(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．００４０〜０．０１％、Ｓｉ：≦０．０５％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．０１〜０．０５％、Ｓ：≦０．０２％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：≦０．００４％、Ｎｂ：０．０１〜０．１４％を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなり、単軸引張り試験による公称ひずみ１％と１０％の２点法のｎ値が０．２１以上であることを特徴とする張出し成形性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項２】
質量％で、さらに、Ｔｉを０．０５％以下含有していることを特徴とする請求項１に記載の張出し成形性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項３】
質量％で、さらに、Ｂを０．００２％以下含有していることを特徴とする請求項１または２のいずれか１項記載の張出し成形性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項４】
鋼板表面に亜鉛系めっき皮膜を付与したことを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項記載の張出し成形性に優れた高強度冷延鋼板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、フード、ドア、フェンダー、サイドパネル等の主に自動車外板パネル等、張出し主体の成形が行われる高強度薄鋼板、特に、引張強度が３４０ＭＰａ以上４４０ＭＰａ未満である高強度薄鋼板であって、特に張出し成形性に優れた高強度冷延鋼板およびその亜鉛系めっき鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、安全性向上による高強度化と、部品の一体化による部品点数の削減およびプレス工程の省略化が進められており、自動車ボデイ用鋼板に対しては、極めて高いプレス成形性を有する高強度鋼板が求められている。従来、鋼板のプレス成形性は深絞り性および張出し性の向上の観点から検討されてきた。
【０００３】
冷延鋼板の深絞り成形性に対しては、ｒ値を高める技術が多く開示されている。また、張出し成形性に対しては、一般に全伸び、均一伸びと高ひずみ域のｎ値、例えば均一伸びが２０％以上の材料では１０％と２０％の２点法のｎ値を高めることが重要とされてきた。
【０００４】
例えば、特開平５−７８７８４号公報には、Ｔｉを添加した極低炭素鋼にＭｎとＣｒを積極的に添加して、ＳｉやＰを制御し、引張り強さが３４３ＭＰａ〜４９０ＭＰａ，平均ｒ値と伸びが良好な技術が開示されている。しかし、成形性においては、サイドパネル等の張出し主体の成形の場合、ｒ値と伸びのみでは十分な成形性が得られず、特に平面ひずみ張出し成形部ではひずみ伝播不足によりパンチ肩部で破断する問題が生じていた。さらに、ＣｒやＭｎについては０．９％以上添加することから、コスト面で不利となっていた。
【０００５】
特開平８−９２６５６号公報では、極低炭素鋼板に対し、Ａｒ3〜５００℃で熱間潤滑圧延後、熱延板再結晶処理を行い、冷間圧延、冷延板再結晶焼鈍を行うことにより、ｒ値を３．０以上に高める技術が開示されている。ｒ値を高めることは、縮みフランジ変形を伴う深絞り性が要求される部位に対しては有効であるが、張出し主体の成形では、十分な成形性が得られない問題があった。
【０００６】
また、該技術では冷間圧延前に焼鈍を行うことからエネルギー消費が大きいばかりでなく生産性も低く、コスト面でも不利である。張出し性に関しては、例えば「薄鋼板のプレス加工、（実教出版）、Ｐ１６１〜」に述べられているように、材料の延性とｎ値の影響が強いとされてきた。
【０００７】
材料の延性は一般に全伸びで評価され、また、ｎ値は高ひずみ域における2点法のｎ値で評価されてきた。しかし、材料を高強度化するに伴い、軟質材と同等の全伸びやｎ値を得ることは困難となる。また、高歪域でのｎ値を高めても効果が現れない場合が生じてきた。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、フード、ドア、フェンダー、サイドパネル等張出し主体の成形において優れた耐破断性を有し、自動車外板パネル等に用いられる３４０ＭＰａ以上４４０ＭＰａ未満の高強度薄鋼板を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは上記のような従来のプレス成形用冷延鋼板の問題を解決すべく、フェンダー、サイドパネル等の張出し成形主体の部品の成形性を支配する諸因子について詳細に検討を行い、これらの部品のような成形では、成形品の大部分を占めるパンチ底接触部の発生ひずみ量が小さく、側壁部のパンチ肩やダイ肩近傍にひずみが集中していることを把握した。
【００１０】
すなわち、パンチ底接触部の材料の広範囲の発生ひずみ量を増すことで、破断危険部である側壁部のパンチ肩やダイ肩近傍へのひずみ集中の緩和が可能である。このため、従来、張出し性の評価に用いられていた高ひずみ域のｎ値ではなく、パンチ底接触部における発生ひずみ量に相当する低ひずみ域のｎ値を向上することが有効であることを知見した。
【００１１】
また、従来のＩＦ鋼とは異なり、Ｃを４０ｐｐｍ以上添加した成分系で、炭窒化物生成元素としてＮｂを利用したＮｂ−ＩＦ鋼とすることで、さらに、Ｎｂ／Ｃ（原子当量比）を適正な値に管理し、鋼板のミクロ組織、析出物の形態を制御することで、低歪域でのｎ値を著しく向上できることを、詳細な電子顕微鏡観察等の研究により初めて見出した。本発明はこのような知見に基づき、更に、検討を重ねた結果なされたもので、その特徴とする構成は以下の通りである。
【００１２】
１．質量％で、Ｃ：０．００４０〜０．０１％、Ｓｉ：≦０．０５％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．０１〜０．０５％、Ｓ：≦０．０２％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：≦０．００４％、Ｎｂ：０．０１〜０．１４％を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなり、単軸引張り試験による公称ひずみ１％と１０％の２点法のｎ値が０．２１以上であることを特徴とする張出し性成形性に優れた高強度冷延鋼板。
【００１４】
２.質量％でさらに、Ｔｉを０．０５％以下含有していることを特徴とする１に記載の張出し成形性に優れた高強度冷延鋼板。
【００１５】
３.質量％でさらに、Ｂを０．００２％以下含有していることを特徴とする１または２のいずれかに記載の張出し成形性に優れた高強度冷延鋼板。
【００１６】
４．鋼板表面に亜鉛系めっき皮膜を付与したことを特徴とする１乃至３のいずれかに記載の張出し成形性に優れた高強度冷延鋼板。
【００１７】
【発明の実施の形態】
本発明鋼板で規定する引張り特性、成分組成について詳細に説明する。
【００１８】
１．引張り特性
公称ひずみ１％と１０％の２点法のｎ値：０．２１以上
図１は図２に示す実部品スケールのフロントフェンダモデル成形品の破断危険部位近傍の相当ひずみ分布の一例を示すもので、破断危険部は側壁部となっているが、パンチ底部の発生ひずみは０．１０以下となっている。
【００１９】
材料の低ひずみ域の歪伝播を大きくすることで、パンチ底に接する材料において広範囲でのひずみ発生量が増加し、張出し成形性が向上する。本発明では、単軸引張りの公称ひずみ１％と１０％の２点法のｎ値を０．２１以上とし、張出し成形性を著しく向上させる。
【００２０】
さらに張出し性の改善のために、望ましくは、公称歪1%と10%の2点法のn値を0.214以上とすることが好ましい。なお、単軸引張りはＪＩＳ５号試験による。
【００２１】
２．成分組成範囲
Ｃ：０．００４０〜０．０１％
Ｎｂと形成する炭化物が素材強度およびパネル成形時における低ひずみ域での歪伝播に影響を及ぼし、強度上昇と成形性を向上させる。０．００４０％未満では効果が得られず、０．０１％を超えると強度および低ひずみ域での十分な歪伝播は得られるものの、延性が低下し、成形性が劣化するため、０．００４０〜０．０１％とする。析出物の形態および分散状態を適正に制御し、より優れた成形性およびより好ましい総合性能を引き出すには、C添加量を０．００５０〜０．００８０％、さらに望ましくは０．００５０〜０．００７４％の範囲に規制することが好ましい。
【００２２】
Ｓｉ：≦０．０５％
Ｓｉは過剰に添加されると冷延鋼板の場合には化成処理性が劣化し、溶融亜鉛めっき鋼板の場合にはめっき密着性が劣化するため、０．０５％以下とする。
【００２３】
Ｍｎ：０．１〜１．０％
Ｍｎは鋼中のＳをＭｎＳとして析出させることによってスラブの熱間割れを防止する作用を有するため、鋼には不可欠な元素である。またＭｎはめっき密着性を劣化させることなく鋼を固溶強化できる元素でもあるが、過剰な添加は降伏強度の過度の上昇による低ひずみ域でのｎ値の低下を招くため、好ましくない。したがって、Ｓを析出固定するために必要な０．１％以上とし、降伏強度の上昇による低ひずみ域でのｎ値の低下の限界として１．０％を上限とする。
【００２４】
Ｐ：０．０１〜０．０５％
Ｐは鋼の強化に有効な元素であり、０．０１％以上添加する。０．０５％以上添加すると亜鉛めっきの際の合金化処理を劣化させ、めっき密着不良およびそれに起因したうねりによるパネル外観不良を生じるため、０．０５％未満とする。
【００２５】
Ｓ：≦０．０２％
ＳはＭｎＳとして鋼中に存在し、過剰に含まれると延性の劣化を招きプレス成形性が低下する。したがって、実用上、成形性に不都合が生じない０．０２％以下とする。
【００２６】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％
Ａｌは鋼中ＮをＡｌＮとして析出させ、固溶Ｃを残さないようにするため、0.01%以上添加する。ｓｏｌ．Ａｌが０．０１％未満では上記の効果が十分でなく、０．１％を超えて添加した場合、固溶Alが延性低下を招くので、添加量を０．０１〜０．１％の範囲に規制する。
【００２７】
Ｎ：≦０．００４％
ＮはＡｌＮとして析出し無害化されるが、sol.Al下限量でも全てのＮをＡｌＮとして析出させるには、０．００４％以下にする必要がある。
【００２８】
Ｎｂ：０．０１〜０．１４％
ＮｂはＣと結合して微細炭化物を形成し、素材強度およびパネル成形時の低ひずみ域での歪伝播に影響し、成形性、耐面ひずみ性を向上させる。しかし、０．０１％未満では効果がなく、０．１４％を超えると、降伏強度が上昇し、低ひずみ域での十分な歪伝播が得られず、延性が低下し、成形性が劣化するため、０．０１〜０．１４％を添加する。低歪域におけるn値をより向上するには、Ｎｂ添加量をＮｂ＞０．０３５％とすることが望ましく、さらに成形性および総合性能を改善するには、Ｎｂ≧０．０８０％とすることが望ましい。但し、コスト等を考慮した場合、上限をＮｂ≦０．１４０％とするのが好ましい。
【００２９】
Ｎｂにより低歪域でｎ値が向上する理由は、必ずしも明確でないが、電子顕微鏡を用いて詳細に組織観察したところ、Ｎｂ，Ｃ量が適切に制御された場合、結晶粒内に多量のＮｂＣが析出し、粒界近傍に析出物の存在しない析出物枯渇帯（以下、ＰＦＺ）が形成されており、このＰＦＺは析出物が枯渇しているため、粒内に比べ強度が低く、低い応力レベルで塑性変形できるので、低歪域で高いｎ値が得られると推察される。さらに、鋭意検討を進めた結果、本発明において、このような望ましい析出形態を得るには、Ｎｂ／Ｃ（原子当量比）を１．７〜２．５の範囲に規制することが好ましいことを見い出した。
【００３０】
なお、Ｎｂ添加により結晶粒が微細化されるので、溶接性や耐二次加工脆性も改善される。また、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板では、Ｓｉ，Ｐ量が極力低く抑えられているので、優れた表面品質が得られる。このように、本発明の高強度冷延鋼板は、Ｃｒ等の特殊元素が多量に添加されておらず、また、後述するように通常の製造プロセスで製造できるので、安価である。
【００３１】
本発明の効果は、上述した規程により十分に達成されるが、さらに品質改善および耐二次加工脆性の向上などの目的のため、Ｔｉ，Ｂをそれぞれ、Ｔｉ≦０．０５％、Ｂ≦０．００２％の範囲で添加することが可能である。
【００３２】
Ｔｉ：≦０．０５％
炭窒化物を形成し、熱延板の組織を微細化することにより、成形性を改善する。しかしながら、０．０５％を超えて添加した場合、析出物が粗大化し、十分な効果が得られない。より望ましくは、特に溶融亜鉛めっきの表面性状の観点から、上限を０．０２％未満とし、必要な細粒化効果を得るために、下限を０．００５％とするのが好ましい。
【００３３】
B：≦０．００２％
結晶粒界を強化し、耐二次加工脆性を改善するために添加するが、０．００２％を超えて添加した場合、成形性を著しく損なうので、上限を０．００２％とする。本発明鋼は、結晶粒が微細化されており、Ｂ無添加であっても優れた耐二次加工脆性を示すので、望ましくは成形性の低下を極力抑えるために、Ｂ添加量を０．０００１〜０．００１％の範囲に規制するのが好ましい。
【００３４】
つぎに本発明鋼板の製造方法について説明する。本発明鋼板はスラブの熱間圧延，酸洗、冷間圧延、焼鈍などの一連の工程を経て製造され、必要に応じてめっき処理がなされる。本発明鋼を製造する場合、外板適性として優れた表面品質と材質の均一性を確保するため、熱間圧延時の仕上温度をＡｒ3点以上とすることが好ましい。
【００３５】
また、熱延プロセスはスラブ加熱後圧延する方法、連続鋳造後短時間の加熱処理を施してあるいは該加熱工程を省略して直ちに圧延する方法のいずれでもよいが、優れた外板適性を付与するためには、一次スケールのみならず、熱間圧延時に生成する二次スケールについても十分除去するのが好ましい。
【００３６】
なお、薄物製造時の仕上圧延温度確保等の目的のために、熱間圧延中、バーヒータにより加熱を行ってもよい。また、熱延鋼板は酸洗による脱スケール性と材質の安定性の観点から巻取り温度を６８０℃以下とするのが好ましい。また、巻取り温度の下限は、連続焼鈍に供される場合は６００℃、箱焼鈍に供される場合は５４０℃とするのが好ましい。
【００３７】
熱延鋼板を脱スケール後冷間圧延するにあたり、外板として必要な深絞り性を付与するためには冷間圧延率を５０％以上とすることが好ましい。また、冷延鋼板の焼鈍を連続焼鈍で実施する場合には、焼鈍温度を７８０〜８８０℃とすることが好ましい。
【００３８】
一方、焼鈍を箱焼鈍で実施する場合、箱焼鈍は均熱時間が長いため６８０℃以上の焼鈍温度で均一な再結晶組織をえることができるが、焼鈍温度の上限は７５０℃とするのが好ましい。焼鈍後の冷延鋼板は溶融亜鉛めっきもしくは電気めっきによって亜鉛系めっきをほどこすことができる。さらに、めっき後に有機皮膜処理を施してもよい。
【００３９】
【実施例】
（実施例１）
表１に示す鋼番Ｎｏ．１〜１０の鋼を溶製後、連続鋳造によりスラブを製造した。このスラブを１２００℃に加熱後、仕上温度８８０〜９４０℃、巻取り温度５４０〜５６０℃（箱焼鈍向け）、６００〜６６０℃（連続焼鈍、連続焼鈍・溶融亜鉛めっき向け）で熱間圧延して板厚２．８ｍｍの熱延鋼板とし、酸洗後５０〜８５％の冷間圧延を施した後、連続焼鈍（焼鈍温度８００〜８６０℃）、箱焼鈍（焼鈍温度６８０℃〜７４０℃）また、連続焼鈍・溶融亜鉛めっき（焼鈍温度８００〜８６０℃）のいずれかを実施した。
【００４０】
連続焼鈍・溶融亜鉛めっきでは、焼鈍後４６０℃で溶融亜鉛めっき処理を行い、直ちにインライン合金化処理炉で５００℃でめっき層の合金化処理を行った。また、焼鈍または焼鈍・溶融亜鉛めっき後の鋼板には圧下率０．７％の調質圧延を行った。これらの鋼板の機械特性を調査した。なお、引張試験は、Ｌ方向より採取したＪＩＳ５号引張試験片によって実施した。
【００４１】
また、上記の鋼板でフロントフェンダーのプレス成形を行い破断限界クッション力を調査した。
【００４２】
本発明の鋼板Ｎｏ．１〜８は破断限界クッション力が６５ＴＯＮ以上と高く、優れた張出し性を示した。一方、比較材Ｎｏ．９〜１２は、低歪域でのn値が小さく、５０ｔｏｎ以下の低いクッション力で破断が発生した。また、Ｎｏ．10，11材は、ＴｉもしくはＳｉが過剰に添加されているので、溶融亜鉛めっき後の表面性状が劣り、不適である。
【００４３】
本発明例Ｎｏ．１〜８は、細粒でかつ、析出物形態が最適に制御された組織を有するので、いずれも極めて優れた耐二次加工脆性を示す。また、本発明鋼は、優れた成形性に加えて、良好なテーラードプランク性、耐二次加工脆性を有し、さらに亜鉛めっき材においては、非常に良好な表面性状を有することが確認され、特に自動車外板用鋼板として極めて優れた総合性能を有することが実証された。
【００４４】
【表１】
0003700500.tif 000002
【００４５】
（実施例２）
図３に表２中のＮｏ．３材（本発明例）とＮｏ．10材（比較例）をクッション力４０ＴＯＮの条件で、図２のフロントフェンダーモデルに成形した場合の破断危険部近傍のひずみ分布を示す。Ｎｏ．３材ではパンチ底部での発生ひずみ量が大きく、側壁部のひずみ発生が抑制されており破断に対し有利となっている。
【００４６】
【表２】
0003700500.tif 000003
【００４７】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明の鋼板は、自動車のフェンダー、サイドパネル等の張出し主体の成形において優れた張出し成形性のみならず、その他優れた総合性能を有するので、特に自動車外板用鋼板として有効である。
【図面の簡単な説明】
【図１】実部品スケールのフロントフェンダーモデル成形品の破断危険部近傍の相当ひずみ分布の一例を示す図
【図２】実部品スケールのフロントフェンダーモデル成形品を示す図
【図３】フロントフェンダモデルに成形した場合の破断危険部近傍のひずみ分布を示す図
【図１】
0003700500.tif 000004
【図２】
0003700500.tif 000005
【図３】
0003700500.tif 000006