(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０００５％以上０．００３５％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．０５％以上０．２％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００５％以上０．０８％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ｔｉ：０．００３％以上０．０１５％以下およびＮｂ：０．０１５％以上０．０３５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるとともに下記式（１）および（２）を満足する化学組成を有し、フェライト結晶粒度番号が９．０以下である鋼組織を有し、塗装焼付硬化量が１０ＭＰａ以上３５ＭＰａ以下であり、平均ｒ値が１．６以上であるとともに、降伏応力ＹＳが１８０ＭＰａ以下である機械特性を有することを特徴とする冷延鋼板。
−０．００２５≦Ｃ−（１２／９３）×Ｎｂ−（１２／４８）×Ｔｉ＊＜０  （１）
Ｔｉ＊＝ｍａｘ［Ｔｉ−（４８／１４）×Ｎ−（４８／３２）×Ｓ，０］    （２）
ここで、式（１）および（２）における各元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を示し、式（２）におけるｍａｘ［  ］は［  ］内の引数のうち最大の値を返す関数である。
【請求項２】
前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｂ：０．００２０質量％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の冷延鋼板。
【請求項３】
前記冷延鋼板の表面にめっき層を有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の冷延鋼板。
【請求項４】
下記工程（Ａ）〜（Ｅ）を含む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冷延鋼板の製造方法：
（Ａ）スラブに熱間圧延を施して８６０℃以上９６０℃以下の温度域で圧延を完了し、６００℃以上７５０℃以下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８００℃以上９００℃以下の温度域で焼鈍して５５０℃まで４℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する連続焼鈍工程；および
（Ｅ）前記鋼板を１％以下の伸び率で圧延するスキンパス工程。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、冷延鋼板およびその製造方法に関する。より詳しくは、降伏応力が低く深絞り性に優れるとともに、良好な耐二次加工脆性を有する冷延鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
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。
【０００３】
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。
【０００４】
しかし、ＩＦ鋼板は、結晶粒界に固溶Ｃや固溶Ｎが存在しないため、粒界強度が著しく低下し、耐二次加工脆性に劣るという問題を有する。特に、厳しい絞り成形が施されることが多いサイドパネルアウター用途等では、高い耐二次加工脆性が要求されるのでＩＦ鋼板の適用が困難となる場合がある。
【０００５】
そこで、ＩＦ鋼板の耐二次加工脆性を改善する方法に関して、従来からいくつかの提案がなされている。
例えば、特許文献１には、Ｔｉ−ＩＦ鋼板にＢを添加することにより耐二次加工脆性を改善する技術が開示されている。また、特許文献２には、浸炭雰囲気中で箱焼鈍を行い、フェライトを細粒化することにより、Ｔｉ−ＩＦ鋼板またはＴｉ、Ｎｂ−ＩＦ鋼板の耐二次加工脆性を向上させる技術が開示されている。
【０００６】
ところで、固溶Ｃが残留するように設計された化学組成を有する塗装焼付硬化型鋼板は、結晶粒界に固溶Ｃが元来存在するため、高い粒界強度が確保され、良好な耐二次加工脆性を備える。特許文献３には、１０〜３５ＭＰａという低い塗装焼付硬化量（以下、「ＢＨ量」ともいう。）とすべく、固溶Ｃが残留するように化学組成を設計することにより、耐デント性を改善する技術が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開昭５９−１４０３３３号公報
【特許文献２】特開昭６３−３８５５６号公報
【特許文献３】特開平１０−４６２８９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかし、特許文献１に開示された技術は、Ｂ添加を必須とするものであるため、Ｂによる再結晶温度の上昇が著しくなり、深絞り性の劣化を招く場合がある。
また、特許文献２に開示された技術は、長時間の焼鈍を必須とするものであるため、生産性に劣る。さらに、鋼組織が細粒であるために良好なプレス成形性を得ることができない。
【０００９】
また、特許文献３に開示された技術は、固溶Ｃが残留するように化学組成が設計されているため、熱延鋼板の段階においても鋼中に固溶Ｃが存在する。このような熱延鋼板に冷間圧延を施して再結晶焼鈍を施すと、再結晶焼鈍時に固溶Ｃが存在するため、粒成長が阻害されて鋼組織が微細となる。さらに、再結晶焼鈍時の集合組織を形成する際に固溶Ｃが存在するため、深絞り性に好ましい集合組織の形成が阻害される。このため、低い降伏応力と優れた深絞り性と具備させることは困難である。
【００１０】
本発明は、このような従来技術の問題点に鑑みてなされたものであり、降伏応力が低く深絞り性に優れるとともに、良好な耐二次加工脆性を有す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。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
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、熱延鋼板の段階においては鋼中に固溶Ｃを極力存在させないようにして、冷間圧延後の再結晶焼鈍時における粒成長と深絞り性に好ましい集合組織の形成とを促進し、再結晶焼鈍後の段階においては鋼中に適量の固溶Ｃを存在させるようにして、良好な耐二次加工脆性を具備させるという、一見相反する関係にある事項を両立させることを新たに着想した。
【００１２】
そして、上記事項を両立させる手段として、再結晶焼鈍温度付近の８００℃程度で再固溶するＮｂＣの性質に着目し、極低炭素鋼にＴｉとＮｂとを複合して含有させ、Ｔｉ含有量の上限を制限することにより鋼中のＣの固定を基本的にＮｂにより行うようにし、熱延鋼板の段階においてはＮｂＣの析出を促して鋼中に固溶Ｃを極力存在させないようにし、冷間圧延後の再結晶焼鈍時における粒成長と深絞り性に好ましい集合組織の形成とを促進し、再結晶焼鈍においてＮｂＣを再固溶させて鋼中に適量の固溶Ｃを存在させるようにし、良好な耐二次加工脆性を具備させることを新たに着想したのである。
【００１３】
以下、本発明に至った経緯について説明する。
本発明者らは、固溶Ｃ量が異なる板厚０．６５ｍｍの冷延鋼板（化学組成は、質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００５０％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：０．０８〜０．１０％、Ｐ：０．０１０〜０．０１２％、Ｓ：０．００６％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３〜０．０５％、Ｎ：０．００１８〜０．００２２％、Ｔｉ：０．００３〜０．０２５％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０４０％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる。）を用いて、下記式（３）で規定される計算固溶Ｃ量と降伏応力（ＹＳ）、平均ｒ値、耐二次加工脆性、ＢＨ量との関係を調査した。
Ｔｉ＊＝ｍａｘ［Ｔｉ−（４８／１４）×Ｎ−（４８／３２）×Ｓ，０］    （２）
計算固溶Ｃ量＝Ｃ−（１２／９３）Ｎｂ−（１２／４８）Ｔｉ＊            （３）
【００１４】
ここで、式（２）および（３）における各元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を示し、式（２）におけるｍａｘ［  ］は［  ］内の引数のうち最大の値を返す関数である。
【００１５】
その結果、次の知見が得られた。
（ｉ）計算固溶Ｃ量の増加にともなって、再結晶焼鈍における粒成長が阻害されて鋼組織が微細となるとともに深絞り性に好ましい集合組織の形成が阻害され、図１に示すように降伏応力（ＹＳ）が上昇し、図２に示すように平均ｒ値が低下する。
【００１６】
（ｉｉ）特に計算固溶Ｃ量が０を上回ると特性が急激に劣化する。
これらの知見から、降伏応力（ＹＳ）が１８０ＭＰａ以下かつ平均ｒ値が１．６以上を実現するためには、計算固溶Ｃ量を０未満にすることが有効であることが判明した。
【００１７】
また、ＢＨ量と耐二次加工脆性との関係の調査より、図３に示すようにＢＨ量を１０ＭＰａ以上とすることにより良好な耐二次加工脆性が得られることが判明した。なお、耐二次加工脆性の指標は以下の方法で評価した。すなわち、再結晶焼鈍後の鋼板から円形素板を採取し、パンチ径４０ｍｍの円筒深絞り試験機を用いて絞り比１．８の深絞り成形を施して円筒状カップを成形した。これらの円筒状カップを種々の温度に冷却し、上方１ｍの高さから質量５ｋｇの錘を落下させ、得られた破面の観察を行った。この観察により脆性割れの発生する臨界温度を求め、臨界温度が−８０℃以下である場合を耐二次加工脆性が良好とした。
【００１８】
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。
【００１９】
（１）質量％で、Ｃ：０．０００５％以上０．００３５％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．０５％以上０．２％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００５％以上０．０８％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ｔｉ：０．００３％以上０．０１５％以下およびＮｂ：０．０１５％以上０．０３５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるとともに下記式（１）および（２）を満足する化学組成を有し、フェライト結晶粒度番号が９．０以下である鋼組織を有し、塗装焼付硬化量が１０ＭＰａ以上３５ＭＰａ以下であり、平均ｒ値が１．６以上であるとともに、降伏応力ＹＳが１８０ＭＰａ以下である機械特性を有することを特徴とする冷延鋼板。
−０．００２５≦Ｃ−（１２／９３）×Ｎｂ−（１２／４８）×Ｔｉ＊＜０  （１）
Ｔｉ＊＝ｍａｘ［Ｔｉ−（４８／１４）×Ｎ−（４８／３２）×Ｓ，０］    （２）
ここで、式（１）および（２）における各元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を示し、式（２）におけるｍａｘ［  ］は［  ］内の引数のうち最大の値を返す関数である。
【００２０】
なお、塗装焼付硬化量は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る。
（２）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｂ：０．００２０質量％以下を含有することを特徴とする上記（１）に記載の冷延鋼板。
【００２１】
（３）前記冷延鋼板の表面にめっき層を有することを特徴とする上記（１）または上記（２）に記載の冷延鋼板。
【００２２】
（４）下記工程（Ａ）〜（Ｅ）を含むことを特徴とする上記（１）〜上記（３）のいずれかに記載の冷延鋼板の製造方法：
（Ａ）スラブに熱間圧延を施して８６０℃以上９６０℃以下の温度域で圧延を完了し、６００℃以上７５０℃以下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８００℃以上９００℃以下の温度域で焼鈍して５５０℃まで４℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する連続焼鈍工程；および
（Ｅ）前記鋼板を１％以下の伸び率で圧延するスキンパス工程。
【発明の効果】
【００２３】
本発明によれば、降伏応力が低く深絞り性に優れるとともに、良好な耐二次加工脆性を有する冷延鋼板が得られるので、自動車部品、特に自動車のアウターパネル等のように厳しい深絞り加工が施される用途に好適である。また、本発明は、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するなど産業の発展に寄与するところ大である。
【図面の簡単な説明】
【００２４】
【図１】計算固溶Ｃ量と降伏応力（ＹＳ）との関係を示すグラフである。
【図２】計算固溶Ｃ量と平均ｒ値との関係を示すグラフである。
【図３】計算固溶Ｃ量とＢＨ量と耐二次加工脆性との関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００２５】
以下、本発明に係る冷延鋼板の化学組成、鋼組織および機械特性、ならびにその冷延鋼板を製造する好適な製造方法について説明する。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。
【００２６】
１．化学組成
（１）Ｃ：０．０００５％以上０．００３５％以下
Ｃは、固溶状態で鋼中に存在することにより、粒界の強度を高めて耐二次加工脆性を向上させる作用を有する。本発明においては、再結晶焼鈍においてＮｂＣを再固溶させることにより上記作用を得る。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となる。したがって、Ｃ含有量は０．０００５％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．００３５％では、熱延鋼板段階において鋼中のＣをＮｂにより固定したとしても、多数のＮｂＣが析出してしまい、再結晶焼鈍時における粒成長と深絞り性に好ましい集合組織の形成とが阻害されてしまう。したがって、Ｃ含有量は０.００３５％以下とする。好ましくは０.００２５％以下、さらに好ましくは０.００２０％以下である。
【００２７】
（２）Ｓｉ：０．１％以下
Ｓｉは、不純物として含有され、固溶強化により降伏応力を上昇させる作用を有する。また、易酸化元素であることから、非めっき鋼板については化成処理性を劣化させる作用を有し、溶融めっき鋼板については濡れ性を低下させる作用を有し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板については合金化速度を低下させる作用を有する。したがって、Ｓｉ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。
【００２８】
（３）Ｍｎ：０.０５％以上０.２％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０．２％超では、平均ｒ値の低下が著しくなる場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は０．２％以下とする。好ましくは０．１６％以下である。
【００２９】
（４）Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、不純物として含有され、耐二次加工脆性を劣化させる作用を有する。また、鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっきを施す場合には、合金化速度を低下させる作用を有するため、その含有量が過剰であると適度な合金化度を得ることが困難になる場合がある。したがって、Ｐ含有量は０．０３％以下とする。好ましくは０.０２５％以下である。
【００３０】
（５）Ｓ：０．０２％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。したがって、Ｓ含有量は０．０２％以下とする。好ましくは０．０１０％未満、さらに好ましくは０．００８％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０．００３％超とすることが好ましい。
【００３１】
（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。本発明においては、Ｎを固定する作用を有するＴｉの含有量の上限を後述するように制限することから、ＡｌによるＮの固定は重要である。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０.０１０％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０．０７％以下である。
【００３２】
（７）Ｎ：０.００４％以下
Ｎは、不純物として含有され、延性、深絞り性および耐常温時効性を劣化させる作用を有する。したがって、Ｎ含有量は０．００４％以下とする。好ましくは０．００３０％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。
【００３３】
（８）Ｔｉ：０．００３％以上０．０１５％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。Ｔｉ含有量が０．００３％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、Ｔｉ含有量は０．００３％以上とする。好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０．０１５％超では、元来ＴｉＣの方がＮｂＣよりも優先的に析出することから、ＴｉＣの析出量の増加に伴ってＮｂＣの析出が抑制されてしまい、焼鈍によってＮｂＣを再固溶させたとしても適度な固溶Ｃ量を確保することができずに耐二次加工脆性が劣化する場合がある。したがって、Ｔｉ含有量は０．０１５％以下とする。なお、Ｔｉ含有量は下記式（４）を満足することが好ましい。
０．７×（４８／１４）×Ｎ≦Ｔｉ≦（４８／１４）×Ｎ＋（４８／３２）×Ｓ      （４）
【００３４】
（９）Ｎｂ：０．０１５％以上０．０３５％以下
Ｎｂは、熱延鋼板段階においては鋼中のＣをＮｂＣとして固定することにより、鋼中に固溶Ｃを極力存在させないようにして、冷間圧延後の再結晶焼鈍時における粒成長と深絞り性に好ましい集合組織の形成とを促進する作用を有する。さらに、再結晶焼鈍において再固溶することにより、再結晶焼鈍後の段階においては鋼中に適量の固溶Ｃを存在させるようにして、良好な耐二次加工脆性を具備させる作用を有する。Ｎｂ含有量が０．０１５％未満では上記作用による効果を得ることが困難となる。したがって、Ｎｂ含有量は０．０１５％以上とする。好ましくは０．０２０％以上である。一方、Ｎｂは鋼組織を細粒化する作用をも有し、Ｎｂ含有量が０．０３５％を超えると降伏応力の上昇が著しくなる場合がある。したがってＮｂ含有量は０．０３５％以下とする。好ましくは０．０３０％以下である。
【００３５】
（１０）Ｂ：０.００２０％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０．００２０％を上回ると、再結晶温度が過度に上昇してしまい、深絞り性が劣化する場合がある。したがって、Ｂ含有量は０．００２０％以下とする。好ましくは０．０００１５％未満である。上記作用による効果をより確実に得るにはＢ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０．０００３％超であり、特に好ましくは０．０００４％超である。
上記以外の含有成分はＦｅおよび不純物である。
【００３６】
（１１）式（１）および式（２）、すなわち、計算固溶Ｃ量：−０．００２５以上０未満
下記式（３）で求められる計算固溶Ｃ量が−０．００２５未満では、再結晶焼鈍においてＮｂＣを再固溶させたとしても、良好な耐二次加工脆性を具備させることが可能な程度の適量の固溶Ｃを鋼中に存在させることが困難である。一方、下記式（３）で求められる計算固溶Ｃ量が０以上では、再結晶焼鈍における粒成長が阻害されて鋼組織が微細となるとともに深絞り性に好ましい集合組織の形成が阻害され、降伏応力（ＹＳ）の上昇や平均ｒ値の低下が著しくなる。したがって、下記式（１）および（２）を満足する化学組成とする。
−０．００２５≦Ｃ−（１２／９３）×Ｎｂ−（１２／４８）×Ｔｉ＊＜０  （１）
Ｔｉ＊＝ｍａｘ［Ｔｉ−（４８／１４）×Ｎ−（４８／３２）×Ｓ，０］    （２）
計算固溶Ｃ量＝Ｃ−（１２／９３）Ｎｂ−（１２／４８）Ｔｉ＊            （３）
【００３７】
ここで、式（１）〜（３）における各元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を示し、式（２）におけるｍａｘ［  ］は［  ］内の引数のうち最大の値を返す関数である。
【００３８】
２．鋼組織
フェライト結晶粒度番号は９．０以下とする。
ＪＩＳ  Ｇ  ０５５２で規定されるフェライト結晶粒度番号が９．０超となると、鋼組織が過度に細粒から構成されることとなるため、降伏応力の上昇が著しくなる。したがって、フェライト結晶粒度番号は９．０以下とする。フェライト結晶粒度番号の下限は、降伏応力が低く深絞り性に優れるとともに良好な耐二次加工脆性を有する鋼板を得る観点からは特に規定されない。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、優れた外観のプレス成形品を安定的に得ることが求められる場合には、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。
【００３９】
３．機械特性
（１）塗装焼付硬化量：１０ＭＰａ以上３５ＭＰａ以下
塗装焼付硬化量（ＢＨ量）は１０ＭＰａ以下３５ＭＰａ以上とする。
【００４０】
ＢＨ量が１０ＭＰａ未満であることは、再結晶焼鈍後における鋼中の固溶Ｃ量が少なすぎることを意味する。このため、ＢＨ量が１０ＭＰａ未満の場合には、良好な耐二次加工脆性を確保することが困難となるときがある。したがって、本発明に係る鋼板のＢＨ量は１０ＭＰａ以上とする。ＢＨ量が１５ＭＰａ超であることは、その鋼板はより確実な結晶粒界の強化を実現する程度に固溶Ｃを含有していることを意味する。そのような鋼板はさらに優れた耐二次加工脆性を有することになり、好ましい。
【００４１】
一方、ＢＨ量が３５ＭＰａ超となる鋼板では常温時効が容易に進行する。このため、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、本発明に係る鋼板のＢＨ量は３５ＭＰａ以下とする。
なお、塗装焼付硬化量は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る。
【００４２】
（２）平均ｒ値：１．６以上、降伏応力（ＹＳ）：１８０ＭＰａ以下
平均ｒ値は１.６以上かつＹＳは１８０ＭＰａ以下であることが好ましい。
平均ｒ値を１.６以上かつＹＳを１８０ＭＰａ以下とすることにより、サイドパネルアウターのような絞り成形の厳しい部品についてもプレス時の割れをより確実に抑制することができる。平均ｒ値は１.７以上、ＹＳは１７０ＭＰａ以下とすることがさらに好ましい。
【００４３】
（３）引張強さ：圧延方向について２８５ＭＰａ以上３２５ＭＰａ以下
絞り成形を施す際には、フランジの流入抵抗に耐え得る縦壁部の強度を確保することが好ましい。このような観点から、圧延方向の引張強さは２８５ＭＰａ以上であることが好ましい。一方、引張強さが高すぎると引張強さの上昇に伴って降伏応力も上昇し、スプリングバックによる形状不良が生じ易くなる。したがって、圧延方向の引張強さは３２５ＭＰａ以下であることが好ましい。
【００４４】
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。
【００４５】
５．製造方法
（１）熱間圧延工程
上記化学組成を有するスラブに熱間圧延を施して８６０℃以上９６０℃以下の温度域で圧延を完了し、６００℃以上７５０℃以下の温度域で巻き取って熱延鋼板とする。ここで、熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造後あるいは分塊圧延後の高温状態にあるものであってもよく、一旦冷却されたものを加熱したものであってもよい。加熱する場合の温度は、スケール疵抑制の観点から低い方が好ましく、１３００℃以下とすることが好ましく、１２５０℃以下とすることがさらに好ましい。
【００４６】
熱間圧延完了温度が８６０℃未満では、Ａｒ3点未満での圧下が多くなって、成形性の劣化する場合がある。したがって、熱間圧延完了温度は８６０℃以上とする。好ましくは８８０℃以上である。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。好ましくは９４０℃以下である。
【００４７】
巻取温度が６００℃未満では、熱延鋼板の段階においてＮｂＣの析出を促して鋼中に固溶Ｃを極力存在させないようにし、冷間圧延後の再結晶焼鈍時における粒成長と深絞り性に好ましい集合組織の形成とを促進することが不十分となる場合がある。したがって、巻取温度は６００℃以上とする。一方、巻取温度が７５０℃超では、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７５０℃以下とする。好ましくは７００℃以下である。
【００４８】
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。
【００４９】
（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。
【００５０】
（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。
【００５１】
（４）連続焼鈍工程
上記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板に８００℃以上９００℃以下の温度域で焼鈍して５５０℃まで４℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する連続焼鈍を施す。
【００５２】
焼鈍温度が８００℃未満では、ＮｂＣを再固溶させて鋼中に適量の固溶Ｃを存在させるようにし、良好な耐二次加工脆性を具備させることが困難となる。したがって、焼鈍温度は８００℃以上とする。好ましくは８２０℃以上である。一方、焼鈍温度が９００℃超では、変態による集合組織のランダム化が生じてｒ値が低下する場合がある。したがって、焼鈍温度は９００℃以下とする。好ましくは８５０℃以下である。
【００５３】
また、５５０℃までの平均冷却速度が４℃／秒未満では、再固溶させたＮｂＣが再析出してしまい、鋼中に適量の固溶Ｃを存在させるようにして良好な耐二次加工脆性を具備させることが困難となる場合がある。したがって、５５０℃までの平均冷却速度が４℃／秒以上とする。５５０℃までの平均冷却速度の上限は特に規定しないが、良好な形状を確保するという観点からは１５０℃／秒以下とすることが好ましい。さらに好ましくは７０℃／秒以下である。なお、冷却をガス冷却により行う場合には、その能力の観点から２５℃／秒未満とすることが好ましい。
【００５４】
（５）スキンパス圧延工程
焼鈍工程により得られた鋼板には、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、焼鈍工程においてＮｂＣを再固溶させるため鋼中に微量の固溶Ｃが存在するので、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１％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１％以下とする。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。
【００５５】
（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。
【００５６】
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。
【実施例】
【００５７】
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１２２０℃に加熱して熱間圧延試験機を用いて４.４ｍｍ厚まで熱間圧延した。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。
【００５８】
【表１】
0005477198.tif 000002
【００５９】
【表２】
0005477198.tif 000003
【００６０】
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に示す焼鈍温度で焼鈍し、５５０℃までを８℃／秒で冷却した。冷却後の鋼板を０．８％の伸び率でスキンパス圧延した。
【００６１】
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。
【００６２】
得られた鋼板から、ミクロ観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な縦断面を研磨した後ナイタール腐食液を用いてエッチングし、フェライト結晶粒を現出させた後、光学顕微鏡を用いて観察した。板厚の１／４深さ位置においてＪＩＳ  Ｇ  ０５５２に準拠してフェライト結晶粒度番号を求めた。
【００６３】
また、圧延方向（０°方向）、圧延方向に対して４５°をなす方向（４５°方向）および圧延方向に対して９０°をなす方向（９０°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、圧延方向の降伏応力（ＹＳ）、圧延方向の引張強さ（ＴＳ）および平均ｒ値を求めた。平均ｒ値は、０°方向のｒ値（ｒ０°値）、４５°方向のｒ値（ｒ４５°値）および９０°方向のｒ値（ｒ９０°値）を用いて、次式に基づいて求めた。
平均ｒ値＝（ｒ０°値＋ｒ９０°値＋２×ｒ４５°値）／４
【００６４】
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。
【００６５】
また、耐二次加工脆性は、以下の方法で評価した。すなわち、得られた鋼板から円形素板を採取し、パンチ径４０ｍｍの円筒深絞り試験機を用いて絞り比１．８の深絞り成形を施して円筒状カップを成形した。これらの円筒状カップを種々の温度に冷却し、上方１ｍの高さから質量５ｋｇの錘を落下させ、得られた破面の観察を行った。この観察により脆性割れの発生する臨界温度（脆性遷移温度）を求め、これを耐二次加工脆性の指標とした。脆性遷移温度が−８０℃以下を良好とした。
【００６６】
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、金属組織の特性および機械特性を示す数値のうち下線が付されているものは、その数値が本発明の規定の範囲外であることを示している。
【００６７】
本発明が規定する範囲内の鋼板についての試験結果は、いずれも、降伏応力（ＹＳ）や平均ｒ値の機械特性は良好であり、優れた深絞り性を示した。また、脆性遷移温度は−８０℃以下であり耐二次加工脆性が良好であった。
【００６８】
一方、Ｎｏ．６は、焼鈍温度が低かったため、ＮｂＣの再固溶が不足して適量の固溶Ｃ量を確保することができなかった。このため、ＢＨ量が１０ＭＰａ未満となり、耐二次加工脆性に劣っていた。
【００６９】
また、Ｎｏ．１３は、Ｎｂ含有量が過剰であったため、鋼組織を細粒化され、フェライト結晶粒度番号が９．０超となった。このため、降伏応力が高かった。
また、Ｎｏ．１４は、Ｎｂ含有量が過少で、計算固溶Ｃ量が０以上であったため、熱延鋼板段階において鋼中のＣをＮｂＣとして固定することにより、鋼中に固溶Ｃを極力存在させないようにして、冷間圧延後の再結晶焼鈍時における粒成長と深絞り性に好ましい集合組織の形成とを促進することができなかった。このため、フェライト結晶粒度番号が９．０超となって降伏応力が高く、平均ｒ値が低かった。
【００７０】
また、Ｎｏ.１５は、Ｔｉ含有量が過剰であったため、ＴｉＣの析出量の増加に伴ってＮｂＣの析出が抑制されてしまい、焼鈍によってＮｂＣを再固溶させたが適度な固溶Ｃ量を確保することができなかった。このため、ＢＨ量が１０ＭＰａ未満となり、耐二次加工脆性に劣っていた。
【００７１】
また、Ｎｏ．１６は、Ｔｉ含有量が過少であったため、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値を高めることができなかった。このため、平均ｒ値が低かった。
【００７２】
また、Ｎｏ．１７は、計算固溶Ｃ量が−０．００２５未満であったため、良好な耐二次加工脆性を具備させることが可能な程度の適量の固溶Ｃを鋼中に存在させることができなかった。このため、ＢＨ量が１０ＭＰａ未満となり、耐二次加工脆性に劣っていた。
【００７３】
また、Ｎｏ．１８は、Ｎｂ含有量が過少で、計算固溶Ｃ量が０以上であったため、熱延鋼板段階において鋼中のＣをＮｂＣとして固定することにより、鋼中に固溶Ｃを極力存在させないようにして、冷間圧延後の再結晶焼鈍時における粒成長と深絞り性に好ましい集合組織の形成とを促進することができなかった。このため、フェライト結晶粒度番号が９．０超となって降伏応力が高く、平均ｒ値が低かった。
【図１】
0005477198.tif 000004
【図２】
0005477198.tif 000005
【図３】
0005477198.tif 000006