(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．０１０％以下と、Ｓｉ：０．０５％以下と、Ｍｎ：０．１〜１％と、Ｐ：０．１％以下と、Ｓ：０．０２％以下と、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％と、Ｃｕ：０．１％以下と、Ｎ：０．００３％以下と、Ｔｉを下記（１）式で定義されるＴｉ＊：−０．０１〜０．０８％の範囲で含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、かつフェライトの平均結晶粒径が１５μｍ以下であることを特徴とする、プレス成形し更に窒化した後の強度と低温脆性に優れたプレス後窒化処理用冷延鋼板。
Ｔｉ＊％＝Ｔｉ％−４８／１４×Ｎ％−４８／１２×Ｃ％−４８／３２×Ｓ％  …（１）
【請求項２】
鋼成分として、重量％で、さらにＢ：０．０００２〜０．００１％を含有することを特徴とする、請求項１に記載のプレス成形し更に窒化した後の強度と低温脆性に優れたプレス後窒化処理用冷延鋼板。
【請求項３】
鋼成分として、重量％で、さらにＮｂ：０．００５〜０．１０％を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載のプレス成形し更に窒化した後の強度と低温脆性に優れたプレス後窒化処理用冷延鋼板。
【請求項４】
請求項１乃至３のいずれかに記載の組成を有する鋼を、熱間圧延し、冷間圧延を行った後、軟化率５０％で定義される再結晶温度〜（再結晶温度＋５０℃）の範囲で再結晶焼鈍を行うことを特徴とする、プレス成形し更に窒化した後の強度と低温脆性に優れたプレス後窒化処理用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、例えば自動車においてはメンバー、レインフォースメントなどの強度、衝撃吸収能が要求される部品、外板などの耐デント性が要求される部品、その他あらゆる高強度機械構造用部品に適用できるプレス成形体用鋼板に係り、この鋼板をプレス後窒化して用いることにより高強度でかつ低温靭性に優れたプレス成形体を寸法精度よくしかも低コストで製造が可能となる、プレス成形し更に窒化した後の強度と耐低温脆性に優れたプレス後窒化処理用冷延鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車の燃費向上の要求から車体重量の軽量化が指向されている。また衝突安全性の観点からはボディの高強度、高剛性化さらに衝撃吸収能に対するニーズが高まっている。これらのニーズを満たすために、強度が必要とされるメンバーなどの構造用部材やレインフォースメントなどの補強部材は従来の軟質鋼板からＴＳ（引張強さ）が３４０ＭＰａ以上の高張力鋼板への転換が図られている。
【０００３】
しかしながら、高張力鋼板は軟質鋼板と比較すると伸び、ｒ値で劣るため、当然のことながら成形性が低く、複雑形状のプレス成形が困難なのが現状である。さらにＹＰ（降伏強さ）が高くなることに起因してスプリングバックが大きくなり、良好な寸法精度を得ることが困難である。
【０００４】
ボディパネルについても耐デント性確保の観点から製品の降伏強度を上げたいが、素材の強度を上げるとプレス後の寸法精度が劣化すると共に、成形性が劣化するため、デザイン上の制約をもたらす。  この問題を解決するために、本発明者らは成分がある限られた範囲に制御された鋼板は、高プレス成形性とプレス成形後に行う窒化処理による強度上昇に優れ、しかも窒化処理後の靭性に優れることを見出した。
【０００５】
しかしながら、このように製造される高強度プレス成形体はしばしば、低温環境下で衝撃的な変形を受けるが、先に開示した技術だけでは必ずしも窒化後に十分な低温靭性を有しない問題があった。また歪み速度が１０2 ／ｓｅｃを超える場合も、低温の場合と等価に作用し変形時に材料が脆性的に破壊する問題があった。
【０００６】
これまで窒化または軟窒化性に優れる窒化用鋼板としては特開昭５４−２１９１６号公報、特開昭５５−７６０４６号公報、特開平１−９６３３０号公報、特開平８−３５０１３号公報、特開平９−２５５１７号公報などにいくつかの技術が開示されている。  また、特開平６−１３６４３８にはε−Ｃｕの析出強化を窒化と併用して板内部も硬化する技術が開示されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特開昭５４−２１９１６号公報は耐磨耗性、耐疲労特性を意図したもので、本発明が目的とする機械構造用部品用途にはＴｉ濃度が高すぎ、またＣｒを含有しているという理由で破壊強度、低温での靭性において劣る。さらに本先行文献には、Ｔｉ濃度が本発明の範囲において際だって窒化後の強度靭性が優れることは示されていない。
【０００８】
特開昭５５−７６０４６号公報、特開平９−２５５１７号公報はＣｒ添加が必須であるが、Ｃｒは表面硬化層の硬さを高める効果があるが、低温のみならず常温でも脆化をもたらすので靭性の必要な機械構造用部品用窒化鋼板には添加してはならない。また添加元素が高価であるので工業的に好ましくない。
【０００９】
特開平１−９６３３０号公報は板製造段階で窒化するもので、本発明とは技術思想が異なる。また本先行文献には本発明請求項に示したごく限られたＣ，Ｔｉの範囲において特に窒化後の強度と靭性が優れることは示されていない。特開平８−３５０１３号公報開示の技術は本発明と比較すると窒化による強度上昇に寄与する固溶Ｔｉ量が十分でないため、窒化後の強度に優れない。
【００１０】
さらに、特開平６−１３６４３８号公報に開示のＣｕ添加鋼は熱延時にＣｕの共晶融解に起因する表面欠陥の発生が顕著で、良好な表面性状が要求される部品に対しては適用できない。このように従来技術では、一般構造用部品を窒化によって製作するのに最適な、窒化後の強度と靭性に優れた窒化処理用鋼板の製造は不可能であった。
【００１１】
本発明の目的は、窒化後の強度と低温脆性に優れ、さらにプレス成形性、表面性状に優れたプレス後窒化処理用冷延鋼板およびその製造方法を提供することにある。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
前記課題を解決し目的を達成するために、本発明は以下に示す手段を用いている。
【００１３】
（１）本発明の鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０１０％以下と、Ｓｉ：０．０５％以下と、Ｍｎ：０．１〜１％と、Ｐ：０．１％以下と、Ｓ：０．０２％以下と、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％と、Ｃｕ：０．１％以下と、Ｎ：０．００３％以下と、Ｔｉを下記（１）式で定義されるＴｉ＊：−０．０１〜０．０８％の範囲で含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、かつフェライトの平均結晶粒径が１５μｍ以下であることを特徴とする、プレス成形し更に窒化した後の強度と低温脆性に優れたプレス後窒化処理用冷延鋼板である。
【００１４】
Ｔｉ＊％＝Ｔｉ％−４８／１４×Ｎ％−４８／１２×Ｃ％−４８／３２×Ｓ％  …（１）
（２）本発明の鋼板は、鋼成分として、重量％で、さらにＢ：０．０００２〜０．００１％を含有することを特徴とする、上記（１）に記載のプレス成形し更に窒化した後の強度と低温脆性に優れたプレス後窒化処理用冷延鋼板である。
【００１５】
（３）本発明の鋼板は、鋼成分として、重量％で、さらにＮｂ：０．００５〜０．１０％を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載のプレス成形し更に窒化した後の強度と低温脆性に優れたプレス後窒化処理用冷延鋼板である。
【００１６】
（４）本発明の製造方法は、上記（１）乃至（３）のいずれかに記載の組成を有する鋼を、熱間圧延し、冷間圧延を行った後、軟化率５０％で定義される再結晶温度〜（再結晶温度＋５０℃）の範囲で再結晶焼鈍を行うことを特徴とする、プレス成形し更に窒化した後の強度と低温脆性に優れたプレス後窒化処理用冷延鋼板の製造方法である。
【００１７】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、上記の課題を解決すべく、窒化による強度上昇のメカニズムについて鋭意研究した結果、窒化により強度上昇に寄与するのは鋼板中で他の元素と化学的に結合していない、固溶Ｔｉであり、これをある限られた範囲に制御することによって窒化後の強度と靭性に優れた窒化用鋼板が製造可能なことを見出した。
【００１８】
固溶Ｔｉ濃度はＴｉ全添加量から窒化物、炭化物、硫化物およびその複合体を除いた量で次式で定義される。
【００１９】
Ｔｉ* ％＝Ｔｉ％−４８／１４×Ｎ％−４８／１２×Ｃ％−４８／３２×Ｓ％
また化学成分を本発明の請求項１に示すような成分範囲に限定することによりプレス成形性、表面性状などの本鋼板を工業的に適用するために必要な、諸特性を満足させた。
【００２０】
さらに窒化後は高い強度を有しつつ低温、高速変形下での脆化を抑制するためには、フェライト組織（フェライト平均結晶粒径）を１５μｍ以下にすることが極めて効果的であることを見出した。
【００２１】
加えて窒化後の強度と耐低温脆性に優れた鋼板を得るためには、上記の条件を満たす成分範囲で、製造条件について冷間圧延後の再結晶焼鈍温度を軟化率５０％で定義される再結晶温度以上、（再結晶温度＋５０℃）以下の範囲に限定することにより窒化後に強度と低温脆性に優れた鋼板が得られることを見出した。
【００２２】
以上の知見に基づき、本発明者らは、Ｃ：０．０１０％以下の極低炭素鋼において、Ｔｉ全添加量から窒化物、炭化物、硫化物およびその複合体を除いた量で定義される固溶Ｔｉ濃度（Ｔｉ* ）を特定し、鋼組織を細粒化するため冷間圧延後の再結晶焼鈍温度を一定範囲内に制御するようにして、窒化後に高い強度と低温脆性を有する窒化処理用鋼板およびその製造方法を見出し、本発明を完成させた。
【００２３】
すなわち、本発明は鋼組成、組織、および製造条件を下記範囲に限定することにより、窒化後の強度と低温脆性に優れ、さらにプレス成形性、表面性状に優れた窒化処理用鋼板を提供することができる。
【００２４】
以下に本発明の成分添加理由、成分限定理由、鋼組織の限定理由、および製造条件の限定理由について説明する。
（１）成分組成範囲および鋼組織
Ｔｉ* ：−０．０１〜０．０８％，但し、Ｔｉ* ％＝Ｔｉ％−４８／１４×Ｎ％−４８／１２×Ｃ％−４８／３２×Ｓ％
Ｔｉは本発明の最も重要な化学成分で、Ｔｉの全添加量のうち窒化物、炭化物、硫化物およびその複合体を形成しているものを除いた固溶Ｔｉの制御が窒化後の強度と靭性の両立に不可欠である。固溶Ｔｉは式Ｔｉ* ％＝Ｔｉ％−４８／１４×Ｎ％−４８／１２×Ｃ％−４８／３２×Ｓ％で定義され、これを−０．０１〜０．０８％の範囲に制御することが必要である。本式は平衡論的に存在する固溶Ｔｉ濃度を与えるので、実質的にはＴｉ＊が負の領域においても−０．０１％以上あれば、Ｔｉが非平衡的に固溶して存在するため、窒化による強度上昇能に優れる。これが−０．０１％未満では窒化により強度上昇が十分でなく、高い強度が得られない。一方０．０８％を超えると窒化後に脆化し、低温靭性が著しく劣化する。
【００２５】
Ｃ：０．０１０％以下
Ｃ濃度が０．０１０％を超えるとＴｉ添加鋼ではＣはＴｉＣを形成し、強度が上昇し著しく成形性を低下する。従ってＣは０．０１０％以下にしなければならない。
【００２６】
Ｓｉ：０．０５％以下
Ｓｉは０．０５％を超えると固溶強化のために強度が上昇し、成形性の低下を招く。従って、その含有量の上限は０．０５％である。
【００２７】
Ｍｎ：０．１〜１％
Ｍｎは固溶ＳとともにＭｎＳとして析出してＳに起因する表面疵を抑制する。０．１％未満ではその効果が十分でなく、１％を超えると固溶強化により強度が上昇し成形性が低下する。従って、その含有量は０．１〜１％である。
【００２８】
Ｐ：０．１％以下
ＰはＭｎやＳｉと同様に固溶強化元素であり、０．１％を超えると成形性が著しく劣化する。従って、その含有量は０．１％以下である。
Ｓ：０．０２％以下
Ｓは前述したように表面疵の原因となるので０．０２％以下に制御する必要がある。
【００２９】
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％
Ｓｏｌ．Ａｌは脱酸材として添加される。０．０１％未満ではその効果が十分でない。また０．１０％を超えて添加してもその効果は飽和し、不経済であるので０．１０％以下である。
【００３０】
Ｎ：０．００３％以下
Ｎは固溶Ｎとして焼鈍時にｒ値向上に適当な集合組織の生成を妨げたり、歪み時効により成形時にストレッチャーストレインマークを発生させ、さらに窒化時に強化に寄与する固溶ＴｉをＴｉＮとして固定するため、窒化の効果を減じるため、出来るだけ低減することが望ましい。０．００３％を超えるとその悪影響が顕著となるので０．００３％以下にする必要がある。
【００３１】
Ｃｕ：０．１％以下
Ｃｕは熱間圧延時に共晶融解し、表面性状を著しく劣化させるので０．１％以下にしなければならない。
【００３２】
本発明では、上記した元素の他に、必要に応じて、Ｂ、Ｎｂを以下の範囲でさらに添加してもよい。
Ｂ：０．０００２〜０．００１％
Ｂは０．０００２％以上添加することにより、成形加工時の２次加工脆性が抑制される。またＢは粒界を強化することにより窒化後の材料の延性−脆性遷移温度を下げる効果がある。０．０００２％未満ではその効果が十分でなく、０．００１％を超えて含有すると板製造段階でＢＮを形成し成形性を劣化させるので、０．０００２〜０．００１％添加する必要がある。
【００３３】
Ｎｂ：０．００５〜０．１０％
Ｎｂは０．００５〜０．１０％添加することにより、素材のｒ値および伸びを向上させる効果がある。０．００５％未満ではその効果がなく、０．１０％を超えるとその効果が飽和し、コスト高となるので、特に高い素材成形性が必要な用途においては０．００５〜０．１０％添加する必要がある。
【００３４】
フェライト平均結晶粒径：１５μｍ以下
窒化後に低温または歪み速度１０2 ／ｓｅｃを超える超高歪速度で変形した場合、強度が高くなればなるほど脆性的に破壊する傾向がある。延性−脆性遷移温度はシャルピー衝撃試験で評価されるが、この値が−５０℃とすることが工業的に必要である。窒化後の強度を損なわずに、延性−脆性遷移温度を−５０℃以下にするためには、フェライトの平均結晶粒径を１５μｍ以下とすることが必要である。これは破壊形態が粒界または劈開であるので、粒界が亀裂伝播の抵抗となり、１５μｍを臨界点として脆化が抑制されると考えられる。
【００３５】
上記の成分組成範囲及び組織に調整することにより、窒化後の強度と低温脆性に優れ、さらにプレス成形性、表面性状に優れた窒化処理用鋼板を得ることが可能となる。
【００３６】
このような特性の鋼板は以下の製造方法により、製造することができる。
【００３７】
（２）鋼板製造工程
（製造方法）
上記の成分組成範囲に調整した鋼を転炉で溶製し、鋼鋳塊とした後、常法にて熱間圧延し、冷間圧延を行い、次いで、軟化率５０％で定義される再結晶温度〜（再結晶温度＋５０℃）の範囲で再結晶焼鈍を行う。
【００３８】
ａ．焼鈍温度
低温靭性に優れた窒化処理用鋼板を得るためには、冷間圧延後の焼鈍温度の制御が必要である。焼鈍温度は軟化率が５０％で定義される再結晶温度以上、（再結晶温度＋５０℃）以下でなければならない。焼鈍温度が再結晶温度未満では鋼板の成形性が不十分で成形加工用途には不適である。また焼鈍温度が（再結晶温度＋５０℃）超えでは結晶粒が粗大化し、脆化が促進される。なお、再結晶処理の方法は連続焼鈍、箱焼鈍のいずれを用いてもよい。
【００３９】
上記成分および組織を有する鋼板を所定形状に成形後、窒化または軟窒化処理を行うことにより、強度、靭性に優れた構造部品が製造できる。ここでいう窒化、軟窒化処理はガス窒化でもプラズマ（イオン）窒化でも効果は同様である。窒化処理条件は表面硬化を目的とする従来の場合と同様で問題なく、窒化温度は５００〜６００℃、窒化時間は３０分〜２時間程度が適当である。
【００４０】
以下に本発明の実施例を挙げ、本発明の効果を立証する。
【００４１】
【実施例】
表１に示すような種々の化学成分、組成を有する熱間圧延板を板厚１．２ｍｍまで冷間圧延した（Ａ〜Ｃ：本発明鋼、Ｄ：比較鋼）。これら冷間圧延板の再結晶温度を測定した結果、いずれも約６７０℃であった。連続焼鈍炉を用い、７００℃で焼鈍を行った。窒化処理はガス軟窒化法を用い、ＮＨ3 、Ｎ2 、Ｈ2 、ＣＯ混合ガス中で５７０℃×１時間で行った。
【００４２】
低温靭性の評価は、シャルピー衝撃試験（ＪＩＳＺ２２４２）により吸収エネルギーを測定し、吸収エネルギーが延性域と脆性域の中央値になる温度として定義される延性−脆性遷移温度を測定した。試験片（ＪＩＳＺ２２０２）は２枚の板を窒化後にスポット溶接で張り付け、機械加工により４号試験片のサブサイズとした。
【００４３】
また、平均結晶粒径は、板幅方向に垂直な断面を研磨し、圧延方向、板厚方向に平行に一定長さ（Ｉ）当たりの結晶数（ｎ）を測定し（１００個程度）、平均粒径ｄ＝Ｉ／ｎとして測定し、さらに圧延方向の粒径と板厚方向の粒径を相乗平均して平均結晶粒径とした（ＪＩＳ  Ｇ０５２２（鋼のフェライト粒度試験方法）中の切断法の類似（ＪＩＳでは粒度を測定する）の測定方法）。
【００４４】
表２に窒化前後の引張特性および低温靭性の評価結果を示す。焼鈍後のフェライトの平均結晶粒径はいずれも１５μｍ以下である。本発明鋼Ａ〜Ｃは窒化後は５００ＭＰａ以上の高い引張強度を示す。また延性−脆性遷移温度は−５０℃以下で極めて良好である。これに対し、Ｔｉ* が本発明範囲外の比較鋼Ｄは窒化後の強度は高いが、延性−脆性遷移温度が高く、低温脆性において劣る。
【００４５】
表３は供試鋼（本発明鋼）Ｂに対して、種々の温度で再結晶焼鈍を連続焼鈍炉で行い、フェライトの平均結晶粒径、窒化前後の強度と延性−脆性遷移温度を調査した結果を示す（Ｎｏ．２〜４：本発明例、Ｎｏ．１，５：比較例）。この鋼の再結晶温度（即ちロックウェル硬度で測定した軟化率５０％で定義される再結晶温度）を測定すると６７０℃であった。
【００４６】
図１にフェライトの平均結晶粒径と延性−脆性遷移温度の関係を示す。粒径が１５μｍ以下では延性−脆性遷移温度は−５０℃以下と良好であるが、１５μｍを超えると劣化することがわかる。
【００４７】
表３に示すように、本発明の製造条件を満たす本発明例Ｎｏ．２〜４は窒化後の強度が高く、延性−脆性遷移温度が−５０℃以下で低温靭性が極めて良好である。
【００４８】
一方、焼鈍温度が再結晶温度未満の比較例Ｎｏ．１は素材の伸びが低く、成形性が優れない。比較例Ｎｏ．５は焼鈍温度が高いため、フェライトの平均結晶粒径１５μｍ越えとなり、低温脆性が劣る。
【００４９】
【表１】
0004213815.tif 000002
【００５０】
【表２】
0004213815.tif 000003
【００５１】
【表３】
0004213815.tif 000004
【００５２】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、鋼組成、組織、及び製造条件を特定することにより、プレス成形し更に窒化した後に高い強度と低温靭性を有するプレス後窒化処理用冷延鋼板が製造できる。
【００５３】
このような鋼板を成形後窒化して用いることにより、寸法精度、強度、耐久性に優れた高強度一般構造用部品を低コストで製造することが可能となり、産業上極めて有益である。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施例に係る鋼板のフェライトの平均結晶粒径と延性−脆性遷移温度の関係を示す図。
【図１】
0004213815.tif 000005