(57)【要約】  【課題】低降伏比で、降伏伸びの発生がない、自動車外板などのプレス成形に適した低炭素ＢＨ鋼板を提供する。  【解決手段】質量％で、Ｃ：0.01〜0.04％、Si：0.5％以下、Mn：1.5〜2.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下、sol. Al：0.10％以下かつ下記(1)式を満たす、Ｎ：0.005％以下、Cr：0.36％〜0.70％、Ｂ：0.0003〜0.0030％の化学組成と、主相であるフェライトと第二相である0.5面積％以上のマルテンサイトを含む低温変態生成相とからなる鋼組織と、降伏比が0.65以下であり、降伏点伸びが0％である機械特性とを有する高張力冷延鋼板、およびこの冷延鋼板に電気めっきを施した高張力めっき鋼板：    sol. Al≧2.04×Ｎ−2.63×Ｂ＋0.024     (1)  式中のsol. Al、Ｎ、Ｂはそれぞれ各元素の質量％。【選択図】    なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０.０１％以上０.０４％以下、Ｓｉ：０.５％以下、Ｍｎ：１.５％以上２.０％以下、Ｐ：０.０５％以下、Ｓ：０.０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.１０％以下、Ｎ：０.００５％以下、Ｃｒ：０.３６％以上０.７０％以下、Ｂ：０.０００３％以上０.００３０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなるとともに、下記式（１）を満足する化学組成と、
主相であるフェライトと第二相である低温変態生成相とからなるとともに、前記低温変態生成相が０.５面積％以上のマルテンサイトを含んでいる鋼組織と、
降伏比が０.６５以下であり、降伏点伸びが０％である機械特性と、
を有することを特徴とする高張力冷延鋼板。
ｓｏｌ.Ａｌ≧２.０４×Ｎ−２.６３×Ｂ＋０.０２４  ・・・（１）
式中のｓｏｌ.Ａｌ、Ｎ、Ｂはそれぞれ鋼中のｓｏｌ.Ａｌ、Ｎ、Ｂ含有量（質量％）を表す。
【請求項２】
前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：１.０％以下およびＷ：１.０％以下からなる群から選ばれた１種または２種を含有する請求項１に記載の高張力冷延鋼板。
【請求項３】
前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０.１％以下およびＮｂ：０.１％以下からなる群から選ばれた１種または２種を含有する請求項１または２に記載の高張力冷延鋼板。
【請求項４】
前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂｉ：０.０５％以下、Ｓｂ：０.０５％以下およびＳｎ：０.０５％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の高張力冷延鋼板。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれかに記載の高張力冷延鋼板の表面に電気めっき層を備えることを特徴とする高張力めっき鋼板。
【請求項６】
鋼塊または鋼片に、熱間圧延、酸洗、冷間圧延および連続焼鈍を施すことを含む、請求項１〜４のいずれかに記載の高張力冷延鋼板の製造方法において、
前記鋼塊または鋼片が請求項１〜４のいずれかに記載の化学組成を有し、
前記熱間圧延における巻取温度が５５０℃以下であり、
前記連続焼鈍時の焼鈍温度がＡｃ1変態点以上Ａｃ3変態点未満かつ下記式（２）を満足する、
ことを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。
Ｔ≧８５４−１８１６×ｓｏｌ.Ａｌ＋３７０６×Ｎ−４７８５×Ｂ  ・・・（２）
式中のＴは連続焼鈍ラインにおける焼鈍温度（℃）、ｓｏｌ.Ａｌ、Ｎ、Ｂはそれぞれ鋼中のｓｏｌ.Ａｌ、Ｎ、Ｂ含有量（質量％）を表す。
【請求項７】
下記工程を含むことを特徴とする、請求項１〜４のいずれかに記載の高張力冷延鋼板の製造方法：
（Ａ）請求項１〜４のいずれかに記載の化学組成を有するスラブを加熱炉に装入して、表面温度を１１５０℃以上１３５０℃以下とするスラブ加熱工程；
（Ｂ）上記加熱炉から前記スラブを抽出し、抽出後１０秒以内に前記スラブの表面温度を５０℃以上２００℃以下だけ冷却する水冷処理を施すスラブ冷却工程；
（Ｃ）上記水冷処理の後０.１秒間以上１０秒間以内に、前記スラブにデスケーリング処理を施すデスケーリング工程；
（Ｄ）前記スラブに、仕上温度：Ａｒ3点以上９５０℃以下、巻取温度：５５０℃以下の熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｅ）上記熱延鋼板に酸洗を施して酸洗鋼板とする工程；
（Ｆ）上記酸洗鋼板に５０％以上の圧下率の冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
（Ｇ）上記冷延鋼板にＡｃ1点以上Ａｃ3点未満かつ式（２）を満足する温度範囲で再結晶焼鈍を施す焼鈍工程。
【請求項８】
請求項６または７に記載された製造方法により製造される冷延鋼板にめっき処理を行うことを特徴とする、請求項５に記載の高張力めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車用外板パネルの素材として好適な、高張力冷延鋼板および高張力めっき鋼板ならびにそれらの製造方法に関する。特に、本発明は、自動車用外板パネルに要求される成形性を備えるとともに、表面性状に優れた高張力冷延鋼板および高張力めっき鋼板ならびにそれらの製造方法に関する。
【０００２】
本発明において「高張力」とは、高張力鋼の一般的な基準である「引張強度が３９０ＭＰａ以上」であることを意味する。鋼板の引張強度は圧延方向に測定した値を採用する。
【背景技術】
【０００３】
産業分野が高度に分業化した現在、各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、高張力鋼板の需要が著しく高まっている。
【０００４】
例えばドアアウターやフェンダー等の自動車外板パネルでは、耐デント性、すなわち、指で押したりし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要求される。耐デント性は、プレス成形し塗装焼付け処理を施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。このため、プレス成形し塗装焼付け処理を施した後の降伏応力が高い鋼板を使用すれば薄肉化が可能となるので、自動車外板パネルの素材として用いる鋼板にはこのような性能が求められる。
【０００５】
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こと、すなわち、形状凍結性が良好であることが要求される。このため、自動車外板パネルの素材として用いる鋼板にはプレス成形前の降伏応力が低いことが要求される。
【０００６】
したがって、機械特性値としては、初期の降伏応力が低く、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。
さらに、自動車の外板用途として用いられる鋼板は、その塗装後の外観の美麗さが要求される。このため、使用される鋼板自体の表面性状が厳格に管理され、表面欠陥のない鋼板が求められている。プレス成形性のような機械特性の不足分は、金型などの製造条件を調整することにより或る程度補償することが可能であるが、鋼板に表面欠陥が存在する場合には、これを補償する術はなく、プレス成形品の廃却、つまり歩留まり低下に直結しがちである。
【０００７】
一般に、高張力鋼板は、目的とする強度を確保するために種々の合金元素が添加されるが、その添加元素は易酸化元素が多く、スケール疵を発生させる傾向が高くなる。このため、概して高張力になればなるほど表面欠陥が生じる可能性が高くなり、安定して高品質の表面性状を有した鋼板を製造することは困難となる。自動車外板パネル用の鋼板に対する表面性状の要求は非常に厳しいので、このような問題が一層顕著となる。
【０００８】
これらの課題に対し、従来技術において、耐デント性を有する鋼板としては焼付け硬化性鋼板（ＢＨ鋼板）がある。ＢＨ鋼板は、固溶Ｃ、Ｎ原子が転位上に偏析して転位を固着して降伏応力を上昇させる、いわゆる歪時効硬化現象を利用した鋼板である。すなわち、ＢＨ鋼板を利用してプレス成形および焼付け塗装を施す過程においては、プレス成形時に導入された転位が、塗装焼付け時に固溶Ｃ、Ｎによって固着されて固定化されるため、プレス成形時に比べて焼付け塗装後の降伏応力が上昇する。
【０００９】
ＢＨ鋼板に関してはこれまでに多くの提案がなされている。極低炭素鋼にＴｉ及びＮｂを添加し、さらにＳｉ、Ｍｎ、Ｐ等を添加して引張強度を高めた、深絞り性に優れたＢＨ鋼板とその製造方法が幾つか提案されている。しかし、この手法では、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。
【００１０】
特許文献１には、低炭素鋼板に焼入れ元素であるＭｎおよびＣｒをＭｎ＋Ｃｒ≧１.９（質量％）となるように添加し、熱間圧延ラインにおけるスラブ加熱温度、抽出後のスラブ冷却工程およびデスケーリング工程を規定して、降伏比が０.６５以下である機械特性を有し、さらにスケール疵発生率が０.５％以下である表面性状を有することを特徴とする冷延鋼帯とその製造方法が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特開２０１０−２１５９６３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
上記特許文献１に開示された冷延鋼帯は、０.６５以下という低い降伏比を有するＢＨ鋼板であるが、その後の調査により、降伏伸びが発生する場合があることが判明した。従って、プレス成形時のストレッチャーストレインの発生により表面外観を損なう可能性があるという問題点がある。
【００１３】
本発明は、これら従来の技術が有する課題に鑑みて、プレス成形前の初期の状態においては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有する機械特性を有するとともに、降伏伸びが起こらず、従って、プレス成形時のストレッチャーストレイン発生が抑制され、さらにスケール疵が抑制された表面性状を有する高張力冷延鋼板および高張力めっき鋼板ならびにそれらの製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
本発明者らは、特許文献１に記載の冷延鋼板に対して、さらに焼入れ性を向上させるためにＢを添加し、焼入れ性向上に有効となる固溶Ｂ量（有効Ｂ量）の確保のために、Ａｌ添加量および連続焼鈍工程における焼鈍温度を規定することにより、上記目的を達成できることを知見した。
【００１５】
より具体的には、本発明者らはＡｌ−Ｎ−Ｂ系低合金鋼の焼入れ性に及ぼす各元素の効果を調べるために、焼入れ前のオーステナイト中ではＡｌＮおよびＢＮの析出は熱力学的に平衡に達しているとの仮定のもとに、各元素の焼入れ前のオーステナイト中の固溶量を計算するとともに、焼入れ性に及ぼすＢ量の影響および冷間圧延後の連続焼鈍における焼鈍温度の影響の確認試験を実施した。その結果、熱延工程における巻取温度を５５０℃以下とした場合に、連続焼鈍後の鋼板が０.６５以下の降伏比と０％の降伏点伸びとを含む機械特性を有するためには、以下の（ａ）及び（ｂ）の条件を満たす必要があることが判明した。
【００１６】
(ａ)ｓｏｌ.Ａｌ量が下記式（１）を満足すること：
ｓｏｌ.Ａｌ≧２.０４×Ｎ−２.６３×Ｂ＋０.０２４  ・・・（１）
式中のｓｏｌ.Ａｌ、Ｎ、Ｂはそれぞれ鋼中のｓｏｌ.Ａｌ、Ｎ、Ｂ含有量（質量％）を表す。
【００１７】
（ｂ）連続焼鈍における焼鈍温度ＴがＡｃ1変態点以上Ａｃ3変態点未満で、かつ下記式（２）を満足すること
Ｔ≧８５４−１８１６×ｓｏｌ.Ａｌ＋３７０６×Ｎ−４７８５×Ｂ  ・・・（２）
式中のＴは連続焼鈍ラインにおける焼鈍温度（℃）、ｓｏｌ.Ａｌ、Ｎ、Ｂはそれぞれ鋼中のｓｏｌ.Ａｌ、Ｎ、Ｂ含有量（質量％）を表す。
【００１８】
ここに、本発明は、質量％で、Ｃ：０.０１％以上０.０４％以下、Ｓｉ：０.５％以下、Ｍｎ：１.５％以上２.０％以下、Ｐ：０.０５％以下、Ｓ：０.０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.１０％以下、Ｎ：０.００５％以下、Ｃｒ：０.３６％以上０.７０％以下、Ｂ：０.０００３％以上０.００３０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなるとともに、下記式（１）を満足する化学組成と、主相であるフェライトと第二相である低温変態生成相とからなるとともに、前記低温変態生成相が０.５面積％以上のマルテンサイトを含んでいる鋼組織と、降伏比が０.６５以下であり、降伏点伸びが０％である機械特性とを有することを特徴とする高張力冷延鋼板である：
ｓｏｌ.Ａｌ≧２.０４×Ｎ−２.６３×Ｂ＋０.０２４  ・・・（１）
式中のｓｏｌ.Ａｌ、Ｎ、Ｂはそれぞれ鋼中のｓｏｌ.Ａｌ、Ｎ、Ｂ含有量（質量％）を表す。
【００１９】
前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、下記から選ばれた１種または２種以上の元素をさらに含有していてもよい：
（Ａ）Ｍｏ：１.０％以下およびＷ：１.０％以下から選ばれた１種または２種、
（Ｂ）Ｔｉ：０.１％以下およびＮｂ：０.１％以下から選ばれた１種または２種、および
（Ｃ）Ｂｉ：０.０５％以下、Ｓｂ：０.０５％以下およびＳｎ：０.０５％以下から選ばれた１種または２種以上。
【００２０】
本発明において、「主相」とは体積率が最大である（通常は体積率が５０％以上）の相または組織を意味し、第二相とは主相以外の相および組織を意味する。
「低温変態生成相」とは、マルテンサイトやベイナイトといった低温変態により生成される相および組織をいう。これら以外に、ベイニティックフェライトも低温変態生成相に含まれる。ベイニティックフェライトは、ラス状または板状の形態を呈する点および転位密度が高い点でフェライト（＝ポリゴナルフェライト）から区別され、内部および界面に鉄炭化物が存在しない点でベイナイトから区別される。
【００２１】
本発明に係る高張力冷延鋼板は、上記化学組成を有する鋼塊または鋼片に、熱間圧延、酸洗、冷間圧延および連続焼鈍を施す方法において、前記熱間圧延における巻取温度が５５０℃以下であり、前記連続焼鈍時の焼鈍温度がＡｃ1変態点以上Ａｃ3変態点未満で、かつ下記式（２）を満足することを特徴とする方法により製造することができる：
Ｔ≧８５４−１８１６×ｓｏｌ.Ａｌ＋３７０６×Ｎ−４７８５×Ｂ  ・・・（２）
式中のＴは連続焼鈍ラインにおける焼鈍温度（℃）、ｓｏｌ.Ａｌ、Ｎ、Ｂはそれぞれ鋼中のｓｏｌ.Ａｌ、Ｎ、Ｂ含有量（質量％）を表す。
【００２２】
本発明に係る高張力鋼板は、下記工程を含むことを特徴とする方法によっても製造することができる：
（Ａ）上記化学組成を有するスラブを加熱炉に装入して、表面温度を１１５０℃以上１３５０℃以下とするスラブ加熱工程；
（Ｂ）上記加熱炉から前記スラブを抽出し、抽出後１０秒以内に前記スラブの表面温度を５０℃以上２００℃以下だけ冷却する水冷処理を施すスラブ冷却工程；
（Ｃ）上記水冷処理の後０.１秒間以上１０秒間以内に、前記スラブにデスケーリング処理を施すデスケーリング工程；
（Ｄ）前記スラブに、仕上温度：Ａｒ3点以上９５０℃以下、巻取温度：５５０℃以下の熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｅ）上記熱延鋼板に酸洗を施して酸洗鋼板とする工程；
（Ｆ）上記酸洗鋼板に５０％以上の圧下率の冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
（Ｇ）上記冷延鋼板にＡｃ1点以上Ａｃ3点未満かつ上記式（２）を満足する温度範囲で再結晶焼鈍を施す焼鈍工程。
【００２３】
本発明によれば、
・上記高張力冷延鋼板の表面に電気めっき層を備えることを特徴とする高張力めっき鋼板；および
・上記方法により製造される高張力冷延鋼板にめっき処理を行うことを特徴とする高張力めっき鋼板の製造方法、
もまた提供される。
【発明の効果】
【００２４】
本発明によれば、プレス成形前の初期の状態において低い降伏応力を有するが、プレス成形して塗装焼付けした後において降伏応力が増大する焼付け硬化性を備え、かつ降伏点伸びが０％である機械特性と、スケール疵が抑制された表面性状とを有する高張力冷延鋼板および高張力めっき鋼板が得られる。
【００２５】
したがって、これらの鋼板は、プレス成形時にはスプリングバックの発生が少なく、形状凍結性に優れており、焼付け塗装が施された後は降伏応力が高まって良好な耐テンド性を示し、さらにスケール疵が抑制された美麗な表面性状を有するという、例えばドアアウターやフェンダーパネルのような自動車外板用パネルの素材の鋼板に要求される特性を備える。
【００２６】
このため、本発明に係る高張力冷延鋼板および高張力めっき鋼板は、自動車外板用パネルの素材として好適であり、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、産業の発展に大きく貢献するものである。
【発明を実施するための形態】
【００２７】
以下、本発明に係る高張力冷延鋼板および高張力めっき鋼板の化学組成、鋼組織、機械特性、表面性状、めっき層およびそれらの製造条件についてより詳しく説明する。なお、本明細書においては、上述したように化学組成を示す「％」はすべて「質量％」である。また、鋼組織を示す「％」はすべて「面積％」であり、鋼組織全体に占める割合である。
【００２８】
（１）化学組成
［Ｃ：０.０１０％以上０.０４０％以下］
Ｃは、鋼組織を決定づける重要な元素であり、本発明が目的とする、主相であるフェライトと第二相である低温変態生成相とからなるとともに、低温変態生成相が０.５％以上のマルテンサイトを含有する鋼組織を得るうえで重要な元素である。Ｃ含有量が０.０１０％未満では、目的とする鋼組織を得ることが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０.０１０％以上とする。好ましくは０.０１５％以上である。一方、Ｃ含有量が０.０４０％超では、深絞り性の劣化が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０.０４０％以下とする。好ましくは０.０２５％以下である。
【００２９】
［Ｓｉ：０.５％以下］
Ｓｉは、一般に不純物として含有される元素であるが、固溶強化により鋼板の強度を高める作用を有するので、積極的に含有させてもよい。しかし、Ｓｉ含有量が０.５％超になると、鋼板の化成処理性の劣化が著しくなる。また、めっき処理を施す場合には、めっき密着性の低下が著しくなる。したがって、Ｓｉ含有量は０.５％以下とする。好ましくは０.１％以下、さらに好ましくは０.０２％以下である。
【００３０】
［Ｍｎ：１.５％以上２.０％以下］
Ｍｎは、鋼の焼入性を向上させる作用を有する元素であり、本発明が目的とする、主相であるフェライトと第二相である低温変態生成相とからなるとともに、低温変態生成相が０.５％以上のマルテンサイトを含有する鋼組織を得るうえで重要な元素である。Ｍｎ含有量が１.５％未満では、目的とする鋼組織を得ることが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は１.５％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が２.０％超では、延性および深絞り性の劣化が著しくなる。したがって、Ｍｎ含有量は２.０％以下とする。好ましくは１.８％以下である。
【００３１】
［Ｐ：０.０５％以下］
Ｐは、一般に不純物として含有される元素であるが、深絞り性をさほど劣化させることなく、しかも安価に鋼板の強度を高める作用を有するので、積極的に含有させてもよい。しかしながら、Ｐ含有量が０.０５％を超えると、耐二次加工脆性および溶接性の劣化が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０.０５％以下とする。好ましくは０.０２５％以下である。
【００３２】
［Ｓ：０.０１％以下］
Ｓは、不純物として含有される元素であり、結晶粒界に偏析して鋼を脆化させる作用を有する。したがって、Ｓ含有量は０.０１％以下とする。
【００３３】
［ｓｏｌ.Ａｌ：式（１）を満足する値以上０.１０％以下］
Ａｌは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用を有し、またＮをＡｌＮとして固定することによりＢＮの析出を抑制し、焼入れ性向上に有効となる固溶Ｂ量を増加させる効果がある。ｓｏｌ.Ａｌ含有量が式（１）を満足しない場合には、固溶Ｂ量増加の効果が不十分となる。したがって、ｓｏｌ.Ａｌ含有量は式（１）を満足する値以上とする。
【００３４】
ｓｏｌ.Ａｌ≧２.０４×Ｎ−２.６３×Ｂ＋０.０２４  ・・・（１）
一方、ｓｏｌ.Ａｌ含有量を０.１０％超としても、上記作用による効果が飽和して不経済となる。したがって、ｓｏｌ.Ａｌ含有量は０.１０％以下とする。
【００３５】
［Ｎ：０.００５％以下］
Ｎは、不純物として含有される元素であり、延性、深絞り性、耐常温時効性を劣化させる作用を有する。したがって、Ｎ含有量は０.００５％以下とする。好ましくは０.００３％未満である。
【００３６】
［Ｃｒ：０.３６％以上０.７０％以下］
Ｃｒは、延性をさほど低下させることなく鋼の焼入性を向上させる作用を有する元素であり、本発明が目的とする、主相であるフェライトと第二相である低温変態生成相とからなるとともに、低温変態生成相が０.５％以上のマルテンサイトを含有する鋼組織を得るうえで重要な元素である。Ｃｒ含有量が０.３６％未満では、目的とする鋼組織を得ることが困難となるため、Ｃｒ含有量は０.３６％以上とする。一方、Ｃｒ含有量が０.７０％超になると、スケール疵の発生率が高くなる。したがって、Ｃｒ含有量は０.７％以下とする。好ましくは０.６％以下であり、より好ましくは０.５％以下である。
【００３７】
［Ｂ：０.０００３％以上０.００３０％以下］
Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる作用を有する元素であり、その効果を得るためには０.０００３％以上が必要であるためＢ含有量は０.０００３％以上とする。一方、Ｂ含有量が０.００３０％超になるとその効果が飽和するため、Ｂ含有量は０.００３０％以下とする。好ましくは０.００２５％以下である。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂ含有量を０.０００８％以上とすることが好ましい。
以下に説明する元素は、本発明の鋼板の鋼組成において必要により添加してもよい任意元素である。
【００３８】
［Ｍｏ：１.０％以下およびＷ：０.１％以下から選択された１種または２種］
ＭｏおよびＷは、任意元素であり、鋼の焼入れ性を向上させる作用を有するので含有させてもよい。しかし、１.０％を超えてＭｏおよびＷを含有させても、上記作用による効果は飽和してしまい不経済となり、また、化成処理性の劣化を招く。したがって、ＭｏおよびＷを含有する場合にはその含有量はそれぞれ１.０％以下とする。好ましくは０.５％以下である。上記作用による効果をより確実に得るには、ＭｏおよびＷの含有量を０.０２％以上とすることが好ましく、０.０５％以上とすることがさらに好ましい。
【００３９】
［Ｔｉ：０.１％以下およびＮｂ：０.１％以下から選択された１種または２種］
ＴｉおよびＮｂは、任意元素であり、鋼中のＮをＴｉＮおよびＮｂＮとして析出固定することにより、Ｎによる歪時効を抑制して、耐常温時効性を向上させる作用を有するので、含有させてもよい。しかし、ＴｉおよびＮｂを０.１％を超えて含有させても、上記作用による効果は飽和してしまい不経済となる。したがって、ＴｉおよびＮｂを含有する場合にはその含有量は０.１％以下とする。好ましくは０.０５％以下、より好ましくは０.０２％以下である。上記作用による効果をより確実に得るには、ＴｉおよびＮｂの含有量を０.００３％以上とすることが好ましい。
【００４０】
［Ｂｉ：０.０５％以下、Ｓｂ：０.０５％以下およびＳｎ：０.０５％以下からなる群から選択された１種または２種以上］
Ｂｉ、ＳｂおよびＳｎは、鋳造工程において凝固界面に濃化し、デンドライト間隔を狭くして凝固偏析を小さくするので、鋼板の成形性を高める作用を有する。また、鋼板表面に溶融亜鉛めっきを施す場合には、上記元素の融点が亜鉛よりも低いために、溶融亜鉛めっき工程において溶融亜鉛めっき浴に溶解する傾向にあり、これにより鋼板に対する溶融亜鉛めっきの濡れ性を向上させる作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら、上記範囲を超えて含有させると、結晶粒界に存在するＢｉ、ＳｂまたはＳｎが溶融することにより粒界脆化が著しくなる場合がある。したがって、Ｂｉ、ＳｂおよびＳｎの含有量はそれぞれ０.０５％以下とする。好ましくは０.０１％以下、さらに好ましくは０.００５０％以下である。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂｉ、ＳｂおよびＳｎのいずれかの含有量を０.０００３％以上とすることが好ましい。
【００４１】
化学組成の上記以外の残部はＦｅおよび不純物である。
（２）鋼組織
本発明に係る高張力冷延鋼板および高張力めっき鋼板は、主相であるフェライトと第二相である低温変態生成相とからなるとともに、低温変態生成相が０.５％以上のマルテンサイトを含有する鋼組織を有する。このような複合組織を具備させることにより、降伏応力を低下させて良好な形状凍結性や耐面歪み性を得ることができるとともに、耐常温時効性を損なうことなく高い焼付け硬化性を得ることができる。
【００４２】
鋼組織に占める低温変態生成相の割合が過小であると、この作用効果が得られ難い。したがって、低温変態生成相の面積率は３％超であることが好ましい。一方、鋼組織に占める低温変態生成相の割合が過大であると、却って降伏応力が上昇してしまい、形状凍結性および耐面歪み性が劣化する。さらに、引張強度が過剰に上昇して、延性および深絞り性の劣化が著しくなる。したがって、低温変態生成相は１２％未満であることが好ましい。さらに好ましくは１０％未満である。したがって、主相のフェライト相の割合は、好ましくは８８％以上であり、より好ましくは９０％以上である。
【００４３】
鋼板の降伏応力および降伏比を低減させるうえでマルテンサイトは非常に重要な相であるので、低温変態生成相はマルテンサイトを含有する。低温変態生成相の全てがマルテンサイトであってもよい。降伏比を０.６５以下にするために、少なくとも０.５％以上のマルテンサイトを含有することが必要である。マルテンサイトの面積率は好ましくは１％以上であり、より好ましくは２％以上である。
【００４４】
低温変態生成相は好ましくはマルテンサイトおよびベイナイトから構成される。したがって、好ましい金属組織は、主相のフェライト、低温変態生成相であるマルテンサイトおよびベイナイトの３相から構成される組織である。
【００４５】
（３）機械特性
本発明に係る高張力冷延鋼板および高張力めっき鋼板は、降伏比が０.６５以下であり降伏点伸びが０％である機械特性を有する。
【００４６】
鋼板の降伏比を０.６５以下とすることにより、良好な形状凍結性や耐面歪み性を確保することができる。また降伏点伸びを０％とすることによりプレス成形時のストレッチャーストレイン発生を抑制することができる。
【００４７】
形状凍結性や耐面歪み性についての相対的評価は降伏比により行うことができる。したがって、本発明では降伏応力や引張強度については特に規定しない。しかし、絶対的評価としては、降伏応力は３００ＭＰａ以下であることが好ましく、２８０ＭＰａ以下であることがさらに好ましい。また、引張強度は５９０ＭＰａ未満であることが好ましい。降伏応力の好ましい下限は２３０ＭＰａであり、引張強度の好ましい下限は３９０ＭＰａである。
【００４８】
（４）めっき層
本発明に係る高張力めっき鋼板のめっき層は電気めっき層である。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき等が例示される。めっき付着量は特に制限されず、従来と同様でよいが、通常は片面あたり３０〜９０ｇ／ｍ2の範囲内が好ましい。
【００４９】
（５）製造条件
本発明に係る高張力冷延鋼板および高張力めっき鋼板の製造方法は、好ましくは下記工程（Ａ）〜（Ｇ）を含んでいる。
【００５０】
（Ａ）上述した化学組成を有するスラブを加熱炉に装入して、表面温度を１１５０℃以上１３５０℃以下とするスラブ加熱工程；
（Ｂ）上記加熱炉から前記スラブを抽出し、抽出後１０秒以内に前記スラブの表面温度を５０℃以上２００℃以下だけ冷却する水冷処理を施すスラブ冷却工程；
（Ｃ）上記水冷処理の後０.１秒間以上１０秒間以内に、前記スラブにデスケーリング処理を施すデスケーリング工程；
（Ｄ）前記スラブに、仕上温度：Ａｒ3点以上９５０℃以下、巻取温度：５５０℃以下の熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｅ）上記熱延鋼板に酸洗を施して酸洗鋼板とする工程；
（Ｆ）上記酸洗鋼板に５０％以上の圧下率の冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
（Ｇ）上記冷延鋼板にＡｃ1点以上Ａｃ3点未満かつ式（２）を満足する温度範囲で再結晶焼鈍を施す焼鈍工程。
【００５１】
Ｔ≧８５４−１８１６×ｓｏｌ.Ａｌ＋３７０６×Ｎ−４７８５×Ｂ  ・・・（２）
上記工程のうち、本発明に従った金属組織および機械特性を有する鋼板を得る上で特に重要な条件は、熱間圧延工程（Ｄ）における巻取温度および焼鈍工程（Ｇ）の温度条件である。従って、より一般的には、本発明に係る高張力鋼板の製造方法は、上記化学組成を有する鋼塊または鋼片に、熱間圧延、酸洗、冷間圧延および連続焼鈍を施す方法において、前記熱間圧延における巻取温度が５５０℃以下であり、前記連続焼鈍時の焼鈍温度がＡｃ1変態点以上Ａｃ3変態点未満で、かつ上記式（２）を満足することを特徴とする方法であると規定することができる。
【００５２】
以下、上記工程（Ａ）〜（Ｇ）について順次説明する。
（Ａ）スラブ加熱工程
スラブ加熱工程においては、上述した化学組成を有するスラブを加熱炉に装入して表面温度を１１５０℃以上１３５０℃以下にすることが好ましい。
【００５３】
加熱炉から抽出した高温状態にあるスラブに水冷処理を施すことによってスケールを脆化させることが可能であり、スラブ表面温度が１１５０℃未満では、後続するスラブ冷却工程において水冷処理を施したとしてもスケールを脆化させることが困難となる場合がある。したがって、スラブ表面温度は１１５０℃以上とすることが好ましい。
【００５４】
一方、スラブ表面温度が１３５０℃超では、加熱炉内でのスケール生成量が著しく増大し、デスケーリング処理によりスケールを除去することが困難となる。したがって、スラブ表面温度は１３５０℃以下が好ましく、さらに好ましくは１２５０℃以下である。
【００５５】
なお、上記スラブは、常法により溶製された溶鋼を連続鋳造法により、または、鋼塊とした後に分塊圧延を施すことにより製造することができる。加熱炉に装入されるスラブは、常温まで冷却されたものであってもよく、連続鋳造または分塊圧延後の高温状態にあるものであってもよい。最終製品における表面性状をさらに良好にするために、加熱炉に装入する前のスラブに、冷間もしくは温間で表面手入れを施すことが好ましい。
【００５６】
（Ｂ）スラブ冷却工程
スラブ冷却工程においては、加熱炉から抽出したスラブに、抽出後１０秒間以内に表面温度を５０℃以上２００℃以下だけ冷却する水冷処理を施すことが好ましい。加熱炉から抽出した高温状態にあるスラブに水冷処理を施すことによってスケールを脆化させつつ、脆化させたスケールを適度な厚さまで成長させてスケール除去性を高め、後続するデスケーリング工程においてスケール除去を行うことで、スケールを効率よく除去することができる。
【００５７】
加熱炉抽出から水冷開始までの時間が１０秒間を超えると、その間のスラブの表面温度の低下が大きくなり、水冷処理を施してもスケールを十分に脆化させることが困難となる場合がある。したがって、加熱炉抽出後水冷開始までの時間は１０秒間以内とすることが好ましい。
【００５８】
また、水冷処理における冷却温度幅が５０℃未満では、水冷処理によりスケールに与える熱応力が小さくなり、水冷処理を施してもスケールを脆化させることが困難となる場合がある。したがって、水冷処理における冷却温度幅は５０℃以上とすることが好ましい。
【００５９】
水冷処理における冷却温度幅が２００℃を超えると、スケールの成長が不十分となり、後続するデスケーリング工程においてスケールが十分に除去されない場合がある。したがって、水冷処理における冷却温度幅は２００℃以下とすることが好ましい。
【００６０】
（Ｃ）デスケーリング工程
デスケーリング工程においては、水冷処理を施したスラブに、水冷処理の後０.１秒間以上１０秒間以内にデスケーリング処理を施すことが好ましい。デスケーリング処理は、常法に従って高圧水の噴射により実施することができる。
【００６１】
水冷処理により脆化させたスケールを適度な厚さに成長させてデスケール性を高めたうえで、デスケーリング処理を施してスケールを除去するので、水冷処理後デスケーリング処理開始までの時間が０.１秒間未満では、スケールの成長が不十分となり、デスケーリング処理を施してもスケールが十分に除去されない場合がある。したがって、水冷処理後デスケーリング処理開始までの時間は０.１秒間以上とすることが好ましい。
【００６２】
一方、水冷処理後デスケーリング処理開始までの時間が１０秒間超では、スケールの成長が過剰に進行し、脆化させたスケールの下層に厚く強固なスケールが新たに生成してしまい、デスケーリング処理を施してもスケールが十分に除去されない場合がある。したがって、水冷処理後デスケーリング処理開始までの時間は１０秒間以内とすることが好ましい。
【００６３】
（Ｄ）熱間圧延工程
熱間圧延工程においては、デスケーリング処理を施したスラブに、仕上温度：Ａｒ3点以上９５０℃以下にて熱間圧延を施すことが好ましく、巻取温度５５０℃以下として熱延鋼板とする。
【００６４】
冷間圧延および再結晶焼鈍後において深絞り性に好ましい再結晶集合組織を発達させるには、熱延鋼板の結晶粒径を細粒にすることが好ましい。したがって、熱間圧延における仕上温度はオーステナイト域の低温域とすることが好ましい。仕上温度が９５０℃超であったり、Ａｒ3点未満であったりすると、熱延鋼板が粗粒となってしまう。したがって、仕上温度は、Ａｒ3点以上９５０℃以下とすることが好ましい。
【００６５】
また、巻取温度が５５０℃超では、熱間圧延後の酸洗工程において粒界腐食が生じ、冷間圧延後に粒界腐食に起因する表面欠陥（フラップ）が生じやすくなる。表面欠陥には電着塗装時に発生する水素ガスが捕捉されやすくなり、ピンホールと呼ばれる塗装表面の欠陥の原因となる。したがって、巻取温度は５５０℃以下とする。
【００６６】
なお、熱間圧延が粗熱間圧延と仕上熱間圧延とからなる場合には、上記仕上温度を確保するために、粗熱間圧延と仕上熱間圧延との間で、粗圧延材を加熱してもよい。粗圧延材の加熱は、例えば、粗熱間圧延機と仕上熱間圧延機との間にソレノイド式誘導加熱装置を設け、誘導加熱装置前の粗熱延材の長手方向温度分布等に基づいて誘導加熱装置による加熱昇温量を制御することにより可能である。
【００６７】
（Ｅ）酸洗工程
酸洗工程においては、上記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に酸洗を施して酸洗鋼板とする。酸洗は常法でよい。なお、Ｃｒ酸化物に起因するスケール疵をさらに低減させるために、酸洗前または酸洗後に表面研削を施してもよい。
【００６８】
（Ｆ）冷間圧延工程
冷間圧延工程においては、上記酸洗工程により得られた酸洗鋼板に５０％以上の圧下率の冷間圧延を施して冷延鋼板とすることが好ましい。
【００６９】
後続する焼鈍工程における再結晶焼鈍により、深絞り性に好ましい集合組織を発達させるには、冷間圧延における圧下率を５０％以上とすることが好ましい。一方、冷間圧延における圧下率が８５％を超えると圧延荷重が大きくなり、圧延機への負荷が過大となる場合がある。したがって、冷間圧延における圧下率は８５%以下とすることが好ましい。さらに好ましくは８０％以下である。なお、冷間鋼板には、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る。また、Ｃｒ酸化物に起因するスケール疵をさらに低減させるために、冷間圧延後焼鈍前に表面研削を施してもよい。
【００７０】
（Ｇ）焼鈍工程
焼鈍工程では、上記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板にＡｃ1点以上Ａｃ3点未満かつ下記式（２）を満足する温度範囲で再結晶焼鈍を施す。
【００７１】
Ｔ≧８５４−１８１６×ｓｏｌ.Ａｌ＋３７０６×Ｎ−４７８５×Ｂ  ・・・（２）
焼鈍温度がＡｃ1点未満では低温変態生成相が得られず、一方、焼鈍温度がＡｃ3点以上では低温変態生成相のみからなる単相組織となりやすく、降伏比が増加して形状凍結性が劣化し、さらに深絞り性が著しく低下する場合がある。また、前述したように、式（２）を満足しない場合には降伏点伸びが０％とならず、プレス成形時にストレッチャーストレイン発生を抑制できないため、焼鈍工程における焼鈍温度はＡｃ1変態点以上Ａｃ3変態点未満かつ式（２）を満足する範囲とする。
【００７２】
再結晶焼鈍後の冷却は、低温変態生成相を確保するために適宜決定すればよい。
例えば、連続焼鈍設備における再結晶焼鈍後の冷却は、フェライトの生成を抑制して低温変態生成相を確保するために、４５０℃以上６５０℃以下の温度域を１５℃／ｓ以上２００℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却することが好ましい。焼鈍温度から６５０℃までの冷却方法は特に限定を要さないが、オーステナイトの安定性を高め、低温変態生成相の確保を容易にするために、１０℃／ｓ未満の平均冷却速度で冷却することが好ましい。
【００７３】
めっき鋼板を製造する場合には、上述した方法で製造された冷延鋼板に、常法に従って電気めっきを行えばよく、めっき方法やめっき膜の化学組成は限定されない。
このようにして得られた高張力冷延鋼板および高張力めっき鋼板には、常法にしたがって調質圧延を施してもよいが、調質圧延による降伏比の増加および伸びの低下を抑制するために、調質圧延の伸び率を１.０％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは０.７％以下である。
【００７４】
このようにして製造される鋼板は、主相であるフェライトと第二相である低温変態生成相とからなるとともに、前記低温変態生成相が０.５面積％以上のマルテンサイトを含有する鋼組織を有し、降伏比が０.６５以下であり降伏点伸びが０％である機械特性を有する。
【実施例】
【００７５】
本発明を、実施例を参照しながら、さらに具体的に説明する。
表１に示す化学組成を有するスラブを連続鋳造法により製造した。これらのスラブに冷間で表面手入れを施した後、加熱炉に装入して表面温度を１２８０℃とし、加熱炉から抽出した後、約５秒後に水冷処理を行って６０℃の冷却を行い、次いで５秒後に高圧水噴射によるデスケーリング処理を施した。次いで、スラブを仕上温度が８２０℃となる条件で熱間圧延し、巻取温度４５０℃でコイル状に巻き取って、板厚３.０ｍｍの熱延鋼板を得た。
【００７６】
この熱延鋼板を酸洗してから板厚０.７ｍｍまで冷間圧延し、巻き取って冷延鋼板とした。
得られた冷延鋼板を、連続焼鈍設備にて、表２に示される焼鈍温度で３０秒間均熱する焼鈍を施した。均熱後の冷却条件は、均熱温度から６５０℃までの平均冷却速度を５℃／ｓとし、６５０℃から４５０℃までの平均冷却速度を６０℃／ｓとした。冷却後に伸び率０.７％で調質圧延を施して冷延焼鈍鋼板を得た。
【００７７】
得られた一部の冷延焼鈍鋼板について、電気めっき設備にて、電気亜鉛めっき処理を施した。片面あたりのめっき付着量は７０ｇ／ｍ2であった。
このようにして得られた冷延鋼板および電気めっき鋼板から、圧延方向に対して０°方向（圧延方向）から採取したＪＩＳ５号引張試験片を用いて、引張試験を行い、降伏応力（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、降伏点伸び（ＹＰＥ）を求め、ＹＳ／ＴＳの比である降伏比（ＹＲ）を算出した。
【００７８】
また、板厚断面の鋼組織を常法によりミクロ観察して、各相および組織の面積率を求めた。
焼付硬化性は、圧延方向から採取したＪＩＳ５号引張試験片に２％の引張予歪を付与して、塗装後の標準的な焼付け条件である１７０℃で２０分間の熱処理を施した後、引張試験に供し、得られたＹＳと２％変形応力との差をＢＨ量と定義し、焼付硬化性の指標とした。
【００７９】
表２に、鋼組織、機械特性の結果をあわせて示す。
【００８０】
【表１】
2013185240.tif 000002
【００８１】
【表２】
2013185240.tif 000003
【００８２】
表２における試料Ｎｏ.１、３、４、６、９、１０および１１は、本発明の条件を満足する発明例であり、試料Ｎｏ.２、５、７および８は、本発明の条件を満足しない比較例である。
【００８３】
化学成分および焼鈍温度が本発明を満足する条件である試料Ｎｏ.１、３、４、６、９、１０および１１は、主相であるフェライトと第二相である低温変態生成相とからなるとともに、低温変態生成相が０.５面積％以上のマルテンサイトを含有する鋼組織を有し、降伏比が０.６５以下であり降伏点伸びが０％である機械特性を有していた。さらに、焼付けによるＢＨ量が５０ＭＰａ以上であった。
【００８４】
これに対し、試料Ｎｏ.２および５では、化学成分は本発明の条件を満足しているものの、焼鈍温度が本発明の条件を満足しておらず、また試料Ｎｏ.７および８では、化学成分が本発明の条件を満足していないため、降伏比が高かった。そのため、形状凍結性に劣り、降伏伸びが発生するためプレス成形時にストレッチャーストレインが発生する可能性がある。