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WO1999007907A1 - Plaque d'acier epaisse, laminee a froid, ayant une excellente capacite d'etirage, et son procede de fabrication - Google Patents

Plaque d'acier epaisse, laminee a froid, ayant une excellente capacite d'etirage, et son procede de fabrication Download PDF

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WO1999007907A1
WO1999007907A1 PCT/JP1998/003443 JP9803443W WO9907907A1 WO 1999007907 A1 WO1999007907 A1 WO 1999007907A1 JP 9803443 W JP9803443 W JP 9803443W WO 9907907 A1 WO9907907 A1 WO 9907907A1
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WO
WIPO (PCT)
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rolling
less
cold
steel sheet
rolled steel
Prior art date
Application number
PCT/JP1998/003443
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Yoshikazu Kawabata
Kaneharu Okuda
Kei Sakata
Takashi Obara
Atsushi Ogina
Original Assignee
Kawasaki Steel Corporation
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Kawasaki Steel Corporation filed Critical Kawasaki Steel Corporation
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Priority to CA002267363A priority patent/CA2267363C/en
Priority to US09/254,871 priority patent/US6217680B1/en
Priority to DE69832147T priority patent/DE69832147T2/de
Priority to BRPI9806088-0A priority patent/BR9806088B1/pt
Priority to CN98801485A priority patent/CN1088118C/zh
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    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing

Definitions

  • the present invention relates to a thick cold-rolled steel sheet excellent in deep drawing workability and a method for producing the same.
  • the present invention relates to a cold-rolled steel sheet suitable for use as a cover of a compressor, an oil pan of an automobile, etc., and particularly to a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.2 mm or more, which is excellent in deep drawing formability and a method for producing the same. It is. Background art
  • the thickness of the slab is at most about 200 mm, and in warm lubrication rolling, the rolling reduction of rough rolling is required to be 85% or more in order to sufficiently refine the crystal grains before finish rolling.
  • the upper limit of the thickness of the sheet bar in an actual production line is about 30 mm. Also, when performing continuous rolling in which the sheet bar and the sheet bar are joined, the upper limit of the thickness of the sheet bar is at most about 30 mm due to the winding capacity of the sheet bar coiler.
  • the sheet bar thickness is at most about 30 mm
  • a combination of a reduction ratio of 90% or more for warm lubrication rolling and a reduction ratio of 75% or more for cold rolling is satisfied, and the sheet thickness is reduced. It is extremely difficult to obtain a cold-rolled steel sheet with a thickness of 1.2 mm or more. At most, a reduction ratio of 86% for hot lubrication rolling and a reduction ratio of 75% for cold rolling were considered. The resulting r-value was at most about 2.6.
  • an object of the present invention is to provide a thick cold-rolled steel sheet that can achieve an r value of 2.9 or more even when the sheet thickness is 1.2 mm or more.
  • Another object of the present invention is to provide a production method for realizing the production of a cold rolled steel sheet having a thickness of 1.2 mm or more and having a characteristic of an r value of 2.9 or more. Disclosure of the invention
  • the present inventors have considered that the combination of warm lubrication rolling and cold rolling is excellent in both the material improvement effect and the economic efficiency, despite the above-mentioned problems.
  • the present invention having the following configuration has been completed.
  • a thick cold-rolled steel sheet excellent in deep drawability characterized in that the sheet thickness is 1.2 mm or more and the r value defined by equation (1) is 2.9 or more.
  • a method for producing a thick cold-rolled steel sheet comprising annealing a base plate, then performing cold rolling at a reduction of 65% or more, and subsequently performing recrystallization annealing at 700 to 920 ° C.
  • the component composition may further be any one of Sb: 0.001 to 0.05 wt%, Bi: 0.001 to 0.05 wt%, and Se: 0.001 to 0.05 wt%.
  • FIG. 1 is a diagram showing a method for measuring the amount of shear strain.
  • FIG. 2 is a graph showing the effect of the average shear strain in finish rolling on the r-value of a cold-rolled steel sheet.
  • FIG. 3 is a diagram showing a change in the shear strain amount in the thickness direction during warm lubrication rolling.
  • Fig. 4 is a graph showing the relationship between the average shear strain and the finished sheet thickness of the hot-rolled steel sheet (hot-rolled sheet thickness).
  • Fig. 5 is a graph showing the effect of the finished sheet thickness (hot-rolled sheet thickness) of the hot-rolled sheet on the r-value of the cold-rolled sheet.
  • FIG. 6 is an explanatory diagram of a slit (cut) for measuring the amount of shear strain in the present invention.
  • Figure 1 shows the method for measuring the amount of shear strain.
  • the amount of shear strain is calculated from (1 + r) 2 tan ⁇ , where r is the rolling reduction, from the post-rolling slope ⁇ of the slit previously inserted perpendicular to the rolling direction. 50 points were measured at equal intervals in the thickness direction, and the average shear strain was determined from the average in the thickness direction.
  • Figures 2 to 5 show the main points of the study results.
  • Figure 2 shows the effect of warm lubrication rolling on r-value. It shows the influence of the amount of uniform shear strain and the rolling reduction. From Fig. 2, it can be seen that the r-value of the cold-rolled steel sheet is significantly improved by setting the rolling reduction of warm lubricating rolling to 65% or more and the average shear strain in warm lubricating rolling to 0.06 or less.
  • Figure 3 shows the results of measuring the change in the shear strain in the thickness direction. The amount of shear strain is concentrated at a position about 0.5 mm from the surface layer regardless of the finish thickness of the hot-rolled steel sheet. From this, it was found that the average shear strain can be reduced by appropriately increasing the finish thickness of the hot-rolled steel sheet.
  • the average shear strain can be reduced to 0.06 or less as shown in Fig. 4, and the cold-rolled steel sheet can be cold-rolled as shown in Fig. 5. It has been found that the r-value of a steel sheet can be improved to 2.9 or more.
  • FIG. 2 shows the data of Nos. 2, 3, 12, 19, 20, 24, 25, 34, 41, 42, 46, 47, and 56 of the data in Tables 2 and 3 described in the examples described later.
  • Fig. 3 shows the shear strain measured in the thickness direction in the laboratory when warm lubricating rolling was performed at various temperatures with a temperature of 700 ° C, a rolling reduction of 40%, and a friction coefficient of 0.15 to 0.3. The result.
  • Figures 4 and 5 show the results of Tables 2 and 3 described in the examples, in which the reduction rate of the warm lubrication rolling is 65% or more and the cold rolling reduction rate is 65% or more. The following summarizes the effects of the thickness of the hot-rolled steel sheet on the average shear strain and the r-value of the cold-rolled steel sheet.
  • the r-value of a steel plate with a thickness of 1.2 mm or more was at most 2.6, and it could not be said that it had sufficient drawability.
  • the highest level of the r value obtained with a steel sheet having a thickness of less than 1.2 mm is 2.9 or more.
  • the r value is represented by the following equation.
  • the content of C is 0.008 wt% or less, there is no significant adverse effect, so the content of C is set to 0.008 wt% or less. Preferably, the content is 0.002 wt% or less.
  • Si has the effect of strengthening the steel and is added in a required amount depending on the desired strength. However, if the added amount exceeds 0.5 wt%, deep drawability is adversely affected, so the content is set to 0.5 wt% or less. Preferably, the amount is less than 0.1 wt%.
  • Mn has the effect of strengthening steel and is added in the required amount according to the desired strength.However, if the added amount exceeds 1.0 wt%, it has a bad effect on deep drawability, so it should be less than 1.0 ⁇ ⁇ %. limit. Preferably, 0.05 to 0.15 wt% is good.
  • P has the effect of strengthening steel and is added in the required amount according to the desired strength.However, if the added amount exceeds 0.15 wt%, it has a bad effect on deep drawability, so it should be limited to 0.15 wt% or less. . Preferably, the content is less than 0.01 wt%.
  • the content of S is 0.02 wt% or less, there is no significant adverse effect, so the S content is limited to 0.02 wt% or less. Preferably, the content is less than 0.008 wt%.
  • A1 has a deoxidizing effect and is added to improve the yield of carbonitride forming elements, but if it is less than 0.01 wt%, it has no effect.On the other hand, if it exceeds 0.10 wt%, it will be further added. Effect Is limited to the range of 0.01 to 0.10 wt%. Preferably, the content is 0.02 to 0.06 wt%.
  • N is preferably as small as possible because the deep drawability is improved. However, if the content of N is 0.008 wt% or less, there is no significant adverse effect, so the content is limited to 0.008 wt% or less. Preferably, less than 0.004 wt% is good.
  • Is a carbonitride forming element reduces solid solution C and N in steel before warm lubrication rolling and before cold rolling, and changes the ⁇ 111 ⁇ orientation during annealing after finish rolling or cold rolling.
  • the effect of forming preferentially has the effect of increasing the r value (average). If the addition amount is 0.035 wt% or less, the effect is not obtained.On the other hand, if the addition exceeds 0.20 wt%, no further effect can be expected and the surface quality is rather deteriorated, so the range is 0.035 to 0.20 wt%. Limited to. Preferably, the content is 0.04 to 0.08 wt%.
  • Nb is a carbonitride forming element and, like Ti, reduces solid solution C and N in steel before warm lubrication rolling and before cold rolling, and after warm lubrication rolling and after cold rolling. It has the effect of preferentially forming the ⁇ 111 ⁇ orientation during annealing, and has the effect of making the microstructure before warm lubricating rolling fine and subsequently forming the ⁇ 111 ⁇ orientation preferentially during annealing. , R value (average) to increase. Solid-solution Nb also has the effect of accumulating strain during finish rolling and has the effect of promoting the development of texture.
  • the content is less than 0.001 wt%, these effects will not be obtained.On the other hand, if the content exceeds 0.015 wt%, no further effect can be expected and the recrystallization temperature will be increased, so that 0.001 to 0.015 wt% Limited to. Preferably, 0.01 to 0.015 wt% is good.
  • B is an element effective in improving the resistance to secondary working brittleness and is added as necessary.However, if the added amount is less than 0.0001% by weight, the effect of addition is insignificant. Drawability Is limited to 0.0001 to 0.01 wt%. Preferably, the content is 0.0002 to 0.0012 wt%.
  • All of these elements are effective in suppressing oxidation and nitridation during slab reheating and during annealing of the base plate, and are added as necessary.However, if the added amount is less than 0.001 wt%, they are added. On the other hand, if it exceeds 0.05 wt%, deep drawability deteriorates, so it is limited to 0.001 to 0.05 wt%. Preferably, 0.005 to 0.015 wt% is good.
  • the texture after annealing of the base plate becomes the ⁇ 1 1 1 ⁇ orientation developed, and it is further increased by the subsequent cold rolling and annealing. As the bearing develops, the average of the r values improves.
  • Sheet bar thickness If the sheet bar can be made sufficiently thick, it is possible to cool a thick object having an r value of 2.9 or more by the method disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 3-150316, for example, according to the present invention. A rolled steel sheet can be obtained. However, in practice, there is an upper limit of the sheet bar thickness for the following two reasons, and it was not possible to obtain a thick cold-rolled steel sheet having an r value of 2.9 or more with the conventional technology.
  • the rolling reduction of the rough rolling must be 85% or more, and the upper limit of the slab thickness is about 200 mm due to the capabilities of the continuous production equipment and the rough rolling mill. For this reason, the upper limit of the sheet bar thickness is about 30 mm.
  • the upper limit of the winding capacity of the sheet bar coiler used in the continuous rolling equipment is usually about 30 mm. This is because the sectional moment of inertia of the steel sheet is proportional to the cube of the sheet thickness. This is because the winding temperature is as low as the Ar 3 transformation point and the deformation resistance is large, so if the sheet bar becomes thicker, winding becomes extremely difficult and the material tends to deteriorate. From the above, the upper limit of the sheet bar thickness that can be used in an actual production line is about 30 mm.
  • the present inventors have further studied and found that, if the rolling reduction of the warm lubricating rolling is further reduced, the r value will be improved, on the contrary, and have reached the present invention.
  • This effect is due to the fact that the effect of lowering the r-value due to the reduction of the rolling reduction in the warm lubricating rolling was greater than the effect of increasing the r-value due to the decrease in the average shear strain as the hot-rolled sheet became thicker. This has been confirmed from the fact that not only the cold-rolled steel sheet but also the r value of the base plate annealing have been improved.
  • the reduction rate of cold rolling can be increased by the reduction of the reduction rate of warm lubricating rolling. With these effects, the reduction rate at temperatures below the Ar 3 transformation point and 600T: 85% or less can be achieved. Then, it is considered that the r-value has improved.
  • the above effects are peculiar phenomena when the upper limit of the sheet bar exists and the cold-rolled steel sheet is thick.
  • the thickness of the sheet bar is large or the thickness of the cold-rolled sheet is small, the reduction ratio of the warm lubricating rolling and the reduction ratio of the cold rolling can be sufficiently increased, and the r value is higher than that of the conventional technology. Is obtained.
  • the rolling reduction of the cold-rolled steel sheet to the sheet bar is less than 96.5%, the rolling reduction of the warm lubricating rolling is reduced to less than 85%, and The phenomenon that the r-value is significantly improved by increasing the plate thickness is observed.
  • the microstructure before warm lubrication rolling is made fine and uniform, and a large amount of strain is accumulated in the steel sheet as much as possible during finish rolling, and the ⁇ 111 ⁇ orientation is preferentially given during base plate annealing. It is important that they form.
  • the hot rough rolling must be finished just above the Ar 3 transformation point and cause an ⁇ - ⁇ transformation immediately before the warm lubrication rolling in order to make the structure before the warm lubrication rolling fine and uniform.
  • the end temperature of the rough rolling exceeds 950 ° C, during the process of cooling to the Ar 3 transformation point where the ⁇ transformation occurs, recovery grain growth occurs and the structure before the finish rolling becomes coarse. It must be avoided because it will be uneven.
  • the rolling reduction of rough rolling must be 85% or more to refine the structure.
  • Hot finish rolling must be performed at a temperature lower than the Ar 3 transformation point in order to accumulate a large amount of strain during hot rolling.
  • hot finish rolling is performed beyond the A r 3 transformation point, r-transformation occurs during hot rolling to release the strain, or the rolling texture becomes random, and during annealing, ⁇ 1 1 1 ⁇ The orientation is not formed preferentially.
  • the hot finish rolling temperature is lower than 600 ° C, the rolling load increases significantly, which is not practical.
  • lubrication is required during warm rolling in order to uniformly accumulate a large amount of strain during warm rolling. Without lubrication, the frictional force between the roll and the surface of the steel sheet causes additional shearing force to act on the surface layer of the steel sheet. After hot rolling and annealing, a texture that does not have the ⁇ 111 ⁇ orientation develops, and cold-rolled steel The r value of the plate decreases.
  • the finished plate thickness is preferably 6 mm or more.
  • Base plate annealing Hot rolled sheet steel annealing
  • the ⁇ 111 ⁇ orientation is generated in the texture after hot rolling and annealing.
  • the method of annealing may be any of a box-type annealing method and a continuous annealing method.
  • the rolling reduction in cold rolling be 65% or more.
  • the annealing method may be either a box annealing method or a continuous annealing method, and the heating temperature is in a range from the recrystallization temperature (about 700 ° C) to 920 ° C. More preferably, high-temperature continuous annealing at 830 to 900 ° C for 20 to 60 s is performed. This further develops the ⁇ 111 ⁇ orientation.
  • the steel strip after annealing may be subjected to a temper rolling of 10% or less for shape correction, adjustment of surface roughness, and the like.
  • the cold-rolled steel sheet obtained by the method described above can be used as an original sheet of a surface-treated steel sheet for processing.
  • examples of the surface treatment include zinc plating (including alloys), tin plating, and enamel.
  • the average shear strain of the hot-rolled steel sheet was determined by the following method.
  • a slit (cut) having a thickness of 1 mm and a width of 20 mm was made in advance in the center of the slab in the width direction, perpendicular to the rolling direction, and hot rolling was performed using this slab.
  • the shear strain after hot finish rolling was measured from the deformation of the slit, and the shear strain after rough rolling when hot rolling was performed under the same conditions was subtracted from the value.
  • the amount of shear strain at each sheet thickness position during hot finish rolling was determined, and this was averaged in the sheet thickness direction. The average amount of shear strain by hot finish rolling determined in this way is shown in the table.
  • the hot finish rolling is performed by lubricating rolling with a rolling reduction of 65% or more, the hot finished rolling plate thickness is 5 mm or more, and the average shear strain of the hot finishing rolling.
  • the steel slab having each composition shown in Table 1 is subjected to hot rough rolling and hot finish rolling under the conditions shown in Table 4, followed by pickling, base plate annealing, cold rolling, and finish annealing.
  • the average shear strain was measured in the same manner as in Example 1, and the r value was determined.
  • Table 4 shows that the cold-rolled steel sheet manufactured according to the present invention has a thickness of 1.2 mm or more and has an excellent r-value of 2.9 or more, which cannot be obtained with the comparative material.
  • a thick cold-rolled steel sheet having an excellent deep drawability with an r value of 2.9 or more and a sheet thickness of 1.2 mm or more can be provided industrially.
  • a cover of a compressor, an oil pan of an automobile, and the like which have conventionally been manufactured by welding several formed parts or dividing the drawing process into a plurality of times, can be easily manufactured by pressing. As a result, the cost of these products can be significantly reduced. Further, according to the production method of the present invention, it is possible to actually produce an industrially extremely valuable high r-value cold rolled steel sheet as described above. In the conventional method, for example,
  • the present invention makes it possible to manufacture such a high r-value cold rolled steel sheet that could not be actually manufactured conventionally.
  • RDT Rough rolling end temperature
  • FET Finish rolling start temperature
  • FDT Finish rolling end temperature

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Description

明細書 深絞り加工性に優れる厚物冷延鋼板およびその製造方法 技術分野
この発明は、 コンプレッサーのカバー、 自動車のオイルパン等の使途に用いて好適な 冷延鋼板に関し、 とくに深絞り成形性に優れた、 板厚 1.2 mm以上の冷延鋼板およびそ の製造方法に関するものである。 背景技術
コンプレッサーカバ一や自動車のオイルパン等の部品は、 板厚が厚い鋼板を用いて、 深絞り加工を行って製造されるものが多く、 この様な用途では、 高い r値が望まれてい る。 板厚が 1.2 mm以上の厚物については、 通常の熱間圧延ー冷延鋼板の工程において r値が 2.0程度のものが得られているが、 近年の成形量の増大や形状の複雑化により、 より一層の高 r値化が求められている。
高 r値の冷延鋼板を得る方法としては、 熱間仕上圧延を A r3変態点以下の温間域で潤 滑条件下で施す方法 （温間潤滑圧延） が特開昭 61— 119621 号公報ゃ特開平 3 - 150316 号公報などに開示されており、 特開平 3-150916号公報では、 r値 2.9程度を達成してい る。
ところが、 このような方法で高 r値を得るためには、 圧下率 90%を超える温間潤滑圧 延を施した後、 さらに 75%以上の冷間圧延を施す必要がある。 たとえば、 特開昭 61— 119621号公報に開示されている温間潤滑圧延の圧下率が 90%以下、または冷間圧延の圧 下率が 75%未満の条件では、 高々 2.0程度の r値しか得られていない。
このように、 温間潤滑圧延や冷間圧延の圧下率が低い領域では温間潤滑圧延の効果が 十分発揮されないため、 これらの圧下率を十分とることが困難な厚物の冷延鋼板におい て Γ値を向上させることは極めて困難であった。
すなわち、 スラブの厚さが高々 200 mm程度であること、 温間潤滑圧延では仕上圧延 前に結晶粒を十分に細かくするために粗圧延の圧下率を 85 %以上は必要であること等 から、 実際の生産ラインにおけるシートバーの厚さは 30 mm程度が上限である。 また、 シートバーとシ一トバーを接合する連続圧延を行う場合にも、 シートバーコィラーの巻 取能力から、 シートバーの厚さの上限は高々 30 mm程度までである。
このようにシートバー厚みは、 せいぜい 30 mm程度であるために、 従来法に従って、 温間潤滑圧延の圧下率 90%以上かつ冷延の圧下率 75%以上の組合せを満足させて、板厚 が 1.2 mm以上の冷延鋼板を得ることは極めて困難であり、 せいぜい温間潤滑圧延の圧 下率 86%， 冷延の圧下率 75%にして、 更に種々の条件を検討しても、 現実に得られる r 値は高々 2.6程度までであった。
そこで、 本発明の目的は、 板厚が 1.2 mm以上であっても、 r値 2.9 以上が得られる、 厚物の冷延鋼板を提供することにある。
また、 本発明の他の目的は、 r値 2.9 以上の特性を有する、 板厚 1.2 mm以上の厚物 冷延鋼板を実生産可能にするための製造方法を提供することにある。 発明の開示
発明者らは、 上記課題を解決するに当たって、 上記の問題点にもかかわらず、 温間潤 滑圧延と冷間圧延との組合せが、 材質向上効果、 経済性とも優れていると考え、 鋭意検 討し、 以下の構成を要旨とする本発明を完成するに到った。
すなわち、 本発明は、
(1)板厚が 1.2 mm以上であり、 （1)式で定義される r値が 2.9 以上であることを特徴と する深絞り加工性に優れる厚物冷延鋼板。
r = ( r。 + 2 r 45+ r 9()) Z 4…… （l)
ただし、 r 、 r 4 r g(lは、 それぞれ圧延方向、 圧延方向に 45° の方向、 圧延方向に 90° の方向のランクフォード値
(2) C : 0.008 wt%以下、 Si : 0.5 wt%以下、 Mn： 1.0 wt%以下、 P ： 0.15wt%以下、 S ： 0.02wt% J¾下、 A1： 0.01〜0.10wt%、 N： 0.008 wt%以下、 Ti： 0.035 〜0.20wt%および Nb： 0.001 〜0.015 wt%を含み、 これら C、 S、 N、 Tiおよび Nbが （2)式を満たして含 有し、 残部は Feおよび不可避的不純物の成分組成からなる鋼スラブを、 950°C以下、 A r3変態点以上の温度域で、圧下率 85%以上の熱間粗圧延を行い、 A r3変態点以下、 600°C 以上の温度域で、 潤滑を施しつつ、 圧下率 65 %以上、 かつ平均剪断歪み量が 0.06以下に なるように温間潤滑圧延で熱間仕上圧延した後、 酸洗し、 700〜920 °Cで母板焼鈍し、 次いで、 圧下率 65%以上で冷間圧延し、 引き続き 700〜920 °Cで再結晶焼鈍を行うこと を特徴とする、 厚物冷延鋼板の製造方法。
1.2 ( C / 12 + N/14+ S /32) < (Ti/48 + Nb/93) …… (2)
(3)熱間仕上圧延により得られる熱延鋼板の厚みを 5 mm以上とする上記（2)に記載の 厚物冷延鋼板の製造方法。
(4)上記 （2)または （3)において、 成分組成が、 さらに B ： 0.0001〜0.01wt%を含有する ことを特徴とする、 厚物冷延鋼板の製造方法。
(5)上記（2)〜 (4)のいずれか 1つにおいて、 成分組成が、 さらに Sb : 0.001 〜0.05wt%、 Bi： 0.001 〜0.05wt%および Se： 0.001 〜0.05wt%のいずれか 1種または 2種以上を含有 することを特徴とする、 厚物冷延鋼板の製造方法。
(6)上記 (2)において、 シートバ一に対する冷延鋼板の圧下率が 96.6%未満である場合に、 Ar3変態点以下、 600°C以上の温間潤滑圧延の圧下率を 85%未満にすることを特徴とする 厚物冷延鋼板の製造方法。
である。 図面の簡単な説明
図 1は、 剪断歪み量の測定方法を示す図である。 図 2は、 冷延鋼板の r値に及ぼす仕上げ圧延での平均剪断歪み量の影響を示す図であ る。
図 3は、 温間潤滑圧延時の剪断歪み量の板厚方向変化表す図である。
図 4は、 平均剪断歪み量と熱延鋼板の仕上げ板厚 （熱延板板厚） との関係を示す図で ある。
図 5は、 冷延鋼板の r値に及ぼす熱延鋼板の仕上げ板厚 （熱延板板厚） の影響を示す 図である。
図 6は、 本発明において、 剪断歪み量を測定するための、 スリット （切り込み） の説 明図である。 発明を実施するための最良の形態
以下に発明の根拠となった実験結果に基づいて説明する。
通常の温間圧延では、 表層部分に剪断歪み層が生じて、 r値が低下することが知られ ている。 このため、 剪断歪み層の発達を抑制するためには、 圧延時に潤滑を行うことが 有効であるが、 一方で潤滑圧延は、 鋼板をロールに引き込むための摩擦力を弱めるので、 潤滑のみによって剪断歪み層を完全に除去することが困難であった。 特に、 本発明で対 象とする板厚の厚い冷延鋼板のように、 温間潤滑圧延および冷間圧延の圧下率が十分に 大きくとれない場合には、 この剪断歪みの影響が顕著に現れて r値が低下すると考えら れる。
そこで、 発明者らは、 温間圧延時の剪断歪みの影響を抑制する方法について種々の検 討を行った。 剪断歪み量の測定方法を図 1に示す。 図 1に示すように、 予め圧延方向と 垂直に入れたスリッ卜の圧延後の傾き Θから、 ( 1 + r )2 tan Θ、 ただし r ：圧下率、 に より計算し、 この剪断歪み量を板厚方向に等間隔に 50点測定し、その板厚方向の平均か ら平均剪断歪み量を求めた。
検討結果の要点を図 2〜図 5に示す。 図 2は、 r値に及ぼす温間潤滑圧延における平 均剪断歪み量および圧下率の影響を示したものである。 図 2から、 温間潤滑圧延の圧下 率を 65%以上、 かつ、 温間潤滑圧延での平均剪断歪み量を 0.06以下にすることで、 冷延 鋼板の r値が格段に向上することがわかる。 図 3は、 この剪断歪みの板厚方向での変化 を測定した結果であり、 剪断歪み量は、 熱延鋼板の仕上板厚によらず表層から約 0.5 mm の位置までに集中していることから、 熱延鋼板の仕上厚さを適度に厚くすれば平均剪断 歪み量を小さくできることを知見した。
そして、 実際に、 熱延鋼板の仕上厚さを 5 mm以上にすることにより、 図 4に示すよ うに、 平均剪断歪み量を 0.06以下に低下させることができ、 図 5に示すように冷延鋼板 の r値を 2.9 以上に向上させ得ることを見いだした。
なお、 図 2は、 後述の実施例で説明する表 2、 表 3のデータのうち、 No. 2、 3、 12、 19、 20、 24、 25、 34、 41、 42、 46、 47、 56、 63、 64 (以上、 温間潤滑圧延圧下率 65%以 上） と、 No. 52、 60、 66を整理したものである。 図 3は、 実験室で温度： 700 °C、 圧下 率： 40%、 摩擦係数： 0.15〜0.3 の温間潤滑圧延を種々の板厚で行ったときの剪断歪み 量を板厚方向に測定した結果である。 また、 図 4と図 5は、 実施例で説明する表 2、 表 3のデ一夕のうち、 温間潤滑圧延の圧下率が 65%以上、 かつ、 冷延圧下率が 65%以上の ものについて、 熱延鋼板の仕上げ板厚が、 それぞれ平均剪断歪み量および冷延鋼板の r 値におよぼす影響を整理したものである。
次に、 各要件の限定理由を説明する。
(1)板厚および r値
従来の技術では、 板厚 1.2 mm以上の鋼板の r値は高々 2.6 であり、 十分な絞り加工性 を有しているとは言えなかった。 本発明では、 板厚が 1.2 mm未満の鋼板で得られてい る最高レベルの r値： 2.9 以上を目標とする。
ここに、 r値は次式で表されるものである。
r = ( r 0 + 2 r 45+ r 9ϋ) / 4…… （l)
ただし、 r 。 、 r 45、 r y()は、 それぞれ圧延方向、 圧延方向に 45° の方向、 圧延方向に 90° の方向のランクフォ一ド値
(2)成分組成
C ： 0.008 wt%以下
Cは、 少なければ少ないほど深絞り成形性の向上に好ましいが、 その含有量が 0.008 wt%以下ではさほど悪影響を及ぼさないので 0.008 wt%以下とする。 なお、 好ましくは、 0.002 wt%以下が良い。
Si： 0.5 wt%以下
Siは、 鋼を強化する作用があり、 所望の強度に応じて必要量添加されるが、 その添加 量が 0.5 wt%を超えると深絞り成形性に悪影響を及ぼすので 0.5 wt%以下とする。 なお、 好ましくは、 0.1 wt 未満が良い。
Mn： 1.0 wt%以下
Mn は、 鋼を強化する作用があり、 所望の強度に応じて必要量添加されるが、 その添 加量が 1.0 wt%を超えると深絞り成形性に悪影響を及ぼすので 1.0 \^%以下に限定する。 なお、 好ましくは、 0.05〜0.15 wt%が良い。
P ： 0.15wt%以下
Pは、 鋼を強化する作用があり、 所望の強度に応じて必要量添加されるが、 その添加 量が 0.15wt%を超えると深絞り成形性に悪影響を及ぼすので 0.15wt%以下に限定する。 なお、 好ましくは、 0.01 wt%未満が良い。
S ： 0.02wt%以下
Sは、少なければ少ないほど深絞り成形性の向上に好ましいが、その含有量が 0.02wt% 以下ではさほど悪影響を及ぼさないので 0.02wt%以下に限定する。 なお、 好ましくは、 0.008 wt%未満が良い。
A1： 0.01〜0.10wt%
A1 は、 脱酸作用を有し、 炭窒化物形成元素の歩留り向上のために添加されるが、 0.01wt%未満では添加の効果がなく、 一方、 0.10wt%を超えて添加してもさらなる効果 が得られないため、 0.01〜0.10wt%の範囲に限定する。 なお、 好ましくは 0.02〜0.06 wt% が良い。
N： 0.008 wt%以下
Nは、 少なければ少ないほど深絞り成形性が向上するので好ましいが、 その含有量が 0.008 wt%以下ではさほどの悪影響を及ぼさないので 0.008 wt%以下に限定する。なお、 好ましくは、 0.004 wt%未満が良レ ^。
Ti： 0.035 〜0.20wt%
は、 炭窒化物形成元素であり、 温間潤滑圧延前、 冷間圧延前の鋼中の固溶 C、 Nを 低減し、 仕上圧延や冷間圧延後の焼鈍時に { 1 1 1 } 方位を優先的に形成する作用によ り、 r値 （平均） を高くする効果を有している。 添加量が 0.035 wt%以下ではその効果 がなく、 一方、 0.20wt%を超えて添加してもそれ以上の効果が望めず、 かえって表面品 質の低下につながるので、 0.035 〜0.20wt%の範囲に限定する。 なお、 好ましくは、 0.04 〜0.08wt%が良い。
Nb： 0.001 〜0.015 wt
Nbは、 炭窒化物形成元素であり、 Ti と同様に、 温間潤滑圧延前、 冷間圧延前の鋼中 の固溶 C、 Nを低減して、 温間潤滑圧延後ゃ冷延後の焼鈍時に { 1 1 1 } 方位を優先的 に形成する作用があり、 また、 温間潤滑圧延前組織を微細にして、 続く、 焼鈍時に { 1 1 1 } 方位を優先的に形成する作用があり、 r値 （平均） を高くするために添加される。 また、 固溶 Nbには仕上げ圧延時のひずみを蓄積する効果もあり、 集合組織の発達を促 進する効果もある。 その含有量が 0.001 wt%未満ではこれらの効果がなく、 一方、 0.015 wt%を超えて添加してもそれ以上の効果が望めず、 再結晶温度を高めることになるので、 0.001 〜0.015 wt%に限定する。 なお、 好ましくは、 0.01〜0.015wt%が良い。
B ： 0.0001〜0.01wt%
Bは、 耐二次加工脆性の改善に有効な元素であり必要に応じて添加されるが、 その添 加量が 0.0001wt%未満では添加の効果がなく、 一方、 0.01wt%を超えると深絞り成形性 が劣化するので 0.0001〜0.01wt%に限定する。 なお、 好ましくは、 0.0002〜0.0012wt%が 良い。
Sb： 0.001 〜0.05wt%、 B 0.001 〜0.05wt%、 Se： 0.001 〜0.05wt%
これらの元素は、 いずれもスラブ再加熱時や母板焼鈍時等の酸化や窒化を抑制するた めに有効であり、 必要に応じて添加されるが、 その添加量が 0.001 wt%未満では添加の 効果がなく、一方、 0.05wt%を超えると深絞り成形性を劣化させるので 0.001 〜0.05wt% に限定する。 なお、 好ましくは、 0.005〜0.015wt%が良い。
1.2(C/12 + N/14 + S/32) <(Ti/48 + Nb/93)：
温間潤滑圧延前に固溶 C、 Nが存在しない場合に、母板焼鈍後の集合組織は { 1 1 1 } 方位が発達したものとなり、 引き続く、 冷延、 焼鈍によりさらに { 1 1 1 } 方位が発達 して、 r値の平均が向上する。 本発明では、 1.2(C/12+N/14 + S/32) く (Ti/48 + Nb/93)を 満足するように、 C、 Nに対して当量以上の Tiおよび Nbを添加することにより、 固溶 C、 Nが温間潤滑圧延前に存在しないようにできる。
(3)製造条件
シートバ一厚さ ：シートバーを十分に厚くできるのであれば、 本発明によらずとも、 例 えば、 特開平 3-150316号公報に開示されている方法によって r値が 2.9以上の厚物の冷 延鋼板を得ることができる。 しかし、 実際には、 次の 2つの理由によって、 シートバー 厚の上限が存在し、 従来技術では、 r値が 2.9以上の厚物の冷延鋼板を得ることができ なかった。
一つの理由は、 粗圧延の圧下率を 85%以上にする必要があること、 および、 連続铸造 設備， 粗圧延機の能力からスラブ厚の上限が 200mm程度であることである。 このため、 シートバー厚の上限は、 30mm程度となる。
もう一つの理由は、 連続圧延設備において使用されるシートバーコイラ一の巻き取り 能力の上限が、 通常は、 30mm程度であることである。 これは、 鋼板の断面二次モーメ ントが板厚の 3乗に比例すること、 および、 本発明においては、 シートバーコイラ一の 巻き取り温度が Ar3変態点程度と低く、 変形抵抗が大きいために， シートバーが厚くな ると巻き取りが著しく困難になるとともに、 材質の劣化も起こりやすいからである。 以上から、 実際の生産ラインで使用できるシートバー厚の上限は、 30mm程度となる。 そのため、 2.9以上の r値が得られる従来の、 Ar3変態点以下， 600で以上の温度での圧 下率を 90%超として、 更に、 冷延の圧下率を 75%以上にする方法では、 板厚が 0.75mm を超える冷延鋼板を製造することは困難であった。 そして、 冷延鋼板の厚さに合せて仕 上げ圧延の圧下率を小さくすると、 r値も低下して、 仕上げ圧延の圧下率が 86%では、 2.6程度の r値しか得られなかった。
しかし、 本発明者らは、 更に研究を続け、 温間潤滑圧延の圧下率をさらに低下すると r値は逆に、 向上することを発見して、 本発明に至った。 この効果は、 温間潤滑圧延で の圧下率減少による r値低下の効果を、 熱延板の板厚が厚くなつて平均剪断歪みが減少 することによる r値の向上効果が上回ったためである。 このことは、 冷延鋼板だけでな く、 母板焼鈍の r値も向上していることから確認されている。 更に、 温間潤滑圧延の圧 下率を低下した分だけ冷延の圧下率も大きくできて、 これらの効果によって、 Ar3変態 点以下， 600T:以上の温度での圧下率が 85%以下になると、 r値が逆に向上したと考え られる。
上述の様に、 以上の効果は、 シートバー上限が存在し、 かつ、 冷延鋼板の板厚が厚い 場合に特有の現象である。 つまり、 シートバー厚が厚く、 または、 冷延板の板厚が薄い 場合には、 温間潤滑圧延の圧下率、 および冷延の圧下率を十分に大きくできて、 従来技 術によって高い r値が得られる。 しかし、 これらを十分に大きくできない場合、 具体的 には、 シートバ一に対する冷延鋼板の圧下率が 96.5%未満である場合に、 温間潤滑圧延 の圧下率を 85%未満にして熱延板の板厚を厚くすることで、 r値が著しく向上するとい う現象が認められるのである。
平均剪断歪み量：
温間潤滑圧延時における平均剪断歪み量を 0.06以下にする理由は、 図 2、 図 4などに / 443
よりすでに説明したとおりである。
熱間圧延：
冷延鋼板の r値を高くするためには、 熱間圧延、 母板焼鈍の後の集合組織で { 1 1 1 } 方位を発達させておくことが必要である。 そのために、 温間潤滑圧延前の組織を微細か つ均一にし、 続く、 仕上げ圧延時に多量のひずみを鋼板に極力均一に蓄積して、 母板焼 鈍時に { 1 1 1 } 方位を優先的に形成させることが重要である。
熱間粗圧延は、 温間潤滑圧延前の組織を微細かつ均一にするために、 A r3変態点直上 で終了し、 温間潤滑圧延直前にァ— α変態を生じさせる必要がある。 一方、 粗圧延の終 了温度が 950 °Cを超えると、 ァ— α変態の生じる A r3変態点まで冷却される過程で、 回 復ゃ粒成長が生じて仕上げ圧延前の組織が粗大で不均一なものとなるので避けなけれ ばならない。 また、 粗圧延の圧下率は、 組織微細化のために 85%以上が必要である。 熱間仕上圧延は、 熱延時に多量のひずみを蓄積するために、 A r3変態点以下の温間で 行う必要がある。 熱間仕上圧延を A r3変態点を超えて行うと、 熱延中に r—ひ変態が生 じてひずみが開放されたり、 圧延集合組織がランダムになって、 続く、 焼鈍時に { 1 1 1 } 方位が優先的に形成されなくなる。 一方、 熱間仕上圧延温度を 600 °Cを下回ると、 圧延荷重が著しく増大するために現実的ではない。
また、 温間圧延時に多量のひずみを均一に蓄積するために、 温間圧延時に潤滑を必要 とする。 潤滑を行わないと、 ロールと鋼板表面の摩擦力により、 鋼板の表層部に付加的 剪断力が働き、 熱間圧延、 焼鈍後に { 1 1 1 } 方位でない集合組織が発達して、 冷延鋼 板の r値が低下する。
なお、 温間潤滑圧延の圧下率を 65 %以上とし、 かつ、 熱延鋼板の仕上板厚を 5 mm以 上とする理由は、 図 2などを用いてすでに説明したとおりである。 なお、 より好ましく は、 仕上げ板厚は、 6 mm以上とすることが好ましい。
母板焼鈍 （熱延鋼板焼鈍） ：
冷延鋼板の r値を高くするためには、 熱延、 焼鈍後の集合組織で { 1 1 1 } 方位が発 /034 3 達していることが重要である。 そのためには、 平均剪断厚みの少ない熱延鋼板を、 冷間 圧延する前に 700 〜920 °Cに保持して再結晶させることが必要である。 これにより初め て集合組織が i l l l } となる。 この時、 保持温度が 700 °C未満では、 工業的に生産す る範囲では再結晶および粒成長が十分に進まず、 { 1 1 1 } 方位が発達しない。 一方、 920°Cを超えると、 —ァ変態が生じて集合組織がランダムになってしまう。 焼鈍の方 法は、 箱型焼鈍法および連続焼鈍法のいずれであってもよい。
なお、 冷延鋼板の r値を高くするためには冷延前のフェライ卜粒径を細かくしておく 方が有利であり、 フェライト粒径が 50 以下になるような焼鈍条件が好ましい。 冷間圧延：
冷間圧延における圧下率は、 集合組織を発達させて、 高い r値を得るために、 65%以 上とすることが不可欠である。 ただし、 板厚が 1.2 mm以上の冷延鋼板では、 冷延圧下 率を 85 %以上とすることは、 設備の負荷が大きくなりすぎて困難である。
再結晶焼鈍 （仕上焼鈍） ：
冷延工程を経た冷延鋼帯には、 再結晶焼鈍を施す必要がある。 焼鈍方法は、 箱型焼鈍 法および連続焼鈍法のいずれでもよいが、加熱温度は再結晶温度（約 700°C)から 920 °C の範囲とする。 より好ましくは、 830〜900°Cで 20〜60sの高温の連続焼鈍を行う。 これ により { 1 1 1 } 方位が一層発達する。 なお、 焼鈍後の鋼帯には、 形状矯正、 表面粗度 等の調整のために 10%以下の調質圧延を加えてもよい。
以上述べた方法により得られた冷延鋼板は、 加工用表面処理鋼板の原板としても使用 できる。 ここに、 表面処理としては、 亜鉛めつき （合金系含む） 、 すずめつき、 ほうろ うなどがある。
実施例
以下、 本発明を実施例により、 具体的に説明する。
実施例 1
表 1の No. 1に示す組成になる鋼を、 表 2、 表 3に示す条件の下に、 熱間粗圧延、 熱 間仕上げ圧延を行い、 引き続き酸洗、 母板焼鈍、 冷間圧延、 仕上げ焼鈍を行った。 なお、 熱間仕上げ圧延は、 半径 370 mmのロールを有する 7段のタンデム圧延機で行った。 ま た、 熱間仕上げ圧延時の摩擦係数は、 各スタンドとも 0.2〜0.25であった。
その際に、 熱延鋼板の平均剪断歪み量は次の方法によつて求めた。
すなわち、 図 6の様に、 予め、 スラブの幅方向中央の位置に、 圧延方向と垂直に、 厚み 1 mmで幅 2 0 mmのスリット （切り込み） を入れ、 このスラブを用いて熱間圧延を行 い、 スリットの変形から、 熱間仕上げ圧延後の剪断歪み量を測定し、 その値から、 同じ 条件で熱間圧延したときの粗圧延後の剪断歪み量を差引いて、 シ一卜バーから熱間仕上 げ圧延したときの各板厚位置毎の剪断歪み量を求め、 これを板厚方向に平均して算出し た。 このようにして求めた、 熱間仕上げ圧延による平均剪断歪み量を表中に示す。
得られた冷延鋼板から、 J I S 5号引張り試験片を採取し、 15%引張り予歪を与えた 後、 3点法にて r値 （平均） を （1)式により求めた。 表 2、 表 3にこれらを併せて示す。 表 1〜3より、 本発明に従って、 熱間仕上げ圧延を、 圧下率を 65%以上の潤滑圧延と し、 かつ、 熱間仕上げ圧延板厚を 5 mm以上、 熱間仕上げ圧延の平均剪断歪み量を 0.06 以下とし、 さらに、 65%以上の圧下率で冷間圧延することにより、 比較材では得られな い 2.9 以上の優れた r値を有する板厚 1.2 mm以上の厚物の冷延鋼板が得られることが 分かる。
実施例 2
表 1に示す各組成になる鋼スラブを、 表 4に示す条件の下に、 熱間粗圧延、 熱間仕上 げ圧延を行い、 引き続き酸洗、 母板焼鈍、 冷間圧延、 仕上げ焼鈍を行った。 実施例 1と 同様にして平均剪断歪み量を測定するとともに、 r値を求めた。
その結果を、 表 4にあわせて示す。
表 4から、 本発明に従って製造した冷延鋼板は、 比較材では得られない 2.9以上の優 れた r値を有する板厚 1.2 mm以上の厚物の冷延鋼板が得られることが分かる。 産業上の利用可能性
以上説明したように、 本発明によれば、 r値 2.9 以上、 板厚 1.2 mm以上という優れ た深絞り性を有する厚物の冷延鋼板が工業的に提供できる。
したがって、 本発明によれば、 従来いくつかの成形部品を溶接したり、 絞り工程を複 数回に分けて製造していた、 コンプレッサーのカバ一や自動車のオイルパン等をプレス によって容易に製造できるようになり、 これら製品の大幅なコストダウンが可能となる。 更に、 本発明の製造方法によれば、 前述のような、 工業的に極めて価値のある高 r値 の厚物冷延鋼板を現実に製造することが可能となる。 従来法では、 例えばスラブ厚， シ
—トバー厚を厚くした場合、 厚下量が増大し、 圧延時に嚙み込み不良が生じたり、 圧延 負荷が大きくなりすぎたり、 連続圧延でシートバ一コィラーの巻き取り能力を超えたり する問題があり、 また、 潤滑を行う時は、 嚙み込み不良やスリップが生じるという問題 があり、 現実には製造できなかった。
本発明は、 こうした従来、 現実に製造できなかった高 r値の厚物冷延鋼板を製造可能 にする。
Figure imgf000016_0001
表 2
Figure imgf000017_0001
注） RDT :粗圧延終了温度、 FET :仕上げ圧延開始温度、 F D T：仕上げ圧延終了温度
表 3
Figure imgf000018_0001
注） R D Τ：粗圧延終了温度、 F Ε Τ：仕上げ圧延開始温度、 F D Τ：仕上げ圧延終了温度
表 4 スラブ 熱間粗圧延 熱間仕上げ圧延 母板焼鈍 冷間圧延 仕上焼鈍
a¾ m 刀 U 9oUし
Να 温度 〜A R D T シ * F E T 潤滑 Ar3~ 平均 F D T 巻取 板厚 温 度 時 間 圧下率 板 厚 温 度 時間 r値 備 考 Να 圧 r率 厚さ 有無 600°C 剪断 温度
rc) (%) (°C) (mm) (V.) 圧下率 (¾) 歪み rc) rc) (mm) (sec) (%) (讓) rc) (sec)
60 1 1050 85 920 20 820 あり 62. 5 0. 034 680 550 7. 5 750 18000 81. 3 1. 40 895 40 2. 50 比較例 61 1 1050 85 920 20 820 あり 77. 0 0. 062 680 550 4. 6 750 18000 65. 2 1. 60 895 40 nU iX XI^リ c
62 1 1050 920 20 820 あり 75. 0 680 550 5. 0 750 1. bU 41) フ fcB^I^リ 63 1 1050 85 920 20 820 あり 72. 5 680 550 5. 5 750 1. 60 895 40 2. 91 発明例 64 1 1 so 920 20 820 あり 70. 0 680 550 6. 0 750 1. bU sy 4U 昍 1 65 1 1050 85 920 20 820 あり 65. 0 680 550 7. 0 750 1. 60 895 40 2. 93 発明例
66 1 1050 85 920 20 820 あり 62. 5 0. 034 680 550 7. 5 750 18000 78. 7 1. 60 895 40 2. 40 比較例
67 1 1020 85 920 30 810 あり 80. 0 0. 048 680 580 6. 0 890 40 80. 0 1. 20 900 40 3. 10 発明例
68 1 1020 85 920 30 810 なし 80. 0 0. 190 680 580 6. 0 890 40 80. 0 1. 20 900 40 2. 0 比較例
69 2 1050 85 920 30 810 あり 81. 7 0. 050 680 580 5. 5 750 18000 74. 5 1. 0 800 18000 2. 95 発明例
70 3 1000 85 920 30 810 あり 81. 7 0. 050 680 580 5. 5 700 36000 67. 3 1. 80 700 36000 3. 03 発明例
71 4 980 85 920 30 820 あり 80. 0 0. 047 680 580 6. 0 750 18000 73. 3 1. 60 910 40 3. 14 発明例
72 5 1000 85 920 30 780 あり 76. 7 0. 042 630 530 7. 0 750 18000 80. 0 1. 40 900 40 3. 00 発明例
73 6 1050 85 920 25 780 あり 80. 0 0. 058 600 500 5. 0 750 18000 72. 0 1. 40 840 40 3. 07 発明例
74 6 1050 80 920 30 780 あり 83. 3 0. 059 600 500 5. 0 750 18000 72. 0 1. 40 840 40 2. 80 比較例
75 7 ] 050 85 920 30 820 あり 83. 3 0. 059 680 580 5. 0 750 18000 76. 0 1. 20 900 40 2. 40 比較例
76 8 1050 85 920 30 820 あり 80. 0 0. 048 680 580 6. 0 750 18000 80. 0 1. 20 900 40 2. 60 比較例
77 9 1050 85 920 30 820 あり 80. 0 0. 047 680 580 6. 0 750 18000 76. 7 1. 40 900 40 2. 40 比較例 注） R D T：粗圧延終了温度、 F E T：仕上げ圧延開始温度、 F D T：仕上げ圧延終了温度 oo c c— ^~
o o¾ o

Claims

請求の範囲
1 . 板厚が 1.2 mm以上であり、 （1)式で定義される r値が 2.9 以上であることを特徴 とする深絞り加工性に優れる厚物冷延鋼板。
r = ( r。 + 2 r 45+ r w) Ζ 4…… （l)
ただし、 r。 、 r 45、 は、 それぞれ圧延方向、 圧延方向に 45° の方向、 圧延方向に 90° の方向のランクフォード値
2 . C ： 0.008 wt%以下、 Si： 0.5 wt%以下、 Mn： 1.0 wt%以下、 P ： 0.15wt%以下、 S ： 0.02wt% 下、 A1： 0.01〜0.10wt%、 N： 0.008 wt%以下、 Ti： 0.035 〜0.20wt%およ び Nb : 0.001 〜0.015 wt%を含み、 これら C、 S、 N、 Tiおよび Nbが （2)式を満たして 含有し、 残部は Feおよび不可避的不純物の成分組成からなる鋼スラブを、 950°C以下、 A r3変態点以上の温度域で、 圧下率 85%以上の熱間粗圧延を行い、 A r3変態点以下、 600°C以上の温度域で、 潤滑を施しつつ、 圧下率 65%以上、 かつ平均剪断歪み量が 0.06 以下になるように温間潤滑圧延で熱間仕上圧延した後、 酸洗し、 700〜920 °Cで母板焼 鈍し、 次いで、 圧下率 65%以上で冷間圧延し、 引き続き 700〜920 °Cで再結晶焼鈍を行 うことを特徴とする、 厚物冷延鋼板の製造方法。
1.2 ( C / 12 + N/14+ S /32) < (Ti/48 + Nb/93) …… (2)
3 . 熱間仕上圧延により得られる熱延鋼板の厚みを 5 mm以上とする請求の範囲 2に 記載の厚物冷延鋼板の製造方法。
4 . 請求の範囲 2または 3において、 成分組成が、 さらに B ： 0.0001〜0.01wt%を含 有することを特徴とする、 厚物冷延鋼板の製造方法。
5 . 請求の範囲 2〜4のいずれかにおいて、成分組成が、 さらに Sb : 0.001 〜0.05wt%、 Bi： 0.001 〜0.05wt%および Se： 0.001 〜0.05wt%のいずれか 1種または 2種以上を含有 することを特徴とする、 厚物冷延鋼板の製造方法。
6 . C ： 0.008 wt%以下、 Si： 0.5 wt%以下、 Mn： 1.0 wt%以下、 P ： 0.15wt%以下、 S ： 0.02wt%J¾下、 Al： 0.01〜0.10wt%、 N： 0.008 wt%!¾下、 Ti： 0.035 〜0.20wt%およ び Nb : 0.001 〜0.015 wt%を含み、 これら C、 S、 N、 Tiおよび Nbが（2)式を満たして 含有し、 残部は Feおよび不可避的不純物の成分組成からなる鋼スラブを、 950°C以下、 A r3変態点以上の温度域で、 圧下率 85%以上の熱間粗圧延を行い、 A r3変態点以下、 600°C以上の温度域で、 潤滑を施しつつ、 圧下率 65%以上、 かつ平均剪断歪み量が 0.06 以下になるように温間潤滑圧延で熱間仕上圧延した後、 酸洗し、 700〜920 °Cで母板焼 鈍し、 次いで、 圧下率 65%以上で冷間圧延し、 引き続き 700〜920 °Cで再結晶焼鈍を行 うことを特徴とする、 厚物冷延鋼板の製造方法において、 シートバーに対する冷延鋼板 の圧下率が 96.6%未満である場合に、 Ar3変態点以下、 600°C以上の温間潤滑圧延の圧下 率を 85%未満にすることを特徴とする厚物冷延鋼板の製造方法。
1.2 ( C / 12 + N/14+ S /32) く (Ti/48+Nb/93) (2)
7 . 請求の範囲 6において、 成分組成が、 さらに B ： 0.0001〜0.01wt%を含有するこ とを特徴とする、 厚物冷延鋼板の製造方法。
8 . 請求の範囲 6または 7において、 成分組成が、 さらに Sb : 0.001 〜0.05wt%、 Bi： 0.001 〜0.05wt%および Se : 0.001 〜0.05wt%のいずれか 1種または 2種以上を含有する ことを特徴とする、 厚物冷延鋼板の製造方法。
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