(57)【要約】【課題】  自動車部材に必要なプレス成形性と強度を確保するため、延性と特にプレス成形後の焼付処理条件の変動による影響を受けにくい十分な強度上昇を付与した焼付硬化性に優れた自動車車体内板用薄鋼板およびそのの製造方法を提供する。【解決手段】  重量比で、Ｃ：０．００８〜０．０１％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．０５〜２％、、Ｓ：０．０１％以下、Ｐ：０．００５〜０．１％、Ａｌ：０．０１％以下、Ｎ：０．００５〜０．０１５％を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物元素からなり、フェライトを主体とした組織を呈する加工性及び焼付処理条件の変動による影響を受けにくい焼付硬化性に優れた自動車車体内板用薄鋼板およびその製造方法。【選択図】  図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量比で、Ｃ：０．００８〜０．０１％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．０５〜２％、、Ｓ：０．０１％以下、Ｐ：０．００５〜０．１％、Ａｌ：０．０１％以下、Ｎ：０．００５〜０．０１５％を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物元素からなり、フェライトを主体とした組織を呈することを特徴とする加工性及び焼付処理条件の変動による影響を受けにくい焼付硬化性に優れた自動車車体内板用薄鋼板。
【請求項２】
請求項１に記載の鋼板に、Ｂを０．００３％以下を含有する加工性及び焼付処理条件の変動による影響を受けにくい焼付硬化性に優れた自動車車体内板用薄鋼板。
【請求項３】
請求項１及び２に記載の鋼板の表面に、めっき層を有することを特徴とする加工性及び焼付処理条件の変動による影響を受けにくい焼付硬化性に優れた自動車車体内板用薄鋼板。
【請求項４】
請求項１及び２に記載の鋼を連続鋳造にてスラブとした後、再加熱あるいは鋳造後直ちに粗圧延を実施し、Ａｒ3変態点以上の温度域で仕上圧延を終了させ、３０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、５００〜６５０℃の温度範囲で巻取ることを特徴とする加工性及び焼付処理条件の変動による影響を受けにくい焼付硬化性に優れた自動車車体内板用薄鋼板の製造方法。
【請求項５】
粗圧延を終了し、シートバーを一旦コイルに巻き取り、そのまま仕上圧延に供するか、あるいは先行するシートバーに接続後、仕上圧延を行うことを特徴とする請求項４に記載の加工性及び焼付処理条件の変動による影響を受けにくい焼付硬化性に優れた自動車車体内板用薄鋼板の製造方法。
【請求項６】
１００ｍｍ以下の鋳片に鋳造後、直ちに粗圧延を実施することを特徴とする請求項４ないしは５のいずれか１項に記載の加工性及び焼付処理条件の変動による影響を受けにくい焼付硬化性に優れた自動車車体内板用薄鋼板の製造方法。
【請求項７】
請求項４、５及び６に記載の熱延鋼板を、５０％以上の圧下率で冷間圧延を実施し、再結晶温度以上の温度で加熱・保熱し、引き続き０．５％以上のスキンパス圧延を行うことを特徴とする加工性及び焼付処理条件の変動による影響を受けにくい焼付硬化性に優れた自動車車体内板用薄鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、熱延鋼板及び冷延鋼板とそれらの製造方法に関するものであり、詳しくは自動車用構造部材等に使用される鋼板において、時効性を問題としない部品への適用を前提としつつ、特に高い焼付硬化性を有する鋼板及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
最近の自動車用鋼板に対しては、軽量化と衝突時のエネルギ吸収特性を確保するために、高強度鋼板が広く適用される状況にある。しかし、部品への成形性を考慮すると、成形時には比較的低強度でありながら、加工後の塗装焼付によって強度が上がる、いわゆる焼付硬化性を有する鋼板に対する要求も高まりつつある。これまで、焼付硬化性を有する鋼板に求められてきた特性は、鋼板が使用される部品の特徴から非時効性との両立が前提であった。しかし、内板を前提とする場合には必ずしも非時効である必要はなく、成形性確保の観点からは極力抑える必要はあるものの、基本的には問題とならない。
【０００３】
こうした状況の中で、とくに加工用の薄鋼板で焼付硬化性を有する鋼板としては、例えば、特開平５−２８７４４６号公報（特許文献１）及び特開２００３−９６５４３号公報（特許文献２）にあるように、鋼組成としてＣ及びＮを比較的多く含む鋼が開示されている。しかし、特許文献１では、再結晶焼鈍後に浸炭処理が施されることが特徴であり、本発明とは焼付硬化性を高める手法が全く異なるものである。また、特許文献２については、Ｃ＋Ｎの量で比較すると本発明とは全く異なる範囲のものであると同時に、焼付硬化性を付与するメタラジーを全く異にするものである。すなわち、本発明では固溶Ｃ及びＮによるひずみ時効を利用するものであるが、準安定な析出物あるいはクラスター形成による硬化を利用するものであることから、素材として加工性劣化が懸念されるものである。
【０００４】
【特許文献１】特開平５−２８７４４６号公報
【特許文献２】特開２００３−９６５４３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明は、とくに内板を対象とするため加工性を確保しながら焼付処理条件の変動による影響を受けにくい高い焼付硬化性を付与した高強度鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明者らは、種々検討を行った結果、加工性を確保しながら１００ＭＰａ以上の高い焼付硬化性を得るために、炭素及び窒素を固定する元素の添加を回避し、適度の炭素及び窒素を含有させることにより高い焼付硬化性を付与できる技術を知見した。すなわち、鋼板組織としてフェライト単相とし、炭化物及び窒化物を形成させることなく焼付硬化性を付与するため、Ｃ及びＮの添加量に伴う焼付硬化量（ＢＨ）の変化を調査した。なお、ここで定義されるＢＨとは、２％の予ひずみを付与後、１７０℃で２０分の熱処理を実施した後の引張試験における降伏点の上昇量とする。
【０００７】
その結果を図１に示す。ここで言うＢＨとは、いわゆるひずみ時効現象であり、導入された転位１本に固着される固溶ＣおよびＮの数によって決まるものと考えられる。従って、固溶で存在する両元素の量に比例してその固着力が決まり、結果として高いＢＨが得られるものと考えられる。Ｃについては０．００８〜０．０１％でほぼＢＨが飽和する傾向にあり、Ｃ＋Ｎで０．０１３％以上でＢＨが１００ＭＰａを超えるとともに、０．０２５％を超えてもＢＨは飽和する傾向にあることが見出された。Ｃが前述の範囲を超えてもＢＨが増加しないのは、炭化物を形成するようになるためと推察される。
【０００８】
また、Ｎについても窒化物を形成するようになるため、過度に添加してもその効果が発揮されない。また、本知見はＢＨ性の安定性をも示すものであり、こうした特徴は実用上、焼付温度むらや焼付温度の変動によるＢＨ量変動の低減を意味するものである。以上の知見をもとに、加工性及び焼付処理条件の変動による影響を受けにくい焼付硬化性に優れた自動車車体内板用の高強度鋼板を製造する技術を確立した。
【０００９】
本発明の要旨とするところは、
（１）重量比で、Ｃ：０．００８〜０．０１％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．０５〜２％、Ｓ：０．０１％以下、Ｐ：０．００５〜０．１％、Ａｌ：０．０１％以下、Ｎ：０．００５〜０．０１５％を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物元素からなり、フェライトを主体とした組織を呈することを特徴とする加工性及び焼付処理条件の変動による影響を受けにくい焼付硬化性に優れた自動車車体内板用薄鋼板。
【００１０】
（２）前記（１）に記載の鋼板に、Ｂを０．００３％以下を含有する加工性及び焼付処理条件の変動による影響を受けにくい焼付硬化性に優れた自動車車体内板用薄鋼板。
（３）前記（１）及び（２）に記載の鋼板の表面に、めっき層を有することを特徴とする加工性及び焼付処理条件の変動による影響を受けにくい焼付硬化性に優れた自動車車体内板用薄鋼板。
【００１１】
（４）前記（１）及び（２）に記載の鋼を連続鋳造にてスラブとした後、再加熱あるいは鋳造後直ちに粗圧延を実施し、Ａｒ3変態点以上の温度域で仕上圧延を終了させ、３０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、５００〜６５０℃の温度範囲で巻取ることを特徴とする加工性及び焼付処理条件の変動による影響を受けにくい焼付硬化性に優れた自動車車体内板用薄鋼板の製造方法。
【００１２】
（５）粗圧延を終了し、シートバーを一旦コイルに巻き取り、そのまま仕上圧延に供するか、あるいは先行するシートバーに接続後、仕上圧延を行うことを特徴とする前記（４）に記載の加工性及び焼付処理条件の変動による影響を受けにくい焼付硬化性に優れた自動車車体内板用薄鋼板の製造方法。
（６）１００ｍｍ以下の鋳片に鋳造後、直ちに粗圧延を実施することを特徴とする前記（４）ないしは（５）のいずれか１項に記載の加工性及び焼付処理条件の変動による影響を受けにくい焼付硬化性に優れた自動車車体内板用薄鋼板の製造方法。
【００１３】
（７）前記（４）、（５）及び（６）に記載の熱延鋼板を、５０％以上の圧下率で冷間圧延を実施し、再結晶温度以上の温度で加熱・保熱し、引き続き０．５％以上のスキンパス圧延を行うことを特徴とする加工性及び焼付処理条件の変動による影響を受けにくい焼付硬化性に優れた自動車車体内板用薄鋼板の製造方法である。
【発明の効果】
【００１４】
本発明により、１００ＭＰａ以上のＢＨが得られる熱延鋼板及び冷延鋼板の製造が可能となり、加工性の厳しい部材に対しても板厚の低減による部材軽量化を実現することができる優れた効果を奏するものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
まず、この発明における成分組成の限定理由について述べる。
Ｃは、Ｎとならんで本発明において重要な役割を果たす元素である。すなわち、Ｎとの相乗効果によりＢＨを１００ＭＰａ以上とするためには０．００８％以上必要である。なお、前述したように、０．０１％を超えても大きな増加は得られないことからこれを上限とする。
Ｓｉは、鋼板の高強度化のために添加される元素の１つである。しかし、過度の添加は鋼板製造時の接続部や部品組み付け部に溶接欠陥を生じさせるため、１％を上限とする。      
【００１６】
Ｍｎについても、鋼を高強度化する際に添加されるが、過度の添加は延性の劣化や種々の溶接法における溶接性を大きく低下させるため、２％を上限とする。一方、Ｓによる熱間脆性の改善と強度確保のために０．０５％以上の添加が必要である。
ＳはＭｎとの結合によりＡ系介在物（ＪＩＳ  Ｇ０５５５）を形成し、延性を劣化させることから、０．０１％を上限とする。
【００１７】
Ｐは主として高強度化を目的とする場合に添加される元素である。その場合には、０．０３％以上添加するものとする。しかし、過剰に含有されると延性を低下させるばかりでなく、二次加工性も劣化させるため０．１％以下とする。
Ａｌは脱酸のために添加される元素であるが、本発明においてはＮとの結合による固溶Ｎの減少を回避するため、少ないほうが好ましいことから０．０１％以下とする。
【００１８】
Ｎについては、本発明においては前述したようにＣと並んで重要な役割を果たす元素である。Ｃとの相乗効果により１００ＭＰａ以上のＢＨを得るためには、０．００５％以上の添加が必要である。なお、ＮはＣに比べて拡散速度が速いことから、焼付温度が低くなってもＢＨを確保するために有効な元素である。一方、過度に添加されると鉄との窒化物を形成し、その効果が失われることから上限を０．０１５％とする。
【００１９】
Ｂは二次加工性を確保するために添加される。過度の添加は加工性を劣化させるため０．００３％を上限とする。また、Ｂの効果を有効に発現させるには、好ましくは０．０００１％以上添加する。なお、スクラップの利用による微量のＣｕ，Ｎｉ，Ｓｎ及びＣｒの混入は、本発明における効果を損なうものではない。
【００２０】
本発明における熱延条件のうち仕上温度及び巻取温度は、目的とする鋼板特性を得るための重要な因子である。すなわち、仕上圧延はＡｒ3変態点以上の温度域で実施する必要がある。変態点よりも低い温度で実施されると組織が不均一となり、とくに延性の劣化が懸念される。仕上圧延後の冷却速度については、鋼中に固溶Ｃ及びＮを適切に残存させるために重要な要素である。本発明の場合、３０℃／ｓよりも冷却速度が遅くなると固溶Ｃ及びＮが析出してくるため、１００ＭＰａを超えるＢＨ量が得られなくなる。
【００２１】
また、巻取温度についても、ＢＨ性確保の観点から炭化物の析出を抑制するため、５００〜６５０℃の範囲とする必要がある。６５０℃より高いとパーライトが形成されるようになり、１００ＭＰａ以上のＢＨが得られない。逆に低くなるとセメンタイトが析出しやすくなるため、やはり１００ＭＰａ以上のＢＨが得られない。
【００２２】
上述した熱間圧延を実施する際に、粗圧延後先行するシートバーにレーザー溶接等を用いて接合し、圧延を実施しても本発明における効果に何ら変わりはない。さらに、スラブを製造する場合も、いわゆるニアネットシェイプとして１００ｍｍ以下の薄スラブを製造し、直ちに前述したような圧延条件で製造することも本発明における効果を損なうものではない。
【００２３】
前述の熱延板から冷延板を得る場合、加工性を得るために５０％以上の冷延率で冷間圧延を行う必要がある。これより低い冷延率の場合、とくにｒ値が低くなりことから加工性が劣化する。また、焼鈍は再結晶温度以上の温度で実施される必要があり、これより低い温度での焼鈍では、延性及びr値が劣化し、十分な加工性が得られない。また、再結晶焼鈍に続く過時効処理は必ずしも実施する必要はないが、４００℃以下の温度域での処理であれば鋼特性に与える影響はほとんどない。
【００２４】
めっき工程については、例えば熱延板について溶融亜鉛めっきを行う場合、鋼板表面を亜鉛浴の温度と同程度に加熱し、その温度で亜鉛浴に浸漬させる。その際に好ましい条件としては、温度が高くなりすぎると炭化物や窒化物の析出を招くため、５５０℃を上限とする。一方、低すぎるとめっき不良及びめっき層厚さの不均一化を招くため、４２０℃を下限とする。なお、冷延板については電気亜鉛めっきあるいは溶融亜鉛めっきいずれのめっきでも構わない。ただし、溶融亜鉛めっきにおけるめっき浴及び合金化条件については、前述の熱延板亜鉛めっきでの条件と同様である。
【実施例】
【００２５】
（実施例１）
本発明範囲のＣ：０．００８５％−Ｓｉ：０．０２％−Ｍｎ：０．３％−Ｐ：０．０３２％−Ｓ：０．００５％−Ａｌ：０．００６％−Ｎ：０．００５４％からなる鋼を転炉出鋼し、スラブとした後、表１に示すような熱延条件で熱延板とした。得られた熱延板の材質特性を表２に示す。本発明に従った熱延条件で製造したＮｏ．１、２、３、４及び５は、１００ＭＰａ以上のＢＨと３０ＭＰａ以上のＴＳ増加が得られている。なお、ＢＨの測定方法は前述と同様、２％の予ひずみを付与後、１５０℃及び１７０℃×２０ｍｉｎの熱処理を施した後の引張試験による降伏点及びＴＳの上昇量で評価した。一方、仕上温度が低く外れたＮｏ．６は伸びが低い。また、冷却速度が低く外れたＮｏ．７ではＢＨが低く、１００ＭＰａに到達していない。さらに、巻取温度が外れたＮｏ．８及び９についてもＢＨが低い。
【００２６】
【表１】
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【００２７】
【表２】
2005126793.tif 000004
【００２８】
（実施例２）
表３に示す組成の鋼を転炉出鋼し、本発明の範囲に従った熱延条件にて熱間圧延を終了し、３ｍｍの熱延板とした。表４に得られた特性を示す。本発明に従ったＡ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ及びＧ鋼では各強度レベルの鋼板で１００ＭＰａを超えるＢＨと３０ＭＰａ以上のＴＳ増加が得られている。一方、Ｃ及びＮが低く外れたＨ鋼ではＢＨが低い。また、Ａｌが高く外れたＩ鋼では、窒化物が多く形成されるためやはりＢＨが低い。さらに、Ｃ量が高く外れたＪ鋼では、炭化物が多く形成されるため、延性が低く加工性の劣化が懸念される。
【００２９】
【表３】
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【００３０】
【表４】
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【００３１】
（実施例３）
表３の成分の鋼を４ｍｍの熱延板としたものについて、本発明の範囲内で冷間圧延及び連続焼鈍を実施した。その条件を表５に示す。また、得られた特性を同表に示す。本発明に従ったＡ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ及びＧ鋼では各強度レベルの鋼板で１００ＭＰａを超えるＢＨと３０ＭＰａ以上のＴＳ増加が得られている。一方、Ｃ及びＮが低く外れたＨ鋼ではＢＨが低い。また、Ａｌが高く外れたＩ鋼では、窒化物が多く形成されるためやはりＢＨが低い。さらに、Ｃ量が高く外れたＪ鋼では、炭化物が多く形成されるため、延性が低く加工性の劣化が懸念される。
【００３２】
【表５】
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【００３３】
（実施例４）
実施例２及び３で、本発明の範囲に従ったＡ鋼について薄スラブ連鋳法による鋳造後直ちに粗圧延工程に送る製造工程と、熱延工程で粗圧延終了後に先行材と接続して圧延を実施する、いわゆる連続熱延による工程で製造した。表６に製造工程を示す。なお、仕上温度、冷却条件、巻取温度、冷延条件及び焼鈍条件は実施例２及び３と同じとした。得られた材質を同表に示す。ア、イ、ウ、エ、オ及びカいずれも得られた材質は、実施例２及び３でのものとほぼ同様の特性である。
【００３４】
【表６】
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【図面の簡単な説明】
【００３５】
【図１】Ｃ量及び（Ｃ＋Ｎ）量とＢＨ量との関係を示す図である。
【図１】
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