JP2015048520A

JP2015048520A - 化成処理性に優れた冷間圧延鋼板の製造方法

Info

Publication number: JP2015048520A
Application number: JP2013182208A
Authority: JP
Inventors: 武田　実佳子; Mikako Takeda; 実佳子武田; 昌平中久保; Shohei Nakakubo; 一也君島; Kazuya Kimijima; 長瀬　佳之; Yoshiyuki Nagase; 佳之長瀬
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2013-09-03
Filing date: 2013-09-03
Publication date: 2015-03-16
Anticipated expiration: 2033-09-03
Also published as: JP6043256B2

Abstract

【課題】焼鈍工程における、鋼板表面へのＳｉやＭｎの濃化（Ｓｉ系酸化物やＭｎ系酸化物の形成）が抑制されて、優れた化成処理性を示す冷間圧延鋼板を製造するための方法を確立する。【解決手段】冷間圧延後に焼鈍を行う冷間圧延鋼板の製造方法であって、前記焼鈍の工程は、前記冷間圧延で得られた鋼板を用い、酸化性雰囲気下で加熱する第１酸化工程および第２酸化工程と、還元性雰囲気下で加熱する還元工程とを含み、前記第１酸化工程では、バーナーを用い空燃比：０．８０以上０．９３未満の条件で鋼板を直接加熱して、該鋼板の温度を３５０℃以上６３０℃未満とし、前記第２酸化工程では、バーナーを用いず酸素濃度：０．０１体積％以上２１体積％以下の雰囲気で鋼板を雰囲気加熱し、該鋼板の温度を６３０℃以上９００℃以下とすることを特徴とする化成処理性に優れた冷間圧延鋼板の製造方法。【選択図】なし

Description

本発明は、化成処理性に優れた冷間圧延鋼板の製造方法に関する。

近年、自動車、家電製品、建材等の軽量化の目的で、高い強度と、優れた延性や加工性とを示す鋼板の需要が急増している。ＳｉやＭｎは強度を損なうことなく延性や加工性を向上できる元素であるため、高強度と優れた延性・加工性とを兼備する上記鋼板として、上記ＳｉやＭｎを比較的多く含有させた冷間圧延鋼板が使用されている。

ところで、上記冷間圧延鋼板の製造方法として、スラブに熱間圧延、冷間圧延を施して所望の製品厚さまで加工した後、鋼板の組織制御のために連続焼鈍ライン（以下、「ＣＡＬ」と略記することがある）にて、焼鈍、焼入れ処理を施すことが一般的である。尚、上記連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）は、ライン上流側から順に、直火バーナーを有する加熱帯、均熱帯（還元帯）、ガスジェット冷却帯、および急速冷却帯から構成される。

しかしながら、ＳｉやＭｎを比較的多く含む冷間圧延鋼板を製造する場合、上記焼鈍時に、鋼板表面にＳｉ系酸化物やＭｎ系酸化物（以下、これらを「Ｓｉ・Ｍｎ系酸化物」と総称する場合がある）が濃化し、その後に行われる化成処理で良好に化成処理皮膜が形成されない（化成処理性が著しく劣る）といった問題がある。

化成処理性劣化の原因となるＳｉ・Ｍｎ系酸化物の濃化を防止する方法として、例えば特許文献１〜８の技術が開示されている。これらの特許文献ではいずれも、表層に積極的にＦｅ酸化物を形成させ、Ｓｉ・Ｍｎ系酸化物の鋼板表面への濃化を抑制することによって、冷間圧延鋼板の化成処理性を確保することが示されている。具体的に特許文献１には、３つの加熱ゾーンで直火バーナーを用い、空気比と鋼板温度を制御することが記載されている。特許文献２には、酸化性バーナーを用いた炉で加熱して、鋼板温度が７００℃以上に到達するまで昇温した後、還元性雰囲気炉にて７５０〜９００℃で均熱焼鈍することが記載されている。

特許文献３や特許文献４には、直火バーナを用いて加熱する際の条件が規定され、その後、露点と雰囲気を制御した均熱焼鈍を行うことが記載されている。また特許文献５には、直火バーナを用いて加熱する際の条件が規定され、その後、ラジアントチューブバーナを備えた還元雰囲気の均熱炉内で鋼板表面の酸化膜を還元することが示されている。

特許文献６には、雰囲気の酸素濃度と鋼板温度を規定した加熱を行った後、露点と雰囲気を制御した均熱焼鈍を行ったことが記載されている。特許文献７には、鋼板温度４００℃以上で、鉄の酸化雰囲気下で鋼板表面に酸化膜を形成させ、その後、鉄の還元雰囲気下で上記酸化膜の還元を行うことが記載されている。また特許文献８には、燃焼ガスとは別に、酸化作用を有するガスを吹き込みながら鋼板を加熱した後、該鋼板を焼鈍することが記載されている。

しかしながら、これらの技術に示された条件では、加熱炉で形成されるＦｅ酸化物が不均一になり易いため、該加熱炉に続く均熱帯で還元後の鋼板表面は、Ｓｉ・Ｍｎ系酸化物の濃化が十分に抑制されておらず、その後の化成処理工程で良好に化成処理皮膜が形成されない、といった問題がある。

特開２０１２−０３６４３７号公報特開２０１１−０４７０４２号公報特開２０１１−２０８１８１号公報特開２０１０−０５３４４６号公報特許第４５７６９２１号公報特開２０１１−１３２５７６号公報特開２０１０−１２１２１２号公報特開２０１１−００６７５３号公報

本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、前記焼鈍工程における、鋼板表面へのＳｉやＭｎの濃化（Ｓｉ・Ｍｎ系酸化物の形成）が抑制されて、優れた化成処理性を示す冷間圧延鋼板を製造するための方法を確立することにある。

上記課題を解決し得た本発明の化成処理性に優れた冷間圧延鋼板の製造方法は、冷間圧延で得られた鋼板を用い、該冷間圧延後に行う焼鈍の工程が、酸化性雰囲気下で加熱する第１酸化工程および第２酸化工程と、還元性雰囲気下で加熱する還元工程とを含むものであって、前記第１酸化工程では、バーナーを用い空燃比：０．８０以上０．９３未満の条件で鋼板を直接加熱して、該鋼板の温度を３５０℃以上６３０℃未満とし、前記第２酸化工程では、バーナーを用いず酸素濃度：０．０１体積％以上２１体積％以下の雰囲気で鋼板を雰囲気加熱し、該鋼板の温度を６３０℃以上９００℃以下とするところに特徴を有する。

前記第１酸化工程において、バーナーの空燃比を０．９０以下とすることが好ましい。また前記第１酸化工程において、前記鋼板の温度を４００℃以上とすることが好ましく、前記鋼板の温度を５６０℃以下とすることが好ましい。

前記第２酸化工程において、前記酸素濃度を１５体積％以下とすることが好ましく、前記酸素濃度を５．５体積％以上とすることが好ましい。

前記第２酸化工程において、前記鋼板の温度を８５０℃以下とすることが好ましい。

前記冷間圧延鋼板として、Ｃ：０．０４〜０．２５％（質量％の意味。鋼板の化学成分において以下同じ）、Ｓｉ：０．１〜３．０％、Ｍｎ：０．１〜３．０％、およびＡｌ：０．０６％以下（０％を含まない）を夫々含有するものが挙げられる。

前記冷間圧延鋼板は、更に、
（ａ）Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：１％以下（０％を含まない）、Ｖ：１％以下（０％を含まない）、およびＷ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素；や、
（ｂ）Ｎｉ：２％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：２％以下（０％を含まない）、およびＢ：０．０１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素；や、
（ｃ）Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｃａ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０３％以下（０％を含まない）、およびＲＥＭ：０．０３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素；
を含んでいてもよい。

本発明によれば、化成処理性の低下を招くＳｉやＭｎを比較的多く含んでいても、優れた化成処理性を示す冷間圧延鋼板を得ることができる。該冷間圧延鋼板は、高強度と優れた延性・加工性とを兼備し得るので、年々複雑化する加工に用いても良好な加工性を発揮しうる。また本発明の冷間圧延鋼板は、自動車、家電、建材等の分野で使用される、高強度でありながら軽量かつ外観の美麗な鋼板として有用である。

図１は、実施例で用いた連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）の一部の装置構成を示す概略説明図である。

本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意研究を重ねた。詳細には、焼鈍後の鋼板表面のＳｉ・Ｍｎ系酸化物の濃化が抑制されて、優れた化成処理性を示す冷間圧延鋼板を得ることを最終目的に、まず従来行われてきた方法について再度検証した。詳細には、直下バーナーを有する加熱帯で、高酸素濃度雰囲気かつ鋼板温度が低温度域にある状態で加熱（バーナー加熱）を行った。その結果、酸化初期にＳｉ・Ｍｎ系酸化物が鋼板表面にまず生成し、その後、該Ｓｉ・Ｍｎ系酸化物層上にＦｅ酸化皮膜が不均一に生成することがわかった。この状態を次工程の還元工程（均熱帯）で還元すると、Ｆｅ酸化皮膜の形成が少ない箇所では、Ｓｉ・Ｍｎ系酸化物の濃化が抑制されていなかった。このＳｉ・Ｍｎ系酸化物の濃化が生じた箇所は、化成処理において化成処理皮膜が良好に形成されないため好ましくない。

そこで本発明では、還元工程前に、均一なＦｅ酸化皮膜を鋼板表面に形成すべく鋭意研究を行ったところ、該還元工程前に、酸化工程として第１酸化工程と第２酸化工程を設け、第１酸化工程で鋼板表面に極薄いＦｅ酸化物層を形成させ、第２酸化工程で該Ｆｅ酸化物層を成長させれば、該酸化工程で、均一なＦｅ酸化皮膜を形成できるのではないか、との技術的思想に到達し、この思想のもと、上記各工程での具体的な条件について更に検討を行った。

その結果、前記第１酸化工程では、バーナーを用い空燃比：０．８０以上０．９３未満の条件で鋼板を直接加熱して、該鋼板の温度を３５０℃以上６３０℃未満とし、前記第２酸化工程では、バーナーを用いず酸素濃度：０．０１体積％以上２１体積％以下の雰囲気で鋼板を雰囲気加熱し、該鋼板の温度を６３０℃以上９００℃以下とすれば、酸化工程で均一なＦｅ酸化皮膜を形成でき、この状態を還元工程で還元した後は、化成処理性に優れた鋼板表面を有する冷間圧延鋼板が得られることを見出した。尚、本発明では、前記焼鈍前の鋼板を「冷間圧延で得られた鋼板」、前記焼鈍後の鋼板を「冷延圧延鋼板」として区別する。

以下、各工程における条件を設定した理由について詳述する。

（第１酸化工程）
直下バーナーを有する第１酸化工程では、低酸素濃度雰囲気（燃焼ガスの雰囲気）にて鋼板を下記温度範囲に加熱することによって、酸化初期のＳｉ・Ｍｎ系酸化物の生成を抑制し、薄く均一なＦｅ酸化皮膜を生成させる。

（空燃比：０．８０以上０．９３未満）
空燃比が０．８０未満だと、酸化が不十分、即ち酸化性雰囲気を形成できず、Ｆｅ酸化皮膜の形成が十分でない。よって空燃比は０．８０以上とする。空燃比は、好ましくは０．８３以上、より好ましくは０．８５以上である。一方、空燃比が０．９３以上になると、Ｓｉ・Ｍｎ系酸化物が大量に生成し、均一なＦｅ酸化皮膜を形成できない。よって、空燃比は０．９３未満とする。空燃比は、好ましくは０．９１以下、より好ましくは０．９０以下である。

（鋼板温度：３５０℃以上６３０℃未満）
鋼板温度が３５０℃未満では、酸化が不十分となり、Ｆｅ酸化皮膜の形成が十分でない。よって鋼板温度は３５０℃以上とする。鋼板温度は、好ましくは４００℃以上、より好ましくは４３０℃以上である。一方、鋼板温度が６３０℃以上であると、Ｓｉ・Ｍｎ系酸化物が大量に生成し、均一なＦｅ酸化皮膜を形成できない。よって鋼板温度は６３０℃未満とする。鋼板温度は、好ましくは６００℃以下、より好ましくは５６０℃以下である。

（第２酸化工程）
この第２酸化工程では、下記酸素濃度の雰囲気で、下記鋼板温度となるよう鋼板を雰囲気加熱することによって、前記第１酸化工程で形成した極薄いＦｅ酸化物層を成長させて、均一なＦｅ酸化皮膜を得る。ちなみに、第２酸化工程でバーナーを使用した場合（具体的には、バーナーを使用して直接加熱で、鋼板温度を６３０℃以上９００℃以下とした場合）には、温度ムラが生じ易く、その結果、酸化ムラが生じ易くなり、均一なＦｅ酸化皮膜を得ることができない。

（雰囲気の酸素濃度：０．０１体積％以上２１体積％以下）
雰囲気の酸素濃度が０．０１体積％未満では、Ｆｅ酸化皮膜の形成が進まないため、該酸素濃度は０．０１体積％以上とする。該酸素濃度は、好ましくは３体積％以上、より好ましくは５．５体積％以上である。一方、酸素濃度が２１体積％を超えると、形成されるＦｅ酸化皮膜が厚くなりすぎて、その後の還元帯で剥離し、ピックアップ疵の原因となる。よって、上記酸素濃度は２１体積％以下とする。好ましくは１５体積％以下、より好ましくは１０体積％以下である。

第２酸化工程の雰囲気は、上記酸素濃度を満たせばよい。よって具体的には例えば、窒素５６体積％、二酸化炭素７．５体積％、水素１．１体積％、水蒸気２３．８体積％、および酸素１１．６体積％を満たす雰囲気とすることが挙げられる。

（鋼板温度：６３０℃以上９００℃以下）
鋼板温度が６３０℃未満では、Ｆｅ酸化皮膜の形成が不十分となり、Ｆｅ酸化皮膜の厚膜化を図ることができない。よって鋼板温度は６３０℃以上とする。鋼板温度は、好ましくは６５０℃以上、より好ましくは７００℃以上である。一方、上記鋼板温度が９００℃を超えると、形成されるＦｅ酸化皮膜が厚くなりすぎて、その後の還元帯で剥離し、ピックアップ疵の原因となる。よって、上記鋼板温度は９００℃以下とする。好ましくは８５０℃以下、より好ましくは８００℃以下である。

前記各工程（第１酸化工程、第２酸化工程）における鋼板温度は、上記規定の温度範囲に到達すればよい。よって上記規定の温度範囲で保持してもよいし、保持しなくてもよい。

本発明において、還元性雰囲気下で加熱する還元工程（均熱帯）の条件は特に限定されない。前記酸化工程で形成されたＦｅ酸化皮膜が還元される条件であればよく、一般的に行われている条件を採用することができる。例えば、水素と窒素を含む露点：−３０〜−６０℃の雰囲気、鋼板温度：８００〜９５０℃とすることができる。

また、本発明の冷間圧延鋼板を製造する工程の、本発明で規定する焼鈍工程以外の工程（鋼の溶製から冷間圧延工程まで）も、一般的に行われている条件を採用することができる。

本発明で対象とする鋼板は、冷間圧延鋼板として使用できる限りその化学成分組成は特に限定されない。例えば化学成分組成として、Ｃ：０．０４〜０．２５％、Ｓｉ：０．１〜３．０％、Ｍｎ：０．１〜３．０％、およびＡｌ：０．０６％以下（０％を含まない）を夫々含有するものが挙げられる。上記各元素を含有させる理由は、以下の通りである。

［Ｃ：０．０４〜０．２５％］
Ｃは、鋼材（即ち、鋼板）の強度を高めるのに有効な元素であり、０．０４％以上含有させることが好ましい。Ｃ量は、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．０６％以上である。しかしながら、Ｃ量が０．２５％を超えて過剰になると、冷間加工性が低下する。よってＣ量は、０．２５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．１５％以下、更に好ましくは０．１２％以下である。

［Ｓｉ：０．１〜３．０％］
Ｓｉは、鋼材（即ち、鋼板）の強度を発現しつつ、延性や加工性を確保できる重要な元素である。高強度鋼板に最低限必要なＳｉ量として、その下限を０．１％とすることが好ましい。Ｓｉ量は、より好ましくは０．５％以上、更に好ましくは０．８％以上である。しかしながら、Ｓｉ量が過剰になると、延性を損なうため、Ｓｉ量は３．０％以下とすることが好ましく、より好ましくは２．５％以下、更に好ましくは２．０％以下である。

［Ｍｎ：０．１〜３．０％］
Ｍｎは、鋼板の強度および靭性を確保するために重要な元素である。高強度鋼板に最低限必要なＭｎ量としてその下限を０．１％とすることが好ましい。Ｍｎ量は、より好ましくは０．２％以上、更に好ましくは０．５％以上である。しかしながら、Ｍｎ量が過剰になると、延性を損なうため、Ｍｎ量は３．０％以下とすることが好ましく、より好ましくは２．５％以下、更に好ましくは２．０％以下である。

［Ａｌ：０．０６％以下（０％を含まない）］
Ａｌは、製鋼段階での脱酸のために、および焼ならし加熱の際にオーステナイト結晶粒の粗大化を防止するために有効な元素である。しかしながら、Ａｌ量が０．０６％を超えると、その効果が飽和することに加えて、結晶粒が不安定になる。よってＡｌ量は、０．０６％以下に抑えることが好ましく、より好ましくは０．０５％以下、更に好ましくは０．０４％以下である。

上記Ｃ、Ｓｉ、ＭｎおよびＡｌ以外の残部は、鉄および不可避的不純物（例えば、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不純物（Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏ等））であってもよい。不可避的不純物のうち、Ｐ、ＳおよびＮは、下記のように低減することが好ましい。

［Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）］
不可避的に含まれる微量のＰはセメンタイトの析出を遅延し変態を抑制する効果を有する。しかしながら、Ｐ量が過剰になると、延性の劣化とめっき密着性の悪化を招くため、Ｐ量は０．０２％以下に抑えることが好ましい。Ｐ量は、より好ましくは０．０１０％以下、更に好ましくは０．００５％以下である。尚、工業生産上、鋼材中のＰ含有量を０％にすることは困難である。

［Ｓ：０．００４％以下（０％を含まない）］
Ｓは、硫化物系介在物（ＭｎＳ）を形成する元素である。該硫化物系介在物が鋼板の熱間圧延時に偏析すると、鋼板が脆化する。よってＳ量は、０．００４％以下に抑えることが好ましい。Ｓ量は、より好ましくは０．００３％以下、更に好ましくは０．００２％以下である。尚、工業生産上、鋼材中のＳ含有量を０％にすることは困難である。

［Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）］
Ｎは、粗大な窒化物を形成して曲げ性や穴拡げ性を劣化させ、且つ溶接時のブローホールの原因となる。よってＮ量は、０．０１％以下に抑えることが好ましく、より好ましくは０．００５％以下、更に好ましくは０．００２％以下である。

本発明で対象とする鋼材には、必要に応じて下記に示す種々の選択元素を含有させてもよく、含有される元素の種類に応じて鋼材の特性が更に改善される。これらの元素を含有させるときの含有量および限定理由は以下の通りである。

［Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：１％以下（０％を含まない）、Ｖ：１％以下（０％を含まない）、およびＷ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素］

Ｃｒ、Ｎｂ、ＶおよびＷは、いずれも鋼板の強度を高めるのに有効な元素であり、必要に応じて含有させることができる。このうちＣｒは、鋼板および冷間鍛造品の強度を付与する上で有効な元素である。該効果を発揮させるには、Ｃｒ量を０．０１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０４％以上である。しかしながら、Ｃｒ量が２％を超えると延性が低下する。よってＣｒ量は２％以下であることが好ましく、より好ましくは１．５％以下、更に好ましくは１．０％以下である。

Ｎｂは、微量の添加で微細組織を得ることができ、靭性を損なわずに高強度化を図ることのできる元素である。こうした効果を発揮させるには、Ｎｂ量を０．００１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００５％以上である。しかしながら、Ｎｂ量が過剰になると、炭化物が多量に生成し、マルテンサイトの体積率減少、または、その析出強化による強度と加工性のバランス劣化が生じ得る。よって、Ｎｂ量は１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．５％以下、更に好ましくは０．１％以下である。

Ｖは、Ｎｂと同様に微量の添加で微細組織を得ることができる元素であり、鋼板の強度向上に寄与する。かかる効果を発揮させるには、Ｖ量を０．００１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００５％以上である。しかしながら、Ｖ量が過剰になると、コスト高の原因となるだけでなく、降伏点（降伏比）が上昇して加工性が低下する。よってＶ量は、１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．５％以下、更に好ましくは０．１％以下である。

Ｗは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化により、鋼板の強度向上に寄与する。かかる効果を発揮させるには、Ｗ量を０．００１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００５％以上である。しかしながら、Ｗ量が過剰になると、炭・窒化物の析出が過剰となり、成形性の劣化を招く。よってＷ量は、０．３％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．２％以下、更に好ましくは０．１％以下である。

［Ｎｉ：２％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：２％以下（０％を含まない）、およびＢ：０．０１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素］

Ｎｉ、Ｃｕ、ＭｏおよびＢは、いずれも鋼板の焼入れ性を向上させる元素である。このうちＮｉは、適量含有させることによって、ＣＡＬ焼鈍・冷却時の焼入れ性を高めたり、連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）の焼鈍時の二相域再加熱・冷却時の焼入れ性を高めて、得られる組織のマルテンサイト比率を高めたりマルテンサイトのラス構造の微細化に寄与する。その結果、冷却後の最終的な組織として良好な複合組織が得られ、各種成形加工性を向上させることができる。Ｎｉは微量添加することによって上記効果を発揮するが、該効果を有効に発揮させるには、Ｎｉ量を０．１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．２％以上である。しかしながら、Ｎｉは高価な元素であるので、製造コストの点からその含有量は２％以下とすることが好ましく、より好ましくは１．５％以下、更に好ましくは１．０％以下である。

Ｃｕは、Ｎｉと同様に焼入れ性を向上させる元素であり、Ｎｉと同様の作用により各種成形加工性を向上させるのに有効な元素である。かかる効果を有効に発揮させるには、Ｃｕ量を０．１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．２％以上である。しかしながら、Ｃｕは高価な元素であるので、製造コストの点からその含有量は２％以下とすることが好ましく、より好ましくは１．５％以下、更に好ましくは１．０％以下である。

Ｍｏは、Ｎｉ、Ｃｕと同様に焼入れ性を向上させる元素であり、Ｎｉと同様の作用により各種成形加工性を向上させるのに有効な元素である。また、めっき性を損ねることなく、固溶強化を図る上でも有効な元素である。これらの効果を有効に発揮させるには、Ｍｏ量を０．１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．２％以上である。しかしながら、Ｍｏは高価な元素であるため、製造コストの観点からＭｏ量は２％以下とすることが好ましい。Ｍｏ量は、より好ましくは１．５％以下、更に好ましくは１．０％以下である。

Ｂも鋼板の焼入れ性を向上させる元素である。該効果を有効に発揮させるには、Ｂ量を０．０００１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０００２％以上である。しかしながら、Ｂ量が過剰になるとめっき性が劣化するので、Ｂ量は０．０１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００５％以下、更に好ましくは０．００１％以下である。

［Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｃａ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０３％以下（０％を含まない）、およびＲＥＭ：０．０３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素］

Ｔｉ、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭ（希土類元素）は、いずれも脱酸剤として用いられる元素である。こうした効果を発揮させるには、Ｔｉの場合、０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの場合、それぞれ０．００２％以上（より好ましくはそれぞれ０．００３％以上）含有させることが好ましい。しかしながら、Ｔｉ量が過剰になると靭性が低下するので、Ｔｉ量は０．１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０８％以下、更に好ましくは０．０５％以下である。また、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭが過剰になると、成形性が劣化するので、それぞれ０．０３％以下とすることが好ましく、より好ましくはそれぞれ０．０２％以下、更に好ましくはそれぞれ０．０１％以下である。本発明において、上記ＲＥＭとは、ランタノイド元素（ＬａからＬｕまでの１５元素）とＳｃ（スカンジウム）およびＹを意味する。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。即ち、本実施例では、焼鈍工程を、図１にその一部を模式的に示すＣＡＬ焼鈍炉を用いて実施しているが、これに限定されない。

表１に示す（化学）成分組成（残部は、鉄および、Ｐ、Ｓ、Ｎ以外の不可避的不純物）のスラブを溶製・鋳造して得た。該スラブを用いて熱間圧延し、酸洗によりスケールを除去して、さらに冷間圧延を行い、板厚２．０ｍｍの薄鋼板（冷間圧延で得られた鋼板）を作製した。その後、該鋼板を、ＣＡＬ焼鈍炉内に装入した。図１は、ＣＡＬ焼鈍炉内における、本発明で規定の酸化工程を実施する酸化帯（Ａ、Ｂ）、および還元帯の一部を示した概略説明図である。この図１において、本発明の第１酸化工程を実施する酸化帯Ａは、図１中の記号ａからバーナー（図１中、８つの楕円で表示）設置場所までの領域（バーナー設置場所を含む）をいい、本発明の第２酸化工程を実施する酸化帯Ｂは、バーナー設置場所通過直後から還元帯前（図１中の記号ｂのあたり）までの領域をいう。上記酸化帯Ａ（第１酸化工程）およびこれに続く上記酸化帯Ｂ（第２酸化工程）にて、表２に示す各条件（第１酸化工程における空燃比と鋼板温度、第２酸化工程における雰囲気の酸素濃度と鋼板温度）で酸化処理を行い、次いで、図１に一部を示す還元帯にて９００℃程度で均熱後、ガスジェット冷却帯（図示せず）、急速冷却帯（図示せず）で冷却して、冷間圧延鋼板を得た。

得られた冷間圧延鋼板（試験片）を用いて、下記に詳述する通り化成処理を行い、化成処理性を評価した。

（化成処理性の評価）
化成処理液として、日本パーカライジング社製の化成処理液「パルボンドＬ３０２０」を用い、化成処理を次の手順で行った。

脱脂（日本パーカライジング社製の脱脂液「ファインクリーナー」を用い、４５℃で１２０秒）→水洗（３０秒）→表面調整（日本パーカライジング社製の表面調整液「プレパレンＺ」に１５秒浸漬）→化成処理（上記化成処理液に４３℃で１２０秒浸漬）

試験片の化成処理性は、試験片表面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて１５００倍で観察し、無作為に選択した１０視野について、リン酸塩結晶の付着状況としてスケ（リン酸塩結晶が付着していない領域）の程度を確認した。そして本実施例では、下記評価基準において、○および△の場合を化成処理性が良好であると評価した。その結果を表２に示す。
（評価基準）
○：スケが全くなし
△：スケはないが、ムラが多少あり
×：スケが著しい

表２より次のことがわかる。即ち、Ｎｏ．１〜２４は、本発明で規定の条件で焼鈍を行ったため、得られた鋼板は、優れた化成処理性を示した。

これに対しＮｏ．２５〜４１は、本発明で規定のいずれかの焼鈍条件を満たしていないため、得られた鋼板は化成処理性に劣るものとなった。

詳細には、Ｎｏ．２５および２６は、第１酸化工程での空燃比が小さすぎて酸化が不十分であるため、Ｆｅ酸化皮膜が形成されず、優れた化成処理性が得られなかった。

Ｎｏ．２７〜２９は、第１酸化工程での空燃比が大きすぎて、Ｓｉ・Ｍｎ系酸化物が大量に生成し、Ｆｅ酸化皮膜が不均一に生成した。その結果、優れた化成処理性が得られなかった。またＮｏ．３０および３１は、第１酸化工程での鋼板温度が高すぎるため、この場合も、Ｓｉ・Ｍｎ系酸化物が大量に生成し、Ｆｅ酸化皮膜が不均一に生成して、優れた化成処理性が得られなかった。

Ｎｏ．３２および３３は、第１酸化工程での鋼板温度が低すぎたため、酸化が不十分となり、Ｆｅ酸化皮膜が形成されず、優れた化成処理性が得られなかった。

Ｎｏ．３４および３５は、第２酸化工程の雰囲気中の酸素濃度が規定の下限値を下回ったため、Ｆｅ酸化皮膜の形成が進まず、化成処理性に劣る結果となった。

Ｎｏ．３６および３７は、第２酸化工程の雰囲気中の酸素濃度が高すぎたため、形成されるＦｅ酸化皮膜が厚くなりすぎて、ピックアップ疵が発生した。その結果、優れた化成処理性が得られなかった。

Ｎｏ．３８および３９は、第２酸化工程での鋼板温度が低すぎたため、酸化が不十分となり、Ｆｅ酸化皮膜の厚膜化を実現できなかった。その結果、優れた化成処理性が得られなかった。

Ｎｏ．４０および４１は、第２酸化工程での鋼板温度が高すぎたため、形成されるＦｅ酸化皮膜が厚くなりすぎて、ピックアップ疵が発生した。その結果、優れた化成処理性が得られなかった。

Claims

冷間圧延後に焼鈍を行う冷間圧延鋼板の製造方法であって、
前記焼鈍の工程は、前記冷間圧延で得られた鋼板を用い、酸化性雰囲気下で加熱する第１酸化工程および第２酸化工程と、還元性雰囲気下で加熱する還元工程とを含み、
前記第１酸化工程では、バーナーを用い空燃比：０．８０以上０．９３未満の条件で鋼板を直接加熱して、該鋼板の温度を３５０℃以上６３０℃未満とし、
前記第２酸化工程では、バーナーを用いず酸素濃度：０．０１体積％以上２１体積％以下の雰囲気で鋼板を雰囲気加熱し、該鋼板の温度を６３０℃以上９００℃以下とすることを特徴とする化成処理性に優れた冷間圧延鋼板の製造方法。
前記第１酸化工程におけるバーナーの空燃比を０．９０以下とする請求項１に記載の製造方法。
前記第１酸化工程における前記鋼板の温度を４００℃以上とする請求項１または２に記載の製造方法。
前記第１酸化工程における前記鋼板の温度を５６０℃以下とする請求項１〜３のいずれかに記載の製造方法。
前記第２酸化工程における前記酸素濃度を１５体積％以下とする請求項１〜４のいずれかに記載の製造方法。
前記第２酸化工程における前記酸素濃度を５．５体積％以上とする請求項１〜５のいずれかに記載の製造方法。
前記第２酸化工程における前記鋼板の温度を８５０℃以下とする請求項１〜６のいずれかに記載の製造方法。
前記冷間圧延鋼板は、Ｃ：０．０４〜０．２５％（質量％の意味。鋼板の化学成分において以下同じ）、Ｓｉ：０．１〜３．０％、Ｍｎ：０．１〜３．０％、およびＡｌ：０．０６％以下（０％を含まない）を夫々含有するものである請求項１〜７のいずれかに記載の製造方法。
前記冷間圧延鋼板は、更に、
Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）、
Ｎｂ：１％以下（０％を含まない）、
Ｖ：１％以下（０％を含まない）、および
Ｗ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有するものである請求項８に記載の製造方法。
前記冷間圧延鋼板は、更に、
Ｎｉ：２％以下（０％を含まない）、
Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、
Ｍｏ：２％以下（０％を含まない）、および
Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有するものである請求項８または９に記載の製造方法。
前記冷間圧延鋼板は、更に、
Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｃａ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｍｇ：０．０３％以下（０％を含まない）、および
ＲＥＭ：０．０３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有するものである請求項８〜１０のいずれかに記載の製造方法。