(57)【要約】本発明は、自動車用の超高強度鋼板に関するものであり、より詳細には、降伏比に優れた超高強度高延性鋼板及びその製造方法に関するものである。本発明の一側面は、鋼の合金成分及び製造条件を制御することにより、超高強度及び高延性を確保するとともに、降伏強度比（降伏比）が高く、衝突特性に優れた冷間プレス成形用超高強度高延性鋼板及びその製造方法を提供する。本発明によると、冷間成形用自動車鋼板に要求される成形性や衝突安全性を満たすことができる鋼板を提供するという効果がある。また、従来の熱間プレス成形用鋼板を代替することにより、製造コストを節減するという効果がある。
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、炭素（Ｃ）：０．４〜０．９％、シリコン（Ｓｉ）：０．１〜２．０％、マンガン（Ｍｎ）：１０〜２５％、リン（Ｐ）：０．０５％以下（０％は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下（０％は除く）、アルミニウム（Ａｌ）：４％以下（０％は除く）、バナジウム（Ｖ）：０．７％以下（０％は除く）、モリブデン（Ｍｏ）：０．５％以下（０％は除く）、窒素（Ｎ）：０．０２％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、
下記関係式１で表されるＸの値が４０以上の場合には、微細組織が安定オーステナイト単相からなり、前記Ｘの値が４０未満の場合には、微細組織が面積分率で５０％以上（１００％を含む）の準安定オーステナイト及びフェライトからなる、降伏比に優れた超高強度高延性鋼板。
［関係式１］
Ｘ＝（８０×Ｃ）＋（０．５×Ｍｎ）−（０．２×Ｓｉ）−（０．４×Ａｌ）−２１
（前記関係式１において、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、及びＡｌは、各該当元素の重量基準含有量を意味する。）
【請求項２】
前記超高強度高延性鋼板は、重量％で、チタン（Ｔｉ）：０．００５〜０．１％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５〜０．１％、タングステン（Ｗ）：０．００５〜０．５％のうち選択された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高延性鋼板。
【請求項３】
前記超高強度高延性鋼板は、重量％で、ニッケル（Ｎｉ）：１％以下（０％は除く）、銅（Ｃｕ）：０．５％以下（０％は除く）、クロム（Ｃｒ）：１％以下（０％は除く）のうち選択された１種以上をさらに含む、請求項１又は２に記載の降伏比に優れた超高強度高延性鋼板。
【請求項４】
前記準安定オーステナイト相は、外部変形時に、α’−マルテンサイト又はε−マルテンサイトに相変態が起こる、請求項１に記載の降伏比に優れた超高強度高延性鋼板。
【請求項５】
前記超高強度高延性鋼板は、冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板のいずれかである、請求項１に記載の降伏比に優れた超高強度高延性鋼板。
【請求項６】
重量％で、炭素（Ｃ）：０．４〜０．９％、シリコン（Ｓｉ）：０．１〜２．０％、マンガン（Ｍｎ）：１０〜２５％、リン（Ｐ）：０．０５％以下（０％は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下（０％は除く）、アルミニウム（Ａｌ）：４％以下（０％は除く）、バナジウム（Ｖ）：０．７％以下（０％は除く）、モリブデン（Ｍｏ）：０．５％以下（０％は除く）、窒素（Ｎ）：０．０２％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む鋼スラブを用意する段階と、
前記鋼スラブを１０５０〜１３００℃の温度範囲で再加熱する段階と、
前記再加熱された鋼スラブを８００〜１０００℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、
前記熱延鋼板を５０〜７５０℃の温度範囲で巻取る段階と、
前記巻取られた熱延鋼板を酸洗及び冷間圧延して冷延鋼板を製造する段階と、
前記冷延鋼板を焼鈍熱処理する段階と、を含み、
前記焼鈍熱処理時に、下記関係式１で表されるＸの値が４０以上の場合には、７００℃超過〜８４０℃以下の温度範囲で１０分以下行い、前記Ｘの値が４０未満の場合には、６１０℃以上〜７００℃以下の温度範囲で３０秒以上行う、降伏比に優れた超高強度高延性鋼板の製造方法。
［関係式１］
Ｘ＝（８０×Ｃ）＋（０．５×Ｍｎ）−（０．２×Ｓｉ）−（０．４×Ａｌ）−２１
（前記関係式１において、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、及びＡｌは、各該当元素の重量基準含有量を意味する。）
【請求項７】
前記鋼スラブは、重量％で、チタン（Ｔｉ）：０．００５〜０．１％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５〜０．１％、タングステン（Ｗ）：０．００５〜０．５％のうち選択された１種以上をさらに含む、請求項６に記載の降伏比に優れた超高強度高延性鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記鋼スラブは、重量％で、ニッケル（Ｎｉ）：１％以下（０％は除く）、銅（Ｃｕ）：０．５％以下（０％は除く）、クロム（Ｃｒ）：１％以下（０％は除く）のうち選択された１種以上をさらに含む、請求項６又は７に記載の降伏比に優れた超高強度高延性鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記焼鈍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鋼板を製造する段階をさらに含む、請求項６に記載の降伏比に優れた超高強度高延性鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記溶融亜鉛めっき鋼板を合金化熱処理して合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する段階をさらに含む、請求項９に記載の降伏比に優れた超高強度高延性鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車用の超高強度鋼板に関するものであって、より詳細には、降伏比に優れた超高強度高延性鋼板及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車の衝突時の乗客への安全性を確保するために、自動車に対する安全規制が強化されており、そのためには、自動車用の鋼板の強度を向上させるか、又は厚さを増加させる必要がある。
【０００３】
また、現在強化されている自動車のＣＯ２排出規制及び燃費向上を達成するために車体軽量化が継続的に要求されるにつれて、自動車用の鋼板の高強度化が必然となる。
【０００４】
しかし、自動車用の鋼板の強度を高めると、延性が低下する傾向があるため、高強度鋼の場合、成形性が要求される部品での利用が制限される。
【０００５】
かかる高強度鋼の欠点を克服するための一環として、成形性が良好な高温で部品を成形した後、常温で急冷して低温組織を確保することで、最終的に高降伏強度及び引張強度を実現する熱間プレス成形鋼が開発された。
【０００６】
しかし、自動車部品メーカーの熱間プレス成形設備の新規投資や高温熱処理による工程費用の増加が原因となって結果的に自動車部品コストの上昇を誘発するという問題点が発見された。
【０００７】
そこで、高強度でありながらも伸びに優れ、冷却プレス成形が可能な鋼材に対する研究が継続的に行われてきた。
【０００８】
一例として、特許文献１には、Ｃ及びＭｎをそれぞれ０．５〜１．５％、１０〜２５％添加して７００〜９００ＭＰａの引張強度及び５０〜９０％水準の非常に優れた延性を有する超高張力鋼板が提示されている。しかし、上記鋼板には、熱間プレス成形鋼に比べて降伏強度及び引張強度が低く、衝突特性が劣化して、自動車用の構造部材としての使用が制限されるという欠点がある。
【０００９】
一方、特許文献２には、Ｃ及びＭｎをそれぞれ０．４〜０．７％、１２〜２４％添加して１３００ＭＰａ以上の引張強度に加えて、１０００ＭＰａ以上の降伏強度を有する衝突特性に優れた超高強度鋼板が提示されている。しかし、上記鋼板には、伸びが１０％前後の低水準であるため、冷間プレス成形で複雑な形状の部品を製造するのに制限があり、工程プロセス中の焼鈍後の再圧延によって超高強度の確保が可能となるため、工程プロセスが増え、製造コストが上昇するという欠点がある。
【００１０】
そこで、熱間プレス成形用鋼板を代替するとともに、工程を追加することなく、強度及び延性だけでなく、降伏強度比に優れて衝突特性を有する鋼板の開発が要求される。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】国際公開第２０１１／１２２２３７号
【特許文献２】韓国公開特許第１０−２０１３−０１３８０３９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
本発明の一側面は、鋼の合金成分及び製造条件を制御することにより、超高強度及び高延性を確保するとともに、降伏強度比（降伏比）が高く、衝突特性に優れた冷間プレス成形用超高強度高延性鋼板及びその製造方法を提供する。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明の一側面は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．４〜０．９％、シリコン（Ｓｉ）：０．１〜２．０％、マンガン（Ｍｎ）：１０〜２５％、リン（Ｐ）：０．０５％以下（０％は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下（０％は除く）、アルミニウム（Ａｌ）：４％以下（０％は除く）、バナジウム（Ｖ）：０．７％以下（０％は除く）、モリブデン（Ｍｏ）：０．５％以下（０％は除く）、窒素（Ｎ）：０．０２％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、
下記関係式１で表されるＸの値が４０以上の場合には、微細組織が安定オーステナイト単相からなり、上記Ｘの値が４０未満の場合には、微細組織が面積分率で５０％以上（１００％を含む）の準安定オーステナイト及びフェライトからなる降伏比に優れた超高強度高延性鋼板を提供する。
［関係式１］
Ｘ＝（８０×Ｃ）＋（０．５×Ｍｎ）−（０．２×Ｓｉ）−（０．４×Ａｌ）−２１
（上記関係式１において、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、及びＡｌは、各該当元素の重量基準含有量を意味する。）
【００１４】
本発明の他の一側面は、上述の合金組成を有する鋼スラブを用意する段階と、上記鋼スラブを１０５０〜１３００℃の温度範囲で再加熱する段階と、上記再加熱された鋼スラブを８００〜１０００℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、上記熱延鋼板を５０〜７５０℃の温度範囲で巻取る段階と、上記巻取られた熱延鋼板を酸洗及び冷間圧延して冷延鋼板を製造する段階と、上記冷延鋼板を焼鈍熱処理する段階と、を含み、
上記焼鈍熱処理時に、関係式１で表されるＸの値が４０以上の場合には、７００℃超過〜８４０℃以下の温度範囲で１０分以下行い、上記Ｘの値が４０未満の場合には、６１０℃以上〜７００℃以下の温度範囲で３０秒以上行う降伏比に優れた超高強度高延性鋼板の製造方法を提供する。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によると、冷間成形用自動車鋼板に要求される成形性や衝突安全性を満たすことができる鋼板を提供するという効果がある。
【００１６】
また、従来の熱間プレス成形用鋼板を代替することにより、製造コストを節減するという効果がある。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】本発明の一実施例において、関係式１のＸ値による鋼板の微細組織のＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）相マップの分析結果を示すものである（ａ：発明例５の焼鈍組織、ｂ：発明例５の変形後の組織、ｃ：発明例１７の焼鈍組織、ｄ：発明例１７の変形後の組織）。  ここで、赤色はＦＣＣ（オーステナイト）、緑色はＢＣＣ（フェライト又はα’−マルテンサイト）、白色はＨＣＰ（ε−マルテンサイト）組織を意味する。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
本発明者らは、従来、熱間プレス成形用鋼板を代替することができるとともに、それと比較して同等以上の機械的物性を有し、製造コストの低減が可能な冷間プレス成形用鋼板を開発するために深く研究した。その結果、鋼成分組成及び製造条件を最適化することにより、冷間プレス成形に適した機械的物性及び微細組織を有する降伏強度に優れた超高強度高延性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】
以下、本発明について詳細に説明する。
【００２０】
本発明の一側面による降伏強度に優れた超高強度高延性鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．４〜０．９％、シリコン（Ｓｉ）：０．１〜２％、マンガン（Ｍｎ）：１０〜２５％、リン（Ｐ）：０．０５％以下（０％は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下（０％は除く）、アルミニウム（Ａｌ）：４％以下（０％は除く）、バナジウム（Ｖ）：０．７％以下（０％は除く）、モリブデン（Ｍｏ）：０．５％以下（０％は除く）、窒素（Ｎ）：０．０２％以下（０％は除く）を含むことが好ましい。
【００２１】
以下、本発明が提供する超高強度鋼板の合金成分を上記のように制御する理由について詳細に説明する。ここで、各成分の含有量は、特に言及しない限り、重量％を意味する。
【００２２】
Ｃ：０．４〜０．９％
炭素（Ｃ）は、鋼を強化させるのに有効な元素であり、本発明では、オーステナイトの安定度を制御し、強度を確保するために添加される重要な元素である。上述の効果を得るためには、Ｃを０．４％以上添加することが好ましいが、Ｃの含有量が０．９％を超えると、オーステナイトの安定度や積層欠陥エネルギーが大幅に増加して変形誘起マルテンサイト変態又は双晶（ｔｗｉｎ）の生成が低減するため、高強度及び高延性をともに確保することが難しくなり、電気比抵抗が増加して溶接性が低下するおそれがある。
したがって、本発明におけるＣの含有量は０．４〜０．９％に制限することが好ましい。
【００２３】
Ｓｉ：０．１〜２．０％
シリコン（Ｓｉ）は、通常、鋼の脱酸剤として用いられる元素であるが、本発明では、鋼の降伏強度及び引張強度を向上させるのに有利な固溶強化効果を得るために添加する。そのためにはＳｉを０．１％以上添加することが好ましいが、Ｓｉの含有量が２．０％を超えると、熱間圧延時の表面にシリコン酸化物が大量に形成されて酸洗性を低下させ、電気比抵抗を増加させて溶接性が劣化するという問題がある。
したがって、本発明におけるＳｉの含有量を０．１〜２．０％に制限することが好ましい。
【００２４】
Ｍｎ：１０〜２５％
マンガン（Ｍｎ）は、フェライトの変態を制御するとともに、残留オーステナイトを形成し、且つ安定化させるのに有効な元素である。このようなＭｎの含有量を１０％未満添加する場合には、残留オーステナイトの安定性が不足して機械的物性の低下をもたらす可能性がある。これに対し、２５％を超えると、合金コストが増加し、点溶接性の低下をもたらすおそれがあるという問題がある。
したがって、本発明におけるＭｎの含有量を１０〜２５％に制限することが好ましい。
【００２５】
Ｐ：０．０５％以下（０％は除く）
リン（Ｐ）は、固溶強化元素であるが、Ｐの含有量が０．０５％を超えると、溶接性が低下し、鋼の脆性が発生するおそれが高くなるという問題があるため、Ｐの上限を０．０５％に限定することが好ましい。より好ましくは０．０２％以下に制限することが好ましい。
【００２６】
Ｓ：０．０２％以下（０％は除く）
硫黄（Ｓ）は、鋼中に不可避に含有される不純物元素であって、鋼板の延性及び溶接性を阻害する元素である。かかるＳの含有量が０．０２％を超えると、鋼板の延性及び溶接性を阻害する可能性が高くなるため、Ｓの上限を０．０２％に限定することが好ましい。
【００２７】
Ａｌ：４％以下（０％は除く）
アルミニウム（Ａｌ）は、通常、鋼の脱酸のために添加する元素であるが、本発明では、積層欠陥エネルギーを高めることで、鋼の延性及び耐遅延破壊特性を向上させる役割を果たす。かかるＡｌの含有量が４％を超えると、鋼の引張強度が低下し、鋳造時にモールドプラスとの反応を通じて健全なスラブを製造することが難しくなり、表面酸化物を形成してめっき性を阻害するという問題がある。
したがって、本発明におけるＡｌの含有量を４％以下に制限することが好ましく、０％は除く。
【００２８】
Ｖ：０．７％以下（０％は除く）
バナジウム（Ｖ）は、炭素又は窒素と反応して炭・窒化物を形成する元素であって、本発明では、低温で微細な析出物を形成させて鋼の降伏強度を増加させる重要な役割を果たす。かかるＶの含有量が０．７％を超えると、高温で粗大な炭・窒化物が形成されて、熱間加工性が低下し、鋼の降伏強度が低下するという問題がある。
したがって、本発明におけるＶの含有量を０．７％以下に制限することが好ましく、０％は除く。
【００２９】
Ｍｏ：０．５％以下（０％は除く）
モリブデン（Ｍｏ）は、炭化物を形成する元素であり、Ｖなどの炭・窒化物形成元素と複合添加する場合に、析出物のサイズを微細に維持して降伏強度及び引張強度を向上させる役割を果たす。但し、Ｍｏの含有量が０．５％を超えると、上述の効果が飽和し、逆に製造コストの上昇を誘発するという問題がある。
したがって、本発明におけるＭｏの含有量を０．５％以下に制限することが好ましく、０％は除く。
【００３０】
Ｎ：０．０２％以下（０％は除く）
窒素（Ｎ）は、固溶強化元素であるが、Ｎの含有量が０．０２％を超えると、脆性が発生する可能性が高く、Ａｌと結合してＡｌＮを析出させすぎるため、連続鋳造品質を阻害するおそれがある。
したがって、本発明におけるＮの上限を０．０２％に制限することが好ましい。
【００３１】
本発明は、上述の成分の他にも、下記成分をさらに含むことができる。
【００３２】
具体的には、本発明は、チタン（Ｔｉ）：０．００５〜０．１％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５〜０．１％、タングステン（Ｗ）：０．００５〜０．５％のうち選択された１種以上をさらに含むことができる。
【００３３】
上記チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）、タングステン（Ｗ）は、鋼中の炭素と結合して鋼板の析出強化及び結晶粒微細化に有効な元素であり、これを十分に確保するために、それぞれ０．００５％以上添加することが好ましい。但し、Ｔｉ及びＮｂの含有量がそれぞれ０．１％を超えるか、又はＷの含有量が０．５％を超えると、上述の効果が飽和し、合金コストを上昇させるという問題があり、析出物が過度に形成されて鋼中のＣの濃度が低減するため、強度及び延性が劣化するという問題がある。
【００３４】
加えて、本発明は、ニッケル（Ｎｉ）：１％以下（０％は除く）、銅（Ｃｕ）：０．５％以下（０％は除く）、クロム（Ｃｒ）：１％以下（０％は除く）のうち選択された１種以上をさらに含むことができる。
【００３５】
上記ニッケル（Ｎｉ）、銅（Ｃｕ）、及びクロム（Ｃｒ）は、残留オーステナイトの安定化に寄与する元素であって、上述のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌなどと複合作用してオーステナイトの安定化に寄与する。
【００３６】
しかし、Ｎｉ及びＣｒの含有量がそれぞれ１％を超え、Ｃｕの含有量が０．５％を超えると、製造コストが過度に上昇するという問題がある。このうち、Ｃｕは、熱延時に脆性をもたらす可能性があるため、Ｃｕの添加時にＮｉをともに添加することがより好ましい。
【００３７】
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、原料や周囲の環境から意図しない不純物が不可避に混入されることがあり、これを排除することは難しい。これら不純物は、通常の製造過程における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本明細書に特に記載しない。
【００３８】
上述の合金組成を有する本発明の鋼板は、微細組織として、オーステナイト相を主相として含むことが好ましい。
【００３９】
より好ましくは、本発明の鋼板は、下記関係式１で表されるＸの値が４０以上の場合には安定オーステナイト単相からなり、上記Ｘの値が４０未満の場合には、面積分率５０％以上（１００％を含む）の準安定オーステナイト及びフェライトからなることが好ましい。
【００４０】
ここで、安定オーステナイト相とは、外部変形（例えば、加工、引張変形など）に対して相変態が発生しない安定した組織のことであり、準安定オーステナイト相とは、外部変形に対して相変態が生じる組織のことである。好ましくは、上記準安定オーステナイト相の外部変形に対してα’−マルテンサイト又はε−マルテンサイトのような硬組織に変態することができる。上記安定オーステナイト相及び準安定オーステナイト相はともに超高強度の確保に有利である。
【００４１】
本発明では、上記Ｘの値が４０未満の場合には、準安定オーステナイト相を５０％以上の分率で確保することにより、目的とする機械的物性（超高強度、延性、衝突特性など）をすべて優れるように確保することができる。上記準安定オーステナイト相は、外部変形時に、最低１０％以上相変態が起こるようにすることが好ましい。
【００４２】
［関係式１］
Ｘ＝（８０×Ｃ）＋（０．５×Ｍｎ）−（０．２×Ｓｉ）−（０．４×Ａｌ）−２１
（上記関係式１において、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、及びＡｌは、各該当元素の重量基準含有量を意味する。）
【００４３】
このように、本発明の鋼板は、微細組織として安定オーステナイト相を含むか、又は加工時に硬質相への変態が行われる準安定オーステナイト相とフェライトの複合組織を含むようにすることにより、引張強度が１４００ＭＰａ以上と非常に高いだけでなく、降伏強度に優れて降伏比（降伏強度（ＹＳ）／引張強度（ＴＳ））を０．６５以上に確保することができる。すなわち、衝突特性に優れた鋼板を提供することができる。
【００４４】
さらに、高延性を確保することができるため、引張強度と伸びの積が２５，０００ＭＰａ％以上と優れている。
【００４５】
一方、本発明で言及している鋼板は、冷延鋼板だけでなく、上記冷延鋼板をめっきして得られた溶融亜鉛めっき鋼板又は合金化溶融亜鉛めっき鋼板であることができる。
【００４６】
以下、本発明の他の一側面による降伏比に優れた超高強度高延性鋼板の製造方法について詳細に説明する。
【００４７】
まず、本発明による冷延鋼板を製造する方法について具体的に説明する。
【００４８】
本発明による冷延鋼板は、上述の成分組成を満たす鋼スラブを用意した後、これを再加熱−熱間圧延−巻取り−冷間圧延−焼鈍熱処理工程を経ることにより製造することができる。以下、各工程の条件について詳細に説明する。
【００４９】
鋼スラブの再加熱工程
本発明では、熱間圧延を行う前に、用意された鋼スラブを再加熱して均質化処理する工程を経ることが好ましい。この場合に、１０５０〜１３００℃で再加熱工程を行うことが好ましい。
【００５０】
上記再加熱温度が１０５０℃未満であると、後の熱間圧延時に荷重が急激に増加するという問題がある。これに対し、１３００℃を超えると、エネルギー費用が上昇するだけでなく、表面スケールの量が増加して材料の損失につながり、Ｍｎが大量に含まれる場合には液相が存在する可能性がある。
したがって、鋼スラブの再加熱時に１０５０〜１３００℃の温度範囲で行うことが好ましい。
【００５１】
熱間圧延工程
上記再加熱された鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造することが好ましい。この場合に、８００〜１０００℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延を行うことが好ましい。
【００５２】
上記仕上げ熱間圧延温度が８００℃未満であると、圧延荷重が大きく増加するという問題がある。これに対し、仕上げ熱間圧延温度が１０００℃を超えると、スケールによる表面欠陥及び圧延ロールの寿命短縮を誘発する。
したがって、仕上げ熱間圧延時に８００〜１０００℃の温度範囲で行うことが好ましい。
【００５３】
巻取り工程
上記によって製造された熱延鋼板を５０〜７５０℃の温度範囲で巻取ることが好ましい。
【００５４】
上記巻取り時の巻取り温度が７５０℃を超えると、鋼板の表面にスケールが過度に形成されて欠陥をもたらし、これがめっき性を劣化させる原因となる。一方、鋼成分組成のうちＭｎが１０％以上含有される場合には、硬化能が大きく増加するため、熱延巻取り後に常温まで冷却しても、フェライトの変態がない。したがって、巻取り温度の下限を特に制限する必要はない。但し、巻取り温度が５０℃未満の場合には、鋼板の温度を減少させるために冷却水噴射による冷却が必要となり、これが不要な工程費の上昇を誘発するため、巻取り温度は５０℃以上に制限することが好ましい。
【００５５】
鋼成分組成のうちＭｎの添加量に応じてマルテンサイト変態開始温度が常温以上であると、常温でマルテンサイトが生成されることがある。このような場合には、マルテンサイト組織により熱延板の強度が非常に高いことから、後の冷間圧延時の負荷を低減させるために、冷間圧延前に熱処理をさらに行うことができる。一方、Ｍｎの添加量が増加し、変態開始温度が常温以下であると、常温でオーステナイト単相を維持するようになるため、この場合には、冷間圧延を直ちに行うことができる。
【００５６】
酸洗及び冷間圧延工程
上記によって巻取られた熱延鋼板に通常の酸洗処理を行って酸化層を除去した後、鋼板の形状及び顧客が要求する厚さを確保するために、冷間圧延を行うことが好ましい。
【００５７】
上記冷間圧延時に、圧下率は特に提案しないが、後の焼鈍熱処理工程における再結晶時に、粗大なフェライト結晶粒が生成されることを抑制するために、２５％以上の冷間圧下率で行うことが好ましい。
【００５８】
焼鈍熱処理工程
本発明は、強度及び延性だけでなく、特に降伏強度比に優れた鋼板を製造するためのものである。このために、焼鈍熱処理工程時に、下記条件に応じて行うことが好ましい。
【００５９】
具体的には、本発明は、焼鈍熱処理時に、下記関係式１で表されるＸの値が４０以上の場合には、７００℃超過〜８４０℃以下で１０分以下行い、上記Ｘの値が４０未満の場合には、６１０℃以上〜７００℃以下で３０秒以上行うことが好ましい。
【００６０】
［関係式１］
Ｘ＝（８０×Ｃ）＋（０．５×Ｍｎ）−（０．２×Ｓｉ）−（０．４×Ａｌ）−２１
（上記関係式１において、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、及びＡｌは、各該当元素の重量基準含有量を意味する。）
【００６１】
上記関係式１は、オーステナイト安定化に影響を与える元素の含有量の関係を制限したもので、オーステナイトの積層欠陥エネルギーの大きさやオーステナイトの安定性を相対的に表現したものである。
【００６２】
焼鈍熱処理後に、鋼中にオーステナイトが存在する場合には、積層欠陥エネルギー値に応じて変形モードが変わる。例えば、積層欠陥エネルギーが比較的低い場合には、オーステナイトが外部変形に対してα’−マルテンサイト又はε−マルテンサイトに変態する変態誘起塑性現象が現れ、これよりも大きい値（約１０〜４０ｍＪ／ｍ２）を有する場合には、双晶誘起塑性現象が現れ、さらに大きい値（約４０ｍＪ／ｍ２以上）を有する場合には、特定の相変態を起こすことなく、転位セルを形成する。このような変形モードに応じて鋼の引張強度及び伸びのような引張特性が変わるようになる。したがって、本発明では、鋼中のオーステナイトの積層欠陥エネルギーを鋼成分組成及び焼鈍熱処理条件で制御して、目標レベルの機械的物性を得ようとした。
【００６３】
鋼成分組成のうちＣ及びＭｎの含有量が比較的高く、上記Ｘの値が４０以上である冷延鋼板は、焼鈍熱処理時に、常温で大部分オーステナイト単相からなる。この場合に、オーステナイトは、双晶誘起塑性現象が現れる程度の積層欠陥エネルギーを有する。したがって、Ｘの値が４０以上の冷延鋼板の再結晶が十分に起こるようにするとともに、オーステナイトの結晶粒サイズを最小化するために、比較的高い温度範囲、すなわち、７００℃超過〜８４０℃以下の温度範囲で３０秒以上１０分以下で熱処理を行うことが引張物性の確保において有利である。この場合に、焼鈍時間が３０秒未満であると、再結晶が十分に起こらないため、伸びが劣化する可能性がある。これに対し、１０分を超えると、結晶粒が粗大となって目標レベルの強度を確保することができず、焼鈍酸化物の形成が増加し、めっき性が劣化するという問題がある。
【００６４】
また、焼鈍温度が７００℃以下であると、冷延鋼板の再結晶が十分に起こらず、伸びを確保することが難しくなる。これに対し、８４０℃を超えるか、又は焼鈍時間が１０分を超えると、オーステナイト結晶粒が粗大に成長し、１４００ＭＰａ以上の引張強度を確保することが難しくなる。
【００６５】
一方、鋼成分組成のうちＣ及びＭｎの含有量が比較的低く含有され、Ｘの値が４０未満の場合には、二相域焼鈍及び元素の分配挙動を活用することで、常温で残留オーステナイトを確保して熱処理を行うか、又はオーステナイト単相域で熱処理を行っても、オーステナイトの結晶粒サイズを最小化して、安定性を増加させる熱処理が要求されるため、比較的低い温度範囲、すなわち、６１０℃以上〜７００℃以下の温度範囲で熱処理を行うことが好ましい。
【００６６】
この場合に、焼鈍温度が６１０℃未満であると、熱処理時の適正オーステナイトの分率を確保することが難しくなるか、又は焼鈍温度が低いため再結晶が遅延されて、伸びの確保が簡単でなくなる短所がある。これに対し、焼鈍温度が７００℃を超えると、オーステナイト結晶粒が粗大となって、オーステナイトの機械的安定性が低下するため、強度及び延性がともに優れるように確保することが難しくなる。このように、比較的低い温度範囲で焼鈍熱処理を行う場合には、相変態キネティック（ｋｉｎｅｔｉｃ）を考慮して、熱処理を３０秒以上行うことが好ましい。その上限については特に限定しないが、生産性などを考慮して、６０分以内に行うことが好ましい。
【００６７】
一方、本発明は、上記によって焼鈍熱処理された冷延鋼板をめっき処理することで、めっき鋼板を製造することができる。
【００６８】
この場合に、電気めっき法、溶融めっき法、又は合金化溶融めっき法を用いることができ、具体的には、亜鉛めっき浴に上記冷延鋼板を浸漬して溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。さらに、上記溶融亜鉛めっき鋼板を合金化熱処理することで、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。
【００６９】
上記めっき処理時に、その条件は特に限定せず、一般的に行われる条件で行うことができる。
【実施例】
【００７０】
以下、実施例を通じ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及びこれから合理的に類推される事項によって決定されるためである。
【００７１】
下記表１の成分組成を有する鋼を３０Ｋｇのインゴットで真空溶解した後、これを１２００℃の温度で１時間維持した。次に、９００℃で仕上げ熱間圧延を行って熱延鋼板を製造した後、上記熱延鋼板を６００℃で予め加熱された炉に挿入して、１時間維持してから炉冷させることにより、熱延巻取りを模写した。その後、各試験片を常温まで冷却した後、酸洗及び冷間圧延して冷延鋼板を製造した。上記冷間圧延は４０％以上の冷間圧下率で行った。
【００７２】
上記によって製造されたそれぞれの冷延鋼板を下記表２に示した条件で焼鈍熱処理した後、各試験片に対して機械的物性を測定し、微細組織を観察して組織別の分率を測定した結果を表２に示した。
【００７３】
上記機械的物性は、ＪＩＳ５号規格で引張試験片を加工した後、万能引張試験機を用いて引張試験を行った。
【００７４】
【表１】
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【００７５】
【表２】
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【００７６】
（上記表２において、ＹＳ：降伏強度、ＴＳ：引張強度、Ｅｌ：伸び、ＹＲ：降伏比（ＹＳ／ＴＳ）を意味し、Ｆ：フェライト、γ：オーステナイトを意味する。）
【００７７】
上記表１及び２に示すように、本発明が提案する成分組成及び製造条件をすべて満たす発明例１〜１９は、引張強度が１４００ＭＰａ以上と、超高強度であるだけでなく、降伏比が０．６５以上と伸びに優れているため、引張強度×伸びの値を２５０００ＭＰａ％以上に確保することができる。したがって、上記本発明による鋼板は、従来の熱間プレス成形用鋼板を代替することができる冷間プレス成形用鋼板として非常に有利であることが確認できる。
【００７８】
特に、Ｘの値が４０以上である発明例１〜８では、すべて安定オーステナイト単相組織が形成された。また、Ｘの値が４０未満である発明例９〜１９では、オーステナイト単相組織が形成されるか、又はオーステナイト＋フェライト複合組織が形成されたが、この場合のオーステナイト相はすべて準安定オーステナイト相であった。
【００７９】
一方、本発明の成分組成を満たしても、製造条件（焼鈍熱処理工程）が本発明を満たしていない場合には、目標とする機械的物性を確保することが難しかった。
【００８０】
このうち、比較例１−３、８−１０の場合には、焼鈍熱処理温度が７００℃未満と再結晶が十分に起こらず、伸びが劣化し、比較例４、５−７、１１、１２−１４の場合には、焼鈍熱処理時間が１０分を超えるか、又は焼鈍熱処理温度が８４０℃を超えることから、結晶粒が粗大に成長し、強度及び降伏比が劣化したことが確認できる。
【００８１】
また、焼鈍熱処理温度が６１０℃未満である比較例１５、１８、及び２２の場合には、伸びが劣化し、７００℃を超える比較例１６、１７、１９−２１、２３の場合には、超高強度を確保することが難しかった。
【００８２】
さらに、鋼製造条件が本発明を満たしても、鋼成分組成が本発明を満たしていない場合、すなわち、比較例２５−２６、２９−３０、３３−３４、３７−４０、４２−４３の場合にも、強度又は伸びが劣化したことが確認できる。
【００８３】
図１は、関係式１のＸ値による鋼板の微細組織をＥＢＳＤ相マップ分析を用いて観察し、その結果を示したものである。上記微細組織は、焼鈍熱処理まで完了した鋼板の微細組織（焼鈍組織）、及び上記鋼板に対して引張変形を加えた後の微細組織を観察したものである。
【００８４】
図１に示すように、Ｘの値が４０以上である発明例５の場合には、焼鈍組織がオーステナイト単相からなり（ａ）、上記オーステナイトは変形後にも相変態がないため、安定したオーステナイトであることが分かる（ｂ）。一方、Ｘの値が４０未満である発明例１７の場合には、焼鈍組織は５０％以上のオーステナイト及び残部フェライトで構成され（ｃ）、この場合のオーステナイトは変形によってα’−マルテンサイト又はε−マルテンサイトに相変態が起こる準安定オーステナイトである（ｄ）ことが分かる。
【図１】
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【国際調査報告】
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