JP4289163B2 - 化成電着塗装後の耐食性に優れる化成処理用高成形性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、ロ−ル成形また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、化成電着塗装後の耐食性に優れる化成処理用高成形性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超高強度冷延鋼板は、その用途の特徴から高強度化に加え、延性、伸びフランジ性、曲げ性などの成形性、および化成電着塗装後の耐食性に優れていることが重要である。
上記に関しては、化成処理性、塗装後耐食性に関する知見として、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。
成形性と化成処理性を両立した鋼板としては、特許文献4に、鋼板の表面上にはNi合金皮膜が、さらにその合金皮膜の表面上には酸化膜が覆われている冷延鋼板が開示されている。特許文献5では、焼鈍雰囲気と水冷温度を限定することにより鋼帯表面の酸化皮膜の形成を抑制し、リン酸塩処理性を改善する方法が開示されている。特許文献6では、熱延前の均熱処理の温度を限定することにより薄鋼板の表面を活性化させ燐酸塩処理性を向上させる製造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7および特許文献8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、要求される引張強度を満足しつつ延性及び伸びフランジ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
特開平4-247850号公報
特開昭61-276936号公報
特開昭62-112728号公報
特開平11-350038号公報
特開2002-161336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、鋼板表面にめっき処理を行うものであり、高コストである。
特許文献4は、深絞り性の指標であるｒ値、LDRについての記述にとどまっており、成形性、耐食性向上の点で不充分である。特許文献5は、塗装後の耐食性向上に関する知見はなく、また、高成形性高強度冷延鋼板の製造に関する知見もなく、特許文献5の技術を本発明の高強度冷延鋼板に適用することは困難であり、仮に適用したとしても化成電着塗装後の耐食性の点で充分な特性が得られない。特許文献6は、素材が極低炭素鋼であり、対象とする技術分野が本発明とは全く異なり、本発明の高強度冷延鋼板に適用することはできない。
特許文献7および8は、表面性状制御による化成電着塗装後の耐食性確保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、伸びフランジ性、曲げ性などの成形性、および化成電着塗装後の耐食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、化成電着塗装後の耐食性に優れる化成処理用高成形性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、連続焼鈍、酸洗およびアルカリ処理に着目し、これらを特定の条件下で行うことにより、鋼組織が改善され、化成処理後のカソード電流値が適正範囲内となり、化成電着塗装後の耐食性に優れる化成処理用高成形性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：0.05〜0.2mass%、Si：0.01〜1.8mass%、Mn：1.5〜3.5mass%、P：0.001〜0.05mass%、S：0.0001〜0.005mass%、Al：0.005〜0.05mass%、N：0.001〜0.01mass%を含有し、残部はFeおよび不可避不純物からなり、焼戻マルテンサイト単相組織もしくは焼戻マルテンサイトを体積率で30％以上で残留オーステナイトを体積率で5%以下および／またはフェライトを含有する鋼組織を有し、化成処理後のカソード電流値が0.05〜80μA/cm2であることを特徴とする化成電着塗装後の耐食性に優れる化成処理用高成形性高強度冷延鋼板。
［2］前記［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化成電着塗装後の耐食性に優れる化成処理用高成形性高強度冷延鋼板。
［3］前記［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化成電着塗装後の耐食性に優れる化成処理用高成形性高強度冷延鋼板。
［4］前記［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化成電着塗装後の耐食性に優れる化成処理用高成形性高強度冷延鋼板。
［5］前記［1］〜［4］のいずれかに記載の組成からなる鋼スラフ゛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、700〜950℃の焼鈍温度で加熱し、550〜800℃の冷却開始温度から10℃/秒以上の冷却速度で冷却し、冷却終了後150℃〜500℃の温度で100〜1400秒間熱処理して冷却した後、引き続き10〜100℃の温度での酸洗処理と、10〜100℃の温度、PH=8〜13でのアルカリ処理を連続して行うことを特徴とする化成電着塗装後の耐食性に優れる化成処理用高成形性高強度冷延鋼板の製造方法。
なお、上記手段において、「残部実質的にFe」とは、本発明の作用効果を無くさない限り、不可避不純物をはじめ、他の微量元素を含有するものが本発明の範囲に含まれ得ることを意味する。また、本明細書において、鋼の成分を示す%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）780MPa以上、望ましくはTS980MPa以上の冷延鋼板である。
本発明によれば、化成電着塗装後の耐食性に優れる化成処理用高成形性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、化成電着塗装後の耐食性、成形性の全ての特性に満足しており、ロ−ル成形または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。
本発明は、下記に示す鋼成分に制御し、特定の条件（700〜950℃の焼鈍温度で加熱し、550〜800℃の冷却開始温度から10℃/秒以上の冷却速度で冷却し、冷却終了後150℃〜500℃の温度で100〜1400秒間熱処理）で焼鈍後、10〜100℃の温度での酸洗処理と、10〜100℃の温度でかつPH=8〜13でのアルカリ処理とを連続して行うことを特徴とする。そして、このように成分及び焼鈍条件を制御し酸洗処理およびアルカリ処理を連続して行うことにより、焼戻マルテンサイト単相組織もしくは焼戻マルテンサイトを体積率で30％以上で残留オーステナイトを体積率で5%以下および／またはフェライトを含有する鋼組織を有し、化成処理後のカソード電流値が0.05〜80μA/cm2である高強度冷延鋼板が得られる。これは本発明のさらなる特徴である。そして、このように本発明の高強度冷延鋼板は、組織が最適化され、化成処理後のカソード電流値が適正範囲内となっているため、化成電着塗装後の耐食性および成形性に優れる。
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の限定理由は以下の通りである。
C：0.05〜0.2%
Cは低温変態相を利用して鋼を強化するためには必要不可欠である。一般に、低温変態相の強度はC量に比例する傾向にある。780MPa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、0.2% を超えて含有すると、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0.2%以下、好ましくは0.06％以上0.18％以下とする。
Cは低温変態相を利用して鋼を強化するためには必要不可欠である。一般に、低温変態相の強度はC量に比例する傾向にある。780MPa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、0.2% を超えて含有すると、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0.2%以下、好ましくは0.06％以上0.18％以下とする。
Si：0.01〜1.8%
Siは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。一方、1.8%を越えて含有してもその効果は飽和する。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、化成処理性および塗装後耐食性に悪影響をおよぼす。以上より、Siは0.01%以上1.8%未満、好ましくは0.02％以上1.5％以下とする。
Siは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。一方、1.8%を越えて含有してもその効果は飽和する。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、化成処理性および塗装後耐食性に悪影響をおよぼす。以上より、Siは0.01%以上1.8%未満、好ましくは0.02％以上1.5％以下とする。
Mn：1.5〜3.5%
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。このような作用は1.5%以上を含有することで認められる。一方、3.5%を越えて過度に含有すると、Mnの偏析などに起因し組織は不均一化、材質は低下する。以上より、Mnは1.5%以上3.5%以下、好ましくは1.5％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。このような作用は1.5%以上を含有することで認められる。一方、3.5%を越えて過度に含有すると、Mnの偏析などに起因し組織は不均一化、材質は低下する。以上より、Mnは1.5%以上3.5%以下、好ましくは1.5％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、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。また、P量の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、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。また、P量の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：0.0001〜0.005%
Sは増加すると介在物MnS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。0.005%以下であれば、成形性の観点から問題はない。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0.005%以下、好ましくは0.0001％以上0.0025％以下とする。
Sは増加すると介在物MnS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。0.005%以下であれば、成形性の観点から問題はない。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0.005%以下、好ましくは0.0001％以上0.0025％以下とする。
Al：0.005〜0.1%
Alは、脱酸および炭化物形成元素の歩留りを向上させるために有効な元素であり、このような作用を得るには0.005%以上の添加が必要である。一方、0.1%を超えて添加しても効果が飽和し、鋼成分コスト増を生じるだけである。以上より、Alは0.005%以上0.1%以下、好ましくは0.005％以上0.05％以下とする。
Alは、脱酸および炭化物形成元素の歩留りを向上させるために有効な元素であり、このような作用を得るには0.005%以上の添加が必要である。一方、0.1%を超えて添加しても効果が飽和し、鋼成分コスト増を生じるだけである。以上より、Alは0.005%以上0.1%以下、好ましくは0.005％以上0.05％以下とする。
N：0.001〜0.01%
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。
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。
本発明の鋼板は、上記の成分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添加することができる。
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が好ましい。Ti、Nb、Vは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、成形性を向上する。よって、含有する場合、Tiは0.001%以上0.2%以下、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、Tiは0.001％以上0.05％以下、Nbは0.001％以上0.05％以下、Vは0.001％以上0.3％以下である。
さらに、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が好ましい。Cu、Ni、Mo、Crは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。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、Ca：0.0001〜0.005％を含有することが好ましい。CaはMnSの形状制御により成形性を向上させる。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。
次に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鋼板に対して連続焼鈍を行う。本発明の製造方法では、連続焼鈍は、700〜950℃の焼鈍温度で加熱し、550〜800℃の冷却開始温度から10℃/秒以上の冷却速度で冷却し、その後150℃〜500℃の温度で100〜1400秒間熱処理を施すこととする。これらは本発明において最も重要な要件である。以下、これについて1）〜3）で詳細に説明する。
1）焼鈍温度：700〜950℃で加熱。
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。一方、焼鈍温度が950℃より高い場合、結晶粒径は粗大化し穴拡げ率が低下し、またフェライト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950℃以下とする。
2）冷却開始温度まで通常の方法で冷却後、冷却開始温度：550〜800℃、冷却速度：10℃/秒以上で冷却。次いで、熱処理温度まで鋼板を加熱昇温。
冷却開始温度が550℃より低いと、フェライトが過度に生成し、TS780MPa以上を確保することが困難となる。一方、冷却開始温度が800℃より高いと、フェライトが生成せず、伸び、曲げ性が低下する。以上より、冷却開始温度は550℃以上800℃以下とする。なお、焼鈍温度から冷却開始温度までの間は放冷、ガス冷却、ミスト冷却、ロール冷却などを用いて通常の冷却が行われる。
冷却速度が10℃/秒に満たないと焼鈍後の冷却過程中にフェライトが過度に生成するためTSが低下し、TS780Mpa以上を確保することが困難となる。以上より、冷却速度は10℃/秒以上とする。一方、オーステナイトから硬質な低温変態相を生成させるには冷却速度は速いことが望まれるが、1000℃/秒超えでは得られる組織に顕著な差はなく特性上も変化はない。よって、冷却速度の上限は、1000℃/秒以下が好ましい。なお、本発明において、冷却速度は、(冷却開始温度―70℃)/(冷却開始温度から70℃までの冷却に要する時間)と定義する。
また、上記冷却開始温度：550〜800℃、冷却速度：10℃/秒以上にて行われる冷却の冷却停止温度は、十分な量の低温変態相確保のため、70℃以下が好ましい。
冷却方法は特に限定しない。ガスジェット冷却、ミスト冷却、ロール冷却などを用いることも可能であり、また複数の冷却方法を組み合わせて用いることも可能である。ただし、この中でも、水冷を用いる方法は、容易に速い冷却速度が得られること、コイル巾方向均一に冷却が可能なことにより冷却方法として好ましい。水冷装置としては、例えば、加熱した鋼帯を水中に浸漬または水を吹き付けて鋼帯を急速に冷却、または、水中に浸漬直後に水中でノズル噴霧する装置が好ましい。また水中に浸漬する場合は冷却速度を上昇させるため、水槽内で水を噴流させることが望ましい。水は温水であってもよく、また塩など水溶性物質を含んでいてもよい。また微細分散した油を含むエマルジョンであってもよい。
冷却後、熱処理温度まで鋼板を加熱昇温する。加熱昇温については、板厚、板巾方向に均一な加熱昇温により均一な組織が得られやすい誘導加熱方式が好ましく、その時の昇温速度は10℃/秒以上が好ましい。より好ましい冷却速度は30℃/秒である。しかし、加熱昇温手段については特に限定するものではない。なお、上記昇温速度(℃/秒)は、(熱処理温度×0.8―70(℃))/(70℃から熱処理温度×0.8までの加熱昇温に要する時間(秒))と定義する。これは、熱処理温度×0.8まで所定の速度で加熱昇温すれば、最終的に到達する熱処理温度時において急速冷却時に導入された歪の回復消滅挙動が熱処理温度まで急速加熱した場合と同じであり、また低温変態相が焼き戻される際に生成する炭化物の出方などが熱処理温度まで急速加熱した場合とほぼ同じであり、最終的に得られる金属組織に熱処理温度×0.8まで急速加熱した場合と熱処理温度まで急速加熱した場合で顕著な差が認めらないことに基づくものである。
3）熱処理温度：150℃〜500℃、熱処理時間：100〜1400秒で熱処理。次いで、室温まで通常の方法で冷却。
熱処理温度が150℃に満たないと、低温変態相が硬質なままであり、伸び、穴拡げ率および曲げ性など成形性が劣化する。500℃を越えると低温変態相が過度に焼き戻し軟質化し、所望の強度TS780MPa以上を確保するのが困難となる。以上より、熱処理温度は150℃以上500℃以下、好ましくは200〜450℃である。
熱処理時間は低温変態相を軟質化し、成形性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、低温変態相が硬質なままであり高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。以上より、熱処理時間は100秒以上1400秒以下、好ましくは400〜1200秒である。熱処理終了後室温までの冷却は放冷、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。
次いで、連続焼鈍後、引き続き酸洗処理とアルカリ処理を連続して行う。この時、酸洗処理時の温度は10〜100℃、アルカリ処理時の温度は10〜100℃、PHは8〜13とする。これは、本発明において、前記焼鈍条件同様、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。なお、本発明において、連続とは酸洗処理とアルカリ処理の間に鋼板が乾燥しない、すなわち鋼板表面の湿潤状態は保たれる時間内に、酸洗処理の後引き続きアルカリ処理を行うことを意味する。
酸洗温度が10℃より低い場合、熱延後のスケール、酸化物、および汚れなどの除去が困難である。一方、高温であれば熱延後生成したスケールなどの除去の観点からは問題ないが、100℃を超えると、鋼板が過酸洗となり鋼板の表面性状が劣化し、成形性、特に曲げ特性が低下する。さらに保全保安設備の観点から酸洗設備が高コストとなる。したがって酸洗処理時の温度は10℃以上100℃以下とする。酸洗処理において用いる酸としては、種類、濃度などは特に限定されず、塩酸、硫酸、硝酸および硝塩酸などがあげられ、単独もしくは2種類以上を混合した形で用いることができる。また酸洗方法については電解酸洗、噴流酸洗、浸漬酸洗など手段を用いることができ、限定されない。
酸洗処理後、引き続き、連続して実施されるアルカリ処理は、酸洗しても除去不可能な鋼板表面に存在する酸化物、不純物および汚れをさらに除去することを目的に実施される。アルカリ溶液と鋼板表面の反応性を確保するには、アルカリ処理時の温度が10℃以上で、なおかつPHが8以上でないとその効果は発現できない。一方、アルカリ処理時の温度が100℃、PHが13を超えると、反応性が高くなりすぎ、鋼板表面性状が荒れ劣化し、保全保安設備の観点から設備が高コストとなる。以上より、アルカリ処理時の温度は10℃以上100℃以下、PHは8以上13以下とする。
さらに加えて、酸洗処理とアルカリ処理の間は、鋼板が乾燥していない、すなわち鋼板表面は湿潤状態を保つことが重要であり、このために酸、アルカリ処理は連続して実施することが必須となる。酸洗後、鋼板表面が一旦乾燥し、常温に放置されると、酸洗後、鋼板表面に極めて活性な酸化皮膜が再度形成され、続いて行われるアルカリ処理の効果が発現しにくい。したがって本発明では、酸、アルカリ処理は連続で行い、酸洗処理とアルカリ処理の間において鋼板が乾燥することがないようにする。
なお、酸洗、アルカリ処理工程において、ブラシロールなどを用いて鋼板表面を摺っても構わない。
設備列としては、例えば水洗槽、酸洗槽、水洗槽、アルカリ槽、スクラバー（砥粒入りブラシ）、リンス槽を連続して鋼板が通過する工程が考えられる。
上記のように、10〜100℃の温度で酸洗処理と、10〜100℃の温度、PH=8.0〜13.0でアルカリ処理を連続して行うことにより、超高強度冷延鋼板の化成処理後のカソード電流値を0.05〜80μA/cm2とすることが可能となる。これは、化成電着塗装後の耐食性確保の点から本発明において最も重要な要件である。
化成電着塗装後の耐食性確保の観点から、化成処理後のカソード電流は極力低いほうが好ましく、80μA/cm2以下であれば許容できるレベルにある。80μA/cm2を越えると化成結晶皮膜が十分密着しておらず、欠陥が多いため塗装後の耐食性は劣化する。一方、カソード電流値を0.05μA/cm2未満へ低減するには酸洗、アルカリ処理工程における製造コスト、負荷が増大するだけである。したがって化成処理後のカソード電流値は0.05μA/cm2以上80μA/cm2以下とする。このように、カソード電流値が所定の範囲を満足する鋼板の化成皮膜は微細、均一、緻密に形成されており、加えて化成皮膜が密着しているため化成欠陥が少なく、耐食性は良好になる。
以上のように、上記一連の製造工程を経ることにより、本発明の冷延鋼板の金属組織は、焼戻マルテンサイトを体積率で30％以上含む鋼組織を有することになり、これは、強度確保のために本発明において最も重要な要件である。成形性、すなわちElとλのバランスの観点からは焼き戻しマルテンサイトの体積率は50〜80％がより好ましい。なお、焼戻マルテンサイトを体積率で30％以上含むとは、単相組織、すなわち焼戻マルテンサイト100％をも含むものとする。ここで、焼戻マルテンサイトとは、オーステナイトを急冷して得られる低温変態相を加熱昇温し、さらに一定時間の熱処理を施して得られるものであり、低温変態相とはオーステナイトから急冷して得られるマルテンサイト、残留オーステナイトである。
さらに、最終的に得られる鋼板の金属組織としては、焼戻マルテンサイト以外に残留オーステナイトを体積率で5%以下、残部にフェライトを含有しても構わない。フェライトについては、その結晶粒径も重要である。結晶粒の微細化は穴拡げ率の向上に寄与するため、複合組織中のフェライトの平均結晶粒径は5μm以下が好ましい。より好ましくは3μm以下である。フェライトの微細化は、焼鈍加熱時のオーステナイト粒径粗大化の抑制、冷却中のフェライトの生成および成長の抑制により達成可能であり、焼鈍温度で950℃以下、かつ冷却速度10℃/秒であれば問題ない。
表1に示すスラブを用い、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、酸洗後、冷間圧延を行い、次いで、表2に示す各条件で連続焼鈍、酸-アルカリ処理を行い冷延鋼板を製造した。得られた冷延鋼板について、下記項目の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)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10％以上を良好とした。
(4)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30％以上を良好とした。
(5)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評価した。N=3で試験し、N=3の全数とも曲げ先端部で割れの発生しない曲げ半径を限界曲げ半径とした。なお、曲げ特性の評価基準は限界曲げ半径1以下を良好とした。
(6)カソード電流測定：測定液は0.5%NaCl（N2バブリングなし）を用い、常温にて化成処理材を浸漬後30分電位測定後電位の安定を確認、自然電極電位より掃引速度0.1mV/secでカソード分極を実施、カソード電流を求め、-900mV vs. SCEで評価した。
(7)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、化成電着塗装後の耐食性に優れる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、焼鈍条件が本発明範囲外であるNo3、4、5、7、8は、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、酸洗処理およびアルカリ処理が本発明の範囲外である比較例No6、9〜12およびSiが本発明範囲外であるNo23は、カソ−ド電流値が本発明範囲を外れ、化成電着塗装後の耐食性が劣っている。
自動車部品以外に、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：0.05〜0.2mass%、Si：0.01〜1.8mass%、Mn：1.5〜3.5mass%、P：0.001〜0.05mass%、S：0.0001〜0.005mass%、Al：0.005〜0.05mass%、N：0.001〜0.01mass%を含有し、残部はFeおよび不可避不純物からなり、焼戻マルテンサイト単相組織もしくは焼戻マルテンサイトを体積率で30％以上で残留オーステナイトを体積率で5%以下および／またはフェライトを含有する鋼組織を有し、化成処理後のカソード電流値が0.05〜80μA/cm2であることを特徴とする化成電着塗装後の耐食性に優れる化成処理用高成形性高強度冷延鋼板。
- 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に記載の化成電着塗装後の耐食性に優れる化成処理用高成形性高強度冷延鋼板。
- 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に記載の化成電着塗装後の耐食性に優れる化成処理用高成形性高強度冷延鋼板。
- 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に記載の化成電着塗装後の耐食性に優れる化成処理用高成形性高強度冷延鋼板。
- 請求項1〜4のいずれかに記載の組成からなる鋼スラフ゛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、700〜950℃の焼鈍温度で加熱し、550〜800℃の冷却開始温度から10℃/秒以上の冷却速度で冷却し、冷却終了後150℃〜500℃の温度で100〜1400秒間熱処理して冷却した後、引き続き10〜100℃の温度での酸洗処理と、10〜100℃の温度、PH=8〜13でのアルカリ処理を連続して行うことを特徴とする化成電着塗装後の耐食性に優れる化成処理用高成形性高強度冷延鋼板の製造方法。
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