JP5394306B2 - メッキ性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents

メッキ性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、自動車パネル及び構造用部品に主に用いられる高強度冷延鋼鈑または溶融亜鉛メッキ鋼板の製造技術に関し、より詳細には、５９０ＭＰａ以上の引張強度と１６，５２０ＭＰａ・％以上の強度−軟性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）の機械的特性を確保し、かつ優れたメッキ性を有する冷延鋼鈑及び溶融亜鉛メッキ鋼板並びにこれらの製造方法に関する。
近年、自動車業界は、日々強化されている安全及び環境規制に関する法規を満たすために、自動車車体の剛性を高め燃費効率を向上させるために多様な努力を傾けている。自動車業界で関心が集まっているのは、環境への対応、高強度、軽量化などである。
また、自動車のデザインが複雑になって消費者の要求が多様化するに伴い、自動車業界では高強度でかつ加工性と成形性に優れた鋼を必要としている。
しかし、自動車用鋼板の高強度化は成形性の悪化をもたらすため、強度と成形性を同時に満たすのは難しい。また、鋼板の高強度化のために添加される不純物元素により、表面が美麗なメッキ鋼板を製造することはさらに難しい実情である。
自動車用耐板材の場合には、既存のリン（Ｐ）添加高強度鋼の加工性を向上させて高強度化を図っているが、加工性不足と厚さの減少による剛性の低下で高強度化が思わしくない状態である。しかし、自動車メーカーの場合、成形性に優れた高強度鋼を適用することで、加工段数の減少によるコスト削減を追求することができ、持続的に高成形高強度鋼の開発を要求している趨勢である。
自動車用外板材の場合は、極低炭素ＩＦ鋼（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ−Ｆｒｅｅ Ｓｔｅｅｌ）のような軟質冷延鋼鈑と３４０ＭＰａ級の高成形性高強度鋼が主に適用されており、一部高強度が要求される部品に、より高い強度の鋼板が適用されている。
前記のように自動車用鋼板の強度及び成形性を向上させるために、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）などの固溶強化元素を添加して強度を向上させ、チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）など炭窒化物形成元素を添加して加工性を向上させる製造技術が一般的であり、その代表的な例として複合組織型高強度鋼板を挙げることができる。
複合組織型高強度鋼板は軟質のフェライトと硬質のマルテンサイトが複合する複合組織を有し、その特徴としては降伏応力が低く、高い強度−軟性バランスを有する鋼板である。
しかし、強度向上のために添加されるシリコン、マンガンなどは、冷間圧延後の焼鈍熱処理過程でシリコン系酸化物が表面に濃化されてメッキ鋼板の表面特性を低下させ、美麗なメッキ表面を有する自動車用鋼板を製造するのに困難をきたす。
成形性に優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造技術について、重量％で、Ｃ：０．１２〜０．７０％、Ｓｉ：０．４〜１．８％、Ｍｎ：０．２〜２．５％、Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｎ：０．０２％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避な不純物で組成される鋼板が提示されたことがある。前記鋼板は、フェライト、ベイナイトと残留オーステナイト等からなる複合組織を有する、いわゆる変態有機可塑性（ＴＲＩＰ）を利用した鋼板である。
しかし、同一強度のフェライトとマルテンサイトの複合組織型鋼板に比べ、シリコンの含量が０．４重量％以上で非常に高く、塗装性及びメッキ性が低下して美麗なメッキ鋼板を製造するのに困難がある。
従って、ＴＲＩＰ型鋼板に所望の塗装性、メッキ性を確保するためには、長時間の酸洗処理をする必要があり、製造コストの上昇をもたらす問題がある。
また、最近、良好な成形性と成形後の高強度を同時に満たすことができる鋼板として、プレス成形前は軟質でプレス成形しやすく、プレス成形後は塗装引火処理により硬化して高い部品強度が得られる焼付硬化鋼板（ＢＨ鋼板）が開発されている。
このＢＨ鋼板の例として、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．４〜２．０％、Ｍｎ：０．７〜３．０％、Ａｌ：０．０２％以下、Ｎ：０．００５０〜０．０２５０％を含み、固溶状態のＮを０．００１０％以上含有する組成と、フェライト相、ベイナイト相及び残留オーステナイト相を含む複合組織を有する時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板が提案されたことがある。
しかし、前記鋼板も、残留オーステナイトを安定化するためにＳｉを０．４％以上含有するので、塗装性、メッキ性が低下して美麗なメッキ鋼板を製造するのに困難がある。
即ち、従来の技術ではフェライト、ベイナイト、残留オーステナイトからなる複合組織を形成して引張強度及び強度−軟性バランスを顕著に向上させるため、０．４重量％以上の多量のＳｉを含有させた。これは、Ｆｅ3Ｃの生成を抑制する作用を有しているＳｉを多量に添加し、焼鈍時に残留オーステナイトの生成と安定化に必要な量のＣをオーステナイト中に効果的に濃化させることができるためである。
しかし、Ｓｉの含有量を０．４％以上に添加した鋼板は、引張強度及び強度−軟性バランスは向上するが、鋼板表面にシリコン系酸化物が濃化されて塗装性及びメッキ性を低下させ、美麗なメッキ鋼板を製造するのが難しい。
本発明の目的は、比較的低いシリコン含量を通じ、メッキ性に優れながらも５９０ＭＰａ以上の引張強度と強度−軟性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）が１６，５２０ＭＰａ・％以上の機械的特性を確保することができる高強度鋼板を提供することである。
本発明の他の目的は、合金組成と冷却条件などを通じ、５９０ＭＰａ以上の引張強度と強度−軟性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）が１６，５２０ＭＰａ・％以上の機械的特性と、優れたメッキ性を確保することができる高強度鋼板の製造方法を提供することである。
前記１つの目的を達成するための本発明に係るメッキ性に優れた高強度鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ：０．００５〜０．１０５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．００５〜０．０４％、Ｓ：０．００３％以下、Ｎ：０．００３〜０．００８％、Ａｌ：０．０５〜０．４％を含み、１０≦５０・［Ｍｏ％］＋１００・［Ｃｒ％］≦３０を満たす範囲でＭｏを０．１〜０．２重量％またはＣｒを０．１〜０．２重量％含み、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｖ：０．００５〜０．０５％及びＢ：０．０００５〜０．００１５％の中から１種以上を含み、残部がＦｅとその他不可避な不純物で組成され、微細組織は断面組織の面積率で、ビッカース硬度が１２０〜２５０のフェライト相が７０％以上、ビッカース硬度が３２１〜５５５のマルテンサイト相が１０〜２０％含まれる複合組織であり、引張強度が５９０ＭＰａ以上であり、強度−軟性バランスが１６，５２０ＭＰａ・％以上であり、降伏比が６０％未満であることを特徴とする。
前記他の目的を達成するための本発明に係るメッキ性に優れた高強度鋼板の製造方法は、請求項１記載のメッキ性に優れた高強度鋼板の製造方法であって、重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．００５〜０．１０５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．００５〜０．０４０％、Ｓ：０．００３％以下、Ｎ：０．００３〜０．００８％、Ａｌ：０．０５〜０．４０％を含み、１０≦５０・［Ｍｏ％］＋１００・［Ｃｒ％］≦３０を満たす範囲でＭｏを０．１〜０．２重量％またはＣｒを０．１〜０．２重量％含み、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｖ：０．００５〜０．０５０％及びＢ：０．０００５〜０．００１５％の中から１種以上を含み、残部がＦｅとその他不可避な不純物で組成されるスラブを１１５０〜１２５０℃で再加熱するスラブ再加熱段階と、前記再加熱された鋼板をＡｒ3〜Ａｒ3＋７０℃の温度で仕上熱間圧延する仕上熱間圧延段階と、前記仕上熱間圧延された鋼板を５５０〜６５０℃で熱延鋼板コイル形態に巻き取る段階と、前記鋼板の表面を酸洗処理する酸洗処理段階と、前記酸洗処理された鋼板を５０〜８０％の圧下率で冷間圧延する冷間圧延段階と、前記冷間圧延された鋼板をＡｒ1〜Ａｒ3で焼鈍処理する焼鈍段階と、前記焼鈍された鋼板を５〜３０℃／ｓｅｃの冷却速度で４００〜６００℃まで冷却する段階と、を備えることを特徴とする。
本発明に係るメッキ性に優れた高強度鋼板は、フェライトとマルテンサイトを含んだ複合組織を有し、炭素（Ｃ）及びシリコンの含量調節を通じてメッキ性に優れる。
また、本発明に係るメッキ性に優れた高強度鋼板は、焼入性元素及びチタンを選択的に添加してＢＮ、ＡｌＮなどの析出制御が可能である。従って、冷間圧延後の焼鈍熱処理時にマルテンサイトが１０〜２０％残留するようにし、５９０ＭＰａ以上の引張強度と１６，５２０ＭＰａ・％以上の強度−軟性バランス及び６０％未満の降伏比を有する。従って、部品形状の加工が容易で、強度の増加により鋼板の厚さを減少させることができ、自動車の総重量を減少させて燃費効率の向上に寄与できる。
また、本発明に係るメッキ性に優れた高強度鋼板は、高強度確保のための複合組織型高強度鋼なので、炭素、窒素（Ｎ）成分の狭幅管理を要求せず、低降伏比特性を有することで、形状の凍結性にも優れた効果がある。
本発明に係る高強度鋼板の製造方法の一実施例を示す順序図であって、スラブから熱延鋼板を製造する過程を示したものである。 本発明に係る高強度鋼板の製造方法の一実施例を示す順序図であって、熱延鋼板から冷延鋼鈑を製造する過程を示したものである。 本発明に係る高強度鋼板の内部断面の微細組織写真を示したものである。
本発明の利点及び特徴、またそれらを達成する方法は、添付した図面とともに詳細に後述する実施例を参照すれば明確になるだろう。しかし、本発明は以下で開示する実施例に限定されるわけではなく、互いに異なった多様な形態で具現され、単に本実施例は本発明の開示が完全になるようにし、本発明の属する技術分野で通常の知識を有する者に発明の範疇を完全に知らせるために提供するものであり、本発明は請求項の範疇により定義されるだけである。明細書全体に渡り、同一参照符号は同一構成要素を指す。
以下、添付した図面を参照して、本発明の望ましい実施例に係るメッキ性に優れた高強度鋼板及びその製造方法について詳細に説明すると、次の通りである。
本発明に係るメッキ性に優れた高強度鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ：０．００５〜０．１０５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．００５〜０．０４％、Ｓ：０．００３％以下、Ｎ：０．００３〜０．００８％、Ａｌ：０．０５〜０．４％を含み、１０≦５０・［Ｍｏ％］＋１００・［Ｃｒ％］≦３０を満たす範囲でＭｏまたはＣｒを含み、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｖ：０．００５〜０．０５％及びＢ：０．０００５〜０．００１５％の中から１種以上を含み、残部がＦｅとその他不可避な不純物で組成される。ここで、不可避な不純物は、原料、資材、製造設備などの状況により含まれる元素である。
以下、本発明に係るメッキ性に優れた高強度鋼板を構成する成分について説明する。
炭素（Ｃ）
炭素は鋼板の強度確保のために添加する。また、オーステナイト相に濃化される量に応じてオーステナイト相を安定化させる役割をする。
前記炭素の含量は、鋼板重量全体の０．０３〜０．１重量％であることが望ましく、また極めて高い強度−軟性バランスと溶接性を確保するためにより望ましい炭素の含量は、０．０５〜０．０８重量％である。
炭素は、オーステナイト相に濃化される程度に応じてオーステナイト相の安定化の程度が変わるが、炭素の含量が０．０３重量％未満の場合、オーステナイト相がフェライト相に変態し、所望のマルテンサイト相分率を確保するのが難しいので、本発明では０．０３重量％以上の炭素の含有を必要とする。一方、炭素の含量が０．１重量％を超えれば溶接性が低下し、強度の増加による強度−軟性バランスが落ちる。
本発明の場合、炭素の含量を０．０３〜０．１重量％の低炭素領域に設定するのは、固溶炭素量を確保して耐時効性を確保しやすくするためである。この場合、炭素、窒素の含量を狭幅管理しなくてもよい長所がある。
シリコン（Ｓｉ）
シリコンは鋼板の軟性を顕著に低下させずに高強度化できる強化元素であり、またオーステナイト相がベイナイト相に変態するときに炭化物の生成を抑制するので、未変態オーステナイト相の安定性を向上させる効果を有するため、適宜添加するのが良い。また、適正なＭｎを添加する鋼中で溶接時に溶融金属の流動性を良くし、溶接部内の介在物の残留を最少化する。
前記シリコンは、鋼板重量全体の０．００５〜０．１０５重量％の含量比で含まれるのが望ましい。シリコンの含量が０．００５重量％未満の場合、前記シリコンの含有効果を十分に得ることができず、シリコンの含量が０．１０５重量％を超える場合、素材表面にＳｉＭｎ2Ｏ4相を形成してメッキ性を低下させる。これは鋼板表面の品質を低下させる原因になる。
本発明では、シリコンの含有量を０．１０５重量％以下とすることにより、塗装性及びメッキ性を向上させることができ、またシリコンの含有量が０．１０５重量％以下でも未変態オーステナイト相の安定性を高く維持でき、適正量の残留オーステナイト相を確保することができる。
マンガン（Ｍｎ）
マンガンは硫黄（Ｓ）による熱間亀裂を防止するのに有効な元素なので、鋼中に存在する硫黄の量に応じて適正量を含有させることが望ましい。また、マンガンは固溶強化元素としてオーステナイト相に濃化されて残留オーステナイト相を安定化させる元素であり、焼入性を向上させて鋼板強度の増加に大きく寄与する効果がある。
前記マンガンの含量は、鋼板重量全体の１．０〜３．０重量％であることが望ましい。マンガンの含量が１．０重量％未満の場合、前記マンガンの添加効果が微少で、マンガンの含量が３．０重量％を超えればスポット溶接性が顕著に落ち、素材厚中心部でマンガンバンドが発達して曲げ加工性が低下する。従って、Ｍｎの含量は、１．０〜３．０重量％に限定することが望ましい。
リン（Ｐ）
リンは固溶強化によって鋼板の強度を向上させる元素であり、炭化物形成の抑制に効果的な元素として過時効帯区間で炭化物形成による延伸率の低下を防止する役割をする。また、リンはマンガン当量を向上させてマルテンサイト相分率の確保に効果的な元素である。
前記リンは鋼板重量全体の０．００５〜０．０４重量％で添加されることが望ましい。リンの含量が０．００５重量％未満の場合、前記効果を十分に発揮できない。また、リンの含量が０．０４重量％を超える場合、Ｆｅ3Ｐのステダイト組織を形成するので、熱間脆性の原因になる。
硫黄（Ｓ）
硫黄は鋼板の靭性と溶接性を損ない、鋼中のＭｎＳ非金属介在物を増加させてＤＰ（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）鋼でのマンガンの添加効果を減少させる。また、過多添加時に粗大な介在物の生成量を増加させて疲労特性を劣化する。この問題は、鋼板内に硫黄の含量が０．００３重量％を超える場合に発生するため、本発明で硫黄の含量は鋼板重量全体の０．００３重量％以下に制限しなければならない。
窒素（Ｎ）
窒素は未変態オーステナイト中に濃化されて残留オーステナイト相を安定化する作用をする元素であり、鋼板の引張強度と強度−軟性バランスを向上させる効果がある。
前記窒素は鋼板重量全体の０．００３〜０．００８重量％で含まれることが望ましい。窒素の含量が０．００３重量％未満の場合、前記窒素の添加効果は微々たるものである。
本発明で鋼板に含まれる窒素は、ＡｌＮ形成で結晶粒を微細化する。しかし、窒素の含量が０．００８重量％を超える場合、溶融亜鉛メッキ後の冷却過程あるいは合金化工程の冷却過程で過飽和し、均一延伸率を低下させる問題があるので、窒素の含量は０．００３〜０．００８重量％に制限することが望ましい。
アルミニウム（Ａｌ）
Ａｌは脱酸剤として作用する元素であり、フェライト相の結晶粒を安定化して延伸率を向上させ、オーステナイト相内の炭素の濃化量を増進して残留オーステナイト相を安定化させる役割をする。また、アルミニウムは熱延鋼板内のマンガンバンドの形成を抑制して延伸率の低下を防止する。
本発明で前記アルミニウムは、鋼板重量全体のＡｌ：０．０５〜０．４重量％の含量比で添加されることが望ましい。
アルミニウムが０．０５重量％未満で添加されれば、前記アルミニウムの添加効果を期待できない。また、アルミニウムが０．４重量％を超えれば、連続鋳造性を低下させてスラブ内にＡｌＮを形成して熱延クラックを誘発する。
モリブデン（Ｍｏ）、クロム（Ｃｒ）
本発明の発明者らは、鋭意研究の結果、５０・［Ｍｏ％］＋１００・［Ｃｒ％］が１０〜３０の場合に強度向上とともにメッキ性の低下が示されないことを突き止めた。
モリブデンとクロムが５０・［Ｍｏ％］＋１００・［Ｃｒ％］＜１０の場合、強度向上の効果が微少で、モリブデンとクロムが５０・［Ｍｏ％］＋１００・［Ｃｒ％］＞３０の場合、鋼板の溶融メッキ性が急激に低下する問題がある。従って、本発明でモリブデンとクロムは、１０≦５０・［Ｍｏ％］＋１００・［Ｃｒ％］≦３０を満たさなくてはならない。
１０≦５０・［Ｍｏ％］＋１００・［Ｃｒ％］≦３０を満たす範囲内で、モリブデンとクロムは、いずれか１つの元素のみを添加してもよく、両元素をいずれも添加してもよい。以下、モリブデンとクロムのそれぞれについてより詳細に説明する。
モリブデン（Ｍｏ）
モリブデンは焼入性元素としてマルテンサイト相分率を確保し、鋼板の強度を向上させる。Ｍｎの管理による焼入性を補償するために、モリブデンは０．１重量％以上添加されることが望ましい。しかし、モリブデンの含量が０．２重量％を超えれば、結晶粒の微細化による降伏比増加の原因になることがあるので、モリブデンは鋼板重量全体の０．１〜０．２重量％の含量比で添加されるのが望ましい。
クロム（Ｃｒ）
クロムはモリブデンと同様に焼入性元素としてマルテンサイト相分率を確保し、強度を効果的に向上させる。また、クロムはフェライトの結晶粒を安定化して延伸率を向上させ、オーステナイト相内の炭素濃化量を増進し、オーステナイト相を安定化させる役割をする。
前記クロムは鋼板重量全体の０．１〜０．２重量％の含量比で添加されるのが望ましい。クロムの含量が０．１重量％未満の場合、クロムの添加効果が微々たるものであり、クロムの含量が０．２重量％を超えれば、溶融メッキ性が低下する問題がある。
チタン（Ｔｉ）、バナジウム（Ｖ）、ボロン（Ｂ）
本発明に係る高強度鋼板は、物性向上のためにチタン、バナジウム、ボロンの中の１種以上の元素をさらに含むことができる。
チタン（Ｔｉ）
チタンは強力な炭窒化物形成元素である。チタンは鋼板内で窒素と３．４：１の比率で結合して固溶窒素を低減させる。固溶窒素の低減は、ＢＮ、ＡｌＮの形成を防止して結晶粒の微細化により降伏比が増加する現象を防止する。
鋼板内でチタンの添加量は、固溶窒素の量に応じて決定されるが、本発明で望ましくは鋼板重量全体の０．００５〜０．０２重量％を提示することができる。チタンの添加量が０．００５重量％未満の場合、前記チタンの添加効果を十分に発揮できない。また、チタンの添加量が０．０２重量％を超える場合、鋼板内の炭素と結合して降伏比が過度に増加する問題がある。
バナジウム（Ｖ）
バナジウムはボロン、モリブデンとともに強力な焼入性元素として作用し、マルテンサイト相の形成に効果的な元素である。また、バナジウムはフェライト相内で炭素と結合し、粒内炭化物を生成させて強度を向上させ、固溶炭素を低減して降伏比を減少させる役割をする。
前記バナジウムは鋼板重量全体の０．００５〜０．０５重量％の含量比で添加されるのが望ましい。バナジウムの含量が０．００５重量％未満の場合、上述したバナジウムの添加効果が微少で、０．０５重量％を超えて添加されれば、降伏比が増加する問題がある。
ボロン（Ｂ）
ボロンは強力な焼入性元素であって、０．０００５重量％さえ添加すれば、マルテンサイト相の形成に大きな効果が得られる。
ただし、ボロンの添加量が鋼板重量全体の０．００１５重量％を超えれば、結晶粒界に偏析されてメッキ性を損なう元素として作用する。従って、本発明で、ボロンの含量は、０．０００５〜０．００１５重量％に限定することが望ましい。
本発明に係る高強度鋼板の最終微細組織は、断面組織の面積率で７０％以上のフェライト相を主相とし、マルテンサイト相を含む複合組織を有する。微細組織は、合金成分系及び熱処理工程条件により決定される。
マルテンサイト相は球形であり、結晶粒界に微細に分散している。このマルテンサイト組織は、脆性を低くし延伸率を高めるのに効果的で、その形状は図３に示した鋼板内部の断面の微細組織写真で確認される。このマルテンサイト相の結晶粒の大きさは、３〜１０μｍ程度である。
本発明で、マルテンサイト相は、１０〜２０％の断面組織の面積率、即ち鋼板全体の体積でマルテンサイト相分率が１０〜２０ｖｏｌ．％であることが望ましい。マルテンサイト相分率が１０ｖｏｌ．％未満であれば目標強度の確保が難しく、２０ｖｏｌ．％を超えれば降伏応力が上昇し、軟性及びディープドローイング（Ｄｅｅｐ Ｄｒａｗｉｎｇ）性が劣化する。
微細組織の硬度も合金成分系と熱処理工程の条件により決定されるが、本発明でフェライト相の硬度は、ビッカース硬度を基準に１２０〜２５０であり、マルテンサイト相の硬度は、ビッカース硬度を基準に３２１〜５５５である。
主相であるフェライト相のビッカース硬度が１２０より低い場合には、フェライト相内部に生成された可動転位（Ｍｏｂｉｌｅ Ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ）の量が少なく、塗装焼付時に降伏応力の大きな上昇を期待するのが難しい。これは、焼付硬化性が良くないことで、耐デント性や形状凍結性の悪い結果をもたらす。また、フェライト相のビッカース硬度が２５０より大きい場合には、引張強度があまりにも上昇し、軟性及びディープドローイング性が劣化する問題がある。
一方、マルテンサイト相のビッカース硬度が３２１より低い場合には、目標とする強度を確保するのが難しく、５５５より高い場合には、降伏応力が上昇し、形状凍結性及び内面変形性が劣化することがある。従って、マルテンサイト相のビッカース硬度は、３２１〜５５５であることが望ましい。
本発明に係るメッキ性に優れた高強度鋼板は、引張強度５９０ＭＰａ以上であり、強度−軟性バランスが１６，５２０ＭＰａ・％以上であり、降伏比が６０％未満の機械的特性を有する。
この機械的特性は、まず焼入性元素であるモリブデン以外に、クロム、バナジウム、ボロンなどを選択的に添加してマルテンサイト相の形成を容易にすることによりなされた。
また、メッキ性を確保するために、Ｓｉの含量を０．１０５重量％以下に制限し、Ｓｉ含量の制限で発生し得る硬度の低下及びオーステナイト相内の炭素濃化度が低下する問題は、アルミニウム、クロム、リンなどの添加で補完した。
また、マンガンの添加効果を維持するために、硫黄を０．００３重量％以下に制限し、これを通じてＭｎＳ介在物の形成による熱処理後の材質低下の防止が可能であった。
また、チタンの添加により高温領域でＴｉＮ、ＴｉＳを形成し、固溶ボロン、マンガン、アルミニウムの影響を極大化することにより、マルテンサイト相の形成を促進でき、このチタンはＢＮの形成を抑制して結晶粒の微細化による延伸率の低下も防止できた。
従って、本発明に係るメッキ性に優れた高強度鋼板は、比較的加工量が少ないプレス加工やロールフォーミングにより、パイプ成形に適用することができるのはもちろん、比較的厳格なドローイングにも適用でき、広範囲な用途に使用が可能である。
高強度鋼板の製造方法
図１及び図２は、本発明に係る高強度鋼板の製造方法の一実施例を示す順序図である。具体的には、図１はスラブから熱延鋼板を製造する過程を示したものであって、図２は熱延鋼板から冷延鋼鈑を製造する過程を示したものである。
まず図１を参照すると、熱延鋼板の製造過程は、スラブ再加熱段階Ｓ１１０と、仕上熱間圧延段階Ｓ１２０と、巻取段階Ｓ１３０とを備える。
スラブ再加熱段階Ｓ１１０では、重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ：０．００５〜０．１０５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．００５〜０．０４％、Ｓ：０．００３％以下、Ｎ：０．００３〜０．００８％、Ａｌ：０．０５〜０．４％を含み、１０≦５０・［Ｍｏ％］＋１００・［Ｃｒ％］≦３０を満たす範囲でＭｏまたはＣｒを含み、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｖ：０．００５〜０．０５％及びＢ：０．０００５〜０．００１５％の中から１種以上を含み、残部がＦｅとその他不可避な不純物で組成されるスラブを再加熱した。
スラブは製鋼工程を通じて溶鋼を得た後に、連続鋳造工程を通じて製造される。
スラブの再加熱温度は１１５０〜１２５０℃が望ましい。スラブの再加熱温度が１１５０℃未満の場合、熱間圧延が十分になされない問題があり、スラブの再加熱温度が１２５０℃を超える場合、鋼板強度の確保が難しくなる。
その後、仕上熱間圧延段階Ｓ１２０では、Ａｒ3〜Ａｒ3＋７０℃の温度で仕上熱間圧延を行う。その後、巻取段階Ｓ１３０では、仕上熱間圧延された鋼板を５５０〜６５０℃で熱延鋼板コイル形態に巻き取り、熱延鋼板の製造を完了する。
次に、図２を参照すると、冷延鋼鈑の製造過程は、酸洗処理段階Ｓ２１０と、冷間圧延段階Ｓ２２０と、焼鈍熱処理段階Ｓ２３０と、冷却段階Ｓ２４０とを備える。
酸洗処理段階Ｓ２１０では、弱酸などで熱延鋼板の表面を酸洗処理する。
その後、冷間圧延段階Ｓ２２０では、圧延ロールを用いて５０〜８０％の圧下率で冷間圧延を実施する。その後、冷間圧延された鋼板をＡｒ1〜Ａｒ3で焼鈍熱処理した後、５〜３０℃／ｓｅｃの冷却速度で４００〜６００℃まで冷却処理する。
４００〜６００℃まで冷却処理した後は、必要に応じて製造した冷延鋼板の表面に溶融亜鉛メッキまたは合金化熱処理段階Ｓ２５０をさらに行うことができる。
以下、本発明の望ましい実施例を通じて本発明の構成及び作用をより詳細に説明する。ただし、これは本発明の望ましい例示として提示するものであり、いかなる意味でもこれにより本発明が制限されるものとして解釈されてはならない。
ここに記載されていない内容は、本技術分野の熟練した者ならば技術的に十分類推できるので、その説明は省略する。
１．鋼板の製造
表１に示した組成を有するスラブを、表２に記載された条件に従って仕上熱間圧延、巻取、酸洗、冷間圧延、焼鈍熱処理、冷却及び溶融亜鉛メッキを実施し、実施例８、１０、１２〜１４、参考例３〜６、９並びに比較例１５〜２２の溶融亜鉛メッキ鋼板を製造した。
２．機械的特性及びメッキ性の評価
表３は、実施例８、１０、１２〜１４、参考例３〜６、９並びに比較例１５〜２２により製造された鋼板の引張強度（ＴＳ：ＭＰａ）、強度−軟性バランス（ＴＳｘＥＬ：ＭＰａ％）、降伏比（％）、ビッカース硬度及びメッキ性を示したものである。
表３を参照すると、実施例８、１０、１２〜１４、参考例３〜６、９により製造された鋼板は、全て５９０ＭＰａ以上の引張強度、１６，５２０ＭＰａ・％以上の強度−軟性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）及び６０％未満の降伏比を示し、目標とする機械的物性を備えていることが見られる。一方、比較例１５〜２２により製造された鋼板は、強度−軟性バランスが１６，５２０ＭＰａに満たず、比較例２０〜２２により製造された鋼板は、引張強度が５９０ＭＰａに満たず、降伏比が６０％を超えた。なお、本発明の参考例３〜６及び９についても良好な結果が得られた。
また、実施例８、１０、１２〜１４、参考例３〜６、９により製造された鋼板は、フェライト相の断面組織の面積率が８０〜８８％であり、マルテンサイト相の断面組織の面積率が１１〜１７％を示し、フェライト相のビッカース硬度が１７９〜２０１であり、マルテンサイト相のビッカース硬度が５１２〜５５４を示し、目標とするビッカース硬度を示し、目標とする断面組織の面積率とビッカース硬度を満たした。なお、本発明の参考例３〜６及び９についても良好な結果が得られた。
また、実施例８、１０、１２〜１４、参考例３〜６、９により製造された鋼板はメッキ性が良好（○）であったが、比較例１５〜１９により製造された鋼板はメッキ性が普通（△）に過ぎなかった。一方、メッキ性が良好（○）なものとして示した比較例２０〜２２の場合、引張強度などの機械的物性が目標値に未達であり、マルテンサイトの断面組織の面積率が１０％未満であり、フェライト相のビッカース硬度が１２０に未達だった。なお、本発明の参考例３〜６及び９についてはメッキ性が非常に良好なものも観られた。
以上、本発明の実施例を中心に説明したが、当業者の水準で多様な変更や変形を加えることができる。このような変更と変形は、本発明の範囲を逸脱しない限り本発明に属しているといえる。従って、本発明の権利範囲は、以下に記載する請求の範囲により判断しなければならない。

Claims (3)

  1. 重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ：０．００５〜０．１０５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．００５〜０．０４％、Ｓ：０．００３％以下、Ｎ：０．００３〜０．００８％、Ａｌ：０．０５〜０．４％を含み、
    １０≦５０・［Ｍｏ％］＋１００・［Ｃｒ％］≦３０を満たす範囲でＭｏを０．１〜０．２重量％またはＣｒを０．１〜０．２重量％含み、
    Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｖ：０．００５〜０．０５％及びＢ：０．０００５〜０．００１５％の中から１種以上を含み、
    残部がＦｅとその他不可避な不純物で組成され、
    微細組織は断面組織の面積率で、ビッカース硬度が１２０〜２５０のフェライト相が７０％以上、ビッカース硬度が３２１〜５５５のマルテンサイト相が１０〜２０％含まれる複合組織であり、
    引張強度が５９０ＭＰａ以上であり、強度−軟性バランスが１６，５２０ＭＰａ・％以上であり、降伏比が６０％未満である
    ことを特徴とするメッキ性に優れた高強度鋼板。
  2. 請求項１記載のメッキ性に優れた高強度鋼板の製造方法であって、
    重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．００５〜０．１０５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．００５〜０．０４０％、Ｓ：０．００３％以下、Ｎ：０．００３〜０．００８％、Ａｌ：０．０５〜０．４０％を含み、１０≦５０・［Ｍｏ％］＋１００・［Ｃｒ％］≦３０を満たす範囲でＭｏを０．１〜０．２重量％またはＣｒを０．１〜０．２重量％含み、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｖ：０．００５〜０．０５０％及びＢ：０．０００５〜０．００１５％の中から１種以上を含み、残部がＦｅとその他不可避な不純物で組成されるスラブを１１５０〜１２５０℃で再加熱するスラブ再加熱段階と、
    前記再加熱された鋼板をＡｒ3〜Ａｒ3＋７０℃の温度で仕上熱間圧延する仕上熱間圧延段階と、
    前記仕上熱間圧延された鋼板を５５０〜６５０℃で熱延鋼板コイル形態に巻き取る段階と、
    前記鋼板の表面を酸洗処理する酸洗処理段階と、
    前記酸洗処理された鋼板を５０〜８０％の圧下率で冷間圧延する冷間圧延段階と、
    前記冷間圧延された鋼板をＡｒ1〜Ａｒ3で焼鈍処理する焼鈍段階と、
    前記焼鈍された鋼板を５〜３０℃／ｓｅｃの冷却速度で４００〜６００℃まで冷却する段階と、
    を備えることを特徴とするメッキ性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  3. 前記冷却された鋼板を溶融亜鉛メッキする段階または合金化熱処理する段階をさらに備えることを特徴とする請求項２に記載のメッキ性に優れた高強度鋼板の製造方法。
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