JP4325233B2 - 深絞り性と歪時効硬化性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板ならびにそれらの製造方法 - Google Patents
深絞り性と歪時効硬化性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板ならびにそれらの製造方法 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車用鋼板等の使途に有用な深絞り性と歪時効硬化性に優れた引張り強さが440MPa以上の複合組織型高張力冷延鋼板および複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板ならびにそれらの製造方法に関するものである。なお、本発明において「歪時効硬化性に優れた」とは、具体的には、引張り歪み10％の予変形後、170℃の温度に20分間保持する条件で時効処理したとき、この歪時効処理前後の引張り強さ増加量（ＢＨＴ）、すなわち、時効処理後の引張り強さから予変形前の引張り強さを差し引いた値が40MPa以上であることを意味する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、地球環境の保全問題からの排出ガス規制に関連して、自動車の車体重量の軽減が極めて重要な課題となっている。最近、車体重量の軽減のために、自動車用鋼板を高強度化して鋼板板厚を低減することが検討されている。
【０００３】
鋼板を素材とする自動車の車体用部品の多くがプレス加工により成形されるため、使用される冷延鋼板には、優れたプレス成形性を有することが要求される。プレス成形性向上のためには、鋼板の機械的特性として、高いランクフォード値（ｒ値）と高い延性（El）および低い降伏応力（ＹＳ）が必要である。
【０００４】
しかし、一般に、鋼板を高強度化すると、ｒ値および延性が低下し、プレス成形性が劣化するとともに、降伏応力が上昇して形状凍結性が劣化する傾向がある。
【０００５】
また、最近では、衝突時に乗員を保護するため、自動車車体の安全性が重視され、そのために衝突時における安全性の目安となる耐衝撃特性の向上が要求されている。耐衝撃特性の向上には、完成車での強度が高いほど有利になる。したがって、自動車部品の成形時には、強度が低く、高い延性を有してプレス成形性に優れ、完成品となった時点には、強度が高くて耐衝撃特性に優れる冷延鋼板が最も強く望まれていた。
【０００６】
一方、自動車部品は、適用部位によっては高い耐食性も要求される。従来より、自動車用鋼板として耐食性の優れた種々の表面処理鋼板が用いられている。その中でも再結晶焼鈍およびめっきを同一ラインで行う連続溶融亜鉛めっき設備において製造される溶融亜鉛めっき鋼板は、優れた耐食性と安価な製造が可能であるとともに、溶融亜鉛に加熱処理を施した合金化溶融亜鉛めっき鋼板も製造可能となり、耐食性に加え、溶接性やプレス成形性に優れることから多く用いられている。
【０００７】
したがって、自動車車体の軽量化および強化をより一層推進するためには、連続溶融亜鉛めっきラインにより、耐食性に優れ、しかもプレス成形性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板が必要不可欠な素材となっている。
【０００８】
このような要望に対し、例えば特許文献１に開示されているように、プレス成形性と高強度化とを両立させた鋼板が開発された。この鋼板は、プレス加工後に100〜200℃の高温保持を含む塗装焼付処理を施すと、降伏応力が上昇する塗装焼付硬化型鋼板である。この鋼板では、最終的に固溶状態で存在するＣ量（固溶Ｃ量）を適正範囲に制御し、プレス成形時には軟質で、形状凍結性、延性を確保し、プレス成形後に行われる塗装焼付処理時に、残存する固溶Ｃがプレス成形時に導入された転位に固着して、転位の移動を妨げ、降伏応力を上昇させる。
【０００９】
【特許文献１】
特開昭57−76131号公報
【００１０】
しかしながら、塗装焼付硬化型自動車用鋼板では、降伏応力は上昇させることができるものの、引張り強さまでは上昇させることができなかった。
【００１１】
また、特許文献２には、Ｃ：0.08〜0.20質量％、Mn：1.5〜3.5質量％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、組織がフェライト量５％以下の均一なベイナイトもしくは一部マルテンサイトを含むベイナイトで構成された焼付硬化性高張力冷延鋼板が開示されている。特許文献２に記載された冷延鋼板は、連続焼鈍後の冷却過程で400〜200℃の温度範囲を急冷し、その後を徐冷とすることにより、組織を従来のフェライト主体の組織からベイナイト主体の組織として、従来になかった高い焼付け硬化量を得ようとするものである。
【００１２】
【特許文献２】
特公平５−24979号公報
【００１３】
しかしながら、特許文献２に記載された鋼板では、塗装焼付け後に降伏応力が上昇し、従来になかった高い焼付け硬化量が得られるものの、依然として引張り強さまでは上昇させることができず、耐衝撃特性の向上が期待できないという問題があった。
【００１４】
一方、プレス成形性の良好な高張力鋼板として、フェライトとマルテンサイトの複合組織からなる種々の複合組織鋼板が開発されている。これらの中で、連続焼鈍後ガスジェット冷却で製造される複合組織鋼板は、とくに降伏応力が低く、さらに高延性と優れた焼付け硬化性とを兼ね備えているものの、ｒ値が低く深絞り成形性が劣るという欠点があった。
【００１５】
そのため、複合組織鋼板のｒ値を大きくして深絞り性を改善する試みがなされている。例えば特許文献３では、冷間圧延後、再結晶温度〜Ａc3変態点の温度で箱焼鈍を行い、その後、複合組織とするため700〜800℃に加熱した後、焼入れ焼戻しを伴う連続焼鈍を行う技術が開示されている。しかしながら、この方法では、連続焼鈍時に焼入れ焼戻しを行うため降伏応力が高く、低い降伏比が得られない。この高降伏応力の鋼板はプレス成形に適さず、かつプレス部品の形状凍結性が悪いという欠点がある。このように高降伏応力の鋼板はプレス成形に適さず、かつプレス部品の形状凍結性が悪いという欠点がある。
【００１６】
【特許文献３】
特公昭55−10650号公報
【００１７】
この高降伏応力を改善するための方法としては、特許文献４に開示されている。この方法は、高r値を得るためにまず箱焼鈍を行うが、箱焼鈍時の温度をフェライト（α）−オーステナイト（γ）の２相域とし、均熱時にα相からγ相にMnを濃化させる。このMn濃化相は連続焼鈍時に優先的にγ相となり、ガスジェット程度の冷却速度でも混合組織が得られ、さらに降伏応力も低い。しかし、この方法では、Mn濃化のためα−γの２相域という比較的高温で長時間の箱焼鈍が必要であり、そのため鋼板間の密着の多発、テンパーカラーの発生および炉体インナーカバーの寿命低下など製造工程上、多くの問題がある。従来、このように高いｒ値と低い降伏応力を兼ね備えた高張力鋼板を工業的に安定して製造することは困難であった。
【００１８】
【特許文献４】
特開昭55−100934号公報
【００１９】
一方、特許文献５では、0.012質量％Ｃ-0.32質量％Si-0.53質量％Mn-0.03質量％Ｐ−0.051質量％Tiの組成の鋼を冷間圧延後、α-γの２相域である870℃に加熱後、100℃／ｓの平均冷却速度にて冷却することにより、r＝1.61、YS＝224MPa、TS=482MPaの非常に高いｒ値と低降伏応力を有する複合組織型冷延鋼板が製造可能となる技術が開示されている。しかしながら、100℃／ｓという高い冷却速度は、通常のガスジェット冷却では達成できないため、水焼入れ設備が必要となる。さらに、水焼入れした冷延鋼板は、表面処理性の問題も顕在化するため、製造設備上および材質上の問題が残る。
【００２０】
【特許文献５】
特公平1-35900号公報
【００２１】
上記の問題点を解決した技術として、特許文献６および特許文献７では、深絞り性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板を製造する技術が開示されている。
【００２２】
しかしながら、プレス加工時での優れた深絞り性は確保されるものの、依然としてプレス成形後の完成品での強度上昇が得られない点で課題が残る。
【００２３】
【特許文献６】
特開2002−226941号公報
【００２４】
【特許文献７】
特開2002−226942号公報
【００２５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の問題を有利に解決するもので、鋼組成および製造条件を規制することにより、成形時には低降伏比と高ｒ値を有し、成形後に高強度を確保できる歪時効硬化能を有する、深絞り性と歪時効硬化性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板ならびにこれらの鋼板を安定して製造できる方法を提案することを目的とする。
【００２６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記した課題を達成するため、冷延鋼板のミクロ組織および再結晶集合組織におよぼす合金元素の影響について鋭意研究を重ねた。その結果、Ｃ含有量を低炭素域とし、適正量のＮとＶを含有させることにより、再結晶焼鈍前には、固溶（Ｃ、Ｎ）を極力低減させて{111}再結晶集合組織を発達させることにより高ｒ値が得られ、また引き続きα−γの２相域に加熱することにより、Ｖ系炭窒化物を溶解させて、オーステナイト中にＣを濃化させ、その後の冷却過程でマルテンサイトを生成させるとともに多量の固溶Ｎを確保することにより、高い歪時効硬化能を有するｒ値の高い深絞り性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板が製造可能となることを見出した。
【００２７】
ここで、本発明の、「複合組織型冷延鋼板」とは、主相がフェライト相で、この主相と、組織全体に対する面積率で１％以上のマルテンサイト相を含む第２相との複合組織冷延鋼板を意味し、「溶融亜鉛めっき鋼板」とは、その複合組織冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を具えた溶融亜鉛めっき鋼板を意味する。
【００２８】
まず、本発明者らが行った基礎的な実験結果について説明する。
質量％で、Ｃ：0.02％、Si：0.02％、Mn：2.0％、Ｐ：0.03％、Ｓ：0.005％、Al：0.01％、Ｎ：0.015％を基本組成とし、これにＶを0.03〜0.38質量％の範囲で添加した異なるＶ含有量を有する種々のシートバーについて、1250℃に加熱−均熱後、仕上圧延終了温度が900℃となるように３パス圧延を行って板厚4.0ｍｍとした。なお、仕上圧延終了後、コイル巻取り処理として650℃×１ｈの保温相当処理を施した。引き続き、圧下率70％の冷間圧延を施して板厚1.2ｍｍとした。ついで、これらの冷延板に、830℃で60ｓの再結晶焼鈍を施した後、30℃／ｓの冷却速度で冷却した。
【００２９】
得られた冷延鋼板について、引張試験を実施し引張特性を調査した。引張試験は、JIS5号引張試験片を用いて行った。r値は、圧延方向（ｒL）、圧延方向に45度方向（ｒD）および圧延方向に垂直（９０度）方向（ｒc）の平均ｒ値{＝(ｒL ＋ｒc ＋２×ｒD)／４}として求めた。また、歪時効特性は、10％の引張歪みを付与し、170℃で20分間の熱処理を施したのち、通常の引張試験に供した。これら冷延板から採取した試験片の引張強度と、10％の引張り歪みを付与後、170℃で20分間の熱処理を行った試験片の引張強度との差を、成形後引張強度増加量（ＢＨＴ）とした。
【００３０】
図1に、ｒ値およびＢＨＴと（Ｖ/51）／（Ｃ/12＋Ｎ／14）の関係を示す。Ｖ含有量をＣおよびＮとの原子比にして0.5〜2.0の範囲にすることにより、高いｒ値とともに高いＢＨＴが得られ、高ｒ値を有する歪時効硬化性に優れた複合組織型冷延鋼板が製造可能となることが明らかになった。
【００３１】
本発明の冷延鋼板では、再結晶焼鈍前にはＣおよびＮをＶ系の炭・窒化物として析出固定するため、固溶ＣおよびＮの量が少なく、{111}再結晶集合組織が強く発達するため、高ｒ値が得られる。一方、α-γの２相域にて焼鈍することにより、Ｖ系炭・窒化物が溶解し、固溶Ｃがオーステナイト相に多量に濃化することにより、その後の冷却過程においてオーステナイトがマルテンサイトに容易に変態してフェライトとマルテンサイトの複合組織が得られるとともに、多量の固溶Ｎが得られるため、高い歪時効硬化能も得られることを明らかにした。
【００３２】
ここで、従来は炭・窒化物形成元素としてTiおよびNbが主に使用されてきたが、本発明者らは高温域での焼鈍で有効に固溶Ｃを得るために、炭・窒化物の溶解度がTiおよびNbよりも高いＶに着目した。すなわち、Ｖ系炭・窒化物は、Ti炭・窒化物およびNb炭・窒化物よりも、高温焼鈍時に容易に溶解する結果、α−γの２相域での焼鈍により、オーステナイトがマルテンサイトに変態するのに十分な量の固溶Ｃが得られることを発見した。加えて、この現象は、Ｖ成分が最も顕著に生じるが、Nbを複合添加することによっても同様に得られることも明らかになった。
【００３３】
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討して完成されたものであり、本発明の要旨は下記のとおりである。
【００３４】
（１）質量％でＣ:0.01〜0.05％、Si：1.0％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.03％以下、Ｎ：0.005〜0.03％およびＶ:0.01〜0.5％を含有し、かつ、ＶとＣおよびＮとが、
0.5×（Ｃ/12＋Ｎ/14）≦Ｖ/51≦２×（Ｃ/12＋Ｎ/14）
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、組織全体に対する面積率で80〜99%の、主相であるフェライト相と、組織全体に対する面積率で１％以上のマルテンサイト相を含む第２相とからなる組織を有することを特徴とする、深絞り性と歪時効硬化性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板。
【００３５】
（２）質量％でＣ:0.01〜0.05％、Si：1.0％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.03％以下、Ｎ：0.005〜0.03％およびＶ:0.01〜0.5％を含有するとともに、Nb：0.001〜0.3％を含有し、かつ、ＶおよびNbとＣおよびＮとが、
0.5×（Ｃ/12＋Ｎ/14）≦（Ｖ/51＋Nb/93）≦２×（Ｃ/12＋Ｎ/14）
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、組織全体に対する面積率で80〜99%の、主相であるフェライト相と、組織全体に対する面積率で１％以上のマルテンサイト相を含む第２相とからなる組織を有することを特徴とする、深絞り性と歪時効硬化性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板。
【００３６】
（３） 上記組成に加えてさらに、質量％で、下記に示すＡ群およびＢ群のうちの１群または２群を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）記載の深絞り性と歪時効硬化性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板。
記
Ａ群：CrおよびMoのうちの１種または２種を合計で2.0質量％以下
Ｂ群：CuおよびNiのうちの１種または２種を合計で2.0質量％以下
【００３７】
（４） 上記（１）、（２）または（３）記載の冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を具えてなることを特徴とする、深絞り性と歪時効硬化性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
【００３８】
（５）質量％でＣ:0.01〜0.05％、Si：1.0％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.03％以下、Ｎ：0.005〜0.03％およびＶ:0.01〜0.5％を含有し、かつ、ＶとＣおよびＮとが、
0.5×（Ｃ/12＋Ｎ/14）≦Ｖ/51≦２×（Ｃ/12＋Ｎ/14）
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組成になる鋼スラブを熱間圧延し、引き続き酸洗後、冷間圧延を施し、その後、Ａc1変態点〜（Ａc3変態点＋50℃）の温度域の焼鈍温度で連続焼鈍することを特徴とする、深絞り性と歪時効硬化性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法。
【００３９】
（６）質量％でＣ:0.01〜0.05％、Si：1.0％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.03％以下、Ｎ：0.005〜0.03％およびＶ:0.01〜0.5％を含有するとともに、Nb：0.001〜0.3％を含有し、かつ、ＶおよびNbとＣおよびＮとが、
0.5×（Ｃ/12＋Ｎ/14）≦（Ｖ/51＋Nb/93）≦２×（Ｃ/12＋Ｎ/14）
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組成になる鋼スラブを熱間圧延し、引き続き酸洗後、冷間圧延を施し、その後、Ａc1変態点〜（Ａc3変態点＋50℃）の温度域の焼鈍温度で連続焼鈍することを特徴とする、深絞り性と歪時効硬化性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法。
【００４０】
（７） 上記鋼スラブは、質量％で、下記に示すＡ群およびＢ群のうちの１群または２群をさらに含有することを特徴とする、上記（５）または（６）記載の深絞り性と歪時効硬化性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法。
記
Ａ群：CrおよびMoのうちの１種または２種を合計で2.0質量％以下
Ｂ群：CuおよびNiのうちの１種または２種を合計で2.0質量％以下
【００４１】
（８）質量％でＣ:0.01〜0.05％、Si：1.0％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.03％以下、Ｎ：0.005〜0.03％およびＶ:0.01〜0.5％を含有し、かつ、ＶとＣおよびＮとが、
0.5×（Ｃ/12＋Ｎ/14）≦Ｖ/51≦２×（Ｃ/12＋Ｎ/14）
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組成になる鋼スラブを熱間圧延し、引き続き酸洗後、冷間圧延を施し、その後、連続溶融亜鉛めっき工程にて、Ａc1変態点〜（Ａc3変態点＋50℃）の温度域の焼鈍温度で連続焼鈍してから溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする、深絞り性と歪時効硬化性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００４２】
（９）質量％でＣ:0.01〜0.05％、Si：1.0％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.03％以下、Ｎ：0.005〜0.03％およびＶ:0.01〜0.5％を含有するとともに、Nb：0.001〜0.3％を含有し、かつ、ＶおよびNbとＣおよびＮとが、
0.5×（Ｃ/12＋Ｎ/14）≦（Ｖ/51＋Nb/93）≦２×（Ｃ/12＋Ｎ/14）
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組成になる鋼スラブを熱間圧延し、引き続き酸洗後、冷間圧延を施し、その後、連続溶融亜鉛めっき工程にて、Ａc1変態点〜（Ａc3変態点＋50℃）の温度域の焼鈍温度で連続焼鈍してから溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする、深絞り性と歪時効硬化性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００４３】
（10） 上記鋼スラブは、質量％で、下記に示すＡ群およびＢ群のうちの１群または２群をさらに含有することを特徴とする、上記（８）または（９）記載の深絞り性と歪時効硬化性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
記
Ａ群：CrおよびMoのうちの１種または２種を合計で2.0質量％以下
Ｂ群：CuおよびNiのうちの１種または２種を合計で2.0質量％以下
【００４４】
（11） 上記（８）、（９）または（10）記載の製造方法において、冷間圧延後、連続溶融亜鉛めっき工程での連続焼鈍に先立って、Ａc1変態点〜（Ａc3変態点＋50℃）の温度域の焼鈍温度で連続焼鈍し、引き続き鋼板表面に生成した鋼中成分の濃化層を除去する酸洗を行うことを特徴とする、深絞り性と歪時効硬化性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００４５】
【発明の実施の形態】
本発明鋼板は、深絞り性と歪時効硬化性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００４６】
まず、本発明鋼板の組織について説明する。
本発明の冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板は、組織が、主相であるフェライト相と、組織全体に対する面積率で１％以上のマルテンサイト相を含む第２相との複合組織を有する。
【００４７】
低い降伏応力（YS）と高い延性（El）を有し、優れた深絞り性を有する冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板とするために、本発明では鋼板の組織を、主相であるフェライト相と、マルテンサイト相を含む第２相との複合組織とする必要がある。主相であるフェライト相は、面積率で80％以上とする。フェライト相が面積率で80％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があるからである。また、さらに良好な延性が要求される場合には、フェライト相を面積率で85％以上とするのが好ましい。なお、複合組織の利点を利用するため、フェライト相は99％以下とする必要がある。
【００４８】
また、第２相として、本発明では、マルテンサイト相を、組織全体に対する面積率で１％以上含有する必要がある。マルテンサイト相が面積率で１％未満では、低い降伏応力（YS）と高い延性（El）を同時に満足させることができない。より好ましくはマルテンサイト相は面積率で３％以上である。なお、第２相は、面積率で１％以上のマルテンサイト相単独としても、あるいは面積率で１％以上のマルテンサイト相と、副相としてそれ以外のパーライト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相のいずれかとの混合としてもよく、特に限定されない。ただし、これらパーライト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相は、前記マルテンサイト相の効果をより有効に発揮させるため、これらの相の合計を第２相の組織に対して面積率で50％以下とするのが好ましい。
【００４９】
上記した組織を有する冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板は、低降伏応力で高延性を有する深絞り性に優れた鋼板である。
【００５０】
次に、本発明の冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板の組成を限定した理由について説明する。なお、質量％は以下の記載では単に％と記す。
【００５１】
Ｃ：0.01〜0.05％
Ｃは、鋼板の強度を増加し、さらにフェライトとマルテンサイトの複合組織の形成を促進する元素であり、本発明では複合組織形成の観点から0.01％以上含有する必要がある。一方、0.05％を超える含有は、{111}再結晶集合組織の発達を阻害し、深絞り成形性を低下させる。このため、本発明では、Ｃ含有量は0.01〜0.05％に限定した．なお、深絞り性の観点からは0.03％以下とするのが好ましい。
【００５２】
Si：1.0％以下
Siは、鋼板の延性を顕著に低下させることなく、鋼板を高強度化させることができる有用な強化元素であるが、その含有量が1.0％を超えると、（Si、Mn）系の窒化物が形成し、固溶Ｎが減少することにより歪時効硬化性が低下する。このため、Si含有量は1.0％以下に限定した。なお、上記効果を得るためには、Si含有量は0.02％以上とすることが好ましい。
【００５３】
Mn：3.0％以下
Mnは、鋼を強化する作用があり、さらにフェライトとマルテンサイトの複合組織が得られる臨界冷却速度を小さくして、フェライトとマルテンサイトの複合組織の形成を促進する作用を有しており、再結晶焼鈍後の冷却速度に応じた量を含有させるのが好ましい。また、Mnは、Ｓによる熟間割れを防止する有効な元素でもあるため、含有するＳ量に応じて適量含有させるのが好ましい。しかしながら、Mn含有量が3.0％を超えると、深絞り性および溶接性が劣化する。このため、本発明ではMn含有量は3.0％以下に限定した。尚、Mn含有量は、0.5％以上含有させることが上記効果を顕著に発揮させる上で好ましく、より好ましくは1.5％以上である。
【００５４】
Ｐ：0.10％以下
Ｐは鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要量含有させることができるが、Ｐ含有量が0.10％を超えると、プレス成形性が劣化する。このため、Ｐ含有量は0.10％以下と限定した。なお、より優れたプレス成形性が要求される場合には、Ｐ含有量は0.08％以下とするのが好ましい。また、強度を確保するため、その含有量は0.01％以上とすることが好ましい。
【００５５】
Ｓ：0.02％以下
Ｓは、鋼板中では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の劣化をもたらす元素であるため、できるだけ低減するのが好ましく、0.02％以下に低減するとさほど悪影響を及ぼさなくなることから、本発明ではＳ含有量は0.02％を上限とした。なお、より優れた伸びフランジ成形性を要求される場合には、Ｓ含有量は0.01％以下とするのが好ましく、より好ましくは0.005％以下である。
【００５６】
Al：0.03％以下
Alは、鋼の脱酸元素として添加され、鋼の清浄度を向上させるのに有用な元素であるが、0.03％を超えて含有させると、AlＮを形成し、歪時効硬化性に有効な固溶Ｎが減少する。従って、Al含有量は0.03％以下に限定した。なお、鋼の脱酸作用を発揮させるとともに、鋼の清浄度を向上させる観点から、Alを0.005％以上含有させることが好ましい。また、本発明では、Al脱酸以外の脱酸方法による溶製方法を排除するものではなく、たとえばTi脱酸やSi脱酸を行ってもよく、これらの脱酸法による鋼板も本発明の範囲に含まれる。その際、CaやREM等を溶鋼に添加しても、本発明鋼板の特徴はなんら阻害されず、CaやREM等を含む鋼板も本発明範囲に含まれるのは勿論である。
【００５７】
Ｎ：0.005〜0.03％
Ｎは、本発明において極めて重要な元素の一つであり、高い歪時効硬化性を確保するために必要である。Ｎの含有量が0.005％未満では、高い歪時効硬化性が得られず、一方、0.03％を超える含有量では、その効果が飽和するとともに、鋼板中に窒化物が増加し、それにより鋼板の深絞り性が顕著に劣化する。このため、Ｎ含有量は0.005〜0.03％に限定した。
【００５８】
Ｖ：0.01〜0.5％でかつ0.5×（Ｃ/12＋Ｎ／14）≦Ｖ/51≦２×（Ｃ/12＋Ｎ／14）
Ｖは、本発明において極めて重要な元素の一つであり、再結晶前には固溶Ｃ、ＮをＶ系炭・窒化物として析出固定することにより、{111}再結晶集合組織を発達させて高いr値を得ることができ、さらに、α−γの２相域焼鈍時にはＶ系炭・窒化物を溶解させて固溶Ｃを多量にオーステナイト相に濃化させ、その後の冷却過程において容易にマルテンサイト変態させることにより、フェライトとマルテンサイトの複合組織鋼板を得るとともに、多量の固溶Ｎを確保して高い歪時効硬化性が得られる。このような効果は、Ｖ含有量が0.01％以上およびＣ、Ｎ含有量に対して0.5×（Ｃ/12＋Ｎ／14）≦Ｖ/51で有効となる。一方、0.5％を超えるＶの含有あるいはＣ、Ｎ含有量に対してＶ/51＞２×（Ｃ/12＋Ｎ／14）であると、α-γの２相域におけるＶ系炭・窒化物の溶解が起こりにくくなるため、フェライトとマルテンサイトの複合組織が得られなくなるとともに、固溶Ｎも確保できない。したがって、Ｖ含有量は0.01〜0.5％でかつ0.5×（Ｃ/12＋Ｎ／14）≦Ｖ/51≦２×（Ｃ/12＋Ｎ／14）に限定した。
【００５９】
また、本発明では、上記した組成に加えて、質量％で、Nb：0.001〜0.3％を含有し、さらにＶ含有量が前記0.5×（Ｃ/12＋Ｎ／14）≦Ｖ/51≦２×（Ｃ/12＋Ｎ／14）なる関係を満足することに代えてＶおよびNb含有量とＣおよびＮ含有量とが、0.5×（Ｃ/12＋Ｎ／14）≦（Ｖ/51＋Nb/93）≦２×（Ｃ/12＋Ｎ／14）なる関係を満たすことが好ましい。
【００６０】
Nb：0.001〜0.3％でかつ、ＶおよびNbとＣおよびＮとが、0.5×（Ｃ/12＋Ｎ／14）≦（Ｖ/51＋Nb/93）≦２×（Ｃ/12＋Ｎ／14）なる関係を満たすこと
Nbは炭化物形成元素であり、Ｖと複合添加することにより、再結晶前には固溶Ｃ、ＮをＶおよびNbの複合炭・窒化物として析出固定することにより、{111}再結晶集合組織を発達させて高いｒ値を得ることができ、さらにα−γの２相域での焼鈍時にはＶおよびNbの複合炭・窒化物を溶解させて固溶Ｃを多量にオーステナイト相に濃化させ、その後の冷却過程においてマルテンサイト変態させることにより、フェライトとマルテンサイトの複合組織鋼板を得るとともに、固溶Ｎを大量に確保して高い歪時効硬化性を得ることができる。このような効果は、Nb含有量が0.001％以上でかつＣ、ＮおよびＶ含有量に対して、0.5×（Ｃ/12＋Ｎ／14）≦（Ｖ/51＋Nb/93）で有効となる。一方、0.3％を超えるNbの含有あるいはＣ、ＮおよびＶ含有量に対して（Ｖ/51＋Nb/93）＞２×（Ｃ/12＋Ｎ／14）の場合には、α−γの２相域における炭・窒化物の溶解が起こりにくくなるため、フェライトとマルテンサイトの複合組織が得られなくなるとともに、十分な量の固溶Ｎも得られない。したがって、Nb含有量は0.001〜0.3％の範囲とし、かつＣ、ＮおよびＶ含有量に対して、0.5×（Ｃ/12＋Ｎ／14）≦（Ｖ/51＋Nb/93）≦２×（Ｃ/12＋Ｎ／14）に限定した。
【００６１】
また、本発明では、上記した組成に加えてさらに、下記に示すＡ群およびＢ群、すなわち、
Ａ群：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で2.0％以下
Ｂ群：Cu、Niのうちの１種または２種を合計で2.0％以下
のうちの１群または２群を含有することが好ましい。
【００６２】
Ａ群: Cr、Moのうちの１種または２種を合計で2.0％以下
Ａ群：CrおよびMoは、いずれもMnと同様に、フェライトとマルテンサイトの複合組織が得られる臨界冷却速度を小さくし、フェライトとマルテンサイトの複合組織の形成を促進する作用を有しており、必要に応じ含有できる。CrおよびMoのうちの１種または２種を合計で2.0％を超えて含有すると、深絞り性が低下する。このため、Ａ群：CrおよびMoのうちの１種または２種を含有する場合には、それらの含有量を合計で2.0％以下に限定するのが好ましい。なお、上記効果を得るためには、CrおよびMoのうちの１種または２種を合計で0.05％以上含有することが好ましい。
【００６３】
Ｂ群：Cu、Niのうちの１種または２種を合計で2.0％以下
Ｂ群：Cu、Niは、鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要量含有することができるが、CuおよびNiを単独添加でまたは複合添加の合計で2.0％を超えると、深絞り性が劣化する傾向がある。このため、Cu、Niは１種または２種を合計で2.0％以下とするのが好ましい。なお、上記効果を得るためには、Cu、Ni のうちの１種または２種を合計で0.05％以上含有することが好ましい。
【００６４】
なお、本発明では、上記した成分以外については、特に限定していないが、Ｂ、Ca、Zr、REM等を通常の鋼組成の範囲内であれば含有させてもなんら問題はない。
【００６５】
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、例えばSb、Sn、Zn、Co等が挙げられ、これらの含有量の許容範囲としては、Sb:0.01％以下、Sn：0.1％以下、Zn：0.01％以下、Co：0.1％以下の範囲である。
【００６６】
次に、本発明の冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
本発明の製造方法に用いられる鋼スラブの組成は、上述した冷延鋼板の組成と同様であるので、鋼スラブの限定理由の説明については省略する。
本発明の冷延鋼板は、上記した範囲内の組成を有する鋼スラブを素材とし、該素材に熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程と、該熱延板を酸洗する酸洗工程と、該熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする冷延工程と、該冷延板に再結晶焼鈍を施して冷延焼鈍板とする再結晶焼鈍工程とを順次施すことにより製造される。
【００６７】
使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止するために連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法で製造してもよい。また、鋼スラブを製造したのち、いったん室温まで冷却し、その後、再度加熱する従来法に加え、冷却しないで、温片のままで加熱炉に挿入する方法や、わずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延する方法などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
【００６８】
上記した素材（鋼スラブ）を加熱し、熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程を施す。熱延工程は所望の板厚の熱延板が製造できる条件であればよく、通常の圧延条件を用いても特に問題はない。なお、参考のため、好適な熱延条件を以下に示しておく。
【００６９】
スラブ加熱温度：900℃以上
スラブ加熱温度は、析出物を粗大化させることにより、{111}再結晶集合組織を発達させ、深絞り性を改善するため、低い方が望ましい。しかし、加熱温度が900℃未満では、圧延荷重が増大し、熱間圧延時におけるトラブル発生の危険性が増大する。このため、スラブ加熱温度は900℃以上にすることが好ましい。また、酸化重量の増加に伴うスケールロスの増大による歩留まりの低下などから、スラブ加熱温度の上限は1300℃とすることがより好適である。なお、スラブ加熱温度を低くし、かつ熱間圧延時のトラブルを防止するといった観点から、シートバーを加熱する、いわゆるシートバーヒーターを活用することは、有効な方法であることは言うまでもない。
【００７０】
仕上圧延終了温度：700℃以上
仕上圧延終了温度（FDT）は、冷間圧延および再結晶焼鈍後に優れた深絞り性が得られる均一な熱延母板組織を得るため、700℃以上にすることが好ましい。すなわち、仕上圧延終了温度が700℃未満では、熱延母板組織が不均一となるとともに、熱間圧延時の圧延負荷が高くなり、熱間圧延時におけるトラブル発生の危険性が増大するからである。
【００７１】
巻取温度：800℃以下
巻取温度は、800℃以下とするのが好ましい。すなわち、巻取温度が800℃を超えると、スケールが増加しスケールロスにより歩留りが低下する傾向があるからである。なお、巻取温度は200℃未満となると、鋼板形状が顕著に乱れ、実際の使用にあたり不具合を生じる危険性が増大するため、巻取温度の下限を200℃とすることがより好適である。
【００７２】
このように、本発明の熱延工程では、鋼スラブを900℃以上に加熱した後、仕上圧延終了温度：700℃以上とする熱間圧延を施し、800℃以下、好ましくは200℃以上の巻取温度で巻き取り、熱延板とするのが好ましい。
なお、本発明における熱間圧延工程では、熱間圧延時の圧延荷重を低滅するため、仕上圧延の一部または全部のパス間で潤滑圧延としてもよい。加えて、潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化や材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延の際の摩擦係数は0.10〜0.25の範囲とすることが好ましい。
【００７３】
また、相前後するシートバー同士を接合し、連続的に仕上圧延する連続圧延プロセスとすることが好ましい。連続圧延プロセスを適用することは、熱間圧延の操業安定性の観点からも望ましい。
【００７４】
ついで、熱延板にスケール除去のため酸洗を施す。酸洗工程は、常法に従えばよく、酸洗液としては、例えば塩酸や硫酸系の処理液を用いることが好ましい。
【００７５】
さらに、熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする。冷間圧延条件は、所望の寸法形状の冷延板とすることができればよく、特に限定されないが、冷間圧延時の圧下率は40％以上とすることが好ましい。圧下率が40％未満では、｛111｝再結晶集合組織が発達し難く、優れた深絞り性を得ることが困難となるからである。
【００７６】
その後、再結晶焼鈍工程にて、冷延板に再結晶焼鈍を行い冷延焼鈍板とする。再結晶焼鈍は、連続焼鈍ライン等で行う連続焼鈍とする。再結晶焼鈍の焼鈍温度は、Ａc1変態点〜（Ａc3変態点＋50℃）の温度範囲のα−γの２相域からγ単相域の範囲で行う必要がある。焼鈍温度がＡc1変態点よりも低いと、フェライト単相組織となって、マルテンサイトを生成することができなくなるからであり、一方、（Ａc3変態点＋50℃）よりも高いと、結晶粒が粗大化するとともに、{111}再結晶集合組織が発達せずに深絞り性が著しく劣化するからである。
【００７７】
なお、Ａc1変態点およびＡc3変態点は、冷延板を所定温度にて60秒の再結晶焼鈍を施した後、30℃／ｓの冷却速度で冷却したサンプルの光学顕微鏡組織観察より求めた。すなわち、鋼板組織がフェライト相とマルテンサイト相の複合組織となる最も低い温度をＡc1変態点、最も高い温度をＡc3変態点と定義した。
【００７８】
なお、再結晶焼鈍時の冷却は、マルテンサイト形成の観点から、焼鈍温度から300℃までの平均冷却速度を５℃／ｓ以上とするのが好ましい。
【００７９】
また、再結晶焼鈍工程後に、形状矯正、表面粗度等の調整のために、伸び率10％以下の調質圧延を加えてもよい。
【００８０】
なお、本発明の冷延鋼板は、加工用冷延鋼板としてのみならず、加工用表面処理鋼板の原板としても適用できる。加工用表面処理鋼板としては、亜鉛めっき鋼板（合金系を含む。）、錫めっき鋼板、ほうろう等が挙げられる。また、本発明の冷延鋼板には、亜鉛めっき後、化成処理性、溶接性、プレス成形性および耐食性等の改善のために特殊な処理を施してもよい。
【００８１】
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、上記した範囲内の組成を有する鋼スラブを素材とし、該素材に熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程と、該熱延板を酸洗する酸洗工程と、該熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする冷延工程と、該冷延板に再結晶焼鈍と溶融亜鉛めっきを行い、溶融亜鉛めっき鋼板とする連続溶融亜鉛めっき工程とを順次施すことにより製造される。なお、熱延工程、酸洗工程および冷延工程は、上記の冷延鋼板の製造方法と同じである。
【００８２】
連続溶融亜鉛めっき工程は、連続溶融亜鉛めっきラインにて再結晶焼鈍および溶融亜鉛めっきを施し、溶融亜鉛めっき鋼板とする。再結晶焼鈍の焼鈍温度は、Ａc1変態点〜（Ａc3変態点＋50℃）の温度域のα−γの２相域からγ単相域の範囲で行う必要がある。焼鈍温度がＡc1変態点未満では、フェライト単相組織となり、一方、（Ａc3変態点＋50℃）を超える高温では、結晶粒が粗大化するとともに、｛111｝再結晶集合組織が発達せずに深絞り性が著しく劣化する。
【００８３】
焼鈍後は、380〜530℃の温度域に急冷するのが好ましい。急冷停止温度が380℃未満では不めっきが発生し、一方、530℃超えではめっき表面にむらが発生するため好ましくない。
【００８４】
なお、冷却速度は、フェライト相とマルテンサイト相の複合組織とするためには、５℃／ｓ以上とすることが好ましい。
【００８５】
急冷後は引き続いて溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施す。このとき、めっき浴のAl濃度は、0.12〜0.145質量％とすることが好ましい。めっき浴中のAl含有量が0.12質量％未満では、合金化が進みすぎてめっき密着性（耐パウダリング性）が劣化する。一方、0.145質量％超えでは、不めっきが発生する。
【００８６】
また、溶融亜鉛めっき処理後、めっき層の合金化処理を施してもよい。この際、めっきに続く加熱による合金化をめっき層中のFe含有率が９〜12質量％となるように実施することが好ましい。
【００８７】
合金化処理は、溶融亜鉛めっき処理後、450〜550℃の温度域まで再加熱し溶融亜鉛めっき層の合金化を行う。550℃を超える高温での合金化は、マルテンサイト相の形成が困難となり、鋼板の延性が低下する傾向がある。一方、合金化温度が450℃未満では、合金化の進行が遅く生産性が低下する。このため、合金化温度は450〜550℃とするのが好ましい。
【００８８】
合金化処理後は、５℃／ｓ以上の冷却速度で300℃まで冷却するのが好ましい。５℃／ｓ未満だと、マルテンサイト相の形成が困難になる。このため、合金化処理後から300℃までの温度範囲における冷却速度を５℃／ｓ以上にすることが好ましい。
【００８９】
なお、めっき性の改善を目的に、冷間圧延後、連続溶融亜鉛めっき工程での連続焼鈍に先立って、連続焼鈍ラインにより、Ａc1変態点〜（Ａc3変態点＋50℃）の温度域の焼鈍温度で連続焼鈍し、引き続き鋼板表面に生成した鋼中成分の濃化層を除去する酸洗を行うことが好ましい。この焼鈍によって、鋼板表面に合金元素の濃化を促進するとともに、連続焼鈍ラインで一旦複合組織を作りこむことにより、第２相に合金元素を濃化させるためである。
【００９０】
連続焼鈍ラインでの焼鈍温度は、一旦複合組織を作り込むためＡc1変態点以上で行うのが好ましい。しかしながら、焼鈍温度が（Ａc3変態点＋50℃）を超えると、結晶粒が粗大化するため、その後の溶融亜鉛めっき工程にてＡc1変態点〜（Ａc3変態点＋50℃）の温度域で焼鈍を施しても、材質の劣化を免れないので、連続焼鈍ラインでの焼鈍温度は、溶融亜鉛めっき工程での焼鈍温度と同様に、Ａc1変態点〜（Ａc3変態点＋50℃）の温度域とすることが好ましい。
【００９１】
連続焼鈍ラインの雰囲気は、スケールの多量の発生を防ぐため、鋼板に対し、還元性を有することが好ましく、一般的には、１〜10％程度のＨ２を含有する窒素ガスを用いればよい。
【００９２】
連続焼鈍ラインにて焼鈍された鋼板は、表面に鋼中成分によりＰが鋼板表面に析出し、Si、Mn、Crなどが酸化物として表面に濃化するため、この表面濃化層を酸洗により除去することが好ましい。なお、表面濃化層を除去する酸洗は、連続焼鈍ライン出側、連続溶融亜鉛めっきライン入側、あるいは通常の酸洗ラインで行ってもよい。
【００９３】
なお、めっき処理後あるいは合金化処理後の鋼板には、形状矯正、表面粗さ等の調整のための調質圧延を加えてもよい。また、樹脂あるいは油脂コーティング、各種塗装あるいは電気めっき等の処理を施しても何等不都合はない。
【００９４】
【実施例】
（試験例１）
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とした。ついで、これら鋼スラブを1150℃に加熱したのち、仕上圧延終了温度：900℃、巻取温度：650℃とする熱間圧延を施す熱延工程により、板厚4.0ｍｍの熱延鋼帯（熱延板）とした。引き続き、これら熱延鋼帯(熱延板)に酸洗、冷間圧延を施す冷延工程により、板厚1.2ｍｍの冷延鋼帯（冷延板）とした。
【００９５】
なお、Ａc1変態点およびＡc3変態点は、650〜900℃の間で５℃間隔で焼鈍温度を設定し、冷延板を所定温度（焼鈍温度）にて60秒の再結晶焼鈍を施した後、30℃／ｓの冷却速度で冷却したサンプルの光学顕微鏡組織観察より求めた。すなわち、鋼板組織がフェライト相とマルテンサイト相の複合組織となる最も低い温度をＡc1変態点、最も高い温度をＡc3変態点と定義した。
【００９６】
ついで、これら冷延鋼帯(冷延板)に、連続焼鈍ラインで、表２に示す焼鈍温度で再結晶焼鈍を施した。なお、連続焼鈍ラインにおいて、焼鈍温度から300℃までの平均冷却速度は10〜20℃／ｓであった。得られた冷延鋼帯（冷延板）に、さらに伸び率：0.8％の調質圧延を施した。
【００９７】
得られた鋼帯から試験片を採取し、圧延方向に直交する断面（Ｃ断面）について、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、画像解析装置を用いて主相であるフェライトの組織分率および第２相の種類と組織分率を求めた。また、得られた鋼帯から、圧延方向に対し直角方向を長手方向としてJIS５号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行い、降伏応力（YS）、引張強さ（TS）、伸び（El）、降伏比（YR）およびランクフォード値（ｒ値）を求めた。また、歪時効特性は、10％の引張歪みを付与し、170℃で20分間の熱処理を施したのち、通常の引張試験に供した。これら、冷延板から採取した試験片の引張強度と10％の引張り歪みを付与した後、170℃で20分間の熱処理を行った試験片の引張強度との差を成形後の引張強度増加量（ＢＨＴ）とした。これらの結果を表２に示す。
【００９８】
【表１】
【００９９】
【表２】
【０１００】
表２に示す結果から、本発明例は、いずれも、引張り強さ(TS)が440MPa以上を満足するとともに、低い降伏比（YR）、高い伸び（El）、高いｒ値および高い歪時効硬化性（ＢＨＴ）を示して、深絞り成形性と歪時効硬化性に優れている。これに対し、本発明の範囲を外れる比較例では、降伏比（YR）が高いか、伸び（El）が低いか、ｒ値が低いか、あるいは歪時効硬化性が低くなっている。
【０１０１】
（試験例２）
表３に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、試験例1と同じ条件によって製造した冷延鋼帯（冷延板）に、連続溶融亜鉛めっきラインで、表４に示す焼鈍温度で再結晶焼鈍および溶融亜鉛めっきを施した。ここで、溶融亜鉛めっき条件は、めっき浴のAl濃度を0.13質量％とし、めっき浴温を460〜480℃とした。
【０１０２】
また、ここで、鋼板No.33および34に関しては、冷間圧延後に連続焼鈍ラインにて850℃で焼鈍を行った後、連続溶融亜鉛めっきライン内にて酸洗した後、焼鈍および溶融亜鉛めっきを施した。得られた鋼帯（溶融亜鉛めっき鋼板）に、さらに伸び率：0.8％の調質圧延を施した。
【０１０３】
さらに、鋼板No.ＯＯに関しては、溶融亜鉛めっき後、500℃に再加熱して合金化処理を行い、その後冷却した。合金化処理後の冷却に際して、300℃までの冷却速度は20℃／ｓであった。これらの結果を表４に示す。
【０１０４】
【表３】
【０１０５】
【表４】
【０１０６】
表４に示す結果から、本発明例は、いずれも、引張り強さ(TS)が440MPa以上を満足するとともに、低い降伏比（YR）、高い伸び（El）、高いｒ値および高い歪時効硬化性（ＢＨＴ）を示して、深絞り成形性と歪時効硬化性に優れている。これに対し、本発明の範囲を外れる比較例では、降伏比（YR）が高いか、伸び（El）が低いか、ｒ値が低いか、あるいは歪時効硬化性が低くなっている。
【０１０７】
【発明の効果】
本発明によれば、優れた深絞り成形性と歪時効硬化性を有する冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板を、安定して製造することができるという産業上格段の効果を奏する。本発明の冷延鋼板を自動車部品に適用した場合、プレス成形が容易で、自動車車体の軽量化に十分に寄与できるという効果もある。
【図面の簡単な説明】
【図１】 r値およびＢＨＴと（Ｖ/51）／（Ｃ/12＋Ｎ／14）との関係を示す図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車用鋼板等の使途に有用な深絞り性と歪時効硬化性に優れた引張り強さが440MPa以上の複合組織型高張力冷延鋼板および複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板ならびにそれらの製造方法に関するものである。なお、本発明において「歪時効硬化性に優れた」とは、具体的には、引張り歪み10％の予変形後、170℃の温度に20分間保持する条件で時効処理したとき、この歪時効処理前後の引張り強さ増加量（ＢＨＴ）、すなわち、時効処理後の引張り強さから予変形前の引張り強さを差し引いた値が40MPa以上であることを意味する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、地球環境の保全問題からの排出ガス規制に関連して、自動車の車体重量の軽減が極めて重要な課題となっている。最近、車体重量の軽減のために、自動車用鋼板を高強度化して鋼板板厚を低減することが検討されている。
【０００３】
鋼板を素材とする自動車の車体用部品の多くがプレス加工により成形されるため、使用される冷延鋼板には、優れたプレス成形性を有することが要求される。プレス成形性向上のためには、鋼板の機械的特性として、高いランクフォード値（ｒ値）と高い延性（El）および低い降伏応力（ＹＳ）が必要である。
【０００４】
しかし、一般に、鋼板を高強度化すると、ｒ値および延性が低下し、プレス成形性が劣化するとともに、降伏応力が上昇して形状凍結性が劣化する傾向がある。
【０００５】
また、最近では、衝突時に乗員を保護するため、自動車車体の安全性が重視され、そのために衝突時における安全性の目安となる耐衝撃特性の向上が要求されている。耐衝撃特性の向上には、完成車での強度が高いほど有利になる。したがって、自動車部品の成形時には、強度が低く、高い延性を有してプレス成形性に優れ、完成品となった時点には、強度が高くて耐衝撃特性に優れる冷延鋼板が最も強く望まれていた。
【０００６】
一方、自動車部品は、適用部位によっては高い耐食性も要求される。従来より、自動車用鋼板として耐食性の優れた種々の表面処理鋼板が用いられている。その中でも再結晶焼鈍およびめっきを同一ラインで行う連続溶融亜鉛めっき設備において製造される溶融亜鉛めっき鋼板は、優れた耐食性と安価な製造が可能であるとともに、溶融亜鉛に加熱処理を施した合金化溶融亜鉛めっき鋼板も製造可能となり、耐食性に加え、溶接性やプレス成形性に優れることから多く用いられている。
【０００７】
したがって、自動車車体の軽量化および強化をより一層推進するためには、連続溶融亜鉛めっきラインにより、耐食性に優れ、しかもプレス成形性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板が必要不可欠な素材となっている。
【０００８】
このような要望に対し、例えば特許文献１に開示されているように、プレス成形性と高強度化とを両立させた鋼板が開発された。この鋼板は、プレス加工後に100〜200℃の高温保持を含む塗装焼付処理を施すと、降伏応力が上昇する塗装焼付硬化型鋼板である。この鋼板では、最終的に固溶状態で存在するＣ量（固溶Ｃ量）を適正範囲に制御し、プレス成形時には軟質で、形状凍結性、延性を確保し、プレス成形後に行われる塗装焼付処理時に、残存する固溶Ｃがプレス成形時に導入された転位に固着して、転位の移動を妨げ、降伏応力を上昇させる。
【０００９】
【特許文献１】
特開昭57−76131号公報
【００１０】
しかしながら、塗装焼付硬化型自動車用鋼板では、降伏応力は上昇させることができるものの、引張り強さまでは上昇させることができなかった。
【００１１】
また、特許文献２には、Ｃ：0.08〜0.20質量％、Mn：1.5〜3.5質量％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、組織がフェライト量５％以下の均一なベイナイトもしくは一部マルテンサイトを含むベイナイトで構成された焼付硬化性高張力冷延鋼板が開示されている。特許文献２に記載された冷延鋼板は、連続焼鈍後の冷却過程で400〜200℃の温度範囲を急冷し、その後を徐冷とすることにより、組織を従来のフェライト主体の組織からベイナイト主体の組織として、従来になかった高い焼付け硬化量を得ようとするものである。
【００１２】
【特許文献２】
特公平５−24979号公報
【００１３】
しかしながら、特許文献２に記載された鋼板では、塗装焼付け後に降伏応力が上昇し、従来になかった高い焼付け硬化量が得られるものの、依然として引張り強さまでは上昇させることができず、耐衝撃特性の向上が期待できないという問題があった。
【００１４】
一方、プレス成形性の良好な高張力鋼板として、フェライトとマルテンサイトの複合組織からなる種々の複合組織鋼板が開発されている。これらの中で、連続焼鈍後ガスジェット冷却で製造される複合組織鋼板は、とくに降伏応力が低く、さらに高延性と優れた焼付け硬化性とを兼ね備えているものの、ｒ値が低く深絞り成形性が劣るという欠点があった。
【００１５】
そのため、複合組織鋼板のｒ値を大きくして深絞り性を改善する試みがなされている。例えば特許文献３では、冷間圧延後、再結晶温度〜Ａc3変態点の温度で箱焼鈍を行い、その後、複合組織とするため700〜800℃に加熱した後、焼入れ焼戻しを伴う連続焼鈍を行う技術が開示されている。しかしながら、この方法では、連続焼鈍時に焼入れ焼戻しを行うため降伏応力が高く、低い降伏比が得られない。この高降伏応力の鋼板はプレス成形に適さず、かつプレス部品の形状凍結性が悪いという欠点がある。このように高降伏応力の鋼板はプレス成形に適さず、かつプレス部品の形状凍結性が悪いという欠点がある。
【００１６】
【特許文献３】
特公昭55−10650号公報
【００１７】
この高降伏応力を改善するための方法としては、特許文献４に開示されている。この方法は、高r値を得るためにまず箱焼鈍を行うが、箱焼鈍時の温度をフェライト（α）−オーステナイト（γ）の２相域とし、均熱時にα相からγ相にMnを濃化させる。このMn濃化相は連続焼鈍時に優先的にγ相となり、ガスジェット程度の冷却速度でも混合組織が得られ、さらに降伏応力も低い。しかし、この方法では、Mn濃化のためα−γの２相域という比較的高温で長時間の箱焼鈍が必要であり、そのため鋼板間の密着の多発、テンパーカラーの発生および炉体インナーカバーの寿命低下など製造工程上、多くの問題がある。従来、このように高いｒ値と低い降伏応力を兼ね備えた高張力鋼板を工業的に安定して製造することは困難であった。
【００１８】
【特許文献４】
特開昭55−100934号公報
【００１９】
一方、特許文献５では、0.012質量％Ｃ-0.32質量％Si-0.53質量％Mn-0.03質量％Ｐ−0.051質量％Tiの組成の鋼を冷間圧延後、α-γの２相域である870℃に加熱後、100℃／ｓの平均冷却速度にて冷却することにより、r＝1.61、YS＝224MPa、TS=482MPaの非常に高いｒ値と低降伏応力を有する複合組織型冷延鋼板が製造可能となる技術が開示されている。しかしながら、100℃／ｓという高い冷却速度は、通常のガスジェット冷却では達成できないため、水焼入れ設備が必要となる。さらに、水焼入れした冷延鋼板は、表面処理性の問題も顕在化するため、製造設備上および材質上の問題が残る。
【００２０】
【特許文献５】
特公平1-35900号公報
【００２１】
上記の問題点を解決した技術として、特許文献６および特許文献７では、深絞り性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板を製造する技術が開示されている。
【００２２】
しかしながら、プレス加工時での優れた深絞り性は確保されるものの、依然としてプレス成形後の完成品での強度上昇が得られない点で課題が残る。
【００２３】
【特許文献６】
特開2002−226941号公報
【００２４】
【特許文献７】
特開2002−226942号公報
【００２５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の問題を有利に解決するもので、鋼組成および製造条件を規制することにより、成形時には低降伏比と高ｒ値を有し、成形後に高強度を確保できる歪時効硬化能を有する、深絞り性と歪時効硬化性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板ならびにこれらの鋼板を安定して製造できる方法を提案することを目的とする。
【００２６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記した課題を達成するため、冷延鋼板のミクロ組織および再結晶集合組織におよぼす合金元素の影響について鋭意研究を重ねた。その結果、Ｃ含有量を低炭素域とし、適正量のＮとＶを含有させることにより、再結晶焼鈍前には、固溶（Ｃ、Ｎ）を極力低減させて{111}再結晶集合組織を発達させることにより高ｒ値が得られ、また引き続きα−γの２相域に加熱することにより、Ｖ系炭窒化物を溶解させて、オーステナイト中にＣを濃化させ、その後の冷却過程でマルテンサイトを生成させるとともに多量の固溶Ｎを確保することにより、高い歪時効硬化能を有するｒ値の高い深絞り性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板が製造可能となることを見出した。
【００２７】
ここで、本発明の、「複合組織型冷延鋼板」とは、主相がフェライト相で、この主相と、組織全体に対する面積率で１％以上のマルテンサイト相を含む第２相との複合組織冷延鋼板を意味し、「溶融亜鉛めっき鋼板」とは、その複合組織冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を具えた溶融亜鉛めっき鋼板を意味する。
【００２８】
まず、本発明者らが行った基礎的な実験結果について説明する。
質量％で、Ｃ：0.02％、Si：0.02％、Mn：2.0％、Ｐ：0.03％、Ｓ：0.005％、Al：0.01％、Ｎ：0.015％を基本組成とし、これにＶを0.03〜0.38質量％の範囲で添加した異なるＶ含有量を有する種々のシートバーについて、1250℃に加熱−均熱後、仕上圧延終了温度が900℃となるように３パス圧延を行って板厚4.0ｍｍとした。なお、仕上圧延終了後、コイル巻取り処理として650℃×１ｈの保温相当処理を施した。引き続き、圧下率70％の冷間圧延を施して板厚1.2ｍｍとした。ついで、これらの冷延板に、830℃で60ｓの再結晶焼鈍を施した後、30℃／ｓの冷却速度で冷却した。
【００２９】
得られた冷延鋼板について、引張試験を実施し引張特性を調査した。引張試験は、JIS5号引張試験片を用いて行った。r値は、圧延方向（ｒL）、圧延方向に45度方向（ｒD）および圧延方向に垂直（９０度）方向（ｒc）の平均ｒ値{＝(ｒL ＋ｒc ＋２×ｒD)／４}として求めた。また、歪時効特性は、10％の引張歪みを付与し、170℃で20分間の熱処理を施したのち、通常の引張試験に供した。これら冷延板から採取した試験片の引張強度と、10％の引張り歪みを付与後、170℃で20分間の熱処理を行った試験片の引張強度との差を、成形後引張強度増加量（ＢＨＴ）とした。
【００３０】
図1に、ｒ値およびＢＨＴと（Ｖ/51）／（Ｃ/12＋Ｎ／14）の関係を示す。Ｖ含有量をＣおよびＮとの原子比にして0.5〜2.0の範囲にすることにより、高いｒ値とともに高いＢＨＴが得られ、高ｒ値を有する歪時効硬化性に優れた複合組織型冷延鋼板が製造可能となることが明らかになった。
【００３１】
本発明の冷延鋼板では、再結晶焼鈍前にはＣおよびＮをＶ系の炭・窒化物として析出固定するため、固溶ＣおよびＮの量が少なく、{111}再結晶集合組織が強く発達するため、高ｒ値が得られる。一方、α-γの２相域にて焼鈍することにより、Ｖ系炭・窒化物が溶解し、固溶Ｃがオーステナイト相に多量に濃化することにより、その後の冷却過程においてオーステナイトがマルテンサイトに容易に変態してフェライトとマルテンサイトの複合組織が得られるとともに、多量の固溶Ｎが得られるため、高い歪時効硬化能も得られることを明らかにした。
【００３２】
ここで、従来は炭・窒化物形成元素としてTiおよびNbが主に使用されてきたが、本発明者らは高温域での焼鈍で有効に固溶Ｃを得るために、炭・窒化物の溶解度がTiおよびNbよりも高いＶに着目した。すなわち、Ｖ系炭・窒化物は、Ti炭・窒化物およびNb炭・窒化物よりも、高温焼鈍時に容易に溶解する結果、α−γの２相域での焼鈍により、オーステナイトがマルテンサイトに変態するのに十分な量の固溶Ｃが得られることを発見した。加えて、この現象は、Ｖ成分が最も顕著に生じるが、Nbを複合添加することによっても同様に得られることも明らかになった。
【００３３】
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討して完成されたものであり、本発明の要旨は下記のとおりである。
【００３４】
（１）質量％でＣ:0.01〜0.05％、Si：1.0％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.03％以下、Ｎ：0.005〜0.03％およびＶ:0.01〜0.5％を含有し、かつ、ＶとＣおよびＮとが、
0.5×（Ｃ/12＋Ｎ/14）≦Ｖ/51≦２×（Ｃ/12＋Ｎ/14）
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、組織全体に対する面積率で80〜99%の、主相であるフェライト相と、組織全体に対する面積率で１％以上のマルテンサイト相を含む第２相とからなる組織を有することを特徴とする、深絞り性と歪時効硬化性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板。
【００３５】
（２）質量％でＣ:0.01〜0.05％、Si：1.0％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.03％以下、Ｎ：0.005〜0.03％およびＶ:0.01〜0.5％を含有するとともに、Nb：0.001〜0.3％を含有し、かつ、ＶおよびNbとＣおよびＮとが、
0.5×（Ｃ/12＋Ｎ/14）≦（Ｖ/51＋Nb/93）≦２×（Ｃ/12＋Ｎ/14）
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、組織全体に対する面積率で80〜99%の、主相であるフェライト相と、組織全体に対する面積率で１％以上のマルテンサイト相を含む第２相とからなる組織を有することを特徴とする、深絞り性と歪時効硬化性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板。
【００３６】
（３） 上記組成に加えてさらに、質量％で、下記に示すＡ群およびＢ群のうちの１群または２群を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）記載の深絞り性と歪時効硬化性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板。
記
Ａ群：CrおよびMoのうちの１種または２種を合計で2.0質量％以下
Ｂ群：CuおよびNiのうちの１種または２種を合計で2.0質量％以下
【００３７】
（４） 上記（１）、（２）または（３）記載の冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を具えてなることを特徴とする、深絞り性と歪時効硬化性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
【００３８】
（５）質量％でＣ:0.01〜0.05％、Si：1.0％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.03％以下、Ｎ：0.005〜0.03％およびＶ:0.01〜0.5％を含有し、かつ、ＶとＣおよびＮとが、
0.5×（Ｃ/12＋Ｎ/14）≦Ｖ/51≦２×（Ｃ/12＋Ｎ/14）
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組成になる鋼スラブを熱間圧延し、引き続き酸洗後、冷間圧延を施し、その後、Ａc1変態点〜（Ａc3変態点＋50℃）の温度域の焼鈍温度で連続焼鈍することを特徴とする、深絞り性と歪時効硬化性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法。
【００３９】
（６）質量％でＣ:0.01〜0.05％、Si：1.0％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.03％以下、Ｎ：0.005〜0.03％およびＶ:0.01〜0.5％を含有するとともに、Nb：0.001〜0.3％を含有し、かつ、ＶおよびNbとＣおよびＮとが、
0.5×（Ｃ/12＋Ｎ/14）≦（Ｖ/51＋Nb/93）≦２×（Ｃ/12＋Ｎ/14）
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組成になる鋼スラブを熱間圧延し、引き続き酸洗後、冷間圧延を施し、その後、Ａc1変態点〜（Ａc3変態点＋50℃）の温度域の焼鈍温度で連続焼鈍することを特徴とする、深絞り性と歪時効硬化性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法。
【００４０】
（７） 上記鋼スラブは、質量％で、下記に示すＡ群およびＢ群のうちの１群または２群をさらに含有することを特徴とする、上記（５）または（６）記載の深絞り性と歪時効硬化性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法。
記
Ａ群：CrおよびMoのうちの１種または２種を合計で2.0質量％以下
Ｂ群：CuおよびNiのうちの１種または２種を合計で2.0質量％以下
【００４１】
（８）質量％でＣ:0.01〜0.05％、Si：1.0％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.03％以下、Ｎ：0.005〜0.03％およびＶ:0.01〜0.5％を含有し、かつ、ＶとＣおよびＮとが、
0.5×（Ｃ/12＋Ｎ/14）≦Ｖ/51≦２×（Ｃ/12＋Ｎ/14）
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組成になる鋼スラブを熱間圧延し、引き続き酸洗後、冷間圧延を施し、その後、連続溶融亜鉛めっき工程にて、Ａc1変態点〜（Ａc3変態点＋50℃）の温度域の焼鈍温度で連続焼鈍してから溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする、深絞り性と歪時効硬化性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００４２】
（９）質量％でＣ:0.01〜0.05％、Si：1.0％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.03％以下、Ｎ：0.005〜0.03％およびＶ:0.01〜0.5％を含有するとともに、Nb：0.001〜0.3％を含有し、かつ、ＶおよびNbとＣおよびＮとが、
0.5×（Ｃ/12＋Ｎ/14）≦（Ｖ/51＋Nb/93）≦２×（Ｃ/12＋Ｎ/14）
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組成になる鋼スラブを熱間圧延し、引き続き酸洗後、冷間圧延を施し、その後、連続溶融亜鉛めっき工程にて、Ａc1変態点〜（Ａc3変態点＋50℃）の温度域の焼鈍温度で連続焼鈍してから溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする、深絞り性と歪時効硬化性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００４３】
（10） 上記鋼スラブは、質量％で、下記に示すＡ群およびＢ群のうちの１群または２群をさらに含有することを特徴とする、上記（８）または（９）記載の深絞り性と歪時効硬化性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
記
Ａ群：CrおよびMoのうちの１種または２種を合計で2.0質量％以下
Ｂ群：CuおよびNiのうちの１種または２種を合計で2.0質量％以下
【００４４】
（11） 上記（８）、（９）または（10）記載の製造方法において、冷間圧延後、連続溶融亜鉛めっき工程での連続焼鈍に先立って、Ａc1変態点〜（Ａc3変態点＋50℃）の温度域の焼鈍温度で連続焼鈍し、引き続き鋼板表面に生成した鋼中成分の濃化層を除去する酸洗を行うことを特徴とする、深絞り性と歪時効硬化性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００４５】
【発明の実施の形態】
本発明鋼板は、深絞り性と歪時効硬化性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００４６】
まず、本発明鋼板の組織について説明する。
本発明の冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板は、組織が、主相であるフェライト相と、組織全体に対する面積率で１％以上のマルテンサイト相を含む第２相との複合組織を有する。
【００４７】
低い降伏応力（YS）と高い延性（El）を有し、優れた深絞り性を有する冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板とするために、本発明では鋼板の組織を、主相であるフェライト相と、マルテンサイト相を含む第２相との複合組織とする必要がある。主相であるフェライト相は、面積率で80％以上とする。フェライト相が面積率で80％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があるからである。また、さらに良好な延性が要求される場合には、フェライト相を面積率で85％以上とするのが好ましい。なお、複合組織の利点を利用するため、フェライト相は99％以下とする必要がある。
【００４８】
また、第２相として、本発明では、マルテンサイト相を、組織全体に対する面積率で１％以上含有する必要がある。マルテンサイト相が面積率で１％未満では、低い降伏応力（YS）と高い延性（El）を同時に満足させることができない。より好ましくはマルテンサイト相は面積率で３％以上である。なお、第２相は、面積率で１％以上のマルテンサイト相単独としても、あるいは面積率で１％以上のマルテンサイト相と、副相としてそれ以外のパーライト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相のいずれかとの混合としてもよく、特に限定されない。ただし、これらパーライト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相は、前記マルテンサイト相の効果をより有効に発揮させるため、これらの相の合計を第２相の組織に対して面積率で50％以下とするのが好ましい。
【００４９】
上記した組織を有する冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板は、低降伏応力で高延性を有する深絞り性に優れた鋼板である。
【００５０】
次に、本発明の冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板の組成を限定した理由について説明する。なお、質量％は以下の記載では単に％と記す。
【００５１】
Ｃ：0.01〜0.05％
Ｃは、鋼板の強度を増加し、さらにフェライトとマルテンサイトの複合組織の形成を促進する元素であり、本発明では複合組織形成の観点から0.01％以上含有する必要がある。一方、0.05％を超える含有は、{111}再結晶集合組織の発達を阻害し、深絞り成形性を低下させる。このため、本発明では、Ｃ含有量は0.01〜0.05％に限定した．なお、深絞り性の観点からは0.03％以下とするのが好ましい。
【００５２】
Si：1.0％以下
Siは、鋼板の延性を顕著に低下させることなく、鋼板を高強度化させることができる有用な強化元素であるが、その含有量が1.0％を超えると、（Si、Mn）系の窒化物が形成し、固溶Ｎが減少することにより歪時効硬化性が低下する。このため、Si含有量は1.0％以下に限定した。なお、上記効果を得るためには、Si含有量は0.02％以上とすることが好ましい。
【００５３】
Mn：3.0％以下
Mnは、鋼を強化する作用があり、さらにフェライトとマルテンサイトの複合組織が得られる臨界冷却速度を小さくして、フェライトとマルテンサイトの複合組織の形成を促進する作用を有しており、再結晶焼鈍後の冷却速度に応じた量を含有させるのが好ましい。また、Mnは、Ｓによる熟間割れを防止する有効な元素でもあるため、含有するＳ量に応じて適量含有させるのが好ましい。しかしながら、Mn含有量が3.0％を超えると、深絞り性および溶接性が劣化する。このため、本発明ではMn含有量は3.0％以下に限定した。尚、Mn含有量は、0.5％以上含有させることが上記効果を顕著に発揮させる上で好ましく、より好ましくは1.5％以上である。
【００５４】
Ｐ：0.10％以下
Ｐは鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要量含有させることができるが、Ｐ含有量が0.10％を超えると、プレス成形性が劣化する。このため、Ｐ含有量は0.10％以下と限定した。なお、より優れたプレス成形性が要求される場合には、Ｐ含有量は0.08％以下とするのが好ましい。また、強度を確保するため、その含有量は0.01％以上とすることが好ましい。
【００５５】
Ｓ：0.02％以下
Ｓは、鋼板中では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の劣化をもたらす元素であるため、できるだけ低減するのが好ましく、0.02％以下に低減するとさほど悪影響を及ぼさなくなることから、本発明ではＳ含有量は0.02％を上限とした。なお、より優れた伸びフランジ成形性を要求される場合には、Ｓ含有量は0.01％以下とするのが好ましく、より好ましくは0.005％以下である。
【００５６】
Al：0.03％以下
Alは、鋼の脱酸元素として添加され、鋼の清浄度を向上させるのに有用な元素であるが、0.03％を超えて含有させると、AlＮを形成し、歪時効硬化性に有効な固溶Ｎが減少する。従って、Al含有量は0.03％以下に限定した。なお、鋼の脱酸作用を発揮させるとともに、鋼の清浄度を向上させる観点から、Alを0.005％以上含有させることが好ましい。また、本発明では、Al脱酸以外の脱酸方法による溶製方法を排除するものではなく、たとえばTi脱酸やSi脱酸を行ってもよく、これらの脱酸法による鋼板も本発明の範囲に含まれる。その際、CaやREM等を溶鋼に添加しても、本発明鋼板の特徴はなんら阻害されず、CaやREM等を含む鋼板も本発明範囲に含まれるのは勿論である。
【００５７】
Ｎ：0.005〜0.03％
Ｎは、本発明において極めて重要な元素の一つであり、高い歪時効硬化性を確保するために必要である。Ｎの含有量が0.005％未満では、高い歪時効硬化性が得られず、一方、0.03％を超える含有量では、その効果が飽和するとともに、鋼板中に窒化物が増加し、それにより鋼板の深絞り性が顕著に劣化する。このため、Ｎ含有量は0.005〜0.03％に限定した。
【００５８】
Ｖ：0.01〜0.5％でかつ0.5×（Ｃ/12＋Ｎ／14）≦Ｖ/51≦２×（Ｃ/12＋Ｎ／14）
Ｖは、本発明において極めて重要な元素の一つであり、再結晶前には固溶Ｃ、ＮをＶ系炭・窒化物として析出固定することにより、{111}再結晶集合組織を発達させて高いr値を得ることができ、さらに、α−γの２相域焼鈍時にはＶ系炭・窒化物を溶解させて固溶Ｃを多量にオーステナイト相に濃化させ、その後の冷却過程において容易にマルテンサイト変態させることにより、フェライトとマルテンサイトの複合組織鋼板を得るとともに、多量の固溶Ｎを確保して高い歪時効硬化性が得られる。このような効果は、Ｖ含有量が0.01％以上およびＣ、Ｎ含有量に対して0.5×（Ｃ/12＋Ｎ／14）≦Ｖ/51で有効となる。一方、0.5％を超えるＶの含有あるいはＣ、Ｎ含有量に対してＶ/51＞２×（Ｃ/12＋Ｎ／14）であると、α-γの２相域におけるＶ系炭・窒化物の溶解が起こりにくくなるため、フェライトとマルテンサイトの複合組織が得られなくなるとともに、固溶Ｎも確保できない。したがって、Ｖ含有量は0.01〜0.5％でかつ0.5×（Ｃ/12＋Ｎ／14）≦Ｖ/51≦２×（Ｃ/12＋Ｎ／14）に限定した。
【００５９】
また、本発明では、上記した組成に加えて、質量％で、Nb：0.001〜0.3％を含有し、さらにＶ含有量が前記0.5×（Ｃ/12＋Ｎ／14）≦Ｖ/51≦２×（Ｃ/12＋Ｎ／14）なる関係を満足することに代えてＶおよびNb含有量とＣおよびＮ含有量とが、0.5×（Ｃ/12＋Ｎ／14）≦（Ｖ/51＋Nb/93）≦２×（Ｃ/12＋Ｎ／14）なる関係を満たすことが好ましい。
【００６０】
Nb：0.001〜0.3％でかつ、ＶおよびNbとＣおよびＮとが、0.5×（Ｃ/12＋Ｎ／14）≦（Ｖ/51＋Nb/93）≦２×（Ｃ/12＋Ｎ／14）なる関係を満たすこと
Nbは炭化物形成元素であり、Ｖと複合添加することにより、再結晶前には固溶Ｃ、ＮをＶおよびNbの複合炭・窒化物として析出固定することにより、{111}再結晶集合組織を発達させて高いｒ値を得ることができ、さらにα−γの２相域での焼鈍時にはＶおよびNbの複合炭・窒化物を溶解させて固溶Ｃを多量にオーステナイト相に濃化させ、その後の冷却過程においてマルテンサイト変態させることにより、フェライトとマルテンサイトの複合組織鋼板を得るとともに、固溶Ｎを大量に確保して高い歪時効硬化性を得ることができる。このような効果は、Nb含有量が0.001％以上でかつＣ、ＮおよびＶ含有量に対して、0.5×（Ｃ/12＋Ｎ／14）≦（Ｖ/51＋Nb/93）で有効となる。一方、0.3％を超えるNbの含有あるいはＣ、ＮおよびＶ含有量に対して（Ｖ/51＋Nb/93）＞２×（Ｃ/12＋Ｎ／14）の場合には、α−γの２相域における炭・窒化物の溶解が起こりにくくなるため、フェライトとマルテンサイトの複合組織が得られなくなるとともに、十分な量の固溶Ｎも得られない。したがって、Nb含有量は0.001〜0.3％の範囲とし、かつＣ、ＮおよびＶ含有量に対して、0.5×（Ｃ/12＋Ｎ／14）≦（Ｖ/51＋Nb/93）≦２×（Ｃ/12＋Ｎ／14）に限定した。
【００６１】
また、本発明では、上記した組成に加えてさらに、下記に示すＡ群およびＢ群、すなわち、
Ａ群：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で2.0％以下
Ｂ群：Cu、Niのうちの１種または２種を合計で2.0％以下
のうちの１群または２群を含有することが好ましい。
【００６２】
Ａ群: Cr、Moのうちの１種または２種を合計で2.0％以下
Ａ群：CrおよびMoは、いずれもMnと同様に、フェライトとマルテンサイトの複合組織が得られる臨界冷却速度を小さくし、フェライトとマルテンサイトの複合組織の形成を促進する作用を有しており、必要に応じ含有できる。CrおよびMoのうちの１種または２種を合計で2.0％を超えて含有すると、深絞り性が低下する。このため、Ａ群：CrおよびMoのうちの１種または２種を含有する場合には、それらの含有量を合計で2.0％以下に限定するのが好ましい。なお、上記効果を得るためには、CrおよびMoのうちの１種または２種を合計で0.05％以上含有することが好ましい。
【００６３】
Ｂ群：Cu、Niのうちの１種または２種を合計で2.0％以下
Ｂ群：Cu、Niは、鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要量含有することができるが、CuおよびNiを単独添加でまたは複合添加の合計で2.0％を超えると、深絞り性が劣化する傾向がある。このため、Cu、Niは１種または２種を合計で2.0％以下とするのが好ましい。なお、上記効果を得るためには、Cu、Ni のうちの１種または２種を合計で0.05％以上含有することが好ましい。
【００６４】
なお、本発明では、上記した成分以外については、特に限定していないが、Ｂ、Ca、Zr、REM等を通常の鋼組成の範囲内であれば含有させてもなんら問題はない。
【００６５】
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、例えばSb、Sn、Zn、Co等が挙げられ、これらの含有量の許容範囲としては、Sb:0.01％以下、Sn：0.1％以下、Zn：0.01％以下、Co：0.1％以下の範囲である。
【００６６】
次に、本発明の冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
本発明の製造方法に用いられる鋼スラブの組成は、上述した冷延鋼板の組成と同様であるので、鋼スラブの限定理由の説明については省略する。
本発明の冷延鋼板は、上記した範囲内の組成を有する鋼スラブを素材とし、該素材に熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程と、該熱延板を酸洗する酸洗工程と、該熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする冷延工程と、該冷延板に再結晶焼鈍を施して冷延焼鈍板とする再結晶焼鈍工程とを順次施すことにより製造される。
【００６７】
使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止するために連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法で製造してもよい。また、鋼スラブを製造したのち、いったん室温まで冷却し、その後、再度加熱する従来法に加え、冷却しないで、温片のままで加熱炉に挿入する方法や、わずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延する方法などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
【００６８】
上記した素材（鋼スラブ）を加熱し、熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程を施す。熱延工程は所望の板厚の熱延板が製造できる条件であればよく、通常の圧延条件を用いても特に問題はない。なお、参考のため、好適な熱延条件を以下に示しておく。
【００６９】
スラブ加熱温度：900℃以上
スラブ加熱温度は、析出物を粗大化させることにより、{111}再結晶集合組織を発達させ、深絞り性を改善するため、低い方が望ましい。しかし、加熱温度が900℃未満では、圧延荷重が増大し、熱間圧延時におけるトラブル発生の危険性が増大する。このため、スラブ加熱温度は900℃以上にすることが好ましい。また、酸化重量の増加に伴うスケールロスの増大による歩留まりの低下などから、スラブ加熱温度の上限は1300℃とすることがより好適である。なお、スラブ加熱温度を低くし、かつ熱間圧延時のトラブルを防止するといった観点から、シートバーを加熱する、いわゆるシートバーヒーターを活用することは、有効な方法であることは言うまでもない。
【００７０】
仕上圧延終了温度：700℃以上
仕上圧延終了温度（FDT）は、冷間圧延および再結晶焼鈍後に優れた深絞り性が得られる均一な熱延母板組織を得るため、700℃以上にすることが好ましい。すなわち、仕上圧延終了温度が700℃未満では、熱延母板組織が不均一となるとともに、熱間圧延時の圧延負荷が高くなり、熱間圧延時におけるトラブル発生の危険性が増大するからである。
【００７１】
巻取温度：800℃以下
巻取温度は、800℃以下とするのが好ましい。すなわち、巻取温度が800℃を超えると、スケールが増加しスケールロスにより歩留りが低下する傾向があるからである。なお、巻取温度は200℃未満となると、鋼板形状が顕著に乱れ、実際の使用にあたり不具合を生じる危険性が増大するため、巻取温度の下限を200℃とすることがより好適である。
【００７２】
このように、本発明の熱延工程では、鋼スラブを900℃以上に加熱した後、仕上圧延終了温度：700℃以上とする熱間圧延を施し、800℃以下、好ましくは200℃以上の巻取温度で巻き取り、熱延板とするのが好ましい。
なお、本発明における熱間圧延工程では、熱間圧延時の圧延荷重を低滅するため、仕上圧延の一部または全部のパス間で潤滑圧延としてもよい。加えて、潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化や材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延の際の摩擦係数は0.10〜0.25の範囲とすることが好ましい。
【００７３】
また、相前後するシートバー同士を接合し、連続的に仕上圧延する連続圧延プロセスとすることが好ましい。連続圧延プロセスを適用することは、熱間圧延の操業安定性の観点からも望ましい。
【００７４】
ついで、熱延板にスケール除去のため酸洗を施す。酸洗工程は、常法に従えばよく、酸洗液としては、例えば塩酸や硫酸系の処理液を用いることが好ましい。
【００７５】
さらに、熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする。冷間圧延条件は、所望の寸法形状の冷延板とすることができればよく、特に限定されないが、冷間圧延時の圧下率は40％以上とすることが好ましい。圧下率が40％未満では、｛111｝再結晶集合組織が発達し難く、優れた深絞り性を得ることが困難となるからである。
【００７６】
その後、再結晶焼鈍工程にて、冷延板に再結晶焼鈍を行い冷延焼鈍板とする。再結晶焼鈍は、連続焼鈍ライン等で行う連続焼鈍とする。再結晶焼鈍の焼鈍温度は、Ａc1変態点〜（Ａc3変態点＋50℃）の温度範囲のα−γの２相域からγ単相域の範囲で行う必要がある。焼鈍温度がＡc1変態点よりも低いと、フェライト単相組織となって、マルテンサイトを生成することができなくなるからであり、一方、（Ａc3変態点＋50℃）よりも高いと、結晶粒が粗大化するとともに、{111}再結晶集合組織が発達せずに深絞り性が著しく劣化するからである。
【００７７】
なお、Ａc1変態点およびＡc3変態点は、冷延板を所定温度にて60秒の再結晶焼鈍を施した後、30℃／ｓの冷却速度で冷却したサンプルの光学顕微鏡組織観察より求めた。すなわち、鋼板組織がフェライト相とマルテンサイト相の複合組織となる最も低い温度をＡc1変態点、最も高い温度をＡc3変態点と定義した。
【００７８】
なお、再結晶焼鈍時の冷却は、マルテンサイト形成の観点から、焼鈍温度から300℃までの平均冷却速度を５℃／ｓ以上とするのが好ましい。
【００７９】
また、再結晶焼鈍工程後に、形状矯正、表面粗度等の調整のために、伸び率10％以下の調質圧延を加えてもよい。
【００８０】
なお、本発明の冷延鋼板は、加工用冷延鋼板としてのみならず、加工用表面処理鋼板の原板としても適用できる。加工用表面処理鋼板としては、亜鉛めっき鋼板（合金系を含む。）、錫めっき鋼板、ほうろう等が挙げられる。また、本発明の冷延鋼板には、亜鉛めっき後、化成処理性、溶接性、プレス成形性および耐食性等の改善のために特殊な処理を施してもよい。
【００８１】
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、上記した範囲内の組成を有する鋼スラブを素材とし、該素材に熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程と、該熱延板を酸洗する酸洗工程と、該熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする冷延工程と、該冷延板に再結晶焼鈍と溶融亜鉛めっきを行い、溶融亜鉛めっき鋼板とする連続溶融亜鉛めっき工程とを順次施すことにより製造される。なお、熱延工程、酸洗工程および冷延工程は、上記の冷延鋼板の製造方法と同じである。
【００８２】
連続溶融亜鉛めっき工程は、連続溶融亜鉛めっきラインにて再結晶焼鈍および溶融亜鉛めっきを施し、溶融亜鉛めっき鋼板とする。再結晶焼鈍の焼鈍温度は、Ａc1変態点〜（Ａc3変態点＋50℃）の温度域のα−γの２相域からγ単相域の範囲で行う必要がある。焼鈍温度がＡc1変態点未満では、フェライト単相組織となり、一方、（Ａc3変態点＋50℃）を超える高温では、結晶粒が粗大化するとともに、｛111｝再結晶集合組織が発達せずに深絞り性が著しく劣化する。
【００８３】
焼鈍後は、380〜530℃の温度域に急冷するのが好ましい。急冷停止温度が380℃未満では不めっきが発生し、一方、530℃超えではめっき表面にむらが発生するため好ましくない。
【００８４】
なお、冷却速度は、フェライト相とマルテンサイト相の複合組織とするためには、５℃／ｓ以上とすることが好ましい。
【００８５】
急冷後は引き続いて溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施す。このとき、めっき浴のAl濃度は、0.12〜0.145質量％とすることが好ましい。めっき浴中のAl含有量が0.12質量％未満では、合金化が進みすぎてめっき密着性（耐パウダリング性）が劣化する。一方、0.145質量％超えでは、不めっきが発生する。
【００８６】
また、溶融亜鉛めっき処理後、めっき層の合金化処理を施してもよい。この際、めっきに続く加熱による合金化をめっき層中のFe含有率が９〜12質量％となるように実施することが好ましい。
【００８７】
合金化処理は、溶融亜鉛めっき処理後、450〜550℃の温度域まで再加熱し溶融亜鉛めっき層の合金化を行う。550℃を超える高温での合金化は、マルテンサイト相の形成が困難となり、鋼板の延性が低下する傾向がある。一方、合金化温度が450℃未満では、合金化の進行が遅く生産性が低下する。このため、合金化温度は450〜550℃とするのが好ましい。
【００８８】
合金化処理後は、５℃／ｓ以上の冷却速度で300℃まで冷却するのが好ましい。５℃／ｓ未満だと、マルテンサイト相の形成が困難になる。このため、合金化処理後から300℃までの温度範囲における冷却速度を５℃／ｓ以上にすることが好ましい。
【００８９】
なお、めっき性の改善を目的に、冷間圧延後、連続溶融亜鉛めっき工程での連続焼鈍に先立って、連続焼鈍ラインにより、Ａc1変態点〜（Ａc3変態点＋50℃）の温度域の焼鈍温度で連続焼鈍し、引き続き鋼板表面に生成した鋼中成分の濃化層を除去する酸洗を行うことが好ましい。この焼鈍によって、鋼板表面に合金元素の濃化を促進するとともに、連続焼鈍ラインで一旦複合組織を作りこむことにより、第２相に合金元素を濃化させるためである。
【００９０】
連続焼鈍ラインでの焼鈍温度は、一旦複合組織を作り込むためＡc1変態点以上で行うのが好ましい。しかしながら、焼鈍温度が（Ａc3変態点＋50℃）を超えると、結晶粒が粗大化するため、その後の溶融亜鉛めっき工程にてＡc1変態点〜（Ａc3変態点＋50℃）の温度域で焼鈍を施しても、材質の劣化を免れないので、連続焼鈍ラインでの焼鈍温度は、溶融亜鉛めっき工程での焼鈍温度と同様に、Ａc1変態点〜（Ａc3変態点＋50℃）の温度域とすることが好ましい。
【００９１】
連続焼鈍ラインの雰囲気は、スケールの多量の発生を防ぐため、鋼板に対し、還元性を有することが好ましく、一般的には、１〜10％程度のＨ２を含有する窒素ガスを用いればよい。
【００９２】
連続焼鈍ラインにて焼鈍された鋼板は、表面に鋼中成分によりＰが鋼板表面に析出し、Si、Mn、Crなどが酸化物として表面に濃化するため、この表面濃化層を酸洗により除去することが好ましい。なお、表面濃化層を除去する酸洗は、連続焼鈍ライン出側、連続溶融亜鉛めっきライン入側、あるいは通常の酸洗ラインで行ってもよい。
【００９３】
なお、めっき処理後あるいは合金化処理後の鋼板には、形状矯正、表面粗さ等の調整のための調質圧延を加えてもよい。また、樹脂あるいは油脂コーティング、各種塗装あるいは電気めっき等の処理を施しても何等不都合はない。
【００９４】
【実施例】
（試験例１）
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とした。ついで、これら鋼スラブを1150℃に加熱したのち、仕上圧延終了温度：900℃、巻取温度：650℃とする熱間圧延を施す熱延工程により、板厚4.0ｍｍの熱延鋼帯（熱延板）とした。引き続き、これら熱延鋼帯(熱延板)に酸洗、冷間圧延を施す冷延工程により、板厚1.2ｍｍの冷延鋼帯（冷延板）とした。
【００９５】
なお、Ａc1変態点およびＡc3変態点は、650〜900℃の間で５℃間隔で焼鈍温度を設定し、冷延板を所定温度（焼鈍温度）にて60秒の再結晶焼鈍を施した後、30℃／ｓの冷却速度で冷却したサンプルの光学顕微鏡組織観察より求めた。すなわち、鋼板組織がフェライト相とマルテンサイト相の複合組織となる最も低い温度をＡc1変態点、最も高い温度をＡc3変態点と定義した。
【００９６】
ついで、これら冷延鋼帯(冷延板)に、連続焼鈍ラインで、表２に示す焼鈍温度で再結晶焼鈍を施した。なお、連続焼鈍ラインにおいて、焼鈍温度から300℃までの平均冷却速度は10〜20℃／ｓであった。得られた冷延鋼帯（冷延板）に、さらに伸び率：0.8％の調質圧延を施した。
【００９７】
得られた鋼帯から試験片を採取し、圧延方向に直交する断面（Ｃ断面）について、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、画像解析装置を用いて主相であるフェライトの組織分率および第２相の種類と組織分率を求めた。また、得られた鋼帯から、圧延方向に対し直角方向を長手方向としてJIS５号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行い、降伏応力（YS）、引張強さ（TS）、伸び（El）、降伏比（YR）およびランクフォード値（ｒ値）を求めた。また、歪時効特性は、10％の引張歪みを付与し、170℃で20分間の熱処理を施したのち、通常の引張試験に供した。これら、冷延板から採取した試験片の引張強度と10％の引張り歪みを付与した後、170℃で20分間の熱処理を行った試験片の引張強度との差を成形後の引張強度増加量（ＢＨＴ）とした。これらの結果を表２に示す。
【００９８】
【表１】
【表２】
表２に示す結果から、本発明例は、いずれも、引張り強さ(TS)が440MPa以上を満足するとともに、低い降伏比（YR）、高い伸び（El）、高いｒ値および高い歪時効硬化性（ＢＨＴ）を示して、深絞り成形性と歪時効硬化性に優れている。これに対し、本発明の範囲を外れる比較例では、降伏比（YR）が高いか、伸び（El）が低いか、ｒ値が低いか、あるいは歪時効硬化性が低くなっている。
【０１０１】
（試験例２）
表３に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、試験例1と同じ条件によって製造した冷延鋼帯（冷延板）に、連続溶融亜鉛めっきラインで、表４に示す焼鈍温度で再結晶焼鈍および溶融亜鉛めっきを施した。ここで、溶融亜鉛めっき条件は、めっき浴のAl濃度を0.13質量％とし、めっき浴温を460〜480℃とした。
【０１０２】
また、ここで、鋼板No.33および34に関しては、冷間圧延後に連続焼鈍ラインにて850℃で焼鈍を行った後、連続溶融亜鉛めっきライン内にて酸洗した後、焼鈍および溶融亜鉛めっきを施した。得られた鋼帯（溶融亜鉛めっき鋼板）に、さらに伸び率：0.8％の調質圧延を施した。
【０１０３】
さらに、鋼板No.ＯＯに関しては、溶融亜鉛めっき後、500℃に再加熱して合金化処理を行い、その後冷却した。合金化処理後の冷却に際して、300℃までの冷却速度は20℃／ｓであった。これらの結果を表４に示す。
【０１０４】
【表３】
【表４】
表４に示す結果から、本発明例は、いずれも、引張り強さ(TS)が440MPa以上を満足するとともに、低い降伏比（YR）、高い伸び（El）、高いｒ値および高い歪時効硬化性（ＢＨＴ）を示して、深絞り成形性と歪時効硬化性に優れている。これに対し、本発明の範囲を外れる比較例では、降伏比（YR）が高いか、伸び（El）が低いか、ｒ値が低いか、あるいは歪時効硬化性が低くなっている。
【０１０７】
【発明の効果】
本発明によれば、優れた深絞り成形性と歪時効硬化性を有する冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板を、安定して製造することができるという産業上格段の効果を奏する。本発明の冷延鋼板を自動車部品に適用した場合、プレス成形が容易で、自動車車体の軽量化に十分に寄与できるという効果もある。
【図面の簡単な説明】
【図１】 r値およびＢＨＴと（Ｖ/51）／（Ｃ/12＋Ｎ／14）との関係を示す図である。
Claims (11)
- 質量％でＣ:0.01〜0.05％、Si：1.0％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.03％以下、Ｎ：0.005〜0.03％およびＶ:0.01〜0.5％を含有し、かつ、ＶとＣおよびＮとが、
0.5×（Ｃ/12＋Ｎ/14）≦Ｖ/51≦２×（Ｃ/12＋Ｎ/14）
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
組織全体に対する面積率で80〜99%の、主相であるフェライト相と、組織全体に対する面積率で１％以上のマルテンサイト相を含む第２相とからなる組織を有することを特徴とする、深絞り性と歪時効硬化性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板。 - 質量％でＣ:0.01〜0.05％、Si：1.0％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.03％以下、Ｎ：0.005〜0.03％およびＶ:0.01〜0.5％を含有するとともに、Nb：0.001〜0.3％を含有し、かつ、ＶおよびNbとＣおよびＮとが、
0.5×（Ｃ/12＋Ｎ/14）≦（Ｖ/51＋Nb/93）≦２×（Ｃ/12＋Ｎ/14）
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
組織全体に対する面積率で80〜99%の、主相であるフェライト相と、組織全体に対する面積率で１％以上のマルテンサイト相を含む第２相とからなる組織を有することを特徴とする、深絞り性と歪時効硬化性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板。 - 上記組成に加えてさらに、質量％で、下記に示すＡ群およびＢ群のうちの１群または２群を含有することを特徴とする、請求項１または２記載の深絞り性と歪時効硬化性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板。
記
Ａ群：CrおよびMoのうちの１種または２種を合計で2.0質量％以下
Ｂ群：CuおよびNiのうちの１種または２種を合計で2.0質量％以下 - 請求項１、２または３記載の冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を具えてなることを特徴とする、深絞り性と歪時効硬化性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
- 質量％でＣ:0.01〜0.05％、Si：1.0％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.03％以下、Ｎ：0.005〜0.03％およびＶ:0.01〜0.5％を含有し、かつ、ＶとＣおよびＮとが、
0.5×（Ｃ/12＋Ｎ/14）≦Ｖ/51≦２×（Ｃ/12＋Ｎ/14）
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組成になる鋼スラブを熱間圧延し、引き続き酸洗後、冷間圧延を施し、その後、Ａc1変態点〜（Ａc3変態点＋50℃）の温度域の焼鈍温度で連続焼鈍することを特徴とする、深絞り性と歪時効硬化性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法。 - 質量％でＣ:0.01〜0.05％、Si：1.0％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.03％以下、Ｎ：0.005〜0.03％およびＶ:0.01〜0.5％を含有するとともに、Nb：0.001〜0.3％を含有し、かつ、ＶおよびNbとＣおよびＮとが、
0.5×（Ｃ/12＋Ｎ/14）≦（Ｖ/51＋Nb/93）≦２×（Ｃ/12＋Ｎ/14）
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組成になる鋼スラブを熱間圧延し、引き続き酸洗後、冷間圧延を施し、その後、Ａc1変態点〜（Ａc3変態点＋50℃）の温度域の焼鈍温度で連続焼鈍することを特徴とする、深絞り性と歪時効硬化性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法。 - 上記鋼スラブは、質量％で、下記に示すＡ群およびＢ群のうちの１群または２群をさらに含有することを特徴とする、請求項５または６記載の深絞り性と歪時効硬化性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法。
記
Ａ群：CrおよびMoのうちの１種または２種を合計で2.0質量％以下
Ｂ群：CuおよびNiのうちの１種または２種を合計で2.0質量％以下 - 質量％でＣ:0.01〜0.05％、Si：1.0％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.03％以下、Ｎ：0.005〜0.03％およびＶ:0.01〜0.5％を含有し、かつ、ＶとＣおよびＮとが、
0.5×（Ｃ/12＋Ｎ/14）≦Ｖ/51≦２×（Ｃ/12＋Ｎ/14）
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組成になる鋼スラブを熱間圧延し、引き続き酸洗後、冷間圧延を施し、その後、連続溶融亜鉛めっき工程にて、Ａc1変態点〜（Ａc3変態点＋50℃）の温度域の焼鈍温度で連続焼鈍してから溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする、深絞り性と歪時効硬化性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 質量％でＣ:0.01〜0.05％、Si：1.0％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.03％以下、Ｎ：0.005〜0.03％およびＶ:0.01〜0.5％を含有するとともに、Nb：0.001〜0.3％を含有し、かつ、ＶおよびNbとＣおよびＮとが、
0.5×（Ｃ/12＋Ｎ/14）≦（Ｖ/51＋Nb/93）≦２×（Ｃ/12＋Ｎ/14）
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組成になる鋼スラブを熱間圧延し、引き続き酸洗後、冷間圧延を施し、その後、連続溶融亜鉛めっき工程にて、Ａc1変態点〜（Ａc3変態点＋50℃）の温度域の焼鈍温度で連続焼鈍してから溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする、深絞り性と歪時効硬化性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 上記鋼スラブは、質量％で、下記に示すＡ群およびＢ群のうちの１群または２群をさらに含有することを特徴とする、請求項８または９記載の深絞り性と歪時効硬化性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
記
Ａ群：CrおよびMoのうちの１種または２種を合計で2.0質量％以下
Ｂ群：CuおよびNiのうちの１種または２種を合計で2.0質量％以下 - 請求項８、９または10記載の製造方法において、冷間圧延後、連続溶融亜鉛めっき工程での連続焼鈍に先立って、Ａc1変態点〜（Ａc3変態点＋50℃）の温度域の焼鈍温度で連続焼鈍し、引き続き鋼板表面に生成した鋼中成分の濃化層を除去する酸洗を行うことを特徴とする、深絞り性と歪時効硬化性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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