JP7277462B2 - 超高強度冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、自動車の衝突及び構造部材などに用いられる高強度冷延鋼板に関し、より詳細には、形状品質に優れた引張強度超高強度冷延鋼板及びその製造方法に関する。
地球環境の保全のための自動車鋼板の軽量化及び乗客安全のための衝突安全性の確保という相反した目標を満足させるべく、ＤＰ（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）鋼、ＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼、ＣＰ（Ｃｏｍｐｌｅｘ Ｐｈａｓｅ）鋼などの様々な自動車鋼板が開発されている。しかし、かかるＡＨＳＳ鋼（Ａｄｖａｎｃｅｄ ｈｉｇｈ ｓｔｒｅｎｇｔｈ ｓｔｅｅｌ）で実現可能な引張強度は約１２００Ｍｐａ級が限界である。また、衝突安全性を確保するための構造部材への適用においては、高温で成形後に水冷するダイ（Ｄｉｅ）との直接接触による急冷によって、最終強度を確保する熱間プレス成形（Ｈｏｔ Ｐｒｅｓｓ Ｆｏｒｍｉｎｇ）鋼が脚光を浴びているが、設備投資、熱処理及び工程コストが高いため、適用範囲が広くない。
一般プレス成形及び熱間プレス成形（Ｈｏｔ ｐｒｅｓｓ ｆｏｒｍｉｎｇ）に比べて生産性が高いロール成形工法は、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り、通常、伸び率が低い超高強度材料の成形への適用が拡大しつつある。主に、水冷却設備を備えた連続焼鈍炉で製造され、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示す。しかし、水冷却における幅方向及び長さ方向の温度偏差により、形状品質が劣化し、ロール成形適用の際に作業性の低下及び位置別の材質偏差などを示すという短所がある。そこで、水冷を介した急冷方法の代案を考える必要性が高まっている。
形状に優れた超高強度鋼の製造技術として、特許文献１の、１ＧＰａ以上の強度を有するとともに形状品質を向上させた超高強度冷延鋼板の製造方法が挙げられる。特許文献１では、急冷の際に焼鈍炉内において△Ｔ及び合金成分を制限して形状品質を確保する。また、特許文献２の場合には、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ており、連続焼鈍後の板形状にも優れた冷延鋼板の製造方法を提供するが、多量のＳｉの含有による炉内でのデント誘発の可能性があるという問題がある。
尚、特許文献３の場合には、水冷方法を用いて１７００ＭＰａ級の引張強度を実現する製造方法を提供するが、厚さが１ｍｍ以下に限定され、従来の水冷方法のマルテンサイト鋼の短所である形状品質の劣化及び位置別の材質偏差などの問題を依然として有している。
本発明の好ましい一側面は、形状品質に優れた超高強度冷延鋼板及びその製造方法を提供することである。
本発明の好ましい他の一側面は、形状品質に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法を提供することである。
本発明の好ましい一側面によると、重量％で、Ｃ：０．２５～０．４％、Ｓｉ：０．５％以下（０を除く）、Ｍｎ：３．０～４．０％、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％以下（０を除く）、Ｔｉ：４８／１４＊［Ｎ］～０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下（０を除く）、Ｂ：０．００５％以下（０を除く）、Ｎ：０．０１％以下（０を除く）、残りのＦｅ及びその他の不純物を含み、微細組織は、９０％以上（１００％を含む）のマルテンサイト、１０％以下（０％を含む）のフェライト及びベイナイトのうち１種又は２種を含む超高強度冷延鋼板が提供される。
本発明の好ましい他の一側面によると、重量％で、Ｃ：０．２５～０．４％、Ｓｉ：０．５％以下（０を除く）、Ｍｎ：３．０～４．０％、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％以下（０を除く）、Ｔｉ：４８／１４＊［Ｎ］～０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下（０を除く）、Ｂ：０．００５％以下（０を除く）、Ｎ：０．０１％以下（０を除く）、残りのＦｅ及びその他の不純物を含む鋼スラブを１１００～１３００℃の温度に加熱する段階と、上記加熱された鋼スラブをＡｒ３以上の仕上げ熱間圧延温度の条件で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を７２０℃以下の温度で巻取る段階と、上記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、上記冷延鋼板を７８０～８８０℃の温度範囲で焼鈍熱処理を行う段階と、上記のように焼鈍熱処理された冷延鋼板を７００～６５０℃の１次冷却終了温度まで５℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で１次冷却する段階と、上記のように１次冷却された冷延鋼板を３２０℃以上の２次冷却終了温度（ＲＣＳ）まで５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で２次冷却する段階と、を含み、上記Ｃ、Ｍｎ及びＣｒと２次冷却終了温度（ＲＣＳ）は、下記関係式１を満たす超高強度冷延鋼板の製造方法が提供される。
［関係式１］
１２００［Ｃ］＋４９８．１［Ｍｎ］＋２０４．８［Ｃｒ］－０．９１［ＲＣＳ］＞１５６０
（ここで、Ｃ、Ｍｎ及びＣｒは各成分の含有量を重量％で表したものであり、ＲＣＳは２次冷却終了温度を示す）
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（ここで、Ｃ、Ｍｎ及びＣｒは各成分の含有量を重量％で表したものであり、ＲＣＳは２次冷却終了温度を示す）
本発明の好ましい側面によると、徐冷却区間が存在する通常の連続焼鈍炉を活用して、引張強度１７００ＭＰａ以上の超高強度を有することができるだけでなく、水冷却を活用して生産したマルテンサイト鋼に比べて優れた形状品質を有する冷延鋼板を提供することができる。
本発明の一側面は、従来の水冷設備を活用して急冷することによってもたらされる幅方向及び長さ方向の波（ｗａｖｅ）の発生がない、形状品質に優れた超高強度冷延鋼板及びその製造方法を提供するものである。
以下、本発明の好ましい一側面による超高強度冷延鋼板について説明する。
本発明の好ましい一側面による超高強度冷延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．２５～０．４％、Ｓｉ：０．５％以下（０を除く）、Ｍｎ：３．０～４．０％、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％以下（０を除く）、Ｔｉ：４８／１４＊［Ｎ］～０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下（０を除く）、Ｂ：０．００５％以下（０を除く）、Ｎ：０．０１％以下（０を除く）、残りのＦｅ及びその他の不純物を含む。
炭素（Ｃ）：０．２５～０．４重量％（以下、％ともいう）
炭素（Ｃ）は、マルテンサイトの強度を確保するために必要な成分であって、０．２５％以上添加する必要がある。しかし、その含有量が０．４％を超えると、溶接性が低下するようになるため、その上限を０．４％に制限する。したがって、上記Ｃの含有量は、０．２５～０．４％であることが好ましく、０．２５～０．３％であることがより好ましい。
炭素（Ｃ）は、マルテンサイトの強度を確保するために必要な成分であって、０．２５％以上添加する必要がある。しかし、その含有量が０．４％を超えると、溶接性が低下するようになるため、その上限を０．４％に制限する。したがって、上記Ｃの含有量は、０．２５～０．４％であることが好ましく、０．２５～０．３％であることがより好ましい。
シリコン（Ｓｉ）：０．５％以下（０を除く）
シリコン（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通常の連続焼鈍炉で焼鈍した後、徐冷の際にフェライトの生成を促進することによって強度を弱くするという欠点があり、本発明のように相変態抑制のために多量のＭｎを添加する場合には焼鈍の際に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、その含有量は０．５％以下（０を除く）に制限することが好ましい。上記Ｓｉの含有量は、０．２％以下であることがより好ましい。
シリコン（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通常の連続焼鈍炉で焼鈍した後、徐冷の際にフェライトの生成を促進することによって強度を弱くするという欠点があり、本発明のように相変態抑制のために多量のＭｎを添加する場合には焼鈍の際に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、その含有量は０．５％以下（０を除く）に制限することが好ましい。上記Ｓｉの含有量は、０．２％以下であることがより好ましい。
マンガン（Ｍｎ）：３．０～４．０％
鋼中のマンガン（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簡単にする元素である。Ｍｎの含有量が３％未満の場合には、徐冷却におけるフェライトの生成が簡単になり、Ｍｎの含有量が４％を超えると、偏析によるバンドの形成及び転炉の操業の際に合金投入量の過多による合金鉄コストを増加させるため、その含有量は３．０～４．０％に制限することが好ましい。上記Ｍｎの含有量は、３．０～３．６％であることがより好ましい。
鋼中のマンガン（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簡単にする元素である。Ｍｎの含有量が３％未満の場合には、徐冷却におけるフェライトの生成が簡単になり、Ｍｎの含有量が４％を超えると、偏析によるバンドの形成及び転炉の操業の際に合金投入量の過多による合金鉄コストを増加させるため、その含有量は３．０～４．０％に制限することが好ましい。上記Ｍｎの含有量は、３．０～３．６％であることがより好ましい。
リン（Ｐ）：０．０３％以下（０を除く）
鋼中のリン（Ｐ）は、不純物元素であって、その含有量が０．０３％を超えると、溶接性が低下して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おそれが高くなるため、その上限は０．０３％に限定することが好ましい。上記Ｐの含有量は、０．０２％以下であることがより好ましい。
鋼中のリン（Ｐ）は、不純物元素であって、その含有量が０．０３％を超えると、溶接性が低下して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おそれが高くなるため、その上限は０．０３％に限定することが好ましい。上記Ｐの含有量は、０．０２％以下であることがより好ましい。
硫黄（Ｓ）：０．０１５％以下（０を除く）
硫黄（Ｓ）は、Ｐと同様に、鋼中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。その含有量が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ため、その上限は０．０１５％に限定することが好ましい。上記Ｓの含有量は、０．０１％以下であることがより好ましい。
硫黄（Ｓ）は、Ｐと同様に、鋼中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。その含有量が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ため、その上限は０．０１５％に限定することが好ましい。上記Ｓの含有量は、０．０１％以下であることがより好ましい。
アルミニウム（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合金元素であって、本発明のように徐冷却が存在する連続焼鈍工程を活用する場合には、フェライトの形成を促進し、ＡｌＮの形成による高温熱間圧延性が低下する可能性があるため、アルミニウム（Ａｌ）の含有量は、０．１％以下（０を除く）に限定することが好ましい。上記Ａｌの含有量は、０．０５％以下であることがより好ましい。
アルミニウム（Ａｌ）は、フェライト域を拡大する合金元素であって、本発明のように徐冷却が存在する連続焼鈍工程を活用する場合には、フェライトの形成を促進し、ＡｌＮの形成による高温熱間圧延性が低下する可能性があるため、アルミニウム（Ａｌ）の含有量は、０．１％以下（０を除く）に限定することが好ましい。上記Ａｌの含有量は、０．０５％以下であることがより好ましい。
クロム（Ｃｒ）：１％以下（０を除く）
クロム（Ｃｒ）は、フェライト変態を抑制することにより低温変態組織の確保を簡単にする合金元素であって、本発明のように徐冷却が存在する連続焼鈍工程を活用する場合には、フェライトの形成を抑制するという利点があるが、１％を超えると、合金投入量の過多による合金鉄コストが増加するため、その含有量は１％以下（０を除く）に制限することが好ましい。
クロム（Ｃｒ）は、フェライト変態を抑制することにより低温変態組織の確保を簡単にする合金元素であって、本発明のように徐冷却が存在する連続焼鈍工程を活用する場合には、フェライトの形成を抑制するという利点があるが、１％を超えると、合金投入量の過多による合金鉄コストが増加するため、その含有量は１％以下（０を除く）に制限することが好ましい。
チタン（Ｔｉ）：４８／１４＊［Ｎ］～０．１％
チタン（Ｔｉ）は、窒化物形成元素であって、鋼中のＮをＴｉＮとして析出させて掃気（ｓｃａｖｅｎｇｉｎｇ）をする。このために、化学当量的に４８／１４＊［Ｎ］以上を添加する必要がある。Ｔｉが添加されない場合には、ＡｌＮの形成が原因となって連続鋳造におけるクラックの発生が懸念されるため、添加する必要がある。但し、０．１％を超えると、固溶Ｎの除去に加えて、追加の炭化物が析出されてマルテンサイトの強度が減少するため、チタン（Ｔｉ）の含有量は、４８／１４＊［Ｎ］～０．１％に制限することが好ましい。
チタン（Ｔｉ）は、窒化物形成元素であって、鋼中のＮをＴｉＮとして析出させて掃気（ｓｃａｖｅｎｇｉｎｇ）をする。このために、化学当量的に４８／１４＊［Ｎ］以上を添加する必要がある。Ｔｉが添加されない場合には、ＡｌＮの形成が原因となって連続鋳造におけるクラックの発生が懸念されるため、添加する必要がある。但し、０．１％を超えると、固溶Ｎの除去に加えて、追加の炭化物が析出されてマルテンサイトの強度が減少するため、チタン（Ｔｉ）の含有量は、４８／１４＊［Ｎ］～０．１％に制限することが好ましい。
ニオブ（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におけるオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する元素であるため、添加する必要がある。しかし、０．１％を超えると、合金投入量の過多による合金鉄コストが増加するため、ニオブ（Ｎｂ）の含有量は、０．１％以下（０を除く）に制限することが好ましい。上記Ｎｂの含有量は、０．０５％以下であることがより好ましい。
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におけるオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する元素であるため、添加する必要がある。しかし、０．１％を超えると、合金投入量の過多による合金鉄コストが増加するため、ニオブ（Ｎｂ）の含有量は、０．１％以下（０を除く）に制限することが好ましい。上記Ｎｂの含有量は、０．０５％以下であることがより好ましい。
ボロン（Ｂ）：０．００５％以下（０を除く）
ボロン（Ｂ）は、フェライトの形成を抑制する成分であって、焼鈍後の冷却においてフェライトの形成を抑制するという利点がある。しかし、上記Ｂの含有量が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形成が促進される可能性があるため、ボロン（Ｂ）の含有量は、０．００５％以下（０を除く）に制限することが好ましい。上記Ｂの含有量は、０．００３％以下であることがより好ましい。
ボロン（Ｂ）は、フェライトの形成を抑制する成分であって、焼鈍後の冷却においてフェライトの形成を抑制するという利点がある。しかし、上記Ｂの含有量が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形成が促進される可能性があるため、ボロン（Ｂ）の含有量は、０．００５％以下（０を除く）に制限することが好ましい。上記Ｂの含有量は、０．００３％以下であることがより好ましい。
窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０を除く）
窒素（Ｎ）は、０．０１％を超えると、ＡｌＮの形成などを介した連続鋳造の際にクラックが発生するおそれが大幅に増加するため、その上限は０．０１％に限定することが好ましい。
窒素（Ｎ）は、０．０１％を超えると、ＡｌＮの形成などを介した連続鋳造の際にクラックが発生するおそれが大幅に増加するため、その上限は０．０１％に限定することが好ましい。
残りはＦｅ及び不可避不純物からなる。
本発明の好ましい一側面による超高強度冷延鋼板は、微細組織として、９０％以上（１００％を含む）のマルテンサイト、１０％以下（０％を含む）のフェライト及びベイナイトのうち１種又は２種を含む。
上記マルテンサイトは、強度を高める組織であって、その分率は９０％以上が好ましい。一例として、１００％のマルテンサイト組織を有してもよい。
上記フェライト及びベイナイトは、引張強度の側面から不利な組織であり、急冷方法によるマルテンサイト鋼の製造工程ではなく、Ｍｎ、Ｃなどの硬化能元素を活用して変態を遅延させることでマルテンサイト鋼を製造する方法では、連続焼鈍工程においてフェライトあるいはベイナイト相が混入される可能性が大きい。そこで、本発明では、フェライト及びベイナイトのうち１種又は２種の分率を１０％以下に制限する。一例として、上記フェライト及びベイナイトは含まれなくてもよい。
本発明の好ましい一側面による超高強度冷延鋼板は、幅方向及び長さ方向の波（ｗａｖｅ）の発生がない形状品質に優れ、１７００ＭＰａ以上の引張強度を有することができる。
上記冷延鋼板は、鋼板を長さ方向に１０００ｍｍのサイズに切断した後で現れるエッジ（ｅｄｇｅ）部の波高（ΔＨ）が３ｍｍ以下であることができる。
以下、本発明の好ましい他の一側面による超高強度冷延鋼板の製造方法について説明する。
本発明の好ましい他の一側面による超高強度冷延鋼板の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．２５～０．４％、Ｓｉ：０．５％以下（０を除く）、Ｍｎ：３．０～４．０％、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％以下（０を除く）、Ｔｉ：４８／１４＊［Ｎ］～０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下（０を除く）、Ｂ：０．００５％以下（０を除く）、Ｎ：０．０１％以下（０を除く）、残りのＦｅ及びその他の不純物を含む鋼スラブを１１００～１３００℃の温度に加熱する段階と、上記加熱された鋼スラブを、Ａｒ３以上の仕上げ熱間圧延温度の条件で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を７２０℃以下の温度で巻取る段階と、上記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、上記冷延鋼板を７８０～８８０℃の温度範囲で焼鈍熱処理を行う段階と、上記のように焼鈍熱処理された冷延鋼板を７００～６５０℃の１次冷却終了温度まで５℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で１次冷却する段階と、上記のように１次冷却された冷延鋼板を３２０℃以上の２次冷却終了温度（ＲＣＳ）まで５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で２次冷却する段階と、を含み、上記Ｃ、Ｍｎ及びＣｒと２次冷却終了温度（ＲＣＳ）は、下記関係式１を満たす。
［関係式１］
１２００［Ｃ］＋４９８．１［Ｍｎ］＋２０４．８［Ｃｒ］－０．９１［ＲＣＳ］＞１５６０
（ここで、Ｃ、Ｍｎ及びＣｒは各成分の含有量を重量％で表したものであり、ＲＣＳは２次冷却終了温度を示す）
［関係式１］
１２００［Ｃ］＋４９８．１［Ｍｎ］＋２０４．８［Ｃｒ］－０．９１［ＲＣＳ］＞１５６０
（ここで、Ｃ、Ｍｎ及びＣｒは各成分の含有量を重量％で表したものであり、ＲＣＳは２次冷却終了温度を示す）
スラブ加熱段階
先ず、上記組成を満たすスラブを１１００～１３００℃の温度範囲で加熱する。上記加熱温度が１１００℃未満の場合には、熱間圧延荷重が急激に増加するという問題が発生し、１３００℃を超えると、表面スケール量が増加し、材料の損失（ｌｏｓｓ）につながる可能性がある。したがって、スラブ加熱温度は１１００～１３００℃に制限することが好ましい。
先ず、上記組成を満たすスラブを１１００～１３００℃の温度範囲で加熱する。上記加熱温度が１１００℃未満の場合には、熱間圧延荷重が急激に増加するという問題が発生し、１３００℃を超えると、表面スケール量が増加し、材料の損失（ｌｏｓｓ）につながる可能性がある。したがって、スラブ加熱温度は１１００～１３００℃に制限することが好ましい。
熱延鋼板を得る段階
上記加熱された鋼スラブを、Ａｒ３以上の仕上げ熱間圧延温度の条件で熱間圧延して熱延鋼板を得る。ここで、Ａｒ３は、オーステナイトを冷却する際にフェライトが出現し始める温度を意味する。
上記仕上げ熱間圧延温度がＡｒ３未満の場合には、フェライト＋オーステナイトの２相域あるいはフェライト域の圧延が行われて混粒組織が生成され、熱間圧延荷重の変動に起因する誤動作が懸念されるため、上記仕上げ熱間圧延温度はＡｒ３以上に制限することが好ましい。好ましい仕上げ熱間圧延温度は８５０～１０００℃である。
上記加熱された鋼スラブを、Ａｒ３以上の仕上げ熱間圧延温度の条件で熱間圧延して熱延鋼板を得る。ここで、Ａｒ３は、オーステナイトを冷却する際にフェライトが出現し始める温度を意味する。
上記仕上げ熱間圧延温度がＡｒ３未満の場合には、フェライト＋オーステナイトの２相域あるいはフェライト域の圧延が行われて混粒組織が生成され、熱間圧延荷重の変動に起因する誤動作が懸念されるため、上記仕上げ熱間圧延温度はＡｒ３以上に制限することが好ましい。好ましい仕上げ熱間圧延温度は８５０～１０００℃である。
巻取段階
上記熱延鋼板を７２０℃以下の温度で巻取りする。
巻取温度が７２０℃を超えると、鋼板表面の酸化膜が過多に生成されて欠陥の原因となる可能性があるため、７２０℃以下に制限する。巻取温度が低くなるほど熱延鋼板の強度が高くなって、後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下限を制限しない。上記巻取温度は６００℃以下であることがより好ましい。
上記熱延鋼板を７２０℃以下の温度で巻取りする。
巻取温度が７２０℃を超えると、鋼板表面の酸化膜が過多に生成されて欠陥の原因となる可能性があるため、７２０℃以下に制限する。巻取温度が低くなるほど熱延鋼板の強度が高くなって、後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下限を制限しない。上記巻取温度は６００℃以下であることがより好ましい。
冷延鋼板を得る段階
上記のように製造された熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る。
上記冷間圧延における圧下率は、４０～７０％が好ましい。
上記冷間圧延の前に、酸洗処理を行うことができる。
上記のように製造された熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る。
上記冷間圧延における圧下率は、４０～７０％が好ましい。
上記冷間圧延の前に、酸洗処理を行うことができる。
焼鈍熱処理段階
上記のように製造された冷延鋼板を７８０～８８０℃の温度範囲で焼鈍熱処理する。
上記焼鈍熱処理は、連続焼鈍方法で行うことができる。
上記焼鈍温度が７８０℃未満の場合には、フェライトの多量形成による強度の低下、及び８００℃以上で焼鈍する他の鋼種との連続作業の際に発明コイルのトップ（Ｔｏｐ）部、エンド（Ｅｎｄ）部の温度勾配の発生による材質偏差が懸念される。これに対し、焼鈍温度が８８０℃を超えると、連続焼鈍炉の耐久性低下によって生産が難しくなりうる。
したがって、上記焼鈍温度は、７８０～８８０℃に制限することが好ましい。
上記のように製造された冷延鋼板を７８０～８８０℃の温度範囲で焼鈍熱処理する。
上記焼鈍熱処理は、連続焼鈍方法で行うことができる。
上記焼鈍温度が７８０℃未満の場合には、フェライトの多量形成による強度の低下、及び８００℃以上で焼鈍する他の鋼種との連続作業の際に発明コイルのトップ（Ｔｏｐ）部、エンド（Ｅｎｄ）部の温度勾配の発生による材質偏差が懸念される。これに対し、焼鈍温度が８８０℃を超えると、連続焼鈍炉の耐久性低下によって生産が難しくなりうる。
したがって、上記焼鈍温度は、７８０～８８０℃に制限することが好ましい。
１次冷却（徐冷区間冷却）段階
上記のように焼鈍熱処理された冷延鋼板を７００～６５０℃の１次冷却終了温度まで５℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で１次冷却する。
一般に、徐冷却区間が含まれる連続焼鈍炉の場合には、焼鈍後に１００～２００ｍの徐冷却区間があり、焼鈍後の高温における徐冷却が原因となってフェライトのような軟質相（Ｐｈａｓｅ）が変態することによって超高強度鋼の製造を難しくするという欠点がある。例えば、上記連続焼鈍炉で１６０ｍの徐冷却区間が存在する場合、薄鋼板の通板速度が毎分１６０ｍであると、徐冷却区間で維持される時間が６０秒（ｓｅｃ）を意味することとなる。また、例えば、焼鈍温度が８３０℃、徐冷却区間の最後の温度が６５０℃の場合には、徐冷却区間における冷却速度は秒（ｓｅｃ）毎に３℃と非常に低いため、フェライトのような軟質相が生成される可能性が非常に高くなる。焼鈍後の徐冷却速度を５℃／ｓｅｃよりも高く確保するためには、追加の冷却装置を導入する必要があるため、冷却速度を５℃／ｓｅｃ以下に限定することが好ましい。
上記のように焼鈍熱処理された冷延鋼板を７００～６５０℃の１次冷却終了温度まで５℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で１次冷却する。
一般に、徐冷却区間が含まれる連続焼鈍炉の場合には、焼鈍後に１００～２００ｍの徐冷却区間があり、焼鈍後の高温における徐冷却が原因となってフェライトのような軟質相（Ｐｈａｓｅ）が変態することによって超高強度鋼の製造を難しくするという欠点がある。例えば、上記連続焼鈍炉で１６０ｍの徐冷却区間が存在する場合、薄鋼板の通板速度が毎分１６０ｍであると、徐冷却区間で維持される時間が６０秒（ｓｅｃ）を意味することとなる。また、例えば、焼鈍温度が８３０℃、徐冷却区間の最後の温度が６５０℃の場合には、徐冷却区間における冷却速度は秒（ｓｅｃ）毎に３℃と非常に低いため、フェライトのような軟質相が生成される可能性が非常に高くなる。焼鈍後の徐冷却速度を５℃／ｓｅｃよりも高く確保するためには、追加の冷却装置を導入する必要があるため、冷却速度を５℃／ｓｅｃ以下に限定することが好ましい。
２次冷却（急冷区間冷却）段階
上記のように１次冷却された冷延鋼板を３２０℃以上の２次冷却終了温度（ＲＣＳ）まで５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で２次冷却する。
上記２次冷却終了温度（ＲＣＳ）が３２０℃未満の場合には、過時効処理中にマルテンサイト量の過度な増加が原因となって降伏強度及び引張強度がともに増加し、延性が非常に低下する。特に急冷による形状劣化が発生してロール成形加工における作業性の低下などの問題があるため、３２０℃以上に限定することが好ましい。
より好ましい２次冷却終了温度（ＲＣＳ）は、３２０～４６０℃である。
上記２次冷却における冷却速度は５℃／ｓｅｃ以下であってもよいが、生産性の向上のために、冷却速度を５℃／ｓｅｃ以上に制限することが好ましい。
より好ましい２次冷却速度は、５～２０℃／ｓｅｃである。
上記のように１次冷却された冷延鋼板を３２０℃以上の２次冷却終了温度（ＲＣＳ）まで５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で２次冷却する。
上記２次冷却終了温度（ＲＣＳ）が３２０℃未満の場合には、過時効処理中にマルテンサイト量の過度な増加が原因となって降伏強度及び引張強度がともに増加し、延性が非常に低下する。特に急冷による形状劣化が発生してロール成形加工における作業性の低下などの問題があるため、３２０℃以上に限定することが好ましい。
より好ましい２次冷却終了温度（ＲＣＳ）は、３２０～４６０℃である。
上記２次冷却における冷却速度は５℃／ｓｅｃ以下であってもよいが、生産性の向上のために、冷却速度を５℃／ｓｅｃ以上に制限することが好ましい。
より好ましい２次冷却速度は、５～２０℃／ｓｅｃである。
上記Ｃ、Ｍｎ及びＣｒと２次冷却終了温度（ＲＣＳ）は、下記関係式１を満たす必要がある。
［関係式１］
１２００［Ｃ］＋４９８．１［Ｍｎ］＋２０４．８［Ｃｒ］－０．９１［ＲＣＳ］＞１５６０
（ここで、Ｃ、Ｍｎ及びＣｒは各成分の含有量を重量％で表したものであり、ＲＣＳは２次冷却終了温度を示す）
［関係式１］
１２００［Ｃ］＋４９８．１［Ｍｎ］＋２０４．８［Ｃｒ］－０．９１［ＲＣＳ］＞１５６０
（ここで、Ｃ、Ｍｎ及びＣｒは各成分の含有量を重量％で表したものであり、ＲＣＳは２次冷却終了温度を示す）
但し、上記徐冷却区間よりも低い温度である２次冷却終了温度（ＲＣＳ）によって高温変態相であるベイナイト（ｂａｉｎｉｔｅ）などが生成され、焼鈍時に生成されたオーステナイトがマルテンサイトに変態されずに、引張強度及び降伏強度が急激に低下するという問題が発生する。
そこで、上記徐冷却区間が存在する一般的な連続焼鈍炉でフェライトの生成を低減し、且つ冷却の際に高温変態相であるベイナイト（ｂａｉｎｉｔｅ）などの生成を抑制して１７００ＭＰａ以上の引張強度を獲得するために、上記Ｃ、Ｍｎ及びＣｒと２次冷却終了温度（ＲＣＳ）は、上記関係式１を満たす必要がある。
本発明の好ましい他の一側面による超高強度冷延鋼板の製造方法によると、幅方向及び長さ方向の波（ｗａｖｅ）の発生がない形状品質に優れ、１７００ＭＰａ以上の引張強度を有する超高強度冷延鋼板を製造することができる。
上記冷延鋼板は、鋼板を長さ方向に１０００ｍｍのサイズに切断した後で現れるエッジ（ｅｄｇｅ）部の波高（ΔＨ）が３ｍｍ以下であることができる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は、下記実施例に限定されるものではない。
（実施例）
下記表１の組成を有する鋼を３４ｋｇのインゴットで真空溶解した後、サイジング圧延を介して熱延スラブを製造した。これを活用して１２００℃の温度で１時間維持した後、９００℃で仕上げ圧延し、予め加熱された炉に装入して６８０℃で１時間維持した後、炉冷することによって熱延巻取りを模した。これを酸洗した後、５０％の圧下率で冷間圧延し、８００℃で焼鈍熱処理した後、３℃／秒（ｓｅｃ）の冷却速度で６５０℃まで徐冷させた。その後、これを通常の冷却速度である２０℃／秒（ｓｅｃ）で下記表２のＲＳＣ温度（２次冷却終了温度）まで冷却し、過時効熱処理を行うことで鋼板を製造した。
下記表１の組成を有する鋼を３４ｋｇのインゴットで真空溶解した後、サイジング圧延を介して熱延スラブを製造した。これを活用して１２００℃の温度で１時間維持した後、９００℃で仕上げ圧延し、予め加熱された炉に装入して６８０℃で１時間維持した後、炉冷することによって熱延巻取りを模した。これを酸洗した後、５０％の圧下率で冷間圧延し、８００℃で焼鈍熱処理した後、３℃／秒（ｓｅｃ）の冷却速度で６５０℃まで徐冷させた。その後、これを通常の冷却速度である２０℃／秒（ｓｅｃ）で下記表２のＲＳＣ温度（２次冷却終了温度）まで冷却し、過時効熱処理を行うことで鋼板を製造した。
上記鋼板に対して、機械的特性及び形状品質を測定し、その結果を下記表２に示した。
ここで、形状品質は、図３に示すように、鋼板を長さ方向に１０００ｍｍのサイズに切断した後で現われるエッジ（ｅｄｇｅ）部の波高（ΔＨ）を測定して示したものである。
下記表２において、ＲＣＳは２次冷却終了温度、Ｍはマルテンサイト、ＴＭは焼戻しマルテンサイト、Ｂはベイナイト、Ｆはフェライト、ＴＳは引張強度、ＹＳは降伏強度、Ｅｌは伸び率を示す。
一方、発明例１及び比較例１０に対して微細組織を観察し、発明例１は図１、比較例１０は図２に示した。
上記表１及び表２に示すように、比較例２、比較例５、比較例１０は、Ｍｎの含有量が本発明の範囲を外れた鋼種であって、引張強度が１７００ＭＰａ以下と低く、特にＭｎ量が非常に低い比較鋼１０は、引張強度が１２００ＭＰａにも満たない非常に低い強度を示していることが分かる。特に、比較例１０の場合には、図２にも示すように、フェライト及びベイナイトの分率が高いことが分かる。
これに対し、比較例７は、本発明の成分、及び成分範囲は満たしているものの、２次冷却終了温度が４６０℃であり、関係式１（１２００［Ｃ］＋４９８．１［Ｍｎ］＋２０４．８［Ｃｒ］－０．９１［ＲＣＳ］＞１５６０）を満たさない鋼種であって、上記表２から分かるように、引張強度１７００ＭＰａ以下を示している。一方、発明例７の場合には、２次冷却終了温度が３２０℃と関係式１を満たしており、引張強度１７００ＭＰａ以上を示している。
発明例（１、３、４、６、７、８、９）の場合には、上記表２に示すように、関係式１（１２００［Ｃ］＋４９８．１［Ｍｎ］＋２０４．８［Ｃｒ］－０．９１［ＲＣＳ］＞１５６０）を満たし、徐冷却を含む連続焼鈍作業の条件でも１７００ＭＰａ以上の引張強度を示すだけでなく、波高も３ｍｍ以下と低く、形状品質にも優れることが分かる。
図１に示すように、発明例１の場合、主相はマルテンサイトであり、少量（１０％未満）のフェライト及びベイナイトを含有している。かかる第２相は、通常の連続焼鈍炉に必須に含まれる徐冷却及び過時効時に変態出現するものと考えられる。
Claims (5)
- 重量％で、Ｃ：０．２５～０．４％、Ｓｉ：０．５％以下（０を除く）、Ｍｎ：３．０～４．０％、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％以下（０を除く）、Ｔｉ：４８／１４＊［Ｎ］～０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下（０を除く）、Ｂ：０．００５％以下（０を除く）、Ｎ：０．０１％以下（０を除く）、残りのＦｅ及びその他の不純物からなり、
微細組織は、面積％で、９０％以上（１００％を含む）のマルテンサイト、１０％以下（０％を含む）のフェライト及びベイナイトのうち１種又は２種を含み、
１７００ＭＰａ以上の引張強度を有し、
鋼板の幅方向について裁断や矯正することなく、前記鋼板を長さ方向に１０００ｍｍのサイズに切断した後、鋼板の幅方向のエッジ（ｅｄｇｅ）部において３ｍｍ以下の波高（ΔＨ）を有する、超高強度冷延鋼板。 - 請求項１に記載の超高強度冷延鋼板の製造方法であって、
重量％で、Ｃ：０．２５～０．４％、Ｓｉ：０．５％以下（０を除く）、Ｍｎ：３．０～４．０％、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％以下（０を除く）、Ｔｉ：４８／１４＊［Ｎ］～０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下（０を除く）、Ｂ：０．００５％以下（０を除く）、Ｎ：０．０１％以下（０を除く）、残りのＦｅ及びその他の不純物からなる鋼スラブを１１００～１３００℃の温度に加熱する段階と、
前記加熱された鋼スラブをＡｒ３以上の仕上げ熱間圧延温度の条件で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
前記熱延鋼板を７２０℃以下の温度で巻取る段階と、
前記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、
前記冷延鋼板を７８０～８８０℃の温度範囲で焼鈍熱処理する段階と、
前記のように焼鈍熱処理された冷延鋼板を７００～６５０℃の１次冷却終了温度まで５℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で１次冷却する段階と、
前記のように１次冷却された冷延鋼板を３２０℃以上の２次冷却終了温度（ＲＣＳ）（℃）まで５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で２次冷却する段階と、
前記２次冷却された冷延鋼板を２次冷却終了温度（ＲＣＳ）（℃）の範囲で過時効熱処理する段階と、を含み、
前記Ｃ、Ｍｎ及びＣｒと２次冷却終了温度（ＲＣＳ）は下記関係式１を満たす、超高強度冷延鋼板の製造方法。
［関係式１］
１２００［Ｃ］＋４９８．１［Ｍｎ］＋２０４．８［Ｃｒ］－０．９１［ＲＣＳ］＞１５６０
（ここで、Ｃ、Ｍｎ及びＣｒは各成分の含有量を重量％で表したものであり、ＲＣＳは２次冷却終了温度を示す） - 前記仕上げ熱間圧延温度が８５０～１０００℃である請求項２に記載の超高強度冷延鋼板の製造方法。
- 前記冷間圧延時における圧下率が４０～７０％である請求項２に記載の超高強度冷延鋼板の製造方法。
- 前記２次冷却時の冷却速度は５～２０℃／ｓｅｃである請求項２に記載の超高強度冷延鋼板の製造方法。
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