JP2009030148A

JP2009030148A - 冷延鋼板およびめっき鋼板の製造方法

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Publication number: JP2009030148A
Application number: JP2007222861A
Authority: JP
Inventors: Jun Haga; 純芳賀; Kazuaki Kita; 和昭北
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2007-06-22
Filing date: 2007-08-29
Publication date: 2009-02-12
Anticipated expiration: 2027-08-29
Also published as: JP5051886B2

Abstract

【課題】表面疵がなく表面性状が良好であって、優れた焼付硬化性および耐常温時効性を有し、引張強度が３４０ＭＰａ以上の複合組織を有する冷延鋼板およびめっき鋼板とその製造方法を提供する。
【解決手段】C:0.0025％以上0.10%未満、Si:0.5%以下、Mn:0.5%以上3.0%以下、P:0.05%以下、S:0.01%以下、sol.Al:0.15%以下、N:0.008%未満、Cr:0.02%以上1.15%未満、残部Feおよび不純物からなる鋼組成を有する鋼片を下記式（１）を満足する加熱速度で1000℃以上に加熱し、熱間圧延し、冷間圧延し、焼鈍することを特徴とする、主相がフェライト相であるとともに第二相がマルテンサイト相を含む低温変態生成相である組織を備える。ＨＲ（℃／ｍｉｎ）≦２０．０−１７．５×Ｃｒ（質量％）・・・・・（１）ここで、式中のＨＲは鋼片の300〜1000℃までの平均加熱速度を、Ｃｒは鋼中でのＣｒ含有量を質量％にて表したものである。
【選択図】図１

Description

本発明は、例えばプレス成形等によって様々な形状に成形されて使用される冷延鋼板およびめっき鋼板の製造方法に関する。具体的には、本発明は、表面性状、焼付硬化性、耐常温時効性ならびにプレス成形性をいずれも良好にすることができる冷延鋼板およびめっき鋼板の製造方法に関する。

産業の技術分野が高度に分業化している今日、各技術分野において使用される材料には、特殊かつ高度な性能が要求される。例えばプレス加工等によって様々な形状に成形されて利用される冷延鋼板には、多くの場合、高い強度、具体的には３４０ＭＰａ以上の引張強度が要求される。このため、高張力冷延鋼板を用いることが検討されている。特に、自動車では、地球環境を保護するために車体を軽量化することによって燃費を向上することが重要な課題となっている。このため、自動車用鋼板の薄肉化を図ることが可能な高張力冷延鋼板に対する需要が高まっている。こうした高張力冷延鋼板の適用先としては、自動車外板パネルや、自動車部品用パネルなどが挙げられる。

こうした用途の中でも、ドアアウターやフェンダーといった自動車外板パネルに用いられる鋼板には、耐デント性、すなわち、指で押したり石が当たったりしても永久変形を起こさない性質を有することが求められる。この耐デント性は、プレス成形後に塗装焼付けを行われた後の降伏応力が高いほど、また、板厚が厚いほど向上する。このため、自動車外板パネルとして降伏応力が高い鋼板を用いれば、その薄肉化を図っても、要求される耐デント性を確保できる。

一方、自動車外板パネルに用いられる鋼板には、プレス加工においてプレス型に良くなじむとともに、成形品をプレス型から外した際のスプリングバックの発生が少ないこと、すなわち、形状凍結性が良好であることも求められる。このため、自動車外板パネルに用いられる鋼板には、プレス加工前の降伏応力が低いことも要求される。

このように、自動車外板パネル用鋼板には、プレス加工前には低い降伏応力を有するとともに、プレス加工し塗装焼付けした後には高い降伏応力を有することが求められる。
このような特性を有する鋼板として、焼付硬化性鋼板（ＢＨ鋼板）が知られている。ＢＨ鋼板は、固溶Ｃ、Ｎ原子が転位上へ偏析して転位を固着することにより降伏応力が上昇する、いわゆる歪時効硬化現象を利用する鋼板である。ＢＨ鋼板を自動車外板パネル用鋼板として用いると、プレス成形時に導入された転位が塗装焼付けの際に固溶Ｃ、Ｎによって固着されるために塗装焼付け後の降伏応力が上昇する。なお、高張力鋼板の焼付硬化性を改善することは、耐デント性や形状凍結性を改善することにもつながる。

これまでにも、ＢＨ鋼板に関して多数の提案が行われている。例えば、特許文献１、２には、極低炭素鋼にＴｉおよびＮｂを添加し、さらにＳｉ、Ｍｎ、Ｐを添加することによって引張強度を高めた、深絞り性に優れたＢＨ鋼板の製造方法が開示されている。しかし、この方法には以下のような問題点がある。

（ａ）引張強度を高めるためにＳｉ、Ｍｎ、Ｐ等の固溶強化元素を添加するので、引張強度のみならず降伏応力も上昇する。この結果、形状凍結性が劣化するとともに面歪みも発生し易くなる。

（ｂ）焼付硬化性および耐常温時効性の両立が困難であり、耐常温時効性を確保するために、得られる焼付硬化量が制限される。

これに対し、特許文献３〜５には、フェライト中にマルテンサイトを分散させた複合組織を有する低炭素Ａｌキルド鋼板（以下、「複合組織鋼板」という）の製造方法が開示されている。この複合組織鋼板は、引張強度が高く、降伏応力が低く、焼付硬化量が大きくても常温非時効を確保でき、さらには延性にも優れる。このため、この複合組織鋼板を用いることにより上述した問題点は改善される。

以上のような機械特性上の要請に加え、自動車用鋼板には、疵等の欠陥がない良好な表面性状が要求される。鋼板の表面疵は、塗装後の外観を損なう原因となり、特に、ルーフ、フード、ドアのアウターパネル等といった、美麗な外装品質が要求される自動車外板パネルでは、再塗装を余儀なくされる重大な塗装不良を引き起こす。

鋼板の表面疵の一つとして、熱間圧延時に発生するスケール疵が挙げられる。熱間圧延工程では、鋼材表面にスケールと呼ばれる酸化鉄を主体とする酸化物からなる皮膜が生成する。

生成したスケールは、通常、圧延前に高圧水を噴射することによって除去されるが、完全に除去されなかった場合には、圧延中に鋼材表面に押し込まれてスケール疵が発生する。

スケールの除去を促進しスケール疵を抑制する方法は、これまでに多数提案されている。その例として、特許文献６には、スラブの表面に気水混合流体を噴射してスケールを除去する方法が開示されており、特許文献７には、高圧水ジェットを噴射してスケール除去する際、噴射ノズルと鋼片の距離を一定に保つことにより、スケール疵を抑制する方法が開示されている。また、特許文献８には、仕上げ圧延前に鋼板をスケール疵発生臨界温度以下まで強制冷却することによりスケール疵の少ない熱間圧延鋼板を製造する方法が開示されている。特許文献９には、スケール疵が発生しやすいＳｉを含有する鋼材に対し、一回目のスケール除去後に鋼片を加熱し、再度高圧水を噴射してスケールを除去することにより、表面性状の良い熱延鋼板を製造する方法が開示されている。
特開昭５９−３１８２７号公報特開昭５９−３８３３７号公報特開昭５５−５０４５５号公報特開昭５６−９０９２６号公報特開昭５６−１４６８２６号公報特開昭６３−３０９３１８号公報特開平５−２２８５２６号公報特開昭５７−１５４３０１号公報特開平６−２６９８４１号公報

特許文献６〜１０により開示された発明では、熱延鋼板として良好な表面性状を得ることができるが、冷間圧延やめっき処理が施されると微小なスケール疵が目立つようになる。このため、冷延鋼板やめっき鋼板として十分な表面性状が、上記の方法によって常に得られるとは言い難い。特に、本発明者らの検討結果によると、複合組織を有する冷延鋼板およびめっき鋼板を製造する場合にはスケール疵が発生し易く、極めて良好な表面品質が要求される自動車外板パネルに適用可能な表面性状を得ることは特に困難である。

本発明は、従来の技術が有するこのような課題に鑑みてなされたものであり、表面性状が良好であるともに、優れた焼付硬化性と耐常温時効性とを有する冷延鋼板およびめっき鋼板の製造方法を提供することを目的とする。

具体的には、本発明は、表面疵がなく表面性状が良好であって、優れた焼付硬化性および耐常温時効性を有し、引張強度が３４０ＭＰａ以上であり複合組織を有する冷延鋼板およびめっき鋼板の製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、複合組織鋼板の表面性状に及ぼす添加元素ならびに熱間圧延条件の影響を調べるため、詳細な予備試験を行った。なお、本明細書において、鋼成分の含有量に関する「％」は「質量％」を意味する。

この予備試験に用いた供試鋼の組成は、Ｃ：０．１０％未満、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１５％以下、Ｎ：０．００８％未満、Ｃｒ：１．１５％以下、残部Ｆｅおよび不純物である。

この化学組成を有する鋼片を種々の加熱速度で１０００℃以上になるまで加熱した後、８００℃以上の温度で熱間圧延して４００℃以上で巻き取り、得られた熱延鋼板を常法にて酸洗し、板厚０．６〜０．８ｍｍまで冷間圧延して冷延鋼板とした。なお、上記の鋼片の温度は、鋼片寸法、加熱炉内の雰囲気温度や経過時間を測定して、鋼片の幅方向中央部、長さ方向中央部であり鋼片表面から鋼片厚さの１／４内側の位置における温度を伝熱計算によって求めた。

こうして得た一部の冷延板を連続焼鈍設備で焼鈍し冷延鋼板を得た。また、一部の冷延板については、連続溶融めっき設備で焼鈍し、亜鉛めっきし合金化処理して合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。これらの冷延鋼板およびめっき鋼板の組織は、フェライトが主相（体積率が最大である相を意味する。以下同じ。）であるとともに第二相（主相以外の相を意味する。以下同じ。）はマルテンサイトまたは、マルテンサイトとベイナイトとを含む低温変態生成相であった。また、鋼片およびめっき鋼板それぞれの組成の違いは、事実上認められなかった。

以上のようにして得られた冷延鋼板及びめっき鋼板の表面を目視および光学顕微鏡で観察して、表面疵の有無を観察した。また、Ｘ線検出器（ＥＤＳ）を備えた電界放射型走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）を用いて、疵部分を観察した。

これらの予備試験により下記の結果を得た。

（Ａ）図１は、鋼片の３００〜１０００℃までの平均加熱速度およびＣｒ含有量とスケール疵の発生有無との関係を示す。図中の×印はスケール疵が発生したことを、△印はスケール疵が発生しなかったことを意味する。スケール疵の発生は平均加熱速度およびＣｒ含有量と相関関係があり、平均加熱速度が大きいほど、また、Ｃｒ含有量が多いほど発生しやすくなることがわかる。

（Ｂ）スケール疵の内部にはＣｒを含有する酸化鉄が存在していた。

（Ｃ）合金化溶融めっき鋼板のスケール疵は、めっき母材にあるスケール疵の上部ではめっき層が異常な合金化挙動を示し、めっき表面の色調が正常部と異なるため、疵として認識される。

これらの結果について検討し、上記のスケール疵についての相関関係発生の原因を次のように推定した。

（ａ）鋼片の加熱速度が速いほど、またＣｒ含有量が多いほど、加熱時に地鉄の上部にFeCr₂O₄が濃化した酸化物層が形成されやすくなる。

（ｂ）FeCr₂O₄は地鉄との密着性が高いためにデスケーリング不良が生じ、酸化物が熱間圧延中に地鉄中に押し込まれスケール疵となる。

これらの結果・検討に基づき、スケール疵に関して次の知見を得た。

（i）複合組織鋼板におけるスケール疵の発生を抑制するためには、鋼片の加熱時に生成した酸化物を常法に従って圧延前に高圧水などによって除去するだけでは不十分である。

（ii）加熱条件の制御、具体的にはＣｒ含有量に応じて鋼片の加熱速度を低下させることによって、酸化物の生成そのものを抑制することが必要である。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、Ｃ：０．００２５％以上０．１０％未満、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５％以上３．０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１５％以下、Ｎ：０．００８％未満、Ｃｒ：０．０２％以上１．１５％未満、任意添加元素として、Ｂ：０．００３％以下、Ｍｏ：１．０％以下、およびＷ：１．０％以下、ならびにＴｉ：０．１およびＮｂ：０．１％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有する鋼片を下記式（１）を満足する加熱速度で１０００℃以上に加熱し、熱間圧延し、冷間圧延し、焼鈍することを特徴とする、主相がフェライト相であるとともに第二相がマルテンサイト相を含む低温変態生成相である組織を備えた冷延鋼板の製造方法である。
ＨＲ（℃／ｍｉｎ）≦２０．０−１７．５×Ｃｒ（質量％）・・・・・（１）
ここで、式中のＨＲは鋼片の３００〜１０００℃までの平均加熱速度を、Ｃｒは鋼中でのＣｒ含有量を質量％にて表したものである。

また、別の観点からは、本発明は、上述した方法で製造された冷延鋼板にめっき処理を行うことを特徴とするめっき鋼板の製造方法である。

本発明において着目する冷延鋼板上のスケール疵は、凹凸が大きいなど、その疵の程度が大きい場合には、電気めっき処理や溶融めっき処理によってスケール疵の上にめっき皮膜が形成されても、なお、外観不良として残留する場合がある。このため、上記の方法で製造された冷延鋼板を母材としてめっき処理が施されためっき鋼板は、このようなスケール疵に由来するめっき面上の外観不良が発生しにくく、好ましい。また、前述のように、スケール疵部分では合金化溶融めっきにおいて異常な合金化挙動が発生する傾向があるため、上記の方法で製造された冷延鋼板を母材として合金化溶融めっき処理が施された合金化溶融めっき鋼板は、耐食性も高く、かつめっき表面の色調変化に由来する外観不良が発生しにくく、特に好ましい。

本発明に係る製造方法を採用すれば、例えばプレス成形等の加工に適用できる十分な成形性と、優れた焼付硬化性および耐常温時効性とを有し、さらに表面性状に優れた鋼板が提供される。

このため、係る製造方法により製造された鋼板を用いる自動車外板パネルは、プレス成形加工時の形状凍結性を有しつつ、耐デント性を有し、しかも、優れた外観品質および耐食性を有する。したがって、本発明に係る鋼板を用いた自動車は、車体軽量化を通じて、地球環境問題の解決に寄与することができる。

以下、本発明に係る冷延鋼板およびめっき鋼板を実施するための最良の形態を詳細に説明する。
本実施の形態の冷延鋼板およびめっき鋼板の（ａ）金属組織、（ｂ）化学組成および（ｃ）製造条件の限定理由を順次説明する。

（ａ）金属組織
本実施の形態の冷延鋼板およびめっき鋼板は、フェライト相中にマルテンサイト相を含む低温変態生成相が分散した複合組織を有する。この複合組織を有することにより、鋼板の降伏応力が低下し、良好なプレス成形性および耐面歪み性を得ることができるとともに、耐常温時効性を損なうことなく高い焼付硬化性を得ることができる。

ここで、「低温変態生成相」とは、マルテンサイト相やベイナイト相等といった低温変態により生成される組織をいう。これら以外にアシキュラーフェライト相が例示される。
この低温変態生成相は、２種以上の相、例えば、マルテンサイト相とベイナイト相を含んでいてもよい。また、低温変態生成相全体の体積率は１％超であることが好ましい。１％以下の場合には、鋼板の降伏応力が十分に低下せず、良好なプレス成形性および耐面歪み性を得ることが困難となる。低温変態生成相の体積率を３％超とするとさらに好ましい。一方、低温変態生成相の体積率が増加し過ぎると引張強度が上昇し過ぎ、延性および深絞り性が劣化する。このため、低温変態生成相の体積率は１５％未満とすることが好ましく、１２％未満とするとさらに好ましい。

また、マルテンサイト相の体積率が増加し過ぎると、降伏応力が上昇し、形状凍結性および耐面歪み性が劣化する傾向を示す場合がある。このため、マルテンサイト相の体積率は１０％未満とすることが好ましく、５％未満とすればさらに好ましい。

プレス成形性および耐面歪み性と引張強度とのバランスを向上させる観点から、マルテンサイト相とベイナイト相との双方を有し、マルテンサイト相の体積率が３％未満であることが特に好ましい。

このほかの金属組織上の特徴として、フェライト相と低温変態生成相に加えて、残留オーステナイト相を含んでいてもよい。この場合には、耐常温時効性を良好に保つために、残留オーステナイト相の体積率を、低温変態生成相の全体の体積率よりも小さくするとともに３％未満とすることが好ましく、０．５％未満とすればさらに好ましい。

以上の金属組織上の特徴に基づいて実現されうる機械特性として、本実施の形態の鋼板は、３００ＭＰａ以下の降伏応力を有していることが、耐面歪み性の観点から好ましく、２７０ＭＰａ以下であればさらに好ましい。また、プレス成形性の観点から、鋼板の引張強度は５９０ＭＰａ未満であることが好ましい。

（ｂ）組成
本実施の形態の冷延鋼板は、延性や耐常温時効性等を向上させるために、以下に示す組成を有する。

Ｃ：０．００２５％以上０．１０％未満
Ｃ含有量が０．００２５％未満であると上記の複合組織を得られなくなり、一方、Ｃ含有量が０．１０％以上であると鋼板の延性および深絞り性が損なわれる。したがって、本実施の形態では、Ｃ含有量は０．００２５％以上０．１０％未満とする。望ましい範囲は０．０１１％以上０．０４０％未満であり、さらに望ましい範囲は、０．０１６％以上０．０２９％以下である。

Ｓｉ：０．５％以下
Ｓｉは、鋼中に不可避的に含有される元素であり、スケール疵を発生しやすくするとともに冷延鋼板の化成処理性およびめっき鋼板のめっき性を著しく劣化させる。したがって、Ｓｉ含有量は少ないほど好ましい。しかし、Ｓｉは鋼板を強化する作用を有するので、本実施の形態では、鋼を強化するために０．５％まで含有させてもよい。好ましくは０．１％未満であり、さらに好ましくは０．０２％未満である。

Ｍｎ：０．５％以上３．０％以下
Ｍｎは、鋼の焼入性を向上させる作用があり、フェライト相中に低温変態生成相を分散させるために本実施の形態では０．５％以上含有させる。一方、過度に含有させると延性および深絞り性が劣化するので、本実施の形態ではＭｎ含有量の上限を３．０％とする。好ましい範囲は、１．０％以上２．０％未満であり、さらに好ましい範囲は１．０％以上１．５％未満である。

Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、鋼中に不可避的に含有される元素であり、粒界に偏析して二次加工脆性および溶接性を劣化させる。したがって、Ｐ含有量は少ないほど好ましい。しかし、Ｐは安価に、また、深絞り性をさほど劣化させることなく、鋼を強化することができるため、本実施の形態では所望の強度を得るために０．０５％以下の範囲で含有させてもよい。好ましい範囲は０．００５％以上０．０３５％未満であり、さらに好ましい範囲は０．０１０％以上０．０２０％未満である。

Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、鋼中に不可避的に含有される不純物であり、粒界に偏析して鋼を脆化させるためにＳ含有量は少ないほど好ましい。本実施の形態ではＳ含有量は０．０１％以下とする。

ｓｏｌ．Ａｌ：０．１５％以下
Ａｌは、溶鋼を脱酸するために用いられる。しかし、０．１５％を超えて含有させると効果が飽和して不経済となる。このため、本実施の形態ではｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．１５％以下とする。なお、ＡｌはＮと結合してＡｌＮを形成し、Ｎによる時効劣化を防止するため、Ｎ含有量の１０倍以上含有させることが望ましい。

Ｎ：０．００８％未満
Ｎは、鋼中に不可避的に含有される元素であり、Ｎ含有量の増加は延性、深絞り性および耐常温時効性を劣化させる。したがって、本実施の形態ではＮ含有量は０．００８％未満とする。好ましい範囲は０．００５％未満であり、さらに好ましい範囲は０．００４％未満である。

Ｃｒ：０．０２％以上１．１５％未満
Ｃｒは、延性を損なうことなく鋼の焼入性を向上させる作用があり、フェライト相中に低温変態生成相を分散させるために本実施の形態では０．０２％以上含有させる。好ましい範囲は０．０５％以上であり、特に好ましい範囲は０．１５％以上である。

一方、過剰のＣｒは冷延鋼板では化成処理性を劣化させ、めっき鋼板ではめっき性を劣化させる。また、本実施の形態では、後述するように、Ｃｒ含有量の増加に応じて加熱速度を低下させることでデスケーリングされにくい酸化物の生成を抑制することとしている。この観点も考慮して、Ｃｒ含有量を１．１５％未満とする。Ｃｒ含有量が増加して加熱速度が極端に遅くなると生産性の低下を招くので、好ましい範囲は１．０％以下であり、さらに好ましい範囲は０．９０％以下である。
なお、延性をさらに向上させるためには、Ｍｎ含有量の１／１０以上含有させることが好ましい。

本実施の形態に係る鋼板は、以下に列記する元素を任意添加元素として含有してもよい。

Ｂ：０．００３％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｗ：１．０％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上
Ｂ、Ｍｏ、Ｗは、鋼の焼入性をさらに向上させるために、これらの１種または２種以上を含有させてもよい。ただし、Ｂは深絞り性を劣化させるので、上限を０．００３％とする。望ましい範囲は０．０００２％以上０．００２％未満である。また、Ｍｏ、Ｗは１．０％を超えて含有させると効果が飽和して不経済となるため、１．０％以下とする。望ましい範囲は０．０２％以上０．５％未満である。

Ｔｉ：０．１％以下およびＮｂ：０．１％以下の１種または２種
Ｔｉ、Ｎｂは、Ｎと結合してＴｉＮやＮｂＮを形成することでＮによる時効劣化を防止するので、一方または双方を含有させてもよい。しかし、０．１％を超えて含有させても効果が飽和して不経済となる。このため、含有量はそれぞれ０．１％以下とする。下限は特に規定されない。好ましい範囲は０．００３％以上０．０２５％以下である。

上述した元素以外は、Ｆｅおよび不純物である。

（ｃ）製造条件
上述した組成を有する鋼は、公知の手段により溶製された後に、連続鋳造法により鋼塊とされるか、または、任意の鋳造法により鋼塊とした後に分塊圧延する方法等により鋼片とされる。この鋼塊または鋼片は再加熱するか、連続鋳造後の高温の鋼塊または分塊圧延後の高温の鋼片に補助加熱を行って、熱間圧延される。本明細書では、このような鋼塊および鋼片を、熱間圧延の素材として「鋼片」と総称する。鋼片は、表面性状をさらに良好に保つために、加熱前に冷間もしくは温間で表面手入れすることが好ましい。

鋼片は、下記式（１）を満足する加熱速度で１０００℃以上になるまで加熱される。
ＨＲ（℃／ｍｉｎ）≦２０．０−１７．５×Ｃｒ（質量％）・・・・・（１）
ここで、式中のＨＲは鋼片の３００〜１０００℃までの平均加熱速度を、Ｃｒは鋼中でのＣｒ含有量を質量％にて表したものである。このように、Ｃｒ含有量に応じて加熱条件を制御することでデスケーリングされにくい酸化物の形成が抑制され、冷延鋼板や、その上にめっき処理が施されためっき鋼板においてスケール疵に由来する外観不良が発生しにくくなる。

１０００℃以上の加熱条件は特に規定しないが、加熱温度が低いと、圧延中の鋼板温度が低下し圧延荷重が増して鋼板の形状の制御が困難となるため、加熱温度を１１００℃超とすることが好ましい。また、加熱温度が高すぎるとスケールロスにより生産性の低下を招くため、加熱温度を１３００℃未満とすることが好ましい。加熱温度を１２００℃未満とするとさらに好ましい。

なお、鋼片の加熱速度の計測に当たっては、鋼片表面から厚さ方向に鋼片厚さの１／４以上内側であり、幅方向に鋼片幅の１／４以上内側であり、長さ方向に鋼片長さの１／４以上内側である範囲に熱電対を設置して、鋼片の温度を直接測定するか、加熱炉内の雰囲気温度や経過時間を測定して同範囲内にある鋼片の温度を伝熱計算して、３００℃から１０００℃まで昇温するのに要した時間から平均加熱速度を求めればよい。

熱間圧延の条件は特に規定しない。しかし、オーステナイト低温域で仕上げ圧延を行って熱延鋼板の結晶粒を微細化し、これにより、焼鈍時に深絞り性に好ましい再結晶集合組織を発達させることが好ましい。したがって、Ａｒ_３変態点以上（Ａｒ_３変態点＋１００℃）以下の温度範囲で最終圧下を行うことが望ましい。また、仕上げ圧延工程においてスケールの生成を抑制するために、仕上げ圧延開始温度と仕上げ圧延終了温度の差を１００℃以上とし、さらに仕上げ圧延終了温度を８５０℃未満とすることが好ましい。

なお、仕上げ圧延をこれらの温度範囲で行うために、粗圧延と仕上げ圧延との間で粗圧延材を加熱してもよい。この際、粗圧延材の後端が先端よりも高温となるように加熱することにより仕上げ圧延の開始時における粗圧延材の全長にわたる温度の変動を１４０℃以下に抑制することが望ましい。これにより、コイル内の製品特性の均一性が向上する。

粗圧延材の加熱方法は公知の手段を用いて行なえばよい。例えば、粗圧延機と仕上げ圧延機との間にソレノイド式誘導加熱装置を設けておき、この誘導加熱装置の上流側における長手方向の温度分布等に基づいて加熱昇温量を制御してもよい。

熱間圧延を終了した後に鋼板を冷却してコイル状に巻き取る。スケールの生成による歩留まりの低下を招くために、７００℃未満で巻き取ることが望ましい。一方、ＡｌＮを十分に析出させＮによる時効劣化を抑制するために、巻取温度の下限を５５０℃とすることが好ましい。

以上のように熱間圧延された鋼板を、酸洗等により脱スケールした後に、冷間圧延を常法に従って行う。冷間圧延は、冷間圧延の後に行われる再結晶焼鈍によって深絞り性に好ましい再結晶集合組織を発達させるため、圧下率７０％以上で板厚１．０ｍｍ未満まで圧延することが好ましい。

この冷間圧延後の鋼板は、必要に応じて公知の方法に従って脱脂等の処理が施された後、再結晶焼鈍される。この再結晶焼鈍における温度管理は、好適な金属組織を有する鋼板を得るために重要である。

まず、再結晶焼鈍における均熱温度はＡｃ_１変態点以上とすることが好ましい。この温度領域で均熱加熱を行うことによって、主相がフェライト相であって、第二相がマルテンサイトを含む低温変態生成相である複合組織を効率的かつ安定的に得ることが実現される。ここで、Ａｃ_１変態点とは加熱時におけるフェライト→オーステナイト変態の開始温度を意味する。

ただし、この均熱温度が高くなり過ぎると、フェライトが過度に粗大化してプレス成形時に肌荒れを生じるため、均熱温度の上限を（Ａｃ_３変態点＋１００℃）未満とすることが好ましく、Ａｃ_３変態点未満とすればさらに好ましい。ここで、Ａｃ_３変態点とは加熱時におけるフェライト→オーステナイト変態の完了温度を意味する。

また、再結晶焼鈍における均熱温度までの加熱速度は６０℃／ｓ未満とすることが好ましい。均熱温度到達までの加熱速度が速すぎるとフェライトが細粒化し、延性の劣化を招くおそれがある。

さらに、再結晶焼鈍における均熱後の冷却過程では、フェライトの生成を抑制し、耐常温時効性を向上させるために、６５０℃以下４５０℃以上の温度範囲を１５℃／ｓ以上２００℃／ｓ以下の冷却速度で冷却することが好ましい。さらに好ましい冷却速度は６０℃／ｓ超１３０℃／ｓ未満である。

均熱温度から６５０℃までの冷却方法は特に限定されない。しかし、オーステナイトの安定性を高め、低温変態生成相を容易に得るために、１０℃／ｓ未満の冷却速度で冷却することが望ましい。

めっき鋼板を製造する場合には、上述した方法で製造された冷延鋼板に、常法に従って電気めっきや溶融めっきを行えばよく、めっき方法やめっき膜の化学組成、めっき後の合金化処理の有無には限定されない。

なお、溶融めっき鋼板を製造する場合には、再結晶焼鈍における均熱後の冷却過程では、４６０〜６００℃の範囲内のある温度まで４℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、１０秒間以上保持してから溶融めっきすることが好ましい。これにより、オーステナイト中へのＣ濃化が促進され、マルテンサイトを含む低温変態生成相が得られやすくなる。また、塗装後の耐食性を向上させるために、溶融めっき後再加熱して合金化処理することが好ましい。また、めっき後の冷却過程で、低温変態生成相が焼き戻されることを防止するために、２５０℃以下の温度から水冷することが好ましい。

このようにして得られた冷延鋼板およびめっき鋼板には、常法にしたがって調質圧延を行ってもよい。しかし、調質圧延の伸び率が高いと延性の劣化を招く。そこで、調質圧延の伸び率は１．０％以下とすることが好ましい。さらに好ましい伸び率は０．５％以下である。

このようにして製造される鋼板の組織は、主相がフェライト相であるとともに、これにマルテンサイト相を含む低温変態生成相が第二相として含まれる。

本発明を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。
表１に示される化学組成に調整された鋼片を連続鋳造により製造した。これらの鋼片を表２に示される条件で加熱した後、熱間圧延し、コイル状に巻き取って板厚３．０ｍｍの熱延コイルを得た。

得られた熱延コイルを酸洗してから板厚０．６〜０．８ｍｍまで冷間圧延した。続いて、一部の冷延コイルに、連続焼鈍設備にて８００℃で約３０秒間均熱する焼鈍を施した。均熱後の冷却条件は、均熱温度から６５０℃までの平均冷却速度を５℃／ｓとし、６５０℃から４５０℃までの平均冷却速度を８０℃／ｓとした。冷却後に伸び率０．５％で調質圧延を施し冷延鋼板を得た。また、一部の冷延コイルに、連続溶融めっき設備にて７５０〜８３０℃で約５０秒間均熱する焼鈍を施した。均熱後の冷却条件は、均熱温度から５５０℃までの平均冷却速度を７℃／ｓとし、５５０℃で約５０秒間保持した後、溶融亜鉛浴に浸漬して亜鉛めっきし、さらに５２０℃に加熱して合金化処理した。めっき処理後に伸び率１．０％で調質圧延を施し、めっき鋼板を得た。

得られた冷延鋼板およびめっき鋼板の表面を目視および光学顕微鏡で観察し、表面疵の有無を調査した。
また、冷延鋼板およびめっき鋼板の板幅方向から採取したＪＩＳ５号引張試験片を用いて引張試験を行い、降伏応力（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、降伏点伸び（ＹＰＥ）および全伸び（Ｅｌ）を求めた。

焼付硬化性は、焼鈍板の板幅方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、２％の引張予ひずみを付与してから、１７０℃で２０分間の熱処理を施した後に引張試験に供し、得られた降伏応力と２％変形応力との差をＢＨ量とし、焼付硬化性の指標とした。

耐常温時効性は、焼鈍板の板幅方向から採取したＪＩＳ５号引張試験片を採取し、４０℃に設定した電気炉中で３ヶ月間保持した後に引張試験に供し、降伏点伸び（ＹＰＥ）を測定することにより、評価した。

表３に性能評価結果を示した。

金属組織が、主相がフェライト相であり第二相がマルテンサイト相を含む低温変態生成相からなり、鋼片の加熱速度とＣｒ含有量が（１）式関係式を満たしていた、試番１、４、５、８、９、１０、１１は、いずれも表面疵が発生しておらず良好な表面性状を示した。また、４６ＭＰａ以上の高いＢＨ量を示しながら、時効後ＹＰＥは０．１％以下であり、良好な耐常温時効性を示した。

これに対し、試番２、７は、鋼片の加熱速度が速く（１）式を満足しないために、スケール疵が発生し、表面性状が不芳であった。
また、試番３、６は、金属組織がフェライト単相であったため、ＹＰＥおよび時効後ＹＰＥが大きく耐時効性が不芳であった。

鋼片の平均加熱速度およびＣｒ含有量とスケール疵発生の有無との関係を示すグラフである。

Claims

質量％で、Ｃ：０．００２５％以上０．１０％未満、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５％以上３．０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１５％以下、Ｎ：０．００８％未満、Ｃｒ：０．０２％以上１．１５％未満、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有する鋼片を下記式（１）を満足する加熱速度で１０００℃以上に加熱し、熱間圧延し、冷間圧延し、焼鈍することを特徴とする、主相がフェライト相であるとともに第二相がマルテンサイト相を含む低温変態生成相である組織を備えた冷延鋼板の製造方法。
ＨＲ（℃／ｍｉｎ）≦２０．０−１７．５×Ｃｒ（質量％）・・・・・（１）
ここで、式中のＨＲは鋼片の３００〜１０００℃までの平均加熱速度を、Ｃｒは鋼中でのＣｒ含有量を質量％にて表したものである。
前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂ：０．００３％以下、Ｍｏ：１．０％以下、およびＷ：１．０％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１に記載された冷延鋼板の製造方法。
前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．１およびＮｂ：０．１％以下から選ばれる１種または２種を含有する請求項１または請求項２に記載された冷延鋼板の製造方法。
請求項１ないし３のいずれかに記載された製造方法により製造される冷延鋼板にめっき処理を行うことを特徴とするめっき鋼板の製造方法。