JP5151504B2 - 高張力冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、主として電機、建材、自動車分野で部品用として好適な、引張強さが340MPa以上概ね500MPa以下の340MPa級〜440MPa級高張力冷延鋼板に係り、とくに成形性の向上に関する。なお、ここでいう「鋼板」とは、鋼板、鋼帯を含むものとする。
一般に、電機分野、さらには自動車分野では、引張強さ：270MPa級の軟質鋼板が多用されている。しかし、近年、この分野においても、素材として高張力鋼板の利用が増加する傾向となっている。例えば、自動車分野では、地球環境の保全という観点から、自動車の燃費改善が強く要求されており、部材の軽量化を図るため、高張力鋼板を適用し薄肉化を図ることが有効であるとして、高張力鋼板の適用が増加している。また、さらに、車両衝突時の乗員保護という観点から、自動車車体の安全性向上が要求されており、部材の高強度化を図るため、使用材料として高張力鋼板の適用が増加している。また、最近では、家電分野でも、販売競争の激化に伴い、素材の低コスト化要求が高まると共に、さらに運送コストの低減要求があり、部材の軽量化が指向され、素材として、高張力鋼板を適用する傾向が強くなっている。また、電池缶、ドラム缶などの缶分野においても、電池容量の増加、耐圧強度の増加や軽量化等が期待され、素材として高張力鋼板を利用することが考えられている。
しかし、鋼板を素材とする部品の多くが、プレス加工により成形されるため、使用される高張力鋼板には、優れたプレス成形性を具備することが要求される。成形性に優れた鋼板としては、すでに各種の複合組織鋼板が開発されている。複合組織鋼板の代表としては、軟質のフェライトと硬質のマルテンサイトの複合組織を有する鋼板が例示できるが、この鋼板は、降伏比が低く、強度−延性バランスに優れるうえ、優れた焼付き硬化性を有する鋼板であるとされている。また、同時に降伏点伸びも低値となるため、不均一模様状の表面欠陥の発生も防止できる。
この種の鋼板の製造方法として、めっき鋼板ではあるが、例えば特許文献１には、Ｃ：0.005〜0.15％、Mn：0.3〜3.0％、Mo：0.05〜1.0％、あるいはさらにCr：0.05〜1.0％を含有するめっき用母板を、Ac1変態点以上Ac3 変態点以下の温度で少なくとも１回焼鈍し、冷却後、ついでAc1変態点〜Ac3 変態点の温度範囲に加熱し、この加熱温度から少なくともめっき浴温度までの温度域を、合金元素の含有量に応じた臨界冷却速度以上で冷却し、ついで溶融亜鉛めっきを施し、めっき後300℃までの温度域を合金元素の含有量に応じた臨界冷却速度以上で冷却する、加工性に優れた溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法が提案されている。特許文献１に記載された技術によれば、フェライト＋マルテンサイトの複合組織が形成され、降伏比55％以下の低降伏比を有し優れた加工性が発現し、さらにめっき性、耐パウダリング性に優れた溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造が可能になるとしている。
しかし、特許文献１に記載された技術では、安定して複合組織を得るために、焼入れ性向上への寄与が大きい、Mo、Mn、さらにはCr等の合金元素を多量添加する必要があり、この種の鋼板の製造コストが高騰し、経済的に不利となるという問題があった。
このような問題に対し、特許文献２には、Ｎ：0.03〜2.0％を含有し、マルテンサイトの体積率が３〜30％である、形状凍結性に優れた低降伏比高強度鋼板が提案されている。特許文献２に記載された技術では、熱間圧延後に550〜800℃の温度域でアンモニアを２％以上含む雰囲気中で処理（焼鈍）することにより、上記したＮ含有量を確保できるとしている。Ｎはオーステナイト相の安定化に効果があり、特許文献２に記載された技術では、Mo、Mn、さらにはCr等の合金元素を多量添加することなく、鋼板組織をマルテンサイト相を含む複合組織とすることができるとしている。
このような問題に対し、特許文献２には、Ｎ：0.03〜2.0％を含有し、マルテンサイトの体積率が３〜30％である、形状凍結性に優れた低降伏比高強度鋼板が提案されている。特許文献２に記載された技術では、熱間圧延後に550〜800℃の温度域でアンモニアを２％以上含む雰囲気中で処理（焼鈍）することにより、上記したＮ含有量を確保できるとしている。Ｎはオーステナイト相の安定化に効果があり、特許文献２に記載された技術では、Mo、Mn、さらにはCr等の合金元素を多量添加することなく、鋼板組織をマルテンサイト相を含む複合組織とすることができるとしている。
また、特許文献３には、Ｃ：0.025〜0.15％、Si：1.0％以下、Mn：2.0％以下、Ｐ：0.08％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.02％以下、Ｎ：0.0050〜0.0250％を含み、かつＮ／Alが0.30以上、固溶状態としてのＮを0.0010％以上含み、フェライト相を面積率で80％以上、第２相として面積率で５％以上のマルテンサイト相を含む組織を有する高張力冷延鋼板が提案されている。特許文献３に記載された鋼板は、引張強さが440MPa以上で、高ｒ値と優れた歪時効硬化性および常温非時効性を有するとしている。
特開2000−109966号公報
特開2002−20834号公報
特開2002−146478号公報
しかしながら、特許文献２に記載された技術では、アンモニアを含む雰囲気中での焼鈍が高価であり、また、アンモニアを含む雰囲気中での焼鈍を行うためには、既存の焼鈍設備の大規模な改造を必要とするなど、経済性に問題を残していた。さらに、特許文献３に記載された技術では、実施例からも明らかなように、概ね引張強度が500MPaを超える領域を対象としており、電機用、缶用としては、強度が高すぎて所望の加工性、とくに延性の確保が困難であるという問題があった。また、冷間圧延後箱焼鈍を施し、ついで連続焼鈍を行うための製造コストに問題があった。
本発明は、かかる従来技術の問題を有利に解決し、高価な合金元素の含有量を可能な限り低減した軟鋼並みの組成で、プレス成形性に優れた340MPa級〜440MPa級高張力冷延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記した目的を達成するためには、Cr、Mo等の高価な合金元素を多量に含有させることなく、鋼板組織を軟質なフェライト相と硬質なマルテンサイト相等とからなる複合組織を安定して確保する必要があることに鑑み、このような複合組織の形成に影響する各種要因について、鋭意研究した。その結果、従来あまり積極的に利用されることがなかったＮに着目し、Ｎ含有量を適正範囲に調整することにより、Cr、Mo等の高価な合金元素を多量に含有させることなく、焼鈍後の冷却速度が低く複合組織が得にくい条件下においても、上記したような複合組織を安定して形成でき、55％以下の低降伏比を安定して確保して、成形性に優れた高張力冷延鋼板とできることを見いだした。
まず、本発明の基礎となった実験結果について説明する。
質量％で、0.011％Ｃ−0.001％Ｎ−1.5％Mn系（Ｃ系）組成、および0.001％Ｃ−0.013％Ｎ−1.5％Mn系（Ｎ系）組成の２種の鋼を溶製し、シートバーとした。これらシートバーを、1200℃に加熱し、均熱したのち、仕上圧延終了温度が900℃となるように調整した３パスの熱間圧延により板厚：4.0mmの熱延板とした。なお、得られた熱延板には、仕上圧延終了後、コイル巻取り処理に相当する熱処理（600℃×１ｈ）を施した。ついで、圧下率：75％の冷間圧延を施して、板厚： 1.0mmの冷延板とした。ついで、これら冷延板に、二相域である、800℃まで加熱し60ｓ間保持したのち、300℃までの平均で、８〜500℃／ｓの範囲内の各種冷却速度で冷却する焼鈍処理を施し、ついで酸洗した。なお、この実験では調質圧延は行わなかった。
質量％で、0.011％Ｃ−0.001％Ｎ−1.5％Mn系（Ｃ系）組成、および0.001％Ｃ−0.013％Ｎ−1.5％Mn系（Ｎ系）組成の２種の鋼を溶製し、シートバーとした。これらシートバーを、1200℃に加熱し、均熱したのち、仕上圧延終了温度が900℃となるように調整した３パスの熱間圧延により板厚：4.0mmの熱延板とした。なお、得られた熱延板には、仕上圧延終了後、コイル巻取り処理に相当する熱処理（600℃×１ｈ）を施した。ついで、圧下率：75％の冷間圧延を施して、板厚： 1.0mmの冷延板とした。ついで、これら冷延板に、二相域である、800℃まで加熱し60ｓ間保持したのち、300℃までの平均で、８〜500℃／ｓの範囲内の各種冷却速度で冷却する焼鈍処理を施し、ついで酸洗した。なお、この実験では調質圧延は行わなかった。
得られた鋼板から、圧延方向に直交する方向を試験片の長さ方向として、JIS 13号B試験片の平行部長さを１／２としたハーフサイズの引張試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性を求めた。得られた結果を図１に示す。なお、降伏比（％）は、（降伏強さ／引張強さ）×100（％）で定義される値とした。なお、降伏強さは、降伏点が認められる場合は下降伏点とし、降伏点が定かでない場合は0.2％耐力とした。
図１から、Ｎ系組成は、Ｃ系組成に比べて焼鈍後の広い冷却速度範囲にわたり、降伏強さ（下降伏点）、降伏伸びが低くなりやすく、低い降伏比を確保しやすいことを知見した。すなわち、Ｎ系組成とすることにより、Ｃ系組成に比べて冷却速度が遅くなっても、安定して鋼板組織を軟質なフェライト相と適正量の硬質な相とからなる複合組織とすることができ、優れた成形性を安定して確保することができる。この原因については、現在までのところ詳細は不明であるが、本発明者らは次のように考えている。
冷延板を二相域（フェライト＋オーステナイト）もしくはオーステナイト域の低温領域に加熱し冷却する焼鈍処理の冷却時に、Ｃ系組成では、オーステナイト相がフェライト相と粗大なセメンタイトに分解しやすく、ベイニティックフェライトやマルテンサイト等の低温生成相になりにくい。一方、Ｎ系組成では、焼鈍処理の冷却時に、窒化物が生成し難いため、オーステナイト相が低温まで安定となり、ベイニティックフェライトやマルテンサイト等の低温生成相が形成されやすくなったものと推定される。このようなＮによるオーステナイト相の安定化は、その後の更なる実験により、Ｎ／Ｃ値が0.40以上となる範囲で、顕著となるという知見を得た。
本発明は、上記した知見に基づき、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：0.001〜0.05％、Si：0.4％以下、Mn：0.5〜2.0％、Ｐ：0.08％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.05％以下、Ｎ：0.0080〜0.0250％を含み、かつ固溶状態のＮが0.0050％以上、Ｎ／Alが0.30以上、Ｎ／Ｃが0.40以上であり、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、組織が、体積率で95.0〜99.5％のフェライト相と、体積率で0.5〜5.0％の低温生成相を有する複合組織であることを特徴とする引張強さが340MPa以上の高張力冷延鋼板。
（１）質量％で、Ｃ：0.001〜0.05％、Si：0.4％以下、Mn：0.5〜2.0％、Ｐ：0.08％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.05％以下、Ｎ：0.0080〜0.0250％を含み、かつ固溶状態のＮが0.0050％以上、Ｎ／Alが0.30以上、Ｎ／Ｃが0.40以上であり、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、組織が、体積率で95.0〜99.5％のフェライト相と、体積率で0.5〜5.0％の低温生成相を有する複合組織であることを特徴とする引張強さが340MPa以上の高張力冷延鋼板。
（２）（１）において、鋼板表面にめっき層として、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、および電気亜鉛めっき層のうちのいずれかを有することを特徴とする高張力冷延鋼板。
（３）鋼素材に、熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、焼鈍工程とを順次施して冷延鋼板を製造するに当り、前記鋼素材を、質量％で、Ｃ：0.001〜0.05％、Si：0.4％以下、Mn：0.5〜2.0％、Ｐ：0.08％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.05％以下、Ｎ：0.0080〜0.0250％を含み、かつＮ／Alが0.30以上、Ｎ／Ｃが0.40以上であり、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、前記熱間圧延工程が、前記鋼素材を、加熱温度：1000℃以上の温度に加熱し、粗圧延してシートバーとしたのち、該シートバーに仕上圧延出側温度：800℃以上とする仕上圧延を施し、巻取り温度：750℃以下で巻き取り熱延板とする工程であり、前記冷間圧延工程が、該熱延板に酸洗および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、該冷延板をAc1変態点〜（Ac3変態点＋50℃）の範囲の温度に加熱したのち、平均冷却速度：５℃／ｓ以上の冷却速度で350℃以下の温度域まで冷却する工程であることを特徴とする引張強さが340MPa以上の高張力冷延鋼板の製造方法。
（３）鋼素材に、熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、焼鈍工程とを順次施して冷延鋼板を製造するに当り、前記鋼素材を、質量％で、Ｃ：0.001〜0.05％、Si：0.4％以下、Mn：0.5〜2.0％、Ｐ：0.08％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.05％以下、Ｎ：0.0080〜0.0250％を含み、かつＮ／Alが0.30以上、Ｎ／Ｃが0.40以上であり、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、前記熱間圧延工程が、前記鋼素材を、加熱温度：1000℃以上の温度に加熱し、粗圧延してシートバーとしたのち、該シートバーに仕上圧延出側温度：800℃以上とする仕上圧延を施し、巻取り温度：750℃以下で巻き取り熱延板とする工程であり、前記冷間圧延工程が、該熱延板に酸洗および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、該冷延板をAc1変態点〜（Ac3変態点＋50℃）の範囲の温度に加熱したのち、平均冷却速度：５℃／ｓ以上の冷却速度で350℃以下の温度域まで冷却する工程であることを特徴とする引張強さが340MPa以上の高張力冷延鋼板の製造方法。
（４）（３）において、前記焼鈍工程に引続いて、鋼板表面に電気亜鉛めっき層を形成する電気亜鉛めっき処理工程を施すことを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。
（５）（３）において、前記焼鈍工程に代えて、前記冷延板をAc1変態点〜（Ac3変態点＋50℃）の範囲の温度に加熱したのち、平均冷却速度：５℃／ｓ以上の冷却速度で500℃以下に冷却し、ついで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を施したのち、平均冷却速度：５℃／ｓ以上の冷却速度で350℃以下の温度域まで冷却する焼鈍−溶融亜鉛めっき処理工程とすることを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。
（５）（３）において、前記焼鈍工程に代えて、前記冷延板をAc1変態点〜（Ac3変態点＋50℃）の範囲の温度に加熱したのち、平均冷却速度：５℃／ｓ以上の冷却速度で500℃以下に冷却し、ついで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を施したのち、平均冷却速度：５℃／ｓ以上の冷却速度で350℃以下の温度域まで冷却する焼鈍−溶融亜鉛めっき処理工程とすることを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。
（６）（３）において、前記焼鈍工程に代えて、前記冷延板をAc1変態点〜（Ac3変態点＋50℃）の範囲の温度に加熱したのち、平均冷却速度：５℃／ｓ以上の冷却速度で500℃以下に冷却し、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を施したのち、該溶融亜鉛めっき層を合金化溶融亜鉛めっき層とする合金化処理を施し、ついで平均冷却速度：５℃／ｓ以上の冷却速度で350℃以下の温度域まで冷却する焼鈍−合金化溶融亜鉛めっき処理工程とすることを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。
本発明によれば、高価な合金元素を多量に含有することなく、降状比55％以下であるプレス成形性に優れた340MPa級〜440MPa級高張力冷延鋼板、すなわち、引張強さが340MPa以上概ね500MPa以下の冷延鋼板、を容易に、しかも安価に製造することができ産業上、格段の効果を奏する。また、本発明によれば、焼鈍後の冷却速度が変動しても特性の変化が少なく、鋼板の製造性に優れるという効果もある。また、本発明によれば、成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造も容易となるという効果もある。
本発明鋼板は、引張強さが340MPa以上概ね500MPa以下の340MPa級〜440MPa級高張力冷延鋼板である。
まず、本発明鋼板の組成限定理由について説明する。以下、組成における質量％は、単に％と記す。
Ｃ：0.001〜0.05％
Ｃは、鋼板を高強度化する強化元素であるとともに、オーステナイト相に濃化してオーステナイト相を安定化させる作用を有する元素であり、本発明では重要な元素の一つである。このような効果を得るためには、0.001％以上の含有を必要とする。なお、Ｃを0.001％未満とするには、脱炭に長時間を要し、高コストとなる問題もある。一方、0.05％を超えて含有すると、低温生成相の形成量が多くなり、強度が高くなりすぎて、所望の強度や延性が確保できなくなる。このようなことから、Ｃは0.001〜0.05％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.008〜0.04％、さらに好ましくは0.01〜0.035％、より好ましくは0.01〜0.029％である。
まず、本発明鋼板の組成限定理由について説明する。以下、組成における質量％は、単に％と記す。
Ｃ：0.001〜0.05％
Ｃは、鋼板を高強度化する強化元素であるとともに、オーステナイト相に濃化してオーステナイト相を安定化させる作用を有する元素であり、本発明では重要な元素の一つである。このような効果を得るためには、0.001％以上の含有を必要とする。なお、Ｃを0.001％未満とするには、脱炭に長時間を要し、高コストとなる問題もある。一方、0.05％を超えて含有すると、低温生成相の形成量が多くなり、強度が高くなりすぎて、所望の強度や延性が確保できなくなる。このようなことから、Ｃは0.001〜0.05％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.008〜0.04％、さらに好ましくは0.01〜0.035％、より好ましくは0.01〜0.029％である。
Si：0.4％以下
Siは、鋼の延性を低下させることなく、鋼板を高強度化することができる有用な強化元素であり、さらにSiは焼鈍工程において、炭化物の生成を抑制し未変態オーステナイト相の安定性を向上させる作用を有する。このような効果を得るためには、0.001％以上含有することが好ましく、さらに0.01％以上含有することが望ましい。一方、0.4％を超える含有は、表面性状、化成処理性等の表面美麗性に悪影響を及ぼすとともに、表面美麗性を確保するために長時間の酸洗処理を行う必要があり、製造コストの高騰を招くことになる。このようなことから、Siは0.4％以下に限定した。なお、より表面の美麗性が要求される使途には、0.3％以下とすることが好ましい。
Siは、鋼の延性を低下させることなく、鋼板を高強度化することができる有用な強化元素であり、さらにSiは焼鈍工程において、炭化物の生成を抑制し未変態オーステナイト相の安定性を向上させる作用を有する。このような効果を得るためには、0.001％以上含有することが好ましく、さらに0.01％以上含有することが望ましい。一方、0.4％を超える含有は、表面性状、化成処理性等の表面美麗性に悪影響を及ぼすとともに、表面美麗性を確保するために長時間の酸洗処理を行う必要があり、製造コストの高騰を招くことになる。このようなことから、Siは0.4％以下に限定した。なお、より表面の美麗性が要求される使途には、0.3％以下とすることが好ましい。
Mn：0.5〜2.0％
Mnは、焼入れ性を向上させる元素であり、焼入れ性を介して鋼板の強度増加に大きく寄与するとともに、オーステナイトに濃化しオーステナイト相の安定化に寄与する効果も有する。また、MnはＳと結合し、Ｓ起因の熱間割れを防止する有効な元素であり、含有するＳ量に応じて含有することが好ましい。このような効果を得るためには、0.5％以上の含有を必要とする。一方、2.0％を超える含有は、上記した効果が飽和するとともに、加工性やスポット溶接性を顕著に低下させる。このため、Mnは0.5〜2.0％の範囲に限定した。なお、優れた成形性を要求される使途には、1.8％以下とすることが好ましい。
Mnは、焼入れ性を向上させる元素であり、焼入れ性を介して鋼板の強度増加に大きく寄与するとともに、オーステナイトに濃化しオーステナイト相の安定化に寄与する効果も有する。また、MnはＳと結合し、Ｓ起因の熱間割れを防止する有効な元素であり、含有するＳ量に応じて含有することが好ましい。このような効果を得るためには、0.5％以上の含有を必要とする。一方、2.0％を超える含有は、上記した効果が飽和するとともに、加工性やスポット溶接性を顕著に低下させる。このため、Mnは0.5〜2.0％の範囲に限定した。なお、優れた成形性を要求される使途には、1.8％以下とすることが好ましい。
Ｐ：0.08％以下
Ｐは、鋼を強化する作用を有する元素であり、所望の強度に応じて0.005％以上含有させることもできるが、0.08％を超える多量の含有は、溶接性や加工後の低温靭性を低下させる。このため、Ｐは0.08％以下に限定した。なお、優れた溶接性や優れた靭性を要求される使途には0.05％以下とすることが好ましい。溶接性や靭性の観点から、より好ましくは0.03％以下である。
Ｐは、鋼を強化する作用を有する元素であり、所望の強度に応じて0.005％以上含有させることもできるが、0.08％を超える多量の含有は、溶接性や加工後の低温靭性を低下させる。このため、Ｐは0.08％以下に限定した。なお、優れた溶接性や優れた靭性を要求される使途には0.05％以下とすることが好ましい。溶接性や靭性の観点から、より好ましくは0.03％以下である。
Ｓ：0.005％以下
Ｓは、鋼中では硫化物系介在物として存在し、鋼板の延性、成形性、とくに伸びフランジ成形性を低下させる元素であり、できるかぎり低減することが望ましいが、0.005％以下に低減すると伸びフランジ成形性への悪影響が許容できる程度となる。このため、Ｓは0.005％以下に限定した。なお、より優れた伸びフランジ成形性や、優れた溶接性を要求される使途には、0.003％以下とすることが好ましい。
Ｓは、鋼中では硫化物系介在物として存在し、鋼板の延性、成形性、とくに伸びフランジ成形性を低下させる元素であり、できるかぎり低減することが望ましいが、0.005％以下に低減すると伸びフランジ成形性への悪影響が許容できる程度となる。このため、Ｓは0.005％以下に限定した。なお、より優れた伸びフランジ成形性や、優れた溶接性を要求される使途には、0.003％以下とすることが好ましい。
Al：0.05％以下
Alは、脱酸剤として作用し、鋼板の清浄度を向上させるとともに、鋼板組織の微細化に寄与する有用な元素である。このような効果を得るためには0.001％以上、より好ましくは0.005％以上含有することが望ましいが、0.05％を超える多量の含有は、鋼板の表面性状を低下させるとともに、固溶Ｎ量の顕著な低下に繋がり、固溶Ｎによるオーステナイト相の安定化を介して形成される硬質な低温生成相量が低下し、所望の複合組織を形成することが困難となる。このため、本発明ではAlは0.05％以下に限定した。なお、材質の安定性という観点からは0.001〜0.03％とすることが好ましい。
Alは、脱酸剤として作用し、鋼板の清浄度を向上させるとともに、鋼板組織の微細化に寄与する有用な元素である。このような効果を得るためには0.001％以上、より好ましくは0.005％以上含有することが望ましいが、0.05％を超える多量の含有は、鋼板の表面性状を低下させるとともに、固溶Ｎ量の顕著な低下に繋がり、固溶Ｎによるオーステナイト相の安定化を介して形成される硬質な低温生成相量が低下し、所望の複合組織を形成することが困難となる。このため、本発明ではAlは0.05％以下に限定した。なお、材質の安定性という観点からは0.001〜0.03％とすることが好ましい。
Ｎ：0.0080〜0.0250％
Ｎは、Ｃと同様に、オーステナイト相に濃化してオーステナイト相を安定化する作用を有し、焼鈍工程の冷却時における、硬質な低温生成相の形成に有効に作用する元素であり、優れたプレス成形性を発現させるうえで、本発明では重要な元素である。また、Ｎは、鋼の変態点を降下させる作用も有しており、変態点を大きく割り込んだ熱間圧延をしたくないという場合にはＮの添加は有効である。このような効果を得るためには0.0080％以上の含有を必要とする。一方、0.0250％を超える含有は、鋼板の内部欠陥の発生率が高くなると共に、連続鋳造時の鋳片割れなどの発生が顕著となる。このため、Ｎは0.0080〜0.0250％の範囲に限定した。なお、製造工程全体を考慮した材質の安定性、歩留向上という観点からは、0.0100〜0.0180％とすることが好ましい。なお、この程度のＮ含有では鋼板の溶接性には悪影響は全くない。
Ｎは、Ｃと同様に、オーステナイト相に濃化してオーステナイト相を安定化する作用を有し、焼鈍工程の冷却時における、硬質な低温生成相の形成に有効に作用する元素であり、優れたプレス成形性を発現させるうえで、本発明では重要な元素である。また、Ｎは、鋼の変態点を降下させる作用も有しており、変態点を大きく割り込んだ熱間圧延をしたくないという場合にはＮの添加は有効である。このような効果を得るためには0.0080％以上の含有を必要とする。一方、0.0250％を超える含有は、鋼板の内部欠陥の発生率が高くなると共に、連続鋳造時の鋳片割れなどの発生が顕著となる。このため、Ｎは0.0080〜0.0250％の範囲に限定した。なお、製造工程全体を考慮した材質の安定性、歩留向上という観点からは、0.0100〜0.0180％とすることが好ましい。なお、この程度のＮ含有では鋼板の溶接性には悪影響は全くない。
固溶状態のＮ：0.0050％以上
オーステナイト相の安定化を図り、硬質な低温生成相を所望量形成させ、所望の複合組織を安定して確保するためには、固溶状態のＮを0.0050％以上確保することが肝要である。なお、焼鈍処理の冷却時の冷却速度が遅く、さらに安定して硬質な低温生成相を確保する必要がある場合には、固溶状態のＮ量は0.0080％以上とすることが好ましい。なお、固溶状態のＮ量の上限は、固溶限のＮ量としてもよいが、例えば、0.020％程度もあれば十分である。ここでいう「固溶状態のＮ」とは、鋼中の全Ｎ量から、析出Ｎ量を差し引いた値をいう。なお、ここでいう「析出Ｎ量」は、対象とする鋼板から採取した試料について、アセチルアセトン系の電解液中での定電位電解法を行い抽出した、残渣中のＮ量を化学分析により求めたＮ量をいう。
オーステナイト相の安定化を図り、硬質な低温生成相を所望量形成させ、所望の複合組織を安定して確保するためには、固溶状態のＮを0.0050％以上確保することが肝要である。なお、焼鈍処理の冷却時の冷却速度が遅く、さらに安定して硬質な低温生成相を確保する必要がある場合には、固溶状態のＮ量は0.0080％以上とすることが好ましい。なお、固溶状態のＮ量の上限は、固溶限のＮ量としてもよいが、例えば、0.020％程度もあれば十分である。ここでいう「固溶状態のＮ」とは、鋼中の全Ｎ量から、析出Ｎ量を差し引いた値をいう。なお、ここでいう「析出Ｎ量」は、対象とする鋼板から採取した試料について、アセチルアセトン系の電解液中での定電位電解法を行い抽出した、残渣中のＮ量を化学分析により求めたＮ量をいう。
Ｎ／Al：0.30以上
Ｎによるオーステナイト相の安定化を介して所望の複合組織を有する鋼板を得る本発明では、所定量以上の固溶状態のＮを確保するため、Ｎを固定する作用のあるAlの含有量をＮ含有量との関係で所定範囲に制限することが肝要となる。本発明では、上記したＮ，Alの範囲内でかつ、Ｎ含有量とAl含有量との比、Ｎ／Alを0.30以上に調整する。これにより、焼鈍後に安定して固溶状態のＮを0.0050％以上確保することができ、目標とする成形性が確保できることを確認した。このようなことから、本発明ではＮ／Alを0.30以上に限定した。なお、好ましくは、0.40以上であり、より好ましくは0.50以上である。なお、Ｎ／Alの上限は、とくに規定する必要がないが、例えば４程度とすればよい。
Ｎによるオーステナイト相の安定化を介して所望の複合組織を有する鋼板を得る本発明では、所定量以上の固溶状態のＮを確保するため、Ｎを固定する作用のあるAlの含有量をＮ含有量との関係で所定範囲に制限することが肝要となる。本発明では、上記したＮ，Alの範囲内でかつ、Ｎ含有量とAl含有量との比、Ｎ／Alを0.30以上に調整する。これにより、焼鈍後に安定して固溶状態のＮを0.0050％以上確保することができ、目標とする成形性が確保できることを確認した。このようなことから、本発明ではＮ／Alを0.30以上に限定した。なお、好ましくは、0.40以上であり、より好ましくは0.50以上である。なお、Ｎ／Alの上限は、とくに規定する必要がないが、例えば４程度とすればよい。
Ｎ／Ｃ：0.40以上
Ｃ，Ｎともに、オーステナイト相を安定化させる元素であるが、上記したようにＣに比べてＮを利用してオーステナイト相を安定化させた方が、安定して所望量の低温生成相を確保することができる。とくにN含有量とＣ含有量との比である、Ｎ／Ｃを0.40以上に調整することにより、その効果が顕著となる。このようなことから、本発明ではＮ／Ｃを、0.40以上に限定した。なお、好ましくは0.50以上である。なお、Ｎ／Ｃの上限は、とくに規定する必要がないが、例えば20程度とすればよい。
Ｃ，Ｎともに、オーステナイト相を安定化させる元素であるが、上記したようにＣに比べてＮを利用してオーステナイト相を安定化させた方が、安定して所望量の低温生成相を確保することができる。とくにN含有量とＣ含有量との比である、Ｎ／Ｃを0.40以上に調整することにより、その効果が顕著となる。このようなことから、本発明ではＮ／Ｃを、0.40以上に限定した。なお、好ましくは0.50以上である。なお、Ｎ／Ｃの上限は、とくに規定する必要がないが、例えば20程度とすればよい。
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。不可避的不純物としては、Sb：0.01％以下、Sn：0.1％以下、Zn：0.01％以下、Co：0.1％以下等が許容できる。なお、Ca、REM、Zr等は、通常の鋼組成の範囲内であれば含有しても何ら問題はない。
つぎに、本発明鋼板の組織の限定理由について説明する。
本発明鋼板は、主相として組織全体に対する体積率で95.0〜99.5％のフェライト相と、第二相として組織全体に対する体積率で0.5〜5.0％の低温生成相を有する複合組織鋼板である。主相であるフェライト相が組織全体に対する体積率で95.0％未満では、高い延性を確保することが困難となり、プレス成形性が低下する傾向となり、高度な加工性を必要とする部材用鋼板として要求されるプレス成形性を確保することが難しくなる。一方、複合組織の利点を利用するため、主相であるフェライト相は体積率で99.5％以下とする必要がある。このようなことから、主相であるフェライト相は体積率で95.0〜99.5％の範囲に限定した。なお、更なる高い延性が要求される使途にはフェライト相は体積率で97.0％以上とすることが好ましい。
つぎに、本発明鋼板の組織の限定理由について説明する。
本発明鋼板は、主相として組織全体に対する体積率で95.0〜99.5％のフェライト相と、第二相として組織全体に対する体積率で0.5〜5.0％の低温生成相を有する複合組織鋼板である。主相であるフェライト相が組織全体に対する体積率で95.0％未満では、高い延性を確保することが困難となり、プレス成形性が低下する傾向となり、高度な加工性を必要とする部材用鋼板として要求されるプレス成形性を確保することが難しくなる。一方、複合組織の利点を利用するため、主相であるフェライト相は体積率で99.5％以下とする必要がある。このようなことから、主相であるフェライト相は体積率で95.0〜99.5％の範囲に限定した。なお、更なる高い延性が要求される使途にはフェライト相は体積率で97.0％以上とすることが好ましい。
第二相である低温生成相が体積率で0.5％未満では、降伏比を55％以下として高いプレス成形性を確保することができない。一方、5.0％を超えて低温生成相が多くなると、延性の低下が著しくなる。このようなことから、第二相である低温生成相を体積率で0.5〜5.0％の範囲に限定した。なお、更なる高いプレス成形性が要求される使途には、第二相である低温生成相は体積率で１％以上とすることが好ましい。ここでいう「低温生成相」とは、硬質のマルテンサイト相および／またはベイニティックフェライト相とする。
なお、本発明鋼板においては、上記したフェライト相（主相）と低温生成相（第二相）とからなる複合組織とすることが好ましいが、上記した主相、第二相以外に、不可避的に生成される若干量（例えば体積率で2.0％以下程度）のパーライト相等のその他の相の含有が許容できる。この場合、主相、第二相の合計量は体積率で98％以上となる。
本発明の冷延鋼板では、鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、および電気亜鉛めっき層のうちのいずれかのめっき（表面処理）層を形成してもよい。すなわち、本発明の冷延鋼板では、表面に亜鉛めっき層を有する冷延鋼板、いわゆる亜鉛めっき冷延鋼板としてもよい。
本発明の冷延鋼板では、鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、および電気亜鉛めっき層のうちのいずれかのめっき（表面処理）層を形成してもよい。すなわち、本発明の冷延鋼板では、表面に亜鉛めっき層を有する冷延鋼板、いわゆる亜鉛めっき冷延鋼板としてもよい。
つぎに、本発明鋼板の好ましい製造方法について説明する。
本発明の冷延鋼板は、鋼素材に、熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、焼鈍工程とを順次施して製造される。鋼素材の製造方法はとくに限定されないが、上記した組成の溶鋼を転炉等の通常の溶製方法で溶製したのち、連続鋳造法等の通常の方法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。なお、鋼素材（スラブ）は、造塊法、薄スラブ鋳造法によって製造してもよいことは言うまでもない。
本発明の冷延鋼板は、鋼素材に、熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、焼鈍工程とを順次施して製造される。鋼素材の製造方法はとくに限定されないが、上記した組成の溶鋼を転炉等の通常の溶製方法で溶製したのち、連続鋳造法等の通常の方法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。なお、鋼素材（スラブ）は、造塊法、薄スラブ鋳造法によって製造してもよいことは言うまでもない。
製造された鋼素材（スラブ）には、ついで熱間圧延工程が施される。熱間圧延のための加熱は、鋼素材の保有熱量に応じて、一旦室温まで冷却し、その後再加熱のために加熱炉に装入する方法、あるいは室温まで冷却することなく温片のままで加熱炉に装入する方法、あるいはわずかの保熱を行ったのち直ちに圧延する直送圧延・直接圧延法のいずれも適用することが可能である。なお、直送圧延法は、固溶状態のＮを有効に確保するために、有用な技術の一つである。
鋼素材の加熱温度は、1000℃以上とすることが好ましい。
鋼素材の加熱温度が1000℃未満では、初期状態として所定量の固溶状態のＮを確保することができない。一方、加熱温度の上限はとくに規定しないが、酸化重量の増加に伴うスケールロスの増大という観点から、1280℃以下とすることが好ましい。
加熱された鋼素材は、粗圧延を施されシートバーとされる。シートバーは、ついで仕上圧延を施されて熱延板とされる。仕上圧延は、仕上圧延出側温度が800℃以上となる圧延とする。仕上圧延出側温度を800℃以上とすることにより、均一微細な組織を有する熱延板とすることができる。仕上圧延出側温度が800℃未満では、得られる熱延板組織が不均一となり、焼鈍後にも組織の不均一が残留し、プレス成形時に種々の不具合（例えば、不均一組織部における亀裂発生等）が発生する危険性が増大する。仕上圧延出側温度が800℃未満と低温になった場合には、加工組織の残留を回避するため高い巻取り温度を採用しても、粗大粒が発生してプレス成形時に種々の不具合が生じることになる。このようなことから、仕上圧延出側温度を800℃以上に限定した。仕上圧延出側温度の上限は、とくに限定されないが、1000℃以下とすることが、スケール疵の発生を防止する観点から好ましい。なお、更なる特性向上の観点から仕上圧延出側温度を820℃以上とすることが好ましい。
鋼素材の加熱温度が1000℃未満では、初期状態として所定量の固溶状態のＮを確保することができない。一方、加熱温度の上限はとくに規定しないが、酸化重量の増加に伴うスケールロスの増大という観点から、1280℃以下とすることが好ましい。
加熱された鋼素材は、粗圧延を施されシートバーとされる。シートバーは、ついで仕上圧延を施されて熱延板とされる。仕上圧延は、仕上圧延出側温度が800℃以上となる圧延とする。仕上圧延出側温度を800℃以上とすることにより、均一微細な組織を有する熱延板とすることができる。仕上圧延出側温度が800℃未満では、得られる熱延板組織が不均一となり、焼鈍後にも組織の不均一が残留し、プレス成形時に種々の不具合（例えば、不均一組織部における亀裂発生等）が発生する危険性が増大する。仕上圧延出側温度が800℃未満と低温になった場合には、加工組織の残留を回避するため高い巻取り温度を採用しても、粗大粒が発生してプレス成形時に種々の不具合が生じることになる。このようなことから、仕上圧延出側温度を800℃以上に限定した。仕上圧延出側温度の上限は、とくに限定されないが、1000℃以下とすることが、スケール疵の発生を防止する観点から好ましい。なお、更なる特性向上の観点から仕上圧延出側温度を820℃以上とすることが好ましい。
仕上圧延終了後、熱延板はコイル状に巻き取られるが、巻取り温度は750℃以下とすることが好ましい。巻取り温度が低下するにしたがい、強度は増加する傾向となる。本発明鋼板の目標強度である、340MPa以上の引張強さを確保するためには、巻取り温度を750℃以下とすることが好ましい。なお、巻取り温度の下限はとくに限定されないが、200℃以上とすることが、鋼板の形状や材質の均一性の観点から好ましい。巻取り温度が200℃未満となると、鋼板形状が顕著に乱れだし、その後の工程で不具合を発生する危険性が増大するとともに、材質の均一性が低下する傾向となる。なお、更なる材質の均一性が要求される使途の場合には、巻取り温度を300℃以上とすることがより好ましい。
得られた熱延板には、ついで冷間圧延工程が施される。冷間圧延工程は、熱延板に酸洗および冷間圧延を施し冷延板とする工程とする。酸洗は、熱延板表面のスケールを除去できる方法であればよく、常用の酸洗方法を含めとくに限定されない。なお、熱延板表面のスケールが、極めて薄い場合には、酸洗を行うことなく、冷間圧延を行ってよいことは言うまでもない。また、冷間圧延は、所望の寸法形状の冷延板とすることができれば、圧下率等の冷延条件はとくに限定されない。なお、表面の平坦度、組織の均一性の観点から、冷延圧下率は40％以上とすることが好ましい。
得られた冷延板には、ついで、焼鈍工程が施される。焼鈍工程は、冷延板をAc1変態点〜（Ac3変態点＋50℃）の範囲の温度に加熱したのち、平均冷却速度：５℃／ｓ以上の冷却速度で350℃以下の温度域まで冷却する工程とする。なお、冷延板の焼鈍は、連続焼鈍ライン、あるいは連続溶融亜鉛めっきラインを利用した処理とすることが好ましい。なお、冷却速度の上限は、材料特性を向上させるという観点からはとくに限定されないが、使用する冷却設備の能力に依存して決定される。通常の冷却設備で得られる冷却速度は、最大で50℃／ｓ程度である。
焼鈍温度が、Ac1変態点未満では、焼鈍後に硬質な低温生成相が形成されない。一方、焼鈍温度が、（Ac3変態点＋50℃）を超えて高温となると、Ｎによるオーステナイト相の安定化が希釈されて、焼鈍後の冷却時に、安定して所定量の硬質な低温生成相を形成することが困難となる。このため、焼鈍温度はAc1変態点〜（Ac3変態点＋50℃）の範囲の温度とすることが好ましい。なお、変態点は、熱膨張測定から求めた値を使用するものとする。
また、焼鈍温度における保持時間は、10〜120ｓとすることが好ましい。焼鈍温度における保持時間が10ｓ未満では、再結晶や粒成長が十分に進行しない場合があり、成形性が低下する。一方、保持時間が120ｓを超えて長くなると、焼鈍処理時間の増加に伴う経済性の低下を招く。
焼鈍後は、上記した焼鈍温度から平均冷却速度で５℃／ｓ以上の冷却速度で、350℃以下の温度域まで冷却する、すなわち350℃以下の冷却停止温度までの平均冷却速度を５℃／ｓ以上とすることが好ましい。冷却速度が５℃／ｓ未満では、第二相を所望の低温生成相とすることが困難となる。冷却が上記した範囲から外れると、未変態オーステナイトがフェライトとセメンタイトに分解し、所望の低温生成相を確保することが困難となる。
焼鈍後は、上記した焼鈍温度から平均冷却速度で５℃／ｓ以上の冷却速度で、350℃以下の温度域まで冷却する、すなわち350℃以下の冷却停止温度までの平均冷却速度を５℃／ｓ以上とすることが好ましい。冷却速度が５℃／ｓ未満では、第二相を所望の低温生成相とすることが困難となる。冷却が上記した範囲から外れると、未変態オーステナイトがフェライトとセメンタイトに分解し、所望の低温生成相を確保することが困難となる。
また、本発明では、上記した焼鈍工程に続いて、電気亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき処理、あるいは合金化溶融亜鉛めっき処理を施して、鋼板の表面にめっき層を形成するめっき処理工程を施してもよい。電気亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき処理、あるいは合金化溶融亜鉛めっき処理の条件はとくに限定する必要はなく、常用の処理方法がいずれも適用できる。なお、溶融亜鉛めっき処理、あるいは合金化溶融亜鉛めっき処理では、所定量の低温生成相を確保するため、処理後の冷却を平均で５℃／ｓ以上の平均冷却速度で350℃以下の温度域まで行う必要がある。
また、連続溶融亜鉛めっきラインを利用して、焼鈍と溶融亜鉛めっき処理とを連続して行う焼鈍−溶融亜鉛めっき処理工程あるいは焼鈍、溶融亜鉛めっき処理および合金化処理を連続して行う焼鈍−合金化溶融亜鉛めっき処理工程とすることが好ましい。
焼鈍と溶融亜鉛めっき処理あるいは合金化溶融亜鉛めっき処理を連続して行う場合には、つぎのような工程とすることが好ましい。
焼鈍と溶融亜鉛めっき処理あるいは合金化溶融亜鉛めっき処理を連続して行う場合には、つぎのような工程とすることが好ましい。
焼鈍と溶融亜鉛めっき処理を連続して行う場合には、冷延板をAc1変態点〜（Ac3変態点＋50℃）の範囲の温度に加熱したのち、平均冷却速度：５℃／ｓ以上の冷却速度で500℃以下に冷却し、ついで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を施したのち、平均冷却速度：５℃／ｓ以上の冷却速度で350℃以下の温度域まで冷却する焼鈍−溶融亜鉛めっき処理工程とすることが好ましい。また、焼鈍、溶融亜鉛めっき処理および合金化処理を連続して行う場合には、冷延板をAc1変態点〜（Ac3変態点＋50℃）の範囲の温度に加熱したのち、平均冷却速度：５℃／ｓ以上の冷却速度で500℃以下に冷却し、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を施したのち、該溶融亜鉛めっき層を合金化溶融亜鉛めっき層とする合金化処理を施し、ついで平均冷却速度：５℃／ｓ以上の冷却速度で350℃以下の温度域まで冷却する焼鈍−合金化溶融亜鉛めっき処理工程とすることが好ましい。
いずれの処理の場合も、通常行われているように、加熱後溶融亜鉛めっき浴温近傍まで、具体的には500℃以下に冷却するが、この際の冷却速度を、所定量の低温生成相を確保するため、平均冷却速度５℃／ｓ以上とし、また溶融亜鉛めっき処理後、あるいは合金化処理を施す場合は合金化処理後、350℃以下の温度域まで平均冷却速度：５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する。冷却が上記した範囲から外れると、未変態オーステナイトがフェライトとセメンタイトに分解し、所定量の低温生成相の確保が困難となる。
なお、溶融亜鉛めっき処理前の冷却停止温度は上記したように500℃以下とするが、より好ましくは（めっき浴温＋20℃）以下であり、めっき浴温直上まで冷却してもよいし、めっき浴温以下、例えば（めっき浴温−60℃）程度まで冷却してもよい。
なお、本発明では、上記した焼鈍工程、焼鈍−溶融亜鉛めっき処理工程、焼鈍−合金化溶融亜鉛めっき処理工程の後、常法に従い形状矯正や粗度調整などの目的で、伸び率：0.2〜1.5％程度の調質圧延を施してもよい。なお、降伏比を低くする観点からは、0.2〜0.6％程度の伸び率とすることが好ましい。
なお、本発明では、上記した焼鈍工程、焼鈍−溶融亜鉛めっき処理工程、焼鈍−合金化溶融亜鉛めっき処理工程の後、常法に従い形状矯正や粗度調整などの目的で、伸び率：0.2〜1.5％程度の調質圧延を施してもよい。なお、降伏比を低くする観点からは、0.2〜0.6％程度の伸び率とすることが好ましい。
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（鋼素材）とした。これらスラブ（鋼素材）に表２に示す条件で熱間圧延工程を施し、熱延板（熱延鋼帯）（板厚：4.0mm）とした。ついで、これら熱延板に、酸洗、および圧下率：80％の冷間圧延を施す冷間圧延工程を施し冷延板（冷延鋼帯）（板厚：0.8mm）とした。ついで、これら冷延板に、連続焼鈍ライン、溶融亜鉛めっきラインで焼鈍処理、あるいはさらに溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理を施す、焼鈍工程、あるいは焼鈍−溶融亜鉛めっき処理工程、焼鈍−合金化溶融亜鉛めっき処理工程を施した。なお、溶融亜鉛めっき処理あるいは合金化溶融亜鉛めっき処理においては、めっき浴温：460℃、合金化処理温度：500℃とした。一部の鋼板については、連続焼鈍ラインで焼鈍工程を行ったのち、酸洗しついで電気亜鉛めっきラインで電気亜鉛めっき処理を施す電気亜鉛めっき処理工程を行った。得られた鋼板（鋼帯）には、表2に示すように伸び率：0.3％の調質圧延を施した。なお、一部の鋼板では調質圧延の伸び率の影響を把握するため、表２に示すように伸び率を変化させた。
得られた鋼板から試験片を採取して、組織観察、引張試験、めっき性試験、固溶状態のＮ量測定を実施した。試験方法は次のとおりとした。
（１）組織観察
得られた鋼板から組織試験片を採取して、圧延方向に直交する断面（Ｃ断面）について、研磨しナイタールで腐食して、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、画像解析装置を利用して組織の種類を同定するとともに、各相の組織分率を求め、これを体積率とした。
（１）組織観察
得られた鋼板から組織試験片を採取して、圧延方向に直交する断面（Ｃ断面）について、研磨しナイタールで腐食して、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、画像解析装置を利用して組織の種類を同定するとともに、各相の組織分率を求め、これを体積率とした。
（２）引張試験
得られた鋼板から、引張方向が圧延方向と直交する方向となるようにJIS５号引張試験片を採取して、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性（降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ、降伏点伸びYS−EL）を求めた。得られたＹＳ、ＴＳから降伏比ＹＲ（＝（YS/TS）×100％）を算出した。
得られた鋼板から、引張方向が圧延方向と直交する方向となるようにJIS５号引張試験片を採取して、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性（降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ、降伏点伸びYS−EL）を求めた。得られたＹＳ、ＴＳから降伏比ＹＲ（＝（YS/TS）×100％）を算出した。
（３）めっき性試験
鋼板表面にめっき層を形成した鋼板について、全長にわたり鋼板表面を目視で、不めっき欠陥の有無を観察し、めっき性を評価した。
（４）固溶状態のＮ量測定
得られた鋼板から電解抽出分析用試験片を採取し、アセチルアセトン系の電解液中で定電位電解法を行い残渣を抽出し、該残渣中のＮ量を化学分析により求め、これを析出Ｎ量とした。この析出Ｎ量を全Ｎ量から差し引いた値を、固溶状態のＮ量とした。
鋼板表面にめっき層を形成した鋼板について、全長にわたり鋼板表面を目視で、不めっき欠陥の有無を観察し、めっき性を評価した。
（４）固溶状態のＮ量測定
得られた鋼板から電解抽出分析用試験片を採取し、アセチルアセトン系の電解液中で定電位電解法を行い残渣を抽出し、該残渣中のＮ量を化学分析により求め、これを析出Ｎ量とした。この析出Ｎ量を全Ｎ量から差し引いた値を、固溶状態のＮ量とした。
なお、各鋼板の変態点は、熱膨張測定により求めた。
得られた結果を表３に示す。
得られた結果を表３に示す。
本発明例はいずれも、引張強さ：340MPa以上500MPa以下の高強度と、55％以下の低降伏比を示し、優れたプレス成形性を有する高張力冷延鋼板となっている。また、降伏点伸びも少ない。また、本発明例はいずれも、不めっき欠陥の発生はなく、めっき性の低下は認められなかった。なお、降伏比をより低くするうえでは、調質圧延の伸び率を0.2〜0.6％とすることが効果的である（鋼板No.13、No.14参照）。一方、本発明の範囲を外れる比較例は降伏比が55％を超えて高く、降伏点伸びが大きく、プレス成形性が低下している。
なお、参考までに、得られた鋼板（本発明例）から、引張方向を圧延方向に対し、平行（０°）、45°、90°とするJIS５号引張試験片を採取して、JIS Z 2254の規定に準拠して、ランクフォード値（ｒ値）を求めた。なお、得られた各方向におけるｒ値から、次式
平均ｒ値＝（ｒ０＋２ｒ45＋ｒ90）／４
（ここで、ｒ０：０°方向のｒ値、２ｒ45：45°方向のｒ値、ｒ90：90°方向のｒ値
）
により、平均ｒ値を算出した。
平均ｒ値＝（ｒ０＋２ｒ45＋ｒ90）／４
（ここで、ｒ０：０°方向のｒ値、２ｒ45：45°方向のｒ値、ｒ90：90°方向のｒ値
）
により、平均ｒ値を算出した。
各本発明例について、得られた平均ｒ値は、0.7〜1.2の範囲であり、全て1.3未満であった。このような平均ｒ値を有する鋼板であっても、図１に示すように本発明では、広範囲な焼鈍後の冷却速度にわたり、55％以下の低降伏比を確保できており、本発明が目的とする成形性には問題を生じない。
Claims (6)
- 質量％で、
Ｃ：0.001〜0.05％、 Si：0.4％以下、
Mn：0.5〜2.0％、 Ｐ：0.08％以下、
Ｓ：0.005％以下、 Al：0.05％以下、
Ｎ：0.0080〜0.0250％
を含み、かつ固溶状態のＮが0.0050％以上、Ｎ／Alが0.30以上、Ｎ／Ｃが0.40以上であり、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、組織が、体積率で95.0〜99.5％のフェライト相と、体積率で0.5〜5.0％の低温生成相を有する複合組織であることを特徴とする引張強さが340MPa以上の高張力冷延鋼板。 - 鋼板表面にめっき層として、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、および電気亜鉛めっき層のうちのいずれかを有することを特徴とする請求項１に記載の高張力冷延鋼板。
- 鋼素材に、熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、焼鈍工程とを順次施して冷延鋼板を製造するに当り、前記鋼素材を、
質量％で、
Ｃ：0.001〜0.05％、 Si：0.4％以下、
Mn：0.5〜2.0％、 Ｐ：0.08％以下、
Ｓ：0.005％以下、 Al：0.05％以下、
Ｎ：0.0080〜0.0250％
を含み、かつＮ／Alが0.30以上、Ｎ／Ｃが0.40以上であり、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、
前記熱間圧延工程が、前記鋼素材を、加熱温度：1000℃以上の温度に加熱し、粗圧延してシートバーとしたのち、該シートバーに仕上圧延出側温度：800℃以上とする仕上圧延を施し、巻取り温度：750℃以下で巻き取り熱延板とする工程であり、
前記冷間圧延工程が、該熱延板に酸洗および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、該冷延板をAc1変態点〜（Ac3変態点＋50℃）の範囲の温度に加熱したのち、平均冷却速度：５℃／ｓ以上の冷却速度で350℃以下の温度域まで冷却する工程であることを特徴とする引張強さが340MPa以上の高張力冷延鋼板の製造方法。 - 前記焼鈍工程に引続いて、鋼板表面に電気亜鉛めっき層を形成する電気亜鉛めっき処理工程を施すことを特徴とする請求項３に記載の高張力冷延鋼板の製造方法。
- 前記焼鈍工程に代えて、前記冷延板をAc1変態点〜（Ac3変態点＋50℃）の範囲の温度に加熱したのち、平均冷却速度：５℃／ｓ以上の冷却速度で500℃以下に冷却し、ついで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を施したのち、平均冷却速度：５℃／ｓ以上の冷却速度で350℃以下の温度域まで冷却する焼鈍−溶融亜鉛めっき処理工程とすることを特徴とする請求項３に記載の高張力冷延鋼板の製造方法。
- 前記焼鈍工程に代えて、前記冷延板をAc1変態点〜（Ac3変態点＋50℃）の範囲の温度に加熱したのち、平均冷却速度：５℃／ｓ以上の冷却速度で500℃以下に冷却し、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を施したのち、該溶融亜鉛めっき層を合金化溶融亜鉛めっき層とする合金化処理を施し、ついで平均冷却速度：５℃／ｓ以上の冷却速度で350℃以下の温度域まで冷却する焼鈍−合金化溶融亜鉛めっき処理工程とすることを特徴とする請求項３に記載の高張力冷延鋼板の製造方法。
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