JP3812248B2 - 表面性状とプレス成形性に優れた高強度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】
この発明は、絞り、張出し等の複合成形において優れた成形性と、プレス成形後における優れた耐肌荒れ性、及び耐めっきムラ性を有し、フード、ドア、フェンダー、サイドパネル等自動車外板パネルに適したＴＳ：３４０〜３９０ＭＰａ級高強度冷延鋼板、亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の高強度軽量化のニーズを受けて、自動車の外板等に適用されるめっき鋼板には、強度、成形性、表面性状などの特性が求められている。成形性に対しては伸びと同様にｒ値が重要である。近年は高強度鋼板に対しても成形性向上の要求が高く、１．８以上のｒ値が求められている。高いｒ値を得るためには、Ｃ濃度３０ｐｐｍ程度以下の極炭素鋼をベースとしてＴｉ，Ｎｂなどの炭窒化物生成元素を添加することが有効であり、一般的にＩＦ鋼として広く用いられている。
【０００３】
しかし、ＩＦ鋼は結晶粒径が粗大になりやすく、さらにｒ値を向上させるため、焼鈍温度を高温とした場合、プレス後に肌荒れが発生し、表面性状が劣化することが生じていた。また、熱延鋼板微細化に適した鋼材組成の検討が不十分なこともあって、冷延、焼鈍後のｒ値の改善は難しかった。
【０００４】
一方、高強度化のため、この鋼をベースとしてＭｎ，Ｐなどの固溶強化元素を添加した鋼が開発されている。しかし、固溶強化元素は一般に高価であり、鋼板のコストアップを招くため、特開平１０−４６２８９号公報、特開平５−１９５０８０号公報等で、固溶強化元素を削減する目的で、Ｃを極低炭素鋼としてはやや高目の３０〜１００ｐｐｍ添加し、ＴｉＣで析出強化する技術が開示されている。
【０００５】
ＴｉＣは析出硬化に寄与はするものの、Ａ３点以上の高温で生成するため析出物のサイズが大きく、熱延板組織の微細化、冷延板組織の微細化、析出強化への効果は小さい。また、Ｔｉ、Ｎｂを複合添加すると冷却中にＣがＴｉＣとして高温で先に析出してしまうため、ＮｂＣ微細析出物は生成しない。従って、Ｎｂを単独添加した場合に特有のＮｂＣの微細な析出の効果による表面性状とプレス成形性に優れた鋼板は製造できなかった。さらに、鋼中にＴｉを含有すると、鋼板表面に筋状のめっきムラが発生するため、自動車外板用として適当とはいえなかった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
上述したように、強度、成形性、及び表面性状（耐肌荒れ性、めっきムラ性）の全てを十分満足する高強度冷延鋼板、亜鉛めっき鋼板はなく、本発明は、フード、ドア、フェンダー、サイドパネル等の自動車外板パネルに要求されるｒ値が１．８以上の高プレス成形性、平均結晶粒径が１０μｍ以下で優れた耐肌荒れ性、Ｔｉによる表面欠陥が生じない優れた表面性状、かつ低コストであるＴＳ：３４０〜３９０ＭＰａ級の高強度冷延鋼板、亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
上記課題を達成するため、本発明者らは鋼組成、製造条件について検討を行い，Ｃを０．００４０〜０．０１０％に制御し、かつＮｂとＣのバランスを最適にした場合、ＮｂＣが極めて微細に析出し、その微細析出物の効果により、熱延板の結晶粒径を微細化させ、ｒ値を向上させるとともに、プレス成形時の耐肌荒れ性を改善し、さらにＭｎ，Ｐ、Ｓｉを多量に添加することなく、ＮｂＣの析出強化により高強度化できること等を見出した。さらにＭｎ，Ｐ，Ｓｉの添加量を鋼板の表面性状を良好にするために最適のバランスを見いだした。また、本発明に必要なＮｂＣを極めて微細に析出させるための製造条件についても検討を行った。
【０００８】
すなわち、本発明は、
１．質量％で、Ｃ：０．００４０〜０．０１０％、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．１〜１．５％と、Ｐ：０．０１〜０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０．０３６〜０．１４％かつ（１）式を満たす範囲で含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなり、平均結晶粒径が１０μｍ以下でｒ値が１．８以上であることを特徴とする表面性状とプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板。
【０００９】
１＜１２Ｎｂ／９３Ｃ＜２．５ （１）
２．質量％で、更にTi：0.019%以下かつ Ti≦48S/32+48N/14の関係を満足するTiを含むことを特徴とする１に記載の表面性状とプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板。
【００１０】
３．質量％で、更にB：0.0015%以下を含むことを特徴とする１又は２に記載の表面性状とプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板。
【００１１】
４．鋼板表面に亜鉛系めっき皮膜を付与したことを特徴とする１乃至３の何れかに記載の亜鉛系めっき鋼板。
【００１２】
５．（ａ）１乃至３の何れかに記載の組成を含有する鋼塊を連続鋳造後、直接または１１００〜１２５０℃に再加熱後、粗熱間圧延を行う工程と、（ｂ）最終２段の圧下率の合計が１０〜４０％、仕上圧延後、冷却速度１５℃／ｓｅｃ以上で７００℃以下まで冷却を行い、６２０〜６７０℃で巻き取る工程と、（ｃ）冷間圧延率５０％以上で、冷間圧延後、加熱速度２０℃／ｓｅｃ以上で８３０℃〜Ａｃ3まで加熱する工程と、（ｄ）圧下率０．４〜１．０％の調質圧延する工程とを具備した表面性状とプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【００１３】
６．（ａ）１乃至３の何れかに記載の組成を含有する鋼塊を連続鋳造後、直接または１１００〜１２５０℃に再加熱後、粗熱間圧延を行う工程と、（ｂ）最終２段の圧下率の合計が１０〜４０％、仕上圧延後、冷却速度１５℃／ｓｅｃ以上で７００℃以下まで冷却を行い、６２０〜６７０℃で巻き取る工程と、（ｃ）冷間圧延率５０％以上で、冷間圧延後、加熱速度２０℃／ｓｅｃ以上で８３０℃〜Ａｃ3まで加熱、焼鈍後亜鉛系めっき処理を施す工程と、（ｄ）圧下率０．４〜１．０％の調質圧延する工程とを具備した表面性状とプレス成形性に優れた亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下に本発明の成分組成範囲、金属組織、機械特性および製造方法について説明する。
【００１５】
１．成分組成範囲
Ｃ：０．００４０〜０．０１０％
ＣはＮｂと結合し、本発明の特徴であるＮｂＣの微細炭化物を形成させる。Ｃ濃度を適正化することは微細なＮｂＣを適当な体積率で析出させるため必須であり、Ｃ濃度の制御は本発明の最も重要な構成要件のひとつである。微細に析出したＮｂＣは熱延板結晶粒径を微細化し、冷延焼鈍後のｒ値を向上させる効果がある。また、ＮｂＣは極めて微細に析出させることが出来るため、大きな析出強化の効果が得られ、Ｍｎ，Ｐ，Ｓｉなどの固溶元素の多量の添加を必要とせずに高強度化できる。そのため固溶元素によるめっき表面の色ムラが軽減し、表面性状が良好となる。
【００１６】
Ｃ濃度が０．００４０％未満ではＮｂＣ析出物の体積率が本発明の効果を得るには十分でなく、０．０１０％を超えるとＮｂＣによる冷延焼鈍板の粒成長の抑制効果が大きくなりすぎ、ｒ値を劣化させる。また、ＮｂＣが過剰に生成し、伸びが劣化するため、０．００４０〜０．０１０％とする。さらに表面性状を向上させるためにはCは０．００５０％以上、成形性を向上させるためには０．００８０％以下が望ましい。さらに成形性を向上させるためには０．００７４％以下である。
【００１７】
Ｓｉ：０．０５％下
Ｓｉは低コストで高強度化するため、添加するが、０．０５％を超えて添加すると焼鈍時にＳｉが表面濃化し、めっき性が劣化する。従って、０．０５％以下とする。
【００１８】
Ｍｎ：０．１〜１．５％
Ｍｎは固溶強化により高強度化し、Ｓに起因した表面疵を抑制するため添加する。０．１％以下では疵発生が顕著となり、１．５％超えでは伸びを劣化させるので０．１〜１．５％とする。めっき表面性状をさらに良好にするためにはＭｎを０．７％以下とすることが望ましい。
【００１９】
Ｐ：０．０１〜０．０５％
Ｐは固溶強化により高強度化するため、添加する。高強度と表面性状を両立するためには０．０２％以上の添加が不可欠である。一方、０．０５％を超えるとスラブ中心偏析によりスラブ割れが発生する可能性が生じるため、０．０２〜０．０５％とする。
【００２０】
Ｓ：０．０２％以下
Ｓは鋼中不純物として存在するが、板表面外観を著しく劣化するため０．０２％以下とする。
【００２１】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％
Ａｌは脱酸のため、添加する。ｓｏｌ．Ａｌが０．０１％未満では脱酸が十分でなく、０．１％を超えるとＡｌの固溶強化で鋼板が強化し延性が低下するため、０．０１〜０．１％とする。
【００２２】
Ｎ：０．０１００％以下
ＮはＦｅ中に固溶し、過剰に含有するとストレッチャーストレインマークなどの表面欠陥を発生させる原因となるため、０．０１００％以下とする。
【００２３】
Ｎｂ：０．０３６〜０．１４％、１．１＜１２Ｎｂ／９３Ｃ＜２．５
ＮｂはＣと結合して本発明必須のＮｂＣの微細析出物を生成し、これにより組織を微細化し、表面性状、機械的特性を向上させるため添加する。炭化物生成元素の中でＮｂはＡ３点直下で析出するため極めて微細な析出物が得られるという点で最も好適な元素である。一方、同じ炭化物生成元素であるＴｉの析出物はＡ３点以上の高温で析出するため、析出物が本発明の効果を得るためには粗大となりすぎる。
【００２４】
従ってNｂを適正に添加することは本発明の必須の構成要件である。０．０３６％未満ではＮｂＣの析出量が不足し、析出物生成の効果が得られず、０．１４％を超えるとＮｂＣの体積率が高くなりすぎ強度が著しく上昇し、成形性を劣化させる。さらにＮｂ添加によるＮｂＣ析出の効果を高めるためには０．０８％超えが望ましい。
【００２５】
また、１２Ｎｂ／９３Ｃが１．１以下では非平衡に固溶Ｃが残留し、ストレッチャーストレインなどの表面欠陥が発生しやすく、また、深絞り成形に好適な（１１１）面を板面方向に有する集合組織の生成を妨げる効果があるので、１．１超えとする。一方、２．５以上ではＮｂがＦｅ中に過剰に含まれるため、延性が劣化するばかりか熱間加工性が劣化し、歩留まりの低下を招く。さらにＮｂＣの微細析出の効果を高めるためには12Nb/93Cが１．５超えであることが望ましい。さらに効果を高めるためには１．７以上である。
【００２６】
本発明では更に結晶粒微細化を促進させる場合、Ｔｉを０．０１９％以下、且つＴｉ≦４８Ｓ／３２＋４８Ｎ／１４を満足するように添加することができる。Ｔｉは不純物Ｎ、ＳをＴｉＮ、ＴｉＳとして析出させて無害化させるとともに、それら析出物によって結晶粒径を微細化する効果がある。この効果は０．００５％以上で発現する。
【００２７】
しかしながら、Ｔｉ≦４８Ｓ／３２＋４８Ｎ／１４を超えて添加すると上記効果が飽和するばかりか、ＴｉＣを析出してＣを減じるため、ＮｂＣの析出の効果を減少させる。さらに０．０１９％を超えてＴｉを添加するとめっき表面に色ムラが発生し表面性状が劣化するので、０．０１９％以下とする必要がある。
更に、本発明では２次加工脆化を防止するため、Ｂを添加してもよい。しかし、０．００１５％を超えて添加するとｒ値および伸びが著しく劣化するので、０．００１５％以下とする。
【００２８】
２．金属組織および機械特性
平均結晶粒径：１０μｍ以下
結晶粒径は、本発明で改善を目的とするプレスなど成形加工後の表面性状を良好にするために非常に重要である。１０μｍを超えると成形加工後の表面性状が劣化するので結晶粒径は１０μｍ以下とすることが必要である。
【００２９】
ｒ値：１．８以上
ｒ値は、本発明の目的とする高いプレス成形性を得るために必須である。ここでいうｒ値は圧延に対して0,45,90℃方向の平均ｒ値のことで、めっき鋼板の場合は、めっきを剥離後評価する。ｒ値が１．８未満では十分なプレス成形性が得られないため、１．８以上とする。
【００３０】
３．製造方法
熱間圧延開始温度：１１００〜１２５０℃
本発明では所定の成分を有する鋼塊を連続鋳造後直ちに、または再加熱後、粗熱間圧延を行う。いずれの場合でも熱間圧延開始温度を１１００〜１２５０℃とする。１１００℃未満の場合、変形抵抗が高く熱間圧延が困難で、１２５０℃を超えると過剰にスケールが生成し、冷延後まで残留すると表面性状を劣化させるため、１１００〜１２５０℃とする。
【００３１】
尚、仕上熱間圧延の仕上温度はＡｒ3以下では表層がフェライト化し、熱延組織が粗大化するため、ｒ値を損なう。９２０℃以上の場合、冷却中のオーステナイト粒の成長が速く、熱延組織の微細化が困難となるため、Ａｒ3〜９２０℃とするのが望ましい。
【００３２】
仕上熱間圧延最終２段の圧下率の合計：１０〜４０％
本発明鋼の特性を発揮させるためにはここでの圧下率の制御が重要で、１０％以下では熱延組織が粗大化し、ｒ値が改善されない。４０％以上では熱延後一部未再結晶オーステナイトとなるため、不均一な熱間圧延組織となり、ｒ値および表面性状が劣化する。
【００３３】
仕上板厚：２．０〜４．５ｍｍ
鋼板の冷却速度を速くし、熱延組織を微細化するため、および冷間圧延の圧延率を６０％以上とするため、仕上板厚を２．０〜４．５ｍｍとすることが望ましい。
【００３４】
熱延後冷却条件：冷却速度１５℃／ｓｅｃ以上で急冷停止温度７００℃以下
熱延後の冷却速度が１５℃／ｓｅｃ未満の場合、冷却中に結晶粒が成長し、熱延組織が粗大化する。この現象は７００℃超えで顕著になるため、急冷停止温度は７００℃以下とする。
【００３５】
熱延後巻き取り温度：６２０〜６７０℃
巻き取り温度が６２０℃以下では巻き取り後ＮがＡｌＮとして析出する反応が十分に起こらず、耐時効性が不良となる。６７０℃以上の場合、スケールが生成し、表面性状を劣化させるため、６２０〜６７０℃とする。
【００３６】
冷間圧延の圧延率：５０％以上
ｒ値を向上させるため、冷間圧延の圧延率を５０％以上とする。
焼鈍温度：８３０℃〜Ａｃ3
ｒ値と表面性状を両立させるため、冷間圧延後、加熱速度２０℃／ｓｅｃ以上で８３０℃〜Ａｃ3まで加熱し、焼鈍を行う。加熱速度が２０℃／ｓｅｃ未満の場合、粒径が粗大化し、表面性状が劣化する。焼鈍温度が８３０℃未満ではｒ値が十分でなく、Ａｃ3を超えるとオーステナイト化により結晶粒が粗大化するだけでなく、ｒ値も劣化するため、８３０℃〜Ａｃ3とする。
【００３７】
更に本発明鋼では焼鈍温度を８６０℃以上とすることにより、表面性状を劣化させずにｒ値をより向上させることができるので焼鈍温度は８６０℃以上とすることが望ましい。本発明鋼は鋼板製造後、亜鉛系めっきをして用いてもよい。その際、焼鈍工程を兼ねて連続めっきラインを用いてめっきを行ってもよい。
【００３８】
調質圧延：圧下率０．４〜１．０％
調質圧延率の制御が本発明では重要で、０．４％未満ではＮ時効の影響を十分に抑制することができない場合があり、１．０％を超えると降伏点が著しく上昇し、成形性を劣化させる。
【００３９】
【実施例】
実施例１：表１に示す化学成分を含有する鋼番Ｎｏ．１〜１４の鋼を連続鋳造した。このスラブを１２００℃に加熱後、熱間圧延により板厚２．８ｍｍとした。熱間圧延仕上温度は８８０〜９１０℃であった。その際、最終２段の圧下率の合計を１５％とした。その後平均冷却速度２０℃／ｓｅｃで冷却後、６４０℃で巻き取った。さらに０．７０ｍｍまで冷間圧延（冷間圧延率７５％）、連続焼鈍・連続溶融めっきラインで焼鈍を行なった。このときの加熱速度は約３０℃／ｓｅｃで８６５℃で６０ｓｅｃ保持した。冷却後、連続ライン内で圧下率０．６％の調質圧延を施した。
【００４０】
機械的特性を調査した結果を表２に示す。ｒ値測定はめっき層の影響を除去するため塩酸により酸洗後実施した。また３方向のｒ値測定結果から平均ｒ値：ｍｅａｎ−ｒ＝（ｒ０＋２×ｒ４５＋ｒ９０）／４を計算した。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）、粒径は切断法（ＪＩＳ Ｇ０５５２）で測定した。表面性状はめっき鋼板の表面性状を目視によりＡ〜Ｄの４段階で判定した。Ａが最も良好である。耐肌荒れ性は半径１００ｍｍの球頭パンチで３０ｍｍ張出し変形後、頭頂部のＲａで１μｍを上限として判定した。
【００４１】
本発明の成分範囲の鋼板は強度、ｒ値、肌荒れのすべてに優れ、自動車外板用に最適である。これに対し、Ｃが０．００４０％未満の鋼番１０は結晶粒径が粗く、耐肌荒れ性が不良である。鋼１１はＣ濃度が高すぎるため、ＮｂＣの析出量が多くなりすぎ、伸びおよびｒ値が低下した。
【００４２】
鋼１２は９３Ｎｂ／１２Ｃが１．１以下なので固溶Ｃが残留し、ｒ値および伸びが劣化した。鋼１３はＮｂ／Ｃが２．５以上なので、伸びおよびｒ値が低下した。鋼１４はＴｉ濃度が高すぎるため、本発明で必須の微細結晶粒が得られず、そのため肌荒れ性が劣化した。まためっき表面にＴｉに起因する表面欠陥が発生した。
【００４３】
実施例２：表１に示す鋼番号１〜５のスラブを表３に示す加熱温度、熱間圧延圧下率、仕上温度、焼鈍温度で製造した。なお、冷間圧延率は７５％、焼鈍は連続焼鈍溶融亜鉛系めっきラインを用いて加熱速度は約２０℃／ｓｅｃで実施した。調質圧延率は１．０％で行なった。本発明例の記号Ａ，Ｅ，Ｆ，Ｇはすべての特性が良好である。これに対して比較例の記号Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｈはいずれかの特性が劣る。例えば、記号Ｂは加熱温度が高すぎるため、めっき表面に色むら状の表面欠陥が発生した。また記号Ｃ，Ｄは熱間圧延工程で最終２段の圧延率が本発明範囲を外れるためｒ値が劣化した。記号Ｈは焼鈍温度が低すぎるためｒ値が劣化した。
本実施例は、焼鈍後めっき、調質圧延を行った溶融亜鉛系めっき鋼板についての例であるが、焼鈍後調質圧延を施した冷延鋼板およびさらに電気めっきを行った電気亜鉛系めっき鋼板についても前記実施例と同様の結果が得られる。
【００４４】
【表１】
【００４５】
【表２】
【００４６】
【表３】
【００４７】
【発明の効果】
本発明によれば、プレス成形性、耐肌荒れ性、および耐めっきムラ性に優れた安価な高強度冷延鋼板を製造することができ、この鋼板は亜鉛系めっきされ、フェンダー、サイドパネル等の自動車外板への利用に最適であり、産業上、極めて有益である。
【発明の属する技術分野】
この発明は、絞り、張出し等の複合成形において優れた成形性と、プレス成形後における優れた耐肌荒れ性、及び耐めっきムラ性を有し、フード、ドア、フェンダー、サイドパネル等自動車外板パネルに適したＴＳ：３４０〜３９０ＭＰａ級高強度冷延鋼板、亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の高強度軽量化のニーズを受けて、自動車の外板等に適用されるめっき鋼板には、強度、成形性、表面性状などの特性が求められている。成形性に対しては伸びと同様にｒ値が重要である。近年は高強度鋼板に対しても成形性向上の要求が高く、１．８以上のｒ値が求められている。高いｒ値を得るためには、Ｃ濃度３０ｐｐｍ程度以下の極炭素鋼をベースとしてＴｉ，Ｎｂなどの炭窒化物生成元素を添加することが有効であり、一般的にＩＦ鋼として広く用いられている。
【０００３】
しかし、ＩＦ鋼は結晶粒径が粗大になりやすく、さらにｒ値を向上させるため、焼鈍温度を高温とした場合、プレス後に肌荒れが発生し、表面性状が劣化することが生じていた。また、熱延鋼板微細化に適した鋼材組成の検討が不十分なこともあって、冷延、焼鈍後のｒ値の改善は難しかった。
【０００４】
一方、高強度化のため、この鋼をベースとしてＭｎ，Ｐなどの固溶強化元素を添加した鋼が開発されている。しかし、固溶強化元素は一般に高価であり、鋼板のコストアップを招くため、特開平１０−４６２８９号公報、特開平５−１９５０８０号公報等で、固溶強化元素を削減する目的で、Ｃを極低炭素鋼としてはやや高目の３０〜１００ｐｐｍ添加し、ＴｉＣで析出強化する技術が開示されている。
【０００５】
ＴｉＣは析出硬化に寄与はするものの、Ａ３点以上の高温で生成するため析出物のサイズが大きく、熱延板組織の微細化、冷延板組織の微細化、析出強化への効果は小さい。また、Ｔｉ、Ｎｂを複合添加すると冷却中にＣがＴｉＣとして高温で先に析出してしまうため、ＮｂＣ微細析出物は生成しない。従って、Ｎｂを単独添加した場合に特有のＮｂＣの微細な析出の効果による表面性状とプレス成形性に優れた鋼板は製造できなかった。さらに、鋼中にＴｉを含有すると、鋼板表面に筋状のめっきムラが発生するため、自動車外板用として適当とはいえなかった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
上述したように、強度、成形性、及び表面性状（耐肌荒れ性、めっきムラ性）の全てを十分満足する高強度冷延鋼板、亜鉛めっき鋼板はなく、本発明は、フード、ドア、フェンダー、サイドパネル等の自動車外板パネルに要求されるｒ値が１．８以上の高プレス成形性、平均結晶粒径が１０μｍ以下で優れた耐肌荒れ性、Ｔｉによる表面欠陥が生じない優れた表面性状、かつ低コストであるＴＳ：３４０〜３９０ＭＰａ級の高強度冷延鋼板、亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
上記課題を達成するため、本発明者らは鋼組成、製造条件について検討を行い，Ｃを０．００４０〜０．０１０％に制御し、かつＮｂとＣのバランスを最適にした場合、ＮｂＣが極めて微細に析出し、その微細析出物の効果により、熱延板の結晶粒径を微細化させ、ｒ値を向上させるとともに、プレス成形時の耐肌荒れ性を改善し、さらにＭｎ，Ｐ、Ｓｉを多量に添加することなく、ＮｂＣの析出強化により高強度化できること等を見出した。さらにＭｎ，Ｐ，Ｓｉの添加量を鋼板の表面性状を良好にするために最適のバランスを見いだした。また、本発明に必要なＮｂＣを極めて微細に析出させるための製造条件についても検討を行った。
【０００８】
すなわち、本発明は、
１．質量％で、Ｃ：０．００４０〜０．０１０％、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．１〜１．５％と、Ｐ：０．０１〜０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０．０３６〜０．１４％かつ（１）式を満たす範囲で含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなり、平均結晶粒径が１０μｍ以下でｒ値が１．８以上であることを特徴とする表面性状とプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板。
【０００９】
１＜１２Ｎｂ／９３Ｃ＜２．５ （１）
２．質量％で、更にTi：0.019%以下かつ Ti≦48S/32+48N/14の関係を満足するTiを含むことを特徴とする１に記載の表面性状とプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板。
【００１０】
３．質量％で、更にB：0.0015%以下を含むことを特徴とする１又は２に記載の表面性状とプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板。
【００１１】
４．鋼板表面に亜鉛系めっき皮膜を付与したことを特徴とする１乃至３の何れかに記載の亜鉛系めっき鋼板。
【００１２】
５．（ａ）１乃至３の何れかに記載の組成を含有する鋼塊を連続鋳造後、直接または１１００〜１２５０℃に再加熱後、粗熱間圧延を行う工程と、（ｂ）最終２段の圧下率の合計が１０〜４０％、仕上圧延後、冷却速度１５℃／ｓｅｃ以上で７００℃以下まで冷却を行い、６２０〜６７０℃で巻き取る工程と、（ｃ）冷間圧延率５０％以上で、冷間圧延後、加熱速度２０℃／ｓｅｃ以上で８３０℃〜Ａｃ3まで加熱する工程と、（ｄ）圧下率０．４〜１．０％の調質圧延する工程とを具備した表面性状とプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【００１３】
６．（ａ）１乃至３の何れかに記載の組成を含有する鋼塊を連続鋳造後、直接または１１００〜１２５０℃に再加熱後、粗熱間圧延を行う工程と、（ｂ）最終２段の圧下率の合計が１０〜４０％、仕上圧延後、冷却速度１５℃／ｓｅｃ以上で７００℃以下まで冷却を行い、６２０〜６７０℃で巻き取る工程と、（ｃ）冷間圧延率５０％以上で、冷間圧延後、加熱速度２０℃／ｓｅｃ以上で８３０℃〜Ａｃ3まで加熱、焼鈍後亜鉛系めっき処理を施す工程と、（ｄ）圧下率０．４〜１．０％の調質圧延する工程とを具備した表面性状とプレス成形性に優れた亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下に本発明の成分組成範囲、金属組織、機械特性および製造方法について説明する。
【００１５】
１．成分組成範囲
Ｃ：０．００４０〜０．０１０％
ＣはＮｂと結合し、本発明の特徴であるＮｂＣの微細炭化物を形成させる。Ｃ濃度を適正化することは微細なＮｂＣを適当な体積率で析出させるため必須であり、Ｃ濃度の制御は本発明の最も重要な構成要件のひとつである。微細に析出したＮｂＣは熱延板結晶粒径を微細化し、冷延焼鈍後のｒ値を向上させる効果がある。また、ＮｂＣは極めて微細に析出させることが出来るため、大きな析出強化の効果が得られ、Ｍｎ，Ｐ，Ｓｉなどの固溶元素の多量の添加を必要とせずに高強度化できる。そのため固溶元素によるめっき表面の色ムラが軽減し、表面性状が良好となる。
【００１６】
Ｃ濃度が０．００４０％未満ではＮｂＣ析出物の体積率が本発明の効果を得るには十分でなく、０．０１０％を超えるとＮｂＣによる冷延焼鈍板の粒成長の抑制効果が大きくなりすぎ、ｒ値を劣化させる。また、ＮｂＣが過剰に生成し、伸びが劣化するため、０．００４０〜０．０１０％とする。さらに表面性状を向上させるためにはCは０．００５０％以上、成形性を向上させるためには０．００８０％以下が望ましい。さらに成形性を向上させるためには０．００７４％以下である。
【００１７】
Ｓｉ：０．０５％下
Ｓｉは低コストで高強度化するため、添加するが、０．０５％を超えて添加すると焼鈍時にＳｉが表面濃化し、めっき性が劣化する。従って、０．０５％以下とする。
【００１８】
Ｍｎ：０．１〜１．５％
Ｍｎは固溶強化により高強度化し、Ｓに起因した表面疵を抑制するため添加する。０．１％以下では疵発生が顕著となり、１．５％超えでは伸びを劣化させるので０．１〜１．５％とする。めっき表面性状をさらに良好にするためにはＭｎを０．７％以下とすることが望ましい。
【００１９】
Ｐ：０．０１〜０．０５％
Ｐは固溶強化により高強度化するため、添加する。高強度と表面性状を両立するためには０．０２％以上の添加が不可欠である。一方、０．０５％を超えるとスラブ中心偏析によりスラブ割れが発生する可能性が生じるため、０．０２〜０．０５％とする。
【００２０】
Ｓ：０．０２％以下
Ｓは鋼中不純物として存在するが、板表面外観を著しく劣化するため０．０２％以下とする。
【００２１】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％
Ａｌは脱酸のため、添加する。ｓｏｌ．Ａｌが０．０１％未満では脱酸が十分でなく、０．１％を超えるとＡｌの固溶強化で鋼板が強化し延性が低下するため、０．０１〜０．１％とする。
【００２２】
Ｎ：０．０１００％以下
ＮはＦｅ中に固溶し、過剰に含有するとストレッチャーストレインマークなどの表面欠陥を発生させる原因となるため、０．０１００％以下とする。
【００２３】
Ｎｂ：０．０３６〜０．１４％、１．１＜１２Ｎｂ／９３Ｃ＜２．５
ＮｂはＣと結合して本発明必須のＮｂＣの微細析出物を生成し、これにより組織を微細化し、表面性状、機械的特性を向上させるため添加する。炭化物生成元素の中でＮｂはＡ３点直下で析出するため極めて微細な析出物が得られるという点で最も好適な元素である。一方、同じ炭化物生成元素であるＴｉの析出物はＡ３点以上の高温で析出するため、析出物が本発明の効果を得るためには粗大となりすぎる。
【００２４】
従ってNｂを適正に添加することは本発明の必須の構成要件である。０．０３６％未満ではＮｂＣの析出量が不足し、析出物生成の効果が得られず、０．１４％を超えるとＮｂＣの体積率が高くなりすぎ強度が著しく上昇し、成形性を劣化させる。さらにＮｂ添加によるＮｂＣ析出の効果を高めるためには０．０８％超えが望ましい。
【００２５】
また、１２Ｎｂ／９３Ｃが１．１以下では非平衡に固溶Ｃが残留し、ストレッチャーストレインなどの表面欠陥が発生しやすく、また、深絞り成形に好適な（１１１）面を板面方向に有する集合組織の生成を妨げる効果があるので、１．１超えとする。一方、２．５以上ではＮｂがＦｅ中に過剰に含まれるため、延性が劣化するばかりか熱間加工性が劣化し、歩留まりの低下を招く。さらにＮｂＣの微細析出の効果を高めるためには12Nb/93Cが１．５超えであることが望ましい。さらに効果を高めるためには１．７以上である。
【００２６】
本発明では更に結晶粒微細化を促進させる場合、Ｔｉを０．０１９％以下、且つＴｉ≦４８Ｓ／３２＋４８Ｎ／１４を満足するように添加することができる。Ｔｉは不純物Ｎ、ＳをＴｉＮ、ＴｉＳとして析出させて無害化させるとともに、それら析出物によって結晶粒径を微細化する効果がある。この効果は０．００５％以上で発現する。
【００２７】
しかしながら、Ｔｉ≦４８Ｓ／３２＋４８Ｎ／１４を超えて添加すると上記効果が飽和するばかりか、ＴｉＣを析出してＣを減じるため、ＮｂＣの析出の効果を減少させる。さらに０．０１９％を超えてＴｉを添加するとめっき表面に色ムラが発生し表面性状が劣化するので、０．０１９％以下とする必要がある。
更に、本発明では２次加工脆化を防止するため、Ｂを添加してもよい。しかし、０．００１５％を超えて添加するとｒ値および伸びが著しく劣化するので、０．００１５％以下とする。
【００２８】
２．金属組織および機械特性
平均結晶粒径：１０μｍ以下
結晶粒径は、本発明で改善を目的とするプレスなど成形加工後の表面性状を良好にするために非常に重要である。１０μｍを超えると成形加工後の表面性状が劣化するので結晶粒径は１０μｍ以下とすることが必要である。
【００２９】
ｒ値：１．８以上
ｒ値は、本発明の目的とする高いプレス成形性を得るために必須である。ここでいうｒ値は圧延に対して0,45,90℃方向の平均ｒ値のことで、めっき鋼板の場合は、めっきを剥離後評価する。ｒ値が１．８未満では十分なプレス成形性が得られないため、１．８以上とする。
【００３０】
３．製造方法
熱間圧延開始温度：１１００〜１２５０℃
本発明では所定の成分を有する鋼塊を連続鋳造後直ちに、または再加熱後、粗熱間圧延を行う。いずれの場合でも熱間圧延開始温度を１１００〜１２５０℃とする。１１００℃未満の場合、変形抵抗が高く熱間圧延が困難で、１２５０℃を超えると過剰にスケールが生成し、冷延後まで残留すると表面性状を劣化させるため、１１００〜１２５０℃とする。
【００３１】
尚、仕上熱間圧延の仕上温度はＡｒ3以下では表層がフェライト化し、熱延組織が粗大化するため、ｒ値を損なう。９２０℃以上の場合、冷却中のオーステナイト粒の成長が速く、熱延組織の微細化が困難となるため、Ａｒ3〜９２０℃とするのが望ましい。
【００３２】
仕上熱間圧延最終２段の圧下率の合計：１０〜４０％
本発明鋼の特性を発揮させるためにはここでの圧下率の制御が重要で、１０％以下では熱延組織が粗大化し、ｒ値が改善されない。４０％以上では熱延後一部未再結晶オーステナイトとなるため、不均一な熱間圧延組織となり、ｒ値および表面性状が劣化する。
【００３３】
仕上板厚：２．０〜４．５ｍｍ
鋼板の冷却速度を速くし、熱延組織を微細化するため、および冷間圧延の圧延率を６０％以上とするため、仕上板厚を２．０〜４．５ｍｍとすることが望ましい。
【００３４】
熱延後冷却条件：冷却速度１５℃／ｓｅｃ以上で急冷停止温度７００℃以下
熱延後の冷却速度が１５℃／ｓｅｃ未満の場合、冷却中に結晶粒が成長し、熱延組織が粗大化する。この現象は７００℃超えで顕著になるため、急冷停止温度は７００℃以下とする。
【００３５】
熱延後巻き取り温度：６２０〜６７０℃
巻き取り温度が６２０℃以下では巻き取り後ＮがＡｌＮとして析出する反応が十分に起こらず、耐時効性が不良となる。６７０℃以上の場合、スケールが生成し、表面性状を劣化させるため、６２０〜６７０℃とする。
【００３６】
冷間圧延の圧延率：５０％以上
ｒ値を向上させるため、冷間圧延の圧延率を５０％以上とする。
焼鈍温度：８３０℃〜Ａｃ3
ｒ値と表面性状を両立させるため、冷間圧延後、加熱速度２０℃／ｓｅｃ以上で８３０℃〜Ａｃ3まで加熱し、焼鈍を行う。加熱速度が２０℃／ｓｅｃ未満の場合、粒径が粗大化し、表面性状が劣化する。焼鈍温度が８３０℃未満ではｒ値が十分でなく、Ａｃ3を超えるとオーステナイト化により結晶粒が粗大化するだけでなく、ｒ値も劣化するため、８３０℃〜Ａｃ3とする。
【００３７】
更に本発明鋼では焼鈍温度を８６０℃以上とすることにより、表面性状を劣化させずにｒ値をより向上させることができるので焼鈍温度は８６０℃以上とすることが望ましい。本発明鋼は鋼板製造後、亜鉛系めっきをして用いてもよい。その際、焼鈍工程を兼ねて連続めっきラインを用いてめっきを行ってもよい。
【００３８】
調質圧延：圧下率０．４〜１．０％
調質圧延率の制御が本発明では重要で、０．４％未満ではＮ時効の影響を十分に抑制することができない場合があり、１．０％を超えると降伏点が著しく上昇し、成形性を劣化させる。
【００３９】
【実施例】
実施例１：表１に示す化学成分を含有する鋼番Ｎｏ．１〜１４の鋼を連続鋳造した。このスラブを１２００℃に加熱後、熱間圧延により板厚２．８ｍｍとした。熱間圧延仕上温度は８８０〜９１０℃であった。その際、最終２段の圧下率の合計を１５％とした。その後平均冷却速度２０℃／ｓｅｃで冷却後、６４０℃で巻き取った。さらに０．７０ｍｍまで冷間圧延（冷間圧延率７５％）、連続焼鈍・連続溶融めっきラインで焼鈍を行なった。このときの加熱速度は約３０℃／ｓｅｃで８６５℃で６０ｓｅｃ保持した。冷却後、連続ライン内で圧下率０．６％の調質圧延を施した。
【００４０】
機械的特性を調査した結果を表２に示す。ｒ値測定はめっき層の影響を除去するため塩酸により酸洗後実施した。また３方向のｒ値測定結果から平均ｒ値：ｍｅａｎ−ｒ＝（ｒ０＋２×ｒ４５＋ｒ９０）／４を計算した。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）、粒径は切断法（ＪＩＳ Ｇ０５５２）で測定した。表面性状はめっき鋼板の表面性状を目視によりＡ〜Ｄの４段階で判定した。Ａが最も良好である。耐肌荒れ性は半径１００ｍｍの球頭パンチで３０ｍｍ張出し変形後、頭頂部のＲａで１μｍを上限として判定した。
【００４１】
本発明の成分範囲の鋼板は強度、ｒ値、肌荒れのすべてに優れ、自動車外板用に最適である。これに対し、Ｃが０．００４０％未満の鋼番１０は結晶粒径が粗く、耐肌荒れ性が不良である。鋼１１はＣ濃度が高すぎるため、ＮｂＣの析出量が多くなりすぎ、伸びおよびｒ値が低下した。
【００４２】
鋼１２は９３Ｎｂ／１２Ｃが１．１以下なので固溶Ｃが残留し、ｒ値および伸びが劣化した。鋼１３はＮｂ／Ｃが２．５以上なので、伸びおよびｒ値が低下した。鋼１４はＴｉ濃度が高すぎるため、本発明で必須の微細結晶粒が得られず、そのため肌荒れ性が劣化した。まためっき表面にＴｉに起因する表面欠陥が発生した。
【００４３】
実施例２：表１に示す鋼番号１〜５のスラブを表３に示す加熱温度、熱間圧延圧下率、仕上温度、焼鈍温度で製造した。なお、冷間圧延率は７５％、焼鈍は連続焼鈍溶融亜鉛系めっきラインを用いて加熱速度は約２０℃／ｓｅｃで実施した。調質圧延率は１．０％で行なった。本発明例の記号Ａ，Ｅ，Ｆ，Ｇはすべての特性が良好である。これに対して比較例の記号Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｈはいずれかの特性が劣る。例えば、記号Ｂは加熱温度が高すぎるため、めっき表面に色むら状の表面欠陥が発生した。また記号Ｃ，Ｄは熱間圧延工程で最終２段の圧延率が本発明範囲を外れるためｒ値が劣化した。記号Ｈは焼鈍温度が低すぎるためｒ値が劣化した。
本実施例は、焼鈍後めっき、調質圧延を行った溶融亜鉛系めっき鋼板についての例であるが、焼鈍後調質圧延を施した冷延鋼板およびさらに電気めっきを行った電気亜鉛系めっき鋼板についても前記実施例と同様の結果が得られる。
【００４４】
【表１】
【表２】
【表３】
【発明の効果】
本発明によれば、プレス成形性、耐肌荒れ性、および耐めっきムラ性に優れた安価な高強度冷延鋼板を製造することができ、この鋼板は亜鉛系めっきされ、フェンダー、サイドパネル等の自動車外板への利用に最適であり、産業上、極めて有益である。
Claims (6)
- 質量％で、Ｃ：０．００４０〜０．０１０％、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．１〜１．５％と、Ｐ：０．０１〜０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０．０３６〜０．１４％かつ（１）式を満たす範囲で含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなり、平均結晶粒径が１０μｍ以下でｒ値が１．８以上であることを特徴とする表面性状とプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板。
１＜１２Ｎｂ／９３Ｃ＜２．５ （１） - 質量％で、更にTi：0.019%以下かつ Ti≦48S/32+48N/14の関係を満足するTiを含むことを特徴とする請求項１に記載の表面性状とプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板。
- 質量％で、更にB：0.0015%以下を含むことを特徴とする請求項１又は２に記載の表面性状とプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板。
- 鋼板表面に亜鉛系めっき皮膜を付与したことを特徴とする請求項１乃至３の何れかに記載の亜鉛系めっき鋼板。
- （ａ）請求項１乃至３の何れかに記載の組成を含有する鋼塊を連続鋳造後、直接または１１００〜１２５０℃に再加熱後、粗熱間圧延を行う工程と、（ｂ）最終２段の圧下率の合計が１０〜４０％、仕上圧延後、冷却速度１５℃／ｓｅｃ以上で７００℃以下まで冷却を行い、６２０〜６７０℃で巻き取る工程と、（ｃ）冷間圧延率５０％以上で、冷間圧延後、加熱速度２０℃／ｓｅｃ以上で８３０℃〜Ａｃ3まで加熱する工程と、（ｄ）圧下率０．４〜１．０％の調質圧延する工程とを具備した表面性状とプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
- （ａ）請求項１乃至３の何れかに記載の組成を含有する鋼塊を連続鋳造後、直接または１１００〜１２５０℃に再加熱後、粗熱間圧延を行う工程と、（ｂ）最終２段の圧下率の合計が１０〜４０％、仕上圧延後、冷却速度１５℃／ｓｅｃ以上で７００℃以下まで冷却を行い、６２０〜６７０℃で巻き取る工程と、（ｃ）冷間圧延率５０％以上で、冷間圧延後、加熱速度２０℃／ｓｅｃ以上で８３０℃〜Ａｃ3まで加熱、焼鈍後亜鉛系めっき処理を施す工程と、（ｄ）圧下率０．４〜１．０％の調質圧延する工程とを具備した表面性状とプレス成形性に優れた亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
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