(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．１〜０．２５％、Ｓｉ：１．０〜１．９％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ａｌ：０．５〜１．６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：５〜３０ｐｐｍ、及びＳｂ：０．０１〜０．０３％、並びに残部Ｆｅ及び不可避の不純物からなり、かつ１．７５≦Ｓｉ＋Ａｌ≦３．２５％を満たす高強度熱延鋼板であって、熱間圧延後の前記鋼板の微細組織が、３０〜７０％のマルテンサイトと、残部フェライトからなることを特徴とする、高強度熱延鋼板。
【請求項２】
重量％で、Ｃ：０．１〜０．２５％、Ｓｉ：１．０〜１．９％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ａｌ：０．５〜１．６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：５〜３０ｐｐｍ、及びＳｂ：０．０１〜０．０３％、並びに残部Ｆｅ及び不可避の不純物からなり、かつ１．７５≦Ｓｉ＋Ａｌ≦３．２５％を満たす高強度冷延鋼板であって、請求項１記載の熱延鋼板を用いて冷間圧延後の前記鋼板の微細組織が、５〜１５％の残留オーステナイト、２０〜４０％のベイナイト、及び残部フェライトからなることを特徴とする、高強度冷延鋼板。
【請求項３】
前記冷延鋼板は、７８０〜９８０ＭＰａの引張強度と、２８％以上の伸び率とを有することを特徴とする、請求項２記載の高強度冷延鋼板。
【請求項４】
請求項２又は３記載の高強度冷延鋼板上に溶融亜鉛メッキ層を有することを特徴とする、高強度溶融亜鉛メッキ鋼板。
【請求項５】
重量％で、Ｃ：０．１〜０．２５％、Ｓｉ：１．０〜１．９％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ａｌ：０．５〜１．６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：５〜３０ｐｐｍ、及びＳｂ：０．０１〜０．０３％、並びに残部Ｆｅ及び不可避の不純物からなり、かつ１．７５≦Ｓｉ＋Ａｌ≦３．２５％を満たす鋼スラブを、Ａ３以上の温度で熱間圧延し、３０〜２００℃／ｓの冷却速度で６００〜８００℃の温度範囲で１次冷却する段階と、
１次冷却した熱延鋼板を６００〜８００℃の温度範囲で空冷する段階と、
空冷した熱延鋼板を５０〜２００℃／ｓの冷却速度で常温〜３００℃の温度範囲で２次冷却する段階と、
２次冷却した熱延鋼板を常温〜３００℃の温度範囲で巻取する段階
を含むことを特徴とする、請求項１記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項６】
重量％で、Ｃ：０．１〜０．２５％、Ｓｉ：１．０〜１．９％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ａｌ：０．５〜１．６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：５〜３０ｐｐｍ、及びＳｂ：０．０１〜０．０３％、並びに残部Ｆｅ及び不可避の不純物からなり、かつ１．７５≦Ｓｉ＋Ａｌ≦３．２５％を満たす鋼スラブを、Ａ３以上の温度で熱間圧延し、３０〜２００℃／ｓの冷却速度で、６００〜８００℃の温度範囲で１次冷却する段階と、
１次冷却した熱延鋼板を、６００〜８００℃の温度範囲で空冷する段階と、
空冷した熱延鋼板を、５０〜２００℃／ｓの冷却速度で常温〜３００℃の温度範囲で２次冷却する段階と、
２次冷却した熱延鋼板を、常温〜３００℃の温度範囲で巻取する段階と、
巻取した熱延鋼板を、３０〜５０％の圧下率で冷間圧延し焼鈍する段階
とを含むことを特徴とする、請求項２又は３記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項７】
重量％で、Ｃ：０．１〜０．２５％、Ｓｉ：１．０〜１．９％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ａｌ：０．５〜１．６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：５〜３０ｐｐｍ、及びＳｂ：０．０１〜０．０３％、残部Ｆｅ及び不可避の不純物からなり、かつ１．７５≦Ｓｉ＋Ａｌ≦３．２５％を満たす鋼スラブをＡ３以上の温度で熱間圧延し、３０〜２００℃／ｓの冷却速度で、６００〜８００℃の温度範囲で１次冷却する段階と、
１次冷却した熱延鋼板を６００〜８００℃の温度範囲で空冷する段階と、
空冷した熱延鋼板を、５０〜２００℃／ｓの冷却速度で常温〜３００℃の温度範囲で２次冷却する段階と、
２次冷却した熱延鋼板を、常温〜３００℃の温度範囲で巻取する段階と、
巻取した熱延鋼板を、３０〜５０％の圧下率で冷間圧延し焼鈍する段階と、
焼鈍した冷延鋼板を溶融亜鉛メッキする段階
とを含むことを特徴とする、請求項４記載の高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主に自動車の各種構造部材に用いられる強度及び加工性に優れた自動車用鋼板及びその製造方法に関し、より詳しくは、７８０〜９８０ＭＰａの引張強度と少なくとも２８％以上の伸び率とを有し、かつ冷間圧延時に圧延板のエッジ（Ｅｄｇｅ）部位に亀裂が発生しない、高強度冷延鋼板及び溶融亜鉛メッキ鋼板を製造する方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車の構成部品において構造部材に用いられる鋼板は、外部からの衝撃をうまく吸収することによって車両衝突時に乗客の安全性を向上させる役割をする。最近、このような部品としては、例えば引張強度７８０ＭＰａ以上で、かつ伸び率が２５％以上のような、強度・成形性ともに優れた鋼板が主に用いられている。このような鋼板は、高引張強度と高伸び率、低降伏比（降伏強度／引張強度の比率）を有する必要がある。
【０００３】
さらに、近年、自動車排気ガスによる環境汚染問題が注目を浴びており、より燃量消費を低減させるために、引張強度７８０ＭＰａ以上の超高強度鋼を用いた、自動車の軽量化のための研究が増加しつつある。
【０００４】
自動車用高強度鋼は、一般的に変態誘起塑性（ＴＲＩＰ：Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ  Ｉｎｄｕｃｅｄ  Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼と、二相（ＤＰ：Ｄｕａｌ  Ｐｈａｓｅ）鋼とを含む。
【０００５】
加工性に優れた超高強度鋼の製造工程は、スラブ製造工程、熱間圧延工程、熱間圧延板材を冷却して巻取する工程、冷間圧延工程、そして焼鈍工程に大別される。熱間圧延したフェライトとパーライト組織を有する板材を冷間圧延して加工し、冷間圧延した板材をＡ１変態点〜Ａ３変態点間の温度で焼鈍した後、冷却時の鋼板の冷却速度を調節して、焼鈍工程において形成されたオーステナイトをマルテンサイトに変態させて得られる鋼を、二相鋼という。上記二相鋼の強度は、二相鋼中に含まれるマルテンサイトとフェライトの分率により決定される。全体構造中の、マルテンサイトの比率が増加するほど、強度が増加し延性は減少する。このため、二相鋼は適正なマルテンサイトの比率を有しなければならない。一方、上記の二相鋼を製造する方法のように、焼鈍過程においてオーステナイトを形成後、冷却工程において冷却速度と終了冷却温度を制御することにより常温でオーステナイトの一部を残留させることによって、鋼材の強度と延性を同時に増加させる方法がある。このように生成された残留オーステナイトは、鋼材の強度を増加させるため塑性変形中にマルテンサイトに変態させるのと同時に、塑性誘起変態により応力集中を緩和させることで延性を増加させる。これが高強度と高延性を有する高強度鋼として用いられている、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）鋼である。
【０００６】
上記の変態誘起塑性鋼の強度と延性を高めるには、常温において準安定性残留オーステナイトをマルテンサイトに変態するのを抑制して、一定の分率以上の残留オーステナイトを維持することが非常に重要である。このため、Ｓｉ、Ａｌなどを添加して、フェライト内の炭素の活性（ａｃｔｉｖｉｔｙ）を高めて炭化物の生成を抑制し、オーステナイト相内の炭素の濃度を増加させることによって、残留オーステナイトの安定性を確保する。
【０００７】
このような高強度と伸び率とを確保するための既知の技術は、特許文献１に開示の技術を含む。この技術によると、Ｃ：０．６〜０．２２重量（ｗｔ）％、Ｓｉ：０．０５〜１．０ｗｔ％、Ｍｎ：０．５〜２．０ｗｔ％、及びＡｌ：０．２５〜１．５ｗｔ％を含む鋼に、Ｍｏ：０．０３〜０．３ｗｔ％を添加して、４９０ＭＰａ以上の強度と３５％以上の伸び率とを有する鋼が提供される。
【０００８】
また、特許文献２では、Ｃ：０．１５〜０．３０ｗｔ％、Ｓｉ：１．５〜２．５ｗｔ％、Ｍｎ：０．５〜２．０ｗｔ％、及びＡｌ：０．０２〜０．１ｗｔ％を含み、かつ７８０ＭＰａ以上の強度と３０％以上の伸び率とを有する鋼が開示されている。
【０００９】
特許文献３では、Ｃ：０．０６〜０．６ｗｔ％、［Ｓｉ＋Ａｌ］：０．５〜３．０ｗｔ％、Ｍｎ：０．５〜３．０ｗｔ％を含み、かつ約８００ＭＰａの強度と４０％の伸び率とを有する鋼が開示されている。しかし、特許文献３に開示されている成分の実際の内容を見ると、［Ａｌ＋Ｓｉ］の量は１．５ｗｔ％以下であることが分かる。例えば、Ａｌが１ｗｔ％添加されると、Ｓｉは０．５ｗｔ％添加される。従って、［Ｓｉ＋Ａｌ］の成分範囲は０．５〜３．０ｗｔ％ではなく、１．５ｗｔ％が正確な表現である。
【００１０】
また、特許文献３に開示されている製造工程は二つに分けられるが、その一つは熱間圧延後に焼鈍やメッキを行う製造工程であり、もう一つは、熱間圧延、冷間圧延後、２段階焼鈍を行う製造工程である。２段階焼鈍において、冷間圧延後の第１段階の焼鈍によってマトリックス組織内にマルテンサイトが形成され、第２段階の焼鈍は通常の変態誘起塑性鋼で施す焼鈍を行う。これは経済的な損失をもたらし、かつ適用可能性が低い。
【００１１】
上記した従来技術は、強度がそれぞれ約４９０ＭＰａ〜７８０ＭＰａ程度に過ぎず、かつ製造工程が複雑である。したがって、７８０ＭＰａ以上の引張強度と２８％以上の伸び率とを同時に確保するためには、経済的に有利で適用可能性も高い製造技術が必要とされている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１２】
【特許文献１】日本特許公開第平６−１４５８９２０号
【特許文献２】韓国特許公開第２００２−００４５２１２号
【特許文献３】日本特許公開第２００５−３３６５２６号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
本発明の目的は、組成成分を制御し、熱間圧延での冷却段階を調整してマルテンサイト分率を３０〜７０％含むように制御することで、７８０〜９８０ＭＰａの引張強度と２８％以上の伸び率とを有すると共に、エッジ部位に亀裂が発生しない高強度鋼板、溶融亜鉛メッキ鋼板及びその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
本発明の一態様では、重量％で、Ｃ：０．１〜０．２５％、Ｓｉ：１．０〜１．９％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ａｌ：０．５〜１．６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：５〜３０ｐｐｍ、及びＳｂ：０．０１〜０．０３％、並びに残部Ｆｅ及び不可避の不純物からなり、かつ１．７５≦Ｓｉ＋Ａｌ≦３．２５％を満たす高強度熱延鋼板であって、熱間圧延後の前記鋼板の微細組織が、３０〜７０％のマルテンサイトと、残部フェライトからなることを特徴とする、高強度鋼板及び溶融亜鉛メッキ鋼板を提供する。
【００１５】
本発明の別の態様では、重量％で、Ｃ：０．１〜０．２５％、Ｓｉ：１．０〜１．９％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ａｌ：０．５〜１．６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：５〜３０ｐｐｍ、及びＳｂ：０．０１〜０．０３％、並びに残部Ｆｅ及び不可避の不純物からなり、１．７５≦Ｓｉ＋Ａｌ≦３．２５％を満たす鋼スラブを、Ａ３以上の温度で熱間圧延する段階と、３０〜２００℃／ｓ（秒）の冷却速度で６００〜８００℃の温度範囲で１次冷却する段階と、上記１次冷却した熱延鋼板を６００〜８００℃の温度範囲で空冷する段階と、上記空冷した熱延鋼板を５０〜２００℃／ｓの冷却速度で常温〜３００℃の温度範囲で２次冷却する段階と、上記２次冷却した熱延鋼板を常温〜３００℃の温度範囲で巻取する段階と、を含むことを特徴とする、高強度熱延鋼板を製造する方法が提供される。
【００１６】
また、本発明の別の態様では、重量％で、Ｃ：０．１〜０．２５％、Ｓｉ：１．０〜１．９％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ａｌ：０．５〜１．６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：５〜３０ｐｐｍ、及びＳｂ：０．０１〜０．０３％、並びに残部Ｆｅ及び不可避の不純物からなり、かつ１．７５≦Ｓｉ＋Ａｌ≦３．２５％を満たす鋼スラブを、Ａ３以上の温度範囲で熱間圧延する段階と、３０〜２００℃／ｓの冷却速度で６００〜８００℃の温度範囲で１次冷却する段階と、上記１次冷却した熱延鋼板を６００〜８００℃の温度範囲で空冷する段階と、上記空冷した熱延鋼板を５０〜２００℃／ｓの冷却速度で常温〜３００℃の温度範囲で２次冷却する段階と、上記２次冷却した熱延鋼板を常温〜３００℃の温度範囲で巻取する段階と、上記巻取した熱延鋼板を３０〜５０％の圧下率で冷間圧延する段階と、前記冷間圧延した鋼板を焼鈍する段階と、を含むことを特徴とする高強度冷延鋼板を製造する方法が提供される。
【００１７】
本発明の別の態様では、上記の高強度冷延鋼板を製造する方法に加えて、溶融亜鉛メッキする段階をさらに含む、高強度溶融亜鉛メッキ鋼板を製造する方法が提供される。
【００１８】
本発明の上記の、並びに他の態様、特徴、及び他の利点は、添付の図面と共に、以下の発明の詳細な説明によって明確に理解されるだろう。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】本発明の予備試験における［Ｓｉ］＋［Ａｌ］含量対熱延後のマルテンサイト体積分率による、引張強度の試験結果を示す。
【図２】本発明の予備試験における［Ｓｉ］＋［Ａｌ］含量対熱延後のマルテンサイト体積分率による伸び率の試験結果を示す。
【図３】本発明の予備試験における［Ｓｉ］＋［Ａｌ］含量対熱延後のマルテンサイト体積分率による冷間圧延後のエッジ部位の亀裂長さを示す。
【図４】本発明によって製造された発明鋼と比較鋼の［Ｓｉ］＋［Ａｌ］含量対熱延後のマルテンサイト体積分率による引張強度、伸び率及び冷間圧延後のエッジ部位の亀裂長さを示す。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
本発明の実施の形態を図面を参照して詳細に説明する。しかし、本発明は、様々な形で具体化することができ、かつここに記載の実施形態に限定されるものと解釈すべきではない。むしろ、これらの実施形態は、本発明の開示が、徹底的かつ完全であること、及び当業者に本発明の範囲を十分に伝えるように提供されている。図面において、層及び領域の厚さはわかりやすくするために誇張されている。図面の参照番号が成分を表すので、これらの説明は省略される。
【００２１】
以下、本発明の組成範囲について詳細に説明する（以下、重量（ｗｔ）％）。
【００２２】
炭素（Ｃ）の含量は０．１〜０．２５％とする。Ｃは、最も重要な成分であり、強度及び延性などのあらゆる物理的・化学的特性と密接な関係を有する。本発明の鋼板では、炭素の量が０．１％未満であると残留オーステナイトの分率と安定性が減少し、０．２５％を超過すると溶接性が低下し、第２相分率の過大な増加により加工性が低下する短所を有する。したがって、Ｃの組成範囲は０．１〜０．２５％に制限する。
【００２３】
シリコン（Ｓｉ）の含量は１．０〜１．９％とする。Ｓｉはフェライトに固溶されてフェライトを安定化させる成分である。本発明の冷延鋼板では、フェライト内に固溶されて炭素の活性を高めることで、オーステナイト相内の炭素の濃度を増加させて、カーバイド相の生成を抑制させて残留オーステナイトの安定性を高める役割をする。また、固溶により鋼板の強度が増加する効果もある。Ｓｉの含量が１．０％未満であると鋼の強度が低下し、カーバイド相のような炭化物の生成を抑制する効果が低下し、１．９％を超過すると熱延スケールを誘発させ、メッキ性が悪くなり、また溶接性も劣化される。したがって、Ｓｉの組成範囲は１．０〜１．９％に制限する。
【００２４】
マンガン（Ｍｎ）の含量は１．５〜２．５％とする。Ｍｎは硬化性を大きくして針状フェライト及びベイナイトのような低温変態相を容易に生成させ、強度を増加させる成分である。Ｍｎはまた、オーステナイトも安定化させる。したがって、Ｍｎを１．５％未満で添加する場合は上記効果が期待できず、２．５％を超過して添加すると溶接性が低下し、熱間圧延時に板材の中央に偏析帯を形成し、かつ介在物の形成により水素脆性を引き起こす。したがって、Ｍｎの含量は１．５〜２．５％に制限する。
【００２５】
アルミニウム（Ａｌ）の含量は０．５〜１．６％とする。ＡｌはＳｉより固溶強化の効果が弱いが、フェライト安定化元素として固溶強化の効果を示すフェライト安定化元素であり、カーバイドのような炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイト中の炭素濃度を増加させて、安定性を高める成分である。Ａｌの含量が０．５％未満であるとオーステナイトの安定性が低下するため、炭化物の生成を抑制し難くなり、また１．６％を超過するとオーステナイトの分率が低下するため、鋼板の延性が相対的に低下し、かつ表面特性が悪くなる。したがって、Ａｌの含量は０．５〜１．６％に制限する。
【００２６】
チタニウム（Ｔｉ）の含量は０．００５〜０．０３％とする。Ｔｉは、ＡｌとＮとの結合によって生じるＡｌＮ窒化物の形成を抑制し、Ａｌ本来の作用ができるようにＴｉＮを形成する成分である。Ｔｉが０．００５％未満であるとそのような役割が期待できず、０．０３％を超過して添加しても、それ以上の効果は期待できない。したがって、Ｔｉの含量は０．００５〜０．０３％に制限する。
【００２７】
ホウ素（Ｂ）の含量は５〜３０ｐｐｍとする。Ｂは鋼中に少量を添加しても硬化性を向上させる成分であり、５ｐｐｍ以上添加されると、高温でオーステナイト粒界に偏析することで、フェライト形成を抑制して硬化性を向上させるが、３０ｐｐｍを超えて添加すると、鋼板の再結晶温度を上昇させるため、鋼板の絞り性を低下し、かつ溶接性を劣化させる。したがって、Ｂの含量は５〜３０ｐｐｍに制限する。
【００２８】
アンチモン（Ｓｂ）の含量は０．０１〜０．０３％とする。Ｓｂは適正量である０．０１〜０．０３％を添加すると、鋼板の表面特性を改善させるが、０．０３％を超えて添加すると、鋼板の表面にＳｂ濃縮が発生し表面特性が悪くなる。Ｓｂは鉄鋼材料に不可避的に含まれる不純物の一種であり、０．０１％未満のＳｂ含量が特定の目的なしに製造した鋼中に見出される。Ｓｂの含量が０．０１％未満であると表面に濃縮は発生するが、表面特性の変化を起こすには極めて少ない量であるため、０．０１％以上とする。したがって、Ｓｂの含量は０．０１〜０．０３％に制限する。
【００２９】
本発明では１．７５≪Ｓｉ＋Ａｌ≪３．２５を満たす。ＳｉとＡｌはいずれも鋼の炭化物形成を抑制する役割をし、残留オーステナイト内の固溶炭素の含量を高めて、残留オーステナイトの安定性を改善させる役割をする。よって、ＴＲＩＰ鋼の強度と伸び率とを考慮する時には、これら二つの成分の含量を同時に制御する必要があるが、２成分の含量の合計が３．２５％を超過すると、表面酸化物の形成によりメッキ性などの表面品質が低下し、２相域焼鈍熱処理中に起きるオーステナイト分率の減少により強度及び延性が減少することがある。また、２成分の含量の合計が１．７５％未満であると、目標とする引張強度７８０ＭＰａ以上のＴＲＩＰ鋼を製造するのに必要な基本固溶強化の効果が減少し、残留オーステナイトの安定性を確保し難くなる。したがって、Ｓｉ＋Ａｌの含量は１．７５〜３．２５％に制限する。
【００３０】
本発明は、上記組成、並びに残部Ｆｅ及び不可避の不純物を含む。
【００３１】
以下、本発明の製造方法について詳しく説明する。
【００３２】
本発明は、上記組成を満たす鋼スラブをＡ３以上のオーステナイト領域で熱間圧延後、３０〜２００℃／ｓの冷却速度で１次冷却する。このとき、冷却速度が３０℃／ｓ未満であるとパーライト組織が形成され、目標とする材質を確保し難く、２００℃／ｓを超過すると鋼板に温度偏差が発生し、残留応力によって素材の歪みが発生することがある。このため、冷却速度は３０〜２００℃／秒に制限する。
【００３３】
上記１次冷却後、鋼板は６００〜８００℃の温度範囲で維持する。これは、鋼板が強制冷却することなく常温の大気で自然対流により冷却されることを意味する。温度が６００℃未満であるとフェライト相形成分率が確保し難く、８００℃を超過すると過度なフェライトが形成され、またはパーライト組織が形成されることがある。
【００３４】
上記空冷後、鋼板は５０〜２００℃／ｓの冷却速度で２次冷却した後、常温〜３００℃で巻取する。冷却速度が５０℃／ｓ未満であるとベイナイト相の形成により目標とする組織を得難く、２００℃／ｓを超過すると過度なマルテンサイト相が形成され、圧延板の形状歪みが発生することがある。したがって、２次冷却速度は、５０〜２００℃／ｓに制限する。
【００３５】
また、巻取温度が３００℃を超過すると、ベイナイト相の形成により目標とする組織を確保し難く、常温〜３００℃で巻取すると基地組織がラス（ｌａｔｈ）形状の微細なマルテンサイト組織を有し、熱延後の高転位密度と均一な固溶炭素分布を有するようになる。したがって、巻取温度は常温〜３００℃に制限する。
【００３６】
巻取後は３０〜５０％の圧下率（ｒｅｄｕｃｔｉｏｎ  ｒａｔｅ）で冷間圧延を行う。通常は６０％の圧下率で冷間圧延を行うが、本発明では３０〜５０％の圧下率で行う。これにより、冷間圧延によって巻取後に生成されたマルテンサイト組織とフェライト組織のうち、フェライト組織に転位密度を十分に増加させることができ、焼鈍中に炭素の再固溶とオーステナイト相の形成が均一に発生する。冷間圧下率が３０％未満であるとフェライト組織内の転位密度が十分でないため、目標とする組織が得られず、また５０％を超過するとマルテンサイト相とフェライト相の境界で微細な亀裂が発生しやすく、特に圧延板エッジ部位に亀裂欠陥が発生する。したがって、冷間圧下率は３０〜５０％に制限する。
【００３７】
上記の冷間圧延後は、通常の焼鈍工程を行う。
【００３８】
本発明では、冷間圧延後に溶融亜鉛メッキまたは合金化溶融亜鉛メッキを行う。焼鈍工程後は溶融亜鉛が入ったメッキ浴に鋼板を通過させて、表面層にメッキ層を一定の厚さで付着させる。このとき、メッキ浴の温度は４５０〜５００℃が好ましく、３０℃／ｓ以下の速度で徐冷する工程により、溶融亜鉛メッキ鋼板を製造する。
【００３９】
また、メッキ浴槽を通過したメッキ鋼板を直に５００〜６００℃の温度範囲で加熱して溶融亜鉛メッキ層の合金化熱処理を行った後、３０℃／ｓ以下の速度で徐冷させる工程により、合金化溶融亜鉛メッキ鋼板を製造する。
【００４０】
以下、本方法により製造される鋼板の組織について詳しく説明する。
【００４１】
本発明において熱間圧延後の熱延鋼板はマルテンサイト分率が３０〜７０％であることを特徴とする。熱間圧延後、１次及び２次冷却工程で生成されたラス形状の微細なマルテンサイト組織は冷間圧延後、焼鈍工程において均一なオーステナイト変態を誘導し、これにより安定化された残留オーステナイトの分率を増加させる。従来の方法では１回の冷却過程だけで熱延鋼板を製造するが、この場合熱延鋼板は粗大な炭化物が存在するパーライト組織を含有するようになる。粗大な炭化物は冷間圧延後の焼鈍過程において再固溶されるが、炭化物の大きさが粗大なため、７００℃以上の高温でも再固溶されずに残留しやすく、焼鈍中にオーステナイトは、主に炭素濃度の高い炭化物付近に形成され始め、相対的に炭化物のない領域にはオーステナイトが形成され難くなる。したがって、２相域焼鈍中にオーステナイト分率が低くなり局所的な偏差も発生し、焼鈍後の冷却工程で発生する残留オーステナイト分率が減少するようになる。熱延鋼板でのマルテンサイト相はこのような短所を改善できる。
【００４２】
本発明では、１次及び２次冷却工程を経てマルテンサイト相を形成させると、炭化物がほとんど形成されない状態で熱延鋼板を製造できる。このようなマルテンサイト相を含んだ熱延鋼板は、焼鈍熱処理中に転位密度の高いマルテンサイト組織で微細な炭化物が形成されると直に再固溶される。このため、本発明の鋼板中の炭素濃度の偏差は、パーライト組織を有する鋼板に比べてかなり減少する。したがって、焼鈍中に形成されるオーステナイト相は結晶粒界付近やラスマルテンサイト組織であった付近に均一に分布して形成されるため、残留オーステナイト分率と安定性を高めるこができる。
【００４３】
また、マルテンサイト相により高くなった転位密度を活用して、比較的低い冷間圧下率を適用することで、冷間圧延後エッジ部位に発生しやすい微細な亀裂形成を抑制できる。このとき、熱延鋼板のマルテンサイト分率が３０％未満であると残留オーステナイト分率が増加する効果が微弱であり、また７０％以上であると冷間圧延においてエッジ部位に微細な亀裂が発生する。したがって、本発明では熱延鋼板のマルテンサイト組織分率を３０〜７０％とする。
【００４４】
本発明の冷間圧延及び焼鈍工程を経た冷延鋼板は、フェライトとベイナイト組織に残留オーステナイトが生成される。このとき本発明の鋼板中の残留オーステナイトの分率は５〜１５％である。残留オーステナイト相は、熱延鋼板でのラス形状のマルテンサイト組織の影響によりラス形状に現われ、他の形状の残留オーステナイトに比べて安定したものとなる。また、ベイナイト組織の分率は２０〜４０％であり、残りはフェライトからなる。
【００４５】
本発明の方法によると、加工性に優れた７８０〜９８０ＭＰａの引張強度と２８％以上の伸び率とを有する高強度冷延鋼板を製造できる。
【００４６】
以下、本発明を、実施例を参照してより具体的に説明する。
【００４７】
（実施例）
表１は、実施例で使用された鋼の組成範囲である。本発明では目標とする引張強度と伸び率とを得るために、成分の適切な調整が重要である。
【００４８】
【表１】
0005456026.tif 000002
【００４９】
表１の組成を有する鋼スラブを、熱延工程を経て冷却及び巻取後、冷間圧延、焼鈍を行い、これに対する冷却条件と冷間圧下率及び引張試験結果などを、表２に示した。
【００５０】
材料の機械的特性における引張特性は、成分と微細組織の製造条件によって変化する。本発明の鋼板は熱延直後に生成されたラス形状の微細なマルテンサイト組織により焼鈍過程で均一なオーステナイト変態を誘導し、これにより安定化された残留オーステナイトの分率を増加させて、変形を受けたときに変態して優れた機械的特性を得るものである。
【００５１】
また、マルテンサイト相により高くなった転位密度を活用して比較的低い冷間圧下率を適用することで、冷間圧延後エッジ部に発生しやすい微細な亀裂形成を抑制しようとした。このような特性を得るためには、基本的に本発明で提案した成分を満たさなければならず、熱延直後の冷却過程とマルテンサイト分率及び冷間圧下率を最適に調率しなければならない。
【００５２】
【表２】
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【００５３】
表２に、熱延直後の冷却過程とマルテンサイト分率、冷間圧下率、及び機械的性質とエッジ部位の亀裂の発生程度を測定し、その結果を示した。
【００５４】
表２に示すように、比較材９から１５は、基本的な成分要件を満たさず、製造過程で冷却条件とマルテンサイト分率及び冷間圧下率の条件が適切に調節されていても、本発明において目標とする強度と延性を得ることはできなかったことが分かる。
【００５５】
また、比較材である２−２、２−３、３−２、３−３、４−２、４−３、５−２、７−２、７−３、８−２は成分要件を満たしているが、冷却条件、マルテンサイト分率、冷間圧下率などの要件には満たさず、かつ目標とする機械的性質が得られず、またはエッジ部位に微細な亀裂が発生したことが分かる。
【００５６】
表２においてエッジ部位の亀裂長さの測定は、マルテンサイト分率を２００倍率の光学顕微鏡により観察したものである。
【００５７】
特に、厚さのｔ／４位置での微細組織を２％のナイタール（Ｎｉｔａｌ）エッチング液でエッチングした後、画像分析器で測定した結果である。エッジ部位に発生した微細な亀裂は、冷間圧延された圧延板エッジ部位をランダムに選定して長さ１００ｍｍ内で発生した最も長い亀裂を３０個以上選択した後、平均値とした。
【００５８】
本発明の鋼板は、成分構成と製造条件を制御することによって、７８０〜９８０ＭＰａの引張強度と２８％以上の伸び率とを有する。従って、本発明の鋼板は、高い強度と加工性を有する構造用部品に用いることができる。また、本発明の鋼板は、エッジ部位に亀裂が発生することを防止することで経済性を高める効果がある。
【００５９】
本発明は、例示的な実施の形態と関連して示され、かつ記載されているが、特許請求の範囲によって定義される発明の精神および範囲から逸脱することなく、変更および変形ができることは、当業者に明らかであろう。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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