(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量%で、C:0.002〜0.005%、Si+Al:0.4〜0.6%、Mn:0.005〜0.05%、P:0.005%以下、S:0.010%以下、Nb:0.035〜0.065%、Ti:0.014〜0.020%、B:0.0005〜0.0010%、N:0.004%以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる成分組成を有するスラブを、1100〜1200℃の加熱温度で30min以上加熱し、オーステナイト相域で熱間圧延後、500℃以上600℃未満の巻取温度で巻取り、冷間圧延後、連続焼鈍プロセスにより、平均2℃/sec以下の昇温速度で少なくとも750℃まで加熱し、820〜850℃の均熱温度で60sec以内の時間保持後、平均20℃/sec以上30℃/sec未満の冷却速度で少なくとも650℃まで冷却する条件で焼鈍することを特徴とする、安定したBH特性を有する表面外観に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項２】
請求項１に記載の製造方法により製造された高強度冷延鋼板であって、質量%で、C:0.002〜0.005%、Si+Al:0.4〜0.6%、Mn:0.005〜0.05%、P:0.005%以下、S:0.010%以下、Nb:0.035〜0.065%、Ti:0.014〜0.020%、B:0.0005〜0.0010%、N:0.004%以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、粒界に存在しているNb量がNb含有量の10倍以上であることを特徴とする、安定したBH特性を有する表面外観に優れた高強度冷延鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、焼付硬化特性(以下、BH特性と呼ぶ)を有する高強度冷延鋼板、特に、安定したBH特性を有し、表面外観に優れた引張強度TSが340MPa以上の高強度冷延鋼板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車の内外板パネルに用いられる冷延鋼板は、プレス成形に適した深絞り性や張出し性等の成形性、一定レベル以上の強度及び良好な表面外観を具備している必要がある。こうした冷延鋼板として、C量を低減した上でTiやNbを添加し、焼鈍再結晶時の固溶C量をほとんど皆無にして集合組織を制御することにより深絞り性を向上させるとともに、Si、Mn、P等の固溶強化元素を添加して高強度化を図ったIF(Interstitial Free)鋼タイプの高強度冷延鋼板が知られている。しかし、IF鋼タイプの鋼板では、降伏強度が低いためにパネル成形後の耐デント性に劣るという問題があった。そこで、非特許文献1には、IF鋼タイプに近い成分系のNb添加極低炭素鋼を用い、急速冷却が可能な連続焼鈍プロセスにより焼鈍後に固溶Cを残留させてBH特性を付与し、耐デント性の向上を図った深絞り用の高強度冷延鋼板が提案されている。また、特許文献1には、こうしたBH特性を有するNb添加極低炭素冷延鋼板のNbとC量の比やN量を最適化してBH特性変動やコイル内材質変動の小さい冷延鋼板が提案されている。
【先行技術文献】
【非特許文献】
【０００３】
【非特許文献１】佐藤  進等:「焼付硬化性超深絞り用高張力冷延鋼板」、鉄と鋼、vol.68 (1982) p1302
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開2001-131689号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、非特許文献1に記載のBH特性を有するNb添加極低炭素冷延鋼板では、熱間圧延後のスケールに起因したロール圧着疵などが生じやすく、亜鉛めっき後の表面外観を著しく損ねるという問題がある。そのため、特許文献1では、熱間圧延後の巻取温度を600〜700℃、特に650℃未満に低下させることが提案されているが、必ずしも良好な表面外観が得られないのが実状である。
【０００６】
本発明は、IF鋼タイプに近い成分系のNb添加極低炭素鋼を用い、安定したBH特性を有する表面外観に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明者等は、上記の目的を達成すべく鋭意検討したところ、次のことを見出した。
【０００８】
i) 確実に良好な表面外観を得るには、熱間圧延後の巻取温度を600℃未満にする必要がある。
【０００９】
ii) 巻取温度を600℃未満にするとBH特性のばらつきが大きく、安定したBH特性が得られない。
【００１０】
iii) Mn量を0.05質量%以下、SiとAlの合計の含有量を0.4〜0.6質量%とし、焼鈍時の昇温速度を平均2℃/sec以下にすることにより安定したBH特性が得られる。
【００１１】
本発明は、このような知見に基づきなされたもので、質量%で、C:0.002〜0.005%、Si+Al:0.4〜0.6%、Mn:0.005〜0.05%、P:0.005%以下、S:0.010%以下、Nb:0.035〜0.065%、Ti:0.014%以下、B:0.0005〜0.0010%、N:0.004%以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる成分組成を有するスラブを、1100〜1200℃の加熱温度で30min以上加熱し、オーステナイト相域で熱間圧延後、500℃以上600℃未満の巻取温度で巻取り、冷間圧延後、連続焼鈍プロセスにより、平均2℃/sec以下の昇温速度で少なくとも750℃まで加熱し、820〜850℃の均熱温度で60sec以内の時間保持後、平均20℃/sec以上30℃/sec未満の冷却速度で少なくとも650℃まで冷却する条件で焼鈍することを特徴とする安定したBH特性を有する表面外観に優れた高強度冷延鋼板の製造方法を提供する。
【００１２】
本発明は、また、上記の成分組成を有し、粒界に存在しているNb量がNb含有量の10倍以上であることを特徴とする安定したBH特性を有する表面外観に優れた高強度冷延鋼板を提供する。
【発明の効果】
【００１３】
本発明により、IF鋼タイプに近い成分系のNb添加極低炭素鋼を用い、安定したBH特性を有し、表面外観に優れたTSが340MPa以上の高強度冷延鋼板を製造できるようになった。本発明の高強度冷延鋼板は、IF鋼タイプに近い成分系であるため成形性にも優れており、自動車の内外板パネルに好適である。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】粒界及びその近傍におけるNb分布を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
上述したように、良好な表面外観を得るには、熱間圧延後の巻取温度を600℃未満にする必要があるが、安定したBH特性が得られなくなる。この原因を検討したところ、巻取温度を低下すると巻取り時にNbCの析出が抑制され、焼鈍時におけるNbCの析出が不安定になり、その後のNbCの再溶解により生じる焼鈍後の固溶C量のばらつきが大きくなるためと考えられた。そして、焼鈍後の固溶C量のばらつきを小さくするには、焼鈍時のNbCの析出を促進することが必要であり、それには、上述したように、Mn量を0.05%以下、SiとAlの合計の含有量を0.4〜0.6質量%とし、焼鈍時の昇温速度を平均2℃/sec以下にすることが効果的であることが明らかになった。
【００１６】
以下に、本発明の詳細について説明する。なお、各成分元素の含有量を表す「%」は、特に断らない限り「質量%」を意味する。
【００１７】
1) 成分組成
C:0.002〜0.005%
C量が0.005%を超えるとNb添加量を増大する必要があり、成形性の低下やコスト増を招く。一方、安定したBH特性を確保するには、焼鈍後に少なくとも0.0015%以上の固溶C量を確保する必要があるため、C量は0.002%以上とする必要がある。それゆえ、C量は0.002〜0.005%とする。
【００１８】
Si+Al:0.4〜0.6%
SiやAlは、フェライト変態を促進するとともに、フェライト相を固溶強化し、340MPa以上のTSの確保に寄与する元素である。また、NbCの析出を促進して焼鈍後のBH特性の安定化を図る上でも効果的な元素である。こうした効果を得るには、SiとAlの合計量を0.4%以上にする必要がある。一方、その合計量が0.6%を超えるとAr3変態点が920℃を超え、オーステナイト相域での熱間圧延が困難になるため成形性の低下を招くとともに、亜鉛めっきを行う場合にはめっき不良を引き起こす。それゆえ、Si+Alの含有量は0.4〜0.6%とする。
【００１９】
Mn:0.005〜0.05%
Mn量が0.05%を超えるとNbCの析出が抑制され、BH特性のばらつきが大きくなる。一方、Mn量が0.005%未満だと固溶SをMnSとして析出させることができず、熱間脆性を引き起こすおそれがある。それゆえ、Mn量は0.005〜0.05%とする。なお、焼鈍時のNbCの析出を促進する観点から、その上限を0.02%とすることが好ましい。
【００２０】
P:0.005%以下
Pは、その量が0.005%を超えるとNbCの析出を抑制したり、合金化亜鉛めっきを行う場合にはめっき不良を引き起こす。それゆえ、P量は0.005%以下とするが、極力低減することが好ましい。
【００２１】
S:0.010%以下
Sは、上述したように、熱間脆性を防止するためMnSとして析出させ必要があるが、それには原子比S/Mnを1以下とする必要がある。それゆえ、S量は0.010%以下とするが、極力低減することが好ましい。
【００２２】
Nb:0.035〜0.065%
Nbは、本発明において極めて重要な元素である。Nbは、オーステナイト相域での再結晶を著しく抑制し、熱間圧延後の結晶粒を微細化するため、冷間圧延・焼鈍後の結晶粒を細粒化することになり、高強度化に寄与する。また、NbCとして析出し、再結晶時の固溶Cを低減することで深絞り性の向上にも寄与する。こうした効果を得るには、Nb量を0.035%以上にする必要がある。一方、Nb量が0.065%を超えると過度に高強度化し、成形性の低下を招く。それゆえ、Nb量は0.035〜0.065%とする。
【００２３】
さらに、焼鈍時には、粒界へのNb偏析→NbC析出→NbCの再溶解が連続的に起こり、粒界近傍に固溶Cが存在することによりBH特性の安定化が図れる。このため後述する焼鈍条件の適正化が必要になる。図1に、本発明の冷延鋼板を走査透過電子顕微鏡で観察し、付帯のX線元素分析装置でNbの線分析を行った結果を示したが、Nbの粒界偏析が確認できるとともに(矢印の範囲が粒界に相当)、粒界に偏析しているNb量がNb含有量の10倍以上となっており、NbCの再溶解が促進され、安定したBH特性の得られることがわかる。
【００２４】
Ti:0.014〜0.020%
Tiは、耐常温時効性に有害な固溶Nを固定するのに効果的な元素である。そのためにはTi量を0.014%以上にする必要がある。一方、Ti量が0.020%を超えるとBH特性を発現させるNbCの析出・再溶解に影響を及ぼし、安定したBH特性が得られなくなる。それゆえ、Ti量は0.014〜0.020%とする。
【００２５】
B:0.0005〜0.0010%
Bは、IF鋼に近い成分系では粒界強度を高め、その脆化を抑制する効果を有する。こうした効果を得るには、B量を0.0005%以上とする必要がある。一方、B量が0.0010%を超えると効果が飽和するのみならず、成形性が低下する。それゆえ、B量は0.0005〜0.0010%とする。
【００２６】
N:0.004%以下
Nは、固溶状態で存在すると耐常温時効性を阻害する。それゆえ、TiNとして析出させる必要があるが、上述のようにTi量には上限があるので、N量は0.004%以下とする。
【００２７】
残部はFe及び不可避的不純物である。
【００２８】
2) 熱延条件
スラブ加熱:1100〜1200℃で30min以上
熱間圧延後にNbCをフェライト相に析出させるには、スラブ中に存在している粗大なNbCを熱間圧延前に溶解させる必要がある。そのためには、スラブを1100℃以上で30min以上に加熱する必要がある。一方、スラブを1200℃を超えて加熱すると熱間圧延後のフェライト粒が粗大化して、強度の低下を招く。それゆえ故、スラブは1100〜1200℃で30min以上加熱する必要がある。
【００２９】
熱間圧延:オーステナイト相域
フェライト相が存在する温度領域で熱間圧延を終了すると、深絞り性などの成形性が著しく低下する。それゆえ、熱間圧延はオーステナイト相の単相域で行う必要がある。
【００３０】
巻取温度:500℃以上600℃未満
上述したように、確実に良好な表面外観を得るには、熱間圧延後の巻取温度を600℃未満にする必要がある。しかし、巻取温度が500℃未満では、NbCの析出が著しく抑制され、焼鈍時におけるNbCの析出が不安定になりやすく、焼鈍後の固溶C量のばらつきが大きくなって安定したBH特性が得られない。それゆえ、巻取温度は500℃以上600℃未満とする必要がある。
【００３１】
3) 冷延条件
このようにして製造された熱延鋼板は、スケール除去後、通常の圧下率で冷延鋼板とされる。
【００３２】
4) 焼鈍条件
焼鈍は、NbCの析出・溶解や固溶Cの確保の観点から、加熱や冷却をコントロールしやすい連続焼鈍プロセスで行う。
【００３３】
昇温条件:平均2℃/sec以下の昇温速度で少なくとも750℃まで加熱
表1に示す成分組成を有する鋼を用い、巻取温度、焼鈍時の750℃までの昇温速度と焼鈍時の750℃におけるNbCの析出率との関係を調査した。その結果、表2に示すように、良好な表面外観が得られる巻取温度が600℃未満の場合は、焼鈍時の昇温速度を平均2℃/sec以下にすれば、表面外観が不良となる巻取温度が600℃以上の場合に匹敵する70%近くのNbCの析出率が得られることがわかる。焼鈍時の昇温速度が遅い場合は、こうしたNbCの析出率の増大とともに、Nbの粒界偏析も促進されるため、焼鈍後の固溶C量のばらつきが小さくなって安定したBH特性が得られることになる。なお、焼鈍時の加熱温度が750℃未満だと70%近くのNbCの析出率が得られない。これは、鋼中のNbの拡散律速によるものであり、昇温速度を平均2℃/sec以下にしても750℃未満ではNbCの析出が不十分になるためである。
【００３４】
【表１】
0005392159.tif 000002
【００３５】
【表２】
0005392159.tif 000003
【００３６】
均熱温度及び時間:820〜850℃で60sec以内
安定したBH特性を発現させるには、少なくとも750℃までに析出したNbCの一部を均熱温度で再溶解させる必要があるが、それには820〜850℃で60sec以内の時間保持する必要がある。これは、均熱温度が820℃未満ではNbCの再溶解が進まず、また、均熱温度が850℃を超えたり、保持時間が60secを超えると固溶Cが再度粒界に偏析し、BH特性が不安定化するおそれがあるためである。
【００３７】
冷却条件:平均20℃/sec以上30℃/sec未満の冷却速度で少なくとも650℃まで冷却
十分なBH特性を確保するには、上記均熱温度で再溶解させたNbCが再析出しないようにする必要があるが、それには均熱温度から少なくとも650℃までの温度域を平均20℃/s以上30℃/sec未満の冷却速度で冷却する必要がある。これは、こうした冷却速度で冷却する温度が650℃を超えたり、冷却速度が平均20℃/sec未満では、十分なBH特性が確保できなくなり、冷却速度が平均30℃/sec以上だと鋼板の形状不良を招くおそれがあるためである。
【００３８】
本発明方法で製造された高強度冷延鋼板は、溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板とすることもできる。
【実施例】
【００３９】
表3に示す成分組成を有する鋼No.A〜Nを実験室で溶製し、スラブとした後、1200℃で30min加熱し、仕上温度920℃で(オーステナイト相域で)熱間圧延し、板厚3.3mmの熱延鋼板とし、550℃で30minの巻取り相当処理を施した。その後、スケール除去のために板厚2.8mmまで研削し、圧下率71%で板厚0.8mmまで冷間圧延後、表2に示す平均昇温速度で750度まで加熱し、820℃で40sec均熱保持し、表2に示す平均冷却速度で650℃まで冷却する焼鈍を施し、冷延鋼板No.1〜21を作製した。
【００４０】
そして、得られた冷延鋼板からJIS 5号引張試験片(圧延方向に平行)を採取し、JIS Z2241に準拠した方法で引張試験を行い、TSと伸びElを測定した。また、圧延方向、圧延方向に対し45°、90°方向からJIS 5号引張試験片を採取し、JIS Z2254に準拠した方法で平均のr値を測定した。さらに、圧延方向から採取したJIS 5号引張試験片に2%の予歪を加えた後、170℃で20minの塗装焼付け処理を模した熱処理を施し、引張試験を行って降伏強度と2%予歪後の応力の差からBH量を測定した。また、同一の試験を繰り返し行ってBH量の標準偏差ΔBH量を求め、BH特性の安定度を評価した。ここで、TS≧340MPa、El≧28%、r値≧1.6、BH量≧30MPa、ΔBH量≦3.5MPaであれば、本発明例であるとした。
【００４１】
また、上述したように、走査透過電子顕微鏡で観察し、付帯のX線元素分析装置でNbの線分析を行ってNbの粒界偏析を調査し、粒界に偏析しているNb量がNb含有量の10倍以上の場合をNbの粒界偏析が有、10倍未満の場合をNbの粒界偏析が無とした。
【００４２】
結果を表4に示す。本発明例の冷延鋼板は、TSが340MPa以上、Elが28%以上、r値が1.6以上で成形性に優れており、Nbの粒界偏析が顕著に認められ、BH量が30MPa以上、ΔBH量が3.5MPa以下で安定したBH特性を示すことがわかる。なお、目視で鋼板表面を観察した結果、表面外観も極めて良好であった。
【００４３】
【表３】
0005392159.tif 000004
【００４４】
【表４】
0005392159.tif 000005
【図１】
0005392159.tif 000006