JPH10130780A - 面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板およびその製造方法Info
- Publication number
- JPH10130780A JPH10130780A JP28068996A JP28068996A JPH10130780A JP H10130780 A JPH10130780 A JP H10130780A JP 28068996 A JP28068996 A JP 28068996A JP 28068996 A JP28068996 A JP 28068996A JP H10130780 A JPH10130780 A JP H10130780A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- temperature
- plane anisotropy
- cold
- rolling
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板
およびその製造方法を提供する。 【解決手段】 低炭素アルミキルド鋼成分に、さらに、
Ｔｉを、Ｔｉ−４８×（Ｎ／１４＋Ｓ／３２）≧０．０
２、かつ、Ｔｉ≦０．１％なる条件を満たす範囲で含有
し、圧延方向と平行な断面における焼鈍後の再結晶粒の
展伸度が１．４以上であり、Δｒの絶対値が０．１以下
であることを特徴とする面内異方性が小さく成形性に優
れた冷延鋼板、および上記成分の鋼を、８００℃以上の
温度域で熱間圧延した後、７５０℃以下で巻き取り、圧
延率７０％以上９５％以下の冷間圧延を施した後、５℃
／ｓ以上の昇温速度で再結晶温度以上、Ａｃ３点以下の
温度域で５分以下保持し、冷却速度が５℃／ｓ以上で冷
却後、２５０〜５００℃の温度範囲で１０分以内の過時
効処理をすることを特徴とする面内異方性が小さく成形
性に優れた冷延鋼板の製造方法。
およびその製造方法を提供する。 【解決手段】 低炭素アルミキルド鋼成分に、さらに、
Ｔｉを、Ｔｉ−４８×（Ｎ／１４＋Ｓ／３２）≧０．０
２、かつ、Ｔｉ≦０．１％なる条件を満たす範囲で含有
し、圧延方向と平行な断面における焼鈍後の再結晶粒の
展伸度が１．４以上であり、Δｒの絶対値が０．１以下
であることを特徴とする面内異方性が小さく成形性に優
れた冷延鋼板、および上記成分の鋼を、８００℃以上の
温度域で熱間圧延した後、７５０℃以下で巻き取り、圧
延率７０％以上９５％以下の冷間圧延を施した後、５℃
／ｓ以上の昇温速度で再結晶温度以上、Ａｃ３点以下の
温度域で５分以下保持し、冷却速度が５℃／ｓ以上で冷
却後、２５０〜５００℃の温度範囲で１０分以内の過時
効処理をすることを特徴とする面内異方性が小さく成形
性に優れた冷延鋼板の製造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、面内異方性が小さ
く成形性に優れた冷延鋼板およびその製造方法に関する
ものであり、特に、円筒もしくは角筒などの深絞り形状
に成形される自動車部品等に好適な面内異方性が小さく
成形性に優れた冷延鋼板およびその製造方法に関するも
のである。
く成形性に優れた冷延鋼板およびその製造方法に関する
ものであり、特に、円筒もしくは角筒などの深絞り形状
に成形される自動車部品等に好適な面内異方性が小さく
成形性に優れた冷延鋼板およびその製造方法に関するも
のである。
【０００２】
【従来の技術】自動車用鋼板に要求される材料特性は、
近年、年々高度になってきている。特に、自動車外板の
フェンダーや自動車エンジンのオイルパン等の自動車部
品については、極めて過酷なプレス成形がなされること
から、これらの部品に適用される自動車用鋼板には、深
絞り性および延性についてより一層の向上が期待されて
きた。さらに、最近では、ＣＯ2 排出規制などの地球環
境問題などから、燃費の向上が求められる一方で、衝突
安全性の向上の要望も高まってきた。このような要求に
応えるために、エンジン効率の改善や自動車車体構造の
改善だけでなく、自動車車体の軽量化や高強度化が図ら
れてきた。自動車用鋼板につてい言えば、引張強さが３
４０ＭＰａ級以上でかつ良好な成形性を備える高強度冷
延鋼板が、自動車の車体を構成する各種部品に広範囲に
わたって使用されるようになってきた。
近年、年々高度になってきている。特に、自動車外板の
フェンダーや自動車エンジンのオイルパン等の自動車部
品については、極めて過酷なプレス成形がなされること
から、これらの部品に適用される自動車用鋼板には、深
絞り性および延性についてより一層の向上が期待されて
きた。さらに、最近では、ＣＯ2 排出規制などの地球環
境問題などから、燃費の向上が求められる一方で、衝突
安全性の向上の要望も高まってきた。このような要求に
応えるために、エンジン効率の改善や自動車車体構造の
改善だけでなく、自動車車体の軽量化や高強度化が図ら
れてきた。自動車用鋼板につてい言えば、引張強さが３
４０ＭＰａ級以上でかつ良好な成形性を備える高強度冷
延鋼板が、自動車の車体を構成する各種部品に広範囲に
わたって使用されるようになってきた。
【０００３】成形性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法
としては、Ｍｎ、Ｐ、Ｓｉ等の固溶強化元素を添加し、
Ｔｉ、Ｎｂ等の炭窒化物形成元素を添加した極低炭素鋼
を連続焼鈍装置にて製造する方法がよく知られている。
例えば、特公昭５９−４２７４２号公報等に開示されて
いる発明は、Ｔｉを複合添加した極低炭素高強度冷延鋼
板に関する発明である。しかし、これらの従来技術によ
る冷延鋼板は、異方性が大きいという欠点があった。高
強度冷延鋼板は、曲げや軽い絞り成形を施される部品に
使用されるだけでなく、円筒もしくは角筒などの深絞り
形状に成形される場合もある。このような部品に成形す
る際に耳の高さが大きいと、成形部品の板厚が圧延方向
によって変動し、部品としての十分な均一性が得られな
いという品質の問題や、材料歩留りが悪いなどの経済性
の問題が顕在化してくる。
としては、Ｍｎ、Ｐ、Ｓｉ等の固溶強化元素を添加し、
Ｔｉ、Ｎｂ等の炭窒化物形成元素を添加した極低炭素鋼
を連続焼鈍装置にて製造する方法がよく知られている。
例えば、特公昭５９−４２７４２号公報等に開示されて
いる発明は、Ｔｉを複合添加した極低炭素高強度冷延鋼
板に関する発明である。しかし、これらの従来技術によ
る冷延鋼板は、異方性が大きいという欠点があった。高
強度冷延鋼板は、曲げや軽い絞り成形を施される部品に
使用されるだけでなく、円筒もしくは角筒などの深絞り
形状に成形される場合もある。このような部品に成形す
る際に耳の高さが大きいと、成形部品の板厚が圧延方向
によって変動し、部品としての十分な均一性が得られな
いという品質の問題や、材料歩留りが悪いなどの経済性
の問題が顕在化してくる。
【０００４】なお、耳の高さと方向は、ｒ値の面内異方
性Δｒと密接な関係があり、Δｒの絶対値が小さいほど
耳の高さが小さくなる。具体的には、圧延方向に対して
０°、４５°、９０°方向のランクフォード値を、それ
ぞれ、ｒ0 、ｒ45、ｒ90とすると、Δｒは、Δｒ＝（ｒ
0 −２×ｒ45＋ｒ90）／２で表される。また、耳の発生
する方向は、ｒ90≧ｒ0 ＞ｒ45ならば（Ｖ字分布）、圧
延方向より０°および９０°の方向であり、ｒ45＞ｒ90
≧ｒ0 ならば（逆Ｖ字分布）、圧延方向より４５°の方
向である。また、ｒ値の面内異方性は、集合組織に起因
しており、｛１１０｝〈１００〉方位が強い場合は、ｒ
90≧ｒ0 ＞ｒ45のＶ字分布の異方性を示し、｛１００｝
〈１１０〉方位が強い場合には、ｒ45＞ｒ90≧ｒ0 の逆
Ｖ字分布を示す。
性Δｒと密接な関係があり、Δｒの絶対値が小さいほど
耳の高さが小さくなる。具体的には、圧延方向に対して
０°、４５°、９０°方向のランクフォード値を、それ
ぞれ、ｒ0 、ｒ45、ｒ90とすると、Δｒは、Δｒ＝（ｒ
0 −２×ｒ45＋ｒ90）／２で表される。また、耳の発生
する方向は、ｒ90≧ｒ0 ＞ｒ45ならば（Ｖ字分布）、圧
延方向より０°および９０°の方向であり、ｒ45＞ｒ90
≧ｒ0 ならば（逆Ｖ字分布）、圧延方向より４５°の方
向である。また、ｒ値の面内異方性は、集合組織に起因
しており、｛１１０｝〈１００〉方位が強い場合は、ｒ
90≧ｒ0 ＞ｒ45のＶ字分布の異方性を示し、｛１００｝
〈１１０〉方位が強い場合には、ｒ45＞ｒ90≧ｒ0 の逆
Ｖ字分布を示す。
【０００５】そこで、このような高強度冷延鋼板の異方
性の改善策として、特開昭６２−２８７０１８号公報
に、Ｔｉ、Ｎｂを添加した鋼を、オーステナイト域で再
結晶しない温度域で熱間圧延し、直ちに低温で巻き取っ
て、固溶Ｃと固溶Ｎを熱延時に固定し、冷延、再結晶焼
鈍することにより、異方性を小さくする発明が開示され
ている。また、特開昭６２−１６１９１９号公報には、
熱間圧延でスラブ加熱温度を低温にし、巻取温度を高温
にすることにより適当なＡｌＮを析出させて異方性を小
さくした熱延鋼板を、８５〜９３％の高冷延率で冷延
し、再結晶焼鈍することによって、異方性の小さい薄鋼
板を製造する発明が開示されている。また、特公昭５７
−３７３２号公報や特公平８−１４００３号公報には、
低炭素アルミキルド鋼の成分系をベースとし、Ｔｉまた
はＮｂを添加してＮをこれらの窒化物として固定して焼
鈍時のＡｌＮの析出を抑制し、ＴｉＣの析出物サイズを
制御することによって異方性を小さくする発明が開示さ
れている。
性の改善策として、特開昭６２−２８７０１８号公報
に、Ｔｉ、Ｎｂを添加した鋼を、オーステナイト域で再
結晶しない温度域で熱間圧延し、直ちに低温で巻き取っ
て、固溶Ｃと固溶Ｎを熱延時に固定し、冷延、再結晶焼
鈍することにより、異方性を小さくする発明が開示され
ている。また、特開昭６２−１６１９１９号公報には、
熱間圧延でスラブ加熱温度を低温にし、巻取温度を高温
にすることにより適当なＡｌＮを析出させて異方性を小
さくした熱延鋼板を、８５〜９３％の高冷延率で冷延
し、再結晶焼鈍することによって、異方性の小さい薄鋼
板を製造する発明が開示されている。また、特公昭５７
−３７３２号公報や特公平８−１４００３号公報には、
低炭素アルミキルド鋼の成分系をベースとし、Ｔｉまた
はＮｂを添加してＮをこれらの窒化物として固定して焼
鈍時のＡｌＮの析出を抑制し、ＴｉＣの析出物サイズを
制御することによって異方性を小さくする発明が開示さ
れている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、特開昭
６２−２８７０１８号公報に記載された発明は、極低炭
素鋼ベースの成分系における高強度冷延鋼板の異方性改
善方法を開示したものであり、Ｃ、Ｎなどの侵入型固溶
元素を低減させるため、ＲＨなどの二次精練を行わなけ
ればならず、製鋼コストが高くなるという難点がある。
また、特開昭６２−１６１９１９号公報に記載された発
明は、異方性改善のために、８５％以上という高い冷延
率が必要とするため、冷間圧延の負荷が高くなるという
問題がある。また、特公昭５７−３７３２号公報や特公
平８−１４００３号公報に記載された発明は、長時間を
要する箱焼鈍を前提としており、単位時間あたりの生産
量が低いという問題がある。
６２−２８７０１８号公報に記載された発明は、極低炭
素鋼ベースの成分系における高強度冷延鋼板の異方性改
善方法を開示したものであり、Ｃ、Ｎなどの侵入型固溶
元素を低減させるため、ＲＨなどの二次精練を行わなけ
ればならず、製鋼コストが高くなるという難点がある。
また、特開昭６２−１６１９１９号公報に記載された発
明は、異方性改善のために、８５％以上という高い冷延
率が必要とするため、冷間圧延の負荷が高くなるという
問題がある。また、特公昭５７−３７３２号公報や特公
平８−１４００３号公報に記載された発明は、長時間を
要する箱焼鈍を前提としており、単位時間あたりの生産
量が低いという問題がある。
【０００７】本発明は、ｒ値の面内異方性を改善するた
めに、析出物の析出サイズ、分布および析出時期等を最
適化して、再結晶焼鈍時の｛１１０｝〈１００〉方位ま
たは｛１００｝〈１１０〉方位の生成を抑制すること
で、面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板および
その製造方法を提供しようとするものである。
めに、析出物の析出サイズ、分布および析出時期等を最
適化して、再結晶焼鈍時の｛１１０｝〈１００〉方位ま
たは｛１００｝〈１１０〉方位の生成を抑制すること
で、面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板および
その製造方法を提供しようとするものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、現在通常
に採用されている工業的規模の連続焼鈍設備または連続
溶融亜鉛めっき設備による製造を念頭において、冷延鋼
板のｒ値面内異方性を改善すべく鋭意研究を重ねた結
果、図１に示すように低炭素アルミキルド鋼にＴｉまた
はＮｂを添加した鋼板の再結晶粒の展伸度とΔｒ値の間
に強い相関があることを見出した。また、スラブ再加熱
温度、熱間圧延条件、冷延率、焼鈍条件等を制限するこ
とによって、Δｒ値≦±０．１という鋼板を製造できる
ことを新規に知見した。
に採用されている工業的規模の連続焼鈍設備または連続
溶融亜鉛めっき設備による製造を念頭において、冷延鋼
板のｒ値面内異方性を改善すべく鋭意研究を重ねた結
果、図１に示すように低炭素アルミキルド鋼にＴｉまた
はＮｂを添加した鋼板の再結晶粒の展伸度とΔｒ値の間
に強い相関があることを見出した。また、スラブ再加熱
温度、熱間圧延条件、冷延率、焼鈍条件等を制限するこ
とによって、Δｒ値≦±０．１という鋼板を製造できる
ことを新規に知見した。
【０００９】本発明は、上記知見により構成したもの
で、その要旨は、 （１）重量％にて、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ≦
０．５％、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ｐ≦０．１０
％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ
≦０．０１％を含み、さらに、Ｔｉを、Ｔｉ−４８×
（Ｎ／１４＋Ｓ／３２）≧０．０２、かつＴｉ≦０．１
％なる条件を満たす範囲で含有し、残部がＦｅ及び不可
避的不純物からなり、圧延方向と平行な断面における焼
鈍再結晶粒の展伸度が１．４以上であり、ランクフォー
ド値を用いた面内異方性の指標Δｒが０．１以下である
ことを特徴とする面内異方性が小さく成形性に優れた冷
延鋼板。 （２）さらに、重量％にて、Ｎｂ≦０．１％を含有する
ことを特徴とする上記（１）に記載の面内異方性が小さ
く成形性に優れた冷延鋼板。
で、その要旨は、 （１）重量％にて、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ≦
０．５％、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ｐ≦０．１０
％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ
≦０．０１％を含み、さらに、Ｔｉを、Ｔｉ−４８×
（Ｎ／１４＋Ｓ／３２）≧０．０２、かつＴｉ≦０．１
％なる条件を満たす範囲で含有し、残部がＦｅ及び不可
避的不純物からなり、圧延方向と平行な断面における焼
鈍再結晶粒の展伸度が１．４以上であり、ランクフォー
ド値を用いた面内異方性の指標Δｒが０．１以下である
ことを特徴とする面内異方性が小さく成形性に優れた冷
延鋼板。 （２）さらに、重量％にて、Ｎｂ≦０．１％を含有する
ことを特徴とする上記（１）に記載の面内異方性が小さ
く成形性に優れた冷延鋼板。
【００１０】（３）重量％にて、Ｃ：０．０２〜０．０
６％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ｐ
≦０．１０％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ：０．００５〜
０．１％、Ｎ≦０．０１％を含み、さらに、Ｔｉを、Ｔ
ｉ−４８×（Ｎ／１４＋Ｓ／３２）≧０．０２、かつＴ
ｉ≦０．１％なる条件を満たす範囲で含有し、残部がＦ
ｅ及び不可避的不純物からなる鋼を、８００℃以上の温
度域で熱間圧延した後、７５０℃以下で巻き取り、酸洗
して、圧延率７０％以上、９５％以下の冷間圧延を施
し、さらに、昇温速度５℃／ｓ以上で再結晶温度以上、
Ａｃ3 点以下の温度域に加熱し、該温度域で５分以下保
持した後、冷却速度５℃／ｓ以上で２５０〜５００℃の
温度域まで冷却し、該温度域で１０分以下の過時効処理
をすることを特徴とする、圧延方向と平行な断面におけ
る焼鈍再結晶粒の展伸度が１．４以上であり、ランクフ
ォード値を用いた面内異方性の指標Δｒが０．１以下で
ある面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板の製造
方法。
６％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ｐ
≦０．１０％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ：０．００５〜
０．１％、Ｎ≦０．０１％を含み、さらに、Ｔｉを、Ｔ
ｉ−４８×（Ｎ／１４＋Ｓ／３２）≧０．０２、かつＴ
ｉ≦０．１％なる条件を満たす範囲で含有し、残部がＦ
ｅ及び不可避的不純物からなる鋼を、８００℃以上の温
度域で熱間圧延した後、７５０℃以下で巻き取り、酸洗
して、圧延率７０％以上、９５％以下の冷間圧延を施
し、さらに、昇温速度５℃／ｓ以上で再結晶温度以上、
Ａｃ3 点以下の温度域に加熱し、該温度域で５分以下保
持した後、冷却速度５℃／ｓ以上で２５０〜５００℃の
温度域まで冷却し、該温度域で１０分以下の過時効処理
をすることを特徴とする、圧延方向と平行な断面におけ
る焼鈍再結晶粒の展伸度が１．４以上であり、ランクフ
ォード値を用いた面内異方性の指標Δｒが０．１以下で
ある面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板の製造
方法。
【００１１】（４）前記鋼が、重量％にて、さらに、Ｎ
ｂ≦０．１％を含有するとともに、熱間圧延終了温度が
Ａｒ3 変態点温度以上であることを特徴とする上記
（３）に記載の面内異方性が小さく成形性に優れた冷延
鋼板の製造方法である。ただし、ここに言う展伸度と
は、ＪＩＳ Ｇ ０５５２に示された方法で測定される
べき値である。なお、上記の本発明は、溶融亜鉛めっき
鋼板にも適用可能である。
ｂ≦０．１％を含有するとともに、熱間圧延終了温度が
Ａｒ3 変態点温度以上であることを特徴とする上記
（３）に記載の面内異方性が小さく成形性に優れた冷延
鋼板の製造方法である。ただし、ここに言う展伸度と
は、ＪＩＳ Ｇ ０５５２に示された方法で測定される
べき値である。なお、上記の本発明は、溶融亜鉛めっき
鋼板にも適用可能である。
【００１２】
【発明の実施の形態】以下、本発明を詳細に説明する。
まず、本発明の化学成分の限定理由について説明する。
Ｃは、０．０６％超含有していると再結晶粒の展伸度が
小さくなるので、０．０６％以下とする。また０．０２
％未満であるとΔｒ値が大きくなり過ぎるので０．０２
％以上とする。Ｓｉは、固溶強化元素であり、０．５％
超添加すると固溶硬化が著しくなり加工用に不適当にな
るので、０．５％以下とする。溶融亜鉛めっき用途の場
合は、溶融亜鉛めっきの密着性のために、０．１％以下
とするのが好ましい。
まず、本発明の化学成分の限定理由について説明する。
Ｃは、０．０６％超含有していると再結晶粒の展伸度が
小さくなるので、０．０６％以下とする。また０．０２
％未満であるとΔｒ値が大きくなり過ぎるので０．０２
％以上とする。Ｓｉは、固溶強化元素であり、０．５％
超添加すると固溶硬化が著しくなり加工用に不適当にな
るので、０．５％以下とする。溶融亜鉛めっき用途の場
合は、溶融亜鉛めっきの密着性のために、０．１％以下
とするのが好ましい。
【００１３】Ｍｎは、鋼の赤熱脆化防止の点から、０．
０５％以上必要である。また、２．０％超添加すると延
性が低下するため２．０％以下とする。なお、ＭｎのＡ
ｃ3点を低下させる作用を活用して再結晶焼鈍の温度を
確保する必要がある場合は１．０％以下とするのが好ま
しい。Ｐは、強力な固溶強化元素であるので求められる
強度レベルに応じて添加する。ただし０．１０％超添加
するとその溶接性に悪影響を及ぼすので、上限を０．１
０％とする。
０５％以上必要である。また、２．０％超添加すると延
性が低下するため２．０％以下とする。なお、ＭｎのＡ
ｃ3点を低下させる作用を活用して再結晶焼鈍の温度を
確保する必要がある場合は１．０％以下とするのが好ま
しい。Ｐは、強力な固溶強化元素であるので求められる
強度レベルに応じて添加する。ただし０．１０％超添加
するとその溶接性に悪影響を及ぼすので、上限を０．１
０％とする。
【００１４】Ｓは、多すぎると熱間圧延時の割れを引き
起こすばかりでなく、平均ｒ値の劣化を起こすので極力
低減させるべきであるが、０．０２％以下ならば許容で
きる範囲である。Ａｌは、溶鋼脱酸のために０．００５
％以上添加する必要があるが、あまり多量に添加する
と、非金属介在物を増大させ延性を劣化させるだけでな
く、コストの上昇を招くため、その上限を０．１％とす
る。Ｎは、Ｃ同様平均ｒ値にとって好ましくない元素で
あるので、０．０１％以下とする。
起こすばかりでなく、平均ｒ値の劣化を起こすので極力
低減させるべきであるが、０．０２％以下ならば許容で
きる範囲である。Ａｌは、溶鋼脱酸のために０．００５
％以上添加する必要があるが、あまり多量に添加する
と、非金属介在物を増大させ延性を劣化させるだけでな
く、コストの上昇を招くため、その上限を０．１％とす
る。Ｎは、Ｃ同様平均ｒ値にとって好ましくない元素で
あるので、０．０１％以下とする。
【００１５】Ｔｉは、本発明における最も重要な添加元
素の一つである。Ｔｉは、オーステナイト温度域におい
てＴｉＮ、ＴｉＳ、Ｔｉ4 Ｃ2 Ｓ2 等として析出物を形
成するが、Δｒ値を小さくするために、前記析出物の析
出温度域より低温域で析出するＴｉＣを有効利用する。
特定の条件下の連続焼鈍で再結晶時にｒ値の面内異方性
にとって好ましくない｛１１０｝〈１００〉方位および
｛１００｝〈１１０〉方位が核生成し成長するが、この
温度域および時間にＴｉＣを微細に析出させれば、これ
らの方位の成長を抑制することができる。再結晶時に有
効にＴｉＣを析出させるために、Ｔｉの添加量はＴｉ−
４８×（Ｎ／１４＋Ｓ／３２）≧０．０２とする。一
方、０．１％超添加すると、ｒ値の面内異方性を小さく
する効果が飽和してしまうだけでなく、表面性状や化成
処理性が劣化するので、Ｔｉの上限は０．１％以下とす
る。溶融亜鉛めっき用途では、Ｔｉは、０．０６％超添
加すると溶融亜鉛めっきの密着性を悪くし、プレス成形
時にパウダリングを起こすので、０．０６％以下とする
のが好ましい。
素の一つである。Ｔｉは、オーステナイト温度域におい
てＴｉＮ、ＴｉＳ、Ｔｉ4 Ｃ2 Ｓ2 等として析出物を形
成するが、Δｒ値を小さくするために、前記析出物の析
出温度域より低温域で析出するＴｉＣを有効利用する。
特定の条件下の連続焼鈍で再結晶時にｒ値の面内異方性
にとって好ましくない｛１１０｝〈１００〉方位および
｛１００｝〈１１０〉方位が核生成し成長するが、この
温度域および時間にＴｉＣを微細に析出させれば、これ
らの方位の成長を抑制することができる。再結晶時に有
効にＴｉＣを析出させるために、Ｔｉの添加量はＴｉ−
４８×（Ｎ／１４＋Ｓ／３２）≧０．０２とする。一
方、０．１％超添加すると、ｒ値の面内異方性を小さく
する効果が飽和してしまうだけでなく、表面性状や化成
処理性が劣化するので、Ｔｉの上限は０．１％以下とす
る。溶融亜鉛めっき用途では、Ｔｉは、０．０６％超添
加すると溶融亜鉛めっきの密着性を悪くし、プレス成形
時にパウダリングを起こすので、０．０６％以下とする
のが好ましい。
【００１６】Ｎｂは、ＴｉＣと同様にΔｒ値を小さくす
るのに有効なＮｂＣを析出させるため、必要に応じて添
加する。ただし、０．１％超添加すると、ｒ値の面内異
方性を小さくする効果が飽和してしまうので、上限を
０．１％とする。なお、Ｎｂは、０．０３％超添加する
と焼鈍時の再結晶温度が著しく上昇するので、再結晶温
度を低下させる必要がある場合は、０．０３％以下とす
るのが好ましい。なお、本発明において、上記以外の成
分はＦｅとなるが、スクラップ等の溶製原料から混入す
る不可避的不純物の含有は許容される。
るのに有効なＮｂＣを析出させるため、必要に応じて添
加する。ただし、０．１％超添加すると、ｒ値の面内異
方性を小さくする効果が飽和してしまうので、上限を
０．１％とする。なお、Ｎｂは、０．０３％超添加する
と焼鈍時の再結晶温度が著しく上昇するので、再結晶温
度を低下させる必要がある場合は、０．０３％以下とす
るのが好ましい。なお、本発明において、上記以外の成
分はＦｅとなるが、スクラップ等の溶製原料から混入す
る不可避的不純物の含有は許容される。
【００１７】次に、本発明の製造方法の限定理由につい
て以下に詳細に述べる 本発明は、溶鋼に添加元素を単体または母合金の形で目
的の成分含有量になるように添加し、鋳込むことによっ
て得たスラブを、高温鋳片のまま熱間圧延機に直送して
もよいし、室温まで冷却後に加熱炉にて再加熱した後に
熱間圧延してもよい。再加熱温度については特に制限は
ないが、１２００℃未満であると、Ｔｉ 4 Ｃ2 Ｓ2 をは
じめとする析出物が再固溶せず、焼鈍時に活用するＴｉ
Ｃの量が減少するので、再加熱温度は１２００℃以上が
望ましい。
て以下に詳細に述べる 本発明は、溶鋼に添加元素を単体または母合金の形で目
的の成分含有量になるように添加し、鋳込むことによっ
て得たスラブを、高温鋳片のまま熱間圧延機に直送して
もよいし、室温まで冷却後に加熱炉にて再加熱した後に
熱間圧延してもよい。再加熱温度については特に制限は
ないが、１２００℃未満であると、Ｔｉ 4 Ｃ2 Ｓ2 をは
じめとする析出物が再固溶せず、焼鈍時に活用するＴｉ
Ｃの量が減少するので、再加熱温度は１２００℃以上が
望ましい。
【００１８】熱間圧延工程は、仕上げ圧延最終パス温度
（ＦＴ）が８００℃以上の温度域で終了する必要があ
る。熱間圧延中に圧延温度が８００℃を切ると、熱延板
表層近傍においてα域圧延となり表層近傍の粒径が粗大
化して板厚方向の材質のばらつきが顕著になりプレス成
形時における材料の表面品位低下につながるためであ
る。ただし、Ｎｂを添加するとα相での再結晶が抑制さ
れるため、冷延後の再結晶時にｒ値の面内異方性にとっ
て好ましくない｛１１０｝〈１００〉方位および｛１０
０｝〈１１０〉方位が生成し易い方位が熱延板段階で残
ってしまうので、Ａｒ3 点以上の温度域で熱間圧延を終
了する必要がある。
（ＦＴ）が８００℃以上の温度域で終了する必要があ
る。熱間圧延中に圧延温度が８００℃を切ると、熱延板
表層近傍においてα域圧延となり表層近傍の粒径が粗大
化して板厚方向の材質のばらつきが顕著になりプレス成
形時における材料の表面品位低下につながるためであ
る。ただし、Ｎｂを添加するとα相での再結晶が抑制さ
れるため、冷延後の再結晶時にｒ値の面内異方性にとっ
て好ましくない｛１１０｝〈１００〉方位および｛１０
０｝〈１１０〉方位が生成し易い方位が熱延板段階で残
ってしまうので、Ａｒ3 点以上の温度域で熱間圧延を終
了する必要がある。
【００１９】仕上げ圧延後の巻取温度は、７５０℃超で
は、熱延板中に固溶しているＣが、ＴｉＣ、ＮｂＣなど
の析出物として粗大に析出し、焼鈍時にΔｒ値を小さく
するために有効な固溶Ｃ、または微細なＴｉＣ、ＮｂＣ
が確保できないので、巻取温度は、７５０℃以下と限定
する。酸洗後の冷延工程では、圧延率７０％以上、９５
％以下の冷間圧延を施す。圧延率が７０％未満である
と、後の焼鈍工程において十分に再結晶をしないので延
性が劣化する。また、９５％超の圧延率で冷間圧延を行
っても、かえって面内異方性が大きくなる。従って、冷
延工程での圧延率は７０％以上、９５％以下とする。
は、熱延板中に固溶しているＣが、ＴｉＣ、ＮｂＣなど
の析出物として粗大に析出し、焼鈍時にΔｒ値を小さく
するために有効な固溶Ｃ、または微細なＴｉＣ、ＮｂＣ
が確保できないので、巻取温度は、７５０℃以下と限定
する。酸洗後の冷延工程では、圧延率７０％以上、９５
％以下の冷間圧延を施す。圧延率が７０％未満である
と、後の焼鈍工程において十分に再結晶をしないので延
性が劣化する。また、９５％超の圧延率で冷間圧延を行
っても、かえって面内異方性が大きくなる。従って、冷
延工程での圧延率は７０％以上、９５％以下とする。
【００２０】本発明における焼鈍工程は、連続焼鈍を前
提としている。特定の条件で連続焼鈍を行うと再結晶時
にｒ値の面内異方性にとって好ましくない｛１１０｝
〈１００〉方位および｛１００｝〈１１０〉方位の粒成
長が起こるが、この際、ＴｉＣを微細に析出させること
によってこの粒成長を抑制することができる。昇温速度
が５℃／ｓ未満であると面内異方性にとって好ましくな
い｛１１０｝〈１００〉方位および｛１００｝〈１１
０〉方位の結晶粒が核生成してしまうので、昇温速度は
５℃／ｓ以上と限定する。
提としている。特定の条件で連続焼鈍を行うと再結晶時
にｒ値の面内異方性にとって好ましくない｛１１０｝
〈１００〉方位および｛１００｝〈１１０〉方位の粒成
長が起こるが、この際、ＴｉＣを微細に析出させること
によってこの粒成長を抑制することができる。昇温速度
が５℃／ｓ未満であると面内異方性にとって好ましくな
い｛１１０｝〈１００〉方位および｛１００｝〈１１
０〉方位の結晶粒が核生成してしまうので、昇温速度は
５℃／ｓ以上と限定する。
【００２１】焼鈍温度における保持時間は、５分超であ
ると面内異方性にとって好ましくない｛１１０｝〈１０
０〉方位および｛１００｝〈１１０〉方位の結晶粒成長
を押さえているＴｉＣおよびＮｂＣなどが粗大に成長し
てしまい結晶粒成長抑制効果が失われるので焼鈍温度に
おける保持時間は５分以内と限定する。焼鈍温度は、Ａ
ｃ3 点超の温度であると、γ域あるいはα＋γの二相域
での焼鈍になってしまい結晶粒の粗大化が起こり、強度
と延性が共に劣化するだけでなく面内異方性の小さい再
結晶集合組織の形成を著しく阻害するためＡｃ3 点以下
とする。また、再結晶温度未満では、再結晶が起こらず
延性が劣化するだけでなく、面内異方性の小さい再結晶
集合組織の形成が起こらないので焼鈍温度は、再結晶温
度以上とする。
ると面内異方性にとって好ましくない｛１１０｝〈１０
０〉方位および｛１００｝〈１１０〉方位の結晶粒成長
を押さえているＴｉＣおよびＮｂＣなどが粗大に成長し
てしまい結晶粒成長抑制効果が失われるので焼鈍温度に
おける保持時間は５分以内と限定する。焼鈍温度は、Ａ
ｃ3 点超の温度であると、γ域あるいはα＋γの二相域
での焼鈍になってしまい結晶粒の粗大化が起こり、強度
と延性が共に劣化するだけでなく面内異方性の小さい再
結晶集合組織の形成を著しく阻害するためＡｃ3 点以下
とする。また、再結晶温度未満では、再結晶が起こらず
延性が劣化するだけでなく、面内異方性の小さい再結晶
集合組織の形成が起こらないので焼鈍温度は、再結晶温
度以上とする。
【００２２】焼鈍後の冷却速度（一次冷却速度）は、５
℃／ｓ未満であるとＴｉＣおよびＮｂＣなどが粗大に成
長してしまい結晶粒成長抑制効果が失われ、面内異方性
にとって好ましくない｛１１０｝〈１００〉方位および
｛１００｝〈１１０〉方位の結晶粒成長起こるので一次
冷却速度は５℃／ｓ以上と限定する。過時効処理は、面
内異方性について影響を与えないが、過飽和に存在して
いる固溶Ｃをセメンタイトとして析出させることによっ
て、延性が改善されるので、２５０〜５００℃の温度域
で１０分以下の過時効処理をする。ただし、５００℃超
であると析出するセメンタイトの量が少なく固溶Ｃが残
ってしまい延性が得られないので、５００℃以下とする
必要がある。一方、２５０℃未満であると十分にセメン
タイトを析出させるためには、過時効時間を著しく長く
する必要があり現実的でないため、２５０℃以上と限定
する。また、上記処理温度で１０分超の過時効処理を行
っても、過時効の効果は飽和するため、処理時間は１０
以下とする。
℃／ｓ未満であるとＴｉＣおよびＮｂＣなどが粗大に成
長してしまい結晶粒成長抑制効果が失われ、面内異方性
にとって好ましくない｛１１０｝〈１００〉方位および
｛１００｝〈１１０〉方位の結晶粒成長起こるので一次
冷却速度は５℃／ｓ以上と限定する。過時効処理は、面
内異方性について影響を与えないが、過飽和に存在して
いる固溶Ｃをセメンタイトとして析出させることによっ
て、延性が改善されるので、２５０〜５００℃の温度域
で１０分以下の過時効処理をする。ただし、５００℃超
であると析出するセメンタイトの量が少なく固溶Ｃが残
ってしまい延性が得られないので、５００℃以下とする
必要がある。一方、２５０℃未満であると十分にセメン
タイトを析出させるためには、過時効時間を著しく長く
する必要があり現実的でないため、２５０℃以上と限定
する。また、上記処理温度で１０分超の過時効処理を行
っても、過時効の効果は飽和するため、処理時間は１０
以下とする。
【００２３】本発明では、円筒もしくは角筒などの深絞
り部品に成形する際に耳の高さが大きいと、成形部品の
板厚が圧延方向によって変動し、部品としての十分な均
一性が得られないという品質の問題や、材料歩留りが悪
いなどの経済性の問題が顕在化してくるため、ｒ値を用
いた面内異方性の指標Δｒは０．１以下とする必要があ
る。さらに、前記指標Δｒを０．１以下とするために
は、圧延方向と平行な断面における焼鈍再結晶粒の展伸
度は１．４以上とする必要がある。
り部品に成形する際に耳の高さが大きいと、成形部品の
板厚が圧延方向によって変動し、部品としての十分な均
一性が得られないという品質の問題や、材料歩留りが悪
いなどの経済性の問題が顕在化してくるため、ｒ値を用
いた面内異方性の指標Δｒは０．１以下とする必要があ
る。さらに、前記指標Δｒを０．１以下とするために
は、圧延方向と平行な断面における焼鈍再結晶粒の展伸
度は１．４以上とする必要がある。
【００２４】
【実施例】以下に、実施例により本発明をさらに説明す
る。 （実施例１）表１に示す化学成分を有するＡ〜Ｏの鋼
は、鉄鉱石を原料として高炉にて出銑し、転炉にて溶製
して、連続鋳造後、加熱温度１２３０℃で再加熱し、表
２に示すように８５０℃〜９００℃の仕上げ圧延温度で
６．０ｍｍに圧延した後、表２に示す温度でそれぞれ巻
取った。酸洗後、０．８ｍｍまで冷間圧延を施し（圧延
率８６．７％）、連続焼鈍ライン（最高加熱温度７６０
〜７８０℃、スキンパス圧延率０．８％）を通板した。
ただし、ＣおよびＥの鋼については、冷延後溶融亜鉛め
っきライン（最高加熱温度７７０〜７８０℃、溶融亜鉛
めっき４６０℃、合金化処理５２０℃×２０秒、スキン
パス圧延率０．８％）を通板した。ただし、化学組成に
ついての表示は重量％で窒素Ｎは重量ｐｐｍである。こ
のようにして得られた焼鈍板の引張試験は、供試材を、
まず、ＪＩＳ Ｚ ２２０１記載の５号試験片に加工
し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１記載の試験方法に従って行っ
た。
る。 （実施例１）表１に示す化学成分を有するＡ〜Ｏの鋼
は、鉄鉱石を原料として高炉にて出銑し、転炉にて溶製
して、連続鋳造後、加熱温度１２３０℃で再加熱し、表
２に示すように８５０℃〜９００℃の仕上げ圧延温度で
６．０ｍｍに圧延した後、表２に示す温度でそれぞれ巻
取った。酸洗後、０．８ｍｍまで冷間圧延を施し（圧延
率８６．７％）、連続焼鈍ライン（最高加熱温度７６０
〜７８０℃、スキンパス圧延率０．８％）を通板した。
ただし、ＣおよびＥの鋼については、冷延後溶融亜鉛め
っきライン（最高加熱温度７７０〜７８０℃、溶融亜鉛
めっき４６０℃、合金化処理５２０℃×２０秒、スキン
パス圧延率０．８％）を通板した。ただし、化学組成に
ついての表示は重量％で窒素Ｎは重量ｐｐｍである。こ
のようにして得られた焼鈍板の引張試験は、供試材を、
まず、ＪＩＳ Ｚ ２２０１記載の５号試験片に加工
し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１記載の試験方法に従って行っ
た。
【００２５】
【表１】
【００２６】表２にその試験結果を示す。ただし、表中
の記号は、ＦＴ：仕上げ圧延終了温度、ＣＴ：巻取温
度、ＳＴ：焼鈍温度、ＹＰ：降伏強度、ＴＳ：引張強
さ、Ｅｌ：破断伸び、ｒ：平均ランクフォード値、Δ
ｒ：面内異方性指標の絶対値、ｅ：結晶粒の展伸度であ
る。本発明に沿うものは、Ａ〜Ｋの１１鋼であり、圧延
方向と平行な断面における焼鈍再結晶粒の展伸度が１．
４以上であり、ｒ値を用いた面内異方性の指標Δｒが
０．１以下の面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼
板が得られている。上記以外の鋼は、以下の理由によっ
て本発明の範囲外である。鋼Ｎは、Ｔｉの添加量が本発
明の範囲より少ないために〔Ｔｉ−４８（Ｎ／１４＋Ｓ
／３２）＝０．０１５〕、また、鋼Ｌ、Ｍ、Ｏは、巻取
温度が本発明の範囲より高いために、熱延板中に固溶し
ているＣが、ＴｉＣ、ＮｂＣなどの析出物として粗大に
析出し、焼鈍時にΔｒ値を小さくするために有効な固溶
Ｃ、または微細なＴｉＣ、ＮｂＣが確保できず、圧延方
向と平行な断面における焼鈍再結晶粒の展伸度が１．４
未満であり、ｒ値を用いた面内異方性の指標Δｒが０．
１超となっている。
の記号は、ＦＴ：仕上げ圧延終了温度、ＣＴ：巻取温
度、ＳＴ：焼鈍温度、ＹＰ：降伏強度、ＴＳ：引張強
さ、Ｅｌ：破断伸び、ｒ：平均ランクフォード値、Δ
ｒ：面内異方性指標の絶対値、ｅ：結晶粒の展伸度であ
る。本発明に沿うものは、Ａ〜Ｋの１１鋼であり、圧延
方向と平行な断面における焼鈍再結晶粒の展伸度が１．
４以上であり、ｒ値を用いた面内異方性の指標Δｒが
０．１以下の面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼
板が得られている。上記以外の鋼は、以下の理由によっ
て本発明の範囲外である。鋼Ｎは、Ｔｉの添加量が本発
明の範囲より少ないために〔Ｔｉ−４８（Ｎ／１４＋Ｓ
／３２）＝０．０１５〕、また、鋼Ｌ、Ｍ、Ｏは、巻取
温度が本発明の範囲より高いために、熱延板中に固溶し
ているＣが、ＴｉＣ、ＮｂＣなどの析出物として粗大に
析出し、焼鈍時にΔｒ値を小さくするために有効な固溶
Ｃ、または微細なＴｉＣ、ＮｂＣが確保できず、圧延方
向と平行な断面における焼鈍再結晶粒の展伸度が１．４
未満であり、ｒ値を用いた面内異方性の指標Δｒが０．
１超となっている。
【００２７】
【表２】
【００２８】（実施例２）表１に示した化学組成のスラ
ブのうち、鋼Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、ＥおよびＦについて、実
施例１で行った製造条件と異なる条件によって冷延−焼
鈍板を製造した。まず、加熱炉にて様々な温度まで再加
熱し、２．０〜１０．０ｍｍまで圧延して巻き取った。
酸洗後、０．８ｍｍまで冷間圧延を施し、連続焼鈍ライ
ン（スキンパス圧延率０．８％）を通板した。ただし、
Ｃ−３、Ｃ−４およびＥ−３の鋼については、冷延後、
溶融亜鉛めっきライン（溶融亜鉛めっき４６０℃、合金
化処理５２０℃×２０秒、スキンパス圧延率０．８％）
を通板した。製造条件の詳細については、表３に示す。
ただし、表中の記号は、ＳＲＴ：スラブ加熱温度、Ｆ
Ｔ：仕上げ圧延終了温度、ＣＴ：巻取温度、ＣＲ：冷延
率、ＳＴ：焼鈍温度、ＹＰ：降伏強度、ＴＳ：引張強
さ、Ｅｌ：破断伸び、ｒ：平均ランクフォード値、Δ
ｒ：面内異方性の絶対値、ｅ：結晶粒の展伸度である。
ブのうち、鋼Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、ＥおよびＦについて、実
施例１で行った製造条件と異なる条件によって冷延−焼
鈍板を製造した。まず、加熱炉にて様々な温度まで再加
熱し、２．０〜１０．０ｍｍまで圧延して巻き取った。
酸洗後、０．８ｍｍまで冷間圧延を施し、連続焼鈍ライ
ン（スキンパス圧延率０．８％）を通板した。ただし、
Ｃ−３、Ｃ−４およびＥ−３の鋼については、冷延後、
溶融亜鉛めっきライン（溶融亜鉛めっき４６０℃、合金
化処理５２０℃×２０秒、スキンパス圧延率０．８％）
を通板した。製造条件の詳細については、表３に示す。
ただし、表中の記号は、ＳＲＴ：スラブ加熱温度、Ｆ
Ｔ：仕上げ圧延終了温度、ＣＴ：巻取温度、ＣＲ：冷延
率、ＳＴ：焼鈍温度、ＹＰ：降伏強度、ＴＳ：引張強
さ、Ｅｌ：破断伸び、ｒ：平均ランクフォード値、Δ
ｒ：面内異方性の絶対値、ｅ：結晶粒の展伸度である。
【００２９】また、実施例１と同様にして、引張試験を
行った。試験結果を表３に示す。なお、表中の記号は、
実施例１の表１と同様である。本発明鋼は、鋼Ａ−２、
Ａ−１、Ａ−２、Ａ−３、Ｂ−１、Ｂ−２、Ｂ−３、Ｂ
−４、Ｂ−５、Ｃ−３、Ｄ−１、Ｄ−２、Ｄ−３、Ｅ−
１であり、圧延方向と平行な断面における焼鈍再結晶粒
の展伸度が１．４以上であり、ｒ値を用いた面内異方性
の指標Δｒが０．１以下の面内異方性が小さく成形性に
優れた冷延鋼板が得られている。
行った。試験結果を表３に示す。なお、表中の記号は、
実施例１の表１と同様である。本発明鋼は、鋼Ａ−２、
Ａ−１、Ａ−２、Ａ−３、Ｂ−１、Ｂ−２、Ｂ−３、Ｂ
−４、Ｂ−５、Ｃ−３、Ｄ−１、Ｄ−２、Ｄ−３、Ｅ−
１であり、圧延方向と平行な断面における焼鈍再結晶粒
の展伸度が１．４以上であり、ｒ値を用いた面内異方性
の指標Δｒが０．１以下の面内異方性が小さく成形性に
優れた冷延鋼板が得られている。
【００３０】比較鋼は、各々以下に述べる理由により本
発明の範囲外である。鋼Ｂ−６、Ｅ−２は、仕上げ圧延
の終了温度が本発明範囲の下限値を割っているので、結
晶粒の展伸度が本発明の範囲外であり、従って面内異方
性Δｒ値が本発明の範囲外である。鋼Ｃ−４、Ｆ−１
は、巻取温度が本発明範囲の上限値を超えているのでＴ
ｉＣの析出が有効に作用せず、結晶粒の展伸度が本発明
の範囲外であり、従って面内異方性Δｒ値が本発明の範
囲外である。鋼Ａ−４、Ｃ−２、Ｅ−３は、冷間圧延に
おける圧延率が本発明範囲の下限値を割っているので、
再結晶の駆動力が小さいことに加えて圧延集合組織の形
成が十分でなく、従って面内異方性Δｒ値が本発明の範
囲外である。鋼Ｃ−１は、焼鈍温度が再結晶温度に達し
ていないので、再結晶が十分に起こらず、十分な延性が
ないばかりか、ＴｉＣの析出が十分でなく、従って面内
異方性Δｒ値が本発明の範囲外である。
発明の範囲外である。鋼Ｂ−６、Ｅ−２は、仕上げ圧延
の終了温度が本発明範囲の下限値を割っているので、結
晶粒の展伸度が本発明の範囲外であり、従って面内異方
性Δｒ値が本発明の範囲外である。鋼Ｃ−４、Ｆ−１
は、巻取温度が本発明範囲の上限値を超えているのでＴ
ｉＣの析出が有効に作用せず、結晶粒の展伸度が本発明
の範囲外であり、従って面内異方性Δｒ値が本発明の範
囲外である。鋼Ａ−４、Ｃ−２、Ｅ−３は、冷間圧延に
おける圧延率が本発明範囲の下限値を割っているので、
再結晶の駆動力が小さいことに加えて圧延集合組織の形
成が十分でなく、従って面内異方性Δｒ値が本発明の範
囲外である。鋼Ｃ−１は、焼鈍温度が再結晶温度に達し
ていないので、再結晶が十分に起こらず、十分な延性が
ないばかりか、ＴｉＣの析出が十分でなく、従って面内
異方性Δｒ値が本発明の範囲外である。
【００３１】
【表３】
【００３２】
【発明の効果】本発明は、上述したように面内異方性が
小さく成形性に優れた冷延鋼板およびその製造方法を提
供するもので、これらの冷延鋼板を用いることで、円筒
もしくは角筒などの深絞り形状に成形される自動車部品
等の成形性に大幅な改善が期待でき、工業的価値が高い
発明である。
小さく成形性に優れた冷延鋼板およびその製造方法を提
供するもので、これらの冷延鋼板を用いることで、円筒
もしくは角筒などの深絞り形状に成形される自動車部品
等の成形性に大幅な改善が期待でき、工業的価値が高い
発明である。
【図１】本発明に至る予備実験の結果を、圧延方向と平
行な断面における焼鈍後の再結晶粒の展伸度ｅと面内異
方性Δｒ値の関係で示す図である。
行な断面における焼鈍後の再結晶粒の展伸度ｅと面内異
方性Δｒ値の関係で示す図である。
【図２】本発明の実施例について、圧延方向と平行な断
面における焼鈍後の再結晶粒の展伸度ｅと面内異方性Δ
ｒ値の関係と本発明の範囲を示す図である。
面における焼鈍後の再結晶粒の展伸度ｅと面内異方性Δ
ｒ値の関係と本発明の範囲を示す図である。
【手続補正書】
【提出日】平成８年１１月１日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】請求項１
【補正方法】変更
【補正内容】
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】請求項３
【補正方法】変更
【補正内容】
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００９
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００９】本発明は、上記知見により構成したもの
で、その要旨は、 （１）重量％にて、Ｃ＝０．０２〜０．０６％、Ｓｉ≦
０．５％、Ｍｎ＝０．０５〜２．０％、Ｐ≦０．１０
％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ＝０．００５〜０．１％、Ｎ
≦０．０１％を含み、さらに、Ｔｉを、Ｔｉ−４８×
（Ｎ／１４＋Ｓ／３２）≧０．０２、かつＴｉ≦０．１
％なる条件を満たす範囲で含有し、残部がＦｅ及び不可
避的不純物からなり、圧延方向と平行な断面における焼
鈍再結晶粒の展伸度が１．４以上であり、ランクフォー
ド値を用いた面内異方性の指標Δｒの絶対値が０．１以
下であることを特徴とする面内異方性が小さく成形性に
優れた冷延鋼板。（２）さらに、重量％にて、Ｎｂ≦
０．１％を含有することを特徴とする上記（１）に記載
の面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板。
で、その要旨は、 （１）重量％にて、Ｃ＝０．０２〜０．０６％、Ｓｉ≦
０．５％、Ｍｎ＝０．０５〜２．０％、Ｐ≦０．１０
％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ＝０．００５〜０．１％、Ｎ
≦０．０１％を含み、さらに、Ｔｉを、Ｔｉ−４８×
（Ｎ／１４＋Ｓ／３２）≧０．０２、かつＴｉ≦０．１
％なる条件を満たす範囲で含有し、残部がＦｅ及び不可
避的不純物からなり、圧延方向と平行な断面における焼
鈍再結晶粒の展伸度が１．４以上であり、ランクフォー
ド値を用いた面内異方性の指標Δｒの絶対値が０．１以
下であることを特徴とする面内異方性が小さく成形性に
優れた冷延鋼板。（２）さらに、重量％にて、Ｎｂ≦
０．１％を含有することを特徴とする上記（１）に記載
の面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板。
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１０
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１０】（３）重量％にて、Ｃ＝０．０２〜０．０
６％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ＝０．０５〜２．０％、Ｐ
≦０．１０％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ＝０．００５〜
０．１％、Ｎ≦０．０１％を含み、さらに、Ｔｉを、Ｔ
ｉ−４８×（Ｎ／１４＋Ｓ／３２）≧０．０２、かつＴ
ｉ≦０．１％なる条件を満たす範囲で含有し、残部がＦ
ｅ及び不可避的不純物からなる鋼を、８００℃以上の温
度域で熱間圧延した後、７５０℃以下で巻き取り、酸洗
して、圧延率７０％以上、９５％以下の冷間圧延を施
し、さらに、昇温速度５℃／ｓ以上で再結晶温度以上、
Ａｃ３点以下の温度域に加熱し、該温度域で５分以下保
持した後、冷却速度５℃／ｓ以上で２５０〜５００℃の
温度域まで冷却し、該温度域で１０分以下の過時効処理
をすることを特徴とする、圧延方向と平行な断面におけ
る焼鈍再結晶粒の展伸度が１．４以上であり、ランクフ
ォード値を用いた面内異方性の指標Δｒの絶対値が０．
１以下である面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼
板の製造方法。
６％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ＝０．０５〜２．０％、Ｐ
≦０．１０％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ＝０．００５〜
０．１％、Ｎ≦０．０１％を含み、さらに、Ｔｉを、Ｔ
ｉ−４８×（Ｎ／１４＋Ｓ／３２）≧０．０２、かつＴ
ｉ≦０．１％なる条件を満たす範囲で含有し、残部がＦ
ｅ及び不可避的不純物からなる鋼を、８００℃以上の温
度域で熱間圧延した後、７５０℃以下で巻き取り、酸洗
して、圧延率７０％以上、９５％以下の冷間圧延を施
し、さらに、昇温速度５℃／ｓ以上で再結晶温度以上、
Ａｃ３点以下の温度域に加熱し、該温度域で５分以下保
持した後、冷却速度５℃／ｓ以上で２５０〜５００℃の
温度域まで冷却し、該温度域で１０分以下の過時効処理
をすることを特徴とする、圧延方向と平行な断面におけ
る焼鈍再結晶粒の展伸度が１．４以上であり、ランクフ
ォード値を用いた面内異方性の指標Δｒの絶対値が０．
１以下である面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼
板の製造方法。
【手続補正５】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２３
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２３】本発明では、円筒もしくは角筒などの深絞
り部品に成形する際に耳の高さが大きいと、成形部品の
板厚が圧延方向によって変動し、部品としての十分な均
一性が得られないという品質の問題や、材料歩留りが悪
いなどの経済性の問題が顕在化してくるため、ｒ値を用
いた面内異方性の指標Δｒの絶対値は０．１以下とする
必要がある。さらに、前記指標Δｒの絶対値を０．１以
下とするためには、圧延方向と平行な断面における焼鈍
再結晶粒の展伸度は１．４以上とする必要がある。
り部品に成形する際に耳の高さが大きいと、成形部品の
板厚が圧延方向によって変動し、部品としての十分な均
一性が得られないという品質の問題や、材料歩留りが悪
いなどの経済性の問題が顕在化してくるため、ｒ値を用
いた面内異方性の指標Δｒの絶対値は０．１以下とする
必要がある。さらに、前記指標Δｒの絶対値を０．１以
下とするためには、圧延方向と平行な断面における焼鈍
再結晶粒の展伸度は１．４以上とする必要がある。
【手続補正６】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２６
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２６】表２にその試験結果を示す。ただし、表中
の記号は、ＦＴ：仕上げ圧延終了温度、ＣＴ：巻取温
度、ＳＴ：焼鈍温度、ＹＰ：降伏強度、ＴＳ：引張強
さ、Ｅ１：破断伸び、ｒ：平均ランクフォード値、Δ
ｒ：面内異方性指標の絶対値、ｅ：結晶粒の展伸度であ
る。本発明に沿うものは、Ａ〜Ｋの１１鋼であり、圧延
方向と平行な断面における焼鈍再結晶粒の展伸度が１．
４以上であり、ｒ値を用いた面内異方性の指標Δｒの絶
対値が０．１以下の面内異方性が小さく成形性に優れた
冷延鋼板が得られている。上記以外の鋼は、以下の理由
によって本発明の範囲外である。鋼Ｎは、Ｔｉの添加量
が本発明の範囲より少ないために〔Ｔｉ−４８（Ｎ／１
４＋Ｓ／３２）＝０．０１５〕、また、鋼Ｌ、Ｍ、Ｏ
は、巻取温度が本発明の範囲より高いために、熱延板中
に固溶しているＣが、ＴｉＣ、ＮｂＣなどの析出物とし
て粗大に析出し、焼鈍時にΔｒ値を小さくするために有
効な固溶Ｃ、または微細なＴｉＣ、ＮｂＣが確保でき
ず、圧延方向と平行な断面における焼鈍再結晶粒の展伸
度が１．４未満であり、ｒ値を用いた面内異方性の指標
Δｒの絶対値が０．１超となっている。
の記号は、ＦＴ：仕上げ圧延終了温度、ＣＴ：巻取温
度、ＳＴ：焼鈍温度、ＹＰ：降伏強度、ＴＳ：引張強
さ、Ｅ１：破断伸び、ｒ：平均ランクフォード値、Δ
ｒ：面内異方性指標の絶対値、ｅ：結晶粒の展伸度であ
る。本発明に沿うものは、Ａ〜Ｋの１１鋼であり、圧延
方向と平行な断面における焼鈍再結晶粒の展伸度が１．
４以上であり、ｒ値を用いた面内異方性の指標Δｒの絶
対値が０．１以下の面内異方性が小さく成形性に優れた
冷延鋼板が得られている。上記以外の鋼は、以下の理由
によって本発明の範囲外である。鋼Ｎは、Ｔｉの添加量
が本発明の範囲より少ないために〔Ｔｉ−４８（Ｎ／１
４＋Ｓ／３２）＝０．０１５〕、また、鋼Ｌ、Ｍ、Ｏ
は、巻取温度が本発明の範囲より高いために、熱延板中
に固溶しているＣが、ＴｉＣ、ＮｂＣなどの析出物とし
て粗大に析出し、焼鈍時にΔｒ値を小さくするために有
効な固溶Ｃ、または微細なＴｉＣ、ＮｂＣが確保でき
ず、圧延方向と平行な断面における焼鈍再結晶粒の展伸
度が１．４未満であり、ｒ値を用いた面内異方性の指標
Δｒの絶対値が０．１超となっている。
【手続補正７】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２９
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２９】また、実施例１と同様にして、引張試験を
行った。試験結果を表３に示す。なお、表中の記号は、
実施例１の表１と同様である。本発明鋼は、鋼Ａ−２、
Ａ−１、Ａ−２、Ａ−３、Ｂ−１、Ｂ−２、Ｂ−３、Ｂ
−４、Ｂ−５、Ｃ−３、Ｄ−１、Ｄ−２、Ｄ−３、Ｅ−
１であり、圧延方向と平行な断面における焼鈍再結晶粒
の展伸度が１．４以上であり、ｒ値を用いた面内異方性
の指標Δｒの絶対値が０．１以下の面内異方性が小さく
成形性に優れた冷延鋼板が得られている。
行った。試験結果を表３に示す。なお、表中の記号は、
実施例１の表１と同様である。本発明鋼は、鋼Ａ−２、
Ａ−１、Ａ−２、Ａ−３、Ｂ−１、Ｂ−２、Ｂ−３、Ｂ
−４、Ｂ−５、Ｃ−３、Ｄ−１、Ｄ−２、Ｄ−３、Ｅ−
１であり、圧延方向と平行な断面における焼鈍再結晶粒
の展伸度が１．４以上であり、ｒ値を用いた面内異方性
の指標Δｒの絶対値が０．１以下の面内異方性が小さく
成形性に優れた冷延鋼板が得られている。
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％にて、 Ｃ：０．０２〜０．０６％、 Ｓｉ≦０．５％、 Ｍｎ：０．０５〜２．０％、 Ｐ ≦０．１０％、 Ｓ ≦０．０２％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｎ ≦０．０１％ を含み、さらに、Ｔｉを、Ｔｉ−４８×（Ｎ／１４＋Ｓ
／３２）≧０．０２、かつ、Ｔｉ≦０．１％なる条件を
満たす範囲で含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物か
らなり、圧延方向と平行な断面における焼鈍再結晶粒の
展伸度が１．４以上であり、ランクフォード値（ｒ値）
を用いた面内異方性の指標Δｒが０．１以下であること
を特徴とする、面内異方性が小さく成形性に優れた冷延
鋼板。 - 【請求項２】 さらに、重量％にて、 Ｎｂ≦０．１％ を含有することを特徴とする請求項１記載の面内異方性
が小さく成形性に優れた冷延鋼板。 - 【請求項３】 重量％にて、 Ｃ：０．０２〜０．０６％、 Ｓｉ≦０．５％、 Ｍｎ：０．０５〜２．０％、 Ｐ ≦０．１０％、 Ｓ ≦０．０２％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｎ ≦０．０１％ を含み、さらに、Ｔｉを、Ｔｉ−４８×（Ｎ／１４＋Ｓ
／３２）≧０．０２、かつ、Ｔｉ≦０．１％なる条件を
満たす範囲で含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物か
らなる鋼を、８００℃以上の温度域で熱間圧延した後、
７５０℃以下で巻き取り、酸洗して、圧延率７０％以
上、９５％以下の冷間圧延を施し、さらに、昇温速度５
℃／ｓ以上で再結晶温度以上、Ａｃ3 点以下の温度域に
加熱し、該温度域で５分以下保持した後、冷却速度５℃
／ｓ以上で２５０〜５００℃の温度域まで冷却し、該温
度域で１０分以下の過時効処理をすることを特徴とす
る、圧延方向と平行な断面における焼鈍再結晶粒の展伸
度が１．４以上であり、ランクフォード値を用いた面内
異方性の指標Δｒが０．１以下である面内異方性が小さ
く成形性に優れた冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 前記鋼が、重量％にて、さらに、Ｎｂ≦
０．１％を含有するとともに、熱間圧延終了温度がＡｒ
3 変態点温度以上であることを特徴とする請求項３記載
の面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28068996A JPH10130780A (ja) | 1996-10-23 | 1996-10-23 | 面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28068996A JPH10130780A (ja) | 1996-10-23 | 1996-10-23 | 面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10130780A true JPH10130780A (ja) | 1998-05-19 |
Family
ID=17628577
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP28068996A Pending JPH10130780A (ja) | 1996-10-23 | 1996-10-23 | 面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10130780A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100504369B1 (ko) * | 2000-12-22 | 2005-07-28 | 주식회사 포스코 | 소성변형비 이방성계수가 낮은 저탄소 냉연강판 및 그제조방법 |
| JP2007009272A (ja) * | 2005-06-30 | 2007-01-18 | Jfe Steel Kk | 異方性の小さい鋼板およびその製造方法 |
| KR100729125B1 (ko) * | 2005-12-28 | 2007-06-14 | 현대하이스코 주식회사 | 소성 변형비가 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법 |
-
1996
- 1996-10-23 JP JP28068996A patent/JPH10130780A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100504369B1 (ko) * | 2000-12-22 | 2005-07-28 | 주식회사 포스코 | 소성변형비 이방성계수가 낮은 저탄소 냉연강판 및 그제조방법 |
| JP2007009272A (ja) * | 2005-06-30 | 2007-01-18 | Jfe Steel Kk | 異方性の小さい鋼板およびその製造方法 |
| KR100729125B1 (ko) * | 2005-12-28 | 2007-06-14 | 현대하이스코 주식회사 | 소성 변형비가 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR101638719B1 (ko) | 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 | |
| US7959747B2 (en) | Method of making cold rolled dual phase steel sheet | |
| CN102822371B (zh) | 延展性优良的高张力钢板及其制造方法 | |
| US8449698B2 (en) | Dual phase steel sheet and method of manufacturing the same | |
| KR101264574B1 (ko) | 딥 드로잉성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법 | |
| CN103201403B (zh) | 深冲性和烧结硬化性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法 | |
| CN110295320A (zh) | 一种lf-rh精炼工艺生产的大壁厚x52ms抗酸管线钢板及其制造方法 | |
| CN108950383B (zh) | 一种高强度高塑性增强护板用冷轧钢板及其生产工艺 | |
| WO2013054464A1 (ja) | 深絞り性およびコイル内材質均一性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| WO2013088692A1 (ja) | 耐時効性に優れた鋼板およびその製造方法 | |
| JP5225968B2 (ja) | 加工性の優れた耐時効冷延鋼板及びその製造方法 | |
| JP3528716B2 (ja) | 表面性状およびプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板、高強度亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法 | |
| CN110402298A (zh) | 高强度冷轧钢板和其制造方法 | |
| JPH03277741A (ja) | 加工性、常温非時効性及び焼付け硬化性に優れる複合組織冷延鋼板とその製造方法 | |
| JPH11310827A (ja) | 耐常温時効性とパネル特性に優れた冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP5655436B2 (ja) | 深絞り性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JPH10130780A (ja) | 面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JPH06179922A (ja) | 深絞り用高張力薄鋼板の製造法 | |
| JPH0849038A (ja) | 深絞り性の優れた焼付硬化型冷延鋼板およびその製造方法 | |
| US9011615B2 (en) | Bake hardening steel with excellent surface properties and resistance to secondary work embrittlement, and preparation method thereof | |
| KR100398383B1 (ko) | 성형성이우수한고강도냉연강판의제조방법 | |
| JP3266317B2 (ja) | 深絞り性に優れた高張力冷延鋼板及びその製造方法 | |
| JP3471407B2 (ja) | 加工性に優れた熱延鋼板の製造方法 | |
| JP4218598B2 (ja) | めっき特性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板 | |
| KR20250090473A (ko) | 강판 및 그 제조방법 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20021008 |