JP3968891B2

JP3968891B2 - 面内異方性が小さく耐二次加工脆性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法

Info

Publication number: JP3968891B2
Application number: JP27076898A
Authority: JP
Inventors: 純芳賀; 直光水井
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Priority date: 1998-09-25
Filing date: 1998-09-25
Publication date: 2007-08-29
Anticipated expiration: 2018-09-25
Also published as: JP2000096183A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、面内異方性が小さく、しかも耐二次加工脆性に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
技術分野の分業化とともに、各技術分野において用いられる材料には、特殊かつ高度な性能が要求されるようになってきている。例えば、プレス成形して使用される冷延鋼板についても、高い強度が要求されるようになり、高強度冷延鋼板の適用が検討されている。特に、自動車用鋼板に関しては、地球環境への配慮から、車体を軽量化して燃費を向上させるために、高強度冷延鋼板の需要が著しく高まってきている。
【０００３】
しかし、深絞り性、延性などのプレス成形性および耐二次加工脆性と、鋼板の強度とは背反する特性であり、面内異方性を含めてこれらの特性を同時に満足させることは現状では困難である。
【０００４】
面内異方性については、例えば、ｒ値の面内異方性（Δｒ）は、引張方向によるｒ値の不均一性を示す指標であり、式「Δｒ＝（ｒ₀ ＋ｒ₉₀−２×ｒ₄₅）／２」で定義される。ここで、ｒ₀ は圧延方向、ｒ₄₅は圧延方向に対して４５度の方向、ｒ₉₀は同じく９０度の方向（板幅方向）に引張試験して測定したｒ値を意味する。Δｒの絶対値（以下、｜Δｒ｜と記す）が０に近いほど面内異方性が小さく、好ましいとされている。
【０００５】
特開平５−２４７５４０号公報には、二次加工脆性と面内異方性を同時に改善するために、Ｔｉ−Ｎｂ−Ｂ−Ａｌ複合添加極低炭素鋼にＰ、Ｓｉ、Ｍｎなどを添加して高強度化を図った冷延鋼板とその製法が示されている。しかし、ＮｂおよびＡｌを含んでいるので、原材料コストが高い。また、Ｎｂにより再結晶温度が著しく上昇するため、良好な伸びを得るために、焼鈍温度の上昇または焼鈍時間の延長が必要になり、熱エネルギーコストの上昇が避けられない。
【０００６】
特開平６−３４６１４９号公報には、Ｔｉ−Ｂ複合添加極低炭素鋼またはＴｉ−Ｎｂ−Ｂ複合添加極低炭素鋼のＣ含有量を０．００１５％以下にまで低減することによって面内異方性を改善した冷延鋼板とその製法が示されている。しかし、Ｃ量を０．００１５％以下に低減させるのにコストが嵩むだけでなく、Ｂ含有量と冷間圧下率によっては面内異方性が大きく変化し、これらのバランスが全く考慮されていないために、面内異方性を安定させることできない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、深絞り成形性のよいＴｉ添加極低炭素鋼板で、かつ、面内異方性が小さく、耐二次加工脆性に優れた高強度冷延鋼板、さらに詳しくは、引張強度が３８０ＭＰａ以上、平均ｒ値が１．５以上、｜Δｒ｜が０．２５以下、絞り成形後の脆性遷移温度が−９０℃以下である高強度冷延鋼板とこの冷延鋼板を安価に安定して得ることができる製造方法を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は、下記（１）の面内異方性が小さく耐二次加工脆性に優れた高強度冷延鋼板と下記（２）のその製造方法にある。
【０００９】
（１）重量％で、Ｃ：０．００１５〜０．００５％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％を含み、かつ、Ｃｒ：２％以下、Ｍｏ：２％以下およびＷ：２％以下のうちのいずれか１種または２種以上を合計で０．０５％以上含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の化学組成を有するとともに、下記の(i)式を満足し、さらに引張強度が３８０ＭＰａ以上、平均ｒ値が１．５以上、Δｒの絶対値が０．２５以下、絞り成形後の脆性遷移温度が−９０℃以下である面内異方性が小さく耐二次加工脆性に優れた高強度冷延鋼板。
【００１０】
Ｔｉ＞｛（４８／１２）Ｃ＋（４８／１４）Ｎ＋（４８／３２）Ｓ｝…(i)
なお、式中の元素記号は、各元素の鋼中での含有量（重量％）を表す。
【００１１】
（２）重量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００５％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％を含み、かつ、Ｃｒ：２％以下、Ｍｏ：２％以下およびＷ：２％以下のうちのいずれか１種または２種以上を合計で０．０５％以上含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の化学組成を有するとともに下記の(i)式を満足する鋼を熱間圧延し、５６０℃以下でコイルに巻き取り、その後４０％以上で、かつ、下記の(ii)式を満たす範囲の圧下率で冷間圧延し、次いで６５０℃以上Ａｃ₃変態点未満の温度で再結晶焼鈍する引張強度が３８０ＭＰａ以上、平均ｒ値が１．５以上、Δｒの絶対値が０．２５以下、絞り成形後の脆性遷移温度が−９０℃以下である面内異方が小さく耐二次加工脆性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【００１２】
Ｔｉ＞｛（４８／１２）Ｃ＋（４８／１４）Ｎ＋（４８／３２）Ｓ｝…(i)
なお、式中の元素記号は、各元素の鋼中での含有量（重量％）を表す。
【００１３】
【数１】

【００１４】
ただし、ＣＴは巻取温度（℃）、ＣＲは冷間圧下率（％）、Ｂは鋼中のＢ含有量（重量％）を表す。
【００１５】
以下、上記（１）の高強度冷延鋼板に係る発明および（２）の高強度冷延鋼板の製造方法に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」および「本発明（２）」という。また、総称して「本発明」ということがある。
上記の本発明は、下記の知見に基づいて完成させた。
【００１６】
本発明者らは、Ｔｉ添加極低炭素鋼板の面内異方性を改善するために、面内異方性に及ぼす鋼中のＢ含有量および製造条件の影響を調査した。用いた鋼は、重量％で、Ｃ：０．００２５％、Ｓｉ：０．５％、Ｍｎ：１．５％、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．００５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４％、Ｎ：０．００２％、Ｔｉ：０．０５％、Ｂ：０．０００５〜０．００３％、Ｃｒ：０．２％、Ｍｏ：０．２％、Ｗ：０．１％を含有するものである。この化学組成の鋼片を、９００℃以上で熱間圧延し、６５０℃以下の種々の温度で巻き取り、得られた熱延板を酸洗し、６０〜９５％の圧下率で冷間圧延した後連続焼鈍し、得られた冷延鋼板の引張試験を行いｒ値を測定した。
【００１７】
図１〜図４は、上記の調査結果の一部を示すもので、図１と図２はＢ含有量が０．０００５重量％と０．００３重量％の各鋼板のΔｒに対する巻取温度と冷間圧下率の関係を示し、図３と図４は巻取温度が４５０℃と５００℃の各鋼板のΔｒに対するＢ含有量と冷間圧下率の関係を示す。各図中の△印はΔｒが０．２５を超えるもの、▲印は−０．２５未満のもの、○印はｒ値が−０．２５〜０．２５（｜Δｒ｜≦０．２５）のものを意味する。｜Δｒ｜が０．２５以下であれば、面内異方性は良好と判断してよい。
【００１８】
図１と図２に示されているように、Δｒと熱間圧延後の巻取温度と冷間圧下率の間には相関関係があり、Δｒを小さくするためには、例えば、熱間圧延後の巻取温度を一定とした場合には冷間圧下率を高めるのがよいことがわかる。
【００１９】
また、図３と図４に示されるように、ΔｒとＢ含有量と冷間圧下率の間には、上記のΔｒと熱間圧延後の巻取温度と冷間圧下率の間の相関関係に比べれば弱いものの相関関係があり、Δｒを一定とした場合、Ｂ含有量が増すにつれて冷間圧下率を低めるのがよいことがわかる。
【００２０】
巻取温度が高くなるとΔｒが大きくなるのは、ｒ₀とｒ₉₀があまり変化しないのに対してｒ₄₅が小さくなるためである。これは、巻取温度が高くなるにつれて熱延後の結晶粒が粗大になるためと推定される。
【００２１】
また、冷間圧下率を増すとΔｒが小さくなるのは、冷間圧下率の増加とともにｒ₄₅は大きくなるが、ｒ₀とｒ₉₀はあまり変化しないためである。
【００２２】
さらに、本発明者らは、Ｔｉ−Ｂ添加極低炭素鋼板の高強度化に伴うｒ値低下を抑制するために、ｒ値に及ぼす鋼の化学組成の影響を調査した。用いた鋼は、重量％で、Ｃ：０．００２５％、Ｓｉ：０．５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．００５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４％、Ｎ：０．００２％、Ｔｉ：０．０５％、Ｂ：０．００２％、Ｃｒ：２％以下、Ｍｏ：２％以下、Ｗ：２％以下を含有するものである。この化学組成の鋼片を、９００℃以上で熱間圧延し、５６０℃以下の温度で巻き取り、得られた熱延板を酸洗し、４０％以上の圧下率で冷間圧延した後連続焼鈍し、得られた冷延鋼板の引張試験を行いｒ値を測定した。その結果、（ｒ₀＋２ｒ₄₅＋ｒ₉₀）／４で定義される平均ｒ値のＭｎ含有量の増加に伴う変化について、以下のことが判明した。
【００２３】
Ｂを含有する鋼にＭｎを添加して高強度化を図ると、Ｍｎ含有量が増すにつれて平均ｒ値が著しく低下する。この原因の詳細は不明であるが、ＭｎとＢが共存すると、ＭｎとＢ原子間の引力相互作用によりＭｎ原子とＢ原子の複合体が形成されてγ／α変態の進行が遅くなり、変態後のフェライト結晶粒が粗大化するためと推定される。
【００２４】
このＭｎ含有量の増加に伴う平均ｒ値の低下は、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの少なくとも１種を添加することにより抑制できる。これは、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗの添加により、変態の進行が速くなるためと推定される。
【００２５】
Ｂ含有量と巻取温度および冷間圧下率を最適化することにより、Ｎｂ、Ａｌなどの元素を添加しなくても面内異方性の小さな冷延鋼板が製造できる。また、この冷延鋼板は、必要な量のＢを含有させられるので、耐二次加工脆性も確保できる。さらに、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの少なくとも１種を添加したうえにＭｎを含有させることにより、平均ｒ値を損なうことなく高強度化することができる。
【００２６】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明の実施の形態を詳細に述べる。なお、以下に述べる化学組成の％表示は重量％を意味する。
【００２７】
《鋼の化学組成》
Ｃ：
Ｃ含有量が０．００５％を超えると、ＴｉＣが多くなり、鋼板の深絞り性が損なわれるうえ、再結晶温度が過度に高くなる。一方、過度に極低炭素化することは、コスト上昇を伴うばかりでなく、ＴｉＣの析出が不十分となり、焼鈍中に深絞り性に好ましい再結晶集合組織が形成されず、鋼板の深絞り性が低下する。このため、本発明（２）におけるＣ含有量の範囲は０．０００５〜０．００５％とした。なお、Ｃ含有量の下限は、望ましくは０．００１５％である。このため、本発明（１）におけるＣ含有量の範囲は０．００１５〜０．００５％とした。より、望ましいＣ含有量の範囲は０．００１５〜０．００４％である。
【００２８】
Ｓｉ：
Ｓｉは、鋼板の強度を向上させる作用を有するので、鋼を高強度化する目的で含有させることができる。ただし、鋼の強度が他の元素により確保される場合には、Ｓｉは含有させる必要がない。Ｓｉ含有量が１％を超えると、塗装性が著しく劣化するので、添加する場合の含有量の上限は１％とした。
【００２９】
Ｍｎ：
Ｍｎは、Ｓｉと同様に鋼板の強度を向上させる作用を有するので、鋼を高強度化する目的で含有させる。所望の強度を得るためには１．０％以上が必要であり、含有量が３．０％を超えるとＴｉＣの析出が不十分となり、深絞り性が低下する。このため、Ｍｎ含有量は１．０〜３．０％と定めた。望ましくは１．５〜２．５％である。
【００３０】
Ｐ：
Ｐは、不可避的不純物として鋼中に含まれ、粒界に偏析して鋼を脆化させ、その含有量が０．０３％超になると、Ｂを添加しても二次加工脆化を抑制することができなくなる。このため、Ｐ含有量の上限は０．０３％とする。好ましい上限は０．００５％である。
【００３１】
Ａｌ：
Ａｌは、溶鋼の脱酸に用いられる。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０１％未満の場合には脱酸効果が十分に得られず、０．０５％を超えて含有させても、効果が飽和して不経済である。このため、ｓｏｌ．Ａｌの含有量は０．０１〜０．０５％とする。
【００３２】
Ｔｉ：
Ｔｉは、鋼中のＣ、Ｎ、Ｓを析出物として固定し、優れた深絞り性、延性および非時効性を得るために添加される。また、ＴｉはＮを析出物として固定することによりＮがＢと結合することを防止し、添加したＢを固溶させた状態で存在させ、Ｂの二次加工脆性改善効果を発揮させるのに有効である。これらの効果を得るためには、０．０１％以上で、かつ、前述の(i)式を満足する量、すなわち式「（４８／１２）Ｃ＋（４８／１４）Ｎ＋（４８／３２）Ｓ」を超える量を含有させる必要がある。一方、０．１％を超えるとＴｉを含有させる効果が飽和するうえ、経済性を損なうのでＴｉ含有量の上限は０．１％とする。
【００３３】
Ｂ：
Ｂは、ｒ₄₅には影響しないが、ｒ₀とｒ₉₀を低下させる作用があり、適量を含有させると鋼板の面内異方性を改善することができる。また、Ｂは、結晶粒界を強化して耐二次加工脆性を向上させる作用もある。耐二次加工脆性を向上させるために、Ｂを０．０００３％以上含有させる必要がある。一方、Ｂ含有量が０．００３％を超えると鋼板の深絞り性が著しく損なわれる。このため、Ｂ含有量の範囲は０．０００３〜０．００３％とする。望ましくは０．０００６〜０．００２５％である。
【００３４】
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ：
これらの元素は、鋼板の強度を向上させる作用を有するだけでなく、Ｍｎ含有量の増加に伴う平均ｒ値の低下を抑制する効果があるのでいずれか１種または２種以上を添加する。含有量の合計が０．０５％に満たない場合は、この効果が十分に得られない。一方、いずれの元素も含有量が２％を超えると延性が著しく劣化する。このため、これら元素の含有量の上限はそれぞれ２％とする。２種以上を複合で含有させる場合、その合計量が２％以下であることが望ましい。
【００３５】
上記以外はＦｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物のうち、Ｓは成形性を損なうので少ないほど好ましく、含有量が多くなると、無害化するために必要なＭｎおよびＴｉ量が増し、コストが嵩むために０．０２％以下とするのがよい。さらに、Ｎ含有量が増すと、Ｎを固定するのに必要なＴｉの含有量が多くなり経済性を損ない、ＴｉＮ析出物が増して延性を損なう。このため、Ｎ含有量は０．０１％以下にするのが好ましい。
【００３６】
《製造条件》
鋼の製造：
上記範囲の化学組成を有する鋼は、転炉や電気炉などの製鋼炉を用いて常法に従って容易に製造される。その際、製鋼炉で溶製して得られた溶鋼を、ＡＯＤ炉やＶＯＤ炉などの精錬炉を用いて精錬処理して製造するのが好ましい。また、Ｔｉの含有量は、成分調整後のＣ、ＮおよびＳの予想値に応じて上記の(i)式を満足する値に調整される。
【００３７】
熱間圧延：
上記範囲の化学組成の鋼片は、溶鋼を連続鋳造法または鋼塊にした後分塊圧延する方法などで製造される。鋼片は、冷却後再加熱するか、連続鋳造または分塊圧延後の高温の鋼片をそのまま、または補助加熱を施して熱間圧延される。熱間圧延後は、鋼板を巻取温度まで冷却し、コイル状に巻き取られる。
【００３８】
冷間圧延し焼鈍した後の鋼板の｜Δｒ｜を小さくするためには、図１と図２に示されているように、熱間圧延後の巻取温度が高くなるにつれて冷間圧下率を高くする必要がある。しかし、巻取温度が５６０℃を超えると、Ｂ含有量が０．００３重量％である鋼においても９５％以上の冷間圧下率が必要となり、通常の圧延では冷間圧延が困難となる。したがって、巻取温度は５６０℃以下にするのがよい。好ましくは、５００℃以下にするのがよい。下限は特には規定しないが、巻取温度が低すぎると析出物が微細化して延性が損なわれるので、３８０℃以上とするのが好ましい。
【００３９】
巻取温度以外の熱延条件は、特に限定しないが、熱延板の結晶粒を微細化し、深絞り性を向上させるために、仕上げ温度を９００℃以下とし、圧延後の冷却速度を１０℃／ｓ以上とすることが望ましい。
【００４０】
冷間圧延：
面内異方性を小さくするために、鋼のＢ含有量と巻取温度に応じて適当な圧下率で冷間圧延を行う必要がある。この適正な冷間圧下率の範囲は、成形性を確保するのに必要な再結晶集合組織を得るために、図１〜図４より実験的に求められる下記の(ii)式で規定される範囲内とする。
【００４１】
【数１】

【００４２】
ただし、ＣＴは巻取温度（℃）、ＣＲは冷間圧下率（％）、Ｂは鋼中のＢ含有量（重量％）を表す。
【００４３】
再結晶焼鈍：
冷間圧延された鋼板は、必要に応じて公知の方法に従って脱脂などの処理が施され、再結晶焼鈍される。この際の焼鈍温度は、６５０℃以上、Ａｃ₃ 変態点未満の温度範囲とする。焼鈍温度が６５０℃に満たない場合には、再結晶が完了するのに時間がかかりすぎる。逆に、焼鈍温度がＡｃ₃ 変態点以上になると、深絞り性に好ましい再結晶集合組織が変態により減少するので好ましくない。
【００４４】
鋼板の成形性を良好に保つには、平均ｒ値を高くすることも必要である。鋼中のＢには再結晶時の｛１１１｝集合組織の発達を抑制する作用がある。また、冷間圧下率が低下すると圧延集合組織の形成が弱くなるので、焼鈍後の集合組織の発達が不十分となり、鋼板の平均ｒ値が向上しない。しかし、冷間圧延後の焼鈍を、｛８×（Ｂ（重量％）×１０⁴ ）＋１５５０−１０×冷間圧下率（％）｝℃を超える温度範囲で施すことにより、良好なｒ値が確保できる。このため、焼鈍温度を上記式で求められる温度を超える範囲とするのが好ましい。
【００４５】
焼鈍手段については任意であり、連続焼鈍法や箱焼鈍などいずれの方法でもかまわない。ただし、生産性が高いので連続焼鈍法で行うのが望ましい。
【００４６】
焼鈍後は、常法にしたがって、調質圧延を施すのが望ましいが、調質圧延を省略してもかまわない。本発明の製造方法に従って製造される冷延鋼板は、これを母材として電気めっきしたり、塗装鋼板にして用いることもできる。冷間圧延後の鋼板を、公知の溶融めっきに装備されている加熱炉で焼鈍して、溶融めっきしてめっき鋼板にしてもかまわない。無論、連続焼鈍炉で焼鈍を施した後、溶融めっきしてめっき鋼板にしても良い。
【００４７】
【実施例】
実験用真空溶解炉を用いて、表１に示す化学組成の鋼を溶解し、鋳造した。
【００４８】
【表１】

【００４９】
これらの鋼塊を熱間鍛造して２５ｍｍ厚の鋼片とし、電気加熱炉を用いて１２５０℃に加熱して１時間保持し、実験用熱間圧延機を用いて、１１５０℃から９３０℃の温度範囲で、３パスで厚さ５ｍｍの熱延板に圧延した。
【００５０】
熱延後の鋼板は、直ちに強制空冷あるいは水スプレー冷却により４５０〜６００℃の温度範囲内の種々の温度まで冷却してこの温度（巻取温度）で巻き取り、その温度に保持された電気加熱炉中に挿入して１時間保持した後、２０℃／時の冷却速度で炉冷して巻取後の徐冷処理とした。
【００５１】
徐冷処理後の鋼板は、その両表面を研削して厚さ４ｍｍ厚の冷延母材とし、圧下率７０〜９０％で冷間圧延し、次いで加熱速度１０℃／秒で８５０℃まで加熱した後４０秒間保持する連続焼鈍相当の再結晶焼鈍または加熱速度２０℃／時で７５０℃まで加熱した後５時間保持する箱焼鈍相当の再結晶焼鈍を施した。その後、これらの焼鈍鋼板に、伸び率０．８％の調質圧延を施し、その性能を評価した。
【００５２】
ｒ値は、圧延方向、４５度方向および幅方向から採取したＪＩＳＺ２２０１に規定される５号試験片を引張試験して測定した。
【００５３】
二次加工脆性は、以下の方法で評価した。それぞれの冷延鋼板から直径５９．４ｍｍの円形素板を採取し、円筒深絞り試験機を用いて、絞り比１．８の深絞り成形を施して直径３３ｍｍの円筒状カップを成形した。これらの円筒状カップの耳部を切削除去して、深さ１７ｍｍの円筒状のカップとし、鋼板の二次加工脆性を測定する試料とした。試料は、種々の温度に冷却した後、その底面を上にして先端角度６０度の円錐台状の金型にかぶせ、その上方８０ｃｍの高さから質量５ｋｇのおもりを試料の底面に落下させ、円筒状カップの側壁部分に脆性割れの発生する臨界温度を求め、この臨界温度を耐二次加工脆性の指標とした。
【００５４】
試作した冷延鋼板の圧延条件と性能評価結果を、表２と表３に示した。
【００５５】
【表２】

【００５６】
【表３】

【００５７】
表２と表３に示されているように、本発明の方法で規定する範囲内の条件で製造された本発明例の冷延鋼板（試番１〜４、９〜１２および１７〜２０）は、いずれも、引張強度（ＴＳ）が３８０ＭＰａ以上で高強度であり、かつ平均ｒ値が１．５以上、｜Δｒ｜が０．２５以下で面内異方性が小さく良好で、深絞り成形時の円筒状カップの耳はほとんど発生しなかった。また、これらの冷延鋼板から成形された円筒状カップの脆性遷移温度は、いずれも−９０℃以下で、良好な耐二次加工脆性を示した。
【００５８】
これに対し、鋼の化学組成は本発明の方法で規定する条件の範囲内であるが、その他の条件が本発明の方法で規定する範囲を外れる条件で製造された比較例の冷延鋼板（試番５〜８、１３〜１６および２１〜２４）は、いずれも、引張強度（ＴＳ）が３８０ＭＰａ以上で高強度であり、平均ｒ値も１．５以上および脆性遷移温度も−９０℃以下で良好であるものの、｜Δｒ｜が０．２５超で面内異方性が不芳であった。
【００５９】
一方、鋼の化学組成を除くその他の条件は本発明の方法で規定する範囲内であるが、化学組成が本発明で規定する範囲を外れる鋼（鋼No. Ｄ〜Ｊ）を用いて製造された比較例の冷延鋼板（試番２５〜３５）は、上記の４特性のうちのいずれが不芳であった。
【００６０】
具体的には、鋼No. Ｄを用いた試番２５と２６の冷延鋼板は、鋼のＴｉ含有量が前述の▲２▼式を満たさないために、平均ｒ値が１．３９以下で１．５に満たず、深絞り性が不芳であった。鋼No. Ｅを用いた試番２７と２８の冷延鋼板は、鋼のＢ含有量が少なすぎるために、脆性遷移温度が−４０℃と高く、耐二次加工脆性が著しく不芳であった。鋼No. Ｊを用いた試番３５の冷延鋼板は、鋼のＰ含有量が多すぎるために、脆性遷移温度が−８０℃と高く、耐二次加工脆性が不芳であった。
【００６１】
また、鋼No. Ｆを用いた試番２９と３０の冷延鋼板は鋼のＢ含有量が多すぎるため、鋼No. Ｇを用いた試番３１と３２の冷延鋼板は鋼のＣｒ、ＭｏおよびＷの含有量が少なすぎるため、鋼No. Ｉを用いた試番３４は鋼のＭｎ含有量が多すぎるために、いずれも平均ｒ値が１．５に満たず、深絞り性が不芳であった。
【００６２】
さらに、鋼No. Ｈを用いた試番３３の冷延鋼板は、Ｍｎ含有量が少なすぎるために、引張強度が３６２ＭＰａで、目標の強度を有していなかった。
【００６３】
【発明の効果】
本発明が規定する方法に従って製造された高強度冷延鋼板は、面内異方性が小さく、深絞り成形時の成形不良が少なく、さらに耐二次加工脆性にも優れる。本発明の製造方法は、高価な合金元素を用いず、製造条件を特定することで、優れた面内異方性が安定して得られるので、経済性に優れた製造方法である。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｂを０．０００５％含有する鋼のΔｒと巻取温度と冷間圧下率の関係を示す図である。
【図２】Ｂを０．００３％含有する鋼のΔｒと巻取温度と冷間圧下率の関係を示す図である。
【図３】巻取温度が４５０℃の場合のΔｒとＢ含有量と冷間圧下率ｒの関係を示す図である。
【図４】巻取温度が５００℃の場合のΔｒとＢ含有量と冷間圧下率との関係を示す図である。

Claims

重量％で、Ｃ：０．００１５〜０．００５％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％を含み、かつ、Ｃｒ：２％以下、Ｍｏ：２％以下およびＷ：２％以下のうちのいずれか１種または２種以上を合計で０．０５％以上含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の化学組成を有するとともに、下記の(i)式を満足し、さらに引張強度が３８０ＭＰａ以上、平均ｒ値が１．５以上、Δｒの絶対値が０．２５以下、絞り成形後の脆性遷移温度が−９０℃以下であることを特徴とする面内異方性が小さく耐二次加工脆性に優れた高強度冷延鋼板。
Ｔｉ＞｛（４８／１２）Ｃ＋（４８／１４）Ｎ＋（４８／３２）Ｓ｝…(i)
なお、式中の元素記号は、各元素の鋼中での含有量（重量％）を表す。
重量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００５％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％を含み、かつ、Ｃｒ：２％以下、Ｍｏ：２％以下およびＷ：２％以下のうちのいずれか１種または２種以上を合計で０．０５％以上含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の化学組成を有するとともに下記の(i)式を満足する鋼を熱間圧延し、５６０℃以下でコイルに巻き取り、その後４０％以上で、かつ、下記の(ii)式を満たす範囲の圧下率で冷間圧延し、次いで６５０℃以上Ａｃ₃変態点未満の温度で再結晶焼鈍することを特徴とする引張強度が３８０ＭＰａ以上、平均ｒ値が１．５以上、Δｒの絶対値が０．２５以下、絞り成形後の脆性遷移温度が−９０℃以下である面内異方が小さく耐二次加工脆性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
Ｔｉ＞｛（４８／１２）Ｃ＋（４８／１４）Ｎ＋（４８／３２）Ｓ｝…(i)
なお、式中の元素記号は、各元素の鋼中での含有量（重量％）を表す。

ただし、ＣＴは巻取温度（℃）、ＣＲは冷間圧下率（％）、Ｂは鋼中のＢ含有量（重量％）を表す。