JP4985494B2 - 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

この発明は、自動車等の使途に有用な高強度冷延鋼板に係り、とくに、深絞り性の向上に関する。

近年、地球環境保全の観点から、CO_２の排出量の規制が強化され、自動車の燃費改善が要求されている。さらに加えて、衝突時に乗員の安全を確保するため、自動車車体の衝突特性を中心にした安全性の向上も要求されている。このような要求に鑑み、自動車車体の軽量化および自動車車体の強化が積極的に進められている。
自動車車体の軽量化と強化を同時に満たすには、剛性が問題とならない範囲で部品素材を高強度化し、板厚を低減することによる軽量化が効果的であるといわれており、最近では高強度鋼板が自動車部品に積極的に使用されている。使用する鋼板の強度が高ければ高いほど、軽量化効果が大きくなるため、自動車業界では、例えば、内板および外板用のパネル用材料として、引張強さ（TS）440MPa以上の高張力鋼板を使用する動向にある。

一方、鋼板を素材とする自動車部品の多くは、プレス加工によって成形される。このため、自動車用鋼板には優れたプレス成形性を有していることが必要とされる。しかしながら、高強度鋼板は、通常の軟鋼板に比べて成形性、特に深絞り性が大きく劣化する。このため、自動車の軽量化を進めるうえで、高強度で、しかも良好な深絞り成形性を兼ね備える鋼板として、引張強さTS：440MPa以上、より好ましくはTS：500MPa以上の高強度を有し、深絞り性の評価指標であるランクフォード値（以下、r値）で、平均r値：1.3以上の高強度鋼板が要求されている。

このような要求に対し、極低炭素鋼板に、固溶炭素、固溶窒素を固定できる十分な量のTi, Nb等を添加し、IF化（Interstitial free ）した鋼をベースとして、これにSi、Mn、Ｐなどの固溶強化元素を添加し、高r値を有しながら高強度化する手法がある。例えば，特許文献１には、Ｃ：0.002〜0.015％、Si：1.2％以下、Mn：0.04〜0.8％、Ｐ：0.03〜0.10％、Al：0.02％以上でかつＮ％×４以上、Nb：Ｃ％×３〜（Ｃ％×８＋0.020％）、残部実質的にFeよりなる、成形性の優れた高張力冷延鋼板が提案されている。特許文献１に記載された技術によれば、引張強さ35〜45kg/mm^２級（340〜440MPa級）の高強度を有し、成形性の優れた非時効性高強度冷延鋼板が得られるとしている。

しかしながら、このような極低炭素鋼をベースとして、引張強さが440MPa以上の高強度鋼板を製造しようとすると、合金元素の添加量が多くなり、表面外観上の問題や、めっき性の劣化、二次加工脆性の顕在化等の問題が生じてくることがわかってきた。また、固溶強化元素を多量に添加するとr値が劣化し、高強度化を図るほどr値が低下する等の問題があった。また、Ｃ量を極低炭素域まで低減するためには、製鋼工程で真空脱ガスを行わなければならず、すなわちこれは製造過程でCO_２を多量に発生することになり、地球環境保全の観点からも最適なものとは言い難い。

鋼板の高強度化の方法としては、上記した固溶強化法以外に、組織強化法がある。組織強化法を利用した鋼板としては、例えば、軟質なフェライトと硬質のマルテンサイトからなる複合組織を有する鋼板（複合組織鋼板）である、DP（Dual-Phase）鋼板がある。DP鋼板は、一般的に延性については概ね良好で、優れた強度―延性バランス（TS×El）を有し、さらに降伏比が低いという特徴を有する。すなわち、DP鋼板は、引張強さの割りには降伏応力が低く、プレス成形時の形状凍結性に優れるという特徴があるが、r値が低く、深絞り性に劣るという問題を有する。これは、DP鋼板では、結晶方位的にr値に寄与しないマルテンサイトが存在することに加えて、マルテンサイト形成に必須である固溶Ｃが、高r値化に有効な{111}再結晶集合組織の形成を阻害するためと言われている。

このような複合組織鋼板のr値を改善する試みとして、例えば、特許文献２には「深絞り性のすぐれた高強度冷延鋼板の製造方法」、あるいは特許文献３には「絞り性ならびに形状性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法」が記載されている。
特許文献２に記載された技術では、Ｃ：0.05〜0.15％、Si：1.50％以下、Mn：0.30〜1.50％、Ｐ：0.030％以下、Ｓ：0.030％以下、Al：0.020〜0.070％、Ｎ：0.0020〜0.0080％を含む鋼をＡr3点以上の仕上温度と600℃以下の巻取温度で熱間圧延し、40％以下の圧下率で冷間圧延したのち、バッチ式焼鈍炉で好ましくは再結晶温度〜Ａr3点の範囲で焼鈍し調質圧延したうえで、複合組織とするために連続式焼鈍プロセスで700〜800℃に加熱均熱し、該温度から焼入れ及び200〜500℃の焼戻しすることを特徴としている。しかし、特許文献２に記載された技術では、バッチ式焼鈍炉で焼鈍（箱焼鈍）を行うため、処理時間や処理効率の観点から、連続焼鈍に劣るという問題があり、また、連続焼鈍時に焼入れ焼戻しを行うため、製造コストのうえでも問題を残していた。

また、特許文献３に記載された技術では、Ｃ：0.20％以下、Si：1.0％以下、Mn：0.8〜2.5％、Al：0.01〜0.20％、Ｎ：0.0015〜0.0150％、Ｐ：0.10％以下、を含有し、残部が実質的にFeからなる鋼を、熱間圧延および冷間圧延後、650〜800℃の温度範囲で箱焼鈍し冷却後、600℃以上の加熱帯のある連続焼鈍炉にて加熱冷却することを特徴としている。この技術では、箱焼鈍の焼鈍温度をフェライト（α）―オーステナイト（γ）の二相域とし、均熱時にα相からγ相にMnを濃化させ、その後連続焼鈍を行う。このMnが濃化した相は、連続焼鈍の加熱時に優先的にγ相となり、その後の冷却時に、ガスジェット程度の冷却速度でも、マルテンサイト相となり、フェライトとマルテンサイトからなる複合組織が容易に得られる。しかしながら、この特許文献３に記載された技術では、Mn濃化のために、比較的高温で長時間の箱焼鈍を必要とする。そのため、鋼板間の密着が多発すること、テンパーカラーが発生することおよび炉体インナーカバーの寿命が低下することなど、製造工程上多くの問題がある。

また、特許文献４には、「複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法」が記載されている。特許文献４に記載された技術は、Ｃ：0.003〜0.03％、Si：0.2〜１％、Mn：0.3〜1.5％、Al：0.01〜0.07％、Ti：0.02〜0.2％（但し（有効Ti）／（Ｃ＋Ｎ）の原子濃度比を0.4〜0.8）含有する鋼を、熱間圧延し、冷間圧延した後、Ａc1変態点以上900℃以下の温度範囲に30秒〜10分加熱し、ついで30℃／秒以上の平均冷却速度で急冷する連続焼鈍を施すことを特徴としており、深絞り性および形状凍結性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板が得られるとしている。そして、特許文献４には、0.012％Ｃ−0.32％Si−0.53％Mn−0.03％Ｐ−0.03％Al−0.051％Tiの組成の鋼を、冷間圧延後、α−γの二相域である870℃に加熱後、100℃/ｓの平均冷却速度で冷却することにより、r値＝1.61、TS＝49.2kg/mm^２（482MPa）を有する複合組織型冷延鋼板が得られることが開示されている。しかし特許文献４に記載された技術では、冷却速度：100℃/ｓという急冷を必要とし、高い冷却速度が得られる水焼入設備が必要となる。さらに、水焼入した鋼板は、表面処理性の問題が顕在化する。このため、特許文献４に記載された技術には、製造設備上および材質上の問題が残されていることになる。

さらに、特許文献５には、Ｃ：0.01〜0.08％、Si：2.0％以下、Mn：3.0％以下、Ｐ：0.10％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.005〜0.20％、Ｎ：0.02％以下およびＶ：0.01〜0.5％を含有し、かつＶとＣが、0.5×Ｃ／12≦Ｖ／51≦３×Ｃ／12 なる関係を満たす組成の鋼スラブを、熱間圧延し、引き続き酸洗、冷間圧延を施し、その後、Ａc_１〜Ａc_３変態点の温度域で連続焼鈍する複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献５に記載された技術では、Ｃ含有量との関係でＶ含有量の適正化を図り、再結晶焼鈍前には鋼中のＣをＶ系炭化物として析出させ、固溶Ｃを極力低減させて高ｒ値化を図り、引き続きα-γの二相域で加熱してＶ系炭化物を溶解させて、γ中にＣを濃化させて、そのγをその後の冷却過程でマルテンサイト変態させてマルテンサイトを生成させる。この技術によれば、主相であるフェライト相と、面積率で１％以上のマルテンサイト相を含む第二相とからなる複合組織を有し、ｒ値が改善された鋼板が得られるとしている。しかしながら、特許文献５に記載された技術で製造された鋼板は、ＶＣなどの炭化物の影響により、延性が低下するという問題があった。

また、特許文献６には、「深絞り性に優れた高強度鋼板の製造方法」が記載されている。特許文献６に記載された技術は、Ｃ：0.03〜0.25％、Si：0.001〜3.0％、Mn：0.01〜3.0％、Ｐ：0.001〜0.06％、Ｓ：0.05％以下、Ｎ：0.001〜0.030％、Al：0.005〜0.3％を含有する鋼を（Aｒ_３変態点−50℃）以上で熱間圧延を完了し、室温〜700℃で巻取り、圧下率30％以上95％未満の冷間圧延を施し、4〜200℃／hrで加熱し、最高到達温度を600〜800℃とし、好ましくは保持時間を１hr以上とする焼鈍を行い、ついでAｒ_１変態点以上1050℃以下の温度まで加熱する熱処理を施すことを特徴としている。この冷間圧延とその後の焼鈍により、AlとＮのクラスターや析出物が形成され集合組織が発達し平均ｒ値が1.3以上とｒ値が高くなり、また、焼鈍後の熱処理により、鋼板組織中にベイナイト、マルテンサイト、オーステナイトの内1種類以上を合計で3％以上有する鋼板組織が得られ、深絞り性に優れた高強度鋼板となるとしている。
特開昭56−139654号公報 特公昭55−10650号公報 特開昭55−100934号公報 特公平１−35900号公報 特開2002−226941号公報 特開2003−64444号公報

しかし、特許文献６に記載された技術では、冷延後、良好なｒ値を得るための焼鈍と、組織を作りこむための熱処理とを必要としており、工程が複雑となるうえ、さらにこの焼鈍では、その保持時間が1hr以上という長時間保持が好ましいとしており、実操業上、生産性が低下するという問題がある。さらに、得られる組織の第二相分率が比較的高く、優れた強度−延性バランスを安定的に確保することが困難であるという問題もあった。

また、上記したように、従来検討されてきた固溶強化による高強度化の方法で、深絞り性に優れる（軟）鋼板を高強度化するには、多量或いは過剰な合金元素の添加を必要とし、コスト的にもまた工程的にも、さらにはｒ値の向上そのものにも問題を残していた。
この発明は、上記した従来技術の問題を有利に解決し、自動車用鋼板等の使途に有用な、引張強さ（TS）が440MPa以上の高強度でかつ1.3以上の高ｒ値を有し、さらには延性が向上した、深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法を提供することを目的とする。

この発明は、上記した目的を達成するために、高強度化と深絞り性に及ぼす各種要因について鋭意検討を進めた。その結果、｛111｝再結晶集合組織を発達させ、さらにマルテンサイトの形成をも可能にする好ましい成分組成範囲が存在することを新たに見出した。すなわち、Ｃ含有量を、従来のＤＰ鋼板（低炭素鋼レベル）よりも低く、極低炭素鋼に比べて高い、0.01〜0.05％の範囲としたうえ、このＣ含有量に適合した適切なNb量を含有させ、さらにCrを含有させた組成とすることがよいことを見出した。このような組成の鋼に、熱間圧延を施し、さらに熱延後の冷却、再加熱制御を行うことにより、熱延板段階でCr系炭化物（析出物）を析出させることができ、熱延板状態で析出固定されないＣ量（固溶Ｃ量）の低減が可能となることを見出した。さらに、このような熱延板に冷間圧延を施し、さらに、焼鈍時に加熱制御を行うことにより、｛111｝再結晶集合組織が発達し、さらに熱延板で析出固定されなかった固溶炭素量に加えて、焼鈍時のCr系炭化物（析出物）の溶解により固溶炭素量が増加し、焼鈍後の冷却でマルテンサイトの形成が可能となることを見出した。これらにより、フェライトと、マルテンサイトを含む組織を有し、延性の低下もなく、平均r値が1.3以上と深絞り性に優れ、かつ引張強さ（TS）が440MPa以上の高強度を有する、高強度冷延鋼板を得ることに成功した。

この深絞り性と高強度とを兼備することができる機構については、現在までには必ずしも明確になってはいないが、本発明者らはつぎのように考えている。
従来から、軟鋼板において、高r値化、すなわち｛111｝再結晶集合組織を発達させるためには、冷間圧延および再結晶前の固溶Ｃを極力低減することや熱延板組織を微細化することなどが有効な手段とされてきた。一方、DP鋼板では、マルテンサイト形成のために所定量の固溶Ｃを確保することが必要となる。このため、DP鋼板では、母相の再結晶集合組織が発達せず、低いｒ値しか確保できなかった。

本発明では、｛111｝再結晶集合組織の発達と、マルテンサイト形成とを共に可能にする鋼組成とする。従来知られているように、Nbは、再結晶遅延効果があるため、Nbを含有させ熱延時の仕上圧延温度を適切に制御することで熱延板組織を微細化することが可能である。さらにNbは鋼中においては高い炭化物形成能を有している。本発明ではNbを含有させた鋼組成とし特に、熱間圧延の仕上圧延出側温度を変態点直上の適切な範囲に調整するとともに、熱延後の冷却、再加熱の制御によりコイル巻取り温度を調整する。これにより、熱延板組織を微細化するとともに、熱延板状態でNbCが析出し、冷延前および再結晶前の固溶Ｃの低減が図れる。さらに、この発明では、Crを含有させた組成とし、熱延後の冷却、再加熱の制御によりコイル巻取り温度を調整し、通常では析出しにくいCr系炭化物（析出物）を熱延板に析出させる。これにより、熱延板の固溶Ｃ量が低減し、更なる高ｒ値化を図ることができることを知見した。

さらにこの発明では、熱延板組織の微細化に加え、熱延板のマトリックス中に微細なNbＣを析出させることにより、その後の冷間圧延時に粒界近傍に歪を蓄積させることができ、粒界からの｛111｝再結晶粒の発生が促進されると考えられる。本発明では、NbをＣとの原子濃度比を制御して、あえてNbCとして析出しないＣを存在させている。従来、このようなＣの存在が、｛111｝再結晶集合組織の発達を阻害するとされてきた。しかし、本発明では、固溶Ｃの存在による｛111｝再結晶集合組織形成に対する負の要因よりも、冷間圧延時に粒界からの｛111｝再結晶粒の発生が促進されるという正の要因が大きいと考えられる。

また、この発明では、NbC以外のＣ、その存在形態は、おそらくセメンタイト系炭化物或いは固溶Ｃであると推測され、NbCとして固定されなかったＣが存在すること、および析出していたCr系炭化物（析出物）が焼鈍時に溶解することにより、固溶Ｃ量が増加して、二相域に加熱された際にオーステナイト中へ固溶され、その後の冷却時にマルテンサイトを形成することができる、十分な固溶Ｃ量を確保でき、所望の高強度化が実現できることを見い出した。

この発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、この発明の要旨は次のとおりである。
（１）鋼素材に、熱間圧延を施し熱延板とする熱間圧延工程と、該熱延板に酸洗および冷間圧延を施し冷延板とする冷間圧延工程と、該冷延板に焼鈍を施し冷延焼鈍板とする冷延焼鈍工程とを順次施す冷延鋼板の製造方法において、前記鋼素材を、質量％で、Ｃ：0.01〜0.05％、Si：0.01〜2.0％、Mn：1.0〜3.0％、Ｐ：0.005〜0.1％、Ｓ：0.01％以下、Al：0.005〜0.1％、Ｎ：0.01％以下、Nb：0.01〜0.3％、Cr：0.1〜1.0％を含有し、あるいはさらにTi：0.1％以下、Ｖ：0.3％以下のうちの１種又は２種を含有し、かつ、Nb、Ti、ＶおよびＣが下記（１）式
0.2 ≦（Nb／93+Ti*／48+Ｖ／152.7）／（Ｃ／12）≦ 0.9 ‥‥（１）
（ここで、Ti*：有効Ti量＝Ti−1.5Ｓ−3.4Ｎ、Nb、Ti、Ｖ、Ｃ、Ｓ、Ｎ：各元素の含有量（質量％））
を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、前記熱間圧延工程を、前記熱間圧延が、仕上圧延出側温度：800℃以上とする仕上圧延を施す熱間圧延であり、該熱間圧延終了後、0.5ｓ以内に冷却を開始し、20℃/ｓ以上の平均冷却速度で400℃以下の温度まで一旦冷却したのち、再加熱し、550℃以上720℃以下の温度で巻き取り保持、ついでコイル冷却し熱延板とする工程とし、前記冷延焼鈍工程を、前記焼鈍が、600〜700℃までの温度域における滞留時間を30ｓ以上1000ｓ以下とし、焼鈍温度を800℃以上950℃以下とする処理であり、該処理後、前記焼鈍温度から500℃までの温度域の平均冷却速度：5℃/ｓ以上として冷却し、冷延焼鈍板とする工程とすることを特徴とする深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。

（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ni：1.0％以下、Cu：1.0％以下のうちから選ばれた1種または２種を含有する組成とすることを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。

この発明によれば、引張強さ（TS）が440MPa以上、好ましくは500MPa以上の高強度でかつ1.3以上の高ｒ値を有し、さらには延性が向上した、深絞り性に優れた高強度冷延鋼板を、容易にしかも安価に製造することができ、産業上格段の効果を奏する。また、この発明になる高強度冷延鋼板を、例えば自動車部品に適用した場合、これまでプレス成形が困難であった部位を高強度化することが可能となり、自動車車体の衝突安全性や軽量化に十分に寄与できるという効果もある。また、この発明になる高強度冷延鋼板は、自動車部品に限らず、家電部品やパイプ用素材としても利用可能であるという効果もある。

本発明では、鋼素材（スラブ）に、熱間圧延を施し熱延板とする熱間圧延工程と、該熱延板に酸洗および冷間圧延を施し冷延板とする冷間圧延工程と、該冷延板に焼鈍を施し冷延焼鈍板とする冷延焼鈍工程とを順次施す。
まず、この発明で使用する鋼素材の組成限定理由について説明する。以下、とくに断らない限り、質量％は単に％で記す。

Ｃ：0.01〜0.05％
Ｃは、Nbとともに本発明における重要な元素である。Ｃは、高強度化に有効に作用するとともに、フェライトを主相としマルテンサイトを含む第二相を有する複合組織の形成を促進する。このような複合組織を形成するためには、0.01％以上の含有を必要とする。一方、過剰な含有は、良好なｒ値を確保するという観点から好ましくなく、0.05％を上限とした。なお、好ましくは、0.03％以下である。

Si：0.01〜2.0％
Siは、フェライト変態を促進させ未変態オーステナイト中のＣ含有量を上昇させてフェライトとマルテンサイトの複合組織を形成させやすくする作用を有するとともに、鋼中に固溶して鋼を強化する固溶強化作用を有する。このような効果を得るためには、0.01％以上の含有を必要とする。なお、好ましくは0.05％以上である。一方、2.0％を超えてSiを含有すると、熱間圧延時に赤スケールが発生し、鋼板とした時の表面外観を低下させる。また、2.0％を超えるSiの含有は、溶融亜鉛めっきを施す際に、めっきの濡れ性を低下させ、めっきむらの発生を招き、めっき品質が劣化する。このため、Siは0.01〜2.0％に限定した。なお、好ましくは0.05〜1.0％、より好ましくは0.7％以下である。

Mn：1.0〜3.0％
Mnは、高強度化に有効に寄与するとともに、マルテンサイトが得られる臨界冷却速度を遅くする作用を有し、焼鈍後の冷却時にマルテンサイトの形成を促進する。このため、Mnは、要求される強度レベルや、焼鈍後の冷却速度に応じて適正範囲含有することが好ましい。また、Mnは、MnSを形成し、Ｓによる熱間割れを防止する、有効な元素でもある。このような効果を得るためには、1.0％以上の含有を必要とする。一方、3.0％を超える過剰な含有は、r値および溶接性を劣化させる。このため、Mnは1.0〜3.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは1.2％以上、2.2％以下である。

Ｐ：0.005〜0.1％
Ｐは、鋼中に固溶し鋼を強化する固溶強化作用を有する。このような効果は、0.005％以上の含有で顕著となるうえ、0.005％未満とする過度の脱Ｐは、精錬コストの高騰を招く。一方、O.1％を超える過剰な含有は、Ｐが粒界に偏析し、耐二次加工脆性および溶接性を劣化させる。また、O.1％を超えるＰの過剰な含有は、溶融亜鉛めっき鋼板とする際に、溶融亜鉛めっき後の合金化処理時に、めっき層と鋼板の界面における鋼板からめっき層へのFeの拡散を抑制し、溶融亜鉛めっき層の合金化処理性を劣化させ、高温での合金化処理が必要となる。このため、得られるめっき層はパウダリング、チッピング等のめっき剥離が生じやすいものとなる。このようなことから、Ｐは0.005〜0.1％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.01％以上である。

Ｓ：0.01％以下
Ｓは、不純物であり、熱間割れの原因になるほか、鋼中では介在物として存在し鋼板の諸特性を劣化させる。このため本発明では、できるだけ低減することが好ましいが、0.01％までは許容できる。このようなことから、Ｓは0.01％以下に限定した。
Al：0.005〜0.1％
Alは、鋼の脱酸元素として作用するとともに、AlNとしてＮを固定し、固溶Ｎを減少させ、耐常温時効性を向上させる作用がある。このような効果は、0.005％以上の含有で認められる。一方、0.1％を超える含有は、合金コストの高騰を招き、さらに表面欠陥を誘発する。このため、Alは0.005〜0.1％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.01〜0.06％である。

Ｎ：0.01％以下
Ｎは、常温時効を誘起し、耐常温時効性を劣化させる元素であり、多量のAlやTiの含有を必要とするためできるだけ低減することが好ましいが、0.01％までの含有は許容できる。このため、Ｎは0.01％以下に限定した。なお、好ましくは0.005％以下である。
Nb：0.01〜0.3％
Nbは、本発明において最も重要な元素であり、再結晶の遅延効果を有し、熱延板組織を微細化する作用、および熱延板中にNbCとしてＣを析出固定する作用を有する元素であり、これらの作用を介し、鋼板の高ｒ値化に寄与する。このような効果は、0.01％以上の含有で認められる。一方、過剰の含有は、焼鈍後の冷却過程でマルテンサイトを形成させるために必要な固溶Ｃ量を低減するため、上限を0.3％に限定した。このため、この発明ではNbは0.01〜0.3％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.03〜0.12％である。

この発明では、NbをＣとの原子濃度比である、次（１）式
0.2 ≦（Nb／93+Ti*／48+Ｖ／152.7）／（Ｃ／12）≦ 0.9 ‥‥（１）
（ここで、Ti*：有効Ti量＝Ti−1.5Ｓ−3.4Ｎ、Nb、Ti、Ｖ、Ｃ、Ｓ、Ｎ：各元素の含有量（質量％））
を満足させることが必要となる。なお、選択元素であるTi、Ｖを含有しない場合は、（１）式におけるTi*、Ｖは零として、（１）式の中央値を計算するものとする。また、Ti*が負となる場合には、Ti*は零として計算するものとする。

（１）式の中央値が0.2未満では、固溶Ｃの存在量が多く、高ｒ値化に有効な｛111｝再結晶集合組織の形成が阻害される。一方、（１）式の中央値が0.9を超えて大きくなると、固溶Ｃの存在量が少なくなり、最終的にマルテンサイト相を含む第二相を有する組織が得られない。このため、（１）式の中央値が0.2〜0.9の範囲を満足するように、Nb含有量（あるいはさらにTi含有量、Ｖ含有量）を、Ｃ含有量との関係で調整することとした。

Cr：0.1〜1.0％
Crは、Mnと同様に、マルテンサイトが得られる臨界冷却速度を遅くする作用を有し、焼鈍後の冷却時にマルテンサイトの形成を促進させ、強度レベル向上に効果がある元素である。また、さらに熱延後の冷却、再加熱の制御により、Cr系炭化物（析出物）として析出して、Ｃを析出固定させ熱延板の固溶Ｃ量を低減するとともに、焼鈍時に溶解して固溶Ｃ量を増加させ冷却時にマルテンサイトを形成し、高ｒ値化とマルテンサイト形成に寄与する元素でもある。このような効果を得るためには、0.1％以上の含有を必要とする。一方、1.0％を超える過剰の含有は、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。このため、Crは0.1〜1.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.6％以下である。

上記した成分が基本の成分であるが、これら基本組成に加えてさらに、選択元素として、Ti：0.1％以下、Ｖ：0.3％以下のうちの１種又は２種、および／または、Ni：1.0％以下、Cu：1.0％以下のうちから選ばれた1種または２種を含有することができる。
Ti：0.1％以下、Ｖ：0.3％以下のうちの１種又は２種
Ti、Ｖはいずれも、Nbと同様に、熱延板組織を微細化させ、また熱延板中に炭化物としてＣを析出固定させる作用を有し、鋼板の高ｒ値化に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種を含有できる。このような効果は、Ti、Ｖとも0.005％以上の含有で顕著となる。一方、この発明では焼鈍後の冷却過程でマルテンサイトを形成させるための固溶Ｃを必要とするが、Nb添加鋼にさらに、過剰のTi、Ｖの含有は、これを妨げることになる。このため、Ti：0.1％以下、Ｖ：0.3％以下とすることが好ましい。なお、熱延板組織の微細化に及ぼすTiの効果はNbのそれより小さいため、この発明ではTiは、Nb含有量の一部を代替する程度の含有とすることが好ましい。また、Ｖは、Nb、Tiに比べて、Ｃを固定する能力が小さいため、その分を考慮した含有量とすることが好ましい。

なお、Tiは、固溶Ｓ、固溶Ｎの析出固定にも効果がある元素であり、この効果を考慮して、上記した（１）式の中央値の計算には、次式
Ti*＝Ti−1.5×Ｓ−3.4×Ｎ
（ここで、Ti，Ｓ，Ｎ：各元素の含有量（質量％））
で定義される有効Ti量（Ti＊）を用いるものとする。なお、Tiを含有しない場合には、有効Ti量（Ti＊）は零とすることは言うまでもない。また、Ti＊が負（−）の場合にはTi＊は零として扱うものとする。

Ni：1.0％以下、Cu：1.0％以下のうちから選ばれた1種または２種
Ni、Cuは、いずれも固溶強化により鋼の強度を増加させる元素であり、必要に応じて選択して含有することができる。このような効果を得るためには、それぞれ0.05％以上、0.05％以上含有することが望ましいが、Ni：1.0％、Cu：1.0％をそれぞれ超える含有は、延性、ｒ値を低下させる。このため、含有する場合には、Ni：1.0％以下、Cu：1.0％以下に限定することが好ましい。なお、合金コストやｒ値低下の観点から、Ni：0.5％以下、Cu：0.6％以下とすることがより好ましい。

上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。
なお、Ｂ、Ca、REM等を、通常の鋼組成範囲内であれば含有しても何ら問題はない。例えば、Ｂは、鋼の焼入性を向上する作用を有する元素であり、必要に応じて含有できる。しかし、その含有量が、0.003％を超えると、効果が飽和し、経済的に不利となる。また、CaおよびREMは、硫化物系介在物の形態を制御する作用を有し、この作用を介し、鋼板の各種特性の劣化を防止する。CaおよびREMの合計量で0.01％を超える含有は、上記した効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利となる。

また、その他の不可避的不純物としては、例えばSb、Sn、Zn、Co等が例示でき、これら元素の許容含有範囲は、Sb：0.01％以下、Sn：0.1％以下、Zn：0.01％以下、Co：0.1％以下である。
この発明では、まず、上記した組成の鋼素材に、加熱し粗圧延および仕上圧延からなる熱間圧延を行い熱延板とする熱間圧延工程を施す。

この発明で使用するスラブ等の鋼素材は、成分のマクロ偏析を防止すべく連続鋳造法で製造することが望ましいが、造塊法や薄スラブ鋳造法を用いて製造してもよい。また、鋼素材は、製造された後、いったん室温まで冷却し、その後、再加熱して熱間圧延を行う従来法に加え、室温までは冷却せず温片のままで加熱炉に装入し熱間圧延する直送圧延、或いはわずかの保熱をおこなった後に直ちに熱間圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギプロセスも問題なく適用できる。

また、熱間圧延のための鋼素材の加熱温度は、とくに限定されないが、析出物を粗大化させることにより{111}再結晶集合組織を発達させて深絞り性を改善するという観点からは、低いほうが望ましい。しかし、加熱温度が1000℃未満では、圧延荷重が増大し熱間圧延時におけるトラブル発生の危険性が増大する。一方、酸化重量の増加に伴うスケールロスの増大などから、加熱温度は1300℃以下とすることが好ましい。

加熱された鋼素材は、ついで粗圧延を施され、シートバーとされる。粗圧延の圧延条件は、特に規定する必要はなく、常法に従って行えばよい。なお、鋼素材の加熱温度を低くし、かつ熱間圧延時のトラブルを防止するといった観点から、シートバーを加熱する、いわゆるシートバーヒーターを活用することは有効な方法である。
次いで、得られたシートバーに、引き続き、仕上圧延出側温度FT：800℃以上とする仕上圧延を施して熱延板とする。仕上圧延出側温度FT：800℃以上とする仕上圧延を施すのは、冷間圧延および再結晶焼鈍後に優れた深絞り性が得られる微細な熱延板組織を得るためである。仕上圧延出側温度FTが800℃未満では、熱間圧延時の圧延負荷が高くなるとともに、得られる熱延板組織が加工組織を有し、冷延焼鈍後に｛111｝再結晶集合組織が発達しない。一方、仕上圧延出側温度FTが980℃を超えると、熱延板組織が粗大化し、冷延焼鈍後に｛111｝再結晶集合組織の形成およびその発達が妨げられ、高ｒ値化が達成できない。このため、仕上圧延出側温度FTは800℃以上、好ましくは980℃以下に限定した。

また、熱間圧延時の圧延荷重を低減するため、仕上圧延の一部または全部のパス間で潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延をおこなうことは、鋼板形状の均一化や材質の均質化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延の際の摩擦係数は0.10〜0.25の範囲とするのが好ましい。さらに、相前後するシートバー同士を接合し、連続的に仕上圧延する連続圧延プロセスとすることも好ましい。連続圧延プロセスを適用することは熱間圧延の操業安定性の観点からも望ましい。

熱間圧延（仕上圧延）終了後、0.5ｓ以内に冷却を開始し、20℃/ｓ以上の平均冷却速度で400℃以下の温度まで一旦、冷却したのち、再加熱し、550℃以上720℃以下の温度で巻き取り保持し、ついでコイル冷却する。この工程は、Cr系析出物の析出を促進するために重要な工程である。
熱間圧延終了後の冷却開始時間が、0.5ｓを超えて遅くなると、再結晶が開始し、変態前組織が高ｒ値化に好適な組織とならない。このため、熱間圧延終了後の冷却開始時間を0.5ｓ以内に限定した。また、冷却開始温度から冷却停止温度までの平均で、冷却速度が20℃／ｓ未満では、その後の再加熱、巻取り保持においてCr系析出物（炭化物）の析出が難しくなる。このため、冷却速度は平均で20℃/ｓ以上に限定した。この発明では、熱延終了後、一旦400℃以下の温度まで冷却する必要がある。一旦400℃以下の温度まで冷却しないと、Cr系析出物の核生成が起こりにくく、その後の再加熱、巻取り保持において、Cr系析出物の成長が不十分となる。このため、冷却停止温度は400℃以下に限定した。

本発明では、400℃以下の温度に一旦冷却したのち、再加熱して、550℃以上720℃以下の温度で巻取り該温度域で保持する。再加熱の方法は、とくに限定されないが、誘導加熱等を用いたコイル加熱装置で行うことが好ましい。この550℃以上720℃以下という温度範囲は、熱延板中にCr系析出物やNbＣを析出させるのに好適な温度範囲で、この温度範囲で巻取保持することにより、熱延板中にCr系析出物やNbＣ等が析出し、熱延板中の固溶Ｃが低減され、冷延焼鈍後の高ｒ値化に繋がる。なお、巻取り温度が550℃未満では、Cr系析出物やNbＣ等の析出が不十分となる。また、巻取り温度が、720℃を超えて高くなると、結晶粒が粗大化し、強度低下を招くとともに、冷延焼鈍後の高ｒ値化を妨げることになる。このため、巻取り保持温度は550℃以上720℃以下に限定した。

上記した組成の鋼素材を用い、上記したように熱延条件を調整して熱延板とすることにより、熱延板の組織を、小傾角粒界を含む平均結晶粒径が8μｍ以下の組織とすることができ、冷延焼鈍後の高ｒ値化に有利となる。従来から、軟鋼板においては、熱延板の結晶粒を微細化するほど、ｒ値が高くなることが知られている。本発明では、熱延板の組織を、小傾角粒界も含む平均結晶粒径で８μｍ以下とすることにより、冷延焼鈍後の高ｒ値化が顕著となる。なお、結晶粒径は、圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）について光学顕微鏡で微視組織を撮像し、JIS G 0552に準じた切断法により公称粒径ｄnとして測定すればよい。また、EBSD等の装置を用いて求めてもよい。

ついで、上記した熱間圧延工程で得られた熱延板に、酸洗および冷間圧延を施し冷延板とする冷間圧延工程を施す。
酸洗は、常用の方法で行えばよく、とくに限定されない。また、冷間圧延は、所望の寸法形状の冷延板とすることができればよく、とくにその条件は限定されない。一般に、高ｒ値化のためには、冷間圧延の圧下率は高いほうが有利であり、少なくとも40％以上とすることが好ましい。圧下率が40％未満では、｛111｝再結晶集合組織が発達せず、優れた深絞り性を得ることが困難となる。なお、より好ましくは50％以上である。一方、圧下率が90％までの範囲では、圧下率が高くするほどｒ値が上昇するが、90％を越えるとその効果が飽和するうえ、圧延時のロールへの負荷が高くなる。このため、冷間圧延の圧下率は90％以下とすることが好ましい。

上記した冷間圧延工程で得られた冷延板に、600〜700℃までの温度域における滞留時間を30ｓ以上1000ｓ以下とし、焼鈍温度を800℃以上950℃以下とする焼鈍を施した後、該焼鈍温度から500℃までの温度域の平均冷却速度を５℃／ｓ以上として冷却し、冷延焼鈍板とする冷延焼鈍工程を施す。これにより、所望の再結晶と複合組織化が達成できる。
冷延焼鈍工程における焼鈍においては、まず変態する前に、再結晶を完了させることが必要となる。このため、焼鈍温度は800℃以上とすることが肝要となる。一方、焼鈍温度が950℃を超えるような高温では、再結晶粒が著しく粗大化する。このため、焼鈍温度は800℃以上950℃以下に限定した。

また、冷延焼鈍工程においては、加熱段階で600〜700℃までの温度域における滞留時間を30ｓ以上1000ｓ以下とする。この温度域の滞留時間が30ｓ未満では再結晶が不十分となり、高ｒ値化が望めない。一方、1000ｓを超えると、現状の連続焼鈍設備では処理が困難となるとともに、再結晶と同時に変態も進行する。このため、加熱段階における、600〜700℃までの温度域における滞留時間を30ｓ以上1000ｓ以下に限定した。

また、冷延焼鈍工程においては、上記した焼鈍温度で焼鈍したのち、該焼鈍温度から500℃までの温度域の平均冷却速度を５℃／ｓ以上として冷却する。平均冷却速度が５℃／ｓ未満では、マルテンサイト相の形成が難しくフェライト単相組織となりやすく、マルテンサイト相を含む第二相による組織強化が不足することになる。マルテンサイト相を含む第二相を形成するためには、500℃までの温度域の平均冷却速度をマルテンサイト形成の臨界冷却速度以上とする必要があり、この発明の場合、500℃までの温度域の平均冷却速度を概ね５℃／ｓ以上とすることにより満足される。なお、焼鈍温度から500℃までの温度域の平均冷却速度は、30℃／ｓ以下とすることが好ましい。30℃／ｓ超えの冷却速度でも、フェライト相と、マルテンサイト相を含む第二相からなる複合組織とすることができるが、第二相の分率が大きくなり、延性の低下が大きくなる。

また、500℃以下の冷却速度については、特に限定されないが、引き続き、望ましくは300℃まで５℃/ｓ以上の平均冷却速度で冷却することが好ましい。なお、過時効処理を施す場合は、過時効処理温度までを平均冷却速度が５℃/ｓ以上となるようにすることが好ましい。
本発明では、上記した冷延板焼鈍工程の後に、電気めっき処理、あるいは溶融めっき処理などのめっき処理を施し、鋼板表面にめっき層を形成しても良い。めっき処理としては例えば、自動車用鋼板に多く用いられる溶融亜鉛めっき処理を行う場合には、上記した冷延焼鈍工程の焼鈍を、連続溶融めっきラインにて行い、焼鈍後の冷却に引き続いて溶融亜鉛めっき浴に浸漬して、表面に溶融亜鉛めっき層を形成すればよい。あるいはさらにめっき層の合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板としてもよい。その場合、溶融めっき浴から出たのち、あるいはさらに合金化処理したのちの冷却においても、300℃までの平均冷却速度が５℃/ｓ以上になるように冷却することが好ましい。

また、上記した冷延焼鈍工程の焼鈍後の冷却までを焼鈍ラインで行い、一旦室温まで冷却した後、溶融亜鉛めっきラインにて溶融亜鉛めっきを施し、或いはさらに合金化処理を行ってもよい。なお、めっき層は、純亜鉛めっきおよび亜鉛系合金めっきに限らず、AlめっきやAl系合金めっきなど、従来、鋼板表面に施されている各種めっき層とすることも勿論可能である。

また、冷延焼鈍板およびめっき鋼板には、さらに形状矯正、表面粗度等の調整の目的で調質圧延またはレベラー加工を施してもよい。調質圧延あるいはレベラー加工の伸び率は合計で0.2〜15％の範囲内であることが好ましい。伸び率が、0.2％未満では形状矯正、粗度調整等の所期の目的が達成できない。一方、15％を超えると、顕著な延性の低下を招く。なお、調質圧延とレベラー加工とでは加工形式が相違するが、その効果は両者で大きな差がないことを確認している。調質圧延、レベラー加工はめっき処理後でも有効である。

次に、上記した製造方法で得られる冷延鋼板の組織について説明する。
この発明になる冷延鋼板は、上記した組成を有し、フェライト相を主相とし、主相と、面積率で１％以上のマルテンサイト相を含む第二相とからなる複合組織を有する。ここでいう「主相」とは、面積率で50％以上を占める組織をいうものとする。フェライト相が少なくなり、面積率で50％未満となると、良好な深絞り性を確保することが困難となり、プレス成形性が低下する傾向となる。なお、フェライト相は、好ましくは面積率で70％以上である。また、複合組織の利点を利用するため、フェライト相は99％以下とするのが好ましい。ここでいう「フェライト相」とは、ポリゴナルフェライト相に加えて、オーステナイト相から変態した転位密度の高いベイニチックフェライト相をも含むものとする。フェライト相以外の第二相は、少なくとも面積率で１％以上のマルテンサイト相を含む相とする。マルテンサイト相が１％未満では、所望の良好な強度−延性バランスを確保することが難しくなる。なお、マルテンサイト相は、好ましくは面積率で３％以上10％以下である。第二相は、マルテンサイト以外に、面積率で15％以下のパーライト、ベイナイトあるいは残留γ等を含んでもよい。

この発明になる冷延鋼板は、上記した組成と上記した複合組織を有し、引張強さ：440MPa以上の高強度と、フェライト相の｛111｝再結晶集合組織を発達させて平均r値：1.3以上のr値を有し、良好な深絞り性とを兼備した鋼板である。なお、ここで、平均ｒ値とは、JIS Z 2254に準拠して得られる平均塑性ひずみ比を意味し、次（２）式で計算される値である。

平均ｒ値＝（r_０＋２r_４５＋r_９０)／４ ‥‥（２）
ここで、r_０：引張方向が板面の圧延方向に対し平行となるように採取した試験片を用いて得られた塑性ひずみ比
r_４５：引張方向が板面の圧延方向に対し45°方向となるように採取した試験片を用いて得られた塑性ひずみ比
r_９０：引張方向が板面の圧延方向に対し90°方向となるように採取した試験片を用いて得られた塑性ひずみ比
本発明になる冷延鋼板は、電気めっき、あるいは溶融亜鉛めっきなどの表面処理を施した、いわゆるめっき鋼板をも含むものである。ここでいう「めっき」には、純亜鉛めっきのほか、亜鉛を主成分として合金元素を添加した亜鉛系合金めっき、あるいはAlめっきやAlを主成分として合金元素を添加したAl系合金めっきなど、従来から、表面に施されているめっきをも含むものとする。

つぎに、実施例に基づきさらにこの発明について説明する。

表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブ（鋼素材）とした。これらスラブを1250℃に加熱し、熱間圧延し熱延板とする熱間圧延工程を施した。熱間圧延工程では、スラブを粗圧延してシートバーとし、次いで、表２に示す条件の仕上圧延を施したのち、表２に示す条件で冷却停止温度まで一旦冷却したのち、誘導加熱を用いて再加熱し、表２に示す巻取り温度でコイル状に巻取り、該温度域で保持したのち、コイル冷却した。ついで、得られた熱延板に、酸洗および圧下率：65％の冷間圧延を施し冷延板とする冷間圧延工程を施した。得られた冷延板に、連続焼鈍ラインで、表２に示す条件で連続焼鈍を施し冷延焼鈍板とする冷延焼鈍工程を施した。得られた冷延焼鈍板に、さらに伸び率：0.5％の調質圧延を施した。なお、鋼板No.7は、連続溶融亜鉛めっきラインにて冷延板焼鈍工程を施し、その後引き続きインラインで溶融亜鉛めっき（めっき浴温：480℃）を施して溶融亜鉛めっき鋼板とした。

得られた冷延焼鈍板について、微視組織観察、引張試験、およびｒ値測定試験を実施した。試験方法は次のとおりとした。
（１）微視組織観察
各冷延焼鈍板から、組織観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）について光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡を用いて、微視組織を撮像し、画像解析装置で主相であるフェライト相の面積率と、第二相の種類とその面積率を求めた。

（２）引張試験
各冷延焼鈍板から、引張方向が圧延方向に対して90°方向（Ｃ方向）となるように、JIS 5号引張試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して、クロスヘッド速度：10mm／minで引張試験を行い、降伏応力（YS）、引張強さ（TS）、伸び（EL）を求めた。
（３）ｒ値測定試験
各冷延焼鈍板から、引張方向が、圧延方向（Ｌ方向）、圧延方向に対し45°方向（Ｄ方向）、圧延方向に対し90°方向（Ｃ方向）となるように、JIS 5号引張試験片を採取した。これらの試験片に10％の単軸引張歪を付与した時の各試験片の幅歪と板厚歪を求め、JIS Z 2254の規定に準拠して平均ｒ値（平均塑性歪比）を算出し、これをｒ値とした。なお、平均ｒ値の算出は上記した（２）式によった。

得られた結果を表３に示す。

本発明例はいずれも、引張強さが440MPa以上の高強度と、平均ｒ値が1.3以上の高いｒ値を有し、優れた深絞り性と、高延性とを有する高強度冷延鋼板となっている。これに対し、本発明の範囲を外れる比較例では、強度が不足しているか、あるいはｒ値や延性が低下した鋼板となっている。

Claims (2)

1. 鋼素材に、熱間圧延を施し熱延板とする熱間圧延工程と、該熱延板に酸洗および冷間圧延を施し冷延板とする冷間圧延工程と、該冷延板に焼鈍を施し冷延焼鈍板とする冷延焼鈍工程とを順次施す冷延鋼板の製造方法において、
   前記鋼素材を、質量％で、
   Ｃ：0.01〜0.05％、 Si：0.01〜2.0％、
   Mn：1.0〜3.0％、 Ｐ：0.005〜0.1％、
   Ｓ：0.01％以下、 Al：0.005〜0.1％、
   Ｎ：0.01％以下、 Nb：0.01〜0.3％、
   Cr：0.1〜1.0％
   を含有し、あるいはさらにTi：0.1％以下、Ｖ： 0.3％以下のうちの１種又は２種を含有し、かつ、Nb、Ti、ＶおよびＣが下記（１）式を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、
   前記熱間圧延工程を、前記熱間圧延が、仕上圧延出側温度：800℃以上とする仕上圧延を施す熱間圧延であり、該熱間圧延終了後、0.5ｓ以内に冷却を開始し、20℃/ｓ以上の平均冷却速度で400℃以下の温度まで一旦冷却したのち、再加熱し、550℃以上720℃以下の温度で巻き取り保持、ついでコイル冷却し熱延板とする工程とし、
   前記冷延焼鈍工程を、前記焼鈍が、600〜700℃までの温度域における滞留時間を30ｓ以上1000ｓ以下とし、焼鈍温度を800℃以上950℃以下とする処理であり、該処理後、前記焼鈍温度から500℃までの温度域の平均冷却速度：5℃/ｓ以上として冷却し、冷延焼鈍板とする工程とすることを特徴とする深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
   記
   0.2 ≦（Nb／93+Ti*／48+Ｖ／152.7）／（Ｃ／12）≦ 0.9 ‥‥（１）
   ここで、Ti*：有効Ti量＝Ti−1.5Ｓ−3.4Ｎ、
   Nb、Ti、Ｖ、Ｃ、Ｓ、Ｎ：各元素の含有量（質量％）
2. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ni：1.0％以下、Cu：1.0％以下のうちから選ばれた1種または２種を含有する組成とすることを特徴とする請求項１に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。