(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％にて
Ｃ：０．００１〜０．０１％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎ：０．００５％以下、
Ｍｎ：０．０５〜２．０％、
Ｓｉ：≦１．５％、
Ｐ：≦０．１５％、
Ｓ：≦０．０１５％、
さらにＴｉ、Ｎｂ、Ｖのうち１種以上を０．０５％以下でかつ
（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１）／（Ｃ／１２＋Ｎ／１４）＜１
の範囲とし、残部Ｆｅと不可避的不純物である鋼片を、通常の熱間圧延後、熱延鋼帯とし酸洗した後、圧下率５０％以上の冷間圧延を行い、再結晶温度以上で連続焼鈍し、再び圧下率５０％以上で冷間圧延を行った後、再結晶温度以上８４０℃以下（但し、中間焼鈍よりも５０℃以上の温度域を除く）で連続焼鈍を行い、調圧率０．５〜３．０％の調質圧延を施すことを特徴とする、３０〜５０ＭＰａの焼付硬化性を有し、かつ、ｒ値２．２以上の深絞り性を有する焼付硬化性と深絞り性に優れた自動車の外板パネル用鋼板の製造方法。
【請求項２】
さらに鋼片が重量％で
Ｂ：≦０．００５％
を含むことを特徴とする請求項１記載の３０〜５０ＭＰａの焼付硬化性を有し、かつ、ｒ値２．２以上の深絞り性を有する焼付硬化性と深絞り性に優れた自動車の外板パネル用鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本願発明は自動車の外板パネルに主として用いられる焼付硬化性に優れた超深絞り用鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車のルーフおよびドアアウター等に使用される外板パネルには、成形時には形状性に優れる低降伏強度が、成形後には耐デント性（指等の押込みで凹みができにくい特性）に優れる高降伏点となるような相反する特性が要求される。さらに最近、高生産性の観点から外板パネルの一体成形化を可能とする優れた深絞り性も要求されている。これらの要求に対し、特開昭５３−１１４７１７号公報には、プレス後の自動車の塗装焼付工程を利用した時効硬化により加工後の強度を高めた焼付硬化型鋼板が開示されている。この焼付硬化性（以後ＢＨ性と称す）は鋼中の固溶Ｃあるいは固溶Ｎによって、成形時の低降伏点と成形後の高降伏点を両立することができる有効な特性である。さらに、特開昭５７−７０２５８号公報と特開昭５９−３１８２７号公報には、ＢＨ性と同時に深絞り性を付与したものとして、Ｎｂ添加鋼またはＴｉ、Ｎｂ複合添加鋼を連続焼鈍により製造する方法が開示されている。これは、連続焼鈍前には深絞り性に良好な集合組織の形成を阻害する鋼中のＣ、Ｎを固定し、連続焼鈍後は炭窒化物を分解させ、固溶ＣおよびＮを残してＢＨ性を付与する方法である。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
上に述べたようにＢＨ性と深絞り性を同時に付与して外板パネルの要求特性を満たしたＮｂ添加またはＴｉ、Ｎｂ複合添加技術では、焼鈍中の炭窒化物の分解により生成した固溶Ｃを室温まで残留させてＢＨ性を付与するため、炭窒化物の分解に８５０℃以上の高い焼鈍温度が、また室温までの冷却時に再析出を防ぐための急冷が必要になる。そのため、この技術では原理上、焼鈍温度依存性ならびに冷却速度依存性が大きく安定したＢＨ性を得ることが難しいこと、さらに、高い焼鈍温度が要求されるため、通板性の悪化に伴う生産性の低下やロール起因の疵による表面品質の低下などの問題点がある。また、ＢＨ性は、固溶Ｃ、Ｎ量に対しｐｐｍレベルの微量な制御が必要であるが、製鋼工程におけるＣ、Ｎ量のばらつきの影響を受けやすく、上記の方法ではこの影響も大きい。これに対し、連続焼鈍前に固溶Ｃを残す方法は、炭窒化物の溶解を利用することなくＢＨ性を付与できるため高温焼鈍する必要もなく、また製鋼段階でのＣ、Ｎ量ばらつきによるＢＨ性ばらつきの影響も小さいため安定して生産できるが、この方法では、良好な深絞り性が得られない問題があった。従って、本発明の目的は、上記の問題を解決すべく、安定したＢＨ性と一体成形化を可能とする超深絞り性とを有した自動車の外板パネル用鋼板を製造することにある。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は、以下のとおりである。
（１）  重量％にて
Ｃ：０．００１〜０．０１％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎ：０．００５％以下、
Ｍｎ：０．０５〜２．０％、
Ｓｉ：≦１．５％、
Ｐ：≦０．１５％、
Ｓ：≦０．０１５％、
さらにＴｉ、Ｎｂ、Ｖのうち１種以上を０．０５％以下でかつ
（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１）／（Ｃ／１２＋Ｎ／１４）＜１
の範囲とし、残部Ｆｅと不可避的不純物である鋼片を、通常の熱間圧延後、熱延鋼帯とし酸洗した後、圧下率５０％以上の冷間圧延を行い、再結晶温度以上で連続焼鈍し、再び圧下率５０％以上で冷間圧延を行った後、再結晶温度以上８４０℃以下（但し、中間焼鈍よりも５０℃以上の温度域を除く）で連続焼鈍を行い、調圧率０．５〜３．０％の調質圧延を施すことを特徴とする、３０〜５０ＭＰａの焼付硬化性を有し、かつ、ｒ値２．２以上の深絞り性を有する焼付硬化性と深絞り性に優れた自動車の外板パネル用鋼板の製造方法。
（２）  さらに鋼片が重量％で
Ｂ：≦０．００５％
を含むことを特徴とする上記（１）記載の３０〜５０ＭＰａの焼付硬化性を有し、かつ、ｒ値２．２以上の深絞り性を有する焼付硬化性と深絞り性に優れた自動車の外板パネル用鋼板の製造方法。
【０００５】
【発明の実施の形態】
発明者らは、深絞り性および焼付硬化性に優れた特性を満足する鋼板を開発すべく、極低炭素化した鋼にＴｉ、ＮｂならびにＶなどの炭窒化物形成元素を添加し、さらに、強化元素としてＰ、Ｍｎを添加した高張力鋼板も含めてその製造方法を詳細に検討した。その結果、Ｃを原子モル量で炭窒化物形成元素必要量より多く含む鋼を通常の熱間圧延により熱延鋼帯とし、酸洗後、圧下率５０％以上で冷延し、十分な再結晶温度で焼鈍を施した後、再び圧下率５０％以上で冷延し、再結晶温度以上８４０℃以下（但し、中間焼鈍よりも５０℃以上の温度域を除く）で再結晶焼鈍を施すことにより、３０ＭＰａ以上のＢＨ性と２．２以上のランクフォード値を兼ね備えた鋼板が得られることを見出した。
【０００６】
この知見を得た実験について以下に記す。
【０００７】
Ｃ；０．００４０ｗｔ％、（以下単に％と示す）、Ｎｂ；０．０２５％、Ｍｎ；０．５％、Ｓｉ；０．０２％、Ｐ；０．０６％、Ｓ；０．００６％、Ａｌ；０．０３％、Ｎ；０．００１８％を含有する鋼を、６．０ｍｍ厚まで熱間圧延後、種々の冷間圧延率で圧延し、これを７７５℃で連続焼鈍、あるいは６８０℃で１２時間の箱焼鈍を施し、均一な再結晶粒を生成させたのち、再び冷間圧延を行った。これを８００℃で１分均熱する連続焼鈍サイクルで焼鈍し、ついで圧下率０．８％の調質圧延を施した後、ＪＩＳ５号試験片として引張試験を行い、その材質を調査した。なお、ＢＨ性の評価は２％予歪みを与えた後１７０℃で２０分の焼付工程相当の時効処理による降伏点の上昇量を測定することで評価した。
【０００８】
図１に、冷延焼鈍後の再冷延率（以後、２次冷延率と称す）７０％における１回目の冷延率（以後、１次冷延率と称す）とｒ値およびＢＨ性の関係を示す。１次冷延率が０％の従来法と比較し、本法では１次冷延率５０％以上の範囲でｒ値の著しい向上が見られる。このとき、ＢＨ性は冷延率によらず安定している。また、図２に１次冷延率７０％における２次冷延率とｒ値およびＢＨ性の関係を示す。２次冷延率が０％すなわち従来法と比較し、本法ではやはり冷延率５０％以上の範囲でｒ値の向上が著しい。このｒ値の向上する理由について、必ずしも明らかではないが以下のように推測される。１次冷延焼鈍は、鋼板に微細かつ均一な再結晶組織を生じさせ、しかも深絞り性に有効な集合組織の形成を阻害する微細な炭窒化物を成長、消失させる。そのため２次冷延焼鈍時の深絞り性に有効な集合組織を発達させる密度が増加したためと考えられる。一方、１次冷延率が小さい４０％以下においてｒ値が向上しないのは、１回目の焼鈍後の組織を観察したところ均一な再結晶組織が形成されてなく、２次冷延焼鈍しても、深絞り性に有利な再結晶集合組織が得られなかったためと考えられる。また、２次冷延率が４０％以下の場合にも同様であると考えられる。また、ＢＨ性は１次および２次冷延率に依存せず安定して得られていることがわかる。この原因について、１次冷延焼鈍によって粗大な析出物が生成したため、冷却時の再析出サイト密度が低く、焼鈍後に安定した固溶Ｃが残りやすくなったためと考えられる。
【０００９】
以下にこの発明における成分組成範囲の限定理由について説明する。
【００１０】
Ｃ：０．００１〜０．０１％
Ｃは低い程延性および深絞り性を向上させるが、低すぎるとＢＨ性を得られないため、その下限は０．００１０％となる。多量の固溶Ｃの存在は、プレス時においてストレッチャーストレインの発生など外観を損ねる原因となるため、後に述べるような炭窒化物形成元素を添加して固溶Ｃ量を適正化するが、Ｃ量が多いほど析出物も多く、多量の析出物の存在は著しく延性を損ねる。そのため、Ｃ量の上限は０．０１％とする。
【００１１】
Ａｌ：０．０１〜０．１％
Ａｌは、脱酸材として用いられ十分な脱酸を行うには０．０１％以上が必要である。また、固溶しているＮをＡｌＮとして無害化する。しかし、多量の添加は鋼中の介在物を増加させ、連続鋳造での生産性を低下させる原因となり、また鋼の清浄度を落とし延性が劣化するなどの問題が生じる。そのため鋼中Ａｌ量は０．１％以下とする。
【００１２】
Ｎ：０．００５％以下
鋼中の侵入型元素であるＮは、Ｃと同様ＢＨ性を発現する。しかし、室温での時効特性はＣに劣る。そのため、本発明ではＡｌおよびＴｉなどの窒化物形成元素を添加してＮを無害化する。なお、Ｎを過剰に含む場合、固定するための合金添加量も多くコスト的に不利であり、また多量の析出物の存在は延性を劣化する。そのため、Ｎ量の上限を０．００５％とする。
【００１３】
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは炭窒化物の形成により鋼中のＣ、Ｎを固定するために添加する。本発明では適量のＣを鋼中に残すことで主たるＢＨ性を発現させるため、原子モル量で（Ｃ＋Ｎ）量以上の添加はさける。すなわち、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうち１種以上を０．０５％以下でかつ（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１）／（Ｃ／１２＋Ｎ／１４）＜１の範囲をその含有量とする。
【００１４】
上記の成分範囲を満たすことで、本製造法により優れた深絞り性と焼付硬化性を確保できるが、さらに下記の元素を含有しても優れた特性が得られる。それらを以下に述べる。
【００１５】
Ｍｎ：０．０５〜２．０％
Ｍｎは成形性を損なわずに鋼板を高強度化する有効な元素である。しかし、２．０％以上の添加は延性を極端に下げるため、十分な成形性が得られず、また、０．０５％以上含まない場合には、Ｓに起因する熱間割れを抑止する効果が薄れる。したがって、その含有範囲は０．０５〜２．０％が適正である。
【００１６】
Ｓｉ：≦１．５％
ＳｉはＭｎと同様、延性を損なうことなく鋼板強度を上昇させる有効な元素である。しかし、１．５％以上の添加は延性を極端に下げるため、十分な成形性を確保できない。そのため１．５％を上限とする。
【００１７】
Ｐ≦０．１５％
ＰはＳｉ、Ｍｎと同様、鋼板強度を上昇させるのに有効な元素であり、しかも添加量あたりの強度上昇量が大きいため、低コストで高強度化できる元素である。しかし、０．１５％を超える添加はプレス成形性を劣化させ、また、粒界偏析により二次加工性を悪化させる。そのため上限は０．１５％とする。
【００１８】
Ｓ：≦０．０１５％
Ｓは熱間工程での割れを発生しやすいため、添加量は少ないほど良いが、Ｓ含有量の低減は精錬コストを増大させ、また生産性も阻害するなどの問題点がある。しかし本法ではＭｎあるいはＴｉなどの硫化物形成元素が添加されているため、Ｓは無害化されている。そのためＳ量は０．０１５％まで許容される。
【００１９】
Ｂ：≦０．００５％
鋼中のＢはＮと強い親和力をもつため、鋼中の固溶Ｎを固定する効果を有する。また、Ｂは粒界に偏析して粒界強度を高め、Ｐが多量に含まれる鋼板などの２次加工性を向上させる効果をもつ。但し、２次加工性への効果は１５ｐｐｍ程度で飽和し、これ以上は成形性に悪影響を及ぼす。そこで、Ｎを固定するＢ含有量も考慮し、上限を０．００５％とする。
【００２０】
次に本発明鋼の製造条件について説明する。
【００２１】
熱延条件は、通常の熱延で構わず、後述する冷延焼鈍を２回するための条件と最終の製品厚から定まる所定の厚みまで減ずればよい。
【００２２】
酸洗後の１次冷延率が５０％以下では、焼鈍後に微細均一な再結晶組織が得られず、２回冷延焼鈍時に良好な深絞り性が期待できない。したがって、その下限を５０％とする。
【００２３】
１回目の焼鈍温度（以後、中間焼鈍温度と称す）は、均一な再結晶粒が生成すれば良いので、再結晶温度以上であればよい。
【００２４】
２次冷延率が高いほど深絞り性が向上するが、低圧下率では１回目の冷延と同様均一な再結晶組織が得らず、深絞り性は向上しない。そこで２次冷延率は５０％以上とする。
【００２５】
２回目の焼鈍温度（以後、最終焼鈍温度と称す）は、本発明では過剰な固溶Ｃを利用してＢＨ性を得るため、高温焼鈍により炭化物を溶解させる必要がなく、再結晶温度以上８４０℃以下（但し、中間焼鈍よりも５０℃以上の温度域を除く）で十分である。
【００２６】
調圧率は通常の範囲で構わず、０．５〜３．０％でよい。
【００２７】
【実施例】
表１に示す組成の鋼を転炉−脱ガス法で溶製し、連続鋳造法にてスラブとし、ついで通常の熱間圧延を施し６．０ｍｍの板とし酸洗した後、表２に示す条件で、２回冷延焼鈍を行い、板厚０．７ｍｍとした鋼板に圧下率０．７％〜１．５％で調質圧延を施した。得られた鋼板をＪＩＳ５号試験片に加工し、該試験片の機械的性質について調べた結果を表２に示す。なおＢＨ性は前述の通り２％予歪み後、１７０℃で２０分焼付相当処理後の降伏点の上昇量で評価した。
【００２８】
【表１】
0003911075.tif 000002
【００２９】
【表２】
0003911075.tif 000003
表２より、発明鋼（Ａ〜Ｆ）では強度ＴＳが３００〜４５０ＭＰａの範囲において形状凍結性に優れるＹＳ≦２５０ＭＰａを満足し、かつｒ値＞２．２の深絞り性を得ているにも関わらず、３０〜５０ＭＰａのＢＨ性を熱延および焼鈍条件に関わらず安定して得られていることがわかる。なお、鋼Ｄおよび鋼Ｆについては、箱焼鈍形式で焼鈍した参考例である。しかし、Ｃ量が適合範囲外の比較鋼Ｇ、Ｈ、及びＴｉ量が適合範囲外の比較鋼Ｉ、及びＣ、Ｎ量と炭化物形成元素の原子モル比が適合範囲外の比較鋼Ｊでは、適正範囲内のＢＨ性が得られていない。また、製造条件の影響を見ると１次冷延率の低い比較鋼Ｋ、及び２次冷延率の低い比較鋼Ｌにおいては、適度なＢＨ性は得られているものの、深絞り性に劣る。
【００３０】
【発明の効果】
この発明によれば、製鋼、熱延、焼鈍の制約条件の影響を受けにくく、安定した焼付硬化性を有し、かつ一体成形化を可能とする超深絞り性を有する自動車の外板パネル用鋼板が製造できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】ｒ値およびＢＨ性に及ぼす１次冷延率の影響を示す図である。
【図２】ｒ値およびＢＨ性に及ぼす２次冷延率の影響を示す図である。
【図１】
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【図２】
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