(57)【要約】【要  約】【課  題】  成形加工後のスプリングバックが極めて小さく高精度でかつ成形加工後の強度が高い形状凍結性に優れた部品の製造方法を提供する。  【解決手段】  Ｃ、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Al含有量を適正量に調整し、さらに、Ｎ：0.0050〜0.025％を含み、固溶状態のＮを0.0030％以上含有し、さらに、Ｖ、あるいはさらにNb、Tiのうちから選ばれた１種または２種を含み、かつ固溶状態のＶ、あるいはさらにNb、Tiを合計で0.03％以上含有する組成を有し、平均結晶粒径が10μｍ以下の組織を有する薄鋼板に、200℃以上700℃以下の温度で平均歪量で２％以上の塑性変形を、好ましくは１／ｓ以上の平均歪速度で行なう加工を施す。さらに、Cu、Ni、Cr、Moのうちの１種または２種以上、および／またはCa、REMのうちの１種又は２種を含有してもよい。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：0.01〜0.25％、                  Si：1.5％以下、
Mn：1.0〜3.5％、                    Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.005％以下、                   Al：0.02％以下、
Ｎ：0.0050〜0.025％、               Ｖ：0.02〜0.10％
を含み、かつ固溶状態のＮを0.0030％以上、固溶状態のＶを0.03％以上含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、平均結晶粒径が10μｍ以下の組織を有することを特徴とする薄鋼板。
【請求項２】
質量％で、
Ｃ：0.01〜0.25％、                  Si：1.5％以下、
Mn：1.0〜3.5％、                    Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.005％以下、                   Al：0.02％以下、
Ｎ：0.0050〜0.025％、               Ｖ：0.02〜0.10％
を含み、さらにNb：0.005〜0.05％、Ti：0.005〜0.10％のうちから選ばれた1種または２種を含み、かつ、固溶状態のＮを0.0030％以上、固溶状態のＶ、Nb、Tiを合計で0.03％以上含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、平均結晶粒径が10μｍ以下の組織を有することを特徴とする薄鋼板。
【請求項３】
前記組成に加えさらに、質量％で、Cu、Ni、Cr、Moのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で1.5％以下含有する組成とすることを特徴とする請求項１又は２に記載の薄鋼板。
【請求項４】
前記組成に加えさらに、質量％で、Ca、REMのうちから選ばれた１種又は２種を合計で0.10％以下含有する組成とすることを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の薄鋼板。
【請求項５】
請求項１ないし４のいずれかに記載の薄鋼板を原板として、該原板の少なくとも一面にめっき層を形成してなる薄鋼板。
【請求項６】
質量％で、
Ｃ：0.01〜0.25％、                  Si：1.5％以下、
Mn：1.0〜3.5％、                    Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.005％以下、                   Al：0.02％以下、
Ｎ：0.0050〜0.025％、               Ｖ：0.02〜0.10％
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、1180℃以上の温度に再加熱したのち、仕上圧延終了温度を850℃以上とする仕上圧延を施し、該仕上圧延終了後、800℃〜600℃の間の平均冷却速度を40℃／ｓ以上として冷却し、巻取温度：550℃以下で巻き取り熱延板とする熱延工程を施すことを特徴とする薄鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記熱延工程に引続いて、さらに前記熱延板に冷間圧延を施して冷延薄鋼板とする冷延工程と、該冷延薄鋼板に800℃以上の温度に加熱したのち、800℃〜600℃の間を30℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する焼鈍処理を施し冷延焼鈍薄鋼板とする焼鈍工程を施すことを特徴とする請求項６に記載の薄鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに質量％で、Nb：0.005〜0.05％、Ti：0.005〜0.10％のうちから選ばれた１種又は２種を含有する組成の鋼素材であることを特徴とする請求項６又は７に記載の薄鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに質量％で、Cu、Ni、Cr、Moのうちから選ばれた１種又は２種以上を合計で1.5％以下含有する組成の鋼素材であることを特徴とする請求項６ないし８のいずれかに記載の薄鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、質量％でCa、REMのうちから選ばれた１種又は２種を合計で0.10％以下含有する組成の鋼素材であることを特徴とする請求項６ないし９のいずれかに記載の薄鋼板の製造方法。
【請求項１１】
鋼板を加工して部品を製造するにあたり、該鋼板を請求項１ないし５のいずれかに記載の薄鋼板とし、該加工を、200℃以上700℃以下の温度で平均歪量で２％以上の塑性変形を行う加工とすることを特徴とする形状凍結性に優れた部品の製造方法。
【請求項１２】
前記加工を、１／ｓ以上の平均歪速度で塑性変形を行う加工とすることを特徴とする請求項11に記載の部品の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主として自動車用部品およびその要素部品に係り、とくに熱延鋼板、冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板などの薄鋼板を素材とする部品およびその要素部品の形状凍結性の向上および強度の向上に関する。なお、本発明でいう「薄鋼板」とは、板厚６mm以下の鋼板をいうものとする。
【背景技術】
【０００２】
地球環境の保全という観点から、自動車に対しては、車体の軽量化が強く要求されている。これは、車体重量を低減することにより、燃費を改善し、単位走行距離あたりに発生するCO２、NOＸなどの汚染物質の量を低減することができるからである。車体を軽量化するための有力な手法の一つに、より薄肉の、いわゆる高張力鋼板（以下、ハイテン材ともいう）を用いて、従来と同等の特性を確保する方法がある。
【０００３】
しかし、ハイテン材を使用する場合にはつぎのような問題点がある。
（１）ハイテン材は、延性（伸び）が低下し、プレス成形時に割れやネッキングを生じ易い。
（２）ハイテン材は、鋼板の強度が高いため、プレス成形が終了して金型から外した場合に、いわゆるスプリングバックという現象で部品の寸法精度が低下するとともに、捩れ、しゃくれなどという形状不良の発生の危険性が増加する。
（３）ハイテン材は、鋼板強度を増加させるために種々の強化元素を鋼中に含有しているため、スポット溶接性、アーク溶接性などの特性が低下するとともに、めっき鋼板とする場合にめっきの付着性が低下する傾向を示す。
【０００４】
このようなハイテン材を使用する場合の問題に対し、例えば、延性を向上させ、強度−延性バランスに優れたＤＰ鋼（Dual Phase鋼）、ＴＲＩＰ鋼などの複合組織型高張力鋼（以下、複合組織型ハイテン材ともいう）が開発されている。しかし、複合組織型ハイテン材は、延性に優れるものの、強度が高いことによるスプリングバックや、しやくれ、捩れなどの発生を防止することはできず、いわゆる形状凍結性が低いうえ、溶接性やめっき性の問題も未解決のままである。さらに、複合組織型ハイテン材の主たる強化組織は、いわゆる変態組織強化であるため、製造条件の変動に対して敏感であり材質の変動が大きくなる傾向がある。
【０００５】
また、例えば、特許文献１には、歪時効硬化を利用したハイテン材（鋼板）が提案されている。この鋼板は成形時には低強度でありながら、プレス成形時の歪と塗装焼付時の熱処理との組み合わせで顕著に硬化するというものである。しかし、Moという比較的高価な元素を必須添加したうえで、Nb、Ti、Ｖ、Ｂといった元素を添加する必要があった。さらに、これら含有成分の含有量を所定の関係式を満足させる必要があり、部品強度のばらつきを生じる要因となっており、高強度部品の製造においてより安価で品質管理の容易な薄鋼板の採用が望まれていた。
【０００６】
そこで本発明者らは、特許文献２に、鋼板を加工して部品とする部品の製造方法において、窒素を強化元素として活用し、他の合金成分、微細組織を最適化した薄鋼板を部品の製造に適用し、成形加工条件を最適化することにより、成形時には低強度で成形力が低く容易に成形でき、かつ成形後のスプリングバックが極めて小さく、極めて高精度な部品を容易に製造することができる、形状凍結性に優れた部品の製造方法を提案した。特許文献２に記載された技術は、100℃〜500℃の温度域で成形することにより、Ｎの歪時効を活用して強度上昇を図る技術である。しかし、成形後の更なる強度上昇が要望されていた。
【特許文献１】特開2000−234153号公報
【特許文献２】特開2004-270006号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は、上記した従来技術の問題を有利に解決し、加工時には低強度で容易に成形加工でき、かつ加工後に高強度となる、強度増加能に優れた薄鋼板、および、成形加工後のスプリングバックが極めて小さく高精度でかつ成形加工後の強度が高い、形状凍結性に優れた部品の製造方法を提供することを目的とする。なお本発明の部品の製造方法では、素材として使用する鋼板から期待される強度より、顕著に高い強度を有する部品を得ることを目的とする。
【０００８】
また、本発明が対象とする部品の主たる適用部位は、高い降伏強さと高い形状精度が要求される自動車の側面衝突対応部品である。これらは、例えば、Ａ、Ｂピラーの各種補強部材、ルーフサイドレール、シル（ロッカー）などのインナー部品あるいは各種補強部材であり、いずれも衝突時の衝撃に対して重要保安部品として位置づけられており、品質の変動が小さく、部品の品質管理、品質保証が容易であることも重要となる。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者らは、上記した課題を達成するために、種々の組成、製造法の鋼板を製造し、多くの材質評価実験を行うとともに、これらの鋼板を用いてプレス形成実験を行い、部品の形状凍結性と部品の強度を評価した。その結果、上記した課題を達成するためには、つぎのような技術を組み合わせること、すなわち、
（１）素材として使用する鋼板には、固溶Ｎを残存させるとともに析出強化能を有するＶ、あるいはさらにNb、Tiを固溶状態で残存させた鋼板を適用すること、
（２）成形加工を、弾性率が顕著に低下せず、降伏応力が大きく低下する200〜700℃の温度で、歪量で２％以上の塑性変形を付与する加工とすること、
が有効であることを見出した。これにより、素材として使用する鋼板が持つ大きな析出硬化現象、すなわちＶを主体とし、さらに、Nb、Tiの微細析出物が短時間で析出する現象を、成形加工時およびその直後に発現させることができ、顕著な部品強度の増加が得られることを知見した。また、上記した成形加工温度範囲であれば鋼板強度が低下するため、より高い部品精度を得ることができることも知見した。
【００１０】
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：0.01〜0.25％、Si：1.5％以下、Mn：1.0〜3.5％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.02％以下、Ｎ：0.0050〜0.025％、Ｖ：0.02〜0.10％を含み、かつ固溶状態のＮを0.0030％以上、固溶状態のＶを0.03％以上含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、平均結晶粒径が10μｍ以下の組織を有することを特徴とする薄鋼板。
（２）質量％で、Ｃ：0.01〜0.25％、Si：1.5％以下、Mn：1.0〜3.5％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.02％以下、Ｎ：0.0050〜0.025％、Ｖ：0.02〜0.10％を含み、さらにNb：0.005〜0.05％、Ti：0.005〜0.10％のうちから選ばれた１種又は２種を含み、かつ固溶状態のＮを0.0030％以上、固溶状態のＶ、Nb、Tiを合計で0.03％以上含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、平均結晶粒径が10μｍ以下の組織を有することを特徴とする薄鋼板。
（３）（１）又は（２）において、前記組成に加えさらに、質量％で、Cu、Ni、Cr、Moのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で1.5％以下含有する組成とすることを特徴とする薄鋼板。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えさらに、質量％で、Ca、REMのうちから選ばれた１種又は２種を合計で0.10％以下含有する組成とすることを特徴とする薄鋼板。
（５）（１）ないし（４）のいずれかに記載の薄鋼板を原板として、該原板の少なくとも一面にめっき層を形成してなる薄鋼板。
（６）質量％で、Ｃ：0.01〜0.25％、Si：1.5％以下、Mn：1.0〜3.5％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.02％以下、Ｎ：0.0050〜0.025％、Ｖ：0.02〜0.10％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、1180℃以上の温度に再加熱したのち、仕上圧延終了温度を850℃以上とする仕上圧延を施し、該仕上圧延終了後、800℃〜600℃の間の平均冷却速度を40℃／ｓ以上として冷却し、巻取温度：550℃以下で巻き取り熱延板とする熱延工程を施すことを特徴とする温間加工による強度増加能に優れた薄鋼板の製造方法。
（７）（６）において、前記熱延工程に引続いて、さらに前記熱延板に冷間圧延を施して冷延薄鋼板とする冷延工程と、該冷延薄鋼板に800℃以上の温度に加熱したのち、800℃〜600℃の間を30℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する焼鈍処理を施し冷延焼鈍薄鋼板とする焼鈍工程を施すことを特徴とする薄鋼板の製造方法。
（８）（６）又は（７）において、前記鋼素材が、前記組成に加えて質量％で、Nb：0.005〜0.05％、Ti：0.005〜0.10％のうちから選ばれた１種又は２種を含有する組成の鋼素材であることを特徴とする薄鋼板の製造方法。
（９）（６）ないし（８）のいずれかにおいて、前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu、Ni、Cr、Moのうちから選ばれた１種又は２種以上を合計で1.5％以下含有する組成の鋼素材であることを特徴とする記載の薄鋼板の製造方法。
（１０）（６）ないし（９）のいずれかにおいて、前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca、REMのうちから選ばれた１種又は２種を合計で0.10％以下含有する組成の鋼素材であることを特徴とする薄鋼板の製造方法。
（１１）鋼板を加工して部品を製造するにあたり、該鋼板を（１）ないし（５）のいずれかに記載の薄鋼板とし、該加工を、200℃以上700℃以下の温度で平均歪量で２％以上の塑性変形を行う加工とすることを特徴とする形状凍結性に優れた部品の製造方法。
（１２）（１１）において、前記加工が、１／ｓ以上の平均歪速度で塑性変形を行なう加工であることを特徴とする部品の製造方法。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、従来から高張力鋼板の適用にあたっての大きな問題点の一つであるスプリングバックに代表される形状凍結性の低下を防止しつつ、充分に高い部品強度を有する部品を容易にしかも安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明によれば、高張力鋼板の自動車部品への適用を促進するという効果もある。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
まず、本発明薄鋼板の組成限定理由について説明する。なお、以下、とくに言及しないかぎり質量％は単に％で記す。
Ｃ：0.01〜0.25％
Ｃは、鋼板強度を増加させる元素であり、所望の部品強度を確保するために、0.01％以上の含有を必要とする。Ｃが0.01％未満では、本発明の重要な要件の一つである結晶粒径の微細化を達成することが極めて困難になる。また、温間成形後の組織が顕著に粗大化する傾向となり、部品としての信頼性の観点から問題となる。一方、0.25％を超える含有は、鋼板中の炭化物分率が増加することに起因して鋼板の延性、さらには成形性が顕著に劣化する。また、さらに重要な問題としてＣが0.25％を超えると、スポット溶接性、アーク溶接性などが顕著に低下する。このため、Ｃは0.01〜0.25％の範囲に限定した。なお、成形性の向上という観点からは、0.15％以下とすることが好ましい。特に良好な延性が重要となる用途に対しては、0.08％以下とすることがより好ましい。
【００１３】
Si：1.5％以下
Siは、強化元素の一つであり、延性を低下させることなく強度を上昇させる有効な元素であるが、含有量が1.5％を超えると、熱間変形抵抗が顕著に増加して加工時に多大な荷重を必要とし加工が困難となる場合もあり、また、部品の形状凍結性が顕著に低下する。このため、Siは1.5％以下に限定し、必要とされる強度に応じて適宜含有させることができる。なお、好ましくは、化成処理性、塗装性の観点から0.7％以下である。
【００１４】
なお、Siは固溶Ｎ量を低下させる効果もあり、本発明では、この観点からは、Siはこのような効果が顕著となる0.02％以下に限定し、極力少なくすることが好ましい。
Mn：1.0〜3.5％
Mnは、Ｓを安定して固定しＳによる熱間割れを防止する有効な元素であり、含有するＳ量に応じて含有量を調整することが望ましい。またMnは、結晶粒を顕著に微細化する作用や、固溶Ｎ量を安定して確保する作用を有する元素である。このような観点からは、Mnは1.0％以上含有する必要がある。また、1.2％以上含有することにより、熱延条件の変動に対する鋼板の機械的性質、とくに歪時効硬化特性の敏感性が顕著に改善される。しかし、3.5％を超える過度の含有は、詳細な機構は不明であるが鋼板の熱間および温間での変形抵抗を増加させる傾向があり、さらに溶接性、溶接部の成形性も悪化する傾向がある。また、Mnの過度の含有は、フェライトの生成を顕著に抑制するため延性が顕著に低下する。このため、Mnは1.0〜3.5％の範囲に限定した。なお、より良好な耐食性と成形性が要求される用途では2.5％以下とすることが望ましい。
【００１５】
Ｐ：0.05％以下
Ｐは、固溶強化により鋼の強度を増加させる元素であるが、多量の含有は鋼板を脆化させ、さらには鋼板の伸びフランジ加工性を低下させる。また、Ｐは鋼中において偏析する傾向が強く、とくに溶接部の脆化をもたらすためできるだけ低減することが望ましいが、0.05％までは許容できる。このため、本発明ではＰは0.05％以下に限定した。なお、伸びフランジ加工性が重要視される場合には0.010％以下とすることが好ましく、0.005％以下とすることがさらに好ましい。
【００１６】
Ｓ：0.005％以下
Ｓは、鋼中では介在物として存在し、鋼板の延性を減少させるとともに、耐食性の劣化をもたらす元素であり、極力低減することが望ましいが、0.005％までは許容できる。このため、本発明では0.005％以下に限定した。なお、特に良好な加工性が要求される用途においては0.003％以下とすることが好ましい。また、詳細な機構は不明であるがＳを0.002％以下まで低減すると、歪時効硬化特性を安定して高いレベルに維持でき、高い部品強度を得ることができるため、Ｓは0.002％以下とすることがより好ましい。
【００１７】
Al：0.02％以下
Alは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度を向上させるのに有用な元素であり、また、鋼の組織微細化に寄与する元素である。このような効果は0.001％以上の含有で顕著となるため、0.001％以上含有することが好ましい。一方、0.02％を超える含有は、表面性状の悪化とともに固溶Ｎが顕著に低下する。このため、本発明ではAlは0.02％以下に限定した。なお、材質の安定性という観点から、Alは0.001〜0.015％とすることが好ましい。また、Al含有量の低減は結晶粒の粗大化につながる懸念もあるが本発明ではMn等の合金元素を最適量に調整するとともに、焼鈍条件を適正な範囲とすることにより結晶粒粗大化を防止する。
【００１８】
Ｎ：0.0050〜0.025％
本発明では、適正範囲のＮを含有し、さらに加えて、製造条件を制御することにより、塑性変形前の鋼板状態で必要かつ十分な固溶状態のＮを確保する。これにより、固溶強化と歪時効硬化による強度（降伏応力および引張強さ）上昇効果が得られ、さらに、これらの強度増加が安定して得られるため、最終的に高い部品強度を安定して確保することができる。このような効果は、おおむね0.0050％以上のＮ含有によって安定して得られる。しかし、0.025％を超えて含有すると、ブローホールなどの鋼板の内部欠陥発生率が高くなるとともに、連続鋳造時のスラブ割れなどの発生も顕著となる。このようなことから、Ｎは0.0050〜0.025％の範囲に限定した。なお、製造工程全体を考慮した材質の安定性・歩留向上という観点では、0.0070％以上、さらには0.01％以上、0.0170％以下とすることが好ましい。なお、上記した範囲内であればＮを含有しても溶接性等には全く悪影響はない。
【００１９】
固溶状態のＮ：0.0030％以上
鋼板の十分な強度が確保され、さらに温間加工を付与した後のＮによる歪時効硬化を有効に発揮されるためには、固溶状態のＮは概ね0.0030％以上とする必要がある。なお、本発明では固溶Ｎは、鋼中の全Ｎ量から、電解抽出による溶解法で求めたＮ量（析出Ｎ）を差し引いた値とする。これは、析出Ｎの分析法について、種々の方法を検討したが、電解抽出による溶解法を適用する方法が最も良く材質の変化と対応したことに基づく。また、さらに大きな温間加工後の歪時効硬化による降伏応力の増加、引張強さの増加が必要な場合は、固溶Ｎを0.0050％以上、さらには0.0070％以上とすることが好ましい。
【００２０】
Ｖ：0.02〜0.10％
Ｖは、窒化物あるいは炭窒化物を形成し、強度を向上させる元素であり、特に固溶状態のＶを通じて温間加工後の部品強度を上昇させる。このような効果は、Ｖが0.02％以上の含有で認められる。Ｖが0.02%未満では固溶状態のＶ量を所定量確保できない。一方、0.10％を超える含有は、溶接部を硬化させ、溶接部の成形性を劣化させるとともに、温間での変形抵抗を増加させる。また塗装性低下の問題もある。このため、本発明では、Ｖは0.02〜0.10％の範囲に限定した。なお、後述するように、Nb、TiもＶと同様の効果を有するが、Ｖは強度上昇能がNb、Tiに比べ大きく、またNb、Tiに比べスラブ割れ、表面欠陥等の発生が少ない。
【００２１】
Nb：0.005〜0.05％、Ti：0.005〜0.10％のうちから選ばれた１種又は２種
Nb、TiはＶと同様にいずれも窒化物あるいは炭窒化物を形成し、強度を増加させる元素であり、必要に応じ１種又は２種を選択して含有できる。このような効果は、Nb：0.005％以上、Ti：0.005％以上の含有で認められる。一方、Nb：0.05％、Ti：0.10％を超える含有は、溶接部を硬化させ、溶接部の成形性を劣化させるとともに、温間での変形抵抗を増加させる。また、塗装性低下の問題もある。
このようなことから、Nbは0.005〜0.05％、Tiは0.005〜0.10％の範囲に限定することが好ましい。
【００２２】
固溶状態のＶ：0.03％以上、又は固溶状態のＶ、Nb、Tiを合計で0.03％以上
本発明では、ＶあるいはさらにNb、Tiを上記した範囲内で含有し、さらに固溶状態のＶを単独で、あるいはさらに、Nb、Tiを含有する場合は固溶状態のＶ、Nb、Tiを合計で0.03％以上含有する。本発明では、窒素と結合し窒化物を形成する、いわゆる窒化物形成元素を、使用する鋼板中に固溶状態で含有することが部品強度を顕著に増加させるうえで極めて重要である。この固溶状態の窒化物形成元素は、同じく固溶状態にある窒素と、温間加工時あるいはその直後に反応し、窒化物として非常に均一かつ微細に析出する。これにより、加工後の部品強度の顕著な増加を生み出すことができる。このような効果を得るためには、本発明では、固溶状態のＶを0.03％以上、あるいはさらにＮｂ、Tiを含有する場合は固溶状態のＶ、Nb、Tiを合計で0.03％以上含有させる。一方、固溶状態のＶ、あるいは固溶状態のＶ、Nb、Ti量が合計で0.20％を超えると、鋼板素材製造時の加工方が顕著に増大し、加工困難となる。このため、固溶状態のＶ、あるいはさらにNb、Tiを含有する場合は固溶状態のＶ、Nb、Tiを合計で0.20％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.15％以下である。
【００２３】
なお、本発明では、固溶状態のＶ、Nb、Ti量は、Ｖ、Nb、Tiの全量から、電解抽出により求めた析出物となっているＶ、Nb、Ti量（析出量）を差し引いた値として求めるものとする。
上記した組成に加えて、Cu、Ni、Cr、Moのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で1.5％以下、および／または、Ca、REMのうちから選ばれた１種又は２種を合計で0.10％以下を、選択して含有できる。
【００２４】
Cu、Ni、Cr、Moのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で1.5％以下
Cu、Ni、Cr、Moはいずれも、固溶強化で鋼板の強度を増加させる作用、および焼入れ性を向上させて硬質な低温変態相を導入し鋼板を強化する作用を有し、必要に応じ選択して１種または２種以上を含有できる。このような効果は、Cu、Ni、Cr、Moのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で0.05％以上含有して顕著となる。一方、Cu、Ni、Cr、Moのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で1.5％を超えて含有すると、溶接部が硬化し溶接部の成形性が低下するとともに、温間での変形抵抗が増加する。このようなことから、Cu、Ni、Cr、Moのうちから選ばれた１種または２種以上は合計で1.5％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.2〜1.0％である。
【００２５】
Ca、REMのうちから選ばれた１種又は２種を合計で0.10％以下
Ca、REMはいずれも、介在物の形態制御に有効な元素であり、必要に応じ選択して含有できる。とくに、伸びフランジ成形性が要求される場合には、含有することが好ましい。上記した効果を得るためには、Ca、REMのうちから選ばれた１種又は２種を合計で0.0010％以上含有することが好ましい。一方、合計で0.10％を超えて含有すると、表面欠陥の発生が顕著となる。なお、より好ましくは合計で0.002〜0.02％である。
【００２６】
なお、Cu、Ni、Cr、Moの群、とCa、REMの群とは複合して含有しても、それぞれの好ましい作用は相殺されるものではない。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。
ついで、鋼板の組織限定理由について説明する。
平均結晶粒径：10μｍ以下
鋼板の結晶粒を微細化することにより、成形時の組成加工面の面性状が改善され、とくに打抜き加工面の平滑性が向上する。また、結晶粒の微細化には、温間成形による歪時効硬化性が向上するという効果もある。このような効果は、平均結晶粒径を概ね10μｍ以下とすることで顕著となる。なお、顕著な温間成形時の硬化特性向上の観点からは８μｍ以下とすることが好ましい。ここで、平均結晶粒径は、結晶粒の平均面積を算出し、円相当直径に換算して平均結晶粒径とした。
【００２７】
上記した組成、組織を有する薄鋼板を原板とし、該原板の少なくとも一面にめっき層を形成した、めっき鋼板としてもよい。形成するめっき層の種類は、とくに限定されないが、溶融亜鉛めっき、その他の各種合金めっき等とすることが、また、めっき層の厚さは加工性、めっき密着性の観点から片面当たり２〜20μｍとすることが好ましい。
つぎに、上記した本発明薄鋼板の好ましい製造方法について説明する。
【００２８】
本発明では、上記した組成の鋼素材に、再加熱し、仕上圧延を含む熱間圧延を施し、仕上圧延終了後、直に冷却を開始し、巻き取り、熱延薄鋼板とする熱延工程と、あるいはさらに該熱延薄鋼板に冷間圧延を施して冷延薄鋼板とする冷延工程と、該冷延薄鋼板に、所定温度に加熱したのち冷却する焼鈍処理とを施し冷延焼鈍薄鋼板とする焼鈍工程とを、順次施し薄鋼板とする。
【００２９】
本発明では、固溶状態のＮと、固溶状態のＶ、Nb、Tiを所定量以上確保することが最も重要な要件の一つである。このため、本発明では、鋼素材の組成、熱間圧延工程の条件、あるいはさらに冷間圧延後の焼鈍工程の条件を調整する。
上記した範囲内の化学成分を有する溶鋼を、転炉、電気炉等の公知の溶製法により溶製し、成分のマクロ偏析を防止すべく連続鋳造法で鋼素材（スラブ）とすることが好ましい。なお、造塊−分塊法、薄スラブ鋳造法によっても良いことはいうまでもない。
【００３０】
ついで、好ましい熱延工程の条件について、説明する。
鋼素材の再加熱温度：1180℃以上
本発明では、上記したように連続鋳造法等で鋼素材（スラブ）としたのち、一旦室温まで冷却し、その後再度加熱し、熱間圧延する方法に加えて、室温まで冷却しないで、変態点以上の温度に保持したまま加熱炉に装入する温片装入を行ない、熱間圧延する方法としてもよい。温片装入を行なえば、合金元素の溶体化が容易となる。本発明では、鋼素材（スラブ）の再加熱に際し、Ｎ、ＶあるいはさらにNb、Tiの各元素を最終的に固溶状態で残すために、再加熱温度を1180℃以上とすることが好ましい。なお、温片装入においても、再加熱温度は1180℃以上とする必要がある。これにより、最終的に部品強度の顕著な増加が達成できる。
【００３１】
仕上圧延終了温度：850℃以上
熱間圧延の仕上圧延終了温度は850℃以上とすることが好ましい。これにより、オーステナイト域にて仕上圧延を完了でき、析出物の形成を抑制して、とくに所定量の固溶状態のＶ、Ｎを確保することができる。なお、仕上圧延終了温度は、880℃以上とすることがより好ましい。また、鋼板の形状・寸法精度の向上および鋼板の長手方向および幅方向の材質均一化のためには、熱間圧延において現在、一部で実用化されている連続圧延技術の適用は極めて有効な技術である。
【００３２】
連続的に圧延することにより、コイルの先端および後端のいわゆる圧延の非定常部がなくなり、安定した熱延条件がコイル全長および全幅に渡って達成可能である。これは熱延鋼板のみでなく冷延鋼板の断面の形状および寸法を改善するのに極めて有効である。この連続圧延の際の接合方法は、特に限定する必要はなく、圧接法でも、レーザー溶接法、電子ビーム溶接法でもまたその他の接合法でもまったく同様に適用できる。また圧延後の鋼板をホットランテーブル上で冷却する場合にも常に張力を鋼板に付与できるため鋼板の形状を良好に保つことが可能である。また、連続圧延を行うことでコイル先端を安定して通板できるため、通常の単発のバッチ圧延条件では通板性および噛込み性の観点から適用できなかった潤滑圧延を適用することができる。これにより圧延荷重を低減することができると同時にロールの面圧をも低減できるのでロールの寿命延長が可能となる。
【００３３】
また、材質均一化のために圧延温度をコイルの長手方向、幅方向に均一化するシートバーエッジヒーター、あるいはシートバーヒーターを加えて使用することは極めて有効である。シートバーエッジヒーターは、幅方向の圧延温度の差異を補償することができる。この際の加熱量は最終的な仕上圧延での温度差が概ね20℃以下となるような条件が推奨されるが、鋼組成その他で変化する。また、シートバーヒーターは、コイルの先尾端の低温低下部分をより均一なものとすることが可能である。この場合は加熱量は中央部に対して概ね＋20℃の範囲が材質均一化という観点から推奨される。
【００３４】
仕上圧延終了後の冷却速度：40℃／ｓ以上
仕上圧延終了後、直に冷却を開始することが好ましい。仕上圧延終了後、できるだけ早いタイミングで、すなわち遅れ時間を短くして冷却を開始することが好ましく、冷却開始は、仕上圧延終了後、概ね、1.0ｓ以内とすることが好ましい。冷却は、冷却途中、特にＶやNb、Tiの析出に大きく影響する800℃〜600℃での平均冷却速度を40℃／ｓ以上とする冷却とすることが好ましい。これにより、固溶状態のＶ、Nb、Tiの所定量を確保することができる。800℃〜600℃での平均冷却速度が40℃／ｓ未満の遅い速度ではＶやNb、Tiの析出がおこりやすく、固溶状態のＶ、Nb、Tiを確保することが難しくなる。また、平均冷却速度が40℃／s未満では、平均結晶粒径で10μｍ以下となる結晶粒の均一かつ微細化の達成が困難となる。なお、冷却速度の上限は、とくに限定されないが、設備上の制約や、形状の均一性の観点から300℃／ｓ程度が上限となる。また、冷却の停止温度は600℃以下とすることが固溶Ｎの確保の観点から好ましい。また、熱間圧延後の冷却においてエッジ部の過冷を防止するために幅方向に冷却水のマスキングを行なう技術も材質均一化の観点では有効な技術の一つである。
【００３５】
巻取り温度：550℃以下
熱間圧延後、熱延板はコイル状に巻き取られるが、巻取り温度は550℃以下とすることが好ましい。巻取り温度を低下させることで強度は増加し、歪時効硬化特性は改善される傾向となる。一方、巻取り温度が550℃を超える温度では、ＶＣ、ＶＮ等の析出物の生成を回避することができず、所定量の固溶状態のＶ等を確保できなくなり温間成形時の強度上昇量が低下し、本発明の目的である、部品強度の顕著な向上が達成できなくなる。なお、好ましくは、製造安定性確保の観点から550〜300℃である。
【００３６】
上記したような熱延ままのいわゆる熱延薄鋼板、あるいは熱延後さらに酸洗を施した熱延薄鋼板がいずれも本発明の部品の製造に用いる薄鋼板として適用できる。なお、酸洗は通常法に準じて行なうことが好ましい。
また、本発明では、上記した熱延薄鋼板に、さらに冷延工程とさらに焼鈍工程を施した冷延焼鈍薄鋼板も本発明の部品の製造に用いる薄鋼板として適用できる。
【００３７】
冷延工程では、熱延薄板に冷間圧延を施し、冷延薄板とする。
本発明では、冷延工程の条件は特に限定されないが、比較的低い歪量の圧延を加えることは避けることが好ましい。低い歪量の圧延を加えると、焼鈍後に最終的な組織が粗大化しやすく、またＮやＶ等の析出が促進されるため、その後の部品成形時の強度上昇量が低下する。なお、冷間圧延の好ましい圧下率は機械的特性の安定化の観点から45〜80％である。
【００３８】
焼鈍工程では、冷延薄鋼板に800℃以上の温度に加熱したのち30℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する焼鈍処理を施し冷延焼鈍薄鋼板とすることが好ましい。
冷延薄鋼板に施される焼鈍処理の加熱温度は800℃以上の所定温度とすることが好ましい。焼鈍処理の加熱温度が800℃未満では、VC、VNや、あるいはNb、Tiの炭窒化物の析出が促進される結果、その後の温間成形時の強度増加量が少なくなり、所望の部品強度を確保することが困難となる。一方、焼鈍処理の加熱温度の上限は、本発明では特に限定されないが、1000℃を超えると、組織が粗大化し、成形時に局部的な肌荒れを生じたりする懸念がある。このため焼鈍処理の加熱温度は800℃以上、好ましくは1000℃以下である。なお、焼鈍処理は連続焼鈍法で行うことが、特性の均一化、高い歪時効硬化性の確保という観点から好ましい。連続焼鈍法であれば、結晶粒の微細化も期待できる。
【００３９】
焼鈍処理における800℃〜600℃の平均冷却速度：30℃／ｓ以上
800℃以上の所定温度に加熱した後の冷却速度も本発明の重要な構成要件の１つである。加熱後に800℃〜600℃の平均冷却速度が30℃／ｓ以上とする冷却を施すことが好ましい。VC、VNやNb、Tiの炭窒化物の析出が起こりやすい800℃〜600℃の間の平均冷却速度が30℃／ｓ未満では、冷却途中でのVC、VNやNb、Tiの炭窒化物といった析出物の生成を有効に抑止し、所定量の固溶状態のＶ、Nb、Tiを確保することが困難となる。なお、平均冷却速度の上限はとくに限定する必要はないが、機械的性質の均一性、形状確保の観点から300℃／ｓ程度である。
【００４０】
また、上記した熱延薄板、冷延薄板を原板として、連続溶融亜鉛めっきライン、または電気めっきラインにて各種めっき処理を施しためっき薄鋼板も本発明の部品の製造に用いる薄鋼板として適用できる。めっき種としては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、あるいは亜鉛をベースとしたAl等との合金めっき、Alめっき、Zn−Niめっきなどがいずれも適用できる。なお、上記した熱延薄鋼板、冷延薄鋼板、めっき薄鋼板は通常行なわれている形状矯正のためのスキンパス圧延を行なってもよい。
【００４１】
本発明の部品の製造方法では、上記した組成および組織を有する薄鋼板に、200〜700℃の温度で平均歪量が２％以上の塑性変形を行なう加工を施し部品とする。
つぎに、部品の製造における、加工条件の限定理由について説明する。
加工温度：200〜700℃
本発明では、加工温度は極めて重要な用件である。本発明の部品の製造に使用する薄鋼板は、比較的高歪速度で概ね200〜700℃の温度範囲で加工した場合、加工中ヤング率がほとんど低下せず、降伏点がやや低下し,引張強さが低下するという特徴を有している。これにより、この温度範囲内で加工する限りはプレス成形時の加工力が低下し、スプリングバック量が顕著に低下するため、部品の形状凍結性が顕著に改善される。さらに、本発明の部品製造に使用する薄鋼板は、この温度範囲内で加工することにより、加工後の部品強度が顕著に増加するという、顕著な硬化現象も発現する。加工温度が200℃未満では、鋼板強度の低下が少なくプレス成形時の加工力が高くなり、またスプリングバック量も多い傾向となる。一方、700℃を超える温度では、表面の酸化が著しくなり表面性状が悪化する。このようなことから、部品の加工温度は200〜700℃の範囲に限定した。なお、とくに大きな部品強度を得たい場合には、加工温度は250〜650℃とすることが好ましい。400℃以下であれば、表面の酸化が軽微であるという利点がある。とくに、めっき薄鋼板ではめっき層の損傷が懸念される場合は、低めの加工温度とすることが好ましい。
【００４２】
薄鋼板の加熱方法は、とくに限定する必要はなく、通常の塗装焼付処理のように炉で雰囲気加熱される場合だけでなく、例えば誘導加熱、無酸化炎、レーザー、プラズマ等による加熱も好適に適用できる。また本発明の部品の加工に際しては、とくに長時間の保熱処理も必要としない。
加工時の塑性変形量：平均歪量で２％以上
薄鋼板の加工は、上記した温度範囲内で、平均歪量で２％以上の歪を付加する塑性変形を伴う加工とする。塑性変形量が２％未満では板厚方向に均一な加工歪を付与することが困難なため、形状寸法の精度が低下することに加えて、十分な歪時効硬化が生じないため、所望の部品強度を得ることが困難となる。なお、部分的には歪量が２％未満であっても、部品全体で平均して２％以上の歪量となれば十分な部品強度を得ることができる。なお、平均歪量は２〜10％とすることが成形の安定性の観点から望ましい。なお、本発明でいう平均歪量とは、同一部品内での歪量分布を考慮して、これらを平均して得られる歪量をいうものとする。なお、歪量の分布は、鋼板表面にグリッドやスクライブドサークルを転写して、プレス加工しその前後での変形歪量を定量化することで測定することができる。
【００４３】
平均歪速度：１／ｓ以上
加工における歪速度は、通常プレス成形時に採用される平均歪速度で概ね１／ｓ以上とすることが好ましい。歪速度(成形開始から終了までの平均歪速度)が１／ｓ未満では、変形抵抗の変化が小さく、メリットが小さい。また、工程時間も長くなり生産性が低下する可能性がある。また、加工中の温度低下も大きい。なお、特に平均歪速度の上限は限定されないが、一般的なプレス成形条件で達成される10〜100／ｓ程度が目安となる。
【００４４】
上記した組成および組織を有する薄鋼板に、上記した条件でいわゆる温間加工を施すことにより、得られる部品は、鋼板強度から期待される部品強度より、あるいは通常の室温でのプレス成形を施し、あるいはさらに塗装焼付け処理を施し静的な歪時効硬化を加えて得られる部品強度より、高い部品強度を有する。この現象の正確な機構については、現在までには明確になっていないが、多量の固溶Ｎによる動的歪時効に関連した現象、および固溶状態のＶ、Nb、Tiによる動的析出に関連した現象によるものと考えられる。
【００４５】
本発明により製造された部品の強度は、素材である薄鋼板の強度と比較して、降伏応力で150MPa以上、引張強さで110MPa以上上昇する。このことは、加工時には従来の鋼板に比べより良い加工性を有し、部品に加工された後にはより高い部品強度が確保できることになる。
素材である薄鋼板にくらべ、部品における降伏応力YS、引張強さTSがともに上昇することにより、より鋼板の薄肉化が達成でき、部品の軽量化に寄与できる。部品における強度の上昇は降伏応力のみでは不充分であり、降伏応力YS、引張強さTSがともに上記した程度に上昇することが肝要となる。なお、素材強度にくらべ部品強度の上昇量は、YSが180MPa以上、TSが140MPa以上となることが望ましい。このような大きな部品強度の上昇が達成できれば、顕著な薄肉化を期待できる。
【００４６】
以下、実施例に基づき、本発明をさらに説明する。
【実施例１】
【００４７】
表１に示す成分を含み残部が実質的にFeからなる溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブ（鋼素材）とした。得られた鋼素材に、表２に示す条件の熱延工程を施し、さらに酸洗して熱延薄鋼板とした。また一部の熱延薄鋼板に、引続き、表２に示す条件の冷延工程および連続焼鈍による焼鈍工程を施して冷延焼鈍薄鋼板とした。また、一部の熱延薄鋼板または冷延薄鋼板に、表２に示すめっき付着量の溶融亜鉛めっき処理を施しめっき薄鋼板とした。なお、いずれの鋼板についても、表２に示す伸び率のスキンパス圧延を施した。
【００４８】
得られた鋼板について、固溶Ｎ量、固溶状態のＶ、Nb、Ti量、結晶粒径、引張特性を調査した。なお、調査方法はつぎのとおりとした。
（１）固溶Ｎ量
得られた薄鋼板について、全Ｎ量を化学分析により、また、析出Ｎ量を通常の電解抽出法で求め、固溶Ｎ量（＝全Ｎ量−析出Ｎ量）を算出した。
（２）固溶Ｖ量、固溶Nb量、固溶Ti量
得られた薄鋼板について、全Ｖ量、あるいはさらに全Nb量、全Ti量（全量）を化学分析により、また、析出物となっているＶ、Nb、Tiの量（析出量）を通常の電解抽出法でそれぞれ求め、それぞれの固溶量（＝全量−析出量）を算出し、各元素の固溶量を合計し、固溶状態のＶ、Nb、Ti量の合計とした。
（３）結晶粒径
得られた薄鋼板の幅方向中央部から試験片を採取して、ナイタール液で結晶粒界を現出し、光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡を用いて、板厚方向全体で５視野以上撮像し、画像解析装置で結晶粒の平均面積を算出し、円相当直径に換算し平均結晶粒径とした。
（４）引張特性
得られた薄鋼板から、圧延方向を長手方向とするJIS ５号引張試験片を採取し、JIS Z 2201の規定に準拠して引張試験を実施し、降伏応力YS、引張強さTS、伸びElを求めた。なお、表３には固溶Ｖ、Nb、Ti量は合計で示しているが、このうち鋼板No.1,No.2,No.7,No.10〜16はNb、Tiは添加しておらず、表３に示しているのは固溶Ｖ量である。
【００４９】
得られた結果を表３に示す。
【００５０】
【表１】
2006152361.tif 000002
【００５１】
【表２】
2006152361.tif 000003
【００５２】
【表３】
2006152361.tif 000004
【００５３】
【表４】
2006152361.tif 000005
【００５４】
【表５】
2006152361.tif 000006
【００５５】
また、これらの薄鋼板を用いて、表４に示す温間加工条件でプレス成形により塑性変形を加えて、図１（ａ）に示すハット形状の部材（部品）に加工した。なお、部品(部材)の平均歪量はつぎのようにして求めた。
加工前の鋼板の表裏面に２mmφのスクライブドサークルをプリントし、加工後にスクライブドサークルの最大主歪、最小主歪を測定し、次（１）式、（２）式
εｅｑ＝√（２／３）×√（εｘ２＋εｙ２＋εｚ２）  ………（１）
εｘ＋εｙ＋εｚ＝０                            ………（２）
（ここで、εｅｑ：相当塑性歪、εｘ：最大主歪、εｙ：最小主歪、εｚ：板厚歪）
により、各サークルにおける相当塑性歪εｅｑを算出した。また、表裏面の各々のサークルにおける相当塑性歪量を足し合わせて、スクライブドサークルの総数で除して、平均の歪量とした。
【００５６】
得られた部品(部材)について、まず、スプリングバック量を測定した。スプリングバック量は、図１（ｂ）に示すように、加工時金型から抜き出した後の開口部寸法の変化量（ｌＳ−ｌ０）で定義される値とした。
また、得られた部材の縦壁部の高さ方向中央から，部材長手方向を引張方向とするJIS５号引張試験片（採取方向：圧延方向と直角方向）を採取して、引張試験を実施し，部材の強度(降伏応力YSＰ、引張強さTSＰ)を求め、温間加工による強度の上昇量ΔYSＰ、ΔTSＰを求めた。ここで、ΔYSＰ＝YSＰ−YS、ΔTSＰ＝TSＰ−TSで定義される値である。ここで、YS、TSは素材の薄鋼板の降伏応力、引張強さを表す。
【００５７】
また、比較例として、加工温度を室温とする以外は、上記した温間加工条件と同一条件で薄鋼板を加工し同一ハット形状の部材に加工した。これら部材について、同様にスプリングバック量、および素材鋼板に対する部材強度の上昇量を求めた。
また，得られたハット形状の部材の開口部に同一素材の鋼板を組み合わせてスポット溶接でボックス型の試験体として、図２に示す要領で、支点間に試験体を載置し、圧子を介し試験体に衝撃荷重を負荷し、荷重と変位の関係を測定して顕著な座屈を生じる前の最大荷重を求める，落錘試験を実施した。
【００５８】
得られた結果を表４に示す。なお、スプリングバック量は、同一鋼板を用いて得られた部材について、（温間加工スプリングバック量／室温加工スプリングバック量）で定義されるスプリングバック量比で示した。また、落錘試験における最大荷重も、同一鋼板を用いて得られた部材について、（温間加工最大荷重／室温加工最大荷重）で定義される最大荷重比で示した。
【００５９】
【表６】
2006152361.tif 000007
【００６０】
【表７】
2006152361.tif 000008
【００６１】
本発明の範囲内の薄鋼板を用いて、本発明範囲内の条件で加工された部材(本発明例)はいずれも、室温加工の部材（比較例）に比べても、スプリングバック量は少なく形状凍結性に優れるうえ、鋼板強度がら期待される強度より、あるいは室温加工の部材より高い部材強度が得られている。また、本発明範囲を外れる薄鋼板を用いた場合には、本発明範囲内の条件で加工しても、部材強度の顕著な増加は望めない。したがって、本発明の薄鋼板は温間加工時の強度増加能に優れ、本発明の範囲を外れる薄鋼板は、温間加工時の強度増加能に劣ることがわかる。なお、本発明の範囲を外れる薄鋼板は、素材としての強度も低い鋼板であり、得られる部材の強度も低いものとなっている。
【図面の簡単な説明】
【００６２】
【図１】実施例で用いた（ａ）部品形状、（ｂ）スプリングバック、を模式的に示す説明図である。
【図２】落錘試験の要領を模式的に示す（ａ）正面図、（ｂ）側面図である。
【図１】
2006152361.tif 000009
【図２】
2006152361.tif 000010