JP2000256786A - 面内異方性が小さく焼付硬化性および耐時効性に優れた冷延鋼板 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 面内異方性に小さく焼付硬化性および耐時効
性に優れた冷延鋼板を提供すること。 【解決手段】 Ｔｉ−Ｍｇ−Ｏ系の酸化物および／また
は複合酸化物を平均粒子径で０．００５μｍ以上０．１
μｍ以下で面密度が４０個／ｍｍ² 以上１００００個／
ｍｍ² 以下含有する鋼板にすることによって得られる面
内異方性が小さく焼付硬化性および耐時効性に優れた冷
延鋼板。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、面内異方性が小さ
く焼付硬化性および耐時効性に優れた冷延鋼板に関する
ものである。

【０００２】

【従来の技術】近年、自動車用鋼板に要求される材料特
性は年々高度になっている。特に自動車のフェンダーや
オイルパン等については、極めて過酷なプレス成形がな
されることから、深絞り性および延性についてはより一
層の向上が期待されてきた。折から、ＲＨやＤＨなどの
真空脱ガス技術の発展にともない鋼中の固溶元素を低減
し深絞り性を向上させた極低炭素鋼が開発され、それま
で使用されてきた低炭素Ａｌキルド鋼に代わって用いら
れるようになった。さらに最近ではＴｉ、Ｎｂ等によっ
て鋼中の固溶Ｃ、Ｎをｓｃａｖｅｎｇｉｎｇすることで
飛躍的に深絞り性を向上させた鋼として、特開平１−２
２５７２７号公報、特開平２−３４７２２号公報等に開
示されているＩｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ ａｔｏｍｓ
ｆｒｅｅｓｔｅｅｌ（以下ＩＦ鋼）が、広く用いられる
ようになっている。

【０００３】ところで、一般消費者の自動車に対するニ
ーズは多様化し、そのシルエットは機能よりもデザイン
がより重要視されるようになってきている。そのため、
自動車の構成部品の形状はより複雑化し、従来の鋼板で
は成形が困難な部品も増加してきている。また、自動車
の排ガス規制にともなう燃費の向上を目的とした車体軽
量化や安全性の面から衝突時の衝撃吸収効果の向上を目
指して、鋼板の高強度化が切望されている。従って、成
形性に優れかつ高強度な鋼板が要求されるようになって
きた。

【０００４】成形性の観点からは、さらなる深絞り性の
向上が強く要望されているが、成形部品の均一性、プレ
ス時の割れ防止等の観点からは、平均ランクフォード値
（以下ｒ_m ：ただし、ｒ₀ 、ｒ₄₅およびｒ₉₀はそれぞれ
圧延方向に対して０°方向、４５°方向および９０°方
向のランクフォード値であり、ｒ_m ＝（ｒ₀ ＋２×ｒ ₄₅
＋ｒ₉₀）／４）だけでなく、面内の塑性異方性の値（以
下Δｒ：ただし、Δｒ＝（ｒ₀ −２×ｒ₄₅＋ｒ₉₀）／
２）を改善することが非常に重要である。もし、ｒ値の
面内異方性が顕著であると深絞りの要素が含まれるプレ
ス成形を行った場合、特定方向のｒ値が低いために十分
に材料の流れ込みが起こらず耳と呼ばれる方向が現れ、
その部位において割れが発生する。

【０００５】一方、高強度化の手段としては、これまで
に、加工性を劣化させずに鋼板そのものの強度を上げる
方法が検討されている他に、加工後の塑性ひずみ量の違
いによるプレス成形品の各部での降伏強度の違いを緩和
し、張剛性を向上させる焼付硬化性を付与する方法が検
討されている。焼付硬化とは、プレス成形後に施される
塗装焼付処理（１７０℃で２０分）による加熱で、ひず
み時効によって鋼板の降伏点が上昇し、変形強度が上昇
する現象である。この方法によれば、加工、焼付塗装後
の鋼板の強度が同じ鋼板で比較すると焼付硬化性が付与
された鋼板は、成形が容易であるので、高強度化によっ
て発生が予想される加工性の劣化を免れることが出来
る。ただし、焼付硬化性と時効性は表裏一体であり耐時
効性を保ちつつ焼付硬化性を得ることが要求されてい
る。

【０００６】このように、成形部品の均一性、プレス時
の割れ防止等の成形性を確保しつつ鋼板の高強度化を達
成するためには、深絞り性に優れかつ面内異方性が小さ
くさらに焼付硬化性が付与されていて耐時効性にも優れ
た鋼板が要求されている。特公昭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
り温度を高温にすることにより適当なＡｌＮを析出させ
た異方性の小さな熱延鋼板を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を小さくす
る技術が報告されている。しかしながら、上記の技術
は、異方性改善のために８５％以上という高い冷延率が
必要となり、冷間圧延の負荷が高くなるという問題点が
ある。

【０００７】特開平５―１１７７５８号公報には、Ｔ
ｉ、Ｎｂ、ＢおよびＡｌを適正量含有させた極低炭素鋼
片を素材として、その製造工程において特に熱延および
焼鈍条件を適正化することによって、ｒ値の面内異方性
が少ない深絞り用冷延薄鋼板を製造する技術が開示され
ている。しかしながら、上記既知技術のような方法は、
（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃおよび（Ｔｉ、Ａｌ）Ｎの複合析出物
を巻取りおよび焼鈍時に適切なタイミングで析出させな
ければならないので、安定して材質をつくり込むことが
難しい。

【０００８】特公平７―１１０９７６号公報には、熱延
後に、冷延と焼鈍を二回づつ行い、そのそれぞれの冷延
率と焼鈍温度を最適に制御することによってｒ値の面内
異方性を小さくする発明が提案されている。しかしなが
ら、上記の方法は、冷延、焼鈍を二回づつ行っており、
生産に手間がかかり従ってコストがかかるという問題点
がある。特開平７―１８８８５４号公報には、Ｔｉ、Ｎ
ｂを含有しない極低炭素窒素鋼のＣ、ＭｎおよびＢ量を
調整することにより、ｒ値の面内異方性の小さい冷延鋼
板を提供する技術が開示されている。しかしながら、上
記の技術は、Ｔｉ、Ｎｂ等のＣを固定する元素が添加さ
れていないため、鋼板中に固溶Ｃが存在し、耐時効性が
劣るという問題点がある。

【０００９】また、これら上述の既知技術は、焼付硬化
性については何ら言及されていない。特開昭５９―３１
８２７号公報、特開昭５９―３８３３７号公報などに
は、塗装焼付処理前にＣを鋼中に固溶状態で残留させ、
焼付硬化性を得る技術が開示されている。しかしなが
ら、上記既知技術のような方法で製造した冷延鋼板で
は、十分な焼付硬化性を得るために鋼中の固溶Ｃを増や
すと十分な耐時効性が得られず、高い焼付硬化性と耐時
効性とを同時に満足するものが得られない。

【００１０】また、特公昭６０―１７００４号公報、特
公昭６１―９３６５号公報および特公昭６１―５４０８
９号公報などには、焼鈍前には固溶Ｃ、Ｎがほとんど存
在しない程度としたＮｂ添加極低炭素鋼を、連続焼鈍に
て高温焼鈍して熱延時に形成した炭化物を再固溶させ、
その後の急速冷却により再析出を抑制することで、焼付
硬化性と加工性を兼備する冷延鋼板あるいは表面処理鋼
板の製造方法が開示されている。しかしながら、上記既
知技術のような方法で製造した冷延鋼板では、Ｃ含有量
が少ない場合には、必ずしも十分な焼付硬化性がえられ
ず、十分な焼付硬化性が得られた場合には耐時効性が劣
るといったように、高い焼付硬化性と耐時効性とを同時
に満足するものが得られない。

【００１１】さらに、特開平７―３００６２３号公報に
は、連続焼鈍の冷却プロセスにおける４００℃以下の温
度域での冷却速度を１０℃／ｓ以下として焼付硬化性に
有利な粒界の固溶Ｃを増加させ、耐時効性に悪影響を与
える粒内の固溶Ｃを減少させることによって高い焼付硬
化性と耐時効性とを同時に満足する技術が開示されてい
る。しかしながら、上記既知技術は、焼鈍前の固溶Ｃを
減少させるために少なくともＣ原子を炭化物として固定
できる程度のＮｂの添加が必須で、かつ十分な焼付硬化
性を得るためにＮｂ炭化物の溶解により必要量の固溶Ｃ
を得るために高温焼鈍が必須である。そのため、焼鈍時
の通板性やランニングコストの上昇等実機操業に不利な
面がある。また、これら上述の既知技術は、ｒ値の面内
異方性については何ら言及されていない。

【００１２】特開平８―１０９４１６号公報には、Ｃ、
ＢおよびＮｂ量を適正量含有させた極低炭素鋼片を素材
として、その製造工程において特に熱延条件を最終３パ
スの累積圧下率を５０％以上とし、ＲＯＴ冷却を圧延終
了後０．５秒以内にし熱延板結晶粒の細粒化することに
よって、小さなｒ値の面内異方性と焼付硬化を両立した
冷延鋼板を製造する技術が開示されている。しかしなが
ら、上記既知技術のような方法は、仕上後段での大圧下
や直後急冷による板の形状不良等の問題がある。

【００１３】特願平１０―８６５７３号公報には、極低
炭素鋼にＭｇとＴｉの酸化物および／または複合酸化物
を予め分散させてスポット溶接継手部の疲労強度を低炭
素鋼と同等程度に改善する技術が開示されている。しか
しながら、上記既知技術には、ｒ値の面内異方性につい
ては何ら言及されていないばかりか、上記既知技術の化
学成分では焼付効果性を得ることができない。

【００１４】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上述した問
題点を解決した深絞り成形に好適な冷延鋼板に関するも
ので、鋼成分および微細な分散粒子のサイズ、分布等を
最適化して小さいｒ値の面内異方性と優れた焼付硬化性
および耐時効性を両立した冷延鋼板を提供しようとする
ものである。

【００１５】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは、 （１）質量％にて、Ｃ：０．００１〜０．００５％、Ｓ
ｉ：０．００５〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜１．５
％、Ｐ≦０．０５％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．００
４％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、Ｏ：０．００
１〜０．０１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％を含有
し、さらに０．０５＞Ｔｉ＞３．４２Ｎ＋１．５Ｓ、か
つ５．０×１０^-5≦４Ｃ−（Ｔｉ−３．４２Ｎ−１．５
Ｓ）≦１．０×１０^-2満足し、残部がＦｅ及び不可避的
不純物から成ることを特徴とする面内異方性が小さく焼
付硬化性および耐時効性に優れた冷延鋼板。

【００１６】（２）さらに、質量％にて、０．００１≦
Ｎｂ≦７．７５Ｃ−１．９３（Ｔｉ−３．４２Ｎ−１．
５Ｓ）−１．０×１０^-4を満足することを特徴とする前
記（１）記載の面内異方性が小さく焼付硬化性および耐
時効性に優れた冷延鋼板。 （３）さらに、質量％にて、Ｂ：０．０００３〜０．０
０２％を含むことを特徴とする前記（１）又は（２）記
載の面内異方性が小さく焼付硬化性および耐時効性に優
れた冷延鋼板。

【００１７】（４）平均粒子径で０．００５μｍ以上
０．１μｍ以下であるＭｇとＴｉの酸化物および／また
は複合酸化物を鋼中に含有することを特徴とする前記
（１）〜（３）のいずれか１項に記載の面内異方性が小
さく焼付硬化性および耐時効性に優れた冷延鋼板。 （５）鋼中に含有するＭｇとＴｉの酸化物および／また
は複合酸化物の面密度が４０〜１００００個／ｍｍ² 以
上であることを特徴とする前記（４）記載の面内異方性
が小さく焼付硬化性および耐時効性に優れた冷延鋼板に
ある。

【００１８】ここで、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸
化物とはＭｇＯのようなＭｇ単独およびＴｉＯ、Ｔｉ₂
Ｏ₃ ，ＴｉＯ₂ のようなＴｉ単独の酸化物粒子およびそ
の複合酸化物粒子だけでなく、Ａｌ等の酸化物およびＴ
ｉＣ、ＴｉＮ、ＭｎＳ等の析出物を含む複合粒子のこと
を指す。耳の発生する方向および高さは、ｒ値の面内異
方性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。ｒ₉₀≧ｒ₀ ＞ｒ₄₅のＶ字分布なら
ば、圧延方向より０°および９０°方向に耳が発生し、
ｒ₄₅＞ｒ₉₀≧ｒ₀ の逆Ｖ字分布ならば、４５°方向に耳
が発生する。

【００１９】ｒ値の面内異方性は、集合組織に起因して
いる。例えば、「鉄と鋼」第５７年（１９７１）１１３
４〜１１５４ページによれば、｛１１０｝〈１００〉方
位が強い場合は、ｒ₉₀≧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、ｒ
₄₅＞ｒ₉₀≧ｒ₀ の逆Ｖ字分布を示す。従って、ｒ値の面
内異方性を改善するためには、再結晶焼鈍時の｛１１
０｝〈１００〉方位および｛１００｝〈１１０〉方位の
核生成または粒成長を抑制すればよい。

【００２０】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値の面内異方
性を改善すべく鋭意研究を重ねた結果、焼鈍後の結晶粒
径が同等であってもＭｇを添加するとΔｒの絶対値が小
さくなることを新規に知見した。そして、更に詳細に調
査した結果、鋼板中のＭｇとＴｉの酸化物および／また
は複合酸化物の大きさとΔｒの絶対値の間に強い相関が
あることを見出し、ＭｇとＴｉの酸化物および／または
複合酸化物の大きさおよび分布を最適化すれば、ｒ_m は
十分に高く、かつ成形後に発生する耳の高さが事実上ほ
とんど問題とならないΔｒの絶対値≦０．２という鋼板
を製造できることを新規に知見した。

【００２１】一方、焼付硬化とは鋼中に固溶しているＣ
およびＮのひずみ時効現象であるが、高い焼付硬化性を
得るためには、一般的に鋼中の固溶ＣおよびＮを増加さ
せなければならない。しかし、固溶ＣおよびＮの増加は
耐時効性は劣化させてしまう。そこで、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
鋼板の高い焼付硬化性と優れた耐時効性を両立させるた
めに鋭意研究を重ねた結果、Ｍｇを添加すると焼付硬化
指数（以下ＢＨ）と時効指数（以下ＡＩ）のバランスが
向上することを新規に知見した。また、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。

【００２２】

【発明の実施の形態】以下、本発明の基礎となった実験
結果について述べる。まず、焼鈍後の鋼板の結晶粒度と
Δｒの絶対値の関係をＭｇを添加したものと添加しない
ものについて比較した。０．００２％Ｃ―０．０２％Ｓ
ｉ―０．２％Ｍｎ―０．０１％Ｐ―０．００３％Ｓ―
０．００３％Ａｌ―０．０１％Ｔｉ―０．００１５％Ｎ
の成分の鋼をベースとして、純Ｍｇ金属（９９％以上）
を鉄箔で包んで添加したＭｇ含有鋼とＭｇを添加しない
Ｍｇ無添加鋼を５０ｋｇの実験室溶解にてそれぞれ溶製
した。得られた鋳塊を１２３０℃で１時間加熱後、仕上
温度（ＦＴ）９００〜９３０℃で熱間圧延し、６００〜
７００℃で巻取った。酸洗後、圧延率８０％で冷間圧延
を施し、焼鈍炉で７８０〜８６０℃で１分間焼鈍後、冷
却速度２０℃／Ｓで冷却し、さらに１％のスキンパス圧
延を行った。

【００２３】このようにして得られた鋼板の結晶粒径と
Δｒの絶対値との関係を調査した。ただし、得られた鋼
板の平均結晶粒径は、圧延方向と平行な断面で測定し、
ＪＩＳ Ｇ ０５２２記載の切断法にて粒度番号にて整
理した。また、ｒ値は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１記載の５
号試験片にて、１５％の引張変化の前後における板厚の
変化量を板幅の変化量で除した値と定義し、ｒ₀ 、ｒ₄₅
およびｒ₉₀のそれぞれを測定し、Δｒの絶対値を得た。

【００２４】図１に粒子径（粒度番号）とΔｒの絶対値
との関係を示す。このように、Ｍｇを含有させた場合に
は、含有させない場合と比較して顕著にΔｒの絶対値を
小さくできることが分かった。これは、鋼中に微細に分
散したＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物はピニング
効果によって、熱延板段階での結晶粒の粗大化を抑制
し、Δｒの絶対値を低減する。また、再結晶焼鈍時にこ
れらの粒子は、｛１１０｝〈１００〉方位および｛１０
０｝〈１１０〉方位の核生成または粒成長を抑制する効
果があるためと考えられる。

【００２５】次に上記鋼板のＢＨとＡＩについて調査を
行った。ただし、ＢＨは、ＪＩＳ５号引張試験片を用
い、２．０％の予ひずみを付与後、焼付塗装工程を模し
た１７０℃で２０分の熱処理を施し、再度引張試験を行
って測定した。なおＢＨ量とは、熱処理前の２．０％で
の流動応力と熱処理後の上降伏点の差である。また、Ａ
Ｉは、ＪＩＳ５号引張試験片を用い、１０．０％の予ひ
ずみを付与後、１００℃で６０分の熱処理を施し、再度
引張試験を行って測定した。なおＡＩ量とは、熱処理前
の１０．０％での流動応力と熱処理後の下降伏点の差で
ある。

【００２６】図２に、上記実験の結果を示す。Ｍｇを添
加しないものとＭｇを添加したもののＢＨを同じＡＩで
比較するとＭｇを添加したもののほうが明らかに高いこ
とが分かる。これは、メカニズムについては明らかでは
ないが、ＭｇとＣには非常に弱い相互作用があり、低温
ではＭｇはＣの拡散を抑制し高温では抑制効果を失うた
め、ＡＩは低く、ＢＨは高くなると推定される。

【００２７】さらに鋼板中のＭｇとＴｉの酸化物および
／または複合酸化物の大きさとｒ_mおよびΔｒの絶対値
の関係を調査した。０．００２％Ｃ―０．０２％Ｓｉ―
０．２％Ｍｎ―０．０１％Ｐ―０．００３％Ｓ―０．０
０３％Ａｌ―０．０１％Ｔｉ―０．００１５％Ｎ―０．
０００５％Ｍｇの成分の鋼をベースとし、脱酸剤である
Ａｌ、Ｓｉ、ＴｉおよびＭｇ等の添加順序、添加間隔等
を製鋼工程にてさまざまに変化させ得られた鋼片を１２
３０℃で１時間加熱後、仕上温度（ＦＴ）９２０℃で熱
間圧延し、６５０℃で巻取った。酸洗後、圧延率８０％
で冷間圧延を施し、焼鈍炉で８１０℃で１分間焼鈍後、
冷却速度２０℃／Ｓで冷却し、さらに１％のスキンパス
圧延を行った。このようにして得られた鋼板の機械的性
質およびＭｇとＴｉの酸化物および／または複合酸化物
の粒子サイズｄとΔｒの絶対値との関係を調査した。た
だし、機械的性質およびΔｒの絶対値は、既に述べたも
のと同一の方法によって求めた。

【００２８】一方、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化
物の状態は、供試鋼の１／４厚のところから透過型電子
顕微鏡サンプルを採取し、エネルギー分散型Ｘ線分光
（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ
Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ：ＥＤＳ）や電子エネルギー
損失分光（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｅｎｅｒｇｙ Ｌｏｓｓ
Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ：ＥＥＬＳ）の組成分析機能
を加えた、２００ｋＶの加速電圧の電界放射型電子銃
（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｇｕｎ：ＦＥＧ）を
搭載した透過型電子顕微鏡によって観察した。観察され
る粒子がＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物であると
いう確認は、上記ＥＤＳおよびＥＥＬＳによる組成分析
と電子線回折像の結晶構造解析により行った。

【００２９】また、本願で規定するＭｇとＴｉの酸化物
および複合酸化物の平均粒子径は、透過型電子顕微鏡サ
ンプルを１００００〜５０００００倍の倍率で少なくと
も１０００μｍ² 以上の面積にわたって観察し、対象と
なる粒子をそれぞれ測定したものの平均の値とした。さ
らに本願で規定するＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化
物の分布状態は、上記方法によって確認された対象とな
る大きさのＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の個数
を測定し、単位面積あたりの個数に換算する。

【００３０】図３にｒ_m およびΔｒの絶対値とＭｇとＴ
ｉの酸化物および複合酸化物の粒子サイズｄの測定結果
を示す。このように、ｒ_m とΔｒの絶対値が共に優れる
ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の粒子サイズは
０．００５μｍ以上０．１μｍ以下と分かった。これ
は、これらの酸化物の直径が、平均粒子径で０．００５
μｍ未満であると再結晶焼鈍時の粒成長が妨げられ良好
なｒ_m が得られず、０．１μｍ超であると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〉方位の再結晶焼鈍時の核生
成、粒成長を抑制することが不十分になりΔｒの絶対値
≦０．２が得られないためである。

【００３１】次に、本発明の構成要素について説明す
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：Ｃは焼付硬化に不可欠な元素であり０．００１％以
上添加する。一方Ｃは冷延時に固溶状態で鋼中に存在す
る量が増えると、後の焼鈍時に深絞り性にとって好まし
くない方位が生成するので０．００５％以下とする。好
ましくは０．００３％以下がよい。 Ｓｉ： Ｓｉは固溶強化元素であるが、０．００５％未
満では製鋼段階での製造コストの上昇を招くので０．０
０５％以上とする。一方、１．０％以上添加すると固溶
硬化が著しくなり加工用に不適当になるばかりでなく、
ｒ_m を劣化させるため１．０％以下とした。

【００３２】Ｍｎ：Ｍｎは、Ｓｉ同様に固溶強化元素で
あるが、０．０１％未満では製鋼段階での製造コストの
上昇を招くので０．０１％以上とする。一方、１．５％
超含有するとｒ_m が劣化し、また延性も低下するため
１．５％以下とした。 Ｐ：Ｐは不純物であり、粒界に偏析し粒界脆化を起こ
し、二次加工割れの原因となる元素であるので少ないほ
ど好ましい。ただし、０．０５％以下ならば、許容でき
る範囲である。

【００３３】Ｓ：Ｓは不純物であり、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、ｒ_m 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：通常Ａｌは溶鋼脱酸のために添加されるが本発明
においてはＭｇ添加の効果を阻害するため少ないほど好
ましい。ただし、０．００４％以下ならば、許容できる
範囲である。

【００３４】Ｍｇ：Ｍｇは、本発明における最も重要な
添加元素の一つである。ＢＨおよびＡＩについてＭｇを
添加した鋼板と添加しない鋼板を比較するとＭｇを添加
した鋼板は同等のＡＩに対して高いＢＨを有する。これ
は、メカニズムについては明らかではないが、ＭｇとＣ
には非常に弱い相互作用があり、低温ではＭｇはＣの拡
散を抑制し高温では抑制効果を失うため、ＡＩは低く、
ＢＨは高くなると推定される。

【００３５】また、Ｍｇは、酸素と結合して微細な酸化
物を形成する。鋼中に微細に分散したＭｇとＴｉの酸化
物および複合酸化物はピニング効果によって、熱延板段
階での結晶粒の粗大化を抑制し、Δｒの絶対値を低減す
る。また、再結晶焼鈍時にこれらの粒子は、｛１１０｝
〈１００〉方位および｛１００｝〈１１０〉方位の核生
成または粒成長を抑制する効果があると考えられる。た
だし、０．０００１％未満ではその効果が不十分であ
る。一方、０．０１％超添加すると、Δｒの絶対値を小
さくする効果が飽和してしまうばかりでなく、製鋼技術
上非常に難しい。従ってＭｇの添加量は０．０００１％
以上０．０１％以下とする。

【００３６】Ｏ：Ｏは、Δｒの絶対値を低減する効果の
あるＭｇまたは／およびＴｉを含む微細な粒子を得るた
めには、０．００１％以上必要である。しかし、０．０
１％超では、酸化物が粗大化し、その効果が失われるば
かりか、成形性に好ましくないＣ系介在物が増加する。
従ってＯの含有量は０．００１％以上０．０１％以下と
する。 Ｎ：Ｎは、Δｒの絶対値を低減する効果のあるＭｇとＴ
ｉの酸化物および複合酸化物を含む微細な粒子の形成に
関与し、Δｒの絶対値を低減する効果を促進する。この
効果を得るためにＮは０．００１％以上含有する必要が
ある。しかし、０．０１％超含有してもその効果は飽和
するので、Ｎの含有量は０．００１％以上０．０１％以
下とする。

【００３７】Ｔｉ：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、Δｒの絶対値を低減す
る効果のあるＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物を形
成し、均一に微細に分散させるのに必要である。また、
再結晶焼鈍時にこれらの粒子は、｛１１０｝〈１００〉
方位および｛１００｝〈１１０〉方位の核生成または粒
成長を抑制する効果があると考えられる。またＴｉは、
γ相の高温域においてＴｉＮおよびＴｉＳとして析出す
るが、Ｔｉ≦３．４２Ｎ＋１．５Ｓでは固溶ＮがＴｉＮ
として十分固定されず残存した固溶Ｎが深絞り性を劣化
させるだけでなく、ＢＮとして析出して二次加工性に有
効なＢが確保されない。従って、Ｔｉは、Ｔｉ＞３．４
２Ｎ＋１．５Ｓの条件を満たすように添加する。しか
し、Ｔｉは０．０５％以上添加すると上記の効果が失わ
れるのでＴｉ＜０．０５とする。また、Ｔｉは０．０３
％以上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、好ましくは
０．０３％未満がよい。

【００３８】さらに、Ｔｉは固溶Ｃを適量確保して焼付
硬化性を付与するため、４Ｃ−（Ｔｉ−３．４２Ｎ−
１．５Ｓ）≧５．０×１０^-5必要であるが４Ｃ−（Ｔｉ
−３．４２Ｎ−１．５Ｓ）＞１．０×１０^-2であると深
絞り性を劣化させる。従って５．０×１０^-5≦４Ｃ−
（Ｔｉ−３．４２Ｎ−１．５Ｓ）≦１．０×１０^-2を満
足するＴｉを添加する。

【００３９】Ｎｂ：Ｎｂは、熱間圧延時のオーステナイ
ト域での再結晶を抑制する効果があり、未再結晶オース
テナイトからのγ→α変態にによって生成したフェライ
トの集合組織はｒ₄₅の値を向上させる。そのためＮｂは
添加することが好ましい。ただし、Ｎｂ＜０．００１で
は、その効果が失われる。またＮｂ＞７．７５Ｃ−１．
９３（Ｔｉ−３．４２Ｎ−１．５Ｓ）−１．０×１０^-4
では、固溶Ｃによる焼付硬化性失われる。従って０．０
０１≦Ｎｂ≦７．７５Ｃ−１．９３（Ｔｉ−３．４２Ｎ
−１．５Ｓ）−１．０×１０^-4の条件を満たすように添
加する。しかし、Ｎｂは、０．０３％以上添加すると再
結晶温度を上昇させ、焼鈍時に十分再結晶が完了させる
ことができずｒ_m の劣化を招くので、好ましくは０．０
３％未満がよい。

【００４０】Ｂ：Ｂは二次加工割れを防止するために添
加することが好ましい。ただし、０．０００３％未満の
添加では、その効果がなく、０．００２％超添加しても
その効果は飽和してしまう。従ってＢの添加量は０．０
００３％以上０．００２％以下とする。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。

【００４１】次に、本発明の鋼板に含まれるＭｇとＴｉ
の酸化物および複合酸化物の存在状態について説明す
る。これらの酸化物の直径が、平均粒子径で０．００５
μｍ未満であると再結晶焼鈍時の粒成長が妨げられ良好
なｒ_m が得られない。また、０．１μｍ超であるとｒ値
の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〉方位の再結晶焼鈍
時の核生成、粒成長を抑制することが不十分になりΔｒ
の絶対値≦０．２が得られない。従って、ｒ_m およびΔ
ｒの絶対値≦０．２の両方を満足させるためには、Ｍｇ
とＴｉの酸化物および複合酸化物の平均粒子径を０．０
０５μｍ以上０．１μｍ以下とする。

【００４２】また、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化
物の面密度は、４０個／ｍｍ² 未満では、これら粒子の
数が少く、ｒ値の面内異方性にとって好ましくない｛１
１０｝〈１００〉方位および｛１００｝〈１１０〉方位
の再結晶焼鈍時の核生成、粒成長を抑制することが不十
分になりΔｒの絶対値≦０．２が得られない。従って、
ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の面密度は、４０
個／ｍｍ² 以上とする。一方、ＭｇとＴｉの酸化物およ
び複合酸化物の面密度は、１００００個／ｍｍ ² 超で
は、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〉方位の再結
晶焼鈍時の核生成、粒成長を抑制する効果が飽和するだ
けでなく、伸びを劣化させる。従って、ＭｇとＴｉの酸
化物および複合酸化物の面密度は、１００００個／ｍｍ
² 以下とする。

【００４３】

【実施例】以下に、実施例により本発明をさらに説明す
る。表１に示す化学成分を有するイ〜ソの鋼を、転炉に
て溶製して連続鋳造後、その鋳片を加熱温度１１５０℃
で再加熱し、９１０℃〜９３０℃の仕上げ圧延の温度範
囲で６．０ｍｍに圧延した後６００℃〜７００℃で巻取
った。酸洗後０．８ｍｍまで冷間圧延を施し、連続焼鈍
ライン（最高加熱温度８００〜８３０℃、スキンパス圧
延率０．８％）を通板した。ただし、ただし、鋼ロおよ
びルについては、冷延後、溶融亜鉛めっきライン（最高
加熱温度８１０℃、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。なお、表１の化学組成についての表示は質量％
である。このようにして得られた鋼板の機械的性質およ
びＭｇとＴｉの酸化物および／または複合酸化物の粒子
サイズおよび分布状態とｒ_m およびΔｒの絶対値との関
係を調査した。その結果を表２に示す。ただし、機械的
性質は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１記載の５号試験片にて、
ＪＩＳ Ｚ ２２４１記載の引張試験方法で測定した。
またΔｒの絶対値は、既に述べたものと同一の方法によ
って求めた。

【００４４】

【表１】

【００４５】

【表２】

【００４６】一方、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化
物の状態は、既に述べたものと同一の方法によって観察
した。観察される粒子の組成は、ＥＤＳおよびＥＥＬＳ
によりＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物であること
を確認した。また、それらの粒子径は、１００００〜５
０００００倍の倍率で少なくとも１０００μｍ² 以上の
面積にわたって観察し、対象となる粒子をそれぞれ測定
したもののその一視野での平均の値である。さらに、そ
れら対象となるサイズの粒子の面密度（１ｍｍ ² あたり
の個数）も同時に測定した。

【００４７】本発明に沿うものは、鋼ロ、ニ、ホ、ト、
チ、レ、ソの７鋼である。上記以外の鋼は、以下の理由
によって面内異方性が小さく焼付硬化性および耐時効性
に優れた冷延鋼板が得られていない。鋼イは、Ａｌの含
有量が本発明の範囲外であるのでＭｇとＴｉの酸化物お
よび複合酸化物の面密度が低い、従って、Δｒの絶対値
が０．２より大きい。鋼ハは、Ｍｇが添加されていない
ため、酸化物粒子の径が大きい、従って、Δｒの絶対値
が０．２より大きい。鋼ヘは、Ｔｉ^* とＣ^* の値が本発
明の範囲外である、従ってＢＨ／ＡＩが低くく、かつΔ
ｒの絶対値が０．２より大きい。

【００４８】鋼リは、Ｃの含有量が本発明の範囲より少
ない、従ってＢＨの値が低い。鋼ヌは、Ｔｉ量、Ｃ^* お
よびＮｂ^* が本発明の範囲外である、従って、ＢＨがな
い。鋼ルは、Ｔｉが添加されていないため、Ｔｉ^* とＣ
^* の値が本発明の範囲外であり、かつ酸化物粒子の径が
大きい、従って、Δｒの絶対値が０．２より大きく、ｒ
_m も低い。鋼ヲは、Ｃの含有量が本発明の範囲より多
い、従ってｒ_m が低い。鋼ワは、Ｏの含有量が本発明の
範囲より多いので、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化
物の粒子径が大きい、従って、Δｒの絶対値が０．２よ
り大きい。

【００４９】鋼カは、Ｎの含有量が本発明の範囲より少
ないので、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の粒子
の面密度が低い、従って、Δｒの絶対値が０．２より大
きい。鋼ヨは、Ｎの含有量が本発明の範囲より多いの
で、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の粒子径が大
きい、従って、Δｒの絶対値が０．２より大きい。鋼タ
は、Ｏの含有量が本発明の範囲より少ないので、Ｍｇと
Ｔｉの酸化物および複合酸化物の粒子の面密度が低い、
従って、Δｒの絶対値が０．２より大きい。

【００５０】

【発明の効果】本発明は、上述したように面内異方性が
小さく焼付硬化性および耐時効性に優れた冷延鋼板を与
えるもので、これらの鋼板を用いることで、プレス成形
後の耳の発生を大幅に少なくすることができ、かつ、常
温遅時効を押さえ焼付硬化のみを向上させることができ
る。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の基礎になる実験において圧延方向と平
行な断面における焼鈍後の再結晶粒の粒度番号ＮとΔｒ
の絶対値の関係を示す図である。

【図２】本発明の基礎になる実験においてＡＩとＢＨの
関係を示す図である。

【図３】本発明の範囲をＭｇとＴｉの酸化物および複合
酸化物の平均粒子径ｄとΔｒの絶対値およびｒ_m の関係
において示す図である。

Claims (5)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 質量％にて、 Ｃ ：０．００１〜０．００５％、 Ｓｉ：０．００５〜１．０％、 Ｍｎ：０．０１〜１．５％、 Ｐ ≦０．０５％、 Ｓ ≦０．０２％、 Ａｌ≦０．００４％、 Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、 Ｏ ：０．００１〜０．０１％、 Ｎ ：０．００１〜０．０１％、 を含有し、さらに０．０５＞Ｔｉ＞３．４２Ｎ＋１．５
   Ｓ、かつ５．０×１０^-5≦４Ｃ−（Ｔｉ−３．４２Ｎ−
   １．５Ｓ）≦１．０×１０^-2を満足し、残部がＦｅ及び
   不可避的不純物から成ることを特徴とする面内異方性が
   小さく焼付硬化性および耐時効性に優れた冷延鋼板。
2. 【請求項２】 さらに、質量％にて、０．００１≦Ｎｂ
   ≦７．７５Ｃ−１．９３（Ｔｉ−３．４２Ｎ−１．５
   Ｓ）−１．０×１０^-4を満足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焼付硬化性および耐時効
   性に優れた冷延鋼板。
3. 【請求項３】 さらに、質量％にて、Ｂ：０．０００３
   〜０．００２％を含むことを特徴とする請求項１又は２
   記載の面内異方性が小さく焼付硬化性および耐時効性に
   優れた冷延鋼板。
4. 【請求項４】 平均粒子径で０．００５μｍ以上０．１
   μｍ以下であるＭｇとＴｉの酸化物および／または複合
   酸化物を鋼中に含有することを特徴とする請求項１〜３
   のいずれか１項に記載の面内異方性が小さく焼付硬化性
   および耐時効性に優れた冷延鋼板。
5. 【請求項５】 鋼中に含有するＭｇとＴｉの酸化物およ
   び／または複合酸化物の面密度が４０〜１００００個／
   ｍｍ² であることを特徴とする請求項４記載の面内異方
   性が小さく焼付硬化性および耐時効性に優れた冷延鋼
   板。