(57)【要約】【課題】特に加熱速度を速めた短時間での焼鈍処理においても、高いEL及びｒ−ｍと低いΔｒを有する特に自動車用の冷延鋼板を得るための製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、C：0.001〜0.003%、Si：0.01〜1.5%、Mn：0.01〜2%、P：0.005〜0.1%、S：0.001〜0.02%、Al：0.01〜0.1%、N：0.001〜0.005%を含みかつ、Ti：0.01〜0.1%及びNb：0.005〜0.05%のうち1種以上を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる鋼片を、熱間圧延工程と冷間圧延工程により所定の板厚とした後、焼鈍を行うに際し、室温から70℃/s以上200℃/s以下の加熱速度で820℃以上930℃以下の温度域まで加熱し、その温度域で1s以上10s以下の保定を行った後、室温まで冷却した後、1%以下の調質圧延を実施することを特徴とする深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法。【選択図】図２
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、C：0.001〜0.003%、Si：0.01〜1.5%、Mn：0.01〜2%、P：0.005〜0.1%、S：0.001〜0.02%、Al：0.01〜0.1%、N：0.001〜0.005%を含みかつ、Ti：0.01〜0.1%及びNb：0.005〜0.05%のうち1種以上を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる鋼片を、熱間圧延工程と冷間圧延工程により所定の板厚とした後、焼鈍を行うに際し、室温から70℃/s以上200℃/s以下の加熱速度で820℃以上930℃以下の温度域まで加熱し、その温度域で1s以上10s以下の保定を行った後、室温まで冷却した後、1%以下の調質圧延を実施することを特徴とする深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【請求項２】
室温から820℃以上930℃以下の温度域までの加熱パターンが、室温から700〜800℃までの温度域を5℃/s以上20℃/ｓ以下の加熱速度で加熱し、引き続き70℃/s以上1000℃/s以下の加熱速度で820℃以上930℃以下の温度域まで加熱するものであることを特徴とする請求項１に記載の深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【請求項３】
室温から820℃以上930℃以下の温度域までの加熱パターンが、室温から500℃までの温度域を70℃/s以上1000℃/ｓ以下の加熱速度で加熱し、続いて700〜800℃までの温度域を5℃/s以上20℃/ｓ以下の加熱速度で加熱した後、引き続き70℃/s以上1000℃/s以下の加熱速度で820℃以上930℃以下の温度域まで加熱するものであることを特徴とする請求項１に記載の深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【請求項４】
鋼片が、更にB：0.0002〜0.001%を含むことを特徴とする請求項１〜３に記載の深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、露点等の雰囲気制御や熱容量の大きな炉を最小限に配備した設備による焼鈍を実施することを特徴とした深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法に関わるものである。
【背景技術】
【０００２】
従来、主として深絞り性が要求される自動車用鋼板に使用される冷延鋼板の供給方法として、冷延板について脱脂を行った後、鋼板表面の酸化を防止する雰囲気で再結晶及び過時効処理を行ういわゆる連続焼鈍設備で熱処理が実施されている。そのため、これまでの連続焼鈍設備では、とくに700℃以上の高温域では、炉内雰囲気制御とラジアントチューブ及び炉壁といった設備保全に課題があるとともに、焼鈍温度についても制約があり、とくに800℃以上の温度域での通板を行う場合には、通板速度や板形状の視点から通板サイズにも制約があり、組織及び材質の作り込みまでを配慮した鋼成分の設計と操業条件での製造が必須であった。これまでに、加熱条件を考慮した製造方法として特開平８−１８８８３０号公報では、ステップ加熱による熱履歴を特徴としており、とくに加熱段階において５００℃以上の温度域を１５０℃／ｓ以上とすることを特徴としている。しかし、深絞り性の指標であるｒ値については、とくにその異方性に対する配慮は全くなされておらず、また、室温から均一に加熱を実施することを含む本発明とは全く異なるばかりでなく、ステップ加熱を実施する温度域についても、やはりｒ値の異方性を考慮したものではない。
【特許文献１】特開平８−１８８８３０号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００３】
従来の連続焼鈍設備においては、発熱体により雰囲気を加熱するものであり、鋼板自体の温度を制御する視点では、必ずしも精度の良い加熱方法とは言い難い。例えば、熱延工程での温度変動に起因したコイル内の材質変動や、製鋼段階で生じるロット間の成分変動に伴う材質変動を抑制する視点から考えると、温度制御及びその管理が非常に困難な状況にある。
【課題を解決するための手段】
【０００４】
そこで、これまでの連続焼鈍設備における課題を解決するためには、従来プロセスに比べてよりコンパクトな焼鈍設備とすることが必要である。そこで、本発明者らはこうした実情に鑑み、鋭意研究を重ねた結果、さらに高温かつ短時間での熱処理を可能とするとともに、従来の焼鈍設備では不可能であった加熱段階におけるステップ加熱を適用することにより、冷延鋼板の異方性制御まで考慮した優れた深絞り性を付与する技術として、本発明を完成させた。
【０００５】
その要旨は以下の通りである。すなわち、
（１）質量％で、C：0.001〜0.003%、Si：0.01〜1.5%、Mn：0.01〜2%、P：0.005〜0.1%、S：0.001〜0.02%、Al：0.01〜0.1%、N：0.001〜0.005%を含みかつ、Ti：0.01〜0.1%及びNb：0.005〜0.05%のうち1種以上を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる鋼片を、通常の熱間圧延工程と冷間圧延工程により所定の板厚とした後、焼鈍を行うに際し、室温から70℃/s以上200℃/s以下の加熱速度で820℃以上930℃以下の温度域まで加熱し、その温度域で1s以上10s以下の保定を行った後、室温まで冷却した後、1%以下の調質圧延を実施することを特徴とする深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法。
（２）室温から820℃以上930℃以下の温度域までの加熱パターンが、室温から700〜800℃までの温度域を5℃/s以上20℃/ｓ以下の加熱速度で加熱し、引き続き70℃/s以上1000℃/s以下の加熱速度で820℃以上930℃以下の温度域まで加熱するものであることを特徴とする（１）に記載の深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法。
（３）室温から820℃以上930℃以下の温度域までの加熱パターンが、室温から500℃までの温度域を70℃/s以上1000℃/ｓ以下の加熱速度で加熱し、続いて700〜800℃までの温度域を5℃/s以上20℃/ｓ以下の加熱速度で加熱した後、引き続き70℃/s以上1000℃/s以下の加熱速度で820℃以上930℃以下の温度域まで加熱するものであることを特徴とする（１）に記載の深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法。
（４）鋼片が、更にB：0.0002〜0.001%を含むことを特徴とする（１）〜（３）に記載の深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【０００６】
本発明により、焼鈍行程の全てあるいは一部に電気加熱を適用し、これまでの焼鈍工程に比べてより高温かつ短時間での連続焼鈍が可能となるばかりでなく、異方性をも考慮した優れた深絞り性を具備する冷延鋼板及びメッキ原板を提供するものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００７】
まず、本発明を完成させるに至った実験について説明する。
本発明者らは、表１に示すような成分の実機で製造した熱延板を使用し、実験室で80％の冷間圧延を施した後、図１に示すような熱履歴で熱処理を実施し、JIS  Z  2201に記載の５号試験片に加工し、JIS  Z  2241に記載の試験方法に従って引張試験を実施した。また、深絞り性の指標として、Ｘ線による面強度を測定し、（222）／｛（200）＋（110）｝（１式）の変化で評価を行った。図２には、図1-(a)のヒートサイクルで室温から一定の加熱速度（HR）で均一に加熱し、種々の温度(T)での保定時間(t)を60sとした場合の結果を示す。加熱速度が速くなるほど１式で示される指標が低下し、深絞り性が劣化する。しかし、従来条件(加熱速度：10℃／s、加熱温度：750℃×60ｓ)と同等の特性が得られる条件として、加熱温度850℃まで上げることにより200℃／sまで加熱速度（HR）を上げることが可能であることが示唆された。
【０００８】
【表１】
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【０００９】
また、保定時間（ｔ）についてもその影響を図３に示すが、1s以上の保定により深絞り性が確保されることを知見した。
【００１０】
さらに、図１-(b)に示すようにステップ加熱を行う場合、加熱速度：10℃／sの加熱に続いて、加熱速度(HR)：100℃／ｓで急速加熱を開始する温度(ステップ加熱温度：T1)を500〜800℃の範囲で変化させた時のｒ値(r-m)及びその異方性(Δr)の変化を調査した。なお、保定条件は850℃×3sとした。なお、r-m：(r-L＋r-C+２r-x)／4をr値の指標として、一方、Δｒ：(r-L＋r-C−２r-x)／2を異方性の指標として、結果を図４に示す。ステップ加熱開始温度：700〜800℃でr-mが向上するとともに、Δｒがより小さくなり、異方性が改善されることが知見された。
【００１１】
そこで、ステップ加熱温度（T1）を750℃と一定とし、それに続く加熱速度（HR）を100〜1000℃／ｓと変化させ、保定条件：850℃×3sでのr-m及びΔｒの変化を図５に示す。いずれの加熱速度においてもほぼ同様のr-m及びΔｒを示すことがわかった。
【００１２】
さらに、図１-(C)に示すようにステップ加熱段階における低温度域での加熱速度（HR１）を高め、途中の再結晶初期段階では加熱速度（HR２）を低くし、さらに引き続き加熱速度（HR３）を高める条件での特性についても調査を行った。すなわち、ステップ加熱段階における室温から500℃までを70〜1000℃/sの加熱速度（HR1）で加熱し、引き続き750℃までの間を10℃/sでの加熱を行い、さらにそれに続いて加熱速度（HR３）：100℃／ｓで加熱し、保定条件：850℃×3sでのr-m及びΔｒの変化を図６に示す。いずれの加熱速度においてもほぼ同様のr-m及びΔｒを示すことが見出された。
こうした実験事実をもとに本発明を完成させるに至った。
【００１３】
以下に本発明の限定理由について説明する。
Cは、本発明において重要な役割を果たす元素であり、とくに深絞り性に与える影響が大きい。したがって、少ない方が好ましいが、0.001％より下げる場合には製鋼段階での負荷が高くなるばかりか、熱延板での組織微細化が不十分となり、かえってｒ値が低下し、深絞り性が劣化する。一方、0.003％を超えてもｒ値が低下するためこれを上限とする。
【００１４】
Siは、鋼の強度を上げるために添加されるものであり、1.5％を超えるとその効果が飽和するばかりでなく、メッキ後の合金化が温度の上昇を招き、コストアップとなるため好ましくない。一方、過度に低下させることは製鋼工程での負荷が高くなるため、0.01％を下限とする。
【００１５】
Mnも鋼の変態点を下げ、冷却後の組織強化により強度を上げるために添加されるものである。しかし、2％を超えて添加してもその効果は飽和するばかりでなく、大幅なコストアップを招くため、これを上限とする。一方、0.01％未満では、Sの固定が不十分となり、熱間圧延での割れ発生の原因となるため、これを下限とする。
【００１６】
Pも鋼の強度を上げるために添加されるものであるが、Pは粒界に偏析する傾向の強い元素であるため、0.1%を超えて添加されると二次加工性が著しく劣化する。また、添加しない場合には、0.005%よりも低くすることは脱Pコストを極端に高めるため好ましくないことから、これを下限とする。
【００１７】
Sは鋼の熱間脆性に影響を与える元素であるとともに、とくに熱間での加工性を劣化させる元素でもあるため、少ない方が好ましい。そのため、0.02%を上限とする。しかし、0.001%未満とする場合には、脱硫コストの極端な上昇を招くため、これを下限とする。
【００１８】
Alは、脱酸のために添加されるものである。0.01%未満では脱酸が不十分となり、鋼中に酸化物が多量に残存し、とくに局部変形能が劣化するとともに、特性バラツキも大きくなる。一方、0.1%を超えて含有されると、鋼中にアルミナを主体とする酸化物が多く残存し、やはり局部変形能の劣化を招くため、好ましくない。
【００１９】
Nも、深絞り性を付与する鋼においては少ない方が良いが、極端に下げることはコストアップとなり好ましくないため、0.001％を下限とする。一方、0.005%を超えて含有されると、Cと同様にr値の低下を招き、深絞り性が劣化するため、これを上限とする。
【００２０】
Tiは、深絞り性を確保するために重要な元素の1つである。すなわち、固溶N及びCを固定するために添加されるものである。そのため、0.01％を下限とする。一方、0.1%を超えて添加されると析出する炭窒化物が多くなるとともに固溶Ti量も増えるため、再結晶温度が高くなるため、好ましくない。
【００２１】
NbもTiと同様に、深絞り性を確保ずるために熱延板段階での固溶Cを固定するために添加されるものである。さらに、熱延板での結晶粒径を微細化する効果もあることからも添加されるものである。そのため、0.005%未満では、Cの固定が不十分となるとともに、熱延板段階での結晶粒微細化効果も得られない。一方、過度に添加されると再結晶温度が高くなるため、0.05%を上限とする。
Bは、とくに二次加工性が問題となる場合に添加されるものである。その際、0.0002%未満では十分な効果が得られない。一方、0.001%を超えるとその効果が飽和するばかりか、再結晶温度が高くなることからこれを上限とする。
【００２２】
なお、上記に示す鋼成分は、製鋼段階においてスクラップを利用することによるCu,Cr,Sn,Ni等の元素が各々0.1％程度が含有される場合や、脱酸元素としてCe等を含むREMを使用し、0.01％以下程度含まれる場合についても、本発明における効果は何ら変わるものではない。また、連続鋳造方法もとくに規定されるものではなく、通常の連続鋳造方法やスラブ厚みが100mm以下の薄スラブ法によるものによっても、本発明における効果は何ら変わるものではない。
【００２３】
本発明においては、熱間圧延条件及び冷間圧延条件はとくに規定されるものではなく、通常の範囲で実施すれば良い。すなわち、熱延段階では、加熱温度：1050〜1250℃、仕上温度＞Ar3、巻取温度：500〜750℃の範囲で行うものとする。また、冷間圧延も、通常実施されている冷延圧下率の範囲で実施するものとし、具体的には、70〜90％で実施するものとする。
【００２４】
本発明の特徴である冷間圧延後の焼鈍条件については、とくに高い延性とr値を得るためにとくに重要である。室温からの加熱を、均一な加熱速度で実施する場合には、前述した図２の実験結果より、200℃/sを超える加熱速度では、現行材と同等の特性が得られない。一方、70℃/s未満となると、設備面から加熱速度を上げて熱処理を実施するメリットが少なくなるため、これを下限とする。この時、加熱到達温度を820℃以上930℃以下とするが、820℃未満では粒成長性が不足し、一方、930℃を超えるとオーステナイトへの変態が始まり、集合組織が崩れることに起因し、r値が大きく劣化することから規定されるものである。
【００２５】
さらに、r値の異方性まで考慮する場合には、加熱時の条件としてステップ加熱を実施する必要がある。すなわち、図４で得られた知見から、急速加熱を開始する温度域を限定する必要があり、700〜800℃と限定した。急速加熱を開始する温度域がこの温度範囲より低い場合は、Δrが大きくなり、プレス加工時の割れ発生の一因となる。一方、この温度範囲を超えてもその効果は飽和する。
【００２６】
ステップ加熱を実施する場合、室温から820℃以上930℃以下の温度域までの加熱パターンとして、室温から700〜800℃までの温度域を5℃/s以上20℃/ｓ以下の加熱速度で加熱し、引き続き70℃/s以上1000℃/s以下の加熱速度で820℃以上930℃以下の温度域まで加熱する加熱パターン１と、室温から500℃までの温度域を70℃/s以上1000℃/ｓ以下の加熱速度で加熱し、続いて700〜800℃までの温度域を5℃/s以上20℃/ｓ以下の加熱速度で加熱した後、引き続き70℃/s以上1000℃/s以下の加熱速度で820℃以上930℃以下の温度域まで加熱する加熱パターン２が考えられる。
【００２７】
加熱パターン１において、室温から700〜800℃までの加熱速度を5℃/s以上20℃/s以下とするが、5℃/s未満では加熱帯を長く設定したり、通板速度が遅くする必要があり、設備コストあるいは生産性の面で好ましくない。また、20℃/sより速くすると適切な集合組織が得られなくなり、r値の異方性が大きくなるためこれを上限とする。
【００２８】
さらに、加熱パターン２において、室温から500℃以下を低温度域と規定し、この温度域での加熱速度を70℃/s以上1000℃/ｓ以下と規定した理由は、再結晶が生じていない温度域であり、図6に示唆されたように、再結晶が起こる前段階での低温度域を速い加熱速度で実施しても材質への影響が小さいことによる。但し、1000℃/sを超える加熱速度になると設備コストも大きくなるため、1000℃/sを上限とした。また、前述の理由から、続いて700〜800℃までの加熱速度については、5℃/s以上20℃/s以下と規定した。
【００２９】
こうした加熱パターン１、２のステップ加熱条件にて熱処理を実施する場合には、700〜800℃までの温度域に加熱した後、引き続き70℃/s以上1000℃/s以下の加熱速度で820℃以上930℃以下の温度域まで加熱することも可能となる。但し、図５に示したように1000℃/sで加熱しても材質はほとんど変化しないこと、また、これ以上の加熱速度になると設備コストも大きくなるため、これを上限とした。また、70℃/s未満となると、設備面から加熱速度を上げて熱処理を実施するメリットが少なくなるため、これを下限とする。
【００３０】
また、保定時間も図３の実験結果より1s以上とし、これより短くなると現行材と同等の特性が得られない。なお、10s以上保定しても材質は変化せず、むしろ処理ラインが長くなるためこれを上限とする。
【００３１】
加熱後の冷却条件は本発明においてはとくに規定されるものではないが、極端な徐冷は冷却ゾーンが長くなり設備コストの増加を招くため、好ましくない。一方、冷却速度が100℃/sを超えると冷却媒体として水が必要となり、形状が不均一となりやすくなるばかりか、後処理設備が必要となることから設備コストの増加を招くため、窒素を中心とした水素やヘリウムによるガス冷却が好ましい。
【００３２】
また、熱処理後の調質圧延についても、とくに規定するものではなく、形状を適切に調整するために実施するものである。その場合、過度に実施するとYPが増加するため、1％を上限とする。
【００３３】
さらに、本発明で得られた冷延鋼板は、プレNi法による溶融亜鉛メッキ工程の通板を実施しても構わない。
【実施例】
【００３４】
表２に示す組成の鋼を転炉出鋼し、連続鋳造でスラブとした。得られたスラブは、表３に示すような通常の熱延条件及び冷延条件にて冷延板とした。得られた冷延板については、図７に示す熱履歴で表４に示す条件で焼鈍を実施した。その後、0.5％のスキンパスを付与し、材質については引張特性、r値(r-m)及びΔr値を評価した。なお、さらにあわせて現行条件での特性もあわせて示す。得られた材質を表５〜７に示す。また、二次加工性については、供試材を直径100mmに打ち抜き、絞り比2.0で円筒に絞った後、その成形カップを図８に示すように−50℃のエタノール中に浸し、テーパーポンチに載せて荷重を与えて押し拡げ、その際の脆性破壊の有無で判定した。これらの結果をあわせて同表に示す。
【００３５】
【表２】
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【００３６】
【表３】
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【００３７】
【表４】
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【００３８】
表５〜７に示すように、本発明にしたがったA鋼〜J鋼では、従来法と比べて同等あるいはそれ以上の高いEl及びr-mを示す。また、ステップ加熱時の条件により、従来法と同等あるいはそれ以上の低いΔrが得られている。一方、とくにr値の特性に影響を与えるC及びNが本発明の範囲を超えて高く外れたK鋼では、現行条件でのr値に比べて低くなるとともに、Δrも高い値となっている。また、Elも低い。SiあるいはMn量が高く外れたL鋼あるいはM鋼でも、Elが低く、強度−延性バランスが劣化するため、好ましくない。一方、P量が高く外れたN鋼や、Pを高く含む鋼においてB量が低く外れたO鋼では、二次加工性が悪い。
【００３９】
【表５】
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【００４０】
【表６】
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【００４１】
【表７】
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【産業上の利用可能性】
【００４２】
本発明により、深絞り性に優れかつ、異方性の小さな冷延鋼板を製造することができるとともに、従来の連続焼鈍工程に比べて、よりコンパクトな製造設備での焼鈍が可能となる。
【図面の簡単な説明】
【００４３】
【図１】本発明における焼鈍条件を示すグラフである。
【図２】加熱速度に伴う集合組織の変化を示すグラフである。
【図３】保定時間に伴う集合組織の変化を示すグラフである。
【図４】T1温度に伴うｒ−ｍ及びΔｒの変化を示すグラフである。
【図５】T1=750℃におけるHRに伴うｒ−ｍ及びΔｒの変化を示すグラフである。
【図６】HR1に伴うｒ−ｍ及びΔｒの変化を示すグラフである。
【図７】ステップ加熱時熱履歴を示すグラフである。
【図８】二次加工性評価試験方法の説明図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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