(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、C：0.0025％以下、Si：0.05％以下、Mn：0.05％〜0.35％、P：0.008％以下、S：0.015％以下、sol.Al：0.005％〜0.06％、N：0.0010％〜0.0040％以下、Nb：0.01％〜0.04％、Ti：0.015％〜0.045％、B：0.0005％以下を含有し、且つ、3C+P≦0.0125、4P≦Ti、(14Ti)/(48N)：1.7〜7.3を満足する鋼に熱間圧延、冷間圧延、連続焼鈍を施し冷延鋼板を製造するに際し、熱間圧延時の仕上げ温度を870℃超え、仕上げ圧延から巻取るまでの中間温度を720℃以下および巻取温度を560℃〜700℃、また連続焼鈍時の焼鈍温度を780℃〜880℃とすることを特徴とする材質変動の小さい冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【0001】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車用鋼板等に用いられる鋼板の製造方法に関し、特に高い成形性を有するとともに、材質変動の小さい冷延鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
最近、自動車ボディ用鋼板に対しては、部品の一体成形化による部品点数の削減、およびプレス工程の省力化の両者を満足させる極めて高いプレス成形性が要求されるようになってきている。このような高いプレス成形性が要求され成形条件が過酷な場合には、プレス成形の歩留まりに対して、材料特性の変動がより大きく影響し、コイル内およびコイル間での材質のバラツキを小さくすることが重要な特性となってくる。特に、フロントフェンダやサイドパネルの様に複雑な形状を一体成形する場合、シワや割れの感受性が高まるとともに、寸法精度のバラツキが大きくなるため、材質の変動を小さくすることが急務となっている。
【０００３】
このような問題に対し、特開昭59-197526号公報、特開平8-3686号公報、特開平8-232045号公報には、材質均一性を高める技術が開示されている。
【０００４】
特開昭59-197526号公報では、極低炭素鋼にTi、Nbを複合添加し、且つ、Ti量およびNb量は、C、N添加量に応じて規制し、TiはTiNを形成させNを固定し、Cは(Ti、Nb)C複合析出物を熱間圧延の仕上時に形成させて、疎に析出させ材質の安定を図っている。
【０００５】
特開平8-3686号公報、特開平8-232045号公報では、極低炭素鋼にTiあるいはTi、Nbを複合添加し、且つ、Mn≦0.15、S≧0.004として添加S量に対し、MnSの析出量を規制して、コイル内の材質安定化を図っている。
【０００６】
また、特開平8-3686号公報においては、Ti4C2S2を、特開平8-232045号公報においてはTi、Nb含有炭硫化物をそれぞれ析出させ、コイル内の材質安定化を図っている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特開昭59-197526号公報に記載の技術は、Pを0.15％以下で添加しており、P量が0.01％以上含まれた場合、NKK技報、No145、(1995)、P.19に示される様に(Fe、Ti)P化合物を熱間圧延時に形成するため、(Ti、Nb)C複合化合物の形成が抑制される場合があり、P添加量の変動により析出物の形態が変化するため、安定した材質が得られない。また、成分範囲(C:0.007%以下、Si:0.8%以下、Mn:1.0%以下、P:0.15%以下、N:0.008%以下)が広く、鋳造チャージ間での成分変動により材質が変化し、安定した材質が得られない。また、コイル長手方向の材質についても記述がない。
【０００８】
また、特開平8-3686号公報、特開平8-232045号公報に記載の技術も特開昭59-197526号公報と同様に、(Fe、Ti)P化合物の成形の影響を考慮しておらず、また、鋳造チャージ間での変動に対しては、全く記述されていない。
【０００９】
本発明は、以上の問題に鑑みなされたもので、プレス工程省略において要求される高い成形性を備えた、材質変動の小さい冷延鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、極低炭素鋼板のプレス成形性とコイル内およびコイル間での材質変動を支配する諸因子について詳細に検討を行った。その結果を以下に説明する。
【００１１】
コイル内の材質変動については、
・ランナウトテーブル上での熱履歴の違いにより炭窒化物の析出状態が異なって、コイルT、B部で材質が変動していた。
・炭窒化物等の析出物をランナウトテーブル前の熱間圧延：仕上熱延中に生成させること、そしてランナウトテーブル上での冷却すなわち仕上げ圧延から巻取るまでの中間温度を制御することで、コイル内の材質変動は大幅に向上すること
を見出した。また、コイル間での材質変動については、
・材質変動の大部分はチャージごとの成分変動によるものであること
・チャージごとの成分変動は、特に影響の大きなC、N、P、Ti量を適正に制  御することで成形性を高めつつ、材質変動が小さくなること
を見出した。
【００１２】
本発明は、これらの知見に基づいてなされたもので、上記の課題は次の発明により解決される。
【００１３】
[1] 重量％で、C：0.0025％以下、Si：0.05％以下、Mn：0.05％〜0.35％、P：0.008％以下、S：0.015％以下、sol.Al：0.005％〜0.06％、N：0.0010％〜0.0040％以下、Nb：0.01％〜0.04％、Ti：0.015％〜0.045％、B：0.0005％以下を含有し、且つ、3C+P≦0.0125、4P≦Ti、(14Ti)/(48N)：1.7〜7.3を満足する鋼に熱間圧延、冷間圧延、連続焼鈍を施し冷延鋼板を製造するに際し、熱間圧延時の仕上げ温度（FT）を870℃超え、仕上げ圧延から巻取るまでの中間温度を720℃以下および巻取温度（CT）を560℃〜700℃、また連続焼鈍時の焼鈍温度を780℃〜880℃とすることを特徴とする材質変動の小さい冷延鋼板の製造方法。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の詳細をその限定理由とともに説明する。
まず成分の限定理由を説明する。
Cは本発明において、重要な要件である。優れた成形性、完全非時効性を得るために、CはNbCあるいはTiCとして析出させければならない。しかし、NbCは析出形態により強度に影響を及ぼし材質変動の要因であることから、少ない方が好ましく、その構成元素であるCは0.0025％以下とする。また、コイル間（鋳造チャージ間）の変動を含めて、極めて高い材質均一性を得るに、好ましい範囲としてCは0.0020％以下とする。
【００１５】
Siは冷延鋼板の場合、過剰に添加されると化成処理性が劣化し、溶融亜鉛めっきの場合はめっき密着性が劣化する。以上より、Siは0.05％以下とする。
【００１６】
Mnは鋼中のSをMnSとして析出させ、スラブの熱間割れを防止する。本発明においては、TiによりSが固定されるため、通常よりもMnは低くても問題ない。しかしMnが0.05％未満では溶銑予備処理コストが上昇するため、下限は0.05％とする。一方、Mnが0.35％を超えると固溶強化によりコイル間（鋳造チャージ間）のバラツキが大きくなるため、上限は0.35％とする。
【００１７】
Pは本発明において、重要な要件である。Pは、焼鈍時に(Fe、Ti)P系化合物を形成し、TiCを形成するためのTi量を低減させ、材質の均一性を劣化させる。また、PはMn同様に固溶強化元素であり、含有量が増えるとコイル間（鋳造チャージ間）のバラツキが大きくなる。以上より、Pは0.008％以下とする。さらに極めて高い材質均一性を得るために、Pは好ましくは0.006％以下とする。
【００１８】
Sは不可避不純物として鋼中に存在する。含有量が増えると延性が劣化するとともに、TiSを形成し、TiCを形成するための有効Ti量が減少する。以上の理由により、Sは0.015％以下とする。
【００１９】
sol.Alは、NをAlNとして固定する元素であるが、本発明ではTi添加によりTiNとしてNを固定するため、通常よりAl添加量を低減することができる。また、本発明では、Al脱酸することでTiの酸化を抑制し、有効Ti量を確保するとともに、表面欠陥の発生を抑制する。以上より、sol.Alは0.005％〜0.06％、好ましくは0.01％〜0.06％とする。
【００２０】
Nは本発明において、重要な要件である。優れた成形性、完全非時効性を得るために、NはTiNとして析出させなければならない。しかし、TiNの析出の大半をγ→α変態後に行うと、ランナウトテーブル上の冷却の変動により、大きく材質が変動してしまう。そのため、熱間圧延仕上圧延中に十分に析出させるには、Nは0.0010％以上が必要となる。なお、極めて高い材質均一性を得るために、好ましくは0.0016％以上とする。また、Nが高すぎると、延性低下など材質劣化を招くため0.0040％以下とし、高い材質を得るには、好ましくは0.0035％以下とする。以上より、Nは0.0010％〜0.0040％、好ましくは0.0016％〜0.0035％とする。
【００２１】
Nbは固溶Cを固定し、成形性を向上させるため重要な元素である。しかし、Nbが0.010％未満では、十分にCを固定することができず、特性が得られない。一方、Nbが0.04％を超えると固溶Nbが増大し、ランナウトテーブル上での冷却の変動により、析出形態が大きく変化し、材質の変動を招くと同時に、延性も低下するためNbは0.01〜0.04％とする。さらに、安定して高い材質を得るために、好ましくは0.016〜0.03％とする。
【００２２】
Tiは本発明において、重要な要件である。Tiは、固溶NをTiNとし、固溶CをTiCとして固定し、成形性を向上させるため重要な元素である。しかし、Tiが0.015％未満では、熱間圧延における仕上圧延中に析出する事ができず、材質の変動が大きくなる。一方、Tiが0.045％を超えるとTiCの析出が顕著となり、ランナウトテーブル上での冷却の影響を受けやすくなり、コイル内での材質変動が大きくなる。以上よりTiは0.015％〜0.045％とする。さらに、極めて高い材質安定性を得るために、好ましくは0.020％〜0.040％とする。
【００２３】
Bは、材質安定および耐二次加工脆性の向上のため、添加する。ただし、多量の添加は延性の低下を招くため、上限を0.0005％とする。
【００２４】
3C+Pは、本発明においてコイル間（鋳造チャージ間）の材質変動を小さくするための重要な要件である。Cは、NbとNbCを、TiとTiCをそれぞれ形成し、C量の変動により析出量が変化するため、材質のバラツキの原因となる。また、Pは固溶強化元素として強度を上昇させるため、同様に添加量のバラツキが材質の変動を大きくする。そのため、コイル間（鋳造チャージ間）での変動が大きくなる。そこで、CとPの添加量を適切に制御することで、バラツキを低減することができる。
【００２５】
コイル間の材質変動に及ぼすCとP量の影響を調査するため、Si：0.01％、Mn：0.20％、S：0.008％、sol.Al：0.03％、N：0.0020％、Nb：0.020％、Ti：0.030％とし、Cを0.0005％〜0.0040％の範囲で、Pを0.002％〜0.020％の範囲で変化させた鋼に、スラブ加熱温度：1200℃、FT：890〜910℃、仕上げ圧延から巻取るまでの間の中間部(1/3〜2/3位置)における平均温度(中間温度)：680〜710℃、CT：630〜650℃、冷圧率：75％、焼鈍温度：830〜850℃、調質圧延：0.7％の条件で熱間圧延、冷間圧延、調質圧延および連続焼鈍を施した。図1に連続焼鈍後のコイル間の材質変動に及ぼすCとP量の影響を調べた結果を示す。ここで、コイル間の材質変動は、各コイルのミドル部（M部）から引張試験片を採取し、目標TS：300MPaに対するTSの変化量（△TS(MPa)）を指標として評価した。
【００２６】
図1より、CおよびPともに低いほど材質変動が小さくなり、Pの方が材質変動に対してより影響が大きい事がわかる。また、図中に示す3C+P≦0.0125の領域でバラツキが小さくなり、さらに、3C+P≦0.0110の領域できわめて高い安定性が得られることがわかる。以上より、3C+Pは0.0125以下、好ましくは0.0110以下とする。
【００２７】
4P≦Tiは、本発明においてコイル内の材質変動を小さくするための重要な要件である。Pは、熱延板段階で(Fe、Ti)P化合物を形成し、焼鈍時の再結晶温度を上昇させるとともに、TiCを形成するためのTi量を低減させる。そのため、Pを多く含む場合、P添加量の変動により焼鈍温度に対する材質の感受性が強くなり、コイル内の材質のバラツキが大きくなる。そこで、材質を安定させるためにはTi量に対して十分にPを低減することが重要となる。
【００２８】
コイル内の材質変動に及ぼすCとP量の影響を調査するため、C：0.0015％、Si：0.01％、Mn：0.20％、S：0.008％、sol.Al：0.03％、N：0.0020％、Nb：0.020％とし、Pを0.002％〜0.020％の範囲で、Tiを0.005％〜0.050％の範囲で変化させた鋼に、スラブ加熱温度：1200℃、FT：890〜910℃、仕上げ圧延から巻取るまでの中間温度：680〜710℃、CT：630〜650℃、冷圧率：75％、焼鈍温度： 830(T部)→850℃(B部)、調質圧延：0.7％の条件で熱間圧延、冷間圧延、調質圧延および連続焼鈍を施した。図2に連続焼鈍後にコイル内の材質変動に及ぼすCとP量の影響を調べた結果を示す。ここで、コイル内の材質変動はコイルトップ部（T部：3ｍ）、ミドル部（M部）およびボトム部（B部：3ｍ）から引張試験片を採取し、M部との差をΔTS（＝TS（Ｔ部、B部）−TS（M部））を測定して、最大値をコイル内の材質変動の指標とした。
【００２９】
図2より、PはTi量に対し、低いほど材質変動は小さくなり、図中に示す4P≦Tiの領域でバラツキが小さくなることがわかる。さらに、5P≦Tiの領域できわめてバラツキが小さくなることがわかる。以上より、4P≦Ti、好ましくは、    5P≦Tiとする。
【００３０】
(14Ti)/(48N)は材質を安定化させる重要な成分比であり、本発明の重要な要件である。(14Ti)/(48N)が小さい場合、TiNが極めて微細に析出し、強度が上昇し材質が劣化する。よって良好な材質を得るには(14Ti)/(48N)は1.7以上必要となる。一方、(14Ti)/(48N)が大きい場合、Ti量増大と同様にTiCの析出が顕著となり、ランナウトテーブル上での冷却の影響を受けやすくなり、コイル内での材質変動が大きくなる。よって安定な材質を得るには(14Ti)/(48N)は7.3以下とする。以上より、(14Ti)/(48N)は1.7〜7.3、さらに、極めて高い材質を得るには、2.1〜6.4とする。
【００３１】
なお、さらに他の元素として、C固定の目的でV、Zrを0.04％以下の範囲で、一種または二種添加してもよい。
次に本発明の材質変動の小さい冷延鋼板の製造方法について説明する。
【００３２】
本発明鋼板は熱間圧延、酸洗、冷間圧延、焼鈍などの一連の工程を経て製造され、必要に応じてめっき処理がなされる。
【００３３】
まず、連続鋳造等によりスラブとした後、熱間圧延を行う。熱延圧延はスラブ加熱後圧延する方法、連続鋳造後短時間の加熱を施してあるいは該加熱工程を省略して直ちに圧延する方法のいずれでもよいが、優れた表面性状を付与するためには、一時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好ましい。なお、熱間圧延中においては、バーヒータにより加熱を行ってもよい。また、仕上げ温度（FT）は材質確保のため、870℃超えとする。
【００３４】
仕上げ圧延から巻取るまでの中間温度は、析出物を一定に制御し、材質変動を小さくするために、本発明において重要な要件である。仕上熱延後から巻取りまでの冷却段階で、適切にNbCの析出を制御しない場合、析出物のサイズ分布が不均一となり、コイル内での安定した材質を得ることができない。すなわち、巻取るまでの冷却段階での析出を抑制し、巻取り後に均一に析出および粗大化させることが重要である。
【００３５】
仕上げ圧延から巻取るまでの中間温度とコイル内の材質変動を調査するため、C:0.0021、Si:0.01、Mn:0.20、P:0.006、S:0.008、sol.Al:0.03、N:0.0025、Nb:0.022、Ti:0.028とした鋼について、スラブ加熱温度：1200℃、仕上げ温度（FT）：890〜910℃とし、仕上げ圧延から巻き取るまでの中間温度を種々変化させ熱間圧延を行った。図3に仕上げ圧延から巻き取るまでの中間温度とコイル内の材質変動（ＴS）の関係を示す。ここで、コイル内の材質変動はコイルトップ部（T部：3ｍ）、ミドル部（M部）およびボトム部（B部：3ｍ）から引張試験片を採取し、目標TS：300MPaに対して最も変動の大きいTSを測定してコイル内の材質変動の指標とした。
【００３６】
図3より、中間温度が720℃以下で材質変動が小さくなり、安定した材質が得られることがわかる。以上より、中間温度は720℃以下とする。
【００３７】
熱間圧延時の巻取りでは析出物を粗大化させ、延性を向上させる。しかし、巻取温度が560℃未満では析出物が十分に粗大化しないため、焼鈍温度の依存性が強くなり材質変動が生じる。一方、700℃を超える場合、結晶粒が粗大となり安定して高いｒ値が得られない。このため、巻取温度は560℃〜700℃とする。
【００３８】
次いで、上記により得られた熱間圧延板を酸洗により脱スケールし、その後、冷間圧延を行う。冷間圧延率は50％〜85％が好ましい。
【００３９】
次いで、焼鈍を行う。連続焼鈍における焼鈍温度は材質変動に影響を及ぼす。焼鈍温度が780℃未満の場合、硬質化し、一方、880℃を超えの場合、異常粒成長を生じて材質劣化を招く恐れがある。このため、変動が小さく安定した材質を得るには焼鈍温度は780℃〜880℃の範囲とする。
【００４０】
焼鈍後の冷延鋼板は電気めっきまたは溶融めっきによって亜鉛系めっきを施すことができる。本発明鋼板は冷延鋼板表面に電気めっきまたは溶融めっきによって亜鉛系めっきを施して亜鉛系めっき鋼板として使用することもでき、この場合にもパネル加工後に所望の表面品質と成形性を得ることができる。亜鉛系めっきとしては、純亜鉛めっき、合金化めっき（亜鉛めっき後に合金化加熱処理して得られた亜鉛めっき）、亜鉛ーNi合金めっきなどがあげられる。
【００４１】
また、めっきを施した後に有機皮膜処理を施してもよい。
以上より、本発明の材質変動の小さい冷延鋼板が得られる。
【００４２】
【実施例】
[実施例1]
表1に示す成分と残部がFeおよび不可避不純物からなるNo.1〜15の鋼を溶製後、連続鋳造によりスラブとし、1200℃に加熱後、FT880℃〜910℃、中間温度680〜710℃、CT630〜650℃で熱間圧延を行い、板厚3.2mmの熱延板とした後、板厚0.80mmまで冷間圧延を行った。次いで、連続焼鈍(焼鈍温度：830(T部)→850℃(B部))、溶融亜鉛めっきを施した。連続焼鈍、溶融亜鉛めっきでは、焼鈍後460℃で溶融亜鉛めっき処理を行い、直ちにインライン合金化処理炉で500℃でめっき層の合金化処理を行った。連続焼鈍、溶融亜鉛めっき後、圧下率0.7％の調質圧延を行った。表2にこれらの鋼板の機械的特性を示す。
【００４３】
【表1】
0003546299.tif 000002
【００４４】
【表2】
0003546299.tif 000003
【００４５】
なお、ここで、機械特性値はJIS5号引張試験で得られる値からなり、ＹＰ，TS，ＥＬ，ｒ値は、下記式による平均値である。
面内平均Ｘ＝（[X0]+2[X45]+[X90]）/4
但し、Ｘ：ＹＰ，TS，ＥＬ，ｒ値
[X0]:鋼板圧延方向でのＸ
[X45] :鋼板圧延方向に対し45°方向でのＸ
[X90] :鋼板圧延方向に対し90°方向でのＸ
【００４６】
表2より、成分、かつ関係式3C+P≦0.0125、4P≦Ti、(14Ti)/(48N)：1.7〜7.3を満足する本発明例において、鋼板1〜5のTSの材質変動が10MPa以内となり、また、コイル内でもTSの変動が5MPa以内であり、優れた材質安定性が得られることがわかる。特に3C+P≦0.0110、4P≦Ti、(14Ti)/(48N)：2.1〜6.4を満足する本発明鋼の場合、極めて優れた材質安定性が得られることがわかる。また、El：50％以上、r値：1.9以上であり、T,M,Bのいずれも安定して高く、成形性にも優れていることがわかる。
【００４７】
一方、比較例では目標TS：300MPaに対してTSの変動が20MPa以上であり、コイル間での材質変動が大きいとともに、コイル内のT、B部において強度が高くなり、材質変動が大きくなる。特に、3C+Pが本発明範囲外となった場合、強度が高くなり、関係式の4P≦Tiを満足しない場合、コイル内での材質変動が大きくなる。
【００４８】
[実施例2]
表1に示すNo.1、2の鋼を溶製後、連続鋳造によりスラブとし、1200℃に加熱後、FT880℃〜910℃、中間温度660〜760℃、CT500℃〜650℃で熱間圧延を行い、板厚3.2mmの熱延板とした後、板厚0.8mmまで冷間圧延を行った。その後、焼鈍温度：750℃〜900℃において連続焼鈍あるいは連続焼鈍後、溶融亜鉛めっきを施した。連続焼鈍、溶融亜鉛めっきでは、焼鈍後460℃で溶融亜鉛めっき処理を行い、直ちにインライン合金化処理炉で500℃でめっき層の合金化処理を行った。焼鈍、亜鉛めっき後、圧下率0.7％の調質圧延を行った。表3にこれらの鋼板の機械的特性を示す。
【００４９】
【表3】
0003546299.tif 000004
【００５０】
表3より、製造条件が本発明範囲内である本発明例において、優れた材質安定性が得られることがわかる。
【００５１】
一方、製造条件が本発明範囲外の比較例では、材質変動が大きく、特に、中間温度が高い場合、コイル内T、M、B部間での材質変動が大きいことがわかる。
【００５２】
【発明の効果】
以上のように、本発明によれば、材質変動の小さい冷延鋼板を得ることができる。本発明鋼板は、鋳造チャージ内およびコイル内での材質変動を低減させるとともに、高い成形性を有するため、プレス成形用に使用される材料として最適であり、さらに自動車パネル等の成形条件が過酷でプレス成形工程において高い歩留まりが要求される場合においても使用することができ、産業上、極めて有意義である。
【図面の簡単な説明】
【図１】連続焼鈍後のコイル間の材質変動に及ぼすCとP量の関係を示す図。
【図２】連続焼鈍後にコイル内の材質変動に及ぼすCとP量の関係を示す図。
【図３】仕上げ圧延から巻き取るまでの中間温度とコイル内の材質変動（ＴS）の関係を示す図。
【図１】
0003546299.tif 000005
【図２】
0003546299.tif 000006
【図３】
0003546299.tif 000007