JP3740875B2 - 耐衝撃特性に優れた深絞り用冷延薄鋼板 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、冷延鋼板に係り、とくに自動車の内板用として、曲げ加工、伸びフランジ加工、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】
最近、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。さらに、最近では、衝突時に乗員の安全を確保するため、自動車の安全性が重視され、衝突時のエネルギーを吸収できる耐衝撃特性に優れた鋼板が要求されるようになっている。
【０００３】
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、降伏強さが上昇するのである。しかしながら、塗装焼付硬化型鋼板は、降伏強さを上昇させることができるものの引張強さは上昇させることができないため、耐デント性が必要となる外板に主として適用されるに留まっていた。
【０００４】
自動車の内板用に使用される冷延鋼板には、その具備すべき特性として優れた深絞り性が要求され、そのためには鋼板特性として高いｒ値と高い延性が必要とされる。
従来、深絞り用高強度冷延鋼板は、極低炭素鋼に、Si、Mn、Ｐ等を強化元素として添加し、通常の熱間圧延と冷間圧延を施したのち、再結晶焼鈍を施す方法で製造されてきた。しかしながら、高強度を得るために、多量の固溶強化元素を添加することから、深絞り性を低下させる集合組織が形成され、低いｒ値しか得られなかった。
【０００５】
このような問題に対し、例えば特公昭60-47328号公報には、極低炭素鋼にTi、Nb、Ｂを複合添加し、深絞り性と焼付硬化性を向上させた冷延鋼板が開示されている。しかしながら、この冷延鋼板では、塗装焼付処理後の降伏強さが上昇し耐デント性が向上するものの、引張強さの上昇や耐衝撃特性の向上は得られない。高張力薄鋼板の耐衝撃特性については、例えば、「鉄と鋼,Vol.83 (1997),p748 」には、フェライト−マルテンサイト２相組織鋼が優れた耐衝撃特性を示すことが示されている。しかしながら、フェライト−マルテンサイト２相組織鋼は、r 値が1.0 未満で深絞り性が低いため、適用できる分野も限定されていた。
【０００６】
一方、特開平10−310824号公報、特開平10−310847号公報には、プレス成形後、熱処理を施すことにより、強度が上昇する溶融亜鉛めっき鋼板に関する技術が開示されている。
しかし、これらの鋼板は、プレス成形後に 250〜 450℃に加熱する熱処理を必要とし、プレス後に施される 100〜 200℃の塗装焼付処理のみでは、強度の上昇が不十分で、後工程として自動車メーカーでさらに高い温度での熱処理を必要とするという問題があった。また、これら鋼板は、熱処理により強度は上昇するが、深絞り性は自動車の内板用として十分に満足できるものではない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
このようなことから、自動車用鋼板としては、自動車製造時には強度が低くプレス成形性に優れ、完成時には強度が高くしかも耐衝撃特性に優れた冷延薄鋼板が強く要望されていた。
本発明は、上記した従来技術の問題を有利に解決し、優れたプレス成形性を有し、かつプレス成形後の塗装焼付処理により引張強さが上昇するとともに、耐衝撃特性も向上する高張力冷延薄鋼板を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記した課題を達成するために、深絞り用冷延薄鋼板について、塗装焼付処理後の耐衝撃特性におよぼす要因について鋭意研究を行った。その結果、予変形後の塗装焼付処理時に予変形により導入された転位上に微細炭化物を析出させるか、または固溶Ｃで転位を強く固着させることにより、塗装焼付処理後の降伏強さおよび引張強さが高くなり、これにより塗装焼付処理後の耐衝撃特性が格段に向上することを知見した。
【０００９】
まず、本発明の基礎となった研究結果を説明する。
Ｃ：0.005 重量％（以下、％で表示する）、Si：0.02％、Mn：0.1 ％、Ｐ：0.05％、Ｓ：0.005 ％、Al：0.04％、Ｎ：0.002 ％、Nb：0.02〜0.04％、Ｂ：0.001 ％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成のシートバーを、1150℃に加熱し均熱化したのち、仕上温度が900 ℃となるように３パス圧延を行い、板厚3.5mm の熱延板として600 ℃×１hrのコイル巻き取り処理を施した。ついで、これら熱延板に圧下率80％の冷間圧延を施したのち、850 ℃×40sec の再結晶焼鈍を施し、さらに圧下率0.8 ％のスキンパス圧延を施した。
【００１０】
このようにして得た冷延板から、JIS 5 号引張試験片を採取し歪速度2 ×10-2／ｓで通常の引張試験を実施し、降伏強さＹＳ、引張強さＴＳを測定した。
また、これら冷延板に、10％引張予歪を付加し、170 ℃×20min の熱処理（塗装焼付処理相当）を施したのち、引張試験片を採取し通常の引張試験および高速引張試験を実施した。
【００１１】
熱処理後の通常の引張試験は、JIS 5 号引張試験片を用い、歪速度2 ×10-2／ｓで引張試験を実施し、熱処理（塗装焼付処理相当）後の降伏強さ（ＹＳ）BH、引張強さ（ＴＳ）BHを求めた。
また、熱処理後の高速引張試験は、平行部2.5mm 、ゲージ長さ3.8mm の高速引張試験片を使用し、ホプキンソン棒法衝撃引張試験機で、歪速度は2 ×103 ／ｓで試験した。耐衝撃特性は、高速引張試験の応力−歪曲線から、歪量30％までの吸収エネルギーを求め評価した。
【００１２】
これらの結果を、（ＹＳ）BH／ＹＳと（ＴＳ）BH／ＴＳの関係で整理し、図１に示す。
図１から、耐衝撃特性は、（ＹＳ）BH／ＹＳが1.30以上で、かつ（ＴＳ）BH／ＴＳが1.05以上の領域で、はじめて衝撃吸収エネルギーが155MJ/m3以上となることがわかる。衝撃吸収エネルギーＥが155MJ/m3未満では、耐衝突特性が不足する。
【００１３】
なお、衝撃吸収エネルギーＥが160MJ/m3以上と顕著に向上するのは、（ＹＳ）BH／ＹＳが1.50以上、（ＴＳ）BH／ＴＳが1.10以上の領域である。
本発明は、上記した知見に基づいて構成されたものである。
すなわち、本発明は、重量％で、Ｃ：0.0005〜0.02％（但し、 0.010 ％以下を除く）、Si：0.01 〜1.0 ％、 Mn：0.05 〜3.0 ％、Ｐ：0.005 〜0.15％、Ｓ：0.02％以下、Al：0.005 〜0.20％、Ｎ：0.02％以下を含み、さらに、Ti：0.001 〜0.2 ％、Nb：0.001 〜0.2 ％、Ｂ：0.0001〜0.005 ％、Ｖ：0.001 〜0.2 ％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、固溶Ｃ量を 0.0005 〜 0.0060 ％（但し、 0.0020 ％以下を除く）含み、かつ予変形前の降伏強さＹＳ、引張強さＴＳと、予変形を与え塗装焼付処理相当の熱処理を施した後の降伏強さ（ＹＳ）BH、引張強さ（ＴＳ）BHが、下記（１）、（２）式
（ＹＳ）BH／ＹＳ≧1.3 ……（１）
（ＴＳ）BH／ＴＳ≧1.05 ……（２）
を満足することを特徴とする塗装焼付処理後の耐衝撃特性に優れた深絞り用冷延薄鋼板である。
【００１４】
なお、本発明では、予変形とは、10％の引張予歪を与える変形であり自動車内板のプレス成形時に導入される変形量に相当するものであり、また、塗装焼付処理相当の熱処理とは、170 ℃×20min の熱処理を意味する。
本発明では、降伏強さ（ＹＳ）BH、引張強さ（ＴＳ）BHとは、10％の引張予歪を与える変形を施したのち、170 ℃×20min の熱処理を施した試験片で、引張試験を行い、得られた降伏強さ、引張強さをいうものとする。
【００１５】
なお、本発明鋼板が、予変形後熱処理を施すことにより、ＹＳのみならずＴＳも上昇する理由については、詳細は明らかではないが、以下のように考えられる。従来のＢＨ鋼板は、鋼中の数ppm の固溶Ｃを残留させ、予変形後、熱処理を施すことにより、固溶Ｃが転位を固着する。この固溶Ｃにより固着された転位は、引張試験時の上降伏応力に達すると、固溶Ｃの固着からはずれるため、上降伏応力は上昇するものの、ＴＳはほとんど変化しない。一方、固溶Ｃを従来のＢＨ鋼板に比べて多量に残留させることにより、予変形後の熱処理時に、転位上に微細炭化物が析出、または固溶Ｃが転位をより強く固着することにより、上降伏応力に達しても、予変形により導入された転位は移動することができず、引張り変形を進行させるために新たな転位が導入される。したがって、最終的に導入される転位の量が多くなるため、ＴＳが上昇すると考えられる。
【００１６】
【発明の実施の形態】
まず、本発明の冷延鋼板の成分組成の限定理由について説明する。
Ｃ：0.0005〜0.02％（但し、 0.010 ％以下を除く）
Ｃは、本発明では重要な元素であり、塗装焼付処理後の強度を上昇させ、耐衝撃特性を向上させる。このような効果は0.0005％以上の含有で認められる。一方、0.02％を超えると、深絞り性が低下するうえ、それ以上の強度増加が得られず、また耐衝撃特性の顕著な向上も認められない。このようなことから、Ｃは0.0005〜0.02％（但し、 0.010 ％以下を除く）に限定した。
【００１７】
Si：0.01 〜1.0 ％
Siは、鋼を強化する作用を有しており、所望の強度に応じ0.01 ％以上含有される。しかし、含有量が1.0 ％を超えると、深絞り性が劣化する。このため、Siは1.0 ％以下に限定した。なお、好ましくは、 0.8％以下である。
Mn：0.05 〜3.0 ％
Mnは、鋼を強化する作用を有しており、所望の強度に応じ0.05 ％以上含有される。しかし、含有量が3.0 ％を超えると、深絞り性が劣化する。このため、Mnは3.0 ％以下に限定した。なお、好ましくは、 1.5％以下である。
【００１８】
Ｐ：0.005 〜0.15％
Ｐは、鋼を強化する作用を有しており、所望の強度に応じ0.005 ％以上含有される。しかし、0.15％を超えると、深絞り性が劣化する。このため、Ｐは0.15％以下に限定した。なお、好ましくは、 0.10％以下である。
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。
【００１９】
Al：0.005 〜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。このためには、少なくとも0.005 ％以上含有する。一方、0.20％を超えて含有してもそれに見合う効果が得られない。このため、Alは0.005 〜0.20％に限定した。なお、好ましくは、0.01〜0.10％である。
【００２０】
Ｎ：0.02％以下
Ｎは、深絞り性を劣化させるため、できるだけ低減するのが望ましいが、0.02％までは許容できる。このためＮは0.02％以下に限定した。
Ti：0.001 〜0.2 ％、Nb：0.001 〜0.2 ％、Ｂ：0.0001〜0.005 ％、Ｖ：0.001 〜0.2 ％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ti、Nb、Ｖは、いずれも鋼中のＣを析出物として固定し、再結晶焼鈍前に固溶Ｃを低減し、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、析出した炭化物は、再結晶焼鈍時に再溶解し、鋼中の固溶Ｃを増加させ、塗装焼付処理時に、予変形により導入された転位を固着させるとともに、微細析出物として析出し、塗装焼付処理後の降伏強さおよび引張強さを増加させる。本発明では、Ti、Nb、Ｂ、Ｖのうちの１種または２種以上を選択して含有できる。Ｂは必要に応じ添加できる。
【００２１】
Tiは、鋼中の固溶Ｃ、固溶Ｎ、固溶ＳをTiC 、TiN 、TiS として固定し、固溶Ｃ、Ｎ、Ｓを低減して再結晶焼鈍時に｛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。Ti含有量が0.001 ％未満では、その効果が認められない。一方、含有量が0.2 ％を超えると深絞り性が劣化する。このため、Tiは0.001 〜0.2 ％に限定した。
【００２２】
Nbは、本発明において重要な元素であり、NbC として析出し、鋼中の固溶Ｃを固定し再結晶焼鈍時に｛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。Nb含有量が0.001 ％未満では、その効果が認められない。一方、含有量が0.2 ％を超えると深絞り性が劣化する。このため、Nbは0.001 〜0.2 ％に限定した。
【００２３】
Ｖは、VCとして析出し、鋼中の固溶Ｃを固定し再結晶焼鈍時に｛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。Ｖ含有量が0.001 ％未満では、その効果が認められない。一方、含有量が0.2 ％を超えると深絞り性が劣化する。このため、Ｖは0.001 〜0.2 ％に限定した。
Ｂは、鋼中の固溶ＮをBNとして固定し固溶Ｎ量を低減し、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するとともに、粒界を強化して耐２次加工脆性を向上させるため、必要に応じ含有する。Ｂ含有量が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 ％に限定した。
【００２４】
なお、塗装焼付処理時に微細析出物を析出させ、降伏強さおよび引張強さを増加させるためには、塗装焼付処理前の鋼板中の固溶Ｃ、あるいは固溶Ｎを一定範囲（固溶Ｃ：0.0005〜0.0060％（但し、 0.0020 ％以下を除く））に調整する必要がある。そのため、Ti、Nb、ＶとＣとの関係を 0.2×Ｃ/12 ≦（Ti/48 ＋Nb/93 ＋Ｖ/51 ）≦ 1.5×Ｃ/12 とするのが好ましい。
【００２５】
本発明の冷延鋼板は、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。
本発明の冷延薄鋼板は、予変形前の降伏強さＹＳ、引張強さＴＳと、予変形を与え塗装焼付処理相当の熱処理を施した後の降伏強さ（ＹＳ）BH、引張強さ（ＴＳ）BHが、次（１）および（２）式
（ＹＳ）BH／ＹＳ≧1.3 ……（１）
（ＴＳ）BH／ＴＳ≧1.05 ……（２）
を満足する。これにより、耐衝撃特性が顕著に向上する。より、一層の耐衝撃特性の向上のためには、（ＹＳ）BH／ＹＳ≧1.5 、（ＴＳ）BH／ＴＳ≧1.10とするのが好ましい。
【００２６】
つぎに、好ましい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。
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、このため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。このため、加熱温度の下限は900 ℃とするのが好ましい。
【００２７】
熱間圧延の全圧下率は、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。
また、熱間圧延における仕上圧延は960 〜650 ℃の温度範囲で終了するのが好ましい。熱間圧延仕上温度（ＦＤＴ）は、Ａr3変態点以上のγ域あるいはＡr3変態点以下のα域でもよいが、熱間仕上温度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し、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。
【００２８】
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 ℃の範囲とするのが好ましい。
【００２９】
ついで、熱延板に、好ましくは圧下率：50％以上の冷間圧延を施す。
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％の範囲とするのが好ましい。
冷間圧延を施された冷延板は、ついで再結晶焼鈍を施される。焼鈍方法は連続焼鈍ラインあるいは連続溶融亜鉛めっきラインのいずれを利用して行ってもよい。なお、焼鈍温度は700 ℃以上で５sec 以上とするのが好ましい。焼鈍温度が700 ℃未満、５sec 未満では、再結晶が完了せず、そのため深絞り性が低下する。深絞り性をより一層の向上させるためには800 ℃以上で５sec 以上とするのが望ましい。なお、焼鈍温度の上限は 950℃とするのが好ましい。焼鈍温度が 950℃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。
【００３０】
なお、この焼鈍により、炭化物として析出していた析出物は、一部溶解し固溶Ｃとなる。塗装焼付処理により微細析出物を析出させ、降伏強さおよび引張強さを上昇させ、耐衝撃特性を向上させるためには、固溶Ｃ量を0.0005〜0.0060％（但し、 0.0020 ％以下を除く）の範囲で確保する必要がある。このための焼鈍条件は、焼鈍温度を 800℃以上とし、または冷却速度を10℃/s以上とするのが好ましい。
【００３１】
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。
【００３２】
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。
【００３３】
【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（鋼帯）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に示す条件で連続焼鈍ラインで再結晶焼鈍を施した。得られた鋼帯に、さらに圧下率0.8 ％の調質圧延を施した。
【００３４】
得られた製品板（冷延鋼帯）の材料特性（引張特性、ｒ値）を調査し、その結果を表２に示す。また、製品板に、予変形として10％の引張予歪を与えたのち、塗装焼付処理相当の熱処理として170 ℃×20min の熱処理を施したのち、引張特性および耐衝撃特性を調査した。
引張特性は、製品板からJIS ５号試験片を採取し、歪速度2 ×10-3／ｓで引張試験を実施し、降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥｌ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。
【００３５】
予変形−塗装焼付処理後の引張特性は、同じくJIS ５号試験片を用い、降伏強さ（ＹＳ）BH、引張強さ（ＴＳ）BHを測定した。また、予変形−塗装焼付処理後の製品板から、特殊引張試験片（平行部2.5mm 、ゲージ長さ3.8mm ）を使用し、ホプキンソン棒法衝撃引張試験機で、歪速度は2 ×103 ／ｓで引張試験を実施し、応力−歪曲線から、歪量30％までの吸収エネルギーを求めて、予変形−塗装焼付処理後の耐衝撃特性を評価した。
【００３６】
これらの結果を表２に示す。
【００３７】
【表１】
【００３８】
【表２】
【００３９】
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、高いｒ値と高い予変形−塗装焼付処理後の耐衝撃特性（衝撃吸収エネルギー）を有し、優れた深絞り性と優れた塗装焼付処理後の耐衝撃特性を有していることがわかる。
【００４０】
【発明の効果】
本発明によれば、従来に比べ、プレス成形時に優れた深絞り性を維持しつつ、プレス成形−塗装焼付後の耐衝撃特性に優れた冷延薄鋼板が、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】衝撃吸収エネルギー（Ｅ）におよぼす、（ＹＳ）BH／ＹＳと（ＴＳ）BH／（ＴＳ）の関係を示すグラフである。
【発明の属する技術分野】
本発明は、冷延鋼板に係り、とくに自動車の内板用として、曲げ加工、伸びフランジ加工、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】
最近、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。さらに、最近では、衝突時に乗員の安全を確保するため、自動車の安全性が重視され、衝突時のエネルギーを吸収できる耐衝撃特性に優れた鋼板が要求されるようになっている。
【０００３】
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、降伏強さが上昇するのである。しかしながら、塗装焼付硬化型鋼板は、降伏強さを上昇させることができるものの引張強さは上昇させることができないため、耐デント性が必要となる外板に主として適用されるに留まっていた。
【０００４】
自動車の内板用に使用される冷延鋼板には、その具備すべき特性として優れた深絞り性が要求され、そのためには鋼板特性として高いｒ値と高い延性が必要とされる。
従来、深絞り用高強度冷延鋼板は、極低炭素鋼に、Si、Mn、Ｐ等を強化元素として添加し、通常の熱間圧延と冷間圧延を施したのち、再結晶焼鈍を施す方法で製造されてきた。しかしながら、高強度を得るために、多量の固溶強化元素を添加することから、深絞り性を低下させる集合組織が形成され、低いｒ値しか得られなかった。
【０００５】
このような問題に対し、例えば特公昭60-47328号公報には、極低炭素鋼にTi、Nb、Ｂを複合添加し、深絞り性と焼付硬化性を向上させた冷延鋼板が開示されている。しかしながら、この冷延鋼板では、塗装焼付処理後の降伏強さが上昇し耐デント性が向上するものの、引張強さの上昇や耐衝撃特性の向上は得られない。高張力薄鋼板の耐衝撃特性については、例えば、「鉄と鋼,Vol.83 (1997),p748 」には、フェライト−マルテンサイト２相組織鋼が優れた耐衝撃特性を示すことが示されている。しかしながら、フェライト−マルテンサイト２相組織鋼は、r 値が1.0 未満で深絞り性が低いため、適用できる分野も限定されていた。
【０００６】
一方、特開平10−310824号公報、特開平10−310847号公報には、プレス成形後、熱処理を施すことにより、強度が上昇する溶融亜鉛めっき鋼板に関する技術が開示されている。
しかし、これらの鋼板は、プレス成形後に 250〜 450℃に加熱する熱処理を必要とし、プレス後に施される 100〜 200℃の塗装焼付処理のみでは、強度の上昇が不十分で、後工程として自動車メーカーでさらに高い温度での熱処理を必要とするという問題があった。また、これら鋼板は、熱処理により強度は上昇するが、深絞り性は自動車の内板用として十分に満足できるものではない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
このようなことから、自動車用鋼板としては、自動車製造時には強度が低くプレス成形性に優れ、完成時には強度が高くしかも耐衝撃特性に優れた冷延薄鋼板が強く要望されていた。
本発明は、上記した従来技術の問題を有利に解決し、優れたプレス成形性を有し、かつプレス成形後の塗装焼付処理により引張強さが上昇するとともに、耐衝撃特性も向上する高張力冷延薄鋼板を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記した課題を達成するために、深絞り用冷延薄鋼板について、塗装焼付処理後の耐衝撃特性におよぼす要因について鋭意研究を行った。その結果、予変形後の塗装焼付処理時に予変形により導入された転位上に微細炭化物を析出させるか、または固溶Ｃで転位を強く固着させることにより、塗装焼付処理後の降伏強さおよび引張強さが高くなり、これにより塗装焼付処理後の耐衝撃特性が格段に向上することを知見した。
【０００９】
まず、本発明の基礎となった研究結果を説明する。
Ｃ：0.005 重量％（以下、％で表示する）、Si：0.02％、Mn：0.1 ％、Ｐ：0.05％、Ｓ：0.005 ％、Al：0.04％、Ｎ：0.002 ％、Nb：0.02〜0.04％、Ｂ：0.001 ％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成のシートバーを、1150℃に加熱し均熱化したのち、仕上温度が900 ℃となるように３パス圧延を行い、板厚3.5mm の熱延板として600 ℃×１hrのコイル巻き取り処理を施した。ついで、これら熱延板に圧下率80％の冷間圧延を施したのち、850 ℃×40sec の再結晶焼鈍を施し、さらに圧下率0.8 ％のスキンパス圧延を施した。
【００１０】
このようにして得た冷延板から、JIS 5 号引張試験片を採取し歪速度2 ×10-2／ｓで通常の引張試験を実施し、降伏強さＹＳ、引張強さＴＳを測定した。
また、これら冷延板に、10％引張予歪を付加し、170 ℃×20min の熱処理（塗装焼付処理相当）を施したのち、引張試験片を採取し通常の引張試験および高速引張試験を実施した。
【００１１】
熱処理後の通常の引張試験は、JIS 5 号引張試験片を用い、歪速度2 ×10-2／ｓで引張試験を実施し、熱処理（塗装焼付処理相当）後の降伏強さ（ＹＳ）BH、引張強さ（ＴＳ）BHを求めた。
また、熱処理後の高速引張試験は、平行部2.5mm 、ゲージ長さ3.8mm の高速引張試験片を使用し、ホプキンソン棒法衝撃引張試験機で、歪速度は2 ×103 ／ｓで試験した。耐衝撃特性は、高速引張試験の応力−歪曲線から、歪量30％までの吸収エネルギーを求め評価した。
【００１２】
これらの結果を、（ＹＳ）BH／ＹＳと（ＴＳ）BH／ＴＳの関係で整理し、図１に示す。
図１から、耐衝撃特性は、（ＹＳ）BH／ＹＳが1.30以上で、かつ（ＴＳ）BH／ＴＳが1.05以上の領域で、はじめて衝撃吸収エネルギーが155MJ/m3以上となることがわかる。衝撃吸収エネルギーＥが155MJ/m3未満では、耐衝突特性が不足する。
【００１３】
なお、衝撃吸収エネルギーＥが160MJ/m3以上と顕著に向上するのは、（ＹＳ）BH／ＹＳが1.50以上、（ＴＳ）BH／ＴＳが1.10以上の領域である。
本発明は、上記した知見に基づいて構成されたものである。
すなわち、本発明は、重量％で、Ｃ：0.0005〜0.02％（但し、 0.010 ％以下を除く）、Si：0.01 〜1.0 ％、 Mn：0.05 〜3.0 ％、Ｐ：0.005 〜0.15％、Ｓ：0.02％以下、Al：0.005 〜0.20％、Ｎ：0.02％以下を含み、さらに、Ti：0.001 〜0.2 ％、Nb：0.001 〜0.2 ％、Ｂ：0.0001〜0.005 ％、Ｖ：0.001 〜0.2 ％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、固溶Ｃ量を 0.0005 〜 0.0060 ％（但し、 0.0020 ％以下を除く）含み、かつ予変形前の降伏強さＹＳ、引張強さＴＳと、予変形を与え塗装焼付処理相当の熱処理を施した後の降伏強さ（ＹＳ）BH、引張強さ（ＴＳ）BHが、下記（１）、（２）式
（ＹＳ）BH／ＹＳ≧1.3 ……（１）
（ＴＳ）BH／ＴＳ≧1.05 ……（２）
を満足することを特徴とする塗装焼付処理後の耐衝撃特性に優れた深絞り用冷延薄鋼板である。
【００１４】
なお、本発明では、予変形とは、10％の引張予歪を与える変形であり自動車内板のプレス成形時に導入される変形量に相当するものであり、また、塗装焼付処理相当の熱処理とは、170 ℃×20min の熱処理を意味する。
本発明では、降伏強さ（ＹＳ）BH、引張強さ（ＴＳ）BHとは、10％の引張予歪を与える変形を施したのち、170 ℃×20min の熱処理を施した試験片で、引張試験を行い、得られた降伏強さ、引張強さをいうものとする。
【００１５】
なお、本発明鋼板が、予変形後熱処理を施すことにより、ＹＳのみならずＴＳも上昇する理由については、詳細は明らかではないが、以下のように考えられる。従来のＢＨ鋼板は、鋼中の数ppm の固溶Ｃを残留させ、予変形後、熱処理を施すことにより、固溶Ｃが転位を固着する。この固溶Ｃにより固着された転位は、引張試験時の上降伏応力に達すると、固溶Ｃの固着からはずれるため、上降伏応力は上昇するものの、ＴＳはほとんど変化しない。一方、固溶Ｃを従来のＢＨ鋼板に比べて多量に残留させることにより、予変形後の熱処理時に、転位上に微細炭化物が析出、または固溶Ｃが転位をより強く固着することにより、上降伏応力に達しても、予変形により導入された転位は移動することができず、引張り変形を進行させるために新たな転位が導入される。したがって、最終的に導入される転位の量が多くなるため、ＴＳが上昇すると考えられる。
【００１６】
【発明の実施の形態】
まず、本発明の冷延鋼板の成分組成の限定理由について説明する。
Ｃ：0.0005〜0.02％（但し、 0.010 ％以下を除く）
Ｃは、本発明では重要な元素であり、塗装焼付処理後の強度を上昇させ、耐衝撃特性を向上させる。このような効果は0.0005％以上の含有で認められる。一方、0.02％を超えると、深絞り性が低下するうえ、それ以上の強度増加が得られず、また耐衝撃特性の顕著な向上も認められない。このようなことから、Ｃは0.0005〜0.02％（但し、 0.010 ％以下を除く）に限定した。
【００１７】
Si：0.01 〜1.0 ％
Siは、鋼を強化する作用を有しており、所望の強度に応じ0.01 ％以上含有される。しかし、含有量が1.0 ％を超えると、深絞り性が劣化する。このため、Siは1.0 ％以下に限定した。なお、好ましくは、 0.8％以下である。
Mn：0.05 〜3.0 ％
Mnは、鋼を強化する作用を有しており、所望の強度に応じ0.05 ％以上含有される。しかし、含有量が3.0 ％を超えると、深絞り性が劣化する。このため、Mnは3.0 ％以下に限定した。なお、好ましくは、 1.5％以下である。
【００１８】
Ｐ：0.005 〜0.15％
Ｐは、鋼を強化する作用を有しており、所望の強度に応じ0.005 ％以上含有される。しかし、0.15％を超えると、深絞り性が劣化する。このため、Ｐは0.15％以下に限定した。なお、好ましくは、 0.10％以下である。
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。
【００１９】
Al：0.005 〜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。このためには、少なくとも0.005 ％以上含有する。一方、0.20％を超えて含有してもそれに見合う効果が得られない。このため、Alは0.005 〜0.20％に限定した。なお、好ましくは、0.01〜0.10％である。
【００２０】
Ｎ：0.02％以下
Ｎは、深絞り性を劣化させるため、できるだけ低減するのが望ましいが、0.02％までは許容できる。このためＮは0.02％以下に限定した。
Ti：0.001 〜0.2 ％、Nb：0.001 〜0.2 ％、Ｂ：0.0001〜0.005 ％、Ｖ：0.001 〜0.2 ％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ti、Nb、Ｖは、いずれも鋼中のＣを析出物として固定し、再結晶焼鈍前に固溶Ｃを低減し、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、析出した炭化物は、再結晶焼鈍時に再溶解し、鋼中の固溶Ｃを増加させ、塗装焼付処理時に、予変形により導入された転位を固着させるとともに、微細析出物として析出し、塗装焼付処理後の降伏強さおよび引張強さを増加させる。本発明では、Ti、Nb、Ｂ、Ｖのうちの１種または２種以上を選択して含有できる。Ｂは必要に応じ添加できる。
【００２１】
Tiは、鋼中の固溶Ｃ、固溶Ｎ、固溶ＳをTiC 、TiN 、TiS として固定し、固溶Ｃ、Ｎ、Ｓを低減して再結晶焼鈍時に｛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。Ti含有量が0.001 ％未満では、その効果が認められない。一方、含有量が0.2 ％を超えると深絞り性が劣化する。このため、Tiは0.001 〜0.2 ％に限定した。
【００２２】
Nbは、本発明において重要な元素であり、NbC として析出し、鋼中の固溶Ｃを固定し再結晶焼鈍時に｛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。Nb含有量が0.001 ％未満では、その効果が認められない。一方、含有量が0.2 ％を超えると深絞り性が劣化する。このため、Nbは0.001 〜0.2 ％に限定した。
【００２３】
Ｖは、VCとして析出し、鋼中の固溶Ｃを固定し再結晶焼鈍時に｛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。Ｖ含有量が0.001 ％未満では、その効果が認められない。一方、含有量が0.2 ％を超えると深絞り性が劣化する。このため、Ｖは0.001 〜0.2 ％に限定した。
Ｂは、鋼中の固溶ＮをBNとして固定し固溶Ｎ量を低減し、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するとともに、粒界を強化して耐２次加工脆性を向上させるため、必要に応じ含有する。Ｂ含有量が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 ％に限定した。
【００２４】
なお、塗装焼付処理時に微細析出物を析出させ、降伏強さおよび引張強さを増加させるためには、塗装焼付処理前の鋼板中の固溶Ｃ、あるいは固溶Ｎを一定範囲（固溶Ｃ：0.0005〜0.0060％（但し、 0.0020 ％以下を除く））に調整する必要がある。そのため、Ti、Nb、ＶとＣとの関係を 0.2×Ｃ/12 ≦（Ti/48 ＋Nb/93 ＋Ｖ/51 ）≦ 1.5×Ｃ/12 とするのが好ましい。
【００２５】
本発明の冷延鋼板は、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。
本発明の冷延薄鋼板は、予変形前の降伏強さＹＳ、引張強さＴＳと、予変形を与え塗装焼付処理相当の熱処理を施した後の降伏強さ（ＹＳ）BH、引張強さ（ＴＳ）BHが、次（１）および（２）式
（ＹＳ）BH／ＹＳ≧1.3 ……（１）
（ＴＳ）BH／ＴＳ≧1.05 ……（２）
を満足する。これにより、耐衝撃特性が顕著に向上する。より、一層の耐衝撃特性の向上のためには、（ＹＳ）BH／ＹＳ≧1.5 、（ＴＳ）BH／ＴＳ≧1.10とするのが好ましい。
【００２６】
つぎに、好ましい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。
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、このため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。このため、加熱温度の下限は900 ℃とするのが好ましい。
【００２７】
熱間圧延の全圧下率は、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。
また、熱間圧延における仕上圧延は960 〜650 ℃の温度範囲で終了するのが好ましい。熱間圧延仕上温度（ＦＤＴ）は、Ａr3変態点以上のγ域あるいはＡr3変態点以下のα域でもよいが、熱間仕上温度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し、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。
【００２８】
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 ℃の範囲とするのが好ましい。
【００２９】
ついで、熱延板に、好ましくは圧下率：50％以上の冷間圧延を施す。
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％の範囲とするのが好ましい。
冷間圧延を施された冷延板は、ついで再結晶焼鈍を施される。焼鈍方法は連続焼鈍ラインあるいは連続溶融亜鉛めっきラインのいずれを利用して行ってもよい。なお、焼鈍温度は700 ℃以上で５sec 以上とするのが好ましい。焼鈍温度が700 ℃未満、５sec 未満では、再結晶が完了せず、そのため深絞り性が低下する。深絞り性をより一層の向上させるためには800 ℃以上で５sec 以上とするのが望ましい。なお、焼鈍温度の上限は 950℃とするのが好ましい。焼鈍温度が 950℃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。
【００３０】
なお、この焼鈍により、炭化物として析出していた析出物は、一部溶解し固溶Ｃとなる。塗装焼付処理により微細析出物を析出させ、降伏強さおよび引張強さを上昇させ、耐衝撃特性を向上させるためには、固溶Ｃ量を0.0005〜0.0060％（但し、 0.0020 ％以下を除く）の範囲で確保する必要がある。このための焼鈍条件は、焼鈍温度を 800℃以上とし、または冷却速度を10℃/s以上とするのが好ましい。
【００３１】
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。
【００３２】
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。
【００３３】
【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（鋼帯）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に示す条件で連続焼鈍ラインで再結晶焼鈍を施した。得られた鋼帯に、さらに圧下率0.8 ％の調質圧延を施した。
【００３４】
得られた製品板（冷延鋼帯）の材料特性（引張特性、ｒ値）を調査し、その結果を表２に示す。また、製品板に、予変形として10％の引張予歪を与えたのち、塗装焼付処理相当の熱処理として170 ℃×20min の熱処理を施したのち、引張特性および耐衝撃特性を調査した。
引張特性は、製品板からJIS ５号試験片を採取し、歪速度2 ×10-3／ｓで引張試験を実施し、降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥｌ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。
【００３５】
予変形−塗装焼付処理後の引張特性は、同じくJIS ５号試験片を用い、降伏強さ（ＹＳ）BH、引張強さ（ＴＳ）BHを測定した。また、予変形−塗装焼付処理後の製品板から、特殊引張試験片（平行部2.5mm 、ゲージ長さ3.8mm ）を使用し、ホプキンソン棒法衝撃引張試験機で、歪速度は2 ×103 ／ｓで引張試験を実施し、応力−歪曲線から、歪量30％までの吸収エネルギーを求めて、予変形−塗装焼付処理後の耐衝撃特性を評価した。
【００３６】
これらの結果を表２に示す。
【００３７】
【表１】
【表２】
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、高いｒ値と高い予変形−塗装焼付処理後の耐衝撃特性（衝撃吸収エネルギー）を有し、優れた深絞り性と優れた塗装焼付処理後の耐衝撃特性を有していることがわかる。
【００４０】
【発明の効果】
本発明によれば、従来に比べ、プレス成形時に優れた深絞り性を維持しつつ、プレス成形−塗装焼付後の耐衝撃特性に優れた冷延薄鋼板が、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】衝撃吸収エネルギー（Ｅ）におよぼす、（ＹＳ）BH／ＹＳと（ＴＳ）BH／（ＴＳ）の関係を示すグラフである。
Claims (1)
- 重量％で、
Ｃ：0.0005〜0.02％（但し、 0.010 ％以下を除く）、 Si：0.01 〜1.0 ％、
Mn：0.05 〜3.0 ％、 Ｐ：0.005 〜0.15％、
Ｓ：0.02％以下、 Al：0.005 〜0.20％、
Ｎ：0.02％以下を含み、さらに、
Ti：0.001 〜0.2 ％、Nb：0.001 〜0.2 ％、Ｂ：0.0001〜0.005 ％、Ｖ：0.001 〜0.2 ％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、固溶Ｃ量を 0.0005 〜 0.0060 ％（但し、 0.0020 ％以下を除く）含み、かつ予変形前の降伏強さＹＳ、引張強さＴＳと、予変形を与え塗装焼付処理相当の熱処理を施した後の降伏強さ（ＹＳ）BH、引張強さ（ＴＳ）BHが、下記（１）、（２）式を満足することを特徴とする塗装焼付処理後の耐衝撃特性に優れた深絞り用冷延薄鋼板。
記
（ＹＳ）BH／ＹＳ≧1.3 ……（１）
（ＴＳ）BH／ＴＳ≧1.05 ……（２）
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