(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、
Ｃ  ＜０．００４０％、
Ｔｉ＜０．０３０％、
Ｎｂ＜０．００５％、
Ｔｉ*＜０．００５％［但しＴｉ*＝Ｔｉ−４８（Ｃ／１２＋Ｎ／１４
＋Ｓ／３２）］
Ｓ  ：０．００１０〜０．０２００％、
Ｎ  ：０．００２１〜０．００６０％、
Ｍｎ：０．０１〜１．０％、
Ａｌ：０．００５〜０．１０％、
Ｐ  ≦０．０５％、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる連続鋳造によって製造した鋼片を、８５０℃以下に冷却することなく熱間圧延するか、または５００℃以下に冷却することなく加熱炉で９００℃以上・３０分以上の再加熱を行い熱間圧延し、６０〜９０％の圧下率の冷間圧延を施し、板厚０．４ｍｍ以上とすることを特徴とする深絞り性が良好で面内異方性が小さく、耐リジング性に優れる冷延鋼板の製造方法。
【請求項２】
直径０．００５μｍ以上の析出物の密度が１０個／μｍ３ 以下、直径０．１０μｍ以上の析出物の密度が０．０１０〜０．０１６個／μｍ３とすることを特徴とする請求項１記載の深絞り性が良好で面内異方性が小さく、耐リジング性に優れる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、自動車車体に代表される絞り、張出し成形を含むプレス加工して利用される鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車車体、建材、及び缶材などの用途に、絞り成形や張出し成形を含むプレス成形用として用いられる鋼板では、その機械的特性として、加工性の観点から高い延性やランクフォード値（ｒ値）が求められるが、これと共に加工時のしわを抑制する効果や鋼板歩留まりの観点から、面内異方性（△ｒ）が小さいことが求められる。さらにこれらの材料は最終製品の外側で使用されることが多いため、加工後の表面性状が美麗であることも重要となる。
【０００３】
これまでに高い延性とｒ値を有する鋼板として、Ｃを４０ppm 以下まで低減し、さらに固溶Ｃを低減するためＴｉ，Ｎｂなどを添加したいわゆるＩＦ鋼が実用化されている。高いｒ値を得るためのＴｉ，Ｎｂなどの添加量は、例えばＴｉの場合には窒化物や硫化物に加え炭化物を生成させ、Ｃを完全に固定する必要があるため、Ｔｉ*＝Ｔｉ−４８（Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２）などで定義されるＴｉ*が正の値であるように、またＮｂについても固溶Ｃの低減が達せられるに十分な量が添加される。
これらＴｉ，Ｎｂの添加の目的は、Ｃ固定と共に熱延板結晶組織の微細化の効果も狙ったものである。
【０００４】
熱延板組織の微細化が冷延、焼鈍後のｒ値を向上きせると共に、△ｒをも小さくする効果があることは良く知られている。一方、Ｔｉ，Ｎｂの添加は合金コストや再結晶温度が上昇することによる生産性低下、また析出物の状態のコイル長手、幅位置による均一性を確保することが難しく、生産歩留りの低下の原因ともなっているため、Ｔｉ，Ｎｂの低減が望まれている。
Ｔｉ，Ｎｂを低減した鋼においては、熱延組織が粗大化することによるｒ値低下、△ｒ増大に加え、製品板を軽加工した際にリジングと呼ばれる表面の凹凸が発生し、製品の美麗さを損ねることが問題となり、適用拡大の障害となっている。
【０００５】
このような状況において、極低Ｃ鋼の熱延組織を微細化し材質向上を図るため、熱延時の高圧下や急速冷却を適用した技術が、特開昭６１−２０４３３５号公報、特開昭６２−１３９８２３号公報、特開昭６２−２２７０４３号公報などで開示されている。
しかし、熱延時の高圧下や急速冷却は、形状制御や巻取り温度制御の精度や、設備能力との兼ね合いから、実用化に向けての制約が多い。
【０００６】
一方、熱延の省エネルギーの目的から、連続鋳造の後、加熱炉を使用せず又は温度が高い内に加熱炉に装入する、いわゆる直送圧延又はホットチャージと呼ばれる技術が実用化されている。極低Ｃ鋼にこれらの技術を適用したものとしては、特開昭６２−１９２５３８号公報、特開平７−２４２９９６号公報などがある。このうち特開昭６２−１９２５３８号公報では、熱延組織の微細化のため熱延圧下配分の制御が必要であり、特開平７−２４２９９６号公報は析出物の形態制御を行うものであるが、通常の再加熱材と同等の特性を得るための技術に止まっている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、通常のＩＦ鋼に比しＴｉ，Ｎｂ添加量が少ない極低Ｃ鋼で問題となる、▲１▼：ｒ値低下、▲２▼：△ｒ増大、▲３▼：リジング発生、を熱延高圧下や急速冷却によらず回避するための技術を、省エネルギーを達成しつつ提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、直送圧延時の析出物形態の変化と鋼成分との関係を検討する内、Ｔｉ，Ｎｂ添加量が固溶Ｃ，Ｎを完全に固定しているいわゆるＩＦ鋼より少ない鋼において、直送圧延を行うことにより、熱延中に微細な析出物を形成し熱延組織の微細化効果が発現し、さらに熱延巻取り中にこの析出物の形態が変化し、冷延焼鈍後の材質または焼鈍中の再結晶、粒成長挙動にはほとんど影響を及ぼさなくなることを知見し、本発明を達成したものである。
【０００９】
本発明の要旨とするところは、Ｃ，Ｔｉ，Ｎｂ量およびＴｉ*［但しＴｉ*＝Ｔｉ−４８（Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２）］を特定した鋼板の熱延板または冷延板での、炭，窒，硫化物の平均直径および密度、さらに平均結晶粒径を制御し、冷延鋼板の絞り性、面内異方性、耐リジング性を向上させるものである。
そのための方法としては、熱延条件、冷延条件、焼鈍条件を制御することが考えられるが、連続鋳造後８５０℃以下に冷却することなく、または５００℃以下に冷却することなく加熱炉にて９００℃以上の温度域かつ３０分以上の時間再加熱し、熱間圧延することが望ましい。
【００１０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明において鋼成分ならびに製造条件を限定した理由をその作用と共に詳細に説明する。成分の含有量は重量％である。
Ｃはｒ値向上、延性向上のためには低いことが望ましいが、Ｃ低減と共に一般的には異方性が大きくなり、リジングが発生するようになる。Ｃが高い場合には異方性および耐リジング性が問題とはならないので、対象範囲を０．００４０％以下とする。時効性が重要な用途に対しては０．００１７％以下とすることで、時効による不具合を回避できる。
【００１１】
Ｔｉは、多量に含有すればＣを固定しｒ値が高くなると共に、熱延組織が微細化し異方性および耐リジング性も改善され、本発明の対象とはならないので、０．０３％以下とする。
ＮｂもＴｉと同様の理由により０．００５％以下とする。
【００１２】
Ｔｉ＊は正の部分に大きな値の場合は、窒化物、硫化物と共に炭化物を形成すると共に、固溶Ｔｉが残存し、本発明によらずともｒ値向上、熱延組織微細化、△ｒ低減、耐リジング性向上などの良好な特性を得ることが可能となるため、０．００５％以下とする。
【００１３】
その他の元素は特に成分限定をしないが、Ｓ，Ｎ，Ｍｎ，Ａｌは後述する析出物形態との関連で、またＰは組織微細化との関連で本発明の効果を得るのに好ましい範囲が存在する。いずれも通常、プレス用冷延鋼板で適用されている含有量である。
【００１４】
Ｓは０．００１０〜０．０２００％、Ｎは０．００２１〜０．００６０％、Ｍｎは０．０１〜１．０％、Ａｌは０．００５〜０．１０％、Ｐは０．０５％以下とする。
各下限は析出物の形成との関連で、少なすぎると析出物が形成されず発明効果が小さくなり、上限は含有量が多い場合には、本発明によらずとも熱延板組織が微細化し、必要特性の一部または全部が良好となることから決定した。
【００１５】
本発明では、析出物の径および密度を特定範囲に制限することが重要である。
本発明鋼では窒，硫，炭化物の種類および形態はＣ，Ｓ，Ｎ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ａｌなどの窒，硫，炭化物形成元素の含有量によって変化する。各元素は複合析出物を形成しており、一つの析出物の種類および各化合物についてのサイズを特定することは困難である。
【００１６】
本発明では、ＳＰＥＥＤ法により作成された抽出レプリカを透過型電子顕微鏡により観察した場合に、直径が０．００５μｍ以上の析出物について密度が１０個／μｍ３ 以下、直径が０．１０μｍ以上の析出物の密度が０．０１０〜０．０１６個／μｍ３であることを制限条件とする。これらの値は実験において本発明により製造した鋼と比較鋼の析出物を観察した結果から決定した。
【００１７】
析出物の密度は、レプリカ作成過程における電解工程において試料表面を通電した全電荷が、Ｆｅの２価イオン（Ｆｅ２+ ）として鋼板が電解されるのに消費され、電解時に残滓として残る析出物が全てレプリカ上に補足されるとして計算した。本発明者らは、通常のレプリカ作成においては試料表面積において１０Ｃ（クーロン）／ｃｍ2 の電気量で電解を行うので、試料表面から３．７μｍの厚さ内にある析出物がレプリカ上で観察される。
なお、本発明鋼で観察される析出物は主としてＭｎＳで、これにＴｉの炭，窒，硫化物およびＡｌＮが単独または複合で析出している。
【００１８】
析出物のサイズおよび密度が上記の範囲の場合に本発明の効果が得られるメカニズムは明確ではないが、本発明鋼と比較鋼の析出量を析出物サイズ分布と各サイズの析出物の密度から計算すると、比較鋼の方が析出量が少ない傾向があることから、粒成長および再結晶の駆動力となる加工歪と、抑止力となる析出物として析出しきれていないＭｎ，Ｔｉ，Ｓなどによる solute drag効果の釣合によると推定できる。
【００１９】
すなわち、冷延板または熱延板時点での析出物が上記のように制御された鋼板においては、（熱延での再結晶および粒成長の駆動力）＜（ solute drag効果）であるため、熱延組織の微細化が達成され、（冷延後焼鈍での再結晶および粒成長の駆動力）＞（ solute drag効果）であるため、冷延後焼鈍での再結晶不足や粒成長不足による材質劣化が起き難くなるものと考えられる。
【００２０】
ここで上の２つの式が成立するには、（冷延後焼鈍での再結晶および粒成長の駆動力）＞（熱延での再結晶および粒成長の駆動力）であることが必要であるが、一般には低温で歪が付与される冷間圧延の方が歪の残存、蓄積が大きく、再結晶や粒成長の駆動力は大きくなると推測されるので、上記のメカニズムが働いている可能性は十分である。
【００２１】
また、たとえ（冷延後焼鈍での再結晶および粒成長の駆動力）と（熱延での再結晶および粒成長の駆動力）がほぼ同等であるとしても、熱延巻取り工程または焼鈍工程前半において析出が進行し、（冷延後焼鈍中の solute drag効果）＜  （熱延中の solute drag効果）となっている可能性も指摘できる。また、熱延中の再結晶、粒成長は概略γ相中での現象であり、一方、冷延後焼鈍中の再結晶、粒成長は概略α相中での現象であることも考慮する必要がある。
【００２２】
さらに、冷延鋼板の素材となる熱延鋼板の結晶粒径については、５０μｍ以下とすることが好ましい。熱延板の粒径が５０μｍ超の場合にはｒ値、△ｒ、リジングとも特性が劣化することがある。
冷延圧下率は、６０〜９０％とする。６０％未満では熱延鋼板との比較で生産コストが上昇するため実用的でないことと、９０％超では本発明によらずともｒ値、△ｒ、耐リジング性の改善が可能となるからである。
【００２３】
冷延後に焼鈍するが、この温度は再結晶温度以上であれば良く、特に限定しない。一般には直送圧延材では析出物が微細化し焼鈍中の再結晶、粒成長を阻害するため、通常のスラブ再加熱材より高い焼鈍温度が必要、または同じ焼鈍温度なら材質の劣化が問題となるが、本発明鋼では再結晶温度ならびに粒成長性はスラブ再加熱材と同等であるため、低い焼鈍温度の適用が可能となる。
【００２４】
通常、本発明鋼板は表面処理鋼板用の原板として使用されるが、表面処理により本発明の効果はなんら損なわれるものではない。缶用表面処理としては通常、錫、クロム（ティンフリー）などが、自動車、建材用表面処理としては、亜鉛、鉛、アルミ、ニッケル、クロムなどが施される。また、近年使用されるようになっている有機皮膜を貼ったラミネート鋼板用の原板としても、本発明の効果を損なうことなく使用できる。
【００２５】
【実施例】
表１に示す各成分の鋼（残部は実質的にＦｅ (不可避的不純物を含む) ）について、通常の熱間圧延条件により表２のような熱延鋼板を得、冷間圧延、焼鈍した鋼板について材質を評価した。耐リジング性の評価はＬおよびＣ方向に１５％の伸び率で引張加工を行った試験片の表面粗度（Ｒａ）を測定し、大きい方の値で評価した。その結果を表３に示す。
表３から明らかなように、本発明の範囲内で製造されたものは良好な特性が得られている。また，成分が本発明範囲外である成分ｃ，ｄ鋼では、通常のスラブ再加熱法においても良好な特性が得られるため、本発明対象外としている。
【００２６】
【表１】
0004283365.tif 000002
【００２７】
【表２】
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【００２８】
【表３】
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【００２９】
【発明の効果】
以上述べたごとく本発明によれば、延性が良好で再結晶温度が低い低Ｔｉ，低Ｎｂ極低Ｃ鋼板に高ｒ値、低△ｒ、良好な耐リジング性を付与し、かつ低コスト・省エネルギープロセスで製造することができる。