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JP2021502480A - 冷間成形性に優れた超高強度高延性鋼板及びその製造方法 - Google Patents

冷間成形性に優れた超高強度高延性鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

本発明は、自動車用鋼板に関し、より詳細には、超高強度及び高延性を確保するとともに、降伏強度比が高く、冷間成形性に優れ、衝突特性を向上させた超高強度高延性鋼板及びその製造方法を提供する。

Description

本発明は、自動車用鋼板に関し、より詳細には、冷間成形性に優れた超高強度高延性鋼板及びその製造方法に関する。
自動車の衝突時における乗客の安全性を確保するために、自動車の安全規制が強化されている。このためには、自動車用鋼板の強度を高くするか、又は厚さを厚くする必要がある。しかし、環境問題のために強化されている自動車の燃費向上を目指して自動車メーカーに対しては車体の軽量化が求め続けられている。
自動車の衝突安全性及び軽量化をともに確保するためには、鋼板の高強度化が必然である。しかし、このように鋼板の強度を高めると、一般的に鋼板の延性が低下する傾向があるため、高強度鋼の場合には、成形性が要求される部品への利用が制限される。
かかる高強度鋼の欠点を克服するための一環として、成形性が良好な高温で部品を成形した後、常温に急冷して低温組織を確保することにより、最終的に高降伏強度及び高引張強度を実現する熱間プレス成形（Ｈｏｔ Ｐｒｅｓｓ Ｆｏｒｍｉｎｇ、ＨＰＦ）鋼が開発されている。しかし、自動車部品メーカーの熱間プレス成形設備の新規投資及び高温熱処理による工程コストの増加により、最終的には自動車部品コストの増加を誘発するという問題点が発生する。
そこで、高強度でありながらも伸び率に優れ、冷間プレス成形（Ｃｏｌｄ Ｐｒｅｓｓ Ｆｏｒｍｉｎｇ）が可能な鋼材に対する研究が継続的に行われている。
一例として、特許文献１は、炭素（Ｃ）：０．５〜１．５重量％及びマンガン（Ｍｎ）：１０〜２５重量％を添加して７００〜９００ＭＰａの引張強度及び５０〜９０％レベルの高延性を有する超高張力鋼板を提示している。
特許文献２は、Ｃ：０．４〜０．７％、Ｍｎ：１２〜２４％を添加して引張強度１３００ＭＰａ以上、降伏強度１０００ＭＰａ以上でありながら衝突特性に優れた超高強度鋼板を提示している。
しかし、特許文献１の鋼板は、熱間プレス成形鋼に比べて降伏強度及び引張強度が低く、衝突特性が劣化して自動車用構造部材としての使用時にその適用が制限されるという欠点がある。また、特許文献２の鋼板は、伸び率が１０％前後の低レベルであって、冷間プレス成形で複雑な形状の部品への適用に制限があり、高レベルの強度を焼鈍後の再圧延を介して確保しているため、追加工程による製造コストが上昇するという欠点がある。
したがって、従来の熱間プレス成形鋼を代替できるとともに、冷間成形性に優れた超高強度高延性鋼板の開発が要求される。
国際公開第２０１１／１２２２３７号パンフレット 韓国公開特許第２０１３−０１３８０３９号公報
本発明の一側面は、超高強度及び高延性を確保するとともに、降伏強度比が高く、冷間成形性に優れ、衝突特性を向上させた超高強度高延性鋼板及びその製造方法を提供することである。
本発明の一側面は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１〜０．３％、マンガン（Ｍｎ）：６〜１０％、リン（Ｐ）：０．０５％以下、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下、窒素（Ｎ）：０．０２％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．５％以下（０％を除く）と、チタン（Ｔｉ）：０．１％以下、ニオブ（Ｎｂ）：０．１％以下、バナジウム（Ｖ）：０．２％以下、及びモリブデン（Ｍｏ）：１％以下で構成される群から選択された１種以上と、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物とを含み、微細組織が体積分率２０％以上の残留オーステナイト及び６０％以上の焼鈍マルテンサイトで構成され、３０ｎｍ以下のサイズを有する析出物を１０１３個／ｍ２以上含む冷間成形性に優れた超高強度高延性鋼板を提供する。
本発明の他の一側面は、上述した合金組成を満たす鋼スラブを１０５０〜１３００℃の温度範囲で再加熱する段階と、上記再加熱された鋼スラブを８００〜１０００℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、上記熱延鋼板を５０〜７５０℃の温度範囲で巻取る段階と、上記巻取り後、酸洗及び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７５０〜８７０℃の温度範囲で１０〜３６００秒間維持し、常温〜Ｍｓまで冷却した後、Ｍｓ〜５００℃の温度範囲で再加熱して１０〜３６００秒間維持してから常温まで冷却する１次焼鈍熱処理段階と、上記１次焼鈍熱処理後、５５０〜７５０℃の温度範囲で１０〜３６００秒間維持してから冷却する２次焼鈍熱処理段階と、を含む冷間成形性に優れた超高強度高延性鋼板の製造方法を提供する。
本発明によると、冷間成形用鋼板に要求される成形性及び衝突安全性をともに満たすことができる超高強度鋼板を提供することができる。
上記超高強度鋼板は、従来の熱間プレス成形鋼を代替することができるため、製造コストを削減するという効果がある。
本発明の一実施形態による焼鈍工程の一例を示すグラフである。 本発明の一実施形態による１次焼鈍熱処理における焼鈍後の冷却温度による残留オーステナイト分率をグラフ化して示したものである。 本発明の一実施形態による発明例１３の最終的な微細組織を観察した写真である。
本発明者らは、従来の熱間プレス成形鋼を代替して同等以上の機械的物性を有し、且つ部品の製造コストの低減が可能な冷間プレス成形用鋼板を開発するために深く研究した。その結果、合金組成や製造条件などを最適化することにより、冷間プレス成形に適した機械的物性及び微細組織を有する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。
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明の一側面による冷間成形性に優れた超高強度高延性鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１〜０．３％、マンガン（Ｍｎ）：６〜１０％、リン（Ｐ）：０．０５％以下、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下、窒素（Ｎ）：０．０２％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．５％以下（０％を除く）と、チタン（Ｔｉ）：０．１％以下、ニオブ（Ｎｂ）：０．１％以下、バナジウム（Ｖ）：０．２％以下、及びモリブデン（Ｍｏ）：１％以下で構成される群から選択された１種以上とを含むことが好ましい。
以下では、本発明で提供される超高強度鋼板の合金成分を上記のように制御する理由について詳細に説明する。この際、特に言及しない限り、各成分の含有量は重量％を意味する。
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る。本発明では、オーステナイトの安定化及び強度確保のために添加する。
上述した効果を得るために、Ｃを０．１％以上添加することが好ましいが、その含有量が０．３％を超えると、溶接性が低下するおそれがある。
したがって、本発明では、上記Ｃの含有量を０．１〜０．３％に制御することが好ましい。より有利には０．１２〜０．２０％に制御することができる。
Ｍｎ：６〜１０％
マンガン（Ｍｎ）は、フェライトの変態を抑制するとともに、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の含有量が６％未満の場合には、残留オーステナイトの安定性が不足するようになり、機械的物性の低下をもたらす。これに対し、その含有量が１０％を超えると、合金コストが増加し、溶接性の低下をもたらすため好ましくない。
したがって、本発明では、上記Ｍｎの含有量を６〜１０％に制御することが好ましい。より有利には７〜９％に制御することができる。
Ｐ：０．０５％以下
リン（Ｐ）は、固溶強化の効果がある元素であるものの、その含有量が０．０５％を超えると、溶接性が低下し、鋼の脆性が誘発されるおそれが大きくなるという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｐの含有量を０．０５％以下に制御することが好ましく、より好ましくは０．０２％以下に制御することができる。但し、製鋼時の生産性などの低下を考慮して０％は除く。
Ｓ：０．０２％以下
硫黄（Ｓ）は、鋼中に必然的に含有される元素であり、鋼板の延性及び溶接性を阻害する元素である。
特に、その含有量が０．０２％を超えると、鋼板の延性及び溶接性を阻害する可能性が高くなるため、０．０２％以下に制御することが好ましい。但し、製鋼時の生産性などの低下を考慮して０％は除く。
Ｎ：０．０２％以下
窒素（Ｎ）は、固溶強化の効果がある元素であるものの、その含有量が０．０２％を超えると、脆性が発生する可能性が高くなり、Ａｌと結合してＡｌＮを過度に析出させて連続鋳造の品質を阻害するおそれがある。
したがって、本発明では、上記Ｎの含有量を０．０２％以下に制御することが好ましい。但し、製鋼時の生産性などの低下を考慮して０％は除く。
Ａｌ：０．５％以下（０％を除く）
アルミニウム（Ａｌ）は、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し、鋼の脱酸のために添加する元素である。
上記Ａｌの含有量が０．５％を超えると、鋼の引張強度が低下し、鋳造の際にモールドフラックスとの反応を介して健全なスラブの製造が難しくなり、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、本発明では、上記Ａｌの含有量を０．５％以下に制御することが好ましい。より有利には０．３％以下含むことができ、０％は除く。
本発明の鋼板は、上述した合金元素に加えて析出物形成元素をさらに含むことができ、具体的にＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、及びＭｏで構成される群から選択される１種以上を含むことが好ましい。
Ｔｉ：０．１％以下
チタン（Ｔｉ）は、微細炭化物形成元素であって、降伏強度及び引張強度の向上に寄与する。また、Ｔｉは、窒化物形成元素であって、鋼中ＮをＴｉＮとして析出させてＡｌＮの析出を抑制することにより、連続鋳造の際にクラックが発生するおそれを低減させるという効果がある。
かかるＴｉの含有量が０．１％を超えると、粗大な炭化物が析出され、鋼中炭素量の低減によって強度及び伸び率が劣化する可能性がある。また、連続鋳造の際にノズル詰まりを生じさせるおそれがある。
したがって、本発明では、上記Ｔｉの含有量を０．１％以下に制御することが好ましい。
Ｎｂ：０．１％以下
ニオブ（Ｎｂ）は、オーステナイト粒界に偏析されて焼鈍熱処理の際にオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制し、微細な炭化物を形成して強度の向上に寄与する元素である。
かかるＮｂの含有量が０．１％を超えると、粗大な炭化物が析出され、鋼中炭素量の低減によって強度及び伸び率が減少するおそれがあり、製造コストが上昇するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｎｂの含有量を０．１％以下に制御することが好ましい。
Ｖ：０．２％以下
バナジウム（Ｖ）は、炭素又は窒素と反応して炭窒化物を形成する元素であって、低温で微細な析出物を形成して鋼の降伏強度を増加させるのに重要な役割を果たす元素である。
かかるＶの含有量が０．２％を超えると、粗大な炭化物が析出され、鋼中炭素量の低減によって強度及び伸び率が劣化するおそれがあり、製造コストが上昇するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｖの含有量を０．２％以下に制御することが好ましい。
Ｍｏ：１％以下
モリブデン（Ｍｏ）は、炭化物を形成する元素であって、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖなどの複合添加の際に析出物のサイズを微細に維持して降伏強度及び引張強度を向上させるという効果がある。
かかるＭｏの含有量が１％を超えると、上述した効果が飽和し、逆に製造コストが上昇するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｍｏの含有量を１％以下に制御することが好ましい。
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又は周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入する可能性があり、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における技術者であれば、だれでも分かるものであるため、それについてのすべての内容は本明細書では言及しない。
一方、本発明の鋼板は、シリコン（Ｓｉ）を１．０％以下さらに含むことができる。
シリコン（Ｓｉ）は、固溶強化元素であって、鋼板の強度を増加させる目的で添加することができるが、過多添加の際には焼鈍酸化物の生成によって鋼板のめっき性が劣化するという問題がある。したがって、上記Ｓｉは１．０％以下で添加することが好ましい。
また、本発明の鋼板は、上述した合金元素に加えて、機械的性質などの向上のために、ニッケル（Ｎｉ）、銅（Ｃｕ）、及びクロム（Ｃｒ）のうち１種以上をそれぞれ１％以下、０．５％以下、及び１％以下さらに含むことができる。
上記Ｎｉ、Ｃｕ、及びＣｒは、残留オーステナイトの安定化に寄与する元素であって、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌなどとともに複合作用し、オーステナイトの安定化をさらに向上させることができる。
但し、上記Ｎｉ、Ｃｕ、及びＣｒの含有量がそれぞれ１％、０．５％、１．０％を超えると、製造コストが過度に上昇するため好ましくない。
そして、上記Ｃｕは、熱延の際に脆性を引き起こす可能性があるため、Ｎｉとともに添加することがより好ましい。
上述した合金組成を満たす本発明の鋼板は、微細組織として、体積分率２０％以上の残留オーステナイト及び６０％以上の焼鈍マルテンサイトを含むことが好ましい。
上記残留オーステナイト相の分率が２０％未満であるか、又は焼鈍マルテンサイト相の分率が６０％未満である場合には、超高強度はもちろんのこと、高延性及び穴拡げ性を安定的に確保することが難しくなる。
上記残留オーステナイト相及び焼鈍マルテンサイト相を除いた残部組織としては、イプシロンマルテンサイト及びアルファマルテンサイト相を含むことができる。この際、これらの組織は、体積分率２０％以下（０％を含む）で含まれることが好ましい。
本発明の焼鈍マルテンサイト相は、高温のオーステナイトをマルテンサイト変態温度（Ｍｓ）以下に冷却する際に変態した体心立方構造（ＢＣＣ）のアルファマルテンサイトが加熱過程において回復して転位は減少するが、再結晶が起こらないために針形状を維持した状態の相（ｐｈａｓｅ）を意味する。マルテンサイト相は、その種類に応じて異なる物性を有する。これにより、本発明の焼鈍マルテンサイト相は、一般的なマルテンサイト相とは区別される。
本発明の鋼板は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＭｏのうち１種以上の析出物を含み、具体的には３０ｎｍ以下のサイズを有する析出物を１０１３個／ｍ２以上含むことが好ましい。
３０ｎｍを超えるサイズの析出物が多量に存在する場合には、析出物の粗大化によって微細析出物による効果、すなわち、強度の向上などの効果を十分に得ることができない。同様に、上述した微細析出物の個数が１０１３個／ｍ２未満の場合でも、強度の向上効果を得ることができなくなる。
本発明では、上記析出物は、炭化物、窒化物、及び複合炭窒化物のうち１つ以上を含む。
このように、本発明の鋼板は、微細組織として、残留オーステナイト相及び焼鈍マルテンサイト相を十分に含み、且つ微細な析出物の形成によって１０００ＭＰａ以上の降伏強度、及び１２５０ＭＰａ以上の引張強度を得ることができる。
さらに、高延性を確保することができることから、引張強度と伸び率の積が２２０００ＭＰａ％以上、穴拡げ性（ＨＥＲ）が１０％以上であるため、衝撃特性を向上させることができる。
一方、本発明で言及する鋼板は、冷延鋼板だけでなく、上記冷延鋼板をめっきして得られた溶融亜鉛めっき鋼板又は合金化溶融亜鉛めっき鋼板であってもよい。
一例として、上記溶融亜鉛めっき鋼板は、冷延鋼板の少なくとも一面に亜鉛めっき層を含むものであってもよく、亜鉛合金めっき層が形成されたものであってもよい。
また、上記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上記溶融亜鉛めっき鋼板を合金化熱処理したものであってもよい。
以下、本発明の他の一側面である冷間成形性に優れた超高強度高延性鋼板の製造方法について詳細に説明する。
先ず、本発明による冷延鋼板を製造する方法について具体的に説明する。
本発明による冷延鋼板は、上述した合金組成を満たす鋼スラブを設けた後、これを再加熱−熱間圧延−巻取り−冷間圧延−焼鈍熱処理工程を経て製造することができる。以下、各工程の条件について詳細に説明する。
[鋼スラブ再加熱］
本発明では、熱間圧延を行う前に、用意された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。この際、１０５０〜１３００℃で再加熱工程を行うことが好ましい。
上記再加熱温度が１０５０℃未満の場合には、後続する熱間圧延の際に荷重が急激に増加するという問題がある。これに対し、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増加して材料の損失につながり、Ｍｎが多量に含まれる場合には液相が存在する可能性がある。
したがって、鋼スラブ再加熱の際には１０５０〜１３００℃の温度範囲で行うことが好ましい。
［熱間圧延］
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とが好ましい。この際、８００〜１０００℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延を行うことが好ましい。
上記仕上げ熱間圧延温度が８００℃未満の場合には、圧延荷重が大幅に増加するという問題がある。これに対し、その温度が１０００℃を超えると、スケールによる表面欠陥及び圧延ロールの寿命短縮を誘発する。
したがって、仕上げ熱間圧延の際には８００〜１０００℃の温度範囲で行うことが好ましい。
［巻取り］
上記によって製造された熱延鋼板を５０〜７５０℃の温度範囲で巻取ることが好ましい。
上記巻取温度が７５０℃を超えると、鋼板表面のスケールが過多に形成されて欠陥を誘発し、これはめっき性を劣化させる原因となる。一方、鋼成分組成のうちＭｎが６％以上含有される場合には、硬化能が大幅に増加するため、熱延巻取り後に常温まで冷却しても、フェライトの変態がない。したがって、巻取温度の下限を特に制限する必要はない。但し、５０℃未満の場合には、鋼板の温度を下げるために冷却水噴射による冷却が必要となる。これは、不必要な工程コストの上昇を誘発するため、巻取温度を５０℃以上に制限することが好ましい。
一方、鋼の合金組成のうちＭｎの添加量に応じてマルテンサイト変態開始温度が常温以上であると、常温でマルテンサイトが生成される可能性がある。この場合、マルテンサイト組織によって熱延板の強度が非常に高くなるため、後続する冷間圧延における負荷を低減させるために、冷間圧延前に熱処理をさらに行うことができる。この際、熱処理は、熱延材の強度を低減させることができる５００〜７００℃の温度範囲で行うことが好ましい。ここで、熱処理時間は、特に限定せず、熱延板の強度レベルに応じて適切に選択することができる。
［酸洗及び冷間圧延］
上記のように巻取られた熱延鋼板を通常の酸洗処理を介して酸化層を除去した後、鋼板の形状及びクライアントが要求する厚さを確保するために、冷間圧延を行うことが好ましい。
上記冷間圧延における圧下率は、特に制限しないが、後続する焼鈍熱処理工程での再結晶の際に粗大なフェライト結晶粒の生成を抑制するために、１５％以上の冷間圧下率で行うことが好ましい。また、上記圧下率が１５％未満の場合には、目標レベルの強度を確保することが難しくなりうる。
一方、鋼中Ｍｎの添加量に応じてマルテンサイト変態開始温度が常温以上である場合には、製造された熱延鋼板内の強度が高くなるため、上記酸洗及び冷間圧延を行う前に、熱処理をさらに行うことができる。これは、冷間圧延における負荷を低減するための工程に該当する。上記熱処理は、冷間圧延における負荷を下げることができる工程条件であれば特に限定しないが、一例として、６００℃で１０時間程度熱処理を行うことができる。
［焼鈍］
本発明は、強度、伸び率、及び穴拡げ性のすべてに優れた超高強度鋼板を製造するためのものであり、このような鋼板を得るためには、後述する条件に応じて焼鈍熱処理を行うことが重要である。特に、最終微細組織として、残留オーステナイト及び焼鈍マルテンサイト相を複合して確保し、そこから目標とする物性を得るためには、上記焼鈍熱処理を段階的に行うことが好ましい（図１）。
「１次焼鈍熱処理」
上記冷間圧延を完了して得られた冷延鋼板を７５０〜８７０℃の温度範囲で１０〜３６００秒間維持し、常温〜Ｍｓまで冷却した後、Ｍｓ〜５００℃の温度範囲で再加熱して１０〜３６００秒間維持した後、再び常温まで冷却する１次焼鈍熱処理を行うことが好ましい。
上記最初維持温度（７５０〜８７０℃）は、本発明の成分系においてオーステナイト単相域に該当し、焼鈍における相変態キネティック（ｋｉｎｅｔｉｃ）を考慮して少なくとも１０秒以上熱処理することが好ましい。焼鈍時間が増加するほど、平衡相に近くなって均一な組織を得ることができるが、工程コストが増加するという欠点があるため、その時間を３６００秒以下に制限することが好ましい。
上述した温度範囲における焼鈍後に、常温〜Ｍｓ（マルテンサイト変態開始温度）の温度範囲に冷却することが好ましい。その後、Ｍｓ〜５００℃の温度範囲で再加熱し、１０〜３６００秒間維持することが好ましい。
上記焼鈍後に、冷却時の温度がＭｓ以下に下がるほど、マルテンサイトの変態量は増加し、常温でも未変態したオーステナイトが存在することができる。したがって、Ｍｓ以下への冷却過程を経れば鋼板の組織をマルテンサイト及びオーステナイトで構成することができる。
これをＭｓ以上の温度で再加熱すると、マルテンサイト内の炭素固溶度が低いため、マルテンサイト内の炭素は、周辺のオーステナイトへの分配が起こるようになってオーステナイトの安定度が高くなる。これを再び常温に冷却する場合、多量の残留オーステナイト相が形成され、残部はマルテンサイトで構成される。
焼鈍後に冷却された鋼板をＭｓ以上に再加熱する際には、マルテンサイト内の炭素がオーステナイトに拡散するようにする必要があるため１０秒以上維持することが好ましい。しかし、維持時間が３６００秒を超えるか、又は再加熱温度が５００℃を超えると、炭素の相（ｐｈａｓｅ）間の再分配だけでなく、セメンタイト（ｃｅｍｅｎｔｉｔｅ）が析出してオーステナイトの安定性が逆に減少し、残留オーステナイト相の分率が低くなるおそれがある。
ここで、Ｍｓは下記の式から導出されることができ、常温は２５℃程度を意味する。
Ｍｓ＝５３９−４２３［Ｃ］−３０．４［Ｍｎ］−７．５［Ｓｉ］＋３０［Ａｌ］（各元素は、重量含有量を意味する。）
上述した１次焼鈍熱処理工程を経て残留するオーステナイト相の分率が高いほど、後続する２次焼鈍熱処理後、最終的に鋼に残留するオーステナイト量が増加し、目標とする物性を安定的に確保することができる。
「２次焼鈍熱処理」
上記１次焼鈍熱処理及び冷却された冷延鋼板を２相域の温度範囲で焼鈍熱処理することが好ましく、より好ましくは５５０〜７５０℃の温度範囲で１０〜３６００秒間２次焼鈍熱処理を行うことが好ましい。
２相域で焼鈍を行う場合には、Ｃ、Ｍｎなどの元素がオーステナイトに濃化することでオーステナイトの安定性が増加し、常温で残留するようになる。ここに変形が加わると、残留オーステナイトがマルテンサイトに変態し、鋼板のネッキング（ｎｅｃｋｉｎｇ）現象が遅延されて伸び率及び強度の向上に寄与する。
上記２次焼鈍熱処理の際に５５０〜７５０℃の温度範囲で行う場合には、１次焼鈍熱処理後に得られた組織からオーステナイトの逆変態が起こり、オーステナイト分率が増加するという効果がある。
この際、相変態キネティック（ｋｉｎｅｔｉｃ）を考慮して、少なくとも１０秒以上熱処理することが好ましい。焼鈍時間が増加するほど、平衡相に近くなって均一な組織を得ることができるが、工程コストが増加するという欠点があり、組織が粗大となって物性が劣化するおそれがあるため、その時間を３６００秒以下に制限することが好ましい。
一方、本発明は、上記によって段階的に焼鈍熱処理された冷延鋼板をめっき処理してめっき鋼板を製造することができる。
この際、電気めっき法、溶融めっき法、又は合金化溶融めっき法を用いることができる。一例として、亜鉛めっき浴に上記冷延鋼板を浸漬して溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。さらに、上記溶融亜鉛めっき鋼板を合金化熱処理して合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。
上記めっき処理における条件は、特に限定しないが、一般的に行われる条件で行うことができる。
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。
（実施例）
下記表１の成分組成を有する鋼を３０Ｋｇのインゴット（ｉｎｇｏｔ）に真空溶解した後、これを１２００℃の温度で１時間維持した。次に、９００℃で仕上げ熱間圧延を行って熱延鋼板を製造した後、上記熱延鋼板を６００℃に予め加熱された炉に装入して１時間維持し、炉冷することにより熱延巻取りを模写した。
一方、Ｍｎを多量に含有した鋼種の場合には、熱延鋼板の強度が高いため、後続する冷間圧延における負荷を低減するために、冷間圧延前に熱処理をさらに行うことができる。Ｍｎの添加量に応じてマルテンサイト変態開始温度が常温以上であると、熱延鋼板内にマルテンサイトが多量に生成される可能性がある。この場合、マルテンサイト組織によって熱延板の強度が非常に高くなる。そのため、上記によって冷却されたそれぞれの試験片を６００℃で１０時間熱処理した。
その後、各試験片を常温まで冷却した後、酸洗及び冷間圧延して冷延鋼板を製造した。上記冷間圧延は３０％以上の冷間圧下率で行った。上記によって製造されたそれぞれの冷延鋼板に対して下記表２に示した条件で段階的焼鈍熱処理を行った。
上述のように製造されたそれぞれの試験片に対して機械的物性を測定し、微細組織を観察して組織別分率を測定した結果を下記表３に示した。
上記機械的物性は、ＪＩＳ５号規格で引張試験片を加工した後、万能引張試験機を用いて引張試験をを行った結果である。
微細組織の分率は、最終的な焼鈍組織をＸＲＤで測定してＦＣＣの残留オーステナイト、ＢＣＣのマルテンサイト、及びＨＣＰのイプシロンマルテンサイトの相（ｐｈａｓｅ）間の分率を求めた。また、焼鈍マルテンサイト及びアルファマルテンサイトは、すべてＢＣＣ構造を有するため、電子走査顕微鏡で観察して上記２つの相を区別した。
Figure 2021502480
Figure 2021502480
Figure 2021502480
（上記［表３］において、上記析出物の個数は、そのサイズが３０ｎｍ以下であるものだけを選別して測定したものである。上記［表３］において、ＹＳ：降伏強度、ＴＳ：引張強度、Ｅｌ：伸び率、ＨＥＲ：穴拡げ性を意味する。）
上記表１〜３に示すように、本発明で提案する合金組成及び製造条件をすべて満たす発明例１〜２５は、降伏強度１０００ＭＰａ以上、引張強度１２５０ＭＰａ以上であることから、超高強度だけでなく、伸び率に優れ、引張強度×伸び率の値を２２０００ＭＰａ％以上に確保することができ、穴拡げ性も１０％以上に確保することができる。
これは、１次焼鈍熱処理の際に、焼鈍−冷却後に特定の温度範囲で再加熱処理を行うことにより、２次焼鈍熱処理後、最終的に残留するオーステナイト分率が高くなることに起因するものである。
したがって、上記本発明による鋼板は、従来の熱間プレス成形用鋼板を代替することができる冷間プレス成形用鋼板として非常に有利であることが確認できる。
これに対し、本発明の成分組成を満たしても、製造条件が本発明を満たさない場合には、目標とする機械的物性の確保が難しかった。
具体的には、１次焼鈍熱処理工程で焼鈍した後、冷却における冷却終了温度がＭｓを超えた場合、換言すると、焼鈍−冷却後に再加熱工程を行わない場合（比較例１〜１３）には、最終的に残留オーステナイト分率が低いため、目標とする強度、伸び率、又は穴拡げ性が劣化した。
また、１次焼鈍熱処理工程における再加熱温度が過度に高い比較例１４の場合には、残留オーステナイト相が十分に形成されず、穴拡げ性が劣化した。そして、２次焼鈍熱処理における焼鈍温度が過度に高い比較例１５の場合には、焼鈍マルテンサイト相及び残留オーステナイト相が十分に形成されず、強度及び穴拡げ性が劣化した。
さらに、製造条件が本発明を満たしても、析出硬化元素が添加されなかった比較例１６及び１７、Ｍｎの含有量が不十分である比較例１８及び１９の場合には、目標レベルの強度を確保することができなかった。
図２は発明鋼８を用いて１次焼鈍熱処理における焼鈍後に、冷却温度による残留オーステナイト分率を測定した結果をグラフで表したものである。図２に示すように、焼鈍後の冷却における冷却温度がＭｓ以下に下がるほど、残留オーステナイト相分率が高くなることが確認できる（図２において、冷却温度が２５０℃、３００℃、４００℃の場合については、［表２］及び［表３］に示さなかった）。
図３は発明例１３の最終的な微細組織を観察した写真であって、焼鈍マルテンサイト（ａ）及び残留オーステナイト（ｂ）内に析出物が形成されたことが確認できる。

Claims (14)

  1. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．１〜０．３％、マンガン（Ｍｎ）：６〜１０％、リン（Ｐ）：０．０５％以下、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下、窒素（Ｎ）：０．０２％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．５％以下（０％を除く）と、
    チタン（Ｔｉ）：０．１％以下、ニオブ（Ｎｂ）：０．１％以下、バナジウム（Ｖ）：０．２％以下、及びモリブデン（Ｍｏ）：１％以下で構成される群から選択された１種以上と、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物とを含み、
    微細組織が、体積分率２０％以上の残留オーステナイト及び６０％以上の焼鈍マルテンサイトで構成され、
    ３０ｎｍ以下のサイズを有する析出物を１０１３個／ｍ２以上含む、冷間成形性に優れた超高強度高延性鋼板。
  2. 前記鋼板は、シリコン（Ｓｉ）を１．０重量％以下さらに含む、請求項１に記載の冷間成形性に優れた超高強度高延性鋼板。
  3. 前記鋼板は、イプシロンマルテンサイト及びアルファマルテンサイト相を体積分率２０％以下（０％を含む）含む、請求項１に記載の冷間成形性に優れた超高強度高延性鋼板。
  4. 前記析出物は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、及びＭｏのうち１種以上の炭化物、窒化物、及び複合炭窒化物のうち１種以上である、請求項１に記載の冷間成形性に優れた超高強度高延性鋼板。
  5. 前記鋼板は、ニッケル（Ｎｉ）：１重量％以下、銅（Ｃｕ）：０．５重量％以下、及びクロム（Ｃｒ）：１重量％以下からなる群から選択された１種以上をさらに含む、請求項１に記載の冷間成形性に優れた超高強度高延性鋼板。
  6. 前記鋼板は、１０００ＭＰａ以上の降伏強度、１２５０ＭＰａ以上の引張強度を有し、引張強度と伸び率の積が２２０００ＭＰａ％以上であり、穴拡げ性（ＨＥＲ）が１０％以上である、請求項１に記載の冷間成形性に優れた超高強度高延性鋼板。
  7. 前記鋼板は、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のいずれかである、請求項１に記載の冷間成形性に優れた超高強度高延性鋼板。
  8. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．１〜０．３％、マンガン（Ｍｎ）：６〜１０％、リン（Ｐ）：０．０５％以下、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下、窒素（Ｎ）：０．０２％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．５％以下（０％を除く）と、
    チタン（Ｔｉ）：０．１％以下、ニオブ（Ｎｂ）：０．１％以下、バナジウム（Ｖ）：０．２％以下、及びモリブデン（Ｍｏ）：１％以下で構成される群から選択された１種以上と、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物とを含む鋼スラブを１０５０〜１３００℃の温度範囲で再加熱する段階と、
    前記再加熱された鋼スラブを８００〜１０００℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、
    前記熱延鋼板を５０〜７５０℃の温度範囲で巻取る段階と、
    前記巻取後に酸洗及び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７５０〜８７０℃の温度範囲で１０〜３６００秒間維持し、常温〜Ｍｓまで冷却した後、Ｍｓ〜５００℃の温度範囲で再加熱して１０〜３６００秒間維持し、常温まで冷却する１次焼鈍熱処理段階と、
    前記１次焼鈍熱処理後、５５０〜７５０℃の温度範囲で１０〜３６００秒間維持した後、冷却する２次焼鈍熱処理段階と、を含む、冷間成形性に優れた超高強度高延性鋼板の製造方法。
  9. 前記酸洗前に、巻取られた熱延鋼板を５００〜７００℃の温度範囲で熱処理する段階をさらに含む、請求項８に記載の冷間成形性に優れた超高強度高延性鋼板の製造方法。
  10. 前記冷間圧延は１５％以上の圧下率で行う、請求項８に記載の冷間成形性に優れた超高強度高延性鋼板の製造方法。
  11. 前記２次熱処理後に、鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき鋼板を製造する段階をさらに含む、請求項８に記載の冷間成形性に優れた超高強度高延性鋼板の製造方法。
  12. 前記溶融亜鉛めっき鋼板を合金化熱処理して合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する段階をさらに含む、請求項１１に記載の冷間成形性に優れた超高強度高延性鋼板の製造方法。
  13. 前記鋼スラブは、シリコン（Ｓｉ）を１．０重量％以下さらに含む、請求項８に記載の冷間成形性に優れた超高強度高延性鋼板の製造方法。
  14. 前記鋼スラブは、ニッケル（Ｎｉ）：１重量％以下、銅（Ｃｕ）：０．５重量％以下、及びクロム（Ｃｒ）：１重量％以下からなる群から選択された１種以上をさらに含む、請求項８に記載の冷間成形性に優れた超高強度高延性鋼板の製造方法。
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