知財求人 - 知財ポータルサイト「IP Force」
(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】2024-09-10
(54)【発明の名称】穴拡げ性に優れた超高強度冷延鋼板及びその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20240903BHJP
C22C 38/38 20060101ALI20240903BHJP
C22C 38/60 20060101ALI20240903BHJP
C21D 9/46 20060101ALI20240903BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301S
C22C38/38
C22C38/60
C21D9/46 G
【審査請求】有
【予備審査請求】未請求
(21)【出願番号】P 2024517485
(86)(22)【出願日】2022-09-23
(85)【翻訳文提出日】2024-03-19
(86)【国際出願番号】 KR2022014244
(87)【国際公開番号】W WO2023048495
(87)【国際公開日】2023-03-30
(31)【優先権主張番号】10-2021-0125545
(32)【優先日】2021-09-23
(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】ク、 ミン－ソ
(72)【発明者】
【氏名】キム、ウン－ヤン
(72)【発明者】
【氏名】キム、 サン－ヒョン
【テーマコード（参考）】
4K037
【Ｆターム（参考）】
4K037EA01
4K037EA02
4K037EA06
4K037EA11
4K037EA13
4K037EA15
4K037EA17
4K037EA18
4K037EA19
4K037EA20
4K037EA23
4K037EA25
4K037EA26
4K037EA27
4K037EA31
4K037EB05
4K037EB08
4K037EB11
4K037FA02
4K037FA03
4K037FC03
4K037FC04
4K037FC07
4K037FE01
4K037FE02
4K037FE03
4K037FJ05
4K037FJ06
4K037FK01
4K037FK02
4K037FK03
4K037FK08
4K037FL01
(57)【要約】
本発明は、穴拡げ性に優れた超高強度冷延鋼板及びその製造方法に関するものであり、より具体的には、主に自動車の衝突及び構造部材に使用可能な穴拡げ性に優れた超高強度冷延鋼板及びその製造方法に関するものである。
【特許請求の範囲】
【請求項1】
重量％で、Ｃ：０．２～０．４％、Ｓｉ：０．５％以下（０％は除く）、Ｍｎ：１．０～２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０１５％以下（０％は除く）、Ａｌ：０．１％以下（０％は除く）、Ｃｒ：０．５％以下（０％は除く）、Ｍｏ：０．２％未満（０％は除く）、Ｔｉ：０．１％以下（０％は除く）、Ｎｂ：０．１％以下（０％は除く）、Ｂ：０．００５％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、微細組織は、テンパードマルテンサイト単相組織またはマルテンサイト＋テンパードマルテンサイト混合組織からなり、
前記微細組織は、単位面積４５μｍ×４５μｍ当たりＦＨＡＧＢが６０面積％以上であり、ＬＨＡＧＢが８ｍｍ以上である、穴拡げ性に優れた超高強度冷延鋼板。
（但し、前記ＦＨＡＧＢは高硬角粒界を有する結晶粒の分率を表し、ＬＨＡＧＢは高硬角粒界を有する結晶粒界の全長を表し、前記高硬角粒界とは隣接する結晶粒間の不一致角度が１５゜以上を有する結晶粒界を意味する。）
【請求項2】
前記冷延鋼板は、Ｃｕ：０．５％以下及びＮｉ：０．５％以下のうち１種以上をさらに含む、請求項１に記載の穴拡げ性に優れた超高強度冷延鋼板。
【請求項3】
前記冷延鋼板は、Ｓｂ：０．０５％以下をさらに含む、請求項１に記載の穴拡げ性に優れた超高強度冷延鋼板。
【請求項4】
前記冷延鋼板は、旧オーステナイト平均粒径が６μｍ以下である、請求項１に記載の穴拡げ性に優れた超高強度冷延鋼板。
【請求項5】
前記冷延鋼板は、引張強度（ＴＳ）が１４７０ＭＰａ以上であり、引張強度（ＴＳ）（ＭＰａ）×穴拡げ率（ＨＥＲ）（％）の値が７３５００ＭＰａ・％以上である、請求項１に記載の穴拡げ性に優れた超高強度冷延鋼板。
【請求項6】
重量％で、Ｃ：０．２～０．４％、Ｓｉ：０．５％以下（０％は除く）、Ｍｎ：１．０～２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０１５％以下（０％は除く）、Ａｌ：０．１％以下（０％は除く）、Ｃｒ：０．５％以下（０％は除く）、Ｍｏ：０．２％未満（０％は除く）、Ｔｉ：０．１％以下（０％は除く）、Ｎｂ：０．１％以下（０％は除く）、Ｂ：０．００５％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む鋼スラブを１１００～１３００℃の温度で加熱する段階；前記加熱された鋼スラブをＡｒ３以上の温度で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る段階；
前記熱延鋼板を７２０℃以下の温度で巻き取る段階；
前記巻き取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る段階；
前記冷延鋼板を７８０～９００℃の温度範囲で焼鈍熱処理する段階；
前記焼鈍熱処理された冷延鋼板を５℃／ｓ以下の冷却速度で６５０～７５０℃まで徐冷する段階；
前記徐冷した冷延鋼板を４０℃／ｓ以上の冷却速度で１５０℃以下まで急冷する段階；及び
前記急冷された冷延鋼板を１８０～２４０℃で再加熱及び過時効熱処理する段階；を含む、穴拡げ性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項7】
前記鋼スラブは、Ｃｕ：０．５％以下及びＮｉ：０．５％以下のうち１種以上をさらに含む、請求項６に記載の穴拡げ性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項8】
前記鋼スラブは、Ｓｂ：０．０５％以下をさらに含む、請求項６に記載の穴拡げ性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項9】
前記過時効熱処理は、４００秒以上行われる、請求項６に記載の穴拡げ性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、穴拡げ性に優れた超高強度冷延鋼板及びその製造方法に関するものであり、より具体的には、主に自動車の衝突及び構造部材に使用可能な穴拡げ性に優れた超高強度冷延鋼板及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【0002】
自動車用鋼板は地球環境の保全のために軽量化させる必要があるのに対し、乗客の安全のために衝突安全性を確保しなければならないという矛盾した目標を満たす必要がある。このために、ＤＰ（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）鋼、ＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼、ＣＰ（Ｃｏｍｐｌｅｘ Ｐｈａｓｅ）鋼などの様々な自動車用鋼板が開発されている。しかしながら、このようなＡＨＳＳ（Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｈｉｇｈ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｓｔｅｅｌ）で実現可能な引張強度は、約１２００ＭＰａ級レベルが限界である。これにより、衝突安全性を確保するために構造部材で製作する際に、高温で成形した後、ダイ（Ｄｉｅ）との直接接触を介して急冷（水冷）することにより最終強度を確保するホットプレスフォーミング（Ｈｏｔ Ｐｒｅｓｓ Ｆｏｒｍｉｎｇ）工法が脚光を浴びているが、設備投資費が高く、熱処理及び工程費用が高くて、その適用の拡大が大きくない。
【0003】
一方、一般プレス成形及び熱間プレス成形に比べて生産性の高いロールフォーミング工法は、多段ロールフォーミングにより複雑な形状を製作する方法であるが、通常的に伸び率の低い超高強度素材の部品成形に適用されており、その適用も拡大している傾向にある。このようなロールフォーミング工法に適用される鋼板は、主に水冷却設備を備えた連続焼鈍設備で製造される。但し、水冷却時の幅方向及び長さ方向の温度偏差により形状品質が劣化してロールフォーミング適用時の作業性劣化及び位置別材質偏差などが現れるという欠点がある。したがって、水冷による急冷方式の代案を考案する必要性が台頭している。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0004】
本発明の一側面は、穴拡げ性に優れた超高強度冷延鋼板及びその製造方法を提供しようとすることである。
【課題を解決するための手段】
【0005】
本発明の一実施形態は重量％で、Ｃ：０．２～０．４％、Ｓｉ：０．５％以下（０％は除く）、Ｍｎ：１．０～２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０１５％以下（０％は除く）、Ａｌ：０．１％以下（０％は除く）、Ｃｒ：０．５％以下（０％は除く）、Ｍｏ：０．２％未満（０％は除く）、Ｔｉ：０．１％以下（０％は除く）、Ｎｂ：０．１％以下（０％は除く）、Ｂ：０．００５％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、微細組織はテンパードマルテンサイト単相組織またはマルテンサイト＋テンパードマルテンサイト混合組織からなり、上記微細組織は単位面積４５μｍ×４５μｍ当たりＦＨＡＧＢが６０面積％以上であり、ＬＨＡＧＢが８ｍｍ以上の穴拡げ性に優れた超高強度冷延鋼板を提供する。
（但し、上記ＦＨＡＧＢは高硬角粒界を有する結晶粒の分率を表し、ＬＨＡＧＢは高硬角粒界を有する結晶粒界の全長を表し、上記高硬角粒界とは隣接する結晶粒間の不一致角度が１５゜以上を有する結晶粒界を意味する。）
（但し、上記ＦＨＡＧＢは高硬角粒界を有する結晶粒の分率を表し、ＬＨＡＧＢは高硬角粒界を有する結晶粒界の全長を表し、上記高硬角粒界とは隣接する結晶粒間の不一致角度が１５゜以上を有する結晶粒界を意味する。）
【0006】
本発明の他の実施形態は重量％で、Ｃ：０．２～０．４％、Ｓｉ：０．５％以下（０％は除く）、Ｍｎ：１．０～２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０１５％以下（０％は除く）、Ａｌ：０．１％以下（０％は除く）、Ｃｒ：０．５％以下（０％は除く）、Ｍｏ：０．２％未満（０％は除く）、Ｔｉ：０．１％以下（０％は除く）、Ｎｂ：０．１％以下（０％は除く）、Ｂ：０．００５％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む鋼スラブを１１００～１３００℃の温度で加熱する段階；上記加熱された鋼スラブをＡｒ３以上の温度で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る段階；上記熱延鋼板を７２０℃以下の温度で巻き取る段階；上記巻き取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る段階；上記冷延鋼板を７８０～９００℃の温度範囲で焼鈍熱処理する段階；上記焼鈍熱処理された冷延鋼板を５℃／ｓ以下の冷却速度で６５０～７５０℃まで徐冷する段階；上記徐冷された冷延鋼板を４０℃／ｓ以上の冷却速度で１５０℃以下まで急冷する段階；及び上記急冷された冷延鋼板を１８０～２４０℃で再加熱及び過時効熱処理する段階；を含む穴拡げ性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法を提供する。
【発明の効果】
【0007】
本発明の一側面によると、穴拡げ性に優れながらも引張強度が１４７０ＭＰａ以上である超高強度冷延鋼板及びその製造方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【0008】
【図1】本発明の一実施例による発明例５及び比較例５を光学顕微鏡で観察した写真である。
【図2】本発明の一実施例による発明例５及び比較例５を走査電子顕微鏡に付着した電子後方散乱回折で微細組織を測定した後、高硬角粒界及び低硬角粒界を分析した写真である。
【発明を実施するための形態】
【0009】
以下、本発明の一実施形態に係る穴拡げ性に優れた超高強度冷延鋼板について説明する。まず、本発明の合金組成について説明する。以下に説明される合金組成の含有量単位は、特に断りのない限り、重量％を意味する。
【0010】
Ｃ：０．２～０．４％
Ｃは、マルテンサイトの強度確保のために添加される元素であり、上記効果のために０．２％以上添加されることが好ましい。但し、上記Ｃの含有量が０．４％を超過すると溶接性が劣る場合がある。したがって、上記Ｃの含有量は０．２～０．４％の範囲を有することが好ましい。上記Ｃ含有量の下限は０．２１％であることがより好ましく、０．２２％であることがさらに好ましい。上記Ｃ含有量の上限は０．３％であることがより好ましく、０．２９％であることがさらに好ましく、０．２８％であることが一層好ましい。
Ｃは、マルテンサイトの強度確保のために添加される元素であり、上記効果のために０．２％以上添加されることが好ましい。但し、上記Ｃの含有量が０．４％を超過すると溶接性が劣る場合がある。したがって、上記Ｃの含有量は０．２～０．４％の範囲を有することが好ましい。上記Ｃ含有量の下限は０．２１％であることがより好ましく、０．２２％であることがさらに好ましい。上記Ｃ含有量の上限は０．３％であることがより好ましく、０．２９％であることがさらに好ましく、０．２８％であることが一層好ましい。
【0011】
Ｓｉ：０．５％以下（０％は除く）
Ｓｉは、フェライト安定化元素として徐冷却区間が存在する連続焼鈍炉で焼鈍後、徐冷時にフェライト生成を促進することにより強度を弱化させるという欠点がある。また、焼鈍時Ｓｉによる表面濃化及び酸化によるデント欠陥誘発のおそれがある。したがって、上記Ｓｉの含有量は０．５％以下の範囲を有することが好ましい。上記Ｓｉ含有量は０．４％以下であることがより好ましく、０．３％以下であることがさらに好ましい。
Ｓｉは、フェライト安定化元素として徐冷却区間が存在する連続焼鈍炉で焼鈍後、徐冷時にフェライト生成を促進することにより強度を弱化させるという欠点がある。また、焼鈍時Ｓｉによる表面濃化及び酸化によるデント欠陥誘発のおそれがある。したがって、上記Ｓｉの含有量は０．５％以下の範囲を有することが好ましい。上記Ｓｉ含有量は０．４％以下であることがより好ましく、０．３％以下であることがさらに好ましい。
【0012】
Ｍｎ：１．０～２．０％
Ｍｎは、フェライト形成を抑制し、オーステナイト形成を容易にする元素である。上記Ｍｎが１．０％未満の場合には徐冷却時のフェライト生成が容易になるのに対し、２．０％を超過する場合には曲げ加工性、耐遅れ破壊性及び溶接性が低下することがある。したがって、上記Ｍｎの含有量は１．０～２．０％の範囲を有することが好ましい。上記Ｍｎ含有量の下限は１．３％であることがより好ましく、１．５％であることがさらに好ましい。
Ｍｎは、フェライト形成を抑制し、オーステナイト形成を容易にする元素である。上記Ｍｎが１．０％未満の場合には徐冷却時のフェライト生成が容易になるのに対し、２．０％を超過する場合には曲げ加工性、耐遅れ破壊性及び溶接性が低下することがある。したがって、上記Ｍｎの含有量は１．０～２．０％の範囲を有することが好ましい。上記Ｍｎ含有量の下限は１．３％であることがより好ましく、１．５％であることがさらに好ましい。
【0013】
Ｐ：０．０３％以下（０％は除く）
Ｐは、不純物元素としてその含有量が０．０３％を超過すると溶接性が低下し、鋼の脆性が発生するおそれが大きくなり、デント欠陥誘発の可能性が高くなるため、その上限を０．０３％に限定することが好ましい。上記Ｐ含有量は０．０２５％以下であることがより好ましく、０．０２％以下であることがさらに好ましい。
Ｐは、不純物元素としてその含有量が０．０３％を超過すると溶接性が低下し、鋼の脆性が発生するおそれが大きくなり、デント欠陥誘発の可能性が高くなるため、その上限を０．０３％に限定することが好ましい。上記Ｐ含有量は０．０２５％以下であることがより好ましく、０．０２％以下であることがさらに好ましい。
【0014】
Ｓ：０．０１５％以下（０％は除く）
Ｓは、Ｐと同様に不純物元素であり、鋼板の延性及び溶接性を阻害する元素である。上記Ｓの含有量が０．０１５％を超過すると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０．０１５％に限定することが好ましい。上記Ｓ含有量は０．０１％以下であることがより好ましく、０．００５％以下であることがさらに好ましい。
Ｓは、Ｐと同様に不純物元素であり、鋼板の延性及び溶接性を阻害する元素である。上記Ｓの含有量が０．０１５％を超過すると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０．０１５％に限定することが好ましい。上記Ｓ含有量は０．０１％以下であることがより好ましく、０．００５％以下であることがさらに好ましい。
【0015】
Ａｌ：０．１％以下（０％は除く）
Ａｌは、フェライト変態区間を拡大する合金元素であり、本発明のように徐冷却区間が存在する連続焼鈍工程を活用する場合にはフェライト形成を促進する欠点があり、ＡｌＮ形成による高温熱間圧延性が低下することがあるため、その上限を０．１％に限定する。上記Ａｌ含有量は０．０７％以下であることがより好ましく、０．０５％以下であることがさらに好ましい。
Ａｌは、フェライト変態区間を拡大する合金元素であり、本発明のように徐冷却区間が存在する連続焼鈍工程を活用する場合にはフェライト形成を促進する欠点があり、ＡｌＮ形成による高温熱間圧延性が低下することがあるため、その上限を０．１％に限定する。上記Ａｌ含有量は０．０７％以下であることがより好ましく、０．０５％以下であることがさらに好ましい。
【0016】
Ｃｒ：０．５％以下（０％は除く）
Ｃｒは、フェライト変態を抑制することによって低温変態組織確保を容易にする合金元素であり、本発明のように徐冷却が存在する連続焼鈍工程を活用する場合にはフェライト形成を抑制する利点がある。但し、上記Ｃｒの含有量が０．５％を超過する場合には、耐遅れ破壊性が劣化することがあり、ＣｒＣ等の炭化物を形成して穴拡げ性及び曲げ加工性を阻害し、合金投入量過多によって原価が増加することがある。したがって、上記Ｃｒの含有量は０．５％以下の範囲を有することが好ましい。上記Ｃｒ含有量は０．４％以下であることがより好ましく、０．３％以下であることがさらに好ましい。
Ｃｒは、フェライト変態を抑制することによって低温変態組織確保を容易にする合金元素であり、本発明のように徐冷却が存在する連続焼鈍工程を活用する場合にはフェライト形成を抑制する利点がある。但し、上記Ｃｒの含有量が０．５％を超過する場合には、耐遅れ破壊性が劣化することがあり、ＣｒＣ等の炭化物を形成して穴拡げ性及び曲げ加工性を阻害し、合金投入量過多によって原価が増加することがある。したがって、上記Ｃｒの含有量は０．５％以下の範囲を有することが好ましい。上記Ｃｒ含有量は０．４％以下であることがより好ましく、０．３％以下であることがさらに好ましい。
【0017】
Ｍｏ：０．２％未満（０％は除く）
Ｍｏは、鋼のクエンチング性を向上させる効果、水素トラップサイトとなるＭｏを含む微細な炭化物を生成させる効果、及びマルテンサイトを微細化することによる耐遅れ破壊特性の改善効果がある。但し、上記Ｍｏの含有量が０．２％以上である場合には、化成処理性が劣化することがあり、原価上昇の問題があってその範囲を制限することが好ましい。したがって、上記Ｍｏの含有量は０．２％未満の範囲を有することが好ましい。上記Ｍｏ含有量の下限は０．０３％であることがより好ましく、０．０５％であることがさらに好ましく、０．１％であることが一層好ましい。
Ｍｏは、鋼のクエンチング性を向上させる効果、水素トラップサイトとなるＭｏを含む微細な炭化物を生成させる効果、及びマルテンサイトを微細化することによる耐遅れ破壊特性の改善効果がある。但し、上記Ｍｏの含有量が０．２％以上である場合には、化成処理性が劣化することがあり、原価上昇の問題があってその範囲を制限することが好ましい。したがって、上記Ｍｏの含有量は０．２％未満の範囲を有することが好ましい。上記Ｍｏ含有量の下限は０．０３％であることがより好ましく、０．０５％であることがさらに好ましく、０．１％であることが一層好ましい。
【0018】
Ｔｉ：０．１％以下（０％は除く）
Ｔｉは、窒化物形成元素として鋼中のＮをＴｉＮで析出させてｓｃａｖｅｎｇｉｎｇをする元素である。上記Ｔｉ未添加の場合、ＡｌＮ形成により連続鋳造時にクラックが発生する可能性がある。但し、上記Ｔｉの含有量が０．１％を超過すると、固溶Ｎの除去の他に追加的な炭化物析出によってマルテンサイトの強度が減少されることがあり、ＴｉＣ、ＴｉＮ等の炭・窒化物形成により穴拡げ性及び曲げ加工性を阻害することがある。したがって、上記Ｔｉの含有量は０．１％以下の範囲を有することが好ましい。上記Ｔｉ含有量は０．０７％以下であることがより好ましく、０．０５％以下であることがさらに好ましい。一方、上記ｓｃａｖｅｎｇｉｎｇ効果及びＡｌＮ形成抑制のために、上記Ｔｉは化学当量的に４８／１４＊［Ｎ］以上添加されることができる。
Ｔｉは、窒化物形成元素として鋼中のＮをＴｉＮで析出させてｓｃａｖｅｎｇｉｎｇをする元素である。上記Ｔｉ未添加の場合、ＡｌＮ形成により連続鋳造時にクラックが発生する可能性がある。但し、上記Ｔｉの含有量が０．１％を超過すると、固溶Ｎの除去の他に追加的な炭化物析出によってマルテンサイトの強度が減少されることがあり、ＴｉＣ、ＴｉＮ等の炭・窒化物形成により穴拡げ性及び曲げ加工性を阻害することがある。したがって、上記Ｔｉの含有量は０．１％以下の範囲を有することが好ましい。上記Ｔｉ含有量は０．０７％以下であることがより好ましく、０．０５％以下であることがさらに好ましい。一方、上記ｓｃａｖｅｎｇｉｎｇ効果及びＡｌＮ形成抑制のために、上記Ｔｉは化学当量的に４８／１４＊［Ｎ］以上添加されることができる。
【0019】
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する元素である。但し、上記Ｎｂの含有量が０．１％を超過する場合には、炭・窒化物等の析出が増大して母材の加工性が低下し、合金投入量が過度になるにつれて原価が増加する。したがって、上記Ｎｂの含有量は０．１％以下の範囲を有することが好ましい。上記Ｎｂ含有量は０．０８％以下であることがより好ましく、０．０６％以下であることがさらに好ましい。
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する元素である。但し、上記Ｎｂの含有量が０．１％を超過する場合には、炭・窒化物等の析出が増大して母材の加工性が低下し、合金投入量が過度になるにつれて原価が増加する。したがって、上記Ｎｂの含有量は０．１％以下の範囲を有することが好ましい。上記Ｎｂ含有量は０．０８％以下であることがより好ましく、０．０６％以下であることがさらに好ましい。
【0020】
Ｂ：０．００５％以下（０％は除く）
上記Ｂは、フェライト形成を抑制する元素であり、これによって本発明では焼鈍後の冷却時にフェライトの形成を抑制する利点がある。但し、上記Ｂの含有量が０．００５％を超過すると延性が低下することがある。したがって、上記Ｂの含有量は０．００５％以下の範囲を有することが好ましい。上記Ｂ含有量は、０．００４％以下であることがより好ましく、０．００３％以下であることが一層好ましい。
上記Ｂは、フェライト形成を抑制する元素であり、これによって本発明では焼鈍後の冷却時にフェライトの形成を抑制する利点がある。但し、上記Ｂの含有量が０．００５％を超過すると延性が低下することがある。したがって、上記Ｂの含有量は０．００５％以下の範囲を有することが好ましい。上記Ｂ含有量は、０．００４％以下であることがより好ましく、０．００３％以下であることが一層好ましい。
【0021】
Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）
Ｎは、不純物元素であり、その含有量が０．０１％を超過するとＡｌＮ形成等による連鋳時にクラックが発生するおそれが大きく増加するため、その上限を０．０１％に限定することが好ましい。上記Ｎ含有量は０．００８％以下であることがより好ましく、０．００６％以下であることが一層好ましい。
Ｎは、不純物元素であり、その含有量が０．０１％を超過するとＡｌＮ形成等による連鋳時にクラックが発生するおそれが大きく増加するため、その上限を０．０１％に限定することが好ましい。上記Ｎ含有量は０．００８％以下であることがより好ましく、０．００６％以下であることが一層好ましい。
【0022】
上述した鋼組成以外に、残りはＦｅ及び不可避不純物を含むことができる。不可避不純物は通常の鉄鋼製造工程で意図せずに混入することができるものとして、これを全面排除することはできず、通常の鉄鋼製造分野の技術者であればその意味を容易に理解することができる。なお、本発明は、上述した鋼組成以外の他の組成の添加を全面的に排除するものではない。
【0023】
一方、本発明の冷延鋼板は、Ｃｕ：０．５％以下及びＮｉ：０．５％以下のうち１種以上をさらに含むことができる。
【0024】
Ｃｕ：０．５％以下
Ｃｕは、耐食性を向上させ、鋼板表面に被覆して水素侵入を抑制する効果がある。但し、上記Ｃｕの含有量が０．５％を超過する場合には表面欠陥の原因となることがある。したがって、上記Ｃｕの含有量は０．５％以下の範囲を有することが好ましい。上記Ｃｕ含有量は０．４％以下であることがより好ましく、０．３％以下であることがさらに好ましい。
Ｃｕは、耐食性を向上させ、鋼板表面に被覆して水素侵入を抑制する効果がある。但し、上記Ｃｕの含有量が０．５％を超過する場合には表面欠陥の原因となることがある。したがって、上記Ｃｕの含有量は０．５％以下の範囲を有することが好ましい。上記Ｃｕ含有量は０．４％以下であることがより好ましく、０．３％以下であることがさらに好ましい。
【0025】
Ｎｉ：０．５％以下
ＮｉもＣｕと同様に耐食性を向上させ、Ｃｕ添加によって発生し易い表面欠陥を低減させる役割をする。但し、上記Ｎｉの含有量が０．５％を超過する場合には、加熱炉内でのスケール生成が不均一となり、表面欠陥の原因となることがある。したがって、上記Ｎｉの含有量は０．５％以下の範囲を有することが好ましい。上記Ｎｉ含有量は０．４％以下であることがより好ましく、０．３％以下であることがさらに好ましい。
ＮｉもＣｕと同様に耐食性を向上させ、Ｃｕ添加によって発生し易い表面欠陥を低減させる役割をする。但し、上記Ｎｉの含有量が０．５％を超過する場合には、加熱炉内でのスケール生成が不均一となり、表面欠陥の原因となることがある。したがって、上記Ｎｉの含有量は０．５％以下の範囲を有することが好ましい。上記Ｎｉ含有量は０．４％以下であることがより好ましく、０．３％以下であることがさらに好ましい。
【0026】
さらに、本発明の冷延鋼板は、Ｓｂ：０．０５％以下をさらに含むことができる。
【0027】
Ｓｂ：０．０５％以下
Ｓｂは、表層の酸化や窒化を抑制して、高強度化と耐遅れ破壊特性の改善に寄与する元素である。但し、上記Ｓｂの含有量が０．０５％を超過すると鋳造性が劣化し、耐遅れ破壊特性が低下することがある。したがって、上記Ｓｂの含有量は０．０５％以下の範囲を有することが好ましい。上記Ｓｂ含有量は０．０４％以下であることがより好ましく、０．０３％以下であることがさらに好ましい。
Ｓｂは、表層の酸化や窒化を抑制して、高強度化と耐遅れ破壊特性の改善に寄与する元素である。但し、上記Ｓｂの含有量が０．０５％を超過すると鋳造性が劣化し、耐遅れ破壊特性が低下することがある。したがって、上記Ｓｂの含有量は０．０５％以下の範囲を有することが好ましい。上記Ｓｂ含有量は０．０４％以下であることがより好ましく、０．０３％以下であることがさらに好ましい。
【0028】
以下、本発明の一実施形態に係る穴拡げ性に優れた超高強度冷延鋼板の微細組織について説明する。
【0029】
本発明の冷延鋼板の微細組織は、テンパードマルテンサイト単相組織またはマルテンサイト＋テンパードマルテンサイト混合組織からなることが好ましい。このように、微細組織をテンパードマルテンサイト単相組織またはマルテンサイト＋テンパードマルテンサイト混合組織からなるようにすることで、高い降伏強度と穴拡げ性に優れた効果が得られる。本発明の微細組織は、テンパードマルテンサイト単相組織であることがより好ましいが、製造工程上、テンパリングが完全に起こらず、マルテンサイト＋テンパードマルテンサイト混合組織からなることもできる。本発明では、上記マルテンサイト＋テンパードマルテンサイト混合組織の分率について特に限定しないが、例えば、上記混合組織は、テンパードマルテンサイトの分率が８０面積％以上であることができ、より好ましくは９０面積％以上であることができる。
【0030】
また、本発明の微細組織は、単位面積４５μｍ×４５μｍ当たりのＦＨＡＧＢが６０面積％以上であり、ＬＨＡＧＢが８ｍｍ以上であることが好ましい。このとき、上記ＦＨＡＧＢは高硬角粒界を有する結晶粒の分率を表し、ＬＨＡＧＢは高硬角粒界を有する結晶粒界の全長を表し、上記高硬角粒界とは隣接する結晶粒間の不一致角度が１５°以上を有する結晶粒界を意味する。上記ＦＨＡＧＢが６０面積％未満であるか、上記ＬＨＡＧＢが８ｍｍ未満である場合には、穴拡げ性が劣るという欠点がある。
【0031】
一方、本発明の冷延鋼板は、旧オーステナイト平均粒径が６μｍ以下であることができる。上記旧オーステナイト平均粒径が６μｍを超過する場合には、穴拡げ性及び曲げ加工性が劣るという欠点がある。
【0032】
上述したように提供される本発明の冷延鋼板は、引張強度（ＴＳ）が１４７０ＭＰａ以上であり、引張強度（ＴＳ）（ＭＰａ）×穴拡げ率（ＨＥＲ）（％）の値が７３５００ＭＰａ・％以上であり、超高強度と優れた穴拡げ性を同時に確保することができる。
【0033】
以下、本発明の一実施形態に係る穴拡げ性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法について説明する。
【0034】
まず、上述した合金組成を有する鋼スラブを１１００～１３００℃の温度で加熱する。上記加熱温度が１１００℃未満であると熱間圧延荷重が急激に増加する問題が発生し、１３００℃を超過する場合には表面スケール量が増加して材料のｌｏｓｓにつながる可能性がある。したがって、上記鋼スラブの加熱温度は１１００～１３００℃の範囲を有することが好ましい。
【0035】
この後、上記加熱された鋼スラブをＡｒ３以上の温度で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る。上記Ａｒ３温度とは、オーステナイトを冷却時にフェライトが出始まる温度である。上記仕上げ圧延温度がＡｒ３未満の場合には、フェライト＋オーステナイトの２相域あるいはフェライト域圧延が行われて混粒組織が作られ、熱間圧延荷重の変動により熱延設備が誤作動するおそれがある。上記仕上げ熱間圧延温度は８００℃以上であることがより好ましく、８５０℃以上であることがさらに好ましく、９００℃以上であることが一層好ましい。
【0036】
この後、上記熱延鋼板を７２０℃以下の温度で巻き取る。上記巻き取り温度が７２０℃を超過する場合には、鋼板表面の酸化膜が過度に生成されて欠陥を引き起こす可能性がある。上記巻き取り温度が低くなるほど熱延鋼板の強度が高くなり、後工程である冷間圧延の圧延荷重が高くなる欠点があるが、実際の生産を不可能にする要因ではないため、本発明では上記巻き取り温度の下限を特に限定するものではない。上記巻き取り温度は７００℃以下であることがより好ましく、６８０℃以下であることがさらに好ましく、６５０℃以下であることが一層好ましい。
【0037】
この後、上記巻き取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る。本発明では、上記冷間圧延工程について特に限定されず、当該技術分野で通常的に用いられる全ての工程を用いることができる。一方、上記冷間圧延工程の前には酸洗工程をさらに行うこともできる。
【0038】
この後、上記冷延鋼板を７８０～９００℃の温度範囲で焼鈍熱処理する。上記焼鈍熱処理温度が７８０℃未満の場合には、フェライトの多量形成により強度が低下することがある。また、８００℃以上で焼鈍する他鋼材との連結作業時に、本発明鋼材のトップ（Ｔｏｐ）、エンド（Ｅｎｄ）部の温度傾斜発生により材質偏差が発生することがある。一方、上記焼鈍熱処理温度が９００℃を超過する場合には、連続焼鈍炉の耐久性が劣化して、製品生産に困難がある可能性がある。したがって、上記焼鈍熱処理温度は７８０～９００℃の範囲を有することが好ましい。上記焼鈍熱処理温度の下限は８００℃であることがより好ましく、８２０℃であることがさらに好ましく、８４０℃であることが一層好ましい。上記焼鈍熱処理温度の上限は８８０℃であることがより好ましく、８６０℃であることがさらに好ましい。
【0039】
この後、上記焼鈍熱処理された冷延鋼板を５℃／ｓ以下の冷却速度で６５０～７５０℃まで徐冷する。一般的に連続焼鈍炉は焼鈍熱処理後に徐冷却区間が存在することになる。すなわち、上述した焼鈍熱処理工程後、一定区間の間徐冷が行われるようになる。通常的に、徐冷却区間が含まれた連続焼鈍炉の場合、焼鈍後の１００～２００ｍの徐冷却区間があり、高温での焼鈍後の徐冷却によってフェライトなどの軟質相（Ｐｈａｓｅ）が形成されることにより、超高強度鋼の製造を困難にするという欠点がある。例えば、１６０ｍの徐冷却区間が存在する際に鋼板の通板速度が分当たり１６０ｍの場合、徐冷却区間で維持される時間は６０秒であり、また、焼鈍温度が８３０℃であり、徐冷却区間の最後温度が６５０℃の場合、徐冷却区間での冷却速度は３℃／ｓと非常に低い。これにより、フェライトなどの軟質相が生成される可能性が非常に高くなる。一方、上記焼鈍後、徐冷却時の冷却速度を５℃／秒より高くするためには、追加的な冷却装置を導入しなければならないため、製造費用や設備交替などの問題が発生する可能性がある。
【0040】
これにより、本発明は、上記徐冷された冷延鋼板を４０℃／ｓ以上の冷却速度で１５０℃以下まで急冷する。上記急冷工程により、微細組織をマルテンサイトに変態させることができる。もし、上記急冷速度が４０℃／ｓ未満であるか、急冷終了温度が１５０℃超過である場合、マルテンサイト変態が十分に行われず、本発明が得ようとする微細組織を確保することが困難であることがある。上記急冷速度は５０℃／ｓ以上であることがより好ましく、６０℃／ｓ以上であることがさらに好ましく、７０℃／ｓ以上であることが一層好ましい。上記急冷終了温度は１４０℃以下であることがより好ましく、１３０℃以下であることがさらに好ましい。
【0041】
この後、上記急冷された冷延鋼板を１８０～２４０℃で再加熱及び過時効熱処理する。上記再加熱及び過時効熱処理により、上述した急冷工程により得られたマルテンサイトをテンパードマルテンサイトに変態させることができる。上記再加熱及び過時効熱処理温度が１８０℃未満の場合にはテンパリングが十分に行われず、降伏強度が低くて十分な靭性を確保することができないという欠点があり、２４０℃を超過する場合には炭化物の多量析出及び粗大化により曲げ加工性が劣るという欠点がある。上記再加熱及び過時効熱処理温度の下限は、１９０℃であることがより好ましく、２００℃であることがさらに好ましい。上記再加熱及び過時効熱処理温度の上限は、２３０℃であることがより好ましく、２２０℃であることがさらに好ましい。一方、上記過時効熱処理は４００秒以上行われることができる。上記過時効熱処理時間が４００秒未満の場合には、焼戻しが十分に行われず、降伏強度が低いという欠点がある。一方、本発明では上記過時効熱処理時間について特に限定しないが、連続焼鈍設備の特性上、１０００秒を超過することは困難である。上記過時効熱処理時間の下限は、５００秒であることがより好ましく、６００秒であることがさらに好ましい。
【実施例】
【0042】
以下、本発明を実施例によってより詳細に説明する。しかし、このような実施例の記載は、本発明の実施を例示するためのもので、このような実施例の記載によって本発明が制限されるものではない。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から合理的に類推される事項によって決定されるためである。
【0043】
（実施例）
下記表１に記載の合金組成を有する溶鋼をインゴットに鋳造した後、サイジング圧延して鋼スラブを製造した。この鋼スラブを１２００℃の温度に加熱し、１時間維持した後、９００℃で仕上げ熱間圧延し、５５０℃に予め加熱した炉に装入して１時間維持した後、炉冷することにより熱延巻き取りを模写した。この熱延鋼板を酸洗した後、５０％の冷間圧下率で冷間圧延後に下記表２に記載の条件で焼鈍熱処理、徐冷、急冷、再加熱及び過時効熱処理を行い、冷延鋼板を製造した。
下記表１に記載の合金組成を有する溶鋼をインゴットに鋳造した後、サイジング圧延して鋼スラブを製造した。この鋼スラブを１２００℃の温度に加熱し、１時間維持した後、９００℃で仕上げ熱間圧延し、５５０℃に予め加熱した炉に装入して１時間維持した後、炉冷することにより熱延巻き取りを模写した。この熱延鋼板を酸洗した後、５０％の冷間圧下率で冷間圧延後に下記表２に記載の条件で焼鈍熱処理、徐冷、急冷、再加熱及び過時効熱処理を行い、冷延鋼板を製造した。
【0044】
このように製造された冷延鋼板について微細組織及び機械的物性を測定した後、下記表３に示した。
【0045】
このとき、微細組織は光学顕微鏡を用いて測定し、旧オーステナイト平均粒径は［関係式１］Ｆｍ＝（Ｆｋ×１０６）／（（０．６７ｎ＋ｚ）×Ｖ２）により測定した。但し、上記関係式１において、Ｆｍは旧オーステナイト平均粒径、Ｆｋは微細組織写真の全体面積、Ｚは円内部に入る結晶粒数、ｎは円に及ぶ結晶粒数、Ｖは微細組織測定時の倍率を意味する。上記旧オーステナイト平均粒径測定時、１０００倍率の光学顕微鏡で測定した微細組織写真に直径が１４０μｍの円を描いて測定した。
【0046】
また、ＦＨＡＧＢとＬＨＡＧＢは電子後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）を用いて４５μｍ×４５μｍの測定面積と０．７５μｍの測定間隔内で微細組織を測定した後、ＴＳＬ－ＯＩＭソフトウェアを用いて臨界値１５°を基準として分析した。
【0047】
引張強度（ＴＳ）及び降伏強度（ＹＳ）は、圧延方向の垂直方向にＪＩＳ５号サイズの引張試験片を採取した後、ｓｔｒａｉｎ ｒａｔｅ ０．０１／ｓで引張試験を行って測定した。
【0048】
穴拡げ率（ＨＥＲ）は、ＩＳＯ １６６３０基準によって測定した。試験片寸法は１２０ｍｍ×１２０ｍｍであり、ｃｌｅａｒａｎｃｅ１２％基準に基づいて初期孔径は１０ｍｍであった。パンチングホールディング荷重は２０ｔｏｎ、試験速度は１２ｍｍ／ｍｉｎであった。
【0049】
Ｒ／ｔ（曲げ特性）は、冷延鋼板を幅１００ｍｍ×長さ３０ｍｍで試験片加工をした後、試験速度１００ｍｍ／ｍｉｎの条件で９０°曲げ試験をし、顕微鏡を用いて曲げ部のクラックを確認することによりクラックが発生しない最小曲げ半径（Ｒ）を試験片の厚さ（ｔ）で割ってＲ／ｔ値を求めた。
【0050】
【表1】
【0051】
【表2】
【0052】
【表3】
【0053】
上記表１～３から分かるように、本発明の条件に符合する発明例１～８の場合には、優れた引強強度と引張強度×穴拡げ率の値を有していることが分かる。一方、比較例１～１２の場合には、本発明の条件に符合しないことによって、本発明が得ようとする引強強度または引張強度×穴拡げ率の値を確保していないことが分かる。
【0054】
図１は、発明例５及び比較例５を光学顕微鏡で観察した写真である。図１から分かるように、発明例５の場合には旧オーステナイトの平均粒径が微細であるのに対し、比較例５の場合には旧オーステナイトの平均粒径が相対的に大きいことが分かる。
【0055】
図２は、発明例５及び比較例５を走査電子顕微鏡に付着した電子後方散乱回折で微細組織を測定した後、高硬角粒界及び低硬角粒界を分析した写真である。図２から分かるように、発明例５の場合にはＦＨＡＧＢとＬＨＡＧＢが高い値を有するのに対し、比較例５の場合には低いレベルであることが分かる。
【図1】
【図2】
【国際調査報告】