JP2008514820A

JP2008514820A - 形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法

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Publication number: JP2008514820A
Application number: JP2007534514A
Authority: JP
Inventors: シホンチョイ; チンチュルキム; クヮンギュンチン
Original assignee: Posco Co Ltd
Current assignee: Posco Holdings Inc
Priority date: 2004-09-30
Filing date: 2005-09-30
Publication date: 2008-05-08
Also published as: US20070289679A1; EP1805339A4; KR20060028909A; CN100494449C; WO2006080670A1; EP1805339A1; CN101031666A

Abstract

【課題】本発明は、形状凍結性に優れた等方性冷延鋼板及びその製造方法を提供する。
【解決手段】本発明の等方性冷延鋼板は、少量のＴｉを添加した低炭素鋼を用いるためｒ_９０値が１．３以下で、かつｒ_ｍ値が１に近くて形状凍結性に優れ、かつΔｒ値が０．１５以下と低くストレッチングモードの変形が主として生じる自動車外板用の鋼材に適する。
【選択図】図２

Description

本発明は、自動車用の外板材に使用するのに適した高強度冷延鋼板に関するものであり、より詳しくはｒ_９０値が１．３以下であり、平均塑性変形比（ｒ_ｍ）が１に近くかつ平面異方性係数（Δｒ）が０．１５以下と低くプレス加工の際塑性変形が等方に生じる、形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法に関する。

自動車用鋼板の場合、加工欠陥なくプレス成形を施し、成形後望む形の部品をスムーズに製作するために加工性の優れた冷延鋼板が求められる。特に自動車外部パネル（ｏｕｔｅｒｐａｎｅｌ）の場合、耐デント性（ｄｅｎｔｒｅｓｉｔａｎｃｅ）及び形状凍結性が求められる。上記耐デント性に関しては塗装後強度が増加するＢＨ（ＢａｋｅＨａｒｄｅｎｉｎｇ）鋼が一般的に用いられてきた。また、上記形状凍結性を向上させるためには板材の面方向に均一に変形されなければならず、プレス成形の際荷重を小さくかけなければならない。

自動車の内部パネル（ｉｎｎｅｒｐａｎｅｌ）の場合、ディープドローイングモード（ｄｅｅｐｄｒａｗｉｎｇｍｏｄｅ）の変形が主として生じるため、板材加工の際延伸率及び塑性変形比が大きい冷延鋼板が有利であるが、自動車の外部パネルの場合、ストレッチングモード（ｓｔｒｅｔｃｈｉｎｇｍｏｄｅ）の変形が主として生じるため、板材の面方向に変形が均一で、かつ異軸降伏強度が低い冷延鋼板が有利である。このように面方向への塑性変形が均一であり、かつ異軸降伏強度が低い形状凍結性に優れた冷延鋼板を用いれば複雑な形状を有する自動車外板を製作するのに有利である。

延伸率とは、引張の際割れなく延伸される鋼板の性質を示す値であり、延伸率が大きければ許容される鋼板の変形が大きく、また延伸率とは鋼種が決まれば大きく変化しない鋼の機械的性質である。塑性変形比ｒ値とは、厚さ方向の変形率に対する幅方向の変形率の比で定義される値である。塑性変形比の大きい鋼板は、幅方向の変形量が一定であると仮定し、一定の変形量だけ板材を任意方向に引張した際厚さ方向の変形率が少なく、大きい変形量でも材料のネッキング（ｎｅｃｋｉｎｇ）が発生せず、加工が可能であることを意味する。上記塑性変形比は板材の異方性に起因して引張方向に沿って異なる値を有する。引張方向による塑性変形比の変化程度を示すものとして、平均塑性変形比ｒ_ｍと平面異方性係数Δｒ値があり、その値は次の式から計算することができる。

ｒ_ｍ＝（ｒ_０＋２ｒ_４５＋ｒ_９０）／４
Δｒ＝（ｒ_０−２ｒ_４５＋ｒ_９０）／２
ここで、ｒ_０、ｒ_４５、ｒ_９０は引張方向が板材の圧延方向に対しそれぞれ０°、４５゜、９０゜方向の場合の塑性変形比の値を意味する。

上記塑性変形比の値が大きいと異軸降伏強度が大きくなり複雑な形状を有する外部パネルの加工が難しくなる。図１は２つの相違する集合組織（ｔｅｘｔｕｒｅ）が発達している鋼の降伏曲面（ｙｉｅｌｄｌｏｃｕｓ）に及ぼす塑性変形比の影響をテイラー（Ｔａｙｌｏｒ）多結晶モデル（ｐｏｌｙｃｒｙｓｔａｌｍｏｄｅｌ）を利用して理論的に予測した結果である。塑性変形比の大きいＩＦ鋼（ＩｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌＦｒｅｅｓｔｅｅｌ）の場合、圧延方向（ＲＤ、ｒｏｌｌｉｎｇｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）への降伏強度がｒ_ｍ＝１の値を有する等方性鋼（ｉｓｏｔｒｏｐｉｃｓｔｅｅｌ）と同じであっても異軸降伏強度値が大きい値を有することが分かる。従って、上記異軸降伏強度を小さくしようとするには、ｒ_ｍ値が１に近くなるように小さくすることが好ましい。また上記Δｒ値が小くなるためには各方向に引張した際、各方向による塑性変形比の差が小さくなければならない。即ち、Δｒ値が小さいことは、プレス成形の際板材の面方向への変形率の分布が均一であることを意味し、ストレッチングモードの変形において均一な変形を誘導しながら成形するのに有利である。このように１に近いｒ_ｍ値と低いΔｒ値を有する鋼は、ストレッチングモード変形が主として生じる自動車外部パネル加工の際鋼の形状凍結性を向上させるようになる。

自動車用鋼板の成形性を向上させることに関する公知の技術を見れば次の通りである。

特許文献１では自動車用鋼板の成形性を向上させるために極低炭素冷延鋼板にＴｉまたはＮｂを単独または複合で添加し、固溶Ｃ及びＮを炭化物及び窒化物の形態で析出させ延伸率及び塑性変形比を高めることにより成形性を向上させる技術が提示されている。また特許文献２〜６では面内異方性を減少させプレス加工の際面不良などの欠陥を減少させ成形性を改善させる技術が提示されている。上記従来の技術は仕上り圧延直後、急速冷却設備を通じて熱延組織の結晶粒の大きさを微細化させることにより極低炭素冷延鋼板の面内異方性を減少させる技術である。Ｔｉ、Ｎｂを添加した極低炭素鋼はｒ_ｍ値とΔｒ値が比較的高くディープドローイングモードの変形では優れた加工性を示すが、ストレッチングモードの変形では異方性が酷くて、異軸降伏強度が高いため形状凍結性の面で不利である問題点があった。また、上記従来の技術は深加工性のために一般的に０．００５％以下の炭素のみを添加するので高強度を得ることができなかった。

一方、特許文献７〜９では極低炭素鋼において炭化物形成元素であるＴｉ、Ｎｂ、Ｖなどを添加し熱延と焼鈍中に炭化物及び微小集合組織を制御することにより等方性の塑性を有する高強度冷延鋼板の製造方法が提示されている。しかし、上記従来の技術は長期間を要するバッチ焼鈍（ＢＡＦ、ｂａｔｃｈａｎｎｅａｌｉｎｇｆｕｒｎａｃｅ）設備を利用するため単位時間当りの生産性が低いという問題点があった。また、特許文献１０ではＴｉまたはＮｂを添加した低炭素鋼を連続焼鈍設備を利用して高強度の等方性鋼を製造する技術を提示しているが、この技術はＴｉまたはＮｂを添加した鋼板の再結晶展伸度とΔｒ値間に強い相関関係があることを利用してΔｒ値が低い鋼板を製造するのにその目的があった。即ち、上記従来の技術では円形または角筒状で成形する自動車部品の製造の際、耳発生量を減少させるためにΔｒ値を０．１以下で製造しているが、ｒ_ｍ値が１に接近する際に優れた形状凍結性を持つことを認識していなかった。また、自動車外板用鋼材の場合一般的に時効指数（ＡＩ）が３０ＭＰａ以下であることが要求されているところ、上記従来の技術は円筒または角筒で成形される鋼板に適用されるものであるため時効指数に対しては関心を置かなかった。

一方、特許文献１１ではＴｉ及び／またはＮｂを添加した低炭素鋼を連続焼鈍設備を利用して高強度の等方性鋼板を製造する技術が提示されているが、上記従来の技術は過時効処理を要しない非時効性の低炭素を作製するためのものであるので、Ｔｉ、Ｎｂ以外にＣｕ、Ｖ、Ｎｉの少なくとも一つの成分が最大０．１５％添加されなければならない。また、上記従来の技術の鋼板はΔｒ値が０．１５〜０．２８の範囲の値を有しているため等方性面で好ましくない。

日本公開特許公報平９−２９６２２６日本公開特許公報平６−１５８１７６日本公開特許公報平８−１０９４１６日本公開特許公報平１１−４０５３１日本公開特許公報平４−９５３９２日本公開特許公報２００２−３９５１ドイツ公開特許公報ＤＥ３８４３７３２ドイツ公開特許公報ＤＥ３８０３０６４米国公開特許公報ＵＳ５，１３９，５８０日本公開特許公報平１０−１３０７８０米国公開特許公報ＵＳ６，１６２，３０８

本発明は、上記した従来の技術の問題点を解決するためのものであり、少量のＴｉを添加した低炭素鋼を用いるためｒ_９０値が１．３以下で、かつｒ_ｍ値が１に近く形状凍結性に優れ、かつΔｒ値が０．１５以下と低くストレッチングモードの変形が主として生じる自動車外板用の鋼材に適した形状凍結性に優れた高強度等方性冷延鋼板及びその製造方法を提供するのにその目的がある。

本発明は、重量％で、Ｃは０．０１〜０．０５％、Ｔｉは０．００５〜０．０６％、Ｍｎは０．１〜１％、Ｓｉは０．１％以下、Ｐは０．０３％以下、Ｓは０．０３％以下、可溶Ａｌは０．０８％以下、Ｎは０．０１％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、上記成分のうち、ＴｉとＮがＴｉ／Ｎ＞５の関係を満たし、さらに上記成分のうち、ＴｉとＣが（４８／１２）Ｃ−Ｔｉ^＊＞０．０３％［但し、Ｔｉ^＊＝Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ］の関係を満たし、時効指数（ＡＩ）が３０ＭＰａ以下である形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板を提供する。

上記冷延鋼板のＣ含量は０．０１５〜０．０３５％であることがより好ましい。

上記冷延鋼板のＴｉ含量は０．０１〜０．０４％であることがより好ましい。

上記冷延鋼板は、（４８／１２）Ｃ−Ｔｉ^＊を０．０６〜０．１１％に制限することがより好ましい。

また、本発明は重量％で、Ｃは０．０１〜０．０５％、Ｔｉは０．００５〜０．０６％、Ｍｎは０．１〜１％、Ｓｉは０．１％以下、Ｐは０．０３％以下、Ｓは０．０３％以下、可溶Ａｌは０．０８％以下、Ｎは０．０１％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、上記成分中ＴｉとＮがＴｉ／Ｎ＞５の関係を満たし、また上記成分中ＴｉとＣが（４８／１２）Ｃ−Ｔｉ^＊＞０．０３％［但し、Ｔｉ^＊=Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ］の関係を満たし、時効指数（ＡＩ）が３０ＭＰａ以下の鋼をＡｒ_３以上の温度に仕上げ圧延する段階と、上記仕上げ圧延された熱延鋼板を５０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で急冷した後、６５０℃以下の温度で巻取する段階と、上記巻取された熱延板を酸洗した後、５０〜８０％の圧下率で冷間圧延する段階と、上記冷間圧延された冷延板を再結晶温度〜Ａｃ_３の温度で加熱し、焼鈍する段階と、その後６００〜７００℃まで３℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で１次冷却し、再び１００〜５００℃まで３０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で２次冷却する段階と、上記冷却した鋼板を２００〜５００℃の温度で１０分間以内過時効処理する段階と、上記過時効処理した鋼板を０．５％以上の圧下率で調質する段階と、を含む形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法に関するものである。

上記冷延鋼板の製造方法において、Ｃ含量は０．０１５〜０．０３５％であることがより好ましい。

上記冷延鋼板の製造方法において、Ｔｉ含量は０．０１〜０．０４％であることがより好ましい。

上記冷延鋼板の製造方法において、（４８／１２）Ｃ−Ｔｉ^＊を０．０６〜０．１１％に制限することがより好ましい。

上記冷延鋼板の製造方法において、上記仕上げ圧延後急冷の際、仕上げ圧延終了の後１秒以内に急冷することがより好ましい。

上記冷延鋼板の製造方法において、上記焼鈍は７６０〜８２０℃で５分間以下行うことが好ましい。

上記冷延鋼板の製造方法において、上記焼鈍のための昇温の際、昇温速度を３℃／ｓｅｃ以上に制限することがより好ましい。

本発明によれば、ｒ_９０値が１．３以下で、かつｒ_ｍ値が１に近く形状凍結性に優れ、かつΔｒ値が０．１５以下と低くストレッチングモードの変形が主として生じる自動車外板用の鋼材に適した形状凍結性に優れた高強度等方性冷延鋼板及びその製造方法を提供することが可能である。上記のような本発明による鋼は自動車部品を成形する際、ストレチング変形モードで複雑な形状を有する部品を容易に加工することが可能である。

本発明者らは、ｒ_ｍ値が１に近いように低い場合、異軸降伏強度が低くなり形状凍結性に優れるようになることを理論的に明らかにし、少量のＴｉのみを添加した低炭素鋼を用いて自動車外板材に用いるのに適合するように形状凍結性に優れ、等方性を有し、時効指数が３０ＭＰａ以下である冷延鋼板を製造する技術に関して研究を重ねた。その結果、ＴｉとＮ、Ｃとの間に一定の関係を有するように成分を調整し、鋼板の製造条件、特に熱延条件と焼鈍条件を適切に制御することによりｒ_９０値が１．３以下で、かつｒ_ｍ値が１に近いだけでなく、Δｒ値が０．１５以下と低く時効指数が３０ＭＰａ以下である高強度の鋼板を連続焼鈍設備で製造することができることを見出し、本発明に至った。

まず、本発明の鋼板の化学成分及びその限定理由について説明する。

鋼中のＣは侵入型固溶元素として、セメンタイトの形態で存在しながら、冷延及び焼鈍過程で鋼板の強度及び集合組織の形成に非常に大きい影響を及ぼす。本発明では鋼中のＣ含量を０．０１〜０．０５％に制限することが好ましいが、その理由は次のようである。上記Ｃ含量が０．０１％未満であると強度が低下し、Δｒ値が大きくなりすぎるので、上記Ｃ含量は０．０１％以上に制限することが好ましい。また、上記ＣはＦｅと結合してセメンタイトを形成するため鋼中に安定的に存在することが可能である。本発明によれば、常温時効を抑えるためには適正量のＣが存在しセメンタイトで析出することが必要であることが明かされた。Ｃの量が多くなりすぎると強度が大きく増加し、延性が減少して冷間圧延性が悪くなるので、最大含量は０．０５％以下に制限することが好ましい。より好ましくは、上記Ｃ含量を０．０１５〜０．０３５％に制限する。連続焼鈍工程で、加熱する際、鋼中に含まれたＣがＴｉと結合しＴｉＣを析出させることによって、析出強化の効果により強度上昇が生じ、Δｒ値の減少に有利なＮＤ（ＮｏｒｍａｌＤｉｒｅｃｔｉｏｎ）が＜１１１＞方向に平行な方位を有する結晶粒（＜１１１＞／／ＮＤ）の回復及び再結晶の速度を遅らせる役割を果たし、結果的に＜１１１＞／／ＮＤ方位を有する結晶粒の分率が低くなる。この際、極めて一部のＣは高温でＴｉ_４Ｃ_２Ｓ_２で析出されるが、上記析出物の大きさはＴｉＣに比べ相対的に粗大になり再結晶率方位の発達にはほぼ影響を及ぼさない。

Ｔｉは、Ｃとともに本発明において最も重要な元素の一つである。上記ＴｉはＣのみならずＮとも結合してＴｉＮを形成することによって、ＡｌＮの形成を抑える効果がある。熱延中に形成されるＡｌＮは熱延組織を延伸させ板材の形状異方性を増加させる問題点を有している。このようにＴｉはＡｌＮ形成を抑制し、かつＴｉＣを析出させ異方性が強い方位を有する結晶粒の分率を小さくすることによって、Δｒ値を小さくし、析出硬化によって強度を上昇させる効果がある。しかし、上記Ｔｉは高価なためできるだけ小量を使用することが経済的な面から有利である。従って、本発明ではＴｉの添加による効果を得ながら経済性を考慮して、０．００５〜０．０６％にＴｉ含量を制限することが好ましい。上記Ｔｉのより好ましい範囲は０．０１〜０．０４％である。このとき上記ＴｉがＡｌＮの形成を抑制し、焼鈍の際ＴｉＣを析出させることができるようにするためにはＴｉとＮの比ができるだけＴｉ／Ｎ＞５になるように添加しなければならない。また、常温時効を抑えるために適正量のＣが存在しセメンタイトで析出されることが必要であるので、本発明では上記Ｔｉ含量をＣ、Ｎの関数にして、下式のように制限することが好ましい。

（４８／１２）Ｃ−Ｔｉ^＊>０．０３％、Ｔｉ^＊=Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ
ここで、Ｔｉ^＊は有効Ｔｉ含量であり、熱延過程でＡｌＮの形成を抑えるためにＴｉＮを形成するのに必要なＴｉの量を除いたＴｉＣの形成に必要なＴｉの量を言う。上記有効Ｔｉ（Ｔｉ^＊）とＣとの比である（４８／１２）Ｃ−Ｔｉ^＊のより好ましい範囲は０．０６〜０．１１％である。

鋼中のＭｎは固溶強化の効果に有効な元素であり、特に鋼中のＳを高温でＭｎＳで析出させ、熱間圧延の際、Ｓによる板破断発生及び高温脆化を抑制させる。本発明に関する実験によれば、Ｍｎ含量が０．１％未満の場合には強度上昇の効果を得ることができず、鋼中のＳをＭｎで完全に析出させることができないので、成形性確保に問題があることが示された。また、１％を超えると添加による効果上昇が飽和する。

鋼中Ｓｉは、固溶強化元素として作用し、本発明では適した延伸率を確保するために０．１％以下に制限することが好ましい。

鋼中Ｐは、含量が多いほど強度上昇には非常に有利である。しかし、過剰のＰ添加は脆性崩壊の発生可能性を高め熱間圧延中スラブの板破断の発生可能性を増加させ、焼鈍が完了した後結晶粒界への拡散及び偏析が容易になることで成形の際２次加工脆性の発生に対する問題点が増大される。従って、その含量を制限して使用する必要がある。本発明ではＴｉＣによる析出強化の効果により必要な強度を確保することが可能であるので、上記Ｐの含量を０．０３％以下に制限することが好ましい。

ＳとＮは鋼中の不純物として不可避的に含有される元素であるので、できるだけその含量を低く管理することが重要であるが、その含量を低く管理するためには鋼の精錬コストが上昇する問題点がある。従って、操業条件が可能な範囲内でその含量を低く管理することが好ましく、本発明ではＳ含量を０．０３％以下に制限することが好ましい。また、Ｎ含量は高温でＴｉＮを形成してＣと結合する有効Ｔｉ含量を変化させるのでＮ含量が増加される場合、有効Ｔｉ含量が減少する問題点を引き起こす。従って、本発明では上記Ｎ含量を０．０１％以下に制限することが好ましい。

可溶Ａｌは、溶鋼の脱酸元素として有効に作用するが、Ａｌを多く添加しすぎた場合加工性に悪影響を及ぼす恐れがあるので、その含量を０．０８％以下に制限することが好ましい。

次に本発明の製造方法について詳細に説明する。

本発明で熱延鋼板の母材は上記組成範囲の鋼を連続鋳造したものをインゴット（ｉｎｇｏｔ）で作製せずそのまま使用したり、一旦インゴットで作製した後再加熱して使用しても構わない。但し、インゴットで作製した後に再加熱して使用しようとする時は１２００℃以上を加熱しインゴットで冷却の際に形成されたＴｉ_４Ｃ_２Ｓ_２を再固溶させることが好ましい。

本発明の熱延工程は通常の工程に従って行い、仕上げ圧延（ｆｉｎｉｓｈｉｎｇｍｉｌｌ）の最終パス温度がＡｒ_３以上の温度領域で終了することが好ましい。上記熱延終了温度が低くなると熱延板の表層及びエッジ（ｅｄｇｅ）部位が異常領域で圧延され結晶粒の大きさが粗大になり、不均一になりプレス成形の際材料の表面欠陥の発生を引き起してしまう。仕上げ圧延後のＲＯＴ（ＲｕｎＯｕｔＴａｂｌｅ）での冷却は５０℃／ｓｅｃ以上の速度で、巻取温度まで急冷して熱延板の結晶粒の大きさを微細化させなければならない。上記冷却速度が５０℃／ｓｅｃ未満であれば結晶粒が粗大になる。また、上記冷却の際、仕上げ圧延終了後１秒以内に急冷すれば結晶粒の大きさをより微細にすることができより好ましい。上記急冷はＲＯＴ前端に設けられた高密度冷却設備（ｈｉｇｈｄｅｎｓｉｔｙｃｏｏｌｅｒ）を利用して行うことが可能である。上記仕上げ圧延後の巻取温度は６５０℃以下に制限することが好ましい。その理由は、巻取温度が６５０℃を超える場合ＴｉＣ析出物が粗大になり焼鈍の際異方性が強い方位を有する亜結晶粒の回復及び再結晶の速度を遅らせる役割が弱くなって異方性が強い方位を有する結晶粒の分率が高くなるためである。

上記のように巻取された熱延板は、以降通常の工程を利用して酸洗した後、５０〜８０％の圧下率で冷間圧延を行うことが好ましい。上記冷間圧下率が５０％未満である場合、焼鈍の際、十分に再結晶にならず延性が落ち、８０％を超える場合面内異方性が増加するようになる。

本発明における焼鈍は、図２に示すように連続焼鈍を前提にしており、再結晶温度以上、Ａｃ_３点以下の温度領域で行う。上記焼鈍温度がＡｃ_３点を超えるとαとγの異常領域での焼鈍になり異方性が強い方位を有する結晶粒の再結晶及び結晶粒の成長が早くなり結晶粒の粗大化が起こるようになる。このように結晶粒が粗大になれば強度及び延性が一緒に劣化される結果をもたらすため、上記焼鈍温度はＡｃ_３点以下に制限することが好ましい。また、上記焼鈍温度が再結晶温度未満と低すぎると延性が落ちる問題点がある。より好ましくは、上記好ましい焼鈍温度を７６０〜８２０℃にすることである。また、上記焼鈍温度での維持時間は５分以内にすることが好ましい。その理由は、焼鈍の際、維持時間が長くなるとｒ_９０値が大きくなり、異方性が大きい結晶方位の成長をもたらすためである。

また、冷延した後、焼鈍温度までの昇温は３℃／ｓｅｃ以上の昇温速度で行うことが好ましい。上記昇温速度が３℃／ｓｅｃ未満である場合焼鈍時間が長くなって再結晶粒が粗大になる可能性があるためである。

その後、ＣがＦｅマトリクス内の固溶度が高い温度である６００〜７００℃まで１次冷却し、直ちにＣの固溶度が低い１００〜５００℃まで２次冷却してセメンタイトが結晶粒界及び界面で析出されるように導くことになる。上記１次冷却は３℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で行うことが好ましいが、これは３℃／ｓｅｃ未満で冷却する場合過飽和で存在しているＣがセメンタイトとして十分に析出することができず延性及び常温時効が劣化する結果をもたらすためである。上記のように２次冷却が終了すれば、２００〜５００℃範囲の温度で再加熱して析出されたセメンタイトの成長が可能になるように１０分以下の過時効処理を行う。上記過時効処理温度が２００℃未満であるとセメンタイトが十分に成長できないため、Ｃが一部固溶され延性及び常温時効が劣化し、５００℃を超えるとＦｅマトリクスのＣ固溶度が増加し延性及び常温時効が劣化する問題点がある。

その後、上記のように過時効処理された鋼板を調質圧延をし、このとき圧下率は０．５％以上に制限することが好ましい。

次の実施例は本発明のより完全な理解のために提供する。本発明の原理及び実施を例示するために提示された特定の技術、条件、材料、分率及び報告されたデータは例示的なことであり、本発明の範囲を制限することはない。

下記の表１の成分を有するＴｉ添加炭素鋼を溶解し、連続鋳造を行った後、１２００℃で再加熱を行い、８７０〜８９０℃の仕上げ圧延温度で２．５ｍｍまで仕上げ圧延した。その後、高密度冷却装置を用いて下記の表２の冷却開始時間が過ぎた後、６０℃／ｓｅｃの速度で急速冷却した後、下記の表２の巻取温度で巻き取った。その後、上記熱間圧延された鋼板の表面酸化層を酸洗で除去した後、０．７５ｍｍまで７０％の圧下率で冷間圧延を行った。その後、上記冷間圧延された鋼板を連続焼鈍ラインで熱処理を行った。上記熱処理の際最高加熱温度は７８０〜８００℃であった。上記温度で１分間加熱後冷却速度５℃／ｓｅｃで７００℃まで１次冷却させ、その後冷却速度６０℃／ｓｅｃで１００℃まで２次冷却させた。その後、３００〜３５０℃で再加熱して３分間過時効処理した後、１〜１．３％の圧下率で調質圧延した。上記のように得られた焼鈍板の引張試験はＥＮ１０００２−１試験片に加工して行った。

下記の表２は、表１の成分を持つ冷延鋼板を製造するための製造条件及びその一軸実験結果を示す。但し、表２においてＦＤＴは仕上げ圧延終了温度、ＣＴは巻取温度、ＳＴは焼鈍温度、ＹＰは降伏強度、ＴＳは引張強度、Ｅｌは総延伸率、ｒ_９０は圧延方向から９０°方向の塑性変形比、Δｒは平面異方性係数、ＡＩは時効指数を意味する。ここで、ＡＩは加熱前の７．５％プレストレイン（ｐｒｅ−ｓｔｒａｉｎ）を加えた後、流動応力と、１００℃で１時間加熱した後、流動応力の差値を用いて算出した。

上記表２のＡ〜Ｈ鋼は、本発明の成分及びその製造条件を満足する鋼として、ｒ_９０値が１．３以下であり、Δｒ値が０．１５以下である異軸降伏強度が低くかつ面内異方性が低い鋼であることが分かる。一方、Ｉ〜Ｌ鋼は本発明の範囲を外れる鋼として、添加されたＮ量に比べＴｉ添加量が低い。即ち、Ｔｉ／Ｎ比が本発明の範囲である５より低くΔｒ値が０．１５以上の値を有することが示された。特に、比較鋼Ｉ、Ｊは仕上げ圧延後、冷却開始時間が本発明の制限より長い。比較鋼であるＭ、ＮはＴｉ／Ｎ比が本発明の範囲であるにもかかわらず、ｒ_９０、Δｒ、時効指数が本発明の範囲を満足することができなかった。これは鋼Ｍの場合、巻取温度が本発明の範囲より高くて熱延板中に固溶ＣがＴｉＣを析出させて粗大されることによって焼鈍中に析出が不足になり、これによって、ｒ_９０、Δｒが大きい結晶方位（｛５５４｝＜２２５＞）の発達が増加することで等方性鋼が得られないためと判断される。鋼Ｍ、Ｎの場合、Ｔｉ含量が本発明のより好ましい条件式である（４８／１２）Ｃ−Ｔｉ^＊≧０．６を満足せず時効指数が高く出たと判断される。また鋼Ｏは冷却開始時間が本発明の範囲を外れるところ、これは熱延板の組織が冷却開始時間を早くした場合より粗大になり、焼鈍後、冷却時のセメンタイトの核生成の場所が減少し、これによって常温時効値が高い値を有し、Δｒが０．１５以上の値を有するためと判断される。

図３は、鋼に発達する主要集合組織成分に対する方位分布関数のΨ_２＝４５°断面を示したものである。図４は図３に示した主要集合組織成分の塑性変形比の異方性に及ぼす集合組織の影響をテイラー（Ｔａｙｌｏｒ）多結晶理論を利用して理論的に算出した結果を示したものである。図４からα−ｆｉｂｒｅ（ＲＤ／／＜１１０＞）と、γ−ｆｉｂｒｅ（ＮＤ／／<１１１>）集合組織は、塑性変形比に互いに異なる影響を及ぼすことが分かる。α−ｆｉｂｒｅ集合組織は塑性変形比が全体的に低い値を有し、ｒ_４５が最大値を有するが、γ−ｆｉｂｒｅを含む｛５５４｝＜２２５＞集合組織はｒ_４５が最も低い値を有する。このように、鋼が等方性を有するためには以上の集合組織を適切に組み合わせなければならないことが分かる。

図５は本発明のＡ鋼のＦＥ（ＦｉｅｌｄＥｍｉｓｓｉｏｎ）−ＳＥＭに付属したＥＢＳＤ（ＥｌｅｃｔｒｏｎＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒｅｄＤｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）装備を利用して測定した結晶学的方位図（ＣＯＭ、ＣｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｉｃＯｒｉｅｎｔａｔｉｏｎＭａｐ）を示す。上端の逆極点図（ｉｎｖｅｒｓｅｐｏｌｅｆｉｇｕｒｅ）上の色を比べれば、本発明の鋼の場合α−ｆｉｂｒｅとγ−ｆｉｂｒｅ集合組織が一緒に発達していることが分かる。図６は光学顕微鏡を用いて結晶粒のみならずセメンタイトを一緒に分析した結果を示す。セメンタイトが主に結晶粒界に位置することが分かる。図７は発明鋼Ａに発達する微小集合組織をＸ−ｒａｙ回折を利用して得た極点図データを修正し、そのデータを利用して鋼の方位分布関数（ＯＤＦ、ＯｒｉｅｎｔａｔｉｏｎＤｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎＦｕｎｃｔｉｏｎ）を計算し、その結果をΨ_２＝４５°に示す。図７からα−ｆｉｂｒｅとγ−ｆｉｂｒｅ集合組織が一緒に発達していることが分かる。以上より本発明の鋼はα−ｆｉｂｒｅとγ−ｆｉｒｅ集合組織が一緒に発達し優れた等方性を有するということが分かる。

本発明は掲示した実施例を参照して説明したが、当業界における通常の知識を有する者であれば、上述した特定の実施例が本発明の例示に過ぎないことを認めるはずである。そして本発明の思想に外れることなく多様な変更を行うことができることが理解できる。

塑性変形比と降伏曲面との関係を示す図である。本発明による連続焼鈍工程及びそれによる微細組織の変化を示す図である。鋼に発達する主要集合組織の成分を示す図である。ｒ値に及ぼす集合組織の影響を示す図である。本発明鋼Ａを連続焼鈍した後、ＥＢＳＤを利用して測定した結晶学的方位図である。本発明鋼Ａを連続焼鈍した後得られた光学顕微鏡の写真である。本発明鋼Ａを連続焼鈍した後測定した方位分布関数のΨ_２＝４５゜における断面図である。

Claims

重量％で、Ｃ：０．０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０６％、Ｍｎ：０．１〜１％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、可溶Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、
前記成分のうちＴｉとＮがＴｉ／Ｎ＞５の関係を満足し、
さらに前記成分のうちＴｉとＣが（４８／１２）Ｃ−Ｔｉ^＊＞０．０３％［但し、Ｔｉ^＊＝Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ］の関係を満足し、
時効指数（ＡＩ）が３０ＭＰａ以下である形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板。
前記Ｃの含量が０．０１５〜０．０３５％であることを特徴とする請求項１記載の形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板。
前記Ｔｉの含量が０．０１〜０．０４％であることを特徴とする請求項１記載の形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板。
前記（４８／１２）Ｃ−Ｔｉ^＊が０．０６〜０．１１％であることを特徴とする請求項１乃至請求項３のいずれか１項記載の形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板。
重量％で、Ｃ：０．０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０６％、Ｍｎ：０．１〜１％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、可溶Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、
前記成分のうちＴｉとＮがＴｉ／Ｎ＞５の関係を満足し、
さらに前記成分のうちＴｉとＣが（４８／１２）Ｃ−Ｔｉ^＊＞０．０３％［但し、Ｔｉ^＊＝Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ］の関係を満足し、
時効指数（ＡＩ）が３０ＭＰａ以下の鋼をＡｒ_３以上の温度で仕上げ圧延する段階と、
前記仕上げ圧延された熱延板を５０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で急冷した後６５０℃以下の温度で巻取する段階と、
前記巻取された熱延板を酸洗した後、５０〜８０％の圧下率で冷間圧延する段階と、
前記冷間圧延された冷延板を再結晶温度〜Ａｃ_３の温度で加熱して焼鈍する段階と、
その後、６００〜７００℃まで３℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で１次冷却し、再度１００〜５００℃まで３０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で２次冷却する段階と、
前記冷却した鋼板を２００〜５００℃の温度で１０分以内の時間過時効処理する段階と、
前記過時効処理された鋼板を０．５％以上の圧下率で調質する段階と、
を含む形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
前記Ｃの含量が０．０１５〜０．０３５％であることを特徴とする、請求項５記載の形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
前記Ｔｉの含量が０．０１〜０．０４％であることを特徴とする、請求項５記載の形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
前記（４８／１２）Ｃ−Ｔｉ^＊が０．０６〜０．１１％であることを特徴とする、請求項５乃至請求項７のいずれか１項記載の形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
前記仕上げ圧延後急冷の際、仕上げ圧延終了後１秒以内に急冷することを特徴とする、請求項５記載の形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
前記焼鈍は７６０〜８２０℃で５分間以下で行うことを特徴とする、請求項５記載の形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
前記焼鈍のための昇温の際、昇温速度が３℃／ｓｅｃ以上であることを特徴とする、請求項５または請求項１０記載の形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。