JP3620384B2 - 表面性状に優れた冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、主として自動車用外板等に用いられる、極めてプレス成形性に優れ、表面性状の特に良好な冷延鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、鋼中の炭素原子、窒素原子を数１０ｐｐｍ以下まで製鋼工程で低減し、さらに残留した炭素原子、窒素原子を、Ｔｉ，Ｎｂなどの炭窒化物生成元素により無害化した、いわゆるＩｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｆｒｅｅ Ｓｔｅｅｌ（ＩＦ鋼）が開発された（特公昭６１−３２３７５号公報、特公平１−４０８９５号公報、特公平５−１０４１１号公報、特公平５−５８８７号公報、特公平５−５８８８号公報、特公平７−４７７９６号公報、特公平７−６２２０９号公報）。ＩＦ鋼は、完全非時効かつ高いｒ値の良好な機械特性を有しているため、自動車外板等のプレス成形用鋼板として広く用いられている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
ところで、自動車外板用の鋼板にはプレス成形性だけでなく、極めて良好な表面性状が要求されるが、ＩＦ鋼は良好な表面性状を有する鋼板を安定して製造することが困難であるという問題を有している。表面性状を良好にするためには、製造工程上のあらゆるパラメーターを最適に制御する必要があるが、それぞれの製造工程には温度、形状などの変動があり、ＩＦ鋼はその制御可能変動幅の範囲内である確率で表面欠陥が発生する。このような表面欠陥の発生により歩留まりが低下し、鋼板の製造コストを増加させる原因となっている。
【０００４】
最近の製鋼技術および熱延技術の進歩により、鋳造工程におけるスラグやパウダーの混入によるへげ状欠陥や、熱延中に発生するスケールが残留したことによる表面欠陥の発生頻度は減少したが、ＩＦ鋼に固有の以下の２つのタイプの欠陥が散発的に発生して問題となっている。
（１）腰折れ欠陥：コイルを連続焼鈍ラインに通板して通板用のロールに巻きつく際に、鋼板が曲げ変形力とライン張力によって不均一に変形して、しわ状や畳み目状の模様が圧延方向と垂直に発生する欠陥。
（２）めっきむら欠陥：めっき結晶方位の配向のため、めっき表面に色むらおよび凹凸が発生する欠陥。
【０００５】
本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、上記のような表面欠陥が発生することのない良好な表面性状と、優れたプレス成形性とを有し、自動車用鋼板等のプレス成形用鋼板として好適な冷延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、ＩＦ鋼の表面欠陥として特徴的な腰折れ欠陥およびめっきむら欠陥について詳細に検討した結果、（１）腰折れ欠陥は製造過程で鋼板中に含まれる熱平衡および非平衡固溶Ｃ，Ｎ濃度が関与していること、および（２）めっきむら欠陥はＴｉ濃度が関与していてＴｉ濃度がある基準以上になるとこの欠陥の発生が顕著になることを見出した。しかし、固溶Ｃ，Ｎ濃度はＴｉ含有量と反比例するため、単にＩＦ鋼に含まれるＴｉ量を最適化するだけでは、腰折れ欠陥およびめっきむら欠陥の両方を同時に低減して表面性状に優れた鋼板を得ることはできない。そこで本発明者らは、プレス成形用鋼板に要求される伸びやｒ値等の機械的特性を最適なものとするためにさらに検討した結果、ＩＦ鋼において、Ｔｉ濃度を最適化するとともにＣ，Ｎ濃度を極めて低くし、さらにＮｂ等その他の元素の濃度を最適に制御することにより初めて、良好なプレス成形性および表面性状の鋼板が得られる鋼組成を見出した。また、そのような鋼組成を有する鋼板の板面結晶粒径の平均アスペクト比を１．５以下にすることにより上記欠陥をさらに低減することができ、そのような結晶粒径の組織を得るためには熱間圧延前の再加熱条件を制御することが有効であることを見出した。
【０００７】
本発明は上記知見に基づきなされたものであって、以下の（１）および（２）を提供する。
（１） 質量％で、
Ｃ ：０．００２０％以下、
Ｓｉ：０．０５％以下、
Ｍｎ：０．０５〜０．２５％、
Ｐ ：０．００９〜０．０２％、
Ｓ ：０．００３〜０．０２％、
sol.Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．０１５〜０．０２４％、
Ｎｂ：０．０１６〜０．０３％、
Ｎ ：０．００２０％以下
を含有し、かつ、Ｔｉ≧４８／１２Ｃ＋４８／１４Ｎ、Ｎｂ＞９３／１２Ｃの関係を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板面結晶粒径の平均アスペクト比が１．５以下であることを特徴とする表面性状に優れた冷延鋼板。
【０００９】
（２） 質量％で、
Ｃ ：０．００２０％以下、
Ｓｉ：０．０５％以下、
Ｍｎ：０．０５〜０．２５％、
Ｐ ：０．００９〜０．０２％、
Ｓ ：０．００３〜０．０２％、
sol.Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．０１５〜０．０２４％、
Ｎｂ：０．０１６〜０．０３％、
Ｎ ：０．００２０％以下
を含有し、Ｔｉ≧４８／１２Ｃ＋４８／１４Ｎ、Ｎｂ＞９３／１２Ｃの関係を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造して鋼スラブとし、生成された鋼スラブに下記式（１）を満たす再加熱時間ｔ（ｍｉｎ）の再加熱を行なった後、熱間圧延し、冷間圧延し、連続焼鈍することを特徴とする表面性状に優れた冷延鋼板の製造方法。
ｔ≦8.6 × 10 -7 ／ ([%Ti] ２ × (exp(-35000 ／ (T+273))) 0.5 ) ……（１）
ただし、ｔ：再加熱時間（ｍｉｎ）、[%Ti]：鋼中Ｔｉ濃度（％）、
Ｔ：加熱炉の雰囲気温度（℃）
【００１０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を具体的に説明する。
１．鋼組成
本発明の冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．００２０％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．２５％、Ｐ：０．００９〜０．０２％、Ｓ：０．００３〜０．０２％、sol.Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１５〜０．０２４％、Ｎｂ：０．０１６〜０．０３％、Ｎ：０．００２０％以下を含有し、かつ、Ｔｉ≧４８／１２Ｃ＋４８／１４Ｎ、Ｎｂ＞９３／１２Ｃの関係を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。以下、これらの限定理由について説明する。
【００１１】
Ｃ ：０．００２０％以下
本発明鋼板を得るためには、Ｃ濃度の制御は極めて重要である。製造中間段階での固溶Ｃを低減して、腰折れ欠陥の発生を低減するためにＣ含有量は０．００２０％以下とする。さらにｒ値、伸びなどのプレス成形性を支配する機械特性を良好にするにはＣ含有量を０．００１５％以下とすることが望ましい。
【００１２】
Ｓｉ：０．０５％以下
Ｓｉは本発明鋼板では成形性向上およびめっき表面外観向上のために低減することが望ましい。Ｓｉ含有量が０．０５％を超えると伸びおよび鋼板表面性状の劣化が顕著となるため、Ｓｉ含有量を０．０５％以下とする。
【００１３】
Ｍｎ：０．０５〜０．２５％
Ｍｎは、ＭｎＳを形成して熱間延性に有害なＳを無害化する。Ｍｎ含有量が０．０５％未満ではＳを無害化する効果が十分でなく、また、Ｍｎ含有量が０．２５％を超えると前記効果が飽和するばかりか、Ｍｎによる固溶強化が顕著となり伸びが劣化する。このため、Ｍｎ含有量を０．０５〜０．２５％とする。
【００１４】
Ｐ ：０．００９〜０．０２％
Ｐは、鋼のｒ値を向上させる効果がある。Ｐ含有量が０．００９％未満ではこの効果が不十分であり、一方、０．０２％を超えると固溶強化によって伸びが低下する。このため、Ｐ含有量を０．００９〜０．０２％とする。
【００１５】
Ｓ ：０．００３〜０．０２％
Ｓは不純物元素であり、鋼板の成形性を劣化させるので製鋼工程で低減する必要がある。Ｓ含有量が０．０２％を超えると延性劣化への影響が顕著である。一方、０．００３％未満に低減しても材質向上効果が得られないばかりか、製造コストが極めて高くなる。このため、Ｓ含有量を０．００３〜０．０２％とする。
【００１６】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％
Ａｌは、製鋼工程で脱酸のために添加される元素である。ｓｏｌ．Ａｌ量が０．０１％未満ではその効果が十分でなく、ｓｏｌ．Ａｌ量が０．１％を超えるとＡｌによる固溶強化が顕著となり伸びが低下する。このため、ｓｏｌ．Ａｌ量を０．０１〜０．１％とする。
【００１７】
Ｔｉ：０．０１５〜０．０２４％、かつＴｉ≧４８／１２Ｃ＋４８／１４Ｎ
Ｔｉは、鋼板製造の中間段階でＣ，Ｎの間で析出物を形成してこれらを無害化し、腰折れ欠陥を抑制する。しかし、Ｔｉ含有量が０．０１５％未満、またはＴｉ＜４８／１２Ｃ＋４８／１４Ｎであると、腰折れ欠陥抑制の効果が十分でなく、また、Ｔｉ含有量が０．０２４％を超えるとめっきむらが発生する。このため、Ｔｉ含有量を０．０１５〜０．０２４％とし、かつＴｉ≧４８／１２Ｃ＋４８／１４Ｎを満たすものとする。
【００１８】
Ｎｂ：０．０１６〜０．０３％、かつＮｂ＞９３／１２Ｃ
Ｎｂは、鋼中不純物Ｃと結合してＮｂＣを形成する。ＮｂＣは、熱延板の粒径を微細化させ、それによってｒ値を向上させる。ＮｂＣを適切に生成させるためには固溶Ｃ濃度とのバランスが重要であり、したがって固溶Ｃを析出物として固定するＴｉとの最適な組み合わせによって初めて本発明の効果が発揮される。しかし、Ｎｂ含有量が０．０１６％未満またはＮｂ≦９３／１２Ｃではその効果が十分でなく、Ｎｂ含有量が０．０３％を超えると固溶Ｎｂ量が多くなり、固溶強化によって伸びが低下する。このため、Ｎｂ含有量を０．０１６〜０．０３％とし、かつＮｂ＞９３／１２Ｃを満たすものとする。さらに高い成形性が求められる場合はＮｂ含有量を０．０２１％以下とすることが望ましい。
【００１９】
Ｎ ：０．００２０％以下
Ｎは鋼中の不純物元素であり、Ｔｉによって無害化される。しかしながら、Ｎ含有量が０．００２０％を超えるとＴｉの添加量を増加する必要が生じ、そのためＴｉに起因するめっきむら欠陥の発生を助長するばかりか、ＴｉＮ析出物による析出強化によって鋼板の延性を劣化させる。したがって、Ｎ含有量を０．００２０％以下にする。成形性をさらに向上させるためにはＮ含有量を０．００１５％以下にすることが望ましい。
【００２０】
２．結晶粒径
めっきむらを低減して、表面性状が良好な鋼板とするためには、板面結晶粒径の平均アスペクト比を低減することが望ましい。一般的に鋼板表面の結晶粒は圧延方向に展伸しているが、鋼板成分や製造条件によりその程度は変化し、その程度が大きい場合には鋼板の表面性状に悪影響を与える。特に、合金化溶融亜鉛めっきを施す場合、主として鋼板表面の結晶粒界で合金化反応が起きるため、結晶粒にむらがあると合金化挙動にむらが生じて表面性状が不良となる。このようなめっきむらの発生は、板面結晶粒径の平均アスペクト比が１．５を超えると顕著となるので、板面結晶粒径の平均アスペクト比は１．５以下とすることが望ましい。
【００２１】
３．製造条件
次に上記成分組成を有する鋼板の製造方法について説明する。
上記鋼板を製造するに際しては、上記組成の鋼を連続鋳造して鋼スラブとし、その後熱間圧延、冷間圧延、連続焼鈍し、必要に応じて調質圧延する。上記鋼板の表面性状を特に優れたものにするためには、鋼スラブに下記式（１）を満たす再加熱時間ｔ（ｍｉｎ）の再加熱を行なった後に熱間圧延することが好ましい。
ｔ≦8.6 × 10 -7 ／ ([%Ti] ２ × (exp(-35000 ／ (T+273))) 0.5 ) ……（１）
ただし、ｔ：再加熱時間（ｍｉｎ）、[%Ti]：鋼中Ｔｉ濃度（％）、
Ｔ：加熱炉の雰囲気温度（℃）
【００２２】
連続鋳造により生成された鋼スラブを冷却した後にスラブの表面から２ｍｍ以上を除去することが好ましい。２ｍｍ未満では、パウダーやスラグのスラブ表面への巻き込みによる欠陥、および凝固時のミクロ偏析による成分変動に起因しためっきむらの発生が顕著となる。
【００２３】
熱間圧延は、連続鋳造により生成されたスラブを再加熱してから行なうことが好ましく、上述したように下記式（１）を満足する再加熱時間ｔ（ｍｉｎ）で再加熱を行なうことにより、鋼板の表面性状を特に優れたものとすることができる。
ｔ≦8.6 × 10 -7 ／ ([%Ti] ２ × (exp(-35000 ／ (T+273))) 0.5 ) ……（１）
ただし、ｔ：再加熱時間（ｍｉｎ）、[%Ti]：鋼中Ｔｉ濃度（％）、
Ｔ：加熱炉の雰囲気温度（℃）
上記式（１）を満足する再加熱時間ｔで再加熱を行なうことにより、冷延鋼板の板面結晶粒径の平均アスペクト比を１．５以下としてめっきむらの発生を抑制し、鋼板の表面性状を向上させることができる。再加熱時間ｔが前記式（１）の範囲を超えて長くなると、再加熱中に雰囲気中のＮがスラブに吸窒され、スラブ中のＴｉと反応してＴｉＮとして析出し、このＴｉＮのために後の焼鈍工程において板面結晶粒径のアスペクト比が大きくなり、鋼板の表面性状が劣化する。また、再加熱温度が１２９０℃を超えると表面性状が劣化し、１１００℃未満では圧延能率が低下することから、再加熱温度は１１００℃以上１２９０℃以下とすることが望ましい。
【００２４】
また、鋼板のｒ値をより向上させる観点からは、熱間圧延で鋼板の結晶粒径を１０μｍ以下に微細化することが望ましい。そのためには、熱間圧延を９００℃以上９２０℃以下の温度で完了することが望ましく、熱間圧延終了後直ちに平均冷却速度２０℃／ｓｅｃ以上で７００℃までを急冷することが望ましい。熱延後の巻取り温度は、巻取り後のフェライト粒成長を抑制するために６５０℃以下であることが望ましい。
【００２５】
以上のようにして得られた熱延鋼板に冷間圧延を行なう際には、ｒ値をより向上させる観点から、冷間圧延の圧延率を７０％以上９０％以下とすることが望ましい。
【００２６】
連続焼鈍は、常法に従って行なえばよいが、８１０〜８７０℃で行なうことが望ましい。この温度範囲で連続焼鈍を行なうことにより、ｒ値向上に有効な板面／／（１１１）の良好な集合組織が得られ、しかも結晶粒径が微細になりプレス成形後の肌荒れ欠陥を防止することができる。８１０℃未満で連続焼鈍を行なうとｒ値向上に有効な板面／／（１１１）の良好な集合組織が成長せず、そのため１．８以上の高ｒ値が安定して得られない。一方、８７０℃超で連続焼鈍を行なうと平均結晶粒径が大きくなりすぎてプレス成形後に肌荒れ欠陥を生じる可能性がある。
【００２７】
調質圧延は、板形状の調整および表面粗さ調節のために行なう。調質圧延の圧延率は、０．４〜１．２％で行なうことが望ましい。０．４％未満では調質圧延の効果が十分でなく、１．２％超では加工硬化により伸びが低下するためである。
【００２８】
なお、本発明の冷延鋼板は、以上のようにして製造した冷延鋼板に亜鉛めっき等の表面処理を施した鋼板を含むものである。表面処理として溶融亜鉛めっきを施す場合には、連続焼鈍と同時に行なうことができる。また、さらに合金化処理を行ってもよい。表面処理として電気めっきを行なう場合には、調質圧延後に電気めっきラインにより行なうことができる。
【００２９】
【実施例】
［実施例１］
次に本発明の実施例について説明する。
表１に示す鋼番号１〜１１の成分を有する鋼を連続鋳造してスラブとし、スラブ両面の表面から４ｍｍを除去した後、１２５０℃で１２０分再加熱し、熱間圧延を行なった。熱間圧延の仕上温度は約９１０℃、仕上板厚は２．８ｍｍとした。その後平均冷却速度約２５℃／ｓｅｃで冷却して６４０℃で巻き取った。得られた熱延鋼板を酸洗した後、０．７ｍｍまで冷間圧延を行なった（冷間圧延率７５％）。その後、連続溶融亜鉛めっきラインを用いて、焼鈍および合金化溶融亜鉛めっき処理を行なった。この処理では、均熱帯温度８５０℃で約６０秒保持し、めっき付着量は片面４５ｇ／ｍ２とし、合金化処理は誘導加熱方式合金化炉を用いて５００〜５５０℃で行い、亜鉛めっき層中のＦｅ濃度を約１０％に調整した。次いで圧延率０．７％の調質圧延を行なった。
【００３０】
以上のようにして得られた鋼番号１〜１１に係る鋼板の特性を評価した結果を表２に示す。表２中のＹＰ、ＴＳおよびＥｌは、それぞれの鋼板からＪＩＳ５号型引張試験片を圧延方向と平行に採取して引張試験を実施して得られた値である。また、表２中のｒ値は、めっき層の影響を除去するため、それぞれの鋼板を塩酸により酸洗した後に、３方向から測定されたｒ値の平均ｒ値：ｍｅａｎ−ｒ＝（ｒ０＋２×ｒ４５＋ｒ９０）／４である。ここで、ｒ０：圧延方向と平行な方向のｒ値、ｒ４５：圧延方向と４５度方向のｒ値、ｒ９０：圧延方向と直角方向のｒ値である。
【００３１】
表２中の表面性状は、めっきの色むら等の表面性状の良否を目視でＡ（優）〜Ｄ（劣）の４段階で判定した結果であり、Ｂランク以上の鋼板が自動車用外板として使用可能である。また、表２中の板面結晶粒径の平均アスペクト比は、めっき層を除去した鋼板表面における結晶粒径のアスペクト比の平均値である。
【００３２】
表２に示すように、本発明例である鋼番号１〜４の鋼板は、プレス成形に必要な機械特性（ｒ値、伸び）が良好で、鋼板表面性状も良好であった。なお、鋼番号３、４で表面性状がＢ判定となったのは、極めて軽微な腰折れ欠陥が発生したためであり、実用上は問題のないレベルである。これに対して、比較例である鋼番号５〜１１の鋼板は、いずれかの成分が本発明の範囲外であるため、いずれかの特性が不良である。例えば、鋼番号５はＣ濃度が高いため、鋼番号６はＮ濃度が高いため、鋼番号７はＴｉ濃度が低いため、いずれの場合も、伸び、ｒ値が不良であり、また、腰折れ欠陥が発生したため表面性状がＣ判定であった。鋼番号８はＴｉ濃度が高いために板面結晶粒径の平均アスペクト比が高く、めっきむらが発生したため表面性状がＣ判定であった。鋼番号９はＮｂ濃度が低いためにｒ値が低く、また鋼番号１０はＮｂ濃度が高いために伸びおよびｒ値が低かった。さらに、鋼番号１１はＰ濃度が低いためにｒ値が低かった。
【００３３】
【表１】
【００３４】
【表２】
【００３５】
［実施例２］
表１に示した鋼番号１の成分を有する鋼を連続鋳造して鋼スラブとし、スラブ両面の表面から４ｍｍを除去し、表３に示す再加熱時間ｔおよび加熱炉の雰囲気温度で再加熱した後、熱間圧延を行なった。熱間圧延の仕上温度は約９１０℃、仕上板厚は２．８ｍｍとした。その後平均冷却速度約２５℃／ｓｅｃで冷却して６４０℃で巻き取った。得られた熱延鋼板を酸洗した後、０．７ｍｍまで冷間圧延を行なった（冷間圧延率７５％）。その後、連続溶融亜鉛めっきラインを用いて、焼鈍を行なった。その際、均熱温度は８３０℃、保持時間は約１２０秒であった。次いで圧延率０．７％の調質圧延を行なった。以上のようにして得られた鋼板の特性を、実施例１と同様に評価した結果を表３に示す。
【００３６】
表３に示すように、再加熱時間ｔが、ｔ≦8.6 × 10 -7 ／ ([%Ti] ２ × (exp(-35000 ／ (T+273))) 0.5 )（ただし、ｔ：再加熱時間（ｍｉｎ）、[%Ti]：鋼中Ｔｉ濃度（％）、Ｔ：加熱炉の雰囲気温度（℃））を満足する条件で再加熱を行なった記号Ａ，Ｃ，Ｆの鋼板は、プレス成形に必要な機械特性（ｒ値、伸び）および表面性状が全て良好であった。これに対して、再加熱時間ｔが上記の式を満足しない条件で再加熱を行なった記号Ｂ，Ｄ，Ｅの鋼板は、鋼板表面の結晶粒のアスペクト比が１．５を超えており、記号Ａ，Ｃ，Ｆの鋼板と比べて鋼板表面性状が劣っている。
【００３７】
表３より、本発明の製造方法によれば、表面性状およびプレス成形性に優れた冷延鋼板が得られることが確認された。
【００３８】
【表３】
【００３９】
【発明の効果】
本発明によれば、極めて良好な表面性状と、優れたプレス成形性とを有し、自動車用鋼板等のプレス成形用鋼板として好適な冷延鋼板（溶融または電気亜鉛めっき鋼板などの表面処理鋼板を含む）を提供することができ、産業上極めて有用である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、主として自動車用外板等に用いられる、極めてプレス成形性に優れ、表面性状の特に良好な冷延鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、鋼中の炭素原子、窒素原子を数１０ｐｐｍ以下まで製鋼工程で低減し、さらに残留した炭素原子、窒素原子を、Ｔｉ，Ｎｂなどの炭窒化物生成元素により無害化した、いわゆるＩｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｆｒｅｅ Ｓｔｅｅｌ（ＩＦ鋼）が開発された（特公昭６１−３２３７５号公報、特公平１−４０８９５号公報、特公平５−１０４１１号公報、特公平５−５８８７号公報、特公平５−５８８８号公報、特公平７−４７７９６号公報、特公平７−６２２０９号公報）。ＩＦ鋼は、完全非時効かつ高いｒ値の良好な機械特性を有しているため、自動車外板等のプレス成形用鋼板として広く用いられている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
ところで、自動車外板用の鋼板にはプレス成形性だけでなく、極めて良好な表面性状が要求されるが、ＩＦ鋼は良好な表面性状を有する鋼板を安定して製造することが困難であるという問題を有している。表面性状を良好にするためには、製造工程上のあらゆるパラメーターを最適に制御する必要があるが、それぞれの製造工程には温度、形状などの変動があり、ＩＦ鋼はその制御可能変動幅の範囲内である確率で表面欠陥が発生する。このような表面欠陥の発生により歩留まりが低下し、鋼板の製造コストを増加させる原因となっている。
【０００４】
最近の製鋼技術および熱延技術の進歩により、鋳造工程におけるスラグやパウダーの混入によるへげ状欠陥や、熱延中に発生するスケールが残留したことによる表面欠陥の発生頻度は減少したが、ＩＦ鋼に固有の以下の２つのタイプの欠陥が散発的に発生して問題となっている。
（１）腰折れ欠陥：コイルを連続焼鈍ラインに通板して通板用のロールに巻きつく際に、鋼板が曲げ変形力とライン張力によって不均一に変形して、しわ状や畳み目状の模様が圧延方向と垂直に発生する欠陥。
（２）めっきむら欠陥：めっき結晶方位の配向のため、めっき表面に色むらおよび凹凸が発生する欠陥。
【０００５】
本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、上記のような表面欠陥が発生することのない良好な表面性状と、優れたプレス成形性とを有し、自動車用鋼板等のプレス成形用鋼板として好適な冷延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、ＩＦ鋼の表面欠陥として特徴的な腰折れ欠陥およびめっきむら欠陥について詳細に検討した結果、（１）腰折れ欠陥は製造過程で鋼板中に含まれる熱平衡および非平衡固溶Ｃ，Ｎ濃度が関与していること、および（２）めっきむら欠陥はＴｉ濃度が関与していてＴｉ濃度がある基準以上になるとこの欠陥の発生が顕著になることを見出した。しかし、固溶Ｃ，Ｎ濃度はＴｉ含有量と反比例するため、単にＩＦ鋼に含まれるＴｉ量を最適化するだけでは、腰折れ欠陥およびめっきむら欠陥の両方を同時に低減して表面性状に優れた鋼板を得ることはできない。そこで本発明者らは、プレス成形用鋼板に要求される伸びやｒ値等の機械的特性を最適なものとするためにさらに検討した結果、ＩＦ鋼において、Ｔｉ濃度を最適化するとともにＣ，Ｎ濃度を極めて低くし、さらにＮｂ等その他の元素の濃度を最適に制御することにより初めて、良好なプレス成形性および表面性状の鋼板が得られる鋼組成を見出した。また、そのような鋼組成を有する鋼板の板面結晶粒径の平均アスペクト比を１．５以下にすることにより上記欠陥をさらに低減することができ、そのような結晶粒径の組織を得るためには熱間圧延前の再加熱条件を制御することが有効であることを見出した。
【０００７】
本発明は上記知見に基づきなされたものであって、以下の（１）および（２）を提供する。
（１） 質量％で、
Ｃ ：０．００２０％以下、
Ｓｉ：０．０５％以下、
Ｍｎ：０．０５〜０．２５％、
Ｐ ：０．００９〜０．０２％、
Ｓ ：０．００３〜０．０２％、
sol.Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．０１５〜０．０２４％、
Ｎｂ：０．０１６〜０．０３％、
Ｎ ：０．００２０％以下
を含有し、かつ、Ｔｉ≧４８／１２Ｃ＋４８／１４Ｎ、Ｎｂ＞９３／１２Ｃの関係を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板面結晶粒径の平均アスペクト比が１．５以下であることを特徴とする表面性状に優れた冷延鋼板。
【０００９】
（２） 質量％で、
Ｃ ：０．００２０％以下、
Ｓｉ：０．０５％以下、
Ｍｎ：０．０５〜０．２５％、
Ｐ ：０．００９〜０．０２％、
Ｓ ：０．００３〜０．０２％、
sol.Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．０１５〜０．０２４％、
Ｎｂ：０．０１６〜０．０３％、
Ｎ ：０．００２０％以下
を含有し、Ｔｉ≧４８／１２Ｃ＋４８／１４Ｎ、Ｎｂ＞９３／１２Ｃの関係を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造して鋼スラブとし、生成された鋼スラブに下記式（１）を満たす再加熱時間ｔ（ｍｉｎ）の再加熱を行なった後、熱間圧延し、冷間圧延し、連続焼鈍することを特徴とする表面性状に優れた冷延鋼板の製造方法。
ｔ≦8.6 × 10 -7 ／ ([%Ti] ２ × (exp(-35000 ／ (T+273))) 0.5 ) ……（１）
ただし、ｔ：再加熱時間（ｍｉｎ）、[%Ti]：鋼中Ｔｉ濃度（％）、
Ｔ：加熱炉の雰囲気温度（℃）
【００１０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を具体的に説明する。
１．鋼組成
本発明の冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．００２０％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．２５％、Ｐ：０．００９〜０．０２％、Ｓ：０．００３〜０．０２％、sol.Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１５〜０．０２４％、Ｎｂ：０．０１６〜０．０３％、Ｎ：０．００２０％以下を含有し、かつ、Ｔｉ≧４８／１２Ｃ＋４８／１４Ｎ、Ｎｂ＞９３／１２Ｃの関係を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。以下、これらの限定理由について説明する。
【００１１】
Ｃ ：０．００２０％以下
本発明鋼板を得るためには、Ｃ濃度の制御は極めて重要である。製造中間段階での固溶Ｃを低減して、腰折れ欠陥の発生を低減するためにＣ含有量は０．００２０％以下とする。さらにｒ値、伸びなどのプレス成形性を支配する機械特性を良好にするにはＣ含有量を０．００１５％以下とすることが望ましい。
【００１２】
Ｓｉ：０．０５％以下
Ｓｉは本発明鋼板では成形性向上およびめっき表面外観向上のために低減することが望ましい。Ｓｉ含有量が０．０５％を超えると伸びおよび鋼板表面性状の劣化が顕著となるため、Ｓｉ含有量を０．０５％以下とする。
【００１３】
Ｍｎ：０．０５〜０．２５％
Ｍｎは、ＭｎＳを形成して熱間延性に有害なＳを無害化する。Ｍｎ含有量が０．０５％未満ではＳを無害化する効果が十分でなく、また、Ｍｎ含有量が０．２５％を超えると前記効果が飽和するばかりか、Ｍｎによる固溶強化が顕著となり伸びが劣化する。このため、Ｍｎ含有量を０．０５〜０．２５％とする。
【００１４】
Ｐ ：０．００９〜０．０２％
Ｐは、鋼のｒ値を向上させる効果がある。Ｐ含有量が０．００９％未満ではこの効果が不十分であり、一方、０．０２％を超えると固溶強化によって伸びが低下する。このため、Ｐ含有量を０．００９〜０．０２％とする。
【００１５】
Ｓ ：０．００３〜０．０２％
Ｓは不純物元素であり、鋼板の成形性を劣化させるので製鋼工程で低減する必要がある。Ｓ含有量が０．０２％を超えると延性劣化への影響が顕著である。一方、０．００３％未満に低減しても材質向上効果が得られないばかりか、製造コストが極めて高くなる。このため、Ｓ含有量を０．００３〜０．０２％とする。
【００１６】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％
Ａｌは、製鋼工程で脱酸のために添加される元素である。ｓｏｌ．Ａｌ量が０．０１％未満ではその効果が十分でなく、ｓｏｌ．Ａｌ量が０．１％を超えるとＡｌによる固溶強化が顕著となり伸びが低下する。このため、ｓｏｌ．Ａｌ量を０．０１〜０．１％とする。
【００１７】
Ｔｉ：０．０１５〜０．０２４％、かつＴｉ≧４８／１２Ｃ＋４８／１４Ｎ
Ｔｉは、鋼板製造の中間段階でＣ，Ｎの間で析出物を形成してこれらを無害化し、腰折れ欠陥を抑制する。しかし、Ｔｉ含有量が０．０１５％未満、またはＴｉ＜４８／１２Ｃ＋４８／１４Ｎであると、腰折れ欠陥抑制の効果が十分でなく、また、Ｔｉ含有量が０．０２４％を超えるとめっきむらが発生する。このため、Ｔｉ含有量を０．０１５〜０．０２４％とし、かつＴｉ≧４８／１２Ｃ＋４８／１４Ｎを満たすものとする。
【００１８】
Ｎｂ：０．０１６〜０．０３％、かつＮｂ＞９３／１２Ｃ
Ｎｂは、鋼中不純物Ｃと結合してＮｂＣを形成する。ＮｂＣは、熱延板の粒径を微細化させ、それによってｒ値を向上させる。ＮｂＣを適切に生成させるためには固溶Ｃ濃度とのバランスが重要であり、したがって固溶Ｃを析出物として固定するＴｉとの最適な組み合わせによって初めて本発明の効果が発揮される。しかし、Ｎｂ含有量が０．０１６％未満またはＮｂ≦９３／１２Ｃではその効果が十分でなく、Ｎｂ含有量が０．０３％を超えると固溶Ｎｂ量が多くなり、固溶強化によって伸びが低下する。このため、Ｎｂ含有量を０．０１６〜０．０３％とし、かつＮｂ＞９３／１２Ｃを満たすものとする。さらに高い成形性が求められる場合はＮｂ含有量を０．０２１％以下とすることが望ましい。
【００１９】
Ｎ ：０．００２０％以下
Ｎは鋼中の不純物元素であり、Ｔｉによって無害化される。しかしながら、Ｎ含有量が０．００２０％を超えるとＴｉの添加量を増加する必要が生じ、そのためＴｉに起因するめっきむら欠陥の発生を助長するばかりか、ＴｉＮ析出物による析出強化によって鋼板の延性を劣化させる。したがって、Ｎ含有量を０．００２０％以下にする。成形性をさらに向上させるためにはＮ含有量を０．００１５％以下にすることが望ましい。
【００２０】
２．結晶粒径
めっきむらを低減して、表面性状が良好な鋼板とするためには、板面結晶粒径の平均アスペクト比を低減することが望ましい。一般的に鋼板表面の結晶粒は圧延方向に展伸しているが、鋼板成分や製造条件によりその程度は変化し、その程度が大きい場合には鋼板の表面性状に悪影響を与える。特に、合金化溶融亜鉛めっきを施す場合、主として鋼板表面の結晶粒界で合金化反応が起きるため、結晶粒にむらがあると合金化挙動にむらが生じて表面性状が不良となる。このようなめっきむらの発生は、板面結晶粒径の平均アスペクト比が１．５を超えると顕著となるので、板面結晶粒径の平均アスペクト比は１．５以下とすることが望ましい。
【００２１】
３．製造条件
次に上記成分組成を有する鋼板の製造方法について説明する。
上記鋼板を製造するに際しては、上記組成の鋼を連続鋳造して鋼スラブとし、その後熱間圧延、冷間圧延、連続焼鈍し、必要に応じて調質圧延する。上記鋼板の表面性状を特に優れたものにするためには、鋼スラブに下記式（１）を満たす再加熱時間ｔ（ｍｉｎ）の再加熱を行なった後に熱間圧延することが好ましい。
ｔ≦8.6 × 10 -7 ／ ([%Ti] ２ × (exp(-35000 ／ (T+273))) 0.5 ) ……（１）
ただし、ｔ：再加熱時間（ｍｉｎ）、[%Ti]：鋼中Ｔｉ濃度（％）、
Ｔ：加熱炉の雰囲気温度（℃）
【００２２】
連続鋳造により生成された鋼スラブを冷却した後にスラブの表面から２ｍｍ以上を除去することが好ましい。２ｍｍ未満では、パウダーやスラグのスラブ表面への巻き込みによる欠陥、および凝固時のミクロ偏析による成分変動に起因しためっきむらの発生が顕著となる。
【００２３】
熱間圧延は、連続鋳造により生成されたスラブを再加熱してから行なうことが好ましく、上述したように下記式（１）を満足する再加熱時間ｔ（ｍｉｎ）で再加熱を行なうことにより、鋼板の表面性状を特に優れたものとすることができる。
ｔ≦8.6 × 10 -7 ／ ([%Ti] ２ × (exp(-35000 ／ (T+273))) 0.5 ) ……（１）
ただし、ｔ：再加熱時間（ｍｉｎ）、[%Ti]：鋼中Ｔｉ濃度（％）、
Ｔ：加熱炉の雰囲気温度（℃）
上記式（１）を満足する再加熱時間ｔで再加熱を行なうことにより、冷延鋼板の板面結晶粒径の平均アスペクト比を１．５以下としてめっきむらの発生を抑制し、鋼板の表面性状を向上させることができる。再加熱時間ｔが前記式（１）の範囲を超えて長くなると、再加熱中に雰囲気中のＮがスラブに吸窒され、スラブ中のＴｉと反応してＴｉＮとして析出し、このＴｉＮのために後の焼鈍工程において板面結晶粒径のアスペクト比が大きくなり、鋼板の表面性状が劣化する。また、再加熱温度が１２９０℃を超えると表面性状が劣化し、１１００℃未満では圧延能率が低下することから、再加熱温度は１１００℃以上１２９０℃以下とすることが望ましい。
【００２４】
また、鋼板のｒ値をより向上させる観点からは、熱間圧延で鋼板の結晶粒径を１０μｍ以下に微細化することが望ましい。そのためには、熱間圧延を９００℃以上９２０℃以下の温度で完了することが望ましく、熱間圧延終了後直ちに平均冷却速度２０℃／ｓｅｃ以上で７００℃までを急冷することが望ましい。熱延後の巻取り温度は、巻取り後のフェライト粒成長を抑制するために６５０℃以下であることが望ましい。
【００２５】
以上のようにして得られた熱延鋼板に冷間圧延を行なう際には、ｒ値をより向上させる観点から、冷間圧延の圧延率を７０％以上９０％以下とすることが望ましい。
【００２６】
連続焼鈍は、常法に従って行なえばよいが、８１０〜８７０℃で行なうことが望ましい。この温度範囲で連続焼鈍を行なうことにより、ｒ値向上に有効な板面／／（１１１）の良好な集合組織が得られ、しかも結晶粒径が微細になりプレス成形後の肌荒れ欠陥を防止することができる。８１０℃未満で連続焼鈍を行なうとｒ値向上に有効な板面／／（１１１）の良好な集合組織が成長せず、そのため１．８以上の高ｒ値が安定して得られない。一方、８７０℃超で連続焼鈍を行なうと平均結晶粒径が大きくなりすぎてプレス成形後に肌荒れ欠陥を生じる可能性がある。
【００２７】
調質圧延は、板形状の調整および表面粗さ調節のために行なう。調質圧延の圧延率は、０．４〜１．２％で行なうことが望ましい。０．４％未満では調質圧延の効果が十分でなく、１．２％超では加工硬化により伸びが低下するためである。
【００２８】
なお、本発明の冷延鋼板は、以上のようにして製造した冷延鋼板に亜鉛めっき等の表面処理を施した鋼板を含むものである。表面処理として溶融亜鉛めっきを施す場合には、連続焼鈍と同時に行なうことができる。また、さらに合金化処理を行ってもよい。表面処理として電気めっきを行なう場合には、調質圧延後に電気めっきラインにより行なうことができる。
【００２９】
【実施例】
［実施例１］
次に本発明の実施例について説明する。
表１に示す鋼番号１〜１１の成分を有する鋼を連続鋳造してスラブとし、スラブ両面の表面から４ｍｍを除去した後、１２５０℃で１２０分再加熱し、熱間圧延を行なった。熱間圧延の仕上温度は約９１０℃、仕上板厚は２．８ｍｍとした。その後平均冷却速度約２５℃／ｓｅｃで冷却して６４０℃で巻き取った。得られた熱延鋼板を酸洗した後、０．７ｍｍまで冷間圧延を行なった（冷間圧延率７５％）。その後、連続溶融亜鉛めっきラインを用いて、焼鈍および合金化溶融亜鉛めっき処理を行なった。この処理では、均熱帯温度８５０℃で約６０秒保持し、めっき付着量は片面４５ｇ／ｍ２とし、合金化処理は誘導加熱方式合金化炉を用いて５００〜５５０℃で行い、亜鉛めっき層中のＦｅ濃度を約１０％に調整した。次いで圧延率０．７％の調質圧延を行なった。
【００３０】
以上のようにして得られた鋼番号１〜１１に係る鋼板の特性を評価した結果を表２に示す。表２中のＹＰ、ＴＳおよびＥｌは、それぞれの鋼板からＪＩＳ５号型引張試験片を圧延方向と平行に採取して引張試験を実施して得られた値である。また、表２中のｒ値は、めっき層の影響を除去するため、それぞれの鋼板を塩酸により酸洗した後に、３方向から測定されたｒ値の平均ｒ値：ｍｅａｎ−ｒ＝（ｒ０＋２×ｒ４５＋ｒ９０）／４である。ここで、ｒ０：圧延方向と平行な方向のｒ値、ｒ４５：圧延方向と４５度方向のｒ値、ｒ９０：圧延方向と直角方向のｒ値である。
【００３１】
表２中の表面性状は、めっきの色むら等の表面性状の良否を目視でＡ（優）〜Ｄ（劣）の４段階で判定した結果であり、Ｂランク以上の鋼板が自動車用外板として使用可能である。また、表２中の板面結晶粒径の平均アスペクト比は、めっき層を除去した鋼板表面における結晶粒径のアスペクト比の平均値である。
【００３２】
表２に示すように、本発明例である鋼番号１〜４の鋼板は、プレス成形に必要な機械特性（ｒ値、伸び）が良好で、鋼板表面性状も良好であった。なお、鋼番号３、４で表面性状がＢ判定となったのは、極めて軽微な腰折れ欠陥が発生したためであり、実用上は問題のないレベルである。これに対して、比較例である鋼番号５〜１１の鋼板は、いずれかの成分が本発明の範囲外であるため、いずれかの特性が不良である。例えば、鋼番号５はＣ濃度が高いため、鋼番号６はＮ濃度が高いため、鋼番号７はＴｉ濃度が低いため、いずれの場合も、伸び、ｒ値が不良であり、また、腰折れ欠陥が発生したため表面性状がＣ判定であった。鋼番号８はＴｉ濃度が高いために板面結晶粒径の平均アスペクト比が高く、めっきむらが発生したため表面性状がＣ判定であった。鋼番号９はＮｂ濃度が低いためにｒ値が低く、また鋼番号１０はＮｂ濃度が高いために伸びおよびｒ値が低かった。さらに、鋼番号１１はＰ濃度が低いためにｒ値が低かった。
【００３３】
【表１】
【表２】
［実施例２］
表１に示した鋼番号１の成分を有する鋼を連続鋳造して鋼スラブとし、スラブ両面の表面から４ｍｍを除去し、表３に示す再加熱時間ｔおよび加熱炉の雰囲気温度で再加熱した後、熱間圧延を行なった。熱間圧延の仕上温度は約９１０℃、仕上板厚は２．８ｍｍとした。その後平均冷却速度約２５℃／ｓｅｃで冷却して６４０℃で巻き取った。得られた熱延鋼板を酸洗した後、０．７ｍｍまで冷間圧延を行なった（冷間圧延率７５％）。その後、連続溶融亜鉛めっきラインを用いて、焼鈍を行なった。その際、均熱温度は８３０℃、保持時間は約１２０秒であった。次いで圧延率０．７％の調質圧延を行なった。以上のようにして得られた鋼板の特性を、実施例１と同様に評価した結果を表３に示す。
【００３６】
表３に示すように、再加熱時間ｔが、ｔ≦8.6 × 10 -7 ／ ([%Ti] ２ × (exp(-35000 ／ (T+273))) 0.5 )（ただし、ｔ：再加熱時間（ｍｉｎ）、[%Ti]：鋼中Ｔｉ濃度（％）、Ｔ：加熱炉の雰囲気温度（℃））を満足する条件で再加熱を行なった記号Ａ，Ｃ，Ｆの鋼板は、プレス成形に必要な機械特性（ｒ値、伸び）および表面性状が全て良好であった。これに対して、再加熱時間ｔが上記の式を満足しない条件で再加熱を行なった記号Ｂ，Ｄ，Ｅの鋼板は、鋼板表面の結晶粒のアスペクト比が１．５を超えており、記号Ａ，Ｃ，Ｆの鋼板と比べて鋼板表面性状が劣っている。
【００３７】
表３より、本発明の製造方法によれば、表面性状およびプレス成形性に優れた冷延鋼板が得られることが確認された。
【００３８】
【表３】
【発明の効果】
本発明によれば、極めて良好な表面性状と、優れたプレス成形性とを有し、自動車用鋼板等のプレス成形用鋼板として好適な冷延鋼板（溶融または電気亜鉛めっき鋼板などの表面処理鋼板を含む）を提供することができ、産業上極めて有用である。
Claims (2)
- 質量％で、
Ｃ ：０．００２０％以下、
Ｓｉ：０．０５％以下、
Ｍｎ：０．０５〜０．２５％、
Ｐ ：０．００９〜０．０２％、
Ｓ ：０．００３〜０．０２％、
sol.Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．０１５〜０．０２４％、
Ｎｂ：０．０１６〜０．０３％、
Ｎ ：０．００２０％以下
を含有し、かつ、Ｔｉ≧４８／１２Ｃ＋４８／１４Ｎ、Ｎｂ＞９３／１２Ｃの関係を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板面結晶粒径の平均アスペクト比が１．５以下であることを特徴とする表面性状に優れた冷延鋼板。 - 質量％で、
Ｃ ：０．００２０％以下、
Ｓｉ：０．０５％以下、
Ｍｎ：０．０５〜０．２５％、
Ｐ ：０．００９〜０．０２％、
Ｓ ：０．００３〜０．０２％、
sol.Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．０１５〜０．０２４％、
Ｎｂ：０．０１６〜０．０３％、
Ｎ ：０．００２０％以下
を含有し、Ｔｉ≧４８／１２Ｃ＋４８／１４Ｎ、Ｎｂ＞９３／１２Ｃの関係を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造して鋼スラブとし、生成された鋼スラブに下記式（１）を満たす再加熱時間ｔ（ｍｉｎ）の再加熱を行なった後、熱間圧延し、冷間圧延し、連続焼鈍することを特徴とする表面性状に優れた冷延鋼板の製造方法。
ｔ≦8.6 × 10 -7 ／ ([%Ti] ２ × (exp(-35000 ／ (T+273))) 0.5 ) ……（１）
ただし、ｔ：再加熱時間（ｍｉｎ）、[%Ti]：鋼中Ｔｉ濃度（％）、
Ｔ：加熱炉の雰囲気温度（℃）
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