(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０３％、Ｓｉ：０．００１〜０．３５％、Ｍｎ：０．０５〜２．２％、Ｐ：０．００３〜０．１％、Ｓ：０．００１〜０．０２５％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．００７％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、
鋼板の微細組織は、主組織がフェライト相からなり、前記フェライト相は、面積分率で９５％以上であり、
鋼板表層部における｛００１｝＜１１０＞集合組織（Ｒ−ｃｕｂｅ  ｔｅｘｔｕｒｅ）が面積分率で５％以下である、塗装後の写像性に優れた鋼板。
【請求項２】
前記鋼板は、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％及びＴｉ：０．００５〜０．１０％からなる群より選択された１種以上を含む、請求項１に記載の塗装後の写像性に優れた鋼板。
【請求項３】
前記鋼板表層部の平均結晶粒サイズは３０μｍ以下である、請求項１に記載の塗装後の写像性に優れた鋼板。
【請求項４】
前記鋼板表層部における結晶粒サイズの標準偏差が８以下である、請求項１に記載の塗装後の写像性に優れた鋼板。
【請求項５】
前記鋼板表層部における結晶粒サイズ３０μｍ以上の結晶粒の面積分率に対する結晶粒サイズ１０μｍ以下の結晶粒の面積分率の割合（結晶粒サイズ１０μｍ以下の結晶粒の面積分率／結晶粒サイズ３０μｍ以上の結晶粒の面積分率）が０．５以上である、請求項１に記載の塗装後の写像性に優れた鋼板。
【請求項６】
前記鋼板表層部の縦横比（Ａｓｐｅｃｔ  Ｒａｔｉｏ）が０．３以下である結晶粒が占める面積分率が１５％以下である、請求項１に記載の塗装後の写像性に優れた鋼板。
【請求項７】
前記鋼板は、表面にめっき層をさらに含み、前記めっき層は、Ａｌ系めっき層、Ｚｎ系めっき層、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっき層のうちいずれかである、請求項１に記載の塗装後の写像性に優れた鋼板。
【請求項８】
質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０３％、Ｓｉ：０．００１〜０．３５％、Ｍｎ：０．０５〜２．２％、Ｐ：０．００３〜０．１％、Ｓ：０．００１〜０．０２５％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．００７％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼スラブを加熱する段階と、
前記加熱された鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、
前記熱延鋼板を巻取る段階と、
前記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を製造する段階と、を含み、
前記熱間圧延の際に圧延油を４００〜１０００ｃｃ／分の速度で噴射して行い、
微細組織は、主組織がフェライト相からなり、前記フェライト相は、面積分率で９５％以上であり、鋼板表層部における｛００１｝＜１１０＞集合組織（Ｒ−ｃｕｂｅ  ｔｅｘｔｕｒｅ）が面積分率で５％以下である鋼板を得る、塗装後の写像性に優れた鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記鋼スラブは、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％及びＴｉ：０．００５〜０．１０％からなる群より選択された１種以上を含む、請求項８に記載の塗装後の写像性に優れた鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記加熱は、１１００〜１３００℃の温度範囲で１００〜３００分間行う、請求項８に記載の塗装後の写像性に優れた鋼板の製造方法。
【請求項１１】
前記熱間圧延後に、１０〜１００℃／秒の冷却速度で冷却する、請求項８に記載の塗装後の写像性に優れた鋼板の製造方法。
【請求項１２】
前記熱間圧延後に、５００〜７５０℃の範囲で巻取る、請求項８に記載の塗装後の写像性に優れた鋼板の製造方法。
【請求項１３】
前記冷間圧延は、６０〜９０％の圧下率で行う、請求項８に記載の塗装後の写像性に優れた鋼板の製造方法。
【請求項１４】
前記冷間圧延後にめっき層を形成する段階をさらに含み、前記めっき層は、Ａｌ系めっき層、Ｚｎ系めっき層、及びＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっき層のうちいずれかである、請求項８に記載の塗装後の写像性に優れた鋼板の製造方法。
【請求項１５】
前記めっき層を形成する段階は、電気めっき、溶融めっき、及び真空蒸着のうちいずれかの方法で行う、請求項１４に記載の塗装後の写像性に優れた鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車、家電製品などの外板材などに用いられる鋼板に関し、塗装後の優れた写像性を有する鋼板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
一般に、鉄鋼工程で製造された薄板の冷延鋼板は、加工性に優れ、他の材料に比べて比較的安価であるため、自動車、家電製品などの外板材などで広く用いられている。かかる冷延鋼板は、耐腐食性の向上及び優れた外観の確保のために、大部分が塗装工程を経て塗装された状態で用いられている。そのため、塗装後の優れた外観を確保すべく、塗装溶液や塗装方法などの技術に対する研究が集中的に行われてきた。
【０００３】
しかし、塗装された鋼板であっても、鋼板の外観品質は鋼板自体の表面品質による影響を受ける。非特許文献１によると、鋼板の表面粗度（Ｒｏｕｇｈｎｅｓｓ  ａｖｅｒａｇｅ、Ｒａ）が低いほど鋼板の中波長粗度（Ｗａｖｉｎｅｓｓ  ｃｕｒｖｅ  ａｖｅｒａｇｅ、Ｗｃａ）が低くなり、鋼板のＷｃａが低くなるほど、塗装後の外観が良くなり、特にＥＤＴ、ショットブラスト（Ｓｈｏｔ  ｂｌａｓｔ）のような確率論的（ｓｔｏｃｈａｓｔｉｃ）ロール加工方法において、かかる傾向が顕著に現れる。上記非特許文献１では、素材表面の粗度と写像性の関係についていくつか言及してはいるが、素材の組織（ｇｒａｉｎ）と写像性の関係までは開示されていないという限界がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【非特許文献１】Ａｓｓｅｓｓｍｅｎｔ  ｏｆ  ｓｔｅｅｌ  ｓｕｒｆａｃｅ  ｒｏｕｇｈｎｅｓｓ  ａｎｄ  ｗａｖｉｎｅｓｓ  ｉｎ  ｒｅｌａｔｉｏｎ  ｗｉｔｈ  ｐａｉｎｔ  ａｐｐｅａｒａｎｃｅ．（Ｉｎｔ．Ｊ．Ｍａｃｈ．Ｔｏｏｌｓ  Ｍａｎｕｆａｃｔ．Ｖｏｌ．３８．Ｎｏｓ  ５−６，ＰＰ．６４７−６５６．１９９８）
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明の課題は、鋼板の微細組織を制御して、塗装後の優れた写像性を確保することができる鋼板及びその製造方法を提供することである。
【０００６】
一方、本発明の課題は、上述した内容に限定されない。本発明の課題は、本明細書の内容全般から理解されることができ、本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者であれば、本発明の追加的な課題を明確に理解するものである。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明の一実施形態は、重量％で、Ｃ：０．００１〜０．０３％、Ｓｉ：０．００１〜０．３５％、Ｍｎ：０．０５〜２．２％、Ｐ：０．００３〜０．１％、Ｓ：０．００１〜０．０２５％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．００７％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、鋼板の微細組織は、主組織がフェライト相からなり、鋼板表層部における｛００１｝＜１１０＞集合組織（Ｒ−ｃｕｂｅ  ｔｅｘｔｕｒｅ）が面積分率で５％以下である塗装後の写像性に優れた鋼板を提供する。
【０００８】
本発明の他の一実施形態は、重量％で、Ｃ：０．００１〜０．０３％、Ｓｉ：０．００１〜０．３５％、Ｍｎ：０．０５〜２．２％、Ｐ：０．００３〜０．１％、Ｓ：０．００１〜０．０２５％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．００７％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む鋼スラブを加熱する段階と、上記加熱された鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、上記熱延鋼板を巻取る段階と、上記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を製造する段階と、を含み、上記熱間圧延の際に圧延油を４００〜１０００ｃｃ／分の速度で噴射して行う、塗装後の写像性に優れた鋼板の製造方法を提供する。
【発明の効果】
【０００９】
本発明の鋼板によると、通常の塗装又は薄膜の塗装を行っても、鋼板表面の性状が良く、写像性に優れた効果を得ることができる。また、鋼板の微細組織の微細化、均一化のために加工性を向上させるとともに、加工不良によるコストを削減することができるという効果がある。
【図面の簡単な説明】
【００１０】
【図１】（ａ）及び（ｂ）はそれぞれ、本発明の実施例のうち、比較例１及び発明例１に対する塗装後の写像性を肉眼で比較した写真である。
【図２】本発明の実施例のうち、発明例及び比較例の表層部の結晶粒サイズとＲ−ｃｕｂｅ集合組織の割合の関係を示したグラフである。
【図３】本発明の実施例のうち、発明例及び比較例のＷａ分布を示したグラフである。
【図４】（ａ）及び（ｂ）はそれぞれ、本発明の実施例のうち、比較例１及び発明例１のＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）結果を示したものである。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
以下、本発明の鋼板について詳細に説明する。
【００１２】
先ず、本発明の鋼板組成について詳細に説明する。本発明の鋼板は、重量％（以下、「％」と記載する）で、Ｃ：０．００１〜０．０３％、Ｓｉ：０．００１〜０．３５％、Ｍｎ：０．０５〜２．２％、Ｐ：０．００３〜０．１％、Ｓ：０．００１〜０．０２５％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．００７％を含むことが好ましい。
【００１３】
Ｃ：０．００１〜０．０３％
上記炭素（Ｃ）の含有量が０．００１％未満の場合には、熱延板の結晶粒が粗大となって強度が低くなり、面内異方性が高くなるのに対し、０．０３％を超えると、鋼中の固溶Ｃの量が多くなって耐時効性の確保が難しくなり、固溶強化により強度は増加するものの延性が大きく低下する。したがって、上記Ｃは、０．００１〜０．０３％含まれることが好ましい。より好ましくは、０．００２〜０．０１５％に制限することが有利である。
【００１４】
Ｓｉ：０．００１〜０．３５％
上記シリコン（Ｓｉ）は、鋼中の固溶強化元素であって、強度の確保に有利であるが、その含有量が０．００１％未満の場合には、強度向上の効果がほとんどなく、Ｓｉの含有量が０．３５％を超えると、熱間圧延中の表面スケール欠陥を誘発するだけでなく、フェライト安定域が広くなり、熱間圧延の際に２相域圧延が発生することがあるため、不均一な微細組織を有するようになる。したがって、その含有量を０．００１〜０．３５％にすることが好ましい。より好ましくは、０．０１〜０．３％含まれることが好ましい。
【００１５】
Ｍｎ：０．０５〜２．２％
マンガン（Ｍｎ）は、上記Ｓｉと同様に、鋼を固溶強化させるのに効果的な元素である。かかる効果を得るためには、０．０５％以上含有されることが好ましい。０．０５％未満の場合には、強度向上の効果が小さく、高温延性が低下する。これに対し、Ｍｎの含有量が２．２％を超えると、塑性異方性が増加し、焼鈍中の表層部の酸化物が増加して、めっき特性が低下する。したがって、上記Ｍｎの含有量は、０．０５〜２．２％にすることが好ましい。より好ましくは、０．１〜０．８％含まれることが好ましい。
【００１６】
Ｓ：０．００１〜０．０２５％
上記硫黄（Ｓ）は、鋼中に存在する不純物であって、その含有量が０．０２５％を超えると、Ｍｎなどと結合して非金属介在物を形成する。その結果、鋼の切断加工の際に、微細な亀裂が発生しやすくなり、成形性にも不利である。しかし、その含有量を０．００１％未満にして鋼を製造すると、製鋼操業の際の時間が過度にかかり、生産性が低下するという問題がある。したがって、上記Ｓの含有量は、０．００１〜０．０２５％に制限することが好ましい。
【００１７】
Ａｌ：０．０１〜０．１％
上記アルミニウム（Ａｌ）は、脱酸剤として添加する成分であり、鋼中窒素と結合してＡｌＮ析出物を形成して耐時効特性が向上する。その含有量が０．０１％未満の場合には、上述の効果を十分に得ることができない。これに対し、その含有量が０．１％を超えると、ＡｌＮ析出物の形成が原因となって、連続鋳造の際のスラブに欠陥が発生しやすくなる。したがって、その含有量を０．０１〜０．１％に制限することが好ましい。
【００１８】
Ｎ：０．００１〜０．００７％
上記窒素（Ｎ）は、製鋼中不可避に添加される元素であるが、固溶強化の効果が大きく、Ｔｉ、Ａｌなどと結合して粗大な析出物を形成する。その含有量が０．００７％を超えると、固溶Ｎの増加により耐時効特性が悪化し、その含有量を０．００１％未満にして鋼を製造すると、製鋼操業の際に生産性が低下するという問題がある。したがって、本発明では、０．００１〜０．００７％に制限することが好ましい。
【００１９】
Ｐ：０．００３〜０．１％
鋼中リン（Ｐ）は、強度上昇のために添加される代表的な固溶強化元素であるが、粒界偏析による脆性を起こし、耐衝撃性を劣化させる。上述の強化効果を得るためには、少なくとも０．００３％以上含有される必要があるが、その含有量が０．１％を超えると、伸び率が急激に減少するとともに、鋼の脆性が大きく増加する。しかし、その含有量を０．００３％未満に制御すると、製造コストが過度にかかり、経済的に不利である。したがって、その含有量を０．００３〜０．１％に制限することが好ましい。
【００２０】
上記組成に加えて、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５〜０．０３％及びチタン（Ｔｉ）：０．００５〜０．１０％からなる群より選択された１種以上をさらに含むことができる。
【００２１】
上記Ｎｂは、炭素を析出し、固溶炭素による時効を防止する役割を果たす。上記Ｎｂ量が０．００５％未満の場合には、固溶炭素の量が多いため時効現象を防止することが難しく、Ｎｂ量が０．０３％を超えると、強度が高くなるため、フェライト鋼板の熱間加工性が劣化し、最終製品の強度が増加して成形に不利になる。したがって、上記Ｎｂは０．００５〜０．０３％含むことが好ましい。
【００２２】
上記Ｔｉは、非時効性の確保及び成形性の向上を目的に添加する。尚、Ｔｉは、強力な窒化物及び炭化物生成元素であって、鋼中に添加され、ＴｉＮ及びＴｉＣ析出物を析出させることで、固溶状態の窒素及び炭素を析出して非時効性を確保する。Ｔｉの添加量が０．００５％未満の場合には、ＴｉＣ析出物の析出量が少なすぎるため、上述の効果を得ることが難しくなり、Ｔｉが０．１０％を超えると、粗大なＴｉＮの形成により、ＴｉＣ析出物のサイズも増加して成形性が劣化し、結果として、めっき特性が大幅に低下する可能性がある。したがって、上記Ｔｉの含有量は、０．００５〜０．１０％であることが好ましく、０．００５〜０．０６％であることがより好ましい。
【００２３】
本発明の残りの成分は鉄（Ｆｅ）及び不可避不純物を含む。但し、通常の鉄鋼製造過程では、原料又は周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入する可能性があり、これを排除することはできない。
【００２４】
本発明の鋼板は、フェライト相を主組織とすることが好ましい。すなわち、本発明の鋼板は、フェライト相を面積分率で９５％以上を含み、フェライト単相組織であることが好ましい。
【００２５】
本発明の鋼板表層部の平均結晶粒サイズは３０μｍ以下であることが好ましい。ここで、鋼板の表層部は、鋼板表面から鋼板厚さの１／１６までを意味することが好ましい。より好ましくは、厚さの１／３２までであることが好ましい。上記鋼板表層部の平均結晶粒サイズが３０μｍを超えて粗大であると、加工の際に組織の不均一性が増大し、成形性が低下する可能性がある。また、長波長粗度（Ｗｃａ又はＷａ）が増加し、塗装後の写像性が劣化する可能性がある。一方、上記平均結晶粒サイズは、小さいほど写像性に有利であるが、平均結晶粒サイズを小さくするためには、合金成分を過度に添加したり、又は押下量を大きくする必要がある。尚、平均結晶粒サイズにより、強度及び延性が大きく変化する可能性があるため、上記結晶粒の平均は１μｍ以上であることが好ましい。
【００２６】
上記鋼板表層部における結晶粒サイズ３０μｍ以上の結晶粒の面積分率に対する結晶粒サイズ１０μｍ以下の結晶粒の面積分率の割合（結晶粒サイズ１０μｍ以下の結晶粒の面積分率／結晶粒サイズ３０μｍ以上の結晶粒の面積分率）は０．５以上であることが好ましい。鋼板表層部における結晶粒サイズ３０μｍ以上の面積分率に対する結晶粒サイズ１０μｍ以下の面積分率の割合が０．５未満の場合には、組織の不均一性により、成形性が劣化し、且つ写像性が劣化する可能性がある。
【００２７】
上記鋼板表層部における結晶粒サイズの標準偏差は、８以下であることが好ましい。上記標準偏差が８を超えると、組織の不均一性により、成形性及び写像性が劣化するおそれがある。
【００２８】
上記鋼板表層部において、縦横比（Ａｓｐｅｃｔ  Ｒａｔｉｏ、短径／長径）が０．３以下である結晶粒が占める面積分率は１５％以下であることが好ましい。上記縦横比が０．３以下である結晶粒が１５％を超えると、表層部の微細組織の不均一により、写像性が劣化する可能性がある。
【００２９】
上記鋼板表層部は、｛００１｝＜１１０＞集合組織（Ｒｏｔａｔｅｄ−Ｃｕｂｅ  ｔｅｘｔｕｒｅ）が面積分率で５．０％以下であることが好ましい。上記集合組織の面積分率を分析する方法の一例として、後方散乱電子回折（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、ＥＢＳＤ）を挙げることができる。
【００３０】
上記｛００１｝＜１１０＞集合組織（Ｒｏｔａｔｅｄ−Ｃｕｂｅ  ｔｅｘｔｕｒｅ、Ｒ−ｃｕｂｅ集合組織）は、主に冷間圧延中に形成される最も安定した集合組織であって、塑性異方性指数（ｒ）の値が集合組織のうち最も低い値を示し、エネルギー的に安定して焼鈍の際に再結晶が発生しないという特徴がある。
【００３１】
鋼板の集合組織として＜１１１＞集合組織（γ−ｆｉｂｅｒ  ｔｅｘｔｕｒｅ、γ−ファイバー組織、圧延方向の垂直方向が＜１１１＞面に平行な結晶粒）を形成することによって、塑性異方性指数値を増加させて絞り成形に優れるようにする。尚、写像性の場合には、鋼板表層部におけるＲ−ｃｕｂｅ集合組織の存在が重要である。したがって、本発明では、表層部におけるＲ−ｃｕｂｅ集合組織が面積分率で５．０％を超えると、圧延、通板、張力などにより、鋼板表面にＲ−ｃｕｂｅのクラスタ（ｃｌｕｓｔｅｒ）が現れ、表面テクスチャ（ｔｅｘｔｕｒｅ）の屈曲が肉眼で認識されて、写像性が劣化するようになる。
【００３２】
本発明の表層部における｛００１｝＜１１０＞集合組織の平均結晶粒サイズは、鋼板全体の平均結晶粒サイズよりは小さいことが好ましい。より好ましくは２０μｍ以下である。｛００１｝＜１１０＞集合組織の平均結晶粒サイズが鋼板全体の平均結晶粒サイズよりも大きくなると、表面凹凸が発生し、写像性が劣化する可能性がある。
【００３３】
本発明の鋼板は、長波長粗度（Ｗａ）が０．５μｍ以下であることが好ましい。尚、０．４５μｍ以下であることがより好ましい。
【００３４】
一方、本発明の鋼板は、めっき層を含むめっき鋼板であることができる。上記めっき鋼板の種類は限定せず、Ａｌ系めっき鋼板、Ｚｎ系めっき（ＧＩ、ＧＡ）鋼板、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっき鋼板であることができ、方法の側面でも、ＥＧめっきや溶融めっきなどが適用されることができる。
【００３５】
以下、本発明の鋼板を製造する方法に関する一例について詳細に説明する。本発明の鋼板を製造するためには、上記鋼の合金組成を満たす鋼スラブを加熱し、加熱された鋼スラブを熱間圧延して製造することができる。さらに、上記熱間圧延された鋼板を冷間圧延することができる。上記各工程について詳細に説明する。
【００３６】
上述した鋼の合金組成を満たす鋼スラブを準備し、これを加熱する。上記鋼スラブの加熱は、本発明が属する技術分野において通常行われる方法による。好ましい一例として、上記加熱は、鋼スラブ組織の均一化のために、１１００〜１３００℃の雰囲気で１００〜３００分間行うことが好ましい。上記加熱温度が１１００℃未満になると、十分な組織均一化が行われず、粗大な炭化物及び窒化物などが再固溶されないため、鋼の成形性に不利である。これに対し、１３００℃を超えると、結晶粒成長による不均一な微細組織が形成される。上記加熱時間が１００分未満の場合には、スラブ深層部まで均一な温度で加熱されず、３００分を超えると、過度な結晶粒成長が発生する可能性があるため、経済的に好ましくない。
【００３７】
上記加熱された鋼スラブを熱間圧延する。
上記熱間圧延は、８５０〜１１５０℃の温度範囲で行うことが好ましい。上記圧延温度が１１５０℃よりも高い温度で熱間圧延を開始すると、熱延鋼板の温度が高くなり、結晶粒サイズが粗大となり、熱延鋼板の表面品質が劣化するようになる。これに対し、８５０℃よりも低い温度で熱間圧延を終了すると、過度な再結晶の遅延によって延伸された結晶粒が発達し、異方性が激しくなって成形性が悪くなり、表層部が２相域（フェライト＋オーステナイト）圧延になって不均一な微細組織が発達するようになる。
【００３８】
上記熱間圧延の際に、鋼表面に圧延油を４００〜１０００ｃｃ／分で噴射して油圧延を行うことが好ましい。上記油圧延を行うことにより、圧延ロールの表面に油膜が形成され、圧延荷重の低下及び摩擦係数の減少によって鋼板の表面品質が向上し、表層部のせん断変形量が減少し、表層部から深層部まで均一な微細組織を形成させるのに有利である。上記圧延油噴射量が４００ｃｃ／分未満で油圧延されると、上述の効果を期待することが難しく、１０００ｃｃ／分を超えると、圧延中のスリップ現象が原因となって表面に欠陥が発生し、通板性が劣化するため、経済的にも不利である。
【００３９】
通常、熱間圧延温度が下がるほど、結晶粒が微細化し、均一な微細組織を有するようになる。しかし、温度がさらに下がると、圧延ロールと熱間圧延板材の摩擦が増加し、表層部におけるせん断変形が増加して厚さ方向に均一な組織を有することができなくなる。また、圧延温度が相変態温度以下に下がると、２相域圧延になって表層部の微細組織は、さらに不均一になる。したがって、適正な油圧延を行うと、圧延温度が下がっても、表層部におけるせん断変形が緩和され、表層部の相変態温度も下がるようになる。結果として、上記のように油圧延を行うと、せん断変形が発生する温度範囲が狭くなり、適正圧延温度で組織が微細であり、且つ均一な状態で形成されるようになる。
【００４０】
次に、上記圧延された鋼板を冷却する。上記冷却は、熱間圧延された鋼板を５００〜７５０℃の温度まで平均冷却速度１０〜１００℃／秒で冷却することが好ましい。続いて、上記５００〜７５０℃まで冷却した後、巻取りを行う。好ましくは６００〜７００℃の温度まで冷却してから巻取る。上記冷却を５００℃未満まで冷却してから巻取ると、鋼中の低温フェライト相が不要に形成され、熱延鋼板の強度が上昇して冷間圧延の際に圧延負荷が増加し、通板性が劣化する。これに対し、７５０℃を超えて冷却されて巻取られると、フェライト結晶粒が形成され、不均一な微細組織を有するようになるため、好ましくない。尚、上記冷却の際における平均速度が１０℃／秒未満の場合には、基地組織の結晶粒が粗大となり、微細組織が不均一になる。これに対し、平均冷却速度が１００℃／秒を超えると、低温フェライト相が形成されやすくなり、圧延板の形状が劣化する。
【００４１】
上記巻取られた鋼板は、本発明の技術分野において通常行われる方法で常温まで冷却される。一例として、空冷又は水冷を介して０．００１〜１００℃／秒の冷却速度で冷却する。冷却速度が０．００１℃／秒未満の場合には、遅い冷却速度が原因となって結晶粒成長が発生し、製造の際に生産性を低下させる。これに対し、１００℃／秒を超えると、コイル全体の均一な冷却が難しくなり、コイルの位置ごとに不均一な微細組織が形成される可能性がある。
【００４２】
上記熱間圧延された鋼板を冷間圧延することができる。上記冷間圧延は、熱延鋼板を酸洗処理して表面に付着したスケールを除去した後、６０〜９０％の圧下率で行うことが好ましい。上記圧下率が６０％未満の場合には、焼鈍中の再結晶が形成されるのに十分な変形エネルギーを得ることができず、不均一な微細組織を有するようになり、成形性も劣化する。冷間圧下率の上限は、制限する必要がないが、９０％を超えると、冷間圧延の際に圧延板の形状の品質が劣化するため、９０％以下とすることが好ましい。
上記冷間圧延後、７００〜９００℃の温度で焼鈍熱処理を行うことができる。
【００４３】
一方、上記冷間圧延後にめっきを行うことで、めっき鋼板を製造することができる。上記めっきの種類は、特に限定されるものではなく、本発明が属する技術分野において用いられることができるめっきを適用することができる。Ａｌ系めっきや、溶融亜鉛（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛（ＧＡ）のようなＺｎ系めっき、及びＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっきが適用されることができ、方法的には、電気めっき、溶融めっき、及び真空蒸着などが適用されることができる。好ましい一例として、溶融めっきを用いた亜鉛めっき鋼板が適用されることができる。焼鈍を経た鋼板は、Ｚｎめっき浴に浸漬して通過させた後、５〜５０℃／秒で冷却する。その後、調質圧延を介して、粗度、形状矯正、降伏点延伸の改善を図ることができる。
【実施例】
【００４４】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、下記実施例は、本発明を例示して、より詳細に説明するためのものにすぎず、本発明の権利範囲を限定するためのものではない点に留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項と、それから合理的に類推される事項によって決定されるものであるからである。
【００４５】
（実施例）
下記表１の組成を有する鋼スラブを製造し、下記表２の工程条件で冷延鋼板を製造した。このように製造された冷延鋼板に対して分析した結果を下記表３に示した。上記表１の組成の単位は重量％であり、残りはＦｅ及び不可避不純物を含む。下記表２の工程で製造された熱延鋼板のサイズは、厚さ３．２ｍｍ、長さ及び幅１２００ｍｍであり、圧延速度は７００〜８００ｍｐｍの条件で一定に製造した。
【００４６】
【表１】
0006940691.tif 000002
【００４７】
上記表１において、鋼種２のＮｂ、鋼種３のＮｂ、及びＴｉは、特に管理されたものではなく、不可避に含まれる微量を示したものである。  
【００４８】
【表２】
0006940691.tif 000003
【００４９】
上記表２のように製造された発明例及び比較例について、各試験片の表層部における集合組織は、その中でも、Ｒ−ｃｕｂｅ集合組織に対して後方散乱電子回折（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、ＥＢＳＤ）で、｛００１｝＜１１０＞集合組織（Ｒｏｔａｔｅｄ−ｃｕｂｅ  ｔｅｘｔｕｒｅ、Ｒ−ｃｕｂｅ集合組織）の面積分率を計算した。
【００５０】
また、表層部の平均結晶粒サイズ、結晶粒サイズ３０μｍ以上の結晶粒の面積分率に対する結晶粒サイズ１０μｍ以下の結晶粒の面積分率の割合（結晶粒サイズ１０μｍ以下の結晶粒の面積分率／結晶粒サイズ３０μｍ以上の結晶粒の面積分率）についても計算した。また、鋼板表層部における結晶粒の縦横比（Ａｓｐｅｃｔ  Ｒａｔｉｏ、短径／長径）が０．３０以下である結晶粒が占める面積分率も計算した。
【００５１】
また、それぞれの試験片に対する加工（約５％程度の２軸引張加工）後の表面Ｗａ値に対しても測定し、その結果を導出した。
【００５２】
上記導出された結果を下記表３に示した。
【００５３】
【表３】
0006940691.tif 000004
【００５４】
一方、図１の（ａ）及び（ｂ）はそれぞれ、上記比較例１及び発明例１の冷延鋼板の塗装前に約５％程度の２軸引張加工をした後に、塗装を行った後、表面の肉眼比較のために、グリッド及び光源を用いて鮮明度を比較した結果である。図１の結果から、発明例１は、比較例１に比べて鮮明度がはっきりしていることが分かる。図２は本発明の実施例のうち発明例及び比較例の表層部の結晶粒サイズとＲ−ｃｕｂｅ集合組織の分率の関係を示したグラフである。発明例はすべて、表層部に均一な結晶を確保し、Ｒ−ｃｕｂｅ集合組織も本発明の範囲を満たすことが確認できる。
【００５５】
図３は、上記発明例及び比較例の冷延鋼板に対してＷａ平均とその偏差を示したグラフである。上記Ｗａの測定は、２軸引張状態で約５％の加工後に、表面の中波長粗度計を用いて測定した。図３に示すように、比較例に比べて、発明例はＷａ値が低く、写像性に優れることが確認できる。
【００５６】
一方、図４の（ａ）及び（ｂ）はそれぞれ、比較例１及び発明例１のＥＢＳＤ分析を介して、表層部のＲ−ｃｕｂｅ集合組織の面積分率を計算したものである。比較例１の場合には６．１％であるのに対し、発明例１の場合には４．５％含むことが確認できる。
【００５７】
上記表３及び図面の結果から、本発明の条件を満たす場合には、優れた写像性を確保することができることが分かる。
【図１（ａ）】
0006940691.tif 000005
【図１（ｂ）】
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【図２】
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【図３】
0006940691.tif 000008
【図４】
0006940691.tif 000009