JP2023547090A - 熱的安定性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents

熱的安定性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

本発明は、自動車シャーシ部品などに適用可能な鋼板に関するものであって、より詳細には、熱的安定性に優れた高強度鋼板及びその製造方法に関するものである。

Description

本発明は、自動車シャーシ部品などに適用可能な鋼板に関するものであって、より詳細には、熱的安定性に優れた高強度鋼板及びその製造方法に関するものである。
従来の自動車シャーシ及びフレーム用に用いられる高強度熱延鋼板は、軽量化の要求に伴い高強度薄物化が進められると共に、部品の形状を考慮して優れた成形性が求められている。また、部品の耐久性を極大化するために、塗装後の硬化の程度を示す焼付硬化量（ＢＨ）は一定水準であることが求められている。
一方、鋼の製造過程及び使用中、様々な目的で鋼板及び部品の一部又は全体に熱を加えることがあり、このような加熱過程で鋼板及び部品の強度が変化し、耐久性が低下するという問題がある。
通常、加熱時に組織内の固溶炭素量は増加するが、これにより電位及び結晶粒界などでクラスタリングが形成され、最終炭化物が形成されるようになる。これと同時に、鋼中のマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトなどの組織も共に変わり、鋼の強度は急激に変化し、成形性及び耐久性にも影響を与えるようになる。
このように、加熱過程での鋼の組織、物性などの変化は、初期鋼の合金組成と微細組織により変化し、加熱温度及び維持時間などの熱処理条件に大きく依存する。そのため、現在までは６００℃以上の高温で加熱するときの強度の低下を抑制する技術にのみ焦点が当てられているのが実情である。
例えば、特許文献１及び２は、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖなどを添加し、熱間圧延後、鋼板を熱処理して高温強度を確保する技術を提示しているが、この技術は建築用厚板鋼材の製造に適した技術に過ぎない。また、建築用鋼材では、火災などの不可避に加熱される環境的要素を考慮して、鋼中にＣｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖなどの成分を多量添加することにより、６００℃以上の高温環境に長時間露出されるときも一定水準の強度を確保することはできる。しかし、高価な合金元素を活用し、目標とする物性を確保するための熱処理工程が求められることにより、製造コストが過度になるという問題がある。特に、６００℃以下の加熱環境に短時間の間露出される場合に使用するには、熱的安定性が過度であるという短所がある。
一方、特許文献３は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏなどを添加して溶接熱影響部の強度を確保する技術であって、アーク溶接時に溶接熱により溶融された溶接材料と隣接した部位を６００℃以上の高温に加熱する工程を開示している。このような高温加熱時にオーステナイト域以上の温度に加熱される場合、鋼中に添加されたＣｒとＭｏが鋼の硬化能を増加させ、その後の冷却時にベイナイト及びマルテンサイトなどの低温相を形成させることで強度の確保が可能となる。しかし、鋼板の硬化能を極大化する技術は、鋼板を製造したのち、必要に応じた熱処理後にも高い成形性の確保が求められる自動車用鋼板に適用するには限界がある。
韓国公開特許第１９９７－００４３１６７号公報 韓国公開特許第２０１３－０００２１７６号公報 韓国公開特許第２００５－００８５８７３号公報
本発明の一側面は、自動車のシャーシ部品などに好適に適用するために求められる物性、特に成形性、焼付硬化性及び熱的安定性に優れた高強度鋼板及びそれを製造することができる方法を提供することである。
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、本明細書の全体的な内容から理解されるものであり、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、本発明の更なる課題を理解するのに何ら困難がない。
本発明の一側面は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０２～０．０８％、シリコン（Ｓｉ）：０．０１～０．５％、マンガン（Ｍｎ）：０．８～１．８％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．１％、リン（Ｐ）：０．００１～０．０２％、硫黄（Ｓ）：０．００１～０．０１％、窒素（Ｎ）：０．００１～０．０１％、チタン（Ｔｉ）：０．０１～０．１２％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１～０．０５、モリブデン（Ｍｏ）：０．００１～０．２％、残りの鉄及びその他の不可避不純物を含み、下記の関係式１及び関係式２を満たし、
微細組織として、フェライト及びベイナイト相の合計が面積分率９０％以上（１００％を除く）であり、残りのマルテンサイト及びＭＡ相のうち１種以上を含む、熱的安定性に優れた高強度鋼板を提供する。
［関係式１］
｜Ｋ｜≦０．８５
（ここで、Ｋ＝－０．６－０．８７［Ｃ］＋０．０３［Ｓｉ］－０．１４［Ｍｎ］＋０．０９［Ｔｉ］＋０．０１［Ｎｂ］２を示し、各元素は重量含有量を意味する。）
［関係式２］
５≦Ａ≦２０
（ここで、Ａ＝（［Ｔｉ］／４８＋［Ｍｏ］／９６）×（［Ｎｂ］／９３）－１を示し、各元素は重量含有量を意味する。）
本発明の他の一側面は、上述の合金組成と関係式１及び関係式２を満たす鋼スラブを用意する段階；上記鋼スラブを１１００～１３５０℃の温度範囲で加熱する段階；上記加熱された鋼スラブを８５０～１１５０℃の温度範囲で熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階；及び上記熱延鋼板を平均冷却速度１０～１００℃／ｓで４００～５５０℃の温度範囲まで冷却して巻き取る段階を含む、熱的安定性に優れた高強度鋼板の製造方法を提供する。
本発明によると、高強度を有しながらも熱的安定性に優れることから、比較的低い温度での熱処理後にも強度及び焼付硬化能に優れた鋼板を提供することができる。
上記鋼板は、従来の鋼板で求められる相対的に高い温度での熱処理に比べて、低い温度での熱処理を行うことができるため、適用可能な用途の範囲が拡張できる効果がある。
本発明の実施例において、合金元素による｜Ｋ｜値と、熱処理前及び熱処理後での強度の変化（ΔＴＳ）並びに焼付硬化能の間の関係［ΔＴＳ×ＢＨｈ －１］との相関関係をグラフで示したものである。
本発明の発明者らは、様々な合金組成を有しながら、微細組織が互いに異なる鋼に対して、１００～６００℃の温度領域で熱処理後の常温引張強度の変化を測定したところ、常温引張強度の変化が、鋼材の昇温中に測定した動的強度値の傾きに依存することを確認した。
これに基づき、本発明者らは、鋼板の優れた熱的安定性を確保するための方法として、特定元素の含有量の関係を最適化する一方、鋼板の製造工程の条件を制御することにより熱的安定性に優れた鋼板が提供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熱的安定性に優れた高強度鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０２～０．０８％、シリコン（Ｓｉ）：０．０１～０．５％、マンガン（Ｍｎ）：０．８～１．８％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．１％、リン（Ｐ）：０．００１～０．０２％、硫黄（Ｓ）：０．００１～０．０１％、窒素（Ｎ）：０．００１～０．０１％、チタン（Ｔｉ）：０．０１～０．１２％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１～０．０５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．００１～０．２％を含むことができる。
以下においては、本発明で提供する鋼板の合金組成を上記のように制限する理由について詳細に説明する。
一方、本発明で特に断らない限り、各元素の含有量は重量を基準とし、組織の割合は面積を基準とする。
炭素（Ｃ）：０．０２～０．０８％
炭素（Ｃ）は、鋼を強化させるのに最も経済的且つ効果的な元素であって、その含有量が高くなるほど、析出強化の効果が上昇するか又は低温組織相の分率が高くなり、引張強度の向上を誘導することができる。
このようなＣの含有量が０．０２％未満であると、析出強化の効果及び低温相の形成が不十分となり、目標とする強度及び焼付硬化能を確保し難い。一方、その含有量が０．０８％を超えると、低温相が過度に形成され、炭化物の形成により成形性及び溶接性が低下するという問題がある。また、過度なＣの添加は、１００～６００℃区間での熱処理時に低温相の低下及び追加の余剰炭化物の形成を誘発して、熱処理後の強度及び焼付硬化能が大きく低下し、成形性はさらに低下するという問題がある。
従って、上記Ｃは０．０２～０．０８％で含むことができ、より有利には０．０３％以上、０．０７％以下で含むことができる。
シリコン（Ｓｉ）：０．０１～０．５％
シリコン（Ｓｉ）は、溶鋼を脱酸させ、固溶強化する効果があり、粗大な炭化物の形成を遅延させて成形性を向上させるのに有利である。また、１００～６００℃区間での熱処理時に炭化物の形成を抑制する効果もある。
このようなＳｉの含有量が０．０１％未満であると、炭化物の形成を遅延させる効果が少なく、成形性の向上に困難があり、熱的安定性も減少するようになる。一方、その含有量が０．５％を超えると、熱間圧延時に鋼板表面にＳｉによる赤色スケールが形成され、鋼板の表面品質が著しく低下するだけでなく、延性と溶接性も低下するという問題がある。
従って、上記Ｓｉは０．０１～０．５％で含むことができ、より有利には０．０５％以上で含むことができる。
マンガン（Ｍｎ）：０．８～１．８％
マンガン（Ｍｎ）は、上記Ｓｉと同様に、鋼を固溶強化させるのに効果的な元素であり、鋼の硬化能を高めて低温相の形成を容易にする。
このようなＭｎの含有量が０．８％未満であると、上述の効果が十分に得られ難く、一方、その含有量が１．８％を超えると、硬化能が過度に増加してマルテンサイト相の分率が高くなり、連鋳工程でスラブ鋳造時に厚さ中心部で偏析部が大きく発達し、成形性が低下する。また、１００～６００℃区間での熱処理時に炭化物の生成が容易となり、強度及び焼付硬化量が大きく変化するおそれがある。
従って、上記Ｍｎは０．８～１．８％で含むことができる。
アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．１％
アルミニウム（Ａｌ）は、主に脱酸のために添加する元素であって、その含有量が０．０１％未満であると、脱酸効果が十分に得られない。一方、その含有量が０．１％を超えると、鋼中の窒素（Ｎ）と結合してＡｌＮを析出し、これは連鋳及び鋳造時にスラブにコーナークラックが生じる危険性を高め、介在物の形成による欠陥が発生しやすい。
従って、上記Ａｌは０．０１～０．１％で含むことができ、より有利には０．０１３％以上で含むことができる。
本発明で上記Ａｌは可溶アルミニウム（Ｓｏｌ．Ａｌ）であることを明らかにする。
リン（Ｐ）：０．００１～０．０２％
リン（Ｐ）は、上記Ｓｉと類似して、固溶強化の効果及びフェライト変態の促進効果を共に示すのに有利である。但し、その含有量が０．０２％を超えると、粒界偏析による脆性が発生し、成形時に微細な亀裂が発生しやすく、延性と耐衝撃特性を大きく低下させる。
一方、上記Ｐの含有量を０．００１％未満に制御するためには、製造コストが過多に必要となるため経済的に不利であり、目標水準の強度を確保するにも不利である。
従って、上記Ｐは０．００１～０．０２％で含むことができる。
硫黄（Ｓ）：０．００１～０．０１％
硫黄（Ｓ）は、鋼中に存在する不純物であって、その含有量が０．０１％を超えると、鋼中のＭｎなどと結合して非金属介在物を形成し、これにより鋼の切断加工時に微細な亀裂が発生しやすい。一方、このようなＳの含有量を０．００１％未満に制御するためには、製鋼操業時に過度な時間が必要となり、生産性が低下するという問題がある。
従って、上記Ｓは０．００１～０．０１％で含むことができる。
窒素（Ｎ）：０．００１～０．０１％
窒素（Ｎ）は、上記Ｃと共に代表的な固溶強化元素であって、鋼中のＴｉ、Ａｌなどと結合して粗大な析出物を形成する。一般的にＮの固溶強化の効果はＣよりも優れるものの、鋼中のＮの含有量が高くなるほど、靭性が大きく低下するという問題がある。これを考慮して、上記Ｎを０．０１％以下で含有することができる。一方、上記Ｎの含有量を０．００１％未満に制御するためには製鋼操業時に過度な時間が必要となり、生産性が低下するという問題がある。
従って、上記Ｎは０．００１～０．０１％で含むことができる。
チタン（Ｔｉ）：０．０１～０．１２％
チタン（Ｔｉ）は、Ｎｂ、Ｖと共に代表的な析出強化元素であって、Ｎとの強い親和力で鋼中に粗大なＴｉＮを形成し、これは熱間圧延のための加熱過程で結晶粒が成長することを抑制する効果がある。また、Ｎと反応し残ったＴｉが鋼中に固溶し、Ｃと結合することによりＴｉＣ析出物を形成することで、鋼の強度向上に寄与する。
このようなＴｉの含有量が０．０１％未満であると、上述の効果が十分に得られ難く、一方、その含有量が０．１２％を超えると、粗大なＴｉＮとＴｉＣの析出により成形性が低下するという問題がある。
従って、上記Ｔｉは０．０１～０．１２％で含むことができ、より有利には０．１１５％以下で含むことができる。
ニオブ（Ｎｂ）：０．０１～０．０５％
ニオブ（Ｎｂ）は、Ｔｉ、Ｖと共に代表的な析出強化元素であって、熱間圧延中に析出し、再結晶遅延による結晶粒の微細化効果のため、鋼の強度と衝撃靭性の向上に効果的である。
上述の効果を得るためには０．０１％以上でＮｂを含有することが有利であるが、その含有量が０．０５％を超えると、熱間圧延中の過度な再結晶遅延により、延伸された結晶粒の形成及び粗大な複合析出物が形成され、成形性が低下するという問題がある。
従って、上記Ｎｂは０．０１～０．０５％で含有することができ、より有利には０．０１１％以上、０．０４９％以下で含むことができる。
モリブデン（Ｍｏ）：０．００１～０．２％
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の硬化能を増加させて鋼中にベイナイトの形成を容易にし、フェライト粒内の析出物を微細化する効果があり、鋼の強度及び熱的安定性の向上に効果的である。
上述の効果を得るためには、０．００１％以上でＭｏを含むことが有利であるが、その含有量が０．２％を超えると、焼入性の増加によりマルテンサイトが形成され、熱的安定性が急激に減少し、経済の面と溶接性確保の面で不利である。
従って、上記Ｍｏは０．００１～０．２％で含有することができ、より有利には０．００２％以上、０．１９％以下で含むことができる。
本発明の鋼板は、上述の合金組成以外に、クロム（Ｃｒ）、バナジウム（Ｖ）、ニッケル（Ｎｉ）及びボロン（Ｂ）のうち１種以上を合計含有量１．５％以下でさらに含むことができる。
上記クロム（Ｃｒ）、バナジウム（Ｖ）、ニッケル（Ｎｉ）及びボロン（Ｂ）のうち１種以上を添加することにより、更なる析出効果を図ることができ、適正分率のベイナイトの形成も有利に達成することができる。
一方、上述の元素のうちクロム（Ｃｒ）は最大１．０％で含有することができる。しかし、その含有量が１．０％を超えると、硬化能が過度になり、組織内のマルテンサイト分率が急激に増加することにより、鋼の熱的安定性が低下するだけでなく、合金鉄の原価が大きく上昇して経済的に不利になるという問題がある。従って、上記Ｃｒは１．０％以下で含有することができ、より有利には０．８％以下で含むことができる。
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ことがあるため、それを排除することはできない。これらの不純物は、通常の製造過程の技術者であれば誰でも分かるものであるため、その全ての内容を本明細書では特に言及しない。
上述の合金組成を有する本発明の鋼板は、鋼中の特定元素間の含有量の関係が下記の関係式１及び関係式２を満たすことが好ましい。
［関係式１］
｜Ｋ｜≦０．８５
（ここで、Ｋ＝－０．６－０．８７［Ｃ］＋０．０３［Ｓｉ］－０．１４［Ｍｎ］＋０．０９［Ｔｉ］＋０．０１［Ｎｂ］２を示し、各元素は重量含有量を意味する。）
［関係式２］
５≦Ａ≦２０
（ここで、Ａ＝（［Ｔｉ］／４８＋［Ｍｏ］／９６）×（［Ｎｂ］／９３）－１を示し、各元素は重量含有量を意味する。）
本発明で上記関係式１で示す｜Ｋ｜は、鋼を特定の温度に加熱するための昇温中に測定した動的強度値の傾きであって、所定の温度で鋼材に加えられた外力に対する鋼材の変形抵抗に基づく。
一例として、鋼に対する高温圧縮試験又は高温引張試験による試験の際に、素材を一定の加熱速度で昇温させると同時に一定の変形速度で外力を加え、素材に単位面積当たりに作用した力を測定することで得ることができる。それから得られた応力－温度曲線は鋼の温度に対する敏感度を意味し、特にその傾きであるＫ値は鋼の固有物性として判断することができる。
本発明で上記｜Ｋ｜値が０．８５を超えると、鋼板の熱的安定性が不十分となり、１００～６００℃区間での熱処理前後での降伏強度の変化が大きくなる。
一方、特定の温度区間での熱処理前後での降伏強度の変化は、上記関係式２を同時に満たすことで、さらに安定した傾向を示すことができる。
上記関係式２のＡ値が５未満であると、鋼板の微細組織中に直径５０ｎｍ以上の析出物が増加し、結晶粒内の析出物の分率が減少して熱的安定性が低くなる。これは、基地組織（ｍａｔｒｉｘ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）と整合界面を有する析出物が減少することで熱的変化に敏感になったことに起因する。また、上記Ａ値が２０を超えると、熱的安定性のさらなる改善効果が減少し、高価な合金元素を多量添加しなければならないため、経済的に不利になる。
上述の合金組成と併せて、関係式１及び関係式２のいずれも満たす本発明の鋼板は、実際の部品として使用するとき、比較的低温（例えば、６００℃以下）で短期間にわたる熱処理を行っても意図する物性が得られるところ、適用しようとする用途の拡大が可能である。また、めっきが施された鋼板を得るにも有用である。
上述の合金組成と関係式１及び関係式２のいずれも満たす本発明の鋼板は、微細組織として、フェライトとベイナイト相を主相として含み、これらの分率の合計が面積分率９０％以上（１００％を除く）であることが好ましい。上記フェライトとベイナイト分率の合計が９０％未満であると、組織内のマルテンサイト及びＭＡ相の過度な形成により成形性が低下するだけでなく、目標とする熱的安定性が確保し難くなる。
上記主相のうちフェライト相は、面積分率３０～８０％であることが有利であり、ベイナイト相も１０～６０％で含むことが有利である。
本発明の鋼板は、上記主相を除いた残りの組織として、マルテンサイト及びＭＡ（マルテンサイト及びオーステナイトの混合組織）相のうち１種以上を含むことができ、これらはそれぞれ面積分率５％以下（０％を除く）で含有されることにより、鋼板の熱的安定性の確保に有利に作用することができる。
しかし、上記マルテンサイト、ＭＡ相それぞれの分率が５％を超えると、鋼板の熱的安定性が低下し、変形時に局部的な応力集中が容易になり、クラックが発生する危険などのおそれがある。
併せて、上記本発明の鋼板はパーライト相をさらに含むことができ、上記パーライト相は面積分率５％以下（０％含む）で含むことができる。
上記のように、本発明の鋼板は、フェライトとベイナイト相を主相として含むことにより、高強度を有しながらも焼付硬化能と穴拡げ性に優れるという特徴がある。
具体的に、５９０ＭＰａ以上の引張強度、０．７以上の降伏比を有すると共に、穴拡げ性（ＨＥＲ）が４０％以上、焼付硬化量（ＢＨ）が３０ＭＰａ以上であるという特徴がある。
特に、本発明の鋼板は熱的安定性に優れるところ、従来６００℃以上の高温での熱処理が求められる鋼板とは異なり、１００～６００℃の温度区間での熱処理を行うことができ、このような熱処理後の焼付硬化量（ＢＨｈ）が３０ＭＰａ以上であることを維持する効果がある。
さらに、上記温度区間での熱処理前後での強度の変化が最小化され、上記熱処理前後での強度の変化（ΔＴＳ）と上記熱処理後の焼付硬化量（ＢＨｈ）の関係［ΔＴＳ×ＢＨｈ －１］の絶対値が０．７以下である効果がある。
以下、本発明の他の一側面である、本発明で提供する熱的安定性に優れた高強度鋼板を製造する方法について詳細に説明する。
本発明に係る高強度鋼板は、本発明で提案する合金組成及び成分関係式を満たす鋼スラブを、［加熱－熱間圧延－冷却－巻き取り］の一連の工程を行うことで製造することができる。
以下では、上記各々の工程の条件について詳細に説明する。
［鋼スラブの加熱］
本発明では、熱間圧延を行う前に鋼スラブを加熱して均質化処理する工程を経ることが好ましく、このとき１１００～１３５０℃で加熱工程を行うことが好ましい。
加熱温度が１１００℃未満であると、析出物が十分再固溶されず、熱間圧延後の工程で微細析出物の形成が減少するようになる。一方、その温度が１３５０℃を超えると、オーステナイト結晶粒の粗大化により強度が低下するという問題がある。
従って、上記鋼スラブの加熱は１１００～１３５０℃の温度範囲で行うことができる。
[熱間圧延]
上記により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でき、このとき８５０～１１５０℃の温度範囲で熱間圧延を行うことができる。
上記熱間圧延時の最終温度、即ち、仕上げ温度が８５０℃未満であると、過度な再結晶遅延により、延伸された結晶粒が発達して異方性が激しくなり、成形性が低下する。一方、上記熱間圧延時に１１５０℃を超える温度で熱間圧延が開始されると、熱延鋼板の温度が高くなって結晶粒の大きさが粗大となり、熱延鋼板の表面品質が低下する。
［冷却及び巻き取り］
上記により製造された熱延鋼板を特定の温度に冷却した後、巻き取ることができる。具体的に、上記冷却は１０～１００℃／ｓの冷却速度で４００～５５０℃の温度範囲まで行った後、その温度範囲で巻取工程を行うことができる。
上記冷却が終了する温度、即ち、巻取温度が４００℃未満であると、鋼中にマルテンサイト、ＭＡ相などの低温相が不要に形成され、組織の熱的安定性が低下し、それにより熱処理前及び熱処理後の双方で成形性が低下し、熱処理後の強度の下落幅が増加するという問題がある。一方、その温度が５５０℃を超えると、ベイナイト、マルテンサイト、ＭＡ相が適正分率で確保されず、熱処理前及び熱処理後の双方で目標水準の焼付硬化量（ＢＨ）を確保することが困難になる。
一方、上述の温度範囲で冷却を行うにあたり、冷却速度が１０℃／ｓ未満であると、基地組織の結晶粒が粗大となり、組織不均一が発生するという問題があり、一方、１００℃／ｓを超えると、低温相分率が増加して熱的安定性が低下するなどの問題が生じる。
[最終冷却]
上記により冷却及び巻き取られた熱延鋼板を略常温に冷却することができ、より具体的に常温～２００℃まで１０～５０℃／ｈｏｕｒの冷却速度で冷却を行うことができる。
上記冷却時の冷却速度が５０℃／ｈｏｕｒを超えると、鋼中で一部の未変態相がマルテンサイト及びＭＡ相に変態しやすく、そのため熱的安定性が低下する。一方、上記冷却速度を１０℃／ｈｏｕｒ未満に制御すると、組織内にフェライト相が過度に形成され、焼付硬化量（ＢＨ）の確保が困難になるだけでなく、徐冷制御のためには別途の加熱設備などが求められることから、経済的に不利である。
本発明は、上記最終冷却を完了して得られた鋼板に対し、酸洗及び塗油する段階をさらに含むことができ、加えて、上記酸洗及び塗油処理された鋼板を４５０～７４０℃の温度範囲で加熱して溶融亜鉛めっきする工程をさらに含むことができる。
上記溶融亜鉛めっきは亜鉛系めっき浴を用いることができるところ、上記めっき浴中の合金組成については特に限定されないが、一例として、マグネシウム（Ｍｇ）：０．０１～３０重量％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～５０重量％及び残りのＺｎと不可避不純物を含むめっき浴であってもよい。
以下、実施例により本発明をさらに具体的に説明する。但し、下記実施例は本発明を例示することで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こと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。
（実施例）
下記表１の合金組成を有する鋼スラブを用意し、１１００～１３５０℃で加熱処理した後、下記表２に示す温度条件で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を製造した。このとき、上記熱間圧延は上記加熱温度よりも低い温度で開始した。上記により製造された熱延鋼板を、下記表２に示す冷却速度で下記表２に示す温度まで冷却した後、その温度で巻き取った。その後、常温まで１０～５０℃／ｈｏｕｒの冷却速度で最終冷却し、各々の鋼板を製造した。
各鋼板に対して機械的物性と微細組織を測定し、その結果を下記表３に示した。
まず、ＤＩＮ規格試験片を圧延方向に採取した後、これらの試験片に対して引張強度（ＴＳ）と破壊延伸率（Ｅｌ）を常温で測定した。
また、同一の試験片に対して穴拡げ性及び焼付硬化能を評価した。このとき、穴拡げ性は常温で３回測定した後の平均値で示した。
上記穴拡げ性は、１２０ｍｍ角の大きさの正方形の試験片を用意し、パンチング作業により試験片の中央に直径１０ｍｍの孔を打ち抜いた後、バリ（ｂｕｒｒ）を上にして、コーンで押し上げて、円周部分にクラックが発生する直前まで拡張した孔の直径を最初の孔径（１０ｍｍ）に対する百分率で計算し算出した。
上記焼付硬化能は焼付硬化量を測定して示しており、このとき常温で２％予変形時の強度値（ＭＰａ、ＢＨ）と、２％予変形後１７０℃で２０分間熱処理したのち、常温に冷却した後の強度値（ＭＰａ、ＢＨｈ）を測定し、その強度値の差を算出した。
そして、熱処理前後での強度の変化を測定するために、熱処理前の引張強度（ＴＳ）と、５００℃で１０分間加熱処理したのち、常温まで空冷した後の引張強度（ＴＳｈ）を測定した。
その後、５００℃での熱処理前後での強度値の差（ΔＴＳ＝ＴＳｈ－ＴＳ）と熱処理後の焼付硬化能の間の関係［ΔＴＳ×ＢＨｈ －１］を計算した後、絶対値で示した。
一方、各鋼板の微細組織を分析するために、ＳＥＭを用いて×３０００、×５０００倍率で観察した後、各相の分率を測定した。
このとき、マルテンサイト相とＭＡ相は試験片をナイタル（Ｎｉｔａｌ）及びレペラ（Ｌｅｐｅｒａ）エッチングした後、光学顕微鏡とイメージ分析器（ｉｍａｇｅ ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いて×１０００倍率で分析して測定した。
（表１において、比較鋼８及び９は、合金組成は本発明を満たしているものの、以下の製造条件から外れるために比較鋼に分類した。）
上記表１～３に示すように、本発明で提案する合金成分の系及び製造条件のいずれも満たす発明鋼１～５は、意図する組織構成が形成されることにより、目標とする物性が確保されたことを確認することができる。
一方、比較鋼１～７は、本発明で提案する合金組成を満たしていない例である。このうち比較鋼１、３及び４は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量が過度であり、関係式１を満たしていないことから、鋼組織としてマルテンサイト相とＭＡ相が不要に形成され、鋼板の穴拡げ性が劣化し、熱処理後の引張強度の下落幅が大きくなったことを確認することができる。
比較鋼２及び５は、それぞれＣ、Ｍｎの含有量が不十分な場合であって、鋼板の硬化能が低下し、低温相分率が十分に形成されないことにより強度が５９０ＭＰａ未満で確保され、熱処理前後のいずれでも焼付硬化能が低下した。
比較鋼６及び７は、それぞれＴｉ、Ｎｂの含有量が過度な場合であって、炭化物が過度に形成されることにより一定分率の低温相が確保できず、そのため熱処理前後のいずれでも焼付硬化量が低下し、粗大析出物の増加により穴拡げ性が低下したことを確認することができる。
比較鋼８及び９は、合金成分の合計は本発明を満たしているものの、巻取温度が本発明から外れる例である。比較鋼８は、過度に高い温度で巻取りが行われることで組織内に低温相が十分に形成されなくなり、熱処理前後での焼付硬化能の確保が難しかった。比較鋼９のように巻取温度がかなり低い場合には、低温相が不要に形成されることにより降伏比が低下し、熱処理前後での強度及び焼付硬化量の大幅な変化が現れた。
図１は、合金元素による｜Ｋ｜値と、熱処理前後での強度の変化（ΔＴＳ）及び焼付硬化能の間の関係［ΔＴＳ×ＢＨｈ －１］との相関関係をグラフで示したものである。
図１に示すように、本発明により製造された発明鋼でのみ、｜Ｋ｜値が０．８５以下であり、かつ熱処理前後での強度の変化が少ない、即ち熱的安定性に優れることを確認することができる。一方、本発明で提案する｜Ｋ｜値から外れる比較鋼の場合、熱処理前後での物性の大幅な変化が現れたことを確認することができる。なお、｜Ｋ｜値が０．８５以下を示す比較鋼８及び９は、製造条件（巻取温度）が本発明から外れ、結果として意図する物性の確保が不可能なものである。

Claims (11)

  1. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０２～０．０８％、シリコン（Ｓｉ）：０．０１～０．５％、マンガン（Ｍｎ）：０．８～１．８％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．１％、リン（Ｐ）：０．００１～０．０２％、硫黄（Ｓ）：０．００１～０．０１％、窒素（Ｎ）：０．００１～０．０１％、チタン（Ｔｉ）：０．０１～０．１２％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１～０．０５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．００１～０．２％、残りの鉄及びその他の不可避不純物を含み、
    下記関係式１及び関係式２を満たし、
    微細組織として、フェライト及びベイナイト相の合計が面積分率９０％以上（１００％を除く）であり、残りのマルテンサイト及びＭＡ相のうち１種以上を含む、熱的安定性に優れた高強度鋼板。
    ［関係式１］
    ｜Ｋ｜≦０．８５
    （ここで、Ｋ＝－０．６－０．８７［Ｃ］＋０．０３［Ｓｉ］－０．１４［Ｍｎ］＋０．０９［Ｔｉ］＋０．０１［Ｎｂ］２を示し、各元素は重量含有量を意味する。）
    ［関係式２］
    ５≦Ａ≦２０
    （ここで、Ａ＝（［Ｔｉ］／４８＋［Ｍｏ］／９６）×（［Ｎｂ］／９３）－１を示し、各元素は重量含有量を意味する。）
  2. 前記鋼板は、クロム（Ｃｒ）、バナジウム（Ｖ）、ニッケル（Ｎ）及びボロン（Ｂ）のうち１種以上を合計含有量１．５％以下でさらに含む、請求項１に記載の熱的安定性に優れた高強度鋼板。
  3. 前記鋼板は、マルテンサイト及びＭＡ相をそれぞれ面積分率５％以下（０％を除く）で含む、請求項１に記載の熱的安定性に優れた高強度鋼板。
  4. 前記鋼板は、引張強度５９０ＭＰａ以上、降伏比が０．７以上であり、穴拡げ性（ＨＥＲ）が４０％以上、焼付硬化量（ＢＨ）が３０ＭＰａ以上である、請求項１に記載の熱的安定性に優れた高強度鋼板。
  5. 前記鋼板は、１００～６００℃で熱処理後の焼付硬化量（ＢＨｈ）が３０ＭＰａ以上であり、
    前記熱処理前及び熱処理後での強度の変化（ΔＴＳ）と前記熱処理後の焼付硬化量（ＢＨｈ）の関係［ΔＴＳ×ＢＨｈ －１］の絶対値が０．７以下である、請求項１に記載の熱的安定性に優れた高強度鋼板。
  6. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０２～０．０８％、シリコン（Ｓｉ）：０．０１～０．５％、マンガン（Ｍｎ）：０．８～１．８％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．１％、リン（Ｐ）：０．００１～０．０２％、硫黄（Ｓ）：０．００１～０．０１％、窒素（Ｎ）：０．００１～０．０１％、チタン（Ｔｉ）：０．０１～０．１２％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１～０．０５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．００１～０．２％、残りの鉄及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１及び関係式２を満たす鋼スラブを用意する段階；
    前記鋼スラブを１１００～１３５０℃の温度範囲で加熱する段階；
    前記加熱された鋼スラブを８５０～１１５０℃の温度範囲で熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階；及び
    前記熱延鋼板を平均冷却速度１０～１００℃／ｓで４００～５５０℃の温度範囲まで冷却して巻き取る段階を含む、熱的安定性に優れた高強度鋼板の製造方法。
    ［関係式１］
    ｜Ｋ｜≦０．８５
    （ここで、Ｋ＝－０．６－０．８７［Ｃ］＋０．０３［Ｓｉ］－０．１４［Ｍｎ］＋０．０９［Ｔｉ］＋０．０１［Ｎｂ］２を示し、各元素は重量含有量を意味する。）
    ［関係式２］
    ５≦Ａ≦２０
    （ここで、Ａ＝（［Ｔｉ］／４８＋［Ｍｏ］／９６）×（［Ｎｂ］／９３）－１を示し、各元素は重量含有量を意味する。）
  7. 前記巻き取られた熱延鋼板を常温～２００℃まで冷却する段階をさらに含む、請求項６に記載の熱的安定性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  8. 前記冷却後、前記熱延鋼板を酸洗及び塗油する段階をさらに含む、請求項７に記載の熱的安定性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  9. 前記酸洗及び塗油後、前記熱延鋼板を４５０～７４０℃の温度範囲で加熱した後、溶融亜鉛めっきする段階をさらに含む、請求項８に記載の熱的安定性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  10. 前記溶融亜鉛めっきは、マグネシウム（Ｍｇ）：０．０１～３０重量％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～５０重量％及び残りのＺｎと不可避不純物を含むめっき浴を用いるものである、請求項９に記載の熱的安定性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  11. 前記鋼スラブは、クロム（Ｃｒ）、バナジウム（Ｖ）、ニッケル（Ｎ）及びボロン（Ｂ）のうち１種以上を合計含有量１．５％以下でさらに含む、請求項６に記載の熱的安定性に優れた高強度鋼板の製造方法。
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