JPH0885827A - 連続焼鈍による冷延鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 低炭素Alキルド鋼素材から連続焼鈍を適用し
てコイル内特性が均質で深絞り性及び常温時効性に優れ
た冷延鋼板を安定製造できる手段を提供する。 【構成】 Ｃ:0.010〜0.030%，Si:0.1％以下，Mn：0.05
〜0.25％，sol.Al:0.004〜0.10％，Ｓ：0.0005〜0.015
%，Ｂ：０〜0.0040％で、Ｐ及びＮが制限された鋼片を
熱間圧延し 600〜 750℃で巻取ってから冷間圧延及び連
続焼鈍を施すに当って、図１の如く、焼鈍でのコイル中
央部の最高加熱温度を 840〜 880℃に、コイル両端部の
最高加熱温度を 870〜 930℃に制御すると共に、焼鈍加
熱後は 650〜780℃の温度域まで10℃/s以下で徐冷した
後、 300〜 450℃の温度域まで60℃/s以上で急冷し、そ
の後 300〜 450℃で90〜270 秒の過時効、あるいは、徐
冷した後 200〜300 ℃まで60℃/s以上の冷却速度で急冷
し、 次いで 320〜 450℃に再加熱してから 200〜 330℃
まで90〜 240秒をかけて徐冷する過時効を施す。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、安価な通常の低炭素
Alキルド鋼を素材とし、連続焼鈍法で深絞り性と常温時
効性に優れかつコイル内の特性が均質な冷延鋼板を製造
する方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】従来、自動車用等に用いられる深絞り用
冷延鋼板は箱焼鈍法を組み込んだ製造プロセスにより製
造されていたが、最近では箱焼鈍法に代えて連続焼鈍法
を適用し、その生産性を高めることが行われている。し
かし、連続焼鈍法は短時間で焼鈍・過時効が終了するプ
ロセスであるため、低炭素Alキルド鋼を素材として深絞
り用冷延鋼板を製造する場合には次の２つの問題が指摘
された。１つは、得られる冷延鋼板のｒ値（深絞り性の
指数として用いられるランクフォ−ド値）が低いことで
ある。即ち、低炭素Alキルド鋼板において連続焼鈍によ
り高ｒ値を得るには、熱延板の段階で「セメンタイトを
凝集粗大化させておくこと」及び「AlＮを完全に析出さ
せかつ大きくしておくこと」が重要であり、そのため通
常は高温巻取りが実施される。しかしながら、高温巻取
りを行ったコイルではその内外周部の冷却速度が速くな
る傾向があり、そのためこの部位ではセメンタイトある
いはAlＮが十分に凝集粗大化せず、良好な深絞り性を得
ることが難しいことになる。そして、もう１つは、得ら
れる冷延鋼板の残存固溶Ｃ量が多く、常温時効性に劣る
ことである。

【０００３】そこで、これらの問題を解決するため、例
えば素材鋼のＣ，Al量を低い値に規制すると共に微量の
Ｂを添加する方法が提案された（特開昭62−107025
号）。また、熱間圧延工程において鋼帯の長さ方向両端
部の温度が中央部の温度よりも５０〜８０℃高くなるよ
うに冷却を制御してから巻取る方法も提案されている
（特開平４−63232 号）。しかし、これらの方法では、
ｒ値の向上に好ましくない微細析出物の生成はある程度
軽減されるものの、その生成を十分に抑制することがで
きず、また、このため高ｒ値を得ようとして焼鈍温度を
上げると、今度は鋼帯の長さ方向中央部と両端部との温
度差が大きくなって両者間のｒ値の差も大きくなるとい
う傾向が生じた。

【０００４】つまり、低炭素Alキルド鋼で高ｒ値を得る
手段を探った本発明者等の実験結果によると、Ｃ量を
0.010〜 0.030％（以降、 成分割合を表す％は重量％と
する）に調整した場合、焼鈍温度を従来よりも高い８８
０℃にまで上げることでコイルの長さ方向中央部におけ
るｒ値は焼鈍温度の上昇と共に向上することが判明した
が、この場合でもコイルの長さ方向両端部におけるｒ値
の上昇量は少なく、コイル内不均質性を回避することが
できなかった。

【０００５】また、低炭素Alキルド鋼冷延板の製造に連
続焼鈍法を適用した場合、過時効時間が十分に取れない
ので得られる冷延鋼板は常温時効性に劣り、室温で長期
間保管するとスキンパスで消失した降伏伸びが再び発生
してプレス成形時に“しわ”が発生するという問題も生
じやすかった。

【０００６】なお、安価な通常の低炭素Alキルド鋼冷延
板の常温時効性を改善する手段としては、例えば特開平
３−２３２９号公報に「冷間圧延に続く連続焼鈍の後
に、 一旦低温（２００〜３００℃) まで急冷してから更
に再加熱するという過時効処理を施す方法」が開示され
ている。即ち、この方法は、急冷終点温度を下げること
によりフェライト粒内に微細な炭化物を析出させ、更に
再加熱することでこれを成長させて固溶Ｃの低減を図る
ものである。しかし、この方法によると常温時効性は大
幅に改善されるものの、該方法を実施するには冷延板の
再加熱装置等を必要とするなど、従来設備の大幅な改善
を行わねばならないという問題があった。その上、近
年、需要家の要求は益々厳しくなる傾向にあり、上記
“過冷却−再加熱”の過時効処理を施して得られるもの
以上に常温時効性が改善された冷延鋼板が求められるよ
うにもなっている。

【０００７】ところで、前述したように、冷延鋼板の深
絞り性と常温時効性に関する前記問題にはセメンタイト
やAlＮ，ＢＮ等の析出状況が影響しており、そのため特
に素材が低炭素Alキルド鋼程度のＣを含有するAlキルド
鋼の場合にはこの問題を回避することが非常に難しいと
考えられた。そこで、このような観点に立って深絞り性
や常温時効性の問題解決を目指した結果として、素材鋼
の溶製段階でＣを極力低減すると共に、TiやNb等の炭窒
化物形成元素を添加して残余のＣやＮを析出物として固
定する製鋼方法が開発され、この方法により得られる鋼
は“ＩＦ鋼”として注目を集めるようになった。しか
し、この方法を適用して得られる鋼板には深絞り性や常
温時効性を阻害する固溶Ｃ，Ｎが殆ど存在しないので
“高いｒ値”と“箱焼鈍なみの非時効性”を連続焼鈍に
て実現することができるが、製鋼段階における成分調整
に長時間の真空脱ガス処理を必要とし、そのための経済
的な不利が幅広い普及を阻んでいた。

【０００８】一方、コイル内各箇所でのｒ値の均質化を
図る方法としては、極低炭素鋼板を対象とし、その焼鈍
の最高加熱温度を±１０℃の精度に厳密に制御する方法
が特開昭６２−１２４２３３号公報に開示されている。
しかしながら、この方法を適用できる鋼種は製造コスト
の高い極低炭素鋼に限られるものであり、上記特開昭６
２−１２４２３３号公報にも「通常の低炭素鋼ではその
効果が小さい」旨報告されている。

【０００９】このように、これまで、通常の低炭素Alキ
ルド鋼素材から冷延後の焼鈍に連続焼鈍法を適用して
“深絞り性", "常温時効性”及び“コイル内における特
性の均質性”に優れた冷延鋼板を安定に製造する技術が
十分に確立されているとは言えなかった。

【００１０】そこで、本発明が目的としたのは、連続焼
鈍法を適用して“極低炭素鋼に比べて経済的に有利な低
炭素Alキルド鋼の素材”から“コイル内での特性が均質
でしかも深絞り性及び常温時効性に優れた冷延鋼板”を
安定して製造できる手段を提供することである。

【００１１】

【課題を解決するための手段】本発明者等は、上記目的
を達成すべく、まず低炭素Alキルド鋼の深絞り性に及ぼ
す冷間圧延後の連続焼鈍条件の影響について数多くの実
験を重ねながら研究を行った結果、「特にＣ含有量を
0.010〜 0.030％の範囲に調整した場合、 低温オーステ
ナイト域に相当するかなり高温まで焼鈍温度を上昇させ
ることでｒ値の著しい向上が見られる」との新しい知見
を得ることができた。

【００１２】そして、更に、「コイルの長手方向中央部
と両端部とではｒ値に及ぼす焼鈍温度の影響が異なる」
という事実も明らかとなった。つまり、コイル中央部は
焼鈍温度の上昇に伴いｒ値が向上するのに対して、その
両端部では焼鈍温度が８７０℃まではｒ値の上昇が小さ
く、８７０℃を越えると急激にｒ値の向上が見られたの
である。この原因は必ずしも明らかでないが、ｒ値の向
上が焼鈍板のフェライト粒径の粗大化程度と良く相関し
ていることからして、コイルの両端部には一般に“フェ
ライト粒の成長を阻害する微細析出物”が生じており、
これが焼鈍温度を８８０℃以上にすると急激に粗大化あ
るいは固溶するためにフェライト粒成長を妨げなくなる
ためであると考えられる。

【００１３】また、８７０℃以上はオーステナイトがか
なり多い温度領域となるが、Ｃ含有量を0.010 〜0.030
％に調整した低炭素Alキルド鋼の場合には焼鈍温度が９
３０℃を超えさえしなければ“集合組織のランダム化に
よるｒ値の低下”を見ることはなかった。なお、Ｃ含有
量が 0.030％よりも高い低炭素Alキルド鋼の場合は、オ
ーステナイト化する温度が低いため、微細析出物が十分
に固溶あるいは粗大化しない比較的低温の領域において
も集合組織のランダム化が生じ、その結果コイル両端部
の粒成長によるｒ値の向上が起きなくなってコイル内の
不均質性が改善されないものと考えられる。

【００１４】ところで、既に述べたように、深絞り用冷
延鋼板においては優れた常温時効性を有することも重要
要件として要求される。この常温時効性を改善するため
には固溶Ｃを低減する必要がある。固溶Ｃを低減させる
のに有効な手段は、フェライト粒内にセメンタイトを微
細に析出させてセメンタイトが成長するのに必要なＣの
拡散距離を短くすることである。そこで、前記特開平３
−２３２９号公報に開示されている方法では、焼鈍後に
２００〜３００℃の低温域まで急冷することによりフェ
ライト粒内に微細にセメンタイトを析出させ、更に再加
熱によってセメンタイトを成長させ固溶Ｃを低減させて
いる。この方法は、再加熱装置が必要なために設備上の
制限があるが、固溶Ｃの低減には有効な手法であると言
えよう。

【００１５】ただ、本発明者等は、更に重ねられた研究
を通して、「粒内にセメンタイトを微細に析出させるた
めには生成するフェライト粒を粗大化するのが極めて有
効である」との知見を得るに至った。なお、コイル両端
部のフェライト粒の粗大化には８７０℃を越えるような
高温での焼鈍が極めて有効であり、このような高温焼鈍
によるとフェライト粒の粗大化が十分に行われ、前記特
開平３−２３２９号公報に開示されている“焼鈍急冷後
に再加熱処理を施す手段”を適用しなくても粒内セメン
タイト微細析出が効果的に促進される。しかしながら、
十分に粒内セメンタイトを析出させるこめには再加熱処
理を施すのが好ましい。このことから、深絞り性の改善
に有効であったコイル両端部の高温焼鈍は、粒径粗大化
を通じてコイル両端部の常温時効性を改善することにも
なり、時効性の点でもコイル内均質化を図るのに有効な
手立てであると結論された。

【００１６】本発明は、上記知見事項等を基にして完成
されたものであり、 「Ｃ： 0.010〜 0.030％， Si： 0.1％以下， Mn：0.
05〜0.25％，sol.Al： 0.004〜0.10％，Ｓ：0.0005〜
0.015％， Ｂ：０〜0.0040％ を含むと共に残部がFe及び不可避不純物から成り、 かつ
不可避不純物であるＰ及びＮの含有量がそれぞれ Ｐ：0.05％以下， Ｎ： 50ppm以下 なる化学組成の鋼片を、 Ａr₃変態点以上で熱間圧延して
から６００〜７５０℃で巻取り、 続いて酸洗後に冷間圧
延及び連続焼鈍を施すに当って、 図１に示すように、 焼
鈍でのコイル中央部の最高加熱温度を８４０〜８８０℃
に、 コイルの両端部の最高加熱温度を８７０〜９３０℃
にそれぞれ制御すると共に、 焼鈍加熱後は６５０〜７８
０℃の温度域まで10℃/s以下の冷却速度で徐冷した後、
今度は 300〜４５０℃の温度域まで６０℃/s以上の冷却
速度で急冷し、 その後更に３００〜４５０℃の温度域で
９０〜２４０秒の過時効を施すか、 あるいは図２に示す
ように、 徐冷した後２００〜３００℃の温度域まで60℃
/s以上の冷却速度で急冷し、次いで３２０〜４５０℃に
再加熱してから、 ２００〜３３０℃の温度域まで９０〜
２４０秒をかけて徐冷する過時効を施すことにより、 深
絞り性と常温時効性に優れかつコイル内特性の均質な冷
延鋼板を安定して製造できるようにした点」に大きな特
徴を有している。

【００１７】

【作用】続いて、本発明において素材鋼の化学成分組成
及び鋼板の製造条件を上記の如くに限定した理由を詳述
する。 (A) 素材鋼の化学成分組成

【００１８】a) Ｃ 冷延鋼板の常温時効性を向上させるためには連続焼鈍過
程（焼鈍後の急冷時）で粒内にセメンタイトを析出さ
せ、これにより固溶Ｃを極力減少させることが必要であ
る。そして、焼鈍後の急冷過程で粒内にセメンタイトを
効果的に析出させるには、フェライト中へ過飽和度にＣ
を固溶させておかなければならない。本発明において、
Ｃ含有量が 0.010％未満ではＣの過飽和度が小さいため
にセメンタイトとして析出することができず、固溶Ｃ量
が増加して得られる鋼板の時効性が劣化する。一方、
0.030％を越えてＣを含有させると粒界にセメンタイト
が析出するようになり、そのため粒界近傍ではＣの過飽
和度が不足しセメンタイトとして析出できなくなって固
溶Ｃ量が増加すると共に、鋼のＣ含有量を低減するため
に必要な真空脱ガス処理の時間が長くなってコストアッ
プの要因となる。また、Ｃ含有量が 0.030％を超えた場
合には、焼鈍温度を高温に上げてもオーステナイト化に
より集合組織化がランダム化して高ｒ値を得ることがで
きなくなるので、焼鈍温度を上昇させて高ｒ値化を図る
ためにもＣ含有量は 0.030％以下とする必要がある。従
って、Ｃ含有量は 0.010〜 0.030％と定めたが、出来れ
ば 0.013〜 0.027％に調整するのが好ましい。

【００１９】b) Si Siは固溶強化元素であり、含有量が多くなると鋼板の強
度を高めて加工性を劣化する作用が顕著化することか
ら、その含有量は 0.1％以下と定めた。

【００２０】c) Mn MnはＳと結合してセメンタイトの析出核になり得るMnＳ
を形成し、セメンタイトの析出を促進させる作用を有し
ている。ただ、セメンタイトを微細に析出させるにはMn
Ｓを微細に生成させるのが好ましく、そのためにはMn含
有量は少ない方が良い。しかしながら、Mn含有量が少な
くなりすぎて固溶Ｓ量が多くなると低融点のFeＳが形成
されて圧延時の耳割れの原因となる。これらの観点より
Mn含有量は0.05〜0.25％と定めた。

【００２１】d) sol.Al Alは鋼の脱酸剤として添加されるが、その他に固溶Ｎを
固定して時効性を改善する作用もある。しかしながら、
過度の添加は非金属介在物を形成して加工性を劣化させ
ることにつながる。従って、これらの観点よりAl含有量
をsol.Al含有量で 0.004〜0.10％と定めた。

【００２２】e) Ｓ Ｓには、Mnと結合してセメンタイトの析出核になり得る
MnＳを形成し、セメンタイトの析出を促進させる作用が
ある。しかしながら、過度の添加はMnＳの非金属介在物
を多くしすぎて加工性を劣化させることにつながるほ
か、多量のＳは低融点のFeＳを形成して圧延時の耳割れ
の原因ともなる。従って、これらの観点よりＳ含有量は
0.0005〜 0.015％と定めた。

【００２３】f) Ｂ Ｂには鋼板の常温時効性を改善する作用があるので、鋼
板の常温時効性を更に改善する必要がある場合に必要に
応じて添加される成分である。即ち、ＢはＢＮとして析
出して固溶Ｎを低減すると共に、ＢＮを核としてセメン
タイトの析出が促進する作用を発揮する。また、固溶Ｂ
として粒界に偏析し、粒界の固溶Ｃ量を低減して粒界で
のセメンタイトの析出を抑制する作用もある。更に、焼
鈍後のフェライト粒を粗大化しやすくする作用も有して
いるため、この作用を通じて鋼板を軟質化し加工性を向
上させると共に、粒内にセメンタイトを析出しやすくす
る効果もある。ただ、これらの作用による効果はその含
有量が0.0040％を越えると飽和してしまうため、Ｂ含有
量の上限は0.0040％と定めた。なお、極く微量の含有量
であってもＢ添加の効果は認められるが、効果の顕著性
からすればＢを添加する場合は0.0003〜0.0040％の範囲
に調整するのが好ましいと言える。

【００２４】g) Ｐ Ｐは固溶強化元素であり鋼板の強度を高めるのに有効で
ある。しかしながら、その含有量が多くなると鋼板の強
度を高めすぎて加工性を劣化する作用が顕著化すること
からＰ含有量を0.05％以下と限定したが、好ましくは0.
02％以下に調整するのが良い。

【００２５】h) Ｎ 不可避的不純物であるＮは、AlやＢと結合して一部は微
細析出物を形成し、粒成長性を阻害する。また、析出物
を形成しない固溶Ｎは、焼鈍時の再結晶に際してｒ値を
劣化させるような集合組織の形成を促したり、常温時効
性を劣化させたりする。そのため、Ｎ含有量を５０ppm
以下（0.0050％以下）と限定した。

【００２６】(B) 鋼板の製造条件 熱間圧延はＡr₃変態点以上で終了しなければならない。
なぜなら、Ａr₃変態点を下回る温度で圧延を終了すると
フェライト相が加工されて集合組織が変化し、ｒ値低下
の原因となるからである。また、熱間圧延後の巻取りは
６００〜７５０℃で行われるが、これは巻取温度が６０
０℃未満を下回ると炭窒化物の凝集が不十分で焼鈍後の
冷延鋼板のｒ値が低下し、また７５０℃を越える温度で
巻取るとコイルの焼付が生じたり、熱延鋼板の粒径が粗
大化して冷延・焼鈍後のｒ値が劣化する等の問題が生じ
たりするためである。

【００２７】なお、熱間圧延後の巻取りに際しては、コ
イル中央部は６００〜７００℃で巻取り、両端部ではこ
れよりも４０℃以上高い温度で巻取るように図るのが好
ましい。ここで、特性劣化が問題となる「熱延コイルに
おける両端部」とは、両方の端部よりそれぞれ２０〜６
０ｍの範囲を言う。ところで、熱間圧延に際しての加熱
温度は特に規定しないが、不純物の偏析を抑制するため
には１０５０〜１２５０℃とするのが好ましい。また、
加熱炉へ装入するスラブは、鋳造後の高温のままのスラ
ブでも良いし、また室温まで冷却したスラブでも構わな
い。熱延・巻取り後のコイルは、通常通り酸洗を経て冷
間圧延される。この冷間圧延の圧下率は特に規定しない
が、良好なｒ値の確保のためには７０〜９４％とするの
が好ましい。

【００２８】冷間圧延後に連続焼鈍を施すに当り、本発
明においては、焼鈍でのコイル長手方向中央部の最高加
熱温度を８４０〜８８０℃に、そしてコイルの長手方向
両端部の最高加熱温度を８７０〜９３０℃に制御するこ
とが重要である。即ち、コイル中央部において良好なｒ
値を得るためには、８４０℃以上の焼鈍温度が必要であ
る。しかし、コイル中央部は熱延・巻取り後の冷却が緩
慢であるため析出部の粗大化が達成されており、８８０
℃を超える焼鈍温度にするとフェライト粒が粗大化しす
ぎて加工後に肌荒れによる表面不良が生じやすくなる。
そのため、コイル中央部の最大加熱温度は８４０〜８８
０℃に制御される。一方、コイル両端部においては、前
述したように微細析出物が多くて粒成長性が悪いため、
微細析出物が粗大化あるいは固溶が著しく進むと思われ
る８７０℃以上の焼鈍温度より急激にｒ値の向上が認め
られる。従って、良好なｒ値を得るためには８７０℃以
上の焼鈍温度が必要である。しかしながら、９３０℃を
超える焼鈍温度にするとフェライト粒が粗大化しすぎて
表面不良が生じやすくなる。そのため、コイル両端部の
最大加熱温度は８７０〜９３０℃に制御される。

【００２９】なお、上述した焼鈍の最大加熱温度範囲で
はオーステナイトへの変態量がかなり多くなるが、この
温度範囲では焼鈍温度の上昇につれてｒ値、特に圧延４
５°方向のｒ値が向上することが判明している。また、
ここでの「コイル両端部」とは、熱延コイルでの両方の
端部よりそれぞれ２０〜６０ｍまでに相当する部分を言
うが、両端部としてコイル中央部よりも高温度で焼鈍す
る範囲内は“冷延コイルの長さ”ではその両方の端部よ
りそれぞれ３００ｍ以内にするのが好ましい。更に、焼
鈍での均熱時間については特に規定しないが、通常通り
の１２０秒以下で十分である。

【００３０】焼鈍加熱（均熱）後は、急冷開始温度であ
る６５０〜７８０℃までは１０℃/s以下の冷却速度で徐
冷する。これはｒ値に好ましいフェライトの成長を促す
ためであり、この際の冷却速度が１０℃/sを上回ると、
急冷開始までに生成するフェライト量が少なく、そのた
めフェライトが新たに核生成して集合組織がランダム化
したり、残存しているフェライト内の固溶Ｃ量が低くな
りすぎて粒内でのセメンタイトの析出が起こりにくくな
ったりする。

【００３１】徐冷後は６５０〜７８０℃から急冷を開始
するが、この急冷開始温度が６５０℃未満であると、急
冷後にフェライト粒内のセメンタイト析出の駆動力とな
るＣの過飽和度が不十分となってセメンタイトの粒内析
出量が減少し、製造された冷延鋼板中の固溶Ｃ量が多く
なって常温時効性が劣化してしまう。一方、急冷開始が
７８０℃を越える温度域からなされると、ヒートバック
ル等の通板上の問題が生じるほか、残存フェライト比率
が少なくなりすぎてフェライトが新たに核生成し、集合
組織がランダム化したり、残存しているフェライト内の
固溶Ｃ量が低くなりすぎて粒内でのセメンタイトの析出
が起こりにくくなったりする。なお、好ましい急冷開始
温度は７００〜７８０℃（より一層好ましくは７２０〜
７６０℃）である。つまり、７００〜７８０℃はオース
テナイトが残存している領域であり、この温度域から急
冷するとオーステナイトがフェライトに急速に変態する
ため粒界にＣが拡散する時間的余裕がなく、そのため粒
内にセメンタイトが析出しやすく、かつ成長しやすくな
るからである。

【００３２】この際の急冷は、急冷開始温度より６０℃
/s以上の冷却速度で実施される。冷却速度が６０℃/s未
満であると、粒界に析出するセメンタイト量が多くなり
すぎてフェライト粒内の固溶Ｃの過飽和度が不足し、そ
のため粒内でセメンタイトが析出せず、結果として固溶
Ｃ量が増加して常温時効性が劣化する。

【００３３】急冷後は過時効処理を実施するが、過時効
前に再加熱を施さない場合は急冷停止温度を３００〜４
５０℃とし、また過時効温度は３００〜４５０℃とす
る。これは、粒内にセメンタイトが析出しかつ成長でき
る温度であり、急冷停止温度，過時効温度がこの範囲を
外れるとセメンタイトの析出が遅れるために時効特性の
良好な鋼板が得られない。過時効時間は９０〜２４０秒
であるが、該時間が９０秒未満ではセメンタイトの成長
が不十分で固溶Ｃ量が十分に低減しておらず、一方、過
時効時間が２４０秒を越えるとその効果は飽和してしま
うので生産性劣化の原因となる。なお、過時効帯におい
て上記温度範囲内で過時効温度を低下させる“傾斜過時
効”を行ってもその効果は変わらない。

【００３４】一方、過時効前に再加熱を実施する場合
は、急冷停止温度を２００〜３００℃とし、急冷停止後
は３２０〜４５０℃に加熱してから２００〜３３０℃の
温度域まで９０〜２４０秒をかけて徐冷する。この場
合、２００〜３００℃まで急冷するのは過飽和の固溶Ｃ
を粒内セメンタイトとして析出させるためであり、急冷
停止温度が３００℃を上回る温度であると引き続く再加
熱による時効性改善効果は期待できず、また２００℃を
下回る温度まで急冷すると析出するセメンタイトが微細
すぎて降伏応力が増加し、加工性が劣化する。

【００３５】急冷後に再加熱するのは、Ｃの拡散速度を
速くして析出したセメンタイトの成長を促進し、固溶Ｃ
を低減するためである。この場合、再加熱温度が３２０
℃未満ではＣの拡散が遅くてその効果が小さく、また４
５０℃を超える温度に再加熱すると析出したセメンタイ
トが再固溶してセメンタイト数が減少し、時効性が劣化
する。なお、生産性を損なわないためには、急冷後再加
熱までに要する時間は１０秒以内、再加熱時の加熱速度
は１０℃/s以上とするのが好ましい。

【００３６】再加熱後、２００〜３３０℃の温度域まで
９０〜２４０秒をかけて徐冷するのは、Ｃの析出をより
促進させるためである。この際、３３０℃を超える温度
あるいは２００℃に満たない温度へ徐冷した場合には、
セメンタイトの析出が遅れるために時効特性の良好な鋼
板が得られない。また、この徐冷時間が９０秒未満では
Ｃの析出が不十分であり、一方、２４０秒を超えるとそ
の効果が飽和してしまう。

【００３７】以上の条件に従って製造された冷延鋼板
は、コイル内での特性が均質で、かつ優れた深絞り性及
び常温時効性を示すものであるが、この本発明に係る冷
延鋼板は更に電気メッキ等の表面処理を施して使用して
も何ら問題はない。次に、本発明を実施例によって説明
する。

【００３８】

【実施例】

〔実施例１〕まず、表１に示す化学組成の鋼を転炉溶製
した後、連続鋳造によってスラブを製造した。

【００３９】

【表１】

【００４０】次に、このスラブを１１５０℃に加熱して
から直ちに熱間圧延を開始し、仕上温度９００℃で 4.0
mmの熱延鋼板を製造した後、平均冷却速度：２０℃/sに
て長手方向両端部では６８０℃で、中央部では６３０℃
で巻取った。その後、この熱延鋼板を酸洗してから 0.8
mmまで冷間圧延した。

【００４１】続いて、得られた冷延コイルにつき、実機
にて表２及び表３に示す条件で連続焼鈍を施し、更に伸
び率:1.2％の調質圧延を実施した。そして、得られた冷
延鋼板から熱延の“トップ部", "ミドル部”及び“ボト
ム部”に相当する部分よりＪＩＳ５号引張試験を採取し
て引張試験を行った。この引張試験の結果を表２及び表
３に併せて示した。

【００４２】なお、“降伏強度", "引張強さ" 及び "伸
び”は圧延方向で、また“ｒ値”は圧延の０°，４５°
及び９０°方向の平均値でそれぞれ評価した。また、前
記冷延鋼板から圧延方向に採取したＪＩＳ５号引張試験
片につき、２％引張予歪後に１７０℃×２０分の熱処理
を施して再び引張試験をし、熱処理後の降伏強度から熱
処理前の変形応力を引いた値を“ＢＨ量”として評価し
た。このＢＨ量は、値が低いほど常温時効性は良好とさ
れる指標である。

【００４３】

【表２】

【００４４】

【表３】

【００４５】表２及び表３に示される結果からは次のこ
とが分かる。即ち、Ｃ含有量が本発明で規定する条件を
満たす鋼Ａ，ＢあるいはＣに本発明で規定する製造条件
を適用することで、コイルのトップからボトムまで良好
な常温時効性と高ｒ値を示す冷延鋼板が得られる。しか
し、Ｃ含有量が本発明で規定する条件から外れた鋼Ｄで
は、本発明で規定する製造法を適用しても両端部のｒ値
とＢＨが向上せず、またコイル内の不均質性も改善され
ない。

【００４６】また、前記鋼Ａ及び鋼Ｄに係る冷延後のコ
イルから熱延のトップ部及びミドル部に相当する部分よ
りサンプルを採取し、図３の条件で焼鈍温度を変えて実
験的に連続焼鈍のシミュレーションと 1.2％調質圧延と
を実施した。そして、このサンプルからＪＩＳ５号引張
試験片を切り出して引張試験とＢＨ量の測定を前記と同
様に実施した。このように調査した「ｒ値，ＢＨ量に及
ぼす焼鈍温度の影響」を整理し、図４に示した。

【００４７】この図４から次のことが明らかである。Ｃ
含有量が本発明で規定する条件を満たす鋼Ａに係る鋼板
では、熱延ミドル相当部で焼鈍温度を８４０〜８８０℃
とすることで、また熱延トップ相当部で焼鈍温度を８７
０〜９３０℃とすることで何れも良好なｒ値とＢＨが得
られる。これに対して、Ｃ含有量が本発明で規定する条
件から外れた鋼Ｄでは、焼鈍温度上昇に伴うｒ値とＢＨ
の向上が小さく、それは特に熱延トップ相当部で顕著で
ある。

【００４８】〔実施例２〕この実施例では、前記表１に
示した鋼Ａに係る鋼板に関し実験室的に焼鈍条件の影響
を調査した。即ち、実施例１と同様に転炉溶製し連続鋳
造して得た表１の鋼Ａに係るスラブを、１１５０℃に加
熱した後、仕上温度９００℃で熱間圧延して 4.0mmの熱
延鋼板とし、平均冷却速度：２０℃/sにて長手方向両端
部では６８０℃で、中央部では６３０℃で巻取った。そ
して、この熱延鋼板を酸洗してから 0.8mmまで冷間圧延
した。続いて、得られた冷延コイルの“熱延でのトップ
相当部”及び“熱延でのミドル相当部”からサンプルを
採取し、これらに表４及び表５に示す条件で連続焼鈍相
当処理を施した。

【００４９】そして、このサンプルからＪＩＳ５号引張
試験を採取して引張試験を行うと共に、各サンプルにつ
き“ＢＨ量”を測定した。なお、“降伏強度", "引張強
さ", "伸び", "ｒ値”及び“ＢＨ量”は実施例１と同様
に評価した。これらの結果を表４及び表５に併せて示
す。

【００５０】表４及び表５に示される結果からも次のこ
とを確認できる。即ち、連続焼鈍条件が本発明で規定す
る条件を満たしておれば、熱延トップ相当部，熱延ミド
ル相当部を問わず 1.7を超えるｒ値と３０Ｎ/mm²以下の
ＢＨが得られ、良好な深絞り性と常温時効性を有する冷
延鋼板の製造可能である。

【００５１】

【効果の総括】以上に説明した如く、この発明によれ
ば、深絞り性及び常温時効性に優れる上にコイル内の特
性バラツキも小さく、例えば自動車の内装，外装用に好
適な冷延鋼板を低コストで安価に提供することが可能と
なるなど、産業上有用な効果がもたらされる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明に係る連続焼鈍ヒ−トパタ−ンの説明図
である。

【図２】本発明の別例に係る連続焼鈍ヒ−トパタ−ンの
説明図である。

【図３】実施例１において実験室的に行った連続焼鈍条
件の説明図である。

【図４】鋼Ａ及びＤに係る冷延鋼板の熱延トップ相当部
及びミドル相当部でのｒ値，ＢＨに及ぼす焼鈍温度の影
響を示したグラフである。

【表４】

【表５】

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量割合にて Ｃ： 0.010〜 0.030％， Si： 0.1％以下， Mn：0.05
   〜0.25％，sol.Al： 0.004〜0.10％， Ｓ：0.0005〜
   0.015％，Ｂ：０〜0.0040％ を含むと共に残部がFe及び不可避不純物から成り、かつ
   不可避不純物であるＰ及びＮの含有量がそれぞれ Ｐ：0.05％以下， Ｎ： 50ppm以下 なる化学組成の鋼片を、Ａr₃変態点以上で熱間圧延して
   から６００〜７５０℃で巻取り、続いて酸洗後に冷間圧
   延及び連続焼鈍を施すに当って、焼鈍でのコイル中央部
   の最高加熱温度を８４０〜８８０℃に、コイルの両端部
   の最高加熱温度を８７０〜９３０℃にそれぞれ制御する
   と共に、焼鈍加熱後は６５０〜７８０℃の温度域まで１
   ０℃/s以下の冷却速度で徐冷した後、今度は３００〜４
   ５０℃の温度域まで６０℃/s以上の冷却速度で急冷し、
   その後更に３００〜４５０℃の温度域で９０〜２４０秒
   の過時効を施すことを特徴とする、深絞り性と常温時効
   性に優れ、かつコイル内特性の均質な冷延鋼板の製造方
   法。
2. 【請求項２】 重量割合にて Ｃ： 0.010〜 0.030％， Si： 0.1％以下， Mn：0.05
   〜0.25％，sol.Al： 0.004〜0.10％， Ｓ：0.0005〜
   0.015％，Ｂ：０〜0.0040％ を含むと共に残部がFe及び不可避不純物から成り、かつ
   不可避不純物であるＰ及びＮの含有量がそれぞれ Ｐ：0.05％以下， Ｎ： 50ppm以下 なる化学組成の鋼片を、Ａr₃変態点以上で熱間圧延して
   から６００〜７５０℃で巻取り、続いて酸洗後に冷間圧
   延及び連続焼鈍を施すに当って、焼鈍でのコイル中央部
   の最高加熱温度を８４０〜８８０℃に、コイルの両端部
   の最高加熱温度を８７０〜９３０℃にそれぞれ制御する
   と共に、焼鈍加熱後は６５０〜７８０℃の温度域まで１
   ０℃/s以下の冷却速度で徐冷した後、今度は２００〜３
   ００℃の温度域まで６０℃/s以上の冷却速度で急冷し、
   次いで３２０〜４５０℃に再加熱してから、２００〜３
   ３０℃の温度域まで９０〜２４０秒をかけて徐冷する過
   時効を施すことを特徴とする、深絞り性と常温時効性に
   優れ、かつコイル内特性の均質な冷延鋼板の製造方法。