JP2024535906A - 表面品質に優れ、材質偏差が少ない高強度冷延鋼板及びこの製造方法 - Google Patents
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Abstract
本発明は、表面品質に優れ、材質偏差が少ない高強度冷延鋼板及びこの製造方法に関するものであり、より詳細には表面欠陥が少なくて材質偏差が少ないながらも、高い強度及び伸び率を確保して自動車用部品に適合に用いられることができる高強度冷延鋼板及びこの製造方法に関するものである。
Description
本発明は、自動車車体のフィラー、シートレール、及びメンバ等の成形量が多い構造部材に用いられる高強度冷延鋼板及びこの製造方法に関するものであり、より詳細には表面品質に優れ、材質偏差が少なく、自動車用部品に適合に用いられることができる高強度冷延鋼板及びこの製造方法に関するものである。
最近、自動車産業は安全及び環境に対する規制が強化されており、車両の燃費向上と乗客の保護のために車体を製造する際に、引張強度１１８０ＭＰａ級以上の高強度鋼の使用が増加している。
従来の自動車車体に用いられる高強度鋼は、軟質のフェライト基地と硬質マルテンサイト２相から構成されたＤＰ（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）鋼、残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用したＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼またはフェライトと硬質のベイナイトまたはマルテンサイトの複合組織から構成されるＣＰ（Ｃｏｍｐｌｅｘｅｄ Ｐｈａｓｅ）鋼などがあった。
しかしながら、高強度鋼において、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ等が多量添加された場合には溶接性が劣化し、焼鈍時の炉内デントによる鋼板の表面欠陥が発生する問題がある。また、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏなどの硬化能元素が多量添加された場合には、熱延コイルの材質偏差が発生して冷間圧延時に厚さ品質が悪化するという問題がある。このとき、炉内デントによる表面欠陥は、鋼板表面の金属系酸化物が焼鈍炉ロールに吸着及び集積されて、通板時に鋼板とロールとの接触で形成される鋼板の表面欠陥を意味する。
上記のような問題を解決するための高強度冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板の製造技術に関連する先行技術の内容を簡略に説明すると次の通りである。
従来技術のうち、特許文献１は、体積率で、６０％以上の低温変態相を含む熱延鋼板を冷間圧下率６０％超過８０％未満に冷間圧延する工程と、冷間圧延後の鋼板をフェライト及びオーステナイト２相域で連続焼鈍する工程を介して高強度冷延鋼板及びその製造方法を提示している。しかし、特許文献１から得られる冷延鋼板は強度が３７０～５９０ＭＰａレベルに低くて、自動車耐衝撃部材への適用が難しく、内外板パネル（Ｐａｎｅｌ）の用途のみに限定される問題があった。
また、特許文献２は、テンパードマルテンサイト（ｔｅｍｐｅｒｅｄ ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）相を活用して高強度と高延性を同時に得て、連続焼鈍後の板形状度に優れる冷延鋼板を製造する方法を開示している。しかし、特許文献２の技術は、鋼中の炭素の含有量が０．２％以上と高くて、溶接性が劣化する問題及びＳｉの多量含有によって炉内デントによる表面欠陥が発生する問題があった。
本発明の一態様によると、表面品質に優れ、材質偏差が少ない高強度冷延鋼板及びこの製造方法を提供しようとする。
本発明の課題は、上述した内容に限定されない。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、誰でも本発明の明細書に記載された全体内容から本発明のさらなる課題を理解するのに何ら困難がない。
本発明の一態様は、
重量％で、Ｃ：０．０５～０．３％、Ｓｉ：０．０１～２．０％、Ｍｎ：１．５～３．０％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｐ：０．００１～０．０１５％、Ｓ：０．００１～０．０１％、Ｎ：０．００１～０．０１％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、
下記関係式１で定義される値は、１．２以上１．５以下を満たし、
微細組織として、面積％で、ベイナイトとマルテンサイトの合計：９０％以上であり、残部はオーステナイトを含み、
深さが１００μｍ以上及び短辺長さが１ｍｍ以上のうち１つ以上の条件を満たす表面欠陥の平均個数は、１０個／ｍ２未満である、高強度冷延鋼板を提供する。
［関係式１］
Ｃ＋（１．３×Ｓｉ＋Ｍｎ）／６＋（Ｃｒ＋１．２×Ｍｏ）／５＋１００×Ｂ
（上記関係式１において、上記Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＢは、各元素に対する重量％平均含有量を示す。また、上記各元素が未添加の場合には０を代入する。）
重量％で、Ｃ：０．０５～０．３％、Ｓｉ：０．０１～２．０％、Ｍｎ：１．５～３．０％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｐ：０．００１～０．０１５％、Ｓ：０．００１～０．０１％、Ｎ：０．００１～０．０１％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、
下記関係式１で定義される値は、１．２以上１．５以下を満たし、
微細組織として、面積％で、ベイナイトとマルテンサイトの合計：９０％以上であり、残部はオーステナイトを含み、
深さが１００μｍ以上及び短辺長さが１ｍｍ以上のうち１つ以上の条件を満たす表面欠陥の平均個数は、１０個／ｍ２未満である、高強度冷延鋼板を提供する。
［関係式１］
Ｃ＋（１．３×Ｓｉ＋Ｍｎ）／６＋（Ｃｒ＋１．２×Ｍｏ）／５＋１００×Ｂ
（上記関係式１において、上記Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＢは、各元素に対する重量％平均含有量を示す。また、上記各元素が未添加の場合には０を代入する。）
本発明のまた他の一態様は、
重量％で、Ｃ：０．０５～０．３％、Ｓｉ：０．０１～２．０％、Ｍｎ：１．５～３．０％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｐ：０．００１～０．０１５％、Ｓ：０．００１～０．０１％、Ｎ：０．００１～０．０１％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１で定義される値が１．２以上１．５以下を満たす鋼スラブを１１００～１３５０℃に再加熱する段階；
上記再加熱された鋼スラブを８５０～１１５０℃で熱間圧延する段階；
上記熱間圧延された鋼板を４５０～７００℃までの平均冷却速度１０～７０℃／ｓで冷却する段階；
上記冷却された鋼板を４５０～７００℃で巻き取る段階；
上記巻き取られた鋼板を４０～７０％の圧下率で冷間圧延する段階；及び
上記冷間圧延された鋼板を７４０～９００℃で連続焼鈍する段階；
を含み、
上記巻き取る段階は鋼板の全体幅を基準として、幅方向に両端部の表面温度（Ｔｅ）が６０１～７００℃を満たし、中央部の表面温度（Ｔｃ）が４５０～６００℃を満たすように制御する、高強度冷延鋼板の製造方法を提供する。
［関係式１］
Ｃ＋（１．３×Ｓｉ＋Ｍｎ）／６＋（Ｃｒ＋１．２×Ｍｏ）／５＋１００×Ｂ
（上記関係式１において、上記Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＢは、各元素に対する重量％平均含有量を示す。また、上記各元素が未添加の場合には０を代入する。）
重量％で、Ｃ：０．０５～０．３％、Ｓｉ：０．０１～２．０％、Ｍｎ：１．５～３．０％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｐ：０．００１～０．０１５％、Ｓ：０．００１～０．０１％、Ｎ：０．００１～０．０１％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１で定義される値が１．２以上１．５以下を満たす鋼スラブを１１００～１３５０℃に再加熱する段階；
上記再加熱された鋼スラブを８５０～１１５０℃で熱間圧延する段階；
上記熱間圧延された鋼板を４５０～７００℃までの平均冷却速度１０～７０℃／ｓで冷却する段階；
上記冷却された鋼板を４５０～７００℃で巻き取る段階；
上記巻き取られた鋼板を４０～７０％の圧下率で冷間圧延する段階；及び
上記冷間圧延された鋼板を７４０～９００℃で連続焼鈍する段階；
を含み、
上記巻き取る段階は鋼板の全体幅を基準として、幅方向に両端部の表面温度（Ｔｅ）が６０１～７００℃を満たし、中央部の表面温度（Ｔｃ）が４５０～６００℃を満たすように制御する、高強度冷延鋼板の製造方法を提供する。
［関係式１］
Ｃ＋（１．３×Ｓｉ＋Ｍｎ）／６＋（Ｃｒ＋１．２×Ｍｏ）／５＋１００×Ｂ
（上記関係式１において、上記Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＢは、各元素に対する重量％平均含有量を示す。また、上記各元素が未添加の場合には０を代入する。）
本発明の一態様によると、表面品質に優れ、材質偏差が少ない高強度冷延鋼板及びこの製造方法を提供することができる。
本発明の多様でありながらも有意義な利点及び効果は、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されることができる。
以下、本発明の好ましい実施形態を説明する。しかし、本発明の実施形態は、いくつかの他の形態に変形することができ、本発明の範囲が以下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、当該技術分野で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。
尚、本明細書で用いられる用語は特定実施例を説明するためのものであり、本発明を限定する意図ではない。例えば、本明細書で用いられる単数の形態は、関連定義がこれと明らかに反対される意味を表しない限り、複数の形態も含む。また、明細書において用いられる「含む」の意味は、構成を具体化し、他の構成の存在や付加を除外するものではない。
従来技術では、１１８０ＭＰａ以上の高強度であり、成形性に優れ、成形量が多い構造部材にも適用可能でありながらも、表面品質に優れ、材質偏差が少ない冷延鋼板に対する高級の需要を満たす技術は開発されなかった。
そこで、本発明者らは、従来技術の問題点を解決しながらも、上述した特性を全て満たす冷延鋼板を提供しようと鋭意検討を行った結果、鋼板の組成及び製造条件を最適化し、微細組織及び表面欠陥の特性を制御することにより、上述した目的を達成可能であることを見出し、本発明を完成するに至った。
すなわち、本発明によると、１１８０ＭＰａ以上の高強度でありながらも、オーステナイトを微細組織として含むことによって引張強度と伸び率の積が１５，０００ＭＰａ％以上（より好ましくは、１６，０００ＭＰａ％以上）と高く、Ｂ－フィラーなどの高成形部品に適合に適用することができる高強度鋼材を効果的に提供することができる。
以下、本発明の一態様による表面品質に優れ、材質偏差が少ない高強度鋼板について詳細に説明する。
本発明の一態様による高強度冷延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０５～０．３％、Ｓｉ：０．０１～２．０％、Ｍｎ：１．５～３．０％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｐ：０．００１～０．０１５％、Ｓ：０．００１～０．０１％、Ｎ：０．００１～０．０１％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む。
以下では、本発明による冷延鋼板の成分添加の理由と含有量の限定理由について具体的に説明する。このとき、本明細書において、各元素の含有量を示すときには、特に断りのない限り、重量％を示す。
Ｃ：０．０５～０．３％
上記炭素（Ｃ）は、鋼を強化させるのに効果的なマルテンサイト組織を確保する上で、非常に重要な成分である。Ｃの添加量が増加すると、マルテンサイト相及びベイナイト相分率が増加して引張強度が増加するようになる。したがって、高強度確保のために、上記Ｃ含有量の下限は０．０５％に制御する。しかし、Ｃ含有量が増加すると、２相域焼鈍時にオーステナイト領域を拡張することにより硬質相であるマルテンサイト相及びベイナイト相分率は増加し、軟質相であるオーステナイト相分率は減少して成形性が劣化し、溶接性も劣化する。したがって、上記Ｃ含有量の上限は０．３％に制御する。一方、上述した効果をより改善する観点から、より好ましくは、上記Ｃ含有量の下限は０．１０％であることができ、あるいは上記Ｃ含有量の上限は０．２０％であることができる。
上記炭素（Ｃ）は、鋼を強化させるのに効果的なマルテンサイト組織を確保する上で、非常に重要な成分である。Ｃの添加量が増加すると、マルテンサイト相及びベイナイト相分率が増加して引張強度が増加するようになる。したがって、高強度確保のために、上記Ｃ含有量の下限は０．０５％に制御する。しかし、Ｃ含有量が増加すると、２相域焼鈍時にオーステナイト領域を拡張することにより硬質相であるマルテンサイト相及びベイナイト相分率は増加し、軟質相であるオーステナイト相分率は減少して成形性が劣化し、溶接性も劣化する。したがって、上記Ｃ含有量の上限は０．３％に制御する。一方、上述した効果をより改善する観点から、より好ましくは、上記Ｃ含有量の下限は０．１０％であることができ、あるいは上記Ｃ含有量の上限は０．２０％であることができる。
Ｓｉ：０．０１～２．０％
上記シリコン（Ｓｉ）は、溶鋼を脱酸させ、固溶強化効果があり、粗大な炭化物形成を遅らせて成形性を向上させるのに有利な元素である。しかしながら、上記Ｓｉ含有量が０．０１％未満であると、上述した効果が少なくて成形性を向上させることが困難である。一方、上記Ｓｉ含有量が２．０％を超過すると、熱間圧延時に、鋼板表面にＳｉによる赤色スケールが激しく形成され、焼鈍工程中に表面に濃化して未めっきが発生するようになる。さらに、表面酸化物の形成によりめっき密着性も劣化し、表面品質が非常に悪くなる問題点がある。したがって、本発明において、Ｓｉの含有量を０．０１～２．０％に制御する。一方、上述した効果をより改善する観点から、より好ましくは、上記Ｓｉ含有量の下限は０．３％であることができ、あるいは上記Ｓｉ含有量の上限は１．９０％であることができる。
上記シリコン（Ｓｉ）は、溶鋼を脱酸させ、固溶強化効果があり、粗大な炭化物形成を遅らせて成形性を向上させるのに有利な元素である。しかしながら、上記Ｓｉ含有量が０．０１％未満であると、上述した効果が少なくて成形性を向上させることが困難である。一方、上記Ｓｉ含有量が２．０％を超過すると、熱間圧延時に、鋼板表面にＳｉによる赤色スケールが激しく形成され、焼鈍工程中に表面に濃化して未めっきが発生するようになる。さらに、表面酸化物の形成によりめっき密着性も劣化し、表面品質が非常に悪くなる問題点がある。したがって、本発明において、Ｓｉの含有量を０．０１～２．０％に制御する。一方、上述した効果をより改善する観点から、より好ましくは、上記Ｓｉ含有量の下限は０．３％であることができ、あるいは上記Ｓｉ含有量の上限は１．９０％であることができる。
Ｍｎ：１．５～３．０％
上記マンガン（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、硬化能を大きく増加させる元素である。但し、Ｍｎ含有量が１．５％未満であると、添加による上述した効果が得られず、Ｍｎ含有量が３．０％を超過すると、強化効果が大きく増加し、延性が減少するようになる。また、連鋳工程でスラブ鋳造時の厚さ中心部で偏析部が大きく発達し、熱延後の冷却時には厚さ方向への微細組織を不均一にし、ＭｎＳを形成して伸びフランジ性等の成形性が劣るようになる。したがって、本発明において、Ｍｎの含有量を１．５～３．０％に制御する。一方、上述した効果をより改善する観点から、より好ましくは、上記Ｍｎ含有量の下限は２．０％であることができ、あるいは上記Ｍｎ含有量の上限は２．８％であることができる。
上記マンガン（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、硬化能を大きく増加させる元素である。但し、Ｍｎ含有量が１．５％未満であると、添加による上述した効果が得られず、Ｍｎ含有量が３．０％を超過すると、強化効果が大きく増加し、延性が減少するようになる。また、連鋳工程でスラブ鋳造時の厚さ中心部で偏析部が大きく発達し、熱延後の冷却時には厚さ方向への微細組織を不均一にし、ＭｎＳを形成して伸びフランジ性等の成形性が劣るようになる。したがって、本発明において、Ｍｎの含有量を１．５～３．０％に制御する。一方、上述した効果をより改善する観点から、より好ましくは、上記Ｍｎ含有量の下限は２．０％であることができ、あるいは上記Ｍｎ含有量の上限は２．８％であることができる。
Ａｌ：０．０１～０．１％
上記アルミニウム（Ａｌ）は、主に脱酸のために添加する成分である。上記Ａｌ含有量が０．０１％未満であると、その添加効果が不足する。一方、上記Ａｌ含有量が０．１％を超過すると、窒素と結合してＡｌＮが形成され、連鋳鋳造時にスラブにコーナークラックが発生し易く、介在物形成による欠陥が発生しやすい。したがって、本発明において、Ａｌの含有量を０．０１～０．１％に制御する。一方、上述した効果をより改善する観点から、より好ましくは、上記Ａｌ含有量の下限は０．０１５％であることができ、あるいは上記Ａｌ含有量の上限は０．０６％であることができる。
上記アルミニウム（Ａｌ）は、主に脱酸のために添加する成分である。上記Ａｌ含有量が０．０１％未満であると、その添加効果が不足する。一方、上記Ａｌ含有量が０．１％を超過すると、窒素と結合してＡｌＮが形成され、連鋳鋳造時にスラブにコーナークラックが発生し易く、介在物形成による欠陥が発生しやすい。したがって、本発明において、Ａｌの含有量を０．０１～０．１％に制御する。一方、上述した効果をより改善する観点から、より好ましくは、上記Ａｌ含有量の下限は０．０１５％であることができ、あるいは上記Ａｌ含有量の上限は０．０６％であることができる。
Ｐ：０．００１～０．０１５％
上記リン（Ｐ）は、固溶強化効果が非常に大きい合金元素であり、少ない含有量でも大きな強化効果を得ることができるという特徴がある。しかし、Ｐを過度に添加すると、粒界偏析による脆性が発生し、成形時に微細な亀裂が発生しやすく、延性と耐衝撃特性を大きく悪化させる。また、めっき時に表面に欠陥を引き起こす問題もある。したがって、Ｐ含有量の上限を０．０１５％に制御する。一方、上記Ｐ含有量が０．００１％未満であると、これを満たすために製造費用が過度に要求されて、経済的に不利であるだけでなく、確保される強度も不十分となるため、Ｐ含有量の下限を０．００１％以上に制御する。したがって、本発明では、上記Ｐ含有量を０．００１～０．０１５％に制御することが好ましい。一方、上述した効果をより改善する観点から、より好ましくは、上記Ｐ含有量の下限は０．００３％であることができ、あるいは上記Ｐ含有量の上限は０．０１２％であることができる。
上記リン（Ｐ）は、固溶強化効果が非常に大きい合金元素であり、少ない含有量でも大きな強化効果を得ることができるという特徴がある。しかし、Ｐを過度に添加すると、粒界偏析による脆性が発生し、成形時に微細な亀裂が発生しやすく、延性と耐衝撃特性を大きく悪化させる。また、めっき時に表面に欠陥を引き起こす問題もある。したがって、Ｐ含有量の上限を０．０１５％に制御する。一方、上記Ｐ含有量が０．００１％未満であると、これを満たすために製造費用が過度に要求されて、経済的に不利であるだけでなく、確保される強度も不十分となるため、Ｐ含有量の下限を０．００１％以上に制御する。したがって、本発明では、上記Ｐ含有量を０．００１～０．０１５％に制御することが好ましい。一方、上述した効果をより改善する観点から、より好ましくは、上記Ｐ含有量の下限は０．００３％であることができ、あるいは上記Ｐ含有量の上限は０．０１２％であることができる。
Ｓ：０．００１～０．０１％
上記硫黄（Ｓ）は鋼中に存在する不純物であり、Ｓ含有量が０．０１％を超過すると、Ｍｎ等と結合して非金属介在物を形成し、これにより鋼の切断加工時に微細な亀裂が発生しやすく、伸びフランジ性と耐衝撃性が大きく悪化するという問題がある。また、上記Ｓ含有量が０．００１％未満になるように製造するためには、製鋼操業時に時間が多くかかり、生産性が低下するという問題がある。したがって、本発明において、Ｓ含有量を０．００１～０．０１％に制御することが好ましい。一方、上述した効果をより改善する観点から、より好ましくは、上記Ｓ含有量の下限は０．００２％であることができ、あるいは上記Ｓ含有量の上限は０．００５％であることができる。
上記硫黄（Ｓ）は鋼中に存在する不純物であり、Ｓ含有量が０．０１％を超過すると、Ｍｎ等と結合して非金属介在物を形成し、これにより鋼の切断加工時に微細な亀裂が発生しやすく、伸びフランジ性と耐衝撃性が大きく悪化するという問題がある。また、上記Ｓ含有量が０．００１％未満になるように製造するためには、製鋼操業時に時間が多くかかり、生産性が低下するという問題がある。したがって、本発明において、Ｓ含有量を０．００１～０．０１％に制御することが好ましい。一方、上述した効果をより改善する観点から、より好ましくは、上記Ｓ含有量の下限は０．００２％であることができ、あるいは上記Ｓ含有量の上限は０．００５％であることができる。
Ｎ：０．００１～０．０１％
上記窒素（Ｎ）は、Ｃと一緒に代表的な固溶強化元素であり、Ｔｉ及びＡｌなどと一緒に粗大な析出物を形成するのに寄与する。一般的に、Ｎの固溶強化効果は炭素よりも優れるが、鋼中のＮの量が増加するほど靭性が大きく低下するという問題点がある。また、Ｎ含有量が０．００１％未満になるように製造するためには、製鋼操業時に時間が多くかかり、生産性が低下するという問題がある。したがって、本発明において、Ｎ含有量を０．００１～０．０１％に制御することが好ましい。一方、上述した効果をより改善する観点から、より好ましくは、上記Ｎ含有量の下限は０．００２％であることができ、上記Ｎ含有量の上限は０．００６％であることができる。
上記窒素（Ｎ）は、Ｃと一緒に代表的な固溶強化元素であり、Ｔｉ及びＡｌなどと一緒に粗大な析出物を形成するのに寄与する。一般的に、Ｎの固溶強化効果は炭素よりも優れるが、鋼中のＮの量が増加するほど靭性が大きく低下するという問題点がある。また、Ｎ含有量が０．００１％未満になるように製造するためには、製鋼操業時に時間が多くかかり、生産性が低下するという問題がある。したがって、本発明において、Ｎ含有量を０．００１～０．０１％に制御することが好ましい。一方、上述した効果をより改善する観点から、より好ましくは、上記Ｎ含有量の下限は０．００２％であることができ、上記Ｎ含有量の上限は０．００６％であることができる。
一方、本発明の一態様によると、特に限定するものではないが、選択的に、上記冷延鋼板は重量％で、Ｃｒ：１．０％以下（０％含む）、Ｍｏ：０．２％以下（０％含む）及びＢ：０．００５％以下（０％含む）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、上記選択的添加元素の添加理由及び含有量の限定理由について説明する。
Ｃｒ：１．０％以下（０％含む）
クロム（Ｃｒ）は、鋼の硬化能を向上させ、高強度を確保するために添加される成分であり、マルテンサイト形成に非常に重要な役割を果たす元素であり、強度上昇に対して伸び率の低下を最小化させ、高延性を有する複合組織鋼の製造にも有利である。したがって、上述した効果のために上記Ｃｒを選択的に添加することができる。但し、上記Ｃｒ含有量が１．０％を超過すると、上述した効果が飽和するだけでなく、過度の熱延強度の増加により冷間圧延性が劣化するという問題がある。また、焼鈍後のマルテンサイト分率が大きく増加して伸び率の低下を招く問題があるため、Ｃｒ含有量の上限を１．０％以下に制御する。一方、上述した効果をより改善する観点から、より好ましくは、上記Ｃｒ含有量の下限は０．１％であることができ、あるいは上記Ｃｒ含有量の上限は０．８％であることができる。
クロム（Ｃｒ）は、鋼の硬化能を向上させ、高強度を確保するために添加される成分であり、マルテンサイト形成に非常に重要な役割を果たす元素であり、強度上昇に対して伸び率の低下を最小化させ、高延性を有する複合組織鋼の製造にも有利である。したがって、上述した効果のために上記Ｃｒを選択的に添加することができる。但し、上記Ｃｒ含有量が１．０％を超過すると、上述した効果が飽和するだけでなく、過度の熱延強度の増加により冷間圧延性が劣化するという問題がある。また、焼鈍後のマルテンサイト分率が大きく増加して伸び率の低下を招く問題があるため、Ｃｒ含有量の上限を１．０％以下に制御する。一方、上述した効果をより改善する観点から、より好ましくは、上記Ｃｒ含有量の下限は０．１％であることができ、あるいは上記Ｃｒ含有量の上限は０．８％であることができる。
Ｍｏ：０．２％以下（０％含む）
モリブデン（Ｍｏ）は、パーライト形成を抑制し、硬化能を増加させる元素である。したがって、上述した効果を確保するために、本発明では選択的にＭｏを添加することができる。但し、Ｍｏ含有量が０．２％を超過すると、強度の向上効果は、大きく増加しないのに対し、延性が悪化して経済的にも不利になることがある。したがって、上記Ｍｏの含有量は０．２％以下に制御することが好ましい。一方、上述した効果をより改善する観点から、より好ましくは、上記Ｍｏ含有量の下限は０．０１％であることができ、あるいは上記Ｍｏ含有量の上限は０．２０％であることができる。
モリブデン（Ｍｏ）は、パーライト形成を抑制し、硬化能を増加させる元素である。したがって、上述した効果を確保するために、本発明では選択的にＭｏを添加することができる。但し、Ｍｏ含有量が０．２％を超過すると、強度の向上効果は、大きく増加しないのに対し、延性が悪化して経済的にも不利になることがある。したがって、上記Ｍｏの含有量は０．２％以下に制御することが好ましい。一方、上述した効果をより改善する観点から、より好ましくは、上記Ｍｏ含有量の下限は０．０１％であることができ、あるいは上記Ｍｏ含有量の上限は０．２０％であることができる。
Ｂ：０．００５％以下（０％含む）
ボロン（Ｂ）は、鋼中に固溶状態で存在する場合に結晶粒界を安定させて低温域での鋼の脆性を改善する効果があり、鋼の硬化能を大きく増加させる。したがって、上述した効果のために上記Ｂを選択的に添加することができる。但し、上記Ｂの上限が０．００５％を超過すると、焼鈍時に再結晶を遅らせて表面に酸化物を形成してめっき性が劣化するようになる。したがって、上記Ｂの含有量は０．００５％以下に制御することが好ましい。一方、上述した効果をより改善する観点から、より好ましくは、上記Ｂ含有量の下限は０．００１５％であることができ、あるいは上記Ｂ含有量の上限は０．００２５％であることができる。
ボロン（Ｂ）は、鋼中に固溶状態で存在する場合に結晶粒界を安定させて低温域での鋼の脆性を改善する効果があり、鋼の硬化能を大きく増加させる。したがって、上述した効果のために上記Ｂを選択的に添加することができる。但し、上記Ｂの上限が０．００５％を超過すると、焼鈍時に再結晶を遅らせて表面に酸化物を形成してめっき性が劣化するようになる。したがって、上記Ｂの含有量は０．００５％以下に制御することが好ましい。一方、上述した効果をより改善する観点から、より好ましくは、上記Ｂ含有量の下限は０．００１５％であることができ、あるいは上記Ｂ含有量の上限は０．００２５％であることができる。
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、原料や周囲の環境変数により意図しない不純物が不可避に混入することがあるため、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でも分かるものであるため、そのすべての内容を特に本明細書では言及しない。
本発明の一態様によると、上記高強度冷延鋼板は、下記関係式１で定義される値は１．２以上１．５以下であることができる。これを満たすことにより、引張強度と伸び率の積が１５，０００ＭＰａ％以上（より好ましくは１６，０００ＭＰａ％以上２０，０００ＭＰａ％以下、最も好ましくは１６，３００ＭＰａ％以上１８，０００ＭＰａ％以下）を満たして高成形部品に適合に使用可能であるのみならず、冷延鋼板の材質偏差を最小化し、表面欠陥の発生を抑制して目的とする材質を確保することができる。
［関係式１］
Ｃ＋（１．３×Ｓｉ＋Ｍｎ）／６＋（Ｃｒ＋１．２×Ｍｏ）／５＋１００×Ｂ
（上記関係式１において、上記Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＢは、各元素に対する重量％平均含有量を示す。このとき、上記各元素が未添加の場合には０を代入する。）
［関係式１］
Ｃ＋（１．３×Ｓｉ＋Ｍｎ）／６＋（Ｃｒ＋１．２×Ｍｏ）／５＋１００×Ｂ
（上記関係式１において、上記Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＢは、各元素に対する重量％平均含有量を示す。このとき、上記各元素が未添加の場合には０を代入する。）
本発明において、上記関係式１は、本発明の組成による鋼材の硬化能（Ｈａｒｄｅｎａｂｉｌｉｔｙ）を示す式であり、各元素前の係数は、当該元素が硬化能に寄与する尺度を定量的に表したものである。鋼材の硬化能が大きいとベイナイト相とマルテンサイト相のような硬質の低温変態相の確保に有利であり、強度向上に寄与し、硬化能が低いほどオーステナイト変態が促進されて強度確保に不利である。
特に、本発明において目標とする引張強度１１８０ＭＰａ以上の高強度を確保しながらも、引張強度と伸び率の積が１５，０００ＭＰａ％以上（より好ましくは１６，０００ＭＰａ％以上２０，０００ＭＰａ％以下、最も好ましくは１６，３００ＭＰａ％以上１８，０００ＭＰａ％以下）の高成形性を満たすためには、上記関係式１から定義される値が１．２以上を満たす必要がある。但し、上記関係式１から定義される値が１．５を超過すると強度が高くなりすぎて、伸び率が悪化するという問題がある。さらに、上記関係式１から定義される値が１．５を超過すると、熱間圧延直後に熱延鋼板を４５０～７００℃まで平均冷却速度１０～７０℃／ｓに冷却する段階でオーステナイトの相変態が大きく遅れる。これにより、以降巻き取る段階で熱延鋼板内のベイナイト相のうち、硬度が高い下部ベイナイト相とマルテンサイト相が過度に多く形成されて、幅方向への位置による材質偏差がひどくなり、形状が悪化されるという問題がある。したがって、本発明においては、上記関係式１で定義される値が１．２以上１．５以下を満たすように制御することが好ましい。
上述した効果をより極大化する観点から、上記関係式１から定義される値の下限は１．２１であることができ、あるいは上記関係式１から定義される値の上限は１．４８であることができる。
一方、本発明の一態様によると、上記高強度冷延鋼板は、微細組織として、面積％で、ベイナイトとマルテンサイトの合計：９０％以上であり、残部はオーステナイトを含む。
上記微細組織中に、ベイナイトとマルテンサイトの合計が９０％未満であると、強度が不十分である問題がある。また、残部はオーステナイトであることができ、上記微細組織中にオーステナイトは面積％で、１０％以下（０％除く）であることができる。上記微細組織中にオーステナイトが１０％を超過すると、伸び率が不十分である問題がある。
本発明の一態様によると、上記高強度冷延鋼板は、微細組織として、面積％で、ベイナイトとマルテンサイトの合計：９０％以上（１００％は除く）、残部オーステナイト（すなわち、オーステナイト：１０％以下（０％除く））を含むことができる。あるいは、上述した効果をより改善する観点から、上記ベイナイトとマルテンサイトの合計の上限は９７％であることができる。
あるいは、本発明の一態様によると、特に限定するものではないが、引張強度と伸び率の改善の観点から、上記微細組織は、面積％で、オーステナイト：３～４％を含むことができる。上記微細組織中に、オーステナイトが３％未満であると、伸び率未達の問題が生じることがあり、オーステナイトが４％を超過すると強度未達の問題が生じることがある。
また、本発明の一態様によると、特に限定するものではないが、上記微細組織は、面積％で、ベイナイト：７８～８６％を含むことができる。上記微細組織中に、ベイナイトが７８％未満であるか、ベイナイトが８６％を超過すると強度に満たず、引張強度と伸び率の積が１５，０００ＭＰａ％以上である冷延鋼板を確保し難いことがある。
或いは、本発明の一態様によると、特に限定するものではないが、上記微細組織は、面積％で、マルテンサイト：１１～１８％を含むことができる。上記微細組織中に、マルテンサイトが１１％未満であると、強度が不十分であることがあり、マルテンサイトが１８％を超過すると、伸び率が劣化して引張強度と伸び率の積が１５，０００ＭＰａ％以上である冷延鋼板を確保し難いという問題が生じることがある。
本発明の一態様によると、上記高強度冷延鋼板は、深さが１００μｍ以上及び短辺長さが１ｍｍ以上のうち１つ以上の条件を満たす表面欠陥の平均個数は１０個／ｍ２未満（０個／ｍ２を含む）である。上記表面欠陥の平均個数を測定することにおいて、「深さが１００μｍ以上」や「短辺長さが１ｍｍ以上」という条件は、表面欠陥の平均個数を測定するために充足すると十分である判断基準に過ぎない。したがって、本明細書において、上述した深さ及び短辺長さに関する各上限値は特に限定されない。
本発明において、表面欠陥は溝形状を有する欠陥を意味し、具体的には厚さ方向に凹状の欠陥として鋼板表面を目視で観察したときに確認可能な欠陥をいう。なお、上記表面欠陥の深さは、冷延鋼板に対する厚さ方向の断面（すなわち、断面基準で、圧延方向に垂直な方向を意味）を基準として、いずれか一つの溝状の表面欠陥に対する厚さ方向への「最高深さ」を意味することができる。また、上記表面欠陥の短辺長さは、冷延鋼板に対する表面を基準として、上記最高深さとなる地点を通る最短長さを意味することができる。一方、上述した鋼板の表面に存在する溝状の表面欠陥を観察し、各表面欠陥に対する深さと短辺長さを確認するために、高倍率の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて撮影した写真を図２に示した。
本発明者らは、従来技術の問題点を解決し、目的とするレベルの強度及び成形性を確保しながらも、表面欠陥及び材質偏差を最小化することができる冷延鋼板を提供するために鋭意研究を重ねた。
その結果、上述した深さが１００μｍ以上、及び短辺長さが１ｍｍ以上のうち１つ以上の条件を満たす表面欠陥の平均個数を１０個／ｍ２未満に制御することにより、上述した効果が確保可能であることを見出した。すなわち、本発明において、上記表面欠陥の平均個数が１０個／ｍ２以上であると、表面デントが発生する問題が生じることがある。一方、上述した効果をより改善する観点から、好ましくは、上述した表面欠陥の平均個数が８個／ｍ２以下であることができる。
一方、本発明の一態様によると、本発明者らは鋼板表面に表面欠陥が存在しても、材質偏差等に影響を与えず、目的とするレベルの強度及び成形性を同時確保可能な冷延鋼板を提供するために更なる研究を重ねた。
その結果、本発明において表面欠陥が存在しても材質偏差等に影響を与えないレベルの表面欠陥特性を追加的に発見した。具体的には、本発明において特に限定するものではないが、上記表面欠陥の最大深さは５００μｍ以下を満たすことができる。このとき、上記表面欠陥の最大深さは、鋼板の表面に存在する各表面欠陥に対する深さの最大値を意味することができる。
一方、本発明の一態様によると、上記冷延鋼板の幅方向に、両端部と中央部の降伏強度（ＹＳ）との差が１００ＭＰａ以下であることができる。上記両端部と中央部の降伏強度との差が１００ＭＰａ以下を満たすことで、幅方向への材質偏差が低減された鋼板を提供することができ、幅方向に材質が均一な効果がある。このとき、上記「両端部」とは、冷延鋼板の幅方向に全体幅（１００％という）を基準として両末端から３０％区間（合計：６０％に該当）をいい、上記「中央部」とは、冷延鋼板の幅方向に全体幅を基準として、上記両端部を除いた残りの４０％区間を意味することができる。
本発明の一態様によると、上記冷延鋼板は、引張強度が１１８０ＭＰａ以上であることができ、より好ましくは１２００ＭＰａ以上１３１０ＭＰａ以下であることができる。上記冷延鋼板の引張強度が１２００ＭＰａ未満であると、高成形部品に要求される強度に満たないという問題が生じることがあり、１３１０ＭＰａを超過すると、伸び率が劣化して高成形部品に適合に適用できないという問題が生じることがある。
また、本発明の一態様によると、上記冷延鋼板は、降伏強度が８７０ＭＰａ以上であることができ、より好ましくは８７０ＭＰａ以上９６０ＭＰａ以下であることができる。上記冷延鋼板の降伏強度が８７０ＭＰａ未満であると部品衝突の特性が劣化するという問題が生じることがあり、９６０ＭＰａを超過すると成形性が劣化するという問題が生じることがある。
また、本発明の一態様によると、上記冷延鋼板は、引張強度と伸び率の積が１５，０００ＭＰａ％以上であることができ、より好ましくは１６，０００ＭＰａ％以上２０，０００ＭＰａ％以下であることができ、最も好ましくは１６，３００ＭＰａ％以上１８，０００ＭＰａ％以下であることができる。上述した物性を満たすことにより、強度及び成形性に全て優れて高成形部品に適合に適用可能な効果を確保することができる。
特に限定するものではないが、選択的に、上記冷延鋼板は、表面に形成されためっき層をさらに含むことができる。このとき、上記めっき層は後述するめっき工程によって形成されることができる。また、上記めっき層の組成は目的に応じて異なるように適用可能であるため、本明細書では特に限定されず、一例として亜鉛系めっき層等が挙げられる。
以下、本発明の一態様による高強度冷延鋼板の製造方法を詳細に説明する。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る必要があることを意味するものではない。
鋼スラブ再加熱段階
上述した組成を満たす鋼スラブを１１００～１３５０℃に再加熱する。上記鋼スラブの組成は、上述した冷延鋼板の組成と同じであり、このとき、鋼スラブにおいて各成分の添加理由及び含有量の限定理由については、上述した冷延鋼板に対する説明を同様に適用する。一方、上記鋼スラブの再加熱温度が１１００℃未満であると、スラブの中央部の偏析された合金元素が残存し、熱間圧延の開始温度が低すぎて圧延負荷がひどくなるという問題が生じる。一方、上記鋼スラブの再加熱温度が１３５０℃を超過すると、オーステナイト結晶粒の粗大化により強度が低下するという問題が生じる。したがって、本発明において、鋼スラブの再加熱温度は１１００～１３５０℃に制御することが好ましい。
上述した組成を満たす鋼スラブを１１００～１３５０℃に再加熱する。上記鋼スラブの組成は、上述した冷延鋼板の組成と同じであり、このとき、鋼スラブにおいて各成分の添加理由及び含有量の限定理由については、上述した冷延鋼板に対する説明を同様に適用する。一方、上記鋼スラブの再加熱温度が１１００℃未満であると、スラブの中央部の偏析された合金元素が残存し、熱間圧延の開始温度が低すぎて圧延負荷がひどくなるという問題が生じる。一方、上記鋼スラブの再加熱温度が１３５０℃を超過すると、オーステナイト結晶粒の粗大化により強度が低下するという問題が生じる。したがって、本発明において、鋼スラブの再加熱温度は１１００～１３５０℃に制御することが好ましい。
熱間圧延段階
上記再加熱された鋼スラブを８５０～１１５０℃で熱間圧延する。上記熱間圧延の温度が１１５０℃を超過すると、熱延鋼板の温度が高くなって結晶粒大きさが粗大になり、熱延鋼板の表面品質が悪化する。上記熱間圧延の温度が８５０℃未満であると、過度の再結晶遅延によって延伸した結晶粒の発達により、圧延時の負荷が増加し、両端部の温度が大きく減少して、冷却時に不均一な微細組織が形成されるため、材質偏差が増加して、成形性も悪化する。
上記再加熱された鋼スラブを８５０～１１５０℃で熱間圧延する。上記熱間圧延の温度が１１５０℃を超過すると、熱延鋼板の温度が高くなって結晶粒大きさが粗大になり、熱延鋼板の表面品質が悪化する。上記熱間圧延の温度が８５０℃未満であると、過度の再結晶遅延によって延伸した結晶粒の発達により、圧延時の負荷が増加し、両端部の温度が大きく減少して、冷却時に不均一な微細組織が形成されるため、材質偏差が増加して、成形性も悪化する。
熱間圧延後、冷却段階
上記熱間圧延された鋼板を４５０～７００℃まで平均冷却速度１０～７０℃／ｓ（より好ましくは、２０～５０℃／ｓ）に冷却する。上記熱間圧延された鋼板の冷却温度が４５０℃未満であると材質偏差が悪化するという問題が生じ、７００℃を超過すると材質偏差が発生するだけでなく、熱延内部酸化が生じて、表面欠陥発生の問題が生じる。また、上記平均冷却速度が１０℃／ｓ未満であると、基地組織の結晶粒が粗大となり、微細組織が不均一となる問題が生じる。また、平均冷却速度が７０℃／ｓを超過すると、ベイナイト相とマルテンサイト相が形成され易くなり、冷間圧延時の負荷が増加する問題がある。
上記熱間圧延された鋼板を４５０～７００℃まで平均冷却速度１０～７０℃／ｓ（より好ましくは、２０～５０℃／ｓ）に冷却する。上記熱間圧延された鋼板の冷却温度が４５０℃未満であると材質偏差が悪化するという問題が生じ、７００℃を超過すると材質偏差が発生するだけでなく、熱延内部酸化が生じて、表面欠陥発生の問題が生じる。また、上記平均冷却速度が１０℃／ｓ未満であると、基地組織の結晶粒が粗大となり、微細組織が不均一となる問題が生じる。また、平均冷却速度が７０℃／ｓを超過すると、ベイナイト相とマルテンサイト相が形成され易くなり、冷間圧延時の負荷が増加する問題がある。
巻き取り段階
上記冷却された鋼板を４５０～７００℃で巻き取る。上記巻き取り温度が４５０℃未満に冷却して巻き取られると、鋼中のベイナイト相とマルテンサイト相が不要に形成されて形状が不均一であり、冷間圧延時の圧延負荷が大きく増加する。７００℃を超過して巻き取られるとオーステナイト結晶粒が大きくなり、粗大なパーライト相が形成され易くなって、焼鈍時に不均一な微細組織が形成されて、鋼の成形性が劣化するという問題がある。また、熱延酸化物が増加して焼鈍時にロールに吸着されてロールに酸化物が集積するようになり、鋼板の通板時に鋼板とロールの摩擦により鋼板の表面にデント欠陥などの表面欠陥を誘発する問題が発生する。また、熱延酸化物が鋼板に残留する場合、鋼板のめっき時にめっき品質及びめっき密着性の劣化を招く。
上記冷却された鋼板を４５０～７００℃で巻き取る。上記巻き取り温度が４５０℃未満に冷却して巻き取られると、鋼中のベイナイト相とマルテンサイト相が不要に形成されて形状が不均一であり、冷間圧延時の圧延負荷が大きく増加する。７００℃を超過して巻き取られるとオーステナイト結晶粒が大きくなり、粗大なパーライト相が形成され易くなって、焼鈍時に不均一な微細組織が形成されて、鋼の成形性が劣化するという問題がある。また、熱延酸化物が増加して焼鈍時にロールに吸着されてロールに酸化物が集積するようになり、鋼板の通板時に鋼板とロールの摩擦により鋼板の表面にデント欠陥などの表面欠陥を誘発する問題が発生する。また、熱延酸化物が鋼板に残留する場合、鋼板のめっき時にめっき品質及びめっき密着性の劣化を招く。
通常的に、巻き取り後、巻き取られた鋼板（コイル）の幅方向への両端部は周囲雰囲気露出により冷却が速く進行され、幅方向への中央部は冷却が遅く進行される。これにより、巻き取り段階から鋼板の幅方向に冷却偏差が発生し、これにより巻き取られた鋼板の位置別に微細組織に差が生じて、結局熱延鋼板に対する材質偏差が発生する。このような材質偏差の大きい熱延鋼板は冷間圧延を行う過程で、材質偏差が深化するだけでなく、熱延鋼板で目視で観察されなかった溝状の表面欠陥が冷間圧延を経た後にさらに深化して、表面欠陥が大きく発生するという問題が生じる。すなわち、材質偏差の大きい熱延鋼板は、冷間圧延時に形状が劣るだけでなく、最終焼鈍材でも幅方向への位置別に、材質偏差を誘発するため、本発明者らは上述した問題を解決するために鋭意研究を行った結果、巻き取り段階で両端部及び中央部の温度を異なるように制御する製造方法を講じることに至った。
具体的には、本発明では、鋼板の幅方向への材質偏差を低減し、表面欠陥を抑制するための方法として、上記巻き取り時、鋼板の全体幅を基準として、幅方向に両端部の表面温度（Ｔｅ）が６０１～７００℃を満たし、中央部の表面温度（Ｔｃ）が４５０～６００℃を満たすように制御する。このとき、上記「鋼板の幅方向」とは、鋼板の表面を基準として鋼板の移送方向に垂直な方向を意味する。なお、上記両端部及び中央部については、上述した説明を同様に適用する。
このとき、上記Ｔｅが６０１℃未満であると、両端部の過冷による材質偏差が深化するという問題があり、上記Ｔｅが７００℃を超過すると中央部の劣化による材質偏差が深化するという問題がある。また、上記Ｔｃが４５０℃未満であると、中央部と両端部との間の温度差がひどくなって、材質偏差が悪化するという問題があり、上記Ｔｃが６００℃を超過すると中央部の温度が高すぎて材質偏差が発生する問題がある。
このように、上述した巻き取り段階において、鋼板の幅方向への両端部の表面温度と中央部の表面温度を異なるように制御するためには、様々な方法が適用可能であるため、これを特に限定しない。例えば、上記巻き取り時、鋼板の両端部及び中央部の温度を異なるように制御するために、巻き取り前の冷却段階において、両端部に注水される冷却水が鋼板に到達する前に遮断したり、注水される冷却水量を異なるように制御することができ、あるいは２つの方法を並行することもできる。一例として、本発明の一態様によると、上記巻き取り前の冷却する段階において、鋼板の全体幅を基準として、幅方向に両端部上に注入される冷却水の主水量よりも、上記両端部を除いた中央部上に注入される冷却水の注水量がさらに大きくなるように制御することができる。
また、本発明の一態様によると、特に限定するものではないが、追加的に材質偏差を低減し、表面欠陥を抑制する効果をより向上させる観点から、上記巻き取る段階は、上記両端部の表面温度と中央部の表面温度の差（Ｔｅ－Ｔｃ）を１５０℃以下とすることができる。このとき、上記Ｔｅ－Ｔｃの値が１５０℃を超過すると、幅方向の材質偏差が悪化するという問題が生じることがある。但し、上記Ｔｅ－Ｔｃから計算される温度偏差は少ないほど好ましいため、その下限は別途限定しないことができ、好ましくは０℃であることができる。一方、より好ましくは、上記Ｔｅ－Ｔｃの値の下限は５０℃であることができ、上記Ｔｅ－Ｔｃの値の上限は９０℃であることができる。
保熱カバー内の維持段階
上述した巻き取り段階の後に、選択的に、保熱カバー内に移動させて４００～５００℃の範囲で６時間以上維持することができる。巻き取り段階の後に、保熱カバー内で長時間維持することにより、鋼板の幅方向への両端部及び中央部の温度がそれぞれ６０１～７００℃及び４５０～６００℃の範囲の温度で鋼板が長時間維持されると、コイル全長で両端部及び中央部にベイナイト組織が多量に均一に形成されて形状品質に優れ、冷間圧延時に圧延負荷が少なく、均一な厚さを有する冷延鋼板を製造することができる。
上述した巻き取り段階の後に、選択的に、保熱カバー内に移動させて４００～５００℃の範囲で６時間以上維持することができる。巻き取り段階の後に、保熱カバー内で長時間維持することにより、鋼板の幅方向への両端部及び中央部の温度がそれぞれ６０１～７００℃及び４５０～６００℃の範囲の温度で鋼板が長時間維持されると、コイル全長で両端部及び中央部にベイナイト組織が多量に均一に形成されて形状品質に優れ、冷間圧延時に圧延負荷が少なく、均一な厚さを有する冷延鋼板を製造することができる。
保熱カバー内の維持段階において、鋼板の表面温度を４００～５００℃に調節することができる。このとき、保熱カバー内の維持段階において、鋼板の表面温度が４００℃未満であると上述した効果を確保することができず、５００℃を超過すると局部的に粗大な炭化物が形成され、熱延酸化物が増加して鋼の成形性と表面品質が悪化する可能性がある。
また、上記保熱カバー内の維持時間が６時間未満であると、材質偏差が発生する問題が生じることがあり、上記保熱カバー内の維持時間の上限は特に限定しないが、一例として８時間以下であることができる。
さらに、上述した効果をより向上させる観点から、上記巻き取られた鋼板は、巻き取り直後９０分以内に上記保熱カバー内に収納されることができ、上記保熱カバー内に収納される前の時間が９０分を超過すると、過度の空冷により幅方向への中央部に過冷が発生して４５０～６００℃の範囲を満たさないことがある。あるいは、上記保熱カバー内の維持段階後にさらに常温まで空冷または水冷を行うことができる。
冷間圧延段階
上記巻き取られた鋼板を４０～７０％の冷間圧下率で冷間圧延を行う。上記冷間圧下率が４０％未満であると目標とする厚さを確保することが難しいだけでなく、鋼板の形状校正が難しいのに対し、７０％を超過すると鋼板エッジ（ｅｄｇｅ）部のクラックが発生する可能性が高く、冷間圧延の負荷をもたらすという問題点がある。したがって、本発明では、上記冷間圧下率を４０～７０％に制限することが好ましい。
上記巻き取られた鋼板を４０～７０％の冷間圧下率で冷間圧延を行う。上記冷間圧下率が４０％未満であると目標とする厚さを確保することが難しいだけでなく、鋼板の形状校正が難しいのに対し、７０％を超過すると鋼板エッジ（ｅｄｇｅ）部のクラックが発生する可能性が高く、冷間圧延の負荷をもたらすという問題点がある。したがって、本発明では、上記冷間圧下率を４０～７０％に制限することが好ましい。
焼鈍段階
上記冷間圧延された鋼板を７４０～９００℃で連続焼鈍する。上記焼鈍温度が７４０℃未満であると、未再結晶となり、目標とする強度及び伸び率に満たないという問題が生じることがあり、焼鈍温度が９００℃を超過すると、表面酸化物が発生する問題が生じることがある。一方、上述した効果をより改善する観点から、より好ましくは、上記焼鈍温度は７５０～８５０℃とすることができる。
上記冷間圧延された鋼板を７４０～９００℃で連続焼鈍する。上記焼鈍温度が７４０℃未満であると、未再結晶となり、目標とする強度及び伸び率に満たないという問題が生じることがあり、焼鈍温度が９００℃を超過すると、表面酸化物が発生する問題が生じることがある。一方、上述した効果をより改善する観点から、より好ましくは、上記焼鈍温度は７５０～８５０℃とすることができる。
さらに、特に限定するものではないが、本発明の一態様によると、選択的に上記連続焼鈍する段階の後に、選択的に６５０～７００℃まで１～１０℃／秒の平均冷却速度で１次冷却する段階；上記１次冷却する段階の後に、Ｍｓ－１００～Ｍｓ℃まで１１～２０℃／秒の平均冷却速度で２次冷却する段階；をさらに含むことができる。また、上記２次冷却する段階の後に、選択的に温度を一定に維持しながら過時効させる段階をさらに含むことができる。上記１次冷却段階；２次冷却段階及び過時効段階の条件を満たすことで、強度及び伸び率をより向上させることができる。このとき、上記Ｍｓは焼鈍後鋼板の冷却時にマルテンサイトが生成される開始温度を意味し、下記関係式２から求めることができる。
［関係式２］
Ｍｓ＝５３９－４２３×Ｃ－３０．４×Ｍｎ－１２．１×Ｃｒ－１７．７×Ｎｉ－７．５×Ｍｏ
（上記関係式２において、上記Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏは各元素に対する重量％平均含有量を示す。また、上記各元素が未添加の場合には０を代入する。）
［関係式２］
Ｍｓ＝５３９－４２３×Ｃ－３０．４×Ｍｎ－１２．１×Ｃｒ－１７．７×Ｎｉ－７．５×Ｍｏ
（上記関係式２において、上記Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏは各元素に対する重量％平均含有量を示す。また、上記各元素が未添加の場合には０を代入する。）
また、本発明の一態様によると、選択的に、冷延鋼板をめっき（好ましくは溶融亜鉛めっき）する段階をさらに含むことができ、上記めっきを行うことによりめっき鋼板を得ることができる。
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、下記実施例は、例示によって本発明を説明するためのものにすぎず、本発明の権利範囲を限定するためのものではない点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と、これから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ためである。
（実施例）
下記表１の組成を満たす鋼スラブを１２００℃で再加熱し、９００℃で熱間圧延した後、４５０～７００℃まで２０～５０℃／ｓの冷却速度で冷却した後、巻き取った。このとき、上記巻き取り時には鋼板の幅方向への全体幅を基準として、両末端から３０％区間の両端部の鋼板表面温度（Ｔｅ）と、残り４０％の中央部の鋼板表面温度（Ｔｃ）が下記表２に記載された熱延条件を満たすように、鋼板の幅方向に両端部上に注入される冷却水の注水量よりも、上記両端部を除いた中央部上に注入される冷却水の主水量がさらに大きくなるように制御した。また、上記巻き取られた熱延鋼板を保熱カバー内に移動させて、下記表２に記載された保熱カバー条件として、カバー内への装入前後の平均温度及び維持時間を満たすように制御した。続いて、熱延鋼板に冷間圧下率５０％で冷間圧延し、８４０℃で連続焼鈍を行った後、６２０℃まで平均冷却速度８℃／ｓで１次冷却した後、Ｍｓ－７０℃までの平均冷却速度１５℃／ｓで２次冷却することにより、冷延鋼板を得た。
下記表１の組成を満たす鋼スラブを１２００℃で再加熱し、９００℃で熱間圧延した後、４５０～７００℃まで２０～５０℃／ｓの冷却速度で冷却した後、巻き取った。このとき、上記巻き取り時には鋼板の幅方向への全体幅を基準として、両末端から３０％区間の両端部の鋼板表面温度（Ｔｅ）と、残り４０％の中央部の鋼板表面温度（Ｔｃ）が下記表２に記載された熱延条件を満たすように、鋼板の幅方向に両端部上に注入される冷却水の注水量よりも、上記両端部を除いた中央部上に注入される冷却水の主水量がさらに大きくなるように制御した。また、上記巻き取られた熱延鋼板を保熱カバー内に移動させて、下記表２に記載された保熱カバー条件として、カバー内への装入前後の平均温度及び維持時間を満たすように制御した。続いて、熱延鋼板に冷間圧下率５０％で冷間圧延し、８４０℃で連続焼鈍を行った後、６２０℃まで平均冷却速度８℃／ｓで１次冷却した後、Ｍｓ－７０℃までの平均冷却速度１５℃／ｓで２次冷却することにより、冷延鋼板を得た。
こうして得られた各冷延鋼板について、発明例及び比較例の微細組織、機械的性質及び表面で観察した単位面積当たりの表面欠陥の平均個数（個／ｍ２）を測定して下記表３～５に示した。このとき、ＹＳ、ＴＳ及びＥｌはそれぞれ０．２％ｏｆｆ－ｓｅｔ降伏強度、引張強度、及び破壊伸び率を意味し、ＪＩＳ５号規格試験片を圧延方向の直角方向に中央部及び両端部でそれぞれ試験片を採取して試験した結果を示したものである。また、上述した微細組織は走査電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ）を活用し、３，０００～５，０００倍率で観察した写真で面積％を測定した結果である。また、表面欠陥の平均個数は、製造された鋼板の表面を目視で観察して、深さが１００μｍ以上及び短辺長さが１ｍｍ以上のうち１つ以上の条件を満たす表面欠陥の平均個数を測定したものである。特に、上記表面欠陥に対する最大深さは、本明細書において説明した方法と同様に測定した。また、冷延鋼板の幅方向への末端部及び中央部で採取した試験片に対して、上述したものと同様の方法で降伏強度を測定し、これらに対する幅方向への材質偏差を測定して、下記表４及び５に示した。
上記表１～５の実験結果から確認できるように、本発明の組成及び製造条件を満たす発明例１～６の場合、１１８０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）が確保可能でありながらも、材質偏差及び表面欠陥を抑制した冷延鋼板が得られた。このとき、本願の発明例１～６から得られる冷延鋼板で測定される表面欠陥の最大深さは５００μｍ以下を満たすことを確認した。
一方、本発明の組成及び製造条件のうち１つ以上を満たさない比較例１～１６の場合、材質偏差が劣化したり、表面欠陥が発生したり、及び／または本発明で目的とする物性を確保することが困難であった。
特に、上記比較鋼１はＳｉ添加量が過度であり、関係式１を満足できなかった。したがって、上記比較鋼１を用いた比較例１３及び１４の場合、本発明で提示する製造条件を満たして材質偏差は良好であっても、焼鈍炉内のＳｉ酸化物の集積によるデント問題が発生して、製品に対する表面欠陥の平均個数が目標値を超過する問題があった。
また、上記比較鋼２は合金添加量が少なくて、関係式１を満足できなかった。したがって、上記比較鋼２を用いた比較例１５及び１６の場合、本発明で提示する製造条件を満たして表面欠陥及び材質偏差が良好であっても、引張強度が１１８０ＭＰａ未満であり、引張強度と伸び率の積が１６，０００ＭＰａ未満であって目標材質を満足できなかった。
また、比較例１、５、９の場合、幅方向への両端部及び中央部の温度が本発明で提示する温度より高く製造した例を示し、上記比較例４、８、１２の場合、保熱カバーの温度が基準温度を超過した例を示す。これにより、上記比較例では、熱延酸化物が過度に生成され、該当酸化物に起因して最終鋼板の表面欠陥が多量発生した。
また、比較例２、６、１０の場合、幅方向への両端部及び中央部の温度が本発明で提示する温度より低く、該当両端部の表面温度と中央部の表面温度との差（Ｔｅ－Ｔｃ）が１５０℃を超過した例を示し、上記比較例３、７、１１の場合、保熱カバーを適用しない例を示す。これにより、上記比較例では、目標とする焼鈍鋼板の材質を確保することができ、表面欠陥の平均個数は良好であったが、焼鈍鋼板の幅方向の降伏強度の偏差が目標値である１００ＭＰａを超過する問題があった。
Claims (13)
- 重量％で、Ｃ：０．０５～０．３％、Ｓｉ：０．０１～２．０％、Ｍｎ：１．５～３．０％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｐ：０．００１～０．０１５％、Ｓ：０．００１～０．０１％、Ｎ：０．００１～０．０１％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、
下記関係式１で定義される値は、１．２以上１．５以下を満たし、
微細組織として、面積％で、ベイナイトとマルテンサイトの合計：９０％以上であり、残部はオーステナイトを含み、
深さが１００μｍ以上及び短辺長さが１ｍｍ以上のうち１つ以上の条件を満たす表面欠陥の平均個数は１０個／ｍ２未満である、高強度冷延鋼板。
［関係式１］
Ｃ＋（１．３×Ｓｉ＋Ｍｎ）／６＋（Ｃｒ＋１．２×Ｍｏ）／５＋１００×Ｂ
（前記関係式１において、前記Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＢは、各元素に対する重量％平均含有量を示す。また、前記各元素が未添加の場合には０を代入する。） - 前記微細組織は、面積％で、オーステナイト：１０％以下（０％は除く）を含む、請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
- 前記微細組織は、面積％で、オーステナイト：３～４％を含む、請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
- 前記微細組織は、面積％で、ベイナイト：７８～８６％を含む、請求項３に記載の高強度冷延鋼板。
- 前記微細組織は、面積％で、マルテンサイト：１１～１８％を含む、請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
- 引張強度が１１８０ＭＰａ以上であり、降伏強度が８７０ＭＰａ以上である、請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
- 引張強度と伸び率の積が１５，０００ＭＰａ％以上である、請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
- 重量％で、Ｃｒ：１．０％以下（０％含む）、Ｍｏ：０．２％以下（０％含む）、Ｂ：０．００５％以下（０％含む）から選択された１種以上をさらに含む、請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
- 前記冷延鋼板の幅方向に、両端部と中央部の降伏強度の差が１００ＭＰａ以下である、請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
- 重量％で、Ｃ：０．０５～０．３％、Ｓｉ：０．０１～２．０％、Ｍｎ：１．５～３．０％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｐ：０．００１～０．０１５％、Ｓ：０．００１～０．０１％、Ｎ：０．００１～０．０１％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１で定義される値が１．２以上１．５以下を満たす鋼スラブを１１００～１３５０℃に再加熱する段階；
前記再加熱された鋼スラブを８５０～１１５０℃で熱間圧延する段階；
前記熱間圧延された鋼板を４５０～７００℃まで平均冷却速度１０～７０℃／ｓに冷却する段階；
前記冷却された鋼板を４５０～７００℃で巻き取る段階；
前記巻き取られた鋼板を４０～７０％の圧下率で冷間圧延する段階；及び
前記冷間圧延された鋼板を７４０～９００℃で連続焼鈍する段階；を含み、
前記巻き取る段階は、鋼板の全体幅を基準として、幅方向に両端部の表面温度（Ｔｅ）が６０１～７００℃を満たし、中央部の表面温度（Ｔｃ）が４５０～６００℃を満たすように制御する、高強度冷延鋼板の製造方法。
［関係式１］
Ｃ＋（１．３×Ｓｉ＋Ｍｎ）／６＋（Ｃｒ＋１．２×Ｍｏ）／５＋１００×Ｂ
（前記関係式１において、前記Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＢは、各元素に対する重量％平均含有量を示す。また、前記各元素が未添加の場合には０を代入する。） - 前記巻き取る段階の後に、前記巻き取られた鋼板を保熱カバー内に移動させて４００～５００℃の範囲で６時間以上維持する段階；をさらに含む、請求項１０に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
- 前記巻き取る段階は、前記両端部の表面温度と中央部の表面温度との差（Ｔｅ－Ｔｃ）が１５０℃以下を満たすように制御する、請求項１０に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
- 前記冷却する段階は、鋼板の全体幅を基準として、幅方向に両端部上に注入される冷却水の注水量よりも、前記両端部を除いた中央部上に注入される冷却水の注水量がさらに大きくなるように制御する、請求項１０に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
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