WO2010125848A1 - 成形性、形状凍結性、表面外観に優れた冷延鋼板、およびその製造方法 - Google Patents

成形性、形状凍結性、表面外観に優れた冷延鋼板、およびその製造方法 Download PDF

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steel sheet
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elongation
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安原英子
藤田耕一郎
木津太郎
花澤和浩
高城重宏
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium

Definitions

  • the present invention relates to a cold-rolled steel sheet excellent in formability, shape freezing property, and surface property, which is optimal as a member of a large flat plate-like component such as a backlight chassis of a large-sized liquid crystal television, and a manufacturing method thereof.
  • the backlight chassis of LCD TVs has also increased in size.
  • the backlight chassis has rigidity to support the light, and the light does not hit or break the liquid crystal part, so the flatness is good and it is difficult to bend, that is, there is no so-called “stickiness” Etc. are required.
  • the backlight chassis becomes larger and thinner, demands for rigidity and flatness are becoming stricter.
  • Patent Document 1 As a steel sheet having excellent shape freezing property, for example, as disclosed in Patent Document 1, the texture is controlled, and at least one of the r values in the rolling direction or the perpendicular direction of rolling is 0.7 or less.
  • Patent Document 2 discloses a method for suppressing springback and wall warping during bending by controlling the anisotropy of local elongation and uniform elongation.
  • Patent Document 3 discloses a method of suppressing spring back during bending by setting the ratio of the ⁇ 100 ⁇ plane to the ⁇ 111 ⁇ plane to be 1.0 or more.
  • An object of the present invention is to solve such a problem of the prior art.
  • both workability and shape freezing can be achieved, drawing, bending, and overhanging can be performed, the shape required for large parts can be secured, and the flatness is high
  • An object of the present invention is to provide a cold-rolled steel sheet excellent in formability, shape freezing property, and surface appearance without causing appearance defects, and a method for producing the same.
  • the features of the present invention for solving such problems are as follows. (1), by mass%, C: 0.030 to 0.060%, Si: 0.05% or less, Mn: 0.1 to 0.3%, P: 0.05% or less, S: 0.00. 02% or less, Al: 0.02 to 0.10%, N: 0.005% or less, with the balance being iron and inevitable impurities, and the average yield strength (YS) shown by the following formula (a) m ) is 230 MPa or less, the average elongation (El m ) represented by the following formula (b) is 40% or more, and the r value in the rolling direction and the direction perpendicular to the rolling is 0.7 to 1.4,
  • the in-plane anisotropy ( ⁇ r) of the r value represented by the following formula (c) is ⁇ 0.2 ⁇ ⁇ r ⁇ 0.2, and is 170 ° C.
  • hot rolling to finish finishing rolling is performed at (Al transformation point ⁇ 50 ° C.) to (Al transformation point + 100 ° C.), and after winding at 550 to 680 ° C., acid After washing, and then cold rolling at a reduction rate of 50 to 85%, heating to an annealing temperature of 700 ° C. or higher with an average heating rate of 600 ° C. or higher being 1 to 30 ° C./s, Average cooling rate up to 600 ° C is 3 ° C / Method for producing a cold-rolled steel sheet characterized by cooling as above.
  • the present invention has been made as a result of intensive studies to solve the above-described problems.
  • the long side of the rectangle is taken in parallel with the rolling direction of the steel plate or the direction perpendicular to the rolling direction.
  • This is advantageous in terms of yield and operation.
  • the present invention can achieve both workability and surface properties even in a large part when taking the material in such a manner. That is, by increasing the average elongation, drawing and overhanging can be performed, and the shape required for the part can be ensured. Further, by reducing the yield strength, it is possible to suppress the occurrence of springback after processing and to secure the shape freezing property.
  • the shape freezing property can be ensured. Furthermore, the most important point is that the yield elongation after aging is 2% or less, so that the occurrence of stretcher strain during processing is suppressed, the surface appearance is excellent, the occurrence of springback is suppressed after processing, and the shape is frozen. It is possible to secure the sex.
  • the mechanism for improving elongation and reducing yield strength is considered as follows. That is, at the time of hot rolling, the finishing temperature is set to (Al transformation point ⁇ 50 ° C.) to (Al transformation point + 100 ° C.), and the rolling is finished with ferrite instead of austenite, thereby coarsening the crystal grain size of the ferrite structure. Make it. Thereby, the crystal grain size after cold rolling and recrystallization annealing can be coarsened and softened.
  • the (110) orientation is formed on the hot rolled sheet surface layer.
  • the low r value is maintained by the development of the (110) orientation even by cold rolling and recrystallization annealing. Thereby, it can be softened by coarsening of ferrite grains while maintaining a low r value. Furthermore, since the yield elongation disappears completely and the yield elongation after aging becomes small, the generation of stretcher strain after forming can be suppressed, and a steel sheet having excellent surface appearance can be obtained.
  • the (110) orientation is said to be an orientation in which distortion is likely to accumulate, and when this orientation develops on the surface layer, strain due to cold rolling or temper rolling is easily introduced. As a result, so-called dislocations are likely to enter, and it is estimated that stretcher strain is unlikely to occur.
  • the cold-rolled steel sheet of the present invention is a steel sheet having an excellent surface appearance that does not produce stretcher strain when it is a thin cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.0 to 0.5 mm.
  • the steel sheet includes a steel sheet obtained by subjecting a cold-rolled steel sheet to surface treatment such as electrogalvanizing or hot dip galvanizing. Further, it includes a steel plate having a film formed thereon by chemical conversion treatment or the like.
  • the steel plate of the present invention is not only a backlight chassis for a large TV, but also a panel for refrigerators, an air conditioner outdoor unit, etc., which has a flat part and is generally used for household appliances to bend, overhang, and perform a mild drawing process. Can be widely used.
  • a backlight chassis of about 850 mm ⁇ 650 mm (42V type) can be manufactured with a steel plate having a thickness of 0.8 mm.
  • low yield elongation and excellent elongation, low yield strength, low yield elongation after aging can be obtained, both workability and shape freezing properties are achieved, and drawing, bending, and overhanging are performed.
  • a cold-rolled steel sheet having excellent formability and shape freezing property and excellent surface appearance can be obtained.
  • a flat plate shape required for a large component can be secured, and a member such as a backlight chassis of a large liquid crystal television can be manufactured.
  • C 0.030 to 0.060%
  • Cementite is formed during recrystallization annealing to reduce solid solution C. At this time, if the amount of C is less than 0.030%, the supersaturation degree for carbide precipitation is small, and the precipitation of carbide is not sufficient. The strength cannot be made 230 MPa or less. Therefore, the lower limit was made 0.030%. On the other hand, when it exceeds 0.060%, workability is remarkably deteriorated. Therefore, the upper limit was made 0.060%.
  • Si 0.05% or less
  • workability deteriorates due to hardening, and plating properties are hindered due to the formation of Si oxide during annealing.
  • plating properties are hindered due to the formation of Si oxide during annealing.
  • a scale enriched with Si is formed on the surface, which may impair the surface appearance. Therefore, the upper limit was made 0.05%.
  • Mn 0.1 to 0.3% Since Mn detoxifies harmful S in steel as MnS, it is necessary to make it 0.1% or more. On the other hand, a large amount of Mn needs to be 0.3% or less because deterioration of workability due to hardening and recrystallization of ferrite during annealing are suppressed.
  • P 0.05% or less P needs to be 0.05% or less because it segregates at grain boundaries and deteriorates ductility and toughness. Preferably it is 0.03% or less.
  • S 0.02% or less S causes the hot cracking by remarkably reducing the hot ductility, and significantly deteriorates the surface properties. Furthermore, S hardly contributes to the strength, but also reduces the ductility by forming coarse MnS as an impurity element. These problems become significant when the S content exceeds 0.02%, and it is desirable to reduce them as much as possible. Therefore, the S amount needs to be 0.02% or less.
  • Al 0.02 to 0.10% Al can suppress age hardening due to solute N by fixing N as a nitride. In order to obtain such an effect, the Al amount needs to be 0.02% or more. On the other hand, a large amount of Al deteriorates workability. Therefore, the Al amount needs to be 0.10% or less.
  • N 0.005% or less If N is contained in a large amount, surface cracks may occur due to slab cracking during hot rolling. Moreover, when it exists as solid solution N after cold rolling and annealing, age hardening will be caused. Therefore, the N amount needs to be 0.005% or less.
  • the other components are composed of iron and inevitable impurities.
  • the inevitable impurities include 0.05% or less of Cu and Cr that are easily mixed from scrap, and 0.01% or less of Sn, Mo, W, V, Ti, Nb, Ni, B, and the like.
  • the metal structure of the steel sheet of the present invention is generally composed of ferrite and cementite.
  • the average ferrite particle size of the ferrite structure is 7 ⁇ m or more.
  • Coarse ferrite grains are realized by a hot rolling process as shown below.
  • the steel sheet of the present invention has an average yield strength obtained by the above equation (a) of 230 MPa or less. If the average yield strength exceeds 230 MPa, shape defects such as springback may occur. For this reason, the average yield strength is 230 MPa or less.
  • the steel sheet of the present invention has an r value of 0.7 to 1.4 in the rolling direction and the direction perpendicular to the rolling direction.
  • the “stickiness” seen as a phenomenon caused by the shape freezing property is known to be caused by ridge warpage during bending or overhanging, but this is caused by lowering the r value. Can be suppressed.
  • the r value is low, drawing is difficult.
  • the present inventors have found that 0.7 or more and 1.4 or less are necessary as an index of r value that suppresses ridge warping and enables drawing.
  • the long side of the rectangle is taken in parallel with the rolling direction of the steel sheet, or the direction perpendicular to the rolling direction, and the yield of the material, It is advantageous from the point of operation.
  • the material is taken as such to make a part.
  • the rolling direction and the right angle of rolling are used.
  • the lower limit of the r value is more than 0.7 and is preferably 0.75 or more.
  • the steel sheet of the present invention has an average elongation of 40% or more determined by the equation (b).
  • the average elongation is increased to 40% or more, drawing and overhanging can be performed, and the shape required for the parts can be ensured.
  • the in-plane anisotropy ( ⁇ r) of the r value obtained by the above formula (c) is set to ⁇ 0.2 ⁇ ⁇ r ⁇ 0.2.
  • “stickiness” may occur after molding. This is caused by non-uniformity of the flow of the plate in the drawing, and is caused by the non-uniformity of the thickness of the molded portion.
  • the anisotropy ( ⁇ r) of the r value is “0”. It is desirable that the flow of the plate from each direction is uniform, and ⁇ r is defined in a range of ⁇ 0.2 or more and 0.2 or less.
  • the steel sheet of the present invention has a yield elongation after aging after holding at 170 ° C. for 60 minutes in all directions of the rolling direction, the 45 ° direction of rolling, and the direction perpendicular to the rolling direction of 2% or less.
  • the low carbon steel slab having the above composition is subjected to hot rolling, and the finishing rolling temperature is set to (Al transformation point-50 ° C.) to (Al transformation point + 100 ° C.), so that the ferrite grains during hot rolling can be obtained.
  • the finishing rolling temperature is set to (Al transformation point-50 ° C.) to (Al transformation point + 100 ° C.), so that the ferrite grains during hot rolling can be obtained.
  • Heating temperature When hot-rolling at 1200 ° C or higher, carbides such as AlN need to be once solid-dissolved during heating and finely precipitated after winding. Therefore, the heating temperature for hot rolling must be 1200 ° C or higher. There is.
  • Finishing rolling finish temperature (Al transformation point -50 ° C) to (Al transformation point + 100 ° C) It is an important point of the present invention, and the finishing temperature at the time of hot rolling needs to be carried out from (Al transformation point ⁇ 50 ° C.) to (Al transformation point + 100 ° C.). This terminates the rolling of the steel structure with ferrite rather than austenite. By finishing the rolling with the ferrite structure, the transformation from austenite to ferrite is completed by finish rolling, and the ferrite grains are coarsened by imparting strain due to rolling at about 700 ° C. to 800 ° C. Thereby, the crystal grain size of a hot-rolled sheet becomes coarse.
  • the Al transformation point is approximately 720 ° C.
  • Winding temperature 550 ° C to 680 ° C At the time of winding the coil, the crystal grain size is increased and at the same time the carbides are aggregated to reduce the solid solution C.
  • the coiling temperature needs to be 550 ° C. or higher, preferably 600 ° C. or higher.
  • the coiling temperature is higher than 680 ° C., the temperature of the edge portion of the steel sheet coil (steel sheet wound into a coil shape) is relatively decreased, and it becomes difficult to control the temperature in the coil, and the yield is decreased. To do.
  • seizure of the steel plate coil occurs, a large amount of scale is generated, scale peeling by pickling performed before cold rolling becomes insufficient, and defects may occur during cold rolling. Therefore, the winding temperature needs to be 680 ° C. or less.
  • Rolling ratio during cold rolling 50% to 85%
  • the cold pressure ratio may be in the range that is usually performed, but if the cold pressure ratio is low, the thickness of the hot-rolled sheet to obtain a steel plate with a desired thickness becomes too thin, and the load during hot rolling increases. Therefore, the lower limit of the cold pressure rate is 50%. On the other hand, the upper limit may be 85%, which is the same as that performed by a normal cold rolling mill.
  • Average heating rate above 600 °C: 1-30 °C / s In the annealing of cold-rolled plates, if the heating rate from 600 ° C. to the annealing temperature is small, the carbides generated in the hot-rolled plate are dissolved and the solid solution C increases, so the average heating rate from 600 ° C. to the annealing temperature is It is necessary to set it to 1 ° C./s or more. On the other hand, when the heating rate is high, the concentration of C in the precipitated carbide becomes insufficient, so that a large amount of solute C remains and the yield elongation cannot be reduced. For this reason, an average heating rate shall be 30 degrees C / s or less.
  • Annealing temperature 700 ° C. or higher
  • the annealing temperature may be a recrystallization temperature.
  • the annealing temperature is set to 700 ° C. or higher because recrystallization is usually performed at 700 ° C.
  • the time (soaking time) held at the annealing temperature also referred to as the soaking temperature
  • the soaking time is preferably 200 s or less.
  • the steel sheet is cooled, but when the average cooling rate from the annealing temperature to 600 ° C. is slower than 3 ° C./s, it precipitates as carbide. C re-dissolves and increases the yield strength. For this reason, the average cooling rate from the annealing temperature to 600 ° C. needs to be 3 ° C./s or more.
  • the cooling rate exceeds 30 ° C./s or more the ferrite grain growth tends to be insufficient, the yield strength is high, and the ferrite tends to be hard. For this reason, it is preferable that an average cooling rate shall be 30 degrees C / s or less.
  • a melting method can be appropriately applied, such as a normal converter method or an electric furnace method.
  • the molten steel is cast into a slab and then heated as it is or after cooling and hot rolling.
  • hot rolling after finishing under the above-mentioned finishing conditions, winding is performed at the above-described winding temperature.
  • the cooling rate from finish rolling to winding is not particularly specified, but a cooling rate higher than air cooling is sufficient. Moreover, you may perform rapid cooling of 100 degrees C / s or more as needed.
  • the above-mentioned cold rolling is performed. About the annealing process after cold rolling, the above-mentioned condition heating and cooling are performed. The cooling rate in the region lower than 600 ° C.
  • plating with hot dip zinc may be performed near 480 ° C. as necessary. Further, after plating, the plating may be alloyed by reheating to 500 ° C. or higher. Alternatively, a heat history such as holding during cooling may be taken. Furthermore, if necessary, temper rolling may be performed at an elongation of about 0.5 to 2%. In addition, when plating is not performed during annealing, electrogalvanization or the like may be performed in order to improve corrosion resistance. Further, a film may be formed on the cold-rolled steel plate or the plated steel plate by chemical conversion treatment or the like.
  • Table 1 shows the chemical composition, production conditions, and characteristic values of the specimen.
  • the slab After melting the slab having the chemical composition shown in Table 1, the slab is heated for 1 hour at the heating temperature (RT) in the table, and after rough rolling, the finishing temperature (FT) and the winding temperature (CT) shown in the table are shown. ).
  • the Al transformation point of the steel of the present invention was approximately 720 ° C.
  • the thickness of the hot-rolled sheet was 2.0 to 3.5 mm.
  • the hot-rolled sheet was pickled, then cold-rolled under the conditions shown in Table 1, and then annealed.
  • the plate thickness after cold rolling was 0.6 to 1.0 mm.
  • the heating rate is an average heating rate from 600 ° C. to the soaking temperature
  • the cooling rate is an average cooling rate from the soaking temperature to 600 ° C.
  • the average ferrite particle diameter was determined based on JIS G 0551 (2005).
  • the steel sheet having the composition of the present invention and produced by the production method of the present invention has an average ferrite grain size of 7 ⁇ m or more, and an average yield in the rolling direction, the 45 ° direction of rolling, and the direction perpendicular to the rolling direction.
  • the strength (YSm) is 230 MPa or less
  • the average elongation (Elm) is 40% or more
  • the r values (r L , r C ) in the rolling direction and the direction perpendicular to the rolling are 0.7 to 1.4
  • the in-plane anisotropy ( ⁇ r) of the r value was ⁇ 0.2 ⁇ ⁇ r ⁇ 0.2
  • the yield elongation after aging was 0%.
  • a steel sheet whose composition is outside the scope of the present invention or whose manufacturing method is outside the scope of the present invention even if the composition is within the scope of the present invention is YSm, Elm, r L , r C , ⁇ r.
  • One of the yield elongations was inferior.

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Abstract

低炭素鋼において、加工性と形状凍結性を両立し、絞り加工、曲げ加工、張り出し加工を行なうことができ、大型の部品に要求される形状を確保可能であるとともに、平坦度が高く、外観不良の発生しない、成形性、形状凍結性、表面外観に優れた冷延鋼板、およびその製造方法を提供する。組成が質量％で、C：0.030～0.060%、Si：0.05%以下、Mn：0.1～0.3%、P：0.05%以下、S：0.02%以下、Al：0.02～0.10%、N：0.005%以下、残部が鉄および不可避不純物で、圧延方向、圧延直角方向のr値が0.7～1.4で、ｒ値の面内異方性（Δｒ）が-0.2≦Δｒ≦0.2で、圧延方向、圧延45°方向、圧延直角方向の３方向の平均降伏強度が230MPa以下で、かつ平均の伸びが40％以上で、上記３方向のすべてにおいて170℃60分保持後の降伏伸びが2％以下であることを特徴とする冷延鋼板。

Description

成形性、形状凍結性、表面外観に優れた冷延鋼板、およびその製造方法
　本発明は、大型液晶テレビのバックライトシャーシなど、大型の平板形状をした部品の部材として最適な、成形性、形状凍結性、表面性状に優れた冷延鋼板とその製造方法に関する。
　近年、薄型テレビの大型化にともない、液晶テレビのバックライトシャーシも大型化している。さらに、テレビの軽量化や、素材費削減の要望も大きく、バックライトシャーシも薄肉化している。しかし一方でバックライトシャーシには、ライトを支えるための剛性と、ライトが液晶部にぶつかったり割れたりしないために、平坦度が良くたわみが生じにくいこと、いわゆる「べこつき感」がないことなどが要求される。バックライトシャーシの大型化、薄肉化にともない、剛性や平坦度などに対する要求はますます厳しくなっている。
　剛性確保のためには、バックライトシャーシの平板面に張り出し成型によりビードを形成することが有効である。しかし、平板面を加工すると平坦度が劣ったり、「べこつき感」が大きくなったりするなど新たな問題が生じる。さらに、端部の折り曲げ加工により剛性を確保する場合にも同様の問題が生じる。このような平坦度の劣化などは、プレス成型時の形状凍結性が悪いために生じる現象であるため、部材としての鋼板には、加工性とともに形状凍結性がますます要求されるようになってきている。
　従来、形状凍結性に優れた鋼板として、例えば、特許文献１に開示されているように、集合組織を制御するとともに、圧延方向か圧延直角方向のｒ値のうち、少なくとも１つが０．７以下であることを特徴とする鋼板がある。この鋼板の曲げ加工時のスプリングバック量は小さいことが開示されている。また、特許文献２には、局部伸び、均一伸びの異方性を制御することで、曲げ加工時のスプリングバックや壁反りを抑制する方法が開示されている。さらに、特許文献３には、｛１００｝面と｛１１１｝面の比を１．０以上とすることで、曲げ加工時のスプリングバックを抑制する方法が開示されている。
　また、大型テレビのバックライトシャーシの絞り成形においても、成形後に「べこつき」の問題があり、これは、絞り成形での板の流れ込みが不均一であることにより、成形部の板厚が不均一になって、生じるものである。
　さらに、これらの成形時には、ストレッチャーストレインと言われるしわが発生し、バックライトシャーシの平坦度不良の問題や、外観不良と言った問題が発生している。特許文献４には、ストレッチャーストレインの原因である低炭素鋼の降伏伸びを低減する方法としてＢを適量添加するとともに、冷間圧延において、表面粗さの指標である中心線谷深さ（Ｒｖ）を０．５~１０μｍ、中心線平均粗さ（Ｒａ）を０．５μｍ以上とする方法が開示されている。
特許第３５３２１３８号公報 特開２００４−１８３０５７号公報 国際公開第００／０６７９１号パンフレット 特開平０４−２７６０２３号公報
　近年、非常に市場が拡大している３２インチ以上の大型液晶テレビのバックライトシャーシなどでは、薄肉化しても剛性を確保するために、張り出し高さの上昇や、張り出し部位の増加で対応する場合が多く、これらの加工には、高い伸びが必要である。しかし、特許文献１~３に記載の技術では、要求される部品形状や剛性を確保するための加工性を得ることができないという問題がある。
　スプリングバックの抑制には、降伏強度を下げることが有効であることが知られている。一般に、低炭素鋼は降伏強度が高く、伸びも充分でないため、加工が厳しい部位には、極低炭素鋼を用いている。降伏強度を下げるためには鋼を軟質化することが有効であり、その手法として焼鈍温度の上昇や、冷延圧下率の上昇が有効である。しかし鋼の軟質化により、（１１１）方位の集合組織が発達し、ｒ値が高くなってしまう。スプリングバック抑制のための鋼の軟質化と、曲げ加工により発生するゆがみの抑制のためのｒ値低減の両方を達成することによって、初めて、大型ＴＶのバックライトシャーシのような部品への低炭素鋼の適用が可能となると考えられる。しかし、これまでの低炭素鋼においては、もっぱら鋼の軟質化と高いｒ値が指向されてきた。
　さらに、また、形状の平坦度や外観不良の問題には、鋼板製造直後だけでなく、鋼板が成形されるまで降伏伸びが小さいこと、すなわち、時効後の特性が重要である。しかし、特許文献４に記載の技術では冷間圧延材の表面粗度の規定とともに、再結晶焼鈍時の冷却速度や過時効条件の規定の全てを満足させる必要があり、製造条件の制御が複雑であるという問題がある。
　本発明の目的は、このような従来技術の課題を解決することである。すなわち低炭素鋼において、加工性と形状凍結性を両立し、絞り加工、曲げ加工、張り出し加工を行なうことができ、大型の部品に要求される形状を確保可能であるとともに、平坦度が高く、外観不良の発生しない、成形性、形状凍結性、表面外観に優れた冷延鋼板、およびその製造方法を提供することである。
　このような課題を解決するための本発明の特徴は以下の通りである。
（１）、質量％で、Ｃ：０．０３０~０．０６０％、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．１~０．３％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０２~０．１０％、Ｎ：０．００５％以下で、残部が鉄および不可避不純物である組成を有するとともに、下記（ａ）式で示す平均の降伏強度（ＹＳｍ）が２３０ＭＰａ以下であり、かつ下記（ｂ）式で示す平均の伸び（Ｅｌｍ）が４０％以上であり、圧延方向および圧延直角方向のｒ値が０．７~１．４であり、下記（ｃ）式で示すｒ値の面内異方性（Δｒ）が−０．２≦Δｒ≦０．２であり、圧延方向、圧延４５°方向、圧延直角方向のすべての方向において１７０℃で６０分保持後の降伏伸びが２％以下であることを特徴とする冷延鋼板。
平均の降伏強度　ＹＳｍ＝（ＹＳＬ＋２ＹＳＤ＋ＹＳＣ）／４　・・・（ａ）
平均の伸び　Ｅｌｍ＝（ＥｌＬ＋２ＥｌＤ＋ＥｌＣ）／４　・・・（ｂ）
ｒ値の面内異方性　Δｒ＝（ｒＬ−２ｒＤ＋ｒＣ）／２　・・・（ｃ）
ここで、ＹＳＬ：圧延方向の降伏強度
　　　　ＹＳＤ：圧延４５°方向の降伏強度
　　　　ＹＳＣ：圧延直角方向の降伏強度
　　　　ＥｌＬ：圧延方向の伸び
　　　　ＥｌＤ：圧延４５°方向の伸び
　　　　ＥｌＣ：圧延直角方向の伸び
　　　　　ｒＬ：圧延方向のｒ値
　　　　　ｒＤ：圧延４５°方向のｒ値
　　　　　ｒＣ：圧延直角方向のｒ値
（２）、（１）に記載の組成からなる鋼のスラブを、１２００℃℃以上の加熱温度で加熱したのち、（Ａｌ変態点−５０℃）~（Ａｌ変態点＋１００℃）で仕上げ圧延を終了する熱間圧延を行い、５５０~６８０℃で巻取った後、酸洗を施し、その後、５０~８５％の圧下率で冷間圧延をおこなった後、６００℃以上での平均加熱速度を１~３０℃／ｓとして７００℃以上の焼鈍温度に加熱し、その後、６００℃までの平均冷却速度を３℃／ｓ以上として冷却することを特徴とする冷延鋼板の製造方法。
　本発明は、上述した問題を解決すべく鋭意研究を重ねた結果なされた。ここで、鋼板から大きな長方形の平板を採取した後、要求される部品に加工するにあたり、その長方形の長辺側は、鋼板の圧延方向、あるいは、圧延直角方向と平行に採取するのが、材料の歩留まりや、操業の点から有利である。本発明は、そのように材料取りをする場合に、大型の部品でも加工性と表面性状を両立させることができる。すなわち、平均の伸びを大きくすることで、絞り加工や張り出し加工をおこなうことができ、部品に要求される形状を確保することができる。また、降伏強度を低減することにより、加工後にスプリングバックの発生を抑制し、形状凍結性を確保できる。また圧延方向および圧延直角方向のｒ値を０．７~１．４とし、−０．２≦Δｒ≦０．２とすることで、形状凍結性を確保できる。
さらに、最も重要な点は時効後の降伏伸びを２％以下とすることにより、加工時のストレッチャーストレインの発生を抑制し、表面外観に優れ、加工後にスプリングバックの発生を抑制し、形状凍結性を確保できることである。
　本発明において、伸びの向上、降伏強度低減のメカニズムは次のように考えられる。すなわち、熱間圧延するに際し、仕上げ温度を（Ａｌ変態点−５０℃）~（Ａｌ変態点＋１００℃）とし、オーステナイトではなく、フェライトで圧延を終了させることにより、フェライト組織の結晶粒径を粗大化させる。これにより冷間圧延、再結晶焼鈍後の結晶粒径を粗大化させ、軟質化することができる。
　一方、熱間圧延において（Ａｌ変態点−５０℃）~（Ａｌ変態点＋１００℃）の温度範囲で仕上圧延を終了することにより、熱延板表層に、（１１０）方位が形成され、これを冷間圧延、再結晶焼鈍によっても、（１１０）方位が発達することにより、低いｒ値を維持する。これにより、低ｒ値のまま、フェライト粒粗大化により軟質化することができる。さらに、降伏伸びが完全に消滅し、時効後の降伏伸びも小さくなるため、成形後のストレッチャーストレインの発生を抑制し、表面外観に優れた鋼板を得ることができる。本発明において降伏伸びが消滅する理由についての詳細は不明であるが、そのメカニズムは次のように考えられる。すなわち、（１１０）方位は歪みの蓄積され易い方位と言われており、この方位が表層に発達することにより、冷間圧延や、調質圧延による歪みが導入され易くなる。これによりいわゆる転位が入りやすいため、ストレッチャーストレインが発生し難くなると推定している。
　なお、本発明の冷延鋼板は板厚１．０~０．５ｍｍの薄物冷延鋼板とした際にストレッチャーストレインを生じない表面外観に優れた鋼板であり、本発明が対象とする冷延鋼板の中には、冷延鋼板に電気亜鉛めっきや溶融亜鉛めっきなどの表面処理を施した鋼板をも含むものである。さらに、その上に化成処理などにより皮膜をつけた鋼板をも含むものである。
　また、本発明の鋼板は、大型ＴＶのバックライトシャーシのみならず、冷蔵庫のパネルや、エアコン室外機など、平面部を有し、曲げ、張り出し、軽度な絞り加工等を施す家電用途一般の部材に広く用いることができる。本発明を用いれば、例えば、板厚０．８ｍｍの鋼板で、８５０ｍｍ×６５０ｍｍ程度（４２Ｖ型）のバックライトシャーシを製造可能である。
　本発明によれば、低い降伏伸びと優れた伸び、低い降伏強度、低い時効後の降伏伸びを得ることができ、加工性と形状凍結性を両立し、絞り加工、曲げ加工、張り出し加工を行なうことができる成形性と形状凍結性に優れるとともに、表面外観に優れた冷延鋼板が得られる。これにより大型の部品に要求される平板形状を確保可能であり、大型液晶テレビのバックライトシャーシなどの部材が製造できる。
　本発明の鋼板の化学成分について説明する。なお、以下の説明において、成分元素の含有量％は全て質量％を意味するものである。
　Ｃ：０．０３０~０．０６０％
再結晶焼鈍時にセメンタイトを形成させて、固溶Ｃを低減するが、この際、Ｃ量が０．０３０％未満では、炭化物析出のための過飽和度が小さく、炭化物の析出が充分でないため、降伏強度を２３０ＭＰａ以下とすることができない。よって、下限を０．０３０％とした。一方、０．０６０％を超えて添加した場合、加工性が著しく悪くなる。よって上限を０．０６０％とした。
　Ｓｉ：０．０５％以下
Ｓｉは、多量に含有すると、硬質化により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阻害されたりしてしまう。また、熱間圧延時には、表面にＳｉが濃化したスケールが形成され、表面外観を損なう恐れがある。したがって、上限を０．０５％とした。
　Ｍｎ：０．１~０．３％
Ｍｎは有害な鋼中ＳをＭｎＳとして無害化するため、０．１％以上とする必要がある。一方、多量のＭｎは、硬質化による加工性の劣化や、焼鈍時のフェライトの再結晶を抑制してしまうことから、０．３％以下とする必要がある。
　Ｐ：０．０５％以下
Ｐは粒界に偏析して、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、強度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。これらの問題はＳ量が０．０２％を超えると顕著となり、極力低減することが望ましい。したがって、Ｓ量は０．０２％以下とする必要がある。
　Ａｌ：０．０２~０．１０％
Ａｌは、Ｎを窒化物として固定することで、固溶Ｎによる時効硬化を抑制することができる。このような効果を得るためにはＡｌ量は０．０２％以上とする必要がある。一方、多量のＡｌは、加工性を劣化させる。したがって、Ａｌ量は０．１０％以下とする必要がある。
　Ｎ：０．００５％以下
Ｎは多量に含有すると、熱間圧延中にスラブ割れを伴い、表面疵が発生する恐れがある。また、冷延、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。したがって、Ｎ量は０．００５％以下とする必要がある。
　上記以外の成分は、鉄および不可避不純物からなる。不可避不純物としては、例えばスクラップから混入しやすい０．０５％以下のＣｕ、Ｃｒや、その他０．０１％以下のＳｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｂ等が挙げられる。
　本発明の鋼板の金属組織は、概ねフェライトとセメンタイトとからなる。また、フェライト組織の平均フェライト粒径は７μｍ以上である。粗大なフェライト粒は、下記に示すように熱延工程で実現する。
　本発明の鋼板は、前記（ａ）式により求める平均の降伏強度が２３０ＭＰａ以下とする。平均の降伏強度が２３０ＭＰａを超えるとスプリングバック等の形状不良が生じる場合がある。このため、平均の降伏強度は２３０ＭＰａ以下とする。
　本発明の鋼板は、圧延方向および圧延直角方向のｒ値が０．７~１．４とする。上記のように形状凍結性に起因した現象としてみられる「べこつき」は、曲げ加工や張り出し加工の際の稜線反りによって生じることが知られているが、これはｒ値を低くすることにより抑制できる。一方で、低ｒ値では、絞り成形が困難となる。本発明者らは、稜線反りを抑制し、絞り加工が可能であるｒ値の指標として０．７以上１．４以下が必要であることを見出した。
　上記のように、大きな長方形の平板を要求される部品に加工するにあたり、その長方形の長辺側は、鋼板の圧延方向、あるいは、圧延直角方向と平行に採取するのが、材料の歩留まりや、操業の点から有利であり、本発明の鋼板でも、そのように材料取りをして部品とするが、大型の部品でも加工性と平坦度を両立させるためには、圧延方向、および、圧延直角方向のｒ値の上限を１．４に規制することで、とくに、長方形平板の長辺および短辺側の端部を曲げ加工する場合に、そのコーナー部における材料の流入を抑制することができ、部品の平坦度を保つことができる。さらにｒ値の下限を０．７に規制することで、コーナー部の板厚減少に伴う部品の剛性低下を抑制することができる。より好ましくは、ｒ値の下限は０．７超であり、０．７５以上とすることが好ましい。
　本発明の鋼板は、前記（ｂ）式により求める平均の伸びが４０％以上とする。上記の特性に加えて、平均の伸びを４０％以上と大きくすることで、絞り加工や張り出し加工もおこなうことができ、部品に要求される形状を確保することができる。
　本発明の鋼板は、前記（ｃ）式により求めるｒ値の面内異方性（Δｒ）が−０．２≦Δｒ≦０．２とする。大型ＴＶのバックライトシャーシ等を絞り成形する際に成形後に「べこつき」が発生する場合がある。これは、絞り成形での板の流れ込みが不均一であるため、成形部での板厚の不均一により、生じるものであり、このためには、ｒ値の異方性（Δｒ）が「０」近傍であり、各方向からの板の流れ込みが均一であることが望ましく、Δｒを−０．２以上、０．２以下の範囲に規定する。
　上記に加えて本発明の鋼板は、圧延方向、圧延４５°方向、圧延直角方向のすべての方向において、１７０℃で６０分保持後の時効後の降伏伸びが２％以下とする。鋼板製造直後だけでなく、時効後の降伏伸びを低減することで、成形後のストレッチャーストレインを抑制し、表面外観に優れた鋼板が製造できる。
　次に本発明の鋼板の製造条件について説明する。本発明においては上記の組成を有する低炭素鋼スラブを、熱間圧延において、仕上圧延温度を（Ａｌ変態点−５０℃）~（Ａｌ変態点＋１００℃）とすることにより、熱延時のフェライト粒径を粗大にし、かつ熱延板の表層に（１１０）方位を発達させて熱延鋼板を製造し、これを冷間圧延、再結晶焼鈍することにより、粗大なフェライト粒を形成することで、低い降伏強度と優れた伸びを得ることができ、かつ、降伏伸びを完全に消滅させ、適正なｒ値とすることができる。
　加熱温度：１２００℃以上
熱間圧延するに際し、加熱中にＡｌＮ等の炭化物を一旦固溶させ、巻取り後に微細析出させる必要があることから、熱間圧延の加熱温度は１２００℃以上とする必要がある。
　仕上圧延終了温度：（Ａｌ変態点−５０℃）~（Ａｌ変態点＋１００℃）
本発明の重要なポイントであり、熱間圧延時の仕上温度は（Ａｌ変態点−５０℃）から（Ａｌ変態点＋１００℃）で実施する必要がある。これにより鋼組織をオーステナイトではなく、フェライトで圧延を終了させる。フェライト組織で圧延を終了させることにより、仕上圧延でオーステナイトからフェライトへの変態が完了し、おおよそ７００℃から８００℃で圧延による歪が付与されることにより、フェライト粒が粗大化する。これにより、熱延板の結晶粒径は粗大化する。ここでＡｌ変態点は概ね７２０℃である。
　巻取り温度：５５０℃~６８０℃
コイル巻取り時に、結晶粒径を粗大化させると同時に炭化物を凝集させ、固溶Ｃを低減させる。
　仕上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、その後の冷延時における圧延荷重が高くなってしまうことから、操業上の困難をともなう。また、炭化物の凝集が不十分で固溶Ｃが多く残存し、降伏強度を低減できなくなる。したがって、巻取り温度は５５０℃以上とする必要があり、好ましくは６００℃以上である。一方、巻取り温度が６８０℃を超えて高くなると、鋼板コイル（コイル形状に巻き取った鋼板）のエッジ部の温度が相対的に低下し、コイル内での温度制御が困難となり、歩留まりが低下する。また、鋼板コイルの焼き付きが生じたり、スケールが多量に発生し、冷間圧延前に行う酸洗でのスケール剥離が不十分となり、冷間圧延時に欠陥となることがある。したがって、巻取り温度は６８０℃以下とする必要がある。
　冷間圧延時の圧下率（冷圧率）：５０％~８５％
冷圧率は通常行われている範囲でよいが、冷圧率が低いと所望の厚さの鋼板を得るための熱延板の厚さが薄くなりすぎ、熱間圧延時の負荷が大きくなるため、冷圧率の下限は５０％とする。一方、上限は通常の冷間圧延機で行われる程度の８５％で良い。
　６００℃以上での平均加熱速度：１~３０℃／ｓ
冷延板の焼鈍において、６００℃から焼鈍温度までの加熱速度が小さいと、熱延板で生成した炭化物が溶解し、固溶Ｃが増加するため、６００℃から焼鈍温度までの平均加熱速度は１℃／ｓ以上とする必要がある。一方、加熱速度が大きいと、析出している炭化物へのＣの濃化が不十分となり、固溶Ｃが多く残存し、降伏伸びを低減できない。このため、平均加熱速度は３０℃／ｓ以下とする。
　焼鈍温度：７００℃以上
焼鈍温度は再結晶する温度であれば良く、低炭素鋼の場合、通常７００℃以上であれば、再結晶することから、焼鈍温度を７００℃以上とする。なお、焼鈍温度がＡｃ３変態点温度を超えると鋼板が硬質となるため、Ａｃ３変態点温度以下とすることが好ましく、８００℃以下とすることがより好ましい。
　なお、上記の焼鈍温度（均熱温度ともいう）に保持する時間（均熱時間）が短いと、再結晶が完了しないか、あるいは、完了しても粒成長が抑制されるために、十分な伸びを確保できない場合がある。このため、均熱時間は３０ｓ以上とすることが好ましい。一方、均熱時間が長くなりすぎると、粒が成長し大きくなるため、加工時に肌荒れの問題を発生し、表面性状が悪くなる傾向にある。このため、均熱時間は２００ｓ以下とすることが好ましい。
　６００℃までの平均冷却速度：３℃／ｓ以上
上記焼鈍温度に加熱した後、鋼板を冷却するが、焼鈍温度から６００℃までの平均冷却速度が３℃／ｓより遅い場合、炭化物として析出したＣが再固溶し、降伏強度を上昇させる。このため、焼鈍温度から６００℃までの平均の冷却速度は３℃／ｓ以上とする必要がある。一方、該冷却速度は３０℃／ｓ以上を超えて冷却すると、フェライト粒の粒成長が不十分となりやすく、降伏強度が高く、硬質となりやすい。このため、平均冷却速度は３０℃／ｓ以下とすることが好ましい。
　本発明の実施に当たり、溶製方法は、通常の転炉法、電炉法等、適宜適用することができる。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、熱間圧延を施す。熱間圧延では前述の仕上条件で仕上げた後、前述の巻取り温度で巻取る。仕上圧延後、巻取りまでの冷却速度は、特に規定しないが、空冷以上の冷却速度があれば十分である。また、必要に応じて、１００℃／ｓ以上の急冷をおこなってもよい。その後、通常の酸洗後に、前述の冷間圧延を施す。冷間圧延後の焼鈍処理については、前述の条件加熱、冷却をおこなう。６００℃より低い領域での冷却速度は任意であり、必要に応じて、４８０℃近傍で溶融亜鉛によるめっきをおこなってもよい。まためっき後、５００℃以上に再加熱してめっきを合金化してもよい。あるいは、冷却途中で保持をおこなうなどの熱履歴をとってもよい。さらに、必要に応じて、０．５~２％程度の伸び率で調質圧延をおこなってもよい。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メッキなどをおこなってもよい。さらに、冷延鋼板やめっき鋼板の上に、化成処理などにより皮膜をつけてもよい。
　本発明の実施例について説明する。
　表１に供試体の化学組成、製造条件、特性値を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
表１に示す化学組成を有するスラブを溶製したのち、表中の加熱温度（ＲＴ）で１時間スラブを加熱し、粗圧延後は表中に示す仕上げ温度（ＦＴ）と巻取り温度（ＣＴ）とした。なお、本発明鋼のＡｌ変態点は概ね７２０℃であった。熱延板の板厚は２．０~３．５ｍｍとした。熱延板を酸洗後、表１に示す条件で冷延後、焼鈍処理をおこなった。なお、冷延後の板厚は０．６~１．０ｍｍとした。ここで、加熱速度は６００℃から均熱温度までの平均加熱速度、冷却速度は均熱温度から６００℃までの平均冷却速度である。なお、６００℃以降も、同様の冷却速度で室温まで冷却した。焼鈍後は、圧下率１．０％の調質圧延をおこない、フェライト組織のフェライト粒径と機械特性を調査した。ここで、引張特性は、圧延方向（Ｌ方向）、圧延４５°方向（Ｄ方向）、圧延直角方向（Ｃ方向）からＪＩＳ５号引張試験片を切り出し、引張速度１０ｍｍ／分で引張試験をおこなった。ｒ値は、Ｌ、Ｃ、Ｄ各方向からＪＩＳ５号引張試験片を切り出し、予歪み１５％で測定した。そして、Ｌ方向のｒ値（ｒＬ）、Ｃ方向のｒ値（ｒＣ）、Ｄ方向のｒ値（ｒｄ）、平均降伏強度（ＹＳｍ）、平均伸び（Ｅｌｍ）を求めた。さらに、圧延方向（Ｌ方向）、圧延４５°方向（Ｄ方向）、圧延直角方向（Ｃ方向）の全ての方向において降伏伸びを測定し、１７０℃で６０分保持後の時効後降伏伸びも測定した。
ここで、
Ｅｌｍ＝（ＥｌＬ＋２ＥｌＤ＋ＥｌＣ）／４
であり、Ｌ、Ｄ、Ｃの添え字は、それぞれの方向のＥｌを示す。
　また、フェライト平均粒径はＪＩＳ　Ｇ　０５５１（２００５）に基づいて求めた。
　各測定結果を表１に併せて示す。降伏伸びは、各方向での測定結果の最大値を示した。
　表１によれば、本発明の組成を有し、本発明の製造方法で製造した鋼板は、フェライト平均粒径が７μｍ以上であり、圧延方向、圧延４５°方向、圧延直角方向の平均の降伏強度（ＹＳｍ）が２３０ＭＰａ以下であり、かつ平均伸び（Ｅｌｍ）が４０％以上であり、圧延方向および圧延直角方向のｒ値（ｒＬ、ｒＣ）が０．７~１．４であり、ｒ値の面内異方性（Δｒ）が−０．２≦Δｒ≦０．２であり、時効後の降伏伸びが０％であった。これに対して組成が本発明の範囲外であるか、組成が本発明の範囲内であっても製造方法が本発明の範囲外である鋼板は、ＹＳｍ、Ｅｌｍ、ｒＬ、ｒＣ、Δｒ、降伏伸びのいずれかが劣っていた。

Claims (2)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０３０~０．０６０％、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．１~０．３％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０２~０．１０％、Ｎ：０．００５％以下で、残部が鉄および不可避不純物である組成を有するとともに、下記（ａ）式で示す平均の降伏強度（ＹＳｍ）が２３０ＭＰａ以下であり、かつ下記（ｂ）式で示す平均の伸び（Ｅｌｍ）が４０％以上であり、圧延方向および圧延直角方向のｒ値が０．７~１．４であり、下記（ｃ）式で示すｒ値の面内異方性（Δｒ）が−０．２≦Δｒ≦０．２であり、圧延方向、圧延４５°方向、圧延直角方向のすべての方向において１７０℃で６０分保持後の降伏伸びが２％以下であることを特徴とする冷延鋼板。
    平均の降伏強度　ＹＳｍ＝（ＹＳＬ＋２ＹＳＤ＋ＹＳＣ）／４　・・・（ａ）
    平均の伸び　Ｅｌｍ＝（ＥｌＬ＋２ＥｌＤ＋ＥｌＣ）／４　・・・（ｂ）
    ｒ値の面内異方性　Δｒ＝（ｒＬ−２ｒＤ＋ｒＣ）／２　・・・（ｃ）
    ここで、ＹＳＬ：圧延方向の降伏強度
    　　　　ＹＳＤ：圧延４５°方向の降伏強度
    　　　　ＹＳＣ：圧延直角方向の降伏強度
    　　　　ＥｌＬ：圧延方向の伸び
    　　　　ＥｌＤ：圧延４５°方向の伸び
    　　　　ＥｌＣ：圧延直角方向の伸び
    　　　　　ｒＬ：圧延方向のｒ値
    　　　　　ｒＤ：圧延４５°方向のｒ値
    　　　　　ｒＣ：圧延直角方向のｒ値
  2. 　請求項１に記載の組成からなる鋼のスラブを、１２００℃以上の加熱温度で加熱したのち、（Ａｌ変態点−５０℃）~（Ａｌ変態点＋１００℃）で仕上げ圧延を終了する熱間圧延を行い、５５０~６８０℃で巻取った後、酸洗を施し、その後、５０~８５％の圧下率で冷間圧延をおこなった後、６００℃以上での平均加熱速度を１~３０℃／ｓとして７００℃以上の焼鈍温度に加熱し、その後、６００℃までの平均冷却速度を３℃／ｓ以上として冷却することを特徴とする冷延鋼板の製造方法。
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