(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：0.008 ％以下、Ｎ： 0.0050 〜0.0250％、Al：0.005 〜0.020 ％、Si：1.0 ％以下、Mn：0.01〜1.0 ％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下を含み、かつN/Al：0.30以上、固溶Ｎ：0.0010％以上で残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、ＴＳ×ｒ値：750MPa以上であることを特徴とする歪時効硬化特性に優れた深絞り用冷延鋼板。
【請求項２】
Ｃ：0.008 ％以下、Ｎ： 0.0050 〜0.0250％、Ｂ：0.0003〜0.0015％、Al：0.005 〜0.020 ％、Si：1.0 ％以下、Mn：0.01〜1.0 ％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下を含み、さらに、Nb：0.005 〜0.050 ％、Ti：0.005〜0.070 ％、Ｖ：0.005 〜0.10％のうち１種または２種以上を含有し、かつN/(Al+Nb+Ti+V+B)：0.30以上、固溶Ｎ：0.0010％以上で残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、ＴＳ×ｒ値：850MPa以上であることを特徴とする歪時効硬化特性に優れた深絞り用冷延鋼板。
【請求項３】
請求項１または２に記載の冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
Ｃ：0.008 ％以下、Ｎ： 0.0050 〜0.0250％、Al：0.005 〜0.020 ％、Si：1.0 ％以下、Mn：0.01〜1.0 ％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下を含み、あるいはさらに、Ｂ：0.0003〜0.0015％と共に、Nb：0.005 〜0.050％、Ti：0.005 〜0.070 ％、Ｖ：0.005 〜0.10％のうち１種または２種以上を含み、かつN/(Al+Nb+Ti+V+B)：0.30以上であって残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、950 ℃以上に加熱後、粗圧延終了温度を1000℃以下Ar3 以上として粗圧延し続いてAr3 以下600 ℃以上の温度域で潤滑しつつ仕上圧延して巻き取り、その際粗圧延開始から仕上圧延終了までの全圧下率を80％以上とし、得られた熱延板を再結晶焼鈍し、次いで圧下率60〜95％で冷間圧延し、得られた冷延板を再結晶焼鈍することを特徴とする歪時効硬化特性に優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法。
【請求項５】
請求項４記載の冷延板を再結晶焼鈍した後、得られた冷延焼鈍板に溶融亜鉛めっき、あるいはさらに合金化処理を施すことを特徴とする歪時効硬化特性に優れた深絞り用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
〔用語の定義〕
化学成分含有量に係る％＝質量％、N/Al＝Ｎ含有量（％）／Al含有量（％）、N/(Al+Nb+Ti+V+B)＝Ｎ含有量（％）／（Al，Nb，Ti，Ｖ，Ｂの各含有量（％）の和）、ＹＳ＝降伏強さ（または降伏強度）、ＴＳ＝引張強さ（または引張強度）、Ｅｌ＝伸び、ｒ値＝（ｒL ＋２ｒD ＋ｒC ）／４、ただしｒL ：圧延方向のランクフォード値、ｒD ：圧延方向から45゜方向のランクフォード値、ｒC ：圧延方向から90゜方向のランクフォード値、ＢＨ＝処理Ｘ後のＹＳ−処理Ｘの熱処理前予歪耐力、ΔＴＳ＝処理Ｘ後のＴＳ−処理Ｘ前のＴＳ、処理Ｘ＝５％引張予歪付与後170 ℃×20分熱処理、歪時効硬化特性に優れた＝ＢＨ≧80MPa でかつΔＴＳ≧40MPa 、Ar3 ＝Ar3 変態点相当温度、ＴＳ×ｒ値＝圧延方向のＴＳ（MPa ）×ｒ値
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、建設部材、機械構造用部品、自動車の構造用部品など、構造上の強度、特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適用され、プレスなどによる加工成形後に250 ℃以下の温度域で強度上昇熱処理がなされる成形体の素鋼板として用いるに適した歪時効硬化特性に優れた深絞り用の冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板（合金化したものも含む）ならびにそれらの製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
薄鋼板からなるプレス成形体を製造するに際し、プレス成形前は軟質でプレス成形しやすく、プレス成形後に硬化させ部品強度を高める方法として、200 ℃未満で塗装焼付けする方法などがある。この塗装焼付け用の鋼板としてＢＨ鋼板が開発された。ＢＨ鋼板として、例えばNb添加鋼において鋼中のＣ，Ｎ，Al含有量に応じてNbを添加してat％でNb／（固溶Ｃ＋固溶Ｎ）を特定範囲内に制限し、さらに焼鈍後の冷却速度を制御することにより、鋼板中の固溶Ｃ、固溶Ｎを調整したもの（特開平55−141526号公報）、TiとNbの複合添加によって焼付け硬化性を向上させたもの（特公昭61−45689 号公報）、あるいはＷ、Cr、Moの単独または複合添加によって焼付け硬化性を向上させたもの（特開平５−25549 号公報）が知られている。
【０００３】
これらの従来技術は、鋼板中の微量な固溶Ｃ、固溶Ｎを利用して焼付け硬化性を向上させようとするものであるが、ＹＳは上昇するもののＴＳはあまり上昇しないため、部品の変形開始時の応力を高める効果しかなく、開始から終了までの全域にわたる変形に要する応力（成形後ＴＳ）を高める効果は不十分である。
成形後ＴＳが上昇する冷延鋼板として、Ｃ：0.01〜0.08％、Mn：0.01〜3.0 ％を含有し、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種以上を含む組成とフェライトまたはフェライト主体の組織を有し、成形後の熱処理により60MPa 以上のＴＳ上昇をなしうるものが知られている（特開平10−310847号公報）。しかし、この技術は、成形後の熱処理により鋼板中に微細な炭化物を形成させて転位（成形時に増殖した転位）を固着するものであるため、一般的な焼付け硬化処理温度よりも高い300 ℃超の温度域での熱処理を要するという難点がある。
【０００４】
また、熱延鋼板の分野では、0.02〜0.13%C-0.0080 〜0.0250%N鋼を素材とし、仕上圧延温度および巻取温度を規制して多量の固溶Ｎを鋼中に残存させ金属組織をフェライト＋マルテンサイト主体の複合組織としてΔＴＳ：100MPa以上を得る方法（特公平８−23048 号公報）や、0.01〜0.12%C-0.0001 〜0.01%N鋼を素材とし平均結晶粒径を８μｍ以下に制御してＢＨ：80MPa 以上、ＡＩ：45MPa 以下を得る方法（特開平10−183301号公報）が知られている。しかし、熱延鋼板であることから、仕上圧延後のγ→α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がたい。
【０００５】
さらに、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高ΔＴＳ、高ＢＨが得られるとは言いがたい。なぜなら、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ばかりか、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やすく固溶Ｃおよび固溶Ｎの状態が変化するからである。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、上記従来技術の問題点に鑑み、ＴＳ×ｒ値≧750MPaの優れた深絞り性および優れた歪時効硬化特性（ＢＨ≧80MPa かつΔＴＳ≧40MPa ）を有する深絞り用の冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板（合金化したものも含む）を、それらの有利な製造方法とともに提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記目的を達成するための手段について鋭意検討し、以下の知見を得た。
１）成形後熱処理以後にＴＳを上昇させるためには、引張変形を進行させるために新たな転位を導入する必要がある。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成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。変形応力増加量を大きくするためには、成形により導入された転位を強固に固着する必要がある。
【０００８】
２）転位固着因子として成形後の熱処理で形成させたＷ、Cr、Mo、Ti、Nb、Alなどの炭化物、窒化物あるいは炭窒化物を利用しようとすると、熱処理温度が250 ℃以下では強度上昇に時間がかかりすぎて不適当である。これに対し、侵入型元素、Fe炭化物、Fe窒化物を転位固着因子として活用すると、250 ℃以下の熱処理で長時間を要さずに強度上昇が得られる。
【０００９】
３）侵入型元素としては、固溶Ｃよりも固溶Ｎの方が、フェライト相に対する溶解度が大きくかつｒ値への悪影響が小さいという点で、利用価値が高い。
４）鋼中の固溶Ｎは結晶粒内と結晶粒界の両方に存在するが、ΔＴＳは結晶粒界面積が広いほど、すなわち結晶粒径が小さいほど大きい。
５）結晶粒界面積を拡大するためには、NbあるいはTi，ＶとＢの複合添加と低温域での熱間圧延が有効である。
【００１０】
これらの知見は例えば以下のような実験により得られた。
〔実験１〕
0.0015%C-0.30%Si-0.8%Mn-0.03%P-0.005%S-0.012%N- 0.02〜0.08Al鋼のシートバーを1050℃に均一に加熱し、次いで仕上温度が670 ℃になるように７パスで熱間仕上圧延し、次いで700 ℃×５h の再結晶焼鈍を行い、得られた板厚４mmの熱延板を、圧下率82.5％で冷間圧延し、次いで875 ℃×40秒で再結晶焼鈍し、次いで圧下率0.8 ％で調質圧延し、得られた冷延板から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速度３×10-3/sで引張試験を行い、ＴＳ×ｒ値およびΔＴＳを測定した。結果を表１に示す。N/Al≧0.30を満足する場合にＴＳ×ｒ値≧750 かつΔＴＳ≧40MPa が達成されている。なお、Ｎ／Al≧0.30の場合、ＢＨ≧80MPa が達成されていることは別途確認した。
【００１１】
【表１】
0004524859.tif 000002
【００１２】
〔実験２〕
0.0015%C-0.0010%B-0.01%Si-0.5%Mn-0.03%P-0.008%S-0.011%N-0.005 〜0.05%Nb-0.005 〜0.03%Al 鋼のシートバーを1000℃に均一に加熱し、次いで仕上温度が650 ℃になるように７パスで熱間仕上圧延し、次いで800 ℃×60秒の再結晶焼鈍を行い、得られた板厚４mmの熱延板を、圧下率82.5％で冷間圧延し、次いで880 ℃×40秒で再結晶焼鈍し、次いで圧下率0.8 ％で調質圧延し、得られた冷延板から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速度３×10-3/sで引張試験を行い、ＴＳ×ｒ値、ＢＨ、ΔＴＳを測定した。これら測定値とN/(Al+Nb+B) との関係を図１に示す。本実験ではNb：0.005 〜0.05％、Ｂ：0.0010％を含有している鋼を用いており、同図に示すように、N/(Al+Nb+B) ≧0.30の範囲でＢＨ≧80MPa 、ΔＴＳ≧60MPa 、ＴＳ×ｒ値≧850MPaが達成された。
【００１３】
〔実験３〕
0.0010%C-0.02%Si-0.6%Mn-0.01%P-0.009%S-0.015%N-0.01%Al-0.015%Nb-0.0001〜0.0025%B鋼のシートバーを1050℃に均一に加熱し、次いで仕上温度が680 ℃になるように７パスで熱間仕上圧延し、次いで750 ℃×５h のバッチ焼鈍にて再結晶焼鈍を行い、得られた板厚４mmの熱延板を、圧下率82.5％で冷間圧延し、次いで880 ℃×40秒で再結晶焼鈍し、次いで圧下率0.8 ％で調質圧延し、得られた冷延板から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速度３×10-3/sで引張試験を行い、ＴＳ×ｒ値、ＢＨ、ΔＴＳを測定した。これらの測定値とＢ量との関係を図２に示す。
【００１４】
同図に示すように、Ｂ：0.0003〜0.0015％の範囲でＢＨ≧80MPa に加え、Ｂ＜0.0003％の場合よりも高いΔＴＳレベルであるΔＴＳ≧60MPa 、ＴＳ×ｒ値≧850MPaが達成された。また、ミクロ組織観察から、このＢ量範囲で結晶粒がとくに微細化していることが認められた。
実験２、３の結果から、Ｎ／（Al＋Nb＋Ｂ）≧0.30の範囲としてＢ≧0.0003％とし、さらにNbの複合添加により結晶粒が微細化し、ΔＴＳ、ＴＳ×ｒ値レベルがさらに改善されることが判明した。Ｂ＜0.0003％ではNbとの複合添加による結晶粒微細化効果がない。一方、Ｂ＞0.0015％ではかえって特性が低下する。これは、粒界およびその近傍に偏析するＢ量が増加し、Ｂ原子とＮ原子間の強い相互作用により有効な固溶Ｎ量が低減したためと推察される。また、Nbの代わりにTi、Ｖを添加した場合についても同様の検討を行い、Nbと同様の効果が得られることを確認した。
【００１５】
本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下の通りである。
（１）  Ｃ：0.008 ％以下、Ｎ： 0.0050 〜0.0250％、Al：0.005 〜0.020 ％、Si：1.0 ％以下、Mn：0.01〜1.0 ％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下を含み、かつN/Al：0.30以上、固溶Ｎ：0.0010％以上で残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、ＴＳ×ｒ値：750MPa以上であることを特徴とする歪時効硬化特性に優れた深絞り用冷延鋼板。
【００１６】
（２）  Ｃ：0.008 ％以下、Ｎ： 0.0050 〜0.0250％、Ｂ：0.0003〜0.0015％、Al：0.005 〜0.020 ％、Si：1.0 ％以下、Mn：0.01〜1.0 ％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下を含み、さらに、Nb：0.005 〜0.050 ％、Ti：0.005 〜0.070 ％、Ｖ：0.005 〜0.10％のうち１種または２種以上を含有し、かつN/(Al+Nb+Ti+V+B)：0.30以上、固溶Ｎ：0.0010％以上で残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、ＴＳ×ｒ値：850MPa以上であることを特徴とする歪時効硬化特性に優れた深絞り用冷延鋼板。
【００１７】
（３） （１）または（２）に記載の冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板。
（４） Ｃ：0.008 ％以下、Ｎ： 0.0050 〜0.0250％、Al：0.005 〜0.020 ％、Si：1.0 ％以下、Mn：0.01〜1.0 ％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下を含み、あるいはさらに、Ｂ：0.0003〜0.0015％と共に、Nb：0.005 〜0.050 ％、Ti：0.005 〜0.070 ％、Ｖ：0.005 〜0.10％のうち１種または２種以上を含み、かつN/(Al+Nb+Ti+V+B)：0.30以上であって残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、950 ℃以上に加熱後、粗圧延終了温度を1000℃以下Ar3 以上として粗圧延し、続いてAr3 以下600 ℃以上の温度域で潤滑しつつ仕上圧延して巻き取り、その際粗圧延開始から仕上圧延終了までの全圧下率を80％以上とし、得られた熱延板を再結晶焼鈍し、次いで圧下率60〜95％で冷間圧延し、得られた冷延板を再結晶焼鈍することを特徴とする歪時効硬化特性に優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法。
【００１８】
（５）  （４）記載の冷延板を再結晶焼鈍した後、得られた冷延焼鈍板に溶融亜鉛めっき、あるいはさらに合金化処理を施すことを特徴とする歪時効硬化特性に優れた深絞り用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１９】
【発明の実施の形態】
本発明において鋼の組成を上記のように限定した理由を述べる。
Ｃ：0.008 ％以下
Ｃは、可及的少量であるほど深絞り性、プレス成形性に有利である。フェライト相に対するＣの固溶限はＮよりもかなり低いため、熱延後の冷延工程においてＣの再溶解が進行し、結晶粒内の固溶Ｃが増加して、耐常温時効性およびｒ値を低下させやすくなる。十分な耐常温時効性とｒ値を確保するためにＣは0.008 ％以下とする。好ましくは0.005 ％以下である。なお、強度確保と結晶粒粗大化防止の観点からは、Ｃは0.0005％以上含有させるのが望ましい。
【００２０】
Ｎ： 0.0050 〜0.0250％
Ｎは、本発明において鋼板の歪時効硬化特性および引張強度を高める重要な役割を果たす元素であり、0.0050％未満では固溶Ｎ量が不足してこの役割が果たせず、一方、0.0250％超ではプレス成形性を劣化させる。よってＮは0.0050〜0.0250％とする。なお、固溶強化により有効に強度を高めるため、好ましくは0.010 〜0.020 ％である。
【００２１】
固溶Ｎ：0.0010％以上
鋼板の歪時効硬化特性を高めるためには固溶Ｎが0.0010％以上の含有量で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量を差し引いて求めるものとする。なお、析出Ｎ量の分析法としては、本発明者らが種々の分析法を比較検討した結果によれば、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させることなく、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、実際の部品強度と最もよい対応を示した。
【００２２】
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、より高いＢＨおよびΔＴＳを得るためには、固溶Ｎ量は0.0015％以上が好ましく、0.0020％以上がより好ましく、0.0030％以上がさらに一層好ましい。
Al：0.005 〜0.020 ％
Alは、脱酸を行うためおよび炭窒化物形成成分の歩留り向上のために添加されるが、0.005 ％未満では十分な効果がなく、0.020 ％超では製鋼段階でＮ量の歩留り的中が困難となる。よってAlは0.005 〜0.020 ％とした。
【００２３】
N/AlまたはN/(Al+Nb+Ti+V+B)：0.30以上
AlはAlN を形成して固溶Ｎを減らす。固溶Ｎの適正量を確保するためにはN/Alを0.30以上とする必要がある。また、Nb,Ti,ＶあるいはＢを複合添加する場合は、これらも夫々NbN,TiN,VN,BN を形成して固溶Ｎを減らすので、固溶Ｎの適正量を確保するためにはN/(Al+Nb+Ti+V+B)を0.30以上とする必要がある。
【００２４】
Ｂ：0.0003〜0.0015％
Ｂは、Nb,Ti,Ｖなどの炭窒化物形成元素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の微細化に寄与し、かつ耐二次加工脆性を改善する働きを有するので必要に応じてNb,Ti,Ｖとともに添加されるが、0.0003％未満ではその働きが不十分であり、一方、0.0015％超ではBN析出量が増大し固溶Ｎが少なくなり、かつスラブ加熱段階での溶体化に支障をきたす。よってＢは0.0003〜0.0015％とした。
【００２５】
Nb：0.005 〜0.050 ％、Ti：0.005 〜0.070 ％、Ｖ：0.005 〜0.10％
Nb，Ti，Ｖは、Ｂ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の微細化に寄与し、かつ固溶ＣをNbC,TiC,VCとして析出させる働きを有するので必要に応じてＢとともに添加されるが、各々0.005 ％未満ではその働きが不十分である。一方、Nbは0.050 ％超、Tiは0.070 ％超、Ｖは0.10％超では延性の劣化を招く。よってNbは0.005 〜0.050 ％、Tiは0.005 〜0.070 ％、Ｖは0.005 〜0.10％とした。
【００２６】
Si：1.0 ％以下
Siは、伸びの低下を抑制し、また、強度を向上させる有用な元素であり、この効果を得るには0.001 ％以上含有させるのが好ましいが、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、1.0 ％以下とした。なお、好ましくは0.75％以下である。
【００２７】
Mn：0.01〜1.0 ％
Mnは、鋼の強化元素として有効に働き、またMnS を形成してＳによる脆化を抑制する働きがあるが、0.01％未満ではこれらの働きが不十分であり、一方、1.0 ％超では表面性状の悪化あるいは延性の低下を招くので、0.01〜1.0 ％とした。なお、好ましくは0.01〜0.75％である。
【００２８】
Ｐ：0.05％以下
Ｐは、固溶強化元素として鋼の強化に寄与し、この効果を得るには0.001 ％以上含有させるのが好ましいが、0.05％超では(FeNb)x Ｐ，などの燐化物を形成して深絞り性を劣化させるため、0.05％以下とした。
Ｓ：0.01％以下
Ｓは、多量に含有されると介在物量が増加し延性の低下を招くので、その混入は極力避けることが望ましいが、許容レベルを考慮して0.01％以下とした。
【００２９】
本発明の冷延鋼板は、上記の組成を有するとともにＴＳ×ｒ値≧750MPaであることを特徴とする歪時効硬化特性に優れた深絞り用冷延鋼板である。
ＴＳ×ｒ値が750MPa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×ｒ値は850MPa以上とするのが望ましい。
【００３０】
本発明において、「歪時効硬化特性に優れた」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と記す；ＢＨ＝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。
【００３１】
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。
【００３２】
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。
【００３３】
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。
【００３４】
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。また、強度を上昇させたい部分のみを選択的に加熱してもよい。
【００３５】
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を80MPa 以上とするとともに、ΔＴＳを40MPa 以上とする。なお、より好ましくは、ＢＨ100MPa以上、ΔＴＳ50MPa 以上とする。ＢＨとΔＴＳをより大きくするには、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、設定すればよい。
【００３６】
また、本発明鋼板は、成形加工されない状態では、室温で１年程度の長時間放置されても時効劣化（ＹＳが増加しかつＥｌが減少する現象）は起こらないという、従来にない利点が備わっている。
また、本発明では、上記した本発明冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを施しても何ら問題はなく、めっき前と同等位のＴＳ、ＢＨ、ΔＴＳを示す。また、溶融亜鉛めっきおよび合金化溶融亜鉛めっき以外のめっきの種類としては、電気亜鉛めっき、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。
【００３７】
次に、好ましい製造条件について述べる。まず、Ｃ：0.008 ％以下、Ｎ： 0.0050 〜0.0250％、Al：0.005 〜0.020 ％、Si：1.0 ％以下、Mn：0.01〜1.0 ％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下を含み、あるいはさらにＢ：0.0003〜0.0015％と共に、Nb：0.005 〜0.050 ％、Ti：0.005 〜0.070 ％、Ｖ：0.005 〜0.10％のうち１種または２種以上を含み、かつN/(Al+Nb+Ti+V+B)：0.30以上であって残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有する鋼が転炉等の通常公知の溶製法で溶製され、造塊法あるいは連続鋳造法で凝固させられて鋼素材となる。
【００３８】
この鋼素材は加熱、均熱ののち熱間圧延されて熱延板となる。加熱温度（ＳＲＴ）が低すぎると加工性の改善効果が飽和し、しかも熱間圧延時の圧延負荷が増大し圧延トラブルが発生したり、また固溶Ｎの均一化不足を招くおそれが生じてくるので、ＳＲＴは950 ℃以上が好ましい。なお、深絞り性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、それにはＳＲＴは1300℃以下が好ましい。なお加工性をより一層の向上させるには1150℃以下とするのが好ましい。
【００３９】
熱間圧延の粗圧延〜仕上圧延の全圧下率は、80％未満であると熱延板の結晶粒微細化が不十分となるため、80％以上とするのが好ましい。
粗圧延温度が1000℃超であるとγ→α変態粒が粗大化してｒ値が低下し、Ar3 未満であるとα粒が再結晶粗大化または粒成長することによりｒ値が低下するので、粗圧延は1000℃以下Ar3 以上の温度域で行うことが好ましい。
【００４０】
一方、仕上圧延をAr3 超の温度域で終えるとγ→α変態により集合組織がランダム化し、優れた深絞り性が得られず、一方、仕上圧延を600 ℃未満で終えても、より一層の深絞り性の向上は望めず圧延荷重が増大するのみとなるので、仕上圧延はAr3 以下600 ℃以上の温度域で行うことが好ましい。
また、仕上圧延時に潤滑圧延を行わないと、ロールと鋼板との間の摩擦力により、鋼板表層部に付加的剪断力が働き、その結果、鋼板表層部に深絞り性に好ましくない｛110 ｝方位が優先的に形成されるために、深絞り性が劣化する。よって、仕上圧延は潤滑しつつ行うのが好ましい。
【００４１】
ついで、熱延板はコイル状に巻き取られる。なお、巻取工程を経た被処理材はコイルとも呼ばれる。熱延板の巻取温度（ＣＴ）は、高温ほど炭化物の粗大化には有利であるが、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りスケール除去作業の負荷が増大したり、窒化物形成が進行してコイル長手方向の固溶Ｎ量の変動を招き、一方、400 ℃未満では巻取作業が困難になる。このためＣＴは700 〜400 ℃とするのが好ましい。
【００４２】
次いで、得られた熱延板を、連続焼鈍またはバッチ焼鈍により再結晶焼鈍する。この焼鈍（熱延板焼鈍）は、仕上圧延で行ったα域温間圧延により形成された圧延加工集合組織を再結晶させて、再結晶集合組織を得るために行うものである。
次いで、熱延板は冷間圧延されて冷延板となる。冷間圧延の圧下率は、60％未満では高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ので、60〜95％とするのが好ましい。
【００４３】
次いで、冷延板は再結晶焼鈍される。この焼鈍は、連続焼鈍ライン、連続溶融亜鉛めっきラインのいずれかで行うのが好ましい。焼鈍条件は焼鈍温度650 ℃以上×保持時間５秒以上とするのが好ましい。焼鈍温度650 ℃以上、保持時間５秒以上のいずれかが満たされないと再結晶が完了せず深絞り性が低下する。なお、さらに優れた深絞り性を得るには、焼鈍温度800 ℃以上×保持時間５秒以上が好ましい。ただし、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（耐常温時効性）が低下し、さらに、α→γ変態が生じた場合は集合組織がランダム化してｒ値が低下し深絞り性が損なわれるため、焼鈍温度は900 ℃以下とするのが好ましい。
【００４４】
さらに、冷延鋼板を再結晶焼鈍して得られた冷延焼鈍板には、必要に応じて溶融亜鉛めっき、あるいはさらに合金化処理を施すが、その場合、めっき処理では、再結晶焼鈍後からめっき処理前までの冷却速度を５℃/s以上とし、溶融亜鉛めっきする時の板温を400 〜600 ℃とするのが好ましく、合金化処理では、処理温度を400 〜600 ℃とし、処理時間を５〜40秒とするのが好ましい。
【００４５】
なお、再結晶焼鈍後の冷延鋼板あるいは溶融亜鉛めっき鋼板は、形状矯正、表面粗さ調整のためにこれを調質圧延してもよい。この調質圧延の圧下率は10％以下が好ましい。この圧下率が10％を超えるとｒ値が低下するからである。
【００４６】
【実施例】
表２に示す組成になる鋼スラブを表３に示す条件で熱間圧延し板厚3.5mm の熱延板とした。これらの熱延板を表３に示す条件で冷間圧延して板厚0.7mm の冷延板とし、これらの冷延板を同表に示す条件で再結晶焼鈍し、うち一部につきさらに同表に示す条件で溶融亜鉛めっきあるいは合金化溶融亜鉛めっきを施した。
【００４７】
得られた製品板について、固溶Ｎ量、微視組織、引張特性、歪時効硬化特性を調査した。調査に用いた試験方法を以下に記す。
(1) 固溶Ｎ量
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。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。
【００４８】
(2) 微視組織
各製品板から試験片を採取し、Ｌ方向（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相の体積率と結晶粒径を求めた。結晶粒径は、Ｃ断面の組織写真からASTM規定の求積法により算出した値またはASTM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。
【００４９】
(3) 引張特性
各製品板からJIS ５号試験片をＬ方向に採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して歪速度：３×10-3/sで引張試験を行ってＹＳ，ＴＳ，Ｅｌを求めた。また、ｒ値は、各製品板からＬ方向、Ｄ方向（Ｌ方向に対し45°方向）、Ｃ方向（Ｌ方向に対し90°方向）に各々JIS ５号試験片を採取し、各試験片に15％引張歪を付与して求めた各方向の値（ｒL ，ｒD ，ｒC ）を式：（ｒL ＋２ｒD ＋ｒC ）／４で平均して求めた。
【００５０】
(4) 歪時効硬化特性
各製品板からJIS ５号試験片をＬ方向に採取し、５％引張予歪後170 ℃×20min の熱処理を施したのち、歪速度：３×10-3/sで引張試験して降伏強さＹＳBH、と引張強さＴＳBHを求め、ＢＨ＝ＹＳBH−ＹＳ5%、ΔＴＳ＝ＴＳBH−ＴＳを算出した。なお、ＹＳ5%＝製品板の５％引張変形応力、である。
【００５１】
結果を表４に示す。同表より、本発明の実施例では、ＴＳ×ｒ値≧750MPa（ＢとNb,Ti,V の１種または２種以上とを複合添加したものではさらにＴＳ×ｒ値≧850MPa）、ＢＨ≧80MPa 、ΔＴＳ≧40MPa をすべて満たすが、比較例ではこれら３特性の１つ以上が実施例のレベルに達しない。
【００５２】
【表２】
0004524859.tif 000003
【００５３】
【表３】
0004524859.tif 000004
【００５４】
【表４】
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【００５５】
【発明の効果】
本発明によれば、プレス成形時に優れた深絞り性を確保しつつ、プレス成形- 熱処理によりＴＳが大きく増加する冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板（合金化したものも含む）を工業的に製造できるという優れた効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】ＴＳ×ｒ値、ＢＨ、ΔＴＳとN/(Al+Nb+B) との関係を示すグラフである。
【図２】ＴＳ×ｒ値、ＢＨ、ΔＴＳとＢ量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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