JP6688392B2 - 延性に優れた超高強度熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、延性に優れた超高強度熱延鋼板及びその製造方法に関するものである。
自動車用衝突部材、バンパー及び補強材として用いられる引張強度１ＧＰａ以上の超高強度鋼は、鋼中に適正レベルの残留オーステナイト相を含有しなければ、実際の製品の成形が容易でなくなり、成形後に、高強度により優れた耐衝突特性を示すことができなくなる。
最近では、このための様々な方案が提案されており、特に引張強度１ＧＰａ級以上の強度を得るとともに、伸び１０％以上を確保するために、残留オーステナイト相によるＴＲＩＰ現象を活用した熱間圧延Ｑ＆Ｐ（Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ ａｎｄ Ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ）鋼が提案された。Ｑ＆Ｐ鋼は、鋼をオーステナイト単相域又はオーステナイトとフェライトの二相域温度まで加熱して一定の時間均質化熱処理した後、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）とマルテンサイト変態終了温度（Ｍｆ）との間の温度まで急冷してマルテンサイト相と残留オーステナイト相を形成させ、残留オーステナイト相を安定化させるために冷却終了温度で維持するか、又はＭｓ温度よりもやや高い温度で加熱し、熱処理して製造する。
かかるＱ＆Ｐ鋼の製造概念は、米国コロラド鉱山大学（Ｃｏｌｏｒａｄｏ Ｓｃｈｏｏｌ ｏｆ Ｍｉｎｅ）のＪ．Ｇ．Ｓｐｅｅｒ教授などによって非特許文献１及び非特許文献２のように提案された。しかし、二相域温度又はオーステナイト単相域温度まで加熱する方法を通常の熱間圧延工程にさらに適用する方法には製造コストがかかるという問題があった。
これを解決するために、通常の熱間圧延後の冷却工程でもＱ＆Ｐ鋼が得られるように、Ｃｒ、Ｔｉ、Ａｌなどを活用する技術が特許文献１〜３に提案された。しかし、このようにＣｒ、Ａｌをさらに活用すると、鋼の溶接性を低下させ、硬化能が増加しすぎて板のエッジ部とセンター部における材質偏差が激しくなるという問題があり、Ｔｉを活用する場合には、高温における炭化物の形成が原因で残留オーステナイトの相分率が減少し、十分な延性及び曲げ特性を得ることが難しくなるという問題点があった。
Ｊ．Ｇ．Ｓｐｅｅｒ，Ｄ．Ｖ．Ｅｄｍｏｎｄｓ，Ｆ．Ｃ．Ｒｉｚｚｏ，Ｄ．Ｋ．Ｍａｔｌｏｃｋ：Ｃｕｒｒ．Ｏｐｉｎ．Ｓｏｌｉｄ Ｓｔａｔｅ Ｍａｔｅｒ．Ｓｃｉ．８（２００４）２１９−２３７．
Ｇ．Ａ．Ｔｈｏｍａｓ，Ｊ．Ｇ．Ｓｐｅｅｒ，ａｎｄ Ｄ．Ｋ．Ｍａｔｌｏｃｋ：ＡＩＳＴ Ｔｒａｎｓ．，２００８，ｖｏｌ．５（５），ｐｐ．２０９−２１７．
本発明の課題は、合金組成及び製造方法を精密に制御することにより、既存の熱延鋼板の製造工程を大幅に変更することなく、延性に優れた超高強度熱延鋼板及びその製造方法を提供することである。
一方、本発明の課題は、上述した内容に限定されない。本発明の課題は、本明細書の内容全般から理解されることができ、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、本発明の追加的な課題を明確に理解するものである。
本発明の一側面は、重量％で、Ｃ：０．１５〜０．２５％、Ｓｉ：０．６〜２．０％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．００５〜０．２％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．００１〜０．０５％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｎｂ：０．００３〜０．１％、Ｔｉ：０．００３〜０．１％、Ｖ：０．００３〜０．１％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、残部Ｆｅ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を満たすことを特徴とする、延性に優れた超高強度熱延鋼板に関するものである。
また、本発明の他の一側面は、重量％で、Ｃ：０．１５〜０．２５％、Ｓｉ：０．６〜２．０％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．００５〜０．２％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．００１〜０．０５％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｎｂ：０．００３〜０．１％、Ｔｉ：０．００３〜０．１％、Ｖ：０．００３〜０．１％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、残部Ｆｅ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を満たすスラブを１２００〜１３５０℃に加熱する段階と、上記加熱されたスラブを８５０〜１１５０℃の温度範囲で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱間圧延鋼板を２００〜４００℃の冷却終了温度まで平均冷却速度５０〜１００℃／ｓで冷却した後、巻き取る段階と、上記巻き取られた熱延鋼板を加熱炉内に装入し、２００〜４００℃の温度範囲で下記関係式３を満たすように保熱又は加熱する段階と、を含む、延性に優れた超高強度熱延鋼板の製造方法に関するものである。
関係式１： ４．５≦［Ｍｎ］＋１２［ｓｏｌ．Ｃ］＋２．５［Ｍｏ］＋２［Ｃｒ］＋３００［Ｂ］＋［Ｖ］≦５．３
関係式２： ［ｓｏｌ．Ｃ］＝［Ｃ］−（０．２５［Ｔｉ］＋０．１３［Ｎｂ］＋０．１２５［Ｍｏ］）、０．１７≦［ｓｏｌ．Ｃ］≦０．２２
関係式３： Ｔ＝Ｔｅｍｐ（２５［ｓｏｌ．Ｃ］＋Ｌｏｇ（Ｔｉｍｅ））、２０００≦Ｔ≦２５００
（上記関係式１及び関係式２における各元素記号は、各元素の含有量を重量％で表した値であり、関係式３におけるＴｅｍｐ及びＴｉｍｅは、巻取り後の加熱炉における温度（℃）及び時間（分）を示す。）
関係式２： ［ｓｏｌ．Ｃ］＝［Ｃ］−（０．２５［Ｔｉ］＋０．１３［Ｎｂ］＋０．１２５［Ｍｏ］）、０．１７≦［ｓｏｌ．Ｃ］≦０．２２
関係式３： Ｔ＝Ｔｅｍｐ（２５［ｓｏｌ．Ｃ］＋Ｌｏｇ（Ｔｉｍｅ））、２０００≦Ｔ≦２５００
（上記関係式１及び関係式２における各元素記号は、各元素の含有量を重量％で表した値であり、関係式３におけるＴｅｍｐ及びＴｉｍｅは、巻取り後の加熱炉における温度（℃）及び時間（分）を示す。）
なお、上記した課題の解決手段は、本発明の全特徴を列挙したものではない。本発明の様々な特徴とそれに伴う利点と効果は、以下の具体的な実施形態を参照して、より詳細に理解することができる。
本発明によると、強度及び延性に優れ、自動車用衝突部材、バンパー及び補強材などに好適に適用することができる、延性に優れた超高強度熱延鋼板及びその製造方法を提供することができるという効果がある。
以下、本発明の好ましい実施形態を説明する。しかし、本発明の実施形態は、いくつかの他の形態に変形することができ、本発明の範囲が以下に記述する実施形態に限定されるものではない。また、本発明の実施形態は、当該技術分野において平均的な知識を有する者に本発明をさらに完全に説明するために提供されるものである。
本発明者らは、上述した問題点を解決するために深く研究した結果、合金組成及び製造方法を精密に制御することにより、既存の熱延鋼板の製造工程を大幅に変更することなく、延性に優れた超高強度熱延鋼板及びその製造方法を提供することができることを確認し、本発明を完成させた。
以下、本発明の一側面による延性に優れた超高強度熱延鋼板について詳細に説明する。
本発明の一側面による延性に優れた超高強度熱延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．１５〜０．２５％、Ｓｉ：０．６〜２．０％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．００５〜０．２％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．００１〜０．０５％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｎｂ：０．００３〜０．１％、Ｔｉ：０．００３〜０．１％、Ｖ：０．００３〜０．１％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、残部Ｆｅ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を満たすことを特徴とする。
関係式１： ４．５≦［Ｍｎ］＋１２［ｓｏｌ．Ｃ］＋２．５［Ｍｏ］＋２［Ｃｒ］＋３００［Ｂ］＋［Ｖ］≦５．３
関係式２： ［ｓｏｌ．Ｃ］＝［Ｃ］−（０．２５［Ｔｉ］＋０．１３［Ｎｂ］＋０．１２５［Ｍｏ］）、０．１７≦［ｓｏｌ．Ｃ］≦０．２２
（上記関係式１及び関係式２における各元素記号は、各元素の含有量を重量％で表した値である。）
関係式１： ４．５≦［Ｍｎ］＋１２［ｓｏｌ．Ｃ］＋２．５［Ｍｏ］＋２［Ｃｒ］＋３００［Ｂ］＋［Ｖ］≦５．３
関係式２： ［ｓｏｌ．Ｃ］＝［Ｃ］−（０．２５［Ｔｉ］＋０．１３［Ｎｂ］＋０．１２５［Ｍｏ］）、０．１７≦［ｓｏｌ．Ｃ］≦０．２２
（上記関係式１及び関係式２における各元素記号は、各元素の含有量を重量％で表した値である。）
まず、本発明の一側面による延性に優れた超高強度熱延鋼板の合金組成について詳細に説明する。以下、各合金元素の単位は重量％である。
Ｃ：０．１５〜０．２５％
上記Ｃは、鋼の硬化能を高め、鋼を強化させるために最も経済的且つ効果的な元素であり、残留オーステナイト相の安定性を確保するためにも容易である。Ｃの含有量が増加すると、マルテンサイト相とベイナイト相が増加し、引張強度が増加するようになりうる。
Ｃの含有量が０．１５％未満の場合には、安定した残留オーステナイト相を形成することが不十分となりうる。これに対し、Ｃの含有量が０．２５％を超えると、溶接性が低下し、冷却速度に応じて微細組織の偏差が増加して熱間圧延鋼板（熱間圧延板材）の位置ごとの材質偏差が激しくなり、延性及び剪断加工性が低下しうるという問題が生じうる。したがって、Ｃの含有量は、０．１５〜０．２５％であることが好ましい。
上記Ｃは、鋼の硬化能を高め、鋼を強化させるために最も経済的且つ効果的な元素であり、残留オーステナイト相の安定性を確保するためにも容易である。Ｃの含有量が増加すると、マルテンサイト相とベイナイト相が増加し、引張強度が増加するようになりうる。
Ｃの含有量が０．１５％未満の場合には、安定した残留オーステナイト相を形成することが不十分となりうる。これに対し、Ｃの含有量が０．２５％を超えると、溶接性が低下し、冷却速度に応じて微細組織の偏差が増加して熱間圧延鋼板（熱間圧延板材）の位置ごとの材質偏差が激しくなり、延性及び剪断加工性が低下しうるという問題が生じうる。したがって、Ｃの含有量は、０．１５〜０．２５％であることが好ましい。
Ｓｉ：０．６〜２．０％
上記Ｓｉは、溶鋼を脱酸させる作用をし、固溶強化の効果があり、粗大な炭化物の形成を遅延させて、残留オーステナイト相を形成させるために有利な効果がある。
Ｓｉの含有量が０．６％未満の場合には、炭化物の形成を遅延させる効果が少なく、安定した残留オーステナイト相を向上させにくいという問題点がある。これに対し、Ｓｉの含有量が２．０％を超えると、溶接性が低下しうるという問題がある。したがって、Ｓｉの含有量は、０．６〜２．０％であることが好ましい。
上記Ｓｉは、溶鋼を脱酸させる作用をし、固溶強化の効果があり、粗大な炭化物の形成を遅延させて、残留オーステナイト相を形成させるために有利な効果がある。
Ｓｉの含有量が０．６％未満の場合には、炭化物の形成を遅延させる効果が少なく、安定した残留オーステナイト相を向上させにくいという問題点がある。これに対し、Ｓｉの含有量が２．０％を超えると、溶接性が低下しうるという問題がある。したがって、Ｓｉの含有量は、０．６〜２．０％であることが好ましい。
Ｍｎ：１．５〜３．０％
上記Ｍｎは、Ｓｉと同様に鋼を固溶強化させるための効果的な元素であり、鋼の硬化能を増加させてマルテンサイト相を形成させることを容易にする。
Ｍｎの含有量が１．５％未満の場合には、上述した効果を得ることが不十分となりうる。これに対し、Ｍｎの含有量が３．０％を超えると、硬化能が過度に増加して、所望の微細組織を制御することが難しく、連続鋳造工程におけるスラブ鋳造時の厚さ中心部で偏析部が大きく発達してスラブの品質が低下し、熱間圧延後の冷却時には厚さ方向への微細組織が不均一に形成され、溶接性も低下しうる。したがって、Ｍｎの含有量は、１．５〜３．０％であることが好ましい。
上記Ｍｎは、Ｓｉと同様に鋼を固溶強化させるための効果的な元素であり、鋼の硬化能を増加させてマルテンサイト相を形成させることを容易にする。
Ｍｎの含有量が１．５％未満の場合には、上述した効果を得ることが不十分となりうる。これに対し、Ｍｎの含有量が３．０％を超えると、硬化能が過度に増加して、所望の微細組織を制御することが難しく、連続鋳造工程におけるスラブ鋳造時の厚さ中心部で偏析部が大きく発達してスラブの品質が低下し、熱間圧延後の冷却時には厚さ方向への微細組織が不均一に形成され、溶接性も低下しうる。したがって、Ｍｎの含有量は、１．５〜３．０％であることが好ましい。
Ｃｒ：０．０１〜０．５％
上記Ｃｒは、鋼を固溶強化させ、鋼の硬化能を増加させることで、鋼の強度を高める。しかし、Ｃｒの含有量が０．０１％未満の場合には、添加による上記効果を得ることが不十分となりうる。これに対し、Ｃｒの含有量が０．５％を超えると、Ｍｎと同様に、厚さ中心部で偏析部が大きく発達し、厚さ方向の微細組織を不均一にして成形性及び溶接性を低下させうる。したがって、上記Ｃｒの含有量は、０．０１〜０．５％に制限することが好ましい。
上記Ｃｒは、鋼を固溶強化させ、鋼の硬化能を増加させることで、鋼の強度を高める。しかし、Ｃｒの含有量が０．０１％未満の場合には、添加による上記効果を得ることが不十分となりうる。これに対し、Ｃｒの含有量が０．５％を超えると、Ｍｎと同様に、厚さ中心部で偏析部が大きく発達し、厚さ方向の微細組織を不均一にして成形性及び溶接性を低下させうる。したがって、上記Ｃｒの含有量は、０．０１〜０．５％に制限することが好ましい。
Ｍｏ：０．００５〜０．２％
上記Ｍｏは、鋼を固溶強化させ、鋼の硬化能を増加させることで、鋼の強度を高めうる。また、Ｎｂ、Ｔｉなどとともに添加する場合には、炭化物の形成にも寄与して、固溶炭素を安定化させうる。しかし、Ｍｏの含有量が０．００５％未満の場合には、添加による上記効果を得ることが不十分になりうる。これに対し、Ｍｏの含有量が０．２％を超えると、過度な焼入性増加が原因で、マルテンサイト相を容易に形成し、且つ安定した残留オーステナイト相を形成させることが難しくなりうるという問題があり、経済的にも不利であり、溶接性にも有害となりうる。したがって、上記Ｍｏの含有量は、０．００５〜０．２％であることが好ましい。
上記Ｍｏは、鋼を固溶強化させ、鋼の硬化能を増加させることで、鋼の強度を高めうる。また、Ｎｂ、Ｔｉなどとともに添加する場合には、炭化物の形成にも寄与して、固溶炭素を安定化させうる。しかし、Ｍｏの含有量が０．００５％未満の場合には、添加による上記効果を得ることが不十分になりうる。これに対し、Ｍｏの含有量が０．２％を超えると、過度な焼入性増加が原因で、マルテンサイト相を容易に形成し、且つ安定した残留オーステナイト相を形成させることが難しくなりうるという問題があり、経済的にも不利であり、溶接性にも有害となりうる。したがって、上記Ｍｏの含有量は、０．００５〜０．２％であることが好ましい。
Ｐ：０．００１〜０．０５％
上記Ｐは、Ｓｉと同様に固溶強化及びフェライト変態の促進効果をともに有する。しかし、Ｐの含有量が０．００１％未満の場合には、製造コストが多くかかり経済的に不利であり、高強度を得ることも不十分となりうる。これに対し、Ｐの含有量が０．０５％を超えると、粒界偏析による脆化が発生し、剪断加工時に微細な亀裂が発生しやすくなり、延性及び耐衝撃特性を大きく悪化させうる。したがって、Ｐの含有量は、０．００１〜０．０５％であることが好ましい。
上記Ｐは、Ｓｉと同様に固溶強化及びフェライト変態の促進効果をともに有する。しかし、Ｐの含有量が０．００１％未満の場合には、製造コストが多くかかり経済的に不利であり、高強度を得ることも不十分となりうる。これに対し、Ｐの含有量が０．０５％を超えると、粒界偏析による脆化が発生し、剪断加工時に微細な亀裂が発生しやすくなり、延性及び耐衝撃特性を大きく悪化させうる。したがって、Ｐの含有量は、０．００１〜０．０５％であることが好ましい。
Ｓ：０．００１〜０．０１％
上記Ｓは、鋼中に存在する不純物である。Ｓの含有量が０．０１％を超えると、Ｍｎなどと結合して非金属介在物を形成し、その結果、鋼の切断加工時に、微細な亀裂が発生しやすくなり、伸びフランジ性及び耐衝撃性を大きく低下させうるという問題点が生じうる。また、Ｓの含有量が０．００１％未満の場合には、製鋼操業時に時間が多くかかり、生産性が落ちることになりうる。したがって、Ｓの含有量は、０．００１〜０．０１％であることが好ましい。
上記Ｓは、鋼中に存在する不純物である。Ｓの含有量が０．０１％を超えると、Ｍｎなどと結合して非金属介在物を形成し、その結果、鋼の切断加工時に、微細な亀裂が発生しやすくなり、伸びフランジ性及び耐衝撃性を大きく低下させうるという問題点が生じうる。また、Ｓの含有量が０．００１％未満の場合には、製鋼操業時に時間が多くかかり、生産性が落ちることになりうる。したがって、Ｓの含有量は、０．００１〜０．０１％であることが好ましい。
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％
上記Ｓｏｌ．Ａｌ（可溶性Ａｌ）は、主に脱酸のために添加する成分である。Ｓｏｌ．Ａｌの含有量が０．０１％未満の場合にはその添加効果が不十分となりうる。これに対し、０．１％を超えると、窒素と結合してＡｌＮが形成されて連続鋳造時のスラブにコーナークラックが発生しやすくなり、熱間圧延板のエッジ（Ｅｄｇｅ）部に介在物形成による欠陥が発生しやすくなる。したがって、Ｓｏｌ．Ａｌの含有量は、０．０１〜０．１％であることが好ましい。
上記Ｓｏｌ．Ａｌ（可溶性Ａｌ）は、主に脱酸のために添加する成分である。Ｓｏｌ．Ａｌの含有量が０．０１％未満の場合にはその添加効果が不十分となりうる。これに対し、０．１％を超えると、窒素と結合してＡｌＮが形成されて連続鋳造時のスラブにコーナークラックが発生しやすくなり、熱間圧延板のエッジ（Ｅｄｇｅ）部に介在物形成による欠陥が発生しやすくなる。したがって、Ｓｏｌ．Ａｌの含有量は、０．０１〜０．１％であることが好ましい。
Ｎ：０．００１〜０．０１％
上記Ｎは、Ｃとともに代表的な固溶強化元素であり、Ｔｉ、Ａｌなどと同様に粗大な析出物を形成する。一般に、Ｎの固溶強化の効果は、炭素よりも優れているが、鋼中にＮの量が増加すればするほど靭性が大きく低下するという問題点がある。また、Ｎの含有量を０．００１％未満添加して製造するためには、製鋼操業時に時間が多くかかり生産性が落ちることになりうる。したがって、Ｎの含有量は、０．００１〜０．０１％であることが好ましい。
上記Ｎは、Ｃとともに代表的な固溶強化元素であり、Ｔｉ、Ａｌなどと同様に粗大な析出物を形成する。一般に、Ｎの固溶強化の効果は、炭素よりも優れているが、鋼中にＮの量が増加すればするほど靭性が大きく低下するという問題点がある。また、Ｎの含有量を０．００１％未満添加して製造するためには、製鋼操業時に時間が多くかかり生産性が落ちることになりうる。したがって、Ｎの含有量は、０．００１〜０．０１％であることが好ましい。
Ｔｉ：０．００３〜０．１％
上記Ｔｉは、Ｎｂ、Ｖとともに代表的な析出強化元素であり、Ｎとの強い親和力で鋼中に粗大なＴｉＮを形成する。ＴｉＮ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という効果がある。また、窒素と反応して残ったＴｉが鋼中に固溶されて炭素と結合することによりＴｉＣの析出物が形成されて鋼の強度を向上させる有用な成分である。
しかし、Ｔｉの含有量が０．００３％未満の場合には、上記の効果を得ることが不十分となりうる。これに対し、Ｔｉの含有量が０．１０％を超えると、粗大なＴｉＮの発生が原因で剪断加工時に微細な亀裂が形成しやくなり、鋼中の固溶Ｃを減少させるため残留オーステナイト相の安定性が減少しうる。したがって、Ｔｉの含有量は、０．００３〜０．１％であることが好ましい。
上記Ｔｉは、Ｎｂ、Ｖとともに代表的な析出強化元素であり、Ｎとの強い親和力で鋼中に粗大なＴｉＮを形成する。ＴｉＮ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という効果がある。また、窒素と反応して残ったＴｉが鋼中に固溶されて炭素と結合することによりＴｉＣの析出物が形成されて鋼の強度を向上させる有用な成分である。
しかし、Ｔｉの含有量が０．００３％未満の場合には、上記の効果を得ることが不十分となりうる。これに対し、Ｔｉの含有量が０．１０％を超えると、粗大なＴｉＮの発生が原因で剪断加工時に微細な亀裂が形成しやくなり、鋼中の固溶Ｃを減少させるため残留オーステナイト相の安定性が減少しうる。したがって、Ｔｉの含有量は、０．００３〜０．１％であることが好ましい。
Ｎｂ：０．００３〜０．１％
上記Ｎｂは、Ｔｉ、Ｖとともに代表的な析出強化元素であり、熱間圧延中に析出して再結晶遅延による結晶粒微細化効果を奏するため鋼の強度及び衝撃靭性の向上に有効である。しかし、Ｎｂの含有量が０．００３％未満の場合には、上記の効果を得ることが不十分となりうる。これに対し、Ｎｂの含有量が０．１％を超えると、熱間圧延中における過度な再結晶遅延により、延伸された結晶粒及び粗大な複合析出物が形成され、変形抵抗が増加して薄物材の熱間圧延が難しくなり、形状品質が低下しうるという問題がある。また、固溶Ｃを減少させ、残留オーステナイト相の安定性も減少させうる。したがって、Ｎｂの含有量は、０．００３〜０．１％であることが好ましい。
上記Ｎｂは、Ｔｉ、Ｖとともに代表的な析出強化元素であり、熱間圧延中に析出して再結晶遅延による結晶粒微細化効果を奏するため鋼の強度及び衝撃靭性の向上に有効である。しかし、Ｎｂの含有量が０．００３％未満の場合には、上記の効果を得ることが不十分となりうる。これに対し、Ｎｂの含有量が０．１％を超えると、熱間圧延中における過度な再結晶遅延により、延伸された結晶粒及び粗大な複合析出物が形成され、変形抵抗が増加して薄物材の熱間圧延が難しくなり、形状品質が低下しうるという問題がある。また、固溶Ｃを減少させ、残留オーステナイト相の安定性も減少させうる。したがって、Ｎｂの含有量は、０．００３〜０．１％であることが好ましい。
Ｖ：０．００３〜０．１％
上記Ｖは、Ｎｂ、Ｔｉとともに代表的な析出強化元素であるが、主に巻取り後に析出物を形成して鋼の強度向上に寄与し、鋼の硬化能を増加させる効果もある。しかし、Ｖの含有量が０．００３％未満の場合には、上記の効果を得ることが不十分であり、０．１％を超えると、粗大な複合析出物が形成されて剪断加工性が低下し、硬化能が増加しすぎるため微細組織を制御することが難しくなり経済的にも不利となりうる。したがって、Ｖの含有量は、０．００３〜０．１％であることが好ましい。
上記Ｖは、Ｎｂ、Ｔｉとともに代表的な析出強化元素であるが、主に巻取り後に析出物を形成して鋼の強度向上に寄与し、鋼の硬化能を増加させる効果もある。しかし、Ｖの含有量が０．００３％未満の場合には、上記の効果を得ることが不十分であり、０．１％を超えると、粗大な複合析出物が形成されて剪断加工性が低下し、硬化能が増加しすぎるため微細組織を制御することが難しくなり経済的にも不利となりうる。したがって、Ｖの含有量は、０．００３〜０．１％であることが好ましい。
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
上記Ｂは、代表的な粒界安定化元素であり、熱間圧延中に再結晶を遅延させ、熱間圧延後の冷却中のフェライト相変態を遅延させて硬化能を高める元素である。また、微量でもその効果が大きい。但し、Ｂの含有量が０．０００５％未満の場合には、上記の効果を得ることが不十分となりうる。これに対し、Ｂの含有量が０．００５％を超えると、熱間圧延中の変形抵抗の増加が原因で薄物材の熱間圧延が難しくなり、硬化能が増加しすぎるため微細組織を制御することが難しくなりうる。したがって、Ｂの含有量は、０．０００５〜０．００５％であることが好ましい。
上記Ｂは、代表的な粒界安定化元素であり、熱間圧延中に再結晶を遅延させ、熱間圧延後の冷却中のフェライト相変態を遅延させて硬化能を高める元素である。また、微量でもその効果が大きい。但し、Ｂの含有量が０．０００５％未満の場合には、上記の効果を得ることが不十分となりうる。これに対し、Ｂの含有量が０．００５％を超えると、熱間圧延中の変形抵抗の増加が原因で薄物材の熱間圧延が難しくなり、硬化能が増加しすぎるため微細組織を制御することが難しくなりうる。したがって、Ｂの含有量は、０．０００５〜０．００５％であることが好ましい。
本発明の他の成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造過程では、原料や周囲の環境から意図しない不純物が必然的に混入される可能性があるため、これを排除することはできない。これらの不純物は、通常の製造過程における技術者であれば誰でも分かるものであるため、そのすべての内容を具体的に言及することはしない。
本発明の一側面による延性に優れた超高強度熱延鋼板は、上述した合金組成満たすだけでなく、下記関係式１及び関係式２を満たす必要がある。
これは、下記関係式１及び関係式２を満たさなければ、熱間圧延後のマルテンサイト組織を均一に形成することが難しくなり、未変態された残留オーステナイト相を安定化することも難しくなるためである。
下記関係式１及び関係式２における各元素記号は、各元素の含有量を重量％で表した値である。
これは、下記関係式１及び関係式２を満たさなければ、熱間圧延後のマルテンサイト組織を均一に形成することが難しくなり、未変態された残留オーステナイト相を安定化することも難しくなるためである。
下記関係式１及び関係式２における各元素記号は、各元素の含有量を重量％で表した値である。
関係式１： ４．５≦［Ｍｎ］＋１２［ｓｏｌ．Ｃ］＋２．５［Ｍｏ］＋２［Ｃｒ］＋３００［Ｂ］＋［Ｖ］≦５．３
関係式１は、鋼の焼入性及び偏析に関連するものであって、特に関係式１を構成する各成分は、鋼の硬化能を高めることで、マルテンサイト相の形成を容易にする。しかし、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒなどは、鋼板の中心部に偏析しやすいため、厚さ方向への微細組織を不均一に形成させ、溶接性にも有害となりうる。したがって、関係式１の値が４．５未満の場合には、鋼の焼入性が足りなくなり、５．３を超えると、微細組織の不均一性が大きくなって溶接性が劣化しうる。
関係式１は、鋼の焼入性及び偏析に関連するものであって、特に関係式１を構成する各成分は、鋼の硬化能を高めることで、マルテンサイト相の形成を容易にする。しかし、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒなどは、鋼板の中心部に偏析しやすいため、厚さ方向への微細組織を不均一に形成させ、溶接性にも有害となりうる。したがって、関係式１の値が４．５未満の場合には、鋼の焼入性が足りなくなり、５．３を超えると、微細組織の不均一性が大きくなって溶接性が劣化しうる。
関係式２： ［ｓｏｌ．Ｃ］＝［Ｃ］−（０．２５［Ｔｉ］＋０．１３［Ｎｂ］＋０．１２５［Ｍｏ］）、０．１７≦［ｓｏｌ．Ｃ］≦０．２２
関係式２は、鋼の析出物の形成に関連する成分を制限したものであって、析出物の形成が上記組成のＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、及びＣの含有量と関連しているため、残留オーステナイト相の安定性に寄与する固溶Ｃの含有量を確認するためのものである。［ｓｏｌ．Ｃ］が０．１７未満の場合には、残留オーステナイトを十分に安定化させることが難しくなり、［ｓｏｌ．Ｃ］が０．２２を超えると、多量の微細な析出物を形成して降伏強度を増加させ、結晶粒を微細にすることができるが、鋼の焼入性が増加し、溶接性にも有害となりうる。
関係式２は、鋼の析出物の形成に関連する成分を制限したものであって、析出物の形成が上記組成のＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、及びＣの含有量と関連しているため、残留オーステナイト相の安定性に寄与する固溶Ｃの含有量を確認するためのものである。［ｓｏｌ．Ｃ］が０．１７未満の場合には、残留オーステナイトを十分に安定化させることが難しくなり、［ｓｏｌ．Ｃ］が０．２２を超えると、多量の微細な析出物を形成して降伏強度を増加させ、結晶粒を微細にすることができるが、鋼の焼入性が増加し、溶接性にも有害となりうる。
一方、本発明による熱間圧延鋼板は、微細組織として、面積分率で、マルテンサイト８５％以上、残留オーステナイト３〜１５％、及びその他の不可避な相を含みうる。
マルテンサイトが８５％未満の場合には、十分な引張強度を確保することが難しい。また、残留オーステナイトが３％未満の場合には、伸び及び成形性が低下する可能性があり、１５％を超えると、十分なマルテンサイトを確保することができないため、引張強度が低下するおそれがある。
このとき、上記不可避な相は、フェライトやベイナイトなどであってもよく、フェライトとベイナイトの合計は５％未満であることがより好ましい。フェライトとベイナイトの合計が５％以上の場合には、強度が低下する可能性がある。
マルテンサイトが８５％未満の場合には、十分な引張強度を確保することが難しい。また、残留オーステナイトが３％未満の場合には、伸び及び成形性が低下する可能性があり、１５％を超えると、十分なマルテンサイトを確保することができないため、引張強度が低下するおそれがある。
このとき、上記不可避な相は、フェライトやベイナイトなどであってもよく、フェライトとベイナイトの合計は５％未満であることがより好ましい。フェライトとベイナイトの合計が５％以上の場合には、強度が低下する可能性がある。
また、本発明による熱延鋼板は、引張強度が１２００ＭＰａ以上であり、伸びが１０％以上であることができる。
一方、本発明による熱延鋼板は、表面に亜鉛メッキ層が形成されていることができる。
以下、本発明の他の一側面である延性に優れた超高強度熱延鋼板の製造方法について詳細に説明する。
本発明の他の一側面による延性に優れた超高強度熱延鋼板の製造方法は、上述した合金組成ならびに関係式１及び関係式２を満たすスラブを１２００〜１３５０℃に加熱する段階と、上記加熱されたスラブを８５０〜１１５０℃の温度範囲で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱間圧延鋼板を２００〜４００℃の冷却終了温度まで平均冷却速度５０〜１００℃／ｓで冷却した後、巻き取る段階と、上記巻き取られた熱延鋼板を加熱炉内に装入し、２００〜４００℃の温度範囲で下記関係式３を満たすように保熱又は加熱する段階と、を含む。
スラブ加熱段階
上述した合金組成ならびに関係式１及び関係式２を満たすスラブを１２００〜１３５０℃に加熱する。
上記スラブ加熱温度が１２００℃未満の場合には、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏなどで構成された炭化物、窒化物、析出物が十分に再固溶されにくいため、熱間圧延以降の工程で析出物の形成効果が減少するようになり、粗大なＴｉＮが残存するようになりうる。これに対し、１３５０℃を超えると、オーステナイト結晶粒の異常粒成長が原因で強度が低下しうるという問題がある。したがって、上記スラブ加熱温度は１２００〜１３５０℃であることが好ましい。
このとき、上記スラブは、連続鋳造工程と熱間圧延工程が直結化された工程で生産されたものであればよい。適正な熱間圧延温度を維持するためには、鋼スラブの温度を１２００〜１３５０℃とすることが重要であるため、上記のような連続鋳造工程と熱間圧延工程が直結化された工程にも好ましく適用することができる。
上述した合金組成ならびに関係式１及び関係式２を満たすスラブを１２００〜１３５０℃に加熱する。
上記スラブ加熱温度が１２００℃未満の場合には、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏなどで構成された炭化物、窒化物、析出物が十分に再固溶されにくいため、熱間圧延以降の工程で析出物の形成効果が減少するようになり、粗大なＴｉＮが残存するようになりうる。これに対し、１３５０℃を超えると、オーステナイト結晶粒の異常粒成長が原因で強度が低下しうるという問題がある。したがって、上記スラブ加熱温度は１２００〜１３５０℃であることが好ましい。
このとき、上記スラブは、連続鋳造工程と熱間圧延工程が直結化された工程で生産されたものであればよい。適正な熱間圧延温度を維持するためには、鋼スラブの温度を１２００〜１３５０℃とすることが重要であるため、上記のような連続鋳造工程と熱間圧延工程が直結化された工程にも好ましく適用することができる。
熱間圧延段階
上記加熱されたスラブを８５０〜１１５０℃の温度範囲で熱間圧延して熱延鋼板を得る。
１１５０℃よりも高い温度で熱間圧延を開始すると、熱延鋼板の温度が高くなり、結晶粒サイズが粗大化して熱延鋼板の表面品質が低下しうる。また、熱間圧延を８５０℃よりも低い温度で終了すると、過度な再結晶の遅延が原因で延伸された結晶粒が発達しうる。さらに、再結晶の遅延が原因で圧延板の形状が劣化し、熱間圧延中の析出物の形成が原因で焼入性が減少し、残留オーステナイト相の安定性も低下するようになりうる。
したがって、熱間圧延は、８５０〜１１５０℃の温度範囲で行うことが好ましい。
上記加熱されたスラブを８５０〜１１５０℃の温度範囲で熱間圧延して熱延鋼板を得る。
１１５０℃よりも高い温度で熱間圧延を開始すると、熱延鋼板の温度が高くなり、結晶粒サイズが粗大化して熱延鋼板の表面品質が低下しうる。また、熱間圧延を８５０℃よりも低い温度で終了すると、過度な再結晶の遅延が原因で延伸された結晶粒が発達しうる。さらに、再結晶の遅延が原因で圧延板の形状が劣化し、熱間圧延中の析出物の形成が原因で焼入性が減少し、残留オーステナイト相の安定性も低下するようになりうる。
したがって、熱間圧延は、８５０〜１１５０℃の温度範囲で行うことが好ましい。
冷却及び巻取段階
上記熱間圧延鋼板を２００〜４００℃の冷却終了温度まで平均冷却速度５０〜１００℃／ｓで冷却した後、巻き取る。
冷却終了温度が２００℃未満の場合には、鋼中の微細組織がすべてマルテンサイト相に相変態されて鋼の強度は増加するが、延性が低下しうる。これに対し、冷却終了温度が４００℃を超えると、ベイナイト相が形成されて鋼の強度及び延性が両方とも低下する可能性がある。
また、冷却時の平均冷却速度が５０℃／ｓ未満の場合には、フェライト相又はベイナイト相が形成されて微細組織が不均一になり、目標とする鋼の材質を確保することが難しくなる。これに対し、平均冷却速度が１００℃／ｓを超えると、板の厚さ方向及び幅方向への微細組織が不均一になって形状品質が低下する可能性がある。
上記熱間圧延鋼板を２００〜４００℃の冷却終了温度まで平均冷却速度５０〜１００℃／ｓで冷却した後、巻き取る。
冷却終了温度が２００℃未満の場合には、鋼中の微細組織がすべてマルテンサイト相に相変態されて鋼の強度は増加するが、延性が低下しうる。これに対し、冷却終了温度が４００℃を超えると、ベイナイト相が形成されて鋼の強度及び延性が両方とも低下する可能性がある。
また、冷却時の平均冷却速度が５０℃／ｓ未満の場合には、フェライト相又はベイナイト相が形成されて微細組織が不均一になり、目標とする鋼の材質を確保することが難しくなる。これに対し、平均冷却速度が１００℃／ｓを超えると、板の厚さ方向及び幅方向への微細組織が不均一になって形状品質が低下する可能性がある。
保熱又は加熱段階
上記巻き取られた熱延鋼板を加熱炉内に装入し、２００〜４００℃の温度範囲で下記関係式３を満たすように保熱又は加熱する。保熱又は加熱熱処理後に熱延鋼板を炉冷することができる。
上記巻き取られた熱延鋼板を加熱炉内に装入し、２００〜４００℃の温度範囲で下記関係式３を満たすように保熱又は加熱する。保熱又は加熱熱処理後に熱延鋼板を炉冷することができる。
関係式３： Ｔ＝Ｔｅｍｐ（２５［ｓｏｌ．Ｃ］＋Ｌｏｇ（Ｔｉｍｅ））、２０００≦Ｔ≦２５００
（上記関係式３におけるＴｅｍｐ及びＴｉｍｅは、巻取り後の加熱炉における温度（℃）及び時間（分）を示す。）
（上記関係式３におけるＴｅｍｐ及びＴｉｍｅは、巻取り後の加熱炉における温度（℃）及び時間（分）を示す。）
熱間圧延及び冷却により巻取りが完了した直後には、鋼中に未変態相が残存しうる。これは、後の熱履歴に応じて安定した残留オーステナイト相を形成することもできるが、すべてマルテンサイト相に変態することもできる。
このとき、上記巻き取られた熱延鋼板の温度が２００℃未満にならないよう、加熱炉内に装入することが好ましい。装入前の温度が２００℃未満の場合には、熱延鋼板の一部又は全体において、未変態相がすべてマルテンサイト相に変態して鋼の強度は大幅に増加するが、残留オーステナイト相の形成が不足して、延性及び成形性が大幅に低下する可能性がある。
また、本発明の上記関係式３を満たすように保熱又は加熱熱処理を行って、鋼中に安定した残留オーステナイト相が形成されるようにする必要がある。
このとき、熱処理温度は、４００℃以上の温度に加熱する必要はない。これは、５０℃／ｓ以上の十分な冷却速度と鋼の焼入性により、未変態相内の固溶炭素の含有量が高いためである。したがって、関係式３を満たす熱処理だけで、十分に安定した残留オーステナイト相を確保することができる。しかし、関係式３の値が２０００未満の場合には、上記熱処理効果が不足して残留オーステナイト相が安定化されないため、マルテンサイト相に変態するようになりうる。これに対し、関係式３の値が２５００を超えると、固溶炭素が拡散して、ベイナイト相が形成されるようになり、鋼の強度及び延性がともに減少し、長時間にわたる熱処理が原因で経済的にも不利になりうる。
上述した製造方法により製造された熱延鋼板は、引張強度が１２００ＭＰａ以上、伸びが１０％以上となって、延性及び強度が優れるようになりうる。
一方、上記保熱又は加熱する段階後に、熱延鋼板を酸洗処理した後、塗油する段階をさらに含むことができる。
また、上記酸洗処理後に、熱延鋼板の温度が４５０〜４８０℃になるように加熱した後、溶融亜鉛メッキする段階を含むことができる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、下記の実施例は、本発明を例示してより詳細に説明するためのものに過ぎず、本発明の権利範囲を限定するためのものではないということに留意すべきである。これは、本発明の権利範囲が特許請求の範囲に記載の事項とこ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ためである。
下記表１に示した成分組成を有するスラブを１２５０℃に加熱した後、下記表２に記載された製造条件を適用して熱延鋼板を製造した。
下記表１における各合金元素の単位は重量％であり、下記表２におけるＦＤＴ及びＣＴはそれぞれ、熱間圧延時の仕上げ圧延終了温度及び巻取温度を意味し、Ｔｅｍｐ及びＴｉｍｅは、コイル加熱炉の熱処理温度及び熱処理時間を意味する。下記表２に示していない熱間圧延直後の冷却は、冷却速度を７０〜９０℃／ｓを満たすように制御した。
下記表１における各合金元素の単位は重量％であり、下記表２におけるＦＤＴ及びＣＴはそれぞれ、熱間圧延時の仕上げ圧延終了温度及び巻取温度を意味し、Ｔｅｍｐ及びＴｉｍｅは、コイル加熱炉の熱処理温度及び熱処理時間を意味する。下記表２に示していない熱間圧延直後の冷却は、冷却速度を７０〜９０℃／ｓを満たすように制御した。
また、上記製造された熱延鋼板の機械的性質及び微細組織の観察結果を下記表３に示した。
下記表３におけるＹＳ、ＴＳ、Ｔ−Ｅｌはそれぞれ、熱圧延板の降伏強度、引張強度、伸びを意味し、引張試験は、圧延板材の圧延方向に対して０°方向を基準にＪＩＳ ５号規格に基づいて採取された試験片として行われた。下記表３に示す引張試験の結果は、３回試験した結果の平均値である。
下記表３におけるＹＳ、ＴＳ、Ｔ−Ｅｌはそれぞれ、熱圧延板の降伏強度、引張強度、伸びを意味し、引張試験は、圧延板材の圧延方向に対して０°方向を基準にＪＩＳ ５号規格に基づいて採取された試験片として行われた。下記表３に示す引張試験の結果は、３回試験した結果の平均値である。
また、下記表３におけるベイナイト（Ｂａｉｎｉｔｅ）、マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）、フェライト（Ｆｅｒｒｉｔｅ）、及び残留オーステナイト（Ｒｅｔａｉｎｅｄ Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）相の面積分率は、該当圧延板材における中心部の試験片を分析した結果である。また、試験片をそれぞれ採取してエッチングした後、光学顕微鏡及び走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて観察し、これを画像分析して測定した。残留オーステナイト相の面積分率は、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｅｄ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）を用いてその圧延板材における中心部の試験片を分析した結果である。
本発明の合金組成ならびに関係式１〜３及び製造条件をすべて満たす発明鋼１〜６の場合、１２００ＭＰａ以上の引張強度及び１０％以上の伸びを確保することができることが分かる。
これに対し、比較鋼１は、関係式１の値が高く、Ｃｒの含有量を満たしていない場合であって、過度に高い硬化能により大部分の微細組織がマルテンサイト相に形成されるため強度は高いが、伸びが劣っていた。
比較鋼２は、関係式１の値が低い場合であって、硬化能が不足して冷却中にベイナイト相変態が発生し、十分なマルテンサイト相を確保することができず、残留オーステナイト相もほとんど形成されなかった。
比較鋼３は、関係式１は満たすため十分な硬化能を示したが、関係式２を満たしていないため、鋼中に安定した残留オーステナイト相が不足しており、ベイナイト相も増加して、高い強度が得られなかった。
比較鋼４は、関係式１〜３をすべて満たしたが、熱間圧延及び冷却が終了した後で巻き取られたコイルの温度が本発明で提案した２００℃未満に冷却され、コイル熱処理炉に装入して熱処理された。したがって、未変態相がほとんどマルテンサイト相に変態し、強度は大幅に増加したが、十分な伸びを確保することができなかった。
比較鋼５は、関係式３の値が高すぎる場合であって、冷却後にコイル熱処理炉で過度に高い温度で長時間にわたって熱処理されて、残留オーステナイト相は少ないのに対してベイナイト相が多く観察された。これは、残留オーステナイト相の一部が安定化されず、ベイナイト相に変態したと推定される。その結果、十分に高い強度を確保することができなかった。
比較鋼６は、関係式３の値が低い場合であって、熱処理温度及び時間が不足して、同様に安定した残留オーステナイト相が十分に確保されず、マルテンサイト相に相変態したと判断され、延性が劣っていた。
比較鋼７及び比較鋼８は、巻取温度を満たしていない場合であって、本発明で提案した巻取温度の範囲よりも高い温度で製造された比較鋼７は、微細組織がほとんどベイナイトに形成されて強度が劣っていた。また、巻取温度が低い温度で製造された比較鋼８は、大部分の微細組織がマルテンサイトであるため、伸びが劣っていた。
図１は、発明鋼及び比較鋼の関係式１及び２の値をグラフで表したものであり、図２は、発明鋼及び比較鋼の巻取温度及び関係式３の値をグラフで表したものである。図１及び図２から、本発明の合金組成ならびに上記関係式１及び２は言うまでもなく、関係式３を満たさなければ本発明の効果を奏することができないことが確認できる。
以上、本発明の実施形態について詳細に説明したが、本発明の権利範囲はこれに限定されず、特許請求の範囲に記載された本発明の技術的思想から外れない範囲内で多様な修正及び変形が可能であるということは、当技術分野の通常の知識を有する者には明らかである。
Claims (8)
- 重量％で、Ｃ：０．１５〜０．２５％、Ｓｉ：０．６〜２．０％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．００５〜０．２％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．００１〜０．０５％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｎｂ：０．００３〜０．１％、Ｔｉ：０．００３〜０．１％、Ｖ：０．００３〜０．１％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなり、
下記関係式１及び関係式２を満たし、微細組織として、面積分率で、マルテンサイト８５％以上、残留オーステナイト３〜１５％、及びその他の不可避な相を含む、
延性に優れた超高強度熱延鋼板。
関係式１： ４．５≦［Ｍｎ］＋１２［ｓｏｌ．Ｃ］＋２．５［Ｍｏ］＋２［Ｃｒ］＋３００［Ｂ］＋［Ｖ］≦５．３
関係式２： ［ｓｏｌ．Ｃ］＝［Ｃ］−（０．２５［Ｔｉ］＋０．１３［Ｎｂ］＋０．１２５［Ｍｏ］）、０．１７≦［ｓｏｌ．Ｃ］≦０．２２
（前記関係式１及び関係式２における各元素記号は、各元素の含有量を重量％で表した値である。） - 前記不可避な相は、フェライトとベイナイトを含み、前記フェライトとベイナイトの合計は５面積％未満である、請求項１に記載の延性に優れた超高強度熱延鋼板。
- 前記熱延鋼板は、引張強度が１２００ＭＰａ以上であり、伸びが１０％以上である、請求項１に記載の延性に優れた超高強度熱延鋼板。
- 前記熱延鋼板は、表面に亜鉛メッキ層が形成される、請求項１に記載の延性に優れた超高強度熱延鋼板。
- 重量％で、Ｃ：０．１５〜０．２５％、Ｓｉ：０．６〜２．０％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．００５〜０．２％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．００１〜０．０５％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｎｂ：０．００３〜０．１％、Ｔｉ：０．００３〜０．１％、Ｖ：０．００３〜０．１％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなり、下記関係式１及び関係式２を満たすスラブを１２００〜１３５０℃に加熱する段階と、
前記加熱されたスラブを８５０〜１１５０℃の温度範囲で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
前記熱間圧延鋼板を２００〜４００℃の冷却終了温度まで平均冷却速度５０〜１００℃／ｓで冷却した後、巻き取る段階と、
前記巻き取られた熱延鋼板を加熱炉内に装入し、２００〜４００℃の温度範囲で下記関係式３を満たすように保熱又は加熱する段階と、
を含み、
前記保熱又は加熱された熱延鋼板は、微細組織として、面積分率で、マルテンサイト８５％以上、残留オーステナイト３〜１５％、及びその他の不可避な相を含む、
延性に優れた超高強度熱延鋼板の製造方法。
関係式１： ４．５≦［Ｍｎ］＋１２［ｓｏｌ．Ｃ］＋２．５［Ｍｏ］＋２［Ｃｒ］＋３００［Ｂ］＋［Ｖ］≦５．３
関係式２： ［ｓｏｌ．Ｃ］＝［Ｃ］−（０．２５［Ｔｉ］＋０．１３［Ｎｂ］＋０．１２５［Ｍｏ］）、０．１７≦［ｓｏｌ．Ｃ］≦０．２２
関係式３： Ｔ＝Ｔｅｍｐ（２５［ｓｏｌ．Ｃ］＋Ｌｏｇ（Ｔｉｍｅ））、２０００≦Ｔ≦２５００
（前記関係式１及び関係式２における各元素記号は、各元素の含有量を重量％で表した値であり、関係式３におけるＴｅｍｐ及びＴｉｍｅは、巻取り後の加熱炉における温度（℃）及び時間（分）を示す。） - 前記保熱又は加熱する段階後に、熱延鋼板を酸洗処理した後、塗油する段階をさらに含む、請求項５に記載の延性に優れた超高強度熱延鋼板の製造方法。
- 前記酸洗処理後の鋼板の温度が４５０〜４８０℃になるように加熱した後、溶融亜鉛メッキする段階を含む、請求項６に記載の延性に優れた超高強度熱延鋼板の製造方法。
- 前記スラブは、連続鋳造工程と熱間圧延工程が直結化された工程で生産されたものである、請求項５に記載の延性に優れた超高強度熱延鋼板の製造方法。
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