(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１４％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．００５〜１．０％、Ｍｏ：０．００３〜０．３％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．１３％、Ｖ：０．００３〜０．２％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、
下記式１及び２により定義される［Ｃ］＊が０．０２２以上０．１０以下であり、
その微細組織において、フェライト及びベイナイトの面積率の合計が９７〜９９％であり、ＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ  ａｎｄ  Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）の面積率が１〜３％であり、直径１０μｍ以上のオーステナイトの単位面積当たりの個数は１×１０４個／ｃｍ２以下（０個／ｃｍ２を含む）である、高強度複合組織鋼。
［式１］［Ｃ］＊＝（［Ｃ］＋［Ｎ］）−（［Ｃ］＋［Ｎ］）×Ｓ
［式２］Ｓ＝（［Ｎｂ］／９３＋［Ｔｉ］／４８＋［Ｖ］／５１＋［Ｍｏ］／９６）／（［Ｃ］／１２＋［Ｎ］／１４）
（ここで、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｖ］及び［Ｍｏ］はそれぞれ、該当元素の重量％を意味する）
【請求項２】
下記関係式１を満たす、請求項１に記載の高強度複合組織鋼。
［関係式１］［Ｍｎ］＋２．８［Ｍｏ］＋１．５［Ｃｒ］＋５００［Ｂ］≦４．０
（ここで、［Ｍｎ］、［Ｍｏ］、［Ｃｒ］及び［Ｂ］はそれぞれ、該当元素の重量％を意味する）
【請求項３】
前記フェライトは、面積率が２０％以上であり、前記ベイナイトは、面積率が１０％以上である、請求項１に記載の高強度複合組織鋼。
【請求項４】
−３０℃におけるＨＥＲ（Ｈｏｌｅ  Ｅ×ｐａｎｄｉｎｇ  Ｒａｔｉｏ）と引張強度の積が３０，０００ＭＰａ・％以上である、請求項１に記載の高強度複合組織鋼。
【請求項５】
焼付硬化能（ＢＨ）が４０ＭＰａ以上である、請求項１に記載の高強度複合組織鋼。
【請求項６】
重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１４％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．００５〜１．０％、Ｍｏ：０．００３〜０．３％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．１３％、Ｖ：０．００３〜０．２％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、下記式１及び２により定義される［Ｃ］＊が０．０２２以上０．１０以下であり、下記関係式１を満たすスラブを１２００〜１３５０℃で再加熱する段階と、
前記再加熱されたスラブを８５０〜１１５０℃の温度範囲で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
前記熱延鋼板を１０〜７０℃／ｓｅｃの速度で５００〜７００℃の１次冷却終了温度まで１次冷却する段階と、
前記１次冷却された熱延鋼板を前記１次冷却終了温度で３〜１０秒間空冷する段階と、
前記空冷した熱延鋼板を１０〜７０℃／ｓｅｃの速度で４００〜５５０℃の２次冷却終了温度まで２次冷却する段階と、
前記２次冷却された熱延鋼板を前記２次冷却終了温度で巻取る段階と、
前記巻取られた熱延鋼板を２５℃／時間以下（０℃／時間は除く）の速度で２００℃以下まで３次冷却する段階と、
を含む、請求項１に記載の高強度複合組織鋼の製造方法。
［式１］［Ｃ］＊＝（［Ｃ］＋［Ｎ］）−（［Ｃ］＋［Ｎ］）×Ｓ
［式２］Ｓ＝（［Ｎｂ］／９３＋［Ｔｉ］／４８＋［Ｖ］／５１＋［Ｍｏ］／９６）／（［Ｃ］／１２＋［Ｎ］／１４）
［関係式１］［Ｍｎ］＋２．８［Ｍｏ］＋１．５［Ｃｒ］＋５００［Ｂ］≦４．０
（ここで、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｖ］、［Ｍｏ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］及び［Ｂ］はそれぞれ、該当元素の重量％を意味する）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、低温域におけるバーリング性に優れた高強度複合組織鋼及びその製造方法に関するものであり、より詳細には、自動車シャーシ部品のメンバー類、ロアアーム、補強材、連結材などに好ましく用いられることができる、低温域におけるバーリング性に優れた高強度複合組織鋼及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
一般に、自動車シャーシ部品用の熱延鋼板には、フェライト−ベイナイトの二相複合組織鋼が主に用いられ、関連技術としては特許文献１〜３がある。ところが、このような複合組織鋼を製造するために主に活用されるＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｍｏ、Ｃｒなどの合金成分は、熱延鋼板の強度と伸びフランジ性を向上させるのに効果的であるが、過剰に添加した場合は、合金成分の偏析と微細組織の不均一を引き起こして伸びフランジ性がむしろ劣化し得る。特に、硬化能の高い鋼は、微細組織が冷却条件によって敏感に変化し、もし低温変態組織相が不均一に形成される場合、伸びフランジ性が劣化し得る。また、高強度を得るためにＴｉ、Ｎｂ、Ｖなどの析出物形成元素を過度に活用すると、熱間圧延中の鋼の再結晶遅延によって圧延負荷が増加して薄物製品を製造し難く、成形性にも劣る。また、鋼中の固溶Ｃ、Ｎの含量が減少して高いＢＨ値を得難く、経済的にも不利となる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特開平０６−２９３９１０号公報
【特許文献２】韓国登録特許第１０−１１１４６７２号公報
【特許文献３】韓国公開特許第１０−２０１３−７００９１９６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
本発明の様々な目的の一つは、低温域におけるバーリング性に優れた高強度複合組織鋼と、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】
【０００５】
本発明の一側面は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１４％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．００５〜１．０％、Ｍｏ：０．００３〜０．３％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．１３％、Ｖ：０．００３〜０．２％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、下記式１及び２により定義される［Ｃ］＊が０．０２２以上０．１０以下であり、その微細組織において、フェライト及びベイナイトの面積率の合計が９７〜９９％であり、ＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ  ａｎｄ  Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）の面積率が１〜３％であり、直径１０μｍ以上のオーステナイトの単位面積当たりの個数は１×１０４個／ｃｍ２以下（０個／ｃｍ２を含む）であり、直径１０μｍ未満のオーステナイトの単位面積当たりの個数は１×１０８個／ｃｍ２以上である、高強度複合組織鋼を提供する。
［式１］［Ｃ］＊＝（［Ｃ］＋［Ｎ］）−（［Ｃ］＋［Ｎ］）×Ｓ
［式２］Ｓ＝（［Ｎｂ］／９３＋［Ｔｉ］／４８＋［Ｖ］／５１＋［Ｍｏ］／９６）／（［Ｃ］／１２＋［Ｎ］／１４）
（ここで、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｖ］及び［Ｍｏ］はそれぞれ、該当元素の重量％を意味する）
【０００６】
本発明の他の側面は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１４％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．００５〜１．０％、Ｍｏ：０．００３〜０．３％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．１３％、Ｖ：０．００３〜０．２％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、下記式１及び２により定義される［Ｃ］＊が０．０２２以上０．１０以下であり、下記関係式１を満たすスラブを再加熱する段階と、上記再加熱されたスラブを熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を１０〜７０℃／ｓｅｃの速度で５００〜７００℃の１次冷却終了温度まで１次冷却する段階と、上記１次冷却された熱延鋼板を上記１次冷却終了温度で３〜１０秒間空冷する段階と、上記空冷した熱延鋼板を１０〜７０℃／ｓｅｃの速度で４００〜５５０℃の２次冷却終了温度まで２次冷却する段階と、上記２次冷却された熱延鋼板を上記２次冷却終了温度で巻取る段階と、上記巻取られた熱延鋼板を２５℃／時間以下（０℃／時間は除く）の速度で２００℃以下まで３次冷却する段階と、を含む、高強度複合組織鋼の製造方法を提供する。
［式１］［Ｃ］＊＝（［Ｃ］＋［Ｎ］）−（［Ｃ］＋［Ｎ］）×Ｓ
［式２］Ｓ＝（［Ｎｂ］／９３＋［Ｔｉ］／４８＋［Ｖ］／５１＋［Ｍｏ］／９６）／（［Ｃ］／１２＋［Ｎ］／１４）
［関係式１］［Ｍｎ］＋２．８［Ｍｏ］＋１．５［Ｃｒ］＋５００［Ｂ］≦４．０
（ここで、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｖ］、［Ｍｏ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］及び［Ｂ］はそれぞれ、該当元素の重量％を意味する）
【発明の効果】
【０００７】
本発明の様々な効果の一つとして、本発明による高強度複合組織鋼は、低温域におけるバーリング性に優れるという利点がある。
【０００８】
本発明の多様で有益な利点と効果は、上述の内容に限定されず、本発明の具体的な実施形態を説明する過程で、より容易に理解することができる。
【図面の簡単な説明】
【０００９】
【図１】発明例と比較例の引張強度とＨＥＲ間の関係をグラフ化して示したものである。
【発明を実施するための形態】
【００１０】
以下、本発明の一側面である低温域におけるバーリング性に優れた高強度複合組織鋼について詳細に説明する。
【００１１】
まず、本発明の高強度複合組織鋼の合金成分及び好ましい含量範囲について詳細に説明する。後述する各成分の含量は、特に言及しない限り、すべて重量基準であることを予め明らかにしておく。
【００１２】
Ｃ：０．０５〜０．１４％
Ｃは、鋼を強化させるのに最も経済的かつ効果的な元素であり、その含量が増加するにつれて、析出強化効果またはベイナイト分率増加効果によって引張強度が増加する。本発明においてこのような効果を得るためには、０．０５％以上含まれることが好ましい。但し、その含量が多すぎると、マルテンサイトが多量に形成されて強度が過剰に上昇し、成形性及び耐衝撃特性が劣化し、溶接性も劣化する。したがって、これを防止するためには、Ｃ含量の上限を０．１４％に限定することが好ましく、０．１２％に限定することがより好ましく、０．１０％に限定することがさらに好ましい。
【００１３】
Ｓｉ：０．０１〜１．０％
Ｓｉは、溶鋼を脱酸させ、固溶強化によって鋼の強度を向上させ、粗大な炭化物形成を遅らせて成形性を向上させる役割を果たす。本発明においてこのような効果を得るためには、０．０１％以上含まれることが好ましい。但し、その含量が多すぎると、熱間圧延時の鋼板表面にＳｉによる赤スケールが形成されて鋼板の表面品質が非常に悪くなるだけでなく、延性及び溶接性が低下するという問題がある。したがって、これを防止するためには、Ｓｉ含量の上限を１．０％に限定することが好ましい。
【００１４】
Ｍｎ：１．０〜３．０％
Ｍｎは、Ｓｉと同様に鋼を固溶強化させるのに効果的な元素であり、鋼の硬化能を増加させて熱間圧延後の冷却中にベイナイトの形成を容易にする。本発明においてこのような効果を得るためには、１．０％以上含まれることが好ましく、１．２％以上含まれることがより好ましい。但し、その含量が多すぎると、硬化能が大きく増加してマルテンサイト変態が起こりやすく、板厚方向に微細組織が不均一に形成されて伸びフランジ性が劣化するという問題がある。したがって、これを防止するためには、Ｍｎ含量の上限を３．０％に限定することが好ましく、２．５％に限定することがより好ましい。
【００１５】
Ａｌ：０．０１〜０．１％
Ａｌは、主に脱酸のために添加する成分であり、十分な脱酸効果を期待するためには、０．０１％以上含まれることが好ましい。但し、その含量が多すぎると、窒素と結合してＡｌＮが形成されて連続鋳造時のスラブにコーナークラックが発生しやすくなり、介在物の形成による欠陥が発生しやすくなる。したがって、これを防止するためには、Ａｌの含量の上限を０．１％に限定することが好ましく、０．０６％に限定することがより好ましい。
【００１６】
Ｃｒ：０．００５〜１．０％
Ｃｒは、鋼を固溶強化させ、冷却時にフェライト相変態を遅らせてベイナイトの形成に寄与する役割を果たす。本発明においてこのような効果を得るためには０．００５％以上含まれることが好ましく、０．００８％以上含まれることがより好ましい。但し、その含量が多すぎると、フェライト変態を過度に遅らせてマルテンサイトが形成され、これにより、鋼の延性が劣化する。また、Ｍｎと同様に、板厚中心部に偏析部を大きく発達させて厚さ方向の微細組織が不均一となって伸びフランジ性が劣化する。したがって、これを防止するためには、Ｃｒ含量の上限を１．０％に限定することが好ましく、０．８％に限定することがより好ましい。
【００１７】
Ｍｏ：０．００３〜０．３％
Ｍｏは、鋼の硬化能を増加させてベイナイトの形成を容易にする。本発明においてこのような効果を得るためには、０．００３％以上含まれることが好ましい。但し、その含量が多すぎると、過度な焼入れ性増加によってマルテンサイトが形成されて成形性が急激に劣化し、経済的または溶接性の側面においても不利である。したがって、これを防止するためには、Ｍｏ含量の上限を０．３％に限定することが好ましく、０．２％に限定することがより好ましく、０．１％に限定することがさらに好ましい。
【００１８】
Ｐ：０．００１〜０．０５％
ＰはＳｉと同様に、固溶強化及びフェライト変態促進の効果を同時に有する。本発明においてこのような効果を得るためには、０．００１％以上含まれることが好ましい。但し、その含量が多すぎると、粒界偏析による脆化が発生し、成形時に微細亀裂が発生しやすく、延性、伸びフランジ性及び耐衝撃特性が大きく劣化する。したがって、これを防止するためには、Ｐ含量の上限を０．０５％に限定することが好ましく、０．０３％に限定することがより好ましい。
【００１９】
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、鋼中に不可避に含有される不純物であり、その含量が多すぎると、Ｍｎなどと結合して非金属介在物を形成する。これにより、鋼の切断加工時に微細亀裂が発生しやすくなり、伸びフランジ性と耐衝撃特性が大きく低下するという問題がある。したがって、これを防止するためには、Ｓ含量の上限を０．０１％に限定することが好ましく、０．００５％に限定することがより好ましい。一方、本発明では、Ｓ含量の下限については特に限定しないが、Ｓ含量を０．００１％未満に下げるためには、相当な製鋼操業時を要し、生産性が低下し得る。したがって、これを考慮すると、０．００１％に限定することができる。
【００２０】
Ｎ：０．００１〜０．０１％
Ｎは、Ｃと共に代表的な固溶強化元素であり、Ｔｉ、Ａｌなどと共に粗大な析出物を形成する。本発明においてこのような効果を得るためには、０．００１％以上含まれることが好ましい。一方、Ｎの固溶強化効果は炭素よりも優れるが、鋼中のＮ含量が多すぎると、靭性が大きく低下するという問題がある。したがって、これを防止するためには、Ｎ含量の上限を０．０１％に限定することが好ましく、０．００５％に限定することがより好ましい。
【００２１】
Ｎｂ：０．００５〜０．０６％
Ｎｂは、Ｔｉ、Ｖと共に代表的な析出強化元素であり、熱間圧延中に析出して再結晶遅延を介して結晶粒を微細化し、これにより、鋼の強度及び衝撃靭性を改善する役割を果たす。本発明においてこのような効果を得るためには、０．００５％以上含まれることが好ましく、０．０１％以上含まれることがより好ましい。但し、その含量が多すぎると、熱間圧延中に過度な再結晶遅延によって延伸した結晶粒が形成され、粗大な複合析出物が形成されて伸びフランジ性に劣るという問題がある。したがって、これを防止するためには、Ｎｂ含量の上限を０．０６％に限定することが好ましく、０．０４％に限定することがより好ましい。
【００２２】
Ｔｉ：０．００５〜０．１３％
Ｔｉは、Ｎｂ、Ｖと共に代表的な析出強化元素であり、Ｎと親和力が強いため、鋼中に粗大なＴｉＮを形成する。このようなＴｉＮは、熱間圧延のための加熱過程で結晶粒が成長することを抑制する役割を果たす。一方、Ｎとの反応後に残ったＴｉは、鋼中に固溶してＣと結合することによりＴｉＣ析出物を形成し、このようなＴｉＣは鋼の強度を向上させる役割を果たす。本発明においてこのような効果を得るためには、０．００５％以上含まれることが好ましく、０．０５％以上含まれることがより好ましい。但し、その含量が多すぎると、粗大なＴｉＮの形成及び析出物の粗大化によって成形時の伸びフランジ性が劣化し得る。したがって、これを防止するためには、Ｔｉ含量の上限を０．１３％に限定することが好ましい。
【００２３】
Ｖ：０．００３〜０．２％
Ｖは、Ｎｂ、Ｔｉと共に代表的な析出強化元素であり、巻取り後に析出物を形成して鋼の強度を向上させる役割を果たす。本発明においてこのような効果を得るためには、０．００３％以上含まれることが好ましい。但し、その含量が多すぎると、粗大な複合析出物が形成されて伸びフランジ性が劣化し、経済的にも不利である。したがって、これを防止するためには、Ｖ含量の上限を０．２％に限定することが好ましく、０．１５％に限定することがより好ましい。
【００２４】
Ｂ：０．０００３〜０．００３％
Ｂは、鋼中に固溶状態で存在する場合、結晶粒界を安定化させて低温域における鋼の脆性を改善する効果があり、固溶Ｎと共にＢＮを形成して粗大な窒化物の形成を抑制する役割を果たす。本発明においてこのような効果を得るためには、０．０００３％以上含まれることが好ましい。但し、その含量が多すぎると、熱延中に再結晶挙動を遅らせ、フェライト変態を遅らせて析出強化効果が減少する。したがって、これを防止するためには、Ｂ含量の上限を０．００３％に限定することが好ましく、０．００２％に限定することがより好ましい。
【００２５】
上記組成以外の残りの成分は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可避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、本技術分野における通常の知識を有する者であれば、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で特に言及しない。一方、上記組成の他に有効な成分の添加が排除されない。
【００２６】
一方、上述の成分範囲を有する鋼材の合金設計の際、下記式１及び２により定義される［Ｃ］＊が０．０２２以上０．１０以下となるように制御することが好ましく、０．０２２以上０．０７０以下となるように制御することがより好ましく、０．０２２以上０．０４５以下となるように制御することがさらに好ましい。［Ｃ］＊は鋼中の固溶炭素及び窒素の含量を換算した式であり、その値が低すぎると、焼付硬化能が劣化する恐れがある。一方、その値が高すぎると、低温域におけるバーリング性が劣化する恐れがある。
［式１］［Ｃ］＊＝（［Ｃ］＋［Ｎ］）−（［Ｃ］＋［Ｎ］）×Ｓ
［式２］Ｓ＝（［Ｎｂ］／９３＋［Ｔｉ］／４８＋［Ｖ］／５１＋［Ｍｏ］／９６）／（［Ｃ］／１２＋［Ｎ］／１４）
（ここで、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｖ］及び［Ｍｏ］はそれぞれ、該当元素の重量％を意味する）
【００２７】
また、上述の成分範囲を有する鋼材の合金設計の際、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｂの含量は、下記関係式１ によって４．０以下に制御することが好ましく、３．９５以下に制御することがより好ましい。下記関係式１は、鋼中のＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ  ａｎｄ  Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）の形成を適正なレベルに維持することができる合金元素の組み合わせを因子化したものである。鋼中のＭＡは、周辺に高い転位密度を形成して焼付硬化能を増加させるが、鋼の低温打抜き及び成形時に亀裂の発生を引き起こし、亀裂の伝播を促進して低温域におけるバーリング性を大きく劣化させる。一方、関係式１の値が低ければ低いほど低温域におけるバーリング性の改善に有利であるため、本発明では、その下限については特に限定しない。
［関係式１］［Ｍｎ］＋２．８［Ｍｏ］＋１．５［Ｃｒ］＋５００［Ｂ］≦４．０
（ここで、［Ｍｎ］、［Ｍｏ］、［Ｃｒ］及び［Ｂ］はそれぞれ、該当元素の重量％を意味する）
【００２８】
以下、本発明の高強度複合組織鋼の微細組織について詳細に説明する。
【００２９】
本発明の高強度複合組織鋼は、その微細組織として、フェライト及びベイナイト含み、フェライト及びベイナイトの面積率の合計は９７〜９９％であることができる。フェライト及びベイナイトの面積率の合計が上述の範囲に制御される場合、目標とする鋼の強度と延性、低温域におけるバーリング性及び焼付硬化性を容易に確保することができる。したがって、本発明ではフェライト及びベイナイトのそれぞれの面積率については特に限定しない。
【００３０】
但し、制限されない一例を挙げると、フェライトは、鋼の延性確保及び微細析出物の形成に寄与するという点で、フェライトの面積率を２０％以上に限定することができ、ベイナイトは、鋼の強度及び焼付硬化性の確保に寄与するという点を考慮してベイナイトの面積率を１０％以上に限定することができる。
【００３１】
フェライト及びベイナイト以外の残部はＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ  ａｎｄ  Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）であり、その面積率は１〜３％であることができる。ＭＡの面積率が１％未満であると、焼付硬化性が劣化し、一方、３％を超えると、低温域におけるバーリング性が劣化し得る。
【００３２】
ＭＡ中のオーステナイトは、周辺に形成される高い転位密度によって焼付硬化能の確保に効果的であるが、フェライトやベイナイトに比べてＣ含量が高く、硬度が高いため、低温域におけるバーリング性において不利であり、特に直径が１０μｍ以上である粗大なオーステナイトは、低温域におけるバーリング性を大きく劣化させる。したがって、直径１０μｍ以上のオーステナイトが形成されることをできるだけ抑制することが好ましい。本発明では、直径１０μｍ以上のオーステナイトの単位面積当たりの個数を１×１０４個／ｃｍ２以下（０個／ｃｍ２を含む）に限定し、直径１０μｍ未満のオーステナイトの単位面積当たりの個数を１×１０８個／ｃｍ２以上に限定する。ここで、直径とは、鋼の一断面を観察して検出した粒子の円相当直径（ｅｑｕｉｖａｌｅｎｔ  ｃｉｒｃｕｌａｒ  ｄｉａｍｅｔｅｒ）を意味する。
【００３３】
本発明の高強度複合組織鋼は、引張強度が高いという利点があり、一例によると、引張強度は５９０ＭＰａ以上であることができる。
【００３４】
本発明の高強度複合組織鋼は、低温域におけるバーリング性に優れるという利点があり、一例によると、−３０℃におけるＨＥＲ（Ｈｏｌｅ  Ｅｘｐａｎｄｉｎｇ  Ｒａｔｉｏ）と引張強度の積は３０，０００ＭＰａ・％以上であることができる。
【００３５】
本発明の高強度複合組織鋼は、焼付硬化性に優れるという利点があり、一例によると、焼付硬化能（ＢＨ）は４０ＭＰａ以上であることができる。
【００３６】
以上で説明した本発明の高強度複合組織鋼は、様々な方法で製造されることができ、その製造方法は特に制限されない。但し、好ましい一例として、次のような方法により製造されることができる。
【００３７】
以下、本発明の他の一側面である低温域におけるバーリング性に優れた高強度複合組織鋼の製造方法について詳細に説明する。
【００３８】
まず、上述の成分系を有するスラブを再加熱する。
【００３９】
一例によると、スラブ再加熱温度は１２００〜１３５０℃であることができる。もし、再加熱温度が１２００℃未満であると、析出物が十分に再固溶せず、熱延後の工程で析出物の形成が減少し、粗大なＴｉＮが残存するようになる。一方、スラブ再加熱温度が１３５０℃を超えると、オーステナイト結晶粒の異常粒成長によって強度が低下し得る。
【００４０】
次に、再加熱されたスラブを熱間圧延する。
【００４１】
一例によると、熱間圧延は８５０〜１１５０℃の温度範囲で行われることができる。もし、１１５０℃よりも高い温度で熱間圧延を開始すると、熱延鋼板の温度が高くなりすぎて結晶粒のサイズが粗大となり、熱延鋼板の表面品質が劣化し得る。また、８５０℃よりも低い温度で熱間圧延を終了すると、過度な再結晶遅延によって延伸した結晶粒が発達して異方性が大きくなり、成形性も劣化し得る。
【００４２】
次に、熱延鋼板を１次冷却する。
【００４３】
このとき、１次冷却終了温度は５００〜７００℃であることが好ましく、６００〜６７０℃であることがより好ましい。後述するように、本発明では、１次冷却終了後に空冷段階を経る。このとき、鋼の延性を確保するのに必要なフェライトが先に形成され、このようなフェライトの粒内には微細析出物が形成されて、低温域におけるバーリング性には影響を与えることなく、鋼の強度を確保することができる。もし、１次冷却終了温度が低すぎると、後続段階である空冷段階で微細な析出物が効果的に発達できず、強度が低下し得る。一方、１次冷却終了温度が高すぎると、フェライトが十分に発達しないか、またはＭＡが過剰に形成されて鋼の延性と低温域におけるバーリング性が劣化し得る。
【００４４】
一方、１次冷却時の冷却速度は１０〜７０℃／ｓｅｃであることが好ましく、１５〜５０℃／ｓｅｃであることがより好ましく、２０〜４５℃／ｓｅｃであることがさらに好ましい。冷却速度が低すぎると、フェライト相分率が低くなりすぎる。一方、冷却速度が高ぎると、微細析出物の形成が不十分となる。
【００４５】
次に、１次冷却された鋼板を１次冷却終了温度で空冷する。
【００４６】
このとき、空冷時間は３〜１０秒であることが好ましい。もし、空冷時間が短すぎると、フェライトが十分に形成されず、延性が劣化し得る。一方、空冷時間が長すぎると、ベイナイトが十分に形成されず、強度及び焼付硬化性が劣化し得る。
【００４７】
次に、空冷した鋼板を２次冷却する。
【００４８】
このとき、２次冷却終了温度は４００〜５５０℃であることが好ましく、４５０〜５５０℃であることがより好ましい。もし、２次冷却終了温度が高すぎると、ベイナイトが十分に形成されず、鋼の強度を確保し難い。一方、２次冷却終了温度が低すぎると、鋼中のベイナイトが必要以上に多く形成されて鋼の延性が大きく低下し、ＭＡも形成されて低温域におけるバーリング性が劣化する。
【００４９】
一方、２次冷却時の冷却速度は１０〜７０℃／ｓｅｃであることが好ましく、１５〜５０℃／ｓｅｃであることがより好ましく、２０〜２５℃／ｓｅｃであることがさらに好ましい。冷却速度が低すぎると、基地組織の結晶粒が粗大となり、微細組織が不均一となり得る。一方、冷却速度が高すぎると、ＭＡが形成されやすくなり、低温域におけるバーリング性が劣化し得る。
【００５０】
次に、２次冷却された熱延鋼板を２次冷却終了温度で巻取った後、３次冷却する。
【００５１】
３次冷却時の冷却速度は２５℃／時間以下（０℃／時間は除く）であることが好ましく、１０℃／時間以下（０℃／時間は除く）であることがより好ましい。冷却速度が高すぎると、鋼中のＭＡが多量に形成されて低温域におけるバーリング性が劣化し得る。一方、３次冷却時の冷却速度が遅ければ遅いほど鋼中のＭＡ形成の抑制に有利であるため、本発明では、その下限については特に限定しない。しかし、冷却速度を０．１℃／時間未満に制御するためには、別途の加熱設備などが必要とされて経済的に不利であるため、それを考慮すると、その下限を０．１℃／時間に限定することができる。
【００５２】
一方、本発明では、３次冷却終了温度については特に限定せず、鋼の相変態が完了する温度以下まで３次冷却が維持されれば十分である。制限されない一例を挙げると、３次冷却終了温度は２００℃以下であることができる。
【００５３】
以下、実施例を挙げて本発明をより詳細に説明する。しかし、このような実施例の記載は、本発明の実施を例示するためのものであり、このような実施例の記載によって本発明が制限されるものではない。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。
【実施例】
【００５４】
下記表１及び２の組成を有する鋼スラブを１２５０℃の温度で再加熱した後、表２の条件下で熱間圧延して熱延鋼板を得て、１次冷却、空冷、２次冷却、巻取り及び３次冷却を順次に行った。それぞれの実施例において、１次及び２次冷却は２０〜２５℃／ｓｅｃの冷却速度で行い、１次冷却終了温度は６５０℃、空冷時間は５秒と一定にした。表３においてＦＤＴは、熱間仕上げ圧延終了温度、ＣＴは、２次冷却終了温度（巻取り温度）を意味する。
【００５５】
次に、製造された熱延鋼板の微細組織を分析して機械的物性を評価し、その結果を下記表４に示した。
【００５６】
表４において、鋼中のＭＡの面積分率は、ラペラ（Ｌｅｐｅｒａ）エッチング法によりエッチングした後、光学顕微鏡と画像分析器を用いて測定し、１０００倍率で分析した結果である。また、オーステナイトのサイズと個数はＥＢＳＤを用いて測定し、３０００倍率で分析した結果である。
【００５７】
また、表４において、ＹＳ、ＴＳ、Ｔ−Ｅｌはそれぞれ、０．２％オフセット（ｏｆｆ−ｓｅｔ）降伏強度、引張強度及び破壊伸びを意味し、ＪＩＳ  ５号規格試験片を圧延方向に対して直角方向に採取して実験した結果である。また、ＨＥＲ評価は、ＪＦＳＴ  １００１−１９９６規格に準じて行った結果であって、３回行った後に平均した値である。ここで、常温及び−３０℃におけるＨＥＲ評価結果は、初期穴の打抜きと穴広げ試験をそれぞれ２５℃及び−３０℃で行った結果である。ＢＨは、ＪＩＳ規格の引張試験片（ＪＩＳ  ５号）を圧延方向に対して直角方向に製作して評価した結果であって、上記引張試験片に対して２％の引張変形を加えた後、１７０℃で２０分間熱処理した後に引張試験を行った。ＢＨは、引張試験時に測定された下部降伏強度値または０．２％オフセット降伏強度値と２％引張変形時に測定された強度値との差である。
【００５８】
【表１】
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【００５９】
【表２】
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【００６０】
【表３】
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【００６１】
【表４】
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【００６２】
比較例１と比較例２は、［Ｃ］＊値が本発明の範囲に達していないため、本発明において目標とするＢＨ値が得られなかった。比較例３と４は、関係式１を満たしていない場合であって、鋼中のＭＡ相が過剰に形成されていることが確認され、低温におけるバーリング性に劣った。比較例５は、［Ｃ］＊値が本発明の範囲を超えて高いＢＨ値が得られたものの、降伏強度が低下し、低温においてバーリング性に劣った。これはＭＡ相が増加したことに起因すると判断される。比較例６及び７は、［Ｃ］＊値と関係式１の値をすべて満たしていない場合であって、比較例６は、余剰Ｃ、Ｎが不足してＢＨが低い値を示し、硬化能を高める合金元素が過剰であるため、低温域におけるＨＥＲにも劣った。また、比較例７は、鋼中の過剰ＣによってＭＡ相が増加してＢＨ値は高かったが、低温域におけるバーリング性が低いと評価された。
【００６３】
比較例８と９は、本発明で提案した成分範囲と［Ｃ］＊値及び関係式１の値をすべて満たしたものの、製造条件のうち巻取り温度または巻取り後の冷却速度が本発明の提案範囲を外れた場合である。比較例８は、巻取り温度が５８０℃と高くて微細組織中のベイナイト相分率が低く、ＭＡ相はほとんど生成されなかった。しかし、結晶粒界付近で粗大な炭化物が観察された。その結果、ＢＨ値は非常に低いレベルを示し、低温域におけるバーリング性にも劣った。比較例９は、巻取り後に強制冷却して３次冷却速度が６３℃／時間である場合である。比較例９は、微細組織中のＭＡ相分率が多少高く、特に、直径１０μｍ以上の多少大きいオーステナイト相が多く形成されたことが確認できた。これは、巻取り後の高い冷却速度に起因すると判断され、高いＢＨ値は得られたが、低温域におけるバーリング性に劣った。
【００６４】
これに対し、発明例はいずれも、本発明で提案した成分範囲と製造条件、［Ｃ］＊値と関係式１の値をすべて満たし、目標とした材質をすべて確保した。
【００６５】
一方、図１は、発明例１〜６と比較例１〜７の引張強度とＨＥＲの関係をグラフ化して示すものであり、本発明で提案する条件を満たす発明例はいずれも、−３０℃におけるＨＥＲ（Ｈｏｌｅ  Ｅ×ｐａｎｄｉｎｇ  Ｒａｔｉｏ）と引張強度の積が３０，０００ＭＰａ・％以上であることが確認できる。
【００６６】
以上、本発明の実施例について詳細に説明したが、本発明の権利範囲はこれに限定されるものではなく、請求の範囲に記載された本発明の技術的思想を逸脱しない範囲内で様々な修正及び変形が可能であることは、当技術分野における通常の知識を有する者には自明である。
【図１】
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