JPH04247849A - プレス成形性および燐酸塩処理性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、プレス成形性および
燐酸塩処理性に優れた冷延鋼板およびその製造方法に関
し、連続焼鈍法によって製造される深絞り用冷延鋼板を
プレス成形するに際し、鋼板表面の摩擦係数を低下させ
てプレス成形時においてプレス型と鋼板の滑りを改善す
ることで、成形機内への材料の流れ込みを良くし、プレ
ス加工割れを防止するとともに、塗装前の燐酸塩処理性
を改善し、塗装後の耐食性と塗料の密着性を向上するも
のである。

【０００２】

【従来の技術】一般に、冷延鋼板が自動車、電気製品な
どに加工される工程では、所定の形状を得るために、大
型のプレス成形機が使用される。特に、自動車の製造に
おいては、車体の大型化、また、走行時における空気抵
抗の低減およびスタイリッシュな外観を得るために、フ
ェンダーやドア、リヤ・クオータなどにまるみを持たせ
たデザインが主流になっている。

【０００３】一方、経済性の追求のみならず、環境保護
の面から燃費の低減が火急の課題とされ、車体の軽量化
すなわち板厚のゲージ・ダウンが進んでいる。このゲー
ジ・ダウンにおいては、外板パネルなどにおいては薄い
板厚で耐デント性および張り剛性（押しても凹み難い状
態・形状凍結性）を得るために、深絞りを必要とする部
位においてまでも高張力鋼板が使用されるようになった
。このような薄くて強度の高い冷延鋼板を深絞り成形す
るためには、プレス時に発生するシワを防止するために
、強力なプレス機械を用いて、シワ抑え力を高めておく
必要がある。

【０００４】ところで、冷延鋼板の製造方法は、冷間圧
延で大きく歪みを受けた結晶を再結晶させるための焼鈍
工程の違いから、連続焼鈍法（以下、「ＣＡＬ　」とい
う）と箱型焼鈍法（以下、「ＢＡＦ　」という）に分け
られる。 これまで深絞りに供される軟質冷延鋼板の製造には、一
般的な低炭素アルミキルド鋼が、また深絞り用高張力高
には、低炭素アルミキルド鋼にＳｉ、Ｍｎ、Ｐ　などが
添加されたものが用いられ、加熱・冷却時間が長く結晶
粒が成長しやすく、高いランクフォード値　（以下、「
ｒ　値」という）を持った材料が得られるＢＡＦ　で製
造されてきた。

【０００５】ＢＡＦ　焼鈍の場合は、ＣＡＬ　に比べる
と遙かに長時間高温にさらされるため、鋼板の表面には
、鋼中に含有されるＳｉ、Ｍｎ、Ｐ　、Ｓ　などが酸化
物となって濃化する。この表面酸化物が、プレス成形時
に潤滑膜として作用すること、および、ＢＡＦ　材はＣ
ＡＬ　材と比較してｒ　値が高いことから、ＢＡＦ　に
おいてはプレス割れなどのトラブルは極めて少なかった
。また、プレス成形した後、塗装後の塗料密着性および
耐食性を向上させるための、燐酸塩被膜の形成において
も、鋼中に添加された元素および表面に濃化したＭｎな
どを中心とした元素が被膜形成反応を活性化するため、
きめ細かい薄い結晶被膜が得られていた。

【０００６】このようなことにもかかわらず、最近では
、製造工程の短縮、歩留りの向上、省力化などの観点か
ら、ＢＡＦ　からＣＡＬ　への切替えが盛んに行われて
きた。 特に、プレス成形性の指標となるｒ　値を高める手段と
して、製鋼の段階で脱ガス技術を利用して含有Ｃ　量を
１００ｐｐｍ以下に抑え、その他の不純物となる元素も
極めて少なくして結晶の成長が短時間で出来るようにし
た極低Ｃ　鋼や、さらに、それにＴｉおよび／またはＮ
ｂなどを添加して固溶元素となるＣ　およびＮ　を固定
して、より高いｒ　値が短時間の焼鈍で得られるように
したＩｎｔｅｒ−ｓｔｉｃｉａｌ　Ｆｒｅｅ（ＩＦ）鋼
（例えば、特公昭６１−３２３７５号公報）　が開発さ
れて以降、ＣＡＬ　においても、高いｒ　値を持った深
絞り用冷延鋼板の製造が可能となった。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、本発明
者らは、このようにしてＣＡＬ　で製造された、高ｒ　
値の冷延鋼板は、従来のＢＡＦ　で製造された絞り用冷
延鋼板に比べてｒ　値が同等ないしは高いにも関わらず
プレス時の割れが発生し易く、また、複雑な形状の加工
においては、やや型かじり（Ｇａｌｌｉｎｇ）　が発生
し易いことを知見した。 この原因について種々の検討を重ねた結果、表１に示す
ように、表面の摩擦係数の相対値にＢＡＦ材とＣＡＬ　
材とではかなりの差があることを発見した。表１は、従
来のめっき無しの状態で、ＢＡＦ　材およびＣＡＬ　材
について、表面の摩擦係数とともにｒ　値およびＬＤＲ
　値を比較したものである。

【０００８】

【表１】

【０００９】それを実験的に証明したものが図１に示し
た、ｒ　値と限界絞り比｛Ｌｉｍｉｔｉｎｇ　Ｄｒａｗ
ｉｎｇ　Ｒａｔｉｏ＝円筒絞り試験において割れが発生
しない限度となる絞り用ポンチと原板との直径比（以下
、「ＬＤＲ　」という）　｝との関係である。図１は各
々のｒ　値とＬＤＲ　値との関係をプロットしたグラフ
である。このように差が生じる原因については、板表面
の摩擦係数が高いと、鋼板とシワ抑え治具およびダイス
の滑りが悪い上に、プレス型内部での材料の流れが悪く
なるためであろうと考えられる。また、プレス成形後の
燐酸塩処理被膜の形成については、鋼中に含有される不
純物元素が少ないうえに、ＣＡＬ　の場合は鋼板表面が
高温にさらされる時間がＢＡＦ　に比べると極端に短い
ため表面への濃化もおこらないため、燐酸塩結晶の析出
核となるべきカソードが極めて少なく、図６に写真で示
すように粗くて大きい結晶被膜となり、塗料密着性およ
び塗装後の耐食性がともに低下する。

【００１０】このＣＡＬ　材において、燐酸塩処理性が
低下する問題は、この発明に提示されるような極低Ｃ　
材の場合のみならず、通常の低ＣＡｌ−Ｋ鋼やＣａｐｐ
ｅｄ鋼の場合においても、ＣＡＬ　プロセス内部に中間
での水冷却や気水冷却などの急冷装置と、該冷却過程に
おいて表面に発生するスケールを除去するために、無機
酸による酸洗を行った場合に認められる。その改善対策
として、酸洗後の鋼板表面にＮｉなどの金属を極小量析
出させる方法が、例えば、特開昭５６−１１６８８３　
号公報、特開昭５６−１１６８８７　号公報に開示され
ている。

【００１１】その効果の依るところは、Ｎｉ等を微量析
出させた場合、酸洗後の不活性な表面に燐酸塩被膜形成
反応のためのカソード形成が促進されるためと考えられ
る。また、類似の改善技術として析出Ｎｉの形態を規定
することにより、緻密且つ均一で一定範囲の大きさの燐
酸塩結晶被膜を安定的に得る方法が特開平２−１０１２
００号公報に開示されている。

【００１２】本発明者らは鋭意研究の結果、ここに開示
される技術では、燐酸塩処理性とプレス成形性とを同時
に、しかも確実に改善するにはいずれも不十分であるこ
とを実験的に確認し、この発明を完成するに到った。す
なわち、この発明はこれらの技術をさらに改善し、優れ
た燐酸塩処理性を安定して付与すると同時に、プレス成
形時の問題をも同時に解決せんとするものである。

【００１３】本発明者らの実験的研究の結果、先に開示
されている従来技術にはその構成する要素から次ぎの様
な問題があることがわかった。まず、特開昭５６−１１
６８８３　号公報、特開昭５６−１１６８８７　号公報
に開示されている技術（以下、「従来技術１、２」とい
う）では、燐酸塩処理性を高めるためにＮｉを始めとす
る金属を鋼板の表面上に析出させる技術が開示されてい
るが、これらの方法では、付着量の範囲があまりにも広
すぎることが分かった。

【００１４】すなわち、燐酸塩処理性の改善においては
、析出サイトの数を一定の分布密度で得るのが殊に重要
であり、開示されている範囲にあっても、粒子状に一定
の密度で分布してなかったり、付着量が必要以上に多い
場合には、優れた塗装後の耐食性と塗料の密着性とを得
るために必要な、薄くて緻密な被膜を形成するのに適当
なサイズの結晶粒径を得ることができない。逆に、少な
すぎる場合には、燐酸塩の析出サイトの数が不足し、粗
くて厚い被膜になるとともに、十分な表面の摩擦係数の
低減効果が得られない。

【００１５】また、付着量が満足できる範囲にあったと
しても、析出金属の表層に酸化膜が存在しないか、また
は、存在したとしても極く薄いばあいは、極低Ｃ　鋼を
始めとする軟鋼をＣＡＬ　で処理して深絞り鋼板を製造
した場合に問題となる、鋼板表面の摩擦係数の上昇に起
因するプレス成形性の低下を防止するには、前記従来技
術１、２の中に適正値として表示されている範囲の上限
近くの付着量が要求され、それによって、燐酸塩処理性
が阻害されることが分かった。

【００１６】また、特開平２−１０１２００号公報に開
示される技術においては、粒子の直径および分布密度、
表層の非金属被膜の存在など、金属の析出形態について
規定することによって、より安定した燐酸塩被膜を形成
することのできる冷延鋼板が製造できることが開示され
ている（以下、「従来技術３」という）。さらに、従来
技術３の実施例の中には、ＣＡＬ　プロセスの後、該技
術を適用してなる冷延鋼板の表面の摩擦係数は、従来の
ＣＡＬ　で得られるそれに比べて摩擦係数が低下するこ
とも開示されている。

【００１７】この発明は、基本的に該従来技術３と共通
点を有するものであるが、本発明者らがさらに詳細な実
験検討を加えた結果、下記の問題点が明らかとなり、こ
の発明に到らしめたものである。 （１）　従来技術３に開示される特徴である粒子状析出
金属の分布密度　（１　×１０１２から５　×１０１４
個／ｍ２　）　は、良好な耐食性を確保するために最適
な燐酸塩結晶サイズを得るのに必要な要素であるが、そ
れは燐酸塩処理において必要な処理析出核数（１　×１
０１０以上５　×１０１１個／ｍ２　）　を得るための
必要条件となっているためであり、これが金属の付着量
の影響を強く受ける。すなわち、これを満足する付着量
は、５ｍｇ／　ｍ２　以上であり、１　〜４ｍｇ／　ｍ
２　では下限分布密度である１　×１０１２個／ｍ２　
を満足できない。

【００１８】（２）　Ｎｉおよびその表面に非金属Ｎｉ
の被膜を析出させることで燐酸塩処理性の改善および表
面の摩擦係数の低減に効果が認められるが、従来技術３
の実施例に開示されるように、非金属Ｎｉとは基本的に
金属酸化物であり、それがアルカリ浴中で、開示された
条件で陽極電解を行う方法によって形成され、且つその
厚さが０．００５　μｍ　以上に達するような場合は、
露出した鋼板表面には、それ以上の平均厚さの酸化膜が
生成するため、プレス成形性は改善されるものの、燐酸
塩処理後の被膜はスケの多いものとなり、塗装後の耐食
性および塗料の密着性が低下する。

【００１９】以上述べたように、軟鋼板を用いてＣＡＬ
　プロセスで深絞り用冷延鋼板を製造するにあたっては
、燐酸塩処理性の低下、および、プレス成形性の低下な
どの問題を抱えていた。この問題を解決するために、Ｎ
ｉなどの金属を、単体および／または合金として、ＣＡ
Ｌ　した後、鋼板表面に微量析出させる方法が採られて
きたが、本発明者らが詳細に検討を重ねてきた結果、こ
れまでに提唱されている技術では、極軟質から高張力鋼
板にいたるまでの深絞り用冷延鋼板をＣＡＬ　プロセス
で製造するにはいずれも不十分であることがわかった。

【００２０】従って、この発明の目的は、連続焼鈍法に
よって製造される深絞り用冷延鋼板をプレス成形するに
際し、鋼板表面の摩擦係数を低下させてプレス成形時に
おいてプレス型と鋼板の滑りを改善することで、成形機
内への材料の流れ込みを良くし、プレス加工割れを防止
するとともに、塗装前の燐酸塩処理性を改善し、塗装後
の耐食性と塗料の密着性を向上することができる、プレ
ス成形性および燐酸塩処理性に優れた冷延鋼板およびそ
の製造方法を提供することにある。

【００２１】

【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に、この発明の冷延鋼板においては、Ｃ　≦０．０６ｗ
ｔ％、Ｓｉ≦０．５ｗｔ　％、Ｍｎ≦２．５０ｗｔ％、
Ｐ　≦０．１００ｗｔ　％、Ｓ　≦０．０２５ｗｔ　％
、Ｓｏｌ．Ａｌ≦０．１０ｗｔ％、Ｎ　≦０．００５０
ｗｔ％、必要によりＴｉおよび／またはＮｂ≦０．１５
ｗｔ％を含み残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化
学成分組成を有する冷延鋼板と、前記冷延鋼板の表面上
に形成された、５　〜６０ｍｇ／ｍ２　の付着量で、１
　×１０１２個／　ｍ２　以上の分布密度で粒子状に析
出されてなるＮｉ被膜とからなり、前記Ｎｉ被膜の表面
上は、平均厚さ０．０００５〜０．００３　μｍ　、好
ましくは０．００１　〜０．００２　μｍ　の酸化膜で
覆われていることに特徴を有するものである。

【００２２】この発明の冷延鋼板の製造方法においては
、　Ｃ≦０．０６ｗｔ％、Ｓｉ≦０．５ｗｔ　％、Ｍｎ
≦２．５０ｗｔ％、Ｐ　≦０．１００ｗｔ　％、Ｓ　≦
０．０２５ｗｔ　％、Ｓｏｌ．Ａｌ≦０．１０ｗｔ％、
Ｎ　≦０．００５０ｗｔ％、必要によりＴｉおよび／ま
たはＮｂ≦０．１５ｗｔ％を含み残部Ｆｅおよび不可避
的不純物からなる化学成分組成を有する鋼を調製し、前
記鋼を連続鋳造法によって鋼塊とし、前記鋼塊を通常の
熱延条件によって熱間圧延し、次いで、表面に付着した
スケールを化学的および／または機械的手段によって除
去し、次いで、６０〜８５％の圧下率による冷間圧延に
よって所定の板厚とし、次いで、連続焼鈍法によって再
結晶温度まで加熱し、次いで、冷却し、このようにして
得られた冷延鋼板に対し、酸性浴中で陰極電解を施して
前記冷延鋼板の表面上に、Ｎｉを、５　〜６０ｍｇ／ｍ
２　の付着量、１　×１０１２個／　ｍ２　以上の分布
密度で粒子状に析出させ、次いで、前記粒子状のＮｉが
その表面上に析出した冷延鋼板を中性またはアルカリ性
浴中に浸漬するか、または、前記浴中で陽極電解するこ
とによって、析出金属の表面に平均厚さ０．０００２〜
０．００５　μｍ　、好ましくは０．００１　〜０．０
０３　μｍ　の酸化膜を形成してなることに特徴を有す
るものである。また、連続焼鈍によって加熱し、冷却し
た後、前記Ｎｉを析出させるに際し、事前に鋼帯表面を
酸洗法によって清浄化することが好ましい。

【００２３】以上述べたように、燐酸塩処理性を高める
ためには表面に燐酸塩結晶であるＨｏｐｅｉｔｅ（Ｚｎ
３　（ＰＯ　４　）　２　）　やＰｈｏｓｐｈｏｐｈｙ
ｌｌｉｔｅ（Ｚｎ２　Ｆｅ（ＰＯ　４　）　２　）　が
析出するための析出サイトとなるカソードが一定の密度
で分布し、初期析出核を形成する必要がある。表面のカ
ソードの数は、表面に露出したり、濃化した不純物元素
や外来性元素によって生じる電位差で形成されるローカ
ルセルである。

【００２４】不純物元素が少ない軟鋼板を用いて、且つ
、焼鈍時間が短く表面への元素濃化の生じにくいＣＡＬ
　では、外来性元素、すなわち異種金属のめっきに依存
するのが一般的手段となるが、初期核数の密度は析出金
属の粒子密度、ひいては、付着量に強く依存する。本発
明者らの検討によれば、塗装後の耐食性と塗料の密着性
とを十分なものとするための適正な結晶サイズ（　粒子
径）　を得るためには、初期核数を１　×１０１０から
５　×１０１１個／ｍ２　とする必要がある。また、そ
れを達成するためには、付着金属を粒子状とし、その粒
子分布密度を１　×１０１２から５　×１０１４個／ｍ
２　とする必要がある。これによって得られる被膜結晶
の平均サイズは、ＢＡＦ　なみの１　〜３　μｍ　であ
り、良好な塗装後の耐食性と塗料の密着性とを得ること
ができるが、これに必要な付着量は、最低でも５ｍｇ／
　ｍ２　である。

【００２５】一方、表面の摩擦係数が高いのは、前述の
ように表面へ酸化物として濃化する元素が極めて少ない
ためであり、これも外来性元素、すなわち簡単な方法と
しては、特定金属の微量めっきで対応できる。めっきの
方法は、浸漬法による置換めっきでもよいが、必要な粒
子状の分布状態と分布密度を得るには、電解法が好まし
い。しかし、純金属を析出させた場合には、表面の硬度
が比較的低いため、例えば、Ｎｉなどをめっきするばあ
いには、析出量を多めにする必要があるが、その場合は
、前記粒子密度の適正範囲を維持するのが不可能となる
うえ、効果も十分でない。そこで、潤滑性を高めるため
には、析出金属の表層を薄い酸化膜で覆うのが簡単で、
且つ、効果的である。

【００２６】しかしながら、酸化膜は絶縁体となるので
、あまり厚くなると燐酸塩を析出させるための電流の流
れを阻害するようになるし、アルカリ浴中での陽極電解
などの方法で、その酸化膜を意図的に付与する場合にお
いて、浴濃度が高すぎたり、電流が高すぎる場合には、
析出金属のみならず露出した鋼板表面にも厚い酸化膜が
生成され、燐酸塩結晶の析出核数が減少して粗大結晶と
なり緻密な被膜を形成することができず好ましくない。 そこで、燐酸塩処理性を阻害しない範囲で酸化膜の平均
厚さを正確にコントロールする必要が有り、その平均厚
さは０．０００５〜０．００３　μｍ　、好ましくは０
．００１〜０．００２　μｍ　とする必要がある。この
ような範囲の酸化膜を安定して得るには、中性またはア
ルカリ性溶液　（例えば、１０ｇ／ｌ　のＮａ２　ＣＯ
３　水溶液など）中に浸漬するか、低電流で陽極電解す
る。

【００２７】次に、この発明の限定理由について述べる
。鋼板の化学成分組成に上限を設けたのは、問題が深絞
り鋼板に限られ、またその原因が、焼鈍中に含有成分が
表面に濃化しにくいことによるためである。一般にＣＡ
Ｌ　で深絞り用冷延鋼板を製造するのに用いられる範囲
で上限を設けた。

【００２８】Ｎｉ被膜の付着量の下限は、析出金属の粒
子分布密度の下限１　×１０１２個／ｍ２　を得るとと
もに、燐酸塩処理時に必要な初期析出核数を確保するた
め、および、Ｎｉめっきの場合は、表面の摩擦係数を低
下させるために５　ｍｇ／　ｍ　２　とした。一方、付
着量が６０ｍｇ／　ｍ　２　を超えても効果は十分飽和
し、それ以上では不経済となり、さらに増加しても初期
析出数はむしろ減少傾向を示し、逆効果となるのでこの
値を上限とした。

【００２９】析出金属の表面に付着させる酸化膜は、薄
いと摩擦係数の低減に効果がなく、一方、厚ければ燐酸
塩処理性が損なわれるので、平均厚さの下限を０．００
０５μｍ　好ましくは０．００１　μｍ　とし、上限を
０．００３　μｍ　好ましくは０．００２　とした。

【００３０】次に、製造方法について述べる。製造方法
においては、十分な深絞り性を与えるために、冷間圧延
での圧下率を６０〜８５％とした。また、連続焼鈍法に
よって再結晶温度まで加熱後冷却する。連続焼鈍はプレ
ス成形に供する冷延鋼板に通常行われている方法で、再
結晶温度まで昇熱し、３　〜１０分間保持した後、鋼種
により適宜５　℃／ｓｅｃ以下で５０℃程度まで徐冷す
るか、１０℃／ｓｅｃ以上で４５０　℃以下まで一旦急
冷した後、２５０　〜４００　℃で１　〜３　分間過時
効処理の後、５０℃以下まで冷却する工程よりなる。連
続焼鈍を行うのは、製造時間の短縮な可能のなるほか、
大幅な材質の均一性、歩留まり、生産性の向上が期待で
きるためである。

【００３１】また、金属を析出させるにあたっては、浸
漬による置換法でもよいが、粒子状に一定密度で安定的
に析出させるために、酸性浴中での陰極電解めっきとし
た。さらにその後、所定の平均厚さの酸化膜を得るため
に、中性またはアルカリ性浴中に浸漬するか、低電流で
陽極電解する方法を採用した。

【００３２】尚、連続焼鈍によって加熱し、冷却した後
、めっき前に、事前に鋼帯表面を酸洗法によって清浄化
する。酸洗法を適用するのは、ＣＡＬ　の場合、入側に
直火加熱炉、途中の急冷帯に水冷や気水冷却を用いる場
合が多いのと、加熱帯中の雰囲気ガスの露点が上昇する
ことによって、鋼板表面に厚い酸化膜が形成され、めっ
きされる金属が好ましい状態に析出しにくいことがある
ためである。

【００３３】

【実施例】次に、この発明を実施例により説明する。表
２に示す化学成分組成を有する鋼を溶製し、次いで、連
続鋳造法によりスラブとし、それを一般的な方法で熱間
圧延を行い、所定の板厚を得た。この時の仕上げ温度は
各鋼種のＡｒ３　変態点以上とし、巻取り温度について
は、ＢＡＦ　材は５６０　℃、ＣＡＬ　材は７３０　℃
とした。その熱延材を塩酸酸洗法によって脱スケールし
た後、表４、表５に示す圧下率で冷間圧延を施し、０．
８　〜１．０ｍｍ　の厚さの冷延鋼板を得た。

【００３４】さらに、表４、表５に示す条件でそれぞれ
焼鈍を行った後、表３に示す浴条件で酸洗とそれに引き
続きめっきを施し、さらに約１．０　％の伸長率で調質
圧延を行った。ここで、酸洗は塩酸に浸漬する方法を採
用したが、これは硫酸への浸漬法または希硫酸中で電解
法による酸洗を行ってもこの発明の本質を損なうもので
はない。そして、このように調製された供試体Ｎｏ１　
〜２５に対して、下記に示す試験を行い、その結果を表
４、表５に示した。

【００３５】表面の摩擦係数は、このようにして得られ
た供試体を３０×２００ｍｍ　の試験片に加工した後、
ローラー上にセットし、さらにその上から表面の粗さを
大きさ約３　μｍ　のダイヤモンドで摺動面の直角方向
に研磨仕上げされた、３　×１０ｍｍの圧子で該試験片
表面に４００ｋｇ　・ｆ　の圧力をかけた状態で速度１
０００ｍｐｍ　で引き抜き、その時の引き抜き力（Ｆ：
ｋｇ　・ｆ）を求め、摩擦係数μ＝４００／Ｆを求めた
。

【００３６】ＬＤＲ　は同様の冷延鋼板を円盤状に打ち
抜き、直径５０ｍｍのポンチで絞り、割れが発生する限
界まで板の直径を拡大し、割れが発生しない最大の板直
径とポンチの直径との比をＬＤＲ　値として求めた。尚
、ＬＤＲ　測定に際しては、市販の防錆油を潤滑材とし
て塗布した。冷延鋼板のｒ　値は、めっきを行う前に一
般的に用いられる方法によって求めた

【００３７】。　　燐酸塩処理性（化成処理性）は、日
本パーカライジング社製のＰＢ−３０３０　に１５秒間
浸漬した後、水洗し乾燥させたものの表面を走査型電子
顕微鏡で観察し、燐酸塩処理の初期析出核数を求めた。 結晶粒子径および外観は、同様の処理液に１２０　秒間
浸漬して完全に被膜を形成させた後、走査型電子顕微鏡
による観察で測定した。被膜外観の評価は、◎：結晶粒
径が１．５　〜２．５　μｍ　・スケ無し、○：結晶粒
径が１．０　〜１．５　μｍ　未満および２．５　超え
〜３．０　μｍ　・スケ無し、△：結晶粒径が３．０　
超えμｍ　・スケ無し、×：結晶粒径が３．０　超えμ
ｍ　・スケ有りとする。また、逆電解法によって被膜を
剥離し、前後の重量差からその付着量を求めた。

【００３８】表面の酸化膜の平均厚さの測定は、オージ
ェ電子分光法によって、また、析出金属の粒子分布は、
抽出レプリカ法によって表面に付着した金属を抽出した
後、透過型電子顕微鏡によって測定した。表２は、しば
しば深絞り用冷延鋼板の製造に用いられる代表的な鋼種
で、この発明の実施に用いた鋼の化学成分組成を示す。 表３は、この発明の実施にあたって用いられる酸洗・め
っきおよび酸化処理の条件を示す。表４は、この発明に
使用した原板の鋼種、圧下率、加熱温度、ｒ　値、およ
び、この発明を実施した場合の金属付着量、析出金属の
粒子分布密度、酸化膜平均厚さ、摩擦係数、燐酸塩結晶
の初期析出核数、燐酸塩結晶粒子径、付着量、燐酸塩処
理後の被膜外観を整理したものである。　　表５は、比
較例に使用した原板の鋼種、圧下率、加熱温度、ｒ　値
、および、比較例としてこの発明の限定範囲外での実施
を行った場合の、金属付着量、析出金属の粒子分布密度
、酸化膜平均厚さ、摩擦係数、燐酸塩結晶の初期析出核
数、燐酸塩結晶粒子径、付着量、燐酸塩処理後の被膜外
観を整理したものである。

【００３９】また、金属付着量と、燐酸塩結晶の初期析
出核数、析出金属の粒子分布密度、摩擦係数および燐酸
塩結晶粒子径との関係を図２に、酸化膜平均厚さと燐酸
塩結晶粒子径および摩擦係数との関係を図４に、ｒ　値
とＬＤＲ　値との関係を図３に、この発明の実施例を比
較例とともにプロットして図示した。

【００４０】以上の結果から、金属付着量、析出金属の
粒子分布密度および酸化膜平均厚さが、この発明の範囲
内である供試体Ｎｏ１　〜１２はいずれの試験結果も良
好であり、プレス成形性（加工性）および燐酸塩処理性
（化成処理性）に優れることが分かる。図２から、金属
付着量がこの発明の範囲内の場合、燐酸塩結晶の初期析
出核数、析出金属の粒子分布密度、摩擦係数および燐酸
塩結晶粒子径がＢＡＦ　材同様の良好な結果となること
が分かる。また、図４から、金属付着量がこの発明の範
囲内でも、酸化膜平均厚さがこの発明の範囲より低いと
摩擦係数が高くなり、範囲を超えて高いと燐酸塩結晶粒
子径が粗大となり、燐酸塩処理性に劣ることが分かる。

【００４１】これに対して、供試体Ｎｏ１３は、金属付
着量がこの発明の範囲より少なくおよび析出金属の粒子
分布密度がこの発明の範囲より小さいため摩擦係数が高
く、結晶粒径が粗大となり、プレス成形性および燐酸塩
処理性に劣る。供試体Ｎｏ２４、２５は、金属付着量が
この発明の範囲を超えて高くおよび析出金属の粒子分布
密度がこの発明の範囲より小さいため、結晶粒径が粗大
となり、燐酸塩処理性に劣る。酸化膜平均厚さがこの発
明の範囲より小さい供試体Ｎｏ１４〜１７は、摩擦係数
が高く、ＬＤＲ　不足で、プレス成形性に劣る。酸化膜
平均厚さがこの発明の範囲を超えて大きい供試体Ｎｏ１
８〜２３は、結晶粒径が粗大となり、スケも認められ燐
酸塩処理性に劣る。

【００４２】

【表２】

【００４３】

【表３】

【００４４】

【表４】

【００４５】

【表５】

【００４６】

【発明の効果】以上説明したように、この発明によれば
、冷延鋼板、特にＣＡＬ　材にプレス成形を行う場合に
おいて、摩擦係数が低くプレス成形性に優れ、、且つ、
燐酸塩処理性に優れた冷延鋼板を得ることができる産業
上有用な効果がもたらされる。

【図面の簡単な説明】

【図１】従来のめっき無しの状態のＢＡＦ　材およびＣ
ＡＬ　材のｒ　値とＬＤＲ　値との関係をプロットした
グラフ

【図２】この発明の実施例および比較例における
金属付着量と、燐酸塩結晶の初期析出核数、析出金属の
粒子分布密度、摩擦係数および燐酸塩結晶粒子径との関
係をプロットしたグラフ

【図３】この発明の実施例および比較例におけるｒ　値
とＬＤＲ　値との関係をプロットしたグラフ

【図４】こ
の発明の実施例および比較例における酸化膜平均厚さと
、燐酸塩結晶粒子径および摩擦係数との関係をプロット
したグラフ

【図５】ＢＡＦ　材における燐酸塩処理後の結晶被膜の
金属組織を示す２次電子像写真

【図６】ＣＡＬ　材における燐酸塩処理後の結晶被膜の
金属組織を示す２次電子像写真

【図７】この発明の実施例における付着量が２３ｍｇ／
　ｍ　２　で酸化膜が１７Åに達した場合の燐酸塩処理
後の結晶被膜の金属組織を示す２次電子像写真

【図８】比較例における付着量が２３ｍｇ／　ｍ　２　
で酸化膜が７５Åに達した場合の燐酸塩処理後の結晶被
膜の金属組織を示す２次電子像写真

Claims (5)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】　　Ｃ　≦０．０６ｗｔ％、Ｓｉ≦０．５
   ｗｔ　％、Ｍｎ≦２．５０ｗｔ％、Ｐ　≦０．１００ｗ
   ｔ　％、Ｓ　≦０．０２５ｗｔ　％、Ｓｏｌ．Ａｌ≦０
   ．１０ｗｔ％、Ｎ　≦０．００５０ｗｔ％、必要により
   Ｔｉおよび／またはＮｂ≦０．１５ｗｔ％を含み残部Ｆ
   ｅおよび不可避的不純物からなる化学成分組成を有する
   冷延鋼板と、前記冷延鋼板の表面上に形成された、５　
   〜６０ｍｇ／ｍ２　の付着量で、１　×１０１２個／　
   ｍ２　以上の分布密度で粒子状に析出されてなるＮｉ被
   膜とからなり、前記Ｎｉ被膜の表面上は、平均厚さ０．
   ０００５〜０．００３　μｍ　の酸化膜で覆われている
   ことを特徴とするプレス成形性および燐酸塩処理性に優
   れた冷延鋼板。
2. 【請求項２】　　前記酸化膜の平均厚さが０．００１　
   〜０．００２μｍ　である請求項１記載のプレス成形性
   および燐酸塩処理性に優れた冷延鋼板。
3. 【請求項３】　Ｃ≦０．０６ｗｔ％、Ｓｉ≦０．５ｗｔ
   　％、Ｍｎ≦２．５０ｗｔ％、Ｐ　≦０．１００ｗｔ　
   ％、Ｓ　≦０．０２５ｗｔ　％、Ｓｏｌ．Ａｌ≦０．１
   ０ｗｔ％、Ｎ　≦０．００５０ｗｔ％、必要によりＴｉ
   および／またはＮｂ≦０．１５ｗｔ％を含み残部Ｆｅお
   よび不可避的不純物からなる化学成分組成を有する鋼を
   調製し、前記鋼を連続鋳造法によって鋼塊とし、前記鋼
   塊を通常の熱延条件によって熱間圧延し、次いで、表面
   に付着したスケールを化学的および／または機械的手段
   によって除去し、次いで、６０〜８５％の圧下率による
   冷間圧延によって所定の板厚とし、次いで、連続焼鈍法
   によって再結晶温度まで加熱し、次いで、冷却し、この
   ようにして得られた冷延鋼板に対し、酸性浴中で陰極電
   解を施して前記冷延鋼板の表面上に、Ｎｉを、５　〜６
   ０ｍｇ／ｍ２　の付着量、１　×１０１２個／　ｍ２　
   以上の分布密度で粒子状に析出させ、次いで、前記粒子
   状のＮｉがその表面上に析出した冷延鋼板を中性または
   アルカリ性浴中に浸漬するか、または、前記浴中で陽極
   電解することによって、析出金属の表面に平均厚さが０
   ．０００５〜０．００３　μｍ　の酸化膜を形成してな
   ることを特徴とするプレス成形性および燐酸塩処理性に
   優れた冷延鋼板の製造方法。
4. 【請求項４】　　請求項３において、連続焼鈍によって
   加熱し、冷却した後、前記Ｎｉ合金を析出させるに際し
   、事前に鋼帯表面を酸洗法によって清浄化する請求項３
   記載のプレス成形性および燐酸塩処理性に優れた冷延鋼
   板の製造方法。
5. 【請求項５】　　前記酸化膜の平均厚さが０．００１　
   〜０．００２μｍ　である請求項３または４記載のプレ
   ス成形性および燐酸塩処理性に優れた冷延鋼板の製造方
   法。