(57)【要約】【課題】成形性に優れた高強度鋼板とその製造方法を提供する。【解決手段】所定のＣ，Ｓｉ，Ｍｎ量を含有し、フェライトの平均結晶粒径が１５μｍ以下で、平均ｒ値が１．５以上であり、穴広げ比が５０％以上であり、かつ引張強度（ＭＰａ）×延性（％）が２００００以上の鋼板。Ａｒ３変態点以上で熱延を終了し、５５０℃以下で巻き取った鋼板を圧下率３５％以上７５％未満の冷間圧延を施し、平均加熱速度４〜１００℃／ｈｒで加熱し、最高到達温度を６００〜８００℃とする焼鈍を行い、冷却後、再び圧下率３５％以上７５％未満の冷間圧延を施し、最高到達温度７３０〜８５０℃とする連続焼鈍を行い、３℃／ｓｅｃ　以上の速度で冷却し、４５０〜３００℃の温度域で３分以上１０分未満の過時効処理すること特徴とする成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。【選択図】　　　なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ　：０．０５〜０．２５％、
Ｓｉ：０．２　〜２．５％、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
Ｐ　：０．００１〜０．１％、
Ｓ　：０．０３％以下、
Ｎ：０．００３〜０．０１２％、
Ａｌ：０．０３〜１．０％、
を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、フェライトの平均結晶粒径が１５μｍ未満で、平均ｒ値が１．５以上であり、穴広げ比が５０％以上であり、引張強度（ＭＰａ）×延性（％）が２００００以上であることを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板。
【請求項２】
Ｎｂ，Ｖの一方あるいは両方を合計で０．００１〜０．１％含有することを特徴とする請求項１に記載の成形性に優れた高強度鋼板。
【請求項３】
Ｂを０．０００１〜０．００８％含むことを特徴とする請求項１又は２記載の成形性に優れた高強度鋼板。
【請求項４】
Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｉの１種あるいは２種以上を合計で０．００１〜２．５％含むことを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の成形性に優れた高強度鋼板。
【請求項５】
Ｃａ，Ｍｇ，Ｃｅ，Ｌａの１種あるいは２種以上を合計で０．０００１〜０．０２質量％含むことを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の成形性に優れた高強度鋼板。
【請求項６】
請求項１〜５の何れか１項に記載の鋼板を製造する方法であって、請求項１〜５のいずれか１項に記載の化学成分を有する鋼をＡｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、５５０℃以下の温度で巻き取り、圧下率３５％以上７５％未満の冷間圧延を施し、平均加熱速度４〜１００℃／ｈｒで加熱し、最高到達温度を６００〜８００℃とする焼鈍を行い、冷却後、再び圧下率３５％以上７５％未満の冷間圧延を施し、最高到達温度７３０〜８５０℃とする連続焼鈍を行い、３℃／ｓｅｃ　以上の速度で冷却し、４５０〜３００℃の温度域で３分以上１０分未満の過時効処理をすることを特徴する成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、例えば自動車のパネル類、足廻り、メンバーなどに用いられる高強度鋼板およびその製造方法に関するものである。本発明によれば強度−延性バランス、穴広げ性ならびに深絞り性に優れた高強度鋼板を製造できるため、加工の厳しい部材にも高強度鋼板が使用でき、自動車の軽量化に寄与し、燃費の低減により地球環境保全に貢献できるものと考えられる。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の軽量化ニーズに伴い、鋼板の高強度化が望まれている。高強度化することで板厚減少による軽量化や衝突時の安全性向上が可能となる。しかしながら、高強度で成形性特に深絞り性が優れた鋼板を得ようとすると、例えば特開昭５６−１３９６５４号公報に開示されているように、Ｃ量を著しく減じた極低炭素鋼にＳｉ，Ｍｎ，Ｐなどを添加して鋼を強化することが必須であった。Ｃ量を低減するためには製鋼工程で真空脱ガスを行わねばならず、製造過程でＣＯ２を多量に発生することになり、地球環境保全の観点で必ずしも最適なものとは言い難い。これに対してＣ量が比較的多く、かつ深絞り性の良好な鋼板についても、例えば、特公昭５７−４７７４６号公報、特公昭６１−１００１２号公報、特公平２−２０６９５号公報、特公昭５８−４９６２３号公報、特公昭６１−１２９８３号公報、特公平１−３７４５６号公報、特開昭５９−１３０３０号公報などに開示されている。また、本発明者らも高ｒ値を有する高強度鋼板に関する技術を特願２０００−４０３４４７号にて出願している。しかし、これらの鋼板は高ｒ値を有するが、強度−延性バランス、穴広げ性の点では必ずしも満足な結果を得ていなかった。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、深絞り性、強度−延性バランス、穴広げ性に優れた高強度鋼板ならびにその製造方法を提供するもので、これにより現在まで不可能と考えられていた厳しい成形条件にも高強度鋼板が使用でき、自動車の軽量化を促進する事が出来る。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記のような課題を解決すべく鋭意検討を行い、成分の最適化を図り、適正な熱延、冷延、焼鈍条件を組み合わせることにより深絞り性と強度−延性バランスに優れた鋼板を製造することができるという従来にはない知見を得た。
【０００５】
本発明の要旨とするところは、次のとおりである。
（１）　質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．２〜２．５％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．００３〜０．０１２％、Ａｌ：０．０３〜１．０％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、フェライトの平均結晶粒径が１５μｍ未満で平均ｒ値が１．５以上であり、穴広げ比が５０％以上であり、引張強度（ＭＰａ）×延性（％）が２００００以上であることを特徴とする成形性に優れた鋼板。
（２）　Ｎｂ，Ｖの一方あるいは両方を合計で０．００１〜０．１％含有することを特徴とする（１）に記載の成形性に優れた鋼板。
（３）　Ｂを０．０００１〜０．００８％含むことを特徴とする（１）又は（２）記載の成形性に優れた鋼板。
（４）　Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｉの１種あるいは２種以上を合計で０．００１〜２．５％含むことを特徴とする（１）〜（３）のいずれか１項に記載の成形性に優れた鋼板。
（５）　Ｃａ，Ｍｇ，Ｃｅ，Ｌａの１種あるいは２種以上を合計で０．０００１〜０．０２質量％含むことを特徴とする（１）〜（４）のいずれか１項に記載の成形性に優れた鋼板。
（６）　（１）〜（５）の何れか１項に記載の鋼板を製造する方法であって、（１）〜（５）のいずれか１項に記載の化学成分を有する鋼をＡｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、５５０℃以下の温度で巻き取り、圧下率３５％以上７５％未満の冷間圧延を施し、平均加熱速度４〜１００℃／ｈｒで加熱し、最高到達温度を６００〜８００℃とする焼鈍を行い、冷却後、再び圧下率３５％以上７５％未満の冷間圧延を施し、最高到達温度７３０〜８５０℃とする連続焼鈍を行い、３℃／ｓｅｃ　以上の速度で冷却し、４５０〜３００℃の温度域で３分以上１０分未満の過時効処理することを特徴する成形性に優れた鋼板の製造方法。
【０００６】
【発明の実施の形態】
以下に本発明を詳細に説明する。先ず、本発明による高強度鋼板の成分組成について説明する。
【０００７】
なお、以下の説明において成分組成はいずれも質量％である。
【０００８】
Ｃ：高強度化に有効なだけでなく、優れた強度−延性バランスを得るのにも有効で、少なくとも０．０５％以上の添加が必要である。しかし、過度の添加は溶接性に好ましいものではなく上限を０．２５％とする。０．０８超〜０．１８％が好ましい範囲である。
【０００９】
Ｓｉ：Ｓｉは優れた強度−延性バランスを得るのに有効で、少なくとも０．２％以上の添加が必要である。一方、過剰の添加は化成処理性、加工性さらには溶接性の劣化を招くので上限を２．５％とする。
【００１０】
Ｍｎ：Ｍｎは優れた強度−延性バランスを得るのに有効な元素で、少なくとも０．５％以上の添加が必要である。３．０％を上限としたのは、過度の添加は伸びやｒ値に悪影響を及ぼすためである。
【００１１】
Ｐ　：高強度化に有効な元素であるので０．００１％以上添加する。０．１％超を添加すると溶接性や溶接部の疲労強度、さらには耐２次加工脆性が劣化するのでこれを上限とする。
【００１２】
Ｓ　：不純物であり、低いほど好ましく、熱間割れを防止するために０．０３％以下とする。好ましくは０．０１５％以下である。
【００１３】
Ｎ：良好なｒ値を得るためには０．００３％以上の添加が必須である。多すぎると時効性を劣化させたり、製鋼時にバブリング現象が起き操業上問題が生じるため上限を０．０１２％とする。
【００１４】
Ａｌ：Ａｌは冷延後の徐加熱時にＮとのクラスターや析出物を形成することによって集合組織を発達せしめ、深絞り性が向上する。そのためには少なくとも０．０３％以上の添加が必要である。ただし、過度に添加するとコストアップとなり、表面欠陥を誘発し、ｒ値も低下する。したがって上限を１．０質量％とする。
【００１５】
Ｎｂ，Ｖは必要に応じて添加する。これらは、炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって鋼材を高強度化したり加工性を向上することができるので、一方または両方を合計で０．００１％以上の添加で効果が現れる。その合計が０．１％を越えた場合には母相であるフェライト粒内もしくは粒界に多量の炭化物、窒化物もしくは炭窒化物として析出して、延性を低下させる。また、焼鈍中のＡｌＮの析出を妨げ、本発明の特徴である深絞り性が損なわれることから、添加範囲を０．００１〜０．１質量％とした。
【００１６】
Ｂはｒ値を向上させたり、耐２次加工性脆性の改善に有効であるので必要に応じて添加する。０．０００１％未満ではその効果はわずかで、０．００８％超添加しても格段の効果は得られない。０．０００２〜０．００２０％が好ましい範囲である。
【００１７】
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉは強化元素であり必要に応じてこれらの１種又は２種以上を合計で質量％で０．００１％以上添加する。過剰の添加は、コストアップや延性の低下を招くことから、２．５％以下とした。
【００１８】
Ｃａ，Ｍｇ，Ｌａ，Ｃｅは介在物を微細にする効果があり、成形性を向上させるのに有効で、これらの１種又は２種以上の合計で０．０００１％未満の添加ではその効果がほとんど見られず、０．０２％超では酸化物や硫化物の多量の晶出や析出を招き清浄度が劣化して、延性を顕著に低下させてしまう。
【００１９】
鋼板を構成するフェライトの平均結晶粒径は、１５μｍ以下とする。平均結晶粒径が１５μｍ以下になることにより、穴広げ性の向上が顕在化し、５０％以上の値が得られる。フェライトの平均結晶粒径は細かい方が好ましいが、工業生産上は２μｍ以下にすることは難しい。本発明でフェライト粒径が比較的細かくなるのは、冷延を２回行うことが影響していると思われる。また、穴広げ性が向上するのはフェライト粒径が細かくなるのと高ｒ値になることが原因であると推測される。結晶粒径は板面と垂直で圧延方向と平行な切断面（Ｌ断面）の板厚３／８〜５／８の範囲内について点算法などによって測定すればよい。なお、測定誤差を低減するためには結晶粒が１００個以上存在する領域について測定しなくてはならない。エッチングはナイタールが好ましい。
【００２０】
さらに、製造に際しては、高炉、電炉等による溶製に続き各種の２次製錬を行いインゴット鋳造や連続鋳造を行い、連続鋳造の場合には室温付近まで冷却することなく熱間圧延するＣＣ−ＤＲなどの製造方法を組み合わせて製造してもかまわない。鋳造インゴットや鋳造スラブを再加熱して熱間圧延を行っても良いのは言うまでもない。熱間圧延の加熱温度は特に限定するものではないが、ＡｌＮを固溶状態とするために１１００℃以上とすることが好ましい。熱延の仕上げ温度はＡｒ３変態点以上で行う。熱延仕上げ温度がＡｒ３点を下回ると、高温で変態した粗大なフェライト粒、さらにはそれが加工され再結晶や粒成長により粗大化したフェライトと比較的低温域で変態した微細フェライト粒とが混在し、不均一な組織となる。熱延仕上げ温度の上限は特に設けないが、熱延組織を均一にするためには（Ａｒ３＋１００）℃以下とすることが好ましい。
【００２１】
本発明においては、熱延および巻き取り工程においてＡｌＮの析出を抑制し、冷延後の焼鈍時にＡｌＮを析出させることにより深絞り性に好ましい集合組織を形成することができるのでＡｌＮがすばやく析出する温度域で巻き取ることを避ける必要である。それゆえ、巻き取り温度は５５０℃以下とした。熱間圧延の１パス以上について潤滑を施しても良い。また、粗圧延バーを互いに接合し、連続的に仕上げ熱延を行っても良い。粗圧延バーは一度巻き取って再度巻き戻してから仕上げ熱延に供してもかまわない。巻き取り温度の下限は特に設けないが、熱延板中の固溶Ｃを低減して、良好なｒ値を得るためには、１００℃以上とすることが好ましい。
【００２２】
一回目の冷延率の下限を３５％としたのは、それより低い冷延率では高いｒ値が得られないためである。また、上限を７５％としたのは、それより高い冷延率ではｒ値の向上は見られなくなるためである。
【００２３】
また、１回目の冷延後の焼鈍は箱焼鈍が基本であるが、下記の要件を満たせばこの限りではない。良好なｒ値を得るためには、平均加熱速度を４〜１００℃／ｈｒとする必要がある。さらには１０〜４０℃／ｈｒが好ましい。最高到達温度もｒ値確保の観点から６００〜８００℃とすることが望ましい。６００℃未満では再結晶が完了せず加工性が劣化する。一方、８００℃超ではα＋γ域のγ分率の高い側に入るため、ｒ値に好ましい集合組織が変態により壊され高いｒ値が得られないためである。なお、最高到達温度での保持時間は特に指定するものではない。
【００２４】
この鋼板を再び冷延するときの冷延率を３５％以上７５％未満としたのは圧下率が高すぎても、低すぎても高いｒ値が得られないためである。また、その後の連続焼鈍で最高到達温度を７３０〜８５０℃と限定したのは、この焼鈍で一部γを生成させ、その後の冷却で複合組織を形成させることにより、優れた強度−延性バランスを得るためである。なお、最高到達温度での保持時間は特に指定するものではないが、（最高到達温度−２０）℃以上での保持時間が３０秒以上であることが成形特性の観点から好ましい。
【００２５】
その後、過時効処理温度までの冷速を３℃／ｓｅｃ　以上としたのは、これより冷速が小さくなると優れた強度−延性バランスが得られないためである。冷速の上限は特に規定しないが、形状の悪化を招かないためには、２００℃／ｓｅｃ以下とすることが好ましい。
【００２６】
３００〜４５０℃の温度域で３分以上１０分未満の過時効処理をするのは、この条件内で優れた強度−延性バランスが得られるためである。
【００２７】
焼鈍後のスキンパスは形状強制や強度調整、さらには常温非時効性を確保する観点から必要に応じて行う。
【００２８】
このようにして製造した鋼板表面に種々のメッキを施しても良い。
【００２９】
平均ｒ値は、（ｒＬ＋２×ｒＤ＋ｒＣ）／４で与えられる。Ｌ，Ｄ，Ｃはそれぞれ圧延方向に対して平行、４５度、垂直の方向を意味する。ｒ値の測定はＪＩＳ１３号Ｂ試験片を用いた引張試験を行い、１０％引張後の標点間距離の変化と板幅変化からｒ値の定義にしたがって算出する。
【００３０】
【実施例】
表１に示す成分の各鋼を溶製して１２５０℃に加熱後、表２、表３（表２のつづき）に示す条件で鋼板を製造した。一回目の焼鈍は箱焼鈍で行い、２回目の焼鈍は連続焼鈍で行った。機械的性質はさらに１．０％のスキンパスを施した材料で求めた。
【００３１】
得られた鋼板のｒ値をＪＩＳ１３号試験片を用いた引張試験により評価した。その他の引張特性についてはＪＩＳ５号試験片を用いて評価した。また、フェライト粒径は板厚の中心部で測定した。
【００３２】
穴広げ比の測定は１０φの穴を打ち抜き、バリの出たサイドを上にして、下から６０°の円錐ポンチで穴を拡大し、断面を貫通した時点での穴の径ｄ（ｍｍ）を求め、（ｄ−１０）／１０×１００（％）の値を表示した。
【００３３】
表２より明らかなとおり、本発明例では本発明外の例に比較して、良好な強度−延性バランス、穴広げ比及びｒ値が得られた。
【００３４】
実験番号５は巻き取り温度が高く、箱焼鈍中にＡｌＮの析出による集合組織制御が適正に行われず高いｒ値が得られなかった。実験番号７と９も焼鈍速度が適正範囲でないため、箱焼鈍中にＡｌＮの析出による集合組織制御が適正に行われず高いｒ値が得られなかった。
【００３５】
また、ＡｌＮを箱焼鈍中に適正に析出するためにはＮとＡｌが適量添加されている必要があるが、実験番号３９，４１，４２はその条件が満足されておらず高いｒ値が得られなかった。冷延率が適正範囲に入っていない実験番号６，１６、２８、２９も高いｒ値が得られなかった。
【００３６】
１回目の焼鈍温度の到達最高点が高い実験番号１３は集合組織がランダム化してしまった。また、到達最高点が低過ぎた実験番号１１では集合組織制御がうまくいかず高いｒ値が得られなかった。２回目の焼鈍で最高到達温度が高過ぎた実験番号１７では集合組織がランダム化してしまった。また、最高到達温度が低過ぎた実験番号１８では未再結晶組織が残り高いｒ値が得られなかった。この場合フェライトの結晶粒径を測定できなかった。
【００３７】
過時効温度が適正温度外の実験番号１９、２１ならびに過時効時間が適正時間内でない実験番号２４，２７では残留オーステナイトが十分に得られず優れた強度−延性バランスが得られなかった。
【００３８】
また、２回目の焼鈍で最高到達温度から過時効温度までの平均の冷却速度が遅い実験番号２３も残留オーステナイトが十分に得られず優れた強度−延性バランスが得られなかった。Ｃ量が低い実験番号３２でも同様の理由で優れた強度−延性バランスが得られなかった。
【００３９】
【表１】
2004018883.tif 000002
【００４０】
【表２】
2004018883.tif 000003
【００４１】
【表３】
2004018883.tif 000004
【００４２】
【発明の効果】
本発明により、強度−延性バランス、穴広げ性、及び深絞り性に優れた高強度鋼板が得られ、従来成形性の観点で高張力化が難しかった自動車用部品へ適用することにより、軽量化が果たせ、地球環境保全などに貢献できるものである。