(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％にて、Ｃ：０．００１０〜０．０１００％，Ｓｉ：０．２０％以下，Ｍｎ：０．２５〜０．６０％，Ｐ：０．０４％以下，Ｓ：０．００５０〜０．０１５０％，Ａｌ：０．０１〜０．１０％，Ｎ：０．００５０％以下，Ｔｉ：０．０５０〜０．１００％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、さらに、
少なくとも円相当直径：３００〜８００ｎｍの析出物を，平均間隙：４０００ｎｍ以下、単位面積（μｍ２）当たり０．０７０〜０．１６７個含むことを特徴とする高加工用鋼板。
【請求項２】
重量％にて、Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％をさらに含むことを特徴とする請求項１記載の高加工用鋼板。
【請求項３】
重量％にて、Ｃ：０．００１０〜０．０１００％，Ｓｉ：０．２０％以下，Ｍｎ：０．２５〜０．６０％，Ｐ：０．０４％以下，Ｓ：０．００５０〜０．０１５０％，Ａｌ：０．０１〜０．１０％，Ｎ：０．００５０％以下，Ｔｉ：０．０５０〜０．１００％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を溶製して連続鋳造し、連続鋳造したスラブを加熱温度：１１００〜１３００℃で加熱し、Ａｒ３点以上の仕上げ温度で熱間圧延して６８０〜７１２℃の巻取り温度で巻取り、脱スケール処理を施した後、冷間圧下率８０％以上の冷間圧延を行い、その後、７９０〜８３４℃の焼鈍温度で焼なましを行い、鋼中に少なくとも円相当直径：３００〜８００ｎｍの析出物を平均間隙：４０００ｎｍ以下、単位面積（μｍ２）当たり０．０７０〜０．１６７個になるように分布させることを特徴とする高加工用鋼板の製造方法。
【請求項４】
重量％にて、Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％をさらに含むことを特徴とする請求項３記載の高加工用鋼板の製造方法。
【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、家電、産業機械分野のプレス加工用途に使用される高加工用鋼板およびその製造方法に関し、特に高歪み速度変形の下で好適に使用される高加工用冷延・めっき鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来から、複雑な形状を有する難成形プレス加工部品には、鋼中のＣ，Ｎなどの侵入型固溶元素を炭窒化物の形で固定した鋼（以後、「ＩＦ鋼」と呼ぶ）が広く用いられている。ＩＦ鋼は、極低炭素鋼にＴｉ，Ｎｂ等の炭窒化物形成元素を添加した鋼であり、優れた深絞り性および延性を有している。
【０００３】
このＩＦ鋼については、加工性をさらに向上するために様々な試みが行われている。たとえば、ＩＦ鋼の成分に関しては、高純度化が進められており、Ｃ，Ｎ，Ｍｎ，Ｓ，Ｔｉ，Ｎｂ等の低減が図られている。ＩＦ鋼の化学成分は、たとえばＣ：０．００２１％，Ｓｉ：０．０２％，Ｍｎ：０．１５％，Ｐ：０．００４％，Ｓ：０．００２％，Ａｌ：０．０４６％，Ｎ：０．００２０％，Ｔｉ：０．０４２％，Ｎｂ：０．０２％である。ＩＦ鋼の製造条件に関しては、冷間圧下率の高圧下率化および焼鈍温度の高温化が進められている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
前記ＩＦ鋼には、次のような問題がある。すなわち、通常の出荷時の引張り試験結果と実際のプレス成形結果とが一致しないことがある。さらに詳しく述べると、通常の出荷時の引張り試験では良好な試験値（伸びＥｌ）が得られているにもかかわらず、実際のプレス成形において加工割れが発生することがある。この加工割れは、加工部に発生する局部的なくびれによるものであり、均一伸び不足に起因するものと考えられる。前記均一伸びは、引張り試験におけるくびれの発生しない最大伸び値である。
【０００５】
一般に、鋼の延性は変形時の歪み速度の影響を受け、特に均一伸びは歪み速度の上昇に伴い低下することが知られている。また日本鉄鋼協会基礎研究会、極低炭素鋼板研究会「極低炭素鋼板の金属学」頁２６５（平成５年８月）には、ＩＦ鋼についても、引張り試験時の均一伸びが歪み速度の増加に伴い低下することが示されており、さらに前記均一伸びの低下は、歪み速度が増加することにより転位が増殖しにくくなり、転位の加工セル組織の形成が遅れ、材料の加工硬化が変形に追いつかなくなり、低歪み速度の場合よりも早期にくびれが生じることによるものと説明されている。
【０００６】
本発明者らは、前記プレス加工におけるＩＦ鋼の加工割れについて種々検討を重ねた結果、▲１▼ＩＦ鋼における歪み速度の上昇に伴う均一伸びの低下量は、鋼成分および析出物の分布状態（大きさ、個数)の影響を大きく受けること、▲２▼析出物の大きさが小さく、析出物の個数が少ない場合には、転位が増殖しにくくなるので、高歪み速度変形時の均一伸び低下量が著しく大きくなり、プレス加工時に割れが発生しやすいこと、▲３▼析出物の大きさおよび個数を適正に制御すれば、転位が増殖しやすくなるので、高歪み速度変形時の均一伸び低下量を最小限に食い止め、プレス加工時の割れ発生を防止できることを見いだした。
【０００７】
本発明は、このような知見に基づくものであり、本発明の目的は高歪み速度変形時に高い均一伸びを有し、かつ優れたプレス加工性を有する高加工用鋼板およびその製造方法を提供することである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明は、重量％にて、Ｃ：０．００１０〜０．０１００％，Ｓｉ：０．２０％以下，Ｍｎ：０．２５〜０．６０％，Ｐ：０．０４％以下，Ｓ：０．００５０〜０．０１５０％，Ａｌ：０．０１〜０．１０％，Ｎ：０．００５０％以下，Ｔｉ：０．０５０〜０．１００％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、さらに、
少なくとも円相当直径：３００〜８００ｎｍの析出物を，平均間隙：４０００ｎｍ以下、単位面積（μm２）当たり０．０７０〜０．１６７個含むことを特徴とする高加工用鋼板である。
【０００９】
本発明に従えば、鋼中にＭｎ，Ｓ，Ｔｉが充分に含有されているので、転位の増殖源となる析出物を充分に析出させることができる。また析出物の大きさおよび平均間隙が後述のように転位の増殖しやすい範囲の値を含むように設定されているので、転位の増殖しにくい高歪み速度の場合でも転位の加工セル組織を充分に形成することができる。したがって、変形に追従して材料を加工硬化させることができ、高歪み速度下でも高い均一伸びを確保することができる。この結果、プレス加工割れの発生を防止することができる。
【００１０】
また本発明は、重量％にて、Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％をさらに含むことを特徴とする。
【００１１】
本発明に従えば、炭窒化物形成元素であるＮｂをさらに含むので、Ｔｉの添加量を低減しても炭窒化物を確実に固定することができる。
【００１２】
また本発明は、重量％にて、Ｃ：０．００１０〜０．０１００％，Ｓｉ：０．２０％以下，Ｍｎ：０．２５〜０．６０％，Ｐ：０．０４％以下，Ｓ：０．００５０〜０．０１５０％，Ａｌ：０．０１〜０．１０％，Ｎ：０．００５０％以下，Ｔｉ：０．０５０〜０．１００％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を溶製して連続鋳造し、連続鋳造したスラブを加熱温度：１１００〜１３００℃で加熱し、Ａｒ３点以上の仕上げ温度で熱間圧延して６８０〜７１２℃の巻取り温度で巻取り、脱スケール処理を施した後、冷間圧下率８０％以上の冷間圧延を行い、その後、７９０〜８３４℃の焼鈍温度で焼なましを行い、鋼中に少なくとも円相当直径：３００〜８００ｎｍの析出物を平均間隙：４０００ｎｍ以下、単位面積（μｍ２）当たり０．０７０〜０．１６７個になるように分布させることを特徴とする高加工用鋼板の製造方法である。
【００１３】
本発明に従えば、鋼中にＭｎ，Ｓ，Ｔｉが充分に含有され、スラブ加熱条件、巻取り条件および焼鈍条件が低温加熱、高温巻取りおよび高温加熱にそれぞれ設定されているので、後述のように冷延鋼板中の析出物の形態および分布状態を転位の増殖しやすい状態に制御することができる。
【００１４】
また本発明は、重量％にて、Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％をさらに含むことを特徴とする。
【００１５】
本発明に従えば、Ｎｂをさらに含むので、酸素との親和力が強く、添加歩留りの低いＴｉを低減して、酸素との親和力が弱く、添加歩留りの高いＮｂに置き換えることができる。したがって、製鋼工程における製造性を向上することができる。
【００１６】
【発明の実施の形態】
図１は、本発明の実施の第１形態である高加工用鋼板の析出物組織を示す拡大像である。高加工用鋼板は、たとえば高加工用冷延鋼板であって、素地鋼１中に多数の析出物３が分散した析出物組織を有する。高加工用冷延鋼板は、重量％にて、Ｃ：０．００１０〜０．０１００％，Ｓｉ：０．２０％以下，Ｍｎ：０．２５〜０．６０％，Ｐ：０．０４％以下，Ｓ：０．００５０〜０．０１５０％，Ａｌ：０．０１〜０．１０％，Ｎ：０．００５０％以下，Ｔｉ：０．０５０〜０．１００％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、さらに、少なくとも円相当直径：３００〜８００ｎｍの析出物を，平均間隙：４０００ｎｍ以下、単位面積（μm２）当たり０．０７０〜０．１６７個含むことを特徴とする高加工用鋼板からなる。このように、本実施の形態の高加工用冷延鋼板は、極低炭素鋼に炭窒化物形成元素であるＴｉを添加したＴｉ−ＩＦ鋼である。したがって、Ｃ，Ｍｎ，Ｓ，Ｎ，Ｔｉの反応によって素地鋼中にＭｎＳ，ＴｉＳ，ＴｉＮ，ＴｉＣ，Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2，Ａｌ2Ｏ3等の析出物が形成される。前記化学成分の限定理由については後述する。
【００１７】
本実施の形態の高加工用冷延鋼板には、少なくとも円相当直径ｄ：３００〜８００ｎｍ，平均間隙λｍ：４０００ｎｍ以下の析出物が単位面積（μm２）当たり０．０７０〜０．１６７個含まれる。析出物の円相当直径ｄは、真円でない実際の析出物の大きさを析出物の断面積と同じ面積の仮想円の直径で表したものである。析出物の平均間隙λｍ（以後、「平均析出物間隙」と呼ぶ）は、図２に示すように隣接する析出物の外周面間の距離の平均値であり、隣接する析出物の中心間の距離の平均値である平均析出物間距離をＬｍ、円相当直径ｄの平均値である平均円相当直径をｄｍとすると式１によって算出される。析出物の円相当直径ｄおよび平均析出物間距離Ｌｍの算出方法については後述する。
λｍ ＝ Ｌｍ − ｄｍ                                  …（１）
【００１８】
このように本実施の形態の高加工用冷延鋼板において析出物の形態・分布状態の制御が行われるのは、次のような理由によるものである。前述のように、高歪み速度変形時における均一伸びの低下は、転位の増殖量の低下からくる加工硬化不足によるものであり、この加工硬化不足を最小限に抑えるためには、高歪み速度下の変形においても転位が増殖しやすく、かつ増殖した転位が絡み合って加工セル組織を形成しやすい環境にする必要がある。
【００１９】
鋼組織において転位の増殖源となりうるものとしては、結晶粒界と析出物とが考えられる。ここで、結晶粒界については結晶粒の微細化による粒界面積の増大が転位を増殖しやすくさせると考えられるけれども、本実施の形態では後述のように深絞り性確保の点から冷間圧下率を８０％以上に、かつ焼なましの焼鈍温度を７９０℃以上に制御する必要があり、冷間圧下率および焼鈍条件の変更によって結晶粒を微細化することが困難である。したがって、析出物の形態・分布状態の制御によって転位の増殖を促進する方法が有効である。
【００２０】
図３は析出物の大きさが小さいときの転位と析出物との関係を説明するための図であり、図４は析出物の大きさが大きいときの転位と析出物との関係を説明するための図である。析出物の大きさが小さいとき、転位４は図３に示すように析出物３を剪断して移動する。これによって、鋼は転位４が析出物３を剪断変形させるのに必要な応力分だけ強化されるけれども、転位４の増殖は生じない。前記強化応力σは、析出物の体積率をｆ、析出物の円相当直径をｄ、比例定数をｋとすると、式２によって表される。
σ ＝ ｋ√（ｆ・ｄ）                                  …（２）
【００２１】
析出物の大きさが大きいとき、転位４は図４（１）〜（２）に示すように析出物３の間を張り出して移動し、図４（３）に示すように析出物間を通り抜けるたびに析出物３のまわりに転位ループ５を残す。転位ループ５の形成は、転位４の増殖を意味する。また転位４の張り出し移動によって鋼は転位４の張り出しに必要な応力分だけ強化される。前記強化応力σは、鋼の剛性率をＧ，バーガーズベクトルをｂ、平均析出物間隙をλｍとすると、式３によって表される。
σ ＝ ２Ｇ・ｂ ／ λｍ                                …（３）
【００２２】
図５は、析出物の円相当直径ｄと鋼の強化応力σとの関係を示すグラフである。図５中の円相当直径ｄの小さい領域の曲線６は、前記式２を表す曲線であり、図５中の円相当直径ｄの大きい領域の曲線７は、前記式３を表す曲線である。したがって、曲線６と曲線７との交点Ｐ１よりも析出物の大きさが大きい領域では転位ループ５が形成され、小さい領域では転位ループ５が形成されない。このように交点Ｐ１は転位ループ形成領域と非形成領域との境界を表すので、交点Ｐ１に対応する析出物の円相当直径ｄ１を以後、「析出物の臨界直径」と呼ぶ。
【００２３】
前記臨界直径ｄ１は歪み速度によって変化し、歪み速度が高くなるにつれて大きくなる。すなわち、歪み速度が低いときには、図６（１）に示すように析出物の臨界直径ｄ１は円相当直径ｄの小さい側に存在するけれども、歪み速度が高いときには図６（２）に示すように析出物の臨界直径ｄ１は析出物の大きい側にずれる。このようにずれることは、高歪み速度で変形するときには臨界直径ｄ１よりも大きい析出物の個数が減少することを意味している。すなわち歪み速度が高くなるほど転位ループが形成されにくくなり、転位の増殖が生じにくくなることを示している。
【００２４】
前述のように、高歪み速度変形時の均一伸びを改善し、プレス加工割れを防止するには、高歪み速度変形下でも転位を増殖しやすい環境にする必要がある。このような環境は、臨界直径よりも大きい析出物の個数を増加させることによって実現できる。また析出物の体積率ｆが一定の場合、析出物の大きさを過度に粗大化させると析出物の個数が少なくなるので、析出物の過度な粗大化は避ける必要がある。したがって、転位ループ数を最大にするには、析出物の大きさを臨界直径よりも若干大きい程度に調整する必要がある。析出物の大きさをこのように調整すれば、転位が増殖しやすくなり、かつ転位の加工セル組織が形成されやすくなるので、加工硬化が生じやすくなる。したがって高歪み速度の変形下でも高い均一伸びを得ることができ、プレス加工割れの発生を防止することができる。
【００２５】
本実施の形態の高加工用冷延鋼板は、前述のように少なくとも円相当直径ｄ：３００〜８００ｎｍ，平均析出物間隙λｍ：４０００ｎｍ以下の析出物（以後、「目標析出物」と呼ぶ）を単位面積（μm２）当たり０．０７０〜０．１６７個含む。このような析出物条件は、前述のような析出物の形態・分布状態の制御に関する技術思想に基づいて設定したものである。前記析出物の円相当直径ｄおよび平均析出物間隙λｍの具体的な数値限定理由については後述する。
【００２６】
本実施の形態における高加工用冷延鋼板の化学成分が前述のように設定されるのは、次の理由による。Ｃが０．００１０〜０．０１００％に設定されるのは、下限値未満のＣ％では製鋼工程の脱炭処理に長時間を必要とし、生産性が低下するとともに製造コストが増大するからである。また上限値を超えるＣ％では、Ｃを固定する高価なＴｉ，Ｎｂの添加量が増大してコストアップになるばかりでなく、Ｔｉ，Ｎｂ炭化物の増加によって再結晶温度が上昇し、機械的性質の低下を招くからである。Ｓｉが０．２０％以下に設定されるのは、上限値を超えるＳｉ％では鋼の強度が増大し、延性の低下を招くからである。
【００２７】
Ｍｎは、ＭｎＳおよびＭｎＳと他の析出物との複合析出物を形成する元素であり、析出物制御上、最も重要な元素である。Ｍｎが０．２５〜０．６０％に設定されるのは、下限値未満のＭｎ％では大きさの小さい析出物の割合が多くなり、前記臨界直径ｄ１以上の大きさの析出物数が減少し、転位の増殖効果が充分に得られないからである。したがって、Ｍｎの下限値は、従来のＩＦ鋼よりも高めに設定されている。また上限値を超えるＭｎ％では、鋼の強度が増大して延性の低下を招くからである。
【００２８】
Ｐが０．０４％以下に限定されるのは、上限値を超えるＰ％では鋼の強度が増大して延性の低下を招くからである。Ｓは、ＭｎＳ，ＴｉＳなどの析出物を形成する元素であり、析出物制御上、重要な元素である。Ｓが０．００５０〜０．０１５０％に設定されるのは、下限値未満のＳ％では、析出物を大きさおよび個数とも充分に形成することができないからであり、上限値を超えるＳ％では析出物が過剰に形成され、鋼の清浄度が低下するからである。したがって、Ｓの下限値は従来のＩＦ鋼より高めに設定されている。Ａｌが０．０１〜０．１０％に設定されるのは、下限値未満のＡｌ％では、鋼を充分に脱酸することができなくなり、高価なＴｉの酸化ロスの増大を招くからであり、上限値を超えるＡｌ％では鋼の強度が増大して延性の低下を招くからである。
【００２９】
Ｔｉが０．０５〜０．１００％に限定されるのは、下限値未満のＴｉ％では鋼中のＣ，Ｎ，Ｓを充分に固定することができなくなるとともに、大きさの小さい析出物の割合が多くなるからである。上限値を超えるＴｉ％では鋼の強度が増大して延性の低下を招くからである。したがって、Ｔｉの下限値は従来のＩＦ鋼よりも高めに設定されている。
【００３０】
このように、本実施の形態ではＭｎ，Ｓ，Ｔｉが従来のＩＦ鋼に比べて高めに設定されているので、素地鋼１中に前記臨界直径ｄ１よりも大きい析出物３を充分に形成させることができる。
【００３１】
図７は、高加工用冷延鋼板の製造方法を説明するためのフローチャートである。ステップａ１では、前記化学成分を有するＴｉ−ＩＦ鋼の溶製が行われる。この溶製は、転炉精錬後、真空脱ガス装置で仕上げ精錬することによって行われる。仕上げ精錬は、減圧下で脱炭処理を施した後、Ａｌを添加して脱酸処理を行い、その後、Ｔｉを添加する方法によって行われる。ステップａ２では、溶製されたＴｉ−ＩＦ鋼の連続鋳造が行われ、スラブが鋳造される。鋳造されたスラブには、表面疵取りが施される。
【００３２】
ステップａ３では、熱間圧延が行われる。熱間圧延は、スラブ加熱温度：１１００〜１３００℃，仕上げ温度：Ａｒ３点以上，巻取り温度：６８０〜７１２℃の条件で行われる。前記スラブ加熱温度は、１１００〜１２００℃の範囲の値に設定されることがさらに好ましい。スラブ加熱温度を低めに設定することが好ましいのは、スラブ加熱温度が低下するにつれて析出物の大きさが大きくなり、冷延鋼板中に前記目標析出物を形成することが容易になるからである。スラブ加熱温度の下限値が１１００℃に設定されるのは、下限値未満のスラブ加熱温度では仕上げ温度をＡｒ３点以上にすることが困難になるからである。スラブ加熱温度の上限値が１３００℃に設定されるのは、上限値を超えるスラブ加熱温度では析出物が微細化するので、冷延鋼板中に前記目標析出物を形成することが困難になるからである。
【００３３】
仕上げ温度がＡｒ３点（冷却時のＡ３変態点）以上に設定されるのは、Ａｒ３点未満で熱間圧延すると結晶粒の粗大化が生じやすくなるからである。巻取り温度を高めに設定することが好ましいのは、巻取り温度が高くなるにつれて析出物の大きさが大きくなり、冷延鋼板中に前記目標析出物を形成することが容易になるからである。巻取り温度の下限値が設定されるのは、下限値未満の巻取り温度では析出物が微細化するので、冷延鋼板中に前記目標析出物を形成することが困難になるからである。巻取り温度の上限値が設定されるのは、上限値以上の巻取り温度では熱延鋼板の酸化スケールの厚さが増大して脱スケールが困難になるとともに、析出物が粗大化して析出物個数が減少するので、平均析出物間隙λｍが大きくなり、冷延鋼板中に前記目標析出物を形成することが困難になるからである。
【００３４】
ステップａ４では、熱延鋼板の脱スケールが塩酸酸洗によって行われる。ステップａ５では、冷間圧延が行われる。冷間圧延の冷間圧下率は８０％以上に設定される。冷間圧下率の下限値が８０％に設定されるのは、下限値未満の冷間圧下率では冷延鋼板の深絞り性が低下するからである。
【００３５】
ステップａ６では、焼なましが連続焼鈍設備において行われる。焼なましの焼鈍温度は７９０〜８３４℃の範囲の値に設定される。焼鈍温度を高めに設定することが好ましいのは、焼鈍温度が高くなるにつれて伸び値および深絞り性を表す指標である平均ランクフォード値（平均ｒ値）が向上するからである。焼なましの焼鈍温度の下限値が７５０℃に設定されるのは、下限値未満の焼鈍温度では冷間圧延加工を施されたＴｉ−ＩＦ鋼を充分に再結晶させることが困難であり、延性が著しく低下するからである。焼なましの焼鈍温度の上限値が設定されるのは、上限値を超える焼鈍温度では、α→γ変態が起こり、α相の再結晶で形成された深絞り性の優れた集合組織が消滅し、伸び値および平均ｒ値が低下するとともに、エネルギーコストが増大するからである。ステップａ７では調質圧延が行われ、Ｔｉ−ＩＦ鋼の高加工用冷延鋼板の製造が終了する。
【００３６】
このように、本実施の形態の高加工用冷延鋼板の製造方法によれば、鋼中にＭｎ，Ｓ，Ｔｉが充分に含まれており、かつスラブ加熱条件、熱延巻取り条件および焼なまし条件が低温加熱、高温巻取りおよび高温加熱にそれぞれ設定されているので、冷延鋼板中の析出物の形態・分布状態を適正に制御することができ、冷延鋼板中に前記目標析出物を確実に形成することができる。すなわち、冷延鋼板中に少なくとも円相当直径：３００〜８００ｎｍの析出物を平均析出物間隙：４０００ｎｍ以下になるように分布させることができる。
【００３７】
前述のように、本発明の実施の第１形態では、適用鋼種としてＴｉ−ＩＦ鋼を用いているけれども、これに限定されるものではなく、本発明の実施の第２形態としてＴｉ−Ｎｂ−ＩＦ鋼を用いてもよい。本実施の形態は、実施の第１形態の鋼成分にＮｂを０．００５〜０．０３００重量％さらに添加したものであり、析出物としてＮｂＣなどＮｂの炭窒化物をさらに含む。本実施の形態では、炭窒化物形成元素であるＮｂをＴｉとともに含むので、Ｔｉの添加量を低減しても侵入型固溶元素を確実に固定することができる。これによって、酸素との親和力が強く、溶鋼への添加歩留りの低いＴｉを低減して、酸素との親和力がＴｉよりも弱く溶鋼への添加歩留りがＴｉよりも良好なＮｂに置き換えることができるので、製鋼工程の製造性を向上することができる。また析出物については、Ｎｂの炭窒化物をさらに含むけれども、析出物は実質的に実施の第１形態と同一の挙動を示す。本実施の形態のその他の構成は、実施の第１形態と同一であるので説明を省略する。
【００３８】
さらに前述のように本発明の実施の第１形態では、高加工用鋼板として高加工用冷延鋼板を対象にしているけれども、これに限定されるものではなく、本発明の実施の第３形態として高加工用めっき鋼板を対象にしてもよい。本実施の形態では、高加工用めっき鋼板のめっき方式は溶融めっき、電気めっき、蒸着めっきのいずれでもよい。めっき方式が電気めっきの場合、高加工用めっき鋼板は実施の第１形態の図７と同様の製造工程で高加工用冷延鋼板を製造した後、電気めっきすることによって製造される。
【００３９】
これに対して、めっき方式が溶融または蒸着めっきの場合、高加工用めっき鋼板は前記図７のステップａ５まで同様の製造工程で冷間圧延を行った後、ステップａ６の焼なましを連続焼鈍設備ではなく溶融または蒸着めっき設備のライン内の還元焼鈍炉で行い、還元焼鈍した冷延鋼板を引続き溶融または蒸着めっきし、めっき後、ステップａ７の調質圧延を行うことによって製造される。まためっき金属の種類はＺｎ，Ａｌ，Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ，Ｚｎ−Ａｌなどいずれでもよい。
【００４０】
高加工用めっき鋼板の鋼成分は、実施の第１形態のＴｉ−ＩＦ鋼または実施の第２形態のＴｉ−Ｎｂ−ＩＦ鋼と同一に設定される。したがって、高加工用めっき鋼板のＳｉ％は０．２０％以下に設定されている。Ｓｉ％の上限値が０．２０％に設定されているのは、上限値を超えるＳｉ％では、溶融Ｚｎめっき時のめっき濡れ性が低下し、不めっきが生じやすくなるからである。本実施の形態のその他の構成は、実施の第１および第２形態と同一であるので説明を省略する。
【００４１】
（実施例）
本発明の鋼成分および析出物条件を全て満たす発明例の冷延鋼板と、本発明の条件から外れた比較例の冷延鋼板とを製造し、サンプルを採取して透過型電子顕微鏡で観察を行い、析出物の大きさおよび平均析出物間隙を測定するとともに、引張り試験片を作成して異なる歪み速度の下で引張り試験を行い、均一伸びを測定して発明例と比較例との比較を行った。発明例および比較例の鋼成分および製造条件を表１に示し、析出物の測定結果を表２に示し、冷延鋼板の引張り試験結果を表３に示す。
【００４２】
表１中の比較例のサンプルＡ，Ｂ，ＣはＴｉ−ＩＦ鋼であり、サンプルＤはＴｉが含まれていないアルミニウムキルド鋼である。サンプルＡ，Ｂでは、Ｍｎ，Ｓが本発明の成分条件を低めに外れており、サンプルＣ，ＤではＭｎが低めに外れている。発明例のサンプルＥ，Ｆ，ＧはＴｉ−ＩＦ鋼であり、サンプルＨはＴｉ−Ｎｂ−ＩＦ鋼である。
【００４３】
【表１】
0004460089.tif 000002
【００４４】
表２中の析出物の円相当直径ｄおよび平均析出物間隙λｍは析出物を透過型電子顕微鏡で観察し、観察した析出物を画像解析装置で画像解析することによって算出した。析出物の観察は、４万倍の倍率で視野をランダムに代えて繰返し行った。観察した総測定面積は、１１４μｍ2であった。画像解析は、析出物を黒、素地鋼を白に２値化して行った。析出物の円相当直径ｄは、個々の析出物の面積Ｓを求め、その面積Ｓと同じ面積の仮想円の直径を円相当直径として式４に基づいて算出した。
ｄ ＝ √（４Ｓ／π）                                  …（４）
【００４５】
析出物は、サンプル毎に円相当直径に応じて表２に示すように２０ｎｍ以上と３００ｎｍ以上とに区分された。表２では、脚注のように円相当直径８００ｎｍを超える析出物が観察されていないので、析出物は実質的には２０〜８００ｎｍと３００〜８００ｎｍとに区分されたことになる。したがって、以後実質的な区分にしたがって説明する。また各区分毎に析出物の平均円相当直径ｄｍが算出された。
【００４６】
平均析出物間隙λｍは、（イ）前記円相当直径の区分毎に測定面積１１４μｍ2内の該当する析出物の個数を求め、（ロ）前記求めた析出物個数に基づいて単位面積当りの析出物個数Ｎ（個／μｍ2）を求め、（ハ）前記図２に示す平均析出物間距離Ｌｍを式５に基づいて求め、（ニ）前記求めた平均析出物間距離Ｌｍと平均円相当直径ｄｍとを式１に代入することによって算出した。
Ｌｍ ＝ √（１／Ｎ）                                  …（５）
【００４７】
【表２】
0004460089.tif 000003
【００４８】
引張り試験の歪み速度は、表３に示すように低歪み速度である３．３×１０-4Ｓ-1，中歪み速度である１．７×１０-1Ｓ-1，高歪み速度である３．３×１０0Ｓ-1，高歪み速度である１．８×１０1Ｓ-1の４水準に設定した。このうち、通常の出荷試験における歪み速度は３．３×１０-4Ｓ-1程度であり、実プレス加工に相当する歪み速度は、３．３×１０0Ｓ-1〜１．８×１０1Ｓ-1のレベルである。表３の引張り試験の試験値は、冷延鋼板の圧延方向に対して直角方向の試験値である。
【００４９】
【表３】
0004460089.tif 000004
【００５０】
表２から、（ａ）円相当直径３００〜８００ｎｍの析出物の個数は、比較例よりも発明例の方が多いこと、（ｂ）円相当直径３００〜８００ｎｍの析出物の平均析出物間隙λｍは比較例がいずれも４０００ｎｍを超えるのに対して、発明例はいずれも４０００ｎｍ以下であること、（ｃ）円相当直径２０〜８００ｎｍの析出物の個数および平均析出物間隙λｍは比較例および発明例ともほぼ同等であることなどが判る。
【００５１】
図８は円相当直径３００〜８００ｎｍの析出物の平均析出物間隙λｍと均一伸びとの関係を示すグラフであり、図９は円相当直径２０〜８００ｎｍの析出物の平均析出物間隙λｍと均一伸びとの関係を示すグラフである。図８および図９中の均一伸びは、高歪み速度の下におけるデータであり、歪み速度としては実プレス加工に相当する３．３×１０0Ｓ-1と、１．８×１０1Ｓ-1とが設定されている。図８および図９は、表３のデータに基づくものである。
【００５２】
図８から、高歪み速度下の均一伸びは、円相当直径３００〜８００ｎｍの析出物の平均析出物間隙λｍが大きくなるにつれて比例的に低下すること、平均析出物間隙λｍが４０００ｎｍ以下では均一伸びが２０％以上であることなどが判る。これは、円相当直径３００〜８００ｎｍの析出物の平均析出物間隙λｍが４０００ｎｍ以下の場合、前記臨界直径ｄ１以上の析出物が充分存在するので、転位が増殖しやすくなり、高歪み速度下においても変形に追従して加工硬化が生じ、プレス加工割れの防止が可能な２０％以上の均一伸びが確保されたものと考えられる。これに対して、円相当直径３００〜８００ｎｍの析出物の平均析出物間隙λｍが４０００ｎｍを超えると、前記臨界直径ｄ１以上の析出物の個数が少なくなり、転位の増殖効果が低下して均一伸びが低下したものと考えられる。
【００５３】
図９から、円相当直径２０〜８００ｎｍの析出物の平均析出物間隙λｍと高歪み速度下の均一伸びとの間には、相関が全く認められないことが判る。図８および図９から、高歪み速度下の均一伸びは、円相当直径３００〜８００ｎｍの比較的大きい析出物の平均析出物間隙λｍに依存し、その制御によって改善されること、円相当直径３００ｎｍ未満の微小析出物は前記臨界直径ｄ１に達しないので、転位の増殖効果がなく、高歪み速度下の均一伸びの改善に寄与しないことなどが判る。
【００５４】
前述のように、本発明において鋼中に少なくとも含まれる析出物の円相当直径ｄが３００〜８００ｎｍの範囲の値に設定され、かつその平均析出物間隙λｍが４０００ｎｍ以下の値に設定されるのは、このような理由によるものである。
【００５５】
図１０は、歪み速度と均一伸びとの関係を示すグラフである。図１０は、表３のデータに基づくものであり、各サンプルＡ〜Ｈ毎に歪み速度と均一伸びとの関係が示されている。図１０および表３から、発明例Ｅ〜Ｈは歪み速度が高速になるにつれて均一伸びの低下が認められるものの低下の度合が小さく、実プレス加工に相当する高歪み速度においても均一伸びが２０％以上確保されること、比較例Ａ〜Ｄは、歪み速度が高速になるにつれて均一伸びの低下の度合が大きくなり、実プレス加工に相当する高歪み速度では、均一伸びが著しく低下することなどが判る。
【００５６】
このように本発明の加工用冷延鋼板は、実プレス加工に相当する高歪み速度下においても良好な均一伸びを有しているので、プレス加工割れの発生を確実に防止することができる。
【００５７】
【発明の効果】
以上のように請求項１記載の本発明によれば、高歪み速度の場合でも転位を増殖して転位の加工セル組織を充分に形成することができるので、変形に追従して材料を加工硬化させることができ、高歪み速度下でも高い均一伸びを確保することができる。したがって、プレス加工割れの発生を防止することができる。
【００５８】
また請求項２記載の本発明によれば、炭窒化物形成元素であるＮｂをさらに含むので、Ｔｉの添加量を低減しても炭窒化物を確実に固定することができる。
【００５９】
また請求項３記載の本発明によれば、冷延鋼板中の析出物の形態および分布状態を転位の増殖しやすい状態に制御することができる。
【００６０】
また請求項４記載の本発明によれば、Ｎｂをさらに含むので、添加歩留りの低いＴｉを低減して添加歩留りの高いＮｂに置き換えることができる。したがって、製鋼工程における製造性を向上することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施の第１形態である高加工用鋼板の析出物組織を示す拡大像である。
【図２】平均析出物間隙λｍと平均円相当直径ｄｍと平均析出物間距離Ｌｍとの関係を示す図である。
【図３】析出物の大きさが小さいときの転位と析出物との関係を説明するための図である。
【図４】析出物の大きさが大きいときの転位と析出物との関係を説明するための図である。
【図５】析出物の円相当直径ｄと鋼の強化応力σとの関係を示すグラフである。
【図６】歪み速度と析出物の臨界直径ｄ１との関係を示すグラフである。
【図７】高加工用冷延鋼板の製造方法を説明するためのフローチャートである。
【図８】円相当直径３００〜８００ｎｍの析出物の平均析出物間隙λｍと、均一伸びとの関係を示すグラフである。
【図９】円相当直径２０〜８００ｎｍの析出物の平均析出物間隙λｍと均一伸びとの関係を示すグラフである。
【図１０】歪み速度と均一伸びとの関係を示すグラフである。
【符号の説明】
１  素地鋼
３  析出物
４  転位
５  転位ループ
【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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【図９】
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【図１０】
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