JP2003268490A - 焼付硬化性および耐時効性に優れる加工用薄鋼板とその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 高い焼付硬化性を有するともに優れた耐時効
性を備え、なおかつ優れた加工性をも兼備する加工用薄
鋼板およびその製造方法を提案する。 【解決手段】 Ｃ：0.0020〜0.010mass％、Ｐ：0.07mas
s％以下、Ｎ：0.005mass％以下、Al：Ｎ(mass％)×15〜
0.10mass％、Nb／Ｃ(mass％)×3〜Ｃ(mass％)×8＋0.02
mass％を含み、かつNbおよびＰはＣとの関係において、
Nb(at％)／Ｃ(at％)：0.3〜0.6、Ｃ(at％)／Ｐ(at％)：
0.4以上の条件を満たして含有する熱延鋼板に、圧下率6
0〜90％の冷間圧延を施した後、最高加熱温度820℃〜(A
c₃変態点＋20)℃の焼鈍を施し、次いで20℃/sec以上で
冷却した後、0.3〜1.5％の調質圧延を施すことにより、
ＢＨ：75MPa以上、かつＢＨ(MPa)とＡＩ(MPa)の比(ＢＨ
／ＡＩ)が1.50以上であり、時効処理後のＹＥｌが0.6％
以下である鋼板を得る。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、主に自動車の車体
等に用いられる薄鋼板に関し、とくに曲げ加工性、プレ
ス加工性、深絞り性などの特性に優れるほか、塗装焼付
処理時において高い焼付硬化性を示すにもかかわらず耐
時効性に優れる冷延鋼板、表面処理鋼板などの薄鋼板と
その製造方法に関する提案である。

【０００２】

【従来の技術】最近、自動車の排ガス規制の強化にとも
なう燃費の向上を目的とした車体軽量化の観点から、ま
た、安全性向上を目的とした車体の高強度化の観点か
ら、加工性に優れた高張力鋼板の使用範囲が拡大してい
る。しかし、高張力鋼板の採用により、板厚の薄肉化は
可能となったが、自動車の外板部品、特に、ドアやフェ
ンダーのように比較的板厚が薄い部品では、板厚の減少
による耐デント性および張り剛性の低下が懸念されてい
る。このため、このような用途には、従来、焼付硬化性
をもった鋼板(ＢＨ鋼板)が使用されている。

【０００３】上記焼付硬化性とは、プレス成形後に施さ
れる塗装焼付処理における歪時効によって、鋼板の降伏
点や変形強度、引張強度が上昇する現象である。この現
象を利用すれば、成形加工時には軟質な材料を使用でき
るため、プレス機などの加工機械の負荷が小さくて済む
一方、その後の塗装・焼付処理で高強度化が達成できる
ので、塗装・焼付後の鋼板強度が同じ鋼板同士で比較す
ると、時効硬化しない材料よりも、高強度化による加工
性の劣化が小さいなどの利点がある。

【０００４】しかし、鋼板を高ＢＨ化することにより、
常温時効性が劣化し、室温でも降伏伸びが発生しやすく
なる。そのため、プレス成形時に、ストレッチヤースト
レインによるシワが発生して外観を損ねるなどの問題が
あり、外板部品へのＢＨ鋼板の適用拡大の障害となって
いる。一方、耐デント性、張り剛性が問題となる部位に
おいては、より高強度化を図るため、成形性を保ちつつ
さらに高いＢＨ性を備えた鋼板が求められている。

【０００５】これらの観点から、成形性を保持しつつ、
従来の鋼板よりもより優れた焼付硬化性と耐時効性を兼
備した高強度鋼板の製造技術が提案されている。例え
ば、特開平7-75803号公報、特開2001-140038号公報、特
開2001-200337号公報などには、調質圧延の伸び率を高
めて常温時効劣化を抑制する方法が、また、特開2000-3
36431号公報にはレーザー照射などにより鋼板表層に歪
みを導入することで、常温時効劣化を抑制する方法が開
示されている。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記従
来技術で製造した冷延鋼板は、いずれも鋼板に歪み(可
動転位)を導入することにより耐時効性の向上を図るも
のであるため、ＢＨ量を大きくするに従い、導入する歪
量も大きくなる。そのため、より高いＢＨ性を有する鋼
板を製造するためには、調質圧延の伸び率をより高める
必要がある。しかし、高張力鋼板では、伸び率アップに
限界があるため、従来のラインでは製造することが事実
上困難となる。従って、高い焼付硬化性と優れた耐時効
性とを同時に満足する高張力鋼板を得ることが難しいと
いう問題があった。

【０００７】本発明の目的は、高い焼付硬化性と優れた
耐時効性を備え、なおかつ優れた加工性をも兼備する加
工用薄鋼板およびその製造方法を提案することにある。
具体的には、焼付硬化指数(ＢＨ)が75MPa以上、時効指
数(ＡＩ)が50MPa以下で、かつ、これらの比(ＢＨ／Ａ
Ｉ)が1.50以上の特性を満たす加工用薄鋼板とその製造
方法を提案することにある。

【０００８】

【課題を解決するための手段】発明者らは、このような
課題認識の下で、その解決に向け鋭意研究した。その結
果、鋼の成分組成を適正範囲に制御するとともに各成分
間の相互関係とくに、Nb／ＣならびにＣ／Ｐの関係を適
正範囲に制御し、加えて冷間圧延条件、冷延板の焼鈍条
件および焼鈍後の冷却条件を制御すれば、上記の課題が
解決できることを見出し、本発明を完成するに至った。

【０００９】すなわち、本発明は、Ｃ：0.0020〜0.010m
ass％、Si：1.0mass％以下、Mn：0.05〜1.5mass％、
Ｐ：0.07mass％以下、Ｓ：0.02mass％以下、Ｎ：0.005m
ass％以下、Al：Ｎ(mass％)×15〜0.10mass％、Nb：Ｃ
(mass％)×3〜Ｃ(mass％)×8＋0.02mass％を含み、かつ
NbおよびＰはＣとの関係において、Nb(at％)／Ｃ(at
％)：0.3〜0.6、Ｃ(at％)／Ｐ(at％)：0.4以上の条件を
満たして含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からな
る成分組成を有するとともに、ＢＨ：75MPa以上、かつ
ＢＨ(MPa)とＡＩ(MPa)の比(ＢＨ／ＡＩ)が1.50以上であ
り、40℃×20日間の時効処理後のＹＥｌが0.6％以下で
あることを特徴とする焼付硬化性および耐時効性に優れ
る加工用薄鋼板である。

【００１０】また、本発明は、Ｃ：0.0020〜0.010mass
％、Si：1.0mass％以下、Mn：0.05〜1.5mass％、Ｐ：0.
07mass％以下、Ｓ：0.02mass％以下、Ｎ：0.005mass％
以下、Al：0.01〜0.10mass％、Nb：Ｃ(mass％)×3〜Ｃ
(mass％)×8＋0.02mass％、Ti：Ｎ(mass％)×3.43〜Ｎ
(mass％)×3.43＋Ｓ(mass％)×1.5＋0.01mass％を含
み、かつNbおよびＰはＣとの関係において、Nb(at％)／
Ｃ(at％)：0.3〜0.6、Ｃ(at％)／Ｐ(at％)：0.4以上の
条件を満たして含有し、残部がFeおよび不可避的不純物
からなる成分組成を有するとともに、ＢＨ：75MPa以
上、かつＢＨ(MPa)とＡＩ(MPa)の比(ＢＨ／ＡＩ)が1.50
以上であり、40℃×20日間の時効処理後のＹＥｌが0.6
％以下であることを特徴とする焼付硬化性および耐時効
性に優れる加工用薄鋼板である。

【００１１】なお、本発明の鋼板は、上記成分組成に加
えてさらに、Ｂを0.0002〜0.0030mass％含むか、あるい
はさらに、Cr：0.03〜2.0mass％、Cu：0.03〜2.0mass
％、Ni：0.03〜2.0mass％およびMo：0.03〜1.0mass％か
ら選ばれるいずれか１種または２種以上を総量で2.0mas
s％以下含むことが好ましい。

【００１２】また、本発明は、Ｃ：0.0020〜0.010mass
％、Si：1.0mass％以下、Mn：0.05〜1.5mass％、Ｐ：0.
07mass％以下、Ｓ：0.02mass％以下、Ｎ：0.005mass％
以下、Al：Ｎ(mass％)×15〜0.10mass％、Nb：Ｃ(mass
％)×3〜Ｃ(mass％)×8＋0.02mass％を含み、かつNbお
よびＰはＣとの関係において、Nb(at％)／Ｃ(at％)：0.
3〜0.6、Ｃ(at％)／Ｐ(at％)：0.4以上の条件を満たし
て含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる熱延
鋼板に、圧下率60〜90％の冷間圧延を施した後、最高加
熱温度820℃〜(Ac₃変態点＋20)℃の焼鈍を施し、次いで
20℃/sec以上で冷却した後、0.3〜1.5％の調質圧延を施
すことを特徴とする焼付硬化性および耐時効性に優れる
加工用薄鋼板の製造方法を提案する。

【００１３】また、本発明は、Ｃ：0.0020〜0.010mass
％、Si：1.0mass％以下、Mn：0.05〜1.5mass％、Ｐ：0.
07mass％以下、Ｓ：0.02mass％以下、Ｎ：0.005mass％
以下、Al：0.01〜0.10mass％、Nb：Ｃ(mass％)×3〜Ｃ
(mass％)×8＋0.02mass％、Ti：Ｎ(mass％)×3.43〜Ｎ
(mass％)×3.43＋Ｓ(mass％)×1.5＋0.01mass％を含
み、かつNbおよびＰはＣとの関係において、Nb(at％)／
Ｃ(at％)：0.3〜0.6、Ｃ(at％)／Ｐ(at％)：0.4以上の
条件を満たして含有し、残部がFeおよび不可避的不純物
からなる熱延鋼板に、圧下率60〜90％の冷間圧延を施し
た後、最高加熱温度820℃〜(Ac₃変態点＋20)℃の焼鈍を
施し、次いで20℃/sec以上で冷却した後、0.3〜1.5％の
調質圧延を施すことを特徴とする焼付硬化性および耐時
効性に優れる加工用薄鋼板の製造方法を提案する。

【００１４】また、本発明の製造方法は、上記成分組成
に加えてさらに、Ｂを0.0002〜0.0030mass％含むか、あ
るいはさらに、Cr：0.03〜2.0mass％、Cu：0.03〜2.0ma
ss％、Ni：0.03〜2.0mass％およびMo：0.03〜1.0mass％
から選ばれるいずれか１種または２種以上を総量で2.0m
ass％以下含むことが好ましい。

【００１５】

【発明の実施の形態】まず、この発明を完成させるため
に行った実験について説明する。この実験では、Ｃ：0.
0033〜0.0045mass％、Si：0.01mass％、Mn：0.40〜1.00
mass％、Ｐ：0.01〜0.02mass％、Ｓ：0.005〜0.009mass
％、Al：0.03〜0.04mass％、Ｎ：0.0012〜0.0030mass％
およびNb：0.006〜0.015mass％であって、Nb(at％)／Ｃ
(at％)：0.40〜0.59、Ｃ(at％)／Ｐ(at％)：0.17〜0.74
の成分組成からなり、連続焼鈍ヒートパターンを変化さ
せて製造した板厚0.8mmの冷延鋼板について、焼付硬化
指数(ＢＨ)と時効指数(ＡＩ)およびこれらの比(ＢＨ／
ＡＩ)と40℃×20日間(常温6ケ月相当)時効処理後の降伏
伸び(ＹＥｌ)について調査を行った。なお、上記冷延鋼
板は、上記成分組成を有するシートバーを、1250℃に加
熱・均熱後、Ar₃変態点以上の仕上温度で熱間圧延を行
ってから600℃で巻取り、続いて酸洗し、圧下率75〜80
％の冷間圧延を行い、その後、830〜880℃の温度で再結
晶焼鈍してから20〜25℃/secで冷却する連続焼鈍を行
い、さらにその後、0.8±0.1％の調質圧延を施したもの
である。

【００１６】上記特性値のうち、ＡＩは、JIS ５号引張
試験片を使用し、引張試験機にて7.5％の予歪を付与
後、100℃×30分の時効熱処理を施したときの時効前に
対する時効後の変形応力の上昇量であり、この値が小さ
いほど耐時効性に優れている。また、ＢＨは、JIS ５号
引張試験片を使用し、引張試験機にて2.0％の予歪を付
与後、塗装焼付工程を模擬した170℃×20分の熱処理を
施したときの熱処理前に対する熱処理後の変形応力の上
昇量であり、この値が大きいほど焼付硬化性に優れてい
る。また、これらの特性値を求めるにあたって用いた引
張試験片の引張方向は、いずれも圧延方向に垂直な方向
(Ｃ方向)とした。

【００１７】上記により得られた冷延鋼板は、いずれも
ＢＨ量が75MPa以上の高ＢＨ性を示すものであった。こ
れらの鋼板のＢＨ／ＡＩと時効後ＹＥｌとの関係を示し
たのが図１である。この図１から明らかなように、ＢＨ
／ＡＩの上昇により、時効後ＹＥｌが低下する、すなわ
ち常温６ケ月時効後のＹＥｌが低下する傾向にあること
がわかる。同時に、ストレッチャーストレインが発生し
ない指標(40℃×20日間時効処理後の降伏伸び(ＹＥ
ｌ)：0.6％以下)を満たすためには、ＢＨ／ＡＩは1.5以
上が必要であることもわかる。

【００１８】さらに実験を重ねたところ、大きなＢＨ量
を得るためには、鋼の成分組成は、NbとＣの原子比(Nb
(at％)／Ｃ(at％))が0.3〜0.6であること、連続焼鈍温
度の最高値は、820℃〜(Ac₃変態点＋20)℃の温度範囲と
することが必要であることがわかった。

【００１９】また、ＢＨ／ＡＩを制御するためには、Ｃ
とＰの原子比(Ｃ(at％)／Ｐ(at％))を制御すること、具
体的にはＣ(at％)／Ｐ(at％)を0.40以上とすることが有
効であることも判明した。

【００２０】さらに、上記成分のほか、Tiを適正量添加
した鋼板は加工性がさらに向上し、また、Ｂを適正量添
加した鋼板は耐二次加工脆性がさらに向上し、Cr、Ni、
MoおよびCuのうちから選んだ１種または２種以上を適正
量添加した鋼板は、加工性の劣化を抑制しつつ強度を増
加させることが可能なことも見いだした。

【００２１】上述したように、成分組成、再結晶焼鈍条
件などを制御することにより耐時効性とともに高い焼付
硬化性が得られる理由については、以下のように考えら
れる。すなわち、鋼板中のNb量がＣ量に対して原子比に
て等量程度添加した冷延板を820℃〜(Ac₃変態点＋20)℃
の温度で焼鈍することにより、熱延時に析出していたNb
炭化物が分解して固溶Ｃが生成する。さらに焼鈍後、急
冷することにより、上記固溶Ｃは、再析出することな
く、結晶粒内に固溶Ｃとして残存する。通常、この固溶
Ｃは、結晶粒界に偏析する傾向がある。しかし、Ｐもま
た高温域(約600℃以上)では、結晶粒界に偏析する傾向
が強い元素であるため、Ｐが多い材料では、Ｃの粒界へ
の偏析は進みにくい。そこで、Ｃ／Ｐを高める(Ｃ増
加、Ｐ減少)と、結晶粒界のＰの偏析が減少し、代わり
にＣが粒界に偏析しやすい状況になる、つまり、Ｃ／Ｐ
を大きくすると、結晶粒界におけるＣとＰのサイトコン
ペティションが起こり、粒界におけるＣ分布の割合が増
加するようになる。図２に、高Ｐ鋼(0.046mass％)と低
Ｐ鋼(0.013mass％)の粒界／粒内のＣの存在量をオージ
ェ分析により測定した結果を示すが、低Ｐ鋼の方が、粒
界に存在するＣの量が増加していることが明らかであ
る。

【００２２】すなわち、Ｃ／Ｐを高めることにより粒界
Ｃが増加し、耐時効性劣化の要因である粒内Ｃが減少す
る結果、粒内転位の固着現象が抑制され、耐時効性が向
上するメカニズムとなっていることが考えられる。一
方、粒界に偏析した固溶Ｃは、塗装・焼付条件(170℃×
20分)の温度になると、結晶粒内に拡散移動し、粒内の
固溶Ｃが増加する結果、高い焼付硬化性を確保するのに
寄与するものと考えられる。ここで、Ｃの存在量はオー
ジェ分析により求めたパラメータＣ／Feを用いて評価し
た。すなわち、液体窒素により極低温に保持したサンプ
ルをハンマーにて脆性破壊させ、この時の粒界破面、粒
内破面のそれぞれについて、各５点ずつオージェ分析し
ＣおよびFeのカウント数を測定する。そして、この時の
ＣとFeのカウント数の比を求め各５点の平均を算出し、
この値をＣ／Feとし、Ｃの存在量を表すパラメータとし
た。

【００２３】つぎに、本発明において、鋼の成分組成を
上記要旨構成のとおりに限定した理由について説明す
る。 Ｃ：0.0020〜0.010mass％ Ｃは、加工性、とくにｒ値および伸びを劣化させる。そ
の影響は0.010mass％を超えると顕著になるので、Ｃの
上限は0.010mass％とする。しかしながら、0.0020mass
％未満では十分な焼付硬化量が得られないため、0.0020
mass％以上確保する必要がある。

【００２４】Si：1.0mass％以下 Siは、鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必
要量添加されるが、その添加量が1.0mass％を超える
と、深絞り性および耐食性を劣化させるので、1.0mass
％以下の範囲で添加する。なお、好ましい添加範囲は、
めっき性や化成処理性を考慮すると0.50mass％以下であ
る。

【００２５】Mn：0.05〜1.5mass％ Mnは、Ｓに起因する熱間脆性の防止および鋼の強化の作
用がある。この熱間脆性の防止の効果は0.05mass％以上
で現れるが、1.5mass％を超えて添加すると、深絞り性
が劣化するので、その添加量は0.05〜1.5mass％、好ま
しくはめっき性の観点から1.0mass％以下とする必要が
ある。また、熱間脆性の防止の点からは、Mn(mass％)/
Ｓ(mass％)≧10とすることが好ましい。

【００２６】Ｐ：0.07mass％以下、Ｃ(at％)／Ｐ(at
％)：0.4以上 Ｐは、深絞り性をあまり劣化させずに鋼を強化する作用
があり、所望の強度に応じて必要量添加される。しか
し、その添加量が0.07mass％を超えると深絞り性を劣化
させ、また粒界面に多く偏析して脆化を引き起こすので
0.07mass％以下、好ましくはめっき性の観点から0.05ma
ss％以下の範囲で添加する。さらに、Ｃ(at％)／Ｐ(at
％)を0.4以上とする理由は、0.4未満では、粒界へのＰ
偏析量が増加するため、Ｃの粒界への偏析を妨げる結
果、耐時効性向上に有効な粒界Ｃの増加効果が十分得ら
れないからである。そのため、Ｃ(at％)／Ｐ(at％)は0.
4以上、好ましくは0.5以上とする。

【００２７】Ｓ：0.02mass％以下 Ｓは、熱間脆性の原因となるほか、深絞り性に悪影響を
及ぼすので、少ないほどよい。これらの影響は0.02mass
％を超えると顕著になるので0.02mass％以下とする。と
くに、プレス成形性の観点からは、0.005mass％以下と
することが好ましい。

【００２８】Al：Ｎ(mass％)×15〜0.10mass％または0.
01〜0.06mass％ Alは、Ti無添加鋼では脱酸および鋼中Ｎの析出固定のた
めに添加される。Alの添加量がＮ(mass％)×15mass％未
満では加工性が不十分であり、一方、0.10mass％を超え
ての添加は、加工性を劣化させるばかりでなく表面性状
をも劣化させる。したがって、Alの添加量は、Ｎ(mass
％)×15〜0.10mass％、好ましくはＮ(mass％)×20〜0.0
8mass％とする。また、Ti添加鋼では、Tiにより鋼中の
Ｎは析出固定されるので、Alの添加は脱酸のためだけに
必要となり、その添加量は0.01〜0.06mass％であればよ
い。

【００２９】Ｎ：0.005mass％以下 Ｎは、深絞り性に悪影響を及ぼすほか、多量のＮは、Al
の多量の添加を必要とし、表面性状も劣化させるので、
その含有量は少ない程よい。Ｎの含有量が0.005mass％
を超えるとその影響が顕著になるので、0.005mass％以
下、好ましくは0.003mass％以下とする。

【００３０】Nb：Ｃ(mass％)×3〜Ｃ(mass％)×8＋0.02
mass％、Nb(at％)／Ｃ(at％)：0.3〜0.6 Nbは、ＣをNb炭化物として固定して焼鈍前の固溶Ｃを減
少し、加工性を向上させる効果があるため、少なくとも
Ｃ(mass％)×３を添加する必要がある。一方、焼付硬化
性を得るためには、焼鈍後の鋼板中に、必要量の固溶Ｃ
を存在させる必要があり、この固溶Ｃは、主に高温焼鈍
中のNb炭化物の分解により得る。そのためには、Nbの添
加量は、ＣとNbの溶解度積を考慮して、Ｃ(mass％)×8
＋0.02mass％以下に制限する必要がある。さらに、Nbと
Ｃの原子比(Nb(at％)／Ｃ(at％))は0.3〜0.6に制御する
必要がある。Nb(at％)／Ｃ(at％)が0.3を下回るとｒ値
の低下が著しくなり、一方、0.6を超えると目的のＢＨ
量を得ることが出来なくなるため、0.3〜0.6とする必要
がある。

【００３１】Ti：Ｎ(mass％)×3.43〜Ｎ(mass％)×3.43
＋Ｓ(mass％)×1.5＋0.01mass％ Tiは、ＮまたはＮとＳを析出固定するために添加する
が、特に、Ｎの析出固定力がAlよりも強いため、加工性
をより一層向上させる。この効果を得るためには、Tiの
添加量はＮの原子等量程度添加する必要がある。一方、
Tiの過剰な添加は加工性、とくに延性を劣化させるた
め、Ｎ＋Ｓの原子等量程度とする。したがって、Tiの添
加量は、Ｎ(mass％)×3.43〜Ｎ(mass％)×3.43＋Ｓ(mas
s％)×1.5＋0.01mass％の範囲で添加する。

【００３２】なお、本発明は、上記必須成分に加えてさ
らに、以下の成分を添加することが好ましい。 Ｂ：0.0002〜0.0030mass％ Ｂは、耐二次加工脆性を改善する元素であり、用途に応
じて添加することができる。Ｂの添加量は、0.0002mass
％未満ではその効果が得られない。一方、0.0030mass％
を超えて添加すると、加工性とくにｒ値を劣化させるの
で、添加量は0.0002〜0.0030mass％、より好ましくは0.
0003〜0.0020mass％の範囲とするのが望ましい。

【００３３】Cr：0.03〜2.0mass％、Ni：0.03〜2.0mass
％、Mo：0.03〜1.0mass％およびCu：0.03〜2.0mass％か
ら選ばれるいずれか１種または２種以上を総量で2.0mas
s％以下 これらの元素は、いずれも、加工性を損なわずに高強度
化するのに有効であり、強度に応じて必要量を添加する
ことができる。しかし、過剰に添加すると、加工性を低
下させるので、Cr：0.03〜2.0mass％、Ni：0.03〜2.0ma
ss％、Mo：0.03〜1.0mass％およびCu：0.03〜2.0mass％
から選ばれるいずれか１種または２種以上を総量で2.0m
ass％以下、より好ましくはCr：0.03〜1.0mass％、Ni：
0.03〜1.0mass％、Mo：0.03〜0.50mass％、Cu：0.03〜
1.0mass％から選ばれるいずれか１種または２種以上を
総量で1.5mass％以下添加するのが望ましい。

【００３４】次に、本発明の製造方法の主な要件につい
て、限定した理由を説明する。 熱間圧延 熱間圧延は、加工性の向上させる観点から、以下の条件
で行うのが好ましい。スラブ加熱温度は、1050〜1300℃
の温度範囲でよく、析出物の粗大化による延性向上のた
めには、1050〜1200℃の範囲が好ましい。熱延仕上温度
は、(Ar₃−10)〜(Ar₃＋50)℃の範囲で行うのがよく、加
工性の上からは、Ar₃変態点直上すなわちAr₃〜(Ar₃＋3
0)℃とするのがより好ましい。また、仕上圧延直後、急
冷処理を施しても構わない。また、コイル巻取温度は、
600℃以上とするのが好ましい。なお、省エネルギーの
観点から、連続鋳造スラブを直送圧延すること、すなわ
ち、再加熱することなくまたは連続鋳造後Ar₃変態点以
下の温度に降温することなく、連鋳後直ちにもしくは保
温処理を施した後、粗圧延することは、本発明の特徴に
なんら影響しないので、行ってもよい。

【００３５】冷間圧延 冷間圧延は、その圧下率が60％に満たないと、加工性に
好ましい集合組織が成長せず、十分な加工性が得らな
い。一方、90％を超えると、加工性に好ましい集合組織
が十分に発達しないため、加工性が劣化するので、圧下
率は60〜90％の範囲、好ましくは75〜85％の範囲とする
ことが必要である。

【００３６】焼鈍温度(最高加熱温度) 焼鈍工程は、本発明において特に重要な工程であり、
{１１１}再結晶集合組織を発達させてｒ値を高めるとと
もに、焼付硬化性の付与に大きな役割を果たす。この焼
鈍の最高加熱温度が820℃未満では、熱延時に析出したN
b炭化物の分解が不十分で、所望も固溶Ｃが確保され
ず、大きな焼付硬化性が得られない。一方、最高加熱温
度が(Ac₃変態点＋20)℃を超えると、加熱時に多量のオ
ーステナイトを形成し、冷却過程においてオーステナイ
トからフェライトヘの変態が生じて再結晶集合組織はラ
ンダム化し、低いｒ値しか得られず加工性が劣化する。
従って、焼鈍温度は、最高温度で820〜(Ac₃変態点＋20)
℃の範囲で行う必要がある。

【００３７】 焼鈍後の冷却焼鈍後の冷却工程も、本発明において重要
な工程である。上記の焼鈍工程で、Nb炭化物の分解に生
成した固溶Ｃを再析出させないためには、少なくとも焼
鈍後の冷却速度を20℃/sec以上、好ましくは30℃/sec以
上とする必要がある。なお、上記焼鈍に用いる設備につ
いては、生産性、コストなどの観点から、連続焼鈍ライ
ンあるいは溶融亜鉛めっきライン設備を用いることが望
ましい。

【００３８】調質圧延 調質圧延は、焼鈍後の冷延鋼板の形状矯正、粗度付けお
よび機械的性質を改善するために、0.3〜1.5％の圧下率
範囲で行う。圧下率が0.3％未満では、降伏伸びを完全
に消失することができず、一方、1.5％を超えると、降
伏点の上昇、伸びの低下など加工性を劣化させるためで
ある。好ましくは、0.6〜1.0％である。

【００３９】また、この冷延鋼板は、電気めっきライン
に通板しても、その材料特性は変化しないので、焼鈍後
に各種の電気めっきを施してもよい。さらに、化成処理
性、溶接性、プレス成形性および耐食性などの改善のた
めに、特殊な表面処理を施しても、本発明の特徴には悪
影響は及ぼさない。

【００４０】また、本発明を、溶融亜鉛めっき鋼板に適
用しても、鋼板の機械的特性は連続焼鈍材と実質的には
変化はないので、焼鈍後、溶融めっきおよび合金化溶融
亜鉛めっきを施しても良い。製造には前述した溶融亜鉛
めっきラインの設備を利用するのが最も効率的である。
さらに、このめっき鋼板に、化成処理性、溶接性、プレ
ス成形性および耐食性などの改善のため、特殊な表面処
理を施しても構わない。

【００４１】

【実施例】表１に示す成分組成を有する鋼スラブを、12
00℃に加熱・均熱後、熱間圧延を行い、630℃でコイル
巻取った。この熱延板を酸洗後、表２に示す圧下率で冷
間圧延を行い、0.8mmの板厚とした後、表２に示す条件
で再結晶焼鈍を行った。その後、さらに表２に示す条件
で調質圧延を施した。得られた薄鋼板について、引張特
性、ｒ値等の機械的特性、焼付硬化性、時効性の測定に
供した。ここで、引張特性は、JIS 5号引張試験片を使
用して測定し、ランクフォード値(ｒ値)は15％の引張予
歪を与えた後、３点法にて測定し、Ｌ方向(圧延方向)、
Ｄ方向(圧延方向に対し45度の方向)およびＣ方向(圧延
方向に対し90度の方向)の平均値で表した。また、時効
指数(ＡＩ)と焼付硬化指数(ＢＨ)は、前述した実験と同
じ方法に従って行った。また、室温での耐時効性は、40
℃×20日間(常温６ケ月相当)の促進時効処理後、上述の
引張試験を行い、ＹＥｌを測定し評価した。

【００４２】

【表１】

【００４３】上記実験の結果を表２に示す。表２から明
らかなように、本発明の製造方法に従って製造した薄鋼
板は、ＢＨが75MPa以上、ＡＩが50MPa以下でかつＢＨ／
ＡＩが1.5以上を兼備し、さらに常温６ケ月相当時効後
のＹＥｌが0.6以下であった。しかも、ｒ値で代表され
る加工性にも優れていることがわかる。これに対して、
本発明の条件を逸脱する比較例は、ＢＨ／ＡＩ、時効後
ＹＥｌのうちの少なくとも一つが劣り、焼付硬化性が十
分ではないか、耐時効性が十分ではないことがわかる。

【００４４】

【表２】

【００４５】

【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
優れた焼付硬化性と耐時効性を有するほか、良好な加工
性を兼備した加工用薄鋼板が製造可能となる。また、本
発明によれば、ＢＨが75MPa以上、ＡＩが50MPa以下、ｒ
値が1.6以上の優れた特性を有する加工用薄鋼板が製造
可能となる。従って、本発明によれば、高ＢＨかつ耐時
効性の良好な高加工性冷延鋼板を提供することができ、
自動車の軽量化と安全性の向上に大きく寄与する。

【図面の簡単な説明】

【図１】 ＢＨ／ＡＩと時効後ＹＥｌとの関係を示すグ
ラフである。

【図２】 Ｃ／Ｐが固溶Ｃの存在場所に及ぼす影響を示
すグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 坂田 敬 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA04 EA11 EA13 EA15 EA17 EA18 EA19 EA20 EA23 EA25 EA27 EA31 EB02 EB03 EB06 EB07 EB08 EB09 FB00 FG00 FH00 FJ05 FJ06 FK03 FM02 JA01

Claims (8)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】Ｃ：0.0020〜0.010mass％、Si：1.0mass％
   以下、 Mn：0.05〜1.5mass％、Ｐ：0.07mass％以下、 Ｓ：0.02mass％以下、Ｎ：0.005mass％以下、 Al：Ｎ(mass％)×15〜0.10mass％、 Nb：Ｃ(mass％)×3〜Ｃ(mass％)×8＋0.02mass％ を含み、かつNbおよびＰはＣとの関係において、Nb(at
   ％)／Ｃ(at％)：0.3〜0.6、Ｃ(at％)／Ｐ(at％)：0.4以
   上の条件を満たして含有し、残部がFeおよび不可避的不
   純物からなる成分組成を有するとともに、ＢＨ：75MPa
   以上、かつＢＨ(MPa)とＡＩ(MPa)の比(ＢＨ／ＡＩ)が1.
   50以上であり、40℃×20日間の時効処理後のＹＥｌが0.
   6％以下であることを特徴とする焼付硬化性および耐時
   効性に優れる加工用薄鋼板。
2. 【請求項２】Ｃ：0.0020〜0.010mass％、Si：1.0mass％
   以下、Mn：0.05〜1.5mass％、Ｐ：0.07mass％以下、
   Ｓ：0.02mass％以下、Ｎ：0.005mass％以下、 Al：0.01〜0.10mass％、 Nb：Ｃ(mass％)×3〜Ｃ(mass％)×8＋0.02mass％、 Ti：Ｎ(mass％)×3.43〜Ｎ(mass％)×3.43＋Ｓ(mass％)
   ×1.5＋0.01mass％ を含み、かつNbおよびＰはＣとの関係において、Nb(at
   ％)／Ｃ(at％)：0.3〜0.6、Ｃ(at％)／Ｐ(at％)：0.4以
   上の条件を満たして含有し、残部がFeおよび不可避的不
   純物からなる成分組成を有するとともに、ＢＨ：75MPa
   以上、かつＢＨ(MPa)とＡＩ(MPa)の比(ＢＨ／ＡＩ)が1.
   50以上であり、40℃×20日間の時効処理後のＹＥｌが0.
   6％以下であることを特徴とする焼付硬化性および耐時
   効性に優れる加工用薄鋼板。
3. 【請求項３】上記成分組成に加えてさらに、Ｂを0.0002
   〜0.0030mass％含むことを特徴とする請求項１または２
   に記載の加工用薄鋼板。
4. 【請求項４】上記成分組成に加えてさらに、Cr：0.03〜
   2.0mass％、Cu：0.03〜2.0mass％、Ni：0.03〜2.0mass
   ％およびMo：0.03〜1.0mass％から選ばれるいずれか１
   種または２種以上を総量で2.0mass％以下含むことを特
   徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の加工用薄
   鋼板。
5. 【請求項５】Ｃ：0.0020〜0.010mass％、Si：1.0mass％
   以下、Mn：0.05〜1.5mass％、Ｐ：0.07mass％以下、
   Ｓ：0.02mass％以下、Ｎ：0.005mass％以下、 Al：Ｎ(mass％)×15〜0.10mass％、 Nb：Ｃ(mass％)×3〜Ｃ(mass％)×8＋0.02mass％ を含み、かつNbおよびＰはＣとの関係において、Nb(at
   ％)／Ｃ(at％)：0.3〜0.6、Ｃ(at％)／Ｐ(at％)：0.4以
   上の条件を満たして含有し、残部がFeおよび不可避的不
   純物からなる熱延鋼板に、圧下率60〜90％の冷間圧延を
   施した後、最高加熱温度820℃〜(Ac₃変態点＋20)℃の焼
   鈍を施し、次いで20℃/sec以上で冷却した後、0.3〜1.5
   ％の調質圧延を施すことを特徴とする焼付硬化性および
   耐時効性に優れる加工用薄鋼板の製造方法。
6. 【請求項６】Ｃ：0.0020〜0.010mass％、Si：1.0mass％
   以下、Mn：0.05〜1.5mass％、Ｐ：0.07mass％以下、
   Ｓ：0.02mass％以下、Ｎ：0.005mass％以下、 Al：0.01〜0.10mass％、 Nb：Ｃ(mass％)×3〜Ｃ(mass％)×8＋0.02mass％、 Ti：Ｎ(mass％)×3.43〜Ｎ(mass％)×3.43＋Ｓ(mass％)
   ×1.5＋0.01mass％ を含み、かつNbおよびＰはＣとの関係において、Nb(at
   ％)／Ｃ(at％)：0.3〜0.6、Ｃ(at％)／Ｐ(at％)：0.4以
   上の条件を満たして含有し、残部がFeおよび不可避的不
   純物からなる熱延鋼板に、圧下率60〜90％の冷間圧延を
   施した後、最高加熱温度820℃〜(Ac₃変態点＋20)℃の焼
   鈍を施し、次いで20℃/sec以上で冷却した後、0.3〜1.5
   ％の調質圧延を施すことを特徴とする焼付硬化性および
   耐時効性に優れる加工用薄鋼板の製造方法。
7. 【請求項７】上記成分組成に加えてさらに、Ｂを0.0002
   〜0.0030mass％含むことを特徴とする請求項５または６
   に記載の加工用薄鋼板の製造方法。
8. 【請求項８】上記成分組成に加えてさらに、Cr：0.03〜
   2.0mass％、Cu：0.03〜2.0mass％、Ni：0.03〜2.0mass
   ％およびMo：0.03〜1.0mass％から選ばれるいずれか１
   種または２種以上を総量で2.0mass％以下含むことを特
   徴とする請求項５〜７のいずれか１項に記載の加工用薄
   鋼板の製造方法。