JP6210175B2 - 高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、自動車用部材の使途に有用な、引張強さ(TS)：1300MPa以上を有し、化成処理性および加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法に関する。

近年、CO₂排出量低減と衝突安全性に対するニーズを背景に、自動車ボディの軽量化と高強度化が進められている。自動車ボディの軽量化には、使用部品の薄肉化が最も有効である。すなわち、自動車ボディの強度を維持しつつその軽量化を図るためには、自動車部品用素材となる鋼板の高強度化により鋼板を薄肉化することが有効である。現状、自動車部品用素材すなわち自動車用鋼板の引張強度は980〜1180MPa級である。しかし、鋼板高強度化への要求は益々増加しており、従来と同等の伸びと伸びフランジ性（以下、伸びと伸びフランジ性を合わせて、加工性と称する。また、伸びを延性と称することもある。）を有しながら、引張強度で1300MPaを超える高強度鋼板の開発が必要とされている。

また、自動車用鋼板は塗装をして使用されており、その塗装の前処理として、リン酸塩処理等の化成処理が施される。この鋼板の化成処理は塗装後の耐食性を確保するための重要な処理のひとつであるため、自動車用鋼板には化成処理性に優れることも要求される。

以上から、高強度で化成処理性および加工性に優れた鋼板の開発が必須であり、これまでにも鋼板の高強度と高加工性の両立のために様々な試みがなされている。

特許文献1では、Cを多量に添加することで、強度と延性のバランスが改善されている。しかしながら、Cを多量に添加すると2相間の硬度差に起因した伸びフランジ性の劣化が起きてしまう。

特許文献2では、Siを活用している。しかしながら、Siを多量に添加すると、特許文献2に記載の製造方法の場合、連続焼鈍ライン内にて鋼板表面にSi酸化物が形成され、化成処理性が劣化することが推察され、自動車用鋼板として好ましくない。

特許文献3では、Mnを多量に添加することで、Si−Mn複合酸化物を鋼板表面に微細分散させ、りん酸亜鉛結晶の核生成サイトとして活用すると共に、鋼板表面SiO₂を極力低減させることで化成処理性を確保している。しかしながら、特許文献3に記載のC量とSi量では引張強度1300MPaと伸び10％以上を達成することは困難である。

特開2010−90432号公報 特開2012-12642号公報 特許第3934604号公報

本発明はかかる事情に鑑み、引張強さ：1300MPa以上を有し、化成処理性および加工性に優れた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。

一般に、低合金コストで1300MPa以上の高強度化を達成するには、ミクロ組織をマルテンサイト単相組織やフェライト−マルテンサイト複合組織にする必要がある。しかし、鋼板の高強度化に伴い伸びは低下するため、高い強度と加工性を両立させるには、成分設計や組織制御等の最適化が重要である。

Siの添加と最適な組織制御によって延性をさほど低下させずに高強度化を図ることが可能である。しかし、前述の通りSiの添加によりSi酸化物に起因した化成処理性の劣化が生じてしまう。そのため、Siを自動車用高強度鋼板の開発に利用する場合、Si酸化物を除去できる製造プロセスが必須である。

鋼板の高強度化にMnは効果的である。しかし、必要以上のMn添加によって、鋳造時、偏析し、フェライトとマルテンサイトが帯状に分布した鋼組織が形成される。そのため機械的特性に異方性が生じ、加工性が劣化する。

上記を鑑み、検討したところ、Mnを必要以上に添加せずにSiおよびMnを下記式（1）を満たす範囲で含有し、冷間圧延後、連続焼鈍した鋼板を酸洗した後、さらに再酸洗し、鋼板表面のSi系酸化物を除去することで、引張強さ：1300MPa以上を有し、化成処理性および加工性に優れた高強度冷延鋼板が製造可能であることを見出した。
［Si］／［Mn］ ≧ 0.5 … （1）
ただし、式中［Si］はSi含有量（質量％）を示し、［Mn］はMn含有量（質量％）を示す。

本発明は以上の知見に基づいてなされたものであり、以下を要旨とするものである。
［１］成分組成は、質量％で、C：0.15％以上0.22％以下、Si：1.0％以上2.0％以下、Mn：1.7％以上2.5％以下、P：0.05％以下、S：0.02％以下、Al：0.01％以上0.05％以下、N：0.005％以下を含有し、かつ下記式（１）を満たし、残部は鉄及び不可避的不純物からなり、組織は、面積率で、焼戻しマルテンサイトが60％以上100％未満、未変態オーステナイトが5％以下（0％含む）、残部がフェライトであり、該フェライトの平均結晶粒径が3.5μｍ未満であり、鋼板表面において、円相当直径5μｍ以下のSi−Mn複合酸化物の個数が10個／100μｍ^２未満であり、Siを主体とする酸化物の鋼板表面被覆率が1％以下であり、引張強度が1300MPa以上である高強度冷延鋼板。
［Si］／［Mn］ ≧ 0.5 … （１）
ただし、式中［Si］はSi含有量（質量％）を示し、［Mn］はMn含有量（質量％）を示す。
［２］前記成分組成に加えて、質量％で、Ti：0.010％以上0.020％以下を含有する上記［１］に記載の高強度冷延鋼板。
［３］前記成分組成に加えて、質量％で、Nb：0.02％以上0.10％以下を含有する上記［１］または［２］に記載の高強度冷延鋼板。
［４］前記成分組成に加えて、質量％で、B：0.0002％以上0.0020％以下を含有する上記[１]〜［３］のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
［５］前記成分組成に加えて、質量％で、V：0.01％以上0.30％以下、Mo：0.01％以上0.30％以下、Cr：0.01％以上0.30％以下の１種以上を含有する上記［１］〜［４］のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
［６］前記成分組成に加えて、質量％で、Cu：0.01％以上0.30％以下、Ni：0.01％以上0.30％以下の1種以上を含有する上記［１］〜［５］のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
［７］前記成分組成に加えて、質量％で、Sn：0.001％以上0.100％以下、Sb：0.001％以上0.100％以下、Ca：0.0002％以上0.0100％以下、W：0.01％以上0.10％以下、Co：0.01％以上0.10％以下、REM：0.0002％以上0.0050％以下の1種以上を含有する上記［１］〜［６］のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
［８］上記［１］〜［７］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、1200℃以上の温度に加熱し、次いで、仕上げ圧延出側温度800℃以上とする熱間圧延を施し、450℃以上700℃以下の温度で巻取り、冷間圧延し、次いで、Ac₁点以上Ac₃点以下の焼鈍温度まで加熱しAc₁点からAc₃点までの温度域の滞留時間が30秒以上1200秒以下であり、前記焼鈍温度から一次冷却停止温度600℃以上の温度まで平均冷却速度100℃/s未満で一次冷却し、二次冷却停止温度100℃以下の温度まで平均冷却速度100℃/s以上1000℃/s以下で二次冷却する焼鈍処理を施し、次いで、100℃以上300℃以下の温度まで加熱し、100℃から300℃までの温度域の滞留時間が120秒以上1800秒以下である焼戻し処理を施し、さらに、酸洗、再酸洗を施す高強度冷延鋼板の製造方法。
［９］前記再酸洗では、前記酸洗で用いる酸洗液とは異なり、かつ、非酸化性の酸を酸洗液として用いる上記［８］に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
なお、本発明において、高強度冷延鋼板とは、引張強さ（TS）が1300MPa以上の冷延鋼板である。

本発明によれば、引張強さ：1300MPa以上を有し、化成処理性および加工性に優れた高強度冷延鋼板が得られる。本発明の高強度冷延鋼板は引張強さ：1300MPa以上を有し、かつ化成処理性および加工性に優れるため、自動車の構造部材等の使途に好適に用いることができ、自動車部品の軽量化やその信頼性を向上させる等、その効果は著しい。

以下、本発明について詳細に説明する。なお、以下の％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。

まず、本発明鋼板の成分組成の限定理由について説明する。

C：0.15％以上0.22％以下
Cは鋼板の強度と延性のバランスを改善するのに有効な元素である。C量が0.15％未満では、引張強度1300MPa以上を確保するのが困難である。一方、C量が0.22％を超えると粗大なセメンタイトが析出し、伸びフランジ性等の加工性が劣化する。よって、C量は0.15％以上0.22％以下の範囲とする。好ましくは0.16％以上である。好ましくは0.20％以下である。

Si：1.0％以上2.0％以下
Siは鋼板の延性をさほど低下させることなく強度を確保するために有効な元素である。Si量が1.0％未満の場合、高強度かつ高加工性の鋼板が製造できない。一方、Si量が2.0％を超えると、酸洗後に再酸洗する工程を経たとしても鋼板表面のSi酸化物が除去しきれず、化成処理性が低下する。よって、Si量は1.0％以上2.0％以下の範囲とする。好ましくは1.0％以上である。好ましくは1.5％以下である。

Mn：1.7％以上2.5％以下
Mnは鋼板の強度を高める元素である。Mn量が1.7％未満の場合、引張強度1300MPa以上を確保するのが困難である。一方、Mn量が2.5％を超えると、鋳造時の偏析によりフェライトとマルテンサイトが帯状に分布した鋼組織を形成する。その結果、機械的特性に異方性が生じ、加工性が劣化する。よって、Mn量は1.7％以上2.5％以下の範囲とする。

［Si］／［Mn］ ≧ 0.5
ただし、式中［Si］はSi含有量（質量％）を示し、［Mn］はMn含有量（質量％）を示す。

SiとMnのバランスにより、Si主体の酸化物とSi-Mn複合酸化物のそれぞれの生成量が決まる。各々の酸化物のどちらか一方が極端に多く生成した場合、酸洗後に再酸洗する工程を経たとしても鋼板表面に酸化物が除去しきれず、化成処理性が劣化する。そのため、SiとMnの量比を規定する必要がある。Siに比べてMnが過剰に多い場合、つまり[Si]／[Mn]＜0.5のとき、Si-Mnを主体とする酸化物（Si-Mn複合酸化物）が過剰に生成するため、本発明で意図する化成処理性が得られない。よって、［Si］／［Mn］≧ 0.5とする。

P：0.05％以下
Pは不純物元素であり、延性を劣化させるため低減しなければならない。0.05%を超えると、鋳造時のオーステナイト粒界へのP偏析に伴う粒界脆化により局部延性が劣化する。その結果、強度と延性のバランスが劣化する。よって、P量は0.05％以下とする。好ましくは0.02％以下である。

S：0.02％以下
Sは鋼板中にMnSとして存在し、耐衝撃特性、強度および伸びフランジ性の低下を招くため、極力低減させることが好ましい。そのため、上限は0.02％とする。好ましくは0.002％以下である。

Al：0.01％以上0.05％以下
Alは自身が酸化物を形成することによってSiなどの酸化物を低減させ、延性を改善する効果がある。しかしながら、0.01％未満では有意な効果は得られない。一方、0.05％を超えてAlを過度に添加すると、AlとNとが結合して窒化物が形成される。この窒化物は鋳造時にオーステナイト粒界上に析出して粒界脆化させるため、伸びフランジ性を劣化させる。よって、Al量は0.01％以上0.05％以下の範囲とする。

N：0.005％以下
NはAlおよびTiと窒化物を形成し、上記のように伸びフランジ性を劣化させる。N量が0.005％を超えるとTi、Al窒化物により伸びフランジ性が顕著に劣化し、また、固溶Nの増加による伸びの低下も著しい。このためN量は0.005％以下とする。好ましくは0.002％以下とする。

Ti: 0.010％以上0.020％以下
Tiは組織を微細化する効果を有するため、必要に応じて添加しても良い。Ti量が0.010％未満では組織を微細化する効果は小さい。一方、0.020％を超えて添加しても組織微細化の効果が飽和するばかりか、粗大なTi、Nb複合炭化物を形成して強度と延性のバランスおよび伸びフランジ性を劣化させる場合がある。さらに製造コストが増大する。このため、Tiを添加する場合には、0.010％以上0.020％以下とする。好ましくは0.012％以上である。好ましくは0.018％以下である。

Nb: 0.02％以上0.10％以下
NbはTiと同様に組織を微細化する効果を有するため、必要に応じて添加してもよい。Nb量が0.02％未満では組織を微細化する効果は小さい。一方、0.10％を超えて添加しても組織微細化の効果は飽和するばかりか、粗大なTi、Nb複合炭化物を形成して強度と延性のバランスおよび伸びフランジ性を劣化させる場合がある。さらに製造コストも増大する。このため、Nbを添加する場合には、0.02％以上0.10％以下とする。好ましくは0.04％以上である。好ましくは0.08％以下である。

B: 0.0002％以上0.0020％以下
Bは連続焼鈍における加熱時にオーステナイト粒界に偏析し、冷却時のオーステナイトからのフェライト変態およびベイナイト変態を抑制して、焼もどしマルテンサイトの形成を容易化する。その結果、鋼板を強化する。そのため、必要に応じて添加してもよい。B量が0.0002％未満では、上記効果は小さい。一方、B量が0.0020％を超えると、ホウ炭化物Fe₂₃（C、B）₆が生じて加工性の劣化と強度の低下が起きる場合がある。このため、B量は添加する場合には、0.0002％以上0.0020％以下とする。

本発明において、更に特性を向上させる場合、V：0.01％以上0.30％以下、Mo：0.01％以上0.30％以下、Cr：0.01％以上0.30％以下の1種以上を含有することが好ましい。

V: 0.01％以上0.30％以下
VとＣとが結合して形成される微細炭化物は鋼板の析出強化に有効であり、Vを必要に応じて添加してもよい。V量が0.01％未満では上記効果が小さい。一方、V量が0.30％を超えると、炭化物が過剰に析出して強度と延性のバランスが劣化する場合がある。このため、V量は添加する場合には0.01％以上0.30％以下とする。

Mo: 0.01％以上0.30％以下
Moは鋼板の焼入強化に有効であり、鋼組織の微細化効果も有するので必要に応じて添加してもよい。Mo量が0.01％未満では上記効果は小さい。一方、Mo量が0.30％を超えると、効果が飽和するばかりか、連続焼鈍時に鋼板表面にMo酸化物の形成が促進され、鋼板の化成処理性が著しく低下する場合がある。このため、Mo量は添加する場合には、0.01％以上0.30％以下とする。

Cr: 0.01％以上0.30％以下
Crは鋼板の焼入強化に有効であり、必要に応じて添加してもよい。Cr量が0.01％未満では強化能が小さい。一方、Cr量が0.30％を超えると、連続焼鈍時に鋼板表面にCr酸化物の生成が促進されるため、鋼板の化成処理性が著しく低下する場合がある。このため、Cr量は添加する場合には、0.01％以上0.30％以下とする。
本発明において、更に特性を向上させる場合、Cu：0.01％以上0.30％以下、Ni：0.01％以上0.30％以下の1種以上を含有することが好ましい。

Cu: 0.01％以上0.30％以下
Cuは連続焼鈍における冷却時のオーステナイトからのフェライト変態およびベイナイト変態を抑制して、焼もどしマルテンサイトの形成を容易化し、鋼板を強化する。そのため、必要に応じて添加してもよい。Cu量が0.01％未満では、上記効果は小さい。一方、Cu量が0.30％を超えると、フェライト変態が過度に抑制されて延性が低下する場合がある。このため、Cu量は添加する場合には、0.01％以上0.30％以下とする。

Ni: 0.01％以上0.30％以下
Niは連続焼鈍における冷却時のオーステナイトからのフェライト変態およびベイナイト変態を抑制して、焼もどしマルテンサイトの形成を容易化し、鋼板を強化する。そのため、必要に応じて添加してもよい。Ni量が0.01％未満では、上記効果は小さい。また、Ni量が0.30％を超えると、フェライト変態が過度に抑制されて延性が低下する場合がある。このため、Ni量は添加する場合には、0.01％以上0.30％以下とする。

本発明において、特性に悪影響を及ぼさない範囲で、更に特性を向上させるために、Sn：0.001％以上0.100％以下、Sb：0.001％以上0.100％以下、Ca：0.0002％以上0.0100％以下、W：0.01％以上0.10％以下、Co：0.01％以上0.10％以下、REM：0.0002％以上0.0050％以下の1種以上を含有することが好ましい。

Sn：0.001％以上0.100％以下、Sb：0.001％以上0.100％以下
Sn、Sbはいずれも表面酸化や脱炭、窒化を抑制する効果を有するため、必要に応じて含有させることができる。しかしながら、Sn量、Sb量がそれぞれ0.001％未満では上記効果は小さい。一方、添加量がそれぞれ0.100％を超えてもその効果は飽和する。このため、Sn、Sbを添加する場合には、それぞれ0.001％以上0.100％以下とする。好ましくは0.005％以上である。好ましくは0.010％以下である。

Ca: 0.0002％以上0.0100％以下
Caは、硫化物の形態制御や粒界強化、固溶強化を通じて延性を向上する効果を有するため、必要に応じて含有させることができる。しかしながら、Ca量が0.0002％未満では上記効果は小さい。また、過度に添加すると粒界偏析などにより延性が劣化する。このため、Caを添加する場合には、0.0002％以上0.0100％以下とする。

W：0.01％以上0.10％以下、Co：0.01％以上0.10％以下
W、Coはいずれも硫化物の形態制御や粒界強化、固溶強化を通じて延性を向上する効果を有するため、必要に応じて含有させることができる。しかしながら、W量、Co量がそれぞれ0.01％未満では上記効果は小さい。一方、過度に添加すると粒界偏析などにより延性が劣化する。このため、W、Coを添加する場合には、それぞれ0.01％以上0.10％以下とする。

REM: 0.0002％以上0.0050％以下
REMは、硫化物の形態制御や粒界強化、固溶強化を通じて延性を向上する効果を有するため、必要に応じて含有させることができる。しかしながら、REM量が0.0002％未満では上記効果は小さい。一方、過度に添加すると粒界偏析などにより延性が劣化する。このため、REMを添加する場合には、0.0002％以上0.0050％以下とする。

本発明において、上記以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、O（酸素）等が挙げられ、Oの含有量は0.01％以下であれば許容できる。

次に、本発明鋼板の重要な要件である組織について説明する。

面積率で、焼戻しマルテンサイトが60％以上100％未満を含み、未変態オーステナイトが5％以下（0％含む）であり、残部がフェライトであり、フェライトの平均結晶粒径が3.5μｍ未満
焼戻しマルテンサイトとフェライトを有する組織の鋼の引張強度は、焼戻しマルテンサイトの面積率の増加に伴って上昇する。これは焼戻しマルテンサイトとフェライトでは、焼戻しマルテンサイトの方が硬度が高く、引張変形時における変形抵抗は硬質相である焼戻しマルテンサイトが担っており、焼戻しマルテンサイトの面積率が大きいほど焼戻しマルテンサイト単相組織の引張強度に漸近するためである。本発明の鋼成分範囲においては、焼戻しマルテンサイトの面積率が40％未満では引張強度1300MPa以上は得られない。また、焼戻しマルテンサイトとフェライトの界面の面積が大きい、つまり焼戻しマルテンサイトの面積率が40％以上60％未満の時、2相間の硬度差に起因したボイドの生成頻度が増加し、ボイドが連結し易くなり亀裂の進展を早めるため、伸びフランジ性が劣化してしまう。以上より、引張強度を確保しつつ加工性を向上させるには、焼戻しマルテンサイトの面積率は60％以上必要である。一方、焼戻しマルテンサイトの面積率が100％の場合には優れた加工性が得られない。また、5％以下の未変態オーステナイトが不可避的に混在する場合がある。しかし、5％以下であれば、本発明の効果を得る上で問題はなく、許容される。以上より、焼戻しマルテンサイトの面積率は100％未満とし、未変態オーステナイトが5％以下（0％含む）であり、残部はフェライトとする。好適な焼戻しマルテンサイトの面積率の下限は70％である。好適な上限は90％である。

フェライトの平均結晶粒径が3.5μm以上の場合、結晶粒微細化強化が不十分であるため所定の強度が得られない。また、変形の際、結晶粒間で変形の不均一が生じやすくなるため加工性が劣化する。よって、フェライトの平均結晶粒径は3.5μm未満とする。

なお、焼戻しマルテンサイトの面積率、フェライトの面積率、フェライトの平均結晶粒径は、後述する実施例の方法にて測定することができる。

円相当直径5μｍ以下のSi−Mn複合酸化物の個数が10個／100μm²未満
Si−Mn複合酸化物が鋼板表面に存在すると、化成処理性が著しく劣化する。粗大なSi−Mn複合酸化物が鋼板表面に存在すると、化成処理性を劣化させることは言うまでも無い。円相当直径5μm以下のSi−Mn複合酸化物であっても、ある一定の個数密度を超えた分布形態になったときには、化成処理性の劣化が顕在化する。そこで、円相当直径5μm以下のSi−Mn複合酸化物の個数を10個／100μm²未満と規定する。10個／100μｍ²以上ではリン酸亜鉛結晶の生成していない領域が顕在化し、化成処理性が劣化する。好ましくは0個／100μｍ²である。

なお、円相当直径5μｍ以下のSi−Mn複合酸化物の個数は、後述する実施例の方法にて測定することができる。また、表面とは、表層から板厚方向に板厚に対して3％の位置までの範囲である。

Siを主体とする酸化物の鋼板表面被覆率が1％以下
Siを主体とする酸化物が鋼板表面に存在すると、化成処理性が著しく低下する。そこで、Siを主体とする酸化物の鋼板表面被覆率は1％以下とする。好ましくは0％である。なお、Siを主体とする酸化物とは、例えばSiO₂である。また、Siを主体とする酸化物は後述する実施例の方法にて測定することができる。

なお、上記組織、Si−Mn複合酸化物の個数、Siを主体とする酸化物の鋼板表面被覆率は、後述する製造方法のうち、焼鈍後の酸洗、特に再酸洗を制御することで得ることができる。

次に、本発明の高強度冷延鋼板の製造方法について説明する。
本発明の高強度冷延鋼板は、上記した成分組成の鋼素材（鋼スラブ）を1200℃以上の温度に加熱し、次いで、仕上げ圧延温度800℃以上とする熱間圧延を施し、450℃以上700℃以下の温度で巻取り、冷間圧延する。次いで、Ac₁点以上Ac₃点以下の焼鈍温度まで加熱しAc₁点からAc₃点までの温度域の滞留時間が30秒以上1200秒以下であり、前記焼鈍温度から一次冷却停止温度600℃以上まで平均冷却速度100℃/s未満で一次冷却し、二次冷却停止温度100℃以下まで平均冷却速度100℃/s以上1000℃/s以下で二次冷却する焼鈍処理を施す。次いで、100℃以上300℃以下の温度まで加熱し、100℃から300℃までの温度域の滞留時間が120秒以上1800秒以下である焼戻し処理を施し、さらに、酸洗、再酸洗を施すことで本発明の高強度冷延鋼板を製造することができる。再酸洗では、酸洗で用いる酸洗液とは異なり、かつ、非酸化性の酸を酸洗液として用いることが好ましい。
なお、Ac₁点およびAc₃点は熱膨張測定装置を用いて平均加熱速度3℃/sで得られた変態膨張曲線から求められる値（℃）である。

本発明において、鋼の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、真空脱ガス炉にて2次精錬を行ってもよい。その後、生産性や品質上の問題から連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とするのが好ましいが、造塊−分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしても良い。

鋼素材の加熱温度：1200℃以上
加熱温度が1200℃未満では、炭化物が再溶解せず、加工性が劣化する。したがって、鋼素材の加熱温度は1200℃以上とする。加熱温度があまりに高くなると酸化質量の増加に伴うスケールロスの増大につながるため、鋼素材の加熱温度は1300℃以下とすることが好ましい。但し、鋼素材に熱間圧延を施すに際し、鋳造後の鋼素材が1200℃以上の温度域にある場合、或いは鋼素材の炭化物が溶解している場合には、鋼素材を加熱することなく直送圧延してもよい。なお、粗圧延条件については特に限定されない。

仕上げ圧延出側温度：800℃以上
仕上げ圧延出側温度を800℃以上とすることで、均一な熱延母相組織を得ることができる。仕上げ圧延出側温度が800℃を下回ると、鋼板の組織が不均一となり、延性が低下するとともに成形時に種々の不具合を発生する危険性が増大する。したがって、仕上げ圧延出側温度は800℃以上とする。なお、仕上げ圧延出側温度の上限は特に規制されないが、過度に高い温度で圧延するとスケール疵などの原因となるため、1000℃以下が好ましい。

巻取り温度：450℃以上700℃以下
熱間圧延後の巻取り温度が450℃を下回ると、熱間圧延によって生じた加工組織が残留し、次工程である冷間圧延の圧延荷重が大きくなる。巻取り温度が700℃を超えると粗大粒が生成し、鋼板組織が不均一となり、延性が低下する。そのため、巻取り温度は450℃以上700℃以下とする。好適な巻取り温度の下限は500℃である。好適な上限は650℃である。

熱間圧延、巻取り処理を施した後、必要に応じて酸洗、次いで冷間圧延を行う。酸洗の条件は特に限定されない。冷間圧延は所望の板厚を得るため施す必要がある。冷間圧延率に制約はないが、製造ラインの制約から30％以上80％以下が好ましい。

Ac₁点以上Ac₃点以下の焼鈍温度まで加熱しAc₁点からAc₃点までの温度域の滞留時間が30秒以上1200秒以下
焼鈍温度がAc₁点未満になると、焼鈍中に所定の強度確保に必要なオーステナイト（焼入れ後にマルテンサイトに変態）が生成せず、焼鈍後焼入れを実施しても所定強度が得られない。焼鈍温度がAc₃点超であっても、焼鈍温度からの冷却中に析出するフェライトの面積率を制御することにより、面積率で60％以上のマルテンサイトを得ることが可能であるが、Ac₃点超で焼鈍した場合、所望の金属組織が得られにくくなる。そのため、焼鈍温度はAc₁点以上Ac₃点以下とする。この温度範囲においてオーステナイトの平衡面積率が60％以上を安定して確保する観点から、焼鈍温度は780℃以上とするのが好ましい。また、焼鈍温度での滞留時間が短すぎるとミクロ組織が十分に焼鈍されずに冷間圧延による加工組織が存在した不均一な組織となり延性が低下する。一方、滞留時間が長すぎると製造時間の増加を招き製造コスト上好ましくない。このため、滞留時間は30〜1200秒とする。好適な滞留時間の下限は150秒である。好適な上限は600秒である。

焼鈍温度から一次冷却停止温度600℃以上の温度まで平均冷却速度100℃/s未満で一次冷却
焼鈍温度から100℃/s未満の平均冷却速度で600℃以上の一次冷却停止温度（徐冷停止温度）まで冷却（徐冷）する。焼鈍温度からの徐冷中にフェライトを析出させ、強度と延性のバランスを制御することが可能となる。徐冷停止温度（一次冷却停止温度）が600℃未満の場合、ミクロ組織中にパーライトが多量に生成し強度が急激に低下するために、1300MPa以上の引張強度を得ることができない。また、より安定的に所定の強度を得るためには、680℃以上が好ましい。
また、平均冷却速度が100℃/s以上の場合、冷却中に十分な量のフェライトの析出が生じないため優れた延性を得ることができない。本発明で意図する焼戻しマルテンサイトとフェライトを有する金属組織の延性は硬質な焼戻しマルテンサイトと軟質なフェライトが混在することによって発現する高い加工硬化能に起因する。しかしながら、平均冷却速度が100℃/s以上の場合、冷却中のオーステナイト中への炭素濃化が不十分となり、急冷時に硬質なマルテンサイトが得られない。その結果、最終組織の加工硬化能が低下し十分な延性が得られない。以上のことから平均冷却速度は100℃/s未満とする。オーステナイト中への炭素濃化を十分に生じさせるためには、5℃/s以下の平均冷却速度とすることが好ましい。

二次冷却停止温度100℃以下まで平均冷却速度100℃/s以上1000℃/s以下で二次冷却
上記徐冷に引き続き、100℃/s以上1000℃/s以下の平均冷却速度で100℃以下の二次冷却停止温度まで冷却（急冷）する。徐冷後の急冷はオーステナイトをマルテンサイトに変態させるために行うが、その平均冷却速度が100℃/s未満では、冷却中にオーステナイトがフェライト、ベイナイトまたはパーライトに変態するため、所定の強度を得ることができない。一方、平均冷却速度が1000℃/sを超えると、冷却による鋼板の収縮割れが生じる可能性がある。このため、急冷時の平均冷却速度は100℃/s以上1000℃/s以下とする。なお、急冷は、水焼入れによる急冷が好ましい。
二次冷却停止温度は100℃以下とする。二次冷却停止温度が100℃超では急冷時にオーステナイトの焼入れが十分に生じないことによるマルテンサイトの面積率低下、および急冷により生成したマルテンサイトの自己焼戻しによる材料強度の低下を誘引するため製造上好ましくない。

100℃以上300℃以下の温度まで加熱し、100℃から300℃までの温度域の滞留時間が120秒以上1800秒以下である焼戻し処理
上記急冷に引き続き、マルテンサイトの焼戻しのために、100℃以上300℃以下の温度まで再加熱して100〜300℃の温度域で120〜1800秒間滞留する焼戻し処理を行う。この焼戻しはマルテンサイトを軟質化させ、加工性を向上させる。焼戻しを100℃未満で行った場合、マルテンサイトの軟質化が不十分であり、加工性の向上効果が期待できず、フェライトとの硬度差が大きくなるため伸びフランジ性が劣化する。また、焼戻しを300℃超で行うことは、再加熱のための製造費用を高めるだけでなく、著しい強度の低下を招き、有用な効果を得ることができない。好ましくは150〜250℃の範囲である。滞留時間を120秒未満とした場合、100℃から300℃までの温度域でのマルテンサイトの軟質化が十分には生じないため、加工性の向上効果が期待できない。また、滞留時間が1800秒を超える場合、マルテンサイトの軟質化が過度に進行することにより強度が著しく低下することに加え、再加熱時間の増加により製造費用を高めるため好ましくない。

酸洗、再酸洗
酸洗、再酸洗を施すことで、鋼板表面のSi酸化物、Si−Mn酸化物を除去し、化成処理性を向上させる。再酸洗では、酸洗で用いる酸洗液とは異なり、かつ、非酸化性の酸を酸洗液として用いることが好ましい。
酸洗は常法にて行うことができ、条件は特に限定されない。例えば、硝酸、塩酸、弗酸、硫酸およびそれらを2種以上混合した酸のいずれかを用いることができる。
焼戻し処理後の鋼板に例えば濃度：50g/L超え200g/L以下の硝酸等の強酸を用いて酸洗することで、化成処理性を劣化させる鋼板表面のSiを主体とする酸化物やSi−Mn複合酸化物を除去することが可能である。しかし、この強酸洗によって鋼板表面から溶解したFeが鉄系酸化物を生成し、鋼板表面に沈殿析出して鋼板表面を覆うことにより化成処理性が劣化してしまう。そのため、化成処理性改善のためには、上記強酸洗後にさらに適正な条件で再酸洗し、鋼板表面に析出した鉄系酸化物を溶解・除去することが必要である。以上の理由により、再酸洗では、酸洗で用いる酸洗液とは異なり、かつ、非酸化性の酸を酸洗液として用いることが好ましい。上記非酸化性の酸とは、例えば、塩酸、硫酸、リン酸、ピロリン酸、ギ酸、酢酸、クエン酸、弗酸、シュウ酸およびこれらの2種以上を混合した酸のいずれかが挙げられる。例えば、濃度が0.1〜50g/Lの塩酸、0.1〜150g/Lの硫酸、0.1〜20g/Lの塩酸と0.1〜60g/Lの硫酸を混合した酸などが好適に利用できる。

以上により、本発明の、引張強さ(TS)：1300MPa以上を有し、化成処理性および加工性に優れた高強度冷延鋼板が製造される。本発明の高強度冷延鋼板は焼鈍後の板形状性（平坦度）に優れていることから、圧延やレベラー加工等の鋼板の形状を矯正するための工程は必ずしも必要ではないが、材質や表面粗度を調整する観点から、焼鈍後の鋼板に数％程度の伸長率にて圧延を施しても何ら問題はない。また、本発明の高強度冷延鋼板は、めっき処理やめっき浴の組成によっても材質に影響をおよぼさないため、めっき処理として、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理、電気亜鉛めっき処理のいずれも施すことができる。

表1に記載の成分組成からなる供試鋼A〜Rを真空溶製し、スラブとした後、表2に記載の条件で熱間圧延し熱延鋼板を得た。この熱延鋼板を酸洗処理して表面スケールを除去し、その後、冷間圧延（圧延率：60％）を行った。次いで、表2に記載の条件で連続焼鈍および焼戻し処理を施し、酸洗、再酸洗を行った。
Ac₁点およびAc₃点は熱膨張測定装置を用いて平均加熱速度3℃/sで得られた変態膨張曲線から得た。

上記により得られた鋼板から試験片を採取し、金属組織の観察（測定）、引張試験、および穴広げ試験を実施した。また、円相当直径5μｍ以下のSi−Mn酸化物の個数、Siを主体とする酸化物の鋼板表面被覆率を求めた。また、化成処理性を調べた。以下に各々の測定方法、算出方法を示す。

金属組織の観察は圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるよう切り出し、板厚中心部を1％ナイタールでエッチング後、代表的なミクロ組織を走査型電子顕微鏡（SEM）にて観察した。倍率1000倍のSEM像を元にポイントカウンティング法で2相体積比率を求め、線分法で各相の粒径を求めた。得られた体積率を面積率とした。

引張試験は圧延方向と平行にJIS5号試験片（標点間距離：50mm、平行部幅：25mm）を切出し、ひずみ速度3.3×10^-3s^-1で行った。全伸びは破断後の試験片突合せにて測定した。

穴拡げ試験は、100mm×100mmサイズの試験片で行い、φ10mm（d₀）の円形穴を打抜いた後、内径75mmダイスを用いてしわ押さえ力9tonで押えた状態で、頂角：60°円錐ポンチを穴に対して下から押し上げ、穴縁に板厚貫通クラックが発生した時点での穴径（d）を測定した。そして、次式で定義される穴拡げ率：λ（％）を求めた。なお、打抜きによるバリが発生している面を上側として穴の打抜きおよび穴拡げが同じ方向となるように試験を行った（JIS 2256準拠）。
λ（％）＝{(d-d0)/d0}
ここで、d0：初期穴径、d：クラックが板厚を貫通した時点の穴径である。

円相当直径5μｍ以下のSi−Mn酸化物の個数は、鋼材表面の抽出レプリカ膜を作製し、これを15000倍でTEM観察し、任意の20視野の平均個数（100μｍ²あたり）を調べた。円相当直径5μｍ以下のSi−Mn酸化物の個数が10個/100μｍ²以上のものを「有り」、10個/100μｍ²未満のものを「無し」とした。なお、Si−Mn酸化物は、EDX分析を行い、Si、Mn、Oが検出された酸化物に対し、ディフラクションパターン解析を行い、Mn₂SiO₄もしくはMnSiO₃のスポットと一致することにより確認した。

Siを主体とする酸化物の鋼板表面被覆率は、鋼板表面をSEMを用いて1000倍で5視野を観察するとともに同一視野をEDXで分析することで上記と同様の方法でSiを主体とする酸化物を同定し、ポイントカウンティング法（SEM画像の縦横にそれぞれ15本の直線を引き、交点（225点）にSi主体酸化物が存在する確率を求める方法）で被覆率を求めた。

化成処理性は、市販の化成処理薬剤（日本パーカライジング（株）製、パルボンドPB-L3065（商標登録））を用いて、浴温35℃、処理時間：120秒の条件で化成処理を施し、化成処理後の鋼板表面をSEMを用いて倍率500倍で5視野観察し、5視野全てにおいて面積率95％以上で均一な化成結晶が生成している場合を化成処理性が良好「○」、1視野でも面積率5％超えのスケ（Defects）が認められた場合を化成処理性が劣位「×」と評価した。

以上により得られた結果を表3に示す。

表1〜表3によれば、本発明の条件に適合した実施例は、引張強度（TS）1300MPa以上、伸び（EL）10％以上、穴広げ率（λ）30％以上という高い強度と優れた加工性が得られている。また、化成処理性にも優れている。

No.12はC含有量が本発明の範囲よりも高い比較例である。C含有量が高いため、マルテンサイトの強度が上昇し、強度と延性のバランスは優れているが、フェライトとマルテンサイト間の硬度差に起因して伸びフランジ性が著しく低いことが分かる。

No.13、14はSi含有量が本発明の範囲外となっている比較例である。No.13は2段階の酸洗処理後も鋼板表面にSi酸化物が存在しており、化成処理性を満足していない。一方、No.14は所定の伸びが得られていない。

No.15、16はMn含有量が本発明の範囲外となっている比較例である。Mnはマルテンサイト分率を大きく変動させる元素のため、含有量が高いNo.15では所定の伸びが得られていない。含有量が低いNo.16ではマルテンサイト分率が少ないため、所定の強度が得られていない。

No.18〜23は製造条件が本発明の範囲外となっている比較例である。No.18は成分組成と製造条件が本発明の範囲外となっている比較例である。所定の伸びが得られないのに加え、伸びフランジ性および化成処理性が劣っている。

No.19は焼鈍温度が高いため、所定の強度と伸びが得られていない。

No.20〜22は十分なマルテンサイト分率が得られておらず、所定の強度が得られていない。

No.23は十分なマルテンサイト分率が得られておらず、伸びフランジ性が劣っている。

No.24は焼鈍後の酸洗処理を省略した例である。鋼板表面にSi酸化物が存在しており、化成処理性を満足していない。

Claims (8)

1. 成分組成は、質量％で、Ｃ：０．１５％以上０．２２％以下、Ｓｉ：１．０％以上２．０％以下、Ｍｎ：１．７％以上２．５％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｎ：０．００５％以下を含有し、かつ下記式（１）を満たし、さらに、Ｃｕ：０．０１％以上０．３０％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．３０％以下の１種以上を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなり、
   組織は、面積率で、焼戻しマルテンサイトが６０％以上１００％未満、未変態オーステナイトが５％以下（０％含む）、残部がフェライトであり、該フェライトの平均結晶粒径が３．５μｍ未満であり、
   鋼板表面において、円相当直径５μｍ以下のＳｉ−Ｍｎ複合酸化物の個数が１０個／１００μｍ^２未満であり、Ｓｉを主体とする酸化物の鋼板表面被覆率が１％以下であり、
   引張強度が１３００ＭＰａ以上、穴広げ率が３０％以上、伸びが１０％以上である高強度冷延鋼板。
   ［Ｓｉ］／［Ｍｎ］ ≧ ０．５ … （１）
   ただし、式中［Ｓｉ］はＳｉ含有量（質量％）を示し、［Ｍｎ］はＭｎ含有量（質量％）を示す。
2. 前記成分組成に加えて、質量％で、Ｔｉ：０．０１０％以上０．０２０％以下を含有する請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
3. 前記成分組成に加えて、質量％で、Ｎｂ：０．０２％以上０．１０％以下を含有する請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板。
4. 前記成分組成に加えて、質量％で、Ｂ：０．０００２％以上０．００２０％以下を含有する請求項１〜３のいずれか一項に記載の高強度冷延鋼板。
5. 前記成分組成に加えて、質量％で、Ｖ：０．０１％以上０．３０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．３０％以下、Ｃｒ：０．０１％以上０．３０％以下の１種以上を含有する請求項１〜４のいずれか一項に記載の高強度冷延鋼板。
6. 前記成分組成に加えて、質量％で、Ｓｎ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｓｂ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｃａ：０．０００２％以上０．０１００％以下、Ｗ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｃｏ：０．０１％以上０．１０％以下、ＲＥＭ：０．０００２％以上０．００５０％以下の１種以上を含有する請求項１〜５のいずれか一項に記載の高強度冷延鋼板。
7. 請求項１〜６のいずれか一項に記載の高強度冷延鋼板の製造方法であり、鋼素材を、1200℃以上の温度に加熱し、次いで、仕上げ圧延出側温度800℃以上とする熱間圧延を施し、450℃以上700℃以下の温度で巻取り、冷間圧延し、
   次いで、Ac₁点以上Ac₃点以下の焼鈍温度まで加熱しAc₁点からAc₃点までの温度域の滞留時間が30秒以上1200秒以下であり、前記焼鈍温度から一次冷却停止温度600℃以上の温度まで平均冷却速度100℃/s未満で一次冷却し、二次冷却停止温度100℃以下の温度まで平均冷却速度100℃/s以上1000℃/s以下で二次冷却する焼鈍処理を施し、
   次いで、100℃以上300℃以下の温度まで加熱し、100℃から300℃までの温度域の滞留時間が120秒以上1800秒以下である焼戻し処理を施し、
   さらに、酸洗、再酸洗を施す高強度冷延鋼板の製造方法。
8. 前記再酸洗では、前記酸洗で用いる酸洗液とは異なり、かつ、非酸化性の酸を酸洗液として用いる請求項７に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。