JP4858231B2 - 高張力冷延鋼板、高張力亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法 - Google Patents
高張力冷延鋼板、高張力亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法 Download PDFInfo
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Description
本発明は、自動車のパネル部品等に使用される高張力冷延鋼板、高張力亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法に関し、特に、340MPa以上の引張強度を有する成形性および耐二次加工脆性に優れた高張力冷延鋼板、高張力亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法に関するものである。
例えば、自動車のパネル部品などのように、形状が複雑で成形加工が難しい難成形部品には、極低炭素鋼中の侵入型固溶原子を析出物として固定し、プレス成形性を大きく向上させた、いわゆるIF（interstitial free）タイプの冷延軟鋼板が広く用いられてきた。
しかし、近年では、自動車車体に対する軽量化と高強度化の要求の高まりから、難成形の外板パネル部品等においても、引張強度（TS）340MPa級の高張力冷延鋼板の適用が進んでいる。また、既に引張強度（TS）340MPa級の高張力冷延鋼板が使用されている部品においても、より強度の高い高張力鋼板を適用することで、補強部品の削減や薄肉化を通じたさらなる車体の軽量化を推進する動きがある。
しかし、近年では、自動車車体に対する軽量化と高強度化の要求の高まりから、難成形の外板パネル部品等においても、引張強度（TS）340MPa級の高張力冷延鋼板の適用が進んでいる。また、既に引張強度（TS）340MPa級の高張力冷延鋼板が使用されている部品においても、より強度の高い高張力鋼板を適用することで、補強部品の削減や薄肉化を通じたさらなる車体の軽量化を推進する動きがある。
上記を受けて、IFタイプの素材鋼板を高強度化し、難成形部品に使用すると、厳しい成形加工を受けた部位が、成形加工後、さらに変形を受ける際に脆性破壊しやすくなる、いわゆる二次加工脆性が高まる懸念がある。侵入型固溶元素を析出固定したIF鋼は、結晶粒界が清浄であるため本質的に粒界強度が低い。ゆえに、このようなＩＦ鋼で、固溶強化等の強化機構により鋼母相の高強度化を図ると、粒界強度は相対的にさらに低下することになり、二次加工による脆化が一段と生じ易くなる。
一般に、鋼の脆化は低温で顕在化する。通常の自動車においても、寒冷地を走行する機会がままあるため、薄鋼板といえども、自動車用の鋼板には十分な靱性が必要とされる。特に、自動車の外板パネルのような難成形部品に高張力冷延鋼板を適用する場合は、成形性、具体的には強度延性バランスに優れることに加え、耐二次加工脆性にも優れていることが要求される。
鋼板の耐二次加工脆性を向上させる手段としては、鋼中にCを固溶させ、結晶粒界の強度を高める方法が知られている。しかし、鋼中に固溶Cが存在する非IFタイプの鋼板では、プレス成形性の限界制約から、成形加工の厳しい自動車パネル部品に対する適用は困難であることが多い。
特許文献1には、できるだけＣ量を低減した鋼にTiを添加してIF鋼とし、さらにはNbを添加することによって微細なNbCを析出させ、結晶粒界を鋸歯状にすることで耐たて割れ性を向上させた高r値高張力冷間圧延鋼板に関する技術が開示されている。
特許文献1には、できるだけＣ量を低減した鋼にTiを添加してIF鋼とし、さらにはNbを添加することによって微細なNbCを析出させ、結晶粒界を鋸歯状にすることで耐たて割れ性を向上させた高r値高張力冷間圧延鋼板に関する技術が開示されている。
特許文献2および特許文献3には、極低炭素鋼あるいは低炭素鋼にCの等量以上のNbを添加し、析出物の形態および分散状態を制御することにより、結晶粒界の形状制御を用いることなく耐二次加工脆性を向上させた高強度薄鋼板が開示されている。
特開平2-175837号公報
特開2000-303144号公報
特開2001-131695号公報
しかしながら、特許文献1に記載の技術では、鋸歯状粒界によって粒界の拘束力が過度に高まり、結晶粒内に変形が集中して鋼板の延性が低下するという問題がある。
特許文献2に記載の技術では、得られる鋼板の強度が不足しており、特許文献3に記載の技術では、得られる鋼板の耐二次加工脆性が十分な水準に達していない。
本発明は、かかる事情に鑑み、成形性および耐二次加工脆性に優れた高張力冷延鋼板、高張力亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法を提供することを目的とする。
発明者らは、上記問題点を解決するため、鋼の成分組成とミクロ組織が鋼板の耐二次加工脆性と成形性に及ぼす影響について研究調査を重ねた。その結果、鋼板の成分組成とミクロ組織を所定の範囲内に調製することにより、良好な成形性を維持しつつ、優れた耐二次加工脆性を具備した高張力冷延鋼板が得られることを見出した。
本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
［１］成分組成は、質量%で、C：0.004〜0.008%、Si：0.1%以下、Mn：0.5〜1.5%、P：0.02〜0.10%、S：0.02%以下、Al：0.01〜0.08%、N：0.005%以下を含み、下記式（１）を満足するようにNbを含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、組織は、アシキュラーフェライトおよびポリゴナルフェライトからなるフェライト単相組織であり、前記アシキュラーフェライトの分率が体積比で50〜95%であり、平均結晶粒径が20μm
以下である高張力冷延鋼板。
1.0≦（［Nb］/93）/（［C］/12+［N］/14）≦3.0 ‥‥‥ （1）
ただし、［Nb］、［C］、［N］はそれぞれNb、C、Nの含有量（質量%）を示す
［２］成分組成は、質量%で、C：0.004〜0.008%、Si：0.1%以下、Mn：0.5〜1.5%、P：0.02〜0.10%、S：0.02%以下、Al：0.01〜0.08%、N：0.005%以下を含み、下記式（２）および下記式（３）を満足するようにTiおよびNbを含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、組織は、アシキュラーフェライトおよびポリゴナルフェライトからなるフェライト単相組織であり、前記アシキュラーフェライトの分率が体積比で50〜95%であり、平均結晶粒径が20μm
以下である高張力冷延鋼板。
1.0≦（［Ti］/48）/（［N］/14）≦3.0 ‥‥‥ （2）
1.0≦（［Nb］/93）/（［C］/12）≦3.0 ‥‥‥ （3）
ただし、［Ti］、［N］、［Nb］、［C］はそれぞれTi、N、Nb、Cの含有量（質量%）を示す。
［３］前記［１］または［２］において、さらに、質量%で、B:0.0003〜0.0030%を含有することを特徴とする高張力冷延鋼板。
［４］前記［１］〜［３］のいずれかにおいて、さらに、質量%で、Cu:0.05〜0.5%、Ni:0.05〜0.5%、Cr:0.05〜0.5%、Mo:0.05〜0.5%の中から選ばれた1種または2種以上の元素を含有することを特徴とする高張力冷延鋼板。
［５］前記［１］〜［４］のいずれかに記載の高張力冷延鋼板の表面に亜鉛めっき層を備えてなることを特徴とする高張力亜鉛めっき鋼板。
［６］前記［１］〜［４］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、1100〜1300℃の温度に再加熱し、Ar3変態点以上の仕上温度で熱間圧延し、次いで、酸洗、冷間圧延した後に、（Ac3変態点-20）〜（Ac3変態点+50）℃の温度で焼鈍し、次いで、600℃までの平均冷却速度が下記式（4）を満足する冷却速度で冷却することを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。
5≦CR＜14-10 ln［Mn］‥‥‥ （4）
ただし、CRは平均冷却速度（℃/s）、［Mn］はMnの含有量（質量%）を示す。
［７］前記［１］〜［４］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、1100〜1300℃の温度に再加熱し、Ar3変態点以上の仕上温度で熱間圧延し、次いで、酸洗、冷間圧延した後に、（Ac3変態点-20）〜（Ac3変態点+50）℃の温度で焼鈍し、次いで、600℃までの平均冷却速度が下記式（5）を満足する冷却速度で冷却し、次いで、亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする高張力亜鉛めっき鋼板の製造方法。
5≦CR＜14-10 ln［Mn］‥‥‥ （5）
ただし、CRは平均冷却速度（℃/s）、［Mn］はMnの含有量（質量%）を示す。
本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
［１］成分組成は、質量%で、C：0.004〜0.008%、Si：0.1%以下、Mn：0.5〜1.5%、P：0.02〜0.10%、S：0.02%以下、Al：0.01〜0.08%、N：0.005%以下を含み、下記式（１）を満足するようにNbを含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、組織は、アシキュラーフェライトおよびポリゴナルフェライトからなるフェライト単相組織であり、前記アシキュラーフェライトの分率が体積比で50〜95%であり、平均結晶粒径が20μm
以下である高張力冷延鋼板。
1.0≦（［Nb］/93）/（［C］/12+［N］/14）≦3.0 ‥‥‥ （1）
ただし、［Nb］、［C］、［N］はそれぞれNb、C、Nの含有量（質量%）を示す
［２］成分組成は、質量%で、C：0.004〜0.008%、Si：0.1%以下、Mn：0.5〜1.5%、P：0.02〜0.10%、S：0.02%以下、Al：0.01〜0.08%、N：0.005%以下を含み、下記式（２）および下記式（３）を満足するようにTiおよびNbを含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、組織は、アシキュラーフェライトおよびポリゴナルフェライトからなるフェライト単相組織であり、前記アシキュラーフェライトの分率が体積比で50〜95%であり、平均結晶粒径が20μm
以下である高張力冷延鋼板。
1.0≦（［Ti］/48）/（［N］/14）≦3.0 ‥‥‥ （2）
1.0≦（［Nb］/93）/（［C］/12）≦3.0 ‥‥‥ （3）
ただし、［Ti］、［N］、［Nb］、［C］はそれぞれTi、N、Nb、Cの含有量（質量%）を示す。
［３］前記［１］または［２］において、さらに、質量%で、B:0.0003〜0.0030%を含有することを特徴とする高張力冷延鋼板。
［４］前記［１］〜［３］のいずれかにおいて、さらに、質量%で、Cu:0.05〜0.5%、Ni:0.05〜0.5%、Cr:0.05〜0.5%、Mo:0.05〜0.5%の中から選ばれた1種または2種以上の元素を含有することを特徴とする高張力冷延鋼板。
［５］前記［１］〜［４］のいずれかに記載の高張力冷延鋼板の表面に亜鉛めっき層を備えてなることを特徴とする高張力亜鉛めっき鋼板。
［６］前記［１］〜［４］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、1100〜1300℃の温度に再加熱し、Ar3変態点以上の仕上温度で熱間圧延し、次いで、酸洗、冷間圧延した後に、（Ac3変態点-20）〜（Ac3変態点+50）℃の温度で焼鈍し、次いで、600℃までの平均冷却速度が下記式（4）を満足する冷却速度で冷却することを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。
5≦CR＜14-10 ln［Mn］‥‥‥ （4）
ただし、CRは平均冷却速度（℃/s）、［Mn］はMnの含有量（質量%）を示す。
［７］前記［１］〜［４］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、1100〜1300℃の温度に再加熱し、Ar3変態点以上の仕上温度で熱間圧延し、次いで、酸洗、冷間圧延した後に、（Ac3変態点-20）〜（Ac3変態点+50）℃の温度で焼鈍し、次いで、600℃までの平均冷却速度が下記式（5）を満足する冷却速度で冷却し、次いで、亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする高張力亜鉛めっき鋼板の製造方法。
5≦CR＜14-10 ln［Mn］‥‥‥ （5）
ただし、CRは平均冷却速度（℃/s）、［Mn］はMnの含有量（質量%）を示す。
なお、本明細書において、鋼の成分を示す％は、すべて質量％である。また、本発明において、「高張力冷延鋼板」あるいは「高張力亜鉛めっき鋼板」とは、引張強度が340MPa以上である冷延鋼板あるいは亜鉛めっき鋼板である。
本発明によれば、耐二次加工脆性に優れた高張力冷延鋼板および高張力亜鉛めっき鋼板が得られる。本発明により得られる鋼板は、優れた耐二次加工脆性を有するとともに、強度延性バランスに優れて良好な成形性を有する、引張強度340MPa級以上の高張力鋼板であるため、自動車の外板パネル部品等の素材として好適に使用される。
以下、本発明を詳細に説明する。
まず、本発明の高張力冷延鋼板の成分組成について説明する。
Ｃ：0.004〜0.008%
Cは、鋼の高強度化に必要な元素である。所望の鋼板強度を得るためには0.004%以上含有することが必要である。一方、Cの含有量が0.008%を超えると、鋼板の成形性が低下する。よって、Cの含有量は0.004％以上0.008%以下とする。好ましくは、0.005％以上0.007%以下である。
まず、本発明の高張力冷延鋼板の成分組成について説明する。
Ｃ：0.004〜0.008%
Cは、鋼の高強度化に必要な元素である。所望の鋼板強度を得るためには0.004%以上含有することが必要である。一方、Cの含有量が0.008%を超えると、鋼板の成形性が低下する。よって、Cの含有量は0.004％以上0.008%以下とする。好ましくは、0.005％以上0.007%以下である。
Si：0.1%以下
Siは、固溶強化により鋼の強度を高める作用を持つ元素であるが、Siの含有量が0.1%を超えると、鋼板の表面性状が顕著に劣化する。そのため、Siの含有量は0.1%以下とする。好ましくは、0.05%以下である。
Siは、固溶強化により鋼の強度を高める作用を持つ元素であるが、Siの含有量が0.1%を超えると、鋼板の表面性状が顕著に劣化する。そのため、Siの含有量は0.1%以下とする。好ましくは、0.05%以下である。
Mn：0.5〜1.5%
Mnは、固溶強化により鋼の強度を増す作用を有する元素であり、所望の鋼板強度を確保するために0.5%以上を含有させる。一方、1.5％を超える過度のMnの含有は、鋼板の成形性やめっき性を低下させる。よって、Mnの含有量は0.5％以上1.5%以下とする。
Mnは、固溶強化により鋼の強度を増す作用を有する元素であり、所望の鋼板強度を確保するために0.5%以上を含有させる。一方、1.5％を超える過度のMnの含有は、鋼板の成形性やめっき性を低下させる。よって、Mnの含有量は0.5％以上1.5%以下とする。
P：0.02〜0.10%
Pは、固溶強化により鋼を高強度化する元素である。所望の鋼板強度を確保するためには0.02%以上の添加が必要である。一方、0.10％を超える多量のPの含有は、鋼板の耐二次加工脆性を低下させるとともに、溶接性やめっき性も低下させる。よって、Pの含有量は0.02％以上0.10%以下とする。鋼板の強度と靱性をバランス良く保つためには、Pの含有量は0.04％以上0.08%以下が好ましい。
Pは、固溶強化により鋼を高強度化する元素である。所望の鋼板強度を確保するためには0.02%以上の添加が必要である。一方、0.10％を超える多量のPの含有は、鋼板の耐二次加工脆性を低下させるとともに、溶接性やめっき性も低下させる。よって、Pの含有量は0.02％以上0.10%以下とする。鋼板の強度と靱性をバランス良く保つためには、Pの含有量は0.04％以上0.08%以下が好ましい。
S：0.02%以下
Sは、鋼中に不純物として存在する元素であり、極力低減することが好ましい。特に0.02％を超える多量のSの含有は、鋼板の成形性を大きく低下させるとともに、耐二次加工脆性も低下させる。そのため、Sの含有量は0.02%以下とする。好ましくは、0.01%以下である。
Sは、鋼中に不純物として存在する元素であり、極力低減することが好ましい。特に0.02％を超える多量のSの含有は、鋼板の成形性を大きく低下させるとともに、耐二次加工脆性も低下させる。そのため、Sの含有量は0.02%以下とする。好ましくは、0.01%以下である。
Al：0.01〜0.08%
Alは、鋼の脱酸のために添加される元素である。Alの含有量が0.01%未満では十分な脱酸効果が得られない。一方、Alの含有量が0.08%を越えると、前記脱酸効果は飽和する上、介在物の増加によって鋼板の成形性低下と表面欠陥の増加を招く。よって、Alの含有量は0.01％以上0.08%以下とする。好ましくは、0.02％以上0.06%以下である。
Alは、鋼の脱酸のために添加される元素である。Alの含有量が0.01%未満では十分な脱酸効果が得られない。一方、Alの含有量が0.08%を越えると、前記脱酸効果は飽和する上、介在物の増加によって鋼板の成形性低下と表面欠陥の増加を招く。よって、Alの含有量は0.01％以上0.08%以下とする。好ましくは、0.02％以上0.06%以下である。
N：0.005%以下
Nは、鋼中に不純物として存在する元素であり、極力低減することが好ましい。特に0.005％を超える多量のNは、鋼板の成形性を大きく低下させるため、Nの含有量は0.005%以下とする。
Nは、鋼中に不純物として存在する元素であり、極力低減することが好ましい。特に0.005％を超える多量のNは、鋼板の成形性を大きく低下させるため、Nの含有量は0.005%以下とする。
Nb：1.0≦（［Nb］/93）/（［C］/12+［N］/14）≦3.0
Nbは、本発明において最も重要な元素である。Nbは、CやNを炭化物あるいは窒化物として析出固定して鋼板の成形性を向上させる。さらに、析出物の形成や結晶粒の微細化を通じて鋼板の耐二次加工脆性や深絞り性の改善に寄与する効果もある。
前記析出物の形成による成形性向上効果を十分に得るためには、CとNの原子当量以上のNb添加が必要である。一方、多量に添加しても効果が飽和する上、過度のNbの含有は鋼板の製造性を大きく悪化させる。よって、Nbの含有量は、CとNとの原子当量比で１.0以上3.0以下となる、下記式（１）を満足する範囲とする。好ましくは、CおよびNに対するNbの原子当量比が1.0以上2.0以下となる下記式（２）を満足する範囲である。また、良好な製造性を保つためには、Nbの含有量は0.15%以下とするのが好ましい。
Nb：1.0≦（［Nb］/93）/（［C］/12+［N］/14）≦3.0 ‥‥‥（１）
好ましくは、Nb：1.0≦（［Nb］/93）/（［C］/12+［N］/14）≦2.0 ‥‥‥（２）
ただし、［Nb］、［C］、［N］はそれぞれNb、C、Nの含有量（質量%）である。
Nbは、本発明において最も重要な元素である。Nbは、CやNを炭化物あるいは窒化物として析出固定して鋼板の成形性を向上させる。さらに、析出物の形成や結晶粒の微細化を通じて鋼板の耐二次加工脆性や深絞り性の改善に寄与する効果もある。
前記析出物の形成による成形性向上効果を十分に得るためには、CとNの原子当量以上のNb添加が必要である。一方、多量に添加しても効果が飽和する上、過度のNbの含有は鋼板の製造性を大きく悪化させる。よって、Nbの含有量は、CとNとの原子当量比で１.0以上3.0以下となる、下記式（１）を満足する範囲とする。好ましくは、CおよびNに対するNbの原子当量比が1.0以上2.0以下となる下記式（２）を満足する範囲である。また、良好な製造性を保つためには、Nbの含有量は0.15%以下とするのが好ましい。
Nb：1.0≦（［Nb］/93）/（［C］/12+［N］/14）≦3.0 ‥‥‥（１）
好ましくは、Nb：1.0≦（［Nb］/93）/（［C］/12+［N］/14）≦2.0 ‥‥‥（２）
ただし、［Nb］、［C］、［N］はそれぞれNb、C、Nの含有量（質量%）である。
本発明の鋼板では、Nbの一部をTiにより置換することができる。この場合、上述の1.0≦（［Nb］/93）/（［C］/12+［N］/14）≦3.0に変えて、TiおよびNbを、下記式（３）および下記式（４）の範囲内で含有させることが必要である。
Ti：1.0≦（［Ti］/48）/（［N］/14）≦3.0 ‥‥‥（３）
Nb：1.0≦（［Nb］/93）/（［C］/12）≦3.0 ‥‥‥（４）
好ましくは、Ti：1.0≦（［Ti］/48）/（［N］/14）≦2.0 ‥‥‥（５）
Nb：1.0≦（［Nb］/93）/（［C］/12）≦2.0 ‥‥‥（６）
ただし、［Ti］、［N］、［Nb］、［C］はそれぞれTi、N、Nb、Cの含有量（質量%）である。
Tiは、Nbと同様に、NやCを窒化物あるいは炭化物として析出固定して鋼板の成形性を向上させる。さらに、結晶粒を微細化して鋼板の耐二次加工脆性や深絞り性の改善に寄与する効果もある。特に、Tiは、Nを析出固定する作用がNbよりも強いため、Nbの一部に代えてNの析出固定に用いることが好ましい。
Ti系窒化物の形成による成形性向上効果を十分に得るためには、Nの原子当量以上のTi添加が必要である。一方、多量に添加しても効果が飽和する。よって、Tiの含有量は、Nとの原子当量比で１.0以上3.0以下の範囲となる、上記式（３）を満足する範囲とする。好ましくは、Nに対するTiの原子当量比が1.0以上2.0以下の範囲となる上記式（５）を満足する範囲である。
析出物の形成や結晶粒の微細化を通じて鋼板の耐二次加工脆性や深絞り性の改善に寄与する作用は、NbのほうがTiよりも強力であるため、Tiを添加する場合でも所定量のNbを含有させる必要がある。ただし、上記の限定に従ってTiを含有する場合、Nbは前記式（１）に代えて、Cとの原子当量比で１.0以上3.0以下の範囲となる、前記式（４）を満足するように含有させる必要がある。好ましくは、Cに対するNbの原子当量比が1.0以上2.0以下の範囲となる上記式（６）を満足する範囲である。
Ti：1.0≦（［Ti］/48）/（［N］/14）≦3.0 ‥‥‥（３）
Nb：1.0≦（［Nb］/93）/（［C］/12）≦3.0 ‥‥‥（４）
好ましくは、Ti：1.0≦（［Ti］/48）/（［N］/14）≦2.0 ‥‥‥（５）
Nb：1.0≦（［Nb］/93）/（［C］/12）≦2.0 ‥‥‥（６）
ただし、［Ti］、［N］、［Nb］、［C］はそれぞれTi、N、Nb、Cの含有量（質量%）である。
Tiは、Nbと同様に、NやCを窒化物あるいは炭化物として析出固定して鋼板の成形性を向上させる。さらに、結晶粒を微細化して鋼板の耐二次加工脆性や深絞り性の改善に寄与する効果もある。特に、Tiは、Nを析出固定する作用がNbよりも強いため、Nbの一部に代えてNの析出固定に用いることが好ましい。
Ti系窒化物の形成による成形性向上効果を十分に得るためには、Nの原子当量以上のTi添加が必要である。一方、多量に添加しても効果が飽和する。よって、Tiの含有量は、Nとの原子当量比で１.0以上3.0以下の範囲となる、上記式（３）を満足する範囲とする。好ましくは、Nに対するTiの原子当量比が1.0以上2.0以下の範囲となる上記式（５）を満足する範囲である。
析出物の形成や結晶粒の微細化を通じて鋼板の耐二次加工脆性や深絞り性の改善に寄与する作用は、NbのほうがTiよりも強力であるため、Tiを添加する場合でも所定量のNbを含有させる必要がある。ただし、上記の限定に従ってTiを含有する場合、Nbは前記式（１）に代えて、Cとの原子当量比で１.0以上3.0以下の範囲となる、前記式（４）を満足するように含有させる必要がある。好ましくは、Cに対するNbの原子当量比が1.0以上2.0以下の範囲となる上記式（６）を満足する範囲である。
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。
なお、本発明の鋼板は、上記の成分組成とすることで目的とする特性が得られるが、所望の特性に応じて以下の元素を含有することができる。
なお、本発明の鋼板は、上記の成分組成とすることで目的とする特性が得られるが、所望の特性に応じて以下の元素を含有することができる。
B：0.0003〜0.0030%
Bは、微量の添加により鋼板の耐二次加工脆性を改善する元素である。このような改善効果を得るためには、Bの含有量は0.0003%以上にすることが必要である。一方、Bの含有量が0.0030%を超えると、前記効果は飽和し、鋼板の成形性低下が顕著となる。よって、Ｂを含有する場合、その含有量は0.0003％以上0.0030%以下とする。好ましくは、0.0003％以上0.0015%以下である。
Bは、微量の添加により鋼板の耐二次加工脆性を改善する元素である。このような改善効果を得るためには、Bの含有量は0.0003%以上にすることが必要である。一方、Bの含有量が0.0030%を超えると、前記効果は飽和し、鋼板の成形性低下が顕著となる。よって、Ｂを含有する場合、その含有量は0.0003％以上0.0030%以下とする。好ましくは、0.0003％以上0.0015%以下である。
Cu:0.05〜0.5%、Ni:0.05〜0.5%、Cr:0.05〜0.5%、Mo:0.05〜0.5%の中から選ばれた1種または2種以上
Cu、Ni、Cr、Mo、は、それぞれ固溶強化により鋼の強度を増す作用を有する元素であり、ポリゴナルフェライトの生成を抑制する効果も有する。鋼板強度を増すために含有する場合は、いずれの元素の場合も0.05%以上必要である。一方、過度の含有は、鋼板の表面性状の悪化やめっき性の低下を招き、経済的にも不利である。よって、含有する場合は、Cuは0.05％以上0.5%以下、Niは0.05％以上0.5%以下、Crは0.05％以上0.5%以下、Moは0.05％以上0.5%以下とする。好ましくは、それぞれ0.05％以上0.3%以下である。また、Cu、Ni、Cr、Moのうちの2種以上を含有する場合には、それらの含有量の合計は1.0%以下とすることが好ましく、0.6%以下とすることがより好ましい。
Cu、Ni、Cr、Mo、は、それぞれ固溶強化により鋼の強度を増す作用を有する元素であり、ポリゴナルフェライトの生成を抑制する効果も有する。鋼板強度を増すために含有する場合は、いずれの元素の場合も0.05%以上必要である。一方、過度の含有は、鋼板の表面性状の悪化やめっき性の低下を招き、経済的にも不利である。よって、含有する場合は、Cuは0.05％以上0.5%以下、Niは0.05％以上0.5%以下、Crは0.05％以上0.5%以下、Moは0.05％以上0.5%以下とする。好ましくは、それぞれ0.05％以上0.3%以下である。また、Cu、Ni、Cr、Moのうちの2種以上を含有する場合には、それらの含有量の合計は1.0%以下とすることが好ましく、0.6%以下とすることがより好ましい。
次に、本発明の高張力冷延鋼板の組織について説明する。
本発明では、アシキュラーフェライトおよびポリゴナルフェライトからなるフェライト単相組織を有し、前記アシキュラーフェライトの分率は体積比で50〜95%であり、フェライト組織の平均結晶粒径は20μm
以下である。これは、本発明において、最も重要な要件であり、このような組織を有する高張力冷延鋼板とすることにより、良好な成形性を維持しつつ、優れた耐二次加工脆性が得られる。そして、本発明により得られる高張力冷延鋼板は、自動車外板パネル用素材等として好適に用いることが可能となる。
本発明では、アシキュラーフェライトおよびポリゴナルフェライトからなるフェライト単相組織を有し、前記アシキュラーフェライトの分率は体積比で50〜95%であり、フェライト組織の平均結晶粒径は20μm
以下である。これは、本発明において、最も重要な要件であり、このような組織を有する高張力冷延鋼板とすることにより、良好な成形性を維持しつつ、優れた耐二次加工脆性が得られる。そして、本発明により得られる高張力冷延鋼板は、自動車外板パネル用素材等として好適に用いることが可能となる。
自動車の外板パネル用鋼板等として必要なプレス成形性を確保するためには、鋼板のミクロ組織は軟質なフェライトの単相組織である必要がある。鋼板中に、マルテンサイト、ベイナイト、パーライト、セメンタイトといった硬質第二相が存在すると、難成形部品の成形加工に耐え得るだけの成形性が確保できない。
アシキュラーフェライトの分率は体積比で50〜95%
さらに、本発明鋼板のミクロ組織は、アシキュラーフェライトとポリゴナルフェライトの2種の形態のフェライトからなる。このとき、優れた耐二次加工脆性を鋼板に付与するためには、アシキュラーフェライトを主とする組織構成とする必要がある。よって、アシキュラーフェライトの分率は、体積比で50%以上とする。一方、アシキュラーフェライトの分率が高すぎると、鋼板の成形性が大きく劣化するので、アシキュラーフェライトの分率の上限は95%とする。好ましくは、70％以上90%以下である。
一方、良好な成形性を維持するためには、ポリゴナルな形態のフェライトを鋼組織中に存在させる必要がある。よって、良好な成形性を保つため、ポリゴナルフェライトの分率は体積比で5%以上とする。
なお、本発明でいうアシキュラーフェライトとは、尖った形状を有し、結晶粒の内部に析出した炭化物を含まないフェライト粒をいう。ここで、尖った形状とは、結晶粒断面が直線状または波線状の粒界を有し、結晶粒断面の粒界周長が、当該結晶粒断面の等面積円の円周長の概ね1.5倍以上となるような形状を指す。
さらに、本発明鋼板のミクロ組織は、アシキュラーフェライトとポリゴナルフェライトの2種の形態のフェライトからなる。このとき、優れた耐二次加工脆性を鋼板に付与するためには、アシキュラーフェライトを主とする組織構成とする必要がある。よって、アシキュラーフェライトの分率は、体積比で50%以上とする。一方、アシキュラーフェライトの分率が高すぎると、鋼板の成形性が大きく劣化するので、アシキュラーフェライトの分率の上限は95%とする。好ましくは、70％以上90%以下である。
一方、良好な成形性を維持するためには、ポリゴナルな形態のフェライトを鋼組織中に存在させる必要がある。よって、良好な成形性を保つため、ポリゴナルフェライトの分率は体積比で5%以上とする。
なお、本発明でいうアシキュラーフェライトとは、尖った形状を有し、結晶粒の内部に析出した炭化物を含まないフェライト粒をいう。ここで、尖った形状とは、結晶粒断面が直線状または波線状の粒界を有し、結晶粒断面の粒界周長が、当該結晶粒断面の等面積円の円周長の概ね1.5倍以上となるような形状を指す。
平均結晶粒径が20μm以下
フェライト組織の平均結晶粒径が20μmを超える場合には、鋼板の耐二次加工脆性の低下が顕著となる。よって、平均結晶粒径は20μm以下とする。より優れた耐二次加工脆性を達成するためには、平均結晶粒径は15μm以下が好ましい。なお、鋼板の靱性向上のためには、結晶粒が微細である程有利であるが、極端な結晶粒微細化は成形性の低下を招く上、製造性も大きく損なう。ゆえに、平均結晶粒径は5μm以上とすることが好ましい。
なお、上述のアシキュラーフェライトおよびポリゴナルフェライトの組織確認は、鋼板の圧延方向断面のミクロ組織を光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡で撮影した断面組織写真を用いることにより実施できる。各フェライトの分率は、断面組織写真における当該粒の占有面積率から求めることができ、また、フェライト組織の平均結晶粒径は、結晶粒度番号から算出できる。
フェライト組織の平均結晶粒径が20μmを超える場合には、鋼板の耐二次加工脆性の低下が顕著となる。よって、平均結晶粒径は20μm以下とする。より優れた耐二次加工脆性を達成するためには、平均結晶粒径は15μm以下が好ましい。なお、鋼板の靱性向上のためには、結晶粒が微細である程有利であるが、極端な結晶粒微細化は成形性の低下を招く上、製造性も大きく損なう。ゆえに、平均結晶粒径は5μm以上とすることが好ましい。
なお、上述のアシキュラーフェライトおよびポリゴナルフェライトの組織確認は、鋼板の圧延方向断面のミクロ組織を光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡で撮影した断面組織写真を用いることにより実施できる。各フェライトの分率は、断面組織写真における当該粒の占有面積率から求めることができ、また、フェライト組織の平均結晶粒径は、結晶粒度番号から算出できる。
次に、本発明の高張力冷延鋼板の製造方法について説明する。
高張力冷延鋼板は、前記成分組成を有する鋼スラブを、1100〜1300℃の温度に再加熱し、Ar3変態点以上の仕上温度で熱間圧延し、次いで、酸洗、冷間圧延した後に、（Ac3変態点-20）〜（Ac3変態点+50）℃の温度で焼鈍し、次いで、600℃までの平均冷却速度が下記式（７）を満足する冷却速度で冷却することにより製造される。なお、その他の製造条件は、通常行われている公知の方法で行うことができる。ただし、析出物の最適形成の観点からは、熱間圧延後の巻取温度は500〜700℃とするのが望ましく、良好な成形性の確保の面からは、冷間圧延の圧下率は50〜90%とするのが望ましい。詳細には以下の通りである。
5≦CR＜14-10 ln［Mn］‥‥‥ （７）
ただし、CRは平均冷却速度（℃/s）、［Mn］はMnの含有量（質量%）である。
高張力冷延鋼板は、前記成分組成を有する鋼スラブを、1100〜1300℃の温度に再加熱し、Ar3変態点以上の仕上温度で熱間圧延し、次いで、酸洗、冷間圧延した後に、（Ac3変態点-20）〜（Ac3変態点+50）℃の温度で焼鈍し、次いで、600℃までの平均冷却速度が下記式（７）を満足する冷却速度で冷却することにより製造される。なお、その他の製造条件は、通常行われている公知の方法で行うことができる。ただし、析出物の最適形成の観点からは、熱間圧延後の巻取温度は500〜700℃とするのが望ましく、良好な成形性の確保の面からは、冷間圧延の圧下率は50〜90%とするのが望ましい。詳細には以下の通りである。
5≦CR＜14-10 ln［Mn］‥‥‥ （７）
ただし、CRは平均冷却速度（℃/s）、［Mn］はMnの含有量（質量%）である。
本発明鋼板の素材となる鋼スラブは、前記の成分組成を有する鋼を転炉法により溶製し、連続鋳造法により鋳造してスラブとすることが、生産性ならびにスラブ品質の観点からは好ましいが、その他の手段を用いて製造しても構わない。また、必要に応じて、溶銑予備処理や脱ガス処理に代表される各種予備処理や二次精錬、表面欠陥防止のためのスラブ手入等を実施することが好ましい。
スラブ再加熱温度（SRT）：1100〜1300℃
鋼スラブの再加熱温度は、1100〜1300℃の範囲とする。再加熱温度が1300℃を超えると、鋼板の表面性状の劣化を招く上、加熱に要するエネルギーの点からも好ましくない。一方、再加熱温度が1100℃未満になると、析出物の溶体化が不十分となり、鋼板に必要な強度および特性を付与し難くなる。そのため、鋼スラブの再加熱温度は1100℃以上1300℃以下とする。好ましくは、1150℃以上1250℃以下である。
なお、鋼スラブの再加熱は、常温まで冷却した冷スラブを再加熱してもよいし、鋳造後に降温中の温スラブを直接加熱炉に装入して再加熱してもよい。
鋼スラブの再加熱温度は、1100〜1300℃の範囲とする。再加熱温度が1300℃を超えると、鋼板の表面性状の劣化を招く上、加熱に要するエネルギーの点からも好ましくない。一方、再加熱温度が1100℃未満になると、析出物の溶体化が不十分となり、鋼板に必要な強度および特性を付与し難くなる。そのため、鋼スラブの再加熱温度は1100℃以上1300℃以下とする。好ましくは、1150℃以上1250℃以下である。
なお、鋼スラブの再加熱は、常温まで冷却した冷スラブを再加熱してもよいし、鋳造後に降温中の温スラブを直接加熱炉に装入して再加熱してもよい。
仕上温度（FT）：Ar3変態点以上
熱間圧延の仕上温度がAr3変態点未満の場合には、鋼板の組織が不均一となり、十分な成形性が得られなくなる。そのため、仕上温度はAr3変態点以上とする。ただし、仕上温度が（Ar3変態点+100℃）を超えると、結晶粒が粗大化しやすく、鋼板の耐二次加工脆性が低下する懸念が高まる。また、成形性や表面性状の劣化も招きやすい。したがって、仕上温度は（Ar3変態点+100℃）以下とすることが望ましい。なお、Ar3変態点は、鋼板サンプルの熱収縮測定により実測して求めることが好ましいが、下記式により鋼の化学組成から概算してもよい。
Ar3（℃）＝Kr−203［C］1/2＋44.7［Si］−15［Mn］＋350［P］＋200［Al］＋200［Ti］−10［Cu］−15.2［Ni］−5.5［Cr］＋31.5［Mo］
ただし、［C］、［Si］、［Mn］、［P］、［Al］、［Ti］、［Cu］、［Ni］、［Cr］、［Mo］は、それぞれC、Si、Mn、P、Al、Ti、Cu、Ni、Cr、Moの含有量（質量%）、
Krは含有元素および冷却条件により定まる定数。
また、所定の仕上温度を確保するために、エッジヒーターあるいはバーヒーター等のシートバー加熱装置を利用してもよい。また、複数のシートバーを接合し、連続して仕上圧延を行ってもよい。
熱間圧延の仕上温度がAr3変態点未満の場合には、鋼板の組織が不均一となり、十分な成形性が得られなくなる。そのため、仕上温度はAr3変態点以上とする。ただし、仕上温度が（Ar3変態点+100℃）を超えると、結晶粒が粗大化しやすく、鋼板の耐二次加工脆性が低下する懸念が高まる。また、成形性や表面性状の劣化も招きやすい。したがって、仕上温度は（Ar3変態点+100℃）以下とすることが望ましい。なお、Ar3変態点は、鋼板サンプルの熱収縮測定により実測して求めることが好ましいが、下記式により鋼の化学組成から概算してもよい。
Ar3（℃）＝Kr−203［C］1/2＋44.7［Si］−15［Mn］＋350［P］＋200［Al］＋200［Ti］−10［Cu］−15.2［Ni］−5.5［Cr］＋31.5［Mo］
ただし、［C］、［Si］、［Mn］、［P］、［Al］、［Ti］、［Cu］、［Ni］、［Cr］、［Mo］は、それぞれC、Si、Mn、P、Al、Ti、Cu、Ni、Cr、Moの含有量（質量%）、
Krは含有元素および冷却条件により定まる定数。
また、所定の仕上温度を確保するために、エッジヒーターあるいはバーヒーター等のシートバー加熱装置を利用してもよい。また、複数のシートバーを接合し、連続して仕上圧延を行ってもよい。
酸洗および冷間圧延
熱間圧延後は、常法に従い、酸洗を行って鋼板表面に形成されているスケールを除去し、ついで冷間圧延する。冷間圧延の圧下率は、特に限定するものではないが、通常行われる 50〜90%程度とすることが好ましい。
熱間圧延後は、常法に従い、酸洗を行って鋼板表面に形成されているスケールを除去し、ついで冷間圧延する。冷間圧延の圧下率は、特に限定するものではないが、通常行われる 50〜90%程度とすることが好ましい。
焼鈍温度：（Ac3変態点-20）〜（Ac3変態点+50）℃
鋼板組織中に所定量のアシキュラーフェライトを生成させるためには、冷間圧延後の焼鈍工程において、鋼組織が十分に再オーステナイト化するまで加熱する必要がある。焼鈍温度が（Ac3変態点-20）℃未満では、冷却後に50%以上の分率のアシキュラーフェライトが得られない。一方、焼鈍温度が高すぎると、結晶粒の粗大化を招き、所望の組織および特性を得ることができなくなる。そのため、焼鈍温度の上限は（Ac3変態点+50）℃とする。好ましい上限温度は、（Ac3変態点+30）℃である。なお、鋼板組織中にアシキュラーフェライトを安定的に生成させるためには、焼鈍温度はAc3変態点以上とするのが好ましい。また、Ac3変態点は、鋼板サンプルの熱膨張測定により実測して求めることが好ましいが、下記式により鋼の化学組成から概算してもよい。
Ac3（℃）＝Kc−203［C］1/2＋44.7［Si］−15［Mn］＋350［P］＋200［Al］＋200［Ti］−10［Cu］−15.2［Ni］−5.5［Cr］＋31.5［Mo］
ただし、［C］、［Si］、［Mn］、［P］、［Al］、［Ti］、［Cu］、［Ni］、［Cr］、［Mo］は、それぞれC、Si、Mn、P、Al、Ti、Cu、Ni、Cr、Moの含有量（質量%）、Kcは含有元素および加熱条件により定まる定数。
鋼板組織中に所定量のアシキュラーフェライトを生成させるためには、冷間圧延後の焼鈍工程において、鋼組織が十分に再オーステナイト化するまで加熱する必要がある。焼鈍温度が（Ac3変態点-20）℃未満では、冷却後に50%以上の分率のアシキュラーフェライトが得られない。一方、焼鈍温度が高すぎると、結晶粒の粗大化を招き、所望の組織および特性を得ることができなくなる。そのため、焼鈍温度の上限は（Ac3変態点+50）℃とする。好ましい上限温度は、（Ac3変態点+30）℃である。なお、鋼板組織中にアシキュラーフェライトを安定的に生成させるためには、焼鈍温度はAc3変態点以上とするのが好ましい。また、Ac3変態点は、鋼板サンプルの熱膨張測定により実測して求めることが好ましいが、下記式により鋼の化学組成から概算してもよい。
Ac3（℃）＝Kc−203［C］1/2＋44.7［Si］−15［Mn］＋350［P］＋200［Al］＋200［Ti］−10［Cu］−15.2［Ni］−5.5［Cr］＋31.5［Mo］
ただし、［C］、［Si］、［Mn］、［P］、［Al］、［Ti］、［Cu］、［Ni］、［Cr］、［Mo］は、それぞれC、Si、Mn、P、Al、Ti、Cu、Ni、Cr、Moの含有量（質量%）、Kcは含有元素および加熱条件により定まる定数。
冷却速度：5≦CR＜14-10 ln［Mn］ただし、CRは平均冷却速度（℃/s）、［Mn］はMnの含有量（質量%）である。
焼鈍後のフェライトの再生成は、焼鈍温度から600℃程度までの温度域における冷却過程で進行する。そのため、鋼板組織中のアシキュラーフェライトおよびポリゴナルフェライトの分率を調整するためには、焼鈍後の上記温度域での冷却速度を所定の範囲に制御する必要がある。
焼鈍後のフェライトの再生成は、焼鈍温度から600℃程度までの温度域における冷却過程で進行する。そのため、鋼板組織中のアシキュラーフェライトおよびポリゴナルフェライトの分率を調整するためには、焼鈍後の上記温度域での冷却速度を所定の範囲に制御する必要がある。
焼鈍後の冷却速度が低すぎると、所望の分率のアシキュラーフェライトが得られないため、焼鈍後600℃までは少なくとも5℃/s以上の平均冷却速度で冷却する。一方、焼鈍後の冷却速度が高すぎると、所望の分率のポリゴナルフェライトが得られない。発明者らは、再生成フェライトの形態には、前記温度域での冷却速度以外に、鋼中の合金成分量、特にMnの含有量が強く関与すると考えた。Mnは焼入性向上元素、すなわちフェライト変態を遅延・抑制する元素として代表的なものであり、かつ、本発明鋼板が相当量含有する必須の強化元素であるからである。
この考え方の下に、C：0.006%、Si：0.04%、P：0.06%、S：0.007%、Al：0.03%、N：0.003%、Nb：0.09%を含有し、Mn含有量を種々変化させた鋼板について、ポリゴナルフェライトの体積分率に及ぼす焼鈍後600℃までの平均冷却速度とMn含有量の影響を調査した。調査結果を図１に示す。図１より、焼鈍後の鋼板組織中にポリゴナルフェライトを体積分率で5%以上確保するためには、すなわち、アシキュラーフェライトの分率を体積比で95%以下とするためには、焼鈍後600℃までの平均冷却速度を、（14-10 ln［Mn］）℃/s未満とする必要があることが見出せる。従って、焼鈍後600℃までの平均冷却速度は（14-10 ln［Mn］）℃/s未満とする。なお、焼鈍工程については、連続焼鈍ライン（CAL）で実施することが、冷却速度確保および生産性の観点から好ましい。
また、焼鈍後、前記冷却を施して得た冷延鋼板は、溶融めっきまたは電気めっきにて亜鉛めっき処理を施して表面に亜鉛めっき層を形成し、高張力亜鉛めっき鋼板とすることもできる。前記した本発明の高張力冷延鋼板の表面に亜鉛めっき層を備えてなる高張力亜鉛めっき鋼板とした場合でも、表面の亜鉛めっき層の存在によりめっき層を有しない場合に比べて若干伸びが低下する傾向にあるが、本発明の効果（優れた耐二次加工脆性と良好な成形性）が十分に得られる。亜鉛めっきとしては、合金化亜鉛めっきや純亜鉛めっきが挙げられる。なお、焼鈍後の前記冷却に引き続き溶融亜鉛めっき処理を施す場合には、連続溶融亜鉛めっきライン（CGL）にて焼鈍およびめっき処理を行うのが、生産性の観点から好ましく、焼鈍後600℃以下まで前記（４）式を満足する速度で冷却後、引き続きめっき処理を行えばよい。焼鈍後あるいはめっき処理後の鋼板には、形状矯正や表面粗度の調整のための調質圧延を加えても良い。また、本発明の鋼板は、亜鉛以外の金属めっきや種々の塗装、潤滑被覆等の各種表面処理を施すことも可能である。
表1に示す成分元素を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼を転炉で溶製し、連続鋳造機で鋳造してスラブとした。次いで、表2に示す条件で鋼スラブを熱間圧延して板厚3.0mmの熱延鋼板を得た。次いで、得られた熱延鋼板を酸洗してデスケーリングした後、冷間圧延して板厚0.7mmの冷延鋼板とした。さらに、得られた冷延鋼板を連続焼鈍ライン（CAL）または連続溶融亜鉛めっきライン（CGL）にて、表２に示す条件で焼鈍、冷却した。このうち、CGLで焼鈍したものは、該冷却後に連続して溶融亜鉛めっき処理を行い、冷延鋼板上に溶融亜鉛めっき層（目付量：片面あたり45g/m2で両面めっき）を形成し、一部はさらに続けてめっき層を合金化処理し、溶融亜鉛めっき鋼板とした。このようにして得られた表2に示す1〜27の冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板に対して、伸長率0.7%の調質圧延を施した後、下記の要領で鋼板組織中のアシキュラーフェライト分率およびフェライトの平均結晶粒径を測定し、引張特性および耐二次加工脆性を測定、評価した。なお、表２中のＡｒ３変態点、およびＡｃ３変態点は、前記の化学組成から算出して得た値である。Ａｒ３変態点を求めるに際しては、Ｂを含有する場合はＫｒ＝815、Ｂを含有せずCu、Ni、Cr、Moのいずれか１種以上を含有する場合はKr＝820、これら以外はKr＝825とした。また、Ａｃ３変態点を求めるに際してはＫｃ＝900とした。
アシキュラーフェライト分率
鋼板の板幅1/4位置の圧延方向断面における表面から板厚1/4深さの位置の断面組織を光学顕微鏡等により倍率400〜1000倍にて観察して写真撮影し、この組織写真を画像解析してアシキュラーフェライトの占める面積率を測定し、これをアシキュラーフェライトの体積率とした。
鋼板の板幅1/4位置の圧延方向断面における表面から板厚1/4深さの位置の断面組織を光学顕微鏡等により倍率400〜1000倍にて観察して写真撮影し、この組織写真を画像解析してアシキュラーフェライトの占める面積率を測定し、これをアシキュラーフェライトの体積率とした。
フェライトの平均結晶粒径
前記アシキュラーフェライト分率測定の際に用いた断面組織写真を用いて、JIS G 0551に規定の方法に準拠してフェライト組織全体の結晶粒度を求め、粒度番号から算出した。
前記アシキュラーフェライト分率測定の際に用いた断面組織写真を用いて、JIS G 0551に規定の方法に準拠してフェライト組織全体の結晶粒度を求め、粒度番号から算出した。
引張特性
試験方向が圧延方向と直角になるように採取したJIS Z 2201に規定の5号試験片を用いて、JIS Z 2241に規定の方法に準拠し、引張強度（TS）および破断伸び（El）を測定した。また、これらの測定値を用いて、成形性の指標となる強度延性バランス値（TS×El）を求めた。評価は、冷延鋼板の場合は（TS×El）値が16.0GPa%以上、溶融亜鉛めっき鋼板の場合は（TS×El）値が15.5GPa%以上であるときに、良好な成形性を有する鋼板と判定した。
試験方向が圧延方向と直角になるように採取したJIS Z 2201に規定の5号試験片を用いて、JIS Z 2241に規定の方法に準拠し、引張強度（TS）および破断伸び（El）を測定した。また、これらの測定値を用いて、成形性の指標となる強度延性バランス値（TS×El）を求めた。評価は、冷延鋼板の場合は（TS×El）値が16.0GPa%以上、溶融亜鉛めっき鋼板の場合は（TS×El）値が15.5GPa%以上であるときに、良好な成形性を有する鋼板と判定した。
耐二次加工脆性
直径60mmの円盤状に打ち抜いたブランクを、球径20.64mmの球頭ポンチと孔径24.4mmの円孔ダイスで深絞り成形し、高さ21mmに耳切りして作製した球頭カップを用いて、横向きに静置した所定の試験温度のカップ上に80cmの高さから質量5kgの重錘を自由落下させて球頭カップに衝撃変形を加える二次加工脆性試験を行い、カップが脆性破壊しない最低温度である延性脆性遷移温度（Tc）を測定して評価した。この遷移温度Tcが-100℃以下である場合に、耐二次加工脆性に優れる鋼板と判定した。
以上により得られた結果を製造条件と併せて表2に示す。
直径60mmの円盤状に打ち抜いたブランクを、球径20.64mmの球頭ポンチと孔径24.4mmの円孔ダイスで深絞り成形し、高さ21mmに耳切りして作製した球頭カップを用いて、横向きに静置した所定の試験温度のカップ上に80cmの高さから質量5kgの重錘を自由落下させて球頭カップに衝撃変形を加える二次加工脆性試験を行い、カップが脆性破壊しない最低温度である延性脆性遷移温度（Tc）を測定して評価した。この遷移温度Tcが-100℃以下である場合に、耐二次加工脆性に優れる鋼板と判定した。
以上により得られた結果を製造条件と併せて表2に示す。
表2より、本発明例の各鋼板は、340MPa以上の引張強度を有し、耐二次加工脆性に優れ、強度延性バランスも良好であり、自動車の外板パネル部品素材等として好適な高張力冷延鋼板あるいは高張力亜鉛めっき鋼板となっている。一方、鋼組成あるいは鋼組織が本発明の範囲を外れる比較例の各鋼板は、耐二次加工脆性もしくは強度延性バランスのいずれか一つ以上が劣り、自動車外板パネル用等の高張力鋼板としては不適当である。
本発明の鋼板は、自動車パネル部品を中心に、良好な成形性、優れた耐二次加工脆性および高張力を必要とする各種電気機器などの部品に対して好適に使用できる。
Claims (7)
- 成分組成は、質量%で、C：0.004〜0.008%、Si：0.1%以下、Mn：0.5〜1.5%、P：0.02〜0.10%、S：0.02%以下、Al：0.01〜0.08%、N：0.005%以下を含み、下記式（１）を満足するようにNbを含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、
組織は、アシキュラーフェライトおよびポリゴナルフェライトからなるフェライト単相組織であり、前記アシキュラーフェライトの分率が体積比で50〜95%であり、平均結晶粒径が20μm
以下である高張力冷延鋼板。
1.0≦（［Nb］/93）/（［C］/12+［N］/14）≦3.0 ‥‥‥ （1）
ただし、［Nb］、［C］、［N］はそれぞれNb、C、Nの含有量（質量%）を示す - 成分組成は、質量%で、C：0.004〜0.008%、Si：0.1%以下、Mn：0.5〜1.5%、P：0.02〜0.10%、S：0.02%以下、Al：0.01〜0.08%、N：0.005%以下を含み、下記式（２）および下記式（３）を満足するようにTiおよびNbを含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、
組織は、アシキュラーフェライトおよびポリゴナルフェライトからなるフェライト単相組織であり、前記アシキュラーフェライトの分率が体積比で50〜95%であり、平均結晶粒径が20μm以下である高張力冷延鋼板。
1.0≦（［Ti］/48）/（［N］/14）≦3.0 ‥‥‥ （2）
1.0≦（［Nb］/93）/（［C］/12）≦3.0 ‥‥‥ （3）
ただし、［Ti］、［N］、［Nb］、［C］はそれぞれTi、N、Nb、Cの含有量（質量%）を示す。 - さらに、質量%で、B:0.0003〜0.0030%を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の高張力冷延鋼板。
- さらに、質量%で、Cu:0.05〜0.5%、Ni:0.05〜0.5%、Cr:0.05〜0.5%、Mo:0.05〜0.5%の中から選ばれた1種または2種以上の元素を含有することを特徴とする請求項1〜3のいずれかに記載の高張力冷延鋼板。
- 請求項1〜4のいずれかに記載の高張力冷延鋼板の表面に亜鉛めっき層を備えてなることを特徴とする高張力亜鉛めっき鋼板。
- 請求項1〜4のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、1100〜1300℃の温度に再加熱し、Ar3変態点以上の仕上温度で熱間圧延し、次いで、酸洗、冷間圧延した後に、
（Ac3変態点-20）〜（Ac3変態点+50）℃の温度で焼鈍し、
次いで、600℃までの平均冷却速度が下記式（4）を満足する冷却速度で冷却することを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。
5≦CR＜14-10 ln［Mn］‥‥‥ （4）
ただし、CRは平均冷却速度（℃/s）、［Mn］はMnの含有量（質量%）を示す。 - 請求項1〜4のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、1100〜1300℃の温度に再加熱し、Ar3変態点以上の仕上温度で熱間圧延し、次いで、酸洗、冷間圧延した後に、
（Ac3変態点-20）〜（Ac3変態点+50）℃の温度で焼鈍し、
次いで、600℃までの平均冷却速度が下記式（5）を満足する冷却速度で冷却し、次いで、亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする高張力亜鉛めっき鋼板の製造方法。
5≦CR＜14-10 ln［Mn］‥‥‥ （5）
ただし、CRは平均冷却速度（℃/s）、［Mn］はMnの含有量（質量%）を示す。
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