(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、
Ｃ：0.005 〜0.02％（0.0070％以下を除く）、  Si：0.5 ％以下（０％を含む）、
Mn：3.0 ％以下（０％を含む）、              Ｐ：0.05％以下（０％を含む）、
Ｓ：0.02％以下、                            Al：0.01〜0.20％、
Ｎ：0.01％以下、                            Nb：0.027 〜0.19％
を含み、かつＣ、Nb含有量が下記（１）式を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ塗装焼付硬化量（ＢＨ量）が30MPa 以上を有することを特徴とする耐時効性に優れた塗装焼付硬化型冷延鋼板（低温変態生成物組織を含む場合を除く）。
記
0.7 ×（Ｃ／12）≦Nb／93≦1.2 ×（Ｃ／12）    ………（１）
ここで、Ｃ：Ｃ含有量（重量％）
Nb：Nb含有量（重量％）
【請求項２】
前記組成に加えて、さらに重量％で、Ｂ：0.0001〜0.005 ％および／またはTi：0.001 〜0.05％を含有することを特徴とする請求項１に記載の塗装焼付硬化型冷延鋼板。
【請求項３】
重量％で、
Ｃ：0.005 〜0.02％（0.0070％以下を除く）、  Si：0.5 ％以下（０％を含む）、
Mn：3.0 ％以下（０％を含む）、              Ｐ：0.05％以下（０％を含む）、
Ｓ：0.02％以下、                            Al：0.01〜0.20％、
Ｎ：0.01％以下、                            Nb：0.027 〜0.19％
を含み、かつＣ、Nb含有量が下記（１）式を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼素材を、加熱したのち、仕上圧延を960 〜650 ℃の温度範囲で終了する熱間圧延により熱延板とし、750 〜400 ℃巻取り温度で巻取り、ついで、該熱延板に圧下率:50 〜95％の冷間圧延を施したのち、焼鈍温度：750 〜920 ℃（γ変態開始温度以上を除く）の再結晶焼鈍を施すことを特徴とする耐時効性に優れた塗装焼付硬化型冷延鋼板の製造方法。
記
0.7 ×（Ｃ／12）≦Nb／93≦1.2 ×（Ｃ／12）    ………（１）
ここで、Ｃ：Ｃ含有量（重量％）
Nb：Nb含有量（重量％）
【請求項４】
前記鋼素材が、さらに重量％で、Ｂ：0.0001〜0.005 ％および／またはTi：0.001 〜0.05％を含有することを特徴とする請求項３に記載の塗装焼付硬化型冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、冷延鋼板に係り、とくに自動車の車体用として、曲げ加工、プレス成形加工、絞り加工等の加工、および塗装焼付処理を施される用途に用いて好適な冷延薄鋼板に関する。なお、本発明における鋼板とは、鋼板、鋼帯を含むものとする。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の車体軽量化のため、使用する鋼板板厚の減少が要望され、自動車用鋼板の高強度化が検討されてきた。しかし、鋼板の高強度化は、鋼板のプレス成形性を劣化させる傾向があり、従来から、プレス成形性に優れた高張力鋼板の開発が要望されていた。
【０００３】
このようなプレス成形性と高強度化とを両立させた鋼板として、塗装焼付硬化型自動車用鋼板が開発されている。この鋼板は、プレス加工後に、通常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鋼板である。この鋼板は、鋼中に固溶Ｃを存在させることにより、塗装焼付処理時の高温加熱で、固溶Ｃがプレス加工時に導入された転位に固着して転位の移動を妨げ、降伏応力が上昇するのである。なお、このような塗装焼付硬化型自動車用鋼板では、30MPa 以上の塗装焼付硬化量（ＢＨ量）が必要とされている。
【０００４】
しかしながら、このような硬化機構の問題点は、加工前にすでに１部の転位が固溶Ｃにより固着されていることから、プレス加工時に降伏点伸びによるストレッチャーストレインと呼ばれる波状の表面欠陥を生じ、製品特性を著しく劣化させるということである。
このような問題に対し、耐時効性を改善した塗装焼付硬化型冷延鋼板が提案されている。例えば、特公昭61-12008号公報には、Ｃ含有量の２〜10倍のNbとＮ含有量の0.3 倍以上のＢとを複合添加した極低炭素鋼に550 〜200 ℃の低温で巻取る熱間圧延と、α−γ２相域での焼鈍のあと急冷する処理とを結合して施し、高いｒ値と焼付硬化性を得る深絞り用２相組織高張力鋼板の製造方法が開示されている。この製造方法では、α−γ２相域に加熱し急冷して、アシキュラーフェライトとフェライトの２相組織とすることに特徴がある。この組織は固溶Ｃを含み高い焼付硬化性（ＢＨ性）を有しているが、転位密度の高いアシキュラーフェライトに殆どの固溶Ｃがトラップされているため、焼鈍後も殆ど降伏伸びを示さない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特公昭61-12008号公報に記載された技術は、α−γ２相域という高温での焼鈍が必須であり、さらに極低炭素鋼のα−γ２相域は非常に狭いため、安定して工程生産を行うことが困難である。
本発明は、上記した問題を有利に解決し、自動車用鋼板として工業的に安定して生産可能である、耐時効性に優れた塗装焼付硬化型冷延鋼板を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、極低炭素鋼において、ＢＨ量：30MPa 以上という高いＢＨ性と優れた耐時効性を両立させるために鋭意検討した。ＢＨ性は、鋼板に２％の引張予歪を与えたのち、170 ℃×20min の熱処理を施した時の熱処理前後の降伏応力の増加量（BH量）で評価している。また、室温時効性は、100 ℃×10hr時効処理したのちの降伏点伸びで評価し、降伏点伸びが1.0 ％以下であれば、時効性に問題がないとされている。
【０００７】
その結果、ＢＨ量：30MPa 以上を確保するためには、鋼中に適正量の固溶Ｃを残留させる必要があるが、ＢＨ性を発現する固溶Ｃと時効性に寄与する固溶Ｃとは、存在する場所が異なることを種々の実験から新規に見いだした。
ＢＨ性を発現する固溶Ｃは、鋼中に固溶したＣ、すなわち粒内および粒界に存在する固溶Ｃである。一方、時効性に寄与する固溶Ｃは、粒内に存在する固溶Ｃのみであり、粒界に存在する固溶Ｃは時効性には寄与しない。これは、時効処理のような低温では、粒界に存在する固溶Ｃは粒界にトラップされたまま粒内に拡散できないためである。一方、焼付塗装硬化処理の場合のような高温での熱処理では、粒界に存在する固溶Ｃも粒内に拡散できるため、粒内の固溶Ｃに加えて粒界の固溶ＣもＢＨ性の発現に寄与する。
【０００８】
このようなことから、本発明者らは、耐時効性と高ＢＨ性を両立させるためには、粒界に存在する固溶Ｃ量を増加させることが重要であり、そのためには粒界面積の増加、すなわち結晶粒の微細化が有効で、さらにＣの粒界偏析を阻害するＰ量を低減することが重要であるということに想到した。
本発明者らは、上記した考えに基づいてさらに実験を行った。
【０００９】
重量％で、Ｃ：0.008 ％、Si：0.02％、Mn：0.1 ％、Ｓ：0.006 ％、Al：0.04％、Ｎ：0.002 ％を含有し、Ｐを、Ｐ：0.01〜0.08％、Nbを、Nb：0.025 〜0.096 ％に変化させた組成のシートバーを、1150℃に加熱−均熱したのち、仕上げ温度が900 ℃となるように３パス圧延を行い、600 ℃×１hrの巻取り処理を施して板厚3.5mm の熱延板とした。これらの熱延板に、さらに圧下率：80％の冷間圧延を施し、ついで焼鈍温度：800 ℃×40s の再結晶焼鈍を施したのち、0.8 ％のスキンパス圧延を施して、冷延焼鈍板とした。これら冷延焼鈍板について、ＢＨ性および時効性を測定した。それらの結果を図１に示す。なお、ＢＨ性は、鋼板に２％の引張予歪を与えたのち、170 ℃×20min の熱処理を施した時の熱処理前後の降伏応力の増加量で評価した。また、室温時効性は、100 ℃で10hr処理したのちの降伏点伸びで評価した。
【００１０】
図１から、Ｐが0.05％以下でかつ（ Nb/93）／( Ｃ/12 ）が0.7 〜1.2 であれば、ＢＨ量が30MPa 以上でかつ時効処理後の降伏点伸びが0.5 ％以下となり、高ＢＨ性と優れた耐時効性を示すことがわかる。
本発明は上記した知見に基づいて、さらに検討を加え完成されたものである。
すなわち、本発明は、重量％で、Ｃ：0.005 〜0.02％（0.0070％以下を除く）、Si：0.5 ％以下（０％を含む）、Mn：3.0 ％以下（０％を含む）、Ｐ：0.05％以下（０％を含む）、Ｓ：0.02％以下、Al：0.01〜0.20％、Ｎ：0.01％以下、Nb：0.027 〜0.19％を含み、かつＣ、Nb含有量が次（１）式
0.7 ×（Ｃ／12）≦Nb／93≦1.2 ×（Ｃ／12）    ………（１）
（ここで、Ｃ：Ｃ含有量（重量％）、Nb：Nb含有量（重量％））を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ塗装焼付硬化量（ＢＨ量）が30MPa 以上を有することを特徴とする耐時効性に優れた塗装焼付硬化型冷延鋼板（低温変態生成物組織を含む場合を除く）であり、本発明では、前記組成に加えて、さらに重量％で、Ｂ：0.0001〜0.005 ％および／またはTi：0.001 〜0.05％を含有してもよい。
【００１１】
また、本発明は、重量％で、Ｃ：0.005 〜0.02％（0.0070％以下を除く）、Si：0.5 ％以下（０％を含む）、Mn：3.0 ％以下（０％を含む）、Ｐ：0.05％以下（０％を含む）、Ｓ：0.02％以下、Al：0.01〜0.20％、Ｎ：0.01％以下、Nb：0.027 〜0.19％を含み、かつＣ、Nb含有量が次（１）式
0.7 ×（Ｃ／12）≦Nb／93≦1.2 ×（Ｃ／12）    ………（１）
（ここで、Ｃ：Ｃ含有量（重量％）、Nb：Nb含有量（重量％））を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼素材を、加熱したのち、仕上圧延を960 〜650 ℃の温度範囲で終了する熱間圧延により熱延板とし、750 〜400 ℃の巻取り温度で巻取る熱間圧延により熱延板とし、ついで、該熱延板に圧下率:50 〜95％の冷間圧延を施したのち、焼鈍温度：750 〜920 ℃（γ変態開始温度以上を除く）の再結晶焼鈍を施すことを特徴とする耐時効性に優れた塗装焼付硬化型冷延鋼板の製造方法であり、また本発明では、前記鋼素材が、さらに重量％で、Ｂ：0.0001〜0.005 ％および／またはTi：0.001 〜0.05％を含有してもよい。
【００１２】
【発明の実施の形態】
Ｃ：0.005 〜0.02％（0.0070％以下を除く）
本発明では、微細NbC を析出させ、焼鈍後の結晶粒を微細化し、粒界固溶Ｃ量を増加させる。そのために、Ｃは0.005 ％以上、好ましくは0.005 ％超含有する。しかし、Ｃが0.02％を超えると、深絞り性が低下する。このようなことから、Ｃは0.005 〜0.02％（0.0070％以下を除く）に限定した。
【００１３】
Si：0.5 ％以下（０％を含む）
Siは、鋼を強化する作用を有しており、所望の強度に応じ添加される。しかし、添加量が0.5 ％を超えると、粒界Ｃ量が減少して、耐時効性が劣化する。このため、Siは0.5 ％以下（０％を含む）に限定した。
Mn：3.0 ％以下（０％を含む）
Mnは、鋼を強化する作用を有しており、所望の強度に応じ添加される。しかし、添加量が3.0 ％を超えると、深絞り性が劣化する。このため、Mnは3.0 ％以下（０％を含む）に限定した。
【００１４】
Ｐ：0.05％以下（０％を含む）
Ｐは、鋼を強化する作用を有しており、所望の強度に応じ添加される。しかし、添加量が0.05％を超えると、粒界Ｃ量が減少して耐時効性が劣化する。このため、Ｐは0.05％以下（０％を含む）に限定した。
Ｓ：0.02％以下
Ｓは、深絞り性を劣化させるためできるだけ低減するのが好ましいが、0.02  ％までは許容できるため、0.02％を上限とした。
【００１５】
Al：0.01〜0.20％
Alは、脱酸のためおよび炭窒化物形成元素の歩留り向上のために添加される。0.01％未満ではその添加効果が少なく、一方、0.20％を超えて添加しても添加量に見合う効果が得られないため、Alは0.01〜0.20％に限定した。
Ｎ：0.01％以下
Ｎは、深絞り性に悪影響をおよぼす元素であり、できるだけ低減するのが好ましいが0.01％まで許容できる。このため、Ｎは0.01％以下に限定した。
【００１６】
Nb：0.027 〜0.19％
Nbは、本発明において重要な元素であり、鋼中の固溶Ｃを固定しNbC として微細析出し、再結晶焼鈍時に｛111 ｝再結晶集合組織を発達させ深絞り性を向上させる効果を有している。また、微細析出したNbC は、焼鈍時の粒成長を抑制して微細粒を得ることができ、さらに、析出したNbC が焼鈍時に再溶解し、鋼中の固溶Ｃ量を増加させＢＨ性を向上させる。
【００１７】
このような効果を発現させるために、Nb含有量は、上記した範囲内でかつ、鋼中Ｃ含有量に対し、(1) 式を満足する必要がある。
0.7 ×（Ｃ／12）≦Nb／93≦1.2 ×（Ｃ／12）    ………（１）
ここで、Ｃ：Ｃ含有量（重量％）、
Nb：Nb含有量（重量％）
Nb／93が、0.7 ×（Ｃ／12）未満では固溶Ｃ量が多くなりすぎ、粒内の固溶Ｃ量が増加し、耐時効性が劣化する。一方、Nb／93が、1.2 ×（Ｃ／12）を超えると、焼鈍時にNbC が分解せず鋼中固溶Ｃ量が少なくなり、ＢＨ量が30MPa 以上を確保できなくなる。
【００１８】
ＢＨ量：30MPa 以上
ＢＨ量が30MPa 以上の高い塗装焼付硬化性（ＢＨ性）を付与するためには、鋼中に固溶Ｃを残留させる必要がある。鋼中に固溶Ｃを残留させる方法としては、本発明範囲内に化学組成を調整し、微細炭化物が焼鈍過程において溶解するか、熱延板中に固溶Ｃを残留させる方法があるが、深絞り性の観点からは前者のほうが有利である。
【００１９】
本発明では、上記した主成分に加えて、下記元素を必要に応じ添加することができる。
Ｂ：0.0001〜0.005 ％
Ｂは、鋼中の固溶ＮをBNとして固定し固溶Ｎ量を低減し、深絞り性を向上させる効果を有しており、必要に応じ添加できる。しかし、Ｂ添加量が0.0001％未満では、その添加効果が認められない。一方、0.005 ％を超えて添加すると、かえって深絞り性の劣化を招く。このため、Ｂは0.0001〜0.005 ％の範囲とするのが好ましい。
【００２０】
Ti：0.001 〜0.05％
Tiは、鋼中の固溶Ｎ、固溶ＳをTiN 、TiS として固定し、固溶Ｎ、Ｓを低減して深絞り性を向上させる効果を有しており、必要に応じ添加できる。しかし、Ti添加量が0.001 ％未満では、その添加効果が認められない。一方、添加量が0.05％を超えるとTiC が析出しNbC による効果が消失する。このため、Tiは0.001 〜0.05％に限定するのが好ましい。
【００２１】
本発明の冷延鋼板あるいは鋼素材は、残部Feおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物としては、Ｏ：0.010 ％以下が許容できる。
つぎに、製造工程について説明する。
上記した組成の鋼を、転炉等通常公知の溶製方法で溶製し、造塊法あるいは連続鋳造法で凝固させ、鋼素材とする。
【００２２】
これら鋼素材を加熱、均熱したのち熱間圧延を施し熱延板とする。本発明では、熱間圧延の加熱温度はとくに規定する必要はないが、深絞り性の向上のために、固溶Ｃ、Ｎを固定し炭窒化物として析出させておくのが有利であり、熱間圧延の加熱温度は1300℃以下とするのが好ましい。なお、加工性のより一層の向上のためには、1150℃以下とするのがよい。しかし、加熱温度が900 ℃未満では、加工性の改善は飽和し、逆に熱間圧延時の圧延負荷が増大し、圧延トラブルが発生する危険性が増大する。
【００２３】
熱間圧延の圧下率は、70％以上とするのが好ましい。70％未満では、熱延板の結晶粒微細化が不十分となる。
本発明では、熱間圧延における仕上圧延を960 〜650 ℃の温度範囲で終了する。熱間圧延仕上温度（ＦＤＴ）が960 ℃を超えると熱延板の結晶粒が粗大化し冷延・焼鈍後の深絞り性が劣化する。一方、650 ℃未満では、変形抵抗が増加するため圧延負荷の増大を招き圧延が困難となる。
【００２４】
ついで仕上圧延後の熱延板は、コイル状に巻取られる。熱延板の巻取り温度は高温ほど炭窒化物の粗大化には有利であるが、750 ℃を超えると熱延板表面に形成されるスケールが厚くなりすぎスケール除去作業の負荷が増大する。また、仕上げ圧延後の鋼板の巻取り温度が400 ℃未満では、巻取り作業に困難を伴う。このため、仕上圧延後の熱延板の巻取り温度を750 〜400 ℃の範囲に限定した。
【００２５】
ついで、熱延板に圧下率：50〜95％の冷間圧延を施す。
冷間圧延の圧下率が50％未満では、高いｒ値が期待できない。しかし、95％を超えると、ｒ値はかえって低下するため、冷間圧延の圧下率は50〜95％の範囲に限定した。
冷間圧延ののち、焼鈍温度：750 〜920 ℃の再結晶焼鈍を施す。
【００２６】
再結晶焼鈍は、連続焼鈍ライン、または連続溶融亜鉛めっきラインのいずれで行ってもよい。焼鈍は750 ℃以上として、焼鈍時間を５sec 以上とするのが望ましい。焼鈍温度が750 ℃未満、あるいは焼鈍時間が５sec 未満では再結晶が完了せず、優れた深絞り性が確保できない。より一層、深絞り性を向上させるためには、焼鈍温度は800 ℃以上とするのが好ましい。一方、焼鈍温度が920 ℃を超えると、α−γ変態が生じ集合組織がランダム化するため、ｒ値が低下し深絞り性が劣化する。このため、焼鈍温度は750 〜920 ℃（γ変態開始温度以上を除く）範囲に限定した。
【００２７】
なお、再結晶焼鈍後、鋼板には、形状矯正、表面粗さ調整のため、10％以下の調質圧延を施してもよい。
なお、本発明の冷延鋼板は、加工用冷延鋼板としての用途以外に、加工用表面処理鋼板の原板として利用できるのは言うまでもない。表面処理として、亜鉛合金を含む亜鉛めっき、錫めっき、ほうろう等がある。
【００２８】
また、本発明の冷延鋼板は、焼鈍または亜鉛めっき後、特殊な処理を施して化成処理性、溶接性、プレス性および耐食性等の改善を行ってもよい。
【００２９】
【実施例】
表１に示す組成の鋼素材（スラブ）を、表２に示す熱間圧延条件で板厚3.5mm の熱延板とした。これら熱延板に冷間圧延を施し板厚0.7mm の冷延板（鋼帯）とした。ついで、これら鋼帯に表２に示す条件で連続溶融亜鉛めっきラインで再結晶焼鈍および合金化溶融亜鉛めっきを施した。得られた鋼帯に、さらに0.8 ％の調質圧延を施した。得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼帯( 製品板）の材料特性（引張特性、ｒ値、ＢＨ性、時効性）を調査し、その結果を表２に示す。
【００３０】
引張特性は、製品板からＪＩＳ５号試験片を採取し、降伏点、引張強さ、伸び、降伏点伸びを測定した。また、ｒ値は、製品板に15％引張予歪を与えたのち、３点法にて測定し、Ｌ方向（圧延方向）、Ｄ方向（圧延方向に45度方向）およびＣ方向（圧延方向に90度方向）の平均値（ｒ＝（ｒL ＋２ｒD ＋ｒc ）／４）として求めた。
【００３１】
ＢＨ性は、製品板に２％の引張予歪を与えたのち、170 ℃×20min の熱処理を施した時の熱処理前後の降伏応力の増加量（ＢＨ量）で評価した。
時効性は、製品板に100 ℃で10hrの時効処理を行ったのちの降伏点伸びで評価し、降伏点伸びが１％超のものを×、１％以下のものを○とした。
なお、表中には、Ｘ＝（Nb/93 ）／（Ｃ/12 ）として、Ｘ：0.7 〜1.2 が本発明範囲となる。
【００３２】
【表１】
0003718987.tif 000002
【００３３】
【表２】
0003718987.tif 000003
【００３４】
表２から、本発明範囲の製品板は、本発明範囲を外れる比較例に比べ、1.2 超の高いｒ値と、30MPa 以上の高いＢＨ量と、1.0 ％以下の低い降伏点伸びを示し、優れた深絞り性、優れたＢＨ性および優れた耐時効性を有していることがわかる。
【００３５】
【発明の効果】
本発明によれば、従来に比べ、優れた深絞り性を有し、かつ優れた耐時効性と高い塗装焼付硬化量を有する冷延鋼板を工業的に安定して製造できるという産業上格段の効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】降伏点伸び、ＢＨ量におよぼすNb／Ｃの影響を示すグラフである。
【図１】
0003718987.tif 000004