JP2018502992A - 成形性に優れた複合組織鋼板及びその製造方法 - Google Patents

成形性に優れた複合組織鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

本発明は、高強度鋼板に関し、さらに詳しくは、成形性に優れ、自動車パネル用などに適宜に適用可能な複合組織鋼板及びその製造方法に関する。

Description

本発明は、高強度鋼板に関し、さらに詳しくは、成形性に優れ、自動車パネル用などに適宜に適用可能な複合組織鋼板及びその製造方法に関する。
自動車の衝撃安定性の規制及び燃費効率が強調されるにつれて、自動車車体の軽量化と共に高強度化を同時に満足させるために、高張力鋼が積極的に使用されている。また、このような流れにより、自動車外板でも高強度鋼の適用が拡大されている実情である。
現在は、多くが３４０ＭＰａ級の焼付硬化鋼が自動車外板に適用されているが、一部では４９０ＭＰａ級鋼板も適用されており、さらに５９０ＭＰａ級の鋼板に拡大して適用される見通しである。
このように、強度が増加した鋼板を外板に適用する場合、軽量化及び耐デント性は向上する一方、強度が増加するにつれて、加工の際に成形性が劣るという短所がある。そこで、最近、顧客社では、外板に高強度鋼を適用しながら不足した加工性を補完するために、降伏比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）が低く、延性に優れた鋼板を要求している。
それだけでなく、自動車外板に適用される鋼板は、何よりも表面品質に優れなければならないが、高強度を確保するために添加する硬化能元素かつ酸化性元素（例えば、Ｓｉ、Ｍｎなど）により、めっき表面品質の確保が難しい状況である。
一方、自動車用として適宜に適用するためには、優れた耐食性が求められるため、従来から自動車用鋼板として耐食性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板が使用されてきた。このような鋼板は、再結晶焼鈍及びめっきを同一ラインで実施する連続溶融亜鉛めっき設備を通じて製造されるため、低コストで高耐食性の鋼板を製造することができるという長所がある。
また、溶融亜鉛めっき後に再加熱処理した合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、優れた耐食性と共に、溶接性や成形性にも優れた側面を持ち、広く使用されている。
従って、自動車外板の軽量化及び加工性を向上させるためには、成形性に優れた高張力の冷延鋼板の開発が求められており、それと共に優れた耐食性、溶接性及び成形性を有する高張力溶融亜鉛めっき鋼板の開発が要求されている。
高張力鋼板で加工性を向上させた従来技術として、特許文献１には、マルテンサイトを主体とする複合組織を有する鋼板が開示され、加工性を向上させるために、組織内に粒径１〜１００ｎｍの微細なＣｕ析出物を分散させた高張力鋼板の製造方法が開示されている。
上記特許文献１は、微細なＣｕ粒子を析出するために２〜５％の過量のＣｕを添加する必要があるが、これにより、Ｃｕに起因する赤熱脆性が発生し得て、製造コストが過度に上昇するという問題点がある。
特許文献２には、主相のフェライトと、２相の残留オーステナイト及び低温変態相のベイナイトとマルテンサイトを含む複合組織鋼板と、上記鋼板の延性と伸びフランジ性を改善する方法が開示されている。
しかし、上記特許文献２は、残留オーステナイト相を確保するために、多量のＳｉとＡｌを添加するため、めっき品質を確保し難く、製鋼及び連鋳の際に表面品質の確保が難しいという問題点を有している。また、変態誘起塑性により初期のＹＳ値が高く、降伏比が高いという短所がある。
特許文献３では、加工性が良好な高張力溶融亜鉛めっき鋼板を提供するための技術として、微細組織で軟質フェライトと硬質マルテンサイトを複合で含む鋼板と、この延伸率及びｒ値（Ｌａｎｋｆｏｒｄ ｖａｌｕｅ）を改善するための製造方法が開示されている。
しかし、この技術は、多量のＳｉを添加するため、優れためっき品質を確保するのが困難なだけでなく、多量のＴｉとＭｏの添加により製造原価が上昇するという問題が発生する。
日本公開特許公報第２００５−２６４１７６号 日本公開特許公報第２００４−２９２８９１号 韓国公開特許公報第２００２−００７３５６４号
本発明の一側面は、自動車外板用鋼板に適合した複合組織鋼板に関し、合金の設計及び製造条件を最適化して、降伏比に対する延性（ＥＬ／ＹＲ）を大きく向上でき、成形性に優れた複合組織鋼板及びこれを製造する方法を提供する。
本発明の一側面は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０１〜０．０８％、マンガン（Ｍｎ）：１．５〜２．５％、クロム（Ｃｒ）：１．０％以下（０％は除外）、シリコン（Ｓｉ）：１．０％以下（０％は除外）、リン（Ｐ）：０．１％以下（０％は除外）、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下（０％は除外）、窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％は除外）、酸可溶アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．０２〜０．１％、モリブデン（Ｍｏ）：０．１％以下（０％は除外）、ボロン（Ｂ）：０．００３％以下（０％は除外）、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物からなり、上記ＭｎとＣｒの重量％合計（Ｍｎ＋Ｃｒ）が１．５〜３．５％を満たす鋼板であって、
上記鋼板は、主相としてフェライトを含み、全厚さ（ｔ）基準として、１／４ｔ地点で微細マルテンサイト分率が１〜８％であり、下記式（１）で定義されるフェライト結晶粒界に存在する平均粒径１μｍ未満のマルテンサイトの占有比（Ｍ％）が９０％以上であり、下記式（２）で定義される全体２相組織のうちベイナイトの面積比（Ｂ％）が３％以下（０％を含む）である成形性に優れた複合組織鋼板を提供する。
式（１）
Ｍ（％）＝｛Ｍｇｂ／（Ｍｇｂ＋Ｍｉｎ）｝×１００
（ここで、Ｍｇｂ：フェライト結晶粒界に存在するマルテンサイト個数、Ｍｉｎ：フェライト結晶粒内に存在するマルテンサイト個数を示す。）
式（２）
Ｂ（％）＝｛ＢＡ／（ＭＡ＋ＢＡ）｝×１００
（ここで、ＢＡ：ベイナイト占有面積、ＭＡ：マルテンサイト占有面積を示す。）
本発明の他の一側面は、上述した成分系を満たす鋼スラブを再加熱する段階と、上記再加熱された鋼スラブをＡｒ３変態点以上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４５０〜７００℃で巻き取る段階と、上記巻き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製造する段階と、上記冷延鋼鈑を連続焼鈍炉または合金化溶融めっき連続炉で７６０〜８５０℃の温度範囲で焼鈍処理する段階とを含み、
上記焼鈍処理された鋼板は、主相としてフェライトを含み、全厚さ（ｔ）基準として１／４ｔ地点で微細マルテンサイト分率が１〜８％であり、上記式（１）で定義されるフェライト結晶粒界に存在する平均粒径１μｍ未満のマルテンサイトの占有比（Ｍ％）が９０％以上であり、上記式（２）で定義される全体２相組織のうちベイナイトの面積比（Ｂ％）が３％以下（０％を含む）である成形性に優れた複合組織鋼板の製造方法を提供する。
本発明によると、優れた強度及び延性を同時に確保可能な複合組織鋼板を提供することができ、これは、高加工性が求められる自動車外板用として適合する効果がある。
本発明の一側面による複合組織鋼板の調質圧下率による降伏比（ＹＳ／ＴＳ）変化をグラフで示したものである。
本発明者らは、自動車外板用として適合するように強度及び延性を同時に確保して成形性に優れた鋼板を提供するために鋭意研究した結果、合金の設計と共に製造条件を最適化することで、意図する物性を満たす複合組織鋼板が提供可能なことを確認して、本発明を完成するに至った。
以下で、本発明について詳しく説明する。
先ず、本発明の一側面による成形性に優れた複合組織鋼板について詳しく説明する。
本発明による複合組織鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０１〜０．０８％、マンガン（Ｍｎ）：１．５〜２．５％、クロム（Ｃｒ）：１．０％以下（０％は除外）、シリコン（Ｓｉ）：１．０％以下（０％は除く）、リン（Ｐ）：０．１％以下（０％は除外）、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下（０％は除外）、窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％は除外）、酸可溶アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．０２〜０．１％、モリブデン（Ｍｏ）：０．１％以下（０％は除外）、ボロン（Ｂ）：０．００３％以下（０％は除外）、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物からなり、上記ＭｎとＣｒの重量％合計（Ｍｎ＋Ｃｒ）が１．５〜３．５％を満たすことが好ましい。
以下では、本発明の複合組織鋼板の合金成分を上記のように制限する理由について詳しく説明する。この時、特に言及がない限り、各成分の含量はいずれも重量％を意味する。
Ｃ：０．０１〜０．０８％
炭素（Ｃ）は、複合組織を有する鋼板を製造するのに重要な成分として、２相組織のうち一つであるマルテンサイトを形成させて強度を確保する上で有利な元素である。一般的にＣの含量が増加するほどマルテンサイトの形成が容易であり複合組織鋼の製造に有利であるが、意図する強度及び降伏比（ＹＳ／ＴＳ）を制御するためには、適正水準の含量に制御することが必要である。
特に、Ｃ含量が増加するほど、焼鈍後、冷却する際にベイナイト変態が同時に行われて鋼の降伏比を上昇させる傾向がある。本発明の場合、可能な限りベイナイト形成を最小化し、適正水準のマルテンサイトを形成して、目的とする材質特性を確保することが重要である。
そこで、Ｃの含量を０．０１％以上に制御することが好ましい。もし、Ｃの含量が０．０１％未満であれば、本発明で目標とする４９０ＭＰａ級の強度を確保し難くなり、適正水準のマルテンサイトを形成し難いという問題がある。これに対し、その含量が０．０８％を超えれば、焼鈍後、冷却する際に粒界ベイナイト形成が促進されて、降伏強度が上昇することにより、自動車部品を加工する時に屈曲及び表面欠陥が発生し易くなるという問題がある。従って、本発明では、Ｃの含量を０．０１〜０．０８％に制御することが好ましい。
Ｍｎ：１．５〜２．５％
マンガン（Ｍｎ）は、複合組織を有する鋼板で硬化能を向上させる元素であり、特に、マルテンサイトを形成することにおいて重要な元素である。従来の固溶強化鋼では固溶強化効果として強度の上昇に有効であり、鋼中に不可避に添加されるＳをＭｎＳとして析出して、熱間圧延時にＳによる板破断の発生及び高温脆化の現象を抑制させる重要な役割を果たす。
本発明では、このようなＭｎを１．５％以上に添加することが好ましく、もしその含量が１．５％未満であれば、マルテンサイト形成が不可能で、複合組織鋼の製造が難しくなり、一方、２．５％を超えれば、マルテンサイトが過剰に形成されて材質が不安定であり、組織内のＭｎ−Ｂａｎｄ（Ｍｎ酸化物の帯）が形成されて、加工クラック及び板破断が発生する危険性が高くなるという問題がある。また、焼鈍時にＭｎ酸化物が表面に溶出されて、めっき性を大きく阻害するという問題がある。従って、本発明では、Ｍｎの含量を１．５〜２．５％に制限することが好ましい。
Ｃｒ：１．０％以下（０％は除外）
クロム（Ｃｒ）は、上述したＭｎと類似した特性を有する成分として、鋼の硬化能を向上させて高強度を確保するために添加される元素である。このようなＣｒは、マルテンサイト形成に有効であり、熱間圧延過程でＣｒ２３Ｃ６のような粗大なＣｒ系炭化物を形成して、鋼中固溶Ｃ量を適正水準以下に析出させることで、降伏点延伸（ＹＰ−ＥＬ）の発生を抑制して、降伏比の低い複合組織鋼の製造に有利な元素である。また、強度上昇に対する延伸率の下降を最小化して、高延性を有する複合組織鋼の製造にも有利である。
本発明において、上記Ｃｒは、硬化能の向上によりマルテンサイトの形成を容易にするが、その含量が１．０％を超えれば、マルテンサイトの形成割合を過度に増加させて、強度及び延伸率の低下をもたらすという問題がある。従って、本発明では、Ｃｒの含量を１．０％以下に制限することが好ましく、製造上不可避に添加される量を考慮して０％を除く。
一方、上記ＭｎとＣｒは、硬化能の向上に重要な元素であり、通常、マルテンサイトの形成のためにＣを０．０８％超えて添加して複合組織鋼を製造する場合、Ｍｎ及びＣｒの含量が低くても複合組織鋼の製造は可能であるが、この場合、延伸率が低下し、低降伏比型の鋼板を製造することが難しいという問題がある。
そこで、本発明では、Ｃの含量を可能な限り低く添加し、その代わりに、強力な硬化能元素であるＭｎとＣｒの含量を制御して適正水準のマルテンサイトを形成させて、目的の低降伏比、延伸率の向上などの物性を達成することができる。この時、上記ＭｎとＣｒの含量合計（Ｍｎ＋Ｃｒ、重量％）を１．５〜３．５％で制御することが好ましい。もし、上記含量合計が１．５％未満であれば、マルテンサイトがほぼ形成されず、降伏比が急激に上昇し、降伏点延伸の現象も表れて材質が不安定になるという問題がある。一方、その含量合計が３．５％を超えれば、マルテンサイトが過剰に形成されるだけでなく、ベイナイトが同時に形成されて、降伏比、つまり引張強度に対する降伏強度が急激に上昇して、部品加工の際にクラックの発生及び屈曲等の欠陥が発生し易いという問題がある。従って、本発明では、上記ＭｎとＣｒの含量合計を１．５〜３．５％に制御することが好ましい。
Ｓｉ：１．０％以下（０％は除外）
通常、シリコン（Ｓｉ）は、焼鈍冷却時に残留オーステナイトを適正水準に形成させて延伸率の向上に大きく寄与する元素であるが、これは、Ｃの含量が０．６％程度に高いとその特性を発揮する。また、上記Ｓｉは、固溶強化効果を通じて鋼の強度を向上させる役割をするか、適正水準以上では、めっき鋼板の表面特性を向上させるものとして知られている。
本発明では、このようなＳｉの含量を１．０％以下（０％は除外）に制限するが、これは、強度確保及び延伸率を改善するためである。但し、上記Ｓｉを添加せずとも物性の確保に大きな問題はないが、製造上不可避に添加される量を考慮して０％を除く。もし、Ｓｉの含量が１．０％を超えれば、めっき表面の特性が劣り、固溶Ｃ量が低くて残留オーステナイトが形成されず、延伸率の向上に有利な効果がない。
Ｐ：０．１％以下（０％は除外）
鋼のうちリン（Ｐ）は、成形性を大きく損なうことなく、強度の確保に最も有利な元素であるが、過剰添加する場合、脆性破壊が発生する可能性が大きく増加し、熱間圧延途中にスラブの板破断の発生可能性が増加し、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。
従って、本発明では、このようなＰの含量を最大０．１％に制限し、但し、不可避に添加される水準を考慮して０％は除く。
Ｓ：０．０１％以下（０％は除外）
硫黄（Ｓ）は、鋼中の不純物元素として不可避に添加される元素であり、可能な限り低く管理することが重要である。特に、鋼のうちＳは、赤熱脆性を発生す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、製造過程で不可避に添加される水準を考慮して０％は除く。
Ｎ：０．０１％以下（０％は除外）
窒素（Ｎ）は、鋼のうち不純物元素として不可避に添加される元素である。このようなＮは、可能な限り低く管理することが重要であるが、そのためには、鋼の精錬費用が急激に上昇するという問題があるため、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、不可避に添加される水準を考慮して０％は除く。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２〜０．１％
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り、その含量が０．０２％未満であれば通常の安定した状態でアルミキルド（Ａｌ ｋｉｌｌｅｄ）鋼を製造することができず、一方、その含量が０．１％を超えれば、結晶粒微細化の効果で強度の上昇には有利であるのに対し、製鋼連鋳の操業時に介在物の過剰形成により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、製造原価の上昇をもたらすという問題がある。従って、本発明では、ｓｏｌ．Ａｌの含量を０．０２〜０．１％に制御することが好ましい。
Ｍｏ：０．１％以下（０％は除外）
モリブデン（Ｍｏ）は、オーステナイトがパーライトに変態することを遅延させると同時に、フェライトの微細化及び強度向上のために添加する元素である。このようなＭｏは、鋼の硬化能を向上させてマルテンサイトを結晶粒界（ｇｒａｉｎｂｏｕｎｄａｒｙ）に微細に形成させて、降伏比の制御が可能であるという長所がある。但し、高価の元素でありその含量が高くなるほど製造上不利になるという問題があるため、その含量を適切に制御することが好ましい。
上述した効果を得るために、最大０．１％で添加することが好ましく、もし上記Ｍｏの含量が０．１％を超えれば、合金原価の急激な上昇をもたらし、経済性が落ち、むしろ鋼の延性も低下するという問題がある。本発明において、Ｍｏの最適水準は０．０５％であるが、必須で添加せずとも、目的の物性を確保するには無理がない。但し、製造過程で不可避に添加される水準を考慮して０％は除く。
Ｂ：０．００３％以下（０％は除外）
鋼のうちボロン（Ｂ）は、Ｐの添加による耐２次加工脆性を防止するために添加する元素である。このようなＢの含量が０．００３％を超えれば、延伸率の低下をもたらすという問題があるため、上記Ｂの含量を０．００３％以下に制御する。この時、不可避に添加される水準を考慮して０％は除く。
本発明は、上記成分の他にも残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物からなることが好ましい。
上述した成分組成を満たす本発明の複合組織鋼板は、その微細組織として主相フェライト（Ｆ）及び２相でマルテンサイト（Ｍ）を含むことが好ましく、この時、一部のベイナイト（Ｂ）を含むことができる。ここで、上記マルテンサイトは、全体微細組織のうち面積分率で１〜８％を含むことが好ましい。
この時、全厚さ（ｔ）基準として１／４ｔ地点で微細マルテンサイト分率が１〜８％を満たすことが好ましい。上記分率が１％未満であれば強度の確保に困難であり、一方、８％を超えれば、強度が高くなり過ぎて、所望の加工性を確保し難いという問題がある。
また、下記式（１）で定義されるフェライト結晶粒界に存在する平均粒径１μｍ未満のマルテンサイトの占有比（Ｍ％）が９０％以上を満たすことが好ましい。つまり、上記平均粒径１μｍ以下の微細マルテンサイトがフェライト結晶粒内に対しフェライト結晶粒界に主に存在するほど、低い降伏比を維持しながら延性を向上させるのに有利である。
式（１）
Ｍ（％）＝｛Ｍｇｂ／（Ｍｇｂ＋Ｍｉｎ）｝×１００
（ここで、Ｍｇｂ：フェライト結晶粒界に存在するマルテンサイト個数、Ｍｉｎ：フェライト結晶粒内に存在するマルテンサイト個数を示す。上記マルテンサイトは、平均粒径１μｍ以下のものである。）
このように、フェライト結晶粒界マルテンサイトの占有比が９０％以上では、調質圧延前の降伏比を０．５５以下に管理することができ、以後、調質圧延を行うことで適正水準の降伏比に制御することができる。もし、上記マルテンサイトの占有比が９０％未満であれば、結晶粒内に形成されたマルテンサイトが引張変形の際に降伏強度を上昇させて降伏比が高くなり、調質圧延を通じた降伏比の制御が不可能になるという問題がある。さらに、延伸率の低下をもたらすが、これは、結晶粒内に存在するマルテンサイトが加工の際に転位の進行を顕著に妨害して、降伏強度が引張強度に対して速く進行されるからである。また、フェライト粒内にマルテンサイトが多量形成されながら、フェライト粒内に過度に多くの転位を発生させて、加工の際に稼動転位の移動を妨害するからである。
また、本発明の複合組織鋼板は、下記式（２）で定義される全体２相組織のうち、ベイナイトの面積比（Ｂ％）が３％以下を満たすことが好ましい。
式（２）
Ｂ（％）＝｛ＢＡ／（ＭＡ＋ＢＡ）｝×１００
（ここで、ＢＡ：ベイナイト占有面積、ＭＡ：、マルテンサイト占有面積を示す。）
本発明において、全体２相組織のうち、ベイナイト面積比を低く制御することが重要であるが、これは、ベイナイトがマルテンサイトに比べてベイナイト粒内にあった固溶元素であるＣとＮが容易に転位に固着して転位の移動を妨害し、不連続降伏挙動を表すことで降伏比を顕著に増加させるからである。
従って、全体２相組織のうちベイナイト面積比が３％以下であれば、調質圧延前の降伏比を０．５５以下に管理することができ、以後、調質圧延を行うことで適正水準の降伏比に制御することができる。もし、上記ベイナイト面積比が３％を超えれば、調質圧延前の降伏比が０．５５を超えて、低降伏比型複合組織鋼板を製造することが難しくなり、延性が低くなるという問題がある。
上述した成分組成及び微細組織を全て満たす本発明の複合組織鋼板は、調質圧延を通じて降伏比の制御が可能であり、この時、調質圧下率を制御することで達成することができる。
本発明では、下記式（３）で定義される条件式から導出される値（計算値）を理論的に導出した降伏比と定義することができ、これを通じて、意図する低降伏比型または高降伏比型複合組織鋼板を提供することができる。
式（３）
計算値＝（０．１６９９＊ｘ）＋０．４５４５
（ここで、ｘ：調質圧下率（％）を示す。）
さらに具体的に、上記式（３）によって計算される値、即ち、理論的に導出した降伏比値が０．４５〜０．６を満たす低降伏比型複合組織鋼板を製造しようとする場合、調質圧下率を０．８５％以下（０％は除外）で適用することができ、理論的に導出される降伏比値が０．６超の高降伏比型複合組織鋼板を製造しようとする場合は、調質圧下率を０．８６〜２．０％に適用することができる。
図１は、調質圧下率による降伏比の変化をグラフで示すもので、調質圧下率が増加するほど、鋼板の降伏比が上昇することを確認することができる。これによると、本発明の複合組織鋼板は、調質圧下率を調節することで、所望の降伏比を有する鋼板への製造が可能である。
上記調質圧下率による降伏比の制御は、以下の製造条件でより詳しく説明する。
以下で、本発明の他側面である成形性に優れた複合組織鋼板の製造方法について詳しく説明する。
概略的に、本発明の複合組織鋼板は、上述した成分系を満たす鋼スラブを通常の条件で再加熱した後、これを熱間圧延して熱延鋼板を製造して、巻取る。以後、上記巻き取られた熱延鋼板を適正圧下率で冷間圧延して冷延鋼板に製造した後、連続焼鈍炉または合金化溶融めっき連続炉で焼鈍処理することで製造することができる。
以下で、各段階別の詳しい条件について説明する。
先ず、本発明では、上記のように組成された鋼スラブを通常の条件で再加熱することが好ましいが、これは、後続する熱間圧延工程を円滑に行い、目標とする鋼板の物性を十分に得るためである。本発明は、このような再加熱条件に特に制限されず、通常の条件であれば構わない。一例として、１１００〜１３００℃の温度範囲で再加熱工程を行うことができる。
その後、上記再加熱された鋼スラブをＡｒ３変態点以上で通常の条件で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板に製造することが好ましい。本発明は、上記仕上げ熱間圧延に対する条件に制限されず、通常の熱間圧延温度を利用することができる。一例として、８００〜１０００℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延を行うことができる。
上記により製造された熱延鋼板を４５０〜７００℃で巻き取ることが好ましい。この時、巻取温度が４５０℃未満であれば、過度なマルテンサイトまたはベイナイトが生成されて、熱延鋼板の過剰な強度上昇をもたらすことで、後続する冷間圧延時の負荷による形状不良などの問題が発生する恐れがある。一方、巻取温度が７００℃を超えれば、鋼のうちＳｉ、Ｍｎ、Ｂなどの溶融亜鉛めっきの濡れ性を低下させる元素による表面濃化がさらに激しくなるという問題がある。従って、これを考慮して、巻取温度を４５０〜７００℃に制御することが好ましい。
以後、巻き取られた熱延鋼板を酸洗及び冷間圧延して冷延鋼板に製造することが好ましい。上記冷間圧延時に４０〜８０％の圧下率で実施することが好ましいが、もし冷間圧下率が４０％未満であれば、目標とする厚さを確保し難く、鋼板の形状矯正が難しい問題があり、一方、８０％を超えれば、鋼板エッジ（ｅｄｇｅ）部でクラックが発生する可能性が高く、冷間圧延の負荷をもたらすという問題がある。
上記により製造された冷延鋼板を７６０〜８５０℃の温度範囲で連続焼鈍を行うことが好ましい。この時、連続焼鈍炉または合金化めっき連続炉で実施することができる。
上記連続焼鈍工程は、再結晶と同時にフェライトとオーステナイトを形成し、炭素を分配するためのもので、この時の温度が７６０℃未満であれば充分な再結晶がなされないだけでなく、十分なオーステナイトを形成し難く、本発明で意図する強度を確保し難くなるという問題がある。一方、８５０℃を超えれば生産性が落ち、オーステナイトが過度に生成されて、冷却後にベイナイトが含まれて延性が低下するという問題がある。従って、これを考慮して連続焼鈍温度範囲を７６０〜８５０℃に制御することが好ましい。
上記の方法により製造された鋼板は、本発明で意図する複合組織鋼板であり、好ましくは、その内部組織が主相としてフェライトと２相としてマルテンサイトとを含む。この時、全厚さ（ｔ）基準として、１／４ｔ地点で微細マルテンサイト分率が１〜８％であり、上記式（１）で定義されるフェライト結晶粒界に存在する平均粒径１μｍ未満のマルテンサイトの占有比（Ｍ％）が９０％以上であり、上記式（２）で定義される全体２相組織のうちベイナイトの面積比（Ｂ％）が３％以下を満たしている。上記内部組織及びその数値限定に対する説明は既述した通りである。
なお、本発明は、上記連続焼鈍後に調質圧延工程をさらに行うことが好ましく、上記調質圧延工程を通じて鋼板の降伏比を調節することができる。さらに具体的には、本発明は、調質圧下率を制御することから、低降伏比または高降伏比の意図する複合組織鋼板を提供することができる。
式（３）
計算値＝（０．１６９９＊ｘ）＋０．４５４５
（ここで、ｘ：調質圧下率（％）を示す。）
この時、上記式（３）の調質圧下率を０．８５％以下（０％は除外）に制御する場合、圧延によって導入された稼動転位が引張変形時に材料変形を容易にすることで、引張強度に対して降伏強度を下げて、降伏比が０．４５〜０．６の範囲を満たす鋼板を製造することができる。
もし、調質圧延を行わない場合、最小限の降伏比を確保することはできるが、鋼板の形状の調整及びめっき層均一化のために、最小限の調質圧下率で調質圧延を行うことがより好ましい。従って、０％は除く。
上記調質圧下率を０．８６〜２．０％に制御する場合、多量の転位が互いに凝集して加工硬化現象を増大させることで、引張強度に対して降伏強度が上昇して、降伏比が０．６超〜０．８以下の鋼板を製造することができる。
このような高降伏比型複合組織鋼板を製造しようとする場合は、調質圧下率を０．８６％以上に制御することが好ましく、もし調質圧下率が２．０％を超えれば、降伏比が０．８を超えて複合組織鋼としての機能を失い、過度に高い降伏強度によって、部品加工の際にスプリングバック（Ｓｐｒｉｎｇ Ｂａｃｋ、加工部品の形状精度不良）現象が表れるという問題がある。
このように、本発明の複合組織鋼板は、調質圧延率によって降伏比の制御が可能で、成形性に優れた鋼板であり、自動車外板用として適宜に使用することができる。
以下で、実施形態を通じてさらに詳しく説明する。但し、下記の一実施形態は、本発明をより詳しく説明するための例示であり、本発明の権利範囲を制限するものではない。
下記表１に示す組成を有する鋼種を下記表２に示す条件で製造した後、これらの物性を確認した。この時、本発明で目標とする材質特性として調質圧延を行わない状態における降伏比は０．５以下を目標とした。
それぞれの試験片の引張試験は、ＪＩＳ規格を利用してＣ方向に実施し、微細組織分率は、焼鈍処理された鋼板の板厚さ１／４ｔ地点で電子顕微鏡で観察して測定した。また、マルテンサイトの占有率は、ＳＥＭ（３０００倍）を利用して観察した後、Ｃｏｕｎｔ Ｐｏｉｎｔ作業を通じて測定した。
Figure 2018502992
Figure 2018502992
（上記表２において、降伏比（１）は、調質圧延を行う前に測定された値を示すものであり、降伏比（２）と降伏強度、引張強度及び延性は、調質圧延を行った後に測定された値を示すものである。また、上記表２において、Ｍはマルテンサイト、Ｂはベイナイトを示すものである。）
上記表１及び２に示すように、本発明で提案する成分組成及び製造条件を全て満たす発明例の場合、優れた強度及び延性を確保可能なことを確認することができる。
また、成分組成が本発明を満たしても、製造条件が本発明から外れる場合、または成分組成が本発明から外れる場合は、内部組織のうちベイナイトの分率が増加するだけでなく、全体のマルテンサイト分率も増加することにより、調質圧延後に降伏比が大きく上昇することを確認することができる。これらの鋼種は、加工の際に破断などの欠陥が発生する可能性が高いと予想される。

Claims (8)

  1. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０１〜０．０８％、マンガン（Ｍｎ）：１．５〜２．５％、クロム（Ｃｒ）：１．０％以下（０％は除外）、シリコン（Ｓｉ）：１．０％以下（０％は除外）、リン（Ｐ）：０．１％以下（０％は除外）、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下（０％は除外）、窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％は除外）、酸可溶アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．０２〜０．１％、モリブデン（Ｍｏ）：０．１％以下（０％は除外）、ボロン（Ｂ）：０．００３％以下（０％は除外）、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物からなり、前記ＭｎとＣｒの重量％合計（Ｍｎ＋Ｃｒ）が１．５〜３．５％を満たす鋼板であって、
    前記鋼板は、主相としてフェライトを含み、全厚さ（ｔ）基準として、１／４ｔ地点で微細マルテンサイト分率が１〜８％であり、下記式（１）で定義されるフェライト結晶粒界に存在する平均粒径１μｍ未満のマルテンサイトの占有比（Ｍ％）が９０％以上であり、下記式（２）で定義される全体２相組織のうちベイナイトの面積比（Ｂ％）が３％以下（０％を含む）である成形性に優れた複合組織鋼板。
    式（１）
    Ｍ（％）＝｛Ｍｇｂ／（Ｍｇｂ＋Ｍｉｎ）｝×１００
    （ここで、Ｍｇｂ：フェライト結晶粒界に存在するマルテンサイト個数、Ｍｉｎ：フェライト結晶粒内に存在するマルテンサイト個数を示す。）
    式（２）
    Ｂ（％）＝｛ＢＡ／（ＭＡ＋ＢＡ）｝×１００
    （ここで、ＢＡ：ベイナイト占有面積、ＭＡ：マルテンサイト占有面積を示す。）
  2. 前記鋼板は、全体微細組織のうちマルテンサイト分率が１〜８％である請求項１に記載の成形性に優れた複合組織鋼板。
  3. 前記鋼板は、降伏比（ＹＲ）が０．４５〜０．６である請求項１に記載の成形性に優れた複合組織鋼板。
  4. 前記鋼板は、降伏比（ＹＲ）が０．６超〜０．８以下である請求項１に記載の成形性に優れた複合組織鋼板。
  5. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０１〜０．０８％、マンガン（Ｍｎ）：１．５〜２．５％、クロム（Ｃｒ）：１．０％以下（０％は除外）、シリコン（Ｓｉ）：１．０％以下（０％は除外）、リン（Ｐ）：０．１％以下（０％は除外）、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下（０％は除外）、窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％は除外）、酸可溶アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．０２〜０．１％、モリブデン（Ｍｏ）：０．１％以下（０％は除外）、ボロン（Ｂ）：０．００３％以下（０％は除外）、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物からなり、前記ＭｎとＣｒの重量％合計（Ｍｎ＋Ｃｒ）が１．５〜３．５％を満たす鋼スラブを再加熱する段階と、
    前記再加熱された鋼スラブをＡｒ３変態点以上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４５０〜７００℃で巻き取る段階と、
    前記巻き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製造する段階と、
    前記冷延鋼鈑を連続焼鈍炉または合金化溶融めっき連続炉で７６０〜８５０℃の温度範囲で焼鈍処理する段階とを含み、
    前記焼鈍処理された鋼板は、主相としてフェライトを含み、全厚さ（ｔ）基準として１／４ｔ地点で微細マルテンサイト分率が１〜８％であり、下記式（１）で定義されるフェライト結晶粒界に存在する平均粒径１μｍ未満のマルテンサイトの占有比（Ｍ％）が９０％以上であり、下記式（２）で定義される全体２相組織のうちベイナイトの面積比（Ｂ％）が３％以下（０％を含む）である成形性に優れた複合組織鋼板の製造方法。
    式（１）
    Ｍ（％）＝｛Ｍｇｂ／（Ｍｇｂ＋Ｍｉｎ）｝×１００
    （ここで、Ｍｇｂ：フェライト結晶粒界に存在するマルテンサイト個数、Ｍｉｎ：フェライト結晶粒内に存在するマルテンサイト個数を示す。）
    式（２）
    Ｂ（％）＝｛ＢＡ／（ＭＡ＋ＢＡ）｝×１００
    （ここで、ＢＡ：ベイナイト占有面積、ＭＡ：マルテンサイト占有面積を示す。）
  6. 前記焼鈍処理後に調質圧延する段階をさらに含むことを特徴とする請求項５に記載の成形性に優れた複合組織鋼板の製造方法。
  7. 前記調質圧延時の圧下率が０．８５％以下（０％は除外）の場合、下記式（３）によって計算される値が０．４５〜０．６の範囲を満たす請求項６に記載の成形性に優れた複合組織鋼板の製造方法。
    式（３）
    計算値＝（０．１６９９＊ｘ）＋０．４５４５
    （ここで、ｘ：調質圧下率（％）を示す。）
  8. 前記調質圧延時の圧下率が０．８６〜２．０％の場合、前記式（３）によって計算される値が０．６超〜０．８以下の範囲を満たす請求項６に記載の成形性に優れた複合組織鋼板の製造方法。
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