JP2003064446A - 歪時効硬化特性に優れるとともに室温時効劣化のない冷延鋼板および冷延めっき鋼板ならびにそれらの製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 加工性および焼付硬化特性に優れるとともに
室温での時効劣化が小さい冷延鋼板および冷延めっき鋼
板ならびにそれらの製造方法を提案する。 【解決手段】 Ｎを強化元素として添加し、Al含有量を
適正な範囲に制御した冷延後の鋼板を、箱焼鈍し、固溶
Ｎを確保しつつ固溶Ｃを低減することにより、加工時は
軟質で、加工後の熱処理により大きな焼付硬化性が得ら
れるとともに、室温時効劣化の少ない冷延鋼板および冷
延めっき鋼板を得る。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、自動車用鋼板等と
して用いられる、歪時効硬化特性に優れるとともに、室
温での時効劣化のない冷延鋼板および冷延めっき鋼板な
らびにそれらの製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】一般に、自動車の車体には、各種の薄鋼
板が使用され、とくに成形性に優れた冷延鋼板が多く使
われているが、最近、とくに高張力鋼板の使用量が増大
している。その理由は、昨今の地球環境問題に由来する
自動車の排気ガス規制などから、車体重量の軽減が求め
られているところ、高張力鋼板を採用すると、鋼板の薄
肉化に寄与できるからである。しかし、単に高張力鋼板
を用いれば足りるのではなく、例えば、自動車用部品の
場合、その要求特性は部品によっても異なるが、曲げ、
ねじり変形に対する静的強度、疲労強度、耐衝撃特性な
どが個別に求められる。これらの特性は、鋼板の強度に
依存するため、部品の軽量化（薄肉化）にあたっては、
使用する鋼板に対して、下限強度が設定され、この下限
強度を満足することが要求される。

【０００３】一般に、降伏応力または引張強度の高い高
強度鋼板から部品をプレス成形する場合、次のような問
題点があった。 １）降伏強度の上昇により、スプリングバック量が増加
し、形状凍結性が低下する結果、ねじれ、ひねれ、反り
などの問題を生ずる。 ２）鋼板の延性が低下し、成形時に割れやネッキングな
どの不具合を生ずる。 ３）単純に、高強度鋼板を適用して薄肉化を図った場
合、剛性、耐デント特性（局部的な圧縮荷重負荷により
生ずる凹みに対する抵抗性）が低下する。 そして、これらの問題点は、自動車車体への高強度鋼板
の適用を妨げるものである。

【０００４】こうした問題点を打開する方法として、例
えば、自動車外板用の冷延鋼板においては、極低炭素鋼
を素材とし、最終的に、固溶状態で残存するＣ量を適正
範囲に制御した鋼板を製造する技術が提案されている。
この技術は、プレス成形後に行われる170℃×20分程度
の塗装焼付工程で起こる歪時効による硬化現象を利用す
るものである。すなわち、プレス成形時は軟質で、形状
凍結性の低下を生ずることがなく、また部品としての強
度や耐デント特性は、焼付けによる歪時効硬化によって
確保しようとするものである。しかし、固溶Ｃ量の増加
によって硬化量を大きくした塗装焼付硬化型の冷延鋼板
の場合、室温での時効劣化、すなわち時間の経過ととも
に顕著な降伏応力の増加、並びに伸びの低下が生ずるこ
とが知られており、広範囲な適用は困難である。さら
に、表面欠陥であるストレッチャーストレインを防止す
る必要性から、その強度上昇量は限られたものとなり、
鋼板の薄肉化に寄与するところは小さいという難点があ
る。

【０００５】また、特公平8-23048号公報は、組織をフ
ェライトとマルテンサイトからなる複合組織とすること
で、より大きな焼付硬化性を有する熱延鋼板を製造する
方法を開示している。しかし、この方法によって製造し
た鋼板は、極めて低い温度でコイルを巻取るため、歪時
効硬化によって引張強度は増加するものの、機械的性質
の変動、特に、降伏応力のばらつきが大きいという問題
点があった。しかも、板厚が2.0mm以下の薄鋼板の場合
には、冷却歪により鋼板の形状が大きく悪化し、プレス
成形が著しく困難になるという問題点もあった。なお、
冷延鋼板では、このような大きな歪時効硬化特性を有す
る鋼板の製造技術は開示されていない。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】以上説明したように、
従来技術は、高い加工性を有するとともに、歪時効硬化
特性に優れ、かつ時効劣化も小さいという諸特性を満足
する鋼板を、工業的にかつ安価に、しかも安定して製造
し得る方法ではなかった。

【０００７】本発明の目的は、高い加工性が要求され、
かつ高強度で安定した品質を有する冷延鋼板および冷延
めっき鋼板とそれら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】さて、発明者は、上述の
課題を解決し、上記目的を実現するため、種々の成分組
成の鋼板を製造し、材質評価実験を行った。その結果、
従来、加工性が要求される鋼板には積極的に利用されて
いなかった窒素を強化元素として活用すること、そして
その窒素が持つ大きな歪時効硬化能を、自動車の塗装焼
付処理あるいはさらに成形後の後熱処理による時効処理
と組み合わせてより有効に活用するためには、鋼板の微
視組織を制御すること等が、有効であるとの知見を得
た。また、冷延鋼板等において、歪時効硬化特性を安定
して出現させるためには、特にAlの添加量を制御するこ
とが重要であること、さらには、室温での時効劣化を低
減するためには、従来技術において歪時効硬化に利用し
ていた固溶Ｃを、むしろ低く抑制することが有効である
との知見を得た。

【０００９】すなわち、固溶状態のＮを強化元素として
用い、Al含有量を適正な範囲に制御し、さらに熱延、冷
延、焼鈍条件を適正化して、微視組織と固溶Ｎ量を最適
化した場合、従来の固溶強化型のＣ−Mn鋼、析出強化鋼
に比べて格段に優れた成形性と、歪時効硬化特性を有す
ることが明らかになったのである。このような知見の下
に開発した本発明に係る冷延鋼板は、とくに自動車用部
品に適用したときに、安定して高い諸特性が得られるこ
とがわかった。また、係る冷延鋼板を原板とするめっき
鋼板も、冷延鋼板と同様に優れた成形性と、歪時効硬化
特性を有することがわかった。

【００１０】上記した知見に基づいて開発した本発明
は、基本的に Ｃ：0.01〜0.15mass％、Si：0.1mass％以下、 Mn：3.0mass％以下、 Ｐ：0.08mass％以下、 Ｓ：0.02mass％以下、 Al：0.02mass％以下、 Ｎ：0.0050〜0.0250mass％を含み、固溶状態としてのＮ
を0.0030mass％以上含み、固溶状態としてのＣの含有量
が3mass ppm以下を満足し、かつＮ(mass％)／Al(mass
％)が0.3以上であって、残部がFeおよび不可避的不純物
からなる成分組成と、フェライト相が面積率で50％以上
の組織を有することを特徴とする歪時効硬化特性に優れ
るとともに室温時効劣化のない冷延鋼板である。また、
本発明は、上記の成分組成に加えてさらに、下記Ａ群お
よび／またはＢ群を含む成分組成からなる歪時効硬化特
性に優れるとともに室温時効劣化のない冷延鋼板を提案
する。 記 Ａ群：Cu、Ni、CrおよびMoのうちから選ばれるいずれか
１種または２種以上を合計で1.0 mass％以下 Ｂ群：Nb、Ti、ＶおよびＢのうちから選ばれるいずれか
１種または2種以上を合計で0.1 mass％以下 さらに、本発明は、上記の成分組成に加えてさらに、C
a，ＲＥＭの１種または２種を合計で0.0010〜0.010mass
％含む成分組成からなる歪時効硬化特性に優れるととも
に室温時効劣化のない冷延鋼板を提案する。また、本発
明に係る上記各冷延鋼板表面に、めっき層を有する冷延
めっき鋼板を提案する。

【００１１】本発明はまた、 Ｃ：0.01〜0.15mass％、Si：0.1mass％以下、 Mn：3.0mass％以下、 Ｐ：0.08mass％以下、 Ｓ：0.02mass％以下、 Al：0.02mass％以下、 Ｎ：0.0050〜0.0250mass％を含有し、かつＮ(mass％)／
Al(mass％)が0.3以上になる組成を有する鋼スラブを、1
000℃以上に加熱したのち、仕上圧延出側温度を800℃以
上として熱間圧延を行い、650℃以下の温度で巻き取っ
た後、酸洗と冷間圧延を行い、次いで箱焼鈍法により、
加熱速度30℃/h以上、最高到達温度900℃以下、冷却速
度10℃/h以上とする再結晶焼鈍を行うことを特徴とする
歪時効硬化特性に優れ室温時効劣化のない冷延鋼板の製
造方法を提案する。本発明はまた、 Ｃ：0.01〜0.15mass％、Si：0.1mass％以下、 Mn：3.0mass％以下、 Ｐ：0.08mass％以下、 Ｓ：0.02mass％以下、 Al：0.02mass％以下、 Ｎ：0.0050〜0.0250mass％を含有し、かつＮ(mass％)／
Al(mass％)が0.3以上になる組成を有する鋼スラブを、1
000℃以上に加熱したのち、仕上圧延出側温度を800℃以
上として熱間圧延を行い、650℃以下の温度で巻き取っ
た後、酸洗と冷間圧延を行い、次いで箱焼鈍法により、
加熱速度30℃/h以上、最高到達温度900℃以下、冷却速
度10℃/h以上とする再結晶焼鈍を行って冷延鋼板とし、
次いでめっき処理を施すことを特徴とする歪時効硬化特
性に優れ室温時効劣化のない冷延めっき鋼板の製造方法
を提案する。

【００１２】なお、上記冷延鋼板あるいは冷延めっき鋼
板の製造方法における鋼スラブとしては、下記(1)〜(3)
に記載の鋼スラブとすることが好ましい。 (1) Ｃ：0.01〜0.15mass％、Si：0.1mass％以下、 Mn：3.0mass％以下、 Ｐ：0.08mass％以下、 Ｓ：0.02mass％以下、 Al：0.02mass％以下、 Ｎ：0.0050〜0.0250mass％を含有し、かつＮ(mass％)／
Al(mass％)が0.3以上であって、残部がFeおよび不可避
的不純物からなる鋼スラブ (2) (1)に記載の成分組成に加えてさらに、下記Ａ群お
よび／またはＢ群の成分を含む鋼スラブ 記 Ａ群：Cu、Ni、CrおよびMoのうちから選ばれるいずれか
１種または２種以上を合計で1.0 mass％以下 Ｂ群：Nb、Ti、ＶおよびＢのうちから選ばれるいずれか
１種または2種以上を合計で0.1 mass％以下 (3) (1)または(2)に記載の成分に加えてさらに、Ca，Ｒ
ＥＭの１種または２種を合計で0.0010〜0.010mass％含
む鋼スラブ

【００１３】ここで、本発明において、「歪時効硬化特
性に優れた」とは、５％以上の引張予歪を付与後、100
℃以上300℃以下にて30秒以上20分以下の熱処理を行う
ことにより、変形応力の増加と引張り強度の上昇が有利
に得られることを意味する。特に、引張予歪５％を付与
後、170℃で20分の時効処理を行った時の、時効処理前
後の変形応力増加量、すなわち(時効処理後の降伏応力)
−(時効処理前の予変形応力)をＢＨ量と称する。また、
歪時効処理後の引張強さすなわち(予歪変形＋時効処理)
後の引張強さと予歪付与前の引張強さの差をΔＴＳと称
する。そして、歪時効硬化特性に優れるとは、ＢＨ量が
80MPa以上であり、かつΔＴＳが40MPa以上であるものを
指す。

【００１４】また、本発明において、「室温時効劣化の
ない」とは、製造後、長期間室温で保持しても降伏応力
の増加や伸びの低下が無いことを意味し、特に、製造後
１年間室温で保管する時効実験後の全伸びの低下で評価
した場合、その低下量が２％以下であるものを指す。

【００１５】

【発明の実施の形態】本発明に係る冷延鋼板は、プレス
成形後の熱処理（通常の塗装焼付処理あるいはさらに時
効処理）により顕著に歪時効硬化するにもかかわらず、
室温における時効劣化が実質的にないという特徴を有す
る。このような鋼板は、成形時は軟質であるため、高強
度化に伴うプレス成形時の形状不良、割れなどの問題を
生ずることはないし、一方で、かかる鋼板から成形され
た部品は、熱処理により顕著に歪時効硬化し、しかも高
い剛性が得られるため、高強度鋼板を適用したのと同等
の効果が得られるので、鋼板の薄肉化の実現に有効であ
るという特徴がある。なお、本発明に係る鋼板は、強度
的には軟鋼から、いわゆる高強度鋼板までを含む。ま
た、その鋼板の用途は、比較的軽い加工用から、比較的
厳しい絞り成形用にも適する。以下、本発明の実施の形
態について、具体的に説明する。

【００１６】まず、本発明鋼において、鋼板の化学成分
を限定した理由について説明する。 Ｃ：0.01〜0.15mass％ Ｃは、0.15mass％を超えると鋼中の炭化物の分率が増加
し、鋼板の延性さらには成形性を顕著に悪化させるた
め、成形性の上からは好ましくない。さらに、より重要
な問題として、Ｃ量が0.15mass％を超えると、スポット
溶接性、アーク溶接性などが顕著に低下する。したがっ
て、Ｃ量は0.15mass％以下とするが、成形性の向上のた
めには0.08mass％以下が好ましい。特に、良好な延性が
求められる用途に対しては、0.05mass％以下がより好ま
しい。一方、このＣ量は0.01mass％未満となると、本発
明の特徴である固溶Ｃ量の低減が困難となるため、0.01
mass％以上とする。これは、結晶粒径が顕著に粗大化
し、炭化物の分率も低下する結果、固溶Ｃの析出サイト
が減少するためと考えられる。

【００１７】Si：0.1mass％以下 Siは、本発明で採用する箱焼鈍のような比較的長時間の
焼鈍後に、固溶Ｎを確保するためには0.1mass％以下に
低減する必要がある。さらに、大きな歪み時効硬化を安
定して得るためには0.05mass％以下とすることが望まし
い。

【００１８】Mn：3.0mass％以下 Mnは、熱延条件の変動に対する鋼板の機械的性質、とく
に本発明が目的とする優れた歪時効硬化特性の敏感性が
顕著に改善されるという大きな利点があるため、0.1mas
s％以上の添加が好ましい。さらに、Mnは、Ｓによる熱
間脆性を防止する有効な元素であり、Ｓ量に応じて添加
することが好ましい。また、Mnは、結晶粒を微細化する
効果がある他、固溶Ｎを安定して確保するという点から
も有効な元素である。Ｓを安定して固定し、固溶Ｎを安
定して確保するためには0.2mass％以上の添加がより好
ましい。しかし、このMnは、過度に添加すると、フェラ
イトの生成が抑制され、延性が顕著に低下する。また、
詳細な機構は不明であるが、鋼板の熱間変形抵抗を増加
させる傾向があり、さらに、溶接性、溶接部の成形性も
悪化する傾向にある。以上のことから、その上限を3.0m
ass％とする。より良好な耐食性と成形性が要求される
用途では0.80mass％以下とすることが望ましい。

【００１９】Ｐ：0.08mass％以下 Ｐは、鋼の固溶強化元素として有効であり、要求される
強度に応じ、適宜添加してよい元素であるが、過度に含
有すると、鋼を脆化させ、さらに鋼板の伸びフランジ加
工性を悪化させる。また、Ｐは、鋼中において偏析する
傾向が強く、それに起因して、溶接部の脆化をもたらす
ので好ましくない。以上のことから、その上限を0.08ma
ss％とする。これらの特性低下が特に重要視される場合
には、0.04mass％以下とする必要がある。

【００２０】Ｓ：0.02mass％以下 Ｓは、鋼中に介在物として存在し、鋼板の延性を減少さ
せ、さらに耐食性の劣化をもたらす元素なので、その上
限を0.02mass％とする。特に、良好な加工性が要求され
る用途においては0.015mass％以下とすることが好まし
い。さらに、Ｓ量に敏感な伸びフランジ特性が特に要求
される場合は0.008mass％以下とすることが望ましい。
また詳細な機構は不明であるが、Ｓを0.008mass％以下
まで低減することは、歪み時効硬化特性を安定して高い
レベルに維持するために有効である。

【００２１】Al：0.02mass％以下 Alは、鋼の脱酸元素として添加され、鋼の清浄度を向上
させるのに有用な元素であると共に、本発明において重
要な役割を担う成分である。また、鋼の組織を微細化す
るため、材質上も望ましい元素である。本発明において
は、固溶状態のＮを強化元素として利用するが、適正範
囲のAlを添加したアルミキルド鋼の方が、Alを全く添加
しないリムド鋼に比して、機械的性質が優れている。Al
含有量が多くなると、表面性状の悪化、固溶Ｎの顕著な
低下につながり、本発明の目的である極めて大きな時効
硬化特性を確保することが困難となる。このため、上限
は、従来鋼より低い0.020mass％とした。材質の安定性
という観点からは0.001〜0.015mass％が好ましい。な
お、Al添加量の低減は、結晶粒を粗大化し、材質劣化に
つながる懸念があるが、本発明では、Mn等の他の合金元
素を適量添加することと、焼鈍条件を最適な範囲とする
ことで防止することができる。

【００２２】Ｎ：0.0050〜0.0250mass％ Ｎは、本発明においては最も重要な添加元素の１つであ
る。すなわち、適正範囲のＮを添加し、製造条件を制御
することにより、必要かつ十分な固溶状態のＮを確保す
ることが可能となり、固溶強化と歪時効硬化による降伏
応力および引張強度の上昇効果が安定して得られる。ま
た、Ｎは、鋼の変態点を低下させる効果があり、薄物で
変態点以下での熱間圧延を避けたい場合には、有効な添
加元素である。このような効果は、0.0050mass％以上の
添加によって安定して得られる。しかし、0.0250mass％
を超えて添加すると、鋼板の内部欠陥の発生率が高くな
るとともに、連続鋳造時のスラブ割れなどの発生も顕著
となるため、上限を0.0250mass％とした。製造工程全体
を考慮した、材質の安定性・歩留まり向上という観点か
らは、0.0070〜0.0170mass％の範囲が好適である。な
お、本発明の窒素の添加範囲であれば、溶接性等には悪
影響はない。

【００２３】固溶状態のＮ：0.0030mass％以上 鋼板の十分な強度が確保され、かつ、Ｎによる歪時効硬
化が有効に発揮されるためには、固溶状態のＮは、0.00
30mass％以上が必要である。なお、ここで、固溶Ｎは、
鋼中の全Ｎ量から、電解抽出による溶解法で求めた析出
Ｎを差し引いた値とする。これは、析出Ｎの分析法を種
々検討した結果、本発明で採用した方法が、最も良く材
質の変化と対応したことに基づく。さらに大きな歪み時
効硬化が必要な場合は、固溶Ｎを0.0050mass％以上とす
ることが有効である。

【００２４】固溶状態としてのＣの含有量：3mass ppm
以下 本発明においては、固溶状態としてのＣの含有量(固溶
Ｃ量ともいう)は、極力少なくする必要があり、固溶Ｃ
量を3mass ppm以下の微量な範囲に抑制する必要があ
る。Ｃは、Ｎと異なり、固溶状態で多量に存在すると、
室温での時効劣化が顕著である。このような低い固溶Ｃ
量とするためには、合金元素の適正範囲での添加と、適
正条件での箱焼鈍が必須条件となる。なお、このような
極微量Ｃの分析方法は、内部摩擦法によるのが好まし
い。

【００２５】Ｎ(mass％)／Al(mass％)の比：0.3以上 Alは、Ｎを強力に固定する効果を有する元素であり、Ｎ
含有量に応じてAlの添加量を低く制限することが望まし
い。固溶Ｎ量に及ぼすAlの影響を調査した結果、本発明
の鋼組成の場合には、Ｎ(mass％)／Al(mass％)の値を0.
3以上とすることにより、安定して固溶Ｎ量を0.0030mas
s％以上確保でき、目標とする歪時効効果が得られるこ
とが確認された。したがって、Ｎ(mass％)／Al(mass％)
の比は0.3以上とする。

【００２６】本発明に係る冷延鋼板は、上記した成分に
加え、さらに次のＡ群および／またはＢ群の成分を含有
することが、下記の効果を得るために好ましい。なお、
Ａ群、Ｂ群の各元素を単独あるいは複合添加しても、あ
るいはＡ，Ｂ群にわたって複合添加しても、これらの望
ましい効果は相殺されることはない。 ・Ａ群：Cu，Ni，CrおよびMoのうちから選ばれるいずれ
か１種または２種以上を合計で1.0mass％以下 ・Ｂ群：Nb、Ti、ＶおよびＢのうちから選ばれるいずれ
か１種または２種以上を合計で0.1 mass％以下

【００２７】上記Ａ群、Ｂ群の各元素は、いずれも鋼の
組織を均一かつ微細化する効果があり、強度の上昇にも
有効である。これらの効果は、それぞれ、Cu：0.01mass
％以上、Ni：0.01mass％以上、Cr：0.01mass％以上、M
o：0.01mass％以上、Nb：0.002mass％以上、Ti：0.002m
ass％以上、Ｖ：0.01mass％以上、Ｂ：0.0002mass％以
上で特に大きく認められる。しかしながら、Ａ群の元素
およびＢ群の元素とも多量に含有すると、熱間圧延時の
変形抵抗が大きくなり、また化成処理性等の表面処理特
性が悪化する傾向にあり、さらに、溶接部の硬化により
成形性の低下も顕著となる。そこで、これらの元素の添
加量は、Ａ群の各元素は合計で1.0mass％以下、Ｂ群の
各元素は合計で0.1mass％以下とする必要がある。

【００２８】なお、特に、伸びフランジ成形性が要求さ
れる場合には、Ca，ＲＥＭを添加して介在物の形態制御
を行うことも有効である。おのおのの添加量は、合計で
0.0010〜0.010mass％とすることにより、表面欠陥の発
生などを伴うことなく伸びフランジ特性を改善すること
ができる。

【００２９】次に、本発明に係る冷延鋼板の組織の限定
理由について説明する。 フェライト相の面積率：50％以上 本発明は、高度な加工性が要求される自動車用鋼板等を
対象としている。このような鋼板は、フェライトの面積
率が50％未満では、必要な延性を確保することが困難と
なる。より良好な延性が要求される場合は、75％以上の
フェライト分率が望ましい。ここで、フェライトとは、
いわゆるポリゴナルフェライトのみでなく、炭化物の析
出を含まないベイニティックフェライト、アシキュラー
フェライトも含むものとする。フェライト以外の第２相
組織としては、パーライト、セメンタイト、ベイナイ
ト、残留オーステナイト、マルテンサイト等を含み得る
が、歪時効硬化の観点からはマルテンサイトを含むこと
が好ましい。なお、組織の微細化、特に主相であるフェ
ライト組織を微細化することは、歪時効硬化特性の向上
に効果的であるため、フェライトの平均結晶粒径を15μ
m程度以下とすることが好ましい。

【００３０】次に、歪時効の測定条件および歪時効特性
について説明する。 5％の塑性変形 歪み時効硬化特性を規定する場合、予歪量は重要な因子
である。自動車用鋼板が適用される変形様式を想定し
て、歪量が、その後の歪時効硬化特性に及ぼす影響につ
いて調査したが、極めて深い絞り加工以外は、おおむね
１軸相当の歪量で整理できることが明らかになった。ま
た、実部品においては、この１軸相当の歪量がおおむね
５％を上回っていることと、部品強度が、5％の歪を付
与した後に塗装焼付処理等の熱処理をして得られる強度
と良く対応することが明らかになった。したがって、本
発明では5％の塑性歪みを予歪条件とした。

【００３１】熱処理温度と時間 本発明に係る鋼板では、従来の鋼板では十分な硬化が達
成されない低温、短時間でも大きな硬化が達成される
が、焼付硬化特性評価のための熱処理条件としては、従
来から標準とされている170℃×20分を採用する。一般
に、時効温度には上限があるが、高温、長時間ほど硬化
には有利である。しかしながら、本発明に係る冷延鋼板
のように、多量の固溶Ｎを残存させ、5％以上の歪みを
付与する場合は、より緩やかな処理でも硬化が達成さ
れ、100℃に加熱することで硬化が顕著となる。また、3
00℃を超えるとその効果が飽和し、逆にやや軟化する傾
向を示すほか、熱歪みやテンパーカラーなどの問題点が
顕著となるので望ましくない。熱処理時間は30秒以上20
分以下とする。時効温度200℃では、30秒以上の保持に
より、ほぼ十分な硬化が得られる。より大きな安定した
歪時効硬化を達成する場合には、60秒以上の保持が望ま
しい。しかし、20分以上の長時間の熱処理は、実用上、
強度の変化が小さいため好ましくない。加熱方法は、通
常の塗装焼付のように、炉内の雰囲気で加熱される場合
のみでなく、たとえば誘導加熱、無酸化炎、レーザー、
プラズマなどによる加熱も当然有効となる。

【００３２】歪時効による強度上昇量（ＢＨ量：80MPa
以上、ΔＴＳ：40MPa以上）本発明に係る鋼板において
は、歪時効硬化により得られる降伏応力の増加(ＢＨ量)
は80MPa以上、引張強度の増加(ΔＴＳ)は40MPa以上とす
る。これらは、どちらか一方だけでは不十分である。す
なわち、自動車用の部品には、複雑な外部応力がかかる
ため、小さな歪み域での強度特性だけでなく、大きな歪
み域での強度特性も重要となるためである。これらの値
は、さらに望ましくは、各々100MPa、50MPaである。ま
た時効温度を上昇させ、時効時間を長くすることでさら
に高強度を得ることができる。なお、本発明鋼板では、
特に加熱して加速時効（人工的な時効）を行なわなくと
も、成形後に室温で放置しておくだけで、強度の増加が
期待でき、標準条件で時効を行った時の40％程度は最低
限見込むことが可能である。これは本発明鋼板の優位性
の一つである。しかし、一方で、塑性加工を付与しない
状態では、いわゆる室温での保持による時効劣化は起こ
らないことが本発明鋼板の特徴である。本発明鋼板で
は、室温時効による伸び(Ｅｌ)の減少が２％以下であ
る。

【００３３】次に、製造条件の限定理由について説明す
る。スラブの製造方法は、成分のマクロな偏析を防止す
るために、連続鋳造法で製造することが望ましいが、造
塊法、薄スラブ鋳造法によっても可能である。スラブを
熱間圧延するに当たっては、スラブ製造後、いったん室
温まで冷却し、その後、再加熱する従来法に加え、冷却
しないで温片のまま加熱炉に装入する、あるいはわずか
の保熱をおこなった後に直ちに圧延する直送圧延、直接
圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用でき
る。特に、固溶状態のＮを有効に確保するには、直送圧
延は有用な技術の一つである。

【００３４】熱延条件については、以下のように規定さ
れる。 スラブ加熱温度：1000℃以上 スラブ加熱温度は、固溶状態のＮを確保するという点か
ら下限が規定される。上限は特に規制しないが、酸化ロ
スの増大などから、1280℃以下とすることが望ましい。

【００３５】仕上圧延出側温度：800℃以上 仕上圧延出側温度を800℃以上として熱間圧延すること
により、均一微細な熱延板組織を得ることができる。し
かし、仕上圧延終了温度が800℃を下回ると、加工組織
が残留し、鋼板の組織が不均一になり、冷延、焼鈍後に
も均一な組織が得られないため、プレス成形時に種々の
不具合を発生する危険性が増大する。この不均一性は、
高温巻取を採用しても解消できず、逆に、粗大粒の発生
による不具合を生ずる。また、固溶Ｎも低下し、目標と
する固溶Ｎ量を得ることが難しくなる。従って、仕上圧
延出側温度は800℃以上とする。さらに機械的性質を向
上させるためには820℃以上が好ましい。特に上限温度
は規制しないが、過度に高い温度で圧延した場合に、ス
ケール疵が発生するので、1000℃程度を上限とする。

【００３６】熱延巻取温度：650℃以下 熱延巻取温度を低下することで、強度、歪時効特性は改
善する傾向にある。車体の軽量化に寄与する十分高い引
張強度、歪時効硬化量を得るには650℃以下の巻取温度
とすることが必要である。下限温度は、材質上は厳しく
規定しないが、200℃を下回ると鋼板の形状が乱れだ
し、使用上不具合を生ずる可能性が増大する。また、材
質の均一性も低下する傾向にある。従って、熱延巻取温
度は200℃以上が好ましい。より高い材質の均一性が要
求される場合は、巻取温度300℃以上がより好ましい。

【００３７】酸洗、冷間圧延 酸洗は、常法に準じて行えばよい。なお、極めて薄いス
ケールの状態であれば酸洗を行わずに冷間圧延すること
も可能である。冷間圧延も、常法に準じて行えばよく、
冷間圧延の圧下率は通常行われる40〜90％とすればよ
い。

【００３８】再結晶焼鈍 本発明においては、再結晶焼鈍を箱焼鈍法にておこなう
ことが特徴である。これにより、固溶Ｃを3mass ppm以
下とし、室温時効劣化を防止することができる。焼鈍時
の加熱速度は30℃/h以上とする必要がある。30℃/h未満
では、組織が粗大となり、加工性が低下する。上限は特
に制限する必要はなく、通常の箱焼鈍の設備で達成可能
な300℃/h程度であれば許容される。箱焼鈍時の最高到
達温度は、固溶Ｎが析出して減少することを防止するた
め900℃以下とする。なお、箱焼鈍における最高到達温
度は、再結晶が完了する温度以上とすればよいが、再結
晶温度以下では強度の確保はできるものの、未再結晶組
織を含むため、延性が極めて低くなり好ましくない。ま
た、冷却速度は、10℃/h未満では、フェライト結晶粒が
粗大化して歪時効特性が低下する傾向にあるため、10℃
/h以上とする必要がある。さらに、冷却速度が300℃/h
以上では固溶Ｃ量が増加し、室温での時効劣化が顕著と
なるため好ましくない。なお、本発明の効果は、板厚に
関係なく発現するが、本発明では、焼鈍法として箱焼鈍
法を採用しているので、連続焼鈍法に比べて板厚に対す
る柔軟性は高く、鋼板の厚みを特に限定する必要はな
い。

【００３９】めっき処理 また、本発明では、本願発明の冷延鋼板の表面に、電気
めっきまたは溶融めっき等のめっき処理を施してめっき
層を形成し、冷延めっき鋼板としても何ら問題はない。
これら冷延めっき鋼板も、めっき前と同程度のＴＳ、Ｂ
Ｈ量、ΔＴＳ量を示す。めっきの種類としては、電気亜
鉛めっき、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、電
気錫めっき、電気クロムめっき、電気ニッケルめっき
等、いずれも好ましく適用しうる。本発明では、上記再
結晶焼鈍を行い冷延鋼板とした後、めっき処理を行う
が、このときのめっき条件は、従来の鋼板と変える必要
はなく、常法に従って行えばよい。

【００４０】調質圧延またはレベラー加工 調質圧延は、形状矯正、粗度調整という従来の目的以外
に、鋼板の歪時効硬化特性を安定して高めるうえでも行
うことが好ましい。本発明鋼板においては、レベラー加
工によっても調質圧延と同じ効果が得られる。それらの
効果は、圧下率、伸び率で評価でき、おおむね0.5％以
上であれば十分であるが、5％を超えて付与した場合
は、加工性が低下するので好ましくない。

【００４１】次いで、適用することが望ましい、その他
の製造条件について述べる。熱間圧延は、仕上圧延機の
入側でシートバー同士を接合し、連続圧延することが望
ましい。連続圧延を行うことにより、コイルの先端およ
び後端のいわゆる非定常部がなくなり、コイル全長に亘
って安定した熱延が可能となる。また、圧延後の鋼板を
ホットランテーブル上で冷却する場合にも、常に張力を
鋼板に付与できるため、鋼板の形状を良好に保つことが
可能である。さらに、通常のバッチ圧延では、通板性お
よび噛込み性の観点から適用できなかった潤滑圧延を適
用することも可能となり、圧延荷重の低減と同時に、ロ
ール面圧の低減もできるので、ロール寿命の延長が可能
となる。そのほかに、連続圧延は、熱延鋼板のみでなく
冷延鋼板の断面の形状および寸法を改善するのにも極め
て有効である。シートバーの接合方法については、特に
規制はなく、圧接法、レーザー溶接法、電子ビーム溶接
法、その他の接合法でも同様に適用できる。

【００４２】さらに、仕上圧延機入側では、シートバー
にエッジヒーターおよびシートバーヒーターを適用する
ことが望ましい。エッジヒーターによりシートバーのエ
ッジ部を加熱することは、幅方向の圧延温度の差異を補
償する上で望ましい。この際の加熱量は、仕上圧延での
幅方向の温度差が20℃以下となるような条件が推奨され
るが、鋼組成その他で変化する。また、シートバーヒー
ターの適用により、コイル先後端の温度低下部分をより
均一なものとすることが可能である。この場合の加熱量
は、材質均一化という観点から、長手方向中央部に対し
て＋20℃以内の範囲が推奨される。

【００４３】また、熱間圧延荷重を低減するために潤滑
圧延を行うことは、形状の均一化、材質の均一化の点か
らも有効である。潤滑圧延は、摩擦係数0.25〜0.10の範
囲で行うことが好ましく、さらに、前述の連続圧延プロ
セスを適用することが熱間圧延の操業安定性の観点から
も望ましい。さらに、熱間圧延後の冷却において、エッ
ジ部の過冷却を防止し、幅方向の材質の変動を抑えるた
めに、エッジ部の冷却水のマスキング技術を用いること
も有効である。

【００４４】

【実施例】次に、本発明の実施例について説明する。 （実施例１）表１に示す成分組成を含み、残部が実質的
にFeからなる鋼を転炉で溶製し、この鋼スラブを表２に
示す条件で熱間圧延し、さらに酸洗、冷延後、箱焼鈍で
の再結晶焼鈍を行い、冷延鋼板を製造した。これらの鋼
板について、固溶Ｎ量を前述の方法により求め、また、
固溶Ｃ量を内部摩擦法で測定した。また、微視組織、引
張特性および歪時効硬化特性の評価を下記の方法で行っ
た。 ・微視組織：各冷延焼鈍板から試験片を採取し、圧延方
向に直交する断面（Ｃ断面）について、微視組織を観察
し、フェライトの面積率および第２相の種類を調査し
た。また、主相であるフェライトの平均結晶粒径は、圧
延方向に直交する断面（Ｃ断面）についての組織写真か
ら、ＡＳＴＭに規定の求積法により算出した値またはＡ
ＳＴＭに規定の切断法により求めた公称粒径のうち、い
ずれか大きい方を採用した。 ・引張特性：各冷延焼鈍板から、JIS ５号試験片を圧延
方向に採取し、JIS Z2241の規定に準拠して引張試験を
行い、降伏強さ(ＹＳ)、引張強さ(ＴＳ)、伸び(Ｅｌ)を
求めた。 ・歪時効硬化特性：各試験材から、JIS ５号試験片を圧
延方向に採取し、前述した5％の引張予歪と、170℃×20
分の熱処理を施したのち、先述した定義に従い、ＢＨ
量、ΔＴＳを求めた。 ・室温時効特性：各冷延鋼板を製造後、室温(常温)にて
１年間保管した後、前記引張特性の調査と同様に、引張
試験を行って伸びを求め、製造直後の伸び(Ｅｌ1)、１
年間保管した後の伸び(Ｅｌ2)の差(Ｅｌ1−Ｅｌ2)によ
り評価した。なお、前記室温における１年間保持前後の
伸びの差(低下量)が2％以下であれば、実質的に室温時
効劣化がないといえる。

【００４５】

【表１】

【００４６】

【表２】

【００４７】表３に、調査の結果を示した。本発明の条
件に適合したものは、引張特性、歪時効特性および室温
時効特性のいずれも良好な特性を示しているのに対し、
本発明の条件を外れるNo.15，16，17は、いずれかの特
性を満たしていない。特に、No.16は、Ｃ量が高いた
め、スポット溶接性に劣るため自動車用鋼板としては不
適である。

【００４８】

【表３】

【００４９】（実施例２）Ｃ：0.015mass％、Si：0.005
mass％、Mn：0.55mass％、Ｐ：0.009mass％、Ｓ：0.005
mass％、Al：0.015mass％、Ｎ：0.0126mass％、Ｎ(mass
％)／Al(mass％)：0.84の鋼スラブを素材とし、表４に
示したような製造条件で冷延鋼板とし、引き続き、溶融
亜鉛めっき処理を常法に従って行い溶融亜鉛めっき鋼板
を製造し、実施例１と同様にして機械的性質を調査し
た。その結果を表５に示す。表５から、本願発明の製造
方法に従えば、歪時効硬化特性、室温時効特性に優れ、
かつ高加工性、高強度の溶融亜鉛めっき鋼板の製造が可
能であることがわかる。

【００５０】

【表４】

【００５１】

【表５】

【００５２】

【発明の効果】以上説明したように、本願発明によれ
ば、化学組成、熱延条件および冷延、焼鈍条件を適正化
し、最終の製品段階での固溶状態のＮを十分な量確保し
つつ、固溶Ｃを制限することにより、加工するときは軟
質で高い成形性を有しながら、加工後の歪時効により大
きな強度上昇が得られ、かつ室温時効劣化のない冷延鋼
板が得られる。また、この冷延鋼板を用いて、ほぼ同等
の機械的性質を有する溶融亜鉛めっき鋼板などのめっき
鋼板も製造できる。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA02 EA05 EA06 EA09 EA11 EA13 EA15 EA16 EA17 EA18 EA19 EA20 EA23 EA25 EA27 EA31 EA32 EA36 EB06 EB07 EB08 EB11 FA02 FA03 FC03 FC04 FC05 FE01 FE02 FH03 FJ06 FK03

Claims (6)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｃ：0.01〜0.15mass％、Si：0.1mass％
   以下、Mn：3.0mass％以下、Ｐ：0.08mass％以下、Ｓ：
   0.02mass％以下、Al：0.02mass％以下、Ｎ：0.0050〜0.
   0250mass％を含み、固溶状態としてのＮを0.0030mass％
   以上含み、固溶状態としてのＣの含有量が3mass ppm以
   下を満足し、かつＮ(mass％)／Al(mass％)が0.3以上で
   あって、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組
   成と、フェライト相が面積率で50％以上の組織を有する
   ことを特徴とする歪時効硬化特性に優れるとともに室温
   時効劣化のない冷延鋼板。
2. 【請求項２】 請求項１に記載の成分組成に加えてさら
   に、下記Ａ群および／またはＢ群を含む成分組成からな
   ることを特徴とする請求項１に記載の冷延鋼板。 記 Ａ群：Cu、Ni、CrおよびMoのうちから選ばれるいずれか
   １種または２種以上を合計で1.0 mass％以下 Ｂ群：Nb、Ti、ＶおよびＢのうちから選ばれるいずれか
   １種または２種以上を合計で0.1 mass％以下
3. 【請求項３】 請求項１または２に記載の成分組成に加
   えてさらに、Ca，ＲＥＭの１種または２種を合計で0.00
   10〜0.010mass％含む成分組成からなることを特徴とす
   る請求項１または２に記載の冷延鋼板。
4. 【請求項４】 請求項１〜３のいずれかに記載の冷延鋼
   板の表面にめっき層を有することを特徴とする歪時効硬
   化特性に優れるとともに室温時効劣化のない冷延めっき
   鋼板。
5. 【請求項５】 Ｃ：0.01〜0.15mass％、Si：0.1mass％
   以下、Mn：3.0mass％以下、Ｐ：0.08mass％以下、Ｓ：
   0.02mass％以下、Al：0.02mass％以下、Ｎ：0.0050〜0.
   0250mass％を含有し、かつＮ(mass％)／Al(mass％)が0.
   3以上になる成分組成を有する鋼スラブを、1000℃以上
   に加熱したのち、仕上圧延出側温度を800℃以上として
   熱間圧延を行い、650℃以下の温度で巻き取った後、酸
   洗と冷間圧延を行い、次いで箱焼鈍法により、加熱速度
   30℃/h以上、最高到達温度900℃以下、冷却速度10℃/h
   以上とする再結晶焼鈍をおこなうことを特徴とする歪時
   効硬化特性に優れ室温時効劣化のない冷延鋼板の製造方
   法。
6. 【請求項６】 Ｃ：0.01〜0.15mass％、Si：0.1mass％
   以下、Mn：3.0mass％以下、Ｐ：0.08mass％以下、Ｓ：
   0.02mass％以下、Al：0.02mass％以下、Ｎ：0.0050〜0.
   0250mass％を含有し、かつＮ(mass％)／Al(mass％)が0.
   3以上になる成分組成を有する鋼スラブを、1000℃以上
   に加熱したのち、仕上圧延出側温度を800℃以上として
   熱間圧延を行い、650℃以下の温度で巻き取った後、酸
   洗と冷間圧延を行い、次いで箱焼鈍法により、加熱速度
   30℃/h以上、最高到達温度900℃以下、冷却速度10℃/h
   以上とする再結晶焼鈍を行って冷延鋼板とし、次いでめ
   っき処理を施すことを特徴とする歪時効硬化特性に優れ
   室温時効劣化のない冷延めっき鋼板の製造方法。