JP7267428B2 - バーリング性に優れた高強度冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、及びこれらの製造方法 - Google Patents

バーリング性に優れた高強度冷延鋼板、合金化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、冷延鋼板、合金化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り、詳細には、高強度の特性を有しながらもバーリング性を効果的に向上させた冷延鋼板、合金化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。
自動車用鋼板は、地球環境の保存のための燃費規制及び衝突などの事故時の搭乗者の安全性を確保するために、高強度鋼材の採用を増やしつつある。自動車用鋼材のレベルは、通常、引張強度と延伸率の積（ＴＳ×ＥＬ）で示すことが多く、必ずしもこれに制限されるものではないが、ＴＳ×ＥＬが２５，０００ＭＰａ・％未満であるＡＨＳＳ（Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｈｉｇｈ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｓｔｅｅｌ）、５０，０００ＭＰａ・％を超えるＵＨＳＳ（Ｕｌｔｒａ Ｈｉｇｈ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｓｔｅｅｌ）、そしてＡＨＳＳとＵＨＳＳとの間の値を有するＸ－ＡＨＳＳ（Ｅｘｔｒａ－Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｈｉｇｈ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｓｔｅｅｌ）などが代表的な例として提示されることができる。
鋼材のレベルが決まると、引張強度と延伸率の積が略一定に決定されるものであるため、鋼材の引張強度と延伸率を同時に満たすことは容易でない。引張強度と延伸率は、互いに反比例することが一般的な鋼材の特性であるためである。
鋼材の強度と延伸率の積を高めるために新しい概念を有する鋼材として、鋼材内に残留オーステナイトが存在して加工性及び強度の両方を向上させることができる、いわゆる、ＴＲＩＰ（ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）現象を利用した鋼材が開発され、このようなＴＲＩＰ鋼は、同一の強度でも延伸率が向上されることから高成形性の高強度鋼材を製造するために主に活用されてきた。
しかし、このような従来の鋼材は、引張強度や延伸率は高い水準で確保可能であっても、バーリング性には脆弱であるという問題点が存在する。
バーリング性は、鋼材の穴拡げ加工性を評価する物性として広く利用されたが、最近ではバーリング性が必ずしも鋼材の穴拡げ加工性を評価する物性のみに限定されて解釈されるものではない。すなわち、激しい加工を受ける鋼材にバーリング性が十分に確保されていなければ鋼材の破損を防止することが難しいため、バーリング性は激しい加工条件における鋼材の破損抵抗性を確認することができる指標として利用することができる。つまり、冷間プレス加工のように厳しい条件で加工される自動車用鋼材の場合、加工による鋼材の破損を防止するために高強度の特性だけでなく、優れたバーリング性が要求される。
特開２０１４－０１９９０５号公報（２０１４．０２．０３．公開）
本発明の一側面によると、バーリング性に優れた高強度冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、及びこれらの製造方法が提供される。
本発明の課題は、上述した内容に限定されない。通常の技術者であれば、本明細書の全体内容から、本発明のさらなる課題を理解するのに何ら困難がない。
本発明の一側面によるバーリング性に優れた高強度冷延鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１３～０．２５％、シリコン（Ｓｉ）：１．０～２．０％、マンガン（Ｍｎ）：１．５～３．０％、アルミニウム（Ａｌ）＋クロム（Ｃｒ）＋モリブデン（Ｍｏ）：０．０８～１．５％、リン（Ｐ）：０．１％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下、窒素（Ｎ）：０．０１％以下、残りのＦｅ及び不可避不純物を含み、面積分率で、フェライト：３～２５％、マルテンサイト：２０～４０％、残留オーステナイト：５～２０％を含み、ｔ／４地点を基準に（ここで、ｔは鋼板厚さを意味する）、フェライトの平均結晶粒度が２μｍ以下であり、鋼板の厚さ方向のフェライトの長さに対する鋼板圧延方向のフェライトの長さ比の平均値が１．５以下であることができる。
上記冷延鋼板は、面積分率で１５～５０％のベイナイトをさらに含むことができる。
上記マルテンサイトは、焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトからなり、上記マルテンサイトのうち上記焼戻しマルテンサイトが占める割合は５０面積％を超えることができる。
上記冷延鋼板は、３～１５面積％のフェライトを含むことができる。
上記鋼板の厚さ方向のフェライトの長さに対する鋼板圧延方向のフェライトの長さ比の平均値が０．５以上であることができる。
上記冷延鋼板は、重量％で、ホウ素（Ｂ）：０．００１～０．００５％及びチタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０４％のうち１種以上をさらに含むことができる。
上記アルミニウム（Ａｌ）は、０．０１～０．０９重量％の含有量で上記冷延鋼板に含まれることができる。
上記クロム（Ｃｒ）は、０．０１～０．７重量％の含有量で上記冷延鋼板に含まれることができる。
上記クロム（Ｃｒ）は、０．２～０．６重量％の含有量で上記冷延鋼板に含まれることができる。
上記モリブデン（Ｍｏ）は、０．０２～０．０８重量％の含有量で上記冷延鋼板に含まれることができる。
上記冷延鋼板は、１１８０ＭＰａ以上の引張強度、１４％以上の延伸率、２５％以上の穴拡げ比（Ｈｏｌｅ Ｅｘｐａｎｓｉｏｎ Ｒａｔｉｏ、ＨＥＲ）を有することができる。
上記冷延鋼板の穴拡げ比（ＨＥＲ）は、３０％以上であることができる。
本発明の一側面によるバーリング性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、素地鋼板及び上記素地鋼板の表面上に形成された合金化溶融亜鉛めっき層を含み、上記素地鋼板は、上記冷延鋼板であることができる。
本発明の一側面によるバーリング性に優れた高強度冷延鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１３～０．２５％、シリコン（Ｓｉ）：１．０～２．０％、マンガン（Ｍｎ）：１．５～３．０％、アルミニウム（Ａｌ）＋クロム（Ｃｒ）＋モリブデン（Ｍｏ）：０．０８～１．５％、リン（Ｐ）：０．１％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下、窒素（Ｎ）：０．０１％以下、残りのＦｅ及び不可避不純物を含む鋼材を冷間圧延した後、上記鋼材が完全にオーステナイトに変態されるように、上記鋼材を加熱し、上記加熱された鋼材を６３０～６７０℃の徐冷停止温度まで５～１２℃／ｓの冷却速度で徐冷した後、徐冷停止温度で１０～９０秒間維持し、上記徐冷された鋼材をマルテンサイト変態終了温度（Ｍｆ）以上、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）以下の温度範囲まで７～３０℃／ｓの冷却速度で急冷し、上記急冷された鋼材をマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）超過、ベイナイト変態開始温度（Ｂｓ）以下の温度で３００～６００秒間維持する分配処理によって製造されることができる。
上記鋼材は、重量％で、ホウ素（Ｂ）：０．００１～０．００５％及びチタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０４％のうち１種以上をさらに含むことができる。
上記アルミニウム（Ａｌ）は、０．０１～０．０９重量％の含有量で上記鋼材に含まれることができる。
上記クロム（Ｃｒ）は、０．０１～０．７重量％の含有量で上記鋼材に含まれることができる。
上記クロム（Ｃｒ）は、０．２～０．６重量％の含有量で上記鋼材に含まれることができる。
上記モリブデン（Ｍｏ）は、０．０２～０．０８重量％の含有量で上記鋼材に含まれることができる。
本発明の一側面によるバーリング性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上記冷延鋼板を素地鋼板とし、上記素地鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を形成し、合金化処理して製造することができる。
上記課題の解決手段は、本発明の特徴をすべて列挙したものではなく、本発明の様々な特徴とそれに伴う利点及び効果は、下記の具体的な実施例を参照して、より詳細に理解することができる。
本発明の一側面によると、高強度特性を有しながらも延伸率特性及びバーリング性に優れることから、自動車用鋼板として特に適した冷延鋼板、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ができる。
時間による温度変化を利用して、本発明の製造工程を概略的に示したグラフである。 発明例１の微細組織を走査電子顕微鏡で観察したイメージである。 比較例２の微細組織を走査電子顕微鏡で観察したイメージである。
本発明は、バーリング性に優れた冷延鋼板、合金化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り、以下では、本発明の好ましい実施例を説明する。本発明の実施例は、様々な形に変形することができ、本発明の範囲が以下で説明される実施例に限定されるものと解釈されてはいけない。本実施例は、当該発明が属する技術分野における通常の知識を有する者に本発明をさらに詳細に説明するために提供されるものである。
以下、本発明の鋼組成についてより詳細に説明する。以下、特に断りのない限り、各元素の含有量を示す％は、重量を基準とする。
本発明の一側面において、冷延鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１３～０．２５％、シリコン（Ｓｉ）：１．０～２．０％、マンガン（Ｍｎ）：１．５～３．０％、アルミニウム（Ａｌ）＋クロム（Ｃｒ）＋モリブデン（Ｍｏ）：０．０８～１．５％、リン（Ｐ）：０．１％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下、窒素（Ｎ）：０．０１％以下、残りのＦｅ及び不可避不純物を含むことができる。また、本発明の一側面による冷延鋼板は、重量％で、ホウ素（Ｂ）：０．００１～０．００５％及びチタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０４％のうち１種以上をさらに含むことができる。上記アルミニウム（Ａｌ）、クロム（Ｃｒ）、及びモリブデン（Ｍｏ）は、それぞれ重量％で、０．０１～０．０９％、０．０１～０．７％、０．０２～０．０８％含有されることができる。
炭素（Ｃ）：０．１３～０．２５％
炭素（Ｃ）は、経済的に強度を確保することができる重要な元素であるため、本発明は、このような効果を達成するために、炭素（Ｃ）含有量の下限を０．１３％に制限することができる。但し、炭素（Ｃ）が過多に添加される場合、溶接性が劣化するという問題が生じることがあるため、本発明は、炭素（Ｃ）含有量の上限を０．２５％に制限することができる。したがって、本発明の炭素（Ｃ）含有量は、０．１５～０．２５％の範囲であることができ、０．１４～０．２５％の範囲であることが好ましく、０．１４～０．２０％の範囲であることがより好ましい。
シリコン（Ｓｉ）：１．０～２．０％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼材の強度及び延伸率を効果的に向上させることができる元素であるため、本発明は、このような効果を達成するために、シリコン（Ｓｉ）含有量の下限を１．０％に制限することができる。シリコン（Ｓｉ）は、表面スケールの欠陥を引き起こすだけでなく、めっき鋼板の表面特性及び化成処理性を低下させるため、通常のシリコン（Ｓｉ）含有量は、１．０％以下の範囲に制限される場合が多かったが、最近のめっき技術の発展などによって鋼中の含有量が２．０％程度までは特に問題なく製造することができるようになったため、本発明は、シリコン（Ｓｉ）含有量の上限を２．０％に制限することができる。したがって、本発明のシリコン（Ｓｉ）含有量は、１．０～２．０％の範囲であることができ、１．２～２．０％の範囲であることが好ましく、１．２～１．８％の範囲であることがより好ましい。
マンガン（Ｍｎ）：１．５～３．０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼材内に存在する場合、固溶強化に大きな役割を果たし、変態強化鋼の硬化能の向上に寄与する元素であるため、本発明は、マンガン（Ｍｎ）含有量の下限を１．５％に制限することができる。但し、マンガン（Ｍｎ）が過多に添加される場合、溶接性及び冷間圧延の負荷などの問題が生じる可能性が高く、焼鈍濃化物の形成によってデント（ｄｅｎｔ）などの表面欠陥を引き起こすことがあるため、本発明は、マンガン（Ｍｎ）含有量の上限を３．０％に制限することができる。したがって、本発明のマンガン（Ｍｎ）含有量は、１．５～３．０％の範囲であることができ、２．０～３．０％の範囲であることが好ましく、２．２～２．９％の範囲であることがより好ましい。
アルミニウム（Ａｌ）、クロム（Ｃｒ）、及びモリブデン（Ｍｏ）の合計：０．０８～１．５％
アルミニウム（Ａｌ）、クロム（Ｃｒ）、及びモリブデン（Ｍｏ）は、強度の増加及びフェライト域の拡張元素であって、フェライト分率を確保するために有用な元素であるため、本発明は、アルミニウム（Ａｌ）、クロム（Ｃｒ）、及びモリブデン（Ｍｏ）の含有量の合計を０．０８％以上に制限することができる。但し、アルミニウム（Ａｌ）、クロム（Ｃｒ）、及びモリブデン（Ｍｏ）が過多に添加される場合、スラブの表面品質の低下及び製造コストの増加が問題となるため、本発明は、アルミニウム（Ａｌ）、クロム（Ｃｒ）、及びモリブデン（Ｍｏ）の含有量の合計を１．５％以下に制限することができる。したがって、本発明のアルミニウム（Ａｌ）、クロム（Ｃｒ）、及びモリブデン（Ｍｏ）の含有量の合計は、０．０８～１．５％の範囲であることができる。
アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．０９％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼中の酸素（Ｏ）と結合して脱酸作用をし、シリコン（Ｓｉ）のようにフェライト内の炭素（Ｃ）をオーステナイトに分配してマルテンサイト硬化能を向上させるために重要な元素であるため、本発明は、このような効果を達成するために、アルミニウム（Ａｌ）含有量の下限を０．０１％に制限することができる。但し、アルミニウム（Ａｌ）が過多に添加される場合、連鋳時にノズルの目詰まりが発生する可能性があり、強度の増加に伴うバーリング性の低下が問題となることがあるため、本発明は、アルミニウム（Ａｌ）含有量の上限を０．０９％に制限することができる。したがって、本発明のアルミニウム（Ａｌ）含有量は、０．０１～０．０９％の範囲であることができ、０．０２～０．０９％の範囲であることが好ましく、０．０２～０．０８％の範囲であることがより好ましい。本発明におけるアルミニウム（Ａｌ）とは、酸可溶性のＡｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）を意味する。
クロム（Ｃｒ）：０．０１～０．７％
クロム（Ｃｒ）は、効果的に硬化能を向上させる元素であるため、本発明は、強度向上の効果を達成するためにクロム（Ｃｒ）含有量の下限を０．０１％に制限することができる。但し、クロム（Ｃｒ）が過多に添加される場合、シリコン（Ｓｉ）の酸化を促進させて熱延材の表面の赤スケールの欠陥を増加させ、最終鋼材の表面品質の低下を誘発するため、本発明は、クロム（Ｃｒ）含有量の上限を０．７％に制限することができる。したがって、本発明のクロム（Ｃｒ）含有量は、０．２～０．７％の範囲であることができ、０．１～０．７％の範囲であることが好ましく、０．２～０．６％の範囲であることがより好ましい。
モリブデン（Ｍｏ）：０．０２～０．０８％
モリブデン（Ｍｏ）も硬化能の向上に効果的に寄与する元素であるため、本発明は、強度向上の効果を達成するためにモリブデン（Ｍｏ）含有量の下限を０．０２％に制限することができる。但し、モリブデン（Ｍｏ）は、高価の元素として過度に添加されると経済性の側面で好ましくなく、モリブデン（Ｍｏ）が過多に添加される場合、強度が過度に増加してバーリング性が低下するという問題が生じるため、本発明は、モリブデン（Ｍｏ）含有量の上限を０．０８％に制限することができる。モリブデン（Ｍｏ）含有量は、０．０３～０．０８％の範囲であることが好ましく、０．０３～０．０７％の範囲であることがより好ましい。
リン（Ｐ）：０．１％以下
リン（Ｐ）は、鋼の成形性を損なうことなく、強度確保に有利な元素であるが、過多に添加される場合、脆性破壊が発生する可能性が大幅に高くなり、熱間圧延の途中にスラブの板破断が発生する可能性が増加し、めっき表面の特性を阻害する元素としても作用することがある。したがって、本発明は、リン（Ｐ）含有量の上限を０．１％に制限することができ、０．０５％であることがより好ましい。但し、不可避に添加される程度を考慮して、０％は除外されることができる。
硫黄（Ｓ）：０．０１％以下
硫黄（Ｓ）は、鋼中の不純物元素として不可避的に添加される元素であるため、その含有量をなるべく低く管理することが好ましい。特に、硫黄（Ｓ）は、鋼の延性及び溶接性を阻害する元素であって、本発明では、その含有量を最大に抑えることが好ましい。したがって、本発明は、硫黄（Ｓ）含有量の上限を０．０１％に制限することができ、０．００５％であることがより好ましい。但し、不可避に添加される程度を考慮して、０％は除外されることができる。
窒素（Ｎ）：０．０１％以下
窒素（Ｎ）は、不純物元素として不可避に添加される元素である。窒素（Ｎ）は、なるべく低く管理することが重要であるが、このためには、鋼の精錬費用が急激に上昇するという問題がある。したがって、本発明は、操業条件における可能な範囲を考慮して、窒素（Ｎ）含有量の上限を０．０１％に制御することができ、０．００５％であることがより好ましい。但し、不可避に添加される程度を考慮して、０％は除外されることができる。
ホウ素（Ｂ）：０．００１～０．００５％
ホウ素（Ｂ）は、固溶による強度の向上に効果的に寄与する元素であり、少量添加しても、このような効果を確保することができる有効な元素である。したがって、本発明は、このような効果を達成するために、ホウ素（Ｂ）含有量の下限を０．００１％に制限することができる。但し、ホウ素（Ｂ）が過多に添加される場合、強度向上の効果は飽和されるのに対し、表面に過度のホウ素（Ｂ）濃化層を形成してめっき密着性の劣化を招くことがあるため、本発明は、ホウ素（Ｂ）含有量の上限を０．００５％に制限することができる。したがって、本発明のホウ素（Ｂ）含有量は、０．００１～０．００５％の範囲であることができ、０．００１～０．００４％の範囲であることが好ましく、０．００１３～０．００３５％の範囲であることがより好ましい。
チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０４％
チタン（Ｔｉ）は、鋼の強度上昇及び粒度微細化に有効な元素である。また、チタン（Ｔｉ）は、窒素（Ｎ）と結合してＴｉＮ析出物を形成するため、ホウ素（Ｂ）が窒素（Ｎ）と結合してホウ素（Ｂ）の添加効果が消失されることを効果的に防止することができる元素である。したがって、本発明は、チタン（Ｔｉ）含有量の下限を０．００５％に制限することができる。但し、チタン（Ｔｉ）が過度に添加される場合、連鋳時にノズルの目詰まりを誘発したり、過度の析出物の生成によって鋼の延性が劣化することがあるため、本発明は、チタン（Ｔｉ）含有量の上限を０．０４％に制限することができる。したがって、本発明のチタン（Ｔｉ）含有量は、０．００５～０．０４％の範囲であることができ、０．０１～０．０４％の範囲であることが好ましく、０．０１～０．０３％の範囲であることがより好ましい。
本発明の冷延鋼板は、上述した鋼組成以外の残りはＦｅ及び不可避不純物を含むことができる。不可避不純物は、通常の鉄鋼製造工程で意図せず混入することができるものであるため、これを全面排除することはできず、通常の鉄鋼製造の分野の技術者であれば、その意味を容易に理解することができる。また、本発明は、上述した鋼組成以外の他の組成の添加を全面的に排除するものではない。
以下、本発明の微細組織についてより詳細に説明する。以下、特に断りのない限り、微細組織の割合を示す％は、面積を基準とする。
本発明の発明者らは鋼板の強度及び延伸率の両方を確保するとともに、バーリング性も兼ね備えさせるための条件を検討した結果、鋼材の組成と組織の種類及び分率を適切に制御し、強度及び延伸率を適正範囲に制御しても、鋼材に存在する組織の形態を適切に制御しないと、高いバーリング性を得ることはできないという事実を確認し、本発明に至った。
本発明は、鋼材の強度及び延伸率を確保するために、鋼材内にフェライトの組成を適切な範囲内に制御し、その他に残留オーステナイト及びマルテンサイトを含むＴＲＩＰ鋼材をその対象とする。
一般的に、ＴＲＩＰ鋼材におけるマルテンサイトは、高い強度を確保するために鋼材内に所定の範囲で含まれるようになり、フェライトは鋼材の延伸率を確保するために、所定の範囲で含まれるようになる。残留オーステナイトは加工過程中のマルテンサイトに変態され、このような変態過程を介して鋼材の加工性の向上に寄与することができる。
このような側面において、本発明のフェライトは、３～２５面積％の割合で含まれることができる。すなわち、十分な延伸率を付与するためにフェライト割合を３面積％以上に制御する必要があり、軟質組織であるフェライトが過度に形成されることによって、強度が低下することを防止するためにフェライトの割合を２５面積％以下に制御することができる。フェライトの分率は、２０面積％以下であることが好ましく、１５面積％以下または１５面積％未満であることがより好ましい。
また、マルテンサイトは十分な強度確保のために、２０面積％以上の割合で含まれることが好ましく、硬質組織であるマルテンサイトが過度に形成されることによって、延伸率の減少が起こる可能性があるため、マルテンサイトの割合を４０面積％以下に制御することができる。
本発明のマルテンサイトは、焼戻しマルテンサイト（ｔｅｍｐｅｒｅｄ ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）及びフレッシュマルテンサイト（ｆｒｅｓｈ ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）からなり、全体のマルテンサイトのうち焼戻しマルテンサイトが占める割合は５０面積％を超えることができる。好ましい焼戻しマルテンサイトの割合は、全体のマルテンサイトに対して６０面積％以上であることができる。これは、フレッシュマルテンサイトは強度確保に有効であるが、強度及び延伸率の両立の側面では、焼戻しマルテンサイトがより好ましいためである。
加えて、残留オーステナイトを含む場合、鋼材のＴＳ×ＥＬが高くなるため、強度と延伸率のバランスが全体的に向上することができる。したがって、残留オーステナイトは５面積％以上含まれることが好ましい。但し、残留オーステナイトが過度に形成される場合、水素脆性の敏感度が増えるという問題があるため、残留オーステナイトの分率は、２０面積％以下に制御することが好ましい。
これとは別に、本発明では面積分率で１５～５０％のベイナイトをさらに含むことができる。ベイナイトは、組織間の強度差を減らしてバーリング性を向上させることができるため、ベイナイト分率を１５面積％以上に制御することが好ましい。但し、ベイナイトが過度に形成される場合、却ってバーリング性が低下することがあるため、ベイナイトの分率は、５０面積％以下に制御することが好ましい。
本発明の鋼材には硬質組織であるマルテンサイト及び軟質組織であるフェライトが含まれるため、バーリング加工またはこれと類似したプレス加工時に軟質組織と硬質組織の境界でクラックが開始され、伝播される現象が発生することがある。フェライト組織は延伸率の向上には大きく寄与することができるが、バーリング加工などでフェライトとマルテンサイトの組織間の硬度差によるクラックの発生を助長するという欠点がある。
このような形態の破損を防止するために、本発明の一側面では、フェライトを微細化するとともに、フェライトの長さ比（鋼板の圧延方向の長さ／鋼板の厚さ方向の長さ）を一定範囲に制限することができる。本発明の発明者は、ＴＲＩＰ鋼に存在するフェライトの形状と加工時のクラック発生及び伝播特性について深く研究し、フェライトの粒度だけでなく、フェライトの長さ比（鋼板の圧延方向の長さ／鋼板の厚さ方向の長さ）が加工時のクラック発生及び伝播特性に影響を及ぼすことが確認できる。
すなわち、通常のＴＲＩＰ鋼において軟質組織であるフェライトは、圧延方向に沿って延伸された形で存在するため、フェライト結晶粒の微細化によっても加工時に発生したクラックが圧延方向に沿って容易に進行することを効果的に抑制することはできない。したがって、本発明は、最終鋼材に存在するフェライトを微細化し、フェライト形状制御によってクラックの発生及び伝播を最大限抑える。
本発明の好ましい一側面において、フェライトの平均結晶粒度を２μｍ以下に制御し、フェライトを微細化するとともに、平均フェライトの長さ比（鋼板の圧延方向の長さ／鋼板の厚さ方向の長さ）を１．５以下に制御することができる。すなわち、本発明は、フェライトの結晶粒を一定水準以下に微細化し、平均フェライト結晶粒の長さ比（鋼板の圧延方向の長さ／鋼板の厚さ方向の長さ）を一定水準以下に制御するため、クラックの発生及び進行を効果的に阻止して鋼材のバーリング性を効果的に確保することができる。但し、平均フェライトの長さ比（鋼板の圧延方向の長さ／鋼板の厚さ方向の長さ）を一定水準未満に制御するためには、工程上の限界点が存在するため、本発明は平均フェライトの長さ比（鋼板の圧延方向の長さ／鋼板の厚さ方向の長さ）の下限を０．５に制限することができる。
本発明のフェライト平均結晶粒度及び平均フェライトの長さ比は、ｔ／４地点を基準とし、ここで、ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する。
本発明は、フェライトを微細化するとともに、フェライトの長さ比を最適の水準に制御するため、鋼材の加工時のクラックの発生及び進行を効果的に抑制することができ、それによって鋼材の破損を効果的に防止することができる。
また、本発明は、上述した冷延鋼板上に溶融亜鉛めっき層が形成された溶融亜鉛めっき鋼板を含むことができ、これを合金化処理した合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含むことができる。溶融亜鉛めっき層は、耐食性を確保するために通常的に利用される組成で備えられることができ、亜鉛（Ｚｎ）の他、アルミニウム（Ａｌ）、マグネシウム（Ｍｇ）などの追加要素を含むことができる。
このような条件を満たす本発明の冷延鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度：１１８０ＭＰａ以上、延伸率：１４％以上及び穴拡げ比（Ｈｏｌｅ Ｅｘｐａｎｓｉｏｎ Ｒａｔｉｏ、ＨＥＲ）：２５％以上を満たすことができる。バーリング性確保の側面でより好ましい穴拡げ比（ＨＥＲ）は、３０％以上であることができる。
以下、本発明の製造方法についてより詳細に説明する。
上述した組成の鋼材を冷間圧延した後、上記鋼材が完全にオーステナイトに変態されるように上記冷間圧延された鋼材を加熱し、上記加熱された鋼材を６３０～６７０℃の徐冷停止温度まで５～１２℃／ｓの冷却速度で徐冷した後、徐冷停止温度で３０～９０秒間維持し、上記徐冷及び維持された鋼材をマルテンサイト変態終了温度（Ｍｆ）以上、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）以下の温度範囲まで７～３０℃／ｓの冷却速度で急冷し、上記急冷された鋼材をマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）超過、ベイナイト変態開始温度（Ｂｓ）以下の温度で３００～６００秒間維持して分配処理することができる。時間による温度変化を利用して、冷間圧延後の本発明の工程条件を図１に示した。
本発明の冷間圧延に提供される鋼材は、熱延材であることができ、このような熱延材は、通常のＴＲＩＰ鋼の製造に利用される熱延材であることができる。本発明の冷間圧延に提供される熱延材の製造方法は、特に制限されるものではないが、上述した組成で備えられるスラブを１０００～１３００℃の温度範囲で再加熱し、８００～９５０℃の仕上げ圧延温度範囲で熱間圧延し、７５０℃以下の温度範囲で巻取って製造することができる。本発明の冷間圧延も通常のＴＲＩＰ鋼の製造において実施される工程条件で実施することができる。顧客会社が求める厚さを確保するために、適切な圧下率で冷間圧延を実施することができるが、後続の焼鈍工程での粗大フェライトの生成を抑制するために、３０％以上の冷間圧下率で冷間圧延を実施することが好ましい。
以下、本発明の工程条件についてより詳細に説明する。
冷間圧延後のオーステナイト領域に鋼材を加熱
冷間圧延された鋼材の組織をすべてオーステナイトに変態させるために鋼材をオーステナイト温度領域（ｆｕｌｌ ａｕｓｔｅｎｉｔｅ領域）に加熱する。通常のフェライトを一定水準含むＴＲＩＰ鋼の場合、オーステナイトとフェライトが公転する、いわゆる、二相域の温度区間で鋼材を加熱する場合が多いが、このように加熱する場合、本発明で意図する粒度及び分布度を有するフェライトを得ることが非常に困難であるだけでなく、熱間圧延の過程で生成されたバンド組織がそのまま残存してバーリング性の改善に不利である。したがって、本発明では冷間圧延された鋼材を８４０℃以上のオーステナイト領域に加熱することができる。
加熱された鋼材を６３０～６７０℃の領域まで徐冷及び維持
本発明は、フェライトの微細化及び長さ比の調節のために、加熱された鋼材を５～１２℃／ｓの冷却速度で徐冷した後、該当温度範囲で一定時間維持することができる。これは、加熱された鋼材を徐冷する間、鋼材内部では多発的な核生成作用によって微細な結晶粒を有するフェライトが形成される可能性があるためである。したがって、本発明は、フェライトの核生成サイトの増加及びフェライトの長さ比を調節するために、加熱された鋼材を一定温度範囲まで徐冷することができる。徐冷停止温度を超えて徐冷を中止し、すぐに急冷を行う場合、十分なフェライト分率を確保することができず、延伸率を確保する側面で不利であり、徐冷停止温度未満の温度まで徐冷を実施する場合、フェライト以外のその他の組織の割合が十分でなく、強度確保の側面で不利であるため、本発明は、徐冷停止温度を６３０～６７０℃の範囲に制限することができる。また、本発明の徐冷は、一般的な徐冷条件に比べてやや速い冷却速度を適用するため、フェライトの核生成サイトを効果的に増加させることができる。したがって、本発明の徐冷における冷却速度は、５～１２℃／ｓの範囲であることができるが、フェライト核生成サイトの増加の側面では、７～１２℃／ｓの範囲であることがより好ましい。
６３０～６７０℃の温度範囲まで鋼材を冷却した後、該当温度範囲で徐冷された鋼材を１０～９０秒間維持することができる。本発明は、加熱された鋼材に対して徐冷後に維持を適用するため、徐冷によって生成されたフェライトが粗大に成長することを効果的に防止することができる。すなわち、本発明は、徐冷及び維持によってフェライトが圧延方向に沿って成長することを効果的に防止するため、フェライトの長さ比（鋼板の圧延方向の長さ／鋼板の厚さ方向の長さ）を効果的に制御することができる。
徐冷及び維持された鋼材をＭｆ～Ｍｓの温度で急冷
本発明で意図する割合のマルテンサイトを得るためには、徐冷及び維持された鋼材をすぐにＭｆ～Ｍｓの温度範囲まで急冷する手順が後続することができる。ここで、Ｍｆは、マルテンサイト変態終了温度を意味し、Ｍｓは、マルテンサイト変態開始温度を意味する。徐冷及び維持された鋼材をＭｆ～Ｍｓの温度範囲まで急冷するため、急冷後の鋼材には、マルテンサイト及び残留オーステナイトが導入されることができる。すなわち、急冷停止温度をＭｓ以下に制御するため、急冷後の鋼材内にマルテンサイトが導入されることができ、急冷停止温度をＭｆ以上に制御するため、オーステナイトがすべてマルテンサイトに変態されることを防止して、急冷した後の鋼材内に残留オーステナイトが導入されることができる。急冷時の好ましい冷却速度は、７～３０℃／ｓの範囲であることができ、好ましい一つの手段は、クエンチング（Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）であることができる。
急冷された鋼材を分配（Ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ）処理
急冷された組織のうちマルテンサイトは、炭素を多量に含有していたオーステナイトが副拡散変態したものであるため、マルテンサイト内には多量の炭素が含有されている。このような場合、組織の硬度が高い可能性があるが、逆に靭性が急激に劣化するという問題が生じることがある。通常の場合には、高い温度で鋼材を焼戻し処理し、マルテンサイト内の炭素が炭化物に析出するようにする方法を用いる。しかし、本発明では、特有の方法で組織を制御するために焼戻しではなく、他の方法を用いることができる。
すなわち、本発明では、急冷された鋼材がＭｓ超過、Ｂｓ以下の温度範囲で一定時間維持されるようにすることで、マルテンサイト内に存在していた炭素が大容量の差異により残留オーステナイトに分配（Ｐｒａｔｉｔｉｏｎｉｎｇ）され、所定量のベイナイトが生成されるように誘導する。ここで、Ｍｓはマルテンサイト変態開始温度を意味し、Ｂｓはベイナイト変態開始温度を意味する。残留オーステナイトの炭素高容量が増加する場合、残留オーステナイトの安定性が増大されるため、本発明が目的とする残留オーステナイト分率を効果的に確保することができる。
また、このように鋼材を維持することで、本発明の鋼材は、ベイナイトを面積割合で１５～５０％含むことができる。すなわち、本発明においては、急冷後の１次冷却段階及び２次維持段階でマルテンサイトと残留オーステナイトとの間で炭素の分配が起こり、マルテンサイトの一部がベイナイトに変態され、本発明の一側面において意図される組織構成を得ることができる。
十分な分配効果を得るためには、上述した維持時間は３００秒以上であることができる。但し、維持時間が６００秒を超える場合、これ以上の効果の上昇を期待し難いだけでなく、生産性が低下する可能性もあるため、本発明の一側面においては、上述した維持時間の上限を６００秒に制限することができる。
上述した処理を介した冷延鋼板は、この後、公知の方法によって溶融亜鉛めっき処理することができる。また、溶融亜鉛めっき処理された鋼板は、公知の方法により合金化処理することができる。
以上の製造方法によって製造された冷延鋼板は、面積分率で、フェライト：３～２５％、マルテンサイト：２０～４０％、残留オーステナイト５～２０％を含み、ｔ／４地点を基準に（ここで、ｔは鋼板の厚さを意味する）、フェライトの平均結晶粒度が２μｍ以下であり、鋼板の厚さ方向のフェライトの長さに対する鋼板圧延方向のフェライトの長さ比の平均値が１．５以下であることができる。
また、以上の製造方法によって製造された冷延鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、１１８０ＭＰａ以上の引張強度、１４％以上の延伸率、２５％以上の穴拡げ比（Ｈｏｌｅ Ｅｘｐａｎｓｉｏｎ Ｒａｔｉｏ、ＨＥＲ）を満たすことができる。
以下、実施例を挙げて本発明をより詳細に説明する。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にすぎず、本発明の権利範囲を限定するためのものではない点に留意する必要がある。
（実施例）
下記表１に記載された組成の鋼材を表２に記載された条件で処理して冷延鋼板を製造した。表２における急冷は、冷延鋼板の表面にミストを噴射したり、窒素ガスまたは窒素－水素混合ガスを噴射する方法で実施した。比較例１は、本発明の分配時間よりも短い時間の間に分配処理をした場合であり、比較例２及び比較例４は、本発明の加熱温度よりも低い温度範囲で加熱を行った場合である。比較例５は、本発明の徐冷冷却速度に比べて遅い冷却速度で徐冷し、本発明の徐冷冷却停止温度範囲よりも低い温度範囲で徐冷を終了し、徐冷後に維持せずすぐ急冷を行った場合である。急冷後の維持温度は、すべての発明例及び比較例において、Ｍｓ超過Ｂｓ未満の関係を満たす。
Figure 0007267428000001
Figure 0007267428000002
上述した過程によって製造された冷延鋼板の内部組織及び物性を評価した結果を下記表３に示した。走査電子顕微鏡を用いて各冷延鋼板の微細組織を観察及び評価し、ＪＩＳ ５号の引張試験片を製作して、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、延伸率（Ｔ－Ｅｌ）及び穴拡げ性（ＨＥＲ）を測定及び評価した。めっき性評価は、めっき鋼材に限って実施し、表面に未めっきされた領域が存在する場合を×、存在しない場合を〇と示した。
Figure 0007267428000003
上記表３から確認できるように、本発明の組成を満たし、本発明の製造条件を満たす発明例１～発明例６は、フェライトの平均結晶粒度が２μｍ以下であり、上記フェライトの厚さ方向の長さに対する上記フェライトの圧延方向の長さ比が平均１．５以下であるため、降伏強度及び引張強度が高く、高い延伸率及び穴拡げ性（ＨＥＲ）を示すことが確認できる。
一方、本発明の鋼組成及び／または本発明の製造条件を満たしていない比較例１～比較例５は、本発明が目的とする延伸率及び／または穴拡げ性（ＨＥＲ）が確保できなかったことが分かる。
比較例１は、本発明が制限する分配時間より短い時間で配分処理を実施し、残留オーステナイトが十分に形成されなかったため、延伸率が劣化したことが確認できる。
比較例２及び４は、本発明が制限する加熱温度よりも低い温度範囲で加熱を行い、粗大なフェライトが形成され、穴拡げ性（ＨＥＲ）が劣化し、めっき性が劣化したことが確認できる。
比較例３は、Ｃ含有量が本発明の範囲を超過し、Ｓｉ及びＭｎが本発明の範囲を満たしていないため、フェライトが十分に形成されず、延伸率が劣化したことが確認できる。
比較例５は、加熱後の徐冷条件が本発明の範囲から外れるため、フェライトが粗大に形成されて目的とする穴拡げ性（ＨＥＲ）を確保できなかったことが確認できる。
図２は、発明例１の微細組織を走査電子顕微鏡で観察したイメージであり、図３は、比較例２の微細組織を走査電子顕微鏡で観察したイメージである。図２及び図３に示したように、発明例１のフェライト（Ｆ）は、微細に形成されたのに対して、比較例２のフェライト（Ｆ）は、粗大に形成されて圧延方向に沿って延伸された形状で存在することが確認できる。
したがって、本発明の一側面によると、引張強度が９８０ＭＰａ以上、延伸率が１４％、ＨＥＲ（Ｈｏｌｅ Ｅｘｐａｎｓｉｏｎ Ｒａｔｉｏ、穴拡げ比）が２５％以上と、自動車用素材として特に適した冷延鋼板を提供することができることが確認できる。
以上、実施例を介して本発明を詳細に説明したが、これと異なる形の実施例も可能である。したがって、以下に記載された請求項の技術的思想及び範囲は実施例に限定されない。

Claims (20)

  1. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．１３～０．２５％、シリコン（Ｓｉ）：１．０～２．０％、マンガン（Ｍｎ）：１．５～３．０％、アルミニウム（Ａｌ）＋クロム（Ｃｒ）＋モリブデン（Ｍｏ）：０．０８～１．５％、リン（Ｐ）：０．１％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下、窒素（Ｎ）：０．０１％以下、残りのＦｅ及び不可避不純物からなり、
    面積分率で、フェライト：３～２５％、マルテンサイト：２０～４０％、残留オーステナイト：５～２０％を含み、残りはベイナイトからなり、
    ｔ／４地点を基準に（ここで、ｔは鋼板の厚さを意味する）、フェライトの平均結晶粒度が２μｍ以下であり、鋼板の厚さ方向のフェライトの長さに対する鋼板圧延方向のフェライトの長さ比の平均値が１．５以下である、バーリング性に優れた高強度冷延鋼板。
  2. 前記冷延鋼板は、面積分率で１５～５０％のベイナイトを含む、請求項１に記載のバーリング性に優れた高強度冷延鋼板。
  3. 前記マルテンサイトは、焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトからなり、
    前記全体マルテンサイトのうち前記焼戻しマルテンサイトが占める割合は５０面積％を超える、請求項１に記載のバーリング性に優れた高強度冷延鋼板。
  4. 前記冷延鋼板は、３～１５面積％のフェライトを含む、請求項１に記載のバーリング性に優れた高強度冷延鋼板。
  5. 前記鋼板の厚さ方向のフェライトの長さに対する鋼板圧延方向のフェライトの長さ比の平均値が０．５以上である、請求項１に記載のバーリング性に優れた高強度冷延鋼板。
  6. 前記冷延鋼板は、重量％で、ホウ素（Ｂ）：０．００１～０．００５％及びチタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０４％のうち１種以上をさらに含む、請求項１に記載のバーリング性に優れた高強度冷延鋼板。
  7. 前記アルミニウム（Ａｌ）は、０．０１～０．０９重量％の含有量で前記冷延鋼板に含まれる、請求項１に記載のバーリング性に優れた高強度冷延鋼板。
  8. 前記クロム（Ｃｒ）は、０．０１～０．７重量％の含有量で前記冷延鋼板に含まれる、請求項１に記載のバーリング性に優れた高強度冷延鋼板。
  9. 前記クロム（Ｃｒ）は、０．２～０．６重量％の含有量で前記冷延鋼板に含まれる、請求項８に記載のバーリング性に優れた高強度冷延鋼板。
  10. 前記モリブデン（Ｍｏ）は、０．０２～０．０８重量％の含有量で前記冷延鋼板に含まれる、請求項１に記載のバーリング性に優れた高強度冷延鋼板。
  11. 前記冷延鋼板は、１１８０ＭＰａ以上の引張強度、１４％以上の延伸率、２５％以上の穴拡げ比（Ｈｏｌｅ Ｅｘｐａｎｓｉｏｎ Ｒａｔｉｏ、ＨＥＲ）を有する、請求項１に記載のバーリング性に優れた高強度冷延鋼板。
  12. 前記冷延鋼板の穴拡げ比（ＨＥＲ）は、３０％以上である、請求項１１に記載のバーリング性に優れた高強度冷延鋼板。
  13. 素地鋼板及び前記素地鋼板の表面上に形成された合金化溶融亜鉛めっき層を含み、
    前記素地鋼板は、請求項１から１２のいずれか一項の冷延鋼板である、バーリング性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  14. 請求項１に記載のバーリング性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法であって、
    重量％で、炭素（Ｃ）：０．１３～０．２５％、シリコン（Ｓｉ）：１．０～２．０％、マンガン（Ｍｎ）：１．５～３．０％、アルミニウム（Ａｌ）＋クロム（Ｃｒ）＋モリブデン（Ｍｏ）：０．０８～１．５％、リン（Ｐ）：０．１％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下、窒素（Ｎ）：０．０１％以下、残りのＦｅ及び不可避不純物からなる鋼材を冷間圧延した後、前記鋼材が完全にオーステナイトに変態されるように前記鋼材を加熱し、
    前記加熱された鋼材を６３０～６７０℃の徐冷停止温度まで５～１２℃／ｓの冷却速度で徐冷した後、徐冷停止温度で１０～９０秒間維持し、
    前記徐冷された鋼材をマルテンサイト変態終了温度（Ｍｆ）以上、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）以下の温度範囲まで７～３０℃／ｓの冷却速度で急冷し、
    前記急冷された鋼材をマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）超過、ベイナイト変態開始温度（Ｂｓ）以下の温度で３００～６００秒間維持して分配処理する、バーリング性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
  15. 前記鋼材は、重量％で、ホウ素（Ｂ）：０．００１～０．００５％及びチタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０４％のうち１種以上をさらに含む、請求項１４に記載のバーリング性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
  16. 前記アルミニウム（Ａｌ）は、０．０１～０．０９重量％の含有量で前記鋼材に含まれる、請求項１４に記載のバーリング性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
  17. 前記クロム（Ｃｒ）は、０．０１～０．７重量％の含有量で前記鋼材に含まれる、請求項１４に記載のバーリング性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
  18. 前記クロム（Ｃｒ）は、０．２％～０．６重量％の含有量で前記鋼材に含まれる、請求項１４に記載のバーリング性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
  19. 前記モリブデン（Ｍｏ）は、０．０２～０．０８重量％の含有量で前記鋼材に含まれる、請求項１４に記載のバーリング性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
  20. 素地鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を形成して合金化処理し、
    前記素地鋼板は、請求項１４から１９のいずれか一項の製造方法によって製造された冷延鋼板である、バーリング性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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