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(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】2024-11-13
(45)【発行日】2024-11-21
(54)【発明の名称】耐熱性と成形性に優れた冷延鋼板およびその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20241114BHJP
C22C 38/14 20060101ALI20241114BHJP
C21D 9/46 20060101ALI20241114BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301S
C22C38/00 301T
C22C38/14
C21D9/46 G
C21D9/46 J
【請求項の数】
11
(21)【出願番号】P 2022538241
(86)(22)【出願日】2020-12-14
(65)【公表番号】
(43)【公表日】2023-02-27
(86)【国際出願番号】 KR2020018270
(87)【国際公開番号】W WO2021125724
(87)【国際公開日】2021-06-24
【審査請求日】2022-08-01
(31)【優先権主張番号】10-2019-0170977
(32)【優先日】2019-12-19
(33)【優先権主張国・地域又は機関】KR
【前置審査】
(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】100111235
【弁理士】
【氏名又は名称】原 裕子
(74)【代理人】
【識別番号】100195257
【弁理士】
【氏名又は名称】大渕 一志
(74)【代理人】
【識別番号】100134382
【弁理士】
【氏名又は名称】加藤 澄恵
(72)【発明者】
【氏名】ヨ、 ミンホ
(72)【発明者】
【氏名】ホン、 ヨン－クァン
【審査官】河野 一夫
(56)【参考文献】
【文献】特開２０１０－１５０５７１（ＪＰ，Ａ）
【文献】国際公開第２０１０／１３４６１６（ＷＯ，Ａ１）
【文献】特表２００７－５２０６２８（ＪＰ，Ａ）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００
Ｃ２２Ｃ ３８／１４
Ｃ２１Ｄ ９／４６
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
質量％で、Ｃ：０．００２～０．０１％、Ｍｎ：０．１～１．０％、Ｐ：０．０１％未満（０％を除く。）、Ｎ：０．０１％以下（０％を除く。）、Ｎｂ：０．０１～０．０５
％、Ｔｉ：０．０１～０．０８％、Ｓｉ：０．５％以下（０％を除く。）、Ａｌ：０．０
８％以下（０％を除く。）、およびＳ：０．０１％以下（０％を除く。）を含み、残部Ｆ
ｅおよび不可避な不純物からなり、
再結晶粒の面積分率が５面積％以下であり、単位面積を貫通する転位数を意味する転位
密度が１ｘ１０１５／ｍ２以下である微細組織を有する耐熱性および成形性に優れた冷延
鋼板。
【請求項2】
下記式１で定義される析出指数が１０以上である、請求項１に記載の耐熱性と成形性に優れた冷延鋼板。
［式１］
析出指数＝［Ｍｉｎ（［Ｔｉ］、［Ｎ］）＋４ｘＭｉｎ（［Ｎｂ］、［Ｃ］）＋２ｘＭ
ｉｎ（［Ｔｉ］－［Ｎ］、［Ｃ］－［Ｎｂ］）］ｘ１０４
（式１で、［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｎｂ］、［Ｃ］は、各成分含有量の質量％を原子量で
割った値である。Ｍｉｎ（Ａ、Ｂ）は、ＡとＢのうち小さい値を意味し、Ｍｉｎ（Ａ、Ｂ
）が負の値である場合、０を意味する。）
【請求項3】
降伏強度が４５０ＭＰａ以上である、請求項１または２に記載の耐熱性と成形性に優れた冷延鋼板。
【請求項4】
延伸率が４％以上である、請求項１～３のいずれか１項に記載の耐熱性と成形性に優れた冷延鋼板。
【請求項5】
前記冷延鋼板は、表面にアルミニウムまたは亜鉛メッキ層が形成された、請求項１～４のいずれか１項に記載の耐熱性と成形性に優れた冷延鋼板。
【請求項6】
質量％で、Ｃ：０．００２～０．０１％、Ｍｎ：０．１～１．０％、Ｐ：０．０１％未満（０％を除く。）、Ｎ：０．０１％以下（０％を除く。）、Ｎｂ：０．０１～０．０５
％、Ｔｉ：０．０１～０．０８％、Ｓｉ：０．５％以下（０％を除く。）、Ａｌ：０．０
８％以下（０％を除く。）、およびＳ：０．０１％以下（０％を除く。）を含み、残部Ｆ
ｅおよび不可避な不純物からなるスラブを加熱する段階；
前記スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階；
前記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を製造する段階；および
前記冷延鋼板を５００℃～ＲＳの温度で焼鈍する段階；を含み、
再結晶粒の面積分率が５面積％以下であり、単位面積を貫通する転位数を意味する転位
密度が１ｘ１０１５／ｍ２以下である微細組織を有する耐熱性と成形性に優れた冷延鋼板
の製造方法。
（ここで、ＲＳは、再結晶開始温度であって、３００秒間焼鈍するとき、再結晶粒の面積分率が５面積％である温度である。）
【請求項7】
前記スラブを加熱する段階で、前記スラブを１２００℃以上加熱する、請求項６に記載の耐熱性と成形性に優れた冷延
鋼板の製造方法。
【請求項8】
前記熱延鋼板を製造する段階で、仕上げ圧延温度は、Ａｒ３以上である、請求項６または７に記載の耐熱性と成形性に優
れた冷延鋼板の製造方法。
【請求項9】
前記熱延鋼板を製造する段階の後、前記熱延鋼板を５５０～７５０℃で巻き取る段階をさらに含む、請求項６～８のいずれ
か１項に記載の耐熱性と成形性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【請求項10】
前記冷延鋼板を製造する段階は、５０～９５％圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を製造するものである、請求項６～９のい
ずれか１項に記載の耐熱性と成形性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【請求項11】
前記冷延鋼板を製造する段階の後、前記冷延鋼板表面にアルミニウムまたは亜鉛をメッキする段階；をさらに含む、請求項
６～１０のいずれか１項に記載の耐熱性と成形性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
耐熱性と成形性に優れた冷延鋼板およびその製造方法に関する。具体的に、加工後、熱
に露出され得る環境に使用する鋼板であって、高い温度でも本来の強度を維持することが
できる耐熱性と各種形態の構造物として加工され得る成形性に優れた鋼板とその製造方法
に関する。
に露出され得る環境に使用する鋼板であって、高い温度でも本来の強度を維持することが
できる耐熱性と各種形態の構造物として加工され得る成形性に優れた鋼板とその製造方法
に関する。
【背景技術】
【0002】
冷延鋼板は、各種表面処理後、建設資材など多くの用途の構造材として使用されている
。構造材として使用時、強度が高い場合に同じ断面積に対して高い荷重に耐えることがで
きるため、素材の使用量を減らすことができるという利点がある。特に、変形が始まる荷
重は降伏強度により決定されるため、高い降伏強度を有することが重要である。
。構造材として使用時、強度が高い場合に同じ断面積に対して高い荷重に耐えることがで
きるため、素材の使用量を減らすことができるという利点がある。特に、変形が始まる荷
重は降伏強度により決定されるため、高い降伏強度を有することが重要である。
【0003】
鋼板の強度を高めるための方法として固溶強化、析出強化、加工硬化、硬質相制御など
多様な方法が使用されている。そのうち、固溶強化は多量の合金元素の添加を必要とし、
硬質相を制御する方法も硬化能を高めるために多量の合金元素を添加したり焼鈍後急冷工
程を必要としたりして製造時に経済性を落とすという短所がある。析出強化も析出物を形
成するために高価の合金元素の添加を必要とし、過多に析出物を形成させる場合、冷間圧
延性を大きく低下するという短所がある。
多様な方法が使用されている。そのうち、固溶強化は多量の合金元素の添加を必要とし、
硬質相を制御する方法も硬化能を高めるために多量の合金元素を添加したり焼鈍後急冷工
程を必要としたりして製造時に経済性を落とすという短所がある。析出強化も析出物を形
成するために高価の合金元素の添加を必要とし、過多に析出物を形成させる場合、冷間圧
延性を大きく低下するという短所がある。
【0004】
前記方法とは異なり、加工硬化の場合には合金元素を添加せず、単純な冷間圧延による
高い転位生成で強度を向上させることができるため、経済的な方法で活用され得る。しか
し、加工硬化後、転位密度が高くて成形性が大きく低下し、再結晶温度以上の温度で熱処
理時、再結晶により強度が再び低下するため、耐熱性が劣位にある短所がある。特に耐熱
性が劣位にある時には、Ｚｎ、Ａｌなど各種溶融メッキのための温度に露出時、強度が減
少するため、高温配管などの耐熱性が必要な構造材として活用が難しい。メッキ浴のうち
、比較的に温度が高いＡｌメッキ浴に一定時間露出時に強度低下が大きくてはならない。
高い転位生成で強度を向上させることができるため、経済的な方法で活用され得る。しか
し、加工硬化後、転位密度が高くて成形性が大きく低下し、再結晶温度以上の温度で熱処
理時、再結晶により強度が再び低下するため、耐熱性が劣位にある短所がある。特に耐熱
性が劣位にある時には、Ｚｎ、Ａｌなど各種溶融メッキのための温度に露出時、強度が減
少するため、高温配管などの耐熱性が必要な構造材として活用が難しい。メッキ浴のうち
、比較的に温度が高いＡｌメッキ浴に一定時間露出時に強度低下が大きくてはならない。
【0005】
このような点などを克服するための方法として、微細析出物を形成させることによって
再結晶温度を高め、再結晶温度より低い温度で回復焼鈍を実施することによって一定以上
の延伸率を得る方法がある。再結晶温度の向上効果が高いＴｉおよびＮｂを活用してＴｉ
Ｎ、ＮｂＣ、ＴｉＣを微細に析出させ、回復焼鈍を行うことによって高強度鋼を製造する
方法がそれである。しかし、前記技術は高い強度を確保するためにＰを多量添加している
が、Ｐは常温靭性を低下させることによって加工を困難にし、最終製品の組織の均一性を
落とすという短所がある。また前記技術では、ＴｉとＮｂの比率によりＴｉとＮｂ添加量
を制御しているが、析出物の析出挙動はＴｉとＮｂ以外にもＣとＮの含有量により決定さ
れるため、ＣとＮの含有量が共に制御される必要性がある。
再結晶温度を高め、再結晶温度より低い温度で回復焼鈍を実施することによって一定以上
の延伸率を得る方法がある。再結晶温度の向上効果が高いＴｉおよびＮｂを活用してＴｉ
Ｎ、ＮｂＣ、ＴｉＣを微細に析出させ、回復焼鈍を行うことによって高強度鋼を製造する
方法がそれである。しかし、前記技術は高い強度を確保するためにＰを多量添加している
が、Ｐは常温靭性を低下させることによって加工を困難にし、最終製品の組織の均一性を
落とすという短所がある。また前記技術では、ＴｉとＮｂの比率によりＴｉとＮｂ添加量
を制御しているが、析出物の析出挙動はＴｉとＮｂ以外にもＣとＮの含有量により決定さ
れるため、ＣとＮの含有量が共に制御される必要性がある。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0006】
耐熱性と成形性に優れた冷延鋼板およびその製造方法を提供する。具体的に、加工後、
熱に露出され得る環境に使用する鋼板であって、高い温度でも本来の強度を維持すること
ができる耐熱性と各種形態の構造物として加工され得る成形性に優れた鋼板とその製造方
法を提供する。
熱に露出され得る環境に使用する鋼板であって、高い温度でも本来の強度を維持すること
ができる耐熱性と各種形態の構造物として加工され得る成形性に優れた鋼板とその製造方
法を提供する。
【課題を解決するための手段】
【0007】
本発明の一実施形態による耐熱性および成形性に優れた冷延鋼板は、重量％で、Ｃ：０
．００２～０．０１％、Ｍｎ：０．１～１．０％、Ｐ：０．０１％未満（０％を除く。）
、Ｎ：０．０１％以下（０％を除く。）、Ｎｂ：０．０１～０．０５％、およびＴｉ：０
．０１～０．０８％を含み、残部Ｆｅおよび不可避な不純物を含み、再結晶粒の面積分率
が５面積％以下であり、転位密度が１ｘ１０１５／ｍ２以下である微細組織を有する。
．００２～０．０１％、Ｍｎ：０．１～１．０％、Ｐ：０．０１％未満（０％を除く。）
、Ｎ：０．０１％以下（０％を除く。）、Ｎｂ：０．０１～０．０５％、およびＴｉ：０
．０１～０．０８％を含み、残部Ｆｅおよび不可避な不純物を含み、再結晶粒の面積分率
が５面積％以下であり、転位密度が１ｘ１０１５／ｍ２以下である微細組織を有する。
【0008】
本発明の一実施形態による耐熱性および成形性に優れた冷延鋼板は、Ｓｉ：０．５％以
下（０％を除く。）、Ａｌ：０．０８％以下（０％を除く。）、およびＳ：０．０１％以
下（０％を除く。）のうちの１種以上をさらに含むことができる。
下（０％を除く。）、Ａｌ：０．０８％以下（０％を除く。）、およびＳ：０．０１％以
下（０％を除く。）のうちの１種以上をさらに含むことができる。
【0009】
本発明の一実施形態による耐熱性および成形性に優れた冷延鋼板は、下記式１で定義さ
れる析出指数が１０以上であり得る。
［式１］
析出指数＝［Ｍｉｎ（［Ｔｉ］、［Ｎ］）＋４ｘＭｉｎ（［Ｎｂ］、［Ｃ］）＋２ｘＭ
ｉｎ（［Ｔｉ］－［Ｎ］、［Ｃ］－［Ｎｂ］）］ｘ１０４
この時、式１で、［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｎｂ］、［Ｃ］は、各成分含有量の重量％を原
子量で割った値である。Ｍｉｎ（Ａ、Ｂ）は、ＡとＢのうち小さい値を意味し、Ｍｉｎ（
Ａ、Ｂ）が負の値である場合、０を意味する。
れる析出指数が１０以上であり得る。
［式１］
析出指数＝［Ｍｉｎ（［Ｔｉ］、［Ｎ］）＋４ｘＭｉｎ（［Ｎｂ］、［Ｃ］）＋２ｘＭ
ｉｎ（［Ｔｉ］－［Ｎ］、［Ｃ］－［Ｎｂ］）］ｘ１０４
この時、式１で、［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｎｂ］、［Ｃ］は、各成分含有量の重量％を原
子量で割った値である。Ｍｉｎ（Ａ、Ｂ）は、ＡとＢのうち小さい値を意味し、Ｍｉｎ（
Ａ、Ｂ）が負の値である場合、０を意味する。
【0010】
本発明の一実施形態による耐熱性および成形性に優れた冷延鋼板は、降伏強度が４５０
ＭＰａ以上であり得る。
ＭＰａ以上であり得る。
【0011】
本発明の一実施形態による耐熱性および成形性に優れた冷延鋼板は、延伸率が４％以上
であり得る。
であり得る。
【0012】
本発明の一実施形態による耐熱性および成形性に優れた冷延鋼板は、表面にアルミニウ
ムまたは亜鉛メッキ層が形成され得る。
ムまたは亜鉛メッキ層が形成され得る。
【0013】
本発明の一実施形態による耐熱性および成形性に優れた冷延鋼板の製造方法は、重量％
で、Ｃ：０．００２～０．０１％、Ｍｎ：０．１～１．０％、Ｐ：０．０１％未満（０％
を除く。）、Ｎ：０．０１％以下（０％を除く。）、Ｎｂ：０．０１～０．０５％、およ
びＴｉ：０．０１～０．０８％を含み、残部Ｆｅおよび不可避な不純物を含むスラブを加
熱する段階；前記スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階；前記熱延鋼板を冷間圧
延して冷延鋼板を製造する段階；および前記冷延鋼板を５００℃～ＲＳの温度で焼鈍する
段階；を含む。
で、Ｃ：０．００２～０．０１％、Ｍｎ：０．１～１．０％、Ｐ：０．０１％未満（０％
を除く。）、Ｎ：０．０１％以下（０％を除く。）、Ｎｂ：０．０１～０．０５％、およ
びＴｉ：０．０１～０．０８％を含み、残部Ｆｅおよび不可避な不純物を含むスラブを加
熱する段階；前記スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階；前記熱延鋼板を冷間圧
延して冷延鋼板を製造する段階；および前記冷延鋼板を５００℃～ＲＳの温度で焼鈍する
段階；を含む。
【0014】
ＲＳは、再結晶開始温度であって、再結晶粒の面積分率が５面積％である温度である。
【0015】
前記スラブを加熱する段階で、前記スラブを１２００℃以上加熱することができる。
【0016】
前記熱延鋼板を製造する段階で、仕上げ圧延温度は、Ａｒ３以上であり得る。
【0017】
Ａｒ３温度は、下記式で計算され得る。
Ａｒ３温度＝９１０－（３１０ｘ［Ｃ］）－（８０ｘ［Ｍｎ］）－（２０ｘ［Ｃｕ］）
－（１５ｘ［Ｃｒ］）－（５５ｘ［Ｎｉ］）－（８０ｘ［Ｍｏ］）－（０．３５ｘ（２５
．４－８））
この時、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、［Ｍｏ］は、各元素の重
量％である。
Ａｒ３温度＝９１０－（３１０ｘ［Ｃ］）－（８０ｘ［Ｍｎ］）－（２０ｘ［Ｃｕ］）
－（１５ｘ［Ｃｒ］）－（５５ｘ［Ｎｉ］）－（８０ｘ［Ｍｏ］）－（０．３５ｘ（２５
．４－８））
この時、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、［Ｍｏ］は、各元素の重
量％である。
【0018】
前記熱延鋼板を製造する段階の後、前記熱延鋼板を５５０～７５０℃で巻き取る段階を
さらに含むことができる。
さらに含むことができる。
【0019】
前記冷延鋼板を製造する段階は、５０～９５％圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を製造す
るものであり得る。
るものであり得る。
【0020】
前記冷延鋼板を製造する段階の後、前記冷延鋼板表面にアルミニウムまたは亜鉛をメッ
キする段階をさらに含むことができる。
キする段階をさらに含むことができる。
【発明の効果】
【0021】
本発明の一実施形態による耐熱性および成形性に優れた冷延鋼板は、高価の合金成分を
多量添加しないため、経済性を有しながらも、耐熱性と成形性に優れている。
多量添加しないため、経済性を有しながらも、耐熱性と成形性に優れている。
【0022】
本発明の一実施形態による耐熱性および成形性に優れた冷延鋼板は、加工後、熱に露出
され得る環境に使用する鋼板であって、高い温度でも本来の強度を維持することができる
耐熱性と各種形態の構造物として加工され得る成形性を有する。
され得る環境に使用する鋼板であって、高い温度でも本来の強度を維持することができる
耐熱性と各種形態の構造物として加工され得る成形性を有する。
【図面の簡単な説明】
【0023】
【図1】本発明の開発鋼１による耐熱性および成形性に優れた冷延鋼板断面の光学顕微鏡の微細組織の観察結果の写真である。
【発明を実施するための形態】
【0024】
第１、第２および第３などの用語は、多様な部分、成分、領域、層および／またはセク
ションを説明するために使用されるが、これらに限定されない。これら用語は、ある部分
、成分、領域、層またはセクションを他の部分、成分、領域、層またはセクションと区別
するためだけに使用される。したがって、以下で叙述する第１部分、成分、領域、層また
はセクションは、本発明の範囲を逸脱しない範囲内で第２部分、成分、領域、層またはセ
クションと言及され得る。
ションを説明するために使用されるが、これらに限定されない。これら用語は、ある部分
、成分、領域、層またはセクションを他の部分、成分、領域、層またはセクションと区別
するためだけに使用される。したがって、以下で叙述する第１部分、成分、領域、層また
はセクションは、本発明の範囲を逸脱しない範囲内で第２部分、成分、領域、層またはセ
クションと言及され得る。
【0025】
ここで使用される専門用語は、単に特定の実施形態を言及するためのものであり、本発
明を限定することを意図しない。ここで使用される単数の形態は、文言がこれと明確に反
対の意味を示さない限り、複数の形態も含む。明細書で使用される「含む」の意味は、特
定の特性、領域、整数、段階、動作、要素および／または成分を具体化し、他の特性、領
域、整数、段階、動作、要素および／または成分の存在や付加を除外させるものではない
。
明を限定することを意図しない。ここで使用される単数の形態は、文言がこれと明確に反
対の意味を示さない限り、複数の形態も含む。明細書で使用される「含む」の意味は、特
定の特性、領域、整数、段階、動作、要素および／または成分を具体化し、他の特性、領
域、整数、段階、動作、要素および／または成分の存在や付加を除外させるものではない
。
【0026】
また、特に言及しない限り、％は重量％を意味し、１ｐｐｍは０．０００１重量％であ
る。
る。
【0027】
本発明の一実施形態で追加元素をさらに含むことの意味は、追加元素の追加量の分、残
部である鉄（Ｆｅ）を代替して含むことを意味する。
部である鉄（Ｆｅ）を代替して含むことを意味する。
【0028】
異なって定義しなかったが、ここで使用される技術用語および科学用語を含む全ての用
語は、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が一般的に理解する意味と
同一の意味を有する。通常使用される辞書に定義された用語は、関連技術文献と現在開示
された内容に符合する意味を有すると追加解釈され、定義されない限り、理想的または非
常に公式的な意味に解釈されない。
語は、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が一般的に理解する意味と
同一の意味を有する。通常使用される辞書に定義された用語は、関連技術文献と現在開示
された内容に符合する意味を有すると追加解釈され、定義されない限り、理想的または非
常に公式的な意味に解釈されない。
【0029】
以下、本発明の実施形態について本発明が属する技術分野における通常の知識を有する
者が容易に実施することができるように詳細に説明する。しかし、本発明は多様な異なる
形態に実現することができ、ここで説明する実施形態に限定されない。
者が容易に実施することができるように詳細に説明する。しかし、本発明は多様な異なる
形態に実現することができ、ここで説明する実施形態に限定されない。
【0030】
本発明の一実施形態による耐熱性および成形性に優れた冷延鋼板は、各種構造材として
使用される冷延鋼板に関する。当該用途の素材は、形状を作るための成形性と構造物の形
態を維持するための強度が確保されなければならない。それだけでなく、十分な耐熱性を
有してメッキ、コーティングなどの表面処理や高温使用時に強度の低下が起きてはならな
い。
使用される冷延鋼板に関する。当該用途の素材は、形状を作るための成形性と構造物の形
態を維持するための強度が確保されなければならない。それだけでなく、十分な耐熱性を
有してメッキ、コーティングなどの表面処理や高温使用時に強度の低下が起きてはならな
い。
【0031】
前記の物性のために合金元素を過多に添加する場合、素材の原価が増加して経済性が落
ちる結果を招く。したがって、高価の合金元素を多量添加することなく、耐熱性および成
形性を同時に確保できる方法が必要である。
ちる結果を招く。したがって、高価の合金元素を多量添加することなく、耐熱性および成
形性を同時に確保できる方法が必要である。
【0032】
本発明の一実施形態による耐熱性および成形性に優れた冷延鋼板は、重量％で、Ｃ：０
．００２～０．０１％、Ｍｎ：０．１～１．０％、Ｐ：０．０１％未満（０％を除く。）
、Ｎ：０．０１％以下（０％を除く。）、Ｎｂ：０．０１～０．０５％、およびＴｉ：０
．０１～０．０８％を含み、残部Ｆｅおよび不可避な不純物を含む。
．００２～０．０１％、Ｍｎ：０．１～１．０％、Ｐ：０．０１％未満（０％を除く。）
、Ｎ：０．０１％以下（０％を除く。）、Ｎｂ：０．０１～０．０５％、およびＴｉ：０
．０１～０．０８％を含み、残部Ｆｅおよび不可避な不純物を含む。
【0033】
以下、各成分別に詳細に説明する。
【0034】
炭素（Ｃ）：０．００２～０．０１重量％
Ｃは、含有量が低い場合、強度が低くて構造材として使用され難く、含有量を過度に低
めるためには精錬工程が追加的に必要となり生産性が落ちる。Ｃは、ＮｂおよびＴｉと結
合して析出することによって強度を大きく向上させることができる。本発明ではＮｂＣお
よびＴｉＣの析出効果を得るためのＣの含有量は前記の含有量で十分である。Ｃ含有量が
過多な場合、固溶炭素による時効を防止し難いこともある。したがって、Ｃを０．００２
～０．０１重量％含むことができる。より具体的に、０．００２～０．００９５重量％含
むことができる。
Ｃは、含有量が低い場合、強度が低くて構造材として使用され難く、含有量を過度に低
めるためには精錬工程が追加的に必要となり生産性が落ちる。Ｃは、ＮｂおよびＴｉと結
合して析出することによって強度を大きく向上させることができる。本発明ではＮｂＣお
よびＴｉＣの析出効果を得るためのＣの含有量は前記の含有量で十分である。Ｃ含有量が
過多な場合、固溶炭素による時効を防止し難いこともある。したがって、Ｃを０．００２
～０．０１重量％含むことができる。より具体的に、０．００２～０．００９５重量％含
むことができる。
【0035】
マンガン（Ｍｎ）：０．１～１．０重量％
Ｍｎは、鋼中の固溶Ｓと結合してＭｎＳで析出されることによって固溶Ｓによる赤熱脆
性（Ｈｏｔ ｓｈｏｒｔｎｅｓｓ）を防止する元素である。このような効果を出すために
Ｍｎは０．１重量％以上含まれ得る。しかし、Ｍｎを過度に多く添加する場合には材質が
硬化して軟性を落とすことがある。またＭｎを過度に少なく添加する場合には固溶された
ＳがＭｎＳで十分に析出されず、熱間圧延時に脆性が顕著に増加する短所がある。したが
って、Ｍｎを０．１～１．０重量％含むことができる。より具体的に、Ｍｎを０．１５～
０．３５重量％、さらに具体的には０．１８～０．２２重量％含むことができる。
Ｍｎは、鋼中の固溶Ｓと結合してＭｎＳで析出されることによって固溶Ｓによる赤熱脆
性（Ｈｏｔ ｓｈｏｒｔｎｅｓｓ）を防止する元素である。このような効果を出すために
Ｍｎは０．１重量％以上含まれ得る。しかし、Ｍｎを過度に多く添加する場合には材質が
硬化して軟性を落とすことがある。またＭｎを過度に少なく添加する場合には固溶された
ＳがＭｎＳで十分に析出されず、熱間圧延時に脆性が顕著に増加する短所がある。したが
って、Ｍｎを０．１～１．０重量％含むことができる。より具体的に、Ｍｎを０．１５～
０．３５重量％、さらに具体的には０．１８～０．２２重量％含むことができる。
【0036】
リン（Ｐ）：０．０１重量％未満（０％を除く。）
一定量以下のＰ添加は、鋼の軟性を大きく減少させずに強度を上げることができる元素
であるが、多量のＰを添加すると結晶粒系に偏析して鋼を過度に硬化させ、延伸率が落ち
るため、０．０１重量％未満に制限することができる。また、多量のＰを添加させると、
Ｐが常温靭性を低下させることによって加工を困難にし、最終製品の組織の均一性を落と
す短所があるため、鋼板の成形性および均一性を落とすことがある。より具体的に、０．
００８重量％以下であり得る。さらに具体的に、０．００６重量％以下であり得る。
一定量以下のＰ添加は、鋼の軟性を大きく減少させずに強度を上げることができる元素
であるが、多量のＰを添加すると結晶粒系に偏析して鋼を過度に硬化させ、延伸率が落ち
るため、０．０１重量％未満に制限することができる。また、多量のＰを添加させると、
Ｐが常温靭性を低下させることによって加工を困難にし、最終製品の組織の均一性を落と
す短所があるため、鋼板の成形性および均一性を落とすことがある。より具体的に、０．
００８重量％以下であり得る。さらに具体的に、０．００６重量％以下であり得る。
【0037】
窒素（Ｎ）：０．０１重量％以下（０％を除く。）
Ｎは、鋼中に不可避な元素として含有されており、本発明でＴｉと結合して析出硬化に
用いられ得る。しかし、過多であるため析出されずに固溶された状態で存在するＮは、軟
性を落とし、耐時効性を悪化させるだけでなく、成形性を落とす。したがって、Ｔｉと結
合して全て析出され得る含有量を考慮して０．０１重量％以下であり得る。より具体的に
、０．００９重量％以下であり得る。
Ｎは、鋼中に不可避な元素として含有されており、本発明でＴｉと結合して析出硬化に
用いられ得る。しかし、過多であるため析出されずに固溶された状態で存在するＮは、軟
性を落とし、耐時効性を悪化させるだけでなく、成形性を落とす。したがって、Ｔｉと結
合して全て析出され得る含有量を考慮して０．０１重量％以下であり得る。より具体的に
、０．００９重量％以下であり得る。
【0038】
チタン（Ｔｉ）：０．０１～０．０８重量％
Ｔｉは、ＣおよびＮと結合して析出することによって強度上昇に効果的に用いられ得る
。またこのような析出物は、鋼中に微細に分散されて冷間圧延後焼鈍時に析出物が転位お
よび結晶粒の動きを妨害することによって再結晶温度を上昇させることができる。再結晶
温度の上昇は、耐熱性の向上に直接的な影響を与えるため、本発明での再結晶温度の上昇
は非常に重要である。可視的な効果を得るためには、Ｔｉは、０．０１重量％以上添加さ
れ得る。過度に少なく添加時、析出物形成量が少なくて強度上昇および耐熱性向上の効果
が微々である短所がある。過多に添加時、Ｔｉは、ＣおよびＮと結合せずに固溶状態で存
在し、固溶状態で存在するＴｉは強度向上および再結晶温度の上昇効果をほとんど有する
ことができず、経済性を落とすため、その上限は０．０８重量％であり得る。より具体的
に、０．０１～０．０７重量％であり得る。
Ｔｉは、ＣおよびＮと結合して析出することによって強度上昇に効果的に用いられ得る
。またこのような析出物は、鋼中に微細に分散されて冷間圧延後焼鈍時に析出物が転位お
よび結晶粒の動きを妨害することによって再結晶温度を上昇させることができる。再結晶
温度の上昇は、耐熱性の向上に直接的な影響を与えるため、本発明での再結晶温度の上昇
は非常に重要である。可視的な効果を得るためには、Ｔｉは、０．０１重量％以上添加さ
れ得る。過度に少なく添加時、析出物形成量が少なくて強度上昇および耐熱性向上の効果
が微々である短所がある。過多に添加時、Ｔｉは、ＣおよびＮと結合せずに固溶状態で存
在し、固溶状態で存在するＴｉは強度向上および再結晶温度の上昇効果をほとんど有する
ことができず、経済性を落とすため、その上限は０．０８重量％であり得る。より具体的
に、０．０１～０．０７重量％であり得る。
【0039】
ニオビウム（Ｎｂ）：０．０１～０．０５重量％
Ｎｂは、Ｔｉのような析出強化型元素であり、Ｔｉに比べて相対的に強度および再結晶
温度の上昇効果が非常に大きい。Ｔｉと共に複合的に添加される場合、鋼が高温から冷却
されることによってＴｉＮ、ＮｂＣ、ＴｉＣの順に析出される。そのために、強度および
再結晶温度の上昇効果がより大きく現れる。本発明では成分系が与えられる時、ＴｉＮ、
ＮｂＣ、ＴｉＣの含有量の計算と各析出物の相対的効果を考慮して析出物の形成程度と比
例する析出指数を開発した。析出指数については後述する。析出指数から再結晶温度の上
昇および強度の上昇効果を得るための成分系の適切性を一次的に検証できることを確認し
た。Ｎｂを過度に少なく添加する場合、析出物の形成が少なくて強度の向上および再結晶
温度の上昇効果が微々である短所がある。反面、Ｎｂが過度に添加される場合、熱間圧延
の負荷を過度に増加させるため、その含有量を０．０５重量％に制限することができる。
より具体的に、０．０１～０．０４５重量％、さらに具体的には０．０１５～０．０２５
重量％であり得る。
Ｎｂは、Ｔｉのような析出強化型元素であり、Ｔｉに比べて相対的に強度および再結晶
温度の上昇効果が非常に大きい。Ｔｉと共に複合的に添加される場合、鋼が高温から冷却
されることによってＴｉＮ、ＮｂＣ、ＴｉＣの順に析出される。そのために、強度および
再結晶温度の上昇効果がより大きく現れる。本発明では成分系が与えられる時、ＴｉＮ、
ＮｂＣ、ＴｉＣの含有量の計算と各析出物の相対的効果を考慮して析出物の形成程度と比
例する析出指数を開発した。析出指数については後述する。析出指数から再結晶温度の上
昇および強度の上昇効果を得るための成分系の適切性を一次的に検証できることを確認し
た。Ｎｂを過度に少なく添加する場合、析出物の形成が少なくて強度の向上および再結晶
温度の上昇効果が微々である短所がある。反面、Ｎｂが過度に添加される場合、熱間圧延
の負荷を過度に増加させるため、その含有量を０．０５重量％に制限することができる。
より具体的に、０．０１～０．０４５重量％、さらに具体的には０．０１５～０．０２５
重量％であり得る。
【0040】
本発明の一実施形態による耐熱性および成形性に優れた冷延鋼板は、Ｓｉ：０．５％以
下（０％を除く。）、Ａｌ：０．０８％以下（０％を除く。）、およびＳ：０．０１％以
下（０％を除く。）のうちの１種以上をさらに含むことができる。
下（０％を除く。）、Ａｌ：０．０８％以下（０％を除く。）、およびＳ：０．０１％以
下（０％を除く。）のうちの１種以上をさらに含むことができる。
【0041】
ケイ素（Ｓｉ）：０．５重量％以下（０％を除く。）
Ｓｉは、脱炭剤として用いられ得る元素であり、固溶強化による強度の向上に寄与する
ことができる。しかし、過多な場合、焼鈍時に表面にＳｉ系酸化物が生成されてメッキ時
に欠陥を誘発してメッキ性を落とすことがある。より具体的に、０．３重量％以下であり
得る。さらに具体的に、０．０１～０．１重量％であり得る。
Ｓｉは、脱炭剤として用いられ得る元素であり、固溶強化による強度の向上に寄与する
ことができる。しかし、過多な場合、焼鈍時に表面にＳｉ系酸化物が生成されてメッキ時
に欠陥を誘発してメッキ性を落とすことがある。より具体的に、０．３重量％以下であり
得る。さらに具体的に、０．０１～０．１重量％であり得る。
【0042】
アルミニウム（Ａｌ）：０．０８重量％以下（０％を除く。）
Ａｌは、脱酸効果が非常に大きい元素であり、鋼中のＮと反応してＡｌＮを析出させる
ことによって固溶Ｎによる成形性が低下することを防止する。しかし、多量添加される場
合、軟性が急激に低下することがある。より具体的に、０．０１～０．０５重量％であり
得る。
Ａｌは、脱酸効果が非常に大きい元素であり、鋼中のＮと反応してＡｌＮを析出させる
ことによって固溶Ｎによる成形性が低下することを防止する。しかし、多量添加される場
合、軟性が急激に低下することがある。より具体的に、０．０１～０．０５重量％であり
得る。
【0043】
硫黄（Ｓ）：０．０１重量％以下（０％を除く。）
Ｓは、固溶時に赤熱脆性を誘発する元素であるが、製鋼工程で完全に除去することは難
しいため、Ｍｎの添加を通じてＭｎＳの析出が誘導されなければならない。過度なＭｎＳ
の析出は、鋼を硬化させるため好ましくない。生産性と物性を考慮した時、具体的には０
．００２～０．００９重量％であり得る。
Ｓは、固溶時に赤熱脆性を誘発する元素であるが、製鋼工程で完全に除去することは難
しいため、Ｍｎの添加を通じてＭｎＳの析出が誘導されなければならない。過度なＭｎＳ
の析出は、鋼を硬化させるため好ましくない。生産性と物性を考慮した時、具体的には０
．００２～０．００９重量％であり得る。
【0044】
前述した合金組成以外に残部はＦｅおよび不可避な不純物を含む。ただし、本発明の一
実施形態で他の組成の添加を排除するのではない。前記不可避な不純物は、通常の鉄鋼製
造過程では原料または周囲環境から意図せずに混入され得るもので、これを排除すること
はできない。前記不可避な不純物は、通常の鉄鋼製造分野の技術者であれば理解できる。
例えば、Ｃｒ：０．０２重量％以下、Ｎｉ：０．０２重量％以下、Ｃｕ：０．０２重量％
以下、およびＭｏ：０．０１重量％以下であり得る。
実施形態で他の組成の添加を排除するのではない。前記不可避な不純物は、通常の鉄鋼製
造過程では原料または周囲環境から意図せずに混入され得るもので、これを排除すること
はできない。前記不可避な不純物は、通常の鉄鋼製造分野の技術者であれば理解できる。
例えば、Ｃｒ：０．０２重量％以下、Ｎｉ：０．０２重量％以下、Ｃｕ：０．０２重量％
以下、およびＭｏ：０．０１重量％以下であり得る。
【0045】
本発明の一実施形態による耐熱性および成形性に優れた冷延鋼板は、再結晶粒の面積分
率が５面積％以下であり、転位密度が１ｘ１０１５／ｍ２以下である微細組織を有する。
率が５面積％以下であり、転位密度が１ｘ１０１５／ｍ２以下である微細組織を有する。
【0046】
再結晶粒の面積分率とは、冷延鋼板の断面の全体面積に対する再結晶粒の面積分率を意
味する。断面の全体面積および再結晶粒の面積は、鋼板断面の光学微細組織観察およびＥ
ＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）観察か
ら測定することができる。
味する。断面の全体面積および再結晶粒の面積は、鋼板断面の光学微細組織観察およびＥ
ＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）観察か
ら測定することができる。
【0047】
ここで、再結晶粒（Ｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚｅｄ ｇｒａｉｎ）とは、再結晶により
形成された結晶粒（ｇｒａｉｎ）を意味する。本発明では冷延鋼板の焼鈍により再結晶さ
れた結晶粒を意味する。
形成された結晶粒（ｇｒａｉｎ）を意味する。本発明では冷延鋼板の焼鈍により再結晶さ
れた結晶粒を意味する。
【0048】
焼鈍により再結晶された結晶粒を除外した部分は、未再結晶粒と定義することができ、
結晶粒と未再結晶粒の区分は形状および方位的特徴で区分することができる。未再結晶粒
は、圧延方向に長く延伸された特徴を有しており、結晶粒内で方位が不明確な反面、再結
晶粒は相対的に球形に近い特徴があり、結晶粒の方位が明確である。
結晶粒と未再結晶粒の区分は形状および方位的特徴で区分することができる。未再結晶粒
は、圧延方向に長く延伸された特徴を有しており、結晶粒内で方位が不明確な反面、再結
晶粒は相対的に球形に近い特徴があり、結晶粒の方位が明確である。
【0049】
一方、転位密度とは、単位面積を貫通する転位数を意味する。転位密度は、ＸＲＤを通
じて測定することができ、転位密度に応じたピーク（Ｐｅａｋ）の位置および幅の変化か
ら定量的に測定することができる。
じて測定することができ、転位密度に応じたピーク（Ｐｅａｋ）の位置および幅の変化か
ら定量的に測定することができる。
【0050】
後述する冷延鋼板の焼鈍温度（５００℃～ＲＳ；ここでＲＳは再結晶開始温度であり、
冷延鋼板の焼鈍時、再結晶粒の面積分率が５面積％である温度を意味する。）で回復焼鈍
する場合、再結晶粒の面積分率は５面積％以下であり、転位密度が１ｘ１０１５／ｍ２以
下である。再結晶が過度に進行されて再結晶粒の面積分率が高ければ、鋼板の強度が低く
なる短所がある。また、再結晶粒の面積分率が５面積％以下でも、転位密度が過度に大き
ければ、鋼板の強度は高いが、延伸率が低くて成形性が落ちる短所がある。
冷延鋼板の焼鈍時、再結晶粒の面積分率が５面積％である温度を意味する。）で回復焼鈍
する場合、再結晶粒の面積分率は５面積％以下であり、転位密度が１ｘ１０１５／ｍ２以
下である。再結晶が過度に進行されて再結晶粒の面積分率が高ければ、鋼板の強度が低く
なる短所がある。また、再結晶粒の面積分率が５面積％以下でも、転位密度が過度に大き
ければ、鋼板の強度は高いが、延伸率が低くて成形性が落ちる短所がある。
【0051】
再結晶粒の面積分率は、より具体的に、４．７面積％以下であり得る。
【0052】
転位密度は、具体的に、９ｘ１０１４／ｍ２以下、より具体的には５～１０ｘ１０１４
／ｍ２、さらに具体的には５～９ｘ１０１４／ｍ２であり得る。
／ｍ２、さらに具体的には５～９ｘ１０１４／ｍ２であり得る。
【0053】
本発明の一実施形態による耐熱性および成形性に優れた冷延鋼板は、下記式１で定義さ
れる析出指数が１０以上であり得る。具体的に、前記析出指数は１０～２０であり得る。
れる析出指数が１０以上であり得る。具体的に、前記析出指数は１０～２０であり得る。
【0054】
［式１］
析出指数＝［Ｍｉｎ（［Ｔｉ］、［Ｎ］）＋４ｘＭｉｎ（［Ｎｂ］、［Ｃ］）＋２ｘＭ
ｉｎ（［Ｔｉ］－［Ｎ］、［Ｃ］－［Ｎｂ］）］ｘ１０４
式１で、［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｎｂ］、［Ｃ］は、各成分含有量の重量％を原子量で割
った値である。Ｍｉｎ（Ａ、Ｂ）は、ＡとＢのうち小さい値を意味し、Ｍｉｎ（Ａ、Ｂ）
が負の値である場合、０を意味する。
析出指数＝［Ｍｉｎ（［Ｔｉ］、［Ｎ］）＋４ｘＭｉｎ（［Ｎｂ］、［Ｃ］）＋２ｘＭ
ｉｎ（［Ｔｉ］－［Ｎ］、［Ｃ］－［Ｎｂ］）］ｘ１０４
式１で、［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｎｂ］、［Ｃ］は、各成分含有量の重量％を原子量で割
った値である。Ｍｉｎ（Ａ、Ｂ）は、ＡとＢのうち小さい値を意味し、Ｍｉｎ（Ａ、Ｂ）
が負の値である場合、０を意味する。
【0055】
具体的に、［Ｔｉ］は（Ｔｉの含有量）／４７．８６７、［Ｎ］は（Ｎの含有量）／１
４．００７、［Ｎｂ］は（Ｎｂの含有量）／９２．９０６、［Ｃ］は（Ｃの含有量）／１
２．０１１を意味する。
４．００７、［Ｎｂ］は（Ｎｂの含有量）／９２．９０６、［Ｃ］は（Ｃの含有量）／１
２．０１１を意味する。
【0056】
本発明では、合金成分としてＮｂおよびＴｉを添加するが、ＮｂおよびＴｉは鋼が高温
から冷却されることによってＴｉＮ、ＮｂＣ、ＴｉＣの順に析出される。そのために、強
度および再結晶温度の上昇効果がより大きく現れる。本発明では、成分系が与えられる時
、ＴｉＮ、ＮｂＣ、ＴｉＣの含有量の計算と各析出物の相対的効果を考慮して析出物の形
成程度と比例する析出指数を開発した。つまり、析出指数は、析出物の形成程度と比例す
ることができる。析出指数から再結晶温度の上昇および強度の上昇効果を得るための成分
系の適切性を一次的に検証することができる。
から冷却されることによってＴｉＮ、ＮｂＣ、ＴｉＣの順に析出される。そのために、強
度および再結晶温度の上昇効果がより大きく現れる。本発明では、成分系が与えられる時
、ＴｉＮ、ＮｂＣ、ＴｉＣの含有量の計算と各析出物の相対的効果を考慮して析出物の形
成程度と比例する析出指数を開発した。つまり、析出指数は、析出物の形成程度と比例す
ることができる。析出指数から再結晶温度の上昇および強度の上昇効果を得るための成分
系の適切性を一次的に検証することができる。
【0057】
本発明の一実施形態による耐熱性および成形性に優れた冷延鋼板は、降伏強度が４５０
ＭＰａ以上であり得、延伸率が４％以上であり得る。また、冷延鋼板の表面にアルミニウ
ムまたは亜鉛メッキ層が形成されたメッキ鋼板であり得る。
ＭＰａ以上であり得、延伸率が４％以上であり得る。また、冷延鋼板の表面にアルミニウ
ムまたは亜鉛メッキ層が形成されたメッキ鋼板であり得る。
【0058】
本発明の一実施形態による耐熱性および成形性に優れた冷延鋼板の製造方法は、スラブ
を加熱する段階；スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階；熱延鋼板を冷間圧延し
て冷延鋼板を製造する段階；および冷延鋼板を５００℃～ＲＳの温度で焼鈍する段階；を
含む。
を加熱する段階；スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階；熱延鋼板を冷間圧延し
て冷延鋼板を製造する段階；および冷延鋼板を５００℃～ＲＳの温度で焼鈍する段階；を
含む。
【0059】
以下、各段階別に具体的に説明する。
【0060】
まず、スラブを加熱する。
スラブの合金組成については前述した冷延鋼板で説明したため、重複する説明は省略す
る。耐熱性および成形性に優れた冷延鋼板の製造過程で合金成分が実質的に変動しないた
め、冷延鋼板の合金組成とスラブの合金組成は実質的に同一である。
スラブの合金組成については前述した冷延鋼板で説明したため、重複する説明は省略す
る。耐熱性および成形性に優れた冷延鋼板の製造過程で合金成分が実質的に変動しないた
め、冷延鋼板の合金組成とスラブの合金組成は実質的に同一である。
【0061】
スラブの加熱温度は、１２００℃以上になることができる。鋼中に存在する析出物を大
部分再固溶させなければならないため、１２００℃以上の温度が必要になり得る。より具
体的にスラブ加熱温度は１２５０℃以上になることができる。
部分再固溶させなければならないため、１２００℃以上の温度が必要になり得る。より具
体的にスラブ加熱温度は１２５０℃以上になることができる。
【0062】
次に、スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する。
この時、仕上げ圧延温度は、Ａｒ３以上であり得る。
この時、仕上げ圧延温度は、Ａｒ３以上であり得る。
【0063】
Ａｒ３温度は、下記式で計算され得る。
Ａｒ３温度＝９１０－（３１０ｘ［Ｃ］）－（８０ｘ［Ｍｎ］）－（２０ｘ［Ｃｕ］）
－（１５ｘ［Ｃｒ］）－（５５ｘ［Ｎｉ］）－（８０ｘ［Ｍｏ］）－（０．３５ｘ（２５
．４－８））
この時、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、［Ｍｏ］は、各元素の重
量％である。
Ａｒ３温度＝９１０－（３１０ｘ［Ｃ］）－（８０ｘ［Ｍｎ］）－（２０ｘ［Ｃｕ］）
－（１５ｘ［Ｃｒ］）－（５５ｘ［Ｎｉ］）－（８０ｘ［Ｍｏ］）－（０．３５ｘ（２５
．４－８））
この時、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、［Ｍｏ］は、各元素の重
量％である。
【0064】
これはオーステナイト単相領域で圧延を行うためである。
【0065】
熱延鋼板を製造する段階の後、熱延鋼板を５５０～７５０℃で巻き取る段階をさらに含
むことができる。５５０℃以上で巻き取ることによって固溶された状態で残っているＮを
ＡｌＮで追加的に析出させることができるため、優れた耐時効性を確保することができる
。５５０℃未満で巻き取る場合にはＡｌＮで析出されずに残っている固溶Ｎにより加工性
が落ちる危険がある。７５０℃以上で巻き取る場合には結晶粒が粗大化されて冷間圧延性
を落とす要因になり得る。
むことができる。５５０℃以上で巻き取ることによって固溶された状態で残っているＮを
ＡｌＮで追加的に析出させることができるため、優れた耐時効性を確保することができる
。５５０℃未満で巻き取る場合にはＡｌＮで析出されずに残っている固溶Ｎにより加工性
が落ちる危険がある。７５０℃以上で巻き取る場合には結晶粒が粗大化されて冷間圧延性
を落とす要因になり得る。
【0066】
熱延鋼板を製造する段階の後、熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を製造する。この時、
圧下率は５０～９５％であり得る。前記圧下率は、冷延鋼板の最終厚さを決定するもので
あって、圧下率５０％未満である場合に最終目標厚さを確保することが難しく、９５％を
超える場合、圧延負荷が大きくて冷間圧延が難しいこともある。
圧下率は５０～９５％であり得る。前記圧下率は、冷延鋼板の最終厚さを決定するもので
あって、圧下率５０％未満である場合に最終目標厚さを確保することが難しく、９５％を
超える場合、圧延負荷が大きくて冷間圧延が難しいこともある。
【0067】
冷延鋼板を製造する段階の後、冷延鋼板を５００℃～ＲＳの温度で焼鈍する。この時の
焼鈍は回復焼鈍を意味し得る。また、ＲＳは、再結晶開始温度であり、再結晶粒の面積分
率が５面積％である温度と定義する。前記ＲＳは、冷間圧延された冷延鋼板の焼鈍温度に
応じた再結晶粒分率を測定することによって確認することができる。再結晶焼鈍温度以下
の温度で回復焼鈍することによって冷間圧延時に蓄積された転位が相当量除去される。こ
れによって、延伸率が向上する。過度に低い温度で焼鈍する場合には、冷間圧延時にでき
た転位が十分になくならず、軟性が落ちることがある。反面、ＲＳ以上で焼鈍する場合に
は、再結晶により延伸率は大きく向上するが、強度が急激に落ちることがある。より具体
的に、焼鈍温度は６００～８００℃であり得る。
焼鈍は回復焼鈍を意味し得る。また、ＲＳは、再結晶開始温度であり、再結晶粒の面積分
率が５面積％である温度と定義する。前記ＲＳは、冷間圧延された冷延鋼板の焼鈍温度に
応じた再結晶粒分率を測定することによって確認することができる。再結晶焼鈍温度以下
の温度で回復焼鈍することによって冷間圧延時に蓄積された転位が相当量除去される。こ
れによって、延伸率が向上する。過度に低い温度で焼鈍する場合には、冷間圧延時にでき
た転位が十分になくならず、軟性が落ちることがある。反面、ＲＳ以上で焼鈍する場合に
は、再結晶により延伸率は大きく向上するが、強度が急激に落ちることがある。より具体
的に、焼鈍温度は６００～８００℃であり得る。
【0068】
また、５００℃～ＲＳの温度での焼鈍時間は１０～３００秒であり得る。より具体的に
は２０～６０秒であり得る。焼鈍時間が過度に短ければ転位が除去され難いという短所が
あり、反面、焼鈍時間が過度に長ければ再結晶分率が増加して軟質化される短所がある。
は２０～６０秒であり得る。焼鈍時間が過度に短ければ転位が除去され難いという短所が
あり、反面、焼鈍時間が過度に長ければ再結晶分率が増加して軟質化される短所がある。
【0069】
一方、前記焼鈍工程は、バッチ焼鈍または連続焼鈍工程であり得る。
【0070】
また、前記焼鈍後には、２％以下の修正圧延を実施して形状を校正することができるが
、修正圧延をしなくても物性の実現が可能である。
、修正圧延をしなくても物性の実現が可能である。
【実施例】
【0071】
以下、実施例を通じて本発明をより詳細に説明する。しかし、このような実施例は、単
に本発明を例示するためのものであり、本発明がこれに限定されるのではない。
に本発明を例示するためのものであり、本発明がこれに限定されるのではない。
【0072】
下記表１の組成を有する鋼を製造し、成分は実績数値を表記したものである。このよう
な表１の組成を有する鋼スラブを１２５０℃で再加熱し、９００℃以上で熱間圧延を実施
し、６５０℃で巻き取り、７０％の圧下率で冷間圧延した。
な表１の組成を有する鋼スラブを１２５０℃で再加熱し、９００℃以上で熱間圧延を実施
し、６５０℃で巻き取り、７０％の圧下率で冷間圧延した。
【0073】
【表1】
【0074】
製造された冷延鋼板に対して下記表２のようにＲＳ（再結晶開始温度）を測定した。前
記再結晶開始温度は、再結晶粒の面積分率が５面積％である温度で決定する。再結晶温度
を考慮して焼鈍温度を設定して焼鈍を実施、焼鈍鋼板を製造した。鋼成分が異なるため、
再結晶開始温度の差があることを確認することができる。
記再結晶開始温度は、再結晶粒の面積分率が５面積％である温度で決定する。再結晶温度
を考慮して焼鈍温度を設定して焼鈍を実施、焼鈍鋼板を製造した。鋼成分が異なるため、
再結晶開始温度の差があることを確認することができる。
【0075】
【表2】
【0076】
製造された前記焼鈍鋼板に対して析出指数、再結晶の面積分率、転位密度、降伏強度、
延伸率、時効性、耐熱性を計算および測定して下記表３に示した。
延伸率、時効性、耐熱性を計算および測定して下記表３に示した。
【0077】
析出指数は、下記式１を通じて計算した。
【0078】
［式１］
析出指数＝［Ｍｉｎ（［Ｔｉ］、［Ｎ］）＋４ｘＭｉｎ（［Ｎｂ］、［Ｃ］）＋２ｘＭ
ｉｎ（［Ｔｉ］－［Ｎ］、［Ｃ］－［Ｎｂ］）］ｘ１０４
析出指数＝［Ｍｉｎ（［Ｔｉ］、［Ｎ］）＋４ｘＭｉｎ（［Ｎｂ］、［Ｃ］）＋２ｘＭ
ｉｎ（［Ｔｉ］－［Ｎ］、［Ｃ］－［Ｎｂ］）］ｘ１０４
【0079】
式１で、［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｎｂ］、［Ｃ］は、各成分含有量の重量％を原子量で割
った値である。Ｍｉｎ（Ａ、Ｂ）は、ＡとＢのうち小さい値を意味し、Ｍｉｎ（Ａ、Ｂ）
が負の値である場合、０で計算した。
った値である。Ｍｉｎ（Ａ、Ｂ）は、ＡとＢのうち小さい値を意味し、Ｍｉｎ（Ａ、Ｂ）
が負の値である場合、０で計算した。
【0080】
具体的に、［Ｔｉ］は（Ｔｉの含有量）／４７．８６７、［Ｎ］は（Ｎの含有量）／１
４．００７、［Ｎｂ］は（Ｎｂの含有量）／９２．９０６、［Ｃ］は（Ｃの含有量）／１
２．０１１で計算した。
４．００７、［Ｎｂ］は（Ｎｂの含有量）／９２．９０６、［Ｃ］は（Ｃの含有量）／１
２．０１１で計算した。
【0081】
焼鈍後、再結晶粒の面積分率は、鋼板断面の光学微細組織観察結果から測定した。図１
は本発明の一実施形態の光学微細組織の観察結果の写真である。図１で球状の明るい領域
が再結晶された部分である。その面積分率を求めた。
は本発明の一実施形態の光学微細組織の観察結果の写真である。図１で球状の明るい領域
が再結晶された部分である。その面積分率を求めた。
【0082】
転位密度は、ＸＲＤ（Ｘ－ｒａｙ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）を通じて測定し、測定さ
れたピーク（Ｐｅａｋ）の幅の変化から測定した。
れたピーク（Ｐｅａｋ）の幅の変化から測定した。
【0083】
降伏強度および延伸率は、常温引張試験を通じて測定し、圧延方向の板状試片を引張試
験して測定した。
験して測定した。
【0084】
時効に対する健全性を確認するために１００℃で１時間維持して降伏強度が３０ＭＰａ
以下上昇時には良好、超過上昇時には不良と表示した。
以下上昇時には良好、超過上昇時には不良と表示した。
【0085】
耐熱性は、６５０℃で１０分間維持後、５００ＭＰａ以上の降伏強度を有する場合は良
好、未満である場合は不良と表示した。
好、未満である場合は不良と表示した。
【0086】
【表3】
【0087】
前記表３の開発鋼１～１０は、１０以上の析出指数を有し、前記表２のように冷延鋼板
に対して５００℃～ＲＳの温度で焼鈍時、再結晶粒の面積分率が５％以下である。再結晶
粒の面積分率が低くて降伏強度が５００ＭＰａに高いにもかかわらず、転位密度が１．０
Ｘ１０１５／ｍ２以下に低くて延伸率が４％以上に構造材として強度と加工性が同時に確
保される。また時効性および耐熱性が良好で高強度耐熱素材として特性を全て充足する。
に対して５００℃～ＲＳの温度で焼鈍時、再結晶粒の面積分率が５％以下である。再結晶
粒の面積分率が低くて降伏強度が５００ＭＰａに高いにもかかわらず、転位密度が１．０
Ｘ１０１５／ｍ２以下に低くて延伸率が４％以上に構造材として強度と加工性が同時に確
保される。また時効性および耐熱性が良好で高強度耐熱素材として特性を全て充足する。
【0088】
比較鋼１は、開発鋼１と成分系が同一であるが、焼鈍温度が５００℃未満に非常に低く
製造した。その結果、再結晶粒の面積分率が０％に再結晶が全く起きず、転位密度が１４
．２Ｘ１０１４／ｍ２に非常に高くて降伏強度は６５０ＭＰａ以上に高いが、延伸率が２
％未満に非常に低くて加工が難しい。
製造した。その結果、再結晶粒の面積分率が０％に再結晶が全く起きず、転位密度が１４
．２Ｘ１０１４／ｍ２に非常に高くて降伏強度は６５０ＭＰａ以上に高いが、延伸率が２
％未満に非常に低くて加工が難しい。
【0089】
比較鋼２～３も、成分系は開発鋼１と同一であるが、焼鈍温度が６８０℃以上に再結晶
開始温度を超えて製造された。これによって、再結晶粒の面積分率が１０％以上に高くて
転位密度が３Ｘ１０１４／ｍ２未満に低くて延伸率は１０％以上に高いが、降伏強度が４
５０ＭＰａ以下に低くて構造材として使用するには強度が不足する。
開始温度を超えて製造された。これによって、再結晶粒の面積分率が１０％以上に高くて
転位密度が３Ｘ１０１４／ｍ２未満に低くて延伸率は１０％以上に高いが、降伏強度が４
５０ＭＰａ以下に低くて構造材として使用するには強度が不足する。
【0090】
比較鋼４は、Ｃの含有量が０．００１１％に非常に低い。これによって、炭化物として
析出され得るＣ含有量が低くて析出指数が６．４に非常に低く、再結晶開始温度が６１０
℃に低い。その結果、焼鈍を再結晶温度以下で行う場合に製造直後に降伏強度や延伸率は
適正水準が確保されるが、６５０℃で熱処理時に再結晶が起きることによって降伏強度が
大きく落ちて耐熱性が不良である。
析出され得るＣ含有量が低くて析出指数が６．４に非常に低く、再結晶開始温度が６１０
℃に低い。その結果、焼鈍を再結晶温度以下で行う場合に製造直後に降伏強度や延伸率は
適正水準が確保されるが、６５０℃で熱処理時に再結晶が起きることによって降伏強度が
大きく落ちて耐熱性が不良である。
【0091】
反面、比較鋼５は、Ｃの含有量が高くて析出指数が高く、再結晶開始温度も高くて強度
、延伸率、耐熱性の全てが良好であるが、析出されずに残る固溶Ｃにより時効性が不良で
ある。時効性が不良である場合には時効により延伸率が漸次に減少して加工が困難になる
。
、延伸率、耐熱性の全てが良好であるが、析出されずに残る固溶Ｃにより時効性が不良で
ある。時効性が不良である場合には時効により延伸率が漸次に減少して加工が困難になる
。
【0092】
比較鋼６は、Ｍｎが１％以上に非常に高い。Ｍｎの添加により固溶強化による強度の上
昇効果が現れて降伏強度が６００ＭＰａ以上に高い。しかし、延伸率が４％未満に低くて
過度なＭｎの添加は避けなければならない。
昇効果が現れて降伏強度が６００ＭＰａ以上に高い。しかし、延伸率が４％未満に低くて
過度なＭｎの添加は避けなければならない。
【0093】
比較鋼７は、Ｍｎの含有量が低い場合である。他の物性は満足するが、熱延脆性が発生
するという短所があった。
するという短所があった。
【0094】
比較鋼８～９は、Ｐの含有量が０．０１５％以上に高い。Ｐの含有量が増加することに
よって降伏強度の上昇効果が現れることを確認できる。Ｐは少量の添加にも大きい強度向
上効果を得ることができる元素であるが、過多に添加時、常温脆性が増加して延伸率が落
ちる。０．０１５％以上添加時、延伸率が４％未満に減少することを確認することができ
るため、加工性の側面からＰの含有量は０．０１％未満が好ましい。
よって降伏強度の上昇効果が現れることを確認できる。Ｐは少量の添加にも大きい強度向
上効果を得ることができる元素であるが、過多に添加時、常温脆性が増加して延伸率が落
ちる。０．０１５％以上添加時、延伸率が４％未満に減少することを確認することができ
るため、加工性の側面からＰの含有量は０．０１％未満が好ましい。
【0095】
比較鋼１０は、Ｎが０．０１％を超えて多量添加された。Ｎは、高温でＴｉと結合して
ＴｉＮで析出されるが、Ｎが過多な場合、Ｔｉが相対的に不足してＮが固溶状態で残存す
ることがある。このような理由で比較鋼９は、時効が発生する短所がある。ＴｉＮも析出
物として再結晶温度を増加させて耐熱性を高めるのに寄与するが、他の析出物に比べてそ
の効果が相対的に小さく、ＴｉＮの析出量増加はＴｉＣの析出量減少をもたらすため、Ｎ
の含有量は０．０１％を超えないことが好ましい。
ＴｉＮで析出されるが、Ｎが過多な場合、Ｔｉが相対的に不足してＮが固溶状態で残存す
ることがある。このような理由で比較鋼９は、時効が発生する短所がある。ＴｉＮも析出
物として再結晶温度を増加させて耐熱性を高めるのに寄与するが、他の析出物に比べてそ
の効果が相対的に小さく、ＴｉＮの析出量増加はＴｉＣの析出量減少をもたらすため、Ｎ
の含有量は０．０１％を超えないことが好ましい。
【0096】
比較鋼１１は、Ｎｂの含有量が０．０１％未満に非常に小さくて析出指数が１０未満で
ある。Ｎｂは、ＮｂＣとして析出して結晶粒の大きさを減らし、再結晶温度を向上させる
に大きく寄与するが、比較鋼１１の場合、Ｎｂの量が小さくてその効果が微々である。そ
の結果、再結晶開始温度が６２０℃に低い。低い再結晶温度により高温熱処理時に再結晶
が起きて耐熱性が不良であることを確認できる。
ある。Ｎｂは、ＮｂＣとして析出して結晶粒の大きさを減らし、再結晶温度を向上させる
に大きく寄与するが、比較鋼１１の場合、Ｎｂの量が小さくてその効果が微々である。そ
の結果、再結晶開始温度が６２０℃に低い。低い再結晶温度により高温熱処理時に再結晶
が起きて耐熱性が不良であることを確認できる。
【0097】
反面、比較鋼１２は、Ｎｂ含有量が過度に多くて延伸率が３．８％に小さい方である。
また、工程時に熱間圧延の負荷を過度に増
加させたことを確認することができた。
また、工程時に熱間圧延の負荷を過度に増
加させたことを確認することができた。
【0098】
比較鋼１３は、Ｔｉの含有量が０．０１％未満に小さい。前記で記述した通り、Ｔｉは
、ＴｉＮおよびＴｉＣで析出して再結晶向上に寄与するが、その量が微々である場合、そ
の効果が低下して耐熱性が落ちる。またＮをＴｉＮとして十分に析出させることができず
、Ｎが固溶状態で残って時効が発生したことを確認できる。
、ＴｉＮおよびＴｉＣで析出して再結晶向上に寄与するが、その量が微々である場合、そ
の効果が低下して耐熱性が落ちる。またＮをＴｉＮとして十分に析出させることができず
、Ｎが固溶状態で残って時効が発生したことを確認できる。
【0099】
本発明は、前記実施形態に限定されるのではなく、互いに異なる多様な形態に製造可能
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は、本発明の技術的な思
想や必須の特徴を変更することなく他の具体的な形態に実施可能であることを理解できる
はずである。したがって、以上で記述した実施形態は、全ての面で例示的なものであり、
限定的なものではないと理解しなければならない。
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は、本発明の技術的な思
想や必須の特徴を変更することなく他の具体的な形態に実施可能であることを理解できる
はずである。したがって、以上で記述した実施形態は、全ての面で例示的なものであり、
限定的なものではないと理解しなければならない。
【図1】