JP6696047B2 - リン酸塩処理性と成形性が優れた冷間圧延高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、冷間圧延高強度鋼の分野に属し、具体的にリン酸塩処理性と成形性が優れた冷間圧延高強度鋼板及びその製造方法に関する。

近年、環境保護法及び衝突規制の要求がますます高まり、従来の自動車用鋼に代わりに、５９０〜９８０ＭＰａレベルの強度を有する高強度冷延鋼板を車で多量に使用し始め、車体部品の高強度と薄肉化を実現し、省エネと軽量化、安全性の向上及び製造コストの削減の目的を達成する。

車体の軽量化効果をさらに向上させるために、材料の強度をさらに向上させ、すなわち強度が１１８０ＭＰａ以上となることが必要であるが、強度が高くなるにつれて鋼板の成形性が徐々に劣化するため、高強度と高い成形性を兼ね備えた鋼板の開発が望まれる。

通常、鋼板は自動車に使用される前に塗装する必要があり、塗装前に鋼板表面にリン酸塩皮膜を形成するリン酸塩処理が必要であり、通常のリン酸塩皮膜は均一で緻密であり、リン酸塩結晶が微細であるとの特性を有し、塗装密着性を改善し、電気泳動効果を高め、部品の塗装後の耐食性を向上することができるため、リン酸塩処理の品質が塗装品質及び自動車の耐食性を直接に左右し、ひいては鋼板の自動車への適用に影響を与える。

鋼板の強度と成形性を同時に高めるために、通常、一定量のＳｉを鋼に添加するが、高Ｓｉ成分設計の鋼板の連続焼鈍の場合、Ｓｉ元素が鋼板表面に富化してＳｉの酸化物を形成する。上記酸化物は、リン酸塩処理で、リン酸塩処理における均一な反応を妨げ、リン酸塩被覆が不良になり、リン酸塩結晶サイズが粗大になるなどの問題を引き起こすため、鋼板のリン酸塩処理性が劣化してしまい、塗装品質及び耐食性が十分ではなく、高Ｓｉ成分設計の鋼板の自動車への適用をひどく制限する。よって、高Ｓｉ成分設計の冷間圧延高強度鋼板の使用過程でのリン酸塩処理塗装性の改善は、常に主な問題であった。

中国特許ＣＮ１０３１５４２９７Ａには、高強度冷間圧延鋼板及びその製造方法が公開されており、鋼板は、Ｃ：０．０１〜０．１８％、Ｓｉ：０．４〜２．０％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．００５〜０．０６０％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ：０．００１〜１．０％、Ｎ≦０．０１％を含み、かつ残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、鋼板に対して連続焼鈍を行う際に、加熱炉温度がＡ℃以上かつＢ℃以下（Ａ：６００≦Ａ≦７８０，Ｂ：８００≦Ｂ≦９００）である温度領域の雰囲気の露点は−１０℃以上に制御され、かつ、連続焼鈍後に、硫酸を含む水溶液の中で電解、酸洗を行う。中国特許ＣＮ１０３１４０５９７Ａが公開した高強度鋼板及びその製造方法は、焼鈍炉内の温度が７５０℃以上である際の雰囲気露点を−４０℃以下に設定する以外に、上記と類似している。上記２つの特許は、いずれも焼鈍後に酸洗工程を採用したので、生産コストが高まり、生産効率が低下することだけではなく、酸洗工程そのもの及び酸性廃液の処理も環境に悪影響を及ぼす。

中国特許ＣＮ１０３１２４７９９Ａには、高強度鋼板及びその製造方法が公開されており、その要旨として、均熱工程において、焼鈍炉内の温度が８２０℃以上１０００℃以下である温度範囲の雰囲気の露点を−４５℃以下とし、冷却工程において、焼鈍炉内の温度が７５０℃以上である温度範囲の雰囲気の露点を−４５℃以下とするように制御する。このような処理により、雰囲気での還元能力が高まり、鋼板表面で選択的に表面酸化されたＳｉ、Ｍｎなどの酸化されやすい元素の酸化物を還元することができる。しかし、実際の連続焼鈍製造の際に、雰囲気の露点を継続的、かつ安定的に−４５℃以下とするように制御するのは、技術上の難しさが大きく、生産装置及び生産技術レベルに対する要求が高いだけではなく、生産コストの点でも利点がない。

中国特許ＣＮ１０４５０８１５５Ａには、高強度鋼板及びその製造方法が公開されており、鋼板の化学成分は、質量百分率％で、Ｃ：０．０３〜０．３５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：３．６〜８．０％、Ａｌ：０．０１〜１．０％、Ｐ≦０．１０％、Ｓ≦０．０１０％を含み、かつ残部がＦｅ及び不可避不純物であり、当該鋼板に対して連続焼鈍を行う際に、焼鈍炉内で、鋼板の最高温度を６００〜７５０℃、時間を３０秒〜１０分間、雰囲気の露点を−１０℃以上に設定する。この方法では、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．５％の範囲であるが、Ｍｎ含有量は３．６〜８．０％と高く、安価なＳｉ元素の強靭化効果を十分に利用できないだけでなく、比較的に高いＭｎ含有量は既に特殊鋼の範疇に達し、コストの点で不利である一方、製鋼、連続鋳造及びその後の熱処理の製造における多数の技術的問題をも引き起こす。

中国特許ＣＮ１０２６６６９２３Ａには、高強度冷間圧延鋼板及びその製造方法が公開されており、鋼板は、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：０．６〜３．０％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ≦０．１％、Ｓ≦０．０５％、Ａｌ：０．０１〜１％、Ｎ≦０．０１％を含み、かつ残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、当該鋼板に対して連続焼鈍を行う際に、酸素濃度を制御することで、焼鈍前の酸化処理を実現する。酸素濃度が１０００ｐｐｍ以上の雰囲気で鋼板に対して鋼板温度が６３０℃以上になるまで第一回加熱を行い、次に、酸素濃度が１０００ｐｐｍより低い雰囲気で鋼板に対して鋼板温度が７００〜８００℃になるまで第二回加熱を行い、鋼板表面で０．１ｇ／ｍ^２以上の酸化量を形成するようにさせ、次に、露点が−２５℃以下、１〜１０％Ｈ_２−Ｎ_２の還元性雰囲気を利用して、焼鈍を行う。当該製造方法では、焼鈍前に酸化処理工程を増加し、生産ラインで相応的な装置を配置するとともに、加熱温度及び酸素濃度を制御する必要があり、操作の難しさが大きくなり、現在の多くの連続焼鈍生産ラインはこのような機能を備えず、かつ高酸素含有雰囲気を利用して鋼板表面の非選択性酸化を実現しようとする場合、酸化反応度は雰囲気に非常に敏感であり、反応の均一性を確保するのは困難であり、酸化層の厚さ及び酸化度が不均一になり易く、その後の還元反応による還元鉄層も厚さの不均一を生じ易く、製品のリン酸塩処理性が不良になってしまう。

本発明は、リン酸塩処理性と成形性が優れた冷間圧延高強度鋼板及びその製造方法の提供を目的とし、当該鋼板は優れたリン酸塩処理性と成形性を有し、室温組織がフェライト、マルテンサイト及び残留オーステナイトを含む複合組織であり、引張り強度が１１８０ＭＰａ以上、伸び率が１４％以上であり、自動車の構造部品及び安全部品の製造に適する。

本発明は、上記目的を達成するために、以下の技術案を提供する。
リン酸塩処理性と成形性が優れた冷間圧延高強度鋼板であって、前記鋼板の化学成分が、重量百分率で、Ｃ ０．１５〜０．２５％、Ｓｉ １．５０〜２．５０％、Ｍｎ ２．００〜３．００％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ ０．０３〜０．０６％、Ｎ≦０．０１％を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物元素であり、前記鋼板の表層に厚さ１〜５μｍの内部酸化層が存在し、前記内部酸化層は鉄をマトリックスとし、当該マトリックスは酸化物粒子を含有し、前記酸化物粒子はＳｉ酸化物、ＳｉとＭｎとの複合酸化物のうちの少なくとも１種であり、鋼板の表面にＳｉ、Ｍｎ元素が富化されていない。

前記酸化物粒子の平均直径は５０〜２００ｎｍであり、酸化物粒子間の平均間隔λは、以下の関係を満足しており、

そのうち、［Ｓｉ］は鋼におけるＳｉの含有量％であり；［Ｍｎ］は鋼におけるＭｎの含有量％であり；ｄは酸化物粒子の直径であり、単位がｎｍである。

好ましくは、前記酸化物粒子は、酸化ケイ素、ケイ酸マンガン、ケイ酸鉄、及びケイ酸フェロマンガンのうちの少なくとも１種である。

好ましくは、前記鋼板は、Ｃｒ ０．０１〜１％、Ｍｏ ０．０１〜０．５％及びＮｉ ０．０１〜２．０％のうちの少なくとも１種を含む。

さらに好ましくは、前記鋼板は、Ｔｉ ０．００５〜０．５％、Ｎｂ ０．００５〜０．５％及びＶ ０．００５〜０．５％のうちの少なくとも１種を含む。

本発明の前記リン酸塩処理性と成形性が優れた冷間圧延高強度鋼板は、室温組織がフェライト、マルテンサイト及び残留オーステナイトを含む複合組織であり、そのうち、残留オーステナイト含有量が５％以上であり、前記冷間圧延高強度鋼板の引張強度が１１８０ＭＰａ以上、伸び率が１４％以上である。

本発明の成分設計において、
Ｃは、鋼において、強度を確保するために必要な固溶強化元素であり、オーステナイト安定化元素である。Ｃ含有量が少なすぎると残留オーステナイトの含有量が不足し、かつ材料強度が低くなり、Ｃ含有量が多すぎると鋼材の溶接性が著しく悪化する。よって、本発明では、Ｃ含有量を０．１５〜０．２５％に制御する。

Ｓｉは、強度を向上させると共に鋼材の成形性を改善できる効果を有し、本発明で多量に添加されている。しかし、Ｓｉを過剰に添加すると、鋼板の脆化が顕著になり、冷間圧延の際に鋼板端部で割れを生じやすく、生産効率を妨げる。よって、本発明では、Ｓｉ含有量を１．５０〜２．５０％に制御する。

Ｍｎは、オーステナイトの安定性を向上させると同時に、鋼の焼入れ時の臨界冷却温度及びマルテンサイト変態温度Ｍｓを低下させ、鋼板の焼入れ性を向上させる。また、Ｍｎは鋼板の強度を向上させるのに有利な固溶強化元素である。よって、本発明で大量に添加する必要がある。しかし、Ｍｎ含有量が多すぎると、連続鋳造時にスラブ割れを生じ、鋼材の溶接性に影響を与える。よって、本発明では、Ｍｎ含有量を２．００〜３．００％に制御する。

Ｐは、本発明において溶接性を劣化させ、鋼の冷間脆性を高め、鋼の塑性を低下させる不純物元素であるため、Ｐを０．０２％以下に制御する必要がある。

Ｓは、同様に不純物元素として溶接性を劣化させ、鋼の塑性を低下させるため、Ｓを０．０１％以下に制御する必要がある。

Ａｌは、溶鋼の脱酸のために添加される。Ａｌ含有量が少なすぎると、脱酸の目的が達成できず、また、Ａｌ含有量が多すぎると、脱酸効果が飽和する。よって、本発明では、Ａｌ含有量を０．０３〜０．０６％に制御する。

Ｎは、粗鋼中に含まれる不純物であり、Ａｌと結合してＡｌＮ粒子を形成し、鋼板の延性や熱可塑性に影響を与える。よって、製鋼工程においては、Ｎ含有量をできる限り０．０１％以下に制御することが望ましい。

Ｃｒは、オーステナイト結晶粒の微細化に寄与すると同時に鋼板の焼入性を向上させ、鋼の強度を向上させる。よって、高強度を達成するために、Ｃｒを適切に添加することができる。しかし、高すぎると好ましくない。Ｃｒ含有量が１．０％を超えると鋼板のコストが高まり、溶接性が劣化するので、本発明ではＣｒ含有量を０．０１〜１．０％に制御する。

Ｍｏは鋼板の焼入性を向上させ、ひいては鋼板の強度を向上させる。鋼板の焼入性を確保するために、Ｍｏを適切に添加することができる。しかし、Ｍｏ含有量が０．５％を超えると鋼板の塑性が著しく低下し、かつ製造コストが上昇するため、本発明ではＭｏ含有量の範囲を０．０１〜０．５％に制御する。

Ｎｉは、その効果がＭｏと同様であり、鋼板の焼入性を向上させる元素でもある。引張強度を１１８０ＭＰａ以上とするために、Ｎｉを適切に添加することができる。しかし、Ｎｉ含有量が高すぎると好ましくない。Ｎｉ含有量は、２．０％を超えると鋼板の製造コストが上昇する。よって、Ｎｉ含有量を０．０１〜２．０％に制御する。

Ｔｉは、Ｃ、Ｓ、Ｎと析出物を形成して鋼板の強度と靭性を効果的に向上させる。上記効果を達成するために、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とする必要がある。一方、Ｔｉ含有量が０．０５％を超えた後にその含有量を増加させても、鋼に対する改善効果は顕著ではない。よって、本発明におけるＴｉ含有量は０．００５〜０．０５％とする。

Ｎｂは、析出強化により鋼を強化すると共に、オーステナイト結晶粒の成長を抑制し、結晶粒を微細化して、強度と伸び率を同時に向上させる。Ｎｂの含有量は、０．００５％未満であると上記効果が得られないが、０．１％を超えると析出強化が過剰に作用し、成形性が低下してしまい、かつ製造コストも上昇する。よって、本発明では、Ｎｂの含有量を０．００５〜０．１％の範囲に制御する。

Ｖは、その効果がＮｂと同様であり、炭化物を形成し、鋼の強度を向上させる。Ｖ含有量が０．００５％未満では、析出強化効果が顕著ではない。しかし、Ｖ含有量が０．１％を超えると、析出強化効果が過剰に作用し、鋼板の成形性を低下させる。このため、本発明では、Ｖ含有量を０．００５〜０．１％に制御する。

本発明の冷間圧延高強度鋼板の表層には、厚さ１〜５μｍの内部酸化層が存在し、当該内部酸化層は、酸化物粒子を含有し、当該酸化物粒子は、Ｓｉ酸化物及びＳｉ、Ｍｎ複合酸化物のうちの少なくとも１種である。本発明の鋼板の表層に存在する一定の厚さの内部酸化層の特徴は必須であり、これは鋼板中の高いＳｉ、Ｍｎ含有量との間に必然的な関係があり、Ｓｉ元素が鋼板の表面に富化してＳｉの酸化物を形成することなく、酸化反応が外部酸化から内部酸化へと変化することを保証し、鋼板のリン酸塩処理性を改善できる。

本発明の冷間圧延高強度鋼板の表層の内部酸化層の厚さ、酸化物粒子のサイズ及び酸化物粒子の密度は、鋼板表面状態に対する内部酸化層の改善効果の発揮を直接に影響し、酸化物の密度は、酸化物粒子の平均間隔λで表され、それがＳｉ、Ｍｎ含有量及び酸化物粒子の直径との関係は、酸化物粒子間の平均間隔λが以下の関係式を満足する。

そのうち、［Ｓｉ］は鋼におけるＳｉ元素の含有量であり；［Ｍｎ］は鋼におけるＭｎ元素の含有量であり；ｄは酸化物粒子の直径であり、単位がｎｍである。内部酸化層の厚さが１μｍより小さく、Ｓｉ酸化物粒子の平均直径が５０ｎｍより小さく、及び平均間隔λ＞Ｂである場合、内部酸化層は、Ｓｉの鋼板表面への富化を阻止できず、鋼板表面に多量の酸化物粒子を形成し、外部酸化を効果的に抑制できなくなり、鋼板表面の酸化物粒子は、リン酸塩処理プロセスにおける均一な反応を著しく妨げ、表面の黄さび、リン酸塩処理不良、リン酸塩結晶のサイズが粗大になるなどの問題を引き起こす。

内部酸化物層の厚さが５μｍを超え、Ｓｉ酸化物粒子の平均直径が２００ｎｍを超えかつ平均間隔λ＜Ａであると、内部酸化の効果が強すぎて鋼板表面の靭性と成形性に大きな影響を及ぼす。よって、鋼板の良好なリン酸塩処理性を確保するために、鋼板表層における内部酸化層の厚さを１〜５μｍとし、酸化物粒子の平均粒径を５０〜２００ｎｍとし、酸化物粒子間の平均間隔λをＡ〜Ｂの間にして制御する。

本発明の前記冷間圧延高強度鋼板は、室温組織が残留オーステナイトを含有し、かつ残留オーステナイトの含有量が５％以上である。変態過程において、一定量の残留オーステナイトがマルテンサイトに変態し、ＴＲＩＰ効果が発生して、鋼板が１１８０ＭＰａの強度を有しながら良好な成形性を有することを確保する。残留オーステナイトの含有量が５％未満であると、ＴＲＩＰ効果が著しくなく、鋼板の強度及び成形性を確保することができない。よって、室温組織における残留オーステナイトの含有量が５％以上であることを保証するのは望ましい。

本発明は、さらに以下の工程を含むリン酸塩処理性と成形性が優れた冷間圧延高強度鋼板の製造方法を提供する。

１） 製錬、鋳造
上記化学成分になるように製錬し、鋳造して、スラブを製造する。

２） 熱間圧延、巻き取り
スラブを１１７０〜１３００℃に加熱し、０．５〜４ｈ保温し、圧延し、仕上げ圧延温度を８５０℃以上に制御し；巻き取りにおいて、巻き取り温度を４００〜７００℃として、熱間圧延コイルを得る。

３） 酸洗い、冷間圧延
熱間圧延コイルを巻き出し、酸洗い及び冷間圧延を行い、酸洗い速度を１５０ｍ／ｍｉｎ以下とし、冷間圧延の圧下率を４０〜８０％として、圧延硬質帯鋼を得る。

４） 連続焼鈍
得られた圧延硬質帯鋼を巻き出し、洗浄して、温度７９０〜９２０℃まで均一に加熱し、３０〜２００ｓ保温し、そのうち、加熱速率を１〜２０℃／ｓとし、加熱ゾーン及び保温ゾーンの雰囲気としてＮ_２−Ｈ_２混合ガスを使用し、そのうち、Ｈ_２含有量が０．５〜２０％であり；焼鈍の雰囲気の露点が−２５〜１０℃であり；
その後、２００〜３００℃に急冷し、冷却速度が３０℃／ｓ以上であり；
その後、さらに３５０〜４５０℃に加熱し、６０〜２５０ｓ保温して、優れたリン酸塩処理性と成形性を有する冷間圧延高強度鋼板を得る。

好ましくは、工程２）で熱間圧延を行う際に、スラブに対する再加熱の温度を１２１０〜１２７０℃とし、巻き取り温度を４５０〜５５０℃とする。

さらに、工程４）では、均熱温度を８１０〜８７０℃とする。
さらに、工程４）では、焼鈍雰囲気の露点を−１０〜５℃とする。

本発明の製造プロセス設計の理由は、以下のようである。
本発明では、熱間圧延の時に、スラブに対する再加熱の温度が１１７０〜１３００℃、好ましくは１２１０〜１２７０℃である。加熱温度が高すぎると、スラブが過焼成され、スラブ内の結晶粒組織が粗大化して熱間加工性が低下してしまい、また、超高温はスラブ表面の激しい脱炭を引き起こす。加熱温度が低すぎると、スラブは高圧水によってスケール除去及び初期圧延を経て、仕上げ温度が低すぎるため、ブランクの変形抵抗力が大きくなってしまう。熱間圧延の時に、保温時間が０．５〜４ｈである。保温時間が４ｈを超えると、スラブ内の結晶粒組織が粗大になると共に、スラブ表面が著しく脱炭する。保温時間が０．５ｈ未満であると、スラブの内部温度はまだ均一とならない。

本発明では、スラブの熱間圧延を完了するために仕上げ圧延温度を８５０℃以上に制御する必要があり、仕上げ温度が低すぎると、スラブの変形抵抗力が高すぎるため、要求される厚さ仕様の鋼板を製造することが困難であり、鋼板の形状も不良である。

本発明では、４００〜７００℃で熱間圧延板を巻き取り、巻取り温度を４５０〜５５０℃とすることが好ましい。巻取り温度が高すぎると鋼板表面の酸化鉄のスケールが厚くなり、酸洗できなくなり；巻取り温度が低すぎるとホットコイル強度が高すぎて冷間圧延が困難となり、生産効率に影響を及ぼす。

本発明では、酸洗の時に酸洗速度が１５０ｍ／ｍｉｎ以下であり、酸洗速度が速すぎると鋼板表面の酸化スケールを完全に除去することができず、表面欠陥が生じやすくなる。酸洗後の熱間圧延鋼板は、冷間圧延されて所定の厚さに変形し、冷間圧延の圧下率は４０〜８０％であり、大きな冷間圧延の圧下率は、後続の焼鈍工程においてオーステナイトの生成率を高めることができ、焼鈍鋼板の組織均一性の向上に寄与し、ひいては鋼板の延性を改善できる。しかし、冷間圧延の圧下率が大きすぎると、加工硬化による素材の変形抵抗力が非常に大きくなり、所定の厚さ及び良好な板状を有する冷間圧延鋼板を得ることが極めて困難となる。

本発明では、焼鈍工程において、均熱温度を７９０〜９２０℃、均熱時間を３０〜２００ｓに制御する。均熱温度及び均熱時間の選択は、主に帯鋼マトリックスの組織と性能への影響、及び鋼板表面層の内部酸化層の厚さへの影響を考慮する。急冷温度、再加熱温度及び再加熱保温時間の選択は、鋼板における残留オーステナイトの含有量を保証して、最良の成形性を達成できるように要望する。均熱温度が７９０℃未満で、均熱時間が３０ｓ未満であると、冷間圧延鋼板のオーステナイト化が不十分となり、オーステナイト組織が不均一となり、その後の焼鈍工程後に十分な量の残留オーステナイトを形成することができなく、オーステナイトの安定性も不十分であり、鋼板の最終伸び率が不十分になってしまう。均熱温度が９２０℃を超え、均熱時間が２００ｓを超えると、均熱処理後の鋼板マトリックス組織に完全なオーステナイト変態が生じ、オーステナイト安定性が低下するため、焼鈍後の鋼板マトリックスにおける残留オーステナイト量が減少すると共に、焼鈍後の鋼板の表層に形成される内部酸化層の厚さが５μｍを超えて、鋼板の靭性と成形性に影響を及ぼす。

本発明は、急冷段階において、急冷温度を２００〜３００℃とし、冷却速度を３０℃／ｓ以上として制御することで、鋼板内に一定量のマルテンサイト組織を生成することが保証される。本発明の成分設計では、マルテンサイト臨界冷却速度が３０℃／ｓである。よって、冷却過程にマルテンサイト変態のみが起こることを保証するために、冷却速度を３０℃／ｓ以上とする。急冷温度が２００℃未満であると、オーステナイトが全てマルテンサイトに変態し、鋼板の室温組織に残留オーステナイトが形成されなくなり、急冷温度が３００℃を超えると、マルテンサイトの形成量が少なくなり、その後の再加熱過程において、マルテンサイトにおける炭素量がオーステナイトに拡散する推進力が不十分であり、オーステナイト安定性が不十分になってしまい、常温における鋼板中の残留オーステナイト量が５％未満であり、鋼板の成形性に影響を及ぼす。

本発明は、再加熱温度を３５０〜４５０℃とし、再加熱時間を６０〜２５０ｓとして制御する。再加熱温度が３５０℃より低く、再加熱時間が６０ｓより短いと、鋼板の残留オーステナイト安定化過程が不十分であり、室温組織における残留オーステナイト含有量が５％未満になる。再加熱温度が４５０℃より高く、再加熱時間が２５０ｓを超えると、鋼板は著しい焼戻し軟化を発生し、マルテンサイトの強度が低下し、それにより鋼板の強度が低下する。

本発明において、帯鋼表面における酸化鉄を還元するために、加熱ゾーンと均熱ゾーンの焼鈍雰囲気は、Ｎ_２−Ｈ_２混合ガスを使用し、ここでＨ_２含有量が０．５〜２０％である。焼鈍雰囲気の露点は−２５〜１０℃、好ましくは−１０〜５℃である。上記露点範囲内では、焼鈍雰囲気がＦｅに対して還元性であるので、酸化鉄を還元できる。焼鈍雰囲気の露点が−２５℃未満であると、上記焼鈍雰囲気はマトリックス中のＳｉ元素にとって依然として酸化性であり、マトリックス中のＳｉが帯鋼表面に連続的、緻密な酸化皮膜を形成して、リン酸塩処理性に影響を及ぼす。焼鈍雰囲気の露点が１０℃を超えると、焼鈍雰囲気中の酸素ポテンシャルが高くなりすぎ、帯鋼マトリックスへのＯ原子の拡散能力が高まり、鋼板表層でＳｉ、Ｍｎ等の合金元素から形成される内部酸化層が厚すぎになり、鋼板の強度と成形性に影響を及ぼす。同時に、Ｓｉ及びＭｎはまた鋼板の表面に富化し始め、鋼板のリン酸塩処理性を低下させる。

先行技術と比べて、本発明の有益効果は以下の通りである。
１） 本発明の冷間圧延高強度鋼板の表面層は、鉄をマトリックスとし、厚さ１〜５μｍ、酸化物粒子を含む内部酸化層を有し、当該内部酸化層はＳｉ、Ｍｎなどの元素が鋼板の表面に富化するのを阻止することで、上記元素の酸化反応が鋼板表面で発生しないようにさせ、外部酸化から内部酸化へと変化し、当該鋼板の表面にＳｉ、Ｍｎ元素の富化がないため、鋼板のリン酸塩処理性を向上し、高Ｓｉ含有量の冷間圧延高強度鋼板の優れたリン酸塩処理性を確保できる。

２） 本発明の冷間圧延高強度鋼板の室温組織は、残留オーステナイトを含有し、変態過程において、一定量の残留オーステナイトがマルテンサイトに変態し、ＴＲＩＰ効果が発生して、鋼板が１１８０ＭＰａの強度を有しながら良好な成形性を有することを確保する。

３） 本発明では、焼鈍工程において、均熱温度及び均熱時間の選択は、主に帯鋼マトリックスの組織と性能への影響、及び鋼板表面層の内部酸化層の厚さへの影響を考慮する。急冷温度、再加熱温度及び再加熱保温時間の選択は、鋼板における残留オーステナイトの含有量を保証して、最良の成形性を達成できるように要望する。

４） 本発明では、焼鈍工程において、加熱ゾーンと均熱ゾーンの焼鈍雰囲気は、Ｎ_２−Ｈ_２混合ガスを使用し、ここでＨ_２含有量が０．５〜２０％であり、帯鋼表面における酸化鉄を還元し、焼鈍雰囲気の露点が−２５〜１０℃であり、当該露点の範囲内では、使用される焼鈍雰囲気がＦｅに対して還元性であるので、酸化鉄を還元でき、Ｓｉ、Ｍｎなどの酸化されやすい元素の鋼板表面での外部酸化と富化を抑制し、それらを内部酸化に変換し、表層に１〜５μｍの内部酸化層を形成するようにさせる。

５） 本発明は、既存の高強度鋼連続焼鈍生産ラインで完成することができ、大幅に調整する必要がなく、自動車構造部品への応用展望が良好であり、特に車のドア衝突防止バー、バンパー及びＢピラーなどの形状が複雑であり、成形性及び耐食性への要求が高い車両構造部品及び安全部品の製造に適する。

本発明の冷間圧延高強度鋼板の表面の内部酸化層の模式図であり、そのうち、１は鋼板であり、２は内部酸化層であり、３は酸化物粒子である。 本発明の実施例における冷間圧延高強度鋼板の断面の走査型電子顕微鏡の後方散乱電子像であり、そのうち、１は鋼板であり、２は鋼板表層の内部酸化層である。 本発明の実施例における冷間圧延高強度鋼板のリン酸塩処理後の表面の走査型電子顕微鏡の二次電子像である。 比較例１の冷間圧延高強度鋼板の断面の走査型電子顕微鏡の後方散乱電子像である。 比較例１における高強度冷間圧延鋼板のリン酸塩処理後の表面の走査型電子顕微鏡の二次電子像である。

以下、図面説明及び具体的な実施例に基づいて本発明についてさらに解釈と説明をするが、当該解釈と説明は、本発明の技術案を不適当に限定するものではない。

実施例及び比較例
本発明の実施例１〜１６のリン酸塩処理性と成形性が優れた冷間圧延高強度鋼板、及び比較例１〜５の鋼板は、以下の工程を採用した。

表１には、実施例１〜１６及び比較例１〜５の各化学元素の質量百分率（％）が示されており、残部がＦｅである。

表１に示す組成の鋼材を製錬し、鋳造することでスラブとし、スラブを加熱温度１２５０℃で加熱し、１時間で保温した後、熱間圧延を行い、仕上げ温度９００℃以上で仕上げ圧延を完成した。熱間圧延鋼板の厚さは約２．５ｍｍであった。前記熱間圧延鋼板を５００℃で巻き取り、酸洗と冷間圧延を行い、冷間圧延圧下率が５２％であり、圧延硬質帯鋼の最終厚さが１．２ｍｍであった。

得られた圧延硬質帯鋼を巻き出し、洗浄して、焼鈍を施した。実施例及び比較例の焼鈍プロセス、雰囲気条件は、表２を参照する。そして、焼鈍後の冷間圧延高強度鋼板の力学性能、残留オーステナイト含有量、表層の内部酸化層の厚さ、酸化物粒子の平均直径、粒子の平均間隔及びリン酸塩処理性を評価した。評価の結果は表３を参照する。

表３から分かるように、本発明の焼鈍プロセスによって、全ての実施例の引張強度は１１８０ＭＰａ以上であり、伸び率は１４％以上であり、室温組織中の残留オーステナイト含有量は５％以上であり、成形性が良好であった。それとともに、焼鈍雰囲気の露点を制御することで、鋼板表層に１〜５μｍの内部酸化層が存在し、内部酸化層の特徴は図１−２に示された通りである。図３を参照して、リン酸塩処理によって、リン酸塩結晶は鋼板表面に均一に被覆され、サイズが１０μｍより小さいであり、被覆面積が８０％以上に達し、リン酸塩処理性が優れていた。

表２及び表３から分かるように、比較例１は、露点が−４０℃であり、本発明の設計下限を大きく下回っており、その表面に内部酸化層が形成されておらず（図４参照）、Ｓｉ、Ｍｎが鋼板表面に集中している。よって、図５に示された通り、鋼板をリン酸塩処理した後、その表面の一部のみにリン酸塩結晶があり、かつ結晶サイズが粗大であり、表面の大部分はリン酸塩結晶で覆われておらず、リン酸塩処理性が劣っていた。

比較例２は、急冷温度が１００℃であり、オーステナイトが全てマルテンサイトに変態し、残留オーステナイトを保持しないため、鋼板の強度が高く、伸び率が低かった。

比較例３は、均熱温度が７５５℃であり、設計要求の７９０℃より低く、均熱工程において、オーステナイト化が不十分であり、その後の冷却と加熱のプロセスで十分量の残留オーステナイトを安定させないため、材料の強度及び伸び率のいずれも低かった。

比較例４では、露点が本発明の設計上限を超えているため、鋼板表面の内部酸化層が厚くなり、材料の引張強度及び伸び率に影響を与え、それとともに、過大な露点は、Ｓｉ及びＭｎ元素が鋼板表面に改めて富化させ、鋼板のリン酸塩処理性は再び悪化し始めた。

表１と表３から分かるように、比較例５は、Ｓｉ含有量が低く、その伸び率が１４％に達成できなかった。これは、Ｓｉ含有量が設計下限に達していないためである。従って、焼鈍工程中の残留オーステナイト含有量が不足し、伸び率が低下してしまった。

引張試験方法：ＪＩＳ ５号引張試験片を使用し、引張方向が圧延方向に対して垂直とした。

残留オーステナイト含有量試験方法：１５×１５ｍｍサイズのサンプルを鋼板から切り取り、研削と研磨を行った後、ＸＲＤ定量試験を行った。

鋼板の断面に沿ってサンプルを採取し、研削と研磨を行った後、走査電子顕微鏡で５０００倍ですべての鋼板サンプルの断面形態を観察した。

酸化層中の酸化物粒子の平均直径及び平均間隔の測定方法：鋼板の断面に沿ってサンプルを採取し、研削と研磨を行った後、走査電子顕微鏡を使用し、１００００倍で１０視野を無作為に観察し、画像ソフトウェアを使用して酸化物粒子の平均直径及び平均間隔について統計した。

鋼板のリン酸塩処理性の評価方法：焼鈍鋼板に対して順次に脱脂、水洗、表面調整、水洗した後にリン酸塩処理を行い、その後さらに水洗、乾燥し、走査型電子顕微鏡を使用し、５００倍で無作為にリン酸塩処理後の鋼板の５視野を観察し、画像ソフトウェアを使用して、リン酸塩フィルムが覆われていない領域の面積を統計した。覆われていない領域の面積が２０％未満で、かつリン酸塩結晶のサイズが１０μｍより小さいであれば、リン酸塩処理性は良好（ＯＫ）と判定され、逆に、リン酸塩処理性は不良（ＮＧ）と判定された。

注意すべくことは、上記に列挙されるものが本発明の具体的な実施例だけであり、本発明が上記実施例に限定されるものであはなく、様々な変化を有する。当業者が本発明に開示の内容から直接に導出し又は連想できるあらゆる変化であれば、本発明の保護範囲に属する。

Claims (9)

1. 化学成分が、重量百分率で、Ｃ ０．１５〜０．２５％、Ｓｉ １．５０〜２．５０％、Ｍｎ ２．００〜３．００％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ ０．０３〜０．０６％、Ｎ≦０．０１％を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物元素であるリン酸塩処理性と成形性が優れた冷間圧延高強度鋼板であって、前記鋼板の表層に厚さ１〜５μｍの内部酸化層が存在し、前記内部酸化層は鉄をマトリックスとし、当該マトリックスは酸化物粒子を含有し、前記酸化物粒子はＳｉ酸化物、ＳｉとＭｎとの複合酸化物のうちの少なくとも１種であり、鋼板の表面にＳｉ、Ｍｎ元素が富化されていなく；
   前記酸化物粒子の平均直径は５０〜２００ｎｍであり、酸化物粒子間の平均間隔λは、以下の関係を満足しており、
   そのうち、［Ｓｉ］は鋼におけるＳｉの含有量％であり；［Ｍｎ］は鋼におけるＭｎの含有量％であり；ｄは酸化物粒子の直径であり、単位がｎｍである。
2. 前記鋼板は、さらにＣｒ ０．０１〜１．０％、Ｍｏ ０．０１〜０．５％及びＮｉ ０．０１〜２．０％のうちの少なくとも１種を含むことを特徴とする請求項１に記載のリン酸塩処理性と成形性が優れた冷間圧延高強度鋼板。
3. 前記鋼板は、さらにＴｉ ０．００５〜０．０５％、Ｎｂ ０．００５〜０．１％及びＶ ０．００５〜０．１％のうちの少なくとも１種を含むことを特徴とする請求項１に記載のリン酸塩処理性と成形性が優れた冷間圧延高強度鋼板。
4. 前記酸化物粒子は、酸化ケイ素、ケイ酸マンガン、ケイ酸鉄、及びケイ酸フェロマンガンのうちの少なくとも１種であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載のリン酸塩処理性と成形性が優れた冷間圧延高強度鋼板。
5. 前記リン酸塩処理性と成形性が優れた冷間圧延高強度鋼板の室温組織はフェライト、マルテンサイト及び残留オーステナイトを含む複合組織であり、そのうち、残留オーステナイト含有量が５％以上であることを特徴とする請求項１に記載のリン酸塩処理性と成形性が優れた冷間圧延高強度鋼板。
6. 前記冷間圧延高強度鋼板の引張強度が１１８０ＭＰａ以上、伸び率が１４％以上であることを特徴とする請求項１に記載のリン酸塩処理性と成形性が優れた冷間圧延高強度鋼板。
7. 以下の工程：
   １） 製錬、鋳造
   前記化学成分になるように製錬し、鋳造して、スラブを製造し；
   ２） 熱間圧延、巻き取り
   スラブを１１７０〜１３００℃に加熱し、０．５〜４ｈ保温し、圧延し、仕上げ圧延温度を８５０℃以上に制御し；巻き取りにおいて、巻き取り温度を４００〜７００℃として、熱間圧延コイルを得り；
   ３） 酸洗い、冷間圧延
   熱間圧延コイルを巻き出し、酸洗い及び冷間圧延を行い、酸洗い速度を１５０ｍ／ｍｉｎ以下とし、冷間圧延の圧下率を４０〜８０％として、圧延硬質帯鋼を得り；
   ４） 連続焼鈍
   得られた圧延硬質帯鋼を巻き出し、洗浄して、温度７９０〜９２０℃まで均一に加熱し、３０〜２００ｓ保温し、そのうち、加熱速率を１〜２０℃／ｓとし、加熱ゾーン及び保温ゾーンの雰囲気として、Ｎ_２−Ｈ_２混合ガスを使用し、そのうち、Ｈ_２含有量が０．５〜２０％であり；焼鈍の雰囲気の露点が−２５〜１０℃であり；
   その後、２００〜３００℃に急冷し、冷却速度が３０℃／ｓ以上であり；
   その後、さらに３５０〜４５０℃に加熱し、６０〜２５０ｓ保温して、優れたリン酸塩処理性と成形性を有する冷間圧延高強度鋼板を得る、
   を含む請求項１〜６のいずれか１項に記載のリン酸塩処理性と成形性が優れた冷間圧延高強度鋼板の製造方法。
8. 工程２）で熱間圧延を行う際に、スラブに対する再加熱の温度を１２１０〜１２７０℃とし、巻き取り温度を４５０〜５５０℃とすることを特徴とする請求項７に記載のリン酸塩処理性と成形性が優れた冷間圧延高強度鋼板の製造方法。
9. 工程４）において、均熱温度を８１０〜８７０℃とし、焼鈍雰囲気の露点を−１０〜５℃とすることを特徴とする請求項７又は８に記載のリン酸塩処理性と成形性が優れた冷間圧延高強度鋼板の製造方法。