(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．００１〜０．０１重量％，Ｓｉ：２．０重量％以下，Ｍｎ：１．０〜４．０重量％，Ｐ：０．２０重量％以下，Ｓ：０．０２重量％以下，酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．１重量％，Ｎ：０．００７重量％以下，Ｔｉ：［（４８／１２）×％Ｃ＋（４８／１４）×％Ｎ＋（４８／３２）×％Ｓ］〜０．１重量％，Ｂ：０．０００５〜０．００３重量％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成をもつ鋼スラブに熱延巻取り温度を４００〜６００℃とする熱間圧延を施し、冷間圧延後に連続焼鈍設備で加熱速度５〜３０℃／秒，焼鈍温度Ａｃ1変態点〜９２０℃，均熱時間８０秒以下，焼鈍温度から５００℃までの平均冷却速度４０℃／秒以上の連続焼鈍を施すことを特徴とする深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項２】
請求項１記載の鋼スラブが更にＮｂ：０．０１〜０．１重量％，Ｖ：０．０１〜０．１重量％及びＺｒ：０．０１〜０．１重量％の１種又は２種以上を含むものである高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項３】
請求項１記載の鋼スラブが更にＣｕ：０．１〜０．４重量％及びＮｉ：０．４重量％以下を含むものである高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項４】
請求項１記載の鋼スラブが更にＮｂ：０．０１〜０．１重量％，Ｖ：０．０１〜０．１重量％及びＺｒ：０．０１〜０．１重量％の１種又は２種以上とＣｕ：０．１〜０．４重量％及びＮｉ：０．４重量％以下を含むものである高強度冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、自動車用内板等として使用され、高強度で且つプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板を製造する方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車用鋼板として、安全性，車体重量の軽減，素材使用量の削減等から高強度鋼板が広く使用されている。この自動車用鋼板は、厳しい成形加工が施されることから、良好なプレス成形性、特に深絞り性の指標であるランクフォード値が高いことが要求される場合が多い。
高強度の冷延鋼板については、従来から多くの提案がされている。たとえば、特開昭６２−２０５２３１号公報では、低炭素鋼にＳｉ，Ｍｎ及びＰを添加し、熱間圧延の条件を適正化することにより、４９０Ｎ／ｍｍ2 級以上の高強度を得ている。しかし、この鋼板は、ランクフォード値が約１．０程度であり、深絞り性に劣る。
深絞り性を改善する手段として、特公昭６２−３４８０４号公報では、極低炭素鋼にＴｉを添加したものをベースとして少量のＭｎ等を添加し、且つ冷延及び焼鈍条件を適正化している。この方法によるとき、約２．０程度のランクフォード値が得られるが、鋼材の強度レベルが３９０Ｎ／ｍｍ2 以下と低くなっている。特開平２−１７３２４２号公報では、Ｔｉ及びＮｂを複合添加した極低炭素鋼にＭｎ及びＰを添加した加工用冷延鋼板の製造方法が紹介されているが、この場合にも得られた鋼板の強度が３９０Ｎ／ｍｍ2 以下と低くなっている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
従来の方法で高強度化しようとするとランクフォード値が低くなり、鋼板の成形性が劣化する。逆に、成形性を改良するためにランクフォード値を上げた場合には、強度が不足する傾向にある。このように相反する傾向を示す強度及びランクフォード値を共に改善する方法は、これまでのところ実用化されていない。そのため、強度及びランクフォード値の何れか一方に重点をおいた鋼材の選択を余儀なくされる。
本発明は、このような問題を解消すべく案出されたものであり、焼鈍時における集合組織変化を利用してランクフォード値を高めることにより、自動車用鋼板として要求される４９０Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度をもち、且つランクフォード値が１．４以上を示す深絞り性に優れた高強度冷延鋼板を得ることを目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
本発明の高強度冷延鋼板製造方法は、その目的を達成するため、Ｃ：０．００１〜０．０１重量％，Ｓｉ：２．０重量％以下，Ｍｎ：１．０〜４．０重量％，Ｐ：０．２０重量％以下，Ｓ：０．０２重量％以下，酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．１重量％，Ｎ：０．００７重量％以下，Ｔｉ：［（４８／１２）×％Ｃ＋（４８／１４）×％Ｎ＋（４８／３２）×％Ｓ］〜０．１重量％，Ｂ：０．０００５〜０．００３重量％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成をもつ鋼スラブに熱延巻取り温度を４００〜６００℃とする熱間圧延を施し、冷間圧延後に連続焼鈍設備で加熱速度５〜３０℃／秒，焼鈍温度Ａｃ1変態点〜９２０℃，均熱時間８０秒以下，焼鈍温度から５００℃までの平均冷却速度４０℃／秒以上の連続焼鈍を施すことを特徴とする。
使用する鋼スラブは、更にＮｂ：０．０１〜０．１重量％，Ｖ：０．０１〜０．１重量％及びＺｒ：０．０１〜０．１重量％の１種又は２種以上を含むことができる。また、Ｃｕ：０．１〜０．４重量％及びＮｉ：０．４重量％以下を含むこともできる。
【０００５】
【作用】
本発明者等は、連続焼鈍時における組織変化が強度やランクフォード値に及ぼす影響を調査・研究した。その結果、オーステナイト形成元素であるＭｎを含ませた極低炭素Ｔｉ含有鋼では、適正条件下の焼鈍を施すことにより４９０Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度及び１．４以上のランクフォード値が得られることを見い出した。
すなわち、極低炭素Ｔｉ含有鋼にオーステナイト形成元素であるＭｎを含ませ、鋼の変態点を低下させるとき、連続焼鈍工程でα＋γ二相域又はγ単相域の焼鈍が比較的容易になる。そこで、加熱過程におけるα→γ変態時の集合組織変化及び冷却過程におけるγ→α変態時の集合組織変化を利用することにより、連続焼鈍の加熱過程で生じる再結晶集合組織が高ランクフォード値化される。
【０００６】
また、冷却過程におけるγ→α’変態のミクロ組織変化を利用して、焼鈍後の組織をポリゴナルフェライト相と擬ベイナイト相の二相、又は擬ベイナイト単相とすることにより、高強度化が図られる。擬ベイナイト相は、極低炭素鋼をＡｃ1 変態点以上に加熱し、均熱後、急冷した場合に得られる変態組織であり、低炭素鋼等で得られているベイナイト組織に似た組織である。擬ベイナイト相は、ポリゴナルフェライト組織と比較して転位密度が高く、高強度をもっている、また、ランクフォード値の改善に有効な｛１１１｝変態集合組織も発達している。
本発明は、焼鈍時におけるこれらの変態を有効に活用するため、極低炭素Ｔｉ含有鋼に所定量のＭｎを含ませた鋼スラブを使用する。そして、鋼スラブに熱延巻取り温度４００〜６００℃の熱間圧延を施し、冷延後に得られた冷延鋼板に加熱速度，焼鈍温度，焼鈍時間，冷却速度等を適正化した条件下で連続焼鈍するとき、強度及びプレス成形性の双方が改善された深絞り用高強度冷延鋼板が得られることを見い出した。
【０００７】
以下、本発明で使用する鋼材に含まれる合金元素，含有量，製造条件等に付いて説明する。
Ｃ：０．００１〜０．０１重量％
深絞り性や延性を改善する上では、Ｃ含有量は少ないほど好ましい。また、炭化物，窒化物，炭窒化物，炭硫化物等として固定されることによっても、加工性に及ぼすＣの悪影響を抑制できる。しかし、Ｃ含有量が０．０１重量％を超えると、Ｃの固定に必要なＴｉやＮｂ等の添加量が増大し、鋼材コストを上昇させる原因となるばかりでなく、ランクフォード値の向上にも不利となる。
しかし、Ｃ含有量を０．００１重量％未満まで下げることは、製鋼過程における製造コストを上昇させる。
Ｓｉ：２．０重量％以下
鋼板の強度を上げる有効な合金元素である。しかし、２．０重量％を超えるＳｉ含有量では、延性及びランクフォード値が大きく低下する。
【０００８】
Ｍｎ：１．０〜４．０重量％
オーステナイト形成元素であり、Ｍｎ含有量が増大すると変態点が低下し、α＋γ二相又はγ単相が比較的低温焼鈍でも容易に得られるようになる。本発明においては、連続焼鈍時に形成される再結晶集合組織を加熱過程のα→γ変態及び冷却過程のγ→α変態の集合組織変化を利用し、高ランクフォード値化を図る。また、冷却過程のγ→α変態によるミクロ組織変化により、高強度化が図られる。
高いランクフォード値が示される理由は明らかでないが、加熱過程で形成される再結晶集合組織と、α＋γ二相又はγ単相における比較的低い温度の焼鈍によって生じる強いγの集合組織、更に冷却過程のγ→α変態を急冷することによるバリアント選択により、ランクフォード値と相関のある強い｛５５４｝〈２２５〉方位の変態集合組織が形成されることによるものと推察される。
また、高強度化を示す理由は、γ→α変態を急冷することにより、細粒のポリゴナルフェライト相と転移密度が高く硬質となる擬ベイナイト層の二相組織又は擬ベイナイト単相組織が得られるためと推察される。
以上の作用を得るためには、Ｍｎを１．０重量％以上含ませることが必要である。しかし、４．０重量％を超えるＭｎ含有量では、鋼板の延性が大きく低下する。
【０００９】
Ｐ：０．２０重量％以下
鋼板の強度を上げる有効な合金元素であるが、０．２０重量％を超えて多量のＰが含まれると、プレス加工時に二次加工割れが著しく助長される。
Ｓ：０．０２重量％以下
Ｍｎと結合して非金属介在物を形成し、プレス加工時に加工割れ等の欠陥を発生させ易くなる。また、Ｔｉと反応してＴｉＳを形成することにより、Ｃの固定に必要なＴｉ量を増加させる原因ともなる。したがって、Ｓ含有量は低ければ低いほど好ましく、本発明ではその上限を０．０２重量％に規定した。
酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．１重量％
製鋼過程における脱酸剤として必要な添加元素であり、所定の脱酸効果を得るためには０．００５重量％以上のＡｌが必要である。しかし、０．１重量％を超える多量のＡｌ含有量では、Ａｌ2 Ｏ3 等の介在物が増加し、加工性や表面品質を劣化させる。
【００１０】
Ｎ：０．００７重量％以下
固溶Ｎとして残存すると深絞り性を劣化させることから、ＴｉやＮｂにより固定化する。しかし、Ｎ含有量の増加に伴ってＴｉＮの析出量が多くなり、｛１１１｝再結晶集合組織の発達が抑制される。そこで、本発明にあっては、Ｎ含有量の上限を０．００７重量％に規定した。
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Ｃ，Ｎ及びＳを固定して延性や加工性を改善すると共に、ランクフォード値を高くする｛１１１｝方位の再結晶集合組織を発達させる作用を呈する。これら作用は、Ｃ，Ｎ及びＳの固定に必要な量以上のＴｉ含有量で得られるが、０．１重量％で飽和する。
Ｂ：０．０００５〜０．００３重量％
結晶粒界にＰよりも優先的に位置し、Ｐの偏析に起因した粒界脆性、ひいてはプレス成形性の劣化を抑制する。この効果は、０．０００５重量％以上のＢ含有で顕著となる。しかし、０．００３重量％を超えるＢ含有量では、粒成長が阻害され、鋼板のランクフォード値や延性が低下する。
【００１１】
Ｎｂ：０．０１〜０．１重量％
必要に応じて添加される合金元素であり、Ｃを固定し、｛１１１｝方位の再結晶集合組織を発達させる作用を呈する。これらの作用は、０．０１重量％以上のＮｂ含有量で顕著になるが、０．１重量％で飽和する。
Ｖ：０．０１〜０．１重量％
必要に応じて添加される合金元素であり、Ｃを固定し、｛１１１｝方位の再結晶集合組織を発達させる作用を呈する。これらの作用は、０．０１重量％以上のＶ含有量で顕著になるが、０．１重量％で飽和する。
Ｚｒ：０．０１〜０．１重量％
必要に応じて添加される合金元素であり、Ｃを固定し、｛１１１｝方位の再結晶集合組織を発達させる作用を呈する。これらの作用は、０．０１重量％以上のＺｒ含有量で顕著になるが、０．１重量％で飽和する。
【００１２】
Ｃｕ：０．１〜０．４重量％
必要に応じて添加される合金元素であり、鋼板の耐食性を改善する作用を呈する。Ｃｕの作用は、０．１重量％以上の含有量で顕著になる。しかし、０．４重量％を超える多量のＣｕが含まれると、耐食性改善効果が飽和するばかりでなく、延性も大きく低下する。
Ｎｉ：０．４重量％以下
必要に応じて添加される合金元素であり、Ｃｕに起因した熱間脆性を防止し、熱延時に高温割れの発生を防止する。Ｎｉの添加は、耐食性の改善にも有効に働く。特にＣｕ添加鋼にあっては、熱間赤熱脆性を防止するため、Ｃｕと同量のＮｉを添加することが好ましい。しかし、０．４重量％を超えるＮｉ含有量は、Ｎｉ添加の効果が飽和するばかりでなく、高価なＮｉを多量に消費することから鋼材のコストが上昇する。
【００１３】
以上の組成を持つ鋼材を転炉，電気炉等で溶製した後、スラブに連続鋳造する。得られたスラブは、そのまま直送し、或いは一旦冷却して冷却片とした後、熱間圧延される。
熱間圧延
熱間圧延温度及び熱延仕上げ温度は、特に限定されるものでないが、Ａｒ3変態点以上で圧延を終了することが好ましい。ただし、熱延巻取り温度は、４００〜６００℃の範囲に設定する。巻取り温度を６００℃以下とすることにより、熱延板の細粒化及び強い熱延集合組織を形成することができる。この熱延板の細粒化及び強い熱延集合組織は、焼鈍時の再結晶集合組織である｛５５４｝〈２２５〉方位への集積度を高める。しかし、４００℃を下回る熱延巻取り温度では、巻取り後の板形状に不良が発生し易くなる。
【００１４】
連続焼鈍
熱間圧延後の鋼板は、常法に従って酸洗・冷間圧延され、連続焼鈍工程に送られる。連続焼鈍工程では、変態直前に再結晶を完了させるため加熱速度の上限を３０℃／秒に設定した。他方、極端に遅い加熱速度では、再結晶粒が粗大化することから、下限を５℃／秒と設定した。
変態時の集合組織変化及びミクロ組織変化を利用して特性の改善を図るため、Ａｃ1変態点以上の温度で焼鈍する。しかし、９２０℃を超える焼鈍温度では、通常の連続焼鈍設備を用いた生産が困難になる。また、結晶粒の粗大化及びランクフォード値に悪影響を及ぼす変態集合組織の形成を抑制するため、焼鈍時の均熱時間を８０秒以下にすることが必要である。
均熱後の冷却速度は、深絞り性に有効な集合組織及び高強度化に有効な擬ベイナイト組織の生成・発達に関係する。冷却速度を４０℃／秒以上に設定すると、これら集合組織や擬ベイナイト組織が発達し、深絞り性の改善及び高強度化が図られる。他方、４０℃／秒に満たない冷却速度では、必要な集合組織や擬ベイナイト組織が十分に成長しない。
【００１５】
【実施例】
実施例１：
表１及び表２に示す組成をもつ各種鋼材を溶製し、スラブに連鋳した。
得られたスラブに、スラブ加熱温度１２５０℃及び仕上げ温度９２０℃の条件下で熱間圧延を施し、種々の巻取り温度で巻き取った。
各熱延鋼板を酸洗した後、圧下率７５％で板厚１ｍｍまで冷間圧延した。得られた冷延鋼板に、表３に示す条件下で連続焼鈍を施し、更に伸び率１％の調質圧延を施した。そして、各鋼板からＪＩＳ５号試験片を切り出し、引張り試験によって機械的性質を求めた。
調査結果を示す表４にみられるように、本発明に従って製造された試験番号１〜１２の鋼板は、４９０Ｎ／ｍｍ2 以上の強度をもち、強度−延性バランスに優れ、且つ１．４以上の高いランクフォード値を示している。これに対し、試験番号１３〜１５の鋼板は、熱延巻取り温度又は連続焼鈍条件が本発明で規定した範囲を外れることから、強度の上昇がみられるものの、ランクフォード値及び延性が大きく低下している。また、試験番号１６〜２０の鋼板は、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ等の含有量及び熱延巻取り温度又は連続焼鈍条件が本発明で規定した範囲を外れることから、ランクフォード値が大きく低下している。
この対比から明らかなように、組成、熱延巻取り温度及び連続焼鈍条件を最適に組み合わせることにより、高強度で且つランクフォード値が高い鋼板が得られることが確認された。
【００１６】
【表１】
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【００１７】
【表２】
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【００１８】
【表３】
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【００１９】
【表４】
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【００２０】
実施例２：
耐食性を調査するため、本発明鋼のうちＣｕを含有する鋼材番号６，１１，１２、及び比較鋼のうちＣｕを含有しない鋼材番号１４，１６の冷延焼鈍板を腐食試験に供した。試験片は、７０ｍｍ×１５０ｍｍのサイズをもち、端面及び裏面をポリエステルテープでシールした。腐食試験は、ＪＩＳ  Ｚ２３７１の塩水噴霧試験に準じ、濃度０．５％の塩水噴霧２時間→６０℃の熱風乾燥４時間→ＪＩＳ  Ｃ１２３４の湿潤２時間の合計８時間を１サイクルとし、３００サイクル繰り返す複合腐食試験を行った。そして、腐食試験後の最大侵食深さを測定し、その大きさで耐食性を評価した。調査結果を示す表５にみられるように、本発明鋼は、比較鋼に比べて最大侵食深さが浅く、耐食性に優れていることが判る。
【００２１】
【表５】
0003871722.tif 000007
【００２２】
【発明の効果】
以上に説明したように、本発明においては、Ｍｎを添加することにより変態点を下げた極低炭素Ｔｉ含有鋼のスラブを熱間圧延して４００〜６００℃で巻き取った後、α＋γ二相域又はγ単相域での焼鈍を容易にし、α−γ変態による集合組織変化を利用してランクフォード値を高めると共に、焼鈍後の組織をポリゴナルフェライト相と擬ベイナイト相の二相又は擬ベイナイト単相とすることにより高強度化を図っている。このようにして、本発明によるとき、自動車用鋼板として好適な深絞り性に優れた高強度冷延鋼板が得られる。