JP6377745B2 - 超高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、超高強度鋼板及びこれを製造する方法に関する。

最近、自動車会社では、環境汚染防止、燃費向上、安全性向上を目的に自動車素材に軽量材、高強度素材を適用することが増加しており、このような素材は、自動車部品以外の多くの構造部材にも適用されている。

従来の自動車用鋼板としては、成形性を考慮して、基地組織がフェライトである低炭素鋼系の高強度鋼が用いられた。しかしながら、自動車用鋼板として低炭素鋼系の高強度鋼を用いる場合、引張強度が８００ＭＰａ級以上では、延伸率を商業的に最高３０％以上に確保することが困難であるという短所がある。よって、８００ＭＰａ級以上の高強度鋼を複雑な形状の部品に適用することが困難となり、部品の形状を簡潔にするなどの自由な部品設計が困難となっている。

また、現在の鋼板製造技術でも、引張強度１３００ＭＰａ以上の高い強度を有し且つ冷間プレス成形又はロールフォーミング成形が可能な鋼の製造が困難となっている。

上述の問題を解決するための方法として特許文献１及び２が提案されており、これらの文献では、延性及び強度に優れたオーステナイト系高マンガン鋼を提案している。

しかしながら、特許文献１は、マンガンの多量添加によって延性は確保したが、変形部に加工硬化が過度に起こることにより加工後に鋼板が破断しやすくなるという現象が発生するという短所がある。特許文献２も、延性は確保されたが、シリコン（Ｓｉ）の多量添加によって電気めっき性及び溶融めっき性には不利であるという短所がある。また、上記の特許文献１及び２が提供する鋼板は、加工性には優れるが、降伏強度が低くて衝突特性が劣るという短所がある。また、特許文献２は、３枚重ね溶接性と耐遅れ破壊性が劣り、強度が１２００ＭＰａ級以下と低いため、市場性を確保することができず、商業化に成功することができなかった。

一方、最近の自動車会社は、高マンガン鋼が塑性変形中に双晶の形成によって加工硬化率が増加して成形性を改善させることができるという点を利用したＴＷＩＰ（Ｔｗｉｎｎｉｎｇ−Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼の使用を拡大している。

しかしながら、オーステナイト組織を有するＴＷＩＰ鋼は、引張強度を増加させるのには限界があり、超高強度鋼に製造するのに困難がある。

日本国特開１９９２−２５９３２５号公報 国際公開第Ｏ０２／１０１１０９号

本発明は、オーステナイト安定化元素の含量を制御するとともに製造条件を制御して超高強度と高延性とを確保し、優れた衝突特性及び３枚重ねスポット溶接性を確保することにより、曲げ性などの加工性に優れ、車体の構造部材のみならず形状が複雑な内板材料にも好適に用いることができる、超高強度鋼を製造することができる技術を提案することを目的とする。

本発明の一実施形態によれば、重量％で、炭素（Ｃ）：０．４〜０．７％、マンガン（Ｍｎ）：１２〜２４％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜３．０％、シリコン（Ｓｉ）：０．３％以下、リン（Ｐ）：０．０３％以下、硫黄（Ｓ）：０．０３％以下、窒素（Ｎ）：０．０４％以下であり、残部鉄及びその他の不可避不純物を含み、微細組織としてオーステナイト単相組織を含む超高強度鋼板が提供される。

本発明の他の実施形態によれば、上述の成分組成範囲を有する鋼塊又は連鋳スラブを１０５０〜１３００℃に加熱して均質化処理する段階と、仕上げ熱間圧延温度を８５０〜１０００℃として上記均質化処理された鋼塊又は連鋳スラブを熱間圧延する段階と、上記熱間圧延された鋼板を２００〜７００℃で巻き取る段階と、上記巻き取られた鋼板を３０〜８０％の冷間圧下率で冷間圧延する段階と、上記冷間圧延された鋼板を４００〜９００℃で連続焼鈍処理する段階と、上記連続焼鈍処理された鋼板を再圧延する段階と、を含む超高強度鋼板の製造方法が提供される。

本発明によれば、添加される成分の種類及び含量を制御し、冷延鋼板又はめっき処理された鋼板に再圧延をさらに施して加工硬化させることにより１３００ＭＰａ以上の引張強度及び１０００ＭＰａ以上の降伏強度を確保し、強度及び延性をともに確保することができる超高強度鋼板を製造することができる。上記超高強度鋼板は、車体の構造部材又は形状が複雑な内板材のみならず、優れた衝突特性を必要とするフロントサイドメンバーなどにも十分に適用可能である。

本発明の一実施例による鋼種（表１の発明鋼５）の再圧延の前後による微細組織の圧延方向の結晶粒の縦横比の変化を観察した結果である。 微細組織の圧延方向の結晶粒の縦横比を定義した模式図である。 本発明の一実施例による鋼種（表３の発明鋼５）の再圧延の前後による微細組織の結晶粒を観察した結果である。 本発明の一実施例による鋼種（表５の発明鋼７）の再圧延の前後による微細組織の平均粒度の大きさの変化を観察した結果である。 表７の発明例及び比較例の引張強度及び降伏強度値をグラフで示したものである。

本発明者らは、従来の高マンガン鋼において多量のマンガン添加によって高強度の確保は可能であるが、延性の確保が困難であり、成形が容易ではないという問題を解決するために深く研究した結果、優れた強度及び延性をともに確保するために添加される成分を制御し、製造された鋼を再圧延によって加工硬化させることにより、自動車部品の製造に必要な多様な加工性に優れた製品に用いられることができる超高強度鋼板を製造することができることを見出した。

また、合金成分の成分組成及び含量を最適化することにより、優れた衝突特性とめっき性の他にも、３枚重ね溶接時の優れた溶接性を確保することができることを確認し、本発明に至った。

したがって、本発明は、成分系の制御、即ち、オーステナイト安定化元素であるマンガン、炭素、アルミニウムの添加量を制御して常温で完全オーステナイト相を確保し、塑性変形中の変形双晶の生成を最適化するとともに、製造された鋼の再圧延によって優れた強度を確保し、微細組織を制御することにより、優れた加工性及び衝突特性の他にも優れためっき性と溶接性を全て確保した超高強度鋼板に関するものである。

以下、本発明をより詳細に説明する。

まず、本発明の超高強度鋼板において成分を制限する理由について詳細に説明する。ここで、成分元素の含有量は全て重量％を意味する。

Ｃ：０．４〜０．７％
炭素（Ｃ）は、オーステナイト相の安定化に寄与する元素であるため、その添加量が増加するほど、オーステナイト相の形成に有利である。但し、炭素の含量が０．４％未満では、変形時にα´（アルファ´´）−マルテンサイト相が形成されるため、加工時にクラックが発生し、延性が低くなるという短所がある。これに対し、Ｃの含量が０．７％を超える場合には、電気抵抗が増加し、電気抵抗を利用して溶接する３枚重ねスポット溶接時の溶接性が低下するという問題がある。したがって、本発明では、Ｃの含量を０．４〜０．７％に制限することが好ましい。

Ｍｎ：１２〜２４％
マンガン（Ｍｎ）は、炭素と共にオーステナイト相を安定化させるのに必須の元素である。但し、その含量が１２％未満の場合には、成形性を害するα´（アルファ´）−マルテンサイト相が生成されて強度は増加するが、延性が急激に減少し、加工硬化率も少なくなる。これに対し、Ｍｎの含量が２４％を超える場合には、双晶の生成が抑制されて強度は増加するが、延性が減少し、電気抵抗が増加して溶接性が低下する。また、Ｍｎの添加量が増加するほど、熱間圧延時にクラックが発生しやすく、製造原価が増加して経済的な面で不利である。したがって、本発明では、Ｍｎの含量を１２〜２４％に制限することが好ましい。

Ａｌ：０．０１〜３．０％
アルミニウム（Ａｌ）は、通常、鋼の脱酸のための目的で添加されるが、本発明では、延性の向上及び耐遅れ破壊特性の向上のために添加される。即ち、Ａｌは、フェライト相の安定した元素であるが、鋼の滑り面における積層欠陥エネルギーを増加させ、ε−マルテンサイト相の生成を抑制して延性及び耐遅れ破壊性を向上させる。また、Ａｌは、Ｍｎの添加量が低い場合にもε−マルテンサイト相の生成を抑制するため、マンガンの添加量を最小化し且つ加工性を向上させるのに大きく寄与する。したがって、このＡｌの添加量が０．０１％未満の場合には、ε−マルテンサイト相が生成されて強度は増加するが、延性が急激に減少するという短所がある。これに対し、３．０％を超える場合には、双晶の発生を抑制して延性を減少させ、連続鋳造時の鋳造性を悪くし、熱間圧延時に鋼板の表面の酸化が多く発生して製品の表面品質を低下させる。したがって、本発明では、Ａｌの含量を０．０１〜３．０％に制限することが好ましい。

Ｓｉ：０．３％以下
シリコン（Ｓｉ）は、固溶強化する元素であって、固溶効果によって結晶粒度を減らすことにより鋼板の降伏強度を増加させる元素である。通常、Ｓｉが過剰に添加される場合は、表面にシリコン酸化層を形成して溶融めっき性を低下させることが知られている。

しかしながら、Ｍｎが多量に添加された鋼においては、適切な量のＳｉが添加される場合、表面に薄いシリコン酸化層が形成され、Ｍｎの酸化を抑制するため、冷延鋼板において圧延後に形成される厚いＭｎ酸化層が形成されることを防止することができ、焼鈍後に冷延鋼板で進行する腐食を防止して表面品質を向上させ、電気めっき材の素地鋼板として優れた表面品質を維持することができる。但し、このＳｉの添加量が増加しすぎると、熱間圧延時に鋼板の表面にＳｉ酸化物が多量に形成されて酸洗性を低下させ、熱延鋼板の表面品質を低下させるという短所がある。また、Ｓｉは、連続焼鈍工程と連続溶融めっき工程において、高温焼鈍の際に、鋼板の表面に濃化し、溶融めっきの際に、鋼板の表面における溶融亜鉛の濡れ性を減少させてめっき性を低下させる。また、多量のＳｉの添加は、鋼の溶接性を大きく低下させる。したがって、上述の問題を回避するためには、Ｓｉを０．３％以下で添加することが好ましい。

Ｐ及びＳ：それぞれ０．０３％以下
通常、リン（Ｐ）及び硫黄（Ｓ）は、鋼の製造時に不可避に含有される元素であるため、その含量をそれぞれ０．０３％以下に制限する。特に、Ｐは偏析を発生させて鋼の加工性を減少させる。Ｓは粗大な硫化マンガン（ＭｎＳ）を形成してフランジクラックのような欠陥を発生させる。そのため、鋼板の穴広げ性を減少させるため、これらの含量を最大限に抑制することが好ましい。

Ｎ：０．０４％以下
窒素（Ｎ）は、オーステナイト結晶粒内で凝固過程時にＡｌと作用して微細な窒化物を析出させ、双晶の発生を促進するため、鋼板の成形の際の強度と延性を向上させる。但し、その含量が０．０４％を超える場合には、窒化物が過剰に析出されて熱間加工性及び延伸率を低下させるため、その上限を０．０４％に制限することが好ましい。

本発明は、上述の成分の他に、本発明が目的とする効果、特に、衝突特性及びめっき性をさらに効果的に達成するために、次のようにニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）及びスズ（Ｓｎ）をさらに含むことができる。

Ｎｉ：０．０５〜１．０％
ニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイト相を安定化させるのに有効な元素であって、鋼板の強度を増加させるのに効果的な元素である。但し、その含量が０．０５％未満で微量添加される場合には、上記の効果を得ることが困難であり、これに対し、１．０％を超える場合には、製造原価が増加するため非経済的である。したがって、本発明では、Ｎｉの含量を０．０５〜１．０％に制限することが好ましい。

Ｃｒ：０．０５〜１．０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼板のめっき性を改善し強度を増加させるのに効果的な元素である。但し、その含量が０．０５％未満の場合には、上述の効果を得ることが困難であり、これに対し、１．０％を超える場合には、製造原価が増加するため非経済的である。したがって、本発明では、Ｃｒの含量を０．０５〜１．０％に制限することが好ましい。

Ｓｎ：０．０１〜０．１％
スズ（Ｓｎ）は、上記クロム（Ｃｒ）と共に鋼板のめっき性を改善し強度を増加させるのに効果的な元素である。但し、その含量が０．０１％未満の場合には、上述の効果を得ることが困難であり、これに対し、０．１％を超える場合には、製造原価が増加するため非経済的である。したがって、本発明では、Ｓｎの含量を０．０１〜０．１％に制限することが好ましい。

また、本発明は、溶接性及び加工性をさらに効果的に達成するために次のようにチタン（Ｔｉ）及びボロン（Ｂ）をさらに含むことができる。このとき、上記Ｔｉ及びＢの他に、ＮｉとＣｒのうち１種を単独又は複合添加することができる。ＮｉとＣｒのうち１種以上を添加する場合、上述の成分範囲で含むことが好ましい。

Ｔｉ：０．００５〜０．１０％
チタン（Ｔｉ）は、炭素と結合して炭化物を形成する強炭化物元素であって、このときに形成された炭化物が結晶粒の成長を抑制することから結晶粒度の微細化に効果的な元素である。このＴｉは、ボロン（Ｂ）と複合添加される場合、柱状晶粒界に高温化合物を形成して粒界クラックを防止する。但し、その含量が０．００５％未満で微量添加される場合には、上述の効果を得ることが困難である。これに対し、０．１０％を超える場合には、過量のＴｉが結晶粒界に偏析して粒界脆化を起こしたり、析出相が過度に粗大化して結晶粒の成長効果を低下させる。したがって、本発明では、Ｔｉの含量を０．００５〜０．１０％に制限することが好ましい。

Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
ボロン（Ｂ）は、上記Ｔｉと共に添加されて粒界の高温化合物を形成し、粒界クラックを防止する役割をする元素である。但し、このＢの含量が０．０００５％未満で微量添加される場合には、上述の効果を得ることが困難である。これに対し、０．００５０％を超えると、ボロン化合物を形成してめっき性を低下させる。したがって、本発明では、Ｂの含量を０．０００５〜０．００５０％に制限することが好ましい。

上述の成分系を満たす鋼板は、微細組織としてオーステナイト単相組織を含み、上記微細組織は、加工硬化によって圧延方向の結晶粒の縦横比が２以上となる結晶粒を７０％以上含むことが好ましい。

微細組織の圧延方向の結晶粒の縦横比が２未満の場合には、目的とする強度及び延性を確保するのに困難がある。したがって、加工硬化によって変形された結晶粒の圧延方向の縦横比が２以上であり、且つこの結晶粒を７０％以上含むことにより、優れた強度及び延性を確保すると共に、優れた衝突特性を確保することができる。

また、本発明の鋼板は、微細組織の平均粒度の大きさが２〜１０μｍであることが好ましい。微細組織の平均粒度の大きさが１０μｍを超える場合には目的とする強度及び延性を確保するのに困難がある。平均粒度の大きさが小さければ小さいほど強度を確保するのに有利になるが、作業上限界があるため、その下限を２μｍに制限することが好ましい。より好ましくは、微細組織は２〜５μｍの平均粒度の大きさを有することで、優れた強度及び延性を確保するのにより有利である。

本発明は、上述のように成分系を制御することにより、鋼板の溶接時の電流範囲を１．０〜１．５ｋＡに確保することができる。

溶接技術のうち、スポット溶接は、電気抵抗による抵抗熱で対象素材を溶融して接合する技術である。スポット溶接時、合金元素が過剰に添加された素材を用いる場合、母材の電気抵抗が増加したり、接触表面に酸化物などが発生して電気抵抗が変わるため、スポット溶接をするための作業条件が狭くなったり、溶接されても溶接部に欠陥が発生して溶接性が低下する。したがって、炭素とマンガンが多量に添加された鋼では、母材の電気抵抗を急激に増加させてスポット溶接性が低下するため、本発明では、炭素及びマンガンの含量を適切に制御することにより、スポット溶接時の電流範囲を１．０〜１．５ｋＡに確保することができる。

以下、上述の成分系を満たす超高強度鋼板を製造するために本発明者らによって導き出された好ましい方法について具体的に説明する。

本発明は、上記のような成分系及び組成範囲で構成された鋼塊又は連鋳スラブを加熱して均質化処理した後、熱間圧延及び熱延巻き取りを経て熱延鋼板に製造するか、又は上記熱延鋼板を冷間圧延及び焼鈍処理して冷延鋼板に製造したり、上記冷延鋼板を電気亜鉛めっき鋼板又は溶融亜鉛めっき鋼板に製造することができる。本発明では、上記鋼塊又は連鋳スラブを単にスラブと称する。

以下、上記鋼板の製造過程に関するそれぞれの製造条件を詳細に説明する。

加熱段階（均質化処理）：１０５０〜１３００℃
本発明において高マンガン鋼のスラブを加熱して均質化処理するとき、加熱温度を１０５０〜１３００℃に設定することが好ましい。

スラブを加熱して均質化処理するとき、加熱温度が高くなるほど、結晶粒度が増加し、表面酸化が発生して強度が減少したり表面品質が劣る可能性がある。また、スラブの柱状晶粒界に液状膜が生じるため、熱間圧延時に亀裂が発生する可能性がある。したがって、加熱温度の上限を１３００℃に限定することが好ましい。これに対し、加熱温度が１０５０℃未満の場合には、仕上げ圧延時、温度の確保が困難であり、温度の減少によって圧延荷重が増加し、所定の厚さまで十分に圧延を行うことができない。したがって、加熱温度の下限を１０５０℃に限定することが好ましい。

熱間圧延段階：仕上げ熱間圧延温度８５０〜１０００℃
上記加熱によって均質化処理されたスラブに熱間圧延を施して鋼板に製造する。このとき、仕上げ熱間圧延の温度を８５０〜１０００℃に設定することが好ましい。

仕上げ熱間圧延温度が８５０℃未満の場合には、圧延荷重が高くなって圧延機に負担がかかるのみならず鋼板の内部の品質も低下する可能性がある。これに対し、仕上げ熱間圧延温度が１０００℃を超えて過度に高い場合には、圧延時に表面酸化が発生する可能性がある。したがって、仕上げ熱間圧延の温度を８５０〜１０００℃に限定することが好ましく、９００〜１０００℃に限定することがより好ましい。

巻き取り段階：２００〜７００℃
上記熱間圧延された鋼板に熱延巻き取りを施す。このときの巻き取り温度は７００℃以下であることが好ましい。

熱延巻き取り時、巻き取り温度が７００℃を超える場合には、熱延鋼板の表面に厚い酸化膜と内部酸化が発生する可能性があり、酸洗過程で酸化層の除去が容易ではないため、巻き取り温度を７００℃以下に設定することが好ましい。但し、巻き取り温度を２００℃未満とするためには熱間圧延後に多くの冷却水を噴射しなければならず、この場合、コイルの進行が困難であり、作業性が低下する。したがって、巻き取り温度範囲の下限を２００℃に設定することが好ましい。

冷間圧延段階：冷間圧下率３０〜８０％
上述のような条件で熱間圧延を完了した後、鋼板の形状及び厚さを制御するために通常の条件で冷間圧延を行うことができる。このときの冷間圧下率は、顧客が求める厚さに合うように製造し、且つ強度及び延伸率を制御するための目的で３０〜８０％であることが好ましい。

連続焼鈍段階：４００〜９００℃
上記冷間圧延された鋼板に連続焼鈍処理を施す。このときの連続焼鈍温度は４００〜９００℃であることが好ましい。これは、優れためっき性と高い強度を共に得るためである。

より具体的には、連続焼鈍時、焼鈍温度が低すぎると、十分な加工性を確保することが困難であり、低温でオーステナイト相を維持することができるほどのオーステナイト変態が十分に起こらないため、４００℃以上で行うことが好ましい。但し、焼鈍温度が高すぎると、再結晶の過多又は結晶粒の成長によって強度が１０００ＭＰａ以下と低くなる可能性がある。特に、溶融めっき時、表面に酸化物が多くなり、優れためっき性を得ることが困難であるため、その上限を９００℃に制限する。

本発明による高マンガン鋼は、相変態が起こらないオーステナイト鋼であるため、再結晶温度以上に加熱すると、十分な加工性を確保することができる。したがって、通常の焼鈍条件で焼鈍を行って製造することが好ましい。

上述の製造条件によって製造された冷延鋼板をめっき浴に浸漬して溶融めっき鋼板に製造したり、電気めっきを行って電気めっき鋼板又は合金化溶融めっき処理による合金化溶融めっき鋼板を製造することができる。

このとき、通常の方法及び条件で電気めっきを施すことにより上記電気めっき鋼板を製造することができる。また、連続焼鈍が施された冷延鋼板に通常の合金化溶融めっき処理を施すことにより、合金化溶融めっき鋼板を製造することができる。

通常、電気めっき又は合金化溶融めっき工程時の熱処理条件は、一般変態組織鋼に影響を及ぼすため、適切な熱処理条件が求められる場合がほとんどであるが、本発明による高マンガン鋼は、オーステナイト単相組織を有し、変態が起こらないため、特別な熱処理条件がなくても機械的特性に大きな差異が発生しない。したがって、通常の条件でめっきを行って鋼板を製造することができる。

また、上述のように製造された鋼板、例えば、上述の条件によって製造された冷延鋼板、溶融めっき鋼板、合金化溶融めっき鋼板又は電気めっき鋼板を、調質圧延（Ｓｋｉｎ Ｐａｓｓ Ｍｉｌｌ）、二重圧延（Ｄｏｕｂｌｅ Ｒｅｄｕｃｔｉｏｎ）、熱延精整及び連続圧延のうち一つの工程で再圧延を行うことにより、加工硬化によって強度を増加させることができる。

このときの再圧延率は、引張強度を効率的に向上させ、圧延負荷も大きくないようにするための目的で、３０％以上であることが好ましい。より好ましくは３０〜５０％の範囲の圧下率で圧延を行う。

図１に示すように、再圧延による微細組織の変化をＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折）で観察してみた結果、再圧延前には、圧延方向の結晶粒の縦横比が１未満程度であることを確認できる。再圧延後には、圧延方向の結晶粒の縦横比が２以上であり、且つこの結晶粒が７０％以上であることを確認できる。また、双晶分率も増加することを確認できる。したがって、本発明の高マンガン鋼は、再圧延によって超高強度を確保することができ、また、優れた衝突特性を確保することができる。したがって、再圧延後の圧延方向の結晶粒の縦横比が２以上の結晶粒が７０％以上であることが好ましい。

ここで、結晶粒の縦横比（アスペクト比）は、図２に示すように結晶粒の横（ａ）及び縦（ｂ）の比率（ｂ／ａ）で示した値を意味する。

また、図４に示すように、再圧延の前後の微細組織の粒度の大きさを観察してみた結果、再圧延前には、平均粒度の大きさが１０μｍ程度であるが、再圧延後には、平均粒度の大きさが５μｍ程度と微細化し、双晶分率も増加することを確認できる。

一般に、鋼は、冷間圧延又は引張などの変形によって結晶粒が変形方向に沿って延伸されるが、高マンガンＴＷＩＰ鋼の場合は、変形によって結晶粒が延伸されるとともに双晶が形成される。このとき、形成された双晶は、結晶粒内で新たな結晶方位を形成しながら結晶粒を微細化する効果を示す。したがって、再圧延を行うと、結晶粒が微細化して超高強度を確保することができる。本発明では、再圧延後の微細組織の平均粒度の大きさが２〜１０μｍの方が超高強度を確保するのに好ましい。

衝突特性はめっき層の腐食性とは異なり内部金属基地層の機械的特性に関連しており、めっきのための熱処理条件がオーステナイト単相組織を有する高マンガン鋼の機械的特性に影響を及ぼさないため、本発明はめっき鋼板の衝突特性も含む。

このように、本発明で提案する成分系及び製造条件を満たす鋼板は、引張強度１３００ＭＰａ以上と超高強度鋼板であるとともに、降伏強度も１０００ＭＰａ以上である。

即ち、本発明は、優れた強度のみならず優れた延性も確保することにより、鋼板を成形するにあたり優れた加工性を確保することができる。

以下、実施例を挙げて本発明をより詳細に説明する。但し、下記実施例は、本発明をより詳細に説明するための例示に過ぎず、本発明の権利範囲を制限するものではない。

（実施例１）
下記表１に示す成分系を有する鋼塊を１２００℃の加熱炉で１時間維持した後、熱間圧延を行った。このときの熱間圧延仕上げ温度は９００℃に設定し、熱間圧延後、６５０℃で巻き取りを行った。その後、上記熱延鋼板を利用して酸洗を行い、５０％の冷間圧下率で冷間圧延を行った。その後、冷間圧延された試験片を焼鈍温度８００℃、過時効温度４００℃として連続焼鈍模擬熱処理を行った後、下記表２に示すように再圧延率を異ならせて再圧延を行った。

上記製造された冷延鋼板を利用して再圧延処理するとき、再圧延率による機械的性質、即ち、引張試験を通じて強度と延伸率を評価した。下記表２に示す。このとき、再圧延された鋼板をＪＩＳ５号規格の引張試験片に加工した後、万能引張試験機を利用して引張試験を行った。

上記表２は、表１に示す成分系を有する鋼塊を熱延、冷延してから再圧延して加工硬化させた鋼板の強度を評価した結果を示すものである。このとき、表２において再圧延時の再圧延率による引張強度、降伏強度及び延伸率に優れた鋼を区分して発明例と表記した。

上記表２に示したように、表１の試験片１を利用した鋼種１−１から１−３は、炭素及びマンガンの含量が本発明で提案する範囲より少なくて、降伏強度及び引張強度が低く、特に、再圧延率が３０％以上の場合（鋼種１−３）に比べて３０％未満の場合（鋼種１−１、１−２）に降伏強度及び引張強度がさらに低い。

また、表１の試験片２を利用した鋼種２−１及び２−２は、アルミニウムが添加されていないもので、この場合にも降伏強度及び引張強度が確保されていないことが分かる。ここでも、再圧延率が３０％以上の場合（鋼種２−２）に比べて３０％未満の場合（鋼種２−１）に降伏強度及び引張強度がさらに低い。

また、表１の試験片６を利用した鋼種６−１から６−３は、マンガン及びシリコンの含量が本発明で提案する範囲を満たさないもので、降伏強度が低く、このときにも再圧延率が３０％以上の場合に比べて３０％未満の場合に降伏強度及び引張強度がさらに低い。

したがって、上記の結果から、再圧延時の再圧延率を３０％以上とする方が、優れた降伏強度及び引張強度を確保するのに好ましいことが分かる。

これに対し、本発明で提案する成分系を全て満たす試験片を利用した場合（鋼種３−１から５−４）には、降伏強度及び引張強度全てに優れた値を示す。

これと共に、再圧延による降伏強度及び引張強度の増加に対する微細組織の影響を調べるために、本発明による発明鋼５を利用して再圧延の前後の微細組織の変化をＥＢＳＤで観察した。これを図１に示す。

その結果、図１に示したように、再圧延前には、圧延方向の結晶粒の縦横比が約１程度であったが、再圧延後には、圧延方向の結晶粒の縦横比が２以上であり、且つこの結晶粒が７０％以上であることを確認した。また、再圧延によって双晶分率も増加することを確認した。このように、再圧延によって圧延方向の結晶粒の縦横比が増加するとともに双晶の形成が増加することにより、再圧延後の引張強度及び降伏強度が増加するものと解釈できる。このことから、上記他の発明例の場合にも、再圧延後の引張強度及び降伏強度が増加することにより、優れた衝突特性を有するものと判断できる。

したがって、本発明の高マンガン鋼は、再圧延によって超高強度を確保することができ、また、優れた衝突特性を確保することができる。

（実施例２）
下記表３に示す成分系を有する鋼塊を１２００℃の加熱炉で１時間維持した後、熱間圧延を行った。このときの熱間圧延仕上げ温度は９００℃に設定し、熱間圧延後、６５０℃で巻き取りを行った。その後、上記熱延鋼板を利用して酸洗を行い、５０％の冷間圧下率で冷間圧延を行った。その後、冷間圧延された試験片を焼鈍温度８００℃、過時効温度４００℃として連続焼鈍模擬熱処理を行った。また、上記冷延鋼板を上記と同じ条件で連続焼鈍模擬熱処理した後、溶融亜鉛浴の温度を４６０℃に設定して溶融亜鉛めっき模擬試験を行った。そして、上記と同じように連続焼鈍した鋼板に、下記表４に示すように再圧延率を異ならせて再圧延を施した。

上記製造された溶融亜鉛めっき鋼板のめっき性を測定した。下記表４に示す。このとき、鋼板のめっきは、溶融亜鉛浴の温度を４６０℃に設定し、上記溶融亜鉛浴に鋼板を入れることにより行った。その後、めっき鋼板の外観を肉眼で観察してめっき性を評価した。このとき、めっき層が均一に形成された場合には「良好」、めっき層が不均一に形成された場合には「不良」と表記し、下記表４に示す。

また、上記製造された冷延鋼板を利用して再圧延処理するとき、再圧延率による機械的性質、即ち、引張試験を通じて強度と延伸率を評価し、下記表４に示す。このとき、再圧延された鋼板をＪＩＳ５号規格の引張試験片に加工した後、万能引張試験機を利用して引張試験を行った。

上記表４において、めっき性測定結果は、表３の試験片を再圧延する前に、製造された冷延鋼板を溶融亜鉛めっき模擬実験した鋼に対するめっき性を測定した結果である。また、強度測定結果は、表３に示す成分系を有する鋼塊を熱延、冷延してから再圧延して加工硬化させた鋼板の強度を評価した結果である。

上記表４に示すように、鋼種１−１から１−３は、表３の試験片１を利用したもので、めっき性に影響を及ぼすＮｉ、Ｃｒ又はＳｎの含量が本発明で提案する範囲を満たすことにより、めっき性は良好であるが、鋼板の強度に影響を及ぼすＣの含量が本発明で提案する含量より少なくて加工硬化後に引張強度及び降伏強度が確保されていない。特に、再圧延率が３０％以上の場合に比べて、３０％未満の場合に強度がさらに低い。

また、表３の試験片２から４は、めっき性に影響を及ぼすＳｎが添加されないもので、これらを利用したそれぞれの鋼種２−１及び２−２、鋼種３−１、鋼種４−１から４−４はめっき性が劣ることを確認した。

また、表３の試験片８を利用した鋼種８−１から８−３は、めっき性に影響を及ぼすＮｉ、Ｃｒ、Ｓｎのいずれか１種も添加されていないもので、めっき性が非常に不良であることが観察できた。

これに対し、本発明で提案する成分系を全て満たす試験片５から７を利用した鋼種（５−１から５−４、６−２から６−５及び７−２から７−３）は、めっき性のみならず降伏強度及び引張強度全てに優れた値を示す。但し、鋼種６−１及び７−１は、３０％未満の再圧延率で再圧延を行ったもので、この場合には引張強度及び降伏強度が本発明を満たしていない。即ち、再圧延時の再圧延率が高いほど、具体的には３０％以上であるほど、降伏強度及び引張強度がさらに増加した。したがって、上記の結果から、再圧延時の再圧延率を３０％以上とする方が、優れた降伏強度及び引張強度を確保するのに好ましいことが分かる。

これと共に、再圧延による降伏強度及び引張強度の増加に対する微細組織の影響を調べるために、本発明による発明鋼５を利用して再圧延後の微細組織の変化をＥＢＳＤで観察した。これを図３に示す。

図３に示したように、再圧延後の圧延方向の結晶粒の縦横比が２以上であり、且つこの結晶粒が７０％以上であることを確認し、また、双晶が多く形成されたことを確認した。

このように、再圧延によって圧延方向の結晶粒の縦横比が増加するとともに双晶の形成が増加することにより、再圧延後の引張強度及び降伏強度が増加するものと解釈できる。このことから、上記他の発明例の場合にも、再圧延後の引張強度及び降伏強度が増加することにより優れた衝突特性を有するものと判断できる。

したがって、本発明の高マンガン鋼は、再圧延によって超高強度を確保することができ、また、優れた衝突特性を確保することができる。

（実施例３）
下記表５に示す成分系を有する鋼塊を１２００℃の加熱炉で１時間維持した後、熱間圧延を行った。このときの熱間圧延仕上げ温度は９００℃に設定し、熱間圧延後、６５０℃で巻き取りを行った。その後、上記熱延鋼板を利用して酸洗を行い、５０％の冷間圧下率で冷間圧延を行った。その後、冷間圧延された試験片を焼鈍温度８００℃、過時効温度４００℃として連続焼鈍模擬熱処理を行った。また、上記冷延鋼板を焼鈍温度８００℃で連続焼鈍した後、溶融亜鉛浴の温度を４６０℃に設定して溶融亜鉛めっき模擬試験を行った。

上記によって製造された冷延鋼板をＪＩＳ５号規格の引張試験片に加工した後、万能引張試験機を利用して引張試験を行った。その結果を下記表６に示す。

また、上記連続焼鈍模擬熱処理を行った冷延鋼板及びめっき鋼板を利用して、３枚重ね溶接性が可能な電流範囲を評価した。ＩＳＯ標準スポット溶接試験方法を利用して、本発明による鋼板（ＴＷＩＰ鋼）とＭｉｌｄ鋼、ＤＰ鋼を３枚重ね溶接するにあたり溶接が可能な電流範囲を設定して行った。その結果を下記表６に示す。

また、冷延鋼板から標準カップ試験片を製造し、塩水噴霧条件で遅れ破壊によるクラックの発生の有無を確認した。標準カップ試験片の製造方法により絞り比を１．８として絞りカップを製造した後、製造されたカップ試験片を塩水噴霧試験（ＳＳＴ）を通じてクラックの発生する時間を測定し、クラック発生時間（２４０時間）を基準に基準時間までクラックが発生していない場合を良好な状態と判断した。その結果を表６に共に示す。

また、冷延鋼板を利用して再圧延処理した鋼板の成分系及び製造条件による機械的性質、即ち、引張試験を通じて強度と延伸率を評価した。下記表７及び図５に示す。

上記表６では、溶接電流範囲と耐遅れ破壊性が良好な鋼を区分して発明鋼と表記した。

上記表６に示すように、表５の試験片１を利用した鋼種１は、成分系のうち炭素及びマンガンの含量が本発明で提案する範囲より少ないもので、強度及び延性が確保されておらず、耐遅れ破壊性が劣り、表５の試験片２を利用した鋼種２は、成分系のうちアルミニウムを添加していないもので、耐遅れ破壊性が劣り、クラックが発生することが確認できる。また、表５の試験片３を利用した鋼種３と試験片１１を利用した鋼種１１は、炭素の含量が本発明で提案する範囲より高いもので、３枚重ねスポット溶接が可能な電流範囲が１ｋＡ未満であることが確認された。また、本発明で提案するマンガン及びシリコンの含量範囲を満たさない試験片１２を利用した鋼種１２も、十分な強度及び延性を確保しておらず、耐遅れ破壊性も劣ることが分かる。

しかしながら、表５の発明鋼を利用した鋼種３から１０は、炭素、マンガン、アルミニウムの含量が最適化したもので、３枚重ねスポット溶接電流範囲が１ｋＡ以上と広く、耐遅れ破壊性も良好であることが確認できる。

上記表７は、表５に示した成分系を有する鋼塊を熱延、冷延してから再圧延して加工硬化させた鋼板の強度を評価した結果を示すものである。

上記表７では、再圧延率による引張強度、降伏強度及び延伸率に優れた鋼を区分して発明鋼と表記した。

上記表７に示したように、表５の試験片１を利用した場合は、炭素及びマンガンの含量が本発明で提案する範囲より少なくて降伏強度が低く、特に、再圧延率が３０％以上の場合に比べて３０％未満の場合に降伏強度がさらに低い。また、炭素の含量が本発明で提案する範囲より高い試験片３又は１１を利用した場合も、再圧延率が３０％を超えても降伏強度又は引張強度が低く、特に、再圧延率が３０％未満の場合に強度の確保がさらに困難である。また、表５の試験片１２を利用した場合も、マンガン及びシリコンの含量が本発明で提案する範囲を満たさない場合であり、降伏強度が低い。但し、このとき、再圧延率が３０％以上の場合に比べて３０％未満の場合に降伏強度値がさらに低い。したがって、このような結果から、再圧延時の再圧延率を３０％以上とする方が降伏強度を確保するのに好ましいことが分かる。

これと共に、再圧延による降伏強度及び引張強度の増加に対する微細組織の影響を調べるために、本発明による発明鋼７を利用して再圧延の前後の微細組織の変化をＥＢＳＤで観察した。これを図４に示す。

図４に示したように、再圧延前には、結晶粒の平均の大きさが約１０μｍ程度であったが、再圧延後には、結晶粒が微細化することによりその平均の大きさが約５μｍ程度であることを確認した。また、再圧延によって双晶分率も増加することを確認した。このように、再圧延によって結晶粒が微細化するとともに双晶の形成が増加することにより、再圧延後の引張強度及び降伏強度が増加するものと解釈できる。

また、図５は、上記表７の比較例及び発明例の引張強度及び降伏強度値をグラフで示したもので、比較例及び発明例の引張強度及び降伏強度範囲が確認できる。図５に示したように、再圧延時の再圧延率によって自動車用衝突部材に求められる降伏強度１０００ＭＰａ以上、引張強度１３００ＭＰａ以上の優れた範囲を本発明で提案する範囲で確認できる。

Claims (10)

1. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．４〜０．７％、マンガン（Ｍｎ）：１２〜２４％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜３．０％、シリコン（Ｓｉ）：０．３％以下、リン（Ｐ）：０．０３％以下、硫黄（Ｓ）：０．０３％以下、窒素（Ｎ）：０．０４％以下と、残部鉄及びその他の不可避不純物とからなり、微細組織としてオーステナイト単相組織からなり、圧延方向の結晶粒の縦横比（ｂ（圧延方向）／ａ（圧延方向の直角方向））が２以上となる結晶粒が７０％以上であり、引張強度は１３００ＭＰａ以上、降伏強度は１０００ＭＰａ以上である、超高強度鋼板。
2. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．４〜０．７％、マンガン（Ｍｎ）：１２〜２４％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜３．０％、シリコン（Ｓｉ）：０．３％以下、リン（Ｐ）：０．０３％以下、硫黄（Ｓ）：０．０３％以下、窒素（Ｎ）：０．０４％以下、ニッケル（Ｎｉ）：０．０５〜１．０％、クロム（Ｃｒ）：０．０５〜１．０％及びスズ（Ｓｎ）：０．０１〜０．１０％と、残部鉄及びその他の不可避不純物とからなり、微細組織としてオーステナイト単相組織からなり、圧延方向の結晶粒の縦横比（ｂ（圧延方向）／ａ（圧延方向の直角方向））が２以上となる結晶粒が７０％以上であり、引張強度は１３００ＭＰａ以上、降伏強度は１０００ＭＰａ以上である、超高強度鋼板。
3. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．４〜０．７％、マンガン（Ｍｎ）：１２〜２４％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜３．０％、シリコン（Ｓｉ）：０．３％以下、リン（Ｐ）：０．０３％以下、硫黄（Ｓ）：０．０３％以下、窒素（Ｎ）：０．０４％以下、チタン（Ｔｉ）：０．００５〜０．１０％及びボロン（Ｂ）：０．０００５〜０．００５０％と、ニッケル（Ｎｉ）：０．０５〜１．０％及びクロム（Ｃｒ）：０．０５〜１．０％のうち１種以上と、残部鉄及びその他の不可避不純物とからなり、微細組織としてオーステナイト単相組織からなり、圧延方向の結晶粒の縦横比（ｂ（圧延方向）／ａ（圧延方向の直角方向））が２以上となる結晶粒が７０％以上であり、引張強度は１３００ＭＰａ以上、降伏強度は１０００ＭＰａ以上である、超高強度鋼板。
4. 前記鋼板は、冷延鋼板、溶融めっき鋼板、合金化溶融めっき鋼板及び電気めっき鋼板のうち１種である、請求項２または３に記載の超高強度鋼板。
5. 前記鋼板の微細組織の平均粒度の大きさ（円相当径の平均値）が２〜１０μｍである、請求項１〜３のいずれか一項に記載の超高強度鋼板。
6. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．４〜０．７％、マンガン（Ｍｎ）：１２〜２４％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜３．０％、シリコン（Ｓｉ）：０．３％以下、リン（Ｐ）：０．０３％以下、硫黄（Ｓ）：０．０３％以下、窒素（Ｎ）：０．０４％以下であり、残部鉄及びその他の不可避不純物を含む鋼塊又は連鋳スラブを１０５０〜１３００℃に加熱して均質化処理する段階と、
   仕上げ熱間圧延温度を８５０〜１０００℃として前記均質化処理された鋼塊又は連鋳スラブを熱間圧延する段階と、
   前記熱間圧延された鋼板を２００〜７００℃で巻き取る段階と、
   前記巻き取られた鋼板を３０〜８０％の冷間圧下率で冷間圧延する段階と、
   前記冷間圧延された鋼板を４００〜９００℃で連続焼鈍処理する段階と、
   前記連続焼鈍処理された鋼板を常温で３０〜５０％の圧延率で再圧延する段階と、
   を含む、
   微細組織としてオーステナイト単相組織からなり、前記再圧延後の圧延方向の結晶粒の横縦比（ｂ（圧延方向）／ａ（圧延方向の直角方向））が２以上となる結晶粒が７０％以上であり、引張強度は１３００ＭＰａ以上、降伏強度は１０００ＭＰａ以上である超高強度鋼板の製造方法。
7. 前記鋼塊又は連鋳スラブは、ニッケル（Ｎｉ）：０．０５〜１．０％、クロム（Ｃｒ）：０．０５〜１．０％及びスズ（Ｓｎ）：０．０１〜０．１０％をさらに含む、請求項６に記載の超高強度鋼板の製造方法。
8. 前記鋼塊又は連鋳スラブは、チタン（Ｔｉ）：０．００５〜０．１０％及びボロン（Ｂ）：０．０００５〜０．００５０％をさらに含み、ニッケル（Ｎｉ）：０．０５〜１．０％及びクロム（Ｃｒ）：０．０５〜１．０％のうち１種以上をさらに含む、請求項６に記載の超高強度鋼板の製造方法。
9. 前記焼鈍処理段階の後、電気めっき又は溶融めっき工程をさらに行う、請求項７または８に記載の超高強度鋼板の製造方法。
10. 前記再圧延段階は、調質圧延、二重圧延、熱延精整及び連続圧延のうち一つの工程で行う、請求項６〜９のいずれか一項に記載の超高強度鋼板の製造方法。

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