JP3551105B2 - コイル内の材質変動の少ない冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、主として自動車用外板などに用いられる加工性に優れ、かつ塗装焼付硬化性（以下ＢＨ性と示す）を有する、亜鉛めっき鋼板などの表面処理鋼板を含む冷延鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
ＢＨ型冷延鋼板（以下ＢＨ鋼板と示す）は、自動車等の製造工程において行なわれる塗装焼付処理（１７０℃×２０分程度の加熱工程）を利用し、固溶Ｃ、Ｎによる歪み時効現象によって部品強度が向上する鋼板である。ＢＨ鋼板には、低炭素系鋼種、極低炭素系鋼種があるが、低炭素系は伸びおよびｒ値が極低炭素系と比較すると劣る。このため、自動車外板等の深絞り部品の成形には一般的に極低炭素系ＢＨ鋼板が用いられている。
【０００３】
ＢＨ鋼板の要求特性としては、ＢＨ量が高く、常温時効量が少ないことが挙げられ、これらを満たすためには固溶Ｃ、Ｎ量を適当に調節することが必要である。極低炭素系ＢＨ鋼板では、固溶Ｃ、Ｎ量を調節してＢＨ量の向上や常温時効量の抑制を図る技術として、Ｎｂ添加（特公昭６０−１７００４号公報）、Ｎｂ−Ｔｉ添加（特公昭６１−４５６８９号公報、特開平３−２５７１２４号公報、特開平５−２３０５９８号公報、特開平５−２６３１８４号公報）、Ｎｂ−Ｔｉ−Ｂ添加（特公昭６０−４７３２８号公報）、Ｎｂ−Ｂ添加（特公昭６１−１１２９６号公報）等の、炭窒化物生成元素を添加するものが提案されている。
【０００４】
なお、ここでいうＢＨ量とは、引張試験により２％歪み時に測定した変形応力と、そこで直ちに除荷重して１７０℃×２０分の熱処理を行なった後に、同様の引張試験を行なって測定された変形応力との差をいう。また、常温時効量とは、鋼板製造後ユーザーが使用するまでの時効による材質劣化をいい、一般的には、鋼板製造後に一定時間恒温保持して降伏伸び（ＹＰＥｌ）の発生およびＹＰ上昇を観察することにより評価される。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
ところが、上記のように炭窒化物生成元素を添加することによって固溶Ｃ，Ｎを調節する技術には、以下のような問題があった。
【０００６】
例えば、特公昭６０−１７００４号公報に開示されたＮｂ添加鋼では、固溶Ｃ量をＮｂで調整し、Ａｌで固溶Ｎ量を調整している。このうち固溶Ｎはフェライト中の拡散係数が大きく常温時効に対する寄与が固溶Ｃよりも大きいので、できるだけ低減することが必要であるが、ＡｌＮの析出挙動はＡｌの拡散速度に律速されることから、従来レベルの０．００１５％を超えるＮが含まれる鋼では、Ａｌを添加しても固溶Ｎが数ｐｐｍ残留し、常温時効を十分に抑制することができない。また、ＡｌＮは熱延後の冷却中に析出するが、その速度は遅く、析出は主として熱延板がコイルに巻き取られて徐々に室温まで冷却される過程で起こる。このとき、コイルの外周部と内部では温度が不均一なためＡｌＮの析出挙動にばらつきが生じ、コイル内で材質が変動する原因となっている。
【０００７】
また、特公昭６１−４５６８９号公報等に開示されたＮｂ−Ｔｉ添加鋼では、Ｎの固定をより促進するためにＮｂの他にＴｉを添加している。ＢＨ鋼板にＴｉを添加する場合、Ｔｉを過剰に添加してＣ原子をＴｉＣとして析出させるとＢＨ性そのものが失われるので、それを回避するためにＮ原子のみをＴｉＮとして析出させる必要があり、そのためにＴｉとＮとの化学量論的関係からＴｉの添加量を決定している。例えば、Ｎ濃度を０．００２０％とすると、Ｔｉ添加量を０．００６９％程度としている。ところが、このようなＴｉ、Ｎ含有量およびその程度の含有量領域ではオーステナイト中でのＴｉＮの析出開始温度が９００℃近辺と低温になるため、熱間圧延工程で析出するＴｉＮのサイズが極めて細かくなり、この析出物が強度を上昇させ、鋼板の成形性を劣化させるという問題がある。
【０００８】
さらに、特公昭６１−１１２９６号公報に開示されたＮｂ−Ｂ添加鋼や、特公昭６０−４７３２８号公報に開示されたＮｂ−Ｔｉ−Ｂ添加鋼では、ＢによりＮをＢＮとして固定することで固溶Ｎの低減を図っているが、これらの技術にはＢが粒界に偏析してｒ値を低下させるという問題がある。
【０００９】
以上のように、従来のＢＨ鋼板に関する技術には、（１）ＮやＣを部分的に析出させるため、析出挙動が不安定であり、コイル内に析出物サイズの変動等に起因した材質のばらつきがあること、（２）ＴｉＮ等の微細析出物に起因して材料特性が劣化すること、（３）固溶Ｃ，Ｎ量の制御が不適切であるとＢＨ量が不足したり、あるいは逆に耐時効性が不足すること、等の問題がある。
【００１０】
一方、近年の冷延鋼板においては、歩留まりや使いやすさを向上する観点から、コイル内の材質変動を低減することが求められており、前記のようにコイル内の材質変動が避け難いＢＨ鋼板においても、コイル内の材質変動を低減することへの要求は高まっている。
【００１１】
材質が均一な鋼板の製造方法としては、例えば、特公平７−３４９２３号公報に、幅方向における材質のばらつきをエッジマスクにより低減する技術が開示されている。しかし、この方法ではコイル長手方向における材質を均一にすることは考慮されておらず、上記したようなＢＨ鋼板におけるコイル内の材質変動を低減することはできない。これに対して、特開平７−３１６６６３号公報には、巻取り温度を７００〜７７０℃まで高くしてコイル内の材質を均一化する技術が開示されている。しかし、このように巻取り温度を高くすると、鋼板の表面性状が劣化する。
【００１２】
本発明は、以上の点に鑑みてなされたものであって、ＢＨ量を安定して確保しつつ、常温時効を抑制し、さらに、コイル内の材質変動、成形性低下等の窒化物に起因する問題のない冷延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、上記課題を解決するために固溶Ｃ，Ｎの歪み時効挙動について詳細に検討を重ねた結果、ＢＨ鋼板にとって、Ｎによる時効を排除し、実質的にＣのみによりＢＨ効果を得ることが最適であるという結論を得た。また、Ｆｅ中での窒化物の析出挙動についても詳細に検討した結果、Ｎ含有量を極めて低いレベルに制御すると、ＢＨ鋼板としての時効特性やコイル内での材質変動の抑制に対して極めて効果的な領域があることを見出した。
【００１４】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、以下の（１）〜（４）を提供する。
（１） 重量％で、
Ｃ ：０．００１０〜０．００２５％、
Ｓｉ：０．０５％（０．００８０％以下を除く）、
Ｍｎ：０．３６〜０．８％、
Ｐ ：０．０１〜０．０８％、
Ｓ ：０．００３〜０．０２％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３〜０．１％、
Ｎｂ：０．００３〜０．０２％
Ｎ ：０．００１２％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつＮｂ≦９３／１２Ｃを満たすことを特徴とするコイル内の材質変動の少ない冷延鋼板。
【００１５】
（２） さらに、重量％で、Ｔｉ：０．００１〜０．０２％を含有し、かつＴｉ≦４８／３２Ｓ＋４８／１４Ｎを満たすことを特徴とする前記（１）に記載のコイル内の材質変動の少ない冷延鋼板。
【００１６】
（３） さらに、重量％で、Ｂ：０．０００１〜０．００１０％を含有することを特徴とする前記（１）または（２）に記載のコイル内の材質変動の少ない冷延鋼板。
【００１７】
（４） 前記（１）から（３）のいずれかに記載の冷延鋼板を製造するにあたり、スラブを熱間圧延した後に冷間圧延し、次いで平均２０℃／ｓｅｃ以上で８００〜８７０℃の温度まで昇温し、その温度で保持することなく、または所定時間保持した後に、６００℃まで３〜２０℃／ｓｅｃの速度で冷却することを特徴とするコイル内の材質変動の少ない冷延鋼板の製造方法。
【００１８】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について具体的に説明する。
まず、本発明の成分組成について説明する。
本発明における冷延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．００１０〜０．００２５％、Ｓｉ：０．０５％以下（０．００８０％以下を除く）、Ｍｎ：０．３６〜０．８％、Ｐ：０．０１〜０．０８％、Ｓ：０．００３〜０．０２％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３〜０．１％、Ｎｂ：０．００３〜０．０２％、Ｎ：０．００１２％以下を含有し、かつＮｂ≦９３／１２Ｃを満たすものである。また、必要に応じて上記に加えて、Ｔｉ：０．００１〜０．０２％を含有し、かつＴｉ≦４８／３２Ｓ＋４８／１４Ｎを満たすものである。さらに必要に応じて上記に加えて、Ｂ：０．０００１〜０．００１０％を含有する。その限定理由は、以下の通りである。
【００１９】
Ｃ：０．００１０〜０．００２５％
Ｃは、固溶ＣまたはＮｂＣ析出物として鋼板中に存在し、本発明における冷延鋼板では、この固溶Ｃが実質的にＢＨ効果の全てを担っている。したがって、ＢＨ量の制御にはＣ含有量の制御が極めて重要である。しかし、Ｃが０．００１０％未満では大部分がＮｂＣとして析出してＢＨ量が不足し、一方、Ｃ含有量が０．００２５％を超えるとＢＨ量が過大となるとともに常温時効を十分に抑制することができない。このため、Ｃ含有量は０．００１０〜０．００２５％とする。
【００２０】
Ｓｉ：０．０５％以下
Ｓｉは、固溶強化元素として機能し、本発明では強度を適当に調整するため適宜添加される。しかし、Ｓｉ含有量が０．０５％を超えると鋼板の表面性状が劣化するので、Ｓｉ含有量は０．０５％以下とする。
【００２１】
Ｍｎ：０．３６〜０．８％
Ｍｎは、強度調整の目的および固溶Ｃとの相互作用によりＢＨ量を安定的に調整する目的で添加される。しかし、Ｍｎ含有量が０．３６％未満ではＢＨ量が不十分となり、０．８％を超えると強度が高くなりすぎ成形性が劣化する。このため、Ｍｎ含有量は、０．３６〜０．８％とする。
【００２２】
Ｐ：０．０１〜０．０８％
Ｐは、ｒ値向上および固溶強化を目的として添加される。しかし、Ｐ含有量が０．００１％未満ではｒ値が低下し、０．０８％を超えると鋼板の表面性状が劣化する。このため、Ｐ含有量は０．０１〜０．０８％とする。
【００２３】
Ｓ：０．００３〜０．０２％
Ｓは不純物元素であり、鋼板の成形性を劣化させるので、製鋼工程で低減する必要がある。Ｓ含有量は、０．０２％を超えると鋼板の延性が著しく劣化するため、０．０２％以下にする必要があるが、０．００３％未満に低減しても材質向上効果に乏しいばかりか製造コストが極めて高くなる。このため、Ｓ含有量は０．００３〜０．０２％とする。
【００２４】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３〜０．１％、
ｓｏｌ．Ａｌは、熱延後および焼鈍中にＮをＡｌＮとして析出させる機能があり、Ｎを固定して無害化するために添加される。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０３％未満では、鋼中のＮを有効に析出させることができず、残留した固溶Ｎが歪み時効により成形前に常温時効による材質劣化をもたらし、極めて有害である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．１％を超えるとＡｌＮの析出による効果が飽和する上に、鋼板の表面性状が劣化する。このため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０３〜０．１％とする。
【００２５】
Ｎｂ：０．００３〜０．０２％、かつＮｂ≦９３／１２Ｃ
Ｎｂは、固溶Ｃ濃度を最適かつ安定的に制御する目的で添加される。Ｎｂ含有量が０．００３％未満ではこの効果が不十分であり、一方、Ｎｂ含有量が０．０２％または９３／１２Ｃを超えるとＣの大部分がＮｂＣとして析出し、固溶Ｃが少なくなるためＢＨ量が不十分となる。このため、Ｎｂ含有量は０．００３〜０．０２％とし、かつＮｂ≦９３／１２Ｃを満足させる。
【００２６】
Ｎ：０．００１２％以下
Ｎは、本発明において極めて重要な成分元素である。ＮはＣと比較して拡散が早いため常温時効に対して有害であると考えられており、そのため一般にＡｌ、Ｔｉ、Ｂなどの窒化物形成元素を添加して固溶Ｎを低減している。しかし、窒化物形成元素を添加して窒化物を形成すると、その窒化物自体が材質劣化やコイル内の材質ばらつきをもたらしてしまう。コイル内の材質ばらつきをより小さくするためにはＮ含有量を０．００１２％以下とすることが望ましく、さらに望ましくは０．００１０％以下である。
【００２７】
Ｔｉ：０．００１〜０．０２％、かつＴｉ≦４８／３２Ｓ＋４８／１４Ｎ
Ｔｉは、Ｎ含有量が０．００１５％を超える場合に添加されるとＴｉＮの微細析出物が生成して伸びなどの材料特性を劣化させるが、本発明鋼板におけるＮ含有量の範囲では、材質の劣化を生じさせず、むしろ適量添加によりｒ値を向上させる。したがって、Ｔｉはさらなるｒ値向上のため必要に応じて添加される。しかし、Ｔｉ含有量が０．００１％未満ではｒ値向上の効果が得られず、Ｔｉ含有量が０．０２％または４８／３２Ｓ＋４８／１４Ｎを超えるとＢＨ量が低下する。このため、Ｔｉを添加する場合には、その含有量を０．００１〜０．０２％とし、かつＴｉ≦４８／３２Ｓ＋４８／１４Ｎを満足させる。
【００２８】
Ｂ：０．０００１〜０．００１０％
Ｂは、粒界に偏析して２次加工脆性を抑制する元素であり、加工度が高く、使用温度が低い場合に必要に応じて添加する。Ｂ含有量が０．０００１％未満では２次加工脆性を抑制する効果が得られず、０．００１０％を超えるとｒ値が極めて劣化する。このため、Ｂを添加する場合には、その含有量を０．０００１〜０．００１０％とする。
【００２９】
次に、本発明の製造方法について説明する。
本発明においては、上記鋼板を製造するにあたり、鋼スラブを熱間圧延した後に冷間圧延し、次いで平均２０℃／ｓｅｃ以上で８００〜８７０℃の温度まで昇温し、その温度で保持することなく、または所定時間保持した後に、６００℃まで３〜２０℃／ｓｅｃの速度で冷却する。６００℃以下の冷却速度については特に規定する必要はない。
【００３０】
本発明では、製鋼工程で鋼中のＮ量を極めて低く調整し、さらに、薄鋼板製造工程での吸窒を抑制し、鋼中の総窒素含有量を極めて低いレベルに安定して制御する必要がある。例えば、製鋼工程において、ＲＨ脱ガスで溶鋼のＮ含有量を低減させ、その溶鋼を連続鋳造に供してスラブとする。この際、溶鋼中のＮ含有量が０．００１２％を超えると、板製造工程での浸窒により、Ｎ含有量を本発明の範囲である０．００１５％以下にすることが困難となるので、溶鋼中のＮ含有量は０．００１２％以下とすることが望ましい。
【００３１】
得られたスラブは、連続鋳造から直接に熱間圧延を行ってもよいし、連続鋳造後に加熱炉で再加熱してから熱間圧延を行なってもよいが、熱間圧延はＡｒ３点以上の温度で完了することが望ましい。熱間圧延の完了する温度がＡｒ３点を超えるとフェライト粒径が粗大化し、冷延鋼板とした際のｒ値が低くなる。
【００３２】
熱間圧延後、６００〜７００℃で巻き取り、巻取り後の冷却中にＮをＡｌＮとして析出させることが望ましい。巻取り温度が６００℃未満ではＡｌＮが十分に析出せず、７００℃を超えると鋼板表面のスケールが厚くなり表面欠陥の発生率が高くなる。さらに良好な表面性状が要求される場合は６５０℃未満とすることが望ましい。
【００３３】
以上のようにして得られた熱間圧延板を所望の板厚まで冷間圧延して冷延板とした後、平均２０℃／ｓｅｃ以上で８００〜８７０℃まで昇温する。平均昇温速度が２０℃／ｓｅｃ未満では良好な集合組織がせず、ｒ値が低くなる。また、この加熱温度が８００℃未満ではＢＨ量が不十分となり、８７０℃超では結晶粒径が大きくなりすぎてプレス成形時に肌荒れ欠陥が発生するとともに、固溶Ｃが少なくなりすぎて耐常温時効性が劣化する。８００〜８７０℃に昇温した後には、その温度で保持しなくてもよいが、ＢＨ量を確保するために所定時間保持することが好ましい。保持時間については特に限定されないが、十分なＢＨ量を確保し、より優れた材質のＢＨ鋼板を得るためには３０ｓｅｃ以上保持することが望ましい。
【００３４】
その後、６００℃以下まで３〜２０℃／ｓｅｃで冷却する。それにより６００℃までにＣをＮｂＣとして一部析出させる。冷却速度が３℃／ｓｅｃ未満では固溶Ｃが少なくなりすぎてＢＨ量が不足し、２０℃／ｓｅｃ超では固溶Ｃが多くなり、耐常温時効性が劣化する。
【００３５】
以上のようにして得られた冷延鋼板に調質圧延を行なう場合には、１００℃以下まで冷却した後に、０．７〜１．６％の圧延率で行なうことが望ましい。１００℃を超える温度で調質圧延を行なうと、動的歪み時効および巻取り後の時効により耐常温時効性が劣化するので、調質圧延は１００℃以下まで冷却した後に行なうこととする。また、調質圧延の圧延率が０．７％未満では調質圧延の効果が十分でなく耐常温時効性が劣化し、１．６％を超えると調質圧延の効果が飽和するだけでなく加工硬化により成形性が劣化する。
【００３６】
なお、本発明の冷延鋼板は、以上のようにして製造した冷延鋼板に亜鉛めっき等の表面処理を施した表面処理鋼板を含むものである。
【００３７】
【実施例】
次に、実施例について述べる。
［実施例１］
銑鉄を溶銑予備処理工程、脱炭工程、ＲＨ脱ガス工程からなる製鋼工程により成分調整した溶鋼を連続鋳造によりスラブとした。次いで、得られたスラブを、連続鋳造から直接、またはさらに再加熱した後に、熱間圧延を開始した。熱間圧延開始温度は１１７０〜１２２０℃であった。熱間圧延は板厚２．８ｍｍまで行い、９００〜９２０℃で完了した。その後、平均冷却速度約１５℃／ｓｅｃで６４０℃まで冷却した後、巻き取った。以上のようにして得られた熱延鋼板を酸洗した後、０．７ｍｍまで冷間圧延し、連続焼鈍溶融亜鉛めっきラインを用いて焼鈍を行なった。次いで、２５℃／ｓｅｃで昇温して８５０℃で約６０ｓｅｃ保持した後、６００℃以下まで冷却した。６００℃までの平均冷却速度は９〜１５℃／ｓｅｃであった。その後、調質圧延を圧延率１．４％で行なった。この時の板温度は約８０℃であった。このようにして製造した冷延鋼板の成分を表１に示す。
【００３８】
また、鋼板の特性評価結果を表２に示す。引張試験はＪＩＳ５号型引張試験片をコイル長手方向中央の材質安定部分（Ｍ部）から圧延方向に対して直角方向で採取したものを用いて実施した。ＢＨ量は２％の予歪みを付与した時の応力と、そこで除荷重して１７０℃で２０分間オイルバスで加熱保持後、再加重した際のＹＰとの変化量を評価した。常温時効特性は、３８℃の恒温槽で１８０日保持後の降伏伸び（ＹＰＥｌ１８０）で評価した。プレス成形時のストレッチャーストレインマークの発生を防止するためには、ＹＰＥｌ１８０を０．３％以下とする必要がある。また、コイル内の材質変動を評価するため、コイルトップ部（Ｔ部）から試験片を採取し、Ｍ部との差をΔＴＳ（＝ＴＳ（Ｔ部）−ＴＳ（Ｍ部））を測定して、コイル内の材質変動の指標とした。表面性状の評価は、めっきむらなど表面性状の良否を目視で表面等級：Ａ（優）〜Ｄ（劣）の４段階で判定した。ここで自動車外板としては表面等級”Ｂ”までが許容される。
【００３９】
表２に示すように、本発明例である鋼１〜５は、ＢＨ量が３０ＭＰａ以上と良好で、耐常温時効性の指標である３８℃×１８０日時効後の降伏伸び（ＹＰＥｌ１８０）も０．３％以下と良好であった。また、コイル内の材質変動（ΔＴＳ）も１０ＭＰａ未満と良好であり、さらに表面性状も良好であった。
【００４０】
それに対して、組成が本発明範囲から外れた比較例である鋼６〜１７は、上記特性のうちいずれかがＢＨ鋼板としては優れたものではなかった。例えば、鋼６〜８はＮが本発明範囲を外れるためコイル内の材質変動（ΔＴＳ）が大きく、鋼７，８ではさらにＹＰＥｌ１８０が０．４％以上と、耐時効性も劣っている。鋼９はＣ含有量が低いためにＢＨ量が低い。、鋼１０はＣ含有量が高すぎるためＹＰＥｌ１８０が高く耐時効性にも劣っている。鋼１１はＭｎ含有量が低いためＢＨ量が低い。鋼１２は、Ｍｎ含有量が高すぎるため強度が高く、延性が劣るばかりでなく、ＹＰＥｌ１８０が高く、耐時効性も劣り、表面性状もよくない。鋼１３は、Ｐ含有量が高すぎるため強度が高く、延性が劣り、表面性状もよくない。鋼１４は、Ａｌ含有量が低いため固溶Ｎの抑制が不十分となり、ＹＰＥｌ１８０が高く、耐時効性に劣り、コイル内の材質変動も大きい。鋼１５はＮｂが０．０２％を超え、鋼１６はＮｂが９３／１２Ｃを超えており、また鋼１７はＴｉ含有量が０．０２％を超えるため、いずれもＢＨ量が低い。
【００４１】
表２より、本発明によれば、ＢＨ性と耐常温時効性に優れ、コイル内の材質変動が少なく、さらに表面性状が良好な冷延鋼板が得られることが確認された。
【００４２】
【表１】
【００４３】
【表２】
【００４４】
［実施例２］
銑鉄を溶銑予備処理工程、脱炭工程、ＲＨ脱ガス工程からなる製鋼工程により成分調整した表１の鋼番号１〜３に示す成分を有する溶鋼を連続鋳造によりスラブとした後、表３に示す条件で熱間圧延、冷間圧延、焼鈍を行ない、溶融亜鉛めっき鋼板を作製した。得られた鋼板の特性を実施例１と同様に評価した。その結果を表４に示す。
【００４５】
表４に示すように、本発明範囲内の製造方法により作製した記号Ａ〜Ｏの鋼板は、ＢＨ量が３０ＭＰａ以上と良好で、耐常温時効性の指標である３８℃×１８０日時効後の降伏伸び（ＹＰＥｌ１８０）も０．３％以下と良好であった。さらに、コイル内の材質変動（ΔＴＳ）は１０ＭＰａ未満と良好であり、表面性状も良好であった。
【００４６】
これに対して、本発明範囲外の製造方法により作製した記号Ｐ〜Ｔの鋼板は、上記特性のいずれかがＢＨ鋼板としては優れたものではなかった。例えば、記号Ｐはバッチ焼鈍で焼鈍時の加熱速度および冷却速度が遅いためにＢＨ性が優れない。記号Ｑは焼鈍温度が７８０℃と低いためＢＨ性が優れない。記号Ｒは焼鈍温度が高すぎるため、耐常温時効特性が優れない。記号Ｓは冷却速度が遅いため、ＢＨ性が優れない。記号Ｔは焼鈍後の冷却速度が速すぎるため、耐常温時構成が優れない。
【００４７】
表４より、本発明の製造方法によれば、ＢＨ性と耐常温時効性に優れ、コイル内の材質変動が少なく、さらに表面性状が良好な冷延鋼板が得られることが確認された。
【００４８】
【表３】
【００４９】
【表４】
【００５０】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、Ｎ含有量を極めて低いレベルに制御し、実質的にＣのみによりＢＨ効果を得ることができるので、ＢＨ性と耐常温時効性に優れ、コイル内の材質変動が少なく、成形性に優れ、さらに表面性状が良好な冷延鋼板を得ることができる。
【発明の属する技術分野】
本発明は、主として自動車用外板などに用いられる加工性に優れ、かつ塗装焼付硬化性（以下ＢＨ性と示す）を有する、亜鉛めっき鋼板などの表面処理鋼板を含む冷延鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
ＢＨ型冷延鋼板（以下ＢＨ鋼板と示す）は、自動車等の製造工程において行なわれる塗装焼付処理（１７０℃×２０分程度の加熱工程）を利用し、固溶Ｃ、Ｎによる歪み時効現象によって部品強度が向上する鋼板である。ＢＨ鋼板には、低炭素系鋼種、極低炭素系鋼種があるが、低炭素系は伸びおよびｒ値が極低炭素系と比較すると劣る。このため、自動車外板等の深絞り部品の成形には一般的に極低炭素系ＢＨ鋼板が用いられている。
【０００３】
ＢＨ鋼板の要求特性としては、ＢＨ量が高く、常温時効量が少ないことが挙げられ、これらを満たすためには固溶Ｃ、Ｎ量を適当に調節することが必要である。極低炭素系ＢＨ鋼板では、固溶Ｃ、Ｎ量を調節してＢＨ量の向上や常温時効量の抑制を図る技術として、Ｎｂ添加（特公昭６０−１７００４号公報）、Ｎｂ−Ｔｉ添加（特公昭６１−４５６８９号公報、特開平３−２５７１２４号公報、特開平５−２３０５９８号公報、特開平５−２６３１８４号公報）、Ｎｂ−Ｔｉ−Ｂ添加（特公昭６０−４７３２８号公報）、Ｎｂ−Ｂ添加（特公昭６１−１１２９６号公報）等の、炭窒化物生成元素を添加するものが提案されている。
【０００４】
なお、ここでいうＢＨ量とは、引張試験により２％歪み時に測定した変形応力と、そこで直ちに除荷重して１７０℃×２０分の熱処理を行なった後に、同様の引張試験を行なって測定された変形応力との差をいう。また、常温時効量とは、鋼板製造後ユーザーが使用するまでの時効による材質劣化をいい、一般的には、鋼板製造後に一定時間恒温保持して降伏伸び（ＹＰＥｌ）の発生およびＹＰ上昇を観察することにより評価される。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
ところが、上記のように炭窒化物生成元素を添加することによって固溶Ｃ，Ｎを調節する技術には、以下のような問題があった。
【０００６】
例えば、特公昭６０−１７００４号公報に開示されたＮｂ添加鋼では、固溶Ｃ量をＮｂで調整し、Ａｌで固溶Ｎ量を調整している。このうち固溶Ｎはフェライト中の拡散係数が大きく常温時効に対する寄与が固溶Ｃよりも大きいので、できるだけ低減することが必要であるが、ＡｌＮの析出挙動はＡｌの拡散速度に律速されることから、従来レベルの０．００１５％を超えるＮが含まれる鋼では、Ａｌを添加しても固溶Ｎが数ｐｐｍ残留し、常温時効を十分に抑制することができない。また、ＡｌＮは熱延後の冷却中に析出するが、その速度は遅く、析出は主として熱延板がコイルに巻き取られて徐々に室温まで冷却される過程で起こる。このとき、コイルの外周部と内部では温度が不均一なためＡｌＮの析出挙動にばらつきが生じ、コイル内で材質が変動する原因となっている。
【０００７】
また、特公昭６１−４５６８９号公報等に開示されたＮｂ−Ｔｉ添加鋼では、Ｎの固定をより促進するためにＮｂの他にＴｉを添加している。ＢＨ鋼板にＴｉを添加する場合、Ｔｉを過剰に添加してＣ原子をＴｉＣとして析出させるとＢＨ性そのものが失われるので、それを回避するためにＮ原子のみをＴｉＮとして析出させる必要があり、そのためにＴｉとＮとの化学量論的関係からＴｉの添加量を決定している。例えば、Ｎ濃度を０．００２０％とすると、Ｔｉ添加量を０．００６９％程度としている。ところが、このようなＴｉ、Ｎ含有量およびその程度の含有量領域ではオーステナイト中でのＴｉＮの析出開始温度が９００℃近辺と低温になるため、熱間圧延工程で析出するＴｉＮのサイズが極めて細かくなり、この析出物が強度を上昇させ、鋼板の成形性を劣化させるという問題がある。
【０００８】
さらに、特公昭６１−１１２９６号公報に開示されたＮｂ−Ｂ添加鋼や、特公昭６０−４７３２８号公報に開示されたＮｂ−Ｔｉ−Ｂ添加鋼では、ＢによりＮをＢＮとして固定することで固溶Ｎの低減を図っているが、これらの技術にはＢが粒界に偏析してｒ値を低下させるという問題がある。
【０００９】
以上のように、従来のＢＨ鋼板に関する技術には、（１）ＮやＣを部分的に析出させるため、析出挙動が不安定であり、コイル内に析出物サイズの変動等に起因した材質のばらつきがあること、（２）ＴｉＮ等の微細析出物に起因して材料特性が劣化すること、（３）固溶Ｃ，Ｎ量の制御が不適切であるとＢＨ量が不足したり、あるいは逆に耐時効性が不足すること、等の問題がある。
【００１０】
一方、近年の冷延鋼板においては、歩留まりや使いやすさを向上する観点から、コイル内の材質変動を低減することが求められており、前記のようにコイル内の材質変動が避け難いＢＨ鋼板においても、コイル内の材質変動を低減することへの要求は高まっている。
【００１１】
材質が均一な鋼板の製造方法としては、例えば、特公平７−３４９２３号公報に、幅方向における材質のばらつきをエッジマスクにより低減する技術が開示されている。しかし、この方法ではコイル長手方向における材質を均一にすることは考慮されておらず、上記したようなＢＨ鋼板におけるコイル内の材質変動を低減することはできない。これに対して、特開平７−３１６６６３号公報には、巻取り温度を７００〜７７０℃まで高くしてコイル内の材質を均一化する技術が開示されている。しかし、このように巻取り温度を高くすると、鋼板の表面性状が劣化する。
【００１２】
本発明は、以上の点に鑑みてなされたものであって、ＢＨ量を安定して確保しつつ、常温時効を抑制し、さらに、コイル内の材質変動、成形性低下等の窒化物に起因する問題のない冷延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、上記課題を解決するために固溶Ｃ，Ｎの歪み時効挙動について詳細に検討を重ねた結果、ＢＨ鋼板にとって、Ｎによる時効を排除し、実質的にＣのみによりＢＨ効果を得ることが最適であるという結論を得た。また、Ｆｅ中での窒化物の析出挙動についても詳細に検討した結果、Ｎ含有量を極めて低いレベルに制御すると、ＢＨ鋼板としての時効特性やコイル内での材質変動の抑制に対して極めて効果的な領域があることを見出した。
【００１４】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、以下の（１）〜（４）を提供する。
（１） 重量％で、
Ｃ ：０．００１０〜０．００２５％、
Ｓｉ：０．０５％（０．００８０％以下を除く）、
Ｍｎ：０．３６〜０．８％、
Ｐ ：０．０１〜０．０８％、
Ｓ ：０．００３〜０．０２％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３〜０．１％、
Ｎｂ：０．００３〜０．０２％
Ｎ ：０．００１２％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつＮｂ≦９３／１２Ｃを満たすことを特徴とするコイル内の材質変動の少ない冷延鋼板。
【００１５】
（２） さらに、重量％で、Ｔｉ：０．００１〜０．０２％を含有し、かつＴｉ≦４８／３２Ｓ＋４８／１４Ｎを満たすことを特徴とする前記（１）に記載のコイル内の材質変動の少ない冷延鋼板。
【００１６】
（３） さらに、重量％で、Ｂ：０．０００１〜０．００１０％を含有することを特徴とする前記（１）または（２）に記載のコイル内の材質変動の少ない冷延鋼板。
【００１７】
（４） 前記（１）から（３）のいずれかに記載の冷延鋼板を製造するにあたり、スラブを熱間圧延した後に冷間圧延し、次いで平均２０℃／ｓｅｃ以上で８００〜８７０℃の温度まで昇温し、その温度で保持することなく、または所定時間保持した後に、６００℃まで３〜２０℃／ｓｅｃの速度で冷却することを特徴とするコイル内の材質変動の少ない冷延鋼板の製造方法。
【００１８】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について具体的に説明する。
まず、本発明の成分組成について説明する。
本発明における冷延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．００１０〜０．００２５％、Ｓｉ：０．０５％以下（０．００８０％以下を除く）、Ｍｎ：０．３６〜０．８％、Ｐ：０．０１〜０．０８％、Ｓ：０．００３〜０．０２％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３〜０．１％、Ｎｂ：０．００３〜０．０２％、Ｎ：０．００１２％以下を含有し、かつＮｂ≦９３／１２Ｃを満たすものである。また、必要に応じて上記に加えて、Ｔｉ：０．００１〜０．０２％を含有し、かつＴｉ≦４８／３２Ｓ＋４８／１４Ｎを満たすものである。さらに必要に応じて上記に加えて、Ｂ：０．０００１〜０．００１０％を含有する。その限定理由は、以下の通りである。
【００１９】
Ｃ：０．００１０〜０．００２５％
Ｃは、固溶ＣまたはＮｂＣ析出物として鋼板中に存在し、本発明における冷延鋼板では、この固溶Ｃが実質的にＢＨ効果の全てを担っている。したがって、ＢＨ量の制御にはＣ含有量の制御が極めて重要である。しかし、Ｃが０．００１０％未満では大部分がＮｂＣとして析出してＢＨ量が不足し、一方、Ｃ含有量が０．００２５％を超えるとＢＨ量が過大となるとともに常温時効を十分に抑制することができない。このため、Ｃ含有量は０．００１０〜０．００２５％とする。
【００２０】
Ｓｉ：０．０５％以下
Ｓｉは、固溶強化元素として機能し、本発明では強度を適当に調整するため適宜添加される。しかし、Ｓｉ含有量が０．０５％を超えると鋼板の表面性状が劣化するので、Ｓｉ含有量は０．０５％以下とする。
【００２１】
Ｍｎ：０．３６〜０．８％
Ｍｎは、強度調整の目的および固溶Ｃとの相互作用によりＢＨ量を安定的に調整する目的で添加される。しかし、Ｍｎ含有量が０．３６％未満ではＢＨ量が不十分となり、０．８％を超えると強度が高くなりすぎ成形性が劣化する。このため、Ｍｎ含有量は、０．３６〜０．８％とする。
【００２２】
Ｐ：０．０１〜０．０８％
Ｐは、ｒ値向上および固溶強化を目的として添加される。しかし、Ｐ含有量が０．００１％未満ではｒ値が低下し、０．０８％を超えると鋼板の表面性状が劣化する。このため、Ｐ含有量は０．０１〜０．０８％とする。
【００２３】
Ｓ：０．００３〜０．０２％
Ｓは不純物元素であり、鋼板の成形性を劣化させるので、製鋼工程で低減する必要がある。Ｓ含有量は、０．０２％を超えると鋼板の延性が著しく劣化するため、０．０２％以下にする必要があるが、０．００３％未満に低減しても材質向上効果に乏しいばかりか製造コストが極めて高くなる。このため、Ｓ含有量は０．００３〜０．０２％とする。
【００２４】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３〜０．１％、
ｓｏｌ．Ａｌは、熱延後および焼鈍中にＮをＡｌＮとして析出させる機能があり、Ｎを固定して無害化するために添加される。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０３％未満では、鋼中のＮを有効に析出させることができず、残留した固溶Ｎが歪み時効により成形前に常温時効による材質劣化をもたらし、極めて有害である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．１％を超えるとＡｌＮの析出による効果が飽和する上に、鋼板の表面性状が劣化する。このため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０３〜０．１％とする。
【００２５】
Ｎｂ：０．００３〜０．０２％、かつＮｂ≦９３／１２Ｃ
Ｎｂは、固溶Ｃ濃度を最適かつ安定的に制御する目的で添加される。Ｎｂ含有量が０．００３％未満ではこの効果が不十分であり、一方、Ｎｂ含有量が０．０２％または９３／１２Ｃを超えるとＣの大部分がＮｂＣとして析出し、固溶Ｃが少なくなるためＢＨ量が不十分となる。このため、Ｎｂ含有量は０．００３〜０．０２％とし、かつＮｂ≦９３／１２Ｃを満足させる。
【００２６】
Ｎ：０．００１２％以下
Ｎは、本発明において極めて重要な成分元素である。ＮはＣと比較して拡散が早いため常温時効に対して有害であると考えられており、そのため一般にＡｌ、Ｔｉ、Ｂなどの窒化物形成元素を添加して固溶Ｎを低減している。しかし、窒化物形成元素を添加して窒化物を形成すると、その窒化物自体が材質劣化やコイル内の材質ばらつきをもたらしてしまう。コイル内の材質ばらつきをより小さくするためにはＮ含有量を０．００１２％以下とすることが望ましく、さらに望ましくは０．００１０％以下である。
【００２７】
Ｔｉ：０．００１〜０．０２％、かつＴｉ≦４８／３２Ｓ＋４８／１４Ｎ
Ｔｉは、Ｎ含有量が０．００１５％を超える場合に添加されるとＴｉＮの微細析出物が生成して伸びなどの材料特性を劣化させるが、本発明鋼板におけるＮ含有量の範囲では、材質の劣化を生じさせず、むしろ適量添加によりｒ値を向上させる。したがって、Ｔｉはさらなるｒ値向上のため必要に応じて添加される。しかし、Ｔｉ含有量が０．００１％未満ではｒ値向上の効果が得られず、Ｔｉ含有量が０．０２％または４８／３２Ｓ＋４８／１４Ｎを超えるとＢＨ量が低下する。このため、Ｔｉを添加する場合には、その含有量を０．００１〜０．０２％とし、かつＴｉ≦４８／３２Ｓ＋４８／１４Ｎを満足させる。
【００２８】
Ｂ：０．０００１〜０．００１０％
Ｂは、粒界に偏析して２次加工脆性を抑制する元素であり、加工度が高く、使用温度が低い場合に必要に応じて添加する。Ｂ含有量が０．０００１％未満では２次加工脆性を抑制する効果が得られず、０．００１０％を超えるとｒ値が極めて劣化する。このため、Ｂを添加する場合には、その含有量を０．０００１〜０．００１０％とする。
【００２９】
次に、本発明の製造方法について説明する。
本発明においては、上記鋼板を製造するにあたり、鋼スラブを熱間圧延した後に冷間圧延し、次いで平均２０℃／ｓｅｃ以上で８００〜８７０℃の温度まで昇温し、その温度で保持することなく、または所定時間保持した後に、６００℃まで３〜２０℃／ｓｅｃの速度で冷却する。６００℃以下の冷却速度については特に規定する必要はない。
【００３０】
本発明では、製鋼工程で鋼中のＮ量を極めて低く調整し、さらに、薄鋼板製造工程での吸窒を抑制し、鋼中の総窒素含有量を極めて低いレベルに安定して制御する必要がある。例えば、製鋼工程において、ＲＨ脱ガスで溶鋼のＮ含有量を低減させ、その溶鋼を連続鋳造に供してスラブとする。この際、溶鋼中のＮ含有量が０．００１２％を超えると、板製造工程での浸窒により、Ｎ含有量を本発明の範囲である０．００１５％以下にすることが困難となるので、溶鋼中のＮ含有量は０．００１２％以下とすることが望ましい。
【００３１】
得られたスラブは、連続鋳造から直接に熱間圧延を行ってもよいし、連続鋳造後に加熱炉で再加熱してから熱間圧延を行なってもよいが、熱間圧延はＡｒ３点以上の温度で完了することが望ましい。熱間圧延の完了する温度がＡｒ３点を超えるとフェライト粒径が粗大化し、冷延鋼板とした際のｒ値が低くなる。
【００３２】
熱間圧延後、６００〜７００℃で巻き取り、巻取り後の冷却中にＮをＡｌＮとして析出させることが望ましい。巻取り温度が６００℃未満ではＡｌＮが十分に析出せず、７００℃を超えると鋼板表面のスケールが厚くなり表面欠陥の発生率が高くなる。さらに良好な表面性状が要求される場合は６５０℃未満とすることが望ましい。
【００３３】
以上のようにして得られた熱間圧延板を所望の板厚まで冷間圧延して冷延板とした後、平均２０℃／ｓｅｃ以上で８００〜８７０℃まで昇温する。平均昇温速度が２０℃／ｓｅｃ未満では良好な集合組織がせず、ｒ値が低くなる。また、この加熱温度が８００℃未満ではＢＨ量が不十分となり、８７０℃超では結晶粒径が大きくなりすぎてプレス成形時に肌荒れ欠陥が発生するとともに、固溶Ｃが少なくなりすぎて耐常温時効性が劣化する。８００〜８７０℃に昇温した後には、その温度で保持しなくてもよいが、ＢＨ量を確保するために所定時間保持することが好ましい。保持時間については特に限定されないが、十分なＢＨ量を確保し、より優れた材質のＢＨ鋼板を得るためには３０ｓｅｃ以上保持することが望ましい。
【００３４】
その後、６００℃以下まで３〜２０℃／ｓｅｃで冷却する。それにより６００℃までにＣをＮｂＣとして一部析出させる。冷却速度が３℃／ｓｅｃ未満では固溶Ｃが少なくなりすぎてＢＨ量が不足し、２０℃／ｓｅｃ超では固溶Ｃが多くなり、耐常温時効性が劣化する。
【００３５】
以上のようにして得られた冷延鋼板に調質圧延を行なう場合には、１００℃以下まで冷却した後に、０．７〜１．６％の圧延率で行なうことが望ましい。１００℃を超える温度で調質圧延を行なうと、動的歪み時効および巻取り後の時効により耐常温時効性が劣化するので、調質圧延は１００℃以下まで冷却した後に行なうこととする。また、調質圧延の圧延率が０．７％未満では調質圧延の効果が十分でなく耐常温時効性が劣化し、１．６％を超えると調質圧延の効果が飽和するだけでなく加工硬化により成形性が劣化する。
【００３６】
なお、本発明の冷延鋼板は、以上のようにして製造した冷延鋼板に亜鉛めっき等の表面処理を施した表面処理鋼板を含むものである。
【００３７】
【実施例】
次に、実施例について述べる。
［実施例１］
銑鉄を溶銑予備処理工程、脱炭工程、ＲＨ脱ガス工程からなる製鋼工程により成分調整した溶鋼を連続鋳造によりスラブとした。次いで、得られたスラブを、連続鋳造から直接、またはさらに再加熱した後に、熱間圧延を開始した。熱間圧延開始温度は１１７０〜１２２０℃であった。熱間圧延は板厚２．８ｍｍまで行い、９００〜９２０℃で完了した。その後、平均冷却速度約１５℃／ｓｅｃで６４０℃まで冷却した後、巻き取った。以上のようにして得られた熱延鋼板を酸洗した後、０．７ｍｍまで冷間圧延し、連続焼鈍溶融亜鉛めっきラインを用いて焼鈍を行なった。次いで、２５℃／ｓｅｃで昇温して８５０℃で約６０ｓｅｃ保持した後、６００℃以下まで冷却した。６００℃までの平均冷却速度は９〜１５℃／ｓｅｃであった。その後、調質圧延を圧延率１．４％で行なった。この時の板温度は約８０℃であった。このようにして製造した冷延鋼板の成分を表１に示す。
【００３８】
また、鋼板の特性評価結果を表２に示す。引張試験はＪＩＳ５号型引張試験片をコイル長手方向中央の材質安定部分（Ｍ部）から圧延方向に対して直角方向で採取したものを用いて実施した。ＢＨ量は２％の予歪みを付与した時の応力と、そこで除荷重して１７０℃で２０分間オイルバスで加熱保持後、再加重した際のＹＰとの変化量を評価した。常温時効特性は、３８℃の恒温槽で１８０日保持後の降伏伸び（ＹＰＥｌ１８０）で評価した。プレス成形時のストレッチャーストレインマークの発生を防止するためには、ＹＰＥｌ１８０を０．３％以下とする必要がある。また、コイル内の材質変動を評価するため、コイルトップ部（Ｔ部）から試験片を採取し、Ｍ部との差をΔＴＳ（＝ＴＳ（Ｔ部）−ＴＳ（Ｍ部））を測定して、コイル内の材質変動の指標とした。表面性状の評価は、めっきむらなど表面性状の良否を目視で表面等級：Ａ（優）〜Ｄ（劣）の４段階で判定した。ここで自動車外板としては表面等級”Ｂ”までが許容される。
【００３９】
表２に示すように、本発明例である鋼１〜５は、ＢＨ量が３０ＭＰａ以上と良好で、耐常温時効性の指標である３８℃×１８０日時効後の降伏伸び（ＹＰＥｌ１８０）も０．３％以下と良好であった。また、コイル内の材質変動（ΔＴＳ）も１０ＭＰａ未満と良好であり、さらに表面性状も良好であった。
【００４０】
それに対して、組成が本発明範囲から外れた比較例である鋼６〜１７は、上記特性のうちいずれかがＢＨ鋼板としては優れたものではなかった。例えば、鋼６〜８はＮが本発明範囲を外れるためコイル内の材質変動（ΔＴＳ）が大きく、鋼７，８ではさらにＹＰＥｌ１８０が０．４％以上と、耐時効性も劣っている。鋼９はＣ含有量が低いためにＢＨ量が低い。、鋼１０はＣ含有量が高すぎるためＹＰＥｌ１８０が高く耐時効性にも劣っている。鋼１１はＭｎ含有量が低いためＢＨ量が低い。鋼１２は、Ｍｎ含有量が高すぎるため強度が高く、延性が劣るばかりでなく、ＹＰＥｌ１８０が高く、耐時効性も劣り、表面性状もよくない。鋼１３は、Ｐ含有量が高すぎるため強度が高く、延性が劣り、表面性状もよくない。鋼１４は、Ａｌ含有量が低いため固溶Ｎの抑制が不十分となり、ＹＰＥｌ１８０が高く、耐時効性に劣り、コイル内の材質変動も大きい。鋼１５はＮｂが０．０２％を超え、鋼１６はＮｂが９３／１２Ｃを超えており、また鋼１７はＴｉ含有量が０．０２％を超えるため、いずれもＢＨ量が低い。
【００４１】
表２より、本発明によれば、ＢＨ性と耐常温時効性に優れ、コイル内の材質変動が少なく、さらに表面性状が良好な冷延鋼板が得られることが確認された。
【００４２】
【表１】
【表２】
［実施例２］
銑鉄を溶銑予備処理工程、脱炭工程、ＲＨ脱ガス工程からなる製鋼工程により成分調整した表１の鋼番号１〜３に示す成分を有する溶鋼を連続鋳造によりスラブとした後、表３に示す条件で熱間圧延、冷間圧延、焼鈍を行ない、溶融亜鉛めっき鋼板を作製した。得られた鋼板の特性を実施例１と同様に評価した。その結果を表４に示す。
【００４５】
表４に示すように、本発明範囲内の製造方法により作製した記号Ａ〜Ｏの鋼板は、ＢＨ量が３０ＭＰａ以上と良好で、耐常温時効性の指標である３８℃×１８０日時効後の降伏伸び（ＹＰＥｌ１８０）も０．３％以下と良好であった。さらに、コイル内の材質変動（ΔＴＳ）は１０ＭＰａ未満と良好であり、表面性状も良好であった。
【００４６】
これに対して、本発明範囲外の製造方法により作製した記号Ｐ〜Ｔの鋼板は、上記特性のいずれかがＢＨ鋼板としては優れたものではなかった。例えば、記号Ｐはバッチ焼鈍で焼鈍時の加熱速度および冷却速度が遅いためにＢＨ性が優れない。記号Ｑは焼鈍温度が７８０℃と低いためＢＨ性が優れない。記号Ｒは焼鈍温度が高すぎるため、耐常温時効特性が優れない。記号Ｓは冷却速度が遅いため、ＢＨ性が優れない。記号Ｔは焼鈍後の冷却速度が速すぎるため、耐常温時構成が優れない。
【００４７】
表４より、本発明の製造方法によれば、ＢＨ性と耐常温時効性に優れ、コイル内の材質変動が少なく、さらに表面性状が良好な冷延鋼板が得られることが確認された。
【００４８】
【表３】
【表４】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、Ｎ含有量を極めて低いレベルに制御し、実質的にＣのみによりＢＨ効果を得ることができるので、ＢＨ性と耐常温時効性に優れ、コイル内の材質変動が少なく、成形性に優れ、さらに表面性状が良好な冷延鋼板を得ることができる。
Claims (4)
- 重量％で、
Ｃ ：０．００１０〜０．００２５％、
Ｓｉ：０．０５％以下（０．００８０％以下を除く）、
Ｍｎ：０．３６〜０．８％、
Ｐ ：０．０１〜０．０８％、
Ｓ ：０．００３〜０．０２％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３〜０．１％、
Ｎｂ：０．００３〜０．０２％
Ｎ：０．００１２％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつＮｂ≦９３／１２Ｃを満たすことを特徴とするコイル内の材質変動の少ない冷延鋼板。 - さらに、重量％で、Ｔｉ：０．００１〜０．０２％を含有し、かつＴｉ≦４８／３２Ｓ＋４８／１４Ｎを満たすことを特徴とする請求項１に記載のコイル内の材質変動の少ない冷延鋼板。
- さらに、重量％で、Ｂ：０．０００１〜０．００１０％を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載のコイル内の材質変動の少ない冷延鋼板。
- 請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の冷延鋼板を製造するにあたり、スラブを熱間圧延した後に冷間圧延し、次いで平均２０℃／ｓｅｃ以上で８００〜８７０℃の温度まで昇温し、その温度で保持することなく、または所定時間保持した後に、６００℃まで３〜２０℃／ｓｅｃの速度で冷却することを特徴とするコイル内の材質変動の少ない冷延鋼板の製造方法。
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