JP5151390B2 - 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、自動車の部品等に使用される340MPa以上の引張強度を有する高張力冷延鋼板、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、深絞り用として好適な高張力冷延鋼板、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、自動車の外板部品などのように、形状が複雑で成形加工が難しい板金部品には、極低炭素鋼中の侵入型固溶原子であるＣとＮ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。IFタイプの冷延鋼板は、塑性歪比（r値）が高く、高延性や非時効性といった特長を有しており、深い絞り成形を要するような成形難度の高い部品に対しては、非常に好適な素材である。
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検討されている。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。
IFタイプの冷延鋼板においても、MnやPといった固溶強化元素を添加する等の強化手段により、340MPa以上の引張強度を有する高張力鋼板を得ることができる。しかし、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、絞り成形性をはじめとする種々のプレス成形性指標の背反的低下を伴ってしまう。そのため、IFタイプの冷延鋼板をベースとして高強度化を図っても、自動車の外板部品で要求されるような、極めて高い水準の絞り成形性を維持することは難しい。また、自動車の外板部品用鋼板は、深絞り性以外にも焼付硬化（BH）性や耐面歪性などの特性にも優れることが要求される。そのため、様々な特性をバランスよく良好に保った高張力冷延鋼板が求められている。
上記を受けて、特許文献1および特許文献2には、TiとNbを添加した極低炭素鋼において、TiとNbの含有量をN，S，Cの含有量によって定まる所定の範囲に制御した上で、巻取温度や他の製造条件を所定の範囲に制御することで焼付硬化性を有する深絞り用冷延鋼板を得る方法が開示されている。
また、特許文献3には、NbをCの当量以上添加した低炭素鋼において、鋼板の引張特性を所定の範囲に制御することによる、成形性、パネル形状性、耐デント性に優れた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法に関する技術が開示されている。
さらに、特許文献4には、NbをCとNの当量以上添加した低炭素鋼において、鋼板の降伏強度とフェライトの結晶粒径の関係を所定の範囲に制御することにより、優れた耐二次加工脆性、成形性、表面性状を有する高強度薄鋼板を得る技術が開示されている。
特開昭61-276928号公報
特開平7-126756号公報
特開平11-310849号公報
特開2002-12945号公報
しかしながら、特許文献1や特許文献2に記載の技術では、得られる高張力鋼板に焼付硬化性は付与されるものの、鋼板の深絞り性が近年の自動車部品用鋼板に求められる水準には達していない。
特許文献3に記載の技術では、敢えて鋼板の焼付硬化性を抑制し、加工硬化挙動に重点をおいた材料設計によって耐デント性の改善が図られているため、成形時に導入される歪量が少ない部品への適用では、耐デント性の向上効果が十分に期待できないという問題がある。
特許文献4に記載の技術では、二次加工脆化を起こさず、深絞り性等の加工性に優れた高強度冷延鋼板を得るとしているが、この技術によって得られる鋼板は焼付硬化性を持たないので、適用できる外板部品は自ずと制限されてしまう。
本発明は、かかる事情に鑑み、優れた絞り成形性を有した上で、必要十分な焼付硬化性および耐面歪性をバランス良く具備した高張力冷延鋼板、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、鋼の成分組成と製造条件が鋼板の絞り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、NbをCおよびNとの原子当量比を超えて十分に含有した鋼を適切な製造方法により冷延鋼板とし、Ac3変態点直下のフェライト単相域で適切な時間保持して冷却することにより、引張強度が340MPa以上の高張力冷延鋼板が得られ、かつ、結晶粒の粗大化や降伏強度の上昇を伴わずに、深絞り性の向上とBH特性の付与が実現できることを見出した。
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：0.005〜0.007%、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）および下記式（２）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、ポリゴナルフェライト単相組織であり、引張強度が340MPa以上、降伏比が0.65以下、平均塑性歪比が2.0以上、塗装焼付硬化量が30MPa以上、時効硬化指数が10MPa以下である高張力冷延鋼板。
1.2≦（［Nb］/93）/（［C］/12+［N］/14）≦2.4 ‥‥‥ （1）
［Nb］×（［C］+［N］×12/14）≧4.0×10-4 ‥‥‥ （2）
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：0.005〜0.007%、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（３）、下記式（４）および下記式（５）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、ポリゴナルフェライト単相組織であり、引張強度が340MPa以上、降伏比が0.65以下、平均塑性歪比が2.0以上、塗装焼付硬化量が30MPa以上、時効硬化指数が10MPa以下である高張力冷延鋼板。
1.0≦（［Ti］/48）/（［N］/14）≦3.0 ‥‥‥ （3）
1.2≦（［Nb］/93）/（［C］/12）≦2.4 ‥‥‥ （4）
［Nb］×［C］≧4.0×10-4 ‥‥‥ （5）
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-40）℃以上Ac3変態点未満の温度で加熱し、次いで、下記式（６）を満足する時間、前記加熱温度で保持し、次いで、冷却することを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。
24.15-0.025T≦log t≦24.75-0.025T ‥‥‥ （6）
ただし、Tは加熱温度（℃）、tは加熱温度Tでの保持時間（s）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：0.005〜0.007%、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）および下記式（２）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、ポリゴナルフェライト単相組織であり、引張強度が340MPa以上、降伏比が0.65以下、平均塑性歪比が2.0以上、塗装焼付硬化量が30MPa以上、時効硬化指数が10MPa以下である高張力冷延鋼板。
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［Nb］×（［C］+［N］×12/14）≧4.0×10-4 ‥‥‥ （2）
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：0.005〜0.007%、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（３）、下記式（４）および下記式（５）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、ポリゴナルフェライト単相組織であり、引張強度が340MPa以上、降伏比が0.65以下、平均塑性歪比が2.0以上、塗装焼付硬化量が30MPa以上、時効硬化指数が10MPa以下である高張力冷延鋼板。
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1.2≦（［Nb］/93）/（［C］/12）≦2.4 ‥‥‥ （4）
［Nb］×［C］≧4.0×10-4 ‥‥‥ （5）
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-40）℃以上Ac3変態点未満の温度で加熱し、次いで、下記式（６）を満足する時間、前記加熱温度で保持し、次いで、冷却することを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。
24.15-0.025T≦log t≦24.75-0.025T ‥‥‥ （6）
ただし、Tは加熱温度（℃）、tは加熱温度Tでの保持時間（s）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、絞り成形性、焼付硬化性および耐面歪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、上記特性を有する、引張強度340MPa級以上の高張力鋼板であるため、深絞り用高張力冷延鋼板として最適であり、自動車の外板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。
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：0.005〜0.007%
Cは、合金元素の炭化物として鋼中に析出し、分散強化による鋼の高強度化や結晶粒径の制御に効果を奏する元素である。本発明では、Nbの炭化物あるいは炭窒化物の形成を通じて、鋼板の機械的特性の制御に用いる。Cの含有量が0.005%未満では、鋼板中の析出物量が不足し、前記効果を十分に得ることができない。一方、Cの含有量が0.007%を超えると、鋼板の絞り成形性が低下する。よって、Cの含有量は0.005％以上0.007%以下とする。
Cは、合金元素の炭化物として鋼中に析出し、分散強化による鋼の高強度化や結晶粒径の制御に効果を奏する元素である。本発明では、Nbの炭化物あるいは炭窒化物の形成を通じて、鋼板の機械的特性の制御に用いる。Cの含有量が0.005%未満では、鋼板中の析出物量が不足し、前記効果を十分に得ることができない。一方、Cの含有量が0.007%を超えると、鋼板の絞り成形性が低下する。よって、Cの含有量は0.005％以上0.007%以下とする。
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、鋼板の絞り成形性やめっき性を低下させる。よって、Mn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、鋼板の絞り成形性やめっき性を低下させる。よって、Mn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り、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や溶接性、めっき性を低下させる。よって、Pの含有量は0.02％以上0.10%以下とする。好ましくは0.04％以上0.08%以下である。
Pは、固溶強化により鋼を高強度化する元素であり、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や溶接性、めっき性を低下させる。よって、Pの含有量は0.02％以上0.10%以下とする。好ましくは0.04％以上0.08%以下である。
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望ましい。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望ましい。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%を超えると、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表面欠陥や内部欠陥を増加させる。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%を超えると、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表面欠陥や内部欠陥を増加させる。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望ましい。特に、0.005%を超える多量のNの含有は、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望ましい。特に、0.005%を超える多量のNの含有は、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
1.2≦（［Nb］/93）/（［C］/12+［N］/14）≦2.4 ‥‥‥ （1）
［Nb］×（［C］+［N］×12/14）≧4.0×10-4 ‥‥‥ （2）
ただし、［Nb］、［C］、［N］はそれぞれNb、C、Nの含有量（質量%）を示す。
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することにより鋼板の成形性を向上させる。さらに、結晶粒の微細化を通じて鋼板の絞り成形性の改善に寄与する効果がある。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添加が必須である。また、固溶Nbの存在による結晶粒の微細化効果も併用するためにも、CとNの原子当量を超えてNbを含有することが必要となる。一方、必要以上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１.2以上2.4以下となる上記式（１）を満足する範囲とする。
さらに、本発明鋼板を得るためには、冷間圧延した鋼板を高温で保持することが必要となる。ここで、Nbの含有量が上記式（2）を満足しない場合には、冷間圧延後の鋼板を高温で保持する際に、析出物の分解による結晶粒の粗大化を生じ易く、鋼板に所望の特性を付与できなくなる。よって、Nbの含有量は、上記式（１）を満足するのに加え、上記式（2）を満足する範囲とする。なお、鋼板の製造性を良好に保つためには、Nbの含有量は0.12%以下とするのが望ましい。
1.2≦（［Nb］/93）/（［C］/12+［N］/14）≦2.4 ‥‥‥ （1）
［Nb］×（［C］+［N］×12/14）≧4.0×10-4 ‥‥‥ （2）
ただし、［Nb］、［C］、［N］はそれぞれNb、C、Nの含有量（質量%）を示す。
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することにより鋼板の成形性を向上させる。さらに、結晶粒の微細化を通じて鋼板の絞り成形性の改善に寄与する効果がある。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添加が必須である。また、固溶Nbの存在による結晶粒の微細化効果も併用するためにも、CとNの原子当量を超えてNbを含有することが必要となる。一方、必要以上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１.2以上2.4以下となる上記式（１）を満足する範囲とする。
さらに、本発明鋼板を得るためには、冷間圧延した鋼板を高温で保持することが必要となる。ここで、Nbの含有量が上記式（2）を満足しない場合には、冷間圧延後の鋼板を高温で保持する際に、析出物の分解による結晶粒の粗大化を生じ易く、鋼板に所望の特性を付与できなくなる。よって、Nbの含有量は、上記式（１）を満足するのに加え、上記式（2）を満足する範囲とする。なお、鋼板の製造性を良好に保つためには、Nbの含有量は0.12%以下とするのが望ましい。
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1.2≦（［Nb］/93）/（［C］/12+［N］/14）≦2.4かつ［Nb］×（［C］+［N］×12/14）≧4.0×10-4に変えて、TiおよびNbを、下記式（３）、下記式（４）および下記式（５）の範囲内で含有させることが必要である。
1.0≦（［Ti］/48）/（［N］/14）≦3.0 ‥‥‥ （3）
1.2≦（［Nb］/93）/（［C］/12）≦2.4 ‥‥‥ （4）
［Nb］×［C］≧4.0×10-4 ‥‥‥ （5）
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。
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絞り成形性の改善に寄与する効果がある。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1.0〜3.0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1.0〜2.0の範囲である。
さらに、結晶粒微細化を通じて鋼板の絞り成形性改善に寄与する作用は、TiよりもNbのほうが強力であるため、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。ゆえに、上記の限定（上記式（3）を満足する範囲）に従ってTiを含有する場合、Nbは前記式（1）および前記式（2）に代えて、上記式（4）および上記式（5）を満足するように含有させる必要がある。
1.0≦（［Ti］/48）/（［N］/14）≦3.0 ‥‥‥ （3）
1.2≦（［Nb］/93）/（［C］/12）≦2.4 ‥‥‥ （4）
［Nb］×［C］≧4.0×10-4 ‥‥‥ （5）
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。
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絞り成形性の改善に寄与する効果がある。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1.0〜3.0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1.0〜2.0の範囲である。
さらに、結晶粒微細化を通じて鋼板の絞り成形性改善に寄与する作用は、TiよりもNbのほうが強力であるため、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。ゆえに、上記の限定（上記式（3）を満足する範囲）に従ってTiを含有する場合、Nbは前記式（1）および前記式（2）に代えて、上記式（4）および上記式（5）を満足するように含有させる必要がある。
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、鋼の高強度化のために添加することができる。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、鋼の高強度化のために添加することができる。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、ポリゴナルフェライト単相組織とする。これは、本発明において、最も重要な要件である。
ポリゴナルフェライトは軟質で成形性に富む相であり、上記した引張特性を実現するためには、鋼板の組織はポリゴナルフェライトの単相組織であることが必要である。
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、高い延性と優れた絞り成形性および良好な耐面歪性が同時に得られる。よって、本発明により得られる高張力冷延鋼板は、自動車外板部品用素材等として好適に用いることが可能となる。
なお、上述のポリゴナルフェライト組織の確認は、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観察することにより実施できる。
本発明では、ポリゴナルフェライト単相組織とする。これは、本発明において、最も重要な要件である。
ポリゴナルフェライトは軟質で成形性に富む相であり、上記した引張特性を実現するためには、鋼板の組織はポリゴナルフェライトの単相組織であることが必要である。
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、高い延性と優れた絞り成形性および良好な耐面歪性が同時に得られる。よって、本発明により得られる高張力冷延鋼板は、自動車外板部品用素材等として好適に用いることが可能となる。
なお、上述のポリゴナルフェライト組織の確認は、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観察することにより実施できる。
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−40）℃以上Ac3変態点未満の温度で加熱し、次いで、下記式（６）を満足する時間、前記加熱温度で保持し、次いで、冷却することにより製造できる。詳細には以下の通りである。
24.15-0.025T≦log t≦24.75-0.025T ‥‥‥ （6）
ただし、Tは加熱温度（℃）、tは加熱温度Tでの保持時間（s）を示す。
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−40）℃以上Ac3変態点未満の温度で加熱し、次いで、下記式（６）を満足する時間、前記加熱温度で保持し、次いで、冷却することにより製造できる。詳細には以下の通りである。
24.15-0.025T≦log t≦24.75-0.025T ‥‥‥ （6）
ただし、Tは加熱温度（℃）、tは加熱温度Tでの保持時間（s）を示す。
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、析出物の分解が不十分となり、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、析出物の分解が不十分となり、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、鋼の化学組成から概算してもよい。
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、鋼の化学組成から概算してもよい。
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。
なお、熱間圧延後の巻取温度は、析出物の粗大化抑制のためには700℃以下が好ましく、鋼板の形状不良防止の観点からは500℃以上とするのが望ましい。
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、次いで、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、良好な絞り成形性の確保の面からは50%以上とするのが好ましく、圧延負荷の低減からは90%以下とするのが望ましい。
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、次いで、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、良好な絞り成形性の確保の面からは50%以上とするのが好ましく、圧延負荷の低減からは90%以下とするのが望ましい。
加熱温度 T（℃）：（Ac3変態点-40）℃以上Ac3変態点未満で加熱
冷間圧延を施した鋼板の加熱温度が（Ac3変態点-40）℃に達しない場合には、所定時間の保持を行っても、優れた絞り成形性が得られない上、焼付硬化性も発現しない。よって、加熱温度は（Ac3変態点-40）℃以上とする。一方、加熱時に鋼がオーステナイトへ変態すると、相変態に起因して冷却後の鋼板の降伏強度が上昇し、耐面歪性等のプレス成形性に悪影響を及ぼす他、鋼板の絞り成形性の低下を招き易くする。そのため、加熱温度はAc3変態点未満とする。加熱時にオーステナイトへの変態を生じなければ、得られる鋼板のミクロ組織はポリゴナルフェライトの単相組織となる。
以上より、冷間圧延後の鋼板の加熱温度は（Ac3変態点-40）℃以上Ac3変態点未満とする。より好ましくは、（Ac3変態点-30）℃以上（Ac3変態点-10）℃以下である。ここで、鋼のAc3変態点は、熱膨張測定により実測して求めることが好ましいが、鋼の化学組成から概算してもよい。
冷間圧延を施した鋼板の加熱温度が（Ac3変態点-40）℃に達しない場合には、所定時間の保持を行っても、優れた絞り成形性が得られない上、焼付硬化性も発現しない。よって、加熱温度は（Ac3変態点-40）℃以上とする。一方、加熱時に鋼がオーステナイトへ変態すると、相変態に起因して冷却後の鋼板の降伏強度が上昇し、耐面歪性等のプレス成形性に悪影響を及ぼす他、鋼板の絞り成形性の低下を招き易くする。そのため、加熱温度はAc3変態点未満とする。加熱時にオーステナイトへの変態を生じなければ、得られる鋼板のミクロ組織はポリゴナルフェライトの単相組織となる。
以上より、冷間圧延後の鋼板の加熱温度は（Ac3変態点-40）℃以上Ac3変態点未満とする。より好ましくは、（Ac3変態点-30）℃以上（Ac3変態点-10）℃以下である。ここで、鋼のAc3変態点は、熱膨張測定により実測して求めることが好ましいが、鋼の化学組成から概算してもよい。
下記式（６）を満足する時間、前記加熱温度で保持
24.15-0.025T≦log t≦24.75-0.025T ‥‥‥式（6）
ただし、Tは加熱温度（℃），tは加熱温度Tでの保持時間（s）
本発明では、冷延鋼板を前記加熱温度で上記式（６）を満足する保持時間で保持する必要がある。このような加熱保持により、絞り成形性の向上に適した集合組織が発達するとともに、鋼板に焼付硬化性が付与される。保持時間が短く、上記式（６）を満たさない場合には、再結晶が完了しても絞り成形性の向上が不十分となる。一方、保持時間が長すぎて上記式（６）を満たさない場合には、耐常温時効性が顕著に劣化するとともに、結晶粒の粗大化が生じ易く、成形加工上の不具合を生ずる。このように、本発明で目的とする優れた深絞り性と十分な焼付硬化性を有した高張力冷延鋼板を得るためには、保持時間は、上記式（6）式を満足する必要がある。
24.15-0.025T≦log t≦24.75-0.025T ‥‥‥式（6）
ただし、Tは加熱温度（℃），tは加熱温度Tでの保持時間（s）
本発明では、冷延鋼板を前記加熱温度で上記式（６）を満足する保持時間で保持する必要がある。このような加熱保持により、絞り成形性の向上に適した集合組織が発達するとともに、鋼板に焼付硬化性が付与される。保持時間が短く、上記式（６）を満たさない場合には、再結晶が完了しても絞り成形性の向上が不十分となる。一方、保持時間が長すぎて上記式（６）を満たさない場合には、耐常温時効性が顕著に劣化するとともに、結晶粒の粗大化が生じ易く、成形加工上の不具合を生ずる。このように、本発明で目的とする優れた深絞り性と十分な焼付硬化性を有した高張力冷延鋼板を得るためには、保持時間は、上記式（6）式を満足する必要がある。
なお、本発明の高張力冷延鋼板では、上記の加熱温度における所定時間の保持により、Nb系析出物の成長と部分的な分解が起こり、結晶粒界の移動度が高まって、絞り成形性の向上に適した集合組織が著しく発達する。そして、鋼中に残存する析出物や合金元素によって結晶粒の粗大化は抑制され、粗大粒に起因する特性低下等の弊害は生じない。析出物の分解に伴う若干の固溶Cの発生が適度な焼付硬化性を発現させるとともに、固溶Cの局在が耐常温時効性の劣化を抑制していると考えられる。これらの冶金学的現象は、高温下ほどより大きな速度で進行するので、適正な加熱温度と保持時間の関係は指数・対数関数を含む形で妥当に表現できる。そこで、鋼の組成を所定の範囲に調製した上で、さらに冷延鋼板の加熱保持条件を前記式（6）で表される範囲に厳しく限定することにより、先に述べた効果をバランス良く実現することが本発明の主旨である。
冷延鋼板の加熱保持工程については、連続焼鈍ライン（CAL）で再結晶焼鈍を兼ねて実施することが、生産性向上や製造条件確保の観点から好ましいが、再結晶焼鈍後に別途実施することも可能である。
加熱保持後の冷却
加熱保持後の冷却条件には特段の制約を設けないが、冷却速度が過度に低すぎると、鋼板の結晶粒粗大化を引き起こす可能性が高まり、鋼板に所望の特性を付与し難くなる。そのため、加熱保持後の冷却速度は2℃/s以上とするのが好ましい。冷却速度の上限は、鋼板の形状不良を抑制するために、50℃/s以下の平均冷却速度とするのが好ましい。鋼板の冷却停止温度は、通常の連続焼鈍設備に付帯する冷却装置で実用されている範囲で問題なく、少なくとも600℃まで上記の冷却速度で冷却すれば、本発明の十分な効果を得ることができる。
加熱保持後の冷却条件には特段の制約を設けないが、冷却速度が過度に低すぎると、鋼板の結晶粒粗大化を引き起こす可能性が高まり、鋼板に所望の特性を付与し難くなる。そのため、加熱保持後の冷却速度は2℃/s以上とするのが好ましい。冷却速度の上限は、鋼板の形状不良を抑制するために、50℃/s以下の平均冷却速度とするのが好ましい。鋼板の冷却停止温度は、通常の連続焼鈍設備に付帯する冷却装置で実用されている範囲で問題なく、少なくとも600℃まで上記の冷却速度で冷却すれば、本発明の十分な効果を得ることができる。
以上により絞り成形性、焼付硬化性および耐面歪性に優れた高張力冷延鋼板が得られる。本発明の高張力冷延鋼板は、340MPa以上の引張強度を有し、0.65以下の降伏比を示す。鋼板の引張強度が340MPa未満では、素材鋼板として自動車部品等に適用しても得られる軽量化効果が小さく、鋼板の適用範囲が限定される。一方、降伏比が0.65を超える場合には、プレス成形品に面歪等の形状不良を生じやすい。
また、本発明の高張力冷延鋼板は、2.0以上の平均塑性歪比を示す。平均塑性歪比が2.0未満の場合には、絞り成形性が十分ではなく、複雑な形状の部品に適用できない。
さらに、本発明の高張力冷延鋼板は、30MPa以上の塗装焼付硬化量を有し、かつ時効硬化指数は10MPa以下である。塗装焼付硬化量が30MPa未満では、焼付硬化による耐デント性の向上効果が不足する。また、時効硬化指数が10MPaを超えると、常温時効による成形性の経時劣化が大きくなる。なお、本発明における塗装焼付硬化量とは、予歪として2.0%の全伸びを与えた後、170℃で20分間保持する熱処理を施した場合の、予歪付与時の応力と熱処理後引張試験時の上降伏点応力の差である。また、時効硬化指数とは、予歪として7.5%の全伸びを与えた後、100℃で30分間保持する熱処理を施した場合の、予歪付与時の応力と熱処理後引張試験時の下降伏点応力の差である。
また、本発明の高張力冷延鋼板は、2.0以上の平均塑性歪比を示す。平均塑性歪比が2.0未満の場合には、絞り成形性が十分ではなく、複雑な形状の部品に適用できない。
さらに、本発明の高張力冷延鋼板は、30MPa以上の塗装焼付硬化量を有し、かつ時効硬化指数は10MPa以下である。塗装焼付硬化量が30MPa未満では、焼付硬化による耐デント性の向上効果が不足する。また、時効硬化指数が10MPaを超えると、常温時効による成形性の経時劣化が大きくなる。なお、本発明における塗装焼付硬化量とは、予歪として2.0%の全伸びを与えた後、170℃で20分間保持する熱処理を施した場合の、予歪付与時の応力と熱処理後引張試験時の上降伏点応力の差である。また、時効硬化指数とは、予歪として7.5%の全伸びを与えた後、100℃で30分間保持する熱処理を施した場合の、予歪付与時の応力と熱処理後引張試験時の下降伏点応力の差である。
以上、本発明で得られた高張力冷延鋼板は、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。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、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、焼鈍条件の確保や生産性の観点から好ましい。
なお、加熱保持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。調質圧延を施す場合には、調質圧延による成形性の低下を抑制するため、調質圧延の伸長率は2.0％以下とするのが好ましく、より好ましくは1.0％以下である。また、本発明で得られた鋼板には、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550〜650℃の温度で巻き取って板厚3.5mm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0.8mm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に示す条件で加熱保持して焼鈍した。このうち、CGLで焼鈍したものは、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、さらに続けてめっき層を合金化処理し、合金化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1〜20の冷延鋼板および合金化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、下記の要領で引張特性を測定、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下記式により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。
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%）を示す。
Ac3（℃）＝900−203［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%）を示す。
このようにして得られた表2に示す1〜20の冷延鋼板および合金化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、下記の要領で引張特性を測定、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下記式により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。
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%）を示す。
Ac3（℃）＝900−203［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%）を示す。
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、引張強さ（TS）および降伏応力（YS）を測定し、降伏比（YR）を求めた。また、JIS G 3135に規定の方法に準拠し、塗装焼付硬化量（BH）を測定した。加えて、予歪として7.5%の全伸びを与えた後、100℃で30分間の熱処理を施し、予歪付与時の応力と熱処理後引張試験時の下降伏点応力の差を時効硬化指数（AI）として測定した。さらに、日本鉄鋼連盟規格JFS T 2001に準拠して、絞り成形性の指標となる塑性歪比（r値）を測定し、平均塑性歪比（rm）を求めた。
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。
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、引張強さ（TS）および降伏応力（YS）を測定し、降伏比（YR）を求めた。また、JIS G 3135に規定の方法に準拠し、塗装焼付硬化量（BH）を測定した。加えて、予歪として7.5%の全伸びを与えた後、100℃で30分間の熱処理を施し、予歪付与時の応力と熱処理後引張試験時の下降伏点応力の差を時効硬化指数（AI）として測定した。さらに、日本鉄鋼連盟規格JFS T 2001に準拠して、絞り成形性の指標となる塑性歪比（r値）を測定し、平均塑性歪比（rm）を求めた。
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、本発明例では、340MPa以上の引張強度を有し、絞り成形性に優れ、良好な焼付硬化特性および耐面歪性を示す高張力冷延鋼板あるいは高張力溶融亜鉛めっき鋼板が得られている。
一方、鋼組成あるいは製造条件が本発明の範囲を外れる各鋼板は、絞り成形性あるいは焼付硬化特性が劣るか、降伏比が高いまたは耐常温時効性に劣る等の問題を有しており、深絞り用高張力冷延鋼板としては不適当である。
また、表２に示した、鋼組成と熱延条件および焼鈍時の加熱温度が本発明の範囲内である実施例について、焼鈍時の加熱温度および保持時間が鋼板の引張特性に及ぼす影響を図1に示す。図1より、焼鈍時の加熱温度および保持時間が本発明の範囲内である鋼板では、良好な引張特性がバランス良く実現できているのがわかる。
本発明の鋼板は、優れた絞り成形性、必要十分な焼付硬化性および耐面歪性を必要とする、自動車外板部品を中心に、各種電気機器などの部品に対して好適に使用できる。
Claims (6)
- 成分組成は、質量%で、C：0.005〜0.007%、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）および下記式（２）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、ポリゴナルフェライト単相組織であり、引張強度が340MPa以上、降伏比が0.65以下、平均塑性歪比が2.0以上、塗装焼付硬化量が30MPa以上、時効硬化指数が10MPa以下である高張力冷延鋼板。
1.2≦（［Nb］/93）/（［C］/12+［N］/14）≦2.4 ‥‥‥ （1）
［Nb］×（［C］+［N］×12/14）≧4.0×10-4 ‥‥‥ （2）
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：0.005〜0.007%、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（３）、下記式（４）および下記式（５）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、ポリゴナルフェライト単相組織であり、引張強度が340MPa以上、降伏比が0.65以下、平均塑性歪比が2.0以上、塗装焼付硬化量が30MPa以上、時効硬化指数が10MPa以下である高張力冷延鋼板。
1.0≦（［Ti］/48）/（［N］/14）≦3.0 ‥‥‥ （3）
1.2≦（［Nb］/93）/（［C］/12）≦2.4 ‥‥‥ （4）
［Nb］×［C］≧4.0×10-4 ‥‥‥ （5）
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のいずれか一項に記載の高張力冷延鋼板。
- 請求項1〜4のいずれか一項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のいずれか一項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-40）℃以上Ac3変態点未満の温度で加熱し、次いで、下記式（６）を満足する時間、前記加熱温度で保持し、次いで、冷却することを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。
24.15-0.025T≦log t≦24.75-0.025T ‥‥‥ （6）
ただし、Tは加熱温度（℃）、tは加熱温度Tでの保持時間（s）を示す。
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