JP6383808B2 - 延性に優れた高強度冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及びこれらの製造方法 - Google Patents

延性に優れた高強度冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及びこれらの製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、建築資材、自動車、汽車などの運送手段に用いられる高強度鋼板に関するもので、より詳細には、延性に優れた高強度冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及びこれらの製造方法に関するものである。
建築資材、自動車、汽車のような運送手段の構造部材に適用される鋼板に対する厚さを減らして、軽量化するために、従来の鋼材の強度を向上させる試みが行われている。しかし、このように強度を高める場合、相対的に延性が低下するという短所が発見された。
よって、強度と延性の関係を改善させるための研究が多く行われてきた。その結果、低温組織であるマルテンサイト、ベイナイトとともに残留オーステナイト相を活用する変態組織鋼が開発されて適用されているのが実情である。
変態組織鋼は、いわゆる、ＤＰ（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）鋼、ＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼、ＣＰ（Ｃｏｍｐｌｅｘ Ｐｈａｓｅ）鋼などに区別され、それぞれの鋼は、母相と第２相の種類及び分率により、機械的性質、即ち、引張強度及び延伸率の水準が異なり、特に残留オーステナイトを含有するＴＲＩＰ鋼の場合は、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が最も高い値を示す。
上記のような変態組織鋼のうちＣＰ鋼は、他の鋼に比べて延伸率が低いためロール成形（Ｒｏｌｌ Ｆｏｒｍｉｎｇ）などの単純加工に制限されて使用され、高延性のＤＰ鋼及びＴＲＩＰ鋼は冷間プレス成形などに適用される。
上述の変態組織鋼の他にも、鋼中のＣ及びＭｎを大量に添加して微細組織がオーステナイト単相である鋼を得るようなＴＷＩＰ（Ｔｗｉｎｎｉｎｇ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼（特許文献１）があるが、上記ＴＷＩＰ鋼の場合、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が５０，０００ＭＰａ％以上と非常に優れた材質の特性を示す。
ところが、このようなＴＷＩＰ鋼を製造するために、Ｃの含量が０．４重量％である場合は、Ｍｎの含量が約２５重量％以上であることが求められ、Ｃの含量が０．６重量％である場合は、Ｍｎの含量が約２０重量％以上であることが求められる。これを満たさないと、母相内で双晶（ｔｗｉｎｎｉｎｇ）現象を起こすオーステナイト相が安定的に確保されず、加工性に極めて有害なＨＣＰ構造のイプシロンマルテンサイト（ε）とＢＣＴ構造のマルテンサイト（α’）が形成されるため、常温でオーステナイトが安定的に存在することができるようにオーステナイト安定化元素を大量に添加しなければならない。このように、合金成分が大量に添加されるＴＷＩＰ鋼は、合金成分に起因する問題点により、鋳造、圧延などの工程を行うことが非常に困難であるだけでなく、経済的にも製造原価が大きく上昇するという問題点がある。
よって、最近は、上記変態組織鋼であるＤＰ鋼及びＴＲＩＰ鋼より延性が高く、ＴＷＩＰ鋼に比べて延性は低いが製造原価が安い、いわゆる、３世代鋼、またはＸ−ＡＨＳＳ（Ｅｘｔｒａ Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｈｉｇｈ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｓｔｅｅｌ）の開発が行われているが、今まで大きな成果はないのが実情である。
一例として、特許文献２には、主組織として残留オーステナイト及びマルテンサイトを形成させる方法（Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ ａｎｄ Ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ Ｐｒｏｃｅｓｓ、Ｑ＆Ｐ）が開示されているが、これを活用した報告（非特許文献１）によると、炭素が０．２％水準と低い場合は、降伏強度が４００ＭＰａ前後と低いという短所がある。また、最終製品から得られる延伸率が従来のＴＲＩＰ鋼と同様の水準であることだけが確認できる。
また、炭素とマンガンの合金量を増加させて降伏強度を大幅に向上させる方法も導出されているが、このような場合は、過度な合金成分の添加により溶接性が劣化するという問題がある。
韓国公開特許第１９９４−０００２３７０号公報 米国特許出願公開第２００６／００１１２７４号明細書
ＩＳＩＪ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，Ｖｏｌ．５１，２０１１，ｐ．１３７−１４４
本発明の一側面は、従来のＴＷＩＰ鋼に比べて少ない合金原価を具現し、さらに優れた延性を有する冷延鋼板、これを用いて製造した溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びこれらの製造方法を提供することである。
本発明の一側面は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１〜０．３％、シリコン（Ｓｉ）：０．１〜２．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．００５〜１．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．５〜３．０％、リン（Ｐ）：０．０４％以下（０％は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０１５％以下（０％は除く）、窒素（Ｎ）：０．０２％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、上記Ｓｉ及びＡｌの和（Ｓｉ＋Ａｌ、重量％）は１．０％以上を満たし、微細組織は、面積分率で、短軸と長軸の比が０．４を超えるポリゴナルフェライト５％以下、短軸と長軸の比が０．４以下である針状フェライト７０％以下、針状の残留オーステナイト２５％以下（０％は除く）、及び残部マルテンサイトからなる延性に優れた高強度冷延鋼板を提供する。
本発明の他の一側面は、上記冷延鋼板に溶融亜鉛めっき処理した溶融亜鉛めっき鋼板、及び上記溶融亜鉛めっき鋼板に合金化熱処理した合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。
本発明のさらに他の一側面は、上述の成分組成を満たす鋼スラブを１０００〜１３００℃で再加熱する段階と、上記再加熱された鋼スラブを８００〜９５０℃で熱間仕上げ圧延して熱延鋼板を製造する段階と、上記熱延鋼板を７５０℃以下で巻取る段階と、上記巻取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を製造する段階と、上記冷延鋼板をＡｃ３以上の温度で焼鈍及び冷却する１次焼鈍段階と、上記１次焼鈍後にＡｃ１〜Ａｃ３の範囲の温度で加熱及び維持した後、２０℃／ｓ以上の冷却速度でＭｓ〜Ｍｆまで冷却し、Ｍｓ以上で再加熱して１秒以上維持してから冷却する２次焼鈍段階と、を含む延性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法を提供する。
本発明のさらに他の一側面は、上述の製造方法に溶融亜鉛めっき段階をさらに含む溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法、及びここに合金化熱処理段階をさらに含む合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供する。
本発明によると、従来のＤＰ鋼またはＴＲＩＰ鋼のような高延性変態組織鋼及びＱ＆Ｐ（Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ＆Ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ）熱処理を経たＱ＆Ｐ鋼に比べて延性に優れた引張強度７８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができる。
また、本発明の冷延鋼板は、建築部材、自動車鋼板などの産業分野において活用可能性が高いという利点がある。
（ａ）本発明による焼鈍工程の一例を示すものである。（ｂ）本発明による焼鈍工程の一例を示すものであり、点線は溶融合金化めっき時の熱履歴を示すものである。 最終焼鈍前の微細組織による焼鈍温度における維持時間でオーステナイト変態速度の差異を示すものである。 従来のＱ＆Ｐ熱処理によって製造された冷延鋼板（比較例６）の微細組織を観察した写真である。 本発明によって製造された冷延鋼板（発明例１２）の微細組織を観察した写真である。
本発明者らは、従来のＱ＆Ｐ（Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ＆Ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ）熱処理を通じて製造される高延性高強度鋼の低い延性を改善させる方案について深く研究した結果、Ｑ＆Ｐ熱処理前の初期組織を制御することにより、最終のＱ＆Ｐ熱処理後に、組織の微細化及び最終製品の物性が改善できることを確認し本発明を完成させた。
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明の一側面である延性に優れた高強度冷延鋼板は、炭素（Ｃ）：０．１〜０．３％、シリコン（Ｓｉ）：０．１〜２．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．００５〜１．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．５〜３．０％、リン（Ｐ）：０．０４％以下（０％は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０１５％以下（０％は除く）、窒素（Ｎ）：０．０２％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、上記Ｓｉ及びＡｌの和（Ｓｉ＋Ａｌ、重量％）は１．０％以上を満たすことが好ましい。
以下、本発明が提供する冷延鋼板の合金成分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。ここで、各成分の含量は、特に言及しない限り重量％を意味する。
Ｃ：０．１〜０．３％
炭素（Ｃ）は、鋼を強化させるのに有効な元素で、本発明では残留オーステナイトの安定化及び強度の確保のために添加される重要な元素である。上述の効果を得るためには、０．１％以上添加することが好ましいが、Ｃの含量が０．３％を超えると、鋳片の欠陥が発生するおそれが増加するだけでなく、溶接性も大きく低下するという問題がある。よって、本発明においてＣの含量は０．１〜０．３％に制限することが好ましい。
Ｓｉ：０．１〜２．０％
シリコン（Ｓｉ）は、フェライト内において炭化物の析出を抑制し、フェライト内の炭素がオーステナイトに拡散することを助長し、結果的に残留オーステナイトの安定化に寄与する元素である。上述の効果を得るために、０．１％以上添加することが好ましい。しかし、Ｓｉの含量が２．０％を超える場合は、熱間及び冷間圧延性が非常に劣化し、鋼の表面に酸化物を形成してめっき性を阻害するという問題がある。よって、本発明においてＳｉの含量は０．１〜２．０％に制限することが好ましい。
Ａｌ：０．００５〜１．５％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼中の酸素と結合して脱酸作用をする元素で、このために、Ａｌの含量が０．００５％以上を維持することが好ましい。また、Ａｌは上記Ｓｉとともにフェライト内において炭化物の生成を抑制することにより残留オーステナイトの安定化に寄与する。このようなＡｌの含量が１．５％を超えると、鋳造時にモールドプラスとの反応を通じて健全なスラブを製造することが困難となり、同様に表面酸化物を形成してめっき性を阻害するという問題がある。よって、本発明においてＡｌの含量は０．００５〜１．５％に制限することが好ましい。
上述のとおり、Ｓｉ及びＡｌはともに残留オーステナイトの安定化に寄与する元素で、これを効果的に達成するためには、ＳｉとＡｌの含量の和（Ｓｉ＋Ａｌ、重量％）が１．０％以上を満たすことが好ましい。
Ｍｎ：１．５〜３．０％
マンガン（Ｍｎ）は、フェライトの変態を制御しながら、残留オーステナイトを形成し、且つ安定化させるのに有効な元素である。このようなＭｎの含量が１．５％未満である場合、フェライトの変態が大量に発生して目標とする強度を確保することが困難となるという問題がある。これに対し、３．０％を超えると、本発明の２次焼鈍熱処理段階における相変態が遅くなりすぎてマルテンサイトが大量に形成されるため、意図する延性を確保することが困難となるという問題がある。よって、本発明においてＭｎの含量は１．５〜３．０％に制限することが好ましい。
Ｐ：０．０４％以下（０％は除く）
リン（Ｐ）は、固溶強化効果を得ることができる元素であるが、Ｐの含量が０．０４％を超えると、溶接性が低下し、鋼の脆性（ｂｒｉｔｔｌｅｎｅｓｓ）が発生するおそれが大きくなるという問題がある。よって、本発明ではＰの含量を好ましくは０．０４％以下、より好ましくは０．０２％以下に制限する。
Ｓ：０．０１５％以下（０％は除く）
硫黄（Ｓ）は、鋼中に不可避に含有される不純物元素で、Ｓの含量を最大限に抑制することが好ましい。理論上、Ｓの含量は０％に制限することが有利であるが、製造工程上必然的に含有されるために、上限を管理することが重要である。Ｓの含量が０．０１５％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。よって、本発明では０．０１５％以下に制限することが好ましい。
Ｎ：０．０２％以下（０％は除く）
窒素（Ｎ）は、オーステナイトを安定化させるのに有効な作用をする元素であるが、Ｎの含量が０．０２％を超えると、鋼の脆性が生じるおそれが増加し、Ａｌと反応してＡｌＮが析出しすぎるため、連続鋳造の品質が低下するという問題がある。よって、本発明ではＮの含量を０．０２％以下に制限することが好ましい。
本発明の冷延鋼板は、上述の成分の他にも、強度の向上などのために、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、及びＷのうち１種以上をさらに含むことができる。
Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｚｒ：０．００５〜０．１％、及びＷ：０．００５〜０．５％のうち１種以上
チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）、バナジウム（Ｖ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、及びタングステン（Ｗ）は、鋼板の析出強化及び結晶粒微細化に有効な元素で、それらの含量がそれぞれ０．００５％未満である場合、上述の効果を確保することが困難となるという問題がある。これに対し、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、及びＺｒの含量が０．１％、Ｗの含量が０．５％を超えると、上述の効果が飽和し、製造費用が大きく上昇するという問題があり、析出物が過度に形成されて逆に延性が大きく低下するという問題がある。
また、本発明の冷延鋼板は、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、及びＣｒのうち１種以上をさらに含むことができる。
Ｍｏ：１％以下（０％は除く）、Ｎｉ：１％以下（０％は除く）、Ｃｕ：０．５％以下（０％は除く）、及びＣｒ：１％以下（０％は除く）のうち１種以上
モリブデン（Ｍｏ）、ニッケル（Ｎｉ）、銅（Ｃｕ）、及びクロム（Ｃｒ）は、残留オーステナイトの安定化に寄与する元素で、それらの元素は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌなどとともに複合作用して、オーステナイトの安定化に寄与する。Ｍｏ、Ｎｉ、及びＣｒの含量が１．０％、Ｃｕの含量が０．５％を超えると、製造費用が過度に上昇するという問題があるため、上記含量を超えないように制御することが好ましい。
また、Ｃｕを添加する場合は、熱延時に脆性をもたらす可能性があるため、Ｎｉをともに添加することがより好ましい。
なお、本発明の冷延鋼板は、Ｓｂ、Ｃａ、Ｂｉ、及びＢのうち１種以上をさらに含むことができる。
Ｓｂ：０．０４％以下（０％は除く）、Ｃａ：０．０１％以下（０％は除く）、Ｂｉ：０．１％以下（０％は除く）、及びＢ：０．０１％以下（０％は除く）のうち１種以上
アンチモン（Ｓｂ）及びビスマス（Ｂｉ）は、粒界偏析によるＳｉ、Ａｌなどの表面酸化元素の移動を阻害してめっき表面品質を向上させるという効果がある元素で、Ｓｂの含量が０．０４％、Ｂｉの含量が０．１％を超えると、上述の効果が飽和するため、それぞれそれ以下含むことが好ましい。
カルシウム（Ｃａ）は、硫化物の形態を制御して加工性の向上に有利な元素で、Ｃａの含量が０．０１％を超えると、上述の効果が飽和するため、０．０１％以下含むことが好ましい。
ボロン（Ｂ）は、Ｍｎ、Ｃｒなどとの複合効果で焼入性を向上させて高温で軟質フェライトの変態を抑制するという効果があるが、Ｂの含量が０．０１％を超えると、めっき時の鋼表面に過多のＢが濃化してめっき密着性の劣化をもたらす可能性があるため、Ｂの含量を０．０１％以下含むことが好ましい。
本発明の残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の鉄鋼製造過程では原料または周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入される可能性があり、これを排除することはできない。これら不純物は通常の鉄鋼製造過程における技術者であればだれでも分かるものであるため、そのすべての内容を本明細書で言及しない。
上述の成分組成を満たす本発明の冷延鋼板は、微細組織が、面積分率で、短軸と長軸の比が０．４を超えるポリゴナル（ｐｏｌｙｇｏｎａｌ）フェライトを５％以下、短軸と長軸の比が０．４以下である針状（ａｃｃｉｃｕｌａｒ）フェライトを７０％以下（０％は除く）、針状の残留オーステナイトを２５％以下（０％は除く）、及び残部マルテンサイトからなることが好ましい。
この場合に、上記針状フェライトと針状の残留オーステナイトを混合して、面積分率で、６０％以上含み、上記マルテンサイトは４０％以下含むことが好ましい。もし、上記針状フェライトと針状の残留オーステナイトの分率の和が６０％未満である場合は、相対的にマルテンサイトの分率が急激に増加して鋼の強度を確保するには有利であるのに対し、十分な延性を確保することができなくなるという問題がある。
上記針状フェライトと針状の残留オーステナイトは、本発明の主組織で、強度及び延性の確保に有利である。本発明は、後述する製造工程で熱処理によりマルテンサイトが一部に含まれるため、上記針状フェライトと針状の残留オーステナイトの分率は二つの相を合わせて９５％以下で含む。
特に、上記針状の残留オーステナイトは、強度及び延性のバランスを有利に確保するための必須組織であり、その分率が大きすぎて２５％を超えると、炭素が分散して拡散することにより、残留オーステナイトの安定化が十分ではなくなるという問題がある。よって、本発明において針状の残留オーステナイトの分率は２５％以下（０％は除く）を満たすことが好ましい。
また、本発明において、上記針状フェライトは、２次焼鈍熱処理時に形成されるベイナイト相を含むことを意味する。より具体的に、本発明は、通常のベイナイトとは異なり、鋼の成分のうちＳｉ及びＡｌによってカーバイド（ｃａｒｂｉｄｅ）の析出がないベイナイト相が形成されるが、カーバイドの析出がないベイナイトは、針状フェライトとの区別が実質的に困難であるのが実情である。ここで、上記針状フェライトは２次焼鈍熱処理の初期熱処理工程で形成され、上記カーバイドの析出がないベイナイトは２次焼鈍熱処理の再加熱後の熱処理工程で形成される。
上記ポリゴナルフェライトは、鋼の降伏強度を減らす役割を果たすため、５％以下に制限することが好ましい。
上述の微細組織を満たす本発明の冷延鋼板は、引張強度が７５０ＭＰａ以上と、従来のＱ＆Ｐ熱処理によって製造された鋼板に比べて優れた延性を確保することができる。
一方、本発明による冷延鋼板は、後述する製造工程を通じて製造される。この場合に、１次焼鈍段階後の微細組織、即ち、２次焼鈍段階前の微細組織が、面積分率で、９０％以上のベイナイト及びマルテンサイトからなることが好ましい。
これは、最終の２次焼鈍段階を経て製造される冷延鋼板の強度及び延性が優れるように確保するためのもので、もし１次焼鈍後に確保された低温組織相の分率が９０％未満である場合は、上述のとおり、フェライト、残留オーステナイト、及び低温組織相からなる本発明の冷延鋼板を得ることができなくなる。
本発明の他の一側面である溶融亜鉛めっき鋼板は、上述の本発明の冷延鋼板に溶融亜鉛めっき処理されたもので、溶融亜鉛めっき層を含む。
また、本発明は、上記溶融亜鉛めっき鋼板に合金化熱処理したもので、合金化溶融亜鉛めっき層を含む合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。
以下、本発明の一側面による冷延鋼板を製造する方法について詳細に説明する。
本発明による冷延鋼板は、本発明が提案する成分組成を満たす鋼スラブを再加熱−熱間圧延−巻取り−冷間圧延−焼鈍工程を経ることにより製造することができる。以下、上記それぞれの工程条件について詳細に説明する。
（鋼スラブの再加熱）
本発明では、熱間圧延を行う前に、鋼スラブを再加熱して均質化処理する工程を行うことが好ましい。これは、１０００〜１３００℃の温度範囲で行うことがより好ましい。
上記再加熱時の温度が１０００℃未満であると、圧延荷重が急激に増加するという問題が発生する。これに対し、その温度が１３００℃を超えると、エネルギー費用が増加するだけでなく、表面スケールの量が多すぎるようになるという問題が発生する。よって、本発明において再加熱工程は１０００〜１３００℃で行うことが好ましい。
（熱間圧延）
上記再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。この場合に、熱間仕上げ圧延は８００〜９５０℃で行うことが好ましい。
上記熱間仕上げ圧延時の圧延温度が８００℃未満であると、圧延荷重が大きく増加して圧延が困難となる問題がある。これに対し、熱間仕上げ圧延時の温度が９５０℃を超えると、圧延ロールの熱疲労が大きく増加して寿命短縮の原因となる。よって、本発明において熱間圧延時の熱間仕上げ圧延温度は８００〜９５０℃に制限することが好ましい。
（巻取り）
上記によって製造された熱延鋼板を巻取る。この場合に、巻取り温度は７５０℃以下であることが好ましい。
巻取り時の巻取り温度が高すぎると、熱延鋼板の表面にスケールが多く発生して表面欠陥をもたらし、めっき性を劣化させる原因となる。よって、巻取り工程は７５０℃以下で行うことが好ましい。この場合に、巻取り温度の下限は特に限定しないが、マルテンサイトの形成による熱延板の強度が過度に高まるにつれて、後の冷間圧延が難しくなるため、Ｍｓ（マルテンサイト変態開始温度）〜７５０℃で行うことが好ましい。
（冷間圧延）
上記巻取られた熱延鋼板を酸洗処理して酸化層を除去した後、鋼板の形状及び厚さを合わせるために、冷間圧延を行うことで冷延鋼板を製造することが好ましい。
通常、冷間圧延は、顧客が求める厚さを確保するために行う。この場合に、圧下率に制限はないが、後の焼鈍工程における再結晶時に、粗大なフェライト結晶粒が生成されることを抑制するために、２５％以上の冷間圧下率で行うことが好ましい。
（焼鈍）
本発明は、最終微細組織が、短軸と長軸の比が０．４以下である針状フェライト及び針状の残留オーステナイト相を主相として含む冷延鋼板を製造するためのもので、このような冷延鋼板を得るためには、後の焼鈍工程を制御することが重要である。特に、本発明では、焼鈍時に、炭素やマンガンなどの元素の再分配（ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ）から目的とする微細組織を確保するために、通常の冷間圧延後のＱ＆Ｐ連続焼鈍工程ではなく、後述のとおり、１次焼鈍を通じて低温組織を確保し、次いで、２次焼鈍時にＱ＆Ｐ熱処理を行うことを特徴とする。
１次焼鈍
まず、上記製造された冷延鋼板をＡｃ３以上の温度で焼鈍してから冷却する１次焼鈍熱処理を行うことが好ましい（図１（ａ）参照）。
これは、１次焼鈍熱処理された冷延鋼板の微細組織の主相として、面積分率９０％以上のベイナイト及びマルテンサイトを得るためのもので、焼鈍温度がＡｃ３に及ばないと、軟質のポリゴナルフェライトが大量に形成されて、後の２次焼鈍熱処理時の２相域焼鈍時に既に形成されたポリゴナルフェライトにより微細な最終組織を得る効果が低減するという問題がある。
２次焼鈍
上記１次焼鈍熱処理が完了した後、Ａｃ１〜Ａｃ３の範囲で加熱し維持してから冷却する２次焼鈍熱処理（Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ＆Ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ熱処理）を行うことが好ましい（図１（ｂ）参照）。
本発明において、Ａｃ１〜Ａｃ３の範囲で加熱するのは、焼鈍時にオーステナイトへの合金元素の分配を通じてオーステナイトの安定性を確保し、常温における最終組織において残留オーステナイトを確保するためのもので、加熱後に、その温度で維持することにより、１次焼鈍熱処理後に形成された低温組織相（ベイナイト及びマルテンサイト）の逆変態とともに、炭素やマンガンなどの合金元素の再分配を誘導できるようになる。この場合の再分配を１次再分配と称する。
この場合に、合金元素の１次再分配のための維持は、合金元素がオーステナイトへ十分に拡散するように行えばよいため、その時間に対しては特に限定しない。但し、維持時間が長くなりすぎると、生産性が低下するおそれがあり、再分配の効果も飽和するため、これを考慮して２分以下で行うことが好ましい。
上述のように、合金元素の１次再分配を完了させた後、Ｍｓ（マルテンサイト変態開始温度）〜Ｍｆ（マルテンサイト変態終了温度）の範囲の温度で冷却し、これを再びＭｓ以上で再加熱して合金元素の再分配をさらに誘導することが好ましい。この場合の再分配を２次再分配と称する。
上記冷却時の平均冷却速度は２０℃／ｓ以上であることが好ましい。これは、冷却時のポリゴナルフェライトの形成を抑制するためである。
上記冷却後の再加熱時に、加熱温度が５００℃を超えて長時間維持すると、オーステナイト相がパーライトに変態して、所望する微細組織を確保することができなくなる。よって、再加熱時に、５００℃以下の温度まで加熱することが好ましい。但し、溶融合金化熱処理時には、５００℃を超える温度に高くするしかないが、１分以内の溶融合金化熱処理では得ようとする物性を大きく劣化させることはない。
一方、焼鈍後の冷却時に、鋼板の蛇行などを抑制するために、焼鈍直後に徐冷却区間を通過させることができるが、このような徐冷却区間でポリゴナルフェライトへの変態を最大限に抑制しなければ本発明が意図する微細組織及び物性を確保することができない。
本発明による焼鈍工程を適用する場合、従来の焼鈍工程、即ち、冷間圧延後に連続焼鈍工程を行う場合に比べてオーステナイトへの逆変態速度が速くなり、焼鈍時間を短縮させることができるだけでなく、組織の微細化による強度及び延性の確保が有利になるという長所がある。
これは、図２を通じて確認できる。図２は焼鈍時の焼鈍温度における維持時間でオーステナイトへの変態を時間の関数で示したもので、従来の冷間圧延板を用いた連続焼鈍工程（ｒｅｄ ｌｉｎｅ）に比べて、本発明のように１次焼鈍段階で低温組織を確保し、焼鈍工程（２次焼鈍段階）をさらに適用する場合（ｇｒｅｅｎ ｌｉｎｅ）、より短い時間内でオーステナイトへの変態が完了することが確認できる。
このように、本発明は、１次焼鈍段階後に形成された低温組織をＡｃ１〜Ａｃ３の範囲で加熱及び維持して、速い逆変態とともに、炭素やマンガンなどの合金元素の１次再分配を誘導し、これを再び冷却し再加熱して２次再分配を誘導することにより、従来のＱ＆Ｐ熱処理で得られる組織に対して微細であり、且つ優れた延性を確保することができる。
（めっき）
上記１次及び２次焼鈍熱処理された冷延鋼板をめっき処理することにより、めっき鋼板を製造することができる。この場合に、めっき処理は溶融めっき法または合金化溶融めっき法で行うことが好ましく、これによって形成されためっき層は亜鉛系であることが好ましい。
上記溶融めっき法を用いる場合は、亜鉛めっき浴に入れて溶融めっき鋼板を製造することができる。また、合金化溶融めっき法の場合も、通常の合金化溶融めっき処理を行うことにより、合金化溶融めっき鋼板を製造することができる。
以下、実施例を通じて本発明をより具体的に説明する。但し、下記実施例は本発明を例示してより詳細に説明するためのもので、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及びこれから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）
下記表１に示された成分組成を有する溶融金属で真空溶解を通じて厚さ９０ｍｍ、幅１７５ｍｍのインゴットを製造した後、これを１２００℃で１時間再加熱して均質化処理し、Ａｒ３以上の温度である９００℃以上で熱間仕上げ圧延することで熱延鋼板を製造した。次に、上記熱延鋼板を冷却した後、６００℃で予め加熱された炉に挿入して１時間維持してから炉冷させることにより熱延巻取りを模写した。この熱間圧延した板材を５０〜６０％の冷間圧下率で冷間圧延した後、下記表２の条件で焼鈍熱処理を行い、最終の冷延鋼板を製造した。また、それぞれの冷延鋼板に対して組織分率、降伏強度、引張強度及び延伸率を測定し、その結果を下記表２に示した。
Figure 0006383808
 （上記表１において、Ｂｓ＝８３０−２７０Ｃ−９０Ｍｎ−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ−８３Ｍｏ、Ｍｓ＝５３９−４２３Ｃ−３０．４Ｍｎ−１２．１Ｃｒ−１７．７Ｎｉ−７．５Ｍｏ、Ａｃ１＝７２３−１０．７Ｍｎ−１６．９Ｎｉ＋２９．１Ｓｉ＋１６．９Ｃｒ＋２９０Ａｓ＋６．３８Ｗ、及びＡｃ３＝９１０−２０３√Ｃ−１５．２Ｎｉ＋４４．７Ｓｉ＋１０４Ｖ＋３１．５Ｍｏ＋１３．１Ｗ−３０Ｍｎ−１１Ｃｒ−２０Ｃｕ＋７００Ｐ＋４００Ａｌ＋１２０Ａｓ＋４００Ｔｉである。ここで、化学元素とは添加された元素の重量％、Ｂｓとはベイナイト変態開始温度、Ｍｓとはマルテンサイト変態開始温度、Ａｃ１とは昇温時のオーステナイト変態開始温度、Ａｃ３とは昇温時のオーステナイトへの単相熱処理開始温度を意味する。）
Figure 0006383808
 （上記表２の最終焼鈍前の組織において、「Ｍ」はマルテンサイト，「Ｂ」はベイナイトを示す。また、組織分率において、「ＰＦ」はポリゴナルフェライト、「ＬＦ」は針状型フェライト、「ＬＡ」は針状型残留オーステナイトを示し、「Ｍ」はＱ＆Ｐ熱処理時に生成された焼戻しマルテンサイト（ｔｅｍｐｅｒｅｄ ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）と最終冷却中に生成されたフレッシュマルテンサイト（ｆｒｅｓｈ ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）を含む。ここで、焼戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトを明白に区別するためには、顕微鏡を活用して精密に観察する必要があるため、本実施例ではこれを統合して示す。また、上記表２において、最終焼鈍前の微細組織が「冷延組織」である実施例は、冷間圧延後に最終焼鈍（Ｑ＆Ｐ熱処理）を行ったものであり、最終焼鈍前の微細組織が「ＭまたはＢ」である実施例は、本発明が提案する焼鈍工程、即ち、１次焼鈍段階（低温組織を確保するための熱処理工程）を適用したものである。なお、上記表２において、冷却温度は最終焼鈍時に（本発明の２次焼鈍段階を意味する）Ｍｓ〜Ｍｆの範囲で冷却した温度を示したものであり、再加熱温度は２次再分配のために昇温した温度を示すものである。上記過時効温度が「ｎｏｎｅ」と示された実施例は、一般の連続焼鈍工程の過時効処理が適用された実施例である。）
上記表２に示されたように、成分系が同一の鋼種であるにも関わらず、冷延組織をＱ＆Ｐ熱処理した場合に比べて、１次焼鈍を通じて低温組織に変態させた後、最終焼鈍を行った場合に延伸率が向上することが確認できた。
これは、図３及び図４に示されたように、通常のＱ＆Ｐ熱処理時に形成されるポリゴナルフェライトの分率を最大限に抑制する本発明の焼鈍工程によって針状フェライト及び針状の残留オーステナイトを確保することができることに起因する。
一方、本発明の焼鈍工程を適用したとしても、成分組成のうち炭素量が足りない場合（比較鋼１）は、目標とする強度を確保することが困難であり、Ｍｎの含量が高すぎる場合（比較鋼２及び比較鋼３）は、過量のＭｎに起因した相変態への遅延で形成された大量のマルテンサイト変態により、延性が非常に低下して上記３つの比較鋼の水準の延性を確保することが確認できる。特に、オーステナイト域の拡大元素であるＭｎが非常に高い比較鋼３の場合は、フェライトとオーステナイトが共存するＡｃ１及びＡｃ３の範囲が非常に狭いため焼鈍工程性を確保することも非常に困難である。
上記結果から見るとき、本発明によって製造される冷延鋼板は、７８０ＭＰａ以上の引張強度及び優れた延伸率を確保することができるため、従来のＱ＆Ｐ熱処理工程を通じて製造された鋼材に比べて構造部材に適用するための冷間成形を容易に行うことができるという長所がある。

Claims (12)

  1. 質量％で、炭素（Ｃ）：０．１〜０．３％、シリコン（Ｓｉ）：０．１〜２．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．００５〜１．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．５〜３．０％、リン（Ｐ）：０．０４％以下（０％は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０１５％以下（０％は除く）、窒素（Ｎ）：０．０２％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、前記Ｓｉ及びＡｌの和（Ｓｉ＋Ａｌ、質量％）は１．０％以上を満たし、
    微細組織は、面積分率で、短軸と長軸の比が０．４を超えるポリゴナルフェライト５％以下、短軸と長軸の比が０．４以下である針状フェライト７０％以下（０％は除く）、針状の残留オーステナイト２５％以下（０％は除く）、及び残部マルテンサイトからなり、 前記針状フェライトと針状の残留オーステナイトを混合して、面積分率で６０％以上含む、延性に優れた高強度冷延鋼板。
  2. 前記残部マルテンサイトは面積分率で４０％以下（０％は除く）含む、請求項１に記載の延性に優れた高強度冷延鋼板。
  3. 前記高強度冷延鋼板は、チタン（Ｔｉ）：０．００５〜０．１％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５〜０．１％、バナジウム（Ｖ）：０．００５〜０．１％、ジルコニウム（Ｚｒ）：０．００５〜０．１％、及びタングステン（Ｗ）：０．００５〜０．５％からなる群より選択された１種以上をさらに含む、請求項１に記載の延性に優れた高強度冷延鋼板。
  4. 前記高強度冷延鋼板は、モリブデン（Ｍｏ）：１％以下（０％は除く）、ニッケル（Ｎｉ）：１％以下（０％は除く）、銅（Ｃｕ）：０．５％以下（０％は除く）、及びクロム（Ｃｒ）：１％以下（０％は除く）からなる群より選択された１種以上をさらに含む、請求項１に記載の延性に優れた高強度冷延鋼板。
  5. 前記高強度冷延鋼板は、アンチモン（Ｓｂ）：０．０４％以下（０％は除く）、カルシウム（Ｃａ）：０．０１％以下（０％は除く）、及びビスマス（Ｂｉ）：０．１％以下（０％は除く）からなる群より選択された１種以上をさらに含む、請求項１に記載の延性に優れた高強度冷延鋼板。
  6. 請求項１〜５のいずれか一項の高強度冷延鋼板に溶融亜鉛めっき処理される、延性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  7. 請求項６の高強度溶融亜鉛めっき鋼板に合金化熱処理される、延性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  8. 請求項１に記載の高強度冷延鋼板を製造する方法であって、
    質量％で、炭素（Ｃ）：０．１〜０．３％、シリコン（Ｓｉ）：０．１〜２．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．００５〜１．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．５〜３．０％、リン（Ｐ）：０．０４％以下（０％は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０１５％以下（０％は除く）、窒素（Ｎ）：０．０２％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、前記Ｓｉ及びＡｌの和（Ｓｉ＋Ａｌ、質量％）は１．０％以上を満たす鋼スラブを１０００〜１３００℃で再加熱する段階と、
    前記再加熱された鋼スラブを８００〜９５０℃で熱間仕上げ圧延して熱延鋼板を製造する段階と、
    前記熱延鋼板を７５０℃以下で巻取る段階と、
    前記巻取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を製造する段階と、
    前記冷延鋼板をＡｃ３以上の温度で焼鈍及び冷却する１次焼鈍段階と、
    前記１次焼鈍段階の後にＡｃ１〜Ａｃ３の範囲の温度で加熱し維持した後、２０℃／ｓ以上の冷却速度でＭｓ〜Ｍｆまで冷却し、Ｍｓ以上で再加熱して１秒以上維持してから冷却する２次焼鈍段階と、を含む、延性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
  9. 前記冷延鋼板は、前記２次焼鈍段階の前の微細組織が、面積分率で、９０％以上のベイナイト及び／またはマルテンサイトを含む、請求項８に記載の延性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
  10. 前記鋼スラブは、チタン（Ｔｉ）：０．００５〜０．１％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５〜０．１％、バナジウム（Ｖ）：０．００５〜０．１％、ジルコニウム（Ｚｒ）：０．００５〜０．１％、及びタングステン（Ｗ）：０．００５〜０．５％からなる群より選択された１種以上をさらに含む、請求項８に記載の延性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
  11. 前記鋼スラブは、モリブデン（Ｍｏ）：１％以下（０％は除く）、ニッケル（Ｎｉ）：１％以下（０％は除く）、銅（Ｃｕ）：０．５％以下（０％は除く）、及びクロム（Ｃｒ）：１％以下（０％は除く）からなる群より選択された１種以上をさらに含む、請求項８に記載の延性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
  12. 前記鋼スラブは、アンチモン（Ｓｂ）：０．０４％以下（０％は除く）、カルシウム（Ｃａ）：０．０１％以下（０％は除く）、及びビスマス（Ｂｉ）：０．１％以下（０％は除く）からなる群より選択された１種以上をさらに含む、請求項８に記載の延性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
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