JP4367300B2 - 延性および化成処理性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、厳しい形状にプレス成形される自動車部品などに用いて好適な、延性および化成処理性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法に関する。
自動車部品などに用いられる高強度冷延鋼板は、その用途の特徴から高強度化に加え、延性などの成形性、および化成処理性に優れていることが重要である。
上記に関して、化成処理性、または化成塗装後耐食性に優れた鋼板としては、例えば特許文献1ではNi酸化物およびまたはNi水酸化物が付着した表面処理鋼板が、特許文献2では表面上に鉄被覆層が形成された冷延鋼板が、特許文献3では表面上に粒状のNi金属層もしくはNi-P金属層が付着した冷延鋼板がそれぞれ開示されている。また、特許文献4ではAl含有量の少ない鋼板において、組織をフェライト、残留オ−ステナイトおよび低温変態層の複合組織とし、表層におけるSiとFeの強度比の限定により塗膜の2次密着性を確保させる方法が開示されている。
一方で、成形性は、一般的に高強度化に伴い低下する傾向にある。これに対し、例えば、特許文献5および特許文献6では、鋼成分や組織の限定、熱延条件、焼鈍条件の最適化により、延性を向上させる方法が開示されている。
特開昭59-159987号公報
特開平5-320952号公報
特開平6-93472号公報
特開2003-201538号公報
特開平10-130776号公報
特開2001-64748号公報
しかしながら、特許文献1〜3は、成形性に関する知見は一切なく、いずれの鋼板も鋼板表面にめっき処理を行うものであり、通常の冷延鋼板より工程が多く低生産効率である。また、Niを付着させる必要があることなどから高コストである。特許文献4は単に低Al含有鋼のSiとFeの強度比についての知見のみであり、Siの分布、濃度ムラについての記述はなく、またAl活用に関する知見は一切ない。さらに、Si/Fe強度比はSi系酸化物の生成量が同じであってもFe濃度によって値が変化するため指標として十分とはいえない。
特許文献5および6は、表面性状制御による化成電着塗装後の耐食性確保（化成処理性）の点で不充分である。
このように、従来の高強度冷延鋼板の製造技術では、高強度化と、延性などの成形性、および化成処理性の両立は困難である。
以上から、本発明は上記問題点を解決するためになされたもので、延性および化成処理性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記の課題を解決すべく、鋭意研究した。その結果、組成と連続焼鈍処理に着目し、組成を最適化し、連続焼鈍を特定の条件下で行うことにより、鋼組織が改善され、鋼板表面のSi元素濃度分布が適正範囲内となり、延性および化成処理性に優れる高強度冷延鋼板が得られることを見出した。
本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
［1］mass%で、C：0.05〜0.3%、Si：0.01〜2.0%、Mn：1〜3%、P：0.001〜0.05%、S：0.0001〜0.01%、Al：0.10超〜2.0 %、N：0.001〜0.01%を含有し、かつSi/Al=0.01〜10を満足し、残部Fe及び不可避不純物からなる組成と、平均結晶粒径10μm以下のフェライト相を体積分率で40〜90％、残留オーステナイト相を体積分率で1.0〜20％含み、残部が低温変態相である鋼組織を有し、かつ鋼板表面における最高Si濃度/平均Si濃度が1.1〜4.0であることを特徴とする延性および化成処理性に優れる高強度冷延鋼板。
「2」上記［1］において、さらに、mass%で、Ti：0.001〜0.2％、Nb：0.001〜0.2％、V：0.001〜0.5％のうち1種または2種以上を含有することを特徴とする延性および化成処理性に優れる高強度冷延鋼板。
［3］上記［1］または［2］において、さらに、mass%で、Cu：0.01〜1％、Ni：0.01〜1％、Mo：0.01〜1％、Cr：0.01〜1％、B：0.0001〜0.005％のうち1種または2種以上を含有することを特徴とする延性および化成処理性に優れる高強度冷延鋼板。
［4］上記［1］ないし［3］のいずれかにおいて、さらに、mass%で、Ca：0.0001〜0.005％を含有することを特徴とする延性および化成処理性に優れる高強度冷延鋼板。
［5］上記［1］ないし［4］のいずれかに記載の組成を有する鋼スラブを鋳造後、加熱、熱間圧延、酸洗、冷間圧延を施して鋼板とし、該鋼板を連続焼鈍するにあたり、雰囲気ガスの露点：-50℃〜0℃、雰囲気ガスの水素濃度：1.0〜100％の条件下で、焼鈍温度：700〜900℃、保持時間：10〜1000秒として加熱後、冷却速度：5〜150℃/秒、冷却停止温度：300〜500℃として冷却を行い、次いで、熱処理温度：300〜500℃、熱処理時間：100〜1400秒として熱処理することを特徴とする延性および化成処理性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法。
［1］mass%で、C：0.05〜0.3%、Si：0.01〜2.0%、Mn：1〜3%、P：0.001〜0.05%、S：0.0001〜0.01%、Al：0.10超〜2.0 %、N：0.001〜0.01%を含有し、かつSi/Al=0.01〜10を満足し、残部Fe及び不可避不純物からなる組成と、平均結晶粒径10μm以下のフェライト相を体積分率で40〜90％、残留オーステナイト相を体積分率で1.0〜20％含み、残部が低温変態相である鋼組織を有し、かつ鋼板表面における最高Si濃度/平均Si濃度が1.1〜4.0であることを特徴とする延性および化成処理性に優れる高強度冷延鋼板。
「2」上記［1］において、さらに、mass%で、Ti：0.001〜0.2％、Nb：0.001〜0.2％、V：0.001〜0.5％のうち1種または2種以上を含有することを特徴とする延性および化成処理性に優れる高強度冷延鋼板。
［3］上記［1］または［2］において、さらに、mass%で、Cu：0.01〜1％、Ni：0.01〜1％、Mo：0.01〜1％、Cr：0.01〜1％、B：0.0001〜0.005％のうち1種または2種以上を含有することを特徴とする延性および化成処理性に優れる高強度冷延鋼板。
［4］上記［1］ないし［3］のいずれかにおいて、さらに、mass%で、Ca：0.0001〜0.005％を含有することを特徴とする延性および化成処理性に優れる高強度冷延鋼板。
［5］上記［1］ないし［4］のいずれかに記載の組成を有する鋼スラブを鋳造後、加熱、熱間圧延、酸洗、冷間圧延を施して鋼板とし、該鋼板を連続焼鈍するにあたり、雰囲気ガスの露点：-50℃〜0℃、雰囲気ガスの水素濃度：1.0〜100％の条件下で、焼鈍温度：700〜900℃、保持時間：10〜1000秒として加熱後、冷却速度：5〜150℃/秒、冷却停止温度：300〜500℃として冷却を行い、次いで、熱処理温度：300〜500℃、熱処理時間：100〜1400秒として熱処理することを特徴とする延性および化成処理性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法。
なお、また、本明細書において、鋼の成分を示す%はすべてmass%である。
また、本発明において高強度冷延鋼板とは、引張強度（以下TSと称す）590MPa以上の冷延鋼板である。
本発明によれば、延性および化成処理性に優れる高強度冷延鋼板を製造することができる。そして、本発明により得られる高強度冷延鋼板は、自動車部品として要求される強度、成形性、化成電着塗装後の耐食性の全ての特性を満足しており、厳しい形状にプレス成形される自動車部品として好適である。
本発明の高強度冷延鋼板は、下記に示す組成に制御し、その中でも特にSiとAlの添加バランスを限定したことを第一の特徴とする。そして、平均結晶粒径10μm以下のフェライト相を体積分率で40〜90％、残留オーステナイト相を体積率で1.0〜20％含み、残部が低温変態相である鋼組織を有することを第二の特徴とする。さらに、鋼板表面における最高Si濃度/平均Si濃度が1.1〜4.0であることを第三の特徴とする。そして、これらの特徴は、特定の条件（雰囲気ガスの露点：-50℃〜0℃、雰囲気ガスの水素濃度：1.0〜100％、焼鈍温度700〜900℃、保持時間10〜1000秒の加熱後、焼鈍温度から5〜150℃/秒の冷却速度で300〜500℃の範囲まで冷却し、引き続き300〜500℃の温度範囲にて100〜1400秒間熱処理）で冷延鋼板を連続焼鈍することにより得られ、本発明においてはこの連続焼鈍における特定の条件を製造方法の特徴とする。以上のように、連続焼鈍条件を制御することにより、組成、組織、鋼板表面のＳｉ濃度分布が最適化され、成形性および化成電着塗装後の耐食性に優れた、すなわち延性および化成処理性に優れた高強度冷延鋼板が得られる。
以下、本発明を詳細に説明する。
まず、本発明における鋼の化学成分（組成）の限定理由は以下の通りである。
C：0.05〜0.3%
Cは残留オーステナイト相の生成、および低温変態相を利用して鋼を強化するために必要不可欠である。0.05％に満たないと所望の残留オーステナイト相が得られない。一方、0.3％を超えて含有してもその効果は飽和する。また一般に、低温変態相の強度はC量に比例する傾向にある。590MPa以上のTSを得るには0.05％以上必要であり、TS確保の観点からはさらにC量が多いほうが好ましい。しかし、0.3% を超えて含有すると、スポット溶接性が著しく劣化する。また低温変態相が過度に硬質化し延性など成形性も低下する傾向にある。以上より、Cは0.05％以上0.3%以下、好ましくは0.06％以上0.18％以下とする。
Cは残留オーステナイト相の生成、および低温変態相を利用して鋼を強化するために必要不可欠である。0.05％に満たないと所望の残留オーステナイト相が得られない。一方、0.3％を超えて含有してもその効果は飽和する。また一般に、低温変態相の強度はC量に比例する傾向にある。590MPa以上のTSを得るには0.05％以上必要であり、TS確保の観点からはさらにC量が多いほうが好ましい。しかし、0.3% を超えて含有すると、スポット溶接性が著しく劣化する。また低温変態相が過度に硬質化し延性など成形性も低下する傾向にある。以上より、Cは0.05％以上0.3%以下、好ましくは0.06％以上0.18％以下とする。
Si：0.01〜2.0%
Siはオーステナイト相を安定化し残留オーステナイト相の生成を促進させる元素である。しかしながら含有量が0.01％に満たないと添加効果はなく、一方、2.0％を越えて添加しても効果は飽和する。また固溶強化により強度向上に寄与する元素であり、その効果は0.01%未満では発揮されない。しかし、2.0%を越えて含有してもその効果は飽和するばかりではなくフェライト相の延性も低下する。また過度に含有することにより、熱延時に難剥離性のスケールを生成し鋼板の表面性状を劣化させ、加えて鋼板表面、結晶粒界などに偏析、濃化する。さらに、鋼板表面にSi酸化物が存在する、もしくは局所的に偏在し高濃度に存在すると、鋼板表面に不活性な部位が点在することになり、化成処理薬液に浸漬時、化成結晶の核生成を阻害し、その後の塗装後耐食性が低下する。以上より、Siは0.01%以上2.0%以下、好ましくは0.02％以上1.6％以下とする。
Siはオーステナイト相を安定化し残留オーステナイト相の生成を促進させる元素である。しかしながら含有量が0.01％に満たないと添加効果はなく、一方、2.0％を越えて添加しても効果は飽和する。また固溶強化により強度向上に寄与する元素であり、その効果は0.01%未満では発揮されない。しかし、2.0%を越えて含有してもその効果は飽和するばかりではなくフェライト相の延性も低下する。また過度に含有することにより、熱延時に難剥離性のスケールを生成し鋼板の表面性状を劣化させ、加えて鋼板表面、結晶粒界などに偏析、濃化する。さらに、鋼板表面にSi酸化物が存在する、もしくは局所的に偏在し高濃度に存在すると、鋼板表面に不活性な部位が点在することになり、化成処理薬液に浸漬時、化成結晶の核生成を阻害し、その後の塗装後耐食性が低下する。以上より、Siは0.01%以上2.0%以下、好ましくは0.02％以上1.6％以下とする。
Mn：1〜3%
Mnは、鋼の焼入れ性を高め硬質な低温変態相を得る作用があり強度に寄与する。また熱間割れの原因であるFeSの生成を防止する役割がある。このような作用は1%以上を含有することで認められる。一方、3%を越えて過度に含有すると、Mnの偏析などに起因し部分的に変態点が異なる組織となり、結果としてフェライト相と第2相である低温変態相が層状に分布し、組織は不均一化し、延性は低下する。以上より、Mnは1%以上3%以下、好ましくは1.2％以上2.5％以下とする。
Mnは、鋼の焼入れ性を高め硬質な低温変態相を得る作用があり強度に寄与する。また熱間割れの原因であるFeSの生成を防止する役割がある。このような作用は1%以上を含有することで認められる。一方、3%を越えて過度に含有すると、Mnの偏析などに起因し部分的に変態点が異なる組織となり、結果としてフェライト相と第2相である低温変態相が層状に分布し、組織は不均一化し、延性は低下する。以上より、Mnは1%以上3%以下、好ましくは1.2％以上2.5％以下とする。
P：0.001〜0.05%
Pは、固溶強化元素である。一方で、粒界への偏析により粒界の結合力を低下させ成形性を劣化させ、またスポット溶接性を低下させる元素でもある。0.05%を超えると、その影響が顕著に現れる。一方で、過度の低減は製鋼工程における製造コストの増加を伴う。以上より、Pは0.001%以上0.05%以下、好ましくは0.001％以上0.02％以下とする。
Pは、固溶強化元素である。一方で、粒界への偏析により粒界の結合力を低下させ成形性を劣化させ、またスポット溶接性を低下させる元素でもある。0.05%を超えると、その影響が顕著に現れる。一方で、過度の低減は製鋼工程における製造コストの増加を伴う。以上より、Pは0.001%以上0.05%以下、好ましくは0.001％以上0.02％以下とする。
S：0.0001〜0.01%
Sは増加すると介在物MnSとして存在し、冷間圧延後に板状の介在物として存在し、特に材料の極限変形能を低下させ、成形性を低下させる。しかし、Sの含有量が0.01%までは許容できる。一方、過度の低減は製鋼工程における脱硫コストの増加を伴う。以上より、Sは0.0001%以上0.01%以下、好ましくは0.0001％以上0.0050％以下とする。
Sは増加すると介在物MnSとして存在し、冷間圧延後に板状の介在物として存在し、特に材料の極限変形能を低下させ、成形性を低下させる。しかし、Sの含有量が0.01%までは許容できる。一方、過度の低減は製鋼工程における脱硫コストの増加を伴う。以上より、Sは0.0001%以上0.01%以下、好ましくは0.0001％以上0.0050％以下とする。
Al：0.10％超〜2.0%
Alは、製鋼工程において脱酸剤として有効であり、局部延性を低下させる非金属介在物をスラグ中に分離する点でも有効である。また、化成処理性に悪影響を及ぼすSiよりも酸化しやすく、鋼板表面にSiが局在したり、Siが表面に過剰に濃化するのを抑制する効果も有する。さらに、Alはフェライト中に一部固溶し、フェライトを強化し、フェライト相と硬質な低温変態相の硬度差を低減し穴拡げ率向上にも寄与する。このような作用を得るには0.10%を超える量の添加が必要である。一方、2.0%を超えて添加すると、鋼板表面が過度にAlで被覆されることになり、その結果鋼板表面が不活性化し、化成結晶の核生成サイトが減少し、化成処理性は低下し、耐食性も劣化する。また、鋼成分コスト増を生じるだけではなく、溶接性を低下させる。以上より、Alは0.10%超2.0%以下、好ましくは0.2％以上1.5％以下とする。
Alは、製鋼工程において脱酸剤として有効であり、局部延性を低下させる非金属介在物をスラグ中に分離する点でも有効である。また、化成処理性に悪影響を及ぼすSiよりも酸化しやすく、鋼板表面にSiが局在したり、Siが表面に過剰に濃化するのを抑制する効果も有する。さらに、Alはフェライト中に一部固溶し、フェライトを強化し、フェライト相と硬質な低温変態相の硬度差を低減し穴拡げ率向上にも寄与する。このような作用を得るには0.10%を超える量の添加が必要である。一方、2.0%を超えて添加すると、鋼板表面が過度にAlで被覆されることになり、その結果鋼板表面が不活性化し、化成結晶の核生成サイトが減少し、化成処理性は低下し、耐食性も劣化する。また、鋼成分コスト増を生じるだけではなく、溶接性を低下させる。以上より、Alは0.10%超2.0%以下、好ましくは0.2％以上1.5％以下とする。
N：0.001〜0.01%
組織強化鋼において材料特性に及ぼすNの影響はあまり大きくはないが、Nは窒化物を形成し、スラブの表面割れを抑制する作用を有する。そのような作用を得るには0.001%以上の添加が必要である。一方、0.01%を越えて含有しても飽和する傾向にある。以上より、Nは0.001%以上0.01%以下、好ましくは0.001％以上0.0050％以下とする。
組織強化鋼において材料特性に及ぼすNの影響はあまり大きくはないが、Nは窒化物を形成し、スラブの表面割れを抑制する作用を有する。そのような作用を得るには0.001%以上の添加が必要である。一方、0.01%を越えて含有しても飽和する傾向にある。以上より、Nは0.001%以上0.01%以下、好ましくは0.001％以上0.0050％以下とする。
Si/Al：0.01〜10
SiとAlはともに酸化されやすい元素であり、お互いに単独で過度に表面に存在すると化成結晶が鋼板表面上に十分形成されず、十分に、均一微細かつ緻密に化成結晶の未付着部がない状態で化成処理皮膜が形成されず、塗装後の耐食性は低下する。ゆえに、SiとAlの添加バランスを最適化することは重要であり、本発明においては重要な要件の一つであり、Si/Alは0.01以上10以下とする。
SiとAlはともに酸化されやすい元素であり、お互いに単独で過度に表面に存在すると化成結晶が鋼板表面上に十分形成されず、十分に、均一微細かつ緻密に化成結晶の未付着部がない状態で化成処理皮膜が形成されず、塗装後の耐食性は低下する。ゆえに、SiとAlの添加バランスを最適化することは重要であり、本発明においては重要な要件の一つであり、Si/Alは0.01以上10以下とする。
Si/Alが0.01に満たない、すなわち、SiとAlの添加バランスにおいて、Alのみが多いとAlが表面に多量に存在し、Alで鋼板全面が被覆されるため鋼板表面が不活性となり化成処理性は低下する。一方、Si / Alが10より多いと、表面Si元素量が多く、化成結晶の付着を阻害する。このように、表面にSiやAlが酸化物などとして存在すると鋼板表面が不活性となり、化成処理液との反応時に化成結晶が析出するサイトが減少するため、化成皮膜が密着できず欠陥を形成する。また析出サイト数が少ないため、結晶の数は増加せず、わずかに析出した結晶が粗大化するだけであり緻密な化成皮膜の形成が困難となる。
SiとAlを積極的に添加させた鋼板の化成処理薬液中での薬液と鋼板表面の反応性について詳細は不明であるが、SiとAlとでは化成処理性に及ぼす寄与はSiのほうが大きい。したがってSiの悪影響を低減させるために適量のAlを添加することにより、結果的に鋼板表面Si濃度がSi単独添加鋼より低減し化成処理性が向上すると考えられる。
以上より、Si/Al：0.01以上10以下、好ましくは0.100以上8.5以下とする。
本発明の鋼板は、上記の必須添加元素で目的とする特性が得られるが、所望の特性に応じて以下の元素を含有することができる。
Ti：0.001〜0.2％、Nb：0.001〜0.2％、V：0.001〜0.5％
Ti、Nb、Vのうち1種または2種以上を含有することが好ましい。Tiは炭窒化物を形成するため多量に含有するとフェライト相中に析出し、フェライト相の延性を低下させるため好ましくないが、適量であれば結晶粒微細化による組織の均一化に寄与し、成形性が向上する。特に熱延加熱時の粒成長を抑制する効果が大きい。またスラブ冷却時に高温でTi系炭窒化物や硫化物を析出して、比較的低温で生成するAlNや、結晶粒微細化の目的から添加されるNb、Vによって粒界に生成するNb系やV系炭化物の析出を抑制し、スラブ表面割れを防止する上でも有効な元素である。しかし、多量に含有すると本来冷延加熱焼鈍中にオーステナイト相へ濃化すべきC量が減少し、最終的に得られる残留オーステナイト相の体積分率を低下させる。よって、含有する場合、Tiは0.001%以上0.2%以下、さらに好ましくは、0.001％以上0.05％以下とする。
Ti、Nb、Vのうち1種または2種以上を含有することが好ましい。Tiは炭窒化物を形成するため多量に含有するとフェライト相中に析出し、フェライト相の延性を低下させるため好ましくないが、適量であれば結晶粒微細化による組織の均一化に寄与し、成形性が向上する。特に熱延加熱時の粒成長を抑制する効果が大きい。またスラブ冷却時に高温でTi系炭窒化物や硫化物を析出して、比較的低温で生成するAlNや、結晶粒微細化の目的から添加されるNb、Vによって粒界に生成するNb系やV系炭化物の析出を抑制し、スラブ表面割れを防止する上でも有効な元素である。しかし、多量に含有すると本来冷延加熱焼鈍中にオーステナイト相へ濃化すべきC量が減少し、最終的に得られる残留オーステナイト相の体積分率を低下させる。よって、含有する場合、Tiは0.001%以上0.2%以下、さらに好ましくは、0.001％以上0.05％以下とする。
NbおよびVはいずれもTiと同様、NbC、VCを析出し、連続焼鈍時の加熱段階でのフェライト相の成長を抑え、鋼組織を微細均一化して穴拡げ率を著しく向上させるのに有用な元素である。一方、過度に含有すると、析出強化によりYSが上昇し、加工性が低下する。さらに残留オーステナイト相を減少させ、延性を低下させる。また、Nb、VはTiよりも低温で炭化物を生成し、これが結晶粒界に優先的に生成するとスラブ表面割れの原因となる。よって、含有する場合、Nbは0.001%以上0.2%以下、Vは0.001%以上0.5％以下とする。さらに好ましくは、Nbは0.001％以上0.05％以下、Vは0.001％以上0.3％以下である。
Cu：0.01〜1％、Ni：0.01〜1％、Mo：0.01〜1％、Cr：0.01〜1％、B：0.0001〜0.005％
さらにCu、Ni、Mo、Cr、Bのうち1種または2種以上を含有することが好ましい。Cu、Ni、Mo、Crは低温変態相の生成促進または低温変態相自体の強化を通じで強度に寄与する元素であり、Bは焼入れ性を高め低温変態相の生成を促進させる効果を発現する。しかし過度に含有することにより焼入性が高くなりすぎフェライト相の生成が抑制され、低温変態相の硬化などにより成形性が低下する。またコスト的にも不利となる。よって、含有する場合、Cuは0.01%以上1％以下、Niは0.01%以上1％以下、Moは0.01%以上1％以下、Crは0.01%以上1％以下、Bは0.0001%以上0.005％以下とする。さらに好ましくは、Cuは0.01％以上0.5％以下、Niは0.01％以上0.5％以下、Moは0.01％以上0.5％以下、Crは0.01％以上0.5％以下、Bは0.0001％以上0.002％以下である。
さらにCu、Ni、Mo、Cr、Bのうち1種または2種以上を含有することが好ましい。Cu、Ni、Mo、Crは低温変態相の生成促進または低温変態相自体の強化を通じで強度に寄与する元素であり、Bは焼入れ性を高め低温変態相の生成を促進させる効果を発現する。しかし過度に含有することにより焼入性が高くなりすぎフェライト相の生成が抑制され、低温変態相の硬化などにより成形性が低下する。またコスト的にも不利となる。よって、含有する場合、Cuは0.01%以上1％以下、Niは0.01%以上1％以下、Moは0.01%以上1％以下、Crは0.01%以上1％以下、Bは0.0001%以上0.005％以下とする。さらに好ましくは、Cuは0.01％以上0.5％以下、Niは0.01％以上0.5％以下、Moは0.01％以上0.5％以下、Crは0.01％以上0.5％以下、Bは0.0001％以上0.002％以下である。
Ca：0.0001〜0.005％
CaはMnSなど硫化物の形状制御により延性を向上させる。一方、多量に含有してもその効果は飽和する傾向にある。よって、含有する場合、Caは0.0001%以上0.005％以下、さらに好ましくは0.0001％以上0.002％以下とする。
CaはMnSなど硫化物の形状制御により延性を向上させる。一方、多量に含有してもその効果は飽和する傾向にある。よって、含有する場合、Caは0.0001%以上0.005％以下、さらに好ましくは0.0001％以上0.002％以下とする。
上記以外の残部はFe及び不可避的不純物とする。なお、本発明においては、本発明の本質である化成処理性を大きく変化させることなく、硫化物系介在物の形態を制御する作用を有し、これにより伸びフランジ性の向上に有効に寄与するREM、鋼板表層の結晶を整粒にする作用を有するSbなどを0.0001〜0.1％の範囲で含有することができる。
次に、本発明にとって重要な要件の一つである鋼の組織の限定理由について説明する。
フェライト相の平均結晶粒径10μm以下
結晶の微細化は鋼板の伸びフランジ性の向上に寄与する。そこで、本発明では、複合組織中のフェライト相の平均結晶粒径を10μm以下に制限することとする。フェライト相の平均結晶粒径が10μmを超えると、伸びフランジ性の顕著な向上作用が期待できない。過度に粗大化することによりプレス成形後に鋼板表面が荒れることもある。また、フェライト相の平均結晶粒径は小さいほうが望ましく、好ましくは5μm以下である。
結晶の微細化は鋼板の伸びフランジ性の向上に寄与する。そこで、本発明では、複合組織中のフェライト相の平均結晶粒径を10μm以下に制限することとする。フェライト相の平均結晶粒径が10μmを超えると、伸びフランジ性の顕著な向上作用が期待できない。過度に粗大化することによりプレス成形後に鋼板表面が荒れることもある。また、フェライト相の平均結晶粒径は小さいほうが望ましく、好ましくは5μm以下である。
フェライト相の体積分率40〜90％
フェライト相は、セメンタイトなど鉄炭化物を含まない軟質相であり、変形能に優れ、鋼板の延性を向上させる。このような顕著な延性向上効果を得るために、本発明の鋼板では、フェライト相を体積分率で40％以上含有させる必要がある。一方でフェライト相が90％を超えて存在すると強度の確保が困難となる。以上より、フェライト相の体積分率は40％以上90％以下、好ましくは50％以上80％以下とする。
フェライト相は、セメンタイトなど鉄炭化物を含まない軟質相であり、変形能に優れ、鋼板の延性を向上させる。このような顕著な延性向上効果を得るために、本発明の鋼板では、フェライト相を体積分率で40％以上含有させる必要がある。一方でフェライト相が90％を超えて存在すると強度の確保が困難となる。以上より、フェライト相の体積分率は40％以上90％以下、好ましくは50％以上80％以下とする。
残留オーステナイト相の体積分率1.0〜20％
残留オーステナイトは、加工時にマルテンサイトを歪誘起変態し、局部的に加えられた加工歪を広く分散させ、鋼板の延性を向上させる作用を有する。このような顕著な延性向上効果を得るために、本発明の鋼板では、残留オーステナイトを体積分率で1.0％以上含有させる必要がある。一方20％を越えて含有してもその効果は飽和するばかりではなく、硬質な残留オーステナイト相が過度に存在することにより、伸びフランジ性の低下など局部延性に悪影響を及ぼす。以上より、残留オーステナイト相の体積分率は1.0〜20％、好ましくは2〜10％とする。
残留オーステナイトは、加工時にマルテンサイトを歪誘起変態し、局部的に加えられた加工歪を広く分散させ、鋼板の延性を向上させる作用を有する。このような顕著な延性向上効果を得るために、本発明の鋼板では、残留オーステナイトを体積分率で1.0％以上含有させる必要がある。一方20％を越えて含有してもその効果は飽和するばかりではなく、硬質な残留オーステナイト相が過度に存在することにより、伸びフランジ性の低下など局部延性に悪影響を及ぼす。以上より、残留オーステナイト相の体積分率は1.0〜20％、好ましくは2〜10％とする。
残部が低温変態相
本発明の鋼の組織において、フェライト相及び残留オーステナイト相以外の残部は低温変態相とする。なお、低温変態相とは、マルテンサイト相、ベイナイト相、パーライト相を指すものである。マルテンサイト相およびベイナイト相はともに硬質相であり、組織強化によって鋼板の強度を増加させる作用を有している。また、変態生成時に可動転位の発生を伴うため、鋼板の降伏比を低下させる作用も有する。このような効果を十分に得ようとする場合には、低温変態相はマルテンサイト相が好適である。なお、この低温変態相におけるマルテンサイト相、ベイナイト相、パーライト相の量は特に限定されず、鋼板の強度に応じて適宜分配すればよい。ただし、パーライト相は多量に存在すると強度の確保が困難となり、またパーライト相の存在により残留オーステナイト相生成のために必要なCも消費されるため延性が低下することになるので5％以下が好ましく、5％以下であれば構成相の一つとして存在してもかまわない。
本発明の鋼の組織において、フェライト相及び残留オーステナイト相以外の残部は低温変態相とする。なお、低温変態相とは、マルテンサイト相、ベイナイト相、パーライト相を指すものである。マルテンサイト相およびベイナイト相はともに硬質相であり、組織強化によって鋼板の強度を増加させる作用を有している。また、変態生成時に可動転位の発生を伴うため、鋼板の降伏比を低下させる作用も有する。このような効果を十分に得ようとする場合には、低温変態相はマルテンサイト相が好適である。なお、この低温変態相におけるマルテンサイト相、ベイナイト相、パーライト相の量は特に限定されず、鋼板の強度に応じて適宜分配すればよい。ただし、パーライト相は多量に存在すると強度の確保が困難となり、またパーライト相の存在により残留オーステナイト相生成のために必要なCも消費されるため延性が低下することになるので5％以下が好ましく、5％以下であれば構成相の一つとして存在してもかまわない。
鋼板表面におけるSi濃度分布：最高Si濃度/平均Si濃度=1.1〜4.0
鋼板表面におけるSi濃度分布は、本発明おいて、重要な要件の一つであり、鋼板の表面性状を良好とするため、最適化する必要がある。電着塗装後に塩温水のような劣悪な環境下にさらされた場合、鋼板表面のSi酸化物が原因となり、塗膜の2次密着性が著しく劣化する。この2次密着性の劣化は、電着塗装の下地処理として行われるリン酸亜鉛などによる化成処理皮膜の形成工程の初期において、鋼板表面のSi酸化物が鋼板のエッチング性を阻害するためである。そして、Si酸化物が局所的に高濃度で存在している場合には、高Si濃度の場所では化成結晶の形成が阻害され、鋼板全体ではエッチングのされかたにムラを生じ、均一な鋼板表面を確保することが困難となる。以上の理由により、鋼板表面における最高Si濃度/平均Si濃度は4.0以下とする。一方、Siが平均的に存在していれば、エッチング性は悪いが、均一に反応が進み成分濃度ムラのない均一な鋼板表面となり、より均一微細かつ緻密に化成結晶の生成が進行する。ゆえに、成分が均一であればあるほど好ましく、最高Si濃度/平均Si濃度が1.1レベルであれば化成処理上の問題はなくなる。したがって鋼板表面における最高Si濃度/平均Si濃度は1.1以上とする。以上より、鋼板表面におけるSi濃度分布：最高Si濃度/平均Si濃度は1.1以上4.0以下、好ましくは1.2以上3.5以下とする。なお、鋼板表面におけるSi濃度分布を最適化する手段としては、特定の条件下で冷延鋼板を連続焼鈍することが挙げられ、特にその中でも焼鈍中の雰囲気制御が重要である。焼鈍中の雰囲気が高露点、酸化雰囲気になると、鋼板表面にSi元素が局在し、局所的にSi濃度が高くなり、また鋼板全面にSiが濃化する傾向にもあり、最終的に得られる鋼板の最高Si濃度/平均Si濃度が高くなる。また、鋼板表面におけるSi濃度分布の最適化の点では、上述したSiの添加量、Si、Al成分バランスを制御することも重要となってくる。
鋼板表面におけるSi濃度分布は、本発明おいて、重要な要件の一つであり、鋼板の表面性状を良好とするため、最適化する必要がある。電着塗装後に塩温水のような劣悪な環境下にさらされた場合、鋼板表面のSi酸化物が原因となり、塗膜の2次密着性が著しく劣化する。この2次密着性の劣化は、電着塗装の下地処理として行われるリン酸亜鉛などによる化成処理皮膜の形成工程の初期において、鋼板表面のSi酸化物が鋼板のエッチング性を阻害するためである。そして、Si酸化物が局所的に高濃度で存在している場合には、高Si濃度の場所では化成結晶の形成が阻害され、鋼板全体ではエッチングのされかたにムラを生じ、均一な鋼板表面を確保することが困難となる。以上の理由により、鋼板表面における最高Si濃度/平均Si濃度は4.0以下とする。一方、Siが平均的に存在していれば、エッチング性は悪いが、均一に反応が進み成分濃度ムラのない均一な鋼板表面となり、より均一微細かつ緻密に化成結晶の生成が進行する。ゆえに、成分が均一であればあるほど好ましく、最高Si濃度/平均Si濃度が1.1レベルであれば化成処理上の問題はなくなる。したがって鋼板表面における最高Si濃度/平均Si濃度は1.1以上とする。以上より、鋼板表面におけるSi濃度分布：最高Si濃度/平均Si濃度は1.1以上4.0以下、好ましくは1.2以上3.5以下とする。なお、鋼板表面におけるSi濃度分布を最適化する手段としては、特定の条件下で冷延鋼板を連続焼鈍することが挙げられ、特にその中でも焼鈍中の雰囲気制御が重要である。焼鈍中の雰囲気が高露点、酸化雰囲気になると、鋼板表面にSi元素が局在し、局所的にSi濃度が高くなり、また鋼板全面にSiが濃化する傾向にもあり、最終的に得られる鋼板の最高Si濃度/平均Si濃度が高くなる。また、鋼板表面におけるSi濃度分布の最適化の点では、上述したSiの添加量、Si、Al成分バランスを制御することも重要となってくる。
Alについても上述のＳｉと同様に、易酸化性元素であり、Alが極度に濃化すると鋼板表面において不活性なサイトとなり、化成結晶の核生成を阻害する傾向にある。よって、鋼板表面における最高Al濃度/平均Al濃度の上限は3とするのが好ましい。一方で、鋼板表面に存在する元素が均一な濃度分布であれば化成結晶の形成、その後の成長が鋼板素地の影響をあまり受けずに均一に進む。この点で、Si同様に最高Al濃度/平均Al濃度が1.1レベルであれば問題はない。よって、鋼板表面における最高Al濃度/平均Al濃度の下限は1.1とするのが好ましい。以上より鋼板表面におけるAl濃度分布：最高Al濃度/平均Al濃度は好ましくは1.1以上3以下とする。
なお、Al濃度分布を最適化するにはSiとAlの成分バランスを制御することが重要である。含有成分中にSiより相対的にAl量が極度に多いと、Si分布の少ないサイトでは高Al濃度化し、Siが存在する場所では相対的にAl濃度は低下し、最高Al濃度/平均Al濃度が大きくなりすぎる。逆にSiと比較しAlの量が極度に少なすぎると、Si濃度ムラに対応してAlも濃度ムラをもつようになる。すなわち高Si濃度部では低Al濃度、低Si濃度部では高Al化し、結果として最高Al濃度/平均Al濃度が大きくなる。
次に本発明の延性および化成処理性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法について説明する。
まず、以上の化学成分範囲に調整された溶鋼から、連続鋳造または造塊でスラブを溶製する。次いで、得られたスラブを冷却後再加熱するか、あるいはそのまま熱間圧延を行う。次いで、得られた熱延板を冷却し巻取り、酸洗し、冷間圧延し、所望の板厚とする。この時、熱間圧延から冷間圧延までは、条件を特に限定することなく、通常の方法を用いることができる。
ただし、熱間圧延における最終圧延温度は、熱延板を均一組織化し、曲げ性など成形性を向上させるため、850℃以上が望ましい。巻取り温度は冷間変形抵抗を低減し、冷間圧延性を向上させるため450℃以上が望ましい。冷間圧延率は、フェライト相の再結晶促進により延性を向上させるため30%以上が望ましい。
次いで、上記により得られた冷延鋼板に対して特定の条件下で連続焼鈍を行う。すなわち、本発明では、雰囲気ガスの露点：-50℃〜0℃、雰囲気ガスの水素濃度：1.0〜100％の条件下で、焼鈍温度：700〜900℃、保持時間：10〜1000秒として加熱後、冷却速度：5〜150℃/秒、冷却停止温度：300〜500℃として冷却を行い、次いで熱処理温度：300〜500℃、熱処理時間：100〜1400秒として熱処理することとする。これらは本発明の製造方法において最も重要な要件である。以下、これについて詳細に説明する。
雰囲気ガスの露点：-50℃〜0℃、雰囲気ガスの水素濃度：1.0〜100％
加熱焼鈍時の雰囲気は、酸化皮膜の還元可能な領域として、エリンガムダイヤグラム図により適切な露点および水素濃度を選択する必要がある。雰囲気ガスの露点が0℃を超えて高い場合、Si、Al、P、Mnなど易酸化性元素の酸化皮膜が還元しにくくなり、特にSi、Alが最終的に鋼板表面に存在し、化成処理性を低下する。一方で、雰囲気ガスの露点を-50℃より低くすることは工業的に困難である。よって、雰囲気ガスの露点は-50℃以上0℃以下、好ましくは-40〜-10℃とする。雰囲気ガスの露点同様、雰囲気ガスの水素濃度が1.0％に満たない場合、酸化皮膜が還元しにくく、好ましくない。よって、加熱焼鈍時の水素濃度は1.0％以上100％以下、好ましくは5％以上50％以下とする。このように、鋼中のSi、Alに起因する酸化皮膜を還元性雰囲気で還元できるように加熱焼鈍時の雰囲気ガスの露点、雰囲気ガスの水素濃度を制御することにより、表面濃化を抑制し化成処理性の低下を抑制することが可能となる。
加熱焼鈍時の雰囲気は、酸化皮膜の還元可能な領域として、エリンガムダイヤグラム図により適切な露点および水素濃度を選択する必要がある。雰囲気ガスの露点が0℃を超えて高い場合、Si、Al、P、Mnなど易酸化性元素の酸化皮膜が還元しにくくなり、特にSi、Alが最終的に鋼板表面に存在し、化成処理性を低下する。一方で、雰囲気ガスの露点を-50℃より低くすることは工業的に困難である。よって、雰囲気ガスの露点は-50℃以上0℃以下、好ましくは-40〜-10℃とする。雰囲気ガスの露点同様、雰囲気ガスの水素濃度が1.0％に満たない場合、酸化皮膜が還元しにくく、好ましくない。よって、加熱焼鈍時の水素濃度は1.0％以上100％以下、好ましくは5％以上50％以下とする。このように、鋼中のSi、Alに起因する酸化皮膜を還元性雰囲気で還元できるように加熱焼鈍時の雰囲気ガスの露点、雰囲気ガスの水素濃度を制御することにより、表面濃化を抑制し化成処理性の低下を抑制することが可能となる。
焼鈍温度：700〜900℃
焼鈍温度が700℃より低い場合、冷間圧延により結晶粒が展伸した組織に起因し、バンド状の不均一な組織となり、伸び、穴拡げ率および曲げ性が劣化する。また連続焼鈍時に十分なオーステナイト相が存在せず、最終製品に低温変態相や残留オーステナイト相が得られず、強度不足、加工性の低下などをまねく。一方、焼鈍温度が900℃より高い場合、結晶粒径は過度に粗大化し穴拡げ率が低下し、またフェライト相の生成量も減少し伸びも低下する。以上より、焼鈍温度は700℃以上900℃以下とする。
焼鈍温度が700℃より低い場合、冷間圧延により結晶粒が展伸した組織に起因し、バンド状の不均一な組織となり、伸び、穴拡げ率および曲げ性が劣化する。また連続焼鈍時に十分なオーステナイト相が存在せず、最終製品に低温変態相や残留オーステナイト相が得られず、強度不足、加工性の低下などをまねく。一方、焼鈍温度が900℃より高い場合、結晶粒径は過度に粗大化し穴拡げ率が低下し、またフェライト相の生成量も減少し伸びも低下する。以上より、焼鈍温度は700℃以上900℃以下とする。
保持時間：10〜1000秒
10秒未満では未溶解炭化物が存在する可能性が高くなり、オーステナイト相の存在量が少なくなる可能性があり、強度確保が困難となる。一方、長時間焼鈍により結晶粒は成長し粗大化する傾向にあり、1000秒を超えると加熱焼鈍中のオーステナイト相の粒径が粗大化し、最終的に熱処理後に得られる鋼板の組織が粗大化し、穴拡げ率が低下する。またフェライト相の生成量も減少し伸びも低下する。加えてプレス成形後の肌荒れの原因ともなり好ましくない。したがって、より微細な組織を達成することと、焼鈍前の組織の影響を小さくし均一微細な組織を得ることとを両立するためには、焼鈍時間は10秒以上1000秒以下とする。好ましくは20秒以上500秒以下である。
10秒未満では未溶解炭化物が存在する可能性が高くなり、オーステナイト相の存在量が少なくなる可能性があり、強度確保が困難となる。一方、長時間焼鈍により結晶粒は成長し粗大化する傾向にあり、1000秒を超えると加熱焼鈍中のオーステナイト相の粒径が粗大化し、最終的に熱処理後に得られる鋼板の組織が粗大化し、穴拡げ率が低下する。またフェライト相の生成量も減少し伸びも低下する。加えてプレス成形後の肌荒れの原因ともなり好ましくない。したがって、より微細な組織を達成することと、焼鈍前の組織の影響を小さくし均一微細な組織を得ることとを両立するためには、焼鈍時間は10秒以上1000秒以下とする。好ましくは20秒以上500秒以下である。
冷却速度：5〜150℃/秒
冷却速度が5℃より遅いと、フェライト相が過度に生成し、TS590MPa以上を確保することが困難となる。また、オーステナイト相はパーライト相もしくはベイナイト相に変態し、残留オーステナイト相の生成量が減少してしまうため、TRIP効果が得られなくなる。一方、冷却速度が150℃より高いと、過度にマルテンサイト相が生成し、フェライト相が得られず、伸び、曲げ性が低下する。以上より、冷却速度は5℃/秒以上150℃/秒以下とする。より好ましくは20℃/秒から100℃/秒である。なお、この場合の冷却は、放冷、ガス冷却、ミスト冷却、ロール冷却などを用いて行うことが可能である。
冷却速度が5℃より遅いと、フェライト相が過度に生成し、TS590MPa以上を確保することが困難となる。また、オーステナイト相はパーライト相もしくはベイナイト相に変態し、残留オーステナイト相の生成量が減少してしまうため、TRIP効果が得られなくなる。一方、冷却速度が150℃より高いと、過度にマルテンサイト相が生成し、フェライト相が得られず、伸び、曲げ性が低下する。以上より、冷却速度は5℃/秒以上150℃/秒以下とする。より好ましくは20℃/秒から100℃/秒である。なお、この場合の冷却は、放冷、ガス冷却、ミスト冷却、ロール冷却などを用いて行うことが可能である。
冷却停止温度：300〜500℃
300℃より低い温度まで冷却すると、オーステナイト相はマルテンサイト相に変態してしまい所望の量の残留オーステナイト相が得られない。一方、500℃より高い温度ではオーステナイト相はほとんどがパーライト相またはベイナイト相に変態してしまい、TRIP効果が期待できなくなる。よって、冷却停止温度は300℃以上500℃以下、好ましくは350〜450℃とする。
300℃より低い温度まで冷却すると、オーステナイト相はマルテンサイト相に変態してしまい所望の量の残留オーステナイト相が得られない。一方、500℃より高い温度ではオーステナイト相はほとんどがパーライト相またはベイナイト相に変態してしまい、TRIP効果が期待できなくなる。よって、冷却停止温度は300℃以上500℃以下、好ましくは350〜450℃とする。
熱処理温度：300℃〜500℃
熱処理温度が300℃より低い場合、熱処理中にオーステナイト相がマルテンサイト相に変態し、硬質相が多く存在するため、伸び、穴拡げ率および曲げ性など成形性が劣化する。一方、500℃を越えるとベイナイト変態が過度に進行し所定の量の残留オーステナイト相を確保するのが困難となり、プレス加工時にTRIP効果が発現しなくなる。以上より、熱処理温度は300℃以上500℃以下、好ましくは350〜450℃とする。
熱処理温度が300℃より低い場合、熱処理中にオーステナイト相がマルテンサイト相に変態し、硬質相が多く存在するため、伸び、穴拡げ率および曲げ性など成形性が劣化する。一方、500℃を越えるとベイナイト変態が過度に進行し所定の量の残留オーステナイト相を確保するのが困難となり、プレス加工時にTRIP効果が発現しなくなる。以上より、熱処理温度は300℃以上500℃以下、好ましくは350〜450℃とする。
熱処理時間：100〜1400秒
急冷後、熱処理時間は残留オーステナイト相を確保する上で重要な因子である。しかし、熱処理時間が100秒に満たないと、残留オーステナイト相はマルテンサイト相へ変態し、硬質化し、TRIP効果が発現しない。そして、高TS化し、伸び、穴拡げ率など成形性が劣化する。一方、1400秒を越えてもその効果は飽和する傾向にあるばかりで、ベイナイト変態が過度に進行し残留オーステナイト相が減少するので好ましくない。以上より、熱処理時間は100秒以上1400秒以下、好ましくは200〜1200秒とする。
急冷後、熱処理時間は残留オーステナイト相を確保する上で重要な因子である。しかし、熱処理時間が100秒に満たないと、残留オーステナイト相はマルテンサイト相へ変態し、硬質化し、TRIP効果が発現しない。そして、高TS化し、伸び、穴拡げ率など成形性が劣化する。一方、1400秒を越えてもその効果は飽和する傾向にあるばかりで、ベイナイト変態が過度に進行し残留オーステナイト相が減少するので好ましくない。以上より、熱処理時間は100秒以上1400秒以下、好ましくは200〜1200秒とする。
熱処理終了後室温まで冷却する場合は放冷、炉冷却、ガス冷却、ミスト冷却、および水冷などを用いることができる。また連続焼鈍後、調質圧延を施さなくても、特に材質上の問題はないが、形状矯正や粗度調整の目的から調質圧延を行ってもかまわない。
表1に示す成分を有するスラブを用い、スラブ加熱温度：1250℃、仕上げ圧延温度：900℃、巻取り温度：580℃、冷延圧下率：50%の条件で、加熱、熱間圧延、酸洗、冷間圧延を行い、鋼板を得た。次いで、得られた鋼板に対し、表2に示す各条件で連続焼鈍を行い冷延鋼板を製造した。得られた冷延鋼板について、下記に示す材料試験を行い材料特性を調査した。得られた結果を表3に示す。
(1)鋼板の組織：圧延方向断面、板厚1/4面位置を光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡で観察することにより調査した。倍率1000倍の断面組織写真を用いて、画像解析により任意に設定した。フェライト粒径は、JISZ0552に規定の方法に準拠して結晶粒度を測定し、平均結晶粒径に換算した。
(2)残留オーステナイト量の定量：鋼板を板厚方向1/4面まで研磨し、板厚1/4面でのX線回折強度測定により求めた。入射X線にはMoKα線を用い、フェライト相の｛110｝、｛200｝、｛211｝の各面のX線回折強度に対する残留オーステナイト相の｛111｝、｛200｝、｛220｝、｛311｝各面のX線回折強度比を求め、これらの平均値を残留オーステナイトの体積分率とした。
(3)最高Si濃度/平均Si濃度：日本電子製JXA8600MXにて分析エリア：200μm×200μm、電子線加速エネルギー：15kV、電流：1.2×10-7A、分析時間：50msec/point の条件下でSi元素分布調査を実施した。Siカウントの分布を測定し、最高Siカウント/平均Siカウント=最高Si濃度/平均Si濃度とした。
（4）最高Al濃度/平均Al濃度：上記最高Si濃度/平均Si濃度の測定方法と同様の条件で、Al元素分布調査を実施し、Alカウント分布を測定し、最高Alカウント/平均Alカウント=最高Al濃度/平均Al濃度とした。
(3)最高Si濃度/平均Si濃度：日本電子製JXA8600MXにて分析エリア：200μm×200μm、電子線加速エネルギー：15kV、電流：1.2×10-7A、分析時間：50msec/point の条件下でSi元素分布調査を実施した。Siカウントの分布を測定し、最高Siカウント/平均Siカウント=最高Si濃度/平均Si濃度とした。
（4）最高Al濃度/平均Al濃度：上記最高Si濃度/平均Si濃度の測定方法と同様の条件で、Al元素分布調査を実施し、Alカウント分布を測定し、最高Alカウント/平均Alカウント=最高Al濃度/平均Al濃度とした。
(5)引張特性：圧延方向と90°の方向を長手方向（引張方向）とするJISZ2201の5号試験片を用い、JISZ2241準拠した引張試験を行い評価した。なお、引張特性の評価基準はTS×El≧20000MPa・％以上を良好とした。
(6)穴拡げ率：日本鉄鋼連盟規格JFST1001に基づき実施した。初期直径d0=10mmの穴を打抜き、60°の円錐ポンチを上昇させ穴を拡げた際に、亀裂が板厚貫通したところでポンチ上昇を止め、亀裂貫通後の打抜き穴径dを測定し、穴拡げ率（％）=（（d- d0）/ d0）×100として算出した。N=3で試験し、単純平均値で求めた。なお、穴拡げ率の評価基準はTS×λ≧40000MPa・％以上を良好とした。
(7)化成電着塗装後耐食性（化成処理性）：市販の液を用いて、板厚×75mm×150mmの試験片にリン酸亜鉛による化成処理を施し、厚さ25μmになるように電着塗装し、ついでカッターナイフで、試験片に長さ100mm、2本の切り込みを入れ、5%NaCl、50℃の溶液中に240時間浸漬したのち、粘着テープを切り込み上に貼って剥がした後の、塗膜の剥離巾を測定して評価した。最大剥離全巾が5.0mm以下であれば、化成電着塗装後の耐食性（化成処理性）は良好と判断した。
表3より、本発明例では、TS×El≧20000MPa・％以上、TS×λ≧40000MPa・％以上、最大剥離全巾が5.0mm以下となっており、延性および化成電着塗装後の耐食性（化成処理性）に優れた高成形性超高強度冷延鋼板が得られていることがわかる。
一方、焼鈍中の雰囲気（露点及び水素濃度）が本発明範囲外であるNo2、3、4は鋼板表面のSi濃度分布が範囲外となり最大剥離全巾が5.0mmを超え化成処理性が劣っている。雰囲気以外の焼鈍条件が本発明範囲外であるNo5、6、7、8、9、10は、残留オーステナイト相の量が範囲外となり、強度もしくは成形性のいずれか一つ以上が劣っている。また、Si、Al成分およびSi/Alが本発明の範囲外である比較例No22、23、24、25は、最大剥離全巾が5.0mmを超え化成処理性が劣っている。
本発明の高強度冷延鋼板は、自動車部品以外にも、建築および家電分野など厳しい曲げ加工、化成処理性が必要とされる分野にも好適である。
Claims (5)
- mass%で、C：0.05〜0.3%、Si：0.01〜2.0%、Mn：1〜3%、P：0.001〜0.05%、S：0.0001〜0.01%、Al：0.10超〜2.0 %、N：0.001〜0.01%を含有し、かつSi/Al=0.01〜10を満足し、残部Fe及び不可避不純物からなる組成と、平均結晶粒径10μm以下のフェライト相を体積分率で40〜90％、残留オーステナイト相を体積分率で1.0〜20％含み、残部が低温変態相である鋼組織を有し、かつ鋼板表面における最高Si濃度/平均Si濃度が1.1〜4.0であることを特徴とする延性および化成処理性に優れる高強度冷延鋼板。
- さらに、mass%で、Ti：0.001〜0.2％、Nb：0.001〜0.2％、V：0.001〜0.5％のうち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に記載の延性および化成処理性に優れる高強度冷延鋼板。
- さらに、mass%で、Cu：0.01〜1％、Ni：0.01〜1％、Mo：0.01〜1％、Cr：0.01〜1％、B：0.0001〜0.005％のうち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に記載の延性および化成処理性に優れる高強度冷延鋼板。
- さらに、mass%で、Ca：0.0001〜0.005％を含有することを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の延性および化成処理性に優れる高強度冷延鋼板。
- 請求項1〜４のいずれかに記載の組成を有する鋼スラブを鋳造後、加熱、熱間圧延、酸洗、冷間圧延を施して鋼板とし、該鋼板を連続焼鈍するにあたり、
雰囲気ガスの露点：-50℃〜0℃、雰囲気ガスの水素濃度：1.0〜100％の条件下で、焼鈍温度：700〜900℃、保持時間：10〜1000秒として加熱後、冷却速度：5〜150℃/秒、冷却停止温度：300〜500℃として冷却を行い、次いで、熱処理温度：300〜500℃、熱処理時間：100〜1400秒として熱処理することを特徴とする延性および化成処理性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法。
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2004266352A JP4367300B2 (ja) | 2004-09-14 | 2004-09-14 | 延性および化成処理性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
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