JP2010196096A

JP2010196096A - プレス加工と塗装焼付け後の強度−延性バランスに優れた冷延鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP2010196096A
Application number: JP2009040460A
Authority: JP
Inventors: Kaneharu Okuda; 金晴奥田; Yasushi Tanaka; 靖田中
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2009-02-24
Filing date: 2009-02-24
Publication date: 2010-09-09
Anticipated expiration: 2029-02-24
Also published as: JP5381154B2

Abstract

【課題】プレス加工後の焼付け塗装処理を行った状態での強度と均一伸びとのバランスに
優れる冷延鋼板およびその製造方法を提供することを課題とする。
【解決手段】
Ｃ：０．００５〜０．０５％、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０２０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有するスラブを、熱間圧延、冷間圧延、焼鈍を施し、次いで、焼鈍後、或いは焼鈍後の亜鉛めっき後の冷却速度を調整して固溶Ｃ量を制御した後に、調圧率５〜４０％の調質圧延を行うことにより、プレス後の焼付け塗装処理を行った状態での引張強度（ＴＳ）と均一伸び（Ｕｅｌ）の積ＴＳ×Ｕｅｌを４０００ＭＰａ・％以上とする。
【選択図】なし

Description

この発明は、自動車用鋼板等の使途に使用され、比較的省合金成分系であり、プレス加工し、塗装焼付け工程を経たのちの強度−延性バランスに優れる冷延鋼板と、その製造方法を提案しようとするものである。

近年、地球環境保全の観点から、ＣＯ_２の排出量を規制するため、自動車の燃費改善が要求されている。加えて、衝突時に乗員の安全を確保するため、自動車車体の衝突特性を中心にした安全性向上も要求されている。このように、自動車車体の軽量化および自動車車体の強化が積極的に進められている。
自動車車体の軽量化と強化を同時に満たすには、剛性に問題とならない範囲で部品素材を高強度化し、板厚を減少することによる軽量化が効果的であると言われており、最近では高張力鋼板が自動車部品に積極的に使用されている。

一方、鋼板を素材とする自動車部品の多くは、プレス加工によって成形されるため、自動車用鋼板には優れたプレス成形性を有していることが必要とされる。しかしながら、従来は、プレス成形し部品となった後の延性や加工硬化能については着目されていなかった。ドアインパクトビームなど変形しないような部位は別として、車体に組み込まれたのちの延性を確保しておかないと、衝突時に割れが発生し、十分な衝突エネルギーが確保できないという問題がある。さらに、延性といっても、均一伸びが少なく、局部延性だけでは、すぐに局部くびれ現象が生じ、衝突性能にも影響を与えることが十分に考えられる。

生産性に優れる連続焼鈍を用いて製造される低炭素アルミキルド鋼板において成形能を上げる手段として、非特許文献１では、焼鈍後に３００から３５０℃付近で十分過時効処理を行い、フェライト中の固溶Ｃをセメンタイトとして析出させることで、耐時効性にも優れ、延性にも富む鋼板を得ることを達成している。しかしながら、この場合、加工すると均一伸びが急激に低下してしまうという問題があった。

また、特許文献１では、加工性を有しながら高い焼付け硬化性を得る自動車用鋼板として、Ｃ：０．００３〜０．０１％、Ｎ：０．００３％以下で、固溶Ｃが０．００２０％以上で、結晶粒度番号が９．５番以上でフェライト単相とする鋼板が開示されており、１００ＭＰａを超えるＢＨが達成されている。同様に、特許文献２では、Ｃ：０．００８〜０．０１０％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．０５〜２％、Ｐ：０．００５〜０．１％を含み、フェライト主体とした組織を呈することで、加工性および焼付け処理条件の変動による影響を受けにくい焼付け硬化性に優れた自動車車体内板用鋼板が開示されている。しかし、プレス時の成形性に注目し、部品となってからの延性については言及されておらず、このような高ＢＨ特性から、類推して、部品となってからの均一伸びが低下していることが予想される。

また、特許文献３では、Ｃ０．０１〜０．０２％で固溶Ｃと固溶Ｎを合計で０．００１５％以上とし、平均結晶粒径１０μｍ以下のフェライト相とすることで、歪時効性、耐衝撃性、耐二次加工脆性および加工性に優れたＴＳ４４０ＭＰａ以上の高張力鋼板が開示されている。製品板を５％予歪し、焼付け塗装相当処理を行い、ＴＳの上昇と、高速引張での吸収エネルギーが増加することが示されている。しかしながら、強度と均一伸びのバランスという観点からは、不十分なものであった。

西山記念講座「第８８・８９回ストリップの連続焼鈍技術の進歩」（日本鉄鋼協会編）

特開２００６−１９９９７号公報特開２００５−１２６７９３号公報特開２００１−３３５８８９号公報

このように、従来は焼鈍後の成形性、プレス加工性や焼付け硬化性等が追求されてきたが、本発明では、従来検討されてこなかった、プレス後の焼付け塗装処理を行った状態での強度と均一伸び特性とのバランスに優れる省合金成分の高張力鋼板およびその製造方法を提供することを課題とする。

本発明者らは、上記のような課題を解決すべく鋭意検討を進めたところ、焼鈍後の固溶Ｃの制御をしながら、焼鈍後の歪量を最適化することで、焼付け後に強度が上昇しつつ、均一伸びが上昇することを見出した。

そこで、本発明は、上記の課題を解決するために以下の手段を採用する。
（１）質量％でＣ：０．００５〜０．０５％、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、Ｓｉ：１．０
％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％
、Ｎ：０．０２０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を
有し、組織がフェライト単相で、かつ｛１００｝＜１１０＞の３次元結晶方位密度
が２以下である冷延鋼板であって、塗装焼付け後における引張強度（ＴＳ）と均一
伸び（Ｕｅｌ）の積ＴＳ×Ｕｅｌが４０００ＭＰａ・％以上であることを特徴とす
る、冷延鋼板。
（２）表面に亜鉛めっき層を有することを特徴とする、（１）に記載された冷延鋼板。
（３）質量％でＣ：０．００５〜０．０５％、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、Ｓｉ：１．０
％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％
、Ｎ：０．０２０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を
有するスラブを１０５０℃以上で加熱し、粗圧延した後に仕上圧延をＡｒ_３変態点
以上で行い、次いで、巻き取り、酸洗、冷間圧延を行った後に、再結晶温度以上
Ａｃ_１変態点以下の温度で焼鈍を行い、焼鈍に続く冷却過程において４００〜２５
０℃における平均冷却速度を５℃／ｓ以上で冷却したのち、５〜４０％の調質圧延
を行うことを特徴とする、組織がフェライト単相で、かつ｛１００｝＜１１０＞の
３次元結晶方位密度が２以下であって、塗装焼付け後において、引張強度（ＴＳ）
と均一伸び（Ｕｅｌ）の積ＴＳ×Ｕｅｌが４０００ＭＰａ・％以上である冷延鋼板
の製造方法。
（４）質量％でＣ：０．００５〜０．０５％、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、Ｓｉ：１．０
％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％
、Ｎ：０．０２０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を
有するスラブを１０５０℃以上で加熱し、粗圧延した後に仕上圧延をＡｒ_３変態
点以上で行い、次いで、巻き取り、酸洗、冷間圧延を行った後に、再結晶温度以
上Ａｃ_１変態点以下の温度で焼鈍を行い、さらに亜鉛めっきを施し、あるいは更に
亜鉛めっきの合金化処理を施したのち、室温まで冷却する冷却過程において４０
０〜２５０℃における平均冷却速度を５℃／ｓ以上で冷却したのち、５〜４０％
の調質圧延を行うことを特徴とする、組織がフェライト単相で、かつ｛１００｝
＜１１０＞の３次元結晶方位密度が２以下であって、塗装焼付け後において、引
張強度（ＴＳ）と均一伸び（Ｕｅｌ）の積ＴＳ×Ｕｅｌが４０００ＭＰａ・％以
上である、表面に亜鉛めっき層を有する冷延鋼板の製造方法。

本発明の冷延鋼板は、プレス加工後の焼付け塗装処理を行った状態で、引張強度（ＴＳ）と均一伸び（Ｕｅｌ）の積ＴＳ×Ｕｅｌが４０００ＭＰａ・％以上であり、強度と延性のバランスが優れるものである。このため、本発明の鋼板は、自動車用鋼板として使用された場合等には、衝突時に割れや局部的くびれの発生を抑制することができるものであり、耐衝撃特性に優れるため、安全性能が向上し、それに伴って、自動車等の軽量化を実現することができる。

過時効処理を施さない場合の応力−歪み曲線過時効処理を施した場合の応力−歪み曲線

本発明者らは、種々の検討を行った結果、焼鈍後の固溶Ｃ量と焼鈍後に導入される歪量を最適化することが、プレス加工し、次いで焼付け塗装した鋼板の強度と均一伸びバランスを向上させることを見出した。

すなわち、本発明は以下の知見に基づいている。
表１の鋼Ａ、Ｂを用いて、１２５０℃加熱、８８０℃で熱延を終了し、５５０℃、７００℃で巻き取り後、７０％の冷間圧延を行い、６８０℃で連続焼鈍を行った。その際、３００℃、６０ｓ（秒）の過時効処理の有無のそれぞれについて特性の比較を行った。

表２に焼鈍板の機械的特性を示す。これをみると、過時効処理により固溶Ｃの低減が図られる鋼Ａ、Ｂにおいて、過時効することで、引張強度ＴＳが減少し、均一伸びＵｅｌや全伸びＴｅｌが上昇し、延性に富む冷延鋼板は達成できることがわかる。これは、ＡＩ値（時効指数）も低く、常温での時効性に対しても優位である。
ここで、ＣＴ（℃）は巻取温度、ＯＡは過時効処理、ＳＫは調質圧延の調圧率、ＹＰＥＬは降伏点伸び、０．２％ＹＰは耐力、ＴＳは引張強さ、Ｕｅｌは均一伸び、Ｔｅｌは全伸びを指している。
次いで、これにプレス加工に相当する圧延率３０％の冷間圧延を行ない、そして、焼付け処理に相当する２００℃−２０分の時効処理をした場合としない場合について、引張試験を行った。なお、この場合、二次の冷間圧延後の板厚で公称応力を評価している。

この結果を鋼Bについて、巻取温度（ＣＴ）７００℃で巻き取り、焼鈍後に、過時効処理（ＯＡ）を行った場合と行わなかった場合の鋼板のそれぞれについて、応力−歪み（Ｓｔｒｅｓｓ−Ｓｔｒａｉｎ）曲線（以下、「ｓｓカーブ」という）を図１および図２にそれぞれ示した。（なお、図１では、「時効後」の曲線と「時効なし」の曲線は歪みが１．５％辺りで交差している。図２では、同じく２つの曲線が歪みが２％辺りで交差している。）

図２の示すところによれば、焼鈍後では延性に富む、過時効処理をした鋼は、プレス加工に相当する歪を加えて、焼付け塗装に相当する時効処理をした場合は、歪みが付与されると、応力は４５０ＭＰａ辺りから徐々に降下しており、均一伸びの殆どないｓｓカーブを示す。
これに対し、図１に示されるように、過時効処理のない鋼は、プレス加工に相当する歪を加えて、焼付け塗装に相当する時効した場合は、歪みが付与されると、応力は５２０ＭＰａ辺りまで上昇した後、ほぼ水平に推移しており、明らかに加工硬化が生じ、均一伸びの上昇が見られるのに加え、得られる引張強度も高く、強度と均一伸びとのバランスに優れることがわかった。

この理由については、必ずしも明らかではないが、以下のように考えることができる。
焼鈍後に、固溶Ｃが少なく非常に延性に富む材料は、加工を受けると均一伸びが急激に低下してしまう。焼付け処理を行ったとしても、固溶Ｃが存在しないので、時効有り無しでの変化は小さい。また、焼鈍後に固溶Ｃが適量存在した鋼板に、数％の予歪で焼付け処理を行うと、降伏強度が上昇し（ＢＨが現れ）、降伏伸びが発生する。この場合、降伏伸びがかなり大きいので、降伏伸びが終了してからの加工硬化量は小さくなってしまう。

一方、焼鈍時の固溶Ｃが固着する転位の量以上に、焼鈍後に導入される転位が十分に存在する場合、塗装焼付け処理により、導入転位が固溶Ｃに固着されることで強度が上昇するだけでなく、変形を受けると、何らかの要因により転位がより増幅し、降伏伸びも小さく、加工硬化が増すことを見出したのである。これは、固溶Ｃ量と、焼鈍後に導入される歪量のバランスが重要であることを示している。さらに、焼鈍後に導入される歪量は、鋼板のミクロ組織によっても影響を受ける。
そこで、本発明では、焼鈍後に過時効処理は行わずに、焼鈍後の冷却を調整して固溶Ｃ量を制御し、調質圧延の調圧率を高めにとり、十分に転位を導入している。

以下に本発明を詳細に説明する。
以下、特に断らない限り、元素の含有量は質量％で示している。
まず、本発明の鋼板の成分組成を限定した理由について説明する。

・Ｃ：０．００５０〜０．０５％
Ｃは焼鈍後の固溶Ｃの確保に重要であり、０．００５０％以上の添加が必要である。しかしながら、焼鈍時に未溶解のセメンタイトが存在し、焼鈍後の固溶Ｃが低下してしまうため、上限を０．０５％とする。より好ましくは、Ｃ含有量は０．０３％以下とする。

・Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉは成形性を損なうことなく固溶強化させるのに有効な元素であり、上記効果を得るためには、Ｓｉは０．０１％以上含有することが好ましく、より好ましくは０．０５％以上含有する。
一方Ｓｉを１．０％を超えて含有すると、熱延時に赤スケールが発生するため、鋼板とした時の表面外観を悪くするので、Ｓｉ含有量は１．０％以下、より好ましくは０．７％以下とすることが好ましい。

・Ｍｎ：０．０５〜１．０％
ＭｎはＳによる熱間割れを防止するのに有効な元素でもある。このような観点からＭｎは０．０５％以上含有する必要がある。但し、過剰な添加は、変態点を低下させ、複合組織化して、プレス加工、塗装焼付け後の延性を上昇させる効果が薄れることに加え、フェライト中の固溶Ｃを低減してしまうので、１．０％以下とする。より好ましくは０．８％以下含有させる。

・Ｐ：０．１０％以下
０．１０％を越える過剰な添加は、Ｐが粒界に偏析し、耐二次加工脆性および溶接性を劣化させる。また、溶融亜鉛めっき鋼板とする際には、溶融亜鉛めっき後の合金化処理時に、めっき層と鋼板の界面における鋼板からめっき層へのＦｅの拡散を抑制し、合金化処理性を劣化させる。そのため、高温での合金化処理が必要となり、得られるめっき層はパウダリング、チッピング等のめっき剥離が生じやすいものとなるため好ましくない。従ってPの含有量の上限を０．１０％とした。

・Ｓ：０.０１５％以下
Ｓは不純物であり、熱間割れの原因になる他、鋼中で介在物として存在し鋼板の諸特性を劣化させるので、できるだけ低減することが好ましいが、０．０１５％までは許容できるため、０．０１５％以下とする。

・Ａｌ：０．０１〜０．１％
Ａｌは鋼の脱酸元素として有用であるため、０．０１％以上含有する。一方、０．１％を越える添加は高合金コストを招き、さらに表面欠陥を誘発するので、０．１％以下とする。

・Ｎ：０．０２０％以下
本発明では、固溶Ｃを活用するため、Ｎは特に規定するものではないが、０．０２０％を越えると、プレス加工後に変形させた場合に、不均一変形が生じやすくなり、均一伸びの評価が困難となるので上限を０．０２０％とする。

以上が本発明の基本成分であり、本発明では上記した成分以外の残部は実質的に鉄および不可避的不純物の組成とすることが好ましい。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖなどの炭化物形成元素は、固溶Ｃ、Ｎを低減するため、多量の添加は好ましくないが、細粒化により強度延性バランスを向上させるので、それぞれ０．０２％以下であれば問題ない。

なお、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭ等を、通常の鋼組成範囲内であれば含有しても何ら問題はない。
例えば、Ｂは鋼の焼入性や焼付け硬化性を向上する作用をもつ元素であり、必要に応じて含有できる。しかしその含有量が０．００３％を越えるとその効果が飽和するため０．００３％以下が好ましい。

また、ＣａおよびＲＥＭは硫化物系介在物の形態を制御する作用をもち、これにより鋼板の諸特性の劣化を防止する。このような効果はＣａおよびＲＥＭのうちから選ばれた１種または２種の含有量が合計で０．０１％を越えると飽和するのでこれ以下とすることが好ましい。

その他の不可避的不純物としては、例えばＳｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｃｏ等が挙げられ、これらの含有量の許容範囲としては、Ｓｂ：０．０１％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ｚｎ：０．０１％以下、Ｃｏ：０．１％以下の範囲である。

そして、本発明の鋼板の組織は以下のとおりである。
・｛１００｝＜１１０＞の３次元結晶方位密度ｆ（ｇ）が２以下
プレス加工後の延性には、集合組織も影響してくる。特に｛１００｝＜１１０＞方位が増加してくると、加工後の強度延性バランスが悪くなるので好ましくない。このため｛１００｝＜１１０＞の３次元結晶方位密度ｆ（ｇ）は２以下が必要であり、好ましくは１．５以下である。

・フェライト単相組織
後述するように、本発明のような、調質圧延率を高くして、時効処理をすることで均一伸びが向上するためにはフェライト単相とする。本発明におけるフェライト単相組織とは、面積率でフェライト相が１００％であるものの他、第２相（マルテンサイト、ベイナイト、パーライト）が面積率で５％以下含むフェライト相であってもよい。マルテンサイトやベイナイト、パーライトなどを含んだ複合組織の場合は、上記効果の低減が懸念されるので、少なくとも第２相分率は面積率で５％以下であることが好ましい。

次に、本発明鋼板の好ましい製造方法について説明する。
本発明の製造方法にもちいられるスラブの組成は上述した鋼板の組成と同様であるので、鋼スラブの限定理由については省略する。

・スラブ加熱温度：１０５０℃以上
本発明の鋼板は、上記した範囲内の組成を有するスラブを素材とし、該素材に熱間圧延を施し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、該冷延板に再結晶と複合組織化を達成する冷延板焼鈍工程とを順次施すことにより製造できる。この場合、スラブ加熱温度は、後述する仕上温度を確保するため１０５０℃以上が好ましい。しかしながら、１３００℃を超えると加熱時の析出が十分でなく、γ粒の粒成長が生じることや、加熱温度の上昇によるコストアップ、スケールロスの観点から１３００℃以下でスラブ加熱することが好ましい。

上記条件で加熱された鋼スラブに粗圧延および仕上圧延を行う熱間圧延を施す。ここで、鋼スラブは粗圧延によりシートバーとされる。なお、粗圧延の条件は特に規定する必要はなく、常法に従っておこなえばよい。また、スラブ加熱温度を低くし、かつ熱間圧延時のトラブルを防止するといった観点から、シートバーを加熱する所謂シートバーヒーターを活用することは有効な方法であることは言うまでもない。

・仕上圧延出側温度：Ａｒ_３以上
次いで、シートバーを仕上げ圧延して熱延板とする。仕上圧延出側温度（ＦＴ）はＡｒ_３以上とする。それ未満ではフェライト域の高温域の圧延により熱延組織が粗大化し、成形性が低下する。また、スケール欠陥などの表面性状の問題が生じるため９５０℃以下とする。

本発明の製造方法で使用する鋼スラブは成分のマクロ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、造塊法や薄スラブ鋳造法で製造してもよい。また、鋼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熱間圧延する直送圧延、或いはわずかの保熱をおこなった後に直ちに熱間圧延する直送圧延・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。

また、熱間圧延時の圧延荷重を低減するため仕上圧延の一部または全部のパス間で潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延をおこなうことは鋼板形状の均一化や材質の均質化の観点からも有効である。潤滑圧延の際の摩擦係数は０．１０〜０．２５の範囲とするのが好ましい。さらに、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連続圧延プロセスとすることも好ましい。連続圧延プロセスを適用することは熱間圧延の操業安定性の観点からも望ましい。

コイル巻取温度（ＣＴ）は５００℃以上７２０℃以下とするのが好ましい。この温度範囲が熱延板組織を正常なポリゴナルフェライトにするのに好適な温度範囲であるとともに、特にＣＴが上限を越えると結晶粒が粗大化し強度低下を招くことになる。より好ましくは５５０〜６８０℃とする。

次いで、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を施す。酸洗は通常の条件にておこなえばよい。冷間圧延条件は所望の寸法形状の冷延板とすることができればよく、特に限定されないが、冷間圧延時の圧下率は少なくとも５０％以上とすることが好ましく、より望ましくは６０％以上とする。高ｒ値化には高冷延圧下率が一般に有効であり、圧下率が４０％未満では｛１１１｝再結晶集合組織が発達せず、優れた深絞り性を得ることが困難となる。一方、この発明では冷間圧下率を９０％までの範囲で高くするほどｒ値が上昇するが、９０％を越えるとその効果が飽和するばかりでなく、圧延時のロールへの負荷も高まるため、上限を９０％とすることが好ましい。

・焼鈍：再結晶温度以上Ａｃ_１変態点以下
焼鈍は再結晶を完了させないと、延性が大きく低下し、異方性も大きくなるので好ましくないので、再結晶温度以上で行う。また、Ａｃ_１変態点を超える温度にして、複合組織化すると、プレス後、塗装焼付け後の均一伸びを確保できないことが懸念されるのでＡｃ_１変態点以下とするのが好ましい。

・焼鈍に続く冷却過程における４００〜２５０℃における平均冷却速度：５℃／ｓ以上で
冷却
この工程では、焼鈍後の固溶Ｃの確保が重要なポイントである。４００℃から２５０℃における平均冷却速度が５℃／ｓ未満では、セメンタイトが析出して、固溶Ｃが低下してしまい、プレス後、焼付け塗装処理後の均一伸びが確保できない。そのため５℃／ｓ以上とする。好ましくは１０℃／ｓ以上とする。

・調質圧延の調圧率：５〜４０％
焼鈍後、調質圧延しプレス加工が付与されるが、調圧率が５％未満では、調質圧延率も低くなり、常温時効性が懸念される。逆に４０％超では、固溶Ｃが十分に存在し、焼付け処理を行っても十分な延性が確保できない。好ましくは１０〜３０％とする。

・引張強度（ＴＳ）×均一伸び（Ｕｅｌ）：４０００ＭＰａ・％以上
成形部品となった後でも、変形を受けた場合に、均一伸びが不足していると、衝撃吸収能が低下してしまったり、割れが発生するので好ましくない。但し、強度の上昇とともに、延性は低下するので、ＴＳと均一伸びの積ＴＳ×Ｕｅｌで評価し、これが４０００ＭＰａ・％以上であることが必要である。

また、本発明は冷延鋼板に関わるものであるが、適宜亜鉛めっきしてもよい。その場合、電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっきしてもよい。この場合、焼鈍後の冷却過程で、亜鉛めっき浴は４５０〜５００℃程度であるので、亜鉛めっき或いは更に合金化処理に続く冷却過程で、４００〜２５０℃における平均冷却速度を５℃／ｓ以上とする。このめっき後に調質圧延を施す。

次に、本発明の実施例について説明する。
表３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。これら鋼スラブを１２５０℃に加熱し粗圧延してシートバーとし、次いで表４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。これらの熱延板を酸洗および圧下率６５％の冷間圧延工程により冷延板とした。引き続きこれら冷延板に連続焼鈍ラインにて、表４に示す条件で連続焼鈍をおこなった。なお、Ｎｏ．１１の鋼板は、連続溶融亜鉛めっきラインにて冷延板焼鈍処理を施し、その後引き続きインラインで溶融亜鉛めっき（めっき浴：４８０℃）を施して溶融亜鉛めっき鋼板とし、同様に各種特性を評価した。さらに得られた冷延焼鈍板に調圧率（伸び率）を２５％以下の範囲で調質圧延を施した。
これにプレス成形に相当する圧延歪（５％）を与えて、塗装焼付け処理に相当する時効処理を行い、引張試験を行った。時効温度は１７０℃、２００℃、２３０℃とし、時効時間は２０分とした。

（１）引張特性
ＪＩＳ５号引張試験片にて、ＪＩＳ
Ｚ２２４１の規定に準拠してクロスヘッド速度１０ｍｍ／ｍｉｎで引張試験をおこない、降伏応力（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、均一伸び（Ｕｅｌ）、全伸び（Ｔｅｌ）を求めた。
（２）組織
フェライト、第２相分率（面積率）は、圧延方向に平行な板厚１／４断面をナイタールで腐食した試料を用いて、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）にて撮影した写真を画像処理して求めた。
（３）｛１００｝＜１１０＞３次元結晶方位密度ｆ（ｇ）
Ｘ線反射法により、（１１０）、（２００）、（２１１）面の不完全極点図を測定し、これから級数展開法により、３次元結晶方位密度を計算した（参考文献：例えば、井上、稲数、「日本金属学会誌」、５８（１９９４）、８９２−８９８）。
以上の（１）〜（３）について、表４にその結果を示す。
ここで、ＣＡＬは連続焼鈍処理を施したことを示し、ＣＧＬは連続溶融亜鉛めっきラインにて連続焼鈍処理し、さらに溶融亜鉛めっき処理を施したことを示す。また、「冷却速度」は、亜鉛めっきを施さないＣＡＬの場合は、焼鈍に引き続く冷却過程の４００から２５０℃における平均冷却速度を、亜鉛めっきを施すＣＧＬの場合は、焼鈍後の亜鉛めっき処理に引き続く冷却過程の４００から２５０℃における平均冷却速度を、それぞれ示す。「第２相」のＭ、Ｂ、Ｐは、それぞれマルテンサイト、ベイナイト、パーライトを指している。

比較例のＮｏ．１〜７、１２、１６および２０は、組成等は本発明の条件を満たしているが、時効処理が行われておらず、均一伸びＵｅｌが小さく、ＴＳ×Ｕｅｌが４０００ＭＰａ・％を大きく下回っており、強度と延性のバランスが悪い。過時効処理（ＯＡ）を施さずに調質圧延、プレス加工後に時効処理が施されている本発明例のＮｏ．８〜９、Ｎｏ．１１およびＮｏ．１７〜１９は、均一伸びが１０％以上であり、また、時効処理が行われていない比較例Ｎｏ．７やＮｏ．１６と比べると分かるようにＴＳが大きくなって、時効により強度が上昇している。そして、これらの発明例は、ＴＳ×Ｕｅｌが４０００ＭＰａ・％を超えており、強度と延性のバランスに優れている。

比較例のＮｏ．１０は、組成や過時効処理（無）や時効処理（有）の条件は本発明と共通しているものの、仕上圧延出側温度ＦＴがＡｒ_３を下回り、結晶方位密度ｆ（ｇ）が２を超えており、ＴＳ×Ｕｅｌは４０００ＭＰａ・％を下回り、強度と延性のバランスが悪い。比較例のＮｏ．１３〜１５およびＮｏ．２１〜２３は、過時効処理（無）かつ時効処理（有）の条件は本発明と共通しているが、冷却速度が本発明の条件を下回っており、ＴＳ×Ｕｅｌが比較例Ｎｏ．１〜７よりは大きいが、４０００ＭＰａ・％をかなり下回り、強度と延性のバランスが十分でない。Ｎｏ．２４は、過時効処理（有）、時効処理（有）の条件であり、過時効処理あり、時効処理なしの比較例Ｎｏ．２よりは延性がよいが、Ｕｅｌは１０％を下回り、ＴＳ×Ｕｅｌが比較例Ｎｏ．２よりは大きいとはいえ、４０００ＭＰａ・％を下回り、強度と延性のバランスが十分でない。

Ｎｏ．２５〜２７は、過時効処理（無）、時効処理（有）の条件は本発明と共通しているが、組成についてＭｎ含有量あるいはＣｒ含有量が大きく本発明の組成範囲を外れており、Ｕｅｌが５％程度とかなり低く、ＴＳ×Ｕｅｌが４０００ＭＰａ・％をかなり下回り、強度と延性のバランスが十分でない。Ｎｏ．２８〜３０も、過時効処理（無）かつ時効処理（有）の条件は本発明と共通しているが、Ｍｎ、Ｃｒ、ＴｉおよびＶを含有し、各成分の含有量が本発明の組成範囲を超えている。このうち、Ｎｏ．２８はＵｅｌも高く、ＴＳ×Ｕｅｌが４０００ＭＰａ・％を超えてはいるが、調圧率とプレス加工に相当する圧延歪みが０であり、常温時効が発生しやすい。また、Ｎｏ．２９とＮｏ．３０はＵｅｌが１０％を下回っており、ＴＳ×Ｕｅｌが４０００ＭＰａ・％を大きく下回り、強度と延性のバランスが悪い。

表４より明らかなとおり、本発明例では、時効処理により、引張強度と均一伸びが向上し、プレス加工し、塗装焼付けした後の引張強度（ＴＳ）と均一伸び（Ｕｅｌ）の積ＴＳ×Ｕｅｌが４０００ＭＰａ・％以上であることがわかる。

本発明によれば、プレス加工後の強度と均一伸びのバランスに優れる冷延鋼板を安価にかつ安定して製造することが可能となり産業上格段の効果を奏する。例えばプレス成形後、焼付け塗装後に、衝突を受けた場合に割れが発生していた部位への適用が可能となり、自動車車体の衝突安全性や軽量化に十分寄与できるという効果がある。また自動車部品に限らず家電部品やパイプ用素材としても適用可能である。

Claims

質量％で
Ｃ：０．００５〜０．０５％、
Ｍｎ：０．０５〜１．０％、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．０１５％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎ：０．０２０％以下
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、組織がフェライト単相で、かつ｛１００｝＜１１０＞の３次元結晶方位密度が２以下である冷延鋼板であって、塗装焼付け後における引張強度（ＴＳ）と均一伸び（Ｕｅｌ）の積ＴＳ×Ｕｅｌが４０００ＭＰａ・％以上であることを特徴とする、冷延鋼板。
表面に亜鉛めっき層を有することを特徴とする、請求項１に記載された冷延鋼板。
質量％で
Ｃ：０．００５〜０．０５％、
Ｍｎ：０．０５〜１．０％、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．０１５％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎ：０．０２０％以下
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有するスラブを１０５０℃以上で加熱し、粗圧延した後に仕上圧延をＡｒ_３変態点以上で行い、次いで、巻き取り、酸洗、冷間圧延を行った後に、再結晶温度以上Ａｃ_１変態点以下の温度で焼鈍を行い、焼鈍に続く冷却過程において４００〜２５０℃における平均冷却速度を５℃／ｓ以上で冷却したのち、５〜４０％の調質圧延を行うことを特徴とする、組織がフェライト単相で、かつ｛１００｝＜１１０＞の３次元結晶方位密度が２以下であって、塗装焼付け後において、引張強度（ＴＳ）と均一伸び（Ｕｅｌ）の積ＴＳ×Ｕｅｌが４０００ＭＰａ・％以上である冷延鋼板の製造方法。
質量％で
Ｃ：０．００５〜０．０５％、
Ｍｎ：０．０５〜１．０％、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．０１５％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎ：０．０２０％以下
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有するスラブを１０５０℃以上で加熱し、粗圧延した後に仕上圧延をＡｒ_３変態点以上で行い、次いで、巻き取り、酸洗、冷間圧延を行った後に、再結晶温度以上Ａｃ_１変態点以下の温度で焼鈍を行い、さらに亜鉛めっきを施し、あるいは更に亜鉛めっきの合金化処理を施したのち、室温まで冷却する冷却過程において４００〜２５０℃における平均冷却速度を５℃／ｓ以上で冷却したのち、５〜４０％の調質圧延を行うことを特徴とする、組織がフェライト単相で、かつ｛１００｝＜１１０＞の３次元結晶方位密度が２以下であって、塗装焼付け後において、引張強度（ＴＳ）と均一伸び（Ｕｅｌ）の積ＴＳ×Ｕｅｌが４０００ＭＰａ・％以上である、表面に亜鉛めっき層を有する冷延鋼板の製造方法。