特表2024-542247 | 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2024-542247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】2024-11-13

(54)【発明の名称】熱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 38/58 20060101ALI20241106BHJP

C21D 9/46 20060101ALI20241106BHJP

【ＦＩ】

C22C38/00 301W

C22C38/38

C22C38/58

C21D9/46 T

【審査請求】有

【予備審査請求】未請求

(21)【出願番号】P 2024530023

(86)(22)【出願日】2022-11-07

(85)【翻訳文提出日】2024-05-21

(86)【国際出願番号】 KR2022017335

(87)【国際公開番号】W WO2023090735

(87)【国際公開日】2023-05-25

(31)【優先権主張番号】10-2021-0161314

(32)【優先日】2021-11-22

(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】イ、イル－チョル

(72)【発明者】

【氏名】キム、ソン－イル

【テーマコード（参考）】

4K037

【Ｆターム（参考）】

4K037EA01

4K037EA02

4K037EA05

4K037EA06

4K037EA11

4K037EA17

4K037EA18

4K037EA19

4K037EA20

4K037EA23

4K037EA25

4K037EA27

4K037EA31

4K037EB05

4K037EB08

4K037EB12

4K037FA03

4K037FB00

4K037FC03

4K037FC04

4K037FC05

4K037FE01

4K037JA06

4K037JA07

(57)【要約】

本発明の一実施形態は、重量％で、Ｃ：０．０６～０．１２％、Ｓｉ：０．００４～０．４％、Ｍｎ：０．８～２．０％、Ａｌ：０．０１～０．０５％、Ｃｒ：０．０５～１．０％、Ｍｏ：０．００１～０．３％、Ｐ：０．００１～０．０５％、Ｓ：０．００１～０．００５％、Ｎ：０．００１～０．０１％、Ｎｂ：０．００１～０．０５％、Ｔｉ：０．００１～０．０５％、Ｂ：０．００１～０．００５％、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、面積％で、オーステナイト：５～１５％、オートテンパードマルテンサイト：８０％以上、残部ベイナイト及びフェライトのうち１種以上を含む微細組織を有する熱延鋼板を提供する。
［関係式１］（１０［Ｃ］＋［Ｓｉ］＋２．５［Ｍｎ］）／（１．５［Ｃｒ］＋２．０［Ｍｏ］－３．２［Ｎｂ］）≦２０

【特許請求の範囲】

【請求項1】

重量％で、Ｃ：０．０６～０．１２％、Ｓｉ：０．００４～０．４％、Ｍｎ：０．８～２．０％、Ａｌ：０．０１～０．０５％、Ｃｒ：０．０５～１．０％、Ｍｏ：０．００１～０．３％、Ｐ：０．００１～０．０５％、Ｓ：０．００１～０．００５％、Ｎ：０．００１～０．０１％、Ｎｂ：０．００１～０．０５％、Ｔｉ：０．００１～０．０５％、Ｂ：０．００１～０．００５％、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、
面積％で、オーステナイト：５～１５％、オートテンパードマルテンサイト：８０％以上、残部ベイナイト及びフェライトのうち１種以上を含む微細組織を有する熱延鋼板。
［関係式１］（１０［Ｃ］＋［Ｓｉ］＋２．５［Ｍｎ］）／（１．５［Ｃｒ］＋２．０［Ｍｏ］－３．２［Ｎｂ］）≦２０

【請求項2】

重量％で、Ｃ：０．０６～０．１２％、Ｓｉ：０．００４～０．４％、Ｍｎ：０．８～２．０％、Ａｌ：０．０１～０．０５％、Ｃｒ：０．０５～１．０％、Ｍｏ：０．００１～０．３％、Ｐ：０．００１～０．０５％、Ｓ：０．００１～０．００５％、Ｎ：０．００１～０．０１％、Ｎｂ：０．００１～０．０５％、Ｔｉ：０．００１～０．０５％、Ｂ：０．００１～０．００５％、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、
面積％で、オートテンパードマルテンサイト：８０％以上、残部フレッシュマルテンサイト、ベイナイト及びフェライトのうち１種以上を含む微細組織を有し、
鋼板の長さ方向への波高が１０ｍｍ以下である熱延鋼板。
［関係式１］（１０［Ｃ］＋［Ｓｉ］＋２．５［Ｍｎ］）／（１．５［Ｃｒ］＋２．０［Ｍｏ］－３．２［Ｎｂ］）≦２０

【請求項3】

前記不可避不純物はＮｉ：０．０１％以下を含む、請求項１又は２に記載の熱延鋼板。

【請求項4】

前記熱延鋼板は旧オーステナイト平均結晶粒の大きさが１０～３０μｍである、請求項１又は２に記載の熱延鋼板。

【請求項5】

前記熱延鋼板は降伏強度が９００ＭＰａ以上である、請求項２に記載の熱延鋼板。

【請求項6】

重量％で、Ｃ：０．０６～０．１２％、Ｓｉ：０．００４～０．４％、Ｍｎ：０．８～２．０％、Ａｌ：０．０１～０．０５％、Ｃｒ：０．０５～１．０％、Ｍｏ：０．００１～０．３％、Ｐ：０．００１～０．０５％、Ｓ：０．００１～０．００５％、Ｎ：０．００１～０．０１％、Ｎｂ：０．００１～０．０５％、Ｔｉ：０．００１～０．０５％、Ｂ：０．００１～０．００５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１を満たすスラブを１２００～１３５０℃で再加熱する段階；
前記再加熱されたスラブを８００～１２００℃で下記関係式２を満たすように熱間圧延して熱延鋼板を得る段階；及び
前記熱延鋼板を下記関係式３～６を満たすように１次冷却、２次冷却及び巻き取る段階；を含む熱延鋼板の製造方法。
［関係式１］（１０［Ｃ］＋［Ｓｉ］＋２．５［Ｍｎ］）／（１．５［Ｃｒ］＋２．０［Ｍｏ］－３．２［Ｎｂ］）≦２０
［関係式２］ＦＤＴ≧８９６－２５１［Ｃ］＋３７．５［Ｓｉ］－３１．６［Ｍｎ］－７．１６［Ｃｒ］＋２９．５［Ｍｏ］＋１２９［Ｔｉ］－１０７［Ｎｂ］
［関係式３］ＭＴＬ≦ＭＴ≦ＭＴＵ
［関係式４］ＣＲＬ≦ＩＣＲ
［関係式５］ＴＣＲ≦８０℃／秒
［関係式６］ＭＴＬ－１００≦ＣＴ
（但し、前記関係式２～６において、ＦＤＴは熱間圧延終了時の熱延鋼板の表面温度を意味し、ＭＴは１次冷却終了及び２次冷却開始時点で熱延鋼板の表面温度を意味し、ＭＴＬは４３０－３８０［Ｃ］－１３．４［Ｓｉ］－４７．３［Ｍｎ］－１６．０［Ｃｒ］－２４．２［Ｍｏ］を意味し、ＭＴＵは４８１－３５８［Ｃ］－１６．６［Ｓｉ］－４５．６［Ｍｎ］－１５．２［Ｃｒ］－２４．１［Ｍｏ］を意味し、ＩＣＲはＦＤＴからＭＴまでの熱延鋼板表面の１次冷却速度を意味し、ＣＲＬは１０［２．９－（０．１［Ｃ］＋０．９［Ｍｎ］＋０．５［Ｃｒ］＋１．２［Ｍｏ］）］＋１０を意味し、ＴＣＲはＦＤＴからＣＴまでの熱延鋼板表面の平均冷却速度を意味し、ＣＴは巻取温度を意味する。）

【請求項7】

重量％で、Ｃ：０．０６～０．１２％、Ｓｉ：０．００４～０．４％、Ｍｎ：０．８～２．０％、Ａｌ：０．０１～０．０５％、Ｃｒ：０．０５～１．０％、Ｍｏ：０．００１～０．３％、Ｐ：０．００１～０．０５％、Ｓ：０．００１～０．００５％、Ｎ：０．００１～０．０１％、Ｎｂ：０．００１～０．０５％、Ｔｉ：０．００１～０．０５％、Ｂ：０．００１～０．００５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１を満たすスラブを１２００～１３５０℃で再加熱する段階；
前記再加熱されたスラブを８００～１２００℃で下記関係式２を満たすように熱間圧延して熱延鋼板を得る段階；
前記熱延鋼板を下記関係式３～６を満たすように１次冷却、２次冷却及び巻き取る段階；及び
前記巻き取られた熱延鋼板をレベリングする段階；を含む熱延鋼板の製造方法。
［関係式１］（１０［Ｃ］＋［Ｓｉ］＋２．５［Ｍｎ］）／（１．５［Ｃｒ］＋２．０［Ｍｏ］－３．２［Ｎｂ］）≦２０
［関係式２］ＦＤＴ≧８９６－２５１［Ｃ］＋３７．５［Ｓｉ］－３１．６［Ｍｎ］－７．１６［Ｃｒ］＋２９．５［Ｍｏ］＋１２９［Ｔｉ］－１０７［Ｎｂ］
［関係式３］ＭＴＬ≦ＭＴ≦ＭＴＵ
［関係式４］ＣＲＬ≦ＩＣＲ
［関係式５］ＴＣＲ≦８０℃／秒
［関係式６］ＭＴＬ－１００≦ＣＴ
（但し、前記関係式２～６において、ＦＤＴは熱間圧延終了時の熱延鋼板の表面温度を意味し、ＭＴは１次冷却終了及び２次冷却開始時点で熱延鋼板の表面温度を意味し、ＭＴＬは４３０－３８０［Ｃ］－１３．４［Ｓｉ］－４７．３［Ｍｎ］－１６．０［Ｃｒ］－２４．２［Ｍｏ］を意味し、ＭＴＵは４８１－３５８［Ｃ］－１６．６［Ｓｉ］－４５．６［Ｍｎ］－１５．２［Ｃｒ］－２４．１［Ｍｏ］を意味し、ＩＣＲはＦＤＴからＭＴまでの熱延鋼板表面の１次冷却速度を意味し、ＣＲＬは１０［２．９－（０．１［Ｃ］＋０．９［Ｍｎ］＋０．５［Ｃｒ］＋１．２［Ｍｏ］）］＋１０を意味し、ＴＣＲはＦＤＴからＣＴまでの熱延鋼板表面の平均冷却速度を意味し、ＣＴは巻取温度を意味する。）

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、熱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】

高強度熱延鋼板は、クレーン、コンクリートポンプトラックなど特装車のブームアーム類、トラック、トレーラーのフレームを始めとして、様々な用途に適用されている。このような用途に使用される鋼板の厚さは、大体３～１０ｍｍ程度の水準であり、一般的な自動車用鋼板に比べて厚物である高強度熱延鋼板は、設計荷重を支えるための高い降伏強度だけでなく、部品加工と安定性のために優れた形状品質が求められる。特に、高強度熱延鋼板の形状品質に優れている場合、加工後も品質が健全で大型構造物の安定性を高めることができるという利点がある。

【0003】

特許文献１は、合金組成と焼鈍及び冷却条件を制御することにより、残留応力を最小化して品質形状を確保しようとする技術である。特許文献２は、合金組成と焼鈍及び冷却条件を制御すると同時に熱処理工程を追加して行うことで品質形状を確保しようとする技術である。

【0004】

しかし、上記特許文献１及び２は、冷延鋼板の製造方法として、様々な冷却条件を適用できる焼鈍工程を含むが、熱延鋼板の場合には冷延鋼板とは異なり、熱延以降の追加工程なしに製造されるため、冷却中の急激な相変態と高い降伏強度により、形状矯正をしても鋼板の形状品質がかなり悪くなる。さらに、一般的な高強度熱延鋼板の場合、実際に目標物性を得られるように製造することが可能であるものの、降伏強度が９００ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板の場合には、通常用いられる形状矯正を通じて形状品質を向上させることが事実上難しい。

【0005】

これにより、高い降伏強度を有する高強度熱延鋼板に対して形状矯正性を増加させることができる技術の開発が求められている実情である。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0006】

【特許文献1】韓国登録特許公報第１０－１２２８７５３号公報

【特許文献2】韓国登録特許公報第１０－１５６８４９５号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0007】

本発明の一側面は、形状矯正性に優れた高強度熱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】

【0008】

【0009】

本発明の他の実施形態は、重量％で、Ｃ：０．０６～０．１２％、Ｓｉ：０．００４～０．４％、Ｍｎ：０．８～２．０％、Ａｌ：０．０１～０．０５％、Ｃｒ：０．０５～１．０％、Ｍｏ：０．００１～０．３％、Ｐ：０．００１～０．０５％、Ｓ：０．００１～０．００５％、Ｎ：０．００１～０．０１％、Ｎｂ：０．００１～０．０５％、Ｔｉ：０．００１～０．０５％、Ｂ：０．００１～０．００５％、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、面積％で、オートテンパードマルテンサイト：８０％以上、残部フレッシュマルテンサイト、ベイナイト及びフェライトのうち１種以上を含む微細組織を有し、鋼板の長さ方向への波高が１０ｍｍ以下である熱延鋼板を提供する。
［関係式１］（１０［Ｃ］＋［Ｓｉ］＋２．５［Ｍｎ］）／（１．５［Ｃｒ］＋２．０［Ｍｏ］－３．２［Ｎｂ］）≦２０

【0010】

本発明の他の実施形態は、重量％で、Ｃ：０．０６～０．１２％、Ｓｉ：０．００４～０．４％、Ｍｎ：０．８～２．０％、Ａｌ：０．０１～０．０５％、Ｃｒ：０．０５～１．０％、Ｍｏ：０．００１～０．３％、Ｐ：０．００１～０．０５％、Ｓ：０．００１～０．００５％、Ｎ：０．００１～０．０１％、Ｎｂ：０．００１～０．０５％、Ｔｉ：０．００１～０．０５％、Ｂ：０．００１～０．００５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１を満たすスラブを１２００～１３５０℃で再加熱する段階；上記再加熱されたスラブを８００～１２００℃で下記関係式２を満たすように熱間圧延して熱延鋼板を得る段階；及び上記熱延鋼板を下記関係式３～６を満たすように１次冷却、２次冷却及び巻き取る段階；を含む熱延鋼板の製造方法を提供する。
［関係式１］（１０［Ｃ］＋［Ｓｉ］＋２．５［Ｍｎ］）／（１．５［Ｃｒ］＋２．０［Ｍｏ］－３．２［Ｎｂ］）≦２０
［関係式２］ＦＤＴ≧８９６－２５１［Ｃ］＋３７．５［Ｓｉ］－３１．６［Ｍｎ］－７．１６［Ｃｒ］＋２９．５［Ｍｏ］＋１２９［Ｔｉ］－１０７［Ｎｂ］
［関係式３］ＭＴＬ≦ＭＴ≦ＭＴＵ
［関係式４］ＣＲＬ≦ＩＣＲ
［関係式５］ＴＣＲ≦８０℃／秒
［関係式６］ＭＴＬ－１００≦ＣＴ
（但し、上記関係式２～６において、ＦＤＴは熱間圧延終了時の熱延鋼板の表面温度を意味し、ＭＴは１次冷却終了及び２次冷却開始時点で熱延鋼板の表面温度を意味し、ＭＴＬは４３０－３８０［Ｃ］－１３．４［Ｓｉ］－４７．３［Ｍｎ］－１６．０［Ｃｒ］－２４．２［Ｍｏ］を意味し、ＭＴＵは４８１－３５８［Ｃ］－１６．６［Ｓｉ］－４５．６［Ｍｎ］－１５．２［Ｃｒ］－２４．１［Ｍｏ］を意味し、ＩＣＲはＦＤＴからＭＴまでの熱延鋼板表面の１次冷却速度を意味し、ＣＲＬは１０［２．９－（０．１［Ｃ］＋０．９［Ｍｎ］＋０．５［Ｃｒ］＋１．２［Ｍｏ］）］＋１０を意味し、ＴＣＲはＦＤＴからＣＴまでの熱延鋼板表面の平均冷却速度を意味し、ＣＴは巻取温度を意味する。）

【0011】

本発明の他の実施形態は、重量％で、Ｃ：０．０６～０．１２％、Ｓｉ：０．００４～０．４％、Ｍｎ：０．８～２．０％、Ａｌ：０．０１～０．０５％、Ｃｒ：０．０５～１．０％、Ｍｏ：０．００１～０．３％、Ｐ：０．００１～０．０５％、Ｓ：０．００１～０．００５％、Ｎ：０．００１～０．０１％、Ｎｂ：０．００１～０．０５％、Ｔｉ：０．００１～０．０５％、Ｂ：０．００１～０．００５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１を満たすスラブを１２００～１３５０℃で再加熱する段階；上記再加熱されたスラブを８００～１２００℃で下記関係式２を満たすように熱間圧延して熱延鋼板を得る段階；上記熱延鋼板を下記関係式３～６を満たすように１次冷却、２次冷却及び巻き取る段階；及び上記巻き取られた熱延鋼板をレベリングする段階；を含む熱延鋼板の製造方法を提供する。
［関係式１］（１０［Ｃ］＋［Ｓｉ］＋２．５［Ｍｎ］）／（１．５［Ｃｒ］＋２．０［Ｍｏ］－３．２［Ｎｂ］）≦２０
［関係式２］ＦＤＴ≧８９６－２５１［Ｃ］＋３７．５［Ｓｉ］－３１．６［Ｍｎ］－７．１６［Ｃｒ］＋２９．５［Ｍｏ］＋１２９［Ｔｉ］－１０７［Ｎｂ］
［関係式３］ＭＴＬ≦ＭＴ≦ＭＴＵ
［関係式４］ＣＲＬ≦ＩＣＲ
［関係式５］ＴＣＲ≦８０℃／秒
［関係式６］ＭＴＬ－１００≦ＣＴ
（但し、上記関係式２～６において、ＦＤＴは熱間圧延終了時の熱延鋼板の表面温度を意味し、ＭＴは１次冷却終了及び２次冷却開始時点で熱延鋼板の表面温度を意味し、ＭＴＬは４３０－３８０［Ｃ］－１３．４［Ｓｉ］－４７．３［Ｍｎ］－１６．０［Ｃｒ］－２４．２［Ｍｏ］を意味し、ＭＴＵは４８１－３５８［Ｃ］－１６．６［Ｓｉ］－４５．６［Ｍｎ］－１５．２［Ｃｒ］－２４．１［Ｍｏ］を意味し、ＩＣＲはＦＤＴからＭＴまでの熱延鋼板表面の１次冷却速度を意味し、ＣＲＬは１０［２．９－（０．１［Ｃ］＋０．９［Ｍｎ］＋０．５［Ｃｒ］＋１．２［Ｍｏ］）］＋１０を意味し、ＴＣＲはＦＤＴからＣＴまでの熱延鋼板表面の平均冷却速度を意味し、ＣＴは巻取温度を意味する。）

【発明の効果】

【0012】

本発明の一側面によると、形状矯正性に優れた高強度熱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】

【0013】

【図1】発明例１～６と比較例１～１０に対するレベリング後の降伏強度と波高との関係を示すグラフである。

【図2】発明例１６についてレベリング前（左）・後（右）の微細組織をそれぞれＥＢＳＤと電子顕微鏡で観察した写真である。

【発明を実施するための形態】

【0014】

高強度を有しながらも優れた形状矯正性を有する熱延鋼板を製造するためには、更なる熱処理工程を経ずに熱延工程中で上記物性を同時に確保しなければならない。一般的に高い強度を有する鋼材の場合、強度確保のために必須としてマルテンサイト又はベイナイトのような低温変態相を含まなければならず、このような低温変態相を確保するためには、熱延工程上、冷却過程で高い冷却速度と低い冷却停止温度で冷却しなければならない。しかし、この場合、熱延鋼板の波高が極めて大きい状態で降伏強度の上昇も伴われるため、形状矯正が難しくなる。

【0015】

本発明者らは、合金組成及び製造条件を精密に制御することにより、降伏強度が高く且つ優れた形状矯正性を有する熱延鋼板を製造できるという知見下で、本発明を完成するに至った。

【0016】

以下、本発明について説明する。まず、本発明の合金組成について説明する。下記説明する合金組成の含有量は重量％を意味する。

【0017】

Ｃ：０．０６～０．１２％
Ｃは、鋼を強化させるのに最も経済的且つ効果的な元素であり、添加量が増加すると、マルテンサイトやベイナイト分率が増加し、引張強度と降伏強度が増加する。特に、テンパードマルテンサイト或いはマルテンサイトの強度は、上記Ｃの含有量に絶対的な影響を受ける。上記Ｃの含有量が０．０６％未満であると、本発明で得ようとする降伏強度に比べて十分な強化効果を得難く、０．１２％を超えると、マルテンサイトが硬くなりすぎるため脆性が増加するとともに形状矯正性が低下する問題点があり、他にも溶接性及び材質均一性が劣化するという欠点がある。従って、上記Ｃの含有量は０．０６～０．１２％の範囲を有することが好ましい。上記Ｃ含有量の下限は０．０６５％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Ｃ含有量の上限は０．１１５％であることがより好ましく、０．１１０％であることがさらに好ましい。

【0018】

Ｓｉ：０．００４～０．４％
Ｓｉは、溶鋼を脱酸させ、基地（ｍａｔｒｉｘ）中で固溶強化効果を発揮し、粗大な炭化物の形成を遅延させてＣが濃縮されるようにし、特定の冷却条件を満たすときに冷却以降もオーステナイトを残留させるのに有利な元素である。上記Ｓｉの含有量が０．００４％未満であると、炭化物の形成を遅延させる効果が十分でなくオーステナイトを残留させることが難しい上に、Ｓｉ含有量を制御する工程コストも過度にかかる。上記Ｓｉの含有量が０．４％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品質が極めて悪くなるだけでなく、曲げ性と材質均一性も低下し、結局、形状矯正性も劣化するという問題点がある。従って、上記Ｓｉの含有量は０．００４～０．４％の範囲を有することが好ましい。上記Ｓｉ含有量の下限は０．０１％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く、０．０５％であることが最も好ましい。上記Ｓｉ含有量の上限は０．２５％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く、０．１５％であることが最も好ましい。

【0019】

Ｍｎ：０．８～２．０％
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、冷却中にマルテンサイト及びベイナイトのような低温変態組織の形成を容易にする。但し、上記Ｍｎの含有量が０．８％未満であると、上記効果が過度に低く、不足した硬化能を他の元素で補充するため合金の原価上昇の負担が大きくなる。一方、上記Ｍｎの含有量が２．０％を超えると、連続鋳造工程においてスラブ鋳造時に厚さ中心部で偏析部が大きく発達し、冷却時には厚さ方向への微細組織を不均一に形成して材質均一性が悪くなり、形状矯正性も劣化する。また、粒界を弱化して鋼の脆性を過度に増加させる。従って、上記Ｍｎの含有量は０．８～２．０％の範囲を有することが好ましい。上記Ｍｎ含有量の下限は０．９％であることがより好ましい。上記Ｍｎ含有量の上限は１．８％であることがより好ましく、１．７％であることがさらに好ましい。

【0020】

Ａｌ：０．０１～０．０５％
Ａｌは、主に脱酸のために添加する成分であり、その含有量が０．０１％未満であると、上記効果が不十分になる。一方、上記Ａｌの含有量が０．０５％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生じやすく、介在物の形成による欠陥が発生しやすい。併せて、形状矯正性にも悪影響を与える可能性がある。従って、上記Ａｌの含有量は０．０１～０．０５％の範囲を有することが好ましい。上記Ａｌ含有量の下限は０．０１５％であることがより好ましく、０．０２％であることがさらに好ましい。上記Ａｌ含有量の上限は０．０４５％であることがより好ましく、０．０４％であることがさらに好ましい。

【0021】

Ｃｒ：０．０５～１．０％
Ｃｒは、鋼を固溶強化させ、冷却時に鋼の硬化能を増加させてフェライトの形成を抑制すると同時に、マルテンサイト及びベイナイトのような低温変態組織の形成を助ける役割を果たす。上記Ｃｒの含有量が０．０５％未満であると、上記効果を得られないか又は過度に小さくなる。一方、上記Ｃｒの含有量が１．０％を超えると、Ｍｎと同様に厚さ中心部での偏析部が大きく発達し始め、厚さ方向への微細組織が不均一となって材質均一性及び形状矯正性が劣化する。また、本発明が目標とするテンパードマルテンサイトよりもベイナイトの形成をより助長するようになり、強度確保が難しくなる。従って、上記Ｃｒの含有量は０．０５～１．０％の範囲を有することが好ましい。上記Ｃｒ含有量の下限は０．０７％であることがより好ましく、０．１％であることがさらに好ましい。上記Ｃｒ含有量の上限は０．９％であることがより好ましい。

【0022】

Ｍｏ：０．００１～０．３％
Ｍｏは、鋼の硬化能を増加させ、マルテンサイト及びベイナイトのような低温変態組織の形成を容易にし、このような効果はＭｎと類似する程度に強いことが知られている。しかし、Ｍｎとは異なり、粒界を強化させて脆性を抑制しながらも強度を増加させる役割を果たす。上記Ｍｏの含有量が０．００１％未満であると、上記効果を十分に得ることができず、０．３％を超えると、熱間圧延後の巻取中に形成されたＣと結合して析出物が粗大に成長することにより、材質均一性及び形状矯正性が一部劣化する領域が生じる可能性がある。また、高価な元素であるため製造コストの側面からも不利であり、溶接性にも有害である。従って、上記Ｍｏの含有量は０．００１～０．３％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、０．０７％であることが最も好ましい。

【0023】

Ｐ：０．００１～０．０５％
Ｐは、固溶強化効果が高いものの粒界偏析による脆性が発生して材質均一性及び形状矯正性を阻害する元素である。上記Ｐの含有量が０．０５％を超えると、前述したように粒界偏析による脆性のために形状矯正時に突然の破断などが発生し、形状矯正性が劣化する可能性がある。上記Ｐは、できるだけ少なく含有するように制御することが有利であるが、０．００１％未満に製造するためには製造コストが多くかかり、経済的に不利である。従って、上記Ｐは０．００１～０．０５％の範囲を有することが好ましい。上記Ｐ含有量の下限は０．００２％であることがより好ましく、０．００３％であることがさらに好ましく、０．００５％であることが最も好ましい。上記Ｐ含有量の上限は０．０３％であることがより好ましく、０．０２％であることがさらに好ましく、０．０１５％であることが最も好ましい。

【0024】

Ｓ：０．００１～０．００５％
Ｓは、鋼中に存在する不純物であって、その含有量が０．００５％を超えると、Ｍｎなどと結合して非金属介在物を形成し、鋼の曲げ時に微細なクラックが発生しやすく、耐衝撃性を大きく低下させるという問題点があり、材質均一性及び形状矯正性を損なうようになる。一方、上記Ｓは、できるだけ少なく含有するように制御することが有利であるが、０．００１％未満に製造するためには製鋼操業時に時間及びエネルギーが多くかかり、生産性が低下する。従って、上記Ｓの含有量は０．００１～０．００５％の範囲を有することが好ましい。上記Ｓ含有量の下限は０．００２％であることがより好ましい。上記Ｓ含有量の上限は０．００４％であることがより好ましい。

【0025】

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などと共に粗大な析出物を形成することもある。一般的に、Ｎの固溶強化効果は炭素よりも優れていることが知られている。但し、上記Ｎの含有量が０．０１％を超える場合には、靭性が大きく低下する問題点がある。一方、上記Ｎの含有量を０．００１％未満に製造するためには製鋼操業時に時間が多くかかり、生産性が低下する。従って、上記Ｎの含有量は０．００１～０．０１％の範囲を有することが好ましい。上記Ｎ含有量の下限は０．００２％であることがより好ましく、０．００３％であることがさらに好ましく、０．００４％であることが最も好ましい。上記Ｎ含有量の上限は０．００９％であることがより好ましく、０．００８％であることがさらに好ましい。

【0026】

Ｎｂ：０．００１～０．０５％
Ｎｂは、Ｔｉ、Ｖ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、再結晶遅延による結晶粒の微細化効果を通じて強度と衝撃靭性を向上するのに効果的である。また、特定の冷却条件でオーステナイトを残留させるにも有利である。このような物性増加によって形状矯正性を改善することができる。上記Ｎｂの含有量が０．００１％未満であると、上記効果を得られない。一方、上記Ｎｂの含有量が０．０５％を超えると、粗大な複合析出物に成長して材質均一性を劣化させる問題点がある。従って、上記Ｎｂの含有量は０．００１～０．０５％の範囲を有することが好ましい。上記Ｎｂ含有量の上限は０．０３％であることがより好ましく、０．０２％であることがさらに好ましく、０．０１％であることが最も好ましい。

【0027】

Ｔｉ：０．００１～０．０５％
Ｔｉは、Ｎｂ、Ｖと共に代表的な析出強化元素であり、Ｎとの強い親和力で鋼中に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り、固溶Ｎの安定化を通じた硬化能向上のために添加するＢを活用するのに有利である。また、窒素と反応し残ったＴｉが鋼中に固溶し炭素と結合することでＴｉＣ析出物が形成され、鋼の強度を付加的に向上させるのに有用な成分である。上記Ｔｉの含有量が０．００１％未満であると、上記効果を得ることができず、一方、０．０５％を超えると、粗大なＴｉＮの発生及び熱処理中の析出物の粗大化により材質均一性を劣化させるという問題点がある。従って、上記Ｔｉの含有量は０．００１～０．０５％の範囲を有することが好ましい。上記Ｔｉ含有量の下限は０．００５％であることがより好ましく、０．０１％であることがさらに好ましく、０．０２％であることが最も好ましい。上記Ｔｉ含有量の上限は０．０４％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。

【0028】

Ｂ：０．００１～０．００５％
Ｂは、鋼中に固溶状態で存在する場合に硬化能を向上させる効果があり、結晶粒界を安定させて低温領域での鋼の脆性を改善する効果があり、微量でも結晶粒界を強化させる効果がある。上記Ｂの含有量が０．００１％未満であると、上記効果を得ることが難しく、一方、０．００５％を超える場合には、熱間圧延中に再結晶挙動を遅延させ、硬化能が大きく増加して成形性が劣化し、粗大なＢＮなどの析出物を形成する場合があるため、むしろ鋼の脆性が増加するようになる。従って、上記Ｂの含有量は０．００１～０．００５％の範囲を有することが好ましい。上記Ｂ含有量の上限は０．００４％であることがより好ましく、０．００３％であることがさらに好ましい。

【0029】

一方、本発明の熱延鋼板は、前述した合金組成を満たすと同時に、下記関係式１（以下、下記関係式１の左辺を「Ｔ」ともいう）を満たすことが好ましい。このとき、下記関係式１において、それぞれの合金元素含有量は重量％である。

【0030】

［関係式１］（１０［Ｃ］＋［Ｓｉ］＋２．５［Ｍｎ］）／（１．５［Ｃｒ］＋２．０［Ｍｏ］－３．２［Ｎｂ］）≦２０

【0031】

上記関係式１は、微細組織を制御するための成分関係式である。上記Ｔの値が２０を超える場合には、十分な低温組織を得る一方で、Ｍｎ偏析帯と残留オーステナイトの不均一な分布が増加して均一な物性を得られなくなり、このため、十分な形状矯正効果を得られなくなる。従って、上記Ｔの値は２０以下であることが好ましい。上記Ｔの値は１９以下であることがより好ましく、１７以下であることがさらに好ましく、１６以下であることが最も好ましい。一方、上記Ｔの値は小さければ小さいほど均一な微細組織及び物性確保に有利であるため、本発明では上記Ｔの値の下限について特に限定していない。

【0032】

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、通常の製造過程の技術者であれば誰でも分かるものであるため、その全ての内容を特に本明細書では言及しない。

【0033】

このとき、上記不可避不純物はＮｉ：０．０１％以下を含むことができる。上記Ｎｉは高価な元素であって、本発明では上記Ｎｉを投入しなくても優れた形状矯正性を確保できるため、経済性にも優れるという利点がある。上記Ｎｉの含有量は０．００８％以下であることがより好ましく、０．００６％以下であることがさらに好ましく、０．００５％以下であることが最も好ましい。

【0034】

本発明の熱延鋼板は、レベリングによる形状矯正前の微細組織が、面積％で、オーステナイト：５～１５％、オートテンパードマルテンサイト：８０％以上、残部ベイナイト及びフェライトのうち１種以上を含むことが好ましい。上記オーステナイトは、降伏強度を低くして形状矯正がうまくなされるようにすると同時に、レベリング後はマルテンサイトに変態して強度を向上させる効果を発揮する。上記オーステナイトの分率が５％未満である場合には、上記効果を十分に得ることが困難であり、１５％を超える場合には、十分な低温組織を確保できず、最終的に得られる鋼板の強度が低下するという欠点がある。上記オーステナイトの分率の下限は６％であることがより好ましく、７％であることがさらに好ましい。上記オーステナイトの分率の上限は１３％であることがより好ましく、１１％であることがさらに好ましく、１０％であることが最も好ましい。上記オートテンパードマルテンサイトは、形状矯正のように局部的かつ限定される変形に有利な延性を有すると同時に高い強度を有するようにする効果を発揮する。上記オートテンパートマルテンサイトの分率が８０％未満である場合には、最終的に得られる鋼板の強度が過度に低くなるという欠点がある。上記オートテンパートマルテンサイトの分率は８２％以上であることがより好ましい。上記オートテンパートマルテンサイトは、できるだけ多量形成されるほど強度確保に有利であるが、製造工程上不可避にベイナイト及びフェライトのうち１種以上が形成されることができる。一方、オートテンパードマルテンサイトは別途の焼戻し処理を施さなくても、低温で短時間の焼戻し処理を通じて形成されるテンパードマルテンサイトとほぼ同じ組織を有し、ラス内に微細なイプシロンカーバイドが形成されたことを特徴とする。

【0035】

本発明の熱延鋼板は、レベリングによる形状矯正後の微細組織が、面積％で、オートテンパードマルテンサイト：８０％以上、残部フレッシュマルテンサイト、ベイナイト及びフェライトのうち１種以上を含むことが好ましい。レベリング前のオーステナイトがレベリング後のマルテンサイトに変態することにより、形状矯正性だけでなく、より優れた強度を確保することができる。

【0036】

また、レベリング後の本発明の熱延鋼板は、鋼板の長さ方向への波高が１０ｍｍ以下と優れた形状矯正性を有する。このとき、上記波高とは、鋼板が長さ方向にウェーブ（ｗａｖｅ）形状を有するとき、谷から山までの高さを意味する。

【0037】

前述したように提供されるレベリング前及び後の上記熱延鋼板は、旧オーステナイト平均結晶粒の大きさが１０～３０μｍであることが好ましい。上記旧オーステナイト平均結晶粒の大きさが１０μｍ未満である場合には、焼入性が低下して十分な低温組織を確保できないという欠点があり、３０μｍを超える場合には、過度に大きくなった焼入性により鋼板内に残留オーステナイトを形成できず、延性が大きく低下するという欠点がある。上記旧オーステナイト平均結晶粒の大きさの下限は１２μｍであることがより好ましく、１５μｍであることがさらに好ましく、１７μｍであることが最も好ましい。上記旧オーステナイト平均結晶粒の大きさの上限は２８μｍであることがより好ましく、２６μｍであることがさらに好ましい。

【0038】

併せて、レベリング後の上記熱延鋼板は、降伏強度が９００ＭＰａ以上と優れた強度を有することができる。

【0039】

以下、本発明の一実施形態による熱延鋼板の製造方法について説明する。一方、本発明の一実施形態による熱延鋼板の製造方法は、連続鋳造及び熱延工程が直結化したプロセスを用いることもできる。

【0040】

まず、前述した合金組成と関係式１を満たすスラブを１２００～１３５０℃で再加熱する。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されず、熱間圧延以降の工程で析出物の形成が減少し、粗大なＴｉＮが残存するようになり、連鋳時に生成した偏析を拡散により解消することが難しい。一方、１３５０℃を超える場合には、オーステナイト結晶粒の異常粒成長（ＡｂｎｏｒｍａｌＧｒａｉｎＧｒｏｗｔｈ）により強度低下及び組織ムラが発生するため、上記再加熱温度は１２００～１３５０℃の範囲を有することが好ましい。上記再加熱温度の下限は１２２０℃であることがより好ましく、１２３０℃であることがさらに好ましく、１２５０℃であることが最も好ましい。上記再加熱温度の上限は１３３０℃であることがより好ましく、１３１０℃であることがさらに好ましく、１３００℃であることが最も好ましい。

【0041】

その後、上記再加熱されたスラブを８００～１２００℃で下記関係式２を満たすように熱間圧延して熱延鋼板を得る。上記熱間圧延温度が１２００℃を超える場合には、熱延鋼板の温度が高くなって結晶粒の大きさが粗大となり、熱延鋼板の表面品質が劣化する。一方、８００℃未満である場合には、終了すると過度な再結晶遅延により延伸した結晶粒が発達して異方性が激しくなり、成形性も悪くなって、結局、材質均一性及び形状矯正性が悪くなる。上記熱間圧延温度の下限は８１０℃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、８３０℃であることが最も好ましい。上記熱間圧延温度の上限は１１８０℃であることがより好ましい。

【0042】

一方、本発明では、熱間圧延時に下記関係式２（以下、下記関係式２における右辺を「ＦＤＴＬ」ともいう）の条件を満たすことが好ましい。下記関係式２において、ＦＤＴは熱間圧延終了時の熱延鋼板の表面温度を意味する。

【0043】

［関係式２］ＦＤＴ≧８９６－２５１［Ｃ］＋３７．５［Ｓｉ］－３１．６［Ｍｎ］－７．１６［Ｃｒ］＋２９．５［Ｍｏ］＋１２９［Ｔｉ］－１０７［Ｎｂ］

【0044】

上記ＦＤＴがＦＤＴＬよりも低い場合には、鋼板の厚さ中心部よりも温度が低い鋼板の表面にフェライトが一部形成されるにつれて、冷却後に十分な分率のマルテンサイトを形成できなくなり、これにより中心部と表面部の材質ばらつきが発生し、結局、形状矯正性も劣化するという問題がある。すなわち、関係式２を満たせば、高強度と優れた形状矯正性とを同時に得ることができる。

【0045】

その後、上記熱延鋼板を下記関係式３～６を満たすように１次冷却、２次冷却及び巻き取る。このとき、下記関係式３～６において、ＭＴは１次冷却終了及び２次冷却開始時点で熱延鋼板の表面温度を意味し、ＭＴＬは４３０－３８０［Ｃ］－１３．４［Ｓｉ］－４７．３［Ｍｎ］－１６．０［Ｃｒ］－２４．２［Ｍｏ］を意味し、ＭＴＵは４８１－３５８［Ｃ］－１６．６［Ｓｉ］－４５．６［Ｍｎ］－１５．２［Ｃｒ］－２４．１［Ｍｏ］を意味し、ＩＣＲはＦＤＴからＭＴまでの熱延鋼板表面の１次冷却速度を意味し、ＣＲＬは１０［２．９－（０．１［Ｃ］＋０．９［Ｍｎ］＋０．５［Ｃｒ］＋１．２［Ｍｏ］）］＋１０を意味し、ＴＣＲはＦＤＴからＣＴまでの熱延鋼板表面の平均冷却速度を意味し、ＣＴは巻取温度を意味する。

【0046】

下記ＭＴがＭＴＵを超える場合には、マルテンサイトを形成できなくなり、ＭＴＬ未満である場合には、微細且つ一様に分布するオーステナイトを形成できなくなる。ＩＣＲがＣＲＬよりも低い場合には、十分なマルテンサイトを形成することができず、フェライトやベイナイトが意図とは異なって多量形成されて高強度が得られなくなり、これによりオーステナイトの形成も抑制され、形状矯正性も劣化する。一方、本発明では、ＩＣＲの値が極めて高いとしてもマルテンサイトの強度には大きな変化がないため、その上限については特に限定していない。ＴＣＲが８０℃／秒を超える場合には、オーステナイトが安定化する前に低い温度に露出されて消滅するという問題が発生する。ＣＴがＭＴＬ－１００未満である場合には、コイルの温度が過度に低くなり、工程上巻取に困難がある。また、過度に硬くて脆性の悪いマルテンサイト相が多量に生成する過程で形成された微細な残留オーステナイトが消滅し、圧延板の材質が不均一になり形状が悪くなる。一方、本発明では、上記巻取温度の上限について特に限定していないが、強度確保の側面からその上限は３５０℃であってもよい。すなわち、冷却と巻取工程を適切に制御することで形成される微細且つ一様に分布したオーステナイトは、レベリングによる形状矯正時に矯正がより容易になるようにすると同時に、矯正以降は全て消滅するようにすることを特徴とする。前述した工程の制御を通じて製造される熱延鋼板は、形状矯正性に優れながらも高い降伏強度を有することができる。

【0047】

［関係式３］ＭＴＬ≦ＭＴ≦ＭＴＵ
［関係式４］ＣＲＬ≦ＩＣＲ
［関係式５］ＴＣＲ≦８０℃／秒
［関係式６］ＭＴＬ－１００≦ＣＴ

【0048】

その後、上記巻き取られた熱延鋼板をレベリングする段階を含むことができる。上記レベリングは形状矯正のためのものであり、本発明では、上記レベリング工程について特に限定しておらず、当該技術分野で用いられる通常の技術をいずれも用いることができる。一方、上記レベリングは鋼板に圧下が加わらない形状矯正法であり、これにより、０．１～２．０％の圧下量が加わる調質圧延（ｓｋｉｎｐａｓｓｒｏｌｌｉｎｇ）とは区別されることができる。

【実施例】

【0049】

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。

【0050】

（実施例）
下記表１に記載の合金組成を有するスラブを、下記表２に記載の条件を用いて熱延鋼板を製造した。このとき、スラブの再加熱温度は１２５０℃であり、熱間圧延直後の熱延板の厚さは４ｍｍであった。その後、テンションレベラーを通じてレベリングを行った。レベリング前・後の熱延鋼板について、微細組織、旧オーステナイト平均粒径、波高及び機械的物性を測定した後、その結果を下記表３及び４にそれぞれ示した。一方、本実施例ではＮｉを添加しなかったにもかかわらず、微量の不純物が検出された。

【0051】

微細組織は電子顕微鏡のＥｌｅｃｔｒｏｎＢａｃｋ－ＳｃａｔｔｅｒｅｄＤｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ（ＥＢＳＤ）試験装置を通して測定した。

【0052】

旧オーステナイト平均粒径は、上記製造された熱延鋼板から採取した試験片を過飽和ピクリン酸水溶液２００ｍｌと１０％ドデシルベンゼンスルホン酸ナトリウム水溶液１０ｍｌとを混合し、１０％塩化第二鉄水溶液１０ｍｌを添加して混合した溶液に１０分間浸漬腐食させた後、光学顕微鏡で測定した。

【0053】

波高は熱延コイルを解いた後、鋼板長さ２ｍに対して谷から山までの差が最も大きい値で示した。

【0054】

降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）及び破壊伸び率（Ｅｌ）は、熱延コイルから圧延方向に平行な方向にＪＩＳ５号規格の試験片を採取して測定した。

【0055】

【表1】