JP6703606B2 - 化成処理性及び曲げ加工性に優れた超高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents

化成処理性及び曲げ加工性に優れた超高強度鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、自動車用鋼板などとして用いられる超高強度鋼板に関し、より詳細には、化成処理性及び曲げ加工性に優れた超高強度鋼板及びその製造方法に関する。
近年、自動車用鋼板は、地球環境保全のための燃費規制及び搭乗者の衝突安全性を確保すべく、超高強度鋼材の使用を増やしている。このような超高強度鋼を製造するためには、一般的な固溶強化を活用した鋼材や析出強化を用いた鋼材だけでは十分な強度及び延性を確保することが容易ではない。
よって、変態組織を活用して強度及び延性を向上させた変態強化鋼が開発されている。このような変態強化鋼には、二相組織鋼（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ Ｓｔｅｅｌ、以下ＤＰ鋼）、複合組織鋼（Ｃｏｍｐｌｅｘ Ｐｈａｓｅ Ｓｔｅｅｌ、以下ＣＰ鋼）、変態誘起塑性鋼（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ Ｓｔｅｅｌ、以下ＴＲＩＰ鋼）などがある。
上記変態強化鋼のうち、ＤＰ鋼は、軟質のフェライト中に硬質のマルテンサイトを微細均質に分散させて強度と延性を確保する鋼種であり、ＣＰ鋼は、フェライト、マルテンサイト、ベイナイトの二相又は三相を含み、強度向上のためにＴｉ、Ｎｂなどの析出硬化元素を含む鋼種である。ＴＲＩＰ鋼は、微細均質に分散した残留オーステナイトを常温で加工することによりマルテンサイト変態を起こして強度と延性を確保する鋼種である。
上記ＴＲＩＰ鋼の代表的な技術としては特許文献１が挙げられるが、この技術は、鋼板の残留オーステナイト量を制御して成形性に優れた鋼板を製造する方法に関する。一方、特許文献２は、合金成分及び鋼板の微細組織を制御することによりプレス成形性が良好な高強度鋼板を製造する方法を提示している。特許文献３は、５％以上の残留オーステナイトを含み、加工性、特に局部延伸に優れた鋼板を提示している。
上述した技術によるＴＲＩＰ鋼は、残留オーステナイト分率を増加させることにより延伸率を向上させるという効果があるのに対して、耐遅れ破壊特性が劣位であるという欠点により適用分野において応力がかかる部位や部品には使用しにくく、残留オーステナイト分率の確保のために高い含量の炭素が要求されることにより溶接性まで低下するという問題がある。
また、超高強度鋼板の場合、上記のように変態組織を活用するにもかかわらず、十分な延伸率の確保が難しく、実際、ほとんどの加工が曲げ加工やロール成形により行われるため、このような加工時に発生する割れなどを抑制する必要があり、そのためには、曲げ加工性も、ともに確保されなければならない。
曲げ加工性は、均一な材質を有するフェライト単相鋼又はベイナイト単相鋼が非常に優れているが、フェライト単相鋼では超高強度鋼を得ることが難しく、ベイナイト単相鋼も１ＧＰａ以上の超高強度鋼を得るためには高い含量で炭素を含有することが求められる。よって、ベイナイト単相鋼は延伸率が低く溶接性も劣位であるため、現実的に使用することが困難である。
このような問題を克服するためには、変態組織と析出物を、ともに活用したＣＰ鋼の開発が必要とされる。しかし、ＣＰ鋼も構成相の構成比によって延性及び曲げ加工性の変化が大きく、現在まで適切な相分率と製造範囲についての十分な検討がなされておらず、研究開発の必要性が高くなってきている現状である。
一方、延伸率及び曲げ加工性の確保目的でＳｉ、Ｃｒなどの合金元素が多量添加される。しかし、ＳｉやＣｒが含まれる鋼の場合、焼鈍過程で表層酸化物が形成され、これは焼鈍後に酸洗する過程で除去することが容易でないため、最終製品の化成処理性が劣位となるという問題がある。
ゆえに、延伸率及び曲げ加工性と共に化成処理性を確保できる技術の開発が求められている。
特開平０６−１４５８９２号公報 特許第２７０４３５０号公報 特許第３３１７３０３号公報
本発明の一態様は、合金の成分組成及び製造条件の最適化により優れた延性及び曲げ加工性を確保することはもちろん、同時に化成処理性に優れた超高強度鋼板及びそれを製造する方法を提供しようとするものである。
本発明の一態様は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０８〜０．２％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５〜１．３％、マンガン（Ｍｎ）：２．０〜３．０％、リン（Ｐ）：０．００１〜０．１０％、硫黄（Ｓ）：０．０１０％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜０．１％、クロム（Ｃｒ）：０．３〜１．２％、ボロン（Ｂ）：０．００１０〜０．００３０％、チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．０５％、窒素（Ｎ）：０．００１〜０．０１％、残部Ｆｅ及びその他の不可避的不純物を含み、
上記Ｔｉ及びＮは下記関係式１を満たし、上記Ｍｎ、Ｓｉ及びＣｒは下記関係式２を満たし、表層（表面から厚さ方向に０．１μｍまで）中のＭｎ、Ｓｉ及びＣｒの含量は下記関係式３を満たす、化成処理性及び曲げ加工性に優れた超高強度鋼板を提供する。
［関係式１］
３．４≦Ｔｉ／Ｎ≦１０
［関係式２］
１．０≦Ｍｎ／（Ｓｉ＋Ｃｒ）
［関係式３］
０．７≦Ｍｎ＊／（Ｓｉ＊＋Ｃｒ＊）≦Ｍｎ／（Ｓｉ＋Ｃｒ）
本発明の他の態様は、上述した成分組成及び成分関係を満たす鋼材を準備するステップと、上記鋼材を熱間圧延及び冷間圧延して冷延鋼板を製造するステップと、上記冷延鋼板を７７０〜８５０℃で焼鈍熱処理するステップと、上記焼鈍熱処理された冷延鋼板をＭｓ（マルテンサイト変態開始温度）〜Ｂｓ（ベイナイト変態開始温度）の範囲に急冷後に維持するステップと、上記維持後、１０〜５０℃／ｍｉｎの速度で冷却するステップと、上記冷却後、上記冷延鋼板の表層酸化物を除去するステップと、を含み、
上記維持するステップは、下記関係式５を満たす時間の間実施し、上記表層酸化物を除去するステップは、下記関係式６を満たす条件で実施することを特徴とする化成処理性及び曲げ加工性に優れた超高強度鋼板の製造方法を提供する。
［関係式５］
１００≦４７２９＋７１Ｃ＋２５Ｍｎ−１６Ｓｉ＋１１７Ｃｒ−２０．１Ｔ＋０．０１９９Ｔ２≦３００
［関係式６］
（ＨＣｌ濃度×ＨＣｌ温度）／（１．３３＋Ｍｎ＋７．４Ｓｉ＋０．８Ｃｒ）×（４７＋２．１Ｍｎ＋１３．９Ｓｉ＋４．３Ｃｒ）≧１
本発明によれば、引張強度１ＧＰａ以上の超高強度を有しながらも、延性及び曲げ加工性に優れてプレス成形やロール成形などに適するだけでなく、化成処理性に優れた超高強度鋼板を提供することができる。
本発明者は、プレス成形、ロール成形などの複雑な成形に適する程度の延性及び曲げ加工性を有しながらも化成処理性に優れた超高強度鋼板を得るために深く研究した結果、合金組成及び製造条件の最適化により上述した目的に適した組織分率を確保した場合、意図する鋼板を提供できることを確認し、本発明を完成するに至った。
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明の一態様による化成処理性及び曲げ加工性に優れた超高強度鋼板は、その合金組成が、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０８〜０．２％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５〜１．３％、マンガン（Ｍｎ）：２．０〜３．０％、リン（Ｐ）：０．００１〜０．１０％、硫黄（Ｓ）：０．０１０％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜０．１％、クロム（Ｃｒ）：０．３〜１．２％、ボロン（Ｂ）：０．００１０〜０．００３０％、チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．０５％、窒素（Ｎ）：０．００１〜０．０１％を含み、上記Ｔｉ及びＮと上記Ｍｎ、Ｓｉ及びＣｒは、その成分比が適切に制御されることが好ましい。
まず、以下では本発明が提供する超高強度鋼板の合金成分及び成分関係を制御する理由について詳細に説明する。ここで、特に言及がない限り、各成分の含量は重量％を意味する。
Ｃ：０．０８〜０．２％
炭素（Ｃ）は、変態組織鋼の強度を確保するために重要な元素である。そのためには、Ｃを０．０８％以上含むことが好ましく、含量が０．０８％未満の場合、１ＧＰａ以上の引張強度を確保できないことがある。これに対して、０．２％を超えると、延性及び曲げ加工性が低下してプレス成形及びロール成形性が低下するだけでなく、スポット溶接性が劣位となるという問題がある。よって、本発明におけるＣの含量は、０．０８〜０．２％に制限することが好ましい。
Ｓｉ：０．０５〜１．３％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼材の強度及び延伸率を同時に向上させる元素であり、オーステンパー時に炭化物の形成を抑制するという効果がある。上述した効果を十分に得るためには、Ｓｉを０．０５％以上添加することが好ましい。含量が１．３％を超えると、焼鈍熱処理工程で酸化物が多量発生し、酸洗工程時の酸化物の除去が困難になることにより、化成処理性を著しく低下させて不良を起こすという問題がある。また、適正な二相分率の確保のために昇温させるべき焼鈍温度が高くなり、焼鈍加熱炉の負荷を招くという問題がある。よって、本発明におけるＳｉの含量は、０．０５〜１．３％に制限することが好ましい。
Ｍｎ：２．０〜３．０％
マンガン（Ｍｎ）は、固溶強化効果が非常に大きい元素である。このようなＭｎの含量が２．０％未満の場合、本発明で目標とする強度の確保が難しい。これに対して、３．０％を超えると、溶接性が劣位となり、冷間圧延負荷が増大するなどの問題が生じる可能性が高くなる。また、多量の焼鈍酸化物が形成されて化成処理性が劣位となるという問題がある。よって、本発明におけるＭｎの含量は、２．０〜３．０％に制限することが好ましい。
Ｐ：０．００１〜０．１０％
リン（Ｐ）は、鋼を強化する効果のある元素である。Ｐの含量が０．００１％未満の場合、上記の効果を確保できないことがあるだけでなく、製鋼工程でＰを極小に制御する場合に製造コストの上昇を引き起こすため、好ましくない。これに対して、０．１０％を超えると、プレス成形性が劣化し、鋼の脆性を生じさせることがあるため、好ましくない。よって、本発明におけるＰの含量は、０．００１〜０．１０％に制限することが好ましい。
Ｓ：０．０１０％以下
硫黄（Ｓ）は、鋼中の不純物元素であって、鋼の延性、曲げ加工性及び溶接性を阻害するため、その含量を最小限に抑えることが好ましい。Ｓの含量が０．０１０％を超える場合、上記の物性を阻害する可能性が高くなるため、０．０１０％以下に制限することが好ましい。
Ａｌ：０．０１〜０．１％
アルミニウム（Ａｌ）は、製鋼工程で鋼中の酸素と結合して脱酸作用を行い、Ｓｉと共に相変態時に炭素のオーステナイトへの分配を促進するのに有効な元素である。そのため、Ａｌを０．０１％以上添加することが好ましいが、０．１％を超えると、鋼スラブの表面品質を低下させ、製造コストが増加するという問題がある。よって、本発明におけるＡｌの含量は、０．０１〜０．１％に制限することが好ましい。
Ｃｒ：０．３〜１．２％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の硬化能を向上させ、高強度を確保するために添加する成分である。本発明においては、フェライトの変態を遅らせてベイナイトの形成を誘導するのに有効な元素である。Ｃｒの含量が０．３％未満の場合、上記の効果を確保することが難しい。これに対して、１．２％を超えると、上記の効果が飽和するだけでなく、熱延材の強度が過度に上昇して冷間圧延時の負荷が増大し、製造コストが大幅に増加する。また、焼鈍熱処理時に焼鈍酸化物を形成することにより、酸洗工程時の制御が容易でないため、化成処理性を大きく劣位にするという問題がある。よって、本発明におけるＣｒの含量は、０．３〜１．２％に制限することが好ましい。
Ｂ：０．００１０〜０．００３０％
ボロン（Ｂ）は、焼鈍中の冷却過程でオーステナイトがフェライトに変態することを抑制してベイナイト分率を増加させるのに有効な元素である。Ｂの含量が０．００１０％未満の場合、上記の効果の確保が難しい。これに対して、０．００３０％を超えると、Ｂの粒界偏析により上記の効果が飽和するだけでなく、焼鈍熱処理時に表面に濃化して化成処理性を劣位にするという問題がある。よって、本発明におけるＢの含量は、０．００１０〜０．００３０％に制限することが好ましい。
Ｔｉ：０．０１〜０．０５％
チタン（Ｔｉ）は、強度の上昇と共に、鋼中に存在する窒素（Ｎ）のスカベンジングのために添加される元素である。Ｔｉの含量が０．０１％未満の場合、上記の効果の確保が難しい。これに対して、０．０５％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、連続鋳造工程でノズル閉塞などの工程欠陥を誘発する恐れがある。よって、本発明におけるＴｉの含量は、０．０１〜０．０５％に制限することが好ましい。
Ｎ：０．００１〜０．０１％
窒素（Ｎ）は、Ｃと共に代表的な侵入型固溶強化元素である。Ｎは、一般的に大気から混入する元素であるため、製鋼工程の脱ガス工程で制御されなければならない。上記Ｎの含量が０．００１％未満の場合、過度な脱ガス処理が必要になり、製造コストの上昇を引き起こすという問題がある。これに対して、０．０１％を超えると、ＡｌＮ、ＴｉＮなどの析出物が過剰に形成されて高温延性を低下させるという問題がある。よって、本発明におけるＮの含量は、０．００１〜０．０１％に制限することが好ましい。
一方、本発明の鋼板において、上記の合金元素のうちＴｉ及びＮは、下記関係式１で表される成分関係を満たすことが好ましい。
［関係式１］
３．４≦Ｔｉ／Ｎ≦１０
（上記関係式１において、Ｔｉ及びＮは各元素の重量含量を意味する。）
上記Ｔｉ／Ｎの比率が３．４未満の場合、溶存Ｎ量と比べてＴｉの添加量が不足し、残留ＮによるＮＢなどの形成によりＢの添加による強度上昇効果を低下させて強度低下が発生することがある。これに対して、１０を超えると、脱窒処理コストが増加し、連続鋳造工程でノズル閉塞などを引き起こす可能性が大きくなる。
これと共に、上述した合金元素のうちＭｎ、Ｓｉ及びＣｒは、下記関係式２で表される成分関係を満たすだけでなく、鋼の表層（表面から厚さ方向に０．１μｍまで）中のＭｎ、Ｓｉ及びＣｒの含量が下記関係式３を満たすことが好ましい。
［関係式２］
１．０≦Ｍｎ／（Ｓｉ＋Ｃｒ）
［関係式３］
０．７≦Ｍｎ＊／（Ｓｉ＊＋Ｃｒ＊）≦Ｍｎ／（Ｓｉ＋Ｃｒ）
（上記関係式２及び上記関係式３において、Ｍｎ、Ｓｉ及びＣｒは各元素の重量含量を意味し、上記関係式３において、Ｍｎ＊、Ｓｉ＊及びＣｒ＊はそれぞれ表面から厚さ方向に０．１μｍまでのＧＤＳ成分分析値の平均値を意味する。）
上記関係式２及び上記関係式３は、本発明による超高強度鋼板の化成処理性を確保するために制御されなければならないものであって、上記関係式２の値が１未満の場合、焼鈍熱処理過程で非常に緻密なＳｉとＣｒ酸化物層が形成され、最終の酸洗工程を強化しても除去が容易でないという問題がある。また、酸の濃度と温度が高すぎる条件で酸化層を除去する場合、相対的に脆弱な粒界が優先的に侵食され、鋼の曲げ加工性と疲労特性を著しく低下させるという問題がある。
さらに、最終の酸洗工程を経た後の鋼板表面の成分濃度を示す上記関係式３の値が０．７未満の場合、化成処理性が劣位なＳｉやＣｒ酸化物又は濃化層が鋼板の極表層又は粒界などに残存することにより、リン酸塩結晶の形成を妨害するという問題がある。これに対して、その値がＭｎ／（Ｓｉ＋Ｃｒ）比を超えると、極表層に形成されたＭｎ系酸化物が焼鈍熱処理工程で初期昇温時に酸化した後に焼鈍炉内の還元雰囲気下で部分還元されたり、初期に選択的に粗大化して最終の酸洗工程で適切に除去されないため、これもリン酸塩結晶の形成の際に、ばらつきを生じさせて化成処理性を劣位にするという問題がある。
本発明による超高強度鋼板は、上述した合金成分に加え、次のような含量でＮｂ、Ｍｏ、Ｖ及びＷの１種以上をさらに含んでもよい。
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％
ニオブ（Ｎｂ）は、代表的な析出強化元素であって、鋼の強度上昇及び結晶粒微細化のために添加される元素である。Ｎｂの含量が０．０１％未満の場合、上記の効果を十分に確保することが難しく、０．０５％を超えると、製造コストを過度に上昇させるだけでなく、析出物が過剰に形成されて延性が著しく低下する恐れがある。よって、本発明においてＮｂを添加する場合、その含量は０．０１〜０．０５％に制限することが好ましい。
Ｍｏ、Ｖ及びＷ：それぞれ０．０１〜０．２０％
モリブデン（Ｍｏ）、バナジウム（Ｖ）及びタングステン（Ｗ）は、上記Ｎｂに類似した役割を果たす元素であって、これらの含量がそれぞれ０．０１％未満の場合、鋼の強度上昇及び結晶粒微細化効果を十分に確保することが難しい。これに対して、これらの含量がそれぞれ０．２０％を超えると、強度効果に比べて製造コストが過度に上昇する恐れがある。よって、本発明においてＭｏ、Ｖ又はＷを添加する場合、その含量はそれぞれ０．０１〜０．２０％に制限することが好ましい。
また、上記Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ及びＷは下記関係式４を満たすことが好ましい。
［関係式４］
０．０１≦Ｎｂ＋０．２（Ｍｏ＋Ｖ＋Ｗ）≦０．０５
（上記関係式４において、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ及びＷは各元素の重量含量を意味する。）
上記Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ及びＷの関係が０．０１未満の場合、結晶粒微細化及び析出強化効果を得ることが難しい。これに対して、０．０５を超えると、上記効果に比べて製造コストが過度に上昇する恐れがあるため、好ましくない。
本発明の残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。ただし、通常の鉄鋼製造過程では原料又は周囲環境から意図しない不純物が不可避的に混入することがあるため、これを排除することは難しい。これらの不純物は通常の鉄鋼製造過程の技術者であれば誰でも分かるものであるため、本発明においてはその全ての内容を特に言及しない。
本発明で提案する超高強度鋼板は、微細組織として、面積分率３０〜８０％のベイナイト、２０〜５０％のマルテンサイト、５％未満の残留オーステナイト、及び残部フェライトを含むことが好ましい。
ここで、ベイナイト分率が３０％未満の場合、曲げ加工性が低下する。これに対して、８０％を超えると、引張強度１ＧＰａ以上の超高強度の確保が難しいという問題がある。
また、マルテンサイト分率が２０％未満の場合も、超高強度の確保が難しい。これに対して、５０％を超えると、強度確保には有利であるが、延性及び曲げ加工性が劣位となるという問題がある。
一方、微細組織中の残留オーステナイト分率が５％を超えると、耐遅れ破壊特性が劣位となるという問題があるため、その分率を５％以下に制限することが好ましい。
なお、フェライト分率については特に限定しないが、強度と共に延性及び曲げ加工性を有利に確保するためには、フェライトを５〜３５％の分率で含むことが好ましく、この場合、ベイナイトは最大７５％含有することができる。
上述した微細組織を有する本発明の超高強度鋼板は、引張強度が１ＧＰａ以上であると共に、（引張強度（ＭＰａ）×延伸率（％））／（Ｒ／ｔ）の値が５５００（ＭＰａ％）以上であるようにすることにより、優れた延性及び曲げ加工性を同時に確保することができる。
上記値が５５００未満の場合、曲げ加工性は優れているのに対して延性が低いためプレス成形が不可能であるか、又は延性は優れているのに対して曲げ加工性が劣位であるため、ロール成形やフォーム成形時に曲げ部に割れが発生するという問題がある。
ここで、（Ｒ／ｔ）は曲げ加工性を示すものであって、これは鋼板をＶ−ベンディングした後に割れが発生していない最小曲率半径（Ｒ）を鋼板の厚さ（ｔ（ｍｍ））で割った値である。
上記のように、延性及び曲げ加工性に優れた本発明の超高強度鋼板は、プレス成形及びロール成形の両方が可能であるという利点を有する。
このような本発明の超高強度鋼板は、冷延鋼板又は溶融亜鉛めっき鋼板であってもよい。
以下、本発明の他の態様の化成処理性及び曲げ加工性に優れた超高強度鋼板の製造方法について詳細に説明する。
まず、上述した合金組成及び成分関係を満たす鋼材を準備した後、それを熱間圧延及び冷間圧延して冷延鋼板に製造することが好ましい。
熱間圧延及び冷間圧延は、通常の超高強度鋼板を製造する方法によるものであってもよく、例えば、ＣＰ鋼を製造する方法における熱延及び冷延条件であってもよい。ただし、これに限定するものではない。
上記に従って製造された冷延鋼板を７７０〜８５０℃で焼鈍熱処理するステップを経ることが好ましい。
上記焼鈍熱処理時、その温度が７７０℃未満の場合、フェライト組織分率が４０％を超えて、目標とする超高強度の確保が難しくなり、曲げ加工性が低下するという問題がある。これに対して、８５０℃を超えると、曲げ加工性は改善されるが、高温焼鈍時に発生するＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｂなどの表面酸化物又は濃化物の量が大きく増加し、その後酸洗工程を行っても表面に残存することになり、化成処理性が劣位となるという問題がある。
上記焼鈍熱処理は、焼鈍炉内で水素ガスと窒素ガスとから構成される還元雰囲気条件で行われるが、このとき、露点温度−３５〜−５０℃の条件下で炉内の雰囲気を制御することが好ましい。露点温度が−３５℃を超えると、鋼中に含有されるＭｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｂなどの酸素との親和力の大きい元素が表面酸化物又は濃化物として形成されやすくなり、その後酸洗工程を行っても容易に制御されずに残存する恐れがある。また、炉内のロールに付着した後に成長してデント欠陥を引き起こす恐れがある。これに対して、露点温度を−５０℃未満にすると製造コストが大きく上昇するため好ましくない。
上記に従って焼鈍熱処理された冷延鋼板を所定の冷却停止温度範囲に急冷した後に維持することが好ましい。
ここで、冷却停止温度範囲は、Ｍｓ（マルテンサイト変態開始温度）〜Ｂｓ（ベイナイト変態開始温度）に限定することが好ましく、上記温度範囲で所定時間維持することが好ましい。上記維持は、下記関係式５で表される時間の間行うことが好ましい。
［関係式５］
１００≦４７２９＋７１Ｃ＋２５Ｍｎ−１６Ｓｉ＋１１７Ｃｒ−２０．１Ｔ＋０．０１９９Ｔ２≦３００
（上記関係式５において、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ及びＣは各元素の重量含量を意味し、上記関係式５において、Ｔは急冷停止温度（℃）を意味し、それから導出された値の単位は秒である。）
上記関係式５は、合金組成と急冷温度に応じたベイナイト変態時間（単位秒（ｓｅｃ））を規定したものであって、上記関係式の値が１００秒未満の場合、ベイナイト変態の開始が速いため、ベイナイト分率が８０％を超えて形成される恐れがある。この場合、相対的にマルテンサイト分率が減少して引張強度１ＧＰａ以上の超高強度の確保が難しいという問題がある。これに対して、上記関係式の値が３００秒を超えると、ベイナイト変態の開始が過度に遅れてベイナイト分率が３０％以上になるようにすることが難しく、これにより曲げ加工性が劣位となるという問題がある。
上記急冷は、１００〜６００℃／ｍｉｎの速度で実施することが好ましいが、上記急冷速度が１００℃／ｍｉｎ未満の場合、微細組織中のフェライト及びパーライト分率が増加し、本発明で目標とする超高強度及び曲げ加工性を確保できないことがある。これに対して、６００℃／ｍｉｎを超えると、硬質相が過度に増加して延性が低下する恐れがあり、形状不良などの問題を引き起こすことがある。
上記に従って急冷及び維持した後、より遅い冷却速度で冷却（徐冷）を実施することが好ましい。このとき、１０〜５０℃／ｍｉｎの冷却速度で実施することが好ましいが、冷却速度が１０℃／ｍｉｎ未満の場合、適正分率のマルテンサイトを確保できず、意図する超高強度の確保が難しくなるという問題があり、これに対して、５０℃／ｍｉｎを超えると、ベイナイトを３０％以上確保できなくなり、曲げ加工性が低下するという問題が生じる。
本発明においては、上記に従って徐冷を完了した鋼板に対して、表層に形成された焼鈍酸化物を除去するための工程、すなわち後酸洗工程を経ることが好ましい。
上記後酸洗工程としては、昇温された塩酸溶液槽で酸洗後に水洗及び乾燥する工程によって行うことができる。
より詳細には、本発明における後酸洗工程は、酸の濃度と共に酸の温度を制御することが重要であり、具体的には、塩酸の濃度は、鋼の合金組成によって調整できるが、５〜２０％に制御することが好ましい。塩酸の濃度が５％未満の場合、酸化物の除去が適切に行われない恐れがある。これに対して、２０％を超えると、酸による侵食が速く、粒界に対する選択侵食が急激に起こって素材の曲げ加工性と疲労特性を劣位にするという問題がある。上記塩酸の温度も、鋼の合金組成によって調整が必要であるが、５０〜８０℃に制御することが好ましい。塩酸の温度が５０℃未満の場合、反応性が低くて酸化物の除去が容易でないという問題がある。これに対して、８０℃を超えると、反応性が過度に速くなって選択的侵食が生じる可能性が高くなる。
一方、上記のような条件で後酸洗工程を行う上で、上記塩酸の濃度及び塩酸の温度は、下記のように合金組成との関係を表す下記関係式６を満たすことが好ましい。
［関係式６］
（ＨＣｌ濃度×ＨＣｌ温度）／（１．３３＋Ｍｎ＋７．４Ｓｉ＋０．８Ｃｒ）×（４７＋２．１Ｍｎ＋１３．９Ｓｉ＋４．３Ｃｒ）≧１
（上記関係式６において、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ及びＣは各元素の重量含量を意味する。）
上記関係式６の値が１未満の場合、酸洗性が低下し、与えられた塩酸の濃度及び塩酸の温度で焼鈍酸化物の除去が適切に行われなくなるという問題がある。すなわち、上記関係式６の値が１以上の場合にのみ該当鋼板の表層酸化物を容易に除去することができる。
また、上記後酸洗工程は、５〜１５秒以内に行われることが好ましいが、酸洗時間が５秒未満の場合、酸洗が完璧に行われないことがある。これに対して、１５秒を超えると、生産性が低下するという問題がある。
上記に従って表層酸化物の除去工程が完了した本発明の超高強度鋼板は、表層（表面から厚さ方向に０．１μｍまで）中のＭｎ、Ｓｉ及びＣｒの含量が上記関係式３を満たすことにより、優れた化成処理性を確保することができる。
以下、実施例により本発明をより具体的に説明する。ただし、下記実施例は本発明を例示して、より詳細に説明するためのものにすぎず、本発明の権利範囲を限定するためのものではないことに留意する必要がある。本発明の権利範囲は特許請求の範囲に記載された事項と、それから合理的に類推される事項により決定されるものであるからである。
下記表１の合金組成を有する鋼スラブを通常の条件で熱間圧延及び冷間圧延して冷延鋼板に製造し、その後それを下記表２に示す条件で焼鈍及び冷却し、次いで後酸洗工程を行うことにより、それぞれの冷延鋼板を製造した。
その後、それぞれの製造された冷延鋼板におけるリン酸塩処理性（化成処理性）と表面ＧＤＳ分析を評価し、結果を下記表３に示した。
ここで、ＧＤＳ分析は、製造された冷延鋼板の表面から厚さ方向に深さ０．１μｍまでの範囲内の元素の濃度を測定して平均値を計算した。
また、化成処理性は、ＰＰＧ（Ｐｉｔｔｓｂｕｒｇｈ Ｐｌａｔｅ Ｇｌａｓｓ）社の脱脂剤ＣＨＥＭＫＬＥＥＮ ＃１７７、表面調整剤Ｒｉｎｓｅ ｃｏｎｄｉｔｉｏｎｅｒと、Ｃｈｅｍｆｏｓ ＃７４０Ａ、Ｃｈｅｍｆｏｓ ＃７４０Ｒ、ｃｈｅｍｆｉｌ Ｂｕｆｆｅｒ及びＡｃｃｅｌｅｒａｔｏｒの４種から調製されたリン酸塩溶液を用いて評価した。化成処理性の合否は、表面をＳＥＭで１０００倍拡大して付着していない部位の発生有無及びリン酸塩の付着量を測定して２〜３ｇ／ｍ２を満たすか否かによって決定した。
また、各冷延鋼板の微細組織分率と機械的物性（降伏強度、引張強度、延伸率、曲げ加工性（Ｒ／ｔ））を測定し、その結果を下記表４に示した。
ここで、微細組織は、３０００倍のＳＥＭ写真を撮影し、その後、各相の面積分率を画像分析器を用いて測定した。また、残留オーステナイト分率は、ＸＲＤを用いてオーステナイトのピークの大きさから測定した。
引張試験は、ＪＩＳ ５号試験片を用いて１０ｍｍ／ｍｉｎの速度で評価した。
また、曲げ加工性は、圧延直角方向に試片を採取し、その後様々なＲ値を有する金型で９０度曲げ試験を評価し、微細割れ発生の有無を肉眼で観察した。
Figure 0006703606
（上記表１において、Ｂ＊及びＮ＊はその含量単位が「ｐｐｍ」である。
また、上記表１において、比較鋼３、４、８及び９は、下記表２の製造条件が本発明を満たさないものであるため、上記表１においては比較鋼とする。）
Figure 0006703606
（上記表２において、発明鋼１〜１１、比較鋼１〜９は急冷温度がＭｓ〜Ｂｓの範囲を全て満たす。）
Figure 0006703606
（上記表３において、Ｍｎ＊、Ｓｉ＊、Ｃｒ＊はそれぞれ表面から０．１μｍまでのＧＤＳ成分分析値の平均値を意味する。）
Figure 0006703606
（上記表４において、Ｂはベイナイト、Ｍはマルテンサイト、Ｆはフェライト、γは残留オーステナイトを意味する。
また、ＹＳは降伏強度、ＴＳは引張強度、Ｅｌは延伸率、Ｒ／ｔは曲げ加工性を意味し、物性関係式は（引張強度（ＭＰａ）×延伸率（％））／（Ｒ／ｔ）の値を示す。）
上記表１〜４に示したように、本発明で提案する合金組成及び製造条件を全て満たす発明例１〜１１の場合、化成処理性が基準を満たし、化成処理性に優れていることが確認できる。
また、ベイナイト及びマルテンサイトが適正分率で形成されることにより、１ＧＰａ以上の引張強度と共に、延性及び曲げ加工性に優れ、（引張強度（ＭＰａ）×延伸率（％））／（Ｒ／ｔ）の値が５５００以上に確保された。
上記結果は、本発明による発明鋼が化成処理性だけでなく、プレス成形性及びロール成形性に優れていることを示す。
これに対して、比較例１〜９では、合金組成及び製造条件のうちいずれか１つ以上の条件が本発明から外れた場合であって、全てが本発明で目標とする物性を満たさないことが確認できる。
このうち、比較例１及び２は、それぞれ合金組成のうちＣとＭｎの含量が本発明を満たさない場合であって、目標とする１ＧＰａ以上の引張強度を確保することができなかった。
比較例３及び４は、製造条件のうち急冷後に維持する工程（上記関係式５）が本発明を満たさないことにより、目標とする分率のベイナイト相を確保することができず、（引張強度（ＭＰａ）×延伸率（％））／（Ｒ／ｔ）の値が５５００未満であった。
比較例５は、Ｓｉが過剰に添加され、上記関係式２が本発明を満たさない場合であって、化成処理性が劣位であった。
比較例６は、Ｃｒが過剰に添加され、上記関係式２が本発明を満たさず、急冷後に維持する工程（上記関係式５）が本発明を満たさないことにより、化成処理性はもちろん、（引張強度（ＭＰａ）×延伸率（％））／（Ｒ／ｔ）の値が５５００未満と劣位であった。
比較例７は、Ｓｉ及びＣｒがどちらも過剰に添加され、上記関係式２が本発明を満たさず、後酸洗工程（上記関係式６）が本発明を満たさないことにより、化成処理性が劣位であった。また、急冷後に維持する工程（上記関係式５）から外れることにより、ベイナイト分率が３０％未満になって機械的物性も劣位であった。
比較例８及び９は、合金組成は本発明を満たすが、後酸洗工程（上記関係式６）を満たさないことにより、酸洗後に鋼表面に酸化物が残存し、これにより本発明の上記関係式３を満たさなくなり、結局、化成処理性が劣位であった。
つまり、本発明で提案する合金組成及び製造条件、特に上記関係式１〜上記関係式６を全て満たす場合にのみ、本発明で目標とする超高強度、優れた延性及び曲げ加工性と共に、優れた化成処理性を有する超高強度鋼板を製造することができる。

Claims (8)

  1. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０８〜０．２％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５〜１．３％、マンガン（Ｍｎ）：２．０〜３．０％、リン（Ｐ）：０．００１〜０．１０％、硫黄（Ｓ）：０．０１０％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜０．１％、クロム（Ｃｒ）：０．３〜１．２％、ボロン（Ｂ）：０．００１０〜０．００３０％、チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．０５％、窒素（Ｎ）：０．００１〜０．０１％、残部Ｆｅ及びその他の不可避的不純物からなり、
    前記Ｔｉ及びＮは下記関係式１を満たし、前記Ｍｎ、Ｓｉ及びＣｒは下記関係式２を満たし、表層（表面から厚さ方向に０．１μｍまで）中のＭｎ、Ｓｉ及びＣｒの含量は下記関係式３を満たし、
    微細組織として、面積分率３０〜８０％のベイナイト、２０〜５０％のマルテンサイト、５％未満の残留オーステナイト、及び残部フェライトを含む、化成処理性及び曲げ加工性に優れた超高強度鋼板。
    ［関係式１］
    ３．４≦Ｔｉ／Ｎ≦１０
    ［関係式２］
    １．０≦Ｍｎ／（Ｓｉ＋Ｃｒ）
    ［関係式３］
    ０．７≦Ｍｎ＊／（Ｓｉ＊＋Ｃｒ＊）≦Ｍｎ／（Ｓｉ＋Ｃｒ）
    （前記関係式１〜前記関係式３において、Ｔｉ、Ｎ、Ｍｎ、Ｓｉ及びＣｒは各元素の重量含量を意味し、前記関係式３において、Ｍｎ＊、Ｓｉ＊及びＣｒ＊はそれぞれ表面から厚さ方向に０．１μｍまでのＧＤＳ成分分析値の平均値を意味する。）
  2. 前記鋼板は、重量％で、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１〜０．０５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１〜０．２０％、バナジウム（Ｖ）：０．０１〜０．２０％、及びタングステン（Ｗ）：０．０１〜０．２０％の１種以上をさらに含み、下記関係式４を満たす、請求項１に記載の化成処理性及び曲げ加工性に優れた超高強度鋼板。
    ［関係式４］
    ０．０１≦Ｎｂ＋０．２（Ｍｏ＋Ｖ＋Ｗ）≦０．０５
    （前記関係式４において、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ及びＷは各元素の重量含量を意味する。）
  3. 前記鋼板は、（引張強度（ＭＰａ）×延伸率（％））／（Ｒ／ｔ）の値が５５００以上である、請求項１に記載の化成処理性及び曲げ加工性に優れた超高強度鋼板。
  4. 前記鋼板は、冷延鋼板又は溶融亜鉛めっき鋼板である、請求項１に記載の化成処理性及び曲げ加工性に優れた超高強度鋼板。
  5. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０８〜０．２％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５〜１．３％、マンガン（Ｍｎ）：２．０〜３．０％、リン（Ｐ）：０．００１〜０．１０％、硫黄（Ｓ）：０．０１０％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜０．１％、クロム（Ｃｒ）：０．３〜１．２％、ボロン（Ｂ）：０．００１０〜０．００３０％、チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．０５％、窒素（Ｎ）：０．００１〜０．０１％、残部Ｆｅ及びその他の不可避的不純物からなり、
    前記Ｔｉ及びＮは下記関係式１を満たし、前記Ｍｎ、Ｓｉ及びＣｒは下記関係式２を満たす、鋼材を準備するステップと、
    前記鋼材を熱間圧延及び冷間圧延して冷延鋼板を製造するステップと、
    前記冷延鋼板を７７０〜８５０℃で焼鈍熱処理するステップと、
    前記焼鈍熱処理された冷延鋼板をＭｓ（マルテンサイト変態開始温度）〜Ｂｓ（ベイナイト変態開始温度）の範囲に急冷後に維持するステップと、
    前記維持後、１０〜５０℃／ｍｉｎの速度で冷却するステップと、
    前記冷却後、前記冷延鋼板の表層酸化物を除去するステップと、を含み、
    前記維持ステップは、１００秒以上３００秒以下の維持時間の間実施し、前記表層酸化物除去ステップは、下記関係式６を満たす条件で実施し、
    得られる鋼板は、微細組織として、面積分率３０〜８０％のベイナイト、２０〜５０％のマルテンサイト、５％未満の残留オーステナイト、及び残部フェライトを含み、
    表層（表面から厚さ方向に０．１μｍまで）中のＭｎ、Ｓｉ及びＣｒの含量は下記関係式３を満たす、化成処理性及び曲げ加工性に優れた超高強度鋼板の製造方法。
    ［関係式１］
    ３．４≦Ｔｉ／Ｎ≦１０
    ［関係式２］
    １．０≦Ｍｎ／（Ｓｉ＋Ｃｒ）
    ［関係式６］
    （ＨＣｌ濃度×ＨＣｌ温度）／｛（１．３３＋Ｍｎ＋７．４Ｓｉ＋０．８Ｃｒ）×（４７＋２．１Ｍｎ＋１３．９Ｓｉ＋４．３Ｃｒ）｝≧１
    （前記関係式１、２及び６において、Ｔｉ、Ｎ、Ｍｎ、Ｓｉ及びＣｒは各元素の重量含量を意味する。）
    ［関係式３］
    ０．７≦Ｍｎ ＊ ／（Ｓｉ ＊ ＋Ｃｒ ＊ ）≦Ｍｎ／（Ｓｉ＋Ｃｒ）
    （前記関係式３において、Ｍｎ、Ｓｉ及びＣｒは各元素の重量含量を意味し、Ｍｎ ＊ 、Ｓｉ ＊ 及びＣｒ ＊ はそれぞれ表面から厚さ方向に０．１μｍまでのＧＤＳ成分分析値の平均値を意味する。）
  6. 前記鋼材は、重量％で、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１〜０．０５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１〜０．２０％、バナジウム（Ｖ）：０．０１〜０．２０％、及びタングステン（Ｗ）：０．０１〜０．２０％の１種以上をさらに含み、下記関係式４を満たす、請求項５に記載の化成処理性及び曲げ加工性に優れた超高強度鋼板の製造方法。
    ［関係式４］
    ０．０１≦Ｎｂ＋０．２（Ｍｏ＋Ｖ＋Ｗ）≦０．０５
    （前記関係式４において、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ及びＷは各元素の重量含量を意味する。）
  7. 前記焼鈍熱処理ステップは、露点温度−３５〜−５０℃の条件で実施する、請求項５に記載の化成処理性及び曲げ加工性に優れた超高強度鋼板の製造方法。
  8. 前記急冷ステップは、１００〜６００℃／ｍｉｎの速度で実施する、請求項５に記載の化成処理性及び曲げ加工性に優れた超高強度鋼板の製造方法。
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