JP4580334B2 - 深絞り用高強度鋼板及び溶融めっき鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、自動車及び家電等の分野に適用される深絞り用高強度冷延鋼板及びその製造方法並びに溶融めっき鋼板及びその製造方法に関し、特に自動車の燃料タンク用途に好適な深絞り用高強度冷延鋼板及びその製造方法並びに溶融めっき鋼板及びその製造方法に関する。

近年、自動車用鋼板においては、車体重量軽減による燃費向上を目的として、高強度化が進んでいる。燃料タンク用鋼板でも同様に、タンクの軽量化、車体デザインの複雑化により、燃料タンクの収納設置場所の関係から、燃料タンクの複雑化が進み、優れた成形性が要求される。このような成形性と高強度の両立の要望を満足させるために、極低炭素鋼にＴｉやＮｂのような炭窒化物形成元素を添加したＩＦ（Interstitial Free）鋼に、Ｐ、Ｓｉ、Ｍｎ等の固溶強化元素を添加した高強度ＩＦ鋼が開発されてきた。

しかしながら、ＩＦ鋼はＣやＮ等をＴｉやＮｂで炭化物として析出固定するために、結晶粒界が非常に清浄になり、成形後に粒界破壊により二次加工脆化が発生しやすくなるという問題点がある。さらに、高強度ＩＦ鋼の場合、固溶強化元素で粒内が強化され、相対的な粒界強度の低下が顕著になるため、二次加工脆化が促進されるという問題点がある。

また燃料タンクは、上面と下面を別々にプレス成形され、これらをシーム溶接またはレーザ溶接で接合して用いられる。しかし、鋼板を高強度化しても、溶接継手強度を鋼板の高強度化に見合う高さまで向上させることができないという問題点がある。同時に、燃料タンクは、重要保安部品であるため、低温地域の冬季における衝突に対しても、耐破壊性を向上させる必要があるが、従来技術で高強度化した鋼板で燃料タンクを製造した場合、低温衝撃で溶接部が脆性破壊することが懸念される。

これらの問題点のうち、二次加工脆化を回避する目的で、いくつかの方法が提案されている。例えば、特許文献１に示される開示技術では、Ｔｉ添加ＩＦ鋼をベースに、粒界偏析による耐二次加工脆化の劣化を回避するため、Ｐ添加量をできるだけ低減させ、その分、Ｍｎ、Ｓｉを多量に添加することで、深絞り性および耐二次加工脆性に優れた高張力薄鋼板を製造する技術が提案されている。また、特許文献２に示される開示技術では、極低炭素鋼板を用いて、Ｔｉ、Ｎｂに加えてＢを添加することで、粒界強度を上昇させ、耐二次加工脆性を高める技術が提案されている。この特許文献２に示される開示技術では、耐二次加工脆性を向上と、オーステナイト粒の再結晶の遅れに伴う熱間圧延時における負荷の増大防止を念頭におき、最適なＢ添加量を見出している。

溶接性を改善する目的でもいくつかの提案がなされている。例えば、特許文献３に示される開示技術では、ＴｉあるいはＮｂを添加した極低炭素鋼板を焼鈍時に浸炭し、表層にマルテンサイトやベイナイト組織を形成し、スポット溶接性の向上を図るものである。特許文献４は極低炭素鋼にＣｕを添加し、溶接時の熱影響部を広くすることにより、スポット溶接継手強度を高めようとするものである。特許文献５は鋼にＭｇを添加し、Ｍｇ酸化物、Ｍｇ硫化物を形成し、ピニング効果により、溶接部、熱影響部の細粒化を図り、ひいては溶接部の成形性を向上させ、材質の劣化防止を図る技術である。
特開平５−５９４９１号公報 特開平６−５７３７３号公報 特開平７−１８８７７７号公報 特開平８−２９１３６４号公報 特開２００１−２８８５３４号公報

しかしながら、上記特許文献１、２の開示技術では、加工性、耐二次加工脆性は良好であるが、溶接継手効率が低いという問題点が残る。特許文献３記載の方法は焼鈍中に浸炭するため、実際の製造設備では通板速度、雰囲気ガス組成、温度が一定でないので、浸炭量が変化し、製造する鋼板の間で材質のバラツキが大きくなる。このため、安定した鋼板の製造が困難となる。特許文献４記載の方法はＣｕを多量に添加するため、Ｃｕによる表面欠陥が多発し、歩留まりが低下してしまうという問題点がある。更に特許文献５記載の方法は、比較的溶接後の冷却速度の遅いアーク溶接等では効果があるが、冷却速度の速いシーム溶接等ではその効果が認められないという欠点がある。また、薄鋼板において、溶接部の靭性を向上させようとする技術がないばかりか、溶接部の靭性に関する問題提起すらされていないのが現状である。

そこで本発明は、上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、３８０ＭＰａ以上、５９０ＭＰａ未満の引張強度で、自動車用鋼板、とりわけ燃料タンク用途に適用可能なプレス成形性を有し、かつ耐二次加工脆性、シーム溶接、レーザ溶接等の溶接継手効率の優れた深絞り用高強度冷延鋼板、溶融めっき鋼板、並びにそれらの製造方法を提案することを目的とする。

本発明に係る深絞り用高強度鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：１．２〜３．０％、Ｐ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．０２〜０．０８０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ａｌ：０．１０〜０．９０％、Ｎ：０．００１０〜０．００８０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、前記不可避的不純物としてＮを含有し、 Ｐ含有量（％）を［Ｐ］、Ｔｉ含有量（％）を［Ｔｉ］、Ｎ含有量（％）を［Ｎ］としたとき、下記数式（１）により表されるＴ^*が０．０４％未満であり、且つ引張り強さＴＳ（ＭＰａ）の絶対値がＰの重量％の絶対値の１×１０⁴ 倍以上であることを特徴とする。

本発明に係る深絞り用高強度鋼板の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：１．２〜３．０％、Ｐ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．０２〜０．０８０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ａｌ：０．１０〜０．９０％、Ｎ：０．００１０〜０．００８０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、前記不可避的不純物としてＮを含有し、Ｐ含有量（％）を［Ｐ］、Ｔｉ含有量（％）を［Ｔｉ］、Ｎ含有量（％）を［Ｎ］としたとき、数式（１）により表されるＴ^*が０．０４％未満である組成の溶鋼を連続鋳造してスラブを得る工程と、前記スラブを仕上げ温度がＡｒ３温度以上、巻取り温度が７５０℃以下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５０％以上の冷延率で冷間圧延して所定の厚さの冷延コイルとする工程と、前記冷延コイルを再結晶温度以上の温度で焼鈍する工程とを有し、前記冷延鋼板の引張り強さＴＳ（ＭＰａ）の絶対値がＰの重量％の絶対値の１×１０⁴ 倍以上であることを特徴とする。

本発明に係る溶融めっき鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：１．２〜３．０％、Ｐ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：
０．０２〜０．０８０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ａｌ：０．１０〜０．９０％、Ｎ：０．００１０〜０．００８０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、前記不可避的不純物としてＮを含有し、Ｐ含有量（％）を［Ｐ］、Ｔｉ含有量（％）を［Ｔｉ］、Ｎ含有量（％）を［Ｎ］としたとき、数式（１）により表されるＴ^*が０．０４％未満であり、且つ引張り強さＴＳ（ＭＰａ）の絶対値がＰの重量％の絶対値の１×１０⁴ 倍以上であることを特徴とする。

本発明に係る溶融めっき鋼板の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：１．２〜３．０％、Ｐ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．０２〜０．０８０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ａｌ：０．１０〜０．９０％、Ｎ：０．００１０〜０．００８０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、前記不可避的不純物としてＮを含有し、Ｐ含有量（％）を［Ｐ］、Ｔｉ含有量（％）を［Ｔｉ］、Ｎ含有量（％）を［Ｎ］としたとき、下記数式（Ａ）により表されるＴ^*が０．０４％未満である組成の溶鋼を連続鋳造してスラブを得る工程と、前記スラブを仕上げ温度がＡｒ３温度以上、巻取り温度が７５０℃以下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５０％以上の冷延率で冷間圧延して所定の厚さの冷延コイルとする工程と、前記冷延コイルを再結晶温度以上の温度で焼鈍すると共に、その冷却過程において前記冷延コイルの表面に溶融めっきを施す工程を有し、前記溶融めっき鋼板の引張り強さＴＳ（ＭＰａ）の絶対値がＰの重量％の絶対値の１×１０⁴ 倍以上であることを特徴とする。

本発明によれば、従来、固溶強化元素とされていたＰを引張り強さと特定の関係以下に低減し、Ｍｎ、Ａｌ含有量を高め、かつ、Ｔｉ、Ｐ及びＮの含有量を特定の関係を満足させているため、優れたプレス成形性を有すると共に、優れた耐二次加工脆性及び溶接継手効率を併せ持つ高強度冷延鋼板及び高強度溶融めっき鋼板が得られる。この効果は、鋼板の高強度化を可能とし、自動車の車体重量軽減による燃費向上を可能とする。とりわけ、燃料タンクの軽量化、車体デザインの複雑化を可能となる。この効果は工業的には極めて大きい。

以下、本発明を実施するための最良の形態について、深絞り用高強度冷延鋼板（以下、単に冷延鋼板という）を例にして詳細に説明する。以下、組成における重量％は、単に％と記載する。また、継ぎ手効率とは、この冷延鋼板を溶接した溶接継手における溶接部の強度及び靭性を指す。

本発明者等は、従来技術では極めて困難であった優れたプレス成形性を有し、且つ優れた耐二次加工脆性、シーム溶接、レーザ溶接継手効率を併せ持つ高強度冷延鋼板及び高強度溶融めっき鋼板を得るため、鋭意検討を重ねた結果、従来、固溶強化元素とされていたＰの含有量をできだけ低減すると共に、Ｍｎ、Ａｌ含有量を高め、同時に加工性を高めるために鋼中のＣ及びＮを固定するＴｉ量を規定し、更に、Ｔｉ、Ｎ及びＰ含有量の関係が特定の条件を満足するようにすると、シーム溶接、レーザ溶接継手効率及び耐二次加工脆性を一段と改善できることを見出した。

以下、本発明の冷延鋼板を構成する各成分の添加理由及び数値限定理由について説明する。

本発明の冷延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：１．２〜３．０％、Ｐ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．０２〜０．０８０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ａｌ：０．１０〜０．９０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、前記不可避的不純物としてＮを含有し、Ｐ含有量（％）を［Ｐ］、Ｔｉ含有量（％）を［Ｔｉ］、Ｎ含有量（％）を［Ｎ］としたとき、下記数式（Ａ）により表されるＴ^*が０．０４％未満であり、引張り強さＴＳ（ＭＰａ）の絶対値がＰの重量％の絶対値の１×１０⁴ 倍以上である。

このとき、さらに強度調整のための選択元素として、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％を含有させるようにしてもよい。

Ｃ：０．０００５〜０．００５％
Ｃは、鋼の焼入れ性と強度を制御する最も基本的な元素であり、本発明において極めて重要な元素である。即ちＣは、Ｔｉと結合して炭化物を形成し、高強度化を達成するために極めて有効な元素である。しかしながら、Ｃが０．００５％を超えて添加されると、加工性の低下を招くと共に、Ｃを固定するために必要となるＴｉを添加しても、シーム溶接、レーザ溶接継手効率の低下を招くため、Ｃ含有量は０．００５％以下とする。また、極めて高い加工性を要求される場合には、Ｃ含有量を０．００２０％以下とすることが好ましい。一方、本発明の冷延鋼板においては、Ｃ含有量が低くても、ある程度は他の強化方法で補うことができる。しかしながら、Ｃ含有量が０．０００５％未満では強度確保が困難になると共に、Ｃ含有量を０．０００５％未満に低下させるには製鋼時の脱炭コストの上昇を招く。よって、Ｃ含有量は０．０００５％以上とする。

Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
Ｓｉは、固溶強化元素として一般に知られている元素である。しかしながら、Ｓｉ含有量が多くなると、具体的には、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、溶融めっき性が損なわれる。よって、本発明においては、Ｓｉは０．５０％以下の範囲で添加する。一方、Ｓｉの含有量が少なくなると、具体的には、Ｓｉ含有量が０．０５％未満になると、鋼板の強度が低下するため、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする。

Ｍｎ：１．２〜３．０％
Ｍｎは、Ｓｉと同様に焼入れ性を向上させると共に固溶強化により素材強度を上昇させる元素であり、耐二次加工性脆性の向上を目的とした本発明の冷延鋼板を高強度化するために重要な元素の１つである。Ｍｎには、組織を微細化して高強度化する機構と、固溶強化による高強度化機構とがあるが、Ｍｎ含有量が１．２％未満の場合、その添加効果が得られない。一方、Ｍｎの含有量が３．０％を超えると、深絞り性の指標であるｒ値の面内異方性が大きくなり、プレス成形性が損なわれる。よって、Ｍｎ含有量は１．２〜３．０％とする。なお、Ｍｎ含有量の好ましい範囲は１．４〜２．０％であり、これにより、鋼板の強度及び成形性をより高めることができる。

Ｐ：０．００５〜０．０５％
Ｐは、添加しても加工性の劣化が少なく、固溶強化で高強度化に有効な元素である。しかしながら、Ｐは、粒界に偏析して耐二次加工脆性を劣化させると共に、溶接部に凝固偏析を生じ、溶接継手効率を低下させる元素でもある。そこで、本発明においては、粒界への偏析を防止するため、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。なお、Ｐ含有量の下限は特に規定する必要はないが、Ｐ含有量を０．００５％未満にするためには、精錬コストが高くなる上に、強度の確保が困難となるため、Ｐ含有量は０．００５％以上とする。

Ｔｉ：０．０２〜０．０８０％
Ｔｉは、Ｎ及びＣとの親和力が強く、凝固時に炭窒化物を形成し、鋼中に固溶しているＮ及びＣを低減して、加工性を高める効果がある。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．０２％未満では、この効果が得られない。一方、Ｔｉの含有量が多くなると、具体的には、Ｔｉ含有量が０．０８０％を超えると、溶接継手の溶接部の強度及び靭性、即ち、溶接継手効率が劣化する。よって、Ｔｉ含有量は０．０２〜０．０８０％とする。

Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
Ｂは、粒界に偏析することにより、粒界強度を高め、耐二次加工脆性を良好にする元素である。しかしながら、Ｂ含有量が０．０００５％未満の場合、その効果が得られない。一方、Ｂ含有量が多くなると、具体的には、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、その添加効果が飽和するだけでなく、再結晶温度が高くなり、高温焼鈍が必要となるため、製造コストの上昇を招くと共に、加工性が劣化し、ひいては溶接継手効率が劣化する。よって、Ｂ含有量は、０．０００５〜０．００５０％とする。なお、Ｂ含有量の好ましい範囲は、０．００１０〜０．００３０％である。

Ａｌ：０．１０〜０．９０％
Ａｌは鋼を溶製するときに脱酸材として用いられることが良く知られている。本発明者等はＡｌ添加量を通常の脱酸に必要な量以上の０．１０％以上にすることにより、シーム溶接継ぎ手効率が良好になる。一方、Ａｌ添加量が多くなると、鋼板の表面品質が劣化するので、Ａｌ添加量の上限を０．９０％とした。なお、このＡｌの好ましい範囲は、優れたシーム溶接が得られる条件として０．２０〜０．６０である。なお、Ａｌ含有量の下限を上述の値に設定した理由については、後において詳細に説明をする。

Ｎ：０．００１０〜０．００８０％
Ｎは、鋼の精錬時に不可避的に混入する元素であるが、Ｔｉ、Ａｌの窒化物を形成し、加工性に悪影響を及ぼさないが、溶接性を劣化させる。このため、Ｎ量を０．００８０％以下にする必要がある。一方、Ｎ量を０．００１０％以下に低減するには製造コストが高くなるので、下限を０．００１０％とした。

引張り強さＴＳ（ＭＰａ）の絶対値がＰの重量％の絶対値の１×１０⁴ 倍以上
Ｐは加工性の劣化が少なく、固溶強化で高強度化に有効な元素であることがよく知られている。このため、従来は高強度を得るためにはＰを多量に添加していたが、強度に対して特定の添加量以上にＰを添加すると耐二次加工脆性、溶接継手効率が急激に劣化することを知見した。この理由から、引張り強さＴＳ（ＭＰａ）の絶対値がＰの重量％の絶対値の１×１０⁴ 倍以上とする必要がある。一般に引張り強度は、基本的には鋼成分に、副次的に製造条件に影響される。鋼成分設計に際し、Ｐ添加量を極力少なくし、Ｓｉ、Ｍｎを溶接性、加工性、耐二次加工脆性、めっき性に悪影響を及ぼさない範囲で含有量を多くする必要がある。また製造に際しては、強度を低下させる、熱間圧延時の巻取り温度を高温にしないように、また焼鈍温度を８５０℃以上としたいわゆる高温焼鈍を行わないようにすることが好ましい。

Ｔ^＊：０．０４％未満
本発明者等は、下記数式（２）により規定されるＴ^＊の値が大きくなると、溶接継手効率が劣化することを見出した。なお、下記数式（２）における［Ｔｉ］はＴｉ含有量（％）、［Ｎ］はＮ含有量（％）、［Ｐ］はＰ含有量（％）である。Ｔ^＊の値が０．０４％以上の場合、特に、低温における継手効率の劣化が顕著となり、脆性破壊破面が生じる温度が高温になって、溶接部の靭性が劣化する。以上の理由から、Ｔ^＊の値を０．０４％未満とする。

更に、本発明の冷延鋼板においては、必要に応じて、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏから選択された少なくとも１種の元素を添加することができる。以下、これらの元素の添加理由及び数値限定理由について説明する。

Ｎｉ：０．０１〜１．０％
Ｎｉは、Ｍｎと同様に高強度化に有効な元素である。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．０１％未満の場合、その効果が得られない。一方、Ｎｉは、１．０％を超えて添加すると、製造コストの上昇を招く。よって、Ｎｉを選択元素として添加する場合は、０．０１〜１．０％の範囲とする。

Ｃｒ：０．０１〜１．０％
Ｃｒは、加工性を劣化させることなく、高強度化を実現するために有効な元素である。しかしながら、Ｃｒ含有量が０．０１％未満では、その効果が得られない。一方、Ｃｒの含有量が１．０％を超えると、製造コストの上昇を招くと共に、めっき性が阻害される。よって、選択元素としてＣｒを添加する場合は、０．０１〜１．０％の範囲とする。

Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｍｏは、固溶体強化で鋼板の強度を高める元素である。また、本発明者等は、Ｍｏを添加することにより、加工性が良好となることを見出した。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．０１％未満の場合、これらの効果が得られない。一方、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると、効果が飽和し、製造コストの上昇を招く。よって、本発明においては、Ｍｏは、特に加工性が必要となる場合に、０．０１〜１．０％の範囲で添加する。

なお、本発明の冷延鋼板における残部、即ち、上述した各元素以外の成分は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。
本発明においては、従来、固溶強化元素とされていたＰの含有量を低減すると共に、Ｍｎ含有量を高め、かつ、Ｔｉ含有量、Ｐ含有量及びＮ含有量が特定の関係を満足するようにしているため、優れたプレス成形性を有し、かつ優れた耐二次加工脆性及び溶接継手効率を併せ持つ冷延鋼板が得られる。これにより、鋼板の高強度化が可能となり、自動車の車体重量軽減による燃費向上が実現できる。特に、燃料タンクの軽量化及び車体デザインの複雑化を可能となる。この効果は工業的には極めて大きい。

なお、本発明の冷延鋼板においては、上述した各元素以外に、Ｓ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ等の元素を、通常の範囲で添加することもでき、それにより上述した本発明の特徴が損なわれることはない。

また、本発明の冷延鋼板は、その表面に亜鉛、Ａｌ合金、Ｓｎ及びＳｎ−Ｚｎ合金等からなるめっき層を設けることにより、溶融めっき鋼板として使用することができる。

次に、Ａｌ含有量の下限を上述の如き０．１０％に限定した理由について説明をする。Ｃ：０．００２０〜０．００３０％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：１．３〜２．０％、Ｐ：０．０２〜０．０３％、Ｔｉ：０．０４〜０．０８％、Ｎ：０．００３０〜０．００４５％、Ｂ；０．００２０％とした上で更にＡｌ：０．０４％〜１．０％に変化させた成分の鋼を真空溶解炉で溶製し、１２５０℃まで加熱後、仕上げ温度が８９０〜９１０℃で３．７ｍｍ厚まで熱延し、６５０℃まで強制冷却し、６４０℃に保持した加熱炉に装入、炉冷した。この熱延板を脱スケール後に１．０ｍｍ厚に冷間圧延し、７８０℃×６０秒の焼鈍を行い、１．０％の調質圧延を施した。この鋼板を二枚重ねでシーム溶接を行い、図１に示す形状でピール試験を−６０℃で行い、そのピール強度を測定した。−６０℃におけるピール強度とＡｌ含有量の関係を図２に示す。この図２に示すように、Ａｌ含有量が０．１％以上になると−６０℃のピール強度が３５０ＭＰａ以上となり優れたシーム溶接性を示すことがわかる。

次に、本発明の冷延鋼板の製造方法について説明する。本発明の冷延鋼板を製造する際は、先ず上述した鋼組成となるように、原料を転炉又は電気炉に投入し、真空脱ガス処理してスラブを造り、このスラブを熱間圧延に供して熱延コイルとする。この熱延コイルは通常、脱スケール後に冷間圧延して、所定の板厚に調整された後、焼鈍される。この焼鈍鋼板は調質圧延され、更に、電気めっき等の表面処理が施された後、出荷される。

この際、熱間圧延の加熱温度は、何℃に設定しても本発明の特徴が損なわれてないため、圧延の操業に支障が無い範囲で選べばよい。熱延圧延の仕上温度が、Ａｒ３温度以下になると鋼板の加工性を損なうことからＡｒ３温度以上で熱間圧延することが好ましい。熱延巻取り温度が７５０℃以上の高温になると冷延焼鈍後の鋼板の強度が低くなるので、７５０℃以下とすることが好ましい。更に、冷間圧延率が５０％以下になると、焼鈍後の鋼板の強度が低下し、深絞り加工性が劣化するので、５０％以上とする必要がある。好ましい範囲は、同様の理由から６５〜８０％である。

本発明の冷延鋼板は、冷間圧延後に焼鈍されるが、この焼鈍温度は、再結晶温度以上にする必要がある。一方、焼鈍温度が高くなると鋼板強度が低下するので、８５０℃以下とすることが好ましい。また、連続焼鈍方式で焼鈍する場合は、冷却中に過時効処理が存在しても、しなくても本発明の特徴を損なわれないので、過時効処理は実施しても、しなくてもどちらでもよい。

また、本発明の冷延鋼板を溶融めっき鋼板として使用する場合は、前述の焼鈍工程の冷却過程において、表面に亜鉛、Ａｌ合金、Ｓｎ及びＳｎ−Ｚｎ合金等が溶融めっきされる。

次に、本発明の実施例１について説明する。先ず、下記表１に示す鋼組成のスラブを、１２００℃に加熱保持した後、熱延仕上温度が８５０〜８８０℃、巻き取り温度が６００〜６５０℃の条件で、板厚が３．７ｍｍの熱延鋼板とし、更に、酸洗した後で厚さが１．２ｍｍとなるまで冷間圧延した。次に、この冷延板を８００℃で６５秒間保持するサイクルの焼鈍を行った後、１．０％の調質圧延を行った。

次に、上述の方法で作製した実施例及び比較例の各鋼板の引張り特性、深絞り加工の指標であるｒ値、耐二次加工脆性及び溶接継手効率について調査した。以下、その評価方法について説明する。

引張り特性は、引張り方向が圧延方向と平行になるようにＪＩＳ５号試験片を採取し、引張り試験を行い、引張り強度、伸びで評価した。ＴＳが４４０ＭＰａ以上で伸びが３５％以上を合格とした。

ｒ値は、圧延方向に平行、４５°、直角にそれぞれＪＩＳ５号試験片を採取し、ｒ値を測定した。ｒ値の評価は、各方向の平均値で行った。平均値は、圧延方向に平行なｒ値をｒ_０、４５°方向のｒ値をｒ_４５、直角方向のｒ値をｒ_９０としたとき、ｒ＝（ｒ_０＋２＊ｒ_４５＋ｒ_９０）／４で求めた。ｒ値は１．５０以上を合格とした。

耐二次加工脆性は、鋼板（板厚：１．２ｍｍ）を直径１００ｍｍにブランキングした後、外径が５０ｍｍのポンチで円筒絞りを行い、その絞りカップを３０°の円錐台に載せ、種々の温度条件下で、高さ１ｍ位置から重さ５ｋｇの錘を落下させて、カップに割れが発生しない最低の温度（耐二次加工脆性温度）を求めた。この耐二次加工脆性温度は、鋼板の板厚及び試験方法により変化するが、本実施例においては、−５０℃以下を合格とした。

溶接継手効率は、鋼板（板厚：１．２ｍｍ）を２枚重ねてシーム溶接し、その溶接部の強度及び靭性について評価した。その際、溶接部の強度は、剪断引張り強度と母材の引張り強度との比（剪断引張り強度／母材の引張り強度）により評価した。また、溶接部の靭性は、図１に示す形状の鋼板１ａ，１ｂをシーム溶接して試験片を作製し、その溶接部２について、温度を変えてピール試験を行った。そして、破断面をＳＥＭ（Scanning Electron Microscope：走査型電子顕微鏡）で観察し、破断面に脆性破面が見られない最低の温度を調べた。なお、本実施例においては、剪断引張り強度が母材の引張り強度の７５％以上のもの、及びピール試験において脆性破面が生じない最低温度が−３０℃以下のものを合格とした。以上の試験結果を下記表２に示す。

上記表２に示すように、本発明の範囲内の実施例であるＮｏ．１の鋼板及びＮｏ．２の鋼板は、ｒ値が１．６以上、伸びが３５％以上と優れた加工特性を有すると共に、耐二次加工脆性が−６０℃であり、シーム溶接のピール試験の脆性破面が生じない温度が−６０℃と優れている上に、−６０℃におけるピール強度も４００ＭＰａ以上となり、優れたシーム溶接性を有することがわかる。

Ｎｏ．３の鋼板は、Ｍｏを０．２５％添加した本発明範囲内の実施例である。このＮｏ．３の鋼板も優れた加工特性を有すると共に、耐二次加工脆性、溶接継手効率の良好な特性を有することがわかる。Ｎｏ．4の鋼板は、Ｎｉを０．４５％、Ｃｒを０．１０％添加した本発明範囲内の実施例である。この鋼板も加工特性が良好で、耐二次加工脆性,溶接継手効率も良好であることがわかる。Ｎｏ．５の鋼板は、Ｃｒを０．４５％添加した本発明範囲内の実施例である。この鋼板も、優れた加工特性、耐二次加工脆性、溶接継手効率を有している。

Ｎｏ．６の鋼板は、Aｌ含有量が０．０３５％と本発明範囲の下限から逸脱した比較鋼である。Ａｌ含有量が低いと、加工性、耐二次加工脆性は良好であるが、シーム溶接のピール試験で、脆性破面が生じなくなる温度が０℃と高く、また０℃でのピール強度も２７８ＭＰａと本発明範囲内の実施例に比較して低く、シーム溶接性が劣ることがわかる。Ｎｏ．７の鋼板は、Ｐ含有量が０．０７０％と本発明範囲から逸脱し、Ｐ含有量の絶対値が引張り強度ＴＳ（ＭＰａ）の絶対値の０．０００１倍未満の条件からも逸脱した比較例である。このＮｏ．７の鋼板の加工特性は良好であるが、縦割れ発生温度が20℃と耐二次加工脆性が劣り、加えて、シーム溶接のピール強度が２２５ＭＰａと低く、脆性破面が生じなくなる温度も２０℃と高く、シーム溶接性が劣ることがわかる。

Ｎｏ．８の鋼板はＣ含有量が０．０１９％と本発明範囲から外れた比較例である。この鋼板は伸びが低く、加工性が劣る上に、ピール強度が低く、シーム溶接性も劣ることがわかる。Ｎｏ．９の鋼板はＴｉ含有量が０．１０５％、Ｔｉ*が０．０８５７％と本発明範囲から外れた比較例である。このＮｏ．９の鋼板は、シーム溶接性が本発明の実施例に比較して劣ることがわかる。Ｎｏ．１０の鋼板はＭｎ含有量が３．５０％と本発明範囲の上限から外れた比較例である。このＮｏ．１０の鋼板は、ｒ値が１．１５と加工特性が劣ると共に、耐二次加工脆性やシーム溶接性も劣る。

Ｎｏ．１１の鋼はＢ含有量が０．００６５％と本発明範囲の上限を外れた比較例である。この鋼板は加工性が劣る上に、シーム溶接のピール強度が低く、脆性破面が生じない温度も０℃と高く、溶接部の靭性が劣ることがわかる。

表３に記載の鋼組成のスラブを１２００℃に加熱保持後に、熱延仕上温度が８５０℃〜８８０℃、巻取り温度が６００℃〜６５０℃の条件で板厚：３．７ｍｍの熱延鋼板を造り、酸洗後に１．２ｍｍ厚まで冷間圧延した。この冷延板を８００℃で６５秒保持する熱サイクルの焼鈍を行い、焼鈍の冷却途中でアルミニウム合金めっきを施した。溶融アルミニウムめっきは無酸化炉−還元タイプのラインを使用し、めっき後ガスワイピング法でめっき付着量を両面で６０ｇ／ｍ^２に調整し、その後冷却し、ゼロスパングル処理を施した。この際のめっき浴組成はＡｌ：９０％、Ｓｉ：１０％であった。めっき後にＣｒ^３＋主体のクロメート処理を施し、インラインで１．０％の調質圧延を行った。

次に、上述の方法で作製した実施例及び比較例の各溶融めっき鋼板の引張り特性、深絞り加工の指標であるr値、耐二次加工脆性、シーム溶接性について調査した。なお、各項目の調査方法及び評価基準は前述の実施例１と同様にした。また、上記項目に加えて、目視によりめっき層表面の状況（めっき性）を調査した。このめっき性は、不めっき部の有無で評価し、不めっきが全くないものを〇、不めっきがあるものを×とした。以上の評価結果を下記表４に示す。

上記表４に示すように、本発明の範囲内の実施例であるＮｏ．１Ａ、２Ａの鋼板は、ｒ値が１．６以上、伸びも３５％以上で優れた加工特性を有すると共に、耐二次加工脆性は−５０、−６０℃と良好であり、さらに溶接継手効率（シーム溶接性）も良好な特性を有し、さらにめっき性も良好であることがわかる。Ｎｏ．３Ａの鋼板は、Ｍｏを０．２５％含有させた本発明範囲内の実施例である。このＮｏ．３Ａの鋼板も優れた加工特性を有すると共に、耐二次加工脆性,溶接継手効率の良好な特性を有し、めっき性も優れている。Ｎｏ．４Ａ、５Ａの鋼板はNi、Crをそれぞれ添加した本発明範囲内の実施例である。このＮｏ．４Ａ、５Ａの鋼板も加工性,耐二次加工脆性,溶接継手効率，めっき性共に優れた特性を有することがわかる。

Ｎｏ．６Ａの鋼板は、Ａｌ含有量が０．０３５％であり、本発明範囲から外れた比較例である。このＮｏ．６Ａの鋼板は、加工性、耐二次加工脆性は優れているが、シーム溶接のピール試験で脆性破面が生じなくなる温度が０℃と高く、本発明の目的を満足しない。Ｎｏ．７Ａの鋼板は、Ｐ含有量が０．０７０％であり、本発明範囲の上限から逸脱した比較例である。このＮｏ．７Ａの鋼板は耐二次加工脆性が２０℃と悪く、溶接継手特性も本発明範囲内の実施例に比べて悪く、本発明の目標を満足していない。Ｎｏ．９Ａの鋼板は、Ｔｉ含有量が本発明範囲から逸脱した比較鋼である。Ａｌめっきを行っても、冷延鋼板の場合と同様に、加工性、耐二次加工脆性、シーム溶接性、めっき性のすべてを共に満足する特性が得られない。Ｎｏ．１０Ａの鋼板は、Ｍｎ含有量が、Ｎｏ．１１Ａの鋼板は、Ｂ含有量がそれぞれ本発明範囲から外れた比較例である。これらのめっき鋼板は、加工性およびシーム溶接性、めっき性が劣り、本発明の目的を満足しない。

ピール試験方法を示す断面図である。 Ａｌ含有量に対するピール強度の関係を示す図である。

符号の説明

１ａ，１ｂ 鋼板
２ 溶接部

Claims (8)

1. 重量％で、
   Ｃ：０．０００５〜０．００５％、
   Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
   Ｍｎ：１．２〜３．０％、
   Ｐ：０．００５〜０．０５％、
   Ｔｉ：０．０２〜０．０８０％、
   Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、
   Ａｌ：０．１０〜０．９０％、
   Ｎ：０．００１０〜０．００８０％を含有し、
   残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、前記不可避的不純物としてＮを含有し、
   Ｐ含有量（％）を［Ｐ］、Ｔｉ含有量（％）を［Ｔｉ］、Ｎ含有量（％）を［Ｎ］としたとき、下記数式（Ａ）により表されるＴ^*が０．０４％未満であり、
   且つ引張り強さＴＳ（ＭＰａ）の絶対値がＰの重量％の絶対値の１×１０⁴ 倍以上であることを特徴とする深絞り用高強度冷延鋼板。
   

   
2. さらに重量％で、
   Ｎｉ：０．０１〜１．０％、
   Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
   Ｍｏ：０．０１〜１．０％を含有することを特徴とする請求項１記載の深絞り用高強度冷延鋼板。
3. 重量％で、
   Ｃ：０．０００５〜０．００５％、
   Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
   Ｍｎ：１．２〜３．０％、
   Ｐ：０．００５〜０．０５％、
   Ｔｉ：０．０２〜０．０８０％、
   Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、
   Ａｌ：０．１０〜０．９０％、
   Ｎ：０．００１０〜０．００８０％を含有し、
   残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、前記不可避的不純物としてＮを含有し、
   Ｐ含有量（％）を［Ｐ］、Ｔｉ含有量（％）を［Ｔｉ］、Ｎ含有量（％）を［Ｎ］としたとき、下記数式（Ａ）により表されるＴ^*が０．０４％未満である組成の溶鋼を連続鋳造してスラブを得る工程と、
   前記スラブを仕上げ温度がＡｒ３温度以上、巻取り温度が７５０℃以下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５０％以上の冷延率で冷間圧延して所定の厚さの冷延コイルとする工程と、
   前記冷延コイルを再結晶温度以上の温度で焼鈍する工程とを有し、
   前記冷延鋼板の引張り強さＴＳ（ＭＰａ）の絶対値がＰの重量％の絶対値の１×１０⁴ 倍以上であることを特徴とする深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法。
   

   
4. 前記スラブを得る工程では、さらに重量％で、
   Ｎｉ：０．０１〜１．０％、
   Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
   Ｍｏ：０．０１〜１．０％を含有する組成の溶鋼を連続鋳造することを特徴とする請求項３記載の深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法。
5. 重量％で、
   Ｃ：０．０００５〜０．００５％、
   Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
   Ｍｎ：１．２〜３．０％、
   Ｐ：０．００５〜０．０５％、
   Ｔｉ：０．０２〜０．０８０％、
   Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、
   Ａｌ：０．１０〜０．９０％、
   Ｎ：０．００１０〜０．００８０％を含有し、
   残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、前記不可避的不純物としてＮを含有し、
   Ｐ含有量（％）を［Ｐ］、Ｔｉ含有量（％）を［Ｔｉ］、Ｎ含有量（％）を［Ｎ］としたとき、下記数式（Ａ）により表されるＴ^*が０．０４％未満であり、
   且つ引張り強さＴＳ（ＭＰａ）の絶対値がＰの重量％の絶対値の１×１０⁴ 倍以上であることを特徴とする溶融めっき鋼板。
   

   
6. さらに重量％で、
   Ｎｉ：０．０１〜１．０％、
   Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
   Ｍｏ：０．０１〜１．０％を含有することを特徴とする請求項５記載の溶融めっき鋼板。
7. 重量％で、
   Ｃ：０．０００５〜０．００５％、
   Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
   Ｍｎ：１．２〜３．０％、
   Ｐ：０．００５〜０．０５％、
   Ｔｉ：０．０２〜０．０８０％、
   Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、
   Ａｌ：０．１０〜０．９０％、
   Ｎ：０．００１０〜０．００８０％を含有し、
   残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、前記不可避的不純物としてＮを含有し、
   Ｐ含有量（％）を［Ｐ］、Ｔｉ含有量（％）を［Ｔｉ］、Ｎ含有量（％）を［Ｎ］としたとき、下記数式（Ａ）により表されるＴ^*が０．０４％未満である組成の溶鋼を連続鋳造してスラブを得る工程と、
   前記スラブを仕上げ温度がＡｒ３温度以上、巻取り温度が７５０℃以下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５０％以上の冷延率で冷間圧延して所定の厚さの冷延コイルとする工程と、
   前記冷延コイルを再結晶温度以上の温度で焼鈍すると共に、その冷却過程において前記冷延コイルの表面に溶融めっきを施す工程を有し、
   前記溶融めっき鋼板の引張り強さＴＳ（ＭＰａ）の絶対値がＰの重量％の絶対値の１×１０⁴ 倍以上であることを特徴とする溶融めっき鋼板の製造方法。
   

   
8. 前記スラブを得る工程では、さらに重量％で、
   Ｎｉ：０．０１〜１．０％、
   Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
   Ｍｏ：０．０１〜１．０％を含有する組成の溶鋼を連続鋳造することを特徴とする請求項７記載の溶融めっき鋼板の製造方法。

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