(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．００４％以下、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．１５〜１．２％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．００３〜０．０３％、
Ｃｕ：０．００２〜０．６％、
Ｃｒ：０．３〜２．０％及び
Ｎ：０．００２〜０．００８％を含有すると共に、
Ａｌ：０．０１５％以下、
Ｎｂ：０．０１％以下及び
Ｔｉ：０．０１％以下に規制し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、
固溶Ｎを０．００１〜０．００４％含有すると共に固溶Ｃを０．００１５％以下に規制し、
かつ硫化物とＦｅとの界面の単位体積あたりの総面積が２×１０-3μｍ2／μｍ3以上であることを特徴とする低温焼付硬化性と常温非時効性に優れた深絞り用鋼板。
【請求項２】
更に質量％で、Ｍｏを０．０１〜１．０％含有することを特徴とする請求項１に記載の低温焼付硬化性と常温非時効性に優れた深絞り用鋼板。
【請求項３】
更に、質量％で、Ｎｉ：０．０１〜３．０％を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の低温焼付硬化性と常温非時効性に優れた深絞り用鋼板。
【請求項４】
更に、質量％で、Ｂｉ、Ｓｎからなる群から選択された１種又は２種以上の元素を合計で０．０００３〜０．００２％含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の低温焼付硬化性と常温非時効性に優れた深絞り用鋼板。
【請求項５】
更に、質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．００２５％を含有することを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の低温焼付硬化性と常温非時効性に優れた深絞り用鋼板。
【請求項６】
更に、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭからなる群から選択された１種又は２種以上の元素を合計で０．００１〜０．０１％含有することを特徴とする請求項１乃至５のいずれか１項に記載の低温焼付硬化性と常温非時効性に優れた深絞り用鋼板。
【請求項７】
表面にめっき層が形成されていることを特徴とする請求項１乃至６のいずれか１項に記載の低温焼付硬化性と常温非時効性に優れた深絞り用鋼板。
【請求項８】
質量％で、Ｃ：０．００４％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．１５〜１．２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００３〜０．０３％、Ｃｕ：０．００２〜０．６％、Ｃｒ：０．３〜２．０％及びＮ：０．００２〜０．００８％を含有すると共に、Ａｌ：０．０１５％以下、Ｎｂ：０．０１％以下及びＴｉ：０．０１％以下に規制し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有する鋼を溶製し、鋳造して得たスラブを、１２００℃以上に加熱し、仕上圧延温度が（Ａｒ3−５０）℃以上であり、１０００℃〜仕上圧延温度の温度範囲での板厚減少率が３０％以上、巻取り温度が６００〜７５０℃の条件で熱間圧延して熱延コイルを得る工程と、
前記熱延コイルを、６０％以上の圧延率で冷間圧延して冷延コイルを得る工程と、
連続焼鈍炉により、前記冷延コイルを、最高到達温度を７００〜８５０℃として焼鈍する工程とを有することを特徴とする低温焼付硬化性と常温非時効性に優れた深絞り用鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記冷延コイルにめっきを施す工程を有することを特徴とする請求項８に記載の低温焼付硬化性と常温非時効性に優れた深絞り用鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記冷延コイルに伸び率が２％以下の調質圧延を施す工程を有することを特徴とする請求項８又は９に記載の低温焼付硬化性と常温非時効性に優れた深絞り用鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車のパネル部材、家電製品の内外板及び缶用材料の使途に好適な低温焼付硬化性と常温非時効性に優れた深絞り用鋼板及びその製造方法に関し、特に、引張強度が２５０〜４５０ＭＰａ程度の低温焼付硬化性と常温非時効性に優れた深絞り用鋼板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車用鋼板においては、車体重量軽減のニーズから高強度化の要請が高い。しかしながら、一般に、材料を高強度化すると、深絞り性低下による成形時の割れ及び形状凍結性の低下といったプレス成形性の劣化を伴うことが知られており、成形加工性を低下させずに自動車用鋼板を高強度化する方法が強く望まれている。
【０００３】
このような要望に対し、従来、成形加工性を確保した上で鋼板の高強度化を達成する技術として、成形加工時には軟質に保たれ、成形加工後の電着塗装焼付工程で生じる歪時効硬化現象を利用して降伏強度又は引張強度を増加させる焼付硬化性（Bake Hardenability：ＢＨ）を利用した技術が知られている。この技術は、成形加工時にはＣ原子又はＮ原子を固溶させて成形性を確保しておき、電着塗装焼付工程において、成形加工時に鋼板内に生じた転位にＣ原子若しくはＮ原子を固着させるか、又は転位上に炭化物若しくは窒化物を微細分散析出させることによって、鋼板の降伏強度又は引張強度の上昇を図っている。
【０００４】
しかしながら、高いＢＨ量を得るために鋼板の固溶Ｃ量又は固溶Ｎ量を高めると、常温時効劣化が生じ、その結果、加工時にストレッチャーストレインと呼ばれる歪み模様が発生するという問題がある。このように、焼付硬化性と常温非時効特性とは二律相反するものと考えられており、実際、常温非時効性を確保した上で得られる最大のＢＨ量は高くても３０〜４０ＭＰａ程度であった。
【０００５】
また、固溶Ｃ量又は固溶Ｎ量を意図的に残存させた焼付硬化型鋼板は、所謂ＩＦ鋼と呼ばれる固溶Ｃ及び固溶Ｎがほとんど存在しない鋼板に比べて、深絞り性が著しく低いという問題点もあり、鋼板の焼付硬化性の向上と深絞り性の向上とを両立することは難しいと考えられている。
【０００６】
そこで、従来、これらの問題点を解決するための方法が提案されている（例えば、特許文献１〜６参照）。例えば、特許文献１には、焼鈍後の組織を高温変態フェライト相と転位密度の高い低温変態フェライト相との複合組織とすることで、高ｒ値化、高ＢＨ化及び高延性化を図った常温非時効型絞り用高張力冷延鋼板が開示されている。また、特許文献２には、Ｎｂを添加した極低炭素冷延鋼板において、焼鈍後の冷却速度を制御することによって粒界中のＣ濃度を高めると、高ＢＨにしても、常温遅時効性及び深絞り性の両立が可能であることが示されている。更に、特許文献３には、フェライトの結晶粒界中のＮ濃度を所定の範囲内に定めることにより、高ＢＨと常温遅時効性との両立を可能にする技術が開示されている。
【０００７】
特許文献４には、Ａｌ含有量とＮ含有量との比、及び固溶状態のＮの含有量を所定の値以上にすることにより、深絞り性及び歪時効硬化特性を向上させた深絞り用冷延鋼板が提案されている。また、特許文献５には、固溶Ｎの含有量を所定の範囲にすると共に、ミクロ組織の主相を平均結晶粒径が７．０μｍ以下のフェライトとすることにより、焼付け硬化性及び耐衝撃性に優れた高張力熱延鋼板及びその製造方法が提案されている。更に、特許文献６に記載の加工性及び歪み時効硬化特性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板では、Ａｌ含有量とＮ含有量との比及び固溶状態のＮの含有量を所定の値以上にすると共に、主相がフェライトで、第２相としてマルテンサイトを３体積％以上含む組織としている。
【０００８】
一方、近年の傾向として、電着塗装の焼付け温度の低温化が進みつつある。しかしながら、一般に、塗装焼付け温度を低温化すると、焼付け硬化（ＢＨ）量は減少するという問題点があり、低温でも焼付硬化する鋼板の開発が望まれている。この問題点を解決する手段として、従来、固溶Ｎが残存する鋼にＣｒ、Ｍｏ及び／又はＶ等を添加することにより、焼付け温度が低温の場合でも十分なＢＨ量が得られるようにした冷延鋼板が提案されている（例えば、特許文献７及び８参照。）。また、固溶Ｎの残存する鋼において、硫化物と母相鉄との界面の総面積を制御することにより、ＢＨ量を増加させると共に、常温非時効性を確保した歪時効硬化型鋼板が提案されている（例えば、特許文献９参照。）。
【０００９】
【特許文献１】特許第２８１８３１９号公報
【特許文献２】特開平７−３００６２３号公報
【特許文献３】特開２０００?２９７３５０号公報
【特許文献４】特開２００１−３３５８８７号公報
【特許文献５】特開２００１−２２６７４４号公報
【特許文献６】特開２００１−２４７９４６号公報
【特許文献７】特開２００２−５３９３３号公報
【特許文献８】特開２００４−３２３９２５号公報
【特許文献９】特開２００５−３６２４７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
しかしながら、上述した従来の技術には以下に示す問題点がある。即ち、特許文献１に記載の技術は、複合組織を得るためには極めて高い温度の焼鈍が必須であるため、これが連続焼鈍時に板破断等のトラブルの原因となるという実操業上の問題点がある。また、特許文献２に記載の技術は、フェライトの再結晶抑制元素であるＮｂを利用するために、８５０℃以上の極めて高い温度の焼鈍が必須であるため、この高温での焼鈍が連続焼鈍時に板破断等のトラブルの原因となるという実操業上の問題点がある。更に、特許文献３に記載の技術は、ストレッチャーストレイン発生の原因となる降伏点伸び発生の抑制には配慮が無く、また深絞り性への配慮も無い。また、この方法によると、結晶粒が粗大になるほど常温遅時効を確保した上で得られるＢＨ量は減少する。従って、特許文献３の技術には、実鋼板への適用範囲は極めて限られるという問題点がある。更にまた、特許文献４〜６に記載の技術は、高いＢＨ特性を得ることは可能であるが、常温非時効性が得られないという問題がある。また、これらの技術では、平均ｒ値で１．５程度の深絞り性しか得られない。
【００１１】
一方、低温での焼付硬化性については、特許文献７〜９に記載の技術は、焼付硬化性と常温非時効特性との両立は実現できるが、成分及び製造方法が最適化されていないために、優れた深絞り特性を得ることが困難であるという問題点がある。
【００１２】
本発明は、上述した問題点に鑑みてなされたものであって、常温非時効性を有すると共に、低温塗装焼付け処理でも高い焼付硬化性が得られ、更に深絞り性が良好な低温焼付硬化性と常温非時効性に優れた深絞り用鋼板及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】
【００１３】
本発明に係る低温焼付硬化性と常温非時効性に優れた深絞り用鋼板は、質量％で、Ｃ：０．００４％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．１５〜１．２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００３〜０．０３％、Ｃｕ：０．００２〜０．６％、Ｃｒ：０．３〜２．０％、及びＮ：０．００２〜０．００８％を含有すると共に、Ａｌ：０．０１５％以下、Ｎｂ：０．０１％以下及びＴｉ：０．０１％以下に規制し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、固溶Ｎ：０．００１〜０．００４％を含有すると共に固溶Ｃ：０．００１５％以下に規制し、かつ硫化物とＦｅとの界面の単位体積あたりの総面積が２×１０−３μｍ２／μｍ３以上であることを特徴とする。
【００１４】
この深絞り用鋼板は、更に、質量％で、Ｍｏを０．０１〜０．２％含有していてもよく、また、Ｎｉ：０．０１〜３．０％を含有していてもよい。更に、質量％で、Ｂｉ、Ｓｎからなる群から選択された１種又は２種以上の元素を合計で０．０００３〜０．００２％含有することもでき、Ｂ：０．０００３〜０．００２５％を含有していてもよい。更にまた、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭからなる群から選択された１種又は２種以上の元素を合計で０．００１〜０．０１％含有することもできる。
【００１５】
また、本発明の深絞り用鋼板は、表面にめっき層が形成されていてもよい。
【００１６】
本発明に係る低温焼付硬化性と常温非時効性に優れた深絞り用鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．００４％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．１５〜１．２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００３〜０．０３％、Ｃｕ：０．００２〜０．６％、Ｃｒ：０．３〜２．０％及びＮ：０．００２〜０．００８％を含有すると共に、Ａｌ：０．０１５％以下、Ｎｂ：０．０１％以下及びＴｉ：０．０１％以下に規制し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有する鋼を溶製し、鋳造して得たスラブを、１２００℃以上に加熱し、仕上圧延温度が（Ａｒ3−５０）℃以上であり、１０００℃〜仕上圧延温度の温度範囲での板厚減少率が３０％以上、巻取り温度が６００〜７５０℃の条件で熱間圧延して熱延コイルを得る工程と、前記熱延コイルを、６０％以上の圧延率で冷間圧延して冷延コイルを得る工程と、連続焼鈍炉により、前記冷延コイルを、最高到達温度を７００〜８５０℃として焼鈍する工程とを有することを特徴とする。
【００１７】
本発明の深絞り用鋼板の製造方法では、前記冷延コイルにめっきを施してもよく、また、前記冷延コイルに伸び率が２％以下の調質圧延を施すこともできる。
【発明の効果】
【００１８】
本発明によれば、鋼組成及び製造条件を適正化することにより、固溶Ｎ含有量を０．００１〜０．００４％及び固溶Ｃ含有量を０．００１５％以下にすると共に、鋼中に微細な硫化物粒子を高密度で析出させて、鋼中における硫化物とＦｅとの界面の単位体積あたりの総面積を２×１０−３μｍ２／μｍ３以上にしているため、常温非時効性を有し、低温塗装焼付け処理においても高い焼付硬化性を示し、更に深絞り性が良好な深絞り用鋼板が得られる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１９】
以下、本発明を実施するための最良の形態について、詳細に説明する。本発明者は、上述した課題を解決するために、鋭意検討を重ねた結果、鋼成分及び製造プロセスを適正化し、かつ鋼中に微細な硫化物粒子を高密度で析出させ、固溶Ｎ及び固溶Ｃの含有量を最適化することにより、常温非時効性、低温塗装焼付け処理による高い焼付硬化性及び良好な深絞り性の全てを兼ね備える鋼板を製造できるという全く新しい事実を見出し、本発明に至った。
【００２０】
具体的には、本発明者は、前記課題を解決するために、以下に示す手段を講じた。即ち、焼付硬化温度が低温の場合でも高い焼付硬化量が得られやすい固溶Ｎ利用型の鋼板を中心に、常温非時効性、低温塗装焼付け処理における高い焼付硬化性、及び良好な深絞り性の３つの特性の全てが得られる方法について検討を重ねた。その結果、鋼中に微細な硫化物粒子を高密度で分布させ、更に成分及びプロセスを最適化することにより、適量の固溶Ｃ及び固溶Ｎを鋼中に含有させた場合に、常温非時効性を確保した上で、高ＢＨ及び良好な深絞り性を兼備する鋼板が製造できることを見出し、本発明に至った。鋼中に微細な硫化物粒子を高密度で分散させることにより、これらの特性を満足させることができる理由は定かではないが、微細な硫化物が存在すると、この硫化物上にＣｒ系の窒化物若しくは鉄系の炭化物の析出が助長されるか、又は硫化物と鉄との界面にＣ及びＮの偏析が助長され、これにより鋼中の固溶Ｃ含有量及び固溶Ｎ含有量が適正化されるものと考えられる。
【００２１】
なお、本発明の深絞り用鋼板において得られる特性は、２％の予歪付加後に１７０℃の温度条件下で２０分間の塗装焼付相当熱処理を行うことにより評価される焼付硬化（ＢＨ）量が５０ＭＰａ以上、２％の予歪付加後に１５０℃の温度条件下に１０分間の低温短時間熱処理を行うことにより評価されるＢＨ量が４０ＭＰａ以上であり、常温非時効性の指標として１００℃の温度条件下に１時間保持する促進処理後の鋼板の降伏点伸び量が０．３％以下、深絞り性の指標として平均ｒ値（ｒａｖｅ.）が１．５以上である。また、より好ましい条件としては、平均ｒ値が１．７以上、１００℃の温度条件下に１時間保持する促進処理後の鋼板の降伏点伸び量が０．２％以下である。
【００２２】
先ず、本発明の深絞り用鋼板における鋼成分の限定理由について説明する。なお、以下の説明においては、鋼組成における質量％は、単に％と記載する。
【００２３】
Ｃ：０．００４％以下（０％は含まない）
Ｃは、鋼のミクロ組織制御及び焼付硬化性発現のために添加される元素である。しかしながら、Ｃ含有量が０．００４％を超えると、常温非時効性の確保及び良好な深絞り性を兼備することが困難となる。よって、本発明の深絞り用鋼板においては、Ｃ含有量を０．００４％以下に規制する。なお、Ｃ含有量の下限値は、特に限定しなくとも本発明の効果を奏することができるが、製鋼のコスト上からは、Ｃ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
【００２４】
Ｓｉ：０．６％以下（０％は含まない）
Ｓｉは、鋼板のミクロ組織及び強度を調整するために添加される元素である。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．６％を超えると、化成処理性及びめっきの密着性が劣化する。よって、Ｓｉ含有量は０．６％以下に規制する。なお、Ｓｉは鋼中に不純物として不可避的に０．００１％以上含まれている場合が多く、この不純物として含まれている程度の量であっても本発明の効果を奏することができるため、本発明の深絞り用鋼板においてはＳｉ含有量の下限値を特に限定しない。但し、０％は含まないものとする。
【００２５】
Ｍｎ：０．１５〜１．２％
Ｍｎは、鋼中に硫化物を形成させるために添加されると共に、強度の調整にも用いられる元素である。しかしながら、Ｍｎ含有量が０．１５％未満であると硫化物の析出量が十分ではなく、一方、Ｍｎ含有量が１．２％を超えると深絞り性の劣化を招く。従って、Ｍｎ含有量は０．１５〜１．２％の範囲に制限した。なお、より優れた深絞り性を得る観点からは、Ｍｎ含有量は１．０％以下とすることが好ましい。
【００２６】
Ｐ：０．０５％以下（０％は含まない）
Ｐは、熱延組織の微細化能を有し、また、強力な固溶強化元素であることから、鋼板の強度の調整に用いられる元素である。しかしながら、Ｐ含有量が０．０５％を超えると、２次加工性が劣化する場合があり、更に連続溶融亜鉛めっき時に合金化反応が極めて遅くなり生産性が低下する。よって、Ｐ含有量は０．０５％以下に規制する。なお、Ｐは鋼中に不純物として不可避的に０．００１％以上含まれている場合が多く、この不純物として含まれている程度の量であっても本発明の効果を奏することができるため、本発明の深絞り用鋼板においてはＰ含有量の下限値を特に限定しない。但し、０％は含まないものとする。
【００２７】
Ｓ：０．００３〜０．０３％
Ｓは、硫化物を形成させるために添加される。しかしながら、Ｓ含有量が０．００３％未満であると、十分な量の硫化物を形成させることが困難になる。一方、Ｓ含有量が０．０３％を超えると、熱間脆性が生じる可能性がある。よって、Ｓ含有量は０．００３〜０．０３％に限定する。なお、硫化物の析出量を増大させるという観点からは、Ｓ含有量を０．００５％以上のとすることが望ましい。
【００２８】
Ａｌ：０．０１５％以下（０％を含む）
Ａｌは、脱酸及び固溶Ｎ量の調整に用いられる元素である。しかしながら、Ａｌ含有量が０．０１５％を超えると、硫化物上で安定なＡｌＮが形成され、その結果、適量の固溶Ｎを残存させることが困難になる。よって、Ａｌ含有量は０．０１５％以下に規制する。なお、ＡｌＮ生成を極力抑制し、安定した常温非時効性とＢＨとのバランスを得るという観点からは、Ａｌ含有量を０．００５％以下にすることが好ましい。また、本発明の深絞り用鋼板においては、Ａｌ含有量が０％（Ａｌを含まない）場合でも、同様の効果を奏することができるが、通常は、Ａｌを不可避的に０．００１％以上含むことが多い。
【００２９】
Ｃｕ：０．００２〜０．６％
Ｃｕは、本発明の深絞り用鋼板において重要な元素の１つであり、鋼中にＭｎＣｕＳ等からなる微細な硫化物を形成させるために添加される元素である。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．００２％未満であると、析出する硫化物の量及び微細化分散効果が十分でない。一方、Ｃｕ含有量が０．６％を超えると、熱間加工割れが起こる。従って、Ｃｕ含有量は、０．００２％〜０．６％に限定する。なお、Ｃｕ含有量は０．００５％以上とすることがより好ましく、これにより、硫化物を微細化する効果が顕著となる。
【００３０】
Ｃｒ：０．３〜２．０％
Ｃｒは、本発明の深絞り鋼板において重要な元素の１つであり、熱延工程お及び焼鈍工程においてＣｒ系の窒化物を形成させることにより、鋼中の固溶Ｎ量を適正範囲にするために用いられる。しかしながら、Ｃｒ含有量が３％未満又は２．０％を超えると、固溶Ｎ量を適正範囲にすることが困難になる。よって、Ｃｒ含有量は０．３〜２．０％に制限する。なお、安定的な常温非時効性を得るためには、Ｃｒ含有量を０．４％以上とすることが好ましく、一方、延性劣化防止の観点からは、Ｃｒ含有量を１．５％以下とすることが望ましい。
【００３１】
Ｎｂ：０．０１％以下（０％を含む）
Ｎｂは、炭窒化物形成元素であり、鋼板のミクロ組織、集合組織、固溶Ｃ含有量及び固溶Ｎ含有量を調整するために用いられる。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．０１％を超えると、高ＢＨを得ることが困難になると共に、焼鈍温度を高温しなければならず製造上好ましくないため、Ｎｂ含有量は０．０１％以下に規制する。なお、Ｎｂ含有量は０．００６％以下とすることが好ましく、これにより、高ＢＨ化に対してより顕著な効果が得られる。また、本発明の深絞り用鋼板においては、Ｎｂ含有量が０％（Ｎｂを含まない）場合でも、同様の効果を奏することができるため、Ｎｂ含有量が０％の場合も含むものとする。
【００３２】
Ｔｉ：０．０１％以下（０％を含む）
Ｔｉは、炭窒化物形成元素であり、鋼板のミクロ組織、集合組織、固溶Ｃ量及び固溶Ｎ量を調整するために用いられる。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．０１％を超えると、高ＢＨを得ることが困難になると共に、焼鈍温度を高温にしなければならず製造上好ましくないため、Ｔｉ含有量は０．０１％以下に規制する。なお、Ｔｉ含有量は０．００６％以下とすることがより好ましく、これにより、高ＢＨ化効果をより顕著にすることができる。また、本発明の深絞り用鋼板においては、Ｔｉ含有量が０％（Ｔｉを含まない）場合でも、同様の効果を奏することができるため、Ｔｉ含有量が０％の場合も含むものとする。
【００３３】
Ｎ：０．００２〜０．００８％
Ｎは、ＢＨを発現させるためには必須の添加元素である。しかしながら、Ｎ含有量が０．００２％未満であると、歪み時効硬化が得られない。また、Ｎ含有量が０．００８％を超えると、常温非時効性を確保することが困難になる。従って、Ｎ含有量は０．００２〜０．００８％とする。
【００３４】
固溶Ｎ含有量：０．００１〜０．００４％
固溶Ｎは、焼付け硬化性、深絞り性及び常温非時効性に強い影響を及ぼすため、その含有量は本発明の深絞り用鋼板において重要な要素の１つである。具体的には、固溶Ｎ含有量が０．００１％未満であると、十分な焼付硬化量が得られない。一方、固溶Ｎ含有量が０．００４％を超えると、常温非時効性及び深絞り性の確保が困難になる。従って、固溶Ｎ含有量は０．００１〜０．００４％とする。また、固溶Ｎ含有量は、０．００３％以下とすることがより好ましく、これにより、常温非時効性及び深絞り性を更に向上させることができる。なお、本発明の深絞り鋼板における固溶Ｎ含有量は、ＪＩＳ  Ａ５５２３に規定されているＮ定量方法に準じて、ろ液を分析することにより求めることができる。
【００３５】
固溶Ｃ含有量：０．００１５％以下（０％を含む）
固溶Ｃは、焼付け硬化性、深絞り性及び常温非時効性に強い影響を及ぼすため、その含有量は本発明の深絞り用鋼板において重要な要素の１つである。具体的には、固溶Ｃ含有量が０．００１５％を超えると、常温非時効性の確保が困難になる。従って、固溶Ｃ含有量は０．００１５％以下に規制する。また、固溶Ｃ含有量は、０．００１０％以下とすることがより好ましく、これにより、常温非時効性を更に向上させることができる。なお、本発明の深絞り鋼板における固溶Ｃ含有量は、電解抽出法により析出物を採取した後でろ液を直接分析するか、又は全Ｃ量と電解抽出法により採取した析出物中のＣ量とを定量し、その差により評価することもできる。その際、不溶解残さをろ過するフィルターとしては、Ａｇを使用することが好ましい。
【００３６】
本発明の深絞り用鋼板においては、上記各成分に加えて、更に、Ｍｏ及びＷからなる群から選択された１種又は２種の元素を含有していてもよい。
【００３７】
Ｍｏ，Ｗ：合計で０．０１〜１．０％
Ｍｏ及びＷは、Ｃに起因する常温非時効性低下を改善する効果がある。しかしながら、これらの元素の含有量が合計で０．０１％未満の場合、その効果が得られない。一方、これらの元素の含有量が合計で１．０％を超えると、Ｃ及びＮと結合して炭窒化物を形成してしまうため、固溶Ｎの残存量が減少する。従って、Ｍｏ及び／又はＷを添加する場合は、その総含有量が０．０１〜１．０％となるようにする。なお、炭窒化物を微細に分散させるためには、Ｍｏ及びＷの総含有量を０．２％以下とすることが好ましい。
【００３８】
また、本発明の深絞り用鋼板においては、上記各成分に加えて、更に、Ｎｉを含有していてもよい。
【００３９】
Ｎｉ：０．０１〜３．０％
Ｎｉは、Ｃｕに起因する熱間加工割れの発生を抑制する効果がある。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．０１％未満であると、熱間割れを抑制することが難しく、一方、Ｎｉ含有量が３．０％を超えるとコスト的に割高となる。従って、Ｎｉを添加する場合は、その含有量が０．０１〜３．０％となるようにする。
【００４０】
更に、また、本発明の深絞り用鋼板においては、上記各成分に加えて、更に、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ及びＳｎからなる群から選択された１種又は２種以上の元素が添加されていてもよい。
【００４１】
Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｓｎ：合計で０．０００３〜０．００２％
Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ及びＳｎは、深絞り性を改善する効果がある。しかしながら、これらの元素の含有量が合計で０．０００３％未満の場合、その効果が得られない。一方、これらの元素の含有量が合計で０．００２％を超えると、２次加工性が低下する。よって、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ及び／又はＳｎを添加する場合は、その総含有量が０．０００３〜０．００２％になるようにする。
【００４２】
更にまた、本発明の深絞り用鋼板においては、上記各成分に加えて、更に、Ｂを含有していてもよい。
【００４３】
Ｂ：０．０００３〜０．００２５％
Ｂは、粒界に偏析し、Ｐに起因する２次加工割れを抑制する効果がある。しかしながら、Ｂ含有量が０．０００３％未満の場合、その効果が得られない。一方、Ｂ含有量が０．００２５％を超えると、ボロン窒化物を形成して固溶Ｎ量が減少するため、高ＢＨが得られなくなる。従って、Ｂを添加する場合は、その含有量が０．０００３〜０．００２５％になるようにする。
【００４４】
更にまた、本発明の深絞り用鋼板においては、上記各成分に加えて、更に、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＲＥＭからなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有していてもよい。
【００４５】
Ｃａ，Ｍｇ，Ｚｒ，ＲＥＭ：合計で０．００１〜０．０１％
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＲＥＭは、介在物の形態及び分布の制御に用いる元素である。しかしながら、これらの元素の含有量が合計で０．００１％未満の場合、その効果が得られない。一方、これらの元素の含有量が合計で０．０１％を超えると、深絞り性低下の原因となる。よって、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及び／又はＲＥＭを添加する場合は、その総含有量が０．００１〜０．０１％になるようにする。なお、本発明の深絞り用鋼板において、「ＲＥＭ」とは、Ｌａ及びランタノイド系列の元素を指すものとする。
【００４６】
本発明の深絞り用鋼板における上記以外の成分は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。なお、本発明の深絞り用鋼板においては、不可避不純物のうち重要な元素として、Ｏが挙げられる。Ｏは脱酸の方法によりその残留量が大きく変化するが、不可避的に０．０００５％以上含有する場合が多い。特に、本発明の深絞り用鋼板ようにＡｌ含有量が少ない組成の場合には、Ｏの不可避的残留量は０．０１５％程度であり、これを不可避不純物としてのＯ含有量の上限とすることが望ましい。
【００４７】
また、本発明の深絞り用鋼板においては、良好な深絞り性を得るため、任意の断面におけるフェライト面積率を９８％以上とすることが好ましい。このとき、フェライトの平均結晶粒径は、特に限定する必要はないが、フェライトが細粒である程、硫化物とＦｅとの界面（以下、硫化物／Ｆｅ界面という。）と総界面面積との比である粒界面積の割合が増大して、硫化物／Ｆｅ界面での析出・偏析挙動が変化し、主に深絞り性が低下する。このため、フェライトの結晶粒径は８μｍ以上であることが好ましく、より好ましくは１２μｍ以上である。
【００４８】
更に、鋼中における硫化物／Ｆｅ界面の単位体積あたりの総面積が２×１０−３μｍ２／μｍ３未満であると、常温非時効性及び深絞り性が不十分となる。従って、硫化物／Ｆｅ界面の単位体積あたりの総面積は、２×１０−３μｍ２／μｍ３以上に制限する。また、硫化物／Ｆｅ界面の単位体積あたりの総面積は、４×１０−２μｍ２／μｍ３以上とすることがより好ましい。更に、硫化物／Ｆｅ界面の単位体積あたりの総面積における上限は、特に限定しなくても、本発明の効果を奏することができる。
【００４９】
なお、硫化物／Ｆｅ界面の単位体積あたりの総面積を求める場合、硫化物／Ｆｅ界面の面積は硫化物の表面面積と等価であるため、抽出レプリカ法により硫化物を抽出し、これを分析透過電子顕微鏡により測定する方法が好適である。この方法により得られる単位面積あたりの分布密度及び界面面積を、溶解した試料の厚さで除することにより、単位体積当たりの界面面積を求めることができる。このとき、溶解試料の厚さが定かでないときは、一般的な値である０．１μｍを使用する。また、硫化物の測定限界は、１個の硫化物の最大長が０．０１μｍ以上とする。更に、硫化物の表面面積は、硫化物が球形状であると仮定し、４×π×（硫化物粒子径）２より求める。
【００５０】
一方、硫化物／Ｆｅ界面への単位界面面積あたりのＮの偏析量は、ＢＨ性、常温非時効性及び深絞り性と相関がある値であることがわかっている。単位界面面積あたりのＮの偏析量ｎｅｘｃｅｓｓが３原子／ｎｍ２を超えると、所望の焼付け硬化性が得られにくくなる。よって、硫化物／Ｆｅ界面へのＮの偏析量ｎｅｘｃｅｓｓは、３原子／ｎｍ２以下とすることが好ましい。この硫化物／Ｆｅ界面へのＮの偏析量は、アトムプローブ電界イオン顕微鏡法により測定する方法が簡易で好適である。また、硫化物種は、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒの硫化物、及び（Ｍｎ，Ｃｕ）Ｓ等のようにこれら元素を複合的に含有した硫化物のいずれでも同様に硫化物周囲へのＮ偏析能を有する。
【００５１】
次に、上述の如く構成された本発明の深絞り用鋼板の製造方法について説明する。本発明の深絞り用鋼板を製造する際は、先ず、Ｃ：０．００４％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．１５〜１．２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００３〜０．０３％、Ｃｕ：０．００２〜０．６％、Ｃｒ：０．３〜２．０％、及びＮ：０．００２〜０．００８％を含有すると共に、Ａｌ：０．０１５％以下、Ｎｂ：０．０１％以下及びＴｉ：０．０１％以下に規制し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成のスラブを作製する。その作製方法は、特に限定されるものではなく、例えば、連続鋳造スラブ及び薄スラブキャスター等で製造されたスラブ等を使用することができる。
【００５２】
次に、このようなスラブを、１２００℃以上に加熱し、仕上圧延温度が（Ａｒ３−５０）℃以上、１０００℃と仕上圧延温度との間での板厚減少率が３０％以上、巻取り温度が６００〜７５０℃の条件で熱間圧延して熱延コイルとする。この熱間圧延工程においては、スラブの温度が１２００℃よりも低い場合は、再加熱を行い、連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のように鋳造後に直ちに熱間圧延を行うプロセスを適用する場合は、再加熱は行わずに、鋳造後のスラブを直接熱間圧延する。熱間圧延前のスラブ温度が１２００℃未満の場合、鋳造中又は粗圧延中に析出した硫化物が再溶解しないため、硫化物の微細化が不十分となる。
【００５３】
また、熱間圧延する際は、１０００℃と仕上圧延温度との間（１０００℃〜仕上圧延温度）における板厚減少率を大きくする必要がある。具体的には、１０００℃〜仕上圧延温度での板厚減少率が３０％未満の場合、鋼中に硫化物が高密度で形成されにくくなる。よって、１０００℃〜仕上圧延温度における板厚減少率は３０％以上とする。なお、この温度範囲における板厚減少率は４０％以上にすることがより好ましい。また、硫化物を微細に分散させるためには、上述した条件を満足し、かつ１０５０〜１０００℃における板厚減少率も３０％以上であることがより好ましい。ここで、任意の温度Ｔａ（℃）及びＴｂ（℃）間における板厚減少率ΔｔＴａ〜Ｔｂ（％）は、下記数式（１）により求められる。なお、下記数式（１）におけるｔＴａはＴａ（℃）における板厚であり、ｔＴｂはＴｂ（℃）における板厚である。
【００５４】
【数１】
0004818765.tif 000002
【００５５】
更に、熱間圧延時の仕上温度が（Ａｒ３−５０）℃未満であると深絞り性が低下するため、仕上圧延温度は（Ａｒ３−５０）℃以上に制限する。更にまた、熱延コイルの巻取温度が６００℃未満か又は７５０℃を超えると、Ｃｒ系窒化物が十分に形成されず、固溶Ｎ量が過大になり、常温非時効性及び深絞り性が劣化する。よって、仕上圧延温度は６００〜７５０℃に制限する。なお、ｒ値を確保する上では、仕上圧延温度は６５０℃以上とすることがより好ましい。
【００５６】
次に、巻取り後の熱延コイルを冷却し、引き続き酸洗等の通常公知の処理を行い、６０％以上の圧延率で冷間圧延を行う。このとき、冷間圧延率が６０％未満であると、良好な深絞り性を確保することが困難になる。また、冷間圧延率は７０％以上とすることが好ましく、これにより深絞り性をより向上させることができる。なお、冷間圧延率の上限は特に限定する必要はないが、圧延率が９０％を超えると、設備への負荷が過大となると共に、製品の機械的性質の異方性が大きくなる。よって、冷間圧延率は９０％以下とすることが好ましい。
【００５７】
次に、上述の方法で冷間圧延して得た冷延コイルを、連続焼鈍炉により、最高到達温度を７００〜８５０℃として焼鈍した後、必要に応じて表面にめっきを施す。焼鈍時の最高到達温度が７００℃未満の場合、再結晶が完了せず、深絞り性が劣悪となることがある。一方、焼鈍の最高到達温度が８５０℃を超えると、通板中に板破断を生じ生産性が大きく低下する。従って焼鈍の最高到達温度は、７００〜８５０℃に制限する。なお、深絞り性の観点からは、７５０℃以上で焼鈍することがより好ましい。
【００５８】
また、上述の方法で作製しためっきが施されていない冷延鋼板は、各種めっき用原材としても好適である。そして、その表面にめっき層を形成する方法は、電気めっき法、溶融めっき法及び溶融−合金化めっき法のいずれでも良く、めっきの主成分としては、例えば亜鉛、アルミ、クロム、錫及びニッケル等が挙げられる。なお、めっき時の温度履歴については特に制限は無いが、６００℃以下の温度で行うことがより好ましい。
【００５９】
更に、連続焼鈍工程又は連続焼鈍−めっき（−合金化）工程における加熱速度については常法に従えばよく、また、連続焼鈍工程又は連続焼鈍−めっき（−合金化）工程における上記焼鈍後の熱履歴は特に限定する必要はない。但し、ＢＨ−常温非時効性バランスの観点からは、３５０〜５００℃での滞留時間が１０秒間以上の熱処理を行うことがより好ましい。なお、この熱処理を行なう場合、３５０〜５００℃の温度範囲となっている時間が１０秒間以上であれば、いかなる温度履歴を経ても構わない。更に、常温非時効性の向上及び形状矯正のために、調質圧延を行ってもよい。但し、圧下率が２％を超えると、焼付硬化量が低下する傾向があるため、調質圧延を行う場合は、圧下率を２％以下とする。
【００６０】
以上詳述したように、本発明の深絞り用鋼板においては、鋼組成及び製造条件を適正化することにより、固溶Ｎを０．００１〜０．００４％及び固溶Ｃを０．００１５％以下にすると共に、鋼中に微細な硫化物粒子を高密度で析出させて、硫化物／Ｆｅ界面の単位体積あたりの総面積を２×１０−３μｍ２／μｍ３以上にしているため、常温非時効性を有し、低温塗装焼付け処理においても高い焼付硬化性を示し、更に深絞り性が良好な深絞り用鋼板が得られる。この深絞り用鋼板は、常温保持中の品質劣化の少ない歪時効硬化型鋼板であり、電着塗装焼付処理を施す自動車用のパネル部材及び電器製品用内外板パネルの使途に好適である。また、引張強度で２５０〜４５０ＭＰａ程度の強度の鋼板に適用が可能である。更に、本発明の深絞り用鋼板の製造方法によれば、常温保持中の材質劣化が少なく、低温塗装焼付温度でも高い歪み硬化能を有する深絞り用鋼板を、安価に提供することができる。このため、本発明の深絞り用鋼板は、最終製品の軽量化への貢献と、低温の塗装焼付け温度でも硬化することから焼付処理中の使用エネルギー削減への貢献とが期待でき、産業上の効果は極めて高い。
【実施例】
【００６１】
以下、本発明の効果を、実施例及び比較例を挙げて具体的に説明する。本実施例においては、下記表１に示す成分の鋼を溶製して作製したスラブを、下記表２に示す条件で再加熱した後、熱間圧延及び巻取処理を行い、熱延コイルとした。その際、熱間圧延時における１０５０〜１０００℃間の板厚減少率は、全て６０％とした。そして、この熱延コイルを、酸洗した後、７５〜８５％の冷延率で冷間圧延を行い、脱脂処理を行った。その後、焼鈍温度を８００℃、過時効温度を４００℃として連続焼鈍し、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．７及びＮｏ．１３〜Ｎｏ．１７の鋼板を作製した。また、連続焼鈍−亜鉛めっき−合金化工程を連続して行って、Ｎｏ．８〜１２の鋼板を作製した。更に、連続焼鈍工程で鋼板を作製した後、別ラインにて亜鉛めっき及び合金化工程を行ってＮｏ．１４の鋼板を作製した。なお、下記表１に示す鋼組成における残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。また、下記表２に示す「ＳＲＴ」はスラブ加熱温度（℃）であり、「Ｒｅｄ１」は１０５０〜１０００℃間の板厚減少率（％）であり、「Ｒｅｄ２」は１０００〜仕上圧延温度間の板厚減少率（％）であり、「ＦＴ」は仕上圧延温度（℃）であり、「ＣＴ」は巻取り温度（℃）である。更に、下記表１及び表２における下線は、本発明の範囲外であることを示す。
【００６２】
【表１】
0004818765.tif 000003
【００６３】
【表２】
0004818765.tif 000004
【００６４】
このようにして得られた各鋼板について、引張試験、ＢＨ試験及び組織観察を行った。その条件を以下に示す。先ず、引張試験は、ＪＩＳ５号試験片を使用し、歪み速度が１×１０−３／秒の条件で行った。また、常温保持中の材質変化は、１００℃の温度条件下に６０分間保持する促進時効後の降伏点伸び量により評価した。更に、ＢＨ試験の予変形量は２％、塗装焼付処理に対応する時効条件は１７０℃の温度条件下で２０分間、及び１５０℃の温度条件下で１０分間とし、再引張時において上部降伏点で評価したＢＨ量を測定した。フェライトの平均結晶粒径測定は、ＪＩＳ  Ｇ０５５２の試験方法に従って行った。平均ｒ値（ｒａｖｅ．）は、ＪＩＳ  Ｚ２２５４に記載されている方法により測定した。調質圧延は、全て１．０％の伸び率で行った。また、透過電子顕微鏡法を用いてレプリカ法により抽出した硫化物を観察することにより、硫化物／Ｆｅ界面の単位体積あたりの総面積を測定した。更に、硫化物／Ｆｅ界面のＣ又はＮの偏析量の測定は、３次元アトムプローブ法により行った。以上の結果を下記表３にまとめて示す。なお、下記表３に示す「ｄ」は焼鈍後の平均結晶粒径であり、「Ｓ」は鋼中における単位体積あたりの硫化物／Ｆｅ界面の総面積であり、「ｎＮｅｘｃｅｓｓ」は硫化物／Ｆｅ界面におけるＮ偏析量（原子／ｎｍ２）であり、「１７０ＢＨ」は予歪量２％、１７０℃の温度条件下で２０分間の時効処理により評価した焼付硬化量、「１５０ＢＨ」は予歪量２％、１５０℃の温度条件下で１０分間の時効処理により評価した焼付硬化量、「時効後ＹＰＥ」は１００℃の温度条件下で６０分間の時効処理後の降伏点伸び量である。また、下記表３における下線は、本発明の範囲外であることを示す。
【００６５】
【表３】
0004818765.tif 000005
【００６６】
上記表３に示すように、比較例Ｎｏ．３の鋼板は、スラブ加熱温度ＳＲＴが本発明の範囲外であったため、微細かつ多量の硫化物が得られず、その結果、常温非時効性及び良好なｒ値（ｒａｖｅ．）が得られなかった。また、比較例Ｎｏ．４及びＮｏ．５の鋼板は、熱延条件が本発明の範囲外であったため、微細かつ多量の硫化物が得られず、その結果、常温非時効性及び良好なｒ値（ｒａｖｅ．）が得られなかった。更に、比較例Ｎｏ．１３の鋼板はＳ含有量及びＣｕ含有量が本発明の範囲外であり、また、Ｎｏ．１４の鋼板はＳ含有量及びＣｒ含有量が本発明の範囲外であったため、微細かつ多量の硫化物が得られず、その結果、常温非時効性及び良好なｒ値（ｒａｖｅ．）が得られなかった。更にまた、比較例Ｎｏ．６の鋼板は、熱延巻取り条件が本発明の範囲から外れていたため、固溶Ｃ含有量が本発明の範囲を超え、常温非時効性及び良好なｒ値（ｒａｖｅ．）が得られなかった。更にまた、比較例Ｎｏ．１５の鋼板は、Ａｌ含有量が本発明の範囲から外れているため、固溶Ｎ含有量が本発明の範囲よりも少なく、高い焼付硬化特性が得られなかった。更にまた、比較例Ｎｏ．１６はＣ含有量が本発明の範囲を超えていたため、固溶Ｃ含有量が本発明の範囲を超えており、また、比較例Ｎｏ．１７の鋼板は、Ｎ含有量及びＣｒ含有量が本発明の範囲から外れていたため、固溶Ｎ含有量が本発明の範囲から外れていた。その結果、比較例Ｎｏ．１６及びＮｏ．１７の鋼板は、常温非時効性と及び良好なｒ値（ｒａｖｅ．）が得られなかった。
【００６７】
これに対して、実施例Ｎｏ．１、Ｎｏ．２、Ｎｏ．７〜Ｎｏ．１２の鋼板は、常温非時効性を有すると共に、低温塗装焼付け処理でも高い焼付硬化性が得られ、更に、ｒ値（ｒａｖｅ．）も良好であった。
【産業上の利用可能性】
【００６８】
本発明の深絞り用鋼板は、良好な深絞り性、常温非時効性及び良好な低温塗装焼付硬化特性を兼ね備えているため、電着塗装焼付処理を施す自動車用のパネル部材、電器製品用内外板パネル及び缶用材料の使途に好適である。