JP5051247B2

JP5051247B2 - 成形性と形状凍結性に優れた冷延鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP5051247B2
Application number: JP2010006963A
Authority: JP
Inventors: 太郎木津; 重宏 ▲高▼城; 耕一郎藤田; 英子安原; 和浩花澤; 正敏熊谷; 秀晴古賀; 健司田原
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2010-01-15
Filing date: 2010-01-15
Publication date: 2012-10-17
Anticipated expiration: 2030-01-15
Also published as: KR101464845B1; MX2012008180A; TW201134956A; MX348493B; TWI427162B; KR20120099507A; JP2011144430A; CN102712982A; CN102712982B; WO2011087108A1; MY155322A

Description

本発明は、電機、自動車、建材などの分野において、大型の平板形状をした部品の部材として最適な、成形性と形状凍結性に優れた冷延鋼板およびその製造方法に関する。

地球環境問題におけるCO₂削減や、低コスト化のための素材使用量削減のため、鋼板を薄肉化して、鋼材使用量を削減したいという要望が大きくなっている。しかし、鋼板を薄肉化すると、部品剛性が低下し、撓んだり、凹んだりなどの問題が発生する。さらに、薄型テレビなどの大型化が進んでいる商品用の鋼板では、一層凹みやすくなるなど、鋼板の薄肉化に伴う問題が大きくなってきている。

また、鋼板の部品剛性を確保するには、エンボスやビード加工を施して、そのエンボスやビードの高さを大きくしたり、鋼板の端部を曲げたりするなどの方法が考えられるが、その場合には、プレス加工に伴う割れやゆがみなど新たな問題が生じてしまう。
そのため、成形性と形状凍結性に優れた鋼板に対する要求はますます大きくなってきている。

従来、形状凍結性に優れた鋼板として、例えば、特許文献１には、{100}面と{111}面の比を1.0以上として、曲げ加工時の鋼板のスプリングバックを抑制する技術が開示されている。
また、成形性と形状凍結性を両立させた鋼板として、例えば特許文献２に開示されているように、{100}<011>〜{223}<100>方位群のＸ線ランダム強度比の平均値（A）を4.0以上とし、かつ、{554}<225>、{111}<112>および{111}<110>の３つの結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値（B）を3.0以上とし、さらに1.0≦(A)/(B)≦4.0とし、加えて、圧延方向およびそれと直角方向のｒ値のうち、少なくとも１つを0.7以下とし、さらにｒ値の平均値は0.8以上とすることにより加工性と形状凍結性を両立させる技術が開示されている。

国際公開第２０００／６７９１号パンフレット特開２００４−１３１７５４号公報

しかしながら、特許文献１および２に記載の鋼板は、いずれも、曲げ加工時における一定の形状凍結性は有するものの、例えば張出し加工のような高い延性を必要とする加工の場合には、十分な形状凍結性が得られないという問題があり、エンボス加工やビード加工などの、さらに張出し高さが大きい加工の場合には、くびれが生じるなどの問題が残っていた。

本発明の目的は、鋼板の成分および鋼板の組織の適正化を図ることによって、成形性および形状凍結性を向上させた冷延鋼板およびその製造方法を提供することにある。

発明者らは、上記の問題を解決するために検討を重ねた結果、以下に述べる知見を得た。
（１）極低炭素鋼におけるフェライト粒径と集合組織を制御するためには、熱間圧延、冷間圧延後の各工程において、昇温途中の未再結晶の段階で、歪みの蓄積が大きく再結晶しやすい{111}周りにAlNを優先的に析出させる必要がある。
（２）また、冷間圧延後の焼鈍過程において、均熱時にAlNを核として析出するNbCにより{111}周りのフェライトの再結晶を抑制する必要がある。
（３）さらに、{211}周りの再結晶を促進させながらフェライトの粒径を制御することが有効である。
上記した条件を満足することで、低降伏強度（以下、YPという）化、高均一伸び化、および、低ｒ値化を両立することができることが分かった。

本発明はこのような知見に基づきなされたもので、その要旨構成は以下の通りである。
１．質量％で、Ｃ：0.0010〜0.0030％、Ｓｉ：0.05％以下、Ｍｎ：0.1〜0.5％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.02％以下、Ａｌ：0.02〜0.10％、Ｎ：0.0010〜0.0050％およびＮｂ：0.010〜0.035％を含有し、かつＡｌ含有量およびＮ含有量が以下の（１）式の関係を満たし、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成からなる冷延鋼板であって、該冷延鋼板が平均粒径：８〜20μmのフェライト粒を主体とする組織を有し、{211}から15°以内のフェライト粒の板面における面積率が該組織の50％以上であることを特徴とする成形性と形状凍結性に優れた冷延鋼板。
[％Ａｌ]/[％Ｎ]≧10 ・・・（１）
ただし、[％Ｍ]は、Ｍ元素の含有量を表す（質量％）。

２．前記冷延鋼板が、さらに質量％で、Ｂ：0.0003〜0.0015％を含有することを特徴とする前記１記載の冷延鋼板。

３．前記１または２に記載された成形性と形状凍結性に優れた冷延鋼板の製造方法であって、前記１または２に記載の組成からなる鋼のスラブを、仕上げ温度：870〜950℃で熱間圧延を終了し、450〜630℃の範囲で巻取り、ついで酸洗後、圧下率：80％以下で冷間圧延を施したのち、焼鈍を行うに際し、600℃から730〜850℃の均熱温度までを、以下の（２）式の関係を満たす速度ｖ₁で加熱し、該均熱温度域に30〜200ｓ保持した後、３℃/ｓ以上の速度ｖ₂で600℃まで冷却することを特徴とする成形性と形状凍結性に優れた冷延鋼板の製造方法。
ｖ₁（℃/ｓ）：（[％Ａｌ]/[％Ｎ]）/10〜（[％Ａｌ]/[％Ｎ]）・・・（２）
ただし、[％Ｍ]は、Ｍ元素の含有量を表す（質量％）。

この発明に従い、極低炭素鋼にＮｂ等を添加した素材を、冷間圧延後の焼鈍において、ＡｌとＮの質量比に応じて昇温速度を制御することにより、鋼板の集合組織と粒径が最適化されて、鋼板のYP、均一伸びおよびｒ値をそれぞれ効果的に制御できる結果、成形性および形状凍結性を効果的に改善することができる。

{211}から15°以内のフェライト粒の板面における面積率と圧延方向、圧延45°方向、圧延直角方向のｒ値の関係を示す図である。フェライトの平均粒径とYPの関係を示す図である。フェライトの平均粒径と均一伸びの関係を示す図である。「加熱速度ｖ₁/(Al/N)」の値と{211}から15°以内のフェライト粒の板面における面積率の関係を示す図である。円筒張出し試験用プレスの断面図である。プレス後の鋼板の断面図である。

以下、本発明において、鋼板成分を上記の範囲に限定した理由について具体的に説明する。
なお、以下において、鋼中の成分を表す％表示は、特に断らない限り質量％を表すものとする。

Ｃ：0.0010〜0.0030％
Ｃは、熱間圧延後に固溶体として存在させることで、冷間圧延時に、粒内への剪断歪の導入を促進させることができ、ｒ値の上昇を抑制することができる。また、冷間圧延後の焼鈍過程における均熱保持時に、Ｎｂと微細な炭化物を形成することで、フェライトの粒成長を制御し、粒径および集合組織を最適化することができる。このような効果を得るためには、Ｃは0.0010％以上とする必要がある。一方、0.0030％を超えてＣが添加された場合、Ｃが炭化物として存在する場合にはYPの上昇および均一伸びの低下を招く、また、固溶Ｃとして存在する場合には時効硬化によるYPのさらなる上昇を招くため、Ｃは0.0030％以下とする必要がある。好ましくは0.0020％以下である。

Ｓｉ：0.05％以下
Ｓｉは、0.05％を超えて多量に添加されると、鋼板が硬質化して加工性が劣化したり、焼鈍時のＳｉ酸化物の生成によりめっき性が低下してしまう。また、熱間圧延を施す際に、組織がオーステナイトからフェライトに変態する温度が上昇するため、オーステナイト域で圧延を終了させるのが難しくなる。従って、Ｓｉは0.05％以下とする必要がある。

Ｍｎ：0.1〜0.5％
Ｍｎは、有害な鋼中ＳをMnSとして無害化するため、0.1％以上添加する必要がある。一方、0.5％を超える多量の添加は、鋼板の硬質化による加工性の劣化や、焼鈍時のフェライト粒の再結晶を抑制することから、Ｍｎは0.5％以下とする必要がある。好ましくは0.3％以下である。

Ｐ：0.05％以下
Ｐは、鋼板の結晶粒の粒界に偏析して、延性や靭性を劣化させることから、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：0.02％以下
Ｓは、熱間加工での延性を著しく低下させることで、熱間割れを誘発し、表面性状を著しく劣化させる。さらに、Ｓは鋼板の強度の向上にほとんど寄与しないばかりか、不純物元素として粗大なMnSを形成することにより、延性を低下させる。従って、Ｓ量は極力低減することが望ましいが、0.02％以下であれば許容できる。

Ａｌ：0.02〜0.10％
Ａｌは、冷間圧延後の焼鈍過程において、昇温時に窒化物を形成することで、NbCの析出サイトとして働くため、フェライトの粒成長を制御して、鋼板の粒径および集合組織を最適化することができる。また、窒化物を形成することで固溶Ｎによる時効硬化を抑制することができる。これらの効果を得るためにはＡｌは0.02％以上とする必要がある。
一方、0.10％を超える多量のＡｌは、窒化物の析出を促進し、{111}周りでのフェライト粒の優先的な析出が抑制されてしまう。さらに、熱間圧延時において、鋼がオーステナイトからフェライトに変態する温度が上昇するため、オーステナイト域で圧延を終了させるのが困難となる。従って、Ａｌは0.10％以下とする必要がある。

Ｎ：0.0010〜0.0050％
Ｎは、冷間圧延後の焼鈍過程において、昇温時にＡｌと窒化物を形成することで、NbCの析出サイトとして働き、フェライトの粒成長を制御し、粒径および集合組織を最適化することができる。そのため、Ｎは0.0010%以上とする必要がある。一方、0.0050％を超えて多量に添加すると、熱間圧延中にスラブ割れを伴い、表面疵が発生するおそれが生じる。また、焼鈍後に固溶Ｎとして存在する場合には、時効硬化を引き起こしてしまう。従って、Ｎは0.0050％以下とする必要がある。

Ｎｂ：0.010〜0.035％
Ｎｂは、冷間圧延後の焼鈍過程における均熱時に、炭化物を形成することで、フェライトの粒成長を制御し、粒径および集合組織を最適化することができる。さらに、熱間圧延においては、固溶Ｎｂとして存在し、オーステナイトの再結晶を抑制することで、仕上圧延後の冷却において、未再結晶オーステナイトからのフェライト変態を促進し、低ｒ値化に有利な集合組織を発達させることができる。このような効果を得るため、Ｎｂは0.010%以上添加する必要がある。
一方、0.035％を超える多量のＮｂ添加は、Ｎｂの炭窒化物や固溶Ｎｂの増大を招き、鋼板の硬質化による延性の低下を招くとともに、焼鈍時のフェライトの再結晶を抑制することから、焼鈍温度が高くなり、集合組織を制御することができなくなってしまう。従って、Ｎｂは0.035％以下とする必要がある。特に好ましいＮｂ量は、0.012〜0.030％の範囲である。

以上、本発明の基本成分について説明したが、本発明では、ｒ値を低めて、鋼板の形状凍結性を向上させることを目的として、Ｂ：0.0003〜0.0015％をさらに含有させることができる。

Ｂ：0.0003〜0.0015％
Ｂは、熱間圧延において固溶Ｂとして存在し、オーステナイトの再結晶を抑制することで、仕上圧延後の冷却時において、未再結晶オーステナイトからのフェライト変態を促進し、低ｒ値化に有利な集合組織を発達させる。このような効果を得るためには、Ｂは0.0003％以上添加する必要がある。
一方、Ｂが0.0015％を超えて多量に存在する場合には、冷間圧延後の焼鈍時にフェライトの再結晶を抑制することから、焼鈍温度を高くする必要が生じ、鋼板の集合組織を制御することができなくなる。従って、Ｂは0.0015％以下とする必要がある。

[％Ａｌ]/[％Ｎ]≧10
また、Ｎの含有量[％Ｎ]に対してＡｌの含有量[％Ａｌ]が少ないと、冷間圧延後の焼鈍過程における昇温時に、AlNの析出が抑制されてしまう。そこで、本発明では、Ｎの含有量[％Ｎ]に対してＡｌの含有量[％Ａｌ]は10倍以上とする必要がある。
ただし、上記の[％Ｍ]は、Ｍ元素の含有量（質量％）を表し、以下も、[％Ｍ]は、Ｍ元素の含有量（質量％）を表す。

なお、本発明の冷延鋼板の上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。ここで、不可避的不純物とは、上記成分以外であって、本発明の作用・効果を損なわない限りにおいて含まれる微量元素のことを意味する。

次に、本発明に従う鋼板の組織について説明する。
フェライトの平均粒径：８〜20μm
本発明に従う鋼の組織は、平均粒径：８μm以上のフェライト相を主体とすることで、低YPと高均一伸びとを両立することができる。
一方、フェライトの粒径が20μmを超えて大きくなると、プレス加工時に肌荒れなどの表面模様が顕在化するだけでなく、集合組織の制御も困難となり、ｒ値が高くなってしまう。従って、フェライトの平均粒径は20μm以下とする必要がある。
なお、本発明において、フェライト相以外の組織は、セメンタイト相やベイナイト相などであるが、本発明にいう、フェライト相を主体とは、フェライトが鋼板組織の面積率で90％以上の範囲を占めていることである。好ましくは95％以上であり、より好ましくは100％である。

{211}から15°以内のフェライト粒の板面における面積率：50％以上
{211}から15°以内のフェライト粒の板面における面積率を大きくすることで、r値を、圧延方向、圧延直角方向など板面全ての方向に対して小さくすることができるが、特に、鋼板の組織全体に対して、上記の面積率を50％以上とすると、ｒ値を板面の全ての方向に対して2.0以下とすることができる。従って、本発明では、{211}から15°以内のフェライト粒の板面における面積率は50％以上とする。好ましくは、60％以上である。
なお、本発明にいう、{211}から15°以内のフェライト粒とは、鋼板面に対し、EBSD（Electron Backscatter Diffraction）装置を用いて求めた{211}から15°以内であるフェライト粒のことを意味する。

以下、本発明における各製造工程について具体的に説明する。
溶製方法は通常の転炉法、電炉法等、従来公知の溶製方法のいずれもが適用可能である。溶製された鋼は、スラブに鋳造後、そのまま、あるいは、冷却して加熱し、熱間圧延を施して熱延板に仕上げた後、巻取る。ついで、酸洗後、冷間圧延および焼鈍を施す。

熱間圧延時の仕上げ温度：870〜950℃
熱間圧延時の仕上圧延の途中で、鋼板組織がオーステナイト相からフェライト相に変わると、圧延荷重が急激に低下して圧延機の荷重制御が困難になる。この場合には、通板中に鋼板の破断などの危険が生じる。
また、上記の仕上圧延の最初からフェライト相で通板すれば、このような危険は回避できるものの、圧延温度が低下し、熱延板の組織が未再結晶フェライトとなり、冷間圧延時の荷重が増大してしまうという問題が生じる。従って、上記の仕上圧延はオーステナイト相で終了させることが肝要であり、870℃以上で終了させることが必要である。
一方、上記の仕上圧延の終了温度が950℃を超えると、オーステナイト領域での再結晶が促進し、仕上圧延後の冷却において、未再結晶オーステナイトからのフェライト変態が抑制されるため、鋼板のｒ値が上昇してしまう。従って、上記の仕上圧延は950℃以下で終了する必要がある。好ましい温度範囲は、880〜920℃である。
なお、熱間圧延後、鋼板の巻取りまでの冷却速度は、特に限定しないが、空冷以上の冷却速度が望ましい。ただし、必要に応じて、100℃/s以上の急冷を行ってもよい。

巻取り温度：450℃〜630℃
熱間圧延後の巻取り温度が低いと、アシキュラーフェライトの生成により、鋼板が硬質化し、その後の冷間圧延時における荷重が高くなってしまい、実操業が困難となる。従って、巻取り温度は450℃以上とする必要がある。
一方、巻取り温度が630℃を超えると、熱延コイル冷却時に、AlNやNbCが析出してしまい、冷間圧延後の焼鈍過程における炭窒化物の析出制御によるフェライトの粒径や集合組織の制御ができなくなってしまう。さらに、熱間圧延段階で炭化物の析出が促進され、固溶Ｃが無くなると、冷間圧延時において、固溶Ｃによる鋼板結晶粒内への剪断歪導入効果を得ることができなくなり、ｒ値が上昇してしまう。従って、巻取り温度は630℃以下とする必要がある。

圧下率：80％以下
冷間圧延時の圧下率が大きいと、鋼板の集合組織が発達しやすくｒ値が上昇してしまう。従って、圧下率は80％以下とする必要がある。一方、下限は特に限定しないが、圧下率が小さい場合は、所定の製品厚に対して、熱延板の板厚を近づける必要がでてくるため、熱間圧延や酸洗での生産性が低下してしまう。そのため、圧下率は50％以上とすることが好ましい。

600℃から均熱温度までの加熱速度ｖ₁（℃/s）： [％Ａｌ]/[％Ｎ]）/10〜（[％Ａｌ]/ [％Ｎ]）
冷間圧延後の昇温過程において、600℃から均熱温度までの加熱速度ｖ₁が小さいと、AlNの析出が促進され、{111}周りだけでなく、{211}周りにもAlNは析出するため、均熱温度域でのフェライト再結晶を制御できなくなってしまう。このようなAlNの析出は、Ｎの質量に対するＡｌの質量の比、すなわち[％Ａｌ]/[％Ｎ]の値が大きいほど顕著になるため、ｖ₁は[％Ａｌ]/[％Ｎ]の値を用いて、（[％Ａｌ]/[％Ｎ]）/10℃/s以上とする必要がある。
一方、加熱速度が大きい場合には、昇温途中でのAlNの析出が起こることなく均熱温度域での再結晶が進行するため、フェライトの粒径や集合組織を制御できなくなってしまう。このようなAlNの析出抑制は[％Ａｌ]/[％Ｎ]の値が小さいほど顕著になるため、ｖ₁は（[％Ａｌ]/ [％Ｎ]）℃/s以下とする必要がある。
なお、上記した範囲を（ｖ₁）／（[％Ａｌ]/[％Ｎ]）の値で表すと、0.1〜1.0となり、特に好ましくは、（ｖ₁）／（[％Ａｌ]/[％Ｎ]）：0.2〜0.8である。また、ｖ₁は600℃から均熱温度までの平均加熱温度である。

均熱温度：730〜850℃
前記加熱後の均熱温度では、NbCを析出させながら再結晶を完了させ、フェライトの粒径と集合組織を制御する必要がある。そのため、均熱温度は730℃以上とする必要がある。
一方、均熱温度が850℃を超えて高くなると、ＮｂやＣの固溶量が増加することでNbCの析出が抑制され、フェライトの粒成長が進行することで、集合組織が制御できなくなると共に、Ｃが析出せずに固溶したままで存在していると、時効硬化の原因となってしまう。このことから、均熱温度は850℃以下とする必要がある。好ましくは830℃以下である。

均熱時間：30〜200s
前記加熱後の均熱時間が短いと、再結晶が完了しないため、鋼板のYPが高くなると共に、均一伸びが低下し加工性が著しく劣化することから、均熱時間は30s以上とする必要がある。一方、均熱時間が200sを超えて長くなると、フェライト粒の成長が進行し、集合組織を制御することができなくなってしまう。従って、加熱時の均熱時間は200s以下とする必要がある。好ましくは、150s以下である。

均熱温度から600℃までの冷却速度ｖ₂：３℃/ｓ以上
鋼板冷却時、特に600℃までの冷却速度ｖ₂が小さいと、フェライト粒の成長が促進され、集合組織を制御することができなくなる。従って、均熱温度から600℃までの冷却速度ｖ₂は３℃/ｓ以上とする必要がある。一方、上限はとくに定めないが、あまりに速い冷却速度ｖ₂は、特別な冷却設備を要する等、コスト的に不利となることから、30℃/ｓ以下程度が望ましい。なお、ｖ₂は均熱温度から600℃までの平均冷却温度である。

ここに、600℃より低い領域での冷却速度は特に限定はない。また、必要に応じて、480℃近傍で溶融亜鉛によるめっきを行ってもよい。さらに、めっき後、500℃以上に再加熱してめっきを合金化してもよく、冷却途中で温度保持を行うなどの熱履歴を経てもよい。
さらに、必要に応じて、圧下率：0.5〜２％程度の調質圧延を行ってもよい。また、焼鈍途中でめっきを施さなかった場合には、耐腐食性を向上させるために電気亜鉛めっきなどを行ってもよい。さらに、冷延鋼板やめっき鋼板の上に、化成処理などによって皮膜を付けることもできる。

以下、実施例について説明する。
表１に示す化学組成を有するスラブを溶製した後、1200℃で１時間のスラブ加熱後、同表に示す仕上げ温度（FT）と巻取り温度（CT）で熱間圧延等を行った。酸洗後、さらに、同表に示した条件で冷間圧延、加熱、均熱および冷却処理を行った。なお、冷間圧延後の板厚は0.6〜0.8mmとした。

ここで、加熱速度ｖ₁は600℃から均熱温度までの平均加熱速度、冷却速度ｖ₂は均熱温度から600℃までの平均冷却速度である。また、600℃以下も、ｖ₂で室温まで冷却した。さらに、焼鈍後は、圧下率：1.0％の調質圧延を行い、組織と機械特性を調査した。表１に、得られた鋼板の組織および機械特性を調査した結果を併記する。
なお、熱処理後のサンプルは、圧下率１％で調質圧延した後、圧延方向（L方向）、圧延45°方向（D方向）、圧延直角方向（C方向）それぞれからJIS５号引張試験片を採取し、L方向の引張り、およびL,D,C方向のｒ値測定を行った。また、L方向の断面（圧延方向の板厚断面）を光学顕微鏡にて組織観察すると共に、EBSDで結晶方位の測定を行った。

（評価）
フェライトの平均粒径は切断法により求めた。すなわち、各供試鋼の圧延方向と板厚方向の平均切片長さをそれぞれ求め、圧延方向の平均切片長さをＸ、板厚方向の平均切片長さをＹとして、2／(1/X+1/Y)の値を求めることで各供試体のフェライトの平均粒径とした。

フェライトの面積率は、組織画像から画像処理により求めた。
また、集合組織はEBSDを用いて測定した。まず、供試鋼の全板厚方向の方位を測定し、鋼板面から15°以内の{211}を有するフェライト粒の面積率を求めた。

引張特性については、圧延方向からJIS５号引張試験片を切出し、引張速度：10mm/分で引張試験（JIS Z 2241に準拠する）を行い、YPおよび均一伸びの値を測定した。

ｒ値は、圧延方向（L方向）、圧延45°方向（D方向）、圧延直角方向（C方向）の各方向からJIS５号引張試験片を切出し、予歪み15％で測定した。

図１には、供試鋼No.１〜11の鋼について、{211}から15°以内のフェライト粒の板面における面積率と、圧延方向、圧延45°方向、圧延直角方向それぞれのｒ値との関係を、図２および３には、上記の面積率が50％以上であった供試鋼No.１〜３、５、６、８、10について、フェライトの平均粒径とYPおよび均一伸びとの関係を、図４には、加熱速度以外、本発明の範囲内である供試鋼１〜８について、{211}から15°以内のフェライト粒の板面における面積率と「ｖ₁/（[％Ａｌ]/[％Ｎ]）」の関係をそれぞれ示す。

図１より、供試鋼No.１〜11の鋼について、{211}から15°以内のフェライト粒の板面における面積率が50％以上の場合、圧延方向、圧延45°方向、圧延直角方向のいずれの方向でも、ｒ値は2.0以下となることが分かる。

図２および３より、フェライトの平均粒径を８μm以上とすることで、YPが230MPa以下という低降伏強度化、均一伸びが22％以上という高均一伸び化を達成できることがそれぞれに分かる。

図４より、“ｖ₁/（[％Ａｌ]/[％Ｎ]）”の値を0.1〜1.0の範囲とすることで、{211}から15°以内のフェライト粒の板面における面積率を50％以上とすることができることが分かる。

張出し加工時の形状凍結性の評価は円筒張出し試験により行った。図５にプレスの断面を示す。
ポンチ径：30mm、ポンチ肩の半径：５mm、ダイ径：45mm、ダイ肩の半径：１mmとした。サンプルは100mmφ に機械加工したものを用いて、しわ押さえ力を200ｋＮとして、８mm高さの張出しを行った。プレス後の断面を図６に示す。
形状凍結性の評価は、張出し後のねじれを目視で行い、ねじれのないものを○、ややねじれているものを△、大きくねじれているものを×とした。
結果を表1に併記するが、本発明鋼では、形状不良なくプレス形成できていることが分かる。

この発明によれば、従来の冷延鋼板に比べて、優れた成形性および形状凍結性を具える冷延鋼板およびその製造方法の提供が可能となる。

Claims

質量％で、Ｃ：0.0010〜0.0030％、Ｓｉ：0.05％以下、Ｍｎ：0.1〜0.5％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.02％以下、Ａｌ：0.02〜0.10％、Ｎ：0.0010〜0.0050％およびＮｂ：0.010〜0.035％を含有し、かつＡｌ含有量およびＮ含有量が以下の（１）式の関係を満たし、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成からなる冷延鋼板であって、該冷延鋼板が平均粒径：８〜20μmのフェライト粒を主体とする組織を有し、{211}から15°以内のフェライト粒の板面における面積率が該組織の50％以上であることを特徴とする成形性と形状凍結性に優れた冷延鋼板。
[％Ａｌ]/[％Ｎ]≧10 ・・・（１）
ただし、[％Ｍ]は、Ｍ元素の含有量を表す（質量％）。
前記冷延鋼板が、さらに質量％で、Ｂ：0.0003〜0.0015％を含有することを特徴とする請求項１に記載の成形性と形状凍結性に優れた冷延鋼板。
請求項１または２に記載された成形性と形状凍結性に優れた冷延鋼板の製造方法であって、請求項１または２に記載の組成からなる鋼のスラブを、仕上げ温度：870〜950℃で熱間圧延を終了し、450〜630℃の範囲で巻取り、ついで酸洗後、圧下率：80％以下で冷間圧延を施したのち、焼鈍を行うに際し、600℃から730〜850℃の均熱温度までを、以下の（２）式の関係を満たす速度ｖ₁で加熱し、該均熱温度域に30〜200ｓ保持した後、３℃/ｓ以上の速度ｖ₂で600℃まで冷却することを特徴とする成形性と形状凍結性に優れた冷延鋼板の製造方法。
ｖ₁（℃/ｓ）：（[％Ａｌ]/[％Ｎ]）/10〜（[％Ａｌ]/[％Ｎ]）・・・（２）
ただし、[％Ｍ]は、Ｍ元素の含有量を表す（質量％）。