JP2003064445A - 成形後強度上昇熱処理能と深絞り性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】優れた成形後強度上昇熱処理能と優れた深絞り
性を有する高張力冷延鋼板およびその製造方法を提案す
る。 【解決手段】Ｃ：0.0050％未満とし、Al：0.005 〜0.03
％、Ｎ： 0.005〜 0.040％、Ｖ：0.01〜 0.5％を含み、
かつＶ/51 ーＣ/12 ≧０、0.5 ≦（Ｖ/51 −Ｃ/12 ＋ A
l/27）／（Ｎ/14 ）≦ 3.0（ここで、Ｃ、Al、Ｎ、Ｖ：
各元素の含有量 (質量％））を満足する条件下で含有す
る鋼素材に、加熱温度： 900℃以上、仕上圧延終了温
度： 800℃以上とする熱間圧延を施し、400 〜800 ℃で
巻取ったのち、圧下率：60〜95％の冷間圧延を施し、つ
いで700 ℃以上の温度で再結晶焼鈍を施す。これによ
り、固溶状態のＮを0.0015％以上含有し、ΔTS：50MPa
以上の成形後強度上昇熱処理能とｒ値1.2 以上の深絞り
性に優れた冷延鋼板となる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、自動車用鋼板等の
使途に好適な高張力冷延鋼板に係り、とくに深絞り性と
成形後強度上昇熱処理能とがともに優れた高張力冷延鋼
板に関する。

【０００２】

【従来の技術】近年、地球環境の保全問題からの排出ガ
ス規制に関連して、自動車の車体重量の軽減が極めて重
要な課題となっている。さらに、衝突事故における乗員
保護などの安全性確保も重要な課題の一つである。この
ようなことから、最近、車体重量の軽減と衝突安全性確
保のために、自動車車体用として鋼板板厚を薄くすると
同時に高強度化した高張力薄鋼板を使用することが検討
されている。

【０００３】鋼板を素材とする自動車の車体用部品の多
くがプレス加工により成形されるため、使用される鋼板
には、優れたプレス成形性を有することが要求される。
プレス成形性向上のためには、鋼板の機械的特性とし
て、高いランクフォード値（ｒ値）と高い延性（伸びE
l）を有することが必要となる。しかし、一般的には、
鋼板を高強度化すると、ｒ値および延性が低下し、プレ
ス成形性が劣化する傾向となる。

【０００４】また、鋼板をプレス加工により自動車の車
体用部品等のプレス成形体に成形するに際しては、プレ
ス加工を容易にするため、鋼板は軟質であることが望ま
れる。一方、プレス成形体に塗装焼付け処理を施し、製
品（部品）としたのちには、製品は高強度を有すること
が要求される。このようなプレス加工前の特性と加工後
の特性を同時に満足できる鋼板として、ＢＨ鋼板が開発
されている。このＢＨ鋼板は、プレス成形前には軟質
で、プレス成形後の塗装焼付け処理により硬化して強度
が上昇する特性を有する鋼板である。

【０００５】プレス成形後の塗装焼付け処理により硬化
する特性、いわゆる焼付け硬化性を向上させる方法とし
て、たとえば、特開昭55−141526号公報には、鋼中の固
溶Ｃ、Ｎ、Al含有量に応じてNbを添加し、at％でNb／
（固溶Ｃ＋固溶Ｎ）を特定範囲内に制限すると共に、焼
鈍後の冷却速度を制御することによって、鋼中の固溶Ｃ
量、固溶Ｎ量を調整する方法が記載されている。また、
特公昭61−45689 号公報には、TiとNbの複合添加によっ
て焼付け硬化性を向上させる方法が提案されている。

【０００６】しかしながら、上記した技術で製造された
鋼板は、深絞り性に優れる材質とするために、素材鋼板
の強度を低く設定しており、構造材料としては強度が必
ずしも十分でないという問題があった。また、上記した
技術で製造された鋼板では、鋼板中の微量な固溶Ｃ、固
溶Ｎの働きにより成形ー塗装焼付け後の強度が上昇する
が、良く知られているようにＢＨ鋼板の場合は降伏強さ
のみが上昇し、引張強さを上昇させるものではない。し
たがって、上記した技術で製造された鋼板では、部品の
変形開始応力を高める効果はあるが、変形開始から変形
終了までの変形全域にわたる変形に要する応力（成形後
引張強さ）を高める効果は十分とは言えなかった。

【０００７】一方、成形後に引張強さが上昇する冷延鋼
板として、例えば特開平10-310847号公報には、200 〜4
50 ℃の熱処理温度域で引張強さが60MPa 以上上昇する
合金化溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。この鋼板
は、重量百分率で、Ｃ：0.01〜0.08％、Mn：0.01〜3.0
％を含有し、かつＷ，Cr, Moの１種または２種以上を合
計で0.05〜3.0 ％含有し、また必要に応じてTi：0.005
〜0.1 ％、Nb：0.005〜0.1 ％、Ｖ：0.005 〜0.1 ％の
１種または２種以上を含有する組成になり、かつフェラ
イトまたはフェライト主体からなるミクロ組織を有する
鋼板である。

【０００８】しかしながら、この技術は、成形後の熱処
理により鋼板中で微細な炭化物を形成させ、プレス時に
付与する歪に対し転位を効果的に増殖させて、歪量を増
加させるものであるため、220 〜370 ℃の温度範囲で熱
処理を行う必要があり、熱処理温度が一般的な塗装焼付
け処理温度より高いという難点があった。また、成形後
に引張強さが上昇する熱延鋼板として、例えば特公平８
−23048号公報に、加工時には軟質で、加工後の焼付け
塗装処理により疲労特性の改善に有効な引張強さを大幅
に上昇させることができる、熱延鋼板の製造方法が開示
されている。

【０００９】この技術では、Ｃ量を0.02％〜0.13mass％
とし、Ｎを0.0080〜0.0250mass％と多量に添加した上
で、仕上げ圧延温度および巻取り温度を制御して多量の
固溶Ｎを鋼中に残存させ、金属組織をフェライトとマル
テンサイトを主体とする複合組織にすることで、成形後
熱処理温度： 170℃にて、100MPa以上の引張強さの増加
が達成されるとしている。

【００１０】また、特開平10−183301号公報には、鋼成
分のうち、とくにＣとＮをＣ：0.01〜0.12mass％、Ｎ：
0.0001〜0.01mass％に制限すると共に、平均結晶粒径を
８μｍ以下に制御することにより80MPa 以上の高ＢＨ量
を確保するとともに、ＡＩ値を 45MPa以下に制御するこ
とが可能な、焼付け硬化性および耐室温時効性に優れた
熱延鋼板が開示されている。

【００１１】

【発明の解決しようとする課題】しかしながら、特公平
８−23048 号公報、特開平10−183301号公報に記載され
た鋼板はいずれも熱延鋼板であることから、仕上圧延後
のオーステナイト／フェライト変態によりフェライトの
集合組織がランダム化するため、ｒ値はたかだか0.8 程
度であり、自動車用鋼板として要求される、たとえば1.
2 以上の高いｒ値を得ることは困難であり、十分な深絞
り性を有しているとは言い難い。

【００１２】しかも、これらの技術で得られた熱延鋼板
を出発材として冷間圧延および再結晶焼鈍を行ったとし
ても、必ずしも熱延鋼板と同等の成形−熱処理後の引張
強さ上昇が得られるとは限らない。というのは、鋼組織
が、冷間圧延および再結晶焼鈍により熱延時とは異なる
ミクロ組織となるからである。また冷延前に固溶Ｃ、固
溶Ｎを析出固定（ＩＦ化）するという発想がないため、
冷間圧延時に多量の固溶Ｃ、固溶Ｎが残存し、十分に高
いｒ値を有する鋼板を得ることはできない。

【００１３】本発明は、上記した従来技術の問題を有利
に解決し、優れた成形後強度上昇熱処理能と優れた深絞
り性を有する高張力冷延鋼板および成形後強度上昇熱処
理能と深絞り性がともに優れた冷延鋼板を安定して製造
できる、高張力冷延鋼板の製造方法を提案することを目
的とする。なお、本発明でいう「成形後強度上昇熱処理
能に優れる」とは、引張歪10％の予変形後、170 ℃の温
度に 20min保持する条件で熱処理（時効処理）したと
き、この熱処理（時効処理）前後の引張強さ増加量（△
ＴＳと記す；△ＴＳ＝（予変形熱処理後の引張強さ）−
（予変形前の引張強さ））が 50MPa以上であることをい
うものとする。また、本発明でいう「深絞り性に優れ
る」とは、ｒ値が1.2 以上である場合をいうものとす
る。

【００１４】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記した
課題を達成するため、冷延鋼板のミクロ組織および再結
晶集合組織におよぼす合金元素の影響について鋭意研究
を重ねた。その結果、従来は炭窒化物形成元素としてTi
およびNbが主に使用されてきたが、本発明者らは窒化物
がTi窒化物やNb窒化物より低い温度で溶解しやすいＶに
着目した。そして、Ｃ含有量を極低炭素域とし、適正範
囲のＮとＶを含有することにより、再結晶焼鈍前には固
溶Ｃ、固溶Ｎを極力低減させることができ、再結晶焼鈍
時に、｛1 1 1 ｝再結晶集合組織が強く発達して、1.2
以上の高いｒ値が得られること、また焼鈍を行うことに
よりＶ系窒化物が溶解し、焼鈍後には多量の固溶Ｎを鋼
板中に含有させることができ、成形後強度上昇熱処理能
が向上すること、を見いだし、優れた成形後強度上昇熱
処理能と優れた深絞り性を同時に満足できる高張力冷延
鋼板が製造可能であるという知見を得た。

【００１５】まず、本発明者らが行った基礎的な実験結
果について説明する。質量％で、Ｃ：0.002 ％、Si：0.
03％、Mn：1.0 ％、Ｐ：0.08％、Ｓ：0.004％、Al：0.0
11 ％、Ｎ：0.014 ％を含み、Ｖ：0.03〜0.35％と変化
した組成を有する各シートバーを、1250℃に加熱−均熱
した後、仕上圧延終了温度が 920℃となるように３パス
の熱間圧延により板厚 4.0mmの熱延板とした。なお、仕
上圧延終了後、これら熱延板には、コイル巻取り相当処
理として 700℃×１ｈの保温処理を施した。ついで、こ
れら熱延板に、圧下率：70％の冷間圧延を施して板厚
1.2mmの冷延板とした。ついで、これらの冷延板に、840
℃で40ｓの再結晶焼鈍を施した後、30℃／ｓの冷却速
度で冷却し、冷延焼鈍板とした。

【００１６】得られた各冷延焼鈍板から、試験片を採取
して、引張特性、成形後強度上昇熱処理能およびｒ値を
求めた。引張特性は、各冷延焼鈍板からJIS ５号引張試
験片を採取し、引張特性を調査した。また、採取した試
験片に、引張歪10％の予変形後、170 ℃で 20min保持す
る条件で熱処理を施したのち、引張試験を実施し、熱処
理後の引張強さを求めた。この熱処理前後の引張強さ増
加量（△ＴＳと記す；△ＴＳ＝（熱処理後の引張強さ）
−（予変形前の引張強さ））を成形後強度上昇熱処理能
とした。

【００１７】また、各冷延焼鈍板の、圧延方向（Ｌ方
向）、圧延方向に45度方向（Ｄ方向）、圧延方向に垂直
方向（Ｃ方向）からJIS 号試験片を採取し、これらの
試験片に ％の単軸引張予歪を付与したときの各試験
片の幅歪と板厚歪を求め、幅歪と板厚歪の比 ｒ＝ln( ｗ／ｗ₀ ）／ln（ｔ／ｔ₀ ） ここで、ｗ₀ 、ｔ₀ は試験前の試験片の幅, 板厚であ
り、ｗ、ｔは試験後の試験片の幅, 板厚である）から各
方向のｒ値（ｒ_L 、ｒ_C 、ｒ_D ）をそれぞれ求め、次式 ｒ_mean＝（ｒ_L ＋ｒ_C ＋２×ｒ_D ）／４ により平均ｒ値ｒ_meanを求めた。なお、本発明では、と
くにことわらない限りｒ値とは平均ｒ値を意味する。

【００１８】図１に、ｒ値と成形後強度上昇熱処理能
（△ＴＳ）とにおよぼすＶ、Ｃ、Al、Ｎ含有量の影響を
示す。なお、横軸は、パラメータ（Ｖ/51 −Ｃ/12 ＋ A
l/27）／（Ｎ/14 ）とした。ここで、Ｖ、Ｃ、Al、Ｎは
各元素の含有量 (質量％）である。図１から、（Ｖ/51
−Ｃ/12 ＋ Al/27）／（Ｎ/14 ）が 0.5以上 3.0以下を
満足する場合に、はじめて1.2 以上の高いｒ値と、ΔＴ
Ｓで50MPa 以上の高い成形後強度上昇熱処理能とが同時
に満足されることがわかる。すなわち、（Ｖ/51 −Ｃ/1
2 ＋ Al/27）／（Ｎ/14 ）が 0.5以上 3.0以下となるよ
うに成分調整することにより、優れた深絞り性と優れた
成形後強度上昇熱処理能を有する高張力冷延鋼板が製造
可能となる。

【００１９】本発明は、上記した知見に基づき、さらに
検討して完成されたものである。すなわち、本発明は、
質量％で、Ｃ：0.0050％未満、Si：0.005 〜 1.0％、M
n：0.01〜 1.5％、Ｐ： 0.1％以下、Ｓ：0.01％以下、A
l：0.005 〜0.03％、Ｎ：0.005〜 0.040％、Ｖ：0.01〜
0.5％を含み、かつＣ、Al、Ｎ、Ｖを次 (１) 式および
(２) 式 Ｖ/51 ーＣ/12 ≧０ ……（１） 0.5 ≦（Ｖ/51 −Ｃ/12 ＋ Al/27）／（Ｎ/14 ）≦ 3.0 ……（２） （ここで、Ｃ、Al、Ｎ、Ｖ：各元素の含有量 (質量
％））を満足する条件下で含有し、さらに固溶状態のＮ
を0.0015％以上含有し、残部Feおよび不可避的不純物か
らなる組成を有することを特徴とする成形後強度上昇熱
処理能と深絞り性に優れた高張力冷延鋼板であり、ま
た, 本発明では、前記組成に加えてさらに, 質量％で、
Cu、Ni、Cr、Moのうちから選ばれた１種または２種以上
を合計で 2.0％以下含有することが好ましい。

【００２０】また、本発明は、質量％で、Ｃ：0.0050％
未満、Si：0.005 〜 1.0％、Mn：0.01〜 1.5％、Ｐ：
0.1％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.005 〜0.03％、
Ｎ： 0.005〜 0.040％、Ｖ：0.01〜 0.5％を含み、かつ
Ｃ、Al、Ｎ、Ｖを次 (１) 式および (２) 式 Ｖ/51 ーＣ/12 ≧０ ……（１） 0.5 ≦（Ｖ/51 −Ｃ/12 ＋ Al/27）／（Ｎ/14 ）≦ 3.0 ……（２） （ここで、Ｃ、Al、Ｎ、Ｖ：各元素の含有量 (質量
％））を満足する条件下で含有し、残部Feおよび不可避
的不純物からなる組成を有する鋼素材に、加熱温度： 9
00℃以上、仕上圧延終了温度： 800℃以上とする熱間圧
延を施し、巻取温度：400 〜800 ℃として巻取ったの
ち、圧下率：60〜95％の冷間圧延を施し、ついで700 ℃
以上の温度で再結晶焼鈍を施すことを特徴とする成形後
強度上昇熱処理能と深絞り性に優れた高張力冷延延鋼板
の製造方法であり、また、本発明では、前記組成に加え
てさらに, 質量％で、Cu、Ni、Cr、Moのうちから選ばれ
た１種または２種以上を合計で 2.0％以下含有すること
が好ましい。

【００２１】

【発明の実施の形態】本発明の冷延鋼板は、優れた成形
後強度上昇熱処理能と優れた深絞り性を有する高張力冷
延鋼板である。まず、本発明冷延鋼板の組成限定理由に
ついて説明する。なお、質量％は単に％と記す。

【００２２】Ｃ：0.0050％未満 Ｃは、鋼の強度を増加させるが延性を低下させ、プレス
成形性、深絞り性を劣化させる。このため、本発明では
できるだけ低減することが好ましいが、プレス成形性、
深絞り性の向上という観点からＣは極低炭素レベルとす
ることが好ましく、具体的には0.0050％未満とする。な
お、好ましくは、0.0030％以下である。また、極端なコ
スト上昇を伴わずに達しうるＣ量の下限値は、現在の製
造技術においては、0.0005％程度と考えられる。

【００２３】Si：0.005 〜 1.0％ Siは、伸びの低下を抑制し、また、強度を向上させる有
用な元素であるが、このような効果は0.005 ％以上の含
有で認められるが、一方、 1.0％を超える含有は表面性
状を悪化させ、延性の低下を招く。このため、Siは0.00
5 〜1.0 ％の範囲に限定した。なお、好ましくは 0.005
〜0.75％である。

【００２４】Mn：0.01〜 1.5％ Mnは、鋼の強化成分として有効であるとともに、 MnSを
形成しＳによる脆化を抑制する作用がある。このような
効果は0.01％以上の含有で認められるが、1.5％を超え
る含有は表面性状の悪化や延性の低下を招く。このた
め、Mnは0.01〜1.5 ％の範囲に限定した。なお、好まし
くは0.01〜0.75％である。

【００２５】Ｐ：0.1 ％以下 Ｐは、固溶強化により鋼の強化に有効に寄与する元素で
あり、要求される強度レベルに応じ所定量含有できる
が、0.1 ％を超えて添加すると深絞り性が低下する。こ
のため、Ｐは0.1 ％以下に限定した。 Ｓ：0.01％以下 Ｓは、鋼中では主として介在物 (硫化物）として存在
し、延性の低下を招くため、極力低減することが望まし
いが、0.01％までは許容される。

【００２６】Al：0.005 〜 0.030％ Alは、脱酸剤として、また炭窒化物形成元素の歩留り向
上のために含有させるが、含有量が 0.005％未満では十
分な効果がなく、一方、0.030 ％を超える含有は、鋼中
に含有すべきＮ量の増大を招き、製鋼時のスラブ欠陥が
発生しやすくなる。

【００２７】Ｎ：0.005 〜 0.040％ Ｎは、本発明では成形後強度上昇熱処理能を鋼板に付与
する重要な役割を果たす重要な元素である。しかし、0.
005 ％未満の含有では十分な成形後強度上昇熱処理能が
得られない。一方、0.040 ％を超える含有は、プレス成
形性を低下させる。このため、Ｎは0.005 〜 0.040％の
範囲に限定した。なお、好ましくは0.008 〜 0.015％で
ある。

【００２８】Ｖ：0.01〜 0.5％ Ｖは、本発明において最も重要な元素であり、再結晶焼
鈍前にはＶ窒化物として析出しＮを固定することにより
固溶Ｎを低減させて、再結晶焼鈍時に｛１１１｝再結晶
集合組織を強く発達させ高いｒ値を得る作用を有する。
さらに、析出したＶ窒化物は再結晶焼鈍時には再溶解
し、再び固溶Ｎを増加させ、成形後強度上昇熱処理能を
向上させる作用を有する。このような効果は、0.01％以
上の含有で認められるが、0.5 ％を超えて含有すると、
焼鈍時にＶ窒化物の再溶解が起こりにくくなり、優れた
成形後強度上昇熱処理能が得られなくなる。このため、
Ｖは0.01〜 0.5％の範囲に限定した。

【００２９】本発明の冷延鋼板では、上記した範囲内の
組成としたうえで、さらにＣ，Al,Ｎ，Ｖを、次 (１)
式および次 (２) 式を同時に満足する条件下で含有す
る。 Ｖ/51 ーＣ/12 ≧０ ……（１） 0.5 ≦（Ｖ/51 −Ｃ/12 ＋ Al/27）／（Ｎ/14 ）≦ 3.0 ……（２） （ここで、Ｃ、Al、Ｎ、Ｖ：各元素の含有量 (質量
％）） Ｃ含有量とＶ含有量の関係が、 (１) 式を満足しない場
合には、固溶Ｃ量が増加し、再結晶時に所望の再結晶集
合組織の発達が弱くなり、高ｒ値が得られない。また、
Ｃ，Al, Ｎ，Ｖ含有量の関係が (２) 式を満足しない、
すなわち、（Ｖ/51 −Ｃ/12 ＋ Al/27）／（Ｎ/14 ）が
0.5未満か、あるいは 3.0超えの場合には、固溶Ｎ量が
多すぎるか, あるいは少なすぎて、図１に示すように、
ｒ値と成形後強度上昇熱処理能 (ΔＴＳ）のうちいずれ
かが低下し、優れた深絞り性と優れた成形後強度上昇熱
処理能を同時に満足できない。

【００３０】固溶状態のＮ：0.0015％以上 本発明の冷延鋼板では、十分な強度を確保し、さらに優
れた成形後強度上昇熱処理能を得るためには、固溶状態
のＮ（固溶Ｎともいう）を0.0015％以上の量（濃度）で
存在させることが必要となる。ここで、固溶Ｎ量は、鋼
中の全Ｎ量から析出Ｎ量を差し引いて求めるものとす
る。なお、析出Ｎ量の分析方法としては、本発明者らが
種々の分析法を比較検討した結果によれば、定電位電解
法を用いた電解抽出分析法により求めるのが有効であ
る。なお、抽出分析に用いる地鉄を溶解する方法とし
て、酸分解法、ハロゲン法、および電解法などがある。
この中で、電解法は炭化物、窒化物などの不安定な析出
物を分解させることなく、安定して地鉄のみを溶解でき
る。電解液としてはアセチルアセトン系を用いて、定電
位にて電解する。本発明では定電位電解法を用いて析出
Ｎ量を測定した結果が、実際の部品強度ともっとも良い
対応を示した。

【００３１】このようなことから、本発明では、定電位
電解法により抽出した残渣を化学分析して残渣中のＮ量
を求め、これを析出Ｎ量とする。なお、より高い△ＴＳ
を得るためには、固溶Ｎ量は0.0030％以上、さらに高い
値を得るためには0.0045％以上、さらにより高い値を得
るためには0.0060％以上とするのが好ましい。また、本
発明では、上記した組成に加えてさらに、Cu、Ni、Cr、
Moのうちの１種または２種以上を合計で 2.0％以下含有
することが好ましい。

【００３２】Cu、Ni、Cr、Moは、いずれも鋼を強化する
作用があり、必要に応じ選択して含有できる。これらの
元素の含有量は、所望の強度に応じて適宜決定すること
ができる。上記した効果を得るためには、Cu：0.05％以
上、Ni：0.05％以上、Cr：0.05％以上、Mo：0.05％以上
含有することが望ましいが、過剰に含有すると深絞り性
が劣化する。このため、Cu、Ni、Cr、Moは１種あるいは
２種以上を合計で 2.0％以下とすることが好ましい。

【００３３】なお、上記した成分以外の成分として、C
a、Zr、REM 等を含有してもなんら問題はない。上記し
た成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。
不可避的不純物としては、Sb：0.01％以下、Sn：0.1 ％
以下、Zn：0.01％以下、Co：0.1 ％以下が許容できる。

【００３４】つぎに、本発明の冷延鋼板の製造方法につ
いて説明する。上記した組成を有する鋼を、転炉等の通
常公知の溶製方法で溶製し、通常公知の連続鋳造法、薄
スラブ鋳造法あるいは造塊法を用いて鋼素材（スラブ）
とする。成分のマクロ偏析を防止するために連続鋳造法
で製造することが好ましい。ついで、鋼素材（スラブ）
を、加熱温度：900 ℃以上に加熱したのち、仕上圧延終
了温度： 800℃以上とする熱間圧延を施して、熱延板と
し、巻取温度：400 〜800 ℃として巻取る。

【００３５】なお、本発明では、鋼素材（スラブ）は、
従来と同様に、いったん室温まで冷却し、その後再度90
0 ℃以上に加熱しても、あるいは、室温まで冷却しない
で、温片のままで加熱炉に挿入し、900 ℃以上に加熱す
る、あるいは鋼素材（スラブ）の温度が900 ℃以上であ
れば、わずかの保熱をおこなった後に直ちに圧延する、
直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題
なく適用できる。

【００３６】加熱温度：900 ℃以上 鋼素材（スラブ）の加熱温度は、深絞り性向上のために
は、固溶Ｃ、固溶Ｎを固定し、析出物として析出させる
ことが｛１１１｝再結晶集合組織の発達に有利であり、
そのためにはできるだけ低温とすることが望ましい。し
かし、加熱温度が 900℃未満では、熱間圧延時の圧延荷
重が増大し、圧延トラブルが発生する危険性が増大す
る。このため、鋼素材の加熱温度は900 ℃以上とするこ
とが好ましい。なお、酸化重量の増加にともなうスケー
ルロスの増大などから、スラブ加熱温度は1300℃以下と
することが望ましい。

【００３７】なお、スラブ加熱温度を低くし、かつ熱間
圧延時のトラブルを防止するといった観点から、シート
バーを加熱する、いわゆるシートバーヒーターを活用す
ることは、有効な方法であることは言うまでもない。 仕上圧延終了温度：800 ℃以上 本発明では、仕上げ圧延の終了温度ＦＤＴを 800℃以上
とすることが好ましい。ＦＤＴを 800℃以上とすること
により、均一な熱延母板組織を得ることができ、冷延・
再結晶焼鈍後に優れた深絞り性が得られる。一方、ＦＤ
Ｔが 800℃未満では、熱延母板組織が不均一となるとと
もに、熱間圧延時の圧延負荷が高くなり、熱間圧延時に
トラブルが発生する危険性が増大する。このようなこと
から、熱間圧延のＦＤＴは 800℃以上とするのが好まし
い。

【００３８】巻取温度：400 ℃以上 800℃以下 巻取温度ＣＴが 800℃を超えると、スケールが増加しス
ケールロスにより歩溜りが低下する傾向となるととも
に、熱延板結晶粒が粗大化し深絞り性が低下する。ま
た、ＣＴが 400℃未満では、熱延板中でのＶＮの析出が
不十分となり深絞り性が低下するとともに、鋼板形状の
乱れが顕著となり、実際の使用にあたり不具合を生じる
危険性が増大する。このため、ＣＴは 400℃以上 800℃
以下とすることが好ましい。

【００３９】なお、本発明では、熱間圧延時の圧延荷重
を低減するために仕上圧延の一部または全部を潤滑圧延
としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一
化、材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑
圧延の際の摩擦係数は0.25〜1.10の範囲とすることが好
ましい。また、相前後するシートバー同士を接合し、連
続的に仕上圧延する連続圧延プロセスとすることが、熱
間圧延の操業安定性の観点から望ましい。

【００４０】ついで、熱延板は圧下率：60〜95％の冷間
圧延を施され冷延板とされる。なお、熱延板は冷間圧延
前に酸洗処理を施され、熱延スケールを除去されること
が好ましい。 冷間圧下率：60〜95％ 冷間圧延は、圧下率：60〜95％とすることが好ましい。
圧下率が60％未満では｛１１１｝再結晶集合組織が発達
せず、ｒ値が低く深絞り性の顕著な向上が期待できな
い。また圧下率が95％を超えるとｒ値がかえって低下す
る。

【００４１】ついで、冷延板は、 700℃以上の温度で再
結晶焼鈍を施され冷延焼鈍板とされる。 再結晶焼鈍温度： 700℃以上 再結晶焼鈍の焼鈍温度は、 700℃以上とすることが好ま
しい。再結晶焼鈍の焼鈍温度が 700℃未満では再結晶が
十分に完了せず、また、ＶＮの再溶解も不十分となり、
高いｒ値と高い成形後強度上昇熱処理能が得られない。
なお好ましくは800℃以上 900 ℃以下である。また、
焼鈍温度での均熱時間（焼鈍時間）は５ｓ以上とするこ
とが好ましい。焼鈍時間が５ｓ未満では再結晶が不十分
であるか、あるいはＶＮの再溶解が不十分となる場合が
ある。このため, 焼鈍温度は５ｓ以上とすることが好ま
しい。また、再結晶焼鈍における均熱後の冷却速度はＶ
Ｎの再析出を抑制するため、焼鈍温度から 500℃以上の
温度域を冷却速度：30℃／ｓ以上とすることが好まし
い。なお、より好ましくは50℃／ｓ以上である。

【００４２】また、再結晶焼鈍後に、形状矯正、表面粗
さ等の調整のために、伸び率10％以下の調質圧延を加え
てもよいことはいうまでもない。なお、本発明の冷延鋼
板は、加工用冷延鋼板としてのみならず、加工用表面処
理鋼板の原板としても適用できる。表面処理としては、
亜鉛めっき（合金系を含む）、すずめっき、ほうろう等
がある。

【００４３】また、本発明の冷延鋼板には、亜鉛めっき
後、化学処理性、溶接性、プレス成形性および耐食性等
の改善のために特殊な処理、例えば固形潤滑剤の塗布、
Fe-P電気めっき等を施してもよい。

【００４４】

【実施例】表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続
鋳造法でスラブ (鋼素材）とした。ついで、これら鋼素
材（スラブ）を表２に示す種々の温度に加熱したのち、
表２に示す条件で熱間圧延を施し、板厚 4.0mmの熱延鋼
帯（熱延板）とした。引き続き、これら熱延鋼帯（冷延
板）に酸洗処理を施し、表２に示す条件で冷間圧延を施
し、板厚 1.2mmの冷延鋼帯（冷延板）とした。ついで、
これら冷延鋼帯（冷延板）に、連続焼鈍ラインで、表２
に示す焼鈍温度・時間で再結晶焼鈍を施し、冷延焼鈍鋼
帯 (冷延焼鈍板）とした。なお、焼鈍後表２に示す条件
で焼鈍温度から500 ℃まで冷却した。さらに、これら冷
延焼鈍鋼帯 (冷延焼鈍板）に、さらに伸び率：0.8 ％の
調質圧延を施した。

【００４５】得られた冷延鋼帯から、試験片を採取し、
下記に示す試験方法で、引張特性、ｒ値、成形後強度上
昇熱処理能を測定した。なお、得られた冷延鋼帯の固溶
Ｎ量は前記した方法で測定した。 （１）引張特性 得られた各冷延鋼帯からJIS 5 号引張試験片を採取し、
JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を行い、降伏応力
ＹＳ、引張強さＴＳ、伸びElを求めた。 （２）ｒ値 得られた各冷延鋼帯の圧延方向（Ｌ方向）、圧延方向に
対し45゜方向（Ｄ方向）、および圧延方向に対し90゜方
向（Ｃ方向）から採取した JIS 5号試験片に、15％の単
軸引張予歪を付与した時の各試験片の幅歪と板厚歪を求
め、幅歪と板厚歪の比、 ｒ＝１ｎ（ｗ／ｗ_o ）／１ｎ（ｔ／ｔ_o ） （ここで、ｗ_o 、ｔ_o は試験前の試験片の幅および板厚
であり、ｗ、ｔは試験後の試験片の幅および板厚であ
る。）から各方向のｒ値を求め、次式 ｒ_mean＝（ｒ_L ＋２ｒ_D ＋ｒ_C ）／４ により平均ｒ値ｒ_meanを求め、これをｒ値とした。ここ
で、ｒ_L は圧延方向（Ｌ方向）のｒ値であり、ｒ_D は圧
延方向（Ｌ方向）に対し45゜方向（Ｄ方向）のｒ値であ
り、ｒ_C は圧延方向（Ｌ方向）に対し90゜方向（Ｃ方
向）のｒ値である。 （３）成形後強度上昇熱処理能 得られた各冷延鋼帯から、 JIS 5号試験片を圧延方向に
採取し、10％の引張予歪を与えて、ついで 170℃× 20m
inの熱処理（時効処理）を施したのち、引張試験を実施
し、予変形−熱処理（時効処理）後の引張強さＴＳ_HTを
求め、△ＴＳ＝ＴＳ_HT−ＴＳを算出した。なお、ＴＳは
予変形前の、すなわち得られた冷延鋼帯の引張強さであ
る。

【００４６】これらの結果を表３に示す。

【００４７】

【表１】

【００４８】

【表２】

【００４９】

【表３】

【００５０】本発明例は、いずれも、El：35％以上の高
い伸びElとΔＴＳ：50MPa 以上の高い成形後強度上昇熱
処理能を有し、さらにｒ値：1.2 以上の高いｒ値を有し
て、成形後強度上昇熱処理能と深絞り成形性に優れた冷
延鋼板となっている。これに対し、本発明の範囲を外れ
る比較例では、△ＴＳが低いか、あるいはｒ値が低下し
た鋼板となっている。

【００５１】

【発明の効果】本発明によれば、ｒ値：1.2 以上という
優れた深絞り成形性とΔＴＳ：50MPa以上という高い成
形後強度上昇熱処理能を有する冷延鋼板を、安定して製
造することが可能となり、産業上格段の効果を奏する。
さらに、本発明の冷延鋼板を自動車部品に適用した場
合、プレス成形が容易で自動車車体の軽量化に十分に寄
与できるという効果もある。

【図面の簡単な説明】

【図１】ｒ値と成形後強度上昇熱処理能（△ＴＳ）とに
およぼすＶ、Ｃ、Al、Ｎ含有量の影響を示すグラフであ
る。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 坂田 敬 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA04 EA11 EA13 EA15 EA17 EA18 EA20 EA23 EA25 EA27 EA32 EB01 EB06 EB08 FA01 FA02 FA03 FC03 FC04 FC05 FE01 FE02 FE03 FG00 FH00 FJ05 FJ06 FJ07

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 質量％で Ｃ：0.0050％未満、 Si：0.005 〜 1.0％、 Mn：0.01〜 1.5％、 Ｐ： 0.1％以下、 Ｓ：0.01％以下、 Al：0.005 〜0.03％、 Ｎ： 0.005〜 0.040％、 Ｖ：0.01〜 0.5％ を含み、かつＣ、Al、Ｎ、Ｖを下記 (１) 式および下記
   (２) 式を満足する条件下で含有し、さらに固溶状態の
   Ｎを0.0015％以上含有し、残部Feおよび不可避的不純物
   からなる組成を有することを特徴とする成形後強度上昇
   熱処理能と深絞り性に優れた高張力冷延鋼板。 記 Ｖ/51 ーＣ/12 ≧０ ……（１） 0.5 ≦（Ｖ/51 −Ｃ/12 ＋ Al/27）／（Ｎ/14 ）≦ 3.0 ……（２） ここで、Ｃ、Al、Ｎ、Ｖ：各元素の含有量 (質量％）
2. 【請求項２】 前記組成に加えてさらに, 質量％で、C
   u、Ni、Cr、Moのうちから選ばれた１種または２種以上
   を合計で 2.0％以下含有することを特徴とする請求項１
   に記載の高張力冷延鋼板。
3. 【請求項３】 質量％で Ｃ：0.0050％未満、 Si：0.005 〜 1.0％、 Mn：0.01〜 1.5％、 Ｐ： 0.1％以下、 Ｓ：0.01％以下、 Al：0.005 〜0.03％、 Ｎ： 0.005〜 0.040％、 Ｖ：0.01〜 0.5％ を含み、かつＣ、Al、Ｎ、Ｖを下記 (１) 式および下記
   (２) 式を満足する条件下で含有し、残部Feおよび不可
   避的不純物からなる組成を有する鋼素材に、加熱温度：
   900℃以上、仕上圧延終了温度： 800℃以上とする熱間
   圧延を施し、巻取温度：400 〜800 ℃として巻取ったの
   ち、圧下率：60〜95％の冷間圧延を施し、ついで700 ℃
   以上の温度で再結晶焼鈍を施すことを特徴とする成形後
   強度上昇熱処理能と深絞り性に優れた高張力冷延鋼板の
   製造方法。 記 Ｖ/51 ーＣ/12 ≧０ ……（１） 0.5 ≦（Ｖ/51 −Ｃ/12 ＋ Al/27）／（Ｎ/14 ）≦ 3.0 ……（２） ここで、Ｃ、Al、Ｎ、Ｖ：各元素の含有量 (質量％）
4. 【請求項４】 前記組成に加えてさらに, 質量％で、C
   u、Ni、Cr、Moのうちから選ばれた１種または２種以上
   を合計で 2.0％以下含有することを特徴とする請求項３
   に記載の高張力冷延鋼板の製造方法。