(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．００４０質量％以下、
Si：０．２質量％以下、
Mn：１．０質量％以下、
Ｐ：０．０１５質量％以下、
Ｓ：０．００３５質量％以下、
Al：０．０２質量％以下および
Ｎ：０．００５０〜０．０２５０質量％
を含み、さらに〔Ｎ質量％〕／〔Al質量％〕が０．３以上、かつ固溶状態のＮが０．００１０質量％以上０．０１５０質量％以下であり、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成と、平均結晶粒径３０μｍ以下の組織とを有することを特徴とする歪み時効硬化特性に優れた深絞り用熱延鋼板。
【請求項２】
請求項１において、成分組成としてさらにTi：０．０１〜０．０４質量％を含むことを特徴とする歪み時効硬化特性に優れた深絞り用熱延鋼板。
【請求項３】
請求項１または２において、成分組成としてさらに、Ｂ：０．０００２〜０．００１５質量％を含むことを特徴とする歪み時効硬化特性に優れた深絞り用熱延鋼板。
【請求項４】
請求項１、２または３において、成分組成としてさらに、Cr：０．１〜１．０質量％を含むことを特徴とする歪み時効硬化特性に優れた深絞り用熱延鋼板。
【請求項５】
Ｃ：０．００４０質量％以下、
Si：０．２質量％以下、
Mn：１．０質量％以下、
Ｐ：０．０１５質量％以下、
Ｓ：０．００３５質量％以下、
Al：０．０２質量％以下および
Ｎ：０．００５０〜０．０２５０質量％
を含み、〔Ｎ質量％〕／〔Al質量％〕が０．３以上であり、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するスラブを、１１００℃以上１２８０℃以下に加熱したのち粗圧延を施し、次いで仕上圧延を仕上圧延出側温度：８５０〜９２０℃にて施し、該仕上圧延に引き続く０．５秒以内に冷却速度２０℃／ｓ以上で冷却してから、３５０〜５５０℃の温度で巻き取ることを特徴とする歪み時効硬化性に優れた深絞り用熱延鋼板の製造方法。
【請求項６】
請求項５において、スラブは、さらにTi：０．０１〜０．０４質量％、Ｂ：０．０００２〜０．００１５質量％およびCr：０．１〜１．０質量％のいずれか１種または２種以上を含む成分組成を有することを特徴とする歪み時効硬化特性に優れた深絞り用熱延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、時効処理後に降伏応力並びに引張強さの大幅な増加が図れる、いわゆる歪み時効硬化特性に優れた深絞り用熱延鋼板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
例えば、自動車の構造部材や足まわり部品において特に深絞り性が要求される部品には、板厚が２mm程度以上と比較的に厚くかつ軟質である、深絞り用熱延鋼板が供されている。この深絞り用熱延鋼板において深絞り性に影響を与える因子は、冷延鋼板の場合がｒ値であるのと異なり、むしろ延性が重要とされており、全伸びで４５％程度以上が要求されている。
【０００３】
一方、昨今の地球環境問題を発端とする排出ガス規制に関連し、自動車等の車体重量の軽減は極めて重要な問題となっている。この車体重量の軽減のためには、鋼板強度を高めて鋼板板厚を低減することが有効である。しかし、強度上昇は延性の低下を招いて深絞り性に悪影響を及ぼすために、要求される深絞り加工性が損なわれることが問題となる。
【０００４】
この問題に対して、鋼板の歪み時効による強度上昇を利用して、軟質な状態でプレス成形を行い、その後の塗装焼付け処理により強度の上昇を図って、成形性と強度とを両立する、試みが種々なされている。
例えば、特開２０００−２９７３５０号公報には、Ｃ：０．０１〜０．１２質量％およびＮ：０．００３〜０．０２質量％を含み、固溶Ｎ量が０．００３質量％〜０．０１質量％であり、結晶粒径８μm以下のフェライト相を主相とする組織を有し、さらにフェライト結晶粒界に存在する平均固溶Ｎ濃度とフェライト結晶粒内に存在する平均固溶Ｎ濃度との比を所定範囲とすることにより、加工−塗装焼き付け処理後に引張り強さが増加し、耐常温時効性にも優れる高張力熱延鋼板について開示されている。
【０００５】
また、ドラム缶用熱延鋼板に関して、特開平１１−８０８８９号公報には、０．００５０〜０．０２質量％のＮを含有する鋼板において、Ｎによる歪み時効硬化を活用して成形後に高強度化することが提案されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記の従来技術はいずれも、熱延鋼板において深絞り性を確保するのに不可欠である延性に関しては、未だ不十分であり、上述した使途に代表される、厳しい深絞り成形を伴う部品の素材として、十分な特性をそなえているとは言い難い。
【０００７】
そこで、この発明は、上記問題に鑑みて、優れた深絞り成形性と必要充分な強度を両立させた熱延鋼板について、その有利な製造方法に併せて提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、上記の課題を解決するための手段について鋭意究明した結果、以下の知見を得るに至った。
すなわち、この発明で所期する高い加工性を有する熱延鋼板の分野において、従来は積極的に利用されることの少なかったNを活用して歪み時効硬化を発現させ、かつ鋼成分および組織を適正化し、かかる鋼成分元素の作用を有利に発現させることにより、高加工性を確保しつつ大きな歪み時効硬化現象を有利に活用することができ、高い深絞り加工性と成形後の高強度化を容易に両立できることを見出した。
【０００９】
また、発明者らは、Ｎによる歪み時効硬化現象を、例えば自動車の塗装焼付け工程等を利用し、同時に成形性を考慮してＣ含有量を低くした成分系で問題とされやすい、耐２次加工脆性を良好にするためには、添加成分量の適性化に加えて、熱延条件を適正化して鋼板の微視組織を制御することが有効であることを見出した。
【００１０】
さらに、Ｎによる歪み時効硬化現象を安定して発現させるためには、特にAl含有量をＮ含有量に応じて制御することが重要であることも見出した。
この発明は、これらの知見に基づいてなされたものであり、その要旨とするところは以下に示す通りである。
【００１１】
（１）Ｃ：０．００４０質量％以下、Si：０．２質量％以下、Mn：１．０質量％以下、Ｐ：０．０１５質量％以下、Ｓ：０．００３５質量％以下、Al：０．０２質量％以下およびＮ：０．００５０〜０．０２５０質量％を含み、さらに〔Ｎ質量％〕／〔Al質量％〕が０．３以上、かつ固溶状態のＮが０．００１０質量％以上０．０１５０質量％以下であり、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成と、平均結晶粒径３０μｍ以下の組織とを有することを特徴とする歪み時効硬化特性に優れた深絞り用熱延鋼板。
【００１２】
（２）上記（１）において、成分組成としてさらにTi：０．０１〜０．０４質量％を含むことを特徴とする歪み時効硬化特性に優れた深絞り用熱延鋼板。
【００１３】
（３）上記（１）または（２）において、成分組成としてさらに、Ｂ：０．０００２〜０．００１５質量％を含むことを特徴とする歪み時効硬化特性に優れた深絞り用熱延鋼板。
【００１４】
（４）上記（１）、（２）または（３）において、成分組成としてさらに、Cr：０．１〜１．０質量％を含むことを特徴とする歪み時効硬化特性に優れた深絞り用熱延鋼板。
【００１５】
（５）Ｃ：０．００４０質量％以下、Si：０．２質量％以下、Mn：１．０質量％以下、Ｐ：０．０１５質量％以下、Ｓ：０．００３５質量％以下、Al：０．０２質量％以下およびＮ：０．００５０〜０．０２５０質量％を含み、〔Ｎ質量％〕／〔Al質量％〕が０．３以上であり、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するスラブを、１１００℃以上１２８０℃以下に加熱したのち粗圧延を施し、次いで仕上圧延を仕上圧延出側温度：８５０〜９２０℃にて施し、該仕上圧延に引き続く０．５秒以内に冷却速度２０℃／ｓ以上で冷却してから、３５０〜５５０℃の温度で巻き取ることを特徴とする歪み時効硬化性に優れた深絞り用熱延鋼板の製造方法。
【００１６】
（６）上記（５）において、スラブは、さらにTi：０．０１〜０．０４質量％、Ｂ：０．０００２〜０．００１５質量％およびCr：０．１〜１．０質量％のいずれか１種または２種以上を含む成分組成を有することを特徴とする歪み時効硬化特性に優れた深絞り用熱延鋼板の製造方法。
【００１７】
なお、上記歪み時効特性は、引張り歪み５％の予変形後に１７０℃の温度に２０分間保持する条件にて時効処理した際、この時効処理の前後における変形応力増加量（以下、ＢＨと記す：ＢＨ＝時効処理後の降伏応力−時効処理前の予変形応力）と、同様に時効処理の前後における引張り強さの増加量（以下、ΔTSと記す：ΔTS＝時効処理後の引張強さ−予変形前の引張り強さ）とで評価される。そして、この発明において、「歪み時効特性に優れた」とは、上記ＢＨが80Mpa以上、かつΔTSが40Mpa以上であることを意味する。
【００１８】
【発明の実施の形態】
次に、この発明の深絞り用熱延鋼板について、まず、鋼組成の各成分量の限定理由から順に、詳しく説明する。
Ｃ：０．００４０質量％以下
この発明で所期するような高い加工性を確保するためには、鋼組織をフェライト単相とすることが好ましく、Ｃ量が０．００４質量％を超えると、フェライト単相組織を安定して得ることが難しくなり、延性の劣化をまねくおそれがあるため、Ｃ量の上限を０．００４０質量％とする。なお、Ｃ量が低いほど延性の確保は容易にあるが、一方でＣ量が少なくなると、結晶粒径が粗大化しやすくなり、後述するような結晶粒径２５μｍ以下を達成し難くなる可能性があるため、Ｃ量は０．０００５質量％以上とすることが好ましい。
【００１９】
Si：０．２質量％以下
Siは、フェライト組織を強化し過ぎて延性を低下させるとともに、この発明に従う組成の鋼においては、Ｎと結合して歪み時効硬化特性を低下させるため、０．２質量％以下に制限する必要がある。
【００２０】
Mn：１．０質量％以下
Mnは、変態点を低下させて、オーステナイト単相での仕上げ圧延完了を容易にして組織を均質とするのに有効であり、また結晶粒の微細化にも有効であるために、適量、好ましくは０．１質量％以上を添加をすることができる。しかしながら、多量に添加すると、フェライト地を強化して延性を低下する原因となるため、上限を１．０質量％とする。
【００２１】
Ｐ：０．０１５質量％以下
Ｐは、粒界に偏析して鋼の粒界強度を低下させて耐２次加工脆性を劣化させるとともに、鋼中で偏析する傾向が強いために、鋼板の異方性を大きくし深絞り加工性を低下させることから、その含有量は少ない程好ましく、０．０１５質量％以下とする。
【００２２】
Ｓ：０．００３５質量％以下
Ｓは、粒界に偏析して鋼の粒界強度を低下させ、耐２次加工脆性を劣化させるため、上限を０．００３５質量％とする。
【００２３】
Al：０．０２質量％以下
Alは、鋼の脱酸剤として添加され、鋼の清浄度を向上させるのに有効な元素であり、鋼の組織を微細化するためにも添加が望ましい元素であり、好ましくは０．００５質量％以上で添加する。しかし、０．０２質量％を超えると、この発明に従う鋼組成では、歪み時効硬化に必要な固溶N量を確保することが困難になる。従って、Alは０．０２質量％以下とする。なお、材質安定性の観点からは、０．０１６質量％以下の範囲とすることがより好ましい。
【００２４】
Ｎ：０．００５０〜０．０２５０質量％
Ｎは、この発明において最も重要な成分元素である。すなわち、Ｎを適量添加して製造条件を制御することにより、母板（熱延ままの状態）において固溶状態のＮを必要かつ充分な量で確保することができ、BH：８０Mpa以上およびΔTS：４０Mpa以上という、この発明で所期する鋼板の機械的性質に関する要件を安定して満足することができる。なお、Ｎが０．００５０質量％未満では、上記の強度上昇効果が安定して現れにくい。一方、Ｎが０．０２５０質量％を超えると、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が多発するようになる。従って、Ｎは０．００５０〜０．０２５０質量％の範囲とした。さらに、製造工程全体を考慮した材質の安定性並びに歩留まり向上の観点からは、０．００７０〜０．０１７０質量％がより好ましい。
【００２５】
固溶状態でのＮ：０．００１０質量％以上０．０１５０質量％以下
Ｎによる歪み時効硬化を充分に発揮させる、すなわち熱延鋼板におけるＢＨを８０Mpa以上およびΔＴＳを４０Mpa以上とするには、熱延鋼板中に固溶状態のＮが０．００１０質量％以上存在する必要がある。ここで、固溶Ｎ量は、鋼中の全Ｎ量から析出Ｎ量を差し引いて求めることができる。ここで、析出Ｎの抽出には電解法を用いることとする。すなわち、抽出残渣を化学分析して、抽出残渣中のＮ量を求め、析出Ｎ量を同定する。なお、材質の安定性の観点からは、固溶Ｎ量は０．００３０質量％以上とするのが好ましい。一方、０．０１５０質量％を超えて含有すると、室温時効による延性の低下が顕著となるため、固溶状態でのＮ量の上限は０．０１５０質量％とする。
【００２６】
〔Ｎ質量％〕／〔Al質量％〕が０．３以上
前述のように、製造条件の変動によらず安定して固溶Ｎを０．００１０質量％以上残すには、Ｎを強力に固定する元素であるAlの量を制限する必要がある。すなわち、Alを０．０２質量％以下とし、かつ〔Ｎ質量％〕／〔Al質量％〕を０．３以上とし、さらには仕上圧延後の冷却条件および巻き取り条件を後述する範囲とすることにより、熱延後の固溶Nが０．００１０質量％以上とすることが初めて可能になるのである。従って、〔Ｎ質量％〕／〔Al質量％〕は０．３以上とする必要がある。
【００２７】
以上の基本組成に加えて、さらに必要に応じて、Ti、ＢおよびCrのいずれか1種または2種以上を添加することができる。各成分の添加量の限定理由は次のとおりである。
Ti：０．０１〜０．０４質量％
Tiは、仕上げ圧延前のオーステナイト粒径の微細化により、熱延板のフェライト結晶粒径を微細にする効果があり、適宜添加することができる。Ti量は０．０１質量％以上でその効果が顕著になり、一方０．０４質量％より多い場合には歪み時効硬化に寄与する固溶Ｎの確保が困難になる上、固溶Ｃが全く残留しなくなり耐２次加工脆性を劣化させる。従って、Tiは、０．０１〜０．０４質量％の範囲とすることが好ましい。
【００２８】
Ｂ：０．０００２〜０．００１５質量％
Ｂは、脆性遷移温度を低下させて耐２次加工脆性を改善する効果があるため、適宜添加することができる。この効果は、０．０００２質量％以上で顕著になる。一方、０．００１５質量％を超えると、効果が飽和するばかりでなく深絞り加工性を低下させることになる。従って、Ｂを添加する場合は、その含有量を０．０００２〜０．００１５質量％とすることが好ましい。
【００２９】
Cr：０．１〜１．０質量％
Crは、炭化物の存在形態の変化により局部延性を向上させるとともに、変態点を低下させてオーステナイト単相での仕上げ圧延完了を容易とするとともに、結晶粒の微細化に有効であるため、適宜添加をすることができる。この効果は、０．１質量％以上で顕著になり、一方１．０質量％より多い場合にはフェライト地を強化して延性を低下させることになる。従って、Crを添加する場合は、その含有量を０．１〜１．０質量％とすることが好ましい。
【００３０】
次に、鋼板の組織について詳述する。
平均結晶粒径３０μｍ以下
上記した組成に成る鋼は、フェライト単相鋼であり、この発明ではフェライトの平均結晶粒径を３０μｍ以下とすることが肝要である。すなわち、平均結晶粒径が３０μｍを超える場合は、上述の成分組成とし固溶Ｎ量を確保してもなお、所定の歪み時効硬化現象を発揮することが難しい。
すなわち、結晶粒の微細化は、粒界面積を増大させ、粒界に存在する固溶Ｎを増大させる。加工の際、転位は粒界近傍にて発生し易いため、時効硬化が効果的に発現することになる。平均結晶粒径が３０μｍを超えて粗大化すると、粒界に存在する固溶Ｎ量が少なくなりすぎ、時効硬化に効果的に作用する固溶Ｎ量が少なくなりすぎるため、所定の歪み時効硬化現象を発揮することが難しくなるものと考えられる。
【００３１】
また、平均結晶粒径が３０μｍを超えると、低温における脆化割れの破面単位が顕著に大きくなり耐２次加工脆性を劣化させる。従って、平均結晶粒径は３０μｍ以下に限定した。なお、これら効果をより高位に安定させるためには、平均結晶粒径を２０μｍ以下とすることが好ましい。
ここで、結晶粒径としては、断面写真からＡＳＴＭに規定の求積法によって算出したものを用いる。
【００３２】
次に、この発明の熱延鋼板を製造するための条件について詳しく述べる。
この発明の熱延鋼板は、基本的に、上記したＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ａｌ，Ｎ，［Ｎ質量％］／［Ａｌ質量％］を満足する成分組成になる鋼スラブを加熱したのち、粗圧延、次いで仕上圧延を施して冷却して巻き取る、熱延工程により製造することを基本とする。この熱延条件を以下のように規定することが肝要である。
【００３３】
スラブ加熱温度：１１００℃〜１２８０℃
スラブ加熱温度が１１００℃より低いと、鋼中のＮとAlあるいはさらにTiとの析出物の形成が顕著になり、所定の歪み時効硬化の現出に必要な固溶Ｎ量を確保できない。一方、１２８０℃を超えて加熱した場合には、熱間圧延前のオーステナイト粒径が著しく粗大となり、熱延鋼板における結晶粒を所定の結晶粒径に制御することが困難となる。従って、スラブ加熱温度は１１００〜１２８０℃とする。
【００３４】
仕上げ圧延出側温度：８５０〜９２０℃
仕上げ圧延出側温度が８５０℃より低いと、鋼板表層および板幅端部に変態点以下の圧延による不均一組織が形成され、延性の低下および面内異方性の増大を招き深絞り加工性を劣化させる。一方、９２０℃を超えて圧延を完了したときには、圧延後のフェライトの粒成長が顕著となり、熱延鋼板における結晶粒を所定の結晶粒径に制御することが困難となる。従って、仕上げ圧延出側温度は８５０〜９２０℃とする。
【００３５】
仕上圧延に引き続く０．５秒以内に２０℃／ｓ以上で冷却
仕上圧延後の冷却開始時間が０．５秒を超える、あるいは冷却速度が２０℃／ｓ未満となると、圧延後のフェライトの粒成長が顕著となり、熱延鋼板における結晶粒を所定の結晶粒径に制御することが困難となると同時に、圧延歪みによりAlＮの析出が促進されているため、所定の歪み時効硬化の現出に必要な固溶Ｎの確保が困難になる。従って、仕上圧延後０．５秒以内に２０℃／ｓ以上で冷却する必要がある。なお、冷却速度は、少なくとも７００℃程度までの平均冷却速度を前記範囲とすることが好ましい。
【００３６】
巻取温度：３５０℃〜５５０℃
上記冷却後の鋼板を３５０℃より低い温度で巻き取った場合には、フェライト組織の形状が変化するためと考えられるが、良好な延性を得ることができない。一方、５５０℃を超える温度で巻き取った場合には、巻取後にもフェライト成長が進行し熱延鋼板における結晶粒を所定の結晶粒径に制御することが困難となると同時に、巻取後にＮが析出物を形成し所定の歪み時効硬化の現出に必要な固溶Ｎの確保が困難になる。従って、巻き取り温度は３５０℃〜５５０℃とする。
【００３７】
【実施例】
表１に示す組成になる鋼を転炉で溶製し、連続鋳造によりスラブとなし、該スラブに表２に示す条件で熱間圧延を施して板厚２．７ｍｍの熱延鋼板とした。かくして得られた熱延鋼板について、固溶Ｎ量、ミクロ組織、引張特性、歪み時効硬化特性および耐２次加工脆性を調査した。
【００３８】
【表１】
0004608811.tif 000002
【００３９】
【表２】
0004608811.tif 000003
【００４０】
なお、固溶Ｎ量は、上述した方法に従って測定し、またミクロ組織は圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）について、ＡＳＴＭにて規定された求積法（ＡＳＴＭ  Ｄｅｓｉｇｎａｔｉｏｎ  Ｅ１１２−８２）に準拠して結晶粒径を調査した。
【００４１】
また、引張特性および歪み時効硬化特性の調査に係る引張り試験は、圧延方向と直交する方向に採取したＪＩＳ５号試験片を用いてＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠した方法で行った。ここで、歪み時効処理条件は、予歪み量を５％とし、熱処理を塗装焼き付け相当の熱処理条件である１７０℃×２０分で行った。
【００４２】
さらに、耐２次加工ぜい性は、熱延鋼板を１００ｍｍφに打ち抜いたものに、５０ｍｍφの円筒ポンチにて深絞り成形を施した後、カップ状の成形品について高さが４０ｍｍとなるように端部を切断する。かくして得られたサンプルを所定の試験温度に１０分間以上保持した後に、５ｋｇの重りを１．０ｍの高さから落下衝突させ、サンプルに脆性的に割れが発生するか否かを判定した。この判定は同種の３つのサンプルについて実施し、２個以上が脆性的な割れを生じない最低の温度をもって脆性遷移温度として評価した。
【００４３】
以上の調査結果を表３に示す。表３に示すように、この発明の熱延鋼板は、ＢＨ８０Mpa以上かつΔＴＳ４０Mpa以上と、比較例よりも格段に高い歪み時効硬化特性を呈するとともに、全伸び（El）が５０％以上と良好な深絞り加工性（延性）を呈していた。また、脆性遷移温度も−８０℃以下と耐２次加工脆性も良好であった。
【００４４】
【表３】
0004608811.tif 000004
【００４５】
【発明の効果】
この発明の深絞り用熱延鋼板は、固溶Ｎを適切に活用したことにより、高い深絞り加工性を有しつつ、歪み時効処理をされた後に、ＢＨ８０Mpa以上かつΔＴＳ４０Mpa以上の優れた歪み時効硬化特性を呈するから、特に自動車用部品に適用した場合に、自動車用部品としての性能を維持したまま、その板厚を低減することが可能であり、自動車車体の軽量化推進に大きく寄与するものである。