JP3978807B2 - 耐歪時効性に優れた塗装焼付硬化型冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、冷延薄鋼板に関し、とくに自動車の車体用として、曲げ加工、プレス成形加工、絞り加工等の加工ののち塗装焼付処理を施される用途に好適に用いられる冷延薄鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の車体軽量化のために、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。
【０００３】
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、通常100 〜200 ℃の高温保持を含む塗装焼付処理をプレス加工後に施すと降伏応力が上昇する鋼板である。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、降伏応力が上昇するのである。なお、このような塗装焼付硬化型自動車用鋼板では、30MPa 以上の塗装焼付硬化量（ＢＨ量）が必要とされている。
【０００４】
しかし、この塗装焼付硬化型自動車用鋼板では、加工前にすでに一部の転位が固溶Ｃにより固着されている場合があり、プレス加工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が生じ、製品特性を著しく劣化させるという問題があった。
このような耐時効性の劣化という問題に対し、耐時効性を改善した塗装焼付硬化型冷延鋼板が提案されている。例えば、特公昭61-12008号公報には、Ｃ含有量の２〜10倍のNbとＮ含有量の0.3 倍以上のＢとを複合添加した極低炭素鋼に550 〜200 ℃の低温で巻取る熱間圧延と、α−γ２相域での焼鈍のあと急冷する処理とを結合して施し、高いｒ値と焼付硬化性を得る深絞り用２相組織高張力鋼板の製造方法が開示されている。この製造方法では、α−γ２相域に加熱し急冷して、アシキュラーフェライトとフェライトの２相組織とすることに特徴がある。この組織は固溶Ｃを含み高い焼付硬化性（ＢＨ性）を有しているが、転位密度の高いアシキュラーフェライトに殆どの固溶Ｃがトラップされているため、焼鈍後も殆ど降伏伸びを示さない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特公昭61−12008 号公報に記載された方法は、α−γ２相域という高温での焼鈍を施さなければならないこと、また極低炭素鋼のα−γ２相域は非常に狭いため工程生産として安定して材質を確保するのが困難であることなど問題を残していた。
【０００６】
本発明は、上記した問題を有利に解決し、工業的に安定して生産可能である、耐時効性に優れた塗装焼付硬化型冷延鋼板を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、極低炭素鋼において高いＢＨ性と優れた耐時効性を得るために鋭意検討した結果、ＢＨ性を発現する固溶Ｃと時効性に寄与する固溶Ｃとは、存在する場所が異なることを新規に見いだした。
170 ℃で熱処理を施す塗装焼付硬化処理の場合には、粒界および粒内に存在する鋼中すべての固溶ＣがＢＨ性に寄与する。一方、100 ℃で熱処理を施す時効処理の場合には、塗装焼付硬化処理に比べ熱処理温度が低いため、粒界に存在する固溶Ｃは粒内に拡散できず粒界に固定されたままとなる。このため、時効性には、粒内に存在する固溶Ｃのみが寄与し、粒界に存在する固溶Ｃは何の影響も及ぼさない。すなわち、粒界に存在する固溶Ｃは、ＢＨ性には寄与するが、時効性には寄与しない。一方、粒内に存在する固溶Ｃは、ＢＨ性および時効性の両方に作用する。
【０００８】
さらに、本発明者らは、鋼素材の熱延加熱温度とＳ含有量の関係を最適化することにより固溶Ｃの粒界、粒内の存在状態を制御することができ、高いＢＨ性と優れた耐時効性を有する鋼板が得られることを知見した。
まず、本発明の基礎になった実験結果について、説明する。
質量％で、Ｃ：0.0020 ％、Si：0.02 ％、Mn：0.10 ％、Ｐ：0.01 ％、Ｓ：0.0005〜0.013 ％、Al：0.04 ％、Ｎ：0.0020 ％、Ti：0.02〜0.04 ％、Ｂ：0.0015 ％を含有し、かつ｛Ti/48 −（Ｎ/14 ＋Ｓ/32 ）｝≒1.5 ×( Ｃ/12 ）となる組成のシートバー（鋼素材）を950 〜1250℃に加熱均熱したのち、仕上温度が890 ℃となるように３パス圧延を行って板厚3.5mm の熱延板とし、600 ℃×１hrのコイル巻取り処理を施した。その後、これら熱延板を圧下率80％の冷間圧延を施し、ついで830 ℃×40sec の再結晶焼鈍を実施し冷延焼鈍板とした。
【０００９】
これら冷延焼鈍板について、ＡＩ値とＢＨ量を求めた。
ＡＩ値は時効指数である。時効指数は、鋼板に7.5 ％引張予歪を付加し、100 ℃×30min の熱処理を施した場合の熱処理前後の降伏応力の増加量（MPa ）より求めた。また、ＢＨ量は、鋼板に２％の引張予歪を与えたのち、170 ℃×20min の熱処理を施した場合の熱処理前後の降伏応力の増加量（MPa ）として求めた。
【００１０】
ＡＩ値とＢＨ量とにおよぼすシートバーの熱延加熱温度（ＴSR）とＳ含有量の影響を図１に示す。
図１から、ＡＩ値とＢＨ量は、ＴSRとＳ含有量に依存し、ＴSRとＳ含有量が、Ｓ≦−0.235 ×ＴSR＋305 を満足する場合にはじめて、ＢＨ量が30MPa 以上、ＡＩ値が20MPa 以下を満足することがわかる。とくに、ＴSRとＳ含有量が、Ｓ≦−0.235 ×ＴSR＋305 を満足し、さらに、ＴSRが950 ℃超え1200℃未満でかつＳ含有量が10ppm 超えの範囲では、ＢＨ量が40MPa 以上、ＡＩ値が20MPa 以下の高ＢＨ性と優れた耐時効性を有することができるということがわかる。
【００１１】
本発明は、上記した知見を基に構成されたものである。
すなわち、本発明は、質量％で、Ｃ：0.0007〜0.0050％、Si：0.5 ％以下、Mn：2.0 ％以下、Ｐ：0.10％以下、Ｓ：0.008 ％以下（但し、0.0023％以下を除く）、Al：0.01〜0.20％、Ｎ：0.01％以下、Ti：0.005 〜0.08％を含み、かつＣ、Ti、Ｎ、Ｓ含有量が下記（１）式
0.5 ×（Ｃ/12 ）≦Ti/48 −（Ｎ/14 ＋Ｓ/32 ）≦1.87×（Ｃ/12 ）…（１）
（ここに、Ｃ、Ti、Ｎ、Ｓ：質量％）を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼素材（但し、Ｃ： 0.0040 ％、 Si ： 0.01 ％、 Mn ： 0.13 ％、Ｐ： 0.012 ％、Ｓ： 0.0041 ％、 sol.Al ： 0.038 ％、Ｎ： 0.0024 ％、 Ti ： 0.043 ％を含み、残部 Fe および不可避的不純物からなる場合を除く）を、次（２）式
Ｓ≦−0.235 ×ＴSR＋305 …………（２）
（ここに、Ｓ ：硫黄含有量（ppm ）、ＴSR：鋼素材加熱温度（℃））を満足する温度（ＴSR）に加熱したのち、仕上圧延を960 〜650 ℃の温度範囲で終了し、巻取り温度が750 〜400 ℃の温度範囲で巻取る熱間圧延により熱延板とし、ついで、該熱延板に圧下率：50〜95％の冷間圧延を施したのち、700 〜920 ℃の再結晶焼鈍を施すことを特徴とする耐時効性に優れた塗装焼付硬化型冷延鋼板の製造方法である。
【００１２】
また、本発明では、前記鋼素材が、質量％で、Ｃ： 0.0007 〜 0.0050 ％（但し 0.0020 ％以下を除く）、 Si ： 0.5 ％以下、 Mn ： 2.0 ％以下、Ｐ： 0.10 ％以下、Ｓ： 0.008 ％以下（但し 0.0023 ％以下を除く） Al ： 0.01 〜 0.20 ％、Ｎ： 0.01 ％以下、 Ti ： 0.005 〜 0.08 ％を含み、さらに、Nb：0.001 〜0.015 ％（但し 0.004 ％を除く）および／またはＢ：0.0001〜 0.005％を含有し、かつＣ、 Ti 、Ｎ、Ｓ含有量が前記（１）式を満足し、残部 Fe および不可避的不純物からなる鋼素材としてもよい。
【００１３】
【発明の実施の形態】
まず、本発明鋼板の化学組成の限定理由について、説明する。
Ｃ：0.0007〜0.0050％（但し Nb を含む場合、 0.0020 ％以下を除く）
Ｃは、深絞り性に悪影響をおよぼす元素であり、できるだけ低減するのが好ましいが、0.0050％までは許容できるので、Ｃは0.0050％を上限とした。一方、0.0007％未満では、高いＢＨ量を確保できないため、0.0007％を下限とした。
【００１４】
Si：0.5 ％以下
Siは鋼の強度を増加する作用を有し、所望の強度に応じて添加する。しかし、添加量が0.5 ％を超えると、深絞り性が低下する。このため、Siは0.5 ％以下に限定した。
Mn：2.0 ％以下
Mnは鋼の強度を増加する作用を有し、所望の強度に応じて添加する。しかし、添加量が2.0 ％を超えると、深絞り性が低下する。このため、Mnは2.0 ％以下に限定した。
【００１５】
Ｐ：0.10％以下
Ｐは鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて添加する。しかし、添加量が0.10％を超えると深絞り性が劣化するため、Ｐは0.10％以下に限定した。
Ｓ：0.008 ％以下（但し、 0.0023 ％以下を除く）でかつ Ｓ≦−0.235 ×ＴSR＋305 （Ｓ：ppm 、ＴSR：鋼素材加熱温度（℃）)
Ｓは、深絞り性を劣化する元素でできるだけ低減するのが好ましいが、0.008 ％までは許容できる。またＳは本発明で最も重要な元素であり、ＢＨ性と耐時効性に影響する。このため、Ｓ含有量を0.008 ％以下（但し、 0.023 ％以下を除く）でかつ、鋼素材の熱延加熱温度ＴSRとの関係で −0.235 ×ＴSR＋305 （ppm)以下に制限することが重要である。Ｓ含有量が−0.235 ×ＴSR＋305 （ppm)を超えると30MPa 以上の高ＢＨ量と20MPa 以下の低ＡＩ値を確保できない。なお、40MPa 以上の高ＢＨ量と20MPa 以下の低ＡＩ値を確保するためには、Ｓ含有量は0.0010％以上（但し、 0.0023 ％以下を除く）とするのが好ましい。
【００１６】
Al：0.01〜0.20％
Alは、脱酸および炭窒化物形成元素の歩留り向上のために添加する。0.01％未満ではその添加効果が少なく、一方0.20％を超えて添加しても添加量に見合う効果が得られないため、Alは0.01〜0.20％の範囲に限定した。
Ｎ：0.01％以下
Ｎは、深絞り性に悪影響をおよぼす元素であり、できるだけ低減するのが好ましいが、0.01％までは許容できるので、Ｎは0.01％以下に限定した。
【００１７】
Ti：0.005 〜0.08％
Tiは、鋼中のＣと結合して炭化物として析出させ、固溶Ｃによる深絞り性劣化を防止する効果を有している。Ti添加量が0.005 ％未満では、その添加効果が少なく、また、0.08％を超えて添加しても添加量に見合う効果が得られないうえに、深絞り性が劣化する傾向となる。このため、Tiは0.005 〜0.08％の範囲に限定した。さらに、Ti含有量は、上記範囲内でかつ、Ｃ、Ｎ、Ｓ量に対し、次（１）式
0.5 ×（Ｃ/12 ）≦Ti/48 −（Ｎ/14 ＋Ｓ/32 ）≦1.87×（Ｃ/12 ）…（１）
を満足する範囲とする。｛Ti/48 −（Ｎ/14 ＋Ｓ/32 ）｝が0.5 ×（Ｃ/12 ）未満では、熱延板中に多量の固溶Ｃが残留するため冷延焼鈍板の深絞り性が劣化する。また、｛Ti/48 −（Ｎ/14 ＋Ｓ/32 ）｝が1.87×（Ｃ/12 ）を超えると、焼鈍時に炭化物が溶解しにくくなり、ＢＨ性が劣化する。このため、｛Ti/48 −（Ｎ/14 ＋Ｓ/32 ）｝を0.5 ×（Ｃ/12 ）〜1.87×（Ｃ/12 ）の範囲内に限定した。
【００１８】
以上の主成分に加えて、下記元素を必要に応じ添加することができる。
Nb：0.001 〜0.015 ％（但し 0.004 ％を除く）
Nbは、熱延板の組織を微細化して冷延焼鈍板のｒ値を向上させる作用があり、さらに冷延焼鈍後の結晶粒を微細化して、固溶Ｃが粒界に存在する割合、固溶Ｃの粒界存在比を高める効果がある。これら効果は0.001 ％以上の添加で認められるが、0.015 ％を超えて添加してもそれ以上の効果は得られないうえに、深絞り性が劣化する傾向となる。このため、Nbは0.001 〜0.015 ％（但し 0.004 ％を除く）の範囲に限定した。
【００１９】
Ｂ：0.0001〜0.005 ％
Ｂは、鋼の耐２次加工脆化性を改善する作用を有している。耐２次加工脆化性を改善するためには、0.0001％以上の添加を必要とするが、0.005 ％を超えると深絞り性が劣化する。このため、Ｂは0.0001〜0.005 ％の範囲に限定した。
本発明の鋼素材は、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。
【００２０】
つぎに、製造工程について説明する。
本発明鋼板の製造方法は、上記した化学組成の素材を、次（２）式
Ｓ≦−0.235 ×ＴSR＋305 …………（２）
（ここに、Ｓ ：硫黄含有量（ppm ）、ＴSR：鋼素材加熱温度（℃））を満足する温度（ＴSR）に加熱する。
【００２１】
ＴSRが（２）式を満足する条件とすることにより、硫化物および炭化物の析出形態が炭硫化物の複合析出から微細炭化物に変化し、その結果、再結晶焼鈍時に炭化物がより低温で溶解するため、粒界に多量の固溶Ｃが残留したと考えられる。これにより、低ＡＩ値で高ＢＨ量の鋼板を得ることができる。
ＴSRが、（２）式を満足しない場合には、ＢＨ量が30MPa 以上が得られない。なお、より高いＢＨ量(40MPa以上) を確保するためには、ＴSRが950 ℃超え〜1200℃未満とするのがより好ましい。
【００２２】
ついで、仕上圧延を960 〜650 ℃の温度範囲で終了し、巻取り温度が750 〜400 ℃の温度範囲で巻取る熱間圧延により熱延板とする。
熱間圧延の仕上圧延終了温度が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する。また、仕上圧延の終了温度が650 ℃未満となると、変形抵抗が増加するため圧延時の圧延負荷の増大に繋がり圧延が困難となるため、仕上圧延終了温度を960 〜650 ℃の範囲に限定した。
【００２３】
仕上圧延後の鋼板の巻取り温度は高温ほど炭窒化物の粗大化に有利であるが、750 ℃を超えると鋼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、仕上圧延後の鋼板の巻取り温度が400 ℃未満では、巻き取りに困難を伴うという問題があり、このため、仕上圧延後の鋼板の巻取り温度を750 〜400 ℃の範囲に限定した。
【００２４】
ついで、熱延板に圧下率：50〜95％の冷間圧延を施す。
熱延板には、優れた深絞り性を確保するために冷間圧延が施される。高いｒ値を得るためには、圧下率50％以上の冷間圧延を施すのが好ましい。圧下率が50％未満では、高いｒ値は期待できない。しかし、圧下率が95％超えると、ｒ値はかえって低下するため、圧下率は50〜95％に限定した。
【００２５】
冷間圧延のち、700 〜920 ℃の再結晶焼鈍を施す。
焼鈍温度が700 ℃未満では、炭化物の溶解が不十分で固溶Ｃ量が少なく所定のＢＨ量が確保できない。一方、焼鈍温度が920 ℃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値が劣化し、深絞り性が低下する。このため、再結晶焼鈍温度は700 〜920 ℃の範囲に限定した。焼鈍方法は、箱型焼鈍法あるいは連続型焼鈍法のいずれでもよい。
【００２６】
なお、再結晶焼鈍後、鋼板には、形状矯正、表面粗度調整のため、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。表面処理としては、亜鉛合金を含む亜鉛めっき、すずめっき、ほうろう等がある。
【００２７】
また、本発明鋼板は、焼鈍あるいは亜鉛めっき後、特殊な処理、例えばNiめっき等を施して化成処理性、溶接性、プレス成形性および耐食性等の改善を行ってもよい。
【００２８】
【実施例】
表１の示す化学組成の鋼素材（スラブ）を、表２に示す熱延条件で板厚3.5mm の熱延板とした。これら熱延板を表２に示す条件で冷間圧延して冷延鋼帯とした。ついで、これら鋼帯を表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0.8 ％の調質圧延を施し製品板とした。
【００２９】
これら製品板について、引張特性、ｒ値、ＢＨ性、ＡＩ値を調査した。
引張特性は、ＪＩＳ５号引張試験片を用い、降伏点、引張強さ、伸びを測定した。また、ｒ値は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）の平均値（ｒ＝（ｒL ＋２ｒD ＋ rC ）／４）として求めた。
【００３０】
ＢＨ量は、製品板に２％の引張予歪を与えたのち、170 ℃×20min の熱処理を施した時の熱処理前後の降伏応力の増加量として求めた。
ＡＩ値は、製品板に7.5 ％の引張予歪を与えたのち、100 ℃×30min の熱処理を施した時の熱処理前後の降伏応力の増加量として求めた。
それらの結果を表２に示す。
【００３１】
【表１】
【００３２】
【表２】
【００３３】
なお、表中には、Ｘ＝｛Ti／48−（Ｎ／14＋Ｓ／32）｝／（Ｃ／12) とし、また、Ｚ＝｛−0.235 ×ＴSR＋305 ｝／Ｓとして、 0.5≦Ｘ≦1.87、１≦Ｚが本発明範囲となる。
表２から、本発明範囲の製品板（No.1、No.2、No.4、No.5、No.7、No.8、No10 、 No.11）は、本発明の範囲を外れる比較例に比べ、高いＢＨ量と、低いＡＩ値を示し、高いＢＨ性と優れた耐時効性を有することがわかる。
【００３４】
比較例No.3、No.6は、スラブ加熱温度が本発明の範囲を外れるため（Ｚ＜１）、ＢＨ量が30MPa 未満と低い。また、比較例No.8は、鋼組成（Ｘ）が本発明の範囲を外れるため（Ｘ＞1.87）、ＢＨ量が30MPa 未満と低い。
比較例No.12 は、圧延仕上温度が本発明の範囲を外れるため、伸び、ｒ値が低下している。
【００３５】
比較例No.13 は、冷間圧延の圧下率が本発明の範囲を外れるため、ｒ値が低下している。
比較例No.14 は、再結晶焼鈍温度が本発明の範囲を外れるため、伸び、ｒ値が低下している。
【００３６】
【発明の効果】
本発明によれば、従来に比べ、耐時効特性に優れた塗装焼付硬化型冷延鋼板を工業的に安定して製造できるという産業上格別の効果を生じる。
【図面の簡単な説明】
【図１】ＢＨ量、ＡＩ値におよぼす鋼素材熱間圧延加熱温度（ＴSR）、Ｓ含有量の影響を示すグラフである。
【発明の属する技術分野】
本発明は、冷延薄鋼板に関し、とくに自動車の車体用として、曲げ加工、プレス成形加工、絞り加工等の加工ののち塗装焼付処理を施される用途に好適に用いられる冷延薄鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の車体軽量化のために、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。
【０００３】
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、通常100 〜200 ℃の高温保持を含む塗装焼付処理をプレス加工後に施すと降伏応力が上昇する鋼板である。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、降伏応力が上昇するのである。なお、このような塗装焼付硬化型自動車用鋼板では、30MPa 以上の塗装焼付硬化量（ＢＨ量）が必要とされている。
【０００４】
しかし、この塗装焼付硬化型自動車用鋼板では、加工前にすでに一部の転位が固溶Ｃにより固着されている場合があり、プレス加工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が生じ、製品特性を著しく劣化させるという問題があった。
このような耐時効性の劣化という問題に対し、耐時効性を改善した塗装焼付硬化型冷延鋼板が提案されている。例えば、特公昭61-12008号公報には、Ｃ含有量の２〜10倍のNbとＮ含有量の0.3 倍以上のＢとを複合添加した極低炭素鋼に550 〜200 ℃の低温で巻取る熱間圧延と、α−γ２相域での焼鈍のあと急冷する処理とを結合して施し、高いｒ値と焼付硬化性を得る深絞り用２相組織高張力鋼板の製造方法が開示されている。この製造方法では、α−γ２相域に加熱し急冷して、アシキュラーフェライトとフェライトの２相組織とすることに特徴がある。この組織は固溶Ｃを含み高い焼付硬化性（ＢＨ性）を有しているが、転位密度の高いアシキュラーフェライトに殆どの固溶Ｃがトラップされているため、焼鈍後も殆ど降伏伸びを示さない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特公昭61−12008 号公報に記載された方法は、α−γ２相域という高温での焼鈍を施さなければならないこと、また極低炭素鋼のα−γ２相域は非常に狭いため工程生産として安定して材質を確保するのが困難であることなど問題を残していた。
【０００６】
本発明は、上記した問題を有利に解決し、工業的に安定して生産可能である、耐時効性に優れた塗装焼付硬化型冷延鋼板を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、極低炭素鋼において高いＢＨ性と優れた耐時効性を得るために鋭意検討した結果、ＢＨ性を発現する固溶Ｃと時効性に寄与する固溶Ｃとは、存在する場所が異なることを新規に見いだした。
170 ℃で熱処理を施す塗装焼付硬化処理の場合には、粒界および粒内に存在する鋼中すべての固溶ＣがＢＨ性に寄与する。一方、100 ℃で熱処理を施す時効処理の場合には、塗装焼付硬化処理に比べ熱処理温度が低いため、粒界に存在する固溶Ｃは粒内に拡散できず粒界に固定されたままとなる。このため、時効性には、粒内に存在する固溶Ｃのみが寄与し、粒界に存在する固溶Ｃは何の影響も及ぼさない。すなわち、粒界に存在する固溶Ｃは、ＢＨ性には寄与するが、時効性には寄与しない。一方、粒内に存在する固溶Ｃは、ＢＨ性および時効性の両方に作用する。
【０００８】
さらに、本発明者らは、鋼素材の熱延加熱温度とＳ含有量の関係を最適化することにより固溶Ｃの粒界、粒内の存在状態を制御することができ、高いＢＨ性と優れた耐時効性を有する鋼板が得られることを知見した。
まず、本発明の基礎になった実験結果について、説明する。
質量％で、Ｃ：0.0020 ％、Si：0.02 ％、Mn：0.10 ％、Ｐ：0.01 ％、Ｓ：0.0005〜0.013 ％、Al：0.04 ％、Ｎ：0.0020 ％、Ti：0.02〜0.04 ％、Ｂ：0.0015 ％を含有し、かつ｛Ti/48 −（Ｎ/14 ＋Ｓ/32 ）｝≒1.5 ×( Ｃ/12 ）となる組成のシートバー（鋼素材）を950 〜1250℃に加熱均熱したのち、仕上温度が890 ℃となるように３パス圧延を行って板厚3.5mm の熱延板とし、600 ℃×１hrのコイル巻取り処理を施した。その後、これら熱延板を圧下率80％の冷間圧延を施し、ついで830 ℃×40sec の再結晶焼鈍を実施し冷延焼鈍板とした。
【０００９】
これら冷延焼鈍板について、ＡＩ値とＢＨ量を求めた。
ＡＩ値は時効指数である。時効指数は、鋼板に7.5 ％引張予歪を付加し、100 ℃×30min の熱処理を施した場合の熱処理前後の降伏応力の増加量（MPa ）より求めた。また、ＢＨ量は、鋼板に２％の引張予歪を与えたのち、170 ℃×20min の熱処理を施した場合の熱処理前後の降伏応力の増加量（MPa ）として求めた。
【００１０】
ＡＩ値とＢＨ量とにおよぼすシートバーの熱延加熱温度（ＴSR）とＳ含有量の影響を図１に示す。
図１から、ＡＩ値とＢＨ量は、ＴSRとＳ含有量に依存し、ＴSRとＳ含有量が、Ｓ≦−0.235 ×ＴSR＋305 を満足する場合にはじめて、ＢＨ量が30MPa 以上、ＡＩ値が20MPa 以下を満足することがわかる。とくに、ＴSRとＳ含有量が、Ｓ≦−0.235 ×ＴSR＋305 を満足し、さらに、ＴSRが950 ℃超え1200℃未満でかつＳ含有量が10ppm 超えの範囲では、ＢＨ量が40MPa 以上、ＡＩ値が20MPa 以下の高ＢＨ性と優れた耐時効性を有することができるということがわかる。
【００１１】
本発明は、上記した知見を基に構成されたものである。
すなわち、本発明は、質量％で、Ｃ：0.0007〜0.0050％、Si：0.5 ％以下、Mn：2.0 ％以下、Ｐ：0.10％以下、Ｓ：0.008 ％以下（但し、0.0023％以下を除く）、Al：0.01〜0.20％、Ｎ：0.01％以下、Ti：0.005 〜0.08％を含み、かつＣ、Ti、Ｎ、Ｓ含有量が下記（１）式
0.5 ×（Ｃ/12 ）≦Ti/48 −（Ｎ/14 ＋Ｓ/32 ）≦1.87×（Ｃ/12 ）…（１）
（ここに、Ｃ、Ti、Ｎ、Ｓ：質量％）を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼素材（但し、Ｃ： 0.0040 ％、 Si ： 0.01 ％、 Mn ： 0.13 ％、Ｐ： 0.012 ％、Ｓ： 0.0041 ％、 sol.Al ： 0.038 ％、Ｎ： 0.0024 ％、 Ti ： 0.043 ％を含み、残部 Fe および不可避的不純物からなる場合を除く）を、次（２）式
Ｓ≦−0.235 ×ＴSR＋305 …………（２）
（ここに、Ｓ ：硫黄含有量（ppm ）、ＴSR：鋼素材加熱温度（℃））を満足する温度（ＴSR）に加熱したのち、仕上圧延を960 〜650 ℃の温度範囲で終了し、巻取り温度が750 〜400 ℃の温度範囲で巻取る熱間圧延により熱延板とし、ついで、該熱延板に圧下率：50〜95％の冷間圧延を施したのち、700 〜920 ℃の再結晶焼鈍を施すことを特徴とする耐時効性に優れた塗装焼付硬化型冷延鋼板の製造方法である。
【００１２】
また、本発明では、前記鋼素材が、質量％で、Ｃ： 0.0007 〜 0.0050 ％（但し 0.0020 ％以下を除く）、 Si ： 0.5 ％以下、 Mn ： 2.0 ％以下、Ｐ： 0.10 ％以下、Ｓ： 0.008 ％以下（但し 0.0023 ％以下を除く） Al ： 0.01 〜 0.20 ％、Ｎ： 0.01 ％以下、 Ti ： 0.005 〜 0.08 ％を含み、さらに、Nb：0.001 〜0.015 ％（但し 0.004 ％を除く）および／またはＢ：0.0001〜 0.005％を含有し、かつＣ、 Ti 、Ｎ、Ｓ含有量が前記（１）式を満足し、残部 Fe および不可避的不純物からなる鋼素材としてもよい。
【００１３】
【発明の実施の形態】
まず、本発明鋼板の化学組成の限定理由について、説明する。
Ｃ：0.0007〜0.0050％（但し Nb を含む場合、 0.0020 ％以下を除く）
Ｃは、深絞り性に悪影響をおよぼす元素であり、できるだけ低減するのが好ましいが、0.0050％までは許容できるので、Ｃは0.0050％を上限とした。一方、0.0007％未満では、高いＢＨ量を確保できないため、0.0007％を下限とした。
【００１４】
Si：0.5 ％以下
Siは鋼の強度を増加する作用を有し、所望の強度に応じて添加する。しかし、添加量が0.5 ％を超えると、深絞り性が低下する。このため、Siは0.5 ％以下に限定した。
Mn：2.0 ％以下
Mnは鋼の強度を増加する作用を有し、所望の強度に応じて添加する。しかし、添加量が2.0 ％を超えると、深絞り性が低下する。このため、Mnは2.0 ％以下に限定した。
【００１５】
Ｐ：0.10％以下
Ｐは鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて添加する。しかし、添加量が0.10％を超えると深絞り性が劣化するため、Ｐは0.10％以下に限定した。
Ｓ：0.008 ％以下（但し、 0.0023 ％以下を除く）でかつ Ｓ≦−0.235 ×ＴSR＋305 （Ｓ：ppm 、ＴSR：鋼素材加熱温度（℃）)
Ｓは、深絞り性を劣化する元素でできるだけ低減するのが好ましいが、0.008 ％までは許容できる。またＳは本発明で最も重要な元素であり、ＢＨ性と耐時効性に影響する。このため、Ｓ含有量を0.008 ％以下（但し、 0.023 ％以下を除く）でかつ、鋼素材の熱延加熱温度ＴSRとの関係で −0.235 ×ＴSR＋305 （ppm)以下に制限することが重要である。Ｓ含有量が−0.235 ×ＴSR＋305 （ppm)を超えると30MPa 以上の高ＢＨ量と20MPa 以下の低ＡＩ値を確保できない。なお、40MPa 以上の高ＢＨ量と20MPa 以下の低ＡＩ値を確保するためには、Ｓ含有量は0.0010％以上（但し、 0.0023 ％以下を除く）とするのが好ましい。
【００１６】
Al：0.01〜0.20％
Alは、脱酸および炭窒化物形成元素の歩留り向上のために添加する。0.01％未満ではその添加効果が少なく、一方0.20％を超えて添加しても添加量に見合う効果が得られないため、Alは0.01〜0.20％の範囲に限定した。
Ｎ：0.01％以下
Ｎは、深絞り性に悪影響をおよぼす元素であり、できるだけ低減するのが好ましいが、0.01％までは許容できるので、Ｎは0.01％以下に限定した。
【００１７】
Ti：0.005 〜0.08％
Tiは、鋼中のＣと結合して炭化物として析出させ、固溶Ｃによる深絞り性劣化を防止する効果を有している。Ti添加量が0.005 ％未満では、その添加効果が少なく、また、0.08％を超えて添加しても添加量に見合う効果が得られないうえに、深絞り性が劣化する傾向となる。このため、Tiは0.005 〜0.08％の範囲に限定した。さらに、Ti含有量は、上記範囲内でかつ、Ｃ、Ｎ、Ｓ量に対し、次（１）式
0.5 ×（Ｃ/12 ）≦Ti/48 −（Ｎ/14 ＋Ｓ/32 ）≦1.87×（Ｃ/12 ）…（１）
を満足する範囲とする。｛Ti/48 −（Ｎ/14 ＋Ｓ/32 ）｝が0.5 ×（Ｃ/12 ）未満では、熱延板中に多量の固溶Ｃが残留するため冷延焼鈍板の深絞り性が劣化する。また、｛Ti/48 −（Ｎ/14 ＋Ｓ/32 ）｝が1.87×（Ｃ/12 ）を超えると、焼鈍時に炭化物が溶解しにくくなり、ＢＨ性が劣化する。このため、｛Ti/48 −（Ｎ/14 ＋Ｓ/32 ）｝を0.5 ×（Ｃ/12 ）〜1.87×（Ｃ/12 ）の範囲内に限定した。
【００１８】
以上の主成分に加えて、下記元素を必要に応じ添加することができる。
Nb：0.001 〜0.015 ％（但し 0.004 ％を除く）
Nbは、熱延板の組織を微細化して冷延焼鈍板のｒ値を向上させる作用があり、さらに冷延焼鈍後の結晶粒を微細化して、固溶Ｃが粒界に存在する割合、固溶Ｃの粒界存在比を高める効果がある。これら効果は0.001 ％以上の添加で認められるが、0.015 ％を超えて添加してもそれ以上の効果は得られないうえに、深絞り性が劣化する傾向となる。このため、Nbは0.001 〜0.015 ％（但し 0.004 ％を除く）の範囲に限定した。
【００１９】
Ｂ：0.0001〜0.005 ％
Ｂは、鋼の耐２次加工脆化性を改善する作用を有している。耐２次加工脆化性を改善するためには、0.0001％以上の添加を必要とするが、0.005 ％を超えると深絞り性が劣化する。このため、Ｂは0.0001〜0.005 ％の範囲に限定した。
本発明の鋼素材は、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。
【００２０】
つぎに、製造工程について説明する。
本発明鋼板の製造方法は、上記した化学組成の素材を、次（２）式
Ｓ≦−0.235 ×ＴSR＋305 …………（２）
（ここに、Ｓ ：硫黄含有量（ppm ）、ＴSR：鋼素材加熱温度（℃））を満足する温度（ＴSR）に加熱する。
【００２１】
ＴSRが（２）式を満足する条件とすることにより、硫化物および炭化物の析出形態が炭硫化物の複合析出から微細炭化物に変化し、その結果、再結晶焼鈍時に炭化物がより低温で溶解するため、粒界に多量の固溶Ｃが残留したと考えられる。これにより、低ＡＩ値で高ＢＨ量の鋼板を得ることができる。
ＴSRが、（２）式を満足しない場合には、ＢＨ量が30MPa 以上が得られない。なお、より高いＢＨ量(40MPa以上) を確保するためには、ＴSRが950 ℃超え〜1200℃未満とするのがより好ましい。
【００２２】
ついで、仕上圧延を960 〜650 ℃の温度範囲で終了し、巻取り温度が750 〜400 ℃の温度範囲で巻取る熱間圧延により熱延板とする。
熱間圧延の仕上圧延終了温度が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する。また、仕上圧延の終了温度が650 ℃未満となると、変形抵抗が増加するため圧延時の圧延負荷の増大に繋がり圧延が困難となるため、仕上圧延終了温度を960 〜650 ℃の範囲に限定した。
【００２３】
仕上圧延後の鋼板の巻取り温度は高温ほど炭窒化物の粗大化に有利であるが、750 ℃を超えると鋼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、仕上圧延後の鋼板の巻取り温度が400 ℃未満では、巻き取りに困難を伴うという問題があり、このため、仕上圧延後の鋼板の巻取り温度を750 〜400 ℃の範囲に限定した。
【００２４】
ついで、熱延板に圧下率：50〜95％の冷間圧延を施す。
熱延板には、優れた深絞り性を確保するために冷間圧延が施される。高いｒ値を得るためには、圧下率50％以上の冷間圧延を施すのが好ましい。圧下率が50％未満では、高いｒ値は期待できない。しかし、圧下率が95％超えると、ｒ値はかえって低下するため、圧下率は50〜95％に限定した。
【００２５】
冷間圧延のち、700 〜920 ℃の再結晶焼鈍を施す。
焼鈍温度が700 ℃未満では、炭化物の溶解が不十分で固溶Ｃ量が少なく所定のＢＨ量が確保できない。一方、焼鈍温度が920 ℃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値が劣化し、深絞り性が低下する。このため、再結晶焼鈍温度は700 〜920 ℃の範囲に限定した。焼鈍方法は、箱型焼鈍法あるいは連続型焼鈍法のいずれでもよい。
【００２６】
なお、再結晶焼鈍後、鋼板には、形状矯正、表面粗度調整のため、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。表面処理としては、亜鉛合金を含む亜鉛めっき、すずめっき、ほうろう等がある。
【００２７】
また、本発明鋼板は、焼鈍あるいは亜鉛めっき後、特殊な処理、例えばNiめっき等を施して化成処理性、溶接性、プレス成形性および耐食性等の改善を行ってもよい。
【００２８】
【実施例】
表１の示す化学組成の鋼素材（スラブ）を、表２に示す熱延条件で板厚3.5mm の熱延板とした。これら熱延板を表２に示す条件で冷間圧延して冷延鋼帯とした。ついで、これら鋼帯を表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0.8 ％の調質圧延を施し製品板とした。
【００２９】
これら製品板について、引張特性、ｒ値、ＢＨ性、ＡＩ値を調査した。
引張特性は、ＪＩＳ５号引張試験片を用い、降伏点、引張強さ、伸びを測定した。また、ｒ値は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）の平均値（ｒ＝（ｒL ＋２ｒD ＋ rC ）／４）として求めた。
【００３０】
ＢＨ量は、製品板に２％の引張予歪を与えたのち、170 ℃×20min の熱処理を施した時の熱処理前後の降伏応力の増加量として求めた。
ＡＩ値は、製品板に7.5 ％の引張予歪を与えたのち、100 ℃×30min の熱処理を施した時の熱処理前後の降伏応力の増加量として求めた。
それらの結果を表２に示す。
【００３１】
【表１】
【表２】
なお、表中には、Ｘ＝｛Ti／48−（Ｎ／14＋Ｓ／32）｝／（Ｃ／12) とし、また、Ｚ＝｛−0.235 ×ＴSR＋305 ｝／Ｓとして、 0.5≦Ｘ≦1.87、１≦Ｚが本発明範囲となる。
表２から、本発明範囲の製品板（No.1、No.2、No.4、No.5、No.7、No.8、No10 、 No.11）は、本発明の範囲を外れる比較例に比べ、高いＢＨ量と、低いＡＩ値を示し、高いＢＨ性と優れた耐時効性を有することがわかる。
【００３４】
比較例No.3、No.6は、スラブ加熱温度が本発明の範囲を外れるため（Ｚ＜１）、ＢＨ量が30MPa 未満と低い。また、比較例No.8は、鋼組成（Ｘ）が本発明の範囲を外れるため（Ｘ＞1.87）、ＢＨ量が30MPa 未満と低い。
比較例No.12 は、圧延仕上温度が本発明の範囲を外れるため、伸び、ｒ値が低下している。
【００３５】
比較例No.13 は、冷間圧延の圧下率が本発明の範囲を外れるため、ｒ値が低下している。
比較例No.14 は、再結晶焼鈍温度が本発明の範囲を外れるため、伸び、ｒ値が低下している。
【００３６】
【発明の効果】
本発明によれば、従来に比べ、耐時効特性に優れた塗装焼付硬化型冷延鋼板を工業的に安定して製造できるという産業上格別の効果を生じる。
【図面の簡単な説明】
【図１】ＢＨ量、ＡＩ値におよぼす鋼素材熱間圧延加熱温度（ＴSR）、Ｓ含有量の影響を示すグラフである。
Claims (2)
- 質量％で、
Ｃ：0.0007〜0.0050％、
Si：0.5 ％以下、
Mn：2.0 ％以下、
Ｐ：0.10％以下、
Ｓ：0.008 ％以下（但し0.0023％以下を除く）
Al：0.01〜0.20％、
Ｎ：0.01％以下、
Ti：0.005 〜0.08％
を含み、かつＣ、Ti、Ｎ、Ｓ含有量が下記（１）式を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼素材（但し、Ｃ： 0.0040 ％、 Si ： 0.01 ％、 Mn ： 0.13 ％、Ｐ： 0.012 ％、Ｓ： 0.0041 ％、 sol.Al ： 0.038 ％、Ｎ： 0.0024 ％、 Ti ： 0.043 ％を含み、残部 Fe および不可避的不純物からなる場合を除く）を、下記（２）式を満足する温度（ＴSR）に加熱したのち、仕上圧延を960 〜650 ℃の温度範囲で終了し、巻取り温度が750 〜400 ℃の温度範囲で巻取る熱間圧延により熱延板とし、ついで、該熱延板に圧下率：50〜95％の冷間圧延を施したのち、700 〜920 ℃の再結晶焼鈍を施すことを特徴とする耐時効性に優れた塗装焼付硬化型冷延鋼板の製造方法。
記
0.5 ×（Ｃ／12）≦Ti／48−（Ｎ／14＋Ｓ／32）≦1.87×（Ｃ／12）…（１）
ここに、Ｃ、Ti、Ｎ、Ｓ：質量％
Ｓ≦−0.235 ×ＴSR＋305 …………（２）
ここに、Ｓ ：硫黄含有量（ppm ）
ＴSR：鋼素材加熱温度（℃） - 前記鋼素材が、質量％で、
Ｃ： 0.0007 〜 0.0050 ％（但し 0.0020 ％以下を除く）、
Si ： 0.5 ％以下、
Mn ： 2.0 ％以下、
Ｐ： 0.10 ％以下、
Ｓ： 0.008 ％以下（但し 0.0023 ％以下を除く）
Al ： 0.01 〜 0.20 ％、
Ｎ： 0.01 ％以下、
Ti ： 0.005 〜 0.08 ％
を含み、さらに、Nb：0.001 〜0.015 ％（但し 0.004 ％を除く）および／またはＢ：0.0001〜 0.005％を含有し、かつＣ、 Ti 、Ｎ、Ｓ含有量が前記（１）式を満足し、残部 Fe および不可避的不純物からなる鋼素材であることを特徴とする請求項１記載の塗装焼付硬化型冷延鋼板の製造方法。
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