(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．６〜１．５％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００５０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、プレス成形後に窒化処理が施されることを特徴とする自動車の高強度プレス成形部品用鋼板。
【請求項２】
鋼成分として、更にＴｉ：０．００３〜０．０２％を含有することを特徴とする請求項１記載の自動車の高強度プレス成形部品用鋼板。
【請求項３】
鋼成分として、更にＢ：０．０００２〜０．００１０％を含有することを特徴とする請求項１又は２のいずれか１項記載の自動車の高強度プレス成形部品用鋼板。
【請求項４】
請求項１乃至３のいずれか１項記載の化学成分を有する鋼を圧延仕上温度Ａｒ3以上、８９０℃以下で熱間圧延し、更に、冷間圧延、連続焼鈍またはバッチ焼鈍し、プレス成形した後に、窒化処理を施すことを特徴とする自動車の高強度プレス成形部品用鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、プレス後窒化処理を行なう自動車外板等高強度プレス成形部品に用いられる自動車の高強度プレス成形部品用鋼板及びその製造方法に関し、特に、窒化により表面のみならず、鋼板全体として硬化し、更に溶接性も良好であり、衝撃的な外力によるエネルギーの吸収が必要な高強度部品の製造に適する窒化後の強度、靭性および溶接性に優れた自動車の高強度プレス成形部品用鋼板およびその製造方法を対象とする。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車の燃費向上の要求から、車体の軽量化が指向されている。また、衝突安全性の観点から、ボディの高強度、高剛性化さらに高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引張強さ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、成形性が低く、複雑形状のプレス成形が劣るのが現状である。さらにＹＰ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。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昇させる要求があるが、素材の強度を上げた場合、プレス後の寸法精度が劣化すると共に、成形性が劣化し、デザイン上の制約が生じる。
【０００４】
このため、最近、軟質鋼板を成形加工後焼入れし、強化する技術が提案されている。この場合、鋼板は焼入れ前は高成形性を有し、成形後の焼入れにより高強度化するため、複雑形状のプレス加工と高強度化が可能である。しかしながら、焼入れ時の加熱による熱歪みによって、高い寸法精度の部材が得られないという問題がある。
【０００５】
一方、鋼を硬化させる技術として、浸炭や、窒化が主に歯車などの耐磨耗性が要求される部品で広く使われている。これらの技術は元来、鋳鍛造品の表面硬化技術であるが、最近は鋼板をプレス成形して工具、機械構造用部品、自動車部品など耐磨耗性、耐疲労強度，耐焼付け性を必要とする部品に用いられる技術が開示され、例えば特開平９−２５５４３号公報、特開平９−２５５４４号公報には自動車駆動伝達部品などにおいて、表面硬度を上昇させ、主として耐磨耗性を向上する技術が記載されている。
【０００６】
特開昭５５−７６０４６号公報、特開平２−２１７４４０号公報には、窒化性を改善するためにＣｒを添加する技術が開示されている。Ｃｒは表面硬化層の硬さを高める効果があるが、板厚方向の硬化範囲が狭いため、表面硬化または薄物材に対してのみ適用可能であった。また、Ｃｒ添加すると表面硬度が過度に上昇し、脆化をもたらすので、窒化後の靭性が必要な機械構造用部品用窒化鋼板にはＣｒの適用は困難であった。また、Ｃｒは高価であり、その添加は工業的に好ましくない。
【０００７】
特開平６−１３６４３８号公報には、ε―Ｃｕの析出強化を窒化と併用し、板内部も硬化させる技術が開示されている。しかし、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。さらにε―Ｃｕの析出には、通常の窒化条件（６００℃）では数時間以上の長時間を要し、生産性に問題があった。
【０００８】
特開平１０−１７９８８号公報には、優れた窒化性を達成するため、Ｃｒ，Ｔｉを制御する技術が開示されている。しかし、本技術により製造される鋼板は窒化後、溶接すると高い継手強度が得られなかった。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
上述したように、従来の窒化用鋼板は、窒化による鋼板の表面硬度の上昇を容易とし、耐磨耗性を向上させることを目的とするものか、また、窒化層および窒化時の加熱により鋼板自体の強度を向上させるものも、生産性や、強度、靭性および溶接性等に劣り、プレス成形後、窒化により高強度化させ、機械構造用部品を製造することは困難であった。
【００１０】
本発明は、以上の点に鑑みなされたもので、その目的は、窒化により表面のみならず鋼板自体が板厚方向に均一に硬化し、強度、靭性および溶接性、更にプレス成形性、表面性状にも優れた自動車の高強度プレス成形部品用鋼板およびその製造方法を提供することにある。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記目的を達成するため、鋼材の成分組成および製造方法について鋭意検討し、窒化後鋼板を溶接した場合の継手強度及び靭性が鋼中Ｃ濃度に依存し、最適値のあること及び、窒化後の鋼板の強度及び靭性の両立にはＭｎ添加が有効なことを見出した。
【００１２】
すなわち、適量のＣ添加により、溶接継手部の溶融部の硬度を窒化後のマトリックス（母材）に対して十分高くし、破断形態を母材破断とし、高い継手強度とすることが可能であり、また、窒化後の溶接による溶融部に衝撃的な外力が加わった場合でも、脆性破断とならない十分な溶接部の靭性が確保できる。本発明において優れた溶接性とは、これらの特性を満足することを意味する。
【００１３】
Ｍｎを添加した場合、表面の過大な硬化を伴わず板厚方向にほぼ均一に硬化し、また、Ａｒ3変態点を低温とし、熱延後のフェライト粒成長を抑制するため、微細なミクロ組織が得られ、窒化後の強度及び靭性の両立が可能となる。
【００１４】
本発明は上記知見をもとに、さらに、鋼の成分組成を成形加工用冷延鋼板に要求される成形性、表面性状などの諸特性を満足させるように検討するとともに、製造方法において窒化前の成形性、窒化後の靭性を両立させるよう熱間圧延条件、焼鈍条件を検討しなされたものである。
【００１５】
すなわち、本発明は
１．質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．６〜１．５％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００５０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、プレス成形後に窒化処理が施されることを特徴とする自動車の高強度プレス成形部品用鋼板。
２．鋼成分として、更にＴｉ：０．００３〜０．０２％を含有することを特徴とする１記載の自動車の高強度プレス成形部品用鋼板。
３．鋼成分として、更にＢ：０．０００２〜０．００１０％を含有することを特徴とする１または２記載の自動車の高強度プレス成形部品用鋼板。
４．１または２記載の化学成分を有する鋼を圧延仕上温度Ａｒ3以上、８９０℃以下で熱間圧延し、更に、冷間圧延、連続焼鈍またはバッチ焼鈍し、プレス成形した後に、窒化処理を施すことを特徴とする自動車の高強度プレス成形部品用鋼板の製造方法。
【００１６】
【発明の実施の形態】
以下、本発明における化学成分および製造条件について詳細に規定する。
【００１７】
１．化学成分
Ｃ：０．０２〜０．１％
Ｃは窒化後の溶接性を向上させるため、および窒化後の靭性を向上させるため含有する。０．０２％未満では溶接性および靭性に劣り、０．１％を超えると窒化後の溶接による溶接継手の溶融部が脆性的に破壊し、溶接強度が不十分となるため、０．０２％以上、０．１％以下とする。尚、溶融部が脆性的に破壊し、溶接強度が不十分となる現象は窒化材の溶接に特有で、詳細は不明であるが、窒化により鋼中に導入された窒素が関与していると考えられている。溶融部の靭性を高め、溶接強度を改善する場合、０．０６％以下とするのが望ましい。
【００１８】
Ｓｉ：０．1％以下
Ｓｉは本発明では不純物として含有される。０．１％を超えると固溶強化により、窒化前の原板の強度が上昇し、成形性が劣化するため０．１％以下とする。
【００１９】
Ｍｎ：０．６〜１．５％
Ｍｎは、窒化による強度上昇能を付与し、また窒化後の靭性を向上させるため含有する。これらの効果は０．６％未満では不十分となり、１．５％を超えると窒化による強度上昇が過大となり、窒化後の靭性が劣化するため、０．６％以上、１．５％以下とする。尚、Ｍｎを添加した場合における窒化は表面の過大な硬化を伴わず、板厚方向にほぼ均一に硬化し、靭性を必要とする機械構造部品の強化に最適な特性を有する。また、ＭｎはＡｒ3点を低温とし、熱延後のフェライト粒の成長を抑制し、ミクロ組織を微細化するので窒化材の靭性向上に極めて有効である。
【００２０】
Ｐ：０．１％以下
Ｐは不可避的不純物であるが、ＭｎやＳｉと同様な固溶強化元素であり、０．１％を超えると窒化前の原板の成形性が著しく低下するため０．１％以下とする。
【００２１】
Ｓ：０．０２％以下
Ｓは不可避的不純物であるが、表面疵の原因となるので、０．０２％以下とする。
【００２２】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％
ｓｏｌ．Ａｌは脱酸材として含有する。０．０１％未満ではその効果が十分でなく、０．１％を超えて含有してもその効果は飽和し、また不経済であるので０．０１％以上、０．１％以下とする。
【００２３】
Ｎ：０．００５０％以下
Ｎは固溶Ｎとして焼鈍時にｒ値を向上させる集合組織の生成を妨げ、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るため、可能な限り低減することが望ましい。０．００５０％を超えると悪影響が顕著となるため、０．００５０％以下とする。
【００２４】
本発明は以上述べた成分組成の規定で、その効果を発揮するが、更にその効果を十分なものとするため、適宜、Ｔｉ、Ｂを添加し、鋼中のＣｕ，Ｃｒを規制することが望ましい。
【００２５】
Ｔｉ：０．００３〜０．０２％以下
Ｔｉは微量含有した場合、熱延後冷却中に微細なＴｉＮを析出し、窒化前後の結晶粒径を微細化し、靭性を向上させる。０．００３％未満ではその効果が十分でなく、０．０２％を超えるとＴｉＮが粗大となり、結晶粒微細化の効果が失われるため、０．００３％以上、０．０２％以下とする。
【００２６】
Ｂ：０．０００２〜０．００１０％
Ｂは粒界を強化し、窒化後の材料の延性―脆性遷移温度を下げ、靭性を向上させるので、必要に応じて含有する。０．０００２％未満ではその効果が十分でなく、０．００１０％を超えると、鋼板製造段階でＢＮを形成し、成形性を劣化させるため、０．０００２％以上、０．００１０％以下とすることが好ましい。
【００２７】
Ｃｕ：０．１％以下
Ｃｕは本発明では不可避的不純物として扱う。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％以下にすることが望ましい。
【００２８】
Ｃｒ：０．１％以下
Ｃｒは窒化後の鋼板表面を過剰に硬化させ、靭性を劣化させることがあるため、本発明では不純物として扱い、０．１％以下とすることが望ましい。
【００２９】
２．製造条件
熱間圧延：圧延完了温度Ａｒ3以上、８９０℃以下
熱間圧延の圧延完了温度は熱延板の結晶粒を微細化し、窒化原板（熱延―冷延―焼鈍処理した窒化直前の鋼板を指す）および窒化後の結晶粒径を微細化し、靭性を向上させるため、規定する。圧延完了温度がＡｒ3未満の場合、フェライト域圧延となり表面の結晶粒径が粗大化し、一方、８９０℃を超えると圧延完了後Ａｒ3までにオーステナイト粒が成長し、粗大粒となり好ましくないため、Ａｒ3以上、８９０℃以下とする。
【００３０】
尚、熱間圧延開始時のスラブ温度は低すぎると圧延能率が低下するため１１００℃以上とし、高すぎると表面性状が劣化するため、１２９０℃以下とすることが望ましい。スラブは連続鋳造後、直接または再加熱により該温度域とする。圧延後、更に結晶粒径の粗大化を防止し、強度を確保する場合、直ちに平均冷却速度２０℃／ｓｅｃ以上で７００℃まで急冷を行うことが望ましい。また、熱延後の巻取温度は巻取り後のフェライト粒成長を抑制するため、６５０℃以下が望ましい。
【００３１】
本発明では、熱間圧延後、更に冷間圧延、連続焼鈍またはバッチ焼鈍を行う。冷間圧延はｒ値を向上させるため、圧延率５０％以上、８５％以下とすることが望ましい。連続焼鈍は再結晶温度以上とし、７８０℃を超えると結晶粒径が粗大化し、窒化後の靭性を劣化させる場合があるので７８０℃以下とすることが望ましい。同様に、バッチ焼鈍は再結晶温度以上、７２０℃以下とすることが望ましい。更に連続焼鈍の場合は固溶Ｃ量を調整するために３００〜４５０℃で３０〜３００ｓｅｃの過時効処理を行なうことが望ましい。
【００３２】
更に、本発明では調質圧延により、降伏伸びの抑制、板形状の調整および表面の粗さ調整を行うことが可能で、その場合、圧延率は０．６％未満では調質圧延の効果が十分でなく、１．６％を超えると加工硬化により伸びが低下するため、０．６〜１．６％で行うのが望ましい。
【００３３】
以上述べた製造条件による鋼板をプレス等により成形加工後、窒化または軟窒化処理により、強度、靭性に優れた構造部品とする。窒化、軟窒化処理の方法は特に限定せず、ガス窒化、プラズマ（イオン）窒化、塩浴窒化（タフトライド処理）等で同様な効果が得られる。窒化処理条件は窒化温度５５０〜６５０℃、窒化時間１〜１０時間程度が好ましい。
【００３４】
【実施例】
[実施例１]
表１に示す成分組成を有するスラブを連続鋳造により溶製し、約１２００℃に加熱後、約８７０℃で板厚３．２ｍｍに仕上げ、約３０℃／ｓｅｃで冷却後約５６０℃で巻き取った。酸洗によりスケール除去後、冷間圧延により板厚１．２ｍｍとした（冷間圧延率６２．５％）。焼鈍は連続焼鈍ラインで約７５０℃で焼鈍、約３５０℃で約１８０秒の過時効処理をおこなった。その後、伸長率１．２％の調質圧延を行った。窒化処理は塩浴中で６００℃×９０分の処理を行なった。窒化前後の引張特性は圧延方向と平行に採取したＪＩＳ５号サイズの試験片を用いて行った。
【００３５】
靭性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（該温度が低温な程、靭性は良好である）を測定した。試験片は（ＪＩＳＺ２２０２）は２枚の板を窒化後にスポット溶接し、機械加工により４号試験片のサブサイズとした。溶接性の評価は、ＤＲ形−６ｍｍの電極を用い、ナゲット径が５√ｔとなる溶接条件でスポット溶接を行い、引張せん断応力、十字引張応力により行い、母材破断した場合、良好と判断した。
【００３６】
試験結果を表２に示す。本発明例の鋼番号１〜９は、強度が５９０ＭＰａ以上、遷移温度は−５０℃以下、溶接部引張せん断、十字引張においては母材破断で良好な継手強度を示した。一方、比較例の鋼番号１０〜１４は、窒化後における強度、伸び、シャルピー衝撃特性、または溶接部引張強度の何れかが劣る。例えば鋼１０はＣ濃度が低いため溶接部引張せん断試験においてナゲット内強度が不足してナゲット内破断となり、溶接強度が不足した。
【００３７】
鋼１１は、Ｃ濃度が高いため強度が過剰で、靭性に劣り、遷移温度が高い。また、十字引張試験では脆性的にナゲット内で破断し溶接部強度が低い。Ｃによりナゲット内の硬度が過剰に硬化したためと思われる。鋼１２は、Ｍｎ濃度が低く、窒化後の強度が低い。鋼１３はＭｎ濃度が高いため、窒化後の強度が過剰で、遷移温度が高い。鋼１４はＣｒ濃度が高いため、遷移温度が高い。詳細は不明であるが、窒化後の鋼板表面の硬度が過剰に上昇し、表面から脆性破壊したためと考えられる。
【００３８】
【表１】
0003846156.tif 000002
【００３９】
【表２】
0003846156.tif 000003
【００４０】
[実施例２]
表１の鋼番号１の成分組成のスラブを用いて、表３に示す条件で熱延後、連続焼鈍を行った。その他の製造条件、窒化条件及び評価方法は実施例１に準じた。本発明例である記号ａ〜ｇは強度が５９０ＭＰａ以上、遷移温度は−５０℃以下、溶接部引張せん断、十字引張においては母材破断で良好な継手強度を示した。
【００４１】
一方、比較例記号ｈ〜ｊは熱延仕上温度が本発明範囲外で、靭性が劣っていた。記号ｈは熱延仕上温度が鋼番号１のＡｒ3以下である８５０℃より低く、窒化後の遷移温度が高い。熱延板の表層に発生した粗大粒が冷延板に引き継がれ、靭性が劣化したと考えられる。記号ｉ、ｊはいずれも熱延温度が８９０℃を超えるため、遷移温度が高い。熱延後、オーステナイトが粒成長することにより熱延板のフェライト粒径が粗大化し、冷延板に引き継がれた結果、靭性が劣化したと考えられる。
【００４２】
【表３】
0003846156.tif 000004
【００４３】
【発明の効果】
以上、本発明によれば、窒化による硬化が板厚方向に均一で、窒化後の溶接性に優れ、更に高い強度、靭性の得られる自動車の高強度プレス成形部品用鋼板が製造可能で、プレス成形後窒化した部品をスポット溶接など溶融溶接により自動車の機械構造部品とすることができ産業上、極めて有用である。