成形性に優れた高強度冷延薄鋼板およびその製造方法
【課題】安価で成形性に優れた高強度冷延薄鋼板を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：0.010〜0.060％、Al：0.05％以下、Ｎ：0.0060〜0.0200％、有効Ｎ量Ｎef／Alが0.2以上となる鋼を、1000℃以上に加熱、仕上圧延温度をフェライト変態開始温度以上とし、ＴＡ＝［700−10（Al／Ｎef）］以下の温度で巻き取る。冷延板は、250℃以上、ＴＡ以下の温度で、かつフェライト再結晶開始温度未満の温度に加熱する熱処理を施す。仕上圧延出側温度がフェライト変態開始温度未満で、熱延板のX線回析における（220）面からの回析ピースの半価値が0.30°以上である場合には、熱間圧延でのフェライト変態開始温度未満の温度域での圧下率と冷間圧延の圧下率との合計圧下率が30〜80％となるように、冷間圧延の圧下率を調整してもよい。これにより、強度、延性バランスに優れた高強度冷延薄鋼板となる。
【解決手段】質量％で、Ｃ：0.010〜0.060％、Al：0.05％以下、Ｎ：0.0060〜0.0200％、有効Ｎ量Ｎef／Alが0.2以上となる鋼を、1000℃以上に加熱、仕上圧延温度をフェライト変態開始温度以上とし、ＴＡ＝［700−10（Al／Ｎef）］以下の温度で巻き取る。冷延板は、250℃以上、ＴＡ以下の温度で、かつフェライト再結晶開始温度未満の温度に加熱する熱処理を施す。仕上圧延出側温度がフェライト変態開始温度未満で、熱延板のX線回析における（220）面からの回析ピースの半価値が0.30°以上である場合には、熱間圧延でのフェライト変態開始温度未満の温度域での圧下率と冷間圧延の圧下率との合計圧下率が30〜80％となるように、冷間圧延の圧下率を調整してもよい。これにより、強度、延性バランスに優れた高強度冷延薄鋼板となる。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主として建材、家電、自動車等の分野で使用する部品用として好適な、高強度冷延薄鋼板およびその製造方法に係り、とくに、成形性の向上に関する。なお、ここでいう「鋼板」には、鋼板、鋼帯を含むものとする。また、ここでいう「高強度薄鋼板」とは、板厚：3.0mm以下で、引張強さ：400MPa以上700MPa未満の強度を有する鋼板をいうものとする。
【背景技術】
【０００２】
電機分野や建材分野では、近年、販売競争の激化に伴い、コスト低減のために、安価な素材が強く要求されてきた。またさらに、運送費の低減のために、素材および製品の軽量化も要求されている。また、自動車分野では、コスト低減に加えて、地球環境の保全という観点から、自動車の燃費向上が強く要求され、最近では、自動車車体の軽量化が進められている。このような要求に対する有効な対策としては、素材である鋼板を薄肉化し軽量化を図るために、高強度化した高張力鋼板を使用すること、およびコスト低減のために安価な高張力鋼板を使用することが、まず挙げられる。
【０００３】
鋼板を高強度化する手段としては、加工硬化、固溶強化、析出強化、組織強化等の強化方法が知られている。しかし、固溶強化、析出強化による方法では、多量の合金元素を含有させる必要があり、また組織強化による方法ではさらに急冷等の熱処理を施す必要があり、鋼板製造コストの高騰を伴うという問題がある。
このような問題に対し、コスト低減要求の強い電機分野や建材分野向け鋼板では、加工硬化による鋼板の高強度化が有利と考えられている。しかし、加工硬化による高強度化は、他の強化方法に比べて、延性の低下を伴うという問題がある。
【０００４】
例えば特許文献１には、連続焼鈍工程を省略し、冷間圧延ままで用いることができ、コストを削減できる缶用鋼板の製造方法が記載されている。特許文献１に記載された技術は、主として、３ピース缶用素材を目的として、Ｃ：0.015％以下、Si：0.020％以下、Mn：0.10％以下、Ｐ：0.010％以下、Ｓ：0.005％以下、Ｎ：0.0030％以下、Al：0.150％以下を含み、さらに、Cr：0.020〜0.500％、Nb：0.0020〜0.0200％、Ti：0.0050〜0.0200％、Ｂ：0.0002〜0.0020％の１種または２種以上を含む連続鋳造スラブを1050℃以下に再加熱した後に熱延し、仕上げ圧延機入側温度を950℃以下とし、そこでの合計圧下率を40％以上、かつ、最終圧下率を25％以上とし、最終の熱延母板厚みを1.2mm以下として、500〜750℃の温度で巻取りを行い、通常の酸洗の後、圧下率50〜98％の冷間圧延を行う缶用鋼板の製造方法である。
【０００５】
また、例えば、特許文献２には、成形時には軟質であるが、成形後の塗装焼付け処理時に生じる歪時効硬化を利用して硬質化する、引張強さ：590MPa未満の比較的低強度の溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献２に記載された技術は、mass％で、Ｃ：0.01〜0.2％、Si：0.4％以下、Mn：0.2〜2.0％、Ｐ：0.05％以下、Al：0.01〜0.1％、Ｎ：0.005〜0.02％を含有し、固溶Ｎの含有量が50ppm以上である組成を有する冷延鋼板に、650℃超え900℃以下の温度域に加熱した後、少なくとも当該加熱温度から650℃までの温度域を平均冷却速度：５〜50℃/sで冷却する、加熱−冷却処理を施し、引き続きめっき処理を施す溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法である。なお、この加熱−冷却処理では、Ｎ含有量とAl含有量の特定関係で定義されるＮslが0.005未満の場合には、650℃以上の温度域における処理時間を、加熱温度、冷間圧下率、Ｎ含有量の特定関係で定義されるｔgl秒以内に規制するとしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平08−176674号公報
【特許文献２】特許第3951789号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
特許文献１に記載された技術によれば、製造された冷延鋼板は、降伏強さYSが570〜690MPa（58〜70 kg/mm２）程度の高強度を有しているが、伸びが５〜７％と低く、同一強度の冷延鋼板と比べ加工性が低下しているうえ、スラブ組成を高純度化し、さらに熱延後の板厚を1.2mm以下と薄くする必要があるため、製造コストが高騰するという問題がある。
また、特許文献２に記載された技術によれば、引張強さ：590MPa未満の比較的低強度のめっき鋼板の製造が可能となる。しかし、特許文献２に記載された技術では、高強度を得るために、成形後焼付け塗装処理を施す必要があり、最終製品までのコスト上昇が避けられないうえ、特許文献２に記載された技術では、引張強さ：590MPa以上の高強度を有し、かつ成形性に優れた高強度鋼板を製造できるまでに至っていないという、問題がある。
【０００８】
このような従来技術の問題に鑑み、本発明は、引張強さ：400MPa以上700MPa未満の高強度と、優れた成形性とを兼備する安価な、成形性に優れた高強度冷延薄鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者らは、上記した目的を達成するために、合金元素量を極限まで低減した冷延薄鋼板において、強度と成形性とに及ぼす各種要因について鋭意研究した。
その結果、本発明者らは、まず、高強度と延性とを兼備させるために、冷間圧延と、フェライトの回復は起こるが再結晶は生じない比較的低温度域での焼鈍処理とを組み合せて施すことを思い付いた。そこでまず、電機分野で汎用的な組成である、質量％で、0.019％Ｃ−0.0020％Ｎ−0.01％Si−0.15％Mn−0.02％Ｐ−0.01％Ｓ−0.038％Al−残部Feからなる組成の鋼板（板厚：2.6mm）に、圧下率：70〜80％の冷間圧延と、焼鈍温度：720℃以下の温度域での焼鈍処理とを施し冷延鋼板とし、得られた冷延鋼板から、圧延方向が引張方向となるように試験片（JIS 13号 B引張試験片：GL：25ｍｍ）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（引張強さTS、全伸びT-El、局部伸びL-El）を求めた。
【００１０】
また、得られた鋼板について、Ｘ線回折により、αの（２２０）面の回折ピークの半価幅を測定し、加工歪の残存の有無を調査した。なお、半価幅が0.30°未満の場合を加工歪無とした。
得られた鋼板のうち、冷間加工で導入された加工歪が残存する、加工歪有りの鋼板について、引張強さTS（MPa）とT-El全伸び（％）との関係を、図１に示す。図１から、上記した組成の鋼板に冷間加工と、720℃以下の比較的低い温度域での焼鈍処理と、を施したのちの、TSとT-Elとの関係は、次（１）式
TS（MPa）＝−10×（T-El（％））＋700 ‥‥（ａ）
で近似的に表されることがわかる。また、再結晶が生ぜず回復のみが生じている冷延鋼板の場合には、L-Elは0.5（T-El）以上となることも見出した。
【００１１】
しかし、図１の結果から、冷間加工と比較的低い温度域での焼鈍処理を組み合わせて施しても、上記した組成の鋼板では、T-El：10％程度以上の高い延性を維持しつつ、かつ、TS：600MPa以上の高強度を安定して確保することは難しいことがわかる。
さらに、高い延性を維持しつつ、更なる高強度化、すなわち引張強さTSの増加、例えば（ａ）式で表されるTSに比べ、少なくとも50MPaの増加、が達成できれば、従来と同レベルの剛性を維持しつつ、鋼板板厚の減少が可能となる。例えば、引張強さが450MPaから500MPaへ増加することで板厚0.8mmの鋼板では、５％程度の更なる鋼板板厚の低減が可能となり、部材の軽量化に寄与できることになる。
【００１２】
そこで、本発明者らは、引張強さ増加のために、固溶Ｎによる固溶強化および歪時効硬化を利用することに着目し、所定量以上の固溶Ｎを有する状態の鋼板に冷間加工を施し、そしてさらに、所望の熱処理を施すことに想到した。これにより、延性を損なわずに従来より高強度な冷延鋼板を製造できることを知見した。
すなわち、0.0040質量％以上の固溶Ｎを有する組成の鋼板に、冷間加工とさらに回復のみが生じるような条件の熱処理である焼鈍、あるいは亜鉛めっき処理を施すと、固溶強化と加工硬化に加えて、さらに、歪時効硬化および回復が生起され、所望の高強度を、著しい延性の低下を伴うことなく確保できる。そして、圧延方向の引張強さTSとT-Elとの関係が、（ａ）式で示される関係より、同一の全伸びT-El値で比較してTSで50MPa以上高い関係となる、次（１）式
TS（MPa）≧ −10×（T-El（％））＋750 ‥‥（１）
を満足する、成形性に優れた高強度薄鋼板を、安価に、しかも安定して製造できることを見出した。また、更なる検討により、Ti、Nb、Ｂ、Ｖ等の再結晶抑制元素を大幅なコスト上昇を伴わない程度に、少量含有する組成の鋼板とすることにより、さらに容易に安定して高強度と、高延性（優れた成形性）とを兼備した鋼板とすることができることも見出した。
【００１３】
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：0.010〜0.060％、Si：0.3％以下、Mn：0.1〜0.5％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.05％以下、Al：0.05％以下、Ｎ：0.0060〜0.0200％を、次（３−ａ）式
Ｎef＝Ｎ ・・・（３−ａ）
（ここで、Ｎ：Ｎの含有量（質量％））
で定義される有効Ｎ量ＮefとAl含有量との比、Ｎef／Alが0.2以上を満足するように含有し、さらに固溶Ｎを0.0040％以上含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相を主相とする組織とを有し、圧延方向の引張強さTS：400MPa以上700MPa未満で、かつ圧延方向の引張強さTSと全伸びT-Elとの関係が次（１）式
TS（MPa）≧ −10×（T-El（％））＋750 ‥‥（１）
（ここで、T-El：圧延方向の全伸び（％）、TS：圧延方向の引張強さ（MPa））
を、全伸びT-Elと局部伸びL-Elとの関係が次（２）式
L-El／T-El ≧ 0.5 ‥‥‥‥‥‥（２）
（ここで、T-El：圧延方向の全伸び（％）、L-El：圧延方向の局部伸び（％））
を、それぞれ満足することを特徴とする成形性に優れた高強度冷延薄鋼板。
【００１４】
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、Ti、Ｂのうちから選ばれた１種または２種を含有し、前記（３−ａ）式に代えて、次（３−ｂ）式
Ｎef＝Ｎ−14×（Ti／48＋Ｂ／11） ‥‥‥‥（３−ｂ）
（ここで、N、Ti、B：各要素の含有量（質量％））
で定義される有効Ｎ量Ｎefが0.0060〜0.0200％を満足する組成とすることを特徴とする高強度冷延薄鋼板。
【００１５】
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、Nb、Ｖのうちから選ばれた１種または２種を合計で、質量％で、0.05％未満で、かつ前記有効Ｎ量ＮefとNb含有量の比、Ｎef／Nbが0.7以上、前記有効Ｎ量ＮefとＶ含有量の比、Ｎef／Ｖが0.4以上、を満足するように、含有する組成とすることを特徴とする高強度冷延薄鋼板。
（４）鋼素材に、該鋼素材を加熱し熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程と、該熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする冷延工程と、該冷延板に焼鈍処理を施し冷延焼鈍板とする焼鈍工程と、を順次施し、高強度冷延薄鋼板とする高強度冷延薄鋼板の製造方法において、前記鋼素材を、質量％で、Ｃ：0.010〜0.060％、Si：0.3％以下、Mn：0.1〜0.5％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.05％以下、Al：0.05％以下、Ｎ：0.0060〜0.0200％を、次（３−ａ）式
Ｎef＝Ｎ ・・・（３−ａ）
（ここで、Ｎ：Ｎの含有量（質量％））
で定義される有効Ｎ量ＮefとAl含有量との比、Ｎef／Alが0.2以上を満足するように含有し、残部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、前記熱延工程を、前記鋼素材を1000℃以上の温度に加熱し、粗圧延を施し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：フェライト変態開始温度以上とする仕上圧延を施し熱延板とし、ついで、次（４）式
ＴＡ ＝ 700−10（Al／Ｎef） ‥‥（４）
（ここで、Al：Alの含有量（質量％）、Ｎef：有効Ｎ量（質量％））
で定義されるＴＡ℃以下の温度で巻き取る工程とし、前記冷延工程を、前記熱延板に、圧下率が30〜80％となる冷間圧延を施す工程とし、前記焼鈍工程を、焼鈍温度：250℃以上、次（４）式
ＴＡ ＝ 700−10（Al／Ｎef） ‥‥（４）
（ここで、Al：Alの含有量（質量％）、Ｎef：有効Ｎ量（質量％））
で定義されるＴＡ℃以下で、かつフェライト再結晶開始温度未満の温度に加熱し、該温度で１〜600ｓ間保持する焼鈍処理を施す工程とすることを特徴とする成形性に優れた高強度冷延薄鋼板の製造方法。
【００１６】
（５）（４）において、前記仕上圧延が、仕上圧延出側温度：フェライト変態開始温度未満とする熱間圧延であり、前記冷間圧延が、次（５）式
TR（％）＝［１−（１−ｐ／100）（１−CR／100）］×100 ‥‥（５）
（ここで、熱延板のX線回析における（220）面からの回析ピークの半価値が0.30°以上である場合、ｐ：仕上圧延最終圧延スタンドにおける圧下率（％）、0.30°未満である場合、ｐ：０（％）、CR：冷間圧延における累積圧下率（％））
で定義されるTR（％）が30〜80％となるように、冷間圧延の圧下率CRを調整する圧延であることを特徴とする高強度冷延薄鋼板の製造方法。
【００１７】
（６）（４）または（５）において、前記焼鈍工程に代えて、加熱温度：450℃以上、前記（４）式で定義されるＴＡ℃以下で、かつフェライト再結晶開始温度未満の温度に加熱し、該温度で１〜600ｓ間保持する熱処理を施したのち、500℃以下の温度まで冷却し、ついで溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、溶融亜鉛めっき層を形成し、その後冷却する溶融亜鉛めっき処理を施す、溶融亜鉛めっき処理工程とすることを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
【００１８】
（７）（６）において、前記溶融亜鉛めっき処理工程に引続き、470℃以上550℃以下でかつフェライト再結晶開始温度未満の温度に加熱し、前記溶融亜鉛めっき層を合金化する合金化処理を行なう合金化処理工程を施すことを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
（８）（４）ないし（７）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti、Ｂのうちから選ばれた１種または２種を含有し、前記（３−ａ）式に代えて、次（３−ｂ）式
Ｎef＝Ｎ−14×（Ti／48＋Ｂ／11） ‥‥‥‥（３−ｂ）
（ここで、N、Ti、B：各要素の含有量（質量％））
で定義される有効Ｎ量Ｎefが質量％で、0.0060〜0.0200％を満足する組成とすることを特徴とする高強度冷延薄鋼板の製造方法。
【００１９】
（９）（４）ないし（８）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb、Ｖのうちから選ばれた１種または２種を合計で0.05％未満で、かつ前記有効Ｎ量ＮefとNb含有量の比、Ｎef／Nbが0.7以上、前記有効Ｎ量ＮefとＶb含有量の比、Ｎef／Ｖが0.4以上を満足するように、調整して含有する組成とすることを特徴とする高強度冷延薄鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によれば、高価な合金元素を多量含有することなく、また、特別な焼付け塗装処理を施す必要もなく、引張強さ：400MPa以上700MPa未満の高強度を有し、かつ優れた成形性を兼備する、高強度冷延薄鋼板を安価に、しかも安定して製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明によれば、冷間圧延工程を省略して製造することも可能で、大幅なコスト削減が可能となるという効果もある。また、本発明によれば、建材、家電、あるいは自動車用等として十分な特性を有する部品を安価に提供できるという効果もある。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】冷間圧延と比較的低い温度での焼鈍処理を施され、加工歪が残存する冷延鋼板における、圧延方向（Ｌ方向）の引張強さTSと全伸びT-Elとの関係を示すグラフである。
【図２】フェライト再結晶開始温度の決定方法を模式的に示す説明図である。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
以下、本発明について具体的に説明する。
本発明の冷延薄鋼板は、圧延方向の引張強さTS：400MPa以上700MPa未満で、かつ圧延方向の引張強さTSと全伸びT-Elとの関係が次（１）式
TS（MPa）≧ −10×（T-El（％））＋750 ‥‥（１）
（ここで、T-El：圧延方向の全伸び（％）、TS：圧延方向の引張強さ（MPa））
を、また、全伸びT-Elと局部伸びL-Elとの関係が次（２）式
L-El／T-El ≧ 0.5 ‥‥‥‥‥‥（２）
（ここで、T-El：圧延方向の全伸び（％）、L-El：圧延方向の局部伸び（％））
を、それぞれ満足する特性を有する、成形性に優れた高強度冷延薄鋼板である。なお、ここで、全伸びT-El（％）、局部伸びL-El（％）は、標点間距離GL：25mmのJIS 13号B試験片を用いて求めた値を使用するものとする。
【００２３】
TSとT-Elが、（１）式を満足することにより、従来の高強度冷延鋼板に比べて、顕著に強度−延性バランスが向上したTS：400MPa以上700MPa未満有する高強度冷延鋼板となる。また、本発明鋼板はフェライト相が加工フェライトとなり、局部伸びと全伸びが、（２）式を満足することにより、所望の高延性を維持しながら、所望の高強度を確保できる。
【００２４】
まず、本発明冷延薄鋼板の組成限定理由について説明する。以下、とくに断わらないかぎり質量％は、単に％で記す。
Ｃ：0.010〜0.060％
Ｃは、鋼板の強度を増加させる作用を有する元素であり、所望の高強度を確保するために、本発明では0.010％以上の含有を必要とする。一方、0.060％を超える含有は、炭化物量が多くなりすぎて強度が高くなりすぎ、所望の延性が確保できにくくなる。このため、Ｃは0.010〜0.060％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.010〜0.040％である。
【００２５】
Si：0.3％以下
Siは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中に固溶して鋼板の強度を増加させる固溶強化能が高く、とくに降伏強さを大きく増加させる作用を有する元素である。このような効果は、0.01％以上の含有で認められるが、0.3％を超えて含有すると、所望の延性の確保ができにくくなる。このため、Siは0.3％以下に限定した。なお、好ましくは0.2％以下である。
【００２６】
Mn：0.1〜0.5％
Mnは、Ｓと結合し硫化物を形成し、Ｓによる熱間脆性を抑制するとともに、鋼中に固溶して鋼板の強度を増加させる固溶強化能が高く、とくに降伏強さを大きく増加させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには0.1％以上の含有を必要とする。一方、0.5％を超える含有は、延性を低下させる。このため、Mnは0.1〜0.5％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.4％以下である。
【００２７】
Ｐ：0.08％以下
Ｐは、鋼中に固溶して鋼板の強度を増加させる固溶強化能が高い固溶強化元素であり、所望の強度に応じて0.01％以上程度含有することが望ましいが、0.08％を超える多量の含有は延性を著しく低下させる。このため、Ｐは0.08％以下に限定した。なお、好ましくは0.05％以下である。
【００２８】
Ｓ：0.05％以下
Ｓは、鋼中では硫化物として存在し、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るため、できるだけ低減することが望ましい。しかし、過度の低減は精錬コストの高騰を招く。Ｓを0.05％まで低減すれば、成形性への悪影響が無視できることから、Ｓは0.05％以下に限定した。なお、好ましくは0.03％以下である。
【００２９】
Al：0.05％以下
Alは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度を向上させるとともに、結晶粒を微細化する作用を有する元素であり、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望ましい。一方、Alは、Ｎとの親和力が強く、多量の含有は、本発明で重要な、強度増加の役割を担う固溶Ｎ量の低減に繋がる。このため、Alは0.05％以下に限定した。なお、好ましくは0.001〜0.04％である。
【００３０】
Ｎ：0.0060〜0.0200％
Ｎは、固溶して鋼の強度を増加させるとともに、歪時効硬化に寄与し所望の鋼板強度の確保に寄与する元素であり、このような効果は0.0060％以上の含有で安定して得られる。一方、0.0200％を超える多量の含有は、連続鋳造時のスラブ割れなどの発生が顕著になる。このため、Ｎは0.0060〜0.0200％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.0060〜0.0170％である。
【００３１】
Ｎef／Al：0.2以上
上記したように、Alは、強力にＮを固定する作用を有する元素であり、所望の固溶Ｎ量を確保する観点から、本発明では、有効Ｎ量ＮefとAl含有量の比、Ｎef／Alを0.2以上に限定した。これにより、0.0040％以上の固溶Ｎ量を安定して確保でき、所望の優れた成形性を確保できる。なお、Ｎef／Alは、好ましくは0.3以上である。ここで、Ti、Bを含有しない場合、Ｎefは次（３−ａ）式
Ｎef＝Ｎ ・・・（３−ａ）
（ここで、Ｎ：Ｎの含有量（質量％））
で定義される。
【００３２】
一方、Ti、Bを含有する場合はTi、ＢとＮの結合力は強く、Ti、Ｂと結合したＮは強度増加（固溶強化および歪時効硬化）に有効なＮとして作用しなくなるため、Ｎef は、N含有量から、TiNおよびBNの形成に必要なＮ量を差引いた値であると定義され、有効Ｎ量Ｎef は次（３−ｂ）式
Ｎef＝Ｎ−14×（Ti／48＋Ｂ／11） ‥‥‥‥（３−ｂ）
（ここで、Ｎ、Ti、Ｂ：各元素の含有量（質量％））
で定義される。なお、（３−ｂ）式中のTi、Ｂは、TiあるいはＢを含有しない場合には零として計算するものとする。
【００３３】
固溶Ｎ：0.0040％以上
固溶状態のＮは、フェライト相の強化に寄与する。冷延鋼板として所望の高強度を確保するためには、固溶状態のＮを0.0040％以上確保する必要がある。なお、安定して高強度を確保するためには、固溶状態のＮは0.0060％以上とすることが好ましい。
ここで、固溶状態のＮは、鋼中の全Ｎ量から、析出Ｎ量を差し引いた値とする。析出Ｎ量は、定電位電解法を用いた電解抽出による溶解法を適用して求めた値を用いる。なお、電解抽出の電解液としては、アセチルアセトン系電解液を用いることが好ましい。定電位電解法を用いた電解抽出による溶解法にて抽出した残渣を化学分析して、残渣中のＮ量を求め、これを析出Ｎ量とした。
【００３４】
上記した成分が基本の組成であるが、基本の組成に加えてさらに、Ti、Ｂのうちから選ばれた１種または２種、および／または、Nb、Ｖのうちから選ばれた１種または２種を合計で0.05％未満、含有することができる。
Ti、Ｂのうちから選ばれた１種または２種
Ti、Ｂはいずれも、冷間加工されたフェライトの再結晶開始温度を高め、焼鈍時に鋼板が軟質化するのを抑制する作用を有する元素であり、必要に応じて１種または２種を選択して、少量含有できる。しかし、Ti、Ｂは、いずれもＮとの親和力が非常に強く、高温で窒化物を形成し、室温（冷間圧延時）での固溶Ｎ量を著しく低減させる。また、Tiは固溶強化能が強い元素であり、過剰に含有すると延性が低下する。そのため、含有する場合には、Ti、Ｂのうちから選ばれた１種または２種を、Ｎ含有量との関係で、上記した（３−ｂ）式で定義される有効Ｎ量Ｎefが0.0060〜0.0200％の範囲となるように含有させることが好ましい。なお、Ti、Ｂを含有する場合には、所望の固溶Ｎ量を確保する観点から、本発明では、有効Ｎ量ＮefとAl含有量の比、Ｎef／Alを0.2以上に限定することが好ましい。
【００３５】
Nb、Ｖのうちから選ばれた１種または２種：合計で0.05％未満
Nb、Ｖはいずれも、冷間加工されたフェライトの再結晶開始温度を高め、焼鈍時に鋼板が軟質化するのを抑制する作用を有する元素であり、必要に応じて１種または２種を選択して、合計で0.05％未満含有できる。しかし、Nb、Ｖはいずれも、Ｎとの親和力が強く、室温（冷間圧延時）での固溶Ｎ量を低減させる。また、Nb、Ｖは，固溶強化能が強く、過剰に含有すると延性が低下するとともに、材料コストの高騰を招く。そのため、含有する場合には、Nb、Ｖのうちから選ばれた１種または２種は、合計で0.05％未満に限定することが好ましい。
【００３６】
なお、Nbおよび／またはＶを含有する場合には、上記した含有量の範囲内でかつ、所望の固溶Ｎ量を確保する観点から、Nbおよび／またはＶの含有量をＮ量との関係で、（３−ａ）、（３−ｂ）式で定義される有効Ｎ量Ｎefと、Nb含有量の比、Ｎef／Nbが0.7以上、有効Ｎ量ＮefとＶ含有量の比、Ｎef／Ｖが0.4以上、を満足するように、調整することが好ましい。
【００３７】
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。
つぎに、本発明冷延薄鋼板の組織限定理由について説明する。
本発明冷延薄鋼板は、フェライト相を主相とする組織を有する。ここでいう「主相」とは、組織全体に対する体積率で92％以上、好ましくは95％以上である場合をいう。主相以外の第二相は、セメンタイトやパーライト等である。第二相は、体積率で10％以下とする。第二相が10％を超えて多くなると、延性、とくに局部延性の低下が著しくなり、高度な加工性が要求される部品向けとしては問題となる。さらに良好な延性が必要とされる用途では、５％未満とすることが好ましく、さらに好ましくは４％以下である。なお、本発明では、主相であるフェライト相は、冷間圧延により加工硬化したフェライト相であり、例えば、Ｘ線回折によるフェライト相の（220）面の回折ピークの半価幅が0.30°〜0.60°となる相である。
【００３８】
つぎに、本発明の冷延薄鋼板の好ましい製造方法について説明する。
本発明では、鋼素材に、該鋼素材を加熱し熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程と、該熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする冷延工程と、該冷延板に焼鈍処理を施し冷延焼鈍板とする焼鈍工程と、を順次施し、高強度冷延薄鋼板とする。
鋼素材は、上記した鋼板の組成と、固溶Ｎ量以外の成分含有量が同じである組成を有する鋼素材を用いる。
【００３９】
鋼素材の製造方法は、とくに限定する必要はないが、上記した組成の溶鋼を転炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法などの常用の鋳造方法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。鋼素材の鋳造方法は、連続鋳造法以外の、造塊法、薄スラブ鋳造法としてもなんら問題はない。
得られた鋼素材は、ついで、熱延工程を施される。熱間圧延のための加熱は、いったん室温まで冷却し、その後再加熱する方法に加えて、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいはわずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
【００４０】
本発明における熱延工程では、鋼素材を加熱温度：1000℃以上に加熱し、粗圧延してシートバーとし、ついで該シートバーに仕上圧延出側温度：フェライト変態開始温度以上とする仕上圧延を施し、巻取り温度：ＴＡ℃以下で巻き取り熱延板とする。なお、ＴＡは、次（４）式
ＴＡ ＝ 700−10（Al／Ｎef） ‥‥（４）
（ここで、Al：Alの含有量（質量％）、Ｎef：有効Ｎ量（質量％））
で定義される値である。なお、Ｎef：有効Ｎ量は、上記した（３−ａ）、（３−ｂ）式で定義される値である。
【００４１】
加熱温度：1000℃以上
熱間圧延のための加熱温度は、1000℃以上とすることが好ましい。加熱温度が1000℃未満では、Ｎが未固溶のままとなり、冷延板での所望の固溶Ｎを確保することが困難となると共に、結晶粒が十分に粗大化せず硬質化し、熱間圧延時の圧延荷童の増加が著しくなり、圧延が困難となる場合がある。なお、加熱温度の上限はとくに限定する必要はないが、1280℃を超えて高温になると、酸化層が厚く形成され、酸化に伴うロスが増大し、歩留りが低下するとともに、酸洗処理の負荷が増大する。このようなことから、熱間圧延のための加熱温度は1000℃以上、好ましくは1280℃以下である。
【００４２】
仕上圧延出側温度：フェライト変態開始温度以上またはフェライト変態開始温度未満
仕上圧延は、均一な組織を有する熱延板を確保するという観点から、Ａr3変態点以上のオーステナイト単相域で行うことが好ましい。というのは、フェライトが析出した温度域での圧延は、熱延板の組織を不均一にし、得られる製品の特性を不安定にする場合が多いという問題に加えて、フェライトが析出した温度域での圧延は熱延板の強度を増加させ、その後の冷間圧延が困難になる場合が多いからである。しかし、本発明では、仕上圧延の最終圧延スタンドでは、オーステナイト（γ）−フェライト（α）二相域、フェライト（α）単相域あるいはフェライト（α）−セメンタイト（θ）二相域での圧延を施してもよい。γ−α二相域、α単相域、あるいはα−θ二相域での圧延は、熱延板に加工歪を残留させないという点からは、仕上圧延出側温度をフェライト変態開始温度以上とすることが好ましいが、仕上圧延出側温度をフェライト変態開始温度未満としてもよい。なお、フェライト変態開始温度（Ar3変態点）は次式
Ar3（℃）＝901−325C−92Mn＋33Si＋278P＋40Al
ここに、C、Mn、Si、P、Al：各元素の含有量（質量％）
により求めることができる。
【００４３】
なお、仕上圧延出側温度の上限はとくに限定する必要はないが、過度に高い仕上圧延出側温度で圧延した場合には、スケール疵などが発生しやすくなるため、仕上圧延出側温度の上限は概ね950℃程度以下とすることが好ましい。
また、仕上圧延出側温度をフェライト変態開始温度未満とし、少なくとも最終圧延スタンドにおける圧下パスをフェライト変態開始温度未満の圧下とすることにより、少なくとも最終圧延パス時に導入される加工歪が熱延板に蓄積されやすくなり、熱延板の強度が増加し、その後の冷間圧延における圧下率を軽減または省略することが可能となり、製造コストの削減に繋がるという利点がある。この場合、本発明では、熱延板をＸ線回折し、（220）面からの回折ピークの半価幅が0.30°以上の場合には、最終圧延スタンドでの圧下率：ｐ％を、フェライト変態開始温度未満での圧下率とみなし、一方、熱延板の（220）面からの回折ピークの半価幅が0.30°未満の場合には、フェライト変態開始温度未満の圧下率は０％であるとする。
【００４４】
仕上圧延終了後、熱延板は巻取り温度まで冷却され、コイル状に巻き取られる。冷却は、所望の固溶Ｎ量を確保する観点からは水冷等の急冷を施すことが好ましいが、過度の急冷は組織の不均一を生じやすくため、本発明では、板厚中心位置の平均冷却速度で20℃／ｓ以下の加速冷却を施すことが好ましい。
巻取り温度：ＴＡ℃以下
巻取り温度は、ＴＡ℃以下とすることが好ましい。なお、ＴＡは、次（４）式
ＴＡ ＝ 700−10（Al／Ｎef） ‥‥（４）
（ここで、Al：Alの含有量（質量％）、Ｎef：有効Ｎ量（質量％））
で定義される値であり、また、有効Ｎ量Ｎefは、Ｎ含有量から、TiNおよびBNの形成に必要なＮ量を差引いた値であり、上記したようにTi、Bを含有しない場合には（３−ａ）式で示されるようにN含有量と等しいと定義され、Ti、Bを含有する場合には（３−ｂ）式（＝Ｎ−14×（Ti／48＋Ｂ／11））で定義される値である。（４）式の関係式は、所望の固溶Ｎ量を確保するために本発明者らが種々検討して得た実験式である。巻取り温度が、ＴＡを超えて高温となると、各種窒化物が析出し、所望の固溶Ｎ量を確保できなくなる。巻取り温度を200℃未満とすると、鋼板形状の乱れが顕著となり、実際の使用に当たり不具合を生じる危険性が増大する。また、材質の不均一性も増大する傾向となる。このため、巻取り温度は200℃以上とすることが好ましい。
【００４５】
上記した熱延工程を経た熱延板は、好ましくは酸洗処理を施され、ついで、冷延工程を施される。酸洗処理は、常用の方法に準じて行えばよく、特に限定する必要はない。なお、スケールが極めて薄い場合には酸洗を行うことなく直接、冷延工程を行ってもよい。
冷延工程では、熱延板に、圧下率：30〜80％の冷間圧延を施し、所望の板厚の冷延板とする。
【００４６】
本発明では、冷間圧延による加工硬化と、その後の熱処理による歪時効硬化とにより、高強度化を図るため、冷間圧延の圧下率（冷延圧下率）CRは30％以上とする。冷間圧延により、転位が導入され、冷延板強度が増加し、さらに全伸びT-Elに対する局部伸びL-Elの割合が著しく増加する。冷延圧下率CRが、30％未満では、所望の高強度を確保できないうえ、焼鈍後の組織が混粒となり、延性が著しく低下する。一方、冷延圧下率CRが、80％を超えて高くなると、延性の低下が著しくなるとともに、冷間圧延時間が長くなり冷延工程コストの大幅なアップが避けられない。
【００４７】
なお、熱延工程で、仕上圧延出側温度がフェライト変態開始温度未満となる仕上圧延が施され、熱延板の（220）面からの回折ピークの半価幅が0.30°以上となる場合には、仕上圧延最終圧延スタンドにおける圧下率：ｐ（％）をフェライト変態開始温度未満での圧下率：ｐ％として、冷間圧延においては、次（５）式
TR（％）＝［１−（１−ｐ／100）（１−CR／100）］×100 ‥‥（５）
（ここで、ｐ：仕上圧延最終圧延スタンドにおける圧下率（％）、CR：冷間圧延における累積圧下率（％））
で定義されるトータル圧下率TR（％）が30〜80％を満足するように、冷延圧下率CRを調整することができる。トータル圧下率TRが、30％未満では、所望の高強度を確保できないうえ、焼鈍後の組織が混粒となり、延性が著しく低下する。一方、トータル圧下率TRが、80％を超えて高くなると、延性の低下が著しくなるとともに、冷間圧延時間が長くなり冷延工程コストの大幅なアップが避けられない。
【００４８】
上記した冷延工程を経た冷延板は、ついで焼鈍工程を施され冷延焼鈍板とされる。
焼鈍工程は、冷延板に、焼鈍温度：250℃以上、ＴＡ℃以下で、かつフェライト再結晶開始温度未満の温度に加熱し、該温度で１〜600ｓ間保持する焼鈍処理を施す工程とする。
焼鈍温度：250℃以上、ＴＡ℃以下でかつフェライト再結晶開始温度未満
冷延板に施す焼鈍処理では、焼鈍温度は、250℃以上、上記した（４）式で定義されるＴＡ℃以下とすることが好ましい。焼鈍温度が250℃未満では、フェライト相の回復が進まず、所望の延性増加が得られない。一方、ＴＡ℃を超えて高温となると、窒化物が形成され、固溶Ｎによる強化が十分に発揮されなくなる。また、焼鈍温度が、フェライト再結晶開始温度を超えて高温となると、再結晶が進行して、過度に軟質化し、所望の高強度を確保できなくなる。なお、上記した範囲の焼鈍温度で、600ｓを超える時間保持すると、強度の低下が著しくなり、所望の高強度を確保できなくなる。一方、保持時間が１ｓ未満では、加工組織が十分に回復せず、所望の延性を確保できない。このため、上記した範囲の焼鈍温度での保持時間は、１〜600ｓの範囲とすることが好ましい。
【００４９】
なお、ここでいう「フェライト再結晶開始温度」はつぎのようにして求めた温度を言うものとする。圧下率：60〜70％の冷間圧延を施した各鋼板に、20℃間隔の加熱温度で焼鈍処理を施し、焼鈍板としたのち、該各焼鈍板について、室温で引張強さまたは硬さ（強度）を測定し、図２に示すような強度−焼鈍温度の関係を求め、強度（引張強さまたは硬さ）と焼鈍温度との関係が、直線から外れ始めた焼鈍温度を、各鋼板のフェライト再結晶開始温度と定義する。
【００５０】
なお、上記した焼鈍工程に代えて、連続溶融亜鉛めっきラインを利用して、熱処理と溶融亜鉛めっき処理とを連続して行う溶融亜鉛めっき処理工程を施しても良い。溶融亜鉛めっき処理工程は、冷延板を、加熱温度：450℃以上、ＴＡ℃以下で、かつフェライト再結晶開始温度未満の温度に加熱し、該温度で１〜600ｓ間保持する熱処理を施したのち、500℃以下の温度まで冷却し、ついで溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、溶融亜鉛めっき層を形成し、その後冷却する溶融亜鉛めっき処理を施す工程としても良い。
【００５１】
溶融亜鉛めっき処理は、通常、460℃程度に保持された溶融亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬して行うため、溶融亜鉛めっき処理前の熱処理としては、溶融亜鉛めっき処理に悪影響を及ぼさない範囲の温度である、450℃を下限とする熱処理とした。一方、熱処理の加熱温度が上記した（４）式で定義されるＴＡ℃を超えて高温となると、窒化物が形成されるため、ＴＡ℃を上限とした。また、加熱温度が、フェライト再結晶開始温度を超えて高温となると、再結晶が進行して、過度に軟質化し、所望の高強度を確保できなくなる。このため、溶融亜鉛めっき処理前の熱処理は、加熱温度：450℃以上、ＴＡ℃以下で、かつフェライト再結晶開始温度未満の温度に加熱し、保持する処理に限定することが好ましい。なお、上記した範囲の加熱温度で、600ｓを超える時間保持すると、熱処理時間が長くなりすぎ、鋼板製造コストの高騰を招く。一方、保持時間が１ｓ未満では、加工組織が十分に回復せず、所望の延性を確保できない。このため、上記した範囲の加熱温度での保持時間は、１〜600ｓの範囲とすることが好ましい。なお、局部伸びの向上のためには、保持時間は、10ｓ以上とすることがより好ましい。上記した熱処理後、500℃以下の温度まで冷却したのち、溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、溶融亜鉛めっき層を形成し、その後冷却する溶融亜鉛めっき処理を施す。なお、熱処理後に500℃以下の温度に冷却するのはめっき浴の温度を安定化させるためである。溶融亜鉛めっき処理工程で行う溶融亜鉛めっき処理は、通常の溶融亜鉛めっき処理がそのまま適用できる。
【００５２】
また、熱処理−溶融亜鉛めっき処理に引続いて、470℃以上550℃以下の温度に加熱し、めっき層を合金化する合金化処理を連続して行う、合金化溶融亜鉛めっき処理工程としても良い。
焼鈍工程、あるいは溶融亜鉛めっき処理工程に続いて、鋼板形状の矯正等を目的として、調質圧延、レベリング等を施しても良い。
【００５３】
以下、さらに実施例に基づいて、さらに詳細に本発明について説明する。
【実施例】
【００５４】
表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で鋼素材（スラブ：肉厚250mm）とした。これら鋼素材を、表２に示す条件の熱延工程で、板厚4.0mmの熱延鋼帯(熱延板)とし、コイル状に巻き取った。なお、一部の熱延板では、仕上圧延終了後、仕上圧延出側温度から巻取温度までの平均冷却速度で20または50℃/sの加速冷却を行った。得られた熱延板について、Ｘ線回折法により、フェライト相αの(220)面の回折ピークを測定し、その半価幅を求めた。使用したＸ線は、Co−Ｋα線（波長：1.79Å）とした。半価幅が0.30°未満の場合を、フェライト変態開始温度以下の圧延は「無し」とし、半価幅が0.30°以上の場合を、フェライト変態開始温度未満の圧延が「有り」として、最終圧延スタンドにおける圧下パスの圧下率をフェライト変態開始温度未満の圧下率ｐ（％）とした。
【００５５】
また、「フェライト再結晶開始温度」は、各鋼種の熱延板に、圧下率：60〜70％の冷間圧延を施し、ついで、20℃間隔の加熱温度で熱処理を施したのち、室温で硬さを測定し、硬さ−加熱温度の関係を求め、硬さと加熱温度との関係が、直線から外れ始めた温度を、各鋼のフェライト再結晶開始温度とした。
ついで、これら熱延板に、酸洗処理を施したのち、表２に示す冷延圧下率の冷間圧延を施す冷延工程で板厚1.2〜2.4mmの冷延板とした。なお、仕上圧延でフェライト変態開始温度未満の圧延が「有り」の場合には、フェライト変態開始温度未満の圧下率ｐを配慮してトータル圧下率TRが所定の範囲内となるように、冷延圧下率CRを調整した。なお、一部では比較として冷間圧延を行わなかった。
【００５６】
得られた冷延板に、連続焼鈍ライン、または、連続溶融亜鉛めっきラインを用いて、表２に示す条件で焼鈍工程、溶融亜鉛めっき処理工程、あるいは、合金化溶融亜鉛めっき処理工程を施し、冷延焼鈍板、あるいはめっき板とした。なお、溶融亜鉛めっき処理は、熱処理に引続いて、めっき浴の温度：460℃の溶融亜鉛めっき浴に連続的に浸漬する処理とした。また、合金化溶融亜鉛めっき処理は、溶融亜鉛めっき処理後にさらに溶融亜鉛めっき層に表２に示す合金化処理温度で合金化処理を施す処理とした。焼鈍工程、溶融亜鉛めっき処理工程、あるいは、合金化溶融亜鉛めっき処理工程後に、鋼板形状の矯正のために、伸び率：0.5％の調質圧延を施した。
【００５７】
得られた冷延焼鈍板（めっき板）から、試験片を採取し、組織観察、引張試験、析出Ｎ量の測定を実施した。試験方法は次のとおりとした。
（１）組織観察
得られた冷延焼鈍板およびめっき板から、圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）が観察面となるように組織観察用試験片を採取し、研磨しナイタール腐食して、光学顕微鏡（倍率：400倍）または走査型電子顕微鏡（倍率：1000倍）を用いて、組織を構成する各相の同定を行うとともに、該各相の組織分率を、画像解析装置を用いて、測定した。なお、フェライト相については、Ｘ線回折法で（220）面のピークを求め、その半価幅を求めた。
（２）引張試験
得られた冷延鋼板およびめっき鋼板から、試験方向が圧延方向となるように、J1S 13号Ｂサイズ試験片を採取し、必要に応じて研削加工を施し、板厚を1.2mmとしたのち、J1S Z 2241の規定に準拠して引張試験を行い、引張特性(引張強さTS、全伸び(ElＴ)、局部伸び(ElＬ))を求めた。
（３）固溶Ｎ量の測定
また、得られた冷延鋼板およびめっき鋼板から分析用試材を採取し、固溶Ｎ量を測定した。固溶Ｎ量は、全Ｎ量から、析出Ｎ量を差し引いた値とした。析出Ｎ量は、アセチルアセトン系電解液による定電位電解法を用いた電解抽出による溶解法を適用して抽出した残渣を化学分析して、残渣中のＮ量を求めた値を用いた。
【００５８】
得られた結果を表３に示す。
【００５９】
【表１】
【００６０】
【表２】
【００６１】
【表３】
【００６２】
本発明例は、いずれも、高価な合金元素を多量含有することなく、所望の高強度（引張強さ400MPa以上700MPa未満）を有し、かつ次（１）式
TS（MPa）≧ −10×（T-El（％））＋750 ‥‥（１）
（ここで、T-El：圧延方向の全伸び（％）、TS：圧延方向の引張強さ（MPa））
を満足する強度と延性のバランス、を有し、成形性に優れた高強度冷延薄鋼板および高強度溶融亜鉛めっき薄鋼板となっている。一方、本発明範囲を外れる比較例は、強度が不足するかあるいは強度が高すぎるか、延性が低下するかして、強度と延性のバランスが低下している。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主として建材、家電、自動車等の分野で使用する部品用として好適な、高強度冷延薄鋼板およびその製造方法に係り、とくに、成形性の向上に関する。なお、ここでいう「鋼板」には、鋼板、鋼帯を含むものとする。また、ここでいう「高強度薄鋼板」とは、板厚：3.0mm以下で、引張強さ：400MPa以上700MPa未満の強度を有する鋼板をいうものとする。
【背景技術】
【０００２】
電機分野や建材分野では、近年、販売競争の激化に伴い、コスト低減のために、安価な素材が強く要求されてきた。またさらに、運送費の低減のために、素材および製品の軽量化も要求されている。また、自動車分野では、コスト低減に加えて、地球環境の保全という観点から、自動車の燃費向上が強く要求され、最近では、自動車車体の軽量化が進められている。このような要求に対する有効な対策としては、素材である鋼板を薄肉化し軽量化を図るために、高強度化した高張力鋼板を使用すること、およびコスト低減のために安価な高張力鋼板を使用することが、まず挙げられる。
【０００３】
鋼板を高強度化する手段としては、加工硬化、固溶強化、析出強化、組織強化等の強化方法が知られている。しかし、固溶強化、析出強化による方法では、多量の合金元素を含有させる必要があり、また組織強化による方法ではさらに急冷等の熱処理を施す必要があり、鋼板製造コストの高騰を伴うという問題がある。
このような問題に対し、コスト低減要求の強い電機分野や建材分野向け鋼板では、加工硬化による鋼板の高強度化が有利と考えられている。しかし、加工硬化による高強度化は、他の強化方法に比べて、延性の低下を伴うという問題がある。
【０００４】
例えば特許文献１には、連続焼鈍工程を省略し、冷間圧延ままで用いることができ、コストを削減できる缶用鋼板の製造方法が記載されている。特許文献１に記載された技術は、主として、３ピース缶用素材を目的として、Ｃ：0.015％以下、Si：0.020％以下、Mn：0.10％以下、Ｐ：0.010％以下、Ｓ：0.005％以下、Ｎ：0.0030％以下、Al：0.150％以下を含み、さらに、Cr：0.020〜0.500％、Nb：0.0020〜0.0200％、Ti：0.0050〜0.0200％、Ｂ：0.0002〜0.0020％の１種または２種以上を含む連続鋳造スラブを1050℃以下に再加熱した後に熱延し、仕上げ圧延機入側温度を950℃以下とし、そこでの合計圧下率を40％以上、かつ、最終圧下率を25％以上とし、最終の熱延母板厚みを1.2mm以下として、500〜750℃の温度で巻取りを行い、通常の酸洗の後、圧下率50〜98％の冷間圧延を行う缶用鋼板の製造方法である。
【０００５】
また、例えば、特許文献２には、成形時には軟質であるが、成形後の塗装焼付け処理時に生じる歪時効硬化を利用して硬質化する、引張強さ：590MPa未満の比較的低強度の溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献２に記載された技術は、mass％で、Ｃ：0.01〜0.2％、Si：0.4％以下、Mn：0.2〜2.0％、Ｐ：0.05％以下、Al：0.01〜0.1％、Ｎ：0.005〜0.02％を含有し、固溶Ｎの含有量が50ppm以上である組成を有する冷延鋼板に、650℃超え900℃以下の温度域に加熱した後、少なくとも当該加熱温度から650℃までの温度域を平均冷却速度：５〜50℃/sで冷却する、加熱−冷却処理を施し、引き続きめっき処理を施す溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法である。なお、この加熱−冷却処理では、Ｎ含有量とAl含有量の特定関係で定義されるＮslが0.005未満の場合には、650℃以上の温度域における処理時間を、加熱温度、冷間圧下率、Ｎ含有量の特定関係で定義されるｔgl秒以内に規制するとしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平08−176674号公報
【特許文献２】特許第3951789号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
特許文献１に記載された技術によれば、製造された冷延鋼板は、降伏強さYSが570〜690MPa（58〜70 kg/mm２）程度の高強度を有しているが、伸びが５〜７％と低く、同一強度の冷延鋼板と比べ加工性が低下しているうえ、スラブ組成を高純度化し、さらに熱延後の板厚を1.2mm以下と薄くする必要があるため、製造コストが高騰するという問題がある。
また、特許文献２に記載された技術によれば、引張強さ：590MPa未満の比較的低強度のめっき鋼板の製造が可能となる。しかし、特許文献２に記載された技術では、高強度を得るために、成形後焼付け塗装処理を施す必要があり、最終製品までのコスト上昇が避けられないうえ、特許文献２に記載された技術では、引張強さ：590MPa以上の高強度を有し、かつ成形性に優れた高強度鋼板を製造できるまでに至っていないという、問題がある。
【０００８】
このような従来技術の問題に鑑み、本発明は、引張強さ：400MPa以上700MPa未満の高強度と、優れた成形性とを兼備する安価な、成形性に優れた高強度冷延薄鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者らは、上記した目的を達成するために、合金元素量を極限まで低減した冷延薄鋼板において、強度と成形性とに及ぼす各種要因について鋭意研究した。
その結果、本発明者らは、まず、高強度と延性とを兼備させるために、冷間圧延と、フェライトの回復は起こるが再結晶は生じない比較的低温度域での焼鈍処理とを組み合せて施すことを思い付いた。そこでまず、電機分野で汎用的な組成である、質量％で、0.019％Ｃ−0.0020％Ｎ−0.01％Si−0.15％Mn−0.02％Ｐ−0.01％Ｓ−0.038％Al−残部Feからなる組成の鋼板（板厚：2.6mm）に、圧下率：70〜80％の冷間圧延と、焼鈍温度：720℃以下の温度域での焼鈍処理とを施し冷延鋼板とし、得られた冷延鋼板から、圧延方向が引張方向となるように試験片（JIS 13号 B引張試験片：GL：25ｍｍ）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（引張強さTS、全伸びT-El、局部伸びL-El）を求めた。
【００１０】
また、得られた鋼板について、Ｘ線回折により、αの（２２０）面の回折ピークの半価幅を測定し、加工歪の残存の有無を調査した。なお、半価幅が0.30°未満の場合を加工歪無とした。
得られた鋼板のうち、冷間加工で導入された加工歪が残存する、加工歪有りの鋼板について、引張強さTS（MPa）とT-El全伸び（％）との関係を、図１に示す。図１から、上記した組成の鋼板に冷間加工と、720℃以下の比較的低い温度域での焼鈍処理と、を施したのちの、TSとT-Elとの関係は、次（１）式
TS（MPa）＝−10×（T-El（％））＋700 ‥‥（ａ）
で近似的に表されることがわかる。また、再結晶が生ぜず回復のみが生じている冷延鋼板の場合には、L-Elは0.5（T-El）以上となることも見出した。
【００１１】
しかし、図１の結果から、冷間加工と比較的低い温度域での焼鈍処理を組み合わせて施しても、上記した組成の鋼板では、T-El：10％程度以上の高い延性を維持しつつ、かつ、TS：600MPa以上の高強度を安定して確保することは難しいことがわかる。
さらに、高い延性を維持しつつ、更なる高強度化、すなわち引張強さTSの増加、例えば（ａ）式で表されるTSに比べ、少なくとも50MPaの増加、が達成できれば、従来と同レベルの剛性を維持しつつ、鋼板板厚の減少が可能となる。例えば、引張強さが450MPaから500MPaへ増加することで板厚0.8mmの鋼板では、５％程度の更なる鋼板板厚の低減が可能となり、部材の軽量化に寄与できることになる。
【００１２】
そこで、本発明者らは、引張強さ増加のために、固溶Ｎによる固溶強化および歪時効硬化を利用することに着目し、所定量以上の固溶Ｎを有する状態の鋼板に冷間加工を施し、そしてさらに、所望の熱処理を施すことに想到した。これにより、延性を損なわずに従来より高強度な冷延鋼板を製造できることを知見した。
すなわち、0.0040質量％以上の固溶Ｎを有する組成の鋼板に、冷間加工とさらに回復のみが生じるような条件の熱処理である焼鈍、あるいは亜鉛めっき処理を施すと、固溶強化と加工硬化に加えて、さらに、歪時効硬化および回復が生起され、所望の高強度を、著しい延性の低下を伴うことなく確保できる。そして、圧延方向の引張強さTSとT-Elとの関係が、（ａ）式で示される関係より、同一の全伸びT-El値で比較してTSで50MPa以上高い関係となる、次（１）式
TS（MPa）≧ −10×（T-El（％））＋750 ‥‥（１）
を満足する、成形性に優れた高強度薄鋼板を、安価に、しかも安定して製造できることを見出した。また、更なる検討により、Ti、Nb、Ｂ、Ｖ等の再結晶抑制元素を大幅なコスト上昇を伴わない程度に、少量含有する組成の鋼板とすることにより、さらに容易に安定して高強度と、高延性（優れた成形性）とを兼備した鋼板とすることができることも見出した。
【００１３】
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：0.010〜0.060％、Si：0.3％以下、Mn：0.1〜0.5％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.05％以下、Al：0.05％以下、Ｎ：0.0060〜0.0200％を、次（３−ａ）式
Ｎef＝Ｎ ・・・（３−ａ）
（ここで、Ｎ：Ｎの含有量（質量％））
で定義される有効Ｎ量ＮefとAl含有量との比、Ｎef／Alが0.2以上を満足するように含有し、さらに固溶Ｎを0.0040％以上含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相を主相とする組織とを有し、圧延方向の引張強さTS：400MPa以上700MPa未満で、かつ圧延方向の引張強さTSと全伸びT-Elとの関係が次（１）式
TS（MPa）≧ −10×（T-El（％））＋750 ‥‥（１）
（ここで、T-El：圧延方向の全伸び（％）、TS：圧延方向の引張強さ（MPa））
を、全伸びT-Elと局部伸びL-Elとの関係が次（２）式
L-El／T-El ≧ 0.5 ‥‥‥‥‥‥（２）
（ここで、T-El：圧延方向の全伸び（％）、L-El：圧延方向の局部伸び（％））
を、それぞれ満足することを特徴とする成形性に優れた高強度冷延薄鋼板。
【００１４】
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、Ti、Ｂのうちから選ばれた１種または２種を含有し、前記（３−ａ）式に代えて、次（３−ｂ）式
Ｎef＝Ｎ−14×（Ti／48＋Ｂ／11） ‥‥‥‥（３−ｂ）
（ここで、N、Ti、B：各要素の含有量（質量％））
で定義される有効Ｎ量Ｎefが0.0060〜0.0200％を満足する組成とすることを特徴とする高強度冷延薄鋼板。
【００１５】
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、Nb、Ｖのうちから選ばれた１種または２種を合計で、質量％で、0.05％未満で、かつ前記有効Ｎ量ＮefとNb含有量の比、Ｎef／Nbが0.7以上、前記有効Ｎ量ＮefとＶ含有量の比、Ｎef／Ｖが0.4以上、を満足するように、含有する組成とすることを特徴とする高強度冷延薄鋼板。
（４）鋼素材に、該鋼素材を加熱し熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程と、該熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする冷延工程と、該冷延板に焼鈍処理を施し冷延焼鈍板とする焼鈍工程と、を順次施し、高強度冷延薄鋼板とする高強度冷延薄鋼板の製造方法において、前記鋼素材を、質量％で、Ｃ：0.010〜0.060％、Si：0.3％以下、Mn：0.1〜0.5％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.05％以下、Al：0.05％以下、Ｎ：0.0060〜0.0200％を、次（３−ａ）式
Ｎef＝Ｎ ・・・（３−ａ）
（ここで、Ｎ：Ｎの含有量（質量％））
で定義される有効Ｎ量ＮefとAl含有量との比、Ｎef／Alが0.2以上を満足するように含有し、残部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、前記熱延工程を、前記鋼素材を1000℃以上の温度に加熱し、粗圧延を施し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：フェライト変態開始温度以上とする仕上圧延を施し熱延板とし、ついで、次（４）式
ＴＡ ＝ 700−10（Al／Ｎef） ‥‥（４）
（ここで、Al：Alの含有量（質量％）、Ｎef：有効Ｎ量（質量％））
で定義されるＴＡ℃以下の温度で巻き取る工程とし、前記冷延工程を、前記熱延板に、圧下率が30〜80％となる冷間圧延を施す工程とし、前記焼鈍工程を、焼鈍温度：250℃以上、次（４）式
ＴＡ ＝ 700−10（Al／Ｎef） ‥‥（４）
（ここで、Al：Alの含有量（質量％）、Ｎef：有効Ｎ量（質量％））
で定義されるＴＡ℃以下で、かつフェライト再結晶開始温度未満の温度に加熱し、該温度で１〜600ｓ間保持する焼鈍処理を施す工程とすることを特徴とする成形性に優れた高強度冷延薄鋼板の製造方法。
【００１６】
（５）（４）において、前記仕上圧延が、仕上圧延出側温度：フェライト変態開始温度未満とする熱間圧延であり、前記冷間圧延が、次（５）式
TR（％）＝［１−（１−ｐ／100）（１−CR／100）］×100 ‥‥（５）
（ここで、熱延板のX線回析における（220）面からの回析ピークの半価値が0.30°以上である場合、ｐ：仕上圧延最終圧延スタンドにおける圧下率（％）、0.30°未満である場合、ｐ：０（％）、CR：冷間圧延における累積圧下率（％））
で定義されるTR（％）が30〜80％となるように、冷間圧延の圧下率CRを調整する圧延であることを特徴とする高強度冷延薄鋼板の製造方法。
【００１７】
（６）（４）または（５）において、前記焼鈍工程に代えて、加熱温度：450℃以上、前記（４）式で定義されるＴＡ℃以下で、かつフェライト再結晶開始温度未満の温度に加熱し、該温度で１〜600ｓ間保持する熱処理を施したのち、500℃以下の温度まで冷却し、ついで溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、溶融亜鉛めっき層を形成し、その後冷却する溶融亜鉛めっき処理を施す、溶融亜鉛めっき処理工程とすることを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
【００１８】
（７）（６）において、前記溶融亜鉛めっき処理工程に引続き、470℃以上550℃以下でかつフェライト再結晶開始温度未満の温度に加熱し、前記溶融亜鉛めっき層を合金化する合金化処理を行なう合金化処理工程を施すことを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
（８）（４）ないし（７）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti、Ｂのうちから選ばれた１種または２種を含有し、前記（３−ａ）式に代えて、次（３−ｂ）式
Ｎef＝Ｎ−14×（Ti／48＋Ｂ／11） ‥‥‥‥（３−ｂ）
（ここで、N、Ti、B：各要素の含有量（質量％））
で定義される有効Ｎ量Ｎefが質量％で、0.0060〜0.0200％を満足する組成とすることを特徴とする高強度冷延薄鋼板の製造方法。
【００１９】
（９）（４）ないし（８）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb、Ｖのうちから選ばれた１種または２種を合計で0.05％未満で、かつ前記有効Ｎ量ＮefとNb含有量の比、Ｎef／Nbが0.7以上、前記有効Ｎ量ＮefとＶb含有量の比、Ｎef／Ｖが0.4以上を満足するように、調整して含有する組成とすることを特徴とする高強度冷延薄鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によれば、高価な合金元素を多量含有することなく、また、特別な焼付け塗装処理を施す必要もなく、引張強さ：400MPa以上700MPa未満の高強度を有し、かつ優れた成形性を兼備する、高強度冷延薄鋼板を安価に、しかも安定して製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明によれば、冷間圧延工程を省略して製造することも可能で、大幅なコスト削減が可能となるという効果もある。また、本発明によれば、建材、家電、あるいは自動車用等として十分な特性を有する部品を安価に提供できるという効果もある。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】冷間圧延と比較的低い温度での焼鈍処理を施され、加工歪が残存する冷延鋼板における、圧延方向（Ｌ方向）の引張強さTSと全伸びT-Elとの関係を示すグラフである。
【図２】フェライト再結晶開始温度の決定方法を模式的に示す説明図である。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
以下、本発明について具体的に説明する。
本発明の冷延薄鋼板は、圧延方向の引張強さTS：400MPa以上700MPa未満で、かつ圧延方向の引張強さTSと全伸びT-Elとの関係が次（１）式
TS（MPa）≧ −10×（T-El（％））＋750 ‥‥（１）
（ここで、T-El：圧延方向の全伸び（％）、TS：圧延方向の引張強さ（MPa））
を、また、全伸びT-Elと局部伸びL-Elとの関係が次（２）式
L-El／T-El ≧ 0.5 ‥‥‥‥‥‥（２）
（ここで、T-El：圧延方向の全伸び（％）、L-El：圧延方向の局部伸び（％））
を、それぞれ満足する特性を有する、成形性に優れた高強度冷延薄鋼板である。なお、ここで、全伸びT-El（％）、局部伸びL-El（％）は、標点間距離GL：25mmのJIS 13号B試験片を用いて求めた値を使用するものとする。
【００２３】
TSとT-Elが、（１）式を満足することにより、従来の高強度冷延鋼板に比べて、顕著に強度−延性バランスが向上したTS：400MPa以上700MPa未満有する高強度冷延鋼板となる。また、本発明鋼板はフェライト相が加工フェライトとなり、局部伸びと全伸びが、（２）式を満足することにより、所望の高延性を維持しながら、所望の高強度を確保できる。
【００２４】
まず、本発明冷延薄鋼板の組成限定理由について説明する。以下、とくに断わらないかぎり質量％は、単に％で記す。
Ｃ：0.010〜0.060％
Ｃは、鋼板の強度を増加させる作用を有する元素であり、所望の高強度を確保するために、本発明では0.010％以上の含有を必要とする。一方、0.060％を超える含有は、炭化物量が多くなりすぎて強度が高くなりすぎ、所望の延性が確保できにくくなる。このため、Ｃは0.010〜0.060％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.010〜0.040％である。
【００２５】
Si：0.3％以下
Siは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中に固溶して鋼板の強度を増加させる固溶強化能が高く、とくに降伏強さを大きく増加させる作用を有する元素である。このような効果は、0.01％以上の含有で認められるが、0.3％を超えて含有すると、所望の延性の確保ができにくくなる。このため、Siは0.3％以下に限定した。なお、好ましくは0.2％以下である。
【００２６】
Mn：0.1〜0.5％
Mnは、Ｓと結合し硫化物を形成し、Ｓによる熱間脆性を抑制するとともに、鋼中に固溶して鋼板の強度を増加させる固溶強化能が高く、とくに降伏強さを大きく増加させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには0.1％以上の含有を必要とする。一方、0.5％を超える含有は、延性を低下させる。このため、Mnは0.1〜0.5％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.4％以下である。
【００２７】
Ｐ：0.08％以下
Ｐは、鋼中に固溶して鋼板の強度を増加させる固溶強化能が高い固溶強化元素であり、所望の強度に応じて0.01％以上程度含有することが望ましいが、0.08％を超える多量の含有は延性を著しく低下させる。このため、Ｐは0.08％以下に限定した。なお、好ましくは0.05％以下である。
【００２８】
Ｓ：0.05％以下
Ｓは、鋼中では硫化物として存在し、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るため、できるだけ低減することが望ましい。しかし、過度の低減は精錬コストの高騰を招く。Ｓを0.05％まで低減すれば、成形性への悪影響が無視できることから、Ｓは0.05％以下に限定した。なお、好ましくは0.03％以下である。
【００２９】
Al：0.05％以下
Alは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度を向上させるとともに、結晶粒を微細化する作用を有する元素であり、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望ましい。一方、Alは、Ｎとの親和力が強く、多量の含有は、本発明で重要な、強度増加の役割を担う固溶Ｎ量の低減に繋がる。このため、Alは0.05％以下に限定した。なお、好ましくは0.001〜0.04％である。
【００３０】
Ｎ：0.0060〜0.0200％
Ｎは、固溶して鋼の強度を増加させるとともに、歪時効硬化に寄与し所望の鋼板強度の確保に寄与する元素であり、このような効果は0.0060％以上の含有で安定して得られる。一方、0.0200％を超える多量の含有は、連続鋳造時のスラブ割れなどの発生が顕著になる。このため、Ｎは0.0060〜0.0200％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.0060〜0.0170％である。
【００３１】
Ｎef／Al：0.2以上
上記したように、Alは、強力にＮを固定する作用を有する元素であり、所望の固溶Ｎ量を確保する観点から、本発明では、有効Ｎ量ＮefとAl含有量の比、Ｎef／Alを0.2以上に限定した。これにより、0.0040％以上の固溶Ｎ量を安定して確保でき、所望の優れた成形性を確保できる。なお、Ｎef／Alは、好ましくは0.3以上である。ここで、Ti、Bを含有しない場合、Ｎefは次（３−ａ）式
Ｎef＝Ｎ ・・・（３−ａ）
（ここで、Ｎ：Ｎの含有量（質量％））
で定義される。
【００３２】
一方、Ti、Bを含有する場合はTi、ＢとＮの結合力は強く、Ti、Ｂと結合したＮは強度増加（固溶強化および歪時効硬化）に有効なＮとして作用しなくなるため、Ｎef は、N含有量から、TiNおよびBNの形成に必要なＮ量を差引いた値であると定義され、有効Ｎ量Ｎef は次（３−ｂ）式
Ｎef＝Ｎ−14×（Ti／48＋Ｂ／11） ‥‥‥‥（３−ｂ）
（ここで、Ｎ、Ti、Ｂ：各元素の含有量（質量％））
で定義される。なお、（３−ｂ）式中のTi、Ｂは、TiあるいはＢを含有しない場合には零として計算するものとする。
【００３３】
固溶Ｎ：0.0040％以上
固溶状態のＮは、フェライト相の強化に寄与する。冷延鋼板として所望の高強度を確保するためには、固溶状態のＮを0.0040％以上確保する必要がある。なお、安定して高強度を確保するためには、固溶状態のＮは0.0060％以上とすることが好ましい。
ここで、固溶状態のＮは、鋼中の全Ｎ量から、析出Ｎ量を差し引いた値とする。析出Ｎ量は、定電位電解法を用いた電解抽出による溶解法を適用して求めた値を用いる。なお、電解抽出の電解液としては、アセチルアセトン系電解液を用いることが好ましい。定電位電解法を用いた電解抽出による溶解法にて抽出した残渣を化学分析して、残渣中のＮ量を求め、これを析出Ｎ量とした。
【００３４】
上記した成分が基本の組成であるが、基本の組成に加えてさらに、Ti、Ｂのうちから選ばれた１種または２種、および／または、Nb、Ｖのうちから選ばれた１種または２種を合計で0.05％未満、含有することができる。
Ti、Ｂのうちから選ばれた１種または２種
Ti、Ｂはいずれも、冷間加工されたフェライトの再結晶開始温度を高め、焼鈍時に鋼板が軟質化するのを抑制する作用を有する元素であり、必要に応じて１種または２種を選択して、少量含有できる。しかし、Ti、Ｂは、いずれもＮとの親和力が非常に強く、高温で窒化物を形成し、室温（冷間圧延時）での固溶Ｎ量を著しく低減させる。また、Tiは固溶強化能が強い元素であり、過剰に含有すると延性が低下する。そのため、含有する場合には、Ti、Ｂのうちから選ばれた１種または２種を、Ｎ含有量との関係で、上記した（３−ｂ）式で定義される有効Ｎ量Ｎefが0.0060〜0.0200％の範囲となるように含有させることが好ましい。なお、Ti、Ｂを含有する場合には、所望の固溶Ｎ量を確保する観点から、本発明では、有効Ｎ量ＮefとAl含有量の比、Ｎef／Alを0.2以上に限定することが好ましい。
【００３５】
Nb、Ｖのうちから選ばれた１種または２種：合計で0.05％未満
Nb、Ｖはいずれも、冷間加工されたフェライトの再結晶開始温度を高め、焼鈍時に鋼板が軟質化するのを抑制する作用を有する元素であり、必要に応じて１種または２種を選択して、合計で0.05％未満含有できる。しかし、Nb、Ｖはいずれも、Ｎとの親和力が強く、室温（冷間圧延時）での固溶Ｎ量を低減させる。また、Nb、Ｖは，固溶強化能が強く、過剰に含有すると延性が低下するとともに、材料コストの高騰を招く。そのため、含有する場合には、Nb、Ｖのうちから選ばれた１種または２種は、合計で0.05％未満に限定することが好ましい。
【００３６】
なお、Nbおよび／またはＶを含有する場合には、上記した含有量の範囲内でかつ、所望の固溶Ｎ量を確保する観点から、Nbおよび／またはＶの含有量をＮ量との関係で、（３−ａ）、（３−ｂ）式で定義される有効Ｎ量Ｎefと、Nb含有量の比、Ｎef／Nbが0.7以上、有効Ｎ量ＮefとＶ含有量の比、Ｎef／Ｖが0.4以上、を満足するように、調整することが好ましい。
【００３７】
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。
つぎに、本発明冷延薄鋼板の組織限定理由について説明する。
本発明冷延薄鋼板は、フェライト相を主相とする組織を有する。ここでいう「主相」とは、組織全体に対する体積率で92％以上、好ましくは95％以上である場合をいう。主相以外の第二相は、セメンタイトやパーライト等である。第二相は、体積率で10％以下とする。第二相が10％を超えて多くなると、延性、とくに局部延性の低下が著しくなり、高度な加工性が要求される部品向けとしては問題となる。さらに良好な延性が必要とされる用途では、５％未満とすることが好ましく、さらに好ましくは４％以下である。なお、本発明では、主相であるフェライト相は、冷間圧延により加工硬化したフェライト相であり、例えば、Ｘ線回折によるフェライト相の（220）面の回折ピークの半価幅が0.30°〜0.60°となる相である。
【００３８】
つぎに、本発明の冷延薄鋼板の好ましい製造方法について説明する。
本発明では、鋼素材に、該鋼素材を加熱し熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程と、該熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする冷延工程と、該冷延板に焼鈍処理を施し冷延焼鈍板とする焼鈍工程と、を順次施し、高強度冷延薄鋼板とする。
鋼素材は、上記した鋼板の組成と、固溶Ｎ量以外の成分含有量が同じである組成を有する鋼素材を用いる。
【００３９】
鋼素材の製造方法は、とくに限定する必要はないが、上記した組成の溶鋼を転炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法などの常用の鋳造方法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。鋼素材の鋳造方法は、連続鋳造法以外の、造塊法、薄スラブ鋳造法としてもなんら問題はない。
得られた鋼素材は、ついで、熱延工程を施される。熱間圧延のための加熱は、いったん室温まで冷却し、その後再加熱する方法に加えて、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいはわずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
【００４０】
本発明における熱延工程では、鋼素材を加熱温度：1000℃以上に加熱し、粗圧延してシートバーとし、ついで該シートバーに仕上圧延出側温度：フェライト変態開始温度以上とする仕上圧延を施し、巻取り温度：ＴＡ℃以下で巻き取り熱延板とする。なお、ＴＡは、次（４）式
ＴＡ ＝ 700−10（Al／Ｎef） ‥‥（４）
（ここで、Al：Alの含有量（質量％）、Ｎef：有効Ｎ量（質量％））
で定義される値である。なお、Ｎef：有効Ｎ量は、上記した（３−ａ）、（３−ｂ）式で定義される値である。
【００４１】
加熱温度：1000℃以上
熱間圧延のための加熱温度は、1000℃以上とすることが好ましい。加熱温度が1000℃未満では、Ｎが未固溶のままとなり、冷延板での所望の固溶Ｎを確保することが困難となると共に、結晶粒が十分に粗大化せず硬質化し、熱間圧延時の圧延荷童の増加が著しくなり、圧延が困難となる場合がある。なお、加熱温度の上限はとくに限定する必要はないが、1280℃を超えて高温になると、酸化層が厚く形成され、酸化に伴うロスが増大し、歩留りが低下するとともに、酸洗処理の負荷が増大する。このようなことから、熱間圧延のための加熱温度は1000℃以上、好ましくは1280℃以下である。
【００４２】
仕上圧延出側温度：フェライト変態開始温度以上またはフェライト変態開始温度未満
仕上圧延は、均一な組織を有する熱延板を確保するという観点から、Ａr3変態点以上のオーステナイト単相域で行うことが好ましい。というのは、フェライトが析出した温度域での圧延は、熱延板の組織を不均一にし、得られる製品の特性を不安定にする場合が多いという問題に加えて、フェライトが析出した温度域での圧延は熱延板の強度を増加させ、その後の冷間圧延が困難になる場合が多いからである。しかし、本発明では、仕上圧延の最終圧延スタンドでは、オーステナイト（γ）−フェライト（α）二相域、フェライト（α）単相域あるいはフェライト（α）−セメンタイト（θ）二相域での圧延を施してもよい。γ−α二相域、α単相域、あるいはα−θ二相域での圧延は、熱延板に加工歪を残留させないという点からは、仕上圧延出側温度をフェライト変態開始温度以上とすることが好ましいが、仕上圧延出側温度をフェライト変態開始温度未満としてもよい。なお、フェライト変態開始温度（Ar3変態点）は次式
Ar3（℃）＝901−325C−92Mn＋33Si＋278P＋40Al
ここに、C、Mn、Si、P、Al：各元素の含有量（質量％）
により求めることができる。
【００４３】
なお、仕上圧延出側温度の上限はとくに限定する必要はないが、過度に高い仕上圧延出側温度で圧延した場合には、スケール疵などが発生しやすくなるため、仕上圧延出側温度の上限は概ね950℃程度以下とすることが好ましい。
また、仕上圧延出側温度をフェライト変態開始温度未満とし、少なくとも最終圧延スタンドにおける圧下パスをフェライト変態開始温度未満の圧下とすることにより、少なくとも最終圧延パス時に導入される加工歪が熱延板に蓄積されやすくなり、熱延板の強度が増加し、その後の冷間圧延における圧下率を軽減または省略することが可能となり、製造コストの削減に繋がるという利点がある。この場合、本発明では、熱延板をＸ線回折し、（220）面からの回折ピークの半価幅が0.30°以上の場合には、最終圧延スタンドでの圧下率：ｐ％を、フェライト変態開始温度未満での圧下率とみなし、一方、熱延板の（220）面からの回折ピークの半価幅が0.30°未満の場合には、フェライト変態開始温度未満の圧下率は０％であるとする。
【００４４】
仕上圧延終了後、熱延板は巻取り温度まで冷却され、コイル状に巻き取られる。冷却は、所望の固溶Ｎ量を確保する観点からは水冷等の急冷を施すことが好ましいが、過度の急冷は組織の不均一を生じやすくため、本発明では、板厚中心位置の平均冷却速度で20℃／ｓ以下の加速冷却を施すことが好ましい。
巻取り温度：ＴＡ℃以下
巻取り温度は、ＴＡ℃以下とすることが好ましい。なお、ＴＡは、次（４）式
ＴＡ ＝ 700−10（Al／Ｎef） ‥‥（４）
（ここで、Al：Alの含有量（質量％）、Ｎef：有効Ｎ量（質量％））
で定義される値であり、また、有効Ｎ量Ｎefは、Ｎ含有量から、TiNおよびBNの形成に必要なＮ量を差引いた値であり、上記したようにTi、Bを含有しない場合には（３−ａ）式で示されるようにN含有量と等しいと定義され、Ti、Bを含有する場合には（３−ｂ）式（＝Ｎ−14×（Ti／48＋Ｂ／11））で定義される値である。（４）式の関係式は、所望の固溶Ｎ量を確保するために本発明者らが種々検討して得た実験式である。巻取り温度が、ＴＡを超えて高温となると、各種窒化物が析出し、所望の固溶Ｎ量を確保できなくなる。巻取り温度を200℃未満とすると、鋼板形状の乱れが顕著となり、実際の使用に当たり不具合を生じる危険性が増大する。また、材質の不均一性も増大する傾向となる。このため、巻取り温度は200℃以上とすることが好ましい。
【００４５】
上記した熱延工程を経た熱延板は、好ましくは酸洗処理を施され、ついで、冷延工程を施される。酸洗処理は、常用の方法に準じて行えばよく、特に限定する必要はない。なお、スケールが極めて薄い場合には酸洗を行うことなく直接、冷延工程を行ってもよい。
冷延工程では、熱延板に、圧下率：30〜80％の冷間圧延を施し、所望の板厚の冷延板とする。
【００４６】
本発明では、冷間圧延による加工硬化と、その後の熱処理による歪時効硬化とにより、高強度化を図るため、冷間圧延の圧下率（冷延圧下率）CRは30％以上とする。冷間圧延により、転位が導入され、冷延板強度が増加し、さらに全伸びT-Elに対する局部伸びL-Elの割合が著しく増加する。冷延圧下率CRが、30％未満では、所望の高強度を確保できないうえ、焼鈍後の組織が混粒となり、延性が著しく低下する。一方、冷延圧下率CRが、80％を超えて高くなると、延性の低下が著しくなるとともに、冷間圧延時間が長くなり冷延工程コストの大幅なアップが避けられない。
【００４７】
なお、熱延工程で、仕上圧延出側温度がフェライト変態開始温度未満となる仕上圧延が施され、熱延板の（220）面からの回折ピークの半価幅が0.30°以上となる場合には、仕上圧延最終圧延スタンドにおける圧下率：ｐ（％）をフェライト変態開始温度未満での圧下率：ｐ％として、冷間圧延においては、次（５）式
TR（％）＝［１−（１−ｐ／100）（１−CR／100）］×100 ‥‥（５）
（ここで、ｐ：仕上圧延最終圧延スタンドにおける圧下率（％）、CR：冷間圧延における累積圧下率（％））
で定義されるトータル圧下率TR（％）が30〜80％を満足するように、冷延圧下率CRを調整することができる。トータル圧下率TRが、30％未満では、所望の高強度を確保できないうえ、焼鈍後の組織が混粒となり、延性が著しく低下する。一方、トータル圧下率TRが、80％を超えて高くなると、延性の低下が著しくなるとともに、冷間圧延時間が長くなり冷延工程コストの大幅なアップが避けられない。
【００４８】
上記した冷延工程を経た冷延板は、ついで焼鈍工程を施され冷延焼鈍板とされる。
焼鈍工程は、冷延板に、焼鈍温度：250℃以上、ＴＡ℃以下で、かつフェライト再結晶開始温度未満の温度に加熱し、該温度で１〜600ｓ間保持する焼鈍処理を施す工程とする。
焼鈍温度：250℃以上、ＴＡ℃以下でかつフェライト再結晶開始温度未満
冷延板に施す焼鈍処理では、焼鈍温度は、250℃以上、上記した（４）式で定義されるＴＡ℃以下とすることが好ましい。焼鈍温度が250℃未満では、フェライト相の回復が進まず、所望の延性増加が得られない。一方、ＴＡ℃を超えて高温となると、窒化物が形成され、固溶Ｎによる強化が十分に発揮されなくなる。また、焼鈍温度が、フェライト再結晶開始温度を超えて高温となると、再結晶が進行して、過度に軟質化し、所望の高強度を確保できなくなる。なお、上記した範囲の焼鈍温度で、600ｓを超える時間保持すると、強度の低下が著しくなり、所望の高強度を確保できなくなる。一方、保持時間が１ｓ未満では、加工組織が十分に回復せず、所望の延性を確保できない。このため、上記した範囲の焼鈍温度での保持時間は、１〜600ｓの範囲とすることが好ましい。
【００４９】
なお、ここでいう「フェライト再結晶開始温度」はつぎのようにして求めた温度を言うものとする。圧下率：60〜70％の冷間圧延を施した各鋼板に、20℃間隔の加熱温度で焼鈍処理を施し、焼鈍板としたのち、該各焼鈍板について、室温で引張強さまたは硬さ（強度）を測定し、図２に示すような強度−焼鈍温度の関係を求め、強度（引張強さまたは硬さ）と焼鈍温度との関係が、直線から外れ始めた焼鈍温度を、各鋼板のフェライト再結晶開始温度と定義する。
【００５０】
なお、上記した焼鈍工程に代えて、連続溶融亜鉛めっきラインを利用して、熱処理と溶融亜鉛めっき処理とを連続して行う溶融亜鉛めっき処理工程を施しても良い。溶融亜鉛めっき処理工程は、冷延板を、加熱温度：450℃以上、ＴＡ℃以下で、かつフェライト再結晶開始温度未満の温度に加熱し、該温度で１〜600ｓ間保持する熱処理を施したのち、500℃以下の温度まで冷却し、ついで溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、溶融亜鉛めっき層を形成し、その後冷却する溶融亜鉛めっき処理を施す工程としても良い。
【００５１】
溶融亜鉛めっき処理は、通常、460℃程度に保持された溶融亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬して行うため、溶融亜鉛めっき処理前の熱処理としては、溶融亜鉛めっき処理に悪影響を及ぼさない範囲の温度である、450℃を下限とする熱処理とした。一方、熱処理の加熱温度が上記した（４）式で定義されるＴＡ℃を超えて高温となると、窒化物が形成されるため、ＴＡ℃を上限とした。また、加熱温度が、フェライト再結晶開始温度を超えて高温となると、再結晶が進行して、過度に軟質化し、所望の高強度を確保できなくなる。このため、溶融亜鉛めっき処理前の熱処理は、加熱温度：450℃以上、ＴＡ℃以下で、かつフェライト再結晶開始温度未満の温度に加熱し、保持する処理に限定することが好ましい。なお、上記した範囲の加熱温度で、600ｓを超える時間保持すると、熱処理時間が長くなりすぎ、鋼板製造コストの高騰を招く。一方、保持時間が１ｓ未満では、加工組織が十分に回復せず、所望の延性を確保できない。このため、上記した範囲の加熱温度での保持時間は、１〜600ｓの範囲とすることが好ましい。なお、局部伸びの向上のためには、保持時間は、10ｓ以上とすることがより好ましい。上記した熱処理後、500℃以下の温度まで冷却したのち、溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、溶融亜鉛めっき層を形成し、その後冷却する溶融亜鉛めっき処理を施す。なお、熱処理後に500℃以下の温度に冷却するのはめっき浴の温度を安定化させるためである。溶融亜鉛めっき処理工程で行う溶融亜鉛めっき処理は、通常の溶融亜鉛めっき処理がそのまま適用できる。
【００５２】
また、熱処理−溶融亜鉛めっき処理に引続いて、470℃以上550℃以下の温度に加熱し、めっき層を合金化する合金化処理を連続して行う、合金化溶融亜鉛めっき処理工程としても良い。
焼鈍工程、あるいは溶融亜鉛めっき処理工程に続いて、鋼板形状の矯正等を目的として、調質圧延、レベリング等を施しても良い。
【００５３】
以下、さらに実施例に基づいて、さらに詳細に本発明について説明する。
【実施例】
【００５４】
表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で鋼素材（スラブ：肉厚250mm）とした。これら鋼素材を、表２に示す条件の熱延工程で、板厚4.0mmの熱延鋼帯(熱延板)とし、コイル状に巻き取った。なお、一部の熱延板では、仕上圧延終了後、仕上圧延出側温度から巻取温度までの平均冷却速度で20または50℃/sの加速冷却を行った。得られた熱延板について、Ｘ線回折法により、フェライト相αの(220)面の回折ピークを測定し、その半価幅を求めた。使用したＸ線は、Co−Ｋα線（波長：1.79Å）とした。半価幅が0.30°未満の場合を、フェライト変態開始温度以下の圧延は「無し」とし、半価幅が0.30°以上の場合を、フェライト変態開始温度未満の圧延が「有り」として、最終圧延スタンドにおける圧下パスの圧下率をフェライト変態開始温度未満の圧下率ｐ（％）とした。
【００５５】
また、「フェライト再結晶開始温度」は、各鋼種の熱延板に、圧下率：60〜70％の冷間圧延を施し、ついで、20℃間隔の加熱温度で熱処理を施したのち、室温で硬さを測定し、硬さ−加熱温度の関係を求め、硬さと加熱温度との関係が、直線から外れ始めた温度を、各鋼のフェライト再結晶開始温度とした。
ついで、これら熱延板に、酸洗処理を施したのち、表２に示す冷延圧下率の冷間圧延を施す冷延工程で板厚1.2〜2.4mmの冷延板とした。なお、仕上圧延でフェライト変態開始温度未満の圧延が「有り」の場合には、フェライト変態開始温度未満の圧下率ｐを配慮してトータル圧下率TRが所定の範囲内となるように、冷延圧下率CRを調整した。なお、一部では比較として冷間圧延を行わなかった。
【００５６】
得られた冷延板に、連続焼鈍ライン、または、連続溶融亜鉛めっきラインを用いて、表２に示す条件で焼鈍工程、溶融亜鉛めっき処理工程、あるいは、合金化溶融亜鉛めっき処理工程を施し、冷延焼鈍板、あるいはめっき板とした。なお、溶融亜鉛めっき処理は、熱処理に引続いて、めっき浴の温度：460℃の溶融亜鉛めっき浴に連続的に浸漬する処理とした。また、合金化溶融亜鉛めっき処理は、溶融亜鉛めっき処理後にさらに溶融亜鉛めっき層に表２に示す合金化処理温度で合金化処理を施す処理とした。焼鈍工程、溶融亜鉛めっき処理工程、あるいは、合金化溶融亜鉛めっき処理工程後に、鋼板形状の矯正のために、伸び率：0.5％の調質圧延を施した。
【００５７】
得られた冷延焼鈍板（めっき板）から、試験片を採取し、組織観察、引張試験、析出Ｎ量の測定を実施した。試験方法は次のとおりとした。
（１）組織観察
得られた冷延焼鈍板およびめっき板から、圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）が観察面となるように組織観察用試験片を採取し、研磨しナイタール腐食して、光学顕微鏡（倍率：400倍）または走査型電子顕微鏡（倍率：1000倍）を用いて、組織を構成する各相の同定を行うとともに、該各相の組織分率を、画像解析装置を用いて、測定した。なお、フェライト相については、Ｘ線回折法で（220）面のピークを求め、その半価幅を求めた。
（２）引張試験
得られた冷延鋼板およびめっき鋼板から、試験方向が圧延方向となるように、J1S 13号Ｂサイズ試験片を採取し、必要に応じて研削加工を施し、板厚を1.2mmとしたのち、J1S Z 2241の規定に準拠して引張試験を行い、引張特性(引張強さTS、全伸び(ElＴ)、局部伸び(ElＬ))を求めた。
（３）固溶Ｎ量の測定
また、得られた冷延鋼板およびめっき鋼板から分析用試材を採取し、固溶Ｎ量を測定した。固溶Ｎ量は、全Ｎ量から、析出Ｎ量を差し引いた値とした。析出Ｎ量は、アセチルアセトン系電解液による定電位電解法を用いた電解抽出による溶解法を適用して抽出した残渣を化学分析して、残渣中のＮ量を求めた値を用いた。
【００５８】
得られた結果を表３に示す。
【００５９】
【表１】
【００６０】
【表２】
【００６１】
【表３】
【００６２】
本発明例は、いずれも、高価な合金元素を多量含有することなく、所望の高強度（引張強さ400MPa以上700MPa未満）を有し、かつ次（１）式
TS（MPa）≧ −10×（T-El（％））＋750 ‥‥（１）
（ここで、T-El：圧延方向の全伸び（％）、TS：圧延方向の引張強さ（MPa））
を満足する強度と延性のバランス、を有し、成形性に優れた高強度冷延薄鋼板および高強度溶融亜鉛めっき薄鋼板となっている。一方、本発明範囲を外れる比較例は、強度が不足するかあるいは強度が高すぎるか、延性が低下するかして、強度と延性のバランスが低下している。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：0.010〜0.060％、 Si：0.3％以下、
Mn：0.1〜0.5％、 Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.05％以下、 Al：0.05％以下、
Ｎ：0.0060〜0.0200％
を、下記（３−ａ）式で定義される有効Ｎ量ＮefとAl含有量との比、Ｎef／Alが0.2以上を満足するように含有し、さらに固溶Ｎを0.0040％以上含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相を主相とする組織とを有し、さらに固溶Ｎを0.0040％以上含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相を主相とする組織とを有し、圧延方向の引張強さTS：400MPa以上700MPa未満で、かつ圧延方向の引張強さTSと全伸びT-Elとの関係が下記（１）式を、全伸びT-Elと局部伸びL-Elとの関係が下記（２）式を、それぞれ満足することを特徴とする成形性に優れた高強度冷延薄鋼板。
記
TS（MPa）≧ −10×（T-El（％））＋750 ‥‥（１）
L-El／T-El ≧ 0.5 ・・・・（２）
ここで、TS：圧延方向の引張強さ（MPa）
T-El：圧延方向の全伸び（％）、
L-El：圧延方向の局部伸び（％）
Ｎef＝Ｎ ‥‥（３−ａ）
ここで、Ｎ：Ｎの含有量（質量％）
【請求項２】
前記組成に加えてさらに、Ti、Ｂのうちから選ばれた１種または２種を含有し、前記（３−ａ）式に代えて、下記（３−ｂ）式で定義される有効N量Ｎefが質量％で、0.0060〜0.0200％を満足する組成とすることを特徴とする請求項１に記載の高強度冷延薄鋼板。
記
Ｎef＝Ｎ−14×（Ti／48＋Ｂ／11） ‥‥（３−ｂ）
ここで、Ｎ、Ti、Ｂ：各元素の含有量（質量％）、
【請求項３】
前記組成に加えてさらに、Nb、Ｖのうちから選ばれた１種または２種を合計で、質量％で、0.05％未満で、かつ前記有効Ｎ量ＮefとNb含有量の比、Ｎef／Nbが0.7以上、前記有効Ｎ量ＮefとＶ含有量の比、Ｎef／Ｖが0.4以上、を満足するように、含有する組成とすることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度冷延薄鋼板。
【請求項４】
鋼素材に、該鋼素材を加熱し熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程と、該熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする冷延工程と、該冷延板に焼鈍処理を施し冷延焼鈍板とする焼鈍工程と、を順次施し、高強度冷延薄鋼板とする高強度冷延薄鋼板の製造方法において、
前記鋼素材を、質量％で、
Ｃ：0.010〜0.060％、 Si：0.3％以下、
Mn：0.1〜0.5％、 Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.05％以下、 Al：0.05％以下、
Ｎ：0.0060〜0.0200％
を、下記（３−ａ）式で定義される有効Ｎ量ＮefとAl含有量との比、Ｎef／Alが0.2以上を満足するように含有し、残部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、
前記熱延工程を、前記鋼素材を1000℃以上の温度に加熱し、粗圧延を施し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：フェライト変態開始温度以上とする仕上圧延を施し熱延板とし、ついで、下記（４）式で定義されるＴＡ℃以下の温度で巻き取る工程とし、
前記冷延工程を、前記熱延板に、圧下率が30〜80％となる冷間圧延を施す工程とし、
前記焼鈍工程を、焼鈍温度：250℃以上、下記（４）式で定義されるＴＡ℃以下で、かつフェライト再結晶開始温度未満の温度に加熱し、該温度で１〜600ｓ間保持する焼鈍処理を施す工程と、
することを特徴とする成形性に優れた高強度冷延薄鋼板の製造方法。
記
Ｎef＝Ｎ ‥‥（３−ａ）
ここで、Ｎ：Ｎの含有量（質量％）
ＴＡ ＝ 700−10（Al／Ｎef） ‥‥（４）
ここで、Al：Alの含有量（質量％）、Ｎef：有効Ｎ量（質量％）
【請求項５】
前記仕上圧延を、仕上圧延出側温度：フェライト変態開始温度未満とする熱間圧延であり、前記冷間圧延が、下記（５）式で定義されるTR（％）が30〜80％となるように、冷間圧延の圧下率CRを調整する圧延であることを特徴とする請求項４に記載の高強度冷延薄鋼板の製造方法。
記
TR（％）＝［１−（１−ｐ／100）（１−CR／100）］×100 ‥‥（５）
ここで、熱延板のX線回析における（220）面からの回析ピークの半価値が、0.30°以上である場合は、ｐ：仕上圧延最終圧延スタンドにおける圧下率（％）、0.30°未満である場合は、ｐ：０（％）、CR：冷間圧延における圧下率（％）
【請求項６】
前記焼鈍工程に代えて、加熱温度：450℃以上、前記（４）式で定義されるＴＡ℃以下で、かつフェライト再結晶開始温度未満の温度に加熱し、該温度で１〜600ｓ間保持する熱処理を施したのち、500℃以下の温度まで冷却し、ついで溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、溶融亜鉛めっき層を形成し、その後冷却する溶融亜鉛めっき処理を施す、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４または５に記載の高強度冷延薄鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記溶融亜鉛めっき処理工程に引続き、470℃以上550℃以下でかつフェライト再結晶開始温度未満の温度に加熱し、前記溶融亜鉛めっき層を合金化する合金化処理を行なう合金化処理工程を施すことを特徴とする請求項６に記載の高強度冷延薄鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記組成に加えてさらに、Ti、Ｂのうちから選ばれた１種または２種を含有し、前記（３−ａ）式に代えて、下記（３−ｂ）式で定義される有効Ｎ量Ｎefが質量％で、0.0060〜0.0200％を満足する組成とすることを特徴とする請求項４ないし７のいずれかに記載の高強度冷延薄鋼板の製造方法。
記
Ｎef＝Ｎ−14×（Ti／48＋Ｂ／11） ‥‥（３−ｂ）
ここで、Ｎ、Ti、Ｂ：各元素の含有量（質量％）
【請求項９】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb、Ｖのうちから選ばれた１種または２種を合計で0.05％未満で、かつ前記有効Ｎ量ＮefとNb含有量の比、Ｎef／Nbが0.7以上、前記有効Ｎ量ＮefとＶb含有量の比、Ｎef／Ｖが0.4以上を満足するように、調整して含有する組成とすることを特徴とする請求項４ないし８のいずれかに記載の高強度冷延薄鋼板の製造方法。
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：0.010〜0.060％、 Si：0.3％以下、
Mn：0.1〜0.5％、 Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.05％以下、 Al：0.05％以下、
Ｎ：0.0060〜0.0200％
を、下記（３−ａ）式で定義される有効Ｎ量ＮefとAl含有量との比、Ｎef／Alが0.2以上を満足するように含有し、さらに固溶Ｎを0.0040％以上含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相を主相とする組織とを有し、さらに固溶Ｎを0.0040％以上含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相を主相とする組織とを有し、圧延方向の引張強さTS：400MPa以上700MPa未満で、かつ圧延方向の引張強さTSと全伸びT-Elとの関係が下記（１）式を、全伸びT-Elと局部伸びL-Elとの関係が下記（２）式を、それぞれ満足することを特徴とする成形性に優れた高強度冷延薄鋼板。
記
TS（MPa）≧ −10×（T-El（％））＋750 ‥‥（１）
L-El／T-El ≧ 0.5 ・・・・（２）
ここで、TS：圧延方向の引張強さ（MPa）
T-El：圧延方向の全伸び（％）、
L-El：圧延方向の局部伸び（％）
Ｎef＝Ｎ ‥‥（３−ａ）
ここで、Ｎ：Ｎの含有量（質量％）
【請求項２】
前記組成に加えてさらに、Ti、Ｂのうちから選ばれた１種または２種を含有し、前記（３−ａ）式に代えて、下記（３−ｂ）式で定義される有効N量Ｎefが質量％で、0.0060〜0.0200％を満足する組成とすることを特徴とする請求項１に記載の高強度冷延薄鋼板。
記
Ｎef＝Ｎ−14×（Ti／48＋Ｂ／11） ‥‥（３−ｂ）
ここで、Ｎ、Ti、Ｂ：各元素の含有量（質量％）、
【請求項３】
前記組成に加えてさらに、Nb、Ｖのうちから選ばれた１種または２種を合計で、質量％で、0.05％未満で、かつ前記有効Ｎ量ＮefとNb含有量の比、Ｎef／Nbが0.7以上、前記有効Ｎ量ＮefとＶ含有量の比、Ｎef／Ｖが0.4以上、を満足するように、含有する組成とすることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度冷延薄鋼板。
【請求項４】
鋼素材に、該鋼素材を加熱し熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程と、該熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする冷延工程と、該冷延板に焼鈍処理を施し冷延焼鈍板とする焼鈍工程と、を順次施し、高強度冷延薄鋼板とする高強度冷延薄鋼板の製造方法において、
前記鋼素材を、質量％で、
Ｃ：0.010〜0.060％、 Si：0.3％以下、
Mn：0.1〜0.5％、 Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.05％以下、 Al：0.05％以下、
Ｎ：0.0060〜0.0200％
を、下記（３−ａ）式で定義される有効Ｎ量ＮefとAl含有量との比、Ｎef／Alが0.2以上を満足するように含有し、残部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、
前記熱延工程を、前記鋼素材を1000℃以上の温度に加熱し、粗圧延を施し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：フェライト変態開始温度以上とする仕上圧延を施し熱延板とし、ついで、下記（４）式で定義されるＴＡ℃以下の温度で巻き取る工程とし、
前記冷延工程を、前記熱延板に、圧下率が30〜80％となる冷間圧延を施す工程とし、
前記焼鈍工程を、焼鈍温度：250℃以上、下記（４）式で定義されるＴＡ℃以下で、かつフェライト再結晶開始温度未満の温度に加熱し、該温度で１〜600ｓ間保持する焼鈍処理を施す工程と、
することを特徴とする成形性に優れた高強度冷延薄鋼板の製造方法。
記
Ｎef＝Ｎ ‥‥（３−ａ）
ここで、Ｎ：Ｎの含有量（質量％）
ＴＡ ＝ 700−10（Al／Ｎef） ‥‥（４）
ここで、Al：Alの含有量（質量％）、Ｎef：有効Ｎ量（質量％）
【請求項５】
前記仕上圧延を、仕上圧延出側温度：フェライト変態開始温度未満とする熱間圧延であり、前記冷間圧延が、下記（５）式で定義されるTR（％）が30〜80％となるように、冷間圧延の圧下率CRを調整する圧延であることを特徴とする請求項４に記載の高強度冷延薄鋼板の製造方法。
記
TR（％）＝［１−（１−ｐ／100）（１−CR／100）］×100 ‥‥（５）
ここで、熱延板のX線回析における（220）面からの回析ピークの半価値が、0.30°以上である場合は、ｐ：仕上圧延最終圧延スタンドにおける圧下率（％）、0.30°未満である場合は、ｐ：０（％）、CR：冷間圧延における圧下率（％）
【請求項６】
前記焼鈍工程に代えて、加熱温度：450℃以上、前記（４）式で定義されるＴＡ℃以下で、かつフェライト再結晶開始温度未満の温度に加熱し、該温度で１〜600ｓ間保持する熱処理を施したのち、500℃以下の温度まで冷却し、ついで溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、溶融亜鉛めっき層を形成し、その後冷却する溶融亜鉛めっき処理を施す、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４または５に記載の高強度冷延薄鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記溶融亜鉛めっき処理工程に引続き、470℃以上550℃以下でかつフェライト再結晶開始温度未満の温度に加熱し、前記溶融亜鉛めっき層を合金化する合金化処理を行なう合金化処理工程を施すことを特徴とする請求項６に記載の高強度冷延薄鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記組成に加えてさらに、Ti、Ｂのうちから選ばれた１種または２種を含有し、前記（３−ａ）式に代えて、下記（３−ｂ）式で定義される有効Ｎ量Ｎefが質量％で、0.0060〜0.0200％を満足する組成とすることを特徴とする請求項４ないし７のいずれかに記載の高強度冷延薄鋼板の製造方法。
記
Ｎef＝Ｎ−14×（Ti／48＋Ｂ／11） ‥‥（３−ｂ）
ここで、Ｎ、Ti、Ｂ：各元素の含有量（質量％）
【請求項９】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb、Ｖのうちから選ばれた１種または２種を合計で0.05％未満で、かつ前記有効Ｎ量ＮefとNb含有量の比、Ｎef／Nbが0.7以上、前記有効Ｎ量ＮefとＶb含有量の比、Ｎef／Ｖが0.4以上を満足するように、調整して含有する組成とすることを特徴とする請求項４ないし８のいずれかに記載の高強度冷延薄鋼板の製造方法。
【図１】
【図２】
【図２】
【公開番号】特開２０１２−３１４５８（Ｐ２０１２−３１４５８Ａ）
【公開日】平成２４年２月１６日（２０１２．２．１６）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１０−１７０６９２（Ｐ２０１０−１７０６９２）
【出願日】平成２２年７月２９日（２０１０．７．２９）
【出願人】（０００００１２５８）ＪＦＥスチール株式会社 (8,589)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２４年２月１６日（２０１２．２．１６）
【国際特許分類】
【出願日】平成２２年７月２９日（２０１０．７．２９）
【出願人】（０００００１２５８）ＪＦＥスチール株式会社 (8,589)
【Ｆターム（参考）】
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