JP2019534949A - 塗装部品用鋼基材 - Google Patents

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Abstract

本発明は、塗装部品に使用される鋼ストリップ、シート又はブランクであって、金属コーティングされていてもよい鋼ストリップ、シート又はブランクに関する。本発明において、る超低炭素（ＵＬＣ）鋼は、重量％で、次の組成：Ｃ 最大０．００７、Ｍｎ 最大１．２、Ｓｉ 最大０．５、Ａｌ 最大０．１、Ｐ 最大０．１５、Ｓ ０．００３〜０．０４５、Ｎ 最大０．０１、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ Ｔｉ≧０．００５かつＮｂ≧０．００５の場合は、０．０６≦４Ｔｉ＋４Ｎｂ＋２Ｍｏ≦０．６０、その他の場合は、０．０６≦Ｔｉ＋２Ｎｂ＋２Ｍｏ≦０．６０、及び、以下の任意元素の１種又は２種以上：Ｃｕ 最大０．１０；Ｃｒ 最大０．０６；Ｎｉ 最大０．０８；Ｂ 最大０．００１５；Ｖ 最大０．０１；Ｃａ 最大０．０１；Ｃｏ 最大０．０１；Ｓｎ 最大０．０１を有し、前記ストリップ、シート又はブランクの成形による表面のデルタうねりΔＷｓａが、０．１２μｍ以下である。

Description

本発明は、塗装部品（例えば、自動車のための塗装部品）に使用される鋼ストリップ、シート又はブランクに関する。本発明はまた、そのようなストリップ、シート又はブランクを製造するための方法に関する。
塗装鋼部品、例えば、フード及びドア等の自動車の外側パネルのための塗装鋼部品は、それらの生産者による厳しい要求を受ける。これらの要件の一つは、塗装部品の塗装外観に関する。
塗装部品を製造するための鋼基材は、通常、金属コーティング、例えば、亜鉛系コーティングでコーティングされる。製造業者は、プレスにおいて（コーティングされた）基材をパネル用の所望の形状に成形する。プレス後、パネルは、通常、１以上の塗料層（ｐａｉｎｔ ｌａｙｅｒ）で塗装される。
外側パネルが、非常に良好な塗装外観を有する場合、すなわち、パネルが歪むことなく光を反射し、シャープな反射画像をもたらす鏡のような表面を有する場合、その価値は非常に高い。塗料の外観は、塗料の品質によって影響を受けるが、（コーティングされた）基材の表面によっても影響を受ける。この表面は、可変サイズ及び大きさ（ａｍｐｌｉｔｕｄｅ）の面内構造からなる。より小さな構造は、表面粗さによって捉えられる一方、より大きな構造は、いわゆる表面うねりによって捉えられる。
より大きい表面構造、例えば、表面のうねりは、異なる塗料層を通じて伝達する（ｔｒａｎｓｍｉｔｔｅｄ）ことが、当業者に知られている。例えば、（コーティングされた）基材の表面のうねりは、ある程度まで依然として外側の塗料層の表面に存在する。塗装部品の塗装外観は測定することができ、異なる測定値、例えば、ＢＹＫウェーブスキャンデュアル（ＢＹＫ Ｗａｖｅｓｃａｎ Ｄｕａｌ）を使用して測定される場合の長いうねりＬＷ（Ｌｏｎｇ Ｗａｖｉｎｅｓｓ ＬＷ）によって表される。伝達効果（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ ｅｆｆｅｃｔ）によって、塗装部品の長いうねり又は類似の値は、塗装されていない成形部品の表面のうねりに関連している。ＬＷと（コーティングされた）基材表面のうねりとの間の典型的な関係は、例えば、Ｃａｎｎｅｓ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ：Ｌｉｇｈｔｗｅｉｇｈｔ Ｄｅｓｉｇｎ：Ｎｅｗ Ｈｉｇｈ Ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ Ｓｔｅｅｌ ｗｉｔｈ Ｏｐｔｉｍｉｚｅｄ Ｐａｉｎｔ Ａｐｐｅａｒａｎｃｅ ｆｏｒ Ｎｅｗ Ｃａｒ Ｂｏｄｉｅｓ， Ｍａｔｔｈｉｊｓ Ｔｏｏｓｅ，２８ｔｈ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ ｏｎ Ａｕｔｏｍｏｔｉｖｅ Ｂｏｄｙ Ｆｉｎｉｓｈｉｎｇ “Ｓｕｒｃａｒ”，Ｊｕｎｅ １８−１９ ２０１５， Ｃａｎｎｅｓ、又は、Ｂａｄ Ｎａｕｈｅｉｍ ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ： Ｃａｒ Ｂｏｄｙ Ｐａｉｎｔｉｎｇ ２０１５，３２ｎｄ Ｗｏｒｋｓｈｏｐ ｏｆ ｔｈｅ １ｓｔ Ｇｅｒｍａｎ Ａｕｔｏｍｏｔｉｖｅ Ｃｉｒｃｌｅ， ９−１０ Ｎｏｖｅｍｂｅｒ ２０１５， Ｂａｄ Ｎａｕｈｅｉｍで与えられている。プレス加工又は成形加工を施した後に表面のうねりを測定する必要があることを認識することが重要である。
成形部分の表面のうねりは、未変形部分（例えば、平坦部分）の表面のうねり及び成形工程によって導入されるうねりの増加の結果であることが当業者に知られている。成形部分のうねりと未変形部分のうねりとの間の差は、デルタうねり（例えばΔＷｓａ）と呼ばれている。ストリップ製品の製造方法の特定の性質により、成形された表面は、線状パターンを示し、線状パターンにおける線は、圧延方向に対して垂直である。この観察の意味するところは、デルタうねりが他の方向よりも圧延方向においてより高いということである。この方向効果は、塗装外観値にも強く存在しているので、圧延方向のデルタうねりを出来るだけ大きくすることが重要である。
本発明の目的は、良好な塗装外観を提供するうねりを有する塗装部品用鋼ストリップ、シート又はブランクを提供することである。
本発明の他の目的は、良好な塗装外観を与えるうねりを有する鋼ストリップを製造することができる方法を提供することである。
本発明のさらなる目的は、デルタうねりを制御することができる鋼ストリップ、シート又はブランクを提供することである。
本発明によれば、塗装部品に使用される鋼ストリップ、シート又はブランクであって、
前記ストリップ、シート又はブランクは、金属コーティングされていてもよく、
前記鋼は、重量％で、以下の組成：
Ｃ：最大０．００７
Ｍｎ：最大１．２
Ｓｉ：最大０．５
Ａｌ：最大０．１
Ｐ：最大０．１５
Ｓ：０．００３〜０．０４５
Ｎ：最大０．０１
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ：
Ｔｉ≧０．００５かつＮｂ≧０．００５の場合は、０．０６≦４Ｔｉ＋４Ｎｂ＋２Ｍｏ≦０．６０
その他の場合は、０．０６≦Ｔｉ＋２Ｎｂ＋２Ｍｏ≦０．６０
以下の任意元素の１種又は２種以上：
Ｃｕ：最大０．１０
Ｃｒ：最大０．０６
Ｎｉ：最大０．０８
Ｂ：最大０．００１５
Ｖ：最大０．０１
Ｃａ：最大０．０１
Ｃｏ：最大０．０１
Ｓｎ：最大０．０１
鉄及び不可避的不純物である残部
を有する超低炭素（ＵＬＣ）鋼であり、
Ｗｓａ（成形）−Ｗｓａ（平坦）［式中、Ｗｓａ（成形）は、金属コーティングされていてもよい、成形後の基材表面のＷｓａ値であり、Ｗｓａ（平坦）は、必要に応じて金属コーティングされていてもよい、成形前の基材表面のＷｓａ値である。］として定義される、前記ストリップ、シート又はブランクの成形による表面のデルタうねりΔＷｓａが、０．１２μｍ以下である、前記鋼ストリップ、シート又はブランクが提供される。
図１は、冷間圧延ミルの最後のスタンドの粗さが、得られるΔＷｓａに大きな影響を与える可能性があることを示す図である。
本発明者らは、低いデルタうねりΔＷｓａ、特に０．１２μｍ以下のΔＷｓａを有する部品を製造するために、超低炭素鋼が必要であることを見出した。
ＵＬＣ鋼は、高い成形性が要求される用途に適している。超低炭素鋼中の炭素は、深絞りのために固溶体中の炭素が好ましい再結晶集合組織に有害な影響を与えるので、低く保たれるべきである。特殊なタイプのＵＬＣ鋼であるＩＦ（ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ ｆｒｅｅ）鋼では、固溶体中の炭素を避けるためにすべての炭素が析出している。特殊なタイプのＵＬＣ鋼でもあるＢＨ（焼付硬化型）鋼では、焼付け中の強度増加から利益を得るために限定されたレベルの炭素が固溶体に保持され、残りの炭素も析出されるべきである。両方の場合において、炭素の全量は０．００７重量％以下であるべきであり、そうでなければ、形成された析出物の量及びサイズが成形性を妨げる。成形性をさらに改善するために、本発明の合金中の炭素は、０．００５重量％以下であることが好ましい。
マンガンは固溶体強化元素であり、したがって強度を高めるために添加することができるが、深絞り性に悪影響を及ぼす。このため、Ｍｎレベルは１．２重量％以下に維持されるべきである。さらに、ＭｎＳの形成は、好ましいＴ４Ｃ２Ｓ２析出物の形成を妨げる可能性がある。後者の理由から、そして成形性を過度に妥協しないために、１．０重量％以下のＭｎであることが好ましく、０．８重量％以下のＭｎであることがさらに好ましい。
ケイ素も固溶体強化元素であり、したがって強度を高めるために添加することができる。しかしながら、Ｓｉレベルが高すぎると、Ｍｎ２ＳｉＯ４スピネル型酸化物及び／又はＳｉＯ２が形成されるためにコーティングの接着性が低下する可能性がある。このため、Ｓｉレベルは、０．５重量％以下、さらに好ましくは０．２５重量％以下である。
リンは非常に強力な溶液強化元素であるが、高レベルのＰは、特にＩＦ鋼において延性−脆性−遷移−温度（ＤＢＴＴ：Ｄｕｃｔｉｌｅ−ｔｏ−Ｂｒｉｔｔｌｅ−Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ−Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）を過度に上昇させる可能性がある。ホウ素を添加するとこれを相殺することができるが、それにもかかわらず、Ｐレベルは０．１５重量％以下であるべきである。さらに、高レベルのＰは、望まれないＦｅ−Ｔｉ− Ｐ析出物の形成への変化を増大させる。このため、最大Ｐレベルを０．１０重量％に保つことが好ましい。
硫黄は、好ましいＴｉ４Ｃ２Ｓ２析出物が確実に形成されるようにするために必要である。しかしながら、Ｓのレベルが高すぎると、熱間圧延中にＴｉＣの形成が抑制され、それが急速な再結晶化とそれに続く結晶粒成長をもたらす。したがって、本発明にとって、Ｓを０．０４５重量％以下、さらに好ましくは０．０２重量％以下に制限することが重要である。
アルミニウムは主に残存する酸素と結合するために添加されるが、窒素で析出させるためにも使用することができる。酸素を結合させるために、０．０１重量％の最小アルミニウムレベルが好ましい。アルミニウムのレベルが上がると、鋳造中の目詰まりのリスクも高まる。このため、Ａｌの最大量は０．１重量％に設定される。
固溶体中の窒素は、成形性を阻害する侵入元素として存在する。したがって、それを完全に析出させるべきである。通常、全てのＮを確実に析出させるために、Ｔｉ、Ａｌ又はＢが添加される。それにもかかわらず、Ｎレベルは０．０１重量％を超えてはならず、Ｎの量は好ましくは０．００６重量％以下であるべきである。
チタン、ニオブ及びモリブデンは強力な結晶粒微細化剤であり、これらの元素のうちの少なくとも１つの存在は本発明にとって必須である。Ｎｂ及びＭｏは、Ｔｉよりも結晶粒微細化剤としてさらに強力である。本発明者らの観察に基づいて、Ｎｂ及びＭｏは約２倍有効である（重量％で与えた場合）。さらに、ＴｉとＮｂの両方が存在する場合、それらは、それらの組み合わせの存在が、Ｔｉのみと比較して結晶粒微細化剤として約４倍有効であるように互いに増強する。これらの元素は、それらがＮ及び／又はＣと共に析出し、そして形成された析出物が再結晶及び結晶粒成長を妨げるので、機能する。Ｎｂはまた、固溶体中にあると再結晶及び結晶粒成長を妨げることが知られている。バナジウムも機能する可能性があるが、バナジウム析出物は冷間圧延後の焼鈍に使用される温度で溶解する可能性があり、そのためこれらの析出物の効果が低下する。
ＢＨ合金の場合、固溶体中の炭素量は重要であり、制御する必要がある。Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ及びＶは炭素と共に析出するので、それらは固溶体中のＣの量を制御するためにも重要である。ＢＨ鋼では、Ｃ、Ｎ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂの間のバランスを慎重に調整する必要がある。ＩＦ鋼では、いくらかの過剰なＴｉ又はＮｂが許容され得る。これは、Ｔｉを０．０６重量％以上０．６０重量％以下、又は、Ｎｂを０．０３重量％以上０．３０重量％以下、又は、Ｍｏを０．０３重量％以上０．３０重量％以下に制限する。これら３つの元素の組み合わせも可能であり、その場合、４×（Ｔｉ＋Ｎｂ）＋２×Ｍｏは、０．０６重量％以上０．６重量％以下であるべきである。
本発明者らは、Ｔｉ、Ｎｂ及びＭｏの量が特に重要であることを見出した。Ｔｉ又は２×Ｎｂ又は２×Ｍｏの量は、少なくとも０．０６重量％でなければならないか、あるいは、これらの元素を組み合わせたときに、４×（Ｔｉ＋Ｎｂ）＋２×Ｍｏの量は、少なくとも０．０６重量％でなければならない。より低いレベルのＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ又はこれらの組み合わせでは、ＵＬＣ鋼は、適切なΔＷｓａを有する鋼部品をもたらさない。０．６０重量％を超えるＴｉ、０．３０重量％を超えるＮｂ、又は０．３０重量％を超えるＭｏが使用される場合、あるいは、これらの元素が、４×（Ｔｉ＋Ｎｂ）＋２Ｍｏ（すべて重量％）が０．６を超える量で組み合わされる場合、ＵＬＣ鋼は改善されないか、鋼の性能が低下する可能性さえある。
銅は最大０．１０重量％まで許容される。それは、ＣｕＳの形成をもたらし、適切なディメンジョンでも、再結晶及び結晶粒成長を妨げる可能性があるが、それはまた、より望ましいＴｉ４Ｃ２Ｓ２と競合する。したがって、最大レベルが０．０４重量％であることがより好ましい。
クロム及びニッケルは基本的に不純物であるが、それぞれ、最大で０．０６重量％及び０．０８重量％であれば、害はない。それにもかかわらず、それぞれについて最大０．０４重量％であることがより好ましい。
ホウ素は侵入型元素であるので、固溶体中のホウ素は可能な限り低く保たれるべきであり、Ｂを最大０．００１５重量％に制限する。特にＰ合金化ＩＦ鋼において、ＤＢＴＴが高すぎる可能性を減らすために、ホウ素を添加することができる。全てのＮが析出することを確実にするために、それを加えることもできる。一方、Ｂが０．０００８重量％を超えると、表面欠陥が生じる可能性があるので、Ｂのより好ましい範囲は０．０００５〜０．０００８重量％である。
コバルト及びスズは基本的に不純物であるが、両方とも、最大０．０４重量％を許容することができる。
カルシウムは、脱酸及び／又は脱硫のために鋼中に最大０．００５重量％まで添加されることがある。特性を劣化させることなく最大０．０１重量％までのレベルを許容することができる。
好ましくは、ＵＬＣ鋼の上記組成において、Ｔｉ、Ｎｂ及びＭｏの量は、重量％で、以下の通りである。
Ｔｉ≧０．００５かつＮｂ≧０．００５の場合は、０．０６≦４Ｔｉ＋４Ｎｂ＋２Ｍｏ≦０．３０
その他の場合は、０．０６≦Ｔｉ＋２Ｎｂ＋２Ｍｏ≦０．１０
Ｔｉ、Ｎｂ及びＭｏの組み合わせについての式の上限は、０．３０であることが好ましい。これらの元素がそのような高い量で必要とされることは珍しいからである。同じ理由で、Ｔｉ及び／又はＮｂ≦０．００５の場合、より好ましい上限値は０．１重量％である。
好ましい実施形態によれば、焼付硬化型超低炭素鋼ストリップ、シート又はブランクが使用され、Ｔｉ、Ｎｂ及びＭｏの量は、すべて重量％で、Ｃ、Ｎ及びＳのレベルに対して、以下のように調整される。
Ｔｉ（遊離）≦０の場合は、Ｔｉ（ｃ）＝０、その他の場合は、Ｔｉ（ｃ）＝Ｔｉ（遊離）、ここで、Ｔｉ（遊離）＝Ｔｉ−３．４３Ｎ−１．５Ｓ、かつ、
０．０００８≦Ｃｓｏｌ≦０．００３３、ここで、Ｃｓｏｌ＝Ｃ−０．１２５Ｍｏ−０．１２９Ｎｂ−０．２５Ｔｉ（ｃ）
さらに、Ｔｉ及びＮｂがともに＞０．００５重量％である場合は、０．０６≦４（Ｔｉ＋Ｎｂ）＋２Ｍｏ≦０．６０重量％、その他の場合は、０．０６≦Ｔｉ＋２Ｎｂ＋２Ｍｏ≦０．６０重量％である。
ＢＨ鋼（焼付硬化型鋼）の場合、いくらかの遊離炭素（Ｃｓｏｌ）が焼付硬化応答に不可欠であり、これが、Ｃｓｏｌに関する下限値である。Ｃｓｏｌのレベルが高すぎると、焼付硬化効果の代わりに素早い自然なエージングが発生する可能性があり、これが、Ｃｓｏｌに関する上限値である。
本発明の第２の態様によれば、鋼は、１１．０マイクロメートル未満の本質的に等軸のメジアン結晶粒径（ｅｓｓｅｎｔｉａｌｌｙ ｅｑｕｉ−ａｘｅｄ ｍｅｄｉａｎ ｇｒａｉｎ ｓｉｚｅ）を有する結晶粒を有する。
本発明者らは、結晶粒径が、うねり、特にΔＷｓａを決定するための重要な決定因子であることを見出した。多数の鋼サンプルの結晶粒径及びΔＷｓａを決定することによって、本発明者らは、結晶粒径とΔＷｓａとの間の関係を決定することができ、メジアン結晶粒径が１１．０マイクロメートル未満である本質的に等軸の結晶粒は、ΔＷｓａ≦０．１２μｍであるストリップ、シート又はブランクの表面をもたらす。Ｗｓａは、標準ＳＥＰ１９４１で定義されている。結晶粒径とΔＷｓａとの間の関係は、鋼基材の結晶粒径が制御されるときに０．１２μｍ以下の所望のΔＷｓａを有する鋼ストリップ、シート及びブランクを製造することを可能にする。結晶粒径は、連続焼鈍及び場合により金属コーティングの後の結晶粒径である。本発明者らは、主に自動車の外側パネル等の塗装部品に使用される超低炭素鋼タイプと組み合わせる場合、結晶粒径が１１．０マイクロメートル未満であるべきであり、鋼の組成が上記の通りである場合、適切な結晶粒径を有する結晶粒（すなわち、平均結晶粒径が１１．０マイクロメートル未満である本質的に等軸の結晶粒）が組み合わされることを見出した。
実質的に等軸とは、横断面（ＲＤ／ＮＤ平面）において、ＲＤにおいて平行な直線と交差する粒界の数を、ＮＤにおいて等しい長さの直線と交差する粒界の数で割った値が、少なくとも０．６６であることを意味する。直線は、ＮＤと同様に、ＲＤでも少なくとも２００の交点を生み出すのに十分な長さであるべきである。あるいは、ＲＤとＮＤのすべての交点の合計が少なくとも２００となるように、均等に分布する複数の線で手順が繰り返される。後者の場合、ＲＤとＮＤの交差点の数は分割される前に線上で合計される。本発明者らは以下の手順を用いた。
横断面（ＲＤ／ＮＤ平面）において、１０本の直線と交差し、ＮＤ（法線方向）に均等に分布し、ＲＤ（圧延方向）に平行に分布する粒界の数を測定した。また、ＲＤ上に均等に分布し、ＮＤに平行な１０本の直線と交差する粒界の数も測定した。ＲＤ及びＮＤの線は同じ長さであり、１つの線あたり少なくとも２０個の粒界交差を生じるのに十分な長さであった。ＲＤ内のすべての線にわたる交差の総数を、ＮＤ内のすべての線にわたる交差の総数で割ったところ、すべての場合でこの数は≧０．６６であった。
メジアン結晶粒径が１１，０マイクロメートル未満である本質的に等軸の結晶粒を有することは重要な条件であるが、最良の結果を得るためには他の条件も同様に重要である。冷間圧延ミルの最後のスタンドにおける粗さ及び調質ミル（ｔｅｍｐｅｒ ｍｉｌｌ）の粗さ並びに冷間圧延ミルの最後のスタンド及び調質ミルにおいて与えられる減少（ｒｅｄｕｃｔｉｏｎｓ）は、制御される必要があるパラメータである。これは当業者に知られている。
好ましくは、本質的に等軸の結晶粒は、１０．０マイクロメートル未満のメジアン結晶粒径を有する。結晶粒径が小さいほど、ΔＷｓａが低くなる。小さいメジアン結晶粒径は、０．１０又はそれより小さいΔＷｓａを生じ得る。
好ましい実施形態によれば、ストリップ、シート又はブランクの未変形鋼表面は、０．３５μｍ以下のうねりＷｓａ、好ましくは０．３２μｍ以下のうねりＷｓａ、さらに好ましくは０．２９μｍ以下のうねりＷｓａ、さらに一層好ましくは０．２６μｍ以下のうねりＷｓａを有する。ここで、うねりＷｓａは、圧延方向で測定される。ΔＷｓａと組み合わされた未変形鋼表面のうねりが、成形部品のＷｓａを決定した。
好ましくは、ストリップ、シート又はブランクは、亜鉛系コーティング、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系コーティング、又はアルミニウム系コーティングでコーティングされている。亜鉛系コーティングは、好ましくは、０．１〜１．２重量％のアルミニウムと、０．３重量％以下の他の元素と、不可避的不純物及び亜鉛である残部とからなり、又は、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系コーティングは、好ましくは、０．２〜３．０重量％のアルミニウムと、０．２〜３．０重量％のマグネシウムと、０．３重量％以下の他の元素と、不可避的不純物及び亜鉛である残部とからなり、又は、アルミニウム系コーティングは、好ましくは、０．２〜１３重量％のケイ素と、０．３重量％以下の他の元素と、不可避的不純物及びアルミニウムである残部とからなる。
これらのコーティングは自動車産業で使用されており、好ましくは、鋼ストリップ、シート又はブランクをコーティングするために使用されている。言及された他の元素は、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｓｂ、Ｌｎ、Ｃｅ、Ｔｉ、Ｓｃ、Ｓｒ及び／又はＢであり得る。
本発明の第３の態様によれば、本発明の第１又は第２の態様による鋼ストリップを製造する方法であって、鋼ストリップが熱間圧延及び冷間圧延され、冷間圧延のための最後のスタンド又は唯一のスタンドが、０．５μｍ以上７．０μｍ以下の粗さＲａを有する加工ロール（ｗｏｒｋ ｒｏｌｌ）を含む。
本発明者らは、本発明の第１の態様について示したように、鋼ストリップの結晶粒径が十分に微細である場合、冷間圧延ミルの最後のスタンドにおいて、０．５μｍ以上７．０μｍ以下の粗さＲａを有する加工ロールを使用できることを見出した。冷間圧延ミルの最後のスタンドの粗さを低下させることが、さらに成形後にＷｓａ値を低下させるのに有益であることは当業者に知られている。しかしながら、本発明者らは、冷間圧延ミルの最後のスタンドにおいて、０．５μｍ未満の粗さＲａを有する加工ロールを使用する必要がないことを見出した。０．５μｍ未満の粗さＲａを有する加工ロールを使用することは、製造のために非常に特別な研削作業を必要とするので不利である。
最後のスタンド又は唯一のスタンドにおける加工ロールの粗さＲａは、好ましくは０．５５μｍ以上５．０μｍ以下、さらに好ましくは０．６μｍ以上４．０μｍ以下、最も好ましくは０．６μｍ以上２．０μｍ以下である。本発明者らは、これらの範囲内の粗さを有する加工ロールが良好な結果をもたらすことを見出した。
冷間圧延ミルが１つのスタンドを含むとき、加工ロールは、０．５μｍ以上７．０μｍ以下の粗さＲａを有するべきである。
冷間圧延ミルが２つのスタンドを含む場合、最初のスタンドの加工ロールは、０．６μｍ以上３．０μｍ以下の粗さＲａを有するべきであり、最後のスタンドの加工ロールは、０．５μｍ以上７．０μｍ以下の粗さＲａを有するべきである。
冷間圧延ミルが３つ以上のスタンドを含む場合、最初のスタンドの加工ロールは、０．６μｍ以上３．０μｍ以下の粗さＲａを有するべきであり、中間のスタンドの加工ロールは、０．３μｍ以上０．８μｍ以下の粗さＲａを有するべきであり、最後のスタンドの加工ロールは、０．５μｍ以上７．０μｍ以下の粗さＲａを有するべきである。
上記のことは、本発明者らが、ストリップが冷間圧延ミルを離れる前に使用される加工ロールが常に０．５μｍ以上７．０μｍ以下の粗さＲａを有するべきであることを見出したことを示す。別の最初のスタンドを使用する場合、その粗さは０．６μｍ以上３．０μｍ以下でなければならない。中間のスタンドが存在する場合、これらは低い粗さ、すなわち０．３μｍ以上０．８μｍ以下の粗さを有するべきである。
上記の場合において、０．５μｍ以上７．０μｍ以下の粗さＲａが示される場合、より限定された範囲も適用できることを理解されたい。
好ましくは、冷間圧延されたストリップは、好ましくは金属コーティングが施された後、０．５μｍ以上４．０μｍ以下の粗さ、好ましくは２．８μｍ以下の粗さを有する調質ロールを使用してスキンパス（ｓｋｉｎ ｐａｓｓｅｄ）される。スキンパスロールの粗さは、形成されるストリップ、ブランクのシートに転写され、それによって平坦な製品のうねりに強い影響を与える。
本発明の第４の態様によれば、本発明の第３の態様による方法で製造されたストリップであって、ストリップの表面が、４μｍ以上１２μｍ以下のコーティング厚さを有するアルミニウム系コーティングでコーティングされたストリップに関して、ストリップの圧延方向において、２．０μｍ未満の粗さＲａ及び０．６μｍ未満のうねりＷｓａを有するストリップが提供される。
好ましくは、ストリップは、ストリップの圧延方向において、０．７μｍ以上１．６μｍ以下の粗さＲａ及び０．１５μｍ以上０．３５μｍ以下のうねりＷｓａを有する。
いくつかのＢＨ及びＩＦ合金について、カッピング（ｃｕｐｐｉｎｇ）前後の結晶粒径及びうねりＷｓａを測定した。
全てのサンプルは、５スタンド冷間ミルで冷間圧延されたコイルに由来するものであった。第１のスタンドは、Ｒａが１．２±０．２μｍである研削粗さ（ｇｒｏｕｎｄ ｒｏｕｇｈｎｅｓｓ）を有していた。第２、第３及び第４のスタンドは、Ｒａが０．６±０．２μｍである研削粗さを有していた。最後のスタンドは、Ｒａが４．５±０．２μｍであるＥＤＴ粗さを有していた。冷間圧延後、コイルを連続的に焼鈍し、最高温度を８１０±２０℃とし、溶融亜鉛めっきを４７０±１０℃で行った。エアナイフを使用してコーティングの厚さを調整し、エアナイフの直後に冷却を行ってコーティングを固化させた。最後に、ストリップを調質圧延（ｔｅｍｐｅｒ ｒｏｌｌｅｄ）した。調質ミルの粗さは、１．９±０．１μｍのＥＤＴであった。
これらの合金の化学組成を表１に示す。
結晶粒径は以下のように測定した。
サンプル調製
サンプルのＲＤ−ＮＤ切片を導電性樹脂（いわゆるポリファスト）にマウントし、１μｍに機械的に研磨した。予め行われた研削及び研磨工程によって引き起こされたあらゆる表面変形を除去するように注意を払った。完全に変形のない表面を得るために、最終研磨工程はコロイダルシリカを用いて行った。
ＳＥＭ
ミクロ組織分析は、ＥＤＡＸ ＰＥＧＡＳＵＳ ＸＭ ４ ＨＩＫＡＲＩ ＥＢＳＤシステムを備えたＦＥＧ−ＳＥＭ（電界放出銃走査型電子顕微鏡、Ｚｅｉｓｓ Ｕｌｔｒａ ＳＳ ＦＥＧ−ＳＥＭ）を用いて行った。報告されたサンプルのＥＢＳＤ（電子後方散乱回折）スキャンは、典型的には以下のＳＥＭ設定を用いて行われた。
ＥＢＳＤスキャンは、サンプルのＲＤ−ＮＤ平面上で収集された。サンプルをＳＥＭ内で７０°の角度で配置した。加速電圧は１５ｋＶ、高電流オプションはオン、１２０μｍアパーチャ（ａｐｅｒｔｕｒｅ）を使用し、典型的には、走査中の作動距離は１７ｍｍであった。サンプルの７０°の傾斜角を補償するために、走査中に動的焦点補正（ｄｙｎａｍｉｃ ｆｏｃｕｓ ｃｏｒｒｅｃｔｉｏｎ）を使用した。
ＥＢＳＤデータ収集
ＥＢＳＤスキャンは、ＥＤＡＸ社（ＴＳＬ ＯＩＭ Ｄａｔａ Ｃｏｌｌｅｃｔｉｏｎバージョン７．０．１（８−２７−１３））のソフトウェアを使用してキャプチャされた。典型的には、以下のデータ収集設定が使用された：６×６ビニングでの光カメラと標準的なバックグラウンド減算との組み合わせ。走査領域は全ての場合において最大でサンプル厚さであり、そして走査領域に非金属介在物を含まないように注意を払った。
ＥＢＳＤスキャンサイズ ５００×５００μｍ；ステップサイズ ０．５μｍｍ；スキャン速度 毎秒約８０フレーム；スキャン中に含まれる相 Ｆｅ（α）。データ収集中に使用されたＨｏｕｇｈ設定は次のとおりである。ビニングパターンサイズ（Ｂｉｎｎｅｄ ｐａｔｔｅｒｎ ｓｉｚｅ） 〜９６；シータセットサイズ（ｔｈｅｔａ ｓｅｔ ｓｉｚｅ） １；ｒｈｏラクション（ｒｈｏ ｆｒａｃｔｉｏｎ） ≒９０；最大ピーク数 １３；最小ピーク数 ５；Ｈｏｕｇｈタイプ（Ｈｏｕｇｈ ｔｙｐｅ） クラシック；Ｈｏｕｇｈ解像度（Ｈｏｕｇｈ ｒｅｓｏｌｕｔｉｏｎ） 低；バタフライコンボリューションマスク（ｂｕｔｔｅｒｆｌｙ ｃｏｎｖｏｌｕｔｉｏｎ ｍａｓｋ） ９×９；ピーク対称性 ０．５；最小ピーク振幅 ５；最大ピーク距離 １５。
ＥＢＳＤデータ評価
ＥＢＳＤスキャンは、ＴＳＬ ＯＩＭ 分析ソフトウェアバージョン７．１．０×６４（３０−１４−１４）で評価された。通常、データセットは、測定方向に対して適切な方向にスキャンを取得するために、ＲＤに対して９０°回転させた。標準的な結晶粒拡張のクリーンアップ（ｓｔａｎｄａｒｄ ｇｒａｉｎ ｄｉｌａｔｉｏｎ ｃｌｅａｎ ｕｐ）が実行された（ＧＴＡ ５、最小結晶粒径５、及び結晶粒は複数行の単一反復（ｍｕｌｔｉｐｌｅ ｒｏｗｓ ｓｉｎｇｌｅ ｉｔｅｒａｔｉｏｎ）を含む必要がある）。
表面形状は、先端半径２μｍのスキッドレススタイラス装置（ｓｋｉｄｌｅｓｓ ｓｔｙｌｕｓ ｄｅｖｉｃｅ）を用いて測定した。１サンプルにつき、長さ７０ｍｍ、１０００ポイント／ｍｍの点密度の５つのトラックを作成した。ＷｓａはＳＥＰ１９４１に従って計算されたが、粗さは２．５ｍｍのカットオフが使用されるＩＳＯ ４２８７に従って計算された。１サンプルにつき、５トラックの算術平均を考慮して特定の値、すなわち粗さ又はうねりを与えるように決定した。
ブランクホルダーとダイとの間の（コーティングされた）基材のいかなる材料の移動も完全に抑制されるように、直径７５ｍｍ及びブランクホルダー力（ｂｌａｎｋｈｏｌｄｅｒ ｆｏｒｃｅ）を有する中空パンチ（ｈｏｌｌｏｗ ｐｕｎｃｈ）を用いて１４５ｍｍ×１４５ｍｍのブランクをプレスすることによってカップを製造した。カップの変形は、底部の厚さ歪みが９％±０．３％になるようなものである。ここで、厚さひずみ（ｔｈｉｃｋｎｅｓｓ ｓｔｒａｉｎ）は、（ｔ（当初）−ｔ（変形））／ｔ（当初）×１００％として定義され、ｔ（当初）は、未変形時の厚さであり、ｔ（変形）は、変形後ごの厚さである。
結果を表２に示す。表は、ΔＷｓａ≦０．１２μｍの可能性を増大させるために、材料の結晶粒径が１１．０μｍ未満であることが必要があることを示す。
表２は、測定された結晶粒径、ΔＷｓａ及び「Ｔｉ／Ｎｂ／Ｍｏの有効性」を示す。
ΔＷｓａ＞０．１２は「ｘ」で表され、ΔＷｓａ≦０．１２は「ｏ」で表される。
「Ｔｉ／Ｎｂ／Ｍｏの有効性」は、Ｔｉ及びＮｂがともに≧０．００５重量％である場合は、４（Ｔｉ＋Ｎｂ）＋２Ｍｏであり、その他の場合は、Ｔｉ＋２Ｎｂ＋２Ｍｏである。
合金４Ａは、＜１１．０μｍの結晶粒径を有し、「Ｔｉ／Ｎｂ／Ｍｏの有効性」＜０．０６であるが、ΔＷｓａ≦０．１２をもたらす。これは、「Ｔｉ／Ｎｂ／Ｍｏの有効性」が低すぎる場合でさえも、良好な製品は可能であるが、良好な結果は通常ではないことを示している。
本発明者らは、ΔＷｓａは、実際には、ΔＷｓａの上限及びΔＷｓａの下限の両方に関して、等軸のメジアン結晶粒径（ｍｅｄｉａｎ ｅｑｕｉ−ａｘｅｄ ｇｒａｉｎ ｓｉｚｅ）に非常に大きく依存することを見出した。
上記実施例の後、いくつかのさらなる実験を行った。これらの実験では、冷間圧延ミルの最後のスタンドにおけるロールの粗さを変えた。上記実施例で使用された方法の他のすべてのパラメータは同一のままであった。使用した合金はＢＨ型であり、化学的性質の典型的な値は以下に示されており、全ての元素は重量％である。
Ｃ＝０．００２９
Ｍｎ＝０．１３２
Ｐ＝０．００９
Ｓ＝０．００７
Ｓｉ＝０．００３
Ａｌ ｓｏｌ＝０．０４４
Ｃｕ＝０．０１３
Ｓｎ＝０．００４
Ｃｒ＝０．０１９
Ｎｉ＝０．０１６
Ｍｏ＝０．００３
Ｎｂ＝０．００７５
Ｖ＝０．００１
Ｂ＝０．００１
Ｔｉ＝０．００９
Ｎ＝０．００２１
冷間圧延ミルの最後のスタンドの粗さは別として、表１に与えられたサンプルについて上述したように処理を行った。冷間圧延ミルの最後のスタンドにおけるロールの粗さについては、４つの異なる値を有する粗さを使用した。ＥＤＴ法により得られたロールの粗さＲａは、それぞれ、１．５μｍ、３．０μｍ、４．５μｍ及び６．０μｍであった。図１は、これら４つの実験で得られたΔＷｓａを示す。カッピング前のサンプルのＲａ値は、１．０５μｍ以上１．２μｍ以下であり、カッピング前のサンプルのＲｐｃは、８０ｃｍ−１以上１０５ｃｍ−１以下であった。（Ｒｐｃはピークカウント、すなわち所与の長さ当たりの粗さピークの数である）。

Claims (14)

  1. 塗装部品に使用される鋼ストリップ、シート又はブランクであって、
    前記ストリップ、シート又はブランクは、金属コーティングされていてもよく、
    前記鋼は、重量％で、以下の組成：
    Ｃ：最大０．００７
    Ｍｎ：最大１．２
    Ｓｉ：最大０．５
    Ａｌ：最大０．１
    Ｐ：最大０．１５
    Ｓ：０．００３〜０．０４５
    Ｎ：最大０．０１
    Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ：
    Ｔｉ≧０．００５かつＮｂ≧０．００５の場合は、０．０６≦４Ｔｉ＋４Ｎｂ＋２Ｍｏ≦０．６０
    その他の場合は、０．０６≦Ｔｉ＋２Ｎｂ＋２Ｍｏ≦０．６０
    以下の任意元素の１種又は２種以上：
    Ｃｕ：最大０．１０
    Ｃｒ：最大０．０６
    Ｎｉ：最大０．０８
    Ｂ：最大０．００１５
    Ｖ：最大０．０１
    Ｃａ：最大０．０１
    Ｃｏ：最大０．０１
    Ｓｎ：最大０．０１
    鉄及び不可避的不純物である残部
    を有する超低炭素（ＵＬＣ）鋼であり、
    Ｗｓａ（成形）−Ｗｓａ（平坦）［式中、Ｗｓａ（成形）は、金属コーティングされていてもよい、成形後の基材表面のＷｓａ値であり、Ｗｓａ（平坦）は、必要に応じて金属コーティングされていてもよい、成形前の基材表面のＷｓａ値である。］として定義される、前記ストリップ、シート又はブランクの成形による表面のデルタうねりΔＷｓａが、０．１２μｍ以下である、前記鋼ストリップ、シート又はブランク。
  2. Ｔｉ、Ｎｂ及びＭｏの量が、重量％で、Ｔｉ≧０．００５かつＮｂ≧０．００５の場合は、０．０６≦４Ｔｉ＋４Ｎｂ＋２Ｍｏ≦０．３０であり、その他の場合は、０．０６≦Ｔｉ＋２Ｎｂ＋２Ｍｏ≦０．１０である、請求項１に記載の鋼ストリップ、シート又はブランク。
  3. Ｔｉ、Ｎｂ及びＭｏの量が、Ｃ、Ｎ及びＳのレベルに対して、すべて重量％で、
    Ｔｉ（遊離）≦０の場合は、Ｔｉ（ｃ）＝０、その他の場合は、Ｔｉ（ｃ）＝Ｔｉ（使用）、ここで、Ｔｉ（遊離）＝Ｔｉ−３．４３Ｎ−１．５Ｓ、かつ、
    ０．０００８≦Ｃｓｏｌ≦０．００３３、ここで、Ｃｓｏｌ＝Ｃ−０．１２５Ｍｏ−０．１２９Ｎｂ−０．２５Ｔｉ（ｃ）
    となるように調整されており、
    Ｔｉ及びＮｂがともに＞０．００５重量％である場合は、０．０６重量％≦４（Ｔｉ＋Ｎｂ）＋２Ｍｏ≦０．６０重量％、その他の場合は、０．０６重量％≦Ｔｉ＋２Ｎｂ＋２Ｍｏ≦０．６０重量％であり、
    焼付硬化型超低炭素鋼ストリップ、シート又はブランクである、請求項１又は２に記載の鋼ストリップ、シート又はブランク。
  4. 前記鋼が、１１．０マイクロメートル未満の本質的に等軸のメジアン結晶粒径を有する結晶粒を有する、請求項１〜３のいずれか一項に記載の鋼ストリップ、シート又はブランク。
  5. 前記本質的に等軸の結晶粒が、１０．０マイクロメートル未満のメジアン径を有する、請求項４に記載の鋼ストリップ、シート又はブランク。
  6. 前記ストリップ、シート又はブランクの未変形鋼表面が、うねりＷｓａ≦０．３５μｍ、好ましくは、うねりＷｓａ≦０．３２μｍ、さらに好ましくは、Ｗｓａ≦０．２９μｍ、さらに一層好ましくは、Ｗｓａ≦０．２６μｍを有し、
    前記うねりＷｓａが、圧延方向で測定される、請求項１〜５のいずれか一項に記載の鋼ストリップ、シート又はブランク。
  7. 前記ストリップ、シート又はブランクが、亜鉛系コーティング、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系コーティング又はアルミニウム系コーティングでコーティングされており、
    前記亜鉛系コーティングが、好ましくは、０．１〜１．２重量％のアルミニウムと、０．３重量％以下の他の元素と、不可避的不純物及び亜鉛である残部とからなり、又は、
    前記Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系コーティングが、好ましくは、０．２〜３．０重量％のアルミニウムと、０．２〜３．０重量％のマグネシウムと、０．３重量％以下の他の元素と、不可避的不純物及び亜鉛である残部とからなり、又は、
    前記アルミニウム系コーティングが、好ましくは、０．２〜１３重量％のケイ素と、０．３重量％以下の他の元素と、不可避的不純物及びアルミニウムである残部とからなる、請求項１〜６の鋼ストリップ、シート又はブランク。
  8. 請求項１〜７のいずれか一項に記載の鋼ストリップを製造する方法であって、
    前記鋼ストリップが、熱間圧延及び冷間圧延され、冷間圧延ミルの最後のスタンド又は唯一のスタンドが、０．５μｍ以上７．０μｍ以下の粗さＲａを有する加工ロールを含む、前記方法。
  9. 前記最後のスタンド又は前記唯一のスタンドにおける前記加工ロールの前記粗さＲａが、０．５５μｍ以上５．０μｍ以下、好ましくは０．６μｍ以上４．０μｍ以下、さらに好ましくは０．６μｍ以上２．０μｍ以下である、請求項８に記載の方法。
  10. 前記冷間圧延ミルが、０．５μｍ以上７．０μｍ以下、好ましくは０．５５μｍ以上５．０μｍ以下、さらに好ましくは０．６μｍ以上４．０μｍ以下、最も好ましくは０．６μｍ以上２．０μｍ以下の粗さＲａを有する加工ロールを有する１つのスタンドを含む、請求項８又は９に記載の方法。
  11. 前記冷間圧延ミルが、２つのスタンドを含み、最初のスタンドの加工ロールが、０．６μｍ以上３．０μｍ以下の粗さＲａを有し、最後のスタンドの加工ロールが、０．５μｍ以上７．０μｍ以下、好ましくは０．５５μｍ以上５．０μｍ以下、さらに好ましくは０．６μｍ以上４．０μｍ以下、最も好ましくは０．６μｍ以上２．０μｍ以下の粗さＲａを有する、請求項８又は９に記載の方法。
  12. 前記冷間圧延ミルが、３つ以上のスタンドを含み、最初のスタンドの加工ロールが、０．６μｍ以上３．０μｍ以下の粗さＲａを有し、中間のスタンドの加工ロールが、０．３μｍ以上０．８μｍ以下の粗さＲａを有し、最後のスタンドの加工ロールが、０．５μｍ以上７．０μｍ以下、好ましくは０．５５μｍ以上５．０μｍ以下、さらに好ましくは０．６μｍ以上４．０μｍ以下、最も好ましくは０．６μｍ以上２．０μｍ以下の粗さＲａを有する、請求項８又は９に記載の方法。
  13. 冷間圧延されたストリップが、０．５μｍ以上４．０μｍ以下の粗さ、好ましくは２．８μｍ以下の粗さを有する調質ロールを使用して、好ましくは金属コーティングを施した後に、スキンパスされる、請求項８〜１２のいずれか一項に記載の方法。
  14. 請求項８〜１３のいずれか一項に記載の方法で製造されたストリップであって、
    前記ストリップの表面が、４μｍ以上１２μｍ以下のコーティング厚さを有するアルミニウム系コーティングでコーティングされたストリップに関して、前記ストリップの圧延方向において、２．０μｍ未満の粗さＲａ及び０．６μｍ未満のうねりＷｓａを有する、前記ストリップ。
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