(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
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％以上のアシキュラー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。
【請求項２】
前記組成に加えてさらに、質量％で、下記ａ群〜ｄ群のうちの１群または２群以上を、ａ群およびｂ群の両群を含む場合はａ群とｂ群の合計が 1.0％以下となる条件下で含むことを特徴とする請求項１に記載の高張力冷延鋼板。
記
ａ群：Cu、Niのうちの１種または２種を合計で1.0 ％以下
ｂ群：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で1.0 ％以下
ｃ群：Ti、Ｖのうちの１種または２種を合計で0.1 ％以下
ｄ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.010 ％
【請求項３】
請求項１または２に記載の高張力冷延鋼板に電気めっきまたは溶融めっきを施してなる高張力冷延めっき鋼板。
【請求項４】
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 以上であり、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成の鋼スラブを、スラブ加熱温度：1000℃以上に加熱し、粗圧延してシートバーとなし、該シートバーに仕上圧延出側温度：800 ℃以上とする仕上圧延を施し、巻取温度：650 ℃以下で巻き取り熱延板とする熱間圧延工程と、該熱延板に酸洗および冷間圧延を施し冷延板とする冷間圧延工程と、該冷延板にフェライト−オーステナイト二相域内の温度で連続焼鈍を行い、500 ℃以下の温度域まで冷却速度：10〜 300℃/sで冷却する冷延板焼鈍工程とを、順次施すことを特徴とするｒ値：1.3 以上を有し、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の製造方法。
【請求項５】
前記組成に加えてさらに、質量％で、下記ａ群〜ｄ群のうちの１群または２群以上を、ａ群およびｂ群の両群を含む場合はａ群とｂ群の合計が 1.0％以下となる条件下で含むことを特徴とする請求項４に記載の高張力冷延鋼板の製造方法。
記
ａ群：Cu、Niのうちの１種または２種を合計で1.0 ％以下
ｂ群：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で1.0 ％以下
ｃ群：Ti、Ｖのうちの１種または２種を合計で0.1 ％以下
ｄ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.010 ％
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、主として自動車車体用として好適な高加工性高張力冷延鋼板に係り、とくに引張強さ（ＴＳ）340 MPa 以上で概ね590MPa以下の、成形性、歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板、およびその製造方法に関する。本発明の高張力冷延鋼板は、深絞りに代表される高度のプレス成形により製造される自動車外板パネル、内板強度部材等の自動車車体部品用として好適な、冷延鋼板である。なお、本発明における鋼板とは好ましくは板厚3.2 mm以下の、鋼板、鋼帯を含むものとする。
【０００２】
また、本発明において、「歪時効硬化特性に優れた」とは、引張歪５％の予変形後、170 ℃の温度に20min 保持する条件で時効処理したとき、この時効処理前後の変形応力増加量（ＢＨ量と記す；ＢＨ量＝時効処理後の降伏応力−時効処理前の予変形応力）が80MPa 以上であり、かつ歪時効処理（前記予変形＋前記時効処理）前後の引張強さ増加量（ΔＴＳと記す；ΔＴＳ＝時効処理後の引張強さ−予変形前の引張強さ）が40MPa 以上であることを意味する。
【０００３】
【従来の技術】
昨今の地球環境問題からの排出ガス規制に関連し、自動車における車体重量の軽減は極めて重要な課題となっている。自動車の車体重量軽減のためには、使用されている鋼板の強度を増加させ、すなわち高張力鋼板を適用して、使用する鋼板の薄肉化を図るのが有効である。
【０００４】
しかし、薄肉の高張力鋼板を使用した自動車部品でも、その役割に応じて課されるパフォーマンスが必要十分に発揮されねばならない。かかるパフォーマンスとしては、部品によって異なるが、例えば耐デント性、曲げ、ねじり変形に対する静的強度、耐疲労性、耐衝撃特性などがある。すなわち、自動車部品に適用される高張力鋼板は、成形加工後にかかる特性にも優れることが必要となる。これらの特性は、成形加工後の鋼板の強度に関係するため、薄肉化を達成するためには、使用する高張力鋼板の強度下限を設定する必要がある。
【０００５】
一方、自動車部品を作る過程においては、鋼板に対してプレス成形が行われるが、鋼板の強度が高すぎるとプレス成形した場合には、
▲１▼形状凍結性が劣化する、
▲２▼延性が低下するため成形時に割れやネッキングなどの不具合を生ずる、
また、板厚を低減した場合には、
▲３▼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耐性）が劣化する、
といった問題が生じ、自動車車体への高張力鋼板の適用拡大を阻んでいた。
【０００６】
これを打開するための手法として、例えば外板パネル用の冷延鋼板では、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が知られている。この種鋼板は、プレス成形時には軟質に保たれ、形状凍結性、延性を確保し、プレス成形後に行われる、170 ℃×20分程度の塗装焼付工程で起こる歪時効硬化現象を利用した降伏応力の上昇を得て、耐デント性を確保しようとするものである。この種鋼板では、プレス成形時にはＣが鋼中に固溶して軟質であり、一方、プレス成形後には、塗装焼付工程で、プレス成形時に導入された転位に固溶Ｃが固着して、降伏応力が上昇する。
【０００７】
しかし、この種鋼板では、表面欠陥となるストレーッチャーストレインの発生を防止する観点から、歪時効硬化による降伏応力上昇量は低く抑えられている。このため、実際に部品の軽量化に寄与するところは小さいという難点があった。
一方、外観があまり問題にならない用途に対しては、固溶Ｎを用いて焼付硬化量をさらに増加させた鋼板や、組織をフェライトとマルテンサイトからなる複合組織とすることで焼付硬化性をより一層向上させた鋼板が提案されている。
【０００８】
例えば、特開昭60-52528号公報には、Ｃ：0.02〜0.15％、Mn：0.8 〜3.5 ％、Ｐ：0.02〜0.15％、Al：0.10％以下、Ｎ：0.005 〜0.025 ％を含む鋼を550 ℃以下の温度で巻き取る熱間圧延と、冷延後の焼鈍を制御冷却熱処理とする延性およびスポット溶接性がともに良好な高強度薄鋼板の製造方法が開示されている。特開昭60-52528号公報に記載された技術で製造された鋼板は、フェライトとマルテンサイトを主体とする低温変態生成物相からなる混合組織を有し延性に優れるとともに、積極的に添加されたＮによる塗装焼付けの際の歪時効を利用して、高強度を得ようとするものである。
【０００９】
しかしながら、特開昭60-52528号公報に記載された技術では、歪時効硬化による降伏応力ＹＳの増加量は大きいが引張強さＴＳの増加量が少なく、また、降伏応力ＹＳの増加量も大きくばらつくなど機械的性質の変動も大きいため、現状で要望されている自動車部品の軽量化に寄与できるほどの鋼板の薄肉化が期待できない。
【００１０】
また、特公平5-24979 号公報には、Ｃ：0.08〜0.20％、Mn：1.5 〜3.5 ％を含み残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、組織がフェライト量５％以下の均一なベイナイトもしくは一部マルテンサイトを含むベイナイトで構成された焼付硬化性高張力冷延薄鋼板が開示されている。特公平5-24979 号公報に記載された冷延鋼板は、連続焼鈍後の冷却過程で400 〜200 ℃の温度範囲を急冷とし、その後を徐冷とすることにより、組織をベイナイト主体の組織として、従来になかった高い焼付硬化量を得ようとするものである。
【００１１】
しかしながら、特公平5-24979 号公報に記載された鋼板では、塗装焼付け後に降伏強さが上昇し、従来になかった高い焼付け硬化量が得られるものの、引張強さまでは上昇させることができず、強度部材に適用した場合、成形後の耐疲労特性、耐衝撃特性の向上が期待できない。このため、耐疲労特性、耐衝撃特性等が強く要求される用途への適用ができないという問題が残されていた。
【００１２】
また、特公昭61-12008号公報には、高いｒ値を有する高張力鋼板の製造方法が開示されているが、この製造方法は、極低Ｃ鋼を素材として、冷間圧延後にフェライト−オーステナイト共存域で焼鈍することに特徴があり、得られる鋼板が高いｒ値と高い塗装焼付け硬化性（ＢＨ性）を有するとされるが、得られるＢＨ量が高々60MPa 程度であり、また、この鋼板も時効後に降伏点は上昇するものの、ＴＳの上昇はなく、適用できる部品に限界があるという問題があった。
【００１３】
さらに、上記した従来の鋼板では、単純な引張試験による塗装焼付処理後の強度評価では優れているものの、実プレス条件にしたがって、塑性変形させたときの強度に大きなばらつきが存在し、信頼性が要求される部品に適用するには必ずしも十分とはいえなかったのである。
また、熱延鋼板ではあるが、例えば、特公平８−23048 号公報には、組織をフェライトとマルテンサイトからなる複合組織とすることで焼付硬化性をより一層向上させた鋼板が提案されている。しかしながら、特公平８−23048 号公報に記載された技術で製造された鋼板は、極めて低い巻取温度で製造されたためか、歪時効硬化により引張強さは増加するものの、降伏応力の増加量のばらつきが大きく、また他の機械的性質の変動も大きいという問題があった。また、板厚が 2.0mm以下の薄物鋼板を製造する場合には、鋼板形状が大きく乱れ、プレス成形が著しく困難となるという問題もあった。また、熱延鋼板では、ｒ値が 1.0以下と低いレベルであり、深絞り性が要求される用途には不適であった。
【００１４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、高度の成形性が要求される自動車部品用に好適な、軟質で高い成形性と、安定した品質特性を有し、複雑な形状の自動車部品への成形が容易で、スプリングバック、ねじれ、反り等の形状不良、割れ等の発生がないうえ、さらに自動車部品に成形したのちの熱処理で自動車部品として十分な強度が得られ自動車車体の軽量化に充分に寄与できる、1.3 以上という高いｒ値と、優れた歪時効硬化特性を有する高張力冷延鋼板およびこれら鋼板を工業的に安価に、かつ形状を乱さずに製造できる製造方法を提供することを目的とする。本発明における歪時効硬化特性は、引張歪５％で予変形後、170 ℃の温度に20min 保持する時効条件で、ＢＨ量が80MPa 以上、ΔＴＳが40MPa 以上を目標とする。
【００１５】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記課題を達成するために、組成および製造条件を種々変えて鋼板を製造し、多くの材質評価実験を行った。その結果、高加工性が要求される分野では従来あまり積極的に利用されることがなかったＮを強化元素として、この強化元素の作用により発現する大きな歪時効硬化現象を有利に活用することにより、成形性の向上と成形後の高強度化とを容易に両立させることができることを知見した。
【００１６】
さらに、本発明者らは、Ｎによる歪時効硬化現象を有利に活用するためには、Ｎによる歪時効硬化現象を自動車の塗装焼付け条件、あるいはさらに積極的に成形後の熱処理条件と有利に結合させる必要があり、そのために、熱延条件や冷延、冷延焼鈍条件を適正化して、鋼板の微視組織と固溶Ｎ量とをある範囲に制御することが有効であることを見いだした。また、Ｎによる歪時効硬化現象を安定して発現させるためには、組成の面で、特にAl含有量をＮ含有量に応じて制御することが重要であることも見いだした。
【００１７】
さらに本発明者らは、高ｒ値を得るために、Ｃ含有量を低減し、フェライト−オーステナイトの二相域温度で連続焼鈍を施しその後の冷却を制御して、フェライト相中に面積率で５％以上のアシキュラーフェライト相を含む組織とし、このような微視組織と適正な固溶Ｎ量との組合せで、高ｒ値を有しプレス成形性に優れ、かつ歪時効硬化特性に優れた冷延鋼板が得られることを見いだした。また、これにより、従来問題であった室温時効劣化の問題もなく、Ｎを充分に活用できることを見い出した。
【００１８】
すなわち、本発明者らは、Ｎを強化元素として用い、Al含有量をＮ含有量に応じて適正な範囲に制御するとともに、熱延条件や冷延、冷延焼鈍条件を適正化して、微視組織と固溶Ｎを最適化することにより、従来の固溶強化型のＣ−Mn鋼板、析出強化型鋼板に比べて、高いｒ値を有し格段に優れた成形性と、上記した従来の鋼板にない歪時効硬化特性とを有する鋼板が得られることを見いだしたのである。
【００１９】
また、本発明の鋼板は、単純な引張試験による塗装焼付処理後の強度が従来の鋼板よりも高いうえ、さらに実プレス条件にしたがって塑性変形させたときの強度のばらつきが小さく、安定した部品強度特性が得られ、信頼性が要求される部品への適用が可能となる。例えば、歪が大きく加わり板厚が減少した部分は、他の部分より硬化代が大きく（板厚）×（強度）という載荷重能力で評価すると均一化する方向であり、部品としての強度は安定するのである。
【００２０】
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加え完成されたものである。
すなわち、第１の本発明は、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％以上のアシキュラー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、好ましくは板厚3.2mm 以下の高張力冷延鋼板であり、また、第１の本発明では、前記組成に加えてさらに、質量％で、次ａ群〜ｄ群
ａ群：Cu、Niのうちの１種または２種を合計で1.0 ％以下
ｂ群：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で1.0 ％以下
ｃ群：Ti、Ｖのうちの１種または２種を合計で0.1 ％以下
ｄ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.010 ％
のうちの１群または２群以上を、ａ群およびｂ群の両群を含む場合はａ群とｂ群の合計が 1.0％以下となる条件下で含むことが好ましい。
【００２１】
また、第１の本発明では、上記した高張力冷延鋼板に電気めっきまたは溶融めっきを施してもよい。
また、第２の本発明では、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 以上であり、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成の鋼スラブを、スラブ加熱温度：1000℃以上に加熱し、粗圧延してシートバーとなし、該シートバーに仕上圧延出側温度：800 ℃以上、好ましくはＡr3変態点以上とする仕上圧延を施し、巻取温度：650 ℃以下で巻き取り熱延板とする熱間圧延工程と、該熱延板に酸洗および冷間圧延を施し冷延板とする冷間圧延工程と、該冷延板にフェライト−オーステナイト二相域内の温度で連続焼鈍を行い、500 ℃以下の温度域まで冷却速度：10〜 300℃/sで冷却する冷延板焼鈍工程とを、順次施すことを特徴とするｒ値：1.3 以上を有し、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の製造方法である。
【００２２】
また、第２の本発明では、前記組成に加えてさらに、質量％で、前記ａ群〜ｄ群のうちの１群または２群以上を、ａ群およびｂ群の両群を含む場合はａ群とｂ群の合計が 1.0％以下となる条件下で含むことが好ましい。
また、第２の本発明では、前記粗圧延と前記仕上圧延の間で、相前後するシートバー同士を接合することが好ましく、また、第２の本発明では、前記粗圧延と前記仕上圧延の間で、前記シートバーの幅端部を加熱するシートバーエッジヒータ、前記シートバーの長さ端部を加熱するシートバーヒータのいずれか一方または両方を使用することが好ましい。
【００２３】
【発明の実施の形態】
まず、本発明の高張力冷延鋼板の組成限定理由について説明する。以下、質量％は単に％で示す。
Ｃ：0.0015〜0.025 ％
Ｃは、組織を均一かつ微細に制御し、アシキュラーフェライト相を十分な量確保するため、本発明では0.0015％以上含有する必要がある。一方、0.025 ％を超えると、鋼板中の炭化物分率が過大となり、延性、ｒ値さらには成形性が顕著に低下する。このようなことから、Ｃは0.0015〜0.025 ％の範囲内に限定した。なお、成形性の向上という観点からは、0.020 ％以下とするのが好ましく、より好ましくは0.010 ％以下である。また、後述するように、Mn、Cu、Ni等のアシキュラフェライトの生成に有利に働く成分を含まない場合には、Ｃは0.0050％以上とすることが好ましい。ここで、アシキュラフェライトの生成に有利に働く成分を含まない場合とは、それぞれMnが 0.8％以下およびCuが0.2 ％以下およびNiが0.2 ％以下の場合をいうものとする。また、特にＢＨ量および材質の安定性の確保の観点からは、Ｃ含有量は（12/ 93）Nb（％）超え（ここで、NbはNb含有量（％））とするのがより好ましい。
【００２４】
Si：1.0 ％以下
Siは、鋼の延性を顕著に低下させることなく、鋼板を高強度化させることができる有用な元素であり本発明では0.005 ％以上含有するのが好ましく、特に高強度が必要な場合は0.10％以上含有するのがより好ましい。一方、Siは、熱間圧延時に変態点を大きく上昇させて品質、形状の確保を困難にしたり、あるいはまた表面性状、化成処理性など、特に鋼板表面の美麗性に悪影響を与え、さらにめっき性にも悪影響を及ぼす元素であり、本発明では1.0 ％以下に限定した。Siが1.0 ％以下であれば、上記した悪影響を低く抑えることができる。なお、特にめっき鋼板表面の美麗性が要求される用途には、Siは0.5 ％以下とすることが望ましい。
【００２５】
Mn：2.0 ％以下
Mnは、Ｓによる熱間割れを防止する有効な元素であり、含有するＳ量に応じて添加するのが好ましく、またMnは結晶粒の微細化に対し大きな効果があり、添加して材質改善に利用することが望ましい。Ｓを安定して固定するという観点から、Mnは0.1 ％以上の含有が望ましい。またMnは鋼板強度を増加させる元素であり、より強度が要求される場合には0.5 ％以上含有するのが望ましい。なお、より好ましくは0.8 ％以上である。
【００２６】
Mn含有量をこのレベルまで高めると、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ばらつきが顕著に改善されるという大きな利点がある。しかし、Mnを2.0 ％を超えて過度に含有すると、詳細な機構は不明であるが熱間変形抵抗を増加させる傾向があり、また溶接性、溶接部成形性を劣化させる傾向となり、さらにはフェライトの生成が顕著に抑制され延性が顕著に低下し、またｒ値が低減する傾向が顕著となるため、Mnは2.0 ％以下に限定した。より良好な耐食性と成形性が要求される用途では、1.5 ％以下とするのが好ましい。
【００２７】
なお、Mnは、オーステナイトーフェライト変態温度を低くし、アシキュラフェライトの生成に有利に働く元素であり、したがって、アシキュラフェライト相を十分な量確保するためには、Mnを0.2 ％以上含有することが好ましい。なお、Ｃ含有量が0.0050％未満の場合にはMn含有量は 0.8％以上とすることが好ましい。
Ｐ：0.08％以下
Ｐは、鋼の固溶強化元素として有用な元素であり、強度増加の観点から0.002 ％以上含有するのが好ましく、特に高強度が必要な場合はより好ましくは0.02  ％以上含有するのがより好ましい。一方、過度に含有すると、鋼を脆化させ、さらに鋼板の伸びフランジ加工性を悪化させる。また、Ｐは鋼中で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す。このため、Ｐは0.08％以下に限定した。なお、伸びフランジ加工性や溶接部靱性がとくに重要視される用途ではＰは0.06％以下とするのが好ましい。
【００２８】
Ｓ：0.02％以下
Ｓは、鋼板中では介在物として存在し、鋼板の延性を減少させ、さらには耐食性の劣化をもたらす元素であり、できるだけ低減するのが好ましく、本発明ではＳは0.02％以下に限定した。とくに、良好な加工性が要求される用途には、Ｓは0.015 ％以下とすることが好ましい。また、とくに優れた伸びフランジ加工性が要求される場合には、Ｓは0.010 ％以下とすることが好ましい。また、詳細な機構は不明であるが、鋼板の歪時効硬化特性を安定して高いレベルに維持するためには、Ｓを0.008 ％以下まで低減するのが有効である。
【００２９】
Al：0.02％以下
Alは、脱酸剤として作用し鋼の清浄度を向上させ、さらには鋼板の組織を微細化する元素であり、本発明では0.001 ％以上の含有が望ましい。本発明においては、固溶状態のＮを強化元素として利用するが、適正範囲のAlを含有したアルミキルド鋼のほうが、Alを添加しない従来のリムド鋼に比して、機械的性質が優れている。一方、過剰のAl含有は、鋼板の表面性状を悪化させ、さらに固溶状態のＮを顕著に低下させて、本発明が主眼とする極めて大きな歪時効硬化量を得ることが困難となる。このようなことから、本発明ではAlは0.02％以下に限定した。なお、材質の安定性という観点からは、Alは0.001 〜0.015 ％とするのがさらに望ましい。また、Al含有量の低減は結晶粒の粗大化につながる懸念もあるが、本発明では他の合金元素を最適量とすることと、焼鈍条件を最適な範囲とすることにより、これを有効に防止している。
【００３０】
Ｎ：0.0050〜0.0250％
Ｎは、固溶強化と歪時効硬化により鋼板の強度を増加させる元素であり、本発明において最も重要な元素である。また、本発明では、適量のＮを含有して、さらに上記したようにAl含有量を適正値に調整し、さらには熱延条件、焼鈍条件などの製造条件を制御することにより、冷延製品あるいはめっき製品で必要かつ十分な固溶状態のＮを確保する。これにより、固溶強化と歪時効硬化による強度（降伏応力および引張り強さ）上昇効果が十分に発揮され、引張強さ340MPa以上、焼付け硬化量（ＢＨ量）80MPa 以上、歪時効処理前後での引張強さの増加量ΔＴＳ40MPa 以上、という本発明鋼板の機械的性質の目標値を安定して得ることができる。また、Ｎは変態点を低下させる作用を有し、変態点を大きく割り込む圧延をしたくない薄物の圧延等の場合に含有すると有効である。
【００３１】
Ｎが0.0050％未満では、上記した強度上昇効果が安定して現れにくい。一方、Ｎが0.0250％を超えると、鋼板の内部欠陥発生率が高くなるとともに、連続鋳造時のスラブ割れなどの多発するようになる。このため、Ｎは0.0050〜0.0250％の範囲に限定した。なお、製造工程全体を考慮した材質の安定性・歩留り向上という観点からは、Ｎは0.0070〜0.0200％、さらに好ましくは0.0100〜0.0170％の範囲とするのが好ましい。なお、本発明の範囲内のＮ量であれば、溶接性等への悪影響は全くない。
【００３２】
固溶状態のＮ：0.0010％以上
冷延製品で十分な強度が確保され、さらにＮによる歪時効硬化が有効に発揮されるには、鋼板中に固溶状態のＮ（固溶Ｎともいう）が少なくとも0.0010％以上存在する必要がある。
ここで、固溶Ｎ量は、鋼中の全Ｎ量から、析出Ｎ量を差し引いた値を固溶Ｎ量とする。なお、析出Ｎ量の分析法としては、本発明者らが種々の方法を比較検討した結果、定電位電解法を用いた電解抽出分析法により求めるのが有効である。なお、抽出分析に用いる地鉄を溶解する方法として、酸分解法、ハロゲン法および電解法がある。この中で、電解法は炭化物、窒化物などの極めて不安定な析出物を分解することなく、安定して地鉄のみを溶解できる。電解液としては、アセチル・アセトン系を用いて、定電位にて電解する。本発明では定電位電解法を用いて析出Ｎ量を測定した結果が、実際の材質の変化とよい対応を示した。
【００３３】
このようなことから、本発明では、定電位電解法により抽出した残渣を化学分析して残渣中のＮ量を求め、これを析出Ｎ量とする。
なお、さらに高いＢＨ量、ΔＴＳが必要な場合には、固溶Ｎ量を0.0020％以上、さらに高い値を得るためには、0.0030％以上とするのが好ましい。固溶Ｎ量の上限値は特に限定しないが、全Ｎ量がすべて残留しても機械的性質の低下は小さい。
【００３４】
Ｎ／Al（Ｎ含有量とAl含有量の比）：0.3 以上
製品状態で、固溶Ｎを0.0010％以上安定させて残留させるためには、Ｎを強力に固定する元素であるAlの量を制限する必要がある。本発明の組成範囲内のＮ含有量（0.0050〜0.0250％）とAl含有量（0.02％以下）の組合せを広範囲に変えた鋼板について検討した結果、Ｎ／Alを0.3 以上とすることにより、冷延製品およびめっき製品での固溶Ｎを安定して0.0010％以上とすることができることがわかった。このため、Ｎ／Alを0.3 以上に限定した。なお、歪時効硬化特性を安定して高めるという観点からはＮ／Alは0.6 以上とするのが好ましい。さらに好ましくは0.8 以上である。
【００３５】
Nb：0.002 〜0.050 ％
Nbは、Ｂと複合してアシキュラーフェライト相を生成することに有効に作用すし、本発明では0.002 ％以上の含有を必要とする。一方、0.050 ％を超えて含有すると、効果が飽和するうえ、熱間変形抵抗が顕著に増加し、熱間圧延が困難となる。このため、Nbは0.002 〜0.050 ％の範囲内に限定した。なお、より好ましくは、0.005 〜0.040 ％である。
【００３６】
Ｂ：0.0005〜0.0050％、
Ｂは、Nbと複合して、アシキュラーフェライト相を生成することに有効に作用する元素であり、本発明では0.0005％以上の含有を必要とする。一方、0.0050％を超えて含有すると、歪時効硬化特性に寄与する固溶Ｎを低減させる。このため、Ｂは0.0005〜0.0050％の範囲内に限定した。なお、好ましくは、0.0010〜0.0030％である。
【００３７】
本発明では、上記した組成に加えてさらに、次ａ群〜ｄ群
ａ群：Cu、Niのうちの１種または２種を合計で1.0 ％以下
ｂ群：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で1.0 ％以下
ｃ群：Ti、Ｖのうちの１種または２種を合計で0.1 ％以下
ｄ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.010 ％
のうちの１群または２群以上を、ａ群およびｂ群の両群を含む場合はａ群とｂ群の合計を 1.0％以下の条件下で含むのが好ましい。
【００３８】
ａ群の元素：Cu、Niは、いずれも鋼板の強度上昇に寄与するとともに、Mnと同様に、アシキュラフェライトの生成に有利に働く元素であり、必要に応じ選択して単独または複合して含有できる。このような効果は、Cu、Niをそれぞれ0.01％以上の含有で認められる。しかし、含有量が多すぎると熱間変形抵抗が増加し、あるいは化成処理性や広義の表面処理特性が悪化するうえ、溶接部が硬化し溶接部成形性が劣化する。このため、Cu、Niはそれぞれ単独では1.0 ％以下、1.0 ％以下とするのが好ましく、複合して含有する場合には合計で1.0 ％以下とするのが好ましい。なお、とくにＣ含有量が0.0050％未満の場合には、アシキュラフェライト相を十分な量確保するためにはCu、Niはそれぞれ単独では0.2 ％以上含有することが好ましい。
【００３９】
ｂ群の元素：Cr、Mo
ｂ群の元素：Cr、Mo、いずれも鋼板の強度上昇に寄与する元素であり、必要に応じ選択して単独または複合して含有できる。このような効果は、Cr、Moをそれぞれ0.01％以上の含有で認められる。しかし、含有量が多すぎると熱間変形抵抗が増加し、あるいは化成処理性や広義の表面処理特性が悪化するうえ、溶接部が硬化し溶接部成形性が劣化する。また、Cr、Moはアシキュラフェライトの生成を抑制する作用も有する。このため、Cr、Moはそれぞれ単独では0.5 ％以下、0.5 ％以下とするのが好ましく、より好ましくはそれぞれ 0.4％以下、0.2 ％以下とする。また、複合して含有する場合には合計で1.0 ％以下、より好ましくは 0.6％以下とするのが好ましい。なお、とくにＣ含有量が0.0050％未満の場合には、アシキュラフェライト相を十分な量確保するためにはCr、Moはそれぞれ単独では 0.4％以下、0.2 ％以下、複合して含有する場合には合計で 0.6％以下とすることが好ましい。
【００４０】
ｃ群の元素：Ti、Ｖは、いずれも結晶粒の微細化・均一化に寄与する元素であり、必要に応じ選択して単独または複合して含有できる。このような効果は、Ti、Ｖをそれぞれ0.005 ％以上の含有で認められる。しかし、含有量が多すぎると、熱間変形抵抗が増加し、また化成処理性や広義の表面処理特性が悪化する。さらに固溶Ｎを低減する悪影響もある。このため、Ti、Ｖは単独ではそれぞれ0.1 ％以下、0.1 ％以下とするのが好ましく、複合して含有する場合には合計で0.1 ％以下とするのが好ましい。
【００４１】
ｄ群の元素：Ca、REM は、いずれも介在物の形態制御に役立つ元素であり、特に伸びフランジ成形性の要求がある場合には、単独または複合して含有するのが好ましい。ｄ群の元素の合計で、0.0010％未満では介在物の形態制御効果が不足し、一方、0.010 ％を超えると表面欠陥の発生が目立つようになる。このため、ｄ群の元素を合計で0.0010〜0.010 ％の範囲に限定することが好ましく、これにより、表面欠陥の発生を伴うことなく伸びフランジ加工性を改善することができる。
【００４２】
また、ａ群およびｂ群の両群を含む場合は、ａ群およびｂ群の合計が 1.0％以下となる条件下で含有することが好ましい。
ａ群であるCu、Niのうちの１種または２種、ｂ群であるCr、Moのうちの１種または２種を含む場合、含有量が多すぎると、熱間変形抵抗が増加し、あるいは化成処理性や広義の表面処理性が悪化するうえ、溶接部が硬化し溶接部成形性が劣化する。このためａ群とｂ群の合計を 1.0％以下とすることが好ましい。
【００４３】
本発明鋼板の組織について説明する。
本発明鋼板は、面積率で５％以上のアシキュラー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する。
アシキュラーフェライト相の面積率：５％以上
本発明の冷延鋼板は、アシキュラーフェライト相を面積率で５％以上含有する。アシキュラーフェライト相が５％以上存在することにより、良好な延性と、さらに、大きな歪時効硬化量が得られる。詳細な機構は不明であるが、アシキュラーフェライト相の存在により、時効前の予歪み加工時に極めて有効に歪が内部に蓄積されるためと推定される。さらに、アシキュラーフェライト相の存在は、常温での時効劣化を改善し、常温非時効性とするためにも有効である。なお、良好な強度−延性バランス、より高い強度を得るためには、アシキュラーフェライト相の面積率を10％以上とするのが好ましい。なお、20％を超える多量のアシキュラーフェライト相の存在はｒ値の低下という問題がある。このため、アシキュラーフェライト相の面積率は、５％以上、好ましくは10％以上、20％以下である。
【００４４】
本発明でいう、アシキュラーフェライト相は、本発明の組成のような極低炭素鋼に特有な内部に炭化物を伴わない低温変態相で、主として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識別可能であり、内部の転位密度が高くポリゴナルフェライト相より硬質な相である。
光学顕微鏡観察によれば、アシキュラーフェライト相は、▲１▼粒界が不規則に角張った結晶粒状、▲２▼析出物のような粒界に添って存在する結晶粒状、▲３▼引っかき傷状の模様を呈する結晶粒状または結晶粒群状（比較的大きい第２相粒中に亜粒界が多数見られる）などのいずれかかが単独または複合して分布するもので、これらは、通常のポリゴナルフェライトとは明確に区別できる。また、さらに粒内の腐食された色調が、マルテンサイトやベイナイトとは異なり、通常のポリゴナルフェライトとはほとんど変わりないことから、マルテンサイトやベイナイトとも明確に区別できる。透過型電子顕微鏡による観察によれば、アシキュラーフェライト相は、粒界近傍および／または粒内の転位密度が非常に高く、とくに▲３▼の形態のものは転位密度が非常に高い部分と比較的低い部分とが層状となっている。
【００４５】
本発明の冷延鋼板は、高い成形性が要求される自動車用鋼板を対象としており、延性を確保するために、アシキュラーフェライト相以外の相はフェライト相とする。フェライト相の面積率が80％未満では、加工性が要求される自動車用鋼板として必要な延性と、高いｒ値を確保することが困難となる。なお、さらに良好な延性が要求される場合は、フェライト相の面積率は80％以上、さらに好ましくは85％以上とするのが望ましい。なお、本発明でいうフェライトは、歪みが残留していない状態のいわゆるポリゴナルなフェライトをいうものとする。
【００４６】
フェライト相の平均結晶粒径：20μm 以下
本発明では平均結晶粒径として、断面組織写真からＡＳＴＭに規定された求積法により算出した値と、同じくＡＳＴＭに規定された切断法により求めた公称粒径（例えば梅本ら：熱処理, 24（1984）,334参照）のうち、より大きい方を採用する。
【００４７】
本発明の冷延鋼板では、製品段階で所定量の固溶Ｎ量を確保しているが、本発明者らの実験・検討によれば、同一量の固溶Ｎを有する鋼板でも、歪時効硬化特性にばらつきが生じる場合があり、その主たる要因の一つが結晶粒径であることが判明した。本発明のような組織では、平均結晶粒径を少なくとも20μm 以下、望ましくは15μm 以下にすることにより、安定して高いＢＨ量、ΔＴＳが得られる。詳細な機構は不明であるが、結晶粒界への合金元素の偏析と析出、さらにはこれらに及ぼす加工、熱履歴の影響に関係していると推定される。
【００４８】
したがって、歪時効硬化特性の安定化を図るためには、フェライト相の平均結晶粒径を20μm 以下、好ましくは15μm 以下とする必要がある。
上記した組成と組織を有する本発明の冷延鋼板は、引張強さ（ＴＳ）340 MPa 以上で概ね590MPa以下を有し、さらにｒ値が1.3 以上の高ｒ値と、優れた歪時効硬化特性を有する冷延鋼板である。ＴＳが340MPaを下回る鋼板では、構造部材的な要素をもつ部材に広く適用することができない。また、さらに適用範囲を拡げるにはＴＳは400MPa以上とするのが望ましい。また、ｒ値が1.3 未満では、広範囲なプレス成形部品に適用できない。なお、ｒ値の好ましい範囲は1.4 以上である。
【００４９】
本発明において、「優れた歪時効硬化特性」とは、上記したように、引張歪５％の予変形後、170 ℃の温度に20min 保持する条件で時効処理したとき、この時効処理前後の変形応力増加量（ＢＨ量と記す；ＢＨ量＝時効処理後の降伏応力−時効処理前の予変形応力）が80MPa 以上であり、かつ歪時効処理（前記予変形＋前記時効処理）前後の引張強さ増加量（ΔＴＳと記す；ΔＴＳ＝時効処理後の引張強さ−予変形前の引張強さ）が40MPa 以上であることを意味する。
【００５０】
歪時効硬化特性を規定する場合、予歪（予変形）量が重要な因子となる。本発明者らは、自動車用鋼板に適用される変形様式を想定して、歪時効硬化特性に及ぼす予歪量の影響について調査し、その結果、▲１▼前記変形様式における変形応力は、極めて深い絞り加工の場合を除き、概ね１軸相当歪（引張歪）量で整理できること、▲２▼実部品ではこの１軸相当歪量が概ね５％を上回っていること、▲３▼部品強度が、予歪５％の歪時効処理後に得られる強度（ＹＳおよびＴＳ）と良く対応することを突き止めた。この知見をもとに、本発明では、歪時効処理の予変形を引張歪５％に定めた。
【００５１】
従来の塗装焼付け処理条件は、170 ℃×20min が標準として採用されている。なお、多量の固溶Ｎを含む本発明鋼板に５％以上の歪が加わる場合は、より緩やかな（低温側の）処理でも硬化が達成され、言い換えれば時効条件をより幅広くとることが可能である。また、一般に、硬化量を稼ぐには、過度の時効で軟化させない限りにおいて、より高温で、より長時間保持することが有利である。
【００５２】
具体的に述べると、本発明鋼板では、予変形後に硬化が顕著となる加熱温度の下限は概ね100 ℃である。一方、加熱温度が300 ℃を超えると硬化が頭打ちとなり、逆にやや軟化する傾向が現れるほか、熱歪やテンパーカラーの発生が目立つようになる。また、保持時間については、加熱温度200 ℃程度のとき概ね30ｓ程度以上とすれば略十分な硬化が達成される。さらに大きな安定した硬化を得るには保持時間60ｓ以上とするのが好ましい。しかし、20min を超える保持では、さらなる硬化を望みえないばかりか、生産効率も著しく低下して実用面では不利である。
【００５３】
以上のことから、本発明では、時効処理条件として従来の塗装焼付処理条件の加熱温度である170 ℃、保持時間を20min で評価すると定めた。従来の塗装焼付け型鋼板では十分な硬化が達成されない低温加熱・短時間保持の時効処理条件下でも、本発明鋼板では大きな硬化が安定的に達成される。なお、加熱の仕方はとくに制限されず、通常の塗装焼付けに採用されている炉による雰囲気加熱のほか、たとえば誘導加熱や、無酸化炎、レーザ、プラズマなどによる加熱などのいずれも好ましく用いうる。
【００５４】
自動車用の部品強度は外部からの複雑な応力負荷に抗しうる必要があり、それゆえ素材鋼板では小さな歪域での強度特性だけでなくより大きな歪域での強度特性も重要となる。本発明者らはこの点に鑑み、自動車部品の素材となすべき本発明鋼板のＢＨ量（比較的小さな歪域の強度特性に対応）を80MPa 以上とするとともに、ΔＴＳ量（比較的大きな歪域の強度特性に対応）を40MPa 以上とする。なお、より好ましくは、ＢＨ量100MPa以上、ΔＴＳ50MPa 以上とする。また、時効処理の際の加熱温度をより高温側に、および／または、保持時間をより長時間側に、設定することにより、ＢＨ量とΔＴＳをより大きくできる。
【００５５】
ところで、本発明の効果は製品板厚が比較的厚い場合でも発揮されうるが、製品板厚が3.2mm を超える場合には、冷延板焼鈍工程で必要十分な冷却速度を確保することができず、連続焼鈍時に歪時効が生じ、製品として目標とする歪時効硬化特性が得にくくなる。したがって、本発明鋼板の板厚は3.2 mm以下とするのが好ましい。
【００５６】
また、本発明では、上記した本発明冷延鋼板の表面に電気めっきまたは溶融めっきを施しても何ら問題はない。これらめっき鋼板も、めっき前と同程度のＴＳ、ＢＨ量、ΔＴＳ量を示す。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、いずれも好ましく適用しうる。
【００５７】
次に、本発明鋼板の製造方法について説明する。
本発明鋼板は、基本的には、上記した範囲の組成を有する鋼スラブを、加熱後粗圧延してシートバーとなし、該シートバーに仕上圧延を施し、仕上圧延終了後冷却して巻き取り熱延板とする熱間圧延工程と、該熱延板に酸洗および冷間圧延を施し冷延板とする冷間圧延工程と、該冷延板に連続焼鈍を行う冷延板焼鈍工程とを、順次施すことにより製造される。
【００５８】
本発明の製造方法で使用するスラブは、成分のマクロな偏析を防止すべく連続鋳造法で製造することが望ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法で製造してもよい。また、スラブを製造した後、いったん室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、冷却せず温片のままで加熱炉に装入し圧延する直送圧延、あるいはわずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。とくに、固溶状態のＮを有効に確保するには直送圧延は有用な技術の一つである。
【００５９】
まず、熱間圧延工程の条件限定理由について説明する。
スラブ加熱温度：1000℃以上
スラブ加熱温度は、初期状態として、必要かつ十分な固溶Ｎ量を確保し、製品での固溶Ｎ量の目標値を満足させるために、1000℃以上とするの好ましい。なお、酸化重量の増加にともなうロスの増大などから1280℃以下とすることが望ましい。
【００６０】
上記した条件で加熱されたスラブは、粗圧延によりシートバーとされる。なお、粗圧延の条件はとくに規定する必要はなく、常法にしたがって行えばよい。しかし、固溶Ｎ量の確保という観点からはできるだけ短時間で行うのが望ましい。ついで、シートバーを仕上げ圧延して熱延板とする。
なお、本発明では、粗圧延と仕上げ圧延の間で、相前後するシートバー同士を接合し、連続的圧延することが望ましい。接合手段としては、圧接法でも、レーザー溶接法、電子ビーム溶接法などを用いるのが好ましい。
【００６１】
連続圧延することにより、コイル（被処理材）の先端および後端のいわゆる圧延の非定常部がなくなり、安定した熱延条件がコイル（被処理材）全長および全幅に渡って可能となる。これは熱延鋼板のみでなく冷延鋼板の断面の形状および寸法を改善するのに極めて有効である。また圧延後に、ホットランテーブル上で冷却する場合にも常に張力を付与できるため鋼板形状を良好に保つことが可能である。
【００６２】
また、連続圧延を行うことでコイル先端を安定して通板できるため、通常のシートバーごとの単発圧延では、通板性および噛込み性の問題で適用が難しかった潤滑圧延を適用することができる。これにより圧延荷重を低減することができると同時にロールの面圧をも低減でき、ロールの寿命延長が可能となる。
また、本発明では、粗圧延と仕上圧延の間の仕上げ圧延機入側で、シートバーの幅方向端部を加熱するシートバーエッジヒータ、シートバーの長さ方向端部を加熱するシートバーヒータのいずれか一方または両方を使用して、シートバーの幅方向および長手方向の温度分布を均一化することが好ましい。これにより、鋼板内の材質ばらつきをさらに小さくすることができる。シートバーエッジヒータ、シートバーヒータは誘導加熱方式のものとするのが好ましい。
【００６３】
使用手順は、まずシートバーエッジヒータにより幅方向の温度差を補償することが望ましい。このときの加熱量は、鋼組成などにもよるが、仕上圧延出側での幅方向温度分布範囲が概ね20℃以下となるように設定するのが好ましい。次いでシートバーヒータにより長手方向の温度差を補償する。このときの加熱量は、長さ端部温度が中央部温度よりも概ね20℃程度高くなるように設定するのが好ましい。
【００６４】
仕上圧延出側温度：800 ℃以上
仕上圧延出側温度ＦＤＴは、均一微細な熱延母板組織を得るために、800 ℃以上とする。ＦＤＴが800 ℃を下回ると、鋼板の組織が不均一になり、一部に加工組織が残留し、冷延焼鈍工程を経たのちにも、組織の不均一性が消滅せず残留する。このため、プレス成形時に種々の不具合を発生する危険性が増大する。また、加工組織の残留を回避すべく、高い巻取温度を採用すると、粗大結晶粒が発生し、同様の不具合が発生する。また、巻取温度を高温とすることにより、固溶Ｎ量の顕著な低下が生ずるため、目標とする340MPa以上の引張強さを得ることが困難となる。このようなことから、仕上圧延出側温度ＦＤＴは800 ℃以上とした。さらに機械的性質を向上させるには、ＦＤＴを820 ℃以上とすることが望ましい。なお、ｒ値の向上の観点から、ＦＤＴはＡr3変態点以上とするのがより好ましい。またとくに、ＦＤＴの上限は規定しないが、過度に高い場合には、スケール疵などの発生が顕著となる。なお、ＦＤＴは概ね1000℃程度までとするのが好ましい。
【００６５】
巻取温度：650 ℃以下
巻取温度ＣＴの低下につれて、鋼板強度が増加する傾向にある。目標の引張強さＴＳ340MPa以上を確保するためには、ＣＴは650 ℃以下とするのが好ましい。なお、ＣＴが200 ℃未満では鋼板形状が乱れやすくなり、実操業上、不具合を生じる危険性が高く、材質の均一性が低下する傾向を示す。このため、ＣＴは200 ℃以上とするのが望ましい。なお、より材質の均一性が要求される場合には、ＣＴは300 ℃以上とするのが好ましい。なお、より好ましくは350 ℃以上である。
【００６６】
また、本発明では、仕上圧延において、熱間圧延荷重を低減するために、潤滑圧延を行ってもよい。潤滑圧延を行うことにより、熱延板の形状・材質がより均一化されるという効果がある。なお、潤滑圧延の際の摩擦係数は0.25〜0.10の範囲とするのが好ましい。また、潤滑圧延と連続圧延とを組み合わせることによりさらに、熱間圧延の操業が安定する。
【００６７】
上記した熱間圧延工程を施された熱延板は、ついで、冷間圧延工程により、酸洗および冷間圧延を施されて冷延板となる。
酸洗の条件は通常公知の条件でよく、とくに限定されない。なお、熱延板のスケールが極めて薄い場合には、酸洗を施すことなく直ちに冷間圧延を行ってもよい。
【００６８】
また、冷間圧延条件は、通常公知の条件でよく、とくに限定されない。なお、組織の均一性確保という観点から冷間圧下率は60％以上とするのが好ましい。
つぎに、冷延板焼鈍工程の条件限定理由について説明する。
冷延板は、ついで連続焼鈍−冷却からなる冷延板焼鈍工程を施される。
連続焼鈍温度：フェライト−オーステナイト二相共存域内の温度
フェライト−オーステナイト二相共存域内の温度で焼鈍することにより、アシキュラーフェライト相が形成される。加えて、フェライト相にも（111 ）集合組織が強く発達するため高いｒ値が得られる。一方、フェライト−オーステナイト二相共存域を超えてオーステナイト単相となる高い温度では、逆変態と変態により鋼板の集合組織がランダム化するためｒ値が低下する。このため、本発明では連続焼鈍の焼鈍温度をフェライト−オーステナイト二相共存域内の温度に限定した。なお、ｒ値の安定性からオーステナイトの分率が10％以上50％以下となる温度とするのが好ましい。また、連続焼鈍温度が再結晶温度未満では延性が低くなり、自動車部品用として限定された特殊用途にしか適用できなくなるため、再結晶温度以上とすることが好ましい。
【００６９】
また、連続焼鈍時間の保持時間は、生産効率、組織の微細化、固溶Ｎ量の確保の観点から、できる限り短いほうが好ましい。操業の安定性の観点から、保持時間は10ｓ以上とするのが好ましく、また、組織の微細化と固溶Ｎ量の確保という観点からは、90ｓ以下とすることが好ましい。なお、材質の安定化という観点からは、20ｓ以上とするのがより好ましい。
【００７０】
連続焼鈍後の冷却：500 ℃以下の温度域まで10〜 300℃/sの冷却速度で冷却
連続焼鈍における均熱後の冷却は、組織の微細化、アシキュラーフェライト相の形成、固溶Ｎ量の確保の観点から重要である。本発明では、少なくとも、500 ℃以下の温度域まで10℃/s以上の冷却速度で連続冷却する。冷却速度が10℃/s未満では、必要量のアシキュラーフェライト量と、均一でかつ微細な組織と、十分な量の固溶Ｎを得ることができない。一方、冷却速度が300 ℃/sを超えると、鋼板の幅方向での材質の均一性が不足する。また、連続焼鈍後の10〜 300℃/sの冷却速度での冷却停止温度が500 ℃を超えると、組織の微細化が達成できない。
【００７１】
調質圧延あるいはレベラー加工：伸び率0.5 〜10％
本発明では、冷延焼鈍工程に引き続いて、形状矯正、粗度調整の目的で、調質圧延またはレベラー加工を施してもよい。調質圧延あるいはレベラー加工の伸び率が合計で0.5 ％未満では、形状矯正、粗度調整の所期の目的が達成できない。一方、10％を超えると、延性の低下をもたらす。なお、５％以下とすることが延性確保の観点からより好ましい。また、調質圧延とレベラー加工ではその加工形式が相違するが、その効果は両者で大きな差異がないことを確認している。調質圧延、レベラー加工は、めっき処理後でも有効である。
【００７２】
【実施例】
〔実施例１〕
次に本発明の実施例について説明する。
表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で鋼スラブとした。これら鋼スラブを表２に示す条件で加熱し、粗圧延してシートバーとし、ついで表２に示す条件の仕上げ圧延を施す熱間圧延工程により熱延板とした。なお、Ａr3変態点を熱間仕上げ圧延条件をシミュレートした条件で加工変態測定装置（富士電波工機製）を用いて測定し、表２に示した。
【００７３】
これら熱延板を酸洗および表２に示す条件の冷間圧延からなる冷間圧延工程により冷延板とした。ついで、これら冷延板に表２に示す条件で連続焼鈍を行った。一部については、冷延焼鈍工程につづいて、調質圧延を施した。
得られた冷延焼鈍板について、固溶Ｎ量、微視組織、引張特性、ｒ値測定、歪時効硬化特性、時効特性を調査した。調査方法は下記のとおりである。
（１）固溶Ｎ量の調査
固溶Ｎ量は、化学分析により求めた鋼中の全Ｎ量から析出Ｎ量を差し引いて求めた。ここで析出Ｎ量は、上記した定電位電解法を用いた分析法により求めた。
（２）微視組織
各冷延焼鈍板から試験片を採取し、圧延方向に直交する断面（Ｃ断面）について、光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡を用いて微視組織を撮像し、画像解析装置を用いてフェライトの組織分率および第２相の種類および組織分率を求めた。
【００７４】
また、フェライトの平均結晶粒径は、圧延方向に直交する断面（Ｃ断面）についての組織写真からＡＳＴＭに規定の求積法により算出した値またはＡＳＴＭに規定の切断法により求めた公称粒径のうち、いずれか大きい方を採用した。
（３）引張特性
各冷延焼鈍板からJIS ５号試験片を圧延方向に採取し、JIS Z 2241の規定に準拠してクロスヘッド速度：10mm／min で引張試験を実施し、降伏応力ＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥｌを求めた。
（４）歪時効硬化特性
各冷延焼鈍板からJIS ５号試験片を圧延方向に採取し、予変形としてここでは５％の引張予歪を与えて、ついで170 ℃×20min の塗装焼付処理相当の熱処理を施したのち、クロスヘッド速度：10mm／min で引張試験を実施し、予変形−塗装焼付処理後の引張特性（降伏応力ＹＳBH、引張強さＴＳBH）を求め、ＢＨ量＝ＹＳBH−ＹＳ5%、ΔＴＳ＝ＴＳBH−ＴＳを算出した。なお、ＹＳ5%は、製品板を５％予変形したときの変形応力であり、ＹＳBH、ＴＳBHは予変形−塗装焼付処理後の降伏応力、引張強さであり、ＴＳは製品板の引張強さである。
（５）ｒ値測定
各冷延焼鈍板の圧延方向（Ｌ方向）、圧延方向に対し45°方向（Ｄ方向）、圧延方向に対し90°方向（Ｃ方向）から、JIS 5 号試験片を採取した。これら試験片に15％の単軸引張予歪を付与した時の各試験片の幅歪と板厚歪を求め、ｒ値の定義式である、幅歪と板厚歪の比、
ｒ＝ln（ｗ／ｗ0 ）／ln（ｔ／ｔ0 ）
（ここで、ｗ0 、ｔ0 は試験前の試験片の幅および板厚であり、ｗ、ｔは試験後の試験片の幅および板厚である。）
から各方向のｒ値を求め、次式
ｒmean＝（ｒL ＋2 ｒD ＋ｒc ）／４
により平均ｒ値ｒmeanを求めた。ここで、ｒL は、圧延方向（Ｌ方向）のｒ値であり、ｒD は、圧延方向（Ｌ方向）に対し45°方向（Ｄ方向）のｒ値であり、ｒc は、圧延方向（Ｌ方向）に対し90°方向（Ｃ方向）のｒ値である。なお、実験の精度の向上のため、体積一定と仮定して、伸び歪と幅方向の歪の変化で算出した。
（６）時効特性
各冷延焼鈍板からJIS 5 号試験片を採取し、該試験片に、50℃×200hr の時効処理を施したのち、引張試験を実施した。得られた結果から、時効処理前後の降伏伸び差ΔY-Elを求め、常温の時効特性を評価した。ΔY-Elが零であれば非時効性として耐常温時効特性に優れると評価した。
【００７５】
なお、No.4、No.10 の鋼板表面に、溶融亜鉛めっきを施しめっき鋼板とし、同様に各種特性を評価した。
これらの結果を表３に示す。
【００７６】
【表１】
0004519373.tif 000002
【００７７】
【表２】
0004519373.tif 000003
【００７８】
【表３】
0004519373.tif 000004
【００７９】
本発明例では、いずれも優れた延性と、格段に高いＢＨ量、ΔＴＳを呈し、優れた歪時効硬化特性と、平均ｒ値1.3 以上の高いｒ値と、常温時効では非時効性であり優れた耐常温時効性を有している。なお、No.4、No.10 の鋼板表面に、溶融亜鉛めっきを施しためっき鋼板の特性は、めっき層の幅縮み拘束のため、冷延鋼板に比べ平均ｒ値で0.2 、伸びＥｌで１％程度の特性の低下があったが、歪時効硬化性、耐常温時効性はめっき前の特性と殆ど変化はなかった。これに対し、本発明の範囲を外れる比較例は、延性が劣化しているか、ＢＨ量、ΔＴＳが少ないか、時効劣化が著しいかで、目標の特性を全て具備することはなく、十分な特性を有する鋼板とはいえない。
【００８０】
鋼板No.11 は、Ｃ、Al、Ｎ、Ｎ／Alが本発明範囲を外れ、そのため、ｒ値、ＢＨ量、ΔＴＳ、耐常温時効性が低下している。また、鋼板No.12 は、Ｂ、Nbが本発明範囲を外れ、アシキュラーフェライト量が本発明範囲を低くはずれ、そのため、ＢＨ量、ΔＴＳ、耐常温時効性が低下している。
鋼板No.13 は、Ｂが本発明の好適範囲を外れ、アシキュラーフェライト量が本発明範囲を低くはずれ、そのため、ｒ値、ＢＨ量、ΔＴＳ、耐常温時効性が低下している。また、鋼板No.14 は、Nbが本発明範囲を外れ、固溶Ｎ量が本発明範囲を低くはずれ、そのため、歪時効硬化特性が低下している。
【００８１】
鋼板No.15 は、Ｎが本発明の好適範囲を外れ、固溶Ｎが少なく、歪時効硬化特性が低下している。鋼板No.17 〜No.20 は、熱延条件、冷延板焼鈍条件が好適範囲から外れ、微視組織が本発明の範囲外となりＢＨ量、ΔＴＳが低減し、歪時効硬化特性が低下し、耐常温時効性が劣化している。
（実施例２）
表４に示す組成になる鋼を、実施例１と同様の方法でスラブとなし、該スラブを表５に示す条件で加熱し、粗圧延して25mm厚のシートバーとし、ついで表５に示す条件の仕上圧延を施す熱間圧延工程により熱延板とした。なお、粗圧延後で仕上圧延入側で相前後するシートバー同士を溶融圧接法で接合して連続圧延した。また、シートバーの幅端部、長さ方向端部を誘導加熱方式のシートバーエッジヒータ、シートバーヒータを使用してシートバーの温度を調節した。
【００８２】
これら熱延板を酸洗および表５に示す条件の冷間圧延からなる冷間圧延工程により1.6 mm厚の冷延板とした。ついで、これら冷延板に表５に示す条件で連続焼鈍を行った。
得られた冷延焼鈍板について、実施例１と同様に固溶Ｎ量、微視組織、引張特性、ｒ値測定、歪時効硬化特性を調査した。また、各冷延焼鈍板の幅方向および長手方向について、各10箇所で引張特性を調査し、降伏強さ、引張強さ、伸びのばらつきを調査した。
【００８３】
それらの結果を表６に示す。
【００８４】
【表４】
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【００８５】
【表５】
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【００８６】
【表６】
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【００８７】
本発明例は、いずれも優れた歪時効硬化特性と高いｒ値を有し、製造条件の変動にもかかわらず、安定して格段に高いＢＨ量、ΔＴＳ、平均ｒ値を示した。また、本発明例では、連続圧延とシートバーの長手方向、幅方向温度調整を実施することにより、製品鋼板の板厚精度および形状が向上し、材質ばらつきが１／２に減少することを確認した。また、調質圧延の伸び率を0.5 〜２％、レベラーの伸び率を０〜１％まで変化させたが、歪時効硬化特性の低下はなかった。
【００８８】
【発明の効果】
本発明によれば、、引張強さ（ＴＳ）340 MPa 以上で、予変形−塗装焼付け処理により降伏応力が80MPa 以上および引張強さが40MPa 以上とともに増加する高い歪時効硬化特性と、平均ｒ値1.3 以上と高ｒ値を有し、耐常温時効性に優れた高張力冷延鋼板を、安価にかつ形状を乱さずに製造でき、産業上格段の効果を奏する。さらに本発明の高張力冷延鋼板を自動車部品に適用した場合、塗装焼付け処理などにより降伏応力とともに引張強さも、例えばＴＳ340MPaから400 〜590MPaと強度を１〜1.5 グレード増加し、しかも安定した高い部品特性を得ることができ、使用する鋼板の板厚を、例えば2.0mm 厚から1.6 mm厚と、従来より１グレード低減することが可能となり、自動車車体の軽量化に充分に寄与することができるという効果もある。また、本発明の冷延鋼板は、溶融亜鉛めっき鋼板等のめっき原板として好適である。