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】2024-11-19
(54)【発明の名称】延伸率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 20060101AFI20241112BHJP
C22C 38/06 20060101ALI20241112BHJP
C22C 38/38 20060101ALI20241112BHJP
C21D 9/46 20060101ALI20241112BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301S
C22C38/06
C22C38/38
C21D9/46 G
【審査請求】有
【予備審査請求】未請求
(21)【出願番号】P 2024531660
(86)(22)【出願日】2022-11-29
(85)【翻訳文提出日】2024-05-28
(86)【国際出願番号】 KR2022019037
(87)【国際公開番号】W WO2023096453
(87)【国際公開日】2023-06-01
(31)【優先権主張番号】10-2021-0166731
(32)【優先日】2021-11-29
(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】キム、 ウン－ヤン
(72)【発明者】
【氏名】ク、 ミン－ソ
【テーマコード（参考）】
4K037
【Ｆターム（参考）】
4K037EA01
4K037EA02
4K037EA06
4K037EA11
4K037EA16
4K037EA17
4K037EA18
4K037EA23
4K037EA25
4K037EA27
4K037EA28
4K037EB05
4K037EB08
4K037EB09
4K037EB11
4K037FA02
4K037FA03
4K037FC04
4K037FE01
4K037FE02
4K037FE03
4K037FG01
4K037FJ01
4K037FJ04
4K037FJ05
4K037FJ06
4K037FK03
4K037JA06
(57)【要約】
本発明は、延伸率に優れた超高強度冷延鋼板及びその製造方法に関し、より詳しくは、１．５ＧＰａ級の引張強度を有すると同時に、延伸率に優れて冷間スタンピングに適合に使用可能な冷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】
重量％で、Ｃ：０．１５～０．３％、Ｓｉ：０．１～１．５％、Ｍｎ：２．５～５．０％、Ｐ：０．１％以下（０％除外）、Ｓ：０．０３％以下（０％除外）、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｎ：０．０１％以下（０％除外）、Ｂ：０．００５％以下（０％除外）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、微細組織として面積％で、残留オーステナイト：０．５～２０％及びマルテンサイト：８０～９９．５％を含み、
下記関係式１－１を満たす、冷延鋼板。
［関係式１－１］
【数1】
【請求項2】
下記関係式１－２を満たす、請求項１に記載の冷延鋼板。［関係式１－２］
【数2】
【請求項3】
Ｃｒ：０．１％以下（０％含む）及びＭｏ：０．１％以下（０％含む）の中から選択された１種以上をさらに含む、請求項１に記載の冷延鋼板。
【請求項4】
引張強度が１５００ＭＰａ以上であり、総延伸率が１０％以上である、請求項１に記載の冷延鋼板。
【請求項5】
降伏強度が１０００ＭＰａ以上である、請求項１に記載の冷延鋼板。
【請求項6】
重量％で、Ｃ：０．１５～０．３％、Ｓｉ：０．１～１．５％、Ｍｎ：２．５～５．０％、Ｐ：０．１％以下（０％除外）、Ｓ：０．０３％以下（０％除外）、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｎ：０．０１％以下（０％除外）、Ｂ：０．００５％以下（０％除外）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む組成を有する鋼スラブを１１００～１３００℃に再加熱する段階と、再加熱されたスラブを８００～１０００℃で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
前記熱延鋼板を４００～７００℃で巻き取る段階と、
巻き取られた熱延鋼板を２０～７５％の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、
前記冷延鋼板を６００～７００℃の範囲で加熱し、２～２４時間の間維持する１次焼鈍段階と、
前記１次焼鈍後の冷延鋼板を３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する１次冷却段階と、
前記１次冷却した冷延鋼板を３０℃／ｓ以上の平均昇温速度でオーステナイト単相域以上の温度に加熱する２次焼鈍段階と、
前記２次焼鈍後の冷延鋼板を３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する２次冷却段階とを含む、冷延鋼板の製造方法。
【請求項7】
前記１次焼鈍段階は、平均昇温速度が３０℃／ｓ以上である、請求項６に記載の冷延鋼板の製造方法。
【請求項8】
下記関係式２を満たす、請求項６に記載の冷延鋼板の製造方法。［関係式２］
１．０≦ＴＨ１／ＴＨ２≦１．５
（前記関係式２－１において、ＴＨ１は１次焼鈍段階における鋼板表面の最高温度を示し、ＴＨ２は２次焼鈍段階における鋼板表面の最高温度を示す。）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、延伸率に優れた超高強度冷延鋼板及びその製造方法に関し、より詳しくは、１．５ＧＰａ級の引張強度を有すると同時に、延伸率に優れて冷間スタンピングに適合に使用可能な冷延鋼板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
国内外の自動車産業では、二酸化炭素規制が次第に増加するにつれて、燃費の向上、乗客の保護のための車体安定性及び軽量化の目的が浮上している。かかる目的を達成するために、既存の自動車部品に使用されている高強度鋼に対して１．３ＧＰａ級以上の引張強度を有する超高強度冷間スタンピング用鋼板の使用及びその開発が増加している。しかし、冷間圧延された板材は、強度が増加すると延伸率は減少するという反比例関係を有するため、成形性に劣り、一般的に冷間スタンピング用素材の適用が非常に制限的である。
【0003】
前述した問題を解決するべく、優れた強度及び延伸率を確保するために、軟らかい基地内に低温変態相を導入する複合組織鋼として、二相組織鋼（Ｄｕａｌ Ｓｔｅｅｌ；ＤＰ鋼）、変態誘起塑性鋼（ＴｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎＩｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ Ｓｔｅｅｌ；ＴＲＩＰ鋼）のような高張力鋼（Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｈｉｇｈ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｓｔｅｅｌ）が自動車車体の部材として採用されている。時代の発展と共に、燃費を向上するための軽量化において、厚さ減少に比べ強度向上を要求しつつも、それに相応する車両部材に適用するために、相対的に優れた延伸率及び成形性を有する冷延鋼板への需要が増加している。しかし、強度１ＧＰａ以上の高張力鋼の場合は、局部的な相間硬度差の発生により、延伸率及びバーリング性（ｈｏｌｅ ｅｘｐａｎｓｉｏｎ ｒａｔｉｏ、ＨＥＲ）が劣るという短所がある。
【0004】
かかる短所を克服するために、低温変態相であるベイナイト、特に、マルテンサイトだけで構成された超高強度鋼（Ｕｌｔｒａ－Ｈｉｇｈ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｓｔｅｅｌ；ＵＨＳＳ）が製造されており、これは主に曲げ性（ｂｅｎｄａｂｉｌｉｔｙ）が低くてもロールフォーミングで成形可能な部品として使用されている。
【0005】
一方、高強度鋼の部品の使用が次第に増加しているため、多様な部品の特性を満足させるためには、高延性を有する超高強度鋼及びその製造法に対する必要性が増加している。しかし、これまで１．５ＧＰａ級以上の引張強度を有しながら高延性を有するという高級の需要を満たせる水準の技術及びこれに対する製造法は開発されていない実情である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0006】
【特許文献1】韓国公開公報２０１７－７０２２１１８号
【特許文献2】日本出願公報２０１６－２８７６０号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0007】
本発明の一側面によると、延伸率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。
【0008】
或いは、本発明の一側面によると、１．５ＧＰａ以上の超高強度を有しつつも、１０％以上の総延伸率を有し、冷間スタンピングに適合に使用可能な冷延鋼板及びその製造方法を提供する。
【0009】
本発明の課題は、前述した内容に限定しない。本発明が属する技術分野で通常の知識を有する者であれば、誰もが本発明の明細書全般にわたる内容から本発明の追加的な課題を理解するのに困難がないであろう。
【課題を解決するための手段】
【0010】
本発明の一側面は、
重量％で、Ｃ：０．１５～０．３％、Ｓｉ：０．１～１．５％、Ｍｎ：２．５～５．０％、Ｐ：０．１％以下（０％除外）、Ｓ：０．０３％以下（０％除外）、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｎ：０．０１％以下（０％除外）、Ｂ：０．００５％以下（０％除外）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、
微細組織として面積％で、残留オーステナイト：０．５～２０％及びマルテンサイト：８０～９９．５％を含み、
下記関係式１－１を満たす、冷延鋼板を提供する。
［関係式１－１］
（上記関係式１－１において、上記ＡＦＭｎ＿ｓは上記マルテンサイト内のＭｎ含量が２％超え５％未満である低Ｍｎ結晶粒の面積分率を示し、その単位は面積％である。また、上記ＡＦＭｎ＿ｈは上記マルテンサイト内のＭｎ含量が５％以上である高Ｍｎ結晶粒の面積分率を示し、その単位は面積％である。）
重量％で、Ｃ：０．１５～０．３％、Ｓｉ：０．１～１．５％、Ｍｎ：２．５～５．０％、Ｐ：０．１％以下（０％除外）、Ｓ：０．０３％以下（０％除外）、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｎ：０．０１％以下（０％除外）、Ｂ：０．００５％以下（０％除外）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、
微細組織として面積％で、残留オーステナイト：０．５～２０％及びマルテンサイト：８０～９９．５％を含み、
下記関係式１－１を満たす、冷延鋼板を提供する。
［関係式１－１］
【数1】
【0011】
本発明のまた他の一側面は、
重量％で、Ｃ：０．１５～０．３％、Ｓｉ：０．１～１．５％、Ｍｎ：２．５～５．０％、Ｐ：０．１％以下（０％除外）、Ｓ：０．０３％以下（０％除外）、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｎ：０．０１％以下（０％除外）、Ｂ：０．００５％以下（０％除外）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む組成を有する鋼スラブを１１００～１３００℃に再加熱する段階と、
再加熱されたスラブを８００～１０００℃で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
上記熱延鋼板を４００～７００℃で巻き取る段階と、
巻き取られた熱延鋼板を２０～７５％の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、
上記冷延鋼板を６００～７００℃の範囲で加熱し、２～２４時間の間維持する１次焼鈍段階と、
上記１次焼鈍後の冷延鋼板を３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する１次冷却段階と、
上記１次冷却した冷延鋼板を３０℃／ｓ以上の平均昇温速度でオーステナイト単相域以上の温度に加熱する２次焼鈍段階と、
上記２次焼鈍後の冷延鋼板を３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する２次冷却段階とを含む、冷延鋼板の製造方法を提供する。
重量％で、Ｃ：０．１５～０．３％、Ｓｉ：０．１～１．５％、Ｍｎ：２．５～５．０％、Ｐ：０．１％以下（０％除外）、Ｓ：０．０３％以下（０％除外）、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｎ：０．０１％以下（０％除外）、Ｂ：０．００５％以下（０％除外）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む組成を有する鋼スラブを１１００～１３００℃に再加熱する段階と、
再加熱されたスラブを８００～１０００℃で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
上記熱延鋼板を４００～７００℃で巻き取る段階と、
巻き取られた熱延鋼板を２０～７５％の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、
上記冷延鋼板を６００～７００℃の範囲で加熱し、２～２４時間の間維持する１次焼鈍段階と、
上記１次焼鈍後の冷延鋼板を３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する１次冷却段階と、
上記１次冷却した冷延鋼板を３０℃／ｓ以上の平均昇温速度でオーステナイト単相域以上の温度に加熱する２次焼鈍段階と、
上記２次焼鈍後の冷延鋼板を３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する２次冷却段階とを含む、冷延鋼板の製造方法を提供する。
【発明の効果】
【0012】
本発明の一側面によると、延伸率に優れた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。
【0013】
あるいは、本発明の一側面によると、１．５ＧＰａ以上の超高強度を有しつつも、１０％以上の総延伸率を有し、冷間スタンピングに適合に使用可能な冷延鋼板及びその製造方法を提供することができる。
【0014】
本発明の一側面によると、鋼板全体のＣ、Ｍｎ含量を活用して均一な化学組成を有する微細組織の制御ではなく、焼鈍領域で得られるマルテンサイト主要組織と残留オーステナイトのＭｎ含量の勾配から、主要組織は同一であるものの化学組成の不均一勾配が発生し、加工中に相対的にＭｎ含量の低い微細組織降伏が発生し、硬質のマルテンサイト変形が進行されながら境界内に局部的な応力、変形が発生し、Ｍｎ含量の低い微細組織に延伸率が追加の強度上昇の効果をもたらして、１．５ＧＰａ級の超高強度鋼板を提供することができる。
【0015】
また、Ｍｎ分配からマルテンサイト内のＣ、Ｍｎが残部オーステナイトに追加分配がなされ、既存よりさらに安定したオーステナイトを最終確保することで、焼成変形時に均一延伸区間におけるマルテンサイト変態を最小化することにより、高強度／高降伏比を有し、加工性に優れた冷延鋼板の製造方法を提供することができる。
【0016】
本発明の多様かつ有益な利点及び効果は、上述した内容に限定されず、本発明の具体的な実施形態を説明する過程でより容易に理解することができる。
【図面の簡単な説明】
【0017】
【図1】本発明の一側面による冷延鋼板の製造工程を模式的に示した模式図である。
【発明を実施するための形態】
【0018】
以下、本発明の好ましい実施形態について説明する。しかし、本発明の実施形態は様々な他の形態に変形することができ、本発明の範囲は以下で説明する実施形態に限定されるものではない。また、本発明の実施形態は、当該技術分野において平均的な知識を有する者に本発明をより完全に説明するために提供されるものである。
【0019】
一方、本明細書で使用される用語は特定の実施例を説明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。例えば、本明細書で使用される単数形は、関連する定義がそれと明らかに反対の意味を示さない限り、複数の形態も含む。さらに、明細書で使用される「含む」の意味は、構成を具体化し、他の構成の存在又は付加を除外するものではない。
【0020】
以下、本発明の一側面による延伸率に優れた超高強度冷延鋼板について詳しく説明する。
【0021】
本発明の一側面によると、冷延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．１５～０．３％、Ｓｉ：０．１～１．５％、Ｍｎ：２．５～５．０％、Ｐ：０．１％以下（０％除外）、Ｓ：０．０３％以下（０％除外）、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｎ：０．０１％以下（０％除外）、Ｂ：０．００５％以下（０％除外）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む。
【0022】
以下では、本発明による冷延鋼板の成分添加の理由と含量限定の理由について具体的に説明する。この時、本明細書において、各元素の含量を示す時は特に言及しない限り、重量％を示す。
【0023】
炭素（Ｃ）：０．１５～０．３％
炭素（Ｃ）は、マルテンサイト鋼の強度及び硬化能を確保するために必須的な元素であって、１．５ＧＰａ級以上の引張強度を有するためには０．１５％以上添加することが好ましい。但し、Ｃ含量が０．３％を超えると、目標に比べて強度が過度に増加し延伸率が低下するだけでなく、脆性破壊を誘発し得る潜在性が高く、点溶接性の劣位をもたらすため、その上限は０．３％以下に制御することが好ましい。一方、炭素含量が高いほどマルテンサイトの生成時に、炭化物の発生程度が増加するため、より好ましくは、Ｃ含量の上限を０．２７％に制御することができる。
炭素（Ｃ）は、マルテンサイト鋼の強度及び硬化能を確保するために必須的な元素であって、１．５ＧＰａ級以上の引張強度を有するためには０．１５％以上添加することが好ましい。但し、Ｃ含量が０．３％を超えると、目標に比べて強度が過度に増加し延伸率が低下するだけでなく、脆性破壊を誘発し得る潜在性が高く、点溶接性の劣位をもたらすため、その上限は０．３％以下に制御することが好ましい。一方、炭素含量が高いほどマルテンサイトの生成時に、炭化物の発生程度が増加するため、より好ましくは、Ｃ含量の上限を０．２７％に制御することができる。
【0024】
珪素（Ｓｉ）：０．１～１．５％
珪素（Ｓｉ）は、製鋼工程で脱酸剤として添加し、固溶強化元素と共に炭化物の生成を抑制する元素である。また、Ｓｉ添加は、焼鈍熱処理時に組織を均一に分散させる役割を果たし、冷却時にオーステナイトの安定性を増加させて、常温における残留オーステナイトの確保を可能にする。よって、前述した効果を確保するためには、Ｓｉを０．１５％以上添加することが好ましい。但し、Ｓｉ含量が１．５％を超えると、熱間圧延時に鋼板表面に過度にＳｉ系酸化物が生成されて、冷間圧延時に表面欠陥を誘発するおそれがある。それだけでなく、最終冷間圧延鋼板の比抵抗性が高くなり点溶接性が悪くなるため、Ｓｉ含量を１．５％以下に制御する。一方、前述した効果を向上させるために、より好ましくは、Ｓｉ含量の上限は１．２５％であることができる。
珪素（Ｓｉ）は、製鋼工程で脱酸剤として添加し、固溶強化元素と共に炭化物の生成を抑制する元素である。また、Ｓｉ添加は、焼鈍熱処理時に組織を均一に分散させる役割を果たし、冷却時にオーステナイトの安定性を増加させて、常温における残留オーステナイトの確保を可能にする。よって、前述した効果を確保するためには、Ｓｉを０．１５％以上添加することが好ましい。但し、Ｓｉ含量が１．５％を超えると、熱間圧延時に鋼板表面に過度にＳｉ系酸化物が生成されて、冷間圧延時に表面欠陥を誘発するおそれがある。それだけでなく、最終冷間圧延鋼板の比抵抗性が高くなり点溶接性が悪くなるため、Ｓｉ含量を１．５％以下に制御する。一方、前述した効果を向上させるために、より好ましくは、Ｓｉ含量の上限は１．２５％であることができる。
【0025】
マンガン（Ｍｎ）：２．５～５．０％
マンガン（Ｍｎ）は、オーステナイト安定元素であって、マルテンサイトの硬化能を確保するために添加し、冷間圧延後、焼鈍熱処理時にフェライトの生成を抑制するのに容易である。Ｍｎ含量が２．５％未満である場合は、マルテンサイト硬化能の確保は可能であるものの、冷延鋼板内のＭｎ濃度の勾配発生が難しくなり、本発明で追求するＭｎ濃度差による不均一微細組織の確保が難しい。また、Ｍｎ含量が５．０％を超えると、過度な強度及び製鋼及び連続鋳造段階から素地鉄内のＭｎバンドが厚さ方向に発生し得て、これにより耐衝突性が悪くなるため、Ｍｎ含量の上限を５．０％以下に制御することが好ましい。但し、本発明の目的を達成するために、より好ましくは、上記Ｍｎ含量の下限を３．０％に制御することができ、上記Ｍｎ含量の上限を４．１２％に制御することができる。
マンガン（Ｍｎ）は、オーステナイト安定元素であって、マルテンサイトの硬化能を確保するために添加し、冷間圧延後、焼鈍熱処理時にフェライトの生成を抑制するのに容易である。Ｍｎ含量が２．５％未満である場合は、マルテンサイト硬化能の確保は可能であるものの、冷延鋼板内のＭｎ濃度の勾配発生が難しくなり、本発明で追求するＭｎ濃度差による不均一微細組織の確保が難しい。また、Ｍｎ含量が５．０％を超えると、過度な強度及び製鋼及び連続鋳造段階から素地鉄内のＭｎバンドが厚さ方向に発生し得て、これにより耐衝突性が悪くなるため、Ｍｎ含量の上限を５．０％以下に制御することが好ましい。但し、本発明の目的を達成するために、より好ましくは、上記Ｍｎ含量の下限を３．０％に制御することができ、上記Ｍｎ含量の上限を４．１２％に制御することができる。
【0026】
リン（Ｐ）：０．１％以下（０％除外）
リン（Ｐ）は、鋼中に不純物元素であって、０．１％超時にＰ偏析によって溶接性が悪くなるだけでなく、鋼の脆性を発生させる潜在力が高いため、Ｐ含量の上限を０．１％に制御する。一方、上記Ｐ含量の下限は、不可避に含まれる場合を勘案して０％を除くことができる（すなわち、０％超）。但し、本発明の目的を達成するために、より好ましくは、上記Ｐ含量の下限を０．００５に制御することができる。あるいは、上記Ｐ含量の上限を０．０３％に制御することができ、最も好ましくは０．０２％に制御することができる。
リン（Ｐ）は、鋼中に不純物元素であって、０．１％超時にＰ偏析によって溶接性が悪くなるだけでなく、鋼の脆性を発生させる潜在力が高いため、Ｐ含量の上限を０．１％に制御する。一方、上記Ｐ含量の下限は、不可避に含まれる場合を勘案して０％を除くことができる（すなわち、０％超）。但し、本発明の目的を達成するために、より好ましくは、上記Ｐ含量の下限を０．００５に制御することができる。あるいは、上記Ｐ含量の上限を０．０３％に制御することができ、最も好ましくは０．０２％に制御することができる。
【0027】
硫黄（Ｓ）：０．０３％以下（０％除外）
硫黄（Ｓ）は、Ｐと同様に鋼中に不可避に添加される不純物元素であって、最終冷延鋼板の延性及び溶接性を阻害する特性を有する。また、上記Ｓ含量が０．０３％を超えると、ＭｎＳの析出により熱延工程で生成された析出物が焼鈍熱処理時に完全に分解されず、鋼板の延性を悪化させる。それだけでなく、溶接性にも問題をもたらすおそれがあるため、上記Ｓ含量の上限を０．０３％以下に制御する。一方、上記Ｓ含量の下限は、不可避に含まれる場合を勘案して０％を除くことができる（すなわち、０％超）。但し、本発明の目的を達成するために、より好ましくは、上記Ｓ含量の下限を０．００２％に制御することができ、上記Ｓ含量の上限を０．００５％に制御することができる。
硫黄（Ｓ）は、Ｐと同様に鋼中に不可避に添加される不純物元素であって、最終冷延鋼板の延性及び溶接性を阻害する特性を有する。また、上記Ｓ含量が０．０３％を超えると、ＭｎＳの析出により熱延工程で生成された析出物が焼鈍熱処理時に完全に分解されず、鋼板の延性を悪化させる。それだけでなく、溶接性にも問題をもたらすおそれがあるため、上記Ｓ含量の上限を０．０３％以下に制御する。一方、上記Ｓ含量の下限は、不可避に含まれる場合を勘案して０％を除くことができる（すなわち、０％超）。但し、本発明の目的を達成するために、より好ましくは、上記Ｓ含量の下限を０．００２％に制御することができ、上記Ｓ含量の上限を０．００５％に制御することができる。
【0028】
アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．１％
アルミニウム（Ａｌ）は、Ｓｉのように製鋼工程時に溶鋼内の酸素を除去するために添加され、鋼内の不純物元素を除去するのに有利な元素である。また、Ｓｉよりは相対的に弱いものの、炭化物生成の抑制に役に立てられ、オーステナイトＣ安定化に寄与するため、延伸率に優れた鋼板の製造が可能になる。よって、前述した効果を確保するために、Ａｌ含量を０．０１％以上に制御する。但し、Ａｌが過度に添加されると、ＡｌＮの過多析出により鋳片クラックが発生して工程製品の欠陥を誘発するおそれがあるため、上記Ａｌ含量の上限を０．１％に制限する。一方、本発明の目的とする効果を確保するために、より好ましくは、上記Ａｌ含量の下限は０．０２％であることができ、上記Ａｌ含量の上限は０．０６％であることができる。
アルミニウム（Ａｌ）は、Ｓｉのように製鋼工程時に溶鋼内の酸素を除去するために添加され、鋼内の不純物元素を除去するのに有利な元素である。また、Ｓｉよりは相対的に弱いものの、炭化物生成の抑制に役に立てられ、オーステナイトＣ安定化に寄与するため、延伸率に優れた鋼板の製造が可能になる。よって、前述した効果を確保するために、Ａｌ含量を０．０１％以上に制御する。但し、Ａｌが過度に添加されると、ＡｌＮの過多析出により鋳片クラックが発生して工程製品の欠陥を誘発するおそれがあるため、上記Ａｌ含量の上限を０．１％に制限する。一方、本発明の目的とする効果を確保するために、より好ましくは、上記Ａｌ含量の下限は０．０２％であることができ、上記Ａｌ含量の上限は０．０６％であることができる。
【0029】
窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％除外）
窒素（Ｎ）は、鋼中の不純物元素であって、その含量が０．０１％を超えると、ＡｌＮ形成により連続鋳造時にクラックが発生する危険性が大きく増加するため、Ｎ含量の上限を０．０１％に制限する。一方、上記Ｎ含量の下限は、不可避に含まれる場合を勘案して０％を除くことができる（すなわち、０％超）。但し、本発明の目的を達成するために、より好ましくは、上記Ｎ含量の下限を０．００７％に制御することができ、上記Ｎ含量の上限を０．０３％に制御することができる。
窒素（Ｎ）は、鋼中の不純物元素であって、その含量が０．０１％を超えると、ＡｌＮ形成により連続鋳造時にクラックが発生する危険性が大きく増加するため、Ｎ含量の上限を０．０１％に制限する。一方、上記Ｎ含量の下限は、不可避に含まれる場合を勘案して０％を除くことができる（すなわち、０％超）。但し、本発明の目的を達成するために、より好ましくは、上記Ｎ含量の下限を０．００７％に制御することができ、上記Ｎ含量の上限を０．０３％に制御することができる。
【0030】
ホウ素（Ｂ）：０．００５％以下（０％除外）
ホウ素（Ｂ）は、焼鈍熱処理時にフェライト相変態の抑制に有利な元素であって、結晶粒界の強化及び固溶強化を通じてマルテンサイトの硬化能を向上させることができる。しかし、Ｂ含量が０．００５％を超えると、Ｂ系析出相であるＦｅ２３（Ｂ，Ｃ）６がオーステナイト結晶粒系に形成されることで、熱間圧延状態で脆性破壊を引き起こし得るため、Ｂ含量の上限を０．００５％以下に制限する。一方、上記Ｂ含量の下限は不可避に含まれる場合を勘案して０％を除くことができる（すなわち、０％超過）。但し、本発明の目的を達成するために、より好ましくは、上記Ｂ含量の下限を０．００１％に制御することができ、上記Ｂ含量の上限を０．００３％に制御することができる。
ホウ素（Ｂ）は、焼鈍熱処理時にフェライト相変態の抑制に有利な元素であって、結晶粒界の強化及び固溶強化を通じてマルテンサイトの硬化能を向上させることができる。しかし、Ｂ含量が０．００５％を超えると、Ｂ系析出相であるＦｅ２３（Ｂ，Ｃ）６がオーステナイト結晶粒系に形成されることで、熱間圧延状態で脆性破壊を引き起こし得るため、Ｂ含量の上限を０．００５％以下に制限する。一方、上記Ｂ含量の下限は不可避に含まれる場合を勘案して０％を除くことができる（すなわち、０％超過）。但し、本発明の目的を達成するために、より好ましくは、上記Ｂ含量の下限を０．００１％に制御することができ、上記Ｂ含量の上限を０．００３％に制御することができる。
【0031】
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、原料や周囲環境の変数により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、通常の鉄鋼製造過程の技術者であれば誰もが分かることであるため、その全ての内容を特に本明細書では言及しない。
【0032】
一方、本発明の一側面によると、上記冷延鋼板は選択的にＣｒ：０．１％以下及びＭｏ：０．１％以下の中から選択された１種以上をさらに含むことができる。以下では、各元素の添加理由及び含量限定の理由について説明する。
【0033】
クロム（Ｃｒ）：０．１％以下（０％含む）
クロム（Ｃｒ）は、Ｍｎのようにマルテンサイトの硬化能を増加させ、フェライト変態を抑制することで、最終的に適当な強度を有するマルテンサイトを生成可能にする元素である。よって、Ｍｎ含量を一定範囲で設計する場合、Ｃｒ含量による硬化能影響が低くなるため、これを添加せずともマルテンサイト強度を確保することができ、少量のＣｒ添加も可能である。一方、Ｃｒ含量が０．１％を超えれば、粗大なＣｒ系炭化物形成により部品成形時に炭化物と鋼内の組織境界で局部的な変形及び応力の発生により割れが起こるおそれがあり、上記Ｃｒ含量の上限を０．１％に制御することができる。但し、上記Ｃｒを添加しない場合も含まれることができるため、上記Ｃｒ含量の下限は０％であることができる。一方、Ｃｒを添加する場合として、本発明の目的を達成するために、より好ましくは、上記Ｃｒ含量の下限を０．００５％に制御することができ、上記Ｃｒ含量の上限を０．０５％に制御することができる。
クロム（Ｃｒ）は、Ｍｎのようにマルテンサイトの硬化能を増加させ、フェライト変態を抑制することで、最終的に適当な強度を有するマルテンサイトを生成可能にする元素である。よって、Ｍｎ含量を一定範囲で設計する場合、Ｃｒ含量による硬化能影響が低くなるため、これを添加せずともマルテンサイト強度を確保することができ、少量のＣｒ添加も可能である。一方、Ｃｒ含量が０．１％を超えれば、粗大なＣｒ系炭化物形成により部品成形時に炭化物と鋼内の組織境界で局部的な変形及び応力の発生により割れが起こるおそれがあり、上記Ｃｒ含量の上限を０．１％に制御することができる。但し、上記Ｃｒを添加しない場合も含まれることができるため、上記Ｃｒ含量の下限は０％であることができる。一方、Ｃｒを添加する場合として、本発明の目的を達成するために、より好ましくは、上記Ｃｒ含量の下限を０．００５％に制御することができ、上記Ｃｒ含量の上限を０．０５％に制御することができる。
【0034】
モリブデン（Ｍｏ）：０．１％以下（０％含む）
モリブデン（Ｍｏ）は、Ｃｒと同一にマルテンサイト硬化能を高め、焼鈍熱処理時に冷却区間でフェライト生成の抑制に有効な元素である。しかし、上記Ｍｏを過度に添加すると、他の元素に比べて高価であるため、過度な合金投入量により合金鉄原価が上昇するという問題が生じるため、本発明では、上記Ｍｏ含量の上限を０．１％以下に制限する。但し、上記Ｍｏは高価であり、これを添加せずとも本発明の目的の達成が可能であれば本発明の範囲に含まれることができるため、上記Ｍｏ含量の下限は０％であることができ、上記Ｍｏ含量の上限は０．０５％であることができる。
モリブデン（Ｍｏ）は、Ｃｒと同一にマルテンサイト硬化能を高め、焼鈍熱処理時に冷却区間でフェライト生成の抑制に有効な元素である。しかし、上記Ｍｏを過度に添加すると、他の元素に比べて高価であるため、過度な合金投入量により合金鉄原価が上昇するという問題が生じるため、本発明では、上記Ｍｏ含量の上限を０．１％以下に制限する。但し、上記Ｍｏは高価であり、これを添加せずとも本発明の目的の達成が可能であれば本発明の範囲に含まれることができるため、上記Ｍｏ含量の下限は０％であることができ、上記Ｍｏ含量の上限は０．０５％であることができる。
【0035】
本発明の一側面によると、上記冷延鋼板の微細組織は、面積分率で、残留オーステナイト：０．５～２０％及びマルテンサイト：８０～９９．５％を含む。
【0036】
上記冷延鋼板の微細組織中に、残留オーステナイトが０．５％未満であるか、マルテンサイトが９９．５％を超えると、Ｍｎ含量分配がきちんと起こらず、基地がマルテンサイトからなる冷延鋼板が製造されて延伸率が足りないという問題が生じ得る。一方、上記冷延鋼板の微細組織中に、残留オーステナイトが２０％を超えるか、マルテンサイトが８０％未満であると、残留オーステナイト内の炭素安定性が落ち、加工中に変形有機変態によるマルテンサイト変態で成形性が悪化するという問題が生じ得る。一方、本発明の一側面によると、前述した効果をより改善する側面で、上記残留オーステナイトの面積分率の下限は１．２％であることができ、あるいは上記残留オーステナイトの面積分率の上限は１０％であることができる。一方、本発明のまた他の一側面によると、前述した効果をより改善する側面で、上記マルテンサイトの面積分率の下限は９０％であることができ、あるいは上記マルテンサイトの面積分率の上限は９８．５％であることができる。
【0037】
また、本発明の一側面によると、上記冷延鋼板は、下記関係式１－１を満たすことができる。
［関係式１－１］
（上記関係式１－１において、上記ＡＦＭｎ＿ｓは上記マルテンサイト内のＭｎ含量が２％超え５％未満である低Ｍｎ結晶粒の面積分率を示し、その単位は面積％である。また、上記ＡＦＭｎ＿ｈは上記マルテンサイト内のＭｎ含量が５％以上である高Ｍｎ結晶粒の面積分率を示し、その単位は面積％である。）
［関係式１－１］
【数2】
【0038】
本発明によると、上記ＡＦＭｎ＿ｓ／ＡＦＭｎ＿ｈの値が５未満であると、Ｍｎ含量の差異から発生する追加強度効果の発現が発生し難く、残留オーステナイト確保が難しく総延伸率１０％以上を有する冷延鋼板の製造に限界が生じるおそれがある。一方、上記ＡＦＭｎ＿ｓ／ＡＦＭｎ＿ｈの値が２５を超えると、それに相応するＣ、Ｍｎ含量が高くなり、冷延鋼板内のＭｎバンド及び炭化物の形成により加工性が悪化するという問題が発生し得る。一方、本発明の一側面によると、前述した効果をより改善する側面で、上記ＡＦＭｎ＿ｓ／ＡＦＭｎ＿ｈの値の下限は９であることができ、あるいは上記ＡＦＭｎ＿ｓ／ＡＦＭｎ＿ｈの値の上限は１９であることができる。
【0039】
上記ＡＦＭｎ＿ｓ及びＡＦＭｎ＿ｈの測定方法について特に限定はしない。但し、代表的な一例として、鋼板全体厚さｔを基準として、鋼板表面から１／４ｔ位置まで機械的研磨を実施した後、３０μｍ×３０μｍ面積倍率でＭｎ含量を定量的にＥＰＭＡ面分析を進行する。次いで、局部的にＭｎ含量の高いマルテンサイト組織を有する領域と、局部的にＭｎ含量の低いマルテンサイト組織を有する領域をそれぞれ分析することで測定可能である。
【0040】
一方、特に限定するものではないが、本発明の一側面によると、上記冷延鋼板は、下記関係式１－２を満たすことができる。この時、下記関係式１－２を満たすことで、Ｍｎ含量が相対的に低い領域内の追加強度が実現されて１．５ＧＰａ級の冷延鋼板の製造が可能であるため、組織内の硬度差を低減させて既存のマルテンサイト鋼に比べて優れた延伸率の確保が可能である。一方、本発明の一側面によると、上記ΔσＴＳの値の下限は８２９ＭＰａであることができ、あるいは、上記ΔσＴＳの値の上限は１８４４ＭＰａであることができる。
［関係式１－２］
（上記関係式１－２において、上記ΔσＴＳは上記マルテンサイト内のＭｎ含量が５％以上である高Ｍｎ結晶粒に対する引張強度平均値（σＴＳ＿Ｍｎ＿ｈ）と上記マルテンサイト内のＭｎ含量が２％超５％未満である低Ｍｎ結晶粒に対する引張強度平均値（σＴＳ＿Ｍｎ＿ｓ）の差を示し、その単位はＭＰａである。）
［関係式１－２］
【数3】
【0041】
一方、上記σＴＳ＿Ｍｎ＿ｈとσＴＳ＿Ｍｎ＿ｓは、各領域に対して、下記関係式１－３で定義されるσＴＳに基づいて求めることができる。よって、上記σＴＳ＿Ｍｎ＿ｈは局部的にＭｎ含量の高いマルテンサイト組織を有する領域において、ＥＰＭＡ分析を通じて確保される各成分に対する含量で求めることができる。また、上記σＴＳ＿Ｍｎ＿ｓは局部的にＭｎ含量の低いマルテンサイト組織を有する領域において、ＥＰＭＡ分析を通じて確保される各成分に対する含量で求めることができる。
【0042】
［関係式１－３］
（上記関係式１－３において、［Ｐ］、［Ｓｉ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｎ］及び［Ｍｏ］は、鋼板内の括弧中の各元素に対する重量％含量を示し、［Ｎｓｓ］は鋼板の固溶体内の窒素に対する重量％含量を示す。）
【数4】
【0043】
本発明の目的とする効果を達成するためには、焼鈍熱処理工程を制御することで、マルテンサイト内のＭｎ濃度を分配することで、Ｍｎ濃度によって硬質／軟質の相を得て、これによる変形分配から硬質相に追加的な強化を誘導する必要がある。かかるＭｎ濃度の勾配により、硬質のＭｎ相内のオーステナイト安定性を確保することで、常温で残留オーステナイトを確保して優れた延伸率を有する超高強度鋼を提供することができる。
【0044】
本発明による冷延鋼板は、引張強度が１５００ＭＰａ以上（あるいは、１５００ＭＰａ以上１７００ＭＰａ以下、または１５５４ＭＰａ以上１６６０ＭＰａ以下）であり、総延伸率が１０％以上（あるいは、１０％以上１２％以下、または１０．２％以上１１．２％以下）を満たすことができ、これを満たすことで延伸率に優れた超高強度冷延鋼板として冷間スタンピングに適合に使用することができる。一方、特に限定するものではないが、本発明の目的を達成するために、より好ましくは、上記冷延鋼板の降伏強度は９４０ＭＰａ以上（あるいは、９４０ＭＰａ以上１２００ＭＰａ以下であることができ、１０００ＭＰａ以上であるか、１０００ＭＰａ以上１２００ＭＰａ以下であることができる）であることができる。また、本発明の一側面によると、上記冷延鋼板の均一延伸率は５．０％以上であることができ、あるいは５．０％以上７．０％以下であることができる。
【0045】
以下、本発明の一側面による冷延鋼板の製造方法について詳しく説明する。但し、本発明による冷延鋼板の製造方法が必ずしも以下の製造方法によって製造されなければならないことを意味するものではない。
【0046】
スラブ再加熱段階
本発明の一側面による冷延鋼板の製造方法は、前述した組成を有する鋼スラブを１，１００～１，３００℃に再加熱する段階を含む。この時、上記鋼スラブの組成は、前述した冷延鋼板の組成と同一であり、上記スラブにおいて各成分の添加理由及び含量限定の理由については、前述した冷延鋼板に対する説明を同一に適用することができる。
本発明の一側面による冷延鋼板の製造方法は、前述した組成を有する鋼スラブを１，１００～１，３００℃に再加熱する段階を含む。この時、上記鋼スラブの組成は、前述した冷延鋼板の組成と同一であり、上記スラブにおいて各成分の添加理由及び含量限定の理由については、前述した冷延鋼板に対する説明を同一に適用することができる。
【0047】
一方、本発明では熱間圧延を行うに先立ち、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、この時、再加熱時の温度を１，１００～１，３００℃で行うことが好ましい。もし、上記再加熱温度が１１００℃未満であると、後続する熱間圧延時に荷重が急激に増加するという問題が起こるおそれがある。また、上記再加熱温度が１，３００℃を超えると、表面スケールの量が増加して材料の損失につながるおそれがある。
【0048】
熱間圧延段階
前述した再加熱されたスラブを８００～１，０００℃で熱間圧延して熱延鋼板を製造することが好ましい。上記熱間圧延の温度が８００℃未満であると、未再結晶フェライトの導入により、圧延荷重が増加するおそれがあるため好ましくない。一方、上記熱間圧延の温度が１，０００℃を超えると、スケールによる表面欠陥と圧延ロールの摩耗度を増加させる可能性が高くなるため好ましくない。
前述した再加熱されたスラブを８００～１，０００℃で熱間圧延して熱延鋼板を製造することが好ましい。上記熱間圧延の温度が８００℃未満であると、未再結晶フェライトの導入により、圧延荷重が増加するおそれがあるため好ましくない。一方、上記熱間圧延の温度が１，０００℃を超えると、スケールによる表面欠陥と圧延ロールの摩耗度を増加させる可能性が高くなるため好ましくない。
【0049】
巻取段階
前述した熱間圧延によって製造された熱延鋼板を４００～７００℃で巻き取ることが好ましい。上記巻取温度が７００℃を超えると、鋼板表面に過多な酸化膜が形成されて欠陥を誘発するため、これを制限するのが好ましい。一方、巻取温度が４００℃未満で低いと、熱延鋼板の強度が過度に高くなり冷間圧延工程で圧延荷重が高くなるだけでなく、これを制御するために、冷間圧延工程時に制御変数が多くなるため生産性が劣るおそれがある。
前述した熱間圧延によって製造された熱延鋼板を４００～７００℃で巻き取ることが好ましい。上記巻取温度が７００℃を超えると、鋼板表面に過多な酸化膜が形成されて欠陥を誘発するため、これを制限するのが好ましい。一方、巻取温度が４００℃未満で低いと、熱延鋼板の強度が過度に高くなり冷間圧延工程で圧延荷重が高くなるだけでなく、これを制御するために、冷間圧延工程時に制御変数が多くなるため生産性が劣るおそれがある。
【0050】
冷間圧延段階
上記熱間圧延後に巻き取られた熱延鋼板の表面に形成された酸化層を酸洗工程で除去した後、２０～７５％の圧下率で冷間圧延を実施して冷延鋼板を製造する。上記冷間圧延時に圧下率が２０％未満であると、目標とする厚さの確保が難しいだけでなく、熱間圧延結晶粒の残存により焼鈍熱処理時にオーステナイトの生成及び最終の物性に影響を及ぼす。よって、冷間圧延時に圧下率は２０～７５％の範囲で行うことが好ましい。
上記熱間圧延後に巻き取られた熱延鋼板の表面に形成された酸化層を酸洗工程で除去した後、２０～７５％の圧下率で冷間圧延を実施して冷延鋼板を製造する。上記冷間圧延時に圧下率が２０％未満であると、目標とする厚さの確保が難しいだけでなく、熱間圧延結晶粒の残存により焼鈍熱処理時にオーステナイトの生成及び最終の物性に影響を及ぼす。よって、冷間圧延時に圧下率は２０～７５％の範囲で行うことが好ましい。
【0051】
本発明は、１．５ＧＰａ級引張強度を確保しつつも、延伸率１０％以上の機械的物性を有する高延伸冷延鋼板を製造するためのもので、そのためには図１に示すように、１次焼鈍－１次冷却－２次焼鈍－２次冷却工程を含む２段焼鈍工程を実施する。以下で具体的に説明する。
【0052】
１次焼鈍段階
前述した冷間圧延から得られた冷延鋼板を６００～７００℃（あるいは、６２０～７００℃）の範囲で加熱し、２～２４時間の間維持する。本発明では、１次焼鈍段階における昇温時に平均昇温速度による逆変態影響を減らすために、３０℃／ｓ以上（より好ましくは３０～５０℃／ｓ範囲）の昇温速度でセメンタイトが分解される二相域温度（ＴＩＡ）範囲が６００℃～７００℃である焼鈍温度でＭｎ分解が起こるように維持時間を２時間以上に制御する。
前述した冷間圧延から得られた冷延鋼板を６００～７００℃（あるいは、６２０～７００℃）の範囲で加熱し、２～２４時間の間維持する。本発明では、１次焼鈍段階における昇温時に平均昇温速度による逆変態影響を減らすために、３０℃／ｓ以上（より好ましくは３０～５０℃／ｓ範囲）の昇温速度でセメンタイトが分解される二相域温度（ＴＩＡ）範囲が６００℃～７００℃である焼鈍温度でＭｎ分解が起こるように維持時間を２時間以上に制御する。
【0053】
特に限定するものではないが、上記１次焼鈍時の昇温速度が３０℃／ｓ未満であると、１次二相域焼鈍時にＣ、Ｍｎ非均質性効果が小さいという問題が生じ得る。一方、上記１次焼鈍時の昇温速度が５０℃／ｓを超えると、１次焼鈍の目標温度の正確度が下がり、焼鈍域の温度の偏差によって最終鋼種の材質問題が生じ得る。
【0054】
前述した１次焼鈍段階における熱処理条件を満たすように制御すると同時に、後述する１次冷却段階で３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却を進行するが、かかる熱処理は二相域で生成されたフェライトとオーステナイトのＭｎ濃度差を発生させ、冷却時にＭｎ濃度の低いフェライトとＭｎ含量の高いマルテンサイトを得るためである。１次焼鈍において、より好ましくＭｎ濃度を極大化するために、最大２４時間の維持時間の範囲で実施する。
【0055】
一方、特に限定するものではないが、本発明の目的とする効果をより改善するために、好ましくは、この時、上記１次焼鈍段階は、鋼板の表面温度を基準として、最高温度が６００～７００℃の温度範囲になるように加熱し、上記最高温度に到逹した時点から上記６００～７００℃の温度範囲で維持する時間が２～２４時間であることができる。
【0056】
また、上記１次焼鈍時の維持時間が２時間未満であると、二相域温度区間においてＣ、Ｍｎ分配効果が小さく、冷却時にフェライトマルテンサイト内のＣ、Ｍｎ濃度が均一な問題が生じ得る。一方、上記１次焼鈍時の維持時間が２４時間を超えると、結晶粒の粗大化により材質劣化が発生し得て、焼鈍時にフェライト、オーステナイト内のＣ、Ｍｎ濃度の不均質性が弱化するという問題が生じ得る。
【0057】
１次冷却段階
上記１次焼鈍後の冷延鋼板を３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する１次冷却を実施する。より具体的に、上記１次冷却段階は２５℃以下まで３０～５０℃／ｓ範囲の平均冷却速度で冷却することができる。
上記１次焼鈍後の冷延鋼板を３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する１次冷却を実施する。より具体的に、上記１次冷却段階は２５℃以下まで３０～５０℃／ｓ範囲の平均冷却速度で冷却することができる。
【0058】
上記１次冷却段階において平均冷却速度が３０℃／ｓ未満であると、１次焼鈍以後、冷却途中にＣ、Ｍｎの再分配が発生して化学的な非均質性の確保に問題が生じ得る。また、上記１次冷却段階における温度範囲が２５℃を超えると、１次焼鈍時に極度のＭｎ及びＣ分配により各結晶粒間のマルテンサイトの生成及び終点温度が異なり、低い温度領域でも未変態オーステナイト分率によって第２相の導入問題が生じ得る。
【0059】
２次焼鈍段階
最終的にマルテンサイトが面積分率で８０％以上（及び残留オーステナイト２０％以下）である焼鈍冷延鋼板を確保するために、上記１次冷却した冷延鋼板を３０℃／ｓ以上（より好ましくは、３０～５０℃／ｓ範囲）の平均昇温速度でオーステナイト単相域以上の温度に加熱する２次焼鈍を実施する。
最終的にマルテンサイトが面積分率で８０％以上（及び残留オーステナイト２０％以下）である焼鈍冷延鋼板を確保するために、上記１次冷却した冷延鋼板を３０℃／ｓ以上（より好ましくは、３０～５０℃／ｓ範囲）の平均昇温速度でオーステナイト単相域以上の温度に加熱する２次焼鈍を実施する。
【0060】
この時、上記２次焼鈍段階において、平均昇温速度を３０℃／ｓ以上に制御することは、１次焼鈍から得られたＭｎ分配を維持するためであり、２次焼鈍段階における平均昇温速度が３０℃／ｓ未満であると、Ｍｎ再分配によりＭｎ濃度差が均一になる問題が生じ得る。
【0061】
また、上記２次焼鈍段階において、オーステナイト単相域以上の温度とは、８２０℃以上（より好ましくは、８５０℃以上９００℃以下）であることができ、上記温度範囲に制御する理由は、Ｍｎ分配されたオーステナイトから最終微細組織である８０％以上のマルテンサイトを生成するためである。
【0062】
一方、本発明の目的とする効果をより改善するために、好ましくは、上記１次焼鈍段階と、２次焼鈍段階における平均昇温速度が下記関係式２を満たすように制御することができる。
［関係式２］
１．０≦ＴＨ１／ＴＨ２≦１．５
（上記関係式２－１において、ＴＨ１は１次焼鈍段階における鋼板表面の最高温度を示し、ＴＨ２は２次焼鈍段階における鋼板表面の最高温度を示す。）
［関係式２］
１．０≦ＴＨ１／ＴＨ２≦１．５
（上記関係式２－１において、ＴＨ１は１次焼鈍段階における鋼板表面の最高温度を示し、ＴＨ２は２次焼鈍段階における鋼板表面の最高温度を示す。）
【0063】
２次冷却段階
次いで、上記２次焼鈍後の冷延鋼板を３０℃／ｓ以上（より好ましくは、３０～５０℃／ｓ範囲）の平均冷却速度で冷却する２次冷却を実施する。この時、上記２次冷却段階における平均冷却速度が３０℃／ｓ未満であると、冷却途中にＣ、Ｍｎ再分配により延伸率の確保に問題が生じ得る。
次いで、上記２次焼鈍後の冷延鋼板を３０℃／ｓ以上（より好ましくは、３０～５０℃／ｓ範囲）の平均冷却速度で冷却する２次冷却を実施する。この時、上記２次冷却段階における平均冷却速度が３０℃／ｓ未満であると、冷却途中にＣ、Ｍｎ再分配により延伸率の確保に問題が生じ得る。
【0064】
本発明によると、１．５級強度と総延伸率１０％以上の機械的物性を有する冷延鋼板を確保するためには、２段の焼鈍工程において、臨界昇温速度及び熱処理温度と、冷却工程における臨界冷却速度及び冷却温度の精密な制御が要求される。これから外れる場合は、本発明で目的とする範囲の引張強度及び延伸率の確保が難しいおそれがある。
【実施例】
【0065】
以下、実施例を通じて本発明についてより具体的に説明する。但し、下記の実施例は例示を通じて本発明を説明するためのものであり、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。
【0066】
（実施例）
下記の表１の組成を有する鋼をインゴットで真空溶解した後、これを１２００℃の温度で１時間維持した後、９００℃で仕上げ圧延し、６００℃に予め加熱された炉に張り込み１時間維持した後、炉冷によって熱延巻取を模擬した。これを酸洗した後、５０％圧下率で冷間圧延を進行して冷延鋼板を製造した。
下記の表１の組成を有する鋼をインゴットで真空溶解した後、これを１２００℃の温度で１時間維持した後、９００℃で仕上げ圧延し、６００℃に予め加熱された炉に張り込み１時間維持した後、炉冷によって熱延巻取を模擬した。これを酸洗した後、５０％圧下率で冷間圧延を進行して冷延鋼板を製造した。
【0067】
このように製造された冷延鋼板を下記の表２に記載された条件で、多様な二相域温度範囲で３０℃／ｓの平均昇温速度で加熱した後、維持時間を異ならせて１次焼鈍を進行した。次いで、３０℃／ｓの平均冷却速度で２５℃まで１次冷却を行った後、８７０℃のオーステナイト単相域で３０℃／ｓの平均昇温速度で加熱する２次焼鈍を進行し、３０℃／ｓの平均冷却速度で２次冷却を実施して連続焼鈍熱処理を模擬した。
【0068】
かかる熱処理を行った各試片に対して、磁化測定方法（ｍａｇｎｅｔｉｃ ｉｎｄｕｃｔｉｏｎ ｍｅｔｈｏｄ、Ｍｅｔｉｓ）を利用して微小オーステナイトを含み試片内の残留オーステナイト分率を測定した後、その外分率をマルテンサイトで計算した。同一のマルテンサイト内のＭｎ濃度差を分析するために、１，０００倍以上でＥＰＭＡ面分析を実施して下記の表２に示し、機械的性質を測定した結果を下記の表３に示した。この時、機械的物性を測定するために、ＪＩＳ標準規格で圧延方向に垂直に加工して引張試験機及び伸率計を付着し、降伏強度、引張強度、及び延伸率を測定した。また、ＡＦＭｎ＿ｓ／ＡＦＭｎ＿ｈ及びΔσＴＳは、本明細書に記載された方法と同一に測定した。
【0069】
【表1】
【0070】
【表2】
【0071】
【表3】
【0072】
本発明の合金組成及び製造条件を満たす例２、３、５、７及び８の場合、関係式１－１を満たし、これにより引張強度１５００ＭＰａ以上、降伏強度１０００ＭＰａ以上、総延伸率１０％以上及び均一延伸率５．０％以上を満たすだけでなく、関係式１－２を満たして均一性も確保することができた。
【0073】
特に、上記例８に対する２次焼鈍－２次冷却以後の最終的な微細組織を電子後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）で高配率で測定した写真を図２に示した。図２（ａ）は、結晶学的方位マップ（Ｉｎｖｅｒｓｅ Ｐｏｌｅ Ｆｉｇｕｒｅ、ＩＰＦ）を示し、図２（ｂ）は、発明鋼に対する相分布マップを示し、図２（ｃ）は、最終微細組織内の残留オーステナイトが分布した特定領域を拡大した相分布マップを示す。
【0074】
一方、本発明の合金組成を満たさない例９～１５は、引張強度１５００ＭＰａ以上、降伏強度１０００ＭＰａ以上、総延伸率１０％以上及び均一延伸率５．０％以上のいずれか一つ以上を満たせないことを確認した。
【0075】
また、本発明の合金組成を満たすものの、１次焼鈍温度が低過ぎて製造条件を満たせない例１の場合、フェライとに生成されたセメンタイトが完全に溶解されず、２次焼鈍後に残存する問題があり、これにより総延伸率が１０％以下であった。
【0076】
また、本発明の合金組成を満たすものの、１次焼鈍温度が高過ぎて製造条件を満たせない例４及び６の場合、１次焼鈍温度が７２０℃とＭｎ分配が最大に起こり得る焼鈍範囲から外れて、Ｍｎ濃度差が少なく、これにより、最終微細組織内の残留オーステナイト分率の確保が難しく、延伸率が１０％に達していなかった。
【図1】
【図2】
【国際調査報告】