JP4867336B2 - 高張力冷延鋼板、高張力電気めっき鋼板および高張力溶融めっき鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、例えばプレス成形等によって様々な形状に成形されて使用される高張力冷延鋼板、高張力電気めっき鋼板および高張力溶融めっき鋼板に関する。具体的には、本発明は、プレス加工後の製品の表面性状、焼付硬化性ならびに耐常温時効性をいずれも良好にすることができる高張力冷延鋼板、高張力電気めっき鋼板および高張力溶融めっき鋼板に関する。

産業の技術分野が高度に分業化している今日、各技術分野において使用される材料には、特殊かつ高度な性能が要求される。例えばプレス加工等によって様々な形状に成形されて利用される冷延鋼板には、多くの場合、高い強度が要求される。このため、高張力冷延鋼板を用いることが検討されている。特に、自動車では、地球環境を保護するために車体を軽量化することによって燃費を向上することが重要な課題となっている。このため、自動車用鋼板の薄肉化を図ることが可能な高張力冷延鋼板に対する需要が高まっている。

例えばドアアウターやフェンダーといった自動車外板パネルに用いられる鋼板には、耐デント性、すなわち、指で押したり石が当たったりしても永久変形を起こさない性質を有することが求められる。耐デント性は、プレス成形後に塗装焼付けを行われた後の降伏応力が高いほど、また、板厚が厚いほど、向上する。このため、自動車外板パネルとして降伏応力が高い鋼板を用いれば、その薄肉化を図っても、要求される耐デント性を確保できる。

一方、自動車外板パネルに用いられる鋼板には、プレス加工においてプレス型に良くなじむとともに、成形品をプレス型から外した際のスプリングバックの発生が少ないこと、すなわち、形状凍結性が良好であることも求められる。このため、自動車外板パネルに用いられる鋼板には、プレス加工前の降伏応力が低いことも要求される。

このように、自動車外板パネル用鋼板には、プレス加工前には低い降伏応力を有するとともに、プレス加工し塗装焼付けした後には高い降伏応力を有することが、求められる。
このような特性を有する鋼板として、焼付硬化性鋼板（ＢＨ鋼板）が知られる。ＢＨ鋼板は、固溶Ｃ、Ｎ原子が転位上へ偏析して転位を固着することにより降伏応力が上昇する、いわゆる歪時効硬化現象を利用する鋼板である。ＢＨ鋼板を自動車用鋼板として用いると、プレス成形時に導入された転位が塗装焼付けの際に固溶Ｃ、Ｎによって固着されるために塗装焼付け後の降伏応力が上昇する。なお、高張力鋼板の焼付硬化性を改善することは、耐デント性や形状凍結性を改善することにもつながる。

これまでにも、ＢＨ鋼板に関して多数の提案が行われている。例えば、特許文献１、２には、極低炭素鋼にＴｉおよびＮｂを添加し、さらにＳｉ、Ｍｎ、Ｐを添加することによって引張強度を高めた、深絞り性に優れたＢＨ鋼板の製造方法が開示されている。しかし、この方法には以下に列記する問題点（ａ）〜（ｃ）がある。

（ａ）引張強度を高めるためにＳｉ、Ｍｎ、Ｐ等の固溶強化元素を添加するので、引張強度のみならず降伏応力も上昇する。この結果、形状凍結性が劣化するとともに面歪みも発生し易くなる。

（ｂ）焼付硬化性および耐常温時効性の両立が困難であり、常温非時効を確保するために、得られる焼付硬化量が制限される。
（ｃ）プレス加工時に線状の表面欠陥が生じ易い。すなわち、ＢＨ鋼板をプレス成形した際に生じる表面欠陥は、凹凸をなした線状の表面疵であることが多く、塗装後にも消失しない。このため、この表面欠陥が、例えばルーフやフードやドアのアウターパネル等といった、美麗な外観品質を要求される自動車外板パネルに発生すると、重大な欠陥となる。

これに対し、特許文献３〜５には、フェライト中にマルテンサイトを分散させた複合組織を有する低炭素Ａｌキルド鋼板（以下、「複合組織鋼板」という）の製造方法が開示されている。この複合組織鋼板は、引張強度が高く、降伏応力が低く、焼付硬化量が大きくても常温非時効を確保でき、さらには延性にも優れる。このため、この複合組織鋼板を用いることにより上述した問題点（ａ）および（ｂ）は改善されるものの、問題点（ｃ）を解決できない。

そこで、この種の表面欠陥を防止するために、特許文献６、７にはＰ添加冷延鋼板において表面欠陥を軽減する発明が、特許文献８には表面性状に優れたＴｉ、Ｎｂ添加極低炭素鋼板の製造方法が、さらに、特許文献９には表面性状に優れた中低炭素冷延鋼板の製造方法が、それぞれ開示されている。
特開昭５９−３１８２７号公報 特開昭５９−３８３３７号公報 特開昭５５−５０４５５号公報 特開昭５６−９０９２６号公報 特開昭５６−１４６８２６号公報 特開平１１−６０２８号公報 特開平１１−３３５７８１号公報 特開平９−２２７９５５号公報 特開平９−１２５１６１号公報

特許文献６、７により開示された発明は、Ｐの偏析を抑制したりＳｉやＭｎを適量添加することによってＰの偏析による鋼板の内部における硬度のムラを低減し、これにより、表面欠陥の発生を防止する。しかし、これらの発明では、Ｐ、ＭｎさらにはＳｉの添加により降伏応力が上昇するため、形状凍結性や面歪み性の劣化が避けられない。降伏応力の低下には、鋼板を複合組織化することが有効である。しかし、本発明者らの検討結果によると、特許文献６、７により開示された発明では、フェライト単相鋼板の表面欠陥を抑制することはできるものの、複合組織鋼板の表面欠陥の発生を抑制することはできない。

また、特許文献８、９により開示された発明は、常温での降伏応力や引張強度に基づいて焼鈍後の冷却時の降伏応力を予測し、この冷却速度を制御することにより、表面欠陥を防止する。しかし、本発明者らの検討結果によれば、これらの発明によっても、複合組織鋼板の表面欠陥の発生を抑制することはできない。

本発明は、従来の技術が有するこのような課題に鑑みてなされたものであり、例えばプレス成形等によって様々な形状に成形されて使用され、プレス成形後の製品の表面性状を良好にすることができるとともに、優れた焼付硬化性ならびに耐常温時効性をいずれも有する高張力冷延鋼板、高張力電気めっき鋼板および高張力溶融めっき鋼板を提供することを目的とする。

具体的には、本発明は、プレス成形後の製品の表面性状が良好であり、かつ、優れた焼付硬化性および耐常温時効性を有する、引張強度が３４０ＭＰａ以上の複合組織を有する高張力冷延鋼板、高張力電気めっき鋼板および高張力溶融めっき鋼板を提供することを目的とする。

本発明者らは、複合組織鋼板の加工後の表面性状に及ぼす金属組織、添加元素ならびに焼鈍条件の影響を調べるため、詳細な予備試験を行った。なお、本明細書において、鋼成分の含有量に関する「％」は「質量％」を意味する。

この予備試験に用いた供試鋼の組成は、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：４．０％以下、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．００５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５％、Ｎ：０．００３％、Ｃｒ：４．０％以下、残部Ｆｅおよび不純物である。

この組成を有する鋼片を１２４０℃に加熱した後、９００℃以上の温度範囲で熱間圧延して６００℃で巻き取り、得られた熱延鋼板を酸洗し、８０％の圧延率で板厚０．８ｍｍまで冷間圧延して冷延鋼板とした。この冷延鋼板を、連続焼鈍シミュレーターを用いて７５０℃以上まで加熱して３０秒間保持した後、５℃／ｓ以上５００℃／ｓ以下の種々の冷却速度で室温まで冷却した。このようにして得られた焼鈍板に５％の引張歪みを付与した後、その表面を油砥石で擦り、線状の表面欠陥の有無を観察した。

また、表面欠陥の発生部の近傍および正常部それぞれの内部におけるフェライトの硬さ分布を測定した。硬さ分布は、焼鈍板の表面から内部側へ向けて０．１ｍｍ以上０．２ｍｍ以下の距離にある範囲内に関して、フェライト粒のビッカース硬さ（荷重：０．００９８Ｎ）の分布を板幅方向について測定することによって、求めた。焼鈍板の金属組織は、フェライトが主相であるとともに第二相はマルテンサイトまたは、マルテンサイトとベイナイトを含む低温変態生成相であった。なお、鋼片および焼鈍板それぞれの組成の違いは、事実上認められなかった。

次に、表面性状と焼鈍条件との関係を明確化するため、以下の実験を行った。上述した方法により得られた冷延鋼板を、連続焼鈍シミュレーターを用いて７５０℃以上まで加熱して３０秒間保持した後、３℃／ｓの冷却速度で６５０℃まで冷却し、６５０℃から６０℃／ｓの冷却速度で急冷し、室温から６００℃までのある温度で急冷を中断し、その温度で引張試験を行った。

また、上述の方法で得られた冷延板を、連続焼鈍シュミレータを用いて、７５０℃以上まで加熱し、３０秒間保持した後、３℃／ｓで６５０℃まで冷却し、６５０℃から６０℃／ｓで急冷を開始し、１５０℃から６００℃の間における、ある温度域を１℃／ｓで徐冷し、その後、室温まで６０℃／ｓで急冷した。

得られた焼鈍板に５％の引張歪みを付与してから焼鈍板の表面を油砥石で擦り、表面欠陥の有無を観察した。また、欠陥発生部の近傍および正常部の鋼板内部における板幅方向へのフェライト粒の硬さ分布を測定した。

これらの予備試験により下記（Ａ）〜（Ｅ）の結果を得て、さらに検討を重ねて本発明を完成した。
（Ａ）図１は、表面欠陥の発生部およびその周辺におけるフェライト粒の板幅方向への硬さ分布を示すグラフである。図２は、表面欠陥のない正常部におけるフェライト粒の板幅方向への硬さ分布を示すグラフである。図１、２のグラフにおけるＨｖ_{（ｍａｘ）}は測定範囲（１０ｍｍ幅）におけるフェライト粒の最大のビッカース硬さを示し、Ｈｖ_{（ａｖｅ）}はこの測定範囲におけるフェライト粒の平均ビッカース硬さを示す。図１、２のグラフから、表面欠陥は、周囲に比べてフェライト粒の硬さが突出して高い部位において発生することがわかる。

（Ｂ）具体的には、表面欠陥は、Ｈｖ_{（ｍａｘ）}とＨｖ_{（ａｖｅ）}との差｛Ｈｖ_{（ｍａｘ）}−Ｈｖ_{（ａｖｅ）}｝がＨｖ_{（ａｖｅ）}の０．５倍以上となる部位で、発生する。
（Ｃ）焼鈍後の冷却速度が速いほどＨｖ_{（ｍａｘ）}とＨｖ_{（ａｖｅ）}との差｛Ｈｖ_{（ｍａｘ）}−Ｈｖ_{（ａｖｅ）}｝が大きくなり、表面欠陥が発生し易くなる。

これらの原因は、（ａ）複合組織鋼板に引張歪みを付与すると、主としてフェライトが塑性変形するが、フェライトに硬度差があると軟質部が優先的に塑性変形するため、硬質部の断面形状が凹凸状をなすこと、（ｂ）フェライトの硬度差の増加に伴い、変形後の鋼板の板厚方向へ生じる凹凸の程度が激しくなり、疵として認識されるようになること、および（ｃ）冷却速度が速いほど冷却ムラによる熱応力が大きくなり、冷却中に局所的な塑性変形が生じ、塑性変形部分が周囲と比べて硬質化することと推定される。

（Ｄ）複合組織鋼板は、室温で引張試験を行うと、連続降伏して降伏点伸びは現れないが、焼鈍後の冷却途中の段階で引張試験を行うと、試験温度によって不連続降伏し、降伏点伸びが現れる。

この理由は、フェライト相と低温変態生成相とが混在すると、フェライトの内部に可動転位が導入されて連続降伏するが、焼鈍後の冷却途中の段階における高温域では、低温変態生成相が形成されないためか、あるいはその生成量が少ないためであると考えられる。

（Ｅ）焼鈍後の冷却中に、鋼板が不連続降伏を起こす温度域において急冷を行うと、Ｈｖ_{（ｍａｘ）}とＨｖ_{（ａｖｅ）}との差が大きくなり、表面欠陥が発生する。
この理由は、鋼板が不連続降伏する場合、急冷中の熱応力による局所的な塑性変形量が特に増大し、さらに歪み時効硬化の影響が加わることにより、塑性変形部分が周囲に比較して著しく硬質化するためであると推定される。

これらの結果（Ａ）〜（Ｅ）から、複合組織鋼板は、低温変態生成相を得るために、焼鈍後に急冷すると、表面欠陥が生じ易くなるが、不連続降伏が生じる温度域を徐冷してフェライト粒の硬さ分布を小さくし、Ｈｖ_{（ｍａｘ）}とＨｖ_{（ａｖｅ）}との差｛Ｈｖ_{（ｍａｘ）}−Ｈｖ_{（ａｖｅ）}｝がＨｖ_{（ａｖｅ）}の０．５倍未満に抑制することにより、プレス成形後に発生する線状の表面欠陥の発生を防止することができることがわかる。

本発明は、主相がフェライト相であるとともに第二相がマルテンサイト相を含む低温変態生成相である組織を備え、板幅方向へ長さが１０ｍｍである任意の断面におけるフェライト相の硬さ分布が、（１）式：Ｈｖ_{（ｍａｘ）}−Ｈｖ_{（ａｖｅ）}＜０．５×Ｈｖ_{（ａｖｅ）}を満足することを特徴とする高張力冷延鋼板である。

この（１）式におけるＨｖ_{（ｍａｘ）}は、高張力冷延鋼板の板厚をｔとした場合に表面から深さ方向への距離が（１／８）ｔ以上（１／４）ｔ以下である範囲におけるフェライト粒の最大ビッカース硬さであり、Ｈｖ_{（ａｖｅ）}は、この範囲におけるフェライト粒の平均ビッカース硬さである。

この本発明にかかる高張力冷延鋼板は、Ｃ：０．００２５％以上０．０４％未満、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．５％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１５％以下、Ｎ：０．００８％未満、Ｃｒ：０．０２％以上２．０％以下、任意添加元素として、Ｂ：０．００３％以下および／またはＭｏ：１．０％以下ならびに／またはＴｉ：０．１％以下、残部Ｆｅおよび不純物からなる鋼組成を有することが望ましい。

別の観点からは、本発明は、上述した高張力冷延鋼板を母材とし、表面に電気めっき層を備えることを特徴とする高張力電気めっき鋼板である。
さらに別の観点からは、本発明は、上述した高張力冷延鋼板を母材とし、表面に溶融めっき層を備えることを特徴とする高張力溶融めっき鋼板である。

本発明によれば、例えばプレス成形等の加工に適用できる十分な成形性と、優れた焼付硬化性および耐常温時効性とを有し、さらにプレス加工を行っても表面欠陥を発生しない高張力冷延鋼板および高張力めっき鋼板を製造することができる。

本発明にかかる高張力冷延鋼板および高張力めっき鋼板を用いることにより、自動車の車体軽量化を通じて、地球環境問題の解決に寄与することができる。

以下、本発明にかかる高張力冷延鋼板および高張力めっき鋼板を実施するための最良の形態を詳細に説明する。
本実施の形態の高張力冷延鋼板の（ａ）金属組織、（ｂ）化学組成および（ｃ）製造条件の限定理由を順次説明する。

（ａ）金属組織
本実施の形態の高張力冷延鋼板は、フェライト相中にマルテンサイト相を含む低温変態生成相が分散した複合組織を有する。この複合組織を有することにより、鋼板の降伏応力が低下し、良好なプレス成形性および耐面歪み性を得ることができるとともに、耐常温時効性を損なうことなく高い焼付硬化性を得ることができる。

ここで、「低温変態生成相」とは、マルテンサイト相やベイナイト相等といった低温変態により生成される組織をいう。これら以外にアシキュラーフェライト相が例示される。
低温変態生成相の全体の体積率は３％越であることが好ましい。低温変態生成相として２種以上の相、例えば、マルテンサイト相とベイナイト相を含んでいてもよい。マルテンサイト相の体積率が増加し過ぎると降伏応力が上昇し、形状凍結性および耐面歪み性が劣化する。このため、マルテンサイト相の体積率は１０％未満とすること、もしくは、低温変態生成相としてマルテンサイト相とベイナイト相の双方を含ませることが望ましい。マルテンサイト相の体積率を３％未満とすればさらに好ましい。一方、低温変態生成相の体積率が増加し過ぎると引張強度が上昇し過ぎ、延性および深絞り性が劣化する。このため、低温変態生成相の体積率は１５％未満とすることが好ましく、１２％未満とすることがさらに好ましい。

また、耐面歪み性の観点から、鋼板の降伏応力は３００ＭＰａ以下であることが好ましく、２７０ＭＰａ以下であればさらに好ましい。
また、プレス成形性の観点から、鋼板の引張強度は５９０ＭＰａ未満であることが好ましい。なお、フェライト相と低温変態生成相の他に残留オーステナイト相を含んでいてもよく、耐常温時効性を良好に保つためには、残留オーステナイト相の体積率を、低温変態生成相の全体の体積率よりも小さくするとともに３％未満とすることが好ましい。

本実施の形態の高張力冷延鋼板は、板幅方向へ長さが１０ｍｍである任意の断面におけるフェライト相の硬さ分布が、上述した（１）式：Ｈｖ_{（ｍａｘ）}−Ｈｖ_{（ａｖｅ）}＜０．５×Ｈｖ_{（ａｖｅ）}の関係を満足する。この（１）式の関係が満足されることにより、プレス成形時における線状の表面欠陥の発生が防止される。

（１）式において、Ｈｖ_{（ｍａｘ）}は、板厚がｔの冷延鋼板の場合にはその表面より（１／８）ｔ以上（１／４）ｔ以下の深さとなる範囲において、また、めっき鋼板の場合には板厚がｔのめっき母材とめっき層との界面より（１／８）ｔ以上（１／４）ｔ以下の深さとなる範囲において、板幅方向への長さが１０ｍｍである部分におけるフェライト粒のビッカース硬さ分布を測定した際におけるフェライト粒の最大ビッカース硬さを意味する。また、Ｈｖ_{（ａｖｅ）}は、この範囲におけるフェライト粒の平均ビッカース硬さを意味する。

フェライト粒のビッカース硬さは、鋼板の断面を研磨し、ナイタール腐食等により金属組織を現出させた後、各フェライト粒の中央部の硬さを測定する。その際の荷重は特に規定しないが、圧痕が粒界もしくは第二相との境界に掛からないようにするために、０．００９８（Ｎ）程度とすることが好ましい。

Ｈｖ_{（ｍａｘ）}およびＨｖ_{（ａｖｅ）}の決定は、フェライト粒の硬さを板幅方向への長さが１０ｍｍとなる部分にわたりおよそ等間隔となるように１００点以上測定し、最大の測定値をＨｖ_{（ｍａｘ）}とするとともに全測定値の平均値をＨｖ_{（ａｖｅ）}とする。望ましいのは、板幅方向へ長さが１０ｍｍである任意の断面におけるフェライト相の硬さ分布が、下記（４）式を満足することである。

Ｈｖ_{（ｍａｘ）}−Ｈｖ_{（ａｖｅ）}＜０．４×Ｈｖ_{（ａｖｅ）} ・・・・・（２）
本実施の形態の高張力冷延鋼板は、以上の金属組織を有する。
（ｂ）組成
本実施の形態の高張力冷延鋼板は、延性や耐常温時効性等をさらに向上させるために、以下に示す組成を有する。

Ｃ：０．００２５％以上０．０４％未満
Ｃ含有量が０．００２５％未満であると上述した複合組織を得られなくなり、一方、Ｃ含有量が０．０４％以上であると鋼板の延性および深絞り性が損なわれる。したがって、本実施の形態では、Ｃ含有量は０．００２５％以上０．０４％未満とする。望ましい範囲は０．０１１％以上０．０２９％以下であり、さらに望ましい範囲は、０．０１６％以上０．０２９％以下である。

Ｓｉ：０．５％以下
Ｓｉは、鋼中に不可避的に含有される元素であり、延性を劣化させるとともに冷延鋼板の化成処理性およびめっき鋼板のめっき性を著しく劣化させる。したがって、Ｓｉ含有量は少ないほど好ましい。しかし、Ｓｉは鋼板を強化する作用を有するので、本実施の形態では、鋼を強化するために０．５％まで含有させてもよい。好ましくは０．１％以下であり、さらに好ましくは０．０２％以下である。

Ｍｎ：０．５％以上２．５％以下
Ｍｎは、鋼の焼入性を向上させる作用があり、フェライト相中に低温変態生成相を分散させるために本実施の形態では０．５％以上含有させる。一方、過度に含有させると延性および深絞り性が劣化するので、本実施の形態ではＭｎ含有量の上限を２．５％とする。好ましい範囲は、１．０％以上２．０％未満であり、さらに好ましい範囲は１．０％以上１．５％未満である。

Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、鋼中に不可避的に含有される元素であり、粒界に偏析して二次加工脆性および溶接性を劣化させる。したがって、Ｐ含有量は少ないほど好ましい。しかし、Ｐは安価に、また、深絞り性をさほど劣化させることなく、鋼を強化することができるため、本実施の形態では所望の強度を得るために０．０５％以下の範囲で含有させてもよい。好ましくは、下限は０．０１％であり、上限は０．０３５％である。

Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、鋼中に不可避的に含有される不純物であり、粒界に偏析して鋼を脆化させるためにＳ含有量は少ないほど好ましい。本実施の形態ではＳ含有量は０．０１％以下とする。

ｓｏｌ．Ａｌ：０．１５％以下
Ａｌは、溶鋼を脱酸するために用いられる。しかし、０．１５％を超えて含有させると効果が飽和して不経済となる。このため、本実施の形態ではｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．１５％以下とする。なお、ＡｌはＮと結合してＡｌＮを形成し、Ｎによる時効劣化を防止するため、Ｎ含有量の１０倍以上含有させることが望ましい。

Ｎ：０．００８％未満
Ｎは、鋼中に不可避的に含有される元素であり、Ｎ含有量の増加は延性、深絞り性および耐常温時効性を劣化させる。したがって、本実施の形態ではＮ含有量は０．００８％未満とする。好ましい範囲は０．００５％未満であり、さらに好ましい範囲は０．００４％未満である。

Ｃｒ：０．０２％以上２．０％以下
Ｃｒは、延性を損なうことなく鋼の焼入性を向上させる作用があり、フェライト相中に低温変態生成相を分散させるために本実施の形態では０．０２％以上含有させる。一方、過度に含有させると深絞り性が劣化し、冷延鋼板では化成処理性が劣化するとともにめっき鋼板ではめっき性が劣化する。したがって、本実施の形態ではＣｒ含有量の上限を２．０％とする。好ましい範囲は０．０５％以上１．０％以下である。また、延性をさらに向上させるためには、Ｍｎ含有量の１／１０以上含有させることが好ましい。

本実施の形態では、以下に列記する元素を任意添加元素として含有してもよいので、これらの任意添加元素についても説明する。
Ｂ：０．００３％以下および／またはＭｏ：１．０％以下
Ｂ、Ｍｏは、特に含有させなくてもよい。しかし、鋼の焼入性をさらに向上させるためにその一方または双方を含有させてもよい。ただし、Ｂは深絞り性を劣化させるので、上限を０．００３％とする。望ましい範囲は０．０００２％以上０．００２％未満である。また、Ｍｏは１．０％を超えて含有させると効果が飽和して不経済となるため、１．０％以下とする。望ましい範囲は０．０２％以上０．５％未満である。

Ｔｉ：０．１％以下
Ｔｉは、特に含有させる必要はない。しかし、Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮを形成することでＮによる時効劣化を防止するので、含有させてもよい。しかし、０．１％を超えて含有させても効果が飽和して不経済となる。このため、Ｔｉ含有量は０．１％以下とする。下限は特に規定されないが、好ましくは０．００３％以上０．０２５％以下である。

上述した元素以外は、Ｆｅおよび不純物である。
本実施の形態の高張力冷延鋼板は、以上の組成を有する。
（ｃ）製造条件
上述した組成を有する鋼は、適宜手段により溶製された後に、連続鋳造法により鋼塊とされるか、または、任意の鋳造法により鋼塊とした後に分塊圧延する方法等により鋼片とされる。この鋼塊または鋼片は再加熱するか、連続鋳造後の高温の鋼塊または分塊圧延後の高温の鋼片をそのまま、または、補助加熱を行って、熱間圧延される。本明細書では、このような鋼塊および鋼片を、熱間圧延の素材として「鋼片」と総称する。

熱間圧延の条件は特に規定しない。しかし、オーステナイト低温域で仕上げ圧延を行って熱延鋼板の結晶粒を微細化し、これにより、焼鈍時に深絞り性に好ましい再結晶集合組織を発達させるために、Ａｒ_３変態点以上（Ａｒ_３変態点＋１００℃）以下の温度範囲で最終圧下を行うことが望ましい。

なお、最終圧下をこの温度範囲で行うために、粗圧延と仕上げ圧延との間で粗圧延材を加熱してもよい。この際、粗圧延材の後端が先端よりも高温となるように加熱することにより仕上げ圧延の開始時における粗圧延材の全長にわたる温度の変動を１４０℃以下に抑制することが望ましい。これにより、コイル内の製品特性の均一性が向上する。

粗圧延材の加熱は、例えば粗圧延機と仕上げ圧延機との間にソレノイド式誘導加熱装置を設けておき、この誘導加熱装置の上流側における長手方向の温度分布等に基づいて加熱昇温量を制御することが、例示される。

熱間圧延を終了した後に鋼板を冷却してコイル状に巻取る。スケールの生成による歩留まりの低下を招くために、６００℃未満で巻き取ることが望ましい。一方、ＡｌＮを十分に析出させＮによる時効劣化を抑制するために、巻取り温度の下限を４５０℃とすることが好ましい。

熱間圧延された鋼板を酸洗等により脱スケールした後に、冷間圧延を常法に従って行う。冷間圧延は、冷間圧延の後に行われる再結晶焼鈍によって深絞り性に好ましい再結晶集合組織を発達させるため、７０％以上の圧下率で１．０ｍｍ未満の板厚まで圧延することが好ましい。

このようにして得られる冷延鋼板は、必要に応じて公知の方法に従って脱脂等の処理が施され、再結晶焼鈍される。再結晶焼鈍の際の均熱温度は、鋼の金属組織を、主相がフェライト相であるとともに第二相がマルテンサイトを含む低温変態生成相である複合組織とするために、Ａｃ_１変態点以上Ａｃ_３変態点未満の温度範囲とする。均熱温度がＡｃ_１変態点未満であると低温変態生成相が得られなくなる。ただし、焼鈍後のフェライトを粗大化させて延性を向上させるために、均熱温度をＡｃ_３変態点以上（Ａｃ_３変態点＋１００℃）未満の温度範囲としてもよい。

一方、この均熱温度が高くなり過ぎると、フェライトが過度に粗大化してプレス成形時に肌荒れを生じる。このため、上述したようにフェライトの粗大化により延性の向上を図る場合であっても、均熱温度の上限を（Ａｃ_３変態点＋１００℃）未満とする。好ましい上限は、（Ａｃ_３変態点＋５０℃）未満である。

Ａｃ_１変態点とは加熱時におけるフェライト→オーステナイト変態の開始温度を意味し、Ａｃ_３変態点とは加熱時におけるフェライト→オーステナイト変態の完了温度を意味する。

また、加熱速度が速すぎるとフェライトが細粒化し、延性の劣化を招く。このため、均熱温度までの加熱速度は６０℃／ｓ未満とすることが好ましい。
再結晶焼鈍における均熱後の冷却過程では、６５０℃以下４５０℃以上の温度範囲を１５℃／ｓ以上２００℃／ｓ以下の冷却速度で冷却する。この温度範囲での冷却速度が１５℃／ｓ未満であると、フェライト量が多くなり過ぎて耐常温時効性が劣化する。一方、この温度範囲での冷却速度が２００℃／ｓを上回ると、鋼板の平坦度が劣化する。好ましい冷却速度は５０℃／ｓ以上１５０℃／ｓ以下であり、さらに好ましい冷却速度は６０℃／ｓ超１３０℃／ｓ未満である。

均熱温度から６５０℃までの冷却方法は特に限定を要さない。しかし、オーステナイトの安定性を高め、低温変態生成相を容易に得るために、Ａｃ_１変態点以上Ａｃ_３変態点未満で均熱する場合には、均熱温度〜（均熱温度−５０℃）の温度範囲を１０℃／ｓ未満の冷却速度で冷却することが望ましい。また、Ａｃ_３変態点以上（Ａｃ_３変態点＋１００℃）未満で均熱する場合には、均熱温度〜（均熱温度−１００℃）の温度範囲を１０℃／ｓ未満の冷却速度で冷却することが望ましい。

４５０℃以下の温度範囲においては、鋼板が不連続降伏する温度域を１０℃／ｓ未満で冷却する。これは、不連続降伏する温度域を急冷すると、上述したように、熱応力によって鋼板が局所的に塑性変形し、フェライト粒の硬さにバラツキが生じて、プレス成形時に線状の表面欠陥が発生するためである。好ましい冷却速度は６℃／ｓ未満であり、さらに好ましい冷却速度は３℃／ｓ未満である。また、冷却速度の下限は特に限定しないが、低温変態生成相が焼き戻し等によって変質してプレス成形性および耐常温時効性が劣化することを防ぐため、６℃／ｍｉｎ以上とすることが望ましい。

不連続降伏の温度域は、上述したように、引張試験機構を備えた連続焼鈍シミュレータを用いて、冷延板を均熱処理し、その後の冷却過程において各温度で冷却を中断し、その温度で引張試験を行うことにより、求めることができる。焼付硬化量を上昇させるために、１５０℃以下の温度範囲を１０℃／ｓ以上で冷却することが望ましい。

このようにして得られた冷延鋼板は、常法にしたがって調質圧延を行ってもよい。しかし、調質圧延の伸び率が高いと伸びの低下を招く。そこで、調質圧延の伸び率は１．０％以下とすることが好ましい。さらに好ましい伸び率は０．５％以下である。

電気めっき鋼板を製造する場合は、上述した方法で製造された冷延鋼板に、常法に従って電気めっきを行う。めっきの種類は特に限定しないが、亜鉛めっき、亜鉛ニッケル合金めっき等の亜鉛系めっきとすることが好ましい。また、電気めっき後に調質圧延を行ってもよい。

一方、溶融めっき鋼板を製造する場合は，上述した方法で製造された冷延鋼板に、常法に従って溶融めっきを行う。溶融めっきを行った後に再加熱して合金化処理を行ってもよい。めっきの種類は特に限定しないが、亜鉛系めっきとすることが好ましい。また、溶融めっき後に調質圧延を行ってもよい。

なお、溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合、上述した方法により再結晶焼鈍し、均熱後に６５０℃以下４６０℃以上の温度範囲を６０℃／ｓ超１３０℃／ｓ未満の冷却速度で冷却し、溶融亜鉛浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを行い、必要に応じて合金化処理を施し、その後、鋼板が不連続降伏する温度域を３℃／ｓ未満の冷却速度で冷却してもよい。

このようにして製造される鋼板の組織は、主相がフェライト相であるとともに、これにマルテンサイト相を含む低温変態生成相が第二相として含まれる。本明細書において「主相」とは体積率が最大である相を意味し、「第二相」とは主相以外をいう。したがって、第二相はそのような低温変態生成相を含む。

かくして、本実施の形態により製造される高張力冷延鋼板および高張力めっき鋼板は、例えばプレス成形等の加工に適用できる十分な成形性と、優れた焼付硬化性および耐常温時効性とを有し、さらにプレス加工を行われても表面欠陥を発生しない。このため、この高張力冷延鋼板および高張力めっき鋼板は、自動車用部品用パネル、特に自動車外板パネル用として特に好適に用いることができる。

本発明を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。
実験用真空溶解炉を用いて、表１に示される組成を有する鋼を溶解し、鋳造した。これらの鋼塊を熱間鍛造により３０ｍｍの鋼片とし、電気加熱炉を用いて１２４０℃に加熱し、１時間保持した。鋼片を炉から抽出した後、実験用熱間圧延機を用いて９００℃以上の温度範囲で熱間圧延を開始し、厚さ５ｍｍの熱延鋼板を得た。

熱間圧延後、直ちに水スプレー冷却により５５０℃まで冷却してこれを巻取り温度とし、同温度に保持された電気加熱炉中に装入して１時間保持した後、２０℃／ｈの冷却速度で炉冷却して巻取り後の徐冷処理とした。得られた鋼板の両表面を研削して厚さ４ｍｍの冷間圧延母材とし、圧延率８５％で冷間圧延した。

連続焼鈍シミュレーターを用いて、得られた冷延鋼板を、７８０℃で３０秒間保持した後、７００℃まで３℃／ｓの冷却速度で冷却し、４５０℃まで７０℃／ｓの冷却速度で冷却し、１３０℃まで表２に示される種々の冷却速度で冷却し、１３０℃で１２０秒間保持した後、室温まで１５℃／ｓで冷却した。

その後、これらの焼鈍板から、もしくは焼鈍板に電気めっき処理を施した電気めっき鋼板から、１０ｍｍ幅の試験片を採取し、硬さ試験に供した。硬さ試験は、鋼板の表面もしくは鋼板の母材とめっき層との界面から、板厚中心方向へ０．１ｍｍの位置において板幅方向１０ｍｍにわたり約０．１ｍｍピッチでフェライト粒のビッカース硬さ（荷重：０．００９８Ｎ）を測定した。得られたフェライト粒のビッカース硬さのうち最大の値をＨｖ_{（ｍａｘ）}とするとともに平均値をＨｖ_{（ａｖｅ）}とし、（Ｈｖ_{（ｍａｘ）}−Ｈｖ_{（ａｖｅ）}）／Ｈｖ_{（ａｖｅ）}を計算することによりフェライト粒の硬さ分布の指標とした。

加工後の表面性状は、焼鈍板の圧延方向へ長さ５００ｍｍ、幅２００ｍｍの試験片を切り出し、この試験片に５％の引張歪みを付与した後、表面を油砥石で擦り、表面欠陥の有無を観察することにより評価した。

焼鈍板の板幅方向から採取したＪＩＳ５号引張試験片を用いて引張試験を行い、降伏応力（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、降伏点伸び（ＹＰＥ）および全伸び（Ｅｌ）を求めた。
焼付硬化性は、焼鈍板の板幅方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、２％の引張予ひずみを付与してから、１７０℃で２０分間の熱処理を施した後に引張試験に供し、得られた降伏応力（ＹＳ）と２％変形応力との差をＢＨ量とし、焼付硬化性の指標とした。

さらに、耐常温時効性は、焼鈍板の板幅方向から採取したＪＩＳ５号引張試験片を採取し、４０℃に設定した電気炉中で３ヶ月間保持した後に引張試験に供し、降伏点伸び（ＹＰＥ）を測定することにより、評価した。

表２に性能評価結果を示した。（Ｈｖ_{（ｍａｘ）}−Ｈｖ_{（ａｖｅ）}）／Ｈｖ_{（ａｖｅ）}の値は、鋼板の１０箇所における硬さ分布からそれぞれ計算し、それらの内の最大値を記した。

金属組織が、フェライト相とマルテンサイト相を含む低温変態生成相とを有し、（Ｈｖ_{（ｍａｘ）}−Ｈｖ_{（ａｖｅ）}）／Ｈｖ_{（ａｖｅ）}の値が０．５未満であった、試番２、５、８、１１、１４、１６は、いずれも、表面欠陥が発生しておらず、また、５２ＭＰａ以上の高いＢＨ量を示しながら、時効後ＹＰＥは０．１％以下であり、良好な耐常温時効性を示した。さらに、ＹＳは２７０ＭＰａ以下、ＹＰＥは０％であり、良好なプレス成形性を示した。

これに対し、試番１、４、７、１０、１３、１７は、金属組織がフェライト単相であったため、時効後のＹＰＥが大きく、耐時効性が不芳であった。
さらに、試番３、６、９、１２、１５では、（Ｈｖ_{（ｍａｘ）}−Ｈｖ_{（ａｖｅ）}）／Ｈｖ_{（ａｖｅ）}の値が０．５よりも大きいため、加工後の鋼板の表面に表面欠陥が発生してしまい、表面性状が不芳であった。

実験用真空溶解炉を用いて、表１に示される化学組成の鋼を溶解し、鋳造した。これらの鋼塊を熱間鍛造により３０ｍｍの鋼片とし、電気加熱炉を用いて１２４０℃に加熱し、１時間保持した。鋼片を炉から抽出した後に実験用熱間圧延機を用いて、９００℃以上の温度範囲で熱間圧延し、厚さ４ｍｍの熱延鋼板を得た。

熱間圧延後、直ちに水スプレー冷却により５００℃まで冷却してこれを巻取り温度とし、同温度に保持された電気加熱炉中に装入して１時間保持した後、２０℃／ｈの冷却速度で炉冷却して巻取り後の徐冷処理とした。得られた鋼板を酸洗し、圧延率８５％で冷間圧延した。

連続溶融亜鉛めっきシミュレーターを用いて、得られた冷延鋼板を、２０℃／ｓの加熱速度で７９０℃まで加熱し６０秒間保持した後、４６０℃まで７０℃／ｓの冷却速度で冷却し、４６０℃の溶融亜鉛浴に３秒間浸漬して溶融亜鉛めっきを行った。めっき後すぐに、もしくは、５００℃で２０秒間保持する合金化処理を施してから、室温まで表３に示される種々の冷却速度で冷却した。

これらの溶融亜鉛めっき鋼板から１０ｍｍ幅の試験片を採取し、硬さ試験に供した。硬さ試験は、鋼板の母材とめっき層との界面から板厚中心方向へ０．１ｍｍの位置において、幅方向１０ｍｍにわたり約０．１ｍｍピッチでフェライト粒のビッカース硬さ（荷重：０．００９８Ｎ）を測定した。得られたフェライト粒のビッカース硬さのうち最大の値をＨｖ_{（ｍａｘ）}とするとともに平均値をＨｖ_{（ａｖｅ）}とし、（Ｈｖ_{（ｍａｘ）}−Ｈｖ_{（ａｖｅ）}）／Ｈｖ_{（ａｖｅ）}を計算して、フェライト粒の硬さ分布の指標とした。

加工後の表面性状は、得られた溶融亜鉛めっき鋼板に５％の引張歪みを付与した後、表面を油砥石で擦り、表面欠陥の有無を観察することにより、評価した。
また、板幅方向から採取したＪＩＳ５号引張試験片に引張試験を行って、降伏応力（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、降伏点伸び（ＹＰＥ）および全伸び（Ｅｌ）を求めた。

焼付硬化性は、板幅方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、２％の引張予ひずみを付与し、１７０℃で２０分間の熱処理を施した後、引張試験に供した。得られたＹＳと２％変形応力の差をＢＨ量とし、焼付硬化性の指標とした。

さらに、耐常温時効性は、板幅方向から採取したＪＩＳ５号引張試験片を、４０℃に設定した電気炉中で３ヶ月間保持した後に引張試験に供し、降伏点伸び（ＹＰＥ）を測定することにより、評価した。

表３に性能評価結果を示した。（Ｈｖ_{（ｍａｘ）}−Ｈｖ_{（ａｖｅ）}）／Ｈｖ_{（ａｖｅ）}の値は、鋼板の任意の１０箇所における硬さ分布からそれぞれ計算し、それらのうち最大値を記した。

金属組織がフェライト相とマルテンサイト相を含む低温変態生成相とを有し、（Ｈｖ_{（ｍａｘ）}−Ｈｖ_{（ａｖｅ）}）／Ｈｖ_{（ａｖｅ）}の値が０．５未満であった試番１９、２２、２５、２８、３１，３３は、いずれも、表面欠陥が発生しておらず、また、４８ＭＰａ以上の高いＢＨ量を示しながら、時効後ＹＰＥは０．１％以下であり、良好な耐常温時効性を示した。さらに、ＹＳは２７０ＭＰａ以下、ＹＰＥは０％であり、良好なプレス成形性を示した。

一方、試番１８、２１、２４、２７、３０、３４は、金属組織がフェライト単相もしくはフェライト相とベイナイト相との複合組織であったため、時効後のＹＰＥが大きく、耐時効性が不芳であった。

さらに、試番２０、２３、２６、２９、３２は、（Ｈｖ_{（ｍａｘ）}−Ｈｖ_{（ａｖｅ）}）／Ｈｖ_{（ａｖｅ）}の値が０．５よりも大きいため、加工後の鋼板の表面に表面欠陥が発生し、表面性状が不芳であった。

表面欠陥の発生部およびその周辺におけるフェライト粒の板幅方向への硬さ分布を示すグラフである。 表面欠陥のない正常部におけるフェライト粒の板幅方向への硬さ分布を示すグラフである。

Claims (6)

1. 主相がフェライト相であるとともに第二相がマルテンサイト相を含む低温変態生成相である組織を備え、板幅方向へ長さが１０ｍｍである任意の断面におけるフェライト相の硬さ分布が下記（１）式を満足することを特徴とする高張力冷延鋼板。
   Ｈｖ_{（ｍａｘ）}−Ｈｖ_{（ａｖｅ）}＜０．５×Ｈｖ_{（ａｖｅ）} ・・・・・（１）
   （１）式におけるＨｖ_{（ｍａｘ）}は、前記高張力冷延鋼板の板厚をｔとした場合に表面から深さ方向への距離が（１／８）ｔ以上（１／４）ｔ以下である範囲におけるフェライト粒の最大ビッカース硬さであり、Ｈｖ_{（ａｖｅ）}は、該範囲におけるフェライト粒の平均ビッカース硬さである。
2. 質量％で、Ｃ：０．００２５％以上０．０４％未満、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．５％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１５％以下、Ｎ：０．００８％未満、Ｃｒ：０．０２％以上２．０％以下、残部Ｆｅおよび不純物からなる鋼組成を有する請求項１に記載された高張力冷延鋼板。
3. さらに、質量％で、Ｂ：０．００３％以下および／またはＭｏ：１．０％以下を含有する請求項２に記載された高張力冷延鋼板。
4. さらに、質量％で、Ｔｉ：０．１％以下を含有する請求項２または請求項３に記載された高張力冷延鋼板。
5. 請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載された高張力冷延鋼板が表面に電気めっき層を備えることを特徴とする高張力電気めっき鋼板。
6. 請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載された高張力冷延鋼板が表面に溶融めっき層を備えることを特徴とする高張力溶融めっき鋼板。

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