(57)【要約】  本発明は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１７〜０．２１％、ケイ素（Ｓｉ）：０．３〜０．８％、マンガン（Ｍｎ）：２．７〜３．３％、クロム（Ｃｒ）：０．３〜０．７％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜０．３％、チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．０３％、ホウ素（Ｂ）：０．００１〜０．００３％、リン（Ｐ）：０．０４％以下、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下、窒素（Ｎ）：０．０１％以下、残部鉄（Ｆｅ）及びその他の不可避不純物を含み、上記炭素（Ｃ）、ケイ素（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）の含有量は、下記数式（１）を満たし、微細組織が面積分率で残留オーステナイト３〜７％、フレッシュマルテンサイト５〜１５％、フェライト５％以下（０％を含む）、残部はベイナイトまたは焼戻しマルテンサイトを含み、上記ベイナイトのラス（ｌａｔｈ）の間、または焼戻しマルテンサイト相のラス、もしくは結晶粒の境界に第２相としてセメンタイト相が、体積分率で１〜３％析出して分布する高強度冷延鋼板、上記冷延鋼板を用いて製造した高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びこれらの製造方法を提供する。  ［数式（１）］［Ｃ］＋（［Ｓｉ］＋［Ａｌ］）／５≦０．３５％  （ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ａｌ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ａｌの重量％を意味する。）【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、炭素（Ｃ）：０．１７〜０．２１％、ケイ素（Ｓｉ）：０．３〜０．８％、マンガン（Ｍｎ）：２．７〜３．３％、クロム（Ｃｒ）：０．３〜０．７％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜０．３％、チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．０３％、ホウ素（Ｂ）：０．００１〜０．００３％、リン（Ｐ）：０．０４％以下、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下、窒素（Ｎ）：０．０１％以下、残部鉄（Ｆｅ）及びその他の不可避不純物を含み、
前記炭素（Ｃ）、ケイ素（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）の含有量は、下記数式（１）を満たし、
微細組織が面積分率で残留オーステナイト３〜７％、フレッシュマルテンサイト５〜１５％、フェライト５％以下（０％を含む）、残部はベイナイトまたは焼戻しマルテンサイトを含み、
前記ベイナイトのラス（ｌａｔｈ）の間、または焼戻しマルテンサイト相のラス、もしくは結晶粒の境界に第２相としてセメンタイト相が、体積分率で１〜３％析出して分布する高強度冷延鋼板。
［数式（１）］［Ｃ］＋（［Ｓｉ］＋［Ａｌ］）／５≦０．３５％
（ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ａｌ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ａｌの重量％を意味する。）
【請求項２】
前記冷延鋼板は、銅（Ｃｕ）：０．１％以下、ニッケル（Ｎｉ）：０．１％以下、モリブデン（Ｍｏ）：０．１％以下をさらに含む、請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
【請求項３】
前記冷延鋼板は、ニオブ（Ｎｂ）：０．０３％以下、バナジウム（Ｖ）：０．０１％以下をさらに含む、請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
【請求項４】
１１８０ＭＰａ以上の引張強度、０．６５〜０．８５の降伏比、２５％以上の穴拡げ性（ＨＥＲ）、５〜１３％の延伸率を有する、請求項１から３のいずれか一項に記載の高強度冷延鋼板。
【請求項５】
請求項１から３のいずれか一項に記載の高強度冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層をさらに含む、高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項６】
請求項１から３のいずれか一項に記載の高強度冷延鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層をさらに含む、高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項７】
重量％で、炭素（Ｃ）：０．１７〜０．２１％、ケイ素（Ｓｉ）：０．３〜０．８％、マンガン（Ｍｎ）：２．７〜３．３％、クロム（Ｃｒ）：０．３〜０．７％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜０．３％、チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．０３％、ホウ素（Ｂ）：０．００１〜０．００３％、リン（Ｐ）：０．０４％以下、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下、窒素（Ｎ）：０．０１％以下、残部鉄（Ｆｅ）及びその他の不可避不純物を含み、前記炭素（Ｃ）、前記ケイ素（Ｓｉ）及び前記アルミニウム（Ａｌ）の含有量が下記数式（１）を満たすスラブを準備する段階；
前記スラブを１１５０〜１２５０℃の温度範囲まで加熱する段階；
加熱された前記スラブを９００〜９８０℃の仕上げ圧延温度（ＦＤＴ）範囲で仕上げ熱間圧延する段階；
前記仕上げ熱間圧延後、１０℃／ｓｅｃ〜１００℃／ｓｅｃの平均冷却速度で冷却する段階；
５００〜７００℃の温度範囲で巻取る段階；
３０〜６０％の冷間圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る段階；
前記冷延鋼板を（Ａｅ３＋３０℃〜Ａｅ３＋８０℃）の温度範囲で連続焼鈍する段階；
連続焼鈍した鋼板を５６０〜７００℃の温度範囲まで１０℃／ｓ以下の平均冷却速度で１次冷却し、２７０〜３３０℃の温度範囲まで１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で２次冷却する段階；及び
冷却された鋼板を３８０〜４６０℃の温度範囲まで５℃／ｓ以下の昇温速度で再加熱する段階；を含む高強度冷延鋼板の製造方法。
［数式（１）］［Ｃ］＋（［Ｓｉ］＋［Ａｌ］）／５≦０．３５％
（ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ａｌ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ａｌの重量％を意味する。）
【請求項８】
前記スラブは、銅（Ｃｕ）：０．１％以下、ニッケル（Ｎｉ）：０．１％以下、モリブデン（Ｍｏ）：０．１％以下をさらに含むこと、請求項７に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記スラブは、ニオブ（Ｎｂ）：０．０３％以下、バナジウム（Ｖ）：０．０１％以下をさらに含む、請求項７に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記連続焼鈍する段階は、８３０〜８８０℃の温度範囲で行われる、請求項７に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項１１】
請求項７から９のいずれか一項に記載の再加熱された冷延鋼板に対し、４３０〜４９０℃の温度範囲で溶融亜鉛めっき処理する段階をさらに含む、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１２】
前記溶融亜鉛めっき処理する段階の後、合金化熱処理を行った後に常温まで冷却を実施する、請求項１１に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１３】
常温まで冷却した後、１％未満の調質圧延を実施する、請求項１２に記載の高強度溶融亜鉛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、穴拡げ性が高い高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、及びこれらの製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
最近、自動車の軽量化のために高い強度を有する鋼板の製造技術の確保が進んでいる。その中でも高強度及び成形性を兼備した鋼板であると、生産性を向上することができるため、経済性の側面で優れ、最終部品の安全性の側面でもより有利である。特に引張強度（ＴＳ）が高い鋼板は破断が発生するまでの支え荷重が高いため、１１８０ＭＰａ級以上の引張強度が高い鋼材への要求が高まっている。そこで、従来の鋼材の強度を向上させようとする試みが多くなされているが、単に強度を向上させる場合には、延性及び穴拡げ性（ＨＥＲ、Ｈｏｌｅ  ｅｘｐａｎｓｉｏｎ  ｒａｔｉｏ）が低下する欠点が発見された。一方、上記欠点を克服した従来技術として、ＳｉやＡｌを多量に添加するＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ  Ｉｎｄｕｃｅｄ  Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼板が挙げられる。しかし、ＴＲＩＰ鋼板では、ＴＳ  １１８０ＭＰａ級で１４％以上の延伸率を得ることができるが、Ｓｉ及びＡｌを多量に添加することにより、ＬＭＥ（Ｌｉｑｕｉｄ  Ｍｅｔａｌ  Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ）抵抗性が低下し、溶接性が悪くなるため、自動車構造用素材としての実用化が制限されてしまう問題がある。
【０００３】
また、同一の引張強度レベルにおいて、用途及び目的に応じて様々な降伏比を求められるようになるが、低い降伏比の鋼板であると、穴拡げ性が高い鋼材を製作することは容易でない。なぜなら、通常降伏比を下げるためにはマルテンサイト相またはフェライト相を第２相に導入することが必要となるが、かかる組織学的特性は、穴拡げ性を損なう要因となるためである。
【０００４】
特許文献１には、降伏比、強度、穴拡げ性、耐遅延破壊特性を兼備し、１７.５％以上の高い延伸率を有する高強度冷延鋼板が開示されている。しかし、特許文献１には、高いＳｉの添加により、ＬＭＥが発生して溶接性が低下するという欠点がある。
【０００５】
したがって、本発明では、高強度でありながら低い降伏比でも穴拡げ性が２５％以上と優れており、５％〜１３％の延伸率及び優れた溶接性を全て示す１１８０ＭＰａ級鋼材及びその製造方法を提示する。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】韓国公開特許第２０１７−７０１５００３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は、上述した従来技術の限界を解決するためのものであり、高強度及び抵降伏比を有しながらも加工に適した延伸率、高い穴拡げ性及び良好な溶接性を有する高強度冷延鋼板、これを用いて製造した高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びこれらの製造方法を提供することにその目的がある。
【０００８】
一方、本発明の課題は上述した内容に限定されない。本発明の課題は、本明細書の内容全体から理解されることができ、本発明が属する技術分野において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の難しさもない。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明の一側面による高強度冷延鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０.１７〜０.２１％、ケイ素（Ｓｉ）：０.３〜０.８％、マンガン（Ｍｎ）：２.７〜３.３％、クロム（Ｃｒ）：０.３〜０.７％、アルミニウム（Ａｌ）：０.０１〜０.３％、チタン（Ｔｉ）：０.０１〜０.０３％、ホウ素（Ｂ）：０.００１〜０.００３％、リン（Ｐ）：０.０４％以下、硫黄（Ｓ）：０.０２％以下、窒素（Ｎ）：０.０１％以下、残部鉄（Ｆｅ）及びその他の不可避不純物を含み、上記炭素（Ｃ）、ケイ素（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）の含有量は、下記数式（１）を満たし、微細組織が面積分率で残留オーステナイト３〜７％、フレッシュマルテンサイト５〜１５％、フェライト５％以下（０％を含む）、残部ベイナイトまたは焼戻しマルテンサイトを含み、上記ベイナイトのラス（ｌａｔｈ）の間、または焼戻しマルテンサイト相のラス、もしくは結晶粒の境界に第２相としてセメンタイト相が、体積分率で１〜３％析出して分布することができる。
［数式（１）］［Ｃ］＋（［Ｓｉ］＋［Ａｌ］）／５≦０．３５％
（ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ａｌ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ａｌの重量％を意味する。）
【００１０】
上記冷延鋼板は、銅（Ｃｕ）：０．１％以下、ニッケル（Ｎｉ）：０．１％以下、モリブデン（Ｍｏ）：０．１％以下をさらに含むことができる。
【００１１】
上記冷延鋼板は、ニオブ（Ｎｂ）：０．０３％以下、バナジウム（Ｖ）：０．０１％以下をさらに含むことができる。
【００１２】
上記冷延鋼板は１１８０ＭＰａ以上の引張強度、０．６５〜０．８５の降伏比、２５％以上の穴拡げ性（ＨＥＲ）、５〜１３％の延伸率を有することができる。
【００１３】
本発明の他の一側面による高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上述した高強度冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層をさらに含むことができる。
【００１４】
上記高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上述した高強度冷延鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層をさらに含むことができる。
【００１５】
本発明の他の一側面による高強度冷延鋼板の製造方法は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１７〜０．２１％、ケイ素（Ｓｉ）：０．３〜０．８％、マンガン（Ｍｎ）：２．７〜３．３％、クロム（Ｃｒ）：０．３〜０．７％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜０．３％、チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．０３％、ホウ素（Ｂ）：０．００１〜０．００３％、リン（Ｐ）：０．０４％以下、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下、窒素（Ｎ）：０．０１％以下、残部鉄（Ｆｅ）及びその他の不可避不純物を含み、上記炭素（Ｃ）、上記ケイ素（Ｓｉ）及び上記アルミニウム（Ａｌ）の含有量が下記数式（１）を満たすスラブを準備する段階；上記スラブを１１５０〜１２５０℃の温度範囲まで加熱する段階；加熱された上記スラブを９００〜９８０℃の仕上げ圧延温度（ＦＤＴ）範囲で仕上げ熱間圧延する段階；上記仕上げ熱間圧延後、１０℃／ｓｅｃ〜１００℃／ｓｅｃの平均冷却速度で冷却する段階；５００〜７００℃の温度範囲で巻取る段階；３０〜６０％の冷間圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る段階；上記冷延鋼板を（Ａｅ３＋３０℃〜Ａｅ３＋８０℃）の温度範囲で連続焼鈍する段階；連続焼鈍した鋼板を５６０〜７００℃の温度範囲まで１０℃／ｓ以下の平均冷却速度で１次冷却し、２７０〜３３０℃の温度範囲まで１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で２次冷却する段階；及び冷却された鋼板を３８０〜４６０℃の温度範囲まで５℃／ｓ以下の昇温速度で再加熱する段階；を含むことができる。
［数式（１）］［Ｃ］＋（［Ｓｉ］＋［Ａｌ］）／５≦０．３５％
（ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ａｌ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ａｌの重量％を意味する。）
【００１６】
上記高強度冷延鋼板の製造方法において、上記スラブは、銅（Ｃｕ）：０．１％以下、ニッケル（Ｎｉ）：０．１％以下、モリブデン（Ｍｏ）：０．１％以下をさらに含むことができる。
【００１７】
上記高強度冷延鋼板の製造方法において、上記スラブは、ニオブ（Ｎｂ）：０．０３％以下、バナジウム（Ｖ）：０．０１％以下をさらに含むことができる。
【００１８】
上記連続焼鈍する段階は、８３０〜８８０℃の温度範囲で行うことができる。
【００１９】
本発明の他の一側面による高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、上述した高強度冷延鋼板の製造方法により再加熱された冷延鋼板に対し、４３０〜４９０℃の温度範囲で溶融亜鉛めっき処理する段階をさらに含むことができる。
【００２０】
上記溶融亜鉛めっき処理する段階の後、合金化熱処理を行った後に常温まで冷却を実施することができる。
【００２１】
常温まで冷却した後、１％未満の調質圧延を実施することができる。
【発明の効果】
【００２２】
本発明によると、引張強度１１８０ＭＰａ以上の高い強度と０．６５〜０．８５の低い降伏比を有しつつ、２５％以上の高い穴拡げ性、５％〜１３％の延伸率を示す高強度冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができる。
【００２３】
また、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は亜鉛めっき後、ＬＭＥ（Ｌｉｑｕｉｄ  Ｍｅｔａｌ  Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ）抵抗性に優れ、優れた溶接性を示す特徴を有する。
【発明を実施するための形態】
【００２４】
ここで使用される専門用語は、単に特定の実施例を言及するためのものであり、本発明を限定することを意図するものではない。ここで使用される単数形の文章は、これと明らかに反対する意味を示さない限り、複数形も含む。
【００２５】
明細書で使用される「含む」という意味は、特定の特性、領域、整数、段階、動作、要素及び／または成分を具体化し、他の特定の特性、領域、整数、段階、動作、要素、成分及び／または群の存在や付加を除外するものではない。
【００２６】
別段の指示がない限り、ここで使用される技術用語及び科学用語を含むすべての用語は、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が一般的に理解する意味と同一の意味を有する。通常使用される辞書に定義された用語は、関連技術文献及び現在開示された内容に符合する意味を有するものと追加解釈され、定義されていない限り、理想的または非常に公式的な意味で解釈されない。
【００２７】
以下、本発明の一側面による高強度冷延鋼板及び高強度溶融亜鉛めっき鋼板について詳細に説明する。
【００２８】
まず、本発明で提供する高強度冷延鋼板の合金組成について詳細に説明する。このとき、各成分の含有量は特に断りのない限り、重量％を意味する。
【００２９】
炭素（Ｃ）：０．１７〜０．２１％
炭素は、固溶強化及び析出強化によって鋼材の強度を支える基本的な元素である。炭素の量が０．１７％未満であると、他の材質を満たしながら引張強度（ＴＳ）１１８０ＭＰａ級に相当する強度を得ることが難しい。これに対し、炭素の量が０．２１％を超えると、溶接性が悪くなり、所望する穴拡げ性の値を得ることができなくなる。したがって、本発明における炭素の含有量は０．１７〜０．２１％に制限することが好ましい。上記Ｃの下限は０．１８％であることがより好ましく、上記Ｃの上限は０．２０％であることがより好ましい。
【００３０】
ケイ素（Ｓｉ）：０．３〜０．８％
ケイ素は、ベイナイト領域でセメンタイトの析出を阻害することにより、残留オーステナイト分率及び延伸率を高める作用をするＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ  Ｉｎｄｕｃｅｄ  Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼の核心元素である。ケイ素が０．３％未満になると、残留オーステナイトがほとんど残らないようになって延伸率が非常に低くなり、これに対し、ケイ素が０．８％を超えると、ＬＭＥ亀裂の形成による溶接部の物性悪化を防ぐことができなくなり、鋼材の表面の特性及びめっき性が悪くなる。したがって、本発明におけるケイ素の含有量は０．３〜０．８％に制限することが好ましい。上記Ｓｉの下限は０．４％であることがより好ましく、上記Ｓｉの上限は０．６％であることがより好ましい。
【００３１】
マンガン（Ｍｎ）：２．７〜３．３％
本発明におけるマンガンの量は２．７〜３．３％であってもよい。マンガンの含有量が２．７％未満の場合、強度を確保し難くなり、３．３％を超える場合、ベイナイト変態速度が遅くなって、多すぎるフレッシュマルテンサイトが形成され、高い穴拡げ性を得ることが難しくなる。また、マンガンの含有量が高いと、マルテンサイト形成の開始温度が低くなり、焼鈍水冷段階で初期マルテンサイト相を得るために必要な冷却完了温度が低すぎるようになる。したがって、本発明におけるマンガンの含有量は、２．７〜３．３％に制限することが好ましい。上記Ｍｎの下限は２．８％であることがより好ましく、上記Ｍｎの上限は３．１％であることがより好ましい。
【００３２】
クロム（Ｃｒ）：０．３〜０．７％
本発明におけるクロムの量は０．３〜０．７％であってもよい。クロムの量が０．３％未満であると、目標とする引張強度を得ることが難しくなり、上限である０．７％を超えると、ベイナイトの変態速度が遅くなって高い穴拡げ性を得ることが難しくなる。したがって、本発明におけるクロムの含有量は、０．３〜０．７％に制限することが好ましい。上記Ｃｒの下限は０．４％であることがより好ましく、上記Ｃｒの上限は０．６％であることがより好ましい。
【００３３】
アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜０．３％
本発明におけるアルミニウムの量は０．０１〜０．３％であってもよい。アルミニウムの添加量が０．０１％未満であると、鋼材の脱酸が十分に行われず、清浄性を損なうようになる。これに対し、０．３％を超えて添加すると、鋼材の鋳造性を損なうようになる。したがって、本発明におけるアルミニウムの含有量は、０．０１〜０．３％に制限することが好ましい。上記Ａｌの下限は０．０３％であることがより好ましく、上記Ａｌの上限は０．２％であることがより好ましい。
【００３４】
チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．０３％、ホウ素（Ｂ）：０．００１〜０．００３％
本発明では、鋼材の硬化能を高めるために０．０１〜０．０３％のチタン及び０．００１〜０．００３％のホウ素を添加してもよい。チタンの含有量が０．０１％未満であると、ホウ素が窒素と結合するようになり、ホウ素の硬化能強化効果が消失し、０．０３％を超えて含有されると、鋼材の鋳造性が悪くなる。一方、ホウ素含有量が０．００１％未満であると、有効な硬化能強化効果を得ることができず、０．００３％を超えて含有されると、ホウ素炭化物が形成されるおそれがあり、却って硬化能を損なうようになる。したがって、本発明におけるチタンの含有量は０．０１〜０．０３％、ホウ素の含有量は０．００１〜０．００３％に制限することが好ましい。上記Ｔｉの下限は０．０１５％であることがより好ましく、上記Ｔｉの上限は０．０２５％であることがより好ましい。上記Ｂの下限は０．０１５％であることがより好ましく、上記Ｂの上限は０．００２５％であることがより好ましい。
【００３５】
リン（Ｐ）：０．０４％以下
リンは、鋼中に不純物として存在し、その含有量をできるだけ低く制御することが有利であるが、鋼材の強度を高めるために意図的に添加することもある。しかし、上記リンが過度に添加されると、鋼材の靭性が悪化するため、本発明ではこれを防止するために上限を０．０４％に制限することが好ましい。上記Ｐの含有量は、０．０１％以下であることがより好ましい。
【００３６】
硫黄（Ｓ）：０．０２％以下
硫黄は上記リンと同様に鋼中に不純物として存在し、その含有量をできるだけ低く制御することが有利である。また、硫黄は鋼材の延性及び衝撃特性を悪化させるため、その上限を０．０２％以下に制限することが好ましい。上記Ｓの含有量は、０．００３％以下であることがより好ましい。
【００３７】
窒素（Ｎ）：０．０１％以下
本発明において窒素は不純物として鋼材に含まれており、その含有量をできるだけ低く制御することが有利である。上記窒素が多量に添加されると、窒化物を形成し過ぎて過度の組織微細化による圧延性の低下を招き、目標とする組織制御が不可能になり、衝撃特性などの最終品質も損なわれるようになるため、その上限を０．０１％以下に制限することが好ましい。上記Ｎの含有量は、０．００６０％以下であることがより好ましい。
【００３８】
本発明の鋼板は、上述した合金組成の他に、銅（Ｃｕ）：０．１％以下、ニッケル（Ｎｉ）：０．１％以下、モリブデン（Ｍｏ）：０．１％以下をさらに含んでもよい。
【００３９】
銅（Ｃｕ）：０．１％以下、ニッケル（Ｎｉ）：０．１％以下、モリブデン（Ｍｏ）：０．１％以下
銅、ニッケル、及びモリブデンは、鋼材の強度を高める元素であって、本発明では選択成分として含み、各元素の添加上限を０．１％に制限する。これら元素は、鋼材の強度と硬化能を高める元素であるが、過度に多い量を添加すると、目標とする強度レベルを超える可能性があり、高価の元素であるため、経済的な側面で添加上限を０．１％に制限することが好ましい。一方、上記の銅、ニッケル、及びモリブデンは、固溶強化のために作用するため、０．０３％未満添加すると、固溶強化効果が僅かであるおそれがあることから、添加する場合にはその下限を０．０３％以上に制限することができる。上記Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏのそれぞれの上限は０．０６％であることがより好ましい。
【００４０】
本発明の鋼板は、上述した合金組成の他にニオブ（Ｎｂ）：０．０３％以下、バナジウム（Ｖ）：０．０１％以下をさらに含んでもよい。
【００４１】
ニオブ（Ｎｂ）：０．０３％以下、バナジウム（Ｖ）：０．０１％以下
ニオブ及びバナジウムは、析出硬化によって鋼材の降伏強度を高める元素であって、本発明では降伏強度を高めるために選択的に添加してもよい。但し、その含有量が多すぎると、延伸率が低くなり過ぎて、鋼材の脆性を誘発するおそれがあるため、本発明ではニオブ及びバナジウムの上限をそれぞれ０．０３％及び０．０１％以下に制限する。一方、ニオブ及びバナジウムは、析出硬化を起こすため、少量添加でも効果があるが、０．００５％未満で添加すると、その効果が僅かであるおそれがあるため、添加する場合にはその下限を０．００５％以上に制限することができる。上記Ｎｂ及びＶの上限は、それぞれ０．０２％、０．００８％であることがより好ましい。
数式（１）：［Ｃ］＋（［Ｓｉ］＋［Ａｌ］）／５≦０．３５％
（ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ａｌ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ａｌの重量％を意味する。）
【００４２】
上述したＣ、Ｓｉ、及びＡｌの含有量とともにＣ、Ｓｉ、及びＡｌは上記数式（１）を満たす。めっき鋼板の液状金属脆化（ＬＭＥ、Ｌｉｑｕｉｄ  Ｍｅｔａｌ  Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ）はスポット溶接中にめっきした亜鉛が液状になった状態で、鋼板のオーステナイト結晶粒の界面に引張応力が形成され、液状亜鉛がオーステナイト結晶粒の境界に浸透して発生する。かかるＬＭＥ現象は、特にＳｉ及びＡｌが添加された鋼板で激しく現れるため、本発明では上記数式（１）を介してＳｉ及びＡｌの添加量を制限する。また、Ｃの含有量が高いと、鋼材のＡ３温度が低くなってＬＭＥに脆弱なオーステナイト領域が拡大し、素材の靭性が脆弱になる効果があるため、上記数式（１）を介してその添加量も制限した。
【００４３】
上記数式（１）の値が０．３５％を超えると、上述のようにスポット溶接時、ＬＭＥ抵抗が悪くなるため、スポット溶接部の後にＬＭＥクラックが存在して疲労特性及び構造的安全性を損なうようになる。一方、上記数式（１）の値が小さいほど、スポット溶接性及びＬＭＥ抵抗性が改善されるため、その下限を別に設定しなくてもよいが、その値が０．２０％未満であると、スポット溶接性及びＬＭＥ抵抗性は改善されるが、優れた穴拡げ性とともに１１８０ＭＰａ級の高い引張強度を得ることが難しくなるため、その下限を０．２５％とすることができる。
【００４４】
本発明の残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。その他の通常の鉄鋼製造過程では、原料または周囲環境から意図されない不純物が不可避に混入してもよい。これら不純物は、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では言及しない。
【００４５】
一方、上述した鋼組成を満たす本発明の高強度冷延鋼板は、面積分率で残留オーステナイト３〜７％、フレッシュマルテンサイト５〜１５％、フェライト５％以下（０％を含む）、残部ベイナイトまたは焼戻しマルテンサイトを含む微細組織を有する。また、ベイナイトのラス（ｌａｔｈ）境界、または焼戻しマルテンサイトのラスの内部、もしくは結晶粒の境界に第２相としてセメンタイト相が析出して分布し、その体積分率は１〜３％であってもよい。
【００４６】
本発明に係る高強度冷延鋼板では、セメンタイト成長を抑制し、オーステナイトを安定化させるＳｉ及びＡｌの含有量を上記数式（１）の条件により制限することで微細組織内に一部のセメンタイトが析出、成長するようになる。このセメンタイトは２次冷却で形成されたマルテンサイトが再加熱されるとき、マルテンサイトラスまたは結晶粒の境界で析出したり、２次冷却後の再加熱中にベイナイト変態が発生するとき、ベイナイトフェライトラス間の炭素が濃化した部分で形成される。本発明に係る冷延鋼板では、数式（１）でＳｉ及びＡｌの上限を制限することによって体積分率で１％レベル以上のセメンタイトが析出するようになるが、それでも一部のＳｉ及びＡｌの存在によってオーステナイトが残留するようになり、残留オーステナイトの内部に炭素が分布するため、セメンタイト析出量は３％よりは小さい。また、Ｓｉ及びＡｌがある程度添加されるため、本発明鋼にはオーステナイトが３〜７％レベルで残留して存在するが、Ｓｉ及びＡｌの含有量が非常に高い典型的なＴＲＩＰ鋼のような高い分率の残留オーステナイトは分布しない。
【００４７】
また、本発明では低い降伏比を得るためにフレッシュマルテンサイト（Ｆｒｅｓｈ  Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）組織を５〜１５％のレベルで導入する。２次冷却及び再加熱を終えた状態でオーステナイト相分率が高いと、オーステナイト内の炭素含有量が低く安定性が不足して、以後の冷却過程で一部がフレッシュマルテンサイトに変態し、これによって降伏比が低くなる。
【００４８】
また、本発明におけるフェライト組織は穴拡げ性に悪いが、製造過程で５％以下（０％を含む）のレベルで存在してもよい。その他の本発明の微細組織での残部はベイナイトまたは焼戻しマルテンサイト組織で構成される。
【００４９】
以上の合金成分及び微細組織を有することにより、本発明の高強度冷延鋼板は１１８０ＭＰａ以上の引張強度及び０．６５〜０．８５の低い降伏比においても２５％以上の高い穴拡げ性を示すようになる。上述のように本発明に係る高強度冷延鋼板の降伏比が低いことは、フレッシュマルテンサイトの導入によるものであるが、本発明者らは本発明に係る合金成分及び組織制御条件では、フレッシュマルテンサイトが存在しても穴拡げ性が２５％以上得られることを発見した。また、本発明に係る高強度冷延鋼板は、Ｓｉ及びＡｌの含有量を制限するため、ＴＲＩＰ効果が弱く、５〜１３％の延伸率を示す。
【００５０】
また、本発明は、上記高強度冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき処理した溶融亜鉛めっき鋼板と、その溶融亜鉛めっき鋼板を合金化熱処理した合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することもできる。
【００５１】
次に、本発明の他の一側面による高強度冷延鋼板及び高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について詳細に説明する。
【００５２】
本発明に係る高強度冷延鋼板は、上述した鋼成分組成を満たす鋼スラブ加熱−熱間圧延−冷却−巻取り−冷間圧延−連続焼鈍−１次及び２次冷却−再加熱工程を経ることで製造することができ、詳細な内容は以下のとおりである。
【００５３】
鋼スラブの準備及び加熱工程
まず、上述した合金組成を有し、数式（１）を満たすスラブを準備して上記スラブを１１５０℃〜１２５０℃の温度まで加熱する。このとき、スラブ温度が１１５０℃未満であると、次の段階である熱間圧延の実行が不可能になり、これに対し、１２５０℃を超えると、スラブ温度を高めるために多くのエネルギーが必要以上にかかる。したがって、上記加熱温度は１１５０〜１２５０℃の温度に制限することが好ましい。上記加熱温度の下限は１１９０℃であることがより好ましく、上記加熱温度の上限は１２３０℃であることがより好ましい。
【００５４】
熱間圧延工程
上記加熱されたスラブを仕上げ圧延温度（ＦＤＴ）が９００℃〜９８０℃になる条件で意図した目的に合う厚さまで熱間圧延する。上記仕上げ圧延温度（ＦＤＴ）が９００℃未満であると、圧延負荷が大きく、形状不良が増加して生産性が悪くなる。これに対し、上記仕上げ圧延温度が９８０℃を超えると、過度の高温作業による酸化物の増加により表面品質が悪くなる。したがって、上記仕上げ圧延温度が９００〜９８０℃である条件で熱間圧延することが好ましい。上記仕上げ圧延温度の下限は９１０℃であることがより好ましく、上記仕上げ圧延温度の上限は９５０℃であることがより好ましい。
【００５５】
巻取り工程及び冷間圧延工程
上記熱間圧延された鋼板を１０℃／ｓ〜１００℃／ｓの平均冷却速度で巻取り温度まで冷却し、５００〜７００℃の標準的な温度領域で巻取りを行う。巻取り後、熱延鋼板を３０〜６０％の冷間圧下率で圧延して冷延鋼板を得る。上記平均冷却速度が１０℃／ｓ未満の場合には、熱間圧延の生産性が過度に低下する欠点があり、１００℃／ｓを超える場合には、エッジ部の強度が上昇し、幅方向の材質ばらつきが大きくなるおそれがある。上記平均冷却速度の下限は２０℃／ｓであることが好ましく、上記平均冷却速度の上限は８０℃／ｓであることが好ましい。上記巻取り温度の下限は５５０℃であることが好ましく、上記巻取り温度の上限は６５０℃であることが好ましい。上記冷間圧下率が３０％未満であると、目標とする厚さ精度を確保し難いだけでなく、鋼板の形状矯正が難しくなる。これに対し、冷間圧下率が６０％を超えると、鋼板のエッジ（ｅｄｇｅ）部にクラックが発生する可能性が高くなり、冷間圧延の負荷が過度に大きくなる問題点が発生する。したがって、本発明では冷間圧延の段階における冷間圧下率を３０〜６０％に制限することが好ましい。上記冷間圧下率の下限は３５％であることがより好ましく、上記冷間圧下率の上限は５０％であることがより好ましい。
【００５６】
連続焼鈍工程
本発明では、上記冷間圧延された鋼板を（Ａｅ３＋３０℃〜Ａｅ３＋８０℃）の温度範囲で連続焼鈍を実施する。より好ましくは、８３０〜８８０℃の温度範囲で連続焼鈍を行うことができる。また、上記連続焼鈍は、連続合金化溶融めっき連続炉で行うことができる。連続焼鈍段階は、オーステナイト単相域まで加熱して１００％に近いオーステナイトを形成し、この後の相変態に利用するためである。仮に、上記連続焼鈍温度がＡｅ３＋３０℃未満または８３０℃未満であると、十分なオーステナイト変態が行われず、焼鈍後の目的とするマルテンサイト及びベイナイト分率を確保することができない。これに対し、上記連続焼鈍温度がＡｅ３＋８０℃超過または８８０℃超過であると、生産性が低下し、粗大なオーステナイトが形成されて材質が劣化する。また、焼鈍中に酸化物が成長してめっき材の表面品質を確保し難い。上記Ａｅ３は、当該技術分野で標準的に利用されるＣＡＬＰＨＡＤ（Ｃｏｍｐｕｔｅｒ  Ｃｏｕｐｌｉｎｇ  ｏｆ  Ｐｈａｓｅ  Ｄｉａｇｒａｍｓ  ａｎｄ  Ｔｈｅｒｍｏｃｈｅｍｉｓｔｒｙ）法を活用した熱力学ソフトウェアを用いて計算することができる。
【００５７】
１次及び２次冷却工程
上記連続焼鈍された鋼板を５６０〜７００℃の温度範囲まで１０℃／ｓ以下の平均冷却速度で１次冷却し、２７０〜３３０℃の温度範囲まで１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で２次冷却してマルテンサイトを導入する。ここで、上記１次冷却終了温度は、１次冷却で適用しない急冷設備がさらに適用されて急冷が開始される時点と定義することができる。冷却工程を１次及び２次冷却に分けて段階的に実行すると、徐冷段階で鋼板の温度分布を均一にして、最終的な温度及び材質ばらつきを減少させることができ、必要な相構成を得る上でも有利である。
【００５８】
上記１次冷却は１０℃／ｓ以下の平均冷却速度で徐冷し、その冷却終了温度は５６０〜７００℃の温度範囲であってもよい。１次冷却終了温度が５６０℃よりも低くなると、フェライト相が析出しすぎて最終穴拡げ性が悪化し、これに対し、７００℃を超えると、２次冷却に過度の負荷がかかって連続焼鈍ラインの板速度を遅らせる必要があるため、生産性が低下するようになる。上記１次冷却終了温度の下限は５８０℃であることがより好ましく、上記１次冷却終了温度の上限は、６７０℃であることがより好ましい。
【００５９】
上記２次冷却は、上記１次冷却で適用されない急冷設備がさらに適用されることができ、好ましくは、Ｈ２  ｇａｓを用いた水素急冷設備を利用することができる。このとき、２次冷却終了温度は、適切な初期マルテンサイト分率が得られる２７０〜３３０℃に制御することが重要であるが、２７０℃よりも低くなると、２次冷却中に変態される初期マルテンサイト分率が高くなりすぎて、後続工程で必要な様々な相変態を得る空間がなくなり、鋼板の形状及び作業性が悪くなる。これに対し、２次冷却終了温度が３３０℃を超えると、初期マルテンサイト分率が低く、高い穴拡げ性を得ることができなくなる。上記２次冷却終了温度の下限は２９０℃であることがより好ましく、上記２次冷却終了温度の上限は３２０℃であることがより好ましい。上記２次冷却時の平均冷却速度が１０℃／ｓ未満の場合には、冷却中にフェライト／ベイナイト相などが形成されて強度が低下し、最終的には所望の微細組織を確保し難い可能性がある。
【００６０】
再加熱工程及び溶融亜鉛めっき処理工程
上記冷却された鋼板を再び、３８０〜４６０℃の温度範囲まで５℃／ｓ以下の昇温速度で再加熱し、以前の段階で得られたマルテンサイトを焼戻し、ベイナイト変態誘導及びベイナイトに隣接している未変態オーステナイトに炭素を濃縮させる。このとき、再加熱温度を３８０〜４６０℃に制御することが重要であり、３８０℃より低いか、４６０℃を超えると、ベイナイトの相変態量が少なく、最終冷却過程で多すぎるフレッシュマルテンサイトが形成されて延伸率及び穴拡げ性を大きく損なうようになる。上記再加熱温度の下限は４４０℃であることがより好ましく、上記再加熱温度の上限は４４０℃であることがより好ましい。上記再加熱時の昇温速度が５℃／ｓを超える場合には、２次冷却時に形成されたマルテンサイト相の焼戻しが不足となり、昇温中にベイナイト相変態が十分に得られないおそれがある。
【００６１】
再加熱後に４３０〜４９０℃の温度範囲で溶融亜鉛めっき処理し、この後必要に応じて合金化熱処理を行った後、常温まで冷却を行うことができる。以後、鋼板の形状を矯正して降伏強度を調整するために、１％未満の調質圧延を行う工程を含むことができる。
【実施例】
【００６２】
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ためである。
【００６３】
（実施例）
下記表１の合金組成を有するスラブを準備した後、表２及び３に記載された条件で鋼スラブ加熱−熱間圧延−冷却−巻取り−冷間圧延−連続焼鈍−１次及び２次冷却−再加熱工程を経て冷延鋼板を製造した。一方、下記表２及び３に記載されたＦＤＴは仕上げ圧延温度、ＣＴは熱延巻取り温度、ＳＳは連続焼鈍温度、ＳＣＳは１次冷却終了温度、ＲＣＳは２次冷却終了温度、ＲＨＳは再加熱温度を意味する。
【００６４】
このように製造された冷延鋼板について微細組織、機械的物性、及び最大ＬＭＥ亀裂サイズを測定した後、下記表３にその結果を示した。
【００６５】
最大ＬＥＭ亀裂サイズは、試験片をＤｏｍｅ  Ｒａｄｉｕｓ  ６ｍｍ、加圧力３．５４ｋＮ、溶接時間２３４ｍｓ、Ｈ／Ｔ  １００ｍｓ、Ｔｉｌｔｉｎｇ  ５度、Ｇａｐ  １．０ｍｍの過酷な条件でスポット溶接した後、ナゲットを横切る任意の断面を取って、存在するＬＭＥ亀裂の最大長さを測定した。
【００６６】
微細組織の種類及び分率は、残留オーステナイトの場合、ＸＲＤ  ｐｅａｋ  ａｎａｌｙｓｉｓによって測定し、残りのフレッシュマルテンサイト、フェライト、セメンタイト、ベイナイト、及び焼戻しマルテンサイト相の分率は、走査電子顕微鏡ＥＢＳＤ分析を介して測定した。
【００６７】
【表１】
2022501510.tif 000002
【００６８】
【表２】
2022501510.tif 000003
【００６９】
【表３】
2022501510.tif 000004
【００７０】
【表４】
2022501510.tif 000005
【００７１】
まず、比較例１〜５は、それぞれ鋼種Ａ〜Ｅが適用された場合である。鋼種Ａ〜ＥはＣ、ＭｎまたはＣｒの含有量が本発明の範囲よりも低い場合であって、ＴＳ  １１８０ＭＰａ級の強度が得られなかった。鋼種Ａ〜Ｅのように合金成分添加量が本発明の成分範囲から外れる鋼材であっても焼鈍熱処理条件を大きく変えると引張強度を１１８０ＭＰａよりさらに高く得ることができるが、このような場合、多すぎるフレッシュマルテンサイトの導入が必要であり、高い穴拡げ性を得ることができなくなる。比較例６の場合、Ｃ含有量が本発明の範囲を超えた鋼種Ｆが適用された場合であって、本発明で提示する工程の条件を満たしても、高い穴拡げ性を得ることができなかった。
【００７２】
比較例７の鋼種ＧはＭｎ含有量が本発明の範囲を超えた場合であって、これにより、フレッシュマルテンサイトの割合が２０％に達することで、穴拡げ性が大きく悪化し、降伏比も非常に低くなった。また、比較例８の鋼種ＨはＭｎの代わりにＣｒを高めた鋼種であって、低い降伏比を得ることが難しかった。
【００７３】
比較例９及び１０は、本発明の合金組成を満たす鋼種Ｉ及びＪが適用されたが、焼鈍急冷温度が３３０℃を超えてフレッシュマルテンサイトの割合が高くなり、穴拡げ性が大きく悪化した。
【００７４】
発明例１及び２は、本発明の合金組成を満たす鋼種Ｋ及びＬが適用されており、全ての工程条件を満たした場合であって、０．６５〜０．８５の低い降伏比で２５％以上の穴拡げ性及び５％〜１３％の加工に適した延伸率を得ることができた。
【００７５】
比較例６及び１１にそれぞれ適用された鋼種Ｆ及びＭは数式１を満たしていない合金量を有しており、これによって溶接部内のＬＭＥ亀裂の最大サイズが１００μｍを超えたことにより、ＬＭＥ亀裂抵抗性が悪化したことが分かった。
【００７６】
一方、深刻なＬＭＥ亀裂として存在が許容されない重なり部の内側の亀裂は、実験材の全てに存在していなかった。
【００７７】
本発明を上述した内容により説明したが、下記に記載する特許請求の範囲の概念及び範囲を外れない限り、様々な修正及び変形が可能であるということは、本発明が属する技術分野に従事する者であれば、容易に理解することができる。
【国際調査報告】
2022501510.tif 000006
2022501510.tif 000007
2022501510.tif 000008
2022501510.tif 000009