JP5447564B2 - Cold rolled steel sheet manufacturing method - Google Patents
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Description
本発明は、プレス加工等により様々な形状に成形されて用いられる冷延鋼板の製造方法に関する。特に、本発明は、自動車のサイドフレームアウター等のパネル類のように、非常に厳しい成形が施される部品の素材に好適な、深絞り性に優れる冷延鋼板の製造法に関する。 The present invention relates to a method for manufacturing a cold-rolled steel sheet that is used after being formed into various shapes by press working or the like. In particular, the present invention relates to a method for producing a cold-rolled steel sheet excellent in deep drawability, which is suitable for a material of a part to be subjected to extremely strict molding, such as a panel such as an outer side frame of an automobile.
深絞り成型を多用する部材、例えば自動車のボディーパネルのような部材の素材として使用される冷延鋼板には、高い深絞り性が要求される。 A member that frequently uses deep drawing, for example, a cold-rolled steel sheet used as a material for a member such as an automobile body panel, is required to have high deep drawing properties.
冷延鋼板の深絞り性を高めるには、鋼中のＣ含有量を著しく低減させた極低炭素鋼とし、さらにＴｉやＮｂ等の炭窒化物生成元素を添加することにより、固溶炭素や固溶窒素を低減させることが有効である。固溶炭素や固溶窒素を低減させることにより、冷間圧延後の焼鈍工程において深絞り性に有利な｛１１１｝集合組織が発達するからである。 In order to improve the deep drawability of the cold-rolled steel sheet, the carbon content in the steel is extremely low carbon steel, and further by adding carbonitride-generating elements such as Ti and Nb, It is effective to reduce solute nitrogen. This is because by reducing solute carbon and solute nitrogen, a {111} texture that is advantageous for deep drawability develops in the annealing process after cold rolling.
また、冷間圧延に供する熱延鋼板の結晶粒を微細化することも有効である。これは、冷間圧延後の焼鈍工程において、冷間圧延組織から加工歪みの解放によって再結晶組織が形成される際に、冷間圧延に供される熱延鋼板において結晶粒界であった部位の方が結晶粒内であった部位に比して、深絞り性に有利な｛１１１｝集合組織が発達しやすいという理由による。すなわち、冷間圧延に供する熱延鋼板の結晶粒が微細であればあるほど、結晶粒界の部位の割合が高くなるので、冷間圧延および焼鈍後の冷延鋼板の深絞り性が高くなるのである。 It is also effective to refine the crystal grains of the hot-rolled steel sheet used for cold rolling. This is the part that was a grain boundary in the hot-rolled steel sheet used for cold rolling when a recrystallized structure was formed by releasing work strain from the cold rolled structure in the annealing process after cold rolling. This is because the {111} texture, which is advantageous for deep drawability, tends to develop as compared with the portion that was in the crystal grains. That is, the finer the crystal grains of the hot-rolled steel sheet used for cold rolling, the higher the ratio of the grain boundary part, so the deep drawability of the cold-rolled steel sheet after cold rolling and annealing becomes higher. It is.
ところで、プレス成形においては、深絞り性の指標であるｒ値の面内異方性（以下、単に「面内異方性」ともいう。）が小さいことが一般に要求される。ここで、面内異方性は、圧延方向に対して（以下、方向は「圧延方向」を基準として示す。）４５°方向のｒ値（ｒ45）が０°方向のｒ値（ｒ0）や９０°方向のｒ値（ｒ90）に比して低いことに起因して大きくなっていることが多い。このため、ｒ45を高めることができれば、面内異方性を低減することが可能となる場合が多い。また、面内異方性の比較的小さい冷延鋼板であっても、例えばサイドフレームアウターなどの鋼板部材の素材として用いられる場合には、冷延鋼板からのプレス用切板の採取の都合から、加工量の大きい部位において４５°方向の加工性が高いことが要求されることが多い。このような観点からもｒ45を高めることが望まれている。一般に強度の上昇とともにｒ値は低下する傾向にあるため、特に３４０ＭＰａ以上の引張強度を有する高張力鋼板についてｒ45を高めることが望まれている。 Incidentally, in press molding, it is generally required that the in-plane anisotropy of the r value, which is an index of deep drawability (hereinafter also simply referred to as “in-plane anisotropy”), is small. Here, the in-plane anisotropy is the r value (r 45 ) in the 45 ° direction is the r value (r 0 ) in the 0 ° direction with respect to the rolling direction (hereinafter, the direction is shown based on the “rolling direction”). ) And the r value (r 90 ) in the 90 ° direction is often larger due to the lower value. For this reason, if r 45 can be increased, in-plane anisotropy can often be reduced. Moreover, even if it is a cold-rolled steel sheet having a relatively small in-plane anisotropy, for example, when used as a material for a steel plate member such as an outer side frame, from the convenience of collecting a cutting plate for pressing from the cold-rolled steel sheet In many cases, it is required that the workability in the 45 ° direction is high in a portion where the processing amount is large. It is desirable to increase the r 45 from this point of view. In general, since the r value tends to decrease with increasing strength, it is desired to increase r 45 particularly for high-tensile steel sheets having a tensile strength of 340 MPa or more.
そこで、上述した熱延鋼板の結晶粒の微細化等を利用して冷延鋼板の深絞り性を向上させる方法がこれまでにいくつか提案されている。 Thus, several methods have been proposed so far to improve the deep drawability of the cold-rolled steel sheet by utilizing the above-described refinement of crystal grains of the hot-rolled steel sheet.
例えば、特許文献１には、仕上温度をＡｒ3点〜（Ａｒ3点＋５０℃）とし、最終圧下率を３０％以上の強加工とする熱間圧延を施し、熱間圧延直後から冷却を開始し、開始から３秒間の平均冷速が６０℃／ｓ以上で、特に開始から１秒間の平均冷速が８０℃／ｓ以上とする冷却を行う発明が提案されている。 For example, in Patent Document 1, hot rolling is performed with a finishing temperature of Ar 3 point to (Ar 3 point + 50 ° C.) and a final reduction ratio of 30% or more, and cooling is started immediately after hot rolling. In addition, an invention has been proposed in which the cooling is performed such that the average cooling rate for 3 seconds from the start is 60 ° C./s or more, and in particular, the average cooling rate for 1 second from the start is 80 ° C./s or more.
また、特許文献２には、０．０５０％超のＴｉと０．０００３％以上のＢを含有させ、好ましくは動的再結晶温度域で５パス以上圧延し、仕上圧延温度を（Ａｒ3点−２０℃）以上とする熱間圧延を施し、熱間圧延終了後、０．２秒以内に急冷処理を開始する発明が提案されている。 Further, Patent Document 2 contains more than 0.050% Ti and 0.0003% or more of B, and is preferably rolled for 5 passes or more in the dynamic recrystallization temperature range, and the finish rolling temperature is set to (Ar 3 point). An invention has been proposed in which hot rolling is performed at −20 ° C. or higher, and rapid cooling is started within 0.2 seconds after the completion of hot rolling.
また、特許文献３には、最終パス前の２パスの合計圧下率を４５％超７０％以下、最終パスの圧下率を５％以上３５％以下とし、さらに仕上温度をＡｒ3点〜（Ａｒ3点＋５０℃）とする熱間圧延を施し、熱間圧延終了後１秒以内に２００〜２０００℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却を開始し、仕上温度からの６５０〜８５０℃迄冷却を行う発明が提案されている。 Further, in Patent Document 3, the total rolling reduction ratio of two passes before the final pass is set to more than 45% and 70% or less, the rolling reduction rate of the final pass is set to 5% or more and 35% or less, and the finishing temperature is set at Ar 3 points to (Ar An invention in which hot rolling is performed at 3 points + 50 ° C., cooling is started at a cooling rate of 200 to 2000 ° C./sec within 1 second after completion of hot rolling, and cooling is performed from the finishing temperature to 650 to 850 ° C. Has been proposed.
上述したように、熱延鋼板の結晶粒の微細化等により冷延鋼板の深絞り性を向上させる方法がいくつか提案されているが、いずれも実用化に問題を有するもの、もしくは、本来目的とする熱延鋼板の結晶粒の微細化による冷延鋼板の深絞り性の向上作用を十分に享受できないものである。 As described above, several methods for improving the deep drawability of cold-rolled steel sheets by refining the crystal grains of hot-rolled steel sheets have been proposed, all of which have problems in practical use, or originally intended Thus, the effect of improving the deep drawability of the cold-rolled steel sheet due to the refinement of crystal grains of the hot-rolled steel sheet cannot be fully enjoyed.
すなわち、特許文献１の実施例には、熱延鋼板を微細粒化するためには４０％以上という極めて高い最終圧下率を必要とすることが示されている。このため、この方法には、圧延荷重が過大となり既存設備への適用が困難であり、得られる熱延鋼板について形状不良が生じやすいという問題がある。 That is, it is shown by the Example of patent document 1 that the extremely high final reduction rate of 40% or more is required in order to make a hot-rolled steel plate finer. For this reason, this method has a problem that the rolling load is excessive and it is difficult to apply to existing facilities, and the hot-rolled steel sheet obtained is likely to have a shape defect.
また、特許文献２に記載された発明は、動的再結晶温度域における圧延が任意であるかの如き記載がなされているものの、その実施例の記載から明らかなように、熱延鋼板を安定して微細粒化するには、動的再結晶下限温度〜（動的再結晶下限温度＋８０℃）という動的再結晶低温域において５パス以上かつ合計圧下率８０％以上の圧延を行うことが必要である。このため、この方法には、精緻な圧延温度管理やパススケジュール管理が必要であり、工業的生産が困難であるという問題がある。 Moreover, although the invention described in Patent Document 2 is described as if rolling in the dynamic recrystallization temperature range is optional, as is clear from the description of the examples, the hot-rolled steel sheet is stabilized. In order to obtain fine grains, rolling at a dynamic recrystallization low temperature range of dynamic recrystallization lower limit temperature to (dynamic recrystallization lower limit temperature + 80 ° C.) at 5 passes or more and a total rolling reduction of 80% or more is performed. is necessary. For this reason, this method requires precise rolling temperature management and pass schedule management, and there is a problem that industrial production is difficult.
特許文献３に提案されている方法によれば、上記問題点は解消される。しかし、冷却開始時間を０．５秒以下にすると、冷却開始時間のわずかなずれによって材質が大きく変動してしまい、鋼板長手方向で材質の不均一が生じるとされているため、熱間圧延直後の急冷による熱延鋼板の結晶粒の微細化作用が不十分である。このため、この方法では、本来目的とする熱延鋼板の結晶粒の微細化による冷延鋼板の深絞り性の向上作用を十分に享受できない。 According to the method proposed in Patent Document 3, the above problem is solved. However, if the cooling start time is set to 0.5 seconds or less, the material greatly fluctuates due to a slight deviation in the cooling start time, and unevenness of the material occurs in the longitudinal direction of the steel sheet. The effect of refining the crystal grains of the hot-rolled steel sheet due to the rapid cooling of is insufficient. For this reason, this method cannot fully enjoy the effect of improving the deep drawability of the cold-rolled steel sheet due to the refinement of crystal grains of the originally intended hot-rolled steel sheet.
本発明は、上記従来技術の問題に鑑みてなされたものであり、本来目的とする熱延鋼板の結晶粒の微細化による冷延鋼板の深絞り性の向上作用を十分に享受できるとともに工業的生産が容易で実用性の高い、深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法を提供することを目的とする。 The present invention has been made in view of the above-described problems of the prior art, and can sufficiently enjoy the deep drawing property improvement effect of a cold-rolled steel sheet by refining the crystal grain of the originally intended hot-rolled steel sheet and is industrial. An object of the present invention is to provide a method for producing a cold-rolled steel sheet that is easy to produce, highly practical, and excellent in deep drawability.
本発明者らは、上記目的を達成するために、熱延鋼板の結晶粒の微細化による冷延鋼板の深絞り性の向上作用を十分に享受し、特にｒ45の高い冷延鋼板の製造方法を確立すべく、鋭意検討を行った。 In order to achieve the above object, the present inventors have fully enjoyed the effect of improving the deep drawability of a cold-rolled steel sheet by refining the crystal grains of the hot-rolled steel sheet, and in particular, manufacturing a cold-rolled steel sheet having a high r 45 In order to establish a method, intensive studies were conducted.
その結果、所定の化学組成を有する鋼塊または鋼片に、（Ａｒ3点−３０℃）以上で圧延を完了する熱間圧延を施し、熱間圧延完了後０．５秒間以内に４００℃／秒以上の平均冷却速度で７５０℃まで冷却することによって、板厚中心部から鋼板表面にかけて粒径が小さくなる傾斜組織を有する熱延鋼板が得られ、斯かる組織を有する鋼板に冷間圧延および焼鈍を施すことによって、従来困難であった優れた深絞り特性を有する冷延鋼板の安定製造を可能にすることを見出したのである。検討内容を以下に詳細に述べる。 As a result, the steel ingot or steel slab having a predetermined chemical composition is subjected to hot rolling to complete rolling at (Ar 3 point −30 ° C.) or more, and 400 ° C. / By cooling to 750 ° C. at an average cooling rate of at least 2 seconds, a hot-rolled steel sheet having a gradient structure in which the grain size decreases from the center of the sheet thickness to the steel sheet surface is obtained. It has been found that by annealing, it is possible to stably produce a cold-rolled steel sheet having excellent deep drawing characteristics that has been difficult in the past. The details of the study are described below.
（ａ）熱延鋼板の結晶粒を微細化する方法として、主として熱延鋼板を最終製品とする場合に、結晶粒の微細化による高強度化を目的として、熱間圧延直後に急冷却する方法が従来から検討されている。これらの従来技術は、熱延鋼板の高強度化を目的とするものであるため、検討対象である鋼種は比較的Ｃ含有量の高い低炭素鋼であり、Ｃ含有量の極めて低い極低炭素鋼を対象とした検討は十分になされていない。 (A) As a method of refining the crystal grains of the hot-rolled steel sheet, a method of rapidly cooling immediately after hot rolling for the purpose of increasing the strength by refining the crystal grains when the hot-rolled steel sheet is mainly used as the final product. Has been studied in the past. Since these conventional technologies are intended to increase the strength of hot-rolled steel sheets, the steel types to be studied are low carbon steels with relatively high C content, and extremely low carbon with extremely low C content. Not enough studies have been done on steel.
（ｂ）一方、本発明が目的とする深絞り性に優れた冷延鋼板を得るには、Ｃ含有量の低い極低炭素鋼を用いる必要がある。しかし、極低炭素鋼は粒成長性が高いため、熱延鋼板の高強度化を目的として従来検討がなされていたような冷却条件では結晶粒の微細化を図ることはできず、したがって、熱延鋼板の結晶粒の微細化による冷延鋼板の深絞り性の向上作用を十分に享受することができないことが、本発明者らの検討によって明らかになった。 (B) On the other hand, in order to obtain a cold-rolled steel sheet excellent in deep drawability as intended by the present invention, it is necessary to use an ultra-low carbon steel having a low C content. However, because ultra-low carbon steel has high grain growth, crystal grains cannot be refined under cooling conditions that have been studied for the purpose of increasing the strength of hot-rolled steel sheets. It has been clarified by the present inventors that the effect of improving the deep drawability of the cold-rolled steel sheet due to the refinement of crystal grains of the rolled steel sheet cannot be fully enjoyed.
（ｃ）すなわち、熱間圧延時に生じる鋼板と圧延ロールの間の摩擦によって、鋼板表面近傍領域には大きな剪断歪みが導入される。このため、熱間圧延により加えられる歪の板厚方向の分布は、板厚中心部から鋼板表面に向かうにしたがって大きくなる。したがって、本来であれば、板厚中心部から鋼板表面にかけて粒径が小さくなるという傾斜組織を有する熱延鋼板が得られることになる。しかし、歪量の多いことは回復および再結晶の駆動力が大きいことでもあるから、適切な冷却を施さないと容易に粒成長が進行してしまう。特に、本発明が対象とする極低炭素鋼は粒成長性が高いため、その粒成長性の高さと相俟って鋼板表面近傍領域における粒成長の進行が著しくなる。その結果、従来技術では、熱延鋼板の鋼板表面近傍領域において本来の結晶粒の微細化が達成できなかったのである。また、そのような状況であったために、鋼板表面近傍領域に導入される剪断歪みによって結晶粒の微細化効果が顕著に得られるということについても、従来は全く考えられていなかったのである。このため、従来技術における冷間圧延および焼鈍後の鋼板は、鋼板表面近傍領域において深絞り性に好ましい集合組織の発達が不十分となり、鋼板全体としての深絞り性を十分に向上させることができなかったのである。 (C) That is, a large shear strain is introduced into the vicinity of the surface of the steel sheet due to the friction between the steel sheet and the rolling roll that occurs during hot rolling. For this reason, the distribution in the thickness direction of the strain applied by hot rolling increases from the center of the thickness toward the steel plate surface. Therefore, originally, a hot-rolled steel sheet having a gradient structure in which the grain size decreases from the center of the sheet thickness to the steel sheet surface is obtained. However, since a large amount of strain also means a large driving force for recovery and recrystallization, grain growth easily proceeds unless appropriate cooling is performed. In particular, since the ultra-low carbon steel targeted by the present invention has high grain growth properties, the progress of grain growth in the region near the steel sheet surface becomes remarkable in combination with the high grain growth properties. As a result, the conventional technique cannot achieve the refinement of the original crystal grains in the region near the steel plate surface of the hot-rolled steel plate. Moreover, since it was such a situation, it has not been considered at all heretofore that the effect of refining crystal grains can be remarkably obtained by the shear strain introduced into the vicinity of the steel sheet surface. For this reason, the steel sheet after cold rolling and annealing in the prior art has insufficiently developed texture that is favorable for deep drawability in the region near the steel sheet surface, and the deep drawability as a whole steel plate can be sufficiently improved. There was no.
（ｄ）特許文献３において、熱間圧延後の冷却開始時間を０．５秒以下にすると、冷却開始時間のわずかなずれによって材質が大きく変動してしまい、鋼板長手方向で材質の不均一が生じるとされているのは、まさにこのことが原因であると推察される。すなわち、特許文献３において検討されている冷却条件は、従来の熱延鋼板の高強度化を目的として検討されている程度の冷却条件であったために、著しい粒成長性を有する極低炭素鋼については鋼板表面近傍領域における粒成長が進行してしまい、冷却開始時間のわずかなずれによって鋼板表面近傍領域における粒成長の進行の度合いが大きく異なってしまい、これによって熱延鋼板の結晶粒の粒径が大きく変動し、その結果、材質の大きな変動を招いてしまったと推察される。 (D) In Patent Document 3, when the cooling start time after hot rolling is 0.5 seconds or less, the material greatly fluctuates due to a slight shift in the cooling start time, and the material is not uniform in the longitudinal direction of the steel sheet. It is speculated that this is exactly the reason why it occurs. That is, since the cooling conditions studied in Patent Document 3 are those that have been studied for the purpose of increasing the strength of conventional hot-rolled steel sheets, the extremely low carbon steel having remarkable grain growth properties. The grain growth proceeds in the region near the steel sheet surface, and the degree of progress of the grain growth in the region near the steel sheet surface varies greatly due to a slight deviation in the cooling start time. As a result, it is inferred that the material greatly fluctuated.
（ｅ）そこで、著しい粒成長性を有する極低炭素鋼について、熱延鋼板の結晶粒の微細化による冷延鋼板の深絞り性の向上作用を十分に享受する条件を詳細に検討した結果、ＴｉおよびＮｂを含有する特定の化学組成を有する極低炭素鋼に、（Ａｒ3点−３０℃）以上で圧延を完了する熱間圧延を施し、熱間圧延完了後０．５秒間以内に４００℃／秒以上の平均冷却速度で７５０℃まで冷却することが最も重要であるとの新知見を得た。これは、従来検討されていなかった熱間圧延の極直後領域における冷却条件を詳細に検討することによって初めて明らかになったものである。 (E) Therefore, for ultra-low carbon steel having a remarkable grain growth property, as a result of examining in detail the conditions for fully enjoying the effect of improving the deep drawability of the cold-rolled steel sheet by refining the crystal grains of the hot-rolled steel sheet, The ultra-low carbon steel having a specific chemical composition containing Ti and Nb is hot-rolled to complete the rolling at (Ar 3 point-30 ° C) or more, and within 400 seconds within 400 seconds after the hot rolling is completed. The new knowledge that it is most important to cool to 750 ° C. at an average cooling rate of at least ° C./second was obtained. This became apparent for the first time by examining in detail the cooling conditions in the region immediately after hot rolling, which has not been studied in the past.
ここで、特筆すべき事は、熱間圧延後の冷却条件を、熱間圧延完了から急冷を開始するまでの時間ではなく、熱間圧延完了から７５０℃まで冷却するのに要する時間により規定していることであり、この時間を０．５秒間以下とすることにより、平均冷却速度が４００℃／秒以上でありさえすれば冷却開始時間によらず‘安定して’高い特性が得られるのである。さらに、熱間圧延を大圧下で行う必要もないので、工業的生産に容易に適用できる。 What should be noted here is that the cooling conditions after hot rolling are defined not by the time from completion of hot rolling to the start of rapid cooling, but by the time required for cooling to 750 ° C. after completion of hot rolling. By setting this time to 0.5 seconds or less, if the average cooling rate is 400 ° C./second or more, high characteristics can be obtained stably regardless of the cooling start time. is there. Furthermore, since it is not necessary to perform hot rolling under large pressure, it can be easily applied to industrial production.
（ｆ）上記（ｅ）項の冷却条件を適用することによって、上記（ｃ）項において述べた、歪量の多い鋼板表面近傍領域における粒成長の進行を抑制し、当該領域において本来の結晶粒の微細化を実現することができ、これによって、冷間圧延および焼鈍後に優れた深絞り性が得られる。すなわち、上記（ｃ）項で述べたように、熱間圧延により加えられる歪の板厚方向の分布は板厚中心部から鋼板表面に向かうにしたがって大きくなるが、粒成長性の高い極低炭素鋼においては鋼板表面近傍領域における歪が極めて容易に解放されてしまうため、当該領域においては本来の結晶粒の微細化が困難であったのであるが、上記（ｅ）項の冷却条件を適用することによってこれらの歪の解放が抑制され、鋼板表面近傍領域においても本来の結晶粒の微細化が可能となる。そして、これによって、板厚中心部から鋼板表面にかけて粒径が小さくなるという傾斜組織を有する熱延鋼板が得られ、斯かる組織を有する鋼板に冷間圧延および焼鈍を施すことによって、板厚中心部のみならず鋼板表面近傍領域においてもｒ値を向上させるとともにｒ値の面内異方性を低下させる集合組織を十分に発達させることができ、鋼板全体としての深絞り性を著しく向上させることができるのである。 (F) By applying the cooling condition of the above item (e), the progress of grain growth in the region near the surface of the steel plate having a large amount of strain described in the above item (c) is suppressed, and the original crystal grains in that region are suppressed. This makes it possible to achieve an excellent deep drawability after cold rolling and annealing. That is, as described in the above section (c), the distribution of strain applied by hot rolling in the thickness direction increases from the center of the thickness to the surface of the steel plate. In steel, strain in the region near the surface of the steel sheet is released very easily. Therefore, it is difficult to refine the original crystal grains in this region, but the cooling condition described in the above item (e) is applied. As a result, the release of these strains is suppressed, and the original crystal grains can be refined even in the vicinity of the steel sheet surface. And thereby, a hot-rolled steel sheet having a gradient structure in which the grain size decreases from the sheet thickness center portion to the steel sheet surface is obtained, and the sheet thickness center is obtained by subjecting the steel sheet having such a structure to cold rolling and annealing. It is possible to sufficiently develop the texture that improves the r value and lowers the in-plane anisotropy of the r value not only in the region but also in the vicinity of the steel sheet surface, and significantly improves the deep drawability of the steel sheet as a whole. Can do it.
（ｇ）このことは、鋼板表面近傍領域において深絞り性に有利な集合組織の発達を促すことによって、鋼板全体としての深絞り性を向上させることであり、別の観点からは、熱延鋼板を、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径が１６μｍ以下であり、かつ、鋼板表面から板厚の１／１６深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径（ｄs）と板厚中心位置におけるフェライト平均結晶粒径（ｄc）との比（ｄs／ｄc）を０．９０以下とすることである。 (G) This is to improve the deep drawability of the steel sheet as a whole by encouraging the development of a texture that is advantageous for deep drawability in the region near the surface of the steel sheet. The ferrite average crystal grain size at the 1/4 depth position of the plate thickness from the steel sheet surface is 16 μm or less, and the ferrite average crystal grain size ( ds ) at the 1/16 depth position of the plate thickness from the steel sheet surface And the ratio (d s / d c ) of the ferrite average crystal grain size (d c ) at the center position of the plate thickness to 0.90 or less.
（ｈ）このように、熱間圧延時に鋼板と圧延ロールの間の摩擦によって鋼板表面近傍領域に導入される剪断歪みを、結晶粒の微細化に最大限に活用するので、熱間圧延後の冷却速度を高くすることが困難となる熱延鋼板の板厚が厚い場合でも、極めて高い冷却能を有する特殊な冷却装置を導入せずとも、良好な深絞り性を有する冷延鋼板を製造することができる。 (H) Thus, since the shear strain introduced into the steel plate surface vicinity region by friction between the steel plate and the rolling roll during hot rolling is utilized to the maximum in the refinement of crystal grains, Producing cold-rolled steel sheets with good deep drawability without introducing a special cooling device with extremely high cooling capacity even when the thickness of hot-rolled steel sheets is difficult to increase the cooling rate. be able to.
本発明は上記新知見に基づくものであり、その要旨は以下のとおりである。 The present invention is based on the above new findings, and the gist thereof is as follows.
〔１〕下記工程（Ａ）〜（Ｄ）を備えることを特徴とする冷延鋼板の製造方法：
（Ａ）質量％で、Ｃ：０．０１０％未満、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０００５〜０．１０％、Ｎ：０．００６０％以下、Ｔｉ：０．００１〜０．１０％およびＮｂ：０．００１〜０．１０％を含有するとともに下記式（１）式を満足し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有する鋼塊または鋼片に、（Ａｒ3点−３０℃）以上で圧延を完了する熱間圧延を施し、熱間圧延完了後０．５秒間以内に４００℃／秒以上の平均冷却速度で７５０℃となる条件で、６５０℃以下（ただし、６５０℃を除く。）に冷却し、４００℃以上６４０℃未満の温度域で巻き取って熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱延鋼板に酸洗を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；
（Ｃ）前記酸洗鋼板に圧下率：６０〜９５％の冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
（Ｄ）前記冷延鋼板に７５０〜８８０℃の温度域で焼鈍を施す焼鈍工程。
（Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２）／（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）≦１．４ （１）
ここで、式中の元素記号は各元素の鋼中における含有量（単位：質量％）を示す。
[1] A method for producing a cold-rolled steel sheet comprising the following steps (A) to (D):
(A) By mass%, C: less than 0.010%, Si: 1.5% or less, Mn: 2.0% or less, P: 0.10% or less, S: 0.010% or less, Al: 0 .0005 to 0.10%, N: 0.0060% or less, Ti: 0.001 to 0.10% and Nb: 0.001 to 0.10% and satisfying the following formula (1) The steel ingot or steel slab having the chemical composition consisting of the remaining Fe and impurities is subjected to hot rolling to complete the rolling at (Ar 3 point-30 ° C) or more, and within 400 seconds within 0.5 seconds after the hot rolling is completed. The steel sheet is cooled to 650 ° C. or lower (excluding 650 ° C.) under the condition that the average cooling rate is 750 ° C./second or higher, and is wound in a temperature range of 400 ° C. or higher and lower than 640 ° C. to obtain a hot-rolled steel sheet. Hot rolling process;
(B) Pickling step of pickling the hot-rolled steel sheet to obtain a pickled steel sheet;
(C) a cold rolling step of subjecting the pickled steel sheet to a cold rolling of 60 to 95% to obtain a cold rolled steel sheet; and (D) annealing the cold rolled steel sheet in a temperature range of 750 to 880 ° C. Annealing process.
(C / 12 + N / 14 + S / 32) / (Ti / 48 + Nb / 93) ≦ 1.4 (1)
Here, the element symbol in a formula shows content (unit: mass%) in steel of each element.
〔２〕前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｖ：１質量％以下を含有するとともに、前記式（１）に代えて下記式（２）を満足するものである上記〔１〕の冷延鋼板の製造方法。
（Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２）／（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１）≦１．４ （２）
ここで、式中の元素記号は各元素の鋼中における含有量（単位：質量％）を示す。
[2] The chemical composition described above [1] in which the chemical composition contains V: 1% by mass or less instead of a part of Fe, and satisfies the following formula (2) instead of the formula (1) Manufacturing method of cold rolled steel sheet.
(C / 12 + N / 14 + S / 32) / (Ti / 48 + Nb / 93 + V / 51) ≦ 1.4 (2)
Here, the element symbol in a formula shows content (unit: mass%) in steel of each element.
〔３〕前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｂ：０．００３０質量％以下を含有する上記〔１〕または〔２〕の冷延鋼板の製造方法。 [3] The method for producing a cold-rolled steel sheet according to [1] or [2], wherein the chemical composition contains B: 0.0030% by mass or less in place of part of Fe.
〔４〕前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１．０％以下および／またはＭｏ：１．０％以下を含有する上記〔１〕〜〔３〕のいずれかの冷延鋼板の製造方法。 [4] Any one of the above [1] to [3], wherein the chemical composition contains, by mass%, Cr: 1.0% or less and / or Mo: 1.0% or less instead of a part of Fe A manufacturing method of such cold rolled steel sheet.
〔５〕前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．１０％以下およびＲＥＭ：０．１０％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有する上記〔１〕〜〔４〕のいずれかの冷延鋼板の製造方法。 [5] The chemical composition is selected from the group consisting of Ca: 0.01% or less, Zr: 0.10% or less, and REM: 0.10% or less in mass% instead of part of Fe. The manufacturing method of the cold-rolled steel plate in any one of said [1]-[4] containing a seed | species or 2 or more types.
〔６〕上記〔１〕〜〔５〕のいずれかに記載の化学組成を有するとともに、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径が１６μｍ以下であり、かつ、鋼板表面から板厚の１／１６深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径（ｄs）と板厚中心位置におけるフェライト平均結晶粒径（ｄc）との比（ｄs／ｄc）が０．９０以下である鋼板に、圧下率：６０〜９５％の冷間圧延を施したのちに７５０〜８８０℃の温度域で焼鈍を施すことを特徴とする冷延鋼板の製造方法。 [6] The steel composition having the chemical composition according to any one of [1] to [5] described above, a ferrite average crystal grain size at a ¼ depth position of the plate thickness from the steel plate surface being 16 μm or less, and a steel plate The ratio (d s / d c ) of the ferrite average crystal grain size (d s ) at the 1/16 depth position of the plate thickness from the surface to the ferrite average crystal grain size (d c ) at the plate thickness center position is 0.90. A method for producing a cold-rolled steel sheet, comprising subjecting the steel sheet as described below to cold rolling at a rolling reduction of 60 to 95% and then annealing in a temperature range of 750 to 880 ° C.
〔７〕前記冷間圧延を施す鋼板の板厚が２．８ｍｍ以上であることを特徴とする上記〔１〕〜〔６〕のいずれかの冷延鋼板の製造方法。 [7] The method for producing a cold-rolled steel sheet according to any one of [1] to [6], wherein a thickness of the steel sheet subjected to the cold rolling is 2.8 mm or more.
本発明の方法によれば、自動車部品の一体成形など厳しい加工に利用できる、深絞り性に優れた冷延鋼板を、容易にかつ高生産性で製造することができる。 According to the method of the present invention, a cold-rolled steel sheet excellent in deep drawability, which can be used for severe processing such as integral molding of automobile parts, can be easily manufactured with high productivity.
（１）化学組成について
Ｃ：０．０１０質量％未満（以下の説明において、各成分の含有量についての「％」は「質量％」を示す。）
Ｃは、不純物として含有される元素であり、延性および深絞り性を低下させる作用を有する。このため、Ｃ含有量は０．０１０％未満とする。好ましくは０．００８０％以下であり、さらに好ましくは０．００４０％以下である。Ｃ含有量は少なければ少ないほど好ましいので、Ｃ含有量の下限は特に規定する必要はない。しかし、Ｃ含有量の過剰な低減は著しい精錬コストの上昇をもたらす。したがって、精錬コストの観点から、Ｃ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。
(1) About chemical composition C: Less than 0.010 mass% (In the following description, “%” for the content of each component indicates “mass%”.)
C is an element contained as an impurity and has an effect of reducing ductility and deep drawability. Therefore, the C content is less than 0.010%. Preferably it is 0.0080% or less, More preferably, it is 0.0040% or less. Since the lower the C content, the better. Therefore, the lower limit of the C content need not be specified. However, excessive reduction of the C content results in a significant increase in refining costs. Therefore, from the viewpoint of refining costs, the C content is preferably 0.0005% or more.
Ｓｉ：１．５％以下
Ｓｉは、不純物として含有される元素であるが、延性の低下を抑制しつつ高強度化を可能にする有用な固溶強化元素でもある。良好な強度−延性バランスを確保しつつ高強度化を可能にするので、必要に応じて含有させてもよい。一方、Ｓｉ含有量が過剰になると鋼板の表面処理性の劣化が著しくなる。このため、Ｓｉ含有量は１．５％以下とする。好ましくは１．０％以下であり、さらに好ましくは０．５％以下である。また、深絞り性の観点からは、強度が低い方が好ましいので、Ｓｉ含有量は０．１％以下であることが好ましい。さらに好ましくは、０．０５％以下であり、より好ましくは０．０３％以下である。一方、Ｓｉによる高強度化を目的とする場合には、Ｓｉ含有量は０．１％を超えることが好ましい。なお、深絞り性の観点からは、Ｓｉ含有量は少ないほど好ましいが、Ｓｉ含有量の過剰な低減は著しい製造コストの上昇をもたらすので、Ｓｉ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Si: 1.5% or less Si is an element contained as an impurity, but is also a useful solid solution strengthening element that enables high strength while suppressing a decrease in ductility. Since high strength can be achieved while ensuring a good strength-ductility balance, it may be contained as required. On the other hand, when the Si content is excessive, the surface treatment property of the steel sheet is significantly deteriorated. For this reason, Si content shall be 1.5% or less. Preferably it is 1.0% or less, More preferably, it is 0.5% or less. Further, from the viewpoint of deep drawability, it is preferable that the strength is low, so the Si content is preferably 0.1% or less. More preferably, it is 0.05% or less, More preferably, it is 0.03% or less. On the other hand, when the purpose is to increase the strength with Si, the Si content preferably exceeds 0.1%. From the viewpoint of deep drawability, the smaller the Si content, the better. However, excessive reduction of the Si content causes a significant increase in manufacturing cost, so the Si content is preferably 0.001% or more. .
Ｍｎ：２．０％以下
Ｍｎは、不純物として含有される元素であるが、固溶強化により鋼の強度を高める作用も有する。また、ＳをＭｎＳとして固定し、ＦｅＳ生成による鋼の赤熱脆性を抑制する作用を有する。さらにまた、オーステナイトからフェライトへの変態温度を低下させる作用を有するため、熱間圧延の仕上温度を低下させることを可能にし、これによって、熱延鋼板の結晶粒の微細化を促進させることができる。したがって、必要に応じて含有させてもよい。一方、Ｍｎ含有量が過剰になると延性を劣化が著しくなるため、Ｍｎ含有量を２．０％以下とする。好ましくは１．５％以下、さらに好ましくは１．０％以下である。また、Ｍｎは深絞り性を低下させる作用を有するので、深絞り性の観点からはＭｎ含有量を０．５％以下とすることが好ましく、０．３以下とすることがさらに好ましく、０．２％以下とすることがより好ましい。なお、鋼の赤熱脆性を抑制する観点からは、Ｍｎ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。
Mn: 2.0% or less Although Mn is an element contained as an impurity, it also has an effect of increasing the strength of steel by solid solution strengthening. Moreover, it has the effect | action which fixes S as MnS and suppresses the red hot embrittlement of steel by FeS production | generation. Furthermore, since it has the effect of lowering the transformation temperature from austenite to ferrite, it is possible to lower the finishing temperature of hot rolling, thereby promoting the refinement of crystal grains of the hot-rolled steel sheet. . Therefore, you may make it contain as needed. On the other hand, if the Mn content is excessive, the ductility deteriorates remarkably, so the Mn content is set to 2.0% or less. Preferably it is 1.5% or less, More preferably, it is 1.0% or less. Further, since Mn has an action of reducing deep drawability, the Mn content is preferably 0.5% or less, more preferably 0.3 or less, from the viewpoint of deep drawability. More preferably, it is 2% or less. In addition, it is preferable to make Mn content 0.05% or more from a viewpoint of suppressing the red hot brittleness of steel.
Ｐ：０．１０％以下
Ｐは、不純物として含有される元素であるが、ｒ値の低下を抑制しつつ高強度化を可能にする有用な固溶強化元素でもある。良好な強度−深絞り性バランスを確保しつつ高強度化を可能にするので、必要に応じて含有させてもよい。一方、Ｐ含有量が過剰になると耐二次加工脆性が劣化するので、Ｐ含有量を０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％以下である。Ｐによる固溶強化を要しない場合には、耐二次加工脆性の観点からＰ含有量は低いほど有利であり、０．０２５％以下とすることが好ましく、０．０２０％以下とすることがさらに好ましい。Ｐ含有量の下限は特に限定する必要はないが、Ｐ含有量の過剰な低減は著しい製造コストの上昇をもたらすので、Ｐ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。なお、Ｐによる固溶強化を確実に得るには、Ｐは０．０２５％を超えて含有させることが好ましい。
P: 0.10% or less P is an element contained as an impurity, but is also a useful solid solution strengthening element that enables high strength while suppressing a decrease in r value. Since high strength can be achieved while ensuring a good strength-deep drawability balance, it may be contained as required. On the other hand, if the P content becomes excessive, the secondary work brittleness resistance deteriorates, so the P content is made 0.10% or less. Preferably it is 0.08% or less. When solid solution strengthening by P is not required, the lower the P content, the more advantageous from the viewpoint of secondary work embrittlement resistance, and it is more preferable that it be 0.025% or less, and 0.020% or less. Further preferred. The lower limit of the P content is not particularly limited, but excessive reduction of the P content causes a significant increase in production cost, so the P content is preferably 0.001% or more. In order to reliably obtain solid solution strengthening by P, P is preferably contained in an amount exceeding 0.025%.
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、不純物元素であり、延性および深絞り性を低下させる作用を有する。このため、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。好ましくは０．００８％以下であり、より好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００３％以下である。Ｓ含有量は少なければ少ないほど好ましいので、Ｓ含有量の下限は特に規定する必要はない。しかし、Ｓ含有量の過剰な低減は著しい製造コストの上昇をもたらす。したがって、製造コストの観点から、Ｓ含有量は０．０００３％以上とすることが好ましい。
S: 0.010% or less S is an impurity element and has an effect of reducing ductility and deep drawability. For this reason, S content shall be 0.010% or less. Preferably it is 0.008% or less, More preferably, it is 0.005% or less, More preferably, it is 0.003% or less. The smaller the S content, the better. Therefore, the lower limit of the S content need not be specified. However, excessive reduction of the S content results in a significant increase in manufacturing costs. Therefore, from the viewpoint of manufacturing cost, the S content is preferably 0.0003% or more.
Ａｌ：０．０００５〜０．１０％
Ａｌは、溶鋼を脱酸する作用を有する。この効果を得るためにＡｌ含有量を０．０００５％以上とする。好ましくは０．００５％以上である。一方、Ａｌ含有量が過剰になると延性の低下が著しくなるため、Ａｌ含有量は０．１０％以下とする。好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。
Al: 0.0005 to 0.10%
Al has the effect | action which deoxidizes molten steel. In order to obtain this effect, the Al content is set to 0.0005% or more. Preferably it is 0.005% or more. On the other hand, when the Al content is excessive, the ductility is remarkably lowered, so the Al content is 0.10% or less. Preferably it is 0.05% or less, More preferably, it is 0.03% or less.
Ｎ：０．００６０％以下
Ｎは、不純物元素であり、延性および深絞り性を低下させる作用を有する。このため、Ｎ含有量は０．００６０％以下とする。好ましくは０．００４０％以下であり、さらに好ましくは０．００２５％以下である。Ｎ含有量は少なければ少ないほど好ましいので、Ｎ含有量の下限は特に規定する必要はない。しかし、Ｎ含有量の過剰な低減は著しい製造コストの上昇をもたらす。したがって、製造コストの観点から、Ｎ含有量は０．０００３％以上とすることが好ましい。
N: 0.0060% or less N is an impurity element and has an effect of reducing ductility and deep drawability. For this reason, N content shall be 0.0060% or less. Preferably it is 0.0040% or less, More preferably, it is 0.0025% or less. The lower the N content, the better. Therefore, the lower limit of the N content need not be specified. However, excessive reduction of the N content results in a significant increase in manufacturing costs. Therefore, from the viewpoint of manufacturing cost, the N content is preferably 0.0003% or more.
Ｔｉ：０．００１〜０．１０％
Ｔｉは、炭窒化物を形成することによって固溶Ｃおよび固溶Ｎを低減し、深絞り性および延性を向上させる作用を有する。このため、Ｔｉ含有量は０．００１％以上とする。好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０１５％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。一方、０．１０％を超えるＴｉを含有させても、上記作用による効果が飽和していたずらにコストの増加をもたらすのみならず、鋼が硬質化して加工性の劣化を招く。したがって、Ｔｉ含有量は０．１０％以下とする。より好ましくは０．０８％以下、更に好ましくは０．０７％以下である。
Ti: 0.001 to 0.10%
Ti forms carbonitrides to reduce solute C and solute N, and has the effect of improving deep drawability and ductility. For this reason, Ti content shall be 0.001% or more. Preferably it is 0.010% or more, More preferably, it is 0.015% or more, More preferably, it is 0.020% or more. On the other hand, even if Ti exceeding 0.10% is contained, not only the effect due to the above action is saturated, but also an increase in cost is caused, and the steel is hardened and the workability is deteriorated. Therefore, the Ti content is 0.10% or less. More preferably, it is 0.08% or less, More preferably, it is 0.07% or less.
Ｎｂ：０．００１〜０．１０％
Ｎｂは、炭窒化物を形成することによって固溶Ｃおよび固溶Ｎを低減し、深絞り性および延性を向上させる作用を有する。また、オーステナイトの再結晶を抑制する効果あり、熱延板の結晶粒を微細化する作用も有する。このため、Ｎｂ含有量は０．００１％以上とする。好ましくは０．００５％以上である。一方、０．１０％を超えるＮｂを含有させると、再結晶温度の著しい上昇を招き、所要の性能を得るために必要な焼鈍温度が高温となり、焼鈍設備の損傷や製造コストの上昇を招く。したがって、Ｎｂ含有量は０．１０％以下とする。好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０３％以下である。
Nb: 0.001 to 0.10%
Nb has the effect | action which reduces the solid solution C and the solid solution N by forming carbonitride, and improves deep drawability and ductility. Moreover, it has the effect of suppressing the recrystallization of austenite and has the effect of refining the crystal grains of the hot rolled sheet. For this reason, Nb content shall be 0.001% or more. Preferably it is 0.005% or more. On the other hand, when Nb exceeding 0.10% is contained, the recrystallization temperature is significantly increased, the annealing temperature necessary for obtaining the required performance becomes high, and the annealing equipment is damaged and the manufacturing cost is increased. Therefore, the Nb content is 0.10% or less. Preferably it is 0.05% or less, More preferably, it is 0.03% or less.
ＴｉおよびＮｂの含有量は、さらに下記式（１）を満足することが必要である。式（１）の左辺は、ＴｉおよびＮｂと結合して化合物を形成する、Ｃ、ＮおよびＳに対するＴｉおよびＮｂの当量比を表すパラメータ式であり、この値が小さいほど、上述したＴｉおよびＮｂによる深絞り性および延性を向上させる作用をより確実に発現させることができる。式（１）の右辺は、好ましくは１．２、さらに好ましくは１．０、より好ましくは０．８、最も好ましくは０．６である。式（１）の左辺のパラメータ式の値の下限は、上記ＴｉおよびＮｂの含有量の上限値によって自ずと定まるため、特に規定する必要はないが、該パラメータ式の値が過剰に小さくなることはＴｉおよびＮｂの添加効率の低下を意味するので、０．０１以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０．０５以上、より好ましくは０．１０以上である。
（Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２）／（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）≦１．４ （１）
The contents of Ti and Nb must further satisfy the following formula (1). The left side of the formula (1) is a parameter formula that represents the equivalent ratio of Ti and Nb to C, N, and S that combines with Ti and Nb to form a compound. The smaller this value, the more the Ti and Nb described above. The effect of improving the deep drawability and ductility due to can be expressed more reliably. The right side of formula (1) is preferably 1.2, more preferably 1.0, more preferably 0.8, and most preferably 0.6. Since the lower limit of the value of the parameter expression on the left side of the expression (1) is naturally determined by the upper limit values of the Ti and Nb contents, it does not need to be specified in particular. However, the value of the parameter expression is not excessively small. Since it means a decrease in the efficiency of addition of Ti and Nb, it is preferably 0.01 or more. More preferably, it is 0.05 or more, More preferably, it is 0.10 or more.
(C / 12 + N / 14 + S / 32) / (Ti / 48 + Nb / 93) ≦ 1.4 (1)
本発明の冷延鋼板の製造方法に供される鋼塊または鋼片は、上記の各元素を含有するとともに、上記（１）式を満足し、残部はＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するものである。ただし、上記の鋼塊または鋼片には、各種性能を向上させる目的で、以下に示す元素を含有させても良い。 A steel ingot or steel slab provided for the method for producing a cold-rolled steel sheet of the present invention contains each of the above elements, satisfies the above formula (1), and the remainder has a chemical composition composed of Fe and impurities. It is. However, the steel ingot or steel slab may contain the following elements for the purpose of improving various performances.
Ｖ：１％以下
Ｖは、ＴｉやＮｂと同様に、炭窒化物を形成することによって固溶Ｃおよび固溶Ｎを低減し、深絞り性および延性を向上させる作用を有する。また、該炭窒化物はフェライトの粗大化を抑制する作用を有し、熱延鋼板の結晶粒の微細化を促進する。さらにまた、炭化物を形成して析出強化により鋼を高強度化する作用も有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。一方、Ｖ含有量が過剰になると延性や加工性の劣化が著しくなるので、Ｖ含有量は１％以下とする。好ましくは０．５％以下である。より好ましくは０．３％以下である。なお、Ｖによる深絞り性および延性を向上させる作用をより確実に得るには、Ｖ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。また、ＶはＴｉやＮｂと同様の作用を有するので、Ｖを含有させる場合には上記式（１）に代えて、Ｖの寄与を考慮した下記式（２）を満足するものとすることが好ましい。式（２）の右辺は、好ましくは１．２、さらに好ましくは１．０、より好ましくは０．８、最も好ましくは０．６である。式（２）の左辺のパラメータ式の値の下限は、式（１）の場合と同様に、０．０１以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０．０５以上、より好ましくは０．１０以上である。
（Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２）／（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１）≦１．４ （２）
V: 1% or less V, like Ti and Nb, has the effect of reducing solid solution C and solid solution N by forming carbonitride to improve deep drawability and ductility. In addition, the carbonitride has an action of suppressing ferrite coarsening and promotes refinement of crystal grains of the hot-rolled steel sheet. Furthermore, it has the effect | action which forms the carbide | carbonized_material and raises steel strength by precipitation strengthening. For this reason, you may make it contain as needed. On the other hand, if the V content is excessive, the ductility and workability deteriorate significantly, so the V content is 1% or less. Preferably it is 0.5% or less. More preferably, it is 0.3% or less. In addition, in order to obtain the effect | action which improves the deep drawability and ductility by V more reliably, it is preferable that V content shall be 0.01% or more. In addition, since V has the same action as Ti and Nb, when V is contained, instead of the above formula (1), the following formula (2) considering the contribution of V should be satisfied. preferable. The right side of Formula (2) is preferably 1.2, more preferably 1.0, more preferably 0.8, and most preferably 0.6. The lower limit of the value of the parameter expression on the left side of Expression (2) is preferably 0.01 or more, as in Expression (1). More preferably, it is 0.05 or more, More preferably, it is 0.10 or more.
(C / 12 + N / 14 + S / 32) / (Ti / 48 + Nb / 93 + V / 51) ≦ 1.4 (2)
Ｂ：０．００３０％以下
本発明が対象とするＴｉおよびＮｂを含有させて固溶Ｎや固溶Ｃを低減させた極低炭素鋼板は、一般に粒界強度が弱く耐二次加工脆性に劣る。Ｂは、上記粒界強度を高めることにより、耐二次加工脆性を向上させる作用を有する。したがって、必要に応じてＢを含有させてもよい。一方、０．００３０％を超えるＢを含有させても上記作用による効果は飽和するのみならず、Ｂにはｒ値を低下させる作用も有するので、Ｂを含有させる場合には、その含有量を０．００３０％以下とするのが好ましく、０．００１０％以下とするのがさらに好ましい。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。
B: 0.0030% or less An ultra-low carbon steel sheet containing Ti and Nb targeted by the present invention to reduce solid solution N and solid solution C is generally weak in grain boundary strength and inferior in secondary work brittleness resistance. . B has the effect of improving the secondary work brittleness resistance by increasing the grain boundary strength. Therefore, you may contain B as needed. On the other hand, the inclusion of more than 0.0030% of B not only saturates the effect of the above action, but also has an action of lowering the r value. The content is preferably 0.0030% or less, and more preferably 0.0010% or less. In addition, in order to acquire the effect by the said action more reliably, it is preferable to make B content 0.0003% or more.
Ｃｒ：１．０％以下
Ｍｏ：１．０％以下
ＣｒおよびＭｏは、熱延鋼板を細粒化する作用や固溶強化により鋼板を高強度化する作用を有する。このため、必要に応じて、これらの元素の一種または二種を含有させてもよい。一方、含有量が過剰になると上記作用による効果が飽和していたずらにコストを増加させるため、それぞれの含有量を１．０％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．５％以下である。上記作用による効果をより確実に得るには、いずれかの元素の含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Cr: 1.0% or less Mo: 1.0% or less Cr and Mo have an effect of refining the hot-rolled steel plate and an effect of increasing the strength of the steel plate by solid solution strengthening. For this reason, you may contain 1 type or 2 types of these elements as needed. On the other hand, if the content is excessive, the effect due to the above action is saturated and the cost is increased. Therefore, the content is preferably set to 1.0% or less. More preferably, it is 0.5% or less. In order to more reliably obtain the effect of the above action, the content of any element is preferably set to 0.01% or more.
Ｃａ：０．０１％以下
Ｚｒ：０．１０％以下
ＲＥＭ：０．１０％以下
Ｃａ、Ｚｒ、ＲＥＭ（希土類元素）は、何れも介在物の形態制御によって延性を代表とする加工性を改善する作用を有する。このため、必要に応じて、これらの元素の一種以上を含有させてもよい。一方、０．０１％を超えるＣａを含有させるか、ＺｒおよびＲＥＭについてはそれぞれ０．１０％を超えて含有させると、鋼中の介在物が多くなりすぎて却って加工性の劣化を招く。したがって、それぞれの含有量を、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｚｒ：０．１０％以下、ＲＥＭ：０．１０％以下とするのが好ましい。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃａを含有させる場合にはその含有量を０．０００２％以上とすることが好ましく、ＺｒまたはＲＥＭを含有させる場合にはその含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ca: 0.01% or less Zr: 0.10% or less REM: 0.10% or less Ca, Zr, and REM (rare earth elements) all improve workability represented by ductility by controlling the form of inclusions. Has an effect. For this reason, you may contain 1 or more types of these elements as needed. On the other hand, when Ca exceeding 0.01% is contained or Zr and REM are each contained exceeding 0.10%, the inclusions in the steel increase so much that the workability deteriorates. Accordingly, the respective contents are preferably set to Ca: 0.010% or less, Zr: 0.10% or less, and REM: 0.10% or less. In order to obtain the effect of the above action more reliably, when Ca is contained, the content is preferably 0.0002% or more, and when Zr or REM is contained, the content is 0. 0.001% or more is preferable.
なお、本発明にいう「ＲＥＭ」とは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量は上記元素の合計含有量を指す。 Note that “REM” in the present invention is a generic name for a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoid, and the content of REM refers to the total content of the above elements.
（２）冷間圧延に供する鋼板の組織について
冷間圧延および焼鈍後において、優れた深絞り性、特にｒ45の高い冷延鋼板を得るには、冷間圧延に供する鋼板の表面から板厚の１／４深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径を１６μｍ以下とすることが好ましい。鋼板の表面から板厚の１／４深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径は、当該鋼板全体としてのフェライト平均結晶粒径の代表値であるから、当該位置におけるフェライト平均結晶粒径が１６μｍを超えると、冷間圧延および焼鈍後における深絞り性、特にｒ45の低下が著しくなる。したがって、鋼板の表面から板厚の１／４深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径を１６μｍ以下とすることが好ましい。より好ましくは１５μｍ以下、さらに好ましくは１４μｍ以下である。前記フェライト平均結晶粒径が微細であるほど冷間圧延および焼鈍後における深絞り性が向上するので前記フェライト平均結晶粒径の下限は特に限定する必要はない。しかし、結晶粒の著しい微細化には高い冷却能力を要し、冷却能力を上げるために冷却設備が大掛かりとなり製造コストが嵩む。このため、鋼板の表面から板厚の１／４深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径は２μｍ以上とすることが好ましい。
(2) after cold rolling and annealing tissue for the steel sheet subjected to cold rolling, excellent deep drawability, particularly obtaining a high cold-rolled steel sheet r 45, the plate thickness from the surface of the steel sheet subjected to cold rolling It is preferable that the average grain size of ferrite at the 1/4 depth position is 16 μm or less. Since the ferrite average crystal grain size at the 1/4 depth position of the plate thickness from the surface of the steel sheet is a representative value of the ferrite average crystal grain size as the entire steel sheet, the ferrite average crystal grain size at the position exceeds 16 μm. In addition, the deep drawability after cold rolling and annealing, particularly the decrease in r 45 becomes significant. Therefore, it is preferable that the ferrite average crystal grain size at a position of a quarter depth of the plate thickness from the surface of the steel plate is 16 μm or less. More preferably, it is 15 micrometers or less, More preferably, it is 14 micrometers or less. As the ferrite average crystal grain size is finer, deep drawability after cold rolling and annealing is improved, so the lower limit of the ferrite average crystal grain size does not need to be particularly limited. However, remarkably miniaturization of crystal grains requires a high cooling capacity, and the cooling equipment becomes large in order to increase the cooling capacity, increasing the manufacturing cost. For this reason, it is preferable that the ferrite average crystal grain size in the position of 1/4 depth of the plate thickness from the surface of the steel plate is 2 μm or more.
さらに、冷間圧延および焼鈍後において、優れた深絞り性、特にｒ45の高い冷延鋼板を得るには、冷間圧延に供する鋼板の表面から板厚の１／１６深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径（ｄs）と板厚中心位置におけるフェライト平均結晶粒径（ｄc）との比（ｄs／ｄc）を０．９０以下とするのが好ましい。本発明は、熱間圧延において板厚中心部に比して多くの歪量が付与されることにより、結晶粒の微細化が期待されるとともに著しい粒成長性により結晶粒の微細化の困難性を伴う鋼板表面近傍領域について、適切な冷却を施すことにより著しい粒成長を抑制して結晶粒を微細化するものである。したがって、ｄs／ｄcは、本発明が目的とする微細化が実現されているか否かを示す指標である。すなわち、ｄs／ｄcが低いということは、適切な冷却が施されることにより本発明が目的とする微細化が実現されていることを示し、ｄs／ｄcが高いということは、冷却が不適切であるために粒成長を抑制しきれずに、本発明が目的とする微細化が実現されていないことを示す。 Furthermore, after cold rolling and annealing, in order to obtain a cold-rolled steel sheet having excellent deep drawability, in particular, a high r 45 , the ferrite average at the 1/16 depth position of the sheet thickness from the surface of the steel sheet subjected to cold rolling The ratio (d s / d c ) between the crystal grain size (d s ) and the ferrite average crystal grain size (d c ) at the plate thickness center position is preferably 0.90 or less. In the present invention, a large amount of strain is imparted in the hot rolling compared to the central portion of the plate thickness, so that it is expected that the crystal grains will be refined and that the crystal grains are difficult to refine due to remarkable grain growth. In the region near the surface of the steel plate accompanied with, the crystal grains are refined by suppressing the significant grain growth by applying appropriate cooling. Therefore, d s / d c, the present invention is an index showing whether miniaturization of interest is achieved. In other words, the fact that d s / d c is low, indicates that the miniaturization of the present invention is intended by proper cooling is performed is realized, that d s / d c is high, It shows that the refinement intended by the present invention has not been realized because the grain growth cannot be suppressed due to inappropriate cooling.
ｄs／ｄcが０．９０を超えると、冷間圧延および焼鈍後において、深絞り性、特にｒ45の低下を招くおそれがある。好ましくは０．８５以下、さらに好ましくは０．８０以下、より好ましくは０．７５以下、最も好ましくは０．７０以下である。ｄs／ｄcが小さいほど、冷間圧延および焼鈍後における深絞り性が向上するのでｄs／ｄcの下限は特に限定する必要はない。しかし、ｄs／ｄcの著しい低減には高い冷却能力を要し、冷却能力を上げるために冷却設備が大掛かりとなり製造コストが嵩む。このため、ｄs／ｄcは０．２０以上とすることが好ましい。 If d s / d c is greater than 0.90, after cold rolling and annealing, deep drawability, which may in particular lead to a decrease in r 45. Preferably it is 0.85 or less, More preferably, it is 0.80 or less, More preferably, it is 0.75 or less, Most preferably, it is 0.70 or less. as d s / d c is small, the lower limit of d s / d c so improves deep drawability after cold rolling and annealing need not be particularly limited. However, it takes a high cooling capacity is a significant reduction in d s / d c, cooling equipment increase manufacturing cost becomes large-scale in order to increase the cooling capacity. Therefore, d s / d c is preferably set to 0.20 or more.
冷間圧延および焼鈍後において、冷延鋼板の集合組織をさらに発達させて、深絞り性をより一層向上させるには、冷間圧延に供する鋼板の表面から板厚の１／１６深さ位置において、｛１１０｝＜２２３＞方位の密度をランダムに対して２倍以上、さらには３倍以上とし、｛２１１｝＜１１１＞方位の密度をランダムに対して１．５倍以上、さらには２．０倍以上とすることが好ましい。 In order to further develop the texture of the cold-rolled steel sheet and further improve the deep drawability after cold rolling and annealing, from the surface of the steel sheet to be subjected to cold rolling, at a 1/16 depth position of the sheet thickness , {110} <223> orientation density is 2 times or more, 3 times or more random, {211} <111> orientation density is 1.5 times or more random, and 2. It is preferably 0 times or more.
（３）熱間圧延
上述した化学組成を有する鋼塊または鋼片に（Ａｒ3点−３０℃）以上で圧延を完了する熱間圧延を施す。
(3) applying between completing hot rolling rolling at a steel ingot or slab (Ar 3 point -30 ° C.) or higher having the chemical compositions was hot roll above.
本発明は、熱間圧延によりオーステナイト結晶粒内に歪を蓄積させ、熱間圧延後の冷却により当該歪の解放を抑制して、所定の低温域になった段階で当該歪を駆動力として、オーステナイトからフェライトへの変態を一気に促進させることにより結晶粒の微細化を図るものである。したがって、熱間圧延はオーステナイト域で行うことが基本となる。しかしながら、熱間圧延時に金属製の圧延ロールとの接触によって抜熱が生じるため、鋼板の表面から１０乃至１００μｍの深さ位置までの最表層領域において局所的な変態がしばしば生じる。特に、本発明のようにＣ含有量の極めて低い鋼種においては、このような最表層領域における局所的変態が生じ易い。このような局所的変態を防ぐ方法として仕上温度の高温化が一応考えられるが、後述するように仕上温度の高温化は結晶粒の微細化を困難にし、板厚全体の結晶粒が粗大化してしまうので、発明の本質が損なわれてしまう。 The present invention accumulates strain in the austenite crystal grains by hot rolling, suppresses release of the strain by cooling after hot rolling, and when the strain becomes a predetermined low temperature region, The crystal grains are refined by rapidly promoting the transformation from austenite to ferrite. Therefore, hot rolling is basically performed in the austenite region. However, since heat is removed by contact with a metal rolling roll during hot rolling, local transformation often occurs in the outermost layer region from the surface of the steel plate to a depth of 10 to 100 μm. In particular, in the steel type having an extremely low C content as in the present invention, such local transformation is likely to occur in the outermost layer region. As a method for preventing such local transformation, it is conceivable to raise the finishing temperature. However, as will be described later, increasing the finishing temperature makes it difficult to refine the crystal grains, resulting in coarsening of the crystal grains throughout the plate thickness. Therefore, the essence of the invention is impaired.
そこで、本発明者が詳細に検討したところ、鋼板の最表層領域が機械特性に及ぼす影響は小さく、変態が生じる領域が板厚の１／３２以下であれば、最終製品の特性が然程損なわれないことが明らかになった。そして、変態が生じる領域を板厚の１／３２以下とするには、熱間圧延完了温度（以下、「仕上温度」ともいう。）を（Ａｒ3点−３０℃）以上とすればよいことも判明した。したがって、仕上温度は、（Ａｒ3点−３０℃）以上とする。冷間圧延および焼鈍後において冷延鋼板の深絞り性を一層向上させるには、仕上温度をＡｒ3点以上とすることが好ましい。また、仕上温度はＡｒ3点に近いほど好ましい。仕上温度が高温であると、熱間圧延によりオーステナイト結晶粒内に蓄積された歪が容易に解放されてしまい、上述した機構による結晶粒の微細化を効率的に行うことができなくなるからである。したがって、仕上温度は、（Ａｒ3点＋１００℃）以下とすることが好ましく、（Ａｒ3点＋８０℃）以下とすることがさらに好ましく、（Ａｒ3点＋６０℃）以下とすることがより好ましい。なお、上記温度は鋼板の表面温度であり、放射温度計等により測定することができる。 Therefore, when the present inventor examined in detail, the effect of the outermost layer region of the steel sheet on the mechanical properties is small, and if the region where transformation occurs is 1/32 or less of the plate thickness, the properties of the final product are damaged so much. It became clear that And, in order to set the region where transformation occurs to 1/32 or less of the plate thickness, the hot rolling completion temperature (hereinafter also referred to as “finishing temperature”) may be set to (Ar 3 point −30 ° C.) or more. Also turned out. Accordingly, the finishing temperature is (Ar 3 point-30 ° C.) or higher. In order to further improve the deep drawability of the cold-rolled steel sheet after cold rolling and annealing, the finishing temperature is preferably set to Ar 3 point or higher. The finishing temperature is preferably closer to the Ar 3 point. This is because when the finishing temperature is high, the strain accumulated in the austenite crystal grains is easily released by hot rolling, and it becomes impossible to efficiently refine the crystal grains by the mechanism described above. . Accordingly, the finishing temperature is preferably (Ar 3 point + 100 ° C.) or lower, more preferably (Ar 3 point + 80 ° C.) or lower, and more preferably (Ar 3 point + 60 ° C.) or lower. In addition, the said temperature is the surface temperature of a steel plate, and can be measured with a radiation thermometer etc.
熱間圧延に供する鋼塊または鋼片の温度は、仕上温度の観点から決定すればよいので特に限定する必要はないが、１１００℃未満では（Ａｒ3点−３０℃）以上の仕上温度を確保することが一般に困難であり、１２８０℃を超えると、加熱コストの増大やスケールロスによる歩留り低下を招く。したがって、前記温度は、１１００〜１２８０℃とするのが好ましい。前記温度が低温であるほど、最終製品である冷延鋼板の延性および深絞り性が向上するので、１２００℃以下とすることがさらに好ましく、１１５０℃以下とすることがより好ましい。 The temperature of the steel ingot or steel slab to be subjected to hot rolling need only be determined from the viewpoint of the finishing temperature, so it is not necessary to specifically limit it, but if it is less than 1100 ° C, a finishing temperature of 3 (Ar 3 points-30 ° C) or more is secured. It is generally difficult to do this, and when it exceeds 1280 ° C., the heating cost increases and the yield decreases due to scale loss. Therefore, the temperature is preferably 1100 to 1280 ° C. The lower the temperature, the better the ductility and deep drawability of the cold-rolled steel sheet as the final product. Therefore, the temperature is further preferably 1200 ° C. or lower, and more preferably 1150 ° C. or lower.
熱間圧延に供する鋼塊または鋼片が、Ａｒ3点以下の温度域、例えば常温まで冷却された所謂冷片である場合にはＡｃ3点以上の温度域まで加熱することを要するが、連続鋳造後または分塊圧延後の高温状態にある鋼塊または鋼片である場合には、仕上温度を確保できるのであれば特段加熱を施さずともよい。 When the steel ingot or slab to be subjected to hot rolling is a so-called cold slab cooled to room temperature, for example, a temperature range below Ar 3 points, it needs to be heated to a temperature range above Ac 3 points. In the case of a steel ingot or steel slab in a high temperature state after casting or after piece rolling, it is not necessary to perform special heating if the finishing temperature can be secured.
熱間圧延を施す設備は、リバースミルおよびタンデムミルのいずれであってもよい。工業的生産性の上からは、少なくとも最終の数段はタンデムミルを用いるのが好ましい。
熱間圧延における圧下量は、熱間圧延によりオーステナイト結晶粒内に効率的に歪を蓄積する観点から、１０６０℃から熱間圧延完了までの温度範囲における板厚減少率で４５％以上とすることが好ましい。上記温度範囲は、１０４０℃から熱間圧延完了までとすることがさらに好ましく、１０２０℃から熱間圧延完了までとすることがより好ましく、１０００℃から熱間圧延完了までとすることが最も好ましい。また、上記板厚減少率は、５０％以上とすることがさらに好ましく、５５％以上とすることがより好ましく、６０％以上とすることが最も好ましい。
The equipment for performing hot rolling may be either a reverse mill or a tandem mill. From the viewpoint of industrial productivity, it is preferable to use a tandem mill for at least the last several stages.
The amount of reduction in hot rolling is 45% or more in terms of sheet thickness reduction rate in the temperature range from 1060 ° C. to completion of hot rolling from the viewpoint of efficiently accumulating strain in austenite crystal grains by hot rolling. Is preferred. The temperature range is more preferably from 1040 ° C. to completion of hot rolling, more preferably from 1020 ° C. to completion of hot rolling, and most preferably from 1000 ° C. to completion of hot rolling. The plate thickness reduction rate is more preferably 50% or more, more preferably 55% or more, and most preferably 60% or more.
熱間圧延は、１パスで行う必要はなく、連続した複数パスの圧延であってもよい。１パス当たりの圧下量は、１０〜６０％とすることが好ましく、１５〜６０％とすることがさらに好ましい。１パス当たりの圧下量を大きくした方がオーステナイト結晶粒への歪の蓄積を効率的に行うことができるので、熱延鋼板の結晶粒の微細化という観点からは好ましいが、圧延荷重が増大や鋼板の形状確保の困難性などにより生産性を阻害することも懸念されるので、かかる観点から１パス当たりの圧下量は制限される。本発明によれば、１パス当たりの圧下量を４０％以下とした複数パスの圧延でも、大圧下を必須とする従来技術よりも微細なフェライト粒を得ることができるので、工業的生産が容易である。 Hot rolling does not have to be performed in one pass, and may be continuous multi-pass rolling. The amount of reduction per pass is preferably 10 to 60%, and more preferably 15 to 60%. Increasing the amount of reduction per pass can efficiently accumulate strain in the austenite crystal grains, which is preferable from the viewpoint of refining the crystal grains of the hot-rolled steel sheet. Since there is a concern that the productivity may be hindered due to difficulty in securing the shape of the steel sheet, the amount of reduction per pass is limited from this viewpoint. According to the present invention, even in rolling in a plurality of passes with a reduction amount of 40% or less per pass, finer ferrite grains can be obtained than in the prior art that requires a large reduction, so that industrial production is easy. It is.
（４）熱間圧延後の冷却
熱間圧延完了後０．５秒間以内に４００℃／秒以上の平均冷却速度で７５０℃まで冷却し、４００℃以上６４０℃未満の温度域で巻き取る。
(4) Cooling after hot rolling Cooling to 750 ° C at an average cooling rate of 400 ° C / second or more within 0.5 seconds after completion of hot rolling, and winding in a temperature range of 400 ° C or more and less than 640 ° C.
本発明は、熱間圧延によりオーステナイト結晶粒内に歪を蓄積させ、熱間圧延後の冷却により当該歪の解放を抑制して、所定の低温域になった段階で当該歪を駆動力として、オーステナイトからフェライトへの変態を一気に促進させることにより結晶粒の微細化を図るものである。したがって、熱間圧延完了後０．５秒間以内に４００℃／秒以上の平均冷却速度で７５０℃まで冷却することにより、熱間圧延によりオーステナイト結晶粒内に蓄積させた歪の解放を７５０℃以下の温度域まで抑制し、７５０℃以下の温度域において当該歪を駆動力として、オーステナイトからフェライトへの変態を一気に促進させることにより結晶粒を微細化させるのである。 The present invention accumulates strain in the austenite crystal grains by hot rolling, suppresses release of the strain by cooling after hot rolling, and when the strain becomes a predetermined low temperature region, The crystal grains are refined by rapidly promoting the transformation from austenite to ferrite. Therefore, by cooling to 750 ° C. at an average cooling rate of 400 ° C./second or more within 0.5 seconds after completion of hot rolling, the release of strain accumulated in the austenite crystal grains by hot rolling is 750 ° C. or less. The crystal grains are refined by rapidly promoting the transformation from austenite to ferrite using the strain as a driving force in a temperature range of 750 ° C. or lower.
熱間圧延完了から７５０℃までの冷却時間が０．５秒間を超えたり、熱間圧延完了温度から７５０℃までの平均冷却速度が４００℃／秒未満であったり、冷却完了温度が７５０℃を超えたりすると、熱間圧延によりオーステナイト結晶粒内に蓄積させた歪が７５０℃を超える温度域において容易に解放されてしまい、熱延鋼板の結晶粒の微細化を図ることが困難となるからである。なお、ここでいう平均冷却速度は、空冷部分を除外し、水冷却等により強制冷却を行っている部分における平均冷却速度を意味する。 The cooling time from completion of hot rolling to 750 ° C. exceeds 0.5 seconds, the average cooling rate from the completion temperature of hot rolling to 750 ° C. is less than 400 ° C./second, or the cooling completion temperature is 750 ° C. If it exceeds, the strain accumulated in the austenite crystal grains by hot rolling is easily released in a temperature range exceeding 750 ° C., and it becomes difficult to refine the crystal grains of the hot-rolled steel sheet. is there. The average cooling rate here means an average cooling rate in a portion where forced cooling is performed by water cooling or the like, excluding the air cooling portion.
熱間圧延完了から７５０℃までの冷却時間は、短ければ短いほど前記歪の解放を抑制できるので、下限は特に規定する必要はない。０．４０秒間以下とすることが好ましく、０．３６秒間以下とすることがさらに好ましい。冷間圧延および焼鈍後において、冷延鋼板の深絞り性をより一層向上させるには、熱間圧延完了から６５０℃までの冷却時間を０．７５秒以下とすることが好ましく、０．６５秒以下とすることがさらに好ましく、０．６１秒以下とすることがより好ましい。 The shorter the cooling time from completion of hot rolling to 750 ° C., the more the release of the strain can be suppressed, so the lower limit is not particularly required. It is preferably 0.40 seconds or less, and more preferably 0.36 seconds or less. In order to further improve the deep drawability of the cold-rolled steel sheet after cold rolling and annealing, the cooling time from completion of hot rolling to 650 ° C. is preferably 0.75 seconds or less, 0.65 seconds More preferably, it is more preferably 0.61 seconds or less.
前記平均冷却速度は、高ければ高いほど前記歪の解放を抑制できるので、上限は特に規定する必要はない。５００℃／秒以上とすることが好ましく、６００℃／秒以上とすることがさらに好ましく、７００℃／秒以上とすることがより好ましく、８００℃／秒以上とすることが最も好ましい。 Since the higher the average cooling rate, the more the release of the strain can be suppressed, the upper limit need not be specified. It is preferably 500 ° C./second or more, more preferably 600 ° C./second or more, more preferably 700 ° C./second or more, and most preferably 800 ° C./second or more.
冷間圧延および焼鈍後の深絞り性の観点から前記平均冷却速度の上限を規定する必要はないが、冷却能力を上げるには冷却設備が大掛かりとなり製造コストが嵩むだけでなく、冷却ムラの発生あるいは冷却停止温度の制御が困難となる場合がある。このため、２０００℃／秒以下としてもよい。 It is not necessary to specify the upper limit of the average cooling rate from the viewpoint of deep drawability after cold rolling and annealing, but in order to increase the cooling capacity, not only the cooling equipment becomes large and the manufacturing cost increases, but also uneven cooling occurs. Or control of cooling stop temperature may become difficult. For this reason, it is good also as 2000 degrees C / second or less.
冷却完了温度は、後述する巻取温度を確保できる範囲内において、低ければ低いほど前記歪の解放を抑制できるので好ましい。したがって、７００℃以下とすることが好ましく、６５０℃以下とすることがさらに好ましい。 The cooling completion temperature is preferably as low as possible within a range in which the coiling temperature described later can be secured, since the release of the strain can be suppressed. Accordingly, the temperature is preferably 700 ° C. or lower, and more preferably 650 ° C. or lower.
上記冷却完了から巻取りまでの工程においては、フェライトの核生成密度が高いことや比較的低温域であることにより顕著な粒成長は生じにくい。したがって、前記工程における平均冷却速度は特に規定する必要はなく、放冷してもよい。しかし、ある程度の粒成長は生じうるので、結晶粒の粗大化をより確実に抑制するために水冷してもよい。水冷する場合には、前記平均冷却速度を１０℃／秒以上とすることが好ましい。さらに好ましくは２０℃／秒以上、より好ましくは３０℃／秒以上である。 In the process from the completion of cooling to winding, remarkable grain growth hardly occurs due to the high nucleation density of ferrite and the relatively low temperature range. Therefore, the average cooling rate in the above process does not need to be specified and may be allowed to cool. However, since a certain degree of grain growth can occur, water cooling may be performed in order to more reliably suppress crystal grain coarsening. In the case of water cooling, the average cooling rate is preferably 10 ° C./second or more. More preferably, it is 20 degreeC / second or more, More preferably, it is 30 degreeC / second or more.
巻取りは、４００℃以上６４０℃未満の温度域で行う。巻取温度が６４０℃以上になると巻取り後の徐冷中に結晶粒が粗大化したり、鉄−りん化合物が析出して、冷間圧延および焼鈍後の深絞り性が低下する場合がある。さらに表面疵の発生やスケールロスによる歩留り低下といった問題が生じる場合がある。したがって、巻取温度は６４０℃未満とする。本発明に係る冷延鋼板は、従来技術に比して冷間圧延および焼鈍後の冷延鋼板の深絞り性に及ぼす巻取温度の影響が小さいので、深絞り性の確保のために巻取温度を高温化する必要はない。したがって、従来技術よりも巻取温度の低く抑えることによって表面疵の発生を抑制することができる。このような観点から、巻取温度は、好ましくは６２０℃以下、さらに好ましくは６００℃以下である。一方、巻取温度が４００℃を下回ると、微細な炭窒化物が析出したり、炭窒化物の析出が不十分となって固溶Ｃや固溶Ｎが残存したりして、冷間圧延および焼鈍後の深絞り性が低下する場合がある。したがって、巻取温度は４００℃以上とする。好ましくは４５０℃以上であり、さらに好ましくは５００℃以上である。 Winding is performed in a temperature range of 400 ° C. or higher and lower than 640 ° C. When the coiling temperature is 640 ° C. or higher, crystal grains may be coarsened during the slow cooling after coiling, or iron-phosphorus compounds may precipitate, and the deep drawability after cold rolling and annealing may be reduced. Furthermore, problems such as generation of surface defects and a decrease in yield due to scale loss may occur. Therefore, the coiling temperature is less than 640 ° C. The cold-rolled steel sheet according to the present invention is less affected by the coiling temperature on the deep drawability of the cold-rolled steel sheet after cold rolling and annealing than the prior art. There is no need to increase the temperature. Therefore, generation | occurrence | production of a surface flaw can be suppressed by restraining coiling temperature lower than a prior art. From such a viewpoint, the winding temperature is preferably 620 ° C. or lower, more preferably 600 ° C. or lower. On the other hand, when the coiling temperature is lower than 400 ° C., fine carbonitride precipitates or carbonitride is insufficiently precipitated, so that solid solution C or solid solution N remains, and cold rolling is performed. And deep drawability after annealing may be reduced. Therefore, the coiling temperature is 400 ° C. or higher. Preferably it is 450 degreeC or more, More preferably, it is 500 degreeC or more.
（５）冷却設備
本発明では上記の冷却を行う設備を限定しない。工業的には、水量密度の高い水スプレー装置を用いることが好適である。例えば、圧延板搬送ローラーの間に水スプレーヘッダーを配置し、板の上下から十分な水量密度の高圧水を噴射することで冷却することができる。
(5) Cooling equipment In this invention, the equipment which performs said cooling is not limited. Industrially, it is preferable to use a water spray device having a high water density. For example, a water spray header can be arrange | positioned between rolling plate conveyance rollers, and it can cool by injecting high-pressure water with sufficient water quantity density from the upper and lower sides of a plate.
（６）酸洗
上記熱間圧延により得られた熱延鋼板に酸洗を施す。
本発明における酸洗は、熱延鋼板の表面に形成されたスケールの除去のみを目的とするものであるから、酸洗の態様は特に限定する必要はなく、常法でかまわない。
(6) Pickling Pickling is performed on the hot-rolled steel sheet obtained by the hot rolling.
The pickling in the present invention is intended only for removal of the scale formed on the surface of the hot-rolled steel sheet. Therefore, the mode of pickling need not be particularly limited and may be a conventional method.
（７）冷間圧延
上記酸洗により得られた酸洗鋼板に圧下率：６０〜９５％の冷間圧延を施す。極低炭素鋼の場合、冷間圧延率がある程度高くなるほど焼鈍後のｒ値が高くなる傾向を示す。冷間圧延の圧下率が６０％未満では、焼鈍後のｒ値の向上が不十分であり好ましくない。一方、冷間圧延の圧下率が９５％を超えると、深絞り性を劣化させる集合組織が発達するようになり、却って焼鈍後のｒ値を低下させる。また、冷間圧延の生産性も低下する。したがって、冷間圧延の圧下率は６０〜９５％とする。
(7) Cold rolling The pickled steel sheet obtained by the above pickling is subjected to cold rolling with a rolling reduction of 60 to 95%. In the case of extremely low carbon steel, the r value after annealing tends to increase as the cold rolling rate increases to some extent. If the rolling reduction of cold rolling is less than 60%, the improvement of the r value after annealing is insufficient, which is not preferable. On the other hand, when the rolling reduction of cold rolling exceeds 95%, a texture that deteriorates deep drawability develops, and on the contrary, the r value after annealing is lowered. Moreover, the productivity of cold rolling also decreases. Therefore, the rolling reduction of cold rolling is set to 60 to 95%.
冷間圧延に供する鋼板の板厚は、生産性と冷間圧延率の両立の観点から、２．８ｍｍ以上とすることが好ましい。さらに３．０ｍｍ以上が好ましく、より好ましくは３．２ｍｍ以上である。 The sheet thickness of the steel sheet to be subjected to cold rolling is preferably 2.8 mm or more from the viewpoint of achieving both productivity and cold rolling rate. Furthermore, 3.0 mm or more is preferable, More preferably, it is 3.2 mm or more.
（８）焼鈍
上記冷間圧延により得られた冷延鋼板に７５０〜８８０℃の温度域で焼鈍を施す。
焼鈍温度が７５０℃未満では再結晶が不十分となり、得られる鋼板が硬質となるだけでなく、伸びや深絞り性が劣化する。一方、焼鈍温度が８８０℃を超えると、製造コストの増大を招くだけでなく、オーステナイトへの変態が起きてｒ値にとって好ましい集合組織の形成が阻害される。したがって、焼鈍温度は７５０〜８８０℃とする。焼鈍温度の下限は、７８０℃以上が好ましく、８００℃以上がさらに好ましい。上限は８５０℃以下が好ましく、８３０℃以下がさらに好ましい。
(8) Annealing The cold rolled steel sheet obtained by the cold rolling is annealed in a temperature range of 750 to 880 ° C.
When the annealing temperature is less than 750 ° C., recrystallization becomes insufficient, and the obtained steel sheet becomes hard, and elongation and deep drawability deteriorate. On the other hand, when the annealing temperature exceeds 880 ° C., not only the production cost is increased, but also transformation to austenite occurs and formation of a texture preferable for the r value is hindered. Therefore, the annealing temperature is 750 to 880 ° C. The lower limit of the annealing temperature is preferably 780 ° C. or higher, more preferably 800 ° C. or higher. The upper limit is preferably 850 ° C. or less, and more preferably 830 ° C. or less.
焼鈍方法は連続焼鈍、箱焼鈍のいずれでもかまわない。また、連続溶融亜鉛めっきラインを用いて焼鈍後、溶融亜鉛めっきもしくは合金化溶融亜鉛めっきを行ってもよい。また、焼鈍後の鋼板に電気めっき、たとえばＺｎ系めっきを施してもよい。 The annealing method may be either continuous annealing or box annealing. Moreover, you may perform hot dip galvanization or alloying hot dip galvanization after annealing using a continuous hot dip galvanization line. Moreover, you may give electroplating, for example, Zn type plating, to the steel plate after annealing.
連続焼鈍を行うときは、７５０〜８８０℃の温度域に保持する焼鈍時間を１０〜１３０秒間とすることが好ましい。均熱時間が１０秒間以下では再結晶が不十分となる場合がある。一方、１３０秒間を超えると製造コストの増大を招く。焼鈍時間は、２０秒以上がさらに好ましく、３０秒以上がより好ましい。一方、上限は１００秒間以下がさらに好ましく、６０秒間以下がより好ましい。 When performing continuous annealing, it is preferable that the annealing time maintained in the temperature range of 750 to 880 ° C. is 10 to 130 seconds. If the soaking time is 10 seconds or less, recrystallization may be insufficient. On the other hand, if it exceeds 130 seconds, the manufacturing cost increases. The annealing time is more preferably 20 seconds or longer, and more preferably 30 seconds or longer. On the other hand, the upper limit is more preferably 100 seconds or less, and more preferably 60 seconds or less.
（６）スキンパス圧延
降伏点伸び発生が懸念される場合には、プレス成形時のストレッチャーストレイン抑制のために、焼鈍後に伸び率０．５〜２％のスキンパス圧延することが好ましい。
(6) Skin pass rolling When there is a concern about yield point elongation, it is preferable to perform skin pass rolling with an elongation of 0.5 to 2% after annealing in order to suppress stretcher strain during press molding.
表１に示す化学組成の鋼片を、１２００℃に加熱した後、実験圧延機を使用して、表２に示す条件で熱間圧延、冷却制御および巻取りシミュレーションを行い、板厚３．５ｍｍの熱延鋼板を得た。ここで、冷却停止後の温度から、巻取りシミュレーションの温度までは、放冷を行った。その後、熱延鋼板の表面のスケールを酸洗により除去した後、圧下率８０％の冷間圧延をして板厚０．７ｍｍとした。昇温速度１０℃／秒、均熱温度８２０℃、均熱時間３０秒、冷却速度１０℃／秒の連続焼鈍相当の焼鈍を施した後、１％の調質圧延を行った。 A steel slab having the chemical composition shown in Table 1 was heated to 1200 ° C., and then subjected to hot rolling, cooling control and winding simulation under the conditions shown in Table 2 using an experimental rolling mill, and a thickness of 3.5 mm. A hot rolled steel sheet was obtained. Here, cooling was performed from the temperature after stopping cooling to the temperature of the winding simulation. Then, after removing the scale on the surface of the hot-rolled steel sheet by pickling, the steel sheet was cold-rolled at a reduction rate of 80% to obtain a sheet thickness of 0.7 mm. After performing annealing equivalent to continuous annealing at a heating rate of 10 ° C./second, a soaking temperature of 820 ° C., a soaking time of 30 seconds, and a cooling rate of 10 ° C./second, 1% temper rolling was performed.
なお、巻取りシミュレーションとは、巻取り温度まで冷却した鋼板を、巻取り温度に相当する温度に保持した電気炉に装入し、その温度で３０分保持した後、２０℃／時で冷却することにより行うものであり、巻取り後の温度履歴を模擬したものである。 In the winding simulation, the steel sheet cooled to the winding temperature is placed in an electric furnace maintained at a temperature corresponding to the winding temperature, held at that temperature for 30 minutes, and then cooled at 20 ° C./hour. This is performed by simulating the temperature history after winding.
上記の熱延鋼板について、ＥＢＳＰ（Electron Back Scattering
Pattern）法を用いて結晶方位解析を行うことで、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置でのフェライトの平均結晶粒径を求めた。また、鋼板表面から板厚の１／１６深さ位置での平均結晶粒径（ｄs）および板厚中心位置での平均結晶粒径（ｄc）を測定し、これらの比（ｄs／ｄc）を求めた。さらに、鋼板表面から板厚の１／１６深さ位置において、Ｘ線回折によって測定した｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝極点図から３次元集合組織解析を行い、｛１１０｝＜２２３＞および｛２１１｝＜１１１＞方位のランダムに対する密度を求めた。
EBSP (Electron Back Scattering)
By performing crystal orientation analysis using the (Pattern) method, the average crystal grain size of the ferrite at the 1/4 depth position of the plate thickness from the steel plate surface was determined. Further, the average crystal grain size (d s ) at the 1/16 depth position of the plate thickness from the steel sheet surface and the average crystal grain size (d c ) at the plate thickness center position are measured, and the ratio (d s / d c ) was determined. Further, a three-dimensional texture analysis is performed from {110}, {200}, {211} pole figures measured by X-ray diffraction at a position of 1/16 depth from the steel sheet surface, and {110} <223>. And the density with respect to the random of {211} <111> direction was calculated | required.
上記の冷延鋼板について、圧延方向に対して０°、４５°および９０°方向のＪＩＳ５号試験片を採取して引張試験を行った。これらの試験結果を表３に示す。また、表２および３の試験結果の内、鋼種Ａと鋼種Ｂに関する試番１〜３、および試番６〜１０について、熱間圧延完了から７５０℃までの冷却時間と鋼板表面から１／４ｔ深さ位置における平均結晶粒径との関係を図１に、熱間圧延完了から７５０℃までの冷却時間とｄs／ｄcとの関係を図２にそれぞれ示す。さらに、鋼種Ｂに関する試番６〜１０について、熱間圧延完了から７５０℃までの冷却時間と冷延板の平均ｒ値およびｒ45との関係を図３に示す。 About said cold-rolled steel plate, the JIS5 test piece of 0 degree, 45 degrees, and 90 degrees direction was extract | collected with respect to the rolling direction, and the tension test was done. These test results are shown in Table 3. Of the test results shown in Tables 2 and 3, for test numbers 1 to 3 and test numbers 6 to 10 related to steel types A and B, the cooling time from completion of hot rolling to 750 ° C. and 1/4 t from the steel sheet surface. the relationship between the average crystal grain size in the depth position in FIG. 1, respectively the relationship between the cooling time and d s / d c from hot rolling finished to 750 ° C. in FIG. Furthermore, regarding the trial numbers 6 to 10 regarding the steel type B, FIG. 3 shows the relationship between the cooling time from the completion of hot rolling to 750 ° C., the average r value of the cold rolled sheet, and r 45 .
図１〜３に示すように、熱間圧延完了から７５０℃までの冷却時間を０．５秒間以内、冷却速度を４００℃／秒以上とすることにより、冷却速度に依らず安定して、所望の熱延鋼板のフェライト平均結晶粒径および表層と板厚中心の粒径比が得られるとともに、冷延鋼板において平均ｒ値およびｒ45の向上効果が得られている。 As shown in FIGS. 1 to 3, by setting the cooling time from the completion of hot rolling to 750 ° C. within 0.5 seconds and the cooling rate of 400 ° C./second or more, it is stable regardless of the cooling rate. The average grain size of ferrite and the grain size ratio between the surface layer and the thickness center of the hot rolled steel sheet are obtained, and the effect of improving the average r value and r 45 is obtained in the cold rolled steel sheet.
表２および３から明らかなように、本発明の条件を満たす試番１、２、４、６〜８、１１、１３、１５、１７および１９では、何れも深絞り性の良好な、特にｒ45が向上した冷延鋼板が得られた。さらに、軟鋼板についてはｒ値の面内異方性の指標である｜Δｒ｜も低減した。一方、熱間圧延完了から７５０℃までの冷却時間が０．５秒間を超え、かつ熱間圧延完了から７５０℃までの平均冷却速度が４００℃／秒未満であった試番３、５、９、１０、１２、１４、１６、１８および２０では、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置におけるフェライト平均結晶粒径が１６μｍを超えるか、ｄs／ｄcが０．９０を超え、いずれもｒ45の値が小さく、深絞り性に劣っていた。さらに、軟鋼板についてはｒ値の面内異方性の指標である｜Δｒ｜も上昇した。 As is apparent from Tables 2 and 3, in the trial numbers 1, 2, 4, 6-8, 11, 13, 15, 17 and 19 that satisfy the conditions of the present invention, all have good deep drawability, particularly r. A cold-rolled steel sheet having improved 45 was obtained. Further, for the mild steel sheet, | Δr |, which is an index of in-plane anisotropy of r value, was also reduced. On the other hand, the cooling time from completion of hot rolling to 750 ° C. exceeded 0.5 seconds, and the average cooling rate from completion of hot rolling to 750 ° C. was less than 400 ° C./second. in 10,12,14,16,18 and 20, or an average ferrite crystal grain size in 1/4 depth position of the sheet thickness from the steel sheet surface exceeds 16μm, d s / d c is greater than 0.90, In all cases, the value of r 45 was small and the deep drawability was poor. Further, for the mild steel sheet, | Δr |, which is an index of the in-plane anisotropy of the r value, also increased.
本発明の方法によれば、自動車部品の一体成形など厳しい加工に利用できる、深絞り性に優れた冷延鋼板を、容易にかつ高生産性で製造することができる。 According to the method of the present invention, a cold-rolled steel sheet excellent in deep drawability, which can be used for severe processing such as integral molding of automobile parts, can be easily manufactured with high productivity.
Claims (7)
（Ａ）質量％で、Ｃ：０．０１０％未満、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０００５〜０．１０％、Ｎ：０．００６０％以下、Ｔｉ：０．００１〜０．１０％およびＮｂ：０．００１〜０．１０％を含有するとともに下記式（１）式を満足し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有する鋼塊または鋼片に、（Ａｒ３点−３０℃）以上で圧延を完了する熱間圧延を施し、熱間圧延完了後０．５秒間以内に４００℃／秒以上の平均冷却速度で７５０℃となる条件で、６５０℃以下（ただし、６５０℃を除く。）に冷却し、４００℃以上６４０℃未満の温度域で巻き取って熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱延鋼板に酸洗を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；
（Ｃ）前記酸洗鋼板に圧下率：６０〜９５％の冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
（Ｄ）前記冷延鋼板に７５０〜８８０℃の温度域で焼鈍を施す焼鈍工程。
（Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２）／（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）≦１．４ （１）
ここで、式中の元素記号は各元素の鋼中における含有量（単位：質量％）を示す。 A method for producing a cold-rolled steel sheet comprising the following steps (A) to (D):
(A) By mass%, C: less than 0.010%, Si: 1.5% or less, Mn: 2.0% or less, P: 0.10% or less, S: 0.010% or less, Al: 0 .0005 to 0.10%, N: 0.0060% or less, Ti: 0.001 to 0.10% and Nb: 0.001 to 0.10% and satisfying the following formula (1) The steel ingot or steel slab having the chemical composition consisting of the remaining Fe and impurities is subjected to hot rolling to complete the rolling at (Ar 3 points-30 ° C) or more, and within 400 seconds within 0.5 seconds after the hot rolling is completed. The steel sheet is cooled to 650 ° C. or lower (excluding 650 ° C.) under the condition that the average cooling rate is 750 ° C./second or higher, and is wound in a temperature range of 400 ° C. or higher and lower than 640 ° C. to obtain a hot-rolled steel sheet. Hot rolling process;
(B) Pickling step of pickling the hot-rolled steel sheet to obtain a pickled steel sheet;
(C) a cold rolling step of subjecting the pickled steel sheet to a cold rolling of 60 to 95% to obtain a cold rolled steel sheet; and (D) annealing the cold rolled steel sheet in a temperature range of 750 to 880 ° C. Annealing process.
(C / 12 + N / 14 + S / 32) / (Ti / 48 + Nb / 93) ≦ 1.4 (1)
Here, the element symbol in a formula shows content (unit: mass%) in steel of each element.
（Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２）／（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１）≦１．４ （２）
ここで、式中の元素記号は各元素の鋼中における含有量（単位：質量％）を示す。 The chemical composition contains V: 1% by mass or less instead of part of Fe, and satisfies the following formula (2) instead of the formula (1). The manufacturing method of the cold-rolled steel plate of 1.
(C / 12 + N / 14 + S / 32) / (Ti / 48 + Nb / 93 + V / 51) ≦ 1.4 (2)
Here, the element symbol in a formula shows content (unit: mass%) in steel of each element.
The method for producing a cold-rolled steel sheet according to any one of claims 1 to 6, wherein a thickness of the steel sheet subjected to the cold rolling is 2.8 mm or more.
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