JP2006016630A

JP2006016630A - 耐二次加工脆性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP2006016630A
Application number: JP2004192671A
Authority: JP
Inventors: Yoshihiko Ono; 義彦小野; Fusahito Kitano; 総人北野; Yasunobu Nagataki; 康伸長滝; Yasushi Tanaka; 靖田中; Toshinori Ando; 壽規安藤
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2004-06-30
Filing date: 2004-06-30
Publication date: 2006-01-19
Anticipated expiration: 2024-06-30
Also published as: JP4561200B2

Abstract

【課題】優れた深絞り成形性を有し、かつ従来鋼より優れた耐二次加工脆性を示す高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】本発明の高強度冷延鋼板は、C：0.0003〜0.04％、Si：1.5％以下、Mn：0.4〜3％、P：0.15％以下、S：0.02％以下、sol.Al：0.1〜1％、N：0.01％以下を含有し、さらにNb：0.2％以下、Ti:0.2％以下のうち1種以上（もしくはNb：0.2％以下、Ti:0.2％以下、V：0.5％以下、Mo：0.5%以下のうち1種以上）を含有し、残部はFe及び不可避的不純物であり、0.6≦(Nb/93＋0.8×Ti^*/48)／(C/12)≦5（もしくは0.6≦(Nb/93＋0.8×Ti^*/48＋0.3×V/51＋0.3×Mo/96)／(C/12)≦5）とする。ただし、Ti^*= Ti-48/14×N、Ti-48/14×N≦0のときはTi^*=0。
【選択図】図１

Description

本発明は、例えば、自動車、家電等においてプレス成形工程を経て使用される高強度冷延鋼板およびその製造方法に関するものである。

従来、SPC270E、Fが使用されてきたサイドアウターパネル、フロアパネル（ダッシュロアパネル、メインフロアパネル）、ドアインナーパネルといった深絞り成形部品においても、自動車車体軽量化ニーズの一層の高まりから340〜590MPa級ハイテンの適用が進みつつある。しかしながら、このような深絞り成形部品において340〜590MPa級ハイテンを適用すると、絞りの厳しい部位で絞り成形後に鋼板が脆化して脆性割れが発生しやすくなる。これは、いわゆる二次加工脆性割れと呼ばれるもので、深絞り成形材の縮みフランジ部のように大きな圧縮応力が加わった部位が著しく硬化して、その後の二次変形時に主に粒界に沿って脆性破壊する現象である。この二次加工脆性割れは、鋼中のCをNb、Ti等の元素で固定したIF鋼で生じやすく、特にSi、Mn、Pを多量に添加した340MPa級以上のIFハイテンや、r値を高めるために0.07〜0.1％の多量のTiを添加したIF鋼などで生じやすい。つまり、Si、Mn、P等を添加すると粒内強度が上昇するため粒界破壊が生じやすくなり、またr値を高めるためにNb、Tiを多量に添加すると粒界でのCの偏析が少なくなりPが偏析しやすくなるため粒界破壊が生じやすくなる。したがって、上記のような深絞りの厳しいパネル部品にハイテン材を適用するためには、より一層、耐二次加工脆性とr値の特性バランスの優れた鋼板が必要となる。

これに対し、従来、耐二次加工脆性を改善する方法としては、特許文献1には、Nb-Ti系のIF鋼とし、さらにC、N、Nb、Tiの添加量を適正化してNb、Tiに固定されない固溶Cをある程度残存させることで耐二次加工脆性を向上させる方法が記載されている。

特許文献2には、Mn、Crを積極的に添加することで固溶C量を増加させて耐二次加工脆性を向上させる方法が記載されている。

特許文献3には、Si、Pの添加量を規制してBを添加する技術が記載されている。
特開昭61-32375号公報特開平5-112845号公報特開平5-70836号公報

しかしながら、特許文献1、2に記されている方法では、耐二次加工脆性を向上させるために固溶Cの残存量を増加させるので、r値が劣化してしまいr値と耐二次加工脆性の双方に優れた鋼板を得ることは出来ない。例えば、Nb、TiとCの原子比を2〜4程度とした深絞り用の340MPa級IFハイテンのr値は通常1.6〜1.7程度で二次加工時の遷移温度（以後、縦割れ遷移温度：Tcと称す）は-60〜-40℃程度であるが、NbとCの原子比率を0.9程度に調整した340BH鋼板（特許文献1）などでは固溶Cの微量残存によりTcは-80℃以下と低いもののr値は1.5程度と低い。また、Mnを2％程度まで増加させた440MPa級IFハイテン（特許文献2）ではr値は1.3〜1.5程度とさらに低く、しかもTcは-40〜-20℃と高いのが現状である。

一方、特許文献3に記載されているようにBを添加することで耐二次加工脆性は改善される。このため、現在量産されているIF鋼の多くにはBが1〜15ppm添加されている。しかしながら、固溶Bは固溶Cほどではないが同様にr値を低下させる作用があり、また15ppm程度以上添加してもTcの改善効果は小さくなるため、耐二次加工脆性の改善には限界がある。実際、B添加鋼でも絞りの厳しい部位では室温付近で二次加工脆性割れが生じることがあり、特にTS：440MPa以上の実用鋼にはBが添加されているもののTcは-40〜-20℃程度と高いため、より一層の耐二次加工脆性の向上が求められていた。

本発明は、以上の点に鑑みなされたもので、優れた深絞り成形性を有し、かつ従来鋼より優れた耐二次加工脆性を示す高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供するものである。

本発明者らは、高強度冷延鋼板において耐二次加工脆性を向上させるべく各種合金元素の影響を鋭意調査した。その結果、Nb、Ti、V、Mo等の炭窒化物形成元素とC、Nとの量比を適正化し、かつ適量のsol.Alを含有させることで、従来と同等以上の高いr値を保持しつつ耐二次加工脆性を格段に向上しうることが判明した。さらに、耐二次加工脆性は、C、Bの適量添加、製造条件の適正化により一層向上することが判明した。

本発明は、このような知見に基づきなされたもので、その要旨は以下のとおりである。

［1］質量％で、C：0.0003〜0.04％、Si：1.5％以下、Mn：0.4〜3％、P：0.15％以下、S：0.03％以下、sol.Al：0.1〜1％、N：0.01％以下を含有し、さらにNb：0.2％以下、Ti:0.2％以下のうち1種以上を含有し、残部はFe及び不可避的不純物であり、0.6≦(Nb/93＋0.8×Ti^*/48)／(C/12)≦5とすることを特徴とする耐二次加工脆性に優れた高強度冷延鋼板。ただし、Ti^*= Ti-48/14×N、Ti-48/14×N≦0のときはTi^*=0。

［2］上記［1］において、0.6≦(Nb/93+0.8×Ti^*/48)／(C/12)≦2.5とすることを特徴とする耐二次加工脆性に優れた高強度冷延鋼板。ただし、Ti^*= Ti-48/14×N、Ti-48/14×N≦0のときはTi^*=0。

［3］質量％で、C：0.0003〜0.04％、Si：1.5％以下、Mn：0.4〜3％、P：0.15％以下、S：0.03％以下、sol.Al：0.1〜1％、N：0.01％以下を含有し、さらにNb：0.2％以下、Ti:0.2％以下、V：0.5％以下、Mo：0.5％以下のうち1種以上を含有し、残部はFe及び不可避的不純物であり、0.6≦(Nb/93＋0.8×Ti^*/48＋0.3×V/51＋0.3×Mo/96)／(C/12)≦5とすることを特徴とする耐二次加工脆性に優れた高強度冷延鋼板。ただし、Ti^*= Ti-48/14×N、Ti-48/14×N≦0のときはTi^*=0。

［4］上記［3］において、0.6≦(Nb/93＋0.8×Ti^*/48＋0.3×V/51＋0.3×Mo/96)／(C/12)≦2.5とすることを特徴とする耐二次加工脆性に優れた高強度冷延鋼板。ただし、Ti^*= Ti-48/14×N、Ti-48/14×N≦0のときはTi^*=0とする。

［5］上記［1］〜［4］において、sol.Alを0.2〜0.7％とすることを特徴とする耐二次加工脆性に優れた高強度冷延鋼板。

［6］上記［1］〜［5］において、Cを0.003〜0.025％とすることを特徴とする耐二次加工脆性に優れた高強度冷延鋼板。

［7］上記［1］〜［6］において、更にB：0.0001〜0.003％を含有することを特徴とする耐二次加工脆性に優れた高強度冷延鋼板。

［8］上記［1］〜［7］において、更にCu:0.5％以下、Ni:0.5％以下、Cr：0.5％以下、Sn：0.15％以下、Sb：0.15％以下のうち1種以上を含有することを特徴とする耐二次加工脆性に優れた高強度冷延鋼板。

［9］上記［1］〜［8］のいずれかに記載の化学成分を有する鋼を用いて、スラブ加熱温度SRTを1080〜1350℃、熱延仕上げ温度FDTをAr₃-20〜Ar₃+150℃、巻取温度CTを450〜650℃で熱間圧延を行い、冷間圧延率を50〜90％で冷間圧延を行い、焼鈍温度を770〜900℃で焼鈍を行うことを特徴とする耐二次加工脆性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。

本明細書において、鋼の成分を示す％は、すべて質量％である。

また、本発明において、高強度冷延鋼板とは、例えばプレス成形用部品として好適な引張強度（以下TSと称す）が340〜590MPa級の冷延鋼板である。

本発明によれば、耐二次加工脆性に優れた高強度冷延鋼板を得ることができる。そして、本発明の高強度冷延鋼板は、耐二次加工脆性と深絞り成形性の双方に優れているので自動車、家電等の材料として使用されるプレス成形用高強度薄鋼板として最適である。かつ、本発明の高強度冷延鋼板をプレス成形用高強度薄鋼板として適用することにより、プレス部品の軽量化、剛性向上、部品点数削減等に寄与することが可能となる。

本発明の高強度冷延鋼板は、sol.Al 添加量を0.1〜1％と従来鋼に比べて高い範囲に規定し、さらに、Nb、Ti、V、Mo等の炭窒化物形成元素とC、Nの量比を0.6≦(Nb/93＋0.8×Ti^*/48)／(C/12)≦5（もしくは0.6≦(Nb/93＋0.8×Ti^*/48＋0.3×V/51＋0.3×Mo/96)／(C/12)≦5）とすることを特徴とする。これらは本発明において最も重要な要件であり、上記のように高sol.Al値とし、Nb、Ti、V、Mo等の炭窒化物形成元素とC、Nの量比を最適化することにより、耐二次加工脆性に優れた高強度冷延鋼板を得ることができる。

また、上記高強度冷延鋼板は、本発明規定の化学成分を有する鋼を用いて、スラブ加熱温度SRTを1080〜1350℃、熱延仕上げ温度FDTをAr₃-20〜Ar₃+150℃、巻取温度CTを450〜650℃で熱間圧延を行い、冷間圧延率を50〜90％で冷間圧延を行い、焼鈍温度を770〜900℃で焼鈍を行うことにより製造が可能となる。

以下、本発明をその限定理由とともに詳細に説明する。

まず、本発明者らは、優れたr値を確保しつつ、耐二次加工脆性を向上させるべく、r値と縦割れ遷移温度：Tcに及ぼす各種元素の影響について検討を行った。その結果、(1) Nb、Ti、V、Mo等の炭窒化物形成元素と、C、Nの量比を従来鋼より低めに調整することでTcが向上すること、また、この場合はr値の低下を伴うこと、(2) 0.1％以上のsol.Alの含有はTcをほとんど劣化させずにr値を大幅に向上させる作用があることが判明した。そして、これらを組み合わせることで互いのメリットが活かせ、r値が高くかつ耐二次加工脆性に優れた鋼板が得られると考え調査を進めた。その結果、sol.Alを多く添加した系で、Nb、Ti、V、Mo等と、C、Nの量比を従来鋼よりやや低い範囲に制御することで、優れた深絞り性と耐二次加工脆性を兼備した鋼が得られることが明らかになった。

図1は、sol.Alを0.03％もしくは0.3％含有する鋼においてTiの含有量を0.008〜0.075％と変化させたときのTcとr値の関係を示す図である。なお、図1において、上記以外の鋼の成分は、C：0.002％、Si：0.25％、Mn：1.8％もしくは1.5％（強度を一定とするためにsol.Al：0.03％鋼ではMn：1.8％とし、sol.Al：0.3％鋼ではMn：1.5％とした。これによりTSはいずれの鋼も440〜445MPaの範囲にある）、P：0.08％、S：0.007％、Nb：0.008％、Ti：0.008〜0.075％、N：0.002％、B：0.0010％とした。このような化学成分を有する鋼を用いて1250℃にスラブ加熱し、その後、熱間仕上げ温度880℃で3mmまで熱間圧延を施し、590℃で1hrの巻取処理を施した。引き続き冷間圧延率75％で0.75mmまで冷間圧延した後に820℃で60secの均熱処理を施した。さらに得られた鋼板について460℃で溶融亜鉛めっき処理を施した後に合金化処理炉で500℃に加熱して合金化処理を行った。その後1.0％の調質圧延を施して、Tc、r値を調査した。なお、Tcの測定は、絞り比2.1の円筒深絞り成形を施したサンプルについて行った。すなわち、得られた鋼板をφ105mmの円盤状に打ち抜きφ50mmのパンチで円筒絞り成形を行った後、高さ35mmの位置でフランジカットを行い、冷媒中で先端角60度の円錐台を用いてフランジ部を開口するように変形させた。サンプルがフランジ部からほとんど塑性変形せずに直線状に脆性破壊する場合を二次加工脆性割れ（縦割れ）と判断し、逆に脆性破壊を示さず円錐台が十分押し込まれるまで塑性変形する場合の温度の最下限値を縦割れ遷移温度とした。ｒ値は圧延方向、圧延方向と直角方向、圧延方向と45度方向のそれぞれについて測定し、平均r値で示した。

図1において、図中の ■ 印はsol.Alが0.03％の鋼板（従来鋼）、□ 印はsol.Alが0.3％の鋼板（本発明鋼）である。図1より、sol.Alが0.03％の鋼板では、r値が1.2〜1.5（Ti：0.008〜0.045％に対応）ではTc：-20℃以下の遷移温度を示すが、r値が1.6程度（Ti：0.075％）ではr値は0℃付近と非常に高い。これに対して、sol.Alが0.3％の鋼板ではr値：1.3〜1.6（Ti：0.008〜0.027％に対応）ではTcは-40℃以下と非常に低く、1.7程度の優れたr値を有する場合（Ti：0.045％）においてもTcは-20℃以下と低いことがわかる。以上より、sol.Alを0.3％含有させることで、r値、Tcのバランスの非常に優れた鋼板が得られ、TSが440MPa級のめっき鋼板でもr値：1.7程度の優れた深絞り性と、Tc：-20℃以下の優れた耐二次加工脆性を兼備することができることがわかる。

そこで、このようなsol.Alの効果を詳細に調査するために、次に、C：0.002％、Si：0.15％、Mn：0.7〜2.2％、P：0.08％、S：0.007％、Nb：0.01〜0.02％、Ti：0.001〜0.05％、N：0.002％、B：0.0010％を含有する鋼において、sol.Alを0.03％〜1.5％の範囲で変化させてTcとsol.Al量の関係を調査した。なお、sol.Al量を増加させてr値が向上する分、Nb、Tiの含有量を調整してr値を極力同一レベルになるよう調整した。また、強度を一定に保つためにsol.Alを増加させた量だけMnを削減し、これらの総量が2.23％になるよう調整した。また、サンプルは図1と同一の条件にて作製し、図1と同様の方法にてTc、r値を評価した。TSは圧延方向、圧延方向と直角方向、圧延方向と45度方向のそれぞれについてJIS5号引張試験片を用いて測定し、それらの平均値で示した。得られた結果を表1に示す。

表1より、sol.Alが0.1〜1％の範囲にあるときに従来鋼より低く優れたTcを示すことがわかる。また、その効果はsol.Alが0.2〜0.7％の範囲でより顕著である。以上より、本発明において、sol.Alは0.1〜1％の範囲とし、より好ましい範囲として0.2〜0.7％とする。

次にNb、Ti、V、Mo等の炭窒化物形成元素と、C、Nの量比を明らかにするために、C：0.002％、Si：0.15％、Mn：0.7〜2.2％、P：0.08％、S：0.007％、sol.Al：0.35％、N：0.002％、B：0.0010％を含有する鋼において、まずNb、TiをNb：0〜0.12％、Ti：0〜0.07％、の範囲で変化させてTc、r値とNb、Ti量の関係を調査した。なお、サンプルは図1および表1と同一の条件にて作製し、図1および表1と同様の方法にてTc、r値を評価した。TSはいずれも440〜446MPaの範囲である。得られた結果を図2、図3に示す。ここで、横軸は炭窒化物形成能力として、C、N、Nb、Tiの化学当量比で整理した。

図2、図3よりNb、Ti、C、Nの含有量が、0.6≦(Nb/93＋0.8×Ti^*/48)／(C/12)≦5（ただしTi^*= Ti-48/14×N、Ti-48/14×N≦0のときはTi^*=0）の範囲にあるときにr値は1.3〜1.7と従来鋼と同等以上の高いr値を有し、なおかつTc≦-20℃の優れた耐二次加工脆性を有する鋼板が得られることがわかる。さらに上式の上限値を2.5としてNb、Ti含有量を制御することでr値：1.3〜1.6の従来鋼と同等のr値を有しつつ-40℃以下の極めてTcの低い鋼板が得られる。したがって、本発明では、Nb、Ti、C、Nの含有量は0.6≦(Nb/93＋0.8×Ti^*/48)／(C/12)≦5好ましくは0.6≦(Nb/93＋0.8×Ti^*/48)／(C/12)≦2.5の範囲に制御することとする。

さらに、Nb、Ti以外の炭窒化物形成元素としてV、Moの影響についても同様の調査を行ったところ、V、Moの効果はNb、Tiに比べ弱いがC、Nと結合し、Nb、Ti等と同様の効果を発揮することが明らかになった。この場合、優れた深絞り性と良好な耐二次加工脆性を同時に得るためには、Nb、Ti、V、Mo、C、Nは、0.6≦(Nb/93＋0.8×Ti^*/48＋0.3×V/51＋0.3×Mo/96)／(C/12)≦5の範囲で含有させる必要がある。また、より好ましくは、0.6≦(Nb/93＋0.8×Ti^*/48＋0.3×V/51＋0.3×Mo/96)／(C/12)≦2.5の範囲とする。これによりより一層優れた耐二次加工脆性が得られる。

次に、その他の成分の限定理由について説明する。

C：0.0003〜0.04％
Cは耐二次加工脆性を向上させるために0.0003％以上の含有を必要とする。0.0003％未満では、Nb、Ti等を添加しなくても粒界が清浄化して特にTS：440MPa級以上の高強度鋼板では耐二次加工脆性が劣化する。なお、現状、製鋼プロセスではCを0.0008％程度以下に低減することは難しいが、熱延板や冷延板を露点の比較的高い雰囲気で長時間焼鈍することでCを0.0008％程度以下に低減することができる。一方、0.04％を超えるとNb、Ti等を多量に添加してもr値は劣化する。以上より、Cは0.0003％以上0.04％以下とする。C含有量を0.003〜0.025％とすることでr値の低下を抑えつつさらに優れた耐二次加工脆性を得ることができるので、好ましくは、Cは0.003％以上0.025％以下とする。さらにC含有量は0.004〜0.012％とすることでより一層高いr値と優れた耐二次加工脆性を同時に得ることができる。したがって、より好ましくは、Cは0.004％以上0.012％以下とする。

Si：1.5％以下
Siは固溶強化により強度を上昇させる元素であり必要に応じて添加できる。しかし、1.5％を超えると耐二次加工脆性の劣化、延性の劣化、YSの上昇、r値の劣化を招くため、Siは1.5％以下とする。なお、Siの添加は冷延鋼板では化成処理性の劣化、溶融亜鉛めっき鋼板ではめっき外観品質の劣化を招くため、化成処理やめっきが施される場合は0.5％以下とすることが望ましい。

Mn：0.4〜3％
Mnは固溶強化により強度を向上させる元素であり、340MPa以上の高強度鋼を得るには0.4％以上の添加が必要である。またAlを添加すると変態点が上昇するため、Mnが0.4％以下では仕上げ温度の確保が困難となり十分なr値向上効果が得られない。一方で、Mnはr値を低下させる作用も有しており3％超えの過剰のMn添加はr値とTcのバランスを著しく劣化させる。以上より、Mnは0.4％以上3％以下とする。なお、Mnが2％を超えるとr値とTcのバランスが劣化し始めるので、好ましくはMnは2％以下とする。さらに好ましくは、Mnは1.5％以下とする。

P：0.15％以下
Pは鋼の強化に有効な添加元素であるが、過剰に添加されると耐二次加工脆性の劣化、延性の劣化、YSの上昇、r値の劣化を招くため0.15％以下とする。また、亜鉛めっきを施す際の合金化処理性を著しく劣化させ、めっき密着不良を生じるため、亜鉛めっき鋼板として使用する場合は0.1％以下とすることが望ましい。さらにはPの含有量を0.08％以下とすることでめっき付着後の合金化反応が促進され生産性が向上するので、0.08％以下とすることがさらに好ましい。

S：0.02％以下
Sは硫化物として鋼中に存在し、過剰に含まれると延性の劣化を招く。したがって、Sは0.02％以下とする。デスケーリング性の観点からはSを0.004％以上含有させることが望ましく、延性向上の観点からはSは0.01％以下とすることが望ましい。

N：0.01％以下
NはAl、Ti、NbによりAlN、TiN、もしくはNb(C、N)として無害化されるが、Nは少ないほど好ましく、0.01％以下とする。

Nb： 0.2％以下
NbはC、Nと結合し、鋼中の固溶Cの残存量を制御する、本発明にとって重要な元素である。固溶C量を所定範囲に制御するためにはC、N量に対してNbの含有量をTiとの総和で、0.6≦(Nb/93＋0.8×Ti^*/48)／(C/12)≦5とする必要がある。ここで、Ti^*= Ti-48/14×N、Ti-48/14×N≦0のときはTi^*=0。ただし、0.2％超えで含有させると圧延負荷の著しい増大を招くので、Nbは0.2％以下とする。

Ti： 0.2％以下
TiもNb同様、C、Nと結合し、鋼中の固溶Cの残存量を制御する、本発明にとって重要な元素である。Tiの効果を十分に得るにはTiの含有量をNbとの総和で、0.6≦(Nb/93＋0.8×Ti^*/48)／(C/12)≦5とする必要がある。ただし、0.2％超えで含有させてもr値向上効果は小さく、いたずらにコストアップを招く。したがってTiは0.2％以下とする。特に、合金化溶融亜鉛めっきを施す場合には、0.04％以上のTi添加でめっきムラを生じやすくなるので、Tiは0.04％以下とすることが望ましい。

V：0.5％以下
VもC、Nと結合し、鋼中の固溶Cの残存量を制御する、本発明にとってNb、Tiに次いで重要な元素である。VはNb、Tiと比べるとCを固定する作用が弱いので、Vの効果を十分に得るにはNb、TiおよびMoとの総和で、0.6≦(Nb/93＋0.8×Ti^*/48＋0.3×V/51＋0.3×Mo/96)／(C/12)≦5とする必要がある。ただし、0.5％超えで含有させてもr値向上効果は小さく、いたずらにコストアップを招く。したがってVは0.5％以下とする。

Mo：0.5％以下
MoもV同様、C、Nと結合し、鋼中の固溶Cの残存量を制御する、本発明にとってNb、Tiに次いで重要な元素である。MoもNb、Tiと比べるとCを固定する作用が弱いので、Moの効果を十分に得るにはNb、TiおよびVとの総和で、0.6≦(Nb/93＋0.8×Ti^*/48＋0.3×V/51＋0.3×Mo/96)／(C/12)≦5とする必要がある。ただし、0.5％超えで含有させてもr値向上効果は小さく、いたずらにコストアップを招く。したがってMoは0.5％以下とする。

本発明の鋼板は、上記の必須添加元素で目的とする特性が得られるが、所望の特性に応じて以下の元素を含有することができる。

B：0.0001〜0.003％
さらに耐二次加工脆性の向上のためにBを添加することが望ましい。上記効果を得るためには0.0001％以上が好ましい。一方、0.003％を超えて添加しても耐二次加工脆性の改善効果は小さく、r値の劣化、圧延負荷の増大を招く。従って、含有する場合、Bは0.0001％以上0.003％以下が好ましい。

Cu:0.5％以下、Ni:0.5％以下、Cr：0.5％以下、Sn：0.15％以下、Sb：0.15％以下
上記成分の他に、さらに強度アップ、めっき品質の向上を図るために、Cu:0.5％以下、Ni:0.5％以下、Cr：0.5％以下、Sn：0.15％以下、Sb：0.15以下の1種以上を含有することが出来る。

Cu、Niは強度を上昇させつつr値とTcのバランスを僅かに改善する効果がある。一方で、これらの元素は表面品質を劣化させる。よって、Cu、Ni両方含有する場合にはこれらを等量で含有させるのがよい。ただし、これらは高価な元素であるので含有する場合、Cu、Niは共に0.5％以下が好ましい。

Crはr値とTcのバランスをほとんど変えることなくわずかに強度上昇させる元素であるが、0.5％超えで添加すると表面品質、酸洗性を劣化させる。よって、添加する場合、Crは0.5％以下が好ましい。

Sn、Sbはスラブ加熱時、巻取時、CAL、CGL焼鈍時、および中間焼鈍を施す場合には中間焼鈍時の表層窒化、酸化が防止され、窒化に起因しためっきムラが抑制されるとともに、炉内酸化に起因しためっき密着性の改善効果がある。まためっき浴中での亜鉛酸化物の付着を防止し、めっき外観を向上させる効果もある。よって、含有する場合、Sb、Snは共に0.15％以下が好ましい。

なお、上記以外の残部はFe及び不可避的不純物とする。

次に、本発明鋼の製造方法について述べる。

本発明の耐二次加工脆性に優れた高強度冷延鋼板は、以上の化学成分範囲に調整された鋼スラブを熱間圧延、酸洗、冷間圧延、焼鈍等の一連の工程を経ることにより製造され、必要に応じてめっき処理がなされる。

本発明鋼板を製造する場合、熱延プロセスはスラブ加熱後圧延する方法、連続鋳造後短時間の加熱処理を施して、あるいは該加熱工程を省略して、直ちに圧延する方法のいずれでもよい。

熱間圧延工程においては、スラブ加熱温度SRTを1080℃以上1350℃以下、熱延仕上げ温度FDTをAr₃-20℃以上Ar₃+150℃以下とするのが好ましい。鋳片スラブ中に生成したNbC、TiC等の炭化物、Fe-Ti-P、Fe-Nb-P等のP化物（燐化物）を十分固溶させるために、スラブ加熱温度SRT（℃）は、1080℃以上とすることが望ましい。一方で、1350℃超えとなると表面品質が劣化するので、スラブ加熱温度SRT（℃）の上限は1350℃以下とすることが望ましい。また、仕上げ圧延温度FDT（℃）は、熱延組織の微細化の観点からAr₃-20℃〜Ar₃+150℃の範囲で行うことが望ましい。さらに、優れた外板適性を付与するためには、一次スケールのみならず熱間圧延時に生成する二次スケールについても十分に除去するのが望ましい。なお、熱間圧延中においては、バーヒーターにより加熱を行ってもよい。

巻取温度CT（℃）は、450℃以上650℃以下とすることが望ましい。450℃より低い温度では炭化物の析出が不十分となりr値が劣化する。このため、r値とTcのバランスが劣化し、高いｒ値と優れた耐二次加工脆性を同時に備えた鋼板が得られない場合がある。また、P、Nb、Tiが比較的多量に含有している鋼では高温巻取するとP化物が生成してr値とTcがともに著しく劣化するため650℃以下が好ましい。さらにCTを450〜580℃の範囲に制御することで冷延、再結晶焼鈍後の組織が微細化し、耐二次加工脆性が向上する。このため、より好ましくは、CTは450℃以上580℃以下とする。

酸洗工程においては、通常の方法にて行われる。

冷間圧延においては、冷間圧延率は50％以上90％以下の範囲とすることが望ましい。冷間圧延率を50〜90％の範囲とすることによりr値とTcのバランスに優れた鋼板が得られる。さらに、冷間圧延率は70〜90％とすることで、再結晶焼鈍後に高いr値を得るのに有利な集合組織が発達し、なおかつ組織が微細化し、r値とTcのバランスがより一層向上する。よって、冷間圧延率は好ましくは70％以上90％以下とする。

焼鈍工程においては、焼鈍温度は770℃以上900℃以下とすることが望ましい。CAL、CGL等の連続焼鈍では、770℃より低い温度では、再結晶が不十分となり耐二次加工脆性が劣化する場合がある。またn値、El等の材質が劣化する。優れた耐二次加工脆性を安定して得るためには800℃以上で焼鈍することが好ましい。一方、900℃を超えて焼鈍するとMnの高い鋼板では変態点を超えて焼鈍することとなり、n値、El等の材質が劣化する。なお、Nb、Ti、V、Mo、C、Nの含有量が発明範囲に制御された鋼板では、α→γ変態点を超えて焼鈍しても冷却中にγからαに変態する際に、再びr値向上に好ましい集合組織が形成されるのでr値の劣化は生じない。また、耐二次加工脆性もγ域あるいはγ-α2相域焼鈍すると固溶Cが増加し、結晶粒も微細化するので劣化しない。このため、変態点を超えて焼鈍した場合には、n値、El等の材質が劣化するものの優れた深絞り性と優れた耐二次加工脆性は保持される。BAF焼鈍の場合は、焼鈍時間が長いので最適焼鈍温度は低温側にずれ、600℃以上750℃以下の範囲とするのが好ましい。

焼鈍後の冷延鋼板は、鋼板表面に電気めっきまたは溶融めっきによって、亜鉛系めっきを施した亜鉛系めっき鋼板として使用することもできる。この場合も上記同様の成形性能が得られる。亜鉛系めっきとしては、純亜鉛めっき、合金化亜鉛めっき（亜鉛めっき後に合金化加熱処理して得られた亜鉛めっき）、亜鉛-Ni合金めっき等が挙げられ、また、めっき後に有機皮膜処理を施した鋼板においても同様の性能を付与することができる。

さらに、プレス時のしわ発生（ストレッチャーストレイン）を防止するために焼鈍後の冷延鋼板またはめっき鋼板において0.3〜1.5％の圧下率の調質圧延を施すことが望ましい。深絞り性、耐二次加工脆性に対して調質圧延率はほとんど影響しないが、調質圧延率を0.3〜1.5％の範囲に制御することで、降伏点伸びの低減、耐時効性の向上により塑性変形時の歪の均一性が向上するためプレス時のしわの発生が抑制される。プレス時のしわの発生を防止する観点からは、Nb、Ti、V、MoとCの含有量の量比が0.6≦(Nb/93＋0.8×Ti^*/48＋0.3×V/51＋0.3×Mo/96)／(C/12)≦1の固溶C残存量の比較的多い鋼板では調質圧延率を1〜1.5％とすることが望ましい。また、1＜(Nb/93＋0.8×Ti^*/48＋0.3×V/51＋0.3×Mo/96)／(C/12)≦2.5の鋼板では0.5〜1.2％の範囲に、2.5＜(Nb/93＋0.8×Ti^*/48＋0.3×V/51＋0.3×Mo/96)／(C/12)≦5の鋼板では0.3〜0.8％の範囲に調質圧延率を制御することが望ましい。また、調質圧延率をこのような範囲に制御することで高いn値、高いElも同時に確保でき、プレス成形性が向上する。

表2に示す鋼番A〜AEの鋼を溶製後、230mm厚のスラブに連続鋳造した。このスラブを1050〜1300℃に加熱後、表3に示す熱延条件で熱間圧延して板厚3.2mmの熱間板とし、次いで板厚0.8mmまで冷間圧延後、引続き表3に示す連続焼鈍(CAL)、連続焼鈍・溶融亜鉛めっき(CGL)、箱焼鈍(BAF)のいずれかを実施した。CGLでは、焼鈍後460℃で溶融亜鉛めっき処理を行い、直ちにインライン合金化処理炉で500℃に加熱してめっき層の合金化処理を行った。めっき目付量は片側あたり45g/m²とし両面に付着させた。また、焼鈍または焼鈍・溶融亜鉛めっき後の鋼板には調質圧延を行った。調質圧延の圧下率は、(Nb/93＋0.8×Ti^*/48＋0.3×V/51＋0.3×Mo/96)／(C/12)の値が0.6〜1、1〜2.5、2.5〜5の鋼板に対してそれぞれ1.2％、0.8％、0.7％とした。以上により得られた鋼板に対し、機械特性（TS、r値、Tc）を評価した。得られた結果を表3に併せて示す。なお、各機械特性の評価方法は以下の通りである。

引張試験はJIS5号試験片を用いて行い、面内平均値として3方向の平均値を用いた。
[面内平均TS]＝（[TS₀]+2[TS₄₅]+[TS₉₀]）／4
但し、[TS₀]：鋼板圧延方向でのTS
[TS₄₅]：鋼板圧延方向に対し45°方向でのTS
[TS₉₀]：鋼板圧延方向に対し90°方向でのTS
[面内平均ｒ値]＝（[ｒ₀]+2[ｒ₄₅]+[ｒ₉₀]）／4
但し、[ｒ₀]：鋼板圧延方向でのｒ値
[ｒ₄₅]：鋼板圧延方向に対し45°方向でのｒ値
[ｒ₉₀]：鋼板圧延方向に対し90°方向でのｒ値
縦割れ遷移温度：Tcの測定は、鋼板をφ105mmの円盤状に打ち抜きφ50mmのパンチで円筒絞り成形を行った後に高さ35mmの位置でフランジカットを行い、冷媒中でフランジ部を開口するように変形させたときにサンプルが脆性破壊を示さず塑性変形する限界温度を縦割れ遷移温度とした。

表3より、本発明例は、同一強度レベルの材料と比較して同等以上の高いr値を有し、なおかつTcが低い。

また、sol.Alが0.2〜0.7％の範囲にある鋼板No.21、23（鋼番号F、G）の本発明例はsol.Alが0.16％、0.95％の鋼板No.20、24（鋼番号E、H）の本発明例と比べてTcがさらに低く、特性がさらに向上しているのがわかる。

また、Nb、Ti、V、Mo、C、Nの量比がより好ましい範囲に適正化された鋼板No.21、25（鋼番号F、I）の本発明例は、Nb＋0.8Ti＋0.3V＋0.3Mo/Cが4.55の鋼No.26（鋼番号J）の本発明例と比べてTcがさらに低く、特性がさらに向上しているのがわかる。

また、C量がより好ましい範囲に適正化されている鋼板No.28、29、30（鋼番号L、M、N）の本発明例はより高いr値とより低いTcを示している。

さらに、C、B、sol.Alがともに適正量添加された鋼板No.19、32（鋼番号D、P）の本発明例はは極めて高いr値と極めて低いTcを同時に示しており、このため、440MPa級の鋼板で1.8という高いr値とTc：-70℃と極めて低いTcが得られている。

これに対して、sol.Alが適正化されていない従来のIFハイテンNo.40、41、42（鋼番号X、Y、Z）の比較例はいずれもTcが高い。

また、No.43、44、45、46、47（鋼番号AA、AB、AC、AD、AE）の比較例は Nb＋0.8Ti＋0.3V＋0.3Mo/C比、 Si、Mn、P、sol.Alがそれぞれ本発明の範囲外でありr値が低いかTcが高いかのいずれか一つ以上が劣っている。

また、従来のSPC270Fに該当するNo.38（従来鋼V：軟鋼）は高いr値と低いTcを示しているが、このような低Mn系のIF鋼ではAlを添加してもr値向上の効果が小さいのでTc低下の効果は得られず、No.39はNo.38よりTSが増加した分Tcが劣化している。

さらに、本発明例については、製造条件を好ましい範囲内とした場合、より材質の向上が見られる。例えば、鋼番号A、B、Cでは、FDTの適正化されたNo.5、10は、No.4、12、6、14と比べてr値が高くTcが低い。またCTの適正化されたNo.1、10はCTの高いNo.2、16と比べてTcが低い。CTが低いNo.15はr値が低い。また、SRTが低いNo.17ではP化物や炭窒化物の固溶が不十分となりr値、Tcが僅かに劣化するがSRTが適正化されたNo.10は良好なr値、Tcを示す。また、焼鈍温度が適正化された鋼板では、TSが高くなることもなくEl、n値の点で好ましい。

めっきの施されていないCAL材No.18、22（およびそれに電気亜鉛めっきを施した鋼板）では表層に硬質な亜鉛合金層が形成されないので、合金化溶融亜鉛めっき鋼板と比べてr値が高く、Tcが低い。

さらに、本発明例の中でもNb＋0.8Ti＋0.3V＋0.3Mo/Cが1.0以下の鋼板No.7、25、30、33（B、I、N、Q）に関しては、固溶Cが残存することにより、20〜30MPaのBH（2％の予歪付与後、170℃×20minの時効処理を施し、YSの上昇量を測定）を示しており、このような鋼板では優れたBH性（耐デント性）も得られる。

本発明の鋼板は、優れた材質特性が求められる自動車あるいは家電製品でのプレス成形用として好適である。

sol.Alを0.03％もしくは0.3％含有する鋼においてTiの含有量を0.008〜0.075％まで変化させたときのTcとr値の関係を示す図である r値と(Nb/93+0.8×Ti^*/48)/(C/12)の関係を示す図である。 Tcと(Nb/93+0.8×Ti^*/48)/(C/12)の関係を示す図である。

Claims

質量％で、C：0.0003〜0.04％、Si：1.5％以下、Mn：0.4〜3％、P：0.15％以下、S：0.02％以下、sol.Al：0.1〜1％、N：0.01％以下を含有し、さらにNb：0.2％以下、Ti:0.2％以下のうち1種以上を含有し、残部はFe及び不可避的不純物であり、0.6≦(Nb/93＋0.8×Ti^*/48)／(C/12)≦5とすることを特徴とする耐二次加工脆性に優れた高強度冷延鋼板。ただし、Ti^*= Ti-48/14×N、Ti-48/14×N≦0のときはTi^*=0。
0.6≦(Nb/93+0.8×Ti^*/48)／(C/12)≦2.5とすることを特徴とする請求項１に記載の耐二次加工脆性に優れた高強度冷延鋼板。ただし、Ti^*= Ti-48/14×N、Ti-48/14×N≦0のときはTi^*=0。
質量％で、C：0.0003〜0.04％、Si：1.5％以下、Mn：0.4〜3％、P：0.15％以下、S：0.02％以下、sol.Al：0.1〜1％、N：0.01％以下を含有し、さらにNb：0.2％以下、Ti:0.2％以下、V：0.5％以下、Mo：0.5%以下のうち1種以上を含有し、残部はFe及び不可避的不純物であり、0.6≦(Nb/93＋0.8×Ti^*/48＋0.3×V/51＋0.3×Mo/96)／(C/12)≦5とすることを特徴とする耐二次加工脆性に優れた高強度冷延鋼板。ただし、Ti^*= Ti-48/14×N、Ti-48/14×N≦0のときはTi^*=0。
0.6≦(Nb/93＋0.8×Ti^*/48＋0.3×V/51＋0.3×Mo/96)／(C/12)≦2.5とすることを特徴とする請求項３に記載の耐二次加工脆性に優れた高強度冷延鋼板。ただし、Ti^*= Ti-48/14×N、Ti-48/14×N≦0のときはTi^*=0とする。
sol.Alを0.2〜0.7％とすることを特徴とする請求項１ないし請求項４に記載の耐二次加工脆性に優れた高強度冷延鋼板。
Cを0.003〜0.025％とすることを特徴とする請求項１ないし請求項５に記載の耐二次加工脆性に優れた高強度冷延鋼板。
更にB：0.0001〜0.003％を含有することを特徴とする請求項１ないし請求項６に記載の耐二次加工脆性に優れた高強度冷延鋼板。
更にCu:0.5％以下、Ni:0.5％以下、Cr：0.5％以下、Sn：0.15%以下、Sb：0.15%以下のうち1種以上を含有することを特徴とする請求項１ないし請求項７に記載の耐二次加工脆性に優れた高強度冷延鋼板。
請求項１ないし請求項８のいずれかに記載の化学成分を有する鋼を用いて、スラブ加熱温度SRTを1080〜1350℃、熱延仕上げ温度FDTをAr₃-20〜Ar₃+150℃、巻取温度CTを450〜650℃で熱間圧延を行い、冷間圧延率を50〜90％で冷間圧延を行い、焼鈍温度を770〜900℃で焼鈍を行うことを特徴とする耐二次加工脆性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。