(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０６％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．４０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．００２〜０．０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、残部鉄および不可避的不純物からなる鋼を通常の方法で熱延し、冷延した冷延鋼板を再結晶・粒成長処理後、急冷・過冷却・再加熱・傾斜過時効処理する連続焼鈍を行う際、再結晶・粒成長後に７２０〜６００℃の温度域から４５０〜３００℃の温度域までを５０〜２５０℃／ｓｅｃの冷却速度で急冷し、次いで３００〜２００℃の温度域までを５〜４０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却し、該温度域で０〜１５秒間保持した後、４００〜３２０℃の温度域に少なくとも４０℃以上の昇温を伴う再加熱を行い、該温度域から３８５〜２２０℃の温度域まで冷却しながら過時効処理することを特徴とする、ばらつきの極めて少ない耐時効特性を有する冷延鋼板の製造方法。
【請求項２】
前記鋼が、ＢとＮの含有量の比でＢ／Ｎ＝０．５〜２．０の関係を満たして含有することを特徴とする、請求項１に記載のばらつきの極めて少ない耐時効特性を有する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、優れた加工性と、耐時効特性の、ばらつきが極めて少ない冷延鋼板の連続焼鈍による製造方法に関わり、その主たる用途は、自動車、家庭電化製品、建築材料等である。さらに、本発明による高強度鋼板を自動車に使用すると、板厚を薄くすることができるため自動車の燃費の向上に寄与し、近年、大きな課題となっている地球環境の改善にも役立つことになる。
【０００２】
【従来の技術】
低炭素鋼板を用い、耐時効特性のよい冷延鋼板を連続焼鈍によって製造する方法は、例えば、特公平５−５５５７３号公報に開示されている。すなわち、この発明は、冷延された低炭素鋼板を連続焼鈍するにあたり、通常の方法で熱延された板を冷延し、その冷延鋼板を再結晶・粒成長させた後、急冷・過冷却・再加熱・傾斜過時効処理を行う連続焼鈍法に関するものであり、炭素量が０．０１〜０．０６％の範囲で変化する低炭素鋼板を、７２０〜６００℃の高温域から４５０〜３００℃の低温域までを、５０〜２５０℃／ｓｅｃの冷却速度で一段で一気に冷却するものである。この急冷によって多量の固溶炭素を確保し炭化物の核発生を促進させようとするものである。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記従来技術の特公平５−５５５７３号公報に記載の発明では、炭素量が０．０１〜０．０６％の範囲で変化すると炭化物の核発生の数が不安定になり、その結果、過時効処理を行っても最終的な固溶炭素量にばらつきが発生し易いことになり、冷延鋼板の耐時効特性がばらつくという問題がある。このように、従来の連続焼鈍方法で冷延鋼板を焼鈍すると、一般に、鋼板のＣやＭｎ等の成分量の変動や熱延、冷延等の工程条件の変動の存在によって、連続焼鈍後の冷延鋼板の耐時効特性に大きなばらつきが発生する。このばらつきは、製品価値を低めるばかりでなく、出荷管理上の困難さをも生じさせることになる。
【０００４】
そこで、本発明の第一の狙いは、耐時効特性のばらつきを減少させることのできる冷延鋼板の製造方法を提供することである。
冷延鋼板の時効指数（Ａｇｉｎｇ  Ｉｎｄｅｘ、以下単にＡＩともいう）と焼付硬化量（Ｂａｋｅ−ｈａｒｄｅｎａｂｉｌｉｔｙ、以下単にＢＨともいう）との間には、図５に示すような関係がある。鋼板の出荷管理上、時効指数には上限があり、これ以上の時効指数をもつ鋼板は出荷できない。通常、時効指数の上限値としては、３０ＭＰａが使われている。鋼板の出荷を管理する上で時効指数には上限があるが、それでも、焼付硬化量を、より高くすることが一方で要請されている。そこで、本発明の第二のねらいは、耐時効特性のばらつきを抑えることによって、実質的に焼付硬化量の高い冷延鋼板の製造方法を提供することである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記の課題を解決するために、鋼板の成分や熱延、冷延等の工程条件が、ある範囲内で変動しても耐時効特性のばらつきを十分に小さくすることのできる連続焼鈍熱サイクルについて鋭意検討した。その結果、図２に示すように、急冷開始温度（Ｔ１）から急冷終点温度（Ｔ３）までを直線的に一気に冷却する従来の方法に対して、Ｔ１から急冷中間温度のＴ２までを急冷し、その後Ｔ２からＴ３にいたる温度の間では緩冷却をすれば、冷延鋼板の耐時効特性のばらつきが極めて小さくなるという新しい作用効果を見出した。この二段冷却法ともいうべき新連続焼鈍の熱サイクルを使用して鋼板を連続焼鈍すると、鋼板の成分系や熱延、冷延等の工程条件に、ある範囲内での変動があっても、耐時効特性のばらつきを十分に小さくすることができる。
【０００６】
Ｔ１からＴ３にいたる冷却処理の技術的役割は、（１）過冷による多量の固溶炭素の確保と、（２）過時効処理に先立ち炭化物の核発生の誘起の２点である。
まず、（１）の多量の固溶炭素量の確保は、炭化物の核発生が容易に起こるための駆動力を発生させるために不可欠である。そして、（２）は、その後に続く過時効処理で固溶炭素を迅速に減少させるために、固溶炭素の析出サイトの数を十分に確保することと、それを板内で均一に発生させるために必要である。
【０００７】
この技術的目的を達成させるためのＴ１からＴ３までの熱サイクル条件を詳細に検討した。その結果、（１）の固溶炭素量を十分確保するためには、特に炭素の拡散速度の速い７２０℃〜６００℃から中間温度の４５０〜３００℃の温度域において高冷却速度が必要であることを見出した。すなわち、この場合に必要な冷却速度は、５０℃／ｓｅｃ以上の高冷却速度である。一方、上限の冷却速度は２５０℃／ｓｅｃであり、これを超える高冷却速度は固溶炭素量を高める点では不必要である。また、（２）の十分な炭化物の核を板内に均一に発生させるためには、４５０〜３００℃の急冷中間温度（Ｔ２）から３００〜２００℃までの急冷終点温度（Ｔ３）を５〜４０℃／ｓのやや緩い速度で冷却することが効果的であることを見出した。
【０００８】
この本発明の方法を、再結晶・粒成長処理後、急冷・過冷却・再加熱・傾斜過時効を行う連続焼鈍法に適用すると、従来より極めて、ばらつきの少ない耐時効特性を持った冷延鋼板を製造することができる。更に、耐時効特性のばらつきを少なくすることによって、鋼板にはより高い焼付硬化量を実質的に持たせることができるのである。
【０００９】
本発明による、ばらつきの極めて少ない耐時効特性を有する冷延鋼板の製造方法は以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０６％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．４０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．００２〜０．０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、残部鉄および不可避的不純物からなる鋼を通常の方法で熱延し、冷延した冷延鋼板を再結晶・粒成長処理後、急冷・過冷却・再加熱・傾斜過時効処理する連続焼鈍を行う際、再結晶・粒成長後に７２０〜６００℃の温度域から４５０〜３００℃の温度域までを５０〜２５０℃／ｓｅｃの冷却速度で急冷し、次いで３００〜２００℃の温度域までを５〜４０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却し、該温度域で０〜１５秒間保持した後、４００〜３２０℃の温度域に少なくとも４０℃以上の昇温を伴う再加熱を行い、該温度域から３８５〜２２０℃の温度域まで冷却しながら過時効処理することを特徴とする、ばらつきの極めて少ない耐時効特性を有する冷延鋼板の製造方法。
（２）前記鋼が、ＢとＮの含有量の比でＢ／Ｎ＝０．５〜２．０の関係を満たして含有することを特徴とする、上記（１）に記載のばらつきの極めて少ない耐時効特性を有する冷延鋼板の製造方法。
【００１０】
【発明の実施の形態】
本発明における冷延鋼板の製造方法は、低炭素鋼板のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ量を限定し、通常の方法で熱延板とし、冷延した冷延鋼板を再結晶・粒成長処理後、急冷・過冷却・再加熱・傾斜過時効処理する連続焼鈍法に関するものである。特に、急冷開始温度（Ｔ１）から急冷終点温度（Ｔ３）までを二段階に冷却する熱サイクルを採用するものである。これらによって、耐時効特性のばらつきが抑えられ、高い焼付硬化量を持った冷延鋼板が製造される。以下に本発明の限定理由を述べる。
【００１１】
先ず化学成分についてである。
Ｃは、その含有量が少なくなるに従って、延性および深絞り性が向上すること、また、含有量が少なくなり過ぎる耐時効特性が劣化するるので、本発明の場合は、Ｃ：０．０１〜０．０６％の範囲で加工性と耐時効特性の優れた冷延鋼板が得られる。
【００１２】
ＭｎおよびＳは、熱間圧延時のＳによる脆性を防止することと、ＭｎＳを炭化物の優先析出サイトとして利用するので、それらの量には限定された範囲が必要である。これらの観点から、Ｍｎを０．０５〜０．４０％、Ｓを０．００２〜０．０２５％に規制した。このことと二段急速冷却の組み合わせによって、一層、耐時効特性の優れた冷延鋼板が製造されることになるのである。
【００１３】
Ｓｉは、フェライトに固溶し、マトリックスを硬質化させるのみならず、大量に添加された場合にはスケール起因の表面キズ等による表面品位の劣化や、化成処理性の低下をもたらすために、０．１％以下の添加量に制限する。しかしながら、Ｓｉ添加量を０．００３％未満に制御することは実製造条件から困難であることから、Ｓｉ添加量の下限を０．００３％とすることが好ましい。Ｐは、耐時効特性に大きく影響しない元素であるが、自動車用鋼板等を製造する場合はその上限を０．１０％としなければならない。Ｐがこれを越えると鋼板の加工性が著しく劣化するからである。
【００１４】
ｓｏｌ．Ａｌは、鋼中の酸素、窒素量を制御するのに必要な元素であるが、これが多すぎると硬質化するので上限を０．１０％とした。一方、これが少な過ぎると窒素に起因する時効性を抑えることができないので、下限を０．０１％とした。
Ｎは、鋼中のｓｏｌ．Ａｌと結びついてＡｌＮ（Ｂが添加されるときはＢＮ）となり材質を硬質化させるので、その上限を０．００６％とした。なお、下限を０．００１％としたのは、現在の製鋼技術ではＮ量をこれより低くすることは困難なためである。
【００１５】
Ｂは、本発明においては、必要に応じて含有させるものである。Ｂは、Ｂ／Ｎで０．５以上含有すると鋼中のＮと結びついてＢＮとなり窒素時効を防止できるが、Ｂ／Ｎが２．０を越えると固溶のＢ量が増えて材質を硬質化させるので、Ｂ／Ｎの下限を０．５、上限を２．０とした。次に、鋳造から熱間圧延にいたるまでの工程であるが、スラブを冷片とした後再加熱する方法でも、連続鋳造−直送熱間圧延（ＣＣ−ＤＲ）法でもいずれを採用してもよい。従って、スラブを加熱する場合の温度は、特に限定しなくてもよいことになる。また、熱延後の巻取温度は、鋼板の耐時効特性にあまり影響を与えず、６００℃程度の低温巻取の場合でも本発明の効果は十分に得られる。７００℃以上の高温巻取をした場合には、焼鈍後の結晶粒が大きくなり加工性が向上する。次に連続焼鈍工程について述べる。
【００１６】
冷間圧延された鋼板を再結晶・粒成長させる工程は、特に限定する必要は無く、通常の方法の再結晶温度以上に加熱し均熱すればよい。均熱後の急冷は、７２０〜６００℃の温度域から４５０〜３００℃の温度域までを５０〜２５０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却し、次いで３５０〜２００℃の温度域までを５〜４０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却する必要がある。この二段階の冷却方法が、ばらつきの少ない耐時効特性を得る上で最も重要な技術的ポイントである。
【００１７】
鋼板中への変態による歪みの導入を避けるために、均熱後は２０℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却する。同じ理由で急冷開始温度の上限は７２０℃とする。急冷開始温度が６００℃未満になると、急冷中間温度（Ｔ２）での固溶炭素量が十分でなくなるので、６００℃を急冷開始温度の下限とする。
急冷中間温度（Ｔ２）の上限温度は４５０℃とする。この温度より高くなると固溶炭素量が不足し、炭化物の核発生が十分に起こらなくなるからである。また、急冷中間温度が３００℃未満になると、炭化物の核発生の、ばらつきが大きくなり、結果として耐時効特性の、ばらつきを大きくさせるので、３００℃を急冷中間温度の下限とする。
【００１８】
急冷開始温度（Ｔ１）から急冷中間温度（Ｔ２）までの冷却速度の下限は５０℃／ｓｅｃである。これより遅くなると十分な固溶炭素量が確保されず、高い耐時効特性は得られない。また、冷却速度を２５０℃／ｓｅｃ超にしても、温度の制御性が悪くなり耐時効特性が不安定になるので、２５０℃／ｓｅｃを冷却速度の上限とする。
【００１９】
十分な炭化物の析出密度を確保するために、急冷終点温度を３００℃以下にする。一方、急冷終点温度を２００℃未満にすると、炭化物の核の密度が多くなりすぎて鋼板が硬質化するので、２００℃をその下限とする。
急冷中間温度（Ｔ２）から急冷終点温度（Ｔ３）までは、５〜４０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却する必要がある。４０℃／ｓｅｃを超える冷却速度になると、鋼板の耐時効特性のばらつきが大きくなるので、４０℃／ｓｅｃを上限とする。一方、５℃／ｓｅｃ未満の冷却速度になると連続焼鈍炉が長大になるので、５℃／ｓｅｃを下限とした。
【００２０】
急冷終点温度（Ｔ３）に到達後は、この温度域で０〜１５秒間保持する。この保持時間は、長いほうが耐時効特性が安定するが、焼鈍炉を不必要に長くするので１５秒をその上限とする。なお、保持時間が０秒であっても本発明の目的は達成される。
この後は、４００〜３２０℃（過時効開始温度Ｔ４）の温度域に再加熱し、徐冷させながら３８５〜２２０℃の温度域（過時効終了温度Ｔ５）までで過時効処理する。これらの温度範囲内で過時効処理すると、炭素の効率的な拡散速度が活用でき、迅速に固溶炭素量の減少が図れる。更に、過時効終了温度を３８５〜２２０℃にすることによって、到達固溶炭素量を低く抑えることができる。急冷終点温度（Ｔ３）から過時効開始温度（Ｔ４）までの再加熱は、５℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で行えば、最終的な特性を大きく劣化させることはない。好ましくは、過度に連続焼鈍炉のライン長さを長くしないために、１５℃／ｓｅｃ以上とするのが好ましく、また、再加熱のコスト上昇を最小限にとどめるために６０℃／ｓｅｃ以下とするのが好ましい。
【００２１】
【実施例】
以下、実施例により本発明をさらに説明する。
（実施例１）
表１に、熱延鋼板の製造現場から採取したＡからＶまでの熱延鋼板の成分組成を記載する。この熱延鋼板のＢからＪまでを実験室で冷間圧延をして、０．８ｍｍの冷延板とし、それに以下の熱処理を施した。
【００２２】
一つは従来の熱処理の代表的なもので、８００℃−６０秒の均熱焼鈍後、６７５℃から２５０℃までを１００℃／ｓｅｃの冷却速度で急冷し、続いて３５０℃まで再加熱し、３５０℃から２７０℃までの過時効時間を変化させながら徐冷させて過時効処理をした。
一方、本発明の代表的な方法によるもので、８００℃−６０秒の均熱焼鈍後、６７５℃から３５０℃までを８０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却し、その後２５０℃までを２０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却した。その後は、３５０℃まで再加熱し、３５０℃から２７０℃までは過時効時間を変えながら過時効処理を施した。
【００２３】
これらの鋼板の時効指数（ＡＩ）のばらつきを、過時効時間の関数として図３、図４に示す。図３は、炭素量が０．０１０〜０．０２５％のものであり、図４は、炭素量が０．０２５〜０．０５５％の結果である。さらに、図１には、時効指数（ＡＩ）のばらつきの範囲の変化を示す。なお、時効指数は焼鈍した鋼板中に残存する固溶炭素量にほぼ比例する指標である。この時効指数（ＡＩ）は、１０％の引張歪みを与えた後に１００℃−１ｈｒの熱処理を施し、再度引張試験をして、その降伏応力の上昇代で表現する。
【００２４】
図３、図４および図１に示す結果から明らかなように、本発明による二段冷却方法によれば、鋼板の炭素量の範囲にほとんど関係なく時効指数のばらつきを非常に低く抑えることが可能である。時効指数のばらつきを低く抑えることができれば、図５からわかるように、高い焼付硬化量を持った鋼板の製造が可能になるのである。
（実施例２）
表１に示すＡ〜Ｖの熱延鋼板を実験室で冷間圧延によって板圧０．８０ｍｍの鋼板とした。それらを８００℃−６０ｓの均熱処理後、５〜１０℃／ｓｅｃで急冷開始温度Ｔ１まで冷却し、急冷中間温度Ｔ２までおよびその後急冷終点温度Ｔ３までをそれぞれ表２〜３に示す冷却速度で冷却し、Ｔ３温度で所定の等温保持を行い、過時効開始温度まで１０〜３０℃／ｓｅｃの加熱速度で再加熱した。その後過時効処理の開始温度から終了温度へ冷却しながら所定の時間の時効処理を行い、時効処理完了後、室温まで冷却して鋼板の材質を調査した。この様にして得られた鋼板の特性を焼鈍処理条件と共に表２〜３に示す。各条件で、１０回の実験を行い、各材質は１２回の平均値を示した。また、ＡＩのばらつきは、測定されたＡＩの範囲で示した。
【００２５】
Ｎｏ．１は、Ｃ量が本発明の範囲外であるために、ＡＩが３０ＭＰａ以上であるばかりでなく、ＡＩのばらつきも１０ＭＰａ以上の大きな値となっている。
また、Ｎｏ．４２〜５１はすべて、化学成分が本発明の範囲外の鋼である。まず、Ｎｏ．４２は、Ｃ量が過剰であるために、ＹＰが２５０ＭＰａ以上と硬質化しているばかりでなく、ＡＩ及びＡＩのばらつきも大きくなっている。Ｎｏ．４３は、Ｓｉ添加量が本発明の範囲外であったために熱延鋼板にスケール起因のキズが発生しており、冷延鋼板の表面品位が悪い。そのため、他の評価は行わなかった。Ｎｏ．４４および４７は、ＭｎとＳの比が１０以下と小さいために、スラブ段階での割れが生じ、冷延鋼板の表面品位が悪い。そのため、他の評価は行わなかった。Ｎｏ．４５、４６、４９、５０、５１はそれぞれ、Ｍｎ、Ｐ、Ａｌ、Ｎ、Ｂの添加量が本発明範囲より多いために、鋼板が硬質化し、ＹＰが２５０ＭＰａを越えて、加工性が劣化している。Ｎｏ．４８は、Ａｌ添加量が本発明範囲より少ないために、Ｎ起因の時効性が現れ、ＡＩ及びＡＩのばらつき共に大きくなっている。
【００２６】
Ｎｏ．１１と１２は急冷開始温度が、また、Ｎｏ．３、４、１８、３１、３９は急冷中間温度が、また、Ｎｏ．２４、２５は急冷終点温度が本発明の範囲外であるために、ＡＩが３０ＭＰａ以上と大きく、また、ＡＩのばらつきが１０ＭＰａ以上と大きくなっている。また、Ｎｏ．２４は、急冷終点温度から過時効までに再加熱が行われていないことも本発明の範囲外である。
【００２７】
Ｎｏ８はＴ１からＴ２の冷却速度が、Ｎｏ．１０はＴ２からＴ３の冷却速度が本発明の範囲外で遅すぎるために、ＡＩが３０ＭＰａ以上と大きく、また、ＡＩのばらつきが１０ＭＰａ以上と大きくなっている。
Ｎｏ．９、１３、１４、２６、４０、４１は、冷却速度が本発明の範囲外で速すぎるか、もしくは、冷却が１段で行われたために、ＡＩ自身は低くなっているものの、ＡＩのばらつきが１０ＭＰａ以上となって、安定したＡＩの制御ができていない。
【００２８】
Ｎｏ．２２は、Ｔ３での保持時間が１８秒と本発明の範囲よりも長いために、ＡＩのばらつきが１０ＭＰａ以上と大きくなっている。
Ｎｏ．３５、３６、３７、３８は、過時効温度が本発明の範囲外であることから、ＡＩ及びＡＩのばらつきが大きくなっている。
以上の比較例以外の例はすべて本発明例であり、焼鈍の均熱処理以降の冷却条件、過時効条件が、本発明の二段冷却−再加熱−過時効処理による場合には、ＡＩとして３０ＭＰａ以内でかつ、ＡＩのばらつきが１０ＭＰａ以内である様な耐時効性のばらつきが極めて少ない冷延鋼板を製造できることを示している。
【００２９】
【表１】
0003777033.tif 000002
【００３０】
【表２】
0003777033.tif 000003
【００３１】
【表３】
0003777033.tif 000004
【００３２】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明によれば、実質的に加工用冷延鋼板のＡＩのばらつきを低減でき、図５に概念的に示したように、品質管理上、より高いＢＨ性を持った非時効性鋼板を安定して提供することができる。これによって、鋼板の出荷管理が容易になるばかりでなく、鋼板の使用者である自動車メーカー等で、ストレッチャーストレインが発生しない条件下でこれまでよりも高いＢＨ性の鋼板を使用することができるために、製品の高品質化、安全性向上、更には、車体重量の低下等を通じて、省エネルギー、環境負荷の低減等に貢献する事ができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は、本発明と従来方法について、時効指数の範囲を示すグラフである。
【図２】図２は、本発明と従来方法の焼鈍サイクルを比較して概念的に示すグラフである。
【図３】図３は、本発明と従来方法について、Ｃ：０．０１０〜０．０２５％の鋼板の時効指数のばらつきを示すグラフである。
【図４】図４は、本発明と従来方法について、Ｃ：０．０２５〜０．０５５％の鋼板の時効指数のばらつきを示すグラフである。
【図５】図５は、焼き付け硬化量（ＢＨ）と時効指数（ＡＩ）の関係により、本発明によるばらつき低減の効果を概念的に説明するグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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