JP6766190B2 - 降伏強度に優れた超高強度高延性鋼板及びその製造方法 - Google Patents

降伏強度に優れた超高強度高延性鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、降伏強度に優れた超高強度高延性鋼板及びその製造方法に関する。
自動車鋼板の軽量化を図るためには、鋼板の厚さを薄くしなければならない一方、衝突安全性を確保するためには、鋼板の厚さを厚くしなければならない。そのため、軽量化及び衝突安全性の両方を確保しようとすると互いに矛盾する面がある。
これを解決するためには、素材の強度を高めながら成形性を増加させなければならないが、これはＡＨＳＳ（Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｈｉｇｈ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｓｔｅｅｌ）として知られている二相組織鋼（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）などの様々な自動車鋼板によって可能であることが知られている。
このように進歩した高強度鋼の炭素量を増加させるか、又は合金成分を追加することにより、強度をより高めることができるが、点溶接性などの実用面を考慮すると、実現可能な引張強度は、約１２００ＭＰａ級程度が限界である。
引張強度と伸びの積が２３，０００ＭＰａ％以上を実現する従来の技術は、非常に様々に開発されてきた。
特許文献１では、Ｍｎを３．５〜９．０％含む鋼を活用して、引張強度と伸びの積が３０，０００ＭＰａ％以上の非常に優れた物性を確保している。一方、降伏比が０．４３〜０．６５程度と低く、最高降伏強度も７２０ＭＰａ程度と低いため、熱処理後の降伏強度が１０５０ＭＰａ程度である通常の１．５Ｇ級の熱間プレス成形（ＨＰＦ）鋼との競争が簡単でないという欠点がある。
特許文献２は、Ｍｎを２〜９％含み、逆変態を介して得られた二相組織鋼に１００℃〜Ａｃ１＋５０℃の温度区間で熱変形を起こして結晶粒を微細化することにより、低温靭性を向上させる技術に関するものである。その結果、降伏強度が向上するという利点があるが、温間変形を製造工程の最終段階で行わなければならないという欠点がある。また、上記特許文献２の場合、長時間熱処理を行うＢＡＦ（Ｂａｔｃｈ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ Ｆｕｒｎａｃｅ）で最終焼鈍が行われるため、最終製品のＬ湾曲に劣り、形状品質が不良となるという問題点も有している。
特許文献３は、Ｍｎを３〜７％含む鋼にＡｌを追加してＡｃ１温度を高めることにより、連続焼鈍が可能な製造方法を提案しているが、Ａｌの添加による連鋳操業性の確保が難しいという欠点がある。
一方、特許文献４及び５は、Ｍｎを３．５〜１０％含む鋼を活用して、引張強度が９８０ＭＰａ以上であり、引張強度と伸びの積が２４０００ＭＰａ％以上である高強度鋼板の製造方法を提供している。しかし、熱間圧延後にＡｃ１変態点以下で巻き取ることによって、Ｍｎの優先分配によるオーステナイトの増加と焼鈍マルテンサイトの形成を抑制して、冷間変形性を効率的に確保することが難しいという欠点がある。また、最終焼鈍及び中間焼鈍などが二相域のみで行われるため、最終組織におけるフェライトとその他の相との硬度差が顕著であると判断され、これが、最終製品における降伏強度の劣化につながるものと判断される。それだけではなく、特許文献４及び５には降伏強度に関する言及がなく、曲げ性だけが評価されているため、実際に単純な部品の成形には適するが、複雑なプレス成形においては適した製造方法を提示することができない。
中国特許出願公開第１０１６３８７４９号明細書 中国特許出願公開第１０３０６０６７８号明細書 韓国公開特許第２０１２−００７０７３９号公報 韓国公開特許第２０１４−００６０５７４号公報 国際出願番号ＰＣＴ−ＪＰ２０１２−００５７０６
本発明の一側面は、引張強度と伸びの積に優れる上、降伏強度に優れて衝突構造部材への適用が簡単であり、且つ形状品質に優れて冷間プレス成形に適した超高強度高延性鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
一方、本発明の課題は、上述の内容に限定されない。本発明の課題は、本明細書の内容全般から理解できるものであり、本発明が属する技術分野における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は何ら難しいことではない。
本発明の一側面は、重量％で、Ｃ：０．０４〜０．１８％、Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：４〜１０％、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）、残りＦｅ、及びその他の不可避不純物を含み、Ｓｉ＋Ｍｎ：６〜１０％を満たし、微細組織は、体積分率で、１２％以上の残留オーステナイト及び６０％以上の焼鈍マルテンサイトを含む、降伏強度に優れた超高強度高延性鋼板に関するものである。
また、本発明の他の一側面は、重量％で、Ｃ：０．０４〜０．１８％、Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：４〜１０％、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）、残りＦｅ、及びその他の不可避不純物を含み、Ｓｉ＋Ｍｎ：６〜１０％を満たすスラブを１１００〜１３００℃の温度範囲で加熱する段階と、上記加熱されたスラブをＡｒ３〜１０００℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を７２０℃以下の温度で巻き取る段階と、上記巻き取られた熱延鋼板をＡｃ１〜Ａｃ１＋（Ａｃ３−Ａｃ１）／２の温度範囲で３０分以上熱処理する段階と、上記熱処理された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Ａｃ３以上の温度で３０秒以上維持した後に冷却する１次焼鈍段階と、上記１次焼鈍された冷延鋼板を５８０℃〜Ｔｍａｘの温度範囲で１０秒〜５分間維持した後に冷却する２次焼鈍段階と、を含む、降伏強度に優れた超高強度高延性鋼板の製造方法に関するものである。
（但し、Ｔｍａｘ＝６６７．６４＋１２９．１Ｃ−６．５１Ｍｎ＋３８．５２Ｓｉ＋２９．３Ａｌ１．６であり、上記式において各元素記号は、各元素の含量を重量％で表した値である。）
さらに、上述の課題の解決手段は、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、引張強度と伸びの積に優れる上、降伏強度に優れて衝突構造部材への適用が簡単であり、且つ形状品質に優れて冷間プレス成形に適した超高強度高延性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がある。
鋼板の形状を示す模式図である。 Ｔｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃ Ｓｏｆｔｗａｒｅ社の熱力学計算プログラムであるＴｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃを活用して計算した０．１４Ｃ−７Ｍｎ−１Ｓｉ鋼の平衡状態図である。 最終焼鈍を、（ａ）連続焼鈍で熱処理した場合である発明例７と、（ｂ）バッチ焼鈍で熱処理した場合の鋼板形状を撮影した写真である。 発明例１０の微細組織を走査電子顕微鏡で撮影した写真である。 発明例１０の相分率を測定するためにＣｕターゲットでＸ−ｒａｙ回折ピークを測定したプロファイルである。
以下、本発明の好ましい実施形態について説明する。しかし、本発明の実施形態は様々な他の形態に変形されることができ、本発明の範囲は以下で説明する実施形態に限定されない。また、本発明の実施形態は、当該技術分野で平均的な知識を有する者に本発明をより完全に説明するために提供されるものである。
以下、本発明の一側面による降伏強度に優れた超高強度高延性鋼板について詳細に説明する。
本発明の一側面による降伏強度に優れた超高強度高延性鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０４〜０．１８％、Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：４〜１０％、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）、残りＦｅ、及びその他の不可避不純物を含み、Ｓｉ＋Ｍｎ：６〜１０％を満たし、微細組織は、体積分率で、１２％以上の残留オーステナイト及び６０％以上の焼鈍マルテンサイトを含む。
まず、本発明の合金組成について詳細に説明する。以下、各元素の含量の単位は重量％である。
Ｃ：０．０４〜０．１８％
Ｃは、残留オーステナイトの安定化のために添加される重要な元素であって、０．０４％以上添加される必要がある。しかし、Ｃの含量が０．１８％を超えると、本発明のようにＭｎが多量に含有されている場合に自動車構造部材の主要接合技術である点溶接性に劣ることがある。したがって、Ｃの含量は０．０４〜０．１８％であることが好ましい。
Ｓｉ：２％以下
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の含量が２％を超える場合には、熱間圧延性及び冷間圧延性に非常に劣ることがあり、鋼表面にＳｉ酸化物を形成することにより、溶融めっき性を阻害する恐れがある。したがって、その含量を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％含んでもよい。これは、後述するように、Ｍｎを多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簡単に確保することができるためである。
Ｍｎ：４〜１０％
Ｍｎは、残留オーステナイトの形成及び安定化と、冷却時にフェライト変態を抑制するために変態組織鋼に最も多く用いられる元素である。
Ｍｎの含量が４％未満の場合には、フェライト変態が発生しやすく、オーステナイトの確保が不十分であるため、本発明のＴＳ×Ｅｌを２３，０００ＭＰａ％以上確保することが簡単でない。Ｍｎの含量が１０％を超える場合には、連々鋳の生産が困難となり、且つ多量の合金鉄投入による溶鋼温度の低下など生産性を安定的に確保することが困難であるという問題がある。したがって、Ｍｎの含量は４〜１０％であることが好ましい。
Ｓｉ＋Ｍｎ：６〜１０％
Ｓｉ及びＭｎは、上述の各元素の含量範囲を満たす必要がある上、その含量が６〜１０％となるように添加される必要がある。
Ｓｉ＋Ｍｎの含量が６％未満の場合には、オーステナイト安定化が不十分となることがあり、Ｓｉ＋Ｍｎの含量が１０％を超える場合には、降伏比が低くなることがある。そのため、自動車用構造部材に好適に適用することが難しいという問題がある。
Ｐ：０．０５％以下（０％は除く）
Ｐは、固溶強化元素であるが、その含量が０．０５％を超える場合には、溶接性が低下し、鋼の脆性が発生する危険性が高くなるため、０．０５％以下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できる。
Ｓ：０．０２％以下（０％は除く）
Ｓは、Ｐと同様に鋼中の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。Ｓの含量が０．０２％を超える場合には、鋼板の延性及び溶接性を阻害する可能性が高いため、その上限を０．０２％に限定することが好ましい。
Ａｌ：０．５％以下（０％は除く）
Ａｌも、フェライト内で炭化物の生成を抑制して残留オーステナイトの安定化に寄与する元素である。しかし、Ａｌの含量が多くなると、鋳造時にモールドフラックスとの反応により健全なスラブの製造が困難であり、表面酸化物の形成により溶融めっき性を阻害するという問題が発生し得る。また、Ａｌは、Ａｃ１を高める元素であり、本発明の場合、下記のように、二相域熱処理を行いながらも２次焼鈍温度を５８０℃〜Ｔｍａｘに制限するため、Ａｌ含量の上限を０．５％に限定することが好ましい。
Ｎ：０．０２％以下（０％は除く）
Ｎは、オーステナイトを安定化させるのに有効な作用をする元素である。しかし、その含量が０．０２％を超える場合には、脆性が発生する危険性が高く、ＡｌＮの過剰析出などにより連鋳品質を低下させる恐れがある。したがって、その上限を０．０２％に限定することが好ましい。
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、原料又は周囲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るため、そ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特に本明細書に記載しない。
この際、上述の合金組成の他に、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１種以上をさらに含むことができる。
Ｔｉ：０．１％以下（０％は除く）
Ｔｉは、微細炭化物形成元素であって、本発明の強度確保に寄与する。また、Ｔｉは窒化物形成元素であって、鋼中のＮをＴｉＮとして析出させてスカベンジングすることにより、ＡｌＮ析出を抑制して連鋳時にクラックが発生する危険性を低下させるという利点がある。したがって、化学当量的に４８／１４×［Ｎ］以上添加することがより好ましい。Ｔｉの含量が０．１％を超える場合には、粗大な炭化物析出及び鋼中の炭素量の低減による強度低下が生じることがあり、且つ連鋳時にノズルの目詰まりを引き起こすことがある。したがって、その含量を０．１％以下に制限することが好ましい。
Ｎｂ：０．１％以下（０％は除く）
Ｎｂは、オーステナイト粒界に偏析して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、微細炭化物を形成することで強度を上昇させる元素である。Ｎｂの含量が０．１％を超える場合には、粗大な炭化物析出及び鋼中の炭素量の低減による強度低下が生じることがあり、過剰な合金投入量により合金鉄原価を上昇させるという問題がある。
Ｖ：０．２％以下（０％は除く）
Ｖは、低温析出物を形成することにより強度上昇に寄与する元素である。Ｖの含量が０．２％を超える場合には、粗大な炭化物析出及び鋼中の炭素量の低減による強度低下が生じることがあり、過剰な合金投入量により合金鉄原価を上昇させるという問題がある。
Ｍｏ：０．５％以下（０％は除く）
Ｍｏは、鋼の硬化能を高めてフェライト形成を抑制するのに有効である上、焼鈍後の冷却時にフェライトの形成を抑制するという効果がある。また、微細な炭化物を形成することで強度上昇に大きく寄与する。しかし、Ｍｏの含量が０．５％を超える場合には、過剰な合金投入量により合金鉄原価を上昇させるという問題がある。
また、上述の合金組成の他に、Ｚｒ：０．００１〜０．１％、及びＷ：０．００１〜０．５％のうち１種以上をさらに含むことができる。
上記Ｚｒ及びＷは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏと同様に、鋼板の析出強化及び結晶粒微細化に有効な元素である。上記Ｚｒ及びＷの含量がそれぞれ０．００１％未満の場合には、上記効果を確保することが困難である。一方、Ｚｒの含量が０．１％、Ｗの含量が０．５％を超える場合は上記効果が飽和し、製造コストの上昇及び過剰な析出物によって延性を低下させる恐れがある。
また、上述の合金組成の他に、Ｎｉ：１％以下（０％は除く）、Ｃｕ：０．５％以下（０％は除く）、及びＣｒ：１％以下（０％は除く）のうち１種以上をさらに含むことができる。
上記Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒは、残留オーステナイトの安定化に寄与する元素であるが、上述のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌなどと共に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、Ｎｉが１％を超え、Ｃｕが０．５％を超え、Ｃｒが１％を超えて添加される場合には、製造コストが過剰に上昇するため、上限を限定する。
一方、Ｃｕは、熱延時に脆性を引き起こすことがあるため、Ｃｕが添加される場合には、Ｎｉが共に添加されることがより好ましい。
さらに、上述の合金組成の他に、Ｓｂ：０．１％以下（０％は除く）、Ｃａ：０．０１％以下（０％は除く）、及びＢ：０．０１％以下（０％は除く）のうち１種以上をさらに含むことができる。
Ｓｂは、粒界偏析によるＳｉ、Ａｌなどの表面酸化元素の移動を阻害してめっき表面品質を向上させる効果があるが、その含量が０．１％を超える場合には、亜鉛めっき層の合金化が遅れるという問題が発生し得る。
Ｃａは、硫化物の形態を制御して加工性向上に有効な元素であるが、その含量が０．０１％を超える場合には、上記効果が飽和するため、０．０１％以下添加することが好ましい。
Ｂは、Ｍｎ、Ｃｒなどとの複合効果により焼入性を向上させて、高温での冷却時に軟質フェライトの変態を抑制する利点がある。しかし、その含量が０．０１％を超える場合には、めっき鋼板に製造する際に表面に過剰なＢが濃化してめっき密着性の劣化を招くことがある。したがって、０．０１％以下添加することが好ましい。
以下、本発明の微細組織について詳細に説明する。
本発明による鋼板の微細組織は、体積分率で、１２％以上の残留オーステナイト及び６０％以上の焼鈍マルテンサイトを含む。
上述の合金組成及び微細組織を満たすことにより、引張強度が９８０ＭＰａ以上でありながら、降伏強度に優れて降伏比を０．７５以上確保することができ、引張強度と伸びの積を２３，０００ＭＰａ％以上確保することができる。
残留オーステナイトが１２ｖｏｌ％未満であるか、又は焼鈍マルテンサイトが６０ｖｏｌ％未満の場合には、上述の引張強度、降伏比、引張強度と伸びの積をすべて確保することが困難であるという問題がある。
この際、上記残留オーステナイト及び上記焼鈍マルテンサイトを除いた残りは、α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不可避相で構成され、上記その他の不可避相の体積分率は２８％以下であることができる。
また、本発明による鋼板は、形状品質を示すＷＨ（Ｗａｖｅ Ｈｅｉｇｈｔ）値が５ｍｍ以下であることができる。
鋼板の形状を示す模式図である図１を参照して説明すると、Ｐｎは、隣接する山と山との距離であり、Ｈｎは、上記山と山とを結んだ線と谷の高さの差を示す。この際、ＷＨ値は、鋼板の圧延方向の長さ１０００ｍｍ当たりの最高Ｈ値（ｍｍ）を示す。
ＷＨ値が５ｍｍを超える場合には、形状が不良でプレス成形が困難であるという問題が発生する。
さらに、本発明による鋼板は、冷延鋼板、溶融めっき鋼板、及び合金化溶融めっき鋼板のうち１つであることができる。
例えば、上記冷延鋼板をＺｎ、Ｚｎ−Ａｌ、Ａｌ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ、Ｚｎ−Ｍｇ−Ａｌなどのめっき浴に浸漬して上記溶融めっき鋼板を得ることができ、上記溶融めっき鋼板を合金化熱処理することにより、上記合金化溶融めっき鋼板を得ることができる。
本発明による鋼板は、高い降伏強度を確保することができ、冷間プレス成形による加工硬化により、より高い降伏強度を有する最終製品を生産することができる。したがって、熱間プレス成形で製造された製品と類似の降伏強度を確保することができ、引張強度と伸びの積が２３，０００ＭＰａ％以上と、冷間プレス成形後にも伸びの余裕が十分であるため、伸びが１０％以下である熱間プレス成形部品に比べて、部品製造後に衝突エネルギーの吸収能に非常に優れるという利点がある。
また、形状品質に優れて冷間プレス成形作業性に優れ、冷間プレス成形を適用することができるため、高温成形時に引き起こされるＣＯ２の発生を抑制することができる。したがって、熱間プレス成形鋼に比べて環境にやさしい素材であって、地球環境保全に寄与することができる。
以下、本発明の他の一側面である降伏強度に優れた超高強度高延性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である降伏強度に優れた超高強度高延性鋼板の製造方法は、上述の合金組成を満たすスラブを１１００〜１３００℃の温度範囲で加熱する段階と、上記加熱されたスラブをＡｒ３〜１０００℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を７２０℃以下の温度で巻き取る段階と、上記巻き取られた熱延鋼板をＡｃ１〜Ａｃ１＋（Ａｃ３−Ａｃ１）／２の温度範囲で３０分以上熱処理する段階と、上記熱処理された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Ａｃ３以上の温度で３０秒以上維持した後に冷却する１次焼鈍段階と、上記１次焼鈍された冷延鋼板を５８０℃〜Ｔｍａｘの温度範囲で１０秒〜５分間維持した後に冷却する２次焼鈍段階と、を含む。
（但し、Ｔｍａｘ＝６６７．６４＋１２９．１Ｃ−６．５１Ｍｎ＋３８．５２Ｓｉ＋２９．３Ａｌ１．６であり、上記式において各元素記号は、各元素の含量を重量％で表した値である。）
（スラブ加熱段階）
上述の合金組成を満たすスラブを１１００〜１３００℃の温度範囲で加熱する。
スラブ加熱温度が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する。一方、スラブ加熱温度が１３００℃を超える場合には、表面スケール量が増加して材料の損失につながり、Ｍｎが多量に含有されている場合に液状が存在し得るため、スラブ加熱温度は１１００〜１３００℃に制限することが好ましい。
（熱間圧延段階）
上記加熱されたスラブをＡｒ３〜１０００℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る。
仕上げ熱間圧延温度がＡｒ３（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）未満の場合には、フェライト＋オーステナイト二相域ある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、熱間圧延荷重の変動による誤作動が懸念されるため、好ましくない。一方、仕上げ熱間圧延温度が１０００℃を超える場合は、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。
（巻取段階）
上記熱延鋼板を７２０℃以下の温度で巻き取る。
上記巻取時の温度が７２０℃を超える場合は、鋼板表面の酸化膜が過剰に形成されて欠陥を誘発することがあるため、その上限を７２０℃に制限することが好ましい。
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。しかし、本発明のように、冷間圧延前に熱処理を行う場合には問題にならないため、巻取温度の下限を特に制限しない。しかし、冷間圧延機の圧延能力に優れる場合や、可逆式圧延機の場合には、冷間圧延前に熱処理を必要としない場合がある。
（熱処理段階）
上記巻き取られた熱延鋼板をＡｃ１〜Ａｃ１＋（Ａｃ３−Ａｃ１）／２の温度範囲で３０分以上熱処理する。
上記Ａｃ１は、低温から温度を上げる場合にオーステナイトが出現し始める温度であり、Ａｃ３は、昇温時にオーステナイトが１００％となる温度を意味する。これらは相平衡温度ではなく、実際に昇温する際に相変態キネティックを考慮した温度である。
図２に示されているように、Ｍｎの量に応じてＡｃ１が変化するため、冷間圧延の強度を下げるための適正な温度での熱処理が必要である。
本発明の場合は、鋼中に含有されている多量のＭｎにより、熱延巻取後にマルテンサイトが多量に形成され、高合金によるオーステナイトが一部存在する。このような熱延鋼板を昇温する場合、マルテンサイトの焼戻しによって強度が低下するようになるが、焼戻しだけで強度を効果的に低下させるには限界がある。したがって、Ａｃ１以上で熱処理を行うときにオーステナイトがさらに出現し、炭素がＢＣＣ構造であるマルテンサイトからオーステナイトに効果的に移動することで強度が低下する。しかし、熱処理温度が高くなると、オーステナイトが過剰に出現し、冷間圧延時にマルテンサイトに過剰に変態することによって、むしろ冷間圧延荷重が大きくなるという欠点がある。したがって、本発明では、巻取後に冷間圧延を行う前に、Ａｃ１〜Ａｃ１＋（（Ａｃ３−Ａｃ１）／２）の温度範囲で冷延前熱処理を行うことが好ましい。
（冷間圧延段階）
上記熱処理された熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る。この際、冷間圧延前に酸洗処理して酸化層を除去することができる。
通常の場合は、冷間圧下率によって焼鈍時に再結晶挙動が変化するため、冷間圧下率の下限を定義する必要がある。しかし、本発明のように、最終（２次）焼鈍前に１次焼鈍熱処理として、Ａｃ３以上でオーステナイト単相焼鈍を行う場合には、冷間圧下率を特に制限する必要がない。
（１次焼鈍段階）
上記冷延鋼板をＡｃ３以上の温度で３０秒以上維持した後に冷却する１次焼鈍を行う。
これは、最終（２次）焼鈍前にマルテンサイトと残留オーステナイトとして相を確保するためであり、冷間圧延された試料における変形された焼鈍マルテンサイトが最終二相域焼鈍時に再結晶されることによって発生する相間の硬度偏差を抑制するためである。
但し、実際の熱処理では、Ａｃ３以上で熱処理を行っても、キネティックの問題のために非常に少量の焼鈍マルテンサイトが残存する二相域焼鈍が行われることがあるが、最終物性に大きな影響はない。
（２次焼鈍段階）
上記１次焼鈍された冷延鋼板を５８０℃〜Ｔｍａｘの温度範囲で１０秒〜５分間維持した後に冷却する２次焼鈍を行う。これは、強度と延性及び形状品質をともに確保するためである。
（但し、Ｔｍａｘ＝６６７．６４＋１２９．１Ｃ−６．５１Ｍｎ＋３８．５２Ｓｉ＋２９．３Ａｌ１．６であり、上記式において各元素記号は、各元素の含量を重量％で表した値である。）
上記２次焼鈍熱処理時に、その温度が５８０℃未満の場合、オーステナイトが十分に形成されることが難しいため、強度及び延性を安定的に確保することができなくなるという問題がある。一方、２次焼鈍熱処理時に、その温度がＴｍａｘを超える場合には、７５％以上の降伏比を確保することが困難であるという問題がある。
Ｔｍａｘ＝６６７．６４＋１２９．１Ｃ−６．５１Ｍｎ＋３８．５２Ｓｉ＋２９．３Ａｌ１．６
（但し、上記式において各元素記号は、各元素の含量を重量％で表した値である。）
上記Ｔｍａｘは、２０１５年浦項工科大学校鉄鋼大学院イ・セウン博士の学位論文ｐ．１８４から引用した関係式である。上記学位論文では、最大量の残留オーステナイトを確保するための温度として導出されたが、本発明者らは降伏強度を７５％以上確保できる最高熱処理温度としても活用可能であることを確認し、２次焼鈍熱処理温度の上限とした。
上記２次焼鈍熱処理時に維持時間が１０秒未満の場合には、十分な熱処理効果を確保することができず、５分を超える場合には、鋼板の蛇行などが懸念され、連続生産ラインで行うことが困難になり得る。
この際、上記２次焼鈍段階は、連続焼鈍設備で行われることができる。
Ｍｎなどが多量に含まれている鋼種を最終焼鈍時に３０分以上と長時間熱処理すると、優れた引張強度及び伸びのバランスを得ることができる。但し、熱処理を長時間行うことができる実質的な方法は、通常の連続焼鈍設備を用いる方法ではなく、コイルを熱処理するバッチ焼鈍方式である。バッチ焼鈍方式で熱処理を行うと、熱処理後に圧延長さ方向に湾曲が発生することがあり、ＷＨ値が５ｍｍを超えて鋼板の形状が不良となることがあるため、プレス成形が困難であるという問題が発生し得る。
したがって、本発明の２次（最終）焼鈍は、連続焼鈍設備で短時間のうちに熱処理を行うことが好ましい。
一方、上記２次焼鈍された冷延鋼板をめっき浴に浸漬してめっき層を形成する段階をさらに含むことができる。例えば、上記焼鈍された冷延鋼板をＺｎ、Ｚｎ−Ａｌ、Ａｌ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ、Ｚｎ−Ｍｇ−Ａｌなどのめっき浴に浸漬してめっき層を形成することができる。
この際、上記めっき層が形成された後、合金化熱処理をさらに行って合金化めっき層を形成する段階をさらに含むことができる。例えば、４８０〜６００℃の温度範囲で合金化熱処理を行うことができる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、下記の実施例は、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という点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ものである。
下記表１の組成を有する鋼を３０ｋｇのインゴットに真空溶解した後、それを１２００℃の温度で１時間維持した。その後に熱間圧延を行って９００℃で仕上げ圧延を完了し、６００℃に予め加熱された炉に装入して１時間維持した後、炉冷することによって熱延巻取を模擬した。以後、常温まで冷却された試験片を６００℃で１０時間熱処理し、それを酸洗及び５０％冷間圧延を行った。
上記冷間圧延された試験片を下記表２の条件で熱処理した後、各試験片に対して機械的物性を測定して表２に示した。
下記表１において各元素の含量は重量％である。
下記表２において、ＹＳ（Ｙｉｅｌｄ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）は降伏強度、ＴＳ（Ｔｅｎｓｉｌｅ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）は引張強度、Ｅｌ（Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ）は伸び、ＹＲ（Ｙｉｅｌｄ Ｒａｔｉｏ、ＹＲ（％）＝ＹＳ／ＴＳ×１００）は降伏比を意味する。
また、下記表２において、Ｔｍａｘ＝６６７．６４＋１２９．１Ｃ−６．５１Ｍｎ＋３８．５２Ｓｉ＋２９．３Ａｌ１．６であり、上記式において各元素記号は、各元素の含量を重量％で表した値である。
Figure 0006766190
Figure 0006766190
本発明で提示した合金組成及び製造方法をすべて満たす発明例は、引張強度が９８０ＭＰａ以上、降伏比が０．７５以上、引張強度と伸びの積が２３，０００ＭＰａ％以上と、優れた機械的物性を確保することができた。
本発明で提示した合金組成及び製造方法をすべて満たしていない比較例１及び２は、高降伏比を確保することができず、引張強度と伸びの積に劣った。
比較鋼３及び４は、各元素の含量は満たしたが、Ｓｉ＋Ｍｎが６％未満である場合であり、本発明で提示した製造条件を適用した場合である比較例３及び４から分かるように、高降伏比を確保することができたが、引張強度及び引張強度と伸びの積に劣った。
比較鋼５及び６は、各元素の含量は満たしたが、Ｓｉ＋Ｍｎが１０％を超えた場合であり、本発明で提示した製造条件を適用した場合である比較例１１〜１４から分かるように、引張強度と伸びは非常に優れた値を得ることができたが、高降伏比を確保することはできなかった。
一方、本発明で提示した合金組成を満たしても、本発明で提示した製造条件を満たしていない比較例５〜１０は、降伏比が低いか、又は引張強度と伸びの積に劣った。
特に、比較例７及び８のように、１次焼鈍熱処理を省略する場合には、１次焼鈍熱処理を行った場合に比べて、引張強度と伸びの積が急激に低くなって冷間成形性に劣った。
図３は発明鋼４の最終焼鈍を、（ａ）連続焼鈍で熱処理した発明例７と、（ｂ）バッチ焼鈍で熱処理した鋼板形状を撮影した写真である。
発明例７の場合は、ＷＨ値が１ｍｍと、良好な形状品質を確保することができた。しかし、他の条件は同一にしたものの、バッチ焼鈍で熱処理した場合には、ＷＨ値が１２０ｍｍと、形状品質が不良でプレス成形に不適合であった。
図４は発明例１０の微細組織を走査電子顕微鏡で撮影した写真であるが、非常に微細な組織のため、高分解能走査電子顕微鏡でもそれぞれの相を区別することは困難である。これは、Ｘ−ｒａｙを活用した回折実験により克服可能である。
発明例１０の相分率を測定するためにＣｕターゲットでＸ−ｒａｙ回折ピークを測定したプロファイルである図５から、発明例１０の微細組織は残留オーステナイトが１９％、イプシロンマルテンサイトが３％、焼鈍マルテンサイトが７８％であることが確認された。また、高い残留オーステナイト分率及び微細な結晶粒サイズにより、高い降伏強度と延性を確保することができた。
また、発明例２及び３のＸ−ｒａｙ分析結果、発明例２の場合は、残留オーステナイトが１３％、イプシロンマルテンサイトが４％、及び焼鈍マルテンサイトが８３％であることが確認され、発明例３の場合には、残留オーステナイトが１６％、イプシロンマルテンサイトが５％、及び焼鈍マルテンサイトが７９％であることが確認された。このことから、微細な結晶粒サイズと安定したオーステナイト分率の確保が高延性超高強度の実現において主要な役割を果たしたと判断される。
以上、実施例を参照して説明したが、当該技術分野の熟練した当業者は、下記の特許請求の範囲に記載された本発明の思想及び領域から逸脱しない範囲内で本発明を多様に修正及び変更させることができることを理解することができる。

Claims (16)

  1. 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．１８％、Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：４〜１０％、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）、残りＦｅ、及びその他の不可避不純物からなり、Ｓｉ＋Ｍｎ：６〜１０％を満たし、
    微細組織は、体積分率で、１２％以上の残留オーステナイト及び６０％以上の焼鈍マルテンサイトを含み、
    形状品質を示すＷＨ（Ｗａｖｅ Ｈｅｉｇｈｔ）値が５ｍｍ以下である、
    降伏強度に優れた超高強度高延性鋼板。
  2. 前記鋼板は、重量％で、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１種以上をさらに含む、請求項１に記載の降伏強度に優れた超高強度高延性鋼板。
  3. 前記鋼板は、重量％で、Ｚｒ：０．００１〜０．１％及びＷ：０．００１〜０．５％のうち１種以上をさらに含む、請求項１に記載の降伏強度に優れた超高強度高延性鋼板。
  4. 前記鋼板は、重量％で、Ｎｉ：１％以下（０％は除く）、Ｃｕ：０．５％以下（０％は除く）、及びＣｒ：１％以下（０％は除く）のうち１種以上をさらに含む、請求項１に記載の降伏強度に優れた超高強度高延性鋼板。
  5. 前記鋼板は、重量％で、Ｓｂ：０．１％以下（０％は除く）、Ｃａ：０．０１％以下（０％は除く）、及びＢ：０．０１％以下（０％は除く）のうち１種以上をさらに含む、請求項１に記載の降伏強度に優れた超高強度高延性鋼板。
  6. 前記鋼板の微細組織のうち、前記残留オーステナイト及び前記焼鈍マルテンサイトを除いた残りは、α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不可避相で構成され、前記その他の不可避相の体積分率は２０％以下である、請求項１に記載の降伏強度に優れた超高強度高延性鋼板。
  7. 前記鋼板は、引張強度が９８０ＭＰａ以上であり、降伏比が０．７５以上であり、引張強度と伸びの積が２３，０００ＭＰａ％以上である、請求項１に記載の降伏強度に優れた超高強度高延性鋼板。
  8. 前記鋼板は、冷延鋼板、溶融めっき鋼板、及び合金化溶融めっき鋼板のうち１つである、請求項１に記載の降伏強度に優れた超高強度高延性鋼板。
  9. 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．１８％、Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：４〜１０％、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）、残りＦｅ、及びその他の不可避不純物からなり、Ｓｉ＋Ｍｎ：６〜１０％を満たすスラブを１１００〜１３００℃の温度範囲で加熱する段階と、
    前記加熱されたスラブをＡｒ３〜１０００℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
    前記熱延鋼板を７２０℃以下の温度で巻き取る段階と、
    前記巻き取られた熱延鋼板を常温まで冷却した後にＡｃ１〜Ａｃ１＋（Ａｃ３−Ａｃ１）／２の温度範囲で３０分以上熱処理する段階と、
    前記熱処理された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Ａｃ３以上の温度で３０秒以上維持した後に冷却する１次焼鈍段階と、
    前記１次焼鈍された冷延鋼板を５８０℃〜Ｔｍａｘの温度範囲で１０秒〜５分間維持した後に冷却する２次焼鈍段階と、を含む、
    微細組織として体積分率で１２％以上の残留オーステナイト及び６０％以上の焼鈍マルテンサイトを含む降伏強度に優れた超高強度高延性鋼板の製造方法。（但し、Ｔｍａｘ＝６６７．６４＋１２９．１Ｃ−６．５１Ｍｎ＋３８．５２Ｓｉ＋２９．３Ａｌ１．６であり、前記式において各元素記号は、各元素の含量を重量％で表した値である。）
  10. 前記２次焼鈍段階は、連続焼鈍設備で行われる、請求項９に記載の降伏強度に優れた超高強度高延性鋼板の製造方法。
  11. 前記２次焼鈍された冷延鋼板をめっき浴に浸漬してめっき層を形成する段階をさらに含む、請求項９に記載の降伏強度に優れた超高強度高延性鋼板の製造方法。
  12. 前記めっき層が形成された後、合金化熱処理をさらに行って合金化めっき層を形成する段階をさらに含む、請求項１１に記載の降伏強度に優れた超高強度高延性鋼板の製造方法。
  13. 前記スラブは、重量％で、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１種以上をさらに含む、請求項９に記載の降伏強度に優れた超高強度高延性鋼板の製造方法。
  14. 前記スラブは、重量％で、Ｚｒ：０．００１〜０．１％及びＷ：０．００１〜０．５％のうち１種以上をさらに含む、請求項９に記載の降伏強度に優れた超高強度高延性鋼板の製造方法。
  15. 前記スラブは、重量％で、Ｎｉ：１％以下（０％は除く）、Ｃｕ：０．５％以下（０％は除く）、及びＣｒ：１％以下（０％は除く）のうち１種以上をさらに含む、請求項９に記載の降伏強度に優れた超高強度高延性鋼板の製造方法。
  16. 前記スラブは、重量％で、Ｓｂ：０．１％以下（０％は除く）、Ｃａ：０．０１％以下（０％は除く）、及びＢ：０．０１％以下（０％は除く）のうち１種以上をさらに含む、請求項９に記載の降伏強度に優れた超高強度高延性鋼板の製造方法。
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