JPH08170121A - 成形性の優れた極低炭素冷延鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】高い伸びおよびｒ値を示す加工性の優れた冷延
鋼板を安定して製造する。 【構成】重量％でＴｉ：0.01〜0.08％を含む極低Ｃ鋼で
あって、下記式で示される《Ｔｉ》の含有量が式を
満足する鋼のスラブを熱間圧延し、式を満足する温度
Ｔc で巻取り、冷間圧延後焼鈍する。 《Ｔｉ》（％）＝Ｔｉ（％）−48×〔｛Ｎ（％）／14｝＋｛Ｓ（％）／32｝〕 ・・・・ 4×Ｃ（％）＜《Ｔｉ》（％）≦20×Ｃ（％） ・・・・ −25≦Ｔc −Ｔo ≦25 ・・・・ 〔ここでＴo （℃）＝｛ 0.00417／（《Ｔｉ》×Ｃ）｝
−0.22×（Ｔs −1000）＋ 481 ただし、Ｔs ：スラブ加熱温度（℃）〕

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、プレス加工等により様
々な形状に成形されて用いられる冷延鋼板の製造方法に
関するものであり、特に自動車のサイドフレームアウタ
ー等の非常に成形の厳しい部品に使用される、従来の冷
延鋼板より伸びとｒ値が優れた冷延鋼板の製造法に関す
る。

【０００２】

【従来の技術】鋼中に侵入型（Interstitial）固溶する
ＣやＮを、ＴｉやＮｂなど炭窒化物形成元素と結合させ
て、固溶していない（Free）状態にしたいわゆるＩＦ鋼
は、最終焼鈍の温度が充分高ければ、製造プロセスの条
件にあまり影響されずに容易に深絞り性のよい冷延鋼板
が得られる。さらに、連続焼鈍のような急速加熱におい
ても優れた深絞り性を示し、その上、燒鈍後急冷しても
歪み時効のような問題を生じない（例えば、特公昭44-1
8066号公報）。このような点から、急速加熱するととも
に、高温焼鈍が可能な連続焼鈍法の発展や、溶融亜鉛メ
ッキラインでの深絞り用鋼板の製造要求により、ＩＦ鋼
は大量に製造されるようになってきた。近年、製鋼工程
における不純物元素の低減技術が大幅に進歩し、低コス
トで高純な鋼が量産できるようになり、これもＩＦ鋼の
大量製造を可能にする要因の一つになっている。

【０００３】ＩＦ鋼のプレス成形性あるいは深絞り性
は、通常、ＣやＮばかりでなくＰやＳなどの不純物元素
を低減するほど向上する。ＣやＮあるいはＳが低減でき
ると、これらと結合するＴｉ等の添加量も少なくてす
み、結合の結果として生じてくる微細析出物の量が減少
するためである。しかしながら、ＴｉやＣ等の鋼中含有
量を低下させると、熱間圧延の加熱時に固溶状態にある
ＴｉやＣは、冷却の過程での結合または析出反応を起こ
し難くなってくる。このような析出不十分、すなわち固
溶したＣが存在する状態で、冷間圧延し、急速加熱し焼
鈍すると深絞り性の向上が不十分になる傾向がある。

【０００４】そこで、ＩＦ鋼にて深絞り性をできるだけ
向上させるには、通常、熱間圧延時の巻取温度をできる
だけ高くする。これは、巻取った後のゆっくりした冷却
過程の高温に維持される間に、充分析出反応を進行さ
せ、固溶しているＣを無くしてしまうためである。しか
し高温巻取は、コイルの外周および内周、または鋼帯の
先端部および後端部の温度が充分確保できずに長手方向
の特性変動が大きくなったり、酸化によるスケール発生
が増大したりするので、操業上はできるだけ低温で巻き
取ることが好ましい。

【０００５】熱間圧延時の巻取温度を低くしても、優れ
た深絞り性を得るようにするため、特開平5-117758号公
報にはsol.Ａｌ（鋼中の酸可溶アルミ）を通常より高め
に含有させ、ＣやＮの析出を十分に行わせようとする方
法が開示されている。この方法によれば、（Ｔｉ，Ｎ
ｂ）Ｃおよび（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎとの複合析出物の析出が
低温で促進されるため 650℃以下の低温で巻取っても、
Ｃの固定が十分なされるとしている。しかし、sol.Ａｌ
を高めることは、鋼の硬化とコスト増を招き、必ずしも
満足のいく方法とはいえない。

【０００６】ＩＦ鋼の深絞り性を向上させるもう一つの
手段として、冷圧前の熱延板の結晶粒の微細化が重要で
あることが知られている。これは、冷間圧延後の焼鈍工
程において、冷間加工組織から加工歪みの解放によって
再結晶組織が形成される際、加工前に結晶粒界であった
場所の方が、粒内であった場所よりも、深絞りに好まし
い方位を持った結晶組織（集合組織）が発達しいやすい
という理由による。すなわち、加工前、結晶粒が小さい
ほど結晶粒界の量が多くなる。冷延鋼板の深絞り向上の
ために、熱延板の結晶粒を微細化する方法の例として、
特開平5-112831号公報では、熱間圧延をＡr₃点からＡr₃
＋50℃の温度範囲で仕上げ、かつ熱間圧延の最終圧下率
を30％以上の強加工とし、圧延直後から急冷をおこなう
としている。この場合、巻取温度は特に規制されておら
ず、高温で巻き取ると巻き取った後結晶粒成長がおこ
り、粗粒化してしまう危険性がある。

【０００７】ＩＦ鋼の深絞り性向上のための熱延時の巻
取り温度は、低すぎれば固溶Ｃ等が残存して深絞り性向
上を阻害し、高くすると固溶Ｃはなくなるが、今度は冷
圧前の結晶粒が大きくなって、これも悪影響をおよぼ
す。このように、ＩＦ鋼において特にＣ含有量を 0.003
％以下にまで低下させて、深絞り性を向上させようとす
る時、巻取り温度の設定は極めて重要であるにもかかわ
らず、その効果が明確にされていない。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、Ｃ濃度が
0.003％以下と特に低い極低炭素ＩＦ鋼の製造におい
て、熱延条件を適正化し、固溶Ｃの析出の促進と熱延板
の細粒化を図り、高い伸びと良好な深絞り性を得ようと
するものである。

【０００９】

【課題を解決するための手段】本発明者はＣ含有量の特
に低いＩＦ鋼において、成分と熱間圧延時のスラブ加熱
温度および巻取り温度が、冷延鋼板の機械的性質に及ぼ
す影響を種々検討した結果、成分とスラブ加熱温度から
決定される特定の巻取り温度で熱間圧延をおこなうと、
従来にない深絞り性の向上が得られることを知った。こ
こでまず本発明のもととなった実験の例について説明す
る。

【００１０】重量％で、Ｃ：0.0025％、Ｓｉ：0.01％、
Ｍｎ：0.15％、Ｐ： 0.008％、Ｓ：0.0041％、Ｔｉ：
0.031％、sol.Ａｌ： 0.042％、Ｎ：0.0019％で他は不
可避的不純物からなる鋼のスラブを用い、加熱温度を10
50℃および1250℃の２種とし、仕上げ温度を 920℃とし
て 5mm厚に仕上げた後、急冷して 300〜 700℃の範囲で
種々の温度で巻取った。スケール除去後、圧下率82％で
0.8mm厚に冷間圧延し、連続焼鈍条件にて均熱温度 840
℃の焼鈍をおこない、伸び率 0.3％で調質圧延した。得
られた鋼板から、圧延方向に対して 0°、45°および90
°の３方向にＪＩＳ５号引張り試験片を採取し、引張り
試験により伸びおよびｒ値をそれぞれ測定し、３方向の
平均値をもとめた。この伸びおよび塑性異方性の指標ｒ
値の平均値から深絞り性の良否を判定できるが、どちら
も大きいほど優れている。

【００１１】図１に熱延の巻取温度と冷延焼鈍板の３方
向平均伸びの関係を示す。巻取り温度の上昇に伴い、伸
びは大きくなり、ある温度以上では飽和することがわか
る。

【００１２】巻取り温度が高温になると伸びが向上する
のは、ＴｉＣの析出物が粗大になり、鋼の素地に対する
影響が低減するためと考えられる。熱延時のスラブ加熱
温度の影響を、巻取り温度が約 450℃から上の温度範囲
で見ると、1250℃の高温加熱の方が1050℃の低温加熱の
場合よりも低目の巻取り温度ではよいが、高目の巻取り
温度では低温加熱の方がよくなっている。

【００１３】図２に熱延の巻取温度と、冷延焼鈍板の３
方向の平均ｒ値の関係を示す。伸びとは異り、ｒ値につ
いては極大を示す巻取り温度が存在する。ｒ値は再結晶
集合組織の｛１１１｝面方位の多少と密接な関係がある
が、この｛１１１｝面方位の発達に、固溶Ｃが減少する
効果と、冷間圧延前の結晶粒径が小さいという効果がい
ずれも有効に作用する。巻取温度が低温から高温になる
に伴い、ＴｉＣの析出が促進されて固溶Ｃは減少する
が、一方では熱延板の結晶粒が粗大になって行く傾向が
ある。このために、ｒ値が極大になる最適巻取り温度が
現れたものと考えられる。この最適巻取り温度は、スラ
ブ加熱温度によって影響を受け、スラブ加熱温度が低い
方が、高い方へ移動し、しかも平均ｒ値のレベルは高く
なっている。冷間圧延前の結晶粒径や固溶Ｃ量、あるい
は析出物の分布状態などが影響をおよぼしていると考え
られるが、理由は明らかでない。

【００１４】次に、Ｃ量が 0.003％以下でＴｉを添加し
た鋼を種々を溶製し、熱間圧延の巻取り温度の影響につ
いて調査した。その結果、冷間圧延燒鈍後の伸びに関し
ては成分の影響は大きくなく、大略図１に示した傾向と
同じであった。ところが、平均ｒ値については、極大値
を示す巻取り温度、すなわち最適巻取り温度が存在する
ことまでは同様であったが、その温度は、鋼により大き
く変っていた。

【００１５】Ｃ含有量が極めて少ない鋼にＴｉを含有さ
せた場合、熱間圧延工程の温度範囲で、その条件により
種々変化すると考えられる主要な冶金学的要因の一つ
に、ＴｉＣの固溶析出挙動がある。Ａｌで脱酸された不
純物含有量の少ない低Ｍｎ鋼に少量のＴｉを添加する場
合、凝固から熱延のスラブ加熱までの温度範囲にてＴｉ
は鋼中のＮやＳと結合し析出物を形成する。したがっ
て、熱間圧延工程でのＴｉＣの固溶析出挙動を考えるに
は、この温度までに析出物になってしまったＴｉ分をＴ
ｉの分析値から差し引いておく必要がある。そこで、Ｔ
ｉＣの固溶析出挙動に関与する固溶Ｔｉすなわち《Ｔ
ｉ》（有効チタン）を次式のように定義する。

【００１６】 《Ｔｉ》（％）＝Ｔｉ（％）−48×〔｛Ｎ（％）／14｝＋｛Ｓ（％）／32｝〕 ・・・・ この《Ｔｉ》を用い、最適巻取り温度との対応を調べて
みると、図３の様な関係が見出された。すなわち、《Ｔ
ｉ》（％）×Ｃ（％）を横軸に、最適巻取り温度を縦軸
に取ると、《Ｔｉ》（％）×Ｃ（％）が大きくなるほ
ど、最適巻取り温度は低下の傾向がある。スラブ加熱温
度が同じ場合、これらの関係は一本の曲線で近似でき、
スラブ加熱温度が異ると、この図３の中において、曲線
を上下に平行移動する関係にあることがわかった。

【００１７】これらの結果からは、ｒ値が極大となる温
度で巻取り、しかもその温度が伸びの良好な領域にあれ
ば、伸びとｒ値の両方が高い値を示すプレス成形性のよ
い、深絞り性の優れた鋼板が得られることが期待され
る。

【００１８】本発明は、以上のような知見に基づいて完
成された成形性の優れた極低炭素冷延鋼板の製造方法で
あり、その要旨とするところは次の通りである。

【００１９】重量％で、Ｃ：0.0005〜0.0030％、Ｓｉ：
0.1％以下、Ｍｎ：0.05〜0.50％、Ｐ： 0.018％以下、
Ｓ： 0.007％以下、 酸可溶Ａｌ： 0.005〜 0.080％、
Ｎ：0.0035％以下、Ｔｉ：0.01〜0.08％、Ｎｂ： 0〜
0.020％、 およびＢ： 0〜0.0030％を含有し、上記
式で定義される《Ｔｉ》の含有量が、下記式を満足
し、残部はＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼のスラ
ブを加熱し、仕上げ温度880℃以上として圧延した後、
直ちに急冷して、巻取り温度Ｔc （℃）が下記式を満
足する条件とした、熱間圧延をおこない、圧下率60〜95
％の冷間圧延後、再結晶温度以上、Ａc₃変態点以下の温
度で連続焼鈍または箱焼鈍することを特徴とする、成形
性の優れた冷延鋼板の製造方法。

【００２０】 4×Ｃ（％）＜《Ｔｉ》（％）≦20×Ｃ（％） ・・・・ −25≦Ｔc −Ｔo ≦25 ・・・・ 〔ここでＴo （℃）＝｛ 0.00417／（《Ｔｉ》×Ｃ）｝−0.22×（Ｔs −1000） ＋ 481 ・・・・ ただし、Ｔs ：スラブ加熱温度（℃）〕

【００２１】

【作用】本発明において、素材鋼スラブの成分組成なら
びに製造工程の各条件を前記のように限定した理由につ
いて、以下その作用とともに説明する。

【００２２】Ａ）鋼成分 (1) Ｃ 鋼中に必然的に含有されるもので、少ない程好ましい。
ただし、必要以上に低くすることは鋼中の介在物を増加
させる傾向があり、伸びに悪影響をおよぼす。

【００２３】一方、Ｃ量が増加すると、Ｃ原子をＴｉＣ
として固定するために必要なＴｉ量が増加し、析出した
ＴｉＣが伸びを劣化させる。したがって、Ｃ量の範囲は
0.0005〜 0.003％とする。

【００２４】(2) Ｓｉ Ｓｉは鋼に対し固溶強化作用があるが、含有量が高いと
酸洗不良やめっき性不良を来すので 0.1％以下とする
が、含有量は実質的に 0でもよい。

【００２５】(3) Ｍｎ 極低炭素鋼において、Ｍｎの添加は固溶強化の作用があ
るが、含有量が多すぎると伸びの劣化や、ＴｉＣの析出
を微細にさせて降伏点の必要以上の上昇をもたらすの
で、 0.5％以下とする。また低減させすぎると鋼が脆化
することがあるので、0.05％以上含有させる。なお、強
度の必要がない場合、伸びをよくするには0.05〜 0.2％
とする方が望ましい。

【００２６】(4) Ｐ 伸びの点からは低ければ低いほど好ましい。ただし、ｒ
値を低下させることなく強度を上げる効果があるので、
0.018％以下の含有は許容できる。

【００２７】(5) Ｓ Ｓは伸びを劣化させるので低ければ低いほどよい。その
影響が顕著でない範囲として、 0.007％以下とする。

【００２８】(6) sol.Ａｌ sol.Ａｌ（酸可溶Ａｌ）の含有量は、溶鋼の脱酸を十分
おこない健全なスラブにすると、 0.005％以上となる。
ただし、過剰の含有は鋼が硬質化すると同時に伸びが低
下するので、0.08％を上限とする。望ましくは0.005 〜
0.05％である。

【００２９】(7) Ｎ ＮはＴｉと結合しＴｉＮとして析出する。ＴｉＮの存在
はは伸びを低下させるので、Ｎは低いほど好ましい。目
立った影響をおよぼさない限界として、0.0035％以下と
する。

【００３０】(8) Ｔｉ Ｔｉ添加の目的は、冷間圧延以降の工程において鋼中に
固溶Ｃや固溶Ｎが存在しないように、これらと結合させ
て固定することにある。このためには0.01％以上含有さ
せる必要があるが、多く含有させてもその効果は飽和
し、さらに鋼が硬質化してくるので、多くても0.08％以
下とする。

【００３１】前述のように、凝固から熱延のスラブ加熱
までの温度範囲にて、Ｔｉは鋼中のＮやＳと結合し、Ｔ
ｉＮやＴｉＳのような安定な析出物を形成してしまう。
したがって、熱間圧延工程以降の温度範囲におけるＴｉ
の効果は、残った固溶Ｔｉの量で考えなければならな
い。そこで、通常は前出式で定義される《Ｔｉ》量を
もって、その効果が検討されている。本発明において
も、Ｃとの結合が重要なので、Ｔｉは上記の含有量範囲
であっても、《Ｔｉ》の含有量は、上記と同じ理由から
前出式を満足しなければならない。

【００３２】(9) Ｎｂ Ｎｂは添加しなくてもよいが、熱延板の結晶粒を微細化
する効果があるので、必要により添加する。添加する場
合、少なすぎると効果がないので、 0.005％以上含有さ
せることが望ましい。しかし、0.03％を超えて含有させ
ると再結晶温度が上昇し、所要の性能を得るための焼鈍
温度が高くなってしまうので、その含有量は多くても0.
03％以下とする。

【００３３】(10) Ｂ 本発明鋼のように固溶Ｎや固溶Ｃを鋼中から充分に排除
した場合、製品鋼板に強度の加工をおこなった後、低温
で加工変形応力とは異る方向の衝撃応力を加えると、簡
単に割れてしまうことがある。これを二次加工脆性とい
うが、その発生防止のため、必要であればＢを微量添加
してもよい。添加する場合、少なすぎると効果がないの
で、0.0003％以上含有させることが望ましい。ただし、
0.0030％を超える含有は効果が飽和してしまう。なお、
Ｂの含有はｒ値を低下させる傾向があるので、添加しな
くてもよいが、必要により添加する場合は、以上のよう
に、0.0003〜0.0030％が望ましい。

【００３４】Ｂ）製造工程条件 (11) スラブ加熱温度 熱間圧延時のスラブ加熱温度は、1000℃以下の低温では
オーステナイト域での圧延仕上げが困難であり、1280℃
をこえるといたずらに酸化損失とエネルギー損失を増す
だけである。したがって、スラブ加熱温度は1000〜1280
℃とするのがよい。しかし、図１および図２からわかる
ように、スラブ加熱温度は低温の方が伸びおよびｒ値
共、到達しうるレベルが高くなるので、望ましくは1000
〜1100℃である。

【００３５】(12) 熱間圧延仕上げ温度 熱間圧延は、上記スラブ加熱温度から 880℃までのオー
ステナイト域でおこなうのが好ましい。仕上げ温度が 8
80℃を切ると、フェライト相が出始め、巻取り時に異常
粒成長をおこし、表面性状が劣化する危険性がある。

【００３６】(13) 熱間圧延後の急冷 熱間圧延の仕上げロールを出た直後に急冷する。冷却速
度は望ましくは20〜80℃／ｓ程度とする。巻取り温度ま
で緩冷却すると、熱延板結晶粒が大きくなり、冷間圧延
燒鈍後のｒ値が低下する。

【００３７】(14) 熱間圧延の巻取り温度 平均ｒ値が極大値を示す最適巻取り温度Ｔo について、
成分の異る種々の鋼を用い熱延条件を変えて試験し、デ
ータを整理した結果、次の関係式で近似的に表せること
がわかった。

【００３８】 Ｔo （℃）＝｛ 0.00417／（《Ｔｉ》×Ｃ）｝−0.22×（Ｔs −1000）＋ 481 ・・・・ ここで、《Ｔｉ》は前出式の有効チタン、Ｔs はスラ
ブ加熱温度である。熱間圧延時の巻取り温度を、Ｔo に
一致させることができれば理想的である。しかし現実に
は、成分とスラブ加熱温度を知り、それによって求めら
れたＴo に、できるだけ近い温度で巻取ることができれ
ば、安定して平均ｒ値の優れた鋼板が得られる。実際の
巻取り温度をＴc とすれば、その温度範囲の限界は、 −25≦Ｔc −Ｔo ≦25 ・・・・ 書き換えれば Ｔo −25≦Ｔc ≦Ｔo ＋25 ・・・・ とする必要があり、この温度範囲を外れた温度で巻取っ
た場合は、優れたｒ値の製品鋼板は得られない。

【００３９】伸びに関して、図１に見られるように巻取
り温度が低下すると劣化してくるので、ｒ値、伸びとも
優れた鋼板を得るためには、上記の範囲であっても巻取
り温度は 500℃以上とすることが望ましい。また、巻取
り温度の上限は特には設定しないが、仕上げ温度や巻取
った時のコイル形状、または部位による特性ばらつきの
増大から自ずから定まり、大略 750℃程度である。

【００４０】(15) 冷間圧延の圧下率 極低炭素鋼の場合、冷間圧延率が高いほどｒ値は高くな
る。圧下率が60％未満では、ｒ値は不十分であり好まし
くない。一方、冷間圧延の圧下率が95％をこえると、熱
延板の板厚を厚しておかなければならず、仕上げ圧延直
後の冷却が緩冷却になりがちである。したがって、冷延
圧下率は60〜95％とする。

【００４１】(16) 焼鈍条件 焼鈍方法は連続焼鈍，箱焼鈍のいずれでもかまわない。
また、連続溶融亜鉛めっきラインを用いて焼鈍後、溶融
亜鉛めっきもしくは合金化溶融亜鉛めっきをおこなって
もよい。さらに、焼鈍後の鋼板に電気めっき、たとえば
Ｚｎ系めっきを施すこともできる。

【００４２】また、再結晶温度未満の焼鈍温度では鋼が
硬質なままであり、Ａc₃をこえる焼鈍温度になると変態
がおきて、ｒ値にとって好ましい集合組織が破壊され
る。したがって、焼鈍温度は再結晶温度以上、Ａc₃変態
温度以下に限定する。

【００４３】

【実施例】表１に示す鋼を溶製し、そのスラブを表２に
示す温度で１時間加熱した後，仕上げ温度 920℃で、 5
mm厚に熱間圧延した。熱間圧延ロールを出た直後に水ス
プレイにて50℃／ｓの冷却速度で冷却し、表２に示す種
々の温度で巻取った。熱延板は表面のスケールを除去し
た後、圧下率82％の冷間圧延をして板厚 0.8mmとした。
昇温速度10℃／ｓ、均熱 840℃×30ｓ、冷却速度10℃／
ｓの連続焼鈍相当の焼鈍を施した後、 0.3％の調質圧延
を行い、圧延方向に対し 0°45°および90°方向のＪＩ
Ｓ５号試験片を採取して引張試験を行った。表２に３方
向平均の引張試験結果を示す。

【００４４】

【表１】

【００４５】

【表２】

【００４６】鋼Ａによる条件 1および 5は、熱間圧延の
巻取り温度が本発明の範囲より低いため、伸びとｒ値が
低い。一方、条件 4、 8は本発明で定める範囲より高い
巻取り温度であるため、ｒ値が低くなっている。本発明
で定める範囲にて製造した条件 2、 3、 6および 7は、
伸びとｒ値の両方が高い値を示している。

【００４７】鋼ＢはＴｉ量が本発明の範囲より少なく、
固溶Ｃを完全に固定することができないため、この鋼に
よる条件 9では伸びとｒ値の両方が著しく劣る。鋼Ｃは
Ｔｉ量が本発明で定める範囲より多く、この鋼を用いた
条件10では引張強さが高く、伸びが小さくなっている。
鋼ＤはＣ量が本発明の範囲より多い。この鋼を用いた条
件11は、引張強さが高く伸びが小さいが、これはＴｉＣ
析出量が多くなったためである。鋼Ｅ、ＦおよびＧは、
それぞれＳｉ、ＭｎおよびＰの含有量を本発明の範囲内
で変えた鋼であり，それらによる条件12〜14は、高い伸
びとｒ値を示している。

【００４８】Ｎｂを含有させた鋼Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｋおよび
Ｌによる条件15〜19においては、表２に示されるよう
に、条件15および19を除き、極めて優れた伸びとｒ値が
得られている。これはＮｂ添加によって熱延鋼板の結晶
粒が微細化した効果であると思われる。条件15では含有
量が少ないためやや効果が不足であり、条件19で伸びが
低いのは、過剰のＮｂ含有で再結晶温度が高くなり粒成
長が不十分になったためである。

【００４９】耐二次加工脆性の改良効果を見るため、鋼
Ｍ、Ｎ、Ｏ、ＰおよびＱではＢを含有させた。耐二次加
工脆性の評価は、ポンチ径33mmにて絞り比 1.8として円
筒カップを成形後、種々の温度に冷却し、円錐台金型
（尖頭角度60°）を用い開口部を拡大する衝撃荷重を加
え、縦割れ発生の遷移温度を求めた。これらの結果も、
表２の条件20〜24に示した。Ｂ含有量の少ない条件20で
は、脆性遷移温度が−20℃であるが、充分なＢ含有量の
条件21〜23では、−60〜−80℃と優れた耐二次加工脆性
を示す。ただし、条件24では、耐二次加工脆性は優れて
いるが、ｒ値が低下しており、含有量が多すぎる場合は
成形性に悪影響をおよぼすことがわかる。

【００５０】

【発明の効果】本発明の方法によれば，自動車部品の一
体成形等きびしい加工に利用できる、伸びとｒ値が極め
て優れた冷延鋼板を安定して製造することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】熱間圧延の巻取り温度と製品冷延鋼板の伸びと
の関係を示す図である。

【図２】熱間圧延の巻取り温度と製品冷延鋼板のｒ値と
の関係を示す図である。

【図３】《Ｔ》（有効チタン）量とＣ量の積の値と、最
適巻取り温度（ｒ値が極大となる巻取り温度）との関係
を示す図である。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％にて、Ｃ：0.0005〜0.0030％、Ｓ
   ｉ： 0.1％以下、Ｍｎ：0.05〜0.50％、Ｐ： 0.018％以
   下、Ｓ： 0.007％以下、酸可溶Ａｌ： 0.005〜0.080
   ％、Ｎ：0.0035％以下、Ｔｉ：0.01〜0.08％、Ｎｂ： 0
   〜 0.020％、およびＢ： 0〜0.0030％を含有し、下注
   式で定義される《Ｔｉ》の含有量が、下注式を満足
   し、残部はＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼のスラ
   ブを加熱し、仕上げ温度 880℃以上として圧延した後、
   直ちに急冷して巻取り温度Ｔc （℃）が下注式を満足
   する条件とした熱間圧延をおこない、次いで圧下率60〜
   95％の冷間圧延後、再結晶温度以上、Ａc₃変態点以下の
   温度で連続焼鈍または箱焼鈍することを特徴とする、成
   形性の優れた冷延鋼板の製造方法。 注： 《Ｔｉ》（％）＝Ｔｉ（％）−48×〔｛Ｎ（％）／14｝＋｛Ｓ（％）／32｝〕 ・・・・ 4×Ｃ（％）＜《Ｔｉ》（％）≦20×Ｃ（％） ・・・・ −25≦Ｔc −Ｔo ≦25 ・・・・ 〔ここでＴo （℃）＝｛ 0.00417／（《Ｔｉ》×Ｃ）｝
   −0.22×（Ｔs −1000）＋ 481 ただし、Ｔs ：スラブ加熱温度（℃）〕