JP2000199031A

JP2000199031A - 加工性に優れた冷間圧延鋼板およびその製造方法

Info

Publication number: JP2000199031A
Application number: JP24188899A
Authority: JP
Inventors: Tokiaki Nagamichi; 常昭長道
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1998-10-29
Filing date: 1999-08-27
Publication date: 2000-07-18

Abstract

(57)【要約】【課題】延性と深絞り性に優れ、自動車用や家電製品
に好適な冷間圧延鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】Ｃ≦０．０２％、Ｓｉ：０〜２．０％、
Ｍｎ：０．０５〜０．５０％、Ｓ≦０．０３０％、かつ
Ｓは原子濃度比でＣ量の０．７〜２．５倍で、Ｎ≦０．
０１０％、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、かつ、（３．
４Ｎ＋３．６Ｓ）以上を含有するか、または、Ｃ≦０．
０２％、Ｓｉ：０〜２．０％、Ｍｎ：０．５０〜３．０
％、Ｓ≦０．０３０％、Ｎ≦０．０１０％、Ｔｉ：０．
０１〜０．２０％を含有し、破断伸びδ（％）が引張強
さσ_U（ＭＰａ）に対してδ≧２２＋（７８００／
σ_U）、ｒ_mがσ_Uに対してｒ_m≧６３０／σ_Uである
冷延鋼板。および、上記の化学組成の鋼を、以下の〜
の条件内で熱間圧延し、冷間圧延後焼鈍する製造方
法；粗圧延最終圧延パスは、Ａ_r3〜１１５０℃で、圧
下率３０％以上、仕上圧延は少なくともＡ_r1点以下で
５０％以上の圧下率で圧延、圧延終了後３０℃／ｓ以
上で冷却する製造方法。粗圧延後１１５０〜７５０℃で
１０秒以上保持した後に仕上圧延すればなおよい。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は自動車、家電製品、
鋼構造物などに使用される加工性、特に深絞り性と延性
に優れた冷間圧延鋼板およびその製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】自動車、家電製品、鋼構造物などに使用
される冷間圧延鋼板は、高張力冷間圧延鋼板も含めて、
優れた加工性すなわち優れた延性と深絞り性を有するこ
とが望まれている。延性は引張試験における破断伸びで
代表され、深絞り性はランクフォード値（ｒ値）で代表
される。また、鋼板の破断伸びやｒ値は、その引張強さ
が高くなるにつれて減少する傾向があることが知られて
いる。

【０００３】破断伸びとｒ値を向上させるには、鋼板の
結晶組織が｛１１１｝方位に集積した再結晶集合組織を
有し、かつ、均一で適度の大きさの結晶粒度を有するこ
とが重要とされている。良好な再結晶集合組織を得るに
は、冷間圧延母材である熱延鋼板の結晶組織が均一で微
細なものがよいことも知られている。

【０００４】このような良好な結晶組織を得るには、鋼
中の固溶元素や微細な介在物あるいは析出物がないこと
が望ましく、｛１１１｝方位の再結晶集合組織を発達さ
せるには、冷間圧延母材である熱延鋼板の結晶組織が均
一で微細なものがよいことなどが知れられており、これ
らを利用した加工性の改善技術が開示されている。

【０００５】加工性を向上させる方法として、再結晶促
進に有害な析出物を減少させる方法がある。具体的に
は、析出物の主要構成元素であるＣやＮなどの不純物元
素の含有量を低減したり、炭窒化物形成元素を含有させ
てＣやＮの固溶量を低減する方法である。

【０００６】特開昭５７−４１３４９号公報には固溶元
素を低減した極低炭素Ｔｉ添加鋼に多量のＰを添加して
強度を高めた高強度冷延鋼板が開示されている。この鋼
はそのＴｉ、ＣおよびＰを、Ｔｉ（％）／Ｃ（％）≧
４、かつ、Ｐ（％）×Ｔｉ（％）≦０．０１０なる関係
を満足する範囲に含有させることにより深絞り性を損な
わずに高強度を得るものである。しかしながらこの鋼板
では、熱間圧延後の冷却および巻取り中に微細なＴｉＣ
が析出するため、得られる鋼板のｒ値や延性は十分では
ない。

【０００７】熱間圧延前にスラブを高温に加熱すると、
ＭｎＳ、ＴｉＳ、Ｔｉ₄Ｃ₂Ｓ₂等の析出物が鋼中に固溶
し、熱間圧延中にそれらが微細に析出し、冷間圧延して
再結晶焼鈍した際の結晶粒の成長や集合組織の形成を阻
害する。このような不具合を抑制する方法として、スラ
ブ低温加熱法が開示されている。

【０００８】特開平２−１７５８３７号公報には、極低
炭素鋼にＴｉとＮｂを含有させた高ｒ値高張力冷間圧延
鋼板が開示されている。しかしながら特開昭５７−４１
３４９号公報や上記公報に記載の鋼板はその製造時の熱
間圧延後の冷却中あるいは巻取り中に微細なＴｉＣやＮ
ｂＣが析出するために、冷間圧延後の再結晶焼鈍時にお
ける｛１１１｝再結晶集合組織の発達が十分ではなく、
微細な析出物が鋼中に存在することにより、鋼が硬化す
ることもあって、得られる冷間圧延鋼板の加工性は最良
のものとは言い難い。

【０００９】特開昭５８−１１０６５９号公報には、Ｎ
ｂ、ＴｉおよびＢを含有させた極低炭素鋼を９００℃以
上の温度域で熱間仕上圧延し、７００〜６５０℃の温度
域で巻き取った熱間圧延鋼板を冷間圧延し焼鈍する亜鉛
めっき用鋼板およびその製造方法が開示されている。し
かしながら上記技術では、その製造に際しての熱間圧延
方法が高温仕上かつ高温巻取りであるので熱間圧延鋼板
の結晶組織が粗大化し、冷間圧延後の焼鈍に際して｛１
１１｝再結晶集合組織の発達が不十分で深絞り性が十分
ではないことがある。

【００１０】特開平９−２５６０５９号公報には、製造
のために消費するエネルギーが少なく、しかも品質欠点
の無い極低炭素冷間圧延鋼板の製造方法として、熱間仕
上圧延をα域でおこなう方法が開示されている。この方
法では、Ａ_r3点以上で粗圧延を完了し、Ａ_r1点以下に冷
却して変態を完了させた後、Ａ_r1点〜７５０℃の範囲
で、かつ、最終スタンドでの圧下率を２０％以上として
仕上圧延する。

【００１１】しかしながらこの方法においては鋼板の加
工性に大きく影響する化学組成や析出物制御については
何ら考慮されておらず、安定して良好な加工性が得られ
るとは限らないという問題がある。

【００１２】以上述べたように、これまでに開示された
冷間圧延鋼板の加工性を改善する方法では、いずれも延
性や深絞り性の向上効果が十分ではなく、最良の加工性
が得られないという問題がある。

【００１３】

【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、上記
したような課題を解決し、通常の冷間圧延鋼板として、
または、亜鉛めっき鋼板のような各種の表面処理鋼板と
しても使用できる、延性と深絞り性とに優れ、自動車用
や家電製品に好適な加工性に優れた冷間圧延鋼板および
その製造方法を提供することにある。

【００１４】

【課題を解決するための手段】冷間圧延鋼板の結晶組織
を｛１１１｝再結晶集合組織を有する結晶粒が適度な大
きさに揃った組織とすることにより、延性と深絞り性を
兼備した鋼板が得られる。鋼中に固溶Ｃや固溶Ｎが残存
していると、冷延後の焼鈍時に｛１１１｝再結晶集合組
織の発達が抑制され、深絞り性が向上しない。特に固溶
Ｃが｛１１１｝再結晶集合組織の発達を抑制する作用が
大きい。これを防ぐために極低炭素鋼にＴｉを含有させ
てこれらの固溶元素を析出物として固定する方法が知ら
れている。

【００１５】熱間圧延鋼板を冷間圧延した後の再結晶焼
鈍時には、熱間圧延鋼板のフェライト結晶粒界近傍から
｛１１１｝再結晶集合組織が発達する。従って熱間圧延
鋼板のフェライト結晶粒を微細化することが冷延焼鈍板
のｒ値を向上させ、鋼板の深絞り性を向上させるのに有
効である。また、結晶粒が適度な大きさに揃った組織と
するためには、再結晶粒の成長を阻害する微細な析出物
を無くすることが重要である。

【００１６】本発明者は上記考え方をさらに発展させ、
冷間圧延鋼板の延性と深絞り性を向上させるべく、その
製造過程で生成する析出物の種類や熱延条件と加工性と
の関係について鋭意研究した結果、以下に述べるような
新たな知見を得た。

【００１７】ａ．熱間圧延鋼板のフェライト結晶粒を微
細化するためには熱間圧延時のγ／α変態前のオーステ
ナイト結晶粒を微細化することが重要である。そのため
には粗圧延の少なくとも最終圧延パスを低温域での大圧
下圧延とするのがよい。特に、粗圧延の少なくとも最終
圧延パスをＡ_r3点以上１１５０℃以下の温度域で３０％
以上の圧下率とするのがよい。

【００１８】粗圧延後は、仕上圧延開始までの材料温度
を低くして結晶粒の粗大化を抑制し、かつ、仕上圧延は
少なくともＡ_r1点以下（α域）での合計圧下率が５０％
以上のα域大圧下圧延を含む圧延とするのがよい。ま
た、仕上圧延後は結晶粒の成長を抑制するために急速冷
却するのがよく、その冷却速度は３０℃／秒以上とする
のがよい。

【００１９】ｂ．熱間圧延時に生じる析出物には硫化物
（ＭｎＳ、ＴｉＳ、Ｔｉ₄Ｃ₂Ｓ₂など）、窒化物（Ｔ
ｉＮなど）および炭化物（ＴｉＣなど）が考えられる
が、特に影響が大きいのが硫化物と炭化物である。

【００２０】Ｔｉを含有する鋼を高温状態から冷却する
と、高温域でまずＴｉＮが析出し、次いで硫化物が析出
する。硫化物としては、鋼のＭｎ含有量が多い場合には
ＭｎＳとして析出し、ＴｉＳは形成されにくい。鋼のＭ
ｎ含有量が少ない場合には主としてＴｉＳやＴｉ₄Ｃ₂
Ｓ₂が形成される。

【００２１】これらの高温で析出する析出物はその大き
さが概ね１００ｎｍ以上の粗大な析出物であり、熱間圧
延鋼板の結晶組織を微細にする作用がある。しかしなが
らその大きさ故に、冷間圧延後の再結晶焼鈍時の結晶粒
成長を阻害する作用は極めて小さい。従って上記析出物
の効果を利用することにより、冷間圧延母材を細粒化し
て冷間圧延後の再結晶集合組織の集積度を高めることが
できる。さらにこれらの高温で析出する析出物は、再結
晶粒の成長そのものにはあまり悪影響を及ぼさないの
で、適度の大きさの良好な結晶組織を有する鋼板を得る
ことができる。

【００２２】ｃ．ＴｉＣはＡ_r3点以下の低温域で微細な
ＴｉＣとして析出する。通常は仕上圧延後の冷却巻取り
中に析出し、析出温度が低いためにその大きさは１００
ｎｍ未満と小さい。このように微細な析出物は冷間圧延
後の再結晶焼鈍時に結晶粒の成長を阻害するため、Ｔｉ
Ｃが析出すると冷延鋼板の加工性が損なわれる。

【００２３】鋼のＭｎ含有量を低くすると鋼中のＳがＴ
ｉＳやＴｉ₄Ｃ₂Ｓ₂として比較的高温で粗大に析出す
るが、その際、固溶ＣをＴｉ₄Ｃ₂Ｓ₂として析出させ
てしまえば、低温域で微細なＴｉＣが析出することがな
くなる。このようにすれば結晶粒成長阻害要因であるＴ
ｉＣを無くすることができるので、冷間圧延鋼板の加工
性を最大限に向上させることができる。

【００２４】ｄ．Ｔｉ₄Ｃ₂Ｓ₂はＣとＳの原子濃度比
が１で構成されていることから、Ｔｉ₄Ｃ₂Ｓ₂の形成
を促進するにはＣとＳの原子濃度比を１に近づけるのが
よい。Ｓの割合が少ない場合には全ての固溶ＣをＴｉ₄
Ｃ₂Ｓ₂として生成させることができないため、残存し
た固溶Ｃが冷却巻取り中にＴｉＣとして微細に析出す
る。Ｓの割合が過剰である場合には、高温でＴｉＳが形
成される。この場合も固溶Ｃが残存するためＴｉＣが冷
却巻取り中に析出する。

【００２５】Ｔｉの全含有量からＴｉＮとして消費され
るＴｉ分を除いたもの「Ｔｉ−（４８／１２）*Ｎ」、
以下、単に「有効Ｔｉ量」とも記す）が、Ｔｉ₄Ｃ₂Ｓ
₂を形成するのに有効なＴｉ量である。上述したように
ＣとＳの原子濃度比を管理したうえで、前記有効Ｔｉ量
を、Ｓ含有量との関係から求められる限界値以上とする
ことにより、ＳをＴｉ₄Ｃ₂Ｓ₂として効率的に析出さ
せることができる。

【００２６】ｅ．Ｔｉ₄Ｃ₂Ｓ₂はＴｉＳよりも低温域
でより安定である。従って、Ｔｉ₄Ｃ₂Ｓ₂の析出を促
進するには、通常熱間圧延前に施されるスラブ加熱は低
温加熱とするのがよい。スラブ加熱温度を低くすれば加
熱費用の削減やスケール抑制による歩留改善効果も期待
できるため、低コスト化にも有効である。また、仕上圧
延の前に、粗圧延終了後の鋼を所定の温度領域で保持す
ることにより、Ｔｉ₄Ｃ₂Ｓ₂の析出をさらに促進させ
ることができる。

【００２７】鋼のＭｎ含有量が高い場合には主としてＭ
ｎＳが析出し、ＴｉＳやＴｉ₄Ｃ₂Ｓ₂は析出量が少な
いので固溶Ｃは主としてＴｉＣとして析出する。このＴ
ｉＣは、ａ項で述べたα域での大圧下圧延時に歪み誘起
により高温域から析出を開始するため、通常よりも粗大
な析出物として析出する傾向がある。従って、上記の方
法によれば、従来のγ域で熱間圧延を終了した熱間圧延
鋼板を母材にして冷間圧延する方法に比較して冷間圧延
後の再結晶焼鈍時の結晶粒成長阻害要因が無くなり、良
好な結晶組織を備えた冷間圧延鋼板がえられる。

【００２８】本発明は、上記の新たな知見に基づいて完
成されたものであり、その要旨は下記（１）および
（２）に記載の加工性に優れた冷間圧延鋼板、ならびに
（３）〜（５）に記載のその製造方法にある。

【００２９】（１）化学組成が重量％で、Ｃ：０．０２
％以下、Ｓｉ：０〜２．０％、Ｍｎ：０．０５〜０．５
０％、Ｓ：０．０３０％以下、Ｐ：０．１５％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２〜
０．１０％、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ｎｂ：０〜
０．１％、Ｖ：０〜０．５％、Ｂ：０〜０．００５％、
Ｍｏ：０〜０．５％、Ｚｒ：０〜０．１％を含有し、か
つＳ含有量は下記式（Ａ）の関係を満たし、Ｔｉ含有量
は下記式（Ｂ）の関係を満たし、残部がＦｅおよび不可
避的不純物からなる鋼板であって、破断伸びδ（％）が
引張強さσ_U（ＭＰａ）に対してδ≧２２＋（７８００
／σ_U）なる関係を満足し、面内平均のランクフォード
値ｒ_mがσ_Uに対してｒ_m≧６３０／σ_Uなる関係を満
足することを特徴とする加工性に優れた冷間圧延鋼板。

【００３０】

【数３】

【００３１】

【数４】

【００３２】（２）化学組成が重量％で、Ｃ：０．０２
％以下、Ｓｉ：０〜２．０％、Ｍｎ：０．５０〜３．０
％、Ｓ：０．０３０％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｎ：
０．０１０％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２〜０．１
０％、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ｎｂ：０〜０．１
％、Ｖ：０〜０．５％、Ｂ：０〜０．００５％、Ｍｏ：
０〜０．５％、Ｚｒ：０〜０．１％を含有し、残部がＦ
ｅおよび不可避的不純物からなる鋼板であって、破断伸
びδ（％）が引張強さσ_U（ＭＰａ）に対してδ≧２２
＋（７８００／σ_U）なる関係を満足し、面内平均のラ
ンクフォード値ｒ_mがσ_Uに対してｒ_m≧６３０／σ_U
なる関係を満足することを特徴とする加工性に優れた冷
間圧延鋼板。

【００３３】（３）上記（１）に記載の化学組成を有す
る鋼を、下記〜の条件を含む方法で熱間圧延した
後、冷間圧延及び再結晶焼鈍することを特徴とする請求
項１に記載の加工性に優れた冷間圧延鋼板の製造方法；粗圧延の少なくとも最終圧延パスの圧延を、Ａ_r3点以
上１１５０℃以下の温度域で、３０％以上の圧下率でお
こない、熱間仕上圧延では、少なくともＡ_r1点以下での合計圧
下率が５０％以上の圧延をおこない、熱間仕上圧延終了後、３０℃／ｓ以上の冷却速度で冷
却して巻取る。

【００３４】（４）上記（２）に記載の化学組成を有す
る鋼を、下記〜の条件を含む方法で熱間圧延した
後、冷間圧延及び再結晶焼鈍することを特徴とする請求
項２に記載の加工性に優れた冷間圧延鋼板の製造方法；粗圧延の少なくとも最終圧延パスの圧延を、Ａ_r3点以
上１１５０℃以下の温度域で、３０％以上の圧下率でお
こない、熱間仕上圧延では、少なくともＡ_r1点以下での合計圧
下率が５０％以上の圧延をおこない、熱間仕上圧延終了後、３０℃／ｓ以上の冷却速度で冷
却して巻取る。

【００３５】（５）粗圧延した鋼に１１５０〜７５０℃
の温度域で１０秒間以上保持する析出処理を施した後、
熱間仕上圧延することを特徴とする上記（３）または
（４）に記載の加工性に優れた冷間圧延鋼板の製造方
法。

【００３６】

【発明の実施の形態】以下に本発明の実施の形態につい
て詳細に説明する。なお、以下に記す％表示は重量％を
意味する。

【００３７】鋼の化学組成；Ｃ：鋼の強度を高める作用があるが、深絞り性に悪影響
を及ぼすのでその含有量は少ない程よい。本発明の鋼で
は、Ｔｉを含有させて固溶Ｃを析出物として固定し、無
害化させるが、Ｃの固定に必要なＴｉ量を少なくするた
めにも、Ｃは少ない方がよい。従ってＣ含有量は０．０
２％以下とする。好ましくは０．０１％以下である。

【００３８】Ｓｉ：必須元素ではないが、鋼を脱酸して
介在物を減少させる作用があるうえ、加工性をさほど損
なわないで鋼の強度を向上させる作用があるので、鋼の
強度を高める必要がある場合には２．０％以下を含有さ
せてもよい。Ｓｉ含有量が２．０％を超えると鋼の加工
性が悪くなるので良くない。Ｓｉは、鋼を硬くする作用
に加えて、鋼の表面性状を劣化させる作用もある。従っ
て鋼の加工性を重視する場合にはＳｉ含有量は少ないほ
ど好ましい。加工性や表面性状に実質的な悪影響を及ぼ
さないようにするには０．５％以下とするのがよい。

【００３９】Ｍｎ：鋼のＳと結合してＭｎＳを形成し、
熱間脆性を防止する作用がある。この効果を得るために
Ｍｎを０．０５％以上含有させる。Ｍｎにはさらに、加
工性をさほど損なわないで鋼の強度を向上させる作用も
あるため、鋼の強度を高める目的で含有させることがで
きる。この場合にはＭｎを０．５０％以上含有させるの
が好ましい。しかしながらＭｎ含有量が３．０％を超え
ると成形性が劣化するのでＭｎ含有量は３．０以下とす
る。好ましくは２．０％以下である。

【００４０】Ｍｎ含有量を０．５０％以下に制限すれ
ば、固溶ＣをＴｉ₄Ｃ₂Ｓ₂として粗大に析出させるこ
とができる。この場合には再結晶焼鈍時の結晶粒成長性
が特に良好であるので優れた成形性を備えた冷間圧延鋼
板が得られる。従って特に優れた成形性を得る場合には
Ｍｎ含有量を０．５０％以下とするのがよい。０．３０
％以下とすればなおよい。

【００４１】Ｓ：Ｓ含有量が０．０３０％を超えると硫
化物の析出量が多くなり、深絞り性や伸びが低下する。
従ってＳ含有量は０．０３０％以下とする。

【００４２】特に、鋼のＭｎ含有量を０．５０％以下と
する場合には、ＳはＣと共にＴｉと結合させて粗大なＴ
ｉ₄Ｃ₂Ｓ₂を形成させ、微細なＴｉＣの析出を抑制す
ることができる。この効果を発揮させるにはＣ含有量と
Ｓ含有量を相互に関連づけて管理するのがよい。すなわ
ち、Ｓ含有量は、下記式（Ａ）に示したように、原子濃
度比で、Ｃ含有量の０．７〜２．５倍の範囲になるよう
に管理するのがよい。換言すればＭｎ含有量が０．５０
％以上のときは、かかる限定は必ずしもおこなう必要は
ない。

【００４３】

【数５】

【００４４】Ｓ含有量が原子濃度比でＣ量の０．７倍に
満たない場合には、Ｔｉ₄Ｃ₂Ｓ₂の析出が不十分にな
り、仕上圧延完了時に固溶Ｃが残存し、固溶Ｃが冷却巻
取り中に微細なＴｉＣとして析出する。より好ましくは
Ｓを原子濃度比でＣ量の０．９倍以上（重量％でいえば
２．４０* Ｃ（％）以上）含有させるのがよい。

【００４５】Ｓ含有量が原子濃度比でＣ量の２．５倍を
超える場合には、Ｓ量が過剰であるため、Ｔｉ系硫化物
としてＴｉ₄Ｃ₂Ｓ₂ではなくてＴｉＳが析出し、Ｃが
Ｔｉ₄Ｃ₂Ｓ₂として固定され難くなる。このため、仕
上圧延が完了しても固溶Ｃが残存し、これらはその後の
冷却巻取り中に微細なＴｉＣとして析出する。より好ま
しくはＳを原子濃度比でＣ量の１．５倍以下（重量％で
いえば４．００* Ｃ（％）以下）とするのがよい。

【００４６】ｓｏｌ．Ａｌ：健全な鋳片を得るために脱
酸を十分におこなわせるためと、Ｔｉなど添加元素の歩
留確保を目的に０．００２％以上含有させる。その含有
量が０．１０％を超えると上記の効果が飽和するので、
Ａｌ含有量の上限は０．１０％とする。

【００４７】Ｔｉ：鋼に含有される固溶Ｃや固溶Ｎを析
出物として固定して無害化する目的で０．０１％以上、
０．２０％以下含有させる。Ｔｉ含有量が０．０１％に
満たない場合には固溶状態のＣ、Ｎ、Ｓが多くなるため
加工性がよくない。好ましくは０．０２％以上、より好
ましくは０．０３％以上である。他方、Ｔｉ含有量が
０．２０％を超えると、化成処理性が損なわれるのでよ
くない。好ましくは０．１５％以下、さらに好ましくは
０．１０％以下である。

【００４８】特に、Ｍｎ含有量が０．５０％以下と少な
くＴｉ₄Ｃ₂Ｓ₂の析出を利用する場合には、ＴｉＮと
して消費されるＴｉを除いた有効Ｔｉ量を、Ｔｉ₄Ｃ₂
Ｓ₂を形成させるのに必要な範囲で含有させるのがよ
い。このため、Ｔｉは０．０１％以上、０．２０％以下
で、かつ、Ｓ含有量に対して下記式（Ｂ）で求められる
量以上含有させるのがよい。換言すればＭｎ含有量が
０．５０％以上のときは、かかる限定は必ずしもおこな
う必要はない。

【００４９】

【数６】

【００５０】Ｂ：必須元素ではないが、極低炭素鋼板を
絞り加工する際に発生するおそれがある「二次加工割
れ」を防止する作用があるため、含有させても構わな
い。含有させる場合にはその効果を得るために、０．０
００２％以上含有させるのがよい。０．００５％を超え
ると二次加工割れを防止する作用が飽和するうえ、かえ
って鋼板を脆くすることがある。このため、含有させる
場合の上限は０．００５％とする。Ｂは深絞り性を劣化
させる作用があるので、二次加工割れが問題にならない
場合には含有させなくても構わない。

【００５１】Ｎｂ、Ｖ、ＭｏおよびＺｒ：これらは必須
元素ではないが、鋼の結晶粒を微細化してその強度を上
昇させる作用があるので、鋼の強度を高める必要がある
場合には含有させても構わない。しかしながらこれらの
元素を過度に含有させると、Ｔｉ₄Ｃ₂Ｓ₂の生成を阻
害するうえコストが高くなる。このため含有させる場合
の上限はＮｂは０．１％、Ｖは０．５％、Ｍｏは０．５
％、Ｚｒは０．１％とする。

【００５２】Ｐ：鋼を硬くし脆くする傾向があるので必
須元素ではないが、加工性をさほど阻害することなく鋼
の強度を高める作用がある。このため、鋼の強度を高め
る必要がある場合には含有させても構わない。しかしな
がら過度に含有させるとＰは結晶粒界に偏析して鋼が脆
くなるので、含有させる場合でもその上限は０．１５％
とする。

【００５３】Ｎ：不可避的不純物元素であり、鋼の加工
性を損なううえ、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成しＴｉを
消費する。従ってＮ含有量は少ないほどよい。その影響
が顕著でない許容できる限度として、Ｎは０．０１０％
以下とする。

【００５４】上記以外は、Ｆｅおよび不可避的不純物で
ある。鋼板の特性；深絞り成形などを伴う加工に際して良好な
結果を得るには、引張試験で得られる破断伸びとｒ値が
バランス良く、共に優れることが良好な加工性を得るの
に必要である。鋼板の破断伸びやｒ値は、その引張強さ
が高くなるにつれて減少する傾向があるため、破断伸び
やｒ値は引張強さと関連させて考える必要がある。

【００５５】自動車外装材などの様な製品形状が複雑な
場合や、精度の良い製品形状を必要とする場合などにお
いては、それらの加工素材となる冷間圧延鋼板の破断伸
びδ（％）が引張強さσ_U（ＭＰａ）に対してδ≧２２
＋（７８００／σ_U）なる関係を満足し、ｒ値の鋼板面
内での平均値であるｒ_mがσ_Uに対してｒ_m≧６３０／
σ_Uなる関係を満足するものがよい。さらには、破断伸
びはδ≧２３＋（７８００／σ_U）、ｒ_mはｒ_m≧６６
０／σ_Uなる関係を満足するものがよい。

【００５６】なおここで、ｒ_m＝（ｒ₀＋２ｒ₄₅＋
ｒ₉₀）／４であり、ｒ₀、ｒ₄₅およびｒ₉₀は、それぞれ
圧延方向、圧延方向に対して４５°の方向、圧延方向に
対して９０°の方向に引張試験をおこなって測定したｒ
値を意味する。またΔｒはｒ₀、ｒ₄₅、ｒ₉₀の内の最大
値と最小値との差を意味する。加工性に優れた冷間圧延
鋼板は以下の方法で製造するのがよい。

【００５７】熱間圧延；スラブ加熱：連続鋳造法、造塊−分塊圧延法などによっ
て製造された上記化学組成からなる鋼のスラブは、その
温度がＡ_r3点以上である場合にはそのまま熱間圧延して
も構わない。スラブの温度がＡ_r3点よりも低い場合には
熱間圧延まえにＡ_r3点以上に加熱する。

【００５８】スラブ加熱は、析出物が再固溶して熱間圧
延時に微細に析出するのを抑制するために、低温加熱と
するのが望ましい。加熱温度は１１５０℃以下とするの
が望ましい。１１００℃以下ならなおよい。加熱時間
は、全体が均一な温度になり、かつ、オーステナイト結
晶粒が粗大にならない範囲でスラブの寸法に応じて選定
すればよい。

【００５９】粗圧延：粗圧延の少なくとも最終圧延パス
の圧延を、Ａ_r3点以上１１５０℃以下の温度域で、３０
％以上の圧下率で圧延する。これにより、オーステナイ
ト結晶粒が微細化し、γ／α変態後の熱延鋼板のフェラ
イト結晶粒も微細化して冷延焼鈍板の深絞り性が向上す
る。最終圧延パスの圧下率が３０％に満たない場合や、
あるいは、その圧延温度がＡ_r3点に満たない場合には、
上述の効果を得ることができないことがある。最終圧延
パスの圧下率は好ましくは４０％以上がよい。前述の最
終圧延パスの条件以外は公知の条件で構わない。

【００６０】析出処理：粗圧延終了後の鋼片に１１５０
〜７５０℃の温度域で１０秒以上保持する析出処理を施
せばＴｉＳ、Ｔｉ₄Ｃ₂Ｓ₂、ＭｎＳ等の形成が促進さ
れる。処理温度が１１５０℃を超えるとこれらの析出物
の溶解度が大きくなり、析出促進効果が少ない。また、
オーステナイト結晶粒が粗大化して熱間圧延鋼板の結晶
粒が粗大化し、冷延焼鈍板のｒ値の向上が十分ではない
ことがある。処理温度が７５０℃に満たない場合には析
出速度が遅くｒ値や伸びの改善効果が十分ではない。保
持時間が１０秒に満たない場合には析出促進効果が少な
く、６０分よりも長い場合には析出が飽和し製造コスト
が増す。

【００６１】析出処理は、粗圧延後の鋼片をコイル状に
巻いて保温する方法や、保温装置あるいは高周波誘導加
熱や燃焼ガスによる加熱などの加熱手段を有する保温装
置等で処理するのがよいが、これらの方法に限定される
必要はなく、特別な装置を用いないで放冷して所定時間
析出処理させても構わない。

【００６２】仕上圧延：仕上圧延は、熱間圧延鋼板のフ
ェライト結晶粒を微細化するために、Ａ_r1点以下で、圧
下率として５０％以上のα域圧延を含むものとする。Ａ
_r1点以下での圧延が仕上圧延の複数の圧延パスでなされ
る場合には、Ａ_r1点以下での合計の圧下率が５０％以上
であればよい。

【００６３】Ａ_r1点以下での合計圧下率が５０％に満た
ない場合には、フェライトの再結晶が生じず、フェライ
ト結晶粒の微細化効果が小さい。これは、フェライトは
加工されても回復による軟化が速く、加工歪みが蓄積さ
れにくいためである。好ましくは７０％以上である。複
数の圧延パスでα域圧延をおこなう場合には、各圧延パ
スの圧下率を２５％以上とすると、上記の微細化がより
促進されるので好ましい。

【００６４】仕上圧延開始温度はＡ_r3点＋１００℃以
下、終了温度はＡ_r1点−１３０℃以上とするのが望まし
い。仕上圧延開始温度がＡ_r3点＋１００℃よりも高い場
合には、Ａ_r1点以下での合計圧下率を５０％以上とする
ことが困難になる。終了温度がＡ_r1点−１３０℃よりも
低くなると、熱間圧延鋼板の結晶組織がフェライト粒の
加工組織となり、等方的で微細なフェライト組織となら
ないことがある。

【００６５】なお、粗圧延後の鋼片温度が低下し、仕上
圧延の終了温度をＡ_r1点−１３０℃以上にすることが困
難な場合には、仕上圧延の入側で鋼片を、高周波加熱、
バーナなどによる輻射加熱、その他公知の方法で加熱す
ればよい。

【００６６】上記のＡ_r1点以下での仕上圧延に際して
は、必須事項ではないが、熱間潤滑剤を用い、圧延ロー
ルと被圧延材との間の摩擦係数μが０．２以下となるよ
うにして圧延するのが望ましい。これにより板厚方向の
加工変形が均一化されるので、冷間圧延し、再結晶焼鈍
した後には、冷間圧延鋼板の板厚表層部のｒ値が改善さ
れる。この結果、板全体のｒ値をさらに向上させること
ができる。熱間潤滑剤としては公知のものでよく、例え
ば摩擦係数を低減した機械油などを用いればよい。

【００６７】仕上圧延機の入側で、鋼片の先端を先行す
る被圧材の後端と接合し、粗圧延材を連続して圧延す
る、いわゆる仕上連続圧延法により圧延すれば、熱間潤
滑圧延をおこなう際に発生するおそれがある被圧延材と
ロール間のスリップ現象や噛み込み不良を防止できるの
で、さらに歩留が向上し特性が均一化される。

【００６８】冷却および巻取り：フェライト結晶粒を微
細にするために、仕上圧延の最終圧延パスが終了した
後、３０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却するのがよい。最
終圧延パス終了後冷却開始までの時間は短い方がよく、
好ましくは３秒以下がよい。

【００６９】巻取温度が８００℃を超えると、スケール
ロスの増加や表面性状の劣化、熱間圧延鋼板フェライト
結晶粒の粗大化等が問題になることから、巻取温度は８
００℃以下とすることが望ましい。

【００７０】冷間圧延および再結晶焼鈍；熱間圧延鋼板
は常法により酸洗などの方法で表面の酸化物や汚れを除
去した後冷間圧延され再結晶焼鈍される。冷間圧延前に
は、冷延後の焼鈍時に｛１１１｝再結晶集合組織を発達
させるために熱延板でも｛１１１｝集合組織を発達させ
ておくことを目的として、７００℃以上の温度に加熱す
る条件で熱間圧延鋼板焼鈍を施しても構わない。

【００７１】冷間圧延では、圧延集合組織を発達させ、
再結晶焼鈍工程でｒ値の向上と面内異方性の最小化に好
ましい｛１１１｝集合組織を発達させるために、５０％
以上の圧下率で最終板厚に加工することが望ましい。

【００７２】再結晶焼鈍は、冷間圧延により導入された
圧延集合組織から、深絞り性に好ましい集合組織を発達
させるために、６００〜９００℃の温度範囲に加熱し焼
鈍するのがよい。６００℃より低い温度では長時間の焼
鈍でも再結晶が十分に進行せず、一方、９００℃を超え
る温度ではｒ値が低下する。焼鈍方法は任意であり、箱
焼鈍法や連続焼鈍法、あるいは溶融亜鉛メッキ処理の際
に通常おこなわれる連続焼鈍でもよい。

【００７３】冷間圧延、再結晶焼鈍の後、公知の方法に
より、圧下率が１０％未満の調質圧延（スキンパス）、
あるいは、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、電
気めっき、有機被覆コーティング等の表面処理を施して
も構わない。溶融亜鉛めっき設備や合金化溶融亜鉛めっ
き設備内で再結晶焼鈍が可能な場合には、上記の再結晶
焼鈍は当該設備で施すのがよい。これらの鋼板は、プレ
ス加工を施した後、例えば自動車、家電製品、鋼構造物
などに使用される。

【００７４】

【実施例】（実施例１）表１に示した化学組成を有する
厚さ２００ｍｍのスラブを粗圧延した後、仕上圧延して
厚さ４ｍｍの熱間圧延鋼板を得た。これを酸洗し、冷間
圧延し、さらに再結晶焼鈍および調質圧延を施して厚さ
０．８ｍｍ、幅１２２０ｍｍの冷間圧延鋼板を製造し
た。圧延条件および焼鈍条件を表２に示す。

【００７５】

【表１】

【００７６】

【表２】

【００７７】得られた冷間圧延鋼板からＪＩＳ−Ｚ２２
０１に規定される５号引張試験片による引張試験をおこ
なって、圧延方向（０°方向）の降伏強さ、引張強さ、
破断伸びを測定した。さらに、圧延方向、幅方向（９０
°方向）および斜め方向（４５°方向）のｒ値を測定
し、平均ｒ値（ｒ_m）を求めた。表３にこれらの性能測
定結果を示す。

【００７８】

【表３】

【００７９】表３に示されているように、本発明で規定
する条件で製造された試験番号１〜１６の鋼板はそれぞ
れの引張強さ（σ_U）に応じた良好な破断伸びとｒ_mを
示した。Ｍｎ含有量が０．５０％以下の鋼に関しては、
Ｔｉ含有量が少ない鋼Ｍを用いた試験番号１７、Ｃ含有
量が高くＳ含有量が式Ａで求められる下限値よりも低い
鋼Ｎを用いた試験番号１８、Ｓ含有量が高い鋼Ｐを用い
た試験番号１９、Ｎ含有量が高い鋼Ｑを用いた試験番号
２０、Ｔｉ含有量が式Ｂで求められる下限値よりも低い
鋼Ｒを用いた試験番号２１、Ｓ含有量が式Ａで求められ
る下限値よりも低い鋼Ｓを用いた試験番号２２あるいは
Ｓ含有量が式Ａで求められる上限値を超えている鋼Ｔを
用いた試験番号２３など、いずれも熱延条件が本発明で
規定する範囲内であっても加工性がよくなかった。

【００８０】図１は上記試験で得られた鋼板の破断伸び
と引張強さの関係を示したグラフである。実線はδ＝２
２＋（７８００／σ_U）なる関係を表し、破線はδ＝２
３＋（７８００／σ_U）なる関係を表す。図２は同様に
ｒ_mと引張強さの関係を示したグラフであり、実線はｒ
_m≧６３０／σ_Uなる関係を表し、破線はｒ_m≧６６０
／σ_Uなる関係を表す。本発明の条件を満たす鋼はいず
れも良好な破断伸びおよびｒ_mを有していることがわか
る。

【００８１】（実施例２）実施例１で使用した鋼Ｅのス
ラブを種々の条件で熱間圧延して得た熱間圧延鋼板を、
酸洗し、圧下率８２％で冷間圧延して厚さ０．７２ｍｍ
の冷間圧延板とし、８２０℃で５０ｓ保持する連続焼鈍
をおこなった後伸び率０．３％の調質圧延を施して冷間
圧延鋼板を製造し、これらの降伏強さ、引張強さ、破断
伸びおよびｒ_mを調査した。析出処理は高周波誘導加熱
によりおこなった。表４に熱間圧延条件および冷間圧延
鋼板の性能測定結果を示す。

【００８２】

【表４】

【００８３】表４で試験番号２４〜２９に示された結果
からわかるように、本発明の規定する条件で熱間圧延さ
れた鋼板を母材とした冷間圧延鋼板は良好な破断伸びお
よびｒ_mを示した。中でも試験番号２５、２７、２９の
ように、熱間仕上圧延前に析出処理を施した鋼板は特に
破断伸びとｒ_mが良好であった。試験番号３０の粗圧延
条件が好ましくなかったもの、試験番号３１の粗圧延最
終パス温度（８６０℃）がＡ_r3−点（８７６℃）よりも
低かったもの、試験番号３２のα域圧延の合計圧下率が
不足したもの、試験番号３３の仕上圧延後の冷却速度が
遅かったもの、試験番号３４のα域圧延をおこなわなか
ったものなどを母材として作製した冷間圧延鋼板の加工
性はよくなかった。

【００８４】（実施例３）表１に記載されている鋼Ｋの
厚さ２００ｍｍのスラブを種々の条件で熱間圧延して厚
さ４ｍｍの熱間圧延鋼板を得た。これを酸洗し、冷間圧
延し、８２０℃に６０秒間保持する連続焼鈍を施し、圧
下率０．５％で調質圧延して厚さ０．８ｍｍ、幅１２２
０ｍｍの冷間圧延鋼板を製造した。得られた冷間圧延鋼
板から実施例１に記載したのと同様の条件で特性値を求
めた。熱間圧延条件および冷間圧延鋼板の試験結果を表
４に示す。

【００８５】

【表５】

【００８６】表５で試験番号４１〜４６に示された結果
からわかるように、本発明の規定する条件で熱間圧延さ
れた鋼板を母材とした冷間圧延鋼板は良好な破断伸びお
よびｒ_mを示した。中でも試験番号４２、４４、４６の
ように、熱間仕上圧延前に析出処理を施した鋼板は特に
破断伸びとｒ_mが良好であった。試験番号４７〜５０の
ように粗圧延条件が好ましくない場合、試験番号５１〜
５３のように仕上圧延条件あるいは仕上圧延後の冷却条
件が好ましくない場合などの熱間圧延鋼板を母材として
製造して得られた冷間圧延鋼板の加工性はよくなかっ
た。

【００８７】

【発明の効果】本発明の鋼板は優れた延性と深絞り性と
を兼ね備えているので極めて加工性が優れている。従っ
て、自動車、家電製品、鋼構造物などの難加工部品を容
易に成形することができる。また、本発明の製造方法に
よれば鋼の鋼の化学組成の最適化と熱間圧延条件の組み
合わせにより、容易に加工性に優れた冷間圧延鋼板を安
定して製造することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】実施例１で得られた鋼板の破断伸びと引張強さ
の関係を示すグラフである。

【図２】実施例１で得られた鋼板のｒ_mと引張強さの関
係を示すグラフである。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】化学組成が重量％で、Ｃ：０．０２％以
下、Ｓｉ：０〜２．０％、Ｍｎ：０．０５〜０．５０
％、Ｓ：０．０３０％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｎ：
０．０１０％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２〜０．１
０％、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ｎｂ：０〜０．１
％、Ｖ：０〜０．５％、Ｂ：０〜０．００５％、Ｍｏ：
０〜０．５％、Ｚｒ：０〜０．１％を含有し、かつＳ含
有量は下記式（Ａ）の関係を満たし、Ｔｉ含有量は下記
式（Ｂ）の関係を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不
純物からなる鋼板であって、破断伸びδ（％）が引張強
さσ_U（ＭＰａ）に対してδ≧２２＋（７８００／
σ_U）なる関係を満足し、面内平均のランクフォード値
ｒ_mがσ_Uに対してｒ_m≧６３０／σ_Uなる関係を満足
することを特徴とする加工性に優れた冷間圧延鋼板。【数１】【数２】
【請求項２】化学組成が重量％で、Ｃ：０．０２％以
下、Ｓｉ：０〜２．０％、Ｍｎ：０．５０〜３．０％、
Ｓ：０．０３０％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｎ：０．
０１０％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２〜０．１０
％、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ｎｂ：０〜０．１
％、Ｖ：０〜０．５％、Ｂ：０〜０．００５％、Ｍｏ：
０〜０．５％、Ｚｒ：０〜０．１％を含有し、残部がＦ
ｅおよび不可避的不純物からなる鋼板であって、破断伸
びδ（％）が引張強さσ_U（ＭＰａ）に対してδ≧２２
＋（７８００／σ_U）なる関係を満足し、面内平均のラ
ンクフォード値ｒ_mがσ_Uに対してｒ_m≧６３０／σ_U
なる関係を満足することを特徴とする加工性に優れた冷
間圧延鋼板。
【請求項３】請求項１に記載の化学組成を有する鋼
を、下記〜の条件を含む方法で熱間圧延した後、冷
間圧延及び再結晶焼鈍することを特徴とする請求項１に
記載の加工性に優れた冷間圧延鋼板の製造方法；粗圧延の少なくとも最終圧延パスの圧延を、Ａ_r3点以
上１１５０℃以下の温度域で、３０％以上の圧下率でお
こない、熱間仕上圧延では、少なくともＡ_r1点以下での合計圧
下率が５０％以上の圧延をおこない、熱間仕上圧延終了後、３０℃／ｓ以上の冷却速度で冷
却して巻取る。
【請求項４】請求項２に記載の化学組成を有する鋼
を、下記〜の条件を含む方法で熱間圧延した後、冷
間圧延及び再結晶焼鈍することを特徴とする請求項２に
記載の加工性に優れた冷間圧延鋼板の製造方法；粗圧延の少なくとも最終圧延パスの圧延を、Ａ_r3点以
上１１５０℃以下の温度域で、３０％以上の圧下率でお
こない、熱間仕上圧延では、少なくともＡ_r1点以下での合計圧
下率が５０％以上の圧延をおこない、熱間仕上圧延終了後、３０℃／ｓ以上の冷却速度で冷
却して巻取る。
【請求項５】粗圧延した鋼に１１５０〜７５０℃の温
度域で１０秒間以上保持する析出処理を施した後熱間仕
上圧延することを特徴とする請求項３または４に記載の
加工性に優れた冷間圧延鋼板の製造方法。