(57)【要約】本発明は、電子製品用材料と自動車、電車、及び船舶などを含む輸送手段用材料などの軽量化に用いられる高強度鋼板に関するものであって、より詳細には、内部酸化深さ及び１次焼鈍後の残留オーステナイト量を制御することにより、降伏強度及び延性が向上し、生産時にデント欠陥が発生することなく、安定的に生産及び提供することができる高強度冷延鋼板、めっき鋼板、及びこれらの製造方法に関するものである。
2019512608.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、炭素（Ｃ）：０．１〜０．３％、シリコン（Ｓｉ）：０．１〜２．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．００５〜１．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．５〜３．０％、リン（Ｐ）：０．０４％以下（０％は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０１５％以下（０％は除く）、窒素（Ｎ）：０．０２％以下（０％は除く）、アンチモン（Ｓｂ）：０．０１〜０．１％、残りのＦｅ、及び不可避不純物を含み、前記ＳｉとＡｌの和（Ｓｉ＋Ａｌ、重量％）は１〜３．５％を満たし、
微細組織は、面積分率で、短軸と長軸の比が０．４を超えるポリゴナルフェライトが５％以下、短軸と長軸の比が０．４以下である針状フェライトが７０％以下、残留オーステナイトが０．６〜２５％、及び残りのマルテンサイトを含み、
内部酸化深さが表面から１μｍ以下である、降伏強度と延性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項２】
前記冷延鋼板は、２次焼鈍段階以前の微細組織が面積分率で、０．６％以上の針状残留オーステナイト、残りはベイナイト、マルテンサイト、及び焼戻しマルテンサイトのうち１以上からなる、請求項１に記載の降伏強度と延性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項３】
前記冷延鋼板は、チタン（Ｔｉ）：０．００５〜０．１％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５〜０．１％、バナジウム（Ｖ）：０．００５〜０．１％、ジルコニウム（Ｚｒ）：０．００５〜０．１％、及びタングステン（Ｗ）：０．００５〜０．５％からなるグループから選択された１種以上をさらに含む、請求項１に記載の降伏強度と延性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項４】
前記冷延鋼板は、モリブデン（Ｍｏ）：１％以下（０％は除く）、ニッケル（Ｎｉ）：１％以下（０％は除く）、銅（Ｃｕ）：０．５％以下（０％は除く）、及びクロム（Ｃｒ）：１％以下（０％は除く）からなるグループから選択された１種以上をさらに含む、請求項１に記載の降伏強度と延性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項５】
前記冷延鋼板は、カルシウム（Ｃａ）：０．０１％以下（０％は除く）、Ｂｉ：０．１％以下（０％は除く）、及びボロン（Ｂ）：０．０１％以下（０％は除く）からなるグループから選択された１種以上をさらに含む、請求項１に記載の降伏強度と延性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項６】
前記冷延鋼板の引張強度は７８０ＭＰａ以上である、請求項１に記載の降伏強度と延性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項７】
前記冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、アルミニウム−シリコンめっき層、及び亜鉛−マグネシウム−アルミニウムめっき層のうち１つが形成されている、請求項１から６のいずれか一項に記載の降伏強度と延性に優れた高強度めっき鋼板。
【請求項８】
重量％で、炭素（Ｃ）：０．１〜０．３％、シリコン（Ｓｉ）：０．１〜２．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．００５〜１．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．５〜３．０％、リン（Ｐ）：０．０４％以下（０％は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０１５％以下（０％は除く）、窒素（Ｎ）：０．０２％以下（０％は除く）、アンチモン（Ｓｂ）：０．０１〜０．１％、残部Ｆｅ、及び不可避不純物を含み、前記ＳｉとＡｌの和（Ｓｉ＋Ａｌ、重量％）は１〜３．５％を満たす鋼スラブを１０００〜１３００℃に加熱する段階と、
前記加熱された鋼スラブを８００〜９５０℃で熱間仕上げ圧延して熱延鋼板を製造する段階と、
前記熱延鋼板を７５０℃以下で巻き取る段階と、
前記巻き取られた熱延鋼板を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Ａｃ３以上の温度で焼鈍及び２５℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する１次焼鈍段階と、
前記１次焼鈍後、Ａｃ１〜Ａｃ３の範囲の温度に加熱及び維持した後、５００℃以下の温度まで２０℃／秒未満の平均冷却速度で冷却して１秒以上維持した後に冷却する２次焼鈍段階を含む、降伏強度と延性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記鋼スラブは、チタン（Ｔｉ）：０．００５〜０．１％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５〜０．１％、バナジウム（Ｖ）：０．００５〜０．１％、ジルコニウム（Ｚｒ）：０．００５〜０．１％、及びタングステン（Ｗ）：０．００５〜０．５％からなるグループから選択された１種以上をさらに含む、請求項８に記載の降伏強度と延性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記鋼スラブは、モリブデン（Ｍｏ）：１％以下（０％は除く）、ニッケル（Ｎｉ）：１％以下（０％は除く）、銅（Ｃｕ）：０．５％以下（０％は除く）、及びクロム（Ｃｒ）：１％以下（０％は除く）からなるグループから選択された１種以上をさらに含む、請求項９に記載の降伏強度と延性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項１１】
前記鋼スラブは、カルシウム（Ｃａ）：０．０１％以下（０％は除く）、Ｂｉ：０．１％以下（０％は除く）、及びボロン（Ｂ）：０．０１％以下（０％は除く）からなるグループから選択された１種以上をさらに含む、請求項９に記載の降伏強度と延性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項１２】
前記２次焼鈍段階後、冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、アルミニウム−シリコンめっき層、及び亜鉛−マグネシウム−アルミニウムめっき層のうち１つを形成する段階をさらに含む、請求項８から１１のいずれか一項に記載の降伏強度と延性に優れた高強度めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、電子製品用材料と自動車、電車、及び船舶などを含む輸送手段用材料として好適に用いられることができる降伏強度と延性に優れた高強度冷延鋼板、めっき鋼板、及びこれらの製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
電子製品用材料と自動車、電車、及び船舶などを含む輸送手段用材料の軽量化のために鋼板の厚さを低減するためには、鋼材の強度を高めることが必要である。しかし、一般的には強度を高めるにつれて延性が低下するという欠点があり、これを克服するために、強度と延性の間の関係を改善するための研究が多く行われている。その結果、低温組織であるマルテンサイト、ベイナイトと共に残留オーステナイト相を活用する変態組織鋼が開発されて適用されているのが実情である。
【０００３】
変態組織鋼は、いわゆるＤＰ（Ｄｕａｌ  Ｐｈａｓｅ）鋼、ＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ  Ｉｎｄｕｃｅｄ  Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼、ＣＰ（Ｃｏｍｐｌｅｘ  Ｐｈａｓｅ）鋼などに区別される。これらそれぞれの鋼は、母相と第２相の種類、及び分率に応じて機械的性質、つまり、引張強度及び伸びの水準が変わり、特に残留オーステナイトを含有するＴＲＩＰ鋼の場合には、引張強度と伸びのバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が最も高い値を示す。
【０００４】
上記のような変態組織鋼のうちＣＰ鋼は、他の鋼に比べて伸びが低いため、ロール成形などの単純加工に限定されて用いられ、高延性のＤＰ鋼とＴＲＩＰ鋼は、冷間プレス成形などに適用される。
【０００５】
特許文献１は、２回の焼鈍を行うことで、加工性に優れた高強度鋼板を製造する方法を提示しているが、１次焼鈍時にオーステナイト単相に加熱した後、Ｍｓ点以上Ｂｓ点以下の温度まで２０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する工程を行い、２次焼鈍時には２相域焼鈍を行うことにより、最終組織中に焼戻しベイナイトを５０％以上含有し、残留オーステナイトを３〜３０％の水準に確保する方法を提示している。
【０００６】
特許文献２は、特許文献１と工程が同一であるが、１次焼鈍時にオーステナイト単相に加熱した後、Ｍｓ点以下の温度まで２０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する工程を行い、２次焼鈍時には２相域焼鈍を行うことにより、最終組織中に焼戻しマルテンサイトを５０％以上含有し、残留オーステナイトを３〜２０％の水準に確保する方法を提示している。
【０００７】
特許文献１及び２は、伸びフランジ性と延性を同時に向上させるという利点があるが、焼鈍を２回行うことによって工程コストが追加されるという欠点と、ＳｉとＭｎが多量に含有されている鋼を１次焼鈍時に高温焼鈍を行うことによって焼鈍炉内のデントを誘発し、同種の材料を連続作業することができないという欠点がある。また、１次焼鈍時にオーステナイト熱処理後、２０℃／秒以上の速い平均冷却速度で冷却することによって、プレス成形用材料において重要な形状が不良となるという欠点がある。
【０００８】
上述の変態組織鋼に加え、鋼中にＣ及びＭｎを多量に添加してオーステナイト単相として鋼の微細組織を得るＴＷＩＰ（Ｔｗｉｎｎｉｎｇ  Ｉｎｄｕｃｅｄ  Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼がある。
【０００９】
特許文献３に開示されているＴＷＩＰ鋼の場合、引張強度と伸びのバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が５０，０００ＭＰａ％以上と、非常に優れた材質特性を示す。ところが、このようなＴＷＩＰ鋼を製造するために、Ｃの含量が０．４重量％である場合には、Ｍｎの含量が約２５重量％以上であることが求められ、Ｃの含量が０．６重量％である場合には、Ｍｎの含量が約２０重量％以上であることが求められる。しかし、これを満たさないと、母相中に双晶（ｔｗｉｎｎｉｎｇ）現象を起こすオーステナイト相が安定的に確保されず、加工性に極めて有害なＨＣＰ構造のイプシロンマルテンサイト（ε）とＢＣＴ構造のマルテンサイト（α’）が形成されるため、常温でオーステナイトが安定的に存在できるようにオーステナイト安定化元素を多量に添加しなければならない。このように、合金成分が多量に添加されるＴＷＩＰ鋼は、合金成分に起因する問題点により、鋳造、圧延などの工程を行うことが非常に困難であるだけでなく、経済的にも製造原価が大きく上昇するという問題がある。
【００１０】
したがって、最近は、上記変態組織鋼であるＤＰ、ＴＲＩＰ鋼より延性が高く、ＴＷＩＰ鋼に比べては延性が低いが製造原価が安い、いわゆる第３世代鋼又はＸ−ＡＨＳＳ（ｅＸｔｒａ  Ａｄｖａｎｃｅｄ  Ｈｉｇｈ  Ｓｔｒｅｎｇｔｈ  Ｓｔｅｅｌ）の開発が行われているが、今まで大きな成果を上げていないのが実情である。
【００１１】
一例として、特許文献４には、残留オーステナイトとマルテンサイトで主要組織を構成する方法（Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ  ａｎｄ  Ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ  Ｐｒｏｃｅｓｓ、Ｑ＆Ｐ）が開示されているが、これを活用した報告（非特許文献１）に示されているように、炭素の含量が０．２％の水準と低い場合には、降伏強度が４００ＭＰａ前後と低いという欠点があり、また、最終製品から得られる伸びが従来のＴＲＩＰ鋼と同様の水準のみを得るようになる。そして、炭素とマンガンの合金量を増加させて降伏強度を大幅に高める方法も導出されているが、この場合には、過度な合金成分の添加により溶接性に劣るという欠点がある。
【００１２】
上記Ｑ＆Ｐ熱処理による製品の問題を解決するために、特許文献５では、２回の焼鈍プロセスＱ＆Ｐ熱処理前の微細組織を制御することにより、最終物性を改善する方法を提案している。しかし、ＳｉとＭｎが多量に含有されている鋼に対して１次焼鈍時に高温焼鈍を行うことによって焼鈍炉内にデントを誘発し得るという問題がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１３】
【特許文献１】特開２００２−３０９３３４号公報
【特許文献２】特開２００２−３０２７３４号公報
【特許文献３】韓国公開特許第１９９４−０００２３７０号公報
【特許文献４】米国公開特許第２００６−００１１２７４号公報
【特許文献５】韓国公開特許第２０１５−０１３０６１２号公報
【非特許文献】
【００１４】
【非特許文献１】ＩＳＩＪ  Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，Ｖｏｌ．５１，２０１１，ｐ．１３７−１４４
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１５】
本発明の一側面は、ＴＷＩＰ鋼に比べて低い合金原価を実現し、自動車構造部材用材料に必要な高い降伏強度と延性を確保し、また、操業時に焼鈍炉内のデントを誘発することなく、形状品質が良好な高強度冷延鋼板、めっき鋼板、及びこれらの製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
本発明の一側面は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１〜０．３％、シリコン（Ｓｉ）：０．１〜２．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．００５〜１．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．５〜３．０％、リン（Ｐ）：０．０４％以下（０％は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０１５％以下（０％は除く）、窒素（Ｎ）：０．０２％以下（０％は除く）、アンチモン（Ｓｂ）：０．０１〜０．１％、残りのＦｅ、及び不可避不純物を含み、上記Ｓｉ及びＡｌの和（Ｓｉ＋Ａｌ、重量％）は１〜３．５％を満たし、微細組織は、面積分率で、短軸と長軸の比が０．４を超えるポリゴナルフェライトが５％以下、短軸と長軸の比が０．４以下である針状フェライトの分率が７０％以下、針状残留オーステナイトが０．６〜２５％、及び残りのマルテンサイトを含み、内部酸化深さが表面から１μｍ以下である、降伏強度と延性に優れた高強度冷延鋼板に関するものである。
【００１７】
本発明の他の一側面は、上記冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、アルミニウム−シリコンめっき層、及び亜鉛−マグネシウム−アルミニウムめっき層のうち１つが形成されている、降伏強度と延性に優れた高強度めっき鋼板に関するものである。
【００１８】
本発明のさらに他の一側面は、上述の合金組成を満たす鋼スラブを１０００〜１３００℃に加熱する段階と、上記加熱された鋼スラブを８００〜９５０℃で熱間仕上げ圧延して熱延鋼板を製造する段階と、上記熱延鋼板を７５０℃以下で巻き取る段階と、上記巻き取られた熱延鋼板を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Ａｃ３以上の温度で焼鈍及び２５℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する１次焼鈍段階と、上記１次焼鈍後、Ａｃ１〜Ａｃ３の範囲の温度に加熱及び維持した後、５００℃以下の温度まで２０℃／秒未満の平均冷却速度で冷却して１秒以上維持した後に冷却する２次焼鈍段階を含む、降伏強度と延性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法に関するものである。
【００１９】
本発明のさらに他の一側面は、上記２次焼鈍段階後、冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、アルミニウム−シリコンめっき層、及び亜鉛−マグネシウム−アルミニウムめっき層のうち１つを形成する段階をさらに含む、降伏強度と延性に優れた高強度めっき鋼板の製造方法に関するものである。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によると、従来のＤＰ鋼又はＴＲＩＰ鋼のような高延性変態組織鋼及びＱ＆Ｐ熱処理を経たＱ＆Ｐ鋼に比べて降伏強度と延性に優れた、引張強度７８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板、めっき鋼板、及びこれらの製造方法を提供することができる。また、生産時にデント欠陥が発生することなく、安定的に生産及び提供することができる。
【００２１】
また、本発明の超高強度鋼板は、電子製品用材料と自動車、電車、及び船舶などを含む輸送手段用材料などの軽量化に活用される可能性が高い。
【図面の簡単な説明】
【００２２】
【図１】本発明による焼鈍工程の一例を示したものであって、（ａ）は１次焼鈍工程を示し、（ｂ）は２次焼鈍工程を示したものである。
【図２】（ａ）の発明例２と（ｂ）の比較例５の熱間圧延後、内部酸化深さ及び形成を観察したものである。
【図３】比較例１〜４及び発明例１〜２の１次焼鈍後、残留オーステナイト量に応じた降伏強度の改善率を示したグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００２３】
本発明者たちは、２回の焼鈍プロセスにおいて２次焼鈍前に行われる１次焼鈍によって得られる相の構成が最終物性に及ぼす影響を鋭意研究した結果、従来と異なって、１次焼鈍時に残留オーステナイトを適正に形成させることにより、最終製品の降伏強度及び延性を改善することができることを見出した。
【００２４】
また、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌを多量に添加する材料を焼鈍する場合に主に発生する焼鈍炉内のデント欠陥を抑制するためにＳｂを添加することにより、内部酸化深さを最小化し、１次焼鈍に該当するオーステナイト単相焼鈍の高温熱処理に起因したＳｉ、Ｍｎ、Ａｌの表面濃化層によって誘発されるデント欠陥を抑制することができることを見出し、本発明を完成するに至った。
【００２５】
以下、本発明の一側面である降伏強度と延性に優れた高強度冷延鋼板について詳細に説明する。
【００２６】
本発明の一側面である降伏強度と延性に優れた高強度冷延鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１〜０．３％、シリコン（Ｓｉ）：０．１〜２．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．００５〜１．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．５〜３．０％、リン（Ｐ）：０．０４％以下（０％は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０１５％以下（０％は除く）、窒素（Ｎ）：０．０２％以下（０％は除く）、アンチモン（Ｓｂ）：０．０１〜０．１％、残りのＦｅ、及び不可避不純物を含み、上記ＳｉとＡｌの和（Ｓｉ＋Ａｌ、重量％）は１〜３．５％を満たし、微細組織は、面積分率で、短軸と長軸の比が０．４を超えるポリゴナルフェライトが５％以下、短軸と長軸の比が０．４以下である針状フェライトの分率が７０％以下、残留オーステナイトが０．６〜２５％、及び残りのマルテンサイトを含み、内部酸化深さが表面から１μｍ以下である。
【００２７】
まず、合金成分組成を上記のように制限する理由について詳細に説明する。以下、各成分の含量は、特別な記載がない限り重量％を意味する。
【００２８】
Ｃ：０．１〜０．３％
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、残留オーステナイトの安定化及び強度確保のために添加される重要元素である。上述の効果を得るためには、０．１％以上添加されることが好ましいが、その含量が０．３％を超える場合、鋳片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、本発明においてＣの含量は０．１〜０．３％に制限することが好ましい。
【００２９】
Ｓｉ：０．１〜２．０％
シリコン（Ｓｉ）は、フェライト内で炭化物の析出を抑制し、フェライト内の炭素がオーステナイトに拡散されることを助長して、結果的に残留オーステナイトの安定化に寄与する元素である。上述の効果を得るためには、０．１％以上添加されることが好ましいが、その含量が２．０％を超える場合には、熱間及び冷間圧延性に非常に劣り、鋼表面に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、本発明においてＳｉの含量は０．１〜２．０％に制限することが好ましい。
【００３０】
Ａｌ：０．００５〜１．５％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼中の酸素と結合して脱酸素作用をする元素であり、そのためには、その含量が０．００５％以上を維持することが好ましい。また、Ａｌは、上記Ｓｉと同様に、フェライト内で炭化物の生成を抑制して残留オーステナイトの安定化に寄与する。かかるＡｌの含量が１．５％を超える場合、鋳造時にモールドフラックスと反応することにより、健全なスラブの製造が困難となり、また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、本発明においてＡｌの含量は０．００５〜１．５％に制限することが好ましい。
【００３１】
上述のように、Ｓｉ及びＡｌはいずれも残留オーステナイトの安定化に寄与する元素であり、これを効果的に達成するためには、ＳｉとＡｌの含量の和（Ｓｉ＋Ａｌ、重量％）が１．０〜３．５％を満たすことが好ましい。
【００３２】
Ｍｎ：１．５〜３．０％
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。かかるＭｎの含量が１．５％未満であると、フェライト変態が多量に発生して目標とする強度の確保が困難になるという問題がある。一方、Ｍｎの含量が３．０％を超える場合、２次Ｑ＆Ｐ熱処理を行う場合に相変態が非常に遅れ、マルテンサイトが多量に形成されるため、意図する延性の確保が困難になるという問題がある。したがって、本発明においてＭｎの含量は１．５〜３．０％に制限することが好ましい。
【００３３】
Ｓｂ：０．０１〜０．１％
アンチモン（Ｓｂ）は、粒界偏析によるＳｉ、Ａｌなどの表面濃化及び酸化元素の移動を阻害することによって、熱間圧延後の内部酸化を抑制する効果があり、同様の理由により、焼鈍時、Ｓｉ、Ａｌなどの表面濃化による酸化を抑制してめっき表面品質を向上させるという効果がある。しかし、その含量が０．０１％未満の場合には、内部酸化抑制の効果が不十分であるため、最終製品の内部酸化深さが表面から１μｍを超える可能性があり、その含量が０．１％を超える場合には、亜鉛めっき層の合金化が遅れるという問題が発生する可能性がある。
【００３４】
Ｐ：０．０４％以下（０％は除く）
リン（Ｐ）は、固溶強化効果を得ることができ、残留オーステナイトを安定化させる元素であるが、その含量が０．０４％を超える場合、溶接性が低下し、鋼の脆性（ｂｒｉｔｔｌｅｎｅｓｓ）が発生する危険性が高まるという問題がある。したがって、本発明においてＰの含量は０．０４％以下、より好ましくは０．０２％以下であることができる。
【００３５】
Ｓ：０．０１５％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り、その含量を最大限抑制することが好ましい。理論上、Ｓ含量は０％に制限することが有利であるが、製造工程上必然的に含有されざるを得ないため、上限を管理することが重要であり、その含量が０．０１５％を超える場合、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、本発明では、Ｓの含量を０．０１５％以下に制限することが好ましい。
【００３６】
Ｎ：０．０２％以下（０は除く）
窒素（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元素であるが、その含量が０．０２％を超える場合、鋼の脆性が発生する危険性が増加し、Ａｌと反応してＡｌＮが過剰に析出することによって連鋳品質が低下するという問題がある。したがって、本発明では、Ｎの含量を０．０２％以下に制限することが好ましい。
【００３７】
このとき、本発明の冷延鋼板は、上述の成分以外にも、強度向上などのためにＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、及びＷのうち１種以上をさらに含むことができる。
【００３８】
Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｚｒ：０．００５〜０．１％、及びＷ：０．００５〜０．５％のうち１種以上
チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）、バナジウム（Ｖ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、及びタングステン（Ｗ）は、鋼板の析出強化及び結晶粒微細化に有効な元素であり、それらの含量がそれぞれ０．００５％未満であると、上述の効果を確保することが困難になるという問題がある。一方、それらの含量がＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、及びＺｒの場合は０．１％、Ｗの場合は０．５％を超えると、上述の効果が飽和し、製造コストが大幅に上昇するという問題があり、且つ析出物が過剰に形成され、むしろ延性が大きく低下するという問題がある。
【００３９】
また、本発明の冷延鋼板は、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、及びＣｒのうち１種以上をさらに含むことができる。
【００４０】
Ｍｏ：１％以下（０は除く）、Ｎｉ：１％以下（０は除く）、Ｃｕ：０．５％以下（０は除く）、及びＣｒ：１％以下（０は除く）のうち１種以上
モリブデン（Ｍｏ）、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り、これらの元素は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌなどと共に複合作用してオーステナイトの安定化に寄与する。かかる元素の含量がＭｏ、Ｎｉ及びＣｒの場合は１．０％、Ｃｕの場合は０．５％を超えると、製造コストが過多に上昇するという問題があるため、上記含量を超えないように制御することが好ましい。
【００４１】
また、Ｃｕを添加する場合、熱延時に脆性を引き起こす可能性があるため、Ｎｉを共に添加することがより好ましい。
【００４２】
さらに、本発明の冷延鋼板は、Ｃａ、Ｂｉ、及びＢのうち１種以上をさらに含むことができる。
【００４３】
Ｃａ：０．０１％以下（０％は除く）、Ｂｉ：０．１％以下（０％は除く）、Ｂ：０．０１％以下（０％は除く）
カルシウム（Ｃａ）は、硫化物の形態を制御して加工性向上に有利な元素であり、その含量が０．０１％を超える場合、上述の効果が飽和するため、０．０１％以下含むことが好ましい。
【００４４】
ビスマス（Ｂｉ）は、粒界偏析によるＳｉ、Ａｌなどの表面酸化元素の移動を阻害し、めっき表面品質を向上させる効果がある元素であり、その含量が０．１％を超える場合、上述の効果が飽和するため、０．１％以下含まれることが好ましい。
【００４５】
ボロン（Ｂ）は、Ｍｎ、Ｃｒなどとの複合効果により焼入性を向上させ、高温における軟質フェライト変態を抑制する効果があるが、その含量が０．０１％を超える場合、めっき時に鋼表面に過多なＢが濃化してめっき密着性の劣化を招く可能性があるため、その含量を０．０１％以下とすることが好ましい。
【００４６】
本発明の残りの成分は、鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の鉄鋼製造過程では、原料又は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るため、これを排除することはできない。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、そのすべての内容を特に本明細書に記載しない。
【００４７】
上述の成分組成を満たす本発明の冷延鋼板は、微細組織として面積分率で、短軸と長軸の比が０．４を超えるポリゴナルフェライトが５％以下、短軸と長軸の比が０．４以下である針状フェライトが７０％以下、残留オーステナイトが０．６〜２５％、及び残りのマルテンサイトを含む。
【００４８】
上記短軸と長軸の比が０．４を超えるポリゴナルフェライトは、構造部材などに適用される本発明鋼の降伏強度を低下させる役割をするため、５％以下に制限し、短軸と長軸の比が０．４以下である針状フェライトと残留オーステナイトは、本発明の主組織であって、強度及び延性の確保に有利な組織である。
【００４９】
上記残留オーステナイトは、強度及び延性のバランスを有利に確保するための必須組織であるが、その分率が過剰で２５％（上限値）を超える場合、炭素が分散して拡散されるため、残留オーステナイトの安定化が十分にならないという問題がある。したがって、本発明において残留オーステナイトの分率は２５％以下を満たすことが好ましい。一方、下限値は、本発明において１次焼鈍後に好ましく確保しなければならない残留オーステナイト分率である０．６％以上に基づく。
【００５０】
また、本発明の鋼板は、上記微細組織の特徴と共に、内部酸化深さが表面から１μｍ以下であることが好ましい。
【００５１】
本発明では、Ｓｂが、基本的に０．０１〜０．１％含まれることが必須であるが、上記元素は、熱間仕上げ圧延後の冷却及び巻取時に、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌなどの表面濃化元素と鋼中に拡散される酸素との結合による内部酸化をＳｂの表面濃化により抑制する効果がある（図２）。熱間圧延後に形成された内部酸化層は、後続する酸洗及び冷間圧延の工程を経る過程で内部酸化層の亀裂が発生する可能性があり、これが、後続の焼鈍作業時に焼鈍炉内のロールに脱落及び付着するなどして、鋼板にデント欠陥を誘発する。かかるデント欠陥は、該当製品のコイルを含め、後続作業される焼鈍コイルの表面品質を低下させて、正常的な製品の生産を困難にする。最終冷延鋼板の内部酸化深さが１μｍ超える場合には、上記問題が発生する可能性がある。
【００５２】
一方、内部酸化が起こらないほどデント欠陥の抑制において有利となるため、内部酸化深さの下限は特に限定せず、０を含む。
【００５３】
上述の合金組成及び微細組織を満たす本発明の冷延鋼板は、引張強度が７８０ＭＰａ以上であり、降伏強度と延性に優れ、焼鈍操業時にデント欠陥が抑制されるため、優れた生産性を確保することができる。
【００５４】
一方、本発明による冷延鋼板は、後述する製造工程により製造される。このとき、１次焼鈍工程後の微細組織、即ち、２次焼鈍工程以前の微細組織は、０．６％以上の針状残留オーステナイトを含有しなければならず、残りはベイナイト、マルテンサイト、及び焼戻しマルテンサイトのうち１つ以上からなることが好ましい。
【００５５】
これは、最終焼鈍工程で製造される冷延鋼板の優れた降伏強度及び延性を確保するためであり、もし、１次焼鈍工程後に残留オーステナイトが０．６％未満含有される場合には、降伏強度が低くなり、且つ伸びが低下するという問題がある。したがって、残留オーステナイトは０．６％以上であることが好ましい。１．５％以上の残留オーステナイトを確保する場合には、最終焼鈍製品のＹＳ×Ｅｌ（ＭＰａ％）が１６，０００以上の非常に優れた物性を示すため、１次焼鈍後に１．５％以上の残留オーステナイトを確保することがより好ましい。
【００５６】
本発明の他の一側面である降伏強度と延性に優れた高強度めっき鋼板は、上述の本発明による冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、アルミニウム−シリコンめっき層、及び亜鉛−マグネシウム−アルミニウムめっき層のうち１つが形成されている。
【００５７】
以下、本発明のさらに他の一側面による降伏強度と延性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法について詳細に説明する。
【００５８】
本発明のさらに他の一側面による降伏強度と延性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法は、上述の合金組成を満たす鋼スラブを加熱−熱間圧延−巻き取り−冷間圧延−焼鈍工程を経ることで製造されることができ、以下では、上記それぞれの工程の条件について詳細に説明する。
【００５９】
（鋼スラブ加熱段階）
本発明では、熱間圧延を行う前に、鋼スラブを加熱して均質化処理する工程を経ることが好ましく、これは、１０００〜１３００℃の温度範囲で行うことがより好ましい。
【００６０】
上記加熱時の温度が１０００℃未満の場合、圧延荷重が急激に増加するという問題が発生する。一方、その温度が１３００℃を超える場合、エネルギーコストが増加するだけでなく、表面スケールの量が過多になるという問題が発生する。したがって、本発明において鋼スラブの加熱工程を１０００〜１３００℃で行うことが好ましい。
【００６１】
（熱間圧延段階）
上記加熱された鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板として製造する。このとき、熱間仕上げ圧延は８００〜９５０℃で行うことが好ましい。
【００６２】
上記熱間仕上げ圧延時の圧延温度が８００℃未満の場合、圧延荷重が大幅に増加して圧延が困難になるという問題がある。一方、熱間仕上げ圧延温度が９５０℃を超える場合、圧延ロールの熱疲労が大幅に増加して寿命短軸の原因となり、表面酸化膜の生成による表面品質劣化の原因となる。したがって、本発明において熱間圧延時の熱間仕上げ圧延温度は８００〜９５０℃に制限することが好ましい。
【００６３】
（巻取段階）
上記により製造された熱延鋼板を巻き取る。このとき、巻取温度は７５０℃以下であることが好ましく、内部酸化層の抑制などのためには、６５０℃以下で巻き取ることがより好ましい。
【００６４】
巻取時の巻取温度が高すぎると、熱延鋼板の表面にスケールが過多に発生して表面欠陥を誘発し、めっき性を劣化させる原因となる。また、本発明のように、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌなどが多量に含まれている鋼では、内部酸化を助長して後続の焼鈍工程でデント欠陥を誘発する可能性がある。したがって、巻取工程は、７５０℃以下、より好ましくは６５０℃以下で行うことが良い。このとき、巻取温度の下限は特に限定しないが、マルテンサイトの生成によって熱延板の強度が高くなりすぎることによる後続の冷間圧延の困難性を考慮して、Ｍｓ〜７５０℃で行うことがより好ましい。
【００６５】
しかし、上記熱延条件を外れて生産することが最終製品の物性を大きく変化させるのではなく、生産性に影響を及ぼす。
【００６６】
（冷間圧延段階）
上記巻き取られた熱延鋼板を酸洗処理して酸化層を除去した後、鋼板の形状と厚さを合わせるために冷間圧延を行って冷延鋼板を製造することが好ましい。通常の一般的な焼鈍を経る場合には、再結晶時に粗大結晶粒の形成を防止するために冷間圧下率の下限を設定することが一般的であるが、本発明のように、最終焼鈍前に１次焼鈍を経る場合には、上記のような問題が発生しないため、冷間圧延時の圧下率の制限はない。
【００６７】
（焼鈍段階（１次焼鈍段階及び２次焼鈍段階））
本発明は、最終微細組織として面積分率で、短軸と長軸の比が０．４を超えるポリゴナルフェライトが５％以下、短軸と長軸の比が０．４以下である針状フェライトが７０％以下、残留オーステナイトが０．６〜２５％、及び残りのマルテンサイトを含み、内部酸化深さが表面から１μｍ以下である冷延鋼板を製造するためのものであり、このような冷延鋼板を得るためには、後続する焼鈍工程の制御が重要である。
【００６８】
特に、本発明では、焼鈍時に炭素、マンガンなどの元素の再分配（ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ）を介して目的とする微細組織を確保するために、冷間圧延後にオーステンパー（Ａｕｓｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）又はＱ＆Ｐ熱処理を含む通常の焼鈍熱処理を行って最終製品を生産するのではなく、後述するように、１次焼鈍後に必ず０．６％以上の針状残留オーステナイトを含有する低温組織を確保し、次いで２次焼鈍時にＡｃ１〜Ａｃ３の範囲の温度に加熱及び維持した後、５００℃以下の温度で、秒当たり２０℃未満の平均冷却速度で冷却して１秒以上維持した後に冷却することを特徴とする。
【００６９】
上記１次焼鈍後に確保される残留オーステナイトの量が多いほど降伏強度と延性が増加し、１次焼鈍後に１．５％以上の残留オーステナイトを確保する際には、最終焼鈍製品のＹＳ×Ｅｌ（ＭＰａ％）が１６，０００以上である非常に優れた物性を示すため、１次焼鈍後に１．５％以上の残留オーステナイトを確保することがより好ましい。
【００７０】
（１次焼鈍）
まず、上記製造された冷延鋼板をＡｃ３以上の温度で焼鈍及び２５℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する１次焼鈍熱処理を行うことが好ましい（図１の（ａ）参照）。
【００７１】
上記冷却速度を限定したのは、残留オーステナイトを０．６％以上に確保するためであり、２５℃／秒以下で冷却する場合、動的再配分（Ｄｙｎａｍｉｃ  ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ）によって残留オーステナイトをより安定的に確保することができるため、０．６％以上の残留オーステナイトを確保することができる。動的再分配とは、高温での冷却中に合金元素が相間に再分配されることを意味する。
【００７２】
図１の（ａ）において５番の熱処理は、通常のオーステンパー熱処理を示すが、平均冷却速度が非常に遅い条件を示す。
【００７３】
１次焼鈍熱処理された冷延鋼板の微細組織は、０．６％以上の残留オーステナイトを含有しなければならず、軟質のポリゴナルフェライトの形成は、後続の焼鈍熱処理時に微細な最終焼鈍組織を得ることを阻害するため、最小限に抑制されることが好ましく、残りは低温微細組織であるベイナイト又はマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトのうちいずれかの組織に確保されてもよい。
【００７４】
但し、本発明において最終焼鈍後、ポリゴナルフェライトを５％以下に確保するためには、図１（ａ）に示されているフェライト域を冷却時に殆ど通さないことが重要である。
【００７５】
したがって、オーステンパー熱処理、Ｑ＆Ｐ熱処理の１−ｓｔｅｐ及び２−ｓｔｅｐ熱処理のいずれかの熱処理を行う場合、図１の（ａ）において５番に示されているように、初期冷却速度を遅く制御した後に急冷する形態で冷却し、平均冷却速度を２５℃／秒以下に制御して、フェライト域を通らないように冷却すると同時に、残留オーステナイトを確保する。
【００７６】
上記熱処理条件は、最終焼鈍工程でオーステンパー又はＱ＆Ｐ工程を経て製造される、冷延鋼板の優れた降伏強度及び延性を確保するためのものであり、もし、１次焼鈍工程後に針状残留オーステナイトが０．６％未満含有される場合には、降伏強度が低くなり、且つ伸びが低下するという欠点がある。
【００７７】
（２次焼鈍）
上記１次焼鈍後、Ａｃ１〜Ａｃ３の範囲の温度に加熱及び維持した後、５００℃以下の温度まで２０℃／秒未満の平均冷却速度で冷却して１秒以上維持した後に冷却する２次焼鈍段階を行うことが好ましい。上記５００℃以下の温度に冷却した後には、一般的なオーステンパー又はＱ＆Ｐ熱処理を行うことができる（図１の（ｂ））。
【００７８】
本発明においてＡｃ１〜Ａｃ３の範囲で加熱することは、焼鈍時オーステナイトへの合金元素の分配によりオーステナイトの安定性を確保し、常温における最終組織から残留オーステナイトを確保するためであり、加熱後、その温度で維持することにより、１次焼鈍熱処理後に形成された針状残留オーステナイトによる針状組織の確保が容易になる。
【００７９】
かかる針状残留オーステナイトの存在により、逆変態が行われる２次焼鈍後にも微細な組織の確保が容易であると判断される。
【００８０】
上記２相域焼鈍後の冷却温度は、５００℃以下とすることが好ましい。これは５００℃を超えて長時間維持する際にオーステナイト相がパーライトに変態が起こって、残留オーステナイトの確保が円滑ではないためである。したがって、長時間維持する際には、５００℃以下の温度まで加熱することが好ましく、溶融合金化熱処理の際には、不可避に温度を５００℃以上に上げなければならないが、１分以内の溶融合金化熱処理は、本発明鋼の物性を大きく劣化させない。
【００８１】
このとき、焼鈍後の冷却時に鋼板の蛇行などを抑制するために、焼鈍直後に冷却区間を通過させることができるが、徐冷却区間でポリゴナルフェライトへの変態を最大限に抑制しなければ、本発明鋼の微細組織及び物性を確保することができない。
【００８２】
このように、本発明は、針状残留オーステナイトを０．６％以上含有した低温組織をＡｃ１〜Ａｃ３の範囲で加熱及び維持することで針状微細組織を２次焼鈍時に確保することにより、通常のオーステンパー、Ｑ＆Ｐプロセスと１次焼鈍時に残留オーステナイトを確保しない一般的な２回の焼鈍熱処理で得られる物性に比べて、高い降伏強度と延性を確保することができるようになる。
【００８３】
一方、本発明のさらに他の一側面である降伏強度と延性に優れた高強度めっき鋼板の製造方法は、上記２次焼鈍段階後、冷延鋼板の表面にめっき層を形成する段階をさらに含む。
【００８４】
上記めっき層を形成する段階は、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき層を形成するか、上記形成された溶融亜鉛めっき層を合金化処理して合金化溶融亜鉛めっき層を形成させることができる。また、アルミニウム−シリコン又は亜鉛−マグネシウム−アルミニウム溶融ポットに浸漬して、アルミニウム−シリコンめっき層又は亜鉛−マグネシウム−アルミニウムめっき層を形成させることができる。
【実施例】
【００８５】
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、下記の実施例は、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。
【００８６】
真空溶解を介して表１に示されている成分組成を有する、厚さ９０ｍｍ、幅１７５ｍｍのインゴットを製造した後、これを１２００℃で１時間加熱して均質化処理し、その後、Ａｒ３以上である９００℃以上で熱間仕上げ圧延を行い、６３０℃以上まで冷却した後、６３０℃に予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間圧延を模擬した。以後、上記熱間圧延された板材を５０〜６０％の冷間圧下率で冷間圧延した後、下記表２の条件で焼鈍熱処理を行って最終冷延鋼板を製造し、上記それぞれの冷延鋼板に対して降伏強度、引張強度、及び伸びを測定した結果を表２に共に示した。
【００８７】
下記表１において、各元素の含量の単位は重量％である。
【００８８】
また、下記の表１において、Ｂｓ（ベイナイト変態開始温度）、Ｍｓ（マルテンサイト変態開始温度）、Ａｃ１（昇温時オーステナイト出現温度）、Ａｃ３（昇温時にフェライトが完全に消滅してオーステナイト単相熱処理を開始する温度）の単位は℃であり、下記関係式を用いて計算した。下記関係式において各元素記号は、各元素の含量を重量％で示した値である。
Ｂｓ＝８３０−２７０Ｃ−９０Ｍｎ−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ−８３Ｍｏ
Ｍｓ＝５３９−４２３Ｃ−３０．４Ｍｎ−１２．１Ｃｒ−１７．７Ｎｉ−７．５Ｍｏ
Ａｃ１＝７２３−１０．７Ｍｎ−１６．９Ｎｉ＋２９．１Ｓｉ＋１６．９Ｃｒ＋２９０Ａｓ＋６．３８Ｗ
Ａｃ３＝９１０−２０３√Ｃ−１５．２Ｎｉ＋４４．７Ｓｉ＋１０４Ｖ＋３１．５Ｍｏ＋１３．１Ｗ−３０Ｍｎ−１１Ｃｒ−２０Ｃｕ＋７００Ｐ＋４００Ａｌ＋１２０Ａｓ＋４００Ｔｉ
【００８９】
【表１】
2019512608.tif 000003
【００９０】
【表２】
2019512608.tif 000004
【００９１】
上記表２において、１次焼鈍後の微細組織が冷延組織である比較例１の実施例は、冷間圧延後に１次焼鈍を行わずに最終焼鈍（２次焼鈍）を行ったものである。それ以外の実施例は、１次焼鈍をオーステナイト単相域で実施し冷却して確保した微細組織を示した。また、上記表２において、最終焼鈍温度の隣の列に表現されているＭｓ以下冷却温度は、Ｑ＆Ｐ熱処理時にＭｓ〜Ｍｆの範囲に冷却した温度を示し、再加熱温度は、２次再分配のために昇温した熱処理温度を示す。上記２つの温度がｎｏｎｅと表現されている実施例は、Ｑ＆Ｐではなく、一般焼鈍工程の過示効果処理が適用された例であって、過時効温度と表現されている列に熱処理温度を示した。Ｑ＆Ｐ熱処理を行った実施例は、過時効温度の列にｎｏｎｅと表記して互いに区別して示した。
【００９２】
１次焼鈍後に確保される残留オーステナイトの量が最終焼鈍後の物性に及ぼす影響を綿密に検討するために、冷却条件を変えて実験した。
【００９３】
比較例２（図１（ａ）の（１））は、水冷（平均冷却速度１０００℃／秒以上）を介して常温まで冷却し、さらに液体窒素を用いて冷却した。
【００９４】
比較例３（図１（ａ）の（２））は、水冷（平均冷却速度１０００℃／秒以上）を介して常温まで冷却した。
【００９５】
比較例４（図１（ａ）の（３））は、ミスト冷却（平均冷却速度１８０℃／秒）を介して冷却した。
【００９６】
発明例１（図１（ａ）の（４））は、２５℃／秒の冷却速度で室温まで冷却した。
【００９７】
発明例２（図１（ａ）の（５））は、図１（ａ）の５番のようにオーステンパーを適用して冷却した。
【００９８】
発明例３、４、及び比較例６〜７は、２５℃／秒の冷却速度で室温まで冷却し、比較例５は、発明例２と同様に、図１（ａ）の５番のようなオーステンパーを適用して冷却した。
【００９９】
発明鋼１に対して２回の焼鈍を実施していない比較例１、１次焼鈍後に冷却条件を変更した比較例２〜４、及び発明１〜２の降伏強度の改善率を確認するために、下記表３に降伏強度と伸びの積、引張強度と伸びの積、降伏強度と引張強度の比、及び比較例１を基準に降伏強度の改善率を測定して記載した。また、図３には、１次焼鈍後、針状残留オーステナイト量に応じた２次焼鈍後の降伏強度の改善率をグラフで示した。
【０１００】
【表３】
2019512608.tif 000005
【０１０１】
通常の冷延−焼鈍熱処理を適用した比較例１に比べて、２回の焼鈍を適用した比較例２〜４及び発明１〜２は、いずれも降伏強度が向上した。また、降伏強度と伸びの積もすべて改善され、特に残留オーステナイトの分率が高いほど、降伏強度の改善及び降伏強度と伸びの積の改善が著しいことが分かる。
【０１０２】
また、針状残留オーステナイトの分率が０．６％以上である場合である発明１〜２は、針状残留オーステナイトが０．６％未満の場合に比べて、明らかに４０％以上の向上率を示すことが表３及び図３から確認できる。特に針状残留オーステナイト量が非常に高い発明例２の場合には、ＹＳ×Ｅｌ、ＴＳ×Ｅｌなどの優れた改善がなされた。
【０１０３】
発明鋼２を用いた発明例３は、炭素量が発明鋼１に比べて低いため引張強度は低いが、依然として高い降伏比を示している。
【０１０４】
発明鋼３を用いた発明例４は、多量に添加されたＡｌによるフェライト導入のため降伏比は低くなったが、２次焼鈍前に針状残留オーステナイトを１．３％確保し、ＴＳ×Ｅｌが２０，０００ＭＰａ％以上の優れた性質を示した。
【０１０５】
比較鋼２を用いた比較例６は、炭素添加量が非常に低いため、本発明で制限する引張強度基準の確保が困難であった。また、比較鋼３を用いた比較例７は、多量のＭｎ添加により強度は優れたが、伸びの低下が大きくて、ＴＳ×Ｅｌが２０，０００ＭＰａ％未満であった。
【０１０６】
比較鋼１は、Ｓｂの添加がないことを除き、発明鋼１と類似の成分系を有する。比較鋼１を用いた比較例５の場合、発明鋼１を用いた発明例２と物性の差はほとんどないが、図２に示されているように、熱延後の内部酸化深さが１２．３μｍと、後続工程である酸洗、冷延、焼鈍時に表層亀裂及びデントが発生した。
【０１０７】
以上、実施例を参照して説明したが、当該技術分野の熟練した当業者は、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だろう。
【図１】
2019512608.tif 000006
【図２】
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【図３】
2019512608.tif 000008
【国際調査報告】
2019512608.tif 000009
2019512608.tif 000010
2019512608.tif 000011
2019512608.tif 000012