JP7066698B2 - Steel base material for painted parts - Google Patents

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Description

本発明は、塗装部品（例えば、自動車のための塗装部品）に使用される鋼ストリップ、シート又はブランクに関する。本発明はまた、そのようなストリップ、シート又はブランクを製造するための方法に関する。 The present invention relates to steel strips, sheets or blanks used in painted parts (eg, painted parts for automobiles). The invention also relates to methods for making such strips, sheets or blanks.

塗装鋼部品、例えば、フード及びドア等の自動車の外側パネルのための塗装鋼部品は、それらの生産者による厳しい要求を受ける。これらの要件の一つは、塗装部品の塗装外観に関する。 Painted steel parts, such as painted steel parts for the outer panels of automobiles such as hoods and doors, are subject to stringent demands by their producers. One of these requirements relates to the painted appearance of painted parts.

塗装部品を製造するための鋼基材は、通常、金属コーティング、例えば、亜鉛系コーティングでコーティングされる。製造業者は、プレスにおいて（コーティングされた）基材をパネル用の所望の形状に成形する。プレス後、パネルは、通常、１以上の塗料層（ｐａｉｎｔ ｌａｙｅｒ）で塗装される。 Steel substrates for manufacturing painted parts are usually coated with a metal coating, for example a zinc-based coating. The manufacturer forms the (coated) substrate in the press into the desired shape for the panel. After pressing, the panel is usually painted with one or more paint layers.

外側パネルが、非常に良好な塗装外観を有する場合、すなわち、パネルが歪むことなく光を反射し、シャープな反射画像をもたらす鏡のような表面を有する場合、その価値は非常に高い。塗料の外観は、塗料の品質によって影響を受けるが、（コーティングされた）基材の表面によっても影響を受ける。この表面は、可変サイズ及び大きさ（ａｍｐｌｉｔｕｄｅ）の面内構造からなる。より小さな構造は、表面粗さによって捉えられる一方、より大きな構造は、いわゆる表面うねりによって捉えられる。 Its value is very high if the outer panel has a very good painted appearance, i.e., if the panel has a mirror-like surface that reflects light without distortion, resulting in a sharp reflected image. The appearance of the paint is affected by the quality of the paint, but also by the surface of the (coated) substrate. This surface consists of an in-plane structure of variable size and size. Smaller structures are captured by surface roughness, while larger structures are captured by so-called surface waviness.

より大きい表面構造、例えば、表面のうねりは、異なる塗料層を通じて伝達する（ｔｒａｎｓｍｉｔｔｅｄ）ことが、当業者に知られている。例えば、（コーティングされた）基材の表面のうねりは、ある程度まで依然として外側の塗料層の表面に存在する。塗装部品の塗装外観は測定することができ、異なる測定値、例えば、ＢＹＫウェーブスキャンデュアル（ＢＹＫ Ｗａｖｅｓｃａｎ Ｄｕａｌ）を使用して測定される場合の長いうねりＬＷ（Ｌｏｎｇ Ｗａｖｉｎｅｓｓ ＬＷ）によって表される。伝達効果（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ ｅｆｆｅｃｔ）によって、塗装部品の長いうねり又は類似の値は、塗装されていない成形部品の表面のうねりに関連している。ＬＷと（コーティングされた）基材表面のうねりとの間の典型的な関係は、例えば、Ｃａｎｎｅｓ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ：Ｌｉｇｈｔｗｅｉｇｈｔ Ｄｅｓｉｇｎ：Ｎｅｗ Ｈｉｇｈ Ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ Ｓｔｅｅｌ ｗｉｔｈ Ｏｐｔｉｍｉｚｅｄ Ｐａｉｎｔ Ａｐｐｅａｒａｎｃｅ ｆｏｒ Ｎｅｗ Ｃａｒ Ｂｏｄｉｅｓ， Ｍａｔｔｈｉｊｓ Ｔｏｏｓｅ，２８ｔｈ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ ｏｎ Ａｕｔｏｍｏｔｉｖｅ Ｂｏｄｙ Ｆｉｎｉｓｈｉｎｇ “Ｓｕｒｃａｒ”，Ｊｕｎｅ １８－１９ ２０１５， Ｃａｎｎｅｓ、又は、Ｂａｄ Ｎａｕｈｅｉｍ ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ： Ｃａｒ Ｂｏｄｙ Ｐａｉｎｔｉｎｇ ２０１５，３２ｎｄ Ｗｏｒｋｓｈｏｐ ｏｆ ｔｈｅ １ｓｔ Ｇｅｒｍａｎ Ａｕｔｏｍｏｔｉｖｅ Ｃｉｒｃｌｅ， ９－１０ Ｎｏｖｅｍｂｅｒ ２０１５， Ｂａｄ Ｎａｕｈｅｉｍで与えられている。プレス加工又は成形加工を施した後に表面のうねりを測定する必要があることを認識することが重要である。 It is known to those skilled in the art that larger surface structures, such as surface waviness, are transferred through different paint layers. For example, surface waviness of the (coated) substrate is still present to some extent on the surface of the outer paint layer. The painted appearance of a painted part can be measured and is represented by a long swell LW (Long Waveness LW) when measured using different measurements, eg BYK Wavescan Dual. Due to the Transmission effect, the long waviness or similar value of the painted part is related to the surface waviness of the unpainted molded part. A typical relationship between the LW and the swell of the (coated) substrate surface is, for example, the Cannes Conference: Lightweight Design: New High Performance Steel with Optimized Painting Selection Center ｏｎ Ａｕｔｏｍｏｔｉｖｅ Ｂｏｄｙ Ｆｉｎｉｓｈｉｎｇ “Ｓｕｒｃａｒ”，Ｊｕｎｅ １８－１９ ２０１５， Ｃａｎｎｅｓ、又は、Ｂａｄ Ｎａｕｈｅｉｍ ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ： Ｃａｒ Ｂｏｄｙ Ｐａｉｎｔｉｎｇ ２０１５，３２ ｎｄ Ｗｏｒｋｓｈｏｐ ｏｆ ｔｈｅ １ ｓｔ Ｇｅｒｍａｎ Ａｕｔｏｍｏｔｉｖｅ Ｃｉｒｃｌｅ， ９－１０ Ｎｏｖｅｍｂｅｒ ２０１５， Ｂａｄ Ｎａｕｈｅｉｍで与えられてThere is. It is important to recognize that it is necessary to measure surface waviness after stamping or molding.

成形部分の表面のうねりは、未変形部分（例えば、平坦部分）の表面のうねり及び成形工程によって導入されるうねりの増加の結果であることが当業者に知られている。成形部分のうねりと未変形部分のうねりとの間の差は、デルタうねり（例えばΔＷｓａ）と呼ばれている。ストリップ製品の製造方法の特定の性質により、成形された表面は、線状パターンを示し、線状パターンにおける線は、圧延方向に対して垂直である。この観察の意味するところは、デルタうねりが他の方向よりも圧延方向においてより高いということである。この方向効果は、塗装外観値にも強く存在しているので、圧延方向のデルタうねりを出来るだけ大きくすることが重要である。 It is known to those skilled in the art that the waviness of the surface of the molded portion is the result of the waviness of the surface of the undeformed portion (eg, the flat portion) and the increase in waviness introduced by the molding process. The difference between the swell of the molded portion and the swell of the undeformed portion is called the delta swell (eg ΔWsa). Due to the particular nature of the method of making strip products, the molded surface exhibits a linear pattern, and the lines in the linear pattern are perpendicular to the rolling direction. The implication of this observation is that the delta swell is higher in the rolling direction than in the other directions. Since this directional effect is also strongly present in the painted appearance value, it is important to make the delta waviness in the rolling direction as large as possible.

本発明の目的は、良好な塗装外観を提供するうねりを有する塗装部品用鋼ストリップ、シート又はブランクを提供することである。 It is an object of the present invention to provide steel strips, sheets or blanks for painted parts with waviness that provide a good painted appearance.

本発明の他の目的は、良好な塗装外観を与えるうねりを有する鋼ストリップを製造することができる方法を提供することである。 Another object of the present invention is to provide a method capable of producing a steel strip having waviness that gives a good painted appearance.

本発明のさらなる目的は、デルタうねりを制御することができる鋼ストリップ、シート又はブランクを提供することである。 A further object of the present invention is to provide a steel strip, sheet or blank capable of controlling delta waviness.

本発明によれば、塗装部品に使用される鋼ストリップ、シート又はブランクであって、
前記ストリップ、シート又はブランクは、金属コーティングされていてもよく、
前記鋼は、重量％で、以下の組成：
Ｃ：最大０．００７
Ｍｎ：最大１．２
Ｓｉ：最大０．５
Ａｌ：最大０．１
Ｐ：最大０．１５
Ｓ：０．００３～０．０４５
Ｎ：最大０．０１
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ：
Ｔｉ≧０．００５かつＮｂ≧０．００５の場合は、０．０６≦４Ｔｉ＋４Ｎｂ＋２Ｍｏ≦０．６０
その他の場合は、０．０６≦Ｔｉ＋２Ｎｂ＋２Ｍｏ≦０．６０
以下の任意元素の１種又は２種以上：
Ｃｕ：最大０．１０
Ｃｒ：最大０．０６
Ｎｉ：最大０．０８
Ｂ：最大０．００１５
Ｖ：最大０．０１
Ｃａ：最大０．０１
Ｃｏ：最大０．０１
Ｓｎ：最大０．０１
鉄及び不可避的不純物である残部
を有する超低炭素（ＵＬＣ）鋼であり、
Ｗｓａ（成形）－Ｗｓａ（平坦）［式中、Ｗｓａ（成形）は、金属コーティングされていてもよい、成形後の基材表面のＷｓａ値であり、Ｗｓａ（平坦）は、必要に応じて金属コーティングされていてもよい、成形前の基材表面のＷｓａ値である。］として定義される、前記ストリップ、シート又はブランクの成形による表面のデルタうねりΔＷｓａが、０．１２μｍ以下である、前記鋼ストリップ、シート又はブランクが提供される。 According to the present invention, steel strips, sheets or blanks used for painted parts.
The strip, sheet or blank may be metal coated.
The steel is in weight% and has the following composition:
C: Maximum 0.007
Mn: Maximum 1.2
Si: Maximum 0.5
Al: Maximum 0.1
P: Maximum 0.15
S: 0.003 to 0.045
N: Maximum 0.01
Ti, Nb, Mo:
When Ti ≧ 0.005 and Nb ≧ 0.005, 0.06 ≦ 4Ti + 4Nb + 2Mo ≦ 0.60
In other cases, 0.06 ≤ Ti + 2Nb + 2Mo ≤ 0.60
One or more of the following optional elements:
Cu: Maximum 0.10
Cr: Maximum 0.06
Ni: Maximum 0.08
B: Maximum 0.0015
V: Maximum 0.01
Ca: Maximum 0.01
Co: Maximum 0.01
Sn: Maximum 0.01
An ultra-low carbon (ULC) steel with a balance of iron and unavoidable impurities.
Wsa (molding) -Wsa (flat) [In the formula, Wsa (molding) is the Wsa value of the surface of the substrate after molding, which may be metal-coated, and Wsa (flat) is a metal, if necessary. It is the Wsa value of the surface of the base material before molding, which may be coated. ], The steel strip, sheet or blank having a surface delta waviness ΔWsa by forming the strip, sheet or blank of 0.12 μm or less is provided.

図１は、冷間圧延ミルの最後のスタンドの粗さが、得られるΔＷｓａに大きな影響を与える可能性があることを示す図である。FIG. 1 is a diagram showing that the roughness of the last stand of a cold rolling mill can have a significant effect on the resulting ΔWsa.

本発明者らは、低いデルタうねりΔＷｓａ、特に０．１２μｍ以下のΔＷｓａを有する部品を製造するために、超低炭素鋼が必要であることを見出した。 The present inventors have found that ultra-low carbon steel is required to produce parts having low delta waviness ΔWsa, particularly ΔWsa of 0.12 μm or less.

ＵＬＣ鋼は、高い成形性が要求される用途に適している。超低炭素鋼中の炭素は、深絞りのために固溶体中の炭素が好ましい再結晶集合組織に有害な影響を与えるので、低く保たれるべきである。特殊なタイプのＵＬＣ鋼であるＩＦ（ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ ｆｒｅｅ）鋼では、固溶体中の炭素を避けるためにすべての炭素が析出している。特殊なタイプのＵＬＣ鋼でもあるＢＨ（焼付硬化型）鋼では、焼付け中の強度増加から利益を得るために限定されたレベルの炭素が固溶体に保持され、残りの炭素も析出されるべきである。両方の場合において、炭素の全量は０．００７重量％以下であるべきであり、そうでなければ、形成された析出物の量及びサイズが成形性を妨げる。成形性をさらに改善するために、本発明の合金中の炭素は、０．００５重量％以下であることが好ましい。 ULC steel is suitable for applications that require high formability. The carbon in the ultra-low carbon steel should be kept low as the carbon in the solid solution has a detrimental effect on the preferred recrystallized texture due to deep drawing. In IF (interstitial free) steel, which is a special type of ULC steel, all carbon is precipitated in order to avoid carbon in the solid solution. In BH (baking hardened) steel, which is also a special type of ULC steel, a limited level of carbon should be retained in the solid solution and the remaining carbon should be deposited in order to benefit from the increased strength during baking. .. In both cases, the total amount of carbon should be no more than 0.007% by weight, otherwise the amount and size of precipitates formed will interfere with formability. In order to further improve the formability, the carbon content in the alloy of the present invention is preferably 0.005% by weight or less.

マンガンは固溶体強化元素であり、したがって強度を高めるために添加することができるが、深絞り性に悪影響を及ぼす。このため、Ｍｎレベルは１．２重量％以下に維持されるべきである。さらに、ＭｎＳの形成は、好ましいＴ４Ｃ２Ｓ２析出物の形成を妨げる可能性がある。後者の理由から、そして成形性を過度に妥協しないために、１．０重量％以下のＭｎであることが好ましく、０．８重量％以下のＭｎであることがさらに好ましい。 Manganese is a solid solution strengthening element and can therefore be added to increase its strength, but it adversely affects deep drawability. Therefore, the Mn level should be maintained below 1.2% by weight. In addition, the formation of MnS may interfere with the formation of the preferred T 4 C 2 S 2 precipitate. For the latter reason, and in order not to compromise formability excessively, Mn of 1.0% by weight or less is preferable, and Mn of 0.8% by weight or less is more preferable.

ケイ素も固溶体強化元素であり、したがって強度を高めるために添加することができる。しかしながら、Ｓｉレベルが高すぎると、Ｍｎ２ＳｉＯ４スピネル型酸化物及び／又はＳｉＯ２が形成されるためにコーティングの接着性が低下する可能性がある。このため、Ｓｉレベルは、０．５重量％以下、さらに好ましくは０．２５重量％以下である。 Silicon is also a solid solution strengthening element and can therefore be added to increase its strength. However, if the Si level is too high, the adhesion of the coating may be reduced due to the formation of Mn 2 SiO 4 spinel-type oxide and / or SiO 2 . Therefore, the Si level is 0.5% by weight or less, more preferably 0.25% by weight or less.

リンは非常に強力な溶液強化元素であるが、高レベルのＰは、特にＩＦ鋼において延性－脆性－遷移－温度（ＤＢＴＴ：Ｄｕｃｔｉｌｅ－ｔｏ－Ｂｒｉｔｔｌｅ－Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ－Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）を過度に上昇させる可能性がある。ホウ素を添加するとこれを相殺することができるが、それにもかかわらず、Ｐレベルは０．１５重量％以下であるべきである。さらに、高レベルのＰは、望まれないＦｅ－Ｔｉ－ Ｐ析出物の形成への変化を増大させる。このため、最大Ｐレベルを０．１０重量％に保つことが好ましい。 Phosphorus is a very strong solution-enhancing element, but high levels of P can excessively increase ductility-brittle-transition-Temperature (DBTT), especially in IF steels. There is. Addition of boron can offset this, but nevertheless the P level should be less than or equal to 0.15% by weight. In addition, high levels of P increase the change in formation of unwanted Fe-Ti-P precipitates. Therefore, it is preferable to keep the maximum P level at 0.10% by weight.

硫黄は、好ましいＴｉ４Ｃ２Ｓ２析出物が確実に形成されるようにするために必要である。しかしながら、Ｓのレベルが高すぎると、熱間圧延中にＴｉＣの形成が抑制され、それが急速な再結晶化とそれに続く結晶粒成長をもたらす。したがって、本発明にとって、Ｓを０．０４５重量％以下、さらに好ましくは０．０２重量％以下に制限することが重要である。 Sulfur is required to ensure the formation of the preferred Ti 4 C 2 S 2 precipitate. However, if the level of S is too high, TiC formation is suppressed during hot rolling, which leads to rapid recrystallization followed by grain growth. Therefore, it is important for the present invention to limit S to 0.045% by weight or less, more preferably 0.02% by weight or less.

アルミニウムは主に残存する酸素と結合するために添加されるが、窒素で析出させるためにも使用することができる。酸素を結合させるために、０．０１重量％の最小アルミニウムレベルが好ましい。アルミニウムのレベルが上がると、鋳造中の目詰まりのリスクも高まる。このため、Ａｌの最大量は０．１重量％に設定される。 Aluminum is added primarily to combine with residual oxygen, but can also be used to precipitate with nitrogen. A minimum aluminum level of 0.01% by weight is preferred for binding oxygen. As the level of aluminum increases, so does the risk of clogging during casting. Therefore, the maximum amount of Al is set to 0.1% by weight.

固溶体中の窒素は、成形性を阻害する侵入元素として存在する。したがって、それを完全に析出させるべきである。通常、全てのＮを確実に析出させるために、Ｔｉ、Ａｌ又はＢが添加される。それにもかかわらず、Ｎレベルは０．０１重量％を超えてはならず、Ｎの量は好ましくは０．００６重量％以下であるべきである。 Nitrogen in the solid solution exists as an invading element that inhibits moldability. Therefore, it should be completely precipitated. Usually, Ti, Al or B is added to ensure that all N is deposited. Nevertheless, the N level should not exceed 0.01% by weight and the amount of N should preferably be 0.006% by weight or less.

チタン、ニオブ及びモリブデンは強力な結晶粒微細化剤であり、これらの元素のうちの少なくとも１つの存在は本発明にとって必須である。Ｎｂ及びＭｏは、Ｔｉよりも結晶粒微細化剤としてさらに強力である。本発明者らの観察に基づいて、Ｎｂ及びＭｏは約２倍有効である（重量％で与えた場合）。さらに、ＴｉとＮｂの両方が存在する場合、それらは、それらの組み合わせの存在が、Ｔｉのみと比較して結晶粒微細化剤として約４倍有効であるように互いに増強する。これらの元素は、それらがＮ及び／又はＣと共に析出し、そして形成された析出物が再結晶及び結晶粒成長を妨げるので、機能する。Ｎｂはまた、固溶体中にあると再結晶及び結晶粒成長を妨げることが知られている。バナジウムも機能する可能性があるが、バナジウム析出物は冷間圧延後の焼鈍に使用される温度で溶解する可能性があり、そのためこれらの析出物の効果が低下する。 Titanium, niobium and molybdenum are potent grain refiners and the presence of at least one of these elements is essential for the present invention. Nb and Mo are more potent as grain refiners than Ti. Based on our observations, Nb and Mo are about twice as effective (when given by weight%). Furthermore, when both Ti and Nb are present, they enhance each other such that the presence of their combination is approximately 4-fold more effective as a grain refiner compared to Ti alone. These elements work because they precipitate with N and / or C, and the precipitates formed interfere with recrystallization and grain growth. Nb is also known to interfere with recrystallization and grain growth when present in a solid solution. Vanadium may also work, but vanadium precipitates may dissolve at the temperature used for annealing after cold rolling, thus reducing the effectiveness of these precipitates.

ＢＨ合金の場合、固溶体中の炭素量は重要であり、制御する必要がある。Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ及びＶは炭素と共に析出するので、それらは固溶体中のＣの量を制御するためにも重要である。ＢＨ鋼では、Ｃ、Ｎ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂの間のバランスを慎重に調整する必要がある。ＩＦ鋼では、いくらかの過剰なＴｉ又はＮｂが許容され得る。これは、Ｔｉを０．０６重量％以上０．６０重量％以下、又は、Ｎｂを０．０３重量％以上０．３０重量％以下、又は、Ｍｏを０．０３重量％以上０．３０重量％以下に制限する。これら３つの元素の組み合わせも可能であり、その場合、４×（Ｔｉ＋Ｎｂ）＋２×Ｍｏは、０．０６重量％以上０．６重量％以下であるべきである。 In the case of BH alloy, the amount of carbon in the solid solution is important and needs to be controlled. Since Ti, Nb, Mo and V precipitate with carbon, they are also important for controlling the amount of C in the solid solution. For BH steel, the balance between C, N, Ti, Mo, V and Nb needs to be carefully adjusted. For IF steel, some excess Ti or Nb can be tolerated. This means that Ti is 0.06% by weight or more and 0.60% by weight or less, Nb is 0.03% by weight or more and 0.30% by weight or less, or Mo is 0.03% by weight or more and 0.30% by weight or less. Limit to: A combination of these three elements is also possible, in which case 4 × (Ti + Nb) + 2 × Mo should be 0.06% by weight or more and 0.6% by weight or less.

本発明者らは、Ｔｉ、Ｎｂ及びＭｏの量が特に重要であることを見出した。Ｔｉ又は２×Ｎｂ又は２×Ｍｏの量は、少なくとも０．０６重量％でなければならないか、あるいは、これらの元素を組み合わせたときに、４×（Ｔｉ＋Ｎｂ）＋２×Ｍｏの量は、少なくとも０．０６重量％でなければならない。より低いレベルのＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ又はこれらの組み合わせでは、ＵＬＣ鋼は、適切なΔＷｓａを有する鋼部品をもたらさない。０．６０重量％を超えるＴｉ、０．３０重量％を超えるＮｂ、又は０．３０重量％を超えるＭｏが使用される場合、あるいは、これらの元素が、４×（Ｔｉ＋Ｎｂ）＋２Ｍｏ（すべて重量％）が０．６を超える量で組み合わされる場合、ＵＬＣ鋼は改善されないか、鋼の性能が低下する可能性さえある。 We have found that the amounts of Ti, Nb and Mo are particularly important. The amount of Ti or 2xNb or 2xMo must be at least 0.06% by weight, or when these elements are combined, the amount of 4x (Ti + Nb) + 2xMo is at least 0. It should be 0.6% by weight. At lower levels of Ti, Nb, Mo or combinations thereof, ULC steel does not result in steel parts with suitable ΔWsa. If more than 0.60% by weight Ti, more than 0.30% by weight Nb, or more than 0.30% by weight Mo is used, or these elements are 4x (Ti + Nb) + 2Mo (all by weight%). ) May not improve or even reduce the performance of the ULC steel if combined in an amount greater than 0.6.

銅は最大０．１０重量％まで許容される。それは、ＣｕＳの形成をもたらし、適切なディメンジョンでも、再結晶及び結晶粒成長を妨げる可能性があるが、それはまた、より望ましいＴｉ４Ｃ２Ｓ２と競合する。したがって、最大レベルが０．０４重量％であることがより好ましい。 Copper is allowed up to 0.10% by weight. It results in the formation of CuS and, even with proper dimensions, can prevent recrystallization and grain growth, but it also competes with the more desirable Ti 4 C 2 S 2 . Therefore, it is more preferable that the maximum level is 0.04% by weight.

クロム及びニッケルは基本的に不純物であるが、それぞれ、最大で０．０６重量％及び０．０８重量％であれば、害はない。それにもかかわらず、それぞれについて最大０．０４重量％であることがより好ましい。 Chromium and nickel are basically impurities, but if they are up to 0.06% by weight and 0.08% by weight, respectively, there is no harm. Nevertheless, it is more preferred to be up to 0.04% by weight for each.

ホウ素は侵入型元素であるので、固溶体中のホウ素は可能な限り低く保たれるべきであり、Ｂを最大０．００１５重量％に制限する。特にＰ合金化ＩＦ鋼において、ＤＢＴＴが高すぎる可能性を減らすために、ホウ素を添加することができる。全てのＮが析出することを確実にするために、それを加えることもできる。一方、Ｂが０．０００８重量％を超えると、表面欠陥が生じる可能性があるので、Ｂのより好ましい範囲は０．０００５～０．０００８重量％である。 Since boron is an invasive element, boron in the solid solution should be kept as low as possible, limiting B to a maximum of 0.0015% by weight. Boron can be added to reduce the possibility that DBTT is too high, especially in P-alloyed IF steels. It can also be added to ensure that all N are deposited. On the other hand, if B exceeds 0.0008% by weight, surface defects may occur. Therefore, a more preferable range of B is 0.0005 to 0.0008% by weight.

コバルト及びスズは基本的に不純物であるが、両方とも、最大０．０４重量％を許容することができる。 Cobalt and tin are basically impurities, but both can tolerate up to 0.04% by weight.

カルシウムは、脱酸及び／又は脱硫のために鋼中に最大０．００５重量％まで添加されることがある。特性を劣化させることなく最大０．０１重量％までのレベルを許容することができる。 Calcium may be added up to 0.005% by weight in steel for deoxidation and / or desulfurization. Levels up to 0.01% by weight can be tolerated without degrading properties.

好ましくは、ＵＬＣ鋼の上記組成において、Ｔｉ、Ｎｂ及びＭｏの量は、重量％で、以下の通りである。 Preferably, in the above composition of ULC steel, the amounts of Ti, Nb and Mo are as follows in% by weight.

Ｔｉ≧０．００５かつＮｂ≧０．００５の場合は、０．０６≦４Ｔｉ＋４Ｎｂ＋２Ｍｏ≦０．３０
その他の場合は、０．０６≦Ｔｉ＋２Ｎｂ＋２Ｍｏ≦０．１０ When Ti ≧ 0.005 and Nb ≧ 0.005, 0.06 ≦ 4Ti + 4Nb + 2Mo ≦ 0.30
In other cases, 0.06 ≤ Ti + 2Nb + 2Mo ≤ 0.10

Ｔｉ、Ｎｂ及びＭｏの組み合わせについての式の上限は、０．３０であることが好ましい。これらの元素がそのような高い量で必要とされることは珍しいからである。同じ理由で、Ｔｉ及び／又はＮｂ≦０．００５の場合、より好ましい上限値は０．１重量％である。 The upper limit of the formula for the combination of Ti, Nb and Mo is preferably 0.30. This is because it is rare for these elements to be needed in such high quantities. For the same reason, when Ti and / or Nb ≦ 0.005, the more preferable upper limit is 0.1% by weight.

好ましい実施形態によれば、焼付硬化型超低炭素鋼ストリップ、シート又はブランクが使用され、Ｔｉ、Ｎｂ及びＭｏの量は、すべて重量％で、Ｃ、Ｎ及びＳのレベルに対して、以下のように調整される。 According to a preferred embodiment, a baking hardened ultra-low carbon steel strip, sheet or blank is used and the amounts of Ti, Nb and Mo are all in weight% and with respect to the levels of C, N and S: Is adjusted to.

Ｔｉ（遊離）≦０の場合は、Ｔｉ（ｃ）＝０、その他の場合は、Ｔｉ（ｃ）＝Ｔｉ（遊離）、ここで、Ｔｉ（遊離）＝Ｔｉ－３．４３Ｎ－１．５Ｓ、かつ、
０．０００８≦Ｃｓｏｌ≦０．００３３、ここで、Ｃｓｏｌ＝Ｃ－０．１２５Ｍｏ－０．１２９Ｎｂ－０．２５Ｔｉ（ｃ） When Ti (free) ≤ 0, Ti (c) = 0, in other cases Ti (c) = Ti (free), where Ti (free) = Ti-3.43N-1.5S, And,
0.0008 ≦ Csol ≦ 0.0033, where Csol = C-0.125Mo-0.129Nb-0.25Ti (c)

さらに、Ｔｉ及びＮｂがともに＞０．００５重量％である場合は、０．０６≦４（Ｔｉ＋Ｎｂ）＋２Ｍｏ≦０．６０重量％、その他の場合は、０．０６≦Ｔｉ＋２Ｎｂ＋２Ｍｏ≦０．６０重量％である。 Further, when both Ti and Nb are> 0.005% by weight, 0.06 ≦ 4 (Ti + Nb) + 2Mo ≦ 0.60% by weight, and in other cases, 0.06 ≦ Ti + 2Nb + 2Mo ≦ 0.60% by weight. Is.

ＢＨ鋼（焼付硬化型鋼）の場合、いくらかの遊離炭素（Ｃｓｏｌ）が焼付硬化応答に不可欠であり、これが、Ｃｓｏｌに関する下限値である。Ｃｓｏｌのレベルが高すぎると、焼付硬化効果の代わりに素早い自然なエージングが発生する可能性があり、これが、Ｃｓｏｌに関する上限値である。 In the case of BH steel (seizure-hardened section steel), some free carbon (Csol) is essential for the seizure-hardening response, which is the lower limit for Csol. If the level of Csol is too high, quick natural aging can occur instead of the seizure hardening effect, which is the upper limit for Csol.

本発明の第２の態様によれば、鋼は、１１．０マイクロメートル未満の本質的に等軸のメジアン結晶粒径（ｅｓｓｅｎｔｉａｌｌｙ ｅｑｕｉ－ａｘｅｄ ｍｅｄｉａｎ ｇｒａｉｎ ｓｉｚｅ）を有する結晶粒を有する。 According to a second aspect of the invention, the steel has crystal grains having an essentially equiaxial median grain size of less than 11.0 micrometers.

本発明者らは、結晶粒径が、うねり、特にΔＷｓａを決定するための重要な決定因子であることを見出した。多数の鋼サンプルの結晶粒径及びΔＷｓａを決定することによって、本発明者らは、結晶粒径とΔＷｓａとの間の関係を決定することができ、メジアン結晶粒径が１１．０マイクロメートル未満である本質的に等軸の結晶粒は、ΔＷｓａ≦０．１２μｍであるストリップ、シート又はブランクの表面をもたらす。Ｗｓａは、標準ＳＥＰ１９４１で定義されている。結晶粒径とΔＷｓａとの間の関係は、鋼基材の結晶粒径が制御されるときに０．１２μｍ以下の所望のΔＷｓａを有する鋼ストリップ、シート及びブランクを製造することを可能にする。結晶粒径は、連続焼鈍及び場合により金属コーティングの後の結晶粒径である。本発明者らは、主に自動車の外側パネル等の塗装部品に使用される超低炭素鋼タイプと組み合わせる場合、結晶粒径が１１．０マイクロメートル未満であるべきであり、鋼の組成が上記の通りである場合、適切な結晶粒径を有する結晶粒（すなわち、平均結晶粒径が１１．０マイクロメートル未満である本質的に等軸の結晶粒）が組み合わされることを見出した。 We have found that the crystal grain size is an important determinant for determining waviness, especially ΔWsa. By determining the grain size and ΔWsa of a large number of steel samples, we can determine the relationship between the grain size and ΔWsa, with a median grain size of less than 11.0 micrometer. The essentially equiaxed crystals that are are resulting in a strip, sheet or blank surface with ΔWsa ≦ 0.12 μm. Wsa is defined in standard SEP1941. The relationship between the crystal grain size and ΔWsa makes it possible to produce steel strips, sheets and blanks having the desired ΔWsa of 0.12 μm or less when the crystal grain size of the steel substrate is controlled. The crystal grain size is the crystal grain size after continuous annealing and optionally metal coating. The present inventors should have a crystal grain size of less than 11.0 micrometer when combined with an ultra-low carbon steel type mainly used for painted parts such as the outer panel of an automobile, and the composition of the steel is as described above. If so, it has been found that crystal grains with appropriate crystal grain size (ie, essentially equiaxed crystal grains with an average crystal grain size of less than 11.0 micrometer) are combined.

実質的に等軸とは、横断面（ＲＤ／ＮＤ平面）において、ＲＤにおいて平行な直線と交差する粒界の数を、ＮＤにおいて等しい長さの直線と交差する粒界の数で割った値が、少なくとも０．６６であることを意味する。直線は、ＮＤと同様に、ＲＤでも少なくとも２００の交点を生み出すのに十分な長さであるべきである。あるいは、ＲＤとＮＤのすべての交点の合計が少なくとも２００となるように、均等に分布する複数の線で手順が繰り返される。後者の場合、ＲＤとＮＤの交差点の数は分割される前に線上で合計される。本発明者らは以下の手順を用いた。 Substantially equiaxed is the value obtained by dividing the number of grain boundaries that intersect parallel straight lines in RD by the number of grain boundaries that intersect straight lines of equal length in ND in the cross section (RD / ND plane). Means that it is at least 0.66. The straight line, like the ND, should be long enough to produce at least 200 intersections in the RD. Alternatively, the procedure is repeated with a plurality of evenly distributed lines such that the sum of all intersections of RD and ND is at least 200. In the latter case, the number of intersections of RD and ND is summed up on the line before being split. The inventors used the following procedure.

横断面（ＲＤ／ＮＤ平面）において、１０本の直線と交差し、ＮＤ（法線方向）に均等に分布し、ＲＤ（圧延方向）に平行に分布する粒界の数を測定した。また、ＲＤ上に均等に分布し、ＮＤに平行な１０本の直線と交差する粒界の数も測定した。ＲＤ及びＮＤの線は同じ長さであり、１つの線あたり少なくとも２０個の粒界交差を生じるのに十分な長さであった。ＲＤ内のすべての線にわたる交差の総数を、ＮＤ内のすべての線にわたる交差の総数で割ったところ、すべての場合でこの数は≧０．６６であった。 In the cross section (RD / ND plane), the number of grain boundaries intersecting with 10 straight lines, evenly distributed in the ND (normal direction), and distributed in parallel with the RD (rolling direction) was measured. In addition, the number of grain boundaries that were evenly distributed on the RD and intersected with 10 straight lines parallel to the ND was also measured. The RD and ND lines were of the same length, long enough to produce at least 20 grain boundary intersections per line. Dividing the total number of intersections across all lines in the RD by the total number of intersections across all lines in the ND, this number was ≥0.66 in all cases.

メジアン結晶粒径が１１，０マイクロメートル未満である本質的に等軸の結晶粒を有することは重要な条件であるが、最良の結果を得るためには他の条件も同様に重要である。冷間圧延ミルの最後のスタンドにおける粗さ及び調質ミル（ｔｅｍｐｅｒ ｍｉｌｌ）の粗さ並びに冷間圧延ミルの最後のスタンド及び調質ミルにおいて与えられる減少（ｒｅｄｕｃｔｉｏｎｓ）は、制御される必要があるパラメータである。これは当業者に知られている。 Having essentially equiaxed grains with a median grain size of less than 11.0 micrometers is an important condition, but other conditions are just as important for best results. The roughness and roughness of the temper mill at the last stand of the cold rolling mill and the reductions given at the last stand and tempering mill of the cold rolling mill need to be controlled. It is a parameter. This is known to those of skill in the art.

好ましくは、本質的に等軸の結晶粒は、１０．０マイクロメートル未満のメジアン結晶粒径を有する。結晶粒径が小さいほど、ΔＷｓａが低くなる。小さいメジアン結晶粒径は、０．１０又はそれより小さいΔＷｓａを生じ得る。 Preferably, the essentially equiaxed grain has a median grain size of less than 10.0 micrometers. The smaller the crystal grain size, the lower the ΔWsa. A small median grain size can yield ΔWsa of 0.10 or less.

好ましい実施形態によれば、ストリップ、シート又はブランクの未変形鋼表面は、０．３５μｍ以下のうねりＷｓａ、好ましくは０．３２μｍ以下のうねりＷｓａ、さらに好ましくは０．２９μｍ以下のうねりＷｓａ、さらに一層好ましくは０．２６μｍ以下のうねりＷｓａを有する。ここで、うねりＷｓａは、圧延方向で測定される。ΔＷｓａと組み合わされた未変形鋼表面のうねりが、成形部品のＷｓａを決定した。 According to a preferred embodiment, the undeformed steel surface of the strip, sheet or blank has a waviness Wsa of 0.35 μm or less, preferably a waviness Wsa of 0.32 μm or less, more preferably a waviness Wsa of 0.29 μm or less, even more. It preferably has a waviness Wsa of 0.26 μm or less. Here, the waviness Wsa is measured in the rolling direction. The waviness of the undeformed steel surface combined with ΔWsa determined the Wsa of the molded part.

好ましくは、ストリップ、シート又はブランクは、亜鉛系コーティング、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系コーティング、又はアルミニウム系コーティングでコーティングされている。亜鉛系コーティングは、好ましくは、０．１～１．２重量％のアルミニウムと、０．３重量％以下の他の元素と、不可避的不純物及び亜鉛である残部とからなり、又は、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系コーティングは、好ましくは、０．２～３．０重量％のアルミニウムと、０．２～３．０重量％のマグネシウムと、０．３重量％以下の他の元素と、不可避的不純物及び亜鉛である残部とからなり、又は、アルミニウム系コーティングは、好ましくは、０．２～１３重量％のケイ素と、０．３重量％以下の他の元素と、不可避的不純物及びアルミニウムである残部とからなる。 Preferably, the strip, sheet or blank is coated with a zinc-based coating, a Zn-Al-Mg-based coating, or an aluminum-based coating. Zinc-based coatings preferably consist of 0.1-1.2% by weight of aluminum, 0.3% by weight or less of other elements, unavoidable impurities and a balance of zinc, or Zn-Al. -Mg-based coatings are preferably 0.2-3.0% by weight aluminum, 0.2-3.0% by weight magnesium, 0.3% by weight or less of other elements, and unavoidable impurities. And a residue of zinc, or an aluminum-based coating, preferably 0.2-13% by weight of silicon, 0.3% by weight or less of other elements, and unavoidable impurities and a balance of aluminum. It consists of.

これらのコーティングは自動車産業で使用されており、好ましくは、鋼ストリップ、シート又はブランクをコーティングするために使用されている。言及された他の元素は、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｓｂ、Ｌｎ、Ｃｅ、Ｔｉ、Ｓｃ、Ｓｒ及び／又はＢであり得る。 These coatings are used in the automotive industry and are preferably used to coat steel strips, sheets or blanks. The other elements mentioned can be Si, Sn, Bi, Sb, Ln, Ce, Ti, Sc, Sr and / or B.

本発明の第３の態様によれば、本発明の第１又は第２の態様による鋼ストリップを製造する方法であって、鋼ストリップが熱間圧延及び冷間圧延され、冷間圧延のための最後のスタンド又は唯一のスタンドが、０．５μｍ以上７．０μｍ以下の粗さＲａを有する加工ロール（ｗｏｒｋ ｒｏｌｌ）を含む。 According to the third aspect of the present invention, there is a method for producing a steel strip according to the first or second aspect of the present invention, wherein the steel strip is hot-rolled and cold-rolled for cold-rolling. The last stand or the only stand comprises a working roll having a roughness Ra of 0.5 μm or more and 7.0 μm or less.

本発明者らは、本発明の第１の態様について示したように、鋼ストリップの結晶粒径が十分に微細である場合、冷間圧延ミルの最後のスタンドにおいて、０．５μｍ以上７．０μｍ以下の粗さＲａを有する加工ロールを使用できることを見出した。冷間圧延ミルの最後のスタンドの粗さを低下させることが、さらに成形後にＷｓａ値を低下させるのに有益であることは当業者に知られている。しかしながら、本発明者らは、冷間圧延ミルの最後のスタンドにおいて、０．５μｍ未満の粗さＲａを有する加工ロールを使用する必要がないことを見出した。０．５μｍ未満の粗さＲａを有する加工ロールを使用することは、製造のために非常に特別な研削作業を必要とするので不利である。 As shown in the first aspect of the present invention, the present inventors, when the crystal grain size of the steel strip is sufficiently fine, 0.5 μm or more and 7.0 μm at the final stand of the cold rolling mill. It has been found that a processed roll having the following roughness Ra can be used. It is known to those skilled in the art that reducing the roughness of the last stand of a cold rolling mill is beneficial in further reducing the Wsa value after molding. However, the present inventors have found that it is not necessary to use a processing roll having a roughness Ra of less than 0.5 μm in the final stand of the cold rolling mill. Using a machining roll with a roughness Ra of less than 0.5 μm is disadvantageous as it requires a very special grinding operation for manufacturing.

最後のスタンド又は唯一のスタンドにおける加工ロールの粗さＲａは、好ましくは０．５５μｍ以上５．０μｍ以下、さらに好ましくは０．６μｍ以上４．０μｍ以下、最も好ましくは０．６μｍ以上２．０μｍ以下である。本発明者らは、これらの範囲内の粗さを有する加工ロールが良好な結果をもたらすことを見出した。 The roughness Ra of the processing roll at the last stand or the only stand is preferably 0.55 μm or more and 5.0 μm or less, more preferably 0.6 μm or more and 4.0 μm or less, and most preferably 0.6 μm or more and 2.0 μm or less. Is. The present inventors have found that a processed roll having a roughness within these ranges gives good results.

冷間圧延ミルが１つのスタンドを含むとき、加工ロールは、０．５μｍ以上７．０μｍ以下の粗さＲａを有するべきである。 When the cold rolling mill contains one stand, the machining roll should have a roughness Ra of 0.5 μm or more and 7.0 μm or less.

冷間圧延ミルが２つのスタンドを含む場合、最初のスタンドの加工ロールは、０．６μｍ以上３．０μｍ以下の粗さＲａを有するべきであり、最後のスタンドの加工ロールは、０．５μｍ以上７．０μｍ以下の粗さＲａを有するべきである。 If the cold rolling mill contains two stands, the machining roll of the first stand should have a roughness Ra of 0.6 μm or more and 3.0 μm or less, and the machining roll of the last stand should have a roughness Ra of 0.5 μm or more. It should have a roughness Ra of 7.0 μm or less.

冷間圧延ミルが３つ以上のスタンドを含む場合、最初のスタンドの加工ロールは、０．６μｍ以上３．０μｍ以下の粗さＲａを有するべきであり、中間のスタンドの加工ロールは、０．３μｍ以上０．８μｍ以下の粗さＲａを有するべきであり、最後のスタンドの加工ロールは、０．５μｍ以上７．０μｍ以下の粗さＲａを有するべきである。 If the cold rolling mill contains 3 or more stands, the machining roll of the first stand should have a roughness Ra of 0.6 μm or more and 3.0 μm or less, and the machining roll of the intermediate stand is 0. The roughness Ra of 3 μm or more and 0.8 μm or less should be provided, and the processing roll of the final stand should have a roughness Ra of 0.5 μm or more and 7.0 μm or less.

上記のことは、本発明者らが、ストリップが冷間圧延ミルを離れる前に使用される加工ロールが常に０．５μｍ以上７．０μｍ以下の粗さＲａを有するべきであることを見出したことを示す。別の最初のスタンドを使用する場合、その粗さは０．６μｍ以上３．０μｍ以下でなければならない。中間のスタンドが存在する場合、これらは低い粗さ、すなわち０．３μｍ以上０．８μｍ以下の粗さを有するべきである。 The above has been found by the present inventors that the machining roll used before the strip leaves the cold rolling mill should always have a roughness Ra of 0.5 μm or more and 7.0 μm or less. Is shown. If another first stand is used, its roughness should be greater than or equal to 0.6 μm and less than or equal to 3.0 μm. If intermediate stands are present, they should have a low roughness, i.e. no more than 0.3 μm and no more than 0.8 μm.

上記の場合において、０．５μｍ以上７．０μｍ以下の粗さＲａが示される場合、より限定された範囲も適用できることを理解されたい。 In the above case, if a roughness Ra of 0.5 μm or more and 7.0 μm or less is shown, it should be understood that a more limited range can also be applied.

好ましくは、冷間圧延されたストリップは、好ましくは金属コーティングが施された後、０．５μｍ以上４．０μｍ以下の粗さ、好ましくは２．８μｍ以下の粗さを有する調質ロールを使用してスキンパス（ｓｋｉｎ ｐａｓｓｅｄ）される。スキンパスロールの粗さは、形成されるストリップ、ブランクのシートに転写され、それによって平坦な製品のうねりに強い影響を与える。 Preferably, the cold-rolled strip uses a tempering roll having a roughness of 0.5 μm or more and 4.0 μm or less, preferably 2.8 μm or less, preferably after being coated with a metal. Is skin passed. The roughness of the skin pass roll is transferred to the strips formed, the blank sheet, thereby having a strong effect on the waviness of the flat product.

本発明の第４の態様によれば、本発明の第３の態様による方法で製造されたストリップであって、ストリップの表面が、４μｍ以上１２μｍ以下のコーティング厚さを有するアルミニウム系コーティングでコーティングされたストリップに関して、ストリップの圧延方向において、２．０μｍ未満の粗さＲａ及び０．６μｍ未満のうねりＷｓａを有するストリップが提供される。 According to the fourth aspect of the present invention, the strip produced by the method according to the third aspect of the present invention, the surface of the strip is coated with an aluminum-based coating having a coating thickness of 4 μm or more and 12 μm or less. For strips, strips with a roughness Ra of less than 2.0 μm and a waviness Wsa of less than 0.6 μm are provided in the rolling direction of the strip.

好ましくは、ストリップは、ストリップの圧延方向において、０．７μｍ以上１．６μｍ以下の粗さＲａ及び０．１５μｍ以上０．３５μｍ以下のうねりＷｓａを有する。 Preferably, the strip has a roughness Ra of 0.7 μm or more and 1.6 μm or less and a waviness Wsa of 0.15 μm or more and 0.35 μm or less in the rolling direction of the strip.

いくつかのＢＨ及びＩＦ合金について、カッピング（ｃｕｐｐｉｎｇ）前後の結晶粒径及びうねりＷｓａを測定した。 For some BH and IF alloys, the crystal grain size and waviness Wsa before and after cupping were measured.

全てのサンプルは、５スタンド冷間ミルで冷間圧延されたコイルに由来するものであった。第１のスタンドは、Ｒａが１．２±０．２μｍである研削粗さ（ｇｒｏｕｎｄ ｒｏｕｇｈｎｅｓｓ）を有していた。第２、第３及び第４のスタンドは、Ｒａが０．６±０．２μｍである研削粗さを有していた。最後のスタンドは、Ｒａが４．５±０．２μｍであるＥＤＴ粗さを有していた。冷間圧延後、コイルを連続的に焼鈍し、最高温度を８１０±２０℃とし、溶融亜鉛めっきを４７０±１０℃で行った。エアナイフを使用してコーティングの厚さを調整し、エアナイフの直後に冷却を行ってコーティングを固化させた。最後に、ストリップを調質圧延（ｔｅｍｐｅｒ ｒｏｌｌｅｄ）した。調質ミルの粗さは、１．９±０．１μｍのＥＤＴであった。 All samples were derived from coils that were cold rolled in a 5-stand cold mill. The first stand had a ground roughness with Ra of 1.2 ± 0.2 μm. The second, third and fourth stands had a grinding roughness with Ra of 0.6 ± 0.2 μm. The last stand had an EDT roughness with Ra of 4.5 ± 0.2 μm. After cold rolling, the coil was continuously annealed to a maximum temperature of 810 ± 20 ° C. and hot dip galvanizing at 470 ± 10 ° C. An air knife was used to adjust the thickness of the coating and cooling was performed immediately after the air knife to solidify the coating. Finally, the strips were temper rolled. The roughness of the tempering mill was 1.9 ± 0.1 μm EDT.

これらの合金の化学組成を表１に示す。 The chemical composition of these alloys is shown in Table 1.

結晶粒径は以下のように測定した。 The crystal grain size was measured as follows.

サンプル調製
サンプルのＲＤ－ＮＤ切片を導電性樹脂（いわゆるポリファスト）にマウントし、１μｍに機械的に研磨した。予め行われた研削及び研磨工程によって引き起こされたあらゆる表面変形を除去するように注意を払った。完全に変形のない表面を得るために、最終研磨工程はコロイダルシリカを用いて行った。 Sample Preparation The RD-ND section of the sample was mounted on a conductive resin (so-called polyfast) and mechanically polished to 1 μm. Care was taken to remove any surface deformation caused by the pre-ground grinding and polishing process. The final polishing step was performed with colloidal silica to obtain a completely deformation-free surface.

ＳＥＭ
ミクロ組織分析は、ＥＤＡＸ ＰＥＧＡＳＵＳ ＸＭ ４ ＨＩＫＡＲＩ ＥＢＳＤシステムを備えたＦＥＧ－ＳＥＭ（電界放出銃走査型電子顕微鏡、Ｚｅｉｓｓ Ｕｌｔｒａ ＳＳ ＦＥＧ－ＳＥＭ）を用いて行った。報告されたサンプルのＥＢＳＤ（電子後方散乱回折）スキャンは、典型的には以下のＳＥＭ設定を用いて行われた。 SEM
Microstructural analysis was performed using a FEG-SEM (field emission gun scanning electron microscope, Zeiss Ultra SS FEG-SEM) equipped with an EDAX PEGASUS XM 4 HIKARI EBSD system. EBSD (Electron Backscatter Diffraction) scans of the reported samples were typically performed using the following SEM settings.

Figure 0007066698000001
Figure 0007066698000001

ＥＢＳＤスキャンは、サンプルのＲＤ－ＮＤ平面上で収集された。サンプルをＳＥＭ内で７０°の角度で配置した。加速電圧は１５ｋＶ、高電流オプションはオン、１２０μｍアパーチャ（ａｐｅｒｔｕｒｅ）を使用し、典型的には、走査中の作動距離は１７ｍｍであった。サンプルの７０°の傾斜角を補償するために、走査中に動的焦点補正（ｄｙｎａｍｉｃ ｆｏｃｕｓ ｃｏｒｒｅｃｔｉｏｎ）を使用した。 EBSD scans were collected on the RD-ND plane of the sample. The sample was placed in the SEM at a 70 ° angle. The acceleration voltage was 15 kV, the high current option was on, a 120 μm aperture was used, and the working distance during scanning was typically 17 mm. Dynamic focus correction was used during the scan to compensate for the 70 ° tilt angle of the sample.

ＥＢＳＤデータ収集
ＥＢＳＤスキャンは、ＥＤＡＸ社（ＴＳＬ ＯＩＭ Ｄａｔａ Ｃｏｌｌｅｃｔｉｏｎバージョン７．０．１（８－２７－１３））のソフトウェアを使用してキャプチャされた。典型的には、以下のデータ収集設定が使用された：６×６ビニングでの光カメラと標準的なバックグラウンド減算との組み合わせ。走査領域は全ての場合において最大でサンプル厚さであり、そして走査領域に非金属介在物を含まないように注意を払った。 EBSD Data Collection EBSD scans were captured using software from EDAX (TSL OIM Data Collection version 7.0.1 (8-27-13)). Typically, the following data acquisition settings were used: a combination of an optical camera with 6x6 binning and standard background subtraction. The scan area was the maximum sample thickness in all cases, and care was taken to ensure that the scan area did not contain non-metal inclusions.

ＥＢＳＤスキャンサイズ ５００×５００μｍ；ステップサイズ ０．５μｍｍ；スキャン速度 毎秒約８０フレーム；スキャン中に含まれる相 Ｆｅ（α）。データ収集中に使用されたＨｏｕｇｈ設定は次のとおりである。ビニングパターンサイズ（Ｂｉｎｎｅｄ ｐａｔｔｅｒｎ ｓｉｚｅ） ～９６；シータセットサイズ（ｔｈｅｔａ ｓｅｔ ｓｉｚｅ） １；ｒｈｏラクション（ｒｈｏ ｆｒａｃｔｉｏｎ） ≒９０；最大ピーク数 １３；最小ピーク数 ５；Ｈｏｕｇｈタイプ（Ｈｏｕｇｈ ｔｙｐｅ） クラシック；Ｈｏｕｇｈ解像度（Ｈｏｕｇｈ ｒｅｓｏｌｕｔｉｏｎ） 低；バタフライコンボリューションマスク（ｂｕｔｔｅｒｆｌｙ ｃｏｎｖｏｌｕｔｉｏｎ ｍａｓｋ） ９×９；ピーク対称性 ０．５；最小ピーク振幅 ５；最大ピーク距離 １５。 EBSD scan size 500 x 500 μm; step size 0.5 μmm; scan speed about 80 frames per second; phase Fe (α) contained during the scan. The Houg settings used during data acquisition are as follows: Binning pattern size (Binned pattern size) to 96; theta set size (theta set size) 1; rho fraction ≈ 90; maximum number of peaks 13; minimum number of peaks 5; Hough type (Hough type) classic (Hough resolution) Low; Butterfly convolution mask 9 × 9; Peak symmetry 0.5; Minimum peak amplitude 5; Maximum peak distance 15.

ＥＢＳＤデータ評価
ＥＢＳＤスキャンは、ＴＳＬ ＯＩＭ 分析ソフトウェアバージョン７．１．０×６４（３０－１４－１４）で評価された。通常、データセットは、測定方向に対して適切な方向にスキャンを取得するために、ＲＤに対して９０°回転させた。標準的な結晶粒拡張のクリーンアップ（ｓｔａｎｄａｒｄ ｇｒａｉｎ ｄｉｌａｔｉｏｎ ｃｌｅａｎ ｕｐ）が実行された（ＧＴＡ ５、最小結晶粒径５、及び結晶粒は複数行の単一反復（ｍｕｌｔｉｐｌｅ ｒｏｗｓ ｓｉｎｇｌｅ ｉｔｅｒａｔｉｏｎ）を含む必要がある）。 EBSD Data Evaluation EBSD scans were evaluated with TSL OIM analysis software version 7.1.0 × 64 (30-14-14). Typically, the dataset was rotated 90 ° with respect to the RD to obtain the scan in the appropriate direction with respect to the measurement direction. Standard grain expansion cleanup (standard grain dilation cleanup) was performed (GTA 5, minimum grain size 5, and grain must include multiple rows single iteration). be).

表面形状は、先端半径２μｍのスキッドレススタイラス装置（ｓｋｉｄｌｅｓｓ ｓｔｙｌｕｓ ｄｅｖｉｃｅ）を用いて測定した。１サンプルにつき、長さ７０ｍｍ、１０００ポイント／ｍｍの点密度の５つのトラックを作成した。ＷｓａはＳＥＰ１９４１に従って計算されたが、粗さは２．５ｍｍのカットオフが使用されるＩＳＯ ４２８７に従って計算された。１サンプルにつき、５トラックの算術平均を考慮して特定の値、すなわち粗さ又はうねりを与えるように決定した。 The surface shape was measured using a skidless stylus device having a tip radius of 2 μm. Five tracks with a length of 70 mm and a point density of 1000 points / mm were prepared for each sample. Wsa was calculated according to SEP1941, but the roughness was calculated according to ISO 4287 where a 2.5 mm cutoff is used. It was decided to give a specific value, namely roughness or waviness, in consideration of the arithmetic mean of 5 tracks per sample.

ブランクホルダーとダイとの間の（コーティングされた）基材のいかなる材料の移動も完全に抑制されるようなブランクホルダー力（ｂｌａｎｋｈｏｌｄｅｒ ｆｏｒｃｅ）にて、直径７５ｍｍを有する中空パンチ（ｈｏｌｌｏｗ ｐｕｎｃｈ）を用いて１４５ｍｍ×１４５ｍｍのブランクをプレスすることによってカップを製造した。カップの変形は、底部の厚さ歪み（ｔｈｉｃｋｎｅｓｓ ｓｔｒａｉｎ）が９％±０．３％になるようなものである。ここで、厚さ歪みは、（ｔ（当初）－ｔ（変形））／ｔ（当初）×１００％として定義され、ｔ（当初）は、未変形時の厚さであり、ｔ（変形）は、変形後の厚さである。 Using a hollow punch with a diameter of 75 mm at a blank holder force such that the movement of any material of the (coated) substrate between the blank holder and the die is completely suppressed. The cup was manufactured by pressing a blank of 145 mm × 145 mm. The deformation of the cup is such that the thickness strain at the bottom is 9% ± 0.3%. Here, the thickness strain is defined as (t (initial) -t (deformation)) / t (initial) × 100%, where t (initial) is the thickness when not deformed and t (deformation). Is the thickness after deformation.

結果を表２に示す。表は、ΔＷｓａ≦０．１２μｍの可能性を増大させるために、材料の結晶粒径が１１．０μｍ未満であることが必要があることを示す。 The results are shown in Table 2. The table shows that the crystal grain size of the material needs to be less than 11.0 μm in order to increase the possibility of ΔWsa ≦ 0.12 μm.

Figure 0007066698000002
Figure 0007066698000002

表２は、測定された結晶粒径、ΔＷｓａ及び「Ｔｉ／Ｎｂ／Ｍｏの有効性」を示す。
ΔＷｓａ＞０．１２は「ｘ」で表され、ΔＷｓａ≦０．１２は「ｏ」で表される。
「Ｔｉ／Ｎｂ／Ｍｏの有効性」は、Ｔｉ及びＮｂがともに≧０．００５重量％である場合は、４（Ｔｉ＋Ｎｂ）＋２Ｍｏであり、その他の場合は、Ｔｉ＋２Ｎｂ＋２Ｍｏである。 Table 2 shows the measured crystal grain size, ΔWsa and “effectiveness of Ti / Nb / Mo”.
ΔWsa> 0.12 is represented by “x” and ΔWsa ≦ 0.12 is represented by “o”.
The "effectiveness of Ti / Nb / Mo" is 4 (Ti + Nb) + 2Mo when both Ti and Nb are ≧ 0.005% by weight, and Ti + 2Nb + 2Mo in other cases.

合金４Ａは、＜１１．０μｍの結晶粒径を有し、「Ｔｉ／Ｎｂ／Ｍｏの有効性」＜０．０６であるが、ΔＷｓａ≦０．１２をもたらす。これは、「Ｔｉ／Ｎｂ／Ｍｏの有効性」が低すぎる場合でさえも、良好な製品は可能であるが、良好な結果は通常ではないことを示している。 Alloy 4A has a crystal grain size of <11.0 μm and “effectiveness of Ti / Nb / Mo” <0.06, but results in ΔWsa ≦ 0.12. This indicates that good products are possible, but good results are unusual, even if the "effectiveness of Ti / Nb / Mo" is too low.

本発明者らは、ΔＷｓａは、実際には、ΔＷｓａの上限及びΔＷｓａの下限の両方に関して、等軸のメジアン結晶粒径（ｍｅｄｉａｎ ｅｑｕｉ－ａｘｅｄ ｇｒａｉｎ ｓｉｚｅ）に非常に大きく依存することを見出した。 The present inventors have found that ΔWsa actually depends very much on the median equi-axed grain size with respect to both the upper limit of ΔWsa and the lower limit of ΔWsa.

上記実施例の後、いくつかのさらなる実験を行った。これらの実験では、冷間圧延ミルの最後のスタンドにおけるロールの粗さを変えた。上記実施例で使用された方法の他のすべてのパラメータは同一のままであった。使用した合金はＢＨ型であり、化学的性質の典型的な値は以下に示されており、全ての元素は重量％である。 After the above examples, some further experiments were performed. In these experiments, the roughness of the rolls at the last stand of the cold rolling mill was changed. All other parameters of the method used in the above embodiment remained the same. The alloy used is of type BH, typical values of chemistry are shown below and all elements are by weight%.

Ｃ＝０．００２９
Ｍｎ＝０．１３２
Ｐ＝０．００９
Ｓ＝０．００７
Ｓｉ＝０．００３
Ａｌ ｓｏｌ＝０．０４４
Ｃｕ＝０．０１３
Ｓｎ＝０．００４
Ｃｒ＝０．０１９
Ｎｉ＝０．０１６
Ｍｏ＝０．００３
Ｎｂ＝０．００７５
Ｖ＝０．００１
Ｂ＝０．００１
Ｔｉ＝０．００９
Ｎ＝０．００２１ C = 0.0029
Mn = 0.132
P = 0.009
S = 0.007
Si = 0.003
Al sol = 0.044
Cu = 0.013
Sn = 0.004
Cr = 0.019
Ni = 0.016
Mo = 0.003
Nb = 0.0075
V = 0.001
B = 0.001
Ti = 0.009
N = 0.0021

冷間圧延ミルの最後のスタンドの粗さは別として、表１に与えられたサンプルについて上述したように処理を行った。冷間圧延ミルの最後のスタンドにおけるロールの粗さについては、４つの異なる値を有する粗さを使用した。ＥＤＴ法により得られたロールの粗さＲａは、それぞれ、１．５μｍ、３．０μｍ、４．５μｍ及び６．０μｍであった。図１は、これら４つの実験で得られたΔＷｓａを示す。カッピング前のサンプルのＲａ値は、１．０５μｍ以上１．２μｍ以下であり、カッピング前のサンプルのＲｐｃは、８０ｃｍ－１以上１０５ｃｍ－１以下であった。（Ｒｐｃはピークカウント、すなわち所与の長さ当たりの粗さピークの数である）。 Apart from the roughness of the last stand of the cold rolling mill, the samples given in Table 1 were treated as described above. For the roll roughness at the last stand of the cold rolling mill, roughness with four different values was used. The roughness Ra of the rolls obtained by the EDT method was 1.5 μm, 3.0 μm, 4.5 μm and 6.0 μm, respectively. FIG. 1 shows ΔWsa obtained in these four experiments. The Ra value of the sample before cupping was 1.05 μm or more and 1.2 μm or less, and the Rpc of the sample before cupping was 80 cm -1 or more and 105 cm -1 or less. (Rpc is the peak count, i.e. the number of roughness peaks per given length).

Claims (21)

塗装部品に使用される鋼ストリップ、シート又はブランクであって、
前記鋼ストリップ、シート又はブランクは、金属コーティングされていてもよく、
前記鋼は、重量％で、以下の組成：
Ｃ：最大０．００７
Ｍｎ：最大１．２
Ｓｉ：最大０．５
Ａｌ：最大０．１
Ｐ：最大０．１５
Ｓ：０．００３～０．０４５
Ｎ：最大０．０１
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ：
Ｔｉ≧０．００５かつＮｂ≧０．００５の場合は、０．０６≦４Ｔｉ＋４Ｎｂ＋２Ｍｏ≦０．６０
その他の場合は、０．０６≦Ｔｉ＋２Ｎｂ＋２Ｍｏ≦０．６０
以下の任意元素の１種又は２種以上：
Ｃｕ：最大０．１０
Ｃｒ：最大０．０６
Ｎｉ：最大０．０８
Ｂ：最大０．００１５
Ｖ：最大０．０１
Ｃａ：最大０．０１
Ｃｏ：最大０．０１
Ｓｎ：最大０．０１
鉄及び不可避的不純物である残部
を有する超低炭素（ＵＬＣ）鋼であり、メジアン結晶粒径が１１．０マイクロメートル未満である本質的に等軸の結晶粒を有し、
Ｗｓａ（成形）－Ｗｓａ（平坦）として定義される、前記鋼ストリップ、シート又はブランクの成形による表面のデルタうねりΔＷｓａは、０．１２μｍ以下であり、
Ｗｓａ（成形）及びＷｓａ（平坦）は、
前記鋼ストリップ、シート又はブランクから１４５ｍｍ×１４５ｍｍのサンプルを調製し、
次いで、直径７５ｍｍを有する中空パンチを用いて前記サンプルをプレスして、底部の厚さ歪みが９％±０．３％であるカップを製造し、ここで、前記厚さ歪みは、（ｔ（当初）－ｔ（変形））／ｔ（当初）×１００％［式中、ｔ（当初）は、未変形時の厚さであり、ｔ（変形）は、変形後の厚さである。］として定義され、
次いで、Ｗｓａ（成形）及びＷｓａ（平坦）をＳＥＰ１９４１に従って測定する
ことにより測定され、
Ｗｓａ（成形）は、金属コーティングされていてもよい、前記サンプルの成形後の表面のＷｓａ値であり、
Ｗｓａ（平坦）は、金属コーティングされていてもよい、前記サンプルの成形前の表面のＷｓａ値であり、
Ｗｓａ（成形）及びＷｓａ（平坦）は、圧延方向で測定される、前記鋼ストリップ、シート又はブランク。 Steel strips, sheets or blanks used for painted parts
The steel strip, sheet or blank may be metal coated.
The steel is in weight% and has the following composition:
C: Maximum 0.007
Mn: Maximum 1.2
Si: Maximum 0.5
Al: Maximum 0.1
P: Maximum 0.15
S: 0.003 to 0.045
N: Maximum 0.01
Ti, Nb, Mo:
When Ti ≧ 0.005 and Nb ≧ 0.005, 0.06 ≦ 4Ti + 4Nb + 2Mo ≦ 0.60
In other cases, 0.06 ≤ Ti + 2Nb + 2Mo ≤ 0.60
One or more of the following optional elements:
Cu: Maximum 0.10
Cr: Maximum 0.06
Ni: Maximum 0.08
B: Maximum 0.0015
V: Maximum 0.01
Ca: Maximum 0.01
Co: Maximum 0.01
Sn: Maximum 0.01
An ultra-low carbon (ULC) steel with iron and a balance that is an unavoidable impurity, with essentially equiaxed grains with a median grain size of less than 11.0 micrometers.
The surface delta waviness ΔWsa by forming the steel strip, sheet or blank, defined as Wsa (formation) -Wsa (flat ), is 0.12 μm or less.
Wsa (molding) and Wsa (flat) are
A 145 mm × 145 mm sample was prepared from the steel strip, sheet or blank.
The sample is then pressed using a hollow punch having a diameter of 75 mm to produce a cup with a bottom thickness strain of 9% ± 0.3%, where the thickness strain is (t (t). Initial) -t (deformation)) / t (initial) x 100% [In the formula, t (initial) is the thickness at the time of undeformation, and t (deformation) is the thickness after deformation. ], Which is defined as
Wsa (molding) and Wsa (flatness) are then measured according to SEP1941.
By being measured,
Wsa (molding) is a Wsa value of the surface of the sample after molding, which may be metal-coated.
Wsa (flat) is the Wsa value of the surface of the sample before molding, which may be metal coated.
Wsa (molded) and Wsa (flat) are the steel strips, sheets or blanks measured in the rolling direction . Ｔｉ、Ｎｂ及びＭｏの量が、重量％で、Ｔｉ≧０．００５かつＮｂ≧０．００５の場合は、０．０６≦４Ｔｉ＋４Ｎｂ＋２Ｍｏ≦０．３０であり、その他の場合は、０．０６≦Ｔｉ＋２Ｎｂ＋２Ｍｏ≦０．１０である、請求項１に記載の鋼ストリップ、シート又はブランク。 When the amounts of Ti, Nb and Mo are% by weight, Ti ≧ 0.005 and Nb ≧ 0.005, 0.06 ≦ 4Ti + 4Nb + 2Mo ≦ 0.30, and in other cases, 0.06 ≦ Ti + 2Nb + 2Mo. The steel strip, sheet or blank according to claim 1, wherein ≦ 0.10. Ｔｉ、Ｎｂ及びＭｏの量が、Ｃ、Ｎ及びＳのレベルに対して、すべて重量％で、
Ｔｉ（遊離）≦０の場合は、Ｔｉ（ｃ）＝０、その他の場合は、Ｔｉ（ｃ）＝Ｔｉ（遊離）、ここで、Ｔｉ（遊離）＝Ｔｉ－３．４３Ｎ－１．５Ｓ、かつ、
０．０００８≦Ｃｓｏｌ≦０．００３３、ここで、Ｃｓｏｌ＝Ｃ－０．１２５Ｍｏ－０．１２９Ｎｂ－０．２５Ｔｉ（ｃ）
となるように調整されており、
前記鋼ストリップ、シート又はブランクが、焼付硬化型超低炭素鋼ストリップ、シート又はブランクである、請求項１又は２に記載の鋼ストリップ、シート又はブランク。 The amounts of Ti, Nb and Mo are all in weight% by weight with respect to the levels of C, N and S.
When Ti (free) ≤ 0, Ti (c) = 0, in other cases Ti (c) = Ti ( free ), where Ti (free) = Ti-3.43N-1.5S, And,
0.0008 ≦ Csol ≦ 0.0033, where Csol = C-0.125Mo-0.129Nb-0.25Ti (c)
It has been adjusted so that
The steel strip, sheet or blank according to claim 1 or 2, wherein the steel strip, sheet or blank is a seizure-hardened ultra-low carbon steel strip, sheet or blank. 前記本質的に等軸の結晶粒が、１０．０マイクロメートル未満のメジアン径を有する、請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼ストリップ、シート又はブランク。 The steel strip, sheet or blank according to any one of claims 1 to 3, wherein the essentially equiaxial crystal grains have a median diameter of less than 10.0 micrometers. Ｗｓａ（平坦）≦０．３５μｍである、請求項１～４のいずれか一項に記載の鋼ストリップ、シート又はブランク。The steel strip, sheet or blank according to any one of claims 1 to 4, wherein Wsa (flat) ≤ 0.35 μm. Ｗｓａ（平坦）≦０．３２μｍである、請求項５に記載の鋼ストリップ、シート又はブランク。The steel strip, sheet or blank according to claim 5, wherein Wsa (flat) ≤ 0.32 μm. 前記鋼ストリップ、シート又はブランクが、亜鉛系コーティング、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系コーティング又はアルミニウム系コーティングでコーティングされている、請求項１～６の鋼ストリップ、シート又はブランク。 The steel strip, sheet or blank according to claim 1 to 6 , wherein the steel strip, sheet or blank is coated with a zinc-based coating, a Zn-Al-Mg-based coating or an aluminum-based coating. 前記亜鉛系コーティングが、０．１～１．２重量％のアルミニウムと、０．３重量％以下の他の元素と、不可避的不純物及び亜鉛である残部とからなる、請求項７に記載の鋼ストリップ、シート又はブランク。The steel according to claim 7, wherein the zinc-based coating comprises 0.1 to 1.2% by weight of aluminum, 0.3% by weight or less of other elements, unavoidable impurities and a balance of zinc. Strips, sheets or blanks. 前記Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系コーティングが、０．２～３．０重量％のアルミニウムと、０．２～３．０重量％のマグネシウムと、０．３重量％以下の他の元素と、不可避的不純物及び亜鉛である残部とからなる、請求項７に記載の鋼ストリップ、シート又はブランク。The Zn-Al-Mg coating is unavoidable with 0.2-3.0% by weight aluminum, 0.2-3.0% by weight magnesium, and 0.3% by weight or less of other elements. The steel strip, sheet or blank according to claim 7, which comprises an impurity and a balance of zinc. 前記アルミニウム系コーティングが、０．２～１３重量％のケイ素と、０．３重量％以下の他の元素と、不可避的不純物及びアルミニウムである残部とからなる、請求項７に記載の鋼ストリップ、シート又はブランク。The steel strip according to claim 7, wherein the aluminum-based coating comprises 0.2 to 13% by weight of silicon, 0.3% by weight or less of other elements, unavoidable impurities and a balance of aluminum. Sheet or blank. 請求項１～１０のいずれか一項に記載の鋼ストリップを製造する方法であって、
前記鋼ストリップが、熱間圧延及び冷間圧延され、冷間圧延ミルの最後のスタンド又は唯一のスタンドが、０．５μｍ以上７．０μｍ以下の粗さＲａを有する加工ロールを含む、前記方法。 The method for manufacturing a steel strip according to any one of claims 1 to 10 .
The method according to the method, wherein the steel strip is hot-rolled and cold-rolled, and the last stand or the only stand of the cold rolling mill comprises a working roll having a roughness Ra of 0.5 μm or more and 7.0 μm or less. 前記最後のスタンド又は前記唯一のスタンドにおける前記加工ロールの前記粗さＲａが、０．５５μｍ以上５．０μｍ以下である、請求項１１に記載の方法。 11. The method of claim 11 , wherein the roughness Ra of the processing roll on the last stand or the only stand is 0.55 μm or more and 5.0 μm or less . 前記最後のスタンド又は前記唯一のスタンドにおける前記加工ロールの前記粗さＲａが、０．６μｍ以上４．０μｍ以下である、請求項１２に記載の方法。12. The method of claim 12, wherein the roughness Ra of the processing roll on the last stand or the only stand is 0.6 μm or more and 4.0 μm or less. 前記最後のスタンド又は前記唯一のスタンドにおける前記加工ロールの前記粗さＲａが、０．６μｍ以上２．０μｍ以下である、請求項１３に記載の方法。13. The method of claim 13, wherein the roughness Ra of the processing roll on the last stand or the only stand is 0.6 μm or more and 2.0 μm or less. 前記冷間圧延ミルが、前記唯一のスタンドを含む、請求項１１～１４のいずれか一項に記載の方法。 The method of any one of claims 11-14, wherein the cold rolling mill comprises the only stand. 前記冷間圧延ミルが、最初のスタンドと前記最後のスタンドとからなる２つのスタンドを含み、前記最初のスタンドの加工ロールが、０．６μｍ以上３．０μｍ以下の粗さＲａを有する、請求項１１～１４のいずれか一項に記載の方法。 Claimed that the cold rolling mill comprises two stands consisting of a first stand and a last stand , wherein the machining roll of the first stand has a roughness Ra of 0.6 μm or more and 3.0 μm or less. Item 10. The method according to any one of Items 11 to 14 . 前記冷間圧延ミルが、最初のスタンドと１つ又は２つ以上の中間のスタンドと前記最後のスタンドとからなる３つ以上のスタンドを含み、前記最初のスタンドの加工ロールが、０．６μｍ以上３．０μｍ以下の粗さＲａを有し、前記１つ又は２つ以上の中間のスタンドの加工ロールが、０．３μｍ以上０．８μｍ以下の粗さＲａを有する、請求項１１～１４のいずれか一項に記載の方法。 The cold rolling mill includes three or more stands consisting of a first stand, one or more intermediate stands and the last stand, and the machining roll of the first stand is 0.6 μm or more. 11.14 of claims 11-14 , wherein the processing roll of the one or more intermediate stands has a roughness Ra of 3.0 μm or less, and the processing roll of the one or more intermediate stands has a roughness Ra of 0.3 μm or more and 0.8 μm or less. The method described in any one of the items . 前記冷間圧延されたストリップが、０．５μｍ以上４．０μｍ以下の粗さを有する調質ロールを使用してスキンパスされる、請求項１１～１７のいずれか一項に記載の方法。 The method according to any one of claims 11 to 17 , wherein the cold-rolled strip is skin -passed using a tempering roll having a roughness of 0.5 μm or more and 4.0 μm or less. 前記冷間圧延されたストリップが、２．８μｍ以下の粗さを有する調質ロールを使用してスキンパスされる、請求項１８に記載の方法。18. The method of claim 18, wherein the cold-rolled strip is skin-passed using a tempering roll having a roughness of 2.8 μm or less. 前記冷間圧延されたストリップが、金属コーティングを施した後にスキンパスされる、請求項１８又は１９に記載の方法。18. The method of claim 18 or 19, wherein the cold-rolled strip is skin-passed after being metal coated. 請求項１１～２０のいずれか一項に記載の方法で製造されたストリップであって、
前記ストリップの表面が、４μｍ以上１２μｍ以下のコーティング厚さを有するアルミニウム系コーティングでコーティングされたストリップに関して、前記ストリップの圧延方向において、２．０μｍ未満の粗さＲａ及び０．６μｍ未満のうねりＷｓａを有する、前記ストリップ。 A strip manufactured by the method according to any one of claims 11 to 20 .
For strips whose surface is coated with an aluminum-based coating having a coating thickness of 4 μm or more and 12 μm or less, a roughness Ra of less than 2.0 μm and a waviness Wsa of less than 0.6 μm are obtained in the rolling direction of the strip. The strip having.
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