JP3959934B2 - 歪時効硬化特性、耐衝撃特性および加工性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
【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、板厚が0.5mm 以上の高加工性高張力冷延鋼板に係り、とくに引張強さ（ＴＳ）440 MPa 以上で、耐衝撃特性および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、軽度の曲げ加工やロールフォーミングによりパイプに成形されるような比較的軽加工に供されるものから比較的厳しい絞り成形に供されるものまで、広範囲の用途に適するものである。なお、本発明における鋼板とは、鋼板に加えて鋼帯をも含むものとする。また、本発明の高張力冷延鋼板は、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、電気めっき鋼板として利用できるものである。
【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（ΔＴＳBHと記す；ΔＴＳBH＝歪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、多量に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、例えば曲げ、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。したがって、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。
【０００５】
成形性に優れた高張力鋼板としては、340MPa〜590MPa級までの、Si、Mn、Ｐ等の固溶強化元素を添加した固溶強化型の極低炭素鋼板が知られている。しかし、これらの鋼板は強度は増加するものの、成形加工後の特性向上が期待できないという問題があった。さらに、Ｐを添加した固溶強化型の極低炭素鋼板では、成形加工後に延性が低下する二次加工脆化が生じることが知られている。この二次加工脆化に対しては、例えば、特開平7-179946号公報には、固溶強化元素量に応じＢを添加することにより防止できることが開示されている。しかし、この技術では、Ｂの多量添加を必要とするうえ、Ｂ含有による延性低下、加工性低下等が生じるという問題があった。
【０００６】
また、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▼延性が劣化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、
▲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。
【０００７】
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 ℃×20min 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。
【０００８】
しかし、この種の鋼板では、表面欠陥となるストレ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ことになる。
すなわち、部品の軽量化には、単に歪時効により降伏応力のみ上昇するのではなく、さらに変形が進んだときの強度特性の上昇が必要である。言い換えれば、歪時効後の引張強さの上昇が望まれていた。
【０００９】
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。
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。
【００１０】
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の増加量が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。
【００１１】
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。
【００１２】
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、耐衝撃性等が強く要求される使途への適用ができないという問題が残されていた。
【００１３】
また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、自動車部品用として使用される、ＴＳ：440MPa級高張力冷延鋼板では、絞り成形を施されることから、上記した耐衝撃特性に加えて、深絞り成形性に優れること、すなわち1.3 以上の高い平均ｒ値を有することと、さらに極低炭素鋼板で問題となる耐二次加工脆性に優れることが要求されている。
【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限界を打破し、高い成形性と、高い耐衝撃特性と、優れた耐二次加工脆性と、安定した品質特性を有するうえ、自動車部品に成形したのちに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、歪時効硬化特性に優れた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％の予変形後、170 ℃の温度に20min 保持する時効条件で、ＢＨ量が80MPa 以上、ΔＴＳBH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Ｃとともに用い、これら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、Ｃ、Ｎによる歪時効硬化現象を有利に活用するためには、Ｃ、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Ｃ＋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、Ｃ、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、Nbを含有する組成とし、結晶粒を微細化することが重要であることも見いだした。また、本発明者らは、鋼板の微視組織を、平均粒径10μm 以下のフェライト相とすることにより、従来問題であった室温時効劣化の問題もなく、Ｃ、Ｎを十分に活用できることを見い出した。
【００１７】
また、本発明者らは、上記した組成、微視組織とすることにより、Ｂや多量の固溶強化元素を必須含有することなく、粒界が強化され耐二次加工脆性が向上するうえ、従来の極低炭素鋼板と同等以上の延性、深絞り成形性を得ることができることを知見した。
すなわち、本発明者らは、セミ極低炭素系において、Nbを適正量含有し、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Ｃ＋固溶Ｎ）量を最適化することにより、従来の固溶強化型のＣ−Mn系鋼板、析出強化型鋼板に比べて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優れた耐二次加工脆性を有し、部品特性としての優れた耐衝撃特性と、全長にわたって均質な特性を有する鋼板が得られることを見いだしたのである。
【００１８】
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る。
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の本発明では、質量％で、Ｃ：0.010 ％超え0.020 ％以下、Si：0.10％以上2.0 ％以下（但し、0.10％を除く）、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.15％以下、Ｓ：0.02％以下、Nb：0.003 〜0.02％、Al：0.1 ％以下、Ｎ：0.0020〜0.0250％を含み、かつ固溶状態のＣと固溶状態のＮを合計で0.0015％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、平均結晶粒径10μｍ以下のフェライト相からなる組織とを有することを特徴とする、板厚：0.5mm 以上の、歪時効硬化特性、耐衝撃特性、耐二次加工脆化性および加工性に優れた引張強さ440MPa以上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：Ｂ：0.0003〜0.0050％
ｂ群：Ti：0.04％以下、Ｖ：0.04％以下の１種または２種
ｃ群：Cu：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下、 Mo ： 1.0 ％以下、 Cr ： 1.0 ％以下の１種ま たは２種以上
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群以上を含むこと（但し、Ｃ： 0.01 〜 0.08 ％、 Si ： 0.005 〜 1.0 ％、 Mn ： 0.01 〜 3.0 ％、Ｐ： 0.001 〜 0.15 ％、Ｓ： 0.001 〜 0.02 ％、 Al ： 0.001 〜 0.1 ％、Ｎ： 0.0002 〜 0.01 ％、および Cr 、 Mo の１種または２種を合計量が 0.05 〜 3.0 ％含有するとともに、 Nb ： 0.005 〜 0.1 ％を含有し、あるいはさらに Ti ： 0.005 〜 0.1 ％、Ｖ： 0.005 〜 0.1 ％のうちの１種又は２種を含有し、残部 Fe および不可避的不純物である組成を有する場合を除く）が好ましく、また、第１の本発明では、前記高張力冷延鋼板の板厚が3.2 mm以下であることが好ましい。
【００１９】
また、第２の本発明では、質量％で、Ｃ：0.010 ％超え0.020 ％以下、Si：0.10％以上2.0 ％以下（但し、0.10％を除く）、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.15％以下、Ｓ：0.02％以下、Nb：0.003 〜0.02％、Al：0.1 ％以下、Ｎ：0.0020〜0.0250％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼スラブを、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したのち、該シートバーに最終３パスの圧下率合計を50％以上、仕上圧延出側温度を（Ａr3変態点−50℃）〜（Ａr3変態点＋100 ℃）とする仕上圧延を施し熱延板とし、該仕上圧延後、1.0 ｓ以内に冷却を開始し、冷却速度：20℃/s以上で650 ℃まで急冷して、巻き取り温度 650℃以下で巻き取る熱間圧延工程と、該熱間圧延工程を経た熱延板に酸洗を施したのち、圧下率：50〜90％とする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、再結晶温度以上900 ℃以下の温度で保持時間：10〜60ｓとする焼鈍を行い、ついで500 ℃以下の温度まで冷却速度：10〜300 ℃／ｓで冷却する一次冷却と、ついで前記一次冷却の停止温度以下400 ℃以上の温度域での滞留時間を300 ｓ以下とする二次冷却とを行う冷延板焼鈍工程とを、順次施すことを特徴とする、板厚：0.5mm 以上の、歪時効硬化性、耐衝撃特性、耐二次加工脆化性および加工性に優れ、引張強さ：440MPa以上を有する高張力冷延鋼板の製造方法であり、また、第２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：Ｂ：0.0003〜0.0050％
ｂ群：Ti：0.04％以下、Ｖ：0.04％以下の１種または２種
ｃ群：Cu：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下、 Mo ： 1.0 ％以下、 Cr ： 1.0 ％以下の１種または２種以上
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群以上を含むこと（但し、Ｃ： 0.01 〜 0.08 ％、 Si ： 0.005 〜 1.0 ％、 Mn ： 0.01 〜 3.0 ％、Ｐ： 0.001 〜 0.15 ％、Ｓ： 0.001 〜 0.02 ％、 Al ： 0.001 〜 0.1 ％、Ｎ： 0.0002 〜 0.01 ％、および Cr 、 Mo の１種または２種を合計量が 0.05 〜 3.0 ％含有するとともに、 Nb ： 0.005 〜 0.1 ％を含有し、あるいはさらに Ti ： 0.005 〜 0.1 ％、Ｖ： 0.005 〜 0.1 ％のうちの１種又は２種を含有し、残部 Fe および不可避的不純物である組成を有する場合を除く）が好ましく、また、第２の本発明では、前記冷延板焼鈍工程に続いてさらに、伸び率：1.0 〜15％の調質圧延またはレベラー加工を施すことが好ましい。
【００２０】
また、第２の本発明では、前記熱延工程において、巻き取り温度を、熱延板の長手方向中央部では600 ℃以下、かつ該熱延板先端から50ｍの位置および該熱延板後端から50ｍの位置では前記熱延板の長手方向中央部での温度より50℃以上高くするのが好ましい。
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。
【００２１】
【発明の実施の形態】
まず、本発明鋼板の組成限定理由について説明する。なお、質量％は、以下、単に％と記す。
Ｃ：0.010 ％超え0.020 ％以下
Ｃは、鋼板の強度を増加するが、加工性（プレス成形性）を低下する元素であり、成形性の観点からはできるだけ低減するのが好ましいが、フェライトの平均粒径10μm 以下を達成するため、およびプレス成形後の熱処理による強度増加を達成するため、本発明ではＣは0.010 ％超えて含有する必要がある。プレス成形後の熱処理により強度が増加するためには、固溶炭素がプレス成形時に導入された可動転位付近に拡散し、転位を固着する必要があり、導入された可動転位を十分に固着しうる程度の固溶炭素が存在することが肝要となる。
【００２２】
一方、Ｃを0.020 ％を超えて含有すると、炭化物量が多くなり、再結晶集合組織に影響を与え、深絞り成形性（ｒ値）が低下する。このため、Ｃは0.010 ％超え0.020 ％以下に限定した。なお、より好ましくは0.012 〜0.018 ％である。
Si：0.10 ％以上2.0 ％以下（但し、 0.10 ％を除く）
Siは、鋼の延性、プレス成形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る。このような効果は0.10％以上、好ましくは 0.20 ％以上の含有で顕著に認められる。一方、Siは、熱間圧延時に変態点を大きく上昇させて、圧延性を阻害し形状の確保を困難にしたり、ｒ値、伸び値を低下させる元素であり、あるいはまた表面性状、化成処理性などの鋼板表面の美麗性に悪影響を与える元素であり、本発明では2.0 ％以下に限定した。また、Siは溶融亜鉛めっき性のなかでめっき濡れ性を低下させる。このため、溶融亜鉛めっき鋼板用とする場合にはSiは0.5 ％以下とするのが好ましい。なお、引張強さＴＳ500MPa超級高張力鋼板で、高延性を確保したい場合には、強度と延性のバランスの観点から、Siを0.5 ％以上含有するのがより好ましい。
【００２３】
Mn：3.0 ％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は本発明の重要な構成要件である結晶粒の微細化に対し大きな効果があり、本発明では、積極的に添加して材質改善に利用する。Ｓを安定して固定する観点からは、Mnは0.2 ％以上含有するのが好ましい。
【００２４】
また、Mnは固溶強化元素として鋼板強度を増加させる元素であり、ＴＳ500MPa超の強度要求に対しては、1.2 ％以上含有するのが好ましい。なお、より好ましくは1.5 ％以上である。さらに、Mn含有量をこのレベルまで高めると、熱延条件を含め製造条件の変動に対する鋼板の機械的性質、および歪時効硬化特性のばらつきが小さくなり、品質安定化に効果的である。
【００２５】
一方、Mnを3.0 ％を超えて多量に含有すると、鋼板の熱間変形抵抗が増加する傾向となるうえ、スポット溶接性、および溶接部の成形性が劣化する傾向となり、さらに、フェライトの生成が抑制されるため、硬質化し、延性、ｒ値が顕著に低下する傾向となる。このため、Mnは3.0 ％以下に限定した。なお、より良好な耐食性と成形性が要求される用途では、Mnは2.0 ％以下とするのが望ましい。
【００２６】
Ｐ：0.15％以下
Ｐは、延性やｒ値を向上させ、加工性を改善する有効な元素であるが、0.15％を超えて含有すると、靱性、耐二次加工脆性、めっき性、加工性等が低下する。このため、Ｐは0.15％以下に限定する。なお、好ましくは、0.01〜0.08％である。
【００２７】
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、さらには耐食性の劣化をもたらす元素であり、できるかぎり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。なお、特に良好な加工性が要求される用途においては、0.015 ％以下とするのが好ましい。さらに伸びフランジ性の要求レベルが高い場合は、Ｓは0.008 ％以下とするのが好ましい。
【００２８】
Al：0.1 ％以下
Alは、脱酸剤として作用し鋼の清浄度を向上させ、さらに鋼板の組織を微細化する元素でもあり、本発明では0.005 ％以上の含有が望ましい。一方、過剰のAl含有は、鋼板表面性状を悪化させる。このため、Alは0.1 ％以下に限定する。なお、Alは固溶状態のＮを減少させ、歪時効硬化現象に寄与する固溶Ｎの不足を生じさせ、製造条件がばらついた場合本発明の特徴である歪時効硬化特性のばらつきを生じやすくする傾向を有する。このようなことから、歪時効硬化特性のばらつきを少なくするためには、Alは0.02％以下とするのが好ましい。
【００２９】
Ｎ：0.0020〜0.0250％
Ｎは、Ｃとともに、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る。また、Ｎには鋼の変態点を下げる働きもあり、Ｎの含有は薄物で変態点を大きく割り込んだ圧延が忌避される状況下での操業安定化にも有用である。
Ｎが0.0020％未満では、Ｎによる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が多発するようになる。このため、Ｎは0.0020〜0.0250％の範囲とした。なお、本発明範囲内のＮ量であれば、溶接性への悪影響は全くない。
【００３０】
固溶状態のＣと固溶状態のＮとの合計：0.0015％以上
冷延製品で十分な強度が確保され、さらにＣ、Ｎによる歪時効硬化が十分に発揮されるには、鋼中に固溶状態のＣ、Ｎ（固溶Ｃ、固溶Ｎともいう）が合計で0.0015％以上存在する必要がある。
本発明では、適量のＣ、Ｎを含有して、製造条件を制御することにより、冷延製品で必要かつ十分な量の固溶状態のＣ、Ｎを確保し、歪時効硬化での強度（ＹＳ、ＴＳ）上昇効果が十分に発揮され、かつ結晶粒微細化を合わせ行うことにより、ＴＳ440MPa以上、焼付け硬化量（ＢＨ量）80MPa 以上、塗装焼付け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要件を安定して満足することができる。
【００３１】
ここで、固溶Ｎ量は、通常実施されるブロムエステルによる溶解処理後の抽出分析によりAlN となっているＮ量を求め（以下ＮasAlN ）、全Ｎ量からＮasAlN を引いた値を固溶Ｎ量とする。また、固溶Ｃ量は、内部摩擦により、例えば、捩り振子型内部摩擦測定装置を用いＣピークを測定して、求めるものとする。
なお、より高いＢＨ量、ΔＴＳBHを得るためには、（固溶Ｃ＋固溶Ｎ）量は0.0025％以上とするのが好ましい。
【００３２】
Nb：0.003 〜0.02％
Nbは、炭化物を形成し微細分散することにより、焼鈍後の結晶粒の微細化・均一化に寄与するとともに、室温時効劣化を防止する元素である。このような効果は、0.003 ％以上の含有で認められるが、0.02％を超える含有は、熱間変形抵抗を増加させるとともに、製品板の延性、ｒ値を大きく低下させる。このため、Nbは0.003 〜0.02％に限定した。なお、好ましくは、0.003 〜0.010 ％である。
【００３３】
本発明では、上記した組成に加えてさらに、ａ群〜ｄ群のうちの１群または２群以上を含有する（但し、Ｃ： 0.01 〜 0.08 ％、 Si ： 0.005 〜 1.0 ％、 Mn ： 0.01 〜 3.0 ％、Ｐ： 0.001 〜 0.15 ％、Ｓ： 0.001 〜 0.02 ％、 Al ： 0.001 〜 0.1 ％、Ｎ： 0.0002 〜 0.01 ％、および Cr 、 Mo の１種または２種を合計量が 0.05 〜 3.0 ％含有するとともに、 Nb ： 0.005 〜 0.1 ％を含有し、あるいはさらに Ti ： 0.005 〜 0.1 ％、Ｖ： 0.005 〜 0.1 ％のうちの１種又は２種を含有し、残部 Fe および不可避的不純物である組成を有する場合を除く）のが好ましい。
ａ群：Ｂ：0.0003〜0.0050％
Ｂは、粒界に偏析し二次加工脆性を改善する効果を有する元素であり、さらに延性やｒ値をも向上させ、本発明では、必要に応じ含有できる。このような効果は0.0003％以上の含有で認められが、0.0050％を超えて含有すると、析出物として析出し加工性を低下させる。このため、Ｂは0.0003〜0.0050％に限定するのが好ましい。
【００３４】
ｂ群：Ti：0.04％以下、Ｖ：0.04％以下の１種または２種
Ti、Ｖは、いずれもNbと同様に、炭化物を形成し微細分散して、再結晶焼鈍後の結晶粒の微細化・均一化に寄与するが、その効果はNbより小さい。このため、本発明では、必要に応じ、Nbとともに含有するのが好ましい。このような効果は各々Ti：0.005 ％以上、Ｖ：0.010 ％以上の含有で認められる。多量の含有はｒ値を低下させるため、Ti、Ｖは各々0.04％以下とするのが好ましい。
【００３５】
ｃ群：Cu：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下、 Mo ： 1.0 ％以下、 Cr ： 1.0 ％以下の１種または２種以上
Cu、Ni 、 Mo 、 Cr は、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、Cu：0.05％以上、Ni：0.05％以上、 Mo ： 0.05 ％以上、 Cr ： 0.05 ％以上の含有で認められる。しかし、Cu：1.0 ％を超えて含有すると、熱間圧延時にスケール疵を発生する懸念が増大する。また、Ni：1.0 ％、 Cr ： 1.0 ％を超えて含有すると、延性、ｒ値等の加工性を低下させる。また、 Mo ： 1.0 ％を超えて含有すると、延性、ｒ値等の加工性を低下させ、さらに溶接部を硬化させ溶接部成形性を劣化させるうえ、製造コストが上昇し経済的に不利となる。このため、Cu：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下、 Mo ： 1.0 ％以下、 Cr ： 1.0 ％以下に限定するのが好ましい。
【００３６】
ｄ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.010 ％
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。その場合、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群の元素は合計で0.0010〜0.010 ％の範囲に限定するのが好ましい。
【００３７】
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。不可避不純物としては、Ｏ：0.0050％以下が許容できる。
次に、本発明鋼板の組織について説明する。
本発明の冷延鋼板は、フェライト単相組織を有する。なお、本発明でいうフェライトは、通常の意味のフェライト（ポリゴナルフェライト）のみならず、炭化物を含まないベイニティックフェライト、アシキュラーフェライトをも含むものとする。
【００３８】
フェライト相の平均結晶粒径：10μｍ以下
本発明では結晶粒径として、断面組織写真からＡＳＴＭに規定の求積法により算出した値と、断面組織写真からＡＳＴＭに規定の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、いずれか大きい方を採用する。
【００３９】
本発明の冷延鋼板は、製品として所定量の固溶Ｃ、固溶Ｎを確保しているが、本発明者らの実験・検討結果によれば、固溶Ｃ、固溶Ｎ量を一定に保ってもフェライト相の平均結晶粒径が10μｍを超えると歪時効硬化特性に大きなばらつきが生じることが判明した。この詳細な機構は現在のところ不明であるが、歪時効硬化特性のばらつきの原因の一つが結晶粒径にあり、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、熱処理の影響に関係するものと推定される。したがって、歪時効硬化特性の安定化を図るには、フェライト相の平均結晶粒径を10μｍ以下とする必要がある。なお、ＢＨ量およびΔＴＳ量のさらなる増加を、安定して得るためには平均結晶粒径は８μｍ以下とするのが好ましい。
【００４０】
上記した組成と組織を有する本発明の冷延鋼板は、板厚が 0.5mm 以上、引張強さＴＳが440MPa以上で、加工性、耐衝撃特性、耐二次加工脆性および歪時効硬化特性に優れた冷延鋼板である。
ＴＳが440MPa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500MPa以上とするのが望ましい。
【００４１】
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、ＢＨ量が80MPa 以上であり、かつΔＴＳBHが40MPa 以上であることを意味する。
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。
【００４２】
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。しかし、微細なフェライト組織でかつ多量の固溶Ｃ、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、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。
【００４３】
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。
【００４４】
以上のことから、本発明では、時効処理条件の加熱温度を170 ℃、保持時間を20min と定めた。なお、本発明の冷延鋼板では、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、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。
【００４５】
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量を80MPa 以上とするとともに、ΔＴＳBH量を40MPa 以上とする。なお、より好ましくは、ＢＨ量100MPa以上、ΔＴＳBH50MPa 以上とする。ＢＨ量とΔＴＳBH量をより大きくするには、時効処理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。
【００４６】
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。
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。
【００４７】
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、上記した範囲内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し、該シートバーに仕上圧延を施し、仕上圧延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行い冷延板とする冷間圧延工程と、該冷延板に連続焼鈍を行い、ついで冷却する冷延板焼鈍工程とを、順次施すことにより製造される。
【００４８】
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、薄スラブ連鋳法で製造してもよい。また、スラブを製造後いったん室温まで冷却して再度加熱する通常プロセスのほか、冷却せず温片のままで加熱炉に挿入したのち圧延する直送圧延、あるいは僅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。
【００４９】
まず、熱間圧延工程条件の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、所望の仕上げ圧延出側温度を確保するために、1000℃以上とするのが好ましい。なお、酸化重量の増加に伴うロスの増大を避ける観点から、スラブ加熱温度は1280℃以下とするのが好ましい。
【００５０】
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。
ついで、シートバーを仕上圧延して熱延板とする。
仕上圧延は、最終３パスの圧下率合計を50％以上とし、仕上圧延出側温度を（Ａr3変態点−50℃）〜（Ａr3変態点＋100 ℃）とする熱間圧延とする。
【００５１】
なお、本発明では、粗圧延と仕上圧延の間で、相前後するシートバー同士を接合し、連続的に仕上圧延することが好ましい。接合手段としては、圧接法、レーザ溶接法、電子ビーム溶接法などを用いるのが好ましい。
これにより、仕上圧延およびその後の冷却において形状の乱れを生じやすい非定常部（被処理材の先端部および後端部）の存在割合が減少し、安定圧延長さ（同一条件で圧延できる連続長さ）および安定冷却長さ（張力をかけたまま冷却できる連続長さ）が延長して、製品の形状・寸法精度および歩留りが向上する。
【００５２】
また、従来のシートバー毎の単発圧延では通板性や噛込み性等の問題により実施が難しかった薄物・広幅に対する潤滑圧延が容易に実施できるようになり、圧延荷重およびロール面圧が低減してロールの寿命が延長する。
また、本発明では、粗圧延と仕上圧延の間で、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、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。
【００５３】
最終３パスの圧下率合計：50％以上
本発明では、Ｃ含有量が0.010 超え0.020 ％以下の極低炭素系のスラブを用いているため、熱延板の結晶粒径が粗大化する傾向がある。このため、仕上圧延の最終３パスの圧下率合計を50％以上とする。これにより、その後の冷却過程で変態の核となるサイトが増加し、変態後の組織を微細化することができる。仕上圧延の最終３パスの圧下率合計が50％未満では、変態の核となるサイト数が不足する。なお、好ましくは、圧延機負荷の観点から80％以下である。
【００５４】
仕上圧延出側温度：（Ａr3変態点−50℃）〜（Ａr3変態点＋100 ℃）
仕上圧延出側温度ＦＤＴは、鋼板の組織を微細化するために、（Ａr3変態点−50℃）以上とする。ＦＤＴが（Ａr3変態点−50℃）を下回ると、急激にフェライト粒が粗大化し、最終製品板の結晶粒が粗大化するため好ましくない。また、熱延板に異常粒が成長し、冷延焼鈍板（最終製品板）の深絞り性を低下させる。
【００５５】
一方、ＦＤＴが（Ａr3変態点＋100 ℃）を超えると、鋼板表面にスケール疵が発生したり、結晶粒が粗大化する。このため、仕上圧延出側温度ＦＤＴは、（Ａr3変態点−50℃）〜（Ａr3変態点＋100 ℃）の範囲に限定するのが好ましい。なお、細粒化の観点からは、ＦＤＴ（Ａr3変態点−20℃）〜（Ａr3変態点＋50℃）とするのがより好ましい。
【００５６】
また、仕上圧延後は、結晶粒の微細化のため、早急に鋼板を冷却するのが望ましい。
仕上圧延後の冷却：仕上げ圧延終了後1.0 ｓ以内に冷却を開始、平均冷却速度20℃／ｓ以上で650 ℃まで急冷
本発明では、仕上圧延終了後直ちに（1.0 ｓ以内に、好ましくは0.5 ｓ以内）冷却を開始し、冷却中の平均冷却速度を20℃／ｓ以上とするのが望ましい。冷却開始が仕上圧延終了後1.0 ｓを超えると、変態が開始し結晶粒の微細化が達成できない。また、650 ℃までの平均冷却速度が20℃/s未満では、変態の駆動力が不足し、結晶粒の微細化が達成できない。なお、材質・形状の均一性を確保する観点からは、冷却速度は300 ℃／ｓ以下に抑えるのが好ましい。
【００５７】
また、急冷停止温度が650 ℃を超えると、結晶粒が成長するとともに、NbC が大きく成長する。
巻取温度：650 ℃以下
巻取温度ＣＴは、巻取り後の結晶粒（フェライト粒）の成長を抑制し、NbC を微細分散させるために、 650℃以下で巻き取ることが好ましい。さらに好ましくは 600℃以下である。また、巻き取り温度は低すぎると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、材質の均一性も低下しやすくなるため 300℃以上とするのが好ましい。さらに、本発明では、熱延板（コイル）の長手方向中央部温度を 600℃以下とし、熱延板（コイル）の先端または後端から50ｍの各位置での鋼板温度を熱延板の長手方向中央部の温度より50℃以上高くして巻き取ることが好ましい。熱延板（コイル）の先端または後端部は巻き取り後の冷却が速いため、巻取温度を、熱延板（コイル）の先端または後端部を長手方向中央部にくらべ高くする。このような温度分布とすることにより、炭化物、窒化物の形成を制御でき、固溶Ｃ、固溶Ｎの熱延板（コイル）内でのばらつきが少なくなり、熱延板（コイル）全体での材質のばらつきを少なくすることができる。
【００５８】
熱延板（コイル）の先端または後端部を長手方向中央部にくらべ高くするには、先端または後端部で、ライン上に設置した注水設備による注水量を低減することが好ましい。
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0.20〜0.10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。
【００５９】
上記した熱間圧延工程を経た熱延板（コイル）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。
【００６０】
冷間圧延の圧下率：50〜90％
冷間圧延は、冷間圧延集合組織を形成し、その後の焼鈍により、深絞り性向上に好適な結晶方位を得るために必須である。冷間圧延の圧下率は50〜90％とするのが好ましい。圧下率が50％未満では所望の冷間圧延集合組織が得られない。一方、90％を超えると、被圧延材の変形抵抗が高くなり、圧延性が低下するとともに深絞り成形性が低下する。
【００６１】
ついで、冷延板は、焼鈍と冷却を行う冷延板焼鈍工程を施される。
焼鈍は、生産性の観点から連続焼鈍とするのが好ましい。連続焼鈍処理では、焼鈍温度を再結晶温度以上で900 ℃以下とするのが好ましい。
焼鈍温度が再結晶温度未満では、再結晶が完了せず、強度は目標を満足するものの延性が低く、そのため成形性が低下し自動車用鋼板としては適用できない。なお、成形性をより一層向上させるためには、焼鈍温度は700 ℃以上とするのが好ましい。一方、焼鈍温度が900 ℃を超えると、結晶粒が粗大化するとともに、γ相が生成し深絞り成形性が低下する。このため、焼鈍温度は再結晶温度以上で900 ℃以下とするのが好ましい。なお、より好ましくは 840℃以下である。
【００６２】
連続焼鈍温度での保持時間は、組織微細化の観点から、できるだけ短時間とするのが好ましいが、操業の安定性からは10ｓ以上とするのが望ましい。保持時間が60ｓを超えると、組織の微細化が困難となる。このため、連続焼鈍温度における保持時間は10〜60ｓの範囲とするのが好ましい。なお、焼鈍の均熱温度までの加熱は、少なくとも400 ℃〜650 ℃間を10℃／ｓ以上の加熱速度とするのが好ましい。５℃／ｓ未満では、AlN の析出という問題がある。より好ましくは 8〜30℃／ｓである。
【００６３】
連続焼鈍における均熱後の冷却は、組織の微細化、（固溶Ｃ＋固溶Ｎ）量、とくに固溶Ｃ量の確保という観点から重要であり、本発明では一次冷却として、500 ℃以下の温度域まで10〜300 ℃／ｓの冷却速度で連続冷却する。冷却速度が10℃／ｓ未満では、均一で微細な組織と所望量以上の（固溶Ｃ＋固溶Ｎ）量の確保が困難となる。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。10〜300 ℃／ｓの冷却速度で冷却した際の冷却停止温度が、500 ℃超えの温度では、組織の微細化が達成できない。
【００６４】
一次冷却後の二次冷却が、歪時効硬化特性の観点から重要となる。詳細な機構については、現在のところ不明であるが、二次冷却の条件によって、固溶Ｃ、Ｎ量が変化し歪時効特性に影響しているものと推察される。本発明では、一次冷却に続いて、冷却を継続し、一次冷却の停止温度以下400 ℃以上の温度域での滞留時間を300 ｓ以下とする冷却を行うことが好ましい。本発明では、連続焼鈍後の、いわゆる過時効処理を行ってもよいが、過時効処理を行うと歪時効硬化特性が低下する。したがって、本発明では、連続焼鈍炉の過時効帯を通板させる場合には、過時効帯の温度を極めて低い温度として行うことが望ましい。
【００６５】
さらに、本発明では、冷延板焼鈍工程に続いてさらに、伸び率：1.0 〜15％の調質圧延またはレベラー加工を施してもよい。冷延板焼鈍工程後に調質圧延またはレベラー加工を施すことにより、ＢＨ量、ΔＴＳ量BHといった歪時効硬化特性を安定して向上することができる。歪時効硬化特性を向上するためには、調質圧延またはレベラー加工における伸び率を合計で1.0 ％以上とするのが好ましい。伸び率が1.0 ％未満では歪時効硬化特性の向上が少なく、一方、伸び率が15％を超えると、鋼板の延性が低下する。なお、調質圧延とレベラー加工ではその加工様式が相違するが、本発明者らは、鋼板の歪時効硬化特性に対する効果には大きな相違がないことを確認している。
【００６６】
【実施例】
表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブとした。これらスラブを表２に示す条件で加熱し、粗圧延して表２に示す厚さのシートバーとし、ついで表２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、一部については、仕上圧延で潤滑圧延を行った。また一部については、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。
【００６７】
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炉による連続焼鈍を行った。さらに、冷延板焼鈍工程につづいて、調質圧延を施した。なお、連続焼鈍の焼鈍温度はいずれも再結晶温度以上であった。
得られた冷延焼鈍板について、固溶Ｃ量、固溶Ｎ量、微視組織、引張特性、歪時効硬化特性、耐衝撃特性および耐二次加工脆性を調査した。なお、標準の試験片採取位置は長手方向中央部の幅方向1/4 部とした。
（１）固溶Ｎ、固溶Ｃ量の調査
ブロムエステルによる溶解処理後の抽出分析によりAlN となっているＮ量、ＮasAlN を求め、化学分析により求めた鋼中の全Ｎ量からＮasAlN を引いた値を固溶Ｎ量とした。また、捩り振子型内部摩擦測定装置を用い、内部摩擦を求め、Ｃ、Ｎピークを分離して内部摩擦を求め、Ｃピークから固溶Ｃ量を求めた。
（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た。これら組織写真から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、フェライト相の平均結晶粒径として採用した。
（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の規定に準拠して歪速度：３×10-3／ｓで引張試験を実施し、降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥｌを求めた。なお、冷延焼鈍板（コイル）内の引張特性のばらつきを調査するために、試験片を冷延焼鈍板（コイル）の長手方向中央部、先端部から50ｍ、後端部から50ｍの各位置からも試験片を採取した。冷延焼鈍板（コイル）内各位置の引張強さの標準偏差をもとめ、σ（ＴＳ）とした。
（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、歪速度：３×10-3／ｓ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%、ΔＴＳBH＝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）耐衝撃特性
各冷延焼鈍板から衝撃試験片を圧延方向に採取し、「Journal of the Society of Materials Science Japan, 10(1998), p1058」に記載された高速引張試験方法に準拠して、歪速度：２×103 ／ｓで高速引張試験を実施し、応力−歪曲線を測定した。得られた応力−歪曲線を用いて、応力を歪０〜30％の範囲で積分して吸収エネルギーＥを求めた。また、予変形として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、同様の衝撃試験を実施し、吸収エネルギーＥBHを求め、予変形−塗装焼付処理による耐衝撃特性の向上代ＥBH／Ｅを評価した。
（６）成形性
成形性の指標としてｒ値を求めた。
【００６８】
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、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。
（７）耐二次加工脆性
各冷延焼鈍板から50mmφの大きさの試験片をブランキングした。これら試験片に、24.4mmφのポンチを用いて、カップ状に絞り抜ぬく絞り加工を施したのち、21mm高さで耳を切断した。これらカップを横置きし、これらカップ上に、重錘（５kg）を80cmの高さから落下させ、カップに発生する割れを検査した。割れの有無で耐二次加工脆性を評価した。なお、試験は室温（20℃）で行った。
【００６９】
これらの結果を表３に示す。
【００７０】
【表１】
【００７１】
【表２】
【００７２】
【表３】
【００７３】
【表４】
【００７４】
【表５】
【００７５】
本発明例では、いずれも優れた延性と、高いｒ値と、優れた歪時効硬化特性を有し、格段に高いＢＨ量、ΔＴＳBHを呈し、また、耐二次加工脆性にも優れ、さらに歪時効処理による耐衝撃特性の向上代も大きい。また、製品板（コイル）内の引張強さのばらつきΔＴＳも小さい冷延鋼板となっている。
これに対し、本発明の範囲を外れる比較例は、延性、ｒ値、歪時効硬化特性、耐二次加工脆性、耐衝撃特性のいずれかが低下している。
【００７６】
【発明の効果】
本発明によれば、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、優れた成形性、優れた耐衝撃特性、および優れた耐二次加工脆性とを兼備する高張力冷延鋼板を、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、塗装焼付け処理により降伏応力とともに引張強さも増加して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を可能とし、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。
【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、板厚が0.5mm 以上の高加工性高張力冷延鋼板に係り、とくに引張強さ（ＴＳ）440 MPa 以上で、耐衝撃特性および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、軽度の曲げ加工やロールフォーミングによりパイプに成形されるような比較的軽加工に供されるものから比較的厳しい絞り成形に供されるものまで、広範囲の用途に適するものである。なお、本発明における鋼板とは、鋼板に加えて鋼帯をも含むものとする。また、本発明の高張力冷延鋼板は、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、電気めっき鋼板として利用できるものである。
【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（ΔＴＳBHと記す；ΔＴＳBH＝歪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、多量に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、例えば曲げ、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。したがって、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。
【０００５】
成形性に優れた高張力鋼板としては、340MPa〜590MPa級までの、Si、Mn、Ｐ等の固溶強化元素を添加した固溶強化型の極低炭素鋼板が知られている。しかし、これらの鋼板は強度は増加するものの、成形加工後の特性向上が期待できないという問題があった。さらに、Ｐを添加した固溶強化型の極低炭素鋼板では、成形加工後に延性が低下する二次加工脆化が生じることが知られている。この二次加工脆化に対しては、例えば、特開平7-179946号公報には、固溶強化元素量に応じＢを添加することにより防止できることが開示されている。しかし、この技術では、Ｂの多量添加を必要とするうえ、Ｂ含有による延性低下、加工性低下等が生じるという問題があった。
【０００６】
また、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▼延性が劣化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、
▲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。
【０００７】
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 ℃×20min 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。
【０００８】
しかし、この種の鋼板では、表面欠陥となるストレ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ことになる。
すなわち、部品の軽量化には、単に歪時効により降伏応力のみ上昇するのではなく、さらに変形が進んだときの強度特性の上昇が必要である。言い換えれば、歪時効後の引張強さの上昇が望まれていた。
【０００９】
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。
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。
【００１０】
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の増加量が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。
【００１１】
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。
【００１２】
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、耐衝撃性等が強く要求される使途への適用ができないという問題が残されていた。
【００１３】
また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、自動車部品用として使用される、ＴＳ：440MPa級高張力冷延鋼板では、絞り成形を施されることから、上記した耐衝撃特性に加えて、深絞り成形性に優れること、すなわち1.3 以上の高い平均ｒ値を有することと、さらに極低炭素鋼板で問題となる耐二次加工脆性に優れることが要求されている。
【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限界を打破し、高い成形性と、高い耐衝撃特性と、優れた耐二次加工脆性と、安定した品質特性を有するうえ、自動車部品に成形したのちに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、歪時効硬化特性に優れた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％の予変形後、170 ℃の温度に20min 保持する時効条件で、ＢＨ量が80MPa 以上、ΔＴＳBH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Ｃとともに用い、これら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、Ｃ、Ｎによる歪時効硬化現象を有利に活用するためには、Ｃ、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Ｃ＋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、Ｃ、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、Nbを含有する組成とし、結晶粒を微細化することが重要であることも見いだした。また、本発明者らは、鋼板の微視組織を、平均粒径10μm 以下のフェライト相とすることにより、従来問題であった室温時効劣化の問題もなく、Ｃ、Ｎを十分に活用できることを見い出した。
【００１７】
また、本発明者らは、上記した組成、微視組織とすることにより、Ｂや多量の固溶強化元素を必須含有することなく、粒界が強化され耐二次加工脆性が向上するうえ、従来の極低炭素鋼板と同等以上の延性、深絞り成形性を得ることができることを知見した。
すなわち、本発明者らは、セミ極低炭素系において、Nbを適正量含有し、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Ｃ＋固溶Ｎ）量を最適化することにより、従来の固溶強化型のＣ−Mn系鋼板、析出強化型鋼板に比べて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優れた耐二次加工脆性を有し、部品特性としての優れた耐衝撃特性と、全長にわたって均質な特性を有する鋼板が得られることを見いだしたのである。
【００１８】
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る。
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の本発明では、質量％で、Ｃ：0.010 ％超え0.020 ％以下、Si：0.10％以上2.0 ％以下（但し、0.10％を除く）、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.15％以下、Ｓ：0.02％以下、Nb：0.003 〜0.02％、Al：0.1 ％以下、Ｎ：0.0020〜0.0250％を含み、かつ固溶状態のＣと固溶状態のＮを合計で0.0015％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、平均結晶粒径10μｍ以下のフェライト相からなる組織とを有することを特徴とする、板厚：0.5mm 以上の、歪時効硬化特性、耐衝撃特性、耐二次加工脆化性および加工性に優れた引張強さ440MPa以上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：Ｂ：0.0003〜0.0050％
ｂ群：Ti：0.04％以下、Ｖ：0.04％以下の１種または２種
ｃ群：Cu：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下、 Mo ： 1.0 ％以下、 Cr ： 1.0 ％以下の１種ま たは２種以上
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群以上を含むこと（但し、Ｃ： 0.01 〜 0.08 ％、 Si ： 0.005 〜 1.0 ％、 Mn ： 0.01 〜 3.0 ％、Ｐ： 0.001 〜 0.15 ％、Ｓ： 0.001 〜 0.02 ％、 Al ： 0.001 〜 0.1 ％、Ｎ： 0.0002 〜 0.01 ％、および Cr 、 Mo の１種または２種を合計量が 0.05 〜 3.0 ％含有するとともに、 Nb ： 0.005 〜 0.1 ％を含有し、あるいはさらに Ti ： 0.005 〜 0.1 ％、Ｖ： 0.005 〜 0.1 ％のうちの１種又は２種を含有し、残部 Fe および不可避的不純物である組成を有する場合を除く）が好ましく、また、第１の本発明では、前記高張力冷延鋼板の板厚が3.2 mm以下であることが好ましい。
【００１９】
また、第２の本発明では、質量％で、Ｃ：0.010 ％超え0.020 ％以下、Si：0.10％以上2.0 ％以下（但し、0.10％を除く）、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.15％以下、Ｓ：0.02％以下、Nb：0.003 〜0.02％、Al：0.1 ％以下、Ｎ：0.0020〜0.0250％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼スラブを、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したのち、該シートバーに最終３パスの圧下率合計を50％以上、仕上圧延出側温度を（Ａr3変態点−50℃）〜（Ａr3変態点＋100 ℃）とする仕上圧延を施し熱延板とし、該仕上圧延後、1.0 ｓ以内に冷却を開始し、冷却速度：20℃/s以上で650 ℃まで急冷して、巻き取り温度 650℃以下で巻き取る熱間圧延工程と、該熱間圧延工程を経た熱延板に酸洗を施したのち、圧下率：50〜90％とする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、再結晶温度以上900 ℃以下の温度で保持時間：10〜60ｓとする焼鈍を行い、ついで500 ℃以下の温度まで冷却速度：10〜300 ℃／ｓで冷却する一次冷却と、ついで前記一次冷却の停止温度以下400 ℃以上の温度域での滞留時間を300 ｓ以下とする二次冷却とを行う冷延板焼鈍工程とを、順次施すことを特徴とする、板厚：0.5mm 以上の、歪時効硬化性、耐衝撃特性、耐二次加工脆化性および加工性に優れ、引張強さ：440MPa以上を有する高張力冷延鋼板の製造方法であり、また、第２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：Ｂ：0.0003〜0.0050％
ｂ群：Ti：0.04％以下、Ｖ：0.04％以下の１種または２種
ｃ群：Cu：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下、 Mo ： 1.0 ％以下、 Cr ： 1.0 ％以下の１種または２種以上
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群以上を含むこと（但し、Ｃ： 0.01 〜 0.08 ％、 Si ： 0.005 〜 1.0 ％、 Mn ： 0.01 〜 3.0 ％、Ｐ： 0.001 〜 0.15 ％、Ｓ： 0.001 〜 0.02 ％、 Al ： 0.001 〜 0.1 ％、Ｎ： 0.0002 〜 0.01 ％、および Cr 、 Mo の１種または２種を合計量が 0.05 〜 3.0 ％含有するとともに、 Nb ： 0.005 〜 0.1 ％を含有し、あるいはさらに Ti ： 0.005 〜 0.1 ％、Ｖ： 0.005 〜 0.1 ％のうちの１種又は２種を含有し、残部 Fe および不可避的不純物である組成を有する場合を除く）が好ましく、また、第２の本発明では、前記冷延板焼鈍工程に続いてさらに、伸び率：1.0 〜15％の調質圧延またはレベラー加工を施すことが好ましい。
【００２０】
また、第２の本発明では、前記熱延工程において、巻き取り温度を、熱延板の長手方向中央部では600 ℃以下、かつ該熱延板先端から50ｍの位置および該熱延板後端から50ｍの位置では前記熱延板の長手方向中央部での温度より50℃以上高くするのが好ましい。
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。
【００２１】
【発明の実施の形態】
まず、本発明鋼板の組成限定理由について説明する。なお、質量％は、以下、単に％と記す。
Ｃ：0.010 ％超え0.020 ％以下
Ｃは、鋼板の強度を増加するが、加工性（プレス成形性）を低下する元素であり、成形性の観点からはできるだけ低減するのが好ましいが、フェライトの平均粒径10μm 以下を達成するため、およびプレス成形後の熱処理による強度増加を達成するため、本発明ではＣは0.010 ％超えて含有する必要がある。プレス成形後の熱処理により強度が増加するためには、固溶炭素がプレス成形時に導入された可動転位付近に拡散し、転位を固着する必要があり、導入された可動転位を十分に固着しうる程度の固溶炭素が存在することが肝要となる。
【００２２】
一方、Ｃを0.020 ％を超えて含有すると、炭化物量が多くなり、再結晶集合組織に影響を与え、深絞り成形性（ｒ値）が低下する。このため、Ｃは0.010 ％超え0.020 ％以下に限定した。なお、より好ましくは0.012 〜0.018 ％である。
Si：0.10 ％以上2.0 ％以下（但し、 0.10 ％を除く）
Siは、鋼の延性、プレス成形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る。このような効果は0.10％以上、好ましくは 0.20 ％以上の含有で顕著に認められる。一方、Siは、熱間圧延時に変態点を大きく上昇させて、圧延性を阻害し形状の確保を困難にしたり、ｒ値、伸び値を低下させる元素であり、あるいはまた表面性状、化成処理性などの鋼板表面の美麗性に悪影響を与える元素であり、本発明では2.0 ％以下に限定した。また、Siは溶融亜鉛めっき性のなかでめっき濡れ性を低下させる。このため、溶融亜鉛めっき鋼板用とする場合にはSiは0.5 ％以下とするのが好ましい。なお、引張強さＴＳ500MPa超級高張力鋼板で、高延性を確保したい場合には、強度と延性のバランスの観点から、Siを0.5 ％以上含有するのがより好ましい。
【００２３】
Mn：3.0 ％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は本発明の重要な構成要件である結晶粒の微細化に対し大きな効果があり、本発明では、積極的に添加して材質改善に利用する。Ｓを安定して固定する観点からは、Mnは0.2 ％以上含有するのが好ましい。
【００２４】
また、Mnは固溶強化元素として鋼板強度を増加させる元素であり、ＴＳ500MPa超の強度要求に対しては、1.2 ％以上含有するのが好ましい。なお、より好ましくは1.5 ％以上である。さらに、Mn含有量をこのレベルまで高めると、熱延条件を含め製造条件の変動に対する鋼板の機械的性質、および歪時効硬化特性のばらつきが小さくなり、品質安定化に効果的である。
【００２５】
一方、Mnを3.0 ％を超えて多量に含有すると、鋼板の熱間変形抵抗が増加する傾向となるうえ、スポット溶接性、および溶接部の成形性が劣化する傾向となり、さらに、フェライトの生成が抑制されるため、硬質化し、延性、ｒ値が顕著に低下する傾向となる。このため、Mnは3.0 ％以下に限定した。なお、より良好な耐食性と成形性が要求される用途では、Mnは2.0 ％以下とするのが望ましい。
【００２６】
Ｐ：0.15％以下
Ｐは、延性やｒ値を向上させ、加工性を改善する有効な元素であるが、0.15％を超えて含有すると、靱性、耐二次加工脆性、めっき性、加工性等が低下する。このため、Ｐは0.15％以下に限定する。なお、好ましくは、0.01〜0.08％である。
【００２７】
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、さらには耐食性の劣化をもたらす元素であり、できるかぎり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。なお、特に良好な加工性が要求される用途においては、0.015 ％以下とするのが好ましい。さらに伸びフランジ性の要求レベルが高い場合は、Ｓは0.008 ％以下とするのが好ましい。
【００２８】
Al：0.1 ％以下
Alは、脱酸剤として作用し鋼の清浄度を向上させ、さらに鋼板の組織を微細化する元素でもあり、本発明では0.005 ％以上の含有が望ましい。一方、過剰のAl含有は、鋼板表面性状を悪化させる。このため、Alは0.1 ％以下に限定する。なお、Alは固溶状態のＮを減少させ、歪時効硬化現象に寄与する固溶Ｎの不足を生じさせ、製造条件がばらついた場合本発明の特徴である歪時効硬化特性のばらつきを生じやすくする傾向を有する。このようなことから、歪時効硬化特性のばらつきを少なくするためには、Alは0.02％以下とするのが好ましい。
【００２９】
Ｎ：0.0020〜0.0250％
Ｎは、Ｃとともに、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る。また、Ｎには鋼の変態点を下げる働きもあり、Ｎの含有は薄物で変態点を大きく割り込んだ圧延が忌避される状況下での操業安定化にも有用である。
Ｎが0.0020％未満では、Ｎによる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が多発するようになる。このため、Ｎは0.0020〜0.0250％の範囲とした。なお、本発明範囲内のＮ量であれば、溶接性への悪影響は全くない。
【００３０】
固溶状態のＣと固溶状態のＮとの合計：0.0015％以上
冷延製品で十分な強度が確保され、さらにＣ、Ｎによる歪時効硬化が十分に発揮されるには、鋼中に固溶状態のＣ、Ｎ（固溶Ｃ、固溶Ｎともいう）が合計で0.0015％以上存在する必要がある。
本発明では、適量のＣ、Ｎを含有して、製造条件を制御することにより、冷延製品で必要かつ十分な量の固溶状態のＣ、Ｎを確保し、歪時効硬化での強度（ＹＳ、ＴＳ）上昇効果が十分に発揮され、かつ結晶粒微細化を合わせ行うことにより、ＴＳ440MPa以上、焼付け硬化量（ＢＨ量）80MPa 以上、塗装焼付け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要件を安定して満足することができる。
【００３１】
ここで、固溶Ｎ量は、通常実施されるブロムエステルによる溶解処理後の抽出分析によりAlN となっているＮ量を求め（以下ＮasAlN ）、全Ｎ量からＮasAlN を引いた値を固溶Ｎ量とする。また、固溶Ｃ量は、内部摩擦により、例えば、捩り振子型内部摩擦測定装置を用いＣピークを測定して、求めるものとする。
なお、より高いＢＨ量、ΔＴＳBHを得るためには、（固溶Ｃ＋固溶Ｎ）量は0.0025％以上とするのが好ましい。
【００３２】
Nb：0.003 〜0.02％
Nbは、炭化物を形成し微細分散することにより、焼鈍後の結晶粒の微細化・均一化に寄与するとともに、室温時効劣化を防止する元素である。このような効果は、0.003 ％以上の含有で認められるが、0.02％を超える含有は、熱間変形抵抗を増加させるとともに、製品板の延性、ｒ値を大きく低下させる。このため、Nbは0.003 〜0.02％に限定した。なお、好ましくは、0.003 〜0.010 ％である。
【００３３】
本発明では、上記した組成に加えてさらに、ａ群〜ｄ群のうちの１群または２群以上を含有する（但し、Ｃ： 0.01 〜 0.08 ％、 Si ： 0.005 〜 1.0 ％、 Mn ： 0.01 〜 3.0 ％、Ｐ： 0.001 〜 0.15 ％、Ｓ： 0.001 〜 0.02 ％、 Al ： 0.001 〜 0.1 ％、Ｎ： 0.0002 〜 0.01 ％、および Cr 、 Mo の１種または２種を合計量が 0.05 〜 3.0 ％含有するとともに、 Nb ： 0.005 〜 0.1 ％を含有し、あるいはさらに Ti ： 0.005 〜 0.1 ％、Ｖ： 0.005 〜 0.1 ％のうちの１種又は２種を含有し、残部 Fe および不可避的不純物である組成を有する場合を除く）のが好ましい。
ａ群：Ｂ：0.0003〜0.0050％
Ｂは、粒界に偏析し二次加工脆性を改善する効果を有する元素であり、さらに延性やｒ値をも向上させ、本発明では、必要に応じ含有できる。このような効果は0.0003％以上の含有で認められが、0.0050％を超えて含有すると、析出物として析出し加工性を低下させる。このため、Ｂは0.0003〜0.0050％に限定するのが好ましい。
【００３４】
ｂ群：Ti：0.04％以下、Ｖ：0.04％以下の１種または２種
Ti、Ｖは、いずれもNbと同様に、炭化物を形成し微細分散して、再結晶焼鈍後の結晶粒の微細化・均一化に寄与するが、その効果はNbより小さい。このため、本発明では、必要に応じ、Nbとともに含有するのが好ましい。このような効果は各々Ti：0.005 ％以上、Ｖ：0.010 ％以上の含有で認められる。多量の含有はｒ値を低下させるため、Ti、Ｖは各々0.04％以下とするのが好ましい。
【００３５】
ｃ群：Cu：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下、 Mo ： 1.0 ％以下、 Cr ： 1.0 ％以下の１種または２種以上
Cu、Ni 、 Mo 、 Cr は、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、Cu：0.05％以上、Ni：0.05％以上、 Mo ： 0.05 ％以上、 Cr ： 0.05 ％以上の含有で認められる。しかし、Cu：1.0 ％を超えて含有すると、熱間圧延時にスケール疵を発生する懸念が増大する。また、Ni：1.0 ％、 Cr ： 1.0 ％を超えて含有すると、延性、ｒ値等の加工性を低下させる。また、 Mo ： 1.0 ％を超えて含有すると、延性、ｒ値等の加工性を低下させ、さらに溶接部を硬化させ溶接部成形性を劣化させるうえ、製造コストが上昇し経済的に不利となる。このため、Cu：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下、 Mo ： 1.0 ％以下、 Cr ： 1.0 ％以下に限定するのが好ましい。
【００３６】
ｄ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.010 ％
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。その場合、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群の元素は合計で0.0010〜0.010 ％の範囲に限定するのが好ましい。
【００３７】
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。不可避不純物としては、Ｏ：0.0050％以下が許容できる。
次に、本発明鋼板の組織について説明する。
本発明の冷延鋼板は、フェライト単相組織を有する。なお、本発明でいうフェライトは、通常の意味のフェライト（ポリゴナルフェライト）のみならず、炭化物を含まないベイニティックフェライト、アシキュラーフェライトをも含むものとする。
【００３８】
フェライト相の平均結晶粒径：10μｍ以下
本発明では結晶粒径として、断面組織写真からＡＳＴＭに規定の求積法により算出した値と、断面組織写真からＡＳＴＭに規定の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、いずれか大きい方を採用する。
【００３９】
本発明の冷延鋼板は、製品として所定量の固溶Ｃ、固溶Ｎを確保しているが、本発明者らの実験・検討結果によれば、固溶Ｃ、固溶Ｎ量を一定に保ってもフェライト相の平均結晶粒径が10μｍを超えると歪時効硬化特性に大きなばらつきが生じることが判明した。この詳細な機構は現在のところ不明であるが、歪時効硬化特性のばらつきの原因の一つが結晶粒径にあり、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、熱処理の影響に関係するものと推定される。したがって、歪時効硬化特性の安定化を図るには、フェライト相の平均結晶粒径を10μｍ以下とする必要がある。なお、ＢＨ量およびΔＴＳ量のさらなる増加を、安定して得るためには平均結晶粒径は８μｍ以下とするのが好ましい。
【００４０】
上記した組成と組織を有する本発明の冷延鋼板は、板厚が 0.5mm 以上、引張強さＴＳが440MPa以上で、加工性、耐衝撃特性、耐二次加工脆性および歪時効硬化特性に優れた冷延鋼板である。
ＴＳが440MPa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500MPa以上とするのが望ましい。
【００４１】
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、ＢＨ量が80MPa 以上であり、かつΔＴＳBHが40MPa 以上であることを意味する。
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。
【００４２】
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。しかし、微細なフェライト組織でかつ多量の固溶Ｃ、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、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。
【００４３】
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。
【００４４】
以上のことから、本発明では、時効処理条件の加熱温度を170 ℃、保持時間を20min と定めた。なお、本発明の冷延鋼板では、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、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。
【００４５】
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量を80MPa 以上とするとともに、ΔＴＳBH量を40MPa 以上とする。なお、より好ましくは、ＢＨ量100MPa以上、ΔＴＳBH50MPa 以上とする。ＢＨ量とΔＴＳBH量をより大きくするには、時効処理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。
【００４６】
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。
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。
【００４７】
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、上記した範囲内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し、該シートバーに仕上圧延を施し、仕上圧延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行い冷延板とする冷間圧延工程と、該冷延板に連続焼鈍を行い、ついで冷却する冷延板焼鈍工程とを、順次施すことにより製造される。
【００４８】
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、薄スラブ連鋳法で製造してもよい。また、スラブを製造後いったん室温まで冷却して再度加熱する通常プロセスのほか、冷却せず温片のままで加熱炉に挿入したのち圧延する直送圧延、あるいは僅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。
【００４９】
まず、熱間圧延工程条件の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、所望の仕上げ圧延出側温度を確保するために、1000℃以上とするのが好ましい。なお、酸化重量の増加に伴うロスの増大を避ける観点から、スラブ加熱温度は1280℃以下とするのが好ましい。
【００５０】
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。
ついで、シートバーを仕上圧延して熱延板とする。
仕上圧延は、最終３パスの圧下率合計を50％以上とし、仕上圧延出側温度を（Ａr3変態点−50℃）〜（Ａr3変態点＋100 ℃）とする熱間圧延とする。
【００５１】
なお、本発明では、粗圧延と仕上圧延の間で、相前後するシートバー同士を接合し、連続的に仕上圧延することが好ましい。接合手段としては、圧接法、レーザ溶接法、電子ビーム溶接法などを用いるのが好ましい。
これにより、仕上圧延およびその後の冷却において形状の乱れを生じやすい非定常部（被処理材の先端部および後端部）の存在割合が減少し、安定圧延長さ（同一条件で圧延できる連続長さ）および安定冷却長さ（張力をかけたまま冷却できる連続長さ）が延長して、製品の形状・寸法精度および歩留りが向上する。
【００５２】
また、従来のシートバー毎の単発圧延では通板性や噛込み性等の問題により実施が難しかった薄物・広幅に対する潤滑圧延が容易に実施できるようになり、圧延荷重およびロール面圧が低減してロールの寿命が延長する。
また、本発明では、粗圧延と仕上圧延の間で、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、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。
【００５３】
最終３パスの圧下率合計：50％以上
本発明では、Ｃ含有量が0.010 超え0.020 ％以下の極低炭素系のスラブを用いているため、熱延板の結晶粒径が粗大化する傾向がある。このため、仕上圧延の最終３パスの圧下率合計を50％以上とする。これにより、その後の冷却過程で変態の核となるサイトが増加し、変態後の組織を微細化することができる。仕上圧延の最終３パスの圧下率合計が50％未満では、変態の核となるサイト数が不足する。なお、好ましくは、圧延機負荷の観点から80％以下である。
【００５４】
仕上圧延出側温度：（Ａr3変態点−50℃）〜（Ａr3変態点＋100 ℃）
仕上圧延出側温度ＦＤＴは、鋼板の組織を微細化するために、（Ａr3変態点−50℃）以上とする。ＦＤＴが（Ａr3変態点−50℃）を下回ると、急激にフェライト粒が粗大化し、最終製品板の結晶粒が粗大化するため好ましくない。また、熱延板に異常粒が成長し、冷延焼鈍板（最終製品板）の深絞り性を低下させる。
【００５５】
一方、ＦＤＴが（Ａr3変態点＋100 ℃）を超えると、鋼板表面にスケール疵が発生したり、結晶粒が粗大化する。このため、仕上圧延出側温度ＦＤＴは、（Ａr3変態点−50℃）〜（Ａr3変態点＋100 ℃）の範囲に限定するのが好ましい。なお、細粒化の観点からは、ＦＤＴ（Ａr3変態点−20℃）〜（Ａr3変態点＋50℃）とするのがより好ましい。
【００５６】
また、仕上圧延後は、結晶粒の微細化のため、早急に鋼板を冷却するのが望ましい。
仕上圧延後の冷却：仕上げ圧延終了後1.0 ｓ以内に冷却を開始、平均冷却速度20℃／ｓ以上で650 ℃まで急冷
本発明では、仕上圧延終了後直ちに（1.0 ｓ以内に、好ましくは0.5 ｓ以内）冷却を開始し、冷却中の平均冷却速度を20℃／ｓ以上とするのが望ましい。冷却開始が仕上圧延終了後1.0 ｓを超えると、変態が開始し結晶粒の微細化が達成できない。また、650 ℃までの平均冷却速度が20℃/s未満では、変態の駆動力が不足し、結晶粒の微細化が達成できない。なお、材質・形状の均一性を確保する観点からは、冷却速度は300 ℃／ｓ以下に抑えるのが好ましい。
【００５７】
また、急冷停止温度が650 ℃を超えると、結晶粒が成長するとともに、NbC が大きく成長する。
巻取温度：650 ℃以下
巻取温度ＣＴは、巻取り後の結晶粒（フェライト粒）の成長を抑制し、NbC を微細分散させるために、 650℃以下で巻き取ることが好ましい。さらに好ましくは 600℃以下である。また、巻き取り温度は低すぎると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、材質の均一性も低下しやすくなるため 300℃以上とするのが好ましい。さらに、本発明では、熱延板（コイル）の長手方向中央部温度を 600℃以下とし、熱延板（コイル）の先端または後端から50ｍの各位置での鋼板温度を熱延板の長手方向中央部の温度より50℃以上高くして巻き取ることが好ましい。熱延板（コイル）の先端または後端部は巻き取り後の冷却が速いため、巻取温度を、熱延板（コイル）の先端または後端部を長手方向中央部にくらべ高くする。このような温度分布とすることにより、炭化物、窒化物の形成を制御でき、固溶Ｃ、固溶Ｎの熱延板（コイル）内でのばらつきが少なくなり、熱延板（コイル）全体での材質のばらつきを少なくすることができる。
【００５８】
熱延板（コイル）の先端または後端部を長手方向中央部にくらべ高くするには、先端または後端部で、ライン上に設置した注水設備による注水量を低減することが好ましい。
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0.20〜0.10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。
【００５９】
上記した熱間圧延工程を経た熱延板（コイル）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。
【００６０】
冷間圧延の圧下率：50〜90％
冷間圧延は、冷間圧延集合組織を形成し、その後の焼鈍により、深絞り性向上に好適な結晶方位を得るために必須である。冷間圧延の圧下率は50〜90％とするのが好ましい。圧下率が50％未満では所望の冷間圧延集合組織が得られない。一方、90％を超えると、被圧延材の変形抵抗が高くなり、圧延性が低下するとともに深絞り成形性が低下する。
【００６１】
ついで、冷延板は、焼鈍と冷却を行う冷延板焼鈍工程を施される。
焼鈍は、生産性の観点から連続焼鈍とするのが好ましい。連続焼鈍処理では、焼鈍温度を再結晶温度以上で900 ℃以下とするのが好ましい。
焼鈍温度が再結晶温度未満では、再結晶が完了せず、強度は目標を満足するものの延性が低く、そのため成形性が低下し自動車用鋼板としては適用できない。なお、成形性をより一層向上させるためには、焼鈍温度は700 ℃以上とするのが好ましい。一方、焼鈍温度が900 ℃を超えると、結晶粒が粗大化するとともに、γ相が生成し深絞り成形性が低下する。このため、焼鈍温度は再結晶温度以上で900 ℃以下とするのが好ましい。なお、より好ましくは 840℃以下である。
【００６２】
連続焼鈍温度での保持時間は、組織微細化の観点から、できるだけ短時間とするのが好ましいが、操業の安定性からは10ｓ以上とするのが望ましい。保持時間が60ｓを超えると、組織の微細化が困難となる。このため、連続焼鈍温度における保持時間は10〜60ｓの範囲とするのが好ましい。なお、焼鈍の均熱温度までの加熱は、少なくとも400 ℃〜650 ℃間を10℃／ｓ以上の加熱速度とするのが好ましい。５℃／ｓ未満では、AlN の析出という問題がある。より好ましくは 8〜30℃／ｓである。
【００６３】
連続焼鈍における均熱後の冷却は、組織の微細化、（固溶Ｃ＋固溶Ｎ）量、とくに固溶Ｃ量の確保という観点から重要であり、本発明では一次冷却として、500 ℃以下の温度域まで10〜300 ℃／ｓの冷却速度で連続冷却する。冷却速度が10℃／ｓ未満では、均一で微細な組織と所望量以上の（固溶Ｃ＋固溶Ｎ）量の確保が困難となる。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。10〜300 ℃／ｓの冷却速度で冷却した際の冷却停止温度が、500 ℃超えの温度では、組織の微細化が達成できない。
【００６４】
一次冷却後の二次冷却が、歪時効硬化特性の観点から重要となる。詳細な機構については、現在のところ不明であるが、二次冷却の条件によって、固溶Ｃ、Ｎ量が変化し歪時効特性に影響しているものと推察される。本発明では、一次冷却に続いて、冷却を継続し、一次冷却の停止温度以下400 ℃以上の温度域での滞留時間を300 ｓ以下とする冷却を行うことが好ましい。本発明では、連続焼鈍後の、いわゆる過時効処理を行ってもよいが、過時効処理を行うと歪時効硬化特性が低下する。したがって、本発明では、連続焼鈍炉の過時効帯を通板させる場合には、過時効帯の温度を極めて低い温度として行うことが望ましい。
【００６５】
さらに、本発明では、冷延板焼鈍工程に続いてさらに、伸び率：1.0 〜15％の調質圧延またはレベラー加工を施してもよい。冷延板焼鈍工程後に調質圧延またはレベラー加工を施すことにより、ＢＨ量、ΔＴＳ量BHといった歪時効硬化特性を安定して向上することができる。歪時効硬化特性を向上するためには、調質圧延またはレベラー加工における伸び率を合計で1.0 ％以上とするのが好ましい。伸び率が1.0 ％未満では歪時効硬化特性の向上が少なく、一方、伸び率が15％を超えると、鋼板の延性が低下する。なお、調質圧延とレベラー加工ではその加工様式が相違するが、本発明者らは、鋼板の歪時効硬化特性に対する効果には大きな相違がないことを確認している。
【００６６】
【実施例】
表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブとした。これらスラブを表２に示す条件で加熱し、粗圧延して表２に示す厚さのシートバーとし、ついで表２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、一部については、仕上圧延で潤滑圧延を行った。また一部については、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。
【００６７】
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炉による連続焼鈍を行った。さらに、冷延板焼鈍工程につづいて、調質圧延を施した。なお、連続焼鈍の焼鈍温度はいずれも再結晶温度以上であった。
得られた冷延焼鈍板について、固溶Ｃ量、固溶Ｎ量、微視組織、引張特性、歪時効硬化特性、耐衝撃特性および耐二次加工脆性を調査した。なお、標準の試験片採取位置は長手方向中央部の幅方向1/4 部とした。
（１）固溶Ｎ、固溶Ｃ量の調査
ブロムエステルによる溶解処理後の抽出分析によりAlN となっているＮ量、ＮasAlN を求め、化学分析により求めた鋼中の全Ｎ量からＮasAlN を引いた値を固溶Ｎ量とした。また、捩り振子型内部摩擦測定装置を用い、内部摩擦を求め、Ｃ、Ｎピークを分離して内部摩擦を求め、Ｃピークから固溶Ｃ量を求めた。
（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た。これら組織写真から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、フェライト相の平均結晶粒径として採用した。
（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の規定に準拠して歪速度：３×10-3／ｓで引張試験を実施し、降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥｌを求めた。なお、冷延焼鈍板（コイル）内の引張特性のばらつきを調査するために、試験片を冷延焼鈍板（コイル）の長手方向中央部、先端部から50ｍ、後端部から50ｍの各位置からも試験片を採取した。冷延焼鈍板（コイル）内各位置の引張強さの標準偏差をもとめ、σ（ＴＳ）とした。
（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、歪速度：３×10-3／ｓ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%、ΔＴＳBH＝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）耐衝撃特性
各冷延焼鈍板から衝撃試験片を圧延方向に採取し、「Journal of the Society of Materials Science Japan, 10(1998), p1058」に記載された高速引張試験方法に準拠して、歪速度：２×103 ／ｓで高速引張試験を実施し、応力−歪曲線を測定した。得られた応力−歪曲線を用いて、応力を歪０〜30％の範囲で積分して吸収エネルギーＥを求めた。また、予変形として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、同様の衝撃試験を実施し、吸収エネルギーＥBHを求め、予変形−塗装焼付処理による耐衝撃特性の向上代ＥBH／Ｅを評価した。
（６）成形性
成形性の指標としてｒ値を求めた。
【００６８】
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、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。
（７）耐二次加工脆性
各冷延焼鈍板から50mmφの大きさの試験片をブランキングした。これら試験片に、24.4mmφのポンチを用いて、カップ状に絞り抜ぬく絞り加工を施したのち、21mm高さで耳を切断した。これらカップを横置きし、これらカップ上に、重錘（５kg）を80cmの高さから落下させ、カップに発生する割れを検査した。割れの有無で耐二次加工脆性を評価した。なお、試験は室温（20℃）で行った。
【００６９】
これらの結果を表３に示す。
【００７０】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【表５】
本発明例では、いずれも優れた延性と、高いｒ値と、優れた歪時効硬化特性を有し、格段に高いＢＨ量、ΔＴＳBHを呈し、また、耐二次加工脆性にも優れ、さらに歪時効処理による耐衝撃特性の向上代も大きい。また、製品板（コイル）内の引張強さのばらつきΔＴＳも小さい冷延鋼板となっている。
これに対し、本発明の範囲を外れる比較例は、延性、ｒ値、歪時効硬化特性、耐二次加工脆性、耐衝撃特性のいずれかが低下している。
【００７６】
【発明の効果】
本発明によれば、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、優れた成形性、優れた耐衝撃特性、および優れた耐二次加工脆性とを兼備する高張力冷延鋼板を、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、塗装焼付け処理により降伏応力とともに引張強さも増加して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を可能とし、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。
Claims (9)
- 質量％で、
Ｃ：0.010 ％超え0.020 ％以下、 Si：0.10％以上2.0 ％以下（但し、0.10％を除く）、
Mn：3.0 ％以下、 Ｐ：0.15％以下、
Ｓ：0.02％以下、 Nb：0.003 〜0.02％、
Al：0.1 ％以下、 Ｎ：0.0020〜0.0250％
を含み、かつ固溶状態のＣと固溶状態のＮを合計で0.0015％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、平均結晶粒径10μｍ以下のフェライト相からなる組織とを有することを特徴とする、板厚：0.5mm 以上の、歪時効硬化特性、耐衝撃特性、耐二次加工脆化性および加工性に優れた引張強さ440MPa以上の高張力冷延鋼板。 - 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群以上を含むこと（但し、Ｃ： 0.01 〜 0.08 ％、 Si ： 0.005 〜 1.0 ％、 Mn ： 0.01 〜 3.0 ％、Ｐ： 0.001 〜 0.15 ％、Ｓ： 0.001 〜 0.02 ％、 Al ： 0.001 〜 0.1 ％、Ｎ： 0.0002 〜 0.01 ％、および Cr 、 Mo の１種または２種を合計量が 0.05 〜 3.0 ％含有するとともに、 Nb ： 0.005 〜 0.1 ％を含有し、あるいはさらに Ti ： 0.005 〜 0.1 ％、Ｖ： 0.005 〜 0.1 ％のうちの１種又は２種を含有し、残部 Fe および不可避的不純物である組成を有する場合を除く）を特徴とする請求項１に記載の高張力冷延鋼板。
記
ａ群：Ｂ：0.0003〜0.0050％
ｂ群：Ti：0.04％以下、Ｖ：0.04％以下の１種または２種
ｃ群：Cu：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下、 Mo ： 1.0 ％以下、 Cr ： 1.0 ％以下の１種ま たは２種以上
ｄ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.010 ％ - 前記高張力冷延鋼板の板厚が3.2 mm以下である請求項１または２に記載の高張力冷延鋼板。
- 質量％で、
Ｃ：0.010 ％超え0.020 ％以下、 Si：0.10％以上2.0 ％以下（但し、0.10％を除く）、
Mn：3.0 ％以下、 Ｐ：0.15％以下、
Ｓ：0.02％以下、 Nb：0.003 〜0.02％、
Al：0.1 ％以下、 Ｎ：0.0020〜0.0250％
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼スラブを、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したのち、該シートバーに最終３パスの圧下率合計を50％以上、仕上圧延出側温度を（Ａr3変態点−50℃）〜（Ａr3変態点＋100 ℃）とする仕上圧延を施し熱延板とし、該仕上圧延後、1.0 ｓ以内に冷却を開始し、冷却速度：20℃/s以上で650 ℃まで急冷して、巻き取り温度 650℃以下として巻き取る熱間圧延工程と、該熱間圧延工程を経た熱延板に酸洗を施したのち、圧下率：50〜90％とする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、再結晶温度以上900 ℃以下の温度で保持時間：10〜60ｓとする焼鈍を行い、ついで500 ℃以下の温度まで冷却速度：10〜300 ℃／ｓで冷却する一次冷却と、ついで前記一次冷却の停止温度以下400 ℃以上の温度域での滞留時間を300 ｓ以下とする二次冷却とを行う冷延板焼鈍工程とを、順次施すことを特徴とする、板厚：0.5mm 以上の、歪時効硬化性、耐衝撃特性、耐二次加工脆化性および加工性に優れ、引張強さ：440MPa以上を有する高張力冷延鋼板の製造方法。 - 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群以上を含むこと（但し、Ｃ： 0.01 〜 0.08 ％、 Si ： 0.005 〜 1.0 ％、 Mn ： 0.01 〜 3.0 ％、Ｐ： 0.001 〜 0.15 ％、Ｓ： 0.001 〜 0.02 ％、 Al ： 0.001 〜 0.1 ％、Ｎ： 0.0002 〜 0.01 ％、および Cr 、 Mo の１種または２種を合計量が 0.05 〜 3.0 ％含有するとともに、 Nb ： 0.005 〜 0.1 ％を含有し、あるいはさらに Ti ： 0.005 〜 0.1 ％、Ｖ： 0.005 〜 0.1 ％のうちの１種又は２種を含有し、残部 Fe および不可避的不純物である組成を有する場合を除く）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：Ｂ：0.0003〜0.0050％
ｂ群：Ti：0.04％以下、Ｖ：0.04％以下の１種または２種
ｃ群：Cu：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下、 Mo ： 1.0 ％以下、 Cr ： 1.0 ％以下の１種ま たは２種以上
ｄ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.010 ％ - 前記冷延板焼鈍工程に続いてさらに、伸び率：1.0 〜15％の調質圧延またはレベラー加工を施すことを特徴とする請求項４または５に記載の高張力冷延鋼板の製造方法。
- 前記熱間圧延工程において、巻き取り温度を、熱延板の長手方向中央部では600 ℃以下、かつ該熱延板先端から50ｍの位置および該熱延板後端から50ｍの位置では前記熱延板の長手方向中央部での温度より50℃以上高くすることを特徴とする請求項４ないし６のいずれかに記載の高張力冷延鋼板の製造方法。
- 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を特徴とする請求項４ないし７のいずれかに記載の高張力冷延鋼板の製造方法。
- 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を特徴とする請求項４ないし８のいずれかに記載の高張力冷延鋼板の製造方法。
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