(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
wt%で、C：0.0040〜0.015%、Si：0.05%以下、Mn：0.7〜3.0%、P：0.04〜0.15%、S：0.02%以下、 sol.Al：0.01〜0.1%、N：0.004%以下、Nb：0.01〜0.2%、残部が実質的にFeおよび不可避的不純物からなり、単軸引張試験における公称ひずみ1%と10%の2点から算出されたn値が下記の式(1)を満足する張出し成形性に優れた高強度薄鋼板；
n値≧-0.00029×TS(MPa)+0.313 …(1)
ただし、TSは引張り強さを表す。
【請求項２】
さらに、Tiを0.05wt%以下含有している請求項1に記載の張出し成形性に優れた高強度薄鋼板。
【請求項３】
さらに、Bを0.002wt%以下含有している請求項1または請求項2に記載の張出し成形性に優れた高強度薄鋼板。
【請求項４】
表面に亜鉛系めっき皮膜を有する請求項1から請求項3のいずれか1項に記載の張出し成形性に優れた高強度薄鋼板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、張出し主体の成形が行われるフード、フェンダー、サイドパネルなどの自動車外板パネルに使用される高強度薄鋼板、特に引張強さが390MPa以上500MPa未満で張出し成形性に優れた高強度薄鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車業界では、安全性向上を目的とした鋼板の高強度化、部品の一体化による部品点数削減、プレス工程の省略などが積極的に推進されており、自動車ボディ用鋼板に対しては、極めて高いプレス成形性を有する高強度薄鋼板が求められている。
【０００３】
従来より、冷延鋼板のプレス成形性に関しては、主として深絞り性と張出し性の観点から検討されている。深絞り性に関しては、r値を高めることに主眼が置かれ、例えば特開平5-78784号公報には、Ti添加極低炭素鋼板にMn、Crを積極的に添加するとともにSiやP量を制御することにより、引張強さが343〜490MPaで良好なr値と伸びの得られることが、また、特開平8-92656号公報には、Ar3変態点〜500℃で熱間潤滑圧延された熱延鋼板を再結晶処理後冷間圧延・焼鈍を行うことにより、3.0以上の高いr値を有する極低炭素鋼板の得られることが開示されている。
【０００４】
一方、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)には、全伸びや10%と20%の2点から求めた高ひずみ域のn値を高めることが重要であると記載されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記の特開平5-78784号公報や特開平8-92656号公報に記載された深絞り性に優れた鋼板を張出し主体の成形が行われるサイドパネルなどに適用すると、平面ひずみ張出し成形の行われるパンチ肩部でひずみ伝播不足により破断が生じる場合がある。こうした張出し成形における破断に関しては、材料の高強度化とともに、従来の軟質材と同様な全伸びやn値では評価できなくなっており、適切な対策が取れないのが実情である。
【０００６】
また、上記特許公報に記載の鋼板には、Crが多量に添加されたり、熱延鋼板で焼鈍が行われたりするので、コスト的にも問題がある。
【０００７】
本発明はこのような課題を解決するためになされたもので、安価に製造が可能で、張出し成形性に優れた高強度薄鋼板を提供することを目的とする。
【0008】
【課題を解決するための手段】
上記課題は、wt%で、C：0.0040〜0.015%、Si：0.05%以下、Mn：0.7〜3.0%、P：0.04〜0.15%、S：0.02%以下、sol.Al：0.01〜0.1%、N：0.004%以下、 Nb：0.01〜0.2%、残部が実質的にFeおよび不可避的不純物からなり、単軸引張試験における公称ひずみ1%と10%の2点から算出されたn値が下記の式(1)を満足する張出し成形性に優れた高強度薄鋼板により解決される。
n値≧-0.00029×TS(MPa)+0.313 …(1)、
ただし、TSは引張り強さを表す。
【０００９】
本発明者らは、張出し主体の成形が行われるフロントフェンダーを例に取り、成形性を支配する因子を検討した結果、以下のような知見を得た。
【００１０】
図2に、図1に示した実部品スケールのフロントフェンダーモデル成形品の側壁部近傍の相当ひずみ分布を示す。
【００１１】
側壁部のパンチ肩やダイ肩近傍の発生ひずみ量が大きく、パンチ底部の発生ひずみ量は0.1以下で小さいことがわかる。
【００１２】
したがって、パンチ底に接触する鋼板に発生するひずみ量を広範囲にわたってわずかでも増加してやれば、側壁部のパンチ肩やダイ肩近傍へのひずみ集中を緩和でき、この部分における破断を防止できることになる。そのためには、公称ひずみ1%と10%の2点から算出されるn値が上記の式(1)を満足するようにすればよいことを初めて見出した。
【００１４】
以下に、各元素量の限定理由を説明する。
【００１５】
C:  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加工硬化に影響をおよぼして、強度上昇と成形性を向上させる。0.0040wt%未満ではその効果が得られず、0.015wt%を超えると、強度および低ひずみ域での高いn値は得られるが延性低下を引き起こすので、0.0040〜0.015wt%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特性を引き出すには、C添加量を0.0050〜0.0080wt%、さらに望ましくは0.0050〜0.0074wt%の範囲に規定することが好ましい。
【００１６】
Si:  0.05wt%を超えて添加すると化成処理性や溶融亜鉛めっきの密着性を劣化させるので、0.05wt%以下とする。
【００１７】
Mn:  鋼中のSをMnSとして析出させスラブの熱間割れを防止したり、めっき密着性を劣化させることなく鋼を強化する上で有効な元素である。SをMnSとして析出させ、強度を確保するには0.7wt%以上必要であるが、3.0wt%を超えて添加すると成形性の劣化を招くので、0.7〜3.0wt%とする。
【００１８】
P:  鋼の強化に有効な元素であり、強度確保のために0.04wt%以上必要であるが、0.15wt%を超えて添加すると亜鉛めっきの合金化処理性の劣化を引き起こすので、0.04〜0.15wt%とする。
【００１９】
S:  MnSとして鋼中に存在するが、0.02wt%を超えて含まれると延性低下を招くので、0.02wt%以下とする。
【００２０】
sol.Al:  鋼中のNをAlNとして析出させ固溶Nを残さないために、0.01wt%以上必要であり、0.1wt%を超えて添加すると固溶Alにより延性低下を招くので、0.01〜0.1wt%とする。
【００２１】
N:  上記sol.Al量の下限値においても、すべてのNをAlNとして析出させるには、0.004wt%以下にする必要がある。
【００２２】
Nb:本発明で最も重要な元素であり、NbCの形成による固溶Cの低減および適正量の固溶Nbにより低ひずみ域でのn値を向上させ、上記式(1)が確実に満足されるようになる。0.01wt%未満ではその効果が得られず、0.2wt%を超えると降伏強度が上昇し低ひずみ域でのn値の低下や延性低下を招くので、0.01〜0.2wt%とする。低ひずみ域におけるn値をより向上させるには、Nb>0.035wt%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≧0.080wt%とすることが望ましい。また、コストを考慮した場合、Nb≦0.140wt%とすることが望ましい。
【００２３】
Nbにより低ひずみ域でn値が向上する理由は必ずしも明確ではないが、電子顕微鏡を用いて緻密な組織観察を実施したところ、以下の知見を得た。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、粒界近傍に析出物が非常に少ない、いわゆる析出物枯渇帯(PFZ)が形成されており、このPFZは析出物が非常に少ない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、低ひずみ域で高い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出した。
【００２４】
なお、、本発明の高強度薄鋼板では、Nb添加により結晶粒が細粒化されるので、溶接性や耐二次加工脆性も改善される。
【００２５】
このように、本発明の高強度薄鋼板は、Crなどの特殊元素が多量には添加されておらず、また、後述するように通常のプロセスで製造できるので、安価である。
【００２６】
本発明の効果は、上記した元素量の限定により達成されるが、さらに、品質改善および耐二次加工脆性の向上のために、Ti、Bを、Ti≦0.05wt%、B≦0.002wt%の範囲内で添加することが可能である。
【００２７】
Ti: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、0.05wt%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0.02wt%未満とし、必要な細粒化効果を得るために、下限を0.005wt%とするのが好ましい。
【００２８】
B: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、0.002wt%を超えて添加した場合、成形性が大幅に低下するので、上限を0.002wt%とする。本発明鋼は、結晶粒が微細化されており、極めて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0.0001〜0.001wt%の範囲に規制するのが好ましい。
【００２９】
本発明である高強度薄鋼板は、そのままで使用することができるが、表面に電気亜鉛めっきや溶融亜鉛めっきなどの亜鉛系めっきを施しても、同様な効果が得られる。亜鉛系めっきとしては、純亜鉛めっき、合金化亜鉛めっき、亜鉛-Ni合金めっきなどを挙げることができ、めっき後に有機皮膜処理を施してもよい。
【００３０】
本発明である高強度薄鋼板の製造方法としては、本発明の元素範囲に調整された鋼を溶製後、連続鋳造によりスラブとなし、このスラブを再加熱後あるいは直接熱間圧延して熱延鋼板とし、酸洗後冷間圧延して焼鈍する通常の冷延鋼板の製造プロセスを適用できる。
【００３１】
このとき、熱間圧延条件としては、表面品質や材質の均一性の観点からAr3変態点以上960℃以下で仕上圧延し、酸洗時の脱スケール性や材質の安定性の観点から680℃以下の温度で巻取ることが好ましい。また、冷間圧延後連続焼鈍(CALやCGL)する場合は600℃以上の温度で、箱焼鈍(BAF)させる場合は540℃以上の温度で巻取ることが好ましい。なお、薄物製造時の熱延仕上温度確保などの目的のために、熱間圧延中にバーヒーターにより粗バーを加熱することもできる。
【００３２】
冷間圧延の圧下率は良好な深絞り性を得るために50%以上が好ましく、焼鈍温度は、連続焼鈍の場合は780〜880℃の温度域が、箱焼鈍の場合は680〜750℃の温度域が好ましい。
【００３３】
【実施例】
表1に示す鋼番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℃、巻取温度540〜560℃（箱焼鈍向け）、600〜660℃（連続焼鈍、連続焼鈍・亜鉛めっき向け）で熱間圧延を行い熱延鋼板とし、酸洗後50〜85%の冷間圧延を施した後、連続焼鈍（焼鈍温度800〜840℃）、箱焼鈍（焼鈍温度680〜720℃）また、連続焼鈍・溶融亜鉛めっき（焼鈍温度800〜840℃）のいずれかを実施した。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ない、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なった。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%の調質圧延を行なった。これらの鋼板に対し、機械特性および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。
【００３４】
結果を表2に示す。
【００３５】
本発明の鋼板は、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。比較材のNo.9、No.10は、10-20%ひずみ域のn値が0.23以上と高いにもかかわらず1-10%のn値が小さいため、50TON以下の低いクッション力条件で破断が発生した。
【００３６】
本発明の鋼板では、いずれの水準においても、縦割れ遷移温度が-65℃以下となっており、非常に良好な耐二次加工脆性を示した。また、本発明の鋼板は、結晶粒が微細化しており、強加工部においても肌荒れなどの問題は全く生じなかった。さらに、溶融亜鉛めっき後の表面品質や溶接部の加工性・疲労特性等にも優れていることが確認された。
【００３７】
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1の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。
【００３８】
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量が抑制されており、破断に対して有利となっている。
【００３９】
【表１】
0003695262.tif 000002
【００４０】
【表２】
0003695262.tif 000003
【００４１】
【発明の効果】
本発明は以上説明したように構成されているので、安価に製造が可能で、張出し成形性に優れた高強度薄鋼板を提供できる。
【００４２】
また、本発明の高強度薄鋼板は、耐二次加工脆性，表面性状、溶接性などにも優れ、大変良好な総合性能を有する。
【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を示す図である。
【図２】図1に示した成形品の側壁部近傍の相当ひずみ分布を示す図である。
【図３】    No.3材とNo.10材をフロントフェンダモデルに成形後の側壁部近傍の相当ひずみ分布を示す図である。
【図１】
0003695262.tif 000004
【図２】
0003695262.tif 000005
【図３】
0003695262.tif 000006