(57)【要約】【課題】リジングの発生を抑えつつ高成形性を示す冷延鋼板を安価に提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００５％、Ｓｉ：≦０．１％、Ｍｎ：≦０．５％、Ｐ：≦０．０５％、Ｓ：≦０．０２％、Ａｌ：≦０．００３％、Ｎ：≦０．００５％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．００２〜０．０１％、Ｏ：０．００１〜０．０１％を含有し、更にＣｅをＴｉとの関係において６≦Ｔｉ／Ｃｅ≦３０となるように含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする冷延鋼板。【選択図】　　　図３
2004059986.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％にて、
Ｃ：０．０００５〜０．００５％、
Ｓｉ：≦０．１％、
Ｍｎ：≦０．５％、
Ｐ：≦０．０５％、
Ｓ：≦０．０２％、
Ａｌ：≦０．００３％、
Ｎ：≦０．００５％、
Ｔｉ：０．０１〜０．１％、
Ｎｂ：０．００２〜０．０１％、
Ｏ：０．００１〜０．０１％を含有し、
更にＣｅをＴｉとの関係において６≦Ｔｉ／Ｃｅ≦３０となるように含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする加工後の表面品位に優れる冷延鋼板。
【請求項２】
質量％にて、更に、Ｂ：０．０００５〜０．００２０％を含有することを特徴とする請求項１記載の加工後の表面品位に優れる冷延鋼板。
【請求項３】
請求項１又は２に記載の鋼板を製造する方法であって、請求項１又は２に記載の化学成分を有する鋼材を１０００〜１１５０℃に加熱して粗圧延した後、６８０℃〜Ａｒ３　点で仕上げ圧延を行い、４５０〜６００℃で巻き取った後、更に４０〜８０％の冷間圧延を行い焼鈍を施すことを特徴とする加工後の表面品位に優れる冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、プレス成形などの加工工程を経て使用される冷延鋼板とその製造方法に関するものであり、中でも加工後の表面品位劣化の少ない鋼板を安価に提供しようとするものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の外板などにはプレス成形性に優れた鋼板として極低炭素鋼冷延鋼板が広く用いられている。こうした鋼板に求められる加工性は近年ますます厳しくなって来ており、それに応えるべく、ＣおよびＮ濃度の一層の低減、それらの元素を炭窒化物として固定する働きをするＴｉやＮｂの添加、更には冷延後の焼鈍温度の高温化などが為されている。
ところが、ここに上げた対策は何れも製造コストの上昇を招くものばかりであり、加工性に対する要求と同様に厳しさを増している低価格化指向とは相容れない。
【０００３】
そこで、加工性のみならず経済性にも優れた冷延鋼板を得る方法として、極低炭素鋼をＡｒ３　変態点以下の温度（以下、フェライト域と記す）で熱間圧延し、これを母材として冷延鋼板を製造する方法が例えば特開平９−５３１２４号公報などにて開示されている。ところが、確かにこれらの方法では、従来法に対して、スラブ加熱温度の低温化、熱延鋼板の酸洗性向上などにより製造コストが抑制できる可能性はあるものの、フェライト域熱延材を母材とした極低炭素鋼冷延鋼板に固有の現象として、加工後にリジングが発生し、その結果プレス製品の表面品位が著しく損なわれるという問題が知られるようになった。
【０００４】
この問題に対しては、特開平１０−１８３２５４号公報や特開２００１−２００３１８号公報が解決策を提案している。すなわち前者は、粗圧延の最終スタンド圧下率を３０％以上とすることでリジングの原因となる特定の結晶方位を有する結晶粒を微細化することを主眼とするものであり、また後者は熱間圧延終了後、０．５秒以内に冷却を開始し、５０℃／ｓ以上の速度で冷却を行うことによって望ましい組織を凍結させることを主眼とするものである。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
但し、こうした提案を実施に移すには、粗圧延機の能力を増強したり、特殊な冷却設備を冷却ラインに設置したりすることが必要であり、そうした行為が製造コストの上昇に結びつくことから安価に鋼板を提供する手段とは成り難いと考えられる。
本発明は、汎用的に用いられている製造設備を使用して優れた加工性と加工後の表面品位に優れる冷延鋼板を安価に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】
加工後の鋼板の表面品位を劣化させるリジングは、鋼板中心層に存在する圧延方向に伸張された結晶粒群が変形を受けた時に生じる塑性異方性の差が鋼板表面まで伝播して圧延方向に伸張した凹凸として観察されるものである。従って、リジングの発生を抑制するには、こうした圧延方向に伸張した結晶方位群が形成されないようにすることが肝要である。本発明者らはこの点に絞って研究を進めた結果、鋼中へのＣｅの添加と、更にそれ（Ｃｅ）とＴｉとの比を特定の範囲に制御することによって初期の目的が達成出来ることを見出した。本発明はこの知見に立脚して鋭意検討を重ねた末に完成されたものであり、その要旨は、
（１）質量％にて、Ｃ：０．０００５〜０．００５％、Ｓｉ：≦０．１％、Ｍｎ：≦０．５％、Ｐ：≦０．０５％、Ｓ：≦０．０２％、Ａｌ：≦０．００３％、Ｎ：≦０．００５％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．００２〜０．０１％、Ｏ：０．００１〜０．０１％を含有し、更にＣｅをＴｉとの関係において６≦Ｔｉ／Ｃｅ≦３０となるように含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする加工後の表面品位に優れる冷延鋼板。
【０００７】
（２）質量％にて、更に、Ｂ：０．０００５〜０．００２０％を含有することを特徴とする前記（１）に記載の加工後の表面品位に優れる冷延鋼板。
（３）前記（１）又は（２）に記載の鋼板を製造する方法であって、各々に記載の化学成分を有する鋼材を１０００〜１１５０℃に加熱して粗圧延した後、６８０℃〜Ａｒ３　点で仕上げ圧延を行い、４５０〜６００℃で巻き取った後、更に４０〜８０％の冷間圧延を行い焼鈍を施すことを特徴とする加工後の表面品位に優れる冷延鋼板の製造方法である。
【０００８】
【発明の実施の形態】
まず、本発明を完成するに至った実験について説明する。
既に述べたように、フェライト域熱延した極低炭素鋼を母材とした冷延鋼板に加工後にリジングが発生するのは、鋼板中心層に圧延方向に伸張された粗大な結晶粒群が存在することが主たる原因であった。極低炭素鋼は、炭素濃度が一段高い低炭素鋼などに比べ、本来結晶粒が大きく、しかも従来法であれば仕上げ圧延後にＡｒ３　点以上の温度からフェライト域への変態による細粒化の過程を経るのに対して、変態後にフェライト域で加工を（圧延）を受け、巻き取り中に回復・再結晶するので、熱延板の中心層に粗大粒が形成され易い。これが冷延焼鈍後にも残存していることがリジング発生の原因であるから、遡って、フェライト域での加工と回復・再結晶を経ても結晶粒が粗大化しないような働きをする添加元素の探索を行った。勿論添加元素自身が直接的に作用する以外に添加元素によって生成した物質による作用も含めて幅広く検討した。
【０００９】
元素の添加は二次精錬、成分調整を経た溶湯に対して最後に行い、該溶湯から鋳造したスラブを粗圧延した後、フェライト域で仕上げ圧延して冷延母材とし、以後常法に基づいて冷延鋼板として機械的性質とリジングの評価を行った。その結果、リジングの抑制にはＣｅの添加が極めて有効であることを見出した。恐らくＣｅ添加によって生成したＣｅの酸化物が上記の粗大粒形成を抑制するのに何らかの作用を及ぼしているものと思われるが、これだけでは冷延後の焼鈍時に十分な再結晶粒径が得られず、成形性が十分とは言えなかった。そこで更に検討を加えた結果、ＣｅとＴｉ濃度との比を適切に制御することによって、リジングの抑制と優れた成形性が両立し得ることを明らかにし、本発明を完成するに至った。
【００１０】
以下に本発明の限定理由を述べる。
まず、化学成分の限定理由について述べる。
Ｃ：０．０００５〜０．００５％
Ｃは、冷延時に固溶状態で鋼中に存在していると、後の焼鈍時に成形性にとって好ましくない方位が生成する。そのために、後述するようにＣを炭化物として固定する働きをするＴｉやＮｂを添加するが、それらの元素を削減するためにも０．００５％以下とする。ただし、０．０００５％未満にするには製鋼工程に過大な負荷を掛けることになるので０．０００５％を下限とする。
【００１１】
Ｓｉ：≦０．１％
Ｓｉは、固溶強化元素として添加してもよいが、０．１％を越えて添加すると固溶硬化によって成形性を損ねる。そこで０．１％以下、好ましくは０．０５％以下とするのがよい。Ｓｉの下限は特に定めないが、０．００３％未満ではその添加効果が乏しいため、０．００３％以上とすることが好ましい。
Ｍｎ：≦０．５％
Ｍｎは、強化元素、脱酸元素として添加してもよいが、０．５％を越えて添加すると延性の低下をもたらすため０．５％以下とする。Ｍｎの下限は特に定めないが、０．０２％未満ではその添加効果が乏しいため、０．０２％以上とすることが好ましい。
【００１２】
Ｐ：≦０．０５％
Ｐは、不純物であり、粒界に偏析し、粒界脆化を起こし、二次加工割れの原因となる元素である。但し、０．０５％以下ならば許容できる範囲である。
Ｓ：≦０．０２％
Ｓは、不純物であり、多すぎると熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、延性の劣化を招くので極力低減させるべきであるが、０．０２％以下ならば許容範囲である。
【００１３】
Ａｌ：≦０．００３％
Ａｌは、溶鋼脱酸のために添加してもよいが、生成物が凝集粗大化して連続鋳造ノズルの目詰まりを引き起こしたり、鋼板製造時の傷発生の原因となったりするため、０．００３％以下とする。
Ｎ：≦０．００５％
不純物であるＮは、Ｃ同様に固溶状態で存在すると鋼板の成形性を劣化させる元素であるのでその含有量は０．００５％以下とする。
【００１４】
Ｔｉ：０．０１〜０．１％
Ｔｉは、Ｃ、Ｎ、およびＳと析出物を形成して固定し、成形性を向上させる働きをする。その効果は、０．０１％以上の添加で認められる。一方、過剰な添加は成形性の劣化とコストの上昇を招くので、０．１％以下、好ましくは０．０７％以下が良い。
Ｎｂ：０．００２〜０．０１％
ＮｂもＴｉと同様、Ｃ、Ｎ、およびＳを析出物として固定し、成形性の向上に寄与する。その効果の発現には少なくとも０．００２％が必要であるが、０．０１％を超えると再結晶温度の上昇が著しくなり、成形性の確保には冷延後に高温度での焼鈍が必要となって好ましくない。従って上記の範囲に限定する。
【００１５】
Ｏ：０．００１〜０．０１％
Ｏの大部分はＣｅとの酸化物の形で鋼中に存在し、それ自身や、それを核として形成された炭化物、窒化物、硫化物、あるいはそれらの複合物が板厚中心層の粗大粒形成を抑制する働きをするものと思われる。その効果は０．００１％以上で認められる。一方、０．０１％を越えると、それらが粗大化し、熱延、冷延後の表面傷の原因となる。こうした理由から０．００１〜０．０１％とする。
【００１６】
６≦Ｔｉ／Ｃｅ≦３０
Ｃｅは、上記のように酸化物として鋼中に存在し、板厚中心層の粗大粒形成抑制に中心的な役割を果たす。しかし、ただＣｅを含有させておけばよいというのではなく、後述の実施例で示すように、Ｔｉとの関係において上記の関係式を満たす場合に、リジングの抑制と優れた成形性が両立し得ることがわかった。そのメカニズムは必ずしも明らかではないが、上記の関係式が満足される場合においてのみＣｅ酸化物を核としたＴｉの炭窒化物の大きさと密度がフェライト域圧延後の再結晶時には粗大粒抑制に作用し、冷延後の再結晶時には粒成長を阻害しない適切な範囲になるものと思われる。
【００１７】
Ｂ：０．０００５〜０．００２０％
Ｂは、鋼板の二次加工割れを防止するために必要に応じて添加する。その効果は０．０００５％未満では認められず、０．００２０％超添加しても飽和するので０．０００５〜０．００２０％に限定する。
なお、本発明において上記以外の成分はＦｅであるが、スクラップなど、溶解原料から混入する不可避な不純物の含有は許容される。
【００１８】
次に、製造条件の限定理由について説明する。
スラブ加熱温度：１０００〜１１５０℃
スラブの加熱温度は圧延負荷軽減の観点から導かれる下限値と、加熱中の結晶粒粗大化抑制の観点から要求される上限値を考慮しなければならない。この温度が１０００℃未満では、粗圧延に要する負荷が大きくなり、圧延機の能力によってはスラブ幅が制約を受けざるを得ない可能性が生まれる。一方、１１５０℃を越えると圧延開始前の粒径が粗大になり過ぎ、本発明の方法を用いてもリジングの発生を完全には抑制出来なくなる恐れが生じる。従って、スラブ加熱温度は１０００℃〜１１５０℃とする。
【００１９】
仕上げ圧延温度：６８０℃〜Ａｒ３　点
仕上げ圧延はフェライト域で行う必要がある。上記の温度をＡｒ３　点以下としたのはそのためである。一方、圧延温度の下限は冷延母材としての組織制御上最も重要なものである。圧延された鋼板は冷却帯を経て巻き取られ、この過程で最終的な組織が作られる。最終的に望ましい組織は回復組織（極一部の再結晶組織は許容される）であるから、冷却帯で全く冷却せず最速で搬送した後巻き取った場合に回復組織を得ることが出来る温度が熱延完了温度の下限である。仕上げ圧延温度の下限を６８０℃としたのはこのためである。
【００２０】
巻取り温度：４５０〜６００℃
熱延をフェライト域で行う目的の一つは、加工ひずみを適度に蓄積した冷延母材を得ることにある。コイルの巻き取り温度が６００℃超では加工ひずみの解放が進み、フェライト域圧延を行った利点が損なわれてしまう。一方、回復組織を得るためには、コイル巻取り温度を４５０℃以上とする必要がある。
【００２１】
冷間圧延率：４０〜８０％
熱延後巻き取られたコイルは、酸洗され、冷間圧延に供される。熱延がフェライト域で行われ、巻き取り温度が制御された結果、鋼板には加工ひずみが適度に蓄積されているため、冷間圧延率は通常の方法よりも低く出来、４０％以上であれば十分である。一方８０％超では、熱延との累積圧延率が適正値を超えてむしろ成形性の劣化に繋がるので８０％を上限とする。
なお、上記以外の製造方法、例えば、熱間圧延率、熱延後の冷却速度、酸洗方法、冷延後の焼鈍方法などは特に限定する必要はなく、通常行われる範囲で製造すればよい。
【００２２】
【実施例】
以下に実施例を比較例と共に説明する。
（実施例１）
表１に記載の化学成分を有するａ〜ｄ鋼スラブを複数本ずつ準備した。再加熱温度は１１００℃に固定した上で、粗圧延の最後の２パスの合計圧延率を約２０〜３５％の範囲で変化させて行い、引き続きフェライト域で仕上げ圧延を行って熱延コイルとした。粗圧延に当たっては、４連の圧延機列の内、２基目での双方向圧延回数を変えることによって、最後の２パス（３基目、４基目）の合計圧延率を変化させても、圧延の最終板厚は同じとなるように配慮した。仕上げ圧延率８５％、仕上げ圧延終了温度８００℃、巻き取り温度６００℃はいずれも共通とした。熱延コイルを酸洗後、８０％の冷延と８００℃の焼鈍を施し、冷延鋼板とした。
【００２３】
【表１】
2004059986.tif 000003
【００２４】
得られた冷延鋼板からＪＩＳ５号試験片を採取し、機械的性質とリジング特性を調査した。表２に機械的性質を示す。また粗圧延の最後の２パスの合計圧延率とリジング高さの関係をを図１に示す。リジング高さは、１５％の引張りひずみを負荷した試験片の平行部中央の表面粗度を幅方向に測定し求めた断面プロファイル（一例を図２に示す）のうち、最大の隣り合う山と谷の高さ差（図２におけるｈＲ）と定義した。表２および図１から明らかなように、本発明鋼は延性とｒ値に優れ、またリジング高さも最後の２パスの合計圧延率に依らず２μｍ以下と良好である。これに対して、比較例であるｃ鋼は延性とｒ値は問題ないものの、最後の２パスの合計圧延率を高めてもリジング高さが２μｍ超であり、またｄ鋼はｒ値、リジング高さともに劣ることがわかる。
【００２５】
【表２】
2004059986.tif 000004
【００２６】
（実施例２）
表１に記載の化学成分を有するａ〜ｏ鋼スラブを準備した。再加熱温度１１００℃、粗圧延の最後の２パスの合計圧延率３３％、仕上げ圧延率８５％、仕上げ圧延終了温度７８０℃、巻き取り温度６００℃で熱延コイルとし、更に酸洗後、８０％の冷延と８００℃の焼鈍を施し、冷延鋼板とした。
得られた冷延鋼板からＪＩＳ５号試験片を採取し、機械的性質とリジング特性を調査した。リジング高さの測定方法は実施例１と同様である。ｒ値とリジング高さに及ぼすＣｅ濃度とＴｉ濃度の影響を図３に示す。図３から明らかなように、本発明鋼であれば、高いｒ値と優れたリジング特性を兼ね備えていることがわかる。
【００２７】
【発明の効果】
本発明によれば、リジングの発生を抑えつつ高成形性を示す冷延鋼板を安価に得ることが出来る。
【図面の簡単な説明】
【図１】粗圧延の最後の２パスの合計圧延率とリジング高さの関係を示す図である。
【図２】リジング高さｈＲ　の定義を示す模式図である。
【図３】リジング高さとｒ値に及ぼすＣｅ濃度とＴｉ濃度の影響を示す図である。
【図１】
2004059986.tif 000005
【図２】
2004059986.tif 000006
【図３】
2004059986.tif 000007