JP6858253B2 - 穴拡げ性及び降伏比に優れた超高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、自動車用構造部材に好適に適用することができる穴拡げ性及び降伏比に優れた超高強度鋼板及びその製造方法に関する。
自動車の衝突時の乗客への安全性を確保するために、自動車に対する安全規制が強化されており、そのためには、自動車用の鋼板の強度を向上させるか、又は厚さを増加させる必要がある。また、現在強化されている自動車のＣＯ２排出量規制及び燃費向上を達成するために車体軽量化が継続的に要求されるにつれて、自動車用の鋼板の高強度化が必然となる。
しかし、自動車用の鋼板の強度を高める場合には、延性が低下する傾向があるため、高強度鋼の場合、成形性が要求される部品での利用が制限される。
かかる超高強度鋼の欠点を克服するための一環として、高温で部品を成形した後、常温で急冷して成形性が良好な低温組織を確保することで、最終的に高降伏強度及び高引張強度を実現する熱間プレス成形鋼が開発されている。
しかし、自動車部品メーカーの熱間プレス成形設備の新規投資及び高温熱処理による工程費用の増加が原因となって結果的に自動車部品コストの上昇を誘発するという問題点がある。
そこで、高強度でありながらも伸びに優れ、冷却プレス成形が可能な鋼材に対する研究が継続的に行われてきている。
一例として、下記特許文献１には、Ｃ及びＭｎをそれぞれ０．０５〜０．１５％及び５．０〜１０．０％添加して９００ＭＰａの引張強度及び２０〜３０％水準の非常に優れた延性を有する超高張力鋼板が提示されている。しかし、下記特許文献１には、降伏強度を考慮しなかったことが原因となって自動車用構造部材としての衝突特性が劣化する可能性があり、穴拡げ性を考慮しなかったことが原因となって熱間プレス成形を代替するための冷間プレス成形時にせん断エッジ部クラックが発生するおそれがあるという問題点がある。
一方、下記特許文献２には、Ｃ及びＭｎをそれぞれ０．２〜１．５％及び１０〜２５％添加して１０００ＭＰａ以上の引張強度、７５０ＭＰａ以上の降伏強度、及び伸び２０％以上を有する、加工性及び衝突特性に優れた鋼板が提示されている。しかし、下記特許文献２には、熱間圧延後の再圧延（冷間圧延）によって優れた降伏強度が確保される一方で、最終的な圧延工程による材質異方性が存在し、多くのＭｎ添加と追加圧延工程によって製造コストが上昇するという欠点がある。
そこで、熱間圧延後の再圧延（冷間圧延）工程を行わなくても、穴拡げ性及び降伏比に優れて冷間プレス成形が可能な超高強度鋼板及びその製造方法に関する開発が要求されるのが実情である。
韓国公開特許第１９９６−００２３１６７号公報 韓国公開特許第２００８−００６０９８２号公報
本発明の一側面は、自動車用構造部材に好適に適用することができる穴拡げ性及び降伏比に優れた超高強度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、本明細書の内容全体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付加的な課題を理解するのに何の難しさもない。
本発明の一側面は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：４．１〜９．０％、Ｐ：０．０５％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０２％以下（０％は除く）、Ａｌ：０．５％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０２％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、Ｔｉ：０．１％以下（０％は除く）、Ｎｂ：０．１％以下（０％は除く）、Ｖ：０．２％以下（０％は除く）、及びＭｏ：０．５％以下（０％は除く）のうちから選択された１種以上を含み、且つ下記関係式１を満たし、微細組織は、体積分率で、残留オーステナイトを１０〜３０％、焼鈍マルテンサイトを５０％以上、アルファマルテンサイト及びイプシロンマルテンサイトを含むその他の相を２０％以下含む穴拡げ性及び降伏比に優れた超高強度鋼板に関する。
関係式１：Ｃ／１２＋Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１＋Ｍｏ／９６≧０．０１５
（上記関係式１において、各元素記号は各元素の含有量を重量％で表した値である。）
また、本発明の他の一側面は、上述した合金組成を満たすスラブを１０５０〜１３００℃に加熱する段階と、上記加熱されたスラブを８００〜１０００℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を７５０℃以下で巻取りした後、冷却する段階と、上記冷却された熱延鋼板を５９０〜６９０℃の温度範囲で加熱し、４０秒以上維持してから冷却する焼鈍熱処理を行う段階と、を含む穴拡げ性及び降伏比に優れた超高強度鋼板の製造方法に関する。
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、熱間圧延後の再圧延工程を行わなくても、穴拡げ性及び降伏比に優れて冷間プレス成形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ができるという効果を奏する。
また、強度及び伸びに優れ、自動車鋼板に要求される成形性及び衝突安全性を満たすことができ、降伏比、穴拡げ性、及び伸びに優れるようになる。その結果、従来の熱間プレス成形用鋼板を代替するとともに、製造コストを削減することができる。
比較鋼１から４の巻取温度による熱延鋼板の（ａ）降伏強度及び（ｂ）引張強度の変化を示したグラフである。 発明鋼１２の最終焼鈍熱処理された熱延鋼板の微細組織を（ａ）走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）及び（ｂ）電子後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で撮影した写真である。これは、最終的な焼鈍組織における結晶粒サイズ及び形状を観察するためであり、（ｂ）において、濃い灰色は焼鈍マルテンサイトを、淡い灰色はオーステナイトを意味する。 発明例１２の最終焼鈍熱処理された熱延鋼板の微細組織を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で撮影した写真である。これは、微細析出物の大きさ及び数を観察するためである。
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。
穴拡げ性及び降伏比に優れた超高強度鋼板
以下、本発明の一側面による穴拡げ性及び降伏比に優れた超高強度鋼板について詳細に説明する。
本発明の一側面による穴拡げ性及び降伏比に優れた超高強度鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：４．１〜９．０％、Ｐ：０．０５％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０２％以下（０％は除く）、Ａｌ：０．５％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０２％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、Ｔｉ：０．１％以下（０％は除く）、Ｎｂ：０．１％以下（０％は除く）、Ｖ：０．２％以下（０％は除く）、及びＭｏ：０．５％以下（０％は除く）のうちから選択された１種以上を含み、且つ下記関係式１を満たし、微細組織は、体積分率で、残留オーステナイトを１０〜３０％、焼鈍マルテンサイトを５０％以上、アルファマルテンサイト及びイプシロンマルテンサイトを含むその他の相を２０％以下含む。
関係式１：Ｃ／１２＋Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１＋Ｍｏ／９６≧０．０１５
（上記関係式１において、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、本発明の合金組成について詳細に説明する。以下、各元素の含有量の単位は特別な記載がない限り重量％である。
Ｃ：０．０５〜０．２％
炭素（Ｃ）は、鋼を強化させるための有効な元素であり、本発明では、オーステナイトの安定性を制御するとともに強度を確保するために添加される重要元素である。
Ｃの含有量が０．０５％未満である場合には、上述した効果が不十分となりうる。これに対し、Ｃの含有量が０．２％を超えると、微細組織間の硬度差が増加して穴拡げ性が劣化し、点溶接性が低下するおそれがある。
したがって、Ｃの含有量は、０．０５〜０．２％であることが好ましい。より好ましいＣの含有量は０．１〜０．２％であり、さらに好ましいＣの含有量は０．１３〜０．２％である。
Ｓｉ：２．０％以下
ケイ素（Ｓｉ）は、フェライト内で炭化物が析出することを抑制し、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する元素であって、残留オーステナイトの安定化に寄与する。
Ｓｉの含有量が２％を超えると、熱間圧延性及び冷間圧延性が非常に劣化する可能性があり、鋼表面にＳｉ酸化物を形成して溶融めっき性を阻害するおそれがあるため、Ｓｉの含有量を２％以下に制限することが好ましい。
一方、本発明では、上記Ｓｉを０％含んでいてもよい。これは、後述のように、Ｍｎを大量に含有することにより、Ｓｉを添加しなくても、残留オーステナイトの安定性を容易に確保することができるためである。より好ましいＳｉの含有量は１．５％以下であり、さらに好ましいＳｉの含有量は１．１％以下である。
Ｍｎ：４．１〜９．０％
マンガン（Ｍｎ）は、フェライトの変態を抑制するとともに、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。
Ｍｎの含有量が４．１％未満である場合には、残留オーステナイトの安定性が不足し、伸びが減少して機械的物性の低下をもたらす可能性がある。これに対し、Ｍｎの含有量が９．０％を超えると、製造コストが増加し、点溶接性が低下するという問題がある。
したがって、Ｍｎの含有量は、４．１〜９．０％であることが好ましい。より好ましいＭｎの含有量は５〜９％であり、さらに好ましいＭｎの含有量は５〜８％である。
Ｐ：０．０５％以下（０％は除く）
リン（Ｐ）は、固溶強化元素であるが、Ｐの含有量が０．０５％を超えると、溶接性が低下し、鋼の脆性が発生するおそれが高くなるという問題があるため、Ｐの上限を０．０５％に限定することが好ましい。より好ましくは０．０２％以下に制限することが好ましい。
Ｓ：０．０２％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あって、鋼板の延性及び溶接性を阻害する元素である。かかるＳの含有量が０．０２％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くなるため、Ｓの上限を０．０２％に限定することが好ましい。
Ａｌ：０．５％以下（０％は除く）
アルミニウム（Ａｌ）は、通常、鋼の脱酸のために添加する元素である。Ａｌの含有量が０．５％を超えると、鋼の引張強度が低下し、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難しくなり、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。
したがって、本発明におけるＡｌの含有量を０．５％以下に制限することが好ましい。ここで、０％は除く。
Ｎ：０．０２％以下（０％は除く）
窒素（Ｎ）は、固溶強化元素であるが、Ｎの含有量が０．０２％を超えると、脆性が発生する可能性が大きく、Ａｌと結合してＡｌＮを多量析出して連続鋳造における品質を阻害するおそれがある。したがって、本発明では、Ｎの上限を０．０２％に制限することが好ましい。
上述した合金元素の他に、Ｔｉ：０．１％以下（０％は除く）、Ｎｂ：０．１％以下（０％は除く）、Ｖ：０．２％以下（０％は除く）、及びＭｏ：０．５％以下（０％は除く）のうちから選択された１種以上を含む。
Ｔｉ：０．１％以下（０％は除く）
チタン（Ｔｉ）は、微細炭化物形成元素であって、降伏強度及び引張強度の確保に寄与する。
また、Ｔｉは、窒化物形成元素であって、鋼中ＮをＴｉＮとして析出させて、ＡｌＮの析出を抑制するという効果を奏するため、連続鋳造時にクラックが発生する可能性を低減させるという利点がある。
Ｔｉの含有量が０．１％を超えると、粗大な炭化物が析出し、鋼中炭素量が低減して強度及び伸びが減少する可能性があり、連続鋳造時にノズル詰まりをもたらすおそれがある。
Ｎｂ：０．１％以下（０％は除く）
ニオブ（Ｎｂ）は、オーステナイト粒界に偏析して焼鈍熱処理におけるオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制するとともに微細な炭化物を形成して、強度の増加に寄与する元素である。
Ｎｂの含有量が０．１％を超えると、粗大な炭化物が析出し、鋼中炭素量が低減して強度及び伸びが減少する可能性があるため、製造コストが上昇するという問題がある。
Ｖ：０．２％以下（０％は除く）
バナジウム（Ｖ）は、炭素又は窒素と反応して炭・窒化物を形成する元素であって、本発明では、低温で微細な析出物を形成させて鋼の降伏強度を増加させる重要な役割を果たす。
かかるＶの含有量が０．２％を超えると、粗大な炭化物が析出し、鋼中炭素量が低減して強度及び伸びが減少する可能性があり、製造コストが上昇するという問題がある。
Ｍｏ：０．５％以下（０％は除く）
モリブデン（Ｍｏ）は、炭化物を形成する元素であって、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖなどの炭・窒化物形成元素と複合添加する場合に、析出物のサイズを微細に維持して降伏強度及び引張強度を向上させる役割を果たす。
Ｍｏの含有量が０．５％を超えると、上述した効果が飽和し、逆に製造コストの上昇を誘発するという問題がある。
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しない。
このとき、本発明の合金組成は、上述した各元素の含有量を満たすだけでなく、下記関係式１を満たす必要がある。
関係式１：Ｃ／１２＋Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１＋Ｍｏ／９６≧０．０１５
（上記関係式１において、各元素記号は各元素の含有量を重量％で表した値である。）
本発明では、Ｃ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、及びＭｏのような複合炭窒化物の微細析出物を形成して物性に影響を与える元素の効果を考慮するために、上記関係式１を導出した。より具体的には、上述した各元素の含有量を満たす範囲内で、上記複合炭窒化物の場合には大半が原子比１：１で結合するため、Ｃ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、及びＭｏの添加量をそれぞれ原子量１２、４８、９３、５１、及び９６で割った値の合計が０．０１５よりも大きいと、引張強度及び降伏比を確保することができる。
一方、上述した成分に加えて、ニッケル（Ｎｉ）：１％以下（０％は除く）、銅（Ｃｕ）：０．５％以下（０％は除く）、クロム（Ｃｒ）：１％以下（０％は除く）、アンチモン（Ｓｂ）：０．０１〜０．１％のうちから選択された１種以上をさらに含むことができる。
上記ニッケル（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あって、上述したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌなどと複合作用してオーステナイトの安定化に寄与する。しかし、その含有量がＮｉ及びＣｒの場合にそれぞれ１％を超え、Ｃｕの場合にそれぞれ０．５％を超えると、製造コストが過度に増加するという問題がある。また、Ｃｕは熱間圧延時に脆性をもたらす可能性があるため、Ｃｕを添加する場合には、Ｎｉをともに添加することがより好ましい。
アンチモン（Ｓｂ）は、粒界偏析を通じたＳｉ、Ａｌなどの表面濃化及び酸化元素の移動を阻害することによって熱間圧延後の内部酸化を抑制するという効果を奏する。また、同一の理由により、焼鈍時のＳｉ、Ａｌなどの表面濃化による酸化を抑制することでめっき表面品質を向上させるという効果も奏する。 しかし、Ｓｂの含有量が０．０１％未満である場合には、内部酸化層を抑制するという効果が十分ではなく、Ｓｂの含有量が０．１％を超えると、亜鉛めっき層の合金化が遅延するという問題がある。
また、本発明の鋼板の微細組織は、体積分率で、残留オーステナイトを１０〜３０％、焼鈍マルテンサイトを５０％以上、アルファマルテンサイト及びイプシロンマルテンサイトを含むその他の相を２０％以下含む。
残留オーステナイトが３０％を超えると、オーステナイトの安定性が低下して伸びが減少し、塑性誘起変態マルテンサイトの量が増加するため、穴拡げ性が劣化するという問題がある。これに対し、１０％未満である場合には、残留オーステナイトが過度に安定化し、且つ分率が小さいため、伸びへの寄与度が小さいという問題がある。焼鈍マルテンサイトが５０％未満である場合や、アルファマルテンサイト及びイプシロンマルテンサイトを含むその他の相が２０％を超える場合でも、残留オーステナイトの安定性が減少するため、伸びが大きく低下して好ましくない。
このとき、本発明の鋼板は、析出物による強度向上及び穴拡げ性を効果的に確保するために、３０ｎｍ以下のサイズを有する析出物を１０１３個／ｍ２以上含み、上記析出物はＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、及びＭｏのうち一つ以上を含む炭化物、窒化物、又は複合炭窒化物であることができる。
また、上記残留オーステナイト及び上記焼鈍マルテンサイトは、針状であるとき、穴拡げ性にさらに優れるという効果があるため、短縮と長軸の比が０．５以下であることができる。
一方、本発明の鋼板は、穴拡げ性が１５％以上であり、降伏比が０．６５以上であり、引張強度が９００ＭＰａ以上であり、引張強度と伸びの積が２３０００ＭＰａ％以上であることができる。かかる物性を満たすことにより、冷間成形時にも、せん断エッジ部クラックなどが発生しないため、熱間プレス成形を代替することができ、自動車鋼板に要求される成形性及び衝突安全性を満たすことができる。
また、本発明の鋼板は、表面にめっき層がさらに形成されるものであってよい。
例えば、上記めっき層は、亜鉛めっき層又はアルミニウムめっき層であってもよい。
また、本発明の鋼板は、表面に合金化めっき層がさらに形成されるものであってよい。例えば、上記合金化めっき層は、合金化亜鉛めっき層又は合金化アルミニウムめっき層であってもよい。
穴拡げ性及び降伏比に優れた超高強度鋼板の製造方法
以下、本発明の他の一側面による穴拡げ性及び降伏比に優れた超高強度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穴拡げ性及び降伏比に優れた超高強度鋼板の製造方法は、上述した合金組成を満たすスラブを１０５０〜１３００℃に加熱する段階と、上記加熱されたスラブを８００〜１０００℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を７５０℃以下で巻取りした後、冷却する段階と、上記冷却された熱延鋼板を５９０〜６９０℃の温度範囲で加熱し、４０秒以上維持してから冷却する焼鈍熱処理を行う段階と、を含む。
スラブ加熱段階
上述した合金組成を満たすスラブを１０５０〜１３００℃に加熱する。これは、熱間圧延を行うに先立ってスラブを均質化処理するためである。
スラブ加熱温度が１０５０℃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、エネルギーコストが増加するだけでなく、表面スケールの量が増加して材料の損失につながることがある。尚、Ｍｎが大量に含まれる場合には液相が存在することがある。
熱間圧延段階
上記加熱されたスラブを８００〜１０００℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る。
仕上げ熱間圧延温度が８００℃未満である場合には圧延荷重が大きく増加するという問題がある。これに対し、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及び圧延ロールの寿命短縮を誘発するという問題がある。
巻取り及び冷却段階
上記熱延鋼板を７５０℃以下で巻取りした後、冷却する。
巻取温度が７５０℃を超えると、鋼板の表面スケールが大量に形成されて欠陥を誘発することがある。これは、酸洗性及びめっき性を劣化させる原因となり得る。
一方、鋼成分組成中のＭｎが４．１％以上含有される場合には、硬化能が増加するため、巻取り後に常温まで空冷してもフェライトの変態がなく、大部分マルテンサイト組織に変態するが、比較鋼１から４の巻取温度による熱延鋼板の（ａ）降伏強度及び（ｂ）引張強度の変化を示したグラフの図１から確認できるように、巻取温度が低いほど降伏強度及び引張強度が増加し、最終的な焼鈍材の強度確保に有利な面があるため、熱間圧延後に水冷して巻取温度を下げることがより好ましい。
焼鈍熱処理段階
上記冷却された熱延鋼板を５９０〜６９０℃の温度範囲で加熱し、４０秒以上維持してから冷却する焼鈍熱処理段階を行う。
このとき、上記焼鈍熱処理された熱延鋼板をめっきしてめっき鋼板を得る段階をさらに含むことができる。めっき条件は、特に限定する必要がなく、通常の条件に応じて、電気めっき法や溶融めっき法などを用いてめっきすることができる。例えば、亜鉛めっき浴に、上記焼鈍熱処理された熱延鋼板を浸漬して溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。
また、上記めっき鋼板を合金化処理して合金化めっき鋼板を得る段階をさらに含むことができる。
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に示す成分組成を有する鋼を３０Ｋｇのインゴットで真空溶解した後、これを１２００℃の温度に加熱した後、１時間維持した。次に、９００℃で仕上げ熱間圧延を行って熱延鋼板を製造し、上記熱延鋼板を下記表２の巻取温度まで冷却した後、該当温度で予め加熱された炉に装入し、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。その後、各試験片を常温まで冷却した後、下記表２に示す条件で焼鈍熱処理した。各試験片に対して微細組織及び機械的物性を測定し、その結果を下記表３に示した。
上記表３において、降伏強度、引張強度、伸び、及び降伏比は、万能引張試験機を用いて測定した。穴拡げ性（ＨＥＲ）は、全試験片に対して同一の基準で測定して評価した。
Figure 0006858253
Figure 0006858253
Figure 0006858253
 上記表３において、ＹＳ：降伏強度、ＴＳ：引張強度、Ｅｌ：伸び、ＹＲ：降伏比（ＹＳ／ＴＳ）、ＨＥＲ：穴拡げ性を意味する。
本発明で提示した合金組成及び製造条件をすべて満たす発明例１から発明例１７は、引張強度が９００ＭＰａ以上と超高強度であるだけでなく、降伏比が０．６５以上であるため伸びに優れ、引張強度×伸びの値が２３０００ＭＰａ％以上であることを確認できる。また、穴拡げ性が１５％以上を満たし、従来の熱間プレス成形用鋼板を代替することができる冷間プレス成形用鋼板として非常に有利となることを確認できる。
発明例１２の微細組織を分析した結果、体積分率で、残留オーステナイト２２％、焼鈍マルテンサイト７２％、及びイプシロンマルテンサイト６％を示した。
発明例１２の最終焼鈍熱処理された熱延鋼板の微細組織を（ａ）走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）及び（ｂ）電子後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で撮影した写真である図２から確認できるように、主相の残留オーステナイト及び焼鈍マルテンサイトの結晶粒サイズが微細であり、該当相の平均短縮と長軸の比が０．５以下であることが観察され、本発明鋼の優れた降伏強度比、伸び、及び穴拡げ性は上述の組織構成及び形状制御によって確保されることができた。図２（ｂ）において、濃い灰色は焼鈍マルテンサイトを、淡い灰色はオーステナイトを意味する。
また、発明例１２の最終焼鈍熱処理された熱延鋼板の微細組織を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で撮影した写真である図３から確認できるように、強度及び穴拡げ性の向上のために微細析出物を活用しており、３０ｎｍ以下のサイズを有する析出物が６×１０１４個／ｍ２含まれていた。
これに対し、本発明の成分組成を満たしても、製造条件（焼鈍熱処理工程）が、本発明を満たさない場合には、目標とする機械的物性を確保することが難しいことが確認できた。
そのうち、最終的な焼鈍熱処理を行わないか（比較例１）、焼鈍温度が５９０℃未満であるか（比較例２、３、６、７）、又は焼鈍時間が４０秒未満である場合（比較例４）には、二相域オーステナイトの分率が減少して伸びを確保することが難しかった。
また、焼鈍温度が６９０℃を超える場合（比較例５）には、二相域オーステナイトの分率が急激に増加して残留オーステナイトの安定性が低下し、降伏強度及び穴拡げ性が劣化する。
比較例４及び比較例５の微細組織をＸＲＤで分析した結果、残留オーステナイトの分率はそれぞれ８％及び３５％と測定された。一方で、本発明では、目標とする引張物性及び穴拡げ性を確保するためには、残留オーステナイトの分率を１０〜３０％で制御する必要があることを確認できた。
また、本発明で提示した製造条件を満たしても、本発明で提示した合金組成を満たさない場合には、本発明が目的とする機械的物性を確保することは難しいことを確認できる。
比較例１６から比較例１９のように微細析出元素のＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、及びＭｏの添加量が不足して関係式１を満たさない場合には、上述のように、微細析出物が強度への寄与度が小さいため、引張強度及び降伏比を確保することが難しいことを確認できる。
また、Ｍｎの含有量が４．１％未満である場合（比較例２０及び比較例２１）には、引張強度の確保が難しく、Ｍｎの含有量が９％を超える場合（比較例２２から比較例２７）には降伏比に劣ることが分かる。
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 (11)

  1. 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２％；Ｓｉ：２．０％以下；Ｍｎ：４．１〜９．０％；Ｐ：０．０５％以下（０％は除く）；Ｓ：０．０２％以下（０％は除く）；Ａｌ：０．５％以下（０％は除く）；Ｎ：０．０２％以下（０％は除く）；Ｔｉ：０．１％以下（０％は除く）、Ｎｂ：０．１％以下（０％は除く）、Ｖ：０．２％以下（０％は除く）、及びＭｏ：０．５％以下（０％は除く）のうちから選択された１種以上；残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなり、
    且つ下記関係式１を満たし、
    微細組織は、体積分率で、残留オーステナイトを１０〜３０％、焼鈍マルテンサイトを５０％以上、アルファマルテンサイト及びイプシロンマルテンサイトを含むその他の相を２０％以下含む、穴拡げ性及び降伏比に優れた超高強度鋼板。
    関係式１：Ｃ／１２＋Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１＋Ｍｏ／９６≧０．０１５
    （前記関係式１において、各元素記号は各元素の含有量を重量％で表した値である。）
  2. 前記鋼板は、重量％で、ニッケル（Ｎｉ）：１％以下（０％は除く）、銅（Ｃｕ）：０．５％以下（０％は除く）、クロム（Ｃｒ）：１％以下（０％は除く）、及びアンチモン（Ｓｂ）：０．０１〜０．１％のうちから選択された１種以上をさらに含む、請求項１に記載の穴拡げ性及び降伏比に優れた超高強度鋼板。
  3. 前記鋼板は、３０ｎｍ以下のサイズを有する析出物を１０１３個／ｍ２以上含み、
    前記析出物は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、及びＭｏのうち一つ以上を含む炭化物、窒化物、又は複合炭窒化物である、請求項１に記載の穴拡げ性及び降伏比に優れた超高強度鋼板。
  4. 前記残留オーステナイト及び前記焼鈍マルテンサイトは短縮と長軸の比が０．５以下である針状組織である、請求項１に記載の穴拡げ性及び降伏比に優れた超高強度鋼板。
  5. 前記鋼板は、穴拡げ性が１５％以上であり、降伏比が０．６５以上であり、引張強度が９００ＭＰａ以上であり、引張強度と伸びの積が２３０００ＭＰａ％以上である、請求項１に記載の穴拡げ性及び降伏比に優れた超高強度鋼板。
  6. 前記鋼板は表面にめっき層がさらに形成される、請求項１に記載の穴拡げ性及び降伏比に優れた超高強度鋼板。
  7. 前記鋼板は表面に合金化めっき層がさらに形成される、請求項１に記載の穴拡げ性及び降伏比に優れた超高強度鋼板。
  8. 請求項１から７のいずれか１項に記載の穴拡げ性及び降伏比に優れた超高強度鋼板を製造するための製造方法であって、
    重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２％；Ｓｉ：２．０％以下；Ｍｎ：４．１〜９．０％；Ｐ：０．０５％以下（０％は除く）；Ｓ：０．０２％以下（０％は除く）；Ａｌ：０．５％以下（０％は除く）；Ｎ：０．０２％以下（０％は除く）；Ｔｉ：０．１％以下（０％は除く）、Ｎｂ：０．１％以下（０％は除く）、Ｖ：０．２％以下（０％は除く）、及びＭｏ：０．５％以下（０％は除く）のうちから選択された１種以上；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を満たすスラブを１０５０〜１３００℃に加熱する段階と、
    前記加熱されたスラブを８００〜１０００℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
    前記熱延鋼板を水冷して７５０℃以下で巻取りした後、冷却する段階と、
    前記冷却された熱延鋼板を５９０〜６９０℃の温度範囲で加熱し、４０秒以上維持してから冷却する焼鈍熱処理を行う段階と、を含む、穴拡げ性及び降伏比に優れた超高強度鋼板の製造方法。
    関係式１：Ｃ／１２＋Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１＋Ｍｏ／９６≧０．０１５
    （前記関係式１において、各元素記号は各元素の含有量を重量％で表した値である。）
  9. 前記スラブは、重量％で、ニッケル（Ｎｉ）：１％以下（０％は除く）、銅（Ｃｕ）：０．５％以下（０％は除く）、クロム（Ｃｒ）：１％以下（０％は除く）、及びアンチモン（Ｓｂ）：０．０１〜０．１％のうちから選択された１種以上をさらに含む、請求項８に記載の穴拡げ性及び降伏比に優れた超高強度鋼板の製造方法。
  10. 前記焼鈍熱処理された熱延鋼板をめっきしてめっき鋼板を得る段階をさらに含む、請求項８に記載の穴拡げ性及び降伏比に優れた超高強度鋼板の製造方法。
  11. 前記めっき鋼板を合金化処理して合金化めっき鋼板を得る段階をさらに含む、請求項１０に記載の穴拡げ性及び降伏比に優れた超高強度鋼板の製造方法。
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