(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．４〜０．９％、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０１％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下（０％は除く）、並びにＭｎ：２．１％以下（０％は除く）及びＳｉ：１．６％以下（０％は除く）のうち１種以上、残りのＦｅ及び不可避不純物からなり、
微細組織は、面積分率で、８０％以上のパーライト及び２０％以下のフェライトを含み、前記パーライトは、長軸の長さが２００ｎｍ以下であるセメンタイトを含み、
引張強度が１０００ＭＰａ以上であり、５００℃〜Ａｃ１＋３０℃の温度範囲における伸びが６０％以上である、鋼板。
【請求項２】
前記鋼板は、下記関係式１を満たす、請求項１に記載の鋼板。
関係式１：０．７≦Ｃ＋Ｃｒ／２＋Ｍｎ／３＋Ｓｉ／４≦３．０
（前記関係式１において各元素記号は、各元素の含量を重量％で表した値であり、含まれていない場合は、０として計算する。）
【請求項３】
前記パーライトのセメンタイトは、下記関係式２によるＮ値が６０％以上である、請求項１に記載の鋼板。
関係式２：Ｎ（％）＝Ｎｘ／（Ｎｘ＋Ｎｙ）＊１００
（前記関係式２において、Ｎｘは長軸の長さが２００ｎｍ以下であるセメンタイトの個数を意味し、Ｎｙは長軸の長さが２００ｎｍを超えるセメンタイトの個数を意味する。）
【請求項４】
前記鋼板は、表面にアルミニウムめっき層、亜鉛めっき層、及び合金化亜鉛めっき層のうち一つがさらに形成されている、請求項１に記載の鋼板。
【請求項５】
重量％で、Ｃ：０．４〜０．９％、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０１％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下（０％は除く）、並びにＭｎ：２．１％以下（０％は除く）及びＳｉ：１．６％以下（０％は除く）のうち１種以上、残りのＦｅ及び不可避不純物からなるスラブを１１００〜１３００℃の温度に加熱する段階と、
前記加熱されたスラブをＡｒ３＋１０℃〜Ａｒ３＋９０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
前記熱延鋼板を５５０〜７００℃の温度で巻取る段階と、
前記巻取られた熱延鋼板を４０〜８０％の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、を含み、
前記冷延鋼板は、微細組織として、８０面積％以上のパーライト及び２０面積％以下のフェライトを含み、前記パーライトは、長軸の長さが２００ｎｍ以下であるセメンタイトを含み、
前記冷延鋼板の引張強度は１０００ＭＰａ以上であり、５００℃〜Ａｃ１＋３０℃の温度範囲における伸びは６０％以上である、鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記スラブは、下記関係式１を満たす、請求項５に記載の鋼板の製造方法。
関係式１：０．７≦Ｃ＋Ｃｒ／２＋Ｍｎ／３＋Ｓｉ／４≦３．０
（前記関係式１において各元素記号は、各元素の含量を重量％で表した値であり、含まれていない場合は、０として計算する。）
【請求項７】
前記巻取る段階後に２００〜７００℃の温度でバッチ焼鈍を行う段階をさらに含む、請求項５に記載の鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記冷延鋼板をＡｃ１−７０℃〜Ａｃ１＋７０℃の温度範囲で連続焼鈍またはバッチ焼鈍を行う段階をさらに含む、請求項５に記載の鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記冷延鋼板をめっきする段階をさらに含む、請求項５に記載の鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記めっきされた冷延鋼板を合金化処理する段階をさらに含む、請求項９に記載の鋼板の製造方法。
【請求項１１】
前記冷間圧延は、常温で行われる、請求項５に記載の鋼板の製造方法。
【請求項１２】
重量％で、Ｃ：０．４〜０．９％、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０１％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下（０％は除く）、並びにＭｎ：２．１％以下（０％は除く）及びＳｉ：１．６％以下（０％は除く）のうち１種以上、残りのＦｅ及び不可避不純物からなり、
微細組織は、面積分率で、８０％以上のパーライト及び２０％以下のフェライトを含み、前記パーライトのセメンタイトは、下記関係式２によるＮ値が７０％以上である、温間プレス成形部材。
関係式２：Ｎ（％）＝Ｎｘ／（Ｎｘ＋Ｎｙ）＊１００
（前記関係式２において、Ｎｘは長軸の長さが２００ｎｍ以下であるセメンタイトの個数を意味し、Ｎｙは長軸の長さが２００ｎｍを超えるセメンタイトの個数を意味する。）
【請求項１３】
前記成形部材は下記関係式１を満たす、請求項１２に記載の温間プレス成形部材。
関係式１：０．７≦Ｃ＋Ｃｒ／２＋Ｍｎ／３＋Ｓｉ／４≦３．０
（前記関係式１において各元素記号は、各元素の含量を重量％で表した値であり、含まれていない場合は、０として計算する。）
【請求項１４】
前記部材は、表面にアルミニウムめっき層がさらに形成されている、請求項１２に記載の温間プレス成形部材。
【請求項１５】
前記部材は、表面に亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層がさらに形成されており、部材内の微細亀裂の長さが１０μｍ以下である、請求項１２に記載の温間プレス成形部材。
【請求項１６】
請求項５から１１のいずれか一項に記載の製造方法によって製造された鋼板を加熱した後、５００℃〜Ａｃ１＋３０℃の温度範囲でプレスで成形する段階を含む、温間プレス成形部材の製造方法。
【請求項１７】
前記成形は、０．００１／ｓ以上の変形速度で行われる、請求項１６に記載の温間プレス成形部材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高温伸び特性に優れた高強度鋼板、温間プレス成形部材、及びそれらの製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車の軽量化と燃費向上及び乗客の安全などのために、高強度と高成形性を同時に満たす鉄鋼の開発が求められており、これに関する様々な研究が行われている。
【０００３】
上記要求を満たす代表的な鉄鋼材料は、オーステナイト系マンガン鋼である。オーステナイト単相組織を確保するためには、０．５重量％以上の炭素と１５重量％以上のマンガンを添加することが一般的である。
【０００４】
一例として、特許文献１では、炭素（Ｃ）とマンガン（Ｍｎ）などのオーステナイト安定化元素を多量に添加して、常温における鋼の微細組織をオーステナイト単相として確保し、変形中に発生する双晶を用いて高強度と優れた成形性を同時に確保する方法が開示されている。
【０００５】
しかし、特許文献１の場合、合金元素の多量添加によって鋼板の製造コストが増加するだけでなく、オーステナイト系微細組織の結晶粒エネルギーが高いことから、亜鉛めっき鋼板のスポット溶接時に液体金属脆化による溶接部クラックなどの問題が発生する。
【０００６】
また、特許文献２では、Ｚｎめっき鋼板を８８０℃以上に加熱した後にプレスによる熱間プレス成形及び急冷によって引張強度が１５００ＭＰａ以上である超高強度部材を確保することができるのみならず、高温における優れた成形性を確保することができる。
【０００７】
しかし、特許文献２の場合、熱間プレス成形時の温度が８８０℃以上と、Ｚｎめっき層の表面に形成されるＺｎ酸化物によってスポット溶接性が低下するだけでなく、亀裂伝播抵抗性に劣るという問題が発生する。
【０００８】
したがって、上記オーステナイト系高マンガン鋼及び熱間プレス成形が有する問題を解決することができる鋼板の開発が求められている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】韓国公開特許第２００７−００２３８３１号公報
【特許文献２】韓国公開特許第２０１４−００３５０３３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明の一側面は、高温伸び特性に優れた高強度鋼板、温間プレス成形部材及び、それらの製造方法を提供することを目的とする。
【００１１】
一方、本発明の課題は、上述の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することができるものであり、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、本発明の付加的な課題を理解するのは何ら難しいことではない。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明の一側面は、重量％で、Ｃ：０．４〜０．９％、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０１％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下（０％は除く）、残りのＦｅ及び不可避不純物を含み、Ｍｎ：２．１％以下（０％は除く）及びＳｉ：１．６％以下（０％は除く）のうち１種以上を含み、
微細組織は、面積分率で８０％以上のパーライト及び２０％以下のフェライトを含み、上記パーライトは、長軸の長さが２００ｎｍ以下であるセメンタイトを含む、高温伸び特性に優れた高強度鋼板に関するものである。
【００１３】
また、本発明の他の一側面は、重量％で、Ｃ：０．４〜０．９％、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０１％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下（０％は除く）、残りのＦｅ及び不可避不純物を含み、Ｍｎ：２．１％以下（０％は除く）及びＳｉ：１．６％以下（０％は除く）のうち１種以上を含むスラブを１１００〜１３００℃の温度に加熱する段階と、
上記加熱されたスラブをＡｒ３＋１０℃〜Ａｒ３＋９０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
上記熱延鋼板を５５０〜７００℃の温度で巻取る段階と、
上記巻取られた熱延鋼板を４０〜８０％の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、を含む、高温伸び特性に優れた高強度鋼板の製造方法に関するものである。
【００１４】
また、本発明のさらに他の一側面は、本発明の鋼板を用いて製造された温間プレス成形部材及びその製造方法に関するものである。
【００１５】
なお、上述の課題の解決手段は、本発明の特徴をすべて列挙したものではない。本発明の様々な特徴とそれに伴う利点と効果は、以下の具体的な実施形態を参照して、より詳細に理解することができる。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によると、常温で１０００ＭＰａ以上の引張強度及び５００℃〜Ａｃ１＋３０℃の温度範囲で６０％以上の伸びを同時に確保することができる鋼板を提供することができる。
【００１７】
また、従来の熱間プレス成形（ＨＯＴ  ＰＲＥＳＳ  ＦＯＲＭＩＮＧ）温度よりも低い５００℃〜Ａｃ１＋３０℃の温度範囲で成形することができ、亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板を成形する場合にも、微小クラックを抑制することができるという効果がある。
【００１８】
これにより、高強度と高成形性が同時に求められる自動車内板用または衝突部材などに好ましく適用されることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】試験片番号１−１を熱間圧延した後の微細組織を走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で撮影した写真である。
【図２】試験片番号２−１を冷間圧延した後の微細組織を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で撮影した写真である。
【図３】成形部材を示す模式図である。
【図４】試験片番号２−１を温間プレス成形した後の微細亀裂の長さを撮影した写真である。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
以下、本発明の好ましい実施形態を説明する。しかし、本発明の実施形態は、様々な他の形態に変形されることができ、本発明の範囲が以下に説明する実施形態に限定されるものではない。また、本発明の実施形態は、当該技術分野における平均的な知識を有する者に本発明をさらに完全に説明するために提供されるものである。
【００２１】
本発明者らは、従来のオーステナイト系高マンガン鋼が有する製造コストの増加、スポット溶接時の液体金属脆化による溶接部クラックの発生などの問題点、及び従来の熱間プレス成形時の高い成形温度による亀裂伝播抵抗性及びスポット溶接性の劣化を解決するために深く研究した。
【００２２】
その結果、合金組成及び製造方法を適切に制御することにより、分節されたセメンタイト（ｃｅｍｅｎｔｉｔｅ）を有するパーライト（ｐｅａｒｌｉｔｅ）を確保することで、強度及び高温（５００℃〜Ａｃ１＋３０℃）における伸びに優れ、且つ従来の熱間プレス成形（ＨＯＴ  ＰＲＥＳＳ  ＦＯＲＭＩＮＧ）の温度よりも低い５００℃〜Ａｃ１＋３０℃の温度範囲で成形が可能な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。
【００２３】
（高温伸び特性に優れた高強度鋼板）
以下、本発明の一側面による高温伸び特性に優れた高強度鋼板について詳細に説明する。
【００２４】
本発明の一側面による高温伸び特性に優れた高強度鋼板は、重量％で、Ｃ：０．４〜０．９％、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０１％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下（０％は除く）、残りのＦｅ及び不可避不純物を含み、Ｍｎ：２．１％以下（０％は除く）及びＳｉ：１．６％以下（０％は除く）のうち１種以上を含み、微細組織は、面積分率で、８０％以上のパーライト及び２０％以下のフェライトを含み、上記パーライトは、長軸の長さが２００ｎｍ以下であるセメンタイトを含む。
【００２５】
まず、本発明による合金組成について詳細に説明する。以下、各元素の含量の単位は、特に記載しない限り、重量％である。
【００２６】
Ｃ：０．４〜０．９％
炭素（Ｃ）は、本発明において熱間圧延後にフェライトとセメンタイトからなるパーライト微細組織を有する鋼板を製造するのに重要な成分であり、一般的にＣの含量が増加するほどパーライト組織分率を高く確保することができ、鋼の強度を確保するために添加される必須元素である。
【００２７】
Ｃ含量が０．４％未満であると、パーライトを十分に確保し難いという問題がある。一方、Ｃの含量が０．９％を超えると、パーライト中に炭化物が過剰に形成されて析出物との相間整合性を低下させ、熱間圧延性及び常温延性が低下するだけでなく、粒内の強度を急激に上昇させて延性を低下させる。
【００２８】
したがって、Ｃ含量は０．４〜０．９％であることが好ましく、より好ましくは０．５〜０．６５％であることができる。
【００２９】
Ｃｒ：０．０１〜１．５％
Ｃｒは、Ｍｎと同様に、共析組成に必要な炭素含量を下げる役割を果たす。また、セメンタイトの形成を助長し、パーライトのラメラ間隔を小さくする特性があるため、セメンタイト球状化を促進させる。また、微量の添加でも鋼板の耐食性をより改善する特性を有する。
【００３０】
Ｃｒ含量が１．５％を超えると、機械的特性に悪影響を及ぼし、酸洗時に表面スケール酸洗性を劣化させるという問題がある。
【００３１】
Ｃｒ含量が０．０１％未満であると、熱間圧延状態で共析パーライトを形成するためのＣ含量が高くなってスポット溶接性に大きく劣るだけでなく、鋼板において基本的に求められる耐食性にも全く影響を与えないため、Ｃｒ含量は０．０１％以上であることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上であることが好ましい。
【００３２】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下（０％は除く）
酸可溶アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）は、鋼の粒度微細化と脱酸のために添加される元素である。しかし、その含量が０．１％を超えると、製鋼連鋳操業時に介在物が過剰に形成されて溶融亜鉛めっき鋼板の表面不良が発生する可能性が高くなるだけでなく、製造コストの上昇を招くという問題がある。
【００３３】
その下限を特に限定する必要はないが、製造過程中に不可避に添加される水準を考慮して０％は除く。
【００３４】
Ｐ：０．０３％以下（０％は除く）
鋼中の（Ｐ）は、強度確保に有利な元素であるが、過剰に添加すると、脆性破壊が発生する可能性が大きくなって熱間圧延中にスラブ破断などの問題が発生する可能性が大きくなり、めっき表面特性を阻害する元素として作用するという問題がある。
【００３５】
したがって、本発明においてＰは不純物としてその上限を制御することが重要であり、０．０３％以下に制限することが好ましい。但し、製造過程中に不可避に添加される水準を考慮して０％は除く。
【００３６】
Ｓ：０．０１％以下（０％は除く）
硫黄（Ｓ）は、鋼中に不純物元素として不可避に添加される元素であり、鋼中のＳは、赤熱脆性を発生させる可能性を高めるという問題があるため、その含量を０．０１％以下に制御することが好ましい。但し、製造過程中に不可避に添加される水準を考慮して０％は除く。
【００３７】
Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）
窒素（Ｎ）は、鋼中に不純物元素として不可避に添加される元素であり、操業条件が可能な範囲である０．０１％以下に制御することが好ましい。但し、製造過程中に不可避に添加される水準を考慮して０％は除く。
【００３８】
上述の成分の他に、Ｍｎ：２．１％以下（０％は除く）及びＳｉ：１．６％以下（０％は除く）のうち１種以上を含む。
【００３９】
Ｍｎ：２．１％以下（０％は除く）
Ｍｎは、Ｃｒと同様に、共析組成に必要な炭素含量を下げる役割を果たす。また、初析フェライトの生成を抑制する役割を果たす元素である。
【００４０】
Ｍｎ含量が２．１％を超えると、冷却中に低温組織が生じるという問題がある。
【００４１】
Ｓｉ：１．６％以下（０％は除く）
Ｓｉは、固溶強化の効果とともに、パーライト組織内の層状構造を安定化させて強度低下を抑制する役割を果たす。
【００４２】
Ｓｉ含量が１．６％を超えると、伸びを低下させることがあり、鋼の表面及びめっき品質を低下させることがある。
【００４３】
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、原料または周囲の環境から意図しない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具体的に本明細書に記載しない。
【００４４】
このとき、上述の各元素の含量を満たすのみならず、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｎ及びＳｉの含量が下記関係式１を満たすことができる。
関係式１：０．７≦Ｃ＋Ｃｒ／２＋Ｍｎ／３＋Ｓｉ／４≦３．０
（上記関係式１において各元素記号は、各元素の含量を重量％で表した値であり、含まれていない場合は、０として計算する。）
【００４５】
上記関係式１は、本発明で求められる共析組成及びそれに相応する組成系を有する鋼を製造するための各元素の影響度を考慮して設計したものである。
【００４６】
関係式１が０．７未満であると、熱間圧延後に８０面積％以上のパーライトを確保し難くなる。一方、その値が３．０を超えると、合金元素の多量添加によって伸びが低下し、熱間プレス成形時の亀裂伝播抵抗性に劣る。
【００４７】
本発明による鋼板の微細組織は、面積分率で、８０％以上のパーライト及び２０％以下のフェライトを含み、上記パーライトは、長軸の長さが２００ｎｍ以下であるセメンタイトを含む。
【００４８】
パーライトが８０％未満であると、高強度を確保し難く、高温成形時に伸びが低下する。
【００４９】
パーライト分率が高ければ高いほど、高強度及び高温伸びの確保に有利であるため、その上限は特に限定せず、パーライト単相であることがより好ましい。
【００５０】
パーライトは、長軸の長さが２００ｎｍ以下であるセメンタイトを含むことにより、温間プレス成形または焼鈍工程において上記分節されたセメンタイトが球状化しやすくなり、優れた高温伸び及び最終延性を確保することができる。
【００５１】
このとき、上記パーライトのセメンタイトは、下記関係式２によるＮ値が６０％以上であることができる。
関係式２：Ｎ（％）＝Ｎｘ／（Ｎｘ＋Ｎｙ）＊１００
（上記関係式２において、Ｎｘは長軸の長さが２００ｎｍ以下であるセメンタイトの個数を意味し、Ｎｙは長軸の長さが２００ｎｍを超えるセメンタイトの個数を意味する。）
【００５２】
上記関係式２においてＮｘ、即ち長軸の長さが２００ｎｍ以下に分節されたセメンタイトの個数が多ければ多いほど、温間プレス成形または焼鈍工程において上記分節されたセメンタイトが球状化しやすくなり、優れた高温伸び及び最終延性を確保することができる。
【００５３】
したがって、上記Ｎ値は６０％以上であることが好ましく、より好ましくは７５％以上であることができる。
【００５４】
一方、本発明の鋼板は、引張強度が１０００ＭＰａ以上であり、高温（５００℃〜Ａｃ１＋３０℃）における伸びが６０％以上であることができる。
【００５５】
このような物性を確保することにより、従来の熱間プレス成形温度よりも低い５００℃〜Ａｃ１＋３０℃の範囲で成形を行っても成形中に破断が発生しない高強度温間プレス成形部材を製造することができる。
【００５６】
このとき、上記Ａｃ１温度は、下記関係式３により定義されることができる。
関係式３：Ａｃ１（℃）＝７２３−１０．７＊Ｍｎ−１６．９＊Ｎｉ＋２９．１＊Ｓｉ＋１６．９＊Ｃｒ＋２９０＊Ａｓ＋６．３８＊Ｗ
（上記関係式３において各元素記号は、各元素の含量を重量％で表した値であり、含まれていない場合は、０として計算する。）
【００５７】
また、本発明の鋼板は、表面にアルミニウムめっき層、亜鉛めっき層及び合金化亜鉛めっき層のうち一つがさらに形成されていることができる。
【００５８】
（高温伸び特性に優れた高強度鋼板の製造方法）
以下、本発明の他の一側面である高温伸び特性に優れた高強度鋼板の製造方法について詳細に説明する。
【００５９】
本発明の他の一側面である高温伸び特性に優れた高強度鋼板の製造方法は、上述の合金組成を有するスラブを１１００〜１３００℃の温度に加熱する段階と、上記加熱されたスラブをＡｒ３＋１０℃〜Ａｒ３＋９０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を５５０〜７００℃の温度で巻取る段階と、上記巻取られた熱延鋼板を４０〜８０％の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、を含む。
【００６０】
（スラブ加熱段階）
上述の合金組成を有するスラブを熱間圧延するために、１１００〜１３００℃の温度に加熱する。
【００６１】
加熱温度が１１００℃未満であると、スラブの組織及び成分を均一化処理し難く、１３００℃を超えると、表面酸化及び設備劣化の問題が発生し得る。
【００６２】
（熱間圧延段階）
上記加熱されたスラブをＡｒ３＋１０℃〜Ａｒ３＋９０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る。
【００６３】
仕上げ熱間圧延温度がＡｒ３＋１０℃未満であると、フェライトとオーステナイトの二相域圧延となる可能性があるため、鋼表層における混粒組織の制御と板状の制御が難しくなり、また、材質の不均一性をもたらすことがある。
【００６４】
一方、仕上げ熱間圧延温度がＡｒ３＋９０℃を超えると、熱延材の結晶粒粗大化現象が発生しやすくなる。
【００６５】
したがって、Ａｒ３＋１０℃〜Ａｒ３＋９０℃の温度範囲であるオーステナイト系単相域で仕上げ熱間圧延を行うことが好ましい。上記温度範囲で仕上げ熱間圧延を行うことにより、単相オーステナイト結晶粒からなる微細組織により均一な変形を加えて組織内均一性を増加させることができる。
【００６６】
このとき、上記Ａｒ３温度は、下記関係式４により定義されることができる。
関係式４：Ａｒ３（℃）＝９１０−９５＊（Ｃ＾０．５）−１５．２＊Ｎｉ＋４４．７＊Ｓｉ＋１０４＊Ｖ＋３１．５＊Ｍｏ−（１５＊Ｍｎ＋１１＊Ｃｒ＋２０＊Ｃｕ−７００＊Ｐ−４００＊Ａｌ−４００＊Ｔｉ）
（上記関係式４において各元素記号は、各元素の含量を重量％で表した値であり、含まれていない場合は、０として計算する。）
【００６７】
（巻取段階）
上記熱延鋼板を５５０〜７００℃の温度で巻取る。
【００６８】
巻取り温度が５５０℃未満であると、低温変態組織、即ちベイナイトまたはマルテンサイトが生成されて熱延鋼板の過剰な強度上昇を招くことにより、冷間圧延時の過剰な負荷による形状不良などの問題が発生し、本発明の目的であるパーライト微細組織を得難い。
【００６９】
一方、巻取り温度が７００℃を超えると、熱延材における過剰な粒界酸化が発生しやすくなり、これによって酸洗性に劣るという問題が発生する。
【００７０】
このとき、必要に応じて、冷間圧延前の圧延負荷を低減させるために、上記巻取り段階後に２００〜７００℃の温度でバッチ焼鈍（ｂａｔｃｈ  ａｎｎｅａｌｉｎｇ）を行う段階をさらに含むことができる。
【００７１】
バッチ焼鈍温度が２００℃未満であると、熱延組織が十分に軟化しなくて圧延負荷の低減に大きな影響を与えず、７００℃を超えると、高温焼鈍によるパーライト分解が発生して、本発明で求められるパーライト球状化特性を十分に発揮することが難しい。
【００７２】
一方、バッチ焼鈍熱処理時間は、大きな影響を与えないため、本発明では特に限定する必要はない。
【００７３】
（冷間圧延段階）
上記巻取られた熱延鋼板を４０〜８０％の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る。
【００７４】
上記圧下率が４０％未満であると、目標とする厚さを確保し難く、長軸の長さが２００ｎｍ以下であるセメンタイトを十分に確保し難い。熱延鋼板の場合、パーライト変態時の成長時間が十分であれば、細長い形態のラメラセメンタイトを有するのが一般的である。但し、熱間圧延後の巻取り工程の条件によって十分なパーライト変態時間が与えられないと、図１に示すように熱延鋼板にも一部分が分節された形態のセメンタイトが現れるが、分節されたパーライトを十分に確保することは難しい。したがって、本発明では、４０％以上の圧下率で冷間圧延を行うことにより、長軸の長さが２００ｎｍ以下であるセメンタイトを十分に確保する。冷間圧延後のラメラ状セメンタイトは、圧延方向に延びるか、または分節されて現れ、セメンタイト間の層間距離は近くなる。
【００７５】
一方、圧下率が８０％を超えると、冷延鋼板のエッジ（ｅｄｇｅ）部でクラックが発生する可能性が高く、冷間圧延の負荷が高くなることがある。
【００７６】
このとき、冷間圧延は常温で行うことができる。
【００７７】
本発明では、冷間圧延後に特別な焼鈍を行わずにすぐに温間プレス成形を行う場合にも、本発明で求められる特性を確保することができる。
【００７８】
但し、より安定した材質特性を確保するために、冷延鋼板をＡｃ１−７０℃〜Ａｃ１＋７０℃の温度範囲で連続焼鈍またはバッチ焼鈍を行う段階をさらに含むことができる。
【００７９】
上記温度範囲で連続焼鈍またはバッチ焼鈍を行うことにより、熱間圧延の際に形成されたラメラ（ｌａｍｅｌｌａｒ）状セメンタイトは球状に球状化することができる。セメンタイトの球状化熱処理方法には、大きく二つに分けて、Ａｃ１温度直下で行う変態点下焼鈍（Ｓｕｂｃｒｉｔｉｃａｌ  ａｎｎｅａｌｉｎｇ）方法と、Ａｃ１〜Ａｃ３温度の間で行う二相域焼鈍（Ｉｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｌ  ａｎｎｅａｌｉｎｇ）方法がある。変態点下焼鈍（Ｓｕｂｃｒｉｔｉｃａｌ  ａｎｎｅａｌｉｎｇ）の際は、ラメラ組織内のセメンタイト欠陥部などで曲率半径の差による濃度勾配によって球状化が始まる。一方、二相域焼鈍（Ｉｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｌ  ａｎｎｅａｌｉｎｇ）の際は、一定分率のフェライトがオーステナイトに変態し始め、パーライト中のセメンタイト粒子は未固溶状態を維持して、即ち、オーステナイトと未溶解セメンタイト組織で構成され、このような未溶解セメンタイトを核として球状化が行われる。
【００８０】
焼鈍温度がＡｃ１−７０℃未満であると、セメンタイトの球状化が所望通りに行われ難く、Ａｃ１＋７０℃を超えると、未溶解セメンタイトなどによってセメンタイトの形態が不均一となる。したがって、Ａｃ１−７０℃〜Ａｃ１＋７０℃の温度範囲で連続焼鈍またはバッチ焼鈍を行うことが好ましい。
【００８１】
一方、上記冷延鋼板をめっきする段階をさらに含むことができる。めっき方法及びめっきの種類は、通常の操業条件でも材質特性に大きな影響を与えないため、特に限定しない。
【００８２】
例えば、アルミニウム、亜鉛、アルミニウム合金、亜鉛合金などでめっきを行うことができ、溶融めっき法、電気めっき法などを用いてめっきを行うことができる。
【００８３】
このとき、上記めっきされた冷延鋼板を合金化処理する段階をさらに含むことができる。上記めっきする段階と同様に、通常の操業条件でも材質特性に大きな影響を与えないため、特に限定しない。
【００８４】
例えば、４００〜６００℃の温度範囲で合金化処理を行うことができる。
【００８５】
（温間プレス成形部材）
以下、本発明のさらに他の一側面である、上述の本発明の鋼板を用いて製造された温間プレス成形部材について詳細に説明する。
【００８６】
本発明のさらに他の一側面である温間プレス成形部材は、上述の本発明の高強度鋼板を温間プレス成形して製造されるため、その合金組成及び微細組織は変わることなく同一である。したがって、引張強度１０００ＭＰａ以上の高強度を確保することができる。但し、温間プレス成形によって下記関係式２によるＮ値が鋼板におけるＮ値よりも高くなるため、Ｎ値は７０％以上である。
関係式２：Ｎ（％）＝Ｎｘ／（Ｎｘ＋Ｎｙ）＊１００
（上記関係式２において、Ｎｘは長軸の長さが２００ｎｍ以下であるセメンタイトの個数を意味し、Ｎｙは長軸の長さが２００ｎｍを超えるセメンタイトの個数を意味する。）
【００８７】
一方、上記成形部材は、表面にアルミニウムめっき層がさらに形成されていることができ、亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層がさらに形成されていることができる。
【００８８】
また、亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層がさらに形成されている場合にも、部材内の微細亀裂の長さは１０μｍ以下であることができる。
【００８９】
従来の熱間プレス成形温度よりも低い５００℃〜Ａｃ１＋３０℃の範囲で温間プレス成形を介して製造されるため、成形の際に発生する微細亀裂（ｍｉｃｒｏ  ｃｒａｃｋ）の長さを低減することができる。
【００９０】
（温間プレス成形部材の製造方法）
以下、本発明のさらに他の一側面である温間プレス成形部材の製造方法について詳細に説明する。
【００９１】
本発明のさらに他の一側面である温間プレス成形部材の製造方法は、上述の高温伸び特性に優れた高強度鋼板の製造方法によって製造された鋼板を加熱した後、５００℃〜Ａｃ１＋３０℃の温度範囲でプレスで成形する段階を含む。
【００９２】
上記温間プレス成形温度が５００℃未満であると、セメンタイトが十分に球状化せず、高温伸び特性が不十分となり得る。一方、温間プレス成形温度がＡｃ１＋３０℃を超えると、鋼板表面に酸化物が生成されて温間プレス成形後にショットブラスト（Ｓｈｏｔ  ｂｌａｓｔ）工程がさらに必要となり、亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層が形成された鋼板を成形する場合、Ｚｎが液状化する傾向が高くなって素地鉄粒界に拡散移動し、最終的には微細亀裂が発生する可能性が高くなる。
【００９３】
従来のＨＰＦ（ＨＯＴ  ＰＲＥＳＳ  ＦＯＲＭＩＮＧ）あるいはＰＨＳ（Ｐｒｅｓｓ  Ｈａｒｄｅｎｉｎｇ  Ｓｔｅｅｌ）製品として知られている熱間プレス成形部材の場合、最終微細組織をマルテンサイトとして得るためには、加熱炉焼鈍温度がＡｃ３以上であるオーステナイト単相域熱処理が必須であり、臨界冷却速度以上の冷却条件下で最終冷却組織がマルテンサイトからなることを特徴とするが、これによって耐衝撃特性が劣化し得る。
【００９４】
また、Ａｃ３以上の高温焼鈍による鋼板表面のめっき層内の溶融Ｚｎが鉄素地粒界に簡単に拡散して移動することにより、熱間プレス成形時に最終的に微細亀裂が発生する可能性が非常に高くなり、その長さを１０μｍ以下にすることが難しいという欠点を有する。
【００９５】
上述のように、本発明による鋼板は、高温（５００℃〜Ａｃ１＋３０℃）における伸びに優れた特性を有するため、従来の熱間プレス成形温度よりも低い５００℃〜Ａｃ１＋３０℃の範囲で成形を行っても成形中に破断が発生しないため、温間プレス成形部材を製造することができる。
【００９６】
また、オーステナイト単相域まで加熱する必要がないため、成形後にもマルテンサイトではなく、パーライトを主相として確保することができ、耐衝撃特性に優れる。
【００９７】
さらに、成形前の鋼板表面に亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層がさらに形成されている場合にも、従来の熱間プレス成形温度よりも低い５００℃〜Ａｃ１＋３０℃の範囲で温間プレス成形を介して製造されるため、成形の際に発生する微細亀裂（ｍｉｃｒｏ  ｃｒａｃｋ）の長さを低減することができる。
【００９８】
亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層のＺｎによる微細亀裂発生のメカニズムを詳細に説明すると、一般的にＦｅ−Ｚｎ状態図において液状Ｚｎは、包晶（ｐｅｒｉｔｅｃｔｉｃ）温度（約７８０℃）から生成される。既存の加熱炉熱処理温度がＡｃ３以上である場合、上記包晶（ｐｅｒｉｔｅｃｔｉｃ）温度よりも高いため、鋼板表面の亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層に液状Ｚｎが形成され、上記Ｚｎのオーステナイト粒界への拡散が簡単になって後続の熱間プレス成形時の微細亀裂が成形部品の側面部位（図２の微細亀裂の観察面）に発生しやすくなり、その長さも１０μｍ以下とすることが難しいという問題点がある。
【００９９】
一方、本発明における温間プレス成形温度範囲は５００℃〜Ａｃ１＋３０℃と、上記Ｆｅ−Ｚｎ包晶温度よりも低いため、液状及び固状のＺｎの粒界拡散を最小限に抑えることができ、熱間プレス成形後に発生する微細亀裂の量と長さを低減することができる。
【０１００】
このとき、上記成形は０．００１／ｓ以上の変形速度で行うことができる。
【０１０１】
変形速度が０．００１／ｓ未満であると、高温伸びの側面ではより有利であるが、現場での作業性が非常に低下して生産性が低下することがあるため、０．００１／ｓ以上の変形速度で行うことが好ましい。
【実施例】
【０１０２】
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であり、本発明の権利範囲を限定するためのものではないという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。
【０１０３】
（実施例１）
下記表１に示した成分組成を有するスラブを１１８０℃の加熱炉で１時間熱処理した後、下記表２に記載された条件で冷延鋼板を製造した。表２において焼鈍温度は、冷間圧延後の焼鈍温度を意味し、「−」で表示されているものは、冷間圧延後に焼鈍を行わなかったことを意味する。
【０１０４】
上記製造された冷延鋼板の微細組織、Ｎ値、引張強度、及び高温伸びを測定して下記表２に記載した。
【０１０５】
微細組織は、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いてナイタールエッチング法を適用した後に観察した。下記表２及び表３においてＰはパーライト、Ｆはフェライト、Ｂはベイナイト、Ｍはマルテンサイトを意味する。冷延鋼板における微細組織内の長軸の長さに応じたセメンタイトの個数は、下記図１のように、それぞれ走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）と透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）の微細組織観察写真を用いて測定した。
【０１０６】
高温伸びは、高温引張試験用試験片を加工した後、高温引張試験機を用いて行い、下記表２に記載されたそれぞれの異なる実験温度で０．００１／ｓの変形速度条件下、それぞれ三回ずつ測定した総伸びの平均値を記載した。
【０１０７】
下記表１において、各元素の含量の単位は重量％である。
【０１０８】
【表１】
0006907320.tif 000002
【０１０９】
【表２】
0006907320.tif 000003
【０１１０】
本発明で提示した合金組成及び製造条件をすべて満たす発明例の場合、微細組織は、面積分率で、８０％以上のパーライト及び２０％以下のフェライトを含み、Ｎ値は６０％以上と、引張強度と高温引張伸びに優れていることが確認できる。
【０１１１】
一方、本発明で提示した合金組成または製造条件を満たしていない場合、パーライトを十分に確保できないか、またはＮ値が６０％未満と、引張強度または高温引張伸びに劣った。
【０１１２】
（実施例２）
実施例１で製造された冷延鋼板（試験片番号は同一）を片面めっき量が６０ｇ／ｍ２となるように電気亜鉛めっきを行った後に加熱炉に装入して加熱し、下記表３に記載された成形温度でプレスで成形及び冷却を行って、図３のようなハット（ＨＡＴ）状の成形部材を製造した。
【０１１３】
上記成形部材の引張強度、微細組織、Ｎ値、部材内の微細亀裂の長さ、及び成形中の破断有無を下記表３に記載した。但し、破断が発生した場合には引張強度及び微細亀裂の長さを測定せず、Ｎ値は、発明例の場合にのみ測定した。
【０１１４】
引張試験は、ＪＩＳ  ５号試験片規格を用いて、毎分１０ｍｍの試験速度で行った。
【０１１５】
微細組織は、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いてナイタールエッチング法を適用した後に観察し、成形前と成形後の微細組織が同一である場合には「＝」と表示した。
【０１１６】
また、部材内の微細亀裂の長さは光学画像分析を介して測定し、図４のように、部材とめっき層の界面から部材を貫通した１０個の微細亀裂の深さから平均微細亀裂の長さを示した。
【０１１７】
【表３】
0006907320.tif 000004
【０１１８】
本発明で提示した合金組成及び製造条件をすべて満たす冷延鋼板を５００℃〜Ａｃ１＋３０℃の温度範囲で成形した場合には、成形中に破断が発生せず、１０μｍ以下の微細亀裂の長さが観察されたことが確認できる。
【０１１９】
但し、本発明で提示した合金組成及び製造条件をすべて満たす冷延鋼板を用いても成形温度が低い試験片番号２−５及び４−３の成形部材は破断が発生した。
【０１２０】
また、本発明で提示した合金組成及び製造条件をすべて満たす冷延鋼板を用いても、成形温度が高い試験片番号５−３の成形部材は、１０μｍを超える長さの微細亀裂が観察された。
【０１２１】
本発明で提示した合金組成または製造条件を満たしていない冷延鋼板を用いた場合には、本発明で提示した成形温度を満たしたかどうかに関係なく、成形中に破断が発生するか、または微細亀裂の長さが１０μｍを超えた。
【０１２２】
以上、実施例を参照して説明したが、当該技術分野における熟練した当業者は、下記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、本発明を様々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。
【図１】
0006907320.tif 000005
【図２】
0006907320.tif 000006
【図３】
0006907320.tif 000007
【図４】
0006907320.tif 000008