(57)【要約】【課題】プレス成形前の初期の状態において低い降伏応力を有し、プレス成形して塗装焼付けした後において高い降伏応力を有するとともに、スケール疵が抑制された表面性状を有する高張力冷延鋼帯を提供する。【解決手段】Ｃ：０．０１０〜０．０４０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．１５％、Ｎ：０．００８％以下およびＣｒ：０．２５〜１．０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるとともに、Ｍｎ＋Ｃｒ≧１．９を満足する化学組成を有し、主相であるフェライトと第二相である低温変態生成相とからなるとともに、低温変態生成相が０．５面積％以上のマルテンサイトを含有する鋼組織を有し、降伏比が０．６５以下である機械特性を有し、さらに、スケール疵発生率が０．５％以下である表面性状を有する冷延鋼帯である。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０１０％以上０．０４０％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０％以上２．５％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．１５％以下、Ｎ：０．００８％以下およびＣｒ：０．２５％以上１．０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるとともに、下記式（１）を満足する化学組成を有し、主相であるフェライトと第二相である低温変態生成相とからなるとともに、前記低温変態生成相が０．５面積％以上のマルテンサイトを含有する鋼組織を有し、降伏比が０．６５以下である機械特性を有し、さらに、スケール疵発生率が０．５％以下である表面性状を有することを特徴とする冷延鋼帯。
Ｍｎ＋Ｃｒ≧１．９                                      ・・・・・・・（１）
ここで、式（１）におけるＭｎおよびＣｒは各元素の含有量（質量％）を示す。
【請求項２】
前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：１．０％以下、Ｂ：０．００２０％以下およびＷ：１．０％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載された冷延鋼帯。
【請求項３】
前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．１％以下およびＮｂ：０．１％以下からなる群から選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載された冷延鋼帯。
【請求項４】
表面にめっき層を備えることを特徴とする請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載された冷延鋼帯。
【請求項５】
下記工程（Ａ）〜（Ｇ）を有することを特徴とする冷延鋼帯の製造方法：
（Ａ）請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載された化学組成を有するスラブを加熱炉に装入して表面温度を１１５０℃以上１３５０℃以下とするスラブ加熱工程；
（Ｂ）前記加熱炉から前記スラブを抽出し、抽出後１０秒間以内に前記スラブの表面温度を５０℃以上２００℃以下冷却する水冷処理を施すスラブ冷却工程；
（Ｃ）前記水冷処理の後０．１秒間以上１０秒間以内に、前記スラブにデスケーリング処理を施すデスケーリング工程；
（Ｄ）前記スラブに、仕上温度：Ａｒ３点以上９５０℃以下、巻取温度：４００℃以上７００℃以下の熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｅ）前記熱延鋼板に酸洗を施して酸洗鋼板とする工程；
（Ｆ）前記酸洗鋼板に５０％以上の圧下率の冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
（Ｇ）前記冷延鋼板にＡｃ１点以上Ａｃ３点未満の温度範囲で再結晶焼鈍を施す焼鈍工程。
【請求項６】
前記冷延鋼帯の表面にめっき処理を施すことを特徴とする請求項５に記載された冷延鋼帯の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、冷延鋼帯およびその製造方法に関する。特に、本発明は、自動車用外板パネルの素材に好適な冷延鋼帯およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
産業分野が高度に分業化した現在、各分野において用いられる材料には、特殊かつ高度な性能が要求されている。プレス成形して使用される鋼板についても、高い強度が要求されるようになり、高張力鋼板の適用が検討されている。特に、自動車用鋼板に関しては、地球環境への配慮等から、車体を軽量化して燃費を向上させるために、高張力鋼板の需要が高い。自動車用鋼板に関しては、さらに、適用される部位に応じて様々な性能が要求される。
【０００３】
例えば、ドアアウターやフェンダー等の自動車用外板パネルには、耐デント性を有すること、すなわち、指で押したりしたときに永久変形を起こさない性質を備えていることが望まれる。耐デント性は、プレス成形して塗装焼付けした後の降伏応力が高いほど、また、鋼板の板厚が厚いほど、向上する。したがって、プレス成形して塗装焼付けした後の降伏応力を高くすることにより薄肉化が可能となるので、車体軽量化の観点からはプレス成形して塗装焼付けした後の降伏応力が高い鋼板が自動車用外板パネルの素材として好適である。
【０００４】
一方、プレス成形性の観点からは、金型によくなじみ、かつ、プレス成形品を金型から離型した際のスプリングバックの発生量が少ないこと、すなわち、形状凍結性が良好であることが望まれる。したがって、プレス成形性の観点からは、プレス成形前の降伏応力が低い鋼板が自動車用外板パネルの素材として好適である。ここで、形状凍結性の絶対的評価は降伏応力により行われるが、引張強度の増加に伴って降伏応力も増加することが通常であるから、引張強度の異なる鋼板間の形状凍結性を降伏応力により評価することは妥当性に欠ける。したがって形状凍結性の一般的な評価は相対的評価である降伏比により行うべきである。
【０００５】
以上のことから、自動車用外板パネルの素材となる鋼板は、プレス成形前の初期の状態において低い降伏比を有するとともに、プレス成形して塗装焼付けした後において高い降伏応力を有する機械特性を備えることが、好適である。
【０００６】
自動車用外板パネルには、さらに外観の美麗さも要求される。このため、自動車用外板パネルの素材に用いられる鋼板には、表面欠陥を有しないことが要求される。上述したプレス成形性のような機械特性が不足する場合には、金型の調整等の外的条件を変更することにより対応可能な場合もあるが、スケール疵等の表面欠陥が存在する場合には、外的条件の変更による対応は困難である。したがって、スケール疵等の表面欠陥は、その発生を未然に防ぐことが重要である。
【０００７】
しかしながら、高張力鋼板は、高強度を確保するために相当量の合金元素を含有することが通常であり、これらの合金元素は、スケール疵の発生を助長する易酸化元素である場合が多い。このため、概して高強度になればなるほど表面欠陥の発生割合は増大し、高品質の表面性状を有する高張力鋼板を安定して製造することは困難であった。特に、自動車用外板パネルの素材の鋼板に対して要求される表面性状の水準は非常に高いため、このような傾向が顕在化する。
【０００８】
これらの課題に関して、耐デント性に関する従来技術としては、焼付硬化性鋼板（以下、「ＢＨ鋼板」ともいう。）がある。これは、固溶Ｃや固溶Ｎの原子が転位上へ偏析して転位を固着することにより降伏応力が上昇する、いわゆる歪時効硬化現象を積極的に活用した鋼板である。一般的なＢＨ鋼板は、プレス成形時に導入される転位に対して、塗装焼付時に固溶Ｃや固溶Ｎの原子の偏析を促し、これによって転位を固着させて降伏応力を上昇させるものである。ＢＨ鋼板の高張力鋼板に関してはこれまでに多くの提案がなされてきている。
【０００９】
極低炭素鋼にＴｉおよびＮｂを添加して固溶Ｃおよび固溶Ｎを調整し、さらにＳｉ、Ｍｎ、Ｐ等の固溶強化元素を添加して引張強度を高めた、深絞り性に優れたＢＨ鋼板がその代表例である。しかし、このようなＢＨ鋼板は、引張強度を高めるためにＳｉ、Ｍｎ、Ｐ等の固溶強化元素を添加しているため、引張強度のみならず降伏比も高い。このため、形状凍結性に劣り、また、面歪みも生じ易くなる。また、Ｓｉ添加による不めっきの発生や、Ｐ添加による合金化処理性の劣化等を招くので、溶融亜鉛めっきへの適用が困難である。さらに、焼付硬化性と耐常温時効性との両立が困難であり、常温遅時効性を確保するために、焼付硬化量の上限を５０ＭＰａ程度に制限せざるを得ない。
【００１０】
ところで、特許文献１には、フェライト中にマルテンサイトを分散させた複合組織を有する低炭素Ａｌキルド鋼板に係る発明が開示されている。このような複合組織を有する鋼板は、引張強度が高く、降伏比が低く、さらに、焼付硬化量が大きくても常温非時効性が確保できるという特徴を有する。
【００１１】
複合組織を得るには鋼板の焼入れ性を高める必要があり、特に設備制約上急冷却が困難な連続溶融めっき設備で製造される溶融めっき鋼板の場合には焼入れ性を著しく高める必要がある。このため、焼き入れ元素である代表的なＭｎだけでは十分な焼き入れ性を確保することが困難となり、ＣｒやＭｏなどの易酸化元素を多量に添加する必要がある場合がある。しかしながら、上述したように、このような易酸化元素を相当量含有するとスケール疵等の表面欠陥の発生が顕著となり、自動車用外板パネルの素材に必要とされる美麗な表面性状を確保することが容易ではない。特許文献１に記載された発明は非常に優れた発明であるものの、表面性状の安定確保という観点からはさらなる改善の余地がある。
【００１２】
一方、表面性状の観点から、特許文献２には、熱間圧延におけるデスケーリング後の仕上げ圧延工程において、粗バーの表面温度を９２０℃〜９７０℃の間に５秒間以上復熱させることなくＡｒ３点以上で圧延を終了することによって、スケール疵を抑制する方法に係る発明が開示されている。この方法により、仕上げ圧延工程での新たなスケールの生成やスケール／地鉄界面でのＣＯガスの発生を抑制しブリスターの発生が抑制されるとされている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１３】
【特許文献１】特開２００１−３０３１８４号公報
【特許文献２】特開平１１−２９０９０５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１４】
しかしながら、特許文献２の実施例では、粗バーの表面温度の測定が各スタンドの中間の一箇所で行われていることからも理解されるように、特許文献２により開示された発明は、粗バーの表面温度はこの一箇所で測定された温度で各スタンド間の通板時間だけ保持されると仮定している。しかし、粗バーの表面温度は各スタンド間において当然のことながら変動するため、「粗バーの表面温度を９２０℃〜９７０℃の間に５秒間以上復熱させることなく」という条件を現実に満足できるか否か判然とせず、さらにはこの数値限定が臨界的意義を有するのか否かも判然としない。このため、特許文献２により開示された発明は、実用化し難いものである。
【００１５】
本発明は、これら従来の技術が有する課題に鑑みてなされたものであり、プレス成形前の初期の状態においては低い降伏応力を有し、プレス成形して塗装焼付けした後においては高い降伏応力を有する機械特性を有するとともに、スケール疵が抑制された表面性状を有する高張力冷延鋼帯およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
本発明者は、上記課題を解決すべく以下の予備試験を行い、複合組織鋼板の機械特性および表面性状に及ぼす（ａ）合金元素および（ｂ）製造条件、特に熱間圧延条件の影響を、実際の製造設備を用いて詳細に調べた。
（ａ）合金元素の影響
本発明者は、Ｃ：０．０１％以上０．０４％以下（本明細書では特に断りがない限り組成に関する「％」は「質量％」を意味するものとする）、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：２．５％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１５％以下、Ｎ：０．００８％以下、Ｃｒ：１．０％以下、残部Ｆｅおよび不純物である化学組成を有する２６０ｍｍ厚のスラブを、表面温度が１１５０℃以上となるように加熱した後、仕上温度：８００℃以上９００℃以下、および巻取温度：４００℃以上７００℃以下の条件で熱間圧延を施して３．４ｍｍの板厚の熱延鋼板とし、得られた熱延鋼板を常法にて酸洗し、０．７ｍｍの板厚まで冷間圧延し、得られた冷延鋼板を連続焼鈍設備でフェライトおよびオーステナイトの二相域となる８００℃の温度で焼鈍し、冷延鋼板を得た。そして、得られた冷延鋼板の引張試験を行ってその機械特性を調査した。
【００１７】
図１は、ＭｎとＣｒの合計含有量である（Ｍｎ＋Ｃｒ）量と降伏比との関係を示すグラフである。図１にグラフで示すように、（Ｍｎ＋Ｃｒ）量が１．９％以上である化学組成とすることにより、冷延鋼板は、主相であるフェライトと第二相である低温変態生成相とからなるとともに、この低温変態生成相がマルテンサイトを含有する鋼組織となり、降伏比が０．６５以下である機械特性となり、プレス成形前において良好な形状凍結性が得られることが判明した。また、４０ＭＰａ以上のＢＨ量も確保され、プレス成形して塗装焼付けした後において良好な耐デント性が得られることも判明した。
（ｂ）製造条件の影響
本発明者は、表面性状の観点からスケール疵を抑制する方法を検討した。
【００１８】
スケール疵は一般に圧延時におけるスケール噛み込みによって生じ、スケール噛み込みは、熱間圧延工程におけるデスケーリングが不良な場合に生じることが知られている。そこで、最適なデスケーリング位置および条件を検討した。
【００１９】
本発明者は、熱間圧延に供する際の加熱工程におけるスラブの表面状況と、加熱炉から抽出してデスケーリングを施した後のスラブの表面状況とを詳細に調査した。その結果、ＭｎおよびＣｒを多量に含有する化学組成を有するスラブは、熱間圧延前に通常施される程度のデスケーリングを施すだけでは、加熱炉内でスラブ表面に生成した厚いスケールを十分に除去することができず、スケールが残存した状態で熱間圧延工程に移行していく場合があることが判明した。そして、最終製品において発生したスケール疵の内部には特にＣｒを含有する酸化鉄が存在することが判明した。
【００２０】
このことは、複合組織鋼板を得るためにＣｒを相当量含有させた鋼板は、地鉄の上部にＦｅＣｒ２Ｏ４が濃化した酸化物層が形成され易く、このＦｅＣｒ２Ｏ４は地鉄との密着性が高いために、通常施される程度のデスケーリングを施すだけではデスケーリング不良が生じてしまい、その結果、酸化物が熱間圧延中に地鉄中に押し込まれてスケール疵を誘発すると推定される。
【００２１】
そこで、加熱炉から抽出した直後のデスケーリング条件を詳細に検討した結果、加熱炉からスラブを抽出後１０秒間以内に、表面温度を５０℃以上２００℃以下冷却する水冷処理をスラブに施すとともに、水冷処理の後０．１秒間以上１０秒間以内に、スラブにデスケーリング処理を施せば、Ｃｒを多量に含有する鋼板であっても、熱間圧延工程に供する前のスラブのスケール剥離性を著しく向上させることができることを突き止めた。
【００２２】
すなわち、加熱炉から抽出した直後の高温状態にあるスラブに５０℃以上２００℃以下冷却する水冷処理を施すことでスケールを脆化させ、脆化させたスケールを適度な厚さまで成長させてからデスケーリング処理を施すことによってスケール剥離性が著しく向上するのである。
【００２３】
図２は、加熱炉に装入して表面温度を１２８０℃としたスラブを加熱炉から抽出し、水冷処理を施し、水冷処理後２秒間後にデスケーリング処理を施した場合における、加熱炉抽出後水冷処理開始までの時間とデスケーリング処理後のスラブ表面におけるスケール残存率との関係を示すグラフである。なお、スケール残存率は熱間圧延工程に入る前のスラブ表面をビデオカメラにより撮像して画像判定により評価した。
【００２４】
図２のグラフから明らかなように、加熱炉抽出後水冷処理開始までの時間を１０秒間以内とし、スラブ表面温度を５０℃以上２００℃以下冷却することで、高温状態から急冷されてスケールが脆化され、その後のデスケーリング処理におけるスケール剥離性が向上する。一方、加熱炉抽出後水冷処理開始までの時間を１０秒間超、あるいは水冷処理の冷却が５０℃未満である場合には、デスケーリング処理におけるスケール剥離性が悪く、スケール残存率は大きい。
【００２５】
図３は、加熱炉に装入して表面温度を１２８０℃としたスラブを加熱炉から抽出し、４秒間後に水冷処理を施し、水冷処理後にデスケーリング処理を施した場合における、水冷処理後デスケーリング処理開始までの時間とデスケーリング処理後のスラブ表面におけるスケール残存率の関係を示すグラフである。
【００２６】
図３のグラフから明らかなように、スラブ表面温度を５０℃以上２００℃以下冷却する水冷処理を施し、水冷処理後デスケーリング処理開始までの時間を０．１秒間以上１０秒間以内としてデスケーリング処理することにより、水冷処理により脆化されたスケールが適度に成長してデスケーリング処理により効率的に除去されるため、デスケーリング処理におけるスケール剥離性が向上し、最終製品においてもスケール疵発生率を０．５％以下に抑えることができる。
【００２７】
一方、水冷処理後デスケーリング処理開始までの時間が１０秒間超であったり、水冷処理の冷却が５０℃未満であったりする場合には、デスケーリング処理におけるスケール剥離性が悪く、最終製品におけるスケール疵発生率は増大して１％以上となった。
【００２８】
以上のように、加熱炉からスラブを抽出後１０秒間以内に、表面温度を５０℃以上２００℃以下冷却する水冷処理をスラブに施すとともに、水冷処理の後０．１秒間以上１０秒間以内に、スラブにデスケーリング処理を施すことにより、Ｃｒを多量に含有している鋼板であっても、熱間圧延工程に供する前のスラブのスケール剥離性を著しく向上させることができる。
【００２９】
本発明は、上記予備試験により得られたこれらの新たな知見に基づいてなされたものである。
本発明は、Ｃ：０．０１０％以上０．０４０％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０％以上２．５％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．１５％以下、Ｎ：０．００８％以下およびＣｒ：０．２５％以上１．０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるとともに、式（１）：Ｍｎ＋Ｃｒ≧１．９を満足する化学組成を有し、主相であるフェライトと第二相である低温変態生成相とからなるとともに、この低温変態生成相が０．５面積％以上のマルテンサイトを含有する鋼組織を有し、降伏比が０．６５以下である機械特性を有し、さらに、スケール疵発生率が０．５％以下である表面性状を有することを特徴とする冷延鋼帯である。ここで、式（１）におけるＭｎおよびＣｒは各元素の含有量（質量％）を示す。
【００３０】
この本発明に係る冷延鋼帯では、化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ：１．０％以下、Ｂ：０．００２０％以下およびＷ：１．０％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することが好ましい。
【００３１】
これらの本発明に係る冷延鋼帯では、化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ：０．１％以下およびＮｂ：０．１％以下からなる群から選ばれた１種または２種を含有することが好ましい。
【００３２】
これらの本発明に係る冷延鋼帯は、表面にめっき層を備えることが好ましい。
別の観点からは、本発明は、下記工程（Ａ）〜（Ｇ）を有することを特徴とする冷延鋼帯の製造方法である。
【００３３】
（Ａ）上述した化学組成を有するスラブを加熱炉に装入して表面温度を１１５０℃以上１３５０℃以下とするスラブ加熱工程；
（Ｂ）加熱炉からスラブを抽出し、抽出後１０秒間以内にスラブの表面温度を５０℃以上２００℃以下冷却する水冷処理を施すスラブ冷却工程；
（Ｃ）この水冷処理の後０．１秒間以上１０秒間以内に、スラブにデスケーリング処理を施すデスケーリング工程；
（Ｄ）スラブに、仕上温度：Ａｒ３点以上９５０℃以下、巻取温度：４００℃以上７００℃以下の熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｅ）熱延鋼板に酸洗を施して酸洗鋼板とする工程；
（Ｆ）酸洗鋼板に５０％以上の圧下率の冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
（Ｇ）冷延鋼板にＡｃ１点以上Ａｃ３点未満の温度範囲で再結晶焼鈍を施す焼鈍工程。
【００３４】
この本発明に係る冷延鋼帯の製造方法では、冷延鋼帯の表面にめっき処理を施すことが好ましい。
【発明の効果】
【００３５】
本発明によれば、プレス成形前の初期の状態において低い降伏応力を有し、プレス成形して塗装焼付けした後において高い降伏応力を有する機械特性と、スケール疵が抑制された表面性状とを有する高張力冷延鋼帯を得られる。したがって、本発明によれば、例えばドアアウターやフェンダーパネルのような自動車外板用パネルの素材の鋼板に要求される、プレス成形前においては降伏応力が低く形状凍結性に優れ、プレス成形して塗装焼付けした後においては降伏応力が高く耐デント性に優れ、スケール疵が抑制された美麗な表面性状を有し、さらに耐常温時効性に優れる高張力冷延鋼帯を得られる。
【００３６】
このため、本発明に係る冷延鋼帯は、自動車外板用パネルの素材として好適であり、自動車の車体軽量化を通じて地球環境問題の解決に寄与できるなど、産業の発展に大きく貢献するものである。
【図面の簡単な説明】
【００３７】
【図１】図１は、（Ｍｎ＋Ｃｒ）量と降伏比との関係を示すグラフである。
【図２】図２は、加熱炉抽出後水冷処理開始時間までの時間とスラブ表面のスケール残存率との関係を示すグラフである。
【図３】図３は、水冷処理後デスケーリング処理開始までの時間と最終製品のスケール疵発生率との関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００３８】
以下、本発明にかかる冷延鋼帯の化学組成、鋼組織、機械特性、表面性状、めっき層および製造条件の限定理由について詳述する。なお、本明細書においては、上述したように化学組成を示す「％」はすべて「質量％」であるとともに、鋼組織を示す「％」はすべて「面積％」であり、鋼組織全体に占める割合である。
【００３９】
（１）化学組成
［Ｃ：０．０１０％以上０．０４０％以下］
Ｃは、鋼組織を決定づける重要な元素であり、本発明が目的とする、主相であるフェライトと第二相である低温変態生成相とからなるとともに、低温変態生成相が０．５％以上のマルテンサイトを含有する鋼組織を得るうえで重要な元素である。Ｃ含有量が０．０１０％未満では、目的とする鋼組織を得ることが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．０１０％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．０４０％超では、深絞り性の劣化が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０．０４０％以下とする。
【００４０】
［Ｓｉ：０．５％以下］
Ｓｉは、一般に不純物として含有される元素であるが、固溶強化により鋼板の強度を高める作用を有するので、積極的に含有させてもよい。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．５％超では、鋼板の化成処理性の劣化が著しくなる。また、めっき処理を施す場合には、めっき密着性の低下が著しくなる。したがって、Ｓｉ含有量は０．５％以下とする。好ましくは０．１％以下、さらに好ましくは０．０２％以下である。
【００４１】
［Ｍｎ：１．０％以上２．５％以下］
Ｍｎは、鋼の焼入性を向上させる作用を有する元素であり、本発明が目的とする、主相であるフェライトと第二相である低温変態生成相とからなるとともに、低温変態生成相が０．５％以上のマルテンサイトを含有する鋼組織を得るうえで重要な元素である。Ｍｎ含有量が１．０％未満では、目的とする鋼組織を得ることが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は１．０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が２．５％超では、延性および深絞り性の劣化が著しくなる。したがって、Ｍｎ含有量は２．５％以下とする。好ましくは２．０％以下、さらに好ましくは１．８％以下である。
【００４２】
［Ｐ：０．０５％以下］
Ｐは、一般に不純物として含有される元素であるが、深絞り性を然程劣化させることなく、しかも安価に鋼板の強度を高める作用を有するので、積極的に含有させてもよい。しかしながら、Ｐ含有量が０．０５％を超えると、耐二次加工脆性および溶接性の劣化が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。好ましくは０．０２５％以下である。
【００４３】
［Ｓ：０．０１％以下］
Ｓは、不純物として含有される元素であり、結晶粒界に偏析して鋼を脆化させる作用を有する。したがって、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。
【００４４】
［ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．１５％以下］
Ａｌは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用を有する。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００１％未満では脱酸が不十分となる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を０．１５％超としても、上記作用による効果が飽和して不経済となる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．１５％以下とする。
【００４５】
［Ｎ：０．００８％以下］
Ｎは、不純物として含有される元素であり、延性、深絞り性、耐常温時効性を劣化させる作用を有する。したがって、Ｎ含有量は０．００８％以下とする。好ましくは０．００５％未満であり、さらに好ましくは０．００３％未満である。
【００４６】
［Ｃｒ：０．２５％以上１．０％以下］
Ｃｒは、延性を然程低下させることなく鋼の焼入性を向上させる作用を有する元素であり、本発明が目的とする、主相であるフェライトと第二相である低温変態生成相とからなるとともに、低温変態生成相が０．５％以上のマルテンサイトを含有する鋼組織を得るうえで重要な元素である。Ｃｒ含有量が０．２５％未満では、目的とする鋼組織を得ることが困難となる。したがって、Ｃｒ含有量は０．２５％以上とする。好ましくは０．３０％以上であり、さらに好ましくは０．３５％以上である。一方、Ｃｒ含有量が１．０％超では、鋼板の化成処理性の劣化が著しくなる。また、めっき処理を施す場合には、めっき密着性の低下が著しくなる。したがって、Ｃｒ含有量は１．０％以下とする。好ましくは０．８０％以下である。
【００４７】
［Ｍｎ＋Ｃｒ≧１．９］
上述したように、ＭｎおよびＣｒは、鋼の焼入れ性を向上させる作用を有し、本発明が目的とする鋼組織を実現するために重要な元素である。したがって、ＭｎおよびＣｒの含有量は、両者の作用効果を総合して考慮する必要がある。そこで、本発明が目的とする鋼組織を得るために、ＭｎおよびＣｒの合計含有量を１．９％以上とする。ＭｎおよびＣｒの合計含有量の上限は特に規定する必要はないが、化成処理性やめっき密着性の観点から２．５％以下とすることが好ましい。
【００４８】
［Ｍｏ：１．０％以下］
Ｍｏは、任意元素であり、鋼の焼入れ性を向上させる作用を有するので含有させてもよい。しかし、１．０％を超えてＭｏを含有させても、上記作用による効果は飽和してしまい不経済となり、また、化成処理性の劣化を招く。したがって、Ｍｏを含有する場合にはその含有量は１．０％以下とする。好ましくは０．５％以下である。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｍｏ含有量を０．０２％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすることがさらに好ましい。
【００４９】
［Ｂ：０．００２０％以下］
Ｂは、任意元素であり、鋼の焼入れ性を向上させる作用を有するので含有させてもよい。Ｂは、さらに焼付硬化性を向上させる作用を有する。しかし、０．００２０％を超えてＢを含有させると成形性の劣化が著しくなる。したがって、Ｂを含有する場合にはその含有量は０．００２０％以下とする。好ましくは０．００１５％以下である。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。
【００５０】
［Ｗ：１．０％以下］
Ｗは、任意元素であり、鋼の焼入れ性を向上させる作用を有するので含有させてもよい。しかし、１．０％を超えてＷを含有させても、上記作用による効果は飽和してしまい不経済となり、また、化成処理性の劣化を招く。したがって、Ｗを含有する場合にはその含有量は１．０％以下とする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｗ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。
【００５１】
［Ｔｉ：０．１％以下］
Ｔｉは、任意元素であり、鋼中のＮをＴｉＮとして析出固定することにより、Ｎによる歪時効を抑制して、耐常温時効性を向上させる作用を有するので、含有させてもよい。しかし、０．１％を超えてＴｉを含有させても、上記作用による効果は飽和してしまい不経済となる。したがって、Ｔｉを含有する場合にはその含有量は０．１％以下とする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｔｉ含有量を０．００３％以上とすることが好ましい。
【００５２】
［Ｎｂ：０．１％以下］
Ｎｂは、任意元素であり、鋼中のＮをＮｂＮとして析出固定することにより、Ｎによる歪時効を抑制して、耐常温時効性を向上させる作用を有するので、含有させてもよい。しかし、０．１％を超えてＮｂを含有させても、上記作用による効果は飽和してしまい不経済となる。したがって、Ｎｂを含有する場合にはその含有量は０．１％以下とする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｎｂ含有量を０．００３％以上とすることが好ましい。
上記以外の化学組成は、Ｆｅおよび不純物である。
【００５３】
（２）鋼組織
本発明に係る冷延鋼帯は、主相であるフェライトと第二相である低温変態生成相とからなるとともに、低温変態生成相が０．５％以上のマルテンサイトを含有する鋼組織を有する。このような複合組織を具備させることにより、降伏応力を低下させて良好な形状凍結性や耐面歪み性を得ることができるとともに、耐常温時効性を損なうことなく高い焼付硬化性を得ることができる。
【００５４】
ここで、「主相」とは、鋼組織に占める割合が最も大きい相または組織、すなわち５０％超の相または組織である。また、「低温変態生成相」とは、マルテンサイトやベイナイト等のように低温変態により生成される相および組織であり、アシキュラ−フェライトもこれに含まれる。
【００５５】
鋼組織に占める低温変態生成相の割合が過小であるとこの作用効果が得られ難い。したがって、低温変態生成相は３％超であることが好ましい。一方、鋼組織に占める低温変態生成相の割合が過大であると、却って降伏応力が上昇してしまい、形状凍結性および耐面歪み性が劣化する。さらに、引張強度が過剰に上昇して、延性および深絞り性の劣化が著しくなる。したがって、低温変態生成相は１２％未満であることが好ましい。さらに好ましくは１０％未満である。
【００５６】
鋼帯の降伏応力および降伏比を低減させるうえでマルテンサイトは非常に重要な相であるので、低温変態生成相はマルテンサイトを含有する。低温変態生成相の全てがマルテンサイトであってもよい。降伏比を０．６５以下にするために、少なくとも０．５％以上のマルテンサイトを含有することが必要である。
【００５７】
なお、本発明に係る冷延鋼帯は、主相であるフェライトと第二相である低温変態生成相とからなるものであるが、不可避的に残留オーステナイトやセメンタイトが混入する場合がある。残留オーステナイトは耐常温時効性を劣化させるので、残留オーステナイトは低温変態生成相よりも少なく、かつ、３％未満であることが好ましい。
【００５８】
（３）機械特性
本発明に係る冷延鋼帯は、降伏比が０．６５以下である機械特性を有する。
鋼帯の降伏比を０．６５以下とすることにより、良好な形状凍結性や耐面歪み性を確保することができる。形状凍結性や耐面歪み性についての相対的評価は降伏比により行うことができる。したがって、降伏応力や引張強度は特に規定しない。しかし、絶対的評価としては、降伏応力は３００ＭＰａ以下であることが好ましく、２８０ＭＰａ以下であることがさらに好ましい。また、引張強度は５９０ＭＰａ未満であることが好ましい。
【００５９】
（４）表面性状
本発明に係る冷延鋼帯は、スケール疵発生率が０．５％以下である表面性状を有する。
スケール疵発生率が０．５％を超えるようでは、歩留りが低いことによる生産性の低下のみならず、スケール疵部を除去するのに要する工数の著しい増加によって、顕著な生産性の低下を招く。したがって、スケール疵発生率は０．５％以下とする。
【００６０】
ここで、「スケール疵発生率」とは、スケール疵の存在により除去せざるを得ない領域の鋼帯全体に占める割合である。スケール疵が存在する領域を除去するには、スケール疵部のみならず、その周辺部をも除去しなければならず、具体的には、スケール疵部が存在する所定の長さの全幅を切り下げる必要がある。スケール疵部のみの面積率を評価する「スケール疵面積率」では、実際の歩留りを正確に評価できないため、本発明ではスケール疵発生率を用いる。
【００６１】
（５）めっき層
本発明に係る冷延鋼帯は、耐食性の向上等を目的として表面にめっき層を備えてもよい。めっき層は電気めっき層であってもよく溶融めっき層であってもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき等が例示される。溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき等が例示される。
【００６２】
（６）製造条件
本発明に係る冷延鋼帯の製造方法としては、下記工程（Ａ）〜（Ｇ）を有するものが好適である。
【００６３】
（Ａ）上記（１）項に記載の化学組成を有するスラブを加熱炉に装入して表面温度を１１５０℃以上１３５０℃以下とするスラブ加熱工程；
（Ｂ）上記加熱炉から前記スラブを抽出し、抽出後１０秒以内に前記スラブの表面温度を５０℃以上２００℃以下冷却する水冷処理を施すスラブ冷却工程；
（Ｃ）上記水冷処理の後０．１秒間以上１０秒間以内に、前記スラブにデスケーリング処理を施すデスケーリング工程；
（Ｄ）前記スラブに、仕上温度：Ａｒ３点以上９５０℃以下、巻取温度：４００℃以上７００℃以下の熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｅ）上記熱延鋼板に酸洗を施して酸洗鋼板とする工程；
（Ｆ）上記酸洗鋼板に５０％以上の圧下率の冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
（Ｇ）上記冷延鋼板にＡｃ１点以上Ａｃ３点未満の温度範囲で再結晶焼鈍を施す焼鈍工程。
【００６４】
以下、工程（Ａ）〜（Ｇ）を順次説明する。
（Ａ）スラブ加熱工程
スラブ加熱工程においては、上記（１）項で述べた化学組成を有するスラブを加熱炉に装入して表面温度を１１５０℃以上１３５０℃以下とすることが好ましい。
【００６５】
本発明では、加熱炉から抽出した高温状態にあるスラブに水冷処理を施すことによってスケールを脆化させるので、スラブ表面温度が１１５０℃未満では、後続するスラブ冷却工程において水冷処理を施したとしてもスケールを脆化させることが困難となる場合がある。したがって、スラブ表面温度は１１５０℃以上とする。
【００６６】
一方、スラブ表面温度が１３５０℃超では、加熱炉内でのスケール生成量が著しく増大し、デスケーリング処理によりスケールを除去することが困難となる。したがって、スラブ表面温度は１３５０℃以下とする。好ましくは１２５０℃以下である。
【００６７】
なお、上記スラブは、常法により溶製された溶鋼を連続鋳造法により、または、鋼塊とした後に分塊圧延を施すことにより製造することができる。加熱炉に装入されるスラブは、常温まで冷却されたものであってもよく、連続鋳造または分塊圧延後の高温状態にあるものであってもよい。最終製品における表面性状をさらに良好にするために、加熱炉に装入する前のスラブに、冷間もしくは温間で表面手入れを施すことが好ましい。
【００６８】
（Ｂ）スラブ冷却工程
スラブ冷却工程においては、加熱炉から抽出したスラブに、抽出後１０秒間以内に表面温度を５０℃以上２００℃以下冷却する水冷処理を施す。
【００６９】
本発明では、加熱炉から抽出した高温状態にあるスラブに水冷処理を施すことによってスケールを脆化させるので、加熱炉抽出後水冷開始までの時間が１０秒間超では、スラブの表面温度の低下が大きくなり、水冷処理を施したとしてもスケールを脆化させることが困難となる場合がある。したがって、加熱炉抽出後水冷開始までの時間は１０秒間以内とする。
【００７０】
また、水冷処理における冷却が５０℃未満では、水冷処理によりスケールに与える熱応力が小さくなり、水冷処理を施したとしてもスケールを脆化させることが困難となる場合がある。したがって、水冷処理における冷却は５０℃以上とする。
【００７１】
本発明では、水冷処理により脆化させたスケールを適度な厚さに成長させてデスケール性を高めたうえで、後続するデスケーリング工程においてスケール除去を行うので、水冷処理における冷却が２００℃超では、スケールの成長が不十分となり、後続するデスケーリング工程においてスケールが十分に除去されない場合がある。したがって、水冷処理における冷却は２００℃以下とする。
【００７２】
（Ｃ）デスケーリング工程
デスケーリング工程においては、水冷処理を施したスラブに、水冷処理の後０．１秒間以上１０秒間以内にデスケーリング処理を施す。
【００７３】
本発明では、水冷処理により脆化させたスケールを適度な厚さに成長させてデスケール性を高めたうえで、デスケーリング処理を施してスケールを除去するので、水冷処理後デスケーリング処理開始までの時間が０．１秒間未満では、スケールの成長が不十分となり、デスケーリング処理を施してもスケールが十分に除去されない場合がある。したがって、水冷処理後デスケーリング処理開始までの時間は０．１秒間以上とする。
【００７４】
一方、水冷処理後デスケーリング処理開始までの時間が１０秒間超では、スケールの成長が過剰に進行し、脆化させたスケールの下層に厚く強固なスケールが新たに生成してしまい、デスケーリング処理を施してもスケールが十分に除去されない場合がある。したがって、水冷処理後デスケーリング処理開始までの時間は１０秒間以内とする。
【００７５】
（Ｄ）熱間圧延工程
熱間圧延工程においては、デスケーリング処理を施したスラブに、仕上温度：Ａｒ３点以上９５０℃以下、巻取温度：４００℃以上７００℃以下の熱間圧延を施して熱延鋼板とすることが好ましい。
【００７６】
冷間圧延および再結晶焼鈍後において深絞り性に好ましい再結晶集合組織を発達させるには、熱延鋼板の結晶粒径を細粒にすることが好ましい。したがって、熱間圧延における仕上温度はオーステナイト域の低温域とすることが好ましい。仕上温度が９５０℃超であったり、Ａｒ３点未満であったりすると、熱延鋼板が粗粒となってしまう。したがって、仕上温度は、Ａｒ３点以上９５０℃以下とすることが好ましい。
【００７７】
また、巻取温度が７００℃超では、巻取り後のスケール生成による歩留り低下が著しくなる。したがって、巻取温度は７００℃以下とすることが好ましい。一方、ＴｉやＮｂといった固溶Ｎを固定する元素を含有しない場合には、Ａｌによって固溶Ｎを固定して耐常温時効性を確保することが好ましいが、巻取温度が４００℃未満では、ＡｌＮの生成によるＮの固定が十分に行えず、耐常温時効性が劣化する場合がある。したがって、巻取温度は４００℃以上とすることが好ましい。
【００７８】
なお、熱間圧延が粗熱間圧延と仕上熱間圧延とからなる場合には、上記仕上温度を確保するために、粗熱間圧延と仕上熱間圧延との間で、粗圧延材を加熱してもよい。粗圧延材の加熱は、例えば、粗熱間圧延機と仕上熱間圧延機との間にソレノイド式誘導加熱装置を設け、誘導加熱装置前の粗熱延材の長手方向温度分布等に基づいて誘導加熱装置による加熱昇温量を制御することにより可能である。
【００７９】
（Ｅ）酸洗工程
酸洗工程においては、上記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に酸洗を施して酸洗鋼板とする。酸洗は常法でよい。なお、Ｃｒ酸化物に起因するスケール疵をさらに低減させるために、酸洗前または酸洗後に表面研削を施してもよい。
【００８０】
（Ｆ）冷間圧延工程
冷間圧延工程においては、上記酸洗工程により得られた酸洗鋼板に５０％以上の圧下率の冷間圧延を施して冷延鋼板とすることが好ましい。
【００８１】
後続する焼鈍工程における再結晶焼鈍により、深絞り性に好ましい集合組織を発達させるには、冷間圧延における圧下率を５０％以上とすることが好ましい。一方、冷間圧延における圧下率が８５％を超えると圧延荷重が大きくなり、圧延機への負荷が過大となる場合がある。したがって、冷間圧延における圧下率は８５%以下とすることが好ましい。さらに好ましくは８０％以下である。なお、冷間鋼板には、必要に応じて公知の方法に従って脱脂などの処理が施される。また、Ｃｒ酸化物に起因するスケール疵をさらに低減させるために、冷間圧延後焼鈍前に表面研削を施してもよい。
【００８２】
（Ｇ）焼鈍工程
焼鈍工程では、上記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板にＡｃ１点以上Ａｃ３点未満の温度範囲で再結晶焼鈍を施す。
【００８３】
再結晶焼鈍の焼鈍温度は、主相であるフェライトと第二相である低温変態生成相とからなるとともに、低温変態生成相が０．５面積％以上のマルテンサイトを含有する鋼組織とするために、Ａｃ１点以上Ａｃ３点未満の温度範囲とする。焼鈍温度がＡｃ１点未満では低温変態生成相が得られず、一方、焼鈍温度がＡｃ３点以上では低温変態生成相のみからなる単相組織となりやすく、降伏比が増加して形状凍結性が劣化し、さらに深絞り性が著しく低下する場合がある。したがって、再結晶焼鈍の焼鈍温度はＡｃ１点以上Ａｃ３点未満とする。
【００８４】
再結晶焼鈍後の冷却は、低温変態生成相を確保するために適宜決定すればよい。
例えば、連続焼鈍設備における再結晶焼鈍後の冷却は、フェライトの生成を抑制して低温変態生成相を確保するために、４５０℃以上６５０℃以下の温度域を１５℃／ｓ以上２００℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却することが好ましい。均熱温度から６５０℃までの冷却方法は特に限定を要さないが、オーステナイトの安定性を高め、低温変態生成相の確保を容易にするために、１０℃／ｓ未満の平均冷却速度で冷却することが好ましい。
【００８５】
また、連続溶融亜鉛めっき設備における再結晶焼鈍後の冷却は、４６０℃以上６００℃以下の温度域まで４℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、１０秒間以上保持してから溶融亜鉛めっきを施すことが好ましい。このような熱処理を施すことにより、オーステナイト中へのＣ濃化が促進され、マルテンサイトを含む低温変態相が得られやすくなるからである。また、塗装後の耐食性を向上させるため、溶融亜鉛めっき後に再加熱して合金化処理することが好ましい。
【００８６】
このようにして得られた冷延鋼帯には、常法にしたがって調質圧延を施してもよいが、調質圧延による降伏比の増加および伸びの低下を抑制するために、調質圧延の伸び率を１．０％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは０．６％以下である。
【００８７】
本発明の方法に従って製造される冷延鋼帯は、これを母材として電気めっき処理を施したり、溶融めっきを施したりしてもよい。
【実施例】
【００８８】
本発明を、実施例を参照しながら、さらに具体的に説明する。
表１に示す化学組成を有するスラブを連続鋳造法により製造した。
【００８９】
【表１】
2010215963.tif 000003
【００９０】
これらのスラブに冷間で表面手入れを施した後、加熱炉に装入して表面温度を１２８０℃とし、加熱炉から抽出した後、表２に示される水冷処理条件およびデスケーリング処理条件で、一部を除いて水冷処理およびデスケーリング処理を施し、熱間圧延し、コイル状に巻き取って板厚３．０ｍｍの熱延鋼板を得た。また、デスケーリング処理後のスラブ表面を撮像し、スラブ表面のスケール残存率を画像処理により求めた。なお、水冷処理における冷却温度は５０℃以上２００℃以下であった。
【００９１】
【表２】
2010215963.tif 000004
【００９２】
得られた熱延鋼板を酸洗してから板厚０．７ｍｍまで冷間圧延して巻き取って冷延鋼板とした。
得られた冷延鋼板の一部について、連続焼鈍設備にて、８００℃で３０秒間均熱する焼鈍を施した。均熱後の冷却条件は、均熱温度から６５０℃までの平均冷却速度を５℃／ｓとし、６５０℃から４５０℃までの平均冷却速度を６０℃／ｓとした。冷却後に伸び率０．６％で調質圧延を施して冷延鋼帯を得た。
【００９３】
また、残りの冷延鋼板について、連続溶融めっき設備にて、７５０℃以上８３０℃以下で５０秒間均熱する焼鈍を施した。均熱後の冷却条件は、均熱温度から５５０℃までの平均冷却速度を７℃／ｓとし、５５０℃で５０秒間保持した後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融めっきを施し、さらに５２０℃に加熱して合金化処理を施した。めっき処理後に伸び率０．８％で調質圧延を施して冷延鋼帯を得た。
【００９４】
このようにして得られた冷延鋼帯を払い出して、表面を目視および自動疵読み取り機で観察してスケール疵部を切り下げて、スケール疵発生率を求めた。
また、圧延方向に対して９０°方向から採取したＪＩＳ５号引張試験片を用いて、引張試験を行い、降伏応力（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、降伏点伸び（ＹＰＥ）および全伸び（Ｅｌ）を求めた。焼付硬化性は、圧延方向に対して９０°方向から採取したＪＩＳ５号引張試験片に２％の引張予歪を付与し、１７０℃で２０分間の熱処理を施した後、引張試験に供し、得られたＹＳと２％変形応力との差をＢＨ量と定義し、焼付硬化性の指標とした。
【００９５】
また、板厚断面の鋼組織を観察して、各相および組織の面積率を求めた。
表２に、鋼組織、機械特性および表面性状の結果をあわせて示す。
表２における試料Ｎｏ．１、４、５、７、８および９は、本発明の条件を満足する本発明例であり、試料Ｎｏ．２、３、６および１０は、本発明の条件を満足しない比較例である。
【００９６】
ＭｎおよびＣｒの合計含有量が１．９％以上で、水冷処理およびデスケーリング処理が好適な条件である試料Ｎｏ．１、４、５、７、８および９は、主相であるフェライトと第二相である低温変態生成相とからなるとともに、低温変態生成相が０．５面積％以上のマルテンサイトを含有する鋼組織を有し、降伏比が０．６５以下である機械特性を有し、スケール疵発生率が０．５％以下である表面性状を有しており、さらに、４０ＭＰａ以上の高いＢＨ量を有していた。
【００９７】
これに対し、試料Ｎｏ．２、３および６では、機械特性は良好ではあるものの、スケール疵発生率が高く、表面性状に劣っていた。また、試料Ｎｏ．１０は、ＭｎおよびＣｒの合計含有量が低いため、降伏比が高く、形状凍結性に劣っていた。
【図１】
2010215963.tif 000005
【図２】
2010215963.tif 000006
【図３】
2010215963.tif 000007
【手続補正書】
【提出日】平成21年4月6日(2009.4.6)
【手続補正１】
【補正対象書類名】図面
【補正対象項目名】全図
【補正方法】変更
【補正の内容】
【図１】
2010215963.tif 000008
【図２】
2010215963.tif 000009
【図３】
2010215963.tif 000010