JP2022540210A - 高強度鋼板及びこの製造方法 - Google Patents

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Abstract

本発明は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｐ、Ｓ、Ｎ、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む成分系からなり、上記Ｃ、Ｓｉ及びＡｌの含量は下記数式（１）を満たし、微細組織が面積分率で、テンパードマルテンサイトを５０％超過７０％以下含み、残りの残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、フェライト及びベイナイトを含み、上記ベイナイトラス（ｌａｔｈ）の間、または上記テンパードマルテンサイト相のラスもしくは結晶粒境界に第２相としてセメンタイト相が、面積分率で１％以上３％以下析出して分布する高強度鋼板及びその製造方法を提供する。［数式（１）］［Ｃ］＋（［Ｓｉ］＋［Ａｌ］）／５≦０．３５ｗｔ．％（ここで［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ａｌ］はそれぞれＣ、Ｓｉ、Ａｌの重量％を意味する。）

Description

本発明は、穴拡げ性の高い高強度鋼板及びこの製造方法に関するものである。
最近、自動車の軽量化のために高い強度を有する鋼板製造技術の確保が推進されている。その中でも高強度と成形性を兼ね備えた鋼板の場合、生産性を高めることができ、経済性の面で優れ、最終部品の安全性の面でもより有利である。特に引張強度（ＴＳ）が高い鋼板は、破断が発生するまでの支持荷重が高いため、１１８０ＭＰａ級以上の引張強度の高い鋼材に対する要求が高まっている。従来、既存鋼材の強度を向上させようとする試みが多くなされてきたが、単純に強度を向上させる場合、延性と穴拡げ性（ＨＥＲ、Ｈｏｌｅ ｅｘｐａｎｓｉｏｎ ｒａｔｉｏ）が低下するという欠点が発見された。
一方、上記欠点を克服した従来技術として、ＳｉやＡｌを多量添加するＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼板が挙げられる。しかし、ＴＲＩＰ鋼板では、ＴＳ １１８０ＭＰａ級で１４％以上の伸び率が得られるが、Ｓｉ及びＡｌの多量添加によりＬＭＥ（Ｌｉｑｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ）抵抗性が劣り、溶接性が悪くなるため、自動車構造用素材としての実用化が制限的であるという問題がある。
また、同じ引張強度の等級において用途と目的に応じて多様な降伏比を追求するようになるが、低い降伏比の鋼板の場合、穴拡げ性の高い鋼材を作ることが容易ではない。なぜなら、通常、降伏比を下げるためにマルテンサイトまたはフェライト相を第２相として導入することが必要であるが、このような組織学的な特徴は、穴拡げ性を損なう要因となるためである。
特許文献１には、降伏比、強度、穴拡げ性、耐遅れ破壊性を兼ね備え、１７．５％以上の高い伸び率を有する高強度冷延鋼板が開示されている。しかし、特許文献１では、高いＳｉの添加によりＬＭＥが発生し、溶接性が劣るという欠点がある。
韓国特許公開公報第２０１７－７０１５００３号公報
本発明は、上述した従来技術の限界を解決するためのものであって、高強度及び低降伏比を有しながらも加工に適切な伸び率、高い穴拡げ性及び良好な溶接性を有する高強度鋼板及びこの製造方法を提供することにその目的がある。
本発明の課題は、上述した内容に限定されない。本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者であれば、本発明の明細書の全体的な事項から本発明の更なる課題を理解する上で何らの困難もない。
本発明の一側面は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１２％以上０．１７％未満、ケイ素（Ｓｉ）：０．３～０．８％、マンガン（Ｍｎ）：２．５～３．０％、クロム（Ｃｒ）：０．４～１．１％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．３％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１～０．０３％、チタン（Ｔｉ）：０．０１～０．０３％、ボロン（Ｂ）：０．００１～０．００３％、リン（Ｐ）：０．０４％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下、窒素（Ｎ）：０．０１％以下、残部鉄（Ｆｅ）及びその他の不可避不純物を含み、
上記炭素（Ｃ）、ケイ素（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）の含量は下記数式（１）を満たし、
微細組織が面積分率で、テンパードマルテンサイトを５０％超過７０％以下含み、残りの残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、フェライト及びベイナイトを含み、
上記ベイナイトラス（ｌａｔｈ）の間、または上記テンパードマルテンサイト相のラスもしくは結晶粒境界に第２相としてセメンタイト相が、面積分率で１％以上３％以下析出して分布する高強度鋼板である。
［数式（１）］
［Ｃ］＋（［Ｓｉ］＋［Ａｌ］）／５≦０．３５ｗｔ．％
（ここで［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ａｌ］はそれぞれＣ、Ｓｉ、Ａｌの重量％を意味する。）
上記残留オーステナイトを１％超過４％以下、上記フレッシュマルテンサイトを１０％超過２０％以下、上記フェライトを０％超過５％以下含み、残部はベイナイトであってよい。
微小ビッカース硬度試験を実施したとき、２５％番目の硬度値と７５％番目の硬度値の差が１００～１５０の間の範囲で分布することができる。
上記鋼板は、重量％で、銅（Ｃｕ）：０．１％以下、ニッケル（Ｎｉ）：０．１％以下、モリブデン（Ｍｏ）：０．３％以下、及びバナジウム（Ｖ）：０．０３％以下のうち１つ以上をさらに含むことができる。
１１８０ＭＰａ以上の引張強度、７４０ＭＰａ～９８０ＭＰａの降伏強度、０．６５～０．８５の降伏比、２５％以上の穴拡げ性（ＨＥＲ）、７～１４％の伸び率を有することができる。
上記鋼板は冷延鋼板であってよい。
上記鋼板の少なくとも一表面に溶融亜鉛めっき層が形成されていてよい。
上記鋼板の少なくとも一表面に合金化溶融亜鉛めっき層が形成されていてよい。
本発明の他の一側面は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１２％以上０．１７％未満、ケイ素（Ｓｉ）：０．３～０．８％、マンガン（Ｍｎ）：２．５～３．０％、クロム（Ｃｒ）：０．４～１．１％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．３％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１～０．０３％、チタン（Ｔｉ）：０．０１～０．０３％、ボロン（Ｂ）：０．００１～０．００３％、リン（Ｐ）：０．０４％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下、窒素（Ｎ）：０．０１％以下、残部鉄（Ｆｅ）及びその他の不可避不純物を含み、上記炭素（Ｃ）、ケイ素（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）の含量が下記の数式（１）を満たすスラブを準備する段階；
上記スラブを１１５０～１２５０℃の温度範囲まで加熱する段階；
上記再加熱されたスラブを９００～９８０℃の仕上げ圧延温度（ＦＤＴ）範囲で仕上げ熱間圧延する段階；
上記仕上げ熱間圧延後、１０～１００℃／ｓｅｃの平均冷却速度で冷却する段階；
５００～７００℃の温度範囲で巻き取る段階；
３０～６０％の冷間圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る段階；
上記冷延鋼板を（Ａｃ３＋３０℃～Ａｃ３＋８０℃）の温度範囲で連続焼鈍する段階；
上記連続焼鈍された鋼板を５６０～７００℃の温度範囲まで１０℃／ｓ以下の平均冷却速度で１次冷却し、２８０～３８０℃の温度範囲まで１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で２次冷却する段階；及び
上記冷却された鋼板を３８０～４８０℃の温度範囲まで５℃／ｓ以下の昇温速度で再加熱する段階；を含む高強度鋼板の製造方法である。
［数式（１）］
［Ｃ］＋（［Ｓｉ］＋［Ａｌ］）／５≦０．３５ｗｔ．％
（ここで［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ａｌ］はそれぞれＣ、Ｓｉ、Ａｌの重量％を意味する。）
上記スラブは、重量％で、銅（Ｃｕ）：０．１％以下、ニッケル（Ｎｉ）：０．１％以下、モリブデン（Ｍｏ）：０．３％以下、及びバナジウム（Ｖ）：０．０３％以下のうち１つ以上をさらに含むことができる。
上記再加熱する段階の後、４８０～５４０℃の温度範囲で溶融亜鉛めっき処理する段階をさらに含むことができる。
上記溶融亜鉛めっき処理する段階の後、合金化熱処理を実施してから常温まで冷却を実施することができる。
常温まで冷却した後、１％未満の調質圧延を実施することができる。
本発明によると、１１８０ＭＰａ以上の高い引張強度、７４０ＭＰａ～９８０ＭＰａの降伏強度、０．６５～０．８５の低い降伏比を有しながらも、２５％以上の高い穴拡げ性、７％～１４％の伸び率を示す高強度鋼板を提供することができる。
また、本発明の高強度鋼板を用いて製造した亜鉛めっき鋼板は、亜鉛めっき後のＬＭＥ（Ｌｉｑｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ）抵抗性に優れ、優れた溶接性を示す効果がある。
本発明の多様かつ有益な利点と効果は上述した内容に限定されず、本発明の具体的な実施形態を説明する過程でより容易に理解することができる。
ここで使用される専門用語は単に特定の実施例を言及するためのものであり、本発明を限定することを意図しない。ここで使用される単数形は、語句がこれと明らかに反対の意味を示さない限り、複数の形態も含む。
明細書で使用される「含む」の意味は、特定の特性、領域、整数、段階、動作、要素及び／または成分を具体化し、他の特定の特性、領域、整数、段階、動作、要素、成分及び／または群の存在や付加を除外するものではない。
他に定義されてはいないが、ここで使用される技術用語及び科学用語を含むすべての用語は、本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者が一般に理解する意味と同じ意味を有する。通常使用される辞書に定義されている用語は、関連技術文献と現在開示されている内容に一致する意味を有するものとして追加解釈され、定義されない限り、理想的または非常に公式的な意味として解釈されない。
以下では、本発明の一側面による高強度鋼板について詳細に説明する。本発明において各元素に対して含量を示す際に特に断りのない限り、重量％を意味することに留意する必要がある。なお、結晶や組織の割合は、特に別途表現しない限り、面積を基準とする。
まず、本発明の一側面による高強度鋼板の成分系について詳細に説明する。
本発明の一側面による高強度鋼板は、重量％で、Ｃ：０．１２％以上０．１７％未満、Ｓｉ：０．３～０．８％、Ｍｎ：２．５～３．０％、Ｃｒ：０．４～１．１％、Ａｌ：０．０１～０．３％、Ｎｂ：０．０１～０．０３％、Ｔｉ：０．０１～０．０３％、Ｂ：０．００１～０．００３％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、上記Ｃ、Ｓｉ及びＡｌの含量は下記数式（１）を満たすことができる。
［数式（１）］
［Ｃ］＋（［Ｓｉ］＋［Ａｌ］）／５≦０．３５ｗｔ．％
（ここで［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ａｌ］はそれぞれＣ、Ｓｉ、Ａｌの重量％を意味する。）
炭素（Ｃ）：０．１２％以上０．１７％未満
炭素（Ｃ）は、固溶強化及び析出強化により鋼材の強度を支える基本的な元素である。Ｃの量が０．１２％未満であると、５０％以上のテンパードマルテンサイト分率を確保し難く、引張強度（ＴＳ）１１８０ＭＰａ級に相当する強度が得られ難い。一方、Ｃの量が０．１７％以上の場合、高いＬＭＥ抵抗性を有し難く、点溶接性の条件が過酷な場合には、溶接過程で溶融したＺｎの浸透による割れが発生するようになる。また、炭素含量が高い場合、アーク溶接性及びレーザー溶接性が悪くなり、低温脆性による溶接部割れが発生する危険性が大きくなり、目標とする穴拡げ性値も得られ難くなる。したがって、本発明においてＣの含量は、０．１２％以上０．１７％未満に制限することが好ましい。好ましいＣ含量の下限は０．１２２％であってよく、より好ましいＣ含量の下限は０．１２５％であってよい。好ましいＣ含量の上限は０．１６８％であってよく、より好ましいＣ含量の上限は０．１６５％であってよい。
ケイ素（Ｓｉ）：０．３～０．８％
ケイ素（Ｓｉ）は、ベイナイト領域でセメンタイトの析出を阻害することにより残留オーステナイト分率と伸び率を高める作用をするＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼の核心元素である。Ｓｉが０．３％未満になると、残留オーステナイトがほとんど残らなくなり、伸び率が過度に低くなる。一方、Ｓｉが０．８％を超える場合、ＬＭＥ割れの形成による溶接部の物性悪化を防ぐことができなくなり、鋼材の表面特性及びめっき性が悪くなる。したがって、本発明においてＳｉの含量は０．３～０．８％に制限することが好ましい。好ましいＳｉ含量の下限は０．３５％であってよく、より好ましいＳｉ含量の下限は０．４％であってよい。好ましいＳｉ含量の上限は０．７８％であってよく、より好ましいＳｉ含量の上限は０．７５％であってよい。
マンガン（Ｍｎ）：２．５～３．０％
本発明においてマンガン（Ｍｎ）の含量は２．５～３．０％であってよい。Ｍｎの含量が２．５％未満の場合、強度を確保し難くなり、一方、その含量が３．０％を超える場合、ベイナイト変態速度が遅くなり、過度に多いフレッシュマルテンサイトが形成され、高い穴拡げ性が得られ難くなる。また、Ｍｎの含量が高いと、マルテンサイト形成開始温度が低くなり、焼鈍水冷段階で初期マルテンサイト相を得るために必要な冷却終了温度が過度に低くなる。したがって、本発明においてＭｎの含量は２．５～３．０％に制限することが好ましい。好ましいＭｎ含量の下限は２．５５％であってよく、より好ましいＭｎ含量の下限は２．６％であってよい。好ましいＭｎ含量の上限は２．９５％であってよく、より好ましいＭｎ含量の上限は２．９％であってよい。
クロム（Ｃｒ）：０．４～１．１％
本発明においてクロム（Ｃｒ）の含量は０．４～１．１％であってよい。Ｃｒの量が０．４％未満であると、目標とする引張強度が得られ難くなり、上限である１．１％を超えると、ベイナイトの変態速度が遅くなり、高い穴拡げ性が得られ難くなる。したがって、本発明においてＣｒの含量は０．４～１．１％に制限することが好ましい。好ましいＣｒ含量の下限は０．５％であってよく、より好ましいＣｒ含量の下限は０．６％であってよい。好ましいＣｒ含量の上限は１．０５％であってよく、より好ましいＣｒ含量の上限は１．０％であってよい。
アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．３％
本発明においてアルミニウム（Ａｌ）の含量は０．０１～０．３％であってよい。Ａｌの量が０．０１％未満であると、鋼材の脱酸が十分に行われず、清浄性を損なうようになる。一方、Ａｌが０．３％を超えて添加される場合、鋼材の鋳造性を損なうようになる。したがって、本発明においてＡｌの含量は０．０１～０．３％に制限することが好ましい。好ましいＡｌ含量の下限は０．０１５％であってよく、より好ましいＡｌ含量の下限は０．０２％であってよい。好ましいＡｌ含量の上限は０．２８％であってよく、より好ましいＡｌ含量の上限は０．２５％であってよい。
ニオブ（Ｎｂ）：０．０１～０．０３％
本発明では、結晶粒微細化及び析出物形成を通じて鋼材の強度と穴拡げ性を高めるために、０．０１～０．０３％のニオブ（Ｎｂ）を添加することができる。Ｎｂ含量が０．０１％未満の場合、組織微細化効果が消失し析出強化量も不足するようになり、一方、Ｎｂが０．０３％を超えて含有されると、鋼材の鋳造性が悪くなる。したがって、本発明においてＮｂの含量は０．０１～０．０３％に制限することが好ましい。好ましいＮｂ含量の下限は０．０１２％であってよく、より好ましいＮｂ含量の下限は０．０１４％であってよい。好ましいＮｂ含量の上限は０．０２５％であってよく、より好ましいＮｂ含量の上限は０．０２３％であってよい。
チタン（Ｔｉ）：０．０１～０．０３％、ボロン（Ｂ）：０．００１～０．００３％
本発明では、鋼材の硬化能を高めるために、０．０１～０．０３％のチタン（Ｔｉ）と０．００１～０．００３％のボロン（Ｂ）を添加することができる。Ｔｉ含量が０．０１％未満の場合、ＢがＮと結合するようになりＢの硬化能強化効果が消失し、Ｔｉが０．０３％超過で含有されると、鋼材の鋳造性が悪くなる。一方、Ｂ含量が０．００１％未満の場合、有効な硬化能強化効果が得られず、０．００３％を超えて含有すると、ボロン炭化物が形成される可能性があり、むしろ硬化能を損なう可能性がある。したがって、本発明において、Ｔｉ含量は０．０１～０．０３％、Ｂ含量は０．００１～０．００３％に制限することが好ましい。
リン（Ｐ）：０．０４％以下
リン（Ｐ）は鋼中に不純物として存在し、その含量をできるだけ低く制御することが有利であるが、鋼材の強度を高めるために意図的に添加することもある。しかし、上記Ｐが過剰に添加される場合、鋼材の靭性が悪化するため、本発明では、これを防止するためにその上限を０．０４％に制限することが好ましい。
硫黄（Ｓ）：０．０１％以下
硫黄（Ｓ）は上記Ｐと同様に、鋼中に不純物として存在し、その含量をできるだけ低く制御することが有利である。また、Ｓは鋼材の延性と衝撃特性を悪くするため、その上限を０．０１％以下に制限することが好ましい。
窒素（Ｎ）：０．０１％以下
本発明において窒素（Ｎ）は不純物として鋼材に添加され、その上限は０．０１％以下に制限する。
上述したＣ、Ｓｉ及びＡｌの含量に加えて、Ｃ、Ｓｉ及びＡｌは、上記数式（１）を満たすことができる。
［数式（１）］
［Ｃ］＋（［Ｓｉ］＋［Ａｌ］）／５≦０．３５ｗｔ．％
（ここで［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ａｌ］はそれぞれＣ、Ｓｉ、Ａｌの重量％を意味する。）
めっき鋼板の液相金属脆化（ＬＭＥ、Ｌｉｑｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ）は、点溶接中にめっきした亜鉛が液相となった状態で鋼板のオーステナイト結晶粒界面に引張応力が形成されながら、液相亜鉛がオーステナイト結晶粒境界に浸透して発生する。このようなＬＭＥ現象は、特にＳｉ及びＡｌが添加された鋼板で激しく現れるため、本発明では、上記数式（１）によりＳｉとＡｌの添加量を制御する。また、Ｃ含量が高いと鋼材のＡ３温度が低くなり、ＬＭＥに脆弱なオーステナイト領域が拡大し、素材の靭性が弱くなる効果があるため、上記数式（１）によってその添加量を制限した。
上記数式（１）の値が０．３５％を超えると、前述のように点溶接時にＬＭＥ抵抗性が劣るため、点溶接後にＬＭＥクラックが存在し疲労特性と構造的安全性を損なうようになる。一方、上記数式（１）の値が小さいほど点溶接性及びＬＭＥ抵抗性が改善されるため、その下限を別途に設定しなくてよいが、その値が０．２０未満であると、点溶接性及びＬＭＥ抵抗性は改善されるものの、優れた穴拡げ性とともに１１８０ＭＰａ級の高い引張強度が得られ難くなるため、場合によっては、その下限を０．２０％に制限することができる。
本発明の一側面による高強度鋼板は、上述した合金成分以外にさらにＣｕ：０．１重量％以下、Ｎｉ：０．１重量％以下、Ｍｏ：０．３重量％以下、及びＶ：０．０３重量％以下のうち１つ以上をさらに含むことができる。
銅（Ｃｕ）：０．１％以下、ニッケル（Ｎｉ）：０．１％以下、モリブデン（Ｍｏ）：０．３％以下
銅（Ｃｕ）、ニッケル（Ｎｉ）及びモリブデン（Ｍｏ）は鋼材の強度を高める元素であって、本発明では、選択成分として含み、各元素の添加の上限をそれぞれ０．１％、０．１％、０．３％に制限する。これらの元素は、鋼材の強度と硬化能を高める元素ではあるが、過度に多量を添加する場合、目標とする強度の等級を超える可能性があり、高価な元素であるため、経済的な観点から添加の上限を０．１％または０．３％に制限することが好ましい。一方、上記Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏは、固溶強化元素として作用するため、０．０３％未満で添加する場合、固溶強化効果が僅かである可能性があることから、添加する場合、その下限を０．０３％以上に制限することができる。
バナジウム（Ｖ）：０．０３％以下
バナジウム（Ｖ）は析出硬化により鋼材の降伏強度を高める元素であり、本発明では、降伏強度を高めるために選択的に添加することができる。ただし、その含量が過剰である場合、伸び率を過度に低くする可能性があり、鋼材の脆性を誘発する可能性があるため、本発明ではＶの上限を０．０３％以下に制限する。一方、Ｖの場合、析出硬化を引き起こすため少量の添加でも効果があるが、０．００５％未満にして添加する場合には、その効果が僅かである可能性があるため、添加する場合、その下限を０．００５％以上に制限することができる。
本発明は、上述した鋼組成以外に、残りはＦｅ及び不可避不純物を含むことができる。不可避不純物は、通常の鉄鋼製造工程で意図せずに混入し得るものであるため、これを全面的に排除することはできず、通常の鉄鋼製造分野の技術者であれば、その意味を容易に理解することができる。なお、本発明は、前述した鋼組成以外の他の組成の添加を全面的に排除するものではない。
一方、上述した鋼組成を満たす本発明の一側面による高強度鋼板は、微細組織が、面積分率で、テンパードマルテンサイトを５０％超過７０％以下含み、残りの残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、フェライト及びベイナイトを含むことができる。上記テンパードマルテンサイト以外の残りの相は、面積分率で、残留オーステナイトを１％超過４％以下、上記フレッシュマルテンサイトを１０％超過２０％以下、上記フェライトを０％超過５％以下含み、残部はベイナイトからなることができる。また、上記ベイナイトラス（ｌａｔｈ）の間、またはテンパードマルテンサイト相のラスもしくは結晶粒境界に第２相としてセメンタイト相が、面積分率で１％以上３％以下析出して分布することができる。
テンパードマルテンサイト相は微細な内部構造を有するため、鋼材の穴拡げ性の確保に有利な鉄鋼組織である。テンパードマルテンサイトの分率が５０％未満の場合、目標とする穴拡げ性が得られ難く、テンパードマルテンサイトの量が不足すると、最終冷却段階以前の相変態量が不足して最終的にフレッシュマルテンサイトが過剰に形成され、鋼材の伸び率と穴拡げ性を共に損なうようになる。一方、テンパードマルテンサイトが７０面積％を超えると、鋼材の降伏比と降伏強度が本発明の上限を超えるようになり、鋼材の成形が難しくなり、成形後スプリングバックのような問題が発生する可能性がある。
一方、上記テンパードマルテンサイト以外の残りの組織は、残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、フェライト及びベイナイトからなることができる。
本発明による高強度鋼板では、数式（１）でＳｉ及びＡｌの上限を制限するが、Ｓｉ及びＡｌがある程度は添加されるため、残留オーステナイトが１面積％超過４面積％以下のレベルで存在することができる。ただし、Ｓｉ及びＡｌの含量が非常に高い典型的なＴＲＩＰ鋼のように、高い分率の残留オーステナイトが分布することはない。
本発明では、低い降伏比を得るためにフレッシュマルテンサイト（Ｆｒｅｓｈ Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）組織を１０面積％超過２０面積％以下のレベルで導入することができる。２次冷却及び再加熱を終えた状態でオーステナイト相分率が高い場合、オーステナイト内の炭素含量が低く安定性が不足し、その後の冷却過程で一部がフレッシュマルテンサイトに変態する。これにより降伏比が低くなる。
また、本発明において、フェライト組織は穴拡げ性に悪いが、製造過程において０面積％超過５面積％以下のレベルで存在することができる。その他、本発明の微細組織はベイナイトで構成されてよい。
本発明の一側面による高強度鋼板では、セメンタイト成長を抑制してオーステナイトを安定化させるＳｉ及びＡｌの含量を上記数式（１）の条件によって制限することにより、微細組織内に一部のセメンタイトが析出、成長するようになる。このセメンタイトは、２次冷却で形成されたマルテンサイトが再加熱されるとき、マルテンサイトラス（ｌａｔｈ）または結晶粒境界で析出するか、又は２次冷却後、再加熱中にベイナイト変態が発生するときにベイナイティックフェライトラスの間の炭素が濃化した部分で形成される。
本発明による高強度鋼板では、数式（１）でＳｉとＡｌの上限を制限することにより、面積分率で１％以上のレベルのセメンタイトが析出するようになるが、それにもかかわらず、一部のＳｉとＡｌの存在によりオーステナイトが残留するようになり、残留オーステナイトの内部に炭素が分布するため、セメンタイトの析出量は３面積％よりは少なくてよい。
一方、最大荷重１００ｇ以下の微小ビッカース硬度試験において、２５％番目の硬度値と７５％番目の硬度値の差が１００～１５０の間の範囲で分布することができる。上記硬度値の差を求める方法については具体的に限定しないが、非制限的な一例として、微細組織に対して最大荷重１００ｇ以下の荷重で１００回以上微小硬度を測定した後、測定された硬度値を硬度サイズ順に並べ、その７５％番目と２５％番目に該当する硬度値の差を求めて計算することができる。もし硬度値の差が１００より小さくなると、より高い穴拡げ性が期待できるが、降伏強度が高くなって９８０ＭＰａを超える可能性がある。一方、硬度値の差が１５０より大きくなると、降伏強度は本発明で目的とするレベルより低くなり、高い穴拡げ性も期待し難くなる。
以上の成分組成と微細組織を有することにより、本発明の高強度鋼板は、１１８０ＭＰａ以上の引張強度、７４０ＭＰａ～９８０ＭＰａの降伏強度、及び０．６５～０．８５の低い降伏比においても、２５％以上の高い穴拡げ性を示すことができる。
前述したように、本発明による高強度鋼板の降伏比が低い理由はフレッシュマルテンサイトの導入に因るものであるが、本発明者らは、本発明による合金成分及び組織制御の条件ではフレッシュマルテンサイトが存在しても穴拡げ性が２５％以上得られることを確認した。
また、本発明による高強度鋼板は、ＳｉとＡｌの含量を制限するため、ＴＲＩＰ効果が弱く、７％以上１４％以下の伸び率を示す。
本発明による高強度鋼板は冷延鋼板であってよい。
本発明による高強度鋼板の少なくとも一表面には、溶融亜鉛めっき法による溶融亜鉛めっき層が形成されていてよい。本発明では、上記溶融亜鉛めっき層の構成について特に制限しておらず、当該技術分野において通常適用される溶融亜鉛めっき層であれば、本発明に好ましく適用することができる。また、上記溶融亜鉛めっき層は、鋼板の一部の合金成分と合金化した合金化溶融亜鉛めっき層であってよい。
次に、本発明の他の一側面による高強度鋼板の製造方法について詳細に説明する。
本発明の一側面による高強度鋼板は、上述した鋼成分組成及び数式（１）を満たす鋼スラブを準備－スラブ再加熱－熱間圧延－巻き取り－冷間圧延－連続焼鈍－１次及び２次冷却－再加熱工程を経ることにより製造することができ、詳細な内容は以下の通りである。
まず、上述した合金組成を有し、数式（１）を満たすスラブを準備し、上記スラブを１１５０℃～１２５０℃の温度まで再加熱する。このとき、スラブ温度が１１５０℃未満であると、次の段階である熱間圧延の実行が不可能となり得る。一方、１２５０℃を超える場合、スラブ温度を高めるために多くのエネルギーが不要に消耗される。したがって、上記加熱温度は１１５０～１２５０℃の温度に制限することが好ましい。
上記再加熱されたスラブを仕上げ圧延温度（ＦＤＴ）が９００～９８０℃となる条件で所期の目的に合う厚さまで熱間圧延する。上記仕上げ圧延温度（ＦＤＴ）が９００℃未満であると、圧延負荷が大きく形状不良が増加し、生産性が悪くなる。一方、上記仕上げ圧延温度が９８０℃を超えると、過度な高温作業による酸化物の増加により表面品質が悪くなる。したがって、上記仕上げ圧延温度が９００～９８０℃の条件で熱間圧延することが好ましい。
熱間圧延後に１０～１００℃／ｓの平均冷却速度で巻取温度まで冷却し、５００～７００℃の温度領域で巻取を実施する。そして巻取後３０～６０％の冷間圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る。
上記冷間圧下率が３０％未満であると、目標とする厚さ精度を確保することが難しいだけでなく、鋼板の形状矯正が難しくなる。一方、冷間圧下率が６０％を超えると、鋼板エッジ（ｅｄｇｅ）部にクラックが発生する可能性が高くなり、冷間圧延負荷が過度に大きくなるという問題点が発生する。したがって、冷間圧延段階での冷間圧下率を３０～６０％に制限することが好ましい。
冷間圧延された鋼板を（Ａｃ３＋３０℃～Ａｃ３＋８０℃）の温度範囲（以下、「ＳＳ」または「連続焼鈍温度」ともいう）で連続焼鈍を実施する。連続焼鈍段階は、オーステナイト単相域まで加熱して１００％に近いオーステナイトを形成し、その後、相変態に用いるためである。もし上記連続焼鈍温度がＡｃ３＋３０℃未満であると、十分なオーステナイト変態が行われず、焼鈍後に目的とするマルテンサイトとベイナイト分率を確保することができない。一方、上記連続焼鈍温度がＡｃ３＋８０℃を超えると、生産性が低下し、粗大なオーステナイトが形成され、材質が劣化する可能性があり、また焼鈍中に酸化物が成長してめっき材の表面品質を確保し難い。
実際の製造時に製造中の鋼板のＡｃ３温度が分かりにくい等の事情がある場合には、８３０～８８０℃の温度範囲で連続焼鈍を実施することができる。また、上記連続焼鈍は、連続合金化溶融めっき連続炉で実施することができる。
連続焼鈍された鋼板を５６０～７００℃の１次冷却終了温度（以下、「ＳＣＳ」ともいう）まで１０℃／ｓ以下の平均冷却速度で１次冷却し、２８０～３８０℃の２次冷却終了温度（以下、「ＲＣＳ」ともいう）まで１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で２次冷却し、鋼板の微細組織にマルテンサイトを導入する。ここで、上記１次冷却終了温度は、１次冷却で適用されなかった急冷設備がさらに適用され、急冷が開始される時点と定義することができる。冷却工程を１次及び２次冷却に分けて段階的に実行する場合、徐冷段階で鋼板の温度分布を均一にして最終的な温度及び材質偏差を減少させることができ、必要な相構成を得る上でも有利である。
１次冷却は１０℃／ｓ以下の平均冷却速度で徐冷し、その冷却終了温度は５６０～７００℃の温度範囲であってよい。１次冷却終了温度が５６０℃より低くなると、フェライト相が過剰析出して最終穴拡げ性を悪くする。一方、７００℃を超えると、２次冷却に過度な負荷がかかり、連続焼鈍ラインの通板速度を遅らせなければならないため、生産性が低下する可能性がある。
２次冷却は、１次冷却で適用されなかった急冷設備をさらに適用することができ、好ましい一実現例として、Ｈ２ガスを用いた水素急冷却設備を利用することができるが、これに限定されるものではない。
このとき、２次冷却の冷却終了温度は、適切な初期マルテンサイト分率が得られる２８０～３８０℃に制御することが重要であるが、２８０℃より低くなると、２次冷却中に変態する初期マルテンサイト分率が過度に高くなり、後続工程で必要な様々な相変態を得る空間がなくなり、鋼板の形状及び作業性が悪くなる。一方、２次冷却終了温度が３８０℃を超えると、初期マルテンサイト分率が低く、高い穴拡げ性が得られ難い可能性がある。
上記冷却された鋼板を再び３８０～４８０℃の温度範囲（以下、「焼鈍再加熱温度」または「ＲＨＳ」ともいう）まで５℃／ｓ以下の昇温速度で再加熱して前段階で得たマルテンサイトを焼戻しし、ベイナイト変態誘導及びベイナイトに隣接している未変態オーステナイトに炭素を濃縮させる。
このとき、再加熱温度を３８０～４８０℃に制御することが重要であり、３８０℃より低いか、４８０℃を超えると、ベイナイトの相変態量が少なく、最終冷却過程で過度に多いフレッシュマルテンサイトが形成され、伸び率及び穴拡げ性を大きく損なうようになる。
必要に応じて、再加熱された鋼板に対して４８０～５４０℃の温度範囲で溶融亜鉛めっき処理を実施して鋼板の少なくとも一表面に溶融亜鉛めっき層を形成することができる。
また、必要に応じて、合金化した溶融亜鉛めっき層を得るために溶融亜鉛めっき処理後、合金化熱処理を実施してから常温まで冷却することができる。
さらに、その後、鋼板の形状を矯正し、降伏強度を調整するために常温まで冷却してから１％未満の調質圧延を行う工程をさらに含むことができる。
以下では、実施例を通じて本発明をより具体的に説明する。ただし、以下の実施例は、本発明を例示して具体化するためのものだけであり、本発明の権利範囲を制限するためのものではないことに留意する必要がある。これは、本発明の権利範囲が特許請求の範囲に記載された事項及びこれにより合理的に類推される事項によって決定されるためである。
（実施例）
まず、下記表１に記載の成分系を満たすＡ～Ｅの５種類の鋼板を準備した。また、各実施例別に鋼板の厚さ、ＦＤＴ（仕上げ圧延温度）、ＣＴ（熱延巻取温度）工程条件と連続合金化溶融めっき焼鈍条件であるＳＳ（連続焼鈍温度）、ＳＣＳ（１次冷却終了温度）、ＲＣＳ（２次冷却終了温度）、ＲＨＳ（焼鈍再加熱温度）による材質及び相分率の測定結果を表２及び表３に示した。下記表２に別途に表していない仕上げ圧延後の冷却速度、冷間圧下率及び冷却後の再加熱時における昇温速度は、いずれも本発明の条件を満たす範囲内で制御された。なお、各実施例のＡｃ３温度は、熱力学常用ソフトウエアであるＴｅｒｍｏｃａｌｃを用いて計算した。
本実施例において適用された材質及び相分率の測定方法は以下の通りである。
本実施例の引張強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＳ）、及び伸び率（ＥＬ）は、圧延直角方向への引張試験によって測定し、Ｇａｕｇｅ Ｌｅｎｇｔｈは５０ｍｍであり、引張試験片の幅は２５ｍｍの試験片の規格を使用した。
穴拡げ性はＩＳＯ １６３３０標準に従って測定し、穴は直径１０ｍｍのパンチを使用して１２％のクリアランスで剪断加工した。
各実施例の相分率は走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真からＰｏｉｎｔ Ｃｏｕｎｔｉｎｇ方法で測定し、残留オーステナイトの分率はＸＲＤで測定した。また、下記表３に記載された相以外の残りはベイナイトである。
各実施例の硬度差は、各試験片に対して１ｇｆの荷重で１００回以上の微小硬度を測定した後、測定された硬度値を硬度サイズ順に並べ、その７５％番目と２５％番目に該当する硬度値の差から求めた。このような硬度差値は、全体の微細組織内の相間硬度差を代表し、相間硬度差が低いときに高い穴拡げ性を得る可能性が高くなる。
Figure 2022540210000001
Figure 2022540210000002
Figure 2022540210000003
＊７５％ｔｈＨＶ－２５％ｔｈＨＶ：微小ビッカース硬度試験を実施したとき、２５％番目の硬度値と７５％番目の硬度値の差
まず、比較例１～２は、それぞれ鋼種ＡとＢが適用された場合である。鋼種ＡとＢは、炭素（Ｃ）またはマンガン（Ｍｎ）の含量が本発明の範囲より低い場合であって、ＴＳ １１８０ＭＰａ級の強度が得られなかった。また、鋼種Ｂの場合、７５％番目の硬度値及び２５％番目のビッカース硬度の差が１００未満となり、穴拡げ性（ＨＥＲ）値は高く得られたが、降伏強度と降伏比が本発明の範囲を超えるようになった。
また、比較例３の場合、テンパードマルテンサイト分率が５０面積％を超えず、フレッシュマルテンサイトの分率が２０面積％を超えながら降伏強度が７４０ＭＰａに達せず、穴拡げ性（ＨＥＲ）値も低く得られ、７５％番目の硬度値及び２５％番目のビッカース硬度の差が１５０を超えた。
比較例４の場合、鋼種Ｅの炭素（Ｃ）含量が本発明の成分範囲を超え、その他の条件を満たしているにもかかわらず、穴拡げ性（ＨＥＲ）値が２５％未満と低く得られた。
発明例１～３は、本発明の合金組成を満たす鋼種Ｃ及びＤが適用されており、全ての工程条件を満たした場合であって、０．６５～０．８５の低い降伏比で２５％以上の穴拡げ性及び７％～１４％の加工に適切な伸び率が得られた。
以上、実施例を参照して説明したが、当該技術分野の熟練した通常の技術者は、以下の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多様に修正及び変更することができることを理解すべきである。

Claims (13)

  1. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．１２％以上０．１７％未満、ケイ素（Ｓｉ）：０．３～０．８％、マンガン（Ｍｎ）：２．５～３．０％、クロム（Ｃｒ）：０．４～１．１％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．３％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１～０．０３％、チタン（Ｔｉ）：０．０１～０．０３％、ボロン（Ｂ）：０．００１～０．００３％、リン（Ｐ）：０．０４％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下、窒素（Ｎ）：０．０１％以下、残部鉄（Ｆｅ）及びその他の不可避不純物を含み、
    前記炭素（Ｃ）、ケイ素（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）の含量は、下記数式（１）を満たし、
    微細組織が面積分率で、テンパードマルテンサイトを５０％超過７０％以下含み、残りの残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、フェライト及びベイナイトを含み、
    前記ベイナイトラス（ｌａｔｈ）の間、または前記テンパードマルテンサイト相のラスもしくは結晶粒境界に第２相としてセメンタイト相が、面積分率で１％以上３％以下析出して分布する高強度鋼板。
    ［数式（１）］
    ［Ｃ］＋（［Ｓｉ］＋［Ａｌ］）／５≦０．３５ｗｔ．％
    （ここで［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ａｌ］はそれぞれＣ、Ｓｉ、Ａｌの重量％を意味する。）
  2. 前記残留オーステナイトを１％超過４％以下、前記フレッシュマルテンサイトを１０％超過２０％以下、前記フェライトを０％超過５％以下含み、残部はベイナイトである、請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 微小ビッカース硬度試験を実施したとき、２５％番目の硬度値と７５％番目の硬度値の差が１００～１５０の間の範囲で分布する、請求項１に記載の高強度鋼板。
  4. 前記鋼板は、重量％で、銅（Ｃｕ）：０．１％以下、ニッケル（Ｎｉ）：０．１％以下、モリブデン（Ｍｏ）：０．３％以下、及びバナジウム（Ｖ）：０．０３％以下のうち１つ以上をさらに含む、請求項１に記載の高強度鋼板。
  5. １１８０ＭＰａ以上の引張強度、７４０ＭＰａ～９８０ＭＰａの降伏強度、０．６５～０．８５の降伏比、２５％以上の穴拡げ性（ＨＥＲ）、７～１４％の伸び率を有する、請求項１に記載の高強度鋼板。
  6. 前記鋼板は冷延鋼板である、請求項１に記載の高強度鋼板。
  7. 前記鋼板の少なくとも一表面に溶融亜鉛めっき層が形成されている、請求項１に記載の高強度鋼板。
  8. 前記鋼板の少なくとも一表面に合金化溶融亜鉛めっき層が形成されている、請求項１に記載の高強度鋼板。
  9. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．１２％以上０．１７％未満、ケイ素（Ｓｉ）：０．３～０．８％、マンガン（Ｍｎ）：２．５～３．０％、クロム（Ｃｒ）：０．４～１．１％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．３％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１～０．０３％、チタン（Ｔｉ）：０．０１～０．０３％、ボロン（Ｂ）：０．００１～０．００３％、リン（Ｐ）：０．０４％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下、窒素（Ｎ）：０．０１％以下、残部鉄（Ｆｅ）及びその他の不可避不純物を含み、前記炭素（Ｃ）、ケイ素（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）の含量が下記数式（１）を満たすスラブを準備する段階；
    前記スラブを１１５０～１２５０℃の温度範囲まで加熱する段階；
    再加熱されたスラブを９００～９８０℃の仕上げ圧延温度（ＦＤＴ）範囲で仕上げ熱間圧延する段階；
    前記仕上げ熱間圧延後、１０～１００℃／ｓｅｃの平均冷却速度で冷却する段階；
    ５００～７００℃の温度範囲で巻き取る段階；
    ３０～６０％の冷間圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る段階；
    前記冷延鋼板を（Ａｃ３＋３０℃～Ａｃ３＋８０℃）の温度範囲で連続焼鈍する段階；
    前記連続焼鈍された鋼板を５６０～７００℃の温度範囲まで１０℃／ｓ以下の平均冷却速度で１次冷却し、２８０～３８０℃の温度範囲まで１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で２次冷却する段階；及び
    前記冷却された鋼板を３８０～４８０℃の温度範囲まで５℃／ｓ以下の昇温速度で再加熱する段階；を含む高強度鋼板の製造方法。
    ［数式（１）］
    ［Ｃ］＋（［Ｓｉ］＋［Ａｌ］）／５≦０．３５ｗｔ．％
    （ここで［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ａｌ］はそれぞれＣ、Ｓｉ、Ａｌの重量％を意味する。）
  10. 前記スラブは、重量％で、銅（Ｃｕ）：０．１％以下、ニッケル（Ｎｉ）：０．１％以下、モリブデン（Ｍｏ）：０．３％以下、及びバナジウム（Ｖ）：０．０３％以下のうち１つ以上をさらに含む、請求項９に記載の高強度鋼板の製造方法。
  11. 前記再加熱する段階の後、４８０～５４０℃の温度範囲で溶融亜鉛めっき処理する段階をさらに含む、請求項９に記載の高強度鋼板の製造方法。
  12. 前記溶融亜鉛めっき処理する段階の後、合金化熱処理を実施してから常温まで冷却を実施する、請求項１１に記載の高強度鋼板の製造方法。
  13. 常温まで冷却した後、１％未満の調質圧延を実施する、請求項１１に記載の高強度鋼板の製造方法。
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