JP2008540825A - 高成形性冷延鋼板とその製造方法。 - Google Patents
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Abstract
Ｔｉ系ＩＦ鋼にＣｕＳのような析出物が０．２μｍ以下に微細に分布し降伏強度が増進され、面内異方性指数が低くなる。Ｔｉ系ＩＦ鋼は重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓ：０．０８％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｂ：０．０００１−０．００２％、Ｔｉ：０．００５−０．１５％、ここにＣｕ：０．０１−０．２％、Ｍｎ：０．０１−０．３％、Ｎ：０．００４−０．２％の１種または２種以上を含み、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物で組成され、
１≦（Ｍｎ／５５＋Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ★／３２）≦３０、
１≦（Ａｌ／２７）／（Ｎ★／１４）≦１０（但し、Ｎの含量が０．００４％以上の場合）、
Ｓ★＝Ｓ−０．８ｘ（Ｔｉ−０．８ｘ（４８／１４）ｘＮ）ｘ（３２／４８）、Ｎ★＝Ｎ−０．８ｘ（Ｔｉ−０．８ｘ（４８／３２）ｘＳ）ｘ（１４／４８）を満たし（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物とＡｌＮ析出物の平均の大きさが０．２μｍ以下になる。
ナノサイズの析出物は結晶粒を微細にし、固溶炭素が結晶粒内より結晶粒界により多く残存するようにする。これにより常温非時効特性と焼付硬化特性にも有利に作用する。
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ナノサイズの析出物は結晶粒を微細にし、固溶炭素が結晶粒内より結晶粒界により多く残存するようにする。これにより常温非時効特性と焼付硬化特性にも有利に作用する。
Description
本発明は自動車、家電製品等の素材に使用されるＴｉ系ＩＦ（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｆｒｅｅ）冷延鋼板に関するものである。より詳細には微細な析出物の分布により降伏強度が増進される高成形性ＩＦ冷延鋼板とその製造方法に関するものである。
自動車、家電製品に使用される冷延鋼板には強度と成形性の確保とともに常温耐時効特性と焼付硬化性が要求される。
時効は固溶元素（Ｃ、Ｎ）が転位に固着することにより硬化が起こりながら発生する一種の変形時効現象である。時効はストレッチャーストレイン（Ｓｔｒｅｔｃｈｅｒ Ｓｔｒａｉｎ）という欠陥を誘発するため、常温耐時効特性を確保することが重要である。
焼付硬化特性は、微量の炭素を固溶状態に残存させ、プレス成形後、塗装及び乾燥過程を経る間に固溶炭素により強度が増加される。鋼板が焼付硬化特性を有するようになると強度が高くなることによるプレス成形性の困難性を解決することができる。
アルミキルド鋼をバッチ（箱）焼鈍処理すると、常温耐時効特性と焼付硬化特性を与えることは出来る。しかし、バッチ焼鈍は焼鈍時間が長いため、生産性が低く部位別に材質偏差が酷いという短所がある。また、焼付硬化量（塗装処理前の降伏強度と塗装処理後の降伏強度の差異）が１０−２０ＭＰａ程度で降伏強度の上昇量が低い。
従って、Ｔｉ、Ｎｂのような炭、窒化物形成元素を添加しながら連続焼鈍により常温耐時効特性と焼付硬化特性を与えることができるＩＦ鋼（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｆｒｅｅ Ｓｔｅｅｌ）が開発された。
特許文献１では、Ｔｉ系ＩＦ鋼で０．４−０．８％のＭｎと０．０４−０．１２％のＰを添加し強度を確保している。極低炭素成分系のＩＦ鋼でＰは粒界偏析による２次加工脆性の問題を発生させる。
特許文献２では、Ｐの代わりに固溶強化元素のＭｎを０．９超過−３．０％添加して高強度を確保している。
特許文献３では、Ｐの代わりに０．５−２．０％のＭｎとＡｌ、Ｂ等をともに添加し強度、加工性とともに耐２次加工脆性を改善している。
特許文献４では、Ｐを低めながらＭｎ、Ｓｉの固溶強化元素をともに利用し高強度を確保している。この先行技術ではＭｎを０．５％まで使用し、Ａｌの場合、脱酸剤として０．１％添加し、Ｎの場合には不純物として０．０１％以下に管理する。Ｍｎの含量が多くなるとメッキ特性に良くない。
特許文献５では、ＩＦ鋼でＣｕを０．５−２.５％添加し、ε−Ｃｕの析出相を形成して強度を確保している。ε−Ｃｕの析出相により高強度は確保されるが、加工特性は良くない。
特許文献６及び特許文献７では、Ｃｕを炭化物の析出核として利用し、炭化物により加工性または表面欠陥を改善する技術が提示されている。上記特許文献６はＣｕを０．００５−０．１％添加するＩＦ鋼の粗圧延過程でＣｕＳを析出し、熱間圧延過程でＣｕＳを核にしてＣｕ−Ｔｉ−Ｃ−Ｓの析出物を確保している。再結晶過程でＣｕ−Ｔｉ−Ｃ−Ｓの析出物の周囲には板面に平行な面｛１１１｝を形成する核が増加し加工性が改善されると主張している。上記特許文献７ではＩＦ鋼にＣｕを０．０１−０．０５％添加しＣｕＳ析出物を炭化物の析出核として利用することにより固溶Ｃを減少させ表面欠陥を改善させる技術である。
これらの先行技術では、粗大なＣｕＳ析出物を製造過程中に利用することで、最終製品（冷延鋼板）には炭化物が存在するようになる。さらに、Ｔｉ、Ｚｒのような硫化物形成元素が元子量比でＳ量以上添加しており、Ｓの大部分がＣｕよりＴｉまたはＺｒと反応するようになっている。
一方、特許文献８及び特許文献９は、焼付硬化型ＩＦ鋼で耐食性を確保するためにＣｕとＰを複合添加している。これら先行技術は耐食性を確保するためにＣｕを０．０５−１．０％の範囲にするが、実際Ｃｕを０．２％以上過量添加する鋼である。
特許文献１０及び特許文献１１には、再加熱焼鈍時に炭硫化物（Ｔｉ−Ｃ−Ｓ系）を炭化物に溶解し結晶粒界に固溶させることによりＢＨ量（焼付前後の降伏強度差）３０ＭＰａ以上を確保する技術が提案されている。
上記の先行技術は、固溶強化により強度を高めたりε−Ｃｕの析出相を利用して強度を確保している。Ｃｕの場合にはε−Ｃｕの析出相の他に耐食性の側面または炭化物の析出核として用いている。これら先行技術は、高降伏比（降伏強度／引張強度）と共に面内異方性指数を低くしてはいない。
ＩＦ鋼で同じ引張強度に比べて降伏強度が高いと、即ち、降伏比が高いと鋼板の厚さを薄くすることができ、軽量化の効果がある。また、面内異方性指数が低いと加工時、皺の発生が少なくなり加工後には耳（ｅａｒ）の発生が少ないという長所がある。
本発明は高降伏比とともに面内異方性指数を低めることができるＴｉ系ＩＦ冷延鋼板とその製造方法を提供することにその目的がある。
本発明の冷延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．０１−０．２％、Ｓ：０．００５−０．０８％、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｂ：０．０００１−０．００２％、Ｔｉ：０．００５−０．１５％を含み、残りの
Ｆｅ及びその他不可避な不純物で組成され、
１≦（Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ★／３２）≦３０、
Ｓ★＝Ｓ−０．８ｘ（Ｔｉ−０．８ｘ（４８／１４）ｘＮ）ｘ（３２／４８）を満たし、ＣｕＳ析出物の平均の大きさが０．２μｍ以下になる。
Ｆｅ及びその他不可避な不純物で組成され、
１≦（Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ★／３２）≦３０、
Ｓ★＝Ｓ−０．８ｘ（Ｔｉ−０．８ｘ（４８／１４）ｘＮ）ｘ（３２／４８）を満たし、ＣｕＳ析出物の平均の大きさが０．２μｍ以下になる。
本発明の冷延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．０１−０．２％、Ｍｎ：０．０１−０．３％、Ｓ：０．００５−０．０８％、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｂ：０．０００１−０．００２％、Ｔｉ：０．００５−０．１５％を含み、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物で組成され、
１≦（Ｍｎ／５５＋Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ★／３２）≦３０、
Ｓ★＝Ｓ−０．８ｘ（Ｔｉ−０．８ｘ（４８／１４）ｘＮ）ｘ（３２／４８）を満たし、（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物の平均の大きさが０．２μｍ以下で分布するようになる。
１≦（Ｍｎ／５５＋Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ★／３２）≦３０、
Ｓ★＝Ｓ−０．８ｘ（Ｔｉ−０．８ｘ（４８／１４）ｘＮ）ｘ（３２／４８）を満たし、（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物の平均の大きさが０．２μｍ以下で分布するようになる。
本発明の冷延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．０１−０．２％、Ｓ：０．００５−０．０８％、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００４−０．０２％、Ｐ：０．２％以下、Ｂ：０．０００１−０．００２％、Ｔｉ：０．００５−０．１５％を含み、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物で組成され、１≦（Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ★／３２）≦３０、
１≦（Ａｌ／２７）／（Ｎ★／１４）≦１０、
Ｓ★＝Ｓ−０．８ｘ（Ｔｉ−０．８ｘ（４８／１４）ｘＮ）ｘ（３２／４８）、Ｎ★＝Ｎ−０．８ｘ（Ｔｉ−０．８ｘ（４８／３２）ｘＳ）ｘ（１４／４８）を満たし、ＣｕＳ析出物とＡｌＮ析出物の平均の大きさが０．２μｍ以下で分布するようになる。
１≦（Ａｌ／２７）／（Ｎ★／１４）≦１０、
Ｓ★＝Ｓ−０．８ｘ（Ｔｉ−０．８ｘ（４８／１４）ｘＮ）ｘ（３２／４８）、Ｎ★＝Ｎ−０．８ｘ（Ｔｉ−０．８ｘ（４８／３２）ｘＳ）ｘ（１４／４８）を満たし、ＣｕＳ析出物とＡｌＮ析出物の平均の大きさが０．２μｍ以下で分布するようになる。
本発明の冷延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．０１−０．２％、Ｍｎ：０．０１−０．３％、Ｓ：０．００５−０．０８％、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００４−０．０２％、Ｐ：０．２％以下、Ｂ：０．０００１−０．００２％、Ｔｉ：０．００５−０．１５％を含み、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物で組成され、
１≦（Ｍｎ／５５＋Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ★／３２）≦３０、
１≦（Ａｌ／２７）／（Ｎ★／１４）≦１０、
Ｓ★＝Ｓ−０．８ｘ（Ｔｉ−０．８ｘ（４８／１４）ｘＮ）ｘ（３２／４８）、Ｎ★＝Ｎ−０．８ｘ（Ｔｉ−０．８ｘ（４８／３２）ｘＳ）ｘ（１４／４８）を満たし、（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物とＡｌＮ析出物の平均の大きさが０．２μｍ以下で分布する。
１≦（Ｍｎ／５５＋Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ★／３２）≦３０、
１≦（Ａｌ／２７）／（Ｎ★／１４）≦１０、
Ｓ★＝Ｓ−０．８ｘ（Ｔｉ−０．８ｘ（４８／１４）ｘＮ）ｘ（３２／４８）、Ｎ★＝Ｎ−０．８ｘ（Ｔｉ−０．８ｘ（４８／３２）ｘＳ）ｘ（１４／４８）を満たし、（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物とＡｌＮ析出物の平均の大きさが０．２μｍ以下で分布する。
本発明の冷延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓ：０．０８％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｂ：０．０００１−０．００２％、Ｔｉ：０．００５−０．１５％、ここでＣｕ：０．０１−０．２％、Ｍｎ：０．０１−０．３％、Ｎ：０．００４−０．２％の１種または２種以上を含み、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物で組成され、
１≦（Ｍｎ／５５＋Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ★／３２）≦３０、
１≦（Ａｌ／２７）／（Ｎ★／１４）≦１０（但し、Ｎの含量が０．００４％以上の場合）、
Ｓ★＝Ｓ−０．８ｘ（Ｔｉ−０．８ｘ（４８／１４）ｘＮ）ｘ（３２／４８）、Ｎ★＝Ｎ−０．８ｘ（Ｔｉ−０．８ｘ（４８／３２）ｘＳ）ｘ（１４／４８）を満たし、（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物とＡｌＮ析出物の少なくとも１種以上が平均の大きさ０．２μｍ以下で分布する。
１≦（Ｍｎ／５５＋Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ★／３２）≦３０、
１≦（Ａｌ／２７）／（Ｎ★／１４）≦１０（但し、Ｎの含量が０．００４％以上の場合）、
Ｓ★＝Ｓ−０．８ｘ（Ｔｉ−０．８ｘ（４８／１４）ｘＮ）ｘ（３２／４８）、Ｎ★＝Ｎ−０．８ｘ（Ｔｉ−０．８ｘ（４８／３２）ｘＳ）ｘ（１４／４８）を満たし、（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物とＡｌＮ析出物の少なくとも１種以上が平均の大きさ０．２μｍ以下で分布する。
上記の本発明の冷延鋼板において上記Ｃ、Ｔｉ、Ｎ、Ｓの含量が次の関係、
０．８≦（Ｔｉ★／４８）／（Ｃ／１２）≦５.０、Ｔｉ★＝Ｔｉ−０．８ｘ（（４８／１４）ｘＮ＋（４８／３２）ｘＳ）を満たすと常温非時効特性を有するようになる。また、前記ＣとＴｉにより決定されるＣｓ（ｓｏｌｕｔｅ ｃａｒｂｏｎ）が５−３０［ここで、Ｃｓ＝（Ｃ−Ｔｉ★ｘ１２／４８）ｘ１００００、Ｔｉ★＝Ｔｉ−０．８ｘ（（４８／１４）ｘＮ＋（４８／３２）ｘＳ）但し、Ｔｉ★＜０である場合Ｔｉ★＝０とする］を満たすようになると焼付硬化特性を有するようになる。
０．８≦（Ｔｉ★／４８）／（Ｃ／１２）≦５.０、Ｔｉ★＝Ｔｉ−０．８ｘ（（４８／１４）ｘＮ＋（４８／３２）ｘＳ）を満たすと常温非時効特性を有するようになる。また、前記ＣとＴｉにより決定されるＣｓ（ｓｏｌｕｔｅ ｃａｒｂｏｎ）が５−３０［ここで、Ｃｓ＝（Ｃ−Ｔｉ★ｘ１２／４８）ｘ１００００、Ｔｉ★＝Ｔｉ−０．８ｘ（（４８／１４）ｘＮ＋（４８／３２）ｘＳ）但し、Ｔｉ★＜０である場合Ｔｉ★＝０とする］を満たすようになると焼付硬化特性を有するようになる。
本発明の冷延鋼板は成分設計により２８０ＭＰａ級の軟質冷延鋼板と３４０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板の特性を有する。
上記の成分系においてＰの含量は、０．０１５％以下にすると２８０ＭＰａ級の軟質冷延鋼板が得られる。この冷延鋼板に固溶強化元素であるＳｉ、Ｃｒの１種または２種がさらに含まれるか、Ｐの含量を０．０１５−０．２％にすると３４０ＭＰａ以上の高強度特性が確保される。Ｐが単独で含まれる高強度鋼の場合にはＰの含量は０．０３−０．２％が好ましい。Ｓｉの場合には０．１−０．８％、Ｃｒの場合には０．２−１．２％が好ましい。ＳｉとＣｒが１種以上含まれる場合にＰの含量は０．２％以下の範囲で多様に設計されることができる。
本発明の冷延鋼板において加工性をより改善しようとするのであれば、Ｍｏを０．０１−０．２％さらに含むことができる。
上記の冷延鋼板の製造方法は、前述の本発明の成分系を満たすスラブを１１００℃以上の温度で再加熱してから、仕上げの圧延温度をＡｒ３変態点以上にし熱間圧延をして３００℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却し、７００℃以下の温度で巻取した後、冷間圧延し、連続焼鈍するものである。
前述の通り、本発明はＴｉ系ＩＦ鋼に微細な析出物を分布させることにより結晶粒を微細化させ、これにより面内異方性指数を低め、また、析出強化により降伏強度を増進させることである。
以下、本発明を詳細に説明する。
本発明の冷延鋼板には０．２μｍ以下の微細な析出物が分布する。この析出物中にはＭｎＳ、ＣｕＳまたはＭｎＳとＣｕＳの複合析出物が含まれる。上記析出物を簡単に（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓで標記する。
本発明はＴｉ系ＩＦ鋼で析出物が微細に分布すると降伏強度が増進され、面内異方性指数が低くなり加工性が改善されるという研究結果に基づき完成したものである。本発明で利用する析出物はＩＦ鋼で注目されなかったものである。さらに、これら析出物は降伏強度と面内異方性の増進側面で積極的に利用されていなかった。
Ｔｉ系ＩＦ鋼で（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物または／及びＡｌＮ析出物を確保するためには、成分管理が必要である。ＩＦ鋼にＴｉ、Ｚｒ等が含まれていると、ＳやＮはＴｉ、Ｚｒと優先的に反応する。本発明の冷延鋼板はＴｉ単独添加ＩＦ鋼であるため、ＴｉがＣ、Ｎ、Ｓと反応するようになる。従って、Ｓが（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓで、ＮはＡｌＮで析出されるように、諸般成分の管理が必要である。
本発明により得られる微細な析出物は結晶粒を微細にする。結晶粒が微細になると結晶粒界比率が相対的に大きくなる。従って、固溶炭素は結晶粒内より結晶粒界にさらに多く存在するようになり常温非時効特性が確保される。結晶粒内に残存する固溶炭素は移動がより自由であるため、可動転位と結合して常温時効特性に影響を及ぼすようになる。これに反し、結晶粒界や析出物の周辺のように、より安定した位置に偏析する固溶炭素は塗装焼付処理のような高温で活性化され焼付硬化特性に影響を与えるようになる。
本発明により微細に分布する析出物は析出強化による降伏強度の上昇と強度−延性バランス特性の改善、そして、面内異方性と塑性異方性にも肯定的な影響を与える。このためには（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物、ＡｌＮ析出物が微細に分布しなければならない。本発明によると、上記の析出物の微細な分布は析出物に影響を与える成分の含量と成分比条件及び製造条件、特に、熱間圧延が終わった後の冷却速度が最も大きな影響を与える。
本発明の冷延鋼板の成分について先ず説明する。
炭素（Ｃ）の含量は０．０１％以下が好ましい。炭素は常温耐時効特性と焼付硬化特性に影響を与える。炭素の含量が０．０１％を超える場合には、炭素を除去するために高価のＴｉをさらに添加するようになり経済性の側面で好ましくなく、成形性の側面でも好ましくない。常温耐時効特性のみを望むのであれば、炭素の含量を低い範囲で管理することが好ましい。これは高価のＴｉ添加量を減らすことができる。焼付硬化特性を確保しようとするのであれば、０．００１％以上、より好ましくは０．００５％−０．０１％の範囲で添加することが好ましい。相対的に炭素の含量を０．００５％以下にすると高価のＴｉ添加量を高めなくても常温耐時効特性を確保することができる。
銅（Ｃｕ）の含量は０．０１−０．２％が好ましい。銅は微細なＣｕＳ析出物を形成し結晶粒を微細にして面内異方性指数を低め、析出強化により降伏強度を増進させる。このためにはＣｕの含量が０．０１％以上にならないと微細に析出できず、０．２％を超えると粗大に析出する。より好ましいＣｕの含量は０．０３−０．２％にすることである。
マンガン（Ｍｎ）の含量は０．０１−０．３％が好ましい。マンガンは鋼中固溶状態の硫黄をＭｎＳで析出し、固溶硫黄による赤熱脆性（Ｈｏｔ ｓｈｏｒｔｎｅｓｓ）を防いだり、固溶強化元素として知られている。このような技術的観点では、マンガンの含量を高く添加することが一般的である。しかし、本発明ではマンガンの含量を低めながら硫黄の含量が適切になる場合にＭｎＳが非常に微細に析出されるという研究結果に基づいてマンガンの含量を０．３％以下にする。このような特性を確保するためには、マンガンの含量が０．０１％以上にならなければならない。マンガンの含量が０．０１％未満の場合には固溶状態で残存する硫黄の含量が多いため、赤熱脆性が発生することがある。マンガンの含量が０．３％を超える場合にはマンガンの含量が高くて粗大なＭｎＳ析出物が生成され強度確保が困難になる。より好ましくはＭｎの含量を０．０１−０．１２％にすることである。
硫黄（Ｓ）の含量は０．０８％以下が好ましい。硫黄（Ｓ）はＣｕまたは／及びＭｎと反応して微細なＣｕＳ、ＭｎＳの析出物を形成する。硫黄の含量が０．０８％を超える場合には固溶された硫黄の含量が多くて延性及び成形性が非常に低くなり、赤熱脆性が発生する恐れがある。ＣｕＳまたは／及びＭｎＳの析出物を積極的に得ようとする場合に硫黄の含量は０．００５％以上にすることが好ましい。
アルミニウム（Ａｌ）の含量は０．１％以下が好ましい。アルミニウムは、Ｎと反応して微細なＡｌＮ析出物を形成し固溶窒素による時効を完全に防ぐ。窒素の含量が０．００４％以上になると充分なＡｌＮの析出物が確保され、これら析出物が微細に分布すると結晶粒微細化とともに析出強化により降伏強度を増進させる。より好ましいＡｌの含量は０．０１−０．１％である。
窒素（Ｎ）の含量は０．０２％以下が好ましい。窒素の場合にはＡｌＮの析出物を利用する時には０．０２％まで添加し、そうでない場合には０．００４％以下に管理する。Ｎの含量が０．００４％未満の場合には析出されるＡｌＮの数が少なくて結晶粒微細化及び析出強化の効果が少ない。窒素の含量が０．０２％を超える場合は固溶窒素による時効保証が困難である。
リン（Ｐ）の含量は０．２％以下が好ましい。リンは、固溶強化効果が高くてｒ値の低下が少ない元素で、本発明により析出物を制御する鋼で高強度を保証する。２８０Ｍｐａ級の強度が要求される鋼種でＰの含量は０．０１５％以下にすることが良い。３４０Ｍｐａ級以上の高強度の鋼では０．０１５超過−０．２％にすることが良い。このようなＰの含量が０．２％を超える場合には延性が低下し、上限値を０．２％に制限することが好ましい。本発明でＳｉ、Ｃｒが添加される場合にはＰの含量を０．２％以下の範囲にしながら多様な強度の設計が可能である。
ホウ素（Ｂ）の含量は０．０００１−０．００２％が好ましい。ホウ素は、２次加工脆性を防ぐために添加するが、このためホウ素の含量が０．０００１％以上であることが好ましい。ホウ素の含量が０．００２％を超えると深絞り加工性（ｄｅｅｐ ｄｒａｗｉｎｇ）が大きく低下することがある。
チタニウム（Ｔｉ）の含量は０．００５−０．１５％にする。チタニウムは非時効性確保及び成形性向上の目的で添加するが、チタニウムは強力な炭化物生成元素で鋼中に添加され、ＴｉＣ析出物を析出させて固溶状態の炭素を析出することにより非時効性を確保する。チタニウムの添加量が０．００５％未満の場合、ＴｉＣ析出物の析出量が少なすぎて集合組織の発達が少なく深絞り加工性を改善させる効果が殆どない。Ｔｉが０．１５％を超える場合、ＴｉＣ析出物の大きさが大きすぎて結晶粒微細化効果が減少し面内異方性指数が高くなり、降伏強度も低下し、メッキ特性が大きく低下する。
本発明では（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ、ＡｌＮ析出物を確保するためにＭｎ、Ｃｕ、Ｓ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｎ、Ｃの含量を次のように管理する。下記の関係式で各成分は重量％で使用する。
［関係式１］
１≦（Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ★／３２）≦３０
１≦（Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ★／３２）≦３０
［関係式２］
Ｓ★＝Ｓ−０．８ｘ（Ｔｉ−０．８ｘ（４８／１４）ｘＮ）ｘ（３２／４８）
Ｓ★＝Ｓ−０．８ｘ（Ｔｉ−０．８ｘ（４８／１４）ｘＮ）ｘ（３２／４８）
関係式１でＳ★はＴｉと反応せず残ってＣｕと反応するＳの含量である。Ｓ★は関係式２により決定される。微細なＣｕＳ析出物を確保するために関係式１の値は１以上になることが好ましい。関係式１の値が３０を超える場合には粗大なＣｕＳ析出物が分布するようになって好ましくない。０．２μｍ以下のＣｕＳを安定的に確保するために好ましい関係式１の値は１−２０、より好ましくは１−９、最も好ましくは１−６である。
［関係式３］
１≦（Ｍｎ／５５＋Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ★／３２）≦３０
１≦（Ｍｎ／５５＋Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ★／３２）≦３０
関係式３は（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓの析出物を確保するためのもので、関係式１にＭｎが追加されたものである。関係式３の値が１以上にならないと有効な（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物を得ることができず、３０を超える場合には（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物が粗大になる。０．２μｍ以下の（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓを安定的に確保するためにより好ましい関係式３の値は１−２０、より好ましくは１−９、最も好ましくは１−６である。ＭｎとＣｕがともに添加される場合には、上記ＭｎとＣｕの和は０．０５−０．４％がより好ましい。これは微細な（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓの析出物を得るためである。
［関係式４］
１≦（Ａｌ／２７）／（Ｎ★／１４）≦１０
１≦（Ａｌ／２７）／（Ｎ★／１４）≦１０
［関係式５］
Ｎ★＝Ｎ−０．８ｘ（Ｔｉ−０．８ｘ（４８／３２）ｘＳ）ｘ（１４／４８）
Ｎ★＝Ｎ−０．８ｘ（Ｔｉ−０．８ｘ（４８／３２）ｘＳ）ｘ（１４／４８）
関係式４は、微細なＡｌＮ析出物を確保ためのものである。関係式４でＮ★は総Ｎの含量でＴｉと反応せず残ってＡｌと反応するＮの含量である。Ｎ★は関係式５により決定される。微細なＡｌＮ析出物を確保するようにするためには関係式４の値が１−１０を満たすことが好ましい。関係式４の値が１以上にならないと有効なＡｌＮ析出物が析出できず、１０を超える場合にはＡｌＮ析出物が粗大で加工性と降伏強度の特性が良くない。より好ましくは関係式４の値が１−６を満たすことである。
本発明の冷延鋼板は得ようとする析出物の種類により多様に組み合わせられる。即ち、重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓ：０．０８％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｂ：０．０００１−０．００２％、Ｔｉ：０．００５−０．１５％、ここでＣｕ：０．０１−０．２％、Ｍｎ：０．０１−０．３％、Ｎ：０．００４−０．２％の１種または２種以上を含み、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物で組成され、
１≦（Ｍｎ／５５＋Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ★／３２）≦３０、
１≦（Ａｌ／２７）／（Ｎ★／１４）≦１０（但し、Ｎの含量が０．００４％以上の場合）、
Ｓ★＝Ｓ−０．８ｘ（Ｔｉ−０．８ｘ（４８／１４）ｘＮ）ｘ（３２／４８）、Ｎ★＝Ｎ−０．８ｘ（Ｔｉ−０．８ｘ（４８／３２）ｘＳ）ｘ（１４／４８）を満たすようにし、０．２μｍ以下のＭｎＳ、ＣｕＳ、ＭｎＳとＣｕＳの複合析出物、ＡｌＮ析出物の中で少なくとも１種が存在するようになることである。即ち、Ｃｕ：０．０１−０．２％、Ｍｎ：０．０１−０．３％、Ｎ：０．００４−０．２％のグループから少なくとも１種または２種以上を選ぶようになると、０．２μｍ以下の（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ、ＡｌＮ析出物の多様な組み合わせを得ることができる。
１≦（Ｍｎ／５５＋Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ★／３２）≦３０、
１≦（Ａｌ／２７）／（Ｎ★／１４）≦１０（但し、Ｎの含量が０．００４％以上の場合）、
Ｓ★＝Ｓ−０．８ｘ（Ｔｉ−０．８ｘ（４８／１４）ｘＮ）ｘ（３２／４８）、Ｎ★＝Ｎ−０．８ｘ（Ｔｉ−０．８ｘ（４８／３２）ｘＳ）ｘ（１４／４８）を満たすようにし、０．２μｍ以下のＭｎＳ、ＣｕＳ、ＭｎＳとＣｕＳの複合析出物、ＡｌＮ析出物の中で少なくとも１種が存在するようになることである。即ち、Ｃｕ：０．０１−０．２％、Ｍｎ：０．０１−０．３％、Ｎ：０．００４−０．２％のグループから少なくとも１種または２種以上を選ぶようになると、０．２μｍ以下の（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ、ＡｌＮ析出物の多様な組み合わせを得ることができる。
本発明では、炭素はＴｉＣで析出される。従って、ＴｉＣで析出されない固溶炭素の条件により常温耐時効特性と焼付硬化特性が影響を受ける。これを考慮すると、Ｔｉ及びＣは次の条件を満たすことが最も好ましい。
［関係式６］
０．８≦（Ｔｉ★／４８）／（Ｃ／１２）≦５.０
０．８≦（Ｔｉ★／４８）／（Ｃ／１２）≦５.０
［関係式７］
Ｔｉ★＝Ｔｉ−０．８ｘ（（４８／１４）ｘＮ＋（４８／３２）ｘＳ）
Ｔｉ★＝Ｔｉ−０．８ｘ（（４８／１４）ｘＮ＋（４８／３２）ｘＳ）
関係式６はＴｉＣを析出して固溶状態の炭素を除去し、常温非時効特性を確保するためのものである。関係式６でＴｉ★は総Ｔｉの含量からＮ、Ｓと反応し残ってＣと反応するＴｉの含量である。Ｔｉ★は関係式７により決定される。
関係式６の値が０．８未満の場合には常温非時効特性を確保することが困難で、関係式６の値が５を超えると、鋼中に固溶状態で残っているＴｉの量が多くて延性が低下する。焼付硬化特性を確保せず常温非時効特性を確保しようとする場合には、炭素の含量を０．００５％以下に管理することが好ましい。炭素の含量が０．００５％を超える場合に関係式６を満たすと、常温非時効特性は確保できるが、ＴｉＣ析出物が多くなり加工性が低下することがある。
［関係式８］
Ｃｓ＝（Ｃ−Ｔｉ★ｘ１２／４８）ｘ１００００
（但し、Ｔｉ★＜０である場合Ｔｉ★＝０とする）
Ｃｓ＝（Ｃ−Ｔｉ★ｘ１２／４８）ｘ１００００
（但し、Ｔｉ★＜０である場合Ｔｉ★＝０とする）
関係式８は焼付硬化特性を確保するためのもので、ＣｓはＴｉＣで析出されない固溶炭素の含量を示すものである。Ｃｓは関係式８により計算されるが、その値の単位はｐｐｍである。Ｃｓ値が５ｐｐｍ以上にならないと焼付硬化量を確保することができず、３０ｐｐｍを超える場合には固溶炭素の含量が高くて常温非時効性を確保することが困難である。
本発明の成分系で析出物は微細に分布するほど有利であるが、好ましくは平均の大きさが０．２μｍ以下である。本発明の研究結果によると、析出物の平均の大きさが０．２μｍを超える場合には特に強度が低くなり、面内異方性指数が良くない。
さらに、本発明の成分系には０．２μｍ以下の析出物が多量分布しているが、その分布数は特に制限されるものではないが、分布数が高いほど有利である。好ましくは析出物の分布数がｍｍ２当り１Ｘ１０５個以上、より好ましくはｍｍ２当り１Ｘ１０６個以上、最も好ましくはｍｍ２当り１Ｘ１０７個以上である。析出物の分布数が多くなるほど塑性異方性指数が高くなり、面内異方性指数は低くなって加工性が大きく改善される。一般的に塑性異方性指数が高くなると、面内異方性指数は上がり加工性の側面で塑性異方性指数を高めることに限界があると知られている。本発明では析出物の分布数により塑性異方性指数は高くなり面内異方性指数は低くなるという特異な変化は注目するに値する。本発明により微細な析出物が得られると、降伏比（降伏強度／引張強度）が０．５８以上を満たす。
本発明では３４０ＭＰａ級以上の高強度鋼板で適用する場合には上記Ｐのような固溶強化元素即ち、Ｐ、Ｓｉ、Ｃｒの１種または２種以上を添加することができる。Ｐについては前述したので重複記載は省略する。
シリコン（Ｓｉ）の含量は０．１−０．８％が好ましい。Ｓｉは固溶強化効果が高くて、且つ伸び率の低下が低い元素で、本発明により析出物を制御する鋼で高強度を保証する。Ｓｉの含量が０．１％以上にならないと強度を確保することができず、０．８％を超える場合には延性が低下する。
クロム（Ｃｒ）の含量は０．２−１．２％が好ましい。Ｃｒは固溶強化効果が高くて、且つ２次加工脆性温度を低め、Ｃｒ炭化物により時効指数を低める元素で、本発明により析出物を制御する鋼で高強度を保証し、面内異方性指数も低くする。Ｃｒの含量が０．２％以上にならないと強度が確保できず、１．２％を超える場合には延性が低下する。
本発明の冷延鋼板においてモリブデン（Ｍｏ）がさらに添加されることができる。
モリブデン（Ｍｏ）の含量は０．０１−０．２％が好ましい。Ｍｏは塑性異方性指数を高める元素として添加されるが、その含量が０．０１％以上にならないと塑性異方性指数が高くならず、０．２％を超えると塑性異方性指数はこれ以上高くならず熱間脆性を引き起こす恐れがある。
［冷延鋼板の製造方法］
以下では、本発明の冷延鋼板の製造方法を最も好ましい実施形態を通し説明する。ここで説明する本発明の実施形態は、様々な形態に変形されることができるもので、本発明の範囲が以下説明する実施形態に限定されるものではない。
以下では、本発明の冷延鋼板の製造方法を最も好ましい実施形態を通し説明する。ここで説明する本発明の実施形態は、様々な形態に変形されることができるもので、本発明の範囲が以下説明する実施形態に限定されるものではない。
本発明は上記の鋼組成を満たす鋼を熱間圧延と冷間圧延を通し冷間圧延板に析出物の平均の大きさが０．２μｍ 以下を満たすようにすることに特徴がある。冷間圧延板で析出物の平均の大きさは成分設計とともに再加熱温度、巻取温度等の製造工程に影響を受けるが、特に熱間圧延後の冷却速度に直接的な影響を受ける。
［熱間圧延条件］
本発明では、前記の鋼組成を満たす鋼を再加熱して熱間圧延する。再加熱温度は１１００℃以上が好ましい。再加熱温度が１１００℃未満の場合には再加熱温度が低くて連続鋳造中に生成された粗大な析出物が完全に溶解されない状態で残っており、熱間圧延後にも粗大な析出物が多く残っているためである。
本発明では、前記の鋼組成を満たす鋼を再加熱して熱間圧延する。再加熱温度は１１００℃以上が好ましい。再加熱温度が１１００℃未満の場合には再加熱温度が低くて連続鋳造中に生成された粗大な析出物が完全に溶解されない状態で残っており、熱間圧延後にも粗大な析出物が多く残っているためである。
熱間圧延は仕上げの圧延温度をＡｒ３変態温度以上の条件で行うことが好ましい。仕上げの圧延温度がＡｒ３変態温度未満の場合には圧延粒の生成により加工性が低下するだけではなく、強度も低くなるためである。
熱間圧延後、巻取前の冷却速度は３００℃／ｍｉｎ以上にすることが好ましい。本発明に従って微細な析出物を得るためにその成分比を制御しても冷却速度が３００℃／ｍｉｎ未満であると析出物の平均の大きさが０．２μｍを超えることがある。即ち、冷却速度が速くなるほど多くの核が生成し析出物が微細になるためである。冷却速度が速くなるほど析出物の大きさが微細になるため、冷却速度の上限を制限する必要はないが、冷却速度が１０００℃／ｍｉｎより速くなっても析出物の微細化効果がこれ以上大きくならないので冷却速度は３００−１０００℃／ｍｉｎがより好ましい。
［巻取条件］
前記のように熱間圧延をしてからは巻取を行うが、巻取温度は７００℃以下が好ましい。巻取温度が７００℃を超える場合には析出物が非常に粗大に成長し、強度確保が困難である。
前記のように熱間圧延をしてからは巻取を行うが、巻取温度は７００℃以下が好ましい。巻取温度が７００℃を超える場合には析出物が非常に粗大に成長し、強度確保が困難である。
［冷間圧延条件］
冷間圧延は５０−９０％の圧下率で行うことが好ましい。冷間圧下率が５０％未満の場合には焼鈍再結晶の核生成量が少ないため、焼鈍時結晶粒が非常に大きく成長し、焼鈍再結晶粒の粗大化により強度及び成形性が低下する。冷間圧下率が９０％を超える場合には成形性は向上されるが、核生成量が多すぎて焼鈍再結晶粒はむしろ微細すぎて延性が低下する。
冷間圧延は５０−９０％の圧下率で行うことが好ましい。冷間圧下率が５０％未満の場合には焼鈍再結晶の核生成量が少ないため、焼鈍時結晶粒が非常に大きく成長し、焼鈍再結晶粒の粗大化により強度及び成形性が低下する。冷間圧下率が９０％を超える場合には成形性は向上されるが、核生成量が多すぎて焼鈍再結晶粒はむしろ微細すぎて延性が低下する。
［連続焼鈍］
連続焼鈍温度は製品の材質を決定する重要な役割をする。本発明では７００−９００℃の温度範囲で行うことが好ましい。連続焼鈍温度が７００℃未満の場合には再結晶が完了しないため目標とする延性値を確保できず、焼鈍温度が９００℃を超える場合には再結晶粒の粗大化により強度が低下する。連続焼鈍時間は再結晶が完了するように維持するが、約１０秒以上であれば再結晶が完了する。好ましくは連続焼鈍時間を１０秒−３０分の範囲内にすることである。
連続焼鈍温度は製品の材質を決定する重要な役割をする。本発明では７００−９００℃の温度範囲で行うことが好ましい。連続焼鈍温度が７００℃未満の場合には再結晶が完了しないため目標とする延性値を確保できず、焼鈍温度が９００℃を超える場合には再結晶粒の粗大化により強度が低下する。連続焼鈍時間は再結晶が完了するように維持するが、約１０秒以上であれば再結晶が完了する。好ましくは連続焼鈍時間を１０秒−３０分の範囲内にすることである。
以下、本発明を実施例を通し、より具体的に説明する。
実施例で機械的性質はＡＳＴＭ規格（ＡＳＴＭ Ｅ−８ ｓｔａｎｄａｒｄ）による標準試片で加工した後、引張試験機（ＩＮＳＴＲＯＮ社、Ｍｏｄｅｌ ６０２５）を利用し降伏強度、引張強度、伸び率、塑性異方性指数（ｒｍ値）、面内異方性指数（△ｒ値）及び時効評価指数を測定した。ここでｒｍ＝（ｒ０＋２ｒ４５＋ｒ９０）／４、△ｒ＝（ｒ０−２ｒ４５＋ｒ９０）／２である。
時効評価指数は、焼鈍後１．０％スキンパス圧延した後、試片を１００℃で２時間熱処理後に測定された降伏点伸び（Ｙｉｅｌｄ Ｐｏｉｎｔ Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ）率である。
焼付硬化特性は試片に２％ストレンを加えた後１７０℃で２０分間熱処理後に降伏強度を測定し、測定された降伏強度値で熱処理前の降伏強度値を引いた値をＢＨ値にしたものである。
［実施例１］
［実施例１］
下記表の化学成分を満たす鋼スラブを再加熱し、仕上げの熱間圧延をして４００℃／ｍｉｎの速度で冷却し、６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理をした。この時の仕上げの圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱して冷延鋼板を製造した。
［実施例２］
下記表の化学成分を満たす鋼スラブを再加熱し、仕上げの熱間圧延をして４００℃／ｍｉｎの速度で冷却し、６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理をした。この時の仕上げの圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱して冷延鋼板を製造した。
下記表の化学成分を満たす鋼スラブを再加熱し、仕上げの熱間圧延をして４００℃／ｍｉｎの速度で冷却し、６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理をした。この時の仕上げの圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱して冷延鋼板を製造した。
［実施例３］
下記表の化学組成を満たす鋼スラブを再加熱し、仕上げの熱間圧延をして４００℃／ｍｉｎの速度で冷却し、６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理し冷延鋼板を製造した。この時の仕上げの圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱して行った。
下記表の化学組成を満たす鋼スラブを再加熱し、仕上げの熱間圧延をして４００℃／ｍｉｎの速度で冷却し、６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理し冷延鋼板を製造した。この時の仕上げの圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱して行った。
［実施例４］
下記表の化学組成を満たす鋼スラブを再加熱し、仕上げの熱間圧延をして４００℃／ｍｉｎの速度で冷却し、６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理し冷延鋼板を製造した。この時の仕上げの圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱した。
下記表の化学組成を満たす鋼スラブを再加熱し、仕上げの熱間圧延をして４００℃／ｍｉｎの速度で冷却し、６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理し冷延鋼板を製造した。この時の仕上げの圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱した。
［実施例５］
下記表の化学組成を満たす鋼スラブを再加熱し、仕上げの熱間圧延をして４００℃／ｍｉｎの速度で冷却し、６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理し冷延鋼板を製造した。この時の仕上げの圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱を行った。
下記表の化学組成を満たす鋼スラブを再加熱し、仕上げの熱間圧延をして４００℃／ｍｉｎの速度で冷却し、６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理し冷延鋼板を製造した。この時の仕上げの圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱を行った。
［実施例６］
下記表の化学成分を満たす鋼スラブを再加熱し、仕上げの熱間圧延をして４００℃／ｍｉｎの速度で冷却し、６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理し冷延鋼板を製造した。この時の仕上げの圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱を行った。
下記表の化学成分を満たす鋼スラブを再加熱し、仕上げの熱間圧延をして４００℃／ｍｉｎの速度で冷却し、６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理し冷延鋼板を製造した。この時の仕上げの圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱を行った。
［実施例７］
下記表の化学組成を満たす鋼スラブを再加熱し、仕上げの熱間圧延をして４００℃／ｍｉｎの速度で冷却し、６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理し冷延鋼板を製造した。この時の仕上げの圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱を行った。
下記表の化学組成を満たす鋼スラブを再加熱し、仕上げの熱間圧延をして４００℃／ｍｉｎの速度で冷却し、６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理し冷延鋼板を製造した。この時の仕上げの圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱を行った。
［実施例８］
下記表に提示された化学成分を満たす鋼スラブを再加熱し、仕上げの熱間圧延をして４００℃／ｍｉｎの速度で冷却し、６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理をした。この時の仕上げの圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱し試片を製造した。
下記表に提示された化学成分を満たす鋼スラブを再加熱し、仕上げの熱間圧延をして４００℃／ｍｉｎの速度で冷却し、６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理をした。この時の仕上げの圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱し試片を製造した。
［実施例９］
下記表の化学成分を満たす鋼スラブを再加熱し、仕上げの熱間圧延をして４００℃／ｍｉｎの速度で冷却し、６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理し冷延鋼板を製造した。この時の仕上げの圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱を行った。
下記表の化学成分を満たす鋼スラブを再加熱し、仕上げの熱間圧延をして４００℃／ｍｉｎの速度で冷却し、６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理し冷延鋼板を製造した。この時の仕上げの圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱を行った。
［実施例１０］
下記表の化学組成を満たす鋼スラブを再加熱し、仕上げの熱間圧延をして４００℃／ｍｉｎの速度で冷却し、６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理をした。この時の仕上げの圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱を行った。
下記表の化学組成を満たす鋼スラブを再加熱し、仕上げの熱間圧延をして４００℃／ｍｉｎの速度で冷却し、６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理をした。この時の仕上げの圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱を行った。
［実施例１１］
下記表の化学成分を満たす鋼スラブを再加熱し、仕上げの熱間圧延をして４００℃／ｍｉｎの速度で冷却し、６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理し冷延鋼板を製造した。この時の仕上げの圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱を行った。
下記表の化学成分を満たす鋼スラブを再加熱し、仕上げの熱間圧延をして４００℃／ｍｉｎの速度で冷却し、６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理し冷延鋼板を製造した。この時の仕上げの圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱を行った。
［実施例１２］
下記表の化学成分を満たす鋼スラブを再加熱し、仕上げの熱間圧延をして４００℃／ｍｉｎの速度で冷却し、６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理をした。この時の仕上げの圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱を行った。
下記表の化学成分を満たす鋼スラブを再加熱し、仕上げの熱間圧延をして４００℃／ｍｉｎの速度で冷却し、６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理をした。この時の仕上げの圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱を行った。
［実施例１３］
下記表の化学成分を満たす鋼スラブを再加熱し、仕上げの熱間圧延をして４００℃／ｍｉｎの速度で冷却し、６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理をした。この時の仕上げの圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱を行った。
下記表の化学成分を満たす鋼スラブを再加熱し、仕上げの熱間圧延をして４００℃／ｍｉｎの速度で冷却し、６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理をした。この時の仕上げの圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱を行った。
［実施例１４］
下記表の化学成分を満たす鋼スラブを再加熱し、仕上げの熱間圧延をして４００℃／ｍｉｎの速度で冷却し、６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理をした。この時の仕上げの圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱を行った。
下記表の化学成分を満たす鋼スラブを再加熱し、仕上げの熱間圧延をして４００℃／ｍｉｎの速度で冷却し、６５０℃で巻取した後、７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理をした。この時の仕上げの圧延温度はＡｒ３変態点以上の９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で８３０℃で４０秒間加熱を行った。
本発明で前記実施形態は一つの例示で、本発明がこれに限定されるものではない。本発明の特許請求の範囲に記載の技術的思想と実質的に同じ構成を有し、同じ作用効果を奏するものは如何なるものでも本発明の技術的範囲に含まれる。
Claims (40)
- 重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．０１−０．２％、Ｓ：０．００５−０．０８％、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｂ：０．０００１−０．００２％、Ｔｉ：０．００５−０．１５％を含み、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物で組成され、
１≦（Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ★／３２）≦３０、
Ｓ★＝Ｓ−０．８ｘ（Ｔｉ−０．８ｘ（４８／１４）ｘＮ）ｘ（３２／４８）を満たし、
ＣｕＳ析出物の平均の大きさが０．２μｍ以下になる高成形性冷延鋼板。 - さらにＭｎが０．０１−０．３％含まれ、１≦（Ｍｎ／５５＋Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ★／３２）≦３０を満たし（Ｍｎ,Ｃｕ）Ｓ析出物の平均の大きさが０．２μｍ以下になることを特徴とする請求項１に記載の高成形性冷延鋼板。
- 前記Ｎの含量が０．００４−０．０２％で、
１≦（Ａｌ／２７）／（Ｎ★／１４）≦１０、
Ｎ★＝Ｎ−０．８ｘ（Ｔｉ−０．８ｘ（４８／３２）ｘＳ）ｘ（１４／４８）を満たし、ＡｌＮ析出物の平均の大きさが０．２μｍ以下になることを特徴とする請求項１に記載の高成形性冷延鋼板。 - さらにＭｎが０．０１−０．３％、Ｎの含量が０．００４−０．０２％含まれ、
１≦（Ｍｎ／５５＋Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ★／３２）≦３０、１≦（Ａｌ／２７）／（Ｎ★／１４）≦１０、
Ｎ★＝Ｎ−０．８ｘ（Ｔｉ−０．８ｘ（４８／３２）ｘＳ）ｘ（１４／４８）を満たし（Ｍｎ,Ｃｕ）Ｓ析出物とＡｌＮ析出物の平均の大きさが０．２μｍ以下になることを特徴とする請求項１に記載の高成形性冷延鋼板。 - 重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓ：０．０８％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｂ：０．０００１−０．００２％、Ｔｉ：０．００５−０．１５％、ここにＣｕ：０．０１−０．２％、Ｍｎ：０．０１−０．３％、Ｎ：０．００４−０．２％の１種または２種以上を含み、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物で組成され、
１≦（Ｍｎ／５５＋Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ★／３２）≦３０、
１≦（Ａｌ／２７）／（Ｎ★／１４）≦１０（但し、Ｎの含量が０．００４％以上の場合）、
Ｓ★＝Ｓ−０．８ｘ（Ｔｉ−０．８ｘ（４８／１４）ｘＮ）ｘ（３２／４８）、Ｎ★＝Ｎ−０．８ｘ（Ｔｉ−０．８ｘ（４８／３２）ｘＳ）ｘ（１４／４８）を満たし（Ｍｎ,Ｃｕ）Ｓ析出物とＡｌＮ析出物の少なくとも１種以上の平均の大きさが０．２μｍ以下になる高成形性冷延鋼板。 - 前記Ｃ、Ｔｉ、Ｎ、Ｓの含量が次の関係、
０．８≦（Ｔｉ★／４８）／（Ｃ／１２）≦５．０、Ｔｉ★＝Ｔｉ−０．８ｘ（（４８／１４）ｘＮ＋（４８／３２）ｘＳ）を満たすことを特徴とする請求項１または請求項５に記載の高成形性冷延鋼板。 - 前記Ｃの含量が０．００５％以下であることを特徴とする請求項６に記載の高成形性冷延鋼板。
- 前記ＣとＴｉにより決まるＣｓ（ｓｏｌｕｔｅ ｃａｒｂｏｎ）が５−３０[ここで、Ｃｓ＝（Ｃ−Ｔｉ★ｘ１２／４８）Ｘ１００００、Ｔｉ★＝Ｔｉ−０．８ｘ（（４８／１４）ｘＮ＋（４８／３２）ｘＳ）但し、Ｔｉ★＜０の場合Ｔｉ★＝０とする］を満たすことを特徴とする請求項１または請求項５に記載の高成形性冷延鋼板。
- 前記Ｃの含量が０．００１−０．０１％であることを特徴とする請求項８に記載の高成形性冷延鋼板。
- 降伏比（降伏強度／引張強度）が０．５８以上であることを特徴とする請求項１乃至請求項５のいずれか１項に記載の高成形性冷延鋼板。
- 前記析出物数は １Ｘ１０６個／ｍｍ２以上であることを特徴とする請求項１乃至請求項５のいずれか１項に記載の高成形性冷延鋼板。
- 前記Ｐの含量は０．０１５％以下であることを特徴とする請求項１または請求項５に記載の高成形性冷延鋼板。
- 前記Ｐの含量は０．０３−０．２％であることを特徴とする請求項１または請求項５に記載の高成形性冷延鋼板。
- さらにＳｉ：０．１−０．８％、Ｃｒ：０．２−１.２％の１種または２種が含まれることを特徴とする請求項１または請求項５に記載の高成形性冷延鋼板。
- さらにＭｏが０．０１−０．２％含まれることを特徴とする請求項１または請求項５に記載の高成形性冷延鋼板。
- さらにＭｏが０．０１−０．２％含まれることを特徴とする請求項１４に記載の高成形性冷延鋼板。
- 前記ＭｎとＣｕの和は０．０５−０.４％であることを特徴とする請求項２、請求項４、請求項５のいずれか１項に記載の高成形性冷延鋼板。
- Ｍｎの含量は０．０１−０．１２％であることを特徴とする請求項２、請求項４、請求項５のいずれか１項に記載の高成形性冷延鋼板。
- 前記（Ｍｎ／５５＋Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ★／３２）が１−９を満たすことを特徴とする請求項２、請求項４、請求項５のいずれか１項に記載の高成形性冷延鋼板。
- 前記（Ａｌ／２７）／（Ｎ★／１４）が１−６を満たすことを特徴とする請求項３、請求項４、請求項５のいずれか１項に記載の高成形性冷延鋼板。
- 重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．０１−０．２％、Ｓ：０．００５−０．０８％、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｂ：０．０００１−０．００２％、Ｔｉ：０．００５−０．１５％を含み、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物で組成され、
１≦（Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ★／３２）≦３０、
Ｓ★＝Ｓ−０．８ｘ（Ｔｉ−０．８ｘ（４８／１４）ｘＮ）ｘ（３２／４８）を満たすスラブを１１００℃以上の温度で再加熱してから仕上げの圧延温度をＡｒ３変態点以上にして熱間圧延し３００℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却し、７００℃以下の温度で巻取した後、冷間圧延し、連続焼鈍して平均の大きさが０．２μｍ以下のＣｕＳ析出物が分布する高成形性冷延鋼板の製造方法。 - さらにＭｎが０．０１−０．３％含まれ、１≦（Ｍｎ／５５＋Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ★／３２）≦３０を満たし、（Ｍｎ,Ｃｕ）Ｓ析出物の平均の大きさが０．２μｍ以下になることを特徴とする請求項２１に記載の高成形性冷延鋼板の製造方法。
- 前記Ｎの含量が０．００４−０．０２％で、１≦（Ａｌ／２７）／（Ｎ★／１４）≦１０、
Ｎ★＝Ｎ−０．８ｘ（Ｔｉ−０．８ｘ（４８／３２）ｘＳ）ｘ（１４／４８）を満たしＡｌＮ析出物の平均の大きさが０．２μｍ以下になることを特徴とする請求項２１に記載の高成形性冷延鋼板の製造方法。 - さらにＭｎが０．０１−０．３％、Ｎの含量が０．００４−０．０２％含まれ、
１≦（Ｍｎ／５５＋Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ★／３２）≦３０、１≦（Ａｌ／２７）／（Ｎ★／１４）≦１０、
Ｎ★＝Ｎ−０．８ｘ（Ｔｉ−０．８ｘ（４８／３２）ｘＳ）ｘ（１４／４８）を満たし（Ｍｎ,Ｃｕ）Ｓ析出物とＡｌＮ析出物の平均の大きさが０．２μｍ以下になることを特徴とする請求項２１に記載の高成形性冷延鋼板の製造方法。 - 重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓ：０．０８％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｂ：０．０００１−０．００２％、Ｔｉ：０．００５−０．１５％、ここにＣｕ：０．０１−０．２％、Ｍｎ：０．０１−０．３％、Ｎ：０．００４−０．２％の１種または２種以上を含み、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物で組成され、
１≦（Ｍｎ／５５＋Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ★／３２）≦３０、
１≦（Ａｌ／２７）／（Ｎ★／１４）≦１０（但し、Ｎの含量が０．００４％以上の場合）、
Ｓ★＝Ｓ−０．８ｘ（Ｔｉ−０．８ｘ（４８／１４）ｘＮ）ｘ（３２／４８）、Ｎ★＝Ｎ−０．８ｘ（Ｔｉ−０．８ｘ（４８／３２）ｘＳ）ｘ（１４／４８））を満たすスラブを１１００℃以上の温度で再加熱してから仕上げの圧延温度をＡｒ３変態点以上にして熱間圧延し３００℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却し、７００℃以下の温度で巻取した後、冷間圧延し、連続焼鈍して（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物とＡｌＮ析出物の少なくとも１種以上の平均の大きさが０．２μｍ以下になる高成形性冷延鋼板の製造方法。 - 前記Ｃ、Ｔｉ、Ｎ、Ｓの含量が次の関係、
０．８≦（Ｔｉ★／４８）／（Ｃ／１２）≦５．０、Ｔｉ★＝Ｔｉ−０．８ｘ（（４８／１４）ｘＮ＋（４８／３２）ｘＳ）を満たすことを特徴とする請求項２１または請求項２５に記載の高成形性冷延鋼板の製造方法。 - 前記Ｃの含量が０．００５％以下であることを特徴とする請求項２６に記載の高成形性冷延鋼板の製造方法。
- 前記ＣとＴｉにより決まるＣｓ（ｓｏｌｕｔｅ ｃａｒｂｏｎ）が５−３０[ここで、Ｃｓ＝（Ｃ−Ｔｉ★ｘ１２／４８）Ｘ１００００、Ｔｉ★＝Ｔｉ−０．８ｘ（（４８／１４）ｘＮ＋（４８／３２）ｘＳ）但し、Ｔｉ★＜０の場合Ｔｉ★＝０とする］を満たすことを特徴とする請求項２１または請求項２５に記載の高成形性冷延鋼板の製造方法。
- 前記Ｃの含量が０．００１−０．０１％であることを特徴とする請求項２８に記載の高成形性冷延鋼板の製造方法。
- 降伏比（降伏強度／引張強度）が０．５８以上であることを特徴とする請求項２１乃至請求項２５のいずれか１項に記載の高成形性冷延鋼板の製造方法。
- 前記析出物数は１Ｘ１０６個／ｍｍ２以上であることを特徴とする請求項２１乃至請求項２５のいずれか１項に記載の高成形性冷延鋼板の製造方法。
- 前記Ｐの含量は０．０１５％以下であることを特徴とする請求項２１または請求項２５に記載の高成形性冷延鋼板の製造方法。
- 前記Ｐの含量は０．０３−０．２％であることを特徴とする請求項２１または請求項２５に記載の高成形性冷延鋼板の製造方法。
- さらにＳｉ：０．１−０．８％、Ｃｒ：０．２−１.２％の１種または２種が含まれることを特徴とする請求項２１または請求項２５に記載の高成形性冷延鋼板の製造方法。
- さらにＭｏが０．０１−０．２％含まれることを特徴とする請求項２１または請求項２５に記載の高成形性冷延鋼板の製造方法。
- さらにＭｏが０．０１−０．２％含まれることを特徴とする請求項３４に記載の高成形性冷延鋼板の製造方法。
- 前記ＭｎとＣｕの和は０．０８−０.４％であることを特徴とする請求項２２、請求項２４、請求項２５のいずれか１項に記載の高成形性冷延鋼板の製造方法。
- Ｍｎの含量は０．０１−０．１２％であることを特徴とする請求項２２、請求項２４、請求項２５のいずれか１項に記載の高成形性冷延鋼板の製造方法。
- 前記（Ｍｎ／５５＋Ｃｕ／６３．５）／（Ｓ★／３２）が１−９を満たすことを特徴とする請求項２２、請求項２４、請求項２５のいずれか１項に記載の高成形性冷延鋼板の製造方法。
- 前記（Ａｌ／２７）／（Ｎ★／１４）が１−６を満たすことを特徴とする請求項２３、請求項２４、請求項２５のいずれか１項に記載の高成形性冷延鋼板の製造方法。
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| JPH09227951A (ja) * | 1996-02-27 | 1997-09-02 | Nkk Corp | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPH10298662A (ja) * | 1997-04-18 | 1998-11-10 | Nippon Steel Corp | 塗装焼付硬化性能に優れた冷延鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
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