(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：0.05〜0.10％、
Mn：1.5 〜2.5 ％、
Al：0.005 〜0.02％、
Ｎ：0.010 〜0.025 ％および
Mo：0.10〜0.20％
を含有し、かつ不純物中とくにSi, Ｐ, ＳおよびCrの混入を
Si：0.1 ％以下、
Ｐ：0.03％以下、
Ｓ：0.01％以下および
Cr：0.05％以下
に抑制し、残部はFeおよびその余の不可避的不純物の組成になる鋼片を、熱間圧延し、ついで冷間圧延したのち、焼鈍温度から 300℃まで平均冷却速度：10℃/s以上、25℃/s未満の条件で連続焼鈍するに際し、上記冷却処理前における焼鈍温度を 830℃以上、900 ℃以下とすることを特徴とする、延性および歪時効硬化特性に優れる高強度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、主として自動車車体用としての用途に供して好適な、引張り強さが590 MPa 以上で、しかも延性および歪時効硬化特性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法に関するものである。
本発明で得られる高強度冷延鋼板は、溶融亜鉛めっき鋼板さらには合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき原板としても有用なものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、地球環境の保全という観点から、自動車の燃費改善が求められている。また、衝突時における乗員保護の観点から、自動車車体の安全性の向上も要求されている。そのため、自動車車体の軽量化および強化が積極的に進められている。
自動車車体の軽量化と強化を両立させるには、部品素材を高強度化することが効果的であると言われており、最近では、自動車部品に対して高張力鋼板が積極的に使用される傾向にある。
【０００３】
また、鋼鈑を素材とする自動車部品の多くがプレス加工によって成形されるため、自動車部品用鋼板にはプレス成形性に優れることも要求される。優れたプレス成形性を実現するには、まず第一に高い延性を確保する必要がある。しかしながら、高張力鋼は、強度が高いことから、延性に劣り、また形状凍結性も低いため、成形時に割れやネッキングが発生するという問題があった。
【０００４】
このような問題を解決する鋼板の一つとして、高延性で加工性が良好なだけでなく、降伏比が低く、しかも形状凍結性も良好なマルテンサイト−フェライト２相からなるデュアル−フェイズ鋼（ＤＰ鋼）が開発されている。
また、特開昭60−52528 号公報には、重量％で、Ｃ：0.02〜0.15％、Mn：0.8〜3.5 ％、Ｐ：0.02〜0.15％、Al：0.10％以下、Ｎ：0.005 〜0.025 ％を含む鋼を、550 ℃以下の温度で巻き取る熱間圧延と、冷延後の焼鈍を制御冷却熱処理とする、延性およびスポット溶接性がともに良好な高強度薄鋼板の製造方法が提案されている。上記の方法で製造された鋼板は、フェライトとマルテンサイトを主体とする低温変態生成物相からなる混合組織を有し、延性に優れる他、積極的に添加したＮによる塗装焼付けの際の歪時効を利用して、高強度を得ようとするものである。
【０００５】
また、最近では、乗員の安全性確保という観点から、自動車部品用鋼板には耐衝撃特性に優れることも要求されている。優れた耐衝撃特性を得るには、自動車に組み立てた後の鋼板の強度（降伏強さおよび引張強さ）が大きいことが重要である。
しかしながら、従来型のＤＰ鋼では、耐衝撃特性が十分でない場合があり、上述した特開昭60−52528 号公報に開示の技術により得られる鋼板も、歪時効硬化による降伏強さの増加量はある程度大きいものの、引張り強さの増加量が少なく、また降伏強さの増加量も製造条件により大きくばらつく等の問題があり、耐衝撃特性のさらなる改善が望まれていた。
【０００６】
さらに、近年では、自動車用鋼板の耐食性の向上を目的として、鋼板の表面に溶融亜鉛めっき等のめっき処理を施しためっき鋼板が望まれている。特に、溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、高張力化するために添加されるCr, Si, Ｐといった元素がめっき性に悪影響を与え易いため、これらの元素をめっき性に悪影響を及ぼさない範囲まで低減した鋼板が望まれていた。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、鋼板の成分組成を調整した上で、製造条件を厳密に管理することにより、引張り強さが 590 MPa以上の高強度を有し、かつ全伸びが28％以上という高延性を有するだけでなく、降伏比（降伏強さ（YS）／引張り強さ（TS））が 0.7以下というＤＰ鋼並みの良好な加工性および形状凍結性を有し、さらには歪時効硬化特性を付与して成形後の強度を上昇させ、加工前の成形性と加工後の耐衝撃特性の両立を可能ならしめた、高強度冷延鋼板の有利な製造方法を提案することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく鋭意検討を重ねた結果、めっき性を阻害するCrやSi, Ｐといった元素の含有量を制限すると共に、強化元素としてMoとＮを複合添加し、さらに焼鈍条件および焼鈍後の冷却条件を調整することにより、ＤＰ鋼のように高強度で、しかも高延性、低降伏比という成形性に優れた冷延鋼板が得られることの知見を得た。
また、上記の方法によって得られる冷延鋼板は、自動車車体に成形する時に施されるプレス成形に引き続き行われる塗装焼き付け処理のような歪時効処理により、降伏強さ（YS）および引張り強さ（TS）が上昇し、これらYSとTSの上昇代の平均、すなわち歪時効処理によるYSの上昇量ΔYSとTSの上昇量ΔTSの平均であるΔBH（＝（ΔYS＋ΔTS）／２）が 50 MPa 以上という優れた歪時効硬化特性を有し、耐衝撃特性の改善にも寄与し得ることの知見を得た。
さらに、比較的低い冷却能の連続焼鈍炉でも、焼鈍温度を高温とすることによって、高いΔBHを確保できることも、併せて見出した。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
【０００９】
すなわち、本発明は、質量％で、
Ｃ：0.05〜0.10％、
Mn：1.5 〜2.5 ％、
Al：0.005 〜0.02％、
Ｎ：0.010 〜0.025 ％および
Mo：0.10〜0.20％
を含有し、かつ不純物中とくにSi, Ｐ, ＳおよびCrの混入を
Si：0.1 ％以下、
Ｐ：0.03％以下、
Ｓ：0.01％以下および
Cr：0.05％以下
に抑制し、残部はFeおよびその余の不可避的不純物の組成になる鋼片を、熱間圧延し、ついで冷間圧延したのち、焼鈍温度から 300℃まで平均冷却速度：10℃/s以上、25℃/s未満の条件で連続焼鈍するに際し、上記冷却処理前における焼鈍温度を 830℃以上、900 ℃以下とすることを特徴とする、延性および歪時効硬化特性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法。
【００１０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明で素材鋼片の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：0.05〜0.10％
Ｃは、鋼板を高強度でかつ高延性、低降伏比とするために必要な元素であり、このためには少なくとも0.05％の含有を必要とする。しかしながら、0.10％を超えて多量に含有すると、強度は大きくなるものの、延性の低下を招くので、Ｃは0.05〜0.10％の範囲に限定した。
【００１１】
Mn：1.5 〜2.5 ％
Mnも、Ｃと同様、鋼板を高強度でかつ高延性、低降伏比とするために必要な元素であり、このためには 1.5％以上の含有を必要とする。しかしながら、2.5 ％を超えて多量に含有すると、強度は大きくなるものの、延性が低下し、また焼鈍時に表面品質の劣化が生じ易くなるので、Mnは 1.5〜2.5 ％の範囲に限定した。
【００１２】
Al：0.005 〜0.02％
Alは、脱酸剤として鋼の清浄化に有効な元素であるので、本発明では 0.005％以上含有させるものとした。しかしながら、0.02％を超えて多量に含有すると、鋼板の表面性状が悪化し、また歪時効硬化現象に寄与すると考えられる固溶状態のＮを析出固定して、歪時効硬化特性を低下させる傾向にあるので、Alは 0.005〜0.02％の範囲に限定した。なお、材質安定性の観点からは、Alは 0.015％以下とするのが好ましい。
【００１３】
Ｎ：0.010 〜0.025 ％
Ｎは、歪時効硬化により鋼板の強度を増加させ、自動車車体に組み立てた後に良好な耐衝撃特性を確保する上で有効な元素であり、本発明において、最も重要な元素の一つである。上記した歪時効硬化特性を確保するためには、0.010 ％以上の含有が必要であるが、Ｎ量が 0.025％を超えると、鋼板の内部欠陥発生率が高くなるだけでなく、連続鋳造時にスラブ割れなどを多発するようになるので、Ｎは 0.010〜0.025 ％の範囲に限定した。
【００１４】
Mo：0.10〜0.20％
Moは、めっき性を阻害することなく、鋼板を高強度でかつ高延性、低降伏比とするために有用な元素であり、このため本発明では、0.10％以上を含有させるものとした。しかしながら、0.20％を超えて多量に含有すると、強度は上昇するものの、延性の低下を招き、また生産コストの上昇にもつながるので、Moは0.10〜0.20％の範囲で含有させるものとした。
【００１５】
以上、必須成分について説明したが、本発明では上記した必須成分を所定の範囲に制御するだけでは不十分で、不純物中とくにSi，Ｐ，ＳおよびCrについて、次に示す範囲に抑制する必要がある。
Si：0.1 ％以下
Si量が多いと、本発明法により得た冷延鋼板に対して溶融亜鉛めっきを行う場合に、めっき性が阻害されることがある。そこで、本発明では、上記した溶融亜鉛めっき性の問題を回避するために、Siは 0.1％以下に抑制した。より好ましくは0.05％以下である。
【００１６】
Ｐ：0.03％以下
Ｐも、混入量が多くなると、本発明法により得た冷延鋼板に対して溶融亜鉛めっきを行う場合に、めっき性が阻害されることがある。そこで、この溶融亜鉛めっき性の問題を回避するため、Ｐの上限は0.03％に規制した。好ましくは0.02％以下、さらに好ましくは 0.015％以下である。
【００１７】
Ｓ：0.01％以下
Ｓは、鋼板中では介在物として存在し、鋼板の延性劣化をもたらし、加工性を低下させる有害元素である。そこで、この問題を回避するために、Ｓの混入量は0.01％以下に制限した。より好ましくは 0.008％以下である。
【００１８】
Cr：0.05％以下
Crも、含有量が多いと、本発明法により冷延鋼板とした後に、溶融亜鉛めっきを行う場合に、めっき性が阻害されることがある。そこで、この溶融亜鉛めっき性の問題を回避するために、Crの上限は0.05％に制限した。
【００１９】
次に、本発明の製造条件について説明する。
本発明は、上記の好適成分組成に調整した鋼片を、常法に従って熱間圧延したのち、冷間圧延し、ついで連続焼鈍する工程を採る。
なお、熱間圧延に際しては、加工性を確保する観点から、熱間圧延仕上げ温度は 870℃以上とすることが好ましく、また巻き取り温度は 560〜640 ℃程度とすることが好ましい。
また、冷延圧下率は、特に限定するものではないが、組織の均一性確保のためには50％以上とすることが好ましく、一方現状の冷間圧延設備において圧延荷重限界以下として安定して製造するためには、70％以下とすることが好ましい。
【００２０】
上記の冷間圧延後、焼鈍処理を施すが、この焼鈍は次の条件で行う必要がある。
延性および歪時効硬化特性に優れる高強度冷延鋼板を製造する際には、焼鈍後、 300℃までの冷却速度が非常に重要であり、本発明のような成分組成の範囲でＤＰ鋼として低い降伏比を確保し、さらにΔBH：50 MPa以上を得るためには、上記の冷却速度を10℃/s以上、より好ましくは15℃/s以上とする必要がある。
ここで、冷却速度は速いほど高いΔBHを得る上で有利であるが、連続焼鈍炉における冷却能が、通板する板厚に比して比較的低い連続続焼鈍設備においては、速い冷却速度を確保することが難しい場合がある。この点についての発明者の検討によると、焼鈍後の速度が25℃/s未満程度では、十分な歪時効硬化特性が確保できず、ΔBHが50 MPa未満となり、問題となる場合が生じることが判明した。
なお、この原因については、明らかではないが、冷却過程で形成される組織が冷却速度によりばらつくことが要因の一つと考えられる。
【００２１】
そこで、冷却速度が比較的遅い場合でもΔBH特性を確保できる方法について検討した。
その結果、連続焼鈍における焼鈍温度も歪時効硬化特性に影響を及ぼし、焼鈍温度が高いと、安定して歪時効硬化特性を確保できることが判明した。すなわち、上記の冷却速度範囲（10℃/s以上、25℃/s未満）であっても、焼鈍温度を 830℃以上にすれば、ΔBH：50 MPa以上という所望の歪時効硬化特性が得られることが判明したのである。
ただし、焼鈍温度があまりに高すぎると、 300℃まで冷却速度を制御することが難しくなる傾向にあり、焼鈍設備内のロール等の設備寿命の低下を引き起こし結果的に生産コストの上昇を招くので、焼鈍温度は 900℃以下に限定した。
また、上記のような連続焼鈍を行った冷延鋼鈑は、必要に応じ、通常行われている 0.3〜１％程度の形状矯正などの調質圧延を行ってもよい。
【００２２】
なお、本発明の製造方法により製造した鋼板は、連続溶融亜鉛めっきライン等で溶融亜鉛めっきなどの表面処理を行ってもよい。本発明鋼は、前述したように、鋼中のSi，Ｐ，Ｓ，Cr等の上限値を規制しているので、連続溶融亜鉛めっきライン等で溶融亜鉛めっきなどの表面処理を行っても何ら問題はない。
【００２３】
【実施例】
表１に示す成分組成になる鋼スラブを、1200℃に加熱後、熱間圧延仕上げ温度：890 ℃、巻き取り温度：600 ℃の条件で熱間圧延したのち、圧下率：60％で冷間圧延し、ついで表２に示す条件で焼鈍したのち、0.3 ％の調質圧延を行って、冷延鋼板とした。
得られた冷延鋼板の引張り特性および歪時効硬化特性について調べた結果を、表２に併記する。
【００２４】
なお、引張り特性および歪時効硬化特性は、次のようにして測定した。
(1) 引張り特性
製造した冷延鋼鈑からJIS ５号引張り試験片を、圧延方向と直角の方向を長手方向として採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張り試験を行い、降伏強さ（YS）、引張り強さ（TS）、伸び（El）を測定した。また、降伏比（YR）を次式
YR（％）＝（YS／TS）×100
により求めた
(2) 歪時効硬化特性
引張り特性の評価と同様に、得られた冷延鋼板からJIS ５号引張り試験片を、圧延方向と直角の方向を長手方向として採取し、歪時効試験を行ったのち、機械的特性を測定した。
すなわち、10％予歪後、 170℃で 20min保持したのち、上記した引張り試験と同様な引張り試験を行い、歪時効硬化試験後の降伏強度（YSBH）および引張り強さ（TSBH）を求めた。
このようにして求めたYSBH、TSBHから、次のようにしてΔYSおよびΔTSを求めたのち、
ΔYS＝YSBH−YS
ΔTS＝TSBH−TS
次式、
ΔBH＝（ΔYS＋ΔTS）／2
により、ΔBHを求めた。
ここで、YS，TSは歪時効硬化試験を行う前の、製造ままの鋼鈑のYSおよびTSである。
【００２５】
【表１】
0003873703.tif 000002
【００２６】
【表２】
0003873703.tif 000003
【００２７】
表２に示したとおり、本発明に従い得られた冷延鋼鈑は、TSが 590 MPa以上で、かつ伸びが28％以上という高延性を有し、また降伏比が70％以下と良好な特性を示した。
なお、本発明鋼板を、さらに連続溶融亜鉛めっきラインに供して溶融亜鉛めっき処理を行ったところ、めっき性には何ら問題がないことが確認された。
【００２８】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、高延性かつ低降伏比で、しかも歪時効硬化処理により強度上昇が得られる冷延鋼板、すなわちプレス成形性に優れ、しかも耐衝撃特性に優れる高強度冷延鋼板を、工業的に安定して製造することができる。
また、得られた冷延鋼板を、連続溶融亜鉛めっきラインに供して溶融亜鉛めっき鋼板とする場合に、めっき性に問題なく製造することができるので、この点でも工業的な価値は大きい。