JP5141300B2 - 成形後の表面品質に優れる冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、自動車の外板等に使用される、成形後の表面品質に優れる冷延鋼板およびその製造方法に関するものである。
近年、自動車の外板に求められる表面品質は厳しくなっている。このような表面品質には、大きくわけて、製造段階で表面認められるものと、自動車のプレスラインにて成形後、発現するものとに分類される。
前者の表面欠陥は比較的容易に見つけられるため、自動車生産への影響は小さい。また、例えば、特許文献１などには、素材段階での対策も開示されている。
一方、後者は、部品に成形して、あるいはさらに車体に組み込んだ後の最終検査工程で、初めて発見される場合があるため、自動車生産への影響は極めて大きい。そして、後者の表面欠陥を抑制する効果的な対策は、これまで明確になっていなかった。
特開平9-296222号公報
前者の表面欠陥は比較的容易に見つけられるため、自動車生産への影響は小さい。また、例えば、特許文献１などには、素材段階での対策も開示されている。
一方、後者は、部品に成形して、あるいはさらに車体に組み込んだ後の最終検査工程で、初めて発見される場合があるため、自動車生産への影響は極めて大きい。そして、後者の表面欠陥を抑制する効果的な対策は、これまで明確になっていなかった。
本発明は、かかる事情に鑑み、自動車の外板に適用可能な、成形後の表面品質に優れる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。
発明者らは、上記問題点を解決するため、成形後に表面欠陥として現出する欠陥の発生メカニズムと抑制対策について、鋭意研究調査を重ねた。
その結果、極表層に存在する不均一組織に起因した局所的な降伏挙動が表面欠陥発生と関係しており、鋼板表層に導入される転位量とその深さ方向分布を適正化することで局所的な降伏挙動が解消され、成形後の表面品質に優れる冷延鋼板が得られることを見出した。
本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
［1］板厚中央部のHv硬さに対して表層20μmにおけるHv硬さの上昇量が5以上20以下であり、板厚中央部のHv硬さに対して表層40μmにおけるHv硬さの上昇量が5以下であることを特徴とする成形後の表面品質に優れる冷延鋼板。
［2］焼鈍後の冷延鋼板に調質圧延を行い、前記［1］に記載の冷延鋼板を製造するに際し、伸長率SKPが0.3〜1.5%であり、かつ、調質圧延における単位幅荷重ULが、下記式（１）を満たすことを特徴とする請求項1に記載の成形後の表面品質に優れる冷延鋼板の製造方法。
(0.9×YS+2.9×LS)×10−3×(SKP−0.3)≦UL/9.8≦(0.9×YS+2.9×LS)×10−3×(1.18−9.1×10−3×UT)×(SKP−0.3)+0.3 ・・・（１）
ただし、YS:材料の降伏強度(MPa)、LS:ラインスピード(mpm)、UT:張力(N/mm2)、SKP:伸長率(%)、UL:単位幅荷重(KN)/mmである。
その結果、極表層に存在する不均一組織に起因した局所的な降伏挙動が表面欠陥発生と関係しており、鋼板表層に導入される転位量とその深さ方向分布を適正化することで局所的な降伏挙動が解消され、成形後の表面品質に優れる冷延鋼板が得られることを見出した。
本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
［1］板厚中央部のHv硬さに対して表層20μmにおけるHv硬さの上昇量が5以上20以下であり、板厚中央部のHv硬さに対して表層40μmにおけるHv硬さの上昇量が5以下であることを特徴とする成形後の表面品質に優れる冷延鋼板。
［2］焼鈍後の冷延鋼板に調質圧延を行い、前記［1］に記載の冷延鋼板を製造するに際し、伸長率SKPが0.3〜1.5%であり、かつ、調質圧延における単位幅荷重ULが、下記式（１）を満たすことを特徴とする請求項1に記載の成形後の表面品質に優れる冷延鋼板の製造方法。
(0.9×YS+2.9×LS)×10−3×(SKP−0.3)≦UL/9.8≦(0.9×YS+2.9×LS)×10−3×(1.18−9.1×10−3×UT)×(SKP−0.3)+0.3 ・・・（１）
ただし、YS:材料の降伏強度(MPa)、LS:ラインスピード(mpm)、UT:張力(N/mm2)、SKP:伸長率(%)、UL:単位幅荷重(KN)/mmである。
本発明によれば、成形後の表面品質に優れる冷延鋼板が得られる。本発明により得られる冷延鋼板は、自動車部品素材として十分な基本的性能を維持しつつ、成形後の表面品質に優れているため、自動車の外板等の素材として好適に使用される。
以下、本発明を詳細に説明する。
まず、本発明が完成するに至った経緯について、説明する。
本発明者らは、上記課題解決に対して、成形後に表面欠陥として現出する欠陥の発生メカニズムと抑制対策について鋭意検討した。その結果、このような表面欠陥が発生する鋼板では、鋼板の極表層部分(鋼板表層から10μm程度、メッキ層がある場合は、地鉄表層から10μm程度)に、何らかの原因で生じる不均一組織が存在することが明らかとなった。そして、このような不均一組織があると、部品への成形時において、とくに歪量の比較的小さい部分において、初期の降伏挙動が場所で微妙に異なるため、部品に成形された段階において、微妙な起伏が生じ、結果として外観上縞模様に代表される模様状の欠陥になることも合わせて明らかとなった。
上記のような表面欠陥の発生を抑制するには、極表層に存在する不均一組織に起因した局所的な降伏挙動を解消することが効果的である。そして、本発明者らは、上記のような表面欠陥の抑制対策にあたり、焼鈍後の調質圧延において鋼板表層に導入される転位量とその深さ方向の分布制御に着目した。この結果、不均一組織が存在する領域より深い部分にまで転位を均一に分散させることにより、転位を起点とした変形初期の微小降伏が極めて均一に生じ、不均一組織の影響を無害化できることが明らかとなった。一方で、内部にまで転位が深く分布しすぎても、逆に表層の均一な初期変形が阻害され、逆に、不均一変形が助長されるため、適正な分布が重要である点も明らかとなった。
まず、本発明が完成するに至った経緯について、説明する。
本発明者らは、上記課題解決に対して、成形後に表面欠陥として現出する欠陥の発生メカニズムと抑制対策について鋭意検討した。その結果、このような表面欠陥が発生する鋼板では、鋼板の極表層部分(鋼板表層から10μm程度、メッキ層がある場合は、地鉄表層から10μm程度)に、何らかの原因で生じる不均一組織が存在することが明らかとなった。そして、このような不均一組織があると、部品への成形時において、とくに歪量の比較的小さい部分において、初期の降伏挙動が場所で微妙に異なるため、部品に成形された段階において、微妙な起伏が生じ、結果として外観上縞模様に代表される模様状の欠陥になることも合わせて明らかとなった。
上記のような表面欠陥の発生を抑制するには、極表層に存在する不均一組織に起因した局所的な降伏挙動を解消することが効果的である。そして、本発明者らは、上記のような表面欠陥の抑制対策にあたり、焼鈍後の調質圧延において鋼板表層に導入される転位量とその深さ方向の分布制御に着目した。この結果、不均一組織が存在する領域より深い部分にまで転位を均一に分散させることにより、転位を起点とした変形初期の微小降伏が極めて均一に生じ、不均一組織の影響を無害化できることが明らかとなった。一方で、内部にまで転位が深く分布しすぎても、逆に表層の均一な初期変形が阻害され、逆に、不均一変形が助長されるため、適正な分布が重要である点も明らかとなった。
以上の検討結果を基に、本発明においては、板厚中央部のHv硬さに対して表層20μmにおけるHv硬さの上昇量は5以上20以下であり、板厚中央部のHv硬さに対して表層40μmにおけるHv硬さの上昇量は5以下とする。以下に、これらの限定理由について述べる。
焼鈍後の調質圧延において、鋼板表層に導入される転位量は板厚中央部との硬度差により評価することができ、板厚中央部に比べ硬度が高い程、転位の導入量が多いと見なすことができる。板厚中央部のHv硬さに対して表層20μmにおけるHv硬さの上昇量が5以上20以下となるよう制御するのは、上述したように、表層不均一層の影響を受けずに、部品成形時の初期降伏を生じさせるためである。板厚中央部のHv硬さに対して表層20μmのHv硬さの上昇量が5未満では、均一な初期降伏が生じなくなる。一方、板厚中央部のHv硬さに対して表層20μmのHv硬さの上昇量が20超えでは、硬質化しすぎて、逆に、不均一変形が助長される。
また、表層40μmのHv硬さの上昇量を5超えでは、表層の均一な初期変形が阻害され、逆に、不均一変形が助長される。
焼鈍後の調質圧延において、鋼板表層に導入される転位量は板厚中央部との硬度差により評価することができ、板厚中央部に比べ硬度が高い程、転位の導入量が多いと見なすことができる。板厚中央部のHv硬さに対して表層20μmにおけるHv硬さの上昇量が5以上20以下となるよう制御するのは、上述したように、表層不均一層の影響を受けずに、部品成形時の初期降伏を生じさせるためである。板厚中央部のHv硬さに対して表層20μmのHv硬さの上昇量が5未満では、均一な初期降伏が生じなくなる。一方、板厚中央部のHv硬さに対して表層20μmのHv硬さの上昇量が20超えでは、硬質化しすぎて、逆に、不均一変形が助長される。
また、表層40μmのHv硬さの上昇量を5超えでは、表層の均一な初期変形が阻害され、逆に、不均一変形が助長される。
次に、上記のように極表層に適切な転位分布を生じさせるための製造条件について述べる。
本発明では、焼鈍後の調質圧延において、伸長率SKPが0.3〜1.5%であり、かつ、調質圧延における単位幅荷重ULが、下記式（１）を満たすよう、その製造条件を規定する。
(0.9×YS+2.9×LS)×10−3×(SKP−0.3)≦UL/9.8≦(0.9×YS+2.9×LS)×10−3×(1.18−9.1×10-3×UT)×(SKP−0.3)+0.3 ・・・（１）
ただし、YS:材料の降伏強度(MPa)、LS:ラインスピード(mpm)、UT:張力(N/mm2)、SKP:伸長率(%)、UL:単位幅荷重(KN/mm)（＝9.8×単位幅荷重(tonf/mm)）
ここで、UL (KN/mm)/9.8は単位幅荷重(tonf/mm)である。
本発明では、焼鈍後の調質圧延において、伸長率SKPが0.3〜1.5%であり、かつ、調質圧延における単位幅荷重ULが、下記式（１）を満たすよう、その製造条件を規定する。
(0.9×YS+2.9×LS)×10−3×(SKP−0.3)≦UL/9.8≦(0.9×YS+2.9×LS)×10−3×(1.18−9.1×10-3×UT)×(SKP−0.3)+0.3 ・・・（１）
ただし、YS:材料の降伏強度(MPa)、LS:ラインスピード(mpm)、UT:張力(N/mm2)、SKP:伸長率(%)、UL:単位幅荷重(KN/mm)（＝9.8×単位幅荷重(tonf/mm)）
ここで、UL (KN/mm)/9.8は単位幅荷重(tonf/mm)である。
伸長率が０．３％未満では鋼板表層に導入される転位が不十分である。一方、１．５％超えでは逆に鋼板表層が硬質になりすぎて、逆に不均一変形が助長される。
一方で、調質圧延により板厚方向に導入される歪の分布には、ラインスピード、ユニットテンションが影響を及ぼし、これらを適切にバランスさせることが重要となる。操業においては、調質圧延時の荷重を、伸長率に対してラインスピード、ユニットテンションとバランスさせて制御することで達成できる。上記式（１）は、このような観点から、本発明者らが種々調質圧延条件を変化させ、所望の効果が発現できる臨界条件を数式化したものである。上記式（１）において、UL:単位幅荷重の下限は、これ以下では鋼板表層に十分な転位を導入できなくなり、転位導入の臨界値である。一方、UL:単位幅荷重の上限は、これを越えた荷重が発生する場合には、鋼板表層に適量以上の転位が導入されて、不均一変形が生じ易くなることを示している。また、荷重は鋼板の降伏強度の影響を受けるため、種々の材料について検討を行い、あわせてその影響度を上式に定量化している。
このように、調質圧延の条件としては、上記したように調質圧延時の荷重、伸長率、ラインスピード、ユニットテンションを制御すればよい。上記以外の条件は特に限定する必要はなく、例えば、通常用いられているワークロール直径：３５０mm〜６００mm、ロールの表面粗度はRa：１μm〜３μm程度とすればよい。
一方で、調質圧延により板厚方向に導入される歪の分布には、ラインスピード、ユニットテンションが影響を及ぼし、これらを適切にバランスさせることが重要となる。操業においては、調質圧延時の荷重を、伸長率に対してラインスピード、ユニットテンションとバランスさせて制御することで達成できる。上記式（１）は、このような観点から、本発明者らが種々調質圧延条件を変化させ、所望の効果が発現できる臨界条件を数式化したものである。上記式（１）において、UL:単位幅荷重の下限は、これ以下では鋼板表層に十分な転位を導入できなくなり、転位導入の臨界値である。一方、UL:単位幅荷重の上限は、これを越えた荷重が発生する場合には、鋼板表層に適量以上の転位が導入されて、不均一変形が生じ易くなることを示している。また、荷重は鋼板の降伏強度の影響を受けるため、種々の材料について検討を行い、あわせてその影響度を上式に定量化している。
このように、調質圧延の条件としては、上記したように調質圧延時の荷重、伸長率、ラインスピード、ユニットテンションを制御すればよい。上記以外の条件は特に限定する必要はなく、例えば、通常用いられているワークロール直径：３５０mm〜６００mm、ロールの表面粗度はRa：１μm〜３μm程度とすればよい。
本発明では、極表層に適切な転位分布を生じさせるため、鋼板の降伏強度に応じて調質圧延条件を制御するので、成分はとくに規定しない。自動車外板を対象とするため、極低炭素鋼IF鋼や、一部固溶炭素を残留させた焼付け硬化型鋼板、あるいはさらに強度レベルの高い440MPa級、590MPa級といった鋼板にも全て適用可能である。特に限定するものではないが、鋼板組成としては、例えば、自動車外板用鋼板の成分組成範囲である下記の成分範囲を対象とすることができる。
Ｃ：0.05%以下
Cは、鋼の高強度化に有効な元素である。所望の鋼板特性強度を得るためにC含有量を適宜増加させることができる。一方、Cの含有量が0.05%を超えると、鋼板の成形性が低下する。よって、Cの含有量は0.05%以下とする。なお、C含有量は、極度に低減しようとすると脱炭に時間を要し製造コストが上昇する。このため、C含有量の下限は0.0005％程度とすることが好ましい。
Cは、鋼の高強度化に有効な元素である。所望の鋼板特性強度を得るためにC含有量を適宜増加させることができる。一方、Cの含有量が0.05%を超えると、鋼板の成形性が低下する。よって、Cの含有量は0.05%以下とする。なお、C含有量は、極度に低減しようとすると脱炭に時間を要し製造コストが上昇する。このため、C含有量の下限は0.0005％程度とすることが好ましい。
Si：1.5%以下
Siは、固溶強化により鋼の強度を高める作用を持つ元素であるが、Siの含有量が1.5%を超えると、鋼板の表面性状が顕著に劣化し、めっき性にも悪影響を及ぼす。そのため、Siの含有量は1.5%以下とする。なお、鋼板に溶融亜鉛めっきを施す場合には、Siの含有量は1%以下とするのが好ましく、0.2%以下とするのがより好ましい。このように、本発明においては、Siは積極的に含有する必要はなく、含有しなくても（０％）良い。
Siは、固溶強化により鋼の強度を高める作用を持つ元素であるが、Siの含有量が1.5%を超えると、鋼板の表面性状が顕著に劣化し、めっき性にも悪影響を及ぼす。そのため、Siの含有量は1.5%以下とする。なお、鋼板に溶融亜鉛めっきを施す場合には、Siの含有量は1%以下とするのが好ましく、0.2%以下とするのがより好ましい。このように、本発明においては、Siは積極的に含有する必要はなく、含有しなくても（０％）良い。
Mn：2.5%以下
Mnは、固溶強化により鋼の強度を増す作用を有する元素である。一方、過度のMnの含有は、鋼板の成形性やめっき性を低下させる。よって、Mnの含有量は2.5%以下とする。なお、MnはSによる熱間割れを防止するのに有効な元素でもあり、0.05％程度以上含有することが好ましい。
Mnは、固溶強化により鋼の強度を増す作用を有する元素である。一方、過度のMnの含有は、鋼板の成形性やめっき性を低下させる。よって、Mnの含有量は2.5%以下とする。なお、MnはSによる熱間割れを防止するのに有効な元素でもあり、0.05％程度以上含有することが好ましい。
P：0.10%以下
Pは、固溶強化により鋼を高強度化する元素であり、所望の鋼板強度を確保するために含有させることができる。一方、多量のPの添加は、鋼板の耐二次加工脆性を低下させるとともに、溶接性やめっき性も低下させる。よって、Pの含有量は0.10%以下とする。なお、鋼板に溶融亜鉛めっきを施す場合には、Pの含有量は0.07%以下が好ましい。なお、Pの含有量の下限は、その効果を得る上で0.001％程度とすることが好ましい。
Pは、固溶強化により鋼を高強度化する元素であり、所望の鋼板強度を確保するために含有させることができる。一方、多量のPの添加は、鋼板の耐二次加工脆性を低下させるとともに、溶接性やめっき性も低下させる。よって、Pの含有量は0.10%以下とする。なお、鋼板に溶融亜鉛めっきを施す場合には、Pの含有量は0.07%以下が好ましい。なお、Pの含有量の下限は、その効果を得る上で0.001％程度とすることが好ましい。
S：0.01%以下
Sは、鋼中に不純物として存在する元素である。多量のSの含有は、鋼板の成形性を低下させる。そのため、Sの含有量は0.01%以下とする。
Sは、鋼中に不純物として存在する元素である。多量のSの含有は、鋼板の成形性を低下させる。そのため、Sの含有量は0.01%以下とする。
Al：0.01〜0.10%
Alは、鋼の脱酸のために添加される元素である。Alの含有量が0.01%未満では十分な脱酸効果が得られない。一方、Alの含有量が0.10%を越えると、前記脱酸効果は飽和する上、介在物の増加によって鋼板の表面欠陥を増加させる。よって、Alの含有量は0.01％以上0.10%以下とする。好ましくは0.01％以上0.05%以下である。
Alは、鋼の脱酸のために添加される元素である。Alの含有量が0.01%未満では十分な脱酸効果が得られない。一方、Alの含有量が0.10%を越えると、前記脱酸効果は飽和する上、介在物の増加によって鋼板の表面欠陥を増加させる。よって、Alの含有量は0.01％以上0.10%以下とする。好ましくは0.01％以上0.05%以下である。
N：0.008%以下
Nは、鋼中に不純物として存在する元素である。多量のNの含有は、鋼板の成形性を低下させるため、Nの含有量は0.008%以下とする。
Nは、鋼中に不純物として存在する元素である。多量のNの含有は、鋼板の成形性を低下させるため、Nの含有量は0.008%以下とする。
残部はFeおよび不可避不純物とする。なお、本発明の鋼板は、上記の成分組成としてもよいが、所望の特性に応じてさらに以下の元素などを含有することもできる。
Nb、Ti：0.1%以下
Nb、Tiは固溶C、Nを炭窒化物として固定して成形性を向上させることができる。しかし、過剰に添加すると、炭窒化物が増えすぎて成形性が劣化する。このため、各々の上限を0.1%とする。なお、Nb、Tiを添加する場合、その効果を得る上で、各々0.001％以上含有することが好ましい。
Nb、Tiは固溶C、Nを炭窒化物として固定して成形性を向上させることができる。しかし、過剰に添加すると、炭窒化物が増えすぎて成形性が劣化する。このため、各々の上限を0.1%とする。なお、Nb、Tiを添加する場合、その効果を得る上で、各々0.001％以上含有することが好ましい。
B：0.0030%以下
Bは、微量の添加により鋼板の耐二次加工脆性を改善する元素である。なお、このような改善効果を得るためには、Bの含有量は0.0003%以上にすることが好ましい。一方、Bの含有量が0.0030%を超えると、前記効果は飽和し、鋼板の成形性低下が顕著となる。よって、Ｂを含有する場合、その含有量は0.0003％以上0.0030%以下とする。好ましくは、0.0003％以上0.0015%以下である。
Bは、微量の添加により鋼板の耐二次加工脆性を改善する元素である。なお、このような改善効果を得るためには、Bの含有量は0.0003%以上にすることが好ましい。一方、Bの含有量が0.0030%を超えると、前記効果は飽和し、鋼板の成形性低下が顕著となる。よって、Ｂを含有する場合、その含有量は0.0003％以上0.0030%以下とする。好ましくは、0.0003％以上0.0015%以下である。
Cr、Mo、V、Cu、Ni：1％以下
Cr、Mo、V、Cu、Niは、固溶強化や変態組織強化により鋼板を高強度化する元素であり、所望の材質を得るために適宜添加する。ただし、過剰な添加は成形性の劣化や表面品質の劣化を招く。よって、各々の上限は1%とする。各々の下限は、その効果を得る上で0.02％以上とすることが好ましい。
Cr、Mo、V、Cu、Niは、固溶強化や変態組織強化により鋼板を高強度化する元素であり、所望の材質を得るために適宜添加する。ただし、過剰な添加は成形性の劣化や表面品質の劣化を招く。よって、各々の上限は1%とする。各々の下限は、その効果を得る上で0.02％以上とすることが好ましい。
また、表面に溶融亜鉛めっきや電気めっき等が施されためっき鋼板であっても、効果が損なわれるものではない。その他、造塊あるいは連続鋳造によるスラブ製造法や、熱延での粗熱延バー接続による連続熱延、また、熱延過程でのインダクションヒーターを利用した200℃以内の昇温などは、本発明の効果に対して影響を及ぼさない。
なお、その他の製造条件は、通常行われている公知の方法で行うことができる。
なお、その他の製造条件は、通常行われている公知の方法で行うことができる。
以下に本発明による効果を具体的に示す。
まず、表1に示す成分組成からなる鋼を用い、通常行われている方法により板厚0.75mm冷延鋼板A〜Jを用意した。得られた冷延鋼板A〜Jの降伏強度と引張強度を表2に示す。なお、降伏強度と引張強度は、JIS5号試験片を用いて引張速度10mm/minの条件で測定した。
上記冷延鋼板A〜Jに対して、表２に示す調質圧延条件で所定の伸長率の調質圧延を実施した後、断面の硬さ分布を測定して板厚中央部の硬さと板厚中央部の硬さに対する表層20μmおよび40μmにおける硬度上昇量を測定した。なお、硬度測定は、マイクロビッカース硬度計にて試験荷重0.5Ｎで5点測定し、これらの測定点の平均にて各測定箇所での硬度とした。
さらに、上記冷延鋼板A〜Jより、圧延方向、圧延方向より45°方向、および圧延直角方向をそれぞれ長手として50mm×500mmの短冊試験片を採取し、引張試験機にて伸び率 0.5%,1%,2%の微小歪を加えた後、表面より砥石がけして、微小なうねりを視覚化した。この時に、うねりの発生したものは×、発生しなかったものは○として、成形後の表面品質性を評価した。
以上により得られた結果を表２に示す。なお、調質圧延のワークロール直径は500mm、粗さRaは1.5μmであった。
まず、表1に示す成分組成からなる鋼を用い、通常行われている方法により板厚0.75mm冷延鋼板A〜Jを用意した。得られた冷延鋼板A〜Jの降伏強度と引張強度を表2に示す。なお、降伏強度と引張強度は、JIS5号試験片を用いて引張速度10mm/minの条件で測定した。
上記冷延鋼板A〜Jに対して、表２に示す調質圧延条件で所定の伸長率の調質圧延を実施した後、断面の硬さ分布を測定して板厚中央部の硬さと板厚中央部の硬さに対する表層20μmおよび40μmにおける硬度上昇量を測定した。なお、硬度測定は、マイクロビッカース硬度計にて試験荷重0.5Ｎで5点測定し、これらの測定点の平均にて各測定箇所での硬度とした。
さらに、上記冷延鋼板A〜Jより、圧延方向、圧延方向より45°方向、および圧延直角方向をそれぞれ長手として50mm×500mmの短冊試験片を採取し、引張試験機にて伸び率 0.5%,1%,2%の微小歪を加えた後、表面より砥石がけして、微小なうねりを視覚化した。この時に、うねりの発生したものは×、発生しなかったものは○として、成形後の表面品質性を評価した。
以上により得られた結果を表２に示す。なお、調質圧延のワークロール直径は500mm、粗さRaは1.5μmであった。
表２より、本発明例では、所望の伸調率を施しつつ、鋼板降伏強度、ラインスピード等に応じて単位幅荷重を制御することにより、目的とする表層に導入される転位（硬さで代表される）が適切に得られている。その結果、成形後の表面品質が優れていることがわかる。
一方で、本発明で規定する範囲から外れた調質圧延条件で操業した鋼板（比較例）では、成形後の表面品質が劣っていることがわかる。
図1は、表1の結果をもとに、鋼種Aについて、ラインスピード120mpm、ユニットテンション20N/mm2のものを抽出して、伸調率と単位幅荷重のマトリクスからみた成形後の表面品質良好材（本発明例）と不良材（比較例）の分布を示した図である。また、図1内には、ユニットテンションが10N/mm2の場合とユニットテンションが50N/mm2の場合の許容される単位幅荷重の上限も併せて図示する。
図１より、本発明例のいずれも、伸調率と単位幅荷重が本発明範囲内におさまっており、上述した本発明の効果が明確に表れているのがわかる。また、ユニットテンションが大きくなると、板厚全体に歪が分布する方向に働くため、許容される単位幅荷重の上限が低くなり、本発明の鋼板の得られる条件が狭くなる結果となる。ユニットテンションが小さい場合には、ユニットテンションが大きくなる場合とは逆に表層付近に歪が分布しやすくなるため、許容される単位幅荷重の上限が大きくなり、本発明の鋼板の得られる条件が広くなる結果となる。
一方で、本発明で規定する範囲から外れた調質圧延条件で操業した鋼板（比較例）では、成形後の表面品質が劣っていることがわかる。
図1は、表1の結果をもとに、鋼種Aについて、ラインスピード120mpm、ユニットテンション20N/mm2のものを抽出して、伸調率と単位幅荷重のマトリクスからみた成形後の表面品質良好材（本発明例）と不良材（比較例）の分布を示した図である。また、図1内には、ユニットテンションが10N/mm2の場合とユニットテンションが50N/mm2の場合の許容される単位幅荷重の上限も併せて図示する。
図１より、本発明例のいずれも、伸調率と単位幅荷重が本発明範囲内におさまっており、上述した本発明の効果が明確に表れているのがわかる。また、ユニットテンションが大きくなると、板厚全体に歪が分布する方向に働くため、許容される単位幅荷重の上限が低くなり、本発明の鋼板の得られる条件が狭くなる結果となる。ユニットテンションが小さい場合には、ユニットテンションが大きくなる場合とは逆に表層付近に歪が分布しやすくなるため、許容される単位幅荷重の上限が大きくなり、本発明の鋼板の得られる条件が広くなる結果となる。
本発明の鋼板は、自動車の外板を中心に、優れた成形後表面品質を必要とする各種電気機器、自動車などの部品に対して好適に使用できる。
Claims (8)
- 成分組成は、質量％で、
Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：２．５％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００８％以下含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、
板厚中央部のＨｖ硬さに対して表層２０μmにおけるＨｖ硬さの上昇量が５以上２０以下であり、
板厚中央部のＨｖ硬さに対して表層４０μmにおけるＨｖ硬さの上昇量が５以下であることを特徴とする成形後の表面品質に優れる冷延鋼板。 - 成分組成として、質量％でさらに、Ｎｂ：０．１％以下及び／又はＴｉ：０．１％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の冷延鋼板。
- 成分組成として、質量％でさらに、Ｂ：０．００３０％以下を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の冷延鋼板。
- 成分組成として、質量％でさらに、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下のいずれか１種以上を含有することを特徴とする請求項１から３のいずれか１項に記載の冷延鋼板。
- 成分組成として、質量％で、
Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：２．５％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００８％以下含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物である成分組成からなる、焼鈍後の冷延鋼板に調質圧延を行い、請求項１に記載の冷延鋼板を製造するに際し、伸長率ＳＫＰが０．３〜１．５%であり、
かつ、調質圧延における単位幅荷重ＵＬが、下記式（１）を満たすことを特徴とする請求項１に記載の成形後の表面品質に優れる冷延鋼板の製造方法。
（０．９×ＹＳ＋２．９×ＬＳ)×１０−３×(ＳＫＰ−０．３)≦ＵＬ／９．８≦(０．９×ＹＳ+２．９×ＬＳ)×１０−３×(１．１８−９．１×１０−３×ＵＴ)×(ＳＫＰ−０．３)+０．３・・・（１）
ただし、ＹＳ：材料の降伏強度(ＭＰａ)、ＬＳ：ラインスピード(ｍｐｍ)、ＵＴ：張力(Ｎ／ｍｍ２)、ＳＫＰ：伸長率(%)、ＵＬ：単位幅荷重(ＫＮ)／ｍｍである。 - 前記冷延鋼板は、成分組成として、質量％でさらに、Ｎｂ：０．１％以下及び／又はＴｉ：０．１％以下を含有することを特徴とする請求項５に記載の冷延鋼板の製造方法。
- 前記冷延鋼板は、成分組成として、質量％でさらに、Ｂ：０．００３０％以下を含有することを特徴とする請求項５又は６に記載の冷延鋼板の製造方法。
- 前記冷延鋼板は、成分組成として、質量％でさらに、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下のいずれか１種以上を含有することを特徴とする請求項５から７のいずれか１項に記載の冷延鋼板の製造方法。
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