WO2020003986A1 - 冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

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steel sheet
less
hot
cold
rolled steel
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直哉 清兼
陽平 金子
香菜 佐々木
孝子 山下
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a cold-rolled steel sheet, a hot-dip galvanized steel sheet, and an alloyed hot-dip galvanized steel sheet.
  • each of these methods has a problem in that, as the strength is increased, the formability and spot weldability are deteriorated due to the decrease in ductility and r-value, and the secondary work brittleness resistance is lowered. For this reason, when manufacturing a high-strength steel sheet excellent in formability, the method of adding the above strengthening element or the method of using martensite which is a hard phase is not necessarily a preferable method.
  • Another method for reducing the weight of a vehicle body is to improve the formability of a thin steel plate. By improving the formability of thin steel sheets, it is possible to change from the conventional welding assembly method, which welds and assembles many parts, to an integrated molding method. Becomes possible.
  • the integral molding has an advantage that the manufacturing cost can be reduced in addition to the weight reduction.
  • it is soft at the time of molding, and achieves high strength in the final part (product) after assembly painting by processing distortion introduced at the time of molding and subsequent baking treatment There is a way to do it.
  • a steel sheet using this method is called a bake hardening steel sheet.
  • bake hardening phenomenon which is the strain aging phenomenon of steel caused by the work strain introduced into the steel sheet and the paint baking treatment after forming.
  • the deformation strength can be increased, and the strength of the final part (product) can be increased.
  • this method has a limitation in the amount of increase in strength, it is soft when formed into the shape of the final part (product), and has the advantage that the final part (product) can be strengthened after baking. There is.
  • this method has an advantage that spot welding properties are good because no strengthening element is added, and that there is solid solution C that increases the grain boundary strength, so that the reduction in secondary work brittleness resistance hardly occurs.
  • manufacturing cost can be reduced.
  • Patent Document 1 contains C: 0.0005 to 0.0035% by mass and Nb: 5C to 9C% by mass (where C is the amount of C (% by mass)) so as to satisfy a specific relationship.
  • the continuous annealing is increased from 730 ° C. to a specific temperature T determined by the amounts of Nb and C.
  • a method for producing a thin steel sheet having high bake hardenability and surface roughening resistance characterized in that the warming time is 30 seconds or more and the stay time at a specific temperature T or more is 40 seconds or more, is disclosed.
  • Patent Document 1 the timing of the progress of recrystallization and the dissolution of Nb carbide can be appropriately adjusted by the above method, a high BH amount (bake hardening amount) can be ensured, and the improvement of rough surface resistance and deep drawing can be achieved. It is said that the moldability can be improved.
  • the hot-dip galvanized zinc line The annealing temperature at 800 ° C. or more and less than 850 ° C. when the Excess @ C amount exceeds 0%, and 850 ° C.
  • the above method can appropriately adjust the dissolution temperature of Nb carbide, and can ensure a high BH amount (bake hardening amount).
  • the present inventors have studied the techniques described in Patent Literature 1 and Patent Literature 2, and found that, for example, the BH amount (the amount of bake hardening) greatly fluctuates due to variations in the amounts of C and Nb during tapping. Therefore, although the ductility is excellent, the BH amount is lower than the target value and the required characteristics of the user cannot be satisfied, or conversely, the BH amount is high but the ductility is reduced, which may cause problems such as easily causing press cracking. It became clear. In addition, it has also been clarified that, due to variations in the amounts of C and Nb at the time of tapping, stretchers and strains are likely to be generated during press working and the surface appearance may be significantly impaired.
  • the BH amount the amount of bake hardening
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and has as its object to provide a method for producing a cold-rolled steel sheet having excellent formability and bake hardenability.
  • the present inventors have studied in detail the effects of steel composition and production conditions on the amount of BH in order to achieve the above object.
  • the C content is controlled to be in the range of 0.0010% or more and 0.0030% or less
  • the Nb content is controlled to be in the range of 0.010% or more and 0.025% or less.
  • a method for producing a cold-rolled steel sheet comprising: The above steel material, in mass%, C: 0.0010% or more and 0.0030% or less Nb: 0.010% or more and 0.025% or less Al: 0.01% or more and 0.10% or less Si: 0.05% or less Mn: 1.0% or less P: 0.10% or less S: 0.010% or less B: 0.0030% or less N: 0.010% or less, a steel material having a composition consisting of the balance Fe and inevitable impurities, The dew point of the atmosphere in the furnace during the annealing treatment is -35 ° C or less; A method for producing a cold-rolled steel sheet, wherein the
  • a method for producing a hot-dip galvanized steel sheet wherein a hot-dip galvanized steel sheet is obtained by performing a hot-dip galvanizing treatment on the cold-rolled steel sheet after the annealing treatment obtained by the production method according to the above (1).
  • a numerical range represented by using “to” means a range including numerical values described before and after “to” as a lower limit and an upper limit.
  • the method for producing a cold-rolled steel sheet of the present invention (hereinafter, also referred to as “method of the present invention”) Hot-rolling a steel material to obtain a hot-rolled steel sheet by hot rolling, Cold rolling the hot-rolled steel sheet to obtain a cold-rolled steel sheet, a cold rolling step, Performing an annealing treatment on the cold-rolled steel sheet to obtain a cold-rolled steel sheet subjected to the annealing treatment, an annealing step,
  • a method for producing a cold-rolled steel sheet comprising: The above steel material, in mass%, C: 0.0010% or more and 0.0030% or less Nb: 0.010% or more and 0.025% or less Al: 0.01% or more and 0.10% or less Si: 0.05% or less Mn: 1.0% or less P: 0.10% or less S: 0.010% or less B: 0.0030% or less N: 0.010% or less, a steel material having a composition consisting of the balance Fe and inevitable
  • the hot rolling step is a step of performing hot rolling on a steel material having a specific composition to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • C is an element that increases the strength and develops bake hardenability, and it is desirable to add a large amount of C.
  • the content of 0.0010% or more is required in order to secure a predetermined amount of solid solution C or more and obtain a bake hardening amount of 30 MPa or more.
  • C is limited to 0.0030% or less.
  • C is preferably 0.0015% or more because the effect of the present invention is more excellent.
  • C is preferably in the range of 0.0025% or less, more preferably 0.0020% or less.
  • Nb is an element for improving the formability of the steel sheet and is an element for fixing C as a precipitate (carbide) before annealing. In order to obtain such effects, the content needs to be 0.010% or more. On the other hand, if it is contained excessively, the formability of the steel sheet deteriorates and C is excessively fixed as carbide, so that the carbide does not dissolve in the annealing process and the amount of solid solution C cannot be secured, resulting in baking hardening. The amount decreases. For this reason, Nb was limited to 0.025% or less. Nb is preferably in the range of 0.020% or less, more preferably 0.015% or less.
  • Al acts as a deoxidizing agent in the steelmaking process and has a strong affinity with N, has a strong tendency to form AlN, and contributes to an improvement in the yield of elements having a strong tendency to form nitrides.
  • the content of 0.01% or more is required.
  • the Al content is desirably 0.02% or more because the formability and bake hardenability of the obtained cold-rolled steel sheet are more excellent (hereinafter, also referred to as “the effect of the present invention is more excellent”).
  • the effect of the present invention is more excellent.
  • Al even when Al is contained in an amount of 0.10% or more, the effect is saturated and an effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous.
  • AlN becomes coarse and also causes a reduction in ductility of the steel sheet, it is limited to 0.10% or less. From the reason that the effects of the present invention are more excellent, Al is more preferably at least 0.03%. Al is preferably in the range of 0.08% or less, more preferably 0.06% or less.
  • Si is an effective element that acts as a deoxidizer in the steelmaking process and strengthens the steel. In order to obtain such an effect, it is desirable to contain 0.005% or more, but if it exceeds 0.05%, the moldability and the plating property are reduced. For this reason, Si was limited to 0.05% or less. Si is preferably at most 0.02%, more preferably at most 0.01%.
  • Mn is an effective element that acts as a deoxidizer in the steelmaking process and strengthens the steel. In order to obtain such an effect, it is desirable to contain 0.10% or more. Further, from the reason that the effect of the present invention is more excellent, Mn is preferably more than 0.5%, more preferably more than 0.6%. On the other hand, excessive Mn content exceeding 1.0% increases the strength of the steel sheet more than necessary and makes the steel sheet brittle. For this reason, Mn is limited to 1.0% or less. Mn is preferably 0.9% or less, more preferably 0.8% or less.
  • P 0.10% or less
  • P has the effect of strengthening steel, and it is desirable to contain at least 0.02% or more in order to increase the strength. However, if it exceeds 0.10%, the secondary work brittleness resistance is reduced. Therefore, P is limited to 0.10% or less. From the reason that the effect of the present invention is more excellent, it is preferably 0.05% or less.
  • S 0.010% or less
  • S is present as inclusions in steel and reduces formability. For this reason, although it is desirable to reduce S as much as possible, as the S is reduced, the manufacturing cost of the steel material increases. Therefore, the S content is set to 0.010% or less. In addition, S is preferably 0.009% or less, more preferably 0.008%.
  • B is an element effective in fixing N because it combines with N to form BN, and is also an element effective in improving the resistance to secondary working brittleness.
  • the content is preferably 0.0003% or more.
  • B is limited to the range of 0.0030% or less.
  • B is preferably 0.0003% or more, more preferably 0.0005% or more, because the effect of the present invention is more excellent.
  • B is preferably 0.0020% or less, more preferably 0.0015% or less.
  • N 0.010% or less
  • the N content is set to 0.010% or less. If the content of N is 0.010% or less, N combines with Al and B to form a nitride, so that the bake hardening amount can be secured. In addition, from the reason that the effect of this invention is more excellent, Preferably it is 0.0030% or less.
  • the balance other than the above components is Fe and unavoidable impurities.
  • O as an inevitable impurity is preferably 0.0050% or less for the reason that the effect of the present invention is more excellent.
  • a preferred embodiment of the hot rolling step includes, for example, a step of heating the above-mentioned steel material, then performing hot rolling, and winding the steel material.
  • the heating temperature of the steel material is not particularly limited, but is preferably 1100 to 1250 ° C., because the effect of the present invention is more excellent.
  • the rolling end temperature (FDT) of the hot rolling is preferably 900 ° C. or higher from the viewpoint of formability.
  • the rolling end temperature is preferably from 900 to 980 ° C. because the coarsening of the crystal grains of the hot-rolled steel sheet is suppressed, and as a result, the cold-rolled steel sheet obtained has better press workability (deep drawability). More preferably, the rolling end temperature is 950 ° C. or lower.
  • the winding temperature is preferably set to 700 ° C. or lower. When the winding temperature is higher than 700 ° C., the effect of improving the material is saturated and the pickling property is reduced.
  • the winding temperature is preferably from 500 to 700 ° C. from the viewpoint of accelerating the precipitation of AlN and NbC and improving the formability by coarsening the precipitate. More preferably, the winding temperature is between 600 ° C and 650 ° C.
  • the cold rolling step is a step of performing cold rolling on the hot-rolled steel sheet obtained in the hot rolling step or the hot-rolled steel sheet after the pickling treatment described later to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the rolling reduction of the cold rolling is not particularly limited, it is preferably 50% or more because the effect of the present invention is more excellent.
  • the annealing step is a step of performing an annealing treatment on the cold-rolled steel sheet obtained in the cold rolling step to obtain a cold-rolled steel sheet that has been subjected to the annealing treatment.
  • the annealing process is a process of holding at a temperature of 850 ° C. or more and less than 910 ° C., and thereafter cooling to a temperature of 750 ° C. or less at an average cooling rate of 5 ° C./s (second) or more.
  • the dew point of the atmosphere in the furnace during the annealing treatment is -35 ° C or less.
  • the annealing is performed, for example, in a continuous annealing line.
  • the annealing treatment is performed, for example, in a continuous galvanizing line.
  • the holding temperature (annealing temperature) of the annealing process is 850 ° C or more and less than 910 ° C.
  • the precipitated NbC is dissolved to form solid solution C, and annealing is performed at 850 ° C. or more in order to secure a bake hardening amount of 30 MPa or more.
  • the annealing temperature is high, the deep drawability (r value) and the elongation (El) are reduced, and the crystal grains are coarsened. Further, in the case of a hot-dip galvanized steel sheet described later, the surface properties after the hot-dip galvanizing treatment deteriorate.
  • annealing is performed at a temperature of at most less than 910 ° C.
  • the annealing temperature is preferably 870 ° C. or higher.
  • the annealing temperature is more preferably 890 ° C or lower.
  • the steel sheet is held at a temperature of 850 ° C. or more and less than 910 ° C., and thereafter, the steel sheet is cooled to a temperature of 750 ° C. or less at an average cooling rate of 5 ° C./s or more.
  • the average cooling rate here means the average from the annealing temperature to the cooling stop temperature.
  • the cooling rate is too high, the ductility of the steel sheet will decrease, so a cooling rate of 10 ° C./s or less is preferable.
  • a cooling rate of 10 ° C./s or less is preferable.
  • the cooling stop temperature is preferably 700 ° C. or less.
  • the dew point of the atmosphere in the furnace during the annealing process is ⁇ 35 ° C. or less.
  • solid solution C is decarburized by the following reaction, which causes a reduction in the amount of bake hardening.
  • B is oxidized and consumed, and the formation of BN is reduced, the bake hardening amount is similarly reduced.
  • the dew point of the furnace atmosphere during the annealing treatment is -35 ° C or less to prevent a decrease in the amount of solute C due to decarburization and a decrease in the amount of BN formed, and a decrease in the amount of bake hardening due to the decrease in solute C.
  • the lower limit of the dew point is not particularly defined, but if it is less than -80 ° C, it is disadvantageous in terms of cost, so that it is preferably -80 ° C or more.
  • the dew point is preferably lower than ⁇ 40 ° C., because the effect of the present invention is more excellent.
  • the method of the present invention may include steps other than those described above.
  • the method of the present invention preferably further comprises a pickling treatment step, and more preferably further comprises a pickling treatment step after the hot rolling step and before the cold rolling step.
  • a pickling treatment step preferably further comprises a pickling treatment step after the hot rolling step and before the cold rolling step.
  • the method for producing a hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention includes subjecting the cold-rolled steel sheet subjected to the annealing treatment obtained by the above-described method of the present invention to hot-dip galvanizing treatment to obtain a hot-dip galvanized steel sheet. Is a manufacturing method.
  • the conditions for the hot-dip galvanizing treatment are not particularly limited. Any of the usual hot-dip galvanizing treatment conditions can be applied.
  • the method for producing an alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention includes subjecting a hot-dip galvanized steel sheet obtained by the above-described hot-dip galvanized steel sheet manufacturing method to an alloying treatment to obtain an alloyed hot-dip galvanized steel sheet. This is a method for producing a hot-dip galvanized steel sheet.
  • ⁇ Hot rolling process> A slab (steel material) having a composition (mass%) shown in Table 1 was heated at a heating temperature of 1200 ° C., and then subjected to hot rolling to obtain a hot-rolled steel sheet having a thickness of 3.2 mm.
  • the rolling end temperature and winding temperature of hot rolling were as shown in Table 2, and after winding, the temperature was cooled to room temperature.
  • the steel sheets A to F and M obtained by subjecting a steel material having a specific composition to hot rolling and cold rolling and further performing an annealing treatment under specific conditions are as follows: Excellent moldability and bake hardenability were exhibited. Among them, the steel sheets A to F in which the B content of the steel material is 0.0003% or more showed more excellent bake hardenability. Among them, steel sheets BF having a dew point of -40 ° C. or lower in the furnace atmosphere during the annealing treatment exhibited more excellent formability. Among them, the steel sheets B to C and EF, in which the dew point of the atmosphere in the furnace during the annealing treatment is less than -40 ° C., exhibited further excellent bake hardenability. Among them, the steel sheets C and F, in which the dew point of the furnace atmosphere during the annealing treatment was less than -46 ° C, exhibited particularly excellent bake hardenability.
  • steel sheets of H, K and N whose steel materials do not have a specific composition
  • steel sheets of G, I to J and L which use steel materials having a specific composition but whose annealing conditions are not specific conditions , At least one of moldability and bake hardenability was insufficient.

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Abstract

本発明は、成形性及び焼付硬化性に優れる冷延鋼板の製造方法を提供することを目的とする。本発明は、鋼素材から熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、焼鈍処理を施した冷延鋼板を得る焼鈍工程とを備える冷延鋼板の製造方法であって、鋼素材が、質量％で、Ｃ：０．００１０％以上０．００３０％以下、Ｎｂ：０．０１０％以上０．０２５％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｂ：０．００３０％以下、Ｎ：０．０１０％以下を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、焼鈍処理中の炉内雰囲気の露点が－３５℃以下であり、焼鈍処理が、８５０℃以上９１０℃未満の温度で保持し、その後、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で７５０℃以下の温度まで冷却する処理である、冷延鋼板の製造方法である。

Description

冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
　本発明は、冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
　近年、地球環境の保全という観点から排出される汚染物質の低減のために排気ガス規制が実施され、自動車に対しては車体の軽量化による燃費向上が強く要求されている。車体を軽量化するための有力な手法の一つに使用する薄鋼板の高強度化があり、年々高強度鋼板の使用量が増加している。
　薄鋼板の高強度化の方法としては、固溶強化元素を添加して固溶強化を利用する方法、析出強化元素を添加し析出物を利用する析出強化方法、硬質相であるマルテンサイトを利用した強化方法が一般的である。しかし、いずれの方法も高強度化に伴い、延性やｒ値等の低下による成形性の低下やスポット溶接性の劣化、さらには耐二次加工脆性の低下等が生じるという問題を含んでいる。このため、成形性の優れた高強度鋼板を製造する場合には、上記した強化元素を添加する方法あるいは硬質相であるマルテンサイトを利用する方法は必ずしも好ましい方法とは言えない。
　また、車体を軽量化するための他の手段として、薄鋼板の成形性を高める方法がある。薄鋼板の成形性を高めることにより、従来の多くの部品を溶接して組み立てる溶接組み立て方式から、一体成形方式に変更することができ、溶接のための重ね代の低減により、自動車車体の軽量化が可能となる。また、一体成形では軽量化以外に製造コストの削減もできるメリットがある。
　高い成形性と高強度化を両立させる打ち手として、成形時には軟質であり、成形時に導入される加工歪とその後の塗装焼付処理により、組み立て塗装後の最終部品（製品）において高強度化を達成する方法がある。この方法を利用した鋼板は焼付硬化型鋼板と称されている。この方法を使用することにより、成形時には軟質で成形性がよく、その一方で、鋼板に導入された加工歪と成形後の塗装焼付処理により生じる鋼の歪時効現象、いわゆる焼付硬化を利用して変形強度を高めることができ、最終部品（製品）の高強度化が図れる。この方法では強度の増加量に制限があるものの、最終部品（製品）の形状となるように成形する際には軟質で、焼き付け塗装後最終部品（製品）の高強度化が可能になるという利点がある。しかも、この方法は強化元素を添加しないためスポット溶接性が良好であり、粒界強度を上昇させる固溶Ｃが存在することから、耐二次加工脆性の低下も生じ難いという利点がある。また、添加元素を使用しないため、製造コストを抑えることができるという利点もある。
　このような利点を有する焼付硬化型鋼板の製造方法について、例えば、特許文献１及び特許文献２など、これまでにいくつかの提案がなされている。
　特許文献１には、Ｃ：０．０００５～０．００３５質量％、Ｎｂ：５Ｃ～９Ｃ質量％（ここでＣはＣ量（質量％））を特定の関係を満足するように含有し、さらにＳｉ、Ｍｎ、Ｂ、Ａｌ、Ｎを特定の量で含有する鋼素材に熱間圧延、冷間圧延を施したのち、連続焼鈍を７３０℃からＮｂ量及びＣ量から決まる特定温度Ｔまでの昇温時間を３０秒以上、特定温度Ｔ以上での滞在時間を４０秒以上とすることを特徴とする高い焼付硬化性及び耐肌荒れ性を有する薄鋼板の製造方法が開示されている。特許文献１では、上記方法により、再結晶の進行とＮｂ炭化物の溶解のタイミングを適度に調整することができ、高いＢＨ量（焼付硬化量）を確保でき、かつ耐肌荒れ性の向上や深絞り成形性の向上が可能になるものとしている。
　また、特許文献２には、Ｃ：０．０００８～０．００２５質量％、Ｎｂ：０．００８～０．０２０質量％をＥｘｃｅｓｓ　Ｃ量＝Ｃ－（１２／９３）Ｎｂ＞－０．０００５％となるように含有し、さらにＳｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｂを特定の量で含有する鋼素材に、熱間圧延、酸洗、冷間圧延を施したのち、溶融亜鉛めっき亜鉛ラインでの焼鈍温度をＥｘｃｅｓｓ　Ｃ量が０％を越えの場合には８００℃以上８５０℃未満、Ｅｘｃｅｓｓ　Ｃ量が－０．０００５％以上０％以下の場合には８５０℃以上Ａｃ３変態点未満とし、さらに該焼鈍温度で焼鈍した後５℃／ｓ以上の平均冷却速度で７５０℃以下の温度まで冷却することを特徴とする、焼付硬化性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。特許文献２では、上記方法により、Ｎｂ炭化物の溶解温度を適度に調整することができ、高いＢＨ量（焼付硬化量）を確保が可能になるものとしている。
特開平８－１００２２１号公報 特開２００７－２７０１６７号公報
　しかしながら、本発明者らが特許文献１及び特許文献２に記載された技術について検討したところ、例えば、出鋼時のＣ量、Ｎｂ量のバラツキにより、ＢＨ量（焼付硬化量）が大きく変動するため、延性には優れるが、ＢＨ量が目標値より低くユーザーの要求特性を満足できないか、あるいは逆にＢＨ量は高いが延性が低下し、プレス割れを起こしやすい等の問題が生じる場合があることが明らかになった。また、出鋼時のＣ量、Ｎｂ量のバラツキ等により、プレス加工時にストレッチャー・ストレインが発生しやすく、表面外観を著しく損ない易いなどの問題が生じる場合があることも明らかになった。
　なお、特許文献１に記載された技術では、ＣとＮｂの特定関係として、次式、
　７３０≧－９１００／｛ｌｏｇ（Ｎｂ・Ｃ）－３．７｝－２７３
を満足するように製鋼段階でＣ量、Ｎｂ量を調整したうえ、さらに連続焼鈍に際して、次式、
　Ｔ＝－９１００／｛ｌｏｇ（Ｎｂ・Ｃ）－３．７｝―２７３
で規定される温度Ｔ（℃）までの昇温時間およびその温度以上の時間を規定しているところ、実操業において、このような複雑な条件を満足させながら操業することは容易ではない。
　また、特許文献２においてもＣ：０．０００８～０．００２５質量％、Ｎｂ：０．００８～０．０２０質量％以外に、Ｅｘｃｅｓｓ　Ｃ量＝Ｃ－（１２／９３）Ｎｂ＞－０．０００５％と、Ｃ量及びＮｂ量の厳しい制限があり、このような制限の下では操業が困難である。
　本発明はこのような実情を鑑みたものであり、成形性及び焼付硬化性に優れる冷延鋼板の製造方法を提供することを目的とするものである。
　本発明者らは、上記した目的を達成するべく、ＢＨ量に及ぼす、鋼の組成および製造条件の影響について詳細に検討した。その結果、Ｃ量が０．００１０％以上０．００３０％以下、Ｎｂ量が０．０１０％以上０．０２５％以下の範囲となるように制御し、冷間圧延後の焼鈍処理の炉内雰囲気の露点及び焼鈍温度を調整し、特定温度範囲の冷却速度を適正範囲に調整することにより、Ｃを析出物として析出させることなく、固溶Ｃ量を一定にすることにより、３０ＭＰａ以上の安定したＢＨ量を確保できることを見出し、本発明に至った。
　すなわち、本発明者らは、以下の構成により上記課題が解決できることを見出した。
（１）　鋼素材に熱間圧延を施して熱延鋼板を得る、熱間圧延工程と、
　上記熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板を得る、冷間圧延工程と、
　上記冷延鋼板に焼鈍処理を施して焼鈍処理を施した冷延鋼板を得る、焼鈍工程と、
　を備える冷延鋼板の製造方法であって、
　上記鋼素材が、質量％で、
Ｃ：０．００１０％以上０．００３０％以下
Ｎｂ：０．０１０％以上０．０２５％以下
Ａｌ：０．０１％以上０．１０％以下
Ｓｉ：０．０５％以下
Ｍｎ：１．０％以下
Ｐ：０．１０％以下
Ｓ：０．０１０％以下
Ｂ：０．００３０％以下
Ｎ：０．０１０％以下
　を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材であり、
　上記焼鈍処理中の炉内雰囲気の露点が－３５℃以下であり、
　上記焼鈍処理が、８５０℃以上９１０℃未満の温度で保持し、その後、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で７５０℃以下の温度まで冷却する処理である、冷延鋼板の製造方法。
（２）　上記（１）に記載の製造方法によって得られた焼鈍処理後の冷延鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施して、溶融亜鉛めっき鋼板を得る、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（３）　上記（２）に記載の製造方法によって得られた溶融亜鉛めっき鋼板に合金化処理を施して、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得る、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　以下に示すように、本発明によれば、成形性及び焼付硬化性に優れる冷延鋼板の製造方法を提供することができる。
　以下に、本発明の冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
　なお、本明細書において「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
［冷延鋼板の製造方法］
　本発明の冷延鋼板の製造方法（以下、「本発明の方法」とも言う）は、
　鋼素材に熱間圧延を施して熱延鋼板を得る、熱間圧延工程と、
　上記熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板を得る、冷間圧延工程と、
　上記冷延鋼板に焼鈍処理を施して焼鈍処理を施した冷延鋼板を得る、焼鈍工程と、
　を備える冷延鋼板の製造方法であって、
　上記鋼素材が、質量％で、
Ｃ：０．００１０％以上０．００３０％以下
Ｎｂ：０．０１０％以上０．０２５％以下
Ａｌ：０．０１％以上０．１０％以下
Ｓｉ：０．０５％以下
Ｍｎ：１．０％以下
Ｐ：０．１０％以下
Ｓ：０．０１０％以下
Ｂ：０．００３０％以下
Ｎ：０．０１０％以下
　を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材であり、
　上記焼鈍処理中の炉内雰囲気の露点が－３５℃以下であり、
　上記焼鈍処理が、８５０℃以上９１０℃未満の温度で保持し、その後、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で７５０℃以下の温度まで冷却する処理である、冷延鋼板の製造方法である。
　以下、各工程について説明する。
〔熱間圧延工程〕
　熱間圧延工程は、特定の組成を有する鋼素材に熱間圧延を施して熱延鋼板を得る工程である。
＜鋼素材＞
　以下、熱間圧延工程で用いられる鋼素材の組成について説明する。なお、組成における「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
（Ｃ：０．００１０％以上０．００３０％以下）
　Ｃは強度を増加させるとともに、焼付硬化性を発現する元素であり、多く添加することが望ましいが、添加量が多くなると延性、成形性を低下させる元素である。本発明では、所定以上の固溶Ｃ量を確保し３０ＭＰａ以上の焼付硬化量を得るために、０．００１０％以上の含有を必要とする。一方で、添加量が多くなると、延性の低下が大きくなる。このため、Ｃは０．００３０％以下に限定した。本発明の効果がより優れる理由から、Ｃは、好ましくは、０．００１５％以上である。Ｃは、好ましくは、０．００２５％以下、より好ましくは０．００２０％以下の範囲である。
（Ｎｂ：０．０１０％以上０．０２５％以下）
　Ｎｂは鋼板の成形性を改善する元素であると共に、焼鈍前にＣを析出物（炭化物）として固定するための元素である。このような効果を得るためには０．０１０％以上の含有を必要とする。一方で、過剰に含有させると、鋼板の成形性が悪化するとともに、Ｃを過剰に炭化物として固定し、焼鈍過程において炭化物が溶解せずに固溶Ｃ量を確保できず、その結果として焼付硬化量が低下する。このため、Ｎｂは０．０２５％以下に限定した。Ｎｂは、好ましくは０．０２０％以下、より好ましくは０．０１５％以下の範囲である。
（Ａｌ：０．０１％以上０．１０％以下）
　Ａｌは製鋼過程おける脱酸剤として作用するとともにＮとの親和力が強く、ＡｌＮを形成する傾向が強く、窒化物形成傾向の強い元素の歩留り向上に寄与する。このような効果を得るために０．０１％以上の含有を必要とする。Ａｌ量は、得られる冷延鋼板の成形性及び焼付硬化性がより優れる（以下、「本発明の効果がより優れる」とも言う）理由から、望ましくは、０．０２％以上である。その一方、Ａｌは、０．１０％以上含有しても、その効果は飽和し、含有量に見合う効果が期待できず経済的に不利となる。また、ＡｌＮが粗大となり、鋼板の延性を低下させる要因にもなるため、０．１０％以下に限定した。本発明の効果がより優れる理由から、Ａｌは、より好ましくは、０．０３％以上である。Ａｌは、好ましくは、０．０８％以下、より好ましくは、０．０６％以下の範囲である。
（Ｓｉ：０．０５％以下）
　Ｓｉは製鋼過程における脱酸剤として作用するとともに鋼を強化する有効な元素である。このような効果を得るためには、０．００５％以上含有することが望ましいが、０．０５％を超える含有は成形性とめっき性を低下させる。このため、Ｓｉは０．０５％以下に限定した。Ｓｉは好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１％以下である。
（Ｍｎ：１．０％以下）
　Ｍｎは製鋼過程おける脱酸剤として作用するとともに鋼を強化する有効な元素である。このような効果を得るためには、０．１０％以上含有することが望ましい。また、本発明の効果がより優れる理由から、Ｍｎは、０．５％超であることが好ましく、０．６％超であることがより好ましい。一方、１．０％を超える過剰のＭｎの含有は鋼板の強度を必要以上に高めるとともに、脆化させる。このため、Ｍｎは１．０％以下に限定したＭｎは好ましくは０．９％以下、より好ましくは０．８％以下である。
（Ｐ：０．１０％以下）
　Ｐは鋼を強化する作用があり、強度を増加させるためには、少なくとも０．０２％以上含有させることが望ましいが、０．１０％を超える含有は、耐二次加工脆性が低下する。このため、Ｐは０．１０％以下に限定した。本発明の効果がより優れる理由から、好ましくは０．０５％以下である。
（Ｓ：０．０１０％以下）
　Ｓは鋼中では介在物として存在し、成形性を低下させる。このため、Ｓは極力低減する
ことが望ましいが、Ｓを低減させるほど、鋼素材の製造コストが大きくなる。そのため、Ｓ含有量は０．０１０％以下とした。なお、Ｓは好ましくは０．００９％以下、より好ましくは０．００８％である。
（Ｂ：０．００３０％以下）
　Ｂは、Ｎと結合しＢＮを形成するため、Ｎを固定するのに有効な元素であるとともに、耐二次加工脆性を改善するのに有効な元素である。このような効果を得るためには、０．０００３％以上の含有が望ましい。一方、０．００３０％を超える含有は成形性を低下させる。このため、Ｂは０．００３０％以下の範囲に限定した。なお、本発明の効果がより優れる理由から、Ｂは、好ましくは０．０００３％以上、より好ましくは０．０００５％以上である。Ｂは、好ましくは０．００２０％以下、より好ましくは０．００１５％以下である。
（Ｎ：０．０１０％以下）
　鋼板中にＮが含有していると、炭窒化物を形成し、焼付硬化量が低下するため、Ｎは極力低減することが望ましい。そのため、Ｎ含有量は０．０１０％以下とした。Ｎの含有量が０．０１０％以下であるならば、ＮはＡｌ及びＢと結合し、窒化物を形成するため、焼付硬化量を確保することができる。なお、本発明の効果がより優れる理由から、好ましくは、０．００３０％以下である。
（残部）
　上記した成分以外の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。
　なお、不可避的不純物としてのＯは、本発明の効果がより優れる理由から、０．００５０％以下であることが好ましい。
＜好適な態様＞
　熱間圧延工程の好適な態様としては、例えば、上述した鋼素材を加熱した後、熱間圧延を施し、巻取る工程が挙げられる。
（加熱温度）
　鋼素材の加熱温度は特に制限されないが、本発明の効果がより優れる理由から、１１００～１２５０℃であることが好ましい。
（圧延終了温度）
　熱間圧延の圧延終了温度（ＦＤＴ）は、成形性の観点から９００℃以上とすることが好ましい。熱延鋼板の結晶粒粗大化が抑えられ、結果として、得られる冷延鋼板のプレス加工性（深絞り性）がより優れる理由から、圧延終了温度は９００～９８０℃であることが好ましい。さらに好ましくは、圧延終了温度は９５０℃以下である。
（巻取り温度）
　巻取り温度は、７００℃以下とすることが好ましい。巻取り温度が７００℃を超えて高温となると材質向上効果が飽和するとともに酸洗性が低下する。なお、ＡｌＮ及びＮｂＣの析出の促進および上記析出物の粗大化による成形性の改善の観点から巻取り温度は、５００～７００℃であるのが好ましい。さらに好ましくは、巻取り温度は６００℃～６５０℃である。
〔冷間圧延工程〕
　冷間圧延工程は、熱間圧延工程で得られた熱延鋼板、又は、後述する酸洗処理後の熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板を得る工程である。
＜圧下率＞
　冷間圧延の圧下率は特に制限されないが、本発明の効果がより優れる理由から、５０％以上であることが好ましい。
〔焼鈍工程〕
　焼鈍工程は、冷間圧延工程で得られた冷延鋼板に焼鈍処理を施して焼鈍処理を施した冷延鋼板を得る工程である。
　ここで、焼鈍処理は、８５０℃以上９１０℃未満の温度で保持し、その後、５℃／ｓ（秒）以上の平均冷却速度で７５０℃以下の温度まで冷却する処理である。
　また、焼鈍処理中の炉内雰囲気の露点は－３５℃以下である。
　なお、焼鈍処理は、例えば連続焼鈍ラインにおいて行われる。また、本発明の方法が後述するめっき工程をさらに備える場合には、焼鈍処理は、例えば連続溶融亜鉛めっきラインにおいて行われる。
＜焼鈍温度＞
　上述のとおり、焼鈍処理の保持温度（焼鈍温度）は、８５０℃以上９１０℃未満である。
　焼鈍処理においては、析出したＮｂＣを溶解させ、固溶Ｃとし、３０ＭＰａ以上の焼付硬化量を確保するために、８５０℃以上で焼鈍を行う。一方で、焼鈍温度が高温になると、深絞り性（ｒ値）、伸び（Ｅｌ）が低下するとともに結晶粒が粗大化してプレス成形時に肌荒れ欠陥が生じ、表面品質が低下する。また、後述する溶融亜鉛めっき鋼板の場合には、溶融亜鉛めっき処理後の表面性状が悪化する。そのため、高くとも９１０℃未満の温度で焼鈍を行う。焼鈍温度は、好ましくは８７０℃以上である。焼鈍温度は、より好ましくは８９０℃以下である。
　なお、焼鈍処理では、本発明の効果がより優れる理由から、上記した焼鈍温度での保持を５０～３００ｓ程度とすることが好ましい。
＜平均冷却速度及び冷却停止温度＞
　上述のとおり、８５０℃以上９１０℃未満の温度で保持し、その後、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で７５０℃以下の温度まで鋼板を冷却する。なお、ここでいう平均冷却速度とは、焼鈍温度から冷却停止温度までの平均をいうものとする。平均冷却速度が５℃／ｓ未満では、焼鈍処理中に固溶させたＣがＮｂＣとして再析出し、焼付硬化性が低下するため、５℃／ｓ以上の冷却速度が必要である。冷却速度が大きすぎると、鋼板の延性の低下につながるため、１０℃／ｓ以下の冷却速度が好ましい。また、冷却停止温度が７５０℃を超えて高温となると、その後の徐冷で固溶ＣがＮｂＣとして再析出し、焼付硬化性が低下するため、７５０℃以下まで冷却する必要がある。冷却停止温度は、好ましくは７００℃以下である。
＜露点＞
　上述のとおり、焼鈍処理中の炉内雰囲気の露点は－３５℃以下である。
　焼鈍工程において、炉内雰囲気の露点が高いと固溶Ｃが下記の反応により脱炭し、焼付硬化量の低下の原因となる。
Ｃ（鋼中）＋Ｈ２Ｏ　→　ＣＯ＋Ｈ２
　また、Ｂが酸化して消費され、ＢＮの形成が少なくなるため、同じく焼付硬化量が低下する。脱炭及びＢＮ形成量の減少による固溶Ｃ量の減少、固溶Ｃ減少に伴う焼付硬化量低下を防止するため、焼鈍処理中の炉内雰囲気の露点は－３５℃以下である。露点の下限は特に規定しないが、－８０℃未満ではコスト面で不利となるため、－８０℃以上が好ましい。
　露点は、本発明の効果がより優れる理由から、－４０℃未満であることが好ましい。
〔その他の工程〕
　本発明の方法は上述した工程以外の工程を備えていてもよい。
＜酸洗処理工程＞
　本発明の方法は、さらに酸洗処理工程を備えるのが好ましく、熱間圧延工程後、冷間圧延工程前に、さらに酸洗処理工程を備えるのがより好ましい。熱間圧延後の熱延鋼板に酸洗処理を施すと、表面のスケール（酸化皮膜）が除去され、冷間圧延で疵が付き難くなり、外観が向上する。
［溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法］
　本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、上述した本発明の方法によって得られた焼鈍処理を施した冷延鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施して、溶融亜鉛めっき鋼板を得る、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
　溶融亜鉛めっき処理の条件はとくに限定されない。常用の溶融亜鉛めっき処理条件がいずれも適用できる。
［合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法］
　本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、上述した溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法によって得られた溶融亜鉛めっき鋼板に合金化処理を施して、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得る、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
　以下、実施例により、本発明についてさらに詳細に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
〔冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造〕
　下記のとおり、冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。
＜熱間圧延工程＞
　表１に示す組成（質量％）のスラブ（鋼素材）を加熱温度：１２００℃で加熱した後、熱間圧延を施し、板厚３．２ｍｍの熱延鋼板を得た。なお、熱間圧延の圧延終了温度及び巻取温度は表２に記載のとおりとし、巻取り後、室温まで冷却した。
＜酸洗処理工程＞
　次いで、得られた熱延鋼板に酸洗処理を施した。
＜冷間圧延工程＞
　次いで、酸洗処理後の熱延鋼板に圧下率７５％の冷間圧延を施し、板厚０．８ｍｍの冷延鋼板を得た。
＜焼鈍工程＞
　次いで、得られた冷延鋼板に連続焼鈍ラインにおいて表２に示す条件で焼鈍処理を施した。このようにして焼鈍処理を施した冷延鋼板を得た。なお、表２中の「露点」は焼鈍処理中の炉内雰囲気の露点を表す。
＜めっき工程＞
　次いで、表２の「めっき処理」の欄に「有り」と記載している鋼板については、連続溶融亜鉛めっきラインを用いて溶融亜鉛めっき処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板を得た。
＜合金化工程＞
　さらに、表２の「合金化処理」の欄に「有り」と記載している鋼板については、溶融亜鉛めっき層に合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。
〔評価〕
　得られた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、以下の評価を行った。
＜引張特性＞
　得られた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板から、長軸を圧延方向に直交する方向としたＪＩＳ　５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ２２４１の規定に準拠して引張試験を行い、引張特性（降伏強さ、引張強さ、伸び）を評価した。
　結果を表３に示す。実用上、伸びは４０％以上であることが好ましい。
＜成形性＞
　得られた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板からＪＩＳ　５号引張試験片を採取し、ｒ値を測定した。具体的には、試験片に引張試験で１５％予歪を与えた後、３点法によりｒ値を測定し、圧延方向、圧延方向に対して４５°の方向、圧延方向に対して９０°の方向のｒ値を、それぞれをｒＬ、ｒＤ及びｒＣとした。そして、平均値（＝（ｒＬ＋２ｒＤ＋ｒＣ）／４）を求めた。
　結果を表３に示す。ｒ値が大きいほど成形性に優れることを意味する。実用上、１．４０以上であることが好ましい。
＜焼付硬化性＞
　得られた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板から、引張特性の評価と同様にＪＩＳ　５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｇ３１３５の規定に準拠して、２％の引張予歪（塑性歪）を与える予変形処理を施し、次いで、１７０℃×２０分の熱処理を施し、熱処理前後の変形応力の増加量（ＢＨ量）（焼付硬化量）（＝（熱処理後の上降伏点（ＭＰａ））－（熱処理前の予変形応力（ＭＰａ）））を求めた。
　結果を表３に示す。ＢＨ量が３０ＭＰａ以上であれば焼付硬化性に優れると言える。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表１～３中、下線部は、本発明の範囲外を示す。
　表１～３から分かるように、特定の組成を有する鋼素材に熱間圧延及び冷間圧延を施し、さらに特定の条件の焼鈍処理を施すことで得られたＡ～Ｆ及びＭの鋼板は、優れた成形性及び焼付硬化性を示した。なかでも、鋼素材のＢ量が０．０００３％以上であるＡ～Ｆの鋼板は、より優れた焼付硬化性を示した。そのなかでも、焼鈍処理中の炉内雰囲気の露点が－４０℃以下であるＢ～Ｆの鋼板は、さらに優れた成形性を示した。そのなかでも、焼鈍処理中の炉内雰囲気の露点が－４０℃未満であるＢ～Ｃ及びＥ～Ｆの鋼板は、さらに優れた焼付硬化性を示した。そのなかでも、焼鈍処理中の炉内雰囲気の露点が－４６℃未満であるＣ及びＦの鋼板は特に優れた焼付硬化性を示した。
　一方、鋼素材が特定の組成を有さないＨ、Ｋ及びＮの鋼板、並びに、特定の組成を有する鋼素材を用いるが焼鈍条件が特定の条件ではないＧ、Ｉ～Ｊ及びＬの鋼板は、成形性及び焼付硬化性の少なくとも一方が不十分であった。

Claims (3)

  1. 　鋼素材に熱間圧延を施して熱延鋼板を得る、熱間圧延工程と、
    　前記熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板を得る、冷間圧延工程と、
    　前記冷延鋼板に焼鈍処理を施して焼鈍処理を施した冷延鋼板を得る、焼鈍工程と、
    　を備える冷延鋼板の製造方法であって、
    　前記鋼素材が、質量％で、
    Ｃ：０．００１０％以上０．００３０％以下
    Ｎｂ：０．０１０％以上０．０２５％以下
    Ａｌ：０．０１％以上０．１０％以下
    Ｓｉ：０．０５％以下
    Ｍｎ：１．０％以下
    Ｐ：０．１０％以下
    Ｓ：０．０１０％以下
    Ｂ：０．００３０％以下
    Ｎ：０．０１０％以下
    　を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材であり、
    　前記焼鈍処理中の炉内雰囲気の露点が－３５℃以下であり、
    　前記焼鈍処理が、８５０℃以上９１０℃未満の温度で保持し、その後、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で７５０℃以下の温度まで冷却する処理である、冷延鋼板の製造方法。
  2. 　請求項１に記載の製造方法によって得られた焼鈍処理後の冷延鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施して、溶融亜鉛めっき鋼板を得る、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  3. 　請求項２に記載の製造方法によって得られた溶融亜鉛めっき鋼板に合金化処理を施して、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得る、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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