特許 6857245 成形性及び疲労特性に優れた熱延鋼板及びその製造方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】6857245

(24)【登録日】2021年3月23日

(45)【発行日】2021年4月14日

(54)【発明の名称】成形性及び疲労特性に優れた熱延鋼板及びその製造方法

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20210405BHJP

   C22C 38/12 20060101ALI20210405BHJP

   C22C 38/14 20060101ALI20210405BHJP

   C21D 9/46 20060101ALI20210405BHJP

【ＦＩ】

   C22C38/00 302A

   C22C38/12

   C22C38/14

   C21D9/46 Z

【請求項の数】8

【全頁数】14

(21)【出願番号】特願2019-533165(P2019-533165)

(86)(22)【出願日】2017年12月12日

(65)【公表番号】特表2020-509195(P2020-509195A)

(43)【公表日】2020年3月26日

(86)【国際出願番号】KR2017014580

(87)【国際公開番号】WO2018117522

(87)【国際公開日】20180628

【審査請求日】2019年8月8日

(31)【優先権主張番号】10-2016-0176128

(32)【優先日】2016年12月21日

(33)【優先権主張国】KR

(73)【特許権者】

【識別番号】592000691

【氏名又は名称】ポスコ

【氏名又は名称原語表記】ＰＯＳＣＯ

(74)【代理人】

【識別番号】100083806

【弁理士】

【氏名又は名称】三好 秀和

(74)【代理人】

【識別番号】100095500

【弁理士】

【氏名又は名称】伊藤 正和

(74)【代理人】

【識別番号】100111235

【弁理士】

【氏名又は名称】原 裕子

(72)【発明者】

【氏名】ソン、 テ−ジン

(72)【発明者】

【氏名】キム、 ジョン−ウン

(72)【発明者】

【氏名】チェ、 チャン−シク

【審査官】 瀧澤 佳世

(56)【参考文献】

【文献】 韓国公開特許第１０−２００９−００２０２７８（ＫＲ，Ａ）

【文献】 韓国公開特許第１０−２０１０−００７１６１９（ＫＲ，Ａ）

【文献】 韓国公開特許第１０−２００９−００７０５１０（ＫＲ，Ａ）

【文献】 韓国公開特許第１０−２００９−００７０５０３（ＫＲ，Ａ）

【文献】 特開平０４−０５２２１８（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開平０７−１１８７５６（ＪＰ，Ａ）

【文献】 韓国公開特許第１０−２０１３−００９３７４３（ＫＲ，Ａ）

【文献】 韓国公開特許第１０−２０１５−００７５３２４（ＫＲ，Ａ）

【文献】 特表２００８−５２８７９６（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特表２０１３−５３４５６６（ＪＰ，Ａ）

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

Ｃ２２Ｃ ３８／００

Ｃ２１Ｄ ９／４６

Ｃ２２Ｃ ３８／１２

Ｃ２２Ｃ ３８／１４

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

重量％で、Ｃ：０．３〜０．８％、Ｍｎ：１３〜２５％、Ｖ：０．１〜１．０％、Ｓｉ：０．００５〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０４％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、
厚さ方向の断面を見たとき、面積分率で、未再結晶組織を２０〜７０％、再結晶組織を３０〜８０％含み、
前記未再結晶組織は、圧延方向に延伸した形であり、アスペクト比が２以上であり、
前記再結晶組織は、アスペクト比が２以下の球状である、成形性及び疲労特性に優れた熱延鋼板。

【請求項2】

前記熱延鋼板は、重量％で、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、及びＭｏ：０．０１〜０．５％のうち、選択された１種以上をさらに含む、請求項１に記載の成形性及び疲労特性に優れた熱延鋼板。

【請求項3】

前記熱延鋼板は、厚さ方向の断面を見たとき、未再結晶組織からなる層と再結晶組織からなる層が交互に形成される、請求項１に記載の成形性及び疲労特性に優れた熱延鋼板。

【請求項4】

前記熱延鋼板は、面積分率で、オーステナイトを９５％以上含む、請求項１に記載の成形性及び疲労特性に優れた熱延鋼板。

【請求項5】

前記熱延鋼板は、伸びが４０％以上であり、疲労強度が３００ＭＰａ以上である、請求項１に記載の成形性及び疲労特性に優れた熱延鋼板。

【請求項6】

重量％で、Ｃ：０．３〜０．８％、Ｍｎ：１３〜２５％、Ｖ：０．１〜１．０％、Ｓｉ：０．００５〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０４％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる溶鋼を、５０℃／ｓ以下の冷却速度で鋳造することで、その内部にＶ濃度差が発生したスラブを設ける段階と、
前記スラブを１０５０〜１２５０℃に加熱する段階と、
前記加熱されたスラブを平均Ｖ濃度を有する領域の再結晶温度以上、及び平均Ｖ濃度の２倍を有する領域の再結晶温度以下で仕上げ圧延して熱延鋼板を得る段階と、
前記熱延鋼板を５０〜７００℃で巻取る段階と、を含み、
前記巻取られた熱延鋼板は、
厚さ方向の断面を見たとき、面積分率で、未再結晶組織を２０〜７０％、再結晶組織を３０〜８０％含み、
前記未再結晶組織は、圧延方向に延伸した形であり、アスペクト比が２以上であり、
前記再結晶組織は、アスペクト比が２以下の球状である、成形性及び疲労特性に優れた熱延鋼板の製造方法。

【請求項7】

前記スラブは、重量％で、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、及びＭｏ：０．０１〜０．５％のうち、選択された１種以上をさらに含む、請求項６に記載の成形性及び疲労特性に優れた熱延鋼板の製造方法。

【請求項8】

前記巻取られた熱延鋼板を酸洗する段階をさらに含む、請求項６に記載の成形性及び疲労特性に優れた熱延鋼板の製造方法。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、成形性及び疲労特性に優れた熱延鋼板及びその製造方法に関する。より詳細には、プレス成形で自動車のシャーシ構造部材などに用いることができる、優れた成形性及び疲労特性を有する高マンガン鋼に関する。

【背景技術】

【0002】

最近、地球温暖化を低減させるための二酸化炭素の規制により、自動車の軽量化が強く求められている。また、自動車の衝突安全性を向上させるために、自動車用鋼板の超高強度化が継続的に行われている。

【0003】

自動車部品のうち、ロアアームやホイールディスクなどのシャーシ部品は、一般的に熱延鋼板を酸洗及び塗油して適用され、冷間プレス成形によって製作されるため、成形性に優れる必要があると同時に、走行時の疲労による破壊を防止するために疲労特性に優れる必要がある。車両を支持する役割を果たすシャーシ部品は、車両重心の下端に位置するため、部品の軽量化による燃費低減の効果が非常に高い部分である。一方、シャーシ部品の疲労破壊は、使用中に進行するか否かの確認が難しいという短所があり、走行中に破損があった場合には、乗客の安全に多大な悪影響を及ぼす可能性があるため、安全係数を保守的に適用する必要があり、自動車構造部材に適用される高周期疲労モードにおける疲労限界以下で設計することが理想的である。したがって、素材の疲労限界が向上し、シャーシ部品を軽量化することができる場合には、優れた燃費削減効果を期待することができる。

【0004】

自動車シャーシ部品用熱延鋼板を生産するためには、大部分において低温変態組織を活用することが一般的である。しかし、高強度及び疲労特性を確保するために低温変態組織を活用する場合には、引張強度６００ＭＰａ級以上では４０％以上の伸びを確保することが難しく、冷間プレス成形で複雑な形状の部品に適用することが難しいため、用途に合わせた自由な部品の設計が難しいという問題がある。

【0005】

一方、特許文献１では、炭素（Ｃ）やマンガン（Ｍｎ）などのオーステナイト安定化元素を大量に添加することで、鋼組織をオーステナイト単相に維持し、変形中に発生する双晶を用いて強度及び成形性をともに確保する方法が提示されている。しかし、従来の高マンガン鋼も強度及び伸びだけを考慮しただけで、応力が長時間集中する自動車用部材の特性上、自動車の安全性を保証することができる疲労特性の向上については言及されていない。

【0006】

したがって、強度及び成形性に優れながらも、高い疲労強度を確保することができる自動車用鋼板の開発が必要であるのが実情である。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0007】

【特許文献1】韓国公開特許第２００７−００２３８３１号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0008】

本発明の一側面は、高い引張強度及び優れた伸びを有するとともに、疲労特性に優れ、自動車のシャーシ構造部材などに好適に適用することができる成形性及び疲労特性に優れた熱延鋼板及びその製造方法を提供する。

【0009】

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、本明細書の内容全般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、本発明の追加的な課題を明確に理解するのに何の難しさもない。

【課題を解決するための手段】

【0010】

本発明の一側面は、重量％で、Ｃ：０．３〜０．８％、Ｍｎ：１３〜２５％、Ｖ：０．１〜１．０％、Ｓｉ：０．００５〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０４％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、厚さ方向の断面を見たとき、面積分率で、未再結晶組織を２０〜７０％、再結晶組織を３０〜８０％含む成形性及び疲労特性に優れた熱延鋼板に関する。

【0011】

また、本発明の他の一側面は、重量％で、Ｃ：０．３〜０．８％、Ｍｎ：１３〜２５％、Ｖ：０．１〜１．０％、Ｓｉ：０．００５〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０４％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含むスラブを設ける段階と、上記スラブを１０５０〜１２５０℃に加熱する段階と、上記加熱されたスラブを平均Ｖ濃度を有する領域の再結晶温度以上、及び平均Ｖ濃度の２倍を有する領域の再結晶温度以下で仕上げ圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を５０〜７００℃で巻取る段階と、を含む成形性及び疲労特性に優れた熱延鋼板の製造方法に関する。

【0012】

さらに、上記した課題の解決手段は、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及び効果は、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。

【発明の効果】

【0013】

本発明によると、高い引張強度及び優れた伸びを有するとともに、疲労特性に優れ、耐久性に優れた熱延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。

【図面の簡単な説明】

【0014】

【図1】図１は、本発明で実現しようとするオーステナイト系高マンガン鋼の微細組織を示す模式図である。

【図2】図２（ａ）は、バナジウム添加量に応じた凝固するときの液相内のバナジウム濃化を示すグラフであり、図２（ｂ）は、凝固過程で液相が２０％残留する温度におけるバナジウム添加量に応じた液相内（Ｖ濃化域）のＶ濃度及び固相内（未濃化域）のＶ濃度を示すグラフである。

【図3】図３（ａ）は、バナジウム添加量及び圧延終了温度による高Ｍｎ鋼の再結晶挙動を示すグラフであり、図３（ｂ）は、Ｖ濃化域及び未濃化域の再結晶温度に応じた仕上げ圧延温度区間を示すグラフである。

【図4】図４（ａ）及び図４（ｂ）は比較例１、図４（ｃ）及び図４（ｄ）は比較例２、図４（ｅ）及び図４（ｆ）は発明例１の微細組織を示す走査電子顕微鏡写真である。

【図5】図５（ａ）及び図５（ｂ）は発明例２の微細組織、図５（ｃ）は発明例２のバナジウム成分分布を示す走査電子顕微鏡写真である。

【図6】図６は、発明例１及び比較例１の疲労実験結果を示すグラフである。

【発明を実施するための形態】

【0015】

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。

【0016】

本発明者らは、高マンガン鋼系熱延鋼板において大量のマンガン及び炭素を添加することで、常温で鋼の微細組織をオーステナイトに確保し、熱間圧延の際の動的及び静的再結晶が完了した球状の粒度を維持した場合、強度及び成形性は確保することができるが、耐疲労亀裂伝播特性が低く、疲労性能が劣化するという問題があり、熱間圧延の際の再結晶域以上の温度で仕上げ圧延して微細組織を転位密度が高い未再結晶組織に制御する場合、疲労亀裂の生成及び伝播に対する抵抗性は高くなるが、成形性が劣化するため、冷間成形による部品の製作が不可能になるという問題がある点を認識し、これを解決するために深く研究した。

【0017】

その結果、鋼成分系のうち、オーステナイト組織の安定化機能を行う成分の含有量を適切に制御するとともに、微細組織を図１のように成形性に優れた球状の再結晶組織及び耐疲労亀裂伝播特性に優れた延伸した形の未再結晶組織に二元化するように制御することにより、成形性に優れるとともに、疲労特性を大幅に向上させた高マンガン鋼を提供することができる点を確認し、本発明を完成するに至った。

【0018】

成形性及び疲労特性に優れた熱延鋼板
以下、本発明の一側面による成形性及び疲労特性に優れた熱延鋼板について詳細に説明する。

【0019】

本発明の一側面による成形性及び疲労特性に優れた熱延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．３〜０．８％、Ｍｎ：１３〜２５％、Ｖ：０．１〜１．０％、Ｓｉ：０．００５〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０４％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、厚さ方向の断面を見たとき、面積分率で、未再結晶組織を２０〜７０％、再結晶組織を３０〜８０％含む。

【0020】

まず、本発明の合金組成について詳細に説明する。以下、各元素含有量の単位は、特に記載しない限り重量％を意味する。

【0021】

炭素（Ｃ）：０．３〜０．８％
炭素は、オーステナイト相の安定化に寄与する元素であり、その含有量が増加するほどオーステナイト相を確保するために有利な側面がある。さらに、炭素は、鋼の積層欠陥エネルギーを増加させることで、引張強度及び伸びをともに増加させる役割を果たす。かかる炭素の含有量が０．３％未満である場合には、鋼板の高温加工の際に脱炭によって表層にα’（アルファダッシュ）−マルテンサイト相が形成され、遅延破壊及び疲労性能が弱くなるという問題があり、引張強度及び伸びを確保することが難しくなるという問題がある。これに対し、その含有量が０．８％を超えると、電気比抵抗が増加して溶接性が低下するおそれがある。したがって、本発明では、上記炭素含有量を０．３〜０．８％に制限することが好ましい。
また、炭素含有量の下限はより好ましくは０．４％であることができ、さらに好ましくは０．５％であることができる。また、炭素含有量の上限はより好ましくは０．７５％であることができる。

【0022】

マンガン（Ｍｎ）：１３〜２５％
マンガンは、炭素と同様にオーステナイト相を安定化させる元素であり、その含有量が１３％未満である場合には、変形中にα’（アルファダッシュ）−マルテンサイト相が形成され、安定したオーステナイト相を確保することが難しく、これに対し、２５％を超えると、本発明の関心事項である強度増加と関連する追加的な向上が実質的に行われず、製造コストが上昇するという問題がある。したがって、本発明において、Ｍｎ含有量は１３〜２５％に制限することが好ましい。
また、マンガン含有量の下限は、より好ましくは１４％であることができ、さらに好ましくは１５％であることができる。尚、マンガン含有量の上限は、より好ましくは２３％であることができ、さらに好ましくは２１％であることができる。

【0023】

バナジウム（Ｖ）：０．１〜１．０％
バナジウムは、熱間圧延の際に再結晶温度を上昇させる元素であり、本発明で最も重要な役割を果たす。バナジウムは、凝固するときに液相として濃化する傾向があり、固相内での拡散速度が遅いことから、圧延のための再加熱工程を経た後でも、凝固組織の鋼中分布が相当部分維持され、圧延の際のバナジウム濃度が高い部分と低い部分での再結晶挙動が異なるようになるため、再結晶組織と未再結晶組織の二元化した微細構造を実現することができる。
上記Ｖ含有量が０．１％未満である場合には、上記二元化した微細組織を実現するための圧延条件を満たすことが難しく、鋼板内に組織偏差が発生する可能性がある。これに対し、Ｖ含有量が１．０％を超えると、凝固するときに粗大な析出物が生成され、再加熱工程を経ても、鋼板内に残留して圧延の際にクラックを誘発する可能性がある。さらに、Ｖ含有量が多すぎる場合にも、上記二元化した微細組織を実現するための圧延条件を満たすことが難しくなりうる。
したがって、本発明において、上記バナジウム含有量は、０．１〜１．０％であることが好ましい。上記二元化した微細組織を実現するための圧延条件をより簡単に満たすためのバナジウム含有量のより好ましい下限は０．１５％であることができ、バナジウム含有量のさらに好ましい下限は０．２％であることができ、バナジウム含有量のより好ましい上限は０．９％であることができ、さらに好ましい上限は０．８％であることができる。

【0024】

ケイ素（Ｓｉ）：０．００５〜２．０％
ケイ素は、固溶強化による鋼の降伏強度及び引張強度を向上させるために添加することができる成分である。ケイ素は、脱酸剤として用いられるため、通常、０．００５％以上鋼中に含まれることができる。ケイ素含有量が２．０％を超えると、熱間圧延の際の表面にケイ素酸化物が大量に形成され、酸洗性を低下させ、電気比抵抗を増加させて溶接性が劣化するという問題がある。したがって、ケイ素含有量は、０．００５〜２．０％に制限することが好ましい。

【0025】

アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜２．５％
アルミニウムは、一般に、鋼の脱酸のために添加する元素であるが、本発明では、積層欠陥エネルギーを高めることで、ε（イプシロン）−マルテンサイトの生成を抑制することにより、鋼の延性及び耐遅延破壊特性を向上させる役割を果たす。上記アルミニウム含有量が０．０１％未満である場合には、急激な加工硬化現象によって逆に鋼の延性が低下し、耐遅延破壊特性が劣化するという問題がある。これに対し、上記アルミニウム含有量が２．５重量％を超えると、鋼の引張強度が低下し、鋳造性が劣化するため、熱間圧延の際の鋼表面の酸化が激しくなり、表面品質が低下するという問題がある。したがって、本発明では、上記アルミニウム含有量を０．０１〜２．５％に制限することが好ましい。

【0026】

リン（Ｐ）：０．０３％以下
リンは、必然的に含まれる不純物であって、偏析により鋼の加工性を低下させるのに主な原因となる元素であるため、その含有量をできる限り低く制御することが好ましい。理論上、リン含有量は０％に制限することが有利であるが、製造工程上必然的に含有せざるを得ない。したがって、上限を管理することが重要であり、本発明において、上記リン含有量の上限は０．０３％で管理する。

【0027】

硫黄（Ｓ）：０．０３％以下
硫黄は、必然的に含まれる不純物であって、粗大なマンガン硫化物（ＭｎＳ）を形成してフランジクラックなどの欠陥を発生させ、鋼板の穴拡げ性を大幅に低下させるため、その含有量をできる限り低く制御することが好ましい。理論上、硫黄含有量は０％に制限することが有利であるが、製造工程上必然的に含有せざるを得ない。したがって、上限を管理することが重要であり、本発明において、上記硫黄含有量の上限は０．０３％で管理する。

【0028】

窒素（Ｎ）：０．０４％以下（０％を除く）
窒素（Ｎ）は、オーステナイト結晶粒内において凝固過程中にＡｌと作用して微細な窒化物を析出させることで、双晶（Ｔｗｉｎ）の発生を促進するため、鋼板成形の際の強度及び延性を向上させる。しかし、その含有量が０．０４％を超えると、窒化物が過度に析出して熱間加工性及び伸びが低下する可能性がある。したがって、本発明において、上記窒素含有量は、０．０４％以下に制限することが好ましい。

【0029】

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することはしない。

【0030】

また、上記組成に加えて、重量％で、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、及びＢ：０．０００５〜０．００５％のうち、選択された１種以上をさらに含むことができる。

【0031】

チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．５％
チタン（Ｔｉ）は、０．０１〜０．５％であることが好ましい。チタンは、鋼内部の窒素と反応して窒化物が沈殿し、熱間圧延の成形性を向上させる。また、上記チタンは、一部鋼材内の炭素と反応して析出相を形成することにより、強度を増加させる役割を果たす。このために、チタンは、０．０１％以上含まれることが好ましいが、０．５％を超えると、沈殿物が過度に形成され、部品の疲労特性を悪化させる。したがって、上記チタン含有量は、０．０１〜０．５％であることが好ましい。

【0032】

ニオブ（Ｎｂ）：０．０５〜０．５％
ニオブは、炭素または窒素と反応して炭窒化物を形成する元素であり、結晶粒度の微細化及び析出強化により降伏強度を増加させるために添加することができる成分である。かかる効果を得るためは、ニオブ含有量が０．０５％以上であることが好ましい。これに対し、ニオブ含有量が０．５％を超えると、高温で粗大な炭窒化物が形成され、熱間加工性が低下するという問題がある。したがって、上記バナジウム含有量は、０．０５〜０．５％であることが好ましい。

【0033】

モリブデン（Ｍｏ）：０．０１〜０．５％以下
モリブデンも、炭化物を形成させる元素であって、チタン、バナジウムなどの炭窒化物形成元素と複合添加する際に析出物の大きさを微細に維持することで、降伏強度を増加させる役割を果たす。かかる効果を得るために、モリブデン含有量は０．０１％以上であることが好ましいが、モリブデン含有量が０．５％を超えると、その効果が飽和し、製造コストの上昇をもたらす。したがって、上記モリブデン含有量は、０．０１〜０．５％であることが好ましい。

【0034】

ホウ素（Ｂ）：０．０００５〜０．００５％
ホウ素は、微量添加される場合には、鋳片の粒界を強化し、熱間圧延性を向上させる。但し、ホウ素の含有量が０．０００５％未満である場合には、かかる効果が十分に示されず、ホウ素含有量が０．００５％を超えると、追加的な性能の向上を期待することができず、コスト上昇をもたらす。したがって、ホウ素含有量は、０．０００５〜０．００５％であることが好ましい。

【0035】

本発明の熱延鋼板は、厚さ方向の断面を見たとき、面積分率で、未再結晶組織を２０〜７０％、再結晶組織を３０〜８０％含む。

【0036】

疲労亀裂は、亀裂先端と隣接する組織内における転位移動によって進展し、成長する。したがって、転位密度が既に高いレベルで形成されている未再結晶組織内における亀裂伝播速度は、再結晶組織内における速度に比べて著しく遅くなる。未再結晶組織が２０％未満である場合には、疲労亀裂伝播を抑制するという効果が不十分であり、疲労特性が劣化する可能性がある。これに対し、７０％を超えると、成形性を確保するための再結晶組織を十分に確保することができなくなる。

【0037】

再結晶組織は、鋼板の成形性を向上させる役割を果たす。再結晶組織が３０％未満である場合には、鋼板の伸びが確保されないため、成形性が劣化する可能性があり、８０％を超えると、未再結晶組織を十分に確保することができなくなる。

【0038】

このとき、上記未再結晶組織は、圧延方向に延伸した形であり、アスペクト比が２以上であり、上記再結晶組織は球状であることができる。Ｖの濃化により未再結晶温度が高いＶ濃化域は、圧延により圧延方向に延伸した形で鋼板内に残留し、Ｖ未濃化域は同一の圧延温度における動的及び静的再結晶によって、球状の粒度を維持しながら鋼板内に残留するようになる。

【0039】

また、厚さ方向の断面を見たとき、未再結晶組織からなる層と再結晶組織からなる層が交互に形成されることができる。

【0040】

このような形により、再結晶組織からなる層間に形成された未再結晶組織が亀裂伝播をより簡単に抑制することができる。

【0041】

また、本発明による熱延鋼板の微細組織は、面積分率で、オーステナイトを９５％以上含むことができる。これは、強度及び伸びをともに確保するためである。より好ましくは、オーステナイト単相であることができる。オーステナイト単相とは、炭化物を除外した微細組織がすべてオーステナイトからなるものを意味する。ここで、一部の避けられない不純物組織が含まれることができる。

【0042】

一方、本発明によるオーステナイト系高マンガン鋼は、伸びが４０％以上であり、疲労強度が３００ＭＰａ以上であることができる。かかる優れた伸び及び疲労特性を確保することができるため、自動車シャーシ部品用構造部材などに好適に適用することができる。

【0043】

成形性及び疲労特性に優れた熱延鋼板の製造方法
以下、本発明の他の一側面である成形性及び疲労特性に優れた熱延鋼板の製造方法について詳細に説明する。

【0044】

本発明の他の一側面である降伏強度及び疲労特性に優れた熱延鋼板の製造方法は、上述した合金組成を満たすスラブを設ける段階と、上記スラブを１０５０〜１２５０℃に加熱する段階と、上記加熱されたスラブを平均Ｖ濃度を有する領域の再結晶温度以上、及び平均Ｖ濃度の２倍を有する領域の再結晶温度以下で仕上げ圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を５０〜７００℃で巻取る段階と、を含む。

【0045】

スラブ準備段階
上述した合金組成を満たすスラブを設ける。
このとき、溶鋼を５０℃／ｓ以下の冷却速度で鋳造してスラブ内のＶ濃度差が発生するように行うことができる。

【0046】

図２（ａ）は、バナジウム添加量に応じた凝固するときの液相内のバナジウム濃化を示す。液相の分率が減少し、固相の分率が増加するほど液相内バナジウムの濃化が進行し、凝固終了直前の液相内のバナジウム濃度は、添加量の３倍レベルに上昇することを確認することができる。

【0047】

図２（ｂ）は、液相が２０％残留する温度における液相内（Ｖ濃化域）のＶ濃度と固相内（未濃化域）のＶ濃度を示す。液相２０％の時点における固相内のＶ濃度は、添加量とほぼ同様のＶ濃度を示し、添加量の２倍以上が最終的に凝固される２０％液相に濃化することが分かる。

【0048】

凝固するときに発生した固相と液相の分配係数差により、鋼中にバナジウム濃度分布が二元化する。これは、熱間圧延の際の再結晶挙動に影響を与えることで、最終的に二元化した組織を実現することができるようにする。溶鋼の冷却速度が５０℃／ｓを超えると、固相と液相の間の拡散が円滑でないため、意図する濃度分布を得ることが難しい。一方、冷却速度が遅い場合には、相間の元素分配現象が円滑に行われるため、冷却速度の下限については特に限定しない。

【0049】

スラブ加熱段階
上記スラブを１０５０〜１２５０℃に加熱する。
スラブ加熱温度が１０５０℃未満である場合には、熱間圧延の際の仕上げ圧延温度を確保することが難しく、温度低下による圧延荷重が増加し、所定の厚さまで十分に圧延することが難しくなるという問題がある。これに対し、スラブ加熱温度が１２５０℃を超えると、結晶粒度が増加し、表面酸化が発生するため、強度が低下するか、表面が劣化する傾向があるため好ましくない。また、連鋳スラブの柱状晶粒界に液相膜が形成されるため、後続する熱間圧延の際に亀裂が発生するおそれがある。

【0050】

熱間圧延段階
上記加熱されたスラブを平均Ｖ濃度を有する領域の再結晶温度以上、及び平均Ｖ濃度の２倍を有する領域の再結晶温度以下で仕上げ圧延して熱延鋼板を得る。
仕上げ圧延温度の制御により、バナジウム濃化層は、未再結晶圧延組織を得るようになり、未濃化層は、球状の再結晶が完了した組織を得るようになる。また、上記仕上げ圧延温度の上限を、平均Ｖ濃度の２倍を有する領域の再結晶温度に制限する理由は、凝固末期液相の２０％の時点におけるＶ濃度が平均Ｖ濃度の２倍であることから、鋼板組織内における２０％以上の未再結晶組織を確保することができるためである。

【0051】

図３（ａ）は、実験室で製造されたＶ添加の高Ｍｎ鋼の圧延終了温度に応じた再結晶挙動を示すグラフである。この場合、スラブ内のＶ濃度偏差が発生しないように、スラブ鋳造の際の溶鋼の冷却速度が６０℃／ｓ以上になるように厚さ４０ｍｍ、幅１６０ｍｍの銅板モールドを用いてインゴットを鋳造し、銅板モールド内に冷却のための水管を挿入して常温まで冷却した。

【0052】

バナジウム添加により再結晶温度が急激に上昇することを確認することができ、１．０ｗｔ％以上の領域では上昇率が低くなることが確認できる。図３（ｂ）は、二元化した組織を実現するためのバナジウム添加量に応じた圧延終了温度を求めるために、平均Ｖ濃度の２倍を有する領域の再結晶温度（点線）を求めて、平均Ｖ濃度を有する領域の再結晶温度（実線）のように示した。

【0053】

例えば、バナジウムを０．２５重量％添加した鋼の場合、平均Ｖ濃度を有する領域の再結晶温度は９２０℃であり、平均Ｖ濃度の２倍を有する領域（面積分率で２０％を占める０．５重量％以上のバナジウムを含有する濃化域）の再結晶温度は９６０℃であるため、９２０℃から９６０℃の間で仕上げ圧延する場合には、面積分率で８０％レベルの再結晶が完了した微細組織、及び２０％レベルの未再結晶組織で構成されて二元化した組織を確保することができる。したがって、バナジウム添加量及び仕上げ圧延温度を設定することにより、意図する微細組織を簡単に確保することができる。

【0054】

巻取り段階
上記熱延鋼板を５０〜７００℃で巻取る段階を含む。
巻取り温度が５０℃未満である場合には、鋼板の温度を下げるために冷却水噴射による冷却を必要とするため、不要な工程コストの上昇を誘発する。これに対し、巻取り温度が７００℃を超えると、回復により、未再結晶組織内の転位密度が減少し、鋼板の降伏強度が低下するという問題がある。したがって、上記巻取り温度は５０〜７００℃に制限することが好ましい。

【0055】

このとき、上記巻取られた熱延鋼板を酸洗する段階をさらに行うことができる。これは、酸化層を除去するためである。

【実施例】

【0056】

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あり、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。

【0057】

下記表１に示す成分組成を有するスラブを１２００℃に加熱した後、下記表２に記載された圧延終了温度で仕上げ圧延し、４５０℃で巻取ることで熱延鋼板を製造した。

【0058】

上記熱延鋼板の微細組織を観察し、降伏強度、引張強度、伸び、及び疲労強度を測定して下記表２に記載した。

【0059】

微細組織は、厚さ方向の断面を走査電子顕微鏡で観察して測定し、機械的物性は万能引張実験機を用いて測定した。

【0060】

疲労強度は、比較例１、比較例２、発明例１に対して曲げ疲労実験機で応力比−１の条件で測定し、疲労限は１０，０００，０００に設定した結果である。

【0061】

【表1】

上記表１において、各元素含有量の単位は重量％である。

【0062】

【表2】

上記表２において、満たしているか否かは、各鋼種の平均Ｖ濃度を有する領域の再結晶温度以上、各鋼種の平均Ｖ濃度の２倍を有する領域の再結晶温度以下で仕上げ圧延が行われたかどうかを示したものである。満たしている場合をＯで示し、満たしていない場合をＸで示した。

【0063】

本発明の組成及び製造条件をすべて満たす発明例１及び２の場合は、未再結晶組織の面積分率が２０％以上を満たし、４０％以上の伸びを確保することができる。

【0064】

これに対し、比較例１の場合は、本発明の組成を満たしていないため、面積分率２０％以上の未再結晶組織を確保することができず、疲労性能が劣っていた。

【0065】

比較例２の場合は、本発明の組成は満たしたが、製造条件を満たすことができず、面積分率３０％を超える球状の再結晶微細組織を確保することができず、４０％以上の伸びを確保することができなかった。

【0066】

比較例３〜比較例５の場合は、本発明の組成物は満たしたが、製造条件を満たすことができず、結果として、面積分率２０％以上の未再結晶組織を確保することができなかった。

【0067】

図１は、本発明で実現しようとする微細組織の模式図である。表面３０と平行に圧延方向に延伸した未再結晶組織２０が、球状の再結晶組織１０内に位置する構造を有し、疲労亀裂４０は未再結晶組織内で伝播しにくいため、疲労亀裂伝播に優れた構造を示す。

【0068】

図４は、比較例１、比較例２、発明例１の微細組織を示す走査電子顕微鏡写真であって、図４（ａ）は比較例１のＫＡＭ（Ｋｅｒｎａｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）を測定した値であり、図４（ｂ）は同一領域のＩＱマップ（Ｉｍａｇｅ Ｑｕａｌｉｔｙ Ｍａｐ）で各組織の形状を示すものである。図４（ｃ）は比較例２のＫＡＭを測定した値であり、図４（ｄ）は同一領域のＩＱマップである。図４（ｅ）は発明例１のＫＡＭを測定した値であり、図４（ｆ）は同一領域のＩＱマップである。ＫＡＭはカラーで示され、ＫＡＭにおいて青色で示される部分は再結晶が完了した組織であり、緑色、黄色、オレンジ色、赤色で示される領域は、転位密度が高い未再結晶組織である。図４（ａ）、図４（ｃ）、図４（ｅ）に示すように、ＫＡＭを白黒に変換した場合には、青色が最も暗く示されるため、最も暗い色で示される領域が再結晶が完了した組織であり、比較的明るく示される領域は転位密度が高い未再結晶組織である。

【0069】

図４（ａ）及び図４（ｂ）から確認できるように、比較例１の微細組織は、大部分再結晶が完了した球状の粒状を維持しており、図４（ｃ）及び図４（ｄ）から確認できるように、比較例２の微細組織は、大部分転位密度が高い未再結晶組織で構成される。図４（ｅ）及び図４（ｆ）から確認できるように、発明例１の微細組織は、球状の再結晶組織間に圧延方向に延伸した形の未再結晶組織が面積分率４６％で存在する。

【0070】

図５は、発明例２の微細組織を示す走査電子顕微鏡写真である。

【0071】

図５（ａ）は、ＫＡＭを測定した値である。ＫＡＭは、カラーで示され、ＫＡＭにおいて青色で示される部分は再結晶が完了した組織であり、緑色、黄色、オレンジ色、赤色で示される領域は転位密度が高い未再結晶組織である。図５（ａ）に示すように、ＫＡＭを白黒に変換した場合には、青色が最も暗く示されるため、最も暗く示される領域が再結晶が完了した組織であり、比較的明るく示される領域が転位密度が高い未再結晶組織である。

【0072】

図５（ｂ）は、同一領域のＩＱマップであって、各組織の形状を示す。再結晶組織は、アスペクト比２以下の球状であり、未再結晶組織は、アスペクト比２以上であり、圧延方向に延伸した形である。図５（ｃ）は同一領域のバナジウム分布を示し、再結晶が完了した球状の組織に比べて、未再結晶領域のバナジウム濃度が高いことが確認できる。

【0073】

図６は、比較例１及び発明例１の高サイクル疲労特性の測定結果である。鋼板内の未再結晶の面積分率が高く、降伏強度が高い発明例１の場合には、比較例１に比べて同一の疲労応力（Ｓｔｒｅｓｓ Ａｍｐｌｉｔｕｄｅ）に優れた疲労特性を確保することができ、疲労強度が１００Ｍｐａ程度上昇したことを確認することができる。これは、微細亀裂が一部発生したとしても、電波に対する抵抗性に優れ、疲労破壊に発展しなかったためである。

【0074】

以上、本発明の実施例について詳細に説明したが、本発明の権利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。

【図1】

【図2】

【図3】

【図4】

【図5(a)】

【図5(b)】

【図5(c)】

【図6】