(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％にて、
Ｃ：0.0013〜0.007 ％
Si：0.001 〜0.08％
Mn：0.01  〜0.9 ％
Ｐ：0.001 〜0.10％
Ｓ：0.030 ％以下、
Al：0.001 〜0.1 ％、
Ｎ：0.01％以下、
Ti：0.001 〜0.025 ％
Nb：0.001 〜0.040 ％
Mo：0.005 〜0.025 ％
を含み、残部がFe及び不可避的不純物であり、
ｋ＝Ｃ％−１２／９３×Ｎｂ％−１２／４８×（Ｔｉ％−４８／１４×Ｎ％）≧0.0008
ただし、Ｔｉ％−４８／１４×Ｎ％＞０であって、さらに、
０.1×√ｋ≦Ｍｏ％≦５×√ｋ
を満足することを特徴とする焼付硬化性に優れた冷延鋼板。
【請求項２】
請求項１の鋼板にあって、さらに、
Ｂ濃度を
０.005×√ｋ≦Ｂ％≦０.08 ×√ｋ
であり、かつ
Ｍｏ％／３００≦Ｂ％≦Ｍｏ％／４
を満足する様に添加してなる焼付硬化性に優れた冷延鋼板。
【請求項３】
請求項１または２の鋼板であって、その転位密度が、平面視野１μｍ２あたり、５０本以上、３０００本以下である事を特徴とする焼付硬化性に優れた冷延鋼板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、焼付硬化性に優れた冷延鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
冷延鋼板の焼付硬化性を向上させる方法としては、例えば、特開昭55−１４１５２６号公報、特開昭55−１４１５５５号公報の如くNb添加鋼において、鋼中のＣ、Ｎ、Al含有量に応じてNbを添加して、at．％でNb／（固溶Ｃ＋固溶Ｎ）をある範囲内に制限することにより、鋼板中の固溶Ｃ、固溶Ｎを調整し、さらに焼鈍後の冷却速度を制御する方法が開示されている。また、特開昭６１−45689 号公報の如くTiとNbの複合添加によって焼付硬化性に優れた鋼板とすることが開示されている。しかし、このような、固溶Ｃをある範囲に制御しただけでは、焼付硬化性はせいぜい３０Ｍｐａ程度の上昇程度であり、それ以上の焼付硬化性をもたせるべく固溶Ｃを残存させれば、時効硬化性が悪化し、長時間保存してプレス成形を行うとストレッチャーストレインという縞模様が発生してしまう。このように、焼付硬化性と時効硬化性を両立する事は長年の課題であった。
【０００３】
これに対し、特開昭６２−１０９９２７、特開平４−１２０２１７に示されるような、Ｍｏにより焼付硬化性と時効硬化性を両立するものとして開示されている。しかし、これはＭｏ単独の成分の範囲が規定されているだけで、実際、Ｃの量や、Ｔｉ、Ｎｂの量により効果のある場合とない場合があり、不明瞭なケースが多く目立った。例えば、Ｍｏ添加に際しては、従来技術では、その範囲は、単に、0.００１〜3.０％とあったり、0.０２〜0.１６％と記述してあるだけで、単独作用しか認めていない。しかし、この範囲だけでは、その作用が一定せず、焼付硬化量が５０ＭＰa あったり、１０ＭＰa しかない場合もあった。
その一方で、自動車の軽量化に対応して、いっそうの、焼付硬化性の向上が求められるようになってきており、さらなる焼付硬化性と遅時効性が要求される状況になっている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、焼付硬化性と遅時効性を両立し、かつ安定した焼付硬化量を確保し、また従来より大きな焼付硬化性を有する冷延鋼板を提供するものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明の特徴とするところは、
請求項１
質量％にて、
Ｃ：0.0013〜0.007 ％
Si：0.001 〜0.08％
Mn：0.01  〜0.9 ％
Ｐ：0.001 〜0.10％
Ｓ：0.030 ％以下、
Al：0.001 〜0.1 ％、
Ｎ：0.01％以下、
Ti：0.001 〜0.025 ％
Nb：0.001 〜0.040 ％
Mo：0.005 〜0.025 ％
を含み、残部がFe及び不可避的不純物であり、
ｋ＝Ｃ％−１２／９３×Ｎｂ％−１２／４８×（Ｔｉ％−４８／１４×Ｎ％）≧0.0008
ただし、Ｔｉ％−４８／１４×Ｎ％＞０であって、さらに、
０.1×√ｋ≦Ｍｏ％≦５×√ｋ
を満足することを特徴とする焼付硬化性に優れた冷延鋼板。
請求項２
請求項１の鋼板にあって、さらに、
Ｂ濃度を
０.005×√ｋ≦Ｂ％≦０.08 ×√ｋ
であり、かつ
Ｍｏ％／３００≦Ｂ％≦Ｍｏ％／４
を満足する様に添加してなる焼付硬化性に優れた冷延鋼板。
請求項３
請求項１または２の鋼板であって、その転位密度が、平面視野１μｍ２  あたり、５０本以上、３０００本以下である事を特徴とする焼付硬化性に優れた冷延鋼板、にある。
【０００６】
本発明の対象とする冷延鋼板は、冷延鋼板、亜鉛等を溶融めっき又は電気めっきしためっき鋼板等で、鋼の製造方法として、転炉、電気炉、平炉等いずれの方法でもよく、鋳型による鋳造後分塊したスラブ、連続鋳造でスラブとしたもの等その製造方法は問わない。
本発明者らは、冷延鋼板の焼付硬化性を向上させるために、種々の研究を重ねた結果、本発明に至ったのである。
【０００７】
従来の冷延鋼板においては、前述したように、焼付硬化牲を有してもその量が少ない場合や、時効性が不良なものや、また、単に、通常の炭化物形成元素Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｗの１種又は２種以上を添加しても、その効果が安定せず、焼付硬化性が良好であり、かつ６０日超の時効性も合わせて良好とすることは困難であった。
本発明者らは、Ｍｏの添加量は、Ｃとの相互関係がある事を明らかとし、また、更にＢとの相互作用があることを新たに見出した。すなわち、本発明者らは、各種の試験と解析を行い、Ｍｏ、Ｃ、Ｂの範囲が、下記式を満足する場合のみ両方の特性を十分に満足できることを見出した。
【０００８】
すなわち、Mo濃度を
0.005 ≦Ｍｏ％≦0.25であって、さらに、
０．１×√ｋ≦Ｍｏ％≦５×√ｋ
ｋ＝Ｃ％−１２／９３×Ｎｂ％−１２／４８×（Ti％−４８／１４×Ｎ％）
また、さらに、その時のＣ範囲は、
ｋ≧0.0008
でないと効果がでないこともあきらかとした。
従って、Ｍｏが０．０１％程度の少ない値であっても、Ｃ％−１２／９３×Ｎｂ％−１２／４８×（Ｔｉ％−４８／１４×Ｎ％）の値が少ない場合には、遅時効性と焼付硬化性が両立する事がわかり、また、たとえ、Ｍｏが多くても、Ｃ％−１２／９３×Ｎｂ％−１２／４８×（Ｔｉ％−４８／１４×Ｎ％）の値が多い場合は、遅時効性が劣化するのである。従って、Ｍｏ範囲は、上記関係式の範囲でのみ有効である事が判明した。
【０００９】
この原因は明らかでないが、本発明者らはＭｏとＣがダイポール（双極子）を形成し、Ｃが転位に固着することを防いでいると考えている。そして、ＭｏがＣに対して、ある関係を満足する時に安定的に優れた焼付硬化性と時効性の双方が発揮できるものと本発明者らは考えている。また、そのＣも、単に鋼中のＣ含有量でなく、ｋ＝Ｃ％−１２／９３×Ｎｂ％−１２／４８×（Ｔｉ％−４８／１４×Ｎ％）で示される、固溶Ｃである事が判明したのである。
また、遅時効性が良好にもかかわらず、焼付硬化性が劣化しないのは、焼付時の１７０℃程度の温度で、このダイポールが分解し、再びＣが固溶し、転位を固着するためと考えられる。
この効果は、Ｃｒ、Ｖ、ＷやＭｎでは焼付硬化を行う温度では、認められず、Ｍｏでのみ有効である事が明らかとなった。
【００１０】
【発明の実施の形態】
本発明の範囲を、図１に示す。
図１において、Ａの部分（但し、境界線を含む）が、本発明の範囲であって、焼付硬化性と遅時効性に優れている。Ｂの部分は、焼付硬化性と遅時効性に優れるが、Ｍｏが多いため、強度が高くなってしまい、伸びが低下してプレス成形で割れが発生し易い。また、Ｃの領域では、焼付硬化性が少なく、また、Ｄ領域では、遅時効性が悪く、プレス成形によりストレッチャーストレインが発生する。
【００１１】
また、さらに、本発明者らはＢとの複合添加により一層の焼付硬化性が向上する事を見出した。
すなわち、Ｂ濃度が
0.005 ×√ｋ≦Ｂ％≦0.08×√ｋ
ｋ＝Ｃ％−１２／９３×Ｎｂ％−１２／４８×（Ti％−４８／１４×Ｎ％）
とし、かつ
Ｍｏ％／３００≦Ｂ％≦Ｍｏ％／４
を満足せしめることにより一層の効果がある事を見出した。
この原因は、ＢとＭｏのダイポールによるものか、もしくはＭｏとＣのダイポールにさらにＢが関与するものかは明らかで無いが、Ｍｏとのいずれにしろ、焼付硬化性を向上する効果があるものと考えられる。
【００１２】
本発明の範囲を、図２に示す。
図２において、Ａの部分（但し、境界線を含む）が、本発明の範囲であって、焼付硬化性と遅時効性に優れている。Ｂの部分は、焼付硬化性と遅時効性に優れるが、Ｂが多いため、伸びが低下してプレス成形で割れが発生し易い。また、Ｃの領域では、焼付硬化性が少なく、また、Ｄ領域では、遅時効性が悪く、プレス成形によりストレッチャーストレインが発生する。
ただし、Ｍｏの範囲によってその範囲はさらに限定されるものである。
ただし、Ｂ添加の際には、ＮをＴｉで固定しておく必要がある。
【００１３】
また、転位分布によりその特性が大きく変わる事も、多くの電子顕微鏡観察の結果明らかとなった。本発明者らは、遅時効性の良好なサンプルを電子顕微鏡観察を行った結果、その転位密度が、平面視野１μｍ2 あたり、５０本以上、３０００本以下の場合、さらに、遅時効性と焼付硬化性が改善される事が判明した。転位密度が５０本未満では、本発明の効果が無くなるわけではないが、５０本以上でさらに焼付硬化性が改善されるものである。転位密度が１μｍ2 あたり３０００本より多い場合には、鋼材の伸びが低下し、プレス時に割れが発生する事が明らかとなった。この原因は明らかでないが、転位が歪場を形成し、ＭｏやＢ、ＭｏやＣとのダイポールに相互作用を起こすものと考えられる。
【００１４】
本発明の鋼の成分を限定した理由は以下のとおりである。
まず、Ｃ：0.0013％以上としたのは、これ未満のＣに下げることは、製鋼での多大なコストアップになり、また、高い焼付硬化性を得られないからである。一方、Ｃ：0.007 ％以下としたのは、それを超えるとＣが鋼の強化元素であり、強度が高くなり、加工性を損ない、しかもTi、Nbの元素を添加する量が多くなり、析出物による強度上昇が避けられず加工性が劣るとともに経済的にも不利になるためである。また、遅時効性も劣化してくるからである。
【００１５】
Si：0.001 以上としたのは、製鋼でのコストアップになり、また、高い焼付硬化性を得られないからである。0.０8 ％以下としたのは、それを超えると、強度が高くなりすぎ、加工性を損なうためであり、亜鉛めっきを行うときには、亜鉛が付着しにくく密着性を損なうためである。
【００１６】
Mn：0.０１以上としたのは、高い焼付硬化性を得られないからである。0.９％以下としたのは、それを超えるとMnが鋼の強化元素であり、強度が高くなり、加工性を損なうためである。
【００１７】
Ｐ：０.001％以上としたのは、製鋼での多大なコストアップになり、また、高い焼付硬化性を得られないからである．また、0.１０％以下としたのは、Ｐが少量でも鋼の強化元素であり、強度が高くなり、加工性を損なうためであり、しかも、Ｐは結晶粒界に濃化して、粒界脆化を起こしやすい元素であり、それを超えて添加することは加工性を損なうためである。
【００１８】
Ｓ：0.030 ％以下としたのは本来、鋼中に存在することが無意味な元素であり、また、ＴｉＳを形成し、有効なＴｉを削減してしまうので、少ない方が望ましい。また、０.030％を超えると、熱間圧延時に赤熱脆性を起こし、表面で割れる、いわゆる熱問脆性を起こすことがあるためである。
【００１９】
Al：0.001 ％以上としたのは、脱酸で必要な成分であり、それ未満だと気泡が発生し、欠陥となるので以上の濃度が必要である。また、その上限を0.1 ％としたのは、それを超えて添加するとコスト的に不利になるからである。しかも強度が高くなり、加工性を損なうためである。
【００２０】
Ｎ：0.０1 ％以下としたのは、それを超えて添加すれば、Ｔｉの添加量を多くしないと時効性を確保できず、しかも強度が高くなり、加工性を損なうためである。
【００２１】
Ti、Nbは、この範囲でいわゆるＮｂ−Ｔｉ−ＩＦ鋼という加工性（又は更にメッキ性）が良好な鋼のために必要な元素であり、その特性を満たす範囲である。その下限を0.001 ％としたのはそれ未満ではＣ、Ｎ等の固溶元素を固定して、時効性を確保することが困難となるからである。また、そのＴｉの上限を０.025％としたのはそれを超えて添加しても、遅時効性は飽和し、しかも再結晶温度が上昇し、また、加工性の劣化を招くためである。また、Ｎｂの上限を０.040％としたのは、それを超えて添加しても、時効性は飽和し、しかも再結晶温度が上昇し、また、加工性の劣化を招くためである。
【００２２】
しかし、さらに、Ｃ量に対しては、下記の式を満足することが、重要である。
すなわち、Ｔｉ、Ｎｂは上記範囲であってさらに、その範囲を
ｋ＝Ｃ％−１２／９３×Ｎｂ％−１２／４８×（Ｔｉ％−４８／１４×Ｎ％）≧0.0008
となる事が重要である。これ以下だと時効硬化性を確保できず、１７０℃×２０ｍｉｎ．の熱処理温度では、殆ど強度向上は認められない。
また、Ｔｉ％−４８／１４×Ｎ％≦０の場合は、この項を０とするが、通常は、Ｔｉ％−４８／１４×Ｎ％＞０とする。
【００２３】
Mo：0.00５％以上としたのは、それ以下では焼付硬化性を高くする効果がないためである。また、上限を0.２５％としたのはそれを超えるとMoが鋼の強化元素であり、強度が高くなりすぎ、加工性を損なうためであり、焼付硬化性も飽和してしまうために、高価で経済的になりたたなくなるためである。
【００２４】
また、さらに、この範囲は、
Mo濃度を
さらに、
０．１×√ｋ≦Ｍｏ％≦５×√ｋ
ｋ＝Ｃ％−１２／９３×Ｎｂ％−１２／４８×（Ti％−４８／１４×Ｎ％）
をみたす時に焼付硬化性と遅時効性が改善される。
これは、先述したように、ＭｏとＣのダイポールが形成される最適範囲と考えられる。Ｃにたいして不要にＭｏ濃度を高くしても、効果は飽和し、またコスト高となり、また、鋼材の伸びが低減する場合があるので、０.25 ％を上限とした。また、再結晶が起こりにくくなり、伸びが低下する可能性もある。
ただし、本発明の効果がなくなるものではない。
また、０.005％未満のＭｏでは、時効硬化性が改善されず、ＹＰ伸びが発生してしまう。
【００２５】
Ｂは、その濃度を
0.005 ×√ｋ≦Ｂ％≦0.08×√ｋ
ｋ＝Ｃ％−１２／９３×Ｎｂ％−１２／４８×（Ti％−４８／１４×Ｎ％）
であり、かつ
Ｍｏ％／３００≦Ｂ％≦Ｍｏ％／４
を満足する事が必須である。
Ｂが０．００５×√ｋ未満及び又はＭｏ％／３００
これ未満では、時効硬化性が改善されず、ＹＰ伸びが発生してしまう。また、単独では効果が少なく、Ｍｏとの複合添加が必須である。また、これ以上では、効果が飽和し、コスト的に不利だからであり、また、全伸びが低下し、鋼材の性能が劣化するためである。
【００２６】
【実施例】
表１、２に本発明の実施例を比較例と共に示す。
表１、２に示す成分の鋼を転炉にて溶製し、次に連続鋳造によりスラブとなした。このスラブを冷間圧延し、その後焼鈍を行い、冷延鋼板とした。常温時効性は、４０℃の雰囲気中に７０日保持し、その後、引張試験を行い、この時の、ＹＰ伸びを測定した。０．０２％以下を良好とした。また、焼付硬化性の測定は、冷延鋼板を２％引張り、その後１７０℃×２０ｍｉｎ．保持した時のＹＰを測定し、先に２％引張試験を行ったときの強度との差を測定した。本発明では、いずれも、遅時効性は０．０１％以下であり、焼付硬化性は５０ＭＰａを超えている。比較例では、Ｍｏの少ない物は、遅時効性がわるく０．２％を超えており、また、焼付硬化性も低くなる。また、Ｍｏの多い物は、遅時効性と焼付硬化性はいいものの、プレス時で割れが発生した。
【００２７】
また、表３、４は、転位密度の効果を示したもので、比較例に比べて焼付硬化性において２０ＭＰa 程度の改善が見られる。表３、４の転位密度は、冷延鋼板から薄膜試験片を採取し、透過電子顕微鏡にて、各３個の薄膜試験片で通常の観察方法で転位を求め、１μｍ2 の本数に換算し、その平均値とした。本発明では、いずれも、常温時効性は０．０２％以下で良好であった。また、焼付硬化性についても、いずれも５０Ｍｐａ以上を示し、十分な値を示している。
【００２８】
【表１】
0003793351.tif 000002
【００２９】
【表２】
（表１の続き）
0003793351.tif 000003
【００３０】
【表３】
0003793351.tif 000004
【００３１】
【表４】
（表３の続き）
0003793351.tif 000005
【００３２】
【発明の効果】
本発明により、焼付硬化性と遅時効性のすぐれた鋼板を得る事ができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明のＭｏとｋ値との関係を示す説明図である。
【図２】本発明のＢとｋ値との関係を示す説明図である。
【図１】
0003793351.tif 000006
【図２】
0003793351.tif 000007