JP2025500902A - 鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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Abstract

本発明は、優れた成形性と高い降伏比を有する高強度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、自動車部品を始めとした各種用途に使用可能な優れた成形性と高い降伏比を有する高強度鋼板及びその製造方法に関するものである。

Description

本発明は、優れた成形性と高い降伏比を有する高強度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、自動車部品を始めとした各種用途に使用可能な優れた成形性と高い降伏比を有する高強度鋼板及びその製造方法に関するものである。
最近、自動車産業では、搭乗者の安全性確保と自動車の燃費向上が大きく注目されている。このような理由により、自動車の車体の素材において、安全性及び軽量化の要求に応えるための高強度鋼板の適用が増加している。
自動車の車体の衝突性能を向上させるために、鋼材の降伏強度を増加させると、低い変形量でも効率的に衝突エネルギーを吸収させることができる。降伏強度を増加させる方法としては、固溶強化鋼と析出強化鋼を用いる方法がある。
固溶強化鋼は、成形性に優れたフェライト相に固溶強化元素（Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒなど）を固溶させて降伏強度を増加させた鋼板である。しかし、Ｓｉ又はＣｒは、連続焼鈍ライン又は連続溶融亜鉛めっきラインで鋼板表面に酸化物を形成しやすい元素である。また、Ｍｎは、降伏強度を低下させる特徴のある低温変態相（ベイナイト又はマルテンサイト）の形成を促進させる元素である。従って、多量のＭｎ、Ｓｉ、Ｃｒを添加した固溶強化鋼は、引張強度６１０ＭＰａ以上の高強度鋼板の降伏比を高める方法として適していない。
一方、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖなどを活用した析出強化鋼は、フェライト内に微細炭化物を析出させて降伏強度を向上させる鋼板である。析出強化鋼は、加工性を劣化させることなく降伏比を増加させるため、衝突性能及び加工性に優れた引張強度６１０ＭＰａ以上の高強度鋼板に適した強化機構である。
鋼板の成形性及び降伏比を改善する技術として、未再結晶フェライトの導入とＴｉ又はＮｂの添加を活用する方法が特許文献１及び２に開示されている。Ｔｉ又はＮｂを用いた析出強化及び未再結晶フェライトはフェライトを直接強化させるため、引張強度を大きく増加させることなく降伏強度を増加させるのに効果的である。
しかし、特許文献１及び２は、多量の未再結晶フェライトを含むことにより、優れた強度、伸び率、成形性及び高降伏比の同時確保が困難であるという欠点がある。特許文献３は、既存のＤＰ（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）鋼の変態硬質相（マルテンサイト、ベイナイトなど）の代わりに未再結晶フェライトを用いる技術であり、すなわち、フェライト組織のみを含むことにより、優れた強度、伸び率、成形性及び高降伏比の同時確保が困難であるという欠点がある。特許文献４は、Ｍｎを０．１５～０．４５％の範囲で含むことにより、優れた強度、伸び率、成形性及び高降伏比の同時確保が困難であるという欠点がある。
特開２００９－１１４５２３号公報 特開２０１７－００２３３３号公報 特開２０１７－００２３３２号公報 特開２０１５－１４７９６５号公報
本発明の一側面は、優れた成形性と高い降伏比を有する高強度鋼板及びその製造方法を提供することである。
本発明の一実施形態は、重量％で、Ｃ：０．０５～０．２５％、Ｓｉ：０．７％以下（０％は除く）、Ｍｎ：０．４６～１．８％、Ａｌ：０．７％以下（０％は除く）、Ｐ：０．０５％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０３％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０３％以下（０％は除く）、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶのうち１種以上の合計量：０．２２％以下、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、微細組織は、面積％で、未再結晶フェライト：１～１３％、再結晶フェライト：６７～９８％及びセメンタイト：１～２０％を含む、優れた成形性と高い降伏比を有する高強度鋼板を提供する。
本発明の他の実施形態は、重量％で、Ｃ：０．０５～０．２５％、Ｓｉ：０．７％以下（０％は除く）、Ｍｎ：０．４６～１．８％、Ａｌ：０．７％以下（０％は除く）、Ｐ：０．０５％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０３％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０３％以下（０％は除く）、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶのうち１種以上の合計量：０．２２％以下、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む鋼塊又はスラブを１０００～１３５０℃で加熱する段階；上記加熱された鋼塊又はスラブを８００～１０００℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階；上記熱延鋼板を３００～６００℃で巻き取る段階；上記巻き取られた熱延鋼板を６５０～８００℃で６００～１７００秒間熱処理する段階；上記熱処理した熱延鋼板を３０～９０％の冷間圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る段階；上記冷延鋼板を７２０～８６０℃で再加熱し、５０秒以上維持する段階；上記再加熱及び維持された冷延鋼板を平均冷却速度１℃／ｓ以上で６００～７６０℃まで１次冷却する段階；上記１次冷却された冷延鋼板を平均冷却速度２℃／ｓ以上で４５０～５５０℃まで２次冷却し、 ５０秒以上維持する段階；及び上記２次冷却及び維持された冷延鋼板を常温まで３次冷却する段階を含む、優れた成形性と高い降伏比を有する高強度鋼板の製造方法を提供する。
本発明の一側面によると、優れた成形性と高い降伏比を有する高強度鋼板及びその製造方法を提供することができる。
以下、本発明の一実施形態による優れた成形性と高い降伏比を有する高強度鋼板について説明する。まず、合金組成について説明する。下記に説明する合金組成の含有量は重量％を意味する。
Ｃ：０．０５～０．２５％
Ｃは、フェライト相中にＴｉ、Ｎｂ又はＶと共に析出物を形成して鋼板に強度を付与するための元素である。上記Ｃの含有量が０．０５％未満であると、引張強度６１０ＭＰａ以上の強度の確保が困難である。一方、上記Ｃの含有量が０．２５％を超えると、十分な溶接部強度を確保することが困難である。従って、上記Ｃの含有量は０．０５～０．２５％の範囲を有することが好ましい。上記Ｃ含有量の下限は０．０６％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Ｃ含有量の上限は０．２４％であることがより好ましく、０．２３％であることがさらに好ましい。
Ｓｉ：０．７％以下（０％は除く）
Ｓｉは、固溶強化による強度向上の効果がある元素であり、フェライトを強化し微細組織を均一化させ、加工性を改善する元素である。また、製鋼時の脱酸に必要な元素である。上記Ｓｉの含有量が０．７を超えると、めっき工程において未めっきのようなめっき欠陥問題を発生させ、鋼板の溶接性を低下させる。従って、上記Ｓｉの含有量は０．７％以下の範囲を有することが好ましい。上記Ｓｉ含有量の下限は０．００１％であることがより好ましく、０．００２％であることがさらに好ましい。上記Ｓｉ含有量の上限は０．６９％であることがより好ましく、０．６８％であることがさらに好ましい。
Ｍｎ：０．４６～１．８％
Ｍｎは、強度と延性をともに高めるのに有用な元素である。上記Ｍｎの含有量が０．４６％未満であると、上記効果を十分に得ることが困難であり、１．８％を超えると、オーステナイトにおいてマルテンサイト又はベイナイトのような低温変態相の形成が促進され、鋼板の降伏比が低下する。従って、上記Ｍｎの含有量は０．４６～１．８％の範囲を有することが好ましい。上記Ｍｎ含有量の下限は０．４７％であることがより好ましく、０．４８％であることがさらに好ましい。上記Ｍｎ含有量の上限は１．７９％であることがより好ましく、１．７８％であることがさらに好ましい。
Ａｌ：０．７％以下（０％は除く）
Ａｌは、鋼中の酸素と結合して脱酸作用をする元素である。また、Ｓｉと同様にフェライトを強化し微細組織を均一化させて、加工性を改善する元素である。上記Ａｌの含有量が０．７％を超えると、めっき工程において未めっきのようなめっき欠陥問題を発生させ、鋼板の溶接性を低下させる。従って、上記Ｓｉの含有量は０．７％以下の範囲を有することが好ましい。上記Ａｌ含有量の下限は０．００１％であることがより好ましく、０．００２％であることがさらに好ましい。上記Ａｌ含有量の上限は０．６９％であることがより好ましく、０．６８％であることがさらに好ましい。
Ｐ：０．０５％以下（０％は除く）
Ｐは、不純物として含有され衝撃靭性を劣化させる元素である。従って、上記Ｐの含有量は０．０５％以下に制御することが好ましい。上記Ｐ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。
Ｓ：０．０３％以下（０％は除く）
Ｓは、不純物として含有され鋼板中にＭｎＳを生成し、延性を劣化させる元素である。従って、上記Ｓの含有量は０．０３％以下に制御することが好ましい。上記Ｓ含有量は０．０２％以下であることがより好ましく、０．０１％以下であることがさらに好ましい。
Ｎ：０．０３％以下（０％は除く）
Ｎは、不純物として含有され連続鋳造中に窒化物を生成し、スラブのクラックを引き起こす元素である。従って、上記Ｎの含有量は０．０３％以下に制御することが好ましい。上記Ｎ含有量は０．０２％以下であることがより好ましく、０．０１％以下であることがさらに好ましい。
Ｔｉ、Ｎｂ及びＶのうち１種以上の合計量：０．２２％以下
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、鋼板の析出物を形成する重要な元素である。鋼板の強度と衝撃靭性を向上させるために含有させてもよい。上記Ｔｉ、Ｎｂ及びＶのうち１種以上の合計量が０．２２％を超えると、過度な析出物形成により未再結晶フェライト分率が１３％を超え、本発明が得ようとする物性が得られ難い可能性があるだけでなく、製造コスト上昇の原因となる。従って、上記Ｔｉ、Ｎｂ及びＶのうち１種以上の合計量は０．２２％以下の範囲を有することが好ましい。上記Ｔｉ、Ｎｂ及びＶのうち１種以上の合計量の下限は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い。上記Ｔｉ、Ｎｂ及びＶのうち１種以上の合計量の上限は０．２１％であることがより好ましく、０．２０％であることがさらに好ましい。
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され得るものであって、これを全面的に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。また、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。
一方、本発明の鋼板は、Ｃｒ及びＭｏのうち１種以上の合計量：０．８％以下をさらに含むことができる。
Ｃｒ及びＭｏは、合金化処理時にオーステナイトの分解を抑制し、Ｍｎと同様にオーステナイトを安定化させる元素である。上記Ｃｒ及びＭｏのうち１種以上の合計量が０．８％を超えると、マルテンサイト又はベイナイトのような低温変態相の形成が促進され、鋼板の降伏比が低下する。従って、上記Ｃｒ及びＭｏのうち１種以上の合計量は０．８％以下の範囲を有することが好ましい。上記Ｃｒ及びＭｏのうち１種以上の合計量の下限は０．０００１％であることがより好ましく、０．００１％であることがさらに好ましい。上記Ｃｒ及びＭｏのうち１種以上の合計量の上限は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く、０．５３％であることが最も好ましい。
また、本発明の鋼板は、Ｃｕ及びＮｉのうち１種以上の合計量：０．８％以下をさらに含むことができる。
Ｃｕ及びＮｉは、オーステナイトを安定化させ、腐食を抑制する元素である。また、上記Ｃｕ及びＮｉは、鋼板表面に濃化して鋼板内に移動する水素侵入を防ぎ、水素遅延破壊を抑制する効果もある。上記Ｃｕ及びＮｉのうち１種以上の合計量が０．８％を超えると、本発明が得ようとする物性が得られ難い可能性があるだけでなく、製造コスト上昇の原因となる。従って、上記Ｃｕ及びＮｉのうち１種以上の合計量は０．８％以下の範囲を有することが好ましい。上記Ｃｕ及びＮｉのうち１種以上の合計量の下限は０．０００１％であることがより好ましく、０．００１％であることがさらに好ましい。上記Ｃｕ及びＮｉのうち１種以上の合計量の上限は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く、０．５４％であることが最も好ましい。
また、本発明の鋼板は、Ｂ：０．００５％以下をさらに含むことができる。
Ｂは、焼入れ性を向上させ強度を高め、結晶粒界の核生成を抑制する元素である。上記Ｂの含有量が０．００５％を超えると、本発明が得ようとする物性が得られ難い可能性があるだけでなく、製造コスト上昇の原因となる。従って、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含有量の下限は０．０００１％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０．００４５％であることがより好ましく、０．００４％であることがさらに好ましい。
また、本発明の鋼板は、Ｃａ、ＲＥＭ（Ｙは除く）及びＭｇのうち１種以上の合計量：０．０５％以下をさらに含むことができる。
Ｃａ、Ｍｇ、及びＹを除くＲＥＭは、硫化物を球形化させることにより鋼板の延性を向上させる元素である。上記Ｃａ、ＲＥＭ（Ｙは除く）及びＭｇのうち１種以上の合計量が０．０５％を超えると、本発明が得ようとする物性が得られ難い可能性があるだけでなく、製造コスト上昇の原因となる。従って、上記Ｃａ、ＲＥＭ（Ｙは除く）及びＭｇのうち１種以上の合計量は０．０５％以下の範囲を有することが好ましい。上記Ｃａ、ＲＥＭ（Ｙは除く）及びＭｇのうち１種以上の合計量の下限は０．０００１％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Ｃａ、ＲＥＭ（Ｙは除く）及びＭｇのうち１種以上の合計量の上限は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く、０．０２％であることが最も好ましい。一方、ＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドを合わせた１７種類の元素を意味する。
また、本発明の鋼板は、Ｗ及びＺｒのうち１種以上の合計量：０．５％以下をさらに含むことができる。
Ｗ及びＺｒは、焼入れ性を向上させて鋼板の強度を増加させる元素である。上記Ｗ及びＺｒのうち１種以上の合計量が０．５％を超えると、本発明が得ようとする物性が得られ難い可能性があるだけでなく、製造コスト上昇の原因となる。従って、上記Ｗ及びＺｒのうち１種以上の合計量は０．５％以下の範囲を有することが好ましい。上記Ｗ及びＺｒのうち１種以上の合計量の下限は０．０００１％であることがより好ましく、０．００１％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。上記Ｗ及びＺｒのうち１種以上の合計量の上限は０．４％であることがより好ましく、０．３５％であることがさらに好ましく、０．３％であることが最も好ましい。
また、本発明の鋼板は、Ｓｂ及びＳｎのうち１種以上の合計量：０．５％以下をさらに含むことができる。
Ｓｂ及びＳｎは、鋼板のめっき濡れ性とめっき密着性を向上させる元素である。上記Ｓｂ及びＳｎのうち１種以上の合計量が０．５％を超えると、鋼板の脆性が増加し、熱間加工又は冷間加工時にクラックが発生する可能性がある。従って、上記Ｓｂ及びＳｎのうち１種以上の合計量は０．５％以下の範囲を有することが好ましい。上記Ｓｂ及びＳｎのうち１種以上の合計量の下限は０．０００１％であることがより好ましく、０．００１％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Ｓｂ及びＳｎのうち１種以上の合計量の上限は０．４％であることがより好ましく、０．３％であることがさらに好ましく、０．２％であることが最も好ましい。
また、本発明の鋼板は、Ｙ及びＨｆのうち１種以上の合計量：０．２％以下をさらに含むことができる。
Ｙ及びＨｆは、鋼板の耐食性を向上させる元素である。上記Ｙ及びＨｆのうち１種以上の合計量が０．２％を超えると、鋼板の延性が劣化する可能性がある。従って、上記Ｙ及びＨｆのうち１種以上の合計量は０．２％以下の範囲を有することが好ましい。上記Ｙ及びＨｆのうち１種以上の合計量の下限は０．０００１％であることがより好ましく、０．００１％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Ｙ及びＨｆのうち１種以上の合計量の上限は０．１５％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く、０．１％であることが最も好ましい。
以下、微細組織について説明する。下記に説明する微細組織の分率は面積％を意味する。
未再結晶フェライト：１～１３％
一般的に未再結晶フェライトは電位を多く含み、延性及び穴拡げ性が低いという特性を示す。しかし、本発明者らは、未再結晶フェライトの分率が１～１３％であるとき、伸び率及び穴拡げ率を劣化させることなく高い降伏比を確保できることを確認した。上記未再結晶フェライトの分率が１％未満であるか、１３％を超える場合には、降伏比、伸び率又は穴拡げ率が低下する。一方、上記未再結晶フェライトは、冷間圧延工程で加工を受けたフェライトが焼鈍時にオーステナイトに変態されず、冷却されて形成されたフェライトと定義されることができる。上記未再結晶フェライトは冷間圧延方向に延伸した形態を有する。
再結晶フェライト：６７～９８％
再結晶フェライトは、冷間圧延工程で加工を受けたフェライトが焼鈍時にオーステナイトに変態された後、冷却中に変態されて形成されたフェライトと定義されることができ、鋼板の延性と穴拡げ性の向上のような効果を発揮する。上記再結晶フェライトの分率が６７％未満であるか、９８％を超える場合には、降伏比、伸び率又は穴拡げ率が低下する。上記再結晶フェライトは通常のポリゴナルフェライトである。
セメンタイト：１～２０％
セメンタイトは、鋼板の強度及び硬度を増加させる効果を発揮する。上記セメンタイトの分率が１％未満である場合には、強度の確保が難しい可能性がある。一方、２０％を超える場合には、Ｔｉ、Ｎｂ、又はＶ炭化物の析出を抑制させ、また、本発明が得ようとするフェライト分率を確保できず、機械的物性を確保し難い可能性がある。
前述のように提供される本発明の鋼板は、引張強度（ＴＳ）：６１０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）：０．８～０．９５、引張強度（ＴＳ）２×√伸び率（ＥＬ）が１．８×１０６～２．３×１０６ＭＰａ２％０．５及び引張強度（ＴＳ）２×√穴拡げ性（ＨＥＲ）：２．５×１０６～３．８×１０６ＭＰａ２％０．５と優れた強度及び成形性と高い降伏比を有する。
一方、本発明の鋼板は冷延鋼板又はめっき鋼板であってもよく、上記めっき鋼板は溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき又は溶融アルミニウムめっきなどであってもよい。
以下、本発明の一実施形態による優れた成形性と高い降伏比を有する高強度鋼板の製造方法について説明する。
まず、前述の合金組成を満たす鋼塊又はスラブを１０００～１３５０℃で加熱する。上記加熱温度が１０００℃未満である場合、仕上げ圧延温度区間から外れた状態で熱間圧延されるおそれがある。一方、１３５０℃を超える場合、鋼の融点に達して溶けてしまうおそれがある。上記鋼塊又はスラブ加熱温度の下限は１０２５℃であることがより好ましく、１０５０℃であることがさらに好ましい。上記鋼塊又はスラブ加熱温度の上限は１３２５℃であることがより好ましく、１３００℃であることがさらに好ましい。
その後、上記加熱された鋼塊又はスラブを８００～１０００℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延して熱延鋼板を得る。上記仕上げ圧延温度が８００℃未満である場合、鋼の高い強度により熱間圧延機に大きな負担を与える可能性がある。一方、１０００℃を超える場合、熱間圧延後の鋼板の結晶粒が粗大となり機械的物性が低下する可能性がある。上記仕上げ圧延温度の下限は８１５℃であることがより好ましく、８３０℃であることがさらに好ましい。上記仕上げ圧延温度の上限は９８５℃であることがより好ましく、９７０℃であることがさらに好ましい。
一方、上記仕上げ圧延後、下記巻取温度まで熱延鋼板を１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することができる。上記冷却は結晶粒を微細化するためのものであって、平均冷却速度が１０℃／ｓ未満である場合には、上記結晶粒の微細化効果を十分に得難い可能性がある。上記平均冷却速度は速ければ速いほど有利であるため、本発明では上記平均冷却速度の上限について特に限定していないが、設備などの限界を考慮すると、５００℃／ｓを超えることは難しい。
その後、上記熱延鋼板を３００～６００℃で巻き取る。上記巻取温度が３００℃未満である場合、熱延鋼板の主相が強度の高い低温変態相で構成され、巻取りが容易でない可能性がある。一方、６００℃を超える場合、熱延鋼板の表面に生成されるスケールが鋼板内部まで深く形成され、酸洗を難しくするおそれがある。上記巻取温度の下限は３１５℃であることがより好ましく、３３０℃であることがさらに好ましい。上記巻取温度の上限は５８５℃であることがより好ましく、５７０℃であることがさらに好ましい。
その後、上記巻き取られた熱延鋼板を６５０～８００℃で６００～１７００秒間熱処理する。上記熱処理は、熱延鋼板の析出物生成を促進し、最終製品の降伏比を向上させるためのものである。上記熱処理温度が６５０℃未満であるか、熱処理時間が６００秒未満である場合、焼鈍熱処理された熱延鋼板の析出物の最適化が容易でない可能性がある。一方、熱処理温度が８００℃を超えるか、熱処理時間が１７００秒を超える場合、焼鈍熱処理された熱延鋼板内の析出物の形成が容易でない可能性がある。上記熱処理温度の下限は６６０℃であることがより好ましく、６７０℃であることがさらに好ましい。上記熱処理温度の上限は７９０℃であることがより好ましく、７８０℃であることがさらに好ましい。上記熱処理時間の下限は７００秒であることがより好ましく、８００秒であることがさらに好ましい。上記熱処理時間の上限は１６００秒であることがより好ましく、１５００秒であることがさらに好ましい。
一方、上記熱処理後には、鋼板表面に形成されるスケールを除去するための酸洗工程をさらに行うことができるが、本発明では上記酸洗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酸洗工程をいずれも適用することができる。
その後、上記熱処理した熱延鋼板を３０～９０％の冷間圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る。上記冷間圧下率が３０％未満であると、適切な冷延鋼板の形状を確保することが困難であるという欠点があり、９０％を超えると、鋼板の高い強度により、冷間圧延を短時間で行うことが困難である恐れがある。上記冷間圧下率の下限は３１％であることがより好ましく、３２％であることがさらに好ましい。上記冷間圧下率の上限は８９％であることがより好ましく、８８％であることがさらに好ましい。
その後、上記冷延鋼板を７２０～８６０℃で再加熱し、５０秒以上維持する。上記再加熱温度が７２０℃未満である場合には、未再結晶フェライト分率が１３％を超えるようになり、本発明が得ようとする機械的物性を得ることが困難である。上記再加熱温度が８６０℃を超える場合には、未再結晶フェライト分率が１％以上形成されず、本発明が得ようとする機械的物性を得ることが困難である。上記維持時間が５０秒未満である場合には、熱処理時間が不足して本発明が得ようとする機械的物性を得ることが困難である。上記再加熱温度の下限は７３０℃であることがより好ましく、７４０℃であることがさらに好ましい。上記再加熱温度の上限は８５０℃であることがより好ましく、８４０℃であることがさらに好ましい。上記維持時間は５５秒以上であることがより好ましく、６０秒以上であることがさらに好ましい。一方、本発明では、上記維持時間は長ければ長いほど有利であるため、その上限については特に限定していない。但し、生産性の側面から、上記維持時間は６００秒以下であることができる。また、本発明では、上記再加熱時の平均昇温速度については特に限定しておらず、例えば、１～１００℃／ｓであることができる。
その後、上記再加熱及び維持された冷延鋼板を平均冷却速度１℃／ｓ以上で６００～７６０℃まで１次冷却する。上記１次冷却停止温度が６００℃未満である場合、セメンタイト分率が２０％を超えるようになり、本発明が得ようとする機械的物性を得ることが困難である。上記１次冷却停止温度が７６０℃を超える場合、冷却停止温度が高く、本発明が得ようとする機械的物性を得ることが困難である。上記１次冷却停止温度の下限は６１０℃であることがより好ましく、６２０℃であることがさらに好ましい。上記１次冷却停止温度の上限は７５０℃であることがより好ましく、７４０℃であることがさらに好ましい。上記１次平均冷却速度は１．５℃／ｓ以上であることがさらに好ましい。一方、本発明では、上記１次平均冷却速度の上限については特に限定していない。
その後、上記１次冷却された冷延鋼板を平均冷却速度２℃／ｓ以上で４５０～５５０℃まで２次冷却し、５０秒以上維持する。上記２次冷却停止温度が４５０℃未満であると、低い熱処理温度により、本発明が得ようとする機械的物性を得ることが困難である。一方、上記２次冷却停止温度が５５０℃を超えると、未再結晶フェライト分率が１３％を超えるようになり、本発明が得ようとする機械的物性を得ることが困難である。上記２次冷却速度が２℃／ｓ未満であると、セメンタイト分率が２０％を超えるようになり、本発明が得ようとする機械的物性を得ることが困難である。上記維持時間が５０秒未満である場合には、維持時間が不足して本発明が得ようとする機械的物性を得ることが困難である。上記２次冷却停止温度の下限は４６０℃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。上記２次冷却停止温度の上限は５４０℃であることがより好ましく、５３０℃であることがさらに好ましい。上記２次平均冷却速度は３℃／ｓ以上であることがさらに好ましい。一方、本発明では、上記２次平均冷却速度の上限については特に限定していない。また、本発明では、上記維持時間は長ければ長いほど有利であるため、その上限について特に限定していない。但し、生産性の側面から、上記維持時間は１８００秒以下であることができる。
その後、上記２次冷却及び維持された冷延鋼板を常温まで３次冷却する。上記３次冷却時の平均冷却速度は０．５～５０℃／ｓであることができる。
一方、上記３次冷却以降は、めっき工程をさらに行うことができる。本発明では、上記めっき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工程をいずれも用いることができる。
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より詳しく説明するためのものであって、本発明の権利範囲を限定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。
（実施例）
下記表１に記載された合金組成を有する１００ｍｍ厚のスラブを用意した後、上記スラブを１２００℃で加熱し、９００℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延して３ｍｍ厚の熱延鋼板を製造した。上記熱延鋼板を３０℃／ｓの平均冷却速度で下記表２に記載された巻取温度まで冷却した後、巻取を行った。その後、巻き取られた熱延鋼板を下記表２に記載された条件で熱処理し、酸洗後、冷間圧延して１．５ｍｍ厚の冷延鋼板を製造した。その後、下記表２及び３に記載された条件で再加熱、１次冷却、２次冷却及び３次冷却した。
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、その結果を下記表４に示した。
微細組織は、冷延鋼板から採取した試験片断面を研磨及びナイタールエッチングした後にＳＥＭを通じて観察した。ナイタールエッチング後、試験片表面に凹凸がない組織はフェライトと判断し、球形又はラメラ構造を有する組織はセメンタイトと判断した。電位を多く含む未再結晶フェライトは、粒子内に結晶方位差が発生する。従って、ＦＥＳＥＭ－ＥＢＳＤを用いてフェライトの結晶方位を測定した後、ＫＡＭ（Ｋｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）法でフェライト中の未再結晶フェライトと再結晶フェライトとを区別して分率を測定した。
機械的物性は、引張試験及び穴拡げ試験で測定した。引張試験は冷延鋼板の圧延方向に対して０°方向を基準にＪＩＳ５号の規格に基づいて採取された試験片を用いた。穴拡げ試験は、１０ｍｍφのパンチング穴（ダイ内径１０．３ｍｍ、クリアランス１２．５％）に頂角６０°の円錐パンチをパンチング穴のバリが外側になる方向に２０ｍｍ／ｍｉｎで圧迫拡張して成形することで測定した。
穴拡げ率：ＨＥＲ（％）＝｛（Ｄ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
Ｄ：クラックが鋼板を貫通したときの穴直径（ｍｍ）
Ｄ０：初期穴直径（ｍｍ）
Figure 2025500902000001
Figure 2025500902000002
Figure 2025500902000003
Figure 2025500902000004
Figure 2025500902000005
Figure 2025500902000006
Figure 2025500902000007
Figure 2025500902000008
上記表１～４に示すように、発明例１～１８の場合には、本発明が提案する合金組成及び製造条件を満たしていることから適正の微細組織を確保し、これにより、優れた強度及び成形性と高降伏比を有していることが分かる。
これに対し、比較例１～２３の場合には、本発明が提案する合金組成又は製造条件を満たしていないことから適正の微細組織を確保できず、これにより、機械的物性に劣ることが分かる。

Claims (18)

  1. 重量％で、Ｃ：０．０５～０．２５％、Ｓｉ：０．７％以下（０％は除く）、Ｍｎ：０．４６～１．８％、Ａｌ：０．７％以下（０％は除く）、Ｐ：０．０５％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０３％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０３％以下（０％は除く）、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶのうち１種以上の合計量：０．２２％以下、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、
    微細組織は、面積％で、未再結晶フェライト：１～１３％、再結晶フェライト：６７～９８％及びセメンタイト：１～２０％を含む、鋼板。
  2. 前記鋼板は、Ｃｒ及びＭｏのうち１種以上の合計量：０．８％以下をさらに含む、請求項１に記載の鋼板。
  3. 前記鋼板は、Ｃｕ及びＮｉのうち１種以上の合計量：０．８％以下をさらに含む、請求項１に記載の鋼板。
  4. 前記鋼板は、Ｂ：０．００５％以下をさらに含む、請求項１に記載の鋼板。
  5. 前記鋼板は、Ｃａ、ＲＥＭ（Ｙは除く）及びＭｇのうち１種以上の合計量：０．０５％以下をさらに含む、請求項１に記載の鋼板。
  6. 前記鋼板は、Ｗ及びＺｒのうち１種以上の合計量：０．５％以下をさらに含む、請求項１に記載の鋼板。
  7. 前記鋼板は、Ｓｂ及びＳｎのうち１種以上の合計量：０．５％以下をさらに含む、請求項１に記載の鋼板。
  8. 前記鋼板は、Ｙ及びＨｆのうち１種以上の合計量：０．２％以下をさらに含む、請求項１に記載の鋼板。
  9. 前記鋼板は、引張強度（ＴＳ）：６１０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）：０．８～０．９５、引張強度（ＴＳ）２×√伸び率（ＥＬ）が１．８×１０６～２．３×１０６ＭＰａ２％０．５及び引張強度（ＴＳ）２×√穴拡げ性（ＨＥＲ）：２．５×１０６～３．８×１０６ＭＰａ２％０．５である、請求項１に記載の鋼板。
  10. 重量％で、Ｃ：０．０５～０．２５％、Ｓｉ：０．７％以下（０％は除く）、Ｍｎ：０．４６～１．８％、Ａｌ：０．７％以下（０％は除く）、Ｐ：０．０５％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０３％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０３％以下（０％は除く）、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶのうち１種以上の合計量：０．２２％以下、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む鋼塊又はスラブを１０００～１３５０℃で加熱する段階；
    前記加熱された鋼塊又はスラブを８００～１０００℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延して 熱延鋼板を得る段階；
    前記熱延鋼板を３００～６００℃で巻き取る段階；
    前記巻き取られた熱延鋼板を６５０～８００℃で６００～１７００秒間熱処理する段階；
    前記熱処理した熱延鋼板を３０～９０％の冷間圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る段階；
    前記冷延鋼板を７２０～８６０℃で再加熱し、５０秒以上維持する段階；
    前記再加熱及び維持された冷延鋼板を平均冷却速度１℃／ｓ以上で６００～７６０℃まで１次冷却する段階；
    前記１次冷却された冷延鋼板を平均冷却速度２℃／ｓ以上で４５０～５５０℃まで２次冷却し、５０秒以上維持する段階；及び
    前記２次冷却及び維持された冷延鋼板を常温まで３次冷却する段階を含む、鋼板の製造方法。
  11. 前記鋼塊又はスラブは、Ｃｒ及びＭｏのうち１種以上の合計量：０．８％以下をさらに含む、請求項１０に記載の鋼板の製造方法。
  12. 前記鋼塊又はスラブは、Ｃｕ及びＮｉのうち１種以上の合計量：０．８％以下をさらに含む、請求項１０に記載の鋼板の製造方法。
  13. 前記鋼塊又はスラブは、Ｂ：０．００５％以下をさらに含む、請求項１０に記載の鋼板の製造方法。
  14. 前記鋼塊又はスラブは、Ｃａ、ＲＥＭ（Ｙは除く）及びＭｇのうち１種以上の合計量：０．０５％以下をさらに含む、請求項１０に記載の鋼板の製造方法。
  15. 前記鋼塊又はスラブは、Ｗ及びＺｒのうち１種以上の合計量：０．５％以下をさらに含む、請求項１０に記載の鋼板の製造方法。
  16. 前記鋼塊又はスラブは、Ｓｂ及びＳｎのうち１種以上の合計量：０．５％以下をさらに含む、請求項１０に記載の鋼板の製造方法。
  17. 前記鋼塊又はスラブは、Ｙ及びＨｆのうち１種以上の合計量：０．２％以下をさらに含む、請求項１０に記載の鋼板の製造方法。
  18. 前記仕上げ圧延後、巻取温度まで熱延鋼板を１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する段階をさらに含む、請求項１０に記載の鋼板の製造方法。

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