(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．００１６〜０．００２５％、Ｓｉ：０．０２％以下、Ｍｎ：０．２〜１．２％、Ｐ：０．０１〜０．０４％、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０８〜０．１２％、Ｎ：０．００２５％以下、Ｔｉ：０．００３％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．０１１％、Ｍｏ：０．０１〜０．１％、及びＢ：０．０００５〜０．００１５％、並びに残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなり、
前記ＭｎとＰは、
ＤＢＴＴ＝８０３Ｐ−２４．４Ｍｎ−５８≦−３０（℃）
の関係を満たし、かつ、
前記Ａｌ及びＰは
Ｐ≦−０．０４８＊ｌｏｇｅ（Ａｌ）−０．０７
の関係を満たす、焼付硬化鋼。
【請求項２】
前記焼付硬化鋼の結晶粒のサイズは、ＡＳＴＭ Ｎｏ．９以上である、請求項１に記載の焼付硬化鋼。
【請求項３】
重量％で、Ｃ：０．００１６〜０．００２５％、Ｓｉ：０．０２％以下、Ｍｎ：０．２〜１．２％、Ｐ：０．０１〜０．０４％、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０８〜０．１２％、Ｎ：０．００２５％以下、Ｔｉ：０．００３％以下（０を除く）、Ｎｂ：０．００３〜０．０１１％、Ｍｏ：０．０１〜０．１％、及びＢ：０．０００５〜０．００１５％、並びに残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなり、前記ＭｎとＰは、ＤＢＴＴ＝８０３Ｐ−２４．４Ｍｎ−５≦−３０（℃）の関係を満たす鋼スラブを、１２００℃以上の温度で加熱する加熱段階と、
９００〜９５０℃で熱間仕上げ圧延する熱間圧延段階と、
前記熱間圧延された鋼板を巻取する巻取段階と、
空冷後にスケールを除去してから７０〜８０％の圧下率で冷間圧延する冷間圧延段階と、
７５０〜８３０℃で連続焼鈍する焼鈍段階と、
１．２〜１．５％の圧下率で調質圧延する調質圧延段階
とを含む、焼付硬化鋼の製造方法。
【請求項４】
前記巻取段階は、前記ＡｌとＰが、Ｐ≦−０．０４８＊ｌｏｇｅ（Ａｌ）−０．０７の関係を満たしながら、６００〜６５０℃で行われる、請求項３に記載の焼付硬化鋼の製造方法。
【請求項５】
前記巻取段階は、６００℃以下の温度で行われる、請求項３に記載の焼付硬化鋼の製造方法。
【請求項６】
重量％で、Ｃ：０．００１６〜０．００２５％、Ｓｉ：０．０２％以下、Ｍｎ：０．２〜１．２％、Ｐ：０．０１〜０．０４％、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０８〜０．１２％、Ｎ：０．００２５％以下、Ｔｉ：０．００３％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．０１１％、Ｍｏ：０．０１〜０．１％、及びＢ：０．０００５〜０．００１５％、並びに残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなり、前記ＭｎとＰは、ＤＢＴＴ＝８０３Ｐ−２４．４Ｍｎ−５８≦−３０（℃）の関係を満たす鋼スラブを、１２００℃以上の温度で加熱する加熱段階と、
９００〜９５０℃で熱間仕上げ圧延する熱間圧延段階と、
６００〜６５０℃で巻取する巻取段階と、
巻取後３０分以内に水冷してからスケールを除去し、７０〜８０％の圧下率で冷間圧延する冷間圧延段階と、
７５０〜８３０℃で連続焼鈍する焼鈍段階と、
１．２〜１．５％の圧下率で調質圧延する調質圧延段階
とを含む、焼付硬化鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度特性と、優れた耐２次加工脆性特性を共に備えた焼付硬化鋼及びその製造方法に関し、より詳細には、焼付硬化量が高く、焼付硬化性と時効指数（ＡＩ、Ａｇｉｎｇ  Ｉｎｄｅｘ）値が低くて耐常温時効性に優れ、耐２次加工脆性に優れた焼付硬化鋼及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
最近では、自動車の燃費向上及び車体の軽量化のために、車体に高強度鋼板を使用することで、板厚の減少と共に耐デント性を向上させようとする要求が一層高まっている。一般的に、鋼板にこのような高強度特性を付与すると、加工性が低下するため、このような２つの特性を全て満たす鋼の需要が増加している。
【０００３】
上述の条件を満たす鋼としては複合組織型冷延鋼板と焼付硬化鋼がある。相対的に製造が容易である複合組織鋼は、引張強度が３９０ＭＰａ級以上で、自動車に使用される素材としては引張強度が高く、伸び率も高いという長所がある。しかし、自動車のプレス成形性を示す平均ｒ値が低く、Ｍｎ、Ｃｒなど高価な合金元素が過度に添加されることが多いため、製造原価の上昇をもたらすことがある。
【０００４】
これに対し、焼付硬化鋼は、プレス成形時に引張強度３９０ＭＰａ以下の状態であって、軟質鋼に近い降伏強度を有するため、延性に優れ、プレス成形後には塗装焼付処理時に自動的に降伏強度が上昇するという特徴を有する鋼であり、強度が増加すると、成形性が悪化する従来の冷延鋼板に比べて非常に理想的な鋼として注目されている。
【０００５】
焼付硬化は、鋼中に固溶された侵入型元素である炭素や窒素が変形過程において生成された転位と固着して発生する一種の変形時効を利用したもので、固溶Ｃ及び窒素が増加すると、焼付硬化量は増加するが、過度な固溶元素により常温時効を伴い、成形性の悪化をもたらすため、適正に固溶元素を制御する過程が非常に重要である。
【０００６】
一般的に、焼付硬化性鋼の製造方法として知られているのは、低炭素Ｐ添加Ａｌキルド（Ａｌ−ｋｉｌｌｅｄ）鋼を単に低温で巻取、即ち、４００〜５００℃の熱延巻取温度で低温巻取した後、箱焼鈍法により製造する方法であり、ここでは、焼付硬化量が約４０〜５０ＭＰａの鋼が主に用いられた。このような製造方法は箱焼鈍により成形性、焼付硬化性を共に向上させることができると知られている。
【０００７】
しかし、連続焼鈍法を利用しなければならないＰ添加Ａｌキルド鋼は、比較的速い冷却速度を用いるため、上記従来技術に比べて焼付硬化性の確保が容易である一方、急速加熱、短時間焼鈍により成形性が悪化するという問題があり、加工性が求められない自動車の外板のみに、その使用が制限されるという問題がある。
【０００８】
また、最近では、自動車の部品生産には表面処理鋼板が多数使用されるが、焼付硬化鋼を表面処理した溶融メッキ鋼板は、鋼板表面の健全性が十分に確保されないと、メッキ工程後に鋼板表面に発生するスクラッチ性欠陥と、顧客先での板金加工後にきらめくという欠陥の形態で観察される表面欠陥とが発生する可能性が非常に高い。
【０００９】
このような欠陥は、一般的に、Ａｌ、Ｐなどの成分が過度に添加された鋼板の熱延工程中に、鋼板の極表面層の数μｍ以内に生成されるＡｌ及びＰを主とする複合酸化物が、結晶粒界面や亜結晶粒界面に沿って選択的な酸化物を形成するために発生する。
【００１０】
従って、焼付硬化鋼の長所を活かしながら、焼付硬化鋼の問題点を解決するために多様な技術が開発された。最近では製鋼技術の飛躍的な発達により鋼中の適正固溶元素量の制御が可能となり、ＴｉまたはＮｂなどの強力な炭質化物形成元素を添加したＡｌキルド鋼板の使用により、耐デント性が必要な自動車の外板材用としても使用可能な、成形性に優れた焼付硬化鋼を製造する技術が開発された。
【００１１】
特許文献１ではＣ：０．０００５−０．０１５％、Ｓ＋Ｎ含量≦０.００５％のＴｉ及びＴｉ−Ｎｂ複合添加極低炭素冷延鋼板に関する技術を開示しており、特許文献２ではＣ：０．０１０％以下のＴｉ添加鋼を使用し、焼付硬化量が約４０ＭＰａ以上の鋼の製造方法について紹介している。このような方法はＴｉ及びＮｂの添加量又は焼鈍時に冷却速度を制御することで、鋼中の固溶元素量を適切に調節し、材質の劣化を防止しながら焼付硬化性を付与する技術であるが、ＴｉまたはＴｉ−Ｎｂ複合添加鋼の場合は、適正焼付硬化量を確保するために、製鋼工程中にＴｉ、Ｎ、Ｓなどの厳しい制御が求められるため、原価が上昇するという問題が発生する。さらに、上記従来技術のうち、Ｎｂ添加鋼は、高温焼鈍による作業性の悪化及び特殊元素の添加による製造原価の上昇の問題があり得る。
【００１２】
一方、新たな合金元素の添加による焼付硬化鋼の物性改善を示した従来技術もあった。特許文献３ではＳｎを添加することでＢＨ性を向上させ、また、特許文献４ではＶをＮｂと複合添加して結晶粒界の応力集中を緩和させることによる延性改善効果を紹介している。また、特許文献５ではＺｒによる成形性改善効果を示しており、特許文献６ではＣｒを添加して高強度化及び加工硬化指数（Ｎ値）の劣化を最小化させることで成形性を図っている。
【００１３】
しかし、このような特許は、単に焼付硬化性の改善または成形性を改善する技術に過ぎず、焼付硬化性の上昇による耐時効性の劣化の問題、そして、焼付硬化鋼の高強度化のために必然的に添加する元素としてＰがあるが、このようなＰ含量の増加により発生する２次加工脆性などの問題に対しては言及していない。即ち、例えば、引張強度３４０ＭＰａ級の焼付硬化鋼を製造するために添加されるＰ含量が０．０７％の場合は、２次加工脆性を判断する基準であるＤＢＴＴ（Ｄｕｃｔｉｌｅ  Ｂｒｉｔｔｌｅ  Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ  Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ：延性脆性遷移温度）が加工比（Ｄｒａｗｉｎｇ  Ｒａｔｉｏ）１．９で−２０℃であるが、３９０ＭＰａ級の高強度鋼を製造するためにＰ含量を約０．０９％添加すると、ＤＢＴＴは０〜１０℃と非常に劣化することができる。これは約５ｐｐｍ添加されたＢを含む鋼材に該当するが、Ｐ含量が過度に多いため、ＢによるＤＢＴＴ改善に問題があったと判断される。
【００１４】
耐２次加工脆性の改善のために、現水準より過度にＢを添加すると、Ｂによる材質の劣化をもたらすため、その添加量にも限界がある。即ち、このような条件では耐２次加工脆性を防ぐＤＢＴＴが少なくとも−２０℃以下、より安定的な耐２次加工脆性を確保するためにはＤＢＴＴが−３０℃以下にならなければならないため、焼付硬化鋼でもＢ以外の新たな成分または製造条件の検討が必要である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１５】
【特許文献１】日本国公開特許昭６１−０２６７５７号
【特許文献２】日本国公開特許昭５７−０８９４３７号
【特許文献３】日本国公開特許平５−９３５０２号
【特許文献４】日本国公開特許平９−２４９９３６号
【特許文献５】日本国公開特許平８−４９０３８号
【特許文献６】日本国公開特許平７−２７８６５４号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１６】
従来技術の問題点を解決しながら高強度と耐２次加工脆性を同時に確保することができる鋼を提供し、好ましくは表面欠陥を抑制し、焼付硬化性と耐常温時効性に優れながら、焼付硬化量の高い、高強度焼付硬化鋼及びその製造方法を提供する。
【課題を解決するための手段】
【００１７】
重量％で、Ｃ：０．００１６〜０．００２５％、Ｓｉ：０．０２％以下、Ｍｎ：０．２〜１．２％、Ｐ：０．０１〜０．０５％、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０８〜０．１２％、Ｎ：０．００２５％以下、Ｔｉ：０．００３％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．０１１％、Ｍｏ：０．０１〜０．１％、及びＢ：０．０００５〜０．００１５％、並びに残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、かつ上記ＭｎとＰはＤＢＴＴ＝８０３Ｐ−２４．４Ｍｎ−５８≦−３０（℃）の関係を満たし、上記Ａｌ及びＰはＰ≦−０．０４８＊ｌｏｇｅ（Ａｌ）−０．０７の関係を満たす焼付硬化鋼を提供する。この場合、焼付硬化鋼の結晶粒のサイズはＡＳＴＭ  Ｎｏ．９以上であることが好ましい。
【００１８】
また、本発明は重量％で、Ｃ：０．００１６〜０．００２５％、Ｓｉ：０．０２％以下、Ｍｎ：０．２〜１．２％、Ｐ：０．０１〜０．０５％、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０８〜０．１２％、Ｎ：０．００２５％以下、Ｔｉ：０．００３％以下（０を除く）、Ｎｂ：０．００３〜０．０１１％、Ｍｏ：０．０１〜０．１％、及びＢ：０．０００５〜０．００１５％、及び残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、上記Ｍｎ及びＰの間には次の関係ＤＢＴＴ＝８０３Ｐ−２４．４Ｍｎ−５８≦−３０（℃）を満たす鋼スラブに対し、１２００℃以上の温度で加熱する加熱段階と、９００〜９５０℃で熱間仕上げ圧延する熱間圧延段階と、上記熱間圧延された鋼板を巻取する巻取段階と、空冷後にスケールを除去してから７０〜８０％の圧下率で冷間圧延する冷間圧延段階と、７５０〜８３０℃で連続焼鈍する焼鈍段階と、１．２〜１．５％の圧下率で調質圧延する調質圧延段階とを含む、焼付硬化鋼の製造方法を提供する。この場合、上記巻取段階は、巻取温度が６００〜６５０℃では上記Ａｌ及びＰの間に、Ｐ≦−０．０４８＊ｌｏｇｅ（Ａｌ）−０．０７の関係を満たして行われることが好ましく、巻取温度が６００℃以下では、上記Ｐ−Ａｌの条件なしに行われることができる。
【００１９】
また、本発明は重量％で、Ｃ：０．００１６〜０．００２５％、Ｓｉ：０．０２％以下、Ｍｎ：０．２〜１．２％、Ｐ：０．０１〜０．０５％、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０８〜０．１２％、Ｎ：０．００２５％以下、Ｔｉ：０．００３％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．０１１％、Ｍｏ：０．０１〜０．１％、及びＢ：０．０００５〜０．００１５％以下、並びに残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、上記ＭｎとＰはＤＢＴＴ＝８０３Ｐ−２４．４Ｍｎ−５８≦−３０（℃）の関係を満たす鋼スラブに対し、１２００℃以上の温度で加熱する加熱段階と、９００〜９５０℃で熱間仕上げ圧延する熱間圧延段階と、６００〜６５０℃で巻取する巻取段階と、巻取後３０分以内に水冷してからスケールを除去し、７０〜８０％の圧下率で冷間圧延する冷間圧延段階と、７５０〜８３０℃で連続焼鈍する焼鈍段階と、１．２〜１．５％の圧下率で調質圧延する調質圧延段階とを含むことを特徴とする、焼付硬化鋼の製造方法を提供する。
【発明の効果】
【００２０】
本発明による焼付硬化鋼は耐常温時効性に優れると共に、焼付硬化量が３０ＭＰａ以上で、引張強度３４０〜３９０ＭＰａ級の高強度特性を有し、各種自動車用部品として使用するのに適する。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】焼付硬化性及び時効指数に影響を及ぼす結晶粒のサイズを示したグラフである。
【図２】線形欠陥の微細構造の分析結果を比べた図面である。
【図３】７５０℃巻取材の金属表面の粒界面に形成される微細酸化物及びＥＤＳの分析結果を示した図面である。
【図４】巻取温度による金属表層の微細酸化物の分布を示した写真である。
【図５】ＰとＡｌの含量による欠陥発生及び発生しない区域を示したグラフである。
【図６】ＰとＭｎの含量による２次加工脆性特性の変化を示したグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
重量％で、Ｃ：０．００１６〜０．００２５％、Ｓｉ：０．０２％以下、Ｍｎ：０．２〜１．２％、Ｐ：０．０１〜０．０５％、Ｓ：０．０１％以下、可溶性Ａｌ：０．０８〜０．１２％、Ｎ：０．００２５％以下、Ｔｉ：０〜０．００３％、Ｎｂ：０．００３〜０．０１１％、Ｍｏ：０．０１〜０．１％、及びＢ：０．０００５〜０．００１５％、並びに残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む焼付硬化鋼及び上記組成のスラブに対し、１２００℃以上で均質化熱処理する段階と、９００〜９５０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延する段階と、及び巻取後に冷却する段階とを含む、焼付硬化鋼の製造方法を提供する。上記巻取温度が６００〜６５０℃の場合、熱延鋼板の表面の選択的酸化による表面欠陥を防ぐために、下記式１のような関係式によりＰ及びＡｌの含量を制御する。
【００２３】
［式１］
Ｐ≦−０．０４８＊ｌｏｇｅ（Ａｌ）−０．０７
【００２４】
但し、他の態様では、上記式１の条件を満たさなくても表面欠陥を最大限に制御できる手段として、６００〜６５０℃で巻取し、３０分以内に水冷するか、または６００℃以下で巻取し、自然冷却する方法を提供する。
【００２５】
次いで、上記熱間圧延コイルは、塩酸溶液によりスケールが除去された後、７０〜８０％の圧下率で冷間圧延されて、７５０〜８３０℃の温度範囲で連続焼鈍、及び１．２〜１．５％の圧下率で調質圧延されて鋼板に製造される。
【００２６】
上述した方法により製造された鋼板を、焼鈍後の結晶粒のサイズがＡＳＴＭ  Ｎｕｍｂｅｒ（以下、単にＡＳＴＭ  Ｎｏ．とする）９以上になるよう微細に管理することで、焼付硬化量（ＢＨ）が３０ＭＰａ以上で、ＡＩ（Ａｇｉｎｇ  Ｉｎｄｅｘ）値が３０ＭＰａ以下の特性を有する。また、優れたＤＢＴＴ特性を確保するために、ＭｎとＰの含量を下記式２を満たすように調節することで、表面特性と共に 耐２次加工脆性に優れた引張強度３４０ＭＰａ級の高強度焼付硬化鋼、及びこれを利用した冷延鋼板または溶融メッキ鋼板を提供することができる。
【００２７】
［式２］
ＤＢＴＴ＝８０３Ｐ−２４．４Ｍｎ−５８≦−３０（℃）
【００２８】
一般的に、鋼にＣやＮを添加すると、熱延段階でＡｌ、ＴｉまたはＮｂなどの析出物形成元素と結合してＴｉＮ、ＡｌＮ、ＴｉＣ、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２、ＮｂＣなどの炭質化物が形成される。しかし、このような炭質化物形成元素と結合できなかった炭素や窒素は鋼中に固溶状態で存在し、焼付硬化性または時効性に影響を及ぼす。特に、窒素は炭素に比べて拡散速度が非常に速いため、ＢＨ性の上昇対比耐時効性の劣化が非常に致命的である。従って、一般的に、窒素は鋼中で可能な限り除去することが好ましい場合が多い。特に、ＡｌまたはＴｉは、高温で炭素より窒素と優先的に析出するため、鋼中には窒素によるＢＨ性や時効性が殆どないと判断しても大きい問題はない。
【００２９】
しかし、Ｃは鋼中に必須不可欠に添加される元素で、その含量により鋼の特性が決まる。特に、焼付硬化鋼の分野では、このような炭素の役割が非常に重要であり、鋼中に存在する少量の固溶Ｃの存在により、焼付硬化性及び耐時効性が変化することがある。
【００３０】
但し、鋼中に存在する固溶Ｃも存在する位置、即ち、結晶粒界に存在するか、それとも結晶粒内に存在するかによって、焼付硬化性及び時効性に及ぼす影響が変わることができる。例えば、通常、内部摩擦試験を通じて測定できる固溶Ｃは、主に結晶粒内に存在し、比較的移動が自由であるため、可動転位と結合して時効特性に影響を及ぼす。このような時効特性を評価する項目は時効指数、即ち、ＡＩ（Ａｇｉｎｇ  Ｉｎｄｅｘ）であり、一般的にＡＩ値が３０ＭＰａ以上であると、常温で６ヶ月保持する前に時効欠陥が生じ、プレス加工の際、深刻な欠陥が表れることがある。
【００３１】
結晶粒界内に存在する固溶Ｃは、比較的安定した領域である結晶粒界に存在するため、内部摩擦のような振動試験法によって検出することは困難であり、安定領域にあるため、ＡＩのような低温の時効特性には殆ど影響を及ぼさない。一方、焼付硬化性のような高温のベーキング（ｂａｋｉｎｇ）条件には影響を及ぼす。従って、結晶粒内に存在する固溶Ｃは、時効性と焼付硬化性に共に影響を及ぼすが、結晶粒界に存在する固溶Ｃは焼付硬化性のみに影響を及ぼすと言える。
【００３２】
しかし、結晶粒界は比較的安定した領域であるため、結晶粒界内に存在する全固溶Ｃが焼付硬化性に影響を及ぼすことはできず、通常、結晶粒界内に存在する固溶Ｃ量の一部、約５０％が焼付硬化性に影響を及ぼすと知られている。このような固溶Ｃの存在状態を適切に制御、即ち、添加された固溶Ｃが結晶粒内より結晶粒界に多量存在するように制御できれば、耐時効性と焼付硬化性を共に確保することができる。
【００３３】
そのためには、先ず、鋼中に添加する炭素量を適切に管理することと結晶粒のサイズを制限することが必要である。これは添加される炭素量が非常に多い場合や、少ない場合は、固溶Ｃの存在位置を制御しても、適切な焼付硬化性と耐時効性を確保することが困難な場合が多いためである。
【００３４】
図１は結晶粒のサイズの変化による焼付硬化量（ＢＨ）の値と時効指数（ＡＩ値）の関係を示したものである。図１で分かるように、結晶粒度（ｇｒａｉｎ  ｓｉｚｅ  ｎｕｍｂｅｒ（Ｎｏ））が増加して結晶粒が微細になるほど、ＢＨ値対比ＡＩ値の低下が著しく、これにより、ＢＨ−ＡＩ値が次第に増加して耐時効性に優れるようになることが分かる。このような図１の結果に基づき、本発明者は鋼中に存在する固溶Ｃができる限り多く結晶粒界内に分布するように制御するため、焼鈍板の結晶粒のサイズを適正水準以下に微細化させようとした。その結果、焼付硬化性の劣化を最小化しながら耐時効性を極大化するための結晶粒のサイズを、ＡＳＴＭ  Ｎｏ．９以上に制御することが好ましいということが分かった。
【００３５】
以下では、鋼材を構成する成分系（成分系の％は以下重量％）について詳しく説明する。
【００３６】
炭素（Ｃ）は固溶強化と焼付硬化性を示す元素である。炭素含量が０．００１６％以下の場合は、炭素含量が非常に低くて引張強度が足らず、Ｎｂ添加による結晶粒の微細化効果を図っても、鋼中に存在する絶対炭素含量が低くて十分な焼付硬化性が得られない。また、固溶Ｃ−Ｐ間の位置競争効果（ｓｉｔｅ  ｃｏｍｐｅｔｉｔｉｏｎ  ｅｆｆｅｃｔ）が無くなり、 耐２次加工脆性の側面でも非常に劣化する。一方、炭素の量が０．００２５％以上になると、炭素含量が増加し過ぎて結晶粒のサイズが微細になっても、結晶粒内に存在する固溶Ｃ量が添加される総炭素量に比例して増加し、鋼中の固溶Ｃの量が増加して耐常温時効性が劣化することができる。このような条件を満たすために、添加される総炭素量を０．００１６〜０．００２５％に限定した。
【００３７】
シリコン（Ｓｉ）は強度を増加させる元素で、添加量が増加するほど、強度は増加するが延性の劣化が著しく、特に、過量のＳｉ添加は溶融メッキ性を劣化させることがあるため、できる限り低く添加することがよい。従って、このような材質の劣化及びメッキ特性の劣化を防ぐために、Ｓｉの添加量を０．０２％以下に制限する。
【００３８】
マンガン（Ｍｎ）は、延性の損傷なしに粒子を微細化させ、鋼中のＳを完全にＭｎＳで析出させてＦｅＳの生成による熱間脆性を防ぎ、鋼を強化させる元素である。Ｍｎの含量が０．２％未満では適切な引張強度を確保することが困難であり、１．２％を越えると固溶強化により強度が急激に増加して成形性が劣化し、特に、溶融メッキ鋼板の製造時、焼鈍工程でＭｎＯのような酸化物が表面に多量生成され、メッキ密着性の低下、縞模様などのようなメッキ欠陥が多量に発生する恐れがあり、最終製品の品質に良くないため、その添加量は０．２〜１．２％に制限する。
【００３９】
リン（Ｐ）は固溶強化の効果が大きい置換型合金元素で、面内異方性を改善して強度を向上させる役割をする。また、Ｐは熱延板の結晶粒を微細化させ、後の焼鈍段階で平均ｒ値の向上に有利な（１１１）集合組織の発達を助長する。特に、焼付硬化性の影響の側面で、炭素との位置競争効果により、リンの含量が増加するほど、焼付硬化性が増加する傾向を示す。しかし、Ｐには以下のような２つの問題がある。１つ目はＰが熱間圧延のような高温では鋼板表面の粒界に沿って選択的な酸化現象を促し、選択酸化が深化すると、圧延中に表面が脱落して鋼板表面に欠陥を誘発することができる。また、上記選択酸化現象は鋼にＡｌ成分が存在すると、加速的に増加し、さらに危険をもたらすことができる。
【００４０】
一方、本発明者は、このような表面欠陥が熱延巻取温度とも密接な関係があることを見出した。本発明者の研究の結果、７５０℃の高温で巻取して徐冷すると、断面直下に多量のＰまたはＡｌ系微細酸化物が存在し、このような酸化物が溶融メッキの際、図２に示したような線形欠陥の原因として作用することを分かった。従って、ＰとＡｌがともに多量添加された鋼材を高温で巻取するときは、ＰとＡｌの含量を制限する必要がある。また、熱延巻取工程で徐冷ではなく、水冷を行う場合や、巻取温度が６００℃以内の場合は、粒界酸化物が成長する時間が制限されるため、粒界酸化物の発達が弱く、表面脆化現象が緩和される。このような場合、冷間圧延の際、表層脱落及び脱落物による表面キズを抑制することができる。
【００４１】
従って、製造工程で熱延巻取後に水冷しない場合は、Ａｌ含量に従ってＰの含量を次の式によって制限する。
【００４２】
［式１］
Ｐ≦−０．０４８＊ｌｏｇｅ（Ａｌ）−０．０７
【００４３】
また、Ｐはその添加量が一定水準以上に増加すると、結晶粒界の結合力の弱化により耐２次加工脆性が劣化するという問題がある。一般的に、自動車会社で行われる部品の成形は数回の繰り返しプレス（ｐｒｅｓｓ）加工を経るもので、１次プレス加工の後に行われる加工において加工クラック（ｃｒａｃｋ）が生じることが、２次加工脆性である。このようなクラックは、鋼中に存在するリン（Ｐ）が結晶粒界として存在し、結晶粒の結合力を弱化させるため、粒界を中心に破壊が生じたものであり、２次加工脆性を除去するためには、基本的にリン（Ｐ）元素をできるだけ低く添加することが好ましい。しかし、強度の増加に比べて伸び率の低下が最も少ない固溶元素がＰで、何よりも費用が安いという長所がある。従って、鋼材の高強度化を図るためにはある程度必要であり、このようなＰによる２次加工脆性の問題を解決するために、Ｐ含量を０．０１〜０．０５％の水準に制限し、この際、Ｐ減少による強度減少を補うために、Ｍｎの含量も共に考慮した。図６はＭｎ及びＰの添加によるＤＢＴＴ特性の関係を示したもので、ＤＢＴＴ−３０℃以下を確保するためには、Ｐ含量が式２のようにＭｎとＰの含量に対する関係式を満たさなければならない。
【００４４】
［式２］
ＤＢＴＴ＝８０３Ｐ−２４．４Ｍｎ−５８≦−３０（℃）
【００４５】
硫黄（Ｓ）はＦｅＳによる熱間脆性を防ぐために、高温でＭｎＳの硫化物で析出させなければならない元素である。Ｓの含量が多すぎると、ＭｎＳで析出して残ったＳが粒界を脆化させて熱間脆性を引き起こすことができる。また、Ｓの添加量がＭｎＳ析出物を完全に析出できる量でも、その量が多いと、過度な析出物による材質の劣化が生じることがあるため、その添加量を０．０１％以下に制限する。
【００４６】
アルミニウム（本発明では可溶性Ａｌ（ｓｏｌｕｂｌｅ  Ａｌ、ｓｏｌ．Ａｌ）を意味し、以下同様である）は通常、鋼の脱酸のために添加するが、ＡｌＮ析出による結晶粒の微細化効果、及び焼付硬化性の向上効果を得ることもできる。一般的に、Ｔｉ添加鋼における窒素は、１３００℃以上の高温においてＴｉＮで大部分粗大に析出されるが、本発明鋼のようにＴｉが３０ｐｐｍ以下と極めて少量添加された鋼は、Ｓｏｌ．ＡｌによるＡｌＮ析出が発生する。様々な実験を行った結果、Ｓｏｌ．Ａｌが通常の水準である０．０２〜０．０６％の範囲で存在する場合には単に固溶窒素を固定させる役割をするが、０．０８％以上添加すると、ＡｌＮの析出物が非常に微細になり、焼鈍再結成の際、結晶粒の成長を妨げる一種のバリアー（ｂａｒｒｉｅｒ）の役割をするため、Ｓｏｌ．ＡｌのないＮｂ添加鋼より結晶粒が微細になる。これにより、ＡＩ値の変化なしに焼付硬化性が増加するという効果を得ることができる。このような効果を得るためにはＡｌ含量を０．０８％以上添加する。しかし、Ａｌが０．１２％を超えると、製鋼の際、酸化介在物の増加により表面品質が低下し、製造費用の上昇を招くことがあるため、その添加量を０．０８〜０．１２％に制限する。
【００４７】
窒素（Ｎ）は焼鈍前または焼鈍後に固溶状態で存在し、鋼の成形性を劣化させる。また、時効劣化が異なる侵入型元素に比べて非常に大きいため、ＴｉまたはＡｌで固定する必要がある。少量のＴｉ添加と共にＮｂを適切に添加する場合に、窒素を過度に添加すると、鋼中に固溶窒素が発生する。一般的に、窒素は炭素より拡散速度が非常に速いため、固溶窒素で存在すると、固溶Ｃに比べて耐常温時効性の劣化が非常に深刻である。また、このような固溶窒素が残存することで、降伏強度が増加し、伸び率及びｒ値が劣化するため、本発明のように、その含量を０．００２５％以下に制限する必要がある。
【００４８】
Ｔｉは炭質化物の形成元素で、鋼中にＴｉＮのような窒化物、ＴｉＳまたはＴｉ４Ｃ２Ｓ２のような硫化物及びＴｉＣのような炭化物を形成する。Ｔｉは０．００３％以下で、少量の窒素を固定する水準で添加する。このような微量のＴｉ含量の条件を提示する理由は、実際の生産時に、製鋼の操業上の材質特性を満たすために添加される様々な成分中に極微量のＴｉが含有されることができ、また、製鋼の連続鋳造の特性上、同時に複数回の出鋼を行うと、前の出鋼材に存在するＴｉが本発明鋼の出鋼材に含有されることができるためである。従って、本発明鋼のように耐時効性を改善するために、Ｎｂを主な元素として制御する場合は、別途のＴｉ添加が必要ないこともあり得、また、Ｔｉ添加の際、ＢＨ性の低下が発生することができるが、不可避な場合を考慮し、Ｔｉの含量を極微量水準である０．００３％以下に制限した。
【００４９】
Ｎｂは強力な炭質化物形成元素で、鋼中に存在する炭素をＮｂＣ析出物で固定させる。特に、生成されたＮｂＣ析出物は他の鋼中の析出物に比べて非常に微細で、再結晶焼鈍時に結晶粒の成長を妨げる強力なバリアーとしての役割ができる。従って、Ｎｂによる結晶粒の微細化効果はこのようなＮｂＣ析出物の効果によるものであり、これは鋼中に固溶Ｃを残存させることで、固溶Ｃによる焼付硬化性を図ることができる。このために、鋼中のＮｂＣ析出物の量を適切に制御し、また、材質の劣化を最小化する範囲で固溶Ｃを残存させる必要がある。従って、Ｎｂを、ＮｂＣ析出物による結晶粒の微細化効果を図り、且つ鋼中に固溶Ｃを適切に残存させて焼付硬化性を確保するために、炭素含量（１６−２５ｐｐｍ）を考慮した数値である０．００３〜０．０１１％に限定する。
【００５０】
Ｍｏは鋼中に固溶されて強度を向上させるか、またはＭｏ系炭化物を形成する。特に、固溶状態で存在すると、結晶粒界の結合力を増加させ、リン（Ｐ）による結晶粒界の破壊問題、即ち、耐２次加工脆性を改善する役割をする。また、固溶Ｃとの親和力によって炭素の拡散が抑制され耐時効性も向上する。従って、Ｍｏを０．０１％以上添加する。しかし、Ｍｏ含量が０．１％を超えると、耐２次加工脆性及び耐時効性の改善効果が飽和されて経済性が落ちる。従って、Ｍｏ含量は０．０１〜０．１％の範囲に制限する。
【００５１】
Ｂは侵入型元素で、鋼中に存在し、粒界に固溶されるか、または窒素と結合してＢＮの窒化物を形成する。Ｂは添加量に比べて材質に非常に大きい影響を及ぼす元素で、その添加量を厳しく制限する必要がある。即ち、少量のＢが鋼中に添加されても、粒界に偏析して耐２次加工脆性を改善することができるが、一定量以上添加されると、強度の増加及び延性の著しい減少による材質の劣化が発生するため、Ｂを０．０００５〜０．００１５％に制限して添加する。
【００５２】
上記の組成を有するスラブ（Ｓｌａｂ）を熱間圧延前にオーステナイト組織が十分に均質化される１２００℃以上の温度で加熱し、Ａｒ３温度直上範囲である９００〜９５０℃で熱間圧延を仕上げる。
【００５３】
スラブ温度が１２００℃未満では、鋼の組織が均一なオーステナイト結晶粒にならず、混粒が発生するため、材質の劣化を招くことがあり、熱間圧延仕上げ温度が９００℃未満では熱延コイルの上（ｔｏｐ）部、下（ｔａｉｌ）部及び縁が単相領域となり、面内異方性の増加及び成形性が劣化されることがあり、９５０℃を超えると、著しい粗大粒が生じ、加工後、表面にオレンジピール（ｏｒａｎｇｅ  ｐｅｅｌ）などの欠陥が生じることがある。
【００５４】
熱間圧延加工後、結晶粒のサイズがＡＳＴＭ  Ｎｏ．９以上の適切な結晶粒の微細化効果と共に過度な結晶粒の微細化による成形性の悪化を防ぐために、本発明はＡｌ−Ｐの関係を制御すると共に巻取段階を行う。第１の態様では６００〜６５０℃で巻取を行う。若し、上記巻取温度が６５０℃を超えると、焼鈍後の結晶粒のサイズが増加し、他の条件を満たしても十分な結晶粒の微細化効果を得ることができず、また、Ｐの粒界偏析が増加して図３のようなＡｌ−Ｐ内部酸化物が増加して耐２次加工脆性が劣化することができる。一方、巻取温度が６００℃未満の場合は、Ａｌ及びＰによる熱延極表層の選択酸化は小さくなるが、熱延圧延負荷が高くなる。巻取後空冷により冷却する場合には、上記Ａｌ−Ｐの関係式である式１の関係を満たすことが重要である。
【００５５】
図５はＰとＡｌの成分を多様に変化させた試験片に対し、巻取温度６２０℃で熱延鋼板表面の粒界酸化を観察し、表面脆化の起きる可能性がある場合をＸ、表面脆化から安全な場合をＯと表示した。添付の図５によると、表面脆化を制御するためにはＡｌ及びＰの組成を適切に管理すべきであることが分かる。
【００５６】
また、第２の態様では、上記式１の関係を満たさなくても巻取後３０分以内に水冷を行い、熱延極表層の選択酸化の成長を抑制することができる。さらに、第３の態様では巻取温度を６００℃以下に設定して工程を行うことができる。上記第３の態様もＡｌ−Ｐの関係式を満たす必要はなく、巻取温度のみを調節することで、表面の脆化を防ぐことができる。上記第３の態様は上記第１の態様に比べて巻取温度が低く、Ａｌ−Ｐの関係式に制限されないため、一応有利に見えるが、巻取温度の低いことが常に工程に好ましいことではないので、後続工程の種類や性質によって適切な巻取条件で焼付硬化鋼を製造することができる。このような巻取温度の条件による各微細酸化物の分布を図４に顕微鏡写真で示す。
【００５７】
熱間圧延が完了した鋼は通常の方法により酸洗を行った後、７０〜８０％の高い冷間圧延率で冷間圧延を行う。冷間圧延率が７０％以上と高い理由は、結晶粒の微細化効果による耐時効性の改善と共に、成形性、特に、ｒ値を改善するためである。一方、冷間圧延率が８０％を超えると、結晶粒の微細化効果は大きいが、過度な圧延率により結晶粒の微細になりすぎて、却って材質の硬化をもたらすと共に、過度な冷間圧延率の増加によりｒ値が次第に減少することができる。
【００５８】
冷間圧延が完了した鋼は、７５０〜８３０℃の温度範囲で通常の方法により連続焼鈍作業をする。Ｎｂ添加鋼はＴｉ添加鋼に比べて再結晶温度が高いため、７５０℃、好ましくは７７０℃以上の温度で焼鈍する。これは焼鈍温度が７５０℃未満であると、再結晶されない結晶粒の存在により降伏強度が増加し、伸び率及びｒ値が劣化することができるためである。しかし、焼鈍温度が８３０℃を超えると、成形性は改善することがあるが、結晶粒のサイズが本発明鋼で求める結晶粒のサイズであるＡＳＴＭ  Ｎｏ．９より小さくなり、ＡＩ値が３０ＭＰａ以下となって耐時効性が劣化する。
【００５９】
上記の製造方法により製造された焼付硬化鋼を利用して適正焼付硬化性と共に耐常温時効性を確保する目的で、通常の調質圧延率より多少高い、１．２〜１．５％の圧下率で調質圧延を行う。調質圧延率を１．２％以上と多少高く設定した理由は、鋼中の固溶Ｃによる常温耐時効劣化を防ぐためである。しかし、調質圧延率が１．５％を超えると、耐常温時効性は向上することができても、調質圧延率が高くて加工硬化が生じて材質が劣化し、特に、溶融メッキ鋼板で製造する場合は、過度な調質圧延によりメッキ密着性が劣化し、メッキ層の剥離が発生することがあるため、調質圧延率を１．２〜１．５％に制限する。
【００６０】
以下では、実施例を通じて詳しく説明する。
【実施例】
【００６１】
下記表１は表面特性と材質特性を同時に満たすために、Ｃ、Ｐ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｓｏｌ．Ａｌ及びＭｏの量を厳しく制御した発明鋼及び比較鋼の化学成分を示したものである。
【００６２】
【表１】
0005450618.tif 000002
【００６３】
上記表１の鋼を利用して熱延巻取温度６１０〜６４０℃の範囲で熱間圧延をし、７０〜７８％の冷間圧延率で圧延、及び７８０〜８３０℃の焼鈍温度で連続焼鈍し、溶融メッキ温度４６０℃でメッキ、及び約５３０℃で合金化処理した後、約１．５％の調質圧下率で調質圧延を行い、メッキ欠陥判定結果、ＢＨ値、ＡＩ値、結晶粒のサイズ及び耐２次加工脆性を評価する項目として、加工比２．０でＤＢＴＴを測定した結果を示した。
【００６４】
【表２】
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【００６５】
上述した条件により示された発明鋼の結晶の粒サイズは、ＡＳＴＭ  Ｎｏ．で９．８〜１１．５（平均結晶粒のサイズ６．７−１２．０μｍ）であって、ＡＳＴＭ  Ｎｏ．９以上の条件を全て満たすことが分かる。また、発明鋼はＢＨ値が３８．１〜５０．２ＭＰａ、ＡＩ値が８．０〜２９．１ＭＰａの範囲において、焼付硬化性と耐時効性が非常に優れ、また、ＤＢＴＴが−４５℃以下で、−３０℃以下のＤＢＴＴ条件を十分に満たしていることが分かった。さらに、Ｐ含量の適正化により、溶融メッキ材のメッキ欠陥がコイル１ｋｍ当たりの表面欠陥が１０個以内で、非常に優れた製品を確保できることが分かった。
【００６６】
一方、比較鋼１の場合には、Ｃ含量が０．００５４％と高く、熱延巻取温度、焼鈍温度などの工程条件を満たし、再結晶粒のサイズもＡＳＴＭ  Ｎｏ．１１．２と非常に微細で、高い炭素含量によりＢＨ値が非常に高く、ＡＩ値が５１．２ＭＰａと、適正の範囲から外れている。
【００６７】
また、比較鋼３はＳｏｌ．Ａｌ及びＣ含量が条件から外れ、ＡｌＮによる結晶粒の微細化効果及びＢＨ値の上昇効果が現れず、また、低いＣ含量の添加により鋼中に添加された全炭素がＴｉＣで析出され焼付硬化性も問題となる。また、少量のＣ添加により材質が多少延化し、結晶粒のサイズも多少増加した。
【００６８】
比較鋼４はＳｏｌ．Ａｌ含量が低く、Ｎｂ含量が条件から外れて結晶粒が粗大になり、ＢＨ性及びＡＩ性が得られなかった。また、比較鋼５はＳｏｌ．Ａｌ含量が外れ、結晶粒の微細化効果とＢＨ値の改善効果が得られなかった。
【００６９】
比較鋼５はＰ含量が高く、Ｍｏが全く添加されず、Ｍｏによる耐２次加工脆性の改善効果が表れなかった。また、Ｐ含量が０．０６２％と高くてＰとＡｌの相互作用が生じ、これにより熱延段階から表面酸化物が増加した。従って、このような酸化物の増加により溶融メッキ材料への製造時に線形欠陥等の表面欠陥が多量発生した。
【００７０】
比較鋼６はＰ含量が０．０５９％と適切でなく、可溶性Ａｌが低く添加され、Ｍｏは全く添加されなかった。従って、上記表２で分かるように、ＢＨ性とＡＩ性は満たすが、高いＰ含量とＭｏの未添加により、結晶粒同士の結合力が減少して、ＤＢＴＴ特性が劣化し、表面欠陥もコイル１ｋｍ当たり１０個を超えた。
【００７１】
比較鋼７はＳｏｌ．Ａｌの含量が低く、Ｍｏ及びＢが全く添加されなかった。従って、Ｓｏｌ．Ａｌの低い含量により結晶粒の微細化効果及び焼付硬化性がさらに改善される余地がなく、Ｍｏ及びＢの未添加によりＤＢＴＴ特性が劣化した。
【００７２】
比較鋼８はＰ含量が０．１２％で、０．０１〜０．０５％を遥かに超え、また、Ｂが添加されない鋼である。ＭｏによりＤＢＴＴ特性が多少改善されたとしてもＰの添加量が非常に高くてその改善効果には限界があった。特に、Ｂの未添加によりＤＢＴＴ特性の改善効果を失った。このような効果により、ＤＢＴＴが１５℃で非常に高く、特に、過度なＰ添加により溶融メッキ材の表面欠陥が非常に増加した。
【図１】
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【図５】
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【図６】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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