特表2024-530038 | 知財ポータル「IP Force」

知財求人 - 知財ポータルサイト「IP Force」

▶ ポスコカンパニーリミテッドの特許一覧

特表2024-530038成形性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法

書誌要約請求の範囲詳細な説明課題実施例実施するための形態図面の説明

目に優しい文字サイズ小中大 PDF Top

< >

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】公表特許公報(A)

(11)【公表番号】

(43)【公表日】2024-08-14

(54)【発明の名称】成形性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法

(51)【国際特許分類】

C22C 38/00 20060101AFI20240806BHJP

C21D 9/46 20060101ALI20240806BHJP

C22C 38/60 20060101ALI20240806BHJP

【ＦＩ】

C22C38/00 301W

C21D9/46 T

C22C38/60

【審査請求】有

【予備審査請求】未請求

(21)【出願番号】P 2024507911

(86)(22)【出願日】2022-08-01

(85)【翻訳文提出日】2024-02-07

(86)【国際出願番号】 KR2022011282

(87)【国際公開番号】W WO2023018081

(87)【国際公開日】2023-02-16

(31)【優先権主張番号】10-2021-0104554

(32)【優先日】2021-08-09

(33)【優先権主張国・地域又は機関】KR

(81)【指定国・地域】

(71)【出願人】

【識別番号】522492576

【氏名又は名称】ポスコカンパニーリミテッド

(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

(72)【発明者】

【氏名】ソン、テ－ジン

(72)【発明者】

【氏名】フル、ウォン

【テーマコード（参考）】

4K037

【Ｆターム（参考）】

4K037EA01

4K037EA02

4K037EA05

4K037EA06

4K037EA11

4K037EA15

4K037EA16

4K037EA17

4K037EA18

4K037EA19

4K037EA23

4K037EA25

4K037EA27

4K037EA28

4K037EA31

4K037EB09

4K037FA02

4K037FA03

4K037FB08

4K037FC03

4K037FC04

4K037FD04

4K037FE01

4K037FE05

4K037FF01

4K037FF02

(57)【要約】

本発明は、自動車のシャーシ構造部材等に好適に適用可能な熱延鋼板に関し、より詳細には、成形性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法に関する。

【特許請求の範囲】

【請求項1】

【請求項2】

前記熱延鋼板は、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１～０．１％及びボロン（Ｂ）：０．０００５～０．００５％のうち１種以上をさらに含む、請求項１に記載の成形性に優れた高強度熱延鋼板。

【請求項3】

前記第２相の全分率のうち、ＭＡ相の割合が３０％未満である、請求項１に記載の成形性に優れた高強度熱延鋼板。

【請求項4】

前記熱延鋼板は、フェライト及び炭化物のうち１種以上を面積分率５％未満含む、請求項１に記載の成形性に優れた高強度熱延鋼板。

【請求項5】

前記熱延鋼板は、７５０ＭＰａ以上の降伏強度、９８０ＭＰａ以上の引張強度、９％以上の伸び率を有する、請求項１に記載の成形性に優れた高強度熱延鋼板。

【請求項6】

前記熱延鋼板は、３０％以上の穴拡げ率を有する、請求項１に記載の成形性に優れた高強度熱延鋼板。

【請求項7】

重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．１７％、シリコン（Ｓｉ）：０．０１～１．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．５～３．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．１％、クロム（Ｃｒ）：２．０％以下（０％を含む）、モリブデン（Ｍｏ）：２．０％以下（０％を含む）、チタン（Ｔｉ）：０．０１～０．１５％、リン（Ｐ）：０．００１～０．０５％、硫黄（Ｓ）：０．０００１～０．０５％、窒素（Ｎ）：０．０００１～０．０２％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１を満たす鋼スラブを１１００～１３５０℃の温度範囲で再加熱する段階と、
前記再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と、
前記熱延鋼板をＢｓ以下の温度まで７０℃／ｓ以上の冷却速度で１次冷却する段階と、
前記１次冷却後、（Ｂｓ＋Ｍｓ）／２以上の温度まで２０℃／ｓ以下の冷却速度で２次冷却する段階と、
前記２次冷却後、Ｍｓ－２０℃～５００℃の温度範囲まで３０℃／ｓ以上の冷却速度で３次冷却する段階と、
前記３次冷却された温度範囲で巻き取る段階と、を含み、
前記熱間圧延時に７５０～１１５０℃の温度範囲内で下記関係式２を満たすように仕上げ熱間圧延を行い、最終２パス（ｐａｓｓ）の総圧下量が１０～４０％であることを特徴とする、成形性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
［関係式１］
（１．５×［Ｓｉ］＋１．２×［Ｃｒ］＋０．７×［Ｍｏ］＋８．０×［Ｔｉ］）／［Ｃ］＞２０
（関係式１において、各元素は重量含量を意味する。）
［関係式２］
８００≦Ｄｕ≦１１０６
（関係式２において、Ｄｕは、熱間圧延後１次冷却直前のオーステナイトの有効結晶粒度を示す指標であって、Ｄｕ＝ＦＤＴ＋（７．３５×［Ｃ］）－（２４．７×［Ｓｉ］）－（４．７×［Ｍｎ］）－（３．９×［Ｃｒ］）－（５．２×［Ｍｏ］）－（５６０×［Ｔｉ］）－（１１１０×［Ｎｂ］）で表され、ＦＤＴは圧延終了温度（℃）を意味し、各元素は重量含量を意味する。）

【請求項8】

前記鋼スラブは、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１～０．１％及びボロン（Ｂ）：０．０００５～０．００５％のうち１種以上をさらに含む、請求項７に記載の成形性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。

【請求項9】

前記２次冷却する段階は、下記関係式３を満たす時間（ｔｓ）の間行うことを特徴とする、請求項７に記載の成形性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
［関係式３］
０．１≦ｅｘｐ（－ｋ（Ｔ）×（ｔｓ）^２）≦０．３
（前記ｋ（Ｔ）は次式で表され、各元素は重量含量である。そして、下記式において、Ｔ１は１次冷却終了温度（℃）、Ｔ２は２次冷却終了温度（℃）の数値を示す。）

【数1】

【請求項10】

前記巻取り後に常温まで最終冷却する段階をさらに含む、請求項７に記載の成形性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。

【請求項11】

前記最終冷却後に酸洗及び塗油する段階をさらに含む、請求項１０に記載の成形性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。

【請求項12】

前記酸洗及び塗油後に溶融亜鉛めっきする段階をさらに含む、請求項１１に記載の成形性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

【背景技術】

【0002】

最近、地球温暖化を低減するために、自動車市場の主流である内燃機関自動車から電気自動車などの環境にやさしい車両への転換が急速に行われている。

【0003】

内燃機関自動車から電気自動車などに転換されるにつれて、自動車を構成する部品の種類も変化し、自動車の重量にも変化が見られる。例えば、同じモデルで発売された内燃機関自動車と電気自動車の重量を比較すると、電気自動車の重量が内燃機関自動車に比べて、ほぼバッテリ重量分だけ増加することが知られている。

【0004】

一方、自動車のシャーシ部品は車体を支持する役割を果たし、走行中に路面の振動と衝撃を吸収して乗り心地と走行安定性を確保する上で重要な部品である。自動車の重量が増加すると、上記シャーシ部品に印加される疲労荷重が高くなるため、電気自動車などのシャーシ部品に適用される鋼材は疲労強度に優れることが要求される。

【0005】

鋼材の疲労強度は引張強度及び降伏強度に比例するため、電気自動車などのシャーシ部品用途に適用される鋼材は、引張強度と降伏強度を向上させる必要がある。

【0006】

また、シャーシ部品はプレス成形により製造されるため、疲労強度を向上させるための引張強度及び降伏強度の向上に加えて、プレス成形に適した伸び率及び穴拡げ性などの成形性の確保が求められる。

【0007】

これまで熱延鋼板の強度と成形性を向上させるための様々な技術が提案されてきた。

【0008】

一例として、特許文献１では、鋼の微細組織をベイニティック（ｂａｉｎｉｔｉｃ）フェライト９０％以上に形成し、穴拡げ性の向上のためにマルテンサイトとベイナイトの分率をそれぞれ５％以下に制御する方法を開示している。このような特許文献１によれば、熱延鋼板の引張強度は９８０ＭＰａ以上、穴拡げ性は７０％以上を確保できることが開示されているのに対し、プレス成形に要求される伸び率の向上に関しては開示されていない。

【0009】

したがって、電気自動車のような環境にやさしい車両等におけるシャーシ部品の走行安定性を確保するためには、引張強度と降伏強度が高く疲労寿命に優れるだけでなく、プレス成形が容易であるように伸び率及び穴拡げ性などの成形性に優れた鋼材の開発が必要な実情である。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0010】

【特許文献1】日本国特開２００８－２５５４８４号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0011】

本発明の一課題は、強度が高く疲労性能に優れるだけでなく、成形性に優れた熱延鋼板及びその製造方法を提供することである。

【0012】

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、本明細書の内容全体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、本発明の更なる課題を理解する上で何ら困難がない。

【課題を解決するための手段】

【0013】

本発明の一実施形態は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．１７％、シリコン（Ｓｉ）：０．０１～１．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．５～３．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．１％、クロム（Ｃｒ）：２．０％以下（０％を含む）、モリブデン（Ｍｏ）：２．０％以下（０％を含む）、チタン（Ｔｉ）：０．０１～０．１５％、リン（Ｐ）：０．００１～０．０５％、硫黄（Ｓ）：０．０００１～０．０５％、窒素（Ｎ）：０．０００１～０．０２％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１を満たし、
微細組織が面積分率７０～９０％のアシキュラーフェライト又はベイニティックフェライトの基地組織と、低温ベイナイト、テンパードマルテンサイト及びＭＡ相のうち１種以上の第２相で構成される成形性に優れた高強度熱延鋼板を提供する。

【0014】

［関係式１］
（１．５×［Ｓｉ］＋１．２×［Ｃｒ］＋０．７×［Ｍｏ］＋８．０×［Ｔｉ］）／［Ｃ］＞２０
（関係式１において、各元素は重量含量を意味する。）

【0015】

本発明の他の一実施形態は、上述の合金組成及び関係式１を満たす鋼スラブを１１００～１３５０℃の温度範囲で再加熱する段階と、上記再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と、上記熱延鋼板をＢｓ以下の温度まで７０℃／ｓ以上の冷却速度で１次冷却する段階と、上記１次冷却後、（Ｂｓ＋Ｍｓ）／２以上の温度まで２０℃／ｓ以下の冷却速度で２次冷却する段階と、上記２次冷却後、Ｍｓ－２０℃～５００℃の温度範囲まで３０℃／ｓ以上の冷却速度で３次冷却する段階と、上記３次冷却された温度範囲で巻き取る段階と、を含み、
上記熱間圧延時に７５０～１１５０℃の温度範囲内で下記関係式２を満たすように仕上げ熱間圧延を行い、最終２パス（ｐａｓｓ）の総圧下量が１０～４０％であることを特徴とする成形性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法を提供する。

【0016】

［関係式２］
８００≦Ｄｕ≦１１０６
（関係式２において、Ｄｕは熱間圧延後、１次冷却直前のオーステナイトの有効結晶粒度を示す指標であって、Ｄｕ＝ＦＤＴ＋（７．３５×［Ｃ］）－（２４．７×［Ｓｉ］）－（４．７×［Ｍｎ］）－（３．９×［Ｃｒ］）－（５．２×［Ｍｏ］）－（５６０×［Ｔｉ］）－（１１１０×［Ｎｂ］）で表され、ＦＤＴは圧延終了温度（℃）を意味し、各元素は重量含量を意味する。）

【発明の効果】

【0017】

本発明によれば、高強度を有しながらも成形に優れた鋼板を提供することができる。このような本発明の鋼材は、自動車のシャーシ構造部材等に適した効果がある。

【図面の簡単な説明】

【0018】

【図1】本発明の一実施例による熱延鋼板の第２相のサイズに応じた第２相の相種類を分類して示したグラフである。

【図2】本発明の一実施例による発明例（ａ）と比較例（ｂ）の微細組織観察写真を示したものである。

【発明を実施するための形態】

【0019】

従来のシャーシ部品等に適用される高強度熱延鋼板は、炭窒化物形成元素であるＴｉ、Ｎｂ、Ｖ等を多量添加し、６００℃付近の高温域で巻き取り、フェライト基地組織内に微細な炭窒化物の析出を誘導することにより、降伏強度と伸び率及び穴拡げ性に同時に優れた析出強化鋼が広く適用されてきた。しかし、高温巻取時にフェライト粒界に粒界炭化物が形成されると、亀裂伝播に対する抵抗性が劣るだけでなく、部品への成形中、剪断成形のように局部的な微細欠陥の生成が不可避な工程では、微細亀裂が鋼の内部に容易に伝播し、成形クラックが発生するという問題がある。

【0020】

クラックの伝播を誘発する剪断応力は素材の強度に比例して増加するため、剪断成形時に発生し得るクラックの危険度は引張強度９８０ＭＰａ級素材で急激に増加するものと予想される。

【0021】

そこで、本発明の発明者らは、低温変態組織を活用して低い温度での巻取り工程においても高強度を有する複合組織熱延鋼板を開発すべく鋭意研究した。

【0022】

一般的に、低温変態組織は、剪断変態（ＤｉｓｐｌａｃｉｖｅＰｈａｓｅＴｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ）によって生成された微細組織を指す用語であり、代表的な相（ｐｈａｓｅ）としてはベイナイトとマルテンサイトを含む。

【0023】

ベイナイトは、拡散を伴わない剪断変態により生成されたベイニティックフェライト（ｂａｉｎｉｔｉｃｆｅｒｒｉｔｅ）、及び以後に炭素のような侵入型合金元素の拡散により生成される２次生成物で構成された複合組織に定義することができる。ベイニティックフェライトの剪断変態中に生じる剪断変形量を吸収するために、組織内に多量の転位が生成されるが、ベイニティックフェライトの内部に生成された転位は、ベイナイト変態が進行する常温以上の温度域で保持される間、回復（ｒｅｃｏｖｅｒｙ）現象によりその密度が次第に減少する。このとき、回復現象の速度は温度の影響を大きく受けるため、ベイニティックフェライトの内部に存在する転位密度は、ベイナイトの生成及び保持温度によって異なる。したがって、基地組織をベイニティックフェライトとしつつ、ベイナイトの生成温度及び変態時間を調整することにより、相分率と内部の転位密度を調節することにより、熱延鋼材の伸び率と降伏強度を制御することができる。

【0024】

一方、ベイニティックフェライトを生成した後、炭素は固溶度の低いベイニティックフェライトから未変態オーステナイトに拡散し、未変態オーステナイトは、更なるベイナイト変態が発生するか又は２次生成物に変換される。２次生成物は、ベイナイト生成の温度と合金元素の種類に応じて、炭化物、パーライト、マルテンサイト－オーステナイトの複合相（ＭＡ相）などで存在することができ、このような２次生成物の種類に応じて鋼の強度と成形性が異なる。微細に分散された鉄炭化物の場合には、鋼の強度を高めながらも穴拡げ性を劣化させないことが知られているが、パーライトは、鋼の強度と穴拡げ性を同時に劣らせる。また、ＭＡ相は、鋼の強度を向上させる効果には優れるものの、鋼中に過度に存在すると、穴拡げ性を劣化させる。

【0025】

したがって、本発明者らは、ベイナイトの生成温度と変態時間を調節して微細組織の種類及び分率が適正レベルになるように管理することが重要であることを見出し、鋼板の合金組成範囲と熱間圧延及び冷却などの工程条件を最適化して微細組織の基地組織と２次相の種類及び分率を制御することにより、高強度はもちろん、優れた成形性を有する鋼板を提供できることを確認し、本発明を完成するに至った。

【0026】

以下、本発明について詳細に説明する。

【0027】

本発明の一実施形態による成形性に優れた高強度熱延鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．１７％、シリコン（Ｓｉ）：０．０１～１．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．５～３．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．１％、クロム（Ｃｒ）：２．０％以下（０％を含む）、モリブデン（Ｍｏ）：２．０％以下（０％を含む）、チタン（Ｔｉ）：０．０１～０．１５％、リン（Ｐ）：０．００１～０．０５％、硫黄（Ｓ）：０．０００１～０．０５％、窒素（Ｎ）：０．０００１～０．０２％を含むことができる。

【0028】

以下では、本発明で提供する熱延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、本発明で特に断らない限り、各元素の含量は重量を基準とし、組織の割合は面積を基準とする。

【0029】

炭素（Ｃ）：０．０５～０．１７％
炭素（Ｃ）は、鋼を強化させる上で最も経済的でありながらも効果的な元素であり、Ｃの含量が増加するほど冷却中にフェライトの生成を抑制する。

【0030】

本発明において、上記Ｃは、ベイナイト変態中にオーステナイトに拡散してオーステナイトを安定化させることにより、後続の冷却過程で第２相である低温ベイナイト、テンパードマルテンサイト、マルテンサイト－オーステナイト複合相（ＭＡ相）に変態し、鋼の引張強度及び降伏強度を向上させる上で有効である。

【0031】

上記Ｃの含量が０．０５％未満であると、上述した第２相の分率が低くなり高強度の確保が困難になり、一方、その含量が０．１７％を超えると、パーライトの生成が促進されて強度を確保することができず、成形性と溶接性が劣るという問題がある。

【0032】

したがって、本発明において、上記Ｃの含有量は０．０５～０．１７％であってよく、より有利には０．０６％以上、０．１５％以下であってよい。

【0033】

シリコン（Ｓｉ）：０．０１～１．５％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼の硬化能を向上させる元素であって、固溶強化効果により強度を向上させる役割を果たす。また、炭化物の形成を遅らせてパーライトの生成を防止することにより、第２相が低温ベイナイト、テンパードマルテンサイト、ＭＡ相として形成されるようにすることで強度を向上させる。

【0034】

上記Ｓｉの含量が０．０１％未満であると、炭化物が形成され、相対的にＭＡ相の分率が低くなり、引張強度を確保しにくくなる。一方、その含量が１．５％を超えると、スラブ再加熱時に、スラブの表面にＦｅ－Ｓｉ複合酸化物を形成して鋼板の表面品質が劣るだけでなく、溶接性も低下するという問題がある。

【0035】

したがって、本発明において、上記Ｓｉの含有量は０．０１～１．５％であってよく、より有利には０．１％以上、さらに有利には０．３％以上であってよい。また、上記Ｓｉの含有量は１．３％以下であることが有効である。

【0036】

マンガン（Ｍｎ）：１．５～３．０％
マンガン（Ｍｎ）は鋼の硬化能を向上させる元素であって、仕上げ圧延後の冷却中に、フェライトの形成を防止して低温変態組織の形成を容易にする。

【0037】

このようなＭｎの含量が１．５％未満であると、硬化能が不足し、フェライトの分率が過度に増加するという問題がある。一方、その含量が３．０％を超えると、硬化能が大きく増加し、冷却帯でベイナイト変態が円滑に起こらず、本発明において基地組織として得ようとするアシキュラーフェライト又はベイニティックフェライトを十分に形成させるための保持時間が過度に増加し、伸び率が低下する。

【0038】

したがって、本発明において、上記Ｍｎの含有量は１．５～３．０％であってよく、より有利には１．８％以上、２．４％以下であってよい。

【0039】

アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．１％
アルミニウム（Ａｌ）は、溶鋼の脱酸のために添加する元素であって、脱酸後には鋼中に一部存在する。このようなＡｌは、その含量が０．１％を超えると、鋼中に酸化物及び窒化物系介在物の増加を招き、鋼板の成形性を劣化させる。一方、上記Ａｌの含量を０．０１％未満に過度に低減する場合、不要な精錬費用の増加を招き、経済的に不利である。

【0040】

したがって、本発明において、上記Ａｌの含有量は０．０１～０．１％であってよい。

【0041】

クロム（Ｃｒ）：２．０％以下（０％を含む）
クロム（Ｃｒ）は、鋼の硬化能を向上させる元素であって、仕上げ圧延後の冷却中にフェライトの形成を抑制する。また、クロムは炭素との親和力に優れ、炭素の拡散速度を遅らせて、巻取後に未変態オーステナイトへの炭素過濃化を防止することによりパーライトの生成を抑制し、第２相が低温変態相となるように誘導して降伏強度と引張強度の向上に寄与する。

【0042】

このようなＣｒの含量が２．０％を超えると、硬化能が大きく増加し、冷却帯でベイナイト変態が円滑に起こらず、基地組織であるアシキュラーフェライト又はベイニティックフェライトの分率を確保するための保持時間が過度に増加して伸び率を劣化させる。

【0043】

したがって、本発明において、上記Ｃｒの含有量は２．０％以下であってよく、より有利には１．５％以下であってよい。

【0044】

一方、本発明は、上記Ｃｒを含有しなくても意図する物性の確保に大きな無理はないが、上記Ｃｒを添加する場合には最小０．０１％を添加することが有効である。

【0045】

モリブデン（Ｍｏ）：２．０％以下（０％を含む）
モリブデン（Ｍｏ）は鋼の硬化能を向上させる元素であって、固溶強化効果により強度を向上させる役割を果たし、仕上げ圧延後の冷却中にフェライトの形成を抑制する。また、Ｍｏは、炭素の拡散速度を遅らせて巻取後に未変態オーステナイトへの炭素過濃化を防止することにより、パーライトの生成を抑制し、第２相が低温変態相となるようにして降伏強度と引張強度を向上させる。

【0046】

上記Ｍｏの含量が２．０％を超えると、硬化能が大きく増加し、冷却帯でベイナイト変態が円滑に起こらなくなる。そのため、基地組織であるアシキュラーフェライト又はベイニティックフェライトの分率を確保するための保持時間が過度に増加して伸び率が低下する。

【0047】

したがって、本発明において、上記Ｍｏの含有量は２．０％以下であってよく、より有利には１．０％以下、さらに有利には０．５％以下であってよい。

【0048】

一方、本発明は、上記Ｍｏを含有しなくても意図する物性の確保に大きな無理はないが、上記Ｍｏを添加する場合には最小０．０１％を添加することが有効である。

【0049】

チタン（Ｔｉ）：０．０１～０．１５％
チタン（Ｔｉ）は、鋼中に炭窒化物を形成する元素であって、このように析出物の形成を誘導して鋼の強度を確保する用途に広く使用されるが、本発明では、上記Ｔｉが炭素の拡散速度を遅らせてパーライトの生成を防止する効果を得るために添加する。

【0050】

本発明で目的とする効果を十分に得るためには、上記Ｔｉを０．０１％以上含有することが好ましい。但し、その含量が０．１５％を超えると、第２相を構成するＭＡ相の分率が過度になり、穴拡げ性が劣るようになる。

【0051】

したがって、本発明において、上記Ｔｉの含有量は０．０１～０．１５％であってよく、より有利には０．０５％以上、０．１０％以下であってよい。

【0052】

リン（Ｐ）：０．００１～０．０５％
リン（Ｐ）は、鋼中に不可避に含有される不純物であって、偏析により鋼の加工性を阻害する主な原因となる元素である。したがって、その含量をできるだけ低く制御することが好ましい。

【0053】

理論上、上記Ｐはその含量を０％に制限することが有利であるが、上記Ｐの含量を０．００１％未満に制御するためには、過度な製造コストが要求されるため、その下限を０．００１％に設定することができる。但し、その含量が０．０５％を超えると、加工性が低下するおそれがあるため、上記Ｐの上限は０．０５％に制限することができる。

【0054】

硫黄（Ｓ）：０．０００１～０．０５％
硫黄（Ｓ）は、鋼中に不可避に含有される不純物であって、Ｍｎ等と結合して非金属介在物を形成し、そのため、鋼の加工性が低下するという問題がある。したがって、その含量をできるだけ低く制御することが好ましい。

【0055】

理論上、上記Ｓはその含量を０％に制限することが有利であるが、上記Ｓの含量を０．０００１％未満に制御するためには、過度な製造コストが要求されるため、その下限を０．０００１％に設定することができる。但し、その含量が０．０５％を超えると、加工性が低下するおそれがあるため、上記Ｓの上限は０．０５％に制限することができる。

【0056】

窒素（Ｎ）：０．０００１～０．０２％
窒素（Ｎ）は鋼中に不可避に含有される不純物であって、Ａｌ等と結合して窒化物を形成して鋼の加工性を阻害するという問題がある。したがって、その含量をできるだけ低く制御することが好ましい。

【0057】

理論上、上記Ｎはその含量を０％に制限することが有利であるが、上記Ｎの含量を０．０００１％未満に制御するためには、過度な製造コストが要求されるため、その下限を０．０００１％に設定することができる。但し、その含量が０．０２％を超えると、加工性が低下するおそれがあるため、上記Ｎの上限は０．０２％に制限することができる。

【0058】

本発明の熱延鋼板は、上述した合金組成以外に、ニオブ（Ｎｂ）及びボロン（Ｂ）のうち１種以上をさらに含むことができる。

【0059】

ニオブ（Ｎｂ）：０．０１～０．１％
ニオブ（Ｎｂ）は、上記Ｔｉと同様に炭素の拡散速度を遅らせてパーライトの生成を防止する効果がある。しかし、上記Ｔｉに比べて、熱間圧延時に再結晶を遅延させるため、オーステナイト結晶粒の微細化効果が大きく、その含量が０．１％を超える場合には、第２相であるＭＡ相の分率を過度に形成するため、穴拡げ性を劣らせる。

【0060】

一方、上記Ｎｂを添加する場合、その効果を得るためには０．０１％以上を含むことが有利である。

【0061】

ボロン（Ｂ）：０．０００５～０．００５％
ボロン（Ｂ）は、オーステナイト粒界に偏析してフェライトの核生成を遅延させることにより、鋼の硬化能を大きく向上させる元素である。このようなＢの添加は、熱間圧延後の冷却中にフェライトの形成を抑制する効果に優れる。

【0062】

本発明者らは、既によく知られているＢの添加効果に加えて、上記Ｂの添加時にベイナイトの変態速度も遅延することを見出した。すなわち、上記Ｂの添加は、熱間圧延後の冷却時（好ましくは２次冷却時）に発生するアシキュラーフェライト又はベイニティックフェライトの分率に影響を及ぼすため、本発明では上記Ｂを添加することにより２次冷却条件を容易に調節することができる。

【0063】

上記Ｂを添加する場合、その含量が０．０００５％未満であると、フェライトだけでなく、ベイナイトの相変態遅延効果を十分に得ることができない。一方、その含量が０．００５％を超えると、上述の効果が飽和するため、０．００５％以下を含むことが有利である。

【0064】

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する可能性があるため、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、本明細書ではその全ての内容について特に言及しない。

【0065】

上述した合金組成を有する本発明の熱延鋼板は、特定元素の含量関係が下記関係式１を満たすことが好ましい。

【0066】

【0067】

本発明で目標とする強度を確保するためには、低温変態相を意図の通り形成させる必要があり、このため、熱延板の巻取り後にパーライトの生成を抑制しなければならない。パーライトは未変態オーステナイトに濃化した炭素の含量が増加するほど、生成駆動力が増加するため、炭素の拡散速度を遅らせる元素を添加して、炭素の過濃化を防止する必要がある。

【0068】

本発明では、炭素の拡散速度を遅らせる元素として、Ｔｉと共にＣｒ又はＭｏを添加し、これにより未変態オーステナイトの過濃化を防止してパーライトの生成が遅延することを確認した。

【0069】

一方、Ｓｉは、パーライトを構成する鉄炭化物内での固溶度が低いため、炭化物の生成を防止する役割を果たし、結果的に、上述の元素と同様にパーライトの生成を防止する。

【0070】

特に、本発明では、パーライトの生成を防止するＳｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉの合計とパーライトの生成を促進するＣの割合を、上記関係式１のように制御することにより、パーライトの生成を防止しながらも、第２相を低温変態相として確保することで、降伏強度及び引張強度の向上を図ることができる。

【0071】

上述した合金組成と成分関係式（関係式１）を満たす本発明の熱延鋼板は、基地組織としてアシキュラーフェライト又はベイニティックフェライトを含む微細組織を有することができ、上記基地組織は面積分率７０～９０％で含むことが好ましい。

【0072】

本発明の鋼は、熱間圧延後の１次冷却時に、フェライト相変態を回避してＢｓ（ベイナイト変態開始温度）以下の温度に冷却された後、後続する２次冷却中に徐冷することによりベイナイト変態が行われる。この時のベイナイト変態は高温ベイナイト変態域で発生するため、ベイニティックフェライトの生成と炭素の未変態オーステナイトへの拡散現象が発生し、ベイニティックフェライトの内部には炭化物が生成されないという特徴がある。一方、剪断変態で生成されたベイニティックフェライトの内部には多量の転位が存在するが、上記２次冷却と後続の巻取後の回復現象により転位密度が適正レベルに減少するため、鋼板の伸び率が向上するという効果がある。

【0073】

上記Ｂｓ温度以下で生成されたベイニティックフェライトは、極低炭素鋼において過冷却時に生成されるアシキュラーフェライトと、その形状及び性質が類似しているため、本発明では、上記ベイニティックフェライトとアシキュラーフェライトの合計分率で管理することを明らかにする。

【0074】

上記基地組織であるアシキュラーフェライト又はベイニティックフェライトの全分率が７０％未満であると、伸び率の確保が困難になるという問題があり、一方、その分率が９０％を超えると、強度を向上させる役割をする低温変態組織の確保が難しくなるという問題がある。

【0075】

本発明の熱延鋼板は上述した基地組織以外に第２相を含み、上記第２相は低温変態組織、好ましくは、低温ベイナイト、テンパードマルテンサイト及びＭＡ相のうち１種以上であり、面積分率１０～３０％で含むことができる。

【0076】

本発明において熱間圧延後に行われる冷却の際、２次冷却中にベイニティックフェライトの生成とともに未変態オーステナイトへの炭素の拡散が行われるが、未変態オーステナイトは、２次冷却後の追加冷却過程（例えば、巻取り後の冷却過程）で第２相である低温ベイナイト、テンパードマルテンサイト及びＭＡ相に変態する。

【0077】

このように、２次冷却中にベイニティックフェライトが生成されるとき、組織内に分布する未変態オーステナイトは位置別にそのサイズが異なり、第２相の種類も異なるものとなる。相対的にサイズが大きい未変態オーステナイトは、炭素含量が低いため、後続の巻取温度までの冷却中に低温ベイナイトに変態することができ、これよりもサイズが小さいオーステナイトは、より低い温度でマルテンサイトに変態する。上記マルテンサイトは相対的に高い温度域で変態するため、マルテンサイト変態後に焼戻し現象が発生し、最終組織はテンパードマルテンサイトとなる。

【0078】

本発明において、上記低温ベイナイトとテンパードマルテンサイトは共通してラス（ｌａｔｈ）構造内の粒界及び粒内に鉄炭化物を含んでいるため、合計分率で管理することに留意する。

【0079】

一方、２次冷却中、サイズが小さいオーステナイトは、炭素の濃度が最も高いため、巻取直後に低温ベイナイト又はマルテンサイトへの変態が進行せず、最終冷却段階でマルテンサイトに変態するか、又はマルテンサイトに変態しなかった場合にはオーステナイトとして残留することができる。このとき、炭素含量の高いマルテンサイトはラス（ｌａｔｈ）状ではなく板状（Ｐｌａｔｅｔｙｐｅｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）を有する特徴があり、ナイタル（Ｎｉｔａｌ）エッチング時に内部の双晶（Ｔｗｉｎ）組織が明確に観察されないため、低温ベイナイト、テンパードマルテンサイトとは明確に区分できる。

【0080】

このようなＭＡ相は、降伏強度及び引張強度の向上には有効であるが、基地組織であるベイニティックフェライト（又はアシキュラーフェライト）と相（ｐｇａｓｅ）との硬度差が高く、穴拡げ性を劣らせる。

【0081】

したがって、本発明は、降伏強度及び引張強度を確保する観点から、上記第２相を面積分率１０％以上含むことが好ましく、伸び率を同時に確保するために３０％以下に制限することが好ましい。

【0082】

さらに、本発明は、鋼板の穴拡げ性を向上させるための目的で上記第２相中のＭＡ相の割合を制御し、第２相の全面積分率のうち３０％未満の割合でＭＡ相を含むことが好ましい。

【0083】

本発明の熱延鋼板は、上述した基地組織と第２相以外に、その他の組織としてフェライトと炭化物のうち１種以上を含むことができるが、これらは面積分率５％未満に制御されることが好ましい。ここで、フェライトとは粒状フェライトを意味する。

【0084】

熱間圧延後の冷却中に生成されるフェライトは、通常、拡散変態によって生成されるため、強度が低いという特徴がある。本発明は、このようなフェライトの形成量が５％未満である場合、フェライト生成後の残留オーステナイトがベイナイトとマルテンサイトとに変態するときに生成される粒子変形を吸収するために、先に形成されたフェライトが剪断変形を受けるようになるため、フェライト内部の転位密度が高いレベルに保持され、鋼の強度が大きく低下しないことを確認した。しかし、その分率が５％以上であると、鋼の強度が低下するため好ましくない。

【0085】

一方、ベイナイト変態時にオーステナイトへの炭素拡散とともに鉄脱化物が生成されることがある。本発明は、第２相として低温変態組織を活用して強度の向上を図るため、鉄炭化物の生成は第２相の分率の低下を起こす可能性がある。すなわち、鉄炭化物の過度な生成は、本発明で目標とする強化効果を阻害する。但し、鋼中にＴｉとＮｂが存在する場合、合金炭窒化物が形成され得るため、この場合、結晶粒微細化による更なる強化効果が期待できるが、粗大炭化物は鋼の靭性を阻害するため、本発明の熱延鋼板内に存在する炭化物は５％未満であることが好ましい。

【0086】

上述した合金組成と微細組織を有する本発明の熱延鋼板は、降伏強度７５０ＭＰａ以上、引張強度９８０ＭＰａ以上と高強度でありながらも、伸び率が９％以上、穴拡げ率が３０％以上であって、成形性に優れるという特徴がある。

【0087】

以下、本発明の他の一実施形態による成形性に優れた高強度熱延鋼板を製造する方法について詳細に説明する。

【0088】

本発明による熱延鋼板は、本発明で提案する合金組成、関係式１を満たす鋼スラブを［再加熱－熱間圧延－冷却－巻取り］という一連の工程を行うことにより製造することができる。

【0089】

以下では、上記それぞれの工程条件について詳細に説明する。

【0090】

［鋼スラブ再加熱］
本発明では、圧延工程を行う前に、鋼スラブを再加熱して均質化処理する工程を経ることが好ましく、このとき、１１００～１３５０℃の温度範囲で行うことができる。

【0091】

上記鋼スラブの再加熱時の温度が１１００℃未満であると、合金元素の均質化が不十分になるという問題がある。一方、その温度が１３５０℃を超えると、スラブ表面に酸化物が過度に形成され、鋼板の表面品質が低下するおそれがある。

【0092】

［熱間圧延］
上記再加熱された鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板として製造することができ、この時、上記熱間圧延は７５０～１１５０℃の温度範囲で行い、最終２パス（ｐａｓｓ）の総圧下量を１０～４０％に制御することが好ましい。

【0093】

まず、上記熱間圧延時に１１５０℃を超える温度で開始すると、圧延後の鋼板表面に酸化物が過度に形成され、酸洗工程を行っても効果的に制御できず、表面品質が劣化する。一方、７５０℃より低い温度で熱間圧延が行われると、圧延負荷が過度に増加して作業性が低下し、圧延中にフェライトが生成されて異方性が劣るという問題がある。

【0094】

通常、熱間圧延を多段圧延で行う理由は、圧延負荷を低減し、厚さを精密に制御するためである。このような多段圧延で熱間圧延を行う際に、最終２パス（後段２パス）の圧下率の総和が４０％を超えると、最終２パスの圧延負荷が過度となり作業性が低下するという問題がある。一方、最終２パスの圧下率の総和が１０％未満であると、鋼板の温度が急激に低下し、形状不良を誘発するという問題がある。

【0095】

一方、熱間圧延後のオーステナイトの結晶粒度は、合金成分、圧延終了温度及び圧下量の影響を受け、これは、後続する冷却工程におけるフェライトとベイナイトの生成挙動及び最終微細組織に影響を及ぼすことになる。また、本発明において主な構成相である第２相中のＭＡ相の分率は、熱間圧延後にオーステナイト結晶粒により大きな影響を受ける。

【0096】

図１のように、第２相のサイズ（粒度）が小さいほど、第２相の相種類がＭＡ相として存在する傾向を有することが分かる。このような第２相のサイズ（粒度）はベイナイト変態における核生成挙動の影響を受けることもあるが、剪断変態の特性上、第２相のサイズが変態前のオーステナイトのサイズより大きくなることはないため、第２相のサイズを制御するためには、熱間圧延後にオーステナイトの結晶粒度を制御することが有利である。

【0097】

したがって、本発明は、熱間圧延後のオーステナイトの有効結晶粒度を、圧延終了温度（ＦＤＴ）と特定の合金組成との関係として導出し、具体的には、下記関係式２で定義する。下記関係式２によるＤｕの値が８００以上であると、ＭＡ相が適切に形成され、穴拡げ率を３０％以上確保できるのに対し、その値が１１０６を超えると、オーステナイト粒度が粗大化しすぎて、ベイナイト変態を遅延させるため、伸び率が劣るという問題がある。

【0098】

【0099】

［冷却及び巻取り］
上記に従って製造された熱延鋼板を冷却し、このとき冷却される温度に応じて段階的に行うことが好ましい。

【0100】

具体的に、上記熱延鋼板をＢｓ以下の温度まで７０℃／ｓ以上の冷却速度で１次冷却した後、（Ｂｓ＋Ｍｓ）／２以上の温度まで２０℃／ｓ以下の冷却速度で２次冷却してから、Ｍｓ－２０℃～５００℃の温度範囲まで３０℃／ｓ以上の冷却速度で３次冷却を行うことが好ましい。

【0101】

上記に従って製造された熱延鋼板をベイナイトが生成され始める温度（Ｂｓ）以下に迅速に冷却してフェライト（粒状フェライト）の生成を抑制した後、ベイナイト開始温度（Ｂｓ）とマルテンサイト開始温度（Ｍｓ）の中間温度、又はそれ以上の温度まで徐々に冷却させることにより、基地組織としてアシキュラーフェライト又はベイニティックフェライトを確保することができる。

【0102】

上記熱間圧延を完了した後、Ｂｓ以下の温度で１次冷却を行う際に、冷却速度が７０℃／ｓ未満であると、冷却中にフェライト相が過度に形成されるという問題がある。このとき、１次冷却速度の上限は特に限定しないが、鋼板が過度に冷却される場合、板形状が歪むおそれがあるため、２００℃／ｓ以下に制限することができる。

【0103】

上記１次冷却時の冷却終了温度の下限については特に限定しないが、過度に低くなる場合、後続の２次冷却時の冷却時間が不十分になるおそれがあるため、Ｂｓ－１００℃に制限できることに留意する。

【0104】

上記１次冷却によって熱延鋼板の温度がＢｓ以下になると、強冷を終了し、２０℃／ｓ以下の冷却速度で（Ｂｓ＋Ｍｓ）／２以上の温度で２次冷却を行うことができる。

【0105】

上記１次冷却された熱延鋼板は、１次冷却された温度から２次冷却の目標温度まで冷却する間、ベイニティックフェライトの成長及び炭素の未変態オーステナイトへの拡散が起こるようになるが、特に本発明で目標とする分率の基地組織及び第２相を得るためには、下記関係式３を満たす時間（ｔｓ、秒（ｓｅｃ））の間、上記２次冷却を保持することが好ましい。

【0106】

関係式３において、ｋ（Ｔ）はベイニティックフェライトの成長速度を示す指標であって、鋼の合金成分だけでなく、相変態温度と熱間圧延後の粒度サイズに影響を受ける。これによる関係式３の値、すなわち、ｋ（Ｔ）と保持時間との関係（ｅｘｐ（－ｋ（Ｔ）×（ｔｓ）^２））が０．１未満であると、基地組織の分率が過度になり、伸び率には優れるものの、目標レベルの強度が確保できなくなる。一方、その値が０．３を超えると、伸び率が劣化するという問題がある。

【0107】

［関係式３］
０．１≦ｅｘｐ（－ｋ（Ｔ）×（ｔｓ）^２）≦０．３
（上記ｋ（Ｔ）は、次式で表され、各元素は重量含量である。そして、下記式において、Ｔ１は１次冷却終了温度（℃）、Ｔ２は２次冷却終了温度（℃）の数値を示す。）

【0108】

【数1】

【0109】

上述した条件に従って２次冷却を行う間、ベイナイト相変態に起因する変態発熱により鋼板の温度が上昇することがある。このとき、過度な発熱により転位密度が過度に減少する可能性があるため、変態発熱による鋼板の温度上昇を最小化するために、２次冷却時の冷却速度を２０℃／ｓ以下に制御することができる。上記冷却速度が２０℃／ｓを超えると、板形状が歪むおそれがある。本発明において上記２次冷却は空冷（ａｉｒｃｏｏｌｉｎｇ）の工程も含むことに留意する。

【0110】

上記に従って２次冷却が完了した熱延鋼板をＭｓ－２０℃～５００℃の温度範囲まで３０℃／ｓ以上の冷却速度で３次冷却した後、その温度で巻き取ることが好ましい。

【0111】

上記２次冷却が行われる間、オーステナイトが安定化してＭｓ温度がさらに低下する。したがって、上記３次冷却の終了温度、言い換えれば、巻き取る温度をＭｓより低く適用することができ、ベイニティックフェライトの分率が７０％以上形成された場合には、Ｍｓ－２０℃まで冷却を行うことができる。

【0112】

上記３次冷却を行う間、低温ベイナイトの変態が行われ、オーステナイト内部の炭素含量に応じて、一部は巻取り後にもマルテンサイトに変態することができる。したがって、上記３次冷却時の冷却速度を３０℃／ｓ以上に設定することにより、冷却中に更なる高温ベイナイトの生成を回避することができる。上記冷却速度の上限については特に限定しないが、板形状の歪みを防止するために１００℃／ｓ以下で行うことができる。

【0113】

一方、上記冷却時の終了温度、すなわち、巻取温度が５００℃を超えると、パーライトの生成が容易になり、基地組織を構成するアシキュラーフェライト又はベイニティックフェライト内部の転位密度が過度に低下するため、降伏強度が低下するおそれがある。

【0114】

本発明において、Ｂｓ及びＭｓは、下記の式により導出することができ、各元素は重量含量を意味する。

【0115】

Ｂｓ（℃）＝８３０－（３２０×［Ｃ］）－（９０×［Ｍｎ］）－（３５×［Ｓｉ］）－（７０×［Ｃｒ］）－（１２０×［Ｍｏ］）
Ｍｓ（℃）＝５５０－（３３０×［Ｃ］）－（４１×［Ｍｎ］）－（２０×［Ｓｉ］）－（２０×［Ｃｒ］）－（１０×［Ｍｏ］）＋（３０×［Ａｌ］）

【0116】

［最終冷却］
上記に従って冷却及び巻取工程を完了した後、最終冷却して目標とする熱延鋼板を得ることができる。このとき、常温まで空冷を行うことで最終冷却を完了することができる。

【0117】

一方、上述したように最終冷却を完了して得られた本発明の熱延鋼板をさらに酸洗及び塗油することができる。

【0118】

また、上記酸洗及び塗油された熱延鋼板を４５０～７４０℃の温度範囲で加熱して溶融亜鉛めっき工程を行うことができる。

【0119】

上記溶融亜鉛めっき工程は亜鉛系めっき浴を用いることができ、上記亜鉛系めっき浴内の合金組成については特に限定しない。

【0120】

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、及びこれにより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。

【実施例】

【0121】

（実施例）
下記表１の合金組成を有する鋼スラブを用意した。それぞれの鋼スラブの残留成分はＦｅ及び不可避不純物である。

【0122】

用意されたそれぞれの鋼スラブを１２００℃で再加熱した後、下記表２に示す条件で熱間圧延、冷却、巻取り及び最終冷却（空冷）工程を経て厚さ２．５ｍｍの熱延鋼板を製造した。上記熱間圧延時の最終２パスの総圧下率は２５％として同様に適用し、３次冷却時の冷却速度は一律に３５℃／ｓとして適用した。

【0123】

それぞれの熱延鋼板について機械的特性の測定と、微細組織の観察を行い、その結果を下記表３に示した。

【0124】

機械的特性のうち降伏強度、引張強度及び伸び率は、ＪＩＳ－５号規格試験片を圧延方向に垂直な方向に採取した後、万能引張試験機を用いて常温で測定した。このとき、降伏強度、引張強度及び伸び率はそれぞれ０．２％ｏｆｆ－ｓｅｔ降伏強度、最大引張強度、破壊伸び率で表した。

【0125】

穴拡げ性は、引張試験時と同じ試験片についてＩＳＯＴＳ１６６３０標準方法に基づいて測定した。

【0126】

また、各熱延鋼板の微細組織は、上記引張試験時と同じ試験片をナイタル（Ｎｉｔａｌ）エッチング法によりエッチングした後、走査電子顕微鏡とイメージ分析器を用いて１０，０００倍率で観察し、各相（ｐｈａｓｅ）の分率を計算した。このとき、微細組織は上記試験片の断面、すなわち、圧延方向に垂直な断面について観察した。

【0127】

【表1】