JP4306497B2

JP4306497B2 - 加工性および塗装後耐食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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Publication number: JP4306497B2
Application number: JP2004066755A
Authority: JP
Inventors: 英尚川辺; 健二河村; 靖田中
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2004-03-10
Filing date: 2004-03-10
Publication date: 2009-08-05
Anticipated expiration: 2024-03-10
Also published as: JP2005256044A

Description

本発明は、優れた加工性および塗装後耐食性が要求される自動車用部品の強度部材等に好適な、高強度冷延鋼板およびその製造方法に関するものである。

近年、自動車の構造部品は省資源、省エネルギーの立場から、より減量な部品が求められるようになっている。その一方で、衝突安全性の向上を図るため、引張強度が780MPa以上の高強度冷延鋼板が補強部材を中心に積極的に活用されている。一般的に、780MPa以上の高強度冷延鋼板では、絞り成形や張出し成形といった軟鋼板で適用される成形手法を適用することは難しく、成形手法としては曲げ成形および伸びフランジ成形が主体となる。したがって、自動車の構造部品として高強度冷延鋼板を用いる場合、加工性として延性（伸び）だけでなく、伸びフランジ性および曲げ性をバランス良く備えることが重要となる。

また自動車用鋼板はプレス、溶接組み立て、化成処理、電着塗装工程を経ることが一般的であるため、優れた加工性とともに優れた塗装後耐食性を有することが要求される。加工性に関しては、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトから構成される強度と加工性とを同時に高めた複合組織鋼が知られており、広く用いられている。しかし、この複合組織鋼は、確かに延性は良好であるものの曲げ性は不足し、厳しい曲げ加工を経て製造される部品への適用は不向きである。また伸びフランジ性についても成形過程において軟質相と硬質相の界面でボイド生成、亀裂進展し、最終的に破断にいたるため厳しい伸びフランジ加工される部品への適用は不向きである。

ところで、鋼板の曲げ加工においては、曲げ外周表層部に円周方向に大きな引張応力が、また、曲げ内周表層部に大きな圧縮応力がかかるため、高強度冷延鋼板の曲げ性には表層部の状態も大きく影響し、表層に軟質層を有することで、曲げ加工時に鋼板表面に生じる引張応力、圧縮応力を緩和し、曲げ性が改善されることがわかっている。このような表層に軟質層を有する高強度鋼板に関しては、特許文献1〜4に以下のような鋼板および製造方法が開示されている。
特許文献1では、曲げ加工性とスポット溶接性を改善することを目的とし、表層を脱炭焼鈍し、表層に10vol%の軟質層と内層に10vol%以上の残留オーステナイトを含む硬質中心層を有する高強度鋼板およびその製造方法が開示されている。

特許文献2には、表層にC：0.1wt%以下の軟質層を両面に3〜15%有し、残部を10%未満の残留オーステナイトと低温変態相あるいはフェライトとの複合組織とする冷延鋼板および製造方法が記載されている。
特許文献3には、表層10μm〜200μmの部分がフェライト主体からなり、内層部分が、ベイナイト、マルテンサイトを主体とする冷延鋼板およびその製造方法が記載されている。

特許文献4には、表層10μm以内を除き、金属組織が実質的にマルテンサイト単相とした、伸びフランジ性に優れた冷延鋼板および製造方法が記載されている。

また、塗装後耐食性については化成処理前の鋼板表面状態の影響が大きいことが知られており、例えば、特許文献5には、鋼板表面に極微量の鉄被覆層を有することにより塗装後の耐食性が優れることが記載されている。
特開平2-175839号公報特開平5-195149号公報特開平10-130782号公報特開2002-161336号公報特開平5-320952号公報

しかしながら、特許文献1では、中心層に残留オーステナイトを10vol%以上も含有させるため、成形時にマルテンサイトを形成し、軟質なフェライトと硬質相の界面でボイドを生成し、亀裂発生、亀裂の伝播が容易に起こるため、伸びフランジ性に悪影響を及ぼすことになる。
また、特許文献2および特許文献3では、脱炭処理により表層軟質層を形成しているが、連続焼鈍で製造するにあたり、炉雰囲気を酸素含有や高露点に制御する必要性があり、脱炭処理操業終了後の次コイル以降でCなどのロールピックアップが発生する危険性が考えられる。
特許文献4では、厚さが10μm以内の軟質層が生成することがある、と記載されているが、表層軟質層を積極的に生成させ、生成量を制御し加工性を向上するという技術思想ではないため、曲げ性が不充分である。

特許文献5は、高加工性確保の点で不十分あり、めっき工程が必須であるため高コストであり経済上の課題もある。

本発明は、上記問題点を解決するためになされたもので、加工性と塗装後耐食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、鋼板表層と中心部の組織に着目し、鋼板表層にフェライト体積率90%以上で厚さが10〜100μｍの軟質層を有し、中心部の組織は焼戻しマルテンサイト体積率が30〜80％であり、0.5≦(焼戻マルテンサイト中のSi濃度)/(フェライト中のSi濃度)≦1.5とすることにより、加工性および塗装後耐食性が向上することを見出した。さらに、徐冷と急冷とを組み合わせた2段冷却を行った後に連続焼鈍することにより、上記組織を有した高強度冷延鋼板が得られることも見出した。

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：0.03〜0.18%、Si：0.01〜1.5%、Mn：0.5〜3.0%、P：0.001〜0.1%、S：0.0001〜0.008%、Sol.Al：0.01〜0.1%、N：0.0001〜0.008%を含有し、残部はFeおよび不可避不純物からなり、鋼板表層にフェライト体積率90%以上で厚さが10〜100μｍの軟質層を有し、中心部の組織は焼戻マルテンサイト体積率が30〜80％であり、0.5≦(焼戻マルテンサイト中のSi濃度)/(フェライト中のSi濃度)≦1.5であることを特徴とする加工性および塗装後耐食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、Cu：0.01〜1％、Ni：0.01〜1％、Mo：0.01〜1％、Cr：0.01〜1%、B：0.0001〜0.005%の1種または2種以上を含有することを特徴とする加工性および塗装後耐食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、Ti：0.001〜0.1%、Nb：0.001〜0.1%、V：0.01〜0.5%の1種または2種以上を含有することを特徴とする加工性および塗装後耐食性に優れる高強度冷延鋼板。

［4］上記［1］ないし［3］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加工性と塗装後耐食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成分組成を有する鋼スラフ゛を鋳造後、熱間圧延、酸洗、冷間圧延を施し鋼板とし、該鋼板を連続焼鈍するにあたり、750〜950℃の再結晶焼鈍温度、10〜1200秒の焼鈍時間で熱処理し、次いで、鋼板表層において、ア）550〜750℃の冷却開始温度から、5〜50℃/秒の冷却速度、0.05〜5秒の冷却時間で冷却後、イ）100℃以下の冷却停止温度まで、100〜2000℃/秒の冷却速度で冷却の2段冷却を行い、次いで、150〜500℃の温度で焼戻しすることを特徴とする加工性および塗装後耐食性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法。

なお、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、高強度薄鋼板とは、例えば自動車の構造部品として好適な引張強度が780MPa以上の薄鋼板である。

また、本発明において、中心部とは、板厚のｔ/4〜3ｔ/4の部分を意味する。

本発明によれば、加工性および塗装後耐食性に優れる高強度冷延鋼板を得ることができる。このように、本発明の鋼板は高強度であり、なおかつ加工性に優れているので、従来、高強度鋼板の適用が困難であった例えば自動車構造部材等の難成形部材として適用することが可能となる。さらに、塗装後耐食性にも優れており、バンパー、インパクトビームなど耐衝突部材に加えホワイトボディへの適用も十分可能である。

さらに、自動車構造部品として本発明の高強度冷延鋼板を用いた場合、自動車の軽量化、安全性向上などに寄与し、産業上極めて有益である。

また、家電および建築など厳しい加工性が必要とされる分野でも好適に使用することが可能となる。

本発明の高強度冷延鋼板は、下記に示す成分に規定し、さらに鋼板表層にフェライト体積率90%以上で厚さが10〜100μｍの軟質層を有し、中心部の組織は焼戻しマルテンサイト体積率が30〜80％であり、0.5≦(焼戻マルテンサイト中のSi濃度)/(フェライト中のSi濃度)≦1.5である複合組織とすることを特徴とする。これらは本発明において最も重要な要件であり、上記のように成分、表層および中心部の組織を最適化することにより、加工性および塗装後耐食性に優れた高強度冷延鋼板を得ることができる。また、上記高強度冷延鋼板は、熱間圧延、酸洗、冷間圧延を行い得られた鋼板を、750〜950℃の再結晶焼鈍温度、10〜1200秒の焼鈍時間で熱処理し、次いで、鋼板表層において、ア）550〜750℃の冷却開始温度から、5〜50℃/秒の冷却速度、0.05〜5秒の冷却時間で冷却後、イ）100℃以下の冷却停止温度まで、100〜2000℃/秒の冷却速度で冷却の2段冷却を行い、次いで、150〜500℃の温度で焼戻しすることにより製造が可能となる。

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の限定理由は以下の通りである。

C：0.03〜0.18%
Cは焼入れ焼戻しによって得られる組織である焼戻しマルテンサイトを強化するために重要な元素である。Cが0.03%未満では所望の強度確保が困難となる。一方、Cが0.18%を超えると、良好な溶接性が得られず、また冷間圧延時の負荷も増加するので0.18%以下とする。以上より、Cは0.03％以上0.18％以下とする。また、強度を安定的に確保し、かつ加工性とのバランスを考慮すると0.05％以上0.15%以下がより好ましい。

Si： 0.01〜1.5%
Siは固溶強化元素であり、高強度で高伸びの鋼板を得るために有効な元素である。その効果は0.01%以上添加することにより発揮するが、1.5%を超えると鋼板表面にSi酸化物を多量に形成し、化成処理性を劣化させ、塗装後の耐食性も劣る。以上より、Siは0.01％以上1.5%以下とする。より好ましくは0.2％以上1.4%以下である。

Mn： 0.5〜3.0%
Mnは固溶強化によって鋼を強化するだけではなく、鋼の焼入れ性を向上させて低温変態相の生成を促進させる効果があるが、その効果は0.5%未満では発揮されない。一方、3.0%を超えるとフェライトが生成せず軟質相が存在しないので加工性が劣化する。また連続鋳造工程でスラブ割れが発生する。以上より、Mnは0.5%以上3.0%以下とする。より好ましくは1％以上2.5%以下である。

P：0.001〜0.1%
Pは固溶強化元素として高強度化に寄与するが、0.1％を超えて過度に含有すると溶接性に悪影響を及ぼす。また溶接性、耐2次加工脆性の観点からは低いほうが好ましいが、過度の低減は製鋼コストをいたずらに増加させるだけである。以上より、Pは、0.001%以上0.1％以下とする。好ましくは0.01％以上0.05％以下である。

S：0.0001〜0.008%
SはMnSなど介在物として存在し、加工性に悪影響を及ぼすため、鋼板の加工性を考慮した場合、極めて低いほうが好ましいが、0.008%以下であれば許容できる。一方、P同様に過度の低減は製鋼コストをいたずらに増加させるだけである。以上より、Sは0.0001％以上0.008％以下とする。好ましくは0.0005％以上0.003％以下である。

Sol.Al：0.01〜0.1%
Alは脱酸材として使用され、非金属介在物をスラグ中へ分離除去することにより鋼板の加工性を向上させるが、その効果は0.01%未満では十分に得られない。一方、0.1%超えではAl添加の効果は飽和し合金コストの上昇を招くだけである。以上より、Sol.Alは0.01%以上0.1%以下とする。より好ましくは0.02％以上0.06％以下である。

N：0.0001〜0.008%以下
Nは固溶強化鋼の場合、歪時効の原因となることが懸念されるが、本発明のように組織強化鋼の場合、歪時効は問題とならない。しかしながらNの含有量が過度に多くなると窒化物を多数形成し、成形時のボイド生成の起点となり破断しやすくなる。したがって成形性の観点から0.008％以下に制限する必要がある。しかしながら、Nを必要以上に低減すると製鋼コストが上昇するので、実質的に無害となる0.0001%以上とする。以上より、Nは0.0001％以上0.008％以下とする。より好ましくは0.002％以上0.005％以下である。

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。

Cu：0.01〜1%、Ni：0.01〜1%、Mo：0.01〜1%、Cr：0.01〜1%、B：0.0001〜0.005%の1種または2種以上
鋼板の高強度化のため、必要に応じて添加される。Cu、Ni、Mo、Cr については0.01％以上の添加により効果を発現するが、過度に含有してもその効果は飽和する傾向にあり、1%以下の含有量で添加することが好ましい。またいずれも強化元素であるSi、Mn、Pなどと比較すると非常に高価な元素であり、過度に含有してもコストアップするだけである。以上より、Cu、Ni、MoおよびCrを含有する場合は、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%以下とする。好ましくはCu、Ni、MoおよびCr 各々、0.1％以上0.5％以下である。また、Bについては鋼の焼き入れ性を向上させ、低温変態相の生成を促進させる効果によって高強度化に寄与する。0.0001％以上の添加で効果を発揮するが、0.005％超の含有では効果は飽和し、含有量に見合う効果は得られない。以上より、Bを含有する場合は0.0001％以上0.005%以下とする。より好ましくは0.0002％以上0.0015％以下である。

Ti：0.001〜0.1%、Nb：0.001〜0.1%、 V：0.01〜0.5%の1種または2種以上
炭窒化物を形成するため多量に含有するのは好ましくない。しかし、適量であれば結晶粒微細化による組織の均一化、強度調整に寄与し、成形性を向上させ、Tiが0.001％以上、Nbが0.001％以上、 Vが0.01％以上で効果を発揮する。以上よりTi、NbおよびVを含有する場合は、Tiは0.001％以上0.1%以下、Nbは0.001以上0.1％以下、Vは0.01％以上0.5％以下とする。好ましくはTi、Nb各々、0.005％以上0.05％以下、Vは0.05％以上0.3％以下である。

Ca：0.0001〜0.005％
CaはMnSなど介在物の形状制御により伸びフランジ性や曲げ性向上に寄与する効果を有している。かかる効果は0.0001％以上の含有で発現される。しかしながら過度に含有しても効果が飽和するばかりか、製鋼-連続鋳造工程においてCa単体のまま存在し、欠陥となるため0.005％以下の含有とする。以上より、Caを含有する場合は0.0001％以上0.005％以下とする。より好ましくは0.0005％以上0.0025％以下である。

なお、上記以外の残部はFeおよび不可避不純物からなる。

次に本発明の製造方法について説明する。

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、得られたスラブを一旦冷却後再加熱するか、あるいはそのまま熱間圧延を行う。熱間圧延における最終圧延温度は、延性（伸び）および伸びフランジ性を向上させるため850℃以上が望ましい。850℃より低い最終圧延温度では、最終圧延の段階で二相組織となるためフェライト粒の著しい粗大化が起こり、不均一な組織となったり、圧延温度の低下にともない圧延負荷が増大し、ロールと鋼板表面の面圧が上昇し、鋼板表面が荒れるため冷延、焼鈍を行っても加工性の良い鋼板が得られない場合がある。

次いで、酸洗後、冷間圧延により所望の板厚とする。このときの冷間圧延率は、伸びおよび伸びフランジ性を向上させるため50%以上が望ましい。

次いで、上記により得られた鋼板に対して1）熱処理、2）2段冷却および3）焼戻処理を行う。特に熱処理後の2段冷却は本発明の効果を得るために、最も重要な要件であり、本発明の特徴でもある。以下に製造条件を詳細に説明する。

1）750〜950℃の再結晶焼鈍温度、10〜1200秒の焼鈍時間で熱処理
再結晶焼鈍温度が750℃未満では、焼鈍過程において加熱昇温、均熱保持中に十分な量のオーステナイトが得られないため、急冷後にマルテンサイトが得られず、所望の強度が達成できない。一方、950℃を超える温度で加熱すると、焼鈍中にオーステナイト粒径が粗大化するため、最終組織が粗大化し、均一微細な組織が得られず、加工性が低下する。

したがって再結晶焼鈍温度は750℃以上950℃以上とする。高温焼鈍によりオーステナイト体積率は増加、オーステナイト単相組織となった後には粗大結晶粒化する傾向にある。したがって、より安定して所望の強度を得ることと、より微細組織化を達成することを両立するためには、好ましくは、780℃以上880℃以下である。焼鈍時間については、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。1200秒を超えるとオーステナイト粒径が粗大化し、加工性が低下する。したがって焼鈍時間は10秒以上1200秒以下とする。一般に長時間焼鈍により結晶粒は成長し粗大化する傾向にある。したがって、より微細な組織を達成することと、また焼鈍前の組織の影響を小さくし均一な組織を得ることを両立するためには、好ましくは、20秒以上500秒以下である。再結晶焼鈍後、急冷開始温度までの冷却は、特に限定されず、例えば、放冷、ガスジェット冷却、ミスト冷却等の手段を用いることができる。

2）鋼板表層において、ア）550〜750℃の冷却開始温度から、5〜50℃/秒の冷却速度、0.05〜5秒の冷却時間で冷却後、イ）100℃以下の冷却停止温度まで、100〜2000℃/秒の冷却速度で冷却の2段冷却。

一定の冷却速度では、鋼板板厚方向に均一な組織となるので、本発明の特徴とする表層（軟質層）と中心部（複合組織）で組織が異なる鋼板を得るために、2段冷却は重要である。

ア）550〜750℃の冷却開始温度から、5〜50℃/秒の冷却速度、0.05〜5秒の冷却時間で冷却。

冷却開始温度が550℃未満では、冷却開始時点におけるオーステナイト量が少なくなることから冷却後に十分な量のマルテンサイトが得られず、またフェライトが過度に生成するため所望の強度確保が困難となる。一方、750℃超えではマルテンサイト単相組織となりフェライトが得られず、延性が低下する。したがって、冷却開始温度は550℃以上750℃以下とする。冷却開始温度が低ければ低いほどフェライトの生成が多く、低TS高El化する傾向にある。強度を確実に確保し、かつ加工性、より高い伸びを得るためには、好ましくは、600℃以上700℃以下である。表層の冷却速度が50℃/秒超えになると、フェライトの析出が起きず、軟質層が存在しない、もしくはその厚さが非常に薄くなり、本発明の効果が得られない。一方、5℃/秒未満では、過度にフェライトが生成するため強度が低下する。したがって1段目の冷却における冷却速度は5℃/秒以上50℃/秒以下とする。冷却速度が遅いほどフェライトがより多く生成し低TS化する傾向にある。強度を確実に確保し、かつ表層部においてフェライト層を確保するには、好ましくは、10℃/秒以上40℃/秒以下である。冷却時間が5秒より長いとやはり過度にフェライトが生成するため強度確保が困難である。0.05秒より短いと冷却効果がなく、所望の厚さの表層軟質相が得られない。したがって冷却時間は0.05秒以上5秒以内とする。冷却時間が長いほどフェライトがより多く生成し低TS化する傾向にある。強度を確実に確保し、かつ表層部においてフェライト層を確保するには、好ましくは、0.10秒以上2秒以下である。また、冷却速度を50℃/s以下と低くする設備手段としては、例えば、噴流水槽の直前で鋼板表面に水を噴射する等が挙げられる。

イ）100℃以下の冷却停止温度まで、100〜2000℃/秒の冷却速度で冷却。

2段目の冷却速度が100℃/秒未満では、冷却中に過度にフェライトが生成し強度確保が困難となる。冷却速度が100℃/秒以上であれば、フェライトの過度の生成を抑制可能であり、容易に所望の強度確保ができる。また冷却速度が100℃/s未満では、パーライトやベイナイトの析出、またマルテンサイト変態が起こらない可能性があり、高強度を得るには合金添加量を多くしなければならない等新たな問題が起きてしまう。冷却速度の上限は2000℃/s超えで効果は飽和し、冷却設備などコスト上の観点から過度に速くする必要性は無く、2000℃/s以下とした。以上より2段目の冷却における冷却速度は100℃/s以上2000℃/s以下とする。より好ましくは、500〜1000℃/sである。

冷却停止温度が100℃より高い場合、焼き入れが不十分であり、十分な量の低温変態相が得られない。一方、冷却停止温度は低ければ低いほうが好ましいが、冷却設備などコスト上の観点から過度に低温度にする必要性はなく、10℃程度で十分である。冷却手段については特に限定するものではないが、板幅方向、圧延長手方向の材質変動を抑制するためには、噴流水中に焼入れることが最も望ましい。さらに、この噴流水中の焼入れにより、冷却速度100℃/秒以上、急冷終了温度100℃以下の冷却を容易に達成することができる。

2段冷却を実施する場合の一実施態様を図1に示す。図1において、1は鋼板、2はシールロール、3は徐冷スプレー帯、4は噴流水槽、5はシンクロールである。図1によれば、徐冷スプレー帯3で鋼板1の表層に水を噴射することで5〜50℃/sの冷却速度、0.05〜5秒の冷却時間が達成される。冷却時間は鋼板搬送速度により調節される。その後、噴流水槽4への浸漬により100℃/s〜2000℃/sの冷却速度での2段目の冷却が行われる。噴流設備の無い水槽の場合、鋼板1の表層に生成される蒸気膜のため、冷却速度が低くなるが、高圧で噴流水を吹き付けることでその膜が壊れ、高い冷却速度が可能となる。

3）150〜500℃の温度で焼戻し
焼戻温度が150℃未満ではオーステナイトを急冷して得られたマルテンサイトが十分焼戻されず、延性が低い。一方、焼戻温度が500℃超えでは、焼戻処理を行った場合、マルテンサイトがフェライトとセメンタイトに分解し過度に軟化するため強度の急激な低下が起こる。
以上より、加工性および塗装後耐食性に優れる高強度冷延鋼板が得られる。そして、本発明の超高強度冷延鋼板の組織は、鋼板表層にフェライト体積率90%以上で厚さが10〜100μｍの軟質層を有し、中心部の組織は焼戻マルテンサイト体積率が30〜80％であり、0.5≦(焼戻マルテンサイト中のSi濃度)/(フェライト中のSi濃度)≦1.5となる。以下に本発明の高強度冷延鋼板の特徴である鋼板の組織について説明する。

鋼板表層にフェライト体積率90%以上で厚さが10〜100μｍの軟質層
表層軟質層の厚さは10μm未満では曲げに対し十分な効果が得られず、また、100μmより厚いと強度低下量が大きく、780MPa以上の強度を得るためには多量の合金を添加する必要が出てくる。よって、表層の軟質層の厚さは10μｍ以上100μｍ以下とする。なお、表層の軟質層の厚さとは、最表層からフェライト分率90%のところまでの厚さであり、上記のように2段冷却（主に冷却速度）の制御により、所望の軟質層の厚みが達成される。

鋼板表層に軟質層を有することは、塗装後耐食性にも重要な作用を示す。一般的な複合組織ではフェライトと焼戻マルテンサイトのSi濃度差、（Si濃度ムラ）が大きく、そのため局所的にSi濃度が高いと脱脂-表面調整-化成処理工程後に鋼板表面に形成される化成結晶が微細均一に緻密でなく、電着塗装後の耐食性が低下する。一方、Si濃度ムラがない状態を達成するには単相組織化するしかない。これに対し、本発明では表層のみフェライト単相に近いフェライト90％以上である軟質相とすることで通常のフェライトと硬質な低温変態相から構成される複合組織鋼よりも塗装後耐食性が向上する。

中心部の組織は焼戻マルテンサイト体積率が30〜80％であり、0.5≦(焼戻マルテンサイト中のSi濃度)/(フェライト中のSi濃度)≦1.5
中心部の焼戻マルテンサイトの体積率が80％超では延性が低下し、30％未満では強度確保が困難である。延性と伸びフランジ性をバランス良く確保するには体積率30〜80％の焼戻マルテンサイトが必要である。中心部の焼戻マルテンサイトの体積率も表層組織同様、2段冷却（主に冷却速度かつ冷却開始温度）の制御より達成される。なお、残部はフェライトであり、その他として残留オーステナイトが5％以下、存在してもよい。

また、塗装後耐食性の向上は、表層のSi濃度ムラの低減、平滑化、かつ表層部をフェライト単相組織に近づけることに起因する。焼戻マルテンサイト中のSi濃度/フェライト中のSi濃度の値が1より高ければ高いほど、表層にある軟質相を構成するフェライト中のSi濃度が相対的に低下し、マルテンサイト中のSi濃度との差が拡大しSi成分の分布が不均一な組織となり、上記値が1.5を超えると塗装後耐食性は劣化する。一方、上記値が1より小さい場合、Si濃度差が拡大することに加え、表層フェライト中のSi濃度が相対的に高いことになり、塗装後耐食性が劣化する傾向にあり、0.5未満では塗装後耐食性の確保は困難である。したがって0.5≦（焼戻マルテンサイト中のSi濃度）/（フェライト中のSi濃度）≦1.5とする。より表層のSi濃度ムラを低減、平滑化し、かつ表層部をフェライト単相組織にできるかぎり近づけ塗装後耐食性を向上させるためには、好ましくは、0.75以上1.25以下である。

Si濃度制御に関しては、再結晶焼鈍-冷却開始温度までのオーステナイトとフェライト中へのSiの分配、および焼鈍、冷却過程におけるフェライトの生成量が重要であり、焼戻マルテンサイト量が少ないとフェライト中のSi濃度が相対的に高くなり、一方、焼戻マルテンサイトが多すぎると焼戻マルテンサイト中のSi濃度が相対的に増加し、Si濃度分布が不均一になる。上記のように焼鈍、冷却条件を所定の範囲とし、焼戻マルテンサイト体積率を制御することにより、0.5≦(焼戻マルテンサイト相のSi濃度)/(フェライト相のSi濃度)≦1.5とすることが可能となる。

表1に示す化学成分を有するスラブを用い、スラブ加熱温度：1200℃、仕上げ圧延温度：880℃、巻取り温度：610℃、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、次いで、表2に示す条件で連続焼鈍を行い冷延鋼板を製造した。

得られた冷延鋼板対して、以下に示す各試験を行い材料特性を評価した。得られた結果を表3に示す。

鋼板の組織：圧延方向断面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100mm四方の正方形領域内に存在する該当相の占有面積を求め、該当相の体積率とした。軟質相以外の中心層は板厚1/4面位置を代表として観察した。

Si濃度比：オージェ電子分光（AES）測定により求めた。スパッタ速度40Å/minで120秒スパッタ後のSi強度を用いて、各相のSiピーク強度比の値をSi濃度比とした。測定位置は表層軟質相中の任意の場所におけるフェライトと焼き戻しマルテンサイトである。

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、引張特性の伸びの評価基準は15％以上を良好とした。

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λ（％）=（（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60％以上を良好とした。

曲げ特性：圧延方向を長手方向とする40mm幅×200mm長さの試験片を用い、JISZ2248に準拠した曲げ試験を行いN=3で評価した。なお、曲げ特性の評価基準は限界曲げ半径1mm以下を良好とした。

化成電着塗装後耐食性：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は良好と判断した。

表3より、本発明例では、強度はTSが780Mpa以上と高く、その他の機械的特性にも優れ、加工性および塗装後耐食性に優れた高強度冷延鋼板が得られていることがわかる。

一方、No2、5〜7の比較例では、焼鈍温度、冷却時間、冷却速度、冷却停止温度のいずれかが本発明の範囲外のため、表層軟質層の厚みもしくは中心部の焼戻マルテンサイト体積率のいずれか一つ以上が本発明の範囲外となり、結果として強度および穴拡げ率が劣っている。No8の比較例では、焼戻し温度が本発明の範囲外のため、強度および穴拡げ率が劣っている。
No3、16の比較例では、冷却開始温度もしくは成分（Mn）が本発明の範囲外のため、表層軟質層が形成されず本発明の範囲外となり、結果として伸びおよび曲げ特性が劣っている。No4の比較例では、冷却開示温度と冷却速度が本発明の範囲外のため、表層および中心部の鋼板組織が本発明の範囲外となり、結果として伸び、曲げ特性および化成電着塗装後の耐食性が劣っている。No17の比較例は成分（Si）が本発明の範囲外のため、化成電着塗装後の耐食性が劣っている。

自動車構造部品以外の家電および建築など厳しい加工性が必要とされる分野でも好適である。

2段冷却を実施する場合の一実施態様を示す図である。

符号の説明

1 鋼板
2 シールロール
3 徐冷スプレー帯
4 噴流水槽
5 シンクロール

Claims

mass%で、C：0.03〜0.18%、Si：0.01〜1.5%、Mn：0.5〜3.0%、P：0.001〜0.1%、S：0.0001〜0.008%、Sol.Al：0.01〜0.1%、N：0.0001〜0.008%を含有し、残部はFeおよび不可避不純物からなり、鋼板表層にフェライト体積率90%以上で厚さが10〜100μｍの軟質層を有し、中心部の組織は焼戻マルテンサイト体積率が30〜80％であり、0.5≦(焼戻マルテンサイト中のSi濃度)/(フェライト中のSi濃度)≦1.5であることを特徴とする加工性および塗装後耐食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に記載の加工性および塗装後耐食性に優れる高強度冷延鋼板。
さらに、mass%で、Ti：0.001〜0.1%、Nb：0.001〜0.1%、V：0.01〜0.5%の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に記載の加工性および塗装後耐食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に記載の加工性と塗装後耐食性に優れる高強度冷延鋼板。
請求項1ないし４のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラフ゛を鋳造後、熱間圧延、酸洗、冷間圧延を施し鋼板とし、該鋼板を連続焼鈍するにあたり、750〜950℃の再結晶焼鈍温度、10〜1200秒の焼鈍時間で熱処理し、次いで、鋼板表層において、ア）550〜750℃の冷却開始温度から、5〜50℃/秒の冷却速度、0.05〜5秒の冷却時間で冷却後、イ）100℃以下の冷却停止温度まで、100〜2000℃/秒の冷却速度で冷却の2段冷却を行い、次いで、150〜500℃の温度で焼戻しすることを特徴とする加工性および塗装後耐食性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法。