(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％にて、
Ｃ：0.01〜0.20  ％
Si：0.005 〜1.5 ％
Mn：0.01〜2.0 ％
Ｐ：0.01〜0.10  ％
Ｓ：≦0.02  ％
Al：≦0.40  ％
Ｎ：0.001 〜0.01  ％
Mo：0.005 〜0.350 ％
残部Fe及び不可避的不純物からなり、
ｋ＝Ａ−3600×ｄｃ×ｎ３／２−17000 ×ｄｃ×（２×ｄｆ−ｄｃ２)×Ａ
なる定数を定めたとき、ｋ≧８であって、かつ、
9.8 ×10−５×ｋ２＋2.47×10−３×ｋ＋0.12≦ Mo ％≦ 1.73 ×10−６×ｋ２＋2.47×10−４×ｋ−0.016 を満足するようにMoを上記範囲内で
添加することを特徴とする遅時効性と焼付硬化性に優れた冷延鋼板。
ここで、Ａは10×√Ｃ−Ｃ／８にて求まる定数、ただし、Ｃは重量濃度で単位は[ppm] 。ｄｃは粒内セメンタイトの平均粒径[mm]、ｎは粒内セメンタイトの平均個数、ｄｆはフェライトの平均粒径[mm]である。
【請求項２】
請求項１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遅時効性と焼付硬化性に優れた冷延鋼板にある。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、遅時効性と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、これらはいずれも極低炭素鋼と呼ばれる鋼種であり、固溶Ｃを低く抑えることにより時効硬化性を改善することを特徴としている。また、このような方法で固溶Ｃを制御しただけでは、焼付硬化性はせいぜい３０ＭＰａ程度の上昇にとどまり、これ以上焼付硬化性を向上させるべく固溶Ｃを残存させれば、時効硬化性が悪化し、長時間保存した後にプレス成型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。
【０００３】
これに対し、特開2000−１７３８６号公報に示されるように、TiおよびNbにより制御された固溶Ｃの残存量によりMoを適正量添加することで、焼付硬化性と時効硬化性を両立させる方法が開示されている。しかし、これはあくまでも極低炭素鋼についてのみ成し得る技術である。いわゆるＡｌキルド鋼といわれる低炭素鋼においては、TiやNbによる固溶Ｃの調整を行わないため、焼鈍後の固溶Ｃの残存量の特定が困難であった。やみくもにMoを添加して、Al−キルド・低炭素鋼の焼付硬化性と時効硬化性を両立させることは、コスト上の観点から問題となり、さらに過剰なMo添加は強度の上昇をもたらし、プレス成形時の割れにつながる。このため、これ以外の方法で、Moの添加量の最適化が重要となる。
【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、かつ安定した焼付効果量を確保し、また従来大きな焼付硬化性を有するAl−キルド・低炭素鋼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、
（１）  重量％にて、
Ｃ：0.01〜0.20  ％
Si：0.005 〜1.5 ％
Mn：0.01〜2.0 ％
Ｐ：0.01〜0.10  ％
Ｓ：≦0.02  ％
Al：≦0.40  ％
Ｎ：0.001 〜0.01  ％
Mo：0.005 〜0.350 ％
残部Fe及び不可避的不純物からなり、
ｋ＝Ａ−3600×ｄｃ×ｎ３／２−17000 ×ｄｃ×（２×ｄｆ−ｄｃ２)×Ａ
なる定数を定めたとき、ｋ≧８であって、かつ、
9.8 ×10−５×ｋ２＋2.47×10−３×ｋ＋0.12≦ Mo ％≦ 1.73 ×10−６×ｋ２＋2.47×10−４×ｋ−0.016 を満足するようにMoを上記範囲内で
添加することを特徴とする遅時効性と焼付硬化性に優れた冷延鋼板。
ここで、Ａは10×√Ｃ−Ｃ／８にて求まる定数、ただし、Ｃは重量濃度で単位は[ppm] 。ｄｃは粒内セメンタイトの平均粒径[mm]、ｎは粒内セメンタイトの平均個数、ｄｆはフェライトの平均粒径[mm]である。
（２）（１）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遅時効性と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、冷延鋼板の遅時効性と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】
従来の極低炭素鋼においては、前述したようにTiやNbの添加により固溶Ｃ残存量の制御・計算が可能であったが、Moと固溶Ｃの相互作用による焼付硬化性と遅時効性の両立が可能であることは既にわかっており、いかにAlキルド鋼・低炭素鋼でのMo添加量を特定するか、本発明者らは各種試験と解析を行い、鋼中の組織と析出セメンタイトの単位体積あたりの存在率から、最適Mo添加量を導き出す下記式へと発展させることが可能であることを見出した。
すなわち、Mo濃度が 0.005≦Mo％≦0.350 であって、さらに、
ｋ＝Ａ−3600×ｄc ×ｎ3/2 −17000 ×ｄc ×（２×ｄf −ｄc 2)×Ａなる定数を定めたとき、ｋ≧８であって、かつ、
9.8 ×10-5×ｋ2 ＋2.47×10-3×ｋ＋0.12≦ Mo ％≦ 1.73 ×10-6×ｋ2 ＋2.47×10-4×ｋ−0.016 を満足するときに、遅時効性と焼付硬化性が両立する。ｋの特定方法は以下の手順と考え方によって求められることを見出した。
【０００８】
すなわち、フェライト粒内および粒界に析出したＣを測定、もしくは予測するものである。フェライト粒内の析出Ｃは析出したセメンタイトの平均粒径と個数により求め、粒界の析出Ｃは、粒界に近い固溶Ｃがある時間経過した後に粒界に析出する量を予測する。この経過時間は粒内の析出セメンタイトの平均粒径から逆算することが可能で、フェライトの粒径、粒内セメンタイトの粒径から求めることができる。これにより、定数ｋを求める式の右辺の第二項では、粒内炭化物（セメンタイト）のＣ量が、第三項では粒界炭化物のＣ量が、各々求まる。これと、トータル添加Ｃ量から求まる定数Ａとから上記式を導いた。
【０００９】
また、ｋを８以上としたのは、それ未満では焼付硬化性が少ないためである。
尚、フェライト粒径およびセメンタイト粒径は、いずれもナイタールエッチングを施した試料を、光学顕微鏡にて５００倍に拡大して測定する。
一方、Mo濃度は9.8 ×10-5×ｋ2 ＋2.47×10-3×ｋ＋0.12未満となると、Moの効果が不十分となり、遅時効性が劣化する、すなわち、降伏点伸びが発生し、プレス成形時にストレッチャーストレインが発生する。また、1.73×10-6×ｋ2 ＋2.47×10-4×ｋ−0.016 を超えると、遅時効性と焼付硬化性の両立は確保できるが、その効果は飽和し、コストが高くなる。
【００１０】
遅時効性と焼付硬化性とが、両立する原因は、本発明者らはMoとＣとが結合力的な相互作用を起こすことにより、MoがＣの拡散を阻害し、Ｃが転移へ固着する速度を遅くしていると考えている。つまり40℃程度の室温レベルのＣの拡散速度では、Moによる拡散速度の低下が、時効を大幅に遅らせるが、170 ℃の塗装焼付時の高温時には、Ｃの拡散速度が増加しMoによる拡散阻害が無視できるレベルになるため、Moの有無にかかわらず、同じ焼付時間でも同等の焼付硬化量が得られるものと考えている。
【００１１】
【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、Mo添加量が少ないため遅時効性が悪く、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。Ｃの領域では、Mo添加量が高すぎるため、強度が高くなりプレス成形時に割れが発生しやすいと共に、コスト面でも問題となる。Ｄの領域では焼付硬化性が少ない。
【００１２】
また、転位分布によりその特性が大きく変わることも、多くの電子顕微鏡観察の結果から明らかとなった。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、本発明の効果がな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本を超える場合には、鋼材の伸びが低下し、プレス時に割れが発生することが明らかとなった。この原因は明らかではないが、転位が歪場を形成し、MoやＣの相互作用に対し、別の相互作用を起こすものと考えられる。
【００１３】
本発明の鋼成分を限定した理由は以下のとおりである。
まず、Ｃ： 0.01 ％未満であると、焼付硬化に必要な十分な固溶Ｃが確保できない。また、0.20％を超えると、硬度が高くなりすぎ、プレス加工性が悪化するため、0.01〜0.20％とした。
【００１４】
Ｓｉ： 0.005％未満にしようとすると、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。また、1.5 ％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る。さらに望ましくは、亜鉛めっきを行うときには、密着性を確保するために、0.10％以下とするほうがよい。
【００１５】
Ｍｎ： 0.01 ％以上としたのは、それ未満だと高い焼付硬化性を得られないからである。2.0 ％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。
【００１６】
Ｐ： 0.01 ％未満としようとすると、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。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。
【００１７】
Ｓ： 0.02 ％以下としたのは、Ｓは不純物であり、多すぎると熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、平均ランクフォード値の劣化を起こすので極力低減させるべきであるが、製鋼コストも考慮すると、0.02％以下が許容範囲となる。
【００１８】
Ａｌ：上限を0.40％としたのも、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。
【００１９】
Ｎ： 0.001％未満としようとすると、製鋼でのコストアップになる。また、0.01％以下としたのは、それを超えて添加すれば、Ｎによる時効が生じ、遅時効性が劣化する。
【００２０】
Ｍｏ： 0.005％以上としたのは、それ未満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0.35％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、高価で経済的に成り立たなくなるためである。
また、さらに、この範囲は、Mo濃度をさらに、
9.8 ×10-5×ｋ2 ＋2.47×10-3×ｋ＋0.12≦ Mo ％≦ 1.73 ×10-6×ｋ2 ＋2.47×10-4×ｋ−0.016
ただし、ｋ＝Ａ−3600×ｄc ×ｎ3/2 −17000 ×ｄc ×（２×ｄf −ｄc 2)×Ａかつｋ≧８を満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の相互作用が形成される最適範囲と考えられる。Ｃに対して不要に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、0.35％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 ％以下のＭｏでは、時効硬化性が改善されず、降伏点伸びが発生してしまう。
【００２１】
【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解し、次に連続鋳造によりスラブとなした。このスラブを熱間圧延・冷間圧延し、その後焼鈍を行い、冷延鋼板とした。遅時効性の評価指標として、４０℃の雰囲気中に７０日保持し、その後、引張り試験を行い、この時の降伏点伸びを測定し、0.02％以下を遅時効性が良好であるとした。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.保持したときのＹＰを測定し、先に２％引張り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、遅時効性が悪く0.02％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良いが、プレス時に割れが発生した。
【００２２】
【表１】
0003825641.tif 000002
【００２３】
また、表２は、転移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、同レベルのｋ値に対して30ＭＰａ程度の改善が見られる。表２の転移密度は、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移を求め、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。
【００２４】
【表２】
0003825641.tif 000003
【００２５】
【発明の効果】
本発明により、焼付硬化性と遅時効性の優れた鋼板を得ることができる。
【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１】
0003825641.tif 000004