JP2010265545A - 時効性および焼付け硬化性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】時効性に優れ、焼付硬化性に優れた冷延鋼板を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：0.020〜0.070％、Si：0.05％以下、Mn：0.1〜0.5％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.02〜0.08％、Ｎ：0.005〜0.02％を含む組成の鋼素材に、1150℃以上で加熱し、仕上圧延終了温度：850℃以上とする仕上圧延を施し熱延板とし、AlとＮ量との特定な関係式を満足する巻取温度で巻取り、ついで圧下率：60〜90％の冷延と、加熱速度を二段階として、Al量、Ｎ量、巻取温度との特定な関係式を満足する焼鈍温度まで加熱、均熱し、５℃/ｓ以上の冷却速度で500℃以下まで冷却する。なお、さらに鋼板表面に溶融亜鉛めっき層等の亜鉛めっき層を形成してもよい。これにより、固溶Ｎが0.0010％以上で、平均結晶粒径が7μｍ以下のフェライト相を面積率で80％以上含み、該フェライト相の結晶粒内に、平均の円相当径で0.05〜5μｍの大きさの析出物が析出した組織を有する冷延鋼板となり、時効によるしわの発生を防止でき、かつ2.0％未満の比較的低い歪付与−塗装焼付相当熱処理後に、50MPa以上の焼付硬化量を確保できる。
【選択図】なし
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【選択図】なし
Description
本発明は、建材、家電製品向けとして好適な冷延鋼板およびその製造方法に係り、とくに、曲げや浅い張り出しに代表されるような、比較的軽度な加工で成形された部材の焼付け硬化能の向上に関する。ここでいう「鋼板」には、鋼板、鋼帯を含むものとする。また、「冷延鋼板」には、冷延鋼板と、該冷延鋼板に、電気亜鉛めっきや溶融亜鉛めっきなどの表面処理を施した冷延鋼板をも含む。さらには、冷延鋼板の表面、あるいはさらに電気亜鉛めっきや溶融亜鉛めっきなどの表面処理を施した冷延鋼板の表面に化成処理皮膜を有する鋼板をも含む。
近年、建材や家電製品においては、製造コストの低減が強く要求され、とくに素材費の低減のために、使用する素材の薄肉化が急速に進み、使用する鋼板の高強度化が望まれている。建材、家電製品用部材で要求されている使用鋼板の高強度化は、引張強さで440MPaレベルまでである。しかも、曲げや浅い張り出し等の比較的軽度の加工が施される部材向けが主である。
このような素材の薄肉化要求に伴う使用鋼板の高強度化は、建材や家電製品用部材に限らず、自動車用部材にも求められている。1989年のCAFE規制以降、自動車燃費向上のため、自動車車体の軽量化が熱望され、使用する鋼板の高強度化が進められてきた。このような背景のもと、自動車用として、Ｐ、Si、Mnなどを適量添加した高強度鋼板が、次々と開発され使用されているが、自動車用として開発された高強度鋼板は、引張強さTSが590MPa以上の鋼板が多い。このような高強度鋼板を、建材、家電製品向けとして適用することは、困難である。というのは、このような高強度鋼板は強度が高いため、加工機の能力を超えて加工が困難であったり、加工できたとしても製品の精度が低下するなどの問題があるためである。また、このような高強度鋼板は、添加する合金元素が多く、高価となる場合が多く、素材コストの低減効果を期待できない。
また、自動車の外板用として、焼付硬化型の軟質鋼板が多く提案され、使用されている。例えば、特許文献１には、重量％で、Ｃ：0.002〜0.008％、Si：0.5％以下、Mn：0.05〜1.2％、Ｐ：0.10％以下、Al：0.01〜0.08％でＮ％×８以上、Nb：Ｃ％×３以上、（Ｃ％×８以下＋0.02％）以下を含む熱延鋼板を、60％以上の圧下率で冷延し、750〜900℃、10ｓ間以上の条件で連続焼鈍を行ったのち、冷却過程で少なくとも650℃までを平均冷却速度10℃／ｓ以上の冷却を施す、焼付き硬化性に優れる冷延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献１に記載された技術で製造された鋼板は、極低炭素系としているため、成形時には軟質で高加工性を有し、成形後に化成処理や塗装焼付処理により、成形時に導入された転位に固溶炭素や固溶窒素が固着して、硬化し、高強度化する。このような鋼板は、引張強さが340MPaから390MPa程度であり、ＢＨ（焼付け硬化）鋼板として自動車外板用に多く使用されている。
また、特許文献２には、成形後の熱処理による強度上昇能に優れた冷延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献２には、Ｃ：0.15％以下、Si：0.005〜1.0％、Mn：0.01〜3.0％、Al：0.005〜0.02％、Ｎ：0.006〜0.020％、およびＰ：0.002〜0.10％をＮ（％）／Al（％）≧0.3を満足する範囲で含有する組成の鋼スラブを熱間圧延し、巻取る際に、［Mn％］×［Si％］が1.0以下の場合には巻取り温度≦700℃、一方、［Mn％］×［Si％］が1.0より大きい場合には、巻取り温度≦ 300＋400／（［Mn％］×［Si％］）とし、再結晶焼鈍工程においては、［Mn％］×［Si％］が1.0以下の場合には、焼鈍温度を650〜950℃とし、［Mn％］×［Si％］が1.0より大きい場合には、950−300／（［Mn％］×［Si％］）≦焼鈍温度≦950 を満足する温度で焼鈍を行う、冷延鋼板の製造方法が記載されている。これにより、鋼中の析出Mn％と析出Si％の積が0.00010％以下で、固溶Ｎを0.0015％以上含有し、フェライト相またはフェライト主体の組織を有する冷延鋼板が得られるとしている。特許文献２に記載された技術で製造された鋼板では、固溶Ｎと成形時に導入された転位との相互作用により、成形後熱処理により引張強さが60MPa以上増加するとしている。
特許文献１に記載されたような自動車向けのＢＨ鋼板では、２％以上の歪付与と焼付け塗装処理等の熱処理を必要とし、これにより30MPa程度の強度上昇が認められる。また、特許文献２に記載されたような自動車向け鋼板でも、５％以上の歪付与と120〜200℃の低温域での熱処理を必要とし、これにより引張強さTSが60MPa以上増加する、高強度化が得られる。しかし、建材や家電製品等における部材では２％以下の比較的軽度の加工が多い。あるいは、ほとんど加工されず平板状態で使用されるものもある。このため、特許文献１、特許文献２に記載されたような自動車向けの鋼板を、建材や家電製品用部材向けとして使用した場合には、付与される歪量が少なく、その後の焼付け塗装処理等の熱処理を施しても、強度上昇が小さく、所望の高強度化を達成できないという問題がある。また、特許文献１に記載されたような自動車向けのＢＨ鋼板では、長時間の放置により時効硬化し、成形時にはストレッチャーストレインと呼ばれるしわが発生し、製品の外観を著しく損なうという問題もある。また、特許文献２に記載された技術では、所定の固溶Ｎ量を確保するために、Al含有量の上限を0.02％としている。Alは、通常、脱酸、すなわち鋼中の酸素をAl２O３として低減するために添加される。Al量が少ないと、脱酸が不十分となり、鋼中の酸素残存量が多くなり、清浄度が低下し、冷間圧延時に割れが発生したり、表面欠陥が発生しやすくなるという問題がある。
本発明は、かかる従来技術の問題に鑑み、時効によるしわの発生を防止でき、２％以下程度という比較的低い歪付与で高い焼付硬化量を確保できる、時効性に優れ、焼付硬化性にも優れた冷延鋼板およびその製造方法を提案することを目的とする。
ここで、「焼付硬化性に優れた」とは、2.0％未満（0％を含む）の予歪を付与し、100〜200℃×５〜60minの塗装焼付処理相当の熱処理を施した後の降伏強さYSHTと、予歪付与時の応力YSＰＳとの差ΔYS（＝YSHT−YSＰＳ）が50MPa以上である場合をいうものとする。 また、「時効性に優れた」とは、25℃以下の常温雰囲気中で３ヶ月間保持した後の降伏伸びYElが、圧延方向で２％以下である場合をいうものとする。
ここで、「焼付硬化性に優れた」とは、2.0％未満（0％を含む）の予歪を付与し、100〜200℃×５〜60minの塗装焼付処理相当の熱処理を施した後の降伏強さYSHTと、予歪付与時の応力YSＰＳとの差ΔYS（＝YSHT−YSＰＳ）が50MPa以上である場合をいうものとする。 また、「時効性に優れた」とは、25℃以下の常温雰囲気中で３ヶ月間保持した後の降伏伸びYElが、圧延方向で２％以下である場合をいうものとする。
本発明者らは、上記した目的を達成するため、焼付硬化性に及ぼす合金元素の影響について鋭意研究した。その結果、低歪量付与でも高い焼付硬化性を付与するために、固溶Ｎの有効活用に思い至った。また、時効によるしわを発生させないためには、Ｃは極力析出物として存在させることが重要であることを知見した。
本発明者らの更なる研究により、固溶Ｃを極力低減するためには、熱間圧延における巻取温度を適正に調整して、結晶粒を微細化するとともに結晶粒内に炭化物を析出させ、さらに残留している固溶Ｃを、冷間圧延後の焼鈍における加熱速度および焼鈍温度を適正に調整して炭化物として析出させることが肝要であることを知見した。また、適正量の固溶Ｎを確保するためには、Ｎと結合し析出物となるAl含有量を適正に調整するとともに、熱間圧延における巻取温度、焼鈍温度を適正化することが重要であることを知見した。またさらに、冷間圧延後に調質圧延を施すことも、時効によるしわの発生を抑制することに有効に寄与することを知見した。
本発明者らの更なる研究により、固溶Ｃを極力低減するためには、熱間圧延における巻取温度を適正に調整して、結晶粒を微細化するとともに結晶粒内に炭化物を析出させ、さらに残留している固溶Ｃを、冷間圧延後の焼鈍における加熱速度および焼鈍温度を適正に調整して炭化物として析出させることが肝要であることを知見した。また、適正量の固溶Ｎを確保するためには、Ｎと結合し析出物となるAl含有量を適正に調整するとともに、熱間圧延における巻取温度、焼鈍温度を適正化することが重要であることを知見した。またさらに、冷間圧延後に調質圧延を施すことも、時効によるしわの発生を抑制することに有効に寄与することを知見した。
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：0.020〜0.070％、Si：0.05％以下、Mn：0.1〜0.5％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.02〜0.08％、Ｎ：0.005〜0.02％を含み、固溶Ｎが0.0010％以上であり、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、平均結晶粒径が7μｍ以下のフェライト相を面積率で80％以上含み、該フェライト相の結晶粒内に、平均の円相当径で0.05〜5μｍの大きさの析出物が析出、分散した組織と、を有することを特徴とする冷延鋼板。
（１）質量％で、Ｃ：0.020〜0.070％、Si：0.05％以下、Mn：0.1〜0.5％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.02〜0.08％、Ｎ：0.005〜0.02％を含み、固溶Ｎが0.0010％以上であり、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、平均結晶粒径が7μｍ以下のフェライト相を面積率で80％以上含み、該フェライト相の結晶粒内に、平均の円相当径で0.05〜5μｍの大きさの析出物が析出、分散した組織と、を有することを特徴とする冷延鋼板。
（２）（１）において、前記析出物の析出密度が1〜100個／0.01mm2であることを特徴とする冷延鋼板。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti：0.01％以下、Nb：0.01％以下、Ｂ：0.005％以下のうちから選ばれた１種または２種以上含有することを特徴とする冷延鋼板。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti：0.01％以下、Nb：0.01％以下、Ｂ：0.005％以下のうちから選ばれた１種または２種以上含有することを特徴とする冷延鋼板。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Mo：0.01％以下、Ni：0.01％以下、Cr：0.01％以下、Cu：0.01％以下のうちから選ばれた１種または２種以上含有することを特徴とする冷延鋼板。
（５）（１）ないし（４）のいずれかにおいて、表面に亜鉛めっき層を有することを特徴とする冷延鋼板。
（５）（１）ないし（４）のいずれかにおいて、表面に亜鉛めっき層を有することを特徴とする冷延鋼板。
（６）鋼素材に、熱延工程と、冷延工程と、焼鈍工程と、調質圧延工程を順次施して、冷延鋼板とするにあたり、前記鋼素材を、質量％で、Ｃ：0.020〜0.070％、Si：0.05％以下、Mn：0.1〜0.5％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.02〜0.08％、Ｎ：0.005〜0.02％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材とし、前記熱延工程が、該鋼素材に加熱温度：1150℃以上とする加熱を施したのち、粗圧延してシートバーとし、ついで該シートバーに仕上圧延終了温度：850℃以上とする仕上圧延を施し熱延板とし、ついで該熱延板を次（１）式
[(Al/28)/(N/14)]/CT ≦ 5.5×10−３ ・・・・（１）
（ここで、Al、Ｎ：各元素の含有量（質量％）、CT：巻取温度（℃））
を満足する巻取温度CTで巻取る工程であり、前記冷延工程が、該熱延板に酸洗処理を施したのち、冷延圧下率：60〜90％とする冷間圧延を施し冷延板とする工程であり、前記焼鈍工程が、該冷延板に焼鈍処理を施し冷延焼鈍板とする工程で、該焼鈍処理が焼鈍温度Anを次（２）式
1.0 ≦ ｛[(Al/28)/(N/14)]/CT｝／｛[(Al/28)/(N/14)]/An｝ ≦ 1.5・・・・・（２）
（ここで、Al、Ｎ：各元素の含有量（質量％）、CT：巻取温度（℃）、An：焼鈍温度（℃））
を満足する温度とし、300℃〜（焼鈍温度−20℃）までの温度域での加熱速度を１〜30℃/ｓ、（焼鈍温度−20℃）〜（焼鈍温度）までの温度域での加熱速度を0.5〜5℃/ｓ、として該焼鈍温度まで加熱し、その後、５℃/ｓ以上の冷却速度で500℃以下まで冷却する焼鈍処理であり、前記調質圧延工程が、前記冷延焼鈍板に伸び率：0.5〜５％の調質圧延を施す工程である、ことを特徴とする冷延鋼板の製造方法。
[(Al/28)/(N/14)]/CT ≦ 5.5×10−３ ・・・・（１）
（ここで、Al、Ｎ：各元素の含有量（質量％）、CT：巻取温度（℃））
を満足する巻取温度CTで巻取る工程であり、前記冷延工程が、該熱延板に酸洗処理を施したのち、冷延圧下率：60〜90％とする冷間圧延を施し冷延板とする工程であり、前記焼鈍工程が、該冷延板に焼鈍処理を施し冷延焼鈍板とする工程で、該焼鈍処理が焼鈍温度Anを次（２）式
1.0 ≦ ｛[(Al/28)/(N/14)]/CT｝／｛[(Al/28)/(N/14)]/An｝ ≦ 1.5・・・・・（２）
（ここで、Al、Ｎ：各元素の含有量（質量％）、CT：巻取温度（℃）、An：焼鈍温度（℃））
を満足する温度とし、300℃〜（焼鈍温度−20℃）までの温度域での加熱速度を１〜30℃/ｓ、（焼鈍温度−20℃）〜（焼鈍温度）までの温度域での加熱速度を0.5〜5℃/ｓ、として該焼鈍温度まで加熱し、その後、５℃/ｓ以上の冷却速度で500℃以下まで冷却する焼鈍処理であり、前記調質圧延工程が、前記冷延焼鈍板に伸び率：0.5〜５％の調質圧延を施す工程である、ことを特徴とする冷延鋼板の製造方法。
（７）（６）において、前記焼鈍温度で150ｓ以下の均熱を行い、その後冷却することを特徴とする冷延鋼板の製造方法。
（８）（６）または（７）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti：0.01％以下、Nb：0.01％以下、Ｂ：0.005％以下のうちから選ばれた１種または２種以上含有することを特徴とする冷延鋼板の製造方法。
（８）（６）または（７）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti：0.01％以下、Nb：0.01％以下、Ｂ：0.005％以下のうちから選ばれた１種または２種以上含有することを特徴とする冷延鋼板の製造方法。
（９）（６）ないし（８）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Mo：0.01％以下、Ni：0.01％以下、Cr：0.01％以下、Cu：0.01％以下のうちから選ばれた１種または２種以上含有することを特徴とする冷延鋼板の製造方法。
（１０）（６）ないし（９）のいずれかにおいて、前記焼鈍工程後で、前記調質圧延工程前に、鋼板表面に亜鉛めっき層を形成する亜鉛めっき処理工程を施すことを特徴とする冷延鋼板の製造方法。
（１０）（６）ないし（９）のいずれかにおいて、前記焼鈍工程後で、前記調質圧延工程前に、鋼板表面に亜鉛めっき層を形成する亜鉛めっき処理工程を施すことを特徴とする冷延鋼板の製造方法。
（１１）（１０）において、前記焼鈍工程で前記冷延板を前記５℃/ｓ以上の冷却速度で500℃以下まで冷却したのち、前記亜鉛めっき処理工程として、引き続き、溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成する溶融亜鉛めっき処理、あるいはさらに該溶融亜鉛めっき層を合金化する合金化処理、を施す溶融亜鉛めっき処理工程を施すことを特徴とする冷延鋼板の製造方法。
本発明によれば、時効性を抑制し、低い歪付加でも高い焼付硬化性を示す、時効性および焼付硬化性に優れる冷延鋼板を容易に、しかも安価に提供でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明によれば、曲げや浅い張り出しに代表されるような、比較的軽度な加工で成形される、例えば事務デスク用天板などの事務用部材や、自動販売機、冷蔵庫のパネル、エアコン室外機などの家電製品用部材や、さらには建材用部材向け鋼材として有用で、製品の軽量化、コスト低減等に寄与できるという産業上有効な効果がある。
まず、本発明冷延鋼板の組成限定理由について説明する。以下、とくに断わらない限り質量％は、単に％で記す。
Ｃ：0.020〜0.070％
Ｃは、固溶して鋼の強度を増加させる元素であるが、多量の含有は成形性（加工性）を低下させるという悪影響を及ぼす。とくに固溶Ｃ量が多くなると、時効性が助長され、成形時にしわを発生させるなどの悪影響を与えるため、本発明では固溶Ｃ量をできるだけ低減することが望ましい。本発明では、巻取時や焼鈍時に、Ｃをセメンタイトなどの析出物として析出させて、固溶Ｃを極力低減する。この方法では、予め適量のＣを含有させておくことが必要となるため、Ｃは0.020％以上とした。Ｃが0.020％未満では、炭化物析出のための過飽和度が小さく、Ｃが炭化物として十分に析出しない。一方、0.070％を超えて含有すると、加工性が著しく低下する。このため、Ｃは0.020〜0.070％の範囲に限定した。
Ｃ：0.020〜0.070％
Ｃは、固溶して鋼の強度を増加させる元素であるが、多量の含有は成形性（加工性）を低下させるという悪影響を及ぼす。とくに固溶Ｃ量が多くなると、時効性が助長され、成形時にしわを発生させるなどの悪影響を与えるため、本発明では固溶Ｃ量をできるだけ低減することが望ましい。本発明では、巻取時や焼鈍時に、Ｃをセメンタイトなどの析出物として析出させて、固溶Ｃを極力低減する。この方法では、予め適量のＣを含有させておくことが必要となるため、Ｃは0.020％以上とした。Ｃが0.020％未満では、炭化物析出のための過飽和度が小さく、Ｃが炭化物として十分に析出しない。一方、0.070％を超えて含有すると、加工性が著しく低下する。このため、Ｃは0.020〜0.070％の範囲に限定した。
Si：0.05％以下
Siは、固溶して鋼の強度を増加させる元素であるが、多量に含有すると硬質化し、加工性が低下する。また、Siを多量に含有すると、とくに焼鈍時にSi酸化物を生成し、メッキ性を阻害するなどの悪影響を及ぼす。また、Siは、フェライト安定化傾向の強い元素であり、例えば熱間圧延時には、オーステナイト（γ）からフェライト（α）への変態温度が上昇し、オーステナイト域で圧延を完了させることが困難となる場合がある。このようなことから、Siは0.05％以下に限定した。
Siは、固溶して鋼の強度を増加させる元素であるが、多量に含有すると硬質化し、加工性が低下する。また、Siを多量に含有すると、とくに焼鈍時にSi酸化物を生成し、メッキ性を阻害するなどの悪影響を及ぼす。また、Siは、フェライト安定化傾向の強い元素であり、例えば熱間圧延時には、オーステナイト（γ）からフェライト（α）への変態温度が上昇し、オーステナイト域で圧延を完了させることが困難となる場合がある。このようなことから、Siは0.05％以下に限定した。
Mn：0.1〜0.5％
Mnは、固溶して鋼の強度を増加させる作用を有するとともに、MnSを形成して、熱間割れを誘発し表面性状を著しく劣化させるなどの悪影響を及ぼす有害なＳを、無害化する元素である。このような効果を得るためには、0.1％以上の含有を必要とする。一方、0.5％を超えて含有すると、硬質化し加工性が低下したり、さらに焼鈍時のフェライトの再結晶を抑制するなどの悪影響が顕著となる。このため、Mnは0.1〜0.5％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.3％以下である。
Mnは、固溶して鋼の強度を増加させる作用を有するとともに、MnSを形成して、熱間割れを誘発し表面性状を著しく劣化させるなどの悪影響を及ぼす有害なＳを、無害化する元素である。このような効果を得るためには、0.1％以上の含有を必要とする。一方、0.5％を超えて含有すると、硬質化し加工性が低下したり、さらに焼鈍時のフェライトの再結晶を抑制するなどの悪影響が顕著となる。このため、Mnは0.1〜0.5％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.3％以下である。
Ｐ：0.05％以下
Ｐは、強度増加に寄与する元素であるが、粒界に偏析して、延性や靭性を低下させる悪影響を及ぼす。このため、とくにＰによる強度増加を利用する必要がない場合には、できるだけ低減することが望ましいが、0.05％程度以下であれば、上記した悪影響は許容できる。このため、Ｐは0.05％以下に限定した。なお、好ましくは0.03％以下である。
Ｐは、強度増加に寄与する元素であるが、粒界に偏析して、延性や靭性を低下させる悪影響を及ぼす。このため、とくにＰによる強度増加を利用する必要がない場合には、できるだけ低減することが望ましいが、0.05％程度以下であれば、上記した悪影響は許容できる。このため、Ｐは0.05％以下に限定した。なお、好ましくは0.03％以下である。
Ｓ：0.02％以下
Ｓは、熱間割れを誘発し表面性状を著しく劣化させる。またさらに、Ｓは、鋼中ではほとんどが介在物として存在し強度にほとんど寄与しないばかりか、粗大なMnSを形成し、延性を低下させる。このようなことから、Ｓは不純物として、できるだけ低減することが望ましいが、0.02％以下であれば、上記した悪影響は許容できる。このため、Ｓは0.02％以下に限定した。
Ｓは、熱間割れを誘発し表面性状を著しく劣化させる。またさらに、Ｓは、鋼中ではほとんどが介在物として存在し強度にほとんど寄与しないばかりか、粗大なMnSを形成し、延性を低下させる。このようなことから、Ｓは不純物として、できるだけ低減することが望ましいが、0.02％以下であれば、上記した悪影響は許容できる。このため、Ｓは0.02％以下に限定した。
Al：0.02〜0.08％
Alは、本発明において重要な元素である。Alは、脱酸剤として作用する元素であり、この効果を十分に得るためには0.02％以上の含有を必要とする。なお、より好ましくは0.02％超である。また、Alは、Ｎと結合してAlNとして、Ｎを固定する作用を有する。本発明では、焼付硬化性の増加に寄与する固溶Ｎを所望の範囲内で安定して確保するために、Alを適正範囲に調整する。
Alは、本発明において重要な元素である。Alは、脱酸剤として作用する元素であり、この効果を十分に得るためには0.02％以上の含有を必要とする。なお、より好ましくは0.02％超である。また、Alは、Ｎと結合してAlNとして、Ｎを固定する作用を有する。本発明では、焼付硬化性の増加に寄与する固溶Ｎを所望の範囲内で安定して確保するために、Alを適正範囲に調整する。
AlNの析出は、温度に影響される。このため、所望の固溶Ｎ量を安定して確保するために、Al含有量を、巻取温度との関係で（１）式を、さらに巻取温度と焼鈍温度との関係で（２）式を満足するように調整する。（１）式、（２）式を満足させるためには、少なくとも0.02％以上のAl含有を必要とする。一方、Alの多量含有は、熱間圧延時における、γ→α変態の変態点を上昇させるため、オーステナイト域で圧延を完了させることが困難になる。このようなことから、Alは0.02〜0.10％に限定した。なお、好ましくは0.060％以下である。
Ｎ：0.005〜0.02％
Ｎは、固溶して鋼の強度を増加させる元素であり、本発明では焼付硬化性の向上のために、固溶Ｎを活用する。所望の優れた焼付硬化性を確保するために、固溶Ｎとして、0.0010％以上確保する必要があり、Ｎは、少なくとも0.005％の含有を必要とする。一方、0.02％を超える含有は、スラブ割れの発生傾向が強まり、表面疵が発生する恐れがある。このため、Ｎは0.005〜0.02％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.007〜0.015％である。
Ｎは、固溶して鋼の強度を増加させる元素であり、本発明では焼付硬化性の向上のために、固溶Ｎを活用する。所望の優れた焼付硬化性を確保するために、固溶Ｎとして、0.0010％以上確保する必要があり、Ｎは、少なくとも0.005％の含有を必要とする。一方、0.02％を超える含有は、スラブ割れの発生傾向が強まり、表面疵が発生する恐れがある。このため、Ｎは0.005〜0.02％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.007〜0.015％である。
固溶Ｎ：0.0010％以上
固溶Ｎは、歪付与により導入された転位に、塗装焼付処理時に固着し、鋼板強度を増加させる。所望のΔYS（歪付与−塗装焼付処理後の降伏強さの増加量）を確保するためには、本発明では固溶Ｎ量は0.0010％以上とする。なお、固溶Ｎ量は、Al含有量を上記したような範囲内で含有したうえで、さらに、巻取温度、焼鈍温度を適正化することにより調整する。なお、固溶Ｎ量は、0.0020％以上とすることが好ましい。より好ましくは0.0040％以上である。
固溶Ｎは、歪付与により導入された転位に、塗装焼付処理時に固着し、鋼板強度を増加させる。所望のΔYS（歪付与−塗装焼付処理後の降伏強さの増加量）を確保するためには、本発明では固溶Ｎ量は0.0010％以上とする。なお、固溶Ｎ量は、Al含有量を上記したような範囲内で含有したうえで、さらに、巻取温度、焼鈍温度を適正化することにより調整する。なお、固溶Ｎ量は、0.0020％以上とすることが好ましい。より好ましくは0.0040％以上である。
上記した成分が基本の成分であり、所望の強度に応じて、基本組成に加えてさらに、必要に応じて、Ti：0.01％以下、Nb：0.01％以下、Ｂ：0.005％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Mo：0.01％以下、Ni：0.01％以下、Cr：0.01％以下、Cu：0.01％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、を含有できる。
Ti：0.01％以下、Nb：0.01％以下、Ｂ：0.005％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ti、Nb、Ｂはいずれも、冷延鋼板のフェライトを微細化する作用を有する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上を含有できる。このような効果を得るためには、それぞれTi：0.001％以上、Nb：0.001％以上、Ｂ：0.0005％以上、とすることが望ましいが、過剰の含有は、固溶Ｎ量が低減し、焼付け硬化性が低下する。このため、含有する場合には、それぞれTi：0.01％以下、Nb：0.01％以下、Ｂ：0.005％以下に限定する。
Ti：0.01％以下、Nb：0.01％以下、Ｂ：0.005％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ti、Nb、Ｂはいずれも、冷延鋼板のフェライトを微細化する作用を有する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上を含有できる。このような効果を得るためには、それぞれTi：0.001％以上、Nb：0.001％以上、Ｂ：0.0005％以上、とすることが望ましいが、過剰の含有は、固溶Ｎ量が低減し、焼付け硬化性が低下する。このため、含有する場合には、それぞれTi：0.01％以下、Nb：0.01％以下、Ｂ：0.005％以下に限定する。
Mo：0.01％以下、Ni：0.01％以下、Cr：0.01％以下、Cu：0.01％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Mo、Ni、Cr、Cuはいずれも、固溶強化により鋼板強度を増加させる作用を有する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上を含有できる。このような効果を得るためには、それぞれMo：0.001％以上、Ni：0.001％以上、Cr：0.001％以上、Cu：0.001％以上とすることが望ましい。一方、過剰の含有は、延性の低下を招くため、それぞれMo：0.01％以下、Ni：0.01％以下、Cr：0.01％以下、Cu：0.01％以下に限定する。
Mo、Ni、Cr、Cuはいずれも、固溶強化により鋼板強度を増加させる作用を有する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上を含有できる。このような効果を得るためには、それぞれMo：0.001％以上、Ni：0.001％以上、Cr：0.001％以上、Cu：0.001％以上とすることが望ましい。一方、過剰の含有は、延性の低下を招くため、それぞれMo：0.01％以下、Ni：0.01％以下、Cr：0.01％以下、Cu：0.01％以下に限定する。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。
つぎに、本発明冷延鋼板の組織限定理由について説明する。
本発明冷延鋼板は、延性を確保して加工性を良好とする観点から、面積率で80％以上のフェライト相を含む組織を有する。フェライト相以外の第二相としては、パーライト、マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト等が例示できる。フェライト相が面積率で80％未満では、第二相の組織分率が増加し、加工性が低下する。なお、成形性の観点から、フェライト相は面積率で85〜95％とすることが好ましい。
つぎに、本発明冷延鋼板の組織限定理由について説明する。
本発明冷延鋼板は、延性を確保して加工性を良好とする観点から、面積率で80％以上のフェライト相を含む組織を有する。フェライト相以外の第二相としては、パーライト、マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト等が例示できる。フェライト相が面積率で80％未満では、第二相の組織分率が増加し、加工性が低下する。なお、成形性の観点から、フェライト相は面積率で85〜95％とすることが好ましい。
フェライト相の平均結晶粒径は、7μｍ以下とする。平均結晶粒径が７μmを超えて大きくなると、調質圧延で導入される歪の分布が不均一となり、導入される歪を効果的に鋼板全体に付与できなくなる。なお、好ましくは４〜７μmである。なお、フェライトの平均結晶粒径は、光学顕微鏡（倍率：200〜1000倍）で20視野以上観察し、JIS法に準拠した切断法や画像解析により算出する値を用いるものとする。
また、フェライト相粒内には、炭化物を主体とする析出物を析出、分散させる。これにより固溶Ｃを可能な限り低減でき、時効による降伏伸びの出現を抑制できる。析出物の大きさは、平均の円相当径で0.05〜5μｍとする。焼付硬化量（ΔYS）は析出物の粒径に大きく影響されるため、この程度の大きさの析出物を適正量存在させることにより、ΔYS：50MPa以上の焼付硬化量を安定して確保できる。析出物の大きさが平均で0.05μm未満では、焼付硬化量が小さく、ΔYS：50MPa以上を安定して確保できない。一方、平均で5μｍを超えて大きい場合には、歪みを付与しても焼付硬化量が小さく、所望の特性を得ることができない。
なお、上記した大きさの析出物は、1〜100個／0.01mm2の析出密度で存在させることが好ましい。析出密度が1個／0.01mm2と未満では、焼付硬化量が小さく、ΔYS：50MPa以上を安定して確保できない。一方、100個／0.01mm2を超えると加工性が低下する。
つぎに、本発明冷延鋼板の好ましい製造方法について説明する。
本発明冷延鋼板の製造方法では、鋼素材に、熱延工程と、冷延工程と、焼鈍工程と、さらに調質圧延工程を順次施して、冷延鋼板とする。
つぎに、本発明冷延鋼板の好ましい製造方法について説明する。
本発明冷延鋼板の製造方法では、鋼素材に、熱延工程と、冷延工程と、焼鈍工程と、さらに調質圧延工程を順次施して、冷延鋼板とする。
つぎに、本発明冷延鋼板の好ましい製造方法について説明する。
鋼素材の製造方法では、質量％で、Ｃ：0.020〜0.070％、Si：0.05％以下、Mn：0.1〜0.5％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.02〜0.08％、Ｎ：0.005〜0.02％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材が得られればよく、とくに限定する必要がないが、上記した組成の溶鋼を、転炉法、電炉法等の常用の溶製方法で、溶製し、連続鋳造法等の、常用の鋳造方法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。鋼素材の鋳造方法は、成分のマクロな偏析を防止すべく違続鋳造法とすることが望ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法によってもなんら問題はない。
鋼素材の製造方法では、質量％で、Ｃ：0.020〜0.070％、Si：0.05％以下、Mn：0.1〜0.5％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.02〜0.08％、Ｎ：0.005〜0.02％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材が得られればよく、とくに限定する必要がないが、上記した組成の溶鋼を、転炉法、電炉法等の常用の溶製方法で、溶製し、連続鋳造法等の、常用の鋳造方法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。鋼素材の鋳造方法は、成分のマクロな偏析を防止すべく違続鋳造法とすることが望ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法によってもなんら問題はない。
得られた鋼素材はついで、熱延工程を施されるが、熱間圧延のための加熱は、いったん室温まで冷却し、その後再加熱する方法に加えて、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいはわずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直送圧延・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。
熱延工程は、鋼素材に、所定温度で加熱し、粗圧延と仕上圧延とからなる熱間圧延を施し熱延板とし、ついで巻き取る工程とする。
熱延工程は、鋼素材に、所定温度で加熱し、粗圧延と仕上圧延とからなる熱間圧延を施し熱延板とし、ついで巻き取る工程とする。
加熱温度は1150℃以上とすることが好ましい。
熱間圧延における加熱では、加熱中にAlN、Fe３Cなどの炭窒化物を一旦固溶させ、巻取り後に炭化物のみを析出させる必要がある。このため、熱間圧延の加熱温度は1150℃以上に限定することが好ましい。加熱温度が1150℃未満では、炭窒化物の固溶が不十分で、巻取り後に適正な大きさの析出物とすることができない。加熱温度の上限はとくに限定する必要はないが、結晶粒粗大化、酸化によるスケールロス等の観点から1300℃以下とすることが好ましい。
熱間圧延における加熱では、加熱中にAlN、Fe３Cなどの炭窒化物を一旦固溶させ、巻取り後に炭化物のみを析出させる必要がある。このため、熱間圧延の加熱温度は1150℃以上に限定することが好ましい。加熱温度が1150℃未満では、炭窒化物の固溶が不十分で、巻取り後に適正な大きさの析出物とすることができない。加熱温度の上限はとくに限定する必要はないが、結晶粒粗大化、酸化によるスケールロス等の観点から1300℃以下とすることが好ましい。
加熱された鋼素材は、粗圧延され所定寸法形状のシートバーとされるが、粗圧延の条件については、所定寸法形状を確保できればよく、とくに限定する必要はない。ついで、シートバーに仕上圧延を施し熱延板とする。
仕上圧延の仕上圧延終了温度は850℃以上とすることが好ましい。
本発明では、仕上圧延はオーステナイト（γ）域で行うことが好ましい。仕上圧延において、鋼板の温度が、γ域からフェライト（α）域になると、圧延荷重が急激に低下し、圧延機の荷重制御が困難になり、破断などの通板中のトラブルが発生する危険性がある。一方、このような危険は、鋼板温度を入側から、α域の温度として通板すれば回避できるが、圧延温度が低下して、熱延板の組織が未再結晶フェライトとなる。その後の工程である冷間圧延時に圧延荷重が増大してしまうという問題が生じる。このようなことから、仕上圧延はγ域で終了させることとし、本発明の鋼組成範囲であれば、850℃以上とすることが好ましい。一方、仕上圧延終了温度の上限はとくに限定する必要はないが、高くなりすぎると、結晶粒が粗大化し、冷延板の加工性が低下するという問題があるため、概ね950℃程度以下とすることが好ましい。
仕上圧延の仕上圧延終了温度は850℃以上とすることが好ましい。
本発明では、仕上圧延はオーステナイト（γ）域で行うことが好ましい。仕上圧延において、鋼板の温度が、γ域からフェライト（α）域になると、圧延荷重が急激に低下し、圧延機の荷重制御が困難になり、破断などの通板中のトラブルが発生する危険性がある。一方、このような危険は、鋼板温度を入側から、α域の温度として通板すれば回避できるが、圧延温度が低下して、熱延板の組織が未再結晶フェライトとなる。その後の工程である冷間圧延時に圧延荷重が増大してしまうという問題が生じる。このようなことから、仕上圧延はγ域で終了させることとし、本発明の鋼組成範囲であれば、850℃以上とすることが好ましい。一方、仕上圧延終了温度の上限はとくに限定する必要はないが、高くなりすぎると、結晶粒が粗大化し、冷延板の加工性が低下するという問題があるため、概ね950℃程度以下とすることが好ましい。
得られた熱延板は、ついでコイル状に巻き取られる。巻取りまでの冷却速度は、特に規定する必要はなく、空冷以上の冷却速度があれば十分である。なお、必要に応じて、強制冷却、例えば100℃/s以上の急冷をおこなってもよい。
本発明では巻取温度CTは、Al、Ｎ含有量との関係で、次（１）式
[(Al/28)/(N/14)]/CT ≦ 5.5×10−３ ・・・・（１）
（ここで、Al、Ｎ：各元素の含有量（質量％）、CT：巻取温度（℃））
を満足するように調整する。
本発明では巻取温度CTは、Al、Ｎ含有量との関係で、次（１）式
[(Al/28)/(N/14)]/CT ≦ 5.5×10−３ ・・・・（１）
（ここで、Al、Ｎ：各元素の含有量（質量％）、CT：巻取温度（℃））
を満足するように調整する。
本発明では、AlNの析出を抑制し、熱延板において所望の固溶Ｎ量を確保するため、巻取温度CTを、Al量、Ｎ量に関係する（１）式を満足するように調整する。巻取温度CTが上記（１）式を満足しない場合には、熱延板において所望の固溶Ｎ量を確保できなくなり、冷延鋼板で、所望の優れた焼付硬化性を確保できなくなる。なお、上記した条件で熱延板を巻き取ることにより、固溶Ｃは炭化物として析出するとともに、フェライト相の結晶粒径が微細化する。
熱延板はついで、冷延工程を施される。冷延工程では、熱延板に酸洗処理を施したのち、冷延圧下率：60〜90％とする冷間圧延を施し冷延板とする。
熱延板を酸洗した後の冷延圧下率は、熱延板と製品板の板厚によって決定することが好ましい。通常、冷延圧下率：60％以上であれば、加工性、板厚精度においてとくに問題ない。一方、冷延圧下率が90％を超えると、冷間圧延機への負荷が大きくなりすぎて、操業が困難となる。このため、冷延圧下率は60〜90％の範囲に限定することが好ましい。
熱延板を酸洗した後の冷延圧下率は、熱延板と製品板の板厚によって決定することが好ましい。通常、冷延圧下率：60％以上であれば、加工性、板厚精度においてとくに問題ない。一方、冷延圧下率が90％を超えると、冷間圧延機への負荷が大きくなりすぎて、操業が困難となる。このため、冷延圧下率は60〜90％の範囲に限定することが好ましい。
冷延板はついで、焼鈍工程を施される。
焼鈍工程は、冷延板に焼鈍処理を施し冷延焼鈍板とする工程である。焼鈍処理においては、焼鈍温度Anを次（２）式
1.0 ≦ ｛[(Al/28)/(N/14)]/CT｝／｛[(Al/28)/(N/14)]/An｝ ≦ 1.5・・・・・（２）
（ここで、Al、Ｎ：各元素の含有量（質量％）、CT：巻取温度（℃）、An：焼鈍温度（℃））
を満足する温度とする。本発明の焼鈍処理においては、所望の固溶Ｎ量を確保し、所望の焼付硬化性を得るために、まず、焼鈍温度Anを、（２）式を満足する温度に調整することが好ましい。固溶Ｎ量は、Al量、Ｎ量、および、巻取温度、焼鈍温度に依存するため、所望の固溶Ｎ量を確保には、焼鈍温度を、Al量、Ｎ量、および、巻取温度、焼鈍温度の関係式である（２）式を満足させるように調整することが重要となる。焼鈍温度が、（２）式を満足しない場合には、所望の固溶Ｎ量を確保することが難しくなる。
焼鈍工程は、冷延板に焼鈍処理を施し冷延焼鈍板とする工程である。焼鈍処理においては、焼鈍温度Anを次（２）式
1.0 ≦ ｛[(Al/28)/(N/14)]/CT｝／｛[(Al/28)/(N/14)]/An｝ ≦ 1.5・・・・・（２）
（ここで、Al、Ｎ：各元素の含有量（質量％）、CT：巻取温度（℃）、An：焼鈍温度（℃））
を満足する温度とする。本発明の焼鈍処理においては、所望の固溶Ｎ量を確保し、所望の焼付硬化性を得るために、まず、焼鈍温度Anを、（２）式を満足する温度に調整することが好ましい。固溶Ｎ量は、Al量、Ｎ量、および、巻取温度、焼鈍温度に依存するため、所望の固溶Ｎ量を確保には、焼鈍温度を、Al量、Ｎ量、および、巻取温度、焼鈍温度の関係式である（２）式を満足させるように調整することが重要となる。焼鈍温度が、（２）式を満足しない場合には、所望の固溶Ｎ量を確保することが難しくなる。
上記した焼鈍温度Anまでの加熱は、加熱速度を二段階に変化させた加熱とすることが好ましい。焼鈍温度までの加熱速度を二段階に変化させることにより、粒内の析出物（炭化物）の大きさ、析出量を所望の分布状態とすることができる。
第一段の加熱は、300℃〜（焼鈍温度−20℃）までの温度域での加熱であり、加熱速度を１〜30℃/ｓとすることが好ましい。この温度域での加熱速度が、１℃/ｓ未満では、熱延板で生成した炭化物が溶解し、固溶Ｃ量が増加する。一方、30℃/ｓを超えて大きくなると、フェライト相粒内への炭化物等の析出が不十分となり、固溶Ｃ量が多くなり、歪付与−塗装焼付処理後に降伏伸びを低減できない。このようなことから、この温度域での加熱速度は１〜30℃/ｓの範囲内に限定することが好ましい。
第一段の加熱は、300℃〜（焼鈍温度−20℃）までの温度域での加熱であり、加熱速度を１〜30℃/ｓとすることが好ましい。この温度域での加熱速度が、１℃/ｓ未満では、熱延板で生成した炭化物が溶解し、固溶Ｃ量が増加する。一方、30℃/ｓを超えて大きくなると、フェライト相粒内への炭化物等の析出が不十分となり、固溶Ｃ量が多くなり、歪付与−塗装焼付処理後に降伏伸びを低減できない。このようなことから、この温度域での加熱速度は１〜30℃/ｓの範囲内に限定することが好ましい。
また第二段の加熱は、（焼鈍温度−20℃）〜（焼鈍温度）までの温度域での加熱であり、加熱速度を0.5〜5℃/ｓとすることが好ましい。この温度域での加熱速度が0.5℃/ｓ未満では、炭化物が溶解し、固溶Ｃ量が増加し、歪付与−塗装焼付処理後に降伏伸びを低減できない。一方、５℃／ｓを超えて大きくなると、フェライト相粒内への炭化物等の析出が不十分となり、固溶Ｃ量が多くなり、歪付与−塗装焼付処理後に降伏伸びを低減できない。このようなことから、この温度域での加熱速度は0.5〜５℃/ｓの範囲内に限定することが好ましい。
上記した二段階の加熱により、焼鈍温度Anまで加熱したのち、焼鈍温度Anで150ｓ以下の均熱を行うことが好ましい。均熱時間が150ｓを超えて長時間となると、粒が成長し粗大粒となるため、加工時に肌荒れの原因となり、表面性状が低下する。このため、焼鈍温度Anでの均熱時間は150ｓ以下の範囲内に限定することが好ましい。なお、本発明では、焼鈍温度Anでの均熱時間は０ｓ、すなわち、該焼鈍温度Anに到達後直ちに冷却を開始する場合、をも含むものとする。なお、15ｓ未満では、再結晶が完了しないか、完了しても粒成長が抑制され、延性（伸び）が低下する場合があり、より好ましくは15ｓ以上である。
均熱後の冷却は、５℃/ｓ以上の冷却速度で500℃以下まで冷却する。
均熱後の冷却は、５℃/ｓ以上の冷却速度で500℃以下まで冷却する。
均熱後の冷却速度が5℃/ｓ未満では、フェライト相粒内の析出物の粗大化が著しくなり、所望の析出物の大きさを確保できにくくなり、所望の焼付硬化量を確保できなくなる。冷却の停止温度が500℃超では、その後の冷却により、炭化物の粗大化が進行する。このため、均熱後には、５℃/ｓ以上の冷却速度で500℃以下まで冷却することが好ましいとした。なお、500℃より低い領域での冷却速度はとくに限定する必要はない。また、冷却途中で保持を行うなどの熱履歴をとってもよい。
また、必要に応じて、焼鈍工程後に、耐腐食性を向上させるために溶融亜鉛めっきや電気亜鉛めっきなどの、亜鉛めっき層を鋼板表面に形成する亜鉛めっき処理工程を、調質圧延工程前に行ってもよい。例えば、焼鈍工程の後に、引き続き、480℃近傍で溶融亜鉛めっき処理を施す、溶融亜鉛めっき処理工程を施してもよい。溶融亜鉛めっき処理工程では、好ましくは、上記した焼鈍処理で冷延板を５℃/ｓ以上の冷却速度で500℃以下の所定の温度、好ましくは450℃程度の温度まで冷却する焼鈍工程ののち、引き続き、480℃近傍の温度に保持された溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成する溶融亜鉛めっき処理、あるいはさらに形成された溶融亜鉛めっき層を、好ましくは450℃以上550℃以下に加熱し、鉄・亜鉛合金層とする、めっき層を合金化する合金化処理を施すことが好ましい。
焼鈍工程後、あるいは焼鈍工程、溶融亜鉛めっき工程あるいは亜鉛めっき工程後には、調質圧延工程を施す。調質圧延工程は、冷延焼鈍板に伸び率：0.5〜５％の調質圧延を施す工程とすることが好ましい。
冷延焼鈍板に、調質圧延を施して形状を矯正するとともに、鋼板（表面）に適正な歪みを付与して、冷延鋼板における時効によるしわの発生を抑制することができる。部材への加工時に鋼板に付加される加工量が少ない軽加工である場合にはとくに、加工−塗装焼付処理後に所望の焼付け硬化量を確保するために、調質圧延における歪付加量が重要となる。本発明では、調質圧延における伸び率は0.5〜５％の範囲に限定することが望ましい。調質圧延での伸び率が0.5％未満では、部材への加工量が少ない軽加工である場合にはとくに、所望の焼付け硬化量を確保することが困難となる。一方、伸び率が5％を超えて大きくなると、加工硬化により鋼板強度が高くなり、成形性が低下するため、加工後に形状不良となる場合が多発する。なお、伸び率は、好ましくは３％以下である。
冷延焼鈍板に、調質圧延を施して形状を矯正するとともに、鋼板（表面）に適正な歪みを付与して、冷延鋼板における時効によるしわの発生を抑制することができる。部材への加工時に鋼板に付加される加工量が少ない軽加工である場合にはとくに、加工−塗装焼付処理後に所望の焼付け硬化量を確保するために、調質圧延における歪付加量が重要となる。本発明では、調質圧延における伸び率は0.5〜５％の範囲に限定することが望ましい。調質圧延での伸び率が0.5％未満では、部材への加工量が少ない軽加工である場合にはとくに、所望の焼付け硬化量を確保することが困難となる。一方、伸び率が5％を超えて大きくなると、加工硬化により鋼板強度が高くなり、成形性が低下するため、加工後に形状不良となる場合が多発する。なお、伸び率は、好ましくは３％以下である。
以下に、実施例に基づきさらに、本発明について詳細に説明する。
表１に示す組成の鋼素材（スラブ）を出発素材とし、表２に示す条件で、熱延工程、冷延工程、焼鈍工程、さらに調質圧延工程を施し、表２に示す板厚の冷延鋼板とした。
得られた冷延鋼板について、固溶Ｎ量、組織、引張特性、焼付硬化性、時効性を調査した。試験方法はつぎのとおりとした。
（１）固溶Ｎ量測定
得られた冷延鋼板から電解抽出用試験片を採取し、アセチルアセトン系電解液中で定電位電解法により抽出した電解抽出物中のＮ量を分析し、析出Ｎ量とした。得られた析出Ｎ量を鋼中の全Ｎ量から差し引き、固溶Ｎ量とした。
得られた冷延鋼板について、固溶Ｎ量、組織、引張特性、焼付硬化性、時効性を調査した。試験方法はつぎのとおりとした。
（１）固溶Ｎ量測定
得られた冷延鋼板から電解抽出用試験片を採取し、アセチルアセトン系電解液中で定電位電解法により抽出した電解抽出物中のＮ量を分析し、析出Ｎ量とした。得られた析出Ｎ量を鋼中の全Ｎ量から差し引き、固溶Ｎ量とした。
（２）組織観察試験
得られた冷延鋼板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面を研磨し、腐食（ナイタール液）して、板厚の1/4から3/4の位置について、光学顕微鏡（倍率：200〜1000倍）または走査型電子顕微鏡（倍率：500〜2000倍）で視野数：20視野以上を観察し、撮像して組織を同定するとともに、画像解析装置を用いてフェライト相の平均結晶粒径、および各相の組織分率を求めた。また、走査型電子顕微鏡（倍率：2000〜5000倍）または透過型電子顕微鏡（倍率：2000〜5000倍）を用いて、フェライト粒内に析出した析出物の大きさ、および単位面積あたりの析出物個数（析出密度）を測定した。ここで、フェライト相の平均結晶粒径は、JIS G 0552−1998の規定に準拠した切断法で算出した。また、析出物の大きさは、各々の析出物の面積を求め、該面積から各々の析出物の円相当径を算出し、得られた値の算術平均を求め、平均の円相当径として表示した。
得られた冷延鋼板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面を研磨し、腐食（ナイタール液）して、板厚の1/4から3/4の位置について、光学顕微鏡（倍率：200〜1000倍）または走査型電子顕微鏡（倍率：500〜2000倍）で視野数：20視野以上を観察し、撮像して組織を同定するとともに、画像解析装置を用いてフェライト相の平均結晶粒径、および各相の組織分率を求めた。また、走査型電子顕微鏡（倍率：2000〜5000倍）または透過型電子顕微鏡（倍率：2000〜5000倍）を用いて、フェライト粒内に析出した析出物の大きさ、および単位面積あたりの析出物個数（析出密度）を測定した。ここで、フェライト相の平均結晶粒径は、JIS G 0552−1998の規定に準拠した切断法で算出した。また、析出物の大きさは、各々の析出物の面積を求め、該面積から各々の析出物の円相当径を算出し、得られた値の算術平均を求め、平均の円相当径として表示した。
（３）引張試験
得られた冷延鋼板から、圧延方向が引張方向となるようにJIS５号引張試験片を採取し、引張速度：10mm/minで引張試験を行い、引張特性（降伏強さYS、引張強さTS、伸びEl）を求めた。
（４）焼付硬化性試験
得られた冷延鋼板から、圧延方向が引張方向となるようにJIS５号引張試験片を採取し、引張試験で表３に示す予歪を付加し、予歪加工時の降伏強さYSＰＳを求めた（予歪加工）。そして、予歪加工後、表３に示す条件の塗装焼付処理相当の熱処理（塗装焼付相当熱処理）を施した。予歪加工−熱処理後、引張試験を行い、降伏強さYSＨＴ、降伏伸び（ElＹ）ＨＴを求めた。焼付硬化性として、熱処理前後の降伏強さ上昇量ΔYS（＝降伏強さYSＨＴ−予歪加工時の応力YSＰＳ）を算出した。
得られた冷延鋼板から、圧延方向が引張方向となるようにJIS５号引張試験片を採取し、引張速度：10mm/minで引張試験を行い、引張特性（降伏強さYS、引張強さTS、伸びEl）を求めた。
（４）焼付硬化性試験
得られた冷延鋼板から、圧延方向が引張方向となるようにJIS５号引張試験片を採取し、引張試験で表３に示す予歪を付加し、予歪加工時の降伏強さYSＰＳを求めた（予歪加工）。そして、予歪加工後、表３に示す条件の塗装焼付処理相当の熱処理（塗装焼付相当熱処理）を施した。予歪加工−熱処理後、引張試験を行い、降伏強さYSＨＴ、降伏伸び（ElＹ）ＨＴを求めた。焼付硬化性として、熱処理前後の降伏強さ上昇量ΔYS（＝降伏強さYSＨＴ−予歪加工時の応力YSＰＳ）を算出した。
（５）時効性
得られた冷延鋼板を25℃で３ヶ月間保管したのち、圧延方向が引張方向となるようにJIS５号引張試験片を採取し、引張試験を実施し、降伏伸びYEl を求め、時効性を評価した。YElが２％以下である場合に、時効性に優れると評価した。
得られた結果を表３に示す。
得られた冷延鋼板を25℃で３ヶ月間保管したのち、圧延方向が引張方向となるようにJIS５号引張試験片を採取し、引張試験を実施し、降伏伸びYEl を求め、時効性を評価した。YElが２％以下である場合に、時効性に優れると評価した。
得られた結果を表３に示す。
本発明例はいずれも、平均粒径が７μm以下のフェライト相が面積率で80％以上で、フェライト粒内に円相当径（平均）が0.005〜5μmの析出物が分散した組織が認められた。なお、パーライト、ベイナイトなどがフェライト以外の第二相として認められた。本発明例はいずれも、引張強さTS：340MPa以上の強度を有し、加工性に優れ、時効性に優れ、さらに2.0％未満の歪を付加する、予歪加工−塗装焼付処理相当熱処理による降伏強さの増加量が、50MPa以上となり、軽加工を施されても大きい焼付硬化量が得られる、焼付硬化性に優れた冷延鋼板となっている。一方、本発明範囲を外れる比較例は、伸びが低く加工性が低下しているか、YElが大きく時効するか、あるいは焼付硬化量が少ないか、して所望の特性を有する冷延鋼板が得られていない。
表１に示す組成の鋼素材（スラブ）の一部を、表４に示す条件で、熱延工程、冷延工程、焼鈍工程、さらに溶融亜鉛めっき処理工程、調質圧延工程を施し、表４に示す板厚のめっき層を有する冷延鋼板（めっき鋼板）とした。なお、溶融亜鉛めっき処理工程では、焼鈍工程の冷却途中で440℃まで冷却したのち、引き続き、溶融亜鉛めっき浴（浴温：480〜520℃）に浸漬する溶融亜鉛めっき処理を施し、表４に示す付着量の溶融亜鉛めっき層を形成した。一部の溶融亜鉛めっき処理工程では、溶融亜鉛めっき処理に加えて、さらに480〜530℃に加熱し、めっき層を合金化し合金化溶融亜鉛めっき層とする合金化処理を施した。
得られた冷延鋼板（めっき鋼板）について、固溶Ｎ量、組織、引張特性、焼付硬化性、時効性を調査した。試験方法は（実施例１）と同様とした。さらに、得られた冷延鋼板（めっき鋼板）について、表面を目視で観察し、不めっきの有無を調査した。
得られた結果を表５に示す。
得られた結果を表５に示す。
本発明例はいずれも、不めっきもなく、表面性状に優れ、かつめっき処理後においても、引張強さTS：340MPa以上の強度を有し、加工性に優れ、時効性に優れ、さらに軽加工を施されても大きい焼付硬化量が得られる、焼付硬化性に優れた冷延鋼板（めっき鋼板）となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、所望の特性を有する冷延鋼板（めっき鋼板）とはなっていない。
Claims (11)
- 質量％で、
Ｃ：0.020〜0.070％、 Si：0.05％以下、
Mn：0.1〜0.5％、 Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.02％以下、 Al：0.02〜0.08％、
Ｎ：0.005〜0.02％
を含み、固溶Ｎが0.0010％以上であり、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、平均結晶粒径が7μｍ以下のフェライト相を面積率で80％以上含み、該フェライト相の結晶粒内に、平均の円相当径で0.05〜5μｍの大きさの析出物が析出、分散した組織と、を有することを特徴とする冷延鋼板。 - 前記析出物の析出密度が1〜100個／0.01mm2であることを特徴とする請求項１に記載の冷延鋼板。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti：0.01％以下、Nb：0.01％以下、Ｂ：0.005％以下のうちから選ばれた１種または２種以上含有することを特徴とする請求項１または２に記載の冷延鋼板。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Mo：0.01％以下、Ni：0.01％以下、Cr：0.01％以下、Cu：0.01％以下のうちから選ばれた１種または２種以上含有することを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の冷延鋼板。
- 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ないし４のいずれかに記載の冷延鋼板。
- 鋼素材に、熱延工程と、冷延工程と、焼鈍工程と、調質圧延工程を順次施して、冷延鋼板とするにあたり、前記鋼素材を、質量％で、
Ｃ：0.020〜0.070％、 Si：0.05％以下、
Mn：0.1〜0.5％、 Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.02％以下、 Al：0.02〜0.08％、
Ｎ：0.005〜0.02％
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材とし、
前記熱延工程が、該鋼素材に加熱温度：1150℃以上とする加熱を施したのち、粗圧延してシートバーとし、ついで該シートバーに仕上圧延終了温度：850℃以上とする仕上圧延を施し熱延板とし、ついで該熱延板を下記（１）式を満足する巻取温度CTで巻取る工程であり、
前記冷延工程が、該熱延板に酸洗処理を施したのち、冷延圧下率：60〜90％とする冷間圧延を施し冷延板とする工程であり、
前記焼鈍工程が、該冷延板に焼鈍処理を施し冷延焼鈍板とする工程で、該焼鈍処理が焼鈍温度Anを下記（２）式を満足する温度とし、300℃〜（焼鈍温度−20℃）までの温度域での加熱速度を１〜30℃/ｓ、（焼鈍温度−20℃）〜（焼鈍温度）までの温度域での加熱速度を0.5〜5℃/ｓ、として該焼鈍温度まで加熱し、その後、５℃/ｓ以上の冷却速度で500℃以下まで冷却する焼鈍処理であり、
前記調質圧延工程が、前記冷延焼鈍板に伸び率：0.5〜５％の調質圧延を施す工程である、
ことを特徴とする冷延鋼板の製造方法。
記
[(Al/28)/(N/14)]/CT ≦ 5.5×10−３ ・・・・（１）
1.0 ≦ ｛[(Al/28)/(N/14)]/CT｝／｛[(Al/28)/(N/14)]/An｝ ≦ 1.5・・・・・（２）
ここで、Al、Ｎ：各元素の含有量（質量％）、
CT：巻取温度（℃）、
An：焼鈍温度（℃）。 - 前記焼鈍温度で150ｓ以下の均熱を行い、その後冷却することを特徴とする請求項６に記載の冷延鋼板の製造方法。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti：0.01％以下、Nb：0.01％以下、Ｂ：0.005％以下のうちから選ばれた１種または２種以上含有することを特徴とする請求項６または７に記載の冷延鋼板の製造方法。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Mo：0.01％以下、Ni：0.01％以下、Cr：0.01％以下、Cu：0.01％以下のうちから選ばれた１種または２種以上含有することを特徴とする請求項６ないし８のいずれかに記載の冷延鋼板の製造方法。
- 前記焼鈍工程後で、前記調質圧延工程前に、鋼板表面に亜鉛めっき層を形成する亜鉛めっき処理工程を施すことを特徴とする請求項５ないし９のいずれかに記載の冷延鋼板の製造方法。
- 前記焼鈍工程で前記冷延板を前記５℃/ｓ以上の冷却速度で500℃以下の所定の温度まで冷却したのち、前記亜鉛めっき処理工程として、引き続き、溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成する溶融亜鉛めっき処理、あるいはさらに該溶融亜鉛めっき層を合金化する合金化処理、を施す溶融亜鉛めっき処理工程を施すことを特徴とする請求項１０に記載の冷延鋼板の製造方法。
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