JP2015147963A - 加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
【課題】４４０ＭＰａ以上の引張強さを有し、曲げ加工性等の加工性にも優れた高強度冷延鋼板を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０２％〜０．１６％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．６％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００８０％以下、Ｔｉ：０．０４％〜０．２０％を含有し、かつ下記の式（１）を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相の面積率が９０％以上、該フェライト相の平均結晶粒径が６．０μｍ以下、前記フェライト相に対する加工フェライトの面積率が２０％以下、前記フェライト相の結晶粒内のＴｉを含む炭化物の平均粒子径が１０ｎｍ以下、含有するＴｉ量に対し固溶状態として存在するＴｉ量の割合が１０％以下である加工性に優れた高強度冷延鋼板；（Ｃ／１２）／（Ｔｉ／４８）≧１．２・・・（１）式（１）中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す。【選択図】なし
Description
本発明は、自動車用部材の使途に適した、引張強さ（ＴＳ）が４４０ＭＰａ以上の高強度と優れた加工性を兼ね備えた高強度冷延鋼板およびその製造方法に関する。
近年地球環境保全の観点から、ＣＯ２排出量削減のため自動車業界全体で自動車の燃費改善が指向されている。自動車の燃費改善には、使用部材の薄肉化（板厚減少）による自動車車体の軽量化が最も有効である。このため、自動車用部材に使用される鋼板については、高強度化して鋼板板厚を減少することが検討されており、軽量化と安全性を両立する高強度冷延鋼板の使用量は年々増加しつつある。
一方、鋼板を素材とする自動車部品の多くは、プレス加工によって成形されるため、自動車部品用鋼板には高強度に加えて、優れた加工性を有すること、特に曲げ加工性に優れることが要求される。薄肉化により素材である鋼板の剛性は低下するため、素材である鋼板を複雑な断面形状に加工して、自動車部品の剛性を改善させる必要がある。複雑な断面形状とするには加工性の優れた鋼板でなければならず、近年ではますます加工性が良好な高強度冷延鋼板が必要とされてきている。
上記したように、高強度冷延鋼板を自動車部品等に適用するうえでは、優れた加工性を備えた高強度鋼板が必須である。高強度化や成形性を向上させる技術は現在までに様々なものが提案されている。
例えば、特許文献１には、鋼板組成を質量％で、Ｃ：０．００１〜０．２％、Ｎ：０．０００１〜０．２％、Ｃ＋Ｎ：０．００２〜０．３％、Ｓｉ：０．００１〜０．１％、Ｍｎ：０．０１〜１％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％を含有し、鋼中に直径１〜１０ｎｍの微細析出物を１×１０１７個／ｃｍ３以上の密度で含むことを特徴とする常温遅時効性と焼付硬化性に優れた薄鋼板を製造する技術が提案されている。特許文献１に提案された技術によると微細析出物としてＣまたはＮを固定し、塗装焼付工程時に固定したＣおよびＮを脱離、拡散させることにより常温遅時効性と焼付硬化性に優れた薄鋼板が得られるとしている。
また、特許文献２には、鋼板組成を質量％で、Ｃ：０．０１％超〜０．１％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｎ：０．００６％以下、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含有し、Ｍｏ：０．５％以下およびＷ：１．０％以下のうち１種以上を含み、組織が実質的にフェライト単相で、原子比で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦１．５を満たす１０ｎｍ未満の炭化物が分散していることを特徴とする加工性に優れた高張力冷延鋼板を製造する技術が提案されている。特許文献２によると、転位密度が低く加工性が良好なフェライト組織に微細に析出するＴｉ、ＭｏおよびＷの１種以上を含む炭化物を分散させることにより、加工性と強度を両立させた鋼板が得られるとしている。
特許文献３には、鋼板組成を質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｍｎ：０．１０〜３．００％、Ｔｉ：０．０３〜０．１５％を含有し、Ｓｉ：２．５０％以下、Ｎ：０．００６０％以下、Ｎｂ：０．０３％以下、Ｍｏ：０．２５％以下、Ｖ：０．２５％以下に制限し、ＴｉおよびＮｂ、Ｍｏ、Ｖの含有量を調節し、Ｔｉ系炭窒化物の粒子径が１〜５０ｎｍであり、フェライトの面積率が９５％以上であり、該フェライトの平均粒径を２０μｍ以下に制限し、該フェライトに占める該未再結晶フェライトの割合を２５％以下に制限したことを特徴とする析出強化型冷延鋼板を製造する技術が提案されている。特許文献３によると、冷間圧延前にＴｉの固溶を促進し、冷間圧延後の焼鈍時にＴｉの微細な炭窒化物を析出させ、伸びフランジ性が良好な鋼板が得られるとしている。
しかしながら、特許文献１で提案された技術では１５０〜２００℃の塗装焼付温度で析出物を鋼中に溶解し、ＣおよびＮを脱離させる必要があるため、多量にＴｉおよびＮｂを含有させることはできず高強度の鋼板は得られない。特許文献２で提案された技術では、その実施例を参照すると、加工性を低下させるＭｎを多量に含有しているが、Ｍｎを多量に含有すると、本発明で求める加工性を安定的に発現させるのは困難である。さらに、焼鈍工程での再結晶を阻害させるＭｏおよびＷを多量に含むため、加工フェライト組織が残存しやすく加工性が低下する問題もある。特許文献３で提案された技術でも、実施例を参照すると、特許文献２と同様に加工性を低下させるＭｎを多量に含有している。さらに、固溶強化を意図してＳｉが０．６％を超える範囲で添加された鋼も散見されるが、後述するようにＳｉは表面にファイヤライトを含む赤スケールを発生させ、表面性状を低下させる。赤スケールが発生した箇所はノッチ状の表面形態となるため、曲げ加工時の亀裂発生の起点となる。
以上のように、従来技術では低いＭｎ含有量、具体的にはＭｎ含有量を０．６％以下とするような低いＭｎ含有量で、良好な加工性を有する高強度冷延鋼板を得ることは困難であった。本発明はかかる事情を鑑みてなされたものであって、４４０ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）を有し、特に曲げ加工性等の加工性にも優れた高強度冷延鋼板を提供することを目的とする。
上記課題を解決すべく、本発明者らは、加工性が良好なフェライト単一組織を高強度化させることに着目し、検討を重ねた。その結果、安定的に加工性を良好とするには、固溶強化および偏析により延性を低下させるＭｎの含有量を低く制限する必要があることが判明した。本発明者らは、固溶強化元素であるＭｎの含有量を低く制限し、微細炭化物を分散させて強化する粒子分散強化による強化量を高めることを検討した。その結果、微細炭化物が分散した鋼はピン止め効果により再結晶工程での再結晶が阻害され、未再結晶粒である加工フェライト組織が残存し、加工性が著しく低下することを知見した。焼鈍温度の高温化により加工フェライト組織は残存しない組織となるが、鋼中に分散する微細炭化物が粒子成長し、所望の強度が得られない。そこで、本発明者らは微細炭化物を分散させつつ再結晶を促進させる要件について鋭意検討した。その結果、ＣおよびＴｉの含有量の比率が重要であり、ＣをＴｉに対して過剰に含有することにより、微細炭化物を分散させつつ再結晶を促進させることができることを見出した。
原子比にしてＣをＴｉに対して過剰に添加すると、熱延板ではパーライトが分散した組織となる。このパーライトはマトリックスであるフェライトに比べ非常に硬質であるために、冷間圧延時にパーライトとマトリックスとの界面で変形能の差異による高ひずみ場が生じる。この高い蓄積ひずみエネルギーにより再結晶の駆動力が上昇し、再結晶が促進される。再結晶の駆動力と再結晶を阻害させるピン止めエネルギーが高い鋼板を焼鈍により再結晶させると、フェライト界面の移動より再結晶フェライト粒の核生成が優勢となるため非常に微細なフェライト組織が得られる。
また、微細なフェライト組織はフェライト界面の面積が大きいので、熱延板に存在したパーライトは焼鈍工程で溶解し、焼鈍後の冷延鋼板では、フィルム状のセメンタイトに形態が変化する。このフィルム状のセメンタイトは大きなサイズを有するパーライトとは異なり応力集中の起点となりにくく、加工性を低下させないことを、本発明者らは知見した。
本発明は上記の知見に基づき完成されたものであり、その要旨は次のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．１６％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．６％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００８０％以下、Ｔｉ：０．０４％以上０．２０％以下を含有し、かつ下記の式（１）を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相の面積率が９０％以上、該フェライト相の平均結晶粒径が６．０μｍ以下、前記フェライト相に対する加工フェライトの面積率が２０％以下、前記フェライト相の結晶粒内のＴｉを含む炭化物の平均粒子径が１０ｎｍ以下、含有するＴｉ量に対しマトリックス中に固溶状態として存在するＴｉ量の割合が１０％以下であることを特徴とする、加工性に優れた高強度冷延鋼板；
（Ｃ／１２）／（Ｔｉ／４８）≧１．２・・・（１）
ここで、式（１）中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す。
（Ｃ／１２）／（Ｔｉ／４８）≧１．２・・・（１）
ここで、式（１）中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す。
［２］さらに、質量％で、Ｖ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．０５％以下の１種または２種を含有し、かつ下記の式（２）を満足することを特徴とする、前記［１］に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板；
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｖ／５１）＋（Ｎｂ／９３）｝≧１．２・・・（２）
ここで、式（２）中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す。
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｖ／５１）＋（Ｎｂ／９３）｝≧１．２・・・（２）
ここで、式（２）中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す。
［３］さらに、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１％以上０．２％以下含有することを特徴とする、前記［１］または［２］に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板。
［４］さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｗ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｈｆ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｚｒ：０．０１％以上０．１％以下、Ｃｏ：０．００５％以上０．１％以下の１種または２種以上を含有し、かつ下記の式（３）を満足することを特徴とする、前記［１］〜［３］のいずれか１つに記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板；
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｖ／５１）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｍｏ／９６）
＋（Ｗ／１８４）＋（Ｈｆ／１７６）＋（Ｚｒ／９１）｝≧１．２・・・（３）
ここで、式（３）中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す。
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｖ／５１）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｍｏ／９６）
＋（Ｗ／１８４）＋（Ｈｆ／１７６）＋（Ｚｒ／９１）｝≧１．２・・・（３）
ここで、式（３）中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す。
［５］鋼板表面にめっき層を有することを特徴とする、前記［１］〜［４］のいずれか１つに記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板。
［６］前記めっき層が亜鉛めっき層であることを特徴とする、前記［５］に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板。
［７］前記めっき層が合金化亜鉛めっき層であることを特徴とする、前記［５］に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板。
［８］鋼素材に、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、冷間圧延し、焼鈍することで冷延鋼板とするにあたり、前記鋼素材を、質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．１６％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．６％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００８０％以下、Ｔｉ：０．０４％以上０．２０％以下を含有し、かつ前記の式（１）を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成とし、前記粗圧延に供する鋼素材の温度を１１００℃以上１３５０℃以下とし、前記仕上げ圧延の仕上げ圧延温度を８２０℃以上とし、前記冷却を仕上げ圧延終了後２秒以内に開始し、前記冷却の平均冷却速度を２０℃／秒以上とし、前記巻き取りの巻取り温度を４００℃以上７００℃以下とし、前記冷間圧延の冷間圧延率を１０％以上９０％以下とし、前記焼鈍の焼鈍温度を７５０℃以上９００℃以下とすることを特徴とする、加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
［９］さらに、鋼素材が、質量％で、Ｖ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．０５％以下の１種または２種を含有し、かつ前記の式（２）を満足することを特徴とする、前記［８］に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
［１０］さらに、鋼素材が、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１％以上０．２％以下含有することを特徴とする、前記［８］または［９］に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
［１１］さらに、鋼素材が、質量％で、Ｃｒ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｗ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｈｆ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｚｒ：０．０１％以上０．１％以下、Ｃｏ：０．００５％以上０．１％以下の１種または２種以上を含有し、かつ前記の式（３）を満足することを特徴とする、前記［８］〜［１０］のいずれか１つに記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
［１２］前記焼鈍温度での焼鈍の後、めっき処理を施すことを特徴とする、前記［８］〜［１１］のいずれか１つに記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
［１３］前記めっき処理が、亜鉛めっき処理であることを特徴とする、前記［１２］に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
［１４］前記めっき処理が、合金化亜鉛めっき処理であることを特徴とする、前記［１２］に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
本発明によると、引張強さが４４０ＭＰａ以上であり、かつ加工性に優れた高強度冷延鋼板が得られる。本発明の高強度冷延鋼板は、自動車の構造部材等の使途に好適であり、かつ自動車部材の軽量化や自動車部材成形を可能とする等の効果を奏する。また、加工性を兼ね備えた引張強さが４４０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板が得られることから、高強度冷延鋼板の更なる用途展開が可能となり、産業上格段の効果を奏する。
以下、本発明について詳細に説明する。
まず、本発明の冷延鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。
まず、本発明の冷延鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：０．０２％以上０．１６％以下
Ｃは、Ｔｉと結合し炭化物として鋼板中に微細分散する。また、さらにＶやＮｂを添加した場合、あるいは更にＭｏ、Ｗ、Ｚｒ、Ｈｆを添加した場合、これら元素とも結合し、炭化物として鋼板中に微細分散する。すなわちＣは、微細な炭化物を形成してフェライト組織を著しく強化させる元素であり、鋼板を強化する上で必須の元素である。また、炭化物形成に関与しなかったＣは、熱延板でパーライトを形成し、再結晶を促進させる。このような効果を得るとともに、所望の強度を得るには、Ｃは０．０２％以上を含有させる必要がある。好ましくは０．０３％以上含有させる。一方、Ｃ含有量が０．１６％を超えると、フェライト粒界にフィルム状のセメンタイトの他に加工性を著しく低下させる粒状のセメンタイトやパーライトが生成する。このため、Ｃ含有量は０．１６％以下とする必要がある。好ましくは、Ｃ含有量は０．１５％以下であり、より好ましくは、０．１４％以下である。したがって、Ｃ含有量は０．０２％以上０．１６％以下とする。好ましくは０．０３％以上０．１５％以下である。
Ｃは、Ｔｉと結合し炭化物として鋼板中に微細分散する。また、さらにＶやＮｂを添加した場合、あるいは更にＭｏ、Ｗ、Ｚｒ、Ｈｆを添加した場合、これら元素とも結合し、炭化物として鋼板中に微細分散する。すなわちＣは、微細な炭化物を形成してフェライト組織を著しく強化させる元素であり、鋼板を強化する上で必須の元素である。また、炭化物形成に関与しなかったＣは、熱延板でパーライトを形成し、再結晶を促進させる。このような効果を得るとともに、所望の強度を得るには、Ｃは０．０２％以上を含有させる必要がある。好ましくは０．０３％以上含有させる。一方、Ｃ含有量が０．１６％を超えると、フェライト粒界にフィルム状のセメンタイトの他に加工性を著しく低下させる粒状のセメンタイトやパーライトが生成する。このため、Ｃ含有量は０．１６％以下とする必要がある。好ましくは、Ｃ含有量は０．１５％以下であり、より好ましくは、０．１４％以下である。したがって、Ｃ含有量は０．０２％以上０．１６％以下とする。好ましくは０．０３％以上０．１５％以下である。
Ｓｉ：０．６％以下
Ｓｉは、延性（伸び）低下をもたらすことなく鋼板強度を向上させる有効な元素として、従来の高強度鋼板では積極的に含有されている。しかしながら、Ｓｉは、鋼板表面に濃化し易く、鋼板表面にファイヤライト（Ｆｅ２ＳｉＯ４）を形成する。このファイヤライトは鋼板表面に楔形となって形成するため加工性を低下させるが、本発明では、Ｓｉ含有量は０．６％までは許容できる。このため、Ｓｉ含有量は０．６％以下とする。好ましくは、０．５％以下である。なお、鋼板強度を上昇させる上では、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。Ｓｉは、強度および加工性を両立させる観点からは０．０５％以上０．５％以下とすることが好ましい。
Ｓｉは、延性（伸び）低下をもたらすことなく鋼板強度を向上させる有効な元素として、従来の高強度鋼板では積極的に含有されている。しかしながら、Ｓｉは、鋼板表面に濃化し易く、鋼板表面にファイヤライト（Ｆｅ２ＳｉＯ４）を形成する。このファイヤライトは鋼板表面に楔形となって形成するため加工性を低下させるが、本発明では、Ｓｉ含有量は０．６％までは許容できる。このため、Ｓｉ含有量は０．６％以下とする。好ましくは、０．５％以下である。なお、鋼板強度を上昇させる上では、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。Ｓｉは、強度および加工性を両立させる観点からは０．０５％以上０．５％以下とすることが好ましい。
Ｍｎ：０．６％以下
Ｍｎは固溶強化元素として鋼板を強化する一方で、延性を低下させる元素である。さらには、不可避的に生じる板厚中央付近での偏析により著しく加工性を低下させる。安定的に良好な加工性を得るためには、Ｍｎ含有量は０．６％以下とする必要がある。好ましくは０．５％以下である。本発明では、安定的に良好な加工性を得るため、Ｍｎ含有量は不純物レベルまで低減してもよい。
Ｍｎは固溶強化元素として鋼板を強化する一方で、延性を低下させる元素である。さらには、不可避的に生じる板厚中央付近での偏析により著しく加工性を低下させる。安定的に良好な加工性を得るためには、Ｍｎ含有量は０．６％以下とする必要がある。好ましくは０．５％以下である。本発明では、安定的に良好な加工性を得るため、Ｍｎ含有量は不純物レベルまで低減してもよい。
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは粒界に偏析して加工時に粒界割れの起点となり、加工性を劣化させる。そのためＰは極力低減することが好ましく、Ｐ含有量は０．０５％以下とする必要がある。好ましくは０．０３％以下である。
Ｐは粒界に偏析して加工時に粒界割れの起点となり、加工性を劣化させる。そのためＰは極力低減することが好ましく、Ｐ含有量は０．０５％以下とする必要がある。好ましくは０．０３％以下である。
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、鋼中でＭｎＳなどの介在物として存在する。この介在物は熱間圧延中に伸展し、伸展した介在物は加工時に割れの起点となるため加工性を低下させる。したがって、本発明ではＳ含有量は極力低減することが好ましく、Ｓ含有量は０．０１％以下とする必要がある。好ましくは０．００８％以下である。
Ｓは、鋼中でＭｎＳなどの介在物として存在する。この介在物は熱間圧延中に伸展し、伸展した介在物は加工時に割れの起点となるため加工性を低下させる。したがって、本発明ではＳ含有量は極力低減することが好ましく、Ｓ含有量は０．０１％以下とする必要がある。好ましくは０．００８％以下である。
Ａｌ：０．０８％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得るためには０．０２％以上含有することが望ましい。一方で、Ａｌは酸化物等の介在物を形成し、加工時にボイドの起点となるため加工性を低下させる。本発明ではＡｌ含有量は０．０８％までは許容できるため、Ａｌ含有量の上限を０．０８％とする。好ましくは０．０６％以下である。
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得るためには０．０２％以上含有することが望ましい。一方で、Ａｌは酸化物等の介在物を形成し、加工時にボイドの起点となるため加工性を低下させる。本発明ではＡｌ含有量は０．０８％までは許容できるため、Ａｌ含有量の上限を０．０８％とする。好ましくは０．０６％以下である。
Ｎ：０．００８０％以下
Ｎは製鋼、連続鋳造の段階でＴｉと結合しＴｉＮを形成する。このＴｉＮは粗大に析出するため強化に寄与せず、加工時にボイド生成の起点となるため加工性に悪影響をもたらす。このようなことから、Ｎは極力低減させることが望ましいが、０．００８０％までは許容できるため、本発明でのＮ含有量の上限を０．００８０％とする。好ましくは０．００６０％以下である。
Ｎは製鋼、連続鋳造の段階でＴｉと結合しＴｉＮを形成する。このＴｉＮは粗大に析出するため強化に寄与せず、加工時にボイド生成の起点となるため加工性に悪影響をもたらす。このようなことから、Ｎは極力低減させることが望ましいが、０．００８０％までは許容できるため、本発明でのＮ含有量の上限を０．００８０％とする。好ましくは０．００６０％以下である。
Ｔｉ：０．０４％以上０．２０％以下
Ｔｉは、Ｃと炭化物を形成して鋼板の高強度化に寄与する元素である。特に本発明では固溶強化元素であるＭｎを低減しているため、所望の鋼板強度を得るにはＴｉを含有させ、Ｔｉを含む炭化物を微細に分散させる必要がある。Ｔｉ含有量が０．０４％を下回ると、所望の鋼板強度、すなわち４４０ＭＰａ以上の引張強さが得られなくなる。このため、Ｔｉ含有量の下限を０．０４％とする。一方、Ｔｉ含有量が０．２０％を超えると、鋼板を製造する際、鋼素材であるスラブ中に存在する粗大なＴｉ炭化物を、熱間圧延前のスラブ加熱の際に溶解することができなくなり、高強度化の効果が飽和する。さらに、粗大なＴｉ炭化物は曲げ加工時にボイドの起点となり、加工性が低下する。このため、Ｔｉ含有量の上限を０．２０％とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０５％以上０．１８％以下である。特に冷延鋼板の引張強さを５９０ＭＰａ以上とする場合には、Ｔｉ含有量は０．０９％以上０．１８％以下とすることが好ましい。
Ｔｉは、Ｃと炭化物を形成して鋼板の高強度化に寄与する元素である。特に本発明では固溶強化元素であるＭｎを低減しているため、所望の鋼板強度を得るにはＴｉを含有させ、Ｔｉを含む炭化物を微細に分散させる必要がある。Ｔｉ含有量が０．０４％を下回ると、所望の鋼板強度、すなわち４４０ＭＰａ以上の引張強さが得られなくなる。このため、Ｔｉ含有量の下限を０．０４％とする。一方、Ｔｉ含有量が０．２０％を超えると、鋼板を製造する際、鋼素材であるスラブ中に存在する粗大なＴｉ炭化物を、熱間圧延前のスラブ加熱の際に溶解することができなくなり、高強度化の効果が飽和する。さらに、粗大なＴｉ炭化物は曲げ加工時にボイドの起点となり、加工性が低下する。このため、Ｔｉ含有量の上限を０．２０％とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０５％以上０．１８％以下である。特に冷延鋼板の引張強さを５９０ＭＰａ以上とする場合には、Ｔｉ含有量は０．０９％以上０．１８％以下とすることが好ましい。
本発明では、上記組成に加え、さらに式（１）を満足する必要がある。
（Ｃ／１２）／（Ｔｉ／４８）≧１．２・・・（１）
なお、式（１）中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す。
（Ｃ／１２）／（Ｔｉ／４８）≧１．２・・・（１）
なお、式（１）中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す。
本発明では、Ｔｉと炭化物を形成しないＣは、熱延板でパーライトを形成し、焼鈍の際、再結晶を促進させる効果がある。このような効果を得るには、Ｃの含有量は炭化物構成元素であるＴｉの含有量に対し、原子比にして過剰に含有している必要がある。前記式（１）における（Ｃ／１２）／（Ｔｉ／４８）は、Ｃ含有量とＴｉ含有量の原子比であり、この値を１．２以上として、Ｃ含有量をＴｉ含有量に対し過剰とすることで、上記効果を得ることができる。好ましくは、（Ｃ／１２）／（Ｔｉ／４８）を１．５以上とする。
以上が、本発明における基本組成であり、残部はＦｅおよび不可避的不純物である。本発明では、上記した基本組成に加えて、さらに目的に応じて、以下の成分を加えてもよい。
Ｖ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．０５％以下の１種または２種
ＶおよびＮｂは、Ｔｉと同様、Ｃと炭化物を形成して鋼板の高強度化に寄与する元素である。さらなる強化にはＶおよびＮｂはそれぞれ０．０１％以上添加する必要がある。一方でＶは炭化物を粗大化させやすく、Ｖを０．１％を超えて含有しても、強化に対する効果が飽和し、もしくは含有量の増量につれ強度が低下する。このため、Ｖを添加する場合は、Ｖ含有量の上限を０．１％とする。好ましいＶ含有量の上限は０．０８％である。また、Ｎｂは再結晶時にｓｏｌｕｔｅ ｄｒａｇ効果により粒界移動を阻害させ、加工フェライト粒を残存させやすい。加工フェライト粒は、鋼板の加工性に悪影響を与える。しかし、Ｎｂ含有量が０．０５％以下であればこのような加工性への悪影響は顕在化しないため、Ｎｂ含有量の上限を０．０５％とした。望ましいＮｂ含有量の上限は０．０４％である。
ＶおよびＮｂは、Ｔｉと同様、Ｃと炭化物を形成して鋼板の高強度化に寄与する元素である。さらなる強化にはＶおよびＮｂはそれぞれ０．０１％以上添加する必要がある。一方でＶは炭化物を粗大化させやすく、Ｖを０．１％を超えて含有しても、強化に対する効果が飽和し、もしくは含有量の増量につれ強度が低下する。このため、Ｖを添加する場合は、Ｖ含有量の上限を０．１％とする。好ましいＶ含有量の上限は０．０８％である。また、Ｎｂは再結晶時にｓｏｌｕｔｅ ｄｒａｇ効果により粒界移動を阻害させ、加工フェライト粒を残存させやすい。加工フェライト粒は、鋼板の加工性に悪影響を与える。しかし、Ｎｂ含有量が０．０５％以下であればこのような加工性への悪影響は顕在化しないため、Ｎｂ含有量の上限を０．０５％とした。望ましいＮｂ含有量の上限は０．０４％である。
また、Ｖ、ＮｂはＴｉと同様に、炭化物構成元素である。このため、Ｖ、Ｎｂの１種または２種を含有する場合、このような炭化物構成元素と結合しないＣを確保するためには、式（２）を満足する必要がある。
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｖ／５１）＋（Ｎｂ／９３）｝≧１．２・・・（２）
ここで、式（２）中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す。また、（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｖ／５１）＋（Ｎｂ／９３）｝は、Ｃ含有量とＴｉ、Ｖ、Ｎｂの合計の含有量の原子比である。
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｖ／５１）＋（Ｎｂ／９３）｝≧１．２・・・（２）
ここで、式（２）中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す。また、（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｖ／５１）＋（Ｎｂ／９３）｝は、Ｃ含有量とＴｉ、Ｖ、Ｎｂの合計の含有量の原子比である。
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１％以上０．２％以下
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ（ＲＥＭ：スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）および原子番号５７から７１までのランタノイド元素）は介在物の形態を制御し、介在物から発生するボイド発生を抑制するのに有効な元素である。このような効果を得るにはＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１％以上添加する必要がある。一方で、これら元素の合計の含有量が０．２％を超えても上記効果が飽和する。このため、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上の合計量の上限を０．２％とした。好ましい範囲はＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００５％以上０．１％以下である。
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ（ＲＥＭ：スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）および原子番号５７から７１までのランタノイド元素）は介在物の形態を制御し、介在物から発生するボイド発生を抑制するのに有効な元素である。このような効果を得るにはＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１％以上添加する必要がある。一方で、これら元素の合計の含有量が０．２％を超えても上記効果が飽和する。このため、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上の合計量の上限を０．２％とした。好ましい範囲はＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００５％以上０．１％以下である。
Ｃｒ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｗ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｈｆ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｚｒ：０．０１％以上０．１％以下、Ｃｏ：０．００５％以上０．１％以下の１種または２種以上
ＣｒおよびＮｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｃｏは微量添加で鋼板強度を上昇させるのに有効な元素である。鋼板強度を上昇させるには、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒはそれぞれ０．０１％以上、Ｃｏは０．００５％以上を添加する必要がある。一方で、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｃｏの含有量がそれぞれ０．１％、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆの含有量がそれぞれ０．０５％を超えると加工性に悪影響をもたらすため、ＣｒおよびＮｉ、Ｚｒ、Ｃｏの含有量の上限はそれぞれ０．１％、ＭｏおよびＷ、Ｈｆの含有量の上限はそれぞれ０．０５％とした。これら元素の中で、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒは、再結晶を阻害させやすい元素であるため、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒを２種以上含有させる場合には、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒの含有量の合計を０．１％以下とすることが望ましい。
ＣｒおよびＮｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｃｏは微量添加で鋼板強度を上昇させるのに有効な元素である。鋼板強度を上昇させるには、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒはそれぞれ０．０１％以上、Ｃｏは０．００５％以上を添加する必要がある。一方で、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｃｏの含有量がそれぞれ０．１％、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆの含有量がそれぞれ０．０５％を超えると加工性に悪影響をもたらすため、ＣｒおよびＮｉ、Ｚｒ、Ｃｏの含有量の上限はそれぞれ０．１％、ＭｏおよびＷ、Ｈｆの含有量の上限はそれぞれ０．０５％とした。これら元素の中で、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒは、再結晶を阻害させやすい元素であるため、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒを２種以上含有させる場合には、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒの含有量の合計を０．１％以下とすることが望ましい。
また、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒは、ＴｉやＶ、Ｎｂと同様に、炭化物構成元素である。このため、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒの１種または２種を含有する場合、このような炭化物構成元素と結合しないＣを確保するためには、さらに式（３）を満足する必要がある。
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｖ／５１）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｍｏ／９６）
＋（Ｗ／１８４）＋（Ｈｆ／１７６）＋（Ｚｒ／９１）｝≧１．２・・・（３）
ここで、式（３）中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す。また、（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｖ／５１）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）＋（Ｈｆ／１７６）＋（Ｚｒ／９１）｝は、Ｃ含有量とＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒの合計の含有量の原子比である。
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｖ／５１）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｍｏ／９６）
＋（Ｗ／１８４）＋（Ｈｆ／１７６）＋（Ｚｒ／９１）｝≧１．２・・・（３）
ここで、式（３）中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す。また、（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｖ／５１）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）＋（Ｈｆ／１７６）＋（Ｚｒ／９１）｝は、Ｃ含有量とＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒの合計の含有量の原子比である。
なお、前記の式（１）、式（２）、式（３）は、含有しない元素は０として計算するとして、式（３）で代表して表すこともできる。
次に、本発明鋼板の組織の限定理由について説明する。
フェライト相の面積率が９０％以上
冷延、再結晶焼鈍後の冷延鋼板のマトリックスは、加工性に優れたフェライト単相組織とすることが好ましい。ベイナイト相やマルテンサイト相、残留オーステナイト等のフェライト相と硬度が異なる第二相組織が鋼板組織に混入すると、フェライト相と第二相組織との界面で加工時に応力集中が生じ、割れ等の欠陥が発生することとなる。また、ベイナイト相やマルテンサイト相は延性に乏しいためベイナイト相もしくはマルテンサイト相の単相組織では所望の加工性が得られない。本発明鋼においてフェライト相の面積率が９０％以上であれば加工性に悪影響をおよぼさないため、フェライト相の面積率の下限を９０％とした。好ましくは９５％以上である。
冷延、再結晶焼鈍後の冷延鋼板のマトリックスは、加工性に優れたフェライト単相組織とすることが好ましい。ベイナイト相やマルテンサイト相、残留オーステナイト等のフェライト相と硬度が異なる第二相組織が鋼板組織に混入すると、フェライト相と第二相組織との界面で加工時に応力集中が生じ、割れ等の欠陥が発生することとなる。また、ベイナイト相やマルテンサイト相は延性に乏しいためベイナイト相もしくはマルテンサイト相の単相組織では所望の加工性が得られない。本発明鋼においてフェライト相の面積率が９０％以上であれば加工性に悪影響をおよぼさないため、フェライト相の面積率の下限を９０％とした。好ましくは９５％以上である。
フェライト相の平均結晶粒径が６．０μｍ以下
本発明では、熱延板で生成したパーライトを焼鈍時に溶解し、セメンタイトをフィルム状に変化させてフェライト粒界に存在させることにより、加工性を良好なものとしたことにも特長がある。セメンタイトをフェライト粒界にフィルム状に変化させるには、フェライト粒径を小さくして、Ｃの固溶度が大きいフェライト粒界の単位体積当たりの面積を増やす必要がある。フェライト粒界に固溶できなかったＣは粒界三重点等に凝集し、パーライトを形成して加工性を低下させるためである。本発明における成分ではフェライト相の平均結晶粒径は６．０μｍ以下とすればセメンタイトはフィルム状となる。望ましくは５．０μｍ以下である。
本発明では、熱延板で生成したパーライトを焼鈍時に溶解し、セメンタイトをフィルム状に変化させてフェライト粒界に存在させることにより、加工性を良好なものとしたことにも特長がある。セメンタイトをフェライト粒界にフィルム状に変化させるには、フェライト粒径を小さくして、Ｃの固溶度が大きいフェライト粒界の単位体積当たりの面積を増やす必要がある。フェライト粒界に固溶できなかったＣは粒界三重点等に凝集し、パーライトを形成して加工性を低下させるためである。本発明における成分ではフェライト相の平均結晶粒径は６．０μｍ以下とすればセメンタイトはフィルム状となる。望ましくは５．０μｍ以下である。
フェライト相に対する加工フェライトの面積率が２０％以下
冷間圧延後には、鋼板全体が加工された組織となる。この組織は粒内に多量の転位を含むため延性が著しく乏しく加工性を低下させる。加工性に悪影響をもたらさないようにするには、フェライト相中の加工フェライトは極力低減する必要があり、フェライト相中における加工フェライトの面積率、すなわちフェライト相に対する加工フェライトの面積率は２０％以下に制限する必要がある。望ましくは１０％以下である。
冷間圧延後には、鋼板全体が加工された組織となる。この組織は粒内に多量の転位を含むため延性が著しく乏しく加工性を低下させる。加工性に悪影響をもたらさないようにするには、フェライト相中の加工フェライトは極力低減する必要があり、フェライト相中における加工フェライトの面積率、すなわちフェライト相に対する加工フェライトの面積率は２０％以下に制限する必要がある。望ましくは１０％以下である。
フェライト相の結晶粒内のＴｉを含む炭化物の平均粒子径が１０ｎｍ以下
本発明鋼では固溶強化元素であるＭｎを低減したため、粒子分散強化による強化量を最大限高める必要がある。粒子分散強化による強化量は炭化物の析出量の他に炭化物の粒子径が重要な要素となる。炭化物の微細化により鋼板強度は著しく上昇するため、鋼板の引張強さを４４０ＭＰａ以上とするには、フェライト相の結晶粒内の炭化物平均粒子径は１０ｎｍ以下とする必要がある。本発明では、この微細に析出する炭化物はＴｉを含む組成であるが、Ｔｉの他にＶ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｎ、Ａｌを含んでいても良い。
本発明鋼では固溶強化元素であるＭｎを低減したため、粒子分散強化による強化量を最大限高める必要がある。粒子分散強化による強化量は炭化物の析出量の他に炭化物の粒子径が重要な要素となる。炭化物の微細化により鋼板強度は著しく上昇するため、鋼板の引張強さを４４０ＭＰａ以上とするには、フェライト相の結晶粒内の炭化物平均粒子径は１０ｎｍ以下とする必要がある。本発明では、この微細に析出する炭化物はＴｉを含む組成であるが、Ｔｉの他にＶ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｎ、Ａｌを含んでいても良い。
含有するＴｉ量に対しマトリックス中に固溶状態として存在するＴｉ量の割合が１０％以下
前述のように、粒子分散強化による強化量は炭化物の析出量にも関係する。固溶状態にあるＴｉ量が多量に残存する状態であることは、すなわち、Ｔｉを含む炭化物の析出量が少ない状態であることを意味し、焼鈍後の冷延鋼板中に強化に寄与しない固溶状態にあるＴｉ量が多量に存在した状態であると、鋼板強度が低下する。含有するＴｉ量に対しマトリックス中に固溶状態として存在するＴｉ量の割合が１０％以下であれば、上記の悪影響が顕在化しないため、含有するＴｉ量に対しマトリックス中に固溶状態として存在するＴｉ量の割合を１０％以下とする。望ましくは５％以下である。
前述のように、粒子分散強化による強化量は炭化物の析出量にも関係する。固溶状態にあるＴｉ量が多量に残存する状態であることは、すなわち、Ｔｉを含む炭化物の析出量が少ない状態であることを意味し、焼鈍後の冷延鋼板中に強化に寄与しない固溶状態にあるＴｉ量が多量に存在した状態であると、鋼板強度が低下する。含有するＴｉ量に対しマトリックス中に固溶状態として存在するＴｉ量の割合が１０％以下であれば、上記の悪影響が顕在化しないため、含有するＴｉ量に対しマトリックス中に固溶状態として存在するＴｉ量の割合を１０％以下とする。望ましくは５％以下である。
次に、本発明の冷延鋼板の製造方法について説明する。本発明の冷延鋼板は、鋼素材に、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、冷間圧延し、焼鈍する工程により製造される。
本発明は、上記した組成の鋼素材（鋼スラブ）を用い、鋼素材の温度を１１００℃以上１３５０℃以下として、該温度の鋼素材を粗圧延に供し、仕上げ圧延の仕上げ圧延温度を８２０℃以上として熱間圧延を施し、平均冷却速度が２０℃／秒以上の冷却を仕上げ圧延終了後から２秒以内に開始し、巻取り温度４００℃以上７００℃以下で巻取り、冷間圧延率が１０％以上９０％以下の冷間圧延を施し、焼鈍温度７５０℃以上９００℃以下の焼鈍を行うことを特徴とする。
本発明において、鋼の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、真空脱ガス炉にて２次精錬を行ってもよい。その後、生産性や品質上の問題から連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とするのが好ましいが、造塊−分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしても良い。なお、連続鋳造時にＴｉＮが析出する。前記のようにＴｉＮは粗大に析出すると、加工時にボイド生成の起点となり、加工性に悪影響をもたらす。ここで、連続鋳造時の鋳造速度を大きくすることで、ＴｉＮの粒子成長を抑制することができる。例えばＴｉＮのサイズを５μｍ以下に抑制するには、連続鋳造時の鋳造速度を１．０ｍ／ｍｉｎ以上とすることが望ましい。
鋼素材の温度：１１００℃以上１３５０℃以下
上記の如く得られた鋼素材に、粗圧延および仕上げ圧延からなる熱間圧延を施す。通常、熱間圧延に先立ち鋼素材は加熱される。本発明においては、粗圧延に先立ち鋼素材を加熱して、実質的に均質なオーステナイト相とし、鋼素材中の粗大な炭化物を溶解する必要がある。粗圧延に供する鋼素材の温度、すなわち鋼素材を加熱する場合は鋼素材の加熱温度（以下、単に加熱温度ともいう）が１１００℃未満では、粗圧延前に鋼素材中の粗大な炭化物が溶解せず、冷間圧延、焼鈍後に得られる微細分散する炭化物の量が少なく、鋼板強度が著しく低下する。一方、上記鋼素材の温度（加熱温度）が１３５０℃を超えると、鋼素材表面に生成するスケール量が多く、熱間圧延中にスケールが噛み込みやすく、鋼板表面性状を悪化させる。以上の理由により、粗圧延に供する鋼素材の温度（加熱温度）は、１１００℃以上１３５０℃以下とする。好ましくは１１５０℃以上１３００℃以下である。ただし、鋼素材に熱間圧延を施すに際し、鋳造後の鋼素材が１１００℃以上１３５０℃以下の温度域にある場合、或いは鋼素材の炭化物が溶解している場合には、鋼素材を加熱することなく直送圧延してもよい。なお、粗圧延条件については特に限定されない。
上記の如く得られた鋼素材に、粗圧延および仕上げ圧延からなる熱間圧延を施す。通常、熱間圧延に先立ち鋼素材は加熱される。本発明においては、粗圧延に先立ち鋼素材を加熱して、実質的に均質なオーステナイト相とし、鋼素材中の粗大な炭化物を溶解する必要がある。粗圧延に供する鋼素材の温度、すなわち鋼素材を加熱する場合は鋼素材の加熱温度（以下、単に加熱温度ともいう）が１１００℃未満では、粗圧延前に鋼素材中の粗大な炭化物が溶解せず、冷間圧延、焼鈍後に得られる微細分散する炭化物の量が少なく、鋼板強度が著しく低下する。一方、上記鋼素材の温度（加熱温度）が１３５０℃を超えると、鋼素材表面に生成するスケール量が多く、熱間圧延中にスケールが噛み込みやすく、鋼板表面性状を悪化させる。以上の理由により、粗圧延に供する鋼素材の温度（加熱温度）は、１１００℃以上１３５０℃以下とする。好ましくは１１５０℃以上１３００℃以下である。ただし、鋼素材に熱間圧延を施すに際し、鋳造後の鋼素材が１１００℃以上１３５０℃以下の温度域にある場合、或いは鋼素材の炭化物が溶解している場合には、鋼素材を加熱することなく直送圧延してもよい。なお、粗圧延条件については特に限定されない。
仕上げ圧延温度：８２０℃以上
仕上げ圧延温度（仕上げ圧延終了温度ともいう）が８２０℃未満となると、熱間圧延中、鋼板の一部が変態を開始し、コイルの幅方向および長手方向に対する鋼板面内の強度が著しく不均一となる。このような鋼板を冷間圧延すると鋼板が冷間圧延中に破断したり、形状が著しく不均一になり加工性が低下する問題が生じる。そのため、仕上げ圧延温度は８２０℃以上とする。仕上げ圧延温度の上限は特に定めないが、操業を安定させるには仕上げ圧延温度は１０００℃以下が望ましい。
仕上げ圧延温度（仕上げ圧延終了温度ともいう）が８２０℃未満となると、熱間圧延中、鋼板の一部が変態を開始し、コイルの幅方向および長手方向に対する鋼板面内の強度が著しく不均一となる。このような鋼板を冷間圧延すると鋼板が冷間圧延中に破断したり、形状が著しく不均一になり加工性が低下する問題が生じる。そのため、仕上げ圧延温度は８２０℃以上とする。仕上げ圧延温度の上限は特に定めないが、操業を安定させるには仕上げ圧延温度は１０００℃以下が望ましい。
仕上げ圧延終了後の冷却を開始するまでの時間：２秒以内
仕上げ圧延直後の高温状態の鋼板においては、オーステナイト相に蓄積されたひずみエネルギーが大きいため、ひずみ誘起析出による炭化物が生じる。この炭化物は、高温で析出するため粗大化し易い。本発明では、生成した炭化物は巻取工程ならびに焼鈍工程で粗大化するため、巻取り前には、できる限り粗大な炭化物の生成は抑える必要がある。本発明では、仕上げ圧延終了後なるべく早く強制冷却を開始して、粗大な炭化物の生成を抑制する。このため、仕上げ圧延終了後、少なくとも２秒以内に冷却を開始する。好ましくは１．５秒以内である。
仕上げ圧延直後の高温状態の鋼板においては、オーステナイト相に蓄積されたひずみエネルギーが大きいため、ひずみ誘起析出による炭化物が生じる。この炭化物は、高温で析出するため粗大化し易い。本発明では、生成した炭化物は巻取工程ならびに焼鈍工程で粗大化するため、巻取り前には、できる限り粗大な炭化物の生成は抑える必要がある。本発明では、仕上げ圧延終了後なるべく早く強制冷却を開始して、粗大な炭化物の生成を抑制する。このため、仕上げ圧延終了後、少なくとも２秒以内に冷却を開始する。好ましくは１．５秒以内である。
平均冷却速度：２０℃／秒以上
上記のとおり、仕上げ圧延終了後の鋼板の高温に維持される時間が長いほど、ひずみ誘起析出による炭化物の粗大化が進行し易くなる。そのため、仕上げ圧延後は急冷する必要がある。仕上圧延終了後の炭化物の粗大化の進行を抑制するためには、上記したように仕上げ圧延終了後２秒以内に冷却を開始し、かつ、２０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する必要がある。好ましくは４０℃／秒以上である。ただし、仕上げ圧延終了後の冷却速度が過剰に大きくなると、巻取り温度の制御が困難となりやすく、安定した強度が得られにくくなるため、１５０℃／秒以下とすることが好ましい。なお、ここで平均冷却速度は、仕上げ圧延温度から巻取り温度までの平均冷却速度である。
上記のとおり、仕上げ圧延終了後の鋼板の高温に維持される時間が長いほど、ひずみ誘起析出による炭化物の粗大化が進行し易くなる。そのため、仕上げ圧延後は急冷する必要がある。仕上圧延終了後の炭化物の粗大化の進行を抑制するためには、上記したように仕上げ圧延終了後２秒以内に冷却を開始し、かつ、２０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する必要がある。好ましくは４０℃／秒以上である。ただし、仕上げ圧延終了後の冷却速度が過剰に大きくなると、巻取り温度の制御が困難となりやすく、安定した強度が得られにくくなるため、１５０℃／秒以下とすることが好ましい。なお、ここで平均冷却速度は、仕上げ圧延温度から巻取り温度までの平均冷却速度である。
巻取り温度：４００℃以上７００℃以下
熱延板組織はフェライト相とパーライトが混在する組織とする必要がある。熱延板の組織中をこのような組織とすることで、冷間圧延時にパーライトによりひずみエネルギーを上昇させ、再結晶を促進させることができる。巻取り温度が４００℃未満となると、熱延板に十分にパーライトが生成せず再結晶促進効果が得られない。一方、巻取り温度が７００℃を超えると、析出した炭化物が粗大化し所望の炭化物の粒子径ならびに鋼板強度が得られなくなる。したがって、巻取り温度の範囲は４００℃以上７００℃以下とする。好ましくは５００℃以上６７０℃以下である。
熱延板組織はフェライト相とパーライトが混在する組織とする必要がある。熱延板の組織中をこのような組織とすることで、冷間圧延時にパーライトによりひずみエネルギーを上昇させ、再結晶を促進させることができる。巻取り温度が４００℃未満となると、熱延板に十分にパーライトが生成せず再結晶促進効果が得られない。一方、巻取り温度が７００℃を超えると、析出した炭化物が粗大化し所望の炭化物の粒子径ならびに鋼板強度が得られなくなる。したがって、巻取り温度の範囲は４００℃以上７００℃以下とする。好ましくは５００℃以上６７０℃以下である。
熱延鋼板（熱延板）は、綺麗な表面性状を得るため、および、冷延鋼板上へのめっき層の形成を可能にするため、酸洗により熱延鋼板（熱延板）表面の酸化膜を除去した後、冷間圧延に供することが望ましい。なお、熱延鋼板を酸洗せずに冷間圧延に供したとしても得られる鋼板の機械的特性は酸洗を行った場合となんら異ならない。
冷間圧延率：１０％以上９０％以下
冷間圧延を行う際の冷間圧延率が１０％未満となると、操業上安定せず板形状が不均一になる。不均一な板形状であると加工性が低下するため、冷間圧延率下限を１０％とする。望ましくは４０％以上である。一方、冷間圧延率が９０％を超えると過度に鋼板が加工硬化し所望の板厚が得られなくなるため、冷間圧延率上限を９０％とする。望ましくは８０％以下である。
冷間圧延を行う際の冷間圧延率が１０％未満となると、操業上安定せず板形状が不均一になる。不均一な板形状であると加工性が低下するため、冷間圧延率下限を１０％とする。望ましくは４０％以上である。一方、冷間圧延率が９０％を超えると過度に鋼板が加工硬化し所望の板厚が得られなくなるため、冷間圧延率上限を９０％とする。望ましくは８０％以下である。
焼鈍温度：７５０℃以上９００℃以下
冷間圧延で導入された転位を取り除くため、実質的に加工フェライトを残存させず完全に再結晶させる必要がある。完全に再結晶させるには７５０℃以上の焼鈍温度で焼鈍する必要がある。一方で９００℃を超える焼鈍温度では炭化物が粗大化するうえ、Ｔｉを含む炭化物の固溶度が上昇し固溶Ｔｉ量も増加するため、鋼板強度が著しく低下する。したがって、焼鈍温度上限を９００℃とする。好ましい焼鈍温度の範囲は７８０℃以上８９０℃以下である。Ｔｉを含む炭化物の粗大化、もしくはＴｉを含む炭化物溶解の抑制の観点から焼鈍は７５０℃以上となっている時間が１０分以内であることが望ましく、連続焼鈍ラインもしくは連続溶融めっきラインで製造することが好ましい。
冷間圧延で導入された転位を取り除くため、実質的に加工フェライトを残存させず完全に再結晶させる必要がある。完全に再結晶させるには７５０℃以上の焼鈍温度で焼鈍する必要がある。一方で９００℃を超える焼鈍温度では炭化物が粗大化するうえ、Ｔｉを含む炭化物の固溶度が上昇し固溶Ｔｉ量も増加するため、鋼板強度が著しく低下する。したがって、焼鈍温度上限を９００℃とする。好ましい焼鈍温度の範囲は７８０℃以上８９０℃以下である。Ｔｉを含む炭化物の粗大化、もしくはＴｉを含む炭化物溶解の抑制の観点から焼鈍は７５０℃以上となっている時間が１０分以内であることが望ましく、連続焼鈍ラインもしくは連続溶融めっきラインで製造することが好ましい。
本発明の冷延鋼板は、表面にめっき層を具えたとしても材質変動が極めて小さく鋼板強度や加工性を低下させない。そのため、表面にめっき層を有することができる。めっき層を具えるようにするには、上記焼鈍温度で焼鈍後、めっき処理を行えば良い。めっき層の種類は特に限定する必要はなく、電気めっき層、無電解めっき層のいずれも適用可能である。また、めっき層の合金成分も特に限定する必要はなく、溶融亜鉛めっき等の亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき等の合金化亜鉛めっき層などが好適な例として挙げられる。なお、めっき層の合金成分、めっき層の種類などは、これらに限定されず、従前公知のものがいずれも適用可能である。
表１に示す組成を有する肉厚２５０ｍｍの鋼素材（鋼スラブ）を表２に示すスラブ加熱温度に加熱した後、表２に示す熱延条件で熱延板とし、酸洗し、表２に示す条件の冷間圧延を施し連続焼鈍ラインもしくは連続溶融めっきラインにて冷延鋼板とした。表面にめっき層を具えない“裸材”は連続焼鈍ラインで製造し、溶融亜鉛めっき層を具えた“ＧＩ材”もしくは合金化溶融亜鉛めっき層を具えた“ＧＡ材”は連続溶融めっきラインにて製造した。連続溶融めっきラインで鋼板を浸漬するめっき浴（めっき組成：Ｚｎ−０．１３質量％Ａｌ）の温度は４６０℃である。ＧＡ材は鋼板をめっき浴に浸漬後、５２０℃で合金化処理を施した。めっき付着量はＧＩ材、ＧＡ材ともに片面当たり４５ｇ／ｍ２とした。なお、表２に記載の冷却速度は、仕上げ圧延終了温度から巻取り温度までの平均冷却速度であり、焼鈍温度は鋼板温度の最高到達温度である。
上記により得られた冷延鋼板から試験片を採取し、組織観察、引張試験を行い、フェライト相の面積率、フェライト相の平均結晶粒径、加工フェライトの面積率、Ｔｉを含む炭化物の平均粒子径、降伏強度、引張強さ、伸び、限界曲げ半径等を求めた。試験方法は次のとおりとした。
（１）組織観察
フェライト相の面積率は以下の手法により評価した。圧延方向に平行な断面の板厚中心部について、５％ナイタールによる腐食現出組織を走査型光学顕微鏡で４００倍に拡大して１０視野分撮影した。ここで、フェライト相は粒内にラス状の形態やセメンタイトが観察されない形態を有する組織である。また、ポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライト、アシキュラーフェライトおよびグラニュラーフェライトをフェライトとして面積率や粒径を求めた。フェライト相の面積率は画像解析によりベイナイト相やマルテンサイト相、パーライト等のフェライト相以外を分離し、観察視野に対するフェライト相の面積率によって求めた。このとき、線状の形態として観察される粒界はフェライト相の一部として計上した。
フェライト平均結晶粒径は、上記４００倍に拡大して撮影し代表的な写真３枚について水平線および垂直線をそれぞれ１０本ずつ引きＡＳＴＭ Ｅ １１２−１０に準拠した切断法によって求め、最終的に３枚の平均値を表３に記した。
加工フェライトは、フェライト相中において、伸展された形状で粒内に腐食痕が認められる組織を加工フェライトとみなし、観察視野に占めるフェライト相に対する加工フェライトの面積率を求めた。すなわち、加工フェライトの面積率としては、フェライト相全体を母集合とした上で、加工フェライトの面積率を求めた。
フェライト相の面積率は以下の手法により評価した。圧延方向に平行な断面の板厚中心部について、５％ナイタールによる腐食現出組織を走査型光学顕微鏡で４００倍に拡大して１０視野分撮影した。ここで、フェライト相は粒内にラス状の形態やセメンタイトが観察されない形態を有する組織である。また、ポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライト、アシキュラーフェライトおよびグラニュラーフェライトをフェライトとして面積率や粒径を求めた。フェライト相の面積率は画像解析によりベイナイト相やマルテンサイト相、パーライト等のフェライト相以外を分離し、観察視野に対するフェライト相の面積率によって求めた。このとき、線状の形態として観察される粒界はフェライト相の一部として計上した。
フェライト平均結晶粒径は、上記４００倍に拡大して撮影し代表的な写真３枚について水平線および垂直線をそれぞれ１０本ずつ引きＡＳＴＭ Ｅ １１２−１０に準拠した切断法によって求め、最終的に３枚の平均値を表３に記した。
加工フェライトは、フェライト相中において、伸展された形状で粒内に腐食痕が認められる組織を加工フェライトとみなし、観察視野に占めるフェライト相に対する加工フェライトの面積率を求めた。すなわち、加工フェライトの面積率としては、フェライト相全体を母集合とした上で、加工フェライトの面積率を求めた。
フェライト相の結晶粒内のＴｉを含む炭化物の平均粒子径は、得られた冷延鋼板の板厚中央部から薄膜法によってサンプルを作製し、透過型電子顕微鏡（倍率：１３５０００倍）で観察を行い、１００点以上の析出物粒子径の平均によって求めた。析出物の組成は透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）に付帯するＥＤＸにより分析し、Ｔｉが含まれることを確認した。この析出物粒子径を算出する上で、Ｔｉを含まない粗大なセメンタイトやＣが含まれないＴｉを含む窒化物は含まないものとした。このＴｉを含む窒化物は粒子径が１００ｎｍ以上であり、球形ではなく長方形の形状で観察される。これは析出物粒子径を算出するうえで含まれない。
マトリックス中に含まれる固溶Ｔｉ量は、得られた冷延鋼板について、１０％ＡＡ系電解液（１０ｖｏｌ％アセチルアセトン−１ｍａｓｓ％塩化テトラメチルアンモニウム‐メタノール）中で、約０．２ｇを電流密度２０ｍＡ／ｃｍ２で定電流電解した後、電解液中に含まれるＴｉ量を分析して求めた。そして、全Ｔｉ含有量に対する固溶Ｔｉ量の割合をマトリックス中に固溶状態にあるＴｉ量の割合として算出した。
（２）引張試験
得られた冷延鋼板から圧延方向に対して垂直方向にＪＩＳ５号引張試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験を５回行い、平均の降伏強度（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を求めた。引張試験のクロスヘッドスピードは１０ｍｍ／ｍｉｎとした。
得られた冷延鋼板から圧延方向に対して垂直方向にＪＩＳ５号引張試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験を５回行い、平均の降伏強度（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を求めた。引張試験のクロスヘッドスピードは１０ｍｍ／ｍｉｎとした。
（３）曲げ試験（曲げ性評価）
得られた冷延鋼板から試験に供する短冊状の試験片（幅（Ｗ）１００ｍｍ、長さ（Ｌ）３５ｍｍ）をせん断加工によって採取した。このとき、試験片端面は、せん断加工ままで曲げ試験を実施したが、せん断面と破断面が４つの辺を持つ短冊状の試験片端面の全てで同一の方向となるよう、試験片端面は同じ方向からせん断加工を施した。ＪＩＳ Ｚ ２２４８に準拠したＶブロック法による曲げ試験を３回行い、試験後サンプルの湾曲部外側を肉眼で観察し、裂けや疵等の欠点がないものを合格した。押金具の内側半径（Ｒ）に対し、合格となった最小のＲと板厚（ｔ）との商を下式に示す限界曲げ半径とした。なお、Ｒ、ｔともに、単位はｍｍである。
（限界曲げ半径）＝（合格となった押金具の最小内側半径）／（鋼板板厚）
限界曲げ半径が小さい値であるほど、曲げ性が良く、加工性が良好である。限界曲げ半径が１．０以下の場合に評価として“○”を付し、限界曲げ半径が１．０を超える場合に評価として“×”を付した。なお、曲げ性は押金具の内側半径と、鋼板板厚に左右される。そのため、限界曲げ半径は鋼板板厚の影響を除した指標で評価した。本発明で求める曲げ性１．０以下であれば合格とした。
得られた冷延鋼板から試験に供する短冊状の試験片（幅（Ｗ）１００ｍｍ、長さ（Ｌ）３５ｍｍ）をせん断加工によって採取した。このとき、試験片端面は、せん断加工ままで曲げ試験を実施したが、せん断面と破断面が４つの辺を持つ短冊状の試験片端面の全てで同一の方向となるよう、試験片端面は同じ方向からせん断加工を施した。ＪＩＳ Ｚ ２２４８に準拠したＶブロック法による曲げ試験を３回行い、試験後サンプルの湾曲部外側を肉眼で観察し、裂けや疵等の欠点がないものを合格した。押金具の内側半径（Ｒ）に対し、合格となった最小のＲと板厚（ｔ）との商を下式に示す限界曲げ半径とした。なお、Ｒ、ｔともに、単位はｍｍである。
（限界曲げ半径）＝（合格となった押金具の最小内側半径）／（鋼板板厚）
限界曲げ半径が小さい値であるほど、曲げ性が良く、加工性が良好である。限界曲げ半径が１．０以下の場合に評価として“○”を付し、限界曲げ半径が１．０を超える場合に評価として“×”を付した。なお、曲げ性は押金具の内側半径と、鋼板板厚に左右される。そのため、限界曲げ半径は鋼板板厚の影響を除した指標で評価した。本発明で求める曲げ性１．０以下であれば合格とした。
以上により得られた結果を表３に示す。本発明例はいずれも、引張強さＴＳ：４４０ＭＰａ以上でありかつ曲げ性にも優れ、強度と加工性を兼備した冷延鋼板となっていることがわかる。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、所望の強度（引張強さ：４４０ＭＰａ以上）の高強度が確保できていないか、良好な曲げ性が得られておらず加工性が乏しいことがわかる。
Claims (14)
- 質量％で、
Ｃ：０．０２％以上０．１６％以下、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．６％以下、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０８％以下、
Ｎ：０．００８０％以下、
Ｔｉ：０．０４％以上０．２０％以下
を含有し、かつ下記の式（１）を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相の面積率が９０％以上、該フェライト相の平均結晶粒径が６．０μｍ以下、前記フェライト相に対する加工フェライトの面積率が２０％以下、前記フェライト相の結晶粒内のＴｉを含む炭化物の平均粒子径が１０ｎｍ以下、含有するＴｉ量に対しマトリックス中に固溶状態として存在するＴｉ量の割合が１０％以下であることを特徴とする、加工性に優れた高強度冷延鋼板；
（Ｃ／１２）／（Ｔｉ／４８）≧１．２・・・（１）
ここで、式（１）中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す。 - さらに、質量％で、Ｖ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．０５％以下の１種または２種を含有し、下記の式（２）を満足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高強度冷延鋼板；
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｖ／５１）＋（Ｎｂ／９３）｝≧１．２・・・（２）
ここで、式（２）中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す。 - さらに、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１％以上０．２％以下含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板。
- さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｗ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｈｆ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｚｒ：０．０１％以上０．１％以下、Ｃｏ：０．００５％以上０．１％以下の１種または２種以上を含有し、下記の式（３）を満足することを特徴とする、請求項１〜３のいずれか１項に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板；
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｖ／５１）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｍｏ／９６）
＋（Ｗ／１８４）＋（Ｈｆ／１７６）＋（Ｚｒ／９１）｝≧１．２・・・（３）
ここで、式（３）中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す。 - 鋼板表面にめっき層を有することを特徴とする、請求項１〜４のいずれか１項に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板。
- 前記めっき層が亜鉛めっき層であることを特徴とする、請求項５に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板。
- 前記めっき層が合金化亜鉛めっき層であることを特徴とする、請求項５に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板。
- 鋼素材に、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、冷間圧延し、焼鈍することで冷延鋼板とするにあたり、
前記鋼素材を、質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．１６％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．６％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００８０％以下、Ｔｉ：０．０４％以上０．２０％以下を含有し、かつ前記の式（１）を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成とし、前記粗圧延に供する鋼素材の温度を１１００℃以上１３５０℃以下とし、前記仕上げ圧延の仕上げ圧延温度を８２０℃以上とし、前記冷却を仕上げ圧延終了後２秒以内に開始し、前記冷却の平均冷却速度を２０℃／秒以上とし、前記巻き取りの巻取り温度を４００℃以上７００℃以下とし、前記冷間圧延の冷間圧延率を１０％以上９０％以下とし、前記焼鈍の焼鈍温度を７５０℃以上９００℃以下とすることを特徴とする、加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。 - さらに、鋼素材が、質量％で、Ｖ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．０５％以下の１種または２種を含有し、かつ前記の式（２）を満足することを特徴とする、請求項８に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
- さらに、鋼素材が、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１％以上０．２％以下含有することを特徴とする、請求項８または９に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
- さらに、鋼素材が、質量％で、Ｃｒ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｗ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｈｆ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｚｒ：０．０１％以上０．１％以下、Ｃｏ：０．００５％以上０．１％以下の１種または２種以上を含有し、かつ前記の式（３）を満足することを特徴とする、請求項８〜１０のいずれか１項に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
- 前記焼鈍温度での焼鈍の後、めっき処理を施すことを特徴とする、請求項８〜１１のいずれか１項に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
- 前記めっき処理が、亜鉛めっき処理であることを特徴とする、請求項１２に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
- 前記めっき処理が、合金化亜鉛めっき処理であることを特徴とする、請求項１２に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
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