JP3596045B2 - 成形性に優れる焼付硬化型冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】
この発明は、自動車用鋼板等の使途に好適な面内異方性および深絞り性等成形性に優れる焼付硬化型冷延鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
自動車のパネル等に使用される冷延鋼板には、その特性として面内異方性の小さいことや深絞り性に優れていることが要求される。この深絞り性の向上には、鋼板の機械的特性として、ｒ値（ランクフォード値）や伸び（Ｅｌ）を向上させることが重要である。
このような鋼板には、近年、連続焼鈍に代表される短時間加熱−冷却の熱サイクルからなる焼鈍プロセスで、優れた深絞り性が得られる極低炭素ＩＦ鋼が多量に使用されるようになってきている。
【０００３】
一方、昨今の製鋼での脱ガス技術の進歩とその技術の普及により、ＣやＮの含有量が２０ｍａｓｓ ｐｐｍ以下の鋼が効率的かつ大量に製造されるようになってきた。このような極低炭素鋼では、伸びの向上ははかれるものの熱延板の結晶粒の粗大化がおこりやすく、このため、冷間圧延、焼鈍後の深絞り性を劣化させることから、より高いｒ値を得るためには、熱延板の結晶粒径の微細化をはかる技術の開発が重要になる。
【０００４】
【従来の技術】
これまで、深絞り性のよい鋼板を、Ｃが０．００５ ｍａｓｓ％以下の鋼から製造する方法は既に知られている。例えば、特開昭６１−２７６９３０ 号公報（伸びと深絞り性の良好な極低炭素鋼冷延鋼板の製造方法）には、成分組成を調整した極低炭素Ｔｉ， Ｎｂ複合添加鋼を、熱間圧延条件、冷却条件、巻取り条件、冷間圧延条件および焼鈍条件を適当に組合わせて、伸びと深絞り性の良好な冷延鋼板を製造する方法が提案開示されている。
【０００５】
すなわち、この方法は熱間延圧延直後に冷却を開始し、γ粒の成長を抑制してα変態をさせることによって熱延板の組織を微細化し、深絞り性に優れる冷延鋼板を製造するものであり、その特徴とする点は平均冷却速度を特定することにある。
【０００６】
しかしながら、この方法では、平均冷却速度：１０℃／ｓ以上で熱延板を冷却するが、その冷却速度は下限の限定以外に格別の記載がなく、したがって１０℃／ｓ以上とは、たとえばその実施例の３０℃／ｓ程度と見られ、この方法によって得られる熱延板のα粒径の微細化には限界があり、その実施例の平均ｒ値も１．９６〜２．２８の範囲にあってより高い深絞り性を有する冷延鋼板を製造することが困難である。
【０００７】
また、この方法では、詳細説明文中にｒ値の面内異方性（Δｒ値）に関する記述があるもののその値はΔｒ＝ ０．２〜０．４ と大きくより一層の向上が求められるものである。なお、その実施例にはΔｒ値に関する記述はない。
【０００８】
さらなる深絞り性に優れる冷延鋼板を製造するためには、深絞り性の向上に有効であることが知られているＣをさらに低減する方法が考えられる。しかし、鋼中のＣを低減すればするほど熱間圧延後の熱延板に粗大な結晶粒が生成するようになり、この粗大な結晶粒が冷延板の深絞り性を逆に低下させることになり、さらなる深絞り性の向上を達成することができなかった。
【０００９】
このような、低レベルの極低炭素鋼を用いる手段として、例えば、特開平１−１７７３２２号公報（極めて深絞り性に優れる冷延鋼板の製造方法）には、Ｃ≦１５ ｗｔ ｐｐｍ の極低炭素鋼を熱間圧延後、急冷することにより、深絞り性に優れる冷延鋼板を製造する方法が提案開示されている。
この方法は、熱間圧延後の冷却速度を １１０〜４００ ℃／ｓとすることで、γ粒の成長、回復を抑制し細粒のα粒を生成させることを骨子としている。
【００１０】
しかしながら、Ｃ≦１５ｗｔ ｐｐｍとして、さらにＳｉ， Ｍｎ， ＰおよびＳなどの含有量もかなり低減しているため、γ粒の成長、回復はかなり速く、熱延後の急冷だけでは結晶粒の微細化は十分でなく、その実施例からｒ値は２．４８が最高であり、それ以上の深絞り性の向上はできない。また、この手段では、ｒ値の面内異方性については、何らその記述がない。なお、実際のプレス成形においては、面内異方性（Δｒ値）が小さい方がプレス割れが減少することなどから、成形性の向上にはΔｒ値を小さくすることも重要である。
【００１１】
以上より、平均ｒ値をより高くし、Δｒ値をより低くすることの要請に対し、上記２例を含む従来技術では、未だ十分に対応できないという問題があった。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】
この発明は、前記した問題を有利に解決しようとするもので、鋼の成分組成および製造条件を規制することにより、良好な焼付け硬化性を有するとともに従来よりも格段に優れる深絞り性および面内異方性を有する冷延鋼板の製造方法を提案することを目的とする。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
この発明は、発明者らが、加工性のさらなる向上を目的として鋭意研究を重ねた結果、鋼の成分組成および熱延条件を主とする製造条件を限定することにより、優れる面内異方性および深絞り性を有する焼付硬化型冷延鋼板の製造が可能であることを見出したことによるものである。
【００１４】
すなわち、この発明の要旨とするところは以下の通りである。
Ｃ：０．００１０ｍａｓｓ％以下、
Ｓｉ：０．１ ｍａｓｓ％以下、
Ｍｎ：０．３ ｍａｓｓ％以下、
Ｎｂ：０．０３ｍａｓｓ％以下、
Ｂ：０．０００１〜０．００３０ｍａｓｓ％以下、
Ａｌ：０．１ ｍａｓｓ％以下、
Ｐ：０．０５ｍａｓｓ％以下、
Ｓ：０．００５ ｍａｓｓ％以下および
Ｎ：０．００３ ｍａｓｓ％以下、
を含有し、かつ
１≦Ｎｂ（ｍａｓｓ％）／Ｃ（ｍａｓｓ％）≦３０および
Ｎ（ｍａｓｓ％）−１４／１１・Ｂ（ｍａｓｓ％）≦ ０．００１（ｍａｓｓ％）
の関係を満たし、残部は鉄および不可避的不純物の組成になる鋼スラブを素材として、仕上げ圧延出側３パスでの累積圧下率を５０％以上とする熱間圧延を行い、Ａｒ３ 変態点以上の温度で仕上げ圧延を終了したのち、０．５ 秒間以内に冷却を開始し、Ａｒ３ 変態点以上の冷却開始温度からＡｒ３ 変態点−６０℃までの温度域を７０〜４００ ℃／ｓの範囲の冷却速度で冷却したのち、 ５５０〜８００ ℃の温度範囲でコイルに巻取り、その後通常の方法で冷間圧延し、連続焼鈍を施すことを特徴とする成形性に優れる焼付硬化型冷延鋼板の製造方法である。
【００１５】
【作用】
この発明の作用について以下に述べる。
まず、この発明の基礎となった実験例について述べる。
Ｃ：０．０００８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．００８ ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１ ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．０１ｍａｓｓ％、Ｂ：０．００１５ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１２ ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００１ ｍａｓｓ％およびＮ：０．００１８ｍａｓｓ％の組成になる鋼スラブを１１５０℃の温度に加熱し均熱したのち、熱間圧延を施し仕上げ圧延出側３パスの累積圧下率を変化させ、それぞれ ９２０℃の温度で仕上げ圧延を終了し、０．３ 秒間後に冷却速度を変えて ８６０℃の温度まで冷却した各熱延板をそれぞれ ７５０℃の温度でコイルに巻き取った。その後これらの熱延板に、それぞれ圧下率：８０％の冷間圧延を施したのち、８６０ ℃の温度で２０秒間の再結晶焼鈍を行った。
【００１６】
かくして得られた各熱延板の結晶粒径、冷間圧延−焼鈍後の各鋼板について平均ｒ値およびΔｒ値を調査した。これらの調査結果の一部を図１および図２に示す。
【００１７】
図１は、冷間圧延−焼鈍後の鋼板の平均ｒ値におよぼす仕上げ圧延出側３パスの累積圧下率および熱間圧延後の冷却速度の影響を示すグラフであり、図２は、冷間圧延−焼鈍後の鋼板のΔｒ値におよぼす仕上げ圧延出側３パスの累積圧下率および熱間圧延後の冷却速度の影響を示すグラフである。
【００１８】
ここに、平均ｒ値は、ＪＩＳ ５号引張試験片を使用し、１５％の予歪を与えたのちち３点法により測定し、Ｌ方向（圧延方向：ｒＬ ）、Ｄ方向（圧延方向に対し４５°方向：ｒＤ ）およびＣ方向（圧延方向に対し９０°方向：ｒＣ ）の平均値として下記式から求めた。
平均ｒ値＝（ｒＬ ＋２ｒＤ ＋ｒＣ ）／４
また、面内異方性Δｒ値は
Δｒ値＝（ｒＬ −２ｒＤ ＋ｒＣ ）／２
から求めた。
【００１９】
図１および図２を含め上記実験結果より、冷間圧延−焼鈍後の鋼板の平均ｒ値は、仕上げ圧延時の圧下率および熱間圧延後の冷却速度に依存し、仕上げ圧延での出側３パスの累積圧下率を５０％以上としかつ熱間圧延後の冷却速度を速くする（具体的には７０〜４００ ℃／ｓ）ことにより、熱延板の結晶粒径の微細化がはかられ高い平均ｒ値が得られることがわかった。
また、Δｒ値は、同様に仕上げ圧延出側３パスでの累積圧下率を５０％以上とし冷却速度を速くする（７０〜４００ ℃／ｓ）ことにより ０．２未満と極めて小さくなることがわかった。
発明者らは、以上の実験結果をもとにさらに研究を重ねた結果この発明を達成したもので、その限定理由を以下に順にのべる。
【００２０】
１）成分組成
Ｃ：０．００１０ｍａｓｓ％以下
Ｃは、少なければ少ないほど深絞り性および延性が向上するので好ましく、さらに、Ｃが低いほうがこれを固定するためのＮｂの添加量や生成する炭化物量も少なくなるため、極めて優れる深絞り性を得ることができる。したがって、その含有量は近年の精錬技術で容易に達成でき、かつ許容できる値として０．００１０ｍａｓｓ％を上限とする。
【００２１】
Ｓｉ：０．１ ｍａｓｓ％以下
Ｓｉは、鋼を硬化させる作用があり、所望の強度に応じて必要量含有させるが、その含有量が ０．１ｍａｓｓ％を超えると深絞り性および表面性状に悪影響を与える。したがって、その含有量は ０．１ｍａｓｓ％以下とする。
【００２２】
Ｍｎ：０．３ ｍａｓｓ％以下
Ｍｎは、鋼の溶製上、脱酸成分として重要であるが、過剰に含有させると鋼を脆化させたり、深絞り性に悪影響を与える。したがって、その含有量は ０．３ｍａｓｓ％以下とする。
【００２３】
Ｎｂ：０．０３ｍａｓｓ％以下
Ｎｂは、鋼中の固溶Ｃを炭化物として析出固定させて低減し、良好なプレス成形性を得るために添加する。その効果は含有量が０．０３ｍａｓｓ％以下で十分であり、０．０３ｍａｓｓ％を超えて含有させてもそれ以上の効果は得られず、逆に再結晶温度の上昇や延性の劣化につながる。したがって、その含有量は０．０３ｍａｓｓ％以下とする。
【００２４】
Ｂ：０．０００１〜０．００３０ｍａｓｓ％
Ｂは、鋼中の固溶Ｎを窒化物として析出固定させて低減し、良好なプレス成形性を得るために添加する。含有量が０．０００１ｍａｓｓ％未満ではその効果がなく、一方０．００３０ｍａｓｓ％を超えて添加してもそれ以上の効果は得られなく逆に深絞り性が劣化する。したがって、その含有量は０．０００１ｍａｓｓ％以上、０．００３０ｍａｓｓ％以下とする。
【００２５】
Ａｌ：０．１ ｍａｓｓ％以下
Ａｌは、溶鋼を脱酸してＮｂの歩留りを向上させるとともに鋼中の固溶Ｎを固定させるために添加する。しかし含有量が０．１ ｍａｓｓ％を超えて含有させるとプレス成形性を損なう。したがって、その含有量は０．１ ｍａｓｓ％以下とする。
【００２６】
Ｐ：０．０５ｍａｓｓ％以下
Ｐ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するが、その含有量が０．０５ｍａｓｓ％を超えると深絞り性、脆性に悪影響をおよぼす。したがって、その含有量は０．０５ｍａｓｓ％以下とする。
【００２７】
Ｓ：０．００５ ｍａｓｓ％以下
Ｓは、Ｍｎと結合して ＭｎＳを形成し析出する。多量にＭｎＳ が析出すると鋼が硬化し、プレス成形性を低下させる。したがって、その含有量は少なければ少ないほど好ましいが、許容できる上限を０．００５ ｍａｓｓ％とする。
【００２８】
Ｎ：０．００３ ｍａｓｓ％以下
Ｎは、少なければ少ないほど深絞り性が向上し、Ｂの添加量も少なくてすむ。良好な加工性を得るためその含有量は０．００３ ｍａｓｓ％以下とするが、より一層の深絞り性の向上のためには０．００２ ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。
さらに、この発明においては上記含有量の範囲内において、ＣとＮｂとの関係およびＢとＮとの関係をそれぞれ以下のように限定する。
【００２９】
１≦Ｎｂ（ｍａｓｓ％）／Ｃ（ｍａｓｓ％）≦３０
この発明において、ＮｂとＣとの比は良加工性を有しかつ焼付硬化性を確保するために極めて重要である。Ｎｂ／Ｃが３０を超えると含有するＣがほとんどＮｂにより析出固定されて固溶Ｃがなくなり、この発明の特徴である焼付硬化性すなわちＢＨ量が極端に低下してしまい焼付後に安定した硬度が得られなくなる。逆にＮｂ／Ｃが１未満では固溶Ｃが多量に残存し、加工性が劣化する。したがってＮｂとＣとの比は、１≦Ｎｂ（ｍａｓｓ％）／Ｃ（ｍａｓｓ％）≦３０とするが、好ましくは８≦Ｎｂ（ｍａｓｓ％）／Ｃ（ｍａｓｓ％）≦２５とすることが望ましい。
【００３０】
Ｎ（ｍａｓｓ％）−１４／１１・Ｂ（ｍａｓｓ％）≦０．００１ （ｍａｓｓ％）
極低Ｃ化、極低Ｓ化ともにＮを低減することが良加工性を得るために重要である。すなわち、ＮをＢにより析出固定させることにより平均ｒ値の向上に有効な再結晶集合組織が得られる。このためＮ（ｍａｓｓ％）−１４／１１・Ｂ（ｍａｓｓ％）を０．００１ （ｍａｓｓ％）以上とする。
【００３１】
２）製造工程
・熱間圧延
熱間圧延工程での圧延条件およびその後の冷却条件はこの発明において極めて重要であり、粗圧延終了後仕上げ圧延の最終３パスでの累積圧下率が５０％以上の圧延を行い、Ａｒ３ 変態点以上で熱間圧延を終了したのち ０．５秒間以内に冷却を開始し、Ａｒ３ 変態点以上の冷却開始温度からＡｒ３ 変態点−６０℃の温度域を７０〜４００ ℃／ｓの範囲の冷却速度で冷却することが必要である。
【００３２】
鋼スラブの加熱、粗圧延、仕上げ圧延、冷却およびコイルへの巻取りに至る熱延板の製造プロセスでの金属組織変化は、鋼スラブ加熱時の粗大オーステナイト（γ）粒が粗圧延、仕上げ圧延中に加工−再結晶を繰り返しながら細粒化され、その後の冷却過程で細粒γからフェライト（α）を主体とする組織に変態する。この再結晶γ粒からのγ→α変態はγ粒界へのα核生成にはじまり、そのα核の成長が進行し、それぞれのα粒がぶつかりあって終了する。
したがって、γ粒が小さいほどα核の生成箇所が多くなり、ぶつかり合うまでの距離が短くなるため、α粒は細かくなる。
【００３３】
仕上げ圧延後段では圧延材温度が低くなるため圧延直後のγ粒は再結晶が比較的起こりにくく、加工されたままの状態を維持しやすくなる。このような加工γ粒は再結晶γ粒に比し、伸ばされた形状になっているため、粒の単位体積当りの粒界面積は大きくなりα核生成箇所が多くなる。さらに、加工γ粒内には変形帯と呼ばれる加工歪を蓄積した組織が形成され、これがα核の生成箇所となる。したがって、加工γ粒は再結晶γ粒に比し格段にα核生成箇所が多いため、加工γ粒から変態したα粒の数は多く、再結晶γ粒から変態したαよりも細かくなる。
【００３４】
この発明の最大のポイントは、上記の加工γ粒を多量に蓄積・残存させ、この加工γ粒からの変態を利用してα粒の細粒化をはかる点にある。
すなわち、通常の熱間圧延プロセスでは圧延温度の高い仕上げ圧延前段での圧下率を大きくし、その後段では形状補正や板厚の微調整を施すため圧下率を小さくしている。したがって、圧延温度が高い圧延前段で圧下率の大きい加工を受けてもその加工γ粒の再結晶の進行は早く圧延後段では圧下率が小さいため圧延終了時での加工γ粒は少量しか蓄積されないことになる。
【００３５】
しかも、仕上げ圧延出側から水冷設備までの非水冷ゾーンが数秒間あるため、その間に加工γ粒の再結晶ならびに回復（加工歪・変形帯の消失）が進行し加工γ粒からのα変態はほとんど期待できなくなる。
【００３６】
これに対しこの発明においては、圧延温度の低い仕上げ圧延後段で圧下率を大きくすることによって、多量の加工γ粒を蓄積させ、さらに仕上げ圧延後短時間内に冷却を開始して熱延板温度を低下させγ域の帯留時間を短縮することによって、加工γ粒の再結晶ならびに回復を僅少にとどめ、多量の加工γ粒を残存させたままα変態をさせることができる。したがって、従来にないα粒の細粒化が可能になる。
【００３７】
仕上げ圧延終了温度は、Ａｒ３ 変態点以下では熱延板に粗大粒が発生したり、一般に云われている加工組織が残留したりして、冷間圧延・焼鈍後の深絞り性を損なうのでＡｒ３ 変態点以上とする。そして、仕上げ圧延終了後Ａｒ３ 変態点以上の適当な温度から冷却を開始する。すなわち、冷却開始時期は、仕上げ圧延後 ０．５秒間以内であれば仕上げ圧延直後でなくてもよく、ランナウトテーブルの適当な位置で冷却を開始できる。したがって、仕上げ圧延機の出側に板厚計や温度計が配置されている通常の圧延機でも、冷却による水蒸気などの影響を受けることなく圧延材の板厚や温度の計測、管理、制御が可能である。
【００３８】
ついで、仕上げ圧延後 ０．５秒間以内で開始する冷却は、Ａｒ３ 変態点以上の温度からＡｒ３ 変態点−６０℃以下の温度で行い、その冷却速度はＡｒ３ 変態点以上の冷却開始温度からＡｒ３ 変態点−６０℃までの温度域を７０〜４００ ℃／ｓの範囲とする。この冷却方法を、上記の仕上げ圧延の後段で圧下率を大きくし強圧下で仕上げた熱延材に適用することによってα粗の微細化ひいては冷間圧延・焼鈍後の鋼板の加工性を極めて優れたものとすることを可能にする。
【００３９】
すなわち仕上げ圧延後冷却条件のみを規定した従来法（例えば特開平１−１７７３２２号公報）による冷間圧延・焼鈍後の鋼板では、平均ｒ値が最高で ２．５であったのに対し、仕上げ圧延での最終３パスの累積圧下率を５０％以上とし、上記冷却方法を適用したこの発明の冷間圧延・焼鈍後の鋼板では ２．７以上の平均ｒ値を得ることが容易であり、また、面内異方性においても、特開昭６１−２７６９３０ 号公報ではΔｒ値が ０．２〜０．４ であったのに対し、この発明によれば、０．２ 未満の極めて小さいΔｒ値を得ることができ、平均ｒ値のみならず面内異方性も特段に優れるものとなる。
【００４０】
なお、仕上げ圧延後時間をおいて（０．５ 秒超え）Ａｒ３ 変態点以下の温度から冷却を開始したり、冷却速度を７０℃／ｓ未満とすると、γ域での滞留時間が長くなり、その間にγ粒は再結晶および回復（変形帯の消失）が進行してしまい加工γ粒からの変態が期待できなくなる。したがって、仕上げ圧延後 ０．５秒間以内に冷却を開始し冷却速度を７０℃／ｓ以上とすることにより加工γ粒は加工状態（圧延歪を蓄積した変形帯を有する状態）を維持でき、その後のγ→α変態によるα粒の微細化がはかれることになる。
【００４１】
このとき、その冷却装置は、Ａｒ３ 変態点以上の温度から冷却を開始するため、通常の仕上げ圧延機の出側に配置されている板厚計や温度計の作動に支障を与えない範囲で、仕上げ圧延機にできるだけ近づけて配置することが望ましい。また、その冷却媒体としては水、気体およびそれらの混合体などいずれでもよい。
【００４２】
・巻取り温度
熱延板のコイル巻取り温度は、ＡｌＮ ， ＢＮおよびＭｎＳ などの析出物を十分に析出させ、さらにその析出物を成長粗大化させるために重要である。巻取り温度は５５０ ℃以上であれば固溶Ｎ， 固溶Ｓを十分析出固定させることができる。一方巻取り温度が ８００℃を超えるとスケールが厚く生成し酸洗性が低下する。したがって、熱延板のコイル巻取り温度は ５５０〜８００ ℃の範囲とする。
【００４３】
なお、鋼スラブの加熱温度は特に規定するものではないが、１０００〜１３００℃の温度範囲とすれば最終的に良好な品質の冷延鋼板を得ることができる。
また、鋼スラブには、連続鋳造したものを直ちに用いても、一たん冷却したものを用いてもいずれでもよい。
【００４４】
・冷間圧延
冷間圧延は特にその条件を規定するものではないが、圧下率は５０〜９０％、望ましくは７０〜９０％の範囲とすることが好ましく、かくすることにより特段に優れる加工性を有する冷延鋼板が得られる。
【００４５】
・焼鈍
冷間圧延を経た冷延鋼帯は再結晶焼鈍を施す必要がある。焼鈍方法は、箱焼鈍法又は連続焼鈍法のいずれでもよい。また、焼鈍温度は、あまりにも高い温度や再結晶温度以下では不適で、７００ 〜９５０ ℃の通常常識の温度範囲とすることが望ましい。
【００４６】
なお、焼鈍後の鋼帯には形状矯正、表面粗度等の調整のため、５％以下の調質圧延を加えてもよい。
さらにこの発明の冷延鋼板は、亜鉛めっき（合金系めっきを含む）、すずめっき、ほうろう、その他表面処理鋼板の原板にも有利に適用できる。
【００４７】
【実施例】
表１に示す種々の成分組成になる鋼スラブを、それぞれ表２に示す熱間圧延条件にて圧延し、得られた熱延板を酸洗後、圧下率８０％の冷間圧延を行い板厚：０．７ｍｍ の冷延鋼帯としたのち、連続焼鈍設備にて温度： ８６０℃、時間：２０秒間の再結晶焼鈍を施し、圧下率： ０．７％の調質圧延を施した。かくして得られた熱延板での結晶粒度ならびに冷延板の平均ｒ値、Δｒ値などについて調査し、それらの結果を表２に併記した。
【００４８】
【表１】
【００４９】
【表２】
【００５０】
なお、平均ｒ値、Δｒ値の測定方法は前記実験例の場合と同様である。
表２から明らかなように、鋼の成分組成がこの発明に適合し、かつ、熱間圧延条件等の製造条件がこの発明に適合する適合例は、良好な焼付硬化性を有し、かつ、平均ｒ値が２．６５〜３．１５、Δｒ値が０．１９〜０．１２と深絞り性および面内異方性に極めて優れる冷延鋼板が得られることが分かる。これらに対し、比較例は焼付硬化性や深絞り性および面内異方性に劣っている。
【００５１】
また、表１に示した成分組成になる鋼スラブを素材として、冷延鋼板を製造したのち、連続溶融亜鉛めっきおよび連続電気亜鉛めっきラインにてそれぞれ亜鉛めっきを施しためっき鋼板について、上記と同様の調査を行った。
これらの製造条件および調査結果を表３にまとめて示す。
【００５２】
【表３】
【００５３】
表３から明らかなように、この発明に適合する条件で製造した適合例の冷延鋼板は、めっき後においても良好な焼付硬化性を有するとともに、極めて優れる深絞り性および面内異方性を示している。
【００５４】
【発明の効果】
この発明は、極低炭素鋼の成分組成を限定し、さらに製造条件として特に熱間圧延とその後の冷却条件を特定することにより、成形性に優れる焼付硬化型冷延鋼板を製造するものであって、
この発明によれば、良好な焼付硬化性を有しかつ従来よりも格段に優れる深絞り性および面内異方性を有する冷延鋼板の製造が可能となり、その鋼板は自動車用等の加工用鋼板として極めて有利に適用できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】冷間圧延−焼鈍後の鋼板の平均ｒ値におよぼす仕上げ圧延出側３パスの累積圧下率および熱間圧延後の冷却速度の影響を示すグラフである。
【図２】冷間圧延−焼鈍後の鋼板のΔｒ値におよぼす仕上げ圧延出側３パスの累積圧下率および熱間圧延後の冷却速度の影響を示すグラフである。
【産業上の利用分野】
この発明は、自動車用鋼板等の使途に好適な面内異方性および深絞り性等成形性に優れる焼付硬化型冷延鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
自動車のパネル等に使用される冷延鋼板には、その特性として面内異方性の小さいことや深絞り性に優れていることが要求される。この深絞り性の向上には、鋼板の機械的特性として、ｒ値（ランクフォード値）や伸び（Ｅｌ）を向上させることが重要である。
このような鋼板には、近年、連続焼鈍に代表される短時間加熱−冷却の熱サイクルからなる焼鈍プロセスで、優れた深絞り性が得られる極低炭素ＩＦ鋼が多量に使用されるようになってきている。
【０００３】
一方、昨今の製鋼での脱ガス技術の進歩とその技術の普及により、ＣやＮの含有量が２０ｍａｓｓ ｐｐｍ以下の鋼が効率的かつ大量に製造されるようになってきた。このような極低炭素鋼では、伸びの向上ははかれるものの熱延板の結晶粒の粗大化がおこりやすく、このため、冷間圧延、焼鈍後の深絞り性を劣化させることから、より高いｒ値を得るためには、熱延板の結晶粒径の微細化をはかる技術の開発が重要になる。
【０００４】
【従来の技術】
これまで、深絞り性のよい鋼板を、Ｃが０．００５ ｍａｓｓ％以下の鋼から製造する方法は既に知られている。例えば、特開昭６１−２７６９３０ 号公報（伸びと深絞り性の良好な極低炭素鋼冷延鋼板の製造方法）には、成分組成を調整した極低炭素Ｔｉ， Ｎｂ複合添加鋼を、熱間圧延条件、冷却条件、巻取り条件、冷間圧延条件および焼鈍条件を適当に組合わせて、伸びと深絞り性の良好な冷延鋼板を製造する方法が提案開示されている。
【０００５】
すなわち、この方法は熱間延圧延直後に冷却を開始し、γ粒の成長を抑制してα変態をさせることによって熱延板の組織を微細化し、深絞り性に優れる冷延鋼板を製造するものであり、その特徴とする点は平均冷却速度を特定することにある。
【０００６】
しかしながら、この方法では、平均冷却速度：１０℃／ｓ以上で熱延板を冷却するが、その冷却速度は下限の限定以外に格別の記載がなく、したがって１０℃／ｓ以上とは、たとえばその実施例の３０℃／ｓ程度と見られ、この方法によって得られる熱延板のα粒径の微細化には限界があり、その実施例の平均ｒ値も１．９６〜２．２８の範囲にあってより高い深絞り性を有する冷延鋼板を製造することが困難である。
【０００７】
また、この方法では、詳細説明文中にｒ値の面内異方性（Δｒ値）に関する記述があるもののその値はΔｒ＝ ０．２〜０．４ と大きくより一層の向上が求められるものである。なお、その実施例にはΔｒ値に関する記述はない。
【０００８】
さらなる深絞り性に優れる冷延鋼板を製造するためには、深絞り性の向上に有効であることが知られているＣをさらに低減する方法が考えられる。しかし、鋼中のＣを低減すればするほど熱間圧延後の熱延板に粗大な結晶粒が生成するようになり、この粗大な結晶粒が冷延板の深絞り性を逆に低下させることになり、さらなる深絞り性の向上を達成することができなかった。
【０００９】
このような、低レベルの極低炭素鋼を用いる手段として、例えば、特開平１−１７７３２２号公報（極めて深絞り性に優れる冷延鋼板の製造方法）には、Ｃ≦１５ ｗｔ ｐｐｍ の極低炭素鋼を熱間圧延後、急冷することにより、深絞り性に優れる冷延鋼板を製造する方法が提案開示されている。
この方法は、熱間圧延後の冷却速度を １１０〜４００ ℃／ｓとすることで、γ粒の成長、回復を抑制し細粒のα粒を生成させることを骨子としている。
【００１０】
しかしながら、Ｃ≦１５ｗｔ ｐｐｍとして、さらにＳｉ， Ｍｎ， ＰおよびＳなどの含有量もかなり低減しているため、γ粒の成長、回復はかなり速く、熱延後の急冷だけでは結晶粒の微細化は十分でなく、その実施例からｒ値は２．４８が最高であり、それ以上の深絞り性の向上はできない。また、この手段では、ｒ値の面内異方性については、何らその記述がない。なお、実際のプレス成形においては、面内異方性（Δｒ値）が小さい方がプレス割れが減少することなどから、成形性の向上にはΔｒ値を小さくすることも重要である。
【００１１】
以上より、平均ｒ値をより高くし、Δｒ値をより低くすることの要請に対し、上記２例を含む従来技術では、未だ十分に対応できないという問題があった。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】
この発明は、前記した問題を有利に解決しようとするもので、鋼の成分組成および製造条件を規制することにより、良好な焼付け硬化性を有するとともに従来よりも格段に優れる深絞り性および面内異方性を有する冷延鋼板の製造方法を提案することを目的とする。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
この発明は、発明者らが、加工性のさらなる向上を目的として鋭意研究を重ねた結果、鋼の成分組成および熱延条件を主とする製造条件を限定することにより、優れる面内異方性および深絞り性を有する焼付硬化型冷延鋼板の製造が可能であることを見出したことによるものである。
【００１４】
すなわち、この発明の要旨とするところは以下の通りである。
Ｃ：０．００１０ｍａｓｓ％以下、
Ｓｉ：０．１ ｍａｓｓ％以下、
Ｍｎ：０．３ ｍａｓｓ％以下、
Ｎｂ：０．０３ｍａｓｓ％以下、
Ｂ：０．０００１〜０．００３０ｍａｓｓ％以下、
Ａｌ：０．１ ｍａｓｓ％以下、
Ｐ：０．０５ｍａｓｓ％以下、
Ｓ：０．００５ ｍａｓｓ％以下および
Ｎ：０．００３ ｍａｓｓ％以下、
を含有し、かつ
１≦Ｎｂ（ｍａｓｓ％）／Ｃ（ｍａｓｓ％）≦３０および
Ｎ（ｍａｓｓ％）−１４／１１・Ｂ（ｍａｓｓ％）≦ ０．００１（ｍａｓｓ％）
の関係を満たし、残部は鉄および不可避的不純物の組成になる鋼スラブを素材として、仕上げ圧延出側３パスでの累積圧下率を５０％以上とする熱間圧延を行い、Ａｒ３ 変態点以上の温度で仕上げ圧延を終了したのち、０．５ 秒間以内に冷却を開始し、Ａｒ３ 変態点以上の冷却開始温度からＡｒ３ 変態点−６０℃までの温度域を７０〜４００ ℃／ｓの範囲の冷却速度で冷却したのち、 ５５０〜８００ ℃の温度範囲でコイルに巻取り、その後通常の方法で冷間圧延し、連続焼鈍を施すことを特徴とする成形性に優れる焼付硬化型冷延鋼板の製造方法である。
【００１５】
【作用】
この発明の作用について以下に述べる。
まず、この発明の基礎となった実験例について述べる。
Ｃ：０．０００８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．００８ ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１ ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．０１ｍａｓｓ％、Ｂ：０．００１５ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１２ ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００１ ｍａｓｓ％およびＮ：０．００１８ｍａｓｓ％の組成になる鋼スラブを１１５０℃の温度に加熱し均熱したのち、熱間圧延を施し仕上げ圧延出側３パスの累積圧下率を変化させ、それぞれ ９２０℃の温度で仕上げ圧延を終了し、０．３ 秒間後に冷却速度を変えて ８６０℃の温度まで冷却した各熱延板をそれぞれ ７５０℃の温度でコイルに巻き取った。その後これらの熱延板に、それぞれ圧下率：８０％の冷間圧延を施したのち、８６０ ℃の温度で２０秒間の再結晶焼鈍を行った。
【００１６】
かくして得られた各熱延板の結晶粒径、冷間圧延−焼鈍後の各鋼板について平均ｒ値およびΔｒ値を調査した。これらの調査結果の一部を図１および図２に示す。
【００１７】
図１は、冷間圧延−焼鈍後の鋼板の平均ｒ値におよぼす仕上げ圧延出側３パスの累積圧下率および熱間圧延後の冷却速度の影響を示すグラフであり、図２は、冷間圧延−焼鈍後の鋼板のΔｒ値におよぼす仕上げ圧延出側３パスの累積圧下率および熱間圧延後の冷却速度の影響を示すグラフである。
【００１８】
ここに、平均ｒ値は、ＪＩＳ ５号引張試験片を使用し、１５％の予歪を与えたのちち３点法により測定し、Ｌ方向（圧延方向：ｒＬ ）、Ｄ方向（圧延方向に対し４５°方向：ｒＤ ）およびＣ方向（圧延方向に対し９０°方向：ｒＣ ）の平均値として下記式から求めた。
平均ｒ値＝（ｒＬ ＋２ｒＤ ＋ｒＣ ）／４
また、面内異方性Δｒ値は
Δｒ値＝（ｒＬ −２ｒＤ ＋ｒＣ ）／２
から求めた。
【００１９】
図１および図２を含め上記実験結果より、冷間圧延−焼鈍後の鋼板の平均ｒ値は、仕上げ圧延時の圧下率および熱間圧延後の冷却速度に依存し、仕上げ圧延での出側３パスの累積圧下率を５０％以上としかつ熱間圧延後の冷却速度を速くする（具体的には７０〜４００ ℃／ｓ）ことにより、熱延板の結晶粒径の微細化がはかられ高い平均ｒ値が得られることがわかった。
また、Δｒ値は、同様に仕上げ圧延出側３パスでの累積圧下率を５０％以上とし冷却速度を速くする（７０〜４００ ℃／ｓ）ことにより ０．２未満と極めて小さくなることがわかった。
発明者らは、以上の実験結果をもとにさらに研究を重ねた結果この発明を達成したもので、その限定理由を以下に順にのべる。
【００２０】
１）成分組成
Ｃ：０．００１０ｍａｓｓ％以下
Ｃは、少なければ少ないほど深絞り性および延性が向上するので好ましく、さらに、Ｃが低いほうがこれを固定するためのＮｂの添加量や生成する炭化物量も少なくなるため、極めて優れる深絞り性を得ることができる。したがって、その含有量は近年の精錬技術で容易に達成でき、かつ許容できる値として０．００１０ｍａｓｓ％を上限とする。
【００２１】
Ｓｉ：０．１ ｍａｓｓ％以下
Ｓｉは、鋼を硬化させる作用があり、所望の強度に応じて必要量含有させるが、その含有量が ０．１ｍａｓｓ％を超えると深絞り性および表面性状に悪影響を与える。したがって、その含有量は ０．１ｍａｓｓ％以下とする。
【００２２】
Ｍｎ：０．３ ｍａｓｓ％以下
Ｍｎは、鋼の溶製上、脱酸成分として重要であるが、過剰に含有させると鋼を脆化させたり、深絞り性に悪影響を与える。したがって、その含有量は ０．３ｍａｓｓ％以下とする。
【００２３】
Ｎｂ：０．０３ｍａｓｓ％以下
Ｎｂは、鋼中の固溶Ｃを炭化物として析出固定させて低減し、良好なプレス成形性を得るために添加する。その効果は含有量が０．０３ｍａｓｓ％以下で十分であり、０．０３ｍａｓｓ％を超えて含有させてもそれ以上の効果は得られず、逆に再結晶温度の上昇や延性の劣化につながる。したがって、その含有量は０．０３ｍａｓｓ％以下とする。
【００２４】
Ｂ：０．０００１〜０．００３０ｍａｓｓ％
Ｂは、鋼中の固溶Ｎを窒化物として析出固定させて低減し、良好なプレス成形性を得るために添加する。含有量が０．０００１ｍａｓｓ％未満ではその効果がなく、一方０．００３０ｍａｓｓ％を超えて添加してもそれ以上の効果は得られなく逆に深絞り性が劣化する。したがって、その含有量は０．０００１ｍａｓｓ％以上、０．００３０ｍａｓｓ％以下とする。
【００２５】
Ａｌ：０．１ ｍａｓｓ％以下
Ａｌは、溶鋼を脱酸してＮｂの歩留りを向上させるとともに鋼中の固溶Ｎを固定させるために添加する。しかし含有量が０．１ ｍａｓｓ％を超えて含有させるとプレス成形性を損なう。したがって、その含有量は０．１ ｍａｓｓ％以下とする。
【００２６】
Ｐ：０．０５ｍａｓｓ％以下
Ｐ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するが、その含有量が０．０５ｍａｓｓ％を超えると深絞り性、脆性に悪影響をおよぼす。したがって、その含有量は０．０５ｍａｓｓ％以下とする。
【００２７】
Ｓ：０．００５ ｍａｓｓ％以下
Ｓは、Ｍｎと結合して ＭｎＳを形成し析出する。多量にＭｎＳ が析出すると鋼が硬化し、プレス成形性を低下させる。したがって、その含有量は少なければ少ないほど好ましいが、許容できる上限を０．００５ ｍａｓｓ％とする。
【００２８】
Ｎ：０．００３ ｍａｓｓ％以下
Ｎは、少なければ少ないほど深絞り性が向上し、Ｂの添加量も少なくてすむ。良好な加工性を得るためその含有量は０．００３ ｍａｓｓ％以下とするが、より一層の深絞り性の向上のためには０．００２ ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。
さらに、この発明においては上記含有量の範囲内において、ＣとＮｂとの関係およびＢとＮとの関係をそれぞれ以下のように限定する。
【００２９】
１≦Ｎｂ（ｍａｓｓ％）／Ｃ（ｍａｓｓ％）≦３０
この発明において、ＮｂとＣとの比は良加工性を有しかつ焼付硬化性を確保するために極めて重要である。Ｎｂ／Ｃが３０を超えると含有するＣがほとんどＮｂにより析出固定されて固溶Ｃがなくなり、この発明の特徴である焼付硬化性すなわちＢＨ量が極端に低下してしまい焼付後に安定した硬度が得られなくなる。逆にＮｂ／Ｃが１未満では固溶Ｃが多量に残存し、加工性が劣化する。したがってＮｂとＣとの比は、１≦Ｎｂ（ｍａｓｓ％）／Ｃ（ｍａｓｓ％）≦３０とするが、好ましくは８≦Ｎｂ（ｍａｓｓ％）／Ｃ（ｍａｓｓ％）≦２５とすることが望ましい。
【００３０】
Ｎ（ｍａｓｓ％）−１４／１１・Ｂ（ｍａｓｓ％）≦０．００１ （ｍａｓｓ％）
極低Ｃ化、極低Ｓ化ともにＮを低減することが良加工性を得るために重要である。すなわち、ＮをＢにより析出固定させることにより平均ｒ値の向上に有効な再結晶集合組織が得られる。このためＮ（ｍａｓｓ％）−１４／１１・Ｂ（ｍａｓｓ％）を０．００１ （ｍａｓｓ％）以上とする。
【００３１】
２）製造工程
・熱間圧延
熱間圧延工程での圧延条件およびその後の冷却条件はこの発明において極めて重要であり、粗圧延終了後仕上げ圧延の最終３パスでの累積圧下率が５０％以上の圧延を行い、Ａｒ３ 変態点以上で熱間圧延を終了したのち ０．５秒間以内に冷却を開始し、Ａｒ３ 変態点以上の冷却開始温度からＡｒ３ 変態点−６０℃の温度域を７０〜４００ ℃／ｓの範囲の冷却速度で冷却することが必要である。
【００３２】
鋼スラブの加熱、粗圧延、仕上げ圧延、冷却およびコイルへの巻取りに至る熱延板の製造プロセスでの金属組織変化は、鋼スラブ加熱時の粗大オーステナイト（γ）粒が粗圧延、仕上げ圧延中に加工−再結晶を繰り返しながら細粒化され、その後の冷却過程で細粒γからフェライト（α）を主体とする組織に変態する。この再結晶γ粒からのγ→α変態はγ粒界へのα核生成にはじまり、そのα核の成長が進行し、それぞれのα粒がぶつかりあって終了する。
したがって、γ粒が小さいほどα核の生成箇所が多くなり、ぶつかり合うまでの距離が短くなるため、α粒は細かくなる。
【００３３】
仕上げ圧延後段では圧延材温度が低くなるため圧延直後のγ粒は再結晶が比較的起こりにくく、加工されたままの状態を維持しやすくなる。このような加工γ粒は再結晶γ粒に比し、伸ばされた形状になっているため、粒の単位体積当りの粒界面積は大きくなりα核生成箇所が多くなる。さらに、加工γ粒内には変形帯と呼ばれる加工歪を蓄積した組織が形成され、これがα核の生成箇所となる。したがって、加工γ粒は再結晶γ粒に比し格段にα核生成箇所が多いため、加工γ粒から変態したα粒の数は多く、再結晶γ粒から変態したαよりも細かくなる。
【００３４】
この発明の最大のポイントは、上記の加工γ粒を多量に蓄積・残存させ、この加工γ粒からの変態を利用してα粒の細粒化をはかる点にある。
すなわち、通常の熱間圧延プロセスでは圧延温度の高い仕上げ圧延前段での圧下率を大きくし、その後段では形状補正や板厚の微調整を施すため圧下率を小さくしている。したがって、圧延温度が高い圧延前段で圧下率の大きい加工を受けてもその加工γ粒の再結晶の進行は早く圧延後段では圧下率が小さいため圧延終了時での加工γ粒は少量しか蓄積されないことになる。
【００３５】
しかも、仕上げ圧延出側から水冷設備までの非水冷ゾーンが数秒間あるため、その間に加工γ粒の再結晶ならびに回復（加工歪・変形帯の消失）が進行し加工γ粒からのα変態はほとんど期待できなくなる。
【００３６】
これに対しこの発明においては、圧延温度の低い仕上げ圧延後段で圧下率を大きくすることによって、多量の加工γ粒を蓄積させ、さらに仕上げ圧延後短時間内に冷却を開始して熱延板温度を低下させγ域の帯留時間を短縮することによって、加工γ粒の再結晶ならびに回復を僅少にとどめ、多量の加工γ粒を残存させたままα変態をさせることができる。したがって、従来にないα粒の細粒化が可能になる。
【００３７】
仕上げ圧延終了温度は、Ａｒ３ 変態点以下では熱延板に粗大粒が発生したり、一般に云われている加工組織が残留したりして、冷間圧延・焼鈍後の深絞り性を損なうのでＡｒ３ 変態点以上とする。そして、仕上げ圧延終了後Ａｒ３ 変態点以上の適当な温度から冷却を開始する。すなわち、冷却開始時期は、仕上げ圧延後 ０．５秒間以内であれば仕上げ圧延直後でなくてもよく、ランナウトテーブルの適当な位置で冷却を開始できる。したがって、仕上げ圧延機の出側に板厚計や温度計が配置されている通常の圧延機でも、冷却による水蒸気などの影響を受けることなく圧延材の板厚や温度の計測、管理、制御が可能である。
【００３８】
ついで、仕上げ圧延後 ０．５秒間以内で開始する冷却は、Ａｒ３ 変態点以上の温度からＡｒ３ 変態点−６０℃以下の温度で行い、その冷却速度はＡｒ３ 変態点以上の冷却開始温度からＡｒ３ 変態点−６０℃までの温度域を７０〜４００ ℃／ｓの範囲とする。この冷却方法を、上記の仕上げ圧延の後段で圧下率を大きくし強圧下で仕上げた熱延材に適用することによってα粗の微細化ひいては冷間圧延・焼鈍後の鋼板の加工性を極めて優れたものとすることを可能にする。
【００３９】
すなわち仕上げ圧延後冷却条件のみを規定した従来法（例えば特開平１−１７７３２２号公報）による冷間圧延・焼鈍後の鋼板では、平均ｒ値が最高で ２．５であったのに対し、仕上げ圧延での最終３パスの累積圧下率を５０％以上とし、上記冷却方法を適用したこの発明の冷間圧延・焼鈍後の鋼板では ２．７以上の平均ｒ値を得ることが容易であり、また、面内異方性においても、特開昭６１−２７６９３０ 号公報ではΔｒ値が ０．２〜０．４ であったのに対し、この発明によれば、０．２ 未満の極めて小さいΔｒ値を得ることができ、平均ｒ値のみならず面内異方性も特段に優れるものとなる。
【００４０】
なお、仕上げ圧延後時間をおいて（０．５ 秒超え）Ａｒ３ 変態点以下の温度から冷却を開始したり、冷却速度を７０℃／ｓ未満とすると、γ域での滞留時間が長くなり、その間にγ粒は再結晶および回復（変形帯の消失）が進行してしまい加工γ粒からの変態が期待できなくなる。したがって、仕上げ圧延後 ０．５秒間以内に冷却を開始し冷却速度を７０℃／ｓ以上とすることにより加工γ粒は加工状態（圧延歪を蓄積した変形帯を有する状態）を維持でき、その後のγ→α変態によるα粒の微細化がはかれることになる。
【００４１】
このとき、その冷却装置は、Ａｒ３ 変態点以上の温度から冷却を開始するため、通常の仕上げ圧延機の出側に配置されている板厚計や温度計の作動に支障を与えない範囲で、仕上げ圧延機にできるだけ近づけて配置することが望ましい。また、その冷却媒体としては水、気体およびそれらの混合体などいずれでもよい。
【００４２】
・巻取り温度
熱延板のコイル巻取り温度は、ＡｌＮ ， ＢＮおよびＭｎＳ などの析出物を十分に析出させ、さらにその析出物を成長粗大化させるために重要である。巻取り温度は５５０ ℃以上であれば固溶Ｎ， 固溶Ｓを十分析出固定させることができる。一方巻取り温度が ８００℃を超えるとスケールが厚く生成し酸洗性が低下する。したがって、熱延板のコイル巻取り温度は ５５０〜８００ ℃の範囲とする。
【００４３】
なお、鋼スラブの加熱温度は特に規定するものではないが、１０００〜１３００℃の温度範囲とすれば最終的に良好な品質の冷延鋼板を得ることができる。
また、鋼スラブには、連続鋳造したものを直ちに用いても、一たん冷却したものを用いてもいずれでもよい。
【００４４】
・冷間圧延
冷間圧延は特にその条件を規定するものではないが、圧下率は５０〜９０％、望ましくは７０〜９０％の範囲とすることが好ましく、かくすることにより特段に優れる加工性を有する冷延鋼板が得られる。
【００４５】
・焼鈍
冷間圧延を経た冷延鋼帯は再結晶焼鈍を施す必要がある。焼鈍方法は、箱焼鈍法又は連続焼鈍法のいずれでもよい。また、焼鈍温度は、あまりにも高い温度や再結晶温度以下では不適で、７００ 〜９５０ ℃の通常常識の温度範囲とすることが望ましい。
【００４６】
なお、焼鈍後の鋼帯には形状矯正、表面粗度等の調整のため、５％以下の調質圧延を加えてもよい。
さらにこの発明の冷延鋼板は、亜鉛めっき（合金系めっきを含む）、すずめっき、ほうろう、その他表面処理鋼板の原板にも有利に適用できる。
【００４７】
【実施例】
表１に示す種々の成分組成になる鋼スラブを、それぞれ表２に示す熱間圧延条件にて圧延し、得られた熱延板を酸洗後、圧下率８０％の冷間圧延を行い板厚：０．７ｍｍ の冷延鋼帯としたのち、連続焼鈍設備にて温度： ８６０℃、時間：２０秒間の再結晶焼鈍を施し、圧下率： ０．７％の調質圧延を施した。かくして得られた熱延板での結晶粒度ならびに冷延板の平均ｒ値、Δｒ値などについて調査し、それらの結果を表２に併記した。
【００４８】
【表１】
【表２】
なお、平均ｒ値、Δｒ値の測定方法は前記実験例の場合と同様である。
表２から明らかなように、鋼の成分組成がこの発明に適合し、かつ、熱間圧延条件等の製造条件がこの発明に適合する適合例は、良好な焼付硬化性を有し、かつ、平均ｒ値が２．６５〜３．１５、Δｒ値が０．１９〜０．１２と深絞り性および面内異方性に極めて優れる冷延鋼板が得られることが分かる。これらに対し、比較例は焼付硬化性や深絞り性および面内異方性に劣っている。
【００５１】
また、表１に示した成分組成になる鋼スラブを素材として、冷延鋼板を製造したのち、連続溶融亜鉛めっきおよび連続電気亜鉛めっきラインにてそれぞれ亜鉛めっきを施しためっき鋼板について、上記と同様の調査を行った。
これらの製造条件および調査結果を表３にまとめて示す。
【００５２】
【表３】
表３から明らかなように、この発明に適合する条件で製造した適合例の冷延鋼板は、めっき後においても良好な焼付硬化性を有するとともに、極めて優れる深絞り性および面内異方性を示している。
【００５４】
【発明の効果】
この発明は、極低炭素鋼の成分組成を限定し、さらに製造条件として特に熱間圧延とその後の冷却条件を特定することにより、成形性に優れる焼付硬化型冷延鋼板を製造するものであって、
この発明によれば、良好な焼付硬化性を有しかつ従来よりも格段に優れる深絞り性および面内異方性を有する冷延鋼板の製造が可能となり、その鋼板は自動車用等の加工用鋼板として極めて有利に適用できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】冷間圧延−焼鈍後の鋼板の平均ｒ値におよぼす仕上げ圧延出側３パスの累積圧下率および熱間圧延後の冷却速度の影響を示すグラフである。
【図２】冷間圧延−焼鈍後の鋼板のΔｒ値におよぼす仕上げ圧延出側３パスの累積圧下率および熱間圧延後の冷却速度の影響を示すグラフである。
Claims (1)
- Ｃ：０．００１０ｍａｓｓ％以下、
Ｓｉ：０．１ ｍａｓｓ％以下、
Ｍｎ：０．３ ｍａｓｓ％以下、
Ｎｂ：０．０３ｍａｓｓ％以下、
Ｂ：０．０００１〜０．００３０ｍａｓｓ％以下、
Ａｌ：０．１ ｍａｓｓ％以下、
Ｐ：０．０５ｍａｓｓ％以下、
Ｓ：０．００５ ｍａｓｓ％以下および
Ｎ：０．００３ ｍａｓｓ％以下、
を含有し、かつ
１≦Ｎｂ（ｍａｓｓ％）／Ｃ（ｍａｓｓ％）≦３０および
Ｎ（ｍａｓｓ％）−１４／１１・Ｂ（ｍａｓｓ％）≦ ０．００１（ｍａｓｓ％）
の関係を満たし、残部は鉄および不可避的不純物の組成になる鋼スラブを素材として、仕上げ圧延出側３パスでの累積圧下率を５０％以上とする熱間圧延を行い、Ａｒ３ 変態点以上の温度で仕上げ圧延を終了したのち、０．５ 秒間以内に冷却を開始し、Ａｒ３ 変態点以上の冷却開始温度からＡｒ３ 変態点−６０℃までの温度域を７０〜４００ ℃／ｓの範囲の冷却速度で冷却したのち、 ５５０〜８００ ℃の温度範囲でコイルに巻取り、その後通常の方法で冷間圧延し、連続焼鈍を施すことを特徴とする成形性に優れる焼付硬化型冷延鋼板の製造方法。
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