(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、炭素（Ｃ）：０．０６〜０．２％、マンガン（Ｍｎ）：１．５〜３．０％、ケイ素（Ｓｉ）：０．３〜２．５％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜０．２％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０１〜３．０％、モリブデン（Ｍｏ）：０．２％以下、チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．０５、アンチモン（Ｓｂ）：０．０２〜０．０５、ホウ素（Ｂ）：０．０００５〜０．００３、窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、
その微細組織が、面積分率で、ベイナイト５０％以上、焼戻しマルテンサイト（ＴＭ）１０％以上、フレッシュマルテンサイト（ＦＭ）１０％以下、残留オーステナイト２０％以下、及びフェライト５％以下からなる、降伏強度、延性、及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項２】
前記ＴＭ／ＦＭの比が２を超える、請求項１に記載の降伏強度、延性、及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項３】
請求項１又は２に記載の冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき処理された、溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
請求項１又は２に記載の冷延鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき処理された、合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項５】
重量％で、炭素（Ｃ）：０．０６〜０．２％、マンガン（Ｍｎ）：１．５〜３．０％、ケイ素（Ｓｉ）：０．３〜２．５％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜０．２％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０１〜３．０％、モリブデン（Ｍｏ）：０．２％以下、チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．０５、アンチモン（Ｓｂ）：０．０２〜０．０５、ホウ素（Ｂ）：０．０００５〜０．００３、窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む鋼スラブを再加熱し、次いで、熱間圧延した後、巻取る工程と、
前記巻取られた熱延鋼板を冷間圧延した後、Ｑ＆Ｐ連続焼鈍する工程と、を含み、
前記Ｑ＆Ｐ連続焼鈍する工程は、
前記製造された冷延鋼板をＡｃ３以上の温度で３０秒以上均熱し、次いで、５〜２０℃／秒の冷却速度で下記関係式１で定義される焼入れ温度（ＱＴ）±１０℃まで冷却する工程と、
前記冷却された鋼板を下記関係式２で定義されるベイナイト温度（ＰＴ）±１０℃で再加熱し、次いで、ＰＴ−１００℃以上でありＰＴ以下の温度範囲内で１００秒以上保持した後、冷却する工程と、を含み、
前記Ｑ＆Ｐ連続焼鈍が完了した鋼板は、その微細組織が、面積分率で、ベイナイト５０％以上、焼戻しマルテンサイト（ＴＭ）１０％以上、フレッシュマルテンサイト（ＦＭ）１０％以下、残留オーステナイト２０％以下、及びフェライト５％以下からなる、降伏強度、延性、及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
［関係式１］
ＱＴ＝４９３．４９７＋３６．２８７４×Ａｌ−３９４．０×Ｃ−４５．０×Ｍｎ−１１．４３３２×Ｍｏ−２０．８７７２×Ｎｉ−１３．０４３８×Ｓｉ−１２．８×Ｃｒ
［関係式２］
ＰＴ＝５９９．０８８＋１１．５２１４×Ａｌ−２２５．２×Ｃ−３５．０×Ｍｎ−１９．９４７４×Ｎｉ−２４．９３８５×Ｓｉ−５６．７１８×Ｍｏ−２２．１×Ｃｒ
【請求項６】
前記ＴＭ／ＦＭの比が２を超える、請求項５に記載の降伏強度、延性、及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項７】
請求項５又は６に記載の高強度冷延鋼板の製造方法にしたがって得られるＱ＆Ｐ連続焼鈍された冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき処理する工程をさらに含む、降伏強度、延性、及び穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項８】
請求項５又は６に記載の高強度冷延鋼板の製造方法にしたがって得られるＱ＆Ｐ連続焼鈍された冷延鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき処理する工程をさらに含む、降伏強度、延性、及び穴拡げ性に優れた合金化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、自動車車体に用いられる高強度鋼板に関し、より詳細には、高強度であるとともに、降伏強度及び成形性に優れ、プレス成形性に優れた高強度冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及びこれらの製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
建材、自動車、汽車などの輸送手段の構造部材に適用される鋼板の厚さを下げることで、軽量化を達成するために、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。しかし、このように強度を高める場合、降伏強度が比較的低くなり、延性及び穴拡げ性も低下するという欠点が発見された。
【０００３】
そこで、強度と延性の間の関係を向上するための研究が多く行われ、その結果、低温組織であるマルテンサイト、ベイナイトに加えて、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、適用されているのが実情である。
【０００４】
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、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、すなわち、引張強度及び伸びのレベルが異なり、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。
【０００５】
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く、ロール成形などの単純加工に限って用いられ、高延性のＤＰ鋼及びＴＲＩＰ鋼は冷間プレス成形などに適用される。
【０００６】
そこで、最近では、上記変態組織鋼であるＤＰ鋼及びＴＲＩＰ鋼よりも延性及び穴拡げ性能を高めることで、深絞り性、及びフランジ部のクラックを抑制しようとする技術が提案されている。一例として、特許文献２には、主組織として残留オーステナイト及びマルテンサイトを形成させる方法（Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ  ａｎｄ  Ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ  Ｐｒｏｃｅｓｓ、Ｑ＆Ｐ）が開示されているが、これを活用したレポート（非特許文献１）によれば、炭素が０．２％レベルと低い場合には、降伏強度が４００ＭＰａ前後と低くなるという欠点があり、そして、最終製品で得られる伸びは、従来のＴＲＩＰ鋼のようなレベルだけが得られることが確認できる。Ｑ＆Ｐ方法での要旨は、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）と仕上げ温度（Ｍｆ）の間で焼入れしてから再加熱することにより、マルテンサイトとオーステナイトの界面で炭素拡散が起こり、オーステナイトを安定化させることで延性を確保するものである。しかし、焼入れ及びパーティショニング温度に応じて安定化しないオーステナイトが相当量存在し、フレッシュマルテンサイト（ＦＭ）が最終冷却段階で形成されるようになる。フレッシュマルテンサイトは、炭素含有量が高く、穴拡げ性を阻害する（特許文献３）。
【０００７】
他の方法としては、マルテンサイト組織を再び熱処理し、二相域において熱処理することにより延性及び穴拡げ性を確保する方法が挙げられるが、これは熱処理を２回行うため経済的ではない（特許文献４）。
【０００８】
最後に、一般の焼鈍方法で熱処理し、且つベイナイト形成区間まで急冷してから長時間恒温保持することでベイナイト組織を得る方法が開発されたが、恒温保持時間が非常に長く、十分に変態しないベイナイトは、最終冷却時にマルテンサイトを形成するため、穴拡げ性に優れない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】韓国公開特許第１９９４−０００２３７０号公報
【特許文献２】米国公開特許第２００６−００１１２７４号公報
【特許文献３】特開平１４−１７７２７８号公報
【特許文献４】特開平１３−３００５０３号公報
【特許文献５】特開平２６−０１８４３１号公報
【非特許文献】
【００１０】
【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】
【００１１】
本発明は、上述した従来技術の限界を解決するために提案されたものであって、従来のＴＷＩＰ鋼に比べて少ない合金コストを実現し、従来のＴＢＦ（Ｔｒｉｐ  ａｉｄｅｄ  Ｂａｉｎｉｔｉｃ  Ｆｅｒｒｉｔｅ）、Ｑ＆Ｐ（Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ  ａｎｄ  Ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ）熱処理工程を適用した場合に比べてさらに優れた延性及び穴拡げ性を有するベイナイト主相の冷延鋼板、これを用いて製造した溶融亜鉛めっき鋼板、合金化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をその目的とする。
【００１２】
また、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、本明細書の内容全般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ける通常の知識を有する者であれば、本発明の追加的な課題を明確に理解するものである。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
上記目的を達成するための本発明は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０６〜０．２％、マンガン（Ｍｎ）：１．５〜３．０％、ケイ素（Ｓｉ）：０．３〜２．５％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜０．２％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０１〜３．０％、モリブデン（Ｍｏ）：０．２％以下、チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．０５、アンチモン（Ｓｂ）：０．０２〜０．０５、ホウ素（Ｂ）：０．０００５〜０．００３、窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、その微細組織が、面積分率で、ベイナイト５０％以上、焼戻しマルテンサイト（ＴＭ）１０％以上、フレッシュマルテンサイト（ＦＭ）１０％以下、残留オーステナイト２０％以下、及びフェライト５％以下を含む降伏強度、延性、及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板に関する。
【００１４】
上記ＴＭ／ＦＭの比は２を超えることが好ましい。
【００１５】
また、本発明は、上記冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき処理された溶融亜鉛めっき鋼板、及び合金化溶融亜鉛めっき処理された合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関する。
【００１６】
また、本発明は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０６〜０．２％、マンガン（Ｍｎ）：１．５〜３．０％、ケイ素（Ｓｉ）：０．３〜２．５％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜０．２％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０１〜３．０％、モリブデン（Ｍｏ）：０．２％以下、チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．０５、アンチモン（Ｓｂ）：０．０２〜０．０５、ホウ素（Ｂ）：０．０００５〜０．００３、窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む鋼スラブを再加熱し、次いで、熱間圧延した後、巻取る工程と、上記巻取られた熱延鋼板を冷間圧延した後、Ｑ＆Ｐ連続焼鈍する工程と、を含み、上記Ｑ＆Ｐ連続焼鈍する工程は、上記製造された冷延鋼板をＡｃ３以上の温度で３０秒以上均熱し、次いで、５〜２０℃／秒の冷却速度で下記関係式１で定義される焼入れ温度（ＱＴ）±１０℃まで冷却する工程と、上記冷却された鋼板を下記関係式２で定義されるベイナイト温度（ＰＴ）±１０℃で再加熱し、次いで、ＰＴ−１００℃以上でありＰＴ以下の温度範囲内で１００秒以上保持した後、冷却する工程と、を含むことを特徴とする、降伏強度、延性、及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法に関する。
［関係式１］
ＱＴ＝４９３．４９７＋３６．２８７４×Ａｌ−３９４．０×Ｃ−４５．０×Ｍｎ−１１．４３３２×Ｍｏ−２０．８７７２×Ｎｉ−１３．０４３８×Ｓｉ−１２．８×Ｃｒ
［関係式２］
ＰＴ＝５９９．０８８＋１１．５２１４×Ａｌ−２２５．２×Ｃ−３５．０×Ｍｎ−１９．９４７４×Ｎｉ−２４．９３８５×Ｓｉ−５６．７１８×Ｍｏ−２２．１×Ｃｒ
【００１７】
上記Ｑ＆Ｐ連続焼鈍が完了した鋼板は、その微細組織が、面積分率で、ベイナイト５０％以上、焼戻しマルテンサイト（ＴＭ）１０％以上、フレッシュマルテンサイト（ＦＭ）１０％以下、残留オーステナイト２０％以下、及びフェライト５％以下を含むことができる。
【００１８】
上記ＴＭ／ＦＭの比が２を超えることが好ましい。
【００１９】
また、本発明は、上記Ｑ＆Ｐ連続焼鈍された冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき処理する工程をさらに含む、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法、及び上記Ｑ＆Ｐ連続焼鈍された冷延鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき処理する工程をさらに含む、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
【発明の効果】
【００２０】
上述した構成の本発明によると、従来のＤＰ鋼やＴＲＩＰ鋼のような高延性変態組織鋼、及び従来のＱ＆Ｐ（Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ＆Ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ）熱処理を経たＱ＆Ｐ鋼に比べて、正確なＴＭ量及びベイナイトを確保することができるため、降伏強度及び延性ならびに穴拡げ性に優れた引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板を効果的に提供することができるようになる。
【００２１】
これにより、本発明の冷延鋼板などは、建築部材、自動車鋼板などの産業分野において、活用可能性が高いという利点がある。
【図面の簡単な説明】
【００２２】
【図１】図１は、本発明による焼鈍工程の一例を示すものである（図１に示された熱処理線のうち、点線は溶融合金化めっき時の熱履歴を示すものである）。
【図２】図２は、ＴＢＦ法及び本発明による方法の低温変態挙動を示すものである。
【図３】図３は、本発明により製造された発明例（Ｆ）鋼の微細組織を観察した写真である。
【図４】図４は、本発明により製造された冷延鋼板の焼戻しマルテンサイト中の炭化物を観察した結果である。
【図５】図５は、比較例（Ｅ）鋼の微細組織を観察した写真である。
【発明を実施するための形態】
【００２３】
本発明者らは、従来のＱ＆Ｐ（Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ＆Ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ）熱処理により製造される高強度鋼の低い延性を向上させる方法について深く研究した結果、Ｑ＆Ｐ熱処理時に、従来技術よりもさらに細かい特定の温度区間でベイナイト変態が促進され、ＦＭが著しく減少する熱処理条件を見つけた。焼入れによるマルテンサイト形成量及びベイナイト変態促進区間によってＱＴ及びＰＴを制御することにより、最終的なＱ＆Ｐ熱処理後の組織微細化、及び最終製品の物性向上が可能であることを確認し、本発明を提示した。
【００２４】
以下、本発明について詳細に説明する。
【００２５】
まず、本発明で提供される冷延鋼板などの合金成分組成及びその含有量を制限する理由について詳細に説明する。このとき、各成分の含有量は、特に記載しない限り、重量％を意味する。
【００２６】
Ｃ：０．０６〜０．２％、
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。上述した効果を得るために、０．０６％以上添加することが好ましいが、その含有量が０．０６％未満である場合には、オーステナイト単相温度が非常に高くなって高温焼鈍が避けられず、強度及び延性の確保が難しくなりうる。また、０．２％を超えると、Ｍｓが低下して焼入れ温度が低くなり、精巧な熱処理が難しくなる。また、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含有量は、０．０６〜０．２％に制限することが好ましい。
【００２７】
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の形成及び安定化に有効な元素である。かかるＭｎ含有量が１．５％未満である場合には、フェライト変態が大量に発生し、目標とする強度の確保が難しくなるという問題がある。これに対し、３．０％を超えると、本発明の二次焼鈍熱処理段階における相変態が遅すぎるようになってマルテンサイトが大量に形成されるため、意図する延性の確保が難しくなるという問題がある。したがって、本発明において、Ｍｎ含有量は、１．５〜３．０％に制限することが好ましい。
【００２８】
Ｓｉ：０．３〜２．５％
ケイ素（Ｓｉ）は、フェライト内において炭化物の析出を抑制するとともに、フェライト内の炭素がオーステナイトに拡散することを助長し、結果として、ベイナイトの形成及び残留オーステナイトの安定化に寄与する元素である。上述した効果を得るために、０．３％以上添加することが好ましいが、その含有量が２．５％を超えると、熱間及び冷間圧延性が非常に悪くなり、鋼の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含有量は、０．３〜２．５％に制限することが好ましい。
【００２９】
Ａｌ：０．０１〜０．２％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼中の酸素と結合して脱酸作用をする元素であり、このため、その含有量を０．０１％以上に保持することが好ましい。また、Ａｌは、上記Ｓｉと同様に、フェライト内において炭化物の生成抑制を介して残留オーステナイトの安定化に寄与し、ベイナイト形成温度を高める。しかし、かかるＡｌ含有量が０．２％を超えると、Ａ３温度が増加するようになって、高温焼鈍が避けられないだけでなく、鋳造時のモールドプラスとの反応を介して健全なスラブの製造が難しくなり、さらには、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含有量は、０．０１〜０．２％に制限することが好ましい。
【００３０】
ニッケル（Ｎｉ）：０．０１〜３．０％
ニッケル（Ｎｉ）は、固溶強化により強度を確保するとともに、オーステナイトを安定化する元素であって、０．０１％以上を保持することが好ましい。しかし、ベイナイト変態を遅延させる効果が大きく、添加しすぎると、ベイナイト変態が完全に行われずＦＭが形成されるため、上限を３％に制限することが好ましい。
【００３１】
モリブデン（Ｍｏ）：０．２％以下
モリブデン（Ｍｏ）も、固溶強化により強度を強化し、ＴｉＭｏ炭化物を形成してベイナイト組織を微細化するために添加するが、合金鉄の価格が高く、コストが上昇するという問題があるため、上限を０．２％に制限することが好ましい。
【００３２】
チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．０５
チタン（Ｔｉ）は、ＴｉＮを優先的に形成するため、固溶ホウ素の添加による焼入性を向上させるためには必ず必要とする。本発明では、ＢＮよりも優先してＴｉＮが形成されるように、その下限を０．０１％とし、多くなりすぎると、ＴｉＮが晶出して連続鋳造におけるノズル詰まりを引き起こす可能性があるため、その上限を０．０５％に制限することが好ましい。
【００３３】
アンチモン（Ｓｂ）：０．０２〜０．０５
アンチモン（Ｓｂ）は、粒界偏析物質として粒界酸化物を形成し、粒界を通じた脱炭を抑制するとともに、Ｍｎ、Ｓｉなどの表面濃化による亜鉛めっき性の低下を抑制するための手段として０．０２％以上添加することが好ましい。しかし、多すぎると、粒界偏析が増加し、鋼の脆性を引き起こす可能性があるため、上限を０．０５％に制限する。
【００３４】
ホウ素（Ｂ）：０．０００５〜０．００３
ホウ素（Ｂ）は、焼入れによる強度確保が簡単な安価の合金元素であるため、合金総量を減らすという効果を奏し、溶接性や高温脆性の抑制に有利な元素であるため、下限を０．００５％にし得る。しかし、多くなりすぎると、ＴｉＮよりもＢＮ形成温度が高くなり、鋼の高温脆性を引き起こす可能性があるため、上限を０．００３％に制限することが好ましい。
【００３５】
窒素（Ｎ）：０．０１％以下
窒素（Ｎ）は、ＢＮ、ＴｉＮの形成により、合金元素の合金効率を低減させるため、通常制御できる範囲である０．０１％以下に制限することが好ましい。
【００３６】
本発明の他の成分は鉄（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必然的に混入される可能性があるため、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具体的に言及することはしない。
【００３７】
一方、上述した鋼組成成分を満たす本発明の冷延鋼板は、面積分率で、ベイナイト５０％以上、焼戻しマルテンサイト（ＴＭ）１０％以上、フレッシュマルテンサイト（ＦＭ）１０％以下、残留オーステナイト２０％以下、及びフェライト５％以下を含む微細組織を有する。ここで、上記ベイナイトは、マルテンサイトの次に強度が高く、フェライトとマルテンサイトの中間特性を有する。さらに、微細な残留オーステナイトをベイナイト相の内部に分布させると、鋼の強度、延性バランスが非常に高くなる。
【００３８】
上述した微細組織を満たす本発明の冷延鋼板によると、引張強度が９８０ＭＰａ以上であり、従来のＱ＆Ｐ熱処理により製造された鋼板に比べて優れた降伏強度を有し、プレス成形性、延性、穴拡げ性に優れた高成形ギガ級高強度鋼板を提供することができる。
【００３９】
また、本発明によると、上記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、及び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。
【００４０】
次に、本発明の冷延鋼板などの製造方法について詳細に説明する。
【００４１】
本発明による冷延鋼板は、上述した鋼成分組成を満たす鋼スラブを再加熱−熱間圧延−巻取り−冷間圧延−焼鈍工程を経ることにより製造することができる。これについての詳細な説明は下記のとおりである。
【００４２】
（鋼スラブ再加熱工程）
本発明では、熱間圧延を行う前に、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。これは、１０００〜１３００℃の温度範囲で行うことがより好ましい。
上記再加熱時の温度が１０００℃未満である場合には、圧延荷重が急激に増加するという問題が発生する。これに対し、その温度が１３００℃を超えると、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多くなりすぎるという問題が発生する。したがって、本発明において、再加熱工程は、１０００〜１３００℃で行うことが好ましい。
【００４３】
（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。このとき、熱間仕上げ圧延は、８００〜９５０℃で行うことが好ましい。
上記熱間仕上げ圧延時の圧延温度が８００℃未満である場合には、圧延荷重が多く増加し、圧延が難しくなるという問題がある。これに対し、熱間仕上げ圧延温度が９５０℃を超えると、圧延ロールの熱疲労が多く増え、寿命短縮の原因となる。したがって、本発明では、熱間圧延時の熱間仕上げ圧延温度を８００〜９５０℃に制限することが好ましい。
【００４４】
（巻取り工程）
次に、上記によって製造された熱延鋼板を巻取る。このとき、巻取り温度は７５０℃以下であることが好ましい。
巻取り時の巻取り温度が高すぎると、熱延鋼板の表面にスケールが大量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。したがって、巻取り工程は、７５０℃以下で行うことが好ましい。このとき、巻取り温度の下限は特に限定しないが、マルテンサイトの形成による熱延板の強度が高くなりすぎることに伴う、後続の冷間圧延工程の難しさを考慮して、Ｍｓ（マルテンサイト変態開始温度）〜７５０℃で行うことがより好ましい。
【００４５】
（冷間圧延工程）
上記巻取られた熱延鋼板を酸洗処理して酸化層を除去した後、鋼板の形状及び厚さを合わせるために冷間圧延を行い、冷延鋼板を製造する。
一般に、冷間圧延は、顧客が要求する厚さを確保するために行う。このとき、圧下率の制限はないが、後続の焼鈍工程における再結晶時の粗大なフェライト結晶粒の生成を抑制するために、３０％以上の冷間圧下率で行うことが好ましい。
【００４６】
（Ｑ＆Ｐ連続焼鈍工程）
本発明では、最終的な微細組織が、ベイナイト５０％以上、焼戻しマルテンサイト（ＴＭ）１０％ 以上、フレッシュマルテンサイト（ＦＭ）１０％以下、残留オーステナイト２０％以下、及びフェライト５％以下を含む冷延鋼板を製造するために、後続の焼鈍工程の制御が重要である。特に、本発明では、焼鈍時の炭素、マンガンなどの元素の再分配（ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ）から目標とする微細組織を確保するために、一般の冷間圧延後のＱ＆Ｐ連続焼鈍工程を採用する。但し、後述のように、ＱＴ、ＰＴを合金元素に応じて制御することを特徴とする。
均熱及び急冷
まず、上記製造された冷延鋼板をＡｃ３以上の温度で３０秒以上均熱した後、５〜２０℃／秒の冷却速度で下記関係式１で定義される焼入れ温度（ＱＴ）±１０℃まで冷却することが好ましい（図１参照）。
これは、穴拡げ性に不利なフェライト組織を５％以内に得るためのものであり、本発明のフェライト未形成冷却速度は、５〜２０℃になるように設計した。冷却速度がこれより高くても問題はないが、冷却速度が遅いほどねじれがなく、板状が優れるため、さらに高める必要はない。
ＱＴは、２０〜５０％のマルテンサイトが形成される温度まで冷却する。Ｑ＆Ｐにおける焼入れ中に形成されるマルテンサイトは、ＰＴまで再加熱し、パーティショニング処理すると、焼戻しを起こし、強度がさらに低下するだけでなく、ベイナイトの形成を促進する役割をもたらす。図２に示すように、同一の温度でパーティショニング処理しても、ベイナイト域の温度まで急冷して恒温保持するＴＢＦは、６００秒経過してもベイナイト析出が完全に行われず、ＦＭが形成されるのに対し、十分なマルテンサイトを形成させると、短い時間でベイナイト変態が完全に行われてＦＭが形成されないことが分かる。このように、本発明において、ＦＭを最小限にする理由は、ベイナイト変態過程で残るオーステナイトに炭素、マンガンのような元素が濃化し、オーステナイトとして残らず、最終的な冷却中に変態するＦＭには、合金元素量が非常に高いマルテンサイトが残り、強度が非常に高く、穴拡げ中に界面分離を起こし、簡単に亀裂が生じて穴拡げ性を大幅に低下させるためである。
本発明では、このような特性を新たに発見し、これにより、ベイナイト主相を有する高成形性高強度鋼を新たに開発し、ベイナイトの形成を促進するとともに、ベイナイト面積率が最大となるＱＴを以下のように実験を介して求めた。
［関係式１］
ＱＴ＝４９３．４９７＋３６．２８７４×Ａｌ−３９４．０×Ｃ−４５．０×Ｍｎ−１１．４３３２×Ｍｏ−２０．８７７２×Ｎｉ−１３．０４３８×Ｓｉ−１２．８×Ｃｒ
パーティショニング熱処理
続いて、本発明では、上記冷却された鋼板を、下記関係式２で定義されるベイナイト温度（ＰＴ）±１０℃で再加熱し、次いで、ＰＴ−１００℃以上でありＰＴ以下の温度範囲内で１００秒以上保持した後、冷却する。
上述した焼入れ後に、ベイナイト温度（ＰＴ）で再加熱し、恒温保持するにあたり、ベイナイトが最も早く形成される温度を、実験を介して求めた。これよりも温度が高いと、ベイナイトの形成量が少なく、残留オーステナイトの安定化が不十分であり、ＦＭの形成が逆に増加するため、ＰＴは必ずＰＴ±１０℃まで加熱する必要がある。
［関係式２］
ＰＴ＝５９９．０８８＋１１．５２１４×Ａｌ−２２５．２×Ｃ−３５．０×Ｍｎ−１９．９４７４×Ｎｉ−２４．９３８５×Ｓｉ−５６．７１８×Ｍｏ−２２．１×Ｃｒ
従来技術とは異なり、本発明では、恒温保持を一定の温度に保持する必要がない。恒温保持は、ＰＴ−１００℃以上でありＰＴ以下の温度範囲内で、１００秒以上保持してから冷却すれば十分であるため、加熱保持装置がない恒温炉を有する設備への適用が簡単であるという利点を有する。
このようにＱ＆Ｐ熱処理すると、ベイナイト５０％以上、焼戻しマルテンサイト（ＴＭ）１０％以上、フレッシュマルテンサイト（ＦＭ）１０％以下、残留オーステナイト２０％以下、及びフェライト５％以下を含む鋼を製造することができ、強度差が大きいフェライト及びＦＭを最小限に抑えることにより、従来のＱ＆Ｐ熱処理により製造された鋼板に比べて、優れた降伏強度、延性、及び穴拡げ性に優れた高成形ギガ級高強度鋼板を製造することができる。
【００４７】
（めっき）
上記１次及び２次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。このとき、めっき処理は、溶融めっき法または合金化溶融めっき法を用いて行うことが好ましく、これによって形成されためっき層は亜鉛系であることが好ましい。
上記溶融めっき法を用いる場合には、亜鉛めっき浴に浸漬することで溶融めっき鋼板を製造することができ、合金化溶融めっき法の場合にも、一般の合金化溶融めっき処理を行うことで、合金化溶融めっき鋼板を製造することができる。
【実施例】
【００４８】
以下、本発明の実施例について詳細に説明する。
【００４９】
（実施例）
下記表１に示された成分組成を有する溶融金属で、真空溶解を介して、厚さ９０ｍｍ、幅１７５ｍｍのインゴットを製造した。次に、これを１２００℃で１時間再加熱して均質化処理した後、Ａｒ３以上の温度である９００℃以上で熱間仕上げ圧延して、熱延鋼板を製造した。その後、上記熱延鋼板を冷却した後、予め６００℃に加熱された炉に装入し、１時間保持した後、炉冷させることで、熱延巻取りを模写した。このように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い、最終的な冷延鋼板を製造した。
上記のように製造されたそれぞれの冷延鋼板に対して、組織分率、降伏強度、引張強度、伸び、及びＨＥＲを測定し、その結果も表２に示した。
【００５０】
【表１】
0006846522.tif 000002
【００５１】
【表２】
0006846522.tif 000003
＊上記表２において、Ｂはベイナイト、ＴＭは焼戻しマルテンサイト、ＦＭはフレッシュマルテンサイト、Ａは残留オーステナイト、Ｆはフェライトを示す。
【００５２】
上記表１に示すように、鋼組成成分だけでなく、製造工程が本発明の範囲を満たす発明例（Ａ―Ｇ）はすべて、優れた降伏強度、延性、及び穴拡げ性を示すことが分かる。
【００５３】
図３は、本発明により製造された発明例（Ｆ）鋼の微細組織を観察した写真である。表２に示すように、発明例（Ｆ）鋼は、ベイナイトが７５％と主相であり、ＴＭ、ＦＭがそれぞれ１４％、５％とＴＭ／ＦＭが２を超え、Ｆが５％未満のベイナイト鋼を製造することができることが分かる。この点が本発明の技術的特徴であり、従来では、Ｑ＆Ｐ熱処理を通じてフェライト基地のＴＲＩＰ鋼を製造するか、焼戻しマルテンサイト鋼を製造することを主力としたが、本発明のように鋼組成成分及びＱＴ、ＰＴを特定すると、ベイナイト基地組織をＴＢＦ熱処理方法よりも簡単に実現することができる。
【００５４】
一方、図４は図３の組織のうちＴＭをＡＰＴで観察したものである。遷移炭化物と粗大なセメンタイトが混ざっていることから、焼戻しマルテンサイトであることが分かる。
【００５５】
これに対し、鋼組成成分や製造工程が本発明の範囲を外れる比較例（Ｈ−Ｌ、Ｂ、Ｅ、Ｇ）はすべて、本発明に比べて降伏強度、延性、及び穴拡げ性がよくないことが分かる。
【００５６】
特に、上記表２に示すように、鋼組成成分は本発明の範囲を満たしているが、製造工程が本発明によらない比較例（Ｂ、Ｅ、Ｇ）はすべて、必要な物性が得られないことが分かる。
【００５７】
図５は比較例（Ｅ）鋼の組織であって、成分は同一であるが、二相域焼鈍及びＴＢＦ熱処理により、フェライトとＦＭが形成され、強度及びＨＥＲが低いことが確認できる。
【００５８】
上記の結果をみると、本発明により製造される冷延鋼板は、９８０ＭＰａ以上の降伏強度、優れた伸び、及びＨＥＲを確保することができるとともに、従来のＱ＆Ｐ熱処理工程を経て製造された鋼材に比べて、構造部材に適用するための冷間成形を簡単に行うことができるという長所がある。
【００５９】
以上、本発明の実施形態について詳細に説明したが、本発明の範囲はこれに限定されず、特許請求の範囲に記載された本発明の技術的思想から外れない範囲内で多様な修正及び変形が可能であるということは、当技術分野の通常の知識を有する者には明らかである。
【図１】
0006846522.tif 000004
【図２】
0006846522.tif 000005
【図３】
0006846522.tif 000006
【図４】
0006846522.tif 000007
【図５】
0006846522.tif 000008