JP2003253378A

JP2003253378A - 常温遅時効性と焼付硬化性に優れた薄鋼板

Info

Publication number: JP2003253378A
Application number: JP2002050900A
Authority: JP
Inventors: Atsushi Takahashi; 淳高橋; Masaaki Sugiyama; 昌章杉山; Yuichi Taniguchi; 裕一谷口; Masaaki Mizutani; 政昭水谷
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2002-02-27
Filing date: 2002-02-27
Publication date: 2003-09-10
Anticipated expiration: 2022-02-27
Also published as: JP3921100B2

Abstract

(57)【要約】【課題】常温遅時効性と焼付硬化性に優れた薄冷延鋼板
を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．００１〜０．２％、
Ｎ：０．０００１〜０．２％、Ｃ＋Ｎ：０．００２〜
０．３％、Ｓｉ：０．００１〜０．１％、Ｍｎ：０．０
１〜１％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．０５％
以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．００１
〜０．１％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％を含有し、残
部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ、鋼中に直
径１〜１０ｎｍの超微細析出物を１×１０¹⁷個/ｃｍ³以
上の密度で含むことを特徴とする常温遅時効性と焼付硬
化性に優れた薄鋼板。さらに、該薄鋼板が質量％で、Ｍ
ｏ：０．００５〜０．２５％、Ｃr：０．００５〜１．
０％、Ｗ：０．００５〜１．０％の１種または２種以上
を含有することが好ましい。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、常温遅時効性と焼
付硬化性に優れた薄鋼板に関する。

【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、プレス成形性に優れた
高張力鋼板が要望されていた。このようなプレス成形性
と高強度化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。この鋼板はプレス成形後
に、通常１５０℃〜２００℃の高温保持を含む塗装焼付
処理を施すことにより、降伏応力が上昇する鋼板であ
る。鋼中に固溶Ｃまたは固溶Ｎを存在させることによっ
て、塗装焼付け処理時の高温加熱でＣまたはＮがプレス
成形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。この上昇分が焼付硬化量（ＢＨ
量）である。

【０００３】ＢＨ量は一般に固溶Ｃ量または固溶Ｎ量を
増やすことによって増加する。このような硬化機構の問
題点は次の点にある。ＢＨ量を上げるために、固溶Ｃ量
または固溶Ｎ量を増加すると成形前に既に一部の転位が
固溶Ｃまたは固溶Ｎにより固着され（常温時効）、プレ
ス成形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る。これは製品特性を
著しく劣化させることになる。この常温時効の問題を解
決し、耐時効性に優れた高い塗装焼付硬化性を有する薄
鋼板を実現することは長年の課題であった。

【０００４】特開平５−３３１５５３号公報、特開平７
−３００６２３号公報はＮｂおよびＡｌ添加量を制御
し、焼付硬化性および耐時効性を実現する方法が開示さ
れている。この方法では固溶Ｎ量、固溶Ｃ量を適量にし
て耐時効性を得ようとする方法であり、ＢＨ量を上げる
ために固溶Ｃ量を増やすと時効劣化が生じることにな
り、高い焼付硬化特性を有する鋼を製造することはでき
ない。特開２０００−１７３８６号公報にはＭｏを適量
添加することで、鋼中に室温で安定なＭｏ−Ｃダイポー
ルを形成し、常温時効性と焼付硬化性を同時に得る方法
が開示されている。しかし、これらの特性発現に寄与す
るＣおよびＮの挙動についてはモデルが提案されている
に留まっており、十分な材料設計指針がなく、更なる高
いＢＨ特性の実現や、焼付温度の低下などの課題に十分
に対応できていないのが現状である。

【０００５】また、特開平１１−２２９０８５号公報に
はＮｂ／Ｃ比を最適にすることで、耐時効性に優れた冷
延鋼板を製造する方法が開示されている。ＮｂＣを微細
分散することで結晶粒を微細化し、粒界Ｃ量を増やすこ
とを述べているが、この方法では焼付硬化量を上げた場
合（ＢＨ量＞６０ＭＰａ）、降伏点伸びが現われ常温時
効性が保たれなくなる。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、このような
現状に鑑み、常温遅時効性と焼付硬化性に優れた薄鋼板
を提供するものである。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明者らはＣまたはＮ
を超微細析出物として鋼中に固定しておくことにより、
常温遅時効性と焼付硬化性のいずれにおいても優れた薄
鋼板とすることができることを見出し、この超微細析出
物の満たすべき要件を特定することによって、本発明を
完成させたもので、その要旨とするところは以下の通り
である。（１）質量％で、Ｃ：０．００１〜０．２％、Ｎ：０．
０００１〜０．２％、Ｃ＋Ｎ：０．００２〜０．３％、
Ｓｉ：０．００１〜０．１％、Ｍｎ：０．０１〜１％、
Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．０５％以下、Ａ
ｌ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．００１〜０．１
％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％を含有し、残部が鉄お
よび不可避的不純物からなり、かつ、鋼中に直径１〜１
０ｎｍの超微細析出物を１×１０¹⁷個/ｃｍ³以上の密度
で含むことを特徴とする常温遅時効性と焼付硬化性に優
れた薄鋼板。

【０００８】（２）質量％で、Ｍｏ：０．００５〜０．
２５％、Ｃr：０．００５〜１．０％、Ｗ：０．００５
〜１．０％の一種または２種以上を、さらに含有するこ
とを特徴とする前記（１）に記載の常温遅時効性と焼付
硬化性に優れた薄鋼板。（３）前記超微細析出物が炭化物、窒化物、炭窒化物の
いずれか１種または２種以上からなることを特徴とする
前記（１）または（２）に記載の常温遅時効性と焼付硬
化性に優れた薄鋼板。（４）前記炭化物、窒化物、炭窒化物がＴｉの炭化物、
窒化物、炭窒化物であることを特徴とする前記（３）に
記載の常温遅時効性と焼付硬化性に優れた薄鋼板。

【０００９】

【発明の実施の形態】本発明が対象とする析出物は直径
１〜１０ｎｍと非常に小さいため、通常の析出物と区別
して超微細析出物と記載する。なお、超微細析出物は、
炭化物、窒化物、炭窒化物またはこれらの集合体である
と考えられ、炭化物、窒化物、炭窒化物として、結晶質
であるか非晶質であるか、また、定比であるか不定比で
あるかは問わない。そのため、例えばＴｉの炭化物、窒
化物、炭窒化物またはこれらの集合体としてＴｉ（Ｎ，
Ｃ）のように記載し、これはＴｉおよびＣとＮの組成比
を示しているものではない。

【００１０】本発明の特徴は、高密度に分散したこのよ
うな超微細析出物に格子間原子であるＣまたはＮを固定
（トラップ）させることで、室温での常温時効を防い
で、焼付硬化型鋼板における常温遅時効性を向上させる
一方、１５０〜２００℃の塗装焼付温度においてトラッ
プから脱離し拡散によって転位位置に移動し転位を固着
させることで、高い焼付硬化性をも同時に実現させたこ
とである。フェライト鉄中のＣおよびＮは室温での固溶
度が小さく、エネルギー的に安定な位置に偏析濃化する
傾向がある。この偏析サイトとして、粒界部、転位部な
どの結晶欠陥部が挙げられる。本発明者は、アトムプロ
ーブ電界イオン顕微鏡（ＡｔｏｍＰｒｏｂｅＦｉｅ
ｌｄＩｏｎＭｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、以下ＡＰ−ＦＩ
Ｍと表記する）を使用し、この偏析サイトの詳細な研究
を行った。その結果、超微細析出物にＣ、Ｎが偏析濃化
することを突き止めた。超微細析出物のどの部分に偏析
濃化するかは明らかではないが、一つにはマトリックス
鉄との界面近傍と考えられる。

【００１１】超微細析出物に偏析濃化するＣ量またはＮ
量は、析出物サイズに依存する。この偏析ＣまたはＮを
転位固着に利用するためには、室温ではＣまたはＮが析
出物にトラップされ、焼付硬化温度でトラップサイトか
らＣまたはＮを脱離させなければならない。そのために
析出物サイズは最適なトラップエネルギーを有する超微
細析出物が有効となる。さらに焼付中にプレス成形によ
って導入された多量の転位にトラップサイトからＣまた
はＮを拡散供給するためには、これらのトラップサイト
が鋼中に高密度に存在し、かつ、分散していることが必
要となる。従ってトラップサイトとなる鋼中の超微細析
出物の数密度としては、少なくとも１×１０¹⁷個/ｃｍ³
が必要であり、５×１０¹⁷個/ｃｍ³以上の数密度が好ま
しく、さらに、１×１０¹⁸個/ｃｍ³以上の数密度がより
好ましい。１×１０¹⁷個/ｃｍ³未満であると、焼付温度
において偏析したＣまたはＮがプレス成形により導入さ
れた多量の転位にむらなく固着することができなくなる
ため、耐時効性または焼付硬化性は低下する。ここでは
数密度の上限を定めていないが、一般に１×１０²⁰個/
ｃｍ³を超える高密度の析出物の分散化は鋼強度を高め
ることになるため、成形性が問題となる場合がある。

【００１２】このような超微細析出物のサイズとしては
直径１〜１０ｎｍが好ましい。ここで１ｎｍより小さい
と、ＣまたはＮの有効なトラップサイトとはならない。
一方で１０ｎｍより大きいと、ＣまたはＮのトラップサ
イトとはなるが、１×１０¹⁷個/ｃｍ³以上の数密度を実
現するためにはそれだけ多くの成分を鋼に添加しなけれ
ばならず、固溶強化、分散強化によって鋼の成形性を著
しく低下させる要因となってしまう。本発明では超微細
析出物の種類を限定するものではないが、ＣまたはＮの
トラップサイトとして利用する超微細析出物としては炭
化物、窒化物、炭窒化物またはこれらの混合物が好まし
い。これはＣとＮは拡散係数が大きいためその炭化物、
窒化物、炭窒化物は微細分散させやすく、ＣまたはＮの
トラップサイトとして有効に利用しやすいためである。

【００１３】また、炭化物、窒化物、炭窒化物は、Ｔｉ
の炭化物、窒化物、炭窒化物が最も好ましい。その理由
は、Ｔｉは適当なトラップエネルギーを有する１〜１０
ｎｍの超微細析出物を形成しやすくするためである。本
発明における成分限定理由は以下の通りである。なお、
％は質量％を表す。ＣおよびＮは焼付硬化性を発現させ
る上で重要な元素であり、Ｃ＋Ｎ量０．００２％以上含
有することが必須である。しかしＣ＋Ｎ量が多すぎると
固溶量が増し、常温時効性を確保することが困難になる
ため上限を０．３％とした。

【００１４】Ｃ：０．００１％以上、Ｎ：０．０００１
％以上としたのは、これ未満への低減は製鋼での多大な
コストアップになるばかりでなく、高い焼付硬化性を得
られないからである。さらに炭素物、窒化物からなる超
微細析出物を高密度で作ることができなくなるためであ
る。一方、Ｃ：０．２％以下、Ｎ：０．２％以下とした
のは、これらの値を超えると強度が高くなり過ぎ加工性
を損なうためである。Ｍｎ、Ｓｉ、Ｐは薄鋼板として必
要とされる強度を得るためにかかせない基本成分であ
る。Ｍｎ：０．０１％、Ｓｉ：０．００１％、Ｐ：０．
００１％を下回ると強度が不足する。Ｍｎ：１％、Ｓ
ｉ：０．１％、Ｐ：０．１％を超えると強度が高くなり
すぎ加工性を損なうため、これらを上限値とする。

【００１５】Ｓは、０．０５％を超えると熱間圧延時に
赤熱脆化を起こし表面で割れる、いわゆる熱間脆化をお
こすことがあるため、０．０５％以下とする必要があ
る。Ａｌは脱酸剤として必要な元素であり０．００１％
以上必要であり、０．１％以下としたのはそれを超えて
添加すると強度が高くなり加工性を損なうためである。
Ｔｉは本発明の超微細析出物の形成に用いることのでき
る元素の一つであり、過剰なＣ、ＮやＳを固定して時効
性を確保するために０．００１％以上必要である。上限
を０．１％としたのは、それを超えて添加すると再結晶
温度が上昇しまた加工性の劣化を招くためである。

【００１６】ＮｂもＴｉ同様、本発明の超微細析出物の
形成に用いることのできる元素の一つである。その下限
を０．００１％としたのはそれ未満では時効性を確保す
ることが困難になるためであり、上限を０．１％とした
のはそれを超えて添加すると再結晶温度が上昇しまた加
工性の劣化を招くためである。Ｍｏ、Ｃｒ、Ｗは、その
メカニズムの詳細は明らかでないが、鋼中の析出物を微
細分散させる効果がある。すなわち、これらの１種また
は２種以上を添加することによって本発明の超微細析出
物を形成するための条件を緩和できる。各元素の添加量
の下限を０．００５％としたのはそれ未満ではこの効果
が得られないからであり、上限をＭｏについては０．２
５％、ＣｒとＷについては１．０％としたのはそれを超
えると強度が高くなって加工性を損なうばかりでなく、
高価なため合金コストが上がるためである。

【００１７】鋼中に直径１〜１０ｎｍの超微細析出物を
１×１０¹⁷個/ｃｍ³以上の数密度に分散させるために
は、例えば焼鈍を特定の条件で行うことにより実現でき
る。一般に焼鈍の冷却速度を遅くすると析出する炭化物
または窒化物のサイズが大きくなり数密度は小さくな
る。反対に冷却速度を大きくすると析出する炭化物また
は窒化物のサイズが小さくなり数密度は大きくなる。し
かしこの場合ＣまたはＮの固溶量が増加するため、適当
な過時効処理（ＯＡ）が有効となる。超微細析出物を高
密度に分散させるためには、鋼中の成分とその濃度によ
って焼鈍条件を選び出す必要がある。

【００１８】例えば、好ましい製造方法としては、鋳造
圧延後、焼鈍条件を限定することによって可能である。
焼鈍は８００℃以上Ａｃ₃温度以下で保持した後、１０
〜１００℃／ｓの冷却速度で冷却する。８００℃以上の
温度に保持するのは、一旦Ｃ、Ｎを固溶させるためであ
り、この温度未満では、通常の析出物の形で残存してし
まう。また、変態を避けるためＡｃ₃温度以下とする。
保持時間は、十分な効果を得るため１分以上が好まし
い。冷却速度は１０℃／ｓを下回ると析出物の大きさが
１０ｎｍを上回り易くなり、一方１００℃／ｓを超える
と固溶したままとなり、析出物を生じにくくなる。

【００１９】以上、一般的な好ましい製造方法ついて説
明したが、上記の通りＭｏにはこの条件を緩和する効果
があるなど、鋼成分によって、本発明の鋼板を製造する
条件は異なるため、ＡＰ−ＦＩＭで解析した結果に基づ
いて、製造方法を確定することが望ましい。ＡＰ−ＦＩ
Ｍを用いた原子存在状態の解析は以下のように行う。こ
の装置は透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）では観察不可能な原
子存在形態を結晶格子レベルの分解能で調べることがで
きる。針状研磨加工した試料に高電圧を印加し電界蒸発
したイオンの飛行時間を測定することにより質量電荷比
を求め、構成原子を決定する。これにより鋼中の析出物
の組成、偏析原子などを正確に調べることができる。さ
らに測定データの取り込み順から鋼中の存在位置も同時
に決定することができる。

【００２０】図１に本発明によって製造した冷延鋼板に
おける粒内マトリックス測定の結果の一例をラダーチャ
ートによって示した。ラダーチャートでは、横軸は検出
原子総数、縦軸は目的の原子の積算数を表わしている。
従ってグラフの傾きは目的の原子の濃度に相当し、偏析
濃化した部分では傾きが大きくなる（図中矢印）。横軸
は検出イオン取り込み順に相当するため、試料の深さ位
置（空間座標）を表わすことになる。Ｃ原子はＴｉＮお
よびＴｉと共に超微細析出物を形成していることがわか
る。優れた耐時効性が発現した鋼板において、粒内に１
×１０¹⁷個/ｃｍ³以上の分散した超微細析出物が観察さ
れた。

【００２１】超微細析出物の平均数密度は、任意方向の
マトリックス測定を多数回行いその中に観察された超微
細析出物数から求めた。ＡＰ−ＦＩＭでは一度の測定に
おける測定領域が小さく、超微細析出物が観察されない
場合はその数密度が小さいことを意味する。１回の測定
で測定できる原子数は１×１０⁵個とすると、超微細析
出物密度が１×１０¹⁷個/ｃｍ³未満の場合、ＡＰ−ＦＩ
Ｍ数回の測定では自然確率的に超微細析出物を観察する
ことは困難になる。従って、ＡＰ−ＦＩＭによる任意方
向のマトリックス測定によって超微細析出物が観察され
ない場合は、平均密度は１×１０¹⁷個/ｃｍ³未満と判断
する。またＴＥＭでは観察領域が大きいため、もっと低
密度の析出物を調べることはできるが、１０ｎｍ以下の
超微細析出物は分解能の点から観察困難になる場合が多
い。

【００２２】析出部サイズは析出物を構成している原子
数から見積もることができる。電界蒸発によって原子は
原子層ごとに蒸発し、測定される１原子層はプローブホ
ールサイズ、結晶面方位、針試料先端曲率半径等に依存
するが、一般に５０〜２００原子に相当する（軽金属(1
992)P236-247）。析出物が何原子層に及んでいるかを調
べることによって、析出物サイズを見積もることができ
る。例えば図１においては、約１０原子層に及んでお
り、２ｎｍ程度の析出物とみなせる。

【００２３】時効性と焼付硬化性の評価は次のように行
う。常温時効性は４０℃の雰囲気に７０日保持し引張試
験を行い、この時の降伏点伸び（ＹＰ−Ｅｌ）を測定す
ることによって調べることができるが、ここでは代わり
に１００℃×１時間の人工加速試験によって耐時効性を
評価した。このＹＰ−Ｅｌ値が０．４％以下を良好とし
た。また、焼付硬化性の測定は、薄鋼板を２％引張り１
７０℃にて２０分保持した後の降伏応力（ＹＰ）を測定
し、先に２％引張試験を行った時の強度の差すなわちＢ
Ｈ量として評価した。本発明の薄鋼板は熱延鋼板、冷延
鋼板のどちらでもかまわない。さらに熱間圧延工程、冷
間圧延工程は特に限定されるものではない。次に実施例
によって本発明の作用効果をさらに具体的に説明する
が、それらは単に例示のためであって、それによって本
発明は不当に制限されることはない。

【００２４】

【実施例】表１に記載した化学組成を有する供試材を溶
製した。なお、化学成分の％は質量％を表す。

【００２５】

【表１】

【００２６】表２に記載した条件で、熱間圧延、冷間圧
延を行い、その後焼鈍を行い冷延鋼板とした。

【００２７】

【表２】

【００２８】表３に機械的試験の結果を示す。ここでｅ
ｘ．Ｃとは添加Ｃ量からＴｉとＮｂによって析出させた
量を差し引いた値で、表に示した式によって見積もっ
た。

【００２９】

【表３】

【００３０】（実施例１）表１の鋼種ｃ、ｅを使用し、
表２に記載した各製造条件で冷延鋼板を製造した。熱間
圧延の仕上温度は９００℃、巻き取り温度は６００〜７
００℃とした。また冷間圧延率は７０〜８０％とし、
０．８ｍｍ厚に冷間圧延した。冷間圧延後、８００〜８
２０℃で３分の焼鈍処理を行い、種々の冷却速度で冷却
させた。さらにいくつかのものについては過時効処理
（ＯＡ）を施した。焼鈍済みの鋼板に１％の調質圧延を
行い冷延鋼板とした。表３に製造した鋼板（鋼板１〜
９）の機械的特性の結果と、ＡＰ−ＦＩＭによって調べ
た超微細析出物の平均数密度を示す。鋼種ｃにおいては
Ｅの製造条件（鋼板５）において、５×１０¹⁷個／ｃｍ
³の超微細析出物が観察され、良好なＢＨ特性、耐時効
性を同時に示した。また鋼種ｅにおいても、Ｅの製造条
件において、超微細析出物が観察され良好な耐時効性を
示した。それ以外の条件では、析出物密度が小さくまた
はサイズが１０ｎｍ超と大きくなっており、ＢＨ量は良
好であったが耐時効性は良くなかった。ＢＨ特性および
耐時効特性は、高い密度の超微細析出物が観察されたＥ
の製造条件において最も優れていた。

【００３１】これにより、高い数密度の超微細析出物を
分散させた鋼を製造することによって、高いＢＨ特性と
優れた耐時効性を同時に実現できている。（実施例２）表１のように成分調整された鋼（鋼種ａ〜
ｈ）を表２の製造条件Ｂによって冷延鋼板とする（鋼板
１０〜１７）。熱間圧延の仕上温度は９００℃、巻き取
り温度は６５０℃とした。また冷間圧延率は７０％と
し、０．８ｍｍ厚に冷間圧延した。冷間圧延後、８００
℃で１分の焼鈍処理を行った。焼鈍済みの鋼板に１％の
調質圧延を行い冷延鋼板とした。

【００３２】表３において耐時効性評価のためのＹＰ−
Ｅｌ値は１００℃×１時間の促進時効によって調べた。
ｅｘ．Ｃ量が多い鋼ほど、ＢＨ値が高く現われており、
ｅｘ．Ｃが０．００３％以上の鋼では６０ＭＰａ以上の
高いＢＨ値が得られている。これらの鋼の耐時効性を降
伏点伸びにより評価すると、Ｍｏを十分な量添加した鋼
板１０、１５については優れた耐時効性を示している。
また、Ｍｏを微量添加した鋼板１１、１３、さらにＣｒ
とＷを添加した鋼板１７においても、耐時効性を示して
いる。一方、Ｍｏを無添加とした鋼板１２、１４、１６
では大きな降伏点伸びが現われており耐時効性が得られ
ていない。遅時効性を示した鋼板には鋼中に超微細析出
物がＡＰ−ＦＩＭによって観察できたことから、これが
遅時効性に影響したものと考えられる。

【００３３】またさらに、Ｍｏを０．１３４％、Ｃを
０．００３７％添加し、製造条件Ｂで製造した鋼板１０
と、同じＣ量を有しＭｏ無添加の鋼板１２について、詳
細な比較を行った。鋼板１０の場合、超微細析出物数密
度は１×１０¹⁸個／ｃｍ³で、ＢＨ量は６０ＭＰａを超
えているが、降伏点伸びは０．１％以下と極めて良好な
常温遅時効性を示した。一方、鋼板１２では、超微細析
出物数密度は観察されず（１×１０¹⁷個／ｃｍ³未満と
判断される）、ＢＨ量は６０ＭＰａを超えているが、Ｙ
Ｐ−Ｅｌ値は１．０％以上で、常温遅時効性はみられな
かった。またこの鋼ではプレス加工時にストレッチャー
ストレインが現われた。

【００３４】表４には、良好な焼付硬化性および常温遅
時効性を示した鋼板１０においてＡＰ−ＦＩＭにより観
察された超微細析出物の原子組成の例を示す。

【００３５】

【表４】

【００３６】超微細析出物は数原子から数十原子のＣお
よびＴｉ、Ｎの複合体からなりそのサイズは数ｎｍ以下
であった。その組成を調べると、Ｃ原子数が｛（Ｔｉ原
子数）−（Ｎ原子数）｝より多くなり、余剰Ｃの存在を
示した。すなわちこの超微細析出物はＴｉＮまたはＴｉ
Ｃの超微細析出物にＣが偏析濃化したものである。偏析
したＣ量はＴｉ（Ｎ，Ｃ）のサイズに依存し、十数原子
以上からなる超微細析出物においては余剰Ｃが数十原子
以上余分に存在していることがわかった。ＡＰ−ＦＩＭ
ではイオンの検出率が６０％程度であるため、実際の原
子数はこれよりも多くなる。さらにＴｉＣ析出物は一般
にＴｉＣ_x（ｘ≦１）の組成をもつため、ここでは余剰
Ｃ量を過小評価していることになる。

【００３７】一方、ＡＰ−ＦＩＭ測定により固溶Ｃ量を
調べたところ、平均濃度で０．０００５質量％以下とな
り、鋼中に含まれるＣの多くは超微細析出物に偏析濃化
していることがわかった。次に、この鋼板１０に２％引
張予歪を印加して１７０℃×２０分焼付硬化させた試料
について同じ観察を行った。しかし、超微細析出物に化
学量論的に余分なＣは測定されなかった。すなわち超微
細析出物に偏析濃化したＣは焼付硬化過程で、転位に拡
散し、転位固着（コットレル雰囲気形成）の供給元とな
ったと考えられる。

【００３８】一方で、Ｍｏを添加しない供試材（鋼板１
２）についても同様の観察を試みたが、ＡＰ−ＦＩＭに
よるマトリックス測定によって鋼中に超微細析出物が観
察されなかった。これは析出物の数密度が１×１０¹⁷個
/ｃｍ³未満であることを意味する。ＴＥＭ観察を行った
ところ５０ｎｍ以上の比較的大型のＴｉ（Ｎ，Ｃ）析出
物が観察されたが、平均数密度では１×１０¹²個/ｃｍ³
以下であった。次に、Ｍｏを十分添加した鋼種ａについ
て、製造条件Ｄで製造した鋼板１８と、製造条件Ｇで製
造した鋼板１９について、詳細な比較を行った。条件Ｄ
により製造した鋼板１８においては、優れたＢＨ特性を
示したものの耐時効性は劣っており、超微細析出物は観
察されなかった。一方で同じ鋼種の条件Ｇにより製造し
た鋼板１９においてはＢＨ特性、耐時効性共に良好であ
り、超微細析出物数密度は２×１０¹⁷個／ｃｍ³であっ
た。これらの結果は、Ｍｏ添加は優れたＢＨ特性、優れ
た耐時効性を有する鋼板の製造条件の範囲を広げること
を示すものである。

【００３９】以上の実験から、超微細析出物を鋼中に高
密度に分散させ、それらにＣまたはＮを偏析濃化させる
ことで、常温時効を防ぎ、焼付硬化温度でトラップから
離脱したＣまたはＮにより転位を固着し鋼を強化したこ
とが示された。これにより、高い数密度の超微細析出物
を分散させた鋼を製造することによって、高いＢＨ特性
と優れた耐時効性を同時に実現できている。

【００４０】

【発明の効果】本発明により常温遅時効と焼付硬化性に
優れた薄鋼板が提供され、その産業上の価値は極めて高
いといえる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明によって製造した冷延鋼板における粒
内マトリックスのＡＰ−ＦＩＭ測定のラダーチャートを
示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者谷口裕一愛知県東海市東海町５−３新日本製鐵株式会社名古屋製鐵所内 (72)発明者水谷政昭愛知県東海市東海町５−３新日本製鐵株式会社名古屋製鐵所内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】質量％で、Ｃ：０．００１〜０．２％、Ｎ：０．０００１〜０．２％、Ｃ＋Ｎ：０．００２〜０．３％、Ｓｉ：０．００１〜０．１％、Ｍｎ：０．０１〜１％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％を含有し、残部が鉄および
不可避的不純物からなり、かつ、鋼中に直径１〜１０ｎ
ｍの超微細析出物を１×１０¹⁷個/ｃｍ³以上の密度で含
むことを特徴とする常温遅時効性と焼付硬化性に優れた
薄鋼板。
【請求項２】質量％で、Ｍｏ：０．００５〜０．２５％、Ｃr：０．００５〜
１．０％、Ｗ：０．００５〜１．０％の１種または２種
以上を、さらに含有することを特徴とする請求項１に記
載の常温遅時効性と焼付硬化性に優れた薄鋼板。
【請求項３】前記超微細析出物が炭化物、窒化物、炭
窒化物のいずれか１種または２種以上からなることを特
徴とする請求項１または２に記載の常温遅時効性と焼付
硬化性に優れた薄鋼板。
【請求項４】前記炭化物、窒化物、炭窒化物がＴｉの
炭化物、窒化物、炭窒化物であることを特徴とする請求
項３に記載の常温遅時効性と焼付硬化性に優れた薄鋼
板。