JP2009030081A - 高張力冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】成形性と化成処理性に優れた５４０ＭＰａ級以上の高張力冷延鋼板の提供。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０.０８〜０.３０％、Ｓｉ：０.３０〜１.０％、Ｍｎ：１.０〜２.８％、Ｐ：０.０５％以下、Ｓ：０.０１％以下、Ａｌ：０.２０〜１.５%、Ｎ：０.０１％以下、場合によりＶ：０.１％以下、Ｔｉ：０.１％以下、Ｎｂ：０.１％以下、Ｍｏ：０.５％以下、Ｃｒ:０.５％以下、Ｂ：０.００５％以下、Ｃａ：０.００４％以下、Ｚｒ：０.０５％以下、ＲＥＭ：０.０５％以下の１種または２種以上を含有し、ＳｉとＡｌとの合計含有量が１.２〜１.８％である化学組成と、残留オーステナイト５面積％以上の鋼組織を備え、鋼板表面におけるＳｉとＡｌとの質量濃度比Ｓｉ／Ａｌが０.５以下である高張力冷延鋼板。粗熱間圧延後に１０５０℃以上の温度域に１秒間以上保持したのちにデスケーリング処理を施し、仕上熱間圧延し、冷間圧延する方法で製造できる。
【選択図】なし

Description

本発明は、高張力冷延鋼板およびその製造方法に関する。特に、本発明は、成形性と化成処理性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法に関する。

近年、自動車の燃費向上、排気ガス削減のために車体の軽量化が強く求められており、一つの有力な手段として車体構成部材への高張力鋼板の適用が進められている。使用する鋼板の強度が高いほど軽量化効果が高められるので、例えばメンバー、フレーム類などの車体構成部材用途には、引張強さでいえば５９０ＭＰａ以上の高張力鋼板も適用されるようになってきた。しかし、一般的に鋼板の強度と加工性は相反する関係にあり、鋼板の強度が高くなるにつれて加工性が低下し、高張力鋼板の適用が困難になるという問題がある。これに対し、残留オーステナイトの加工誘起変態を利用して伸びを改善し、加工性を向上させた鋼板が提案されている。

例えば、下記特許文献１には、０.４〜１.８％のＳｉ、０.２〜２.５％のＭｎを含む鋼板を〔フェライト＋オーステナイト〕２相域に加熱した後、冷却途中の５００〜３５０℃の温度域で３０秒〜３０分間保持することで前記残留オーステナイトを含有する混合組織を実現し、高延性を示す高張力鋼板とする方法が開示されている。

下記特許文献２には、高延性を示す高張力鋼板の製造法として、０.７〜２.０％のＳｉと０.５〜２.０％のＭｎを含有する鋼板を焼鈍過程で〔フェライト＋オーステナイト〕２相域に加熱した後、冷却過程の６５０〜４５０℃間にて合計１０〜５０秒の定温保持を行い、マルテンサイト或いはベイナイト中に体積率で１０％以上のフェライトと残留オーステナイトを含む混合組織鋼板とする方法が開示されている。

しかし、特許文献１、２に記載された鋼板はいずれもＳｉを多量に含み、十分な残留オーステナイトが存在するため、良好な延性を示すものの、化成処理性は必ずしも良好ではなく、自動車メーカーの塗装段階で数々の問題を起こしてきた。

化成処理性に関して、下記特許文献３には、鋼組成におけるＳｉとＡｌの関係が示されている。一方、下記特許文献４には残留オーステナイト鋼のＳｉ低減方法が開示されている。
特開昭６１−１５７６２５号公報 特開昭６０−４３４３０号公報 特開２００３−１９３１９２号公報 特開２０００−３４５２８８号公報

本発明は、成形性と化成処理性に優れた高張力鋼板およびその製造方法を提供することを課題とする。より具体的には、従来のＳｉ含有量の高い残留オーステナイト鋼と同等の優れた延性を有しつつも、化成処理性が改善された、５４０ＭＰａ級から１１８０ＭＰａ級の引張強度を有する高張力冷延鋼板およびその製造方法を提供することを課題とする。

上記特許文献３に記載された発明は、いわゆるＤＰ鋼に関するものであり、鋼中のＳｉ含有量のレベルが低く、もともと化成処理性が大きな問題とはならない。従って、Ｓｉ含有量が高い場合における化成処理性の劣化抑制という本発明の課題およびその解決手段を示唆するものではない。

上記特許文献４に記載された発明は、本発明と同様に残留オーステナイト鋼に関するものであるが、Ａｌを添加することによってＳｉ含有量をオーステナイト残留に必要な最小限の０.０１〜０.１％の範囲に抑えている。そのため、化成処理性の向上は望めるものの、残留オーステナイト鋼本来の延性の向上は望めず、本発明が目標とする成形性と化成処理性の両立という課題解決手段にはなりえない。

本発明者は、上記目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、鋼中のＡｌ含有量を高めることによって鋼板表面へのＳｉの濃化を抑制することができ、これにより高いＳｉ含有量を有する鋼板においても良好な化成処理性を実現できるとの新たな知見を得た。

上記新知見に基づく本発明は、質量％で、Ｃ：０.０８〜０.３０％、Ｓｉ：０.３０〜１.０％、Ｍｎ：１.０〜２.８％、Ｐ：０.０５％以下、Ｓ：０.０１％以下、Ａｌ：０.２０〜１.５%、およびＮ：０.０１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなるとともに、ＳｉとＡｌとの合計含有量が１.２〜１.８％である化学組成を備え、かつ残留オーステナイトを５面積％以上含有する鋼組織を備え、さらに鋼板表面におけるＳｉとＡｌとの質量濃度比Ｓｉ／Ａｌが０.５以下であることを特徴とする高張力冷延鋼板である。

ここで、鋼板表面におけるＳｉとＡｌとの質量濃度比Ｓｉ／Ａｌとは、ＥＳＣＡによって求められる鋼板表面でのＳｉ質量濃度とＡｌ質量濃度との比である。また、残留オーステナイトの面積率は、実施例に示すように、板厚１／４位置における鋼板断面におけるＥＳＣＡ測定によるオーステナイト相ピークの強度比から求めることができる。

前記化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、下記(１)〜(３)の１または２以上の群から選ばれた元素をさらに含有していてもよい：
(１)Ｖ：０.１％以下、Ｔｉ：０.１％以下およびＮｂ：０.１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上、
(２)Ｍｏ：０.５％以下、Ｃｒ:０.５％以下およびＢ：０.００５％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上、
(３)Ｃａ：０.００４％以下、Ｚｒ：０.０５％以下、希土類元素：０.０５％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上。

本発明はまた、下記工程（Ａ）〜（Ｇ）の工程を含むことを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法にも関する：
（Ａ）上記化学組成を有する鋼塊または鋼片に粗熱間圧延を施して粗バーとする粗熱間圧延工程；
（Ｂ）前記粗バーを１０５０℃以上の温度域に１秒間以上保持したのちにデスケーリング処理を施す第１デスケーリング工程；
（Ｃ）デスケーリング処理が施された前記粗バーに仕上熱間圧延を施して熱延鋼板とする仕上熱間圧延工程；
（Ｄ）前記熱延鋼板を５００〜６８０℃の温度域で巻き取る巻取工程；
（Ｅ）前記巻き取られた熱延鋼板を払い出してデスケーリング処理を施す第２デスケーリング工程；
（Ｆ）前記デスケーリング処理が施された熱延鋼板に冷間圧延を施すことにより冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
（Ｇ）前記冷延鋼板を、Ａｃ_１点以上Ａｃ_３点以下の温度域で３０秒間以上保持したのちに、５℃／秒以上の平均冷却速度で３５０〜４５０℃の温度域まで冷却し、前記温度域で３０秒間以上保持する連続焼鈍工程。

前記工程（Ａ）において、鋼塊または鋼片を１０５０℃以上としたのちに粗熱間圧延を施すことが好ましい。

本発明によれば、Ｓｉ含有量が０.３０〜１.０％と高く、残留オーステナイトを５面積％以上含有する、残留オーステナイト鋼に固有の優れた延性を示す鋼板において、鋼板表面へのＳｉ濃化を抑制することにより、鋼板表面の特性である化成処理性を著しく改善することができる。それにより、５４０ＭＰａ級から１１８０ＭＰａ級の引張強度を有する高張力冷延鋼板に対して成形性と化成処理性の両立が実現可能となる。

本発明に係る高強度冷延鋼板および本発明の方法により製造された高強度冷延鋼板は、高度のプレス成形が可能であり、かつ化成処理後にトラブルなく塗装を施すことができるので、自動車車体構成部材への適用に適しており、それにより車体の軽量化による燃費向上、排ガス削減に寄与する。ただし、この冷延鋼板は、家電製品、建材をはじめとする他の用途にももちろん使用可能である。

以下に本発明を詳細に説明する。まず、本発明の高張力鋼板の化学組成および鋼組織の限定理由を説明する。以下の説明において、鋼組成に関する％は質量％である。
Ｃ：０.０８〜０.３％
Ｃは、Ｓｉ、Ａｌと共に作用して、オーステナイトを室温まで安定化させるために必要な成分である。また、強度確保の観点からも、基本元素として必須の成分である。Ｃ含有量が０.０８％未満では、目的とする強度を確保することが困難となり、また残留オーステナイトを十分な延性を得ることのできる量である５面積％以上の量で確保することが困難となる。一方、Ｃ含有量が０.３％を超えると、溶接した時に溶金部の硬度が著しく上昇し、溶接性が著しく劣化するので、工業材料として適用範囲が著しく制限されてしまう。好ましいＣ含有量０.０９〜０.２０％である。

Ｍｎ：１.０〜２.８％
Ｍｎは、固溶強化元素であり、目的とする強度の確保のために含有させる。Ｍｎ含有量が１.０％未満では、目的とする強度を確保することが困難となる場合がある。一方、Ｍｎ含有量が２.８％を超えると、鋼板中心部におけるＭｎの偏析が顕著となり、延性及び曲げ性が劣化する。さらにＭｎは焼き入れ作用もあるため、その含有量が２.８％を超えるとマルテンサイトが生成し、不必要な強度上昇を招き、延性が劣化する。

Ｓｉ：０.３０〜１.０％、Ａｌ：０.２０〜１.５％、Ｓｉ＋Ａｌ：１.２〜１.８％、鋼板表面のＳｉ／Ａｌの質量濃度比：０.５以下
ＳｉおよびＡｌは、本発明における鋼の化学組成において最も重要な元素である。

Ｓｉはフェライト安定化元素であり、オーステナイトを室温まで安定化させるための必須元素である。２相域焼鈍時にフェライトの体積を増加させることにより、オーステナイト相のＣ濃度を高め、オーステナイト相を室温まで安定化させる。ＡｌもＳｉと同様な作用を有する元素である。残留オーステナイトを生成させるために、Ｓｉは０.３０％以上、Ａｌは０.２０％以上の含有が必要であり、我々の経験によれば、ＳｉとＡｌとの合計含有量が１.２％以上であれば残留オーステナイト５面積％以上を確保でき、良好な延性が得られる。一方、ＳｉとＡｌとの合計含有量が１.８％を超えると、溶接時の熱影響部（ＨＡＺと呼ばれる）に軟質なフェライトが形成されやすくなり、ＨＡＺ部は軟化し、溶接割れの起点になりやすくなる。従って、ＳｉとＡｌとの合計含有量を１.２％以上、１.８％以下とする。

化成処理性への影響について考慮すると、Ｓｉは化成処理性を劣化させる元素である。一般に、Ｓｉは鋼板表面に濃化し、鋼板表面の酸素と容易に結合して薄いＳｉ酸化物層を形成する。この薄いＳｉ酸化物層は、化成処理液中の酸（主にはフッ酸）には溶けにくく、化成結晶の成長を著しく妨げる。従って、鋼中のＳｉ含有量を低減することで化成処理性を改善することができる。しかし、上述したとおり、Ｓｉは延性向上に欠かせない元素であり、鋼中Ｓｉの低減は直ちに延性劣化、加工性の低下につながる。

そこで、発明者等は、Ｓｉと同等の作用をするＡｌの効果について鋭意調査を行って、以下の新たな知見を得た。
Ａｌは、Ｓｉと共に、鋼板の表層に濃縮する。Ａｌを鋼中成分に殆ど含有せず、Ｓｉ含有量が高い場合（Ｓｉ：１.３％、Ａｌ：０.０３％）には、Ｓｉが表層に強く濃化するのに対し（図２）、Ａｌを多く含有する場合（Ｓｉ：０.７％、Ａｌ：０.８％）にはＡｌの表層濃化がＳｉの濃化を抑制するため、表層Ｓｉ質量濃度レベルは低くなる（図１）。さらに、Ａｌの表層の含有量は板厚中心部におけるＡｌ含有量と大差なく、Ａｌの板厚断面方向の質量濃度変化、従って、その表層濃化の程度は、Ｓｉに比較して小さい（図１）。そのうえ、表層に濃化したＡｌは、Ａｌ酸化物層となっても、化成処理液中の酸（主にフッ酸系）に対してＳｉ酸化物よりも溶けやすいので、化成結晶の成長を著しく阻害することがない。

上述したＡｌ添加による化成処理性の向上効果は、Ｓｉ含有量が１.０％超になると、Ｓｉによる化成結晶成長を妨げる作用が打ち勝つようになって、Ａｌを添加しても化成処理性の確保が困難になる。一方、Ａｌ含有量が０.２０％未満になると、Ａｌの表層濃縮が不十分で、上記効果が充分に得られない。一方、Ａｌ含有量が１.５％を超えると、バット溶接時にその溶接界面に酸化物を形成し、充分な溶接強度を確保することが困難となる。

以上より、Ｓｉ含有量は０.３０％以上、１.０％以下、Ａｌ含有量は０.２０％以上、１.５％以下とする。
化成結晶の大きさは数μｍ程度である。従って、板厚表面近傍の深さ方向の元素濃度分布において、鋼板表面のＳｉ濃化が抑制されていればＳｉによる化成処理性の劣化が防止されると考えられる。この観点からさらに調査した結果、鋼板表面のＳｉ／Ａｌの質量濃度比が重要であることを知見した。すなわち、Ｓｉ／Ａｌの質量濃度比が０.５以下であると、良好な化成処理性が得られる。ここで、鋼板表面におけるＳｉとＡｌとの質量濃度比Ｓｉ／Ａｌとは、ＥＳＣＡによって求められる鋼板表面でのＳｉ質量濃度とＡｌ質量濃度との比である。

Ｐ：０.０５％以下、Ｓ：０.０１％以下、Ｎ：０.０１％以下
これらの元素はいずれも不純物である。
Ｐは、粒界に偏析して延性を劣化させるので、Ｐ含有量は低いほうが好ましい。Ｐはまた溶接性も劣化させる。そこで、Ｐ含有量を０.０５％以下とする。

Ｓは、ＭｎＳを生成することで延性および溶接性を劣化させるだけでなく、オーステナイト安定化元素であるＭｎを消費するので、Ｓ含有量は低いほうが好ましい。従って、Ｓ含有量を０.０１％以下とする。

Ｎも不純物であり、その含有量は低い方が好ましい。特にＮ含有量が０.０１％を超えるとＡｌＮとして消費されるＡｌの量が多くＡｌ添加の効果が小さくなる。従って、Ｎ含有量は０.０１％以下とする。

Ｖ：０.１％以下、Ｔｉ：０.１％以下およびＮｂ：０.１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上、
Ｖ、ＴｉおよびＮｂは、いずれも析出強化作用を有する元素であり、鋼板の強度を高める効果をもたらす。従って、必要に応じて、１種または２種以上を含有させることができる。ただし、過剰な含有は延性の劣化を招くほか、経済的にも不利になるので、これらを含有させる場合の各元素の含有量の上限を０.１％とする。なお、上記効果を確実に得るには、それぞれの元素の下限を０.００１％とすることが好ましい。

Ｍｏ：０.５％以下、Ｃｒ:０.５％以下およびＢ：０.００５％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上、
Ｍｏ、ＣｒおよびＢは、いずれも変態強化作用を有する元素であり、鋼板の強度を高める効果をもたらす。従って、必要に応じて１種または２種以上を含有させることができる。ただし、過剰な含有は延性の劣化を招くほか、経済的にも不利になるので、これらを含有させる場合の各元素の含有量の上限を、ＭｏおよびＣｒについては０.５％、Ｂについては０.００５％とする。なお、上記効果を確実に得るには、含有量の下限を、ＭｏおよびＣｒについては０.０１％、Ｂについては０.０００３％とすることが好ましい。

Ｃａ：０.００４％以下、Ｚｒ：０.０５％以下、希土類元素（ＲＥＭ）：０.０５％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上。
Ｃａ、ＺｒおよびＲＥＭは、いずれも介在物の形態制御や耐食性改善の作用を有する元素であり、延性を高めたり端面耐食性を向上させたりする効果をもたらす。従って、必要に応じて１種または２種以上を含有させることができる。ただし、過剰に含有させても効果が飽和して経済的に不利となるので、これらを含有させる場合の各元素の含有量の上限を、Ｃａについては０.００４％、Ｚｒについては０.０５％、ＲＥＭについては０.００５％とする。なお、上記効果を確実に得るには、含有量の下限を、Ｃａについては０.０００２％、Ｚｒについては０.００５％、ＲＥＭについては０.００２％とすることが好ましい。

次に本発明に係る高張力冷延鋼板の好適な製造条件を説明する。
（粗熱間圧延工程、第１デスケーリング工程、仕上熱間圧延工程、巻取り工程）
上記化学組成を有する鋼塊または鋼片に粗熱間圧延を施して粗バーとなし、上記粗バーを１０５０℃以上の温度域に１秒間保持したのちに、デスケーリング処理を施し、ついで仕上熱間圧延を施して熱延鋼板とし５００〜６８０℃の温度域で巻き取る。

粗バーをデスケーリングする前に１０５０℃以上の温度域に１秒間以上保持することにより、鋼材表面におけるＳｉ酸化物を含んだ鉄スケールの生成が促進され、スケール厚が増すと同時に生成スケール中のＳｉ量が増加する。ＡｌもＳｉと同様の酸化物を生成するが、Ｓｉほどはスケール生成が促進されない。そして、Ｓｉを多量に含んだ生成スケールは、次工程である第１デスケーリング処理（典型的には、高圧水スプレーによるデスケーリング処理）とその次の仕上熱間圧延という機械加工によって効果的に除去される。その結果、熱間圧延で得られた鋼板の表層部におけるＳｉ質量濃度が減少する。この粗バーのデスケーリング処理（第１デスケーリング処理）は、研削などの機械的デスケーリング処理であってもよい。

デスケーリング処理前の粗バーの保持温度が１０５０℃未満であるか、および／または保持時間が１秒間未満であると、Ｓｉ酸化物を含んだ鉄スケールの生成が不十分となり、スケール厚と硬さに依存する機械加工によるスケール除去が効果的に行われず、鋼板表面におけるＳｉとＡｌとの質量濃度比Ｓｉ／Ａｌが０.５超となる場合がある。保持温度の上限は、実用上１４００℃、保持時間の上限は実用上１分間である。

本発明において粗バーを１０５０℃の温度域に１秒間以上保持する方法としては、粗熱間圧延機と仕上熱間圧延機との間に誘導加熱、通電加熱、炉加熱などによる粗バー加熱装置を配して、粗バーを加熱することが例示される。温度制御性および操業性の観点からは誘導加熱による粗バー加熱が好適である。なお、粗バーを１０５０℃の温度域に１秒間以上保持したのちにデスケーリング処理を施せばよいので、上記方法により粗バーを加熱する場合のほか、粗熱間圧延に供する鋼塊または鋼片の温度を高温とすることにより粗熱間圧延後の粗バーが１秒間以上１０５０℃以上の温度となるようにして、特段加熱を施さない場合も本発明に含まれる。

また、粗熱間圧延工程に供する鋼塊または鋼片を１０５０℃以上としたのちに粗熱間圧延を施すことによって、上記と同様の機構により粗バーの表面における質量濃度比Ｓｉ／Ａｌを低減することができ、これにより最終製品の鋼板表面における質量濃度比Ｓｉ／Ａｌをより一層低減できるので好ましい。鋼塊または鋼片は、１０５０℃未満に温度低下したものを加熱炉により１０５０℃以上に加熱してから粗熱間圧延に供してもよいし、連続鋳造後の鋼塊または分塊圧延後の鋼片を１０５０℃未満の温度に低下させることなく粗熱間圧延に供してもよい。

熱間仕上圧延により得られた熱延鋼板は５００〜６８０℃の温度範囲で巻き取る。巻き取り段階でも上記と同様なメカニズムでＳｉが濃化したスケールが生成する。このスケール除去は次の酸洗工程（第２デスケーリング工程）で行われる。巻き取り温度が５００℃未満と低い場合には、スケールへのＳｉ濃化は顕著に見られず、表層Ｓｉ濃度低減効果が充分に得られない。また、焼きが入り、強度が上昇して、次の冷間圧延工程における冷間圧延性を阻害する。一方、巻き取り温度が６８０℃超の場合は、巻取工程で過剰なスケールが発生し、表面疵の原因となり、品質上問題である。そのため、巻き取り温度を５００〜６８０℃の範囲に定める。

（第２デスケーリング工程）
上記工程により得られた熱延鋼板にデスケーリング処理を施すことにより、巻取り中に生成したＳｉが濃化したスケールを除去して、鋼板の表層部におけるＳｉとＡｌとの質量濃度比Ｓｉ／Ａｌを低減させる。この熱間圧延後のデスケーリング処理(第２のデスケーリング処理)として、通常は酸洗処理（スプレーまたは浸漬）が用いられるが、研削のような機械加工であってもよい。また、酸洗前にスキンパス圧延が施されても構わない。

（冷間圧延工程）
上記工程により得られた熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする。冷間圧延の圧下率が３０％未満では、その後の焼鈍工程において完全に再結晶ができず、機械特性、低温靱性が劣化する場合がある。一方、８０％を超える圧下率では圧延荷重が増加し圧延機に負荷が過大となる場合がある。このため、冷間圧延における圧下率は３０〜８０％とすることが好ましい。圧下率はさらに好ましくは４０〜７０％である。

（連続焼鈍工程）
上記工程により得られた冷延鋼板に、Ａｃ_１点以上Ａｃ_３点以下の温度域で３０秒間以上保持したのちに、５℃／秒以上の平均冷却速度で３５０〜４５０℃の温度域まで冷却し、前記温度域で３０秒間以上保持する連焼鈍処理を施す。

連続焼鈍工程では、一旦〔フェライト＋オーステナイト〕の２相組織をするためにＡｃ_１点以上Ａｃ_３点以下の温度域で３０秒間以上保持する。保持温度が低すぎると熱間圧延で生成された炭化物の再固溶が遅れ、高すぎるとオーステナイトの体積率が大きくなり過ぎて、それぞれオーステナイト中のＣ濃度が低下し、最終製品におけるオーステナイトの室温における安定度が低下する。上記化学組成を有する本発明の鋼では７６０〜８５０℃で焼鈍することが好ましい。

次いで、５℃／秒以上の平均冷却速度で３５０〜４５０℃の温度域まで冷却し、当該温度域で３０秒間以上保持する。前記平均冷却速度が５℃／秒未満の場合には、オーステナイトのパーライト変態が進行して、目的とする残留オーステナイトを確保することが困難となる場合がある。フェライトを成長させオーステナイト中のＣ濃度を高めるためには、フェライト生成速度が最も大きくなる７００℃までの平均冷却速度を１０℃／秒以下とするのが望ましい。一方、７００℃から３５０〜４５０℃の温度域までの冷却は、オーステナイトのパーライト変態を抑制するために、平均冷却速度は５０℃／秒以上とするのが望ましい。

３５０〜４５０℃の温度域において３０秒間以上の保持を行うことにより、オーステナイトの一部をベイナイト変態させながら、残りのオーステナイトへのＣの濃縮を促進する。保持時間が３０秒間未満の場合には、ベイナイト変態の進行が不十分となり、オーステナイトへのＣの濃縮が困難となる場合がある。保持時間の上限は特に規定する必要はないが、保持時間を過度に長時間とすることは設備の長大化や生産性の劣化をもたらすので、保持時間を１０分間以下とすることが好ましい。保持温度が４５０℃超の場合には、ベイナイト変態の進行が不十分となり、オーステナイトへのＣの濃縮が困難となる場合がある。保持温度が３５０℃未満の場合には、生成するベイナイトが下部ベイナイトとなってオーステナイトへのＣの濃縮が困難となる場合がある。なお、保持後の室温までの冷却速度は特に限定する必要はない。

上記方法によって、５面積％以上の残留オーステナイトを有し、かつ鋼板表面のＳｉ／Ａｌ質量濃度比が０.５以下の高張力冷延鋼板を製造することができる。この高張力冷延鋼板は、前述したように高延性であり、成形性に優れている。さらに、化成処理性も良好であるので、プレス成形前または成形後に、化成処理を施してから塗装することによって、密着性にすぐれた塗膜を形成することができる。

化成処理は、一般にはリン酸亜鉛、リン酸マンガンなどの周知のリン酸塩処理により行われる。塗装方法は特に制限されず、状況に応じて適当な方法を選択すればよい。例えば、電着塗装、スプレー塗装、粉体塗装、ロール塗装などが採用できる。本発明の高張力冷延鋼板は、亜鉛系めっき、アルミニウム系めっきをはじめとする各種めっき鋼板の母材として使用することもできる。

表１に示す化学組成を有する試験用スラブを真空溶解炉にて製造した。前記試験用スラブを１０５０℃以上の温度に加熱し、試験用熱間圧延設備により、粗熱間圧延を模した圧延を施して粗バーとした。この粗バーを、同表に示す粗バー加熱温度に加熱して２秒間保持し、水スプレーにより第１のデスケーリング処理を施した後、仕上熱間圧延を模した圧延を施して熱延鋼板とした。

この熱延鋼板を、６００℃まで冷却し、この温度に１時間保持することで、熱延鋼板の巻取熱処理を再現した。巻取熱処理の済んだ熱延鋼板を、酸洗(第２のデスケーリング処理)によりスケールを除去し、圧下率７０％の冷間圧延を施した。その後連続焼鈍シミュレータを用い、８００℃×６０秒の焼鈍を行い、６０℃／秒の平均冷却速度で４００℃まで冷却した後、鋼種Ｒについては１０秒間、その他の鋼種については１００秒間その温度で保持したあと、さらに室温まで冷却して、冷延鋼板を得た。

各冷延鋼板の引張特性は、ＪＩＳ５号引張試験片のＬ方向引張により評価し、ＴＳ（ＭＰａ）とＥＬ（％）との積が１８０００ＭＰａ％以上である場合を良好とした。
鋼組織は、板厚方向の断面試験片を腐食した後、光学顕微鏡で観察することにより判定した。フェライトの観察にはナイタール腐食液を、オーステナイトの観察にはレペラー腐食液を使用した。

表層の元素質量濃度はＥＳＣＡ(島津製作所製ＥＳＣＡ３２００：管球条件：８ｋＶ、３０ｍＡ)によって測定した。鋼板表面でのＳｉ質量濃度とＡｌ質量濃度の測定値の比をＳｉ／Ａｌ質量濃度比として求めた。

残留γ量（残留オーステナイト面積率）は、板厚１／４位置における鋼板断面におけるＥＳＣＡの強度比から算出した。
化成処理性は、通常の自動車用薬剤である、リン酸亜鉛系化成処理液（Ｂｔ３０８０：日本パーカーライジング社製）を用いて、標準仕様にて処理したのち、化成被膜の性状を肉眼、および走査型電子顕微鏡にて観察し、鋼板下地を緻密に被覆しているものを「○」、化成被膜に部分的に欠陥があるものを「×」とした。

以上の結果を表１に併記する。
表１の結果から認められるように、本発明による鋼板は化成処理性が優れ、かついずれも強度・延性バランスに優れている。

高Ｓｉ，高Ａｌの冷延鋼板のＥＳＣＡにより測定された表面付近のＦｅ，Ｓｉ，Ａｌ濃度の深さ方向の変化を示す図。 高ＳｉでＡｌをほとんど含有しない冷延鋼板のＥＳＣＡにより測定された表面付近のＦｅ，Ｓｉ濃度の深さ方向の変化を示す図。

Claims (6)

1. 質量％で、Ｃ：０.０８〜０.３０％、Ｓｉ：０.３０〜１.０％、Ｍｎ：１.０〜２.８％、Ｐ：０.０５％以下、Ｓ：０.０１％以下、Ａｌ：０.２０〜１.５%、およびＮ：０.０１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなるとともに、ＳｉとＡｌとの合計含有量が１.２〜１.８％である化学組成を備え、かつ残留オーステナイトを５面積％以上含有する鋼組織を備え、さらに鋼板表面におけるＳｉとＡｌとの質量濃度比Ｓｉ／Ａｌが０.５以下であることを特徴とする高張力冷延鋼板。
2. 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｖ：０.１％以下、Ｔｉ：０.１％以下およびＮｂ：０.１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する請求項１に記載の高張力冷延鋼板。
3. 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：０.５％以下、Ｃｒ:０.５％以下およびＢ：０.００５％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する請求項１または２に記載の高張力冷延鋼板。
4. 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０.００４％以下、Ｚｒ：０.０５％以下、希土類元素：０.０５％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の高張力冷延鋼板。
5. 下記工程（Ａ）〜（Ｇ）の工程を含むことを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法：
   （Ａ）請求項１〜４のいずれかに記載の化学組成を有する鋼塊または鋼片に粗熱間圧延を施して粗バーとする粗熱間圧延工程；
   （Ｂ）前記粗バーを１０５０℃以上の温度域に１秒間以上保持したのちにデスケーリング処理を施す第１デスケーリング工程；
   （Ｃ）デスケーリング処理が施された前記粗バーに仕上熱間圧延を施して熱延鋼板とする仕上熱間圧延工程；
   （Ｄ）前記熱延鋼板を５００〜６８０℃の温度域で巻き取る巻取工程；
   （Ｅ）前記巻き取られた熱延鋼板を払い出してデスケーリング処理を施す第２デスケーリング工程；
   （Ｆ）前記デスケーリング処理が施された熱延鋼板に冷間圧延を施すことにより冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
   （Ｇ）前記冷延鋼板を、Ａｃ_１点以上Ａｃ_３点以下の温度域で３０秒間以上保持したのちに、５℃／秒以上の平均冷却速度で３５０〜４５０℃の温度域まで冷却し、前記温度域で３０秒間以上保持する連続焼鈍工程。
6. 前記工程（Ａ）において、鋼塊または鋼片を１０５０℃以上としたのちに粗熱間圧延を施す請求項５に記載の高張力冷延鋼板の製造方法。

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