JP2006342412A

JP2006342412A - 表面性状に優れた深絞り用高張力冷延鋼板の製造方法

Info

Publication number: JP2006342412A
Application number: JP2005170854A
Authority: JP
Inventors: Fusahito Kitano; 総人北野; Yasunobu Nagataki; 康伸長滝; Yasushi Tanaka; 靖田中; Yoshihisa Sawada; 佳久澤田
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2005-06-10
Filing date: 2005-06-10
Publication date: 2006-12-21
Anticipated expiration: 2025-06-10
Also published as: JP4687260B2

Abstract

【課題】表面性状に優れた深絞り用高張力冷延鋼板の製造方法を提供する。
【解決手段】質量%で、C:0.0040〜0．02%、Si≦1.5%、Mn:0.5〜3.0%、P:0.01〜0.1%、S≦0．02%、sol.Al≦1.0%、N≦0．005%と、Nb:0.02〜0.2%、を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつ、Nb量、C量で規定される(12/93)×(Nb/C)が1.0〜3.0を満足する鋼を溶製した後、Nb量、C量で規定される1≦Vc≦4.5-0.5×(12/93)×(Nb/C)（ただし、Vcは平均鋳造速度(m/min)、元素記号はそれぞれの含有量(質量%)）を満足する平均鋳造速度Vcで、冷却水量を0.5〜4.0リットル/kg(鋼塊1kg当りに使用する水量)として冷却しながら連続鋳造し、次いで、熱間圧延、酸洗、冷間圧延し、次いで、再結晶温度以上の温度で焼鈍する。
【選択図】図１

Description

本発明は、自動車の内板、外板パネル部品等に適用される深絞り用高張力冷延鋼板の製造方法に関する。

フェンダー、サイドパネル等の自動車外板部品に適用される鋼板には、優れた深絞り成形性、耐二次加工脆性、表面品質が求められる。とりわけ表面品質に関しては、鋼板の製造工程において、鋳造段階や熱間圧延段階で発生する鋼板表面の酸化スケールが表層付近に埋め込まれた状態で冷延鋼板や亜鉛めっき鋼板が製造されると、表面外観が著しく劣化するため、自動車外板への適用が困難となる。また、このような表面欠陥により、製品の歩留りは低下する。

このような表面品質の要求の高い自動車外板用鋼板に対し、表面欠陥を低減させるため、これまでに種々の鋼板製造技術が開示されている。特許文献１には、Sn、Bを複合添加した極低炭素鋼板が開示されている。また、特許文献2、特許文献3にはNb，Tiを単独または複合添加したIF鋼板が開示されている。
特開平H07-173576号公報特公昭63-9579号公報特開平H04-66653号公報

しかしながら、特許文献1に開示された技術では、鋼板の伸び、ｒ値に好ましくないSnを多く添加している事から、良好なプレス成形性は得られないと考えられる。また、Snはフェライト粒界に偏析し、粒界強度を著しく低下させるため、粒界強度を上昇させるBを複合添加しても鋼板に厳しい深絞り成形が施された場合には、フェライト粒界強度の低下に伴なう耐二次加工脆性の劣化も懸念される。

特許文献2に開示された技術では、Cu添加により鋼板酸洗時の表面性状の劣化を抑制するとともに、焼鈍時の粒成長促進によりｒ値が向上できるとしている。しかし、この技術では、Cu添加とともにPを多く添加しているため、耐二次加工脆性の低下が懸念される。

特許文献3に開示された技術では、熱延仕上温度を920℃以上にする事により、熱延時のスケールの噛み込みを低減し、r値が向上出来るとしている。しかし、得られた鋼板の特性はTS:36.8〜38.4kgf/mm²，ｒ値:1.82〜1.87、TS:42.0〜49.9kgf/mm²，ｒ値:1.50〜1.72であり、TSが390MPa(39.8kgf/mm²)以上の鋼板において、高いｒ値が得られていない。

このように従来の技術は、いずれも自動車外板パネル用鋼板に求められる、優れた深絞り成形性、耐二次加工脆性、表面性状は得られていない。

本発明では、かかる事情に鑑み、上記問題点を解決するためになされたもので、優れた深絞り性、耐二次加工脆性、表面性状を兼備した高張力冷延鋼板を得ることを目的とする。

本発明者らは、上記の課題を解決すべく鋭意研究した。その結果、表面欠陥の低減には、スラブ鋳造の際のスラブ表層部におけるNbCの微細析出を制御する事が重要であり、冷却水量と共に、Nb、C量の比との関係から鋳造速度を適正に制御する事が上記に対して有効である事を見出した。

本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
［１］質量%で、C:0.0040〜0．02%、Si≦1.5%、Mn:0.5〜3.0%、P:0.01〜0.1%、S≦0．02%、sol.Al≦1.0%、N≦0．005%と、Nb:0.02〜0.2%、を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつ、Nb量、C量で規定される(12/93)×(Nb/C)が1.0〜3.0を満足する鋼を溶製した後、Nb量、C量で規定される式(1)を満足する平均鋳造速度Vcで、冷却水量を0.5〜4.0リットル/kg(鋼塊1kg当りに使用する水量)として冷却しながら連続鋳造し、
次いで、熱間圧延、酸洗、冷間圧延し、次いで、再結晶温度以上の温度で焼鈍する
ことを特徴とする表面性状に優れた深絞り用高張力冷延鋼板の製造方法。

1≦Vc≦4.5-0.5×(12/93)×(Nb/C) ・・・(1)
ここで、Vcは平均鋳造速度(m/min)、元素記号はそれぞれの含有量(質量%)を表す。

［２］前記［１］において、前記鋼として、さらに、質量％で、Ti:0.005〜0.1%を含有することを特徴とする表面性状に優れた深絞り用高張力冷延鋼板の製造方法。

なお、本明細書において、鋼の成分を示す%は、すべて質量%である。

本発明によれば、表面性状に優れた深絞り用高張力冷延鋼板を得ることができる。このように本発明では、鋼化学成分、鋳造速度などの製造条件を適正に制御することにより、自動車外板パネル部品などに要求される表面品質、深絞り性、耐二次加工脆性に優れた鋼板を安定して製造することが可能であり、本発明の自動車産業界、鉄鋼業界における利用価値は大きい。

以下、本発明を詳細に説明する。

まず、本発明者らは、Nb添加極低炭素鋼板のスケール性表面欠陥の発生要因について、鋭意検討を重ねた。その結果、スラブ鋳造時に、オーステナイト粒界へのNbCの微細析出による粒界脆化によりスラブ表面の割れ感受性が高まり、これにより、熱間圧延時にスケールが鋼板表層部にくい込み易くなり、スケール性の表面欠陥が発生し易くなる事が分かった。

そして、このような表面欠陥の低減には、スラブ鋳造の際にスラブ表層部におけるNbCの微細析出を制御する事が重要と考えられる。そこで、鋳造条件に着眼して、微細析出を制御し表面品質を向上することを検討した。その結果、冷却水量と共に、Nb、C量の比との関係から鋳造速度を適正に制御する事がNbCの微細析出の制御に対して有効である事が分かった。また、NbCの微細析出の制御により、冷間圧延前の鋼板の固溶Cの低減と熱延板の細粒化がはかられ、その結果、焼鈍板のｒ値は向上するとともに、焼鈍板組織の細粒化により耐二次加工脆性も良好な特性が得られる事が分かった。

以下にその内容を説明する。

C:0.0045〜0.0065%、Si:0.02〜0.25%、Mn:1.0〜2.2%、P:0.05〜0.07%、S:0.008〜0.012%、sol.Al:0.03〜0.07%、N:0.002〜0.003%、Nb:0.03〜0.14%、Ti:0.015〜0.025を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる成分の鋼を溶製し、0.5〜4.5m/minの平均鋳造速度で、冷却水量が1.5リットル/kg(鋼塊1kg当りの水量)の条件にてスプレー冷却し、スラブに鋳造して、室温まで冷却した後、熱間圧延（加熱温度:1250℃、仕上温度:870℃、巻取温度:560℃）、冷間圧延、連続溶融亜鉛めっき（焼鈍温度：830℃、亜鉛めっき:460℃、めっき合金化処理:500℃）を実施して板厚0.65mmの焼鈍板を得た。得られた焼鈍板について、単位表面積当りの表面欠陥の個数、引張特性、縦割れ遷移温度（耐二次加工脆性）を求めて、C、Nbの原子当量比である(12/93)×(Nb/C)量で整理した。得られた結果を図1に示す。

なお、表面欠陥は、焼鈍板の表裏面に認められた長さ2mm以上の表面欠陥の個数を測定して板面の単位面積当りの個数(個/m²)を算出し、この値が0.03個/m²より多い場合には高い表面品質の要求される自動車外板部品等への適用は困難と判定した。

また、引張特性はJIS5号引張試験片を用いて、引張速度10mm/minにて引張試験を実施し、圧延直角方向の引張強度と平均r値（圧延方向に対して０°、４５°、９０°方向のr値の荷重平均値；(ｒ₀+2×r₄₅＋ｒ₉₀)/4、ｒ_0、r_45、ｒ₉₀は各方向のｒ値）を測定した。平均r値が1.8未満の場合、絞り加工の厳しい自動車のパネル部品などへの適用は難しい事から、1.8以上の平均ｒ値が得られた場合に成形性良好と判定した。

耐二次加工脆性は図2に示すように、絞り比2.0で深絞り成形した直径50mm、高さ35mmの円筒深絞り成形材を用いて、縦割れ破壊しない最低温度を測定し、寒冷地での使用に適用できる温度として、-40℃以下の場合に特性良好と判定した。

図1から、いずれの鋼板も395〜460MPaの引張強度(TS)を有しており、低い表面不良率と高いｒ値を得るには、(12/93)×(Nb/C)量、平均鋳造速度(Vc)の適正範囲が存在することが判った。

また、(12/93)×(Nb/C)量が1.0未満(図中の×印)では、表面欠陥個数は0.02個/m²以下と少なく、縦割れ遷移温度も-80〜-65℃と低いが、r値は1.5〜1.7と低い。これは、鋳造時に析出するNbC量が少なく、これに起因したスラブ表面の割れ感受性が低下したため、表面欠陥は低減したと考えられる。また固溶Cの存在により、縦割れ遷移温度は低下するが、ｒ値は低下したと推定される。

(12/93)×(Nb/C)量が3.0を超える場合(図中の●印)、ｒ値は1.8〜2.0と高いが、表面欠陥個数は0.03個/m²よりも多く、縦割れ遷移温度も-35〜-20℃と高い。固溶Cの低減とNbC析出による熱延板の細粒化により、焼鈍板のr値は向上したと推定されるが、表面にはスケールが埋め込まれた形態の欠陥が多く認められる事から、鋳造時の過剰なNbCの析出によるスラブ表面の割れ感受性の上昇により、熱間圧延時にスケール表面欠陥が増加したと考えられる。また、過剰なNbCの析出による靭性低下したため、縦割れ遷移温度は上昇したと推定される。

また、(12/93)×(Nb/C)量が1.0〜3.0の範囲で、平均鋳造速度が1.0m/min未満の場合(図中の□印)も表面欠陥が多く発生しており、これは、鋳造速度が低い場合、鋳片表層部は低い歪速度で変形を受けるため、NbCが歪誘起析出し、スラブ表面の割れ感受性が上昇した事によると推定される。

更に、平均鋳造速度Vcが4.5-0.5×(12/93)×(Nb/C) m/minを超える場合(図中の□印)でも表面欠陥個数は0.03個/m²より多く、表面性状は低下する。これは、鋳造速度の増大に伴ない、スラブの冷却速度が不均一化し、冷却に伴なうスラブ表面の熱歪や表層付近に析出するNbCの析出量が不均一となり、表面の割れ感受性が上昇したためと考えられる。

これに対し、(12/93)×(Nb/C)量が1.0〜3.0の範囲において、平均鋳造速度が1.0m/min以上4.5-0.5×(12/93)×(Nb/C) m/min以下の場合(図中の○または△)には、焼鈍板のｒ値は1.8〜2.0と高く、表面欠陥は0.03個/m²以下、縦割れ遷移温度は-60〜-45℃となり、深絞り性、表面性状、耐二次加工脆性に優れている。さらに、平均鋳造速度が1.4m/min以上4.0-0.5×(12/93)×(Nb/C) m/min以下の場合には、表面欠陥は0.02個/m²以下にまで低減され、より良好な表面性状が得られている。これは、微細NbCのγ粒界析出による粒界脆化の低減とスラブ表面の熱歪の低減により、表面割れ感受性が低下した事に起因すると考えられる。

以上より、良好な表面品質、深絞り性、耐二次加工脆性を得るためには、(12/93)×(Nb/C)量を1.0〜3.0、平均鋳造速度Vc(m/min)を1.0以上4.5-0.5×(12/93)×(Nb/C)以下にする必要があることがわかる。

次に、表面性状におよぼす鋳造冷却水量(以下、比水量と称す)の影響を調査した。C:0.0045〜0.0055%、Si:0.02〜0.05%、Mn:1.0〜1.5%、P:0.04〜0.06%、S:0.004〜0.008%、sol.Al:0.03〜0.07%、N:0.002〜0.003%、Nb:0.070〜0.085%、Ti:0.015〜0.025を含有し、(12/93)×(Nb/C)量が1.9〜2.1を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる成分の鋼を溶製し、平均鋳造速度を1.8m/minとして、比水量を0.1〜20リットル/kgに変化させて、鋳造したスラブを室温まで冷却して、熱間圧延（加熱温度:1250℃、仕上温度:870℃、巻取温度:560℃）、冷間圧延、連続溶融亜鉛めっき（焼鈍温度：830℃、亜鉛めっき:460℃、めっき合金化処理:500℃）を実施して板厚0.65mmの焼鈍板を得た。得られた焼鈍板に対して、上記と同様の方法により、表面欠陥個数、引張強度、耐二次加工脆性を調査した。得られた結果を図３に示す。

いずれの鋼もTSは395〜425MPa、縦割れ遷移温度は-60〜-50℃であり、引張強度と耐二次加工脆性は良好であった。しかし、図３より、表面欠陥個数（表面性状）に対しては、比水量の適正範囲が存在する事が分かる。すなわち、図3に示すように、比水量が0.5リットル/kg未満、または4.0リットル/kgを超えると、表面欠陥個数が0.03個/m²よりも多くなる。比水量が上記の条件の場合には、スラブ表面冷却速度が不均一になり易く、スラブ表面の熱歪や表層付近に析出するNbCの析出量が不均一となるために表面割れ感受性が上昇したためと考えられる。一方、比水量が0.5〜4.0リットル/kgでは、表面欠陥個数が0.03個/m²以下となっている。これは、スラブ表面の熱歪の均一化とNbCの不均一析出の抑制による表面割れ感受性が低減したためと推定される。さらに、比水量が1.0〜2.5リットル/kgでは、表面欠陥個数が0.02個/m²以下で、より好ましい表面性状が得られている。

以上から、良好な表面品質、深絞り性、耐二次加工脆性を得るには、(12/93)×(Nb/C)量を1.0〜3.0、平均鋳造速度Vc(m/min)を1.0以上4.5-0.5×(12/93)×(Nb/C)以下に加え、さらに、冷却水の比水量を0.5〜4.0リットル/kgにする必要があることがわかる。

以上の知見に基づき、本発明では、自動車外板パネル部品などに適用する際に求められる、優れた表面品質、深絞り性、耐二次加工脆性を有する鋼板を安定して製造する技術を発明するに至った。

次に、本発明の成分限定理由および製造条件の限定理由について説明する。
(1)化学成分範囲
C:0.0040〜0.02%
Nbと結合して炭化物を形成し、熱延板の細粒化に寄与するとともに固溶Ｃの低減により、焼鈍板のｒ値の向上に影響をおよぼす。また、析出物は焼鈍板の細粒化に有効であり、耐二次加工脆性の向上に寄与する。Cの添加量が0.0040%未満の場合、ｒ値、耐二次加工脆性の向上効果が十分に得られない。一方、Cが0.02%を超える場合、鋳造時に析出する過剰なNbCにより、スラブ表面の割れ感受性の上昇に伴なったスケール表面欠陥が増大するため、良好な表面性状が得られない。また、耐二次加工脆性も低下する。以上より、C量は0.0040%以上0.02%以下とする。なお、本発明の特性を発現するためのC量の好ましい範囲は、0.0040%以上0.008%以下である。
Si≦1.5%
Siは鋼板の強化に有効な元素であり、適宜添加することが出来る。しかし、Siの添加量が1.5%を超えると、鋼板の表面性状が劣化するため、Si量は1.5%以下とする。また、鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施す際には、不めっきやめっき密着性の低下を抑制するため、Si量は0.8%以下とする。
Mn:0.5〜3.0%
Mnは鋼板の強化に有効な元素であるが、添加量が0.5%未満では鋼板の強化能が小さい。一方、Mn量が3.0%を超えると、鋳造時に析出するNbC の析出温度が大幅に低下するため、微細なNbCが過剰に析出し、スラブ表面の割れ感受性の増大に伴なうスケール表面欠陥が顕著となる。また、焼鈍板のｒ値、耐二次加工脆性も著しく低下する。以上より、Mn量は0.5%以上3.0%以下とする。
P: 0.01〜0.1 %
Pは鋼板の強化に有効な元素であるが、添加量が0.01%未満では鋼板の強化能が小さい。また、Pの添加量が0.1%を超えると、Pの鋳造偏析により、プレス成形時に表面性状が著しく悪化し、また、合金化溶融亜鉛めっき処理の際、めっき密着性が著しく低下する。更に、Pの粒界偏析による粒界脆性に伴ない、耐二次加工脆性は著しく低下する。以上より、P量は0.01%以上0.1%以下とする。
S:≦0.02%
Sの添加量が0.02%を超えると、熱間脆性を引き起こし、スケール表面欠陥の発生を助長するため、S量は0.02%以下とする。また、Sはスケールの剥離性の観点から、0.003%以上が好ましい。
sol.Al≦1.0%
sol.Alは鋼の強化に有効な元素であり、適宜添加することが出来る。しかし、sol.Al量が1.0%を超えると、鋳造時にNと結合してオーステナイト粒界上に窒化物を形成し易くなり、粒界脆化によりスラブ表面割れ感受性が上昇する。このため、sol.Alは1.0%以下とする。
N≦0.005%
NはTiと結合してTi窒化物を形成するが、N量が0.005%を超えると、鋳造時にAl窒化物が形成され易くなり、スラブ表面割れ感受性が上昇する。このため、N量は0.005%以下とする。
Nb:0.02〜0.2%
Cと結合して形成される炭化物は、熱延板の細粒化と固溶Cの低減に有効であり、焼鈍板のｒ値の向上に寄与する。また、析出物は焼鈍板の細粒化に有効であり、耐二次加工脆性の向上に寄与する。Nbの添加量が0.02%未満では効果が小さい。また、Nb量が0.2%を超えると、鋳造時の過剰な炭化物形成により、スラブ割れ感受性の上昇に伴ない、スケール表面欠陥が顕著となるばかりか、耐二次加工脆性も著しく低下する。以上より、Nb量は0.02%以上0.2%以下とする。Nb量の好ましい範囲は0.04%以上0.12%以下である。
(12/93)×(Nb/C):1.0〜3.0
C量(%)、Nb量(%)で規定される(12/93)×(Nb/C)は表面性状と焼鈍板のr値に影響をおよぼす炭化物の形態を制御するための重要なパラメーターであり、図1に示すように、(12/93)×(Nb/C)が1.0未満の時には、固溶Cが存在し、ｒ値に対する析出物の寄与は小さいため、深絞り性は低い。また、 (12/93)×(Nb/C)が3.0を超えると、鋳造時に過剰な析出物がオーステナイト粒界に形成され、粒界脆化によるスラブ割れ感受性の上昇により、スケール欠陥が著しく発生し、表面性状は低下する。更に、過剰なNbCにより、焼鈍板の耐二次加工脆性は低下する。以上より、(12/93)×(Nb/C)は1.0以上3.0以下の範囲とする。

本発明で用いる鋼板は、上記の必須含有元素で目的とする特性が得られるが、所望の特性に応じて以下の元素を含有することができる。
Ti:0.005〜0.1%
TiはNと結合して窒化物を形成し、Al窒化物の形成によるスラブ表面割れ感受性の上昇を抑制する。Tiの添加量が0.005%未満ではこの効果は小さい。また、Tiの添加量が0.1%を超えると、Cと結合してTi炭化物が形成され易くなり、NbCによる焼鈍板のr値の向上効果を阻害する。このため、Tiを含有する場合、その量は0.005%以上0.1%以下とする。さらに、Ti量の好ましい範囲は0.01%以上0.05%以下である。

上記以外の残部はFe及び不可避不純物とする。また、本発明では、本発明の作用効果を害さない微量元素として、例えば、Bは0.003%以下、Sbは0.02%以下、Ni、Cr、Vは0.5%以下、Moは0.3%以下を含有してもよい。
(2)冷延鋼板の製造方法
本発明の冷延鋼板は、まず、以上の成分組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造する。連続鋳造にあたっては、図1に示すように、スラブ表面割れ感受性の増大に伴なうスケール表面欠陥の発生を低減させるため、(12/93)×(Nb/C)量に応じて、平均鋳造速度を1.0以上4.5-0.5×(12/93)×(Nb/C) m/min以下に制御する。好ましくは平均鋳造速度を1.4〜4.0-0.5×(12/93)×(Nb/C) m/minとする。また、二次冷却帯の冷却水の比水量(鋼塊1kg当りに使用する水量)は0.5〜4.0リットル/kgとする。好ましくは比水量を1.0〜2.5リットル/kgとする。冷却方法は、鋳片表面が不均一に冷却されなければよく、特定の方法に限定しない。しかし、均一に冷却するには、スプレー冷却が好ましい。

次いで、熱間圧延する。熱間圧延の際、加熱温度が1300℃を超えると、一次スケールの過剰な発生により、熱延時にスケール欠陥発生し易くなる。また1100℃未満では圧延荷重が増大による圧延が困難となる。このため、スラブの加熱温度は、1100以上1300℃以下が好ましい。粗圧延後、仕上圧延し、コイルに巻き取る。仕上圧延の際、Ar₃点未満の温度で圧延終了すると、鋼板形状が劣化するため、仕上温度はAr₃点以上が好ましい。また、Nb炭化物析出による熱延板の細粒化と固溶Cの低減による焼鈍板のｒ値の向上のため、巻取温度は400℃以上700℃以下が好ましい。さらに好ましくは巻取温度を450℃以上640℃以下である。

続いて、熱延コイルを酸洗し、冷間圧延する。冷間圧延率は、90%を超えると圧延負荷が大きくなり、また圧延率が50%未満ではｒ値の向上に好ましくない。このため、圧延率は50〜90%が好ましい。より好ましくは、60〜80%の圧延率にて冷間圧延する。

冷間圧延後、再結晶温度以上の温度で焼鈍する。r値の向上により良好な深絞り性を得るため、再結晶温度以上の温度で焼鈍することが必須である。焼鈍方法は連続焼鈍、箱焼鈍のいずれの方法でも良い。連続焼鈍を実施する場合、900℃を超える温度で焼鈍すると、フェライトの粗粒化により、プレス成形時の表面肌あれ、成形部品の耐二次加工脆性の劣化が懸念されるため、焼鈍温度の上限は900℃とするのが好ましい。より好ましい焼鈍温度の上限は880℃である。箱焼鈍を実施する場合、焼鈍時間が長いため、焼鈍温度の上限は750℃が好ましい。より好ましい焼鈍温度の上限は700℃である。

以上により、本発明の深絞り用冷延鋼板が得られるが、本発明の冷延鋼板は、連続溶融亜鉛めっき処理（連続焼鈍後、亜鉛めっき処理）して製造する事も出来る。この場合、純亜鉛めっき、合金化亜鉛めっき、亜鉛+ニッケル合金めっき、亜鉛+アルミ合金めっきでも良い。また、冷延鋼板に電気亜鉛めっき、化成処理等の表面処理を施すことも出来る。更に、このようにして得られた鋼板に有機系皮膜処理を施しても、本発明の目的とする特性を損なうことはない。

表1に示す成分の鋼(No.1〜8:本発明鋼、No.9〜15:比較鋼)を溶製し、平均鋳造速度1.8m/min、冷却水の比水量を1.5リットル/kgでスプレー冷却してスラブに鋳造し、室温まで冷却した後、熱間圧延を実施した。熱延時のスラブ加熱温度は1250℃、仕上温度は870℃とし、巻取温度は580℃とした。続いて、熱延板を酸洗し、冷間圧延(板厚0.7mm,圧延率75%)した後、連続焼鈍または連続溶融亜鉛めっきを施した。連続焼鈍または連続溶融亜鉛めっき処理のいずれも焼鈍温度は830℃とした。また、連続溶融亜鉛めっき処理は焼鈍後冷却し、460℃で亜鉛めっきした後、530℃まで加熱して合金化処理を施し、室温まで冷却した。このようにして得られた焼鈍板に0.5%の調質圧延を施した後、鋼板の表面性状(表面欠陥の個数)、引張特性、耐二次加工脆性を調査した。

鋼板の表面性状は表裏面に認められた長さ2mm以上の表面欠陥の個数を測定して板面の単位面積当りの個数(個/m²)を算出し、この値が0.03個/m²より多い場合には高い表面品質の要求される自動車外板部品等への適用は困難と判定した。

引張特性はJIS5号引張試験片を用いて、引張速度10mm/minにて引張試験を実施し、圧延直角方向の引張強度と平均r値（圧延方向に対して０°、４５°、９０°方向のr値の荷重平均値；(ｒ₀+2×r₄₅＋ｒ₉₀)/4、ｒ_0、r_45、ｒ₉₀は各方向のｒ値）を測定した。平均r値が1.8未満の場合、絞り加工の厳しい自動車のパネル部品などへの適用は難しい事から、1.8以上の平均ｒ値が得られた場合に成形性良好と判定した。

耐二次加工脆性は図2に示すように、絞り比2.0で深絞り成形した直径50mm、高さ35mmの円筒深絞り成形材を用いて、縦割れ破壊しない最低温度（縦割れ遷移温度）を測定し、寒冷地での使用に適用できる温度として、-40℃以下の場合に特性良好と判定した。

表2に上記特性を評価した結果を示す。

表２より、本発明成分範囲内の本発明鋼No.1〜16では、連続焼鈍材(CAL)、連続溶融亜鉛めっき材(CGL)のいずれもｒ値は1.80〜2.03と高く、表面欠陥個数は0.006〜0.020個/m²と少なく、また縦割れ遷移温度は-45〜-95℃と低温である事から、良好な深絞り性、表面性状、耐二次加工脆性を有していることがわかる。

一方、本発明成分範囲外の比較鋼No.17〜30は、良好な表面性状、深絞り性、耐二次加工脆性を兼備していない。すなわち、比較鋼No.17〜20はCAL材、CGL材共にr値は1.53〜1.69と低いため、深絞り性は好ましくない。比較鋼No.21、22は表面欠陥個数は0.035、0.042個/m²と多く、また、縦割れ遷移温度は-20、-35℃高い事から、表面性状、耐二次加工脆性は低下している。比較鋼No.23〜28はｒ値が1.30〜1.53と低く、表面欠陥個数は0.037〜0.048個/m²と多く、また縦割れ遷移温度は-35〜-5℃と高い事から、深絞り性、表面性状、耐二次加工脆性共に好ましくない。比較鋼No.29、30は、ｒ値が1.55〜1.69と低く、深絞り性が低下しており、表面性状は劣化している。

表1に示す成分の鋼(No.1、3) を溶製し、平均鋳造速度0.4〜4.6m/min、比水量1.5リットル/kgでスプレー冷却してスラブに鋳造し、室温まで冷却した後、実施例1と同様の製造条件により、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、連続焼鈍(鋼番3)または連続溶融亜鉛めっき処理(鋼番1)を実施し、焼鈍板を製造した後、鋼板の表面性状(表面欠陥の個数)、引張特性、耐二次加工脆性を調査した。また、表面性状、引張特性、耐二次加工脆性は実施例1と同様の方法により調査した。

表3に鋼板の特性を評価した結果を示す。

表３より、平均鋳造速度が本発明範囲内にある鋼No.32〜37、41〜45では、それぞれr値は1.82〜1.88、1.98〜2.04と高く、また表面欠陥個数は0.009〜0.027個/m²、0.010〜0.027個/m²と低く、縦割れ遷移温度は-60〜-50℃、-100〜-90℃と低い事から、表面性状、深絞り性、耐二次加工脆性は良好である。これに対し、平均鋳造速度が本発明範囲外にある鋼No.31、38、39、40、46〜48では、表面欠陥個数が0.035〜0.044個/m²と多く、表面性状が劣化している。

自動車外板パネル部品等を中心に、優れた表面品質、深絞り性、耐二次加工脆性が要求される分野に好適である。

鋼板の表面欠陥個数、ｒ値、縦割れ遷移温度と、(12/93)×(Nb/C)量および平均鋳造速度Vcとの関係を示す図。鋼板の縦割れ遷移温度の測定方法を示す図。比水量と鋼板の表面欠陥個数との関係を示す図。

Claims

質量%で、C:0.0040〜0．02%、Si≦1.5%、Mn:0.5〜3.0%、P:0.01〜0.1%、S≦0．02%、sol.Al≦1.0%、N≦0．005%と、Nb:0.02〜0.2%、を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつ、Nb量、C量で規定される(12/93)×(Nb/C)が1.0〜3.0を満足する鋼を溶製した後、
Nb量、C量で規定される式(1)を満足する平均鋳造速度Vcで、冷却水量を0.5〜4.0リットル/kg(鋼塊1kg当りに使用する水量)として冷却しながら連続鋳造し、
次いで、熱間圧延、酸洗、冷間圧延し、
次いで、再結晶温度以上の温度で焼鈍する
ことを特徴とする表面性状に優れた深絞り用高張力冷延鋼板の製造方法。
1≦Vc≦4.5-0.5×(12/93)×(Nb/C) ・・・(1)
ここで、Vcは平均鋳造速度(m/min)、元素記号はそれぞれの含有量(質量%)を表す。
前記鋼として、さらに、質量％で、Ti:0.005〜0.1%を含有することを特徴とする請求項１に記載の表面性状に優れた深絞り用高張力冷延鋼板の製造方法。