(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ≦０．０５％、Ｓｉ≦０．１％、Ｍｎ≦０．５％、Ｓ≦０．０３％、Ｐ≦０．０３％、０．０４≦Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００４％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼を、熱間圧延の仕上げ圧延で、仕上げ圧延温度（ＦＴ）をＡｒ3以上、９３０℃以下とし、仕上げ圧延後、下記（１）式で計算される値ｔ以下の時間経過後、冷却を開始し、１２０℃／秒以上の冷却速度で、８００〜６８０℃まで冷却し、１秒以上の放冷後、６６０℃以上で巻取り、その後、酸洗、冷間圧延、８００〜６８０℃で焼鈍を行うことを特徴とする高加工性軟質冷延鋼板の製造方法。
ｔ≦５．７７−０．００６×ＦＴ （１）
但し、ｔ：冷却待機時間（秒）、ＦＴ：仕上げ圧延温度（℃）
【請求項２】
質量％で、Ｃ≦０．０５％、Ｓｉ≦０．１％、Ｍｎ≦０．５％、Ｓ≦０．０３％、Ｐ≦０．０３％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００４％、Ｂ≦０．００３５％、を含み、更に−０．００１５％≦Ｂ−１１／１４Ｎ≦０．００１０％を満足し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼を、Ａｒ3以上で熱間圧延後、直ちに１２０℃／秒以上の冷却速度で、８００〜６８０℃まで冷却し、１秒以上の放冷後、６００〜６６０℃で巻取り、その後、酸洗、冷間圧延、８００〜６８０℃で焼鈍を行うことを特徴とする高加工性軟質冷延鋼板の製造方法。
【請求項３】
熱間圧延の仕上げ圧延で、仕上げ圧延温度（ＦＴ）をＡｒ3以上、９２０℃以下とし、その後、下記（２）式で計算される値ｔ以下の時間経過後、冷却を開始することを特徴とする請求項２記載の高加工性軟質冷延鋼板の製造方法。
ｔ≦５．７７−０．００６×ＦＴ＋２５０×Ｂ （２）
但し、ｔ：冷却待機時間（秒）、ＦＴ：仕上げ圧延温度（℃）、Ｂ：Ｂ含有量（質量％）
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車や家電製品等に使用する冷延鋼板に関し、特に加工性及び加工後の表面性状に優れた高加工性軟質冷延鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車や家電製品などに使用される鋼板には高い成形性が要求され、軟質、高ｒ値化が精力的に進められている。連続焼鈍においてこのような高加工性冷延鋼板を製造する場合、鋼中のＣ，Ｎを低減するとともに、炭窒化物形成元素を添加し、Ｃ，Ｎを完全に固定したＩＦ鋼が用いられてきたが、鋼中Ｃ，Ｎを極限にまで低減し、Ｔｉ，Ｎｂ等を添加するため、製造コストが高いという欠点があった。
【０００３】
そこで、Ｃを極限まで低減することなく高加工性を得る技術として、低炭素鋼にＢを添加し、ＮをＢＮとして固定するＢ添加低炭素鋼が研究されてきた。しかし、固溶Ｃの存在により加工性の指標の一つであるｒ値は低いままであった。
【０００４】
これに対し、焼鈍板のｒ値が熱延板の粒径が小さいほど増大することに着目し、特開昭５４−１３５６１６号公報にはＣ，Ｍｎ，Ｏを極めて低減した鋼をＡｒ3以上の仕上げ温度で熱間圧延を行った後、１００℃／秒以上で冷却し、６００℃以下で巻き取ることを特徴とした軟質冷延鋼板の製造方法が開示されている。
【０００５】
しかし、このような冷却速度で巻取り温度まで冷却した場合、熱延板のフェライト組織は粒界が波打ったようになり、冷間圧延時にｒ値を向上させる歪が蓄積されにくく、ｒ値が予想ほどには上昇しない上に、ＭｎＳなどの微細析出物が極めて低減されているため粒成長性が極めて良好であり、フェライトが粗大化して加工後の肌荒れを引き起こす。
【０００６】
特開平６−１７２８６９号公報では、Ｂを少量添加した鋼を仕上げ温度９２０℃以上で圧延し、ＢＮが析出する前に熱間圧延を終了し、圧延後２０℃／秒以上で冷却することを特徴とする加工性の良好な軟質冷延鋼板の製造方法が開示されている。しかし、実施例では仕上げ温度９３０℃以上が主体で、この場合、γ→α変態前にγが再結晶することより結晶粒は粗粒化傾向が強く、やはり、加工後に肌荒れを発生する。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
上述したように、低炭素鋼板等を用いて、高加工性冷延鋼板を製造する方法が開示されているが、加工後の優れた表面性状と高加工性を両立させる技術は確立されていない。本発明は加工後の表面性状に優れた高加工性軟質冷延鋼板の製造方法を提供する。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は冷延鋼板において、高加工性と加工後の肌荒れの防止の両立を、ｒ値向上に寄与する再結晶核の発生頻度を上げることによって達成することとし、冷延鋼板の前組織である熱延板における組織がｒ値に及ぼす影響について詳細に検討した。その結果、ｒ値を向上させるためには、熱延板組織を整粒のまま微細化することが重要で、そのためには圧延後急冷した直後、フェライト粒の整粒化処理が有効なことを見出した。すなわち、フェライト粒の整粒化処理により得られる微細整粒組織から、冷間圧延後の焼鈍時にｒ値向上に寄与する再結晶核が多数発生することを見出した。
【０００９】
尚、フェライト粒の整粒化処理では、熱延後の冷却停止温度を冷延後の焼鈍温度範囲と同じ温度範囲とし、冷却停止後、１秒以上放冷する。この処理により、急冷による変態で不可避的に生じた粒界が凹で界面エネルギーが高い部分は優先的に張出し、結晶粒は整粒化する。
【００１０】
更に、本発明者等は、熱間圧延により導入された転位が十分回復する前にγ→α変態させるように、熱間圧延後の冷却開始時間を規定した場合、熱延板のフェライト組織の微細化が整粒のまま更に促進されることを見出した。
【００１１】
本発明は以上の知見をもとに更に検討を加えてなされたものである。
【００１２】
１．  質量％で、Ｃ≦０．０５％、Ｓｉ≦０．１％、Ｍｎ≦０．５％、Ｓ≦０．０３％、Ｐ≦０．０３％、０．０４≦Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００４％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼を、熱間圧延の仕上げ圧延で、仕上げ圧延温度（ＦＴ）をＡｒ3以上、９３０℃以下とし、仕上げ圧延後、下記（１）式で計算される値ｔ以下の時間経過後、冷却を開始し、１２０℃／秒以上の冷却速度で、８００〜６８０℃まで冷却し、１秒以上の放冷後、６６０℃以上で巻取り、その後、酸洗、冷間圧延、８００〜６８０℃で焼鈍を行うことを特徴とする高加工性軟質冷延鋼板の製造方法。
ｔ≦５．７７−０．００６×ＦＴ （１）
但し、ｔ：冷却待機時間（秒）、ＦＴ：仕上げ圧延温度（℃）
【００１３】
２．  質量％で、Ｃ≦０．０５％、Ｓｉ≦０．１％、Ｍｎ≦０．５％、Ｓ≦０．０３％、Ｐ≦０．０３％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００４％、Ｂ≦０．００３５％、を含み、更に−０．００１５％≦Ｂ−１１／１４Ｎ≦０．００１０％を満足し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼を、Ａｒ3以上で熱間圧延後、直ちに１２０℃／秒以上の冷却速度で、８００〜６８０℃まで冷却し、１秒以上の放冷後、６００〜６６０℃で巻取り、その後、酸洗、冷間圧延、８００〜６８０℃で焼鈍を行うことを特徴とする高加工性軟質冷延鋼板の製造方法。
【００１５】
３．  仕上げ圧延で、仕上げ圧延温度（ＦＴ）をＡｒ3以上、９２０℃以下とし、その後、下記（２）式で計算される値ｔ以下の時間経過後、冷却を開始することを特徴とする２記載の高加工性軟質冷延鋼板の製造方法。
【００１６】
ｔ≦５．７７−０．００６×ＦＴ＋２５０×Ｂ      （２）
但し、ｔ：冷却待機時間（秒）、ＦＴ：仕上げ圧延温度（℃），Ｂ：Ｂ含有量
（質量％）
【００１７】
【発明の実施の形態】
本発明の成分の限定理由について説明する。
【００１８】
Ｃ：Ｃは炭化物を析出し、延性を低下させるとともに耐時効性も低下させるので、０．０５％以下とする。
【００１９】
Ｓｉ：Ｓｉは過剰に添加されると強度を上昇させ、成形性を劣化させるので、０．１％以下とする。
【００２０】
Ｍｎ：ＭｎはＳをＭｎＳとして固定し、熱間延性を向上させるので０．０５％以上添加することが望ましい。しかし、過剰な添加は鋼を硬質化し、成形性を劣化させるので０．５％以下とする。
【００２１】
Ｐ：Ｐは固溶強化元素であり、過剰に含有されると鋼を硬質化させるので、０．０３％以下とする。
【００２２】
Ｓ：Ｓは熱間延性や成形性を阻害する有害な元素で、ＭｎＳとして固定されるが、ＭｎＳ量が多くなると伸びフランジ性が低下するので０．０３％以下とする。
【００２３】
Ａｌ：Ａｌは脱酸剤として、添加する。０．１％を超えると効果が飽和するので、０．１％以下とする。Ｂを添加しない場合、Ｎを固定するため、０．０４％以上とし、Ｂを添加する場合、ＮはＢで固定されることから、特に下限を設定しない。また、鋼中Ｏ量を低く抑える場合は０．０１０％以上添加するのが望ましい。
【００２４】
Ｎ：０．００４％以下
Ｎは固溶状態では再結晶を阻害し、ｒ値を低下させるとともに、耐時効性を劣化させる。また、鋼中に多量の窒化物が存在すると延性が低下するため、０．００４％以下とする。
【００２５】
以上の基本成分で、本発明は十分な特性が得られるが、更に材質安定性等の特性を向上させるため、Ｂを添加することができる。
【００２６】
Ｂ：０．００３５％以下
ＢはＡｌよりも早くＮと結合するので、特にコイルエンド性を改善する場合に添加する。熱間圧延中は添加Ｂはすべて固溶し、Ｂ量が多いと熱間圧延時の圧延負荷が増大し、圧延が安定的に行えないため、０．００３％以下とする。
【００２７】
−０．００１５％≦Ｂ−１１／１４Ｎ≦０．００１０％
本パラメータは、ＢがＮに対して過剰に添加され、鋼が固溶Ｂにより硬質で低延性となるのを防止したり、Ｂ添加量が少ないためにＢの効果が十分に発揮されないことを防止するものである。本パラメータが、−０．００１５％以上、０．００１０％以下となるようにＢの添加量をＮに対して規制する。
【００２８】
次に、本発明の製造条件について説明する。
【００２９】
仕上げ温度：Ａｒ３以上
仕上げ温度がＡｒ３未満の場合、粗大粒が発生し、熱延組織の細粒化が困難となるため、Ａｒ３以上とする。一方、Ｂを含有しない組成の場合、仕上げ温度が９３０℃を超えるとオーステナイトの再結晶が短時間で生じるため、冷却開始前にオーステナイトが再結晶する可能性があり、９３０℃以下とするのが望ましい。更にＢを添加した場合、圧延歪が蓄積しやすいことから高温仕上げでは再結晶しやすくなるため、仕上温度は９２０℃以下が好ましい。
【００３０】
冷却開始時間
本発明では、圧延で導入された転位が回復する前に、冷却を開始し、歪蓄積の効果を最大限に利用し熱延板を微細粒とする。本発明の効果を最大限ひきだすため、Ｂを含有しない場合、下記の式（１）、Ｂを含有した場合、式（２）を満足するように冷却を開始する。
【００３１】
ｔ≦５．７７−０．００６×ＦＴ                  （１）
但し、ｔ：冷却待機時間（秒）、ＦＴ：仕上げ圧延温度（℃）
ｔ≦５．７７−０．００６×ＦＴ＋２５０×Ｂ      （２）
但し、ｔ：冷却待機時間（秒）、ＦＴ：仕上げ圧延温度（℃），Ｂ：Ｂ含有量（質量％）
図１に冷延鋼板のｒ値を仕上げ温度と冷却開始時間で整理した結果を示す。Ｃ：約０．０１５％、Ｓｉ：約０．０１％、Ｍｎ：約０．１３％、Ｓ：約０．００５％、Ｐ：約０．００５％、Ａｌ：約０．０４％、Ｎ：約０．００３％、Ｂ：約０．００２％を含む鋼を仕上げ温度と冷却開始時間を変化させて熱間圧延後、７５０℃まで２００℃／秒で冷却し、その後２秒放冷し、６５０℃で巻取り処理をした。その後、酸洗、冷間圧延、７５０℃焼鈍、１％調質圧延を行い、０．８ｍｍｔの冷延鋼板を製造した。
【００３２】
図中、○印は仕上げ温度がＡｒ３以上９２０℃以下で、冷却開始時間が式（２）で計算される値以下の実験結果を示すもので、ｒ値は１．５５以上の優れた値となっている。△印は仕上げ温度がＡｒ３以上９３０℃以下であるが、冷却開始時間が式（２）で計算される値を超える場合の実験結果を示すもので、ｒ値が１．４以上、１．５５未満で○印の値より劣るものの良好な値となっている。×印は仕上げ温度が、Ａｒ３未満の場合で、ｒ値が１．４未満となっている。  尚、冷却開始時間は、圧延速度または冷却バンクと仕上げ最終スタンドとの距離を変動させることなどによっても調整することができる。
【００３３】
冷却速度：１２０℃／秒以上
冷却速度が遅いとγ→α変態時に過冷却温度が得られず、熱延組織の細粒化が困難となるため、１２０℃／秒以上とする。冷却速度は早ければ早いほど良く、冷却水で冷却する場合の物理的限界が上限となる。従来の熱延鋼板の製造では冷却速度は高々７０℃／秒で、冷却水の沸騰形態は膜沸騰と核沸騰が混在しているが、１２０℃／秒以上とするためには核沸騰を主にする必要がある。この場合、板厚で冷速が変化するが、通常熱間圧延材で製造される板厚であれば、１２０℃／秒は確保できる。本発明の冷却方法は冷却水が板面で均一に核沸騰できる方法であればよく特に規程しない。
【００３４】
冷却停止温度：６８０〜８００℃
冷却停止温度は本発明では非常に重要である。速い冷却速度で巻取り温度まで冷却した場合、フェライト粒は波状で、粒界の凹凸が激しく、ｒ値は低くなる。界面エネルギーの高い粒界凹部のみを張出させ、フェライト粒を整粒化させるため、若干の粒成長が起こる温度として、本発明では、低炭素鋼の冷間圧延後の通常の焼鈍温度である６８０℃以上８００℃以下を冷却停止温度とする。尚、冷却停止温度６８０〜８００℃はＡｌＮやＢＮが析出しやすい温度で、Ｎの悪影響も軽減される。
【００３５】
図２に、冷延鋼板のｒ値と熱延後、１５０℃／秒で急冷した場合における冷却停止温度との関係を示す。Ｃ：約０．０２％、Ｓｉ：約０．０１％、Ｍｎ：約０．２％、Ｓ：約０．０１％、Ｐ：約０．０１％、Ａｌ：約０．０４％、Ｎ：約０．００３％、Ｂ：約０．００２％を含む鋼を熱間圧延後、１５０℃／秒で冷却し、その後３秒放冷した後、冷却を再開し、６２０℃で巻取り処理をした。更に、酸洗、冷間圧延、７５０℃焼鈍、１％調質圧延を行い、０．８ｍｍｔの冷延鋼板を製造した。
【００３６】
冷却停止温度を６８０〜８００℃とした場合、ｒ値は最も良好である。冷却停止温度が６８０℃未満では、結晶粒が整粒とならず、ｒ値は低下する。また、８００℃超えでは粒成長性が良好で結晶粒が粗大化し、急冷の効果が失われ、ｒ値が低下する。尚、図には通常の製造方法である熱延後の冷却速度が３０℃／秒における冷延鋼板のｒ値を併せて示す。
【００３７】
放冷時間：１秒以上
冷却停止後、粒界の凹部を張出させ、整粒とするため、巻取り前に少なくとも１秒以上放冷する。放冷時間は粗大粒を防止するため、３０秒以内とすることが望ましい。放冷後、巻取り温度まで冷却する場合、冷却速度は規程しない。
【００３８】
巻取り温度
鋼にＢを添加しない場合、ＮをＡｌＮで完全に固定するため、巻取り温度は６６０℃以上とする。鋼にＢを添加する場合、ＢＮの析出速度がＡｌＮと比較して速く、巻取り直後までに析出が完了しているため、高温巻取りの必要性はなく、６６０℃以下とする。
【００３９】
本発明の熱間圧延を、粗圧延後、粗バーを接合し仕上げ圧延を連続で行う連続熱延としても問題はない。粗圧延後、温度調節を目的に粗バーを加熱したり、コイルボックスに巻き取っても問題はない。粗バーの加熱と連続圧延を組み合わせてもよい。連続鋳造スラブをそのまま圧延、もしくは室温まで冷却せずにスラブ均熱を目的に１００分以内の補熱、又は加熱を行ってもよい。さらに、薄スラブを用いて粗圧延を省略しても本発明の効果は変わらない。
【００４０】
酸洗後の冷間圧延は、加工性、特に深絞り性から圧延率３０％〜９０％が好ましい。調質圧延の条件についての制限はないが、２％を超えるとＥｌの低下が著しいことより、２％以下が望ましい。尚、本発明鋼の成分調整には、転炉、電気炉のどちらも使用できる。原料にスクラップを用いても良く、混入する不純物に対しての制限はない。本発明の鋼板に亜鉛メッキ、錫メッキ、クロメート、リン酸亜鉛などの化成処理を行なっても本発明の効果に何ら影響を及ぼさない。
【００４１】
【実施例】
本発明の実施例について詳細に説明する。
【００４２】
［実施例１］
表１に示す成分の鋼を溶解・鋳造後、熱間圧延を行った。冷却は熱間圧延後、１秒で開始した。得られた熱延板を酸洗、冷間圧延後７６０℃で焼鈍し、板厚０．８ｍｍの焼鈍板を製造した。焼鈍板に伸長率１．０％で調質圧延を行った後に、引張試験とｒ値の測定を行った。
【００４３】
鋼Ｎｏ．１〜８はＢを添加しない成分で、鋼Ｎｏ．９以降はＢを添加した成分となっている。鋼Ｎｏ．１〜５は本発明例であり、Ｎｏ．８の従来例（熱延後の冷却の冷速が遅い）に対してｒ値が向上している。
【００４４】
鋼Ｎｏ．６は冷却速度が遅く、熱延板の粒径が粗大化し、ｒ値は向上しなかった。鋼Ｎｏ．７は冷却停止温度が低く、熱延板の結晶粒形状が凸凹で、ｒ値は向上しなかった。鋼Ｎｏ．９〜１３は本発明例で鋼Ｎｏ．１６の従来例（熱延後、水冷を行わない）に対してｒ値が向上している。
【００４５】
鋼Ｎｏ．１４は冷却停止温度が高く、熱延板の粒径が粗大化し、ｒ値の向上が認められなかった。鋼Ｎｏ．１５は冷却停止温度が低く、熱延板の結晶粒形状が凸凹で、ｒ値は向上しなかった。尚、従来例は熱延後、冷却速度が５０℃／Ｓ以下で膜沸騰主体の水冷による事例であり、比較例は本発明の工程のいずれかが、本発明の規程外の条件による製造の事例を示す。
【００４６】
【表１】
0004332960.tif 000002
【００４７】
［実施例２］
表２に示す成分の鋼を溶解・鋳造後、熱間圧延を行った。得られた熱延板を酸洗，冷間圧延後、７８０℃で焼鈍し板厚１．０ｍｍの焼鈍板を製造した。焼鈍板に伸長率１．０％で調質圧延を行った後に、引張試験とｒ値の測定を行った。鋼Ｎｏ．１〜Ｎｏ．７はＢを添加しない成分で、Ｎｏ．８以降はＢを添加した成分となっている。
【００４８】
鋼Ｎｏ．１〜Ｎｏ．６は圧延後、冷却を式（１）を満足する時間内に、開始した事例で、式（１）による冷却開始時間の上限を経過後、冷却を開始した鋼Ｎｏ．７と比較してｒ値が向上している。また、鋼Ｎｏ．８〜１３は圧延後、冷却を式（２）を満足する時間内に、開始した事例で、式（２）による冷却開始時間を経過後、冷却を開始した鋼Ｎｏ．１４と比較してｒ値が向上している。
【００４９】
【表２】
0004332960.tif 000003
【００５０】
【発明の効果】
本発明は、低炭素鋼の熱間圧延後の冷却条件を、熱延板の組織が微細整粒組織となるように調整し、冷延後の焼鈍時に再結晶核を多数発生させることにより、粒成長のみに依存せずｒ値を向上させるので、加工性、且つ加工後の表面性状に優れ、自動車や家電製品等に適する冷延鋼板が製造可能で産業上極めて効果が大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】ｒ値に及ぼす冷却開始時間、仕上げ温度の影響を示す図
【図２】ｒ値に及ぼす冷却停止温度の影響を示す図
【図１】
0004332960.tif 000004
【図２】
0004332960.tif 000005