(57)【要約】【課題】プレス成形などの加工性を確保しながら高い焼付硬化性を有する自動車用薄鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】質量％で，固溶Cを0.002％以上含み，かつJIS  G  0552による結晶粒度番号が9.5番以上の結晶粒度からなるフェライトを主体とした組織を有する自動車用薄鋼板である。好ましくは，質量％で，C：0.003〜0.01%，Si：0.01〜1%，Mn：0.05〜2%，S：0.025%以下，P：0.005〜0.1%，Al：0.1％以下，N：0.003%以下を含有し，残部Feおよび不可避的不純物元素からなる。【選択図】  図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で，C：0.003〜0.01%，N：0.003%以下を含有し，残部Feおよび不可避的不純物元素からなり，固溶Cの含有量が質量％で0.002％以上であり，かつJIS  G  0552による結晶粒度番号が9.5番以上の結晶粒度からなるフェライト単相を組織とすることを特徴とする，自動車用薄鋼板。
【請求項２】
更に質量％で，Si：0.01〜1%，Mn：0.05〜2%，S：0.025%以下，P：0.005〜0.1%，Al：0.1％以下を含有することを特徴とする，請求項１に記載の自動車用薄鋼板。
【請求項３】
更に質量％で，B：0.003%以下を含有することを特徴とする，請求項２に記載の自動車用薄鋼板。
【請求項４】
表面にめっき層を有することを特徴とする，請求項２または３に記載の自動車用薄鋼板。
【請求項５】
質量％で，C：0.003〜0.01%，Si：0.01〜1%，Mn：0.05〜2%，S：0.025%以下，P：0.005〜0.1%，Al：0.1％以下，N：0.003%以下を含有し，残部Feおよび不可避的不純物元素からなる鋼を，もしくは，質量％で，C：0.003〜0.01%，Si：0.01〜1%，Mn：0.05〜2%，S：0.025%以下，P：0.005〜0.1%，Al：0.1％以下，N：0.003%以下，B：0.003%以下を含有し，残部Feおよび不可避的不純物元素からなる鋼を，連続鋳造にてスラブとした後，直ちに粗圧延を実施するか，再加熱してから粗圧延を実施し，Ar3変態点以上の温度域で仕上圧延を終了させ，30℃/s以上の冷却速度で冷却し，700℃以下の温度範囲で巻取り，50%以上の圧下率で冷間圧延を実施し，再結晶焼鈍を施した後，0.3%以上のスキンパス圧延を行うことを特徴とすることを特徴とする，自動車用薄鋼板の製造方法。
【請求項６】
粗圧延を実施した後，シートバーを一旦コイルに巻き取り，そのまま仕上圧延を行うか，または，コイルに巻き取ったシートバーを先行するシートバーに接続後，仕上圧延を行うことを特徴とする，請求項５に記載の自動車用薄鋼板の製造方法。
【請求項７】
連続鋳造にて厚さが100mm以下のスラブとすることを特徴とする，請求項５または６に記載の自動車用薄鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は，自動車用構造部材に適する高い焼付硬化性を有する薄鋼板に関し，特に自動車車体の内板のごとき時効性を問題としない部品などに好適な自動車用薄鋼板およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
最近の自動車用薄鋼板に対しては，軽量化と衝突時のエネルギ吸収特性を確保するために，高強度鋼板が広く適用される状況にある。一方では，部品への成形性を考慮すると，成形時には比較的低強度でありながら，加工後の塗装焼付によって強度が上がる，いわゆる焼付硬化性を有する鋼板に対する要求も高まりつつある。これまで，焼付硬化性を有する鋼板に求められてきた特性は，鋼板が使用される部品の特徴から，非時効性との両立が前提であった。しかし，車車体の内板などに適用する場合には必ずしも非時効である必要はなく，成形性確保の観点からは極力抑える必要はあるものの，基本的には時効は大きな問題とならない。
【０００３】
従来，特に加工用の薄鋼板で焼付硬化性を有するものとしては，例えば，特許文献１（特開平５−２８７４４６号公報）および特許文献２（特開２００３−９６５４３号公報）にあるように，鋼組成としてCおよびNを比較的多く含む鋼が開示されている。
【０００４】
【特許文献１】特開平５−２８７４４６号公報
【特許文献２】特開２００３−９６５４３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら，特許文献１の鋼板は，再結晶焼鈍後に浸炭処理を施すものである。また，特許文献２の鋼板は，C+Nの量が本発明とは全く異なる範囲であり，焼付硬化性を付与するメタラジーも本願発明と全く異にするものである。
【０００６】
本発明は，特に自動車車体の内板に好適な，プレス成形などの加工性を確保しながら高い焼付硬化性を有する自動車用薄鋼板およ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】
本発明者らは，種々検討を行った結果，極力時効による材質劣化を抑制すべく，炭素を固定する元素の添加を回避しながら適度の炭素を含有させることにより，加工性を確保しながら100MPa以上の高い焼付硬化性を得る技術を知見した。即ち，鋼板組織としてフェライト単相とし，熱延板段階で炭化物を形成させることなく焼付硬化性を付与するため，Cの添加量に伴う焼付硬化量（BH）の変化と結晶粒径の影響を調査した。なお，ここで定義されるBHとは，2％の予ひずみを付与し，170℃で20分の熱処理を実施した後の引張試験における降伏点の上昇量である。固溶Cは，内部摩擦法により測定したものである。その結果を図１および図２に示す。図１，２より，Cについては固溶Cを質量％で０．００２以上含み，JIS  G  0552による結晶粒度番号が9.5番以上の結晶粒度とすることで100MPa以上のBHが達成されることが分る。
【０００８】
以上の知見をもと，本発明によれば，質量％で，C：0.003〜0.01%，N：0.003%以下を含有し，残部Feおよび不可避的不純物元素からなり，固溶Cの含有量が質量％で0.002％以上であり，かつJIS  G  0552による結晶粒度番号が9.5番以上の結晶粒度からなるフェライト単相を組織とすることを特徴とする，自動車用薄鋼板が提供される。
【０００９】
この自動車用薄鋼板は，更に質量％で，Si：0.01〜1%，Mn：0.05〜2%，S：0.025%以下，P：0.005〜0.1%，Al：0.1％以下を含有しても良い。また，更に質量％で，B：0.003%以下を含有しても良い。また，表面にめっき層を有しても良い。
【００１０】
また本発明によれば，質量％で，C：0.003〜0.01%，Si：0.01〜1%，Mn：0.05〜2%，S：0.025%以下，P：0.005〜0.1%，Al：0.1％以下，N：0.003%以下を含有し，残部Feおよび不可避的不純物元素からなる鋼を，もしくは，質量％で，C：0.003〜0.01%，Si：0.01〜1%，Mn：0.05〜2%，S：0.025%以下，P：0.005〜0.1%，Al：0.1％以下，N：0.003%以下，B：0.003%以下を含有し，残部Feおよび不可避的不純物元素からなる鋼を，連続鋳造にてスラブとした後，直ちに粗圧延を実施するか，再加熱してから粗圧延を実施し，Ar3変態点以上の温度域で仕上圧延を終了させ，30℃/s以上の冷却速度で冷却し，700℃以下の温度範囲で巻取り，50%以上の圧下率で冷間圧延を実施し，再結晶焼鈍を施した後，0.3%以上のスキンパス圧延を行うことを特徴とすることを特徴とする，自動車用薄鋼板の製造方法が提供される。
【００１１】
この製造方法は，粗圧延を実施した後，シートバーを一旦コイルに巻き取り，そのまま仕上圧延を行うか，または，コイルに巻き取ったシートバーを先行するシートバーに接続後，仕上圧延を行うものでも良い。また，連続鋳造にて厚さが100mm以下のスラブとしても良い。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば，特に自動車車体の内板に好適な，加工性を確保しながら高い焼付硬化性を有する自動車用薄鋼板およびその製造方法を提供することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
まず，この発明における成分組成の限定理由について述べる。
Cは，本発明において重要な役割を果たす元素である。すなわち，BHを100MPa以上とするためには，質量％で固溶Cを0.002%以上含有する必要があり，固溶Cを含めたCの含有量では，質量％で0.003％以上が好ましい。一方，0.01％を超えても大きな増加は得られないことからこれを上限とする。
【００１４】
Siは，鋼板の高強度化のために添加される元素の1つである。しかし，過度の添加は鋼板製造時の接続部や部品組み付け部に溶接欠陥を生じさせるため，質量％で1%を上限とする。また，過度の低減はコストを大幅に上昇させるため，質量％で0.01％を下限とする。
【００１５】
Mnも，鋼を高強度化する際に添加されるが，過度の添加は延性の劣化や種々の溶接法における溶接性を大きく低下させるため，質量％で2%を上限とする。一方，Sによる熱間脆性の改善と強度確保のために質量％で0.05%以上の添加が必要である。
【００１６】
Sは，Mnとの結合によりA系介在物(JIS  G  0555)を形成し，延性を劣化させることから，質量％で0.025%を上限とする。
【００１７】
Pは，主として高強度化を目的とする場合に添加される元素である。その場合には，質量％で0.005％以上添加するものとする。しかし，過剰に含有されると延性を低下させるばかりでなく，二次加工性も劣化させるため0.1%以下とする。
【００１８】
Alは，脱酸のために添加される元素であるが，本発明においてはNとの結合により固溶Nを低減させ，時効による延性劣化を極力抑制するため，質量％で0.1％以下とする。
【００１９】
Nについては，前述したように時効による延性劣化を極力抑制するため，質量％で0.003%以下とする。
【００２０】
Bは，二次加工性を確保するために添加される。過度の添加は加工性を劣化させるため質量％で0.003％を上限とする。また，Bの効果を有効に発現させるには，好ましくは0.0001%以上添加する。
【００２１】
なお，スクラップの利用による微量のCu，Ni，SnおよびCrの混入は，本発明における効果を損なうものではない。
【００２２】
本発明における熱延条件のうち仕上温度および巻取温度は，目的とする鋼板特性を得るための重要な因子である。すなわち，仕上圧延はAr3変態点以上の温度域で実施する必要がある。変態点よりも低い温度で実施すると組織が不均一となり，とくに延性の劣化が懸念される。なお，熱延板粒径が大きくなりすぎないようにするためには，仕上温度は９５５℃を上限とする。仕上圧延後の冷却速度については，熱延板組織をできるだけ細かくするためには重要な要素である。本発明の場合，30℃/sよりも冷却速度が遅くなると，冷延・焼鈍後の組織が十分に細かくならないため，100MPaを超えるBH量が得られなくなる。また，巻取温度についても，BH性確保の観点から炭化物の析出を抑制するため，700℃以下とする必要がある。700℃より高いとパーライトが形成されるようになり，100MPa以上のBHが得られない。逆に低くなり過ぎるとセメンタイトが析出しやすくなるため，やはり100MPa以上のBHが得られなくなることから，500℃以上が好ましい。
【００２３】
上述した熱間圧延を実施する際に，粗圧延後，シートバーを一旦コイルに巻き取り，そのまま仕上圧延を行うか，または，コイルに巻き取ったシートバーを先行するシートバーにレーザー溶接等を用いて接合し，仕上圧延を行うようにしても，効果に変わりはない。
【００２４】
さらに，スラブを製造する場合もいわゆるニアネットシェイプとして厚さ100mm以下の薄スラブを製造し，前述したような圧延条件で製造することもできる。
【００２５】
前述の熱延板から冷延板を得る場合，加工性を得るために50％以上の圧下率（冷延率）で冷間圧延を行う必要がある。これより低い圧下率の場合，とくにr値が低くなることから加工性が劣化する。また，焼鈍は再結晶温度以上の温度で実施される必要があり，これより低い温度での焼鈍では，延性およびr値が劣化し，十分な加工性が得られない。また，再結晶焼鈍に続く過時効処理は必ずしも実施する必要はないが，350℃以下の温度域での処理であれば鋼特性に与える影響はほとんどない。
【００２６】
本発明の鋼板は，表面にめっき層を有していても良いが，めっき工程については，例えば熱延板について溶融亜鉛めっきを行う場合，鋼板表面を亜鉛浴の温度と同程度に加熱し，その温度で亜鉛浴に浸漬させる。その際に好ましい条件としては，温度が高くなりすぎると炭化物や窒化物の析出を招くため，550℃を上限とする。一方，低すぎるとめっき不良およびめっき層厚さの不均一化を招くため，420℃を下限とする。なお，冷延板については電気亜鉛めっきあるいは溶融亜鉛めっきいずれのめっきでも構わない。ただし，溶融亜鉛めっきにおけるめっき浴のおよび合金化条件については，前述の熱延板亜鉛めっきでの条件と同様である。
【実施例】
【００２７】
（実施例1）
本発明範囲の質量％でC：0.006％，Si：0.02%，Mn：0.2%，P：0.085%，S：0.005%，Al：0.015%，N：0.0021%を含有し，残部Feおよび不可避的不純物元素からなる鋼を転炉出鋼し，スラブとした後，表１に示すような熱延条件（加熱温度（℃），仕上温度（℃），冷却速度（℃／S），巻取温度（℃），板厚（mm））で熱延板とし，引き続き圧下率80%の冷間圧延を施した後，780℃で再結晶焼鈍を行った。その後，0.5%のスキンパス圧延を施した。得られた冷延板の材質特性を表２に示す。表１，２および後述する表３〜５において，アンダーラインは，何れも本発明の範囲外であることを示す（なお，No.８については，熱延条件の仕上温度が，熱延板粒径を大きくさせない上限（９５５℃）を超えていたため比較法とした）。また，YP−El／時効後（％）は，100℃×1hの熱処理後（人工時効処理後）の降伏伸びであり，鋼板の材質劣化（成形性劣化）を抑制するために１％前後以下を目標としている。なお，いずれの条件においても焼鈍板の組織はフェライト単相であった。本発明に従った熱延条件で製造した本発明の実施例にかかるNo.1，2，3，4および5（本発明法）は，100MPa以上のBHと30MPa以上のTS増加（TS2−TS）が得られている。なお，BHの測定方法は前述と同様，2%の予ひずみを付与後，150℃×20min（BH1）および170℃×20min（BH2）の熱処理を施した後の引張試験による降伏点およびTSの上昇量（TS2−TS）で評価した。一方，仕上温度が低く外れた比較例（比較法）のNo.6は混粒となるため，伸びが低いばかりでなく，平均的な粒径も本発明の範囲から外れるとともに，固溶Cも少ないためBHが低い。また，冷却速度が低く外れた比較例（比較法）のNo.7では，フェライトの粒成長が進むため，粒界の存在する固溶C量の割合が低いことに起因し，BHが低く，100MPaに到達していない。さらに，仕上温度が高くなった比較例（比較法）のNo.8でもやはり，粒度番号が本発明の範囲から外れたため，BHが低い。また，巻取温度が高く外れた比較例（比較法）のNo.9についてもＢＨが低かった。これはセメンタイトの析出が促進されたためと考えられる。
【００２８】
【表１】
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【表２】
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【００２９】
（実施例2）
表３に示す組成の鋼A〜Jを転炉出鋼し，表４に示す熱延条件（加熱温度（℃），仕上温度（℃），冷却速度（℃／S），巻取温度（℃））にて熱間圧延を終了し，板厚3mmの熱延板とした後，引き続き冷間圧延を実施して板厚0.8mmとした。再結晶焼鈍は800℃で実施し，それに引き続き370℃で240秒の過時効処理を施した。その結果得られた特性を表４に示す。なお，いずれの鋼もフェライト単相であり，粒度番号はいずれも本発明の範囲内であった。本発明の実施例にかかるA，B，C，D，E，FおよびG（本発明鋼）では各強度レベルの鋼板で100MPaを超えるBHが得られている。一方，固溶Cが低く外れたI鋼（比較鋼）ではBHが低い。また，Nが高く外れたH鋼（比較鋼）では，時効劣化(100℃×1hの熱処理後)が著しく，Elの変化が大きい。さらに，C量が高く外れたJ鋼（比較鋼）では，炭化物が多く形成されるため，延性が低く加工性の劣化が懸念される。
【００３０】
【表３】
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【表４】
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【００３１】
（実施例３）
表３の成分の鋼のうち，組成が本発明範囲内であるをC鋼について，加熱温度：1200℃，仕上温度：900℃，冷却速度：70℃/s，巻取温度：650℃として板厚4mmの熱延板とした。さらに引き続いて，種々の条件で冷間圧延および連続焼鈍を実施した。その条件を表５に示す。また，得られた特性を同表に示す。本発明に従ったア，イ，ウ，エおよびオ（本発明法）の鋼では100MPaを超えるBHが得られている。一方，圧下率（冷延率）が低く外れたカ（比較法）では，再結晶焼鈍後の粒径が大きいため，BHが低い。また，焼鈍温度が低く外れたキ（比較法）では，焼鈍後，未再結晶部分があるため，BHが低いとともに，延性も低い。さらに，冷延率および焼鈍温度とも本発明の範囲から低く外れたク（比較法）でも，焼鈍後，未再結晶部分があるため，BH量が低いばかりでなく延性も低い。
【００３２】
【表５】
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【００３３】
（実施例４）
実施例２および３で，本発明の範囲に従ったC鋼について薄スラブ連鋳法による鋳造後，直ちに粗圧延工程に送る製造工程と，熱延工程で粗圧延終了後に先行材と接続して圧延を実施する，いわゆる連続熱延による工程で製造した。表６に製造工程を示す。なお，仕上温度，冷却条件，巻取温度，冷延条件および焼鈍条件は本発明の範囲内とした。得られた材質を同表に示す。サ，シ，ス，セおよびソの鋼について得られた特性は，実施例２および３のものと何れもほぼ同様である。
【００３４】
【表６】
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【産業上の利用可能性】
【００３５】
本発明の鋼板は，例えば自動車部品の内板などに用いられる。
【図面の簡単な説明】
【００３６】
【図１】固溶C量とBH量の関係を示すグラフである。
【図２】結晶粒度番号とBH量の関係を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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