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(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】2024-11-13
(54)【発明の名称】冷延鋼板及びその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20241106BHJP
C22C 38/38 20060101ALI20241106BHJP
C22C 38/60 20060101ALI20241106BHJP
C21D 9/46 20060101ALI20241106BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301S
C22C38/00 301T
C22C38/38
C22C38/60
C21D9/46 G
C21D9/46 J
【審査請求】有
【予備審査請求】未請求
(21)【出願番号】P 2024529592
(86)(22)【出願日】2022-11-07
(85)【翻訳文提出日】2024-06-14
(86)【国際出願番号】 KR2022017337
(87)【国際公開番号】W WO2023090736
(87)【国際公開日】2023-05-25
(31)【優先権主張番号】10-2021-0160095
(32)【優先日】2021-11-19
(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】コン、 ジョン－パン
(72)【発明者】
【氏名】イム、 ヤン－ロク
【テーマコード（参考）】
4K037
【Ｆターム（参考）】
4K037EA01
4K037EA02
4K037EA06
4K037EA11
4K037EA14
4K037EA16
4K037EA17
4K037EA18
4K037EA19
4K037EA23
4K037EA24
4K037EA25
4K037EA26
4K037EA27
4K037EA31
4K037EA34
4K037EB05
4K037EB08
4K037EB12
4K037FA02
4K037FA03
4K037FC03
4K037FC04
4K037FC07
4K037FE01
4K037FE02
4K037FG00
4K037FG01
4K037FH01
4K037FJ05
4K037FJ06
4K037FK01
4K037FK02
4K037FK03
4K037FK08
4K037FM04
4K037GA05
4K037JA06
(57)【要約】
本発明は、冷延鋼板及びその製造方法に関するものであって、より具体的には、車体のメンバー（ｍｅｍｂｅｒ）、シートレール（ｓｅａｔ ｒａｉｌ）及びピラー（ｐｉｌｌａｒ）のような構造部材などに好適に適用可能な優れた強度及び成形性を有する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：０．１０～０．２０％、Ｓｉ：０．０５～０．４９５％、Ａｌ：０．０１～０．１８％、Ｍｎ：２．４～３．５％、Ｃｒ：０．０５～０．８％、Ｍｏ：０．０５～０．８％、Ｂ：０．０００１～０．００３％、Ｎｂ：０．００５～０．０７％、Ｔｉ：０．００５～０．０７％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１～３を満たし、
面積％で、フレッシュマルテンサイト：１～１１％、テンパードマルテンサイト及びベイナイトのうち１種又は２種：８０～９７％、残留オーステナイト：１～９％及びフェライト：７％以下（０％を含む）である微細組織を有し、
平均大きさが２０ｎｍ以下であるＭＣ、Ｍ（Ｃ、Ｎ）及びこれらの複合析出物（Ｍ＝Ｎｂ、Ｔｉ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｆｅ）のうち１種以上を５０個／μｍ２以上含む冷延鋼板。
［関係式１］１１２０≦Ｘ＝２３０１×Ｃ＋２８７×Ｍｎ＋１５３３×Ｎｂ＋２２８×Ｃｒ－７１×Ｓｉ－８４．１×Ａｌ≦１３８０
［関係式２］０．２５≦Ｙ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０≦０．３６
［関係式３］３４２０≦Ｘ／Ｙ≦４３６０
（但し、前記関係式１～３において、それぞれの合金元素含有量は重量％である。）
【請求項2】
前記不純物は、トランプ元素としてＰ、Ｓ、Ｓｂ、Ｎ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｚｎ及びＰｂのうち１種以上を含み、その合計が０．１重量％以下である、請求項１に記載の冷延鋼板。
【請求項3】
前記冷延鋼板は、降伏強度（ＹＳ）：８００～１２００ＭＰａ、引張強度（ＴＳ）：１１８０～１４００ＭＰａ、全伸び率（Ｔ－ＥＬ）：５％以上、均一伸び率（Ｕ－ＥＬ）：３％以上、降伏比（ＹＳ／ＴＳ）：０．６０以上、穴拡げ率（ＨＥＲ）：２０％以上である、請求項１に記載の冷延鋼板。
【請求項4】
前記冷延鋼板は、少なくとも一面にめっき層が形成された、請求項１に記載の冷延鋼板。
【請求項5】
前記冷延鋼板は、ＬＭＥクラックの平均長さが１７０μｍ以下である、請求項４に記載の冷延鋼板。
【請求項6】
前記冷延鋼板は、溶融部（Ｆｕｓｉｏｎ Ｚｏｎｅ）の硬度（ＨｖＦＺ）が４００～６５０Ｈｖである、請求項４に記載の冷延鋼板。
【請求項7】
重量％で、Ｃ：０．１０～０．２０％、Ｓｉ：０．０５～０．４９５％、Ａｌ：０．０１～０．１８％、Ｍｎ：２．４～３．５％、Ｃｒ：０．０５～０．８％、Ｍｏ：０．０５～０．８％、Ｂ：０．０００１～０．００３％、Ｎｂ：０．００５～０．０７％、Ｔｉ：０．００５～０．０７％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１～３を満たすスラブを加熱する段階；前記加熱されたスラブを仕上げ圧延出側温度がＡ３＋５０℃～Ａ３＋１６０℃となるように仕上げ圧延して熱延鋼板を得る段階；
前記熱延鋼板をＭｓ＋１００℃～Ｍｓ＋３００℃まで冷却した後、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８００～８６０℃の連続焼鈍温度（ＳＳ）範囲で連続焼鈍する段階；
前記連続焼鈍された冷延鋼板を４５０～６５０℃の１次冷却終了温度（ＳＣＳ）まで１０℃／ｓ未満の平均冷却速度で１次冷却する段階；
前記１次冷却された冷延鋼板を３００～３９０℃の２次冷却終了温度（ＲＣＳ）まで１０℃／秒以上の平均冷却速度で２次冷却する段階；及び、
前記２次冷却された冷延鋼板を４００～５４０℃の再加熱温度（ＲＨＳ）範囲で再加熱する段階；を含み、
前記連続焼鈍、２次冷却及び再加熱時、下記関係式４～６を満たす冷延鋼板の製造方法。
［関係式１］１１２０≦Ｘ＝２３０１×Ｃ＋２８７×Ｍｎ＋１５３３×Ｎｂ＋２２８×Ｃｒ－７１×Ｓｉ－８４．１×Ａｌ≦１３８０
［関係式２］０．２５≦Ｙ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０≦０．３６
［関係式３］３４２０≦Ｘ／Ｙ≦４３６０
［関係式４］ＳＳ－Ａ３≧５℃
［関係式５］－３０℃≧Ｍｓ－ＲＣＳ≧１１０℃
［関係式６］－３０℃≧ＲＨＳ－ＲＣＳ≧２５０℃
（但し、前記関係式１～３において、それぞれの合金元素含有量は重量％である。）
【請求項8】
前記スラブは、トランプ元素としてＰ、Ｓ、Ｓｂ、Ｎ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｚｎ及びＰｂのうち１種以上を含み、その合計が０．１重量％以下である、請求項７に記載の冷延鋼板の製造方法。
【請求項9】
前記スラブは、加熱が１１００～１３００℃で行われる、請求項７に記載の冷延鋼板の製造方法。
【請求項10】
前記冷間圧延は、３０～７０％の圧下率で行われる、請求項７に記載の冷延鋼板の製造方法。
【請求項11】
前記連続焼鈍は、体積％で、窒素：９５％以上及び残部水素からなる気体雰囲気で行われる、請求項７に記載の冷延鋼板の製造方法。
【請求項12】
前記２次冷却は、体積％で、５０～８０％の水素、残部窒素からなるガス雰囲気の水素急冷設備で行われる、請求項７に記載の冷延鋼板の製造方法。
【請求項13】
前記再加熱する段階後、前記冷延鋼板を４３０～４９０℃のめっき浴で溶融めっきする段階をさらに含む、請求項７に記載の冷延鋼板の製造方法。
【請求項14】
前記溶融めっき後、前記冷延鋼板を２％未満の圧下率で調質圧延する段階をさらに含む、請求項１３に記載の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、冷延鋼板及びその製造方法に関するものであって、より具体的には、車体のメンバー（ｍｅｍｂｅｒ）、シートレール（ｓｅａｔ ｒａｉｌ）及びピラー（ｐｉｌｌａｒ）のような構造部材などに好適に適用可能な優れた強度及び成形性を有する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】
最近、自動車の乗客及び歩行者の安全規制の強化による安全装置の構築義務化に伴い、自動車の燃費向上のための軽量化とは反対となる状況として、車体の重量が増加するという問題がある。環境にやさしく、燃費の効率の高いハイブリッド（Ｈｙｂｒｉｄ）や電気自動車に対する消費者の関心が増大しているが、このような環境にやさしく且つ安全な車を生産するためには、車体構造の軽量化及び車体素材の安定性確保がなされなければならない。しかし、ハイブリッド自動車は既存のガソリンエンジンだけでなく、電気エンジン、電気バッテリー、そして２次燃料保管タンクなどの様々な装置が追加されている。また、運転者の便宜施設などが持続的に追加されるにつれて車体の重量は増加している。これによって、車体の軽量化を実現するためには、薄くて且つ強度、延性及び曲げ特性などに優れた素材の開発が必須的である。従って、このような問題を解決するためには、引張強度１１８０ＭＰａ以上の高強度及び高延性などを確保することができるギガ級の鋼板の開発が必要である。
【0003】
一方、近年、自動車の衝撃安定性の規制拡大に伴い、車体の耐衝撃性を向上するために、メンバー（ｍｅｍｂｅｒ）、シートレール（ｓｅａｔ ｒａｉｌ）及びピラー（ｐｉｌｌａｒ）などの構造部材に降伏強度に優れた高強度鋼が採用されている。構造部材は引張強度に対する降伏強度、すなわち、降伏比（降伏強度／引張強度）が高いほど衝撃エネルギーの吸収に有利であるという特徴を有している。しかし、一般的に鋼板の強度が増加するほど伸び率が減少して成形加工性が低下するという問題点が生じるため、高降伏比、成形性、及び部品加工時の重要物性である曲げ特性が同時に向上した材料の開発が求められているのが実情である。
【0004】
降伏強度を高めるための代表的な製造方法としては、連続焼鈍時に水冷却を用いる方法がある。例えば、焼鈍工程で均熱処理した後、水に浸漬し、焼戻しをすることで微細組織をマルテンサイトからテンパードマルテンサイトに変態させた鋼板を製造することができる。このような方法の代表的な従来技術としては特許文献１がある。特許文献１は、炭素０．１８～０．３％の鋼材を連続焼鈍後に常温まで水冷し、続いて、１２０～３００℃の温度で１～１５分間の過時効処理を施し、マルテンサイトの体積率が８０～９７％であり、残部がフェライトである鋼材を製造することに関する技術である。このように、水冷後焼戻し方式によって超高強度鋼を製造する場合、降伏比は極めて高いものの、幅方向、長さ方向の温度ばらつきによりコイルの形状品質が劣化するという問題が生じる。これにより、ロールフォーミング加工時に部位による材質不良及び作業性低下などの問題も生じる。
【0005】
上記高張力鋼板の加工性を向上させることに関する従来技術としては特許文献２がある。特許文献２は、テンパードマルテンサイトを主体とする複合組織からなる鋼板に関するものであって、加工性を向上させるために組織内部に粒径１～１００ｎｍの微細析出Ｃｕ粒子を分散させることを特徴としている。しかし、特許文献２は、良好な微細Ｃｕ粒子を析出させるためにＣｕ含有量を２～５％と過多に添加することで、Ｃｕに起因する赤熱脆性が発生する可能性があり、また、製造コストが過多に上昇するという問題点がある。
【0006】
特許文献３は、フェライト（ｆｅｒｒｉｔｅ）を基地組織として、パーライト（ｐｅａｒｌｉｔｅ）２～１０面積％を含む微細組織を有し、主にＴｉなどのような炭・窒化物形成元素の添加を通じた析出強化及び結晶粒微細化によって強度を向上させた鋼板を提示している。特許文献３は、低い製造原価に対して高い強度を容易に得ることができるという利点を有しているが、微細析出物により再結晶温度が急激に上昇するようになるため、十分な再結晶を引き起こして延性を確保するためには高温焼鈍を施さなければならないという欠点がある。また、フェライト基地に炭・窒化物を析出させて強化する既存の析出強化鋼では、６００ＭＰａ級以上の高強度鋼を得るのが難しいという問題点がある。
【0007】
他の方法としては、熱処理過程において、オーステナイトをマルテンサイト変態開始温度であるＭｓと変態完了温度であるＭｆとの間の温度に急冷させてマルテンサイトを確保すると同時に、適正温度でＣ、Ｍｎなどのオーステナイト安定化元素を残留オーステナイト相に拡散させることで強度及び伸び率を同時に確保することができるＱｕｅｎｃｈｉｎｇ＆Ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ（Ｑ＆Ｐ）方法がある。上記Ｑ＆Ｐ方法において、鋼をＡ３以上の温度に加熱しＭｓ温度以下に急冷させてＭｓとＭｆ温度との間で維持する熱処理過程を１ｓｔｅｐ Ｑ＆Ｐといい、急冷後に鋼をＭｓ以上の温度に再加熱させて熱処理する過程を２ｓｔｅｐ Ｑ＆Ｐという。例えば、特許文献４では、Ｑ＆Ｐ熱処理によってオーステナイトを残留させることができる方案について説明している。しかし、Ｑ＆Ｐ工程は焼鈍温度、冷却温度及び再加熱温度に対する精密な制御が重要であるが、特許文献４は単にＱ＆Ｐ熱処理に関する概念を説明しているだけで、具体的な制御方案についての詳細な説明が不十分であることから、実際の適用には限界がある。
【0008】
従って、上述した問題点を解決し、１８０°完全圧着曲げ試験でもクラックが発生せず、かつ、冷間成形が可能な高降伏比を有する引張強度１１８０ＭＰａ以上の超高強度を有する鋼材の開発が求められているのが実情である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0009】
【特許文献1】日本登録特許公報第２５２８３８７号公報
【特許文献2】日本公開特許公報特開２００５－２６４１７６号公報
【特許文献3】韓国公開特許公報第２０１５－００７３８４４号公報
【特許文献4】米国特許公開公報第２００６－００１１２７４号明細書
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0010】
本発明の一側面は、優れた強度及び成形性を有する冷延鋼板及びその製造方法を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【0011】
本発明の一実施形態は、重量％で、Ｃ：０．１０～０．２０％、Ｓｉ：０．０５～０．４９５％、Ａｌ：０．０１～０．１８％、Ｍｎ：２．４～３．５％、Ｃｒ：０．０５～０．８％、Ｍｏ：０．０５～０．８％、Ｂ：０．０００１～０．００３％、Ｎｂ：０．００５～０．０７％、Ｔｉ：０．００５～０．０７％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１～３を満たし、面積％で、フレッシュマルテンサイト：１～１１％、テンパードマルテンサイト及びベイナイトのうち１種又は２種：８０～９７％、残留オーステナイト：１～９％及びフェライト：７％以下（０％を含む）である微細組織を有し、平均大きさが２０ｎｍ以下であるＭＣ、Ｍ（Ｃ、Ｎ）及びこれらの複合析出物（Ｍ＝Ｎｂ、Ｔｉ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｆｅ）のうち１種以上を５０個／μｍ２以上含む冷延鋼板を提供する。
［関係式１］１１２０≦Ｘ＝２３０１×Ｃ＋２８７×Ｍｎ＋１５３３×Ｎｂ＋２２８×Ｃｒ－７１×Ｓｉ－８４．１×Ａｌ≦１３８０
［関係式２］０．２５≦Ｙ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０≦０．３６
［関係式３］３４２０≦Ｘ／Ｙ≦４３６０
（但し、上記関係式１～３において、それぞれの合金元素含有量は重量％である。）
［関係式１］１１２０≦Ｘ＝２３０１×Ｃ＋２８７×Ｍｎ＋１５３３×Ｎｂ＋２２８×Ｃｒ－７１×Ｓｉ－８４．１×Ａｌ≦１３８０
［関係式２］０．２５≦Ｙ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０≦０．３６
［関係式３］３４２０≦Ｘ／Ｙ≦４３６０
（但し、上記関係式１～３において、それぞれの合金元素含有量は重量％である。）
【0012】
本発明の他の実施形態は、重量％で、Ｃ：０．１０～０．２０％、Ｓｉ：０．０５～０．４９５％、Ａｌ：０．０１～０．１８％、Ｍｎ：２．４～３．５％、Ｃｒ：０．０５～０．８％、Ｍｏ：０．０５～０．８％、Ｂ：０．０００１～０．００３％、Ｎｂ：０．００５～０．０７％、Ｔｉ：０．００５～０．０７％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１～３を満たすスラブを加熱する段階；上記加熱されたスラブを仕上げ圧延出側温度がＡ３＋５０℃～Ａ３＋１６０℃となるように仕上げ圧延して熱延鋼板を得る段階；上記熱延鋼板をＭｓ＋１００℃～Ｍｓ＋３００℃まで冷却した後、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８００～８６０℃の連続焼鈍温度（ＳＳ）範囲で連続焼鈍する段階；上記連続焼鈍された冷延鋼板を４５０～６５０℃の１次冷却終了温度（ＳＣＳ）まで１０℃／ｓ未満の平均冷却速度で１次冷却する段階；上記１次冷却された冷延鋼板を３００～３９０℃の２次冷却終了温度（ＲＣＳ）まで１０℃／秒以上の平均冷却速度で２次冷却する段階；及び、上記２次冷却された冷延鋼板を４００～５４０℃の再加熱温度（ＲＨＳ）範囲で再加熱する段階；を含み、上記連続焼鈍、２次冷却及び再加熱時、下記関係式４～６を満たす冷延鋼板の製造方法を提供する。
［関係式１］１１２０≦Ｘ＝２３０１×Ｃ＋２８７×Ｍｎ＋１５３３×Ｎｂ＋２２８×Ｃｒ－７１×Ｓｉ－８４．１×Ａｌ≦１３８０
［関係式２］０．２５≦Ｙ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０≦０．３６
［関係式３］３４２０≦Ｘ／Ｙ≦４３６０
［関係式４］ＳＳ－Ａ３≧５℃
［関係式５］－３０℃≧Ｍｓ－ＲＣＳ≧１１０℃
［関係式６］－３０℃≧ＲＨＳ－ＲＣＳ≧２５０℃
（但し、上記関係式１～３において、それぞれの合金元素含有量は重量％である。）
［関係式１］１１２０≦Ｘ＝２３０１×Ｃ＋２８７×Ｍｎ＋１５３３×Ｎｂ＋２２８×Ｃｒ－７１×Ｓｉ－８４．１×Ａｌ≦１３８０
［関係式２］０．２５≦Ｙ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０≦０．３６
［関係式３］３４２０≦Ｘ／Ｙ≦４３６０
［関係式４］ＳＳ－Ａ３≧５℃
［関係式５］－３０℃≧Ｍｓ－ＲＣＳ≧１１０℃
［関係式６］－３０℃≧ＲＨＳ－ＲＣＳ≧２５０℃
（但し、上記関係式１～３において、それぞれの合金元素含有量は重量％である。）
【発明の効果】
【0013】
本発明の一側面によると、優れた強度及び成形性を有する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】
【0014】
【図1】本発明の一実施例によってＬＭＥクラックの平均長さを測定するために実施される溶接方法の模式図である。
【図2】本発明の一実施例による発明例１をＳＥＭで観察した写真である。
【図3】本発明の一実施例による発明例１をＴＥＭで観察した写真である。
【図4】本発明の一実施例による発明例３についてＬＭＥ評価後の溶接部断面を観察した写真である。
【発明を実施するための形態】
【0015】
以下、本発明の一実施形態による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。下記説明される合金組成の含有量は重量％である。
【0016】
Ｃ：０．１０～０．２０％
炭素（Ｃ）は、固溶強化のために添加される極めて重要な元素である。また、Ｃは、析出強化元素と結合して微細炭化物を生成することで強度向上に寄与する。上記Ｃの含有量が０．１０％未満の場合には、所望の強度を確保することが極めて困難である。一方、上記Ｃの含有量が０．２０％を超えると、硬化能の増加により冷却中にマルテンサイトが過度に形成されるにつれて強度が急激に増加し、曲げ加工性が劣化する可能性がある。また、溶接性が劣化して、顧客会社で部品加工時に溶接欠陥が発生する可能性が高くなる。従って、上記Ｃの含有量は０．１０～０．２０％の範囲を有することが好ましい。上記Ｃ含有量の下限は０．１１％であることがより好ましく、０．１２％であることがさらに好ましい。上記Ｃ含有量の上限は０．１９％であることがより好ましく、０．１８％であることがさらに好ましい。
炭素（Ｃ）は、固溶強化のために添加される極めて重要な元素である。また、Ｃは、析出強化元素と結合して微細炭化物を生成することで強度向上に寄与する。上記Ｃの含有量が０．１０％未満の場合には、所望の強度を確保することが極めて困難である。一方、上記Ｃの含有量が０．２０％を超えると、硬化能の増加により冷却中にマルテンサイトが過度に形成されるにつれて強度が急激に増加し、曲げ加工性が劣化する可能性がある。また、溶接性が劣化して、顧客会社で部品加工時に溶接欠陥が発生する可能性が高くなる。従って、上記Ｃの含有量は０．１０～０．２０％の範囲を有することが好ましい。上記Ｃ含有量の下限は０．１１％であることがより好ましく、０．１２％であることがさらに好ましい。上記Ｃ含有量の上限は０．１９％であることがより好ましく、０．１８％であることがさらに好ましい。
【0017】
Ｓｉ：０．０５～０．４９５％
ケイ素（Ｓｉ）は、強度増加に寄与するだけでなく、炭化物生成を抑制して焼鈍均熱処理及び冷却中に炭素が炭化物として生成されずに分配されて残留オーステナイトに集積することで、残留オーステナイトが常温でオーステナイト相として存在するようにするため、伸び率確保に有利な元素である。上記Ｓｉの含有量が０．０５％未満である場合には、上述した効果を十分に確保することが困難である可能性がある。一方、上記Ｓｉの含有量が０．４９５％を超える場合には、ＬＭＥクラックの形成による溶接部の物性悪化を防ぐことができなくなり、赤スケールなどの表面欠陥が誘発されて鋼材の表面特性及びめっき性が悪くなる。上記Ｓｉ含有量の下限は０．１０％であることがより好ましく、０．１５％であることがさらに好ましい。上記Ｓｉ含有量の上限は０．４９０％であることがより好ましく、０．４８５％であることがさらに好ましい。
ケイ素（Ｓｉ）は、強度増加に寄与するだけでなく、炭化物生成を抑制して焼鈍均熱処理及び冷却中に炭素が炭化物として生成されずに分配されて残留オーステナイトに集積することで、残留オーステナイトが常温でオーステナイト相として存在するようにするため、伸び率確保に有利な元素である。上記Ｓｉの含有量が０．０５％未満である場合には、上述した効果を十分に確保することが困難である可能性がある。一方、上記Ｓｉの含有量が０．４９５％を超える場合には、ＬＭＥクラックの形成による溶接部の物性悪化を防ぐことができなくなり、赤スケールなどの表面欠陥が誘発されて鋼材の表面特性及びめっき性が悪くなる。上記Ｓｉ含有量の下限は０．１０％であることがより好ましく、０．１５％であることがさらに好ましい。上記Ｓｉ含有量の上限は０．４９０％であることがより好ましく、０．４８５％であることがさらに好ましい。
【0018】
Ａｌ：０．０１～０．１８％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼材の脱酸のために含まれる元素であるだけでなく、セメンタイトの析出を抑制して残留オーステナイトの安定化に効果的な元素である。上記Ａｌの含有量が０．０１％未満であると、上述した効果を十分に確保することが困難である可能性がある。一方、上記Ａｌの含有量が０．１８％を超える場合、鋼材の鋳造性を損なうようになる。上記Ａｌ含有量の下限は０．０２％であることがより好ましく、０．０３％であることがさらに好ましい。上記Ｓｉ含有量の上限は０．１７％であることがより好ましく、０．１６％であることがさらに好ましい。
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼材の脱酸のために含まれる元素であるだけでなく、セメンタイトの析出を抑制して残留オーステナイトの安定化に効果的な元素である。上記Ａｌの含有量が０．０１％未満であると、上述した効果を十分に確保することが困難である可能性がある。一方、上記Ａｌの含有量が０．１８％を超える場合、鋼材の鋳造性を損なうようになる。上記Ａｌ含有量の下限は０．０２％であることがより好ましく、０．０３％であることがさらに好ましい。上記Ｓｉ含有量の上限は０．１７％であることがより好ましく、０．１６％であることがさらに好ましい。
【0019】
Ｍｎ：２．４～３．５％
マンガン（Ｍｎ）は、強度を確保するために添加される元素である。上記Ｍｎの含有量が２．４％未満である場合、強度を確保することが困難になる。一方、その含有量が３．５％を超える場合、ベイナイト変態速度が遅くなり、過度に多いフレッシュマルテンサイトが形成されることによって、高い穴拡げ性を得ることが困難になる。また、Ｍｎの偏析によるバンド組織が形成されて素材の材質均一性と成形性を損なうようになる。上記Ｍｎ含有量の下限は２．５％であることがより好ましく、２．６％であることがさらに好ましい。上記Ｍｎ含有量の上限は３．４％であることがより好ましく、３．２％であることがさらに好ましい。
マンガン（Ｍｎ）は、強度を確保するために添加される元素である。上記Ｍｎの含有量が２．４％未満である場合、強度を確保することが困難になる。一方、その含有量が３．５％を超える場合、ベイナイト変態速度が遅くなり、過度に多いフレッシュマルテンサイトが形成されることによって、高い穴拡げ性を得ることが困難になる。また、Ｍｎの偏析によるバンド組織が形成されて素材の材質均一性と成形性を損なうようになる。上記Ｍｎ含有量の下限は２．５％であることがより好ましく、２．６％であることがさらに好ましい。上記Ｍｎ含有量の上限は３．４％であることがより好ましく、３．２％であることがさらに好ましい。
【0020】
Ｃｒ：０．０５～０．８％
クロム（Ｃｒ）は、強度と硬化能を確保するために添加される元素である。Ｍｎが単独で添加される場合、強度と硬化能を確保するために本発明のＭｎ含有量の範囲を超えて極めて多量のＭｎが添加されなければならないが、上記Ｃｒを０．０５％以上添加することによってこのような問題点を解消することができる。一方、上記Ｃｒの含有量が０．８％を超える場合、局部腐食性が悪くなり、表面に酸化物を形成してリン酸塩処理性を損なうようになる。上記Ｃｒ含有量の下限は０．０６％であることがより好ましく、０．０７％であることがさらに好ましい。上記Ｃｒ含有量の上限は０．７％であることがより好ましく、０．６％であることがさらに好ましい。
クロム（Ｃｒ）は、強度と硬化能を確保するために添加される元素である。Ｍｎが単独で添加される場合、強度と硬化能を確保するために本発明のＭｎ含有量の範囲を超えて極めて多量のＭｎが添加されなければならないが、上記Ｃｒを０．０５％以上添加することによってこのような問題点を解消することができる。一方、上記Ｃｒの含有量が０．８％を超える場合、局部腐食性が悪くなり、表面に酸化物を形成してリン酸塩処理性を損なうようになる。上記Ｃｒ含有量の下限は０．０６％であることがより好ましく、０．０７％であることがさらに好ましい。上記Ｃｒ含有量の上限は０．７％であることがより好ましく、０．６％であることがさらに好ましい。
【0021】
Ｍｏ：０．０５～０．８％
モリブデン（Ｍｏ）は、強度と硬化能を確保するために添加される元素である。Ｍｎが単独で添加される場合、本発明のＭｎ含有量の範囲を超えて極めて多量のＭｎが添加されなければならないが、上記Ｍｏを０．０５％以上添加することによってこのような問題点を解消することができる。一方、上記Ｍｏの含有量が０．８％を超える場合、相変態が抑制されてベイナイト組織を得ることが困難になり、高価な元素であることから鋼板の経済性が悪くなる。上記Ｍｏ含有量の下限は０．０６％であることがより好ましく、０．０７％であることがさらに好ましい。上記Ｍｏ含有量の上限は０．７％であることがより好ましく、０．６％であることがさらに好ましい。
モリブデン（Ｍｏ）は、強度と硬化能を確保するために添加される元素である。Ｍｎが単独で添加される場合、本発明のＭｎ含有量の範囲を超えて極めて多量のＭｎが添加されなければならないが、上記Ｍｏを０．０５％以上添加することによってこのような問題点を解消することができる。一方、上記Ｍｏの含有量が０．８％を超える場合、相変態が抑制されてベイナイト組織を得ることが困難になり、高価な元素であることから鋼板の経済性が悪くなる。上記Ｍｏ含有量の下限は０．０６％であることがより好ましく、０．０７％であることがさらに好ましい。上記Ｍｏ含有量の上限は０．７％であることがより好ましく、０．６％であることがさらに好ましい。
【0022】
Ｂ：０．０００１～０．００３％
ボロン（Ｂ）は、硬化能を確保するために添加される元素である。Ｍｎが単独で添加される場合、本発明のＭｎ含有量の範囲を超えて極めて多量のＭｎが添加されなければならないが、上記Ｂを０．０００１％以上添加することによってこのような問題点を解消することができる。一方、上記Ｂの含有量が０．００３０％を超える場合、表面にＢが過多に集積してめっき密着性を損なうようになる。上記Ｂ含有量の下限は０．０００２％であることがより好ましく、０．０００３％であることがさらに好ましい。上記Ｂ含有量の上限は０．００２５％であることがより好ましく、０．００２０％であることがさらに好ましい。
ボロン（Ｂ）は、硬化能を確保するために添加される元素である。Ｍｎが単独で添加される場合、本発明のＭｎ含有量の範囲を超えて極めて多量のＭｎが添加されなければならないが、上記Ｂを０．０００１％以上添加することによってこのような問題点を解消することができる。一方、上記Ｂの含有量が０．００３０％を超える場合、表面にＢが過多に集積してめっき密着性を損なうようになる。上記Ｂ含有量の下限は０．０００２％であることがより好ましく、０．０００３％であることがさらに好ましい。上記Ｂ含有量の上限は０．００２５％であることがより好ましく、０．００２０％であることがさらに好ましい。
【0023】
Ｎｂ：０．００５～０．０７％
ニオブ（Ｎｂ）は、強度を確保し微細組織を微細化するために添加される元素である。上記Ｎｂの含有量が０．００５％未満である場合、強度向上及び微細組織の微細化効果を得ることが困難である。一方、上記Ｎｂの含有量が０．０７％を超える場合、局部的な結晶粒固定により再結晶が遅延し、微細組織の均一性を損なうようになる。上記Ｎｂ含有量の下限は０．０１０％であることがより好ましく、０．０１５％であることがさらに好ましい。上記Ｎｂ含有量の上限は０．０６％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い。
ニオブ（Ｎｂ）は、強度を確保し微細組織を微細化するために添加される元素である。上記Ｎｂの含有量が０．００５％未満である場合、強度向上及び微細組織の微細化効果を得ることが困難である。一方、上記Ｎｂの含有量が０．０７％を超える場合、局部的な結晶粒固定により再結晶が遅延し、微細組織の均一性を損なうようになる。上記Ｎｂ含有量の下限は０．０１０％であることがより好ましく、０．０１５％であることがさらに好ましい。上記Ｎｂ含有量の上限は０．０６％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い。
【0024】
Ｔｉ：０．００５～０．０７％
チタン（Ｔｉ）は、強度を確保し微細組織を微細化するために添加される元素である。上記Ｔｉの含有量が０．００５％未満である場合、強度向上及び微細組織の微細化効果を得ることが困難である。一方、上記Ｔｉの含有量が０．０７％を超える場合、ＴｉＮの過多形成により鋳造性を損なうようになり、局部的な結晶粒固定により再結晶が遅延し、微細組織の均一性を損なうようになる。上記Ｔｉ含有量の下限は０．０１０％であることがより好ましく、０．０１５％であることがさらに好ましい。上記Ｔｉ含有量の上限は０．０６％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い。
チタン（Ｔｉ）は、強度を確保し微細組織を微細化するために添加される元素である。上記Ｔｉの含有量が０．００５％未満である場合、強度向上及び微細組織の微細化効果を得ることが困難である。一方、上記Ｔｉの含有量が０．０７％を超える場合、ＴｉＮの過多形成により鋳造性を損なうようになり、局部的な結晶粒固定により再結晶が遅延し、微細組織の均一性を損なうようになる。上記Ｔｉ含有量の下限は０．０１０％であることがより好ましく、０．０１５％であることがさらに好ましい。上記Ｔｉ含有量の上限は０．０６％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い。
【0025】
一方、本発明の冷延鋼板は前述した合金組成を満たすと同時に、下記関係式１～３を満たすことが好ましい。このとき、下記関係式１～３において、それぞれの合金元素含有量は重量％である。
【0026】
［関係式１］１１２０≦Ｘ＝２３０１×Ｃ＋２８７×Ｍｎ＋１５３３×Ｎｂ＋２２８×Ｃｒ－７１×Ｓｉ－８４．１×Ａｌ≦１３８０
上記関係式１は、本発明が目標とする優れた強度及び成形性を確保するための成分関係式である。上記Ｘの値が１１２０未満である場合には、硬化能不足により本発明が目標とする強度の確保が難しく、１３８０を超える場合には、引張強度が高くなりすぎて穴拡げ性及び曲げ特性などが劣化する可能性がある。従って、上記Ｘの値は１１２０～１３８０の範囲を有することが好ましい。上記Ｘの値の下限は１１３０であることがより好ましく、１１４０であることがさらに好ましい。上記Ｘの値の上限は１３７０であることがより好ましく、１３６０であることがさらに好ましい。
上記関係式１は、本発明が目標とする優れた強度及び成形性を確保するための成分関係式である。上記Ｘの値が１１２０未満である場合には、硬化能不足により本発明が目標とする強度の確保が難しく、１３８０を超える場合には、引張強度が高くなりすぎて穴拡げ性及び曲げ特性などが劣化する可能性がある。従って、上記Ｘの値は１１２０～１３８０の範囲を有することが好ましい。上記Ｘの値の下限は１１３０であることがより好ましく、１１４０であることがさらに好ましい。上記Ｘの値の上限は１３７０であることがより好ましく、１３６０であることがさらに好ましい。
【0027】
［関係式２］０．２５≦Ｙ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０≦０．３６
上記関係式２は、溶接性及び溶融部硬度を確保するための成分関係式である。上記Ｙの値が０．２５未満である場合には、溶接炭素当量が低くて目標とする溶融部硬度を確保することが難しく、０．３６を超える場合には、溶融部硬度が高すぎて脆性破断が発生する可能性がある。従って、上記Ｙの値は０．２５～０．３６の範囲を有することが好ましい。上記関係式２の値の下限は０．２６であることがより好ましく、０．２７であることがさらに好ましい。上記関係式２の値の上限は０．３５であることがより好ましく、０．３４であることがさらに好ましい。
上記関係式２は、溶接性及び溶融部硬度を確保するための成分関係式である。上記Ｙの値が０．２５未満である場合には、溶接炭素当量が低くて目標とする溶融部硬度を確保することが難しく、０．３６を超える場合には、溶融部硬度が高すぎて脆性破断が発生する可能性がある。従って、上記Ｙの値は０．２５～０．３６の範囲を有することが好ましい。上記関係式２の値の下限は０．２６であることがより好ましく、０．２７であることがさらに好ましい。上記関係式２の値の上限は０．３５であることがより好ましく、０．３４であることがさらに好ましい。
【0028】
［関係式３］３４２０≦Ｘ／Ｙ≦４３６０
上記関係式３は、本発明が目標とする強度と溶接性及び溶融部硬度とを同時に安定して確保するための成分関係式である。上記Ｘ／Ｙの値が３４２０未満である場合には、硬化能不足により本発明が目標とする強度の確保が難しく、溶接炭素当量が高くて溶接部の脆性破断が発生する可能性がある。一方、４３６０を超える場合には、硬化能が過度に高く、急激な引張強度の上昇により穴拡げ性及び曲げ特性が劣化し、溶接炭素当量が低くて目標とする溶融部硬度の確保が困難になる可能性がある。従って、上記Ｘ／Ｙの値は３４２０～４３６０の範囲を有することが好ましい。上記Ｘ／Ｙの値の下限は３４４０であることがより好ましく、３４６０であることがさらに好ましい。上記Ｘ／Ｙの値の上限は４３４０であることがより好ましく、４３２０であることがさらに好ましい。
上記関係式３は、本発明が目標とする強度と溶接性及び溶融部硬度とを同時に安定して確保するための成分関係式である。上記Ｘ／Ｙの値が３４２０未満である場合には、硬化能不足により本発明が目標とする強度の確保が難しく、溶接炭素当量が高くて溶接部の脆性破断が発生する可能性がある。一方、４３６０を超える場合には、硬化能が過度に高く、急激な引張強度の上昇により穴拡げ性及び曲げ特性が劣化し、溶接炭素当量が低くて目標とする溶融部硬度の確保が困難になる可能性がある。従って、上記Ｘ／Ｙの値は３４２０～４３６０の範囲を有することが好ましい。上記Ｘ／Ｙの値の下限は３４４０であることがより好ましく、３４６０であることがさらに好ましい。上記Ｘ／Ｙの値の上限は４３４０であることがより好ましく、４３２０であることがさらに好ましい。
【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、原料又は周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入され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の技術者であれば誰でも分かるため、その全ての内容を特に本明細書では言及しない。
【0030】
一方、上記不純物はトランプ元素としてＰ、Ｓ、Ｓｂ、Ｎ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｚｎ及びＰｂのうち１種以上を含み、その合計が０．１重量％以下であることができる。上記トランプ元素は製鋼工程で原料として使用するスクラップなどに由来する不純物元素であって、その合計が０．１％を超える場合には、スラブの表面クラックを引き起こし、鋼板の表面品質を低下させる可能性がある。
【0031】
本発明の一実施形態による冷延鋼板は、面積％で、フレッシュマルテンサイト（Ｆｒｅｓｈ Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ、以下、「Ｆ．Ｍ」ともいう）：１～１１％、テンパードマルテンサイト（Ｔｅｍｐｅｒｅｄ Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ、以下、「Ｔ．Ｍ」ともいう）及びベイナイト（Ｂａｉｎｉｔｅ、以下、「Ｂ」ともいう）のうち１種又は２種：８０～９７％、残留オーステナイト（Ｒｅｔａｉｎｅｄ Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ、以下、「Ｒ．Ａ」ともいう）：１～９％及びフェライト（Ｆｅｒｒｉｔｅ、以下、「Ｆ」ともいう）：７％以下（０％を含む）からなる微細組織を有することが好ましい。Ｆ．Ｍ分率が１％未満であるか、Ｔ．Ｍ及びＢのうち１種又は２種の分率が８０％未満である場合、本発明が目標とする強度の確保が難しい。一方、Ｆ．Ｍ分率が１１％を超えるか、Ｔ．Ｍ及びＢのうち１種又は２種の分率が９７％を超える場合には、伸び率及び曲げ特性が劣化する可能性がある。Ｒ．Ａは伸び率の確保の側面で有利であることから１．０％以上である必要があるが、９％未満である場合には、強度の確保が難しくなる可能性がある。Ｆ分率が７％を超える場合には、本発明が目標とする強度の確保が困難になる可能性がある。
【0032】
本発明の一実施形態による冷延鋼板は、平均大きさが２０ｎｍ以下のＭＣ、Ｍ（Ｃ、Ｎ）及びこれらの複合析出物（Ｍ＝Ｎｂ、Ｔｉ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｆｅ）のうち１種以上を５０個／μｍ２以上含むことが好ましい。上記析出物は、平均大きさが２０ｎｍを超えるか、分率が５０個／μｍ２未満である場合には、強度及び曲げ特性の確保に不利であるという欠点がある。上記析出物の大きさは１５ｎｍ以下であることがより好ましく、１０ｎｍ以下であることがさらに好ましい。上記析出物の分率は７５個／μｍ２以上であることがより好ましく、１００個／μｍ２以上であることがさらに好ましい。
【0033】
前述のように提供される本発明の一実施形態による冷延鋼板は、降伏強度（ＹＳ）：８００～１２００ＭＰａ、引張強度（ＴＳ）：１１８０～１４００ＭＰａ、全伸び率（Ｔｏｔａｌ Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ、Ｔ－ＥＬ）：５％ 以上、均一伸び率（Ｕｎｉｆｏｒｍ Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ、Ｕ－ＥＬ）：３％以上、降伏比（ＹＳ／ＴＳ）：０．６０以上、穴拡げ率（ＨＥＲ）：２０％以上であって、優れた強度及び成形性を有することができる。上記降伏強度（ＹＳ）は８５０～１１５０ＭＰａであることがより好ましく、８５０～９５０ＭＰａであることがさらに好ましい。引張強度（ＴＳ）は１１８５～１３８０ＭＰａであることがより好ましく、１１９０～１３５０ＭＰａであることがさらに好ましい。全伸び率（Ｔ－ＥＬ）は６％以上であることがより好ましく、７％以上であることがさらに好ましい。均一伸び率（Ｕ－ＥＬ）は４％以上であることがより好ましく、５％以上であることがさらに好ましい。降伏比（ＹＲ、ＹＳ／ＴＳ）は０．６５以上であることがより好ましく、０．７０％以上であることがさらに好ましい。穴拡げ率（ＨＥＲ、Ｈｏｌｅ Ｅｘｐａｎｓｉｏｎ Ｒａｔｉｏ）は２２％以上であることがより好ましく、２５％以上であることがさらに好ましい。
【0034】
一方、本発明の冷延鋼板は、少なくとも一面にめっき層が形成されてもよい。本発明では、上記めっき層の種類について特に限定していないが、例えば、Ｚｎ系めっき層であってもよい。このようにめっき層が形成された冷延鋼板を自動車用部品として使用するためには、一般的にスポット溶接が行われる。このとき、ＧＩ鋼板に形成された合金化抑制層は、溶接熱により溶融しながら液体亜鉛を生じさせる。より詳しくは、上記スポット溶接時に溶接部は約１秒以内に約１５００℃以上まで上昇し、これにより素地鉄とめっき層が溶融して溶接される。このとき、溶接熱影響部（ＨＡＺ）ではめっき層の温度が６００～８００℃まで上昇するが、これにより上記めっき層にＦｅが拡散し、上記めっき層の一部はＦｅ－Ｚｎ合金層で合金化され、残りは液体亜鉛になる。上記液体亜鉛は素地鋼板表面の結晶粒界に浸透して入り、このとき、ＨＡＺに引張応力が作動すると、約数十～数百μｍの大きさを有するクラックを生じさせて脆性破壊を引き起こす。これを液体金属脆化（Ｌｉｑｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ、以下、「ＬＭＥ」ともいう）という。本発明では、ＬＭＥクラックの平均長さが１７０μｍ以下と優れたＬＭＥ抵抗性を有することができる。上記ＬＭＥクラックの平均長さは１６０μｍ以下であることがより好ましく、１５０μｍ以下であることがさらに好ましい。
【0035】
また、本発明の冷延鋼板は、溶融部（Ｆｕｓｉｏｎ Ｚｏｎｅ）の硬度（ＨｖＦＺ）が４００～６５０Ｈｖであってもよい。上記溶融部の硬度が４００Ｈｖ未満である場合には、十分な溶融部硬度を確保できず、溶接部の強度が低くなる可能性がある。一方、６５０Ｈｖを超える場合には、溶融部硬度が高すぎてクラック発生敏感性が高くなるため、溶接部強度と特に衝撃吸収エネルギーが低くなる可能性がある。上記溶融部の硬度は４２０～６３０Ｈｖであることがより好ましく、４５０～６００Ｈｖであることがさらに好ましい。
【0036】
以下、本発明の一実施形態による冷延鋼板の製造方法について説明する。
【0037】
まず、前述した合金組成と関係式１～３とを満たすスラブを加熱する。本発明では、上記スラブ加熱温度について特に限定していないが、例えば、上記スラブの加熱は１１００～１３００℃で行うことができる。上記スラブ加熱温度が１１００℃未満である場合には、粗圧延時に圧延負荷のような欠点があり、１３００℃を超える場合には、微細組織が粗大化し、電力費上昇といった欠点がある。上記スラブ加熱温度の下限は１１２５℃であることがより好ましく、１１５０℃であることがさらに好ましい。上記スラブ加熱温度の上限は１２７５℃であることがより好ましく、１２５０℃であることがさらに好ましい。一方、上記スラブは２３０～２７０ｍｍの厚さを有することができる。
【0038】
その後、上記加熱されたスラブを仕上げ圧延出側温度（以下、「ＦＤＴ」ともいう）がＡ３＋５０℃～Ａ３＋１６０℃となるように仕上げ圧延して熱延鋼板を得る。上記仕上げ圧延出側温度がＡ３＋５０℃未満である場合には、熱間変形抵抗が急激に増加する可能性が高い。上記仕上げ圧延出側温度がＡ３＋１６０℃を超える場合には、厚すぎる酸化スケールが発生するだけでなく、鋼板の微細組織が粗大化する可能性が高い。従って、上記仕上げ圧延出側温度はＡ３＋５０℃～Ａ３＋１６０℃の範囲を有することが好ましい。上記仕上げ圧延出側温度の下限はＡ３＋６０℃がより好ましく、Ａ３＋７０℃がさらに好ましい。上記仕上げ圧延出側温度の上限はＡ３＋１５０℃がより好ましく、Ａ３＋１４０℃がさらに好ましい。一方、上記Ａ３温度は、下記式１により求めることができる。
【0039】
［式１］Ａ３＝９１０－２０３×Ｃ１／２＋４４．７×Ｓｉ＋３１．５×Ｍｏ－３０×Ｍｎ－１１×Ｃｒ＋４００×Ａｌ＋４００×Ｔｉ
【0040】
その後、上記熱延鋼板をＭｓ＋１００℃～Ｍｓ＋３００℃まで冷却したのち、巻き取る。上記巻取温度（以下、「ＣＴ」ともいう）がＭｓ＋１００℃未満である場合、マルテンサイト又はベイナイトが過度に生成し熱延鋼板の過度な強度上昇を招くことで、冷間圧延時に負荷による形状不良などの問題が生じる可能性がある。一方、Ｍｓ＋３００℃を超えると表面スケールの増加により酸洗性が劣化する可能性がある。従って、上記巻取温度はＭｓ＋１００℃～Ｍｓ＋３００℃の範囲を有することが好ましい。上記巻取温度の下限はＭｓ＋１２０℃であることがより好ましく、Ｍｓ＋１５０℃であることがさらに好ましい。上記巻取温度の上限はＭｓ＋２８０℃であることがより好ましく、Ｍｓ＋２６０℃であることがさらに好ましい。一方、本発明では、上記巻取後の冷却工程について特に限定していないが、例えば、上記巻き取られた熱延鋼板を０．１℃／ｓ以下の冷却速度で常温まで冷却することができる。一方、上記Ｍｓ温度は、下記式２により求めることができる。
【0041】
［式２］Ｍｓ＝５３９－４２３×Ｃ－３０．４×Ｍｎ－７．５×Ｓｉ＋３０×Ａｌ
【0042】
その後、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、上記冷間圧延時の圧下率について特に限定していないが、例えば、上記冷間圧延は３０～７０％の圧下率で行うことができる。上記冷間圧下率が３０％未満である場合には、再結晶駆動力が弱くなり良好な再結晶粒を得るにあたり問題が生じる可能性が高く、形状矯正が極めて難しいという欠点がある。一方、７０％を超える場合には、鋼板エッジ（ｅｄｇｅ）部にクラックが発生する可能性が高く、圧延荷重が急激に増加することがある。従って、上記冷間圧延は３０～７０％の圧下率で行うことが好ましい。一方、上記冷間圧延前には、表面に付着したスケールや不純物などを除去するために酸洗を行うこともできる。
【0043】
その後、上記冷延鋼板を８００～８６０℃の連続焼鈍温度（以下、「ＳＳ」ともいう）の範囲で連続焼鈍する。上記連続焼鈍は、オーステナイト単相域まで鋼板を加熱することで１００％に近いオーステナイトを形成し、以降の相変態に用いるために行われる。上記連続焼鈍温度が８００℃未満であると、十分な再結晶及びオーステナイト変態が行われないことから、焼鈍後に本発明が得ようとするマルテンサイトとベイナイト分率を確保することができない。一方、上記連続焼鈍温度が８６０℃を超えると、生産性が低下し、粗大なオーステナイトが形成されて材質が劣化する可能性があり、また、めっき材の剥離など表面品質が悪くなる。上記連続焼鈍温度の下限は８０５℃であることがより好ましく、８１０℃であることがさらに好ましい。上記連続焼鈍温度の上限は８５５℃であることがより好ましく、８５０℃であることがさらに好ましい。
【0044】
一方、上記連続焼鈍温度は、本発明が目標とする強度を確保する上で極めて重要な要因であって、精密な制御が必要である。従って、本発明では下記関係式４を満たすことが好ましい。もし、ＳＳ－Ａ３の値が５℃以下になると、過度なフェライト変態が起こり十分なオーステナイト変態を確保できず、最終微細組織で目標とするＦ．ＭとＴ．Ｍ＋Ｂの分率の確保が難しいことから、目標とする強度を得られなくなる。下記ＳＳ－Ａ３値は１０℃以上であることがより好ましく、１５℃以上であることがさらに好ましく、３０℃以上であることが最も好ましい。
【0045】
［関係式４］ＳＳ－Ａ３≧５℃
【0046】
本発明では、上記連続焼鈍時の雰囲気について特に限定していないが、例えば、上記連続焼鈍は、体積％で、窒素：９５％以上及び残部水素からなる気体雰囲気で行うことができる。上記窒素の分率が９５％未満である場合、これに合わせて水素の割合もともに高くならなければ、炉（ｆｕｒｎａｃｅ）内に酸化性雰囲気が形成され、鋼板表面に酸化物が形成されることにより表面品質が悪くなる可能性があり、また、水素の割合が高くなると、爆発防止のような工程上の困難が加重することがある。
【0047】
その後、上記連続焼鈍された冷延鋼板を４５０～６５０℃の１次冷却終了温度（ＳＣＳ）まで１０℃／ｓ未満の平均冷却速度で１次冷却する。上記１次冷却終了温度は、１次冷却で適用されていない急冷設備がさらに適用されて、２次冷却（急冷）が開始される時点と定義することができる。本発明では、冷却工程を１次及び２次に分けて段階的に実行することにより、徐冷段階で鋼板の温度分布を均一にして最終的な温度及び材料のばらつきを減少させることができ、必要な相（ｐｈａｓｅ）を得ることができる。上記１次冷却終了温度が６５０℃を超える場合には、２次冷却終了温度までの冷却量が大きくなって鋼板形状が不良となり、ベイナイト分率が目標水準に対して低くなる可能性がある。一方、実際の設備の長さを考慮すると、１０℃／ｓ未満の冷却速度では４５０℃未満に冷却することが困難であるため、上記１次冷却終了温度の下限は４５０℃であることが好ましい。上記１０℃／ｓ以上の場合には、２次冷却における冷却量が大きくなって、最終的な温度のばらつき及び材質のばらつきが増加するようになる。
【0048】
その後、上記１次冷却された冷延鋼板を３００～３９０℃の２次冷却終了温度（ＲＣＳ）まで１０℃／秒以上の平均冷却速度で２次冷却する。上記２次冷却終了温度は、鋼板がＭｓ温度以下になるようにして冷却中にマルテンサイト変態が発生するようにし、このマルテンサイトは、後工程である再加熱段階を経て最終的にテンパードマルテンサイトとベイナイト相になる。１１８０ＭＰａ級の超高強度鋼板のＭｓ温度は殆ど４００℃以下の水準であるため、本発明では上記２次冷却終了温度を３００～３９０℃の範囲に制御する。上記２次冷却終了温度が３００℃未満である場合には、マルテンサイト変態量が多すぎて強度が高くなり、伸び率は不十分となり、降伏強度が高くなりすぎて成形性が悪くなる。一方、３９０℃を超える場合には、十分なマルテンサイト変態が起こらず、目標とする強度を得ることが困難である。上記２次冷却速度が１０℃／ｓ未満である場合には、目標とする２次冷却終了温度に到達しても冷却中に高温相変態が発生し、目標とするマルテンサイト分率と高強度が得られなくなる。上記２次冷却終了温度の下限は３０５℃であることがより好ましく、３１０℃であることがさらに好ましい。上記２次冷却終了温度の上限は３８５℃であることがより好ましく、３８０℃であることがさらに好ましい。上記２次冷却速度は１５℃／秒以上であることがより好ましく、２０℃／秒以上であることがさらに好ましい。
【0049】
一方、上記２次冷却終了温度は、本発明が目標とする強度を確保する上で極めて重要な要因であって、精密な制御が必要である。従って、本発明では下記関係式５を満たすことが好ましい。Ｍｓ－ＲＣＳの値が－３０℃未満であると、十分なマルテンサイト変態が起こらず、ベイナイト変態が多くなり目標とする強度の確保が困難である。一方、Ｍｓ－ＲＣＳの値が１１０℃を超える場合、マルテンサイトが過度に変態し、これにより再加熱時にＴ．Ｍ変態が多くなって目標とする降伏強度を得ることが困難である。下記Ｍｓ－ＲＣＳ値の下限は－２０℃であることがより好ましく、－１０℃であることがさらに好ましい。下記Ｍｓ－ＲＣＳ値の上限は１０５℃であることがより好ましく、１００℃であることがさらに好ましい。
【0050】
［関係式５］－３０℃≧Ｍｓ－ＲＣＳ≧１１０℃
【0051】
上述したように、上記２次冷却は、上記１次冷却で適用されていない急冷設備をさらに適用することができ、本発明では、上記急冷設備の種類について特に限定していないが、好ましい一例として水素急冷設備を用いることができる。より具体的には、上記水素急冷設備は、体積％で、５０～８０％の水素、残部窒素からなるガス雰囲気であってもよい。上記水素の分率が８０％を超える場合には、設備の爆発制御などの管理が難しくなるという欠点があり、５０％未満である場合には、軽い元素である水素の効率的な熱伝達特性の活用が難しくなるという欠点がある。
【0052】
その後、上記２次冷却された冷延鋼板を４００～５４０℃の再加熱温度（ＲＨＳ）範囲で再加熱する。上記工程を通じて、残留オーステナイトの安定化に必要な相間炭素分配及び追加のベイナイト相変態が得られる。本発明では、上記加熱区間の終点温度を便宜上再加熱温度（以下、「ＲＨＳ」ともいう）と指し示す。上記再加熱温度が４００℃未満である場合には、１次冷却時に生成されたマルテンサイトが焼戻しされず、強度が高くなりすぎて伸び率が悪くなる。一方、上記再加熱温度が５４０℃を超える場合、再加熱の間に過度な焼戻し又はベイナイト変態が行われるため、目標とする強度の確保が困難になる可能性がある。上記再加熱温度の下限は４１０℃であることがより好ましく、４２０℃であることがさらに好ましい。上記冷却終了温度の上限は５３０℃であることがより好ましく、５２０℃であることがさらに好ましい。
【0053】
一方、上記再加熱温度は、本発明が目標とする強度を確保する上で極めて重要な要因であって、精密な制御が必要である。従って、本発明では下記関係式６を満たすことが好ましい。下記ＲＨＳ－ＲＣＳの値が－３０℃未満である場合には、過度なマルテンサイト変態が起こり、強度が極めて増加することによって穴拡げ性及び曲げ特性が劣化する。一方、ＲＨＳ－ＲＣＳの値が２５０℃を超える場合、過度な焼戻しにより目標とする引張強度の確保が困難になる可能性がある。下記ＲＨＳ－ＲＣＳ値の下限は－２５℃であることがより好ましく、－２０℃であることがさらに好ましい。下記ＲＨＳ－ＲＣＳ値の上限は２４０℃であることがより好ましく、２３０℃であることがさらに好ましい。
【0054】
［関係式６］－３０℃≧ＲＨＳ－ＲＣＳ≧２５０℃
【0055】
一方、本発明では、上記再加熱する段階後、上記冷延鋼板を４３０～４９０℃のめっき浴で溶融めっきする段階をさらに含むことができる。上記溶融めっき温度が４３０℃未満である場合、めっき温度が低くて均一なめっき品質を確保することが困難であり、４９０℃を超える場合、めっき量が過度になり抵抗点溶接時の溶接性が劣化し、特にＬＭＥ（Ｌｉｑｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ）が発生する危険性が高くなる。上記溶融めっき温度の下限は４３５℃であることがより好ましく、４４０℃であることがさらに好ましい。上記溶融めっき温度の上限は４８５℃であることがより好ましく、４７０℃であることがさらに好ましい。本発明では、上記溶融めっきの種類について特に限定していないが、例えば、上記溶融めっきは溶融亜鉛めっきであってもよい。併せて、本発明では、上記再加熱後、冷延鋼板をそのまま溶融めっきするか、常温まで冷却した後に再度加熱して溶融めっきすることができる。
【0056】
また、本発明では、上記溶融めっき後、上記冷延鋼板を２％未満の圧下率で調質圧延する段階をさらに含むことができる。上記調質圧延は鋼板の形状を矯正し、降伏強度を調整するためのものである。上記調質圧延は、上記溶融めっき後、常温まで冷却した後に行うことができる。
【実施例】
【0057】
以下、実施例を通じて本発明をより具体的に説明する。但し、下記実施例は本発明を例示して具体化するためのものであって、本発明の権利範囲を制限するための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。
【0058】
（実施例１）
下記表１に記載の合金組成を有する溶鋼を準備した後、連続鋳造して厚さ２５０ｍｍのスラブを製造した。このスラブを１２００℃で１２時間加熱した後、下記表２に記載の条件で熱間圧延及び巻取を行い、３．０ｍｍ厚の熱延鋼板を得た後、酸洗し、５０％の冷間圧下率で冷間圧延を行うことで１．５ｍｍ厚の冷延鋼板を得た。その後、この冷延鋼板を下記表２及び３に記載の条件で連続焼鈍、１次冷却、２次冷却及び再加熱した。このとき、上記連続焼鈍時に用いた気体は９５体積％Ｎ－５体積％Ｈであり、上記２次冷却時に用いた気体は７５体積％Ｈ－２５体積％Ｎである。このように製造された冷延鋼板について、微細組織、析出物及び機械的物性を測定した後、その結果を下記表４及び５に示した。併せて、上記冷延鋼板について、下記表３に記載の溶融亜鉛めっき浴温度で溶融亜鉛めっきしてめっき層を形成した後、溶接を行い、溶融部硬度及びＬＭＥクラックの平均長さを測定したのち、その結果を下記表５に示した。このとき、上記溶接時の溶接方法としては、ＣＯ２レーザー溶接機を用いて６ｋＷ－３ｍｉｎの条件でＢＯＰ（Ｂｅａｄ Ｏｎ Ｐｌａｔｅ）溶接を行った。
下記表１に記載の合金組成を有する溶鋼を準備した後、連続鋳造して厚さ２５０ｍｍのスラブを製造した。このスラブを１２００℃で１２時間加熱した後、下記表２に記載の条件で熱間圧延及び巻取を行い、３．０ｍｍ厚の熱延鋼板を得た後、酸洗し、５０％の冷間圧下率で冷間圧延を行うことで１．５ｍｍ厚の冷延鋼板を得た。その後、この冷延鋼板を下記表２及び３に記載の条件で連続焼鈍、１次冷却、２次冷却及び再加熱した。このとき、上記連続焼鈍時に用いた気体は９５体積％Ｎ－５体積％Ｈであり、上記２次冷却時に用いた気体は７５体積％Ｈ－２５体積％Ｎである。このように製造された冷延鋼板について、微細組織、析出物及び機械的物性を測定した後、その結果を下記表４及び５に示した。併せて、上記冷延鋼板について、下記表３に記載の溶融亜鉛めっき浴温度で溶融亜鉛めっきしてめっき層を形成した後、溶接を行い、溶融部硬度及びＬＭＥクラックの平均長さを測定したのち、その結果を下記表５に示した。このとき、上記溶接時の溶接方法としては、ＣＯ２レーザー溶接機を用いて６ｋＷ－３ｍｉｎの条件でＢＯＰ（Ｂｅａｄ Ｏｎ Ｐｌａｔｅ）溶接を行った。
【0059】
引張強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＳ）、降伏比（ＹＲ）、全伸び率（Ｔ－ＥＬ）及び均一伸び率（Ｕ－ＥＬ）は、圧延水平方向への引張試験を通じて測定し、標点距離（Ｇａｕｇｅ Ｌｅｎｇｔｈ）は５０ｍｍであり、引張試験片の幅は１５ｍｍである試験片規格を使用した。穴拡げ率はＩＳＯ １６３３０標準に従って測定し、ホールは直径１０ｍｍのパンチを使用して１２％のＣｌｅａｒａｎｃｅで剪断加工した。
【0060】
微細組織の分率は、後方散乱電子回折（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、ＥＢＳＤ）とＸＲＤを用いて測定した。析出物はレプリカ法でサンプルを作製し、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察した。一方、本発明では、Ｔ．ＭとＢを区別することが困難であるため、その分率の合計で示した。
【0061】
溶融部硬度はビッカース硬度計を用いて５００ｇｆの荷重で１／４ｔ（ｔ＝鋼板厚さ）で５回測定後の平均値として計算した。
【0062】
ＬＭＥクラックの平均長さは、図１のように発明例又は比較例に該当する鋼材（該当材）、Ｍｉｌｄ鋼めっき材（厚さ：２ｍｍ）２枚を順次積層した後、５°ｔｉｌｔｉｎｇ後にＩＳＯ１８２７８－２（２０１６）条件（Ｆｏｒｃｅ：４．５ＫＮ、Ｗｅｌｄｉｎｇ ｔｉｍｅ：３８０ｍｓ、Ｗｅｌｄｉｎｇ Ｃｕｒｒｅｎｔ：Ｅｘｐｌｕｌｓｉｏｎ発生電流－０．２ｋＡ、Ｈｏｌｄｉｎｇ ｔｉｍｅ：２６０ｍｓ）で抵抗点溶接を行った後、光学顕微鏡を活用して測定した。上記ＬＭＥクラックの長さは溶接試験片１０個を測定し平均値として計算した。
【0063】
【表1】
【0064】
【表2】
【0065】
【表3】
【0066】
【表4】
【0067】
【表5】
【0068】
上記表１～５に示すように、本発明が提案する合金組成、関係式１～３及び製造条件を満たす発明例１～５の場合には、本発明が得ようとする微細組織、析出物、ＬＭＥクラックの平均長さ及び機械的物性などを確保していることが分かる。
【0069】
これに対し、本発明が提案する合金組成又は関係式１～３を満たしていない比較例１～５の場合には、本発明が得ようとする微細組織、析出物、ＬＭＥクラックの平均長さ及び機械的物性などを確保できていないことが分かる。
【0070】
図２は、発明例１をＳＥＭで観察した写真であり、図３は、発明例１をＴＥＭで観察した写真である。図２及び図３に示すように、発明例１の場合、本発明が得ようとする複合組織を有しているだけでなく、数ｎｍの平均大きさを有する微細析出物が均一に分布していることが分かる。
【0071】
【0072】
（実施例２）
実施例１で発明鋼１及び３の合金組成を有する溶鋼を準備した後、連続鋳造して厚さ２５０ｍｍのスラブを製造した。このスラブを１２００℃で１２時間加熱した後、下記表２に記載の条件で熱間圧延及び巻取を行い、３．０ｍｍ厚の熱延鋼板を得た後、酸洗し、５０％の冷間圧下率で冷間圧延を行うことで１．５ｍｍ厚の冷延鋼板を得た。その後、この冷延鋼板を下記表６及び７に記載の条件で連続焼鈍、１次冷却、２次冷却及び再加熱した。このとき、上記連続焼鈍時に用いた気体は９５体積％Ｎ－５体積％Ｈであり、上記２次冷却時に用いた気体は７５体積％Ｈ－２５体積％Ｎである。このように製造された冷延鋼板について、微細組織、析出物及び機械的物性を測定した後、その結果を下記表８及び９に示した。併せて、上記冷延鋼板について、下記表３に記載の溶融亜鉛めっき浴温度で溶融亜鉛めっきしてめっき層を形成した後、溶接を行い、溶融部硬度及びＬＭＥクラックの平均長さを測定した後、その結果を下記表９に示した。このとき、上記溶接時の溶接方法としては、ＣＯ２レーザー溶接機を用いて６ｋＷ－３ｍｉｎの条件でＢＯＰ（Ｂｅａｄ Ｏｎ Ｐｌａｔｅ）溶接を行った。
実施例１で発明鋼１及び３の合金組成を有する溶鋼を準備した後、連続鋳造して厚さ２５０ｍｍのスラブを製造した。このスラブを１２００℃で１２時間加熱した後、下記表２に記載の条件で熱間圧延及び巻取を行い、３．０ｍｍ厚の熱延鋼板を得た後、酸洗し、５０％の冷間圧下率で冷間圧延を行うことで１．５ｍｍ厚の冷延鋼板を得た。その後、この冷延鋼板を下記表６及び７に記載の条件で連続焼鈍、１次冷却、２次冷却及び再加熱した。このとき、上記連続焼鈍時に用いた気体は９５体積％Ｎ－５体積％Ｈであり、上記２次冷却時に用いた気体は７５体積％Ｈ－２５体積％Ｎである。このように製造された冷延鋼板について、微細組織、析出物及び機械的物性を測定した後、その結果を下記表８及び９に示した。併せて、上記冷延鋼板について、下記表３に記載の溶融亜鉛めっき浴温度で溶融亜鉛めっきしてめっき層を形成した後、溶接を行い、溶融部硬度及びＬＭＥクラックの平均長さを測定した後、その結果を下記表９に示した。このとき、上記溶接時の溶接方法としては、ＣＯ２レーザー溶接機を用いて６ｋＷ－３ｍｉｎの条件でＢＯＰ（Ｂｅａｄ Ｏｎ Ｐｌａｔｅ）溶接を行った。
【0073】
微細組織、析出物、ＬＭＥクラックの平均長さ及び機械的物性は、実施例１に記載の条件で測定した。
【0074】
【表6】
【0075】
【表7】
【0076】
【表8】
【0077】
【表9】
【0078】
上記表６～９に示すように、本発明が提案する合金組成、関係式１～３及び製造条件を満たす発明例６～１０の場合には、本発明が得ようとする微細組織、析出物、ＬＭＥクラックの平均長さ及び機械的物性などを確保していることが分かる。
【0079】
これに対し、本発明が提案する合金組成及び関係式１～３を満たしているものの製造条件を満たしていない比較例６～１４の場合には、本発明が得ようとする微細組織及び機械的物性を確保できていないことが分かる。
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】
【国際調査報告】