JP5471837B2 - 焼付硬化性冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、焼付硬化性冷延鋼板およびその製造方法に関する。
産業技術分野が高度に分業化した今日、各技術分野において用いられる材料には、特殊かつ高度な性能が要求されている。例えば、プレス成形して使用される鋼板については、プレス形状の多様化に伴い、より優れた成形性が必要とされている。特に、自動車用鋼板に関しては、地球環境への配慮から、車体を軽量化して燃費を向上させることが検討されており。これにより、薄肉高成形性鋼板の需要が著しく高まってきている。そして、プレス成形においては、使用される鋼板の厚さが薄いほど、割れやしわが発生しやすくなるため、より高い深絞り性やより低い降伏応力などの成形性に優れた鋼板が必要とされる。
これまでに、自動車のアウターパネル等の用途に適した深絞り用冷延鋼板として、極低炭素鋼にＴｉやＮｂを添加した、いわゆるＩＦ鋼板について多くの提案がなされている。ＩＦ鋼板は、鋼中のＣおよびＮをＴｉＣやＴｉＮ等として析出固定し、固溶状態のＣやＮが鋼中に存在しない状態としている。このため、再結晶焼鈍時に深絞り性に好ましい集合組織が形成され、優れた成形性を得ることができる。
一方、アウターパネルに供される鋼板には、プレス成形前における成形性のみならず、プレス成形後において外部から応力に対する凹みにくさを意味する耐デント性が要求される。耐デント性はアウターパネルに必須とされる性能である。耐デント性を高めるには、塑性変形が生じにくいようにすること、すなわち、降伏応力が高くすることが有効である。
このようなプレス成形前における成形性とプレス成形後における耐デント性という要求に応える鋼板として焼付硬化性鋼板（以下、「ＢＨ鋼板」ともいう。）が知られている。例えば、特許文献１に提案されている。
ＢＨ鋼板は、歪時効硬化現象を利用するものであり、鋼中に固溶状態のＣ（以下、「固溶Ｃ」ともいう。）を含有させることにより、プレス成形前においては良好なプレス成形性を確保し、プレス成形後においては、塗装焼付処理を施すことにより、プレス成形により導入した転位に上記固溶Ｃを固着させて降伏応力を高め、これにより良好な耐デント性を確保するものである。
このようにＢＨ鋼板は、プレス成形前における成形性とプレス成形後における耐デント性という要求に応える鋼板として広く使用されている。
しかし、近年のさらなる高強度化のニーズの高まりにより以下の問題が生じている。
しかし、近年のさらなる高強度化のニーズの高まりにより以下の問題が生じている。
すなわち、ＢＨ鋼板は、上述したように鋼中に固溶Ｃを含有させるものであるため、再結晶焼鈍における結晶粒の粒成長性が阻害されて結晶粒が細粒になる傾向にあり、その結果、降伏応力が高くなる傾向にある。降伏応力が高いと成型性が低下するので好ましくない。特に、ドアアウターパネル用途においては、降伏応力が高いと面歪が生じやすくなって外観性状を悪化させるため、降伏応力が低いことが要求される。
一方、近年のさらなる高強度化の要求に応えるには、ＭｎやＣｒ等の強化元素を含有させることにより鋼板強度を高めることが必要である。しかし、ＭｎやＣｒ等の強化元素を含有させると、降伏応力も増大してしまう。上述したように、ＢＨ鋼板は、元来降伏応力が高くなる傾向にあるため、降伏応力の上昇を抑制しつつＢＨ鋼板の強度を高めることは困難である。
上述したように、特許文献１には焼付硬化性冷延鋼板が提案されているが、降伏応力の上昇による成形性の低下に関しては検討されておらず、成形性の良い鋼板を安定して得ることは困難である。
本発明は、上述した従来技術に鑑みてなされたものであり、プレス成形前においては降伏応力が低くプレス成形性に優れるとともに、プレス成形後においては塗装焼付処理等の熱処理が施されることにより降伏応力が高められて良好な耐デント性を発現しうる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、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った。
その結果、鋼中に固溶Ｃを含有させるものであるために、再結晶焼鈍における結晶粒の粒成長性が阻害されて結晶粒が細粒になる傾向にあり、その結果、降伏応力が高くなる傾向にあるＢＨ鋼板について、降伏応力の上昇を抑制しつつ高強度化する方法を見出したのである。
その結果、鋼中に固溶Ｃを含有させるものであるために、再結晶焼鈍における結晶粒の粒成長性が阻害されて結晶粒が細粒になる傾向にあり、その結果、降伏応力が高くなる傾向にあるＢＨ鋼板について、降伏応力の上昇を抑制しつつ高強度化する方法を見出したのである。
以下に、上記検討の経過を説明する。
すなわち、プレス成形前の冷延鋼板段階における降伏応力を低下させるには、冷延鋼板の結晶粒径を粗大化させることが有効であり、冷間圧延後の再結晶焼鈍における粒成長を促進させることが有効である。
すなわち、プレス成形前の冷延鋼板段階における降伏応力を低下させるには、冷延鋼板の結晶粒径を粗大化させることが有効であり、冷間圧延後の再結晶焼鈍における粒成長を促進させることが有効である。
そして、冷間圧延後の再結晶焼鈍において粒成長を促進させるには、再結晶焼鈍において粒成長を阻害する固溶Ｃを存在させないように化学組成を調整することが有効である。例えば、ＴｉやＮｂを含有させて、鋼中のＣをＴｉＣやＮｂＣとして固定することが有効である。
しかし、プレス成形後において焼付硬化能を発現させるには、鋼中に固溶Ｃを存在させることが必要である。したがって、再結晶焼鈍において粒成長を阻害する固溶Ｃを存在させないように化学組成を調整する方法は採用できない。
そこで、鋼中に固溶Ｃが存在することを前提として、冷間圧延後の再結晶焼鈍における粒成長を促進させることを鋭意検討した。
その結果、熱間圧延に供するスラブの加熱条件が鋼中の析出物の形態に大きく影響を及ぼし、該熱間圧延により得られる熱延鋼板および該熱延鋼板に冷間圧延と再結晶焼鈍とを施すことにより得られる冷延鋼板の鋼組織に大きく影響を及ぼし、該冷延鋼板の機械的特性に大きく影響を及ぼすことを見出したのである。
その結果、熱間圧延に供するスラブの加熱条件が鋼中の析出物の形態に大きく影響を及ぼし、該熱間圧延により得られる熱延鋼板および該熱延鋼板に冷間圧延と再結晶焼鈍とを施すことにより得られる冷延鋼板の鋼組織に大きく影響を及ぼし、該冷延鋼板の機械的特性に大きく影響を及ぼすことを見出したのである。
すなわち、鋼中に既に析出していたＭｎＳの大半が再固溶する程度の高温域までスラブを加熱すると、再固溶したＭｎＳが熱間圧延中に微細に再析出し、この微細に再析出したＭｎＳによるピンニング効果により熱延鋼板の結晶粒が微細化する。このような結晶粒が微細化した熱延鋼板に冷間圧延を施して再結晶焼鈍を施すと、熱延鋼板において結晶粒が微細化したことが再結晶焼鈍後の鋼組織にまで影響を及ぼし、さらに、焼付硬化性を得るための固溶Ｃの存在と相俟って、再結晶焼鈍による粒成長が抑制される。その結果、再結晶焼鈍後の冷延鋼板の結晶粒も微細化してしまい、冷延鋼板の降伏応力が上昇してしまうことが判明したのである。
一方、鋼中に既に析出していたＭｎＳの大半が再固溶しない程度の低温域でスラブを加熱すると、再固溶したＭｎＳが再固溶せずに残存したＭｎＳを核として熱間圧延中に再析出する。このため、ＭｎＳは粗大となり、ＭｎＳによるピンニング効果は小さく、熱延鋼板の結晶粒は比較的粗大となる。このような結晶粒が比較的に粗大な熱延鋼板に冷間圧延を施して再結晶焼鈍を施すと、熱延鋼板において結晶粒が比較的粗大であったことが再結晶焼鈍後の鋼組織にまで影響を及ぼし、焼付硬化性を得るための固溶Ｃの存在があったとしても、再結晶焼鈍による粒成長が比較的促進される。その結果、再結晶焼鈍後の冷延鋼板の結晶粒も比較的粗大となり、冷延鋼板の降伏応力の上昇を抑制できることが判明したのである。
一例として、Ｃ：０．００２０％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：０．４０％、Ｓ：０．００４％の化学組成を有する鋼材のＭｎＳの析出挙動を熱力学平衡計算によって推定した結果を図１に示す。すなわち、１０００℃以上とすることにより、ＭｎＳの一部は再固溶する可能性があるものの１２５０℃未満までは大半のＭｎＳは再固溶せずに残存し、１２５０℃以上とするとＭｎＳの再固溶が急激に進行する可能性が高くなる。
以上のように、鋼中に固溶Ｃが存在していても、熱間圧延に供するスラブの加熱条件を適切にすることによりＭｎＳの析出形態を制御でき、これにより再結晶焼鈍における粒成長を促進することができ、低い降伏応力を有するＢＨ鋼板を得ることができるのである。
以上の知見に基づいて完成された本発明は次のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０００５％以上０．０３０％未満、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．０５％以上２．０％以下、Ｐ：０．００５％以上０．０６％以下、Ｓ：０．０２０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００５％以上０．０８％以下およびＮ：０．００５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、フェライト面積率が９０％以上であり、鋼板断面を１００００倍の倍率で観察して得られた粒径が０．２０μｍ以下であるＭｎＳの個数割合が１０％以下であり、清浄度ｄが０．０５％以下である鋼組織を有し、降伏比が７５％以下である機械特性を有することを特徴とする焼付硬化性冷延鋼板。
（１）質量％で、Ｃ：０．０００５％以上０．０３０％未満、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．０５％以上２．０％以下、Ｐ：０．００５％以上０．０６％以下、Ｓ：０．０２０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００５％以上０．０８％以下およびＮ：０．００５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、フェライト面積率が９０％以上であり、鋼板断面を１００００倍の倍率で観察して得られた粒径が０．２０μｍ以下であるＭｎＳの個数割合が１０％以下であり、清浄度ｄが０．０５％以下である鋼組織を有し、降伏比が７５％以下である機械特性を有することを特徴とする焼付硬化性冷延鋼板。
（２）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．０８０％以下を含有することを特徴とする上記（１）に記載の焼付硬化性冷延鋼板。
（３）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：０．０８０％以下を含有することを特徴とする上記（１）または上記（２）に記載の焼付硬化性冷延鋼板。
（３）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：０．０８０％以下を含有することを特徴とする上記（１）または上記（２）に記載の焼付硬化性冷延鋼板。
（４）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：０．５０％以下を含有することを特徴とする上記（１）〜上記（３）のいずれかに記載の焼付硬化性冷延鋼板。
（５）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂ：０．００３０％以下を含有することを特徴とする上記（１）〜上記（４）のいずれかに記載の焼付硬化性冷延鋼板。
（６）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：１％以下、Ｃｕ：１％以下およびＮｉ：１％以下からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜上記（５）のいずれかに記載の焼付硬化性冷延鋼板。
（７）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下およびＺｒ：０．０１％以下からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜上記（６）のいずれかに記載の焼付硬化性冷延鋼板。
（８）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂｉ：０．０５％以下、Ｓｂ：０．０５％以下およびＳｎ：０．０５％以下からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜上記（７）のいずれかに記載の焼付硬化性冷延鋼板。
（９）フェライト結晶粒度番号が１１．０未満である鋼組織を有することを特徴とする上記（１）〜上記（８）のいずれかに記載の焼付硬化性冷延鋼板。
（１０）鋼板表面にめっき層を有することを特徴とする上記（１）〜上記（９）のいずれかに記載の焼付硬化性冷延鋼板。
（１０）鋼板表面にめっき層を有することを特徴とする上記（１）〜上記（９）のいずれかに記載の焼付硬化性冷延鋼板。
（１１）下記工程（Ａ）〜（Ｅ）を含むことを特徴とする上記（１）〜上記（９）のいずれかに記載の焼付硬化性冷延鋼板の製造方法：
（Ａ）上記（１）〜（８）のいずれかに記載の化学組成を有するスラブを１１５０℃超１２５０℃未満の温度域に１００分間以上３００分間以下保持して熱間圧延に供し、Ａｒ３点以上９６０℃以下の温度域で熱間圧延を完了し、４００℃以上７００℃未満の温度域で巻き取って熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱延鋼板に酸洗を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；
（Ｃ）前記酸洗鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；
（Ｄ）前記冷延鋼板に再結晶温度以上Ａｃ３点以下の温度域で焼鈍を施す焼鈍工程；および
（Ｅ）前記焼鈍工程を経た鋼板を２％以下の伸び率で圧延するスキンパス圧延工程。
（１２）下記工程（Ａ）〜（Ｆ）を含むことを特徴とする上記（１０）に記載の焼付硬化性冷延鋼板の製造方法：
（Ａ）上記（１）〜（８）のいずれかに記載の化学組成を有するスラブを１１５０℃超１２５０℃未満の温度域に１００分間以上３００分間以下保持して熱間圧延に供し、Ａｒ ３ 点以上９６０℃以下の温度域で熱間圧延を完了し、４００℃以上７００℃未満の温度域で巻き取って熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱延鋼板に酸洗を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；
（Ｃ）前記酸洗鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；
（Ｄ）前記冷延鋼板に再結晶温度以上Ａｃ ３ 点以下の温度域で焼鈍を施す焼鈍工程；
（Ｅ）前記焼鈍工程を経た鋼板を２％以下の伸び率で圧延するスキンパス圧延工程；および
（Ｆ）前記スキンパス圧延工程を経た鋼板にめっき処理を施してめっき層を形成するめっき工程。
（Ａ）上記（１）〜（８）のいずれかに記載の化学組成を有するスラブを１１５０℃超１２５０℃未満の温度域に１００分間以上３００分間以下保持して熱間圧延に供し、Ａｒ３点以上９６０℃以下の温度域で熱間圧延を完了し、４００℃以上７００℃未満の温度域で巻き取って熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱延鋼板に酸洗を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；
（Ｃ）前記酸洗鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；
（Ｄ）前記冷延鋼板に再結晶温度以上Ａｃ３点以下の温度域で焼鈍を施す焼鈍工程；および
（Ｅ）前記焼鈍工程を経た鋼板を２％以下の伸び率で圧延するスキンパス圧延工程。
（１２）下記工程（Ａ）〜（Ｆ）を含むことを特徴とする上記（１０）に記載の焼付硬化性冷延鋼板の製造方法：
（Ａ）上記（１）〜（８）のいずれかに記載の化学組成を有するスラブを１１５０℃超１２５０℃未満の温度域に１００分間以上３００分間以下保持して熱間圧延に供し、Ａｒ ３ 点以上９６０℃以下の温度域で熱間圧延を完了し、４００℃以上７００℃未満の温度域で巻き取って熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱延鋼板に酸洗を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；
（Ｃ）前記酸洗鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；
（Ｄ）前記冷延鋼板に再結晶温度以上Ａｃ ３ 点以下の温度域で焼鈍を施す焼鈍工程；
（Ｅ）前記焼鈍工程を経た鋼板を２％以下の伸び率で圧延するスキンパス圧延工程；および
（Ｆ）前記スキンパス圧延工程を経た鋼板にめっき処理を施してめっき層を形成するめっき工程。
本発明によれば、プレス成形前においては降伏応力が低く良好なプレス成形性を有し、プレス成形後においては塗装焼付処理等の熱処理が施されることにより降伏応力が効果的に高められ、良好な耐デント性を発現しうる焼付硬化性冷延鋼板およびその製造方法が提供される。本発明に係る焼付硬化性冷延鋼板は、自動車のアウターパネルに好適である。本発明に係る焼付硬化性冷延鋼板は、自動車の車体軽量化を通じて地球環境問題の解決に寄与できるなど産業の発展に寄与するところ大である。
以下、本発明に係る焼付硬化性冷延鋼板の化学組成および鋼組織ならびにその鋼板の好適な製造方法について詳述する。以下の説明において、化学組成を規定する「％」は特にことわりがない限り「質量％」である。
１．化学組成
（１）Ｃ：０．０００５％以上０．０３０％未満
Ｃは、固溶状態で鋼中に存在することにより焼付硬化能を発揮する作用を有する。Ｃ含有量が０．０００５％未満では、上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｃ含有量は０．００５％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．０３０％以上では、成形性の低下が著しくなる場合がある。したがって、Ｃ含有量は０．０３０％未満とする。好ましくは０.０２５％以下、さらに好ましくは０．０１０％以下である。
（１）Ｃ：０．０００５％以上０．０３０％未満
Ｃは、固溶状態で鋼中に存在することにより焼付硬化能を発揮する作用を有する。Ｃ含有量が０．０００５％未満では、上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｃ含有量は０．００５％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．０３０％以上では、成形性の低下が著しくなる場合がある。したがって、Ｃ含有量は０．０３０％未満とする。好ましくは０.０２５％以下、さらに好ましくは０．０１０％以下である。
（２）Ｓｉ：０．１％以下
Ｓｉは、一般に不純物として含有される元素であるが、延性の低下を抑制しつつ強度を高めるのに有効な元素でもある。また、溶融めっきを施す場合には、適度に含有させることによりめっき密着性を高める作用を有する。したがって、積極的に含有させてもよい。しかしながら、Ｓｉは易酸化元素であるため、Ｓｉ含有量が０．１％超では、非めっき鋼板の場合には化成処理性の低下が著しくなる場合があり、溶融めっき鋼板の場合にはめっき濡れ性の低下により不めっきが生じる場合がある。したがって、Ｓｉの含有量は０.１％以下とする。好ましくは０.０５％以下、さらに好ましくは０．０２％以下である。
Ｓｉは、一般に不純物として含有される元素であるが、延性の低下を抑制しつつ強度を高めるのに有効な元素でもある。また、溶融めっきを施す場合には、適度に含有させることによりめっき密着性を高める作用を有する。したがって、積極的に含有させてもよい。しかしながら、Ｓｉは易酸化元素であるため、Ｓｉ含有量が０．１％超では、非めっき鋼板の場合には化成処理性の低下が著しくなる場合があり、溶融めっき鋼板の場合にはめっき濡れ性の低下により不めっきが生じる場合がある。したがって、Ｓｉの含有量は０.１％以下とする。好ましくは０.０５％以下、さらに好ましくは０．０２％以下である。
（３）Ｍｎ：０.０５％以上２．０％以下
Ｍｎは、鋼中のＳと結合してＭｎＳを形成し、固溶Ｓによる熱間脆性を防止する作用を有する。Ｍｎ含有量が０．０５％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｍｎ含有量は０．０５％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が２．０％超では、降伏応力の上昇が著しくなる場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は２．０％以下とする。好ましくは１．６％以下である。
Ｍｎは、鋼中のＳと結合してＭｎＳを形成し、固溶Ｓによる熱間脆性を防止する作用を有する。Ｍｎ含有量が０．０５％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｍｎ含有量は０．０５％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が２．０％超では、降伏応力の上昇が著しくなる場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は２．０％以下とする。好ましくは１．６％以下である。
（４）Ｐ：０．００５％以上０．０６％以下
Ｐは、ｒ値の低下を抑制しつつ強度を高めるのに有効な元素である。Ｐ含有量が０．００５％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｐ含有量は０．００５％以上とする。一方、Ｐ含有量が０．０６％超では、耐二次加工脆性の低下が著しくなる。また、鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっきを施す場合には、合金化速度の低下が著しくなり、適正な合金化度を実現することが困難となる。したがって、Ｐの含有量は０.０６％以下とする。好ましくは０.０２５％以下である。
Ｐは、ｒ値の低下を抑制しつつ強度を高めるのに有効な元素である。Ｐ含有量が０．００５％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｐ含有量は０．００５％以上とする。一方、Ｐ含有量が０．０６％超では、耐二次加工脆性の低下が著しくなる。また、鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっきを施す場合には、合金化速度の低下が著しくなり、適正な合金化度を実現することが困難となる。したがって、Ｐの含有量は０.０６％以下とする。好ましくは０.０２５％以下である。
（５）Ｓ：０．０２０％以下
Ｓは、不純物として含有され、粒界に偏析して鋼を脆化させる作用を有する。また、脆化を抑制するためにＭｎを含有させてＭｎＳとして固定したとしても、ＭｎＳの絶対量が過剰であると、ＭｎＳが起点となってプレス成形時に割れを誘発する。したがって、Ｓ含有量は０．０２０％以下とする。好ましくは０．０１２％未満である。Ｓ含有量は少ないほど好ましいので下限を限定する必要はないが、コストの観点からは０．００２％以上とすることが好ましい。
Ｓは、不純物として含有され、粒界に偏析して鋼を脆化させる作用を有する。また、脆化を抑制するためにＭｎを含有させてＭｎＳとして固定したとしても、ＭｎＳの絶対量が過剰であると、ＭｎＳが起点となってプレス成形時に割れを誘発する。したがって、Ｓ含有量は０．０２０％以下とする。好ましくは０．０１２％未満である。Ｓ含有量は少ないほど好ましいので下限を限定する必要はないが、コストの観点からは０．００２％以上とすることが好ましい。
（６）ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００５以上０．０８％以下
Ａｌは、脱酸により鋼を健全化する作用を有する。また、鋼中のＮをＡｌＮとして固定することにより、固溶Ｎによる常温時効を抑制する作用を有する。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０００５％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０.０００５％以上とする。好ましくは０.０２％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を０．０８％超としても上記作用による効果は飽和してしまいコスト的に不利になる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０８％以下とする。好ましくは０．０６％以下である。
Ａｌは、脱酸により鋼を健全化する作用を有する。また、鋼中のＮをＡｌＮとして固定することにより、固溶Ｎによる常温時効を抑制する作用を有する。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０００５％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０.０００５％以上とする。好ましくは０.０２％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を０．０８％超としても上記作用による効果は飽和してしまいコスト的に不利になる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０８％以下とする。好ましくは０．０６％以下である。
（７）Ｎ：０．００５％以下
Ｎは、鋼中に不可避的に含有される元素であり、延性、深絞り性および耐常温時効性を劣化させる。このため、Ｎ含有量は０．００５％以下とする。好ましくは０．００３５％以下である。Ｎ含有量は少ないほど好ましいのでＮ含有量の下限を規定する必要はない。ただし、過度に極低窒素化することは、製鋼コストの著しい上昇を伴う。したがって、Ｎ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｎは、鋼中に不可避的に含有される元素であり、延性、深絞り性および耐常温時効性を劣化させる。このため、Ｎ含有量は０．００５％以下とする。好ましくは０．００３５％以下である。Ｎ含有量は少ないほど好ましいのでＮ含有量の下限を規定する必要はない。ただし、過度に極低窒素化することは、製鋼コストの著しい上昇を伴う。したがって、Ｎ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
（８）Ｔｉ：０．０８０％以下
Ｔｉは、鋼中のＮをＴｉＮとして固定することにより、固溶Ｎによる常温時効を抑制するとともに、鋼板のｒ値を高める作用を有する。したがって、Ｔｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．０８０％超では、ＴｉＣの生成が著しくなり、再結晶焼鈍時の粒成長が阻害されてしまい、結晶粒が微細となって降伏比が上昇し、却って成形性を劣化させる場合がある。したがって、Ｔｉ含有量は０．０８０％以下とする。好ましくは０．０４０％以下、さらに好ましくは０．０２５％以下である。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｔｉ含有量を０.００３％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０.００５％以上である。
Ｔｉは、鋼中のＮをＴｉＮとして固定することにより、固溶Ｎによる常温時効を抑制するとともに、鋼板のｒ値を高める作用を有する。したがって、Ｔｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．０８０％超では、ＴｉＣの生成が著しくなり、再結晶焼鈍時の粒成長が阻害されてしまい、結晶粒が微細となって降伏比が上昇し、却って成形性を劣化させる場合がある。したがって、Ｔｉ含有量は０．０８０％以下とする。好ましくは０．０４０％以下、さらに好ましくは０．０２５％以下である。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｔｉ含有量を０.００３％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０.００５％以上である。
（９）Ｎｂ：０．０８０％以下
Ｎｂは、鋼中のＣを炭化物として固定して固溶Ｃ量を適度に調整することにより、常温時効を抑制しつつ焼付硬化能を確保することを容易にする作用を有する。したがって、Ｎｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．０８０％超では、再結晶焼鈍時の粒成長が著しく阻害されてしまい、結晶粒が微細化されて降伏比が上昇し、成形性を劣化させる場合がある。したがって、Ｎｂ含有量は０.０８０％以下とする。好ましくは０．０４０％以下、さらに好ましくは０．０２５％以下である。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｎｂ含有量を０.００３％以上とすることが好ましい。
Ｎｂは、鋼中のＣを炭化物として固定して固溶Ｃ量を適度に調整することにより、常温時効を抑制しつつ焼付硬化能を確保することを容易にする作用を有する。したがって、Ｎｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．０８０％超では、再結晶焼鈍時の粒成長が著しく阻害されてしまい、結晶粒が微細化されて降伏比が上昇し、成形性を劣化させる場合がある。したがって、Ｎｂ含有量は０.０８０％以下とする。好ましくは０．０４０％以下、さらに好ましくは０．０２５％以下である。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｎｂ含有量を０.００３％以上とすることが好ましい。
（１０）Ｃｒ：０．５０％以下
Ｃｒは、固溶強化により鋼板の強度を高める作用を有する。したがって、Ｃｒを含有させてもよい。しかしながら、Ｃｒ含有量が０．５０％超では、再結晶焼鈍時に鋼板の表層部に濃化して、非めっき鋼板の場合には化成処理性の低下が著しくなる場合があり、溶融めっき鋼板の場合にはめっき濡れ性の低下により不めっきが生じる場合がある。したがって、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とする。好ましくは０．０４％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃｒ含有量を０.００５％以上とすることが好ましい。
Ｃｒは、固溶強化により鋼板の強度を高める作用を有する。したがって、Ｃｒを含有させてもよい。しかしながら、Ｃｒ含有量が０．５０％超では、再結晶焼鈍時に鋼板の表層部に濃化して、非めっき鋼板の場合には化成処理性の低下が著しくなる場合があり、溶融めっき鋼板の場合にはめっき濡れ性の低下により不めっきが生じる場合がある。したがって、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とする。好ましくは０．０４％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃｒ含有量を０.００５％以上とすることが好ましい。
（１１）Ｂ：０．００３０％以下
Ｂは、結晶粒界に偏析して粒界を強化し、耐二次加工脆性を向上させる作用を有する。したがって、Ｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｂ含有量が０．００３０％超では、再結晶温度の上昇により、深絞り性の劣化が著しくなる場合がある。したがって、Ｂ含有量は０．００３０％以下とする。好ましくは０．００１５％以下である。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂ含有量を０.０００３％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０．０００５％以上である。
Ｂは、結晶粒界に偏析して粒界を強化し、耐二次加工脆性を向上させる作用を有する。したがって、Ｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｂ含有量が０．００３０％超では、再結晶温度の上昇により、深絞り性の劣化が著しくなる場合がある。したがって、Ｂ含有量は０．００３０％以下とする。好ましくは０．００１５％以下である。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂ含有量を０.０００３％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０．０００５％以上である。
（１２）Ｍｏ：１％以下、Ｃｕ：１％以下およびＮｉ：１％以下からなる群から選択された１種または２種以上
Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉは、固溶強化により鋼板の強度を高める作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら、上記範囲を超えて含有させても上記作用による効果は飽和してしまいコスト的に不利となる。したがって、各元素の含有量は上記範囲とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｍｏ：０．００３％以上、Ｃｕ：０．００３％以上およびＮｉ：０．００３％以上のいずれかを満足させることが好ましい。
Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉは、固溶強化により鋼板の強度を高める作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら、上記範囲を超えて含有させても上記作用による効果は飽和してしまいコスト的に不利となる。したがって、各元素の含有量は上記範囲とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｍｏ：０．００３％以上、Ｃｕ：０．００３％以上およびＮｉ：０．００３％以上のいずれかを満足させることが好ましい。
（１３）Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下およびＺｒ：０．０１％以下からなる群から選択された１種または２種以上
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭおよびＺｒは、ＭｎＳの析出サイトとなる介在物を適度に分散させる作用を有し、該介在物を核としてＭｎＳが析出・粗大化するので、冷延鋼板のフェライト結晶粒の粗大化が促され、冷延鋼板の降伏応力を低下させるのに有効な元素である。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら、上記範囲を超えて含有させると表面性状の劣化が著しくなる場合がある。したがって、各元素の含有量は上記範囲とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、いずれかの元素の含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。ここで、ＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素を指し、ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。本発明におけるＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を指す。
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭおよびＺｒは、ＭｎＳの析出サイトとなる介在物を適度に分散させる作用を有し、該介在物を核としてＭｎＳが析出・粗大化するので、冷延鋼板のフェライト結晶粒の粗大化が促され、冷延鋼板の降伏応力を低下させるのに有効な元素である。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら、上記範囲を超えて含有させると表面性状の劣化が著しくなる場合がある。したがって、各元素の含有量は上記範囲とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、いずれかの元素の含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。ここで、ＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素を指し、ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。本発明におけるＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を指す。
（１４）Ｂｉ：０．０５％以下、Ｓｂ：０．０５％以下およびＳｎ：０．０５％以下からなる群から選択された１種または２種以上
Ｂｉ、ＳｂおよびＳｎは、鋳造工程において凝固界面に濃化し、デンドライト間隔を狭くして凝固偏析を小さくするので、鋼板の成形性を高める作用を有する。また、鋼板表面に溶融亜鉛めっきを施す場合には、上記元素の融点が亜鉛よりも低いために、溶融亜鉛めっき工程において溶融亜鉛めっき浴に溶解する傾向にあり、これにより鋼板に対する溶融亜鉛めっきの濡れ性を向上させる作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら、上記範囲を超えて含有させると、結晶粒界に存在するＢｉ、ＳｂまたはＳｎが溶融することにより粒界脆化が著しくなる場合がある。したがって、Ｂｉ、ＳｂおよびＳｎの含有量はそれぞれ０．０５％以下とする。好ましくは０．０１％以下、さらに好ましくは０．００５０％以下である。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂｉ、ＳｂおよびＳｎのいずれかの含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。
Ｂｉ、ＳｂおよびＳｎは、鋳造工程において凝固界面に濃化し、デンドライト間隔を狭くして凝固偏析を小さくするので、鋼板の成形性を高める作用を有する。また、鋼板表面に溶融亜鉛めっきを施す場合には、上記元素の融点が亜鉛よりも低いために、溶融亜鉛めっき工程において溶融亜鉛めっき浴に溶解する傾向にあり、これにより鋼板に対する溶融亜鉛めっきの濡れ性を向上させる作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら、上記範囲を超えて含有させると、結晶粒界に存在するＢｉ、ＳｂまたはＳｎが溶融することにより粒界脆化が著しくなる場合がある。したがって、Ｂｉ、ＳｂおよびＳｎの含有量はそれぞれ０．０５％以下とする。好ましくは０．０１％以下、さらに好ましくは０．００５０％以下である。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂｉ、ＳｂおよびＳｎのいずれかの含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。
残部はＦｅおよび不純物である。
２．鋼組織
（１）フェライト面積率：９０％以上
フェライトは、軟質で加工性に富む相であり、降伏比を低下させ、延性および成形性を高める作用を有する。フェライト面積率が９０％未満では、上記作用が十分に得られない場合がある。したがって、フェライト面積率は９０％以上とする。フェライト面積率は高いほど好ましく、１００％であってもかまわない。
２．鋼組織
（１）フェライト面積率：９０％以上
フェライトは、軟質で加工性に富む相であり、降伏比を低下させ、延性および成形性を高める作用を有する。フェライト面積率が９０％未満では、上記作用が十分に得られない場合がある。したがって、フェライト面積率は９０％以上とする。フェライト面積率は高いほど好ましく、１００％であってもかまわない。
フェライト面積率が１００％未満である場合、残部組織としては、マルテンサイト、ベイナイト、パーライト、残留γおよびセメンタイトが例示される。目的とする機械特性に応じて、これらの面積率を決定すればよい。例えば、降伏比を低下させつつ引張強度を高めるためにマルテンサイトやベイナイトの面積率を高めたり、延性を高めつつ引張強度を高めるために残留オーステナイトの面積率を高めたりしてもよい。ただし、上述したようにフェライト面積率を９０％以上とするため、これらの相および組織の合計面積率は１０％以下に抑える。
（２）粒径が０．２０μｍ以下であるＭｎＳの個数割合：１０％以下
ＭｎＳを粗大化させて０．２０μｍ超の粒径とすることにより、熱延鋼板の結晶粒径を粗大化させることができ、該熱延鋼板に冷間圧延および再結晶焼鈍を施すことにより得られる冷延鋼板の結晶粒径をも粗大化させることができ、これにより、冷延鋼板の降伏応力を低下させることができる。一方、粒径が０．２０μｍ以下のＭｎＳは、粒成長を阻害して冷延鋼板の結晶粒径の粗大化を困難にする。粒径が０．２０μｍ以下であるＭｎＳの全ＭｎＳに占める個数割合が１０％超では、冷延鋼板の降伏応力を低下させることが困難である。したがって、粒径が０．２０μｍ以下であるＭｎＳの個数割合を１０％以下とする。
ＭｎＳを粗大化させて０．２０μｍ超の粒径とすることにより、熱延鋼板の結晶粒径を粗大化させることができ、該熱延鋼板に冷間圧延および再結晶焼鈍を施すことにより得られる冷延鋼板の結晶粒径をも粗大化させることができ、これにより、冷延鋼板の降伏応力を低下させることができる。一方、粒径が０．２０μｍ以下のＭｎＳは、粒成長を阻害して冷延鋼板の結晶粒径の粗大化を困難にする。粒径が０．２０μｍ以下であるＭｎＳの全ＭｎＳに占める個数割合が１０％超では、冷延鋼板の降伏応力を低下させることが困難である。したがって、粒径が０．２０μｍ以下であるＭｎＳの個数割合を１０％以下とする。
（３）清浄度ｄ：０．０５％以下
上述したようにＭｎＳの粗大化により冷延鋼板の結晶粒径の粗大化を促すことが可能となるが、ＭｎＳの絶対量が過剰であるとＭｎＳが起点となってプレス成形時に割れを誘発する。ＪＩＳ Ｇ ０５５５で規定される清浄度ｄが０．０５％超では成形性の劣化が著しくなる場合がある。したがって、清浄度ｄは０．０５％以下とする。好ましくは０．０３以下である。なお、清浄度ｄはＳ含有量により制御することができる。
上述したようにＭｎＳの粗大化により冷延鋼板の結晶粒径の粗大化を促すことが可能となるが、ＭｎＳの絶対量が過剰であるとＭｎＳが起点となってプレス成形時に割れを誘発する。ＪＩＳ Ｇ ０５５５で規定される清浄度ｄが０．０５％超では成形性の劣化が著しくなる場合がある。したがって、清浄度ｄは０．０５％以下とする。好ましくは０．０３以下である。なお、清浄度ｄはＳ含有量により制御することができる。
（４）フェライト結晶粒度番号：１１．０以下
フェライト結晶粒が粗大であるほど降伏応力が低減するので好ましい。したがって、ＪＩＳ Ｇ ０５５２で規定されるフェライト結晶粒度番号で１１．０以下とすることが好ましい。下限は特に規定しないが、フェライト結晶粒を過度に粗大化すると、プレス成形時に肌荒れを生じる場合がある。このため、フェライト結晶粒度番号は７．８以上とすることが好ましい。
フェライト結晶粒が粗大であるほど降伏応力が低減するので好ましい。したがって、ＪＩＳ Ｇ ０５５２で規定されるフェライト結晶粒度番号で１１．０以下とすることが好ましい。下限は特に規定しないが、フェライト結晶粒を過度に粗大化すると、プレス成形時に肌荒れを生じる場合がある。このため、フェライト結晶粒度番号は７．８以上とすることが好ましい。
３．機械特性
（１）降伏比：７５％以下
降伏比は７５％以下とする。
（１）降伏比：７５％以下
降伏比は７５％以下とする。
降伏比が７５％超では、プレス成形時にしわや破断が生じたり、寸法精度が悪化したりする場合がある。また、ドアアウター等のパネルでは、面歪が生じて外観が悪化する場合がある。したがって、降伏比は７５％以下とする。好ましくは７０％以下である。
降伏比の下限は特に規定する必要はないが、耐常温時効性の観点から塗装焼付硬化量（ＪＩＳ Ｇ ３１３５で規定される塗装焼付硬化量試験方法により求められる圧延方向の値であり、以下、「ＢＨ量」ともいう。）の上限を制限することが好ましいことからすれば、プレス成形後において良好な耐デント性を得るには、プレス成形前の降伏応力はある程度必要である。このような観点から降伏比は５０％以上とすることが好ましい。
なお、降伏応力は３００ＭＰａ以下であることが好ましい。また、引張強さは６００ＭＰａ以下であることが好ましい。
なお、降伏応力は３００ＭＰａ以下であることが好ましい。また、引張強さは６００ＭＰａ以下であることが好ましい。
（２）塗装焼付硬化量（ＢＨ量）：５ＭＰａ以上７０ＭＰａ以下
ＢＨ量は５ＭＰａ以下７０ＭＰａ以上であることが好ましい。
ＢＨ量は５ＭＰａ以下７０ＭＰａ以上であることが好ましい。
ＢＨ量が５ＭＰａ未満では、塗装焼付処理等の熱処理による降伏応力の増加が小さいため、熱処理後において良好な耐デント性を確保することが困難となる場合がある。したがって、ＢＨ量は５ＭＰａ以上とすることが好ましい。好ましくは１５ＭＰａ超である。ＢＨ量を１５ＭＰａ超とすると、固溶Ｃによる結晶粒界の強化がより確実になり、耐二次加工脆性が一層向上する。
一方、ＢＨ量が７０ＭＰａ超では、常温時効が容易に進行するため、プレス成形時にストレッチャーストレインが発生しないように焼付硬化性冷延鋼板の保管期間や保管場所などを厳格に管理する必要が生じる。したがって、ＢＨ量は７０ＭＰａ以下とすることが好ましい。さらに好ましくは６０ＭＰａ以下である。
４．めっき層
上述した鋼板の表面には、耐食性の向上等を目的としてめっき層を備えさせてもよい。めっき層は電気めっき層であってもよく溶融めっき層であってもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき等が例示される。溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき等が例示される。めっき付着量は特に制限されず、従来と同様でよい。また、めっき後に適当な化成処理（例えば、シリケート系のクロムフリー化成処理液の塗布と乾燥）を施して、耐食性をさらに高めることも可能である。
上述した鋼板の表面には、耐食性の向上等を目的としてめっき層を備えさせてもよい。めっき層は電気めっき層であってもよく溶融めっき層であってもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき等が例示される。溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき等が例示される。めっき付着量は特に制限されず、従来と同様でよい。また、めっき後に適当な化成処理（例えば、シリケート系のクロムフリー化成処理液の塗布と乾燥）を施して、耐食性をさらに高めることも可能である。
５．製造条件
本発明に係る冷延鋼板は、上記の化学組成および鋼組織を有し、上記の機械特性を満足する限り、いかなる方法により製造されてもよいが、次に説明する方法により製造すれば、安定的に製造することが実現される。
本発明に係る冷延鋼板は、上記の化学組成および鋼組織を有し、上記の機械特性を満足する限り、いかなる方法により製造されてもよいが、次に説明する方法により製造すれば、安定的に製造することが実現される。
（１）熱間圧延工程
上記化学組成を有するスラブを１１５０℃超１２５０℃未満の温度域に３００分間以下保持して熱間圧延に供し、Ａｒ３点以上９６０℃以下の温度域で熱間圧延を完了し、４００℃以上７００℃未満の温度域で巻き取って熱延鋼板とする。
上記化学組成を有するスラブを１１５０℃超１２５０℃未満の温度域に３００分間以下保持して熱間圧延に供し、Ａｒ３点以上９６０℃以下の温度域で熱間圧延を完了し、４００℃以上７００℃未満の温度域で巻き取って熱延鋼板とする。
熱間圧延に供するスラブを保持する温度が１１５０℃以下では、熱間圧延の圧延荷重が過大となり操業が困難となる場合がある。また、後述する熱間圧延完了温度を確保することが困難となる場合がある。したがって、熱間圧延に供するスラブを保持する温度は１１５０℃以上とする。好ましくは１１８０℃以上である。
一方、熱間圧延に供するスラブを保持する温度が１２５０℃以上では、鋼中に既に析出していたＭｎＳの大半が再固溶してしまい、再固溶したＭｎＳが熱間圧延中に微細に再析出し、この微細に再析出したＭｎＳによるピンニング効果により熱延鋼板の結晶粒が微細化する。このような結晶粒が微細化した熱延鋼板に冷間圧延を施して再結晶焼鈍を施すと、熱延鋼板において結晶粒が微細化したことが再結晶焼鈍後の鋼組織にまで影響を及ぼし、さらに、焼付硬化性を得るための固溶Ｃの存在と相俟って、再結晶焼鈍による粒成長が抑制される。その結果、再結晶焼鈍後の冷延鋼板の結晶粒も微細化してしまい、冷延鋼板の降伏応力が上昇してしまう。したがって、熱間圧延に供するスラブを保持する温度は１２５０℃未満とする。好ましくは１２３０℃以下である。
また、上記温度域に保持する時間もＭｎＳの再固溶挙動に影響を及ぼす。上記温度域に保持する時間が３００分超では、熱間圧延に供するスラブを保持する温度が１２５０℃以上である場合と同様の現象が生じる。したがって、上記温度域に保持する時間は３００分間以下とする。好ましくは２００分間以下である。上記温度域に保持する時間の下限は特に規定する必要はないが、スラブの温度の均一化を図る観点からは１００分間以上とすることが好ましい。
熱間圧延完了温度がＡｒ３点未満では、熱延鋼板の結晶粒が微細化して、冷延鋼板の結晶粒も微細化してしまう。このため、冷延鋼板の降伏応力が上昇して、プレス成形前において良好な成形性を確保することが困難となる。したがって、熱間圧延完了温度はＡｒ３点以上とする。
一方、熱間圧延完了温度が９６０℃超では、スケール疵が発生しやすくなる。したがって、熱間圧延完了温度は９６０℃以下とする。
巻取温度が７００℃以上では、スケール生成が著しいために、後続する酸洗工程においてスケールの除去が困難となり、スケール疵が生じる場合がある。したがって、巻取温度は７００℃未満とする。好ましくは６８０℃以下である。
巻取温度が７００℃以上では、スケール生成が著しいために、後続する酸洗工程においてスケールの除去が困難となり、スケール疵が生じる場合がある。したがって、巻取温度は７００℃未満とする。好ましくは６８０℃以下である。
一方、巻取温度が４００℃未満では、熱延鋼板の結晶粒が微細化して、冷延鋼板の結晶粒も微細化してしまうため、冷延鋼板の降伏応力が上昇して、プレス成形前において良好な成形性を確保することが困難となる。したがって、巻取温度は４００℃以上とする。好ましくは４５０℃以上である。
また、熱間圧延工程が粗熱間圧延工程と仕上熱間圧延工程とからなる場合には、粗熱間圧延工程により得られる粗バーを加熱または保温することが、材質の均質化を図る観点から好ましい。この場合、加熱手段としては加熱炉を用いてもよいが、短時間で加熱が可能な誘導加熱装置や通電加熱装置を用いることが好ましい。また、保温手段としては、保温カバーやコイルボックスが例示される。また、粗熱間圧延は圧延荷重の軽減および熱間圧延完了温度確保の観点から１０００℃以上の温度域で行うことが好ましい。
（２）酸洗工程および冷間圧延工程
上記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板には酸洗を施してスケール除去して酸洗鋼板とする。酸洗は常法にしたがって行えばよい。例えば、塩酸や硫酸を用いる。
上記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板には酸洗を施してスケール除去して酸洗鋼板とする。酸洗は常法にしたがって行えばよい。例えば、塩酸や硫酸を用いる。
（３）冷間圧延工程
上記酸洗工程により得られた酸洗鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする。
冷間圧延は常法にしたがって行えばよい。冷間圧延の圧下率は特に規定しないが、圧下率を高めることにより冷延鋼板の深絞り性が向上する傾向にあるので７０％以上とすることが好ましく、８０％以上とすることがさらに好ましい。一方、圧下率が高すぎると圧延荷重が過大となって操業が困難になる場合があるので９０％以下とすることが好ましい。
上記酸洗工程により得られた酸洗鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする。
冷間圧延は常法にしたがって行えばよい。冷間圧延の圧下率は特に規定しないが、圧下率を高めることにより冷延鋼板の深絞り性が向上する傾向にあるので７０％以上とすることが好ましく、８０％以上とすることがさらに好ましい。一方、圧下率が高すぎると圧延荷重が過大となって操業が困難になる場合があるので９０％以下とすることが好ましい。
（４）焼鈍工程
上記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板に再結晶温度以上Ａｃ３点以下の温度域で焼鈍を施す。
上記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板に再結晶温度以上Ａｃ３点以下の温度域で焼鈍を施す。
焼鈍温度が再結晶温度未満では、鋼組織が未再結晶組織からなるため著しく成形性に劣る。したがって、焼鈍温度は再結晶温度以上とする。好ましくは７５０℃以上である。
一方、焼鈍温度がＡｃ３点超では、マルテンサイトやベイナイト等の硬質な低温変態生成相の面積率が増大し、降伏応力が増大して成形性が低下する。したがって、焼鈍温度はＡｃ３点以下とする。好ましくは８５０℃以下である。
一方、焼鈍温度がＡｃ３点超では、マルテンサイトやベイナイト等の硬質な低温変態生成相の面積率が増大し、降伏応力が増大して成形性が低下する。したがって、焼鈍温度はＡｃ３点以下とする。好ましくは８５０℃以下である。
（５）スキンパス圧延工程
上記焼鈍工程を経た鋼板、すなわち、上記焼鈍工程により得られた鋼板またはその鋼板に後述するめっき工程が施された鋼板に対して、通常、平坦矯正や表面粗さの調整のためにスキンパス圧延が施されるが、本発明では、ストレッチャーストレインの抑制の観点からスキンパス圧延を施す。しかしながら、スキンパス圧延の伸び率が２％を超えると、降伏応力の上昇が著しくなる。したがって、スキンパス圧延の伸び率は２％以下とする。好ましくは１．６％以下である。なお、ストレッチャーストレインの抑制の観点からは、０．４％以上とすることが好ましく、０．６％以上とすることがさらに好ましい。
上記焼鈍工程を経た鋼板、すなわち、上記焼鈍工程により得られた鋼板またはその鋼板に後述するめっき工程が施された鋼板に対して、通常、平坦矯正や表面粗さの調整のためにスキンパス圧延が施されるが、本発明では、ストレッチャーストレインの抑制の観点からスキンパス圧延を施す。しかしながら、スキンパス圧延の伸び率が２％を超えると、降伏応力の上昇が著しくなる。したがって、スキンパス圧延の伸び率は２％以下とする。好ましくは１．６％以下である。なお、ストレッチャーストレインの抑制の観点からは、０．４％以上とすることが好ましく、０．６％以上とすることがさらに好ましい。
（６）めっき工程
上述した鋼板の表面には、耐食性の向上等を目的としてめっき処理を施してめっき層を備えさせてもよい。めっき層は電気めっき層であってもよく溶融めっき層であってもよい。
上述した鋼板の表面には、耐食性の向上等を目的としてめっき処理を施してめっき層を備えさせてもよい。めっき層は電気めっき層であってもよく溶融めっき層であってもよい。
溶融めっきを施す場合には、上記焼鈍工程後であって上記スキンパス圧延工程前に溶融めっきを施すことが好ましく、連続溶融めっき設備を用いて上記焼鈍工程と連続させることが好ましい。溶融めっきが合金化溶融亜鉛めっきである場合には溶融亜鉛めっきの後に合金化処理を施し、めっき層中のＦｅ濃度が５質量％以上１３質量％以下になるようにすることが好ましい。Ｆｅ濃度が５質量％未満では、めっき層が軟質すぎて摺動性に劣る場合があり、１３％超では、めっき層が脆くなり剥離しやすいからである。また、合金化処理後に、めっき表層に潤滑処理やＦｅめっき処理などの後処理を施してよい。電気めっきを施す場合には、上記スキンパス圧延工程後に電気めっきを施すことが好ましい。各めっき処理は常法にしたがえばよい。
本発明を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。
表１に示す化学組成の鋼を試験転炉で溶製し、連続鋳造試験機にて２５０ｍｍ厚のスラブを製造した。得られたスラブを加熱して熱間圧延試験機を用いて４．０ｍｍ厚まで熱間圧延した。スラブ加熱条件として、スラブを加熱炉から抽出した際の温度（加熱炉抽出温度）と加熱炉内において１１５０℃超の温度に保持した時間（１１５０℃超在炉時間）とを、熱間圧延条件として、熱間圧延完了温度と巻取温度とを、表２に示す。
表１に示す化学組成の鋼を試験転炉で溶製し、連続鋳造試験機にて２５０ｍｍ厚のスラブを製造した。得られたスラブを加熱して熱間圧延試験機を用いて４．０ｍｍ厚まで熱間圧延した。スラブ加熱条件として、スラブを加熱炉から抽出した際の温度（加熱炉抽出温度）と加熱炉内において１１５０℃超の温度に保持した時間（１１５０℃超在炉時間）とを、熱間圧延条件として、熱間圧延完了温度と巻取温度とを、表２に示す。
得られた熱延鋼板を塩酸酸洗によりスケール除去した後に０．６５ｍｍ厚まで冷間圧延した。
得られた冷延鋼板を表２に示すＡｃ３点以下の焼鈍温度で焼鈍し、表２に示す伸び率でスキンパス圧延した。
得られた冷延鋼板を表２に示すＡｃ３点以下の焼鈍温度で焼鈍し、表２に示す伸び率でスキンパス圧延した。
一部の鋼板については、焼鈍後の冷却途中で４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施し、めっき後に加熱して合金化処理を行った。この際のめっき付着量は４５ｇ／ｍ２とし、めっき層中のＦｅ濃度は９．５質量％とした。
また、一部の鋼板については、スキンパス圧延後の鋼板に電気めっきを施した。この際のめっき付着量は７０ｇ／ｍ２とした。
得られた鋼板の圧延方向断面を鏡面研磨し、エッチングせずに、鋼板表層部、板厚の１／４深さ位置および板厚中心位置を走査型電子顕微鏡により１００００倍の倍率で観察した。各板厚位置について１０視野ずつ観察し、各々のＭｎＳの粒径を求め、０．２０μｍ以下の個数比率を求めた。 ここで、粒径は、析出物を画像解析することでそれらの実面積を求め、この実面積を円に置き換え、その円の直径を算出することにより求めた。
得られた鋼板の圧延方向断面を鏡面研磨し、エッチングせずに、鋼板表層部、板厚の１／４深さ位置および板厚中心位置を走査型電子顕微鏡により１００００倍の倍率で観察した。各板厚位置について１０視野ずつ観察し、各々のＭｎＳの粒径を求め、０．２０μｍ以下の個数比率を求めた。 ここで、粒径は、析出物を画像解析することでそれらの実面積を求め、この実面積を円に置き換え、その円の直径を算出することにより求めた。
また、清浄度ｄをＪＩＳ Ｇ ０５５５の規定に準拠して測定した。
また、得られた鋼板の圧延方向断面を鏡面研磨し、ナイタール腐食液を用いてエッチングしてフェライト結晶粒を現出させた後、鋼板表層部、板厚の１／４深さ位置および板厚中心位置を光学顕微鏡により１０００倍の倍率で観察した。各板厚位置について１０視野ずつ観察し、得られた画像をもとにフェライトの面積率とフェライト結晶粒度番号を求めた。フェライトの結晶粒度番号はＪＩＳ Ｇ ０５５２に準拠して求めた。
また、得られた鋼板の圧延方向断面を鏡面研磨し、ナイタール腐食液を用いてエッチングしてフェライト結晶粒を現出させた後、鋼板表層部、板厚の１／４深さ位置および板厚中心位置を光学顕微鏡により１０００倍の倍率で観察した。各板厚位置について１０視野ずつ観察し、得られた画像をもとにフェライトの面積率とフェライト結晶粒度番号を求めた。フェライトの結晶粒度番号はＪＩＳ Ｇ ０５５２に準拠して求めた。
また、圧延方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験を行うことにより、降伏応力（ＹＳ）、引張強さ（ＹＳ）および降伏比（ＹＲ）を求めた。
また、圧延方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｇ ３１３５で規定される塗装焼付硬化量試験方法により、塗装焼付硬化量（ＢＨ量）を求めた。
さらに、得られた鋼板の表面を目視で観察し、その外観を評価した。
また、圧延方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｇ ３１３５で規定される塗装焼付硬化量試験方法により、塗装焼付硬化量（ＢＨ量）を求めた。
さらに、得られた鋼板の表面を目視で観察し、その外観を評価した。
評価結果を表２に示す。なお、表１および２における、化学組成、製造条件、組織特性および機械特性を示す数値に下線が付されたものは、本発明の規定の範囲外であることを示している。
本発明に係る鋼板は、いずれも、降伏比、フェライト結晶粒度番号、ＢＨ量、ＭｎＳのサイズおよび比率、清浄度は規定範囲内であり自動車外板パネルの製品としての品質（外観）も良好で、成形性に優れた鋼板が得られた。
化学組成が本発明の規定を満足するにおいても、製造条件が本発明の規定から外れる場合には降伏比が過度に高くなり、成形性に優れる鋼板は得られなかった。
具体的には、Ｎｏ．５は熱間圧延完了温度がＡｒ３点未満であったため、熱延鋼板および冷延鋼板の結晶粒が微細となってしまい、降伏比が７５％を超えた。
具体的には、Ｎｏ．５は熱間圧延完了温度がＡｒ３点未満であったため、熱延鋼板および冷延鋼板の結晶粒が微細となってしまい、降伏比が７５％を超えた。
Ｎｏ．６は、熱間圧延に供するスラブの加熱温度が１２５０℃以上であった。このため、ＭｎＳの大半が再固溶してしまい、再固溶したＭｎＳが熱間圧延中に微細に再析出して、粒径が０．２０μｍ以下であるＭｎＳの個数割合が１０％超となった。この微細に再析出したＭｎＳにより熱延鋼板の結晶粒が微細化し、冷延鋼板の結晶粒も微細となってしまい、降伏比が７５％を超えた。
Ｎｏ．７は、スキンパス圧延の伸び率が２％を超えていたため、降伏比が７５％を超えた。
Ｎｏ．９は、熱間圧延に供するスラブの１１５０℃超１２５０℃未満の温度域における保持時間が３００分間を超えてしまった。このため、ＭｎＳの大半が再固溶してしまい、再固溶したＭｎＳが熱間圧延中に微細に再析出して、粒径が０．２０μｍ以下であるＭｎＳの個数割合が１０％超となった。この微細に再析出したＭｎＳにより熱延鋼板の結晶粒が微細化し、冷延鋼板の結晶粒も微細となってしまい、降伏比が７５％を超えた。
Ｎｏ．９は、熱間圧延に供するスラブの１１５０℃超１２５０℃未満の温度域における保持時間が３００分間を超えてしまった。このため、ＭｎＳの大半が再固溶してしまい、再固溶したＭｎＳが熱間圧延中に微細に再析出して、粒径が０．２０μｍ以下であるＭｎＳの個数割合が１０％超となった。この微細に再析出したＭｎＳにより熱延鋼板の結晶粒が微細化し、冷延鋼板の結晶粒も微細となってしまい、降伏比が７５％を超えた。
Ｎｏ．１８は、Ｓ含有量が０．０２０％を超えていたため、粒径が０．２０μｍ以下であるＭｎＳの個数割合が１０％超となった。この微細に再析出したＭｎＳにより熱延鋼板の結晶粒が微細化し、冷延鋼板の結晶粒も微細となってしまい、降伏比が７５％を超えた。さらに、清浄度ｄが０．０５％を超えていた。
化学組成が本発明の規定を満足しない場合には、特定の成分の含有量が不適切であったことに基づき、品質や機械特性の劣化が認められた。
具体的には、Ｎｏ．１９は、Ｃｒ含有量が０．５０％を超えていたため、めっき濡れ性の低下により不めっきが生じた。
具体的には、Ｎｏ．１９は、Ｃｒ含有量が０．５０％を超えていたため、めっき濡れ性の低下により不めっきが生じた。
Ｎｏ．２０は、Ｎｂ含有量が０．０８０％を超えていたため、再結晶焼鈍時の粒成長が著しく阻害されてしまい、結晶粒が微細化されて、降伏比が７５％を超えた。
Ｎｏ．２１は、Ｔｉ含有量が０．０８０％を超えていたため、ＴｉＣの生成が著しくなり、再結晶焼鈍時の粒成長が阻害されてしまい、結晶粒が微細となって降伏比が７５％を超えた。
Ｎｏ．２１は、Ｔｉ含有量が０．０８０％を超えていたため、ＴｉＣの生成が著しくなり、再結晶焼鈍時の粒成長が阻害されてしまい、結晶粒が微細となって降伏比が７５％を超えた。
Ｎｏ．２２は、Ｍｎ含有量が高いため、結晶粒が微細化され、鋼板強度が６００ＭＰａ超となったのみならず、降伏応力も３００ＭＰａを超えた。このような鋼板は、プレス成形したときに面歪が発生することが懸念されるため、自動車アウターパネルへの適用は困難である。
Claims (12)
- 質量％で、Ｃ：０．０００５％以上０．０３０％未満、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．０５％以上２．０％以下、Ｐ：０．００５％以上０．０６％以下、Ｓ：０．０２０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００５％以上０．０８％以下およびＮ：０．００５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
フェライト面積率が９０％以上であり、鋼板断面を１００００倍の倍率で観察して得られた粒径が０．２０μｍ以下であるＭｎＳの個数割合が１０％以下であり、清浄度ｄが０．０５％以下である鋼組織を有し、降伏比が７５％以下である機械特性を有することを特徴とする焼付硬化性冷延鋼板。 - 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．０８０％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の焼付硬化性冷延鋼板。
- 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：０．０８０％以下を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の焼付硬化性冷延鋼板。
- 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：０．５０％以下を含有することを特徴とする請求項１〜請求項３のいずれかに記載の焼付硬化性冷延鋼板。
- 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂ：０．００３０％以下を含有することを特徴とする請求項１〜請求項４のいずれかに記載の焼付硬化性冷延鋼板。
- 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：１％以下、Ｃｕ：１％以下およびＮｉ：１％以下からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜請求項５のいずれかに記載の焼付硬化性冷延鋼板。
- 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下およびＺｒ：０．０１％以下からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜請求項６のいずれかに記載の焼付硬化性冷延鋼板。
- 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂｉ：０．０５％以下、Ｓｂ：０．０５％以下およびＳｎ：０．０５％以下からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜請求項７のいずれかに記載の焼付硬化性冷延鋼板。
- フェライト結晶粒度番号が１１．０未満である鋼組織を有することを特徴とする請求項１〜請求項８のいずれかに記載の焼付硬化性冷延鋼板。
- 鋼板表面にめっき層を有することを特徴とする請求項１〜請求項９のいずれかに記載の焼付硬化性冷延鋼板。
- 下記工程（Ａ）〜（Ｅ）を含むことを特徴とする請求項１〜請求項９のいずれかに記載の焼付硬化性冷延鋼板の製造方法：
（Ａ）請求項１〜８のいずれかに記載の化学組成を有するスラブを１１５０℃超１２５０℃未満の温度域に１００分間以上３００分間以下保持して熱間圧延に供し、Ａｒ３点以上９６０℃以下の温度域で熱間圧延を完了し、４００℃以上７００℃未満の温度域で巻き取って熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱延鋼板に酸洗を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；
（Ｃ）前記酸洗鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；
（Ｄ）前記冷延鋼板に再結晶温度以上Ａｃ３点以下の温度域で焼鈍を施す焼鈍工程；および
（Ｅ）前記焼鈍工程を経た鋼板を２％以下の伸び率で圧延するスキンパス圧延工程。 - 下記工程（Ａ）〜（Ｆ）を含むことを特徴とする請求項１０に記載の焼付硬化性冷延鋼板の製造方法：
（Ａ）請求項１〜８のいずれかに記載の化学組成を有するスラブを１１５０℃超１２５０℃未満の温度域に１００分間以上３００分間以下保持して熱間圧延に供し、Ａｒ ３ 点以上９６０℃以下の温度域で熱間圧延を完了し、４００℃以上７００℃未満の温度域で巻き取って熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱延鋼板に酸洗を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；
（Ｃ）前記酸洗鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；
（Ｄ）前記冷延鋼板に再結晶温度以上Ａｃ ３ 点以下の温度域で焼鈍を施す焼鈍工程；
（Ｅ）前記焼鈍工程を経た鋼板を２％以下の伸び率で圧延するスキンパス圧延工程；および
（Ｆ）前記スキンパス圧延工程を経た鋼板にめっき処理を施してめっき層を形成するめっき工程。
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