JP2014015651A - 深絞り加工性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】実際のプレス成形において良好な成形性を実現できる程度に深絞り加工性に優れた冷延鋼板を、その有利な製造方法と共に提供することを目的とする。
【解決手段】質量％で、C：0.005％以下、Si：0.1〜0.8％、Mn：1.0〜2.5％、P：0.1％以下、S：0.02％以下、Ｎ：0.01％以下、及び、Al:0.1％以下を含有し、さらに、Ti：0.005〜0.05％、Nb：0.01〜0.08％より選択される一種又は二種を含有し、残部がFe及び不可避不純物の組成からなり、フェライト粒径が7μm以上であり、フェライト粒の圧延方向と板厚方向の長さの比が2.5以下、フェライト粒界のうち粒界を挟む2つの結晶の方位差が15°以上である大角粒界の占める割合が全粒界の50%以上であることを特徴とする。
【選択図】なし
【解決手段】質量％で、C：0.005％以下、Si：0.1〜0.8％、Mn：1.0〜2.5％、P：0.1％以下、S：0.02％以下、Ｎ：0.01％以下、及び、Al:0.1％以下を含有し、さらに、Ti：0.005〜0.05％、Nb：0.01〜0.08％より選択される一種又は二種を含有し、残部がFe及び不可避不純物の組成からなり、フェライト粒径が7μm以上であり、フェライト粒の圧延方向と板厚方向の長さの比が2.5以下、フェライト粒界のうち粒界を挟む2つの結晶の方位差が15°以上である大角粒界の占める割合が全粒界の50%以上であることを特徴とする。
【選択図】なし
Description
本発明は、自動車用部品等の輸送機材の素材として好適な、深絞り加工性に優れた引張強さ440MPa以上の冷延鋼板及びその製造方法に関するものである。
なお、本発明の冷延鋼板には、溶融亜鉛めっき鋼板等のめっき鋼板を含むものとする。
なお、本発明の冷延鋼板には、溶融亜鉛めっき鋼板等のめっき鋼板を含むものとする。
燃費向上を目的に、自動車の軽量化は日々推し進められている。自動車の軽量化は、使用する鋼板の板厚を低減することで達成されることから、鋼板の板厚を低減し、その場合でも部品強度を高い水準で維持すべく、以前は軟鋼板を用いていた部材においても440MPa級の高強度鋼板を用いることが検討されている。
しかしながら、鋼板強度を上げると加工性が低下してしまうという問題があるため、鋼板の軽量化と高強度化との両立は、十分に進んでいるとは言い難かった。この問題を解決するため、軟鋼板と同等の加工性を有する、引張強さ440MPa級の高強度鋼板の開発が求められている。
しかしながら、鋼板強度を上げると加工性が低下してしまうという問題があるため、鋼板の軽量化と高強度化との両立は、十分に進んでいるとは言い難かった。この問題を解決するため、軟鋼板と同等の加工性を有する、引張強さ440MPa級の高強度鋼板の開発が求められている。
従来、加工性の優れた440MPa級の薄鋼板は、軟鋼板すなわちIF鋼を、SiやMnで固溶強化したり、Cuで析出強化したりして製造されてきた。
例えば、特許文献１には、Cを0.01質量％以下に低減し、Cuを0.8%以上添加することで、冷延後の再結晶で深絞り性の良好な組織を造った後にCuを析出させて高強度化する高ｒ値鋼板の技術が開示されている。
しかしながら、特許文献１の技術によって得られた鋼板は、優れたｒ値を有するものの、Cuの多量添加が必要となるため圧延工程で割れが生じやすく、工業的に安定して高いｒ値の高強度鋼板を得ることはできなかった。
例えば、特許文献１には、Cを0.01質量％以下に低減し、Cuを0.8%以上添加することで、冷延後の再結晶で深絞り性の良好な組織を造った後にCuを析出させて高強度化する高ｒ値鋼板の技術が開示されている。
しかしながら、特許文献１の技術によって得られた鋼板は、優れたｒ値を有するものの、Cuの多量添加が必要となるため圧延工程で割れが生じやすく、工業的に安定して高いｒ値の高強度鋼板を得ることはできなかった。
また、特許文献２には、Cを0.0040〜0.010質量％に調整し、PとMnを添加した上に、さらにNbをC／Nbが規定範囲内となるように添加し、さらにフェライト粒径を10μm以下とすることで、プレス成形性に優れた高強度冷延鋼板が開示されている。
しかしながら、特許文献２の技術によって得られた高強度冷延鋼板は、多量のNb添加により、ｒ値の異方性が強くなり、加工後に板厚の不均一やフランジの大きさの変動などが顕著となり、実際の自動車部品には使用し難いという問題があった。
しかしながら、特許文献２の技術によって得られた高強度冷延鋼板は、多量のNb添加により、ｒ値の異方性が強くなり、加工後に板厚の不均一やフランジの大きさの変動などが顕著となり、実際の自動車部品には使用し難いという問題があった。
さらに、特許文献３には、Cを0.0040〜0.01質量％に制御すると共に、Mn、P、Nbを添加して、フェライト粒中にNbCを大量に分散させた440MPa級の高強度鋼板が開示されている。
しかしながら、特許文献３の技術によって得られた高強度鋼板についても、ｒ値は向上するものの、Nb添加によってｒ値の異方性が著しく生じ、加工後に板厚の不均一やフランジの大きさの変動などが顕著となり、実際の自動車部品には使用し難いという問題があった。
しかしながら、特許文献３の技術によって得られた高強度鋼板についても、ｒ値は向上するものの、Nb添加によってｒ値の異方性が著しく生じ、加工後に板厚の不均一やフランジの大きさの変動などが顕著となり、実際の自動車部品には使用し難いという問題があった。
上述のように、従来の技術では、深絞り加工性に優れた440MPa級高強度鋼板を得ることは困難であった。
本発明は、上記した従来技術が抱える問題を有利に解決するものであり、実際のプレス成形が可能なレベルの深絞り加工性に優れた冷延鋼板を、その有利な製造方法と共に提供することを目的とする。
本発明は、上記した従来技術が抱える問題を有利に解決するものであり、実際のプレス成形が可能なレベルの深絞り加工性に優れた冷延鋼板を、その有利な製造方法と共に提供することを目的とする。
薄鋼板はｒ値が高いほど深く絞ることができるため、ｒ値の向上が重要であるが、ｒ値の面内異方性を高めることでｒ値を高めても実際のプレス成形では部品内で板厚の変動が著しくなり、場所によってフランジ部分の板厚に大きな差異が生じ、これが原因で割れてしまう場合がある。
そこで、発明者らは、ｒ値の異方性が低いまま、高いｒ値を得るために、再結晶後の組織形成及び高強度化について鋭意研究を行った。
そこで、発明者らは、ｒ値の異方性が低いまま、高いｒ値を得るために、再結晶後の組織形成及び高強度化について鋭意研究を行った。
その結果、TiやNbの添加はIF鋼化するためだけの添加に抑えること、Si及びMnの多量の添加はｒ値や伸びの低下を招くこと、Si及びMnは、TiCやNbCの周囲の応力場に引きつけられているために本来期待できる固溶強化量が得られていないこと、Si及びMnの量を適正化すればｒ値や伸びを低下させることなく強化できること、並びに、Cu及びFeTi Pは、TiCやNbCとは異なりSi、Mnの固溶強化量を低減させないことを見出した。
さらには、フェライト粒の圧延方向の長さと板厚方向の長さの比であるアスペクト比を2.5以下とすることで、ｒ値の異方性を低減できることを見いだした。そして、この効果を確実なものとするため、フェライト粒界のうち、粒界を挟む2つの結晶の方位差が15°以上の角度を有する大角粒界が、全粒界の50％以上を占める際に、ｒ値の異方性をより低下できることを見いだした。
さらには、フェライト粒の圧延方向の長さと板厚方向の長さの比であるアスペクト比を2.5以下とすることで、ｒ値の異方性を低減できることを見いだした。そして、この効果を確実なものとするため、フェライト粒界のうち、粒界を挟む2つの結晶の方位差が15°以上の角度を有する大角粒界が、全粒界の50％以上を占める際に、ｒ値の異方性をより低下できることを見いだした。
本発明は上記の知見に基づき完成されたものであり、その要旨は次のとおりである。
（１）質量％で、C：0.005％以下、Si：0.1〜0.8％、Mn：1.0〜2.5％、P：0.1％以下、S：0.02％以下、Ｎ：0.01％以下、及び、Al:0.1％以下を含有し、さらに、Ti：0.005〜0.05％、Nb：0.01〜0.08％より選択される一種又は二種を含有し、残部がFe及び不可避不純物の組成からなり、
フェライト粒径が7μm以上であり、フェライト粒の圧延方向と板厚方向の長さの比が2.5以下、フェライト粒界のうち粒界を挟む2つの結晶の方位差が15°以上である大角粒界の占める割合が全粒界の50%以上であることを特徴とする深絞り加工性に優れた高強度冷延鋼板。
（１）質量％で、C：0.005％以下、Si：0.1〜0.8％、Mn：1.0〜2.5％、P：0.1％以下、S：0.02％以下、Ｎ：0.01％以下、及び、Al:0.1％以下を含有し、さらに、Ti：0.005〜0.05％、Nb：0.01〜0.08％より選択される一種又は二種を含有し、残部がFe及び不可避不純物の組成からなり、
フェライト粒径が7μm以上であり、フェライト粒の圧延方向と板厚方向の長さの比が2.5以下、フェライト粒界のうち粒界を挟む2つの結晶の方位差が15°以上である大角粒界の占める割合が全粒界の50%以上であることを特徴とする深絞り加工性に優れた高強度冷延鋼板。
（２）さらに、Cr：0.3質量％以下を含有することを特徴とする上記（１）に記載の深絞り加工性に優れた高強度冷延鋼板。
（３）さらに、B：0.0025質量%以下を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の深絞り加工性に優れた高強度冷延鋼板。
（４）さらに、Cu：0.3質量％以下を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれかに記載の深絞り加工性に優れた高強度冷延鋼板。
（５）さらに、Mo：0.5質量%以下、Sb：0.02質量%以下より選択される一種又は二種を含有することを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれかに記載の深絞り加工性に優れた高強度冷延鋼板。
（６）さらに、Sn，Ni，Ca，Mg，Co，As，Ｗ， Pb，Ta，REM，Ｖ，Cs，Zr及びHfからなる群より選択される一種又は二種以上を、合計で1質量％以下含有することを特徴とする上記（１）〜（５）のいずれかに記載の深絞り加工性に優れた高強度冷延鋼板。
（７）前記鋼板の表面に、めっき皮膜を備えることを特徴とする上記（１）〜（６）のいずれかに記載の深絞り加工性に優れた冷延鋼板。
（８）上記（１）〜（６）のいずれかに記載の組成からなる鋼素材に、熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、コイルに巻き取り、ついで酸洗し、冷間圧延を施した後、焼鈍することによって冷延鋼板を製造するに際し、
オーステナイト単相域に加熱後、仕上げ圧延温度：890℃以上で熱間圧延を終了した後、500〜750℃の温度で巻き取り、ついで鋼板表面のスケール除去後、40％以上の圧下率で冷間圧延を施した後、700℃以上で焼鈍することを特徴とする深絞り加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
オーステナイト単相域に加熱後、仕上げ圧延温度：890℃以上で熱間圧延を終了した後、500〜750℃の温度で巻き取り、ついで鋼板表面のスケール除去後、40％以上の圧下率で冷間圧延を施した後、700℃以上で焼鈍することを特徴とする深絞り加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
（９）前記焼鈍後、めっき処理を施すことを特徴とする上記（８）に記載の深絞り加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
本発明によれば、高い引張強さを有しつつ、従来に比べて深絞り加工性、ひいてはプレス加工性が大幅に向上した冷延鋼板を得ることが可能となり、産業上格段の効果を奏する。
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において、冷延鋼板の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
まず、本発明において、冷延鋼板の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
C：0.005％以下
Cは、鋼中で炭化物を成形し、SiやMnをその周囲の応力場にとらえて、Si、Mnの固溶強化能を減じてしまう結果、440MPa級の強度が得にくくなる。このため、Si、Mnの添加量が多くなり、ｒ値が低下し、深絞り性が低下する。そのため、Cの上限を0.005%以下とし、好ましくは0.0035%以下とする。
Cは、鋼中で炭化物を成形し、SiやMnをその周囲の応力場にとらえて、Si、Mnの固溶強化能を減じてしまう結果、440MPa級の強度が得にくくなる。このため、Si、Mnの添加量が多くなり、ｒ値が低下し、深絞り性が低下する。そのため、Cの上限を0.005%以下とし、好ましくは0.0035%以下とする。
Si：0.1〜0.8％
Siは、固溶強化元素である。本発明では鋼板の強度を得るために不可欠な元素である。含有量が0.1%未満では、440MPa級の強度が得にくくなるため、下限を0.1%とした。一方、含有量が0.8%を超えるとフェライト粒が硬化して冷間圧延工程でｒ値を向上させる集合組織が形成されなくなり、ｒ値が低下する。このため、上限を0.8%とし、好ましくは0.6%以下とする。
Siは、固溶強化元素である。本発明では鋼板の強度を得るために不可欠な元素である。含有量が0.1%未満では、440MPa級の強度が得にくくなるため、下限を0.1%とした。一方、含有量が0.8%を超えるとフェライト粒が硬化して冷間圧延工程でｒ値を向上させる集合組織が形成されなくなり、ｒ値が低下する。このため、上限を0.8%とし、好ましくは0.6%以下とする。
Mn：1.0〜2.5％
Mnは、Siと同様に鋼を固溶強化する。本発明では強度を得るために不可欠な元素である。含有量が1.0%未満では、440MPa級の強度が得にくくなるため、下限を1.0%とした。一方、含有量が2.5%を超えるとフェライト粒が硬化して冷間圧延工程でｒ値を向上させる集合組織が形成されなくなり、ｒ値が低下する。また、偏析も生じてｒ値向上効果が認めにくくなる。このため、上限を2.5%とした。好ましい含有量は1.3〜2.0%である。
Mnは、Siと同様に鋼を固溶強化する。本発明では強度を得るために不可欠な元素である。含有量が1.0%未満では、440MPa級の強度が得にくくなるため、下限を1.0%とした。一方、含有量が2.5%を超えるとフェライト粒が硬化して冷間圧延工程でｒ値を向上させる集合組織が形成されなくなり、ｒ値が低下する。また、偏析も生じてｒ値向上効果が認めにくくなる。このため、上限を2.5%とした。好ましい含有量は1.3〜2.0%である。
P：0.1％以下
Pは、固溶強化元素であり、本発明では強度を得るために不可欠な元素である。しかしながら、0.1%を超えて添加すると、フェライト粒界に偏析して、フェライト粒界で脆性破壊しやすくなる。このため、含有量の上限を0.1%とした。好ましい含有量は、0.01〜0.08%である。
Pは、固溶強化元素であり、本発明では強度を得るために不可欠な元素である。しかしながら、0.1%を超えて添加すると、フェライト粒界に偏析して、フェライト粒界で脆性破壊しやすくなる。このため、含有量の上限を0.1%とした。好ましい含有量は、0.01〜0.08%である。
S：0.02％以下
Sは、Tiと結合してTiSやTi4C2S2を形成する。このため、S量が多いと粗大なTiSやTi4C2S2及びこれらの複合析出物が大量に発生して冷間圧延時にｒ値を向上させる集合組織が発達しない。特にS含有量が0.02％を超えると深絞り加工性が低下する。本発明では、Sの含有量を0.02％以下とし、好ましくは0.015％以下とする。
Sは、Tiと結合してTiSやTi4C2S2を形成する。このため、S量が多いと粗大なTiSやTi4C2S2及びこれらの複合析出物が大量に発生して冷間圧延時にｒ値を向上させる集合組織が発達しない。特にS含有量が0.02％を超えると深絞り加工性が低下する。本発明では、Sの含有量を0.02％以下とし、好ましくは0.015％以下とする。
N：0.01％以下
Nは、粗大なTiNを形成し、冷間圧延時にｒ値を向上させる集合組織の発達を妨げるため、本発明では、極力低減する必要がある。特にＮ含有量が0.01％を超えるとTiNが多くなり深絞り加工性が劣化することから、N含有量は0.01％以下とする。好ましくは、0.005%以下である。
Nは、粗大なTiNを形成し、冷間圧延時にｒ値を向上させる集合組織の発達を妨げるため、本発明では、極力低減する必要がある。特にＮ含有量が0.01％を超えるとTiNが多くなり深絞り加工性が劣化することから、N含有量は0.01％以下とする。好ましくは、0.005%以下である。
Al：0.1％以下
Alは、脱酸剤として作用する元素である。この効果を得るためには0.001％以上含有させることが望ましいが、0.1％を超える含有はAl2O3介在物量を増やして深絞り加工性を劣化させる。このため、Al含有量は0.1％以下とする。
Alは、脱酸剤として作用する元素である。この効果を得るためには0.001％以上含有させることが望ましいが、0.1％を超える含有はAl2O3介在物量を増やして深絞り加工性を劣化させる。このため、Al含有量は0.1％以下とする。
また、Ti及びNbは本発明において重要な元素であり、TiとNbのどちらか一方又は両方を鋼中に含有させることで、有利な作用効果を得ることができる。
Ti：0.005〜0.05％
Tiは、NやSやCを析出物として固定してｒ値を向上させる。しかしながら、これらの析出物が微細に大量に析出すると深絞り加工性が劣化してしまう。Tiの含有量が0.005％未満では、ＮやＳやＣを析出物として固定する効果に乏しく、ｒ値が向上しない。一方、Tiの含有量が0.05％を超えると、ｒ値の面内異方性が高まって深絞り性が低下する。従って、Ti含有量は0.005〜0.05％とする。
Tiは、NやSやCを析出物として固定してｒ値を向上させる。しかしながら、これらの析出物が微細に大量に析出すると深絞り加工性が劣化してしまう。Tiの含有量が0.005％未満では、ＮやＳやＣを析出物として固定する効果に乏しく、ｒ値が向上しない。一方、Tiの含有量が0.05％を超えると、ｒ値の面内異方性が高まって深絞り性が低下する。従って、Ti含有量は0.005〜0.05％とする。
Nb：0.01〜0.08％
Nbは、Tiと同様、CやNを、NbC又はNb(C,N)等の析出物として固定する。このため、添加することが望ましい。Tiが添加されない場合、Nbの含有量が0.01％を下回るとCを完全に炭化物として固定することができず、ｒ値が劣化する。一方、含有量が0.08％を超えるとｒ値の面内異方性が高まって深絞り性が低下する。そのため、含有量は0.01〜0.08％とした。
Nbは、Tiと同様、CやNを、NbC又はNb(C,N)等の析出物として固定する。このため、添加することが望ましい。Tiが添加されない場合、Nbの含有量が0.01％を下回るとCを完全に炭化物として固定することができず、ｒ値が劣化する。一方、含有量が0.08％を超えるとｒ値の面内異方性が高まって深絞り性が低下する。そのため、含有量は0.01〜0.08％とした。
以上、基本成分について説明したが、本発明では、その他にも、以下に述べる元素を必要に応じて適宜含有させることができる。
Cr：0.3%以下
Crは、TiやNbよりもC、Nと結合する力が弱いがC、Nと結合してｒ値を向上させる。このため、0.3%以下を加えることができる。この効果をえるには0.1%以上添加することが望ましい。
Crは、TiやNbよりもC、Nと結合する力が弱いがC、Nと結合してｒ値を向上させる。このため、0.3%以下を加えることができる。この効果をえるには0.1%以上添加することが望ましい。
B：0.0025％以下
Bは、Ti，Nbによる炭化物、窒化物形成で清浄化された粒界を強化するために添加することが好ましい。しかしながら、B添加量が0.0025％を超えるとｒ値が低下してしまうことから、Bを添加する場合の上限を0.0025％とした。
Bは、Ti，Nbによる炭化物、窒化物形成で清浄化された粒界を強化するために添加することが好ましい。しかしながら、B添加量が0.0025％を超えるとｒ値が低下してしまうことから、Bを添加する場合の上限を0.0025％とした。
Cu：0.3%以下
Cuは、鋼中に固溶又は析出することで高強度化に寄与する。0.3%を超えると圧延中に割れが生じやすくなる。このため、0.3%以下添加することが好ましい。
Cuは、鋼中に固溶又は析出することで高強度化に寄与する。0.3%を超えると圧延中に割れが生じやすくなる。このため、0.3%以下添加することが好ましい。
Mo：0.5%以下
Moは、Ti，Nbによる炭化物、窒化物形成で清浄化された粒界を強化するために添加することが好ましい。しかしながら、Mo添加量が0.5％を超えるとｒ値が低下してしまうことから、Moを添加する場合の上限を0.5％とした。
Moは、Ti，Nbによる炭化物、窒化物形成で清浄化された粒界を強化するために添加することが好ましい。しかしながら、Mo添加量が0.5％を超えるとｒ値が低下してしまうことから、Moを添加する場合の上限を0.5％とした。
Sb：0.02%以下
Sbは、Ti，Nbによる炭化物、窒化物形成で清浄化された粒界を強化するために添加することができる。しかしながら、Sb添加量が0.02％を超えるとｒ値が低下してしまうことから、Sbを添加する場合の上限を0.02％とした。
Sbは、Ti，Nbによる炭化物、窒化物形成で清浄化された粒界を強化するために添加することができる。しかしながら、Sb添加量が0.02％を超えるとｒ値が低下してしまうことから、Sbを添加する場合の上限を0.02％とした。
Sn，Ni，Ca，Mg，Co，As，Ｗ， Pb，Ta，REM，Ｖ，Cs，Zr及びHfからなる群より選択される一種又は二種以上：合計1％以下
Sn，Ni，Ca，Mg，Co，As，Ｗ， Pb，Ta，REM，Ｖ，Cs，Zr及びHfは いずれも、耐食性の向上に有用な元素であるが、合計量が1％を超えると曲げ加工性が劣化することから、単独添加又は複合添加いずれの場合も１％以下で含有させるものとした。好ましくは0.5％以下とする。
Sn，Ni，Ca，Mg，Co，As，Ｗ， Pb，Ta，REM，Ｖ，Cs，Zr及びHfは いずれも、耐食性の向上に有用な元素であるが、合計量が1％を超えると曲げ加工性が劣化することから、単独添加又は複合添加いずれの場合も１％以下で含有させるものとした。好ましくは0.5％以下とする。
なお、上記した以外の成分は、Fe及び不可避的不純物である。
以上、鋼板の成分組成範囲について説明したが、本発明で所期した効果を得るには、成分組成を上記の範囲に調整するだけでは不十分であり、フェライト粒径、フェライト粒のアスペクト比、及び、大角粒界の占める割合について特定条件を満足する範囲に制御することが重要である。
フェライト粒径：7μm以上
フェライト粒径が7μm以下になると、ｒ値の異方性が強くなり、深絞り加工性が低下する。このため、本発明ではフェライト粒径を7μm以上とした。
ここで、前記フェライト粒径は、組織写真を100倍で撮影し、板厚方向、圧延方向にそれぞれ10本の線を実際の長さで100ミクロン以上の間隔で引き、粒界と線との交点の数を数えた。全線長を交点の数で割ったものをフェライト粒一つあたりの線分長とし、この線分長の実際の長さに1.13を乗じて得られた値を、本発明におけるフェライト粒径としている。
フェライト粒径が7μm以下になると、ｒ値の異方性が強くなり、深絞り加工性が低下する。このため、本発明ではフェライト粒径を7μm以上とした。
ここで、前記フェライト粒径は、組織写真を100倍で撮影し、板厚方向、圧延方向にそれぞれ10本の線を実際の長さで100ミクロン以上の間隔で引き、粒界と線との交点の数を数えた。全線長を交点の数で割ったものをフェライト粒一つあたりの線分長とし、この線分長の実際の長さに1.13を乗じて得られた値を、本発明におけるフェライト粒径としている。
フェライト粒のアスペクト比：2.5以下
本発明では、フェライト粒のアスペクト比を2.5以下とする。このアスペクト比が2.5を超えると、ｒ値の異方性が大きくなり、実際のプレス成形性が低下するためである。
前記フェライト粒のアスペクト比を測定する方法は、組織写真を100倍で撮影し、板厚方向、圧延方向にそれぞれ10本の線を実際の長さで100ミクロン以上の間隔で引き、圧延方向に引いた線と粒界の交点の数を数え、圧延方向の全線長を交点の数で割ったものをフェライト粒一つあたりの圧延方向の線分長とし、板厚方向の全線長を交点の数で割ったものをフェライト粒一つあたりの圧延方向の線分長とした。そして、これらの圧延方向の線分長と板厚方向の線分長の比（圧延方向の線分長／板厚方向の線分長）をアスペクト比とした。
本発明では、フェライト粒のアスペクト比を2.5以下とする。このアスペクト比が2.5を超えると、ｒ値の異方性が大きくなり、実際のプレス成形性が低下するためである。
前記フェライト粒のアスペクト比を測定する方法は、組織写真を100倍で撮影し、板厚方向、圧延方向にそれぞれ10本の線を実際の長さで100ミクロン以上の間隔で引き、圧延方向に引いた線と粒界の交点の数を数え、圧延方向の全線長を交点の数で割ったものをフェライト粒一つあたりの圧延方向の線分長とし、板厚方向の全線長を交点の数で割ったものをフェライト粒一つあたりの圧延方向の線分長とした。そして、これらの圧延方向の線分長と板厚方向の線分長の比（圧延方向の線分長／板厚方向の線分長）をアスペクト比とした。
フェライト粒界のうち粒界を挟む２つの結晶の方位差が15°以上である大角粒界の占める割合： 50％以上
本発明では、フェライト粒界における結晶方位差も重要である。フェライト粒界における隣接する２つの結晶の方位差が15°未満の小角粒界は、粒界としての機能が低いため、加工時に隣接するフェライト粒と同様に変形してしまい、異方性が強くなる。そのため、本発明では、ｒ値の異方性を低減するべく、２つの結晶の方位差が15°以上である大角粒界の存在比率を高めなければならない。本発明では、異方性を低減するため、全フェライト粒界に対する大角粒界の比率を50%以上とした。
本発明では、フェライト粒界における結晶方位差も重要である。フェライト粒界における隣接する２つの結晶の方位差が15°未満の小角粒界は、粒界としての機能が低いため、加工時に隣接するフェライト粒と同様に変形してしまい、異方性が強くなる。そのため、本発明では、ｒ値の異方性を低減するべく、２つの結晶の方位差が15°以上である大角粒界の存在比率を高めなければならない。本発明では、異方性を低減するため、全フェライト粒界に対する大角粒界の比率を50%以上とした。
また、本発明の冷延鋼板は、表面にめっき皮膜を有するものとしてもよい。鋼板表面にめっき皮膜を形成することにより、冷延鋼板の耐食性が向上する。なお、めっき皮膜としては、例えば溶融亜鉛めっき皮膜や合金化溶融亜鉛めっき皮膜、さらに電気亜鉛めっき、Zn−Ni電気合金めっき等が挙げられる。
次に、本発明の冷延鋼板の製造方法について説明する。
本発明では、好適には連続鋳造で得られたスラブを鋼素材とし、熱間圧延後、冷却してコイルに巻き取り、ついで酸洗後、冷間圧延した後に焼鈍を行って薄鋼板を製造する。
そして、本発明の製造方法は、オーステナイト単相域に加熱後、仕上げ圧延温度：890℃以上で熱間圧延を終了した後、500〜750℃の温度で巻き取り、ついで鋼板表面のスケール除去後、40％以上の圧下率で冷間圧延を施した後、700℃以上で焼鈍することを特徴とする。
本発明では、好適には連続鋳造で得られたスラブを鋼素材とし、熱間圧延後、冷却してコイルに巻き取り、ついで酸洗後、冷間圧延した後に焼鈍を行って薄鋼板を製造する。
そして、本発明の製造方法は、オーステナイト単相域に加熱後、仕上げ圧延温度：890℃以上で熱間圧延を終了した後、500〜750℃の温度で巻き取り、ついで鋼板表面のスケール除去後、40％以上の圧下率で冷間圧延を施した後、700℃以上で焼鈍することを特徴とする。
本発明の製造方法では、鋼素材の溶製方法については特に限定せず、誘導炉や転炉、電気炉等、公知の溶製方法いずれもが適合する。鋳造方法も特に限定はされないが、連続鋳造法が好適である。また、スラブを熱間圧延するに際しては、加熱炉でスラブを再加熱した後に熱間圧延しても良いし、温度補償を目的として1100℃以上の加熱炉で短時間加熱した後に熱間圧延に供しても良い。
上記のようにして得られた鋼素材に、熱間圧延を施すが、粗圧延と仕上げ圧延による熱間圧延でも、粗圧延を省略して仕上げ圧延のみの圧延としてもよい。
スラブ加熱温度：オーステナイト単相となる温度域
スラブ加熱温度が、オーステナイト単相域に満たないフェライト−オーステナイト二相域であると、熱間圧延の際に混粒組織となるとともにフェライト域圧延で集合組織が好ましくない物に変化してしまうので、スラブを加熱する場合にはオーステナイト単相域（Ａc3点以上）まで加熱する必要がある。
スラブ加熱温度が、オーステナイト単相域に満たないフェライト−オーステナイト二相域であると、熱間圧延の際に混粒組織となるとともにフェライト域圧延で集合組織が好ましくない物に変化してしまうので、スラブを加熱する場合にはオーステナイト単相域（Ａc3点以上）まで加熱する必要がある。
仕上げ圧延温度：890℃以上
仕上げ圧延温度が890℃を下回ると、圧延方向に展伸した結晶粒が生じやすくなり、冷延鋼板のｒ値が低下する。このため、仕上げ圧延温度は890℃以上とした。なお、仕上げ圧延温度の上限は1000℃程度で十分である。
仕上げ圧延温度が890℃を下回ると、圧延方向に展伸した結晶粒が生じやすくなり、冷延鋼板のｒ値が低下する。このため、仕上げ圧延温度は890℃以上とした。なお、仕上げ圧延温度の上限は1000℃程度で十分である。
巻取温度：500〜750℃
巻取温度が500℃を下回ると、析出物が熱延板中に析出しにくくなり、冷延後の焼鈍時に再結晶に先立って析出するようになる。このように再結晶時における析出は再結晶粒の成長を抑制し、再結晶後でも圧延方向に展伸した結晶粒を生させる。このため、ｒ値の面内異方性が大きくなり、深絞り加工性が低下する。巻取温度の下限は500℃とした。一方、巻取温度が750℃を超えると熱延鋼板段階でのフェライト粒が粗大となり、混粒となるためｒ値が低下する。また、750℃を超えて巻取温度が高くなると、熱延鋼板のフェライト粒が粗大化する。熱延鋼板のフェライト粒が粗大であると、同じ粒界より生じる再結晶核は近い結晶方位を持ちやすいため、冷延焼鈍後の組織においても結晶方位がそろいやすい。この結果、隣り合う結晶の方位に差が少なくなり、結果的に結晶方位差が15°未満の小角粒界の比率が多くなる。このため、巻取温度の上限は750℃とした。
巻取温度が500℃を下回ると、析出物が熱延板中に析出しにくくなり、冷延後の焼鈍時に再結晶に先立って析出するようになる。このように再結晶時における析出は再結晶粒の成長を抑制し、再結晶後でも圧延方向に展伸した結晶粒を生させる。このため、ｒ値の面内異方性が大きくなり、深絞り加工性が低下する。巻取温度の下限は500℃とした。一方、巻取温度が750℃を超えると熱延鋼板段階でのフェライト粒が粗大となり、混粒となるためｒ値が低下する。また、750℃を超えて巻取温度が高くなると、熱延鋼板のフェライト粒が粗大化する。熱延鋼板のフェライト粒が粗大であると、同じ粒界より生じる再結晶核は近い結晶方位を持ちやすいため、冷延焼鈍後の組織においても結晶方位がそろいやすい。この結果、隣り合う結晶の方位に差が少なくなり、結果的に結晶方位差が15°未満の小角粒界の比率が多くなる。このため、巻取温度の上限は750℃とした。
冷間圧延における圧下率：40％以上
冷間圧延における圧下率が40％に満たないと、フェライト粒が混粒となったり、ｒ値を向上させる集合組織が発達しない。その結果、深絞り加工性は劣化する。また、冷間圧延率が低いと冷間圧延による熱延鋼板の結晶回転が不十分となり、冷間圧延後の焼鈍において同一のエリアで方位の近い再結晶核が生じやすくなり、その結果、結晶方位差が15°未満の小角粒界の割合が増える。そこで、本発明では、冷間圧延における圧下率は40％以上とした。なお、圧下率の上限は90％程度で十分である。
冷間圧延における圧下率が40％に満たないと、フェライト粒が混粒となったり、ｒ値を向上させる集合組織が発達しない。その結果、深絞り加工性は劣化する。また、冷間圧延率が低いと冷間圧延による熱延鋼板の結晶回転が不十分となり、冷間圧延後の焼鈍において同一のエリアで方位の近い再結晶核が生じやすくなり、その結果、結晶方位差が15°未満の小角粒界の割合が増える。そこで、本発明では、冷間圧延における圧下率は40％以上とした。なお、圧下率の上限は90％程度で十分である。
焼鈍温度：700℃以上
焼鈍温度が700℃を下回ると圧延方向に展伸したフェライト粒が残留して深絞り加工性が劣化する。このため、焼鈍温度は700℃以上とした。なお、焼鈍温度の上限は900℃程度で十分である。
焼鈍温度が700℃を下回ると圧延方向に展伸したフェライト粒が残留して深絞り加工性が劣化する。このため、焼鈍温度は700℃以上とした。なお、焼鈍温度の上限は900℃程度で十分である。
また、前記焼鈍後に過時効処理を行っても本発明の効果に影響はなく、問題はない。過時効処理を行った鋼板も本発明の範囲に属する。
なお、本発明では、上述のようにして製造された冷延鋼板に対し、めっき処理を施すことにより、鋼板表面にめっき皮膜を形成することができる。例えば、めっき処理として、鋼板表面に溶融亜鉛めっき処理を施して溶融亜鉛めっき皮膜を形成し、あるいはかような溶融亜鉛めっき処理後、さらに合金化処理を施すことにより、合金化溶融亜鉛めっき皮膜を形成してもよい。このとき、溶融亜鉛めっきと焼鈍を一つのライン内で行ってもよい。その他、Zn−Ni電気合金めっき等の電気めっきにより、めっき皮膜を形成してもよい。
以下、実施例について説明する。
表１に示す成分組成になる溶鋼を、連続鋳造して、厚み：280mmのスラブ（鋼素材）とした。
ついで、得られたスラブを、表１に示すAc3点以上のオーステナイト単相域のスラブ加熱温度に加熱した後、表２に示す温度で仕上げ圧延し、同じく表２に示す温度で巻き取って、板厚：2.8mmの熱延鋼板とした。
ついで、酸洗後、鋼板表面のスケールを除去し、表２に示す圧下率で冷間圧延した後、焼鈍を施した。
なお、一部の冷延鋼板については、490℃の亜鉛めっき浴（0.1％Al−Zn）中に浸漬し、片面での付着量：45g/m2の溶融亜鉛めっき皮膜を両面に形成したのち、530℃で合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とした。
表１に示す成分組成になる溶鋼を、連続鋳造して、厚み：280mmのスラブ（鋼素材）とした。
ついで、得られたスラブを、表１に示すAc3点以上のオーステナイト単相域のスラブ加熱温度に加熱した後、表２に示す温度で仕上げ圧延し、同じく表２に示す温度で巻き取って、板厚：2.8mmの熱延鋼板とした。
ついで、酸洗後、鋼板表面のスケールを除去し、表２に示す圧下率で冷間圧延した後、焼鈍を施した。
なお、一部の冷延鋼板については、490℃の亜鉛めっき浴（0.1％Al−Zn）中に浸漬し、片面での付着量：45g/m2の溶融亜鉛めっき皮膜を両面に形成したのち、530℃で合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とした。
上記のようにして得られた冷延鋼板から試験片を採取し、組織の観察を行うとともに、機械的性質についての評価を行った。
（１）組織観察
得られた冷延鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を鏡面研磨して、ナイタール腐食液でフェライト粒を現出させた。
フェライト粒径については、組織写真を100倍で撮影し、板厚方向、圧延方向にそれぞれ10本の線を実際の長さで100μm以上の間隔で引き、粒界と線との交点の数を数えた。全線長を交点の数で割ったものをフェライト粒一つあたりの線分長とし、線分長の実際の長さに1.13を乗じてASTMフェライト粒径を求めた。算出したフェライト粒径を表３に示す。
フェライト粒の圧延方向と板厚方向の長さの比については、圧延方向に引いた線と粒界の交点の数を数え、圧延方向の全線長を交点の数で割ったものをフェライト粒一つあたりの圧延方向の線分長とした。また、同様にしてフェライト粒一つあたりの板厚方向の線分長を求めた。そして、これらの圧延方向の線分長と板厚方向の線分長との比（圧延方向の線分長／板厚方向の線分長）をアスペクト比として示した。
また、この断面でのフェライト粒3000個の結晶方位をEBSDで測定し、粒界で隣接する２つの結晶の方位差を測定した。この方位差が15°以上である粒界の長さを全体の粒界長さで割り、その割合（％）をもとめ、大角粒界の割合とした。
得られた冷延鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を鏡面研磨して、ナイタール腐食液でフェライト粒を現出させた。
フェライト粒径については、組織写真を100倍で撮影し、板厚方向、圧延方向にそれぞれ10本の線を実際の長さで100μm以上の間隔で引き、粒界と線との交点の数を数えた。全線長を交点の数で割ったものをフェライト粒一つあたりの線分長とし、線分長の実際の長さに1.13を乗じてASTMフェライト粒径を求めた。算出したフェライト粒径を表３に示す。
フェライト粒の圧延方向と板厚方向の長さの比については、圧延方向に引いた線と粒界の交点の数を数え、圧延方向の全線長を交点の数で割ったものをフェライト粒一つあたりの圧延方向の線分長とした。また、同様にしてフェライト粒一つあたりの板厚方向の線分長を求めた。そして、これらの圧延方向の線分長と板厚方向の線分長との比（圧延方向の線分長／板厚方向の線分長）をアスペクト比として示した。
また、この断面でのフェライト粒3000個の結晶方位をEBSDで測定し、粒界で隣接する２つの結晶の方位差を測定した。この方位差が15°以上である粒界の長さを全体の粒界長さで割り、その割合（％）をもとめ、大角粒界の割合とした。
（２）引張試験
得られた冷延鋼板から、圧延方向に対して平行方向を引張方向とするJIS 5号引張試験片（JIS Z 2201）を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠した引張試験を行い、引張強さ（ＴＳ）と伸び（ＥＬ）を測定した。測定結果を表３に示す。
なお、ＴＳは440MPa以上である場合に合格とした。
得られた冷延鋼板から、圧延方向に対して平行方向を引張方向とするJIS 5号引張試験片（JIS Z 2201）を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠した引張試験を行い、引張強さ（ＴＳ）と伸び（ＥＬ）を測定した。測定結果を表３に示す。
なお、ＴＳは440MPa以上である場合に合格とした。
（３）ｒ値測定
得られた冷延鋼板から、引張方向が圧延方向（0°）、斜め方向（45°）、垂直方向（90°）となるようにJIS 5号引張試験片を採取し、予歪み12%で歪みを与え、板厚と板幅を測定し、ｒ値を測定した。平均ｒ値とΔｒを、以下の計算式に従って、それぞれ算出した。算出結果を表３に示す。
なお、ｒ値は1.5以上、Δrは0.8以下の場合に、優れた深絞り加工性を有することを示す。
ｒ＝(ｒ０＋2ｒ４５＋ｒ９０)／4
Δｒ＝(ｒ０＋ｒ９０)／2−ｒ４５
得られた冷延鋼板から、引張方向が圧延方向（0°）、斜め方向（45°）、垂直方向（90°）となるようにJIS 5号引張試験片を採取し、予歪み12%で歪みを与え、板厚と板幅を測定し、ｒ値を測定した。平均ｒ値とΔｒを、以下の計算式に従って、それぞれ算出した。算出結果を表３に示す。
なお、ｒ値は1.5以上、Δrは0.8以下の場合に、優れた深絞り加工性を有することを示す。
ｒ＝(ｒ０＋2ｒ４５＋ｒ９０)／4
Δｒ＝(ｒ０＋ｒ９０)／2−ｒ４５
表３の結果から、発明例の鋼板のサンプルは、機械的性質のいずれについても優れた結果を示すことがわかる。一方、比較例のサンプルは、機械的性質のいずれかについて所望の効果が得られないことがわかった。
本発明によれば、高い引張強さを有しつつ、従来に比べて深絞り加工性、ひいてはプレス加工性が大幅に向上した冷延鋼板を得ることが可能となり、産業上格段の効果を奏する。
Claims (9)
- 質量％で、C：0.005％以下、Si：0.1〜0.8％、Mn：1.0〜2.5％、P：0.1％以下、S：0.02％以下、Ｎ：0.01％以下、及び、Al:0.1％以下を含有し、さらに、Ti：0.005〜0.05％、Nb：0.01〜0.08％より選択される一種又は二種を含有し、残部がFe及び不可避不純物の組成からなり、
フェライト粒径が7μm以上であり、フェライト粒の圧延方向と板厚方向の長さの比が2.5以下であり、フェライト粒界のうち粒界を挟む2つの結晶の方位差が15°以上である大角粒界の占める割合が全粒界の50%以上であることを特徴とする深絞り加工性に優れた高強度冷延鋼板。 - さらに、Cr：0.3質量％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の深絞り加工性に優れた高強度冷延鋼板。
- さらに、B：0.0025質量%以下を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の深絞り加工性に優れた高強度冷延鋼板。
- さらに、Cu：0.3質量％以下を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の深絞り加工性に優れた高強度冷延鋼板。
- さらに、Mo：0.5質量%以下、Sb：0.02質量%以下より選択される一種又は二種を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の深絞り加工性に優れた高強度冷延鋼板。
- さらに、Sn，Ni，Ca，Mg，Co，As，Ｗ，Pb，Ta，REM，Ｖ，Cs，Zr及びHfからなる群より選択される一種又は二種以上を、合計で1質量％以下含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の深絞り加工性に優れた高強度冷延鋼板。
- 前記鋼板の表面に、めっき皮膜を備えることを特徴とする請求項１〜６のいずれかに記載の深絞り加工性に優れた冷延鋼板。
- 請求項１〜６のいずれかに記載の組成からなる鋼素材に、熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却してコイルに巻き取り、ついで酸洗し、冷間圧延を施した後、焼鈍することによって冷延鋼板を製造するに際し、
オーステナイト単相域に加熱後、仕上げ圧延温度：890℃以上で熱間圧延を終了した後、500〜750℃の温度で巻き取り、ついで鋼板表面のスケール除去後、40％以上の圧下率で冷間圧延を施した後、700℃以上で焼鈍することを特徴とする深絞り加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。 - 前記焼鈍後、めっき処理を施すことを特徴とする請求項８に記載の深絞り加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
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