(57)【要約】【課題】良好な加工性を有しかつ衝撃特性に優れた時効硬化型冷延鋼板とめっき鋼板及びその製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．２％、Ｓｉ：０．００１〜２．０％、Ｍｎ：０．００１〜２．０％、Ｐ：０．２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．００２〜２．０％、Ｎ：０．０００５〜０．２％、Ｃｕ：０．０１  〜３．０％を含み、かつＣｕ含有量がＣ含有量とＮ含有量の和の０．１倍以上で、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、さらに固溶Ｃｕ量が８０％以上で、フェライト組織分率が５０％以上であり、未成形部分および５％変形部分を８０〜２００℃で時効処理した際に、未成形部分の熱処理前後における降伏強度変化量が３０ＭＰａ以上で、前記熱処理前後における未成形部分と５％成形部分の降伏強度ＹＳの差が９０ＭＰａ以下で、かつ引張強度ＴＳの差が５０ＭＰａ以下である時効硬化型冷延鋼板。【選択図】    図１
2004300563.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０００５〜０．２％、
Ｓｉ：０．００１〜２．０％、
Ｍｎ：０．００１〜２．０％、
Ｐ  ：０．２％以下、
Ｓ  ：０．０１５％以下、
Ａｌ：０．００２〜２．０％、
Ｎ  ：０．０００５〜０．２％、
Ｃｕ：０．０１〜３．０％
を含み、かつＣｕ含有量がＣ含有量とＮ含有量の和の０．１倍以上で、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、さらに含有Ｃｕ量のうち８０％以上が固溶状態であり、フェライト面積率が５０％以上であることを特徴とする衝撃特性に優れた時効硬化型冷延鋼板。
【請求項２】
未成形部分の冷延鋼板および２％変形させた鋼板を８０℃以上２００℃以下で熱処理した際に、前記未成形部分の前記熱処理前後における降伏強度変化量（ＹＳ＿ＢＨ０）が３０ＭＰａ以上であり、さらに前記熱処理後における前記未成形部分と２％変形の鋼板の降伏強度ＹＳの差が９０ＭＰａ以下で、かつ引張強度ＴＳの差が５０ＭＰａ以下であることを特徴とする請求項１記載の衝撃特性に優れた時効硬化型冷延鋼板。
【請求項３】
フェライト粒内における炭素及び窒素原子集合体の一方又は両方、並びに炭窒化物析出物の合計の分布密度が、体積密度で１〜１０００個・μｍ−３であることを特徴とする請求項１又は２に記載の衝撃特性に優れた時効硬化型冷延鋼板。
【請求項４】
更に質量％で、Ｎｉ：０．１〜３．０％を含むことを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の衝撃特性に優れた時効硬化型冷延鋼板。
【請求項５】
更に質量％で、下記ａ群〜ｄ群の１群または２群以上を含むことを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の衝撃特性に優れた時効硬化型冷延鋼板。
ａ群：Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうち１種または２種以上の合計を０．１〜２．０％。ｂ群：Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｔａのうち１種または２種以上の合計を０．００３〜０．２％。
ｃ群：Ｂを０．０００３〜０．０１０％。
ｄ群：Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭのうち１種または２種以上を合計で０．００１〜０．０１％。
【請求項６】
請求項１〜５の何れか１項に記載の冷延鋼板に電気めっき又は溶融めっきが施されていることを特徴とする衝撃特性に優れた時効硬化型冷延鋼板。
【請求項７】
請求項１、４又は５に記載の組成からなる熱延鋼板を冷間圧延した後、該冷延板を含有Ｃｕ量に応じて、下式で規定される温度Ｔａ（℃）以上の最高到達温度で一次熱処理した後、６８０〜５３０℃間の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上でかつ冷却停止温度が５３０℃以下である冷却を行い、次いで２００〜５３０℃間の滞留時間が３００ｓ以下である二次熱処理を行い、室温まで冷却の後、伸び率１．０％以上の調質圧延を行うことを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の衝撃特性に優れた時効硬化型冷延鋼板を製造する方法。
Ｔａ＝含有Ｃｕ量（質量％）×８０＋６６０（Ｃｕ含有量＜２．４質量％）
Ｔａ＝８５０                            （Ｃｕ含有量≧２．４質量％）
【請求項８】
請求項１、４又は５に記載の組成からなる熱延鋼板を冷間圧延した後、該冷延板を含有Ｃｕ量に応じて、下式で規定される温度Ｔａ（℃）以上の最高到達温度で一次熱処理した後、６８０〜５３０℃間の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上の冷却を行い、次いで前記鋼板表面に溶融めっき層を形成し、合金化処理を行い、室温まで冷却の後、伸び率１．０％以上の調質圧延を行うことを特徴とする請求項１〜６の何れか１項に記載の衝撃特性に優れた時効硬化型冷延鋼板を製造する方法。
Ｔａ＝添加Ｃｕ量（質量％）×８０＋６６０（Ｃｕ含有量＜２．４質量％）
Ｔａ＝８５０                            （Ｃｕ含有量≧２．４質量％）
【請求項９】
請求項７記載の二次熱処理、又は請求項８記載の溶融めっきおよび合金化処理を行う際に、鋼板に３ＭＰａ以上の応力を断続的あるいは連続的に付与することを特徴とする衝撃特性に優れた時効硬化型冷延鋼板を製造する方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車の構造部材・足廻り部材・パネル部材の使途に好適である衝撃特性および成形加工性に優れた時効硬化型冷延鋼板、およびその製造方法に関するものであり、引張強度で２５０ＭＰａから１５００ＭＰａ程度の幅広い強度の鋼板に適用が可能である。本発明はさらに優れた疲労特性も併せ持つことから、上記用途の他に建築物等の構造物用途にも適用することが可能である。
【０００２】
【従来の技術】
地球環境保護の観点から自動車が排出するＣＯ２  軽減が重要な課題となっている。ＣＯ２  軽減のためには車体重量の軽減が有効であり、そのために鋼材高強度化のニーズが高まっている。ところが、一般的に材料の高強度化は形状凍結性の低下や成形時の割れといったプレス成形性の劣化を伴うことが知られており、加工性を低下させずに高強度化する方法が強く望まれていた。
また近年は安全性に関する意識の高まりから、高速衝突時において材料側でエネルギーを吸収して乗員の安全性を確保するための耐衝撃性や、走行中の振動に対して材料劣化を起こさない特性（疲労特性）をも併せ持つような鋼板の開発が強く望まれていた。
【０００３】
このような要望に対し、成形加工性を確保した上で高強度化を達成する技術として、成形加工時には軟質に保たれ、成形加工後の電着塗装焼付工程で起こる時効硬化現象を利用して降伏強度あるいは引張強度を増加させる、いわゆる焼付硬化性（Ｂａｋｅ  Ｈａｒｄｅｎａｂｉｌｉｔｙ：ＢＨ）を利用した技術が知られている。
この種の鋼材は、成形加工時には炭素原子あるいは窒素原子を固溶させて成形性を確保しておき、電着塗装焼付工程において成形加工時に鋼材内に生じた転位に炭素原子あるいは窒素原子を固着させるか、あるいは転位上に炭化物あるいは窒化物を微細分散析出させることによって、降伏強度あるいは引張強度の上昇を図るものである。
【０００４】
一方、衝撃特性に関しては、高歪み速度での変形における変形応力が高いほど、衝撃変形時により多くのエネルギーが吸収されると考えられており、歪み時効硬化現象を利用して耐衝撃性を向上させる技術が提案されている。
例えば特許文献１には、所定の鋼成分において固溶状態のＣおよびＮ量とフェライト結晶粒径を制御することにより、降伏応力と引張強度の双方を上昇させた歪時効硬化特性、耐衝撃性および加工性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法が提案されている。また特許文献２には、フェライト粒径を制御した、固溶Ｎ利用型の耐衝撃性に優れた高張力熱延鋼板及びその製造方法が提案されている。
【０００５】
しかし、曲げ加工、プレス加工により成形される実際の部材では未成形加工部分（未変形部分）が部材体積のかなりの割合を占め、そのため、（１）  変形を受けた部分をいかに歪み硬化現象で強化しても結局はこの軟弱な未変形部分の強度で耐衝撃特性が決まってしまう。また（２）  これまでに提案されている歪み時効硬化型鋼材を成形加工→電着塗装焼付しても、衝撃変形が加わった時の衝撃破壊の仕方に再現性が無く、このため実部材への適用が実質的に難しかったという問題点を有していた。
【０００６】
一方、自動車部品は適用部位により耐食性が要求され、溶融亜鉛めっき鋼板あるいは合金化亜鉛めっき鋼板が用いられる。従って、これらめっき鋼板においても耐衝撃特性、疲労特性、加工性といった特性が要求されている。
例えば特許文献３には、加工性および歪み時効硬化特性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法が提案されている。
しかし、前述したように実際の部材では未変形部分の割合が大きく、実部材に加工したときに優れた衝撃特性を得ることが難しいという問題点を有していた。
【０００７】
【特許文献１】
特開２００１−３３５８８９号公報
【特許文献２】
特開２００１−２２６７４４号公報
【特許文献３】
特開２００１−２４７９４６号公報
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記の如き実状に鑑みてなされたものであって、電着塗装工程を経て作られる自動車用の構造部材・足廻り部材・パネル部材用途、建築用の構造部材、電機製品の内外板パネルに好適な、良好な加工性を有しかつ実部材として成形した後に優れた衝撃特性を有する時効硬化型冷延鋼板、めっき鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、前記課題を解決するため、実部材の高速圧縮変形試験を行った結果、衝撃圧壊変形時に不安定変形を起こす原因は成形加工→電着塗装焼付工程後において部材内の強度の不均一が大きいことであり、さらに優れた耐衝撃性が得られにくい原因は、変形部分と未変形部分の変形応力の差が大きくなると、高速変形時の吸収エネルギーが結局未変形部分の特性で決まってしまうためであると考えるに至った。
さらに電着塗装焼付処理工程を行った後の構造部材において大きな強度不均一が生じる原因としては、成形加工により局所的に変形が加わった部分では転位が導入されて歪時効硬化する一方で、未変形の部分では転位が導入されないため焼付塗装工程でも時効硬化が起こらないか、あるいはその硬化量がわずかであることが主因であるとの結論に到った。
【００１０】
そこで本発明者らは、実構造部材に成形加工したときに優れた耐衝撃特性を有する冷延鋼板を達成すべく、鋭意実験と検討を重ねた結果、電着焼付塗装工程後において未変形部分でも所定範囲内の強度上昇を得ること、さらに電着焼付塗装工程後の変形部分と未変形部分の強度差を小さくすること、すなわち強度不均一を極力小さくすることが耐衝撃特性向上に有効であることを見出した。
【００１１】
そして本発明者らは、変形部分と未変形部分の強度差を小さくするためには、冷延鋼板の状態でフェライト粒内に炭素窒素原子集合体およびエネルギー的に不安定な極微細な析出物を分布させておくことが有効であることを見出し、またそのような組織にする際に適正量の固溶Ｃｕが重要な役割を果たしていることを明らかにした。
【００１２】
次いで、Ｃｕの役割を詳細に解析した結果、一次熱処理後の冷却工程において、固溶状態のＣｕが空孔（集合体）形成を強く促進し、二次熱処理工程、めっき工程、めっき合金化工程においてこの空孔が炭窒化物あるいは炭素窒素原子集合体の核生成サイトになり、その結果、炭窒化物あるいは炭素窒素原子集合体が極めて微細に分布するという事実を見出した。
空孔が炭窒化物形成の核となりうることは公知であるが、過去の知見によれば空孔を形成させるためには焼鈍終了温度から１０３  ℃／ｓ程度以上の大きな冷却速度が必要不可欠とされており、めっき工程やめっきの合金化工程を経る緩冷却のプロセスで空孔を形成させることは実現不可能であると考えられていた。
本発明者らは緩冷のプロセスでも空孔集合体が形成される条件を調査した結果、Ｃｕを適正量添加し、かつＣｕを固溶状態に保つことで、１次熱処理後のプロセスにおいて、工業上実施可能である１０℃／ｓのオーダーの冷却速度でも空孔が形成されることを見出した。
【００１３】
さらに本発明者らは、塗装焼付処理中において未変形部分の時効硬化に寄与する炭素原子および窒素原子の供給源を調査した。炭素原子および窒素原子の供給源としては、フェライト粒内の固溶状態の炭素あるいは窒素であることが良く知られているが、これら固溶炭素原子および窒素原子は高温での１次熱処理後に行う２次熱処理過程、めっき層形成過程、めっき層合金化過程中に粒界に拡散してしまい、時効硬化に寄与しないという問題点を有していた。
【００１４】
本発明者らは、上記過程を経た後でも固溶炭素あるいは窒素を確保する方法を鋭意検討した結果、前述したＣｕを利用する方法により、冷延鋼板のフェライト粒内に炭窒化物あるいは炭素窒素原子集合体を微細にかつ高密度に分散させ、さらにこの炭窒化物を調質圧延により不安定化させるか分解させることにより、未変形の領域でも時効硬化することを初めて見出した。
従来、炭窒化物を冷間圧延あるいは調質圧延により分解させるためには、圧下率で７０％以上の圧延が必要であることが知られているが、本発明者らは空孔を核として高密度で極微細に析出した炭窒化物あるいは炭素窒素集合体は、調質圧延により付加できる程度の圧延でも不安定化していることを確認した。
【００１５】
本発明者らは、上記のようにＣｕの存在状態制御および適正量添加による炭素窒素集合体あるいは炭窒化物の高密度微細分散技術と、未変形領域の時効硬化に寄与する炭素、窒素の供給源として不安定炭窒化物を利用する技術を相互に利用することにより、未変形領域でも電着塗装相当の熱処理で十分な硬化をし、かつ成形加工による変形部分と未変形部分の強度差を小さくすることが可能であることを見出し、本発明をなすに到った。
【００１６】
また、本発明者らの検討の結果、上記した組成とすることにより、フェライト単相の組織の他に、フェライトを主体とする組織にマルテンサイト、残留オーステナイト、パーライトのうち１種または２種以上の組織を含む複相組織鋼においても、衝撃特性および成形加工性に優れた歪時効硬化型熱延鋼材を得られ、また強度レベルでいうと引張強度で２５０〜１５００ＭＰａの広い範囲内で、従来鋼に比較して優れた衝撃特性が得られることがわかった。
【００１７】
本発明は、前記課題を解決するために以下の構成を要旨とする。
（１）第１の発明は、衝撃特性に優れた時効硬化型冷延鋼板であって、質量％で、
Ｃ  ：０．０００５〜０．２％、  Ｓｉ：０．００１〜２．０％、
Ｍｎ：０．００１〜２．０％、    Ｐ  ：０．２％以下、
Ｓ  ：０．０１５％以下、        Ａｌ：０．００２〜２．０％、
Ｎ  ：０．０００５〜０．２％、  Ｃｕ：０．０１〜３．０％
を含み、かつＣｕ含有量がＣ含有量とＮ含有量の和の０．１倍以上であり、含有Ｃｕ量のうち８０％以上が固溶状態であり、フェライト面積率が５０％以上であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする。
【００１８】
（２）第２の発明は、未成形部分および５％変形させた鋼板を８０℃以上２００℃以下で熱処理した際に、前記未成形部分の前記熱処理前後における降伏強度変化量（ＹＳ＿ＢＨ０）が３０ＭＰａ以上であり、さらに前記熱処理を行った際の前記未成形部分と２％変形の鋼板の降伏強度ＹＳの差（ΔＹＳ）が９０ＭＰａ以下で、かつ引張強度ＴＳの差（ΔＴＳ）が５０ＭＰａ以下であることを特徴とする前記（１）記載の時効硬化型冷延鋼板である。
（３）第３の発明は、前記（１）、（２）の何れかに記載の衝撃特性に優れた時効硬化型冷延鋼板であって、フェライト粒内における炭素及び窒素原子集合体のいずれか一方又は両方、並びに炭窒化物析出物の合計の分布密度が、体積密度で１〜１０００個・μｍ−３であることを特徴とする。
（４）第４の発明は、前記（１）〜（３）の何れかに記載の組成に加え、質量％で、Ｎｉ：０．１〜３．０％を含むことを特徴とする。
【００１９】
（５）第５の発明は、前記（１）〜（４）の何れかに記載の組成に加え、更に質量％で、下記ａ群〜ｄ群の１群または２群以上を含むことを特徴とする。
ａ群：Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうち１種または２種以上の合計を０．１〜２．０％。ｂ群：Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｔａのうち１種または２種以上の合計を０．００３〜０．２％。
ｃ群：Ｂを０．０００３〜０．０１０％。
ｄ群：Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭのうち１種または２種以上を合計で０．００１〜０．０１％。
（６）第６の発明は、前記（１）〜（５）のいずれかに記載の冷延鋼板に電気めっき又は溶融めっきが施されていることを特徴とする衝撃特性に優れた時効硬化型冷延鋼板である。
【００２０】
更に本発明は、衝撃特性に優れた時効硬化型冷延鋼板の製造方法であって、
（７）第７の発明は、前記（１）、（４）又は（５）記載の組成からなる熱延鋼板を冷間圧延した後、該冷延板を含有Ｃｕ量に応じて、下式で規定される温度Ｔａ（℃）以上の最高到達温度で一次熱処理した後、６８０〜５３０℃間の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上でかつ冷却停止温度が５３０℃以下である冷却を行い、次いで２００〜５３０℃間の滞留時間が３００ｓ以下である二次熱処理を行い、室温まで冷却の後、伸び率１．０％以上の調質圧延を行うことを特徴とする前記（１）〜（５）の何れか１項に記載の衝撃特性に優れた時効硬化型冷延鋼板を製造する方法。
Ｔａ＝含有Ｃｕ量（質量％）×８０＋６６０（Ｃｕ含有量＜２．４質量％）
Ｔａ＝８５０                            （Ｃｕ含有量≧２．４質量％）
【００２１】
（８）第８の発明は、前記（１）、（４）又は（５）記載の組成からなる熱延鋼板を冷間圧延した後、該冷延板を含有Ｃｕ量に応じて、下式で規定される温度Ｔａ（℃）以上の最高到達温度で一次熱処理した後、６８０℃〜５３０℃間の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上の冷却を行い、次いで前記鋼板表面に溶融めっき層を形成し、合金化処理を行い、室温まで冷却の後、伸伸び率１．０％以上の調質圧延を行うことを特徴とする前記（１）〜（６）の何れか１項に記載の衝撃特性に優れた時効硬化型冷延鋼板を製造する方法。
Ｔａ＝添加Ｃｕ量（質量％）×８０＋６６０（Ｃｕ含有量＜２．４質量％）
Ｔａ＝８５０                            （Ｃｕ含有量≧２．４質量％）
（９）第９の発明は、前記（７）又は（８）記載の時効硬化型冷延鋼板を製造する方法であって、二次熱処理、めっきおよび合金化を行う際に、鋼板に３ＭＰａ以上の応力を断続的あるいは連続的に付与しながら行うことを特徴とする。
【００２２】
実際の成形加工においては、予歪量やその変形モード（引張か圧縮か、あるいは１軸引張か２軸引張か等）は部材の場所ごとに異なるが、本発明では、変形部分の予変形量の代表値として引張歪２％に定めて評価するものとする。
なお、未変形部分とは素材を成形加工し、構造部材とする際の付加歪みがゼロであることを意味し、鋼材素材の製造中に付加されるロール圧延やレベラー圧延による変形は含まない。降伏強度については、耐衝撃特性と相関がある下降伏強度を指すものとする。ＹＳ＿ＢＨ０値、ΔＹＳ値、ΔＴＳ値の定義の模式図を図１に示す。
本発明において「フェライト」とは、ポリゴナルフェライト組織、擬ポリゴナルフェライト組織、あるいはＭ／Ａ複合体を含むグラニュラーベイニティックフェライト組織を指す。
【００２３】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明について詳細に説明する。
まず成分の限定理由について説明する。成分含有量は質量％である。
Ｃ：Ｃは鋼の時効硬化および歪時効硬化の発現およびミクロ組織の制御に必須の添加元素である。しかし、０．０００５％未満であると未変形部分における塗装焼付処理前後の降伏強度の変化量（ＹＳ＿ＢＨ０）＝３０ＭＰａ以上が達成できない。また、０．２％を超えると耐衝撃特性が急激に悪化し、また溶接性も低下する。このため本発明ではＣの範囲を０．０００５〜０．２％に限定した。
【００２４】
Ｓｉ：Ｓｉは鋼材のミクロ組織および強度の調整に用いられるので、０．００１％以上含有するものとする。しかしながら、２．０％を超えると熱延時の脱スケール性の悪化や、疲労特性の悪化を招く。従ってＳｉ含有量を２．０％以下の範囲に制限した。
【００２５】
Ｍｎ：Ｍｎは鋼材のミクロ組織および強度の調整に用いられるので、０．００１％以上含有するものとする。しかしながら、２．０％を超えると成形加工性の劣化を招く。従って、Ｍｎ含有量を２．０％以下の範囲に制限した。Ｓの熱間脆性を抑制させる意味では、０．００５％以上の添加が望ましい。
【００２６】
Ｐ：不純物であるＰは鋼材の強度の調整に用いられる。しかしながら、０．２％を超えると成形加工時の割れを起こす可能性があるので、Ｐ含有量の範囲を０．２％以下とした。
【００２７】
Ｓ：不純物であるＳはＭｎＳ、ＣｕＳとして鋼中に存在させ、結晶粒径の制御を通じて鋼材の強度・延性の調整に用いられる。しかしながら、０．０１５％を超えると熱間脆性を起こす可能性があるので、その範囲を０．０１５％以下に限定した。
【００２８】
Ａｌ：Ａｌの重要な作用として、塗装焼付処理前にフェライト粒内にＡｌ（ＮＣ）として析出していると、塗装焼付処理時に再析出する炭素・窒素集合体あるいは炭窒化物形成のＮ、Ｃ供給源として作用し、その結果Ｃｕと同時添加することで未変形領域の時効硬化量が大きくなる。しかしながら、Ａｌの添加量が０．００２％未満であるとＡｌ（ＮＣ）として析出しないため、ＮとＣの供給源としては作用せず、２．０％を超えると鋼材の表面性状を悪化させ疲労特性を悪化させるので、その適正添加範囲を０．００２％〜２．０％とした。
【００２９】
Ｎ：Ｎは鋼の時効硬化および歪み時効硬化の発現およびミクロ組織の制御に必須の添加元素である。しかし、０．０００５％未満であると未変形部分における塗装焼付処理前後の降伏強度の変化量（ＹＳ＿ＢＨ０）＝３０ＭＰａ以上が達成できない。また、０．２％を超えると耐衝撃特性が急激に悪化し、また溶接性も低下する。このため本発明ではＮの範囲を０．０００５〜０．２％に限定した。
【００３０】
Ｃｕ：Ｃｕはフェライト粒内に析出する炭窒化物、あるいは炭素および窒素からなるクラスター（集合体）の核生成サイトとなる空孔を与えると考えられ、本発明において重要な構成元素の一つである。Ｃ量とＮ量の和に対して０．１倍以上の添加で効果が認められるが、含有量で３．０％を超えるとＣｕの熱間脆性による鋼材の表面割れが顕著になり、また添加量が０．０１％未満であると上記クラスター核生成サイトを与えない。従って、Ｃｕ含有量の範囲を０．０１〜３．０％の範囲に、またＣｕ量の適正値を（Ｃ量＋Ｎ量）の０．１倍以上に制限した。
【００３１】
なお、塗装焼付工程中に安定的により多くの鉄炭窒化物・クラスターの核生成サイトを与えるという観点からは、Ｃｕ含有量は（Ｃ含有量＋Ｎ含有量）の等量（１倍）以上にするのが好適である。なおＣｕは一次熱処理工程あるいはめっき工程後の冷却中に固溶状態として存在していると、冷却後のフェライト中に空孔が導入されてこれが時効処理中の炭窒化物の析出サイトになる。固溶Ｃｕの率が８０％未満であると、空孔が十分に導入されないので、固溶Ｃｕ分率を８０％以上の範囲内に限定した。なお、より多くの空孔を導入させるという観点から、Ｃｕ添加量については０．１％以上であることがより望ましい。
【００３２】
本発明では、上記組成に加えて、Ｎｉの適正量を含有するのが好ましい。
Ｎｉ：ＮｉはＣｕ添加に起因する熱間脆性の抑制とミクロ組織の制御に用いられるので、０．１％以上含有することが好ましい。一般的に、添加Ｃｕ量と等量のＮｉを添加するとＣｕによる顕著な熱間割れを抑制できる。従って、その適正添加範囲を３．０％以下に限定した。
【００３３】
本発明では、上記した組成に加えて、更にａ群〜ｄ群のうちの１群または２群以上を含有しても、本発明の目的を達成することができる。
ａ群：Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗの１種または２種以上の合計を０．１〜２．０％。
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗは炭窒化物形成元素であり、これらの元素の合計を０．１％以上含有することにより、熱間圧延中、冷却中、あるいは一次熱処理工程中に主に炭窒化物として析出させることで、鋼材の強度を調整するのに用いられる。またフェライト粒内に炭窒化物として分布することで、塗装焼付熱処理中に鋼中に再析出するＣおよびＮの供給源として作用する。しかしながら、合計で２．０％を超えると成形加工性の劣化を招く。従ってその合計量の範囲を０．１〜２．０％とした。
【００３４】
ｂ群：Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｔａのうち１種または２種以上の合計を０．００３〜０．２％。
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｔａは炭窒化物形成元素であり、鋼材のミクロ組織およびＣ量、Ｎ量を調整するのに用いられるので、１種又は２種以上の合計を０．００３％以上含有することが好ましい。またフェライト粒内に炭窒化物として分布することで、塗装焼付熱処理中に鋼中に再析出するＣおよびＮの供給源として作用する。しかしながら、合計で０．２％を超えると成形加工性の劣化を招く。従ってその合計量の範囲を０．２％以下とした。
【００３５】
ｃ群：Ｂを０．０００３〜０．０１０％。
Ｂは０．０００３％以上含有することにより粒界に偏析し、Ｐによる２次加工割れを抑制する効果があり、さらに成形加工性を改善させる効果がある。しかし、０．０１０％を超えると粒界に粗大析出物を形成して、加工割れが発生する。従ってその範囲を０．０００３〜０．０１０％と限定した。
【００３６】
ｄ群：Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭのうち１種または２種を合計で０．００１〜０．０１％。
ＣａおよびＭｇおよびＲＥＭは介在物の形態、分布の制御に用いる元素であり、１種又は２種以上を合計で０．００１％以上含有することが好ましい。しかしながら、合計の含有量が０．０１％を超えると、成形加工性の悪化の原因となる。そのため、合計量の範囲を０．００１〜０．０１％とした。なお、ＲＥＭとは、Ｌａおよびランタノイド系列の元素を指すものとする。
【００３７】
本発明の熱延鋼材では、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。不可避的不純物として、Ｏは非金属介在物を形成し品質に悪影響を及ぼすので、０．０１％以下にするのが望ましい。
【００３８】
本発明に係る冷延鋼板は、塗装焼付工程においてフェライト組織内に微細炭窒化物あるいは炭素窒素集合体を形成させることが必要であり、フェライト面積率を５０％以上、好ましくは８０％以上とすることが好ましい。フェライト以外の残部組織はマルテンサイト、オーステナイト、ラス状ベイナイト、パーライトの１種又は２種以上を含有しても良い。
【００３９】
なお、時効処理後に未変形のフェライト粒内に形成される炭素及び／又は窒素原子集合体、並びに炭窒化物析出物は、含有Ｃ、Ｎ量に応じて炭素のみから構成される場合、窒素のみから構成される場合、炭素と窒素の両方から構成される場合があるが、いずれの場合も目的の時効硬化量を得ることができる。炭窒化物の種類としては、Ｆｅが主成分のものが分解されやすいのでＣ、Ｎの供給源として好適であるが、Ａｌ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｔａのうち一種が主成分のものでも同様の供給作用を有する。また炭化物でも窒化物でも炭窒化物の何れでも同様の効果が得られる。
【００４０】
次に、焼付硬化量の差の限定理由について説明する。
未変形部分における塗装焼付処理前後の降伏強度変化量ＹＳ＿ＢＨ０が３０ＭＰａ未満であると、成形部材の衝撃圧壊変形時に不安定変形を示し、衝撃吸収エネルギーも低下する傾向にある。また材料成形加工後において２％変形部分と未変形部分の焼付硬化量の差がΔＹＳで９０ＭＰａを超えるかあるいはΔＴＳで５０ＭＰａを超えると、同様に成形部材の衝撃変形時に不安定変形を示し、衝撃吸収エネルギーも低下する。従って、未変形部分における塗装焼付処理前後の降伏強度変化量ＹＳ＿ＢＨ０は３０ＭＰａ以上に制限し、材料成形加工後において２％変形部分と未変形部分の焼付硬化量の差については、ＹＳで９０ＭＰａ以下かつＴＳで５０ＭＰａ以下に限定した。
【００４１】
一方、未変形部分における塗装焼付処理前後の降伏強度変化量ＹＳ＿ＢＨ０の上限は、特に定めることなく本発明の効果を奏することができる。また、材料成形加工後において変形部分と未変形部分の降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳの差の下限については、特に定めることなく本発明の効果を奏することができ、その差の値はＹＳで７０ＭＰａ以下、ＴＳで３０ＭＰａ以下であることがより好ましい。
【００４２】
塗装焼付条件としては、実施例においては自動車用鋼板の電着塗装焼付工程で用いられている１７０℃×２０分の熱処理でその評価を行った。ただし、本発明が有効な成形加工後の焼付塗装温度Ｔ（℃）は、炭素及び／又は窒素クラスター、並びに炭窒化物形成がおこる８０〜２００℃の間である。また焼付時間ｔ（分）は、Ｔ・ｌｎ（ｔ）＞２５０以上で有れば本発明の目的を達成することができる。
【００４３】
フェライト粒内の不安定化した炭素窒素集合体および炭窒化物析出物は、焼付硬化処理時に転位上に再配列することにより、未変形領域の降伏強度上昇に寄与する。その分布が体積密度で１μｍ−３未満であると、未変形部分における塗装焼付処理前後の降伏強度変化量ＹＳ＿ＢＨ０が３０ＭＰａを達成できない。また１０００μｍ−３を超えると延性の劣化を招き、優れた耐衝撃特性が得られない。従って、フェライト粒内の炭素窒素集合体および炭窒化物析出物の分布密度を１１０００μｍ−３に制限した。
【００４４】
次に、製造方法の限定理由について説明する。
素材である熱延板の製造条件は特に規定する必要はなく、常法に従って行えばよい。続いて酸洗等の通常公知の処理を行い、冷間圧延を行う。冷間圧延の条件については、圧延パスの回数、圧下率については特に規定する必要はなく常法に従えばよい。なお、熱間加工時および冷間加工時に潤滑圧延を行うことは材質の均質化を図る上で有効である。その場合、摩擦係数は０．１〜０．５の範囲が好ましい。材質の不均一を少なくすることは疲労特性および耐衝撃性向上の観点から好ましい。上記冷間加工工程を経た後は、脱脂等の通常公知の処理を行う。
【００４５】
連続焼鈍工程又は連続焼鈍及びめっき工程における加熱速度については常法に従えばよい。一次熱処理時の最高到達温度については、８５０℃以下の場合には、添加したＣｕ量に対して最高到達温度が下式で与えられる温度未満であると添加したＣｕ析出物の分率が増加し、十分な空孔形成効果を示さない。従って、一次熱処理の最高到達温度を下式で与えられる温度以上と限定した。
添加Ｃｕ量（質量％）×８０＋６６０（℃）
また最高到達温度が８５０℃を超える場合には、Ｃｕ添加量に係わらずほぼ全量が固溶状態になるので、特に一次熱処理最高到達温度の下限を定める必要がない。なお一次熱処理は、０〜−５０℃の間の露点で還元性の雰囲気で行うことが望ましい。
【００４６】
一次熱処理後の冷却速度については、Ｃｕの析出温度域である６８０〜５３０℃間の平均冷却速度が１０℃／ｓ未満であるとＣｕの析出が起こり、さらに炭窒化物の核生成サイトとなる空孔が十分に形成されない。従って、６８０〜５３０℃間の平均冷却速度を１０℃／ｓ以上に制限した。なお、空孔をより高密度で形成させるという観点からは、３０℃／ｓ以上の冷却速度がより好適である。６８０〜５３０℃間の冷却速度に限定した理由は、この温度域がＣｕの析出速度と量が大きいためである。
上記冷却の停止温度は、空孔の形成量と密度を高めるために低い方が好ましい。停止温度が５３０℃を超えると未変形部の時効硬化量３０ＭＰａ以上を得ることが難しい場合があるので、その範囲を５３０℃以下に限定した。
【００４７】
二次熱処理条件については、２００℃未満だと微細な炭窒化物が形成されない場合があり、５３０℃を超える熱処理温度あるいは３００ｓを超える熱処理時間だと炭窒化物が粗大化して、工業上可能な調質圧延量で分解させることが困難になる。従って、二次熱処理の条件を２００〜５３０℃の温度で滞留時間が３００ｓ以下の範囲に制限した。
【００４８】
二次熱処理を経る連続焼鈍プロセス、あるいはめっき層形成過程およびめっき層の合金化過程を含む連続焼鈍工程においては、微細炭窒化物をフェライト粒内に微細分散させる方法としては、Ｃｕ添加により導入された空孔を利用する方法の他に、２次熱処理工程、めっき工程、合金化工程において通板時に応力を付加する方法も有効である。この場合、Ｃｕ量が適正範囲外でかつ通板時の応力が３ＭＰａ未満であると、未変形部分における時効処理前後の降伏強度変化量ＹＳ＿ＢＨ０＞３０ＭＰａを達成することができない場合がある。従って、２次熱処理工程、めっき工程、合金化工程における通板時の応力を３ＭＰａ以上に限定した。なお、応力を高めた方が析出物を微細・高密度に分散させることができるので、調質圧延で分解されやすい析出物を形成させるという観点から、一時的にでも５ＭＰａ以上の応力を加えることがより好ましい。
また、合金化処理は生産性、めっき品質および析出物微細分散化の観点から、４６０〜５００℃で行うことが好ましい。
【００４９】
応力の付加方法としては、（１）ロール間に張力をかける方法と、（２）ロール通過時の曲げによる方法が挙げられる。張力は連続的に板に応力を付与する方法として有効であり、一方、曲げによる方法は、断続的ではあるが、５ＭＰａ以上の大きな応力を付加することが可能であるという特徴を有する。工業的には、両者を併用することが炭窒化物を微細に分散させるという観点からより好ましい。
【００５０】
調質圧延での圧下量が伸び率で１．０％未満であると、フェライト粒内の微細炭窒化物が不安定化しないか分解せず、未変形部分における時効処理前後の降伏強度変化量ＹＳ＿ＢＨ０＞３０ＭＰａを達成することができない。従って、連続熱処理プロセス後の調質圧延での圧下率を１．０％以上に限定した。なお、調質圧延量が大きい程、大きな炭窒化物でも分解することができるので、未変形部分の降伏強度変化量ＹＳ＿ＢＨ０向上という観点からは圧下率は３．０％以上であることがより好適である。
なお、析出物が不安定化するとは、析出物が加工時に導入される加工転位と相互作用することによって、析出物の構造中に欠陥が導入されエネルギー的に不安定化すること、あるいは析出物周囲に欠陥が導入され界面エネルギーが上昇しその結果析出物がエネルギー的に分解されやすい状態になることを意味する。
【００５１】
なお、前記（７）に係る発明における二次熱処理工程において、又は前記（８）に係る発明におけるめっき工程及び合金化工程において、６８０〜５３０℃間の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上であり、かつ６８０℃から５０℃までの平均冷却速度が１０℃／ｓ以上であれば、フェライト粒内で十分な固溶Ｃ量あるいはＮ量を確保することができる。この場合には、調質圧延により炭窒化物を必ずしも分解する必要が無いので、調質圧延時の伸び率を制限する必要はない。
【００５２】
鋼中の全Ｃｕ量の分析方法については、スパーク放電発光分光分析法を用いることが簡易で好適である。固溶Ｃｕ量は上記の方法で測定することは難しいので、Ｘ線分析法（エネルギー分散型Ｘ線分光法）を搭載した透過型分析電子顕微鏡でマトリックスの組成分析を行うことにより測定することが簡易で好適である。なお、Ｃｕの析出物が微細で透過電子顕微鏡法により測定することが難しい場合には、アトムプローブ電界イオン顕微鏡法によりＣｕ析出相が存在していないマトリックス部分の平均Ｃｕ濃度を固溶Ｃｕ量として測定する。この際、１ｎｍ３  の領域にＣｕ原子が５個以上集まっている部分をＣｕ析出物と定義する。
【００５３】
１次熱処理後にめっき工程あるいはめっき合金化工程を経ずに作られた本発明の冷延鋼板は、各種めっき用原材として好適である。めっき層の形成は電気めっき法、溶融めっき法のいずれでも良く、めっきの主成分としては亜鉛、クロム、錫、ニッケルが例として挙げられる。
また本発明鋼は、優れた耐衝撃性の他に構造部材として成形加工したときに優れた耐疲労特性を有する特徴を併せ持つ。
【００５４】
【実施例】
次に本発明を実施例により詳細に説明する。
表１に示す成分のスラブを粗圧延で３０ｍｍ厚のシートバーにした後に、該シートバーを９５０℃以上に加熱し、仕上げ圧延出側温度８００℃以上で熱延を行った後、２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、４００〜７００℃の温度範囲で巻き取った。このようにして得られた熱延板を７０〜８５％の冷延率で冷間加工を行い、脱脂処理を行ったのち、表２に示す条件で連続熱処理および連続亜鉛めっき工程を行った。なお、通板時の応力付与は熱処理中に張力を付与する方法で行った。このようにして得られた鋼板について、引張試験、ＢＨ試験、衝撃試験、疲労試験および組織観察を行った。各試験、観察の条件を以下に示す。
【００５５】
引張試験はＪＩＳ１３Ｂ試験片を用い、歪み速度１０−３／ｓの条件で行った。ＢＨ試験は、次の２つの試験を行った。
第１の試験は未変形部分の特性を評価するためであり、１７０℃×２０分間の塗装焼付処理相当の時効処理を施した後、引張試験を行い、降伏強度および引張強度を測定した。次いでこの降伏強度および引張強度と、冷延ままの材料の降伏強度と引張強度の差、すなわちＹＳ＿ＢＨ０とＴＳ＿ＢＨ０（図１参照）を求めた。
【００５６】
第２の試験は変形部分の特性を評価するためであり、まず２％の引張予歪みを付加した後、一旦除荷し、１７０℃×２０分間の塗装焼付処理相当の時効処理を施した後に引張試験を行い、降伏強度および引張強度を測定した。次いでこの降伏強度および引張強度と、未変形相当材料の１７０℃×２０分間時効処理後の降伏強度と引張強度のそれぞれの差、すなわちΔＹＳとΔＴＳ（図１参照）を求めた。
【００５７】
なお、表３には上述のＹＳ＿ＢＨ０、ＴＳ＿ＢＨ０、ΔＹＳ、ΔＴＳの他に、２％予歪み付加材の１７０℃×２０分間の時効処理による降伏強度および引張強度の変化量ＹＳ＿ＢＨ２、ＴＳ＿ＢＨ２をそれぞれ示し、また２％予歪による降伏強度の上昇量ＷＨ２を併せて示した。
【００５８】
耐衝撃特性は、歪み速度１０３  ／ｓの高速引張を行い、応力−  歪み曲線図を作成した後、歪み量２０％までの積分値を求め、吸収エネルギーを求めることにより評価した。１７０℃×２０分間の塗装焼付処理相当の時効処理を施したもの  （未変形部分に相当）の吸収エネルギーＥ０と、２％の引張予歪みを付加した後、一旦除荷し１７０℃×２０分間の塗装焼付処理相当の時効処理を施したもの（変形部分に相当）の吸収エネルギーＥ２を求め、さらにその比Ｅ２／Ｅ０を算出し、衝突変形特性と変形の安定性の指標とした。この値が小さいほど、変形部と未変形部の特性差が小さいことを意味し、部材にしたときに安定的に良好な衝撃圧壊特性が得られることを示している。
【００５９】
疲労試験は、熱延鋼板から疲労試験片を採取した後、１７０℃×２０分間の塗装焼付処理相当の時効処理を施したものと、２％の引張予歪みを付加した後一旦除荷し、１７０℃×２０分間の塗装焼付処理相当の時効処理を施したものを用い、疲労試験を行った。ＳＮ曲線からそれぞれの疲労限（２×１０６  回）を求め、次いで、両者の疲労限の比を算出し、疲労特性の指標とした。この値が小さいほど、変形部と未変形部の特性差が小さいことを意味し、部材にしたときに安定的に良好な疲労特性が得られることを示している。
【００６０】
１７０℃×２０分間の塗装焼付処理相当の時効処理を施した試験材のフェライト粒内の炭素窒素集合体あるいは炭窒化物分布は、直径で約５ｎｍ以上の析出物については透過型分析電子顕微鏡で観察を行い、それ以下の大きさのクラスター、析出物についてはアトムプローブ電界イオン顕微鏡法によりその分布の観察を行った。３ＤＡＰにおいては、データを３次元原子マップで表示した時に１ｎｍ３  の体積の中に炭素原子と窒素原子が合計で５個以上含む領域を集合体と判断し、集合体あるいは析出物の分布を体積密度として求めた。これらの試験結果を表３に示す。
【００６１】
表３に示すように、焼付硬化処理後における変形が加わった部分の降伏強度と未変形部分の降伏強度の差ΔＹＳが９０ＭＰａを超えるか、引張強度の差ΔＴＳで５０ＭＰａを超えるか、あるいは未変形部分における塗装焼付処理前後の降伏強度変化量（ＹＳ＿ＢＨ０）が３０ＭＰａ未満である場合には、変形部分と未変形部分の耐衝撃特性の差が大きくなり（すなわち吸収エネルギー比が大きくなり）、実部材としての衝撃特性は劣化する傾向になる。実際に、Ｅ２／Ｅ０と実部材の圧壊形態の間には相関関係があり、Ｅ２／Ｅ０が１．２を超えると角柱の高速圧壊試験において倒壊等の不安定圧壊を示し、耐衝撃特性が悪化していた。同様の傾向が疲労特性についてほぼ当て嵌まる。
【００６２】
鋼板Ｎｏ．２、Ｎｏ．１２、Ｎｏ．２３、Ｎｏ．２５は、鋼材のＣｕあるいはＡｌ量が発明範囲外であるために、未変形部分において十分なＹＳ＿ＢＨ０、あるいはΔＹＳが得られなかった例である。鋼板Ｎｏ．４、Ｎｏ．１９は６８０℃→５３０℃間の冷却速度が小さく、十分なＹＳ＿ＢＨ０が得られなかったか、あるいはΔＹＳが大きすぎた例である。鋼板Ｎｏ．５は１次熱処理温度が発明範囲外であるために、十分なＹＳ＿ＢＨ０が得られなかったか、あるいはΔＹＳが大きすぎた例である。鋼板Ｎｏ．６は２次熱処理の時間が長すぎて炭化物が粗大化したために、３％の調質圧延量では炭化物が不安定化せずに、その結果、十分なＹＳ＿ＢＨ０が得られなかった例である。鋼板Ｎｏ．２０は調質圧延量が発明範囲以下であるために、未変形部分において十分なＹＳ＿ＢＨ０が得られず、またΔＹＳも大きすぎた例である。
【００６３】
【表１】
2004300563.tif 000003
【００６４】
【表２】
2004300563.tif 000004
【００６５】
【表３】
2004300563.tif 000005
【００６６】
【発明の効果】
本発明は、電着塗装焼付処理を施す自動車用の構造部材・足廻り部材・パネル部材用途、電機製品用内外板パネル、建築物等の構造物用途に好適な、良好な加工性を有し、かつ実部材として使用したときに優れた衝撃特性を呈する時効硬化型冷延鋼板およびめっき鋼板を安価に提供することができ、工業的に価値が高い。さらに優れた耐衝撃性に加えて、優れた疲労特性を併せ持つ部材を提供できることから、自動車や構造物の安全性向上に格段の効果を有する。
【図面の簡単な説明】
【図１】ＹＳ＿ＢＨ０値、ΔＹＳ値、ΔＴＳ値の定義の模式図。
【図１】
2004300563.tif 000006