
ここに、Ｎ％、Nb％、Al％、Ｂ％、Ｃ％：各元素含有量 (質量％）
【請求項１０】
前記再結晶焼鈍における昇温過程において、500 ℃から再結晶温度までの温度域を１〜20℃/sの速度で昇温することを特徴とする請求項９に記載の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】
この発明は、建設部材、機械構造用部品および自動車の構造用部品等、構造上の強度とくに変形時の強度および／または剛性が必要とされる箇所に用いられ、プレスなどによる加工成形後に強度上昇熱処理が施される成形体の素材鋼板として好適な、成形後強度上昇熱処理能に優れた冷延鋼板および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】
薄鋼板のプレス成形体の製造に際しては、プレス成形前は軟質としてプレス成形を容易にしておき、プレス成形後に硬化させて部品強度を高める方法として、200 ℃未満で塗装焼付する方法があり、かような塗装焼付用の鋼板としてＢＨ鋼板が開発された。
【０００３】
例えば、特開昭55−141526号公報には、鋼中のＣ，Ｎ，Al含有量に応じてNbを添加し、at％でNb／（固溶Ｃ＋固溶Ｎ）を特定範囲内に制限すると共に、焼鈍後の冷却速度を制御することによって、鋼板中の固溶Ｃ，固溶Ｎを調整する方法が、また特公昭61−45689 号公報には、TiとNbの複合添加によって焼付硬化性を向上させる方法が開示されている。
【０００４】
しかしながら、上記の鋼板は、深絞り性に優れる材質とするため、素材鋼板の強度は低く、構造用材料としては必ずしも十分ではない。
また、特開平５−25549 号公報には、鋼にＷ，Cr，Moを単独または複合添加することによって焼付硬化性を向上させる方法が開示されている。
上記した従来技術において、焼付硬化により強度が上昇するのは、鋼板中の微量な固溶Ｃ，固溶Ｎの働きによるものであり、また良く知られているようにＢＨ鋼板の場合は材料の降伏強さのみを上昇させるもので、引張強さを上昇させるものではない。
【０００５】
従って、部品の変形開始応力を高める効果しかなく、変形開始から変形終了までの変形全域にわたる変形に要する応力（成形後引張強さ）を高める効果は十分とは言えなかった。
成形後に引張強度が上昇する冷延鋼板として、例えば特開平10−310847号公報には、 200〜450 ℃の熱処理温度域で引張強さが60 MPa以上上昇する合金化溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。
【０００６】
この鋼板は、質量百分率で、Ｃ：0.01〜0.08％、Mn：0.01〜3.0 ％を含有し、かつＷ, Cr, Moの１種または２種以上を合計で0.05〜3.0 ％含有し、また必要に応じてTi：0.005 〜0.1 ％, Nb：0.005 〜0.1 ％, Ｖ：0.005 〜0.1 ％の１種または２種以上を含有する組成になり、かつ鋼のミクロ組織がフェライトまたはフェライト主体からなるものである。
【０００７】
しかしながら、この技術は、成形後の熱処理により鋼板中で微細な炭化物を形成させ、プレス時に付与する歪みに対して転位を効果的に増殖させて、歪み量を増加させるものであるため、 220〜370 ℃の温度範囲で熱処理を行う必要があり、一般的な焼付硬化処理温度よりも必要とされる熱処理温度が高いという難点があった。
【０００８】
プレス成形体の塗装焼付鋼板の中で熱延鋼板に関しては、例えば特公平８−23048 号公報に、加工時には軟質で、加工後の焼付塗装処理により疲労特性の改善に有効な引張強さを大幅に上昇させた熱延鋼板の製造方法が開示されている。
この技術では、Ｃ量を0.02〜0.13mass％とし、Ｎを0.0080〜0.0250mass％と多量に添加した上で、仕上圧延温度および巻取り温度を制御して多量の固溶Ｎを鋼中に残存させ、金属組織をフェライトとマルテンサイトを主体とする複合組織とすることで、成形後熱処理温度：170 ℃にて100MPa以上の引張強さの増加が達成される旨が開示されている。
【０００９】
また、特開平10−183301号公報には、鋼成分のうち、特にＣとＮをＣ：0.01〜0.12mass％、Ｎ：0.0001〜0.01mass％に制限すると共に、平均結晶粒径を８μm 以下に制御することにより、80 MPa以上の高ＢＨ量を確保すると共にＡＩ量を45MPa 以下に抑制することが可能な焼付硬化性および耐室温時効性に優れた熱延鋼板が提示されている。
【００１０】
しかしながら、これらの鋼板は、熱延板であることから、仕上圧延後のオーステナイト／フェライト変態によりフェライトの集合組織がランダム化するため、高ｒ値を得ることが困難であり、十分な深絞り性を有しているとは言い難い。
しかも、これらの技術で得られた熱延鋼板を出発材として冷間圧延および再結晶焼鈍を行ったとしても、必ずしも熱延鋼板と同様の成形−熱処理後の引張強さ上昇や80 MPa以上の高ＢＨが得られるとは限らない。というのは、鋼組織が、冷間圧延および再結晶焼鈍により熱延時とは異なるミクロ組織となること、また冷間圧延時に大きな歪蓄積が起こるため、炭化物、窒化物または炭窒化物が形成され易く、固溶Ｃおよび固溶Ｎ状態が変化するからである。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
この発明は、上記の実状に鑑み開発されたもので、プレス成形時に優れた深絞り性を維持しつつ、プレス成形−熱処理によって引張強さが増加する、具体的には加工歪み：10％程度の条件で成形加工後、従来行われている 200℃を超える高温での熱処理はもとより、 120〜200 ℃という低温域で熱処理を施した場合であっても、60 MPa以上の強度上昇（引張強さの上昇）を達成できる、成形後強度上昇熱処理能に優れた冷延鋼板およびめっき鋼板を、それらの有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、以下に述べる知見を得た。
１) 成形−熱処理後に引張強さを上昇させるためには、成形により導入された転位と侵入型元素または析出物との相互作用により、上降伏応力に達しても予変形により導入された転位が移動しないことが必要となる。
２) Ｗ, Cr, Mo, Ti, Nb, Alなどの炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、上記の相互作用を得るためには、成形後の熱処理温度を 200℃以上まで高める必要がある。従って、侵入型元素の積極的な活用またはFe炭化物あるいはFe窒化物を活用する方が、成形後の熱処理温度を低下させる点では有利である。
３) 侵入型元素の中では固溶Ｃよりも固溶Ｎの方が、成形後の熱処理温度を低めても、成形により導入された転位との相互作用が大きく、上降伏応力に達しても予変形に導入された転位が移動し難い。
４) 鋼中の固溶Ｎ存在場所として結晶粒内および結晶粒界があるが、成形後の熱処理以後の強度の増加量は結晶粒界面積が広い方が大きい。すなわち結晶粒径が小さい方が有利である。
５) 結晶粒界面積を広くするという観点では、NbおよびＢを複合添加すると共に、熱間圧延終了後直ちに冷却することにより、熱間圧延終了後のフェライト粒の正常粒成長を抑制し、かつ冷間圧延に引き続く再結晶焼鈍での粒成長を抑制することが有利である。
【００１３】
この発明は、上記の知見に立脚するものである。
すなわち、この発明の要旨構成は次のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：0.0050％未満、Si：0.005 〜1.0 ％、Mn：0.01〜1.5 ％、Ｐ：0.1 ％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.005 〜0.030 ％、Ｎ：0.005 〜0.040 ％、Nb：0.005 〜0.050 ％、Ｂ：0.0005〜0.0015％、を、次（１）、（２）式
Ｎ％≧0.0015 + 14/93・Nb％ + 14/27・Al％ + 14/11・Ｂ％  …… (1)
Ｃ％≦ 12/93・Nb％                                      …… (2)
（ここに、Ｎ％、Nb％、Al％、Ｂ％、Ｃ％：各元素含有量 (質量％））
を満足する範囲において含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になることを特徴とする、成形後強度上昇熱処理能に優れた冷延鋼板。
（２）前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu、Ni、Moのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で１％以下含有することを特徴とする（１）に記載の冷延鋼板。
（３）平均結晶粒径が20μm 以下であることを特徴とする（１）または（２）に記載の冷延鋼板。
（４）10％引張歪を付与し、熱処理温度：120 ℃で20分間の熱処理を行なった後の引張強さと、10％引張歪付与処理前の引張強さとの差である、成形後の引張強さ上昇代ΔＴＳが60 MPa以上であることを特徴とする（１）ないし（３）のいずれかに記載の冷延鋼板。
（５）（１）ないし（４）のいずれかに記載の冷延鋼板の表面に、電気めっき層、溶融めっき層、あるいは合金化溶融めっき層を備えてなることを特徴とする、成形後強度上昇熱処理能に優れためっき鋼板。
（６）10％引張歪を付与し、熱処理温度：120 ℃で20分間の熱処理を行なった後の引張強さと、10％引張歪付与処理前の引張強さとの差である、成形後の引張強さ上昇代ΔＴＳが60 MPa以上であることを特徴とする（５）に記載のめっき鋼板。
（７）質量％で、Ｃ：0.0050％未満、Si：0.005 〜1.0 ％、Mn：0.01〜1.5 ％、Ｐ：0.1 ％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.005 〜0.030 ％、Ｎ：0.005 〜0.040 ％、Nb：0.005 〜0.050 ％、Ｂ：0.0005〜0.0015％を、次（１）、（２）式
Ｎ％≧0.0015 + 14/93・Nb％ + 14/27・Al％ + 14/11・Ｂ％  …… (1)
Ｃ％≦ 12/93・Nb％                                      …… (2)
（ここに、Ｎ％、Nb％、Al％、Ｂ％、Ｃ％：各元素含有量 (質量％））
を満足する範囲において含有し、あるいはさらに、Cu、Ni、Moのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で１％以下含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼片を、熱間圧延し、その際、仕上圧延終了後直ちに冷却を開始して巻取り温度：400 〜800 ℃で巻取り、その後圧下率：60〜95％の冷間圧延を施したのち、 650〜900 ℃の温度で再結晶焼鈍を施すことを特徴とする、成形後強度上昇熱処理能に優れた冷延鋼板の製造方法。
（８）前記再結晶焼鈍における昇温過程において、500 ℃から再結晶温度までの温度域を１〜20℃/sの速度で昇温することを特徴とする（７）に記載の冷延鋼板の製造方法。
（９）質量％にて、Ｃ：0.0050％未満、Si：0.005 〜1.0 ％、Mn：0.01〜1.5 ％、Ｐ：0.1 ％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.005 〜0.030 ％、Ｎ：0.005 〜0.040 ％、Nb：0.005 〜0.050 ％、Ｂ：0.0005〜0.0015％を、次（１）、（２）式
Ｎ％≧0.0015 + 14/93・Nb％ + 14/27・Al％ + 14/11・Ｂ％  …… (1)
Ｃ％≦ 12/93・Nb％                                      …… (2)
（ここに、Ｎ％、Nb％、Al％、Ｂ％、Ｃ％：各元素含有量 (質量％））
を満足する範囲において含有し、あるいはさらに、Cu、Ni、Moのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で１％以下含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼片を、熱間圧延し、その際、仕上圧延終了後直ちに冷却を開始して巻取り温度：400 〜800 ℃で巻取り、その後圧下率：60〜95％の冷間圧延を施したのち、 650〜900 ℃の温度で再結晶焼鈍を施し、ついで、電気めっき処理または溶融めっき処理を施し、あるいはさらに加熱合金化処理を施すことを特徴とする成形後強度上昇熱処理能に優れためっき鋼板の製造方法。
（１０）前記再結晶焼鈍における昇温過程において、500 ℃から再結晶温度までの温度域を１〜20℃/sの速度で昇温することを特徴とする（９）に記載のめっき鋼板の製造方法。
【００１４】
【発明の実施の形態】
まず、この発明の基礎となった実験結果について説明する。
（実験１）
質量％で、Ｃ：0.0015％, Ｂ：0.0010％, Si：0.01％, Mn：0.5 ％, Ｐ：0.03％, Ｓ：0.008 ％およびＮ：0.011 ％を含み、かつNbを 0.005〜0.05％およびAlを 0.005〜0.03％の範囲で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になるシートバー（厚み：30mm）を、1150℃で均一加熱した後、仕上温度がＡr3変態点以上の 900℃となるように３パスで熱間圧延を行い、圧延終了後、0.1 秒後に水冷した。その後、 500℃で１時間保持するコイル巻取り相当熱処理を実施した。
【００１５】
得られた板厚：４mmの熱延板を、圧下率：82.5％で冷間圧延後、 800℃で40秒保持する再結晶焼鈍を施し、ついで圧下率：0.8 ％の調質圧延を施した。
かくして得られた冷延板から、圧延方向にJIS 5 号引張試験片を採取し、通常の引張試験機を用いて、歪み速度：0.02/sで引張強さを測定した。また、別途、これらの冷延板から圧延方向に採取したJIS 5 号引張試験片に10％の引張歪みを付与し、 120℃, 20分の熱処理を施したのち、通常の引張試験に供した。これら、冷延板から採取した試験片の引張強さと10％の引張り歪を付与後 120℃, 20分の熱処理を行った試験片の引張強さとの差を成形後強度上昇代（ΔTS）とした。
【００１６】
図１に、鋼成分（Ｎ％− 14/93・Nb％−14/27 ・Al％−14/11 ・Ｂ％）とΔTSとの関係について調べた結果を示す。
同図に示したとおり、（Ｎ％− 14/93・Nb％− 14/27・Al％− 14/11・Ｂ％）の値が0.0015質量％以上を満足する場合に、ΔTSが60 MPa以上になることが判明した。
（実験２）
質量％で、Ｃ：0.0010％, Si：0.02％, Mn：0.6 ％, Ｐ：0.01％, Ｓ：0.009 ％, Ｎ：0.012 ％, Al：0.01％およびNb：0.015 ％を含み、かつＢを0.00005 〜0.0025％の範囲で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になるシートバー（厚み：30mm）を、1100℃で均一加熱したのち、仕上温度がＡr3変態点以上の 920℃となるように３パス圧延を行い、圧延終了後、0.1 秒後に水冷し、450 ℃で１時間保持するコイル巻取り相当熱処理を実施した。
【００１７】
得られた板厚：４mmの熱延板を、圧下率：82.5％で冷間圧延後、 820℃, 40秒の再結晶焼鈍を施し、ついで圧下率：0.8 ％の調質圧延を施した。
かくして得られた冷延板から、圧延方向にJIS ５号引張試験片を採取し、通常の引張試験機を用いて、歪み速度：0.02/sで引張強さを測定した。また、別途、これらの冷延板から採取した引張試験片に10％の引張歪みを付与し、 120℃, 20分の熱処理を施したのち、通常の引張試験に供した。
【００１８】
図２に、鋼中のＢ含有量とΔTSとの関係について調べた結果を示す。
同図に示したとおり、Ｂを0.0005〜0.0015質量％含有する場合に60 MPa以上の高いΔTSが得られることが分かる。
また、NbとＢを複合添加することによって結晶粒が微細化され、高いΔTSが得られることがミクロ組織観察により判明した。
【００１９】
すなわち、Ｂ量が0.0005質量％未満ではNbとの複合添加による結晶粒微細化効果が小さい。逆にＢ量が0.0015質量％を超える場合には、粒界およびその近傍に偏析するＢ量が増加し、かかるＢ原子はＮ原子間との相互作用が強いことから有効な固溶Ｎ量が低下するため△TSが低下したものと推察される。
（実験３）
質量％で、Ｃ：0.0010％, Ｎ：0.012 ％, Ｂ：0.0010％, Si：0.01％, Mn：0.5 ％, Ｐ：0.03％, Ｓ：0.008 ％, Nb：0.014 ％およびAl：0.01％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼Ａと、Ｃ：0.01０％, Ｎ：0.0012％, Ｂ：0.0010％, Si：0.01％, Mn：0.5 ％, Ｐ：0.03％, Ｓ：0.008 ％, Nb：0.014 ％およびAl：0.01％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼Ｂの各シートバー（厚み：30mm）を、1150℃で均一加熱した後、仕上温度がＡr3変態点以上の 910℃となるように３パス圧延を行い、圧延終了後、0.1 秒後にガス冷却を開始し、引き続き 600℃で１時間保持するコイル巻取り相当熱処理を実施した。
【００２０】
得られた板厚：４mmの熱延板を、圧下率82.5％で冷間圧延したのち、 880℃, 40秒の再結晶焼鈍を施し、ついで圧下率：0.8 ％の調質圧延を施した。
かくして得られた冷延板から、圧延方向にJIS ５号引張試験片を採取し、通常の引張試験機を用いて、歪み速度：0.02/sで引張強さを測定した。また、別途、これらの冷延板から採取した引張試験片に10％の引張歪みを付与し、種々の温度で20分間の熱処理を施したのち、通常の引張試験に供した。
【００２１】
図３に、ΔTSに及ぼす成形後熱処理温度の影響について調べた結果を示す。
同図に示したとおり、成形後熱処理温度が 200℃以下と比較的低い領域では極低炭、高Ｎ含有鋼である鋼Ａの方が、セミ極低炭・低Ｎ鋼である鋼Ｂよりも高いΔTSを示し、高温域では同程度のΔTSを示す。
これらの実験結果から、低温域でのΔTSを確保するには固溶Ｎを活用することが有効であることが分かる。
【００２２】
また、図４に、常温時効による伸びの低下量（ΔEl）と成形後引張強さ上昇代（ΔTS）に及ぼす、結晶粒径ｄと鋼成分（Ｎ％− 14/93・Nb％− 14/27・Al％− 14/11・Ｂ％）との影響について調べた結果を示す。なお、伸びの低下量（ΔEl）は、冷延板から圧延方向に採取したJIS 5 号試験片で測定した全伸びと、別途採取した試験片を用い常温時効の促進処理である 100℃で８時間の保持処理を施したのちに測定した全伸びとの差で評価した。なお、上記した結晶粒径は、平均結晶粒径を意味し、各鋼板の圧延方向に垂直な断面について、組織写真から、ＡＳＴＭに規定される求積法により算出した値と、同じく切断法により求めた公称粒径（たとえば、梅本ら：熱処理、24（1984）、334 参照）のうち、いずれか大きい方を採用した。
【００２３】
同図に示したとおり、（Ｎ％− 14/93・Nb％− 14/27・Al％− 14/11・Ｂ％）の値が0.0015質量％以上でかつ結晶粒径ｄが20μm 以下の場合に、高ΔTSと低ΔElの両立が可能となることが分かる。
つぎに、この発明において鋼板の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、以下、組成における％は質量％を意味する。
【００２４】
Ｃ：0.0050％未満
Ｃは、できるだけ少量であるほど深絞り性に優れ、プレス成形性の面で有利である。また、冷間圧延後の焼鈍過程においてNbＣの再溶解が進行し結晶粒内の固溶Ｃが増加して、耐常温時効性の低下を招き易い。従って、Ｃ量は0.0050％未満に抑制する必要がある。なお、好ましくは0.0030％以下である。現在の製造技術において、極端なコスト上昇を伴わずに達し得るＣ量の下限値は0.0005％程度と考えられる。
【００２５】
Si：0.005 〜1.0 ％
Siは、伸びの低下を抑制し、また強度を向上させる有用成分であるが、含有量が 0.005％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 1.0％を超えると表面性状を悪化させ、延性の低下を招くので、Siは 0.005〜1.0 ％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.01〜0.75％の範囲である。
【００２６】
Mn：0.01〜1.5 ％
Mnは、鋼の強化成分として有用なだけでなく、MnＳを形成してＳによる脆化を抑制する作用があるが、含有量が0.01％に満たないとその添加効果に乏しく、一方1.5 ％を超えると表面性状の悪化や延性の低下を招くので、Mnは0.01〜1.5 ％の範囲で含有させるものとした。なお、好ましくは0.01〜1.0 ％である。より好ましくは0.10〜0.75％である。
【００２７】
Ｐ：0.1 ％以下
Ｐは、固溶強化成分として鋼の強化に有効に寄与し、0.001 ％以上含有することが好ましい。一方、0.1 ％を超えて含有すると、(FeNb)xPなどのリン化物を形成するため深絞り性が低下する。従って、Ｐは0.1 ％以下に限定した。なお、好ましくは0.05％以下である。
【００２８】
Ｓ：0.01％以下
Ｓが多量に含有されると介在物量が増大し、延性の低下を招くので、Ｓの混入は極力避けることが望ましいが、0.01％までは許容される。
Al：0.005 〜0.030 ％
Alは、脱酸剤として、また炭窒化物形成成分の歩留りを向上するために添加するが、含有量が 0.005％未満では十分な効果がなく、一方 0.030％を超えると、鋼中に添加すべきＮ量の増大を招き、製鋼時のスラブ欠陥が発生し易くなる。従って、Alは 0.005〜0.030 ％の範囲で含有させるものとした。
【００２９】
Ｎ：0.005 〜0.040 ％
Ｎは、本発明において、成形後強度上昇熱処理能を鋼板に付与する役割を果たす重要な元素である。しかしながら、含有量が 0.005％に満たないと十分な成形後強度上昇熱処理能が得られず、一方 0.040％を超える多量含有はプレス成形性の低下を招く。従って、Ｎは 0.005〜0.040 ％の範囲に限定した。なお、好ましくは 0.008〜0.015 ％である。
【００３０】
Nb：0.005 〜0.050 ％
Nbは、Ｂとの複合添加によって熱延組織および冷延再結晶焼鈍組織の微細化に有効に寄与し、また固溶ＣをNbＣとして固定する作用がある。さらに、NbはNbＮといった窒化物を形成し、冷延再結晶焼鈍組織の微細化に寄与する。しかしながら、Nb量が 0.005％に満たないと固溶Ｃを析出固定することが困難となるばかりでなく、熱延組織および冷延再結晶焼鈍組織の微細化が不十分となり、一方0.050 ％を超えると延性の低下を招く。従って、Nbは 0.005〜0.050 ％の範囲に限定する。なお、好ましくは 0.010〜0.030 ％の範囲である。
【００３１】
Ｂ：0.0005〜0.0015％
Ｂは、Nbと複合添加することにより、熱延組織および冷延再結晶組織を効果的に微細化し、また耐二次加工脆性を改善する作用がある。しかしながら、含有量が0.0005％未満では十分な微細化効果が得られず、一方0.0015％を超えるとＢＮ析出量が増大するだけでなく、スラブ加熱段階での溶体化に支障を来すようになる。従って、Ｂは0.0005〜0.0015％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.0007〜0.0012％である。
【００３２】
上述したとおり、Nbは、固溶ＣをNbＣとして固定する作用がある。また、Nbは、NbＮといった窒化物を形成する。同様に、AlおよびＢはそれぞれAlＮ, ＢＮを形成する。従って、固溶Ｎ量を十分に確保すると共に、固溶Ｃを十分に低減するためには、Ｎ、Ｃ、Nb、Al、Ｂの含有量を上記した範囲内でかつ、次(1) 、(2) 式の関係を満足させることが重要である。
【００３３】
Ｎ％≧0.0015 + 14/93・Nb％ + 14/27・Al％ + 14/11・Ｂ％  …… (1)
Ｃ％≦ 12/93・Nb％                                      …… (2)
ここに、Ｎ％、Nb％、Al％、Ｂ％、Ｃ％：各元素含有量 (質量％）
また、本発明では、上記した組成に加えてさらに、Cu、Ni、Moのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で１％以下含有することが好ましい。
【００３４】
Cu、Ni、Moは、いずれも鋼板の強度を増加させる元素であり、必要に応じ選択して単独または複合して含有できる。この効果はおのおのCu：0.05％以上、Ni：0.05％以上、Mo：0.05％以上の含有で認められるが、しかし、Cu、Ni、Moのうちから選ばれた１種または２種以上の合計が１％を超えて含有すると、熱間変形抵抗の増加、化成処理性の低下、広義の表面処理性の悪化、溶接部の硬化に起因する溶接部成形性の劣化などをもたらす。このため、Cu、Ni、Moのうちから選ばれた１種または２種以上の含有量を合計で１％以下とするのが好ましい。
【００３５】
また、この発明において、高い歪時効特性を得ると共に、時効劣化を防止するためには、結晶粒径を小さくすることが好適である。なお、ここでは、結晶粒径は、上記したような測定方法で求めた平均結晶粒径を意味するものとする。
すなわち、前掲図４に示したように、結晶粒径ｄを20μm 以下まで小さくすることによって、（Ｎ％− 14/93・Nb％− 14/27・Al％− 14/11・Ｂ％）≧0.0015％と比較的多量の固溶Ｎを含有する場合においても、ΔElを 2.0％以下まで抑制することが可能となる。なお、より好適には、結晶粒径ｄを15μm 以下まで小さくすることが好ましい。というのは、図４に示したように、結晶粒径ｄを15μm 以下まで小さくすると、ΔElを 1.5％以下まで抑制することが可能となるからである。
【００３６】
上記した組成、あるいはさらに上記した組織を有する冷延鋼板およびこれら冷延鋼板の表面に、電気めっき層、溶融めっき層、あるいは合金化溶融めっき層を形成してなるめっき鋼板は、優れた深絞り性を有するだけでなく、プレス成形−熱処理により引張強さが増加する、優れた成形後強度上昇熱処理能を有する。
以下、参考のため、この発明鋼板をプレス成形などの成形加工に供した場合における成形条件およびその後の強度上昇熱処理条件について説明する。
【００３７】
この発明の鋼板を、例えば絞り加工などのプレス加工に供する場合、プレス加工により導入される歪みは数％〜十数％である。成形部品によって歪み量は変化するが、自動車分野における内板および構造部材は５〜10％程度の歪みが導入される。これらの成形部品には、塗装焼付け処理などの熱処理が施されるが、この発明鋼板では熱処理後に成形品強度を効果的に高めることができる。
【００３８】
なお、この発明では、かような成形後強度上昇熱処理能を実験室にて評価する方法として、JIS ５号サイズの引張試験片を圧延方向に採取し、引張試験機により10％の引張歪を付与し、その後、熱処理を加えたのち、再度引張り試験を実施する。このようにして求めた10％引張歪付与−熱処理後の引張強さTSHTと、10％引張歪付与処理前の鋼板の引張強さ（製品板の引張強さ）TSとの差である成形および熱処理による引張強さ上昇代ΔTS（＝TSHT−TS）を成形後強度上昇熱処理能として定義する。なお、本発明では、引張歪付与後の熱処理としては、通常、例えば、塗装・焼付け相当処理である170 ℃、20分の条件としあるいは、特に低温域での熱処理後の特性を評価する場合は、熱処理条件を 120℃, 20分とする。この試験は、プレス成形に引き続き熱処理を行った完成後の部位の特性を評価するものである。
【００３９】
なお、本発明の冷延鋼板は、前記プレス成形後の熱処理が、 120 〜200 ℃の低温域であっても、60MPa 以上のΔTS（成形後強度上昇熱処理能：成形後の引張強さ上昇代）を有する。
通常、成形品の強度上昇を高めるには、成形により導入する歪み量が大きいまたは加工後の熱処理温度が高い方が好ましい。
【００４０】
しかしながら、この発明鋼板は、付与歪み量が上記した５〜10％程度の場合に、従来よりも成形後熱処理温度が低くても、すなわち熱処理温度が 200℃以下であっても、十分な強度の上昇を図ることができる。とはいえ、熱処理温度が 120℃未満では歪みが低い場合に十分な強度上昇効果が得られない。一方、成形後の熱処理温度が 350℃を超える温度になると軟化が進行する。従って、成形後の熱処理温度は 120〜350 ℃程度とするのが好ましい。
【００４１】
なお、成形後熱処理の加熱方法としては、熱風加熱、赤外炉加熱、温浴熱処理、通電加熱、高周波加熱などの方法が適用でき、特に規定されない。また、強度を上昇させたい部分のみを選択的に加熱する場合でもよい。
次に、この発明に従う製造条件について述べる。
上記の好適成分組成になる鋼を、転炉等の公知の溶製方法で溶製し、造塊法または連続鋳造法で鋼片とする。
【００４２】
ついで、この鋼片を、加熱、均熱したのち、熱間圧延を施して熱延板とする。この発明では、熱間圧延の加熱温度は特に規定するものではないが、深絞り性の向上のためには固溶Ｃを固定し炭化物として析出させておくのが有利であり、このためには熱間圧延の加熱温度は1300℃以下にするのが好ましい。また、加工性のより一層の向上のためには加熱温度は1150℃以下とするのがより好ましい。しかしながら、加熱温度が 900℃未満では、加工性の改善は飽和し、逆に熱間圧延時の圧延負荷が増大して圧延トラブルが発生する危険性が増大するので、加熱温度の下限は 900℃とするのが好ましい。
【００４３】
次に、熱間圧延における全圧下率は70％以上とすることが好ましい。というのは、全圧下率が70％未満では熱延板の結晶粒微細化が不十分となりやすいからである。また、熱間圧延における仕上圧延は 960〜650 ℃の温度域で終了するのが好ましく、熱間圧延仕上温度は、Ａr3変態点以上のγ域であっても、Ａr3変態点以下のα域であってもよい。熱間圧延仕上温度が 960℃超えると熱延板の結晶粒が粗大化し、冷延・焼鈍後の深絞り性が劣化しやすい。一方熱間圧延仕上温度が650 ℃未満では、変形抵抗が増加するため熱延負荷の増大を招き圧延が困難になりやすい。
【００４４】
上記の熱間仕上圧延終了後は、直ちに冷却を開始することによって、正常粒成長を防止することが望ましい。
ここに、上記の冷却処理条件については特に限定するものではないが、冷却開始時間は、仕上圧延終了後、好ましくは 1.5秒以内、より好ましくは 1.0秒以内、さらに好ましくは 0.5秒以内とすることが望ましい。というのは、圧延終了後直ちに冷却すると、歪が蓄積した状態での過冷度が大きくなるため、より多くのフェライト核が生成し、フェライト変態が促進され、熱延板の結晶粒が微細化し、製品板で高いｒ値を確保しやすくなるからである。
【００４５】
また、冷却速度については、固溶Ｎを確保するために、10℃/s以上とするのが好ましい。なお、特に熱延仕上温度がＡr3変態点以上の場合には、冷却速度を50℃/s以上とすることが、固溶Ｎを確保する上でより好適である。
ついで、熱延板をコイルに巻き取る。この巻取り温度は高温ほど炭化物の粗大化には有利であるが、 800℃を超えると、仕上熱延後の冷却条件の調整により微細化を図ることが困難となるため巻取温度は800 ℃以下とする。また、700 ℃を超えると熱延板表面に形成されるスケールが厚くなってスケール除去作業の負荷が増大するだけでなく、窒化物形成が進行しコイル長手方向の固溶Ｎ量の変動を招きやすくなるため、700 ℃以下とすることが好ましい。一方巻取り温度が 400℃未満では、巻取り作業が困難になるので、熱延板の巻取り温度は 800〜400 ℃の範囲とする必要があり、好ましくは700 〜400 ℃である。
【００４６】
ついで、熱延板に冷間圧延を施すが、かかる冷間圧延における圧下率は60〜95％とする必要がある。というのは、冷間圧延の圧下率が60％未満では高いｒ値が期待できず、一方95％を超えるとｒ値がかえって低下するからである。
上記のような冷間圧延を施された冷延板は、次に再結晶焼鈍に供される。焼鈍方法は、連続焼鈍であっても、バッチ焼鈍であっても何れでも良いが、連続焼鈍の方が有利である。なお、この連続焼鈍は、通常の連続焼鈍ラインにおける処理あるいは連続溶融亜鉛めっきラインにおける処理の何れであっても良い。
【００４７】
また、焼鈍条件は 650℃以上、５秒以上とすることが好ましい。というのは、焼鈍温度が 650℃未満、焼鈍条件が５秒未満では再結晶が完了せず、そのため深絞り性が低下するからである。深絞り性をより向上させるためには、 800℃以上で５秒以上焼鈍し、ある程度粒成長を図ることがｒ値を向上させるうえで望ましい。また、フェライト（α）＋オーステナイト（γ）二相域で焼鈍することにより、部分的にα→γ変態が生じることで、｛1 1 1 ｝集合組織が発達しｒ値が向上する。一方、α→γ変態が完全に進行した場合は、集合組織がランダム化し、ｒ値が低下し深絞り性が劣化するため、α＋γ２相域で焼鈍することがさらに好ましい。なお、焼鈍温度の上限は 900℃とすることが好ましい。というのは、焼鈍温度が 900℃を超えると、炭化物の再溶解が進行し固溶Ｃが過度に増加するため、遅時効性が低下するからである。
【００４８】
さらに、上記した再結晶焼鈍における昇温過程において、 500℃から再結晶温度までの温度域を徐熱とし、AlＮ等を十分に析出させることによって、鋼板の結晶粒径を効果的に小さくすることができる。ここに、上記したような制御加熱を施すべき温度域は、AlＮ等が析出し始める500 ℃から再結晶温度までとする。
また、昇温速度は１〜20℃/sの範囲とすることが好ましい。というのは、昇温速度が20℃/s超では十分な析出量が得られず、一方１℃/s未満では析出物が粗大化して粒成長の抑制効果が弱まるからである。
【００４９】
また、再結晶焼鈍における均熱後の冷却速度は、例えば連続焼鈍の場合、現在の技術で良好な表面や形状を有利に確保しやすくするため500 ℃以上の冷却速度を50℃/s以下とするのが好ましく、より好ましくは30℃/s以下である。
なお、上記のような再結晶焼鈍後に、さらに形状矯正、表面粗さ調整のため、10％以下の調質圧延を行ってもよい。
【００５０】
上記の再結晶焼鈍に引き続き、必要に応じて、電気めっき処理、または溶融めっき処理、あるいはさらに加熱合金化処理を行うことにより、冷延鋼板の表面に電気めっき層、溶融めっき層、合金化溶融めっき層のいずれかを形成して、 めっき鋼板とするのが好ましい。
かかる電気めっき層、溶融めっき層、合金化溶融めっき層のいずれかを形成しためっき鋼板は、めっき前の鋼板と同程度の成形後強度上昇熱処理能を有する。また、めっきの種類としては、電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、電気錫めっき、電気クロムめっき、電気ニッケルめっき等、いずれも好適である。めっき方法は、とくに限定されることはなく、従来公知の方法に従って行えば良い。
【００５１】
なお、上記合金化溶融亜鉛めっき鋼板などのめっき鋼板としたのち、加工性の向上や加工後の外観向上のために調質圧延を施した鋼板（ダル仕上鋼板、ブライト仕上鋼板、表面に特定の粗度パターンを形成した鋼板）、表面に防錆油、潤滑油などの油膜層を有する鋼板など、通常に薄鋼板として採用する表面処理を施した鋼板において、この発明の成分範囲であればこの発明の効果を十分に享受できる。
【００５２】
かくして、優れた深絞り性を有するだけでなく、プレス成形−熱処理により引張強度が増加する、成形後強度上昇熱処理能に優れた冷延鋼板およびめっき鋼板を得ることができる。
【００５３】
【実施例】
（実施例１）
表１に示す成分組成になる鋼スラブを、表２に示す条件で板厚：3.5 mmの熱延板、ついで板厚：0.7 mmの冷延板としたのち、連続焼鈍ラインまたは連続焼鈍−合金化溶融亜鉛めっきラインにて再結晶焼鈍、さらには合金化溶融亜鉛めっき処理を施し、その後圧下率：1.0 ％の調質圧延を施して、冷延鋼板および片面当たりの目付量：45g/m2で両面めっきした合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。なお、表２のうち鋼板No.3, No.8の熱延仕上終了温度はＡr3変態点未満であり、それ以外はＡr3変態点以上である。また、表２の鋼板の均熱終了後500 ℃までの冷却速度は10〜30℃/sであった。
【００５４】
かくして得られた冷延鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の引張強さおよびｒ値、ならびに成形−熱処理後の引張強さの変化（成形後強度上昇熱処理能：成形後の引張強さ上昇代ΔＴＳ）について調査した結果を、表３に示す。
なお、引張特性は、製品板から圧延方向にJIS ５号試験片を採取して測定した。
【００５５】
また、ｒ値は、製品板に15％引張予歪みを付与したのち、３点法にて測定し、Ｌ方向（圧延方向）、Ｄ方向（圧延方向に45°方向）およびＣ方向（圧延方向に90°方向）の平均値（ｒ値＝（ｒL ＋２ｒD ＋ｒC ）／４）として求めた。
さらに、成形−熱処理後の引張強さは、製品板から圧延方向にJIS 5 号試験片を採取し、予歪み10％を付与した後、 120℃および従来から行われている塗装焼付相当熱処理温度である 170℃にて20分間の熱処理を施し、引張強度を測定して求めた。また、常温時効による全伸びの低下量（ΔEl）は、製品板から圧延方向にJIS 5 号試験片を採取して測定した全伸びと、別途、圧延方向に採取したJIS 5 号試験片を用い常温時効の促進処理（ 100℃，８時間保持）を施したのちに測定した全伸びとの差として求めた。
【００５６】
また、得られた各鋼板について、圧延方向に垂直な断面における結晶粒径を測定した。各鋼板の結晶粒径は、前記したように、断面組織写真から、ＡＳＴＭに規定されるする求積法により算出した値と、同じく切断法により求めた公称粒径（たとえば、梅本ら：熱処理、24（1984）、334 参照）のうち、いずれか大きい方を採用した。
【００５７】
【表１】
0004501290.tif 000002
【００５８】
【表２】
0004501290.tif 000003
【００５９】
【表３】
0004501290.tif 000004
【００６０】
表３から明らかなように、この発明に従い得られた冷延鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板はいずれも、比較例に比べて、高いｒ値と優れた成形後強度上昇熱処理能が得られている。また、特に適合例のうち、結晶粒径が20μm 以下のものは、常温時効による伸びの低下量もΔElで 2.0％以下と小さくなっている。
（実施例２）
表１に記載の鋼記号Ｂのスラブを用い、表２の鋼板No.2と同じ製造条件であるスラブ加熱温度：1100℃、仕上熱延温度：900 ℃で熱延したのち、巻取り温度：550 ℃でコイルに巻き取った。このコイルを、圧下率：80％で冷間圧延した後、840 ℃で再結晶焼鈍を行った。
【００６１】
得られた冷延鋼板の製品特性は、引張強さTS＝365 MPa 、ｒ値＝1.7 であった。この冷延鋼板からJIS ５号試験片を圧延方向に採取し、引張試験機により10％の引張歪みを付与したのち、表４に示す熱処理条件（温度、時間）で熱処理を実施し、再度引張り試験を行った。
表４に、歪付与前の製品の引張強さ（TS＝365 MPa)からの引張強さの上昇代（成形後強度上昇熱処理能：ΔTS）を併記する。
【００６２】
【表４】
0004501290.tif 000005
【００６３】
表４に示したとおり、ΔTS（成形後の引張強さ上昇代）は、熱処理温度が高くなるほど、また熱処理時間が長くなるほど大きくなるが、本発明鋼板は熱処理温度が 120℃と低温で、かつ保持時間が２分と短くても 82 MPa という十分な引張強さの上昇（20分熱処理時の85％以上）が得られ、低温・短時間の熱処理でも良好な成形後強度上昇熱処理能が得られることが分かる。
【００６４】
なお、自動車の構造部材等において、安定した強度上昇効果を得るために、通常の温度、時間で熱処理を行うことに何ら問題はない。
また、この冷延鋼板に対して溶融亜鉛めっきおよび加熱合金化処理を施して得た合金化溶融亜鉛めっき鋼板についても、表４と同様な結果が得られることが確かめられている。
【００６５】
【発明の効果】
かくして、この発明によれば、プレス成形時に優れた深絞り性を維持しつつ、プレス成形−熱処理により引張強さが効果的に上昇する冷延鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板を安定して得ることができ、その工業的価値は極めて大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】鋼成分（Ｎ％− 14/93・Nb％− 14/27・Al％− 14/11・Ｂ％）と成形後の引張強さ上昇代（ΔTS）との関係を示したグラフである。
【図２】  Nb，Ｂ複合添加鋼におけるＢ含有量とΔTSとの関係を示したグラフである。
【図３】固溶Ｃが多い鋼Ｂ（従来鋼）と固溶Ｎが多い鋼Ａ（発明鋼）において、低温温度域での成形後の引張強さ上昇代ΔTSの違いを比較して示したグラフである。
【図４】常温時効による伸びの低下量（ΔEl）と成形後引張強度上昇代（ΔTS）に及ぼす、結晶粒径ｄと鋼成分（Ｎ％− 14/93・Nb％− 14/27・Al％− 14/11・Ｂ％）との影響を示したグラフである。
【図１】
0004501290.tif 000006
【図２】
0004501290.tif 000007
【図３】
0004501290.tif 000008
【図４】
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