(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％でＣ：０．０００５〜０．００５％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．０１〜０．４％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％でかつ、Ｔｉ％＞｛（４８／１２）Ｃ％＋（４８／１４）Ｎ％＋（４８／３２）Ｓ％｝、Ｂ：０．０００３〜０．００３％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を熱間圧延し、５６０℃以下でコイルに巻取り、４０％以上で、かつ、下記の式▲１▼を満たす範囲の圧延率で冷間圧延し、６５０℃以上Ａｃ３変態点未満の温度で再結晶焼鈍することを特徴とする面内異方が小さく耐二次加工脆性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【数１】
0003572883.tif 000006
ただし、ＣＴは巻取温度（℃）、ＣＲは冷間圧延率（％）、Ｂは鋼中のＢ含有量（重量％）を表す。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、面内異方性が小さく耐二次加工脆性に優れた冷延鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車や家電製品に使用される冷延鋼板には優れたプレス成形性が要求されるので、高いランクフォード値（ｒ値）と延性を備えることが望まれている。
【０００３】
特公昭４４−１８０６６号公報には、Ｔｉ添加深絞り用冷延鋼板の製造法が開示されている。これは、Ｃを０．００１〜０．０２０重量％、Ｔｉを０．２〜０．５重量％、かつ、４×Ｃ（重量％）以上含有させ、鋼中の炭素と窒素を全て炭窒化物として固定した、いわゆるＩＦ鋼に関するものである。ＩＦ鋼には、深絞り用冷延鋼板が安定して製造できる、常温歪み時効が生じない、等の特徴がある。しかし、その反面、固溶炭素が無いために結晶粒界の強度が低下して二次加工脆性が生じたり、ｒ値の面内異方性が大きいために絞り成形時に、割れ、しわ、耳などの不良が発生しやすい、などの問題がある。ｒ値の面内異方性（△ｒ）は、引張方向によるｒ値の不均一性を示す指標であり、Δｒ＝（ｒ０  ＋ｒ９０−２×ｒ４５）／２で定義される。ここで、ｒ０  は圧延方向、ｒ４５は圧延方向に対して４５度の方向、ｒ９０は幅方向に引張試験して測定したｒ値を意味する。△ｒの絶対値（以下、｜△ｒ｜と記す）が０に近いほど面内異方性が小さく、好ましいとされている。
【０００４】
特開平２−７７５５８号公報には、面内異方性が小さく耐２次加工脆性に優れた冷延鋼板およびその製造方法が開示されている。しかしここでは面内異方性を大きくしないためにＢ含有量を低く制限しており、二次加工脆性と面内異方性の改善効果は十分ではない。特開平５−１９５０７９号公報には、深絞り性と耐二次加工脆性に優れた冷延鋼板の製造方法が開示されている。しかしここに開示されている方法では、本発明者らの検討によれば、熱延後の巻取温度が高いことおよび、冷間圧延率の制御に配慮がなされていないことにより、面内異方性の改善効果は十分ではない。
【０００５】
特開昭６３−３１０９２４号公報には、Ｔｉ−Ｎｂ−Ｂを複合添加した極低炭素鋼を用いる面内異方性の小さい極薄鋼板の製造方法が、特開平５−１１７７５８号公報には、Ｔｉ−Ｎｂ−Ｂ−Ａｌを複合添加した極低炭素鋼を用いた耐二次加工脆性に優れ面内異方性の少ない冷延薄鋼板の製造方法が開示されている。いずれの方法も、Ｎｂ、Ａｌ等を添加することにより熱延板を細粒にし、面内異方性を低減するものである。しかし、ＮｂやＡｌを添加することにより材料コストが高くなるうえ、Ｎｂを含有させると再結晶温度が上昇するため、良好な成形性を得るためには焼鈍温度を高くしたり、焼鈍時間を長くしたりする必要があり、熱エネルギーコストや生産性を損なう。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明が解決しようとする課題は、深絞り成形性を向上させるのに有利なＴｉ添加極低炭素鋼を用いた、面内異方性が小さく、耐二次加工脆性に優れた冷延鋼板、さらに詳しくは、平均ｒ値が１．５以上、｜△ｒ｜が０．２５以下、絞り成形後の脆性遷移温度が−９０℃以下である冷延鋼板を安価に安定して製造する方法を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は、下記の、面内異方性が小さく耐二次加工脆性に優れた冷延鋼板の製造方法にある。
【０００８】
重量％でＣ：０．０００５〜０．００５％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．０１〜０．４％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％でかつ、Ｔｉ＞｛（４８／１２）Ｃ＋（４８／１４）Ｎ＋（４８／３２）Ｓ｝、Ｂ：０．０００３〜０．００３％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を熱間圧延し、５６０℃以下でコイルに巻取り、４０％以上で下記の式▲１▼を満たす範囲の圧延率で冷間圧延し、６５０℃以上Ａｃ３変態点未満の温度範囲で再結晶焼鈍することを特徴とする面内異方が小さく耐二次加工脆性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【０００９】
【数１】
0003572883.tif 000002
【００１０】
ただし、ＣＴは巻取温度（℃）、ＣＲは冷間圧延率（％）、Ｂは鋼中のＢ含有量（重量％）を表す。
【００１１】
本発明者らは、Ｔｉ添加極低炭素鋼板の面内異方性を改善するために、鋼中のＢ含有量および製造条件の影響を調査した。用いた鋼は、重量％で、Ｃ：０．００２５％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：０．１５％、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．００５０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４％、Ｎ：０．００２％、Ｔｉ：０．０５％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％を含有するものである。この化学組成の鋼片を、９００℃以上で熱間圧延し、６５０℃以下の種々の温度で巻取り、得られた熱延板を酸洗し、６０〜９５％の圧延率で冷間圧延し、連続焼鈍し、引張試験してｒ値を測定した。
【００１２】
図１および図２は上記の調査結果の一部を示すもので、Ｂを０．０００５重量％または０．００３０重量％含有する鋼板の、Δｒに対する巻取温度と冷間圧延率の関係を示す。図中の△印はΔｒが０．２５を超えるもの、◇印は−０．２５未満のも、○印は｜△ｒ｜が０．２５以下のものを意味する。｜Δｒ｜が０．２５以下であれば、面内異方性は良好と判断される。図１に示されているように、Δｒと熱間圧延時の巻取温度と冷間圧延率との間には相関関係があり、｜△ｒ｜を小さくするには、例えば、熱間圧延時の巻取温度が高い場合には冷間圧延率を高めるのがよいことがわかる。また、Ｂ含有量が増すと冷間圧延率を低めるのがよいことがわかる。図３および図４は、△ｒに対する巻取温度と冷間圧延率の関係を示すものである。｜Δｒ｜を小さくするには、Ｂ含有量が増すにつれて、冷間圧延率を低めるのがよいことがわかる。
【００１３】
これらの現象は、製造要因の変動に応じて、板面内のｒ値が以下の様に変化していることによって生じている。
【００１４】
ａ  Ｂ含有量が増すにつれてｒ０とｒ９０は低下するが、ｒ４５はあまり変化しない。このため、Ｂ含有量が増すにつれてΔｒが小さくなる。これは、Ｂが焼鈍中の再結晶核生成および核成長の方位選択性に影響するため、と推定される。
【００１５】
ｂ  巻取温度が高くなるとｒ４５が小さくなるためにΔｒが大きくなる。これは、巻取温度が高くなるにつれて熱延鋼板の結晶粒が粗大になるため、と推定される。
【００１６】
ｃ  冷間圧延率を増すと、ｒ４５が大きくなるがｒ０、ｒ９０はあまり変化しないので、Δｒが小さくなる。
【００１７】
Ｂ含有量、巻取温度および冷間圧延率を最適化することにより、Ｎｂ、Ａｌ等の元素を添加しなくても面内異方性の小さな冷延鋼板が製造できる。また、この冷延鋼板は、必要な量のＢを含有させられるので耐二次加工脆性対策もできる。
【００１８】
本発明は、上記の知見等をもとにして完成されたものである。
【００１９】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明の実施の形態を詳細に述べる。なお、以下に述べる化学組成の％表示は重量％を意味する。
【００２０】
鋼の化学組成
Ｃ：Ｃ含有量が０．００５％を超えると、ＴｉＣが多くなり、鋼板の深絞り性が損なわれるうえ、再結晶温度が過度に高くなり製造時の困難さが増す。一方、０．０００５％に満たない場合には、ＴｉＣ  の析出が不十分となり固溶Ｃが残存してしまう。このため、Ｃ含有量の範囲は０．０００５〜０．００５％とする。望ましくは０．００１５〜０．００４％である。
【００２１】
Ｓｉ：Ｓｉ  は、鋼板を強化する作用を有するので、鋼を強化する目的で含有させることができる。鋼の強度が必要でない場合にはＳｉは含有させる必要がない。Ｓｉ含有量が０．３％を超えるとスケール性の表面欠陥が発生するおそれが増すので、含有量の上限は０．３％とする。
【００２２】
Ｍｎ：不可避的不純物として含有されるＳによる熱間脆性を防止する作用があるので、０．０１％以上含有させる。０．４％を超えると、鋼が硬質化して延性が劣化し、深絞り性も損なわれる。このため、Ｍｎの含有量は０．０１〜０．４％とする。
【００２３】
ｓｏｌ．Ａｌ：溶鋼を脱酸するために用いられる。ｓｏｌ．Ａｌの含有量が０．０１％未満の場合には脱酸効果が十分に得られず、０．０５％をこえて含有させても、その効果が飽和して不経済である。このため、ｓｏｌ．Ａｌの含有量は０．０１〜０．０５％とする。
【００２４】
Ｔｉ：鋼中のＣ、Ｎ、Ｓを析出固定させ、優れた深絞り性、延性および非時効性を得るために添加される。また、Ｎを析出固定することにより、添加したＢを固溶させた状態で存在させ、Ｂの耐二次加工脆性改善効果を発揮させることができる。これらの効果を得るために、０．０１％以上で、かつ、（４８／１２）Ｃ％＋（４８／１４）Ｎ％＋（４８／３２）Ｓ％を超える量を含有させる。一方、０．１％を超えるとＴｉを含有量させる効果が飽和するうえ、経済性を損なうので、Ｔｉ含有量の上限は０．１％とする。
【００２５】
Ｂ：Ｂは、鋼板のｒ４５には影響しないがでｒ０  とｒ９０を低下させる作用があり、適量を含有させると鋼板の面内異方性を改善することができる。また、Ｂは、結晶粒界を強化して耐二次加工脆性を向上させる作用もある。耐二次加工脆性を向上させるために、Ｂを０．０００３％以上含有させる。他方、Ｂ含有量が０．００３０％を超えると鋼板の深絞り性が著しく損なわれる。このため、Ｂ含有量の範囲は、０．０００３〜０．００３０％とする。望ましくは０．０００６〜０．００２５％である。
【００２６】
上記以外はＦｅ及び不可避的不純物である。不可避的不純物の内、Ｐは、結晶粒界に偏析して粒界を脆くし、鋼板の耐二次加工脆性を著しく損なう。このためＰ含有量は０．０３％以下とするのがのぞましい。Ｓは、成形性を損なうので、少ないほど好ましく、含有量が多くなると、無害化するために必要なＭｎおよびＴｉ量が増し、コストがかさむため、０．０２％以下とするのがよい。Ｎ含有量が増すと、Ｎを固定するのに必要なＴｉの含有量が多くなり経済性を損ない、ＴｉＮ析出物が増して延性を損なう。このため、Ｎ含有量は０．０１％以下にするのが好ましい。
【００２７】
処理条件
熱間圧延：上記範囲の化学組成の鋼片は、溶鋼を連続鋳造法、または、鋼塊にした後分塊圧延する方法などで製造される。鋼片は再加熱するか、連続鋳造または分塊圧延後の高温の鋼片をそのまま、または補助加熱を施して熱間圧延される。熱間圧延後は鋼板を巻取温度まで冷却し、コイル状に巻取られる。
【００２８】
冷間圧延し焼鈍した後の鋼板の｜△ｒ｜を小さくするためには、図１、２に示されているように、熱間圧延後の巻取温度が高くなるにつれて冷間圧延率を高くする必要がある。しかし、巻取温度が５６０℃を超えると、Ｂ含有量が０．００３０重量％である鋼においても９５％以上の冷間圧延率が必要となり、通常の圧延では冷間圧延が困難となる。従って、巻取温度は５６０℃以下にするのがよい。好ましくは５００℃以下とするのがよい。下限は特には規定しないが、巻取温度が低すぎると析出物が微細化して延性が損なわれるので、３８０℃以上とするのが好ましい。
【００２９】
巻取温度以外の熱延条件は特に限定しないが、熱延板の結晶粒を微細化し、深絞り性を向上させるために、仕上げ温度を（Ａｒ３変態点＋３０℃）以下とし、圧延後、γ／α変態完了温度までの冷却速度を１０℃／ｓ以上とすることが望ましい。
【００３０】
冷間圧延：面内異方性を小さくするために、鋼のＢ含有量と巻取温度に応じて適当な圧延率で冷間圧延をおこなう必要がある。この適正な冷間圧延率の範囲は、成形性を確保するのに必要な再結晶集合組織を得るために４０％以上必要である。さらに、｜△ｒ｜を０．２５以下にするために、図１〜４より実験的に求められる下記式▲１▼で規定される範囲内とする。
【００３１】
【数１】
0003572883.tif 000003
【００３２】
ただし、ＣＴは巻取温度（℃）、ＣＲは冷間圧延率（％）を表す。
【００３３】
焼鈍：冷間圧延された鋼板は、必要に応じて公知の方法に従って脱脂などの処理を施され、再結晶焼鈍される。この際の焼鈍温度は、６５０℃以上Ａｃ３変態点未満の温度範囲とする。焼鈍温度が６５０℃に満たない場合には、再結晶が完了するのに時間がかかりすぎる。焼鈍温度がＡｃ３以上になると、深絞り性に好ましい再結晶集合組織が変態により減少するので好ましくない。
【００３４】
鋼板の成形性を良好に保つには、（ｒ０°  ＋２ｒ４５°＋ｒ９０°）／４で定義される平均ｒ値を高くすることも必要である。鋼中のＢには再結晶時の｛１１１｝集合組織の発達を抑制する作用がある。このため、通常は、Ｂ含有量が高い鋼の平均ｒ値は低くなる。また、冷間圧延率が低下すると圧延集合組織の形成が弱くなるので焼鈍後の集合組織の発達が不十分となり、鋼板の平均ｒ値が向上しない。しかし、冷間圧延後の焼鈍を、｛８×Ｂ（重量％）×１０４  ＋１５５０−１０×冷間圧延率（％）｝℃を超える温度範囲で施すことにより、Ｂや冷間圧延率の影響による平均ｒ値の低下を抑制できる。このため、平均ｒ値を高める場合には、焼鈍温度を上記式で求められる温度を超える範囲とするのがよい。
【００３５】
焼鈍手段については任意であり、連続焼鈍法や箱焼鈍法等いずれの方法でも構わない。ただし、生産性が高いので連続焼鈍法で行うのが望ましい。
【００３６】
焼鈍後は、常法に従って、調質圧延を施すのが望ましいが、調質圧延を省略しても構わない。本発明の製造方法に従って製造される冷延鋼板は、これを母材として電気めっきしたり、塗装鋼板にして用いることもできる。冷延圧延後の鋼板を、公知の溶融めっき装置に装備されている加熱炉で焼鈍して、溶融めっきして、めっき鋼板にしても構わない。無論、連続焼鈍炉で焼鈍を施した後、溶融めっきしてめっき鋼板にしてもよい。
【００３７】
【実施例】
実験用真空溶解炉を用いて、表１に示す化学組成の鋼を溶解し、鋳造した。
【００３８】
【表１】
0003572883.tif 000004
【００３９】
これらの鋳塊を熱間鍛造して２５ｍｍ厚の鋼片とし、電気加熱炉を用いて１２５０℃に加熱して１時間保持し、実験用熱間圧延機を用いて、１１５０℃から９３０℃の温度範囲で、３パスで厚さ５ｍｍの熱延板に圧延した。熱延後直ちに強制空冷あるいは水スプレー冷却により４５０〜６００℃の温度範囲内の種々の温度まで冷却してこれを巻取温度とし、その温度に保持された電気加熱炉中に装入して１時間保持した後、２０℃／時の冷却速度で炉冷して巻取後の徐冷処理とした。得られた鋼板の両表面を研削して厚さ４ｍｍの冷延母材とし、圧延率７０〜９０％で冷間圧延し、８５０℃で４０秒間保持する連続焼鈍相当の再結晶焼鈍または、７５０℃で５時間保持する箱焼鈍相当の再結晶焼鈍を施した。その後、これらの焼鈍板に、伸び率０．８％の調質圧延を施し、その性能を評価した。
【００４０】
ｒ値は、圧延方向、４５度方向および幅方向から採取したＪＩＳ５号引張試験片を引張試験して測定した。
【００４１】
二次加工脆性は、以下の方法で評価した。それぞれの冷延鋼板から直径５９．４ｍｍの円形素板を採取し、円筒深絞り試験機を用いて、絞り比１．８の深絞り成形を施して直径３３ｍｍの円筒状のカップを成形した。これらの円筒状カップの耳部を切削除去して、深さ１７ｍｍの円筒状のカップとし、鋼板の二次加工脆性を測定する試料とした。先端角度６０度の円錐台状の金型に、種々の温度に冷却した上記の円筒状カップを底面を上にしてかぶせ、その上方８０ｃｍの高さから質量５ｋｇの重錘を円筒状カップの底面に落下させ、円筒状カップの側壁部分に脆性割れが発生する臨界温度を求め、これを、耐二次加工脆性の指標とした。
【００４２】
試作した冷延鋼板の圧延条件と性能評価結果を表２に示す。
【００４３】
【表２】
0003572883.tif 000005
【００４４】
表２に示されているように、本発明で規定する範囲内の条件で製造された冷延鋼板は、いずれも、｜△ｒ｜が０．２５以下であり、面内異方性が小さく良好であった。深絞り成形時の円筒状カップの耳はほとんど発生しなかった。また、これらの冷延鋼板の脆性遷移温度は−９０℃以下であり、良好な耐二次加工脆性を示していた。これに対し、鋼Ｄは、Ｂ含有量が少なすぎるために、脆性遷移温度が−５０℃と高く、耐二次加工脆性が好ましくない。鋼Ｅは、Ｂ含有量が過剰であり、平均ｒ値が１．５に満たず深絞り性が好ましくなかった。化学組成が本発明の規定する範囲内である鋼Ａ、Ｂ、Ｃであっても、処理条件が本発明が規定する範囲をはずれる場合には、｜Δｒ｜が０．２５を超えており、面内異方性が良くなかった。
【００４５】
【発明の効果】
本発明が規定する方法に従って製造された冷延鋼板は、面内異方性が小さく、深絞り成形時の成形不良が少なく、さらに耐二次加工脆性にも優れる。本発明の製造方法は、高価な合金元素を用いず、製造条件を特定することで優れた性質が得られるので、経済性に優れた製造方法である。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｂを０．０００５％含有する鋼の△ｒと巻取温度と冷間圧延率の関係を示す図である。
【図２】Ｂを０．００３０％含有する鋼の△ｒと巻取温度と冷間圧延率の関係を示す図である。
【図３】巻取温度が４５０℃の場合の△ｒとＢ含有量と冷間圧延率の関係を示す図である。
【図４】巻取温度が５００℃の場合の△ｒとＢ含有量と冷間圧延率の関係を示す図である。
【図１】
0003572883.tif 000007
【図２】
0003572883.tif 000008
【図３】
0003572883.tif 000009
【図４】
0003572883.tif 000010