JP4613618B2 - 深絞り成形性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、自動車、家電製品等に使用される高強度冷延鋼板、特に340〜590 MPaの引張強度TSを有する深絞り成形性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法に関するものである。

従来より、サイドアウターパネルやドアインナーパネルといった成形の難しい自動車部品には、TSが270 MPa程度で、r値が1.8〜2.0の優れた深絞り成形性を有するIFの軟質冷延鋼板(SPC270E,F)が使用されてきた。これに対し、近年、自動車車体の軽量化に対するニーズの一層の高まりから、これらの難成形部品にも340〜590 MPaのTSを有するIFの高強度冷延鋼板の適用が進みつつある。しかしながら、これらの部品を、現在量産されているTSが340〜390MPaで、r値が1.7程度の高強度冷延鋼板、TSが440 MPa前後で、r値が1.5程度の高強度冷延鋼板、およびTSが590 MPa前後で、r値が1.0程度の高強度冷延鋼板を用いて成形しようとすると、絞り部位において割れが発生し易いため、いずれの高強度冷延鋼板も比較的浅い絞り部品にしか適用されていないのが実情である。それゆえ、TSが340〜590MPaで、より高いr値を有する高強度冷延鋼板が要求されている。具体的には、TSが340〜400MPaで、1.8以上のr値、TSが400〜590MPaで、1.55以上、好ましくは1.7以上のr値が望まれている。

これまで、ｒ値を高める方法としては、CやNを極力低減し、TiやNbを多量に添加したIF鋼を用い、熱間圧延後に680 ℃以上の高温で巻取って、固溶CやNを極力低減するとともに析出物を粗大化させ、焼鈍時にr値に有利な集合組織を有する再結晶粒の生成と成長を促す方法が知られている。同様な方法として、特許文献1や特許文献2には、CやNを極力低減し、Ti添加したIF鋼を用い、Ti(C,S)を生成させ、焼鈍時にr値に有利な集合組織を発達させる方法が開示されている。

しかしながら、特許文献1に開示された方法では、260〜300MPaのTSを有する軟質冷延鋼板を対象としており、既存のPやMnが多量に添加された340 MPa以上のTSを有するIFの高強度冷延鋼板に適用させると、熱間圧延後の巻取り時にFe-Ti-P、Fe-Nb-PといったP化物が粒界に多量に生成するため、また、多量のMn自身のためr値が著しく低下する。

また、特許文献2に開示された方法では、Pが多量に添加された340 MPa以上のTSを有する深絞り用高強度冷延鋼板が提案されているが、プレス成形時にPの鋳造偏析に起因した板厚方向の不均一組織による割れが生じる場合がある。

一方、製造方法に工夫を凝らしてr値を向上させる方法も提案されている。例えば、特許文献3には熱間圧延時にα域で潤滑しながら仕上圧延を行う方法が開示されている。

特許文献4には焼鈍時に550〜750℃の温度域で1〜50%の圧延を加える方法が開示されている。

特許文献5にはNb、B添加鋼のSi、Mn、P量を制御し、酸洗、冷延、焼鈍後に0.3〜5 %の圧延を加え、再度酸洗を施して溶融亜鉛めっきラインに通す方法が開示されている。

しかしながら、これらの方法はいずれも特殊な製造工程を必要とし、製造コストの増加や生産性の低下を招く。すなわち、特許文献3の方法では、α域で仕上圧延された熱延鋼板の再結晶焼鈍が必要となる。特許文献4の方法では、焼鈍炉の中に高温に耐える圧延設備が必要となる。特許文献5の方法では、酸洗、焼鈍、調質圧延をそれぞれ2回実施する必要がある。
特開平6-108155号公報 特許3291639号公報 特開平7-188776号公報 特開平9-279249号公報 特開平2001-131643号公報

本発明の目的は、特殊な製造工程を必要とすることなく、TSが340〜400 MPaで、r値が1.8以上の、TSが400〜590 MPaで、r値が1.55以上、好ましくは1.7以上の深絞り成形性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供することである。

本発明者等は、IFの高強度冷延鋼板のr値に及ぼす種々の合金元素の影響を調査し、以下の知見を得た。

i) 従来、固溶強化能が小さいと考えられ、IF鋼への適用がほとんど検討されてこなかったAlを固溶強化元素として積極的に含有させること、すなわち、sol.Al量を、従来の高強度冷延鋼板の場合に比べより多量に添加すると、r値が著しく向上する。特に、この効果は、Mnを0.4 %以上添加した場合に顕著である。

ii) Si、Pの添加は、r値の向上に有効である。

iii) P、sol.Al、Tiおよび必要に応じてNbの量と熱間圧延後の巻取温度を適正化することにより高いr値が得られる。

本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下のとおりである。

［1］質量%で、C: 0.015%以下、Si:1.5%以下、Mn:0.4〜3%、P:0.15 %以下、S:0.02 %以下、sol.Al:0.1〜1%、N:0.01%以下、Ti:0.2 %以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつ、下記の式(1)を満足することを特徴とする深絞り成形性に優れた高強度冷延鋼板。
1≦([Ti]/48)/([C]/12+[N]/14) …(1)
ここで、[M]は元素Mの含有量(質量%)を表す。

［２］前記［1］において、さらに、質量%で、Nb:0.02%以下を含有し、かつ下記の式(2)を満足することを特徴とする深絞り成形性に優れた高強度冷延鋼板。
1≦([Nb]/93+[Ti]/48)/([C]/12+[N]/14) …(2)
ここで、[M]は元素Mの含有量(質量%)を表す。

［3］前記［1］において、さらに、質量%で、B:0.003%以下を含有することを特徴とする深絞り成形性に優れた高強度冷延鋼板。
［4］質量%で、C: 0.015%以下、Si:1.5%以下、Mn:0.4〜3%、P:0.15 %以下、S:0.02 %以下、sol.Al:0.1〜1%、N:0.01%以下、Ti:0.050〜0.2 %、Nb:0.02%以下、B:0.003%以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつ、下記の式(2)を満足することを特徴とする深絞り成形性に優れた高強度冷延鋼板。
1≦([Nb]/93+[Ti]/48)/([C]/12+[N]/14) …(2)
ここで、[M]は元素Mの含有量(質量%)を表す。

［5］前記［1］〜［4］のいずれかにおいて、さらに、質量%で、sol.Al:0.2〜0.7%であることを特徴とする深絞り成形性に優れた高強度冷延鋼板。

［6］前記［1］〜［5］のいずれかにおいて、Si、Pが、下記の式(3)を満足することを特徴とする深絞り成形性に優れた高強度冷延鋼板。
0.3≦[Si]+10×[P]≦1.4 …(3)
ここで、[M]は元素Mの含有量(質量%)を表す。

［７］前記［１］〜［６］のいずれかにおいて、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、およびＭｏ：０．３％以下の中から選ばれた少なくとも１種以上を含有することを特徴とする深絞り成形性に優れた高強度冷延鋼板。

［８］前記［１］〜［７］のいずれかにおいて、さらに、Ｓｂを含有し、かつ下記の式（４）を満足することを特徴とする深絞り成形性に優れた高強度冷延鋼板。
０．００２≦［Ｓｂ］≦０．２ …（４）
ここで、［Ｓｂ］は元素Ｓｂの含有量（質量％）を表す。

［9］前記［1］〜［8］のいずれかに記載の組成を有する鋼を用いて、スラブ加熱温度1080〜 1350 ℃に加熱する工程と、 前記加熱後の鋼スラブを、仕上温度(Ar3変態点-20)〜(Ar3変態点+150) ℃で熱間圧延して熱延鋼板とする工程と、前記熱延鋼板を、Nbが無添加の場合は下記の式(5)を、Nbが添加される場合は下記の式(6)を満足する巻取温度CTで巻取る工程と、前記巻取り後の熱延鋼板を、圧下率50〜90 %で冷間圧延して冷延鋼板とする工程と、前記冷延鋼板を、750〜870 ℃で連続焼鈍する、または600〜750 ℃で箱焼鈍する工程とを有することを特徴とする深絞り成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
480≦CT≦580+0.17/｛([Ti]+0.08×[sol.Al])×[P]｝ …(5)
480≦CT≦580+0.17/｛(0.6×[Nb]+[Ti]+0.08×[sol.Al])×[P]｝ …(6)
ここで、[M]は元素Mの含有量(質量%)を表す。 なお、本明細書において、鋼の成分を示す%は、すべて質量%である。

また、本発明において、高張力冷延鋼板とは、引張り強さ（TS）が340〜590Mpaの冷延鋼板である。

本発明によれば、深絞り成形性に優れた高強度冷延鋼板を得ることができ、高強度鋼管の適用によるプレス部品の軽量化、剛性向上、部品点数削減等に寄与する。

以下に本発明の詳細と限定理由を説明する。

まず、IF高強度鋼板のr値に及ぼすSi、Mn、P、Al、Cu、Niの影響を調査した。その結果、Si、Pは添加量の増加によりr値をわずかに増加させる作用があること、さらにAlはさらにその効果が大きくr値を顕著に増加させる作用を有していること、特にその効果は0.4%以上のMnを有する鋼において特に顕著であることが判明した。Cu、Niは僅かにr値を増加させる傾向があり、Mnはr値を劣化させることが判明した。これらの原因に関しては、必ずしも明らかではないが、Mnに関しては、Cとの親和力が強いために粒内にCを固定してr値を低下させる効果と、熱延時のAr3変態点を低下させることで、析出物を微細化させ、かつ析出を遅延（固溶C増加）させる効果によってr値を低下させるものと推察される。これに対し、Alは変態点を増加させる元素なので、Mnとは逆に熱延での析出を促進し、r値が向上するものと考えられる。ただし、Al添加によるr値向上効果は大きいので、これ以外にも、Al添加で粒内の固溶Cの固溶状態が変化する効果や圧延組織が変化する効果などもr値向上に寄与していると推察される。

そこで、Al添加による材質向上成分範囲をより詳細に調査するために、sol.Al量とr値との関係を調査した。

1) sol.Al量とr値
sol.Al量とr値との関係を調査するために、以下の試験を行った。

C: 0.002 %、Si: 0.25 %、P: 0.08 %、S: 0.007 %、Nb: 0.015 %、Ti: 0.03 %、N: 0.002 %、B: 0.001 %と一定にし、sol.Al量を0.01〜1.2 %、Mn量を0.6〜1.8 %と変えた鋼スラブを1250 ℃に加熱し、その後熱間圧延を施して板厚3 mmの熱延鋼板とし、580 ℃で1 hrの巻取り処理を施した。この熱延鋼板に対して冷間圧延して板厚0.75 mmの冷延鋼板とし、820 ℃で60 secの連続焼鈍を施し、伸長率0.7 %の調質圧延を施した。そして、得られた鋼板に対して、r値とTSを以下の方法で測定した。

JIS5号試験片を、圧延方向、圧延方向に対して45°方向、圧延方向に対して90°方向から採取し、それぞれの方向に対するr値、TSを測定し、以下の式で表せる鋼板面内の平均値を求めた。

平均値=([T₀]+2[T₄₅]+[T₉₀])/4
ここで、[T₀]は圧延方向における、[T₄₅]は圧延方向に対して45°方向における、[T₉₀]は圧延方向に対し90°方向における、r値またはTSである。

図1に、sol.Al量とr値、TSとの関係を示す。図1において、黒丸はMn量が1.8 %のときの結果、白丸はsol.AlとMnの総量が1.8 %のときの結果である。

図1より、Mn量が1.8 %のとき、ｒ値は、sol.Alが0.1 %以上で1.55以上となり、0.2〜0.7 %で1.7以上となり、0.7 %を超えると低下する。TSは、sol.Alが0.1 %以上で460 MPaを超え、sol.Al量とともに単調に増加する。このとき、sol.Al量1 %あたりのTSの増加量は35 MPaである。これはMnの固溶強化能とほぼ同等なので、sol.AlとMnの総量を1.8 %とすれば、白丸のような強度を一定に保ったときのTSとr値の関係が得られる。これより、sol.Alを添加し、Mnを削減することで同一強度でより一層高いr値が得られることがわかる。

また、sol.Alが1 %を超えると、スラブの連続鋳造時に微細なAlNがオーステナイト粒界へ析出し、粒界を脆化させ、スラブの曲げ矯正時やその後の粗圧延時にスラブ表面に割れが発生し易くなる。そして、このようなスラブ表面の割れによりスケール性の表面欠陥が発生し易くなり、最終製品の表面品質が著しく低下する。

以上の結果より、TSが400 MPaを超えても、sol.Al量を0.1〜1 %、好ましくは0.2〜0.7 %とすれば、1.55以上、好ましくは1.7以上の高いr値が得られることになる。

ここで、sol.Al量を0.1〜1 %にしたときに高いr値の得られる理由は、次のように考えられる。すなわち、AlはAr₃変態点を上昇させる元素なので、熱間圧延時にオーステナイトからフェライトに変態した後、高温のα域において炭化物の析出が促進され、固溶Cが減少するとともに炭化物が粗大化するため、焼鈍時にr値に好ましい再結晶集合組織が形成され、r値が向上する。また、それ以外に、Alによる冷間圧延組織の変化なども、r値の向上に寄与していると推察される。

2) Si、P量とr値
次に、上記の結果を基に、Al添加鋼でのSi、P複合添加の影響について調査した。Si、P量とr値との関係を調査するために、C: 0.002 %、Mn: 1 %、S: 0.007 %、sol.Al: 0.25 %、Nb: 0.02 %、Ti:0.01 %、N: 0.002 %、B: 0.001 %と一定にし、Si量を0.005〜1.5 %、P量を0.003〜0.15 %に変えた鋼スラブを用いて、1)の場合と同様な試験を行った。

図2に、[Si]+10×[P]とr値との関係を示す。なお、図中の数字はSi量を表す。

図2より、Alを添加した鋼においてSi、Pを複合添加することで、より一層高いr値が得られ、r値向上の効果は、下記の式(2)を満足させると1.7以上の高いr値が得られることがわかる。

0.3≦[Si]+10×[P]≦1.4 …(2)
ここで、[M]は元素Mの含有量(質量%)を表す。

しかし、Si、10×Pともその量が1.5 %を超えると、r値の劣化が大きいので、Si、Pの量はそれぞれ1.5 %以下、0.15 %以下とする。

なお、本発明の高強度冷延鋼板に合金化溶融亜鉛めっきを施す場合には、これらの元素はめっきの密着不良を引き起こし易いので、Si量は0.5 %以下、P量は0.08 %以下とすることが好ましい。また、Si、Pはフェライトの固溶強化に有効な元素であるので、Si量は0.003 %以上、P量は0.01 %以上とすることが好ましい。

3) その他の成分
C: CはTiやNbと結合して炭化物を形成する。その量が0.015 %を超えると、この炭化物の量が多くなりr値が著しく低下するので、C量は0.015 %以下、好ましくは0.008 %以下、より好ましくは0.004 %未満とする。ただし、CはTiC、NbCとして析出強化により強度を増加させる効果もあるので、例えばTSが440 MPa前後の鋼では0.004 %以上含有させることが効果的である。すなわち、C量を0.004〜0.008 %とし、Ti、NbをCとの原子比で1.0以上添加すれば、r値の低下を抑えて強度上昇を図ることができる。なお、C量が0.0005 %未満の場合には、焼鈍時にフェライト粒が粗大化し、プレス成形時に表面肌荒れが発生し易くなるため、C量は0.0005 %以上とすることが好ましい。

Mn: Mnは固溶強化により強度を増加させる元素であり、IFの高強度冷延鋼板には不可欠な元素である。340 MPa以上のTSを得るには、Mn量は0.4 %以上にする必要がある。一方、その量が3 %を超えるとr値が著しく低下するので、Mn量は3 %以下、好ましくは2 %以下、より好ましくは1.5 %以下とする。

Mn量が多くなるとr値が低下する原因は必ずしも明らかではないが、Mnが固溶Cと相互作用してr値を低下させると考えられる。さらに、MnはAr₃変態点を低下させるので、熱間圧延時に析出する炭化物を微細化させたり、炭化物の析出を遅延させて固溶Cを増加させるため、焼鈍時にr値に好ましい再結晶集合組織が形成されず、r値が低下すると推察される。以上より、Mn量は0.4％以上3％以下とする。

S: Sは硫化物として鋼中に存在する。その量が0.02 %を超えると延性の劣化を招くので、S量は0.02 %以下、好ましくは0.01 %以下とする。なお、デスケーリング性の観点からはS量は0.004 %以上にすることが望ましい。

N: N量が0.01 %を超えると、スラブの連続鋳造時に微細なAlN、NbN、Nb(C,N)がオーステナイト粒界に析出し、粒界を脆化させ、スラブ鋳造時やその後の粗圧延時にスラブ表面に割れが発生し易くなる。このため、N量は0.01 %以下とする。なお、N量は少ないほど好ましいが、現状の製鋼技術では0.001 %程度が限界である。

Ti: Tiは熱間圧延後の結晶粒を微細化したり、CやNと析出物を形成して固溶C、Nを減少させてｒ値を向上させる効果を有する。こうしたTiの効果を十分に発揮させるには、下記の式(1)を満足するようにTiを添加する必要がある。

1≦([Ti]/48)/([C]/12+[N]/14) …(1)
ここで、[M]は元素Mの含有量(質量%)を表す。

しかし、Ti量が0.2 %を超えてもr値の上昇は小さいので、Ti量は0.2 %以下とする。なお、本発明の高強度冷延鋼板に合金化溶融亜鉛めっきを施す場合には、めっきムラを防止する観点からTi量は0.04 %以下とすることが好ましい。また、Ti添加による高いｒ値を確実に得るには、Ti量を0.005 %以上とすることが好ましい。

残部は、Feおよび不可避的不純物である。

上記成分に加え、さらにNbを0.002%以上添加することがより高いr値を得る上で好ましい。なお、このときは、下記の式(3)を満足するようにNb、Ti、C、Nの量を調整する必要がある。

1≦([Nb]/93+[Ti]/48)/([C]/12+[N]/14) …(3)
ここで、[M]は元素Mの含有量(質量%)を表す。

しかし、Nb量が0.02%を超えると、スラブの連続鋳造時に微細なNbN、Nb(C,N)がオーステナイト粒界に析出し、粒界を脆化させ、スラブ鋳造時やその後の粗圧延時にスラブ表面に割れが発生し易くなる。そのため、Nb量は0.02 %以下とする。

さらにBを耐二次加工脆性向上のため添加することができる。この場合、0.0001 %以上の添加が好ましい。しかし、B量が0.003 %を超えると耐二次加工脆性の改善効果は小さく、逆にr値の低下や圧延負荷の増大を招く。そのため、添加する場合、B量は0.003 %以下とする。

この他、さらなる高強度化、耐二次加工脆性の改善、ｒ値の向上を図るために、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの中から選ばれた少なくとも１種以上の元素を添加できる。この場合、Ｃｕ：０．０３％以上、Ｎｉ：０．０３％以上、Ｃｒ：０．０３％以上、Ｍｏ：０．０５％以上の添加が好ましい。
しかし、Ｃｕ、Ｃｒ量が各々０．５％を超えると表面品質を劣化させるので、添加する場合、Ｃｕ、Ｃｒ量は共に０．５ ％以下とする。Ｎｉ量が０．５％を超えると大幅なコスト増になるので、添加する場合、Ｎｉ量は０．５ ％以下とする。Ｍｏは耐二次加工脆性への悪影響が小さくかつ高強度化に有効であるが、Ｍｏ量が０．３％を超えると降伏点を増加させてプレス部品の面精度を劣化させるので、添加する場合、Ｍｏ量は０．３％以下とする。なお、Ｃｕを添加する場合はＮｉをＣｕと当量含有させることが望ましい。

さらに、亜鉛めっき外観、亜鉛めっき密着性、疲労特性、プレス成形時の絞り部の靱性
などを向上させる上で、Ｓｂを含有させ、かつ下記の式（４）を満足させることが効果的である。なお、含有する場合、Ｓｂ：０．００２％以上が好ましい。

０．００２≦［Ｓｂ］≦０．２…（４）
ここで、[Ｓｂ]は元素Ｓｂの含有量(質量%)を表す。

Ｓｂの添加により、スラブ加熱時、巻取り時、箱焼鈍炉（ＢＡＦ）、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）、溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）などによる焼鈍時における表層窒化や酸化が防止され、めっきムラやめっき密着性の劣化が改善される。また、亜鉛浴中での亜鉛酸化物の付着が防止され、めっき外観が向上する。さらに、Ｓｂには、表面酸化を軽減して疲労特性の劣化や絞り成形後の靱性の劣化を抑制する。

しかし、Ｓｂはその量が０．２％を超えると、亜鉛めっき密着性や靱性を劣化させる
ので、含有する場合、０．２％以下とする。

4) 製造方法
本発明の高強度冷延鋼板は、上記成分を有する鋼を用いて、スラブ加熱温度1080〜 1350 ℃に加熱する工程と、加熱後の鋼スラブを仕上温度(Ar₃変態点-20)〜(Ar₃変態点+150) ℃で熱間圧延して熱延鋼板とする工程と、熱延鋼板を、Nbが無添加の場合は下記の式(5)を、Nbが添加される場合は下記の式(6)を満足する巻取温度CTで巻取る工程と、巻取り後の熱延鋼板を圧下率50〜90 %で冷間圧延して冷延鋼板とする工程と、冷延鋼板を750〜870 ℃で連続焼鈍する、または600〜750 ℃で箱焼鈍する工程とを有する製造方法により製造される。

480≦CT≦580+0.17/｛([Ti]+0.08×[sol.Al])×[P]｝ …(5)
480≦CT≦580+0.17/｛(0.6×[Nb]+[Ti]+0.08×[sol.Al])×[P]｝ …(6)
ここで、[M]は元素Mの含有量(質量%)を表す。

鋼スラブは、スラブ中に生成したFe-Ti-P、Fe-Nb-PのP化物を十分固溶させるために、熱間圧延前のスラブ加熱温度SRTは1080 ℃以上にする必要がある。しかし、1350 ℃を超えると表面品質が劣化するので、1350 ℃以下にする必要がある。

優れた外観を得るためには、一次スケールのみならず熱間圧延時に生成する二次スケールについても十分に除去するのが望ましい。なお、熱間圧延中においては、バーヒーターにより加熱を行うこともできる。

熱間圧延の仕上温度FDTは、熱間圧延後の組織を微細化するために(Ar₃変態点-20)〜 (Ar₃変態点+150) ℃とする必要がある。

熱間圧延後の巻取温度は、Al、P、Tiおよび必要に応じてNbを複合添加する本発明の冷延鋼板のr値に多大な影響を及ぼす。これはP添加したIF鋼では、上述したようなr値にとって好ましくないFe-Ti-PやFe-Nb-PのP化物が生成し易すいためである。一般に、ｒ値は、巻取温度を高温にして析出物を粗大化し、かつ固溶Cを減少させると顕著に向上する。しかし、巻取温度を、適正温度を超えて高温にすると、上記のようなP化物が生成してr値を著しく低下させる。

そこで、種々のAl、P、Tiおよび必要に応じてNbを添加する鋼について最適な巻取温度を調査した結果、巻取温度CTが、Nbが無添加の場合は580+0.17/｛([Ti]+0.08×[sol.Al])×[P]｝を、Nbが添加される場合は580+0.17/｛(0.6×[Nb]+[Ti]+0.08×[sol.Al])×[P]｝を、各々超えるとP化物が生成してr値が著しく低下することが判明した。また、巻取温度CTが480 ℃を下回ると、P化物が生成していなくても巻取り時の炭化物の析出が不十分となり、r値は劣化する。したがって、巻取温度CTは上記の式(5)または(6)を満足させる必要がある。

なお、上記の式(5)と(6)の(上限値-40)〜(上限値) ℃の温度範囲で巻取ることが好ましい。

冷間圧延では、ｒ値向上の観点から、圧下率を50〜90 %、好ましくは65〜80 %とする必要がある。

焼鈍温度ATは、CalやCGLで連続焼鈍する場合には、750〜870 ℃にする必要がある。750 ℃より低い温度では、再結晶が不十分となり、高いr値が安定して得られない。また、伸び等の特性が著しく劣化する。870 ℃を超える温度では、Mn量が多い鋼板ではAr₃変態点を超えて焼鈍することになり、強度が極端に増加して伸び、n値が著しく劣化する。より高いr値、高い伸びを安定して得るためには820 ℃以上の温度で焼鈍することが好ましい。また、BAFで箱焼鈍する場合には、焼鈍時間が長いので、焼鈍温度ATは600〜750 ℃とする必要がある。

焼鈍後の冷延鋼板には、必要に応じて電気めっきまたは溶融めっきによって亜鉛を含むめっきを施すことができる。亜鉛を含むめっきとしては、亜鉛めっき、合金化亜鉛めっき、亜鉛-ニッケル合金めっきなどが挙げられる。また、めっき後に有機皮膜処理を付与することも可能である。

表1に示す鋼No.A〜Xの鋼を溶製後、230 mm厚のスラブに連続鋳造した。このスラブを表2に示す加熱温度SRTで再加熱後、表2に示す仕上温度FDTで板厚3.2 mmまで熱間圧延し、表2に示す巻取温度CTで巻取った。この熱延板を板厚0.8 mmまで冷間圧延後、表2に示す焼鈍温度ATでCAL、CGL、BAFにより焼鈍を行い、伸長率0.8 %の調質圧延を行い、鋼板No. 1〜34を作製した。なお、CGLでは、焼鈍後の鋼板を460 ℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、その後インライン合金化処理炉で500 ℃で合金化処理を行った。めっき目付量は片側あたり45 g/m²であった。

上記により得られた鋼板に対し、図１と同様の方法でr値およびTSを測定した。また、表面欠陥を目視で検査して表面品質を調査した。

得られた結果を表2に併せて示す。

なお、表1、表2ともに、最上段にある式中の[Nb]は、Nb無添加の場合、0とする。

本発明例である鋼板No. 1〜11、17〜24では、TSが340〜400 MPaで、1.8以上のｒ値、TSが400〜590 MPaで、1.55以上のｒ値が得られており、表面品質も良好である。また、同一強度の比較例と比べると、本発明例のr値が著しく高いことがわかる。特に、Mn量が1 %を超えるとその効果が顕著に認められる。

一方、比較例の鋼板No.25〜34では、TSが340〜400 MPaで、1.8以上のｒ値、TSが400〜590MPaで、1.55以上のｒ値が得られない。Mn量の高い従来の高強度冷延鋼板に相当する鋼板No. 27、28、29では、r値が低い。また、鋼板No. 30、31、32、33、34では (Nb＋Ti)/(C＋N)比、C、Si、Mn、P、sol.Al、Nbがそれぞれ本発明範囲外でありr値が低い。中でもC量、(Nb＋Ti)/(C＋N)比が適正化されておらず、固溶C、Mnが共存している従来の低炭素高強度冷延鋼板に相当する鋼板No. 30では、sol.Alを高くしても高いr値が得られない。また、Nb、Nbおよびsol.Alが本発明範囲外である鋼板No. 31、34では、表面品質が劣る。

なお、従来の軟質冷延鋼板SPC270Fに相当する鋼板No. 31とそれにsol.Al量を多量に添加した鋼板No. 32と比較すると、Mn、P量が低いとsol.Alを添加してもr値向上の効果が小さいことがわかる。

優れた材質特性が求められる自動車あるいは家電製品等でもプレス成形用として好適である。

sol.Al量とr値、TSとの関係を示す図である。 [Si]+10×[P]とr値との関係を示す図である。

Claims (9)

1. 質量％で、Ｃ：０．０１５％以下、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：０．４〜３％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１〜１％、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．２％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、下記の式（１）を満足することを特徴とする深絞り成形性に優れた高強度冷延鋼板。
   １≦（［Ｔｉ］／４８）／（［Ｃ］／１２＋［Ｎ］／１４）…（１）
   ここで、［Ｍ］は元素Ｍの含有量（質量％）を表す。
2. さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０２％以下を含有し、かつ下記の式（２）を満足することを特徴とする請求項１に記載の深絞り成形性に優れた高強度冷延鋼板。
   １≦（［Ｎｂ］／９３＋［Ｔｉ］／４８）／（［Ｃ］／１２＋［Ｎ］／１４）…（２）
   ここで、［Ｍ］は元素Ｍの含有量（質量％）を表す。
3. さらに、質量％で、Ｂ：０．００３％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の深絞り成形性に優れた高強度冷延鋼板。
4. 質量％で、Ｃ：０．０１５％以下、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：０．４〜３％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１〜１％、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０５０〜０．２％、Ｎｂ：０．０２％以下、Ｂ：０．００３％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、下記の式（２）を満足することを特徴とする深絞り成形性に優れた高強度冷延鋼板。
   １≦（［Ｎｂ］／９３＋［Ｔｉ］／４８）／（［Ｃ］／１２＋［Ｎ］／１４） …（２）
   ここで、［Ｍ］は元素Ｍの含有量（質量％）を表す。
5. さらに、質量％で、ｓｏｌ．Ａｌ：０．２〜０．７％であることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の深絞り成形性に優れた高強度冷延鋼板。
6. Ｓｉ、Ｐが、下記の式（３）を満足することを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の深絞り成形性に優れた高強度冷延鋼板。
   ０．３≦［Ｓｉ］＋１０×［Ｐ］≦１．４ …（３）
   ここで、［Ｍ］は元素Ｍの含有量（質量％）を表す。
7. さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、およびＭｏ：０．３％以下の中から選ばれた少なくとも１種以上を含有することを特徴とする請求項１〜６のいずれかに記載の深絞り成形性に優れた高強度冷延鋼板。
8. さらに、Ｓｂを含有し、かつ下記の式（４）を満足することを特徴とする請求項１〜７のいずれかに記載の深絞り成形性に優れた高強度冷延鋼板。
   ０．００２≦［Ｓｂ］≦０．２ …（４）
   ここで、［Ｓｂ］は元素Ｓｂの含有量（質量％）を表す。
9. 請求項１〜８のいずれかに記載の組成を有する鋼を用いて、スラブ加熱温度１０８０〜１３５０℃に加熱する工程と、前記加熱後の鋼スラブを、仕上温度（Ａｒ３変態点−２０）〜（Ａｒ３変態点＋１５０）℃で熱間圧延して熱延鋼板とする工程と、前記熱延鋼板を、Ｎｂが無添加の場合は下記の式（５）を、Ｎｂが添加される場合は下記の式（６）を満足する巻取温度ＣＴで巻取る工程と、前記巻取り後の熱延鋼板を、圧下率５０〜９０ ％で冷間圧延して冷延鋼板とする工程と、前記冷延鋼板を、７５０〜８７０ ℃で連続焼鈍する、または６００〜７５０ ℃で箱焼鈍する工程と、を有することを特徴とする深絞り成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
   ４８０≦ＣＴ≦５８０＋０．１７／｛（［Ｔｉ］＋０．０８×［ｓｏｌ．Ａｌ］）×［Ｐ］｝…（５）
   ４８０≦ＣＴ≦５８０＋０．１７／｛（０．６×［Ｎｂ］＋［Ｔｉ］＋０．０８×［ｓｏｌ．Ａｌ］）×［Ｐ］｝…（６）
   ここで、［Ｍ］は元素Ｍの含有量（質量％）を表す。

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