JP4482360B2 - 塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
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Description
本発明は、塗装焼付硬化性能（ＢＨ）、常温遅時効性、成形性を兼ね備えた冷延鋼板およびその製造方法に関するものである。
本発明が係わる冷延鋼板とは、自動車、家庭電気製品、建物などに使用されるものである。そして、表面処理をしない狭義の鋼板と、防錆のために溶融Ｚｎめっき、合金化溶融Ｚｎめっき、電気Ｚｎめっきなどの表面処理を施した広義の鋼板を含む。
本発明による鋼板は、塗装焼付硬化性能を有する鋼板であるので、使用に当たっては今までの鋼板より板厚を減少できること、すなわち軽量化が可能となる。したがって、地球環境保全に寄与できるものと考えられる。
本発明が係わる冷延鋼板とは、自動車、家庭電気製品、建物などに使用されるものである。そして、表面処理をしない狭義の鋼板と、防錆のために溶融Ｚｎめっき、合金化溶融Ｚｎめっき、電気Ｚｎめっきなどの表面処理を施した広義の鋼板を含む。
本発明による鋼板は、塗装焼付硬化性能を有する鋼板であるので、使用に当たっては今までの鋼板より板厚を減少できること、すなわち軽量化が可能となる。したがって、地球環境保全に寄与できるものと考えられる。
溶鋼の真空脱ガス処理の最近の進歩により、極低炭素鋼の溶製が容易になった現在、良好な加工性を有する極低炭素鋼板の需要は大きい。その中でも、例えば特許文献１などに開示されているＴｉとＮｂを複合添加した極低炭素鋼板は、きわめて良好な加工性を有し、塗装焼付硬化（ＢＨ）性を兼備し、溶融亜鉛めっき特性にも優れているので、重要な位置をしめつつある。
しかしながら、そのＢＨ量は通常のＢＨ鋼板のレベルを超えるものではなく、さらなるＢＨ量を付与しようとすると常温非時効性が確保できなくなるという欠点を有する。
しかしながら、そのＢＨ量は通常のＢＨ鋼板のレベルを超えるものではなく、さらなるＢＨ量を付与しようとすると常温非時効性が確保できなくなるという欠点を有する。
高ＢＨ性と常温遅時効性とを兼ね備えた鋼板に関する技術については、例えば特許文献２がある。これは極低炭素鋼に多量のＮｂとＢ、さらにはＴｉを複合添加して焼鈍後の組織をフェライト相と低温変態生成相との複合組織とし、高ｒ値、高ＢＨ、高延性および常温非時効性を兼ね備えた冷延鋼板を得るものである。
しかしながら、この技術には以下のような実操業上の問題点を有することがあきらかとなった。
１）このような多量のＮｂ，ＢさらにはＴｉを含有する成分の鋼では、α→γ変態点が低下するわけではなく、複合組織を得るためには極めて高い温度の焼鈍が必須となり、連続焼鈍時に板破断等のトラブルの原因となること、
２）α＋γの温度領域がきわめて狭いため、板幅方向に組織が変化し、結果として材質が大きくばらついたり、数℃の焼鈍温度の変化によって複合組織になる場合とならない場合があり、製造がきわめて不安定となる。
しかしながら、この技術には以下のような実操業上の問題点を有することがあきらかとなった。
１）このような多量のＮｂ，ＢさらにはＴｉを含有する成分の鋼では、α→γ変態点が低下するわけではなく、複合組織を得るためには極めて高い温度の焼鈍が必須となり、連続焼鈍時に板破断等のトラブルの原因となること、
２）α＋γの温度領域がきわめて狭いため、板幅方向に組織が変化し、結果として材質が大きくばらついたり、数℃の焼鈍温度の変化によって複合組織になる場合とならない場合があり、製造がきわめて不安定となる。
また特許文献３には、Ｎｂを添加した極低炭素冷延鋼板において、焼鈍後の冷却速度を制御することによって粒界中の炭素濃度を高めて、高ＢＨと常温遅時効性との両立が可能であることが示されている。しかしながら、これによっても高ＢＨと常温遅時効性とのバランスは十分とは言えない。
さらに従来のＢＨ鋼板では、ＢＨの熱処理条件が１７０℃−２０分であれば所定のＢＨ量を得ることができるが、この条件が１６０℃−１０分や１５０℃−１０分ではＢＨが低下してしまうという問題がある。
特開昭５９−３１８２７号公報
特公平３−２２２４号公報
特開平７−３００６２３号公報
さらに従来のＢＨ鋼板では、ＢＨの熱処理条件が１７０℃−２０分であれば所定のＢＨ量を得ることができるが、この条件が１６０℃−１０分や１５０℃−１０分ではＢＨが低下してしまうという問題がある。
上述の通り、従来のＢＨ鋼板は安定的な製造が困難であったり、ＢＨ量を増加させると同時に常温遅時効性が失われるという欠点を有していた。また、塗装焼付の温度が現状の１７０℃に対して１６０℃ないし１５０℃のような低温になると、十分なＢＨ量が得られないという問題がある。
本発明者らは、このような問題を解決するための技術を特願２００２−２５１５３６号にて開示しているが、更に塗装焼付硬化性能と常温遅時効性能とのバランスを改善できることを新たに発見した。
本発明は、高ＢＨ性と常温遅時効性とを兼ね備え、またＢＨの温度が低温となっても十分なＢＨ量を有する冷延鋼板と、それを製造する方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、このような問題を解決するための技術を特願２００２−２５１５３６号にて開示しているが、更に塗装焼付硬化性能と常温遅時効性能とのバランスを改善できることを新たに発見した。
本発明は、高ＢＨ性と常温遅時効性とを兼ね備え、またＢＨの温度が低温となっても十分なＢＨ量を有する冷延鋼板と、それを製造する方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記目標を達成するために鋭意研究を遂行し、以下に述べるような従来にはない知見を得た。
すなわち、固溶Ｎの残存する鋼にＣｒとＯ（酸素）を添加し、さらにＰとＢとを添加し、冷延後所定の熱処理を施すことにより、従来以上に優れたＢＨと常温遅時効性を有し、かつ塗装焼付条件が低温短時間となっても高ＢＨ性を確保することが可能であることを見いだしたものである。
すなわち、固溶Ｎの残存する鋼にＣｒとＯ（酸素）を添加し、さらにＰとＢとを添加し、冷延後所定の熱処理を施すことにより、従来以上に優れたＢＨと常温遅時効性を有し、かつ塗装焼付条件が低温短時間となっても高ＢＨ性を確保することが可能であることを見いだしたものである。
本発明は、このような思想と新知見に基づいて構築された従来にはない全く新しい鋼板であり、その要旨とするところは以下のとおりである。
（１） 質量％で、
Ｃ ：０．０００５〜０．００４０％、 Ｓｉ：０．８％以下、
Ｍｎ：２．２％以下、 Ｓ ：０．０００５〜０．００９％、
Ｃｒ：０．４〜１．３％、 Ｏ ：０．００５１〜０．０２０％、
Ｐ ：０．０４５〜０．１２％、 Ｂ ：０．０００２〜０．００１０％、
Ａｌ：０．００８％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．００７％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、２％引張変形後１７０℃にて２０分間の熱処理を施すことによって評価されるＢＨ１７０が５０ＭＰａ以上で、かつ２％引張変形後１６０℃にて１０分間の熱処理を施すことによって評価されるＢＨ１６０および２％引張変形後１５０℃にて１０分間の熱処理で評価されるＢＨ１５０がいずれも４５ＭＰａ以上であることを特徴とする塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた冷延鋼板。
（２） 質量％でさらに、Ｍｏ：０．００１〜１．０％を含有することを特徴とする（１）記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた冷延鋼板。
（３） 質量％でさらに、Ｖ，Ｚｒ，Ｃｅ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｇのうち１種または２種以上を合計で０．００１〜０．０２％含有することを特徴とする（１）または（２）記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた冷延鋼板。
（４） 質量％でさらに、固溶Ｃ：０．００２０％以下、固溶Ｎ：０．０００５〜０．００４％を含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれか１項に記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた冷延鋼板。
（１） 質量％で、
Ｃ ：０．０００５〜０．００４０％、 Ｓｉ：０．８％以下、
Ｍｎ：２．２％以下、 Ｓ ：０．０００５〜０．００９％、
Ｃｒ：０．４〜１．３％、 Ｏ ：０．００５１〜０．０２０％、
Ｐ ：０．０４５〜０．１２％、 Ｂ ：０．０００２〜０．００１０％、
Ａｌ：０．００８％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．００７％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、２％引張変形後１７０℃にて２０分間の熱処理を施すことによって評価されるＢＨ１７０が５０ＭＰａ以上で、かつ２％引張変形後１６０℃にて１０分間の熱処理を施すことによって評価されるＢＨ１６０および２％引張変形後１５０℃にて１０分間の熱処理で評価されるＢＨ１５０がいずれも４５ＭＰａ以上であることを特徴とする塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた冷延鋼板。
（２） 質量％でさらに、Ｍｏ：０．００１〜１．０％を含有することを特徴とする（１）記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた冷延鋼板。
（３） 質量％でさらに、Ｖ，Ｚｒ，Ｃｅ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｇのうち１種または２種以上を合計で０．００１〜０．０２％含有することを特徴とする（１）または（２）記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた冷延鋼板。
（４） 質量％でさらに、固溶Ｃ：０．００２０％以下、固溶Ｎ：０．０００５〜０．００４％を含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれか１項に記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた冷延鋼板。
（５） （１）〜（３）のいずれか１項に記載の化学成分を有するスラブを（Ａｒ3 点−１００）℃以上で熱間圧延を行い、９０％以下の圧下率で冷間圧延を施し、最高到達温度が７５０〜９２０℃となるように焼鈍し、５５０〜７５０℃の温度範囲内で１５ｓ以上保持することを特徴とする塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた冷延鋼板の製造方法。（６） （１）〜（３）のいずれか１項に記載の化学成分を有するスラブを（Ａｒ3 点−１００）℃以上で熱間圧延を行い、９０％以下の圧下率で冷間圧延を施し、最高到達温度が７５０〜９２０℃となるように焼鈍し、５５０〜７５０℃の温度範囲内で１５ｓ以上保持し、ついで１５０〜４５０℃で１２０秒間以上の熱処理を行なうことを特徴とする塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた冷延鋼板の製造方法。
（７） （１）〜（３）のいずれか１項に記載の化学成分を有するスラブを（Ａｒ3 点−１００）℃以上で熱間圧延を行い、９０％以下の圧下率で冷間圧延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインにて最高到達温度が７５０〜９２０℃となるように焼鈍し、５５０〜７５０℃の温度範囲内で１５ｓ以上保持したのち、亜鉛めっき浴に浸漬することを特徴とする塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
（８） 亜鉛めっき浴に浸漬後、４６０〜５５０℃で１ｓ以上の熱処理を行うことを特徴とする（７）記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
（７） （１）〜（３）のいずれか１項に記載の化学成分を有するスラブを（Ａｒ3 点−１００）℃以上で熱間圧延を行い、９０％以下の圧下率で冷間圧延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインにて最高到達温度が７５０〜９２０℃となるように焼鈍し、５５０〜７５０℃の温度範囲内で１５ｓ以上保持したのち、亜鉛めっき浴に浸漬することを特徴とする塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
（８） 亜鉛めっき浴に浸漬後、４６０〜５５０℃で１ｓ以上の熱処理を行うことを特徴とする（７）記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
本発明により、高ＢＨ性と常温遅時効性とのバランスのとれた鋼板を得ることができる。
本発明において鋼組成および製造条件を上述のように限定する理由について、さらに説明する。
ＣはＢＨ性の向上には好ましい。しかし、Ｃを０．０００５％未満とするのは製鋼技術上困難でコストアップとなるのでこれを下限とする。一方、Ｃ量が０．００４０％を超えると成形性の劣化を招くだけでなく、本発明で重要な高ＢＨ性と常温非時効性を両立することが困難となるのでこれを上限とする。０．０００７％以上０．００２５％未満がさらに好ましいＣの範囲である。
ＣはＢＨ性の向上には好ましい。しかし、Ｃを０．０００５％未満とするのは製鋼技術上困難でコストアップとなるのでこれを下限とする。一方、Ｃ量が０．００４０％を超えると成形性の劣化を招くだけでなく、本発明で重要な高ＢＨ性と常温非時効性を両立することが困難となるのでこれを上限とする。０．０００７％以上０．００２５％未満がさらに好ましいＣの範囲である。
Ｓｉは固溶体強化元素として機能し、安価にかつ成形性を過度に劣化させること無く強度を増加させる働きがあるので、その添加量は狙いとする強度レベルに応じて変化するが、添加量が０．８％超となると表面性状に関わる問題を誘発するのでこれを上限とする。また、溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを施す場合には、めっき密着性の低下、合金化反応の遅延による生産性の低下などの問題が生ずるので、０．６％以下とすることが好ましい。自動車のドアやフード等の外板パネルなどの表面品位が特に重要な用途に対しては、０．０５％を上限とすることが好ましい。
下限は特に設けないが、０．００１％以下とするのは製造コストが高くなるのでこれが実質的な下限である。また、Ａｌ量の制御の観点でＡｌ脱酸を行うことが困難な場合には、Ｓｉで脱酸することもあり得る。この場合には０．０４％以上のＳｉが含有される。
下限は特に設けないが、０．００１％以下とするのは製造コストが高くなるのでこれが実質的な下限である。また、Ａｌ量の制御の観点でＡｌ脱酸を行うことが困難な場合には、Ｓｉで脱酸することもあり得る。この場合には０．０４％以上のＳｉが含有される。
Ｍｎは固溶体強化元素として有用である他、ＭｎＳを形成し熱延時のＳによる耳割れを抑制する効果がある。さらにＭｎは固溶Ｎに起因する常温時効を抑制する効果を有するので、０．３％以上添加することが好ましい。ただし、深絞り性を必要とする場合には０．１５％以下、さらには０．１０％未満とすることが好ましい。一方、２．２％を超えると強度が高くなりすぎて延性が低下したり、亜鉛めっきの密着性が阻害されたりするので、これを上限とする。
Ｓは、０．００９％超では熱間割れの原因となったり、加工性を劣化させるのでこれを上限とする。一方で、Ｓ量を０．０００５％未満とするのは製鋼技術上困難であるので、これを下限とする。
Ｃｒは本発明において重要である。０．４％以上のＣｒ添加によって高ＢＨ性と耐常温時効性とを両立することが可能となる。ＮはＣよりも拡散速度が大きいため、耐常温時効性を確保することが困難であることが知られている。このため自動車の外板パネル等、外観が重視される部材にはＮを活用したＢＨ鋼板は適用されていない。
しかしながらＣｒを積極的に添加することで、ＢＨ性を損なうことなく常温遅時効性を得ることが可能であることを見いだした。これらの元素によって耐常温時効性が向上する機構は必ずしも明らかではないが、以下のように推察される。
常温付近では、これらの元素とＮとがペアやクラスターを形成し、Ｎの拡散を抑えるため耐常温時効性が確保されるのに対して、１５０〜１７０℃での塗装焼付処理においては、Ｎがこれらのペアやクラスターから脱出し、転位を固着するため高ＢＨ性が発現する。 Ｃｒは多すぎるとＣｒ窒化物が析出し、ＢＨ性が損なわれることがある。また加工性、めっき密着性、コストの点でも過度の添加は好ましくないので、上限を１．３％とする。０．５〜０．８％がより好ましい範囲である。
しかしながらＣｒを積極的に添加することで、ＢＨ性を損なうことなく常温遅時効性を得ることが可能であることを見いだした。これらの元素によって耐常温時効性が向上する機構は必ずしも明らかではないが、以下のように推察される。
常温付近では、これらの元素とＮとがペアやクラスターを形成し、Ｎの拡散を抑えるため耐常温時効性が確保されるのに対して、１５０〜１７０℃での塗装焼付処理においては、Ｎがこれらのペアやクラスターから脱出し、転位を固着するため高ＢＨ性が発現する。 Ｃｒは多すぎるとＣｒ窒化物が析出し、ＢＨ性が損なわれることがある。また加工性、めっき密着性、コストの点でも過度の添加は好ましくないので、上限を１．３％とする。０．５〜０．８％がより好ましい範囲である。
Ｏ（酸素）も本発明において特に重要な元素である。Ｏを所定の量に制御することによって上記したＣｒのＢＨと常温遅時効性との寄与が大きくなることを発見した。この理由は必ずしも明らかではないが、酸化物の周辺にＣｒとＮが優先的に偏析し、上述したように、Ｃｒが常温でＮの拡散を抑制する効果を助長しているためと推察される。
Ｏ量は、０．００３％以上とすることでこのような効果が明確になるため、これを下限とする。一方で、Ｏが０．０２０％を超えるとこのような効果が飽和する傾向となるだけでなく、ｒ値や延性等の加工性が劣化するため０．０２０％を上限とする。０．００５〜０．０１５％がより好ましいＯの範囲である。なお、Ｏ量の下限値は、本発明の実施例に基づき、０．００５１％とする。
Ｏは通常はＦｅの酸化物として存在するが、Ａｌ，Ｃｅ，Ｚｒ，Ｍｇ，Ｓｉなどの酸化物またはそれらの複合酸化物として存在しても構わない。ただし、Ａｌ系の酸化物では高ＢＨと常温遅時効性との両立に対する寄与が小さく、また表面性状を劣化させるので極力低減することが望まれる。
また、酸化物の形態やサイズ、分布は特に限定しないが、表面積を大きくする観点で球状が好ましく、その平均直径は１．０μｍ以下、また製品板の結晶粒界に存在する割合が体積率で２０％以下であることが好ましい。これらの要件はいずれもＣｒとＮの偏析に有効なサイトを極力増加させる観点に立つものである。同様の観点から酸化物のみならず、ＭｎＳ，ＣａＳ，ＣｕＳ等を微細分散させることも有効である。
Ｏ量は、０．００３％以上とすることでこのような効果が明確になるため、これを下限とする。一方で、Ｏが０．０２０％を超えるとこのような効果が飽和する傾向となるだけでなく、ｒ値や延性等の加工性が劣化するため０．０２０％を上限とする。０．００５〜０．０１５％がより好ましいＯの範囲である。なお、Ｏ量の下限値は、本発明の実施例に基づき、０．００５１％とする。
Ｏは通常はＦｅの酸化物として存在するが、Ａｌ，Ｃｅ，Ｚｒ，Ｍｇ，Ｓｉなどの酸化物またはそれらの複合酸化物として存在しても構わない。ただし、Ａｌ系の酸化物では高ＢＨと常温遅時効性との両立に対する寄与が小さく、また表面性状を劣化させるので極力低減することが望まれる。
また、酸化物の形態やサイズ、分布は特に限定しないが、表面積を大きくする観点で球状が好ましく、その平均直径は１．０μｍ以下、また製品板の結晶粒界に存在する割合が体積率で２０％以下であることが好ましい。これらの要件はいずれもＣｒとＮの偏析に有効なサイトを極力増加させる観点に立つものである。同様の観点から酸化物のみならず、ＭｎＳ，ＣａＳ，ＣｕＳ等を微細分散させることも有効である。
Ｐは本発明において重要である。すなわちＰを添加することによって、上述のＣｒおよびＯ添加による塗装焼付硬化性能と常温遅時効性とのバランス改善効果をさらに助長することを新たに見出した。これは後述のＢとの複合添加によって初めて発現する。
Ｐがこのような効果を有する理由は明らかではないが、結晶粒界にＰが偏析することによってＢＨ性に有効なＮが結晶粒界に偏析することを妨げ、上述のＣｒやＯによるＮへの作用を助長するものと推察される。
このようなＰの効果は、０．０４５％以上の添加によって発現する。ただし、添加量が０．１２％を超えるとその効果が飽和するだけでなく、スポット溶接後の疲労強度が劣悪となったり、降伏強度が増加し過ぎたりしてプレス時に面形状不良を引き起こす。さらに、連続溶融亜鉛めっき時に合金化反応が極めて遅くなり、生産性が低下する。また、２次加工性も劣化する。したがってその上限値を０．１２％とする。好ましくは０．０５〜０．０８５％である。
Ｐがこのような効果を有する理由は明らかではないが、結晶粒界にＰが偏析することによってＢＨ性に有効なＮが結晶粒界に偏析することを妨げ、上述のＣｒやＯによるＮへの作用を助長するものと推察される。
このようなＰの効果は、０．０４５％以上の添加によって発現する。ただし、添加量が０．１２％を超えるとその効果が飽和するだけでなく、スポット溶接後の疲労強度が劣悪となったり、降伏強度が増加し過ぎたりしてプレス時に面形状不良を引き起こす。さらに、連続溶融亜鉛めっき時に合金化反応が極めて遅くなり、生産性が低下する。また、２次加工性も劣化する。したがってその上限値を０．１２％とする。好ましくは０．０５〜０．０８５％である。
Ｂも重要である。Ｂも塗装焼付硬化性能と常温遅時効性とのバランスを改善する効果を有する。これは上述のＰによる改善のメカニズムと同様であると推測される。ＢはＰと同時に添加することが必須である。このようなＢの効果を発現させるためには０．０００２％以上の添加を要する。一方で、Ｂを０．００１０％超としてもこのような効果が飽和するばかりか、Ｂ窒化物を形成してＢＨ性を劣化させるのでこれを上限とする。好ましくは０．０００４〜０．０００８％とする。
Ａｌは脱酸調製剤として使用しても良い。ただし、ＡｌはＮと結合してＡｌＮを形成する結果、ＢＨ性が低下するので、その添加は製造技術上無理のない範囲で必要最小限にとどめることが望ましい。この観点から冷延鋼板の場合には上限を０．００８％以下とする。Ａｌ量が０．００８％超では、固溶Ｎを確保するために全Ｎ量を多量に添加せねばならず、製造コストや成形性の点で不利である。０．００５％未満がより好ましく、０．００３％未満がさらに好ましい上限である。
Ｎは本発明において重要である。すなわち本発明においては、主としてＮによって高ＢＨ性を達成するものである。したがって０．００１％以上の添加が必須である。一方でＮが多すぎると常温遅時効性を確保するために過剰のＣｒを添加しなくてはならなくなったり、加工性が劣化したりするので、０．００７％を上限値とする。より好ましくは０．００１５〜０．００３５％である。
さらに、ＮはＡｌと結合してＡｌＮを形成しやすいので、ＢＨに寄与するＮを確保するためにＮ−０．５２Ａｌ＞０％を満たすことが好ましい。より好ましくはＮ−０．５２Ａｌ＞０．０００５％とする。この式は化学量論的にＡｌよりもＮ量が多いことが必要条件であることから決められたものである。
さらに、ＮはＡｌと結合してＡｌＮを形成しやすいので、ＢＨに寄与するＮを確保するためにＮ−０．５２Ａｌ＞０％を満たすことが好ましい。より好ましくはＮ−０．５２Ａｌ＞０．０００５％とする。この式は化学量論的にＡｌよりもＮ量が多いことが必要条件であることから決められたものである。
Ｍｏは、主に固溶強化元素として０．００１％以上含有しても良い。また、多量添加では炭窒化物形成による強化も期待できる半面、延性劣化が著しいため、上限を１．０％とした。
Ｖは、Ｃｒの存在下で添加すると常温遅時効性の確保に有効に作用するため、０．００１％以上添加することが好ましい。一方、下記のＺｒ，Ｃｅ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｇと合わせ、これらの１種又は２種以上の合計で０．０２％超の添加は、窒化物の形成を助長するのでこれを上限とする。
Ｚｒ，Ｃｅ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｇは脱酸元素として有効で、かつ溶鋼中で浮上しにくいために鋼中に酸化物として残存しやすいので、ＣｒやＮの偏析サイトとして有効に働く。また、ＮｂやＴｉには加工性を向上せしめる効果があることは広く知られているので、単独添加の場合それぞれ０．００１％以上、望ましくは０．００３％以上添加することが好ましい。しかし、添加量が多すぎると窒化物を形成し、固溶Ｎの確保が困難となるので、前記のＶを含めこれらの１種又は２種類以上添加する際も合計で０．０２％以下とする。
固溶Ｃ量は、０．００２０％以下とすることが好ましい。本発明においては、主としてＮによって高ＢＨ性と常温遅時効性とを確保するので、固溶Ｃ量が多すぎると常温遅時効性を確保することが困難となる。固溶Ｃは０．００１５％未満とすることがより好ましく、０％であることが最も好ましい。固溶Ｃ量の調整は、全Ｃ量を上述の上限以下とすることによって行っても良いし、巻取温度や過時効処理条件によって所定のレベルまで低減しても良い。
固溶Ｎは、合計で０．０００５〜０．００４％とすることが好ましい。ここで固溶Ｎとは単独でＦｅ中に存在するＮだけでなく、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｐなどの置換型固溶元素とペアやクラスターを形成するＮも含む。固溶Ｎ量は、全Ｎ量からＡｌＮ，ＮｂＮ，ＶＮ，ＴｉＮ，ＢＮ，ＺｒＮなどの化合物として存在するＮ量（抽出残査の化学分析から定量）を差し引いた値から求めることができる。また、内部摩擦法やＦＩＭ（Field Ion Microscopy）によって求めても良い。
固溶Ｎが０．０００５％未満では十分なＢＨを得ることができない。また、０．００４％を超えてもＢＨ性は向上するが、常温遅時効性を得ることが困難となる。より好ましくは０．０００８〜０．００２２％である。なお、固溶Ｎは５０％以上がＣｒとペアを形成しているか、酸化物や析出物の周辺に偏析していることが望ましい。このようなＮの存在位置はＦＩＭ（Field Ion Microscopy）によって確認することができる。
固溶Ｎが０．０００５％未満では十分なＢＨを得ることができない。また、０．００４％を超えてもＢＨ性は向上するが、常温遅時効性を得ることが困難となる。より好ましくは０．０００８〜０．００２２％である。なお、固溶Ｎは５０％以上がＣｒとペアを形成しているか、酸化物や析出物の周辺に偏析していることが望ましい。このようなＮの存在位置はＦＩＭ（Field Ion Microscopy）によって確認することができる。
Ｃａは、脱酸元素として有用であるほか、硫化物の形態制御にも効果を奏するので、０．０００５〜０．０１％の範囲で添加しても良い。０．０００５％未満では効果が十分でなく、０．０１％超添加すると加工性が劣化するのでこの範囲とする。
これらを主成分とする鋼に、機械的強度の増加や疲労特性向上などのため、Ｓｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｏ，ＺｎおよびＷの１種又は２種以上を、合計で０．００１〜１％含有しても構わない。またＣｅ以外のＲｅｍを合計で０．１％以下含有しても構わない。
次に、製造条件の限定理由について述べる。
熱間圧延に供するスラブは特に限定するものではない。すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものであればよい。また、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスにも適合する。
熱間圧延に供するスラブは特に限定するものではない。すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものであればよい。また、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスにも適合する。
熱延の仕上げ温度は、（Ａｒ3 −１００）℃以上とする。（Ａｒ3 −１００）℃未満では、加工性を確保するのが困難であったり板厚精度の問題を生じたりする。Ａｒ3 点以上がより好ましい範囲である。仕上げ温度の上限は特に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、ｒ値を確保するためには１０００℃以下とすることが好ましい。
なお、熱延の加熱温度は特に限定するものではないが、固溶Ｎを確保するために溶解させる必要のある場合には、１１５０℃以上とすることが望ましい。
熱延後の巻取温度は、７５０℃以下とすることが好ましい。下限は特に設けないが、良好な加工性を得るためには２００℃以上とすることが好ましい。
熱延後の巻取温度は、７５０℃以下とすることが好ましい。下限は特に設けないが、良好な加工性を得るためには２００℃以上とすることが好ましい。
冷間圧延の圧下率は９０％以下とする。９０％超とするのは設備への負荷が過大となるだけでなく、製品の機械的性質の異方性が大きくなる。好ましくは８６％以下である。圧下率の下限は特に定めないが、加工性を確保するためには３０％以上とすることが好ましい。
焼鈍は、最高到達温度を７５０〜９２０℃とする。焼鈍温度が７５０℃未満では、再結晶が完了せず加工性が劣悪となる。一方、焼鈍温度が９２０℃超では、組織が粗大化したり、加工性の低下を招く。７７０〜８７０℃がより好ましい範囲である。
焼鈍は、最高到達温度を７５０〜９２０℃とする。焼鈍温度が７５０℃未満では、再結晶が完了せず加工性が劣悪となる。一方、焼鈍温度が９２０℃超では、組織が粗大化したり、加工性の低下を招く。７７０〜８７０℃がより好ましい範囲である。
焼鈍後の冷却過程は、本発明において重要である。すなわち、焼鈍後の５５０〜７５０℃の温度範囲内で１５ｓ以上保持する必要がある。なお、この保持は一定温度で行う必要は無く、５５０〜７５０℃の範囲の温度となっている時間が１５ｓ以上であればいかなる履歴を経ても構わない。この熱処理によって高ＢＨ性と常温遅時効性とに優れた鋼板を製造することが可能となる。上記の熱処理は、６００〜７００℃で２０ｓ以上行うのがより好ましい。
熱処理後の過時効処理は、塗装焼付硬化性能と常温遅時効性をさらに向上せしめるのに有効である。このためには過時効温度を１５０〜４５０℃とするのが良く、時間は１２０ｓ以上とする。過時効処理時間の上限は特に定めないが、長すぎると生産性を低下させるので１０００ｓ以下とすることが好ましい。
一方、溶融亜鉛めっきを施す場合には、最高到達温度を７５０〜９２０℃とする焼鈍を行った後、５５０〜７５０℃の温度範囲内で１５ｓ以上保持する。なお、この保持は一定温度で行う必要は無く、５５０〜７５０℃の範囲の温度となっている時間が１５ｓ以上であればいかなる履歴を経ても構わない。この熱処理によって高ＢＨ性と常温遅時効性とに優れた鋼板を製造することが可能となる。この熱処理は、６００〜７００℃で２０ｓ以上行うのがより好ましい。
引き続き亜鉛めっき浴に浸漬する。亜鉛めっき浴温度は４２０〜５００℃である。表面の亜鉛と鋼板の鉄とを合金化させる場合には、めっき浴浸漬後に４６０〜５５０℃の温度で１ｓ以上、より好ましくは５ｓ以上の熱処理を施す。加熱時間の上限は特に定めないが、生産性確保の観点から４０ｓ以下とすることが好ましい。
これらの条件が常温遅時効性の向上に好適であることの理由は必ずしも明らかではないが、ＰとＢの粒界偏析を助長させ、酸化物の周辺にＣｒとＮが偏析することを促しているものと推測される。
これらの条件が常温遅時効性の向上に好適であることの理由は必ずしも明らかではないが、ＰとＢの粒界偏析を助長させ、酸化物の周辺にＣｒとＮが偏析することを促しているものと推測される。
調質圧延は、常温遅時効性のさらなる向上、また形状強制のために圧下率３％以下の範囲で行うのがよい。３％を超えると降伏強度が高くなったり、設備の負荷が大きくなるのでこれを上限とする。
本発明によって得られる冷延鋼板の組織は、フェライトまたはベイナイトを主相とするが、両相が混在していても構わないし、これらにマルテンサイト、酸化物、炭化物、窒化物が存在していても良い。すなわち要求特性に応じて組織を作り分ければ良い。
本発明によって得られる鋼板は、ＢＨ１７０が５０ＭＰａ以上、ＢＨ１６０およびＢＨ１５０がいずれも４５ＭＰａ以上である。ＢＨの上限は特に限定しないが、ＢＨ１７０が１５０ＭＰａ、ＢＨ１６０およびＢＨ１５０が１３０ＭＰａを超えると耐常温時効性を確保することが困難となる。なおＢＨ１７０とは、２％引張変形後１７０℃にて２０分間の熱処理を施すことによって、ＢＨ１６０は２％引張変形後１６０℃にて１０分間の熱処理を施すことによって、さらにＢＨ１５０は２％引張変形後１５０℃にて１０分間の熱処理で評価されるＢＨを表す。
常温遅時効性は人工時効後の降伏点伸びによって評価される。本発明によって得られる鋼板は、１００℃にて１時間熱処理後の引張試験における降伏点伸びが０．３％以下、さらに好ましくは０．２％以下である。
次に本発明を実施例にて説明する。
次に本発明を実施例にて説明する。
表１の鋼をスラブ加熱温度１２２０℃、仕上げ温度９４０℃、巻取り温度６００℃で熱間圧延し、３．５ｍｍ厚の鋼帯とした。酸洗後、８０％の圧下率の冷間圧延を施し０．７ｍｍ厚の冷延板とし、ついで連続焼鈍設備にて加熱速度１０℃／ｓ、最高到達温度８００℃とする焼鈍を行い、その後表２に示すとおり、５５０〜７５０℃における保持時間を変化させながら冷却し、また過時効処理温度も変化させた。なお過時効処理時間は１８０秒一定とした。さらに１．０％の圧下率の調質圧延をし、ＪＩＳ５号引張試験片を採取しＢＨ、人工時効後の降伏点伸びの測定を行った。
結果を表２に示す。これより明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で焼鈍した場合には、高ＢＨ性と常温遅時効性とのバランスにおいて優位にあることが分かる。
結果を表２に示す。これより明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で焼鈍した場合には、高ＢＨ性と常温遅時効性とのバランスにおいて優位にあることが分かる。
表１の鋼のうちＢ，Ｇをスラブ加熱温度１１８０℃、仕上げ温度９１０℃、巻取り温度６５０℃で熱間圧延し、４．０ｍｍ厚の鋼帯とした。酸洗後、８０％の圧下率の冷間圧延を施し０．８ｍｍ厚の冷延板とし、ついで連続溶融亜鉛めっき設備にて加熱速度１４℃／ｓ、最高到達温度８２０℃とする焼鈍を行い、５５０〜７５０℃における保持時間を変化させながら冷却し、４６０℃の亜鉛浴に浸漬させたのち、１５℃／ｓにて５００℃まで再加熱し、１５秒間保持を行った。その後、さらに０．８％の圧下率の調質圧延をし、ＪＩＳ５号引張試験片を採取しＢＨ、人工時効後の降伏点伸びの測定を行った。
結果を表３に示す。これより明らかなとおり、適正な条件で製造した場合には、高ＢＨ性と常温時遅効性とを両立することができた。
結果を表３に示す。これより明らかなとおり、適正な条件で製造した場合には、高ＢＨ性と常温時遅効性とを両立することができた。
Claims (8)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０００５〜０．００４０％、
Ｓｉ：０．８％以下、
Ｍｎ：２．２％以下、
Ｓ ：０．０００５〜０．００９％、
Ｃｒ：０．４〜１．３％、
Ｏ ：０．００５１〜０．０２０％、
Ｐ ：０．０４５〜０．１２％、
Ｂ ：０．０００２〜０．００１０％、
Ａｌ：０．００８％以下、
Ｎ ：０．００１〜０．００７％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、２％引張変形後１７０℃にて２０分間の熱処理を施すことによって評価されるＢＨ１７０が５０ＭＰａ以上で、かつ２％引張変形後１６０℃にて１０分間の熱処理を施すことによって評価されるＢＨ１６０および２％引張変形後１５０℃にて１０分間の熱処理で評価されるＢＨ１５０がいずれも４５ＭＰａ以上であることを特徴とする塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた冷延鋼板。 - 質量％でさらに、Ｍｏ：０．００１〜１．０％を含有することを特徴とする請求項１記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた冷延鋼板。
- 質量％でさらに、Ｖ，Ｚｒ，Ｃｅ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｇのうち１種または２種以上を合計で０．００１〜０．０２％含有することを特徴とする請求項１または２記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた冷延鋼板。
- 質量％でさらに、固溶Ｃ：０．００２０％以下、固溶Ｎ：０．０００５〜０．００４％を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた冷延鋼板。
- 請求項１〜３のいずれか１項に記載の化学成分を有するスラブを（Ａｒ3 点−１００）℃以上で熱間圧延を行い、９０％以下の圧下率で冷間圧延を施し、最高到達温度が７５０〜９２０℃となるように焼鈍し、５５０〜７５０℃の温度範囲内で１５ｓ以上保持することを特徴とする塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた冷延鋼板の製造方法。
- 請求項１〜３のいずれか１項に記載の化学成分を有するスラブを（Ａｒ3 点−１００）℃以上で熱間圧延を行い、９０％以下の圧下率で冷間圧延を施し、最高到達温度が７５０〜９２０℃となるように焼鈍し、５５０〜７５０℃の温度範囲内で１５ｓ以上保持し、ついで１５０〜４５０℃で１２０秒間以上の熱処理を行なうことを特徴とする塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた冷延鋼板の製造方法。
- 請求項１〜３のいずれか１項に記載の化学成分を有するスラブを（Ａｒ3 点−１００）℃以上で熱間圧延を行い、９０％以下の圧下率で冷間圧延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインにて最高到達温度が７５０〜９２０℃となるように焼鈍し、５５０〜７５０℃の温度範囲内で１５ｓ以上保持したのち、亜鉛めっき浴に浸漬することを特徴とする塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
- 亜鉛めっき浴に浸漬後、４６０〜５５０℃で１ｓ以上の熱処理を行うことを特徴とする請求項７記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
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