JP4507851B2 - 高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、自動車、家電製品等に使用される高強度冷延鋼板、特に340MPa以上の引張強度TSを有するプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板、およびその製造方法に関するものである。
従来より、サイドパネルやドアインナーといった複雑な形状を有し、成形が難しい自動車パネル部品には、深絞り性と張り出し性に優れ、270MPa程度のTSを有するinterstitial free(IF)の冷延鋼板(270E,F)が広く用いられてきた。
近年、自動車車体の軽量化や高強度化に対するニーズの一層の高まりから、これらの難成形部品にも340MPa以上、とりわけ390MPa以上のTSを有する高強度冷延鋼板の適用が進みつつある。また、従来より高強度冷延鋼板が適用されていたインナー部品などにおいても同様に一層の高強度化を図り、補強部品の削減や薄肉化により車体を軽量化しようとする動きがある。
しかしながら、このような難成形部品の高強度化や薄肉化を図ると、降伏強度YSの増加、加工硬化指数ｎ値の低下および薄肉化に起因する面歪の発生頻度が極端に増加する。この面歪は、プレス成形面のうねりやしわのような欠陥であり、プレス成形品の寸法不良や外観不良の原因となる。したがって、自動車パネル部品のような難成形部品に高強度冷延鋼板を適用する場合は、鋼板には、耐面歪性と張り出し性に優れていることが必要であり、より具体的には、YS≦270MPa、n1-10≧0.20であることが望まれている。ここで、n1-10は引張試験で得られる応力-歪曲線の歪量1%と10%の2点より求めた加工硬化指数である。
降伏比YR(=YS/TS)を低減する手法としては、CとNを極力低減してTiやNbを添加した鋼を用い、熱間圧延後680℃以上の温度で巻取ってTiやNbを含む析出物の数を低減して、冷間圧延後の焼鈍時に粒成長を促進させる方法が知られている。また、特許文献１や特許文献２には、Ti添加鋼のCとS量を制御してTi(C,S)を析出させ、微細なTiCの析出を抑制して粒成長を促進させる方法が開示されている。
しかし、これらの方法は、TSが270MPa程度の軟質冷延鋼板では有効であるが、粒成長を促進させるとYSの低下と同時にTSも低下するので、TSが340MPa以上の高強度冷延鋼板においては必ずしも有効とはいえない。すなわち、TSが低下した分Si、Mn、Pといった合金元素を添加して強度を補完する必要があるため、製造コストが増加したり、表面欠陥が生じたり、270MPa以下のYSが得られなくなるといった問題が生じる。例えば、結晶粒径を10μｍ程度から20μｍ程度に粗大化した場合、Si、Mn、Pの添加でTSの低下を補完しても、同一のTSを有する従来の高強度冷延鋼板に比べ高々10MPa程度低いYSしか得られないばかりか、耐肌荒れ性や耐二次加工脆性が劣化する。
一方、特許文献３や特許文献４には、結晶粒の粗大化を図ることなくYSを低減し、高いn値を得るための技術が開示されている。この技術では、C量を従来の極低炭素鋼板より多い0.004〜0.02%程度にし、細粒強化と析出強化を積極的に活用して従来の極低炭素のIF鋼板よりYSが約20MPa低減される。
また、特許文献5には、フェライト粒を細粒化しつつ、フェライト粒界近傍の析出物密度を低密度に制御する事により、プレス成形時の成形余裕量を向上させた薄鋼板が開示されている。
特開平6-108155号公報 特許3291639号公報 特開2001-131681号公報 特開2002-12946号公報 特開2002-12943号公報
しかしながら、特許文献３、４および５に記載の技術により390MPaあるいは440MPa程度のTSを有する高強度冷延鋼板を製造した場合、YSが270MPaを超え、面歪の発生を完全に抑制することが難しくなる。
以上から、本発明は上記問題点を解決するためになされたもので、本発明は、YS≦270MPa、n1-10≧0.20が得られ、耐面歪性と張り出し性に優れた340MPa以上のTSを有する高強度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。
本発明者等は、高強度冷延鋼板のYSを低減する方法について検討を行ったところ、平均粒径10μm以下のフェライト粒からなる組織とし、フェライト粒にはNbCを生成させ、直径50nm以上のNb(C,N)の単位面積当りの平均個数(以下、平均面積密度と称す)を7.0×10-2個/μm2以下とし、かつフェライト粒の粒界に沿って、幅が0.2〜2.4μmであり、NbCの平均面積密度がフェライト粒の中央部に析出したNbCの平均面積密度の60%以下、好ましくは20%以下である領域、すなわちPFZを形成させれば、270MPa以下のYS、0.20以上のn1-10、340MPa以上のTSを有する高強度冷延鋼板が得られることを見出した。
本発明は、以上の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:0.004〜0.02%、Si:1.5%以下、Mn:3%以下、P:0.15%以下、S:0.02%以下、sol.Al:0.1〜1.5%、N:0.001〜0.007%、Nb:0.03〜0.2%、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、平均粒径10μm以下のフェライト粒からなり、直径50nm以上のNb(C,N)の単位面積当りの平均個数(平均面積密度と呼ぶ)が7.0×10-2個/μm2以下であり、かつ前記フェライト粒の粒界に沿って、幅が0.2〜2.4μmであり、NbCの平均面積密度が前記フェライト粒の中央部に析出したNbCの平均面積密度の60%以下である領域が形成されていることを特徴とする高強度冷延鋼板。
［２］前記［１］において、さらに、質量％で、sol.Al:0.2〜0.6%であることを特徴とする高強度冷延鋼板。
［３］前記［１］または［２］において、下記式(1)を満足することを特徴とする高強度冷延鋼板。
([Nb]/[C])×(12/93)≧1 …(1)
ここで、[Nb]と[C]は、それぞれNbとCの含有量(質量%)を表す。
［４］前記［１］〜［３］のいずれかにおいて、 さらに、質量％で、B:0.0001〜0.003%を含有することを特徴とする高強度冷延鋼板。
［５］前記［１］〜［４］のいずれかにおいて、 さらに、質量％で、Cu:0.5%以下、Ni:0.5%以下、Mo:0.3%以下、Cr:0.5%以下、Ti:0.04%以下の中から選ばれた一種、または二種以上の元素を含有することを特徴とする高強度冷延鋼板。
［６］前記［１］〜［５］のいずれかにおいて、さらに、質量％で、Sb:0.2%以下、Sn:0.2%以下のうち一種または二種の元素を含有し、かつ下記式(2)を満足することを特徴とする高強度冷延鋼板。
0.002≦[Sb]+1/2×[Sn]≦0.2 …(2)
ここで、[Sb]と[Sn]は、それぞれSbとSnの含有量(質量%)を表す。
[７]さらに、前記[１]〜[６]のいずれかに記載の鋼板表面に亜鉛系めっき層を有することを特徴とする亜鉛めっき鋼板。
［８］ 前記［１］〜［６］のいずれかに記載の組成を有する鋼スラブを、下記式(3)および(4)を満足する加熱温度SRTで加熱後、熱間圧延を行い熱延鋼板とする工程と、該熱延鋼板を酸洗し、冷延後、再結晶温度以上のフェライト単相からなる温度域で焼鈍する工程と、を有することを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
SRT≦1350℃ …(3)
1050℃≦SRT≦｛770+([sol.Al]-0.085)0.24×820｝℃ …(4)
ここで、[sol.Al]は、sol.Alの含有量(質量%)を表す。
[９] さらに、[８]に記載の製造方法が、亜鉛系めっき処理を施す工程を有することを特徴とする亜鉛めっき鋼板の製造方法。
本発明によれば、YS≦270MPa、n1-10≧0.20が得られ、耐面歪性と張り出し性に優れた340MPa以上のTSを有する高強度冷延鋼板を得ることができる。そして、本発明により得られる高強度冷延鋼板は、例えば、自動車パネル部品に最適である。
以下、本発明を詳細に説明する。
1.Nbを含む析出物の制御
本発明の高強度冷延鋼板本発明者等は、平均粒径10μm以下のフェライト粒からなる組織とし、直径50nm以上のNb(C,N)の平均面積密度を7.0×10-2個/μm2以下とし、かつフェライト粒の粒界に沿って、幅が0.2〜2.4μmであり、NbCの平均面積密度がフェライト粒の中央部に析出したNbCの平均面積密度の60%以下、好ましくは20%以下である領域、すなわちPFZを形成させることとする。
ここで、上記の直径50nm以上のNb(C,N)は、熱間圧延段階で直径50nm前後の大きさで析出しており、冷間圧延後の焼鈍においても大きく成長することはなく、フェライト粒内に均一に析出した析出物である。
また、フェライト粒の中央部に析出したNbCは、焼鈍時に析出した直径10nm前後の微細な析出物であり、PFZに析出したNbCは、熱間圧延時に均一に析出した直径2nm前後の極めて微細な析出物が焼鈍時にオストワルド成長し、直径50nm前後に成長した析出物である。
なお、NbCとNb(C,N)の平均面積密度の測定は、加速電圧300kVの透過電子顕微鏡を用い5,610倍の倍率で観察し、以下のようにして行った。
フェライト粒内にほぼ均一に析出した直径50nm以上のNb(C,N)については、フェライト粒内の任意の50箇所を選び、各々の箇所において直径2μｍの正円内におけるNb(C,N)の個数を測定し単位面積当りの個数(面積密度)を求めて、平均する。
フェライト粒の中央部に析出したNbCについても、上記と同様な方法で求める。
PFZに析出したNbCについては、オストワルド成長した任意の50個を選び、それぞれのNbCについてNbCとそれに近接する粒界とに内接する円を設定し、この正円内のNbCの個数を測定し面積密度を求めて、平均する。
また、PFZの幅は、上記50個の正円の直径を平均して求める。
本発明の高強度冷延鋼板では、直径10nm前後の微細なNbCが高密度で析出している硬質なフェライト粒中央部の領域と直径50nm前後の粗大なNbCが低密度で析出している軟質なフェライト粒界に沿ったPFZが形成され、この軟質なPFZが変形初期に低応力で変形を開始するために、低YSと高n値が得られると考えられる。また、フェライト粒中央部の領域は硬質なので、高TSが維持される。
また、上述したように、熱間圧延時に均一に析出した直径2nm前後の極めて微細なNbCは、冷間圧延後、連続焼鈍ライン(CAL)や連続亜鉛メッキライン(CGL)で行われる焼鈍時に再結晶フェライト粒の粒界上でオストワルド成長して直径50nm前後に粗大化するので、粒界移動が促進され、PFZが形成されると考えられる。
結晶粒を著しく粗大化させないためには、再結晶直後のフェライト粒をできるだけ微細にすることが好ましい。また、これによってPFZをより効果的に形成できる。
次に組成について、説明する。
本発明の高強度冷延鋼板として、例えば、質量%で、C:0.004〜0.02%、Si:1.5%以下、Mn:3%以下、P:0.15%以下、S:0.02%以下、sol.Al:0.1〜1.5%、N:0.001〜0.007%、Nb:0.03〜0.2%、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の冷延鋼板が上げられる。特に、NbCやNb(C,N)の制御には、C、Nb、sol.Alが重要な役割を果たすので、C、Nb、sol.Alの順で限定理由を説明する。
C:Cは、Nbと結合するのでNbCやNb(C,N)の制御に重要な役割を演ずる。上記のようにNbCやNb(C,N)を制御するには、C量を0.004〜0.02%、より好ましくは0.004〜0.01%とする必要がある。
Nb:上記のようにNbCやNb(C,N)を制御するには、Nb量を0.03%以上とする必要がある。また、その量が0.2%を超えると圧延負荷が増大して生産性が低下したり、コスト増にもなるので、Nb量は0.2%以下にする必要がある。
なお、r値を高めるには、([Nb]/[C])×(12/93)≧1とすることが好ましく、([Nb]/[C])×(12/93)を1.5〜3.0とすることがより好ましい。
sol.Al量:上記のようにC量を0.004〜0.02%、Nb量を0.03〜0.2%にしても、必ずしもYS≦270MPaが得られない場合がある。この原因は、熱間圧延時に形成された粗大なNb(C,N)によると考えられる。すなわち、上述したように、直径50nm前後の粗大なNb(C,N)は熱間圧延時に形成されるが、サイズが大きく、かつフェライト粒における固溶限もNbCと比べると小さいので、その後の焼鈍時にはオストワルド成長し難く、PFZの形成を阻害しYSの低下を妨げると考えられる。
そこで、本発明者等は、直径50nm以上の粗大なNb(C,N)の生成を抑制し、PFZの形成に有効なNbCの生成を促進させるための方法を検討したところ、sol.Al量を0.1%以上添加することが有効であることを見出した。
従来より、鋼中のNはAlと結合してAlNとして存在していると考えられていたが、C量が0.004%以上、Nb量が0.03%以上の鋼では、Nb(C,N)の析出反応が著しく促進され、AlNが析出する以前の仕上圧延時にNb(C,N)の析出が進行する。そこで、Alを0.1%以上含有させることで、Nb(C,N)が析出する前にAlNを析出させれば、PFZの形成に有効なNbCの析出を促進できることになる。
図1に、YS、ｒ値、ｎ値とsol.Al量の関係を示す。
図1の結果は、C:0.0060%、Si:0〜0.45%、Mn:1.5〜2%、P:0.02%、S:0.002%、N:0.003%、B:0.0005%、Nb:0.11%、sol.Al:0.01〜1.7%の鋼を溶製しスラブとした後、このスラブを1150℃と1250℃に加熱後、γ域で板厚3mmに熱間圧延して560℃で巻取り、さらに板厚0.8mmに冷間圧延して820℃で80secの焼鈍を行って冷延鋼板を製造して、YS、ｒ値、ｎ値を測定して求めたものである。なお、予め求めたSi、Mn、sol.Alの1%あたりのTS上昇量、それぞれ86MPa、33MPa、32.5MPaより、Si、Mn、Al量を調整してTSがほぼ440MPaと一定になるようにした。具体的には、[Si]+[Mn]/2.6+[sol.Al]/2.6を1.25%にした。ここで、[M]は元素Mの含有量(質量%)を表す。
また、比較として、C:0.0020%、Si:0.75%、Mn:2%、P:0.02%、S:0.002%、N:0.003%、B:0.0005%、Nb:0.015%、Ti:0.03%の鋼を溶製し、同様の条件で製造した従来の極低炭素冷延鋼板のYS、ｒ値、ｎ値も合わせて図１に示す。
図１より、C量が0.004%以上、Nbが0.03%以上の冷延鋼板では、従来の極低炭素冷延鋼板に比べ、低いYS、高いn値とr値が得られることがわかる。特に、sol.Al量を0.1〜1.5%にすると、YSは270MPa以下、n1-10は0.20以上となる。また、sol.Al量を0.2〜0.6%にすると、スラブ加熱温度が1250℃、1150℃のいずれの場合でもYSが260MPa以下とより一層低くなる。なお、フェライト粒はsol.Al量が0.1%以下の場合と同様、十分に微細であった。
なお、sol.Al量が0.1%未満の場合、PFZの形成を阻害する直径50nm以上の粗大Nb(C,N)が多く認められていたのに対し、sol.Al量が0.1〜1.5%の範囲では、この粗大Nb(C,N)が平均面積密度で0〜7.0×10-2個/μm2と大幅に減り、PFZの形成が促進されていることが分かった。
sol.Al量を0.1%以上にするとｒ値が大きく向上する原因は必ずしも明確ではないが、Alそのものによる冷間圧延時の変形帯の生成挙動や微量残存する固溶C等に何らかの影響を及ぼしていると考えられる。
以上より、sol.Al量は0.1〜1.5％、好ましくは0.2〜0.6％とする。
Si: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、その量が1.5%を超えると延性や耐二次加工脆性の劣化、YSの上昇を招くため、Si量は1.5%以下とする。なお、Siの添加は冷延鋼板の化成処理性の劣化、溶融亜鉛めっき鋼板の外観不良を招くため、Si量は0.5%以下とすることが望ましい。なお、強度の上昇には、Si量を0.003%以上とすることが好ましい。
Mn:Mnは、Siと同様に固溶強化により強度を上昇させる元素であり、また、赤熱脆性を防止する元素であるので、必要に応じて添加できる。しかし、その量が3%を超えると延性の低下、YSの上昇を招くため、Mn量は3%以下とする。なお、亜鉛めっき鋼板において、良好なめっき外観を得るために、Mn量は2%以下とすることが望ましい。なお、強度の上昇には、Mn量を0.1%以上とすることが好ましい。
P:Pは、鋼の強化に有効な元素である。しかし、その過剰の添加は耐二次加工脆性や延性の劣化、YSの上昇を招くため、P量は0.15%以下とする。また、亜鉛めっき鋼板においては、合金化処理性を著しく劣化させ、めっきの密着不良を招くため、P量は0.1%以下とすることが望ましい。なお、強度の上昇には、P量を0.01%以上とすることが好ましい。
S:Sは、硫化物として鋼中に存在する。その量が過剰に含まれると延性の劣化を招くため、S量は0.02%以下とする。デスケーリング性の観点からはS量を0.004%以上とすることが望ましく、また、延性の観点からはS量は0.01%以下とすることが望ましい。
N:Nは、上記した0.1〜1.5%のsol.Alにより完全にAlNとして析出させる必要があるため、N量は0.007%以下とする。また、N量は、少ないほど好ましいが、現状の製鋼技術では0.001%未満にすることは不可能であるので0.001%以上とする。
なお、残部はFeおよび不可避的不純物である。
以上の元素に加え、B:0.0001〜0.003%、Cu:0.5%以下、Ni:0.5%以下、Mo:0.3%以下、Cr:0.5%以下、Ti:0.04%以下、Sb:0.2%以下、Sn:0.2%以下のグループから選ばれた少なくとも一種の元素を含有させることが、以下の理由により望ましい。
B:耐二次加工脆性の向上のために、B量を0.0001%以上にすることが効果的である。しかし、その量が0.003%を超えるとその効果は小さく、圧延負荷の増大を招くので、B量は0.0001〜0.003%とする。
Cu、Ni、Mo、Cr:強度の上昇、耐二次加工脆性の向上、ｒ値の向上を図るために、Cu量を0.5%以下、Ni量を0.5%以下、Mo量を0.3%以下、Cr量を0.5%以下の範囲で添加できる。しかし、Cu、Cr、Niは高価な元素であるばかりか、0.5%を超えると表面品質を劣化させる。Moは耐二次加工脆性を劣化させることなく強度を上昇させることができるが、0.3%を超えるとYSを増加させる。なお、Cu、Cr、Niを添加する場合は、いずれの量も0.03%以上とすることが好ましい。また、Moを添加する場合は、Mo量を0.05%以上とすることが好ましい。さらに、Cuを添加する場合は、NiをCuと等量含有させることが望ましい。
Ti:ｒ値を向上させるために、Ti量を0.04%以下の範囲で添加できる。しかし、その量が0.04%を超えると粗大なTi含有の析出物が増加して強度の低下を招くばかりか、AlNの一部がTi含有析出物に置き換えられ、YSの低下を阻害する。なお、Tiを添加する場合は、Ti量を0.005%以上とすることが好ましい。
Sb、Sn:亜鉛めっき鋼板のめっき外観、めっき密着性、耐疲労特性、絞り部の靱性などを向上させるために、Sb量を0.2%以下、Sn量を0.2%以下の範囲で、かつ0.002≦[Sb]+1/2×[Sn]≦0.2を満足させるように添加することが効果的である。ここで、[Sb]と[Sn]は、それぞれSbとSnの含有量(質量%)を表す。Sb、Snの添加により、スラブ加熱時、熱間圧延後の巻取り時、CALやCGLによる焼鈍時、および付加的な中間焼鈍時において表層窒化や酸化が防止されるため、めっきムラが抑制されるとともに、めっき密着性が改善される。また、めっき浴中での亜鉛酸化物の付着が防止されるため、めっき外観も向上する。しかし、その量が0.2%を超えるとSb、Snそれ自体がめっき密着性を劣化させ、靱性も低下させる。
次に本発明の耐面歪性と張り出し性に優れた340MPa以上のTSを有する高強度冷延鋼板の製造方法について説明する。
本発明の高強度冷延鋼板は、本発明範囲にある成分組成の鋼スラブを、下記の式(3)および(4)を満足する加熱温度SRTで加熱後熱間圧延して熱延鋼板とする工程と、熱延鋼板を酸洗、冷延後、再結晶温度以上のフェライト単相からなる温度域で焼鈍する工程とを有する製造方法によって製造できる。
SRT≦1350℃ …(3)
1050℃≦SRT≦｛770+([sol.Al]-0.085)0.24×820｝℃ …(4)
ここで、[sol.Al]は、sol.Alの含有量(質量%)を表す。
図1に示すように、sol.Al量が0.1-0.6%の場合は、熱間圧延に先立つスラブの加熱温度SRTを1150℃としたときの方が、1250℃の場合に比べ、より低いYSが得られる。
そこで、図1の結果を得るために用いた上記の鋼を用い、SRTを変えて冷延鋼板を作製し、SRT、sol.Al量とYSの関係を調査した。得られた結果を図２に示す。
図2に示すように、sol.Al:0.1-0.6%、かつSRT≦｛770+([sol.Al]-0.085)0.24×820｝℃とすると、260MPa以下のより低いYSが得られることがわかる。これは、SRTを制御してAlNの溶解を抑制することにより、熱間圧延時にNb(C,N)の析出が完全に抑制されるためと考えられる。また、このとき粒径が10μｍ以下の微細なフェライト粒が得られた。
SRTが1050℃未満では、圧延負荷が高くなり生産効率が低下し、1350℃を超えると表面酸化が顕著になり表面品質が劣化するので、SRT≦1350℃、かつ1050℃≦SRT≦｛770+([sol.Al]-0.085)0.24×820｝℃とする必要がある。
優れた表面品質を付与するためには、スラブ加熱時に生成する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ことが望ましい。なお、熱間圧延時には、バーヒーターなどによる加熱を行うこともできる。
熱間圧延後の巻取温度は、PFZの形成やr値に影響を及ぼす。PFZをより効果的に形成させるには微細なNbCを析出させる必要があり、高いｒ値を得るには固溶Cを十分に低減する必要がある。それには、巻取温度は480〜700℃とすることが好ましく、500〜600℃とすることがより好ましい。
冷間圧延時の冷圧率は、高い方が好ましいが、85%を超えると圧延負荷が高くなり生産性を低下させるため、85%以下が好ましい。
焼鈍温度は、高いほど粒界近傍でのNbCの粗大化が促進され、より低いYS、より高いｎ値が得られるため、820℃以上とすることが好ましい。焼鈍温度が再結晶温度未満の場合、十分な低いYSや高いn値が得られないので、焼鈍温度は少なくとも再結晶温度以上とする必要がある。ただし、Ac1変態点を超えると、オーステナイトが生成し、その後のフェライトへの変態により著しく細粒化してYRは高くなるので、焼鈍温度はAc1変態点以下のフェライト単相の温度域とする必要がある。
焼鈍時間は、長いほど粒界移動が顕著になりPFZの生成が促進されるので、40sec以上の均熱時間が取れるようにすることが望ましい。
焼鈍後の冷延鋼板には、電気めっきまたは溶融めっきによって亜鉛系めっき鋼板とすることもできる。めっき後も同様な成形性が得られる。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された亜鉛めっき)、亜鉛-ニッケル合金めっき等が挙げられる。また、めっき後に有機皮膜処理を施しても同様な成形性が得られる。
表1に示す成分の鋼A-Vを溶製後、230mm厚のスラブに連続鋳造した。このスラブを1090〜1325℃に加熱後、表2に示す熱延条件で熱間圧延して板厚3.2mmの熱延板とした。この熱延板を冷間圧延して板厚0.8mmの冷延板とし、引き続き表2に示す焼鈍条件で連続焼鈍ライン(CAL)、溶融亜鉛めっきライン(CGL)、箱焼鈍(BAF)により焼鈍を行い、伸長率0.5%の調質圧延を行って、試料1-27を作製した。
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。このときのめっき目付量は片面あたり45g/m2であった。
作製した試料より圧延方向、圧延方向に対して45°方向、圧延方向に対して90°方向よりJIS5号試験片を採取し、引張試験を行い、YS、n1-10、r値、TSの特性の平均値を次の式から求めた。
特性Vの平均値=([V0]+2[V45]+[V90])/4
ここで、[V0]は鋼板圧延方向の特性Vの値、[V45]は鋼板圧延方向に対して45°方向の特性Vの値、[V90]は鋼板圧延方向に対して90°方向の特性Vの値を表す。
また、フェライト粒の結晶粒径を、圧延方向に平行な板厚断面においてJIS切断法により圧延方向、板厚方向、圧延方向と45°方向の粒径を測定し、その平均値で求めた。NbCやNb(C,N)のサイズや平均面積密度については、上述した方法により求めた。
結果を表2に示す。
Figure 0004507851
Figure 0004507851
本発明例である試料1-19では、いずれも270MPa以下のYS、0.20以上のn1-10が得られる。また、ｒ値は1.8以上と高い。特に、sol.Alが0.1-0.6%の範囲で、スラブ加熱温度が適正化された試料2〜6、9〜11、15〜17、19では、260MPa以下のYSが得られる。なお、本発明例では、いずれもPFZの形成を阻害する直径50nm以上の粗大Nb(C,N)の平均面積密度は7.0×10-2個/μm2以下であり、粒界部分には0.2-2.4μmの幅を有するPFZが形成されていた。
一方、比較例の試料20-27では、直径50nm以上の粗大Nb(C,N)の平均面積密度、PFZのいずれか満たされていないため、YSが高く、ｎ値が低い。すなわち、sol.Al量の少ない試料20では、YSが270MPaを超え、n値が0.20未満で、ｒ値が1.8未満である。sol.Alが過剰に添加されている試料21では、YSが270MPaを超え、n値が0.20未満である。また、C、Si、Mn、Pが本発明の範囲外である試料23、24、25、26では、YSが270MPaを大きく超える。Nbが本発明の範囲外である試料27は、YSが270MPaを大きく超え、ｎ値は0.20未満と低く、ｒ値も大幅に低下している。
従来の極低炭素高強度冷延鋼板に相当する試料22では、YSが270MPaを大きく超え、ｎ値が0.20未満である。
なお、本発明例である試料1-19のフェライト粒径はいずれも10μｍ未満であり、従来例である試料22のフェライト粒径11.4μｍと比べて微細である。このため、本発明例の試料1-19は耐肌荒れ性や耐二次加工脆性にも優れている。
自動車パネル部品以外の、例えば家電および建築などで、耐面歪性と張り出し性及び高強度が必要とされる分野でも好適である。
YS、n値、r値とsol.Al量の関係を示す図である。 スラブ加熱温度、sol.Al量とYSの関係を示す図である。

Claims (9)

  1. 質量%で、C:0.004〜0.02%、Si:1.5%以下、Mn:3%以下、P:0.15%以下、S:0.02%以下、sol.Al:0.1〜1.5%、N:0.001〜0.007%、Nb:0.03〜0.2%、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、平均粒径10μm以下のフェライト粒からなり、直径50nm以上のNb(C,N)の単位面積当りの平均個数(平均面積密度と呼ぶ)が7.0×10-2個/μm2以下であり、かつ前記フェライト粒の粒界に沿って、幅が0.2〜2.4μmであり、NbCの平均面積密度が前記フェライト粒の中央部に析出したNbCの平均面積密度の60%以下である領域が形成されていることを特徴とする高強度冷延鋼板。
  2. さらに、質量％で、sol.Al:0.2〜0.6%であることを特徴とする請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
  3. 下記式(1)を満足することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板。
    ([Nb]/[C])×(12/93)≧1 …(1)
    ここで、[Nb]と[C]は、それぞれNbとCの含有量(質量%)を表す。
  4. さらに、質量％で、B:0.0001〜0.003%を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
  5. さらに、質量％で、Cu:0.5%以下、Ni:0.5%以下、Mo:0.3%以下、Cr:0.5%以下、Ti:0.04%
    以下の中から選ばれた一種、または二種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
  6. さらに、質量％で、Sb:0.2%以下、Sn:0.2%以下のうち一種または二種の元素を含有し、かつ下記式(2)を満足することを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
    0.002≦[Sb]+1/2×[Sn]≦0.2 …(2)
    ここで、[Sb]と[Sn]は、それぞれSbとSnの含有量(質量%)を表す。
  7. さらに、請求項1〜６のいずれかに記載の鋼板表面に亜鉛系めっき層を有することを特徴とする亜鉛めっき鋼板。
  8. 請求項１〜６のいずれかに記載の組成を有する鋼スラブを、下記式(3)および(4)を満足する加熱温度SRTで加熱後、熱間圧延を行い熱延鋼板とする工程と、
    該熱延鋼板を酸洗し、冷延後、再結晶温度以上のフェライト単相からなる温度域で焼鈍する工程と、
    を有することを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
    SRT≦1350℃ …(3)
    1050℃≦SRT≦｛770+([sol.Al]-0.085)0.24×820｝℃ …(4)
    ここで、[sol.Al]は、sol.Alの含有量(質量%)を表す。
  9. さらに、請求項８に記載の製造方法が、亜鉛系めっき処理を施す工程を有することを特徴とする亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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