特許 7431325 耐久性に優れた厚物複合組織鋼及びその製造方法

(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】

(24)【登録日】2024-02-05

(45)【発行日】2024-02-14

(54)【発明の名称】耐久性に優れた厚物複合組織鋼及びその製造方法

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20240206BHJP

   C22C 38/38 20060101ALI20240206BHJP

   C21D 8/02 20060101ALI20240206BHJP

   C23C 2/06 20060101ALI20240206BHJP

【ＦＩ】

C22C38/00 301W

C22C38/38

C21D8/02 A

C23C2/06

【請求項の数】 8

(21)【出願番号】P 2022532567

(86)(22)【出願日】2020-11-26

(65)【公表番号】

(43)【公表日】2023-02-01

(86)【国際出願番号】 KR2020016925

(87)【国際公開番号】W WO2021112488

(87)【国際公開日】2021-06-10

【審査請求日】2022-06-27

(31)【優先権主張番号】10-2019-0158289

(32)【優先日】2019-12-02

(33)【優先権主張国・地域又は機関】KR

(73)【特許権者】

【識別番号】592000691

【氏名又は名称】ポスコホールディングス インコーポレーティッド

(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】ナ、 ヒュン－テク

(72)【発明者】

【氏名】キム、 ソン－イル

【審査官】河口 展明

(56)【参考文献】

【文献】特開平０８－１４３９５２（ＪＰ，Ａ）

【文献】国際公開第２０１８／０２６０１４（ＷＯ，Ａ１）

【文献】特開平１１－３１０８５２（ＪＰ，Ａ）

【文献】特表２０１９－５２７７７４（ＪＰ，Ａ）

【文献】特開２０１６－１３０３３４（ＪＰ，Ａ）

【文献】特開２０１８－０１６８７３（ＪＰ，Ａ）

(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)

Ｃ２２Ｃ ３８／００－３８／６０

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

重量％で、Ｃ：０．０５～０．１５％、Ｓｉ：０．０１～１．０％、Ｍｎ：１．０～２．３％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．００５～１．０％、Ｐ：０．００１～０．０５％、Ｓ：０．００１～０．０１％、Ｎ：０．００１～０．０１％、Ｎｂ：０．００５～０．０７％、Ｔｉ：０．００５～０．１１％を含み、Ｆｅ及び不可避不純物からなり、
フェライトとベイナイトの混合組織を基地組織として有し、前記基地組織内のパーライト相とＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ ａｎｄ Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）相の面積分率がそれぞれ５％未満であり、マルテンサイト相の面積分率が１０％未満であり、かつ、前記フェライトとベイナイトの面積分率がそれぞれ６５％未満であり、
巻取状態でコイルを長さ方向にヘッド（ＨＥＡＤ）部、ミッド（ＭＩＤ）部及びテール（ＴＡＩＬ）部に３等分するとき、前記ヘッド部とテール部領域であるコイルの外巻部の引張強度、伸び率及び疲労強度の積が２５×１０^５ （ＭＰａ ^２ ・％）以上であり、前記ミッド部領域であるコイルの内巻部の引張強度、伸び率及び疲労強度の積が２４×１０^５ （ＭＰａ ^２ ・％）以上である、材質及び耐久均一性に優れた厚さ５ｍｍ以上の複合組織鋼。

【請求項2】

前記複合組織鋼はＰＯ（ｐｉｃｋｌｅｄ ａｎｄ ｏｉｌｅｄ）鋼板である、請求項１に記載の材質及び耐久均一性に優れた厚さ５ｍｍ以上の複合組織鋼。

【請求項3】

前記複合組織鋼は、少なくとも一面に溶融亜鉛めっき層が形成されている溶融亜鉛めっき鋼板である、請求項１に記載の材質及び耐久均一性に優れた厚さ５ｍｍ以上の複合組織鋼。

【請求項4】

重量％で、Ｃ：０．０５～０．１５％、Ｓｉ：０．０１～１．０％、Ｍｎ：１．０～２．３％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．００５～１．０％、Ｐ：０．００１～０．０５％、Ｓ：０．００１～０．０１％、Ｎ：０．００１～０．０１％、Ｎｂ：０．００５～０．０７％、Ｔｉ：０．００５～０．１１％を含み、Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼スラブを１２００～１３５０℃に再加熱する段階と、
前記再加熱された鋼スラブを下記［関係式１］を満たす仕上げ圧延温度（ＦＤＴ）で仕上げ熱間圧延することにより熱延鋼板を製造する段階と、
前記熱延鋼板を５５０～６５０℃のＭＴ温度範囲まで下記［関係式２］を満たすように１次冷却する段階と、
前記１次冷却された鋼板を長さ方向にヘッド（ＨＥＡＤ）部、ミッド（ＭＩＤ）部及びテール（ＴＡＩＬ）部に３等分するとき、巻取時にコイルの外巻部に該当する前記ヘッド部とテール部領域に対しては、４５０～５５０℃の範囲まで下記［関係式３］を満たすように２次冷却し、コイルの内巻部に該当する前記ミッド部領域は、４００～５００℃の範囲の温度まで下記［関係式４］を満たすように２次冷却した後に巻き取る段階と、を含み、
フェライトとベイナイトの混合組織を基地組織として有し、前記基地組織内のパーライト相とＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ ａｎｄ Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）相の面積分率がそれぞれ５％未満であり、マルテンサイト相の面積分率が１０％未満であり、かつ、前記フェライトとベイナイトの面積分率がそれぞれ６５％未満であり、さらに、前記ヘッド部とテール部領域であるコイルの外巻部の引張強度、伸び率及び疲労強度の積が２５×１０ ^５ （ＭＰａ ^２ ・％）以上であり、前記ミッド部領域であるコイルの内巻部の引張強度、伸び率及び疲労強度の積が２４×１０ ^５ （ＭＰａ ^２ ・％）以上である、
材質及び耐久均一性に優れた厚さ５ｍｍ以上の複合組織鋼の製造方法。
［関係式１］
Ｔｎ－６０≦ＦＤＴ≦Ｔｎ
Ｔｎ＝７４０＋９２［Ｃ］－８０［Ｓｉ］＋７０［Ｍｎ］＋４５［Ｃｒ］＋６５０［Ｎｂ］＋４１０［Ｔｉ］－１．４（ｔ－５）
上記関係式１のＦＤＴは仕上げ熱間圧延温度（℃）
上記関係式１の［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］は該当合金元素の重量％
上記関係式１のｔは最終圧延板の厚さ（ｍｍ）
［関係式２］
ＣＲ１_ｍｉｎ＜ＣＲ１＜ＣＲ１_ｍａｘ
ＣＲ１_ｍｉｎ＝２１０－８５０［Ｃ］＋１．５［Ｓｉ］－６７．２［Ｍｎ］－５９．６［Ｃｒ］＋１８７［Ｔｉ］＋８５２［Ｎｂ］
ＣＲ１_ｍａｘ＝２４０－８５０［Ｃ］＋１．５［Ｓｉ］－６７．２［Ｍｎ］－５９．６［Ｃｒ］＋１８７［Ｔｉ］＋８５２［Ｎｂ］
上記関係式２のＣＲ_１はＦＤＴ～ＭＴ（５５０～６５０℃）区間の１次冷却速度（℃／ｓｅｃ）
上記関係式２の［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｔｉ］、［Ｎｂ］は該当合金元素の重量％
［関係式３］
ＣＲ２_{ＯＵＴ－ｍｉｎ}＜ＣＲ２_ＯＵＴ＜ＣＲ２_{ＯＵＴ－ｍａｘ}
ＣＲ２_{ＯＵＴ－ｍｉｎ}＝１４．５［Ｃ］＋１８．７５［Ｓｉ］＋８．７５［Ｍｎ］＋８．５［Ｃｒ］＋３５．２５［Ｔｉ］＋４２．５［Ｎｂ］－１４
ＣＲ２_{ＯＵＴ－ｍａｘ}＝３８．７［Ｃ］＋５０［Ｓｉ］＋２３．３［Ｍｎ］＋２２．７［Ｃｒ］＋９４［Ｔｉ］＋１１３．３［Ｎｂ］－３７．４
前記関係式３のＣＲ２_ＯＵＴは、前記ヘッド部とテール部領域のＭＴ～巻取温度区間の２次冷却速度（℃／ｓｅｃ）
前記関係式３の［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｔｉ］、［Ｎｂ］は該当合金元素の重量％
［関係式４］
ＣＲ２_{ＩＮ－ｍｉｎ}＜ＣＲ２_ＩＮ＜ＣＲ２_{ＩＮ－ｍａｘ}
ＣＲ２_{ＩＮ－ｍｉｎ}＝２９［Ｃ］＋３７．５［Ｓｉ］＋１７．５［Ｍｎ］＋１７［Ｃｒ］＋２０．５［Ｔｉ］＋２５［Ｎｂ］－２８
ＣＲ２_{ＩＮ－ｍａｘ}＝２１１．５［Ｃ］＋５．５［Ｓｉ］＋１５［Ｍｎ］＋６［Ｃｒ］＋３０．５［Ｔｉ］＋４１［Ｎｂ］＋３０．５
前記関係式４のＣＲ２_ＩＮは、前記ミッド部のＭＴ～巻取温度区間の２次冷却速度（℃／ｓｅｃ）
前記関係式４の［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｔｉ］、［Ｎｂ］は該当合金元素の重量％組織

【請求項5】

前記巻き取られた鋼板を常温～２００℃の範囲の温度まで空冷する、請求項４に記載の材質及び耐久均一性に優れた厚さ５ｍｍ以上の複合組織鋼の製造方法。

【請求項6】

前記２次冷却後に巻き取られた鋼板に酸洗及び塗油する段階をさらに含む、請求項４に記載の材質及び耐久均一性に優れた厚さ５ｍｍ以上の複合組織鋼の製造方法。

【請求項7】

前記酸洗又は塗油された鋼板を４５０～７４０℃の温度範囲に加熱した後、溶融亜鉛めっきする段階をさらに含む、請求項６に記載の材質及び耐久均一性に優れた厚さ５ｍｍ以上の複合組織鋼の製造方法。

【請求項8】

前記溶融亜鉛めっきは、マグネシウム（Ｍｇ）：０．０１～３０重量％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～５０％及び残部Ｚｎと不可避不純物を含むめっき浴を用いて形成される、請求項７に記載の材質及び耐久均一性に優れた厚さ５ｍｍ以上の複合組織鋼の製造方法。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、主に商用車のシャーシ部品のメンバー類及びホイールディスクに使用される厚さ５ｍｍ以上の高強度熱延鋼板の製造に関するものであって、より詳細には、引張強度が６５０ＭＰａ以上であり、剪断成形及びパンチ成形時に断面の品質に優れ、パンチ成形後の鋼板の引張強度×疲労強度及び伸び率×疲労強度の積がコイルの長さ方向に均一な高強度厚物熱延複合組織及びその製造方法に関するものである。

【背景技術】

【0002】

従来の商用車のシャーシ部品のメンバー類及びホイールディスクは、車両の特性上、高い剛性を確保するために厚さ５ｍｍ以上で、引張強度が４４０～５９０ＭＰａの範囲の高強度熱延鋼板を使用していたが、近年は、軽量化及び高強度化のために引張強度６５０ＭＰａ以上の高強度鋼材を使用する技術が開発されている。また、軽量化の効率を高めるために、耐久性が確保される範囲内で部品を製造する際に剪断及び多数のパンチ成形を実施して製造する段階を経るが、剪断及びパンチ成形時に鋼板の打ち抜き部位に形成される微細な割れが部品の耐久寿命を短縮させる原因となっている。

【0003】

これに関して、従来は、通常のオーステナイト域の熱間圧延を経た後、高温で巻き取り、フェライト相を基地組織とし、析出物を微細に形成させる技術（特許文献１～２）が提示されるか、又は粗大なパーライト組織が形成されないように巻取温度をベイナイト相が基地組織として形成される温度まで冷却した後、巻き取る技術（特許文献３）などが提案された。また、Ｔｉ、Ｎｂなどを活用して、熱間圧延中に未再結晶域で４０％以上の圧力を加えてオーステナイト結晶粒を微細化させる技術（特許文献４）も提案されている。

【0004】

しかし、上記のような高強度鋼を製造するために主に活用するＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｍｏ、Ｃｒなどの合金成分が上記熱延鋼板の強度を向上させるのに効果的であるため、商用車用厚物製品に必要となっている。ところが、合金成分が多く添加されると、微細組織の不均一を招き、剪断又はパンチ成形時に打ち抜き部位に発生しやすい微細な割れが、疲労環境で容易に疲労割れに伝播し、部品の破損を引き起こした。特に、厚さが厚くなるほど、製造時に鋼板の厚さ中心部は徐冷操業される確率が高く、組織の不均一性はさらに増大し、打ち抜き部における微細割れの発生が増加し、疲労環境で疲労割れの伝播速度も増加して耐久性に劣るしかない。

【0005】

しかし、上述した従来技術は、高強度厚物材の疲労特性を考慮していない。また、厚物材の結晶粒を微細化し、析出強化効果を得るためには、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖなどの析出物形成元素を活用すると効果的である。ところが、上記析出物の形成が容易な５００～７００℃の高温で巻き取ったり、熱延後の冷却中に鋼板の冷却速度を制御しないと、厚物材の厚さ中心部の粗大な炭化物が形成され、これによって剪断面の品質が劣るようになる。さらに、熱間圧延中に未再結晶域で４０％の圧力を加えることは、圧延板の形状品質を劣らせ、設備の負荷をもたらすため、実際に適用するには困難であるという問題があった。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0006】

【文献】特開平５－３０８８０８号公報

【文献】特開平５－２７９３７９号公報

【文献】韓国登録特許第１０－１５２８０８４号公報

【文献】特開平９－１４３５７０号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0007】

本発明は、引張強度が６５０ＭＰａ以上であり、剪断成形及びパンチ成形時に断面の品質に優れ、パンチ成形後に鋼板の引張強度×疲労強度及び伸び率×疲労強度の積がコイルの長さ方向に均一な高強度厚物熱延複合組織鋼及びその製造方法を提供することを目的とする。

【0008】

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することができ、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、本発明の付加的な課題を理解する上で何らの困難もない。

【課題を解決するための手段】

【0009】

本発明の一側面は、重量％で、Ｃ：０．０５～０．１５％、Ｓｉ：０．０１～１．０％、Ｍｎ：１．０～２．３％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．００５～１．０％、Ｐ：０．００１～０．０５％、Ｓ：０．００１～０．０１％、Ｎ：０．００１～０．０１％、Ｎｂ：０．００５～０．０７％、Ｔｉ：０．００５～０．１１％、Ｆｅ及び不可避不純物を含み、フェライトとベイナイトの混合組織を基地組織として有し、上記基地組織内のパーライト相とＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ ａｎｄ Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）相の面積分率がそれぞれ５％未満であり、かつ、マルテンサイト相の面積分率が１０％未満であり、巻取状態でコイルを長さ方向にヘッド（ＨＥＡＤ）部、ミッド（ＭＩＤ）部及びテール（ＴＡＩＬ）部に３等分するとき、上記ヘッド部とテール部領域であるコイルの外巻部の引張強度、伸び率及び疲労強度の積が２５×１０^５％以上であり、上記ミッド部領域であるコイルの内巻部の引張強度、伸び率及び疲労強度の積が２４×１０^５％以上である、材質及び耐久均一性に優れた厚さ５ｍｍ以上の複合組織鋼に関するものである。

【0010】

上記フェライトとベイナイトの面積分率はそれぞれ６５％未満であってもよい。

【0011】

上記複合組織鋼はＰＯ（ｐｉｃｋｌｅｄ ａｎｄ ｏｉｌｅｄ）鋼板であってもよい。

【0012】

上記複合組織鋼の一面に溶融亜鉛めっき層が形成されている溶融亜鉛めっき鋼板であってもよい。

【0013】

また、本発明の他の側面は、重量％で、Ｃ：０．０５～０．１５％、Ｓｉ：０．０１～１．０％、Ｍｎ：１．０～２．３％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．００５～１．０％、Ｐ：０．００１～０．０５％、Ｓ：０．００１～０．０１％、Ｎ：０．００１～０．０１％、Ｎｂ：０．００５～０．０７％、Ｔｉ：０．００５～０．１１％、Ｆｅ及び不可避不純物を含む鋼スラブを１２００～１３５０℃に再加熱する段階と、上記再加熱された鋼スラブを下記［関係式１］を満たす仕上げ圧延温度（ＦＤＴ）で仕上げ熱間圧延することにより熱延鋼板を製造する段階と、上記熱延鋼板を５５０～６５０℃のＭＴ温度範囲まで下記［関係式２］を満たすように１次冷却する段階と、上記１次冷却された鋼板を長さ方向にヘッド（ＨＥＡＤ）部、ミッド（ＭＩＤ）部及びテール（ＴＡＩＬ）部に３等分するとき、巻取時にコイルの外巻部に該当する上記ヘッド部とテール部領域に対しては、４５０～５５０℃の範囲まで下記［関係式３］を満たすように２次冷却し、内巻部に該当する上記ミッド部領域は、４００～５００℃の範囲の温度まで下記［関係式４］を満たすように２次冷却した後に巻き取る段階と、を含む、材質及び耐久均一性に優れた厚さ５ｍｍ以上の複合組織鋼の製造方法に関するものである。

【0014】

［関係式１］
Ｔｎ－６０≦ＦＤＴ≦Ｔｎ
Ｔｎ＝７４０＋９２［Ｃ］－８０［Ｓｉ］＋７０［Ｍｎ］＋４５［Ｃｒ］＋６５０［Ｎｂ］＋４１０［Ｔｉ］－１．４（ｔ－５）

【0015】

上記関係式１のＦＤＴは仕上げ熱間圧延温度（℃）
上記関係式１の［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］は該当合金元素の重量％
上記関係式１のｔは最終圧延板の厚さ（ｍｍ）

【0016】

［関係式２］
ＣＲ１_ｍｉｎ＜ＣＲ１＜ＣＲ１_ｍａｘ
ＣＲ１_ｍｉｎ＝２１０－８５０［Ｃ］＋１．５［Ｓｉ］－６７．２［Ｍｎ］－５９．６［Ｃｒ］＋１８７［Ｔｉ］＋８５２［Ｎｂ］
ＣＲ１_ｍａｘ＝２４０－８５０［Ｃ］＋１．５［Ｓｉ］－６７．２［Ｍｎ］－５９．６［Ｃｒ］＋１８７［Ｔｉ］＋８５２［Ｎｂ］

【0017】

上記関係式２のＣＲ_１はＦＤＴ～ＭＴ（５５０～６５０℃）区間の１次冷却速度（℃／ｓｅｃ）
上記関係式２の［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｔｉ］、［Ｎｂ］は該当合金元素の重量％

【0018】

［関係式３］
ＣＲ２_{ＯＵＴ－ｍｉｎ}＜ＣＲ２_ＯＵＴ＜ＣＲ２_{ＯＵＴ－ｍａｘ}
ＣＲ２_{ＯＵＴ－ｍｉｎ}＝１４．５［Ｃ］＋１８．７５［Ｓｉ］＋８．７５［Ｍｎ］＋８．５［Ｃｒ］＋３５．２５［Ｔｉ］＋４２．５［Ｎｂ］－１４
ＣＲ２_{ＯＵＴ－ｍａｘ}＝３８．７［Ｃ］＋５０［Ｓｉ］＋２３．３［Ｍｎ］＋２２．７［Ｃｒ］＋９４［Ｔｉ］＋１１３．３［Ｎｂ］－３７．４

【0019】

上記関係式３のＣＲ２_ＯＵＴは、上記ヘッド部とテール部領域のＭＴ～巻取温度区間の２次冷却速度（℃／ｓｅｃ）
上記関係式３の［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｔｉ］、［Ｎｂ］は該当合金元素の重量％

【0020】

［関係式４］
ＣＲ２_{ＩＮ－ｍｉｎ}＜ＣＲ２_ＩＮ＜ＣＲ２_{ＩＮ－ｍａｘ}
ＣＲ２_{ＩＮ－ｍｉｎ}＝２９［Ｃ］＋３７．５［Ｓｉ］＋１７．５［Ｍｎ］＋１７［Ｃｒ］＋２０．５［Ｔｉ］＋２５［Ｎｂ］－２８
ＣＲ２_{ＩＮ－ｍａｘ}＝２１１．５［Ｃ］＋５．５［Ｓｉ］＋１５［Ｍｎ］＋６［Ｃｒ］＋３０．５［Ｔｉ］＋４１［Ｎｂ］＋３０．５
上記関係式４のＣＲ２_ＩＮは、上記ミッド部のＭＴ～巻取温度区間の２次冷却速度（℃／ｓｅｃ）
上記関係式４の［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｔｉ］、［Ｎｂ］は該当合金元素の重量％

【0021】

上記複合組織鋼は、フェライトとベイナイトの混合組織を基地組織として有し、上記基地組織内のパーライト相とＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ ａｎｄ Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）相の面積分率がそれぞれ５％未満であり、かつ、マルテンサイト相の面積分率が１０％未満であり、さらに、上記ヘッド部とテール部領域であるコイルの外巻部の引張強度、伸び率及び疲労強度の積が２５×１０^５％以上であり、上記ミッド部領域であるコイルの内巻部の引張強度、伸び率及び疲労強度の積が２４×１０^５％以上であってもよい。

【0022】

上記２次冷却後に巻き取られた鋼板を酸洗及び塗油する段階をさらに含むことができる。

【0023】

上記酸洗又は塗油の後に鋼板を４５０～７４０℃の温度範囲に加熱してから、溶融亜鉛めっきする段階をさらに含むことができる。

【0024】

上記溶融亜鉛めっきは、マグネシウム（Ｍｇ）：０．０１～３０重量％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～５０％及び残部Ｚｎと不可避不純物を含むめっき浴を用いることができる。

【発明の効果】

【0025】

上述した構成の本発明によると、厚さ中心部の微細組織において、それぞれ６５％未満の面積分率を有するフェライトとベイナイト相の混合組織を基地組織として有し、パーライト相とＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ ａｎｄ Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）相の面積分率がそれぞれ５％未満であると同時に、マルテンサイト相の面積分率が１０％未満であり、かつ、外巻部の引張強度、伸び率及び疲労強度の積が２５×１０^５％以上であると同時に、内巻部の引張強度、伸び率及び疲労強度の積が２４×１０^５％以上であり、材質及び耐久均一性に優れた引張強度６５０ＭＰａ以上の高強度厚物複合組織鋼板を効果的に提供することができる。

【図面の簡単な説明】

【0026】

【図1】本発明の一実施例による巻取コイルの外巻部と内巻部の引張強度、伸び率及び疲労強度の積を示す図である。

【発明を実施するための形態】

【0027】

以下、本発明について説明する。本発明者らは、上述した従来技術の問題点を解決するために、様々な合金組成に基づきながらも微細組織が異なる厚物材について、合金成分及び微細組織の特徴による剪断面における割れ分布及び耐久性の変化を調べた。その結果、後述する関係式１～４を導出した。すなわち、鋼の合金組成の範囲を制御するとともに、関係式１～４を満たすように鋼の製造工程条件を制御することにより、鋼板の厚さ中心部の微細組織において、フェライトとベイナイト相の混合組織を基地組織として有し、パーライト相とＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ ａｎｄ Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）相の面積分率がそれぞれ５％未満であると同時に、マルテンサイト相の面積分率が１０％未満であり、かつ、コイルの外巻部の引張強度、伸び率及び疲労強度の積が２５×１０^５％以上であると同時に、コイルの内巻部の引張強度、伸び率及び疲労強度の積が２４×１０^５％以上であり、材質及び耐久均一性に優れた引張強度６５０ＭＰａ以上の高強度厚物複合組織鋼板を製造することができることを確認し、本発明を提示するものである。

【0028】

このような材質及び耐久均一性に優れた厚さ５ｍｍ以上の本発明の複合組織鋼は、重量％で、Ｃ：０．０５～０．１５％、Ｓｉ：０．０１～１．０％、Ｍｎ：１．０～２．３％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．００５～１．０％、Ｐ：０．００１～０．０５％、Ｓ：０．００１～０．０１％、Ｎ：０．００１～０．０１％、Ｎｂ：０．００５～０．０７％、Ｔｉ：０．００５～０．１１％、Ｆｅ及び不可避不純物を含み、フェライトとベイナイトの混合組織を基地組織として有し、上記基地組織内のパーライト相とＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ ａｎｄ Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）相の面積分率がそれぞれ５％未満であり、かつ、マルテンサイト相の面積分率が１０％未満であり、巻取状態でコイルを長さ方向にヘッド（ＨＥＡＤ）部、ミッド（ＭＩＤ）部及びテール（ＴＡＩＬ）部に３等分するとき、上記ヘッド部とテール部領域であるコイルの外巻部の引張強度、伸び率及び疲労強度の積が２５×１０^５％以上であり、上記ミッド部領域であるコイルの内巻部の引張強度、伸び率及び疲労強度の積が２４×１０^５％以上である。

【0029】

以下では、本発明の合金組成成分及びその含量の制限理由について説明する。一方、以下、鋼の合金成分において「％」は、他に規定しない限り「重量」を意味する。

【0030】

・Ｃ：０．０５～０．１５％
上記Ｃは、鋼を強化するのに最も経済的かつ効果的な元素であり、添加量が増加すると、析出強化効果又はベイナイト相の分率が増加して引張強度が増加する。また、熱延鋼板の厚さが増加すると、熱間圧延後の冷却中に厚さ中心部の冷却速度が遅くなり、Ｃの含量が大きい場合に粗大な炭化物やパーライトが形成されやすい。したがって、その含量が０．０５％未満であると、十分な強化効果が得られにくく、０．１５％を超えると、厚さ中心部にパーライト相や粗大な炭化物の形成により剪断成形性に劣り、耐久性が低下するという問題点があり、溶接性にも劣るようになる。したがって、本発明では、上記Ｃの含量は０．０５～０．１５％に制限することが好ましい。より好ましくは０．０６～０．１２％に制限してもよい。

【0031】

・Ｓｉ：０．０１～１．０％
上記Ｓｉは溶鋼を脱酸させ、固溶強化効果があり、粗大な炭化物の形成を遅らせて成形性を向上させるのに有利である。しかし、その含量が０．０１％未満であると、固溶強化効果が小さく、炭化物の形成を遅らせる効果も少ないため成形性を向上させにくく、１．０％を超えると、熱間圧延時に鋼板表面にＳｉによる赤色スケールが形成され、鋼板表面の品質が非常に悪くなるだけでなく、延性と溶接性も低下するという問題がある。したがって、本発明では、Ｓｉ含量を０．０１～１．０％の範囲に制限することが好ましく、より好ましくは０．２～０．７％の範囲に制限してもよい。

【0032】

・Ｍｎ：１．０～２．３％
上記Ｍｎは、Ｓｉと同様に鋼を固溶強化させるのに効果的な元素であり、鋼の硬化能を増加させて熱延後の冷却中にベイナイト相の形成を容易にする。しかし、その含量が１．０％未満であると、添加による上記効果が得られず、２．３％を超えると硬化能が大きく増加し、マルテンサイト相変態が起こりやすく、連鋳工程においてスラブの鋳造時に厚さ中心部で偏析部が大きく発達し、熱延後の冷却時には、厚さ方向への微細組織を不均一に形成して剪断成形性及び耐久性に劣るようになる。したがって、本発明では、上記Ｍｎの含量は１．０～２．３％に制限することが好ましい。より好ましくは１．１～２．０％の範囲に制限してもよい。

【0033】

・Ｃｒ：０．００５～１．０％、
上記Ｃｒは鋼を固溶強化させ、冷却時にフェライト相変態を遅らせて巻取温度でベイナイトの形成に寄与する役割を果たす。しかし、０．００５％未満であると、添加による上記効果が得られず、１．０％を超えると、フェライト変態を過度に遅らせてマルテンサイト相の形成によって伸び率が低下するようになる。また、Ｍｎと同様に厚さ中心部での偏析部が大きく発達し、厚さ方向の微細組織を不均一にして剪断成形性及び耐久性を劣らせる。したがって、本発明では、上記Ｃｒの含量を０．００５～１．０％に制限することが好ましい。より好ましくは０．３～０．９％の範囲に制限してもよい。

【0034】

・Ｐ：０．００１～０．０５％
上記ＰはＳｉと同様に、固溶強化及びフェライト変態の促進効果を同時に有している。しかし、その含量が０．００１％未満であると、多くの製造コストを要するため経済的に不利であり、強度を得るにも不十分であり、その含量が０．０５％を超えると、粒界偏析による脆性が発生して成形時に微細な割れが発生しやすく、剪断成形性と耐久性を大きく悪化させる。したがって、上記Ｐは、その含量を０．００１～０．０５％の範囲に制御することが好ましい。

【0035】

・Ｓ：０．００１～０．０１％
上記Ｓは鋼中に存在する不純物であって、その含量が０．０１％を超えると、Ｍｎ等と結合して非金属介在物を形成し、これにより鋼の切断加工時に微細な割れが発生しやすく、剪断成形性と耐久性を大きく低下させるという問題点がある。一方、その含量が０．００１％未満であると、製鋼操業時に多くの時間を要するため生産性が低下する。したがって、本発明では、Ｓ含量を０．００１～０．０１％の範囲に制御することが好ましい。

【0036】

・Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１～０．１％、
上記Ｓｏｌ．Ａｌは主に脱酸のために添加する成分であり、その含量が０．０１％未満であると、その添加効果が不足し、０．１％を超えると、窒素と結合してＡｌＮが形成され、連続鋳造時にスラブにコーナークラックが発生しやすく、介在物の形成による欠陥が発生しやすい。したがって、本発明では、Ｓ含量を０．０１～０．１％の範囲に制限することが好ましい。

【0037】

・Ｎ：０．００１～０．０１％
上記Ｎは、Ｃと共に代表的な固溶強化元素であり、Ｔｉ、Ａｌ等と共に粗大な析出物を形成する。一般的に、Ｎの固溶強化効果は炭素より優れているが、鋼中にＮの量が増加するほど、靭性が大きく低下するという問題点がある。また、０．００１％未満で製造するためには、製鋼操業時に多くの時間を要するため生産性が低下する。したがって、本発明では、Ｎ含量を０．００１～０．０１％の範囲に制限することが好ましい。

【0038】

・Ｔｉ：０．００５～０．１１％
上記Ｔｉは代表的な析出強化元素であり、Ｎとの強い親和力により鋼中に粗大なＴｉＮを形成する。ＴｉＮは、熱間圧延のための加熱過程で結晶粒の成長を抑制する効果がある。また、窒素と反応して残ったＴｉが鋼中に固溶して炭素と結合することにより、ＴｉＣ析出物が形成され、鋼の強度を向上させるのに有用な成分である。しかし、Ｔｉ含量が０．００５％未満であると、上記効果が得られず、Ｔｉ含量が０．１１％を超えると、粗大なＴｉＮの発生及び析出物の粗大化により成形時に耐衝突特性を低下させるという問題点がある。したがって、本発明では、Ｔｉ含量を０．００５～０．１１％の範囲に制限することが好ましく、より好ましくは０．０１～０．１％の範囲に制御してもよい。

【0039】

・Ｎｂ：０．００５～０．０６％
上記Ｎｂは、Ｔｉと共に代表的な析出強化元素であり、熱間圧延中に析出して再結晶の遅延による結晶粒の微細化効果により、鋼の強度と衝撃靭性の向上に効果的である。しかし、上記Ｎｂの含量が０．００５％未満であると、上述の効果が得られず、Ｎｂ含量が０．０６％を超えると、熱間圧延中に過度な再結晶の遅延により延伸された結晶粒の形成及び粗大な複合析出物の形成によって成形性と耐久性を低下させるという問題点がある。したがって、本発明では、Ｎｂ含量を０．００５～０．０６％の範囲に制限することが好ましく、より好ましくは０．０１～０．０６％の範囲に制限してもよい。

【0040】

本発明の残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。ただし、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、通常の製造過程における技術者であれば、誰でも分かるものであるため、本明細書では、特にその全ての内容を言及しない。

【0041】

一方、本発明の複合組織鋼は、フェライトとベイナイトの混合組織を基地組織として有し、上記フェライトとベイナイトのそれぞれを６５面積％未満含むことができる。また、上記基地組織内のパーライト相とＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ ａｎｄ Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）相を面積分率でそれぞれ５％未満、かつ、マルテンサイト相を面積分率で１０％未満含むことができる。

【0042】

もし、パーライト相とＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ ａｎｄ Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）相の面積分率がそれぞれ５％以上であると、基地組織との相間の硬度差等に起因する局所的な変形率の差により、変形時に応力集中による割れ発生が容易となり、疲労特性に劣るという問題がある。

【0043】

また、マルテンサイト相の面積分率が１０％以上であると、低温フェライト相及びベイナイト相の分率が減少することによって、上述した疲労時の割れ発生が容易となるだけでなく、伸び率が低下するという問題がある。

【0044】

さらに、本発明の複合組織鋼は、巻取状態でコイルを長さ方向にヘッド（ＨＥＡＤ）部、ミッド（ＭＩＤ）部及びテール（ＴＡＩＬ）部に３等分するとき、上記ヘッド部とテール部領域であるコイルの外巻部の引張強度、伸び率及び疲労強度の積が２５×１０^５％以上であり、上記ミッド部領域であるコイルの内巻部の引張強度、伸び率及び疲労強度の積が２４×１０^５％以上であってもよい。

【0045】

次に、本発明の厚物複合組織鋼の製造方法について詳細に説明する。本発明の複合組織鋼の製造方法は、上述したような組成成分を有する鋼スラブを１２００～１３５０℃に再加熱する段階と、上記再加熱された鋼スラブを下記［関係式１］を満たす仕上げ圧延温度（ＦＤＴ）で仕上げ熱間圧延することにより熱延鋼板を製造する段階と、上記熱延鋼板を５５０～６５０℃のＭＴ温度範囲まで下記［関係式２］を満たすように１次冷却する段階と、上記１次冷却された鋼板を長さ方向にヘッド（ＨＥＡＤ）部、ミッド（ＭＩＤ）部及びテール（ＴＡＩＬ）部に３等分するとき、巻取時にコイルの外巻部に該当する上記ヘッド部とテール部領域に対しては、４５０～５５０℃の範囲まで下記［関係式３］を満たすように２次冷却し、コイルの内巻部に該当する上記ミッド部領域は、４００～５００℃の範囲の温度まで下記［関係式４］を満たすように２次冷却した後に巻き取る段階と、を含む。

【0046】

まず、本発明では、上記のような組成成分を有する鋼スラブを１２００～１３５０℃の温度で再加熱する。このとき、上記再加熱温度が１２００℃未満であると、析出物が十分に再固溶せず、熱間圧延後の工程において析出物の形成が減少し、粗大なＴｉＮが残存するようになる。１３５０℃を超えると、オーステナイト結晶粒の異常粒成長により強度が低下するため、上記再加熱温度は１２００～１３５０℃に制限することが好ましい。

【0047】

次いで、本発明では、上記再加熱された鋼スラブを下記［関係式１］を満たす仕上げ圧延温度（ＦＤＴ）で仕上げ熱間圧延することにより熱延鋼板を製造する。

【0048】

［関係式１］
Ｔｎ－６０≦ＦＤＴ≦Ｔｎ
Ｔｎ＝７４０＋９２［Ｃ］－８０［Ｓｉ］＋７０［Ｍｎ］＋４５［Ｃｒ］＋６５０［Ｎｂ］＋４１０［Ｔｉ］－１．４（ｔ－５）

【0049】

上記関係式１のＦＤＴは仕上げ熱間圧延温度（℃）
上記関係式１の［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］は該当合金元素の重量％
上記関係式１のｔは最終圧延板の厚さ（ｍｍ）

【0050】

熱間圧延中、再結晶の遅延は、相変態時にフェライト相変態を促進して厚さ中心部に微細かつ均一な結晶粒を形成するのに寄与し、強度と耐久性を増加させることができる。また、フェライト相変態の促進により、冷却中に未変態相が減少し、粗大なＭＡ相とマルテンサイト相の分率が減少するようになり、相対的に冷却速度が遅い厚さ中心部では、粗大な炭化物やパーライト組織が減少するようになって熱延鋼板の不均一組織が解消される。

【0051】

しかし、通常のレベルの熱間圧延では、厚さ５ｍｍ以上の厚さ材の厚さ中心部の微細組織を均一にすることが難しく、厚さ中心部における再結晶の遅延効果を得るために過度に低い温度で熱間圧延すると、変形された組織が圧延板の厚さの表層直下からｔ／４の位置で強く発達し、むしろ厚さ中心部との微細組織相の不均一性が増加し、これにより剪断変形やパンチ変形時に不均一部位で微細な割れが発生しやすくなり、部品の耐久性も低下させるという問題がある。したがって、上記関係式１に示すように、厚物材に適合するように再結晶の遅延が開始される温度であるＴｎ温度及びＴｎ－５０で熱間圧延が完了した場合にのみ、上記の効果を得ることができる。

【0052】

もし、上記関係式１で提案された温度範囲より高い温度で圧延を終了すると、鋼の微細組織が粗大かつ不均一であり、相変態が遅れて粗大なＭＡ相及びマルテンサイト相が形成され、剪断成形及びパンチ成形時に微細な割れが過度に形成されるため、耐久性に劣るようになる。一方、関係式１で提示された温度範囲より低い温度で圧延が終了すると、鋼板の厚さが５ｍｍを超える厚物高強度鋼において、温度が相対的に低い表層直下から厚さのｔ／４の位置では、フェライト相変態の促進によって微細なフェライト相分率は増加するが、延伸された結晶粒形状を有するようになって割れが急速に伝播する原因となり、厚さ中心部には不均一な微細組織が残存する可能性があるため、耐久性に不利となるおそれがある。

【0053】

一方、熱間圧延は８００～１０００℃の範囲の温度で開始することが好ましい。もし１０００℃より高い温度で熱間圧延を開始すると、熱延鋼板の温度が高くなり、結晶粒サイズが粗大となり、熱延鋼板の表面品質が劣るようになる。これに対し、熱間圧延を８００℃より低い温度で行うと、過度な再結晶の遅延により延伸された結晶粒が発達して異方性が激しくなり、成形性も悪くなり、オーステナイト温度域以下の温度で圧延されると、不均一な微細組織がさらにひどく発達する可能性がある。

【0054】

そして、本発明では、上記熱延鋼板を５５０～６５０℃のＭＴ温度範囲まで下記［関係式２］を満たすように１次冷却する。

【0055】

［関係式２］
ＣＲ１_ｍｉｎ＜ＣＲ１＜ＣＲ１_ｍａｘ
ＣＲ１_ｍｉｎ＝２１０－８５０［Ｃ］＋１．５［Ｓｉ］－６７．２［Ｍｎ］－５９．６［Ｃｒ］＋１８７［Ｔｉ］＋８５２［Ｎｂ］
ＣＲ１_ｍａｘ＝２４０－８５０［Ｃ］＋１．５［Ｓｉ］－６７．２［Ｍｎ］－５９．６［Ｃｒ］＋１８７［Ｔｉ］＋８５２［Ｎｂ］

【0056】

上記関係式２のＣＲ_１はＦＤＴ～ＭＴ（５５０～６５０℃）区間の１次冷却速度（℃／ｓｅｃ）
上記関係式２の［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｔｉ］、［Ｎｂ］は該当合金元素の重量％

【0057】

熱間圧延の直後から第１区間である５５０～６５０℃の範囲のうち、特定のＭＴまでの温度領域であって、冷却中にフェライト相変態が発生する温度区間に該当して圧延板の厚さが５ｍｍを超える場合には、厚さ中心部の冷却速度が圧延板の厚さの表層直下からｔ／４の位置に比べて遅いため、厚さ中心部で粗大なフェライト相が形成され、不均一な微細組織を有するようになる。

【0058】

したがって、熱間圧延の直後、上記関係式２の（ＦＤＴ～ＭＴ）温度領域において、冷却速度を厚さ中心部のフェライト相変態が過度に進行しないように、特定の冷却速度（ＣＲ１_ｍｉｎ）以上に冷却しなければならない。しかし、過度な急冷時、適正分率のフェライト相を確保しにくく、伸び率が低下するという問題があるため、冷却速度をＣＲ１_ｍａｘ以下に制限する必要がある。

【0059】

続いて、本発明では、上記１次冷却された鋼板を長さ方向にヘッド（ＨＥＡＤ）部、ミッド（ＭＩＤ）部及びテール（ＴＡＩＬ）部に３等分するとき、巻取時にコイルの外巻部に該当する上記ヘッド部とテール部領域に対しては、４５０～５５０℃の範囲まで下記［関係式３］を満たすように２次冷却し、コイルの内巻部に該当する上記ミッド部領域は、４００～５００℃の範囲の温度まで下記［関係式４］を満たすように２次冷却した後に巻き取る。

【0060】

［関係式３］
ＣＲ２_{ＯＵＴ－ｍｉｎ}＜ＣＲ２_ＯＵＴ＜ＣＲ２_{ＯＵＴ－ｍａｘ}
ＣＲ２_{ＯＵＴ－ｍｉｎ}＝１４．５［Ｃ］＋１８．７５［Ｓｉ］＋８．７５［Ｍｎ］＋８．５［Ｃｒ］＋３５．２５［Ｔｉ］＋４２．５［Ｎｂ］－１４
ＣＲ２_{ＯＵＴ－ｍａｘ}＝３８．７［Ｃ］＋５０［Ｓｉ］＋２３．３［Ｍｎ］＋２２．７［Ｃｒ］＋９４［Ｔｉ］＋１１３．３［Ｎｂ］－３７．４

【0061】

上記関係式３のＣＲ２_ＯＵＴは、上記ヘッド部とテール部領域のＭＴ～巻取温度区間の２次冷却速度（℃／ｓｅｃ）
上記関係式３の［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｔｉ］、［Ｎｂ］は該当合金元素の重量％

【0062】

［関係式４］
ＣＲ２_{ＩＮ－ｍｉｎ}＜ＣＲ２_ＩＮ＜ＣＲ２_{ＩＮ－ｍａｘ}
ＣＲ２_{ＩＮ－ｍｉｎ}＝２９［Ｃ］＋３７．５［Ｓｉ］＋１７．５［Ｍｎ］＋１７［Ｃｒ］＋２０．５［Ｔｉ］＋２５［Ｎｂ］－２８
ＣＲ２_{ＩＮ－ｍａｘ}＝２１１．５［Ｃ］＋５．５［Ｓｉ］＋１５［Ｍｎ］＋６［Ｃｒ］＋３０．５［Ｔｉ］＋４１［Ｎｂ］＋３０．５

【0063】

上記関係式４のＣＲ２_ＩＮは、上記ミッド部のＭＴ～巻取温度区間の２次冷却速度（℃／ｓｅｃ）
上記関係式４の［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｔｉ］、［Ｎｂ］は該当合金元素の重量％組織］

【0064】

ＭＴから巻取温度（ＣＴ）までに該当する第２区間の温度領域では、ＭＡ相、炭化物、パーライト相、及びマルテンサイト相の過度な形成を抑制する必要がある。しかし、厚物材の場合、巻取後にコイルの内巻部をなす熱延板のミッド部と、巻取後にコイルの外巻部をなす熱延板のヘッド部及びテール部は、巻取状態における複熱と再冷却の挙動に大きな差がある。特に、ミッド部の場合、相対的にＭＡ相、炭化物及びパーライト相の生成が容易であり、既存の低温相に対する劣化現象ももたらすため、耐久性に劣るという問題点がある。

【0065】

そこで、本発明では、巻取後にコイルの外巻部をなす熱延板のヘッド部とテール部に対する第２区間の冷却速度（ＣＲ２_ＯＵＴ）と、巻取後にコイルの内巻部をなす熱延板のミッド部に対する第２区間の冷却速度（ＣＲ２_ＩＮ）に対して、それぞれ鋼の成分を考慮して設定された関係式３～４をそれぞれ満たすように冷却することが求められる。

【0066】

以下で詳述するが、コイルの内／外巻部ともに各関係式で言及する特定の冷却速度（ＣＲ２_{Ｏ－ｍｉｎ}、ＣＲ２_{Ｉ－ｍｉｎ}）より遅くなると、ベイナイト相よりは炭化物がフェライト粒界に形成されやすく、且つ、粗大成長する可能性がある。また、冷却速度が非常に遅い場合には、パーライト相が形成され、剪断形成やパンチ成形時に割れが形成されやすく、小さな外力にも粒界に沿って割れが伝播するという問題が発生する。一方、冷却速度が、各関係式で述べた特定の冷却速度（ＣＲ２_{Ｏ－ｍａｘ}、ＣＲ２_{Ｉ－ｍａｘ}）より速くなると、相間の硬度差を誘発するＭＡ相もしくはマルテンサイト相が過度に形成され、強度確保には容易ではあるが、伸び率又は耐久性を低下させるという問題点が発生する。

【0067】

これを考慮して、本発明では、上記１次冷却された鋼板を長さ方向にヘッド（ＨＥＡＤ）部、ミッド（ＭＩＤ）部及びテール（ＴＡＩＬ）部に３等分するとき、巻取時に外巻部に該当する上記ヘッド部とテール部領域に対しては、４５０～５５０℃の範囲まで上記関係式３を満たすように２次冷却制御し、内巻部に該当する上記ミッド部領域は、４００～５００℃の範囲の温度まで上記関係式４を満たすように２次冷却制御することを特徴とする。

【0068】

その後、本発明では、上記巻き取られたコイルは常温～２００℃の範囲の温度まで空冷されることができる。コイルの空冷とは、冷却速度０．００１～１０℃／ｈｏｕｒで常温の大気中に冷却することを意味する。このとき、冷却速度が１０℃／ｈｏｕｒを超えると、鋼中の未変態相の一部がＭＡ相に変態しやすく、鋼の剪断成形性及びパンチ成形性と耐久性に劣り、冷却速度を０．００１℃／ｈｏｕｒ未満に制御するためには、別途の加熱及び保熱設備等を必要とし、経済的に不利である。好ましくは０．０１～１℃／ｈｏｕｒに冷却することがよい。

【0069】

また、本発明では、上記２次冷却後、巻き取られた鋼板に酸洗及び塗油する段階をさらに含むことができる。そして、上記酸洗又は塗油された鋼板を４５０～７４０℃の温度範囲に加熱した後、溶融亜鉛めっきする段階をさらに含むこともできる。本発明では、上記溶融亜鉛めっきは、マグネシウム（Ｍｇ）：０．０１～３０重量％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～５０％及び残部Ｚｎと不可避不純物を含むめっき浴を用いることができる。

【実施例】

【0070】

以下、本発明を実施例を通じてより詳細に説明する。

【0071】

（実施例）

【表1】

【0072】

【表2】

【0073】

【表3】

【0074】

上記表１のような組成成分を有する鋼スラブを設けた。次いで、上記のように設けられた鋼スラブを表２のような条件で熱延、冷却及び巻き取り、巻き取られた熱延鋼板を製造した。そして巻取後に鋼板の冷却速度を１℃／ｈｏｕｒに一定に保持した。

【0075】

表２には、熱延鋼板の厚さ（ｔ）、熱間圧延仕上げ温度（ＦＤＴ）、中間温度（ＭＴ）、巻取温度（ＣＴ）、熱延後の１区間（ＦＤＴ～ＭＴ）における冷却速度（ＣＲ１）と２区間（ＭＴ～ＣＴ）における冷却速度（ＣＲ２_ＯＵＴ、ＣＲ２_ＩＮ）をそれぞれ示した。そして、表３には、関係式１～４の計算結果をそれぞれ示した。

【0076】

そして、上記のようにして得られた各々の熱延鋼板の微細組織をコイルの内巻部と外巻部とに区分して測定し、その結果を下記表４に示した。鋼の微細組織は、熱延板の厚さ中心部で分析した結果であり、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（Ｆ）、ベイナイト（Ｂ）及びパーライト（Ｐ）の相分率はＳＥＭ（走査電子顕微鏡）を用いて３０００倍及び５０００倍率で分析した結果から測定した。そして、ＭＡ相の面積分率は、ＬＥＰＥＲＡエッチング法でエッチングした後、光学顕微鏡とＩｍａｇｅ分析器を用い、１０００倍率で分析した結果である。

【0077】

また、上記のようにして得られた各々の熱延鋼板について、機械的性質を測定し、耐久性を評価してその結果を下記表５に示した。下記表５において、ＹＳ、ＴＳ、ＹＲ、Ｔ－Ｅｌ、Ｓ_Ｆは、０．２％ｏｆｆ－ｓｅｔ降伏強度、引張強度、降伏比、破壊伸び率、及び疲労強度を意味し、内巻と外巻に対する結果値の区分のために各項目にＯＵＴとＩＮを意味する「Ｏ」と「Ｉ」を付加した。

【0078】

一方、上記機械的性質は、ＪＩＳ５号規格の試験片を圧延方向に対して直角方向に試験片を採取して試験した結果値である。そして、上記耐久性の評価結果は、Ｎ_ｆ＝１０^５を基準とした疲労強度値であって、試験片の中央部に直径１０ｍｍの穴をクリアランス１２％の条件でパンチして使用した。試験片は、曲げ疲労試験でゲージＬｅｎｇｔｈ部の長さ４０ｍｍ、幅２０ｍｍの試験片を使用し、応力比－１及び周波数１５Ｈｚの条件で試験した結果である。

【0079】

【表4】

【0080】

【表5】

【0081】

上記表１～５に示すように、本発明で提案した成分範囲と関係式１～４を含む製造条件を満たす発明例１～７はいずれも目標とした材質と耐久性を均一に確保できることが分かる。

【0082】

これに対し、比較例１は、熱延温度が本発明で提案する関係式１の範囲を超える場合であって、中心部の微細組織中、ＭＡ相が発達し、結晶粒界の面積が粗大となり、疲労環境に露出すると、断面に形成された微細割れが成長しやすく、疲労特性に劣ることが分かった。

【0083】

そして、比較例２は、熱延温度が上記関係式１の範囲に達せずに熱間圧延された場合であって、低温域での熱間圧延により厚さ中心部で延伸された形態の結晶粒が過度に形成され、これにより脆弱な粒界に沿って疲労破壊が発生したと判断された。これは、パンチ成形時に厚さ中心部で微細な割れが延伸されたフェライト結晶粒界に沿って発達したためである。

【0084】

比較例３～４は、本発明で提案された関係式３において、コイルの外巻部、すなわち、熱延板のヘッド部とテール部において冷却条件を満たしていない場合である。具体的には、比較例３は、相対的な急冷制御により、表４に示すように、組織内にマルテンサイト相が過度に形成され、相間の硬度差により耐久性に劣ることが確認できる。そして、比較例４は、徐冷により制御された場合であって、組織内に十分なベイナイト相を確保しにくく、且つ、パーライト相の分率が高くて耐久性に劣ることが確認できる。

【0085】

比較例５～６は、本発明で提案された関係式３において、コイルの内巻部、すなわち、熱延板のミッド部の冷却条件を満たしていない場合であって、上記比較例３～４と同様の冶金学的現象のため、耐久性が良くなかった。

【0086】

一方、比較例７～１２は、本発明の成分範囲を満たしていない鋼であって、比較例７は、Ｃ含量が過度に含有され、適正分率のフェライト相を確保するためにはＣＲ１の範囲を３１℃／ｓｅｃ以下に制御する必要があるが、実際の設備の圧延及び冷却区間の長さを考慮すると、制御が不可能な領域である。また、組織内の過度なベイナイト相の形成により伸び率が低下し、十分な成形性の確保が容易ではなかった。

【0087】

比較例８は、Ｃ含量が目標に比べて低く含有された場合であって、鋼板の厚さ中心部にマルテンサイト相をはじめとするベイナイト等の低温変態相が十分に発達できず、比較的粗大なフェライト相が形成されて疲労強度が低かった。

【0088】

比較例９は、Ｓｉ含量が過度に高い場合であって、組織内に過度なＭＡ相が形成され、局所的な領域において硬質な特性が周辺の基地組織との相間の硬度差を誘発し、疲労環境において割れ発生を容易にして低い疲労強度を示した。また、過度なＳｉの添加は、厚物材の表面に赤スケールの発生確率を増加させ、ホイールディスク部品用途の観点からは好ましくなかった。

【0089】

比較例１０は、Ｍｎの含量が過度に添加された場合であって、厚さ中心部に発達したＭｎ偏析帯に沿ってマルテンサイト相が過度に発達し、剪断、パンチ品質が劣り、十分な疲労強度の確保が困難であった。

【0090】

比較例１１は、Ｍｎ含量が低く添加された場合であって、再結晶の遅延効果及び均一な微細組織のために関係式１～４を満たすように製造したが、厚さ中心部においてフェライト相変態後の未変態領域が過度に少ないため、十分な低温変態相を確保しにくく、強度及び疲労強度のいずれも低いことが確認できる。

【0091】

比較例１２は、Ｃｒの含量が過度に高く、比較例１０と同様に厚さ中心部で局所的に形成されたマルテンサイト相が多く観察され、疲労特性に劣っていた。

【0092】

図１は、上述した本発明の発明例と比較例の外巻部と内巻部の引張強度、伸び率及び疲労強度の積を示す図である。図１に示すように、本発明の合金組成成分及び製造工程の条件を満たす本発明例１～７の場合、外巻部の引張強度、伸び率及び疲労強度の積が２５×１０^５％以上であり、内巻部の引張強度、伸び率及び疲労強度の積が２４×１０^５％以上であって、材質及び耐久均一性に優れた複合組織鋼が得られることが確認できる。

【0093】

本発明は、上記実現例及び実施例に限定されるものではなく、互いに異なる様々な形態で製造されることができ、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は、本発明の技術的思想や必須な特徴を変更せずとも他の具体的な形態で実施できることを理解することができる。したがって、上述した実現例及び実施例は、全ての面で例示的なものであり、限定的なものではないことを理解すべきである。

【図1】