JP5020600B2

JP5020600B2 - 化成処理性に優れた高張力鋼板

Info

Publication number: JP5020600B2
Application number: JP2006304472A
Authority: JP
Inventors: 陽一池松; 幸基田中; 和彦本田; 昌史東
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2006-11-09
Filing date: 2006-11-09
Publication date: 2012-09-05
Anticipated expiration: 2026-11-09
Also published as: JP2008121045A

Description

本発明は、高張力鋼板に関し、特に高強度でかつ良好なプレス成形性と化成処理後に良好な耐食性を示す高張力鋼板に関する。

近年の地球温暖化防止等、環境問題の意識向上に伴い、自動車業界では、燃費向上のため、鋼板の薄肉化による車体軽量化が積極的に行われている。一方、自動車の衝突時においても安全性をより確保する観点から、車体を軽量化しつつ、高い車体強度を維持する必要性も出てきている。この車体軽量化と車体の安全性向上を両立するため、強度の高い高強度鋼板が適用されるケースが増加している。

また、このような高強度鋼板に対しては、上述した機械的特性に加えて、さらに耐食性を向上させるための表面処理方法も検討されている。この表面処理方法の一つに化成処理がある。化成処理は、従来より防錆の目的で鋼板表面に対して施されてきたが、近年において塗装下地として塗膜の剥離を防止し、塗膜に疵が付いても錆びが広がらないようにすることを目的とし、自動車を始めとした工業製品に広く採用されている。

近年において、この化成処理は、フルディップ方式で鋼板表面に２〜３ｇ／ｍ^２程度の薄膜を塗装下地層として形成させることが一般的である。この塗装下地層としての化成処理層の上層には、カチオン電着塗装が施される場合が多い。このカチオン電着塗装を施す場合において、化成処理層の表面は強アルカリ性になるため、耐食性を向上させるためには、先ずこの化成処理層につき耐アルカリ性を持たせる必要があった。

この耐アルカリ性を表す指標として、従来よりＰ値と呼ばれるパラメータが利用されてきている。鋼板上に形成されるリン酸塩としてはＺｎ−Ｐ−Ｏからなるホバイト（以下、Ｈという）と、Ｚｎ−Ｆｅ−Ｐ−Ｏからなるフォスフォフィライト（以下、Ｐという）が存在する。耐アルカリ性の観点からは、このホバイトよりもフォスフォフィライトの方が優れるため、耐アルカリ性を向上させるためには、Ｐ値（＝Ｐ／（Ｐ＋Ｈ））の値を高くした方が効果的であることが知られている。現状においてこのＰ値は０．３〜０．６の範囲にあり、化成処理後の耐アルカリ性をより向上させるためには、Ｐ値を０．８以上、さらには０．９以上の範囲に設定する必要が出てくる。

従来、Ｐ値を向上させる方法としては、特許文献３において、焼鈍酸洗後にＮｉメッキ処理、あるいはＣｏメッキ処理を施す方法が提案されている。この方法においては、上記のメッキにより化成処理皮膜の核を生成させようとするものであり、Ｐ値を０．８０以上に向上させることが出来ることが提案されている。しかし、Ｓｉが０．５４％と高くＮｉメッキ処理が無い場合には、Ｐ値は０．７以下で耐食性に劣ることが示されている。本発明では焼鈍後のメッキ処理をしない方法でＰ値を改善することを考えているので特許文献３の発明では実現できない。

更に、従来においてこの耐食性を向上させることに着目した技術としては、鋼板表面のＳｉ濃化量の平均値を鋼中Ｓｉ濃度の２０倍以下とするとともに、表面Ｓｉ濃度分布に占める鋼中Ｓｉ濃度に対する濃度比が１０以上である部位の面積率が９５％以下とした冷延鋼板が開示されている（例えば、特許文献１参照）。この冷延鋼板によれば、Ｓｉ酸化物の濃度のばらつきを減少させることで、Ｓｉ酸化物低濃度部への腐食電流の局部集中を緩和させ、耐食性を向上させることができるが、Ｐ比自体は従来の性能が良好の普通鋼とほぼ同様（０．７〜０．８程度）であった。

また、特許文献２においては、焼き入れ後又は焼き戻し後に酸洗する冷延鋼板の製造方法が開示されている。この冷延鋼板の製造方法では、鋼板を温度５０℃以上、濃度１０mass％以上の塩酸あるいは硫酸に７秒以上浸漬することにより酸洗を行い、化成処理性を向上させるが、この場合の化成処理性の指標は燐酸亜鉛結晶の皮膜が全面に付着しているか、一部に付着していない部分があるかであり、その為にＳｉ基酸化物（ＳｉＯ_２）の被覆率が２０％以下であることを必要な条件としている。この文献では燐酸亜鉛結晶の構成については述べられていないので、Ｐ値の向上に関する効果や耐食性に関する記載も示唆もない。

更に、特許文献５には、ＭｎとＳｉの原子比が０．５以上の長径が０．０１μｍ〜５μｍ以上のＭｎ−Ｓｉ複合酸化物が１０個／１００μｍ²以上存在することとＳｉが主体の酸化物の表面被覆率が１０％以下の鋼板が提案されている。この場合の化成処理性の指標は燐酸亜鉛結晶の皮膜が全面に付着しているか、一部に付着していない部分があるかであり、この核として、上記の長径が０．０１μｍ〜５μｍ以上のＭｎ−Ｓｉ複合酸化物が作用するとしている。また、塗料の密着性には表面にクラックが無いことを併せて提案している。しかし、この文献にも燐酸亜鉛結晶の構成については述べられていないので、Ｐ値の向上に関する効果や耐食性に関する記載も示唆もない。

Ｐ値を０．９以上にする方法としては、極低炭鋼で、かつ、Ｓｉが非常に低い材料でかつ、表面の結晶粒を１０μｍ程度に小さくさせると、粒界に溶質元素が濃化するので化成処理性が向上すると言う提案が有る（特許文献４）。しかし、Ｃは０．００５％以下であり、ＳｉやＭｎはそれぞれ０．１％、０．５％以下が良いとされており、本発明のような高Ｓｉ，高Ｍｎ鋼においては同様な効果は望めない。ちなみに、特許文献４の表２の比較例ｋにはＣ＝０．０１２％の普通鋼の例が挙げられているが、この場合のP値（特許文献４ではＰ比）は０．７５（特許文献４では７５％）であり、通常のＰ値である。

したがって、Ｃ：０．０１〜０．３％、Ｓｉ：０．２〜３．０％、Ｍｎ：０．１〜３．０％のような成分を含む鋼では、従来、Ｐ値を０．９以上に安定して製造できる技術は無かった。
特開２００４−２０４３５０号公報特開２００４−３２３９６９号公報特開２００５−２１３６４３号公報特開平１０−１５８７８３公報特開平２００５−２９０４４０公報

そこで本発明は、上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、その目的とするところは、Ｐ値を０．９以上と高いレベルに維持することにより化成処理後の強アルカリ性下における耐食性を向上させることが可能な化成処理性に優れた引張強さ５００ＭＰａ以上の高張力鋼板およびその製造方法を提供することにある。

本発明者らは引張強さ５００ＭＰａ以上の高張力鋼板を種々の条件で化成処理する際の鋼板表面のミクロ組織と鋼板の化成処理性との関係を鋭意検討した結果、以下のことを確認した。

（１）引張強さ５００ＭＰａ以上の高張力鋼板の化成処理時に鋼板のＦｅとリン酸塩溶液とが反応する際に、鋼板表面のＦｅがリン酸塩溶液中に溶出して、フォスフォフィライトを形成する。

（２）上記リン酸塩溶液中に溶出するＦｅが優先的に溶出するサイトは、高Ｓｉ、高Ｍｎ鋼からなる鋼板表面において露出する地鉄（Ｆｅ領域）と表層酸化物（第１酸化物、第２酸化物）とのＳｉおよびＭｎが欠乏層に相当する界面である。

（３）焼鈍処理後に鋼板表面に形成される表面に露出する地鉄（Ｆｅ領域）と表層酸化物（第１酸化物、第２酸化物）が表面上で均一に分散するほど、これらのＳｉおよびＭｎの欠乏層に相当する界面の密度が高くなり、化成処理時にフォスフォフィライトの生成が促進される。

本発明は、上記知見を基になされたものであり、その発明の要旨とするところは以下の通りである。

即ち、本発明に係る化成処理性に優れた高張力鋼板は、質量％でＣ：０．０１〜０．３％、Ｓｉ：０．２〜３．０％、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ａｌ：０．０１〜２．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる引張強度が５００ＭＰａ以上の高張力鋼板において、該鋼板表面に露出したＦｅを主成分としたＦｅ領域が、酸化シリコンからなる第１の酸化物領域、及びマンガンシリケートからなる第２の酸化物領域の何れか又は双方により隔てられ、Ｆｅ領域間の平均間隔は０．４μｍ以下であることを特徴とする。

このとき、前記Ｆｅ領域の面積率は１５〜３５％であり、前記酸化シリコンからなる第１の酸化物領域の面積率は５〜２５％であり、前記マンガンシリケートからなる第２の酸化物領域の面積率は５０〜７０％であることを特徴としてもよい。

本発明によれば、焼鈍処理によって鋼板表面に形成される表面に露出する地鉄（Ｆｅ領域）と表層酸化物（第１酸化物、第２酸化物）を表面上で均一に分散し、これらのＳｉおよびＭｎの欠乏層に相当する界面の密度が高くなり、化成処理時にフォスフォフィライトの生成が促進される。この結果、引張強度が５００ＭＰａ以上の高張力鋼板のＰ値を０．９と高いレベルに維持することができ、化成処理後の強アルカリ性下での耐食性を向上させることが可能となる。

以下、本発明に係る化成処理性に優れた高張力鋼板及びその製造方法について詳細に説明をする。

本発明に係る高張力鋼板は、引張強度が５００ＭＰａ以上の高張力鋼板であり、プレス加工などの加工性を良好に維持できる鋼板を対象とする。その鋼板組織については特に限定する必要はないが、室温での加工誘起変態による優れた加工性と強度を付与できる鋼板組織として、フェライト相、ベイナイト相、オーステナイト相を含有する複相組織であることがこのましい。

また、本発明が対象とする高張力鋼板は、上記引張強度および成形性を満足させる点から鋼板中Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌの基本成分の含有量を以下のように限定する。

以下、組成における質量％は、単に％と記載する。

Ｃ：０．０１〜０．３％
Ｃは、鋼の焼き入れ性と強度を制御する最も基本的な元素であり、且つ残留オーステナイトを確保するために必須の元素である。詳細には、オーステナイト相中に十分なＣを固溶させ、室温でも所望のオーステナイト相を残留させる為に重要な元素であり、強度−伸びフランジ性のバランスを高めるのに有用である。このＣが０．０１％未満では、組織強化鋼板として必要となる残留オーステナイト組織を確保することが困難となる。これに対してＣが０．３％を超えると、その効果が飽和するのみならず、溶接性も低下してしまう。このため、Ｃの含有量は、０．０１〜０．３％とすることが望ましい。

Ｓｉ：０．２〜３．０％
Ｓｉは、脱酸あるいは強度向上に有効であるとともに、安定な残留オーステナイトの生成に有効な元素である。このＳｉが０．２％未満では必要とする引張強さの確保が困難になる。またこのＳｉが３．０％を超えると強度上昇の効果が飽和するとともに、パーライト中のフェライト延性が劣化し、加工性を悪化させる要因ともなる。このため、Ｓｉの含有量を０．２〜３．０％とした。

Ｍｎ：０．１〜３．０％
Ｍｎは、母材の強度上昇の役割を有し、また安価であることからＣに次いで活用される元素である。このＭｎが０．１％未満では、強度上昇の効果を得ることができない。これに対してＭｎが３．０％を超えると、スラブに割れが生じやすくなり、またスポット溶接性も劣化してしまう。このため、Ｍｎの含有量を０．１〜３．０％とした。

Ａｌ：０．０１〜２．０％
Ａｌは、脱酸元素として有効であり、また鋼の靱性向上のためにも有効な元素である。Ａｌ含有量が０．０１％未満ではこれらの十分な効果が得られず、逆にＡｌ含有量が２．０％を越えると、溶接性を劣化させたり、アルミナ系介在物の増加により鋼の靱性を劣化させる。したがって、Ａｌ含有量は０．０１〜２．０％の範囲とすることが望ましい。

本発明は、以上の成分を基本成分とするが、これに加えて、引張強度が５００ＭＰａ以上の高張力鋼板の強度を満足し、プレス加工などの加工性を良好に維持できる限り、鋼板の諸特性を改善するために、その効果を有するその他の成分を上記基本成分に加え適宜含有されていてもよい。

例えば、上述した主成分の元素に加え、焼入れ向上効果のあるＢ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、および、Ｎｂのうちの１種または２種以上を、Ｂを０．０００５％以上０．０１％未満、Ｔｉを０．０１％以上０．１％未満、Ｖを０．０１％以上０．３％未満、Ｃｒを０．０１％以上１％未満、Ｎｂを０．０１％以上０．１％未満の含有量の範囲内で添加してもよい。これらの元素を添加する場合は、鋼板の焼入れ性の向上効果を十分に得るためにそれぞれ元素の上記添加量の下限値以上の添加が好ましく、また、上記添加量の上限値を超えた量を添加しても、効果が飽和し、コストに見合うだけの焼入れ性改善効果は期待できなくなるため好ましくない。

また、例えば、強度改善効果のあるＮｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、および、Ｍｏのうちの１種または２種以上をそれぞれ０．０１％以上２．０％未満の添加量の範囲で添加しても良い。これらの元素を添加する場合は、強度改善効果を十分に得るためにそれぞれ元素の上記添加量の下限値以上の添加が好ましく、また、上記添加量の上限値を超えた量を添加しても、強度の過剰や合金コストの上昇につながるため好ましくない。

また、強度改善効果のあるＰ、Ｓ、Ｎなどの、一般的な不可避元素を含有していてもよい。

次に本発明に係る化成処理性に優れた高張力鋼板の表面組織について説明する。

図１に本発明に係る焼鈍処理により得られた鋼板表面を走査型電子顕微鏡により３００００倍の倍率で観察した結果の一例を示す。

この図１では、上記高Ｓｉおよび高Ｍｎの成分組成からなる引張強度が５００ＭＰａ以上の高張力鋼板を焼鈍処理した後、鋼板表面には酸化シリコンからなる第１の酸化物領域３１、および、マンガンシリケートからなる第２の酸化物領域３２と、表面が露出したＦｅを主成分としたＦｅ領域３３（地鉄）が形成される。本発明者らの検討の結果、鋼板表面に露出したＦｅを主成分としたＦｅ領域３３が、この周囲に形成された、酸化シリコンからなる第１の酸化物領域３１、および、マンガンシリケートからなる第２の酸化物領域３２の何れか、または、両方により隔てられ、かつＦｅ領域３３間の平均間隔は０．４μｍ以下とすることにより、鋼板表面におけるＦｅ領域３３と第１酸化物および／または第２酸化物との界面に形成させるＳｉおよびＭｎの欠乏層の単位面積あたりの密度が増加し、これを反応サイトとして化成処理時のフォスフォフィライトの生成が促進し、鋼板の化成処理性を十分に向上できることを確認した。

ここで、Ｆｅを主成分としたＦｅ領域３３とは、いわゆる地鉄を意味する。

また、酸化シリコンからなる第１の酸化物領域３１とは、酸化物中に酸化シリコンが９０％以上含有するものを意味し、この他にアルミなどの金属酸化物を含有は本発明の効果に影響がない範囲で含有することが許容される。

同様に、マンガンシリケートからなる第２の酸化物領域３２は、酸化物中にマンガンシリケートが９０％以上含有するものを意味し、この他にアルミなどの金属酸化物を含有は本発明の効果に影響がない範囲で含有することが許容される。

本発明における上記Ｆｅ領域間の平均間隔は、焼鈍処理後の鋼板表面を走査型電子顕微鏡を用いて観察し、この観察画像からＦｅ領域３３の重心座標を求め、酸化物を介して隣接するＦｅ領域の重心座標間の距離を測定した観察画像における各測定値の平均値を意味する。

鋼板表面において前記Ｆｅ領域３３間の平均間隔が０．４μｍを越える場合には、鋼板表面における第１酸化物領域３１および／または第２酸化物領域３２の面積率が相対的に大きくなり、Ｆｅとリン酸塩溶液との反応は遅れ、フォスフォフィライトの生成が十分なされず、Ｐ値が０．９以上の優れた化成処理性は得られなくなる。

また、本発明の好ましい形態として、上記効果を安定して得るために、さらに、上記鋼板表面において、鋼板表面において前記Ｆｅ領域３３の面積率を１５％〜３５％とし、酸化シリコンからなる第１の酸化物領域３１の面積率を５〜２５％とし、マンガンシリケートからなる第２の酸化物領域３２の面積率を５０〜７０％とすることが好ましい。このとき、これら第１の酸化物領域３１と、第２の酸化物領域３２と、Ｆｅ領域３３の面積率の総和が１００％となるようにする。

ここで、本発明における上記Ｆｅ領域３３の面積率は、焼鈍処理後の鋼板表面を走査型電子顕微鏡を用いて観察し、この観察画像の全体面積に対するＦｅ領域３３の面積の割合を測定する。

鋼板表面において前記Ｆｅ領域３３の面積率が１５％未満の場合には鋼板の化成処理時の燐酸塩溶液とＦｅとの反応が遅れるため、Ｐ値が０．９以上の優れた化成処理性は得られなくなる。一方、このＦｅ領域３３の面積率が３５％を超えると、Ｆｅ領域３３が連続する領域が多くなり、鋼板表面におけるＦｅ領域３３と第１酸化物および／または第２酸化物との界面に形成されるＳｉおよびＭｎの欠乏層の単位面積あたりの密度が減少するために、化成処理時のフォスフォフィライトの生成促進効果が十分に得られず、Ｐ値が０．９以上の優れた化成処理性は得られなくなる。

酸化シリコンからなる第１の酸化物領域３１の面積率が５％未満の場合、マンガンシリケートからなる第２の酸化物領域３２の面積率が５０％未満の場合には、これらの表面酸化物領域によりＦｅ領域３３間を隔てることができず、Ｆｅ領域３３の面積率やＦｅ領域３３間の平均間隔が過度に大きくなり、安定してＰ値が０．９以上の優れた化成処理性を得られない場合が生じる。また、酸化シリコンからなる第１の酸化物領域３１の面積率が２５％を超える場合、マンガンシリケートからなる第２の酸化物領域３２の面積率が７０％を超える場合には、Ｆｅ領域３３の面積率が過度に小さくなり、Ｆｅと燐酸塩溶液との反応が遅れるため、安定してＰ値が０．９以上の優れた化成処理性を得られない場合が生じる。

次に、本発明に係る化成処理性に優れた高張力鋼板の製造方法について説明をする。

上述した成分からなる鋼板を成形後、残留応力の除去や切削性の向上を図るべく焼鈍を行う。この焼鈍では、鋼板の成形後、再結晶温度まで加熱してこれを一定温度で保定した後、普通炉冷により緩やかに冷却させる。

図２は、本発明を適用した高張力鋼板の製造方法における焼鈍温度履歴の一例を示している。この焼鈍においては、予熱工程Ｓ１１（実際の焼鈍炉内では予熱帯に相当する）と、昇温工程Ｓ１２（実際の焼鈍炉内では加熱帯に相当する）と、再結晶化工程Ｓ１３（実際の焼鈍炉内では焼鈍帯に相当する）と、降温工程Ｓ１４（実際の焼鈍炉内では冷却帯に相当する）とからなる。

先ず、予熱工程Ｓ１１においては、鋼板を室温から予熱温度Ｔｐ（℃）まで昇温させる。Ｔｐは３００〜５００℃とする。予熱温度Ｔｐが３００℃未満の場合には鋼板内の残留応力の除去が不十分となり好ましくない。また、予熱温度Ｔｐが５００℃を超える場合にはコスト面で好ましくない。

また、この予熱工程Ｓ１１におけるＮ₂とＨ₂の混合ガスからなる焼鈍雰囲気のＰＨ₂Ｏ／ＰＨ₂がｌｏｇ（ＰＨ₂Ｏ／ＰＨ₂）≦−２．８×１０^-6 （Ｔｐ＋２７３） ²＋６．８×１０^-3 （Ｔｐ＋２７３）−４．８を満たすように制御する。ｌｏｇ（ＰＨ₂Ｏ／ＰＨ₂）が−２．８×１０^-6 （Ｔｐ＋２７３） ²＋６．８×１０^-3 （Ｔｐ＋２７３）−４．８を超えると、鋼板表面にＦｅ酸化物が顕著に生成し、鋼板表面に疵を作る原因となるので望ましくない。

図３(a)〜(c)は、焼鈍が施される鋼板５の断面模式図を、また図３(d)〜(f)は、焼鈍が施される鋼板５の表面の模式図を示している。図３(a),(d)は、予熱工程Ｓ１１を、また、図３(b),(e)は、昇温工程Ｓ１２を、また図３(c),(f)は、再結晶化工程Ｓ１３を模式的に表している。

この予熱工程Ｓ１１においては、図３(a)に示すように鋼板５中に何ら内部酸化物が生成されていない状態にある。この予熱工程Ｓ１１において焼鈍温度を予熱温度Ｔｐまで昇温させた後、次の昇温工程Ｓ１２に移行する。

昇温工程Ｓ１２においては、鋼板５を予熱温度Ｔｐから再結晶化温度Ｔｒ（６５０℃〜９００℃）まで昇温させる。この昇温工程Ｓ１２においては、雰囲気のＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２が５．３×１０^−８Ｔｒ^２＋１．４×１０^−５Ｔｒ−０．０１≦（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）≦６．４×１０^−７Ｔｒ^２＋１．７×１０^−４Ｔｒ−０．１であり、図３(b)に示すように鋼板５表面から深さ1μｍまでの領域において微細な内部酸化物１１が生成される。この内部酸化物とは、酸化シリコン、酸化マンガン、マンガンシリケート、マンガンアルミニウム酸化物、マンガンアルミニウムシリケートから選ばれる１種以上の酸化物粒子である。

この昇温工程Ｓ１２において内部酸化物１１を生成させるためには、ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２を、５．３×１０^−８Ｔ^２＋１．４×１０^−５Ｔ−０．０１≦ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）≦６．４×１０^−７Ｔ^２＋１．７×１０^−４Ｔ−０．１を満たすように制御する。その理由として、ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）が６．４×１０^−７Ｔ^２＋１．７×１０^−４Ｔ−０．１を超えると内部酸化物１１が粗大化し、後述する再結晶工程で、鋼板表面のミクロ組織を微細化するための内部酸化物１１による粒界ピン止め効果が減少し、さらにＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２を上昇させると表面にＦｅ酸化物が顕著に生成されＦｅ領域が減少し地鉄/酸化物界面の密度が減少するので好ましくない。これに対して、ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）が５．３×１０^−８Ｔ^２＋１．４×１０^−５Ｔ−０．０１を下回ると、鋼板表層からの酸素の供給がこの温度域において不十分となり、微細な内部酸化物１１を充分に生成させることができなくなるためである。

なお、昇温工程Ｓ１２では、昇温速度を１〜２０℃／秒とする。ここでいう昇温速度とは、予熱温度Ｔｐから再結晶化温度に至るまでの加熱速度の平均であり、加熱途中の加熱条件を規定するものではない。このため、加熱速度の平均が上述した範囲内にあれば、ある期間において昇温速度が上述した範囲を逸脱するものであってもよい。

昇温速度が１〜２０℃／秒とした理由は、昇温速度が1℃/秒以下である場合には、酸化物粒子が粗大化してしまい、地鉄と酸化物から構成された鋼板表面のミクロ組織を微細化させることが不可能となり、昇温速度が２０℃／秒以上である場合には、酸化物粒子の形成が遅れるため、地鉄と酸化物から構成された鋼板表面のミクロ組織を微細化させることができない。ちなみに、この昇温速度は、酸化物粒子の十分な形成量を得る観点から１℃／秒〜２０℃／秒の範囲とすることが望ましい。この昇温工程Ｓ１２において焼鈍温度を再結晶化温度まで昇温させた後、次の再結晶化工程Ｓ１３へ移行する。

再結晶化工程Ｓ１３においては、再結晶化温度Ｔｒ（６５０〜９００℃）で一定に保持する。

再結晶化温度Ｔｒが６５０℃未満の場合には再結晶が不十分であり、鋼板に必要なプレス加工性を具備することはできない。また、再結晶化温度Ｔｒが９００℃を超えるような温度で焼鈍することはコストの上昇を招くため好ましくない。

この再結晶化工程における焼鈍雰囲気の水素分圧比（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）をｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）≦５．３×１０^−８Ｔ^２＋１．４×１０^−５Ｔ−０．０１を満たすように制御する。その結果、昇温工程Ｓ１２において生成させた内部酸化物１１を、この再結晶化工程Ｓ１３において図３(c)に示すように結晶粒界１２において成長させ、内部酸化物１５とすることが可能となる。この再結晶化工程Ｓ１３において成長した内部酸化物１５は、鋼板表面近傍等から元素を多く吸収していることから、内部酸化物１１と比較してその成分比率が異なる。また、この内部酸化物１５は、内部酸化物１１と比較してそのサイズが大きくなっている。

なお、この水素分圧比ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）が５．３×１０^−８Ｔ^２＋１．４×１０^−５Ｔ−０．０１を超える場合には、内部酸化物の粒子が粗大化し、粒界ピン止め効果が減少して鋼板組織の結晶粒が粗大化してしまうため、（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）は上述した範囲内とする。再結晶化温度における保持時間を４０〜６００秒とする。再結晶化温度での保持時間が４０秒以下では、鋼板組織の再結晶化が十分でなく、所望の特性が得られない。また、保持時間が６００秒以上では、内部酸化物の粒子が粗大化し、粒界ピン止め効果が減少して鋼板表面組織の結晶粒が粗大化してしまう。

昇温工程Ｓ１２における昇温速度を上述した範囲内に設定して、微細な内部酸化物の単位体積当たりの数を増加させ、かかる内部酸化物が十分に形成されている状態下において、再結晶化温度における保持時間を、４０秒〜６００秒の範囲内とすることにより当該内部酸化物を成長させる。

また、この再結晶化工程Ｓ１３においては、鋼板表面に表層酸化物１３が形成され、この表層酸化物１３が、鋼板表面に露出した結晶粒界１２を覆う場合もある。仮に、この結晶粒界１２に酸化物が付着するとしても、これは、厚さ１０ｎｍにも満たないいわゆる自然酸化膜である。以下では、このような自然酸化膜としての酸化物１３が鋼板表面において粒界形成されていたとしても、鋼板表面において粒界が露出しているものと同等と考えるものとする。

この再結晶化工程Ｓ１３において再結晶温度での保定を終了させた後、降温工程Ｓ１４へと移行する。降温工程Ｓ１４においては、普通炉冷により鋼板を冷却させる。

なお、平面的に見た模式図では、昇温工程Ｓ１２において図３(e)に示すように鋼板表面に酸化シリコンからなる第１の酸化物領域３１、マンガンシリケートからなる第２の酸化物領域３２が徐々に現れてくる。そして、再結晶化工程Ｓ１３において、図３(f)に示すように第１の酸化物領域３１、第２の酸化物領域３２の何れか又は双方により隔てられたＦｅ領域３３が形成されることになる。

表１に示す組成からなる鋼を熱間圧延、酸洗後、冷間圧延を行い、厚さ０．８ｍｍの冷延鋼板とした。

ちなみにこの表１では、本発明において規定した成分の範囲内にある鋼種Ａ〜Ｅの本発
明鋼を例示している。

次に、上述の成分からなる本発明鋼、比較鋼を連続焼鈍設備を使用して焼鈍を行った。この連続焼鈍設備では、炉内の水蒸気分圧と水素分圧の比ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２が制御可能とされている。即ち、炉内における水素ガス中に水蒸気を導入し、炉内のＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２が表２に示すような雰囲気１）となるように調整した。

また、炉内の水素濃度、水蒸気濃度の制御は、炉内に設置した室温での露点計と、水素濃度計をモニタリングしつつ、制御することとした。

この表２における雰囲気１）の値は、鋼板温度が室温から予熱温度に至るまでの予熱工程Ｓ１１におけるｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）を示している。

また、この表２に示される昇温速度（℃／秒）は、昇温工程Ｓ１２での昇温速度を示しており、また雰囲気２）は、昇温工程Ｓ１２における炉内のＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２を示している。

さらに、この表２に示される再結晶化温度（℃）は、再結晶化工程Ｓ１３における再結晶化温度を示しており、また雰囲気３）は、再結晶化工程Ｓ１３における炉内のＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２を示している。

ちなみに、熱処理条件はＨＰ１〜ＨＰ８の８種類について行うこととし、ＨＰ１、４、５は本発明において規定した製造条件の範囲内とした。また、ＨＰ２は、雰囲気１）について本発明で規定した製造条件から逸脱させ、またＨＰ３は、雰囲気２）について、本発明で規定した製造条件から逸脱させた。ＨＰ６は、雰囲気３）について本発明で規定した製造条件から逸脱させ、更にＨＰ７は昇温速度を０．５℃／秒とすることにより本発明で規定した製造条件から逸脱させた。また、ＨＰ８は、昇温速度を３０℃／秒とすることにより本発明で規定した製造条件から逸脱させた。

なお、全ての熱処理条件ＨＰ１〜ＨＰ８に関して、予熱温度は５００℃、再結晶化温度は、８００℃とした。また、再結晶化工程Ｓ１３における再結晶化温度での保持時間は、６０秒とした。

焼鈍後の本発明鋼について、Ｆｅ領域３３の平均間隔、Ｆｅ領域３３、酸化シリコンからなる第１の酸化物領域３１、および、マンガンシリケートからなる第２の酸化物領域３２の各面積率、化成処理後のＰ値、化成処理後の耐食性について評価を行った。表３は、その評価結果を示している。

鋼板表面におけるＦｅ領域３３の平均間隔は、走査型電子顕微鏡の観察画像から、Ｆｅ領域３３の重心座標を求め、酸化物を介して隣接するＦｅ領域の重心座標間の距離を求め、観察画像における各測定値の平均値が０．４μｍ以下の場合は合格（○）とし、０．４μｍを超える場合には不合格（×）とした。なお、平均間隔の意味するところは、あくまで図３(f)に示すＦｅ領域３３ａとＦｅ領域３３ｂのように一の第１の酸化物領域３１又は一の第２の酸化物領域３２を介して隣接するものの間隔を示すものであり、例えばＦｅ領域３３ａとＦｅ領域３３ｃのように複数の領域３１〜３３を跨ぐものを意味するものではない。

鋼板表面におけるＦｅ領域３３の面積率は、走査型電子顕微鏡の観察画像からＦｅ領域の面積を測定し、観察画像における各測定値の平均値が本発明で規定する１５〜３５％の範囲を満足する場合を合格（○）とし、外れる場合を不合格（×）とした。

鋼板の化成処理後のＰ値は、Ｘ線回折により、フォスフォフィライトの（１１０）面とホパイトの（０２０）面からの回折線の強度をそれぞれＰ、Ｈとし、Ｐ／（Ｐ＋Ｈ）のピーク強度比によって表すこととした。Ｐ値が０．９以上を合格（○）とし、それ未満を不合格（×）とした。

さらに、化成処理を施した鋼板に電着塗装を行った後、耐食性を評価した。電着塗装は、日本ペイント製のＶ−５０を使用して膜厚を２５μｍとして焼付け温度は１７０℃とした。電着後、カッターによって電着塗装面の上からカット疵を付け、５５℃、５％のＮａＣｌ水溶液に２４０時間浸漬し、カット疵部分でテープ剥離試験を行い、カット疵周辺の塗膜の最大剥離幅を測定した。最大剥離幅が２ｍｍ未満を合格（○）とし、２ｍｍ以上を不合格（×）とした。

表３から、熱処理条件ＨＰ１、３〜５については、本発明鋼としての鋼種Ａ〜Ｅについて何れも各評価項目について合格という結果を得ることができた。これに対して、熱処理条件ＨＰ２、６〜８については、鋼種Ａ〜Ｅについて何れも各評価項目について不合格であった。

これらの結果より、本発明に係る高張力鋼板で規定した成分を有する鋼片につき、本発明の製造方法で規定した熱処理条件に基づいて焼鈍処理を行うことにより、Ｆｅ領域３３を酸化シリコンからなる第１の酸化物領域３１、および、マンガンシリケートからなる第２の酸化物領域３２により隔てることが可能となる。同様に、Ｐ値を安定して高いレベルとさせることで耐食性を向上させることが可能となる。即ち、この表３の結果から、本発明所期の作用効果を得ることができることが示唆されている。

本発明に係る焼鈍処理により得られた鋼板の表面を走査型電子顕微鏡により３００００倍の倍率で観察した結果の一例を示す図である。本発明を適用した高張力鋼板の製造方法における焼鈍温度履歴の一例を示す図である。焼鈍が施される鋼板の断面模式図を示す図である。

符号の説明

３１酸化シリコンからなる第１の酸化物領域
３２マンガンシリケートからなる第２の酸化物領域
３３表面が露出したＦｅを主成分としたＦｅ領域

Claims

質量％でＣ：０．０１〜０．３％、Ｓｉ：０．２〜３．０％、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ａｌ：０．０１〜２．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる引張強度が５００ＭＰａ以上の高張力鋼板において、該鋼板表面に露出したＦｅを主成分としたＦｅ領域が、酸化シリコンからなる第１の酸化物領域、及びマンガンシリケートからなる第２の酸化物領域の何れか又は双方により隔てられ、Ｆｅ領域間の平均間隔は０．４μｍ以下であることを特徴とする化成処理性に優れた高張力鋼板。
前記Ｆｅ領域の面積率は１５〜３５％であり、前記酸化シリコンからなる第１の酸化物領域の面積率は５〜２５％であり、前記マンガンシリケートからなる第２の酸化物領域の面積率は５０〜７０％であることを特徴とする請求項１記載の化成処理性に優れた高張力鋼板。