JP4333356B2

JP4333356B2 - 冷延鋼板の製造方法

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Publication number: JP4333356B2
Application number: JP2003421866A
Authority: JP
Inventors: 太郎木津
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2003-12-19
Filing date: 2003-12-19
Publication date: 2009-09-16
Anticipated expiration: 2023-12-19
Also published as: JP2005179732A

Description

本発明は、冷延鋼板の製造方法に関し、特に延性や伸びフランジ性等の加工性に優れる冷延鋼板の製造方法に関するものである。

冷延鋼板は、特定の成分組成に調整された鋼スラブを熱間圧延し、その後、酸洗し、冷間圧延し、加工性を付与する焼鈍工程を経て製造されるのが普通である。上記焼鈍工程は、一般に、バッチ焼鈍または連続焼鈍のいずれかの方法で行われる。バッチ焼鈍は、箱型焼鈍炉を用いて、タイトに巻かれたタイトコイルあるいはルーズに巻かれたオープンコイルを何段かに積層し、還元性雰囲気下で熱処理する焼鈍方法であり、その加熱速度は、直火式の加熱方式の場合、100℃／hr程度である。

一方、連続焼鈍は、連続焼鈍ラインを用いて、コイルを巻き戻しながらストリップの状態で加熱し、還元性雰囲気下で焼鈍し、冷却する焼鈍方法である。この連続焼鈍における加熱は一般に、直火式の還元加熱や無酸化加熱あるいはラジアントチューブ加熱等によって行われており、その加熱速度は10℃／sec程度と、バッチ焼鈍と比べて非常に速いことが特徴である。なお、急速加熱焼鈍法については、非特許文献１に、板厚:0.9mm、幅:600〜750mmのストリップを、電磁誘導加熱装置を用いて200℃／sec程度の速度で急速加熱し、その幅方向の温度分布を±２％以内に抑えることができる技術も提案されている。

一方、上記のような急速加熱焼鈍を利用した新たな材料も開発されている。例えば、非特許文献２には、Ｃを0.003mass％および0.05mass％含有する熱延鋼板を、70％の圧下率で冷間圧延し、その後、加熱速度を50℃／secから1000℃／secに上昇させた熱処理を行うことで、結晶粒径をそれぞれ20μmから12μm、６μmから５μmに小さくできる技術が開示されている。また、特許文献１には、低炭素鋼を用いた冷延鋼板の製造方法において、熱延コイルを650〜800℃の高温で巻き取って炭化物を凝集粗大化させ、続く冷間圧延後の焼鈍過程において100℃／sec以上の速度で加熱し、析出した粗大炭化物の再溶解を抑制することにより、その後の冷却、過時効処理におけるセメンタイトの粒内への微細析出を抑制して粒内を軟質化し、もって、均一伸びを向上させた時効性および加工性に優れる冷延鋼板の製造方法が提案されている。さらに、特許文献２には、低炭素鋼を用いた冷延鋼板の製造方法において、熱間圧延後、急冷し、270℃以下の温度で巻き取り、熱延板中に多量の固溶Ｃを残存させ、続く冷間圧延後の焼鈍過程における加熱を１〜100℃／secの速度で行い、セメンタイトを微細に析出させることにより、時効性および成形性に優れた冷延鋼板を製造する方法が提案されている。
Metallurgical Plant and Technology International 6／2001，p.70 D.Muljono, M.Ferry, D.P.Dunne,「Influence of heating rate on anisothermal recrystallization in low and ultra-low carbon steels」, Materials Science and Engineering A303(2001), 90-99 特開平07−216459号公報特開昭60−258429号公報

しかしながら、非特許文献２に記載された熱延コイルの巻き取り後の冷却速度は20℃／hrと記載されていることから、この技術では、巻き取り後のコイルが自然放冷されたものと考えられる。このように緩冷却された熱延板では、冷却時にセメンタイトが析出して大きく成長する。そして、このような熱延板を冷間圧延し、急速加熱した場合には、粗大なセメンタイトが溶解する時間が確保できずに残留することが知られている。この残留した粗大なセメンタイトは、その後、鋼板が加工を受けた際の割れの起点となり、局部伸びを大きく劣化させる。特に、穴拡げ加工など優れた局部伸びを必要とする加工においては、加工性を著しく損なうという問題がある。また、粗大なセメンタイトを再溶解させるために、急速加熱後、高温で長時間の保持を行った場合には、急速加熱により得られた微細粒が粗大化し、急速加熱した効果が得られないという問題がある。さらに、セメンタイトの周辺部はＣ濃度が高くなるために再結晶が抑制されることから、粗大なセメンタイトが存在する場合には、再結晶が不均一に進行し、再結晶後の組織も不均一となって加工性が劣化するという問題がある。

また、特許文献１に記載された技術は、熱間圧延後のコイルを高温で巻き取り、セメンタイトを粗大化させるものである。そのため、非特許文献２の技術と同様に、冷間圧延後の焼鈍における急速加熱でセメンタイトが未溶解のまま残留し、局部伸びが大きく低下し、加工性が著しく損なわれるという問題がある。さらに、特許文献２の技術は、熱延後の巻取温度を低くし、熱延板中に多量の固溶Ｃを残存させた状態で冷間圧延を行うことから、冷間圧延時の変形抵抗が増大するという問題がある。さらに、固溶Ｃが多量に存在すると、冷間圧延時に鋼板に導入される剪断歪みが不均一となり、その結果、焼鈍後の再結晶組織も不均一となって加工性の低下を招くという問題もある。

本発明の目的は、従来技術が抱える上記問題点を解決し、冷間圧延後の鋼板を急速加熱焼鈍しても、加工性、特に延性および伸びフランジ性に優れる冷延鋼板を得ることができる有利な製造方法を提案することにある。

発明者らは、上記急速加熱焼鈍における問題点を解決すべく鋭意検討を行った。その結果、所定量のＣを含有する熱延鋼板を、冷間圧延し、急速加熱焼鈍を行う場合には、熱延後の巻取温度を適切な範囲とすると共に、コイルに巻き取り後、所定時間内に強制冷却することにより、熱延鋼板のセメンタイトを微細化し、適量の固溶Ｃを残留させることができるので、その後の急速加熱焼鈍で組織が均一微細化し、加工性の良好な冷延鋼板が得られることを見出し、本発明に想到するに至った。

すなわち、本発明は、Ｃ：０．０２〜０．２ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１〜２．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：３．０ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：３．０ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．０２ｍａｓｓ％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを熱間圧延し、３００〜６５０℃の温度で巻き取り、その後、１０〜６０分以内で強制冷却してから酸洗、冷間圧延し、６００℃以上均熱温度までを３０℃／ｓｅｃ以上で加熱して焼鈍することを特徴とする冷延鋼板の製造方法である。

また、本発明の鋼スラブは、上記成分組成に加えて、Ti：1.0mass％以下、Nb：1.0mass％以下およびＶ：1.0mass％以下の中から選ばれる１種以上を含有すること、および／または、上記成分組成に加えて、Cr：1.0mass％以下、Ni：1.0mass％以下、Mo：1.0mass％以下およびＢ：0.01mass％以下の中から選ばれる１種以上を含有することが好ましい。

なお、本発明の冷延鋼板は、冷間圧延後、連続焼鈍ラインで急速加熱焼鈍されて製造される冷延鋼板だけでなく、その後、電気めっきや塗装処理等の表面処理が施される表面処理鋼板を含む。さらに、本発明の冷延鋼板は、連続溶融亜鉛めっきラインで急速加熱焼鈍され、溶融亜鉛めっき処理される溶融亜鉛めっき鋼板、さらにその後、合金化処理が施される合金化溶融亜鉛めっき鋼板をも含むものである。

本発明によれば、所定量のＣを含有する鋼スラブを素材とし、熱間圧延工程における巻取温度および巻き取り後の冷却条件を制御することにより、冷延後、急速加熱焼鈍を行っても均一微細な組織が得られ、加工性に優れた冷延鋼板を製造することができる。

本発明の冷延鋼板の製造方法は、基本成分としてＣを0.02〜0.2mass％含有する鋼スラブを熱間圧延し、所定温度で巻き取ってから一定時間の範囲内に強制冷却し、酸洗し、冷間圧延した後、急速加熱焼鈍を行うものである。
本発明に係る冷延鋼板の成分組成を限定する理由について説明する。
Ｃ：0.02〜0.2mass％
Ｃは、微細なセメンタイトやパーライトの析出あるいはベイナイト、マルテンサイトなどの低温変態相の生成によって組織変化を促進するので、高強度化のためには有効な元素である。しかし、Ｃ量が0.02mass％を下回ると、熱延コイル巻き取り後の冷却時におけるセメンタイトの析出が困難となり、鋼中に多量の固溶Ｃが残存する。この多量の固溶Ｃは、その後の冷間圧延において、不均一な剪断歪みの導入を促進し、焼鈍後の再結晶組織を不均一化し、加工性の低下を招く。一方、Ｃ量が0.2mass％を超えると、パーライト量の増大やセメンタイトの粗大化を招き、焼鈍後の鋼板の加工性（延性、伸びフランジ性）を劣化する他、溶接性にも悪影響を及ぼす。よって、Ｃ量の添加範囲は、0.02〜0.2mass％とする。好ましくは、0.04〜0.1mass％である。

本発明に係る冷延鋼板は、Ｃ以外の成分は、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，ＡｌおよびＮを下記の範囲で含有することが好ましい。
Ｓｉ：０．１〜２．０ｍａｓｓ％
Ｓｉは、加工性を劣化することなくフェライトを固溶強化し、強度と加工性のバランスを向上させるので、要求される強度レベルに応じて添加することができる。ただし、２．０ｍａｓｓ％を超える添加は、靭性および溶接性を劣化させるので、Ｓｉ添加量の上限は２．０ｍａｓｓ％とするのが好ましい。また、Ｓｉは、熱間圧延前に行うスラブ加熱において、その表面でのファイヤライトの生成を促進し、いわゆる赤スケールと呼ばれる表面模様の発生を助長する他、溶融亜鉛メッキ鋼板に用いられる場合には、不メッキの原因ともなる。そのため、良好な表面性状を必要とする冷延鋼板や溶融亜鉛メッキ鋼板を製造する場合には、Ｓｉの添加量は０．５ｍａｓｓ％を上限とすることが好ましく、望ましくは０．２ｍａｓｓ％以下である。なお、強度確保を目的としてＳｉを添加する場合、含有量が少なすぎると、鋼板の強度と加工性のバランスが低くなることから、０．１ｍａｓｓ％％以上添加する。

Mn：3.0mass％以下
Mnは、固溶強化および組織強化を介して高強度化するのに有効な元素であるので、要求される強度レベルに応じて添加することができる。ただし、Mnの多量の添加は、溶接性の劣化を招くため、3.0mass％を上限とするのが好ましい。より好ましくは、2.5mass％以下である。なお、Mnは、熱間加工性を劣化させるＳをMnＳとして固定し、熱間割れを回避するのに有効であるため、0.2mass％以上添加することが好ましい。

Ｐ：0.2mass％以下
Ｐは、加工性を害することなく固溶強化できる元素であるので、高強度化に有効である。また、Si添加鋼の場合には、赤スケールの発生を抑制する効果もあることから、必要に応じて添加することができる。ただし、Ｐの多量の添加は、粒界への偏析を助長し、延性、靭性を低下させるとともに、溶接性を劣化させる。よって、Ｐの上限は0.2mass％とするのが好ましい。また、Ｐは、溶融亜鉛メッキ鋼板の合金化速度の遅滞を招くことから、合金化溶融亜鉛メッキ鋼板を製造する場合には、0.1mass％を上限とするのが望ましい。一方、Ｐは、不可避的に鋼中に含まれる元素であり、極度のＰ含有量の低減は、製造コストの上昇を招くだけであるので、その下限値は0.005mass％とすることが好ましい。

Ｓ：0.01mass％以下
Ｓは、熱間での延性を著しく低下する元素であり、熱間圧延中に割れを誘発し、表面性状を著しく劣化させる。また、Ｓは、強度にほとんど寄与しないばかりか、不純物元素として粗大なMnＳを形成し、さらに、Ti添加鋼の場合には、多量の粗大なTi系硫化物を生成して、耐食性や延性、伸びフランジ性を劣化させるので、Ｓは極力低減し、0.01mass％以下とするのが好ましい。延性および伸びフランジ性をより向上するためには、Ｓは0.005mass％以下とすることがより好ましい。

Al：3.0mass％以下
Alは、固溶強化元素であり、高強度化に有効な元素である。しかし、Alは、フェライト安定化元素であるため、多量の添加は熱間圧延におけるオーステナイトからフェライトへの変態点の上昇を招き、熱延鋼板の粒径を粗大化して、焼鈍後の鋼板の加工性を低下させる。また、強化元素としてのAlの添加は、コストの増加を招く。そのため、Alは、3.0mass％以下の範囲で、必要に応じて添加することが好ましい。なお、Alは脱酸元素としても有効な元素であり、鋼中の介在物を減少させる効果を有する。しかし、多量に添加した場合には、アルミナ系介在物が増加し、表面性状や内部性状の劣化の他、延性の低下を招く。よって、これらの特性を重要視する場合には、Alは、0.1mass％以下とすることがより好ましい。また、Alは、固溶ＮをAlＮとして固定することで、鋼板の耐時効性を改善することから、0.02mass％以上含有していることが好ましい。

Ｎ：0.02mass％以下
Ｎは、Alと結合して微細なAlＮを形成し、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。また、必要に応じ、固溶Ｎを鋼中に残存させることで、焼き付け硬化性を得ることができる。しかし、0.02mass％を超えて多量に添加すると、熱間圧延中にスラブ割れを引き起こし、表面庇が発生する虞がある。そのため、Ｎ含有量は、0.02mass％を上限とするのが好ましい。なお、Ｎは、耐時効性が求められる場合には極力低減し、0.005mass％以下とすることが好ましい。

また、本発明の冷延鋼板は、上記成分に加えてさらに、Ti，NbおよびＶの中から選ばれる１種以上、および／または、Cr，Ni，MoおよびＢの中から選ばれる１種以上を下記の範囲で含有することができる。
Ti：1.0mass％以下、Nb：1.0mass％以下およびＶ：1.0mass％以下の中から選ばれる１種以上
Ti，NbおよびＶは、いずれも炭窒化物形成元素であり、炭窒化物を微細に析出すると共に、再結晶や粒成長を抑制して鋼板の結晶粒を微細化することで、強度上昇に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。上記効果を得るためには、それぞれ、Ti：0.02mass％以上、Nb：0.005mass％以上およびＶ：0.05mass％以上を添加することが好ましい。しかし、Ti，Nb，Ｖを多量に添加した場合には、通常の熱延工程における再加熱時に、炭窒化物が全固溶することができず、粗大な炭窒化物が残存するため、強度上昇にあまり寄与しない。また、連続鋳造して得た鋼スラブを冷却、再加熱を行うことなくそのまま熱間圧延する場合には、Ti，Nb，Ｖの添加は、1.0mass％を超えて添加しても、強度上昇への寄与は小さく、合金コストの上昇を招くだけである。さらに、Ti，Nb，Ｖの多量の添加は、熱延鋼板の強度を上昇するため、冷間圧延の圧延負荷が増大し、製造コストの上昇を招くので、それぞれ、Ti：1.0mass％以下、Nb：1.0mass％以下およびＶ：1.0mass％以下の範囲で添加することが好ましい。

Cr：1.0mass％以下、Ni：1.0mass％以下、Mo：1.0mass％以下およびＢ：0.01mass％以下の中から選ばれる１種以上
Cr，Ni，MoおよびＢはいずれも、焼入れ性を向上して組織を強化することにより強度上昇に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。上記効果を得るためには、それぞれ、Cr：0.1mass％以上、Ni：0.1mass％以上、Mo：0.1mass％以上およびＢ：0.0005mass％以上添加することが好ましい。しかし、Cr，Ni，Mo，Ｂの多量の添加は、合金コストの上昇を招くので、それぞれ、Cr：1.0mass％以下、Ni：1.0mass％以下、Mo：1.0mass％以下の範囲で添加することが好ましい。また、Ｂの多量の添加は、焼入れ性向上の効果が飽和するだけでなく、再結晶抑制作用により熱間圧延時の荷重負荷が著しく増加するため、Ｂ：0.01mass％以下の範囲で添加することが好ましい。

なお、本発明においては、素材に含有される上記成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物とすることが好ましいが、本発明の作用・効果を損なわない限り、他の元素を含有しても構わない。

次に、本発明に係る冷延鋼板の製造条件について説明する。
上記成分組成を有する鋼の溶製方法は、転炉法、電炉法等、通常公知の方法を適宜適用することができる。溶製された鋼は、連続鋳造法あるいは造塊−分塊圧延法により鋼スラブとし、そのまま、あるいは、冷却してから再加熱し、熱間圧延する。熱間圧延における圧延温度、圧下率等の圧延条件は、特に規定する必要はなく、常法に従って行えばよい。
熱間圧延後の熱延鋼板は、下記の巻取温度で巻き取り、下記の所定時間以内に強制冷却し、その後、通常の酸洗、冷間圧延をし、その後、急速加熱を伴う焼鈍工程を経て製造する。

巻取温度：300〜650℃
熱間圧延後のコイルの巻取温度は、300〜650℃の範囲とする必要がある。巻取温度が650℃を上回った場合には、巻き取り後の冷却中に、鋼板中に析出したセメンタイトが粗大化する。そのため、冷間圧延後に行われる急速加熱焼鈍において、セメンタイトが完全に溶解することができずに残存し、加工性の著しい劣化を招く。また、残存したセメンタイトは、急速加熱後、均熱温度に長時間保持することにより溶解させることができるが、均熱保持時間の増加は、結晶粒径の粗大化を招き、急速加熱による細粒化効果を失わせる。さらに、セメンタイトの周囲は、Ｃ濃度が高く、再結晶が抑制されるため、粗大なセメンタイトが存在する場合には、再結晶が不均一に進行し、焼鈍後の鋼板組織も不均一化して加工性が劣化する。一方、巻取温度が300℃を下回った場合には、冷却中にセメンタイトが析出できず、固溶Ｃが多量に残存する。そのため、冷間圧延時に剪断歪みが不均一に導入されて、焼鈍後の再結晶組織も不均一となり、加工性の低下を招くこととなる。したがって、熱間圧延後の巻取温度は、300〜650℃の範囲とする必要がある。

冷却開始時間：巻き取り後10〜60分以内
熱延コイル巻き取り後の冷却条件は、上述した巻取温度と共に、本発明の根幹をなす部分であり、巻き取り終了から10〜60分の間に、強制冷却を行う必要がある。これにより、セメンタイトを適度に析出させかつ固溶Ｃをほどほどに確保すること、具体的には、概ね直径１μm以下の微細な炭化物を析出させると共に、0.001〜0.008mass％程度のＣを固溶させることができ、ひいては、冷間圧延、焼鈍後に優れた加工性を得ることができるからである。巻き取り終了から冷却開始までの時間が10分未満の場合には、セメンタイトの析出が不十分となり、鋼中には固溶Ｃが多量に存在することとなる。その結果、冷間圧延において不均一な剪断歪みの導入を促進し、再結晶焼鈍後の鋼板における加工性の劣化をもたらす。逆に、巻き取り終了から冷却開始までの時間が60分を超える場合には、析出したセメンタイトが粗大化し、この粗大セメンタイトは、焼鈍の急速加熱過程では完全に溶解できないため、鋼中に残存し、加工割れの起点となる。また、セメンタイトが粗大化するほど析出が進んだ場合には、鋼中の固溶Ｃは、大部分がセメンタイトとなり、ほとんど残存していない。さらに、急速加熱時にセメンタイトが分解し、再固溶したＣは、旧セメンタイト近傍に存在するため、この部分のＣ濃度が一時的に高くなり、その部分の再結晶が抑制されて焼鈍後の鋼板組織を不均一化し、加工性の低下を招くこととなる。この点、コイル巻き取り完了後、10〜60分の間に強制冷却した場合には、鋼中に固溶Ｃがある程度の量(0.001〜0.008mass％程度)残留しているので、急速加熱によってセメンタイト近傍の固溶Ｃ量が増加しても、マトリックス中の固溶Ｃ量との差が少ない。そのため、再結晶が均一に進行し、焼鈍後の組織も均一となって加工性を向上させることができる。

また、熱延コイルを所定の温度で巻き取り、一定時間保持した後、強制冷却を行う必要があるが、この時の冷却は、200℃以下までの冷却速度が100℃／hr以上である強制冷却とすることが好ましい。というのは、巻き取られた熱延コイルが自然放冷される場合は、15℃／hr程度の非常に遅い冷却速度である。そのため、熱延後のコイルが自然放冷される場合には、結果として巻き取り後の保持時間を延長させたのと同じ結果となり、鋼中に粗大なセメンタイトを析出し、加工性を劣化する。このような、粗大なセメンタイトの析出を抑制するためには、巻き取り後、一定時間保持した後のコイルは、セメンタトの析出に影響しない200℃以下の温度まで強制冷却する必要があり、この時の冷却速度は、100℃／hr以上とすることが好ましい。固溶Ｃを均一に分散させて残留させる点からは、300℃／hr以上とすることが好ましい。コイルの強制冷却する方法としては、巻き取り後のコイルを、そのまま冷却水に浸漬する方法、冷却水をスプレーする方法あるいは送風による冷却方法等いずれの方法で行ってもよい。また、コイルを巻き戻しながら、上記冷却方法を併用する方法でも構わない。

上記熱延後のコイルを強制冷却した後は、常法に従い酸洗し、冷間圧延する。この際の冷間圧延は、再結晶に必要な加工歪を与え、再結晶後の結晶粒を微細化する観点からは、圧下率を50％以上とすることが好ましい。一方、過大な圧下率とすることは、圧延負荷を増大させることから、85％以下とすることが好ましい。

焼鈍加熱速度：600℃以上均熱温度までを30℃／sec以上
冷間圧延に続いて、鋼板を再結晶させ加工性を付与するための連続焼鈍を行う。この焼鈍の加熱速度は、上述した熱間圧延後の巻取温度と共に本発明の根幹をなす部分であり、600℃以上均熱温度までを30℃／sec以上で急速加熱する必要がある。上記加熱速度が30℃／sec未満と低い場合には、加熱の途中で歪みの回復が先行し、再結晶の核発生頻度が低下することから、微細な再結晶粒を得ることができない。さらに、核発生頻度の低下は、結晶の不均一な成長を助長し、再結晶粒の大きさを不均一とすることから、加工性の低下を招く。これに対して、加熱速度を30℃／sec以上とした場合には、加熱途中での歪みの回復が抑制され、再結晶核が一気にランダムに発生するので、均一かつ微細な再結晶粒を得ることができる。

また、上記加熱速度の温度範囲を600℃以上均熱温度までに制限する理由は、連続焼鈍においては、実質的に歪みの回復や核発生に影響を及ぼす温度は600℃以上の高温域であり、600℃未満の温度域における加熱速度の影響は小さいためである。したがって、600℃までの加熱速度は、特に制限されない。なお、本発明における上記均熱温度とは、600℃以上かつ再結晶温度以上である焼鈍中の最高到達温度を意味し、鋼板の化学成分、焼鈍後の鋼板に要求される特性（機械的特性）等に応じて適宜決定することができる。好適な均熱温度は700〜900℃、より好ましくは800〜850℃の範囲である。均熱温度での保持時間、いわゆる、焼鈍時間は、長すぎると結晶粒の粗大化を招き、加工性の低下を引き起こすので、10秒間以下とするのが好ましく、均熱温度に到達後、直ちに冷却を開始する、いわゆる０秒間均熱としてもよく、素材の化学成分、焼鈍後の鋼板に要求される特性（機械的特性）等に応じて適宜決定することができる。上記均熱焼鈍後の冷却は、特に規定する必要はなく、徐冷でも急冷でもよく、冷却後さらに過時効処理を行ってもよい。とくに溶融亜鉛メッキ鋼板や合金化溶融亜鉛メッキ鋼板として製造される場合は、そのプロセスにおける熱処理サイクルで処理しても構わない。

焼鈍に用いる炉は、通常の冷延鋼板を対象とした連続焼鈍ラインの他、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を対象とした連続溶融亜鉛めっきライン等を用いることができる。また、急速加熱の方法は特に限定されないが、誘導加熱や直接通電加熱方式で室温から均熱温度までを加熱する方法、あるいは、室温から600℃までを、直火式加熱方式やラジアントチューブ加熱方式等で徐加熱し、600℃以上を誘導加熱や直接通電加熱で急速加熱する方式でもよい。

Ｃ：0.08mass％、Si：0.2mass％、Mn：1.5mass％、Ｐ：0.01mass％、Ｓ：0.003mass％、Al：0.03mass％およびＮ：0.002mass％の成分組成を有する鋼Ａを真空溶解炉にて溶製し、鋳造して50kg鋼塊とし、この鋼塊を1250℃に再加熱し、実験圧延機にて最終仕上温度を870℃とする熱間圧延を行い、板厚3.0mmの熱延鋼板とし、その後、巻取温度に相当する温度(巻取処理温度)まで冷却し、その温度に一定時間保持する熱処理を施した後、表１に示す条件で、コイル巻き取り後の自然放冷に相当する炉冷あるいは強制冷却に相当する空冷を行い室温まで冷却した。なお、上記巻取処理温度は、表１に示すように、280〜670℃の間で、また、その温度での保持時間は５〜80分の間で変化させた。また、上記巻取処理後の冷却速度は、炉冷(巻き取り後の自然放冷に相当)が15℃／hr、空冷(巻き取り後の強制冷却に相当)が600℃／hrであった。上記熱延鋼板について、セメンタイト径、固溶Ｃ量を測定した。セメンタイト径は、圧延方向に平行な断面を研磨し、ピクラール液で腐食した後、走査型電子顕微鏡を用いて3000倍にて３視野を撮像し、全セメンタイトの円相当径(直径)を画像解析により求め、その平均値をセメンタイト径とした。また、固溶Ｃ量は、熱延板の内部摩擦を測定し、スネークピーク高さから換算して求めた。

さらに、上記熱延鋼板を、酸洗して表面スケールを除去し、圧下率60％の冷間圧延を行い、板厚1.2mmの冷延鋼板とし、この冷延鋼板に対し、600℃までを加熱速度100℃／secで加熱し、600℃から均熱温度(850℃)までを加熱速度20〜300℃／secの間で変化させて加熱し、均熱温度に１秒間保持した後、冷却速度50℃／secで300℃まで冷却し、その温度で300秒間保持する過時効処理を施し、室温まで空冷する連続焼鈍に相当する熱処理を行った。

上記焼鈍後の冷延鋼板について、引張特性および伸びフランジ性を評価するための穴拡げ率の測定を行った。引張特性は、JIS Z 2201 に規定されたJIS ５号試験片を圧延直角方向に採取し、JIS Z 2241 に準拠して引張試験を行い、引張強度(ＴＳ)、破断伸び(Ｅｌ)を測定した。また、穴拡げ率は、冷延鋼板に10mmφの穴を打抜き、この穴に60°円錐ポンチを押し当てて穴拡げ加工を行い、穴縁に発生した亀裂が板厚を貫通した時の穴径を測定し、下記式；
穴拡げ率λ(％)＝(ｄ−ｄ₀)／ｄ₀×100
ここで、ｄ：亀裂が板厚を貫通した時の穴径(mm)、ｄ₀：初期穴径(＝10mm)
を用いて穴拡げ率λを求めた。

上記製造条件および引張試験、穴拡げ率の測定結果を表１に併記して示した。また、この結果を、図１〜図５に示した。図１は、巻取処理温度、即ち、熱延後の巻取温度が、破断伸び(Ｅｌ)および穴拡げ率(λ)に及ぼす影響を示したものであり、巻取温度が350〜650℃の範囲で良好な特性が得られることがわかる。図２は、巻取処理温度での保持時間、即ち、コイル巻き取り後から冷却開始までの時間が、Ｅｌおよびλに及ぼす影響を示したもので、巻き取り後、10〜60分の間に強制冷却した場合に良好な特性が得られることがわかる。図３は、巻き取り後の冷却速度が、Ｅｌおよびλに及ぼす影響を示したもので、強制冷却に相当する空冷の方が、放冷に相当する炉冷より、良好な特性が得られることがわかる。図４は、焼鈍時の加熱速度が、Ｅｌおよびλに及ぼす影響を示したものであり、加熱速度が30℃/sec以上で良好な特性が得られることがわかる。図５は、表１に記載された本発明の製造条件に適合した発明例と、本発明の製造条件を外れる比較例のＴＳ×Ｅｌバランス、ＴＳ×λバランスを比較したものである。これから、本発明の製造方法に従えば、同一成分組成の素材を用いても、ＴＳ×Ｅｌバランスが20000 MPa・％以上で、ＴＳ×λバランスが65000 MPa・％以上の優れた特性を有する冷延鋼板を得られることがわかる。

表２に示す成分組成を有するＢ〜Ｎの鋼を真空溶解炉にて溶製し、鋳造して50kg鋼塊とし、この鋼塊を1250℃に再加熱し、実験圧延機にて最終仕上温度を870℃とする熱間圧延を行い板厚3.0mmの熱延鋼板とした。この熱延鋼板を600℃まで冷却し、600℃に設定された炉中に30分間保持した後、200℃までを600℃／hrで冷却する強制冷却相当の空冷を行った。なお、上記の熱延鋼板については、実施例１と同様にして、セメンタイト径と固溶Ｃ量を測定した。
その後、上記熱延鋼板を、酸洗して表面スケールを除去し、圧下率60％の冷間圧延を行い、板厚1.2mmの冷延鋼板とし、さらに、この冷延鋼板に対し、600℃までを加熱速度100℃／secで加熱し、600℃から均熱温度(850℃)までを加熱速度100℃／secで加熱し、均熱温度に１秒間保持した後、冷却速度50℃／secで300℃まで冷却し、その温度に300秒間保持する過時効処理を施した後、室温まで空冷する、連続焼鈍に相当する熱処理を行った。上記のようにして得た冷延鋼板について、実施例１と同様の要領で、引張試験と穴拡げ試験を行った。

上記熱延鋼板および冷延鋼板についての、測定結果を表２に併記して示した。なお、表２のNo.１は、実施例１において、鋼Ａを本実施例と同一の条件で測定した結果（表１のNo.１）を示したものである。また、図６に、表２に記載された発明例と比較例のＴＳ×Ｅｌバランス、ＴＳ×λバランスを比較して示した。これらの結果から、本発明の製造方法に従えば、Ｃ量が本発明の範囲外であるNo.１５（鋼Ｂ）を除いて、いずれも、Ti，Nb，Ｖ，Cr，Ni，Mo，Ｂを添加し高強度化した鋼であるにもかかわらず、ＴＳ×Ｅｌバランスが18000 MPa・％以上で、ＴＳ×λバランスが60000 MPa・％以上の優れた特性を有する冷延鋼板を得られることがわかる。

熱延後の巻取処理温度が、破断伸び(Ｅｌ)および穴拡げ率(λ)に及ぼす影響を示すグラフである。巻取処理温度での保持時間が、Ｅｌおよびλに及ぼす影響を示すグラフである。巻き取り後の冷却方法(速度)が、Ｅｌおよびλに及ぼす影響を示すグラフである。焼鈍時の加熱速度が、Ｅｌおよびλに及ぼす影響を示すグラフである。本発明例と比較例のＴＳ×Ｅｌバランス、ＴＳ×λバランスを比較したグラフである。本発明例と比較例のＴＳ×Ｅｌバランス、ＴＳ×λバランスを比較したグラフである。

Claims

Ｃ：０．０２〜０．２ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１〜２．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：３．０ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：３．０ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．０２ｍａｓｓ％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを熱間圧延し、３００〜６５０℃の温度で巻き取り、その後、１０〜６０分以内で強制冷却してから酸洗、冷間圧延し、６００℃以上均熱温度までを３０℃／ｓｅｃ以上で加熱して焼鈍することを特徴とする冷延鋼板の製造方法。
上記成分組成に加えてさらに、Ｔｉ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：１．０ｍａｓｓ％以下およびＶ：１．０ｍａｓｓ％以下の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の冷延鋼板の製造方法。
上記成分組成に加えてさらに、Ｃｒ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：１．０ｍａｓｓ％以下およびＢ：０．０１ｍａｓｓ％以下の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の冷延鋼板の製造方法。