JP2015507094A - 溶接性及び曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
本発明は、自動車用鋼材として用いることができる溶接性及び曲げ加工性に優れた冷延鋼板及びこれを製造する方法に関する。
Description
本発明は、自動車用鋼材として用いることができる溶接性及び曲げ加工性に優れた冷延鋼板に関する。
最近、環境保全のための課題として燃費規制が強化されるにつれ、自動車車体の軽量化が積極的に求められている。このような要求への対応案の一つとして、鋼板の高強度化による自動車素材の重さを減少させる方法が台頭している。また、衝突安全性及び乗客保護の観点から、車体構造用又は補強材として引張強度９８０ＭＰａ以上の超高強度鋼板の使用量が増加している。しかしながら、鋼板の高強度化は成形加工性及び溶接性の低下をもたらすため、これを補完した材料の開発が必要とされる。
このような要求に対し、これまで、二相組織鋼（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ Ｓｔｅｅｌ、ＤＰ鋼）、複合組織鋼（Ｃｏｍｐｌｅｘ Ｐｈａｓｅ Ｓｔｅｅｌ、ＣＰ鋼）又は変態誘起塑性鋼（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ Ｓｔｅｅｌ、ＴＲＩＰ鋼）等のような変態組織鋼板が開発されてきている。これらの変態強化鋼を先端高強度鋼（Ａｄｖａｎｃｅ Ｈｉｇｈ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｓｔｅｅｌ：ＡＨＳＳ）ともいう。上記ＤＰ鋼は、軟質のフェライト内に硬質のマルテンサイトが微細均質に分散されて高強度を確保する鋼である。また、上記ＣＰ鋼は、フェライト、マルテンサイト、ベイナイトの二相又は三相を含み、強度向上のためにＴｉ、Ｎｂ等の析出硬化元素を含む鋼である。また、ＴＲＩＰ鋼は、微細均質に分散された残留オーステナイトを常温で加工してマルテンサイトに変態させて高強度及び高延性を確保する鋼種である。
これについて、多様な特許文献で多様な種類の技術が提案されている。このような技術としては、特許文献１〜４が挙げられる。これらの発明は、ほとんどが延性の向上を図るために開発されたものであり、実際には部品加工時に重要な尺度である曲げ加工性や溶接性等については十分に考慮されていない。
また、引張強度９８０ＭＰａ級以上の超高強度鋼板が主に用いられる車体構造用又は補強材の最も重要な特性は、点溶接性と曲げ加工性である。構造用又は補強材は衝突時に衝突エネルギーを吸収することにより乗客を保護する役割をし、点溶接部の強度が十分ではない場合は衝突時に破断されて十分な衝突吸収エネルギーが得られないことがある。よって、自動車メーカーでは、溶接性を示す指標である炭素当量、Ｃｅｑ値（Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋２Ｐ＋４Ｓ）をできる限り低くすることを求めている。また、溶接性への要求条件は自動車メーカー別に多少差異があるが、最も厳格な基準はＣｅｑ値≦０．２４であり且つ鋼に添加される炭素含量が０．１％以下の条件を満たすように求めている。
一方、このような超高強度鋼材は実際にはサイドシルのような部品に主に用いられるが、この部品には曲げ加工が施されることがほとんどである。よって、優れた延伸率を有していても、曲げ加工性が劣化した場合は、部品として用いることができないことがある。曲げ加工性は、単位厚さに対する最小曲げ半径の比（Ｒ／ｔ）を意味する。このうち、最小曲げ半径比（Ｒ）は、Ｂｅｎｄｉｎｇ試験後に板の外圏部にクラックが発生しない最小半径を意味する。曲げ加工性への要求は自動車メーカー別に多少差異があるが、厳格には引張強度９８０ＭＰａ級の冷延鋼板を基準にＲ／ｔ≦１の条件を満たすように求めている。曲げ加工性を改善させるためには鋼中に存在する変態相の構成及び比率を適切に制御する必要がある。図１に示されているように、軟質相と硬質相の強度比が低いほど優れた曲げ加工性を有することが知られている。このためには、マルテンサイトの代わりにベイナイト又は焼き戻しマルテンサイトを生成させる必要があるが、図２に示されているように変態相は降伏強度が急激に増加して延伸率が顕著に低下するという問題を有するため、変態相の構成比を適切に確保するのが何より重要である。
一方、引張強度９８０ＭＰａ級以上の超高強度鋼板を実工程で製造する場合は、降伏強度も非常に高いため、中間素材である熱延板の高強度によって冷間圧延性が大きく低下し、また、焼鈍熱処理時に急冷熱処理条件を適用しなければならないため、操業性が大きく低下するという問題がある。また、このような素材は、鋼中に存在する変態相が焼鈍温度に非常に敏感に変わることから、わずかの焼鈍温度の変化によっても変態相の種類及び構成比が変わって、降伏強度が顕著に変わり、延伸率が低下する。よって、より広い焼鈍温度範囲で安定な材質を確保することができる新製品の開発が求められている。しかし、これに関する検討は上記特許文献１〜４及び特許文献５等の公知技術では十分になされていない。
本発明の目的は、溶接性及び曲げ加工性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である。
本発明の一実施形態による溶接性及び曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０７〜０．０９５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：２．０〜２．４％、Ｐ：０．００１〜０．１０％、Ｓ：０．０１０％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．５〜１．０％、Ｍｏ：０．０３〜０．１５％、Ｂ：０．００１０〜０．００６０％、Ｓｂ：０．００１〜０．１０％を含み、Ｔｉ：０．００３〜０．０８％及びＮｂ：０．００３〜０．０８のうち１種又は２種を含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、上記Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＭｏが［関係式１］６０Ｃ−０．２Ｓｉ−０．１５Ｍｎ＋２．２Ｓｉ×Ｍｏ≦５．２を満たし、上記Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｐ及びＳが［関係式２］Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋２Ｐ＋４Ｓ≦０．２４を満たすことができる。
本発明の他の実施形態による溶接性及び曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０７〜０．０９５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：２．０〜２．４％、Ｐ：０．００１〜０．１０％、Ｓ：０．０１０％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．５〜１．０％、Ｍｏ：０．０３〜０．１５％、Ｂ：０．００１０〜０．００６０％、Ｓｂ：０．００１〜０．１０％を含み、Ｔｉ：０．００３〜０．０８％及びＮｂ：０．００３〜０．０８のうち１種又は２種を含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、上記Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＭｏが［関係式１］６０Ｃ−０．２Ｓｉ−０．１５Ｍｎ＋２．２Ｓｉ×Ｍｏ≦５．２を満たし、上記Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｐ及びＳが［関係式２］Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋２Ｐ＋４Ｓ≦０．２４を満たすスラブを加熱する段階と、上記加熱された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巻き取る段階と、上記巻き取られた鋼板を冷間圧延する段階と、上記冷間圧延された鋼板を７５０〜８２０℃で連続焼鈍する段階と、上記連続焼鈍された鋼板を１〜１０℃／ｓの冷却速度で６５０〜７００℃まで冷却する１次冷却する段階と、上記１次冷却された鋼板を５〜２０℃／ｓの冷却速度で４００〜５００℃まで冷却する２次冷却する段階と、上記鋼板を３００〜４００℃で過時効処理する段階と、を含むことができる。
本発明の一実施形態によれば、引張強度９８０ＭＰａ級以上の超高強度冷延鋼板を製造するにあたり、徐冷熱処理方法を用いてフェライトとベイナイト、マルテンサイトの分率を適切に制御することにより、焼鈍温度範囲が±２０℃のレベルの広い区間における焼鈍熱処理条件でも、降伏強度差が８０ＭＰａ以下と非常に優れ、安定な材質を確保することができる冷延鋼板を提供することができる。
また、延伸率が１２％以上、曲げ加工性がＲ／ｔ値で１．０以下を満たし、且つ添加される炭素含量が０．１％以下であり、溶接性を示す指標であるＣｅｑ値が０．２４以下である冷延鋼板を提供することができる。
本発明者らは、溶接性及び曲げ加工性に優れた超高強度鋼材を得るために研究を重ねた結果、鋼材の成分系及び製造方法の各条件を制御して、フェライトとベイナイト、マルテンサイトの分率が適切に制御された微細組織を得ることにより、溶接性及び曲げ加工性に優れた超高強度鋼板を生産することができることを見い出し、本発明に至った。
通常、二相組織鋼を製造するためには、Ａｒ１とＡｒ３の間の二相領域で焼鈍均熱処理を行うことにより適当量のフェライトとオーステナイトを確保した後、急冷によりオーステナイトをマルテンサイトに変態させることによりフェライトとマルテンサイトを確保する。このような鋼材の特徴は、軟質のフェライトによって延性を確保し、マルテンサイトによって所望のレベルの強度を確保する点にある。しかしながら、二相組織鋼は、生成される二相間の強度差が非常に大きいため、外部の変形時に相の界面にクラックが発生しやすくなる。このようなクラックは、穴拡張性又は曲げ加工性を劣化させる主な要因となる。
これを解決するために、二相組織鋼の相間硬度差を減少させるよう、マルテンサイト量を減少させ、ベイナイト又は焼き戻しマルテンサイトを生成させることができる。このために、焼鈍温度をＡｒ３以上に高くして１００％のオーステナイトを確保した後、冷却によって少量のフェライトと主相としてのベイナイト、マルテンサイトを確保するか、又は二相域で焼鈍処理した後に急冷してフェライト＋マルテンサイトを確保した後、焼き戻しによってマルテンサイト内に炭化物を析出させる（焼き戻しマルテンサイト）ことにより、相間の強度差を減少させることができる。しかしながら、引張強度に対する降伏強度の過度な増加によって降伏比（ＹＲ）が増加し、延伸率が顕著に低下するという問題がある。また、合金元素の過度な添加によって溶接性が劣化する可能性もある。
変態組織鋼において、溶接性と共に、曲げ加工性及び強度、延性等を同時に確保するためには、厳格な成分及び操業条件の確立が必要である。しかしながら、このような条件を確立しても、他の問題として、焼鈍温度の変化によって材質、特に、降伏強度の変化が非常に大きいという問題がある。二相域で焼鈍を行っても、二相域内で温度が変化すると、オーステナイトの含量が変わり、これにより、オーステナイト内の炭素含量が変化するため、冷却時にベイナイトの変態ノーズが移動してしまう。即ち、焼鈍温度の増加によってオーステナイト内の炭素濃度が減少すると、マルテンサイト変態が相対的に遅延し、ベイナイト変態が促進されるため、ベイナイトの量が増加する。しかしながら、焼鈍温度が低くてオーステナイト内の炭素濃度が増加すると、ベイナイト変態ノーズが右側に移動、即ち、遅延するため、マルテンサイトの生成が相対的に容易になる。このように、同一二相域区間でも焼鈍温度の変化によるオーステナイト内の炭素濃化程度によって、ベイナイトの生成量が変わり、このような変化によって材質のみならず降伏強度差が非常に大きくなるため、安定な材質が得られないことがある。図３（ａ）及び（ｂ）を参照すると、二相組織鋼における焼鈍温度変化による材質の変化が確認できる。焼鈍温度の変化によって強度の変化が非常に大きく、特に、降伏強度７００ＭＰａ以下を満たし、且つ引張強度９８０ＭＰａ以上を確保するための焼鈍温度の区間が７７０〜７８５℃で、わずか１５℃の非常に狭い範囲でのみ適正材質の条件が存在することが分かる。通常操業において最小限求められる焼鈍温度変化範囲が±１０℃である点を考慮すると、少なくとも±１５℃以上の焼鈍温度範囲の確保が必要である。
本発明者らは、このような問題を解決するために、多数の理論と実験を重ねることにより、二相域でも溶接性、曲げ加工性及び引張特性を同時に満たし、且つ焼鈍温度区間が±２０℃以上の広い範囲、特に、降伏強度差が８０ＭＰａ以下の狭い範囲でも材質を確保することができることを見出し、本発明を提案する。
本発明の一実施形態によれば、一定レベル（Ｒ／ｔ≦１）以上の曲げ加工性を確保するためには３０〜４０％レベルのベイナイト分率を確保する必要がある。このために、本発明の一実施形態によれば、二相域での焼鈍後、冷却条件を制御することにより、このような微細組織を得ることができる。即ち、焼鈍後、ベイナイト変態区間で徐冷によって所望の量のベイナイトを確保することができる。しかしながら、このような熱処理方法も成分の制御を伴わなければならない。本発明者らの研究結果、焼鈍温度の変化による降伏強度差を減らすためにはＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏの適切な添加が非常に重要であり、また、このような成分の組み合わせが下記関係式１によって定義されることを確認した。
６０Ｃ−０．２Ｓｉ−０．１５Ｍｎ＋２．２ＳｉＭｏ≦５．２・・・［関係式１］
また、図４は、関係式１と降伏強度差を示したものであり、図４を参照すると、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏの成分関係式の組み合わせが５．２を超える場合は降伏強度差が非常に増加することが分かる。したがって、降伏強度差を安定な範囲である８０ＭＰａ以下に確保するためには、上記関係式１の値が５．２以下となるように成分を制御する必要がある。
また、本発明の一実施形態によれば、溶接性を改善するために、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓの含量が下記関係式２（Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋２Ｐ＋４Ｓ≦０．２４）を満たし、且つ添加される炭素含量が０．１％以下となるように合金設計することが非常に重要である。
Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋２Ｐ＋４Ｓ≦０．２４・・・［関係式２］
また、上記関係式１は焼鈍後、徐冷時にベイナイトの量を制御するためのものであり、図５の熱処理条件及び変態挙動の模式図から分かるように、溶接性と共に曲げ加工性、引張特性を同時に満たすためには関係式１の組み合わせと共に徐冷熱処理によってフェライトとベイナイト変態を促進させることが好ましい。
以下、本発明の一実施形態による溶接性及び曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板について詳細に説明する。
炭素（Ｃ）：０．０７〜０．０９５重量％。
上記Ｃは、変態組織の強化のために添加される非常に重要な元素である。また、Ｃは、高強度化を図り、複合組織鋼においてマルテンサイトの形成を促進する。Ｃの含量が増加すると、鋼中のマルテンサイト量が増加する。しかしながら、Ｃの含量が０．０９５重量％を超える場合は、本発明が求める溶接性であるＣｅｑ値０．２４以下を満たすのが困難となり、また、Ｃの含量を０．１重量％以下に抑制する条件を満たすことができない。特に、Ｃｅｑ値においてＣの含量が０．１重量％を超え且つＣｅｑ値を０．２４に規制するためにはＳｉ、Ｍｎ等の元素の量を相対的に低くしなければならないが、これにより、材質が劣化する可能性がある。また、上記Ｃの含量が０．０７重量％未満の場合は、本発明が提示する溶接性の条件は満たすことができるが、所望の強度を確保するのは非常に困難である。したがって、本発明では、上記Ｃの含量を０．０７〜０．０９５重量％に制御することが好ましい。
上記Ｃは、変態組織の強化のために添加される非常に重要な元素である。また、Ｃは、高強度化を図り、複合組織鋼においてマルテンサイトの形成を促進する。Ｃの含量が増加すると、鋼中のマルテンサイト量が増加する。しかしながら、Ｃの含量が０．０９５重量％を超える場合は、本発明が求める溶接性であるＣｅｑ値０．２４以下を満たすのが困難となり、また、Ｃの含量を０．１重量％以下に抑制する条件を満たすことができない。特に、Ｃｅｑ値においてＣの含量が０．１重量％を超え且つＣｅｑ値を０．２４に規制するためにはＳｉ、Ｍｎ等の元素の量を相対的に低くしなければならないが、これにより、材質が劣化する可能性がある。また、上記Ｃの含量が０．０７重量％未満の場合は、本発明が提示する溶接性の条件は満たすことができるが、所望の強度を確保するのは非常に困難である。したがって、本発明では、上記Ｃの含量を０．０７〜０．０９５重量％に制御することが好ましい。
シリコン（Ｓｉ）：０．０５〜０．５重量％。
上記Ｓｉは、フェライト変態を促進させ、未変態オーステナイト中に炭素の含有量を上昇させてフェライトとマルテンサイトの複合組織を容易に形成させ、また、Ｓｉ自体の固溶強化効果をもたらす。上記Ｓｉは、強度と材質の確保のための非常に有用な元素であるが、表面特性に関連して表面スケール欠陥をもたらす上、化成処理性を低下させる。したがって、その範囲を制限することが好ましい。本発明において、上記Ｓｉは、フェライトとマルテンサイトの分率を一定量確保し且つ溶接性を低下させない範囲で０．０５〜０．５重量％であることが好ましい。上記Ｓｉの含量が０．０５重量％未満の場合は、フェライトが十分に確保されないため、延性が減少する。これに対し、０．５重量％を超える場合は、強度が低下すると共に溶接性が劣化する問題が大きく発生する。したがって、本発明では、上記Ｓｉの含量を０．０５〜０．５重量％に制御することが好ましい。
上記Ｓｉは、フェライト変態を促進させ、未変態オーステナイト中に炭素の含有量を上昇させてフェライトとマルテンサイトの複合組織を容易に形成させ、また、Ｓｉ自体の固溶強化効果をもたらす。上記Ｓｉは、強度と材質の確保のための非常に有用な元素であるが、表面特性に関連して表面スケール欠陥をもたらす上、化成処理性を低下させる。したがって、その範囲を制限することが好ましい。本発明において、上記Ｓｉは、フェライトとマルテンサイトの分率を一定量確保し且つ溶接性を低下させない範囲で０．０５〜０．５重量％であることが好ましい。上記Ｓｉの含量が０．０５重量％未満の場合は、フェライトが十分に確保されないため、延性が減少する。これに対し、０．５重量％を超える場合は、強度が低下すると共に溶接性が劣化する問題が大きく発生する。したがって、本発明では、上記Ｓｉの含量を０．０５〜０．５重量％に制御することが好ましい。
マンガン（Ｍｎ）：２．０〜２．４重量％。
上記Ｍｎは、延性を損傷させることなく粒子を微細化させ、鋼中の硫黄を完全にＭｎＳとして析出させてＦｅＳの生成による熱間脆性を防止すると共に鋼を強化させる元素であり、且つ複合組織鋼ではマルテンサイト相が得られる臨界冷却速度を低下させる役割をするため、マルテンサイトをより容易に形成させることができる。上記Ｍｎの含量が２．０重量％未満の場合は、本発明が目標とする強度を確保するのが困難である。これに対し、上記Ｍｎの含量が２．４重量％を超える場合は、溶接性や熱間圧延性等の問題が発生する可能性が高い。したがって、本発明では、上記Ｍｎの含量を２．０〜２．４重量％に制御することが好ましい。
上記Ｍｎは、延性を損傷させることなく粒子を微細化させ、鋼中の硫黄を完全にＭｎＳとして析出させてＦｅＳの生成による熱間脆性を防止すると共に鋼を強化させる元素であり、且つ複合組織鋼ではマルテンサイト相が得られる臨界冷却速度を低下させる役割をするため、マルテンサイトをより容易に形成させることができる。上記Ｍｎの含量が２．０重量％未満の場合は、本発明が目標とする強度を確保するのが困難である。これに対し、上記Ｍｎの含量が２．４重量％を超える場合は、溶接性や熱間圧延性等の問題が発生する可能性が高い。したがって、本発明では、上記Ｍｎの含量を２．０〜２．４重量％に制御することが好ましい。
リン（Ｐ）：０．００１〜０．１０重量％。
上記Ｐは、固溶強化効果が最も大きい置換型合金元素であり、面内異方性を改善し強度を向上させる役割をする。上記Ｐの含量が０．００１重量％未満の場合は、上述した効果を確保することができない上、製造コストの問題をもたらす可能性がある。これに対し、上記Ｐの含量が過多な場合は、プレス成形性が劣化し、鋼の脆性が発生する可能性があるため、上記Ｐの含量の上限を０．１０重量％に制御することが好ましい。したがって、本発明では、上記Ｐの含量を０．００１〜０．１０重量％に制御することが好ましい。
上記Ｐは、固溶強化効果が最も大きい置換型合金元素であり、面内異方性を改善し強度を向上させる役割をする。上記Ｐの含量が０．００１重量％未満の場合は、上述した効果を確保することができない上、製造コストの問題をもたらす可能性がある。これに対し、上記Ｐの含量が過多な場合は、プレス成形性が劣化し、鋼の脆性が発生する可能性があるため、上記Ｐの含量の上限を０．１０重量％に制御することが好ましい。したがって、本発明では、上記Ｐの含量を０．００１〜０．１０重量％に制御することが好ましい。
硫黄（Ｓ）：０．０１０重量％以下。
上記Ｓは、不可避に含有される不純物であり、鋼板の延性及び溶接性を阻害する。したがって、その含量を最大限抑制することが好ましい。理論上、Ｓの含量を０％に制限することが有利であるが、製造工程上、Ｓは必然的に含有される。したがって、その上限を管理するのが重要である。本発明では、上記Ｓ含量の上限を０．０１０重量％に制御することが好ましい。
上記Ｓは、不可避に含有される不純物であり、鋼板の延性及び溶接性を阻害する。したがって、その含量を最大限抑制することが好ましい。理論上、Ｓの含量を０％に制限することが有利であるが、製造工程上、Ｓは必然的に含有される。したがって、その上限を管理するのが重要である。本発明では、上記Ｓ含量の上限を０．０１０重量％に制御することが好ましい。
可溶アルミニウム（Ｓｏｌ．Ａｌ）：０．０１〜０．１重量％。
上記Ａｌは、鋼中の酸素と結合して脱酸作用をし、Ｓｉのようにフェライト内の炭素をオーステナイトに分配してマルテンサイト硬化能を向上させるのに有効な成分である。上記Ａｌの含量が０．０１重量％未満の場合は、上述した効果を確保することができない。これに対し、上記Ａｌの含量が０．１重量％を超える場合は、上記効果が飽和する上、製造コストが増加するという問題がある。したがって、本発明では、上記Ａｌの含量を０．０１〜０．１重量％に制御することが好ましい。
上記Ａｌは、鋼中の酸素と結合して脱酸作用をし、Ｓｉのようにフェライト内の炭素をオーステナイトに分配してマルテンサイト硬化能を向上させるのに有効な成分である。上記Ａｌの含量が０．０１重量％未満の場合は、上述した効果を確保することができない。これに対し、上記Ａｌの含量が０．１重量％を超える場合は、上記効果が飽和する上、製造コストが増加するという問題がある。したがって、本発明では、上記Ａｌの含量を０．０１〜０．１重量％に制御することが好ましい。
窒素（Ｎ）：０．０１０重量％以下。
上記Ｎは、オーステナイトを安定化させるのに有効な作用及び役割をする元素である。上記Ｎの含量が０．０１０重量％を超える場合は、オーステナイトの安定性が大きく増加し、本発明が求める３０〜４０％レベルのベイナイトの形成を妨害する。したがって、上記Ｎの含量の上限を０．０１０％に制御することが好ましい。
上記Ｎは、オーステナイトを安定化させるのに有効な作用及び役割をする元素である。上記Ｎの含量が０．０１０重量％を超える場合は、オーステナイトの安定性が大きく増加し、本発明が求める３０〜４０％レベルのベイナイトの形成を妨害する。したがって、上記Ｎの含量の上限を０．０１０％に制御することが好ましい。
クロム（Ｃｒ）：０．５〜１．０重量％。
上記Ｃｒは、鋼の硬化能を向上させて高強度を確保するために添加する成分であり、本発明ではベイナイトの形成を促進する非常に重要な役割をする元素である。上記Ｃｒの含量が０．５重量％未満の場合は、上述した効果を確保するのが困難である。これに対し、上記Ｃｒの含量が１．０重量％を超える場合は、その効果が飽和する上、経済的に不利となる。したがって、本発明では、上記Ｃｒの含量を０．５〜１．０重量％に制御することが好ましい。
上記Ｃｒは、鋼の硬化能を向上させて高強度を確保するために添加する成分であり、本発明ではベイナイトの形成を促進する非常に重要な役割をする元素である。上記Ｃｒの含量が０．５重量％未満の場合は、上述した効果を確保するのが困難である。これに対し、上記Ｃｒの含量が１．０重量％を超える場合は、その効果が飽和する上、経済的に不利となる。したがって、本発明では、上記Ｃｒの含量を０．５〜１．０重量％に制御することが好ましい。
モリブデン（Ｍｏ）：０．０３〜０．１５重量％。
上記Ｍｏは、上記Ｃｒのように鋼の硬化能を向上させて高強度を確保するために添加する成分である。また、鋼中にＭｏ系微細炭化物を生成させてフェライトマトリックス組織の強度を改善させる役割をする。このような効果によって変態組織とフェライトの相間強度差が減少するため、曲げ加工性に有利な作用をする。上記Ｍｏの含量が０．０３重量％未満の場合は、上述した効果を得るのが困難である。これに対し、上記Ｍｏの含量が０．１５重量％を超える場合は、製造コストが過度に増加する。したがって、本発明では、上記Ｍｏの含量を０．０３〜０．１５重量％に制御することが好ましい。
上記Ｍｏは、上記Ｃｒのように鋼の硬化能を向上させて高強度を確保するために添加する成分である。また、鋼中にＭｏ系微細炭化物を生成させてフェライトマトリックス組織の強度を改善させる役割をする。このような効果によって変態組織とフェライトの相間強度差が減少するため、曲げ加工性に有利な作用をする。上記Ｍｏの含量が０．０３重量％未満の場合は、上述した効果を得るのが困難である。これに対し、上記Ｍｏの含量が０．１５重量％を超える場合は、製造コストが過度に増加する。したがって、本発明では、上記Ｍｏの含量を０．０３〜０．１５重量％に制御することが好ましい。
ボロン（Ｂ）：０．００１０〜０．００６０重量％。
上記Ｂは、焼鈍中に冷却する過程でオーステナイトがパーライトに変態されることを遅延させる成分であり、フェライト形成を抑制し、ベイナイトの形成を促進する元素である。上記Ｂの含量が０．００１０重量％未満の場合は、上述した効果を得るのが困難である。これに対し、上記Ｂの含量が０．００６０重量％を超える場合は、表面にＢが過多に濃化されてメッキ密着性が劣化する可能性がある。したがって、本発明では、上記Ｂの含量を０．００１０〜０．００６０重量％に制御することが好ましい。
上記Ｂは、焼鈍中に冷却する過程でオーステナイトがパーライトに変態されることを遅延させる成分であり、フェライト形成を抑制し、ベイナイトの形成を促進する元素である。上記Ｂの含量が０．００１０重量％未満の場合は、上述した効果を得るのが困難である。これに対し、上記Ｂの含量が０．００６０重量％を超える場合は、表面にＢが過多に濃化されてメッキ密着性が劣化する可能性がある。したがって、本発明では、上記Ｂの含量を０．００１０〜０．００６０重量％に制御することが好ましい。
アンチモン（Ｓｂ）：０．００１〜０．１０重量％。
上記Ｓｂは、本発明において優れた耐デント特性を確保するために添加する成分である。上記Ｓｂは、ＭｎＯ、ＳｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３等の酸化物に対する表面濃化を抑制してデントによる表面欠陥を低下させ、温度上昇及び熱延工程の変化による表面濃化物の粗大化を抑制するのに優れた効果を有する。上記Ｓｂの含量が０．００１重量％未満の場合は、上述した効果を確保するのが困難である。これに対し、上記Ｓｂの含量が大きく増加する場合は、上記のような効果が大きく増加しない上、製造コスト及び加工性の劣化等の問題をもたらす可能性があるため、上記Ｓｂの含量の上限を０．１０重量％に制御することが好ましい。したがって、本発明では、上記Ｓｂの含量を０．００１〜０．１０重量％に制御することが好ましい。
上記Ｓｂは、本発明において優れた耐デント特性を確保するために添加する成分である。上記Ｓｂは、ＭｎＯ、ＳｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３等の酸化物に対する表面濃化を抑制してデントによる表面欠陥を低下させ、温度上昇及び熱延工程の変化による表面濃化物の粗大化を抑制するのに優れた効果を有する。上記Ｓｂの含量が０．００１重量％未満の場合は、上述した効果を確保するのが困難である。これに対し、上記Ｓｂの含量が大きく増加する場合は、上記のような効果が大きく増加しない上、製造コスト及び加工性の劣化等の問題をもたらす可能性があるため、上記Ｓｂの含量の上限を０．１０重量％に制御することが好ましい。したがって、本発明では、上記Ｓｂの含量を０．００１〜０．１０重量％に制御することが好ましい。
本発明の一実施形態によれば、上記鋼板は、Ｔｉ及びＮｂのうち１種又は２種を含むことが好ましい。
チタニウム（Ｔｉ）、ニオビウム（Ｎｂ）：それぞれ０．００３〜０．０８重量％。
上記Ｔｉ及びＮｂは、鋼板の強度上昇及び粒径微細化に有効な元素である。上記Ｔｉ及びＮｂの含量がそれぞれ０．００３重量％未満の場合は、上述した効果を確保するのが困難である。これに対し、上記Ｔｉ及びＮｂの含量がそれぞれ０．０８重量％を超える場合は、製造コストが上昇し、過多な析出物によって延性が大きく低下する可能性がある。したがって、本発明では、上記Ｔｉ及びＮｂの含量をそれぞれ０．００３〜０．０８重量％に制御することが好ましい。
上記Ｔｉ及びＮｂは、鋼板の強度上昇及び粒径微細化に有効な元素である。上記Ｔｉ及びＮｂの含量がそれぞれ０．００３重量％未満の場合は、上述した効果を確保するのが困難である。これに対し、上記Ｔｉ及びＮｂの含量がそれぞれ０．０８重量％を超える場合は、製造コストが上昇し、過多な析出物によって延性が大きく低下する可能性がある。したがって、本発明では、上記Ｔｉ及びＮｂの含量をそれぞれ０．００３〜０．０８重量％に制御することが好ましい。
本発明において、残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造過程では、原料又は周辺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ものであるため、本明細書ではその詳細な説明を省略する。
また、本発明の一実施形態による冷延鋼板の成分系のうちＣ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＭｏは下記関係式１を満たすことが好ましい。
６０Ｃ−０．２Ｓｉ−０．１５Ｍｎ＋２．２Ｓｉ×Ｍｏ≦５．２・・・［関係式１］
関係式１は、鋼材の焼鈍温度の安定性を確保するための成分関係を経験的数値として得たものである。即ち、鋼中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＭｏの適切な成分関係から、本発明が求めるベイナイトの量を確保することができ、これにより、鋼材の焼鈍温度の安定性を確保することができる。図４を参照すると、上述したように、上記関係式１が５．２を超える場合に降伏強度差が大きく増加することが確認できる。
また、本発明の一実施形態による冷延鋼板の成分系のうちＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ及びＳは下記関係式２を満たすことが好ましい。
Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋２Ｐ＋４Ｓ≦０．２４・・・［関係式２］
上記関係式２は、溶接性の確保のための成分関係を経験的数値として得たものである。即ち、鋼中のＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｐ、Ｓの元素は、炭素当量を高くする役割をし、上記炭素当量が高いほど溶接性は劣化する。本発明の一実施形態による鋼板には主に点溶接が適用され、溶接不良が発生しない条件を繰り返し実験により設定すると、上記関係式２のように構成される。上記関係式２によって計算された値が０．２４を超えるというのは、溶接不良が発生する可能性が高くなることを意味する。
上述した成分系及び関係式１及び２を満たす鋼板の微細組織は、フェライトを主相に制御することが好ましく、また、ベイナイト３０〜４０％を含み、マルテンサイト１０％以下を含むことがより好ましい。ベイナイト量が３０％未満の場合は、マルテンサイト量の増加によって、曲げ加工性が、本発明鋼で求めるＲ／ｔ値で１以下を満たすことができないことがある。ベイナイト量が４０％を超える場合は、曲げ加工性には優れるが、過度なベイナイトの生成によって延性が低下し、降伏強度が顕著に増加する問題が発生することがある。
また、上記冷延鋼板は、降伏強度差が８０ＭＰａ以下と非常に優れ、安定な材質を確保することができる。また、延伸率が１２％以上、曲げ加工性がＲ／ｔ値で１．０以下を満たすことができる。また、炭素含量が０．１％以下、溶接性を示す指標であるＣｅｑ値が０．２４以下の冷延鋼板を提供することができる。
以下、本発明の他の実施形態による溶接性及び曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法について詳細に説明する。
本発明の一実施形態による冷延鋼板の製造方法では、上述した成分系及び関係式１、２を満たすスラブを用いることができる。まず、上記スラブを再加熱することができる。上記再加熱温度は、特に限定されないが、通常の再加熱温度であることが好ましい。
次に、上記再加熱されたスラブを熱間圧延することができる。上記熱間圧延時の仕上げ圧延温度は８００〜９５０℃に制御されることが好ましい。上記温度が８００℃未満の場合は、熱間変形抵抗が急激に増加する可能性が高く、熱延コイルの上部、下部及びエッジが単相領域となり、面内異方性が増加し、成形性が劣化することがある。これに対し、上記温度が９５０℃を超える場合は、厚すぎる酸化スケールが発生する上、鋼板の微細組織が粗大化する可能性が高くなる。
次に、上記熱間圧延の後に上記熱延鋼板を巻き取ることができる。上記巻取時の巻取温度は５００〜７５０℃に制御されることが好ましい。上記巻取温度が５００℃未満の場合は、過多なマルテンサイト又はベイナイトが生成されて熱延鋼板の強度が過多に上昇し、これにより、冷間圧延時に負荷による形状不良等の問題が発生する可能性がある。これに対し、上記巻取温度が７５０℃を超える場合は、Ｓｉ、Ｍｎ及びＢ等の溶融亜鉛メッキのぬれ性を低下させる元素による表面濃化がひどくなることがある。
次に、上記巻取の後に上記熱延鋼板を酸洗することができる。上記酸洗方法としては、特に限定されないが、通常の酸洗方法を用いることが好ましい。
次に、上記熱延鋼板を冷間圧延することができる。上記冷間圧延時の圧下率は４０〜７０％に制御されることが好ましい。上記圧下率が４０％未満の場合は、再結晶駆動力が弱化するため、良好な再結晶粒を得るのに問題が発生する可能性が大きく、形状の矯正が非常に困難である。これに対し、上記圧下率が７０％を超える場合は、上記鋼板のエッジ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。
次に、上記冷間圧延の後に連続焼鈍することができる。上記連続焼鈍時の焼鈍温度は７５０〜８２０℃に制御されることが好ましい。上記焼鈍温度が７５０℃未満の場合は、未再結晶粒が生じる恐れが大きくなり、十分なオーステナイトを形成するのが困難であるため、本発明が目標とする強度を確保するのが困難である。これに対し、上記焼鈍温度が８２０℃を超える場合は、過多なオーステナイトの形成によってベイナイト量が急激に増加するため、降伏強度が過度に増加し、延性が劣化することがある。
次に、上記連続焼鈍された鋼板を１次冷却することができる。上記冷却速度は１〜１０℃／ｓに制御されることが好ましい。また、１次冷却終了温度は６５０〜７００℃に制御されることが好ましい。上記１次冷却はフェライトとオーステナイトの平衡炭素濃度を確保して鋼板の延性と強度を増加させるためのものであり、上記１次冷却終了温度が６５０℃未満であるか又は７００℃を超える場合は、本発明が目標とする延性及び強度を確保するのが困難である。
次に、上記１次冷却の後に上記鋼板を２次冷却することができる。上記冷却速度は５〜２０℃／ｓに制御されることが好ましい。また、２次冷却終了温度は４００〜５００℃に制御されることが好ましい。本発明において、本工程は重要な役割をする。上記２次冷却終了温度は延性と曲げ加工性を同時に確保するために非常に重要な温度条件を有し、上記２次冷却終了温度が４００℃未満の場合は、過時効処理の間にベイナイト領域にとどまる時間が短いため、十分なベイナイト量の確保が難しくなる。上記２次冷却終了温度が５００℃を超える場合は、主に過時効処理の間にベイナイト領域にとどまる時間が非常に長いため、ベイナイトが過度に発生して降伏強度が増加し、延性が劣化することがある。
次に、上記２次冷却の後に上記鋼板を過時効処理することができる。上記過時効処理時の処理温度は３００〜４００℃に制御されることが好ましい。上記温度範囲で過時効処理を行うことにより、本発明が求めるベイナイト量を確保することができる。
次に、上記過時効処理の後に上記鋼板をスキンパス圧延することができる。この際の圧下率は０．５〜１．０％に制御されることが好ましい。上記圧下率が０．５％未満の場合は、本発明のような超高強度鋼において形状の制御が非常に困難である。これに対し、上記圧下率が１．０％を超える場合は、過度な降伏強度の増加によって、本発明が提示する降伏強度の目標である７００ＭＰａを超えてしまい、また、高延伸作業によって操業性が大きく不安定になる。
また、上述した製造方法により、鋼板の微細組織を制御することができる。本発明の一実施形態によれば、フェライトが主相であることが好ましく、ベイナイトを３０〜４０％含み、マルテンサイトを１０％以下含むことがより好ましい。
また、降伏強度差が８０ＭＰａ以下と非常に優れて安定な材質を有する冷延鋼板を提供することができる。また、延伸率が１２％以上、曲げ加工性がＲ／ｔ値で１．０以下を満たすことができる。また、炭素含量が０．１％以下、溶接性を示す指標であるＣｅｑ値が０．２４以下の冷延鋼板を提供することができる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、下記の実施例は、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限定するものではない。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載の事項、及びここから合理的に類推される事項によって決まる。
下記表１に示した成分系を満たす鋼スラブを真空溶解し、加熱炉で再加熱温度１２００℃で１時間加熱し、熱間圧延を行った後に巻き取った。この際、８８０〜９００℃の温度範囲で熱間圧延を終了し、巻取温度を６８０℃に設定した。熱間圧延した鋼板を用いて酸洗を行い、冷間圧下率を５０％として冷間圧延を行った。上記冷間圧延された鋼板を７８０℃で連続焼鈍し、１〜１０℃／ｓの冷却速度で６８０℃に１次冷却した後、下記表２の２次冷却条件で２次冷却した。また、上記冷却された鋼板を３５０℃で過時効処理した後、０．７％の圧下率でスキンパス圧延した。
上記製造された冷延鋼板から、ＪＩＳ ５号引張試験片を製作し、材質を測定した。具体的には、試験片の降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、延伸率（Ｅｌ）、降伏比（ＹＲ）及び降伏強度差（△ＹＳ）を測定して下記表２に示した。ここで、上記降伏強度差は、上記条件と同じ条件で鋼板を製造し、焼鈍温度７６０〜８００℃の範囲で焼鈍を行った後に測定した鋼板の降伏強度差である。
また、各試験片の関係式１及び２の値を測定して下記表２に併せて示した。
また、試験片の曲げ加工性を評価するために、Ｒ／ｔ≦１．０のｂｅｎｄｉｎｇ試験で表面にクラックが発生しない素材を「Ｏ」、クラックが発生する素材を「Ｘ」で下記表２に示した。
また、各試験片の微細組織のうちベイナイトの分率を測定して下記表２に併せて示した。また、発明例４及び比較例４の微細組織を走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて観察した。その写真を図６（ａ）及び（ｂ）に示す。また、発明例４及び比較例４の曲げ加工性実験結果としてそれぞれの光学顕微鏡及び走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真を図７（ａ）〜（ｄ）に示す。
また、発明例４、比較例４及び比較例２０を満たす鋼種について、上記条件を満たす方法で冷延鋼板を製造し、焼鈍温度を７６０℃、７７０℃、７８０℃、７９０℃及び８００℃に変化させながら各焼鈍温度別に降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）及び延伸率（Ｅｌ）の値を測定し、図８（ａ）〜（ｃ）にグラフで示した。
上記表１及び２に示されているように、本発明の成分系及び製造条件を満たす発明例１〜１０は、降伏強度７００ＭＰａ以下、引張強度９８０ＭＰａ以上、延伸率１２％以上を満たし、且つ溶接性を代表する関係式２の値が０．２４以下を満たし、添加される炭素含量も０．１％以下を満たす。一方、発明例は、降伏強度差を減少させるためにＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏの添加量を制限した関係式１が５．２以下と計算され、焼鈍温度±２０℃の温度区間で降伏強度差が８０ＭＰａ以下と測定された。これは、非常に均一な材質特性を示す。上記特性は、自動車用部品への加工時に材質偏差による不良率を画期的に低減させることができるレベルである。また、発明鋼は、ベイナイト分率が３０〜４０％を満たし、曲げ加工性の指標であるＲ／ｔが１．０以下をすべて満たし、非常に優れた特性を示す。
これに対し、本発明の成分系をすべて満たしても、２次冷却終了温度が２５０℃で、急冷された比較例１〜１０は、降伏強度差が非常に大きくなる問題が発生した。これは、ベイナイト分率が３０〜４０％の条件を満たしていないためである。
また、比較例１１〜３０は、関係式１又は関係式２を満たしておらず、溶接性が劣化したり降伏強度が増加したり降伏強度差が過度に増加したり延伸率が減少したり曲げ加工性が本発明の提示する目標レベルを満たさなかった。
また、図６（ａ）及び（ｂ）に示されているように、焼鈍均熱の後に２次冷却温度を４５０℃に制御する徐冷熱処理を行った素材の場合（図６（ａ））は、フェライトをマトリックス組織とし、マルテンサイトに比べてベイナイトが主変態相からなり、その分率が３３％を占めている。しかしながら、焼鈍均熱の後に２次冷却温度を２５０℃に制御する急冷熱処理を行った素材の場合（図６（ｂ））は、フェライトとマルテンサイトがほとんどを占めている。このような組織の差異によって材質の差異が発生した。
また、図７（ａ）〜（ｄ）に示されているように、焼鈍均熱の後に２次冷却温度を４５０℃に制御する徐冷熱処理を行った素材の場合（図７（ａ）及び（ｂ））は、Ｒ／ｔ≦１．０の条件で表面クラックが全く発生しなかった。これは、光学顕微鏡（ＯＭ）及び走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）の結果からも確認できた。これに対し、焼鈍均熱の後に２次冷却温度を２５０℃に制御する急冷熱処理を行った素材の場合（図７（ｃ）及び（ｄ））は、Ｒ／ｔ≦１．０の条件で表面クラックが一部発生した。このクラックの発生は、走査電子顕微鏡でより確実に確認できた。これは、急冷熱処理を行った素材の主相がフェライトとマルテンサイトからなることから、徐冷熱処理を行った素材に比べて二相間の強度差が非常に大きいため、変形時に相間境界に亀裂が容易に発生した。また、このような亀裂の発生は、ｂｅｎｄｉｎｇ加工時に深刻な問題をもたらす可能性がある。
また、図８（ａ）〜（ｃ）に示されているように、焼鈍均熱の後に２次冷却温度を４５０℃に制御する徐冷熱処理を行った素材の場合（発明例４）は、焼鈍温度による降伏強度及び引張強度の変化がほぼなく、延伸率にも非常に優れる。しかしながら、２５０℃の急冷熱処理を行った素材の場合（比較例４）は、焼鈍温度７８０℃以上から降伏強度の変化が非常に大きく、焼鈍温度７６０〜８００℃の範囲での降伏強度差が２００ＭＰａを超える。また、比較例２０の場合は、降伏強度差が１５０ＭＰａ以上と非常に大きい。また、上記表２に示されていように、徐冷熱処理を行った素材の場合（比較例１９）も、成分が本発明例と多少異なり、焼鈍温度７６０〜８００℃の範囲での降伏強度差が８０ＭＰａを大きく超える。
以上のように、本発明は、成分系及び製造条件を非常に厳格に制御することにより、溶接性のみならず曲げ加工性、延伸率にも非常に優れた鋼材を提供することができる。また、このような優れた特性は、焼鈍温度±２０℃の広い区間でもほぼ一定であるため、顧客が求める条件を十分に満すことができる。
Claims (7)
- 重量％で、Ｃ：０．０７〜０．０９５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：２．０〜２．４％、Ｐ：０．００１〜０．１０％、Ｓ：０．０１０％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．５〜１．０％、Ｍｏ：０．０３〜０．１５％、Ｂ：０．００１０〜０．００６０％、Ｓｂ：０．００１〜０．１０％を含み、Ｔｉ：０．００３〜０．０８％及びＮｂ：０．００３〜０．０８のうち１種又は２種を含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、
前記Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＭｏが［関係式１］６０Ｃ−０．２Ｓｉ−０．１５Ｍｎ＋２．２Ｓｉ×Ｍｏ≦５．２を満たし、
前記Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｐ及びＳが［関係式２］Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋２Ｐ＋４Ｓ≦０．２４を満たす、溶接性及び曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板。 - 前記冷延鋼板の微細組織は、３０〜４０％のベイナイト、１０％以下のマルテンサイト、及び残部のフェライトからなる、請求項１に記載の溶接性及び曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板。
- 前記冷延鋼板の降伏強度差は８０ＭＰａ以下である、請求項１に記載の溶接性及び曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板。
- 重量％で、Ｃ：０．０７〜０．０９５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：２．０〜２．４％、Ｐ：０．００１〜０．１０％、Ｓ：０．０１０％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．５〜１．０％、Ｍｏ：０．０３〜０．１５％、Ｂ：０．００１０〜０．００６０％、Ｓｂ：０．００１〜０．１０％を含み、Ｔｉ：０．００３〜０．０８％及びＮｂ：０．００３〜０．０８のうち１種又は２種を含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、前記Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＭｏが［関係式１］６０Ｃ−０．２Ｓｉ−０．１５Ｍｎ＋２．２Ｓｉ×Ｍｏ≦５．２を満たし、前記Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｐ及びＳが［関係式２］Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋２Ｐ＋４Ｓ≦０．２を満たすスラブを加熱する段階と、
前記加熱された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巻き取る段階と、
前記巻き取られた鋼板を冷間圧延する段階と、
前記冷間圧延された鋼板を７５０〜８２０℃で連続焼鈍する段階と、
前記連続焼鈍された鋼板を１〜１０℃／ｓの冷却速度で６５０〜７００℃まで冷却する１次冷却する段階と、
前記１次冷却された鋼板を５〜２０℃／ｓの冷却速度で４００〜５００℃まで冷却する２次冷却する段階と、
前記鋼板を３００〜４００℃で過時効処理する段階と、
を含む、溶接性及び曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法 - 前記熱間圧延する段階において仕上げ圧延温度は８００〜９５０℃であり、前記巻き取る段階において巻取温度は５００〜７５０℃である、請求項４に記載の溶接性及び曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法。
- 前記冷間圧延する段階において圧下率は４０〜７０％である、請求項４に記載の溶接性及び曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法。
- 前記過時効処理する段階の後に、圧下率０．５〜１．０％でスキンパス圧延する段階をさらに含む、請求項４に記載の溶接性及び曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法。
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