(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０１％超〜０．１％（０．０２０％以下は除く）、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ≦０．０４％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含み、かつＭｏ≦０．５％およびＷ≦１．０％のうち１種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼組成において原子比で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦１．５を満たし、フェライトが面積比率で９５％以上の組織であり、１０ｎｍ以上、３０ｎｍ未満のＴｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む炭化物が析出していることを特徴とする、５００ＭＰａ以上の引張強度を有する深絞り性に優れた高張力冷延鋼板。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．０１％超〜０．１％（０．０２０％以下は除く）、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ≦０．０４％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含み、かつＭｏ≦０．５％およびＷ≦１．０％のうち１種以上を含み、さらに、Ｖ≦０．１５％、Ｎｂ≦０．０８％のうち１種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼組成において原子比で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ）≦１．５を満たし、フェライトが面積比率で９５％以上の組織であり、１０ｎｍ以上、３０ｎｍ未満のＴｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む炭化物が析出していることを特徴とする、５００ＭＰａ以上の引張強度を有する深絞り性に優れた高張力冷延鋼板。
【請求項３】
質量％で、さらに、Ｂ≦０．００１％、Ｃｒ≦０．５％、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦０．５％、Ｃａ≦０．０１％、ＲＥＭの合計≦０．１％を含むことを特徴とする、請求項１または請求項２に記載の５００ＭＰａ以上の引張強度を有する深絞り性に優れた高張力冷延鋼板。
【請求項４】
請求項１から請求項３のいずれかの成分組成を有する鋼を、オーステナイト単相域で熱間圧延し、６００℃以上で巻取り、フェライト単相の熱延鋼板を製造後、さらにスケール除去し、その後、冷間圧延を行い、１０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で８００〜９００℃まで加熱して焼鈍することを特徴とする、５００ＭＰａ以上の引張強度を有する深絞り性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法。
【請求項５】
請求項１から請求項３のいずれかの成分組成を有する鋼を、オーステナイト単相域で熱間圧延し、６００℃以上で巻取り、フェライト単相の熱延鋼板を製造後、さらにスケール除去し、その後、冷間圧延を行い、１０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で８００〜９００℃まで加熱してその温度で焼鈍した後、溶融亜鉛系めっきを施すことを特徴とする、５００ＭＰａ以上の引張強度を有する深絞り性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法。
【請求項６】
請求項１から請求項３のいずれかに記載の高張力冷延鋼板からなる部材を準備する第１の工程と、前記部材にプレス成形を施して所望の形状のプレス成形品に加工する第２の工程とを有する高張力冷延鋼板の加工方法。
【請求項７】
前記プレス成形品は、自動車用部品である請求項６に記載の高張力冷延鋼板の加工方法。
【請求項８】
請求項１から請求項３のいずれかに記載の高張力冷延鋼板により製造された自動車用部品。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車などの自走機用部材の素材に適した深絞り性に優れた５００ＭＰａ以上の引張強度を有する高張力冷延鋼板ならびにその製造方法および加工方法に関する。
【０００２】
【従来技術】
環境保全につながる燃費向上の観点から、自動車用鋼板の高強度薄肉化が強く求められている。自動車用部材はプレス成形により得られる複雑な形状のものが多く、高強度でありながら深絞り性に優れた材料が必要である。
【０００３】
従来、このような鋼板には、特開２００２−６９５７４号公報に記載されているような、鋼板中にベイナイト、マルテンサイト、残留γ相などの硬質相を分散させた鋼が提案されている。しかしながら、このような鋼は熱延段階で微細炭化物が多量に含まれていたため、冷間圧延・焼鈍で深絞り性を向上させる集合組織の発達が抑制され、深絞り性に優れたものではない。また、単相組織で高強度鋼板を実現した技術が特開平９−３０２４４０号公報に開示されている。これは、鋼板を均一なベイナイトとすることで、クラックの発生を抑制し、高強度と曲げ性を良好なものとしたものである。しかしながら、ベイナイト単相とすることで曲げ性は改善するものの、焼鈍時に一旦オーステナイト単相域まで加熱することから、冷間圧延で発達した集合組織はランダム化し、深絞り性は十分ではない。さらに、特開平９−１１１３９６号公報には、フェライトとマルテンサイトの粒径を規定し、かつマルテンサイトの体積率を限定することで、耐衝撃性に優れた高張力鋼板が提案されている。しかしながら、この技術においても、一部がオーステナイト変態するまで高温焼鈍することから、集合組織がランダム化するとともにマルテンサイト部分が深絞りに寄与せず、深絞り性の劣化が避けられない。さらには、マルテンサイト生成のためにＳｉを多量に添加しなければならず、溶融亜鉛めっきによる防食は不可能であった。
【０００４】
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、自動車部品のようにプレス時の断面形状が複雑な用途に適しており、防食のための溶融亜鉛めっきが可能であり、深絞り性に優れた引張強度５００ＭＰａ以上の高張力冷延鋼板ならびにその製造方法および加工方法を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記目的を達成すべく鋭意検討を行った結果、以下の知見を得た。
（ｉ）高張力冷延鋼板の深絞り性を上げるには、熱延段階における硬質第二相、粗大セメンタイトやパーライトをなくし、フェライト単相とすることで、冷間圧延時の集合組織の発達を促進するのが有効である。
（ii）焼鈍においては、冷間圧延・再結晶集合組織を破壊しないため、フェライト単相域で焼鈍を行うのが望ましい。このとき、焼鈍後の析出物のサイズを１０ｎｍ以上、３０ｎｍ未満とすることで、再結晶を可能とし、析出強化と両立させることができる。
（iii）得られた焼鈍板もフェライト単相とすることで、冷間圧延・焼鈍後の再結晶集合組織を有効に活用することができ、深絞り性が向上する。
（iv）鋼の組成を原子比で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦１．５としたときに、熱延板炭化物は粒内に微細析出し、フェライト単相熱延鋼板を得ることができる。
（ｖ）冷延鋼板の強化に析出物を用いることでＳｉ添加は不要となり、防食を目的とした溶融亜鉛めっきが可能となる。
【０００６】
本発明はこれらの知見に基づいて完成されたものであり、以下の（１）〜（７）を提供する。
【０００７】
（１）質量％で、Ｃ：０．０１％超〜０．１％（０．０２０％以下は除く）、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ≦０．０４％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含み、かつＭｏ≦０．５％およびＷ≦１．０％のうち１種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼組成において原子比で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦１．５を満たし、フェライトが面積比率で９５％以上の組織であり、１０ｎｍ以上、３０ｎｍ未満のＴｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む炭化物が析出していることを特徴とする、５００ＭＰａ以上の引張強度を有する深絞り性に優れた高張力冷延鋼板。
【０００８】
（２）質量％で、Ｃ：０．０１％超〜０．１％（０．０２０％以下は除く）、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ≦０．０４％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含み、かつＭｏ≦０．５％およびＷ≦１．０％のうち１種以上を含み、さらに、Ｖ≦０．１５％、Ｎｂ≦０．０８％のうち１種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼組成において原子比で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ）≦１．５を満たし、フェライトが面積比率で９５％以上の組織であり、１０ｎｍ以上、３０ｎｍ未満のＴｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む炭化物が析出していることを特徴とする、５００ＭＰａ以上の引張強度を有する深絞り性に優れた高張力冷延鋼板。
【０００９】
（３）上記（１）または（２）において、質量％で、さらに、Ｂ≦０．００１％、Ｃｒ≦０．５％、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦０．５％、Ｃａ≦０．０１％、ＲＥＭの合計≦０．１％以下を含むことを特徴とする、５００ＭＰａ以上の引張強度を有する深絞り性に優れた高張力冷延鋼板。
【００１０】
（４）上記（１）から（３）のいずれかの成分組成を有する鋼を、オーステナイト単相域で熱間圧延し、６００℃以上で巻取り、フェライト単相の熱延鋼板を製造後、さらにスケール除去し、その後、冷間圧延を行い、１０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で８００〜９００℃まで加熱して焼鈍することを特徴とする、５００ＭＰａ以上の引張強度を有する深絞り性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法。
【００１１】
（５）上記（１）から（３）のいずれかの成分組成を有する鋼を、オーステナイト単相域で熱間圧延し、６００℃以上で巻取り、フェライト単相の熱延鋼板を製造後、さらにスケール除去し、その後、冷間圧延を行い、１０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で８００〜９００℃まで加熱して焼鈍した後、溶融亜鉛系めっきを施すことを特徴とする、５００ＭＰａ以上の引張強度を有する深絞り性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法。
【００１２】
（６）上記（１）から（３）のいずれかの高張力冷延鋼板からなる部材を準備する第１の工程と、前記部材にプレス成形を施して所望の形状のプレス成形品に加工する第２の工程とを有する高張力冷延鋼板の加工方法。
【００１３】
（７）上記（６）において、プレス成形品は、自動車用部品である高張力冷延鋼板の加工方法。
【００１４】
（８）上記（１）から（３）のいずれかに記載の高張力冷延鋼板により製造された自動車用部品。
【００１５】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について、金属組織、化学成分組成、製造方法に分けて具体的に説明する。
【００１６】
［金属組織］
本発明に係る高張力冷延鋼板は、フェライトが面積比率で９５％以上の組織であり、フェライト中にＴｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む炭化物が分散している。この炭化物の大きさは１０ｎｍ以上３０ｎｍ未満である。この炭化物はこれらに加え、ＮｂおよびＶの１種以上を含んでいてもよい。以下、これらについて説明する。
【００１７】
・フェライトが面積比率で９５％以上の組織：
マトリックスをフェライトが面積比率で９５％以上の組織としたのは、複合組織にすると第二相の体積分だけ集合組織がランダム化し、深絞り性が劣化するためである。フェライトの面積比率は好ましくは９８％以上である。
【００１８】
・Ｔｉと、ＭｏおよびＷのうちの１種以上とを含む炭化物：
炭化物にＴｉと、ＭｏおよびＷのうちの１種以上とを含ませることは、本発明の重要な要件である。熱延板組織をフェライト単相にし、粒内に微細析出物を分散させ、通常粒界に析出するセメンタイトやパーライトの析出を抑制するには、これらの元素を含む炭化物を形成させなければならない。従来の技術では、ＴｉＣやＮｂＣを用いており、熱延板マトリックスをフェライト単相にすると不可避的に粗大なセメンタイトやパーライトが生成する。ＭｏおよびＷのうち１種以上を含有させることで、粗大なセメンタイトやパーライトの生成を抑制するとともに効果的に粒内に微細な炭化物を析出させることができる。
【００１９】
・炭化物粒径が１０ｎｍ以上３０ｎｍ未満：
炭化物の大きさは重要である。冷延鋼板中の炭化物の粒径が１０ｎｍ未満では、焼鈍時に再結晶が抑制され、加工組織が残留してしまい、一方、３０ｎｍ以上ではフェライト単相で５００ＭＰａ以上の強度を得難くなる。したがって、焼鈍後の炭化物の大きさを１０ｎｍ以上３０ｎｍ未満とした。
【００２０】
鋼成分としてＮｂおよびＶの１種以上を含む場合には、炭化物にＮｂおよびＶの１種以上が含まれることになるが、これらが複合した炭化物もＴｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む炭化物と同様、安定的に微細に存在できる。ただし、Ｎｂ、Ｖ量はＴｉ量の半分以下が好ましい。
【００２１】
［熱延板組織］
熱延板段階で組織をフェライト単相とすることは重要である。熱延板中に粗大なセメンタイトやパーライトが存在すると、冷間圧延時にその回りの組織がランダム化し、深絞り性が劣化するからである。ただし、完全にフェライト単相でなくてもよく、フェライトが面積比率で９５％以上とする。好ましく９８％以上である。
【００２２】
［化学成分組成］
本発明では、上記金属組織を実現するために、その成分組成を、質量％で、Ｃ：０．０１％超〜０．１％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ≦０．０４％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含み、かつＭｏ≦０．５％およびＷ≦１．０％のうち１種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、原子比で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦１．５を満たすものとする。さらに、上述のように複合析出物にＮｂおよびＶの１種以上を含有させる場合には、上記成分に加えＮｂ≦０．０８％、Ｖ≦０．１５％のうち１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ）≦１．５を満たすものとする。以下、これら各成分について説明する。
【００２３】
Ｃ：０．０１％超〜０．１％
Ｃは炭化物を形成し、鋼を強化するのに有効である。しかし、０．０１％以下では、鋼の強化が不十分であり、０．１％を超えて添加すると熱延板でパーライトが形成されやすくなることから、冷延板の深絞り性が劣化する。このため、Ｃ含有量を０．０１％超〜０．１％とした。望ましくは０．１５％以上、さらに望ましくは０．０２％以上である。
【００２４】
Ｓｉ：０．３％以下
Ｓｉは固溶強化には有効な元素であるが、０．３％を超えて添加すると、フェライトからのＣ析出が促進されて、熱延段階でのセメンタイトやパーライトの生成が促進されてしまう。また、Ｓｉを０．３％以上添加した場合には、亜鉛めっきのめっき密着性が劣化する。これらの理由により、Ｓｉ含有量を０．３％以下とした。
【００２５】
Ｍｎ：０．２〜２．０％
Ｍｎは固溶強化により鋼を強化する観点からは０．２％以上必要であるが、２．０％を超えて添加すると偏析し、熱延中にパーライトが生成しやすくなる。このため、Ｍｎの含有量を０．２〜２．０％とした。鋼を強化する観点から０．５％以上が好ましく、表面性状を重視する場合には１．５％未満が好ましい。
【００２６】
Ｐ：０．０４％以下
Ｐは固溶強化に有効であるが、０．０４％を超えて添加すると粒界に偏析して冷間圧延時および焼鈍時に好ましくない集合組織を発達させるため、０．０４％以下とした。
【００２７】
Ｓ：０．０２％以下
Ｓは少ないほど好ましく、０．０２％を超えると深絞り性を低下させるため、０．０２％以下とした。好ましくは０．０１％以下であり、さらに好ましくは０．００５％以下であり、望ましくは０．００３％以下である。
【００２８】
Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは脱酸剤として添加される。しかし、０．１％を超えると鋼の脆化を招くことから、０．１％以下とした。
【００２９】
Ｎ：０．００６％以下
Ｎは少ないほど好ましく、０．００６％を超えると粗大な窒化物が増え、延性を劣化させるため、０．００６％以下とした。
【００３０】
Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏは本発明において重要な元素であり、パーライト変態を抑制しつつＴｉとの微細な炭化物、または、ＮｂおよびＶの１種以上を含む場合にはＴｉに加えＮｂおよびＶの１種以上を含む微細な炭化物を粒内に形成し、これにより、熱延板をフェライト単相化することで優れた深絞り性が得られ、かつ鋼も強化することができる。しかし、０．５％を超えると熱延板中に硬質相が形成され逆に冷延板の深絞り性が劣化する。このため、Ｍｏ含有量を０．５％以下とした。Ｗを添加しない場合には、このような効果を得るためにはＭｏが０．０５％以上必要であることから、Ｍｏ含有量を０．０５％以上とする。
【００３１】
Ｗ：１．０％以下
ＷもＭｏと同様、本発明において重要な元素であり、パーライト変態を抑制しつつＴｉとの微細な炭化物、または、ＮｂおよびＶの１種以上を含む場合にはＴｉに加えＮｂおよびＶの１種以上を含む微細な炭化物を粒内に形成し、これにより、熱延板をフェライト単相化することで優れた深絞り性が得られ、かつ鋼も強化することができる。しかし、１．０％を超えて添加すると熱延板中に硬質相が形成され冷延板の深絞り性が低下する傾向にある。このため、Ｗの含有量を１．０％とした。Ｍｏを添加しない場合には、このような効果を得るためにはＷが０．１％以上必要であることから、Ｗ含有量を０．１％以上とする。
【００３２】
Ｔｉ：０．０３〜０．２％
Ｔｉは本発明において重要な元素である。ＭｏやＷと微細炭化物を形成することで、熱延板組織をフェライト単相化し、冷延板の優れた深絞り性を実現する。しかし、０．０３％未満では、鋼を強化する効果が不十分であり、０．２％を超えると熱延板中にベイナイトが生成する傾向がある。したがって、Ｔｉの含有量を０．０３〜０．２％とした。
【００３３】
Ｎｂ：０．０８％以下
Ｎｂは組織の細粒化に有効であり、かつＴｉとＭｏおよび／またはＷとともに微細炭化物を形成することから、必要に応じて添加する。しかし、Ｎｂ量が０．０８％を超えると結晶粒が一方向に伸び、深絞り性に好ましくない集合組織が発達するため、Ｎｂを含有させる場合には０．０８％以下とする。Ｎｂの組織微細化効果を得る観点からは０．００５％以上が好ましい。
【００３４】
Ｖ：０．１５％以下
Ｖの析出は遅いため、炭化物の析出タイミングを調整するために必要に応じて添加する。しかし、Ｖ含有量が０．１５％を超えると熱延板中に硬質相が形成され冷延板の深絞り性が劣化するため、Ｖを含有させる場合には０．１５％以下とする。
【００３５】
以上の成分規定の他、原子比で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦１．５を満たす必要がある。本発明では、熱延板組織をフェライト単相とし、粗大なセメンタイトやパーライトの析出を抑制する必要がある。そのため、０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦１．５と規定する。Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）が０．５未満では、ベイニティックフェライトが生成し、冷延板の深絞り性が劣化し、１．５を超えると熱延板粒界への粗大なセメンタイトやパーライトの生成を抑制することができない。好ましくは、０．８≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦１．２である。ＶおよびＮｂの１種以上を添加する場合には、原子比で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ）≦１．５と規定する。好ましくは、０．８≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ）≦１．２である。なお、上記の原子比でＣ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）あるいはＣ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ）が０．５〜１．５とは、（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝あるいは（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）｝（ただし、これらの式中Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ，Ｖ，Ｎｂは各成分の重量％を表す）の値が０．５〜１．５となることを意味している。
【００３６】
なお、本発明においては、耐二次加工脆性、耐食性向上のため、Ｂ≦０．００１％、Ｃｒ≦０．５、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦０．５％、Ｃａ≦０．０１％、ＲＥＭ≦０．１％の１種類以上を含んでいても特性上問題はない。
【００３７】
［製造方法］
本発明では、上記高張力冷延鋼板を製造するに際し、オーステナイト単相域で熱間圧延し、６００℃以上で巻取り、フェライト単相の熱延鋼板を製造後、さらにスケール除去し、その後、冷間圧延を行い、１０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で８００〜９００℃まで加熱して焼鈍することが好ましい。以下、これら条件について説明する。
【００３８】
・仕上圧延終了温度
仕上圧延終了温度は深絞り性に重要である。オーステナイト単相域を維持することができない温度で圧延を行うと粗大粒が発生して深絞り性が損なわれるので、仕上げ圧延終了までオーステナイト単相域を維持する。
【００３９】
・巻取温度６００℃以上
熱延板中で微細析出物が生成しないと粗大なセメンタイトやパーライトが生成しやすくなる。また、熱延板をフェライト単相にするには高温で巻き取ることが必要である。そこで、本発明において重要な、Ｔｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む炭化物を熱延板段階で析出させ、さらにマトリックスを面積比率９５％以上のフェライトとするためには、６００℃以上の巻き取りが必要である。なお、巻取温度が６７５℃を超えるとパーライトが生成しやすくなることから、６７５℃以下が望ましい。
【００４０】
・１０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で８００〜９００℃の温度で焼鈍
１０℃／ｓｅｃ未満の加熱速度で加熱すると、熱延板段階で析出した炭化物が冷間圧延後の焼鈍加熱中に粗大化しやすくなり、５００ＭＰａ以上の強度が得られなくなる。このため、加熱速度を１０℃／ｓｅｃ以上とした。加熱温度については、マトリックスを再結晶させるためには８００℃以上で焼鈍する必要があるが、９００℃を超えるとオーステナイトに変態して本発明の効果が失われる。このため、焼鈍温度を８００〜９００℃とした。
【００４１】
［めっき］
本発明の高張力冷延鋼板は、表面に溶融亜鉛系めっき皮膜を形成し、溶融亜鉛系めっき鋼板とすることも可能である。溶融亜鉛系めっきを行った後に、合金化反応を続けて行った合金化溶融亜鉛系めっき鋼板も含む。溶融亜鉛系めっき鋼板を製造する際には、焼鈍後に連続的に、連続溶融亜鉛系めっきラインにて溶融亜鉛系めっきを行うことが可能である。ここで、溶融亜鉛系めっきとは、めっき皮膜が実質的にＺｎからなる溶融めっき、またはＺｎを主体する溶融めっきであり、亜鉛の他にＣｒ、Ｍｎ等の合金元素が含まれていてもよい。
【００４２】
本発明の高張力冷延鋼板は、加工性に優れ、特に深絞り性に優れているのでこれをプレス成形した場合、その特質が活かされ、自動車用部材、特にリーンフォースメント等のプレス時の断面形状が複雑な補強部材を良好な品質で製造することができ、特に、プレス成形品の軽量化に資することができる。以下に具体的に、本発明に係る高張力鋼板の加工方法、換言すればプレス成形品の製造方法について説明する。
【００４３】
図１は、本発明に係る高張力鋼板の加工方法の作業フローの一例を示すフローチャートである。この作業フローは、通常、本発明に係る鋼板を製造することまたはその製造された鋼板を例えばコイルにして目的場所に搬送することを前工程としており、まず、本発明に係る高張力鋼板を準備することから始まる（Ｓ０、Ｓ１）。この鋼板に対してプレス加工を施す前に、鋼板に対して前処理的な加工を施すこともあれば（Ｓ２）、裁断機により所定の寸法や形状に加工することもある（Ｓ３）。前者のＳ２の工程では、例えば鋼板の幅方向の所定箇所に切り込みや穿孔を行い、引き続くプレス加工を終えた段階またはそのプレス加工の過程で、所定の寸法および形状のプレス成形品または被プレス加工部材として切り離すことができるようにしておく。後者のＳ３の工程では、最終的なプレス成形品の寸法、形状等を予め考慮して、所定の寸法および形状の鋼板部材に加工（したがって裁断）するようにしておく。その後、Ｓ２およびＳ３の工程を経由した部材には、プレス加工が施され、最終的に目的とする寸法・形状の所望のプレス成形品が製造される（Ｓ４）。このプレス加工は、通常は多段階で行われ、３段階以上７段階以下であることが多い。
【００４４】
Ｓ４の工程は、Ｓ２およびＳ３の工程を経由した部材に対してさらに所定の寸法や形状に裁断する工程を含む場合もある。この場合の「裁断」という作業は、例えば、少なくともプレス加工の過程で、Ｓ２およびＳ３の工程を経由した部材の端部のような最終的なプレス成形品には不要部分を切り離す作業であっても構わないし、また、Ｓ２の工程で設けられた鋼板の幅方向の切り込みや穿孔に沿って被プレス加工部材を切り離す作業であっても構わない。
【００４５】
なお、図１中、Ｎ１ないしＮ３は、鋼板、部材、プレス成形品を、機械的にあるいは作業員による搬送作業である場合がある。
【００４６】
こうして製造されるプレス成形品は、必要に応じて次工程に送られる。次工程としては、例えば、プレス成形品にさらに機械加工を施し、寸法や形状を調整する工程、プレス成形品を所定場所に搬送し、格納する工程、プレス成形品に表面処理を施す工程、プレス成形品を用いて自動車のような目的物を組み立てる組立工程がある。
【００４７】
図２は、図１に示した作業を実際に行う装置と鋼板、部材、プレス成形品の流れとの関係を示すブロック図である。この図においては、本発明に係る高張力鋼板はコイル状で準備されており、プレス加工機によりプレス成形品が製造される。プレス加工機は多段プレスを行う機種のものであるが、本件発明はこれに限定されない。
【００４８】
プレス加工機の前段に、裁断機その他の前処理機械を設置する場合（図２の（ａ））もあれば、設置しない場合（図２の（ｂ））もある。裁断機が設置される場合には、コイルから供給される長尺の本発明に係る鋼板から、必要な寸法または形状の部材を裁断し、この部材がプレス加工機においてプレス加工され、所定のプレス成形品となる。鋼板の幅方向に切り欠きや穿孔を施す前処理機械が設置される場合には、プレス加工機においてその切り欠きや穿孔に沿って裁断が行われても構わない。前処理機械を設置しない場合には、プレス加工機において鋼板がプレス加工される過程で、裁断が行われ、最終的に所定の寸法、形状を有するプレス成形品が製造される。なお、図２における「裁断」の意味は、図１における裁断と同じである。
【００４９】
こうして製造されるプレス成形品は、その原材料として加工性に優れ、特に深絞り性に優れている本発明に係る高張力冷延鋼板を使用しているので、プレス時の断面形状が複雑であっても、良好な品質で製造することができ、軽量なものとなる。このような特長は、プレス成形品が自動車用部材、特にリーンフォースメント・メンバー等の補強部品である場合に特に有用である。
【００５０】
【実施例】
（実施例１）
表１に示す化学成分を有する鋼を１２５０℃に加熱し、仕上げ温度９１０℃、巻取温度３７０〜６５０℃で熱間圧延を行った。得られた鋼板を酸洗後、冷間圧延率７５％で冷間圧延を行い、板厚１．４ｍｍとした。続いて、昇温速度を２５〜５０℃／ｓｅｃで８１０〜９１０℃まで昇温した後冷却するパターンの焼鈍を行った。得られた鋼板から作製した薄膜を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって観察し、析出した炭化物寸法を測定した。また、エネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）を用いて炭化物を構成する元素分析を行った。
【００５１】
また、得られた鋼板からＪＩＳ５号引張試験片を採取した。引張試験片は圧延垂直方向から採取し、引張試験を行った。深絞り性については、ｒ値で評価した。
【００５２】
表１に、製造条件、組織、析出物の大きさ、機械的性質を併せて示す。
表１中、Ｎｏ．１〜７が本発明例であり、Ｎｏ．８〜１０が比較例である。本発明例のうちＮｏ．１，３，５，６，７は５９０ＭＰａ級冷延鋼板である。これらはいずれもフェライト単相組織を有しており、その中に、Ｎｏ．１はＴｉ、Ｍｏを含む炭化物、Ｎｏ．３はＴｉ、Ｍｏ、Ｗを含む炭化物、Ｎｏ．５はＴｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂを含む炭化物、Ｎｏ．６はＴｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖを含む炭化物、Ｎｏ．７はＴｉ、Ｍｏを含む炭化物が析出しており、いずれも高いｒ値を示していた。Ｎｏ．７は耐二次加工脆性のためにＢ、伸びフランジ性向上のためにＣａを添加した例であるが、本発明の効果が得られている。Ｎｏ．２，４は７８０ＭＰａ級冷延鋼板の例であり、いずれもフェライト単相組織であり、Ｎｏ．２はＴｉ、Ｍｏを含む炭化物、Ｎｏ．４はＴｉ、Ｍｏ、Ｗを含む炭化物がフェライト中に析出しており、いずれも高いｒ値を示していた。
【００５３】
これに対して、比較例であるＮｏ．８は、Ｍｏ量が多く熱間圧延時の巻取温度が低く熱延板の組織がベイニティックフェライトになった例である。冷延板の組織はフェライト＋パーライトとなっており、ｒ値も１以下と低い。Ｎｏ．９は従来の析出強化鋼であるが、熱延板組織がフェライト＋パーライトとなっており、冷延板の組織もフェライト＋パーライトであり、ｒ値は１．１を下回る低い値であった。Ｎｏ．１０は組織をベイナイト単相としたものであり、ｒ値は１以下と低い値であった。
【００５４】
【表１】
0003726773.tif 000002
【００５５】
（実施例２）
表２に示す化学成分を有する鋼を１２５０℃に加熱し、仕上げ温度９００℃、巻取温度５２０〜６３５℃で熱間圧延を行った。得られた鋼板を酸洗後、冷間圧延率７５％で冷間圧延を行い、板厚１．６ｍｍとした。続いて、昇温速度２５〜３５℃／ｓｅｃで７９０〜８７０℃まで昇温した後冷却するパターンの焼鈍を行った。その後、ガス冷却し、溶融亜鉛ポットに浸漬し、溶融亜鉛めっきを行った。めっき後は合金化処理を行った。得られた鋼板から作製した薄膜を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって観察し、析出した炭化物寸法を測定した。また、エネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）を用いて炭化物を構成する元素分析を行った。
【００５６】
また、得られた鋼板からＪＩＳ５号引張試験片を採取した。引張試験片は圧延垂直方向から採取し、引張試験を行った。深絞り性はｒ値で評価した。めっき密着性については、めっき後密着曲げを行い、目視でめっき剥離状況を判定した。
【００５７】
表２に、製造条件、組織、析出物の大きさ、機械的性質、めっき密着性を併せて示す。
【００５８】
表２中、Ｎｏ．２１〜２３が本発明例であり、Ｎｏ．４が比較例である。Ｎｏ．２１は、フェライト単相組織中にＴｉ、Ｍｏを含む炭化物を析出させた５９０ＭＰａ級の合金化溶融亜鉛めっき材であり、高いｒ値と、良好なめっき密着性が得られた。Ｎｏ．２２は７８０ＭＰａ級の例であり、フェライト単相組織中にＴｉ、Ｍｏを含む炭化物が析出していた。Ｎｏ．２３は５９０ＭＰａ級の例であり、フェライト単相組織中にＴｉ、Ｍｏ、Ｗを含む炭化物が析出していた。Ｎｏ．２２，２３とも各強度に応じて高いｒ値を示した。また、Ｎｏ．２２，２３とも密着曲げによってもめっき剥離は生じず、めっき密着性は良好であった。
【００５９】
これに対して、Ｎｏ．２４はＣ、Ｓｉを多量に添加した従来の鋼板の例であるが、組織がフェライト＋パーライトであり、ｒ値が低かった。また、密着曲げでめっき剥離が生じ、めっき密着性も悪いことが確認された。
【００６０】
【表２】
0003726773.tif 000003
【００６１】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、深絞り性に優れた高張力冷延鋼板を提供することができ、自動車部材の軽量化に寄与する効果が顕著である。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に係る高張力鋼板の加工方法の作業フローの一例を示すフローチャート。
【図２】図１に示した作業を実際に行う装置と鋼板、部材、プレス成形品の流れとの関係を示すブロック図。
【図１】
0003726773.tif 000004
【図２】
0003726773.tif 000005