JP2011508085A - 溶接性に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
主に建築資材、家電製品及び自動車用に用いられる引張強度約８００ＭＰａ以上の高強度薄鋼板及びその製造方法を提供する。この薄鋼板は、メッキ性、溶接性、曲げ加工性及び穴拡げ率に優れたものである。重量％で、Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．１０％、Ｓ：０．０１０％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．４０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｃｒ：０．３〜１．５％、Ｂ：０．００１０〜０．００６０％、及びＳｂ：０．００１〜０．１０％を含み、Ｔｉ：０．００３〜０．０８％、Ｎｂ：０．００３〜０．０８％、及びＭｏ：０．００３〜０．０８％からなるグループから選択される少なくとも１種以上を含み、及び残部Ｆｅ及びその他不可避的不純物を含み、上記Ｓｉ、Ｍｎ、Ｂ、Ｓｂ、Ｐ、及びＳが、５＜（Ｓｉ/Ｍｎ＋１５０Ｂ）／Ｓｂ＜２０及びＣ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋２Ｐ＋４Ｓ＜０．２７を満たす高強度薄鋼板である。また、その薄鋼板の操業性を確保することができる製造方法である。
Description
本発明は、主に建築資材、家電製品及び自動車用に用いられる引張強度約８００ＭＰａ以上の高強度薄鋼板及びその製造方法に関し、より詳細には、高い引張強度と共に優れたメッキ性、溶接性、曲げ加工性及び穴拡げ率（ＨＥＲ）を有する高強度薄鋼板及びその製造方法に関する。
最近、自動車用鋼板は燃費向上や耐久性向上のためにより高い強度が求められていて、衝突安全性及び乗客保護の側面から、約８００ＭＰａ以上の高強度鋼板が車体構造用や補強材として使用量が増大している。しかし、鋼板の高強度化は成形加工性及び溶接性の低下を引き起こすため、これを補完した材料の開発が求められる。このような要求に応じて、フェライト―マルテンサイト２相鋼板や、残留オーステナイトの変態誘起塑性を用いたＴＲＩＰ鋼板など、様々な複合組織鋼板がこれまで開発されてきた。
例えば、日本国特開平６−１４５８９２号公報（特許文献１）では、化学成分及び鋼板の残留オーステナイト量を制御し、成形性に優れた鋼板の製法方法を提案している。日本国特許第２６６０６４４号公報（特許文献２）及び日本国特許第２７０４３５０号公報（特許文献３）では、化学成分及び鋼板の微細組織を制御することによって、プレス成形性が良好な高強度鋼板の製造法を提案している。また、日本国特許第３３１７３０３号公報（特許文献４）では、５％以上の残留オーステナイトを含み、加工性、特に局部伸びに優れた鋼板が提案されている。しかし、このような技術はその殆どが延性の向上を図るために開発されたものであり、実際に部品を加工する時において重要な尺度である曲げ加工性、穴拡げ率または溶接性などに対しては十分な考慮がなされていない。
鋼板に求められる特性のうち、８００ＭＰａ以上の高強度鋼板が主に用いられる車体構造用や補強材として一番重要な特性はスポット溶接性である。構造用または補強材として使用される鋼板は、衝突時に衝突エネルギーを吸収することによって乗客を保護する役割をしていて、スポット溶接部の強度が十分でなければ衝突時に破断されて十分な衝突吸収エネルギーを得ることができない。溶接性を考慮した高強度鋼板に関する技術としては、日本国特開２００３−１９３１９４号公報（特許文献５）があるが、実際に市場で求める溶接性を満足させることができない問題点がある。
また、日本国特開２００５−１０５３６７号公報（特許文献６）では、７８０ＭＰａ以上の鋼で溶接性と延性を確保した技術を提案している。このように、８００ＭＰａ以上の高強度鋼板を実工程で製造する場合、中間素材である熱延板の高い強度によって冷間圧延性が大きく低下し、また焼鈍熱処理時に急冷熱処理条件を適用しなければならないため、操業性が大きく低下する問題点がある。上記日本国特開２００５−１０５３６７号公報ではこれに対する検討が十分になされていない。
本発明は、上記従来技術の問題点を解決するためになされたものであり、引張強度８００ＭＰａ以上の高強度薄鋼板を製造することにおいて、メッキ性、溶接性、曲げ加工性及び穴拡げ率に優れた鋼板を提供することを目的とする。また、このような鋼板の操業性を確保することができる製造方法を提供することを目的とする。
本発明の一構成によれば、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．１０％、Ｓ：０．０１０％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．４０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｃｒ：０．３〜１．５％、Ｂ：０．００１０〜０．００６０％、及びＳｂ：０．００１〜０．１０％を含み、Ｔｉ：０．００３〜０．０８％、Ｎｂ：０．００３〜０．０８％、及びＭｏ：０．００３〜０．０８％からなるグループから選択される少なくとも１種以上を含み、及び残部Ｆｅ及びその他不可避的不純物を含み、前記Ｓｉ、Ｍｎ、Ｂ、Ｓｂ、Ｐ、及びＳが、５＜（Ｓｉ/Ｍｎ＋１５０Ｂ）／Ｓｂ＜２０及びＣ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋２Ｐ＋４Ｓ＜０．２７を満たす鋼板を提供する。
また、本発明の他の構成によれば、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．１０％、Ｓ：０．０１０％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．４０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｃｒ：０．３〜１．５％、Ｂ：０．００１０〜０．００６０％、及びＳｂ：０．００１〜０．１０％を含み、Ｔｉ：０．００３〜０．０８％、Ｎｂ：０．００３〜０．０８％、及びＭｏ：０．００３〜０．０８％からなるグループから選択される少なくとも１種以上を含み、及び残部Ｆｅ及びその他不可避的不純物を含み、前記Ｓｉ、Ｍｎ、Ｂ、Ｓｂ、Ｐ、及びＳが、５＜（Ｓｉ／Ｍｎ＋１５０Ｂ）／Ｓｂ＜２０及びＣ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋２Ｐ＋４Ｓ＜０．２７を満たす鋼板のスラブを再加熱した後、仕上げ圧延の出口側の温度がＡｒ３変態点〜９５０℃の間になるように圧延して巻取する段階、巻取した熱延板を酸洗した後、４０〜８０％の圧下率で冷間圧延する段階、及び前記得られた冷延板を７４０℃〜８６０℃の温度範囲で連続焼鈍を行い、３〜１５０℃／ｓの冷却速度（ＣＲ、Ｃｏｏｌｉｎｇ Ｒａｔｅ）の範囲で−５ＬｏｇＣＲ＋２５Ｃ−１７Ｓｉ＋４０Ｃｒ＋１３，０００Ｂ＞３０の条件を満たす冷却速度で２５０〜６００℃の温度まで冷却した後、５℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却する段階を含む鋼板の製造方法を提供する。
本発明によって製造される鋼板は、その組織がベイナイト（Ｂａｉｎｉｔｅ）及びベイニティックフェライト（Ｂａｉｎｉｔｉｃ Ｆｅｒｒｉｔｅ）からなるグループから選択される１種以上を４０％以上含み、残りはフェライト及びマルテンサイト相である。
本発明によれば、引張強度約８００ＭＰａ以上の高強度を有しながら、メッキ性、溶接性、曲げ加工性及び穴拡げ率に優れた鋼板、及びこのような鋼板の操業性を確保することができる製造方法を提供することができる。
本発明の鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．１０％、Ｓ：０．０１０％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．４０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｃｒ：０．３〜１．５％、Ｂ：０．００１０〜０．００６０％、及びＳｂ：０．００１〜０．１０％を含み、Ｔｉ：０．００３〜０．０８％、Ｎｂ：０．００３〜０．０８％、及びＭｏ：０．００３〜０．０８％からなるグループから選択される少なくとも１種以上を含み、及び残部Ｆｅ及びその他不可避的不純物を含み、上記Ｓｉ、Ｍｎ、Ｂ、Ｓｂ、Ｐ、及びＳが、５＜（Ｓｉ／Ｍｎ＋１５０Ｂ）／Ｓｂ＜２０及びＣ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋２Ｐ＋４Ｓ＜０．２７を満たす。
また、上記鋼板を製造する方法は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．１０％、Ｓ：０．０１０％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．４０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｃｒ：０．３〜１．５％、Ｂ：０．００１０〜０．００６０％、及びＳｂ：０．００１〜０．１０％を含み、Ｔｉ：０．００３〜０．０８％、Ｎｂ：０．００３〜０．０８％、及びＭｏ：０．００３〜０．０８％からなるグループから選択される少なくとも１種以上を含み、及び残部Ｆｅ及びその他不可避的不純物を含み、上記Ｓｉ、Ｍｎ、Ｂ、Ｓｂ、Ｐ、及びＳが、５＜（Ｓｉ／Ｍｎ＋１５０Ｂ）／Ｓｂ＜２０及びＣ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋２Ｐ＋４Ｓ＜０．２７を満たす鋼板のスラブを再加熱した後、仕上げ圧延の出口側の温度がＡｒ３変態点〜９５０℃の間になるように圧延して巻取する段階、巻取した熱延板を酸洗した後、４０〜８０％の圧下率で冷間圧延する段階、及び上記得られた冷延板を７４０℃〜８６０℃の温度範囲で連続焼鈍を行い、３〜１５０℃／ｓの冷却速度（ＣＲ）の範囲で−５ＬｏｇＣＲ＋２５Ｃ−１７Ｓｉ＋４０Ｃｒ＋１３，０００Ｂ＞３０の条件を満たす冷却速度で２５０〜６００℃の温度まで冷却した後、５℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却する段階を含む。
上記鋼板は、その組織がベイナイト及びベイニティックフェライトからなるグループから選択される１種以上を４０％以上含み、残りはフェライト及びマルテンサイト相であることができる。
以下、本発明を詳細に説明する。
炭素（Ｃ）は、０．０２〜０．２０重量％（以下、単に％と表記する）が好ましい。
鋼中炭素は変態組織の強化のために添加される元素である。しかし、その量が０．２０％を超えると穴拡げ率及び溶接性が低下し、またその量が０．０２％未満と少ないと強度を確保しにくくなる。
シリコン（Ｓｉ）は１．５％以下が好ましい。
鋼中Ｓｉは強度向上のために有効に用いることができる元素であるが、表面特性に関して表面スケール欠陥を誘発するだけではなく、メッキ鋼板の表面特性を低下させ、また化成処理性を低下させるため、通常１．０％以下に含量を制限する場合が多いが、最近メッキ技術の進歩によって鋼中含量が１．５％程度まででも問題なく製造することができるようになったため、その含量を１．５％以下に制限する。
マンガン（Ｍｎ）は１．５〜３．０％が好ましい。
鋼中Ｍｎは固溶強化の効果が非常に大きい元素であると同時に、フェライトとマルテンサイトを含む複合組織の形成を促進する。その含量が１．５％未満の場合は本発明で目標とする強度確保が困難であり、３．０％を超えると溶接性、熱間圧延性などの問題が発生する可能性が高い。
燐（Ｐ）は０．００１〜０．１０％が好ましい。
鋼中Ｐは鋼板を強化させる効果を有する元素である。その含量が０．００１％未満の場合はその効果を確保することができないだけではなく、製造コストの問題を引き起こす一方、過多に添加するとプレス成形性が劣化して鋼の脆性が発生される可能性がある。
硫黄（Ｓ）は０．０１０％以下が好ましい。
鋼中Ｓは鋼中不純物元素であり、鋼板の延性及び溶接性を阻害する元素である。その含量が０．０１％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い。
可溶性アルミニウム（Ｓｏｌ．Ａｌ）は０．０１〜０．４％が好ましい。
鋼中可溶性Ａｌは鋼中酸素と結合して脱酸作用を起こし、また、フェライト内の炭素をオーステナイトに分配してマルテンサイトの硬化能を向上させることが有効な成分である。その含量が０．０１％未満の場合はこの効果を確保することができない一方、０．４％を超えるとこの効果は飽和されるだけでなく、製造コストが増加する可能性がある。
窒素（Ｎ）は０．０２０％以下が好ましい。
鋼中Ｎはオーステナイトを安定化させる元素であり、０．０２０％を超過する場合オーステナイトの安全性が大きく増加し、本発明鋼で形成しようとする微細組織であるベイナイトの形成を妨害する可能性がある。
クロム（Ｃｒ）は０．３〜１．５％が好ましい。
鋼中Ｃｒは鋼の硬化能を向上させて高強度を確保するために添加する元素であり、本発明ではベイナイト形成を促進する重要な役割をする元素である。Ｃｒの含量が０．３％未満の場合は上記の効果を確保することが困難であり、１．５０％を超えるとその効果が飽和されるだけでなく経済的に不利である。
ボロン（Ｂ）は０．００１０〜０．００６０％が好ましい。
鋼中Ｂは焼鈍中に冷却する過程でオーステナイトがパーライトに変態されることを遅延させる元素であり、フェライト形成を抑制し、ベイナイトの形成を促進する元素として添加される。しかし、Ｂの含量が０．００１０％未満の場合は上記の効果を得ることが困難であり、０．００６０％を超えると表面に過多なＢが濃化されてメッキ密着性の劣化をもたらす可能性がある。
アンチモン（Ｓｂ）は０．００１〜０．１％が好ましい。
鋼中Ｓｂは本発明で優れたメッキ特性を確保するために添加する必須的な元素である。Ｓｂは、ＭｎＯ、ＳｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３などの酸化物に対する表面濃化を抑制して表面欠陥を低下させ、温度上昇及び熱延工程変化による表面濃化物の粗大化を抑制するのに優れた効果がある。Ｓｂの含量が０．００１％未満の場合は上記の効果を確保することが困難であり、その添加量が増加し続けてもこのような効果は大きく増加しないだけでなく、製造コスト及び加工性の劣化などの問題をもたらす可能性があるため、Ｓｂの含量は０．００１〜０．１％に制限することが好ましい。
本発明では、上記のように組成される鋼に、Ｔｉ：０．００３〜０．０８％、Ｎｂ：０．００３〜０．０８％、及びＭｏ：０．００３〜０．０８％から選択される１種または２種以上を添加して、強度上昇及び粒径微細化を図ることができる。
上記Ｔｉ、Ｎｂ及びＭｏの添加量はその下限が０．００３％未満の場合には強度上昇及び粒径微細化を図るための効果を確保することが困難であり、その上限が０．０８％を超えると製造コストの上昇及び過多な析出物によって延性を大きく低下させる可能性がある。
本発明は上述の元素の他に残部はＦｅ及びその他不可避的不純物で組成される。
本発明によって、上記成分範囲を有する鋼板の合金設計時、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｂ、Ｓｂ、Ｐ、及びＳの数式１及び２を満足することが好ましい。
（数式１）
５＜（Ｓｉ／Ｍｎ＋１５０Ｂ）／Ｓｂ＜２０
５＜（Ｓｉ／Ｍｎ＋１５０Ｂ）／Ｓｂ＜２０
（数式２）
Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋２Ｐ＋４Ｓ＜０．２７
Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋２Ｐ＋４Ｓ＜０．２７
数式１は、表面品質の確保が可能な成分関係を経験的な数値で得たものである。即ち、鋼中Ｍｎ、Ｓｉ、及びＢは焼鈍操業時に表面に濃化物を形成する特性を有した元素であり、これら元素の濃化物が多いほどメッキ特性は低下するようになる。一方、Ｓｂは上記の表面濃化元素の粒界拡散を妨害する役割をするため、表面品質の側面から非常に有利である。例えば、数式１によって計算された値が５〜２０の間の値を有する場合、良好な表面品質の確保が可能であるということを意味する。
一方、数式２は溶接性の確保が可能な成分関係を経験的な数値で得たものである。即ち、鋼中Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｐ、及びＳの元素は炭素当量を高める役割をし、よく知られているように炭素当量が高いほど溶接性は劣化される。本発明の鋼が用いられる場合に主に施工される溶接方法であるスポット溶接時、溶接不良が発生しない条件を実験を繰り返して設定すると数式２のように構成される。数式２によって計算された値が０．２７を超えると溶接不良が発生する可能性が高くなることを意味する。
本発明の鋼板は、組織がベイナイト及びベイニティックフェライトからなるグループから選択される１種以上を４０％以上含み、残りはフェライト及びマルテンサイト相であることが好ましい。フェライト及びマルテンサイトは、フェライトが２５％以下、マルテンサイトが３５％以下が好ましい。
以下、上述のように組成される鋼板を冷延鋼板で製造する方法について詳しく説明する。
上記した合金設計方式によって成分が組成されたスラブを再加熱した後には熱間圧延を行う。熱間圧延での仕上げ圧延は出口側の温度がＡｒ３変態点〜９５０℃の間になるように圧延することが好ましい。即ち、熱間仕上げ圧延温度がＡｒ３変態点未満では、熱間変形抵抗が急激に増加される可能性が高く製造上の問題が発生する可能性があり、９５０℃を超えると厚すぎる酸化スケールが発生するだけではなく、鋼板が粗大化される可能性が高い。
上記の方式で製造した熱延板を酸洗後に冷間圧延する。
冷間圧延での圧下率は４０〜８０％が好ましい。圧下率が４０％未満の場合は再結晶の駆動力が弱化されて良好な再結晶粒を得ることに問題が発生する可能性があり、また圧下率が８０％を超えると圧延荷重が急激に増加する。
上記で得られた冷延板を連続焼鈍し、焼鈍温度は７４０℃〜８６０℃が好ましい。連続焼鈍時の温度が７４０℃未満であると未再結晶粒が生ずる危険性が増大し、８６０℃を超えると巨大粒の形成とともに高温焼鈍操業によって通板性が不良になる可能性がある。
連続焼鈍後に冷却は、３〜１５０℃／ｓの冷却速度（ＣＲ）の範囲で以下の数式３によって計算された値が３０を超過する冷却速度で２５０〜６００℃の温度まで連続的に冷却させた後、５℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で緩やかに冷却する。上記の条件で連続焼鈍することによって、引張強度８００ＭＰａ以上の良好なメッキ性、溶接性及び穴拡げ率を有する高強度薄鋼板を容易に製造することができる。
（数式３）
−５ＬｏｇＣＲ＋２５Ｃ−１７Ｓｉ＋４０Ｃｒ＋１３，０００Ｂ＞３０
ここで、ＣＲは冷却速度
−５ＬｏｇＣＲ＋２５Ｃ−１７Ｓｉ＋４０Ｃｒ＋１３，０００Ｂ＞３０
ここで、ＣＲは冷却速度
連続焼鈍後に冷却速度が３℃／ｓ未満に低くなると、フェライトまたはパーライトが形成され、本発明で目標とする強度の確保が困難である。また、１５０℃／ｓ以上と高すぎるとマルテンサイトなどの硬質相が過多に形成され、曲げ加工性及び穴拡げ率が大きく劣化されるだけではなく、操業時の形状不良による通板性の低下が非常に憂慮されるため、上記の３〜１５０℃／ｓの冷却速度（ＣＲ）の範囲で冷却することが好ましい。
また、本発明の鋼の特徴である優れた曲げ加工性及び穴拡げ率を達成するためには、数式３によって計算された値が３０を超える冷却速度で適用しなければならない。即ち、数式３によって計算された値が３０未満の場合は本発明の鋼において好ましい微細組織として得ようとするベイナイトまたはベイニティックフェライト相を４０％以上得ることが困難である。上記ベイナイト系列の組織が４０％以上になる場合、本発明の鋼の特徴である約８００ＭＰａ以上の高強度で、曲げ加工性及び穴拡げ率に優れた製品の製造が可能である。
一方、冷却時の冷却終点温度が２５０〜６００℃の間の温度になるようにすることが好ましい。冷却終点温度が２５０℃未満の場合はマルテンサイトが多量に生ずる危険性が増大し、６００℃を超過する場合はフェライトまたはパーライトなどの軟質相が多量形成されて、目標材質を達成することが困難であるためである。
上記の製造方法は冷延鋼板だけではなく溶融亜鉛メッキ（ＧＩ）材、合金化溶融亜鉛メッキ（ＧＡ）材のようなメッキ製品にも同様に適用が可能である。
以下、本発明の実施例を通じてより詳細に説明する。
下記表１に示したように、本発明の成分組成を有するスラブを１２００℃の温度まで加熱して抽出した後、仕上げ圧延温度９００℃の条件で熱延して製造した熱延板を素材として使用し５５％の冷間圧下率で圧延を行った。表２の焼鈍温度及び冷却条件で連続焼鈍熱処理を行い（ＣＲ）、メッキ製品の場合は溶融亜鉛メッキ（ＧＩ）及び合金化溶融亜鉛メッキ（ＧＡ）処理をして製品を製造した。連続焼鈍時に適用された条件と合金化処理時間は以下の通りである。
-焼鈍炉雰囲気：Ｎ２−１０％Ｈ２Ｏ（露点−３２℃）
-焼鈍炉加熱速度：３℃／ｓｅｃ
-焼鈍時間：９０ｓｅｃ
-メッキ温度：４６０℃
-合金化時間：２４ｓｅｃ（ＧＡ製品の場合）
-焼鈍炉加熱速度：３℃／ｓｅｃ
-焼鈍時間：９０ｓｅｃ
-メッキ温度：４６０℃
-合金化時間：２４ｓｅｃ（ＧＡ製品の場合）
表２に示したようにメッキ特性（外観、及び密着性）及び材質（引張強度、穴拡げ率、及び曲げ加工性）を測定し、その結果を比較鋼とともに示した。
表２でメッキ外観は、未メッキ、または他のメッキ欠陥を含まない場合を○で表し、メッキ欠陥が発生する場合は欠陥名を明記した。
表２でメッキ密着性の評価は、メッキ板を２０ｍｍｘ５０ｍｍで切断して、メッキ板で曲げ試験を行った後、再び伸ばして、曲げられた位置にテープを付けて、メッキ板から取れるメッキ層の幅を次基準で評価した。
◎：取れたメッキなし、または取れたメッキ幅が１ｍｍ以内
○：取れたメッキ幅が１〜３ｍｍ以内
△：取れたメッキ幅が３〜５ｍｍ以内
Ｘ：取れたメッキ幅が５ｍｍ以上
○：取れたメッキ幅が１〜３ｍｍ以内
△：取れたメッキ幅が３〜５ｍｍ以内
Ｘ：取れたメッキ幅が５ｍｍ以上
表２で、穴拡げ率（ＨＥＲ）は、１２０×１２０ｍｍの大きさの試片に直径１０ｍｍの穴を開けた後、６０度の成形部角度を有したパンチを用いてクラックが発生するまで穴を拡げ、初期の直径１０ｍｍの穴に比べて拡げられた穴の割合を計算して求める。また、表２で、曲げ加工性の評価は、９０度のＶ型パンチを用いて試片で曲げ試験を行って、割れない最も小さいパンチの半径（ｍｍ）を測定して評価した。
上記表２に表すように、本発明の方法によって鋼板を製造する場合、既存の比較鋼に比べて良好な表面特性及び機械的特性を有し、引張強度約８００ＭＰａ以上で、良好なメッキ性、溶接性、曲げ加工性及び穴拡げ率を有する高強度薄鋼板の製造が可能である。
発明鋼は、鋼板の組織がベイナイト及びベイニティックフェライトからなるグループから選択される１種以上を４０％以上含み、フェライトが２５％以下、マルテンサイトが３５％以下で構成される。
Claims (6)
- 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．１０％、Ｓ：０．０１０％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．４０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｃｒ：０．３〜１．５％、Ｂ：０．００１０〜０．００６０％、及びＳｂ：０．００１〜０．１０％を含み、Ｔｉ：０．００３〜０．０８％、Ｎｂ：０．００３〜０．０８％、及びＭｏ：０．００３〜０．０８％からなるグループから選択される少なくとも１種以上を含み、及び残部Ｆｅ及びその他不可避的不純物を含み、
前記Ｓｉ、Ｍｎ、Ｂ、Ｓｂ、Ｐ、及びＳが、５＜（Ｓｉ/Ｍｎ＋１５０Ｂ）／Ｓｂ＜２０及びＣ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋２Ｐ＋４Ｓ＜０．２７を満たす、溶接性に優れた高強度薄鋼板。 - 前記鋼板の組織がベイナイト及びベイニティックフェライトからなるグループから選択される１種以上を４０％以上含み、残りはフェライト及びマルテンサイト相である、請求項１に記載の溶接性に優れた高強度薄鋼板。
- 前記鋼板の表面に溶融亜鉛メッキ（ＧＩ）層または合金化溶融亜鉛メッキ（ＧＡ）層を含む、請求項１に記載の溶接性に優れた高強度薄鋼板。
- 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．１０％、Ｓ：０．０１０％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．４０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｃｒ：０．３〜１．５％、Ｂ：０．００１０〜０．００６０％、及びＳｂ：０．００１〜０．１０％を含み、Ｔｉ：０．００３〜０．０８％、Ｎｂ：０．００３〜０．０８％、及びＭｏ：０．００３〜０．０８％からなるグループから選択される少なくとも１種以上を含み、及び残部Ｆｅ及びその他不可避的不純物を含み、
前記Ｓｉ、Ｍｎ、Ｂ、Ｓｂ、Ｐ、及びＳが、５＜（Ｓｉ／Ｍｎ＋１５０Ｂ）／Ｓｂ＜２０及びＣ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋２Ｐ＋４Ｓ＜０．２７を満たす鋼板のスラブを再加熱した後、仕上げ圧延の出口側の温度がＡｒ３変態点〜９５０℃の間になるように圧延して巻取する段階、
巻取した熱延板を酸洗した後、４０〜８０％の圧下率で冷間圧延する段階、及び
前記得られた冷延板を７４０℃〜８６０℃の温度範囲で連続焼鈍を行い、３〜１５０℃／ｓの冷却速度（ＣＲ）の範囲で−５ＬｏｇＣＲ＋２５Ｃ−１７Ｓｉ＋４０Ｃｒ＋１３，０００Ｂ＞３０の条件を満たす冷却速度で２５０〜６００℃の温度まで冷却した後、５℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却する段階を含む、溶接性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。 - 前記鋼板の組織がベイナイト及びベイニティックフェライトからなるグループから選択される１種以上を４０％以上含み、残りはフェライト及びマルテンサイト相である、請求項４に記載の溶接性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
- 溶融亜鉛メッキ（ＧＩ）または合金化溶融亜鉛メッキ（ＧＡ）をする段階をさらに含む、請求項４に記載の溶接性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
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