JP6222040B2

JP6222040B2 - 化成処理性に優れた高加工性高強度冷延鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP6222040B2
Application number: JP2014220118A
Authority: JP
Inventors: 中村　展之; 展之中村; 櫻井　理孝; 理孝櫻井
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2014-10-29
Filing date: 2014-10-29
Publication date: 2017-11-01
Anticipated expiration: 2034-10-29
Also published as: JP2016084520A

Description

本発明は、自動車の骨格部材や補強部材等に供して好適な、化成処理性に優れた高加工性高強度冷延鋼板およびその製造方法に関するものである。

近年、地球環境保全（大気汚染の防止、温暖化の防止等）の観点から、様々な技術が検討されている。たとえば自動車では、燃費の改善が求められており、その一環として車体の軽量化が重要な課題となっている。一方で、衝突したときに乗員を保護するという観点から、車体の強度を向上させる必要がある。

そこで、自動車の燃費改善のための軽量化と安全性向上のための高強度化を両立させるために、引張強さ（ＴＳ）７８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板が車体の骨格部材や補強部材等に使用されるようになってきている。このような高強度冷延鋼板を使用すれば、高強度であるが故に車体の変形や破壊を抑制して安全性を向上でき、かつ車体を構成する部材の厚みを減少させて軽量化を達成することができる。

一方で、自動車の車体の骨格部材や補強部材はプレス加工によって成形されるため、その素材である冷延鋼板には加工性に優れることが要求される。一般に、冷延鋼板の高強度化には、合金元素の添加（固溶強化）、結晶粒の微細化およびマルテンサイト相の生成（変態強化）等が有効である。しかしながら、通常、強度が増加するにつれて加工性は劣化する。

上記した合金元素の中でもＳｉは、加工性の劣化を抑制しつつ強度を高める作用を有する元素である。このため、Ｓｉ含有量を増加させることにより、冷延鋼板の高強度化と加工性改善の両立が期待できる。

しかしながら、Ｓｉは容易に酸化される元素であることから、Ｓｉ含有量が多くなり過ぎると、熱間圧延や、通常の冷延鋼板の製造工程で実施される焼鈍においては、還元雰囲気とはいえ、Ｓｉは冷延鋼板の表層近傍に濃化して酸化することになる。その結果、Ｓｉを主体とする酸化物が冷延鋼板を被覆することになるので、焼鈍の後で施される化成処理において、化成結晶の生成が阻害され、化成処理性が劣化するという問題があった。

この化成処理性は、強度と加工性を向上した冷延鋼板（以下、高加工性高強度冷延鋼板という。）を自動車の車体の骨格部材や補強部材として使用するために要求される重要な特性である。そのため、Ｓｉ含有量を増加させた高加工性高強度冷延鋼板の化成処理性を改善する技術が種々検討されている。

たとえば特許文献１には、高加工性高強度冷延鋼板の表面に生成する酸化物のＳｉ／Ｍｎ比を１以下に制御することにより、化成処理性に悪影響を及ぼすＳｉ酸化物の比率を低下させ、これによって、化成処理性を改善する技術が開示されている。

また、特許文献２〜４には、高加工性高強度冷延鋼板の表面に生成する酸化物のＳｉ／Ｍｎ比を制御することに加え、酸化物の性状（すなわち寸法、分散密度および被覆率）を制御することによって、化成処理性を改善する技術が開示されている。

これらの技術はいずれも、焼鈍条件を規定することによって、高加工性高強度冷延鋼板の表面に生成する酸化物の組成や性状を制御し、化成処理性を改善しようとするものである。

さらに、高加工性高強度冷延鋼板の表面に生成する酸化物を除去もしくは破壊する技術も検討されている。

特許文献５には、連続焼鈍後、塩酸や硝酸、弗酸からなる混酸水溶液で鋼板表面を１μｍ以上除去することによって、化成処理性を改善する技術が開示されている。

特開平４−２７６０６０号公報特開２００５−１８７８６３号公報特開２００５−２９０４４０号公報特開２００６−２８３１３０号公報特開２００９−２２１５８６号公報

しかしながら、特許文献１〜４の技術では、表面に生成する酸化物のＳｉ／Ｍｎ比を適正な範囲に制御するために、必然的に高加工性高強度冷延鋼板のＳｉ含有量とＭｎ含有量が制約を受ける。そのため、高加工性高強度冷延鋼板の加工性や強度が十分に向上しない。さらに、酸化物の組成や性状は焼鈍条件（たとえば露点，水素濃度等）の影響を受け易いので、化成処理性も十分に向上しない。

また、特許文献５の技術では、引張強さ：７８０ＭＰａ以上、および強度−延性バランス：ＴＳ×Ｅｌ≧１８０００ＭＰａ・％以上を両立する特性が得られるものの、時として、鋼板の板厚方向の機械特性、特に硬さにばらつきが生じることがあり、これにより、所望の機械特性が安定して得られないという問題があった。

本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、高強度、高加工性は言うまでもなく、板厚方向の機械特性、特に硬さが均一であり、かつ化成処理性にも優れた高加工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。

なお、本発明において、「化成処理性に優れた」とは、市販の化成処理薬剤を用いて、浴温：４３℃、処理時間：１２０秒の条件で鋼板の表面に化成処理を行った後、その鋼板表面を走査型電子顕微鏡にて５００倍で５視野観察し、面積率９５％以上の均一な化成結晶が５視野全てにおいて生成していることをいう。

また、「高加工性高強度」とは、引張強さＴＳが７８０ＭＰａ以上、ＴＳと伸び（ＥＬ）のバランスであるＴＳ×ＥＬが１８０００ＭＰａ・％以上となることをいう。

発明者らは、Ｃ、ＳｉおよびＭｎの含有量を種々変化させるともに、種々の合金元素を含有させた鋼を用いて、上記の問題を解決すべく、鋭意検討を重ねた。その結果、Ｓｉ含有量を適正範囲に制御した上で、適正量のＳｂを含有させることにより、生産性や歩留りの低下を招くことなく、鋼板の高強度化と加工性の改善を両立でき、さらには化成処理性も向上できるとの知見を得た。さらに、冷間圧延に先立ち、熱延板を適正な条件で焼鈍することで、鋼板の板厚方向の組織が改質され、これによって、硬さを含む板厚方向の機械特性のばらつきが大幅に軽減されるとの知見を得た。

ここで、適正量のＳｂを含有させることによって、化成処理性を向上できる理由については必ずしも明らかではないが、発明者らは次のように考えている。

すなわち、Ｓｉの酸化は、鋼板表面へＨ_２ＯあるいはＯ_２ガスが化学吸着し、この吸着ガス中のＯ（酸素）原子とＳｉ原子が反応することによって、進行する。Ｓｂは、各種ガスの化学吸着を抑制する性質を有しており、また鋼中では表面に偏析し易い元素である。従って、Ｓｂのこのような特性によって、鋼板表面におけるＯ（酸素）原子とＳｉ原子との反応が阻害され、結果として、Ｓｉの酸化が抑制されるためと考えている。

本発明は、上記の知見に立脚するものである。すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
［１］成分組成として、質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．３０％、
Ｓｉ：０．８〜３．０％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎ：０．００８％以下および
Ｓｂ：０．０２〜０．１０％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、引張強さＴＳが７８０ＭＰａ以上、ＴＳと伸びＥＬ（％）の積ＴＳ×ＥＬが１８０００ＭＰａ・％以上で、板厚方向の硬さばらつきΔＨｖが２０以下であることを特徴とする化成処理性に優れた高加工性高強度冷延鋼板。
［２］さらに、成分組成として、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．２％およびＢ：０．０００１〜０．００５％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする［１］に記載の化成処理性に優れた高加工性高強度冷延鋼板。
［３］さらに、成分組成として、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％およびＶ：０．００５〜０．０５％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする［１］または［２］に記載の化成処理性に優れた高加工性高強度冷延鋼板。
［４］［１］〜［３］のいずれかに記載の成分組成からなるスラブを加熱後、仕上げ圧延温度８００〜１０００℃で熱間圧延し、５００℃以上Ａｃ１点以下の温度域で１〜１０時間保持する焼鈍処理を施した後、圧下率２０％以上で冷間圧延を施し、次いで、露点：−３５℃以下の雰囲気中にて、７５０〜９００℃の温度域で６０秒以上保持する焼鈍処理をさらに施した後、３０℃／秒以上の平均冷却速度で３００℃以下まで冷却後、焼戻しを行うことを特徴とする化成処理性に優れた高加工性高強度冷延鋼板の製造方法。

本発明によれば、生産性や歩留りを低下させることなく、優れた化成処理性を有し、さらには板厚方向の硬さばらつきが小さな高加工性高強度冷延鋼板を得ることができる。本発明により得られる高加工性高強度冷延鋼板は、自動車の車体の骨格部材や補強部材として使用するのに好適であり、自動車の軽量化と衝突安全性向上とを両立して、自動車車体の高性能化に大きく貢献する。

以下、本発明を具体的に説明する。

まず、成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、各元素の含有量の単位は、特に断りがない限り質量％を意味するものとする。

Ｃ：０．０５〜０．３０％
Ｃは、鋼板の強度を高める作用を有する重要な元素である。所望する引張強さ（７８０ＭＰａ以上）を得るためには、Ｃ含有量を０．０５％以上とする必要がある。好ましくは０．１０％超である。一方、Ｃ含有量が０．３０％を超えると、溶接性が著しく劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．３０％以下とする。なお、特に良好な溶接性が求められる場合、Ｃ含有量は０．２０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．１５％以下である。

Ｓｉ：０．８〜３．０％
Ｓｉは、固溶強化によって強度の向上に寄与する重要な元素であり、加工性の劣化を抑制しつつ、強度を高める作用を有する。所望する引張強さや加工性を得るためには、Ｓｉ含有量を０．８％以上とする必要がある。一方、Ｓｉ含有量が３．０％を超えると、強度を向上する効果が飽和するだけでなく、加工性も劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は０．８〜３．０％の範囲とする。好ましくは１．０〜２．０％の範囲である。

Ｍｎ：１．０〜３．０％
Ｍｎは、固溶強化によって強度の向上に寄与するとともに、オーステナイト相の焼入れ性を高める元素であり、強度の安定化に有効に寄与する。所望する引張強度を安定して得るためには、Ｍｎ含有量を１．０％以上とする必要がある。一方、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、加工性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は１．０〜３．０％の範囲とする。好ましくは１．５〜２．５％の範囲である。

Ｐ：０．１０％以下
Ｐは、強度を向上する作用を有するので、要求される強度に応じて添加する。しかしながら、Ｐ含有量が０．１０％を超えると、溶接性が劣化する。したがって、Ｐ含有量は０．１０％以下とする。特に良好な溶接性が求められる場合、Ｐ含有量は０．０５％以下とすることが好ましい。

Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、鋼板中に介在物として存在し、加工性、特に伸びフランジ性を劣化させる。このため、Ｓは可能な限り低減する必要がある。Ｓ含有量が０．０１％を超えると、伸びフランジ性に対する悪影響が顕著になる。したがって、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。特に良好な伸びフランジ性が求められる場合、Ｓ含有量は０．００５％以下とすることが好ましい。

Ａｌ：０．０１〜０．１％
Ａｌは、脱酸元素として溶製段階で添加され、溶鋼の清浄度を高める元素である。また、鋼板の組織を微細化する作用も有する。Ａｌ含有量が０．０１％未満では、これらの効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が０．１％を超えると、鋼板の表面性状が劣化する。したがって、Ａｌ含有量は０．０１〜０．１％の範囲とする。好ましくは０．０１５％以上である。

Ｎ：０．００８％以下
Ｎは、鋼板に混入する不純物である。Ｎ含有量が０．００８％を超えると、強度のバラツキが発生する。したがって、Ｎ含有量は０．００８％以下とする。好ましくは０．００５％以下である。

Ｓｂ：０．０２〜０．１０％
Ｓｂは、本発明において最も重要な添加元素である。Ｓｂは、鋼板表面に偏析し易く、また外部からのＨ_２ＯまたはＯ_２ガスの化学吸着を抑制するので、鋼板表面における吸着ガス中のＯ（酸素）原子とＳｉ原子との反応を阻害し、Ｓｉの酸化を抑制することができる。Ｓｂ含有量が０．０２％未満の場合、上記の効果が十分でなく、Ｓｉを主体とした酸化物が鋼板表面に形成されるため、化成処理性が低下する。一方、Ｓｂ含有量が０．１０％を超えると、加工性が劣化する。したがって、Ｓｂ含有量は０．０２〜０．１０％の範囲とする。好ましくは０．０２〜０．０５％の範囲である。

基本成分については以上のとおりである。本発明では、その他にも、以下に述べる成分を必要に応じて適宜含有させることができる。

Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．２％およびＢ：０．０００１〜０．００５％のうちから選ばれる１種または２種以上
Ｃｒ、ＭｏおよびＢは、オーステナイト相の焼入れ性を高める作用を有する元素であり、必要に応じて添加することができる。このような効果を得るためには、Ｃｒは０．０１％以上、Ｍｏは０．０１％以上、Ｂは０．０００１％以上をそれぞれ添加することが好ましい。一方、Ｃｒは１．０％、Ｍｏは０．２％、Ｂは０．００５％をそれぞれ超えて添加されると、鋼板の加工性が劣化する。しかも、Ｃｒ、ＭｏおよびＢといった高価な元素を多量に使用することによって、鋼板の製造コストも上昇する。したがってＣｒ、ＭｏおよびＢを添加する場合、それぞれＣｒ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．２％、Ｂ：０．０００１〜０．００５％の範囲とすることが好ましい。

Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％およびＶ：０．００５〜０．０５％のうちから選ばれる１種または２種以上
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、鋼板中で炭化物を形成し、析出強化によって鋼板の強度を高める作用を有する。このような効果を得るためには、Ｔｉ、ＮｂおよびＶはそれぞれ０．００５％以上を添加することが好ましい。一方、Ｔｉ、ＮｂおよびＶがそれぞれ０．０５％を超えて添加されると、鋼板の加工性が劣化する。しかも、Ｔｉ、ＮｂおよびＶといった高価な元素を多量に使用することによって、鋼板の製造コストも上昇する。したがってＴｉ、ＮｂおよびＶを添加する場合、それぞれＴｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．００５〜０．０５％の範囲とすることが好ましい。

本発明の鋼板において、上記以外の成分は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。なお、不可避的不純物としては、Ｚｎ、Ｃｏ、Ｓｎ等が挙げられ、これらの元素の含有量は、Ｚｎ：０．０１％以下、Ｃｏ：０．１％以下、Ｓｎ：０．１％以下とすることが好ましい。

本発明で目標とする鋼板の機械特性は次の通りである。

板厚方向の硬さばらつきΔＨｖ：２０以下
本発明では、板厚方向の硬さばらつきΔＨｖを２０以下とすることが極めて重要である。板厚方向の硬さばらつきΔＨｖが２０を超える場合、引張特性などの機械特性が安定して得られないからである。好ましくは板厚方向の硬さばらつきΔＨｖが１５以下である。

ここで、板厚方向の硬さばらつきΔＨｖを２０以下とするには、冷間圧延に先立って行う焼鈍処理が特に重要である。この焼鈍処理については、後述する製造条件において、詳しく説明する。

次に、本発明の製造方法について説明する。

まず、上記の成分組成を有する溶鋼を、連続鋳造法、造塊・分塊圧延法または薄スラブ鋳造法により、スラブとする。なお、スラブを製造するにあたっては、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法を採用することが好ましい。

スラブ加熱温度：１０００〜１３００℃
ついで、得られたスラブを一旦室温まで冷却して加熱炉に装入する、あるいは冷却せずに温片のまま加熱炉に装入する等の方法で、スラブを加熱する。スラブ加熱温度が１０００℃未満では、スラブの変形抵抗が大きいので、熱間圧延に支障を来たす場合がある。一方、スラブ加熱温度が１３００℃を超えると、スケールロスが増加する。したがって、スラブ加熱温度は１０００〜１３００℃の範囲とすることが好ましい。

また、スラブを再加熱せず、鋳造後、そのまま熱間圧延を行う直送圧延も適用できる。直送圧延を行う場合も、上記と同じ理由から、スラブの温度は１０００〜１３００℃の範囲とすることが好ましい。

仕上げ圧延温度：８００〜１０００℃
次いで、上記のように加熱されたスラブに、熱間圧延を施す。この熱間圧延では、必要に応じて粗圧延を行った後、仕上げ圧延を行う。仕上げ圧延温度が８００℃未満では、熱延鋼板の組織が不均一になり、後工程の冷間圧延時やプレス加工時における加工性が劣化する。一方、仕上げ圧延温度が１０００℃を超えると、スケールの巻込みに起因する表面疵が発生し易くなる。したがって、仕上げ圧延温度は８００〜１０００℃の範囲とする。

巻取り温度：６５０℃以下
上記のように熱間圧延を施した熱延鋼板をコイルに巻取る。この巻取り温度が６５０℃を超えると、巻取りの後でスケールが発生し、酸洗の負荷が増大する。したがって、巻取り温度は６５０℃以下とすることが好ましい。

その後、通常は冷間圧延に供する。しかしながら本発明では、この冷間圧延に先立ち、以下の条件で焼鈍処理を施す。本発明においては、この焼鈍処理が特に重要な工程である。

焼鈍処理条件：５００℃以上Ａｃ１点以下の温度域で１〜１０時間保持
冷間圧延に先立ち、適正な条件で焼鈍処理を行うことにより、鋼板の板厚方向の組織が改質されて、板厚方向の機械特性、特に板厚方向の硬さばらつきΔＨｖを大幅に抑制することができる。

焼鈍処理における保持温度が５００℃に満たない場合、または保持時間が１時間に満たない場合、熱延板組織中の硬質相（パーライト、ベイナイト）の軟化が不十分なため、冷間圧延後の連続焼鈍過程において再結晶が不均一に進行し、焼鈍後の組織も不均一となり、板厚方向の硬さばらつきΔＨｖを抑制することができない。一方、保持温度がＡｃ１点を超える場合、焼鈍後の冷却過程で硬質相（パーライト、ベイナイト）が再生してしまい、冷間圧延および連続焼鈍後の組織が不均一となり、板厚方向の硬さばらつきΔＨｖを抑制することができない。また、保持時間が１０時間を超える場合、硬質相（パーライト、ベイナイト）中の炭化物が粗大化し過ぎてしまい、連続焼鈍過程での炭化物の溶解が不均一に進行するため、連続焼鈍後の組織が不均一となり、板厚方向の硬さばらつきΔＨｖを抑制することができない。従って、焼鈍処理における保持温度は５００℃以上Ａｃ１点以下、保持時間は１〜１０時間の範囲とする。好ましくは保持温度：６００℃以上７００℃以下、保持時間：３〜１０時間の範囲である。

本発明では、上記したように、冷間圧延に先立って、適正な焼鈍処理を施すことにより、熱延板組織中の硬質相（パーライト、ベイナイト）を軟質化させ、冷間圧延後の連続焼鈍過程において再結晶が均一に進行し、組織が均一化するように、鋼組織が改質され、その結果、板厚方向の機械特性のばらつきが解消されるのである。

なお、この焼鈍処理は、熱延鋼板の表面の酸化スケールを酸洗により除去した後に行うことが好ましい。酸洗条件は特に制限されるものではなく、常法に従えば良い。

冷間圧延の圧下率：２０％以上
ついで、得られた熱延鋼板に、酸洗を施してスケールを除去した後、冷間圧延を施す。冷間圧延では、得られる冷延鋼板の表面の平坦度や組織の均一性を確保する観点から、圧下率を２０％以上とする必要がある。一方、操業性の観点から、圧下率は８０％以下とすることが好ましい。

なお、熱延鋼板のスケールが極めて少ない場合は、酸洗を省略して、冷間圧延を行っても良い。

かくして得られた冷延鋼板に、以下に示す条件で焼鈍処理を施す。なお、焼鈍は、生産性向上の観点から、連続焼鈍設備を用いることが好ましい。

露点：−３５℃以下
焼鈍時の雰囲気露点が−３５℃を超えると、Ｓｂを添加しても、冷延鋼板の表面にＳｉ酸化物が生成し、化成処理および電着塗装を施した高加工性高強度冷延鋼板の耐食性が劣化する場合がある。したがって、焼鈍時の露点は−３５℃以下とする必要がある。好ましくは−４０℃以下である。

保持温度：７５０〜９００℃
焼鈍時の保持温度が７５０℃未満では、十分に再結晶が起こらず、加工性が低下するおそれがある。一方、９００℃を超えると、組織が粗大化し、強度と加工性のバランスが崩れる。したがって、焼鈍時の保持温度は７５０〜９００℃の範囲とする。

保持時間：６０秒以上
焼鈍時の保持時間が６０秒未満では、再結晶が不均一になる。したがって、焼鈍の保持時間は６０秒以上とする。好ましくは１２０秒以上である。なお、保持時間の上限は６００秒程度で十分である。

冷却条件：３０℃／秒以上の平均冷却速度で３００℃以下まで冷却
上記の焼鈍が終了した後、得られた冷延鋼板を、３０℃／秒以上の平均冷却速度で３００℃以下まで冷却する。平均冷却速度が３０℃／秒未満では、十分な強度を得るために、合金元素を多量に添加する必要があり、高加工性高強度冷延鋼板の製造コストの上昇を招く。また、冷却停止温度が３００℃を超えると、十分な強度が得られなくなる。

焼戻し条件：１００〜４５０℃の温度域に１〜３０分保持
さらに、鋼板の加工性を向上させるため、上記の冷却後、再加熱し、焼戻しを行う。焼戻し条件としては、１００〜４５０℃の温度域にて１〜３０分保持する焼戻しを行うことが好ましい。保持温度が１００℃未満では、延性が不十分となり、鋼板の加工性を向上することができない。一方、保持温度が４５０℃を超えると、強度が不十分となる。また、保持時間が１分未満であると、延性が不十分となり、鋼板の加工性を向上することができない。一方、保持時間が３０分を超えると強度が不十分となる。

表１に示す成分のスラブを連続鋳造によって製造し、１２５０℃に再加熱した後、仕上げ圧延温度：８５０℃の条件で圧延して厚さ３．０ｍｍの熱延鋼板とし、６００℃でコイルに巻き取った。

なお、表１中の鋼種Ａ、Ｂ、Ｄ〜Ｈ、Ｋ〜Ｒは、本発明で規定する成分組成範囲を満足する適合鋼であり、鋼種ＣはＳｉ含有量が、鋼種Ｉ、ＪはＳｂ含有量がそれぞれ、本発明で規定する成分組成範囲を外れる比較鋼である。

ついで、得られた熱延鋼板を酸洗した後、還元ガス雰囲気中にて、表２に示す条件で焼鈍処理を行ったのち、冷間圧延して厚さ１．６ｍｍ（圧下率：約４６．７％）の冷延鋼板とした。その後、冷延鋼板に、表２に示す条件で連続焼鈍、ついで冷却を行ったのち、保持温度：１５０〜４００℃、保持時間：１〜２０分となる条件で焼戻しを行い、高加工性高強度冷延鋼板を得た。
また、表２中のＡｃ１点は次式により求めた。
Ａｃ１＝７２３−１０．７［％Ｍｎ］−１６．９［％Ｎｉ］＋２９．１［％Ｓｉ］＋１６．９［％Ｃｒ］
ただし、［％Ｍ］は、Ｍ元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０とする。

そして、得られた高加工性高強度冷延鋼板の機械的性質および化成処理性を評価した。評価結果を表２に示す。なお、評価方法は以下の通りである。

（１）機械的性質
高加工性高強度冷延鋼板の圧延方向に直交する方向を長軸としてＪＩＳ規格５号試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１（２０１１年）の規定に準拠して引張試験を行った。得られた引張強さと伸びを、表２にそれぞれＴＳおよびＥＬとして示す。また、加工性を示す指標として、ＴＳ×ＥＬの値を表２に示す。なお、ＴＳ×ＥＬの値が１８０００ＭＰａ・％以上であれば、加工性は良好と言える。

（２）板厚方向の硬さばらつき（ΔＨｖ）
板厚方向の硬さばらつきは、鋼板の板厚方向に０．１ｍｍピッチで全板厚にわたり断面硬さを測定し、得られた断面硬さの最大値と最小値の差をΔＨｖとして評価した。ここで、断面硬さは、サンプルの切断面を研磨後、ビッカース硬さ試験機を用いて、ＪＩＳＺ２２４４（２００９年）に準拠した硬さ試験を行うことにより求めた。なお、試験力は０．９８Ｎとした。ΔＨｖは２０以下を合格とした。

（３）化成処理性
市販の化成処理薬剤（日本パーカライジング株式会社製パルボンドＰＢ−Ｌ３０２０）を用いて、浴温：４３℃、処理時間：１２０秒の条件で高加工性高強度冷延鋼板の化成処理を行った後、その高加工性高強度冷延鋼板の表面を走査型電子顕微鏡にて５００倍で５視野観察し、面積率９５％以上の均一な化成結晶が５視野全てにおいて生成しているものを良好（○）とし、面積率５％超えの隙間が１視野でも認められるものを不良（×）として評価した。なお、ここでいう隙間とは、均一な化成結晶が生成していない箇所のことを指す。

表２から明らかなように、発明例はいずれも、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上であり、またＴＳ×ＥＬの値も１８０００ＭＰａ・％以上であり、かつ板厚方向の硬さばらつき（ΔＨｖ）が２０以下であることから、板厚方向の硬さばらつきがなく、優れた強度と加工性に優れていることがわかる。また、化成処理性も良好であった。

一方、Ｓｉ含有量が下限に満たない比較例Ｎｏ．３は、ＴＳ×ＥＬの値が１８０００ＭＰａ・％未満となり、加工性に劣っていた。

また、Ｓｂが添加されていない比較例Ｎｏ．１６は、化成処理性に劣っていた。

さらに、Ｓｂ含有量が上限を超える比較例Ｎｏ．１７は、ＴＳ×ＥＬの値が１８０００ＭＰａ・％未満となり、加工性に劣っていた。

また、焼鈍時の保持温度または保持時間が適正範囲外となる比較例Ｎｏ．９及び１０は、ＴＳ×ＥＬの値が１８０００ＭＰａ・％未満となり、加工性に劣っていた。

さらに、平均冷却速度または冷却停止温度が適正範囲外となる比較例Ｎｏ．１２及び１３は、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａに満たず、またＴＳ×ＥＬの値が１８０００ＭＰａ・％未満となり、加工性に劣っていた。

また、冷間圧延前の焼鈍処理条件が適正範囲外となる比較例Ｎｏ．２２、２３、２４及び２５は、板厚方向の硬さばらつきΔＨｖが２０を超えており加工性に劣っていた。

Claims

成分組成として、質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．３０％、
Ｓｉ：０．８〜１．４％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎ：０．００８％以下および
Ｓｂ：０．０２〜０．１０％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、引張強さＴＳが７８０ＭＰａ以上、ＴＳと伸びＥＬ（％）の積ＴＳ×ＥＬが１８０００ＭＰａ・％以上で、板厚方向の硬さばらつきΔＨｖが２０以下であることを特徴とする化成処理性に優れた高加工性高強度冷延鋼板。
さらに、成分組成として、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．２％およびＢ：０．０００１〜０．００５％のうちから選ばれる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に記載の化成処理性に優れた高加工性高強度冷延鋼板。
さらに、成分組成として、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％およびＶ：０．００５〜０．０５％のうちから選ばれる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に記載の化成処理性に優れた高加工性高強度冷延鋼板。
請求項１〜３のいずれかに記載の化成処理性に優れた高加工性高強度冷延鋼板の製造方法であって、
前記成分組成からなるスラブを加熱後、仕上げ圧延温度８００〜１０００℃で熱間圧延し、５００℃以上Ａｃ１点以下の温度域で１〜１０時間保持する焼鈍処理を施した後、圧下率２０％以上で冷間圧延を施し、次いで、露点：−３５℃以下の雰囲気中にて、７５０〜９００℃の温度域で６０秒以上保持する焼鈍処理をさらに施した後、３０℃／秒以上の平均冷却速度で３００℃以下まで冷却後、焼戻しを行うことを特徴とする化成処理性に優れた高加工性高強度冷延鋼板の製造方法。