JP6843244B2 - 曲げ加工性に優れた超高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents

曲げ加工性に優れた超高強度鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、自動車の素材として用いられる超高強度鋼板に関し、より詳細には、曲げ加工性に優れた超高強度鋼板及びその製造方法に関する。
自動車鋼板の軽量化のために、鋼板の厚さを薄くする必要があるのに対し、衝突安全性の確保のためには、鋼板の厚さを厚くするか、強度を大幅に向上させる必要があり、互いに矛盾する側面がある。
これを解決するために、ＡＨＳＳ（Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｈｉｇｈ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｓｔｅｅｌ）としてよく知られている二相組織鋼（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ Ｓｔｅｅｌ、ＤＰ鋼）、変態誘起焼成鋼（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ Ｓｔｅｅｌ、ＴＲＩＰ鋼）、複合組織鋼（Ｃｏｍｐｌｅｘ Ｐｈａｓｅ Ｓｔｅｅｌ、ＣＰ鋼）などの様々な自動車用鋼板が開発されている。
このような高強度鋼は、炭素量を増やすか、または合金成分を追加することにより強度をさらに高めることができるが、点溶接性などの実用的な観点を考慮すると、実装可能な引張強度が約１２００ＭＰａ級であるため限界がある。
一方、自動車の衝突安全性を確保するために、構造部材などに適用可能な鋼板としては、高温で成形してから水冷する、すなわち、ダイ（Ｄｉｅ）との直接接触を介して急冷により最終強度を確保する熱間プレス成形（Ｈｏｔ Ｐｒｅｓｓ Ｆｏｒｍｉｎｇ、ＨＰＦ）鋼が脚光を浴びている。しかし、過度な設備投資コスト、熱処理及び工程コストの増加により適用拡大が容易でないという短所がある。
そこで、熱間プレス成形に比べて生産性が高いロール成形（Ｒｏｌｌ Ｆｏｒｍｉｎｇ）工法は、多段ロール成形を介して複雑な形状を作製する方法であって、伸びが低い超高強度素材の成形においてその適用が拡大しつつある。
これは、主に水冷却設備を備えた連続焼鈍炉で製造され、これによって製造された鋼の微細組織は、マルテンサイトを焼戻しした焼戻しマルテンサイト組織を有する。ところが、上記水冷却時の幅方向、長さ方向の温度偏差が原因となって形状品質が劣化し、後続するロール成形工法の適用時に作業性の劣化及び位置別の材質偏差などを誘発するという欠点がある。
したがって、水冷による急冷方式を代替することができる方法に対する研究の必要性が台頭している。
一例として、特許文献１には、焼戻しマルテンサイトを活用して、高強度及び高延性をともに得るとともに、連続焼鈍後の板状にも優れた冷延鋼板が開示されているが、この場合、合金組成中の炭素（Ｃ）含有量が０．２％以上と高く溶接性が劣化するとともに、Ｓｉの多量含有に起因した炉内でのデント誘発の可能性が懸念される。
また、特許文献２には、曲げ加工特性を向上させるために、合金組成のうちＭｎを１．５％未満含有するマルテンサイト鋼が開示され、上記鋼の介在物間の間隔を制限する方法が開示されている。この場合、低い合金成分によって硬化能が劣化するため、冷却時に非常に高い冷却速度が要求され、結果として、形状の品質が非常に劣るおそれがある。
一方、特許文献３では、マルテンサイト鋼の降伏強度を高める方法を提供する。ところが、上記技術は、高合金型マルテンサイト鋼であって、低合金型の水冷マルテンサイト鋼に比べて形状の品質に優れるが、ロール成形性の向上及び衝突特性の向上のために重要な特性である曲げ特性が劣るという欠点がある。
したがって、ロール成形性及び衝突特性を向上させるために、曲げ特性を優秀にする超高強度鋼板を製造することができる方法が要求される。
特開平２２−０９０４３２号公報 特開平２３−２４６７４６号公報 韓国公開特許第２０１４−００３０９７０号公報
本発明の課題は、形状及び曲げ特性に優れ、自動車の軽量化に加えて、衝突特性の向上が可能な超高強度鋼板及びそ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、Ｃ：０．１２〜０．２％、Ｓｉ：０．５％以下（０％を除く）、Ｍｎ：２．５〜４．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を除く）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を除く）、Ａｌ：０．１％以下（０％を除く）、Ｃｒ：１．０％以下（０％を除く）、Ｎ：０．０１％以下（０％を除く）、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、表層部（表面から厚さ方向に４５μｍ以内）の微細組織が、面積分率５０〜７０％のフェライト及び残部マルテンサイトを含み、上記表層部を除いた残りの領域の微細組織が、面積分率９５％以上のマルテンサイト、５％以下のベイナイト、及びフェライトを含む、曲げ加工性に優れた超高強度鋼板を提供する。
本発明の他の一側面は、上述した合金組成を満たす鋼スラブを１１００〜１３００℃の温度範囲で再加熱する段階と、上記再加熱された鋼スラブをＡｒ３〜１０００℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、上記熱延鋼板を７２０℃以下で巻取る段階と、上記巻取り後に、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Ａｃ３〜９００℃の温度範囲及び露点温度（ｄｅｗ ｐｏｉｎｔ）−１０〜３０℃で焼鈍熱処理する段階と、上記焼鈍熱処理された冷延鋼板を１００℃／ｓ以下（０℃／ｓを除く）の冷却速度で冷却する段階と、を含む、曲げ加工性に優れた超高強度鋼板の製造方法を提供する。
本発明によると、水冷却（ｗａｔｅｒ ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）設備がない連続焼鈍炉を活用することにより、従来の超高強度マルテンサイト鋼に比べて１２００ＭＰａ以上の引張強度を確保するとともに、形状及び曲げ特性に優れた鋼板を提供するという効果を奏する。
本発明の一実施例において、連続焼鈍熱処理を行った発明例１−１及び比較例１−１の露点温度（Ｄｅｗ ｐｏｉｎｔ）の制御有無による表層部のＣ濃度の変化をグラフ化して示すものである。 本発明の一実施例において、連続焼鈍熱処理を行った発明例１−１及び比較例１−１の表層部の断面組織を観察した写真を示すものである。
本発明者らは、従来の水冷却を用いて製造された超高強度マルテンサイト鋼の場合、焼鈍及び冷却後に、鋼表面に形成された酸化層によって溶融亜鉛めっきが容易でないという問題を解決する一方で、超高強度を有しながら形状及び曲げ特性をともに優秀に確保することができる方法について深く研究した。
その結果、水冷却に比べて徐冷却が可能な設備であるロール冷却、ミスト（ｍｉｓｔ）冷却、ガス冷却などが可能な連続焼鈍設備を用いて鋼成分組成を最適化することでマルテンサイト鋼を製造する場合、超高強度だけでなく、形状及び曲げ特性に優れた鋼板を提供することができる点を確認し、本発明を完成するに至った。
特に、本発明は、マルテンサイト鋼を製造するにあたり、焼鈍熱処理条件を最適化して鋼板表層を軟質相に形成することにより、曲げ特性を大幅に向上させることに技術的特徴があると言える。
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曲げ加工性に優れた超高強度鋼板は、重量％で、Ｃ：０．１２〜０．２％、Ｓｉ：０．５％以下（０％を除く）、Ｍｎ：２．５〜４．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を除く）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を除く）、Ａｌ：０．１％以下（０％を除く）、Ｃｒ：１．０％以下（０％を除く）、及びＮ：０．０１％以下（０％を除く）を含むことが好ましい。
以下、本発明で提供する超高強度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。このとき、各成分の含有量は、特に記載しない限り重量％を意味する。
Ｃ：０．１２〜０．２％
炭素（Ｃ）は、鋼の強度を確保するために不可欠な元素であって、特に超高強度の確保のためには０．１２％以上添加されることが好ましい。但し、その含有量が０．２％を超えると、溶接性が劣化するという問題があるため、その上限を０．２％に制限することが好ましい。
したがって、本発明では、上記Ｃ含有量を０．１２〜０．２％に制御することが好ましい。より有利には０．１３〜０．１８％で含むことができる。
Ｓｉ：０．５％以下（０％を除く）
ケイ素（Ｓｉ）は、フェライト安定化元素であって、徐冷却区間が存在する連続焼鈍炉で焼鈍した後、冷却（このとき、冷却は徐冷却である）時のフェライトの生成を促進することにより、鋼の強度を弱めるという短所がある。また、本発明のように相変態抑制のための大量のＭｎを添加する場合には、焼鈍時のＳｉによる表面濃化及び酸化によるデント欠陥を誘発するおそれがあるため、その含有量を０．５％以下に制限することが好ましい。
したがって、本発明では、上記Ｓｉ含有量を０．５％以下に制御することが好ましい。但し、製造過程で必然的に添加するレベルを考慮して０％は除く。
Ｍｎ：２．５〜４．０％
マンガン（Ｍｎ）は、フェライトの形成を抑制し、オーステナイトの形成を容易にする元素であり、かかるＭｎ含有量が２．５％未満である場合には、徐冷却時にフェライトの生成が容易になるという問題がある。これに対し、その含有量が４．０％を超えると、偏析によるバンド形成及び転炉操業時の過多な合金投入量による合金鉄のコスト上昇の原因となるという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｍｎ含有量を２．５〜４．０％に制限することが好ましい。より有利には２．８％以上、さらに有利には３．０％以上含むことができる。
Ｐ：０．０３％以下（０％を除く）
リン（Ｐ）は、鋼中不純物元素であって、その含有量が０．０３％を超えると、溶接性が低下し、鋼の脆性が発生する可能性が大きくなり、デント欠陥を誘発する可能性が高くなるため、その上限を０．０３％に制限することが好ましい。但し、鋼製造工程中に不可避に添加されるレベルを考慮して０％は除く。
Ｓ：０．０１５％以下（０％を除く）
硫黄（Ｓ）は、上記Ｐと同様に、鋼中不純物元素であって、鋼の延性及び溶接性を阻害する元素として知られている。かかるＳ含有量が０．０１５％を超えると、鋼の延性及び溶接性を阻害する可能性が高いため、その上限を０．０１５％に制限することが好ましい。但し、鋼製造工程中に不可避に添加されるレベルを考慮して０％は除く。
Ａｌ：０．１％以下（０％を除く）
アルミニウム（Ａｌ）は、フェライト域を拡大する元素であって、本発明のように徐冷却が存在する連続焼鈍工程を用いる場合には、フェライトの形成を促進するという欠点がある。また、ＡｌＮの形成により高温熱間圧延性を阻害するという問題があるため、その上限を０．１％に制限することが好ましい。但し、鋼製造工程中に不可避に添加されるレベルを考慮して０％は除く。
Ｃｒ：１．０％以下（０％を除く）
クロム（Ｃｒ）は、フェライト変態を抑制し、低温変態組織の確保を容易にする元素である。したがって、本発明では、冷却時にフェライトの形成を抑制する有利な効果があるが、その含有量が１．０％を超えると、過多な合金投入量による合金鉄コストが上昇するという問題がある。
したがって、Ｃｒの上限を１．０％に制限することが好ましいが０％は除く。より好ましくは、上記Ｃｒを０．１〜１．０％含むことが有利である。
Ｎ：０．０１％以下（０％を除く）
窒素（Ｎ）含有量が０．０１％を超えると、ＡｌＮの形成によって連続鋳造時にクラックが発生するおそれが大幅に増加するため、その上限を０．０１％に制限することが好ましい。但し、鋼製造工程中に不可避に添加されるレベルを考慮して０％は除く。
本発明の鋼板は、上述した成分以外にも、鋼の物性をさらに向上させるために、以下のような成分をさらに含むことができる。
Ｂ：０．００５％以下（０％を除く）
ホウ素（Ｂ）は、フェライトの形成を抑制するという効果がある元素である。本発明では、焼鈍後の冷却時のフェライトの形成を抑制するのに有用である。ところが、かかるＢ含有量が０．００５％を超えると、逆にＦｅ２３（Ｃ，Ｂ）６の析出によってフェライトの形成が促進されるという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｂ含有量を０．００５％以下に制御することが好ましいが０％は除く。
Ｍｏ：０．１％以下（０％を除く）
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の硬化能を高めることでフェライトの形成を抑制するという効果がある元素である。本発明では、焼鈍後の冷却時のフェライトの形成を抑制するのに有用である。ところが、かかるＭｏ含有量が０．１％を超えると、合金の投入量が過多となり、合金鉄コストが上昇するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｍｏ含有量を０．１％以下に制御することが好ましいが０％は除く。
Ｔｉ：０．１％以下（０％を除く）
チタン（Ｔｉ）は、窒化物形成元素であって、鋼中ＮをＴｉＮとして析出させることにより、スカベンジング（ｓｃａｖｅｎｇｉｎｇ）を行うことで、ＡｌＮの析出を抑制して連続鋳造時のクラック発生のおそれを低下させるという効果がある。かかるＴｉは、化学当量的に４８／１４＊［Ｎ（重量％）］以上添加することが好ましいが、その含有量が０．１％を超えると、固溶Ｎの除去の他に、炭化物析出による鋼の強度が低下するという問題があるため好ましくない。
したがって、上記Ｔｉを添加する場合には、その含有量の上限を０．１％に制御することが好ましいが０％は除く。
Ｎｂ：０．１％以下（０％を除く）
ニオブ（Ｎｂ）は、オーステナイト粒界に偏析されて焼鈍熱処理時のオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する元素である。かかるＮｂ含有量が０．１％を超えると、過多な合金投入量による合金鉄のコスト上昇を誘発するという問題がある。
したがって、上記Ｎｂを添加する場合には、その含有量の上限を０．１％に制御することが好ましいが０％は除く。
Ｚｒ：０．１％以下（０％を除く）
ジルコニウム（Ｚｒ）は、窒化物形成元素であって、鋼中ＮをＺｒＮに析出させることにより、スカベンジング（ｓｃａｖｅｎｇｉｎｇ）を行うことで、ＡｌＮの析出を抑制して連続鋳造時のクラック発生のおそれを低下させるという効果がある。かかるＺｒは、化学当量的に９１／１４＊［Ｎ（重量％）］以上添加することが好ましいが、その含有量が０．１％を超えると、固溶Ｎの除去の他に、炭化物析出による鋼の強度が低下するという問題があるため好ましくない。
したがって、上記Ｚｒを添加する場合には、その含有量の上限を０．１％に制御することが好ましいが０％は除く。
Ｖ：０．１％以下（０％を除く）
バナジウム（Ｖ）は、窒化物形成元素であって、鋼中ＮをＶＮに析出させることにより、スカベンジング（ｓｃａｖｅｎｇｉｎｇ）を行うことで、ＡｌＮの析出を抑制して連続鋳造時のクラック発生のおそれを低下させるという効果がある。かかるＶは、化学当量的に５１／１４＊［Ｎ（重量％）］以上添加することが好ましいが、その含有量が０．１％を超えると、固溶Ｎの除去の他に、炭化物析出による鋼の強度が低下するという問題があるため好ましくない。
したがって、上記Ｖを添加する場合には、その含有量の上限を０．１％に制御することが好ましいが０％は除く。
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、原料や周囲の環境から意図しない不純物が不可避に混入されることがあり、これを排除することは難しい。これら不純物は、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本明細書に特に記載することはしない。
上述した合金組成を満たす本発明の超高強度鋼板は、微細組織が以下のように構成されることが好ましい。
具体的には、本発明の超高強度鋼板は、表層部（表面から厚さ方向に４５μｍ以内）の微細組織が、面積分率５０〜７０％のフェライト及び残部マルテンサイトを含み、上記表層部を除いた残りの領域（中心部とも呼ぶ）の微細組織が、面積分率９５％以上のマルテンサイト、５％以下のベイナイト、及びフェライトを含むことが好ましい。
後述して詳細に説明するが、本発明は、徐冷却が可能な設備を備えた連続焼鈍設備で焼鈍するとき、その条件を最適化して鋼板表面を脱炭処理することにより、上記鋼板表層部に軟質相を形成させることができる。
上記表層部のフェライト相分率が５０％未満である場合には、曲げ加工性が劣化し、曲げ加工時にクラックが発生するおそれがある。これに対し、上記フェライト相分率が７０％を超えると、マルテンサイト相分率が比較的少なくなり、強度が非常に低くなるという問題がある。
このように、上記鋼板表面を脱炭処理することにより、上記表層部内の炭素（Ｃ）含有量が０．１２％以下（０％を除く）で形成されることが好ましい。上記表層部内の炭素含有量が０．１２％を超えると、上記表層部において軟質相を十分な分率で確保することができなくなるため好ましくない。
一方、上記表層部を除いた残りの領域は、硬質相（ｈａｒｄ ｐｈａｓｅ）であるマルテンサイト相を主相として含むことが好ましいが、上記マルテンサイト相分率が９５％未満である場合には、本発明で目標とする引張強度１２００ＭＰａ以上の超高強度を確保することが難しくなるという問題がある。
本発明は、上記のように、表層部、及び上記表層部を除いた残りの領域でマルテンサイト相を含ませるにあたり、上記マルテンサイト相には焼戻しマルテンサイト相をさらに含ませることができる。この場合、上記マルテンサイト相と焼戻しマルテンサイト相を合わせて目標とする面積分率を満たすことが好ましい。
上述のように、合金組成及び微細組織をともに満たす本発明の鋼板は、引張強度が１２００ＭＰａ以上であり、曲げ性指数（Ｒ／ｔ）が４以下であり、超高強度に加えて曲げ加工性を優秀に確保することができる。このような本発明の鋼板は、冷延鋼板または溶融亜鉛めっき鋼板であることができる。
上記曲げ性指数のＲは９０度曲げ時のパンチのＲであり、ｔは素材の厚さ（ｍｍ）を意味する。
以下、本発明の他の一側面である曲げ加工性に優れた超高強度鋼板を製造する方法について詳細に説明する。
本発明による超高強度鋼板は、本発明で提案する合金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−冷却］の工程を経ることにより製造することができる。以下、上記各工程条件について詳細に説明する。
［鋼スラブ再加熱］
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経ることが好ましい。このとき、１１００〜１３００℃で再加熱工程を行うことが好ましい。
再加熱温度が１１００℃未満である場合には、後続する熱間圧延時の荷重が急激に増加するという問題がある。これに対し、１３００℃を超えると、表面スケールの量が増加し、材料の損失につながるため、好ましくない。
［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とが好ましい。このとき、Ａｒ３以上１０００℃以下の温度において仕上げ熱間圧延を行うことが好ましい。
上記仕上げ熱間圧延における温度がＡｒ３（冷却時のオーステナイトがフェライトに変態を開始する温度）未満である場合には、フェライト＋オーステナイトの二相域、或いはフェライト域圧延が行われるため混粒組織が形成され、熱間圧延の荷重の変動による誤動作が懸念されるため好ましくない。一方、仕上げ熱間圧延温度が１０００℃を超えると、スケールによる表面欠陥を誘発する可能性が高くなるため好ましくない。
［巻取り］
上記によって製造された熱延鋼板を７２０℃以下の温度において巻取ることが好ましい。
上記巻取り時の温度が７２０℃を超えると、鋼板表面に酸化膜が大量に形成され、欠陥を誘発する可能性があるため、その上限を７２０℃に制限することが好ましい。これに対し、巻取り温度が低くなるほど熱延鋼板の強度が高まり、後続工程である冷間圧延の圧延荷重が高くなるという欠点があるが、実際の生産を不可能にする要因ではないため、その下限を特に制限しない。但し、後続する冷間圧延を容易に行うようにするためには、Ｍｓ（マルテンサイト変態開始温度）以上で巻取りを行うことが好ましい。
［冷間圧延及び焼鈍熱処理］
上記巻取られた熱延鋼板を酸洗し、冷間圧延を行った後、水冷（ｗａｔｅｒｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）設備がない、すなわち、徐冷却区間が存在する連続焼鈍炉で焼鈍熱処理を行うことが好ましい。
上記冷間圧延は、顧客が要求する厚さを確保するための工程であって、このときの圧下率は特に制限しない。一般に、後続の焼鈍時の再結晶を考慮して、冷間圧下率の下限を指定するが、本発明の場合、焼鈍時のＡｃ３以上でオーステナイト単相焼鈍を行うため制限しなくてもよい。
上記焼鈍熱処理は、Ａｃ３（昇温時のフェライトがオーステナイト単相に変態する温度）以上の温度において行うことが好ましい。これは、焼鈍時のオーステナイト分率を１００％に確保するためである。一方、上記焼鈍熱処理時に、その温度の上限を液状（Ｌｉｑｕｉｄ）の出現前の温度までに制限することが冶金学的に好ましいが、連続焼鈍炉における耐久性劣化を抑制するために、実質的には、上記焼鈍熱処理の上限を９００℃に制限することが好ましい。
上述した温度範囲で焼鈍熱処理を行うにあたり、連続焼鈍炉内の露点温度（ｄｅｗ ｐｏｉｎｔ）を−１０〜３０℃に制御することが好ましい。本工程は、本発明の一連の製造工程を経て製造される超高強度鋼板の表層部を脱炭し、その表層部に軟質組織、好ましくは、面積比率５０〜７０％でフェライト相を形成するためである。このときの露点温度が３０℃を超えると、表層において脱炭層の形成が過多となり、強度低下が発生するおそれがある。これに対し、露点温度が−１０℃よりも低いと、逆に表層において脱炭層の形成が抑制され、軟質組織を十分な分率で形成することが難しくなり、結果的に、曲げ加工性の向上が難しくなるという問題がある。
このように、熱処理温度及び露点温度が制御された条件で焼鈍熱処理を行うことにより、上記焼鈍熱処理後の上記表層部内の炭素（Ｃ）含有量が０．１２％以下と低くなる。
また、本発明は、Ｍｎなどの合金元素を大量に含有することが原因となって劣化する曲げ特性を焼鈍熱処理中の雰囲気ガスの露点温度を制御することにより、鋼板表層部（表面から厚さ方向に４０μｍ以内）の脱炭処理を介して軟質組織を形成することで、製造される超高強度鋼板の曲げ特性をさらに向上させることができる。
すなわち、鋼板表層部のＣ濃度が添加されたＣ濃度と同一であるか超えると、曲げ特性の評価指数である曲げ性指数（Ｒ／ｔ）が４を超えるため劣化するのに対し、本発明の場合には、表層部のＣ濃度を０．１２％以下と下げることで、上記曲げ性指数（Ｒ／ｔ）を４以下に確保することが可能である。これは、鋼板表層部の脱炭によって軟質組織が形成され、曲げ加工時にクラック発生が抑制されるためである。
一方、上記曲げ性指数（Ｒ／ｔ）は低いほど曲げ成形性に優れることを意味する。
［冷却］
上記焼鈍熱処理後、１００℃／ｓ以下の冷却速度で常温まで徐冷却することが好ましい。
従来、徐水冷を行う場合には、冷却速度が１００℃／ｓを超えるため、幅方向及び長さ方向の温度偏差が大きく発生し、板状の品質が非常に劣化し、波高（長さ１０００ｍｍ当たりの鋼板の高さ差）が１０ｍｍ以上発生するという問題がある。また、ミスト（ｍｉｓｔ）冷却を強く適用し、冷却速度を２００℃／ｓのレベルに確保する場合にも、幅方向及び長さ方向の温度偏差による波高が数ｍｍレベルで発生することはよく知られている。
そこで、本発明では、冷却速度を１００℃／ｓ以下（０℃／ｓを除く）に制限することにより、鋼の形状品質を確保しようとした。
一例として、上記冷却は、６００〜７００℃の温度範囲まで１０℃／ｓ以下の冷却速度で徐冷却した後、過時効熱処理温度（通常状態）まで３０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却し、過時効熱処理を行った後、１５０℃以下まで最終冷却を行うことができる。
このように、従来に比べて遅い冷却速度でも強度を確保するためにＭｎを大量に添加することで鋼の硬化能を確保することができるとともに、Ｂ、Ｍｏ、Ｃｒなどの合金元素をさらに添加することにより、上記硬化能をさらに高く確保することができる。
本発明では、上記工程をすべて経て製造された冷延鋼板を４５０℃以上の温度に加熱した後、亜鉛めっき浴に浸漬するか、焼鈍後の冷却時に鋼板の温度４５０℃以上で亜鉛めっき浴に浸漬することにより、溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。
一方、上記によって製造された冷延鋼板または溶融亜鉛めっき鋼板の表層部、及び上記表層部を除いた残りの領域で焼戻しマルテンサイト相を含ませるために、連続焼鈍ラインでの焼鈍工程及び／または溶融亜鉛めっきラインを通過した素材に対してＢＡＦ（Ｂａｔｈ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ Ｆｕｒｎａｃｅ）工程をさらに行うことができる。上記ＢＡＦ工程は、１５０〜２５０℃の温度範囲で１７〜２４時間熱処理することが好ましい。これにより、降伏強度をさらに向上させることができる。
以下、実施例を通じて本発明をより詳細に説明する。しかし、かかる実施例の記載は、本発明の実施を例示するためのものであって、かかる実施例の記載によって本発明が制限されるものではない。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ためである。
（実施例）
下記表１の成分組成を有する鋼を３４ｋｇのインゴットで真空溶解した後、これを１２００℃の温度において１時間保持し、９００℃で仕上げ圧延する。次に、６８０℃で予め加熱された炉に装入して１時間保持した後、炉冷することにより熱延巻取りを模写した。これを酸洗し、５０％冷間圧延を行うことで、冷延鋼板を製造した。その後、連続焼鈍の模写のために８２０℃で焼鈍熱処理を行い、３℃／ｓの冷却速度で６５０℃まで徐冷却した後、これを通常の冷却速度である２０℃／ｓで４４０℃まで冷却し、３６０秒間過時効熱処理した後、常温まで３℃／ｓの冷却速度で冷却することで連続焼鈍を模写した。
一方、連続焼鈍溶融めっきを模写する場合には、酸洗及び冷間圧延して製造された冷延鋼板を８２０℃で焼鈍熱処理した後、３℃／ｓの冷却速度で６５０℃まで徐冷却した。次に、６℃／ｓの冷却速度で５６０℃まで冷却して過時効熱処理を行った後、４６０℃溶融めっきポットに浸漬し、溶融亜鉛めっき処理した後、常温まで３℃／ｓの冷却速度で冷却した。
上記焼鈍熱処理時の露点温度条件は下記表２に示すように制御した。
上記熱処理を行った試験片に対して機械的性質を測定した結果を下記表２に示した。
（上記表１において、比較鋼１及び２は合金組成が本発明で提案する範囲を満たすものの、下記のように製造条件が本発明の範囲を外れる場合であって、比較鋼で示した。）
（上記表２において、ＣＡＬは連続焼鈍ライン（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ Ｌｉｎｅ）を、ＣＧＬは連続焼鈍溶融めっきライン（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ Ｌｉｎｅ）を意味する。また、Ｆはフェライト、Ｂはベイナイト、Ｍはマルテンサイト、ＴＭは焼戻しマルテンサイト、Ｐはパーライトを意味する。そして、ＹＳは降伏強度、ＴＳは引張強度、Ｅｌは伸びを意味する。）
上記表１及び２に示すように、本発明の合金組成及び製造条件をすべて満たす発明例１−１から発明例５−１の場合には、表層部（表面から厚さ方向に最大４２μｍまで）に脱炭層が形成され、曲げ性指数（Ｒ／ｔ）がすべて４以下と曲げ特性に優れていた。また、鋼板の基地組織が主にマルテンサイト相に形成され、引張強度１２００ＭＰａ以上の超高強度を確保することを確認することができる。
これに対し、合金組成が本発明を満たしても、焼鈍時の露点温度が本発明の条件を外れた比較例１−１から比較例７−２の場合には、脱炭層がまったく形成されず、曲げ特性が劣っている。
一方、合金組成及び製造条件が本発明をすべて満たさない比較例８、比較例１０−１、及び比較例１０−２の場合には、基地組織がマルテンサイト＋焼戻しマルテンサイトとして形成されず、超高強度を確保することが不可能であった。これは、鋼板の基地組織が、硬質組織ではなく、混合組織で形成されたことに起因する。
また、比較例９の場合には、脱炭層が形成されず、曲げ特性が劣っている。
図１は、焼鈍時の焼鈍炉内の露点温度の制御有無による表層部のＣ濃度の変化をグラフ化して示すものである。発明例１−１の表層部のＣ濃度が比較例１−１に比べて低いことが確認できる。
図２は、発明例１−１及び比較例１−１の表層部の断面組織を観察した写真を示すものであって、比較例１−１に比べて発明例１−１の表層部で軟質組織（白い部分）が形成されたことを確認できる。

Claims (10)

  1. 重量％で、Ｃ：０．１２〜０．２％、Ｓｉ：０．５％以下（０％を除く）、Ｍｎ：２．５〜４．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を除く）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を除く）、Ａｌ：０．１％以下（０％を除く）、Ｃｒ：１．０％以下（０％を除く）、Ｎ：０．０１％以下（０％を除く）、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、
    表層部（表面から厚さ方向に４５μｍ以内）の微細組織が、面積分率５０〜７０％のフェライト及び残部マルテンサイトを含み、
    前記表層部を除いた残りの領域の微細組織が、面積分率９５％以上のマルテンサイト、５％以下のベイナイト、及びフェライトを含む、
    曲げ加工性に優れた超高強度鋼板。
  2. 前記鋼板は、重量％で、Ｂ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｍｏ：０．１％以下（０％を除く）、Ｔｉ：０．１％以下（０％を除く）、Ｎｂ：０．１％以下（０％を除く）、Ｚｒ：０．１％以下（０％を除く）、及びＶ：０．１％以下（０％を除く）のうち１種以上をさらに含む、請求項１に記載の曲げ加工性に優れた超高強度鋼板。
  3. 前記鋼板は、前記表層部内の炭素（Ｃ）含有量が０．１２％以下（０％を除く）である、請求項１に記載の曲げ加工性に優れた超高強度鋼板。
  4. 前記鋼板は、１２００ＭＰａ以上の引張強度を有し、曲げ性指数（Ｒ／ｔ）が４以下である、請求項１に記載の曲げ加工性に優れた超高強度鋼板。
  5. 前記鋼板は、冷延鋼板または亜鉛めっき鋼板である、請求項１に記載の曲げ加工性に優れた超高強度鋼板。
  6. 重量％で、Ｃ：０．１２〜０．２％、Ｓｉ：０．５％以下（０％を除く）、Ｍｎ：２．５〜４．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を除く）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を除く）、Ａｌ：０．１％以下（０％を除く）、Ｃｒ：１．０％以下（０％を除く）、Ｎ：０．０１％以下（０％を除く）、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼スラブを１１００〜１３００℃の温度範囲で再加熱する段階と、
    前記再加熱された鋼スラブをＡｒ３〜１０００℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、
    前記熱延鋼板を７２０℃以下で巻取る段階と、
    前記巻取り後の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Ａｃ３〜９００℃の温度範囲で、露点温度（ｄｅｗ ｐｏｉｎｔ）−１０〜３０℃で焼鈍熱処理する段階と、
    前記焼鈍熱処理された冷延鋼板を１００℃／ｓ以下（０℃／ｓを除く）の冷却速度で冷却する段階と、
    を含んで、
    表層部（表面から厚さ方向に４５μｍ以内）の微細組織が、面積分率５０〜７０％のフェライト及び残部マルテンサイトを含み、前記表層部を除いた残りの領域の微細組織が、面積分率９５％以上のマルテンサイト、５％以下のベイナイト、及びフェライトを含む鋼板を製造する、
    曲げ加工性に優れた超高強度鋼板の製造方法。
  7. 前記鋼スラブは、重量％で、Ｂ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｍｏ：０．１％以下（０％を除く）、Ｔｉ：０．１％以下（０％を除く）、Ｎｂ：０．１％以下（０％を除く）、Ｚｒ：０．１％以下（０％を除く）、及びＶ：０．１％以下（０％を除く）のうち１種以上をさらに含む、請求項６に記載の曲げ加工性に優れた超高強度鋼板の製造方法。
  8. 前記巻取りはＭｓ以上で行う、請求項６に記載の曲げ加工性に優れた超高強度鋼板の製造方法。
  9. 前記焼鈍熱処理時に、前記冷延鋼板の表層部（表面から厚さ方向に４５μｍ以内）で脱炭が起こり、前記焼鈍熱処理後に、前記冷延鋼板の表層部内の炭素（Ｃ）含有量が０．１２％以下である、請求項６に記載の曲げ加工性に優れた超高強度鋼板の製造方法。
  10. 前記冷却後に、前記冷延鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき層を形成する段階をさらに含む、請求項６に記載の曲げ加工性に優れた超高強度鋼板の製造方法。
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