JP2023553164A - 曲げ性及び成形性に優れた高強度鋼板及びこの製造方法 - Google Patents

Abstract

本発明は、自動車用素材に適した鋼に関するものであり、具体的には、曲げ性及び成形性に優れた高強度鋼板及びこの製造方法に関するものである。

Description

本発明は、自動車用素材として適した鋼に関するものであり、具体的には、曲げ性及び成形性に優れた高強度鋼板及びこの製造方法に関するものである。

最近、自動車産業分野では、ＣＯ_２排出に関する環境規制及びエネルギー使用規制により、燃費向上や耐久性向上のために高強度鋼の使用が求められている。

特に、自動車の衝撃安定性の規制が拡大しながら、車体の耐衝撃性向上のためのメンバ（ｍｅｍｂｅｒ）、シートレール（ｓｅａｔ ｒａｉｌ）、ピラー（ｐｉｌｌａｒ）などの構造部材の素材として強度に優れた高強度鋼が採用されている。

このような自動車部品は、安定性、デザインによって複雑な形状を有し、主にプレス金型で成形して製造するため、高強度とともに高いレベルの成形性が要求される。

鋼の強度が高いほど衝撃エネルギー吸収に有利な特徴を有する一方、一般的に強度が高くなると伸び率が減少して成形加工性が低下するという問題点がある。それだけでなく、降伏強度が過度に高い場合には、成形時に金型からの素材の流入が減少するため、成形性が劣り、製造単価が上昇するという問題がある。

また、自動車部品は孔を加工した後、拡張する成形部位が多数あるため、円滑な成形のために曲げ性（Ｂｅｎｄａｂｉｌｉｔｙ、ベンディング性）が要求されるが、高強度鋼は曲げ性が低く、成形中にクラック（ｃｒａｃｋ）のような欠陥が発生する問題がある。このように、ベンディング性が劣ると、自動車衝突時に部品成形部でクラックが発生し、部品が容易に破壊されて搭乗者の安全が脅かされるおそれがある。

一方、自動車用素材として使用される高強度鋼には、代表的に二相組織鋼（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ Ｓｔｅｅｌ、ＤＰ鋼）、変態誘起塑性鋼（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ Ｓｔｅｅｌ、ＴＲＩＰ鋼）、複合組織鋼（Ｃｏｍｐｌｅｘ Ｐｈａｓｅ Ｓｔｅｅｌ、ＣＰ鋼）、フェライト－ベイナイト鋼（Ｆｅｒｒｉｔｅ Ｂａｉｎｉｔｅ ｓｔｅｅｌ、ＦＢ鋼）などがある。

超高張力鋼であるＤＰ鋼は、およそ０．５～０．６レベルの低い降伏比を有するため、加工が容易であり、ＴＲＩＰ鋼の次に高い伸び率を有するという利点がある。これにより、主にドアアウター、シートレール、シートベルト、サスペンション、アーム、ホイールディスクなどに適用されているのが実情である。

ＴＲＩＰ鋼は０．５７～０．６７の範囲の降伏比を有することで優れた成形性（高延性）を示す特徴があり、これにより、メンバ、ルーフ、シートベルト、バンパーレールなどのような高成形性を要求する部品に適している。

ＣＰ鋼は低降伏比に加え、高い伸び率と曲げ加工性によりサイドパネル、アンダー本体補強材などに適用され、ＦＢ鋼は穴拡張性に優れ、主にサスペンションロアアームやホイールディスクなどに適用される。

このうち、ＤＰ鋼は主に延性に優れたフェライトと強度が高い硬質相（マルテンサイト相、ベイナイト相）で構成され、微量の残留オーステナイトが存在することがある。このようなＤＰ鋼は降伏強度が低く、引張強度が高くて降伏比（Ｙｉｅｌｄ Ｒａｔｉｏ、ＹＲ）が低く、高い加工硬化率、高延性、連続降伏挙動、常温耐時効性、焼付硬化性などに優れた特性を有する。また、各相（ｐｈａｓｅ）の分率と再結晶度、分布均一度などを制御することで、曲げ性が高い高強度鋼に製造することができる。

しかし、引張強度９８０ＭＰａ以上の超高強度を確保するためには、強度向上に有利なマルテンサイト相のような硬い相（ｈａｒｄ ｐｈａｓｅ）の分率を高める必要があるが、この場合、降伏強度が上昇してプレス成形中にクラック（ｃｒａｃｋ）などの欠陥が発生するという問題がある。

一般的に自動車用ＤＰ鋼は、製鋼及び連鋳工程を通じてスラブを製作した後、このスラブに対して［加熱－粗圧延－仕上げ熱間圧延］して熱延コイルを得た後、焼鈍工程を経て最終製品に製造する。

ここで、焼鈍工程は主に冷延鋼板の製造時に行われる工程として、冷延鋼板は熱延コイルを酸洗浄して表面スケール（ｓｃａｌｅ）を除去し、常温で一定の圧下率で冷間圧延した後、焼鈍工程と必要に応じて追加的な調質圧延工程を経て製造される。

冷間圧延して得られた冷延鋼板（冷延材）は、それ自体が非常に硬化した状態であり、加工性を要求する部品を製作するには不適合であるため、後続工程として連続焼鈍炉内での熱処理により軟質化させて加工性を向上させることができる。

一例として、焼鈍工程は、加熱炉内で鋼板（冷延材）を約６５０～８５０℃に加熱した後、一定時間維持することで、再結晶と相変態現象を介して硬度を下げ、加工性を改善することができる。

焼鈍工程を経ない鋼板は硬度、特に表面硬度が高く、加工性が不足しているのに対し、焼鈍工程が行われた鋼板は再結晶組織を有することで硬度、降伏点、抗張力が低くなり、加工性の向上を図ることができる。

ＤＰ鋼の降伏強度を下げる代表的な方法として、連続焼鈍時の加熱工程でフェライトを完全に再結晶させて、等軸晶の形態で製造することで、後続工程でオーステナイトの生成及び成長が行われる際に等軸晶の形態になるようにし、粒径が小さく、均一なオーステナイト相を形成することが有利である。

一方、高強度鋼の加工性を向上させるための従来技術として、特許文献１は、組織微細化に伴う方法を提示し、具体的にはマルテンサイト相を主体とする複合組織鋼板について、組織内部に粒径１～１００ｎｍの微細析出銅粒子を分散させる方法を開示する。しかしながら、この技術は、良好な微細析出相粒子を得るために２～５％のＣｕ添加を要求するため、多量のＣｕに起因する赤熱脆性が発生するおそれがあり、製造費用が過度に上昇するという問題がある。

特許文献２は、フェライトを基地組織とし、パーライト（ｐｅａｒｌｉｔｅ）を２～１０面積％含む組織を有し、炭・窒化物形成元素（ｅｘ、Ｔｉなど）の添加による析出強化及び結晶粒微細化で強度を向上させた鋼板を開示する。上記鋼板は、穴拡張性の側面では良好であるのに対し、引張強度をさらに高めることに限界があり、降伏強度が高く延性が低いため、プレス成形時にクラックが発生する問題がある。

特許文献３は、焼戻しマルテンサイト相を活用した高強度と高延性が同時に得られ、連続焼鈍後の板形状にも優れた冷延鋼板を製造する技術を開示するが、鋼中の炭素（Ｃ）の含有量が０．２％以上と高いため、溶接性が劣るという問題に加え、多量のＳｉ添加に起因する炉内のデント欠陥が発生するという問題がある。

上述した従来技術からみると、溶接性などの物性が充足される高強度鋼の曲げ性などの成形性を向上させるためには、降伏強度は下げ、延性を向上させることができる方法の開発が要求される。

特開２００５－２６４１７６号号公報 韓国公開特許第２０１５－００７３８４４号公報 特開２０１０－０９０４３２号号公報

本発明の一態様は、自動車構造部材用などに適した素材として、低い降伏比、高い強度を有しながら、延性の向上により曲げ性などの成形性に優れた高強度鋼板及びこれを製造する方法を提供することである。

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全体内容から理解することができ、本発明が属する技術分野で通常の知識を有する者であれば、本発明のさらなる課題を理解するのに何ら困難がない。

本発明の一態様は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．１２％、マンガン（Ｍｎ）：２．０～３．０％、シリコン（Ｓｉ）：０．５％以下（０％は除く）、クロム（Ｃｒ）：１．０％以下（０％は除く）、ニオブ（Ｎｂ）：０．１％以下（０％は除く）、チタン（Ｔｉ）：０．１％以下（０％は除く）、ボロン（Ｂ）：０．００２５％以下（０％は除く）、アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．０２～０．０５％、リン（Ｐ）：０．０５％以下（０％は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下（０％は除く）、窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％は除く）、鉄（Ｆｅ）及びその他の不可避不純物を含み、
微細組織として面積分率３５～５０％のフェライト及び３５～４５％のベイナイトと、残部マルテンサイトを含み、上記フェライトは面積分率８～１５％の未再結晶フェライト及び２７～３５％の再結晶フェライトからなるものである、曲げ性及び成形性に優れた高強度鋼板を提供する。

本発明の他の一態様は、上述した合金組成を有する鋼スラブを用意する段階；上記鋼スラブを１１００～１３００℃の温度範囲で加熱する段階；上記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段階；上記熱延鋼板を４００～７００℃の温度範囲で巻取る段階；上記巻取った後に熱延鋼板を常温まで冷却する段階；上記冷却された熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を製造する段階；上記冷延鋼板を連続焼鈍処理する段階；上記連続焼鈍後に６５０～７００℃の温度範囲まで１～１０℃／ｓの平均冷却速度で１次冷却する段階；及び上記１次冷却後に３００～５８０℃の温度範囲まで５～５０℃／ｓの平均冷却速度で２次冷却する段階を含み、
上記冷間圧延は７パス（ｐａｓｓ）以下で行い、総圧下率が５５～７０％であることを特徴とする曲げ性及び成形性に優れた高強度鋼板の製造方法を提供する。

本発明によると、高強度を有しながらも曲げ性（３点曲げ性）に優れ、成形性と衝突抵抗性が向上した鋼板を提供することができる。

このように、成形性が向上した本発明の鋼板は、プレス成形時のクラックやしわなどの加工欠陥を防止することができるため、複雑な形状への加工が要求される構造用などの部品に適合に適用する効果がある。さらに、そのような部品が適用された自動車が不可避に衝突する場合、クラックなどの欠陥が生じ難いように、耐衝突性が向上した素材を製造するにも効果的である。

本発明の一実施例による発明鋼の微細組織写真を示したものである。 本発明の一実施例による比較鋼の微細組織写真を示したものである。 本発明の一実施例において、冷間圧延時の圧下率による物性の変化をグラフで示したものである。 本発明の一実施例において、焼鈍温度による物性の変化をグラフで示したものである。

本発明の発明者らは、自動車用素材のうち、複雑な形状への加工が要求される部品などに適合に使用できるレベルの成形性を有する素材を開発するために鋭意研究した。

特に、本発明者らは、鋼の延性に影響を与える軟質相の十分な再結晶を誘導することで、目標とすることを達成することができることを確認し、本発明を完成するに至った。

以下、本発明について詳細に説明する。

本発明の一態様に係る曲げ性及び成形性に優れた高強度鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．１２％、マンガン（Ｍｎ）：２．０～３．０％、シリコン（Ｓｉ）：０．５％以下（０％は除く）、クロム（Ｃｒ）：１．０％以下（０％は除く）、ニオブ（Ｎｂ）：０．１％以下（０％は除く）、チタン（Ｔｉ）：０．１％以下（０％は除く）、ボロン（Ｂ）：０．００２５％以下（０％は除く）、アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．０２～０．０５％、リン（Ｐ）：０．０５％以下（０％は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下（０％は除く）、窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％は除く）を含むことができる。

以下では、本発明で提供する鋼板の合金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。

一方、本発明で特に言及しない限り、各元素の含有量は重量を基準とし、組織の割合は面積を基準とする。

炭素（Ｃ）：０．０５～０．１２％
炭素（Ｃ）は、固溶強化のために添加される重要な元素であり、このようなＣは析出元素と結合して微細析出物を形成することで鋼の強度向上に寄与する。

上記Ｃの含有量が０．１２％を超過するようになると、硬化能が増加して鋼製造時の冷却中にマルテンサイトが形成されるため、強度が過度に上昇する一方、伸び率の減少をもたらす問題がある。また、溶接性が劣るため、部品として加工する際に溶接欠陥が発生するおそれがある。一方、上記Ｃの含有量が０．０５％未満であると、目標レベルの強度確保が難しくなる。

したがって、上記Ｃは０．０５～０．１２％含まれることができる。より有利には０．０６％以上含まれることができ、０．１０％以下含まれることができる。

マンガン（Ｍｎ）：２．０～３．０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼中の硫黄（Ｓ）をＭｎＳに析出させてＦｅＳの生成による熱間脆性を防止し、鋼を固溶強化させるのに有利な元素である。

このようなＭｎの含有量が２．０％未満であると、上述した効果が得られないだけでなく、目標レベルの強度確保に困難がある。一方、その含有量が３．０％を超過するようになると、溶接性、熱間圧延性などの問題が発生する可能性が高く、同時に硬化能の増加によってマルテンサイトがより容易に形成されるため、延性が低下するおそれがある。また、組織内のＭｎ－Ｂａｎｄ（Ｍｎ酸化物帯）が過度に形成されて加工クラックなどの欠陥発生のリスクが高くなるという問題がある。そして、焼鈍時にＭｎ酸化物が表面に溶出してめっき性を大きく阻害する問題がある。

したがって、上記Ｍｎは２．０～３．０％含まれることができ、より有利には２．２～２．８％含まれることができる。

シリコン（Ｓｉ）：０．５％以下（０％は除く）
シリコン（Ｓｉ）は、フェライト安定化元素として、フェライト変態を促進させて、目標レベルのフェライト分率を確保するのに有利である。また、固溶強化能が良く、フェライトの強度を高めるのに効果的であり、鋼の延性を低下させずに強度を確保するのに有用な元素である。

このようなＳｉの含有量が０．５％を超過するようになると、固溶強化効果が過度になり、却って延性が低下し、表面スケールの欠陥を誘発してめっき表面品質に悪影響を及ぼす。また、化成処理性を阻害する問題がある。

したがって、上記Ｓｉは０．５％以下含まれることができ、０％は除外することができる。より有利には０．１％以上含まれることができる。

クロム（Ｃｒ）：１．０％以下（０％は除く）
クロム（Ｃｒ）は、ベイナイト相の形成を容易にする元素であり、焼鈍熱処理時にマルテンサイト相の形成を抑制する一方、微細な炭化物を形成して強度向上に寄与する元素である。

このようなＣｒの含有量が１．０％を超過するようになると、ベイナイト相が過度に形成されて伸び率が減少し、粒界に炭化物が形成される場合、強度及び伸び率が劣るおそれがある。また、製造原価が上昇する問題がある。

したがって、上記Ｃｒは１．０％以下含まれることができ、０％は除外することができる。

ニオブ（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、焼鈍熱処理時にオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制し、微細な炭化物を形成して強度向上に寄与する元素である。

このようなＮｂの含有量が０．１％を超過するようになると、粗大な炭化物が析出し、鋼中の炭素量の低減により強度及び伸び率が劣ることがあり、製造原価が上昇するという問題がある。

したがって、上記Ｎｂは０．１％以下含まれることができ、０％は除外することができる。

チタン（Ｔｉ）：０．１％以下（０％は除く）
チタン（Ｔｉ）は、微細炭化物を形成する元素であり、降伏強度及び引張強度の確保に寄与する。また、Ｔｉは鋼中のＮをＴｉＮとして析出させ、鋼中に不可避に存在するＡｌによるＡｌＮの形成を抑制する効果があるため、連続鋳造時にクラックの発生可能性を低減させる効果がある。

このようなＴｉの含有量が０．１％を超過するようになると、粗大な炭化物が析出し、鋼中の炭素量の低減により強度及び伸び率の減少のおそれがある。また、連続鋳造時にノズルの目詰まりを引き起こすおそれがあり、製造原価が上昇する問題がある。

したがって、上記Ｔｉは０．１％以下含まれることができ、０％は除外することができる。

ボロン（Ｂ）：０．００２５％以下（０％は除く）
ボロン（Ｂ）は、焼鈍熱処理後の冷却過程でオーステナイトがパーライトに変態することを遅延させる元素であるが、その含有量が０．００２５％を超過するようになると、Ｂが表面に過度に濃化して、めっき密着性の劣化をもたらす可能性がある。

したがって、上記Ｂは０．００２５％以下含まれることができ、０％は除外することができる。

アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．０２～０．０５％
アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）は、鋼の粒度微細化効果及び脱酸のために添加する元素であり、その含有量が０．０２％未満であれば、安定した状態でアルミニウムキルド鋼を製造することができない。一方、その含有量が０．０５％を超過するようになると、結晶粒が微細化して強度が向上する効果があるが、製鋼連鋳操業時に介在物が過度に形成されてめっき鋼板の表面不良が発生するおそれが高くなる。

したがって、上記ｓｏｌ．Ａｌは０．０２～０．０５％含まれることができる。

リン（Ｐ）：０．０５％以下（０％は除く）
リン（Ｐ）は、固溶強化効果が最も大きい置換型元素であり、面内異方性を改善し、成形性を大きく低下させずに、強度確保に有利な元素である。しかし、このようなＰを過度添加する場合、脆性破壊発生の可能性が大きく増加して、熱間圧延中にスラブの板破断発生の可能性が増加し、めっき表面特性を阻害する問題がある。

したがって、本発明では、上記Ｐの含有量を０．０５％以下に制御することができ、不可避に添加されるレベルを考慮して０％は除外することができる。

硫黄（Ｓ）：０．０１％以下（０％は除く）
硫黄（Ｓ）は、鋼中の不純物元素として不可避に添加される元素であり、延性を阻害するため、その含有量をできるだけ低く管理することが好ましい。特に、Ｓは赤熱脆性を発生させる可能性を高める問題があるため、その含有量を０．０１％以下に制御することが好ましい。但し、製造過程中に不可避に添加されるレベルを考慮して０％は除外することができる。

窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％は除く）
窒素（Ｎ）は、固溶強化元素であるが、その含有量が０．０１％を超過するようになると脆性が発生する可能性が大きくなり、鋼中のＡｌと結合してＡｌＮを過度に析出させることによって連鋳品質を阻害するおそれがある。

したがって、上記Ｎは０．０１％以下含まれることができ、不可避に添加されるレベルを考慮して０％は除外することができる。

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、原料または周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入することがあるため、これを排除することはできない。これらの不純物は、通常の製造過程の技術者であれば誰でも分かるため、その全ての内容を特に本明細書で言及しない。

上述した合金組成を有する本発明の鋼板は、微細組織としてフェライトと硬い相（ｈａｒｄ ｐｈａｓｅ）であるベイナイト相とマルテンサイト相で構成されることができる。

具体的には、本発明の鋼板は、フェライト相を面積分率３５～５０％で含み、ベイナイト相を３５～４５％で含むことができる。その他の残部としては、マルテンサイト相を含むことができ、これに加えて微量の残留オーステナイト相を含むことができる。

上記フェライト相は、未再結晶フェライトと再結晶フェライトで構成され、上記未再結晶フェライトは面積分率８～１５％、再結晶フェライトは面積分率２７～３５％を含むことができる。

フェライトの未再結晶度が高いほど組織内の不均一性が高くなり、加工性が劣るおそれがあるため、適正の再結晶を介して鋼内の均一組織の形成を誘導することが好ましい。

上記未再結晶フェライトの分率が８％未満であれば、再結晶が過度に進行し、強度の側面で劣るおそれがある。一方、その分率が１５％を超過するようになると、延伸した硬質相が組織内で偏重して分布されるため、降伏強度が過度に高くなり、加工性の確保が難しくなる。

上記ベイナイト相の分率が過度に高くなると、相対的に軟質相の分率が低くなり、目標レベルの成形性が確保できなくなり、一方、その分率が３５％未満であると曲げ性が劣るおそれがある。

上記フェライト及びベイナイト相を除いた組織のうち、マルテンサイト相は、その分率について具体的に限定しないが、引張強度９８０ＭＰａ以上の超高強度を確保するために、面積分率２０％以下（０％を除く）で含むことが有利である。上記マルテンサイト相の分率が２０％を超過するようになると延性が低下して、目標レベルの加工性を確保することが難しくなる。

一方、上記残留オーステナイト相は、その分率が３％を超えないことが有利であり、０％であっても意図する物性確保に問題はない。

上述した微細組織を有する本発明の鋼板は、０．５～２．５ｍｍの厚さを有し、引張強度９８０ＭＰａ以上、降伏強度５５０～６５０ＭＰａ、伸び率（総伸び率）が１２％以上であり、高強度に加え、高延性の特性を有することができる。

さらに、上記鋼板は、９０度以上の３点曲げ角を有することで、曲げ性（ベンディング性）に優れた効果を有することができる。

以下、本発明の他の一態様による曲げ性及び成形性に優れた高強度鋼板を製造する方法について詳細に説明する。

簡単に、本発明は［鋼スラブ加熱－熱間圧延－巻取り－冷間圧延－連続焼鈍］の工程を経て目的とする鋼板を製造することができ、以下、各工程について詳細に説明する。

［鋼スラブの加熱］
まず、上述の合金組成を満たす鋼スラブを用意した後、これを加熱することができる。

本工程は、後続する熱間圧延工程を円滑に行い、目的とする鋼板の物性を十分に得るために行われる。本発明では、このような加熱工程の条件については特に制限せず、通常の条件であれば構わない。一例として、１１００～１３００℃の温度範囲で加熱工程を行うことができる。

［熱間圧延］
上記により加熱された鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板に製造することができ、このときの出口側温度Ａｒ３以上～１０００℃以下で仕上げ熱間圧延を行うことができる。

上記仕上げ熱間圧延時の出口側温度がＡｒ３未満であれば、熱間変形抵抗が急激に増加し、熱延コイルの上（ｔｏｐ）部、下（ｔａｉｌ）部及びエッジ（ｅｄｇｅ）部が単相領域となり、面内異方性が増加して成形性が劣化するおそれがある。一方、その温度が１０００℃を超過するようになると、相対的に圧延荷重が減少して生産性には有利であるのに対し、厚い酸化スケールが発生するおそれがある。

より具体的には、上記仕上げ熱間圧延は７６０～９４０℃の温度範囲で行うことができる。

［巻取り］
上記により製造された熱延鋼板をコイル状に巻取ることができる。

上記巻取りは、４００～７００℃の温度範囲で行うことができる。巻取り温度が４００℃未満であると、マルテンサイトまたはベイナイト相が過度に形成されて、熱延鋼板の過度の強度上昇をもたらし、この後の冷間圧延時の負荷による形状不良などの問題が発生する可能性がある。一方、巻取り温度が７００℃を超過するようになると、表面スケールが増加して酸洗性が劣化するという問題がある。

［冷却］
上記巻取られた熱延鋼板を常温まで０．１℃／ｓ以下（０℃／ｓは除く）の平均冷却速度で冷却することが好ましい。このとき、上記巻取られた熱延鋼板は、移送、積置などの過程を経た後に冷却が行われることができ、冷却前の工程がこれに限定されるものではない。

このように、巻取られた熱延鋼板を一定の速度で冷却を行うことにより、オーステナイトの核生成サイト（ｓｉｔｅ）となる炭化物を微細に分散させた熱延鋼板を得ることができる。

［冷間圧延］
上記によって巻取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板として製造することができる。

本発明の発明者らは、本発明のような技術分野で冷延鋼板の製造のために、一般的な連続圧延機（ｅｘ、ロールスタンド５つ以上）を用いたマルチ－スタンド（ｍｕｌｔｉ－ｓｔａｎｄ）工程の場合、目標とする厚さへの圧延には問題がないが、材質均一性を確保することに限界があり、生産性にも限界があることを確認した。そこで、本発明は、上述した冷間圧延工程の限界を克服することができる方法として、極薄冷間圧延機（ＺＲＭ）を用いて冷延鋼板を製造する方法を提供する特徴がある。例えば、一対のワークロール（ｗｏｒｋ ｒｏｌｌ）と、上記ワークロールに多数（ｅｘ、１７～１９つ程度）のバックアップロール（ｂａｃｋ ｒｏｌｌ）が連結された圧延機であることができ、圧延荷重に到達可能であれば、これだけに限定しない。

具体的には、上記極薄冷間圧延機（ＺＲＭ）を用いた冷間圧延は、７回以下のパス（ｐａｓｓ）、好ましくは５～７回のパスで行うことができ、従来の連続圧延機（８～１４回パス）に比べて低いパスで行う特徴がある。

また、本発明は上記７回以下のパスを１スタンド（ｓｔａｎｄ）に設定することができ、総圧下率５５％以上、好ましくは５５～７０％で強圧下が可能であるため、経済的に有利な効果がある。

上記冷間圧延時に総圧下率が５５％未満であると、フェライト再結晶が遅延され、微細かつ均一なオーステナイト相を得ることが難しい。一方、上記総圧下率が７０％を超過するようになると、過度の再結晶及び微細粒生成によって降伏強度が過度に上昇して加工性の低下を引き起こすか、焼鈍中に再結晶及び回復が過度に起こり、相変態を抑制させて低温変態相の形成が難しくなり、それによって目標レベルの強度を確保することができないおそれがある。

本発明では、上記極薄冷間圧延機を利用した冷間圧延時に少ない回数のパスでも目標厚さまで実現することができるが、熱延鋼板の厚さが４．０ｍｍ以上の厚物材の場合には、リバーシングミル（ｒｅｖｅｒｓｉｎｇ ｍｉｌｌ）を活用して冷間圧延を１５～２０回（パス）繰り返すことで目標圧下率を達成することができる。この場合には１５～２０パスを１スタンド（ｓｔａｎｄ）に設定することができる。リバーシング圧延機は、薄物材圧延に使用される圧延機の一種であり、一対のロール（ｒｏｌｌ）間で素材を往復させながら圧延する圧延機をいい、上記素材の往復時の片道を１回（パス）で設定することができる。

上述のように、本発明は、強圧下による冷間圧延を行うことで、製造される冷延鋼板の材質均一性をさらに向上させることができ、従来の冷延鋼板に比べて厚さをより薄く確保する効果がある。

好ましくは、本発明の冷延鋼板は、０．５～２．５ｍｍの厚さを有することができる。

本発明は、上記冷間圧延前に熱延鋼板を酸洗処理することができ、上記酸洗処理工程は通常の方法で行うことができる。

［連続焼鈍］
上記により製造された冷延鋼板を連続焼鈍処理することが好ましい。上記連続焼鈍処理は、一例として連続焼鈍炉（ＣＡＬ）で行われることができる。

通常、連続焼鈍炉（ＣＡＬ）は、［加熱帯－均熱帯－冷却帯（徐冷帯及び急冷帯）－（必要に応じて、過時効帯）］で構成されることができ、このような連続焼鈍炉に冷延鋼板を装入した後、加熱帯で特定の温度に加熱し、目標温度に達した後、均熱帯で一定時間維持する工程を経るようになる。

本発明で上記連続焼鈍時に加熱帯と均熱帯の温度を同一に制御することができ、これは加熱帯の終了温度と均熱帯の開始温度を同一に制御することを意味する。

具体的には、上記加熱帯及び均熱帯の温度は７７０～８１０℃に制御することができる。上記温度が７７０℃未満であると、再結晶のための十分な入熱をかかることができなくなり、一方、その温度が８１０℃を超過するようになると生産性が低下し、オーステナイト相が過度に形成されて、後続冷却後の硬質相（ｈａｒｄ ｐｈａｓｅ）の分率が大きく増加して、鋼の延性が劣るおそれがある。

［段階的冷却］
上記により連続焼鈍処理された冷延鋼板を冷却することにより、目標とする組織を形成することができ、このとき、段階的（ｓｔｅｐｗｉｓｅ）に冷却を行うことが好ましい。

本発明において、上記段階的冷却は１次冷却－２次冷却で行われることができ、具体的には上記連続焼鈍後に６５０～７００℃の温度範囲まで１～１０℃／ｓの平均冷却速度で１次冷却した後、３００～５８０℃の温度範囲まで５～５０℃／ｓの平均冷却速度で２次冷却を行うことができる。

このとき、２次冷却に比べて１次冷却をよりゆっくり行うことで、この後、相対的に急冷区間である２次冷却時の急激な温度下落による板形状の不良を抑制することができる。

上記１次冷却時の終了温度が６５０℃未満であると、温度が低すぎるため、炭素の拡散活動度が低くなってフェライト内の炭素濃度が高くなる一方、オーステナイト内の炭素濃度が低くなるにつれて、硬質相の分率が過度になり、降伏比が増加し、それにより加工時のクラック発生の傾向が高くなる。また、均熱帯と冷却帯（徐冷帯）の冷却速度が大きくなりすぎて、板の形状が不均一になるという問題が発生する。上記終了温度が７００℃を超過するようになると、後続冷却（２次冷却）時に過度に高い冷却速度が要求されるという欠点がある。

また、上記１次冷却時の平均冷却速度が１０℃／ｓを超過すると、炭素拡散が十分に起こることができなくなる。一方、生産性を考慮して、１次冷却工程を１℃／ｓ以上の平均冷却速度で行うことができる。

上述のとおり、１次冷却を完了した後には、一定以上の冷却速度で急冷（２次冷却）を行うことができる。このとき、２次冷却終了温度が３００℃未満であると、鋼板の幅方向及び長さ方向に冷却偏差が発生して、板形状が劣るおそれがあり、一方、その温度が５８０℃を超過するようになると、硬い相を十分に確保することができなくなるため、強度が低くなる可能性がある。

また、上記２次冷却時の平均冷却速度が５℃／ｓ未満であると、硬い相（ｈａｒｄ ｐｈａｓｅ）の分率が過度になるおそれがあり、一方、５０℃／ｓを超過するようになると、却って硬い相が不十分になるおそれがある。

一方、必要に応じて、上記段階的冷却を完了した後、過時効処理を行うことができる。

上記過時効処理は、上記２次冷却終了温度後に一定時間維持する工程であり、コイルの幅方向、長さ方向に均一な熱処理が行われるため、形状品質を向上させる効果がある。このため、上記過時効処理は２００～８００秒間行うことができる。

上記過時効処理は、上記２次冷却終了の直後に行うことができるため、その温度が上記２次冷却終了温度と同一であるか、上記２次冷却終了の温度範囲内で行うことができる。

上述によって製造された本発明の高強度鋼板は、微細組織が硬質相と軟質相で構成され、特に最適化された冷間圧延及び焼鈍工程によってフェライト再結晶を極大化させることによって、最終的に再結晶されたフェライト基地に硬質相であるベイナイトとマルテンサイト相が均一に分布された組織を有することができる。

これにより、本発明の鋼板は、引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度を有しながらも、低降伏比及び高延性の確保により、曲げ性及び成形性を良好に確保することができる。

以下、実施例を通じて本発明をより詳細に説明する。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に示した合金組成を有する鋼スラブを製作した後、それぞれの鋼スラブを１２００℃で１時間加熱した後、仕上げ圧延温度８８０～９２０℃で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を製造した。このとき、各熱延鋼板の厚さは２．１～３．５ｍｍであり、冷延材の厚さが０．８ｍｍである鋼（表２参照）の場合、熱延鋼板の厚さが８ｍｍであった。

この後、それぞれの熱延鋼板を６５０℃で巻取った後、０．１℃／ｓの冷却速度で常温まで冷却した。この後、巻取られた熱延鋼板について、下記表２に示した条件で冷間圧延及び連続焼鈍処理した後、段階的冷却（１次－２次）後に３６０℃で５２０秒間過時効処理を行って最終鋼板を製造した。

このとき、段階的冷却時の１次冷却は３℃／ｓの平均冷却速度、２次冷却は２０℃／ｓの平均冷却速度で行った。

上記により製造されたそれぞれの鋼板について、微細組織を観察し、引張及び加工特性を評価した後、その結果を下記表３に示した。

このとき、それぞれの試験片に対する引張試験は、圧延方向の垂直方向にＪＩＳ ５号サイズの引張試験片を採取した後、ｓｔｒａｉｎ ｒａｔｅ ０．０１／ｓで引張試験を行った。

一方、曲げ性（ベンディング性）の評価のための３点曲げ試験は、ドイツ自動車工業会から規定されたＶＤＡ基準（ＶＤＡ２３８－１００）に基づいて実施し、上記曲げ試験で測定される最大荷重時の変位（ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ）をＶＤＡ基準で角度に変換して曲げ角度を測定した。このときの試験片の寸法は６０ｍｍ×６０ｍｍ、曲げロール（ｒｏｌｌ）の直径は３０ｍｍ、ロール（ｒｏｌｌ）間の間隔は２．９ｍｍ、パンチＲ値は０．４ｍｍ、パンチ圧入速度は２０ｍｍ／ｍｉｎであった。

そして、組織相（ｐｈａｓｅ）のうち硬質相に該当するベイナイト及びマルテンサイト相は、ナイタール（ｎｉｔａｌ）エッチング後、５０００倍率でＳＥＭにより観察した。このとき、観察された硬質相の分率を測定した。その他、相（ｐｈａｓｅ）についてもナイタルエッチング後のＳＥＭとイメージ分析器（Ｉｍａｇｅ ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いてそれぞれの分率を測定した。このとき、未再結晶フェライトは、イメージ分析器を介して、全体フェライト分率から変形組織が残っているフェライトの分率で表した。

さらに、自動車構造体の加工後の溶接性の基準充足有無を確認するために、炭素当量（Ｃ_ｅｑ）値を測定し、下記式によって計算した。
式（１）．．．Ｃ_ｅｑ（％）＝Ｃ＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋２Ｐ＋４Ｓ（ここで、各元素は重量含有量（％）を意味する。）

上記表１～３に示したように、鋼合金組成と製造条件、特に、冷間圧延及び連続焼鈍工程が本発明で提案する点を全て満たす発明例１～６は、冷間圧延後の焼鈍処理過程でフェライト再結晶が十分に行われることによって、高強度を有しながら、板状加工に有利な降伏強度を有するだけでなく、伸び率と３点曲げ性に優れ、これにより目標レベルの成形性の確保が可能であることが確認できる。

特に、上記発明例は、再結晶フェライトの分率が２７％以上で形成されることで、鋼板の材質均一性が向上した特徴がある。鋼の再結晶は、焼鈍中にフェライト原子が再配列される現象であり、再結晶度が高いほど様々な方向でオーステナイト変態が発生し、鋼の全体の均一材質度が高くなって加工性向上に有利である。

一方、鋼板製造工程中の連続焼鈍時に均熱温度が低く、冷間圧下率が低い比較例１～２は、再結晶が十分に起こらないフェライト相が過度であって、降伏強度及び引張強度が過度に高く示され、伸び率及び３点曲げ角も低く、加工性が劣化した場合である。また、比較例３も連続焼鈍時に均熱温度が低く、冷間圧下率が低いため、未再結晶フェライト相が過度に形成され、３点曲げ角が劣化したことを確認することができる。

比較例６、７、１１～１３は、再結晶駆動のための焼鈍温度は本発明を満たすが、冷間圧延時の総圧下率が５５％未満に制御されることによって延伸した硬質相が発達され、これにより降伏強度及び引張強度が過度に高くて加工性が劣化した。

比較例８も冷間圧延時の総圧下率が５５％未満の場合であるが、比較例６または７に比べて圧下率が高くて加工性の側面では本発明のレベルであるが、延性が劣化した結果を示した。

比較例４～５、９～１０、１４～１５は冷間圧延時の総圧下率が９０％と非常に過度の場合である。

このうち、比較例４～５及び１０は、冷間圧延後の焼鈍中に再結晶が過度に進行され、オーステナイトの逆変態が抑制されることによって、強度が劣化した場合である。オーステナイトの逆変態は再結晶フェライトではあまり起こらないため、再結晶駆動力が非常に高い環境ではオーステナイトの逆変態が抑制される可能性があり、それによって冷却時にマルテンサイトの分率低下または最終組織でフェライトの分率が高くなる結果を示した。

比較例９は、過度な圧下率による結晶粒微細化の効果により降伏強度が過度に高くなって成形が難しく、加工比が上昇する結果を示した。

比較例１４及び１５は、強圧延と共に比較的高い温度での焼鈍により、焼鈍過程でオーステナイトが過度に形成されることによって、冷却時に硬質相分率も高くなって、降伏強度が超過された。

図１は、発明例３及び４の微細組織写真を示したものであり、図２は、比較例６及び７の微細組織写真を示したものである。

図１に示したように、本発明による鋼板は、十分な分率の再結晶フェライト基地（ｍａｔｒｉｘ）に均質でありながら微細なベイナイト相と一定分率のマルテンサイト相が形成されたことを確認することができる。

一方、図２に示したように、比較例６及び７は、フェライトが圧延方向に延伸されて形成されたことを確認することができ、再結晶不足により、同じ形態でベイナイトが形成されたことが分かる。このようなベイナイトの分率が高いため、降伏強度及び降伏比が過度に高くなって成形性が劣化したものと見ることができる。

図３は、冷間圧延時の圧下率による加工性の変化をグラフで示したものであり、図４は、焼鈍温度による加工性の変化をグラフで示したものである。

図３に示したように、本発明で提案する焼鈍条件において、冷間圧延時の圧下率が５５％以上の場合、伸び率及び３点曲げ角を同時に満たすことができることが分かる。

一方、冷間圧延時に４５％以上の圧下率が適用される場合から伸び率及び３点曲げ角の向上を図ることができるが、本発明で目標とする加工性を確保するためには、相変態と再結晶を制御する合金組成及び焼鈍条件などの制御が必要であることが認識できる（図４）。

Claims (12)

1. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．１２％、マンガン（Ｍｎ）：２．０～３．０％、シリコン（Ｓｉ）：０．５％以下（０％は除く）、クロム（Ｃｒ）：１．０％以下（０％は除く）、ニオブ（Ｎｂ）：０．１％以下（０％は除く）、チタン（Ｔｉ）：０．１％以下（０％は除く）、ボロン（Ｂ）：０．００２５％以下（０％は除く）、アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．０２～０．０５％、リン（Ｐ）：０．０５％以下（０％は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下（０％は除く）、窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％は除く）、鉄（Ｆｅ）及びその他の不可避不純物を含み、
   微細組織として、面積分率３５～５０％のフェライト及び３５～４５％のベイナイトと、残部マルテンサイトを含み、前記フェライトは面積分率８～１５％の未再結晶フェライト及び２７～３５％の再結晶フェライトを含む、曲げ性及び成形性に優れた高強度鋼板。
2. 前記鋼板は、マルテンサイト相を面積分率２０％以下（０％は除く）で含む、請求項１に記載の曲げ性及び成形性に優れた高強度鋼板。
3. 前記鋼板は、残留オーステナイト相を面積分率３％以下（０％を含む）でさらに含む、請求項１に記載の曲げ性及び成形性に優れた高強度鋼板。
4. 前記鋼板は、引張強度９８０ＭＰａ以上、降伏強度５５０～６５０ＭＰａ、総伸び率１２％以上である、請求項１に記載の曲げ性及び成形性に優れた高強度鋼板。
5. 前記鋼板は、３点曲げ角が９０度以上である、請求項１に記載の曲げ性及び成形性に優れた高強度鋼板。
6. 前記鋼板は、０．５～２．５ｍｍの厚さを有する、請求項１に記載の曲げ性及び成形性に優れた高強度鋼板。
7. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．１２％、マンガン（Ｍｎ）：２．０～３．０％、シリコン（Ｓｉ）：０．５％以下（０％は除く）、クロム（Ｃｒ）：１．０％以下（０％は除く）、ニオブ（Ｎｂ）：０．１％以下（０％は除く）、チタン（Ｔｉ）：０．１％以下（０％は除く）、ボロン（Ｂ）：０．００２５％以下（０％は除く）、アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．０２～０．０５％、リン（Ｐ）：０．０５％以下（０％は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下（０％は除く）、窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％は除く）、鉄（Ｆｅ）及びその他の不可避不純物を含む鋼スラブを用意する段階；
   前記鋼スラブを１１００～１３００℃の温度範囲で加熱する段階；
   前記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段階；
   前記熱延鋼板を４００～７００℃の温度範囲で巻取る段階；
   前記巻取り後に熱延鋼板を常温まで冷却する段階；
   前記冷却された熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を製造する段階；
   前記冷延鋼板を連続焼鈍処理する段階；
   前記連続焼鈍後に６５０～７００℃の温度範囲まで１～１０℃／ｓの平均冷却速度で１次冷却する段階；及び
   前記１次冷却後に３００～５８０℃の温度範囲まで５～５０℃／ｓの平均冷却速度で２次冷却する段階を含み、
   前記冷間圧延は７パス（ｐａｓｓ）以下で行い、総圧下率が５５～７０％である、曲げ性及び成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
8. 前記熱間圧延は、出口側温度Ａｒ３以上～１０００℃以下で仕上げ熱間圧延する、請求項７に記載の曲げ性及び成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
9. 前記巻取り後の冷却は、０．１℃／ｓ以下（０℃／ｓは除く）の冷却速度で行う、請求項７に記載の曲げ性及び成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
10. 前記連続焼鈍は、加熱帯、均熱帯及び冷却帯が備えられた設備で行い、前記加熱帯及び均熱帯は７７０～８１０℃の温度範囲に制御される、請求項７に記載の曲げ性及び成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
11. 前記２次冷却後に過時効処理する段階をさらに含み、
    前記過時効処理は２００～８００秒間行う、請求項７に記載の曲げ性及び成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
12. 前記熱延鋼板の厚さが４ｍｍ以上であるとき、
    前記冷間圧延は、リバーシングミル（ｒｅｖｅｒｓｉｎｇ ｍｉｌｌ）を利用して１５～２０パス（ｐａｓｓ）で行う、請求項７に記載の曲げ性及び成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。

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