WO1995009931A1

WO1995009931A1 - Tole d'acier laminee a froid et recuite en continu

Info

Publication number: WO1995009931A1
Application number: PCT/JP1994/001663
Authority: WO
Inventors: Yoshihiro Hosoya; Masaya Morita; Seishi Tsuyama
Original assignee: Nkk Corporation
Priority date: 1993-10-05
Filing date: 1994-10-05
Publication date: 1995-04-13
Also published as: CN1115183A; KR0165929B1; CA2149522C; US5531839A; KR950704529A; CN1043905C

Description

明細書発明の名称深絞り性と耐 2次加工脆性との間の均衡に優れた連続焼純冷延鋼板およびその製造方法技術分野この発明は、極低炭素鋼を素材とした深絞り性と耐 2次加工脆性との間の均衡に優れた連続焼鈍冷延鐧板、およびその製造方法に関するものである。この発明の連続焼鈍冷延鋼板は、メツキ等の表面処理を施されるのに適している。この発明の連続焼鈍冷延鋼板を製造するための連続焼鈍ラインは、溶融メツキ設備および溶融メツキ層の合金化処理設備を含んでもよい。背景技術最近の製鋼における脱ガス技術の進歩によって、鋼中の炭素（C ) 含有量が 3 0 p pm以下にまで低減された極低炭素鋼を、比較的安価に且つ大量に製造することができるようになった。上記極低炭素鋼にニオブ（ N b ) 、チタン（ T i ) 、ボロン（ B ) およびジルコニゥム（ Z r ) の内の少なくとも 1つの元素が添加された、所謂、 I F鋼（ interstitial Atoms Free Steelの略）は、深絞り性および非時効性が要求される E D D Q (Excellent Deep Drawing Qua lityの略）クラスの超深絞り用冷延鋼板を、連続焼鈍処理によって製造するための好ましい素材として一般に使用されつつある。連続焼鈍冷延鋼板の素材として一般的に使用される I F鋼は、 T i および N bの内のいずれか一方、または、それらの両方が添加された極低炭素鋼である。 T i は、鐧中における炭火物および窒化物の強力な形成元素であり、しかも、 T i は、鋼中の硫黄（ S ) と化合して硫化物を形成することによって、鋼中の Sを固定する作用を有している。そのため、 T i が添加された I F鋼（以下、 " T i 一

I F鋼" という）は、鋼の広い化学成分組成の範囲内において、極めて優れた深絞り性および延性が安定して得られるという利点を有している。しかしながら、 T i 一 I F鋼においては、 T i が酸化され易い元素であるため、溶鋼の連続铸造時において、タンディッシュのノズルが閉塞し、または、 T i酸化物によるスラブ表面欠陥が発生するという問題がある。また、鋼中の Cを、炭化チタン（T i C ) の形において鋼中において完全に固定するのに充分な量の T i を鋼に添加すると、焼鈍冷延鋼板の粒界強度が低下して、焼鈍冷延鋼板を深絞り加工したときに 2次加工脆化問題が生ずる。 2次加工脆化の解決に関しては、微量の Bを鋼に添加することが有効であることが知られている。しかしながら、鋼に Bを添加すると、冷延鐧板の深絞り性が劣化するという問題がある。上述した問題を解決した鋼として、 N bが添加された I F鐧（以下、 " N b— I F鋼" という）が知られている。 N b — I F鋼においては、鋼中の Cが炭化ニオブ（N b C ) の形において鋼中において固定されるので、 T i — I F鋼におけると同様に、優れた深絞り性を有する冷延鋼板が得られる。しかし、 N b— I F鐧には、 N b の適正含有量の範囲が狭いという問題がある。一方、 N b - I F鐧には、酸化物系介在物によるスラブ表面欠陥が発生しにくいので、連続铸造された N b— I F鋼のスラブには、その表面を手入れする必要がない。従って、 N b— I F鋼の連続铸造スラブは、これを加熱することなく直ちに熱間圧延する、所謂直送圧延法により熱延鋼ストリップを製造することが可能であるという利点を有している。また、合金化処理溶融亜鉛メツキ冷延鋼板の素材として I F鋼を使用する場合には、 T i 一 I F鋼よりも N b— I F鋼または N b— T i 一 I F鋼を使用した方が、合金化処理溶融亜鉛メツキ冷延鋼板の、鉄一亜鉛合金メッキ層の鋼板への密着性が改善されることが知られている。上述した T i 一 I F鋼および Nb— I F鋼の欠点を克服して、所望の品質を有する冷延鋼板を製造するための技術として、 I F鋼に Nbおよび T i の両方を添加して、所望の品質を有する冷延鋼板を製造するための技術が提案されている。即ち、

(1) 日本特許公告公報 No.61-32,375 は、下記からなる超深絞り用冷延鋼板の製造方法を開示している：本質的に下記からなる鐧スラブを、熱間圧延し、次いで、冷間圧延し、そして、次いで、 7 0 0 ^eCから Ac₃ 変態点以下の範囲内の温度で連続焼鈍する：

C ： 0. 0 0 7 wt.% 以下、

S i ： 0. 8 wt.% 以下、

Mn ： 1. 0 wt.% 以下、

P ： 0. 1 wt.% 以下、

A 1 ： 0. 0 1 カヽら 0. 1 wt. % 以下、

N ： 8 0 ppm 以下、

T i ： 0. 0 1 0から 0. 0 3 7 wt.% 以下、

N b ： 0. 0 0 3から 0. 0 2 5 wt.% 未満、

但し、（1) 48/14[N(¾)-0.002(¾)] <Ti および、

(2) Ti(¾) < [4.00CC¾) +3.43N(%)] 、および、

残り、鉄および不可避的不純物

(以下、 "先行技術 ' という）。先行技術 1 の基本的技術思想は、鋼板の熱間仕上げ圧延前に、鐧中の Nを窒化チタン（T i N) にし、一方、鋼中の Cをニオブ . チタン炭化物（〔N b ' T i 〕 C ) にすることによって、鐧中の N および Cを鋼中において完全に固定することにある。前述したように、 I F鋼への微量の B添加は、冷延鐧板の耐 2 次加工脆化の抑制のために極めて有効である反面、冷延鋼板の深絞り性を劣化させる。従って、従来は、 I F鋼への Bの添加は、必ずしも得策ではないと考えられていた。これに対して、 1 ?鐧に 8を積極的に添加する技術が提案されている。即ち、

(2) 日本特許公開公報 No.63-317.625は、下記からなる、スポット溶接部の疲労特性に優れた極低炭素冷延鐧板の製造方法を開示している：本質的に下記からなる鋼スラブを、 7 0 0から 9 0 0。Cの範囲内の仕上げ温度、および、 3 0 0から 6 0 0 °Cの範囲内の巻取り温度で熱間圧延し、次いで、 6 0から 8 5 %の範囲内の圧下率で冷間圧延し、次いで、再結晶温度から 7 8 0 °C以下の範囲内の温度で連続焼鈍し、そして、〔板厚（mm) + 0. 1 〕％から 3. 0 %以下の範囲内の圧下率で調質圧延する：

C 0. 0 0 4 wt. ¾ 以下

S i 0. 1 wt.% 以下、

M n 0. 5 wt.% 以下、

P 0. 0 2 5 wt.% 以下. s . 0. 0 2 5 wt.¾ 以下、

N ： 0. 0 0 4 wt.% 以下、

A 1 ： 0. 0 1 から 0. 1 0 wt. % 以下、

T i ： 0. 0 1 から 0. 0 4 wt. % 以下、

N b ： 0. 0 0 1 から 0. 0 1 0 wt.¾ 以下、

B ： 0. 0 0 0 1 力、ら 0. 0 0 1 0 wt.¾ 以下、

但し、 (1) (ll/93)Nb-0.0004≤ B ≤ (ll/93)Nb + 0.0004、

(3) Nb< 1/5 · (93/48)Ti 、および、

(4) C + (12/14)N+ (12/11)B> 0.0038

および、

残り、鉄および不可避的不純物

(以下、 "先行技術 2 " という）。先行技術 2の基本的技術思想は、 I F鋼の不可避的欠点である、溶接熱影響部の強度劣化を防止するために、 T i および N b と共に Bを鋼中に添加して、 Bにより、溶接熱影響部の組織を微細化し、もって、溶接熱影響部の強度を確保し、併わせて、冷延鋼板の深絞り性をも確保することにある。

(3) 日本特許公開公報 No.59-140.333は、下記からなる、 2次加ェ性および表面処理性に優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法を開示している：本質的に下記からなる鋼片を、 9 5 0 °C以上の温度域の開始温度で熱間圧延し、次いで、冷間圧延し、そして、次いで、再結晶焼鈍する：

C ： 0. 0 0 1 0力、ら 0. 0 1 0 wし％、

S i ： 0. 5 wt.% 以下、 M n 1 . 4 wt.¾ 以下、

P 0. 0 5 wt.% 以下、

S 0. 0 2 0 wt. % 以下、

A 1 酸可溶 A 1 として

0. 0 0 5から 0. 1 0 wt. % 以下、

N 0. 0 0 4 0 wt. % 以下、

T i 0. 0 8 wt.¾ 以下、

但し、 T i （ C +N) ≥ 3. 0、

Β 0. 0 0 0 6 wt.% 以下、

および、

残り、鉄および不可避的不純物

(以下、 "先行技術 3 " という）。先行技術 3は、冷延鋼板の 2次加工性および処理性を考慮している

(4) 日本特許公開公報 No.1-184.227 は、下記からなる、深絞り性に優れた合金化処理亜鉛溶融メツキ鋼板の製造方法を開示している：本質的に下記からなる鐧スラブを、仕上げ圧延における最終圧下率 2 0 %以下で熱間圧延し、次いで、冷間圧延し、次いで、連続亜鉛溶融メツキし、そして、このようにして形成された亜鉛溶融メッキ層に合金化処理を施す：

C ： 0. 0 0 3 wt. % 以下、

S i ： 0. 1 wt.% 以下、

M n ： 0. 0 5からに 0 wt. % 以下、

P ： 0. 0 0 5から 0. 1 wt.% 以下. S ： 0 . 0 2 wt.% 以下、

A 1 ： 0. 0 2から 0. 1 wt. % 以下、

N ： 0 . 0 0 3 0 wt. % 以下、

T i ： 0. 0 3から 0 . 1 wt. % 以下、

B ： 0 . 0 0 0 3から 0. 0 0 1 0 wt. % 以下、

および、

残り、鉄および不可避的不純物

(以下、 "先行技術 4 " という）。先行技術 4の基本的技術思想は、冷延鋼板の熱間圧延条件を特定することにより、合金化処理亜鉛溶融メツキ鋼板の深絞り性を改善することにある。一方、 I F鋼製の冷延鐧板の諸特性を制御するために、鋼スラブの熱間圧延条件を適正化して、熱延鋼板の組織を制御する技術が提案されている。即ち、

(5) 日本特許公開公報 No.62-278.232は、下記からなる、非時効性および深絞り性に優れた冷延鐧板の、直送圧延法による製造方法を開示している：本質的に下記からなる鋼片を、加熱することなく、直ちに熱間圧延するに際し：

C ： 0. 0 0 4 wt. % 以下、

S i ： 0. 1 wt.% 以下、

M n ： 0. 0 5から 0. 3 wt. % 以下.

P ： 0. 0 5 wt.¾ 以下、

S ： 0. 0 3 wt.¾ 以下、 s o 1 . A 1 ： 0 . 0 1 から 0 . 0 8 wt . % 以下、

N ： 0 . 0 0 4 wt . % 以下、

N b ： 0 . 0 0 5から 0 . 0 3 wt . 以下、

T i ： 0 . 0 0 5から 0 . 0 3 wt . % 以下、

B ： 0 . 0 0 3 wt . % 以下、

および、

残り、鉄および不可避的不純物、粗圧延列における出側の 2つのロールスタンドの圧下率を、各々 4 5 %以上に限定し、前記出側の 2つのロールスタンドの累積圧下率を 7 0 %以上に限定し、仕上げ圧延列における入側の 2つの口一ルスタンドの累積圧下率を 7 0 %以上に限定し、前記仕上げ圧延列における出側の 2つのロールスタンドの累積圧下率を 2 0 %以下に限定し、そして、 8 8 0て以上の仕上げ温度で熱間圧延を終了しこのようにして得られた熱延鐧ストリップを、 6 4 0から 8 0 0て以下の範囲内の温度で巻き取り；前記熱延鋼ストリップを、 7 0から 9 0 %の範囲内の圧下率で冷間圧延し；そして、このようにして得られた冷延鋼ストリップを、再結晶温度から Ac ₃ 変態点以下の範囲内の温度で連続焼鈍する

(以下、 "先行技術 5 " という）。先行技術 5の基本的技術思想は、直送熱間圧延を前提として、粗圧延および仕上げ圧延における累積圧下率を限定し、もって、冷延鋼板の非時効性および深絞り性を改善することにある。一一

(6) 日本特許公開公報 No.1-294， 823は、下記からなる、超深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法を開示している：本質的に下記からなる鋼スラブを熱間圧延するに際し：

C ： 0. 0 1 wt. % 以下、

N ： 0. 0 1 wt.% 以下、

T i ： 0. 2 wt.¾ 以下、

' N b ： 0. 2 wt.% 以下、

但し、（C/12+N/14)く（Ti/48+Nb/93)

および、残り、鉄および不可避的不純物、前記鋼スラブを、 9 0 0から 1 , 2 0 0て以下の範囲内の温度で粗圧延して、 T i およびまたは N bの炭化物および窒化物を析出させ、もって、鐧中の固溶 Cおよび固溶 Nの総量を 2 0 p p m以下に減少させ；このように粗圧延された鋼スラブを、 8 8 0から 6 6 0 °C以下の範囲内の温度で、仕上げ板厚（ t 】）に対するロール径（D の比が、下式を満たす E延ロ一ル：

D 1 > 1 0 0 t 1

を用いて、未再結晶温度領域における圧下率（ R t ) で仕上げ圧延し；このようにして得られた熱延鋼ストリップを、 6 0 0 °C以下の温度で巻き取り；前記熱延鐧ストリップを、仕上げ板厚（ t ₂)に対するロール径 (D ₂ ) の比が、下式を満たす圧延ロール： D 2 > 1 0 0 "

を用いて、下式を満たす圧下率（ R ₂ )

R 2 > 5 0 %

但し、 9 5 % > ( R , + R ₂ ) > 7 5 %

で冷間圧延し；そして、このようにして得られた冷延鋼ストリップを焼鈍する

(以下、 "先行技術 6 " という）。先行技術 6の基本的技術思想は、熱間圧延および冷間圧延における、仕上げ板厚に対する圧延ロール径の比を限定することによつて、冷延鐧板の深絞り性を改善することにある。

(7) 日本特許公開公報 No.61-276, 927 は、下記からなる、深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法を開示している：本質的に下記からなる鐧スラブを熱間圧延するに際し：

C 0. 0 0 5 0 t.¾ 以下、

S i 1 . 0 wt. % 以下、

M n 1 . 0 wt.¾ 以下、

T i [48/14N ) + 48/32S(%)】から [ 3 x 48/12C(%) +48/14N

(¾)+48/32S(%)]wt.% 以下、

N b [0.2X 93/12C( )]から [93/12C(¾)j wt. % 以下、 A 1 0. 0 0 5から 0 . 1 0 wt.% 以下、

P 0. 1 5 wt.% 以下、

N 0 . 0 0 5 0 wt. % 以下、

S 0. 0 1 5 wt.% 以下、 - I 1 -

および、

残り、鉄および不可避的不純物、前記鐧スラブの熱間圧延における仕上げ圧延の完了した時点から 2秒以内に、このようにして得られた熱延鋼ストリップの冷却を開始し、そして、前記熱延鋼ストリップの巻き取り開始までに、前記熱延鐧ストリップを、 1 0て Z秒以上の平均冷却速度で冷却して、これを、 7 1 0 °C以下の温度で巻き取り；前記熱延鋼ストリップを、 5 0 %以上の圧下率で冷間圧延し；このようにして得られた冷延鋼ストリップに、 5 °Cノ秒以上の加熱速度で、 4 0 0から 6 0 0 ^eC以下の温度域にまで加熱し、次いで、前記冷延鋼ストリップを、 7 0 0てから Ac ₃ 変態点以下の範囲内の温度で、 1 秒間以上均熱することからなる連続焼鈍処理を施す (以下、 "先行技術 7 " という）。先行技術 7の基本的技術思想は、熱間仕上げ圧延終了後から巻き取り前の間における、熱延鋼ストリップの冷却の開始および終了のタイミングを限定することによって、冷延鋼板の深絞り性を改善することにある。近年、自動車の部品形状の複雑化、大型化および防靖性の重視等に伴い、従来、厳しい成形が要求される部分（例えば、リャクオ一ター部分）だけに使用されていた E D D Qクラスの超深絞り用冷延鋼板の使用割合が増大しており、 E D D Qクラスの冷延鋼板が大量に使用されるようになった。一方、冷延鋼板の生産性向上のため、冷延鋼板の連続焼鈍が普及してきた。連続焼鈍の冷却速度は比較的に速いため、連続焼純は、極低炭素鋼板の焼鈍に適している。このようなことから、極低炭素鋼である I F鋼製の冷延鐧板が、連続焼鈍によって、大量に製造されるようになった。しかし、前述したように、 T i — I F鋼は、 2 次加工脆化という、不可避的な問題を有している。従って、 T i 一 I F鋼の成分組成を決定するに際しては、慎重な配慮が必要である

ところが、先行技術 1 および 2においては、鐧中の N b含有量の適正範囲を狭く限定しなければならない。先行技術 3および 4 には、深絞り性と耐 2次加工脆性との間の均衡の向上について全く開示されていない。先行技術 5から 7には、鐧中の B含有量と熱間仕上げ圧延時における圧下率配分との間の適正な関係が全く開示されていない。従って、 I F鋼製の冷延鋼板を汎用品種として大量に製造すると、前述したように、耐 2次加工脆化等の I F鋼特有の問題が顕在化する危険性があり、成分組成を決定するに際して、十分な配慮が必要となる。従って、この発明の目的は、上述した問題点を解決することにより、 I F鋼製の冷延鋼板における二律背反する特性である、深絞り性と耐 2次加工脆性との間の均衡を図る上で最も好ましい、冷延鋼板の成分組成を提供し、更に、このような最も好ましい成分組成を有する、深絞り性と耐 2次加工脆性との間の均衡に優れた連続焼鈍冷延鋼板の製造方法を提供することにある。発明の開示この発明の特徴の 1 つに従って、本質的に下記からなる、深絞り性と耐 2次加工脆性との間の均衡に優れた連続焼鈍冷延鋼板が提供 i 3 -

される：

炭素（c) 0.0030 wt.¾ 未満、

シリコン（S i ) 0.05 wt.¾ 以下、

マンガン（ M n ) 0.05 から 0.20 wt. % 、

燐（ P) 0.02 wt.% 以下、

硫黄（S) 0.015 wt.% 以下、

酸可溶性アルミニウム

(sol. A 1 ) 0.025から 0.06 wt.¾ 、

窒素（N) 0.0030 wt.%以下、

チタン（T i ) 0.02 から 0.10 wt.% 、

ボロン（ B ) 0.0003 から 0.0010 wt.% 、

および、

残り、鉄（F e ) および不可避的不純物；

但し、下記（ 1 ) および（ 2 ) 式によって算出される、 T iおよび Bの含有割合を示す指数（X) の値は、 9. 2から 1 1. 2の範囲内である：

X = - In { ( C/T i * ) B } ( 1 ) 前記（ 1 ) 式において、

T i * = T i - (48/14) N― (48/32) S > 0 ( 2 ) 。前記 Sの含有量は、より望ましくは、 0.010 wt.% 以下であり、そして、前記 T i の含有量は、より望ましくは、 0.02から 0.07 wt. % 未満の範囲內である。この発明の他の特徴に従って、下記ステップからなる、深絞り性と耐 2次加工脆性との間の均衡に優れた連続焼鈍冷延鋼板を製造するための方法が提供される：炭素（C) 0.0030 wt.¾ 未満、シリコン（S i ) 0.05 wt.% 以下、

マンガン（ M n ) 0.05 から 0.20 wt. %

燐（P) 0.02 wt.% 以下、

硫黄（S) 0.015 wt.¾ 以下、

可溶性アルミニウム

(sol. A 1 ) 0.025から 0.06 wt. % 、

窒素（N) 0.0030 以下、

チタン（T i ) 0.02 から 0.10 wt.¾ 、

ボロン（ B ) 0.0003 から 0.0010 wt. % 、および、残り、鉄（F e ) および不可避的不純物、

X = - In { ( C/T i ' ) B } ( 1 ) 前記（ 1 ) 式において、

T i * = T i 一 (48/14) N— (48/32) S > 0 ( 2 ) ；次いで、

前記スラブを熱間圧延して、熱延鋼ストリップを調整し；前記熱間圧延時における仕上げ圧延を、下記（ 3 ) 式で表わされる圧下比配分関数（ Y) が下記（ 4 ) 式を満たすように行い：

Y = {ln(t_n-₃/t„-₂) + ln(t_n-₂/t„-,)} /ln(to/t„ ) }

( 3 ) 、但し、 n ：仕上げ圧延機のロールスタンド数、 t o ：第 1番目のロールスタンドの入側における鋼板の板厚、

t„-₃ ：第 π-3 番目のロールスタンドの出側における - -

鐧板の板厚、

t„ - 2 ：第 n- 2 番目の口一ルスタンドの出側における鋼板の板厚、

t„-, ：第 n- 1 番目の口—ルスタンドの出側における鋼板の板厚、

t„ ：第 n 番目のロールスタンドの出側における鋼板の板厚、

および、

0.015 X +0.09≤ Y≤ 0.01X +0.21 ( 4 ) 、但し、 X ：前記（ 1 ) および（ 2 ) 式で算出される前記指数；

前記仕上げ圧延を、 8 8 0から 9 2 0 °Cの範囲内の温度で終了しこのようにして得られた熱延鋼ストリップを巻き取り；

次いで、

前記熱延鋼ストリップに 7 0 %以上の全圧下率で冷間圧延を施して冷延鐧ストリップを調整し；

そして、次いで、

前記冷延鋼ストリップに対して、 7 5 0 °C以上 Ac₃ 変態点以下の範囲内の温度で連続焼鈍を施す。図面の簡単な説明第 1図は、 T i 一 I F鋼、 T i 一 Nb— I F鋼および T i 一 B— I F鋼の各々から調製された連続铸造スラブにおける、表面欠陥（即ち、ピンホール）の発生密度に及ぼす T i含有量の影響を示すグラフであ；第 2図は、 T i 一 I F鋼、 Nb— I F鐧および T i — Nb— I F 鋼の各々に Bを添加することによって調製された連続焼鈍冷延鋼板における、 r _{mi n} /T,_h (連続焼鈍冷延鐧板の面内 3方向（圧延方向に対し、それぞれ、 0° 、 45° 、 90° ) におけるランクフォード値（ r値）の最小値 r _{rai n} と、 2次加工脆化遷移温度（T_{t h} (K) ) との比）に及ぼす、連続焼鈍冷延鐧板の B含有量の影響を示すグラフである；第 3図は、 T i 一 B— I F鋼から調製された連続焼鈍冷延鋼板における、 r _{mi n} /T _{t h} (連続焼鈍冷延鐧扳の面内 3方向（圧延方向に対し、それぞれ、 0° 、 45° 、 90° ) におけるランクフォード値 ( r値）の最小値 r _{rai n} と、 2次加工脆化遷移温度（T,_h (K) との比）に及ぼす、指数 X (鋼板の化学成分組成から決まる T iおよび Bの含有割合を示す指数）との間の関係を示すグラフである；第 4図は、 T i 一 B— I F鋼から調製された連続焼鈍冷延鐧板における、 r _{mi n} /T ,„ (連続焼鈍冷延鐧板の面内 3方向（圧延方向に対し、それぞれ、 0° 、 45° 、 90° ) におけるランクフォード値 ( r値）の最小値 r _{rai n} と、 2次加工脆化遷移温度 T _th (K) との比）に及ぼす、鋼板の CZT i * (但し、 T i * = T i - (48/14) N - (48/32) S > 0 ) と鋼板の B含有量との影響を示すグラフである；第 5図は、 T i 一 B— I F鋼から調製され.た連続焼鈍冷延鋼板における、 r _{mi n} /T ,„ (連続焼鈍冷延鋼板の面内 3方向（圧延方向に対し、それぞれ、 0° 、 45° 、 90° ) におけるランクフォード値 ( r値）の最小値 r _{mi n} と、 2次加工脆化遷移温度 T _th (K) との比）に及ぼす、熱間仕上げ圧延機のロールスタンドにおける E下比配分関数 Y ( {ln(t„-₃/ t„-₂) + ln(t„-₂/ t„-,)} / ln(to/t_n ) ) と指数 X (鋼板の化学成分組成から決まる T iおよび Bの含有割合を示す指数）との影響を示すグラフである；そして、第 6図は、耐 2次加工脆性試験方法を説明する概略正面図である

発明を実施するための最良の形態我々は、上述した観点から、深絞り性と耐 2次加工脆性との間の均衡に優れた連続焼鈍冷延鐧板、およびその製造方法を開発すべく鋭意研究を重ねた。その結果、我々は次の知見を得た：深絞り性と耐 2次加工脆性との間の均衡に優れた連続焼鈍冷延鋼板を製造するためには、鋼中の C含有量が 0. 0 0 3 0 wt.% 未満の極低炭素鋼を基本とした I F鋼において、下記（ 1 ) から（ 4 ) 項までの条件を満たすことが必要である：

( 1 ) I F鋼に 0. 0 2から 0. 1 0 wt.% の範囲内、より望ましくは、 0. 0 2から 0. 0 7 wt.% 未満の範囲内の T i を添加する；

( 2 ) 鋼中の Nおよび Sと化合した残余の T i力、鋼中の Cと化合して T i Cを形成し、もって、鐧中の Cを鐧中において完全に固定する；

( 3 ) 連続鐯造スラブにピンホ―ル等の表面欠陥が発生するのを防止するため、連続铸造スラブに適正量の Bを含有させる。即ち、 0. 0 0 0 3から 0. 0 0 1 0 wt. の範囲内の Bを添加し、しかも、 Bの添加量は、 C含有量と残余の T i含有量との比に応じて決定される；そして、 ( 4 ) 更に、望ましくは、このように定められた T i 含有量および B含有量を有する連铙铸造スラブの熱間圧延工程において、仕上げ圧延を適正な圧下比配分で行ない、冷間圧延を適正な圧下率で行い、そして、連続焼鈍を適正な条件で行うことにより、望ましい顕微鏡組織および集合組織を有する連続焼鈍冷延鐧扳を調製する。この発明は、上述した知見に基づいてなされたものである。以下に、深絞り性と耐 2次加工脆性との間の均衡に優れた連続焼鈍冷延鋼板、および、その製造方法を詳細に説明する。この発明の深絞り性と耐 2次加工脆性との均衡に優れた連続焼鈍冷延鋼板の化学成分組成を、上述した範囲内に限定した理由を説明する。

( 1 ) 炭素（ C ) ：この発明は、鋼中の Cのすベてを、 T i Cの形で、または、 T i Sを核とした炭 · 硫化物（T i 〔C · S〕 ) の形で析出させることを目標としている。その理由は、 I F鋼を基本とする、この発明の連続焼鈍冷延鋼板は、優れた深絞り性および優れた非時効性を兼備することを必須条件とするからである。従って、 C含有量が少ないほど T i 添加量が少なくてすむので、 C含有量は少ない方が望ましい。しかし、 C含有量を低くするほど、精鍊コストが高くなる。一方、 C含有量が 0 . 0 0 3 0 wt. ¾ 以上であると、鋼中の Cのすベてを、 T i Cの形で折出させることができない。従って、 C含有量を 0 . 0 0 3 0 wt. ¾ 未満に限定すべきである。更に、。含有量が 0 . 0 0 1 5 wt. % 以下であると、連続焼鈍冷延鐧板の深絞り性は一層向上する。一方、 Cは、熱間圧延時の鋼板の組織の細粒化に有効な元素である。上述した組織の細粒化の効果を十分発揮させるためには、 C含有量を 0. 0 0 1 0 wt.% 以上とする必要がある。従つて、より望ましくは、 C含有量を、 0. 0 0 1 0から 0. 0 0 1 5 wt.¾ の範囲内に限定すべきである。

( 2 ) シリコン（ S i ) ：

S i は、この発明においては、不可避的不純物の 1つである。従つて、 S i含有量は低いほど望ましい。しかしながら、 S i含有量を低くするほど、精練コストが高くなる。一方、連続焼鈍冷延鋼板の延性を維持するためには、 S i含有量を 0. 0 5 wt.% 以下にする必要がある。従って、 S i含有量を 0. 0 5 wt.% 以下に限定すべきである。

( 3 ) マンガン（Mn) ：

Mnは、鋼板の熱間脆性を改善する作用を有している。しかしながら、 Mn含有量が 0. 0 5 wt.%未満では、上述した作用に所望の効果が得られない。一方、 Mn含有量が 0. 2 0wt.%を超えると、連続焼鈍冷延鋼板において、望ましい集合組織を得ることができず、従って、優れた深絞り性を確保することができない。従って、 Mn の含有量を、 0. 0 5から 0. 2 0 wt.%の範囲内に限定すべきである

( 4 ) 燐（ P ) ：

Pは、耐 2次加工脆性に対して有害な不可避的不純物の 1つである。この発明においては、 Bを必須の添加元素としているので、 P 含有量をそれほど低く抑える必要はない。しかしながら、連続焼鈍冷延鋼板の深絞り性を改善するために、 P含有量を、鋼板の延性に対する悪影響が無視できる範囲内に低減する必要がある。従って、

P含有量を 0. 0 2 以下に限定すべきである。 ( 5 ) 硫黄（ S ) ：

Sは、不可避的不純物の 1つである。 Sは、 T i と化合して硫化物（T i S) を形成する。鋼中の Nおよび Sと化合するために消費ざれる T iの量を、 T iの全量から差し引いた残余の T i含有量（以下 "有効 T i量" といい、 T i · で示す）は、化学当量に従って下記（ 2' ) 式により算出できる：

T i · = T i - (48/14) N - (48/32) S…… （ 2 ' ) 。式（ 2 ' ) から明らかなように、 S含有量が高いほど、有効 T i量 (T i * ) が減少し、従って、鋼中の Cを T i Cの形で鋼中に固定することが困難となる。従って、 S含有量は低いほど望ましい。しかしながら、 S含有量を低くするほど锖鍊コストが高くなるので、 S含有量を、冷延鋼板の諸特性が損なわれない範囲内に抑える必要がある。従って、 S含有量を 0. 0 1 5 wt.%以下に、より望ましくは、 0. 0 1 Owt. 以下に限定すべきである。

( 6 ) 可溶性アルミニウム（sol. A 1 ) ：

S o l . A l は、溶鋼の脱酸剤として使用された A l の残余として鋼中に含有されている。 sol. A 1含有量が 0. 0 2 5 wt.%未満では、溶鋼の脱酸が不充分であるばかりでなく、添加された T iが鋼中の酸素によって酸化され、消費される。一方、 sol. A 1含有量が 0. 0 6wt.¾を超えると、多量に生成した A l ₂ 03 により、溶鋼の連続铸造時にタンディッシュノズルの閉塞を起しやすい。従って、 501.八 1含有量を 0. 0 2 5から 0. 0 6wt.%の範囲内に限定すべきである。

( 7 ) 窒素（N) ：

Nは、不可避的不純物の 1つである。 N含有量は、 I F鋼としての諸特性を発揮させるためには、低いほど望ましい。しかしながら、 N含有量を低くするほど精鍊コストが高くなる。一方、 Nは、特に、 T i と化合し易く、窒化物（T i N) を形成する傾向が強い。このように、 Nは、鐧中の T i と化合し、上述した有効 T iの（T i * ) 量を減ずる。従って、 N含有量の上限値は、 S含有量の上限値および T i含有量の下限値に依存して定められるべきである。 S 含有量の上限値が、 0. 0 1 5 wt.%、そして、 T i含有量の下限値が 0. 0 2 wt.%である場合においても、固溶 Nを残留させないことが必要である。従って、 N含有量を 0. 0 0 3 Owt.%以下に限定すべきである。

( 8 ) チタン（ T i ) この発明においては、 T i は、 I F鋼として不可欠な炭 . 窒化物を形成するために必須の元素である。しかし、一方において、 T i は、その含有量の増加と共に連続铸造スラブの表面上に、 T i酸化物が原因であるピンホール等の発生を増加させる。特に、連続铸造スラブを加熱炉において加熱することなく熱間圧延する、所謂、直送熱間圧延を行なう場合には、 T i含有量を適正範囲内に制御することが、特に重要である。第 1図は、 T i 一 I F鋼、 T i 一 Nb— I F鐧および T i 一 B— I F鋼の各々から調製された連続铸造スラブにおける、表面欠陥（即ち、ピンホール）の発生密度に及ぼす T i含有量の影響を示すグラフである。第 1図において、 T i 一 Nb— I F鋼の Nb含有量を、 0. 0 0 5から 0. 0 1 5 wt.% の範囲内において、 T i — B—

I F鋼の B含有量を、 0. 0 0 0 3から 0. 0 0 1 0 の範囲内において、そして、各 I F鋼の T i含有量を、 0. 0 1から 0.

1 0 wt.¾ の範囲内において、それぞれ、変化させた。第 1図から明らかなように、 T i 一 I F鋼においては、 T i含有量が 0. 0 1 と少量であっても、連続铸造スラブの表面上にピンホールが発生し、そして、ピンホールの発生密度は、 T i含有量の増加に伴って急激に増大する。 T i 一 Nb— I F鋼においては、ピンホールの発生密度は、 T i 一 I F鋼と比較すればかなり減少するが、 N b含有量が 0. 0 0 5から 0. 0 1 5 wt.% と少量であつても、 T iを 0. 0 1 wt.% と少量添加することにより、 T i 一 I F鋼と同様に、ピンホールが発生し、その発生を完全に防止することはできない。これに対して、 T i 一 B— I F鐧においては、 B 含有量が 0. 0 0 0 3から 0. 0 0 1 0 wt.% の範囲内であれば、少量の T iを添加しても、ピンホールの発生を大幅に抑制することができる。従って、 I F鋼の連続铸造スラブにおいて、連続铸造スラブの表面上のピンホールの発生を抑制するためには、 T i 一 I F 鋼に適正量の Bを添加することが有効である。従って、この発明においては、後に詳述するように、 Bを 0. 0 0 0 3から 0. 0 0 1 0 wt.¾ の範囲内の量で添加する。さて、第 1図から明らかなように、 T i 一 B— I F鋼において、 T i含有量が 0. 0 7 wt. 未満であれば、スラブ表面上のピンホールの発生密度は、 0. 5個 Zm² 以下となり、従って、その発生を実用上問題とならない範囲に抑制することができる。更に、 T i 含有量が 0. 0 5 未満であれば、スラブ表面上のピンホール一 —

の発生密度は、零となり、一層望ましい表面性状のスラブを得ることができる。一方、 T i は、鐧中の窒化物および硫化物の強力な形成元素である。特に、 T iは、高温域で、鋼中の Nと化合して、 Nを粗大な T i Nの形で折出させる。更に、鐧中の残余の Nを熱間圧延後に A 1 Nの形で析出させることにより、コィルの長手方向における品質の変動が改善される。このような窒化物および硫化物として折出した後の、鐧中の残余 T iは、鐧中の Cと化合して、 Cを T i Cの形で析出させる。従って、 Cを鋼中に固定するためには、 T iの含有量を 0. 0 2 wt.% 以上とすべきである。従って、 T iの含有量を、 0. 0 2から 0. 1 0 wt.% 範囲内に、より望ましくは、 0. 0 2から 0. 0 7 wt.% 未満の範囲内に限定すべきである。

( 9 ) ボロン（ B ) ：

Bは、この発明においては、必須成分である。即ち、極低炭素鋼に適正量の T iを添加することによって得られた T i 一 I F鋼に適量の Bを添加することによって、第 1図に示したように、スラグ表面欠陥を低減しつつ、深絞り性と耐 2次加工脆性との間の均衡が、従来の T i - I F鋼よりも格段に向上した連続焼鈍冷延鋼板を得ることができる。第 2図は、 T i 一 I F鋼、 Nb— I F鋼および T i 一 Nb— I F 鋼の各々に、 Bを 0. 0 0 0 1カヽら 0. 0 0 1 1 wt.%の範囲内の量で添加することによって調製された連続焼鈍冷延鋼板の、深絞り性と耐 2次加工脆性との間の均衡に及ぼす、 B含有量の影響を示すグラフである。第 2図において、 T i 一 I F鋼の T i含有量は 0. 0 4 wt.% (第 2図中に〇印で表わすもの）および 0. 0 1 5 ( 第 2図中に ·印で表わすもの）であり、 Nb— I F鋼の N b含有量は、 0. 0 1 5 wt.% (同図中に□印で表わすもの）であり、そして、 T i — N b— I F鋼の T i含有量は 0. 0 3 wt.%そして、 N b含有量は、 0. 0 1 wt.% (同図中に△印で表わすもの）である。ここで、この発明における深絞り性および耐 2次加工脆性の評価方法について述べる。深絞り性については、連続焼鈍冷延鋼板の面内の 3方向（圧延方向に対し、それぞれ、 0 ° 、 4 5 ° 、 9 0 ° ) について、それぞれ、ランクフォード試験を行ない、そして、各々の方向についてのランクフォード値（ r値）のうちの最小値（ r _{rai n} ) によって評価した。耐 2次加工脆性については、下記耐 2次加工脆性試験によって評価した。即ち、各連続焼鈍冷延鋼板から所定の寸法形状の試験片を所定枚数ずつ採取し、次いで、各試験片を絞り比 2. 2でカップに成形した。次いで、種々の試験温度において、このように成形されたカップの開口に所定寸法の截頭円錐形状のポンチを押し込んだ。このようにして、前記カップの延性 Z脆性遷移温度（以下、 2次加ェ脆化遷移温度（K) といい、 T _{t h}で示す）を求め、これをもって耐 2次加工脆性を評価した。第 6図は、耐 2次加工脆性試験方法を説明する概略正面図である。第 6図に示すように、各連続焼鈍冷延鋼板から打ち抜かれた直径 1 1 0 mmの円扳状試験片 1 を、所定の直径のダイス 2の上に置き、所定の荷重が加えられたしわ押さえ 3によって円盤状試験片 1 の周辺部を押さえながら、直径 5 O mmのポンチ 4を用いて円盤状試験片 1 を絞り比 2. 2でカツプに成形する。

—方、截頭円錐形状のポンチ 7を、その頭部を上にして容器 9内に確保する。次いで、このように成形されたカップ 5を、その開口を下にして、ボンチ 7に被せる。次いで、容器 9内を冷媒で満たして、カップ 5を冷媒 8内に浸漬させる。次いで、カップ 5の底面に外部から矢印 Qの方向に荷重を加えて、カップ 5内にボンチ 7の頭部を押し込む。ポンチ 7の頭部は、 6 0。の先端角を有している。別途に求めた最小 r値（ r _{mi n} ) と、上述したようにして求めた 2次加工脆化遷移温度（T_{t h}) との比、即ち、 r _{mi n} ZT,_hをもつて深絞り性と耐 2次加工脆性との間の均衡を表わす指数とした。第 2図から明らかなように、この発明の範囲外の化学成分組成を有する T i 一 Nb— I F鋼の、 Nb— I F鋼、および 0. 0 1 5wt • %T i - I F鋼製の連続焼鈍冷延鐧板においては、 Bを添加しても、 r _mi„ /T _th≥ 0. 0 1 5を満たすような、深絞り性と耐 2次加ェ脆性との間の優れた均衡を得ることはできない。これに対して、 I F鋼に T iを 0. 0 4 wt.%添加した T i 一 I F鋼に， Bを 0. 0 0 0 3から 0. 0 0 1 Owt.%を添加した、この発明の範囲内の化学成分組成を有する T i 一 B - I F鋼製の連続焼鈍冷延鋼板は、 r _mi „ /T ,_h≥ 0. 0 1 5 という優れた深絞り性と耐 2次加工脆性との間の均衡を有している。このように、深絞り性と耐 2次加工脆性との間の均衡に優れた連続焼鈍冷延鋼板は、 I F鋼に、適正な量の T iおよび適正な量の Bを添加することによってはじめて製造することができる。従って、この発明の目的を達成するためには、 T i — B— I F鋼を基本成分系として使用すべきであり、そして、 B含有量を 0. 0 0 0 3から 0 . 0 0 1 O C 0 の範囲内に限定すべきである。

o なお、本発明においては、深絞り性と耐 2次加工脆性との間の均衡を表わす指標 r _{mi n} ノ T _{t h}が、 0. 0 1 5以上の値を有する連続焼鈍冷延鐧扳を得ることを目的としている。時に、 r _{mi n} /T_{t h}の上限値を限定する必要はない。何となれば、もともと、この発明が達成しょうとする鐧扳は、極低炭素 I F鋼製の連続焼鈍冷延鐧板である。従って、この発明による連続焼鈍冷延鋼板は、その最小 r値 ( r _{rai n} ) が、従来の連続焼鈍冷延鋼板で得られている r _{mi n} の水準の範囲内においても、高水準にあることを前提としており、しかも、 2次加工脆化温度 T_thができるだけ低いことを目標とするものである。従って、本発明による連続焼鈍冷延鐧扳について、 r _{mi n} /T_thの上限値を設定することは無意味だからである to。

O 我々は、 T i 一 B系 I F鋼の連続焼鈍冷延鐧扳について、その深絞り性および耐 2次加工脆性試験を行った。その結果を、第 3図および第 4図に示す。第 3.図は、第 1表に示す範囲内の化学成分組成を有する T i - B 一 I F鋼を用いた場合の試験結果を示し、そして、第 4図は、第 2 表に示す範囲内の化学成分組成を有する T i 一 B— I F鋼を用いた場合の試験結果を示す。

第 1 表（wt. )

C B T i S N

0.0001 0.01 tr. 〜

〜0.0010 〜0· 07 0.012 第 2 表 (wt.%

ここで、深絞り性と耐 2次加工脆性との間の均衡を示す指数 r _mi „ ZT thが、鋼中の T i、 B、 C, Nおよび Sの含有量によって受ける影響を明らかにするため、以下に説明する T i および Bの含有割合を示す指数 Xを採用した。即ち、先に、この発明の連続焼鈍冷延鋼板の化学成分組成の限定理由の説明において述べたように、 T i は、主として、窒化物（T i N) および硫化物（T i S) を生成するのに消費され、残余の有効 T i量が、炭化物（T i C ) および炭 · 硫化物（T i 〔C · S〕 ) を形成する。従って、この発明の連铳焼鈍冷延鋼板の適正な T i含有量は、 N、 Sおよび Cの含有量との間の限定された関係を満たすべきである。更に、適正な B含有量は、上記元素の含有量との間の限定された関係を満たすべきである

そこで、前記有効 T i量（T i * ) を下記（ 2 ) 式によって表わし、そして、 T i および Bの含有割合を示す前記指数 Xを、下記（ 1 ) 式で算出した。

X = - In {( C/T i * ) B} ( 1 )

T i * = T i — ( 48/14) N - ( 48/32) S > 0 ( 2 ) 第 3図は、 T i — B— I F鋼製の連繞焼鈍冷延鐧扳において、指数 Xの値を、 8. 0から 1 2. 0の範囲内で変化させたときの、深絞り性と耐 2次加工脆性との間の均衡を示す指数 r _{rai n} ZT _{l h}に及ぼす指数 Xの影響を示すグラフである。第 3図から明らかなように、指数 Xの値が 9. 2から 1 1. 2の範囲内にある場合には、指数 r _{m i n} ZT t hの値は、 0 . 0 1 5以上であって、深絞り性と耐 2次加ェ脆性との間の均衡に優れた連続焼鈍冷延鋼板が得られる。第 4図は、 T i 一 B— I F鋼製の連続焼鈍冷延鋼板における、指数 r _{mi n} ZT _{t h}に及ぼす、 C/T i * と B含有量との影響を示すグラフである。第 4図において、〇印は r _{rai n} ZT _{t h}≥ 0. 0 1 5であることを表わし、 ·印は r _{mi n} /T _{t h} < 0. 0 1 5であることを表わす。第 2図から明らかなように、〇印は、すべて、 B含有量が 0. 0 0 0 3力、ら 0. 0 0 1 0 wt.%以下の範囲内にあり、しかも、直線一 I n { ( C/T i * ) B = 1 1. 2 と、直線一 I n { ( C/ T i * ) B = 9. 2とによって囲まれた領域内に存在する。即ち、 r _{mi n} /T _{t h}≥ 0. 0 1 5を満たすような、深絞り性と耐 2次加工脆性との間の均衡に優れた連続焼鈍冷延鋼板は、 B含有量が 0. 0 0 0 3から 0. 0 0 1 0 wt.%であって、しかも、指数 Xの値が、 9 . 2から 1 1. 2の範囲内にある場合に限定されることを示す。従って、この発明の連続焼鈍冷延鋼板の化学成分組成においては、 B含有量を 0. 0 0 0 3から 0. 0 0 1 0 wt.% の範囲内に限定し、そして、 T iおよび Bの含有割合を示す指数 Xが 9. 2から 1 1. 2の範囲内になるように、 T i、 B、 C. Nおよび Sの含有量の間の関係を限定すべきである。次に、この発明において、上述した化学成分を有するスラブに対する熱間圧延以降の工程を、上述した範囲内に限定した理由について述べる。知見において前述したように、この発明の目的を達成するためには、冷延鋼板において望ましい顕微鏡組織および集合組織が得られるように、前記スラブの熱間工程において、仕上げ圧延を適正な圧下比配分で行なうことが重要である。我々は、鋭意研究を重ねた結果、熱間仕上げ圧延機の複数個のロールスタンドにおける、次に述ベるような、適正な圧下比配分を見出した。即ち、熱間仕上げ圧延機の複数個のロールスタンドにおける圧下比配分の内、特に、出側の第 3番目および第 2番目のロールスタンド（以下、 "熱間仕上げ圧延機の出側第 3および第 2の口—ルス夕ンド" という）における圧下比配分が重要であるとの知見のもとに、下記（ 3 ) 式で表わされる圧下比配分関数 Yを求めた。

Y = { ln(t„-₃/ t„-₂)+ ln(t„-₂/ t„-,)} / ln(to/t„ )

( 3 ) 但し、 n ：仕上げ圧延機のロールスタンド数、

to ：第 1 番目のロールスタンドの入側における鋼板の板厚、

t„ - 3 ：第 n-3 番目の口 -ルスタンドの出側における鋼板の板厚、

t„ - 2 ：第 n-2 番目の口 -ルスタンドの出側における鋼板の板厚、

t„ - i ：第 π-l 番目のロールスタンドの出側における鋼板の板厚、

t„ ：第 n 番目のロールスタンドの出側における鐧板の板厚、および、第 3表に示す化学成分組成を有し、そして、下記（ 1 ) および（ 2 ) 式によって算出される、 T iおよび Bの含有割合を示す指数 X の値が、 9. 2から 1 1. 2の範囲内にあるスラブから、 8 8 0から 9 2 0 °Cの範囲内の仕上げ温度での熱間圧延によって調製した熱延鋼ストリップに、 7 0 %以上の全圧下率で冷間圧延を施して冷延鋼ストリップを調製し、そして、次いで、前記冷延鋼ストリップに対して、 7 5 0 °C以上 AC₃変態点以下の範囲内の温度で連続焼鈍を施して連続焼鈍冷延鐧板を製造した：第 3表 ( wt. % )

X = - In { (C/T i · ) B} ( 1 )

前記（ 1 ) 式において、

T i · = Τ i 一 (48/14) N - (48/32) S > 0 ( 2 ) 。このようにして調製された複数枚の連続焼鈍冷延鐧板について、深絞り性および酎 2次加工脆性試験を行なった。そして、各鋼板の r _mi„ ZT ,_hを測定した。その結果を、第 5図に示す。第 5図において、横軸は X =— ln { (CZT i * ) B} ) を、そして、縦軸は Y= {ln(t„-₃/ t„-₂)+ ln(t„-₂/ t„-,)} / ln(to/t „ ) を示す。第 5図において、円で囲んだ数字は、連続焼鈍冷延鋼板の深絞り性と耐 2次加工脆性との間の均衡を表わす指数 r _{rai n} / T_{t h}の値を示す。即ち、第 5図は、鋼の化学成分組成から算出される T iおよび Bの含有割合を示す指数 Xの値と、そして、熱間仕上げ圧延機の出側第 3および第 2のロールスタンドにおける圧下比配分関数 Yの値との各種の組合わせによつて調製された連続焼纯冷延鋼板の r _{mi n} ZT_{t h}の値を示したグラフである。第 5図から下記事項が明らかである：

深絞り性と耐 2次加工脆性との間の均衡を示す指数である r _{m i n} ,_hの値に優れた連続焼鈍冷延鋼板が得られるのは、その化学成分組成から算出される T i および Bの含有割合を示す指数 Xの値、と、そして、熱間仕上げ圧延機の出側第 3および第 2のロールス夕ンドにおける圧下比配分関数 Y値との特定の組合わせの範囲内に限定される。即ち、 r _{m i n} /T ,_h≥ 0. 0 1 5 を満たすような、深絞り性と耐 2次加工脆性との間の均衡に優れた連続焼鈍冷延鋼板は、 Xが 9. 2から 1 1 . 2の範囲内であり、しかも、熱間仕上げ圧延機の複数個のロールスタンドにおける圧下比配分関数 Yと指数 Xとの間の関係が、直線 Y = 0. 0 1 5 X + 0 . 0 9 と、直線 Y = 0. 0 1 X + 0. 2 1 とによって囲まれた領域内に存在する。従って、この発明による連続焼鈍冷延鐧板の製造方法においては、鋼の化学成分組成から算出される T i および Bの含有割合を表わす指数 Xの値を、 9. 2から 1 1 . 2の範囲内に限定し、しかも、熱間仕上げ圧延の出側第 3および第 2のロールスタンドにおける圧下比配分関数 Yを、下記（ 4 ) 式を満たすように限定すべきである

0. 0 1 5 X + 0. 0 9 ≤ Y≤ 0 . 0 1 X + 0. 2 1

( 4 ) 。即ち、 Xおよび Yが、 Y < 0.015X+0.09.の範囲内で熱間仕上げ圧延を行なうと、たとえ、 T i および Bが含有されていても、熱延鋼板の組織を十分に細粒化することが困難であり、連続焼鈍冷延鋼板において望ましい組織および集合組織が得られない。従って、連続焼鈍冷延鐧板において、満足すべき r _{m i n} 値が得られず、優れた r _{m i}„ /T _{t h}を有する連続焼鈍冷延鋼板は得られない。一方、 Xおよび Yが、 0.01 X +0.21 < Yの範囲内で熱間仕上げ圧延を行なうと、熱間圧延により生ずる熱間加工歪みが、熱間仕上げ圧延機の出側第 3および第 2の口—ルスタンドにおいて、鋼板に集中的に加えられ、組織が細粒化するが、く 110>ZND (Normal Direct ionの略）を有する集合組織の発達が頭著となる。そのため、冷間圧延鋼板の r _{m i}„ 値は、連続焼鈍処理を施された後において低下し、優れた r _mi„ ΖΤ ,»を有する連続焼鈍冷延鋼板は得られない。また、 Xおよび Υが、 0.01X +0.2Κ Υの範囲内で熱間仕上げ圧延を行なうと、その他に、熱間仕上げ圧延機の出側第 3および第 2のロールスタンドにおける圧下率を高める必要があるので、熱間圧延の操業面からも望ましくない。この発明の範面内の上述した圧下比配分において、熱間仕上げ圧延を行なう場合、仕上げ温度が 920 °C超では、熱延鋼板の組織の細粒化が十分に行われない。一方、仕上げ温度が 8 8 0て未満では、熱延鋼板の全ての部分において、 A r ₃ 変態点以上の仕上げ温度を確保することが難しく、従って、連続焼鈍冷延鐧板の r値が劣化する部分が発生して、鋼板の特性にバラツキが生じる。従って、熱間圧延における仕上げ温度を、 8 8 0から 9 2 0 °Cの範囲内に限定するべきである。熱間仕上げ圧延の終了後の鐧ストリップの巻取り温度に関しては、化学成分組成がこの発明の範囲内にある場合には、通常の温度で鋼ストリップを巻き取っても、連続焼鈍冷延鋼板の諸特性に問題を生ずることはない。しかしながら、熱延鋼ストリップの品質、例えば、表面性状および形状等の劣化を防止するために、巻取り温度は、 5 6 0から 6 6 0 °Cの範囲内であることが望ましい。この発明の連続焼鈍冷延鋼板の諸特性を十分発揮指させるためには、健全な組織を安定して得ることが必要であり、そのために、冷間圧延における全圧下率を 7 0 % 以上にすべきである。この発明の冷延鐧板の特性を十分発揮させるためには、冷延鋼板の焼鈍を連続焼純で行なうことが必須である。この場合、連続焼鈍温度は、再結晶温度以上であることが必要である。従って、連続焼鈍を、 7 5 0て以上の温度で行うことが必要である。一方、ひ— ₇ 変態による r値の低下を回避するために、焼鈍温度は、 A c ₃変態点以下であることが必要である。なお、 r _{ra i n} は、冷延鋼板を高温で焼鈍するほど向上するので、 A c ₃変態点以下の温度で、且つ、できるだけ高温度で冷延鐧板を焼鈍するのが望ましい。従って、冷延鐧板の焼纯温度を、 7 5 0 °Cから A c ₃変態点以下の範囲内に限定すベきである。なお、この発明の連続焼鈍冷延鐧板は、溶融メツキ、電気メツキまたはプラスチック皮膜の被覆等の表面処理を施されるのにも適している。このような処理がこの発明の連繞焼鈍冷延鋼板に施されても、この発明の連続焼鈍冷延鋼板が有する、深絞り性と耐 2次加工脆性との間の、前述した優れた均衡が損なわれることはない。次に、深絞り性と耐 2次加工脆性との均衡に優れた、この発明の連続焼鈍冷延鋼板およびその製造方法を、実施例により、比較例と対比しながら説明する。実施例第 4表に示すこの発明の範囲内の化学成分組成を有する鋼 I ― 1 から I 一 1 3、および、第 5表に示すこの発明の範囲外の化学成分組成を有する鋼 C一 1 から C一 2 6の連続铸造スラブを調製し、そして、このようにして調製されたスラブの各々に、所定の熱間圧延、冷間圧延および連続焼鈍を施して、連続焼鈍冷延鋼板を調製した。このようにして調製された連続焼鈍冷延鋼板の各々から、供試体を調製して、供試体の各々について特性試験を行った。なお、特性試験とは別に、連続铸造スラブの表面欠陥の発生状況を調査した。以下に、各供試体についての深絞り性、耐 2次加工脆性、深絞り性と耐 2次加工脆性との間の均衡に関する試験結果、および、スラブ表面上におけるピンホール発生状況の調査方法および調査結果について説明する。

〔実施例 1 〕第 4表に示すこの発明の範囲內の化学成分組成を有する鋼 I 一 1 から I 一 1 3の連続铸造スラブ、および、第 5表に示すこの発明の範囲外の化学成分組成を有する鐧 C一 1 から C - 2 6の連続铸造スラブの各々を、 1 2 0 0てに加熱し、次いで、熱間圧延機の粗圧延列において板厚 3 6 m mに圧延し、次いで 7つのロールスタンドを有する仕上げ圧延列において、前述した E下比配分関数 Yにより算出される値が、 0 . 2 8 となるように、仕上げ圧延列の出側から第 3番目および第 2番目のロールスタンドにおける圧下比配分を調整し、そして、 8 9 0から 9 2 0ての範囲内の仕上げ温度および 6 2 0ての巻取り温度で仕上げ圧延を施して、板厚 3 . 2 m mの熱延鋼ストリップを調製した。次いで、このようにして調製された熱延鋼ストリツプを酸洗し、次いで、冷間圧延して、板厚 0 . 8 m mの冷延鋼ストリップを調製した。次いで、このように調製された冷延鋼ストリップに、 8 4 0から 8 5 0ての範囲内の温度で連続焼鈍を施し、そして、次いで、 0 . 5 %の調質圧延を施して、この発明の範囲内の化学成分組成を有するスラブから、この発明の範囲内の製造条件により調製された、この発明の範囲内の連続焼鈍冷延鋼板 (以下、 "本発明連続焼鈍冷延鋼板" という） Nos . 1 から 1 3、ならびに、この発明の範囲外の化学成分組成を有するスラブから、この発明の範囲内の製造条件により調製された、この発明の範囲外の連続焼鈍冷延鋼板（以下、 "比較用連続焼鈍冷延鐧板" という） N o S

. 1 4から 3 9を調製した。

9£ 一

e99lO/^6df/X3d[ l £660/56 O

次いで、本発明連続焼鈍冷延鋼板 Nos. 1から 1 3から、所定形状、寸法の供試体（以下、 "本発明供試体" という） Nos. 1から

1 3 , ならびに、比較用連続焼鈍冷延鐧板 Nos. 1 4から 3 9から、所定形状、寸法の供試体（以下、 "比較用供試体" という） Nos. 1

4から 3 9を切り出した。上述した本発明供試体 Nos. 1カヽら 1 3、ならびに、比較用供試体 Nos. 1 4から 3 9の各々について、最小 r値（ r _{rai n} ) および 2次加工脆化遷移温度（T_th) を試験し、そして、その測定値から、深絞り性と耐 2次加工脆性との間の均衡を表わす指数（ r _{rai n} /T _th ) を算出した。一方、鋼 I 一 1から I 一 1 3の連続铸造スラブ、および、鋼 C— 1から C一 1 3の連繞铸造スラブの各々について、スラブ表面のピンホールの発生状況を調べた。スラブ表面のピンホールの発生状況の調査方法は、各スラブの上面側の表面を表面疵自動検出装置で検査し、その結果を解折して単位面積当たりのピンホール発生個数を算出し、そして、算出されたピンホール発生個数に基づいて、スラブ表面欠陥密度指数を求めた。これ等の調査結果を第 6表に示す。第 6図において、スラブ表面欠陥密度指数は、次の符号で示されている：

◎ ：スラブ表面欠陷密度指数がゼロ Zm² 、

〇：スラブ表面欠陷密度指数が 0超一 2 Zm² 、

△ ：スラブ表面欠陥密度指数が 2超一 4未満/ m² 、

および、

X ：スラブ表面欠陥密度指数が 4以上 Zm² 。これらの結果を第 6表に示す。なお、本発明供試体 Nos. 1から 1 3、ならびに、比較用供試体 N 0 s . 1 4から 3 9の各々の、最小 r値（ r _{mi n} ) および 2次加工脆化遷移温度（T_{t h}) の測定法は、 Bに関する記載の節において述べた方法と同じである（以下の実施例においても同じである）。

一 0 —

£99ΪΟ/ 6άΤ/10ά I £660/56 ΟΛ\ 第 6表から明らかなように、本発明供試体 Nos. 1 から 1 3 においては、すべて、 r _{mi n} ZT _{t h}は 0. 0 1 5以上であり、深絞り性と耐 2次加工脆性との間の均衡に優れていた。これに対して、比較用供試体 N o s . 1 4から 3 9 においては、 r _{rai n} ZT , _hはすべて 0 . 0 1 5未満であり、本発明供試体におけるよりも、深絞り性と耐 2次加工脆性との間の均衡に劣っていた。なお、スラブ表面のピンホールの発生状況については、本発明供試体 N 0 s . 1 から 1 3 においては、すべて、良好であつたが、比較用供試体 N 0 s . 1 4から 3 9 においては、不良のものがあった。

〔実施例 2

第 4表に示すこの発明の範囲内の化学成分組成を有する鋼 I - 1 から I一 3、 I一 5から I 一 1 1 、および、 I 一 1 3の連続铸造スラブ、ならびに、第 5表に示すこの発明の範囲外の化学成分組成を有する鋼 C一 7から C一 9、および、 C一 1 6から C一 2 1 の連続铸造スラブの各々を、加熱することなく、直ちに、熱間圧延機の粗圧延列において扳厚 3 6 mmに圧延し、次いで、 7つのロールス夕ンドを有する仕上げ圧延列において、前述した圧下比配分関数 Yにより算出される値が、 0. 2 8 となるように、仕上げ圧延列の出側から第 3番目および第 2番目のロールスタンドにおける圧下比配分を調整し、そして、 8 8 0から 9 1 0 °Cの範囲内の仕上げ温度および 6 6 0 °Cの巻取り温度で仕上げ圧延を施して、板厚 3. 2 mmの熱延鋼ストリップを調製した。次いで、このように調製された熱延鋼ストリップを酸洗し、次いで、冷間圧延して、板厚 0. 8 mmの冷延鋼ストリップを調製した。次いで、このように調製された冷延鋼ストリップに、 8 4 0から 8 5 0 °Cの範囲内の温度で連続焼鈍を施し、そして、次いで、 0. 5 %の調質圧延を施して、この発明の範囲内の化学成分組成を有するスラブから、この発明の範囲内の製造条件により調整された、この発明の範囲内の連続焼鈍冷延鋼板（ - -

以下、 "本発明連続焼鈍冷延鋼板" という） Nos. 4 0から 5 0、ならびに、この発明の範囲外の化学成分組成を有するスラブから、この発明の範囲内の製造条件により調製された、この発明の範囲外の連続焼鈍冷延鋼板（以下、 "比較用連続焼鈍冷延鐧板" という） No s. 5 1 から 5 9を調製した。次いで、本発明連繞焼鈍冷延鋼板 Nos. 4 0から 5 0から、所定形状、寸法の供試体（以下、 "本発明供試体" という） Nos. 4 0から

5 0、ならびに、比較用連続焼鈍冷延鋼板 Nos. 5 1 から 5 9から、所定形状、寸法の供試体（以下、 "比較用供試体" という） Nos. 5

1 から 5 9を切り出した。上述した本発明供試体 Nos. 4 0から 5 0、ならびに、比較用供試体 Nos. 5 1 から 5 9の各々について、最小 r値（ r _{ni n} ) および 2 次加工脆化遷移温度（T ,_h) を試験し、そして、その測定値から、深絞り性と酎 2次加工脆性との間の均衡を表わす指数（ r _ni„ /Ί _{t h}) を算出した。

—方、鋼 I 一 1 から I 一 3 , I — 5から I 一 1 1 、および I 一 1 3の連続铸造スラブ、ならびに、鋼 C一 7から C一 9 , および、 C ― 1 6から C一 2 1 の連続铸造スラブの各々について、スラブ表面のピンホールの発生状況を調べた。これ等の調査結果を第 7表に示す。なお、スラブ表面のピンホールの発生状況の調査方法および調査結果の評価方法は、実施例 1 におけると同一であった。

第 7表から明らかなように、本発明供試体 Nos. 4 0から 5 0 においては、すべて、 r _{m i n} /T _{t h}は 0. 0 1 5以上であり、深絞り性と耐 2次加工脆性との間の均衡に優れていた。これに対して、比較用供試体 Nos. 5 1 から 5 9 においては、 r _{ra i n} /T _{t h}は、すべて、 0. 0 1 5未満であり、本発明供試体におけるよりも、深絞り性と耐 2次加工脆性との間の均衡に劣っていた。なお、スラブ表面のピンホールの発生状況については、本発明供試体 Nos. 4 0から 5 0 においては、少数のピンホールが発生したものもあったが、大部分の供試体においては、ピンホールは発生しなかった。これに対して、比較用供試体 Nos. 5 1 から 5 9の大部分においてピンホールが発生した。

[実施例 3 ] 第 4表に示すこの発明の範囲内の化学成分組成を有する鐧 I 一 3 から I 一 5、 1 — 7、 1 - 1 0、および、 I 一 1 3の連続铸造スラブ、ならびに、第 5表に示すこの発明の範囲外の化学成分組成を有する鐧 C— 1 0の連続铸造スラブの各々を、 1 2 0 0 °Cに加熱し、次いで、第 8表および第 9表に示す条件で、熱間圧延機の粗圧延列において板厚 3 6 mmまたは 4 0 mmに圧延し、次いで、 7つの口ールスタンドを有する仕上げ圧延列において、第 8表および第 9表に示す条件で、前述した圧下比配分関数 Yにより算出される値が、 0. 2 1 から 0. 3 6の範囲内となるように.、仕上げ圧延列の複数個のロールスタンドにおける圧下比配分を調整し、そして、' 8 6 0 から 9 4 0 °Cの範囲内の仕上げ温度、および、 6 0 0から 6 8 0 °C の範囲内の巻き取り温度で仕上げ圧延を施して、板厚 2. 8 mmまたは 3. 2 mmの熱延鋼ストリップを調製した。次いで、このように調製された熱延鋼ストリップを酸洗し、次いで、冷間圧延して、板厚 0. 8 mmの冷延鋼ストリップを調製した。次いで、このように調製された冷延鋼ストリップに、 8 2 0から 8 5 0 °Cの範囲内の温度で連続焼鈍を施し、そして、次いで、 0 . 5 %の調質圧延を施して、この発明の範囲内の化学成分組成を有するスラブから、この発明の範囲内の製造条件により調製された、この発明の範囲内の連铳焼纯冷延鋼板（以下、 "本発明連続焼鈍冷延鋼板" という） Nos. 6 0から 6 8、ならびに、化学成分組成および製造条件のうちの少なくとも 1 つが、この発明の範囲外である、この発明の範囲外の連続焼鈍冷延鋼板（以下、 "比較用連続焼鈍冷延鋼板" という） Nos. 6 9から. 8 7を調製した。次いで、本発明連続焼鈍冷延鋼板 Nos. 6 0から 6 8から、所定形状、寸法の供試体（以下、 "本発明供試体" という） Nos. 6 0から 6 8、ならびに、比較用連続焼鈍冷延鋼板 Nos. 6 9から 8 7から、所定形状、寸法の供試体（以下、 "比較用供試体" という） Nos. 6 9から 8 7を切り出した。 > 上述した本発明供試体 Nos. 6 0から 6 8、ならびに、比較用供試体 Nos. 6 9から 8 7の各々について、深絞り性と耐 2次加工脆性との間の均衡を表す措数（ r _{m i n} τ _{t h} ) を算出した。その結果を、第 8表および第 9表に示す。

第 8表間仕間仕熱間 i±± 熱間 ί±± Γ m i n / 丄 t h ェ u th

No. 鋼種

延前の延後のおける圧 O (1/K) - WM- 下 J lB分

(mn) (fim) 関数 (Y)

6 0 1-3 36 3.2 0.27 910 0.0165 本 6 1 卜 3 36 3.2 0.27 880 0.0173 発 6 2 1-4 40 2.8 0.26 910 0.0158 明 6 3 1-4 40 2.8 0.28 920 0.0172 供 6 4 1-4 40 2.8 0.28 890 0.0181

6 5 1-5 40 2.8 0.28 900 0.0163 体 6 6 卜 7 36 2.8 0.28 910 0.0171

6 7 1-13 36 3.2 0.27 900 0.0157

6 8 1-13 36 3.2 0.30 900 0.0159

第 9表

* 印は、本発明の範囲外であることを示す。第 8表および第 9表から明らかなように、本発明供試体 Nos. 6 0 から 6 8においては、すべて、 r _{mi n t h}は 0. 0 1 5以上であり、深絞り性と耐 2次加工脆性との間の均衡に優れていた。これに対して、比較用供試体 Nos. 6 9から 8 7においては、 r _{mi n} _ T _th は、すべて、 0. 0 1 5未満であり、本発明供試体におけるよりも、深絞り性と耐 2次加工脆性との間の均衡に劣っていた。以上詳述したように、この発明によれば、深絞り性と耐 2次加工脆性との間の均衡に優れた連続焼鈍冷延鐧板およびその製造方法を得ることができ、かくして、幾多の工業上有用な効果がもたらされる。

Claims

1 . 本質的に下記化学成分組成からなる、深絞り性と耐 2次加工脆性との間の均衡に優れた連続焼鈍冷延鋼板：

炭素（ C) 0.0030wt. % 未満、

請

シリコン（ S i ) 0.05 wt.% 以下、

マンガン（ M n ) 0.05 から 0.20 wt.¾ 、

燐（P) 0.02 の wt.% 以下、

硫黄 ( S ) 0.015 wt.%範以下、

酸可溶性アルミニウム囲

(sol. A 1 ) 0.025から 0.06 t. % 、

窒素（N) 0.0030 以下、

チタン（T i ) 0.02 から 0.10 wt. % 、

ボロン（ B ) 0.0003 から 0.0010 wt. % および、残り、鉄（F e ) および不可避的不純物、

但し、下記（ 1 ) および（ 2 ) 式によって算出される、 T i および Bの含有割合を示す指数（X) の値は、 9. 2から 1 1. 2の範囲内である：

X = - In { ( C/T i * ) B } ( 1 ) 前記（ 1 ) 式において、

T i * = T i - (48/14) N一 (48/32) S > 0 ( 2 ) 。

2. 下記を特徵とする、クレーム 1 にクレームした連続焼鈍冷延鋼板：

前記 Sの含有量は、 0.010 wt.% 以下であり；そして、前記 T i の含有量は、 0.02から 0.07 wt.% 未満の範囲内である

3. 下記を特徵とする、クレーム 1 または 2 にクレームした連続焼鈍冷延鋼板：

前記連続焼鈍冷延鐧板は、スラブを熱間圧延して熱延鋼ストリップを調製する工程を含む方法によって製造され、そして、前記熱間圧延時における仕上げ圧延は、 8 8 0から 9 2 0 の範囲内の仕上げ温度において、下記（ 3 ) 式で表わされる圧下比配分関数（Y) が下記（ 4 ) 式を満たすように行なわれる： Y= {ln(t„-₃/ t„-₂)+ ln(t_n-₂/ t_n-,)} / ln(to/t_n )

( 3 ) 但し、 n ：仕上げ圧延機のロールスタンド数、 t。：第 1 番目のロールスタンドの入側における鐧板の板厚、

t„ - 3 ：第 π-3 番目のロールスタンドの出側における鋼板の板厚、

t„ - 2 ：第 n-2 番目のロールスタンドの出側における鋼板の板厚、

tn- i ：第 n-1 番目のロールスタンドの出側における鋼板の板厚、

t_n ：第 n 番目のロールスタンドの出側における鐧板の扳厚、

および、

0.015 X +0.09≤ Y≤ 0.01X + 0.21 ( 4 )

但し、 X ：前記（ 1 ) および（ 2 ) 式で算出される前記措数。

4. 下記ステップからなる、深絞り性と耐 2次加工脆性との間の均衡に優れた連続焼鈍冷延鐧板の製造方法：

本質的に下記化学成分組成を有するスラブを調製し：炭素（C) 0.0030wt. % 未満、

シリコン（S i ) 0.05 wt. % 以下、

マンガン（ M n ) 0.05 から 0.20 wt. %

燐（ P) 0.02 wt.¾ 以下、

硫黄（S) 0.015 wt.% 以下、

酸可溶性アルミニウム

(sol. A 1 ) 0.025から 0.06 wt.% 、

窒素（N) 0.0030 wt.%以下、

チタン（T i ) 0.02 から 0.10 wt.¾ 、

但し、下記（ 1 ) および（ 2 ) 式によって算出される、 T i および Bの含有割合を示す指数（X) の値は、 9. 2 から 1 1. 2の範囲内である：

X = -ln { (C/T i * ) B} ( 1 )

前記（ 1 ) 式において、

T i * = T i - (48/14) N - (48/32) S > 0

( 2 ) ；次いで、

前記スラブを熱間圧延して、熱延鐧ストリップを調製し；前記熱間圧延時における仕上げ圧延を、下記（ 3 ) 式で表わされる圧下比配分関数（Y) が下記（ 4 ) 式を満たすように行ない

Y= { ln(t„-₃/ t_n-₂) + ln(t_n_₂/ t„- i)} / ln(to/t„ )

( 3 ) 、但し、 n ：仕上げ圧延機のロールスタンド数、

to ：第 1番目の π—ルスタンドの入側における鋼板の板厚、 t„-₃ ：第 π-3 番目の口 -ルスタンドの出側における鋼板の板厚、

t„ - i ：第 n- 1 番目のロールスタンドの出側における鋼板の板厚、

t„ ：第 n 番目の口 -ルスタンドの出側における鋼板の板厚、

および、

前記仕上げ圧延を、 8 8 0から 9 2 0 °Cの範囲内の温度で終了し；

このようにして得られた熱延鋼ストリップを巻き取り；次いで、

前記熱延鐧ストリップに 7 0 %以上の全圧下率で冷間圧延を施して冷延鋼ストリップを調製し；

そして、次いで、

前記冷延鋼ストリップに対して、 7 5 0。C以上 A c ₃ 変態点以下の範囲内の温度で連続焼鈍を施す。 . 下記を特徵とする、クレーム 4 にクレームした連続焼鈍冷延鋼板の製造方法：

前記 Sの含有量は、 0.010 wt.% 以下の範囲内であり：そして前記 T i の含有量は、 0.02から 0.07 wt. ¾ 未満の範囲内である