(57)【要約】本発明の一側面は、重量％で、Ｃ：０．３〜０．５％、Ｓｉ：２．０％（０％は除く）、Ｍｎ：３．０〜６．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜３．０％、Ｎ：０．０２％以下（０％は除く）、残りＦｅ、及びその他の不可避不純物を含み、微細組織は、面積分率で、残留オーステナイトを５〜３０％含み、二次マルテンサイトを５％以下含む、降伏比に優れた超高強度鋼板に関する。
2019536906.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．３〜０．５％、Ｓｉ：２．０％（０％は除く）、Ｍｎ：３．０〜６．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜３．０％、Ｎ：０．０２％以下（０％は除く）、残りＦｅ、及びその他の不可避不純物を含み、
微細組織は、面積分率で、残留オーステナイトを５〜３０％含み、二次マルテンサイトを５％以下含む、降伏比に優れた超高強度鋼板。
【請求項２】
前記残留オーステナイト及び前記二次マルテンサイトを除いた微細組織は、フェライト、ベイナイト、及びフレッシュマルテンサイトを含む、請求項１に記載の降伏比に優れた超高強度鋼板。
【請求項３】
前記フェライト及びベイナイトの合計は、２０面積％以下である、請求項２に記載の降伏比に優れた超高強度鋼板。
【請求項４】
前記鋼板は、重量％で、Ｃｒ：１．５％以下（０％は除く）、Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．５％、Ｖ：０．００５〜０．５％、及びＭｏ：０．０５〜０．３％のうち１種以上をさらに含む、請求項１に記載の降伏比に優れた超高強度鋼板。
【請求項５】
前記鋼板は、降伏強度が１０００ＭＰａ以上であり、引張強度が１３００ＭＰａ以上であり、降伏比が０．７以上である、請求項１に記載の降伏比に優れた超高強度鋼板。
【請求項６】
前記鋼板は、鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層が形成されている、請求項１に記載の降伏比に優れた超高強度鋼板。
【請求項７】
重量％で、Ｃ：０．３〜０．５％、Ｓｉ：２．０％（０％は除く）、Ｍｎ：３．０〜６．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜３．０％、Ｎ：０．０２％以下（０％は除く）、残りＦｅ、及びその他の不可避不純物を含む鋼スラブを１０００〜１２５０℃の温度で加熱する段階と、
前記加熱された鋼スラブを、仕上げ圧延出口側の温度が５００〜９５０℃となるように熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
前記熱延鋼板を７５０℃以下の温度で巻き取る段階と、
前記巻き取られた熱延鋼板を３０〜８０％の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、
前記冷延鋼板を７５０〜９５０℃の温度範囲で焼鈍する段階と、
前記焼鈍された冷延鋼板をＭｆ〜Ｍｓ−９０℃の冷却終了温度まで冷却する段階と、
前記冷却された冷延鋼板をＭｓ＋１００℃以上で２５０秒以上熱処理する段階と、を含む、降伏比に優れた超高強度鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記巻き取り段階後の冷間圧延前に、巻き取られた熱延鋼板を８００℃以下の温度で３０分以上熱処理する段階をさらに含む、請求項７に記載の降伏比に優れた超高強度鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記Ｍｓ温度は、下記関係式１により求められる、請求項７に記載の降伏比に優れた超高強度鋼板の製造方法。
関係式１：Ｍｓ＝５４７．６−５９６．９Ｃ−２７．４Ｍｎ−１３．１Ｓｉ−１７．７Ｃｒ＋８．８Ａｌ
（但し、前記関係式１において各元素記号は、各元素の含量を重量％で表した値であり、Ｍｓの単位は℃である。該当元素が含まれていない場合は０として計算した。）
【請求項１０】
前記鋼スラブは、重量％で、Ｃｒ：１．５％以下（０％は除く）、Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．５％、Ｖ：０．００５〜０．５％、及びＭｏ：０．０５〜０．３％のうち１種以上をさらに含む、請求項７に記載の降伏比に優れた超高強度鋼板の製造方法。
【請求項１１】
前記熱処理段階後に、熱処理された冷延鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき層を形成する段階をさらに含む、請求項７に記載の降伏比に優れた超高強度鋼板の製造方法。
【請求項１２】
前記溶融亜鉛めっき層が形成された冷延鋼板を合金化熱処理して合金化溶融亜鉛めっき層を形成する段階をさらに含む、請求項１１に記載の降伏比に優れた超高強度鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、降伏比に優れた超高強度鋼板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
強化されつつある自動車のＣＯ２排出規制問題を解消し、且つ燃費を向上させるために、自動車社では車体の軽量化を継続的に求めている。自動車鋼板の軽量化のためには、鋼板の厚さを薄くしなければならないが、衝突安全性を確保するためには、鋼板の厚さを厚くしなければならないため、互いに矛盾する側面がある。
【０００３】
上記矛盾した側面を解決するためには、素材の強度を高めながら成形性を増加させなければならないが、これは、ＡＨＳＳ（Ａｄｖａｎｃｅｄ  Ｈｉｇｈ  Ｓｔｒｅｎｇｔｈ  Ｓｔｅｅｌ）として知られている二相組織鋼（Ｄｕａｌ  Ｐｈａｓｅ  Ｓｔｅｅｌ、ＤＰ鋼）、変態誘起塑性鋼（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ  Ｉｎｄｕｃｅｄ  Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ  Ｓｔｅｅｌ、ＴＲＩＰ鋼）、複合組織鋼（Ｃｏｍｐｌｅｘ  Ｐｈａｓｅ  Ｓｔｅｅｌ、ＣＰ鋼）などの様々な自動車鋼板によって可能であることが知られている。このように進歩した高強度鋼の炭素量あるいは合金成分を増加させることで強度をより高めることができるが、スポット溶接性などの実用的な側面を考慮すると、実装可能な引張強度は、約１２００ＭＰａ級が限界である。
【０００４】
また、他の方法としては、熱処理過程中に高温オーステナイトをマルテンサイト変態開始温度であるＭｓと変態完了温度であるＭｆの間の温度で急冷させて低温マルテンサイトを確保するとともに、Ｃ、Ｍｎなどのオーステナイト安定化元素を、残っているオーステナイト相に適正温度で拡散させることで、強度及び伸び率をともに確保することができるＱｕｅｎｃｈｉｎｇ＆Ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ（Ｑ＆Ｐ）方法がある。図１に示すように、鋼をＡ３以上の温度で加熱してＭｓ温度以下に急冷させ、ＭｓとＭｆ温度の間で維持する熱処理過程を１ｓｔｅｐ  Ｑ＆Ｐといい、急冷した後の鋼をＭｓ以上の温度で再加熱して熱処理する過程を２ｓｔｅｐ  Ｑ＆Ｐという。
【０００５】
例えば、特許文献１では、Ｑ＆Ｐ熱処理によってオーステナイトを残留させることができる方案について説明している。しかし、これは単純にＱ＆Ｐ熱処理に関する概念を説明したものであり、実際の適用には限界がある。
【０００６】
一方、衝突安全性を確保するための構造部材への適用が可能な部品として、高温で成形した後に水冷するダイとの直接接触を介した急冷によって最終強度を確保する熱間プレス成形鋼が脚光を浴びている。しかし、設備投資費の過多、熱処理及び工程コストの増加という問題があり、より安価な冷間プレス成形が可能な材料の開発が求められている。
【０００７】
一方、熱間プレス成形部品を代替するためには、高い降伏強度及び引張強度が必要とされるが、特許文献２の発明鋼は、高い孔拡張性を有するため、冷間プレス成形は可能であるが、降伏比が０．７未満と低く、引張強度も１０００ＭＰａ程度と低くて、熱間プレス成形を代替することができる素材としては適合しない。
【０００８】
したがって、降伏比に優れた超高強度鋼板及びその製造方法に関する開発が求められているのが実情である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】米国特許公開第２００６−００１１２７４号公報
【特許文献２】韓国特許公開第２０１５−０１２３９０３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明の一側面は、降伏比に優れた超高強度鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
【００１１】
一方、本発明の課題は、上述の内容に限定されない。本発明の課題は、本明細書の内容全般から理解することができるものであり、本発明が属する技術分野における通常の知識を有する者であれば、本発明の付加的な課題を理解するのに何ら困難がない。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明の一側面は、重量％で、Ｃ：０．３〜０．５％、Ｓｉ：２．０％（０％は除く）、Ｍｎ：３．０〜６．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜３．０％、Ｎ：０．０２％以下（０％は除く）、残りＦｅ、及びその他の不可避不純物を含み、
微細組織は、面積分率で、残留オーステナイトを５〜３０％含み、二次マルテンサイトを５％以下含む、降伏比に優れた超高強度鋼板に関する。
【００１３】
また、本発明の他の一側面は、重量％で、Ｃ：０．３〜０．５％、Ｓｉ：２．０％（０％は除く）、Ｍｎ：３．０〜６．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜３．０％、Ｎ：０．０２％以下（０％は除く）、残りＦｅ、及びその他の不可避不純物を含む鋼スラブを１０００〜１２５０℃の温度で加熱する段階と、
上記加熱された鋼スラブを、仕上げ圧延出口側の温度が５００〜９５０℃となるように熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
上記熱延鋼板を７５０℃以下の温度で巻き取る段階と、
上記巻き取られた熱延鋼板を３０〜８０％の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、
上記冷延鋼板を７５０〜９５０℃の温度範囲で焼鈍する段階と、
上記焼鈍された冷延鋼板をＭｆ〜Ｍｓ−９０℃の冷却終了温度まで冷却する段階と、
上記冷却された冷延鋼板をＭｓ＋１００℃以上で２５０秒以上熱処理する段階と、を含む、降伏比に優れた超高強度鋼板の製造方法に関する。
【００１４】
なお、上述の課題の解決手段は、本発明の特徴をすべて列挙したものではない。本発明の様々な特徴とそれに伴う利点と効果は、以下の具体的な実施形態を参照して、より詳細に理解することができる。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によると、降伏比に優れた超高強度鋼板及びその製造方法を提供することができるという効果がある。より詳細には、成形後に高い降伏強度及び引張強度の確保が可能であり、熱間プレス成形部品を代替することができる。これにより、高価な熱間プレス成形部品を低コストの冷間プレス成形部品に代替することができ、高温成形時に引き起こされるＣＯ２の発生を抑制することで、熱間プレス成形鋼に比べて環境にやさしい素材として地球環境保全に寄与することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】１  ｓｔｅｐ  Ｑ＆Ｐ及び２  ｓｔｅｐ  Ｑ＆Ｐに対する時間−温度グラフである。
【図２】冷却終了温度による残留オーステナイト分率グラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
以下、本発明の好ましい実施形態を説明する。しかし、本発明の実施形態は、いくつかの他の形態に変形されることができ、本発明の範囲が以下に説明する実施形態に限定されるものではない。また、本発明の実施形態は、当該技術分野における平均的な知識を有する者に本発明をさらに完全に説明するために提供されるものである。
【００１８】
本発明者らは、従来の熱間プレス成形鋼を代替することで同等以上の機械的物性及び部品製造コストを低減することできる冷間プレス成形用鋼板を開発するために鋭意研究した結果、鋼成分組成及び製造条件を適正化することにより、冷間プレス成形に適した物性及び微細組織を有する鋼板を提供することができることを確認し、本発明を完成するに至った。
【００１９】
「降伏比に優れた超高強度鋼板」
以下、本発明の一側面による降伏比に優れた超高強度鋼板について詳細に説明する。
【００２０】
本発明の一側面による降伏比に優れた超高強度鋼板は、重量％で、Ｃ：０．３〜０．５％、Ｓｉ：２％以下（０％は除く）、Ｍｎ：３．０〜６．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜３．０％、Ｎ：０．０２％以下（０％は除く）、残りＦｅ、及びその他の不可避不純物を含み、微細組織は、面積分率で、残留オーステナイトを５〜３０％含み、二次（Ｓｅｃｏｎｄａｒｙ）マルテンサイトを５％以下含む。
【００２１】
まず、本発明の一側面による降伏比に優れた超高強度鋼板の合金組成について詳細に説明する。以下、各元素の含量の単位は重量％である。
【００２２】
Ｃ：０．３〜０．５％
炭素（Ｃ）は、残留オーステナイトの安定化に寄与する元素である。
【００２３】
Ｃ含量が０．３％未満の場合、最終熱処理時にオーステナイトの安定性を十分に確保し難いという問題がある。したがって、Ｃ含量の下限は０．３％であることが好ましく、強度及びオーステナイトの安定性を容易に確保するために、より好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．４％であってよい。
【００２４】
一方、Ｃ含量が０．５％を超える場合には、鋳片に欠陥が発生する危険性が増加するだけでなく、溶接性も大きく低下するという問題がある。したがって、Ｃ含量の上限は０．５％であることが好ましく、より好ましくは０．４８％であり、さらに好ましくは０．４５％であってよい。
【００２５】
Ｓｉ：２．０％以下（０％は除く）
Ｓｉは、炭化物が析出することを抑制する元素であって、残留オーステナイトの安定化に寄与する元素である。しかし、Ｓｉ含量が２．０％を超える場合には、９００℃以上の高温でもフェライト相が存在するため、高温でオーステナイト単相を確保することができないという問題がある。したがって、Ｓｉ含量は２．０％以下（０％は除く）であることが好ましく、より好ましくは１．８％以下であり、さらに好ましくは１．５％以下であってよい。
【００２６】
Ｍｎ：３．０〜６．５％
Ｍｎは、残留オーステナイトの形成及び安定化に寄与する元素である。Ｍｎは変態誘起塑性鋼に多く用いられる元素として知られており、通常のＴＲＩＰ鋼の場合は、３．０％以下、オーステナイト単相鋼であるＴＷＩＰ鋼の場合は、１８．０％以上添加されるのが普通である。
【００２７】
Ｍｎ含量が３．０％未満の場合には、熱処理後に常温で残留オーステナイトを確保し難く、焼鈍後の急冷時にフェライト及びベイナイトなどの相が多量に含まれ得るという問題がある。したがって、Ｍｎ含量の下限は、３．０％であることが好ましく、残留オーステナイトをより容易に確保するために、より好ましくは３．５％である、さらに好ましくは４．０％であってよい。
【００２８】
一方、Ｍｎ含量が６．５％を超える場合には、製造コストが上昇し、熱間圧延中に圧延負荷が高くなって操業性に劣るという問題がある。したがって、Ｍｎ含量の上限は６．５％であることが好ましく、より好ましくは６．４％であり、さらに好ましくは６．３％であってよい。
【００２９】
Ｐ：０．０２％以下
Ｐは、不純物元素であって、その含量が０．０２％を超える場合には、溶接性が低下し、鋼の低温脆性が発生する危険性が大きく増加する。したがって、Ｐ含量は０．０２％以下であることが好ましい。
【００３０】
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、不純物元素であって、その含量が０．０１％を超える場合には、鋼板の延性及び溶接性を阻害する可能性が高い。したがって、Ｓ含量は、０．０１％以下であることが好ましい。
【００３１】
Ａｌ：０．０１〜３．０％
Ａｌは、酸素と結合して脱酸作用をする元素であり、安定した脱酸効果を得るために、Ａｌ含量は０．０１％以上を維持することが好ましい。但し、Ａｌは、Ｓｉと同様に高温における代表的なフェライト領域拡張元素であって、その含量が３．０％を超える場合には、９００℃以上の高温でもフェライト相がオーステナイト相と共存して、熱処理過程中において重要なオーステナイト単相領域が存在しなくなり得る。したがって、Ａｌ含量は、０．０１〜３．０％であることが好ましく、より好ましくは０．０２〜２．５％であってよい。
【００３２】
Ｎ：０．０２％以下（０％は除く）
Ｎは、オーステナイトを安定化させるのに有効な作用をする成分であるが、０．０２％を超える場合には、脆性が発生する危険性が大きく増加する。したがって、その含量を０．０２％以下に限定する。
【００３３】
本発明では、他の合金元素によってオーステナイト安定化を十分に図っているため、その下限は特に限定しない。但し、製造工程上、不可避に含まれ得る。
【００３４】
本発明の残りの成分は、鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造過程では、原料または周囲の環境から意図しない不純物が不可避に混入することがあるため、それを排除することはできない。これら不純物は、通常の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、そのすべての内容を具体的に本明細書に記載しない。
【００３５】
上述の合金組成を満たすことにより、本発明において所望の効果を得ることができるが、上記鋼板は、重量％で、Ｃｒ：１．５％以下（０％は除く）、Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．５％、Ｖ：０．００５〜０．５％、及びＭｏ：０．０５〜０．３％のうち１種以上をさらに含むことができる。
【００３６】
上記Ｃｒは、フェライトの成長を抑制して材料の硬化能を向上させることができる元素として知られている。しかし、Ｃｒ含量が１．５％を超えると、炭化物の形成を引き起こして残留オーステナイトの安定性を阻害し得る。したがって、Ｃｒ含量は１．５％以下（０％は除く）であることが好ましい。
【００３７】
上記Ｔｉ、Ｎｂ及びＶは、鋼板の強度上昇及び粒径微細化に有効な元素である。上記Ｔｉ、Ｎｂ及びＶの各含量が０．００５％未満の場合には、かかる効果を十分に確保し難く、各含量が０．５％を超える場合には、製造コストの上昇及び過多な析出物によって、延性を大きく低下させ得る。したがって、上記Ｔｉ、Ｎｂ及びＶの各含量は０．００５〜０．５０％であることが好ましい。
【００３８】
上記Ｍｏは、硬化能を高めてフェライトの形成を抑制する作用をする元素であり、焼鈍後の冷却時にフェライトの形成を抑制することができる。また、微細な炭化物を形成することで強度上昇に寄与する元素である。Ｍｏ含量が０．０５％未満の場合には、かかる効果を十分に確保し難く、０．３％を超える場合には、過多な合金投入量によって合金鉄コストが増加する。したがって、Ｍｏ含量は０．０５〜０．３％であることが好ましい。
【００３９】
以下、本発明に一側面による鋼板の微細組織について詳細に説明する。
【００４０】
本発明の一側面による鋼板の微細組織は、面積分率で、残留オーステナイトを５〜３０％含み、二次マルテンサイトを５％以下含む。
【００４１】
鋼板の強度を高めるためには、高い転位密度を有するマルテンサイト相の存在が重要である。しかし、高い転位密度のため、マルテンサイト相は制限的な伸び率を示す。したがって、５面積％以上のオーステナイトを残留させることで、変形時に変態マルテンサイトの形成を介して加工硬化を増大させて伸び率を確保することができる。但し、残留オーステナイトが３０面積％を超える場合、オーステナイトの安定性が低下して降伏比（ＹＲ）が０．７以下となるため、残留オーステナイトは３０面積％以下であることが好ましい。
【００４２】
また、残留オーステナイトが３０面積％を超えなくても、最終冷却時にオーステナイトの安定性に劣り、二次マルテンサイトを５％超含むと、鋼中の可動転位量が増加して降伏強度が低下するため、降伏比（ＹＲ）が０．７０以下となり得る。したがって、二次マルテンサイトが５％以下となるように制御することが好ましく、より好ましくは０％となるように制御することができる。
【００４３】
このとき、上記残留オーステナイト及び上記二次マルテンサイトを除いた微細組織は、フェライト、ベイナイト、及びフレッシュ（ｆｒｅｓｈ）マルテンサイトを含むことができる。
【００４４】
また、上記フェライト及びベイナイトの合計は、２０面積％以下であってよい。
【００４５】
フェライト及びベイナイトの合計が２０面積％を超える場合には、降伏強度に劣ることがある。
【００４６】
一方、上記本発明の一側面による鋼板は、降伏強度が１０００ＭＰａ以上、引張強度が１３００ＭＰａ以上、降伏比が０．７以上と、優れた物性を有することができる。かかる高強度及び高降伏比を確保することで、高価な熱間プレス成形部品を低コストの冷間プレス成形部品に代替することができ、高温成形時に引き起こされるＣＯ２の発生を抑制することができる。
【００４７】
また、上記鋼板は、鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層や溶融亜鉛合金化めっき層が形成されていることができる。
【００４８】
「降伏比に優れた超高強度鋼板の製造方法」
以下、本発明の他の一側面である降伏比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。
【００４９】
本発明の他の一側面である降伏比に優れた超高強度鋼板の製造方法は、上述の合金組成を満たす鋼スラブを１０００〜１２５０℃の温度で加熱する段階と、上記加熱された鋼スラブを、仕上げ圧延出口側の温度が５００〜９５０℃となるように熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を７５０℃以下の温度で巻き取る段階と、上記巻き取られた熱延鋼板を３０〜８０％の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、上記冷延鋼板を７５０〜９５０℃の温度範囲で焼鈍する段階と、上記焼鈍された冷延鋼板をＭｆ〜Ｍｓ−９０℃の冷却終了温度まで冷却する段階と、上記冷却された冷延鋼板をＭｓ＋１００℃以上で２５０秒以上熱処理する段階と、を含む。
【００５０】
（スラブ加熱段階）
上述の合金組成を満たす鋼スラブを１０００〜１２５０℃の温度で加熱する。鋼スラブ加熱温度が１０００℃未満の場合、圧延荷重が急増するという問題が発生し、１２５０℃を超える場合は、エネルギーコストが増加するだけでなく、表面スケール量が大きく増加するという問題が発生する。
【００５１】
（熱間圧延及び巻取段階）
上記加熱された鋼スラブを、仕上げ圧延出口側の温度が５００〜９５０℃となるように熱間圧延して熱延鋼板を得た後、７５０℃以下の温度で巻き取る。
【００５２】
仕上げ圧延出口側の温度が５００℃未満の場合には、圧延荷重が大きく増加して圧延そのものが困難となり、９５０℃を超える場合は、圧延ロールの熱疲労が大きく増加して寿命短縮の原因となる。
【００５３】
また、巻取温度が７５０℃を超えて温度が高すぎる場合には、スケール欠陥の原因となる。
【００５４】
このとき、上記巻き取り段階後の冷間圧延前に、巻き取られた熱延鋼板を８００℃以下の温度で３０分以上熱処理する段階をさらに含むことができる。上記巻き取られた熱延鋼板の強度が高い場合は、冷間圧延負荷が増加して冷間圧延操業性を阻害したり、冷間圧延幅の増加が困難になる。
【００５５】
（冷間圧延及び焼鈍段階）
上記巻き取られた熱延鋼板を３０〜８０％の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得た後、上記冷延鋼板を７５０〜９５０℃の温度範囲で焼鈍する。
【００５６】
冷間圧下率が３０％未満の場合は、以後の焼鈍時に再結晶のための蓄積エネルギーが不足して再結晶が起こらないことがあり、８０％を超える場合には、圧延操業性が大きく不安定となるだけでなく、電力コストも大きく上昇するため、３０〜８０％で冷間圧延することが好ましい。
【００５７】
また、冷間圧延された冷延鋼板（Ｆｕｌｌ  Ｈａｒｄ材）を焼鈍する際に、その温度が７５０℃未満の場合は、再結晶が起こり難く、９５０℃を超える場合には、高温による工程コストの増加などにつながるため、焼鈍温度は７５０〜９５０℃であることが好ましい。
【００５８】
（冷却及び熱処理段階）
上記焼鈍された冷延鋼板をＭｆ〜Ｍｓ−９０℃の冷却終了温度まで冷却した後、上記冷却された冷延鋼板をＭｓ＋１００℃以上で２５０秒以上熱処理する。
【００５９】
冷却終了温度がＭｓ−９０℃を超える場合には、残留オーステナイトが多量に形成されるか、または二次マルテンサイトが多量に形成され得る。残留オーステナイトが多量に形成されると、残留オーステナイトの安定性が低くなり、これが変形時に高い変態マルテンサイト面積率につながるため、降伏比に劣るようになる。また、二次マルテンサイトが多量に形成されると、鋼中の可動転位量が増加して降伏強度が低下し、降伏比が低くなり得る。
【００６０】
一方、冷却終了温度がＭｆ未満の場合には、組織全体がフレッシュマルテンサイトからなり、高強度の確保は容易であるが、伸び率は確保することは難しい。
【００６１】
また、熱処理温度は、Ｃ、Ｍｎなどのオーステナイト安定化元素の拡散を円滑にして残留オーステナイトの安定性を確保し、高い降伏強度と降伏比を得るために、Ｍｓ＋１００℃以上とする。このとき、熱処理温度の上限は特に限定されないが、５００℃を超える場合には、炭化物の析出が容易となってオーステナイトの安定性を確保しにくいため、その上限は５００℃とすることができる。
【００６２】
このとき、上記Ｍｓ温度は、下記関係式１によって求められることができる。
【００６３】
上述のように、本発明の製造条件においてＭｓ温度は非常に重要な条件であるが、既知のＭｓ温度をそのまま適用すると、誤差が大きくなることがあるため、Ｍｓ温度は本発明の合金組成を考慮して設計された下記関係式１によって求められることが好ましい。
関係式１：Ｍｓ＝５４７．６−５９６．９Ｃ−２７．４Ｍｎ−１３．１Ｓｉ−１７．７Ｃｒ＋８．８Ａｌ
但し、上記関係式１において各元素記号は、各元素の含量を重量％で表した値であり、Ｍｓの単位は℃である。該当元素が含まれていない場合は０として計算した。
【００６４】
一方、上記熱処理段階後に、熱処理された冷延鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき層を形成する段階をさらに含むことができる。
【００６５】
また、上記溶融亜鉛めっき層が形成された冷延鋼板を合金化熱処理して合金化溶融亜鉛めっき層を形成する段階をさらに含むことができる。
【００６６】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、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で、本発明の権利範囲を限定するためのものではないという点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って決定されるものである。
【実施例】
【００６７】
下記表１の組成を有する鋼を３０ｋｇのインゴットに真空溶解した後、それを１２００℃の温度で１時間維持した。その後、熱間圧延を行って９００℃の温度で仕上げ圧延を完了し、６００℃に予め加熱された炉に装入して１時間維持した後に炉冷することによって熱延巻取を模擬した。その後、５０％の圧下率で冷間圧延してから９００℃の温度で焼鈍し、下記表２に示す冷却終了温度まで冷却した後、下記表２に示す再加熱熱処理時間の間、表２に示す再加熱温度で再熱処理した。
【００６８】
以後、試験片に対する降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、伸び率（ＴＥ）、残留オーステナイト分率、二次マルテンサイト分率、及び降伏比（ＹＲ）を測定して下記表２に示した。
【００６９】
微細組織の場合、残留オーステナイトと二次マルテンサイトを除いた部分は、フェライト、ベイナイト、及びフレッシュマルテンサイトであることが観察されたが、これに対する記載は別途行わなかった。
【００７０】
また、Ｍｓ温度は、下記関係式１で求めて表１に記載し、Ｍｓ−９０℃以下であるか、または超過であるかを表２に記載した。
関係式１：Ｍｓ＝５４７．６−５９６．９Ｃ−２７．４Ｍｎ−１３．１Ｓｉ−１７．７Ｃｒ＋８．８Ａｌ
【００７１】
【表１】
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上記表1において各元素の含量の単位は重量％である。
【００７２】
【表２】
2019536906.tif 000004
【００７３】
上記表２に示すように、本発明の合金組成及び製造方法を満たす発明例は、降伏強度が１０００ＭＰａ以上、引張強度が１３００ＭＰａ以上、降伏比が０．７以上を確保することができた。
【００７４】
発明鋼を用いたが、冷却終了温度がＭｓ−９０℃を超える比較例１〜２の場合、再加熱熱処理温度及び時間を満たしたにもかかわらず、オーステナイトへのＣの拡散が不十分であるため、残留オーステナイトの安定性を十分に確保できず、降伏比が０．７以下となった。
【００７５】
また、発明鋼を用いたが、冷却終了温度がＭｓ−９０℃を超えて二次マルテンサイトの変態を含む比較例３〜５の場合は、鋼中の可動転位量が増加して降伏比が０．７以下となった。図２は発明鋼３〜５の各冷却終了温度毎の最終冷却時に二次マルテンサイトの変態を示したグラフであり、１５０℃以上の冷却終了温度では、二次マルテンサイト変態が起こることが確認できる。
【００７６】
また、Ｃの量が０．３％未満であり、Ｍｎの量が３％未満である比較鋼１〜比較鋼３を用いた比較例６〜１７の場合には、冷却終了温度を満たしたかどうかに関係なく、降伏強度、引張強度及び降伏比を満たさなかった。
【００７７】
一方、Ｃの量が０．３％未満である比較鋼４を用いた比較例１８〜２１の場合、冷却終了温度がＭｓ−９０℃以下では降伏強度が１０００ＭＰａ以上と、降伏比を満たしたが、引張強度の側面においては、１３００ＭＰａを満たさなかった。
【００７８】
以上、実施例を参照して説明したが、当該技術分野における熟練した当業者は、下記の特許請求の範囲に記載された本発明の思想及び領域から逸脱しない範囲内で、本発明を多様に修正及び変更させることができることを理解することができる。
【図１】
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【図２】
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【国際調査報告】
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