(57)【要約】【課題】塗装焼付け硬化性と耐常温時効性の良好な冷延鋼板とその製造方法を提供する。【解決手段】Ｃ：０．００１〜０．０１％、Ｍｎ：０．０１〜２％、Ｓｉ：０．００５〜０．１％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．００１〜０．０３％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％を含有し、かつ、Ｃ、Ｔｉ、Ｎの含有量が、０．００２＜｛Ｃ（％）−Ｔｉ（％）／４＋６Ｎ（％）／７｝＜０．００５（ここで、Ｃ（％）、Ｔｉ（％）、Ｎ（％）は、それぞれの含有量（質量％）を示す。）を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より構成される鋼板であって、鋼板の主たる組織がフェライト相であり、さらに、鋼板の母相と一部で整合界面を有する析出物の分布個数密度が１×１０１６〜１×１０１８個／ｃｍ３で、析出物の最大長さが５〜５０ｎｍである塗装焼き付け硬化性と耐常温時効性に優れた冷延鋼板およびその製造方法。【選択図】      なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．００１〜０．０１％、
Ｍｎ：０．０１〜２％、
Ｓｉ：０．００５〜０．１％、
Ｐ  ：０．００１〜０．１％、
Ｓ  ：０．００１〜０．０３％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎ  ：０．００１〜０．０１％、
Ｔｉ：０．００１〜０．１％
を含有し、かつ、Ｃ、Ｔｉ、Ｎの含有量が、
０．００２＜｛Ｃ（％）−Ｔｉ（％）／４＋６Ｎ（％）／７｝＜０．００５（ここで、Ｃ（％）、Ｔｉ（％）、Ｎ（％）は、それぞれの含有量（質量％）を示す。）
を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より構成される鋼板であって、前記鋼板の主たる組織がフェライト相であり、さらに、前記鋼板の母相と一部で整合界面を有する析出物の分布個数密度が１×１０１６〜１×１０１８個／ｃｍ３で、該析出物の最大長さが５〜５０ｎｍであることを特徴とする塗装焼き付け硬化性と耐常温時効性に優れた冷延鋼板。
【請求項２】
質量％で、
Ｃ  ：０．００５〜０．１％、
Ｍｎ：０．０１〜２％、
Ｓｉ：０．００５〜０．１％、
Ｐ  ：０．００１〜０．１％、
Ｓ  ：０．００１〜０．０３％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎ  ：０．００１〜０．０１％、
Ｔｉ：０．００１〜０．１％
を含有し、さらに質量％で、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｍｏ：０．０５〜０．３％の１種または２種以上を、合計で０．００５〜０．３％含有し、かつ、Ｃ、Ｔｉ、Ｎ、Ｖ、Ｍｏの含有量が、
０．００２＜｛Ｃ（％）−Ｔｉ（％）／４＋６Ｎ（％）／７−１２Ｖ（％）／５１−Ｍｏ（％）／４｝＜０．００５
（ここで、Ｃ（％）、Ｔｉ（％）、Ｎ（％）、Ｖ（％）、Ｍｏ（％）は、それぞれの含有量（質量％）を示す。）
を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より構成される鋼板であって、前記鋼板の主たる組織がフェライト相であり、さらに、前記鋼板の母相と一部で整合界面を有する析出物の分布個数密度が１×１０１６〜１×１０１８個／ｃｍ３で、該析出物の最大長さが５〜５０ｎｍであることを特徴とする塗装焼き付け硬化性と耐常温時効性に優れた冷延鋼板。
【請求項３】
質量％で、
Ｃ  ：０．００１〜０．０１％、
Ｍｎ：０．０１〜２％、
Ｓｉ：０．００５〜０．１％、
Ｐ  ：０．００１〜０．１％、
Ｓ  ：０．００１〜０．０３％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎ  ：０．００１〜０．０１％、
Ｔｉ：０．００１〜０．１％
を含有し、かつ、Ｃ、Ｔｉ、Ｎの含有量が、
０．００２＜｛Ｃ（％）−Ｔｉ（％）／４＋６Ｎ（％）／７｝＜０．００５（ここで、Ｃ（％）、Ｔｉ（％）、Ｎ（％）は、それぞれの含有量（質量％）を示す。）
を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より構成される鋼板に、３００〜５５０℃で熱延巻取り処理を行い、冷間圧延を常温で７０％以上９５％以下の加工条件で行ない、その後の焼鈍温度７３０〜８３０℃の焼鈍処理において、常温〜４００℃未満の温度範囲は１０〜５０℃／秒の昇温速度で焼鈍を行い、次いで、４００℃〜焼鈍温度までの温度範囲は２〜１０℃／秒の昇温速度で焼鈍を行うことを特徴とする塗装焼き付け硬化性と耐常温時効性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【請求項４】
質量％で、
Ｃ  ：０．００５〜０．１％、
Ｍｎ：０．０１〜２％、
Ｓｉ：０．００５〜０．１％、
Ｐ  ：０．００１〜０．１％、
Ｓ  ：０．００１〜０．０３％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎ  ：０．００１〜０．０１％、
Ｔｉ：０．００１〜０．１％
を含有し、さらに質量％で、
Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｍｏ：０．０５〜０．３％の１種または２種以上を、合計で０．００５〜０．３％含有し、かつ、Ｃ、Ｔｉ、Ｎ、Ｖ、Ｍｏの含有量が、
０．００２＜｛Ｃ（％）−Ｔｉ（％）／４＋６Ｎ（％）／７−１２Ｖ（％）／５１−Ｍｏ（％）／４｝＜０．００５
（ここで、Ｃ（％）、Ｔｉ（％）、Ｎ（％）、Ｖ（％）、Ｍｏ（％）は、それぞれの含有量（質量％）を示す。）
を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より構成される鋼板に、３００〜５５０℃で熱延巻取り処理を行い、冷間圧延を常温で７０％以上９５％以下の加工条件で行ない、その後の焼鈍温度７３０〜８３０℃の焼鈍処理において、常温〜４００℃未満の温度範囲は１０〜５０℃／秒の昇温速度で焼鈍を行い、次いで、４００℃〜焼鈍温度までの温度範囲は２〜１０℃／秒の昇温速度で焼鈍を行うことを特徴とする塗装焼き付け硬化性と耐常温時効性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、優れた成形性と塗装焼付け硬化性能が要求される鋼板に関する。本発明に係る鋼板は、主に自動車用鋼板として使用されるが、自動車用鋼板のみならず、家電用や建築用分野においても一般に使用されるものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車用鋼材分野における最近の課題は、燃費向上のための車体軽量化と、衝突安全性の観点からの高強度化の双方を同時に満足することであり、鋼板の薄肉化と同時に高強度化を達成する技術開発に凌ぎが削られている。しかし、高強度化は、一方で鋼板のプレス成形性を劣化させる傾向があり、自動車外板パネル系用途の部位に向けては、よりプレス成形性に優れた高強度鋼板が要望されていた。
【０００３】
このような技術分野においては、多くの鋼板が、通常１５０〜２００℃の温度範囲で塗装されて使用されることに注目し、プレス成形時には良好な成形性を示し、塗装焼付け処理を施すことにより降伏強度の上昇する特性、即ち塗装焼付け硬化性能に優れた鋼板が開発されてきた。これは、鋼中に固溶Ｃを存在させることによって、塗装焼付け時の加熱効果で、そのＣがプレス成形時に導入された転位に固着してその運動を妨げ、製品としての降伏応力が上昇するという指導原理で開発が進められてきた。この降伏応力の上昇量が、塗装焼付け硬化（ＢＨ）量である。
【０００４】
上記のメカニズムに基づいて考えれば、ＢＨ量は、一般に固溶Ｃ量を増やすことによって増加させることができるものと考えられる。しかし、単純に増加させると、成形前に、すでにスキンパスで導入された転位が固溶Ｃに固着され（常温時効）、プレス成形時に降伏点伸びによるストレッチャーストレインと呼ばれる波状の表面欠陥を生じてしまい、著しく製品特性を劣化させることになる。
【０００５】
この常温時効性の問題を克服し、耐時効性に優れた高い塗装焼付け硬化性を有する薄鋼板を実現することは長年の課題であった。
【０００６】
これまで開発されてきた超深絞り用塗装焼付け鋼板としては、特許文献１に、ＴｉとＮｂを複合添加して良好な加工性とＢＨ性を兼ね備えた極低炭素鋼板が開示されているが、そのＢＨ量は４０ＭＰａ程度であり、最近の高ＢＨ鋼板の要求には答えることができない。しかしながら、さらに固溶Ｃ量を増加させて、よりＢＨ量を確保しようとすると、常温遅時効性を劣化させてしまうという問題にぶつかり、室温近傍で存在し得る固溶Ｃ量を単純に増やすという手法では、その技術的限界にきているように思われる。
【０００７】
そこで、常温のような低温時効では粒内に拡散しない炭素捕獲サイトとして、結晶粒界に着目した技術開発が行なわれており、特許文献２、特許文献３、特許文献４他に、多数それらに関連した技術が開示されている。しかし、これらの技術には、５ｐｐｍ以上に及ぶ多くの粒界偏析炭素量を必要とする製造プロセス上の複雑さがある上に、それでもＢＨ量の増加は５０ＭＰａ程度であり、飛躍的な向上には至っていない。これは、一般に鋼板の結晶粒径が数１０μｍであるのに対し、塗装焼付け処理条件で粒界から拡散できる炭素の距離が、たかだか１μｍ程度であることを考え合わせると、結晶粒内に存在するプレス時に導入された転位に粒界偏析炭素が十分に固着できていないことを想定させる。
【０００８】
このような粒界制御技術に対し、結晶粒内に着目した技術手法として、塗装温度での析出物の溶解による炭素補給に関わる技術開発が行なわれてきた。特許文献５には鉄炭素化合物を利用した技術が開示されており、特許文献６にはＦｅ２３（Ｃ，Ｂ）６を活用した技術が開示されているが、炭素の供給源として、１５０〜２００℃の低温で炭化物の分解を制御するのは、その熱的安定性から考えて、必ずしも容易ではない。最近の市場の期待する急速な鋼材のハイテン化の流れの中では、より耐常温時効性に優れた塗装焼付け硬化能を有する鋼板が要求されている。
【０００９】
【特許文献１】
特開昭５９−３１８２７号公報
【特許文献２】
特開平６−８１１２１号公報
【特許文献３】
特開平７−３００６２３号公報
【特許文献４】
特開２００２−１２９２０号公報
【特許文献５】
特開２０００−１７８６８４号公報
【特許文献６】
特開２００１−７３０７５号公報
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
上述したように、特にパネル系自動車用鋼板に適用される成形性の良好な薄鋼板分野を代表として、昨今の強い顧客ニーズを満足させるために、常温時効性を十分に確保させながらＢＨ量を増加させることは、技術的な限界に近いところに到達していた。また、１７０℃から１６０℃、さらには１５０℃という塗装焼付け温度の低下傾向という技術動向に対しても、より低温で十分なＢＨ量を確保させることと、かつ、耐常温時効性を両立させることは困難であった。
【００１１】
本発明は、上記課題に鑑み、塗装焼付け硬化性および耐常温時効性に優れた冷延鋼板を提供することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、結晶粒内において、従来よりも飛躍的に固溶炭素を捕獲できる鋼材組織設計の研究を鋭意検討し、「鋼中析出物の整合界面の利用」という、従来のＢＨ鋼板の技術思想にはない全く新しい着眼点からの発明に至った。
【００１３】
すなわち、結晶粒界活用や炭素析出物自体の分解活用のそれぞれにおいても炭素捕獲サイトとしては量的限界が見えていたが、整合界面を利用すれば、その面積を大きくとることにより十分な炭素捕獲サイト量を確保することができ、またそれらを結晶粒内に分散させることで、結晶粒内の転位と炭素捕獲サイト（供給源）の距離を短くすることが可能となり、１５０〜２００℃での塗装焼付け時に炭素の転位への十分な供給が可能となることを見出した。
【００１４】
また、従来は、析出物を利用すると強度上昇を伴うために成形性の劣化を招いていたが、本発明者らは、強度上昇に大きな影響を与えないような分布密度や最適な大きさを鋭意検討することにより、このように優れた能力を有する析出物の満足すべき要件とその製造方法を特定することができ、本発明を完成させることに至った。
【００１５】
その要旨は以下の通りである。
（１）  質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０１％、Ｍｎ：０．０１〜２％、Ｓｉ：０．００５〜０．１％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．００１〜０．０３％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％を含有し、かつ、Ｃ、Ｔｉ、Ｎの含有量が、０．００２＜｛Ｃ（％）−Ｔｉ（％）／４＋６Ｎ（％）／７｝＜０．００５（ここで、Ｃ（％）、Ｔｉ（％）、Ｎ（％）は、それぞれの含有量（質量％）を示す。）を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より構成される鋼板であって、前記鋼板の主たる組織がフェライト相であり、さらに、前記鋼板の母相と一部で整合界面を有する析出物の分布個数密度が１×１０１６〜１×１０１８個／ｃｍ３で、該析出物の最大長さが５〜５０ｎｍであることを特徴とする塗装焼き付け硬化性と耐常温時効性に優れた冷延鋼板。
（２）  質量％で、Ｃ：０．００５〜０．１％、Ｍｎ：０．０１〜２％、Ｓｉ：０．００５〜０．１％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．００１〜０．０３％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％を含有し、さらに質量％で、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｍｏ：０．０５〜０．３％の１種または２種以上を、合計で０．００５〜０．３％含有し、かつ、Ｃ、Ｔｉ、Ｎ、Ｖ、Ｍｏの含有量が、０．００２＜｛Ｃ（％）−Ｔｉ（％）／４＋６Ｎ（％）／７−１２Ｖ（％）／５１−Ｍｏ（％）／４｝＜０．００５（ここで、Ｃ（％）、Ｔｉ（％）、Ｎ（％）、Ｖ（％）、Ｍｏ（％）は、それぞれの含有量（質量％）を示す。）を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より構成される鋼板であって、前記鋼板の主たる組織がフェライト相であり、さらに、前記鋼板の母相と一部で整合界面を有する析出物の分布個数密度が１×１０１６〜１×１０１８個／ｃｍ３で、該析出物の最大長さが５〜５０ｎｍであることを特徴とする塗装焼き付け硬化性と耐常温時効性に優れた冷延鋼板。
（３）  質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０１％、Ｍｎ：０．０１〜２％、Ｓｉ：０．００５〜０．１％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．００１〜０．０３％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％を含有し、かつ、Ｃ、Ｔｉ、Ｎの含有量が、０．００２＜｛Ｃ（％）−Ｔｉ（％）／４＋６Ｎ（％）／７｝＜０．００５（ここで、Ｃ（％）、Ｔｉ（％）、Ｎ（％）は、それぞれの含有量（質量％）を示す。）を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より構成される鋼板に、３００〜５５０℃で熱延巻取り処理を行い、冷間圧延を常温で７０％以上９５％以下の加工条件で行ない、その後の焼鈍温度７３０〜８３０℃の焼鈍処理において、常温〜４００℃未満の温度範囲は１０〜５０℃／秒の昇温速度で焼鈍を行い、次いで、４００℃〜焼鈍温度までの温度範囲は２〜１０℃／秒の昇温速度で焼鈍を行うことを特徴とする塗装焼き付け硬化性と耐常温時効性に優れた冷延鋼板の製造方法。
（４）  質量％で、Ｃ：０．００５〜０．１％、Ｍｎ：０．０１〜２％、Ｓｉ：０．００５〜０．１％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．００１〜０．０３％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％を含有し、さらに質量％で、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｍｏ：０．０５〜０．３％の１種または２種以上を、合計で０．００５〜０．３％含有し、かつ、Ｃ、Ｔｉ、Ｎ、Ｖ、Ｍｏの含有量が、０．００２＜｛Ｃ（％）−Ｔｉ（％）／４＋６Ｎ（％）／７−１２Ｖ（％）／５１−Ｍｏ（％）／４｝＜０．００５（ここで、Ｃ（％）、Ｔｉ（％）、Ｎ（％）、Ｖ（％）、Ｍｏ（％）は、それぞれの含有量（質量％）を示す。）を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より構成される鋼板に、３００〜５５０℃で熱延巻取り処理を行い、冷間圧延を常温で７０％以上９５％以下の加工条件で行ない、その後の焼鈍温度７３０〜８３０℃の焼鈍処理において、常温〜４００℃未満の温度範囲は１０〜５０℃／秒の昇温速度で焼鈍を行い、次いで、４００℃〜焼鈍温度までの温度範囲は２〜１０℃／秒の昇温速度で焼鈍を行うことを特徴とする塗装焼き付け硬化性と耐常温時効性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【００１６】
【発明の実施の形態】
本発明における析出物に関する詳細な説明、および鋼材成分組成を上述のように限定する理由について説明する。さらに、製造条件についても説明するが、目的とする析出物を有する薄鋼板を実現でき、その効果を発現できるものであれば、ここに開示した製造方法に限定されるものではない。
【００１７】
まず、本発明において、整合析出物界面に着目した理由について説明する。
【００１８】
一般に、塗装焼付け硬化能を高めるためには、１５０〜２００℃の塗装適用温度域の中でも現在の主流の塗装条件である１７０℃で２０分間の処理時間の間に、炭素が転位へ拡散し、転位を固着することができる炭素量を増やすことが望ましい。
【００１９】
しかしながら、冷延鋼板中の固溶炭素量を増やすだけでは、スキンパス時に導入される転位にその炭素が固着してしまうので、十分なＢＨ特性を発現することができない。これに対して、母材と比較的優れた整合性を有する界面を持つ析出物を分散させた場合に、優れた時効性と塗装焼付け硬化性の双方を満足することがわかった。エネルギー的に考察してみると、転位や粒界、そして一般の非整合析出物界面は、炭素からみると同程度の深い準位のトラップサイトであるが、整合界面では、転位よりも浅い準位の捕獲サイトが実現しているのではないかと、本発明者らは推察している。
【００２０】
ところで本発明では、上記のような特徴を持つ界面を整合界面と分類した。ここで「整合界面」という定義であるが、これを厳密に決定するのは学問上難しい。一般に、析出物は、大きさが小さい時には母材との原子レベルでの整合性を保とうして析出を開始するが、成長が進むにつれて、その整合性が維持できないようになり、転位の導入、または自身の結晶格子回転などがおきて非整合化していくと考えられているので、どの段階で「整合界面」とするかは、議論の分かれるところとなるからである。
【００２１】
そこで、本発明においては、フェライト中のある析出物界面に注目した場合、電子顕微鏡観察により、析出物の特定界面と、母相の特定結晶面が互いに２度以内の角度の範囲内で平行となる方位関係を有する界面と定義する。これは、高分解能電子顕微鏡観察法による析出物と母材界面の格子整合性の直接観察、或いは、析出物と母材を同時に含む界面領域からの電子線回折法により、確認することができる。本発明では、これらの界面を「整合界面」とよび、そのような界面を持つ析出物を本発明の整合界面を有する析出物とする。
【００２２】
さらにこのような整合界面を有する析出物を電子顕微鏡法と併用して鋭意検討した結果、ＴｉＣ、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、Ｖ４Ｃ３やＭｏ２Ｃのような炭窒化物の多くは、フェライト相の｛１００｝面などと整合界面を有し、本発明の析出物として適していることが判った。
【００２３】
なお、電子顕微鏡によるこれらの析出物の観察であるが、得られた鋼材から、例えば１０×２０ｍｍのサイズに切断加工後、機械研磨などで厚みを０．１ｍｍほどに薄くし、さらに電解研磨や化学研磨により全体厚みを５０μｍ程度と薄くし、その後、３ｍｍφのディスク状に打ち抜いたものを電子顕微鏡観察用試料とする。その中心部をジェット研磨法等で穴を開け、０．２μｍ程度の極薄部を電子顕微鏡観察する。
【００２４】
ジェット研磨法以外にも、さまざまな電解研磨法を含む試料作製法があるが、薄片試料が得られ、析出物の個数を測定することができる試料作製方法であれば何れを用いても構わない。
【００２５】
次に、本発明における析出物の分布個数密度であるが、微細析出物が１×１０１８個／ｃｍ３を超えて結晶粒内に存在すると、転位との相互作用により材料強度の増加をもたらし、成形時の加工性劣化を引き起こしてしまう。特に整合性のよい析出物の場合は、それだけ転位との相互作用力は高いので、大量に析出させることができない。そこで、析出物が効果を発現されるための下限と、強度増加をもたらさないための上限を設定し、フェライト相中での個数分布として、１×１０１６〜１×１０１８個／ｃｍ３の範囲とした。さらにより好ましくは１×１０１７〜１×１０１８個／ｃｍ３である。
【００２６】
本発明における析出物個数の求め方であるが、電子顕微鏡観察などによるミクロ組織解析結果より概算して求めることになる。電子顕微鏡観察は析出物の大きさにより異なるが、１万〜１０万倍程度で行い、１０μｍ×１０μｍ領域、或いは、５μｍ×５μｍ、さらには１μｍ×１μｍ領域における析出物像を観察しながら個数を求め、試料厚みが０．１〜０．２μｍであることを考慮して全体の分布個数密度を換算する。
【００２７】
次に、析出物の大きさであるが、５〜５０ｎｍと規定する。あまり小さすぎると、界面に捕獲できる炭素量が少ないため、本発明の目的をより容易に達成する手段として、長さ方向の最小値として５ｎｍと規定した。また、大きすぎても界面の整合性が保ちにくくなるため、最大値として５０ｎｍと規定した。より好ましくは３０ｎｍ以下がよい。ここで、析出物の長さであるが、板状析出物の場合は、板面における２点間の最大距離を最大長さと定義し、針状析出物の場合は、長さ方向を最大長さと定義した。析出物が大きい場合は、その個数は少なくなり、逆に小さい場合は、その個数は多くなる傾向がある。
【００２８】
次に本発明の薄鋼板の成分限定理由について説明する。なお、成分量の％の単位は、質量％を示す。
【００２９】
Ｃは、鋼板の強度を制御するために用いられるが、鋼板にＶやＭｏを添加せず、ＶやＭｏ系炭化物を形成させない場合は、０．０１％を超えると部材としての成形性を劣化させたり、本発明において重要なＢＨ量と常温遅時効性の両立が難しくなるので、炭素上限量として０．０１％を設定した。さらに、より厳しい成形性が要求される部材には０．００５％を上限とするのが望ましい。下限は、現実的な製造コスト上の制約から、０．００１％とした。一方で、後述のように、鋼板にＶやＭｏを添加して、ＶやＭｏ系炭化物を整合析出物として形成させる場合は、そのためのＣ量が必要となるので、上限を０．１％とし、かつ、後述のＴｉ、Ｎ、Ｖ、Ｍｏの各元素との構成式を満足させる必要がある。下限についても析出物を形成させる必要性から、０．００５％とした。
【００３０】
Ｍｎは、固溶体強化元素としてフェライト鋼の強度を調整するために添加するが、同時に、製鋼段階でのＳをＭｎＳとして固定するために重要な元素であり、０．０１％以上を添加する。しかし、本発明においては成形性が重要であり、過剰のＭｎは成形性を劣化させるので、上限を２％とする。
【００３１】
Ｓｉは、同様に固溶体強化元素としてフェライト鋼の強度を調整するために添加する。ただし、０．１％より多くの添加は、表面性状の劣化を招くので０．１％を上限とした。特に、パネル用部材として、合金化溶融亜鉛めっき処理が施された時などに、その悪影響は顕著である。また、０．００５％未満では、製鋼での製造上のコストアップを生じるため、実質的な下限として０．００５％と設定した。
【００３２】
Ｐは、Ｓｉ、Ｍｎと同様に強度を上昇させる固溶元素であり、また安価なので組み合わせにより鋼材の強度をコントロールするために用いられる。ここでは、製造コストアップを避ける観点から、現実的な下限を０．００１％とした。ただし、添加量が０．１％を超えると、プレス成形性能の劣化を引き起こしたりするので、上限を０．１％とした。
【００３３】
Ｓは、現在の製鋼プロセスでは、止むを得ず入り込む性格のものであり、熱間割れの発生を抑制したり、加工性を低下させないために、上限として０．０３％と規定する。下限は、製造上の観点から０．００１％とした。
【００３４】
Ａｌは、脱酸調整元素として使われるので、０．０１％以上は必要である。一方で、不要な酸化物を増加させないために、上限を０．１％とした。ただし、特に優れた成形性が求められる場合は、０．０３％以下が望ましい。
【００３５】
Ｎは、０．０１％を超えて添加すると固溶状態で残るＮ量が増え、鋼板の耐時効特性が悪くなるので、上限を０．０１％とした。下限は、製造上のコストアップの観点から、０．００１％とした。
【００３６】
次にＴｉであるが、これらは一般に強い炭化物形成元素として知られる。また一方で、高温で窒化物を形成することにより、固溶Ｎの低減にも有効である。そのため、０．００１％以上を添加する必要がある。ただし、炭窒化物を必要以上に作り過ぎないように、上限を０．１％とした。
【００３７】
本発明における最重要ポイントは、整合界面を有する炭窒化物をフェライト相中に作りながら、その整合界面に、塗装焼付け時にはそこから離れて、転位の深いトラップサイトへ移動することができる炭素を偏析させておくことである。そのためには、予め、過剰炭素を鋼中に存在させる成分設計がスラブ製造時に必要である。この観点から、ＴｉＮやＴｉＣ、或いはＴｉ（Ｃ，Ｎ）として補足されない過剰炭素量を決める式として、以下の条件式を満足させることが必要である。
【００３８】
０．００２＜｛Ｃ（％）−Ｔｉ（％）／４＋６Ｎ（％）／７｝＜０．００５
（ここで、Ｃ（％）、Ｔｉ（％）、Ｎ（％）は、それぞれの元素の質量％を示す。）
また、さらに、本発明においては、上記元素に加えて、必要に応じてＶ、Ｍｏの１種または２種以上を添加する。
【００３９】
Ｖ、Ｍｏは、整合界面を持つ析出物をより形成させやすくするために添加する重要な元素群であるが、これらの微細析出物は、一般に転位との相互作用により鋼材強度を上げると考えられている。そこで析出物を形成させるために、Ｖの下限を０．００５％とし、Ｍｏの下限を０．０５％とした。Ｍｏについては固溶度が大きいため、望ましくは０．１％以上とする。また、不必要に析出強化作用が発現したり、また多量の析出により加工特性が劣化するのを抑制する目的で、Ｖの上限を０．１％とし、Ｍｏの上限を０．３％と設定した。また、一般に、鋼中では一種類の金属元素と炭素との単独炭化物として析出する場合もあるが、その製造条件履歴により、複雑な混合析出物となる場合も多い。そのような複合析出の場合でも、全体でのＶ＋Ｍｏ濃度が０．３％以下となるように設定した。
【００４０】
なお、ＶやＭｏを添加した場合における整合析出物の代表例は、ＶＣとＭｏ２Ｃであり、これらの炭化物を析出せることを考慮して、余剰炭素を０．００２質量％超０．００５質量％未満の範囲で存在させるような成分設計が必要である。そのため、ＶまたはＭｏの１種以上を含む場合は、以下の条件式を満足させることが必要である。
【００４１】
０．００２＜｛Ｃ（％）−Ｔｉ（％）／４＋６Ｎ（％）／７−１２Ｖ（％）／５１−Ｍｏ（％）／４｝＜０．００５
（ここで、Ｃ（％）、Ｔｉ（％）、Ｎ（％）、Ｖ（％）、Ｍｏ（％）は、それぞれの元素の質量％を示す。）
また、本発明においては、Ｂについての制限は設けていないが、一般にこの分野での冷延鋼板において、Ｂは２次加工脆化の防止に有効な元素として知られているので、質量％で、０．００２％以下の範囲で添加する場合もある。０．００２％を超えて添加してもその効果が飽和してしまうので、これを上限とする。
【００４２】
次に製造条件について説明する。
【００４３】
製鋼段階において、上述の本発明に係る規定の組成成分に制御された溶鋼に対し、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなど、汎用的に使用される種々の方法でスラブを製造する。また、連続鋳造−直接圧延のようなプロセスも可能である。
【００４４】
熱延前の鋼材の加熱は、十分に組成が均一であるように溶体化がなされればよく、１１００℃以上に加熱されればよい。また、一般に、スケール制御や、生産性の観点からは、１３００℃以下で加熱される。
【００４５】
次に、熱延温度であるが、材料強度とロールへの反力の関係で決めていくことも多いが、一般にはオーステナイト域で熱延を完了することが多く、仕上げ温度はＡｃ３点温度以上で行なわれる。
【００４６】
巻き取り温度については、高温で巻き取ると析出物が大きくなってしまうために、低温巻き取り条件とする。具体的には、５５０℃以下３００℃以上とした。３００℃の下限値は、設備制約上からきている。巻き取り後はそのまま常温まで徐冷される。本発明の巻取り温度は、通常よりも低い温度範囲であるが、巻き取り温度を低くする目的のひとつに、仕上げ熱延後の冷却工程で析出物を生成・成長させない点がある。従って、そのためには、仕上げ熱延後に水冷するなどの方法も考えられる。この場合の冷却速度は、仕上げ温度から巻き取り時までの間で、２５℃／秒以上であることがよく、好ましくは５０℃／秒以上、さらに好ましくは１００℃／秒以上である。
【００４７】
常温まで冷却後は、一般的な酸洗によりスケールを除去した後、冷間圧延が行われるが、特に本発明においては転位を大量に導入することが望ましく、７０％以上の加工条件で行なう。特に強加工のために、好ましくは８０％以上、さらに好ましくは８５％以上とすることが望ましい。製造上の問題から、上限は９５％と設定した。
【００４８】
次に、連続焼鈍プロセスに入るが、中間温度域で、転位への微細析出現象を利用するため、４００℃未満までは１０〜５０℃／秒と設備設計にあわせた加熱速度で構わないが、４００℃から７００〜８００℃の均熱帯までは、ゆっくりと加熱する。その条件は、２℃／秒以上１０℃／秒以下が望ましい。
【００４９】
そして焼鈍帯では、再結晶と集合組織制御を目的とした焼鈍になるが、３０秒以上１５０秒以下の保持条件で行われる。３０秒未満だと集合組織制御が不十分であり、１５０秒以上では析出物の粗大化がおきてしまう。その後は、一般的な工程に従い、常温まで急速に冷却すればよい。この冷却速度は、少なくとも３０℃／秒以上、ただし設備技術的な制約から１５０℃／秒以下とする。
【００５０】
このようにして得られた鋼板は優れた成形性を有し、塗装焼き付け硬化性と耐常温時効性に優れた冷延鋼板を本発明の製造方法により得ることができる。なお、パネル系部材として使われることが多い本発明に係る冷延鋼板は、多くの場合、電気めっきや溶融めっき法により、表面に亜鉛めっきが施されることが多い。本発明に係る冷延鋼板は、このような溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき鋼板としても優れた性能を発揮する原板である。
【００５１】
なお、合金化溶融亜鉛めっき処理を併せて行なう場合には、上記の焼鈍後の冷却工程で、４００〜５００℃まで冷却後、直ちに溶融亜鉛ポットに２〜５秒の間浸漬し、引き続いて４５０〜５５０℃の温度範囲で３〜３０秒の熱処理を行ない、鉄と亜鉛の合金化反応を行なわせる。その後、常温まで冷却し、表面性状に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。
【００５２】
最後に形状矯正のため、圧下率３％以下の範囲での調質圧延を常温にて行なう。３％を超えると、降伏強度が高くなりすぎるのでこれを上限とする。また好ましくは２％以下であり、さらに好ましくは１％以下である。
【００５３】
本発明によって得られる冷延鋼板の組織は、主組織がフェライト相であり、全体の体積分率で９０％以上である。残りの部分については、パーライト相であったり、一部、残留オーステナイト相が存在していても構わない。また、マルテンサイトが出現していても問題はない。ただ、機械的特性の多くをこのフェライト相で担うため、好ましくは全体の体積分率の９５％以上である。
【００５４】
【実施例】
以下に、本発明を実施例に基づいて、具体的に説明するが、本発明は実施例に限定されるものではない。
【００５５】
表１に示す組成を有する鋼を溶製し、スラブ加熱温度１１５０〜１３００℃、仕上げ温度９１０〜９６０℃、巻き取り温度を２５０〜６５０℃で熱間圧延を施し、２〜３ｍｍ厚みの鋼板とした。次に、連続焼鈍ラインを用いて、鋼板を酸洗後、冷延圧下率６５〜９５％で冷間圧延し、０．６〜０．８ｍｍ厚みの鋼板とした。強加工することが本発明上では重要である。
【００５６】
引き続き、焼鈍を施したが、ここでの昇温工程も本発明の析出物制御において重要であり、常温〜４００℃までの昇温速度を、１５〜４５℃／秒に変化させ、次に、４００℃〜焼鈍温度までを、２〜１５℃／秒で変化させて実験を行なった。焼鈍温度での保持時間は、６０〜１２０秒間の間で行い、再結晶と集合組織形成を完了させた。引き続いて、冷却速度５０〜１５０℃／秒で常温まで冷却した。実施した製造条件の組み合わせを表２に示す。
【００５７】
次に、圧下率１％の調質圧延率を施した後、ＪＩＳ５号引っ張り試験片を採取して、応力−歪み特性を測定し、フェライト組織中に存在する主な析出物の種類、これらのフェライト相との整合性、最大長さを測定した。さらに、５万〜１０万倍の電子顕微鏡倍率で、主な析出物の個数を１０μｍ×１０μｍ領域、および１μｍ×１μｍ領域で測定し、膜厚を０．１μｍで計算して、全体の個数分布密度を求めた。さらに、降伏強度、引張り強度を測定し、ＢＨ硬化量、および１００℃１時間の促進時効条件下での降伏点伸びの測定を行った。ＢＨ硬化量は、予歪み２％の応力と、その試験片の１７０℃で２０分処理後の引張り試験時の降伏強度の差とした。得られた機械的性質と関連する微細組織を併せて表３に示す。
【００５８】
また、電子顕微鏡観察により調べた析出物のサイズについては、その分布状態を図１に示すが、図１に明確に示されるように、析出物が大きくなればその個数密度は小さくなり、析出物が小さければ、個数密度は大きくなる。本発明では、析出物のサイズと個数について、それぞれの範囲しか規定していないが、結果として、図１に斜線で示す範囲の析出物が本発明の範囲にあたることになる。
【００５９】
表３からわかるように、本発明の整合界面を有する析出物を分散させた実施例１〜７の冷延鋼板は、５０ＭＰａ以上の優れた焼き付け硬化性を有し、かつ、１００℃１時間時効の促進時効実験後の降伏点伸びもほとんど見られず、安定した耐常温時効性を有することがわかった。これに対して、比較例１〜１１の冷延鋼板は、焼付け硬化量が５０ＭＰａ未満、１００℃１時間時効の促進実験後の降伏点伸びが見られることの、いずれか１つ以上の条件を満たしており、耐常温時効性は安定していないことがわかった。
【００６０】
本発明の冷延鋼板は、成形性に優れたＩＦ鋼に含まれる領域であり、その引っ張り強度としても２７４〜３９１ＭＰａのものが得られ、目的に応じた強度レンジの選択ができることもわかった。
【００６１】
【表１】
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【００６２】
【表２】
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【００６３】
【表３】
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【００６４】
【発明の効果】
本発明により、塗装焼付け硬化性と常温遅時効性に優れた冷延鋼板を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】析出物の整合界面部の長さと個数の分布を示す図である。
【図１】
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