(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
成形加工用の熱延鋼板であって、
Ｃ：0.01〜0.12mass％、
Si：0.003 〜0.8 mass％、
Mn：0.01〜1.5 mass％、
Ｐ：0.005 〜0.2 mass％、
Al：0.01〜0.05mass％および
Ｎ：0.0031〜0.01mass％
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、平均結晶粒径が８μm 以下で、焼付硬化量（ＢＨ量）≧80 MPa、室温時効量（ＡＩ量）≦45 MPaを満足することを特徴とする、焼付硬化性および耐室温時効性に優れた熱延鋼板。
【請求項２】
請求項１において、鋼板が、さらに
Ti：0.001 〜0.01mass％および
Nb：0.001 〜0.01mass％
のうちから選んだ少なくとも１種を含有する組成になることを特徴とする、焼付硬化性および耐室温時効性に優れた熱延鋼板。
【請求項３】
請求項１または２において、熱延鋼板の表面にめっき層をそなえることを特徴とする、焼付硬化性および耐室温時効性に優れためっき鋼板。
【請求項４】
Ｃ：0.01〜0.12mass％、
Si：0.003 〜0.8 mass％、
Mn：0.01〜1.5 mass％、
Ｐ：0.005 〜0.2 mass％、
Al：0.01〜0.05mass％および
Ｎ：0.0031〜0.01mass％
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、 950〜1180℃に加熱し、熱間粗圧延後、最終仕上温度：（Ａr3＋100 ℃）〜（Ａr3＋10℃）、最終スタンド圧下率：10％以上の条件下で熱間仕上げ圧延を終了し、その後 0.5秒以内に20℃/s以上の速度で冷却し、700 〜350 ℃の温度範囲で巻取ることを特徴とする、焼付硬化性および耐室温時効性に優れた熱延鋼板の製造方法。
【請求項５】
請求項４において、鋼スラブが、さらに
Ti：0.001 〜0.01mass％および
Nb：0.001 〜0.01mass％
のうちから選んだ少なくとも１種を含有する組成になることを特徴とする、焼付硬化性および耐室温時効性に優れた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、自動車の内装板等の使途に供して好適な薄物熱延鋼板に関し、特に耐室温時効性の劣化を招くことなしに焼付硬化性の一層の向上を図ろうとするものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車用鋼板としては、軽量化による燃費向上のために一層の高強度化が求められている。また、製造コストの低減の観点から、従来以上に熱延鋼板の利用が進められている。
【０００３】
高強度化技術としては、成形時には比較的低強度で加工がし易く、塗装時の焼付によって強度を増加させるいわゆる焼付硬化性（ＢＨ性）を利用した技術が知られており、冷延鋼板については広く利用されている（例えば特開平６−192787号公報、特開平６-73498号公報、特開平７−268544号公報）。
しかしながら、これらの技術によって得られる焼付硬化量（ＢＨ量）は、高々70 MPa程度にすぎず、その一層の向上が望まれていた。
【０００４】
一方、熱延鋼板については、特開平１−180917号公報に、仕上圧延後、３秒以内に30℃/s以上の冷却速度で 500℃以下まで冷却するいわゆる直近急冷処理を利用して、鋼板中におけるＣとＮの固溶量を増加させることによってＢＨ量を高める技術が提案されている。
しかしながら、上記の方法では、確かにＢＨ性の向上を図ることはできるけれども、同時に室温時効も進むため、耐室温時効性の点に問題を残していた。
【０００５】
ここに、ＢＨは、固溶Ｃや固溶Ｎによる歪時効強化の一種であり、とくにプレス成形などの加工後の塗装焼付（170 ℃程度）の際に強化が進行するため、Bake Hardeningと呼ばれている。
一方、室温時効は、プレス加工前の製品板を室温に保持した際の固溶Ｃや固溶Ｎによる時効劣化のことを言い、便宜上 100℃程度の歪時効試験によって測定し、測定された値は一般にＡＩと呼ばれている。
材料の強度確保の点からはＢＨは高い方が好ましく、他方室温時効による劣化は工業上の使用に支障があるのでＡＩは低くする必要がある。
しかしながら、ＢＨを増加すれば、ＡＩもＢＨと大体一定の比率で増加するため、上述したとおり、高ＢＨ・低ＡＩの実現は極めて難しかったのである。
【０００６】
この点、出願人会社は、浸炭処理を利用することによって上記の問題を解決した技術、すなわち耐室温時効性を劣化させることなしにＢＨ性を高める技術を開発し、特開平５−287446号公報において開示した。
この技術は、結晶粒内に存在する固溶Ｃと結晶粒界に存在する固溶Ｃとでは、時効現象に対する挙動が異なり、結晶粒界に存在する固溶Ｃは室温時効のような低温時効には関与せず、塗装焼付のような高温時効にのみ関与するという知見に基づくもので、再結晶焼鈍後に、浸炭処理を施すことによって、結晶粒界における固溶Ｃの濃度を高め、もって耐室温時効性に悪影響を及ぼすことなしにＢＨ性の向上を図ろうとするものである。
【０００７】
しかしながら、上記の浸炭技術では、工程的に期待できるＢＨ量は 60MPa程度にすぎず、また鋼板製造後に浸炭処理という工程的にもエネルギー的にも不利な特別の処理を別途に必要とするところに問題を残していた。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
この発明は、上記の問題を有利に解決するもので、浸炭処理のような製造コスト増となる特別の処理等を必要とせずして、80 MPa以上という高いＢＨ量を確保すると共に、ＡＩ量を 45MPa以下（好適には 40MPa以下）に抑制することができる焼付硬化性および耐室温時効性に優れた熱延鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
なお、この発明で対象とする鋼種は、フェライト−パーライト鋼である。というのは、例えばフェライト−ベイナイト組織のような複合組織鋼では、そのＢＨ量が 100MPa 以上の高い値を示す場合もあるが、これらの鋼種はＢＨ前の強度が高いため、プレス成形性の点で問題を残すからである。
【０００９】
【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るには、結晶粒界を増加させるすなわち結晶粒を微細化することが有効ではないかとの観点に立って、鋭意研究を重ねたところ、熱延鋼板の平均結晶粒径を８μm 以下にすることによって、ＢＨ性の改善に関し、予想をはるかに超える望外の成果が得られたのである。
この発明は、上記の知見に立脚するものである。
【００１０】
すなわち、この発明の要旨構成は次のとおりである。
１．成形加工用の熱延鋼板であって、
Ｃ：0.01〜0.12mass％、
Si：0.003 〜0.8 mass％、
Mn：0.01〜1.5 mass％、
Ｐ：0.005 〜0.2 mass％、
Al：0.01〜0.05mass％および
Ｎ：0.0031〜0.01mass％
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、平均結晶粒径が８μm 以下で、焼付硬化量（ＢＨ量）≧80 MPa、室温時効量（ＡＩ量）≦45 MPaを満足することを特徴とする、焼付硬化性および耐室温時効性に優れた熱延鋼板。
【００１１】
２．上記１において、鋼板が、さらに
Ti：0.001 〜0.01mass％および
Nb：0.001 〜0.01mass％
のうちから選んだ少なくとも１種を含有する組成になることを特徴とする、焼付硬化性および耐室温時効性に優れた熱延鋼板。
【００１２】
３．上記１または２において、熱延鋼板の表面にめっき層をそなえることを特徴とする、焼付硬化性および耐室温時効性に優れためっき鋼板。
【００１３】
４．Ｃ：0.01〜0.12mass％、
Si：0.003 〜0.8 mass％、
Mn：0.01〜1.5 mass％、
Ｐ：0.005 〜0.2 mass％、
Al：0.01〜0.05mass％および
Ｎ：0.0031〜0.01mass％
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、 950〜1180℃に加熱し、熱間粗圧延後、最終仕上温度：（Ａr3＋100 ℃）〜（Ａr3＋10℃）、最終スタンド圧下率：10％以上の条件下で熱間仕上げ圧延を終了し、その後 0.5秒以内に20℃/s以上の速度で冷却し、700 〜350 ℃の温度範囲で巻取ることを特徴とする、焼付硬化性および耐室温時効性に優れた熱延鋼板の製造方法。
【００１４】
５．上記４において、鋼スラブが、さらに
Ti：0.001 〜0.01mass％および
Nb：0.001 〜0.01mass％
のうちから選んだ少なくとも１種を含有する組成になることを特徴とする、焼付硬化性および耐室温時効性に優れた熱延鋼板の製造方法。
【００１５】
【発明の実施の形態】
以下、この発明を解明するに至った実験結果について説明する。
図１に、Ｃ：0.04mass％、Si：0.07mass％、Mn：0.9 mass％、Ｐ：0.04mass％、Al：0.040mass％およびＮ：0.0040mass％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、製造条件を種々に変化させて、結晶粒径の異なる熱延鋼板とし、該鋼板のフェライト粒の平均結晶粒径とＢＨ量およびＡＩ量との関係について調べた結果を示す。
同図から明らかなように、平均結晶粒径：８μm を境にして特性値とくにＢＨ量は急激に変化し、平均粒径が８μm 以下になると、ＡＩ量は低いままで、ＢＨ量の著しい増大が生じた。
【００１６】
上記の理由は、まだ明確に解明されたわけではないが、発明者らは次のように考えている。
固溶Ｃおよび固溶Ｎは本来、粒界に集中する傾向を有するが、通常、熱延鋼板の製造過程では変態・再結晶などによる粒界の移動を生じるため、粒内にも多量の固溶Ｃ，Ｎの残留が生じる。しかしなから、極めて微粒化した場合には、粒界の面積が増大するだけでなく、粒界に移動するまでに必要な拡散距離が減少するため、粒内に存在するＣおよびＮは効果的に粒界に移行し、その結果粒界に存在するＣ，Ｎ量が顕著に増大したものと推測される。
【００１７】
なお、一般の製造工程によって製造した熱延鋼板、すなわち連続鋳造した鋳片をそのままあるいはその後1000〜1300℃に再加熱してから粗圧延および仕上げ圧延の２段階の熱間圧延によって製造された熱延鋼板の平均結晶粒径は10μm 以上であり、常法に従う限り、平均結晶粒径を８μm 以下にすることはできない。
【００１８】
以下、この発明を具体的に説明する。
まず、この発明で対象とする鋼種について述べると、この発明では、特にＣおよびＮ量が重要である。
Ｃ：0.01〜0.12mass％
Ｃは、焼付硬化性を高くするために必要な元素であり、含有量が0.01mass％に満たないと必要とする固溶Ｃ量が確保できないため所望の焼付硬化量を得ることができず、一方0.12mass％を超えて多量に添加すると過剰なセメンタイトが析出し、やはり焼付硬化量の低下を招くので、Ｃ量は0.01〜0.12mass％（好ましくは0.02mass％以上）の範囲で含有させるものとした。
【００１９】
Ｎ：0.0031〜0.01mass％
Ｎは、少量であるほどプレス成形性には有利であるとして、従来は極力低減されてきたが、この発明では結晶粒界に固溶Ｎとして存在させることによってＢＨ性の向上に有効に活用する。そのためには、少なくとも0.0031mass％の含有を必要とするが、0.01mass％を超えて多量に含有するとやはりプレス成形性の低下を招くので、0.0031〜0.01mass％好ましくは0.0040〜0.0070mass％の範囲に限定した。
なお、より好ましくは、析出物として存在するＮ量を全Ｎ量から差し引いたフリーＮ量が0.0020〜0.0070mass％となる量のＮを含有させることが望ましい。というのは、フリーＮ量が0.0020mass％に満たないと相対的にＢＨ量が低下気味となり、一方0.0070mass％を超えるとプレス成形性が低下し、金型設計に考慮する必要性が生じるからである。
【００２０】
以上、重要成分であるＣとＮについて説明したが、その他の基本成分については次のとおりである。
Si：0.003 〜0.8 mass％
Siは、鋼を強化するために適量添加されるが、 0.003mass％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 0.8mass％を超えると伸びの低下を招き、自動車用鋼板として十分な成形性を確保できないので、 0.003〜0.8 mass％の範囲に限定した。
【００２１】
Mn：0.01〜1.5 mass％
Mnは、熱間脆化の防止ならびに鋼の強化のために添加されるが、0.01mass％未満ではその添加効果に乏しく、一方 1.5mass％を超えると成形性の低下を招くので、0.01〜1.5 mass％の範囲に限定した。
【００２２】
Ｐ：0.005 〜0.2 mass％
Ｐは、鋼を強化させるため適量添加されるが、 0.005mass％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 0.2mass％を超えると粒界に偏析して粒界割れを引き起こす原因となるので、 0.005％〜0.2 mass％の範囲に限定した。
【００２３】
Al：0.01〜0.05mass％
Alは、鋼板の製造上脱酸元素として有効に寄与するが、含有量が0.01mass％に満たないとその添加効果に乏しく、一方0.05mass％を超えて多量に添加してもそれ以上の効果は望めず、むしろ表面性状を劣化させるので、Alの含有量は0.01〜0.05mass％の範囲に限定した。
【００２４】
以上、基本成分について説明したが、本発明ではその他にも、以下の元素を適宜添加することができる。
Ti：0.001 〜0.01mass％、Nb：0.001 〜0.01mass％
TiおよびNbはいずれも、Ｃ，Ｎ，Ｓと炭化・窒化・硫化物を形成して強度および靱性の向上に有効に寄与するが、それぞれ添加量が 0.001mass％未満では効果が十分でなく、一方0.01mass％より多くなると焼付硬化に必要な固溶Ｃ, Ｎ量を確保できなくなる。従って、これらの元素は、熱延板で固溶ＣおよびＮ量が適度に残留する 0.001〜0.01mass％（好ましくは 0.001〜0.005 mass％）の範囲で添加することが望ましい。
【００２５】
次に、この発明に従う製造条件について説明する。
上述した好適成分組成に溶製した鋼は、連続鋳造法または造塊−分塊法によりスラブとし、ついで加熱後、熱間圧延に供する。
この時、スラブ加熱温度は、 950〜1180℃とする必要がある。というのは、加熱温度が1180℃を超えると、以後の工程を最適化しても最終熱延鋼板で平均結晶粒径を８μm 以下にすることができないからである。この原因は、熱延開始時における粒径が大きいこと、および析出物の形態が異なることが考えられる。一方、加熱温度が 950℃未満では、熱延ライン全体の負荷が大きくなって工業上極めて不利になる。より好ましいスラブ加熱温度は、 950〜1100℃である。
なお、スラブ加熱は、冷片からの再加熱、温片からの再加熱、熱片の保持または直送圧延利用いずれであってもかまわない。
【００２６】
熱間圧延は、粗圧延によって適当な厚さに調整した後、最終仕上温度：（Ａr3＋100 ℃）〜（Ａr3＋10℃）、最終スタンド圧下率：10％以上の条件下で熱間仕上げ圧延を終了することが肝要である。
というのは、最終仕上温度が（Ａr3＋100 ℃）を超えると熱延後に急冷を施しても、粒成長を十分に抑制することが難しく、一方（Ａr3＋10℃）を下回ると板厚方向にわたる歪の不均一が大きく、結果的に平均結晶粒径：８μm 以下を達成できないからである。より好ましい最終仕上温度は、（Ａr3＋70℃）〜（Ａr3＋10℃）である。
また、最終スタンドの圧下率が10％を下回ると、十分な細粒化が得られず、熱延後に急冷処理を施しても、結晶粒の微細化が達成されないので、最終スタンドの圧下率は10％以上（好ましくは15％以上）に限定した。
【００２７】
上記の仕上圧延終了後、この発明では、0.5 秒以内に20℃/s以上の冷却速度で冷却するいわゆる直近急冷処理を施すことが重要である。
というのは、急冷開始までの時間が 0.5秒を超えたり、冷却速度が20℃/sに満たないと、平均結晶粒径を８μm 以下にすることができないからである。
【００２８】
図２に、仕上圧延終了後、急冷を開始するまでの時間とＢＨ量およびＡＩ量との関係について調べた結果を示す。
同図より明らかなように、急冷開始までの時間を 0.5秒以内にすることによってＡＩの劣化を招くことなしにＢＨ量の格段の向上を図ることができる。
【００２９】
また図３には、巻取りまでの平均冷却速度とＢＨ量およびＡＩ量との関係について調べた結果を示す。
同図から明らかなように、平均冷却速度を20℃/s以上とすることによってＢＨ量が著しく向上している。
【００３０】
ついで、 700〜350 ℃の温度範囲で巻取る。巻取り温度を上記の範囲に限定した理由は、 700℃を超えると固溶Ｃ，Ｎ量の減少を招き、一方 350℃を下回ると形状が安定せず、工程生産上コスト高となるからである。
その後、 0.5〜３％程度の調質圧延を施すことは、室温時効によるＢＨの低下を抑制する効果が大きいので、ＢＨを高める点で有利である。
【００３１】
以上述べたとおり、低温スラブ加熱、最終スタンド高圧下圧延および直近急冷という三位一体の効果によって、最終熱延鋼板の平均結晶粒径を８μm 以下に微細化することができ、ひいては 80MPa以上という高ＢＨ性および 45MPa以下という優れた低ＡＩ性が併せて得られるのである。
【００３２】
また、かくして得られた熱延鋼板は、めっき原板としても有用で、表面に各種のめっきを施してめっき鋼板としても有効に活用することができる。
めっきの種類については特に限定されることはなく、電気亜鉛めっきをはじめとして、溶融亜鉛めっき、電気すずめっき、電気クロムめっきおよび電気ニッケルめっき等いずれもが適合する。
めっき条件は、通常の冷延鋼板および熱延鋼板に適用されている条件で良い。なお、めっき厚は、めっき法によって異なるが、通常の範囲で良い。
【００３３】
【実施例】
実施例１
Ｃ：0.04mass％、Si：0.07mass％、Mn：0.9 mass％、Ｐ：0.04mass％、Al：0.040mass％およびＮ：0.0040mass％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブ（Ａr3＝872 ℃）を、1050℃または1230℃に加熱したのち、40mmまで粗圧延し、ついで表１に示すように、最終仕上温度、最終スタンド圧下率、急冷開始までの時間、平均冷却速度および巻取り温度を種々に変化させて熱間仕上圧延を施して板厚：2.0 mmの熱延鋼板とした。その後１％のスキンパスを施して製品とした。
得られた製品板の平均結晶粒径、機械的性質ならびにＢＨ量およびＡＩ量を測定した結果を表２に示す。
なお、ＢＨ量は、２％の歪付与後、 170℃で20分間加熱したのち、再引張りを行い、時効前の最高荷重と時効後の上降伏点の荷重との差より求めた。
また、ＡＩ量は、7.5 ％の歪付与後、100 ℃で30分間加熱したのち、再引張りを行い、時効前の最高荷重と時効後の下降伏点の荷重との差より求めた。
【００３４】
【表１】
0003900619.tif 000002
【００３５】
【表２】
0003900619.tif 000003
【００３６】
表２から明らかなように、この発明に従い得られた熱延鋼板はいずれも、平均結晶粒径が８μm 以下であって、ＢＨ≧84 MPa、ＡＩ≦36 MPaという優れた焼付硬化性および耐室温時効性が得られている。
【００３７】
実施例２
表３に示す成分組成になる鋼スラブを、1050℃に加熱したのち、40mmまで粗圧延し、ついで最終仕上温度：900 ℃、最終スタンド圧下率：10％、急冷開始までの時間：0.31秒、平均冷却速度：33℃/sおよび巻取り温度：590 ℃の条件下で熱間仕上圧延を施して板厚：2.0 mmの熱延鋼板とした。その後１％のスキンパスを施して製品とした。
得られた製品板の平均結晶粒径、機械的性質ならびにＢＨ量およびＡＩ量を測定した結果を表４に示す。
なお、鋼記号ｂについては、その後に次の条件で電気亜鉛めっき（めっき目付量：20 g/m2 ）を施しためっき鋼板についても同様の調査を行い、得られた結果を表４に併記した。
めっき条件は、 ZnCl2：1.5 mol, KCl：4.5 mol の液を50℃で用い、電流条件は 75 A/dm2 とした。
【００３８】
【表３】
0003900619.tif 000004
【００３９】
【表４】
0003900619.tif 000005
【００４０】
表４に示したとおり、この発明に従い得られた熱延鋼板およびめっき鋼板はいずれも、平均結晶粒径が８μm 以下であって、ＢＨ≧81 MPa、ＡＩ≦35 MPaという優れた焼付硬化性および耐室温時効性を得ることができた。
【００４１】
【発明の効果】
かくして、この発明によれば、浸炭処理のような特別の処理等を施さずとも、80 MPa以上という高い焼付硬化性と 45MPa以下（好適には 40MPa以下）という低い室温時効性を兼ね備えた熱延鋼板およびめっき鋼板を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】  熱延鋼板の平均結晶粒径とＢＨ量およびＡＩ量との関係を示したグラフである。
【図２】  仕上圧延終了後、急冷を開始するまでの時間とＢＨ量およびＡＩ量との関係を示したグラフである。
【図３】  巻取りまでの平均冷却速度とＢＨ量およびＡＩ量との関係を示したグラフである。
【図１】
0003900619.tif 000006
【図２】
0003900619.tif 000007
【図３】
0003900619.tif 000008