JP3546286B2 - 良成形性冷延鋼板用の熱延母板およびその製造方法、ならびに良成形性冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、自動車用等の冷延鋼板、特に、深絞り性のほか深絞り成形時の耐型かじり性に優れる良成形性冷延鋼板の素材として好適な熱延鋼板（以下、熱延母板と略記）およびその製造方法、ならびにこの熱延母板を用いる冷延鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車のパネル等に使用される冷延鋼板には、その特性として優れた深絞り性が要求される。深絞り性を向上させるためには、高いｒ値（ランクフォード値）と高い延性（El）が必要である。
ところで、これまでにも深絞り用冷延鋼板のｒ値を高めるための研究が数多く行われてきた。例えば、特開平２−47222 号公報では、Ａr3変態点以下で潤滑を施しつつ熱間圧延を施した後、冷間圧延により最終板厚とし、その後再結晶焼鈍する冷延鋼板の製造技術が提案されている。
しかし、この技術では、Ｃ量が0.01wt％以下の極低炭素鋼を素材としているため、Ａr3変態点以下のいわゆるフェライト域での熱間圧延により導入される歪が圧延中に解放されやすく、冷延後の焼鈍時に結晶粒が粗大化するという問題があった。このため、鋼板表面近傍の強度が低下し、自動車パネル等の過酷な成形時に、金型との間で型かじりを生じ、プレス時の割れや表面欠陥を招くという問題があった。
【０００３】
このような極低炭素鋼の本質的な問題を解決する手段として、例えば、特開平３−199367号公報には、焼鈍時の雰囲気を制御して表面近傍に炭素濃化層を形成する方法が提案されている。しかしこの方法では、雰囲気制御のための特別な設備が必要になるばかりか、厚さ方向の炭素量を制御しても十分な効果がえられなかった。
また、Ａr3変態点以下における熱間圧延時の潤滑が、ロールと鋼板の間の摩擦力を低減し、せん断変形に起因する｛１１０｝方位の発生を抑制することは知られており、深絞り性を付与するために摩擦係数を規定する提案もなされている。しかしながら、これらの技術は、主に深絞り性の向上に着目したものであり、型かじり性を改善するものではなかった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
以上述べたように、型かじりは鋼板の表面近傍の強度がプレス時の金型に比べ相対的に低いために起こる現象であると考えられていたが、従来の技術においては、耐型かじりを向上させるための有効な手だてが存在していなかった。
そこで、この発明は、従来技術が抱えていた上記問題を有利に解決するための提案であり、深絞り成形時の耐型かじり性に優れる良成形性冷延鋼板の素材に用いて好適な熱延母板およびその製造方法、ならびにこの母板を用いる良成形性冷延鋼板の製造方法を提供するものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、深絞り用冷延鋼板の素材の化学成分のほか、熱延母板の板厚方向の結晶粒度番号と｛１１１｝結晶方位の割合を適正に調整して冷延鋼板の素材として用いることが、深絞り性と耐型かじり性とをともに向上させる上で極めて効果的であることを知見した。本発明は、このような知見に基づいて完成したものであり、その要旨構成は以下のとおりである。
【０００６】
(1)Ｃ：0.01wt％以下、Si：0.05wt％以下、Mn：0.3 wt％以下、Ｐ：0.02wt％以下、Ｓ：0.05wt％以下、Al：0.01〜0.20wt％、Ｎ：0.01wt％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の成分組成からなり、平均結晶粒度番号が、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では6.5 〜7.5 、表面から１／４厚さまでの表層部では7.5 〜9.0 であり、板面に平行な面における｛１１１｝結晶方位より15°以内にある方位の割合が、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では50％以上、表面から１／４厚さまでの表層部では中心部の割合の１／２以上であることを特徴とする、良成形性冷延鋼板用の熱延母板。
【０００７】
(2)Ｃ：0.01wt％以下、Si：2.0 wt％以下、Mn：3.0 wt％以下、Ｐ：0.02超え〜0.2 wt％、Ｓ：0.05wt％以下、Al：0.01〜0.20wt％、Ｎ：0.01wt％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の成分組成からなり、平均結晶粒度番号が、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では7.0 〜8.5 、表面から１／４厚さまでの表層部では8.5 〜11.0であり、板面に平行な面における｛１１１｝結晶方位より15°以内にある方位の割合が、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では50％以上、表面から１／４厚さまでの表層部では中心部の割合の１／２以上であることを特徴とする、良成形性冷延鋼板用の熱延母板。
【０００８】
(3)上記 (1)または (2)において、成分組成が、さらにTi：0.001 〜0.2 wt％、Nb：0.001 〜0.2 wt％から選ばれるいずれか１種または２種を含有することを特徴とする、良成形性冷延鋼板用の熱延母板。
【０００９】
(4)上記 (1)〜 (3)のいずれか１つにおいて、成分組成が、さらにＢ：0.0001〜0.008 wt％を含有することを特徴とする、良成形性冷延鋼板用の熱延母板。
【００１０】
(5) Ｃ：0.01wt％以下、Si：0.05wt％以下、Mn：0.3wt％以下、Ｐ：0.02wt％以下、Ｓ：0.05wt％以下、Al：0.01〜0.20wt％、Ｎ：0.01wt％以下を含有する鋼スラブを、粗圧延および仕上げ圧延からなる熱間圧延により、冷延鋼板用の熱延母板を製造するにあたり、前記仕上げ圧延を、780〜500℃の温度範囲で、かつ荷重低減率15〜50％の潤滑状態で行うことにより、平均結晶粒度番号が、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では 6.5 〜 7.5 、表面から１／４厚さまでの表層部では 7.5 〜 9.0 であり、板面に平行な面における｛１１１｝結晶方位より 15 °以内にある方位の割合が、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では 50 ％以上、表面から１／４厚さまでの表層部では中心部の割合の１／２以上である熱延母板とすることを特徴とする良成形性冷延鋼板用の熱延母板の製造方法。
【００１１】
(6) Ｃ：0.01wt％以下、Si：2.0wt％以下、Mn：3.0wt％以下、Ｐ：0.02超え〜0.2wt％、Ｓ：0.05wt％以下、Al：0.01〜0.20wt％、Ｎ：0.01wt％以下を含有する鋼スラブを、粗圧延および仕上げ圧延からなる熱間圧延により、冷延鋼板用の熱延母板を製造するにあたり、前記仕上げ圧延を、780〜500℃の温度範囲で、かつ荷重低減率15〜50％の潤滑状態で行うことにより、平均結晶粒度番号が、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では 7.0 〜 8.5 、表面から１／４厚さまでの表層部では 8.5 〜 11.0 であり、板面に平行な面における｛１１１｝結晶方位より 15 °以内にある方位の割合が、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では 50 ％以上、表面から１／４厚さまでの表層部では中心部の割合の１／２以上である熱延母板とすることを特徴とする良成形性冷延鋼板用の熱延母板の製造方法。
【００１２】
(7) Ｃ：0.01wt％以下、Si：0.05wt％以下、Mn：0.3wt％以下、Ｐ：0.02wt％以下、Ｓ：0.05wt％以下、Al：0.01〜0.20wt％、Ｎ：0.01wt％以下を含有する鋼スラブを、熱間粗圧延ののち、780〜500℃の温度範囲で、かつ荷重低減率15〜50％の潤滑状態で熱間仕上げ圧延し、コイル巻き取りすることにより、平均結晶粒度番号が、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では 6.5 〜 7.5 、表面から１／４厚さまでの表層部では 7.5 〜 9.0 であり、板面に平行な面における｛１１１｝結晶方位より 15 °以内にある方位の割合が、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では 50 ％以上、表面から１／４厚さまでの表層部では中心部の割合の１／２以上とした熱延母板を、圧下率50〜95％で冷間圧延し、700〜920℃の温度範囲で焼鈍することを特徴とする、良成形性冷延鋼板の製造方法。
【００１３】
(8) Ｃ：0.01wt％以下、Si：2.0wt％以下、Mn：3.0wt％以下、Ｐ：0.02超え〜0.2wt％、Ｓ：0.05wt％以下、Al：0.01〜0.20wt％、Ｎ：0.01wt％以下を含有する鋼スラブを、熱間粗圧延ののち、780〜500℃の温度範囲で、かつ荷重低減率15〜50％の潤滑状態で熱間仕上げ圧延し、コイル巻き取りすることにより、平均結晶粒度番号が、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では 7.0 〜 8.5 、表面から１／４厚さまでの表層部では 8.5 〜 11.0 であり、板面に平行な面における｛１１１｝結晶方位より 15 °以内にある方位の割合が、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では 50 ％以上、表面から１／４厚さまでの表層部では中心部の割合の１／２以上とした熱延母板を、圧下率50〜95％で冷間圧延し、700〜920℃の温度範囲で焼鈍することを特徴とする、良成形性冷延鋼板の製造方法。
【００１４】
【発明の実施の形態】
はじめに、本発明において数値限定を上記範囲に定める根拠となった実験結果について説明する。
「実験１」
Ｃ：0.0015wt％、Si：0.01wt％、Mn：0.12wt％、Ｐ：0.010 wt％、Ｓ：0.005 wt％、Al：0.041 wt％、Ｎ：0.0022wt％、Ti：0.045 wt％、Nb：0.011 wt％からなる組成のスラブを1020℃に加熱−均熱し、920 ℃（γ域、ただし、Ａr3変態点＋50℃以下) で１パスの粗圧延後、圧下率50％〜90％、仕上げ温度 850〜700 ℃とするフェライト域で２パスの仕上げ圧延を行った後、700 ℃まで冷却し 700℃−１時間のコイル巻取り処理を施した。この際フェライト域での圧延は潤滑を施しつつ行い、荷重低減率は10〜50％の間であった。引き続き、75％の冷間圧延を施した後、880 ℃−20sec の再結晶焼鈍を施した。
得られた冷延鋼板について、型かじり特性と限界絞り比を求めた。なお、限界絞り比の測定は、33mmの円筒ポンチを使用し、防錆油を用いて行った。また、型かじり指数は、この試験時に、成形できた鋼板とダイスの間のかじり状況を０から５の６段階で評価し、２以下が実用上問題のないレベルである。
【００１５】
図１に、冷延鋼板の型かじりならびに限界絞り比に及ぼす、熱延母板の板厚方向中心部と表層部における結晶粒度の影響を示す。図１から、冷延鋼板の耐型かじり性、深絞り性は熱延母板の結晶粒度に強く依存し、熱延母板の平均結晶粒度番号が、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では6.5 〜7.5 、表面から１／４厚さまでの表層部では7.5 〜9.0 であり、この場合に優れた特性の冷延鋼板が製造可能であることがわかる。この時、優れた成形特性を満たす領域では、仕上げ温度 780℃以下、荷重低減率15〜50％の範囲にあった。
このように熱延母板の表層部を細粒化させることにより耐型かじり性が改善されるのは、冷延鋼板の表層近傍での強度が上昇することによるものと考えられる。また熱延母板の中心部の結晶粒度が6.5 よりも小さくなると表層が細粒であっても耐型かじり性が劣り、かつ深絞り性も劣る。この現象は中心部での結晶粗大化の影響が現われていると考えられる。
また、中心部の平均粒度番号が7.5 を超えると型かじり性が改善されるが深絞り性が劣る。これは再結晶焼鈍時に｛１１１｝方位の発達が十分でなかったためであると考えられる。
【００１６】
また、図２には板面に平行な面における、｛１１１｝結晶方位から15°以内にある方位の割合が深絞り性におよぼす影響を示す。ここに、結晶方位の割合は、Electron Back Scattering Diffraction Patternにて板厚断面の鋼板の結晶方位を各結晶粒ごとに測定して求めたものである。
図２より、熱延母板の１／４厚さより中心側の｛１１１｝結晶方位より15°以内にある方位の割合Ｘc が50％以上であり、かつ表面より１／４厚までの表層部における｛１１１｝結晶方位より15°以内にある方位の割合Ｘs が 0.5Ｘc 以上であれば、限界絞り比2.36以上の深絞り用冷延鋼板が製造可能となることがわかる。
【００１７】
「実験２」
Ｃ：0.0015wt％、Si：0.01wt％、Mn：0.48wt％、Ｐ：0.064 wt％、Ｓ：0.005 wt％、Al：0.041 wt％、Ｎ：0.0022wt％、Ti：0.017 wt％、Nb：0.029 wt％、Ｂ：0.0013wt％、なる組成のスラブを1015℃に加熱−均熱後、920 ℃（γ域、ただし、Ａr3変態点＋50℃以下）で１パスの粗圧延後、仕上げ温度820 〜680 ℃、50〜90％の圧下率にて、フェライト域で２パス圧延した後、700 ℃−１時間のコイル巻取り処理を施した。この際に、フェライト域での圧延は、潤滑を施しつつ、荷重低減率を10〜50％として行った。引き続き、圧下率75％の冷間圧延を施した後、880 ℃−20sec の再結晶焼鈍を施した。以上の工程により得た、引張強度が380 〜410MPa級の高強度冷延鋼板について、実験１と同様にして、型かじり特性と限界絞り比を測定した。
【００１８】
図３に、冷延鋼板の型かじりならびに限界絞り比におよぼす板厚方向中心部と表層部における結晶粒度の影響を示す。図３からわかるように、図１に示した軟鋼板の場合に比べて最適な結晶粒度範囲は変化し、熱延母板の表面から１／４厚さまでの表層部の平均結晶粒度番号Ｘs が8.5 〜11.0、１／４厚さより中心までの中心部では平均粒度番号Ｘc が7.0 〜8.5 の場合に優れた成形特性を有する冷延鋼板が製造可能である。この時、優れた成形性を満たす領域では、仕上げ温度780 ℃以下、荷重低減率15〜50％の範囲にあった。
【００１９】
発明者らは以上の実験結果をもとに種々検討し、本発明を前記要旨構成のとおりに限定した。その限定理由を以下に説明する。
（１）鋼成分
Ｃ：0.01wt％以下
Ｃは、少なければ少ないほど深絞り性が向上するので好ましいが、その含有量が0.01wt％以下ではさほど悪影響をおよぼさないので0.01wt％以下とする。
【００２０】
Si：0.05wt％以下、2.0 wt％以下
Siは、鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要量添加されるが、少なければ少ないほど深絞り性には好ましく、その添加量が2.0wt ％を超えると深絞り性が劣化する。このため軟質鋼板では0.05wt％以下、高強度鋼板では2.0wt ％以下とする。
【００２１】
Mn：0.3 wt％以下、3.0 wt％以下
Mnは、鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要量添加されるが、少なければ少ないほど深絞り性には好ましく、その添加量が3.0wt ％を超えると深絞り性が劣化する。このため軟質鋼板では0.3 wt％以下、高強度鋼板では3.0 wt％以下とする。
【００２２】
Ｐ：0.02wt％以下、0.02wt％超〜0.20wt％
Ｐは、鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要量添加されるが、少なければ少ないほど深絞り性には好ましく、その添加量が0.20wt％を越えると深絞り性が劣化する。このため軟質鋼板では0.02wt％以下、高強度鋼板では0.02wt％超〜0.20wt％とする。
【００２３】
Ｓ：0.05wt％以下
Ｓは、少なければ少ないほど深絞り性が向上するので好ましいが、その含有量が0.05wt％以下ではさほど悪影響をおよぼさないので0.05wt％以下とする。
【００２４】
Al：0.01〜0.20wt％
Alは、脱酸作用を有し、炭窒化物形成元素の歩留まり向上のために必要に応じて添加される。その含有量が0.01wt％未満では添加効果がなく、一方0.20wt％を超えて添加してもより一層の脱酸効果は得られないため、0.01〜0.20wt％の範囲とする。
【００２５】
Ｎ：0.01wt％以下
Ｎは、少なければ少ないほど深絞り性が向上するので好ましいが、その含有量が0.01wt％以下ではさほど悪影響をおよぼさないので0.01wt％以下とする。
【００２６】
Ti：0.001 〜0.2 wt％
Tiは、鋼中の固溶Ｃを炭化物として析出固定させて低減し、固溶Ｃによる深絞り性の劣化を防止する効果があるので適正量を添加するのが好ましい。その添加量が0.001 wt％未満では添加効果がなく、一方0.2 wt％を超えて添加してもさらなる効果は得られないばかりか、深絞り性劣化を招くことになるで0.001 〜0.2 wt％とする。
【００２７】
Nb：0.001 〜0.2 wt％
Nbは、鋼中の固溶Ｃを炭化物として析出固定させて低減し、固溶Ｃによる深絞り性の劣化を防止する効果があるので適正量を添加するのが好ましい。その添加量が0.001 wt％未満では添加効果がなく、一方0.2 wt％を超えて添加してもそれ以上の効果は得られず、逆に深絞り性劣化につながるので0.001 〜0.2 wt％とする。
【００２８】
Ｂ：0.0001〜0.008 wt％
Ｂは、鋼の耐二次加工脆性の改善のために有用な元素であるが、その添加量が0.0001wt％未満では効果がなく、一方0.008 wt％を超えて添加すると深絞り性の劣化につながるので0.0001〜0.008 wt％とする。
【００２９】
（２）熱延母板の結晶粒度と｛１１１｝結晶方位
冷延鋼板の素材となる熱延母板の結晶粒度は、表面から１／４厚さまでの表層部の平均結晶粒度番号が、軟鋼板の場合に7.5 〜9.0 、高強度鋼板の場合に8.5 〜11.0、かつ１／４厚さから中心までの中心部の平均粒度番号が、軟鋼板の場合に6.5 〜7.5 、高強度鋼板の場合に7.0 〜8.5 に調整する必要がある。その理由は次のとおりである。
熱延母板表層部の結晶粒度が、上記下限値以下では、冷間圧延−再結晶焼鈍後の組織も粗粒化し、粒径の-0.5乗に比例して強度が低下し、プレス成形時の型かじりを併発しやすくなる。一方、表層部の結晶粒度が上記上限値を超えると、強度が上昇し型かじりの上からは有利になるが、表層にせん断変形による歪が集中することになり、表層における｛１１１｝方位の発達が抑制され、深しぼり性が劣化する。
また、熱延母板中心部の平均粒度番号が、上記下限値以下では、表層と同様に型かじりが生じやすくなり、上記上限値を超えると、中心部での｛１１１｝方位粒の発達が遅れ、深しぼり性が著しく劣化する。
【００３０】
次に、熱延母板の板面に平行な面において、｛１１１｝結晶方位より15°以内にある方位の割合を、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では50％以上、表面から１／４厚さまでの表層部では中心部の割合の１／２以上とする必要がある。その理由を以下に述べる。
｛１１１｝結晶方位より15°以内にある方位の割合を、中心部で50％以上としたのは、これ未満では冷間圧延−焼鈍後の限界絞り比2.36以上という従来にない良好な絞り性が得られないからである。また表層部では、圧延時のせん断変形の影響で｛１１１｝方位の発達が抑制されやすいが、上記限界絞り比を得るためには中心部強度Ｘc の１／２以上(0.5Ｘc 以上）が必要となる。なお、｛１１１｝方位から15°以内の方位を採用したのは、結晶学上15°以内では深絞り性（例えばｒ値）の低下が顕著には認められないからである。
なお、熱延母板中心部の｛１１１｝方位50％以上は、フェライト域で潤滑を施しながら熱間圧延することにより達成される。熱間圧延を無潤滑で行うと、表層にせん断変形による歪の集中が起り、｛１１１｝方位の表層での集積が抑制される。しかし、表層での歪の割合を中心部より小さくすること、つまりせん断変形の影響を皆無にするのは現状では困難である。
本発明は、表面における｛１１１｝方位の発達を抑制することなく、表層部での歪を有効利用して熱延板の細粒化を図り、従来問題であった型かじりを解決するものであり、従来の技術とは全く異なる作用効果を利用したものである。
【００３１】
（３）熱間圧延工程
スラブ加熱温度は、省エネルギー化の上から1200℃以下が好ましく、より好ましくは1100℃以下として熱間圧延するのがよい。なお、熱延素材としては、連続鋳造スラブを再加熱するほか、省エネルギーの観点から連続鋳造後Ａr3変態点以下に降温することなく直ちに、もしくは保温処理したものも使用できる。
熱間粗圧延は、仕上げ熱延前の組織を微細化するために、Ａr3変態点〜（Ａr3変態点＋50℃）の範囲で行うのが好ましい。
仕上げ圧延においては、仕上げ温度範囲を 780 〜500 ℃で、かつ荷重低減率15〜50％の潤滑を施しながら圧延することにより、充分な歪の蓄積を図る必要がある。
というのは、仕上げ温度が780 ℃を超えると歪みの蓄積が行われがたくなり、一方 500℃を下回ると変形抵抗が急激に増加し、工業的規模での生産に困難をきたすことになる。また、仕上げ圧延におけるせん断変形の悪影響を除くために、潤滑圧延が必要であるが、荷重低減率で50％を超えるような強潤滑は必要はなく、荷重低減率が15〜50％になるようにすればよい。これにより表層部においても、中心部の｛１１１｝集積の50％以上の｛１１１｝方位が発達する。また、このとき圧延中の歪が表層に支配的に働き、細粒化に有利にはたらく。
なお、上記仕上げ圧延における圧下率は、歪みを十分に与えてその後の｛１１１｝結晶方位の発達を促すことを目的として40％以上の範囲で行うのが好ましい。
【００３２】
またコイル巻取りの温度は、仕上圧延後の巻取工程で熱延母板を再結晶させるために550 ℃以上とするのが好ましい。この時、熱延母板は完全再結晶する必要はなく、部分的に再結晶してもよい。なお、このほかに完全再結晶組織を得るためには、巻取ったあと、保温ボックス等による保熱、あるいは加熱保持することも可能である。
【００３３】
（４）冷間圧延工程
この工程は、高いｒ値を得るために必須であり、冷延圧下率は50〜95％の範囲とするものとする。
【００３４】
（５）焼鈍工程
冷間圧延工程を経た冷延鋼帯は、700 〜920 ℃での再結晶焼鈍を施す必要がある。焼鈍方法は、連続型焼鈍炉および連続溶融亜鉛めっきラインなどのいずれの設備を用いてもよい。焼鈍温度が700 ℃に満たないと再結晶組織がえられず、また、920 ℃を超えるとＡ3 変態に伴いｒ値が急激に低下するので上記温度範囲で行うものとする。
以上の工程で得られた焼鈍鋼帯に、さらに形状矯正、表面粗度等の調整のために、10％以下の調質圧延を行ってもよい。
なお、本発明により製造した冷延鋼板は、そのまま成形加工に供することができるほか、亜鉛めっき（合金系を含む）、すずめっき、ほうろう等を施した成形用の表面処理鋼板母板としても使用できる。また、焼鈍または亜鉛めっき後、特殊な処理を施して、化成処理性、溶接性、プレス成形性および耐食性等の改善を行なってもよい。
【００３５】
【実施例】
以下、本発明を実施例により、具体的に説明する。
表１に示す組成の鋼スラブを、1000℃で加熱一均熱後、900 ℃ (Ａr3変態点以上、Ａr3変態点＋50℃以下) で粗圧延を終え、表２に示す熱延条件にて板厚3.5 mmの熱延鋼帯（熱延母板）とした。引き続き冷間圧延にて冷延鋼帯とし、830 ℃−20sec の再結晶焼鈍を施した。
このようにして得られた熱延母板の平均結晶粒度番号（表層部、中心部）、｛１１１｝結晶方位の割合（表層部Ｘs 、中心部Ｘc ）を測定するとともに、冷延鋼板の材料特性を調査した。各試験の方法は次のとおりである。
【００３６】
・平均結晶粒度番号
JIS G 0552 (鋼のフエライト粒度試験方法) によった。
・結晶方位の割合
EBSD (Electron Back Scattering Diffration)によりそれぞれの結晶粒の方位解析を行い決定した。Ｘ線回折、電子線回折等既存の方法を用いてもよい。
・材料特性、成形性
引張特性はＪＩＳ５号引張試験片を使用して測定した。ｒ値は、15％引張予ひずみを与えた後、３点法にて測定し、Ｌ方向（圧延方向）、Ｄ方向（圧延方向に45°方向）およびＣ方向（圧延方向に90°方向）の平均値を
ｒ＝（ｒL ＋２ｒD ＋ｒC ）／４
により求めた。また、型かじり性は実験１、２と同様の方法で評価し、深しぼり性は上記ｒ値と限界絞り比で評価した。耐型かじり指数が２以下のものは実用上問題のないレベルである。
熱延母板および冷延鋼板についての各測定データを表３に示す。
【００３７】
【表１】
【００３８】
【表２】
【００３９】
【表３】
【００４０】
表１〜３より、本発明を適用して製造した冷延鋼板は、比較例に比べて、優れた耐型かじり性と深絞り性を有していることが明らかである。
【００４１】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、熱延母板の表層部と中心部を結晶粒度と｛１１１｝結晶方位を適正に制御することにより、従来よりも格段に優れた耐型かじり性と深絞り性を具えた良加工性の冷延鋼板を製造することが可能となり、またこのための熱延母板の提供が可能になる。
【図面の簡単な説明】
【図１】軟質鋼板における、耐型かじり性と深しぼり性に及ぼす平均結晶粒度の影響を表す図である。
【図２】軟質鋼板における、深しぼり性に及ぼす｛１１１｝方位より15°の範囲にある結晶割合の関係をあらわす図である。
【図３】高強度鋼板における、耐型かじり性と深しぼり性に及ぼす平均結晶粒度の影響を表す図である。
【発明の属する技術分野】
この発明は、自動車用等の冷延鋼板、特に、深絞り性のほか深絞り成形時の耐型かじり性に優れる良成形性冷延鋼板の素材として好適な熱延鋼板（以下、熱延母板と略記）およびその製造方法、ならびにこの熱延母板を用いる冷延鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車のパネル等に使用される冷延鋼板には、その特性として優れた深絞り性が要求される。深絞り性を向上させるためには、高いｒ値（ランクフォード値）と高い延性（El）が必要である。
ところで、これまでにも深絞り用冷延鋼板のｒ値を高めるための研究が数多く行われてきた。例えば、特開平２−47222 号公報では、Ａr3変態点以下で潤滑を施しつつ熱間圧延を施した後、冷間圧延により最終板厚とし、その後再結晶焼鈍する冷延鋼板の製造技術が提案されている。
しかし、この技術では、Ｃ量が0.01wt％以下の極低炭素鋼を素材としているため、Ａr3変態点以下のいわゆるフェライト域での熱間圧延により導入される歪が圧延中に解放されやすく、冷延後の焼鈍時に結晶粒が粗大化するという問題があった。このため、鋼板表面近傍の強度が低下し、自動車パネル等の過酷な成形時に、金型との間で型かじりを生じ、プレス時の割れや表面欠陥を招くという問題があった。
【０００３】
このような極低炭素鋼の本質的な問題を解決する手段として、例えば、特開平３−199367号公報には、焼鈍時の雰囲気を制御して表面近傍に炭素濃化層を形成する方法が提案されている。しかしこの方法では、雰囲気制御のための特別な設備が必要になるばかりか、厚さ方向の炭素量を制御しても十分な効果がえられなかった。
また、Ａr3変態点以下における熱間圧延時の潤滑が、ロールと鋼板の間の摩擦力を低減し、せん断変形に起因する｛１１０｝方位の発生を抑制することは知られており、深絞り性を付与するために摩擦係数を規定する提案もなされている。しかしながら、これらの技術は、主に深絞り性の向上に着目したものであり、型かじり性を改善するものではなかった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
以上述べたように、型かじりは鋼板の表面近傍の強度がプレス時の金型に比べ相対的に低いために起こる現象であると考えられていたが、従来の技術においては、耐型かじりを向上させるための有効な手だてが存在していなかった。
そこで、この発明は、従来技術が抱えていた上記問題を有利に解決するための提案であり、深絞り成形時の耐型かじり性に優れる良成形性冷延鋼板の素材に用いて好適な熱延母板およびその製造方法、ならびにこの母板を用いる良成形性冷延鋼板の製造方法を提供するものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、深絞り用冷延鋼板の素材の化学成分のほか、熱延母板の板厚方向の結晶粒度番号と｛１１１｝結晶方位の割合を適正に調整して冷延鋼板の素材として用いることが、深絞り性と耐型かじり性とをともに向上させる上で極めて効果的であることを知見した。本発明は、このような知見に基づいて完成したものであり、その要旨構成は以下のとおりである。
【０００６】
(1)Ｃ：0.01wt％以下、Si：0.05wt％以下、Mn：0.3 wt％以下、Ｐ：0.02wt％以下、Ｓ：0.05wt％以下、Al：0.01〜0.20wt％、Ｎ：0.01wt％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の成分組成からなり、平均結晶粒度番号が、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では6.5 〜7.5 、表面から１／４厚さまでの表層部では7.5 〜9.0 であり、板面に平行な面における｛１１１｝結晶方位より15°以内にある方位の割合が、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では50％以上、表面から１／４厚さまでの表層部では中心部の割合の１／２以上であることを特徴とする、良成形性冷延鋼板用の熱延母板。
【０００７】
(2)Ｃ：0.01wt％以下、Si：2.0 wt％以下、Mn：3.0 wt％以下、Ｐ：0.02超え〜0.2 wt％、Ｓ：0.05wt％以下、Al：0.01〜0.20wt％、Ｎ：0.01wt％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の成分組成からなり、平均結晶粒度番号が、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では7.0 〜8.5 、表面から１／４厚さまでの表層部では8.5 〜11.0であり、板面に平行な面における｛１１１｝結晶方位より15°以内にある方位の割合が、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では50％以上、表面から１／４厚さまでの表層部では中心部の割合の１／２以上であることを特徴とする、良成形性冷延鋼板用の熱延母板。
【０００８】
(3)上記 (1)または (2)において、成分組成が、さらにTi：0.001 〜0.2 wt％、Nb：0.001 〜0.2 wt％から選ばれるいずれか１種または２種を含有することを特徴とする、良成形性冷延鋼板用の熱延母板。
【０００９】
(4)上記 (1)〜 (3)のいずれか１つにおいて、成分組成が、さらにＢ：0.0001〜0.008 wt％を含有することを特徴とする、良成形性冷延鋼板用の熱延母板。
【００１０】
(5) Ｃ：0.01wt％以下、Si：0.05wt％以下、Mn：0.3wt％以下、Ｐ：0.02wt％以下、Ｓ：0.05wt％以下、Al：0.01〜0.20wt％、Ｎ：0.01wt％以下を含有する鋼スラブを、粗圧延および仕上げ圧延からなる熱間圧延により、冷延鋼板用の熱延母板を製造するにあたり、前記仕上げ圧延を、780〜500℃の温度範囲で、かつ荷重低減率15〜50％の潤滑状態で行うことにより、平均結晶粒度番号が、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では 6.5 〜 7.5 、表面から１／４厚さまでの表層部では 7.5 〜 9.0 であり、板面に平行な面における｛１１１｝結晶方位より 15 °以内にある方位の割合が、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では 50 ％以上、表面から１／４厚さまでの表層部では中心部の割合の１／２以上である熱延母板とすることを特徴とする良成形性冷延鋼板用の熱延母板の製造方法。
【００１１】
(6) Ｃ：0.01wt％以下、Si：2.0wt％以下、Mn：3.0wt％以下、Ｐ：0.02超え〜0.2wt％、Ｓ：0.05wt％以下、Al：0.01〜0.20wt％、Ｎ：0.01wt％以下を含有する鋼スラブを、粗圧延および仕上げ圧延からなる熱間圧延により、冷延鋼板用の熱延母板を製造するにあたり、前記仕上げ圧延を、780〜500℃の温度範囲で、かつ荷重低減率15〜50％の潤滑状態で行うことにより、平均結晶粒度番号が、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では 7.0 〜 8.5 、表面から１／４厚さまでの表層部では 8.5 〜 11.0 であり、板面に平行な面における｛１１１｝結晶方位より 15 °以内にある方位の割合が、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では 50 ％以上、表面から１／４厚さまでの表層部では中心部の割合の１／２以上である熱延母板とすることを特徴とする良成形性冷延鋼板用の熱延母板の製造方法。
【００１２】
(7) Ｃ：0.01wt％以下、Si：0.05wt％以下、Mn：0.3wt％以下、Ｐ：0.02wt％以下、Ｓ：0.05wt％以下、Al：0.01〜0.20wt％、Ｎ：0.01wt％以下を含有する鋼スラブを、熱間粗圧延ののち、780〜500℃の温度範囲で、かつ荷重低減率15〜50％の潤滑状態で熱間仕上げ圧延し、コイル巻き取りすることにより、平均結晶粒度番号が、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では 6.5 〜 7.5 、表面から１／４厚さまでの表層部では 7.5 〜 9.0 であり、板面に平行な面における｛１１１｝結晶方位より 15 °以内にある方位の割合が、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では 50 ％以上、表面から１／４厚さまでの表層部では中心部の割合の１／２以上とした熱延母板を、圧下率50〜95％で冷間圧延し、700〜920℃の温度範囲で焼鈍することを特徴とする、良成形性冷延鋼板の製造方法。
【００１３】
(8) Ｃ：0.01wt％以下、Si：2.0wt％以下、Mn：3.0wt％以下、Ｐ：0.02超え〜0.2wt％、Ｓ：0.05wt％以下、Al：0.01〜0.20wt％、Ｎ：0.01wt％以下を含有する鋼スラブを、熱間粗圧延ののち、780〜500℃の温度範囲で、かつ荷重低減率15〜50％の潤滑状態で熱間仕上げ圧延し、コイル巻き取りすることにより、平均結晶粒度番号が、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では 7.0 〜 8.5 、表面から１／４厚さまでの表層部では 8.5 〜 11.0 であり、板面に平行な面における｛１１１｝結晶方位より 15 °以内にある方位の割合が、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では 50 ％以上、表面から１／４厚さまでの表層部では中心部の割合の１／２以上とした熱延母板を、圧下率50〜95％で冷間圧延し、700〜920℃の温度範囲で焼鈍することを特徴とする、良成形性冷延鋼板の製造方法。
【００１４】
【発明の実施の形態】
はじめに、本発明において数値限定を上記範囲に定める根拠となった実験結果について説明する。
「実験１」
Ｃ：0.0015wt％、Si：0.01wt％、Mn：0.12wt％、Ｐ：0.010 wt％、Ｓ：0.005 wt％、Al：0.041 wt％、Ｎ：0.0022wt％、Ti：0.045 wt％、Nb：0.011 wt％からなる組成のスラブを1020℃に加熱−均熱し、920 ℃（γ域、ただし、Ａr3変態点＋50℃以下) で１パスの粗圧延後、圧下率50％〜90％、仕上げ温度 850〜700 ℃とするフェライト域で２パスの仕上げ圧延を行った後、700 ℃まで冷却し 700℃−１時間のコイル巻取り処理を施した。この際フェライト域での圧延は潤滑を施しつつ行い、荷重低減率は10〜50％の間であった。引き続き、75％の冷間圧延を施した後、880 ℃−20sec の再結晶焼鈍を施した。
得られた冷延鋼板について、型かじり特性と限界絞り比を求めた。なお、限界絞り比の測定は、33mmの円筒ポンチを使用し、防錆油を用いて行った。また、型かじり指数は、この試験時に、成形できた鋼板とダイスの間のかじり状況を０から５の６段階で評価し、２以下が実用上問題のないレベルである。
【００１５】
図１に、冷延鋼板の型かじりならびに限界絞り比に及ぼす、熱延母板の板厚方向中心部と表層部における結晶粒度の影響を示す。図１から、冷延鋼板の耐型かじり性、深絞り性は熱延母板の結晶粒度に強く依存し、熱延母板の平均結晶粒度番号が、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では6.5 〜7.5 、表面から１／４厚さまでの表層部では7.5 〜9.0 であり、この場合に優れた特性の冷延鋼板が製造可能であることがわかる。この時、優れた成形特性を満たす領域では、仕上げ温度 780℃以下、荷重低減率15〜50％の範囲にあった。
このように熱延母板の表層部を細粒化させることにより耐型かじり性が改善されるのは、冷延鋼板の表層近傍での強度が上昇することによるものと考えられる。また熱延母板の中心部の結晶粒度が6.5 よりも小さくなると表層が細粒であっても耐型かじり性が劣り、かつ深絞り性も劣る。この現象は中心部での結晶粗大化の影響が現われていると考えられる。
また、中心部の平均粒度番号が7.5 を超えると型かじり性が改善されるが深絞り性が劣る。これは再結晶焼鈍時に｛１１１｝方位の発達が十分でなかったためであると考えられる。
【００１６】
また、図２には板面に平行な面における、｛１１１｝結晶方位から15°以内にある方位の割合が深絞り性におよぼす影響を示す。ここに、結晶方位の割合は、Electron Back Scattering Diffraction Patternにて板厚断面の鋼板の結晶方位を各結晶粒ごとに測定して求めたものである。
図２より、熱延母板の１／４厚さより中心側の｛１１１｝結晶方位より15°以内にある方位の割合Ｘc が50％以上であり、かつ表面より１／４厚までの表層部における｛１１１｝結晶方位より15°以内にある方位の割合Ｘs が 0.5Ｘc 以上であれば、限界絞り比2.36以上の深絞り用冷延鋼板が製造可能となることがわかる。
【００１７】
「実験２」
Ｃ：0.0015wt％、Si：0.01wt％、Mn：0.48wt％、Ｐ：0.064 wt％、Ｓ：0.005 wt％、Al：0.041 wt％、Ｎ：0.0022wt％、Ti：0.017 wt％、Nb：0.029 wt％、Ｂ：0.0013wt％、なる組成のスラブを1015℃に加熱−均熱後、920 ℃（γ域、ただし、Ａr3変態点＋50℃以下）で１パスの粗圧延後、仕上げ温度820 〜680 ℃、50〜90％の圧下率にて、フェライト域で２パス圧延した後、700 ℃−１時間のコイル巻取り処理を施した。この際に、フェライト域での圧延は、潤滑を施しつつ、荷重低減率を10〜50％として行った。引き続き、圧下率75％の冷間圧延を施した後、880 ℃−20sec の再結晶焼鈍を施した。以上の工程により得た、引張強度が380 〜410MPa級の高強度冷延鋼板について、実験１と同様にして、型かじり特性と限界絞り比を測定した。
【００１８】
図３に、冷延鋼板の型かじりならびに限界絞り比におよぼす板厚方向中心部と表層部における結晶粒度の影響を示す。図３からわかるように、図１に示した軟鋼板の場合に比べて最適な結晶粒度範囲は変化し、熱延母板の表面から１／４厚さまでの表層部の平均結晶粒度番号Ｘs が8.5 〜11.0、１／４厚さより中心までの中心部では平均粒度番号Ｘc が7.0 〜8.5 の場合に優れた成形特性を有する冷延鋼板が製造可能である。この時、優れた成形性を満たす領域では、仕上げ温度780 ℃以下、荷重低減率15〜50％の範囲にあった。
【００１９】
発明者らは以上の実験結果をもとに種々検討し、本発明を前記要旨構成のとおりに限定した。その限定理由を以下に説明する。
（１）鋼成分
Ｃ：0.01wt％以下
Ｃは、少なければ少ないほど深絞り性が向上するので好ましいが、その含有量が0.01wt％以下ではさほど悪影響をおよぼさないので0.01wt％以下とする。
【００２０】
Si：0.05wt％以下、2.0 wt％以下
Siは、鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要量添加されるが、少なければ少ないほど深絞り性には好ましく、その添加量が2.0wt ％を超えると深絞り性が劣化する。このため軟質鋼板では0.05wt％以下、高強度鋼板では2.0wt ％以下とする。
【００２１】
Mn：0.3 wt％以下、3.0 wt％以下
Mnは、鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要量添加されるが、少なければ少ないほど深絞り性には好ましく、その添加量が3.0wt ％を超えると深絞り性が劣化する。このため軟質鋼板では0.3 wt％以下、高強度鋼板では3.0 wt％以下とする。
【００２２】
Ｐ：0.02wt％以下、0.02wt％超〜0.20wt％
Ｐは、鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要量添加されるが、少なければ少ないほど深絞り性には好ましく、その添加量が0.20wt％を越えると深絞り性が劣化する。このため軟質鋼板では0.02wt％以下、高強度鋼板では0.02wt％超〜0.20wt％とする。
【００２３】
Ｓ：0.05wt％以下
Ｓは、少なければ少ないほど深絞り性が向上するので好ましいが、その含有量が0.05wt％以下ではさほど悪影響をおよぼさないので0.05wt％以下とする。
【００２４】
Al：0.01〜0.20wt％
Alは、脱酸作用を有し、炭窒化物形成元素の歩留まり向上のために必要に応じて添加される。その含有量が0.01wt％未満では添加効果がなく、一方0.20wt％を超えて添加してもより一層の脱酸効果は得られないため、0.01〜0.20wt％の範囲とする。
【００２５】
Ｎ：0.01wt％以下
Ｎは、少なければ少ないほど深絞り性が向上するので好ましいが、その含有量が0.01wt％以下ではさほど悪影響をおよぼさないので0.01wt％以下とする。
【００２６】
Ti：0.001 〜0.2 wt％
Tiは、鋼中の固溶Ｃを炭化物として析出固定させて低減し、固溶Ｃによる深絞り性の劣化を防止する効果があるので適正量を添加するのが好ましい。その添加量が0.001 wt％未満では添加効果がなく、一方0.2 wt％を超えて添加してもさらなる効果は得られないばかりか、深絞り性劣化を招くことになるで0.001 〜0.2 wt％とする。
【００２７】
Nb：0.001 〜0.2 wt％
Nbは、鋼中の固溶Ｃを炭化物として析出固定させて低減し、固溶Ｃによる深絞り性の劣化を防止する効果があるので適正量を添加するのが好ましい。その添加量が0.001 wt％未満では添加効果がなく、一方0.2 wt％を超えて添加してもそれ以上の効果は得られず、逆に深絞り性劣化につながるので0.001 〜0.2 wt％とする。
【００２８】
Ｂ：0.0001〜0.008 wt％
Ｂは、鋼の耐二次加工脆性の改善のために有用な元素であるが、その添加量が0.0001wt％未満では効果がなく、一方0.008 wt％を超えて添加すると深絞り性の劣化につながるので0.0001〜0.008 wt％とする。
【００２９】
（２）熱延母板の結晶粒度と｛１１１｝結晶方位
冷延鋼板の素材となる熱延母板の結晶粒度は、表面から１／４厚さまでの表層部の平均結晶粒度番号が、軟鋼板の場合に7.5 〜9.0 、高強度鋼板の場合に8.5 〜11.0、かつ１／４厚さから中心までの中心部の平均粒度番号が、軟鋼板の場合に6.5 〜7.5 、高強度鋼板の場合に7.0 〜8.5 に調整する必要がある。その理由は次のとおりである。
熱延母板表層部の結晶粒度が、上記下限値以下では、冷間圧延−再結晶焼鈍後の組織も粗粒化し、粒径の-0.5乗に比例して強度が低下し、プレス成形時の型かじりを併発しやすくなる。一方、表層部の結晶粒度が上記上限値を超えると、強度が上昇し型かじりの上からは有利になるが、表層にせん断変形による歪が集中することになり、表層における｛１１１｝方位の発達が抑制され、深しぼり性が劣化する。
また、熱延母板中心部の平均粒度番号が、上記下限値以下では、表層と同様に型かじりが生じやすくなり、上記上限値を超えると、中心部での｛１１１｝方位粒の発達が遅れ、深しぼり性が著しく劣化する。
【００３０】
次に、熱延母板の板面に平行な面において、｛１１１｝結晶方位より15°以内にある方位の割合を、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では50％以上、表面から１／４厚さまでの表層部では中心部の割合の１／２以上とする必要がある。その理由を以下に述べる。
｛１１１｝結晶方位より15°以内にある方位の割合を、中心部で50％以上としたのは、これ未満では冷間圧延−焼鈍後の限界絞り比2.36以上という従来にない良好な絞り性が得られないからである。また表層部では、圧延時のせん断変形の影響で｛１１１｝方位の発達が抑制されやすいが、上記限界絞り比を得るためには中心部強度Ｘc の１／２以上(0.5Ｘc 以上）が必要となる。なお、｛１１１｝方位から15°以内の方位を採用したのは、結晶学上15°以内では深絞り性（例えばｒ値）の低下が顕著には認められないからである。
なお、熱延母板中心部の｛１１１｝方位50％以上は、フェライト域で潤滑を施しながら熱間圧延することにより達成される。熱間圧延を無潤滑で行うと、表層にせん断変形による歪の集中が起り、｛１１１｝方位の表層での集積が抑制される。しかし、表層での歪の割合を中心部より小さくすること、つまりせん断変形の影響を皆無にするのは現状では困難である。
本発明は、表面における｛１１１｝方位の発達を抑制することなく、表層部での歪を有効利用して熱延板の細粒化を図り、従来問題であった型かじりを解決するものであり、従来の技術とは全く異なる作用効果を利用したものである。
【００３１】
（３）熱間圧延工程
スラブ加熱温度は、省エネルギー化の上から1200℃以下が好ましく、より好ましくは1100℃以下として熱間圧延するのがよい。なお、熱延素材としては、連続鋳造スラブを再加熱するほか、省エネルギーの観点から連続鋳造後Ａr3変態点以下に降温することなく直ちに、もしくは保温処理したものも使用できる。
熱間粗圧延は、仕上げ熱延前の組織を微細化するために、Ａr3変態点〜（Ａr3変態点＋50℃）の範囲で行うのが好ましい。
仕上げ圧延においては、仕上げ温度範囲を 780 〜500 ℃で、かつ荷重低減率15〜50％の潤滑を施しながら圧延することにより、充分な歪の蓄積を図る必要がある。
というのは、仕上げ温度が780 ℃を超えると歪みの蓄積が行われがたくなり、一方 500℃を下回ると変形抵抗が急激に増加し、工業的規模での生産に困難をきたすことになる。また、仕上げ圧延におけるせん断変形の悪影響を除くために、潤滑圧延が必要であるが、荷重低減率で50％を超えるような強潤滑は必要はなく、荷重低減率が15〜50％になるようにすればよい。これにより表層部においても、中心部の｛１１１｝集積の50％以上の｛１１１｝方位が発達する。また、このとき圧延中の歪が表層に支配的に働き、細粒化に有利にはたらく。
なお、上記仕上げ圧延における圧下率は、歪みを十分に与えてその後の｛１１１｝結晶方位の発達を促すことを目的として40％以上の範囲で行うのが好ましい。
【００３２】
またコイル巻取りの温度は、仕上圧延後の巻取工程で熱延母板を再結晶させるために550 ℃以上とするのが好ましい。この時、熱延母板は完全再結晶する必要はなく、部分的に再結晶してもよい。なお、このほかに完全再結晶組織を得るためには、巻取ったあと、保温ボックス等による保熱、あるいは加熱保持することも可能である。
【００３３】
（４）冷間圧延工程
この工程は、高いｒ値を得るために必須であり、冷延圧下率は50〜95％の範囲とするものとする。
【００３４】
（５）焼鈍工程
冷間圧延工程を経た冷延鋼帯は、700 〜920 ℃での再結晶焼鈍を施す必要がある。焼鈍方法は、連続型焼鈍炉および連続溶融亜鉛めっきラインなどのいずれの設備を用いてもよい。焼鈍温度が700 ℃に満たないと再結晶組織がえられず、また、920 ℃を超えるとＡ3 変態に伴いｒ値が急激に低下するので上記温度範囲で行うものとする。
以上の工程で得られた焼鈍鋼帯に、さらに形状矯正、表面粗度等の調整のために、10％以下の調質圧延を行ってもよい。
なお、本発明により製造した冷延鋼板は、そのまま成形加工に供することができるほか、亜鉛めっき（合金系を含む）、すずめっき、ほうろう等を施した成形用の表面処理鋼板母板としても使用できる。また、焼鈍または亜鉛めっき後、特殊な処理を施して、化成処理性、溶接性、プレス成形性および耐食性等の改善を行なってもよい。
【００３５】
【実施例】
以下、本発明を実施例により、具体的に説明する。
表１に示す組成の鋼スラブを、1000℃で加熱一均熱後、900 ℃ (Ａr3変態点以上、Ａr3変態点＋50℃以下) で粗圧延を終え、表２に示す熱延条件にて板厚3.5 mmの熱延鋼帯（熱延母板）とした。引き続き冷間圧延にて冷延鋼帯とし、830 ℃−20sec の再結晶焼鈍を施した。
このようにして得られた熱延母板の平均結晶粒度番号（表層部、中心部）、｛１１１｝結晶方位の割合（表層部Ｘs 、中心部Ｘc ）を測定するとともに、冷延鋼板の材料特性を調査した。各試験の方法は次のとおりである。
【００３６】
・平均結晶粒度番号
JIS G 0552 (鋼のフエライト粒度試験方法) によった。
・結晶方位の割合
EBSD (Electron Back Scattering Diffration)によりそれぞれの結晶粒の方位解析を行い決定した。Ｘ線回折、電子線回折等既存の方法を用いてもよい。
・材料特性、成形性
引張特性はＪＩＳ５号引張試験片を使用して測定した。ｒ値は、15％引張予ひずみを与えた後、３点法にて測定し、Ｌ方向（圧延方向）、Ｄ方向（圧延方向に45°方向）およびＣ方向（圧延方向に90°方向）の平均値を
ｒ＝（ｒL ＋２ｒD ＋ｒC ）／４
により求めた。また、型かじり性は実験１、２と同様の方法で評価し、深しぼり性は上記ｒ値と限界絞り比で評価した。耐型かじり指数が２以下のものは実用上問題のないレベルである。
熱延母板および冷延鋼板についての各測定データを表３に示す。
【００３７】
【表１】
【表２】
【表３】
表１〜３より、本発明を適用して製造した冷延鋼板は、比較例に比べて、優れた耐型かじり性と深絞り性を有していることが明らかである。
【００４１】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、熱延母板の表層部と中心部を結晶粒度と｛１１１｝結晶方位を適正に制御することにより、従来よりも格段に優れた耐型かじり性と深絞り性を具えた良加工性の冷延鋼板を製造することが可能となり、またこのための熱延母板の提供が可能になる。
【図面の簡単な説明】
【図１】軟質鋼板における、耐型かじり性と深しぼり性に及ぼす平均結晶粒度の影響を表す図である。
【図２】軟質鋼板における、深しぼり性に及ぼす｛１１１｝方位より15°の範囲にある結晶割合の関係をあらわす図である。
【図３】高強度鋼板における、耐型かじり性と深しぼり性に及ぼす平均結晶粒度の影響を表す図である。
Claims (8)
- Ｃ：0.01wt％以下、Si：0.05wt％以下、Mn：0.3wt％以下、Ｐ：0.02wt％以下、Ｓ：0.05wt％以下、Al：0.01〜0.20wt％、Ｎ：0.01wt％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の成分組成からなり、平均結晶粒度番号が、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では6.5〜7.5、表面から１／４厚さまでの表層部では7.5〜9.0であり、板面に平行な面における｛１１１｝結晶方位より15°以内にある方位の割合が、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では50％以上、表面から１／４厚さまでの表層部では中心部の割合の１／２以上であることを特徴とする、良成形性冷延鋼板用の熱延母板。
- Ｃ：0.01wt％以下、Si：2.0wt％以下、Mn：3.0wt％以下、Ｐ：0.02超え〜0.2wt％、Ｓ：0.05wt％以下、Al：0.01〜0.20wt％、Ｎ：0.01wt％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の成分組成からなり、平均結晶粒度番号が、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では7.0〜8.5、表面から１／４厚さまでの表層部では8.5〜11.0であり、板面に平行な面における｛１１１｝結晶方位より15°以内にある方位の割合が、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では50％以上、表面から１／４厚さまでの表層部では中心部の割合の１／２以上であることを特徴とする、良成形性冷延鋼板用の熱延母板。
- 請求項１または請求項２において、成分組成が、さらにTi：0.001〜0.2wt％、Nb：0.001〜0.2wt％から選ばれるいずれか１種または２種を含有することを特徴とする、良成形性冷延鋼板用の熱延母板。
- 請求項１〜３のいずれか１項において、成分組成が、さらにＢ：0.0001〜0.008wt％を含有することを特徴とする、良成形性冷延鋼板用の熱延母板。
- Ｃ：0.01wt％以下、Si：0.05wt％以下、Mn：0.3wt％以下、Ｐ：0.02wt％以下、Ｓ：0.05wt％以下、Al：0.01〜0.20wt％、Ｎ：0.01wt％以下を含有する鋼スラブを、粗圧延および仕上げ圧延からなる熱間圧延により、冷延鋼板用の熱延母板を製造するにあたり、前記仕上げ圧延を、780〜500℃の温度範囲で、かつ荷重低減率15〜50％の潤滑状態で行うことにより、平均結晶粒度番号が、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では 6.5 〜 7.5 、表面から１／４厚さまでの表層部では 7.5 〜 9.0 であり、板面に平行な面における｛１１１｝結晶方位より 15 °以内にある方位の割合が、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では 50 ％以上、表面から１／４厚さまでの表層部では中心部の割合の１／２以上である熱延母板とすることを特徴とする良成形性冷延鋼板用の熱延母板の製造方法。
- Ｃ：0.01wt％以下、Si：2.0wt％以下、Mn：3.0wt％以下、Ｐ：0.02超え〜0.2wt％、Ｓ：0.05wt％以下、Al：0.01〜0.20wt％、Ｎ：0.01wt％以下を含有する鋼スラブを、粗圧延および仕上げ圧延からなる熱間圧延により、冷延鋼板用の熱延母板を製造するにあたり、前記仕上げ圧延を、780〜500℃の温度範囲で、かつ荷重低減率15〜50％の潤滑状態で行うことにより、平均結晶粒度番号が、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では 7.0 〜 8.5 、表面から１／４厚さまでの表層部では 8.5 〜 11.0 であり、板面に平行な面における｛１１１｝結晶方位より 15 °以内にある方位の割合が、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では 50 ％以上、表面から１／４厚さまでの表層部では中心部の割合の１／２以上である熱延母板とすることを特徴とする良成形性冷延鋼板用の熱延母板の製造方法。
- Ｃ：0.01wt％以下、Si：0.05wt％以下、Mn：0.3wt％以下、Ｐ：0.02wt％以下、Ｓ：0.05wt％以下、Al：0.01〜0.20wt％、Ｎ：0.01wt％以下を含有する鋼スラブを、熱間粗圧延ののち、780〜500℃の温度範囲で、かつ荷重低減率15〜50％の潤滑状態で熱間仕上げ圧延し、コイル巻き取りすることにより、平均結晶粒度番号が、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では 6.5 〜 7.5 、表面から１／４厚さまでの表層部では 7.5 〜 9.0 であり、板面に平 行な面における｛１１１｝結晶方位より 15 °以内にある方位の割合が、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では 50 ％以上、表面から１／４厚さまでの表層部では中心部の割合の１／２以上とした熱延母板を、圧下率50〜95％で冷間圧延し、700〜920℃の温度範囲で焼鈍することを特徴とする、良成形性冷延鋼板の製造方法。
- Ｃ：0.01wt％以下、Si：2.0wt％以下、Mn：3.0wt％以下、Ｐ：0.02超え〜0.2wt％、Ｓ：0.05wt％以下、Al：0.01〜0.20wt％、Ｎ：0.01wt％以下を含有する鋼スラブを、熱間粗圧延ののち、780〜500℃の温度範囲で、かつ荷重低減率15〜50％の潤滑状態で熱間仕上げ圧延し、コイル巻き取りすることにより、平均結晶粒度番号が、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では 7.0 〜 8.5 、表面から１／４厚さまでの表層部では 8.5 〜 11.0 であり、板面に平行な面における｛１１１｝結晶方位より 15 °以内にある方位の割合が、板厚の１／４厚さより中心までの中心部では 50 ％以上、表面から１／４厚さまでの表層部では中心部の割合の１／２以上とした熱延母板を、圧下率50〜95％で冷間圧延し、700〜920℃の温度範囲で焼鈍することを特徴とする、良成形性冷延鋼板の製造方法。
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