JP2008214700A - 高強度冷間圧延鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板ならびにそれらの製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】自動車用外板パネルに要求される表面外観に優れ、圧延方向に対して４５°方向のｒ値の極めて高い、優れたプレス成形性を備えた引張強度３４０ＭＰａ以上の高強度冷間圧延鋼板および高強度めっき鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．０２５％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００６％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％未満、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％およびＮｂ：０．０２０〜０．２００を含有するとともにＮｂとＴｉとの含有量の質量比（Ｎｂ／Ｔｉ）が２以上であり、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、圧延方向に対して４５°方向のｒ値（ｒ_４５）が１．８０以上および／または平均ｒ値（ｒ_ｍ）が１．６０以上、かつ引張強度が３４０ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度冷間圧延鋼板。
【選択図】図１

Description

本願発明は、サイドパネル等の自動車外板パネルに適した、圧延方向に対して４５°方向におけるｒ値が１．８０以上および／または平均ｒ値が１．６０以上のプレス成形性に優れた、引張強度３４０ＭＰａ以上の高強度冷間圧延鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板ならびにその製造方法に関する。

自動車の衝突安全性、軽量化のニーズを受けて、車体骨格部材のみならず、サイドパネル、フード、ドア、フェンダー等の自動車外板パネルに適用される薄鋼板においても高強度化が進んでいる。これらの鋼板では、表面外観品質のみならず、優れたプレス成形性、特に、絞り成形性が求められている。絞り成形性は、従来から、ＪＩＳ Ｚ ２２５４に記載の塑性歪み比であるランクフォード値（ｒ値）と極めて良好な相関があり、この値を絞り成形性の指標として採用し、かつ、材料設計の指標として広く使用されてきた。このｒ値が高いほど絞り成形性が良好であることが分かっている。

また、本願発明者らの検討によると、サイドパネル、フード、ドア、フェンダー等の自動車外板パネル等の用途に供するブランク材は、自動車部品のなかでも最大クラスのサイズであり、広幅コイルのまま、ほぼ長方形にブランクカットしたものをプレスに供するため、例えば、サイドパネルでは、開口部の４隅のコーナーの成型が厳しい部分が圧延方向に対し４５°方向に位置することになり、素材である鋼板の圧延方向に対し４５°方向のｒ値（以下「ｒ_４５」とも記す。）が低いとしわや割れが発生し易くなってしまう。したがって、このｒ_４５を高めることが重要である。

これら課題に対応する高いｒ値を得る方法として、Ｃ含有量を３０ｐｐｍ程度以下の極低炭素鋼をベースとして、Ｔｉや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鋼として軟鋼を主体に広く用いられてきた。さらに、高いｒ値を備えるとともに高い強度を備える鋼板として、ＩＦ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板が開発されている。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。このため、特許文献１には、固溶強化元素を削減する目的でＮｂＣやＴｉＣで析出強化する技術が開示されている。また、特許文献２では、Ｃ：０．００４０〜０．０１％を含有する鋼板にＮｂを適正に添加することにより、ＮｂＣの微細析出物を生成させて組織の細粒化を図り、表面性状、機械特性を向上させる鋼板が開示されている。

しかし、Ｎｂ、Ｔｉ添加により、ＮｂＣ、ＴｉＣまたはそれらが複合した（Ｎｂ、Ｔｉ）（Ｃ、Ｎ）の微細な析出物が密に生成する。このため、熱間圧延の条件によっては、再結晶時の結晶粒界の移動を妨げるピンニング効果により粒成長性が悪くなる場合があり、ｒ値の低下が懸念される。また、Ｔｉを主に添加した高張力冷間圧延鋼板では、ｒ_４５を上昇させることが困難であり、自動車外板パネル用途ではプレス割れやシワが発生する場合が多く、プレス不良の増加を招く。さらに、特許文献２のように、Ｎｂを主に添加した高張力冷間圧延鋼板では、ＮｂＣがＴｉＣよりも微細に析出するため、高温焼鈍が必須となる。これを避けるには析出物を粗大にする必要があり、一般的には熱間圧延時に高温巻取りとする対策がなされているが十分ではない。

すなわち、ｒ_４５を向上させるためには、析出物の存在形態およびＮｂとＴｉの含有量比の最適化が課題となる。
ここで、特許文献３には、強度の低い軟鋼をベースとした冷間圧延鋼板でｒ値の面内異方性を改善させるために、Ａｌ含有量を低減し、ＭｇおよびＴｉを添加し、鋼中に含有する０．１μｍ以下のＭｇとＴｉの非常に微細な酸化物を密に分散させるようサイズ、面密度を制御した鋼板が開示されている。しかしながら、これは、Ｍｇの作用によって酸化物を微細化した技術であって、ｒ値に大きく影響するＮｂやＴｉ等の炭窒化物形成元素の析出を制御したわけではない。また、反応性の極めて高いＭｇを溶製時の溶鋼中に添加してその酸化物を均一に分散させることは非常に困難であり操業面で課題がある。

また、特許文献４には、Ａｌ含有量を低減し、Ｔｉを含有させた極低炭素鋼の薄鋼板、およびその製造方法が開示されている。この製造方法は、微細でかつ、部分的に固い晶出相がなく、介在物全体が変形・破砕しやすい組成に介在物をコントロールしている。その結果、介在物欠陥が減少し、さらに鋼中のｓｏｌ．Ａｌ含有量が低減されるので、再結晶温度が低く、高いプレス成形性を有する鋼板を得ることができるとされている。しかし、介在物性欠陥に起因する表面性状または成形性への影響には触れられているも、特に絞り成形性の最も重要な指標であるｒ値の改善に関する記述はない。

以上はプレス成形性に関する課題であるが、一方、Ｔｉ添加鋼では、合金化溶融亜鉛めっきをした場合、すじ模様状のめっき表面外観を呈する欠陥を生じる場合がある。これは次のようなメカニズムで発生すると考えられる。

鋳造されたスラブ内にはＴｉ系析出物（ＴｉＣ、Ｔｉ_４Ｃ_２Ｓ_２）が微細に分散析出しており、熱間圧延の前段階としてスラブを再加熱すると、Ｔｉ系析出物が微細なものから固溶し、また固溶しきれない温度では互いの距離が近い場合には拡散により粗大化する。ここで加熱ムラが存在すると、場所によっては固溶しないものや、粗大化しないものも存在する。

このような析出物サイズに分布ムラを持った状態で熱間圧延、冷間圧延および焼鈍を施すと、結晶粒界の移動を妨げるピンニング効果により再結晶挙動が場所によって異なり、結果的に結晶粒サイズが場所によって異なってくる。溶融亜鉛めっきの合金化速度は結晶粒界の密度により差を生ずるため、上記の結晶粒サイズのばらつきに対応して合金化挙動にも差が生じ、合金化溶融亜鉛めっきの表面に凹凸差が発生する。熱間圧延、冷間圧延工程において、この析出物サイズに分布ムラを持った状態が圧延方向に延伸されるため、前記凹凸差はめっき外観として圧延方向に筋状に凹凸を有するように観察されることとなり、表面外観が劣化する。これは製品の塗装工程を経た状態でも観察される場合があり、ユーザーの目にとまりやすい自動車外板パネル用途においては大きな課題であった。これを抑制するためには熱間圧延工程での析出物のサイズのムラをなくすことが重要で、できるだけ析出物の固溶ばらつきなどの影響を少なくするため、微細な析出物を少なくし、粗大化しておく必要がある。
特開平１０−４６２８９号公報 特開２０００−３０３１４５号公報 特開平１１−３２３４７６号公報 特開平１０−２２６８４３号公報

本願発明は、上述したように、優れたプレス成形性を有する高強度冷間圧延鋼板や高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られていない現状に鑑みてなされたものである。特に、サイドパネル、フード、ドア、フェンダー等の自動車用外板パネルに要求される表面外観に優れ、圧延方向に対して４５°方向のｒ値（ｒ_４５）の極めて高い、優れたプレス成形性を備えた引張強度３４０ＭＰａ以上の高強度冷間圧延鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板ならびにその製造方法を提供することを目的とする。

本願発明者らは、ＮｂとＴｉを添加した場合にも炭窒化物を粗大化することを可能にする方法を確立するため、析出物の析出形態、特に酸化物と炭窒化物の関係を詳細に調査し、これに及ぼす化学組成の影響を調査し、検討した。

以下、本願発明の基礎となる試験結果を説明する。実験室レベルで４４０ＭＰａ級の引張強度を有する成分系で、Ａｌ脱酸とＴｉ脱酸にて鋼を溶製し（化学組成はｓｏｌ．Ａｌ量のみ変化）、ラボ熱間圧延、冷間圧延、焼鈍を行い、機械特性ならびに酸化物と炭窒化物の存在形態を評価した。

その結果、図１に示すように、Ａｌを低減しＴｉ脱酸を実施した鋼において、従来のアルミキルド鋼に比し、さらに高い成形性、特に高ｒ値が得られるという新たな知見が得られた。

この知見を詳細に調査した結果、次のようなことも明らかになった。
まず、Ａｌを添加して脱酸するアルミキルド鋼が従来から一般的であるが、添加されたＡｌに由来して生成するクラスター状のＡｌ_２Ｏ_３系介在物は（Ｎｂ、Ｔｉ）（Ｃ、Ｎ）の析出状態に影響しない。これに対して、低Ａｌ濃度の状態でＴｉ脱酸を行うと、Ａｌ_２Ｏ_３系介在物の生成が抑制されてＴｉＯｘ系介在物が優先的に生成し、さらに、このＴｉＯｘ系介在物を生成核として（Ｎｂ、Ｔｉ）（Ｃ、Ｎ）が複合析出すると推定される。その結果、微細な析出物の形態を有する（Ｎｂ、Ｔｉ）（Ｃ、Ｎ）の生成が抑制され、従来のアルミキルド鋼に比し有効にｒ値が向上し、特にｒ_４５が向上することが推定された。

さらに詳細に検討を進めると、製品での板厚断面において長径が１μｍ以上のＴｉＯｘの平均数密度が３０個／ｍｍ^２以上の場合に、より高いｒ値が得られることも判明した。
ここで、「ＴｉＯｘ」とは、ＴｉＯ_２、Ｔｉ_２Ｏ_３およびＴｉ_３Ｏ_５の総称であって、ＴｉＯｘの表記はそれぞれの酸化物の総和を意味する。なお、これらを核として複合析出したＴｉ、Ｎｂの炭窒化物およびＭｎ酸化物は除く。その生成量を計測するに当たっては、簡易的には、エネルギー分散型Ｘ線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）等でＴｉ濃度を求め、ＴｉＯ_２に換算して８０質量％以上のものを対象とする。ＴｉＯ_２に換算したＴｉＯｘ濃度が８０質量％未満では、高温で軟質、言い換えれば結晶相を含まない非晶質な相が生成し、炭窒化物の生成サイトとして有効に機能しないからである。炭窒化物は、ＴｉＯｘの表面、すなわち母相と介在物の間に異質核生成して存在する形態となる。ＴｉＯｘには、通常、不可避的不純物として、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃａ、Ｓｉ等が含有される。

上記の好適な介在物分布状態は、ｓｏｌ．Ｔｉ（酸可溶性のＴｉ量）：０．００４％以上とすることによって確実に実現することができ、その結果ｒ値が向上する。図１における□印のデータは、長径が１μｍ以上のＴｉＯｘの平均数密度が３０個／ｍｍ^２以上でｓｏｌ．Ｔｉ：０．００４％以上の場合の結果であり、ｓｏｌ．Ｔｉ：０．００４％未満の結果（●印）よりも高ｒ値となっている。

加えて、ＮｂとＴｉの含有量比を詳細に検討した結果、Ｎｂ／Ｔｉ≧２とすることでｒ_４５をさらに向上でき、平均ｒ値が高くなることが判明した。この理由は明らかではないが、ＴｉＯｘに複合析出させる炭窒化物としてはＴｉ（Ｃ、Ｎ）よりもＮｂ（Ｃ、Ｎ）の方がｒ_４５の向上に有効に寄与すると推定される。なお、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）による熱間圧延鋼板の細粒化の効果によってもｒ_４５が向上するとも推定される。

さらに、上述のように、微小な析出物生成を抑制し、析出物を粗大化させたことで、スラブ再加熱時等に発生する析出物のサイズムラを小さくすることができ、再結晶化挙動ひいては溶融亜鉛めっき後の合金化挙動が均一化し、すじ状欠陥が低減可能となり表面外観を改善することが可能であることも判明した。

以上の知見に基づいて完成された本願発明は次のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．０２５％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００６％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％未満、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％およびＮｂ：０．０２０〜０．２００を含有するとともにＮｂとＴｉとの含有量の質量比（Ｎｂ／Ｔｉ）が２以上であり、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、圧延方向に対して４５°方向のｒ値（ｒ_４５）が１．８０以上および／または平均ｒ値（ｒ_ｍ）が１．６０以上、かつ引張強度が３４０ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度冷間圧延鋼板。

（２）前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．００２０％を含有することを特徴とする（１）に記載の高強度冷間圧延鋼板。

（３）前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：１％以下、Ｗ：１％以下、Ｃｕ：１％以下およびＮｉ：１％以下の群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の高強度冷間圧延鋼板。

（４）板厚断面において長径が１μｍ以上のＴｉＯｘの平均数密度が３０個／ｍｍ^２以上であり、ｓｏｌ．Ｔｉ：０．００４％以上であることを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載の高強度冷間圧延鋼板。

（５）質量％で、Ｓｉ：０．１％以下、Ｐ：０．１０％以下である化学組成を有する（１）〜（４）のいずれかに記載の高強度冷間圧延鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備えることを特徴とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。

（６）（１）〜（３）のいずれかに記載の化学組成を有する鋼塊または鋼片を１１００〜１２７０℃として熱間圧延を施し、Ａｒ_３〜１０００℃で熱間圧延を完了して４００〜７００℃で鋼帯に巻き取り、酸洗を行った後に圧下率５０％以上で冷間圧延を施し、次いで再結晶焼鈍することを特徴とする高強度冷間圧延鋼板の製造方法。

（７）質量％で、Ｓｉ：０．１％以下、Ｐ：０．１０％以下である化学組成を有する（６）に記載の製造方法により得られた高強度冷間圧延鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

本願発明によると、サイドパネル、ドア、フェンダーなどの自動車外板パネル用途に好適な、ｒ値、特にｒ_４５の高いプレス成形性に優れた高強度冷間圧延鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができ、産業上、極めて有益である。

この高強度冷間圧延鋼板は、加工用冷間圧延鋼板としてのみならず、加工用表面処理鋼板の原板としても適用できる。その表面処理としては、溶融亜鉛めっきや溶融Ａｌ系めっきなどの溶融金属めっきや、電気めっき、すずめっき等がある。

１．高強度冷間圧延鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板について
（１）鋼組成
ア）Ｃ：０．０００５〜０．０２５％
Ｃは、Ｎｂ、Ｔｉ等の炭化物形成元素と結合し、ＴｉＣ、ＮｂＣまたはその複合析出物である（Ｎｂ、Ｔｉ）（Ｃ、Ｎ）などの微細炭窒化物を形成する。Ｃ含有量を適正化することは、炭窒化物を適当な体積率で析出させつつ成形性を高めるために必須である。炭窒化物を生成することで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添加を必要とせずに高強度化できる。さらには、再結晶焼鈍時の固溶Ｃ、Ｎを低減できるため、製品のｒ値を向上させる効果がある。

Ｃ含有量が０．０００５％未満では溶鋼を脱炭するコストが非常に嵩む上、耐二次加工脆性が劣化する場合がある。さらには、十分な引張強度が得られない場合がある。一方、Ｃ含有量が０．０２５％を超えると耐力が上昇し伸びが低下して、成形性、特にｒ値が低下する。したがって、Ｃ含有量を０．０００５〜０．０２５％とする。さらなる成形性、特にｒ値確保の観点からは、Ｃ含有量を０．０１％以下とすることが好ましい。

イ）Ｓｉ：０．２％以下
Ｓｉは、不純物として含有される元素であるが、安価な固溶強化元素でもあるので、強度向上を目的として含有させることができる。しかしながら、Ｓｉは脱酸作用を有し、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が低い場合にはその影響が大きくなり、Ｓｉ含有量が０．２％を超えると、この脱酸作用によってＴｉＯｘの生成が阻害される。したがって、Ｓｉ含有量を０．２％以下とする。なお、冷間圧延鋼板の表面に溶融金属めっきを施す場合には、Ｓｉ含有量が０．１％を超えるとめっき品質に悪影響を及ぼす。このため、冷間圧延鋼板の表面に溶融金属めっきを施す場合には、Ｓｉ含有量を０．１％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。

ウ）Ｍｎ：０．３〜２．５％
Ｍｎは、固溶強化により鋼板を高強度化する作用を有する。Ｍｎ含有量が０．３％未満では、目的とする高強度化が図れない場合がある。一方、Ｍｎ含有量が２．５％超では耐力が上昇し伸びが劣化し、加工時にしわや割れが生じやすくなる。このためＭｎ含有量を０．３〜２．５％とする。成形性をさらに良好にするためには、Ｍｎ含有量を２．０％以下とすることが好ましい。

エ）Ｐ：０．１５％以下
Ｐは、不純物として含有される元素であるが、ｒ値の低下を抑えながら固溶強化によって鋼板を高強度化することができる有用な元素であり、強度向上を目的として含有させることができる。しかしながら、Ｐ含有量が０．１５％を超えると耐力が上昇して伸びが低下するため成形性が劣化する。このため、Ｐ含有量を０．１５％以下とする。なお、冷間圧延鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっきを施す場合には、Ｐ含有量が０．１０％を超えると、合金化処理性が低下してめっき密着性が低下したり、めっき表面にＰ偏析に起因するすじ模様が現れたりすることがある。このため、冷間圧延鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっきを施す場合にはＰ含有量を０．１０％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは０．０６％以下である。Ｐ含有量の下限については、目的とする高強度化が図れない場合があるため０．０３％以上とすることが好ましい。

オ）Ｓ：０．０２％以下
Ｓは、不純物として鋼板中に存在するが、その含有量が多いとスケール疵が生じやすくなり表面外観を著しく劣化させる場合がある。このため、その含有量を０．０２％以下とする。好ましくは０．０１％以下である。

カ）Ｎ：０．００６％以下
Ｎは、不純物として鋼板中に存在するが、過剰に含有すると耐力が上昇して面歪みが生じやすくなったりＦｅ中に固溶してストレッチャーストレインなどの表面欠陥を発生させる原因となったりする。このため、Ｎ含有量を０．００６％以下とする。好ましくは０．００３％以下である。

キ）ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％未満
通常、Ａｌは脱酸のため添加されるが、本願発明においてはＴｉによる脱酸を主として行うため、その含有量は多く必要としない。むしろｓｏｌ．Ａｌ含有量が過剰であると、本願発明にとって重要なＴｉＯｘ介在物が低減し、（Ｎｂ、Ｔｉ）（Ｃ、Ｎ）の析出状態に影響しないＡｌ_２Ｏ_３系介在物が増えてしまう。このため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００５％未満とする。成形性の観点からは、０．００３％以下とするとＴｉＯｘ酸化物が効果的に生成するので、さらに好ましい。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は低い方がｒ値は向上するので下限は特に規定する必要はないが、不純物として不可避的に微量が含有されることから、経済的効率の観点からｓｏｌ．Ａｌ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。後述するようにｓｏｌ．Ｔｉをより確実に０．００４％以上とする観点からは、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を０．０００５％以上とすることがさらに好ましい。

ク）Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
Ｔｉは、鋼を脱酸するとともに、高ｒ値を有する鋼板を得るために必要なＴｉＯｘ介在物を適正量生成させる機能を有する重要な元素である。また、一部はＴｉＮとして析出させることにより、Ｎによるストレッチャーストレインや耐力の上昇を抑制して加工時の面歪みを生じ難くする。そのため、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とする。

しかしながら、０．０５％を超えてＴｉを含有させると、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）の析出量が増加して伸びを劣化させて加工時に面歪みや割れが生じやすくなる。また、冷間圧延鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施す場合にはめっき表面にすじ模様を呈しやすくなる。このためＴｉ含有量を０．０５％以下とする。なお、Ｔｉは比較的高価な添加元素であるから、添加量を抑えて製造コストを抑制しつつ加工性の向上と溶融亜鉛めっきの表面不良抑制とを実現する観点からは、Ｔｉ含有量を０．０２５％以下とすることが好ましい。

ケ）Ｎｂ：０．０２０〜０．２００％
Ｎｂは、Ｔｉと同様にＣと結合してＮｂＣの析出物を生成して機械的特性を向上させる。また、本願発明が目的とするｒ_４５の向上を実現するために必須である。ＮｂはＮｂ（Ｃ，Ｎ）となってＴｉＯｘに複合析出してｒ_４５の向上に寄与する。このため、Ｎｂ含有量を０．０２０％以上とする。成形性および強度の確保の観点からは、０．０４０％以上とすることが好ましい。Ｎｂ含有量が０．０２０％未満であると、ＮｂＣの析出量が不足して固溶Ｃを固定できず、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なったり、引張強度を安定的に確保することが困難になったりする場合がある。一方、Ｎｂ含有量が０．２００％超であると、Ｃに比してＮｂが過剰となるために、耐力が上昇し伸びが低下して加工時にしわが生じやすくなる。したがって、Ｎｂ含有量は０．２００％以下とする。

コ）Ｎｂ／Ｔｉ≧２
本願発明では、ＴｉとＮｂの複合添加が必須となるが、目的とするｒ_４５をさらに上昇させるためには、ＮｂとＴｉとの含有量にも適正なバランスが存在し、ＮｂとＴｉとの含有量の比（Ｎｂ／Ｔｉ）を２以上とする。Ｎｂ／Ｔｉが２未満ではＮｂ（Ｃ，Ｎ）がＴｉＯｘに複合析出し難くなったり、熱間圧延鋼板の細粒化効果が小さくなったりするため、ｒ_４５を高めることは困難である。一方、上限は特に限定しないが、Ｎｂ／Ｔｉが過剰に高いと、再結晶温度が上昇し、高温で焼鈍する必要が生じるため、２０以下とすることが好ましい。

サ）Ｂ：０．０００１〜０．００２０％
Ｂは二次加工脆化を防止する作用を有するので含有させることが好ましい。Ｂ含有量が０．０００１％未満ではこの効果が小さく、０．００２０％を超えるとｒ値が顕著に低下する。このため、Ｂ含有量は０．０００１〜０．００２０％とする。好ましくは０．０００３〜０．００１０％である。

シ）Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：１％以下、Ｗ：１％以下、Ｃｕ：１％以下およびＮｉ：１％以下から選ばれる１種または２種以上
これらの元素は強度確保のためＦｅの一部に代えて含有させても良い。各元素の含有量がそれぞれ１％を超えると強度向上の効果が飽和して経済的に非効率となるため各元素の含有量を１％以下とする。好ましくは各元素とも０．５％以下である。なお、強度確保のために含有させる場合には各々の元素の含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。

ス）ｓｏｌ．Ｔｉ：０．００４％以上
特にｒ_４５および平均ｒ値をさらに上昇させる観点から、ｓｏｌ．Ｔｉ：０．００４％以上とした場合にＴｉＯｘ介在物の生成を促進でき、高いｒ値が得られる。上限は特に限定しないが、冷間圧延鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施す場合にはめっき表面にすじ模様を呈する場合があるので０．０２％以下とすることが好ましい。

（２）介在物
製品の板厚断面において長径が１μｍ以上のＴｉＯｘの平均数密度が３０個／ｍｍ^２以上であることが好適である。その形状は特に限定されないが、特に球状または角の取れた塊状が好適な形状で、そのサイズは観察断面における長径が１μｍ以上である介在物が対象である。組成はＴｉＯ_２、Ｔｉ_２Ｏ_３、およびＴｉ_３Ｏ_５の一種以上を有するＴｉ酸化物が主体であって、Ｔｉ，Ｎｂの炭窒化物およびＭｎ酸化物が複合している場合があり、そのような複合介在物が多い場合に高いｒ値を有する鋼板が得られる。平均数密度が３０個／ｍｍ^２未満では、Ｎｂ、Ｔｉの炭窒化物が複合析出するサイトとして不十分な数密度であり鋼板での高ｒ値化に与える影響が小さくなる。上限は高ｒ値化の観点では特に設定する必要はないが、冷間圧延鋼板の表面性状の観点からは５００個／ｍｍ^２以下としておくことが好ましい。

２．製造方法
本願発明に係る高強度冷間圧延鋼板・高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造するための好適な製造方法を以下に説明する。

（１）製鋼工程
製鋼でのプロセス面での方法について説明する。本願発明では、Ａｌを低減してＴｉを主体とした脱酸処理を行うことがポイントである。

まず、本願発明の方法においては、連続鋳造を行う前の溶鋼を脱酸する前に、減圧下で脱炭処理することが好ましい。量産プロセスの製造法の好ましい一例は、通常の酸素吹き転炉を用いて溶鋼を吹錬した後、炉外精錬プロセスにて減圧下で脱炭処理することである。このような処理を行うことで、溶鋼が減圧下で効果的に脱炭処理される。

上記の脱炭処理に引き続いて、得られた未脱酸溶鋼にＴｉまたはＴｉ合金（以下、単に「Ｔｉ」と記す）を添加し、溶鋼中の溶存酸素によってＴｉＯｘを形成する。なお、脱酸によって消費されるＴｉ量を抑制すべく、Ｔｉ添加に先立ってＭｎもしくはＭｎ合金（以下、単に「Ｍｎ」と記す）、ＳｉもしくはＳｉ合金（以下、単に「Ｓｉ」と記す）および／または少量のＡｌもしくはＡｌ合金（以下、単に「Ａｌ」と記す）を添加して溶鋼をある程度脱酸しておいてもよい。また、Ａｌ含有量を抑制する観点からは、Ａｌ添加は行わず、Ｍｎ、Ｓｉを未脱酸溶鋼中に添加するのが好ましい。

以上の溶製手法により、Ｔｉの酸化物系介在物であるＴｉＯｘが、１μｍ以上の平均数密度が３０個／ｍｍ^２以上の密度で、球状または角の取れた塊状の形状として得られやすい。

（２）熱間圧延工程
ア）熱間圧延開始温度：１１００〜１２７０℃
上記１の（１）にて説明した鋼組成を備える鋼塊または鋼片を１１００〜１２７０℃とした後に熱間圧延を施す。ここで、前記鋼塊または鋼片は、１１００℃未満の温度にあるものを再加熱して１１００〜１２７０℃として熱間圧延に供してもよいし、連続鋳造スラブを用いる場合には連続鋳造後１１００℃未満に低下させることなく１１００〜１２７０℃とした後に熱間圧延に供してもよいし、鋼片を用いる場合には分塊圧延後の鋼片を１１００℃未満に低下させることなく１１００〜１２７０℃とした後に熱間圧延に供してもよい。

熱間圧延に供する鋼塊または鋼片が１１００℃未満の場合には変形抵抗が高く熱間圧延が困難となる場合があり、１２７０℃を超える場合には過剰なスケールが生成し冷間圧延後まで残留して表面性状を劣化させる場合がある。
このため、熱間圧延に供する鋼塊または鋼片の温度を１１００〜１２７０℃とすることが好ましい。

イ）熱間圧延完了温度：Ａｒ_３点〜１０００℃
熱間圧延完了温度をＡｒ_３点未満とすると、表層がフェライト化して熱間圧延組織が粗大化しやすくなる。このため鋼板のｒ値が低下して加工時に割れが生じたり、溶融亜鉛めっき鋼板についてはめっき表面にすじ模様を呈したりする場合がある。一方、熱間圧延完了温度が１０００℃を超えると、スケールにより表面性状が劣化しやすくなる。したがって、熱間圧延完了温度をＡｒ_３点〜１０００℃と定めた。好ましい温度は、Ａｒ_３点〜９５０℃である。なお、熱間圧延完了温度を上記の温度範囲で行うために、圧延完了する前のシートバーを、加熱装置により加熱しても良い。この際に、鋼帯の後端が先端よりも高温となるように加熱し、鋼帯全長にわたる温度変動を小さくし、コイル内の特性の均一性を向上させることが望ましい。

ウ）巻取温度：４００〜７００℃
巻取温度が４００℃未満では、巻取り後における炭窒化物、特にＮｂＣの生成が不十分となり、ＮｂＣの効果を十分に享受することができない場合がある。この場合には、ｒ値が低下して加工時に割れが生じやすくなってしまう。一方、巻取温度が７００℃超の場合には、スケールが過剰に生成して表面性状を劣化させたり強度低下を招いたりする可能性が特に高まる。好ましい巻取温度は４００〜６５０℃である。

（３）酸洗工程、冷間圧延工程、焼鈍工程、めっき工程
熱間圧延により得られる熱間圧延鋼板は、酸洗により脱スケールされ、冷間圧延が施された後に再結晶焼鈍が施される。合金化溶融亜鉛めっき鋼板の場合には、さらに溶融亜鉛めっきが施され、合金化処理が施される。

酸洗は常法で構わないが、冷間圧延は圧下率を５０％以上とするとともに再結晶焼鈍を行い、再結晶集合組織を発達させて絞り性に好ましいｒ値が高くなるようにする。なお、再結晶焼鈍は再結晶温度以上Ａｃ_３点未満で均熱する。均熱温度がＡｃ_３点を超えると変態によって絞り性に好ましい再結晶集合組織が破壊されてｒ値が低下する。

合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、連続溶融亜鉛めっきラインを用いて、焼鈍工程、溶融亜鉛めっき工程および合金化処理工程を連続して行うことが生産性の観点から好ましい。合金化溶融亜鉛めっきの方法は常法で構わない。

なお、本願発明における冷間圧延鋼板は、その後に表面処理を施すことにより得られる、溶融金属めっき鋼板、電気めっき鋼板、すずめっき鋼板、塗装鋼板その他の表面処理用鋼板の原板として用いることができる。溶融金属めっきとしては、溶融亜鉛めっき、溶融Ａｌめっき、溶融Ａｌ合金めっき等が例示される。特に、電気めっきの場合には、Ｔｉ系析出物の分布ムラが存在すると、焼鈍後の母材集合組織が変化してめっきの配向性が揃うことで筋状に凹凸を呈するように観察されることから、これを抑制するために本願発明における冷間圧延鋼板をめっき原板とすることが好適である。これらの表面処理方法は常法に従って行うことでよい。例えば、電気めっき鋼板を製造する場合には、再結晶焼鈍後に、電気めっきラインを用いて電気めっきを行えばよい。

以下、本願発明について合金化溶融亜鉛めっき鋼板を例にとって説明するが、冷間圧延鋼板については溶融めっき工程を省略すればよい。
１．試験方法
本願発明の効果を確認するため、各種の試験条件にて溶製した溶鋼を用いて連続鋳造を行い、薄板製品にてその結果を評価した。

表１および表２に示す化学成分を含有する供試材Ｎｏ．１〜３５の鋼板を試作した。

試験溶解装置および連続鋳造試験機を用いて、２．５ｔｏｎの鋳片を製造した。その際、未脱酸の溶鋼を真空下で脱炭処理したものと同等の溶鋼組成としたのちに脱酸処理を施した。脱酸処理は、Ｔｉ以外の元素を添加量制御で調整し、その後所望の濃度およびＴｉＯｘ系介在物が分散するように、金属Ｔｉを添加して行った。

上記の方法で溶製した溶鋼を１ストランドタイプの垂直型試験連続鋳造機に供給し、厚さ１００ｍｍ、幅１０００ｍｍの鋳片に鋳造した。
切り出したスラブを再加熱し、試験熱間圧延機により粗圧延後で板厚３０ｍｍ、仕上圧延後で板厚３．２ｍｍとし、その後冷却した。各鋼板の熱間圧延開始温度および完了温度、ならびに巻き取り温度は表１および２に示したとおりである。

冷却後、さらに０．６５ｍｍまで冷間圧延し、試験溶融めっき装置にて焼鈍（温度は表１および２参照。）を施した後、片面当り４５ｇ／ｍ^２の溶融亜鉛めっきを施し、４７０〜５５０℃で合金化処理を行い、冷却後、０．６％の伸率の調質圧延を施した。

得られた試験材について、機械特性、酸化物個数および表面性状を調査した。
機械特性は、焼鈍後の薄鋼板からＪＩＳ５号試験片を採取し、圧延方向に対する角度が０°、４５°、９０°の３方向におけるＹＳ、ＴＳ、ＥＬ、ＹＰＥ、ｒ値を測定した。表１および表２には、９０°方向のＹＳ、ＴＳ、ＥＬ、ＹＰＥ、および０°、４５°、９０°方向のｒ値および平均ｒ値を示す。

酸化物の測定は、板厚断面について２０００倍の倍率でＳＥＭ観察を行いＴｉＯｘ酸化物の数密度を測定した。測定は板厚１／４ｔ位置の５箇所で行い、得られた結果を平均して求めた。なお、酸化物としては、ＴｉＯｘ酸化物以外の析出物または酸化物、硫化物、例えば、（Ｎｂ、Ｔｉ）（Ｃ、Ｎ）等と複合析出している場合があり、ＳＥＭに付設されたＥＰＭＡを用いて複合状態、特にＴｉ酸化物の濃度の計測も行った。

表面性状は、めっき表面の外観を目視で評価し、すじ状模様、スケール疵、不めっき、およびめっき剥離などのめっき不良が認められない場合に良好（ＯＫ）と判定した。

２．試験結果
鋼の成分、製造条件および機械的特性を調査した結果を表１および表２に示す。

本願発明の成分範囲の鋼板であるＮｏ．１〜１８（表１）は、機械特性、特に、ｒ_４５が１．８０以上および／または平均ｒ値が１．６０以上を満たし、さらに表面外観にも優れ、自動車外板パネル用に好適であった。

これに対し、表２のＮｏ．１９、２０は、本発明例のＮｏ．３とほとんど同じ成分でｓｏｌ．Ａｌ量を変化させた結果であるが、ｓｏｌ．Ａｌ＞０．００５％のため、ｒ値が低下している。さらに、Ｎｂ主体の析出物が微細化しているため、８５０℃以上の高温焼鈍が必要であった。

Ｎｏ．２１〜２８（表２）は、成分外れから、強度不足、ｒ値不足（ｒ_４５、および／または平均ｒ値）、降伏点伸びの発生により、機械特性は不良となった。
Ｎｏ．２９（表２）は機械特性のみならずＴｉ量が多く、すじ模様が発生した。Ｎｏ．３０（表２）は鋼板としての機械特性は良好であったが、Ｐ量がやや多いため、めっき後の表面にＰすじや合金化不良が発生した。Ｎｏ．３１（表２）も鋼板としての機械特性は良好であったが、Ｓｉ量がやや多いため不めっきが発生した。Ｎｏ．３２（表２）はＳ量が多く、スケール疵が発生した。

Ｎｏ．３３、３４、３５（表２）は成分面では満たすものの操業面で機械特性不良となり、ｒ値不足である。さらに、Ｎｏ．３３は熱間圧延完了温度が低く、すじ模様が発生した。

ｓｏｌ．Ａｌ量およびｓｏｌ．Ｔｉ量が平均ｒ値およびｒ_４５に与える影響を評価した結果を示すグラフである。

Claims (7)

1. 質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．０２５％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００６％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％未満、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％およびＮｂ：０．０２０〜０．２００を含有するとともにＮｂとＴｉとの含有量の質量比（Ｎｂ／Ｔｉ）が２以上であり、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、圧延方向に対して４５°方向のｒ値（ｒ_４５）が１．８０以上および／または平均ｒ値（ｒ_ｍ）が１．６０以上、かつ引張強度が３４０ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度冷間圧延鋼板。
2. 前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．００２０％を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度冷間圧延鋼板。
3. 前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：１％以下、Ｗ：１％以下、Ｃｕ：１％以下およびＮｉ：１％以下の群から選ばれる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または２に記載の高強度冷間圧延鋼板。
4. 板厚断面において長径が１μｍ以上のＴｉＯｘの平均数密度が３０個／ｍｍ^２以上であり、ｓｏｌ．Ｔｉ：０．００４％以上であることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の高強度冷間圧延鋼板。
5. 質量％で、Ｓｉ：０．１％以下、Ｐ：０．１０％以下である化学組成を有する請求項１〜４のいずれかに記載の高強度冷間圧延鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備えることを特徴とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
6. 請求項１〜３のいずれかに記載の化学組成を有する鋼塊または鋼片を１１００〜１２７０℃として熱間圧延を施し、Ａｒ_３〜１０００℃で熱間圧延を完了して４００〜７００℃で鋼帯に巻き取り、酸洗を行った後に圧下率５０％以上で冷間圧延を施し、次いで再結晶焼鈍することを特徴とする高強度冷間圧延鋼板の製造方法。
7. 質量％で、Ｓｉ：０．１％以下、Ｐ：０．１０％以下である化学組成を有する請求項６に記載の製造方法により得られた高強度冷間圧延鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

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