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JP2023539649A - 高強度低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼及びその製造方法 - Google Patents

高強度低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼及びその製造方法 Download PDF

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亞 平 倪
明 王
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Abstract

その化学組成が重量百分率で、Ｃ ０．０３～０．１０％、Ｓｉ ０．５～２．０％、Ｍｎ １．０～２．０％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．００３％、Ａｌ ０．０２～０．０８％、Ｎ≦０．００４％、Ｍｏ ０．１～０．５％、Ｔｉ ０．０１～０．０５％、Ｏ≦０．００３０％、残部はＦｅと他の不可避不純物である、引張強度９８０ＭＰａ以上の低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼及びその製造方法。本発明にかかる高穴拡げ性鋼は、降伏強度≧８００ＭＰａ、引張強度≧９８０ＭＰａ、横伸びＡ５０≧８％、穴拡げ率≧３０％であり、冷間曲げ性能テスト（ｄ≦４ａ、１８０°）に合格しており、コントロールアームやサブフレームなどの、高強度・薄肉化が必要な乗用車シャーシ部品に使用可能である。

Description

本発明は、高強度鋼の分野に属し、特に、高強度低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼及びその製造方法に関する。
国民経済の発展に伴い、自動車の生産台数も大幅に増加し、板材の使用量も増え続けている。中国国内の自動車産業では、自動車のシャーシ部品、トーションビーム、セダンのサブフレーム、ホイールのスポークとリム、フロントとリアのアクスルアセンブリ、ボディ構造部品、シート、クラッチ、シートベルト、トラックのボックスパネル、保護ネット、車のビームなど、多くの車種の部品のオリジナル設計で、熱間圧延板や酸洗板の使用が要求されている。その中でも、シャーシ用鋼は、自動車に使われる鋼の総量の２４～３４％も占めている。
乗用車の軽量化は、自動車業界のトレンドであるだけでなく、法規制での要求でもある。法規制では燃費が規定されているが、これは実質的にボディの軽量化に対する要求であり、材料に反映すると、高強度、薄肉化、軽量化という要求になる。高強度化と軽量化は、将来の新型車に対する必然的な要求であり、それは必然的に、鋼の使用レベルの向上とシャーシ構造の変更に繋がる：例えば部品の複雑化により、材料の性能や表面などへの要求、並びにハイドロフォーミング、ホットスタンピング、レーザー溶接などの成形技術も進歩し、その結果、材料の高強度、スタンピング、フランジング、反発、疲労などの性能に繋がる。
中国国内の高強度高穴拡げ性鋼の開発は、海外と比較すると、強度レベルが相対的に低いだけでなく、性能安定性も悪い。例えば、中国国内の自動車部品メーカーに使用されている高穴拡げ性鋼の殆どは、６００ＭＰａ以下の高硬度鋼であり、４４０ＭＰａ以下レベルの高穴拡げ性鋼の競争は激化している。現在、引張強度７８０ＭＰａレベルの高穴拡げ性鋼は徐々に量産されつつあるが、成形の２つの重要な指標である伸びと穴拡げ率に対する要求も高くなる。一方、９８０ＭＰａ以上の高穴拡げ性鋼は、まだ研究開発・認証の段階にあり、まだ量産化の段階に至っていない。１１８０ＭＰａ以上のようなより高い強度レベルの高強度高穴拡げ性鋼は、まだメーカーで開発されていない。しかし、より高い強度とより高い穴拡げ率を持つ９８０ＭＰａ高穴拡げ性鋼は、必然的に今後発展の方向になる。今後のユーザーの潜在的なニーズに応えるために、良好な穴拡げ性を持つ９８０ＭＰａ以上の高穴拡げ性鋼の開発が求められている。
９８０ＭＰａレベルの高穴拡げ性鋼に関する文献は殆どなく、１１８０ＭＰａレベルの高穴拡げ性鋼に関してはむしろ白紙の状態である。関する既存の特許文献の大半は、７８０ＭＰａ以下レベルの高穴拡げ性鋼に関するものである。９８０ＭＰａ以上の高穴拡げ性鋼に関する文献は殆どない。中国特許出願ＣＮ１０６１１９７０２Ａでは、粒状ベイナイトと少量のマルテンサイトの微細組織を有すると共に、ＮｂとＣｒが微量で添加された低炭素Ｖ－Ｔｉ微細合金化設計をその成分設計の主要な特徴とする９８０ＭＰａレベルの熱間圧延高穴拡げ性鋼が開示される。本発明とは、成分、プロセスや組織などの点で大きく異なっている。
文献によると、材料の伸びは通常、その穴拡げ率と反比例の関係にあり、即ち、伸びが高いほど穴拡げ率は低くなり、逆に、伸びが低いほど穴拡げ率は高くなる。そうすると、高伸びと高穴拡げ性を有すると同時に、高強度も有する高穴拡げ性鋼を獲得することは、非常に困難である。また、同一又は類似の強化機構であれば、材料の強度が高いほど穴拡げ率は低くなる。
塑性と穴拡げ・フランジング性に優れた鋼材を得るためには、両者のバランスをより良く取る必要がある。もちろん、材料の穴拡げ率は多くの要因と密接に関係しているが、中でも組織の均質性、介在物や偏析の制御レベル、組織の種類、穴拡げ率の測定などは、最も重要な要因である。一般に、単一で均質な組織は穴拡げ率の向上に有利であるが、二相又は多相の組織は穴拡げ率の向上に不利である。
本発明の目的は、引張強度９８０ＭＰａ以上の低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼及びその製造方法を提供することであり、前記高穴拡げ性鋼は、降伏強度≧８００ＭＰａ、引張強度≧９８０ＭＰａ、横伸びＡ５０≧８％、穴拡げ率≧３０％、好ましくは≧５０％であり、コントロールアームやサブフレームなどの、高強度・薄肉化が必要な乗用車シャーシ部品に使用可能である。いくつかの実施形態において、前記高穴拡げ性鋼は、降伏強度≧９００ＭＰａ、引張強度≧１１８０ＭＰａ、横伸びＡ５０≧１０％、穴拡げ率≧３０％である。いくつかの実施形態において、本発明にかかる高穴拡げ性鋼は、冷間曲げ性能（ｄ≦４ａ、１８０°）テストに合格している。
上記目的を果たすために、本発明の技術方案は：
本発明の成分設計によれば、ユーザーの使用時に優れた溶接性、得られたマルテンサイト組織の良好な穴拡げ性と衝撃靭性を確保するために、Ｃ含有量を低く設計する；プロセスに合わせて、より多くの残留オーステナイトを得ることで、材料の塑性を改善するために、Ｓｉ含有量を高く設計する；同時に、鋼の未再結晶温度を下げることに寄与し、より広い圧延終了温度範囲内で鋼に動的再結晶過程を完了させることで、オーステナイト結晶粒子及び最終のマルテンサイト結晶粒子のサイズを微細化させ、塑性と穴拡げ率を改善するために、Ｓｉ含有量を高く設計する。
具体的には、本発明にかかる引張強度９８０ＭＰａ以上の低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼は、その化学組成が重量百分率で、Ｃ ０．０３～０．１０％、Ｓｉ ０．５～２．０％、Ｍｎ １．０～２．０％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．００３％、Ａｌ ０．０２～０．０８％、Ｎ≦０．００４％、Ｍｏ ０．１～０．５％、Ｔｉ ０．０１～０．０５％、Ｏ≦０．００３０％、残部はＦｅと他の不可避不純物である。
Ｃｒ≦０．５％、Ｂ≦０．００２％、Ｃａ≦０．００５％、Ｎｂ≦０．０６％、Ｖ≦０．０５％、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦０．５％の中の１種又は複数種の元素をさらに含む。
いくつかの実施形態において、本発明にかかる引張強度９８０ＭＰａ以上の低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼は、その化学組成が重量百分率で、Ｃ ０．０３～０．１０％、Ｓｉ ０．５～２．０％、Ｍｎ １．０～２．０％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．００３％、Ａｌ ０．０２～０．０８％、Ｎ≦０．００４％、Ｍｏ ０．１～０．５％、Ｔｉ ０．０１～０．０５％、Ｏ≦０．００３０％、Ｃｒ≦０．５％、Ｂ≦０．００２％、Ｃａ≦０．００５％、Ｎｂ≦０．０６％、Ｖ≦０．０５％、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦０．５％、残部はＦｅと他の不可避不純物である；好ましくは、当該低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼は、Ｃｒ、Ｂ、Ｃａ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ及びＮｉの中の少なくとも１種を含む。いくつかの好ましい実施形態において、当該低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼は、少なくともＮｉを含み、好ましくは、Ｎｉの含有量は０．１～０．５％で、より好ましくは０．１～０．３％である。いくつかの好ましい実施形態において、当該低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼は、少なくともＣｒ及び／又はＢを含み、好ましくは、Ｃｒの含有量は０．１～０．５％で、好ましくは０．２～０．４％であり、好ましくは、Ｂの含有量は０．０００５～０．００２％である。
いくつかの実施形態において、前記Ｃｒの好ましい含有量は０．２～０．４％である；前記Ｂの好ましい含有量は０．０００５～０．００１５％である；前記Ｃａの好ましい含有量は≦０．００２％である；前記Ｎｂ、Ｖの好ましい含有量はそれぞれ≦０．０３％である；前記Ｃｕ、Ｎｉの好ましい含有量はそれぞれ≦０．３％である。
さらに、本発明にかかる引張強度９８０ＭＰａ以上の低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼の微細組織は、マルテンサイトである。いくつかの実施形態において、微細組織はマルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトである。好ましくは、体積比で、前記低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼の微細組織における残留オーステナイトの含有量は≦５％である。いくつかの実施形態において、オーステナイトの含有量は０．５～５％である。
さらに、本発明にかかる引張強度９８０ＭＰａ以上の低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼は、降伏強度≧８００ＭＰａ、好ましくは≧９００ＭＰａであり、引張強度≧９８０ＭＰａ、好ましくは≧１１８０ＭＰａであり、横伸びＡ５０≧８％、好ましくは≧１０％であり、穴拡げ率≧３０％、好ましくは≧５０％である。
好ましくは、本発明にかかる引張強度９８０ＭＰａ以上の低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼は、－４０℃衝撃靭性≧６０Ｊ、好ましくは≧７０Ｊである。いくつかの実施形態において、前記の引張強度９８０ＭＰａ以上の低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼は、－４０℃衝撃靭性≧１４０Ｊ、好ましくは≧１５０Ｊ、より好ましくは≧１６０Ｊである。
好ましくは、本発明にかかる引張強度９８０ＭＰａ以上の低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼は、冷間曲げ性能テスト（ｄ≦４ａ、１８０°）に合格している。
いくつかの実施形態において、本発明は、その化学組成が重量百分率で、Ｃ ０．０３～０．０６％、Ｓｉ ０．５～２．０％、Ｍｎ １．０～２．０％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．００３％、Ａｌ ０．０２～０．０８％、Ｎ≦０．００４％、Ｍｏ ０．１～０．５％、Ｔｉ ０．０１～０．０５％、Ｏ≦０．００３０％、残部はＦｅと他の不可避不純物である引張強度９８０ＭＰａ以上の超低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼を提供する。
さらに、前記の引張強度９８０ＭＰａ以上の超低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼は、Ｃｒ≦０．５％、Ｂ≦０．００２％、Ｃａ≦０．００５％、Ｎｂ≦０．０６％、Ｖ≦０．０５％、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦０．５％の中の１種又は複数種の元素をさらに含む。
いくつかの実施形態において、前記の引張強度９８０ＭＰａ以上の超低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼は、その化学組成が重量百分率で、Ｃ ０．０３～０．０６％、Ｓｉ ０．５～２．０％、Ｍｎ １．０～２．０％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．００３％、Ａｌ ０．０２～０．０８％、Ｎ≦０．００４％、Ｍｏ ０．１～０．５％、Ｔｉ ０．０１～０．０５％、Ｏ≦０．００３０％、Ｃｒ≦０．５％、Ｂ≦０．００２％、Ｃａ≦０．００５％、Ｎｂ≦０．０６％、Ｖ≦０．０５％、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦０．５％、残部はＦｅと他の不可避不純物である。好ましくは、前記の引張強度９８０ＭＰａ以上の超低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼は、少なくともＣｒ及び／又はＢを含み、好ましくは、Ｃｒの含有量は０．１～０．５％で、好ましくは０．２～０．４％であり、好ましくは、Ｂの含有量は０．０００５～０．００２％である。
いくつかの実施形態において、前記Ｃｒの好ましい含有量は０．２～０．４％である；前記Ｂの好ましい含有量は０．０００５～０．００１５％である；前記Ｃａの好ましい含有量は≦０．００２％である；前記Ｎｂ、Ｖの好ましい含有量はそれぞれ≦０．０３％である；前記Ｃｕ、Ｎｉの好ましい含有量はそれぞれ≦０．３％である。
好ましい実施形態において、前記の引張強度９８０ＭＰａ以上の超低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼の微細組織は、マルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトである。いくつかの実施形態において、前記の引張強度９８０ＭＰａ以上の超低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼の微細組織は、さらに、残留オーステナイトを少量で含む。好ましくは、体積比で、前記超低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼の微細組織における残留オーステナイトの含有量は≦５％である。いくつかの実施形態において、オーステナイトの含有量は０．５～５％である。
好ましい実施形態において、前記の引張強度９８０ＭＰａ以上の超低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼は、降伏強度≧８００ＭＰａ、好ましくは≧８２０ＭＰａであり、引張強度≧９８０ＭＰａ、好ましくは≧１０００ＭＰａであり、横伸びＡ５０≧８％、好ましくは≧１０％であり、穴拡げ率≧５０％、好ましくは≧５５％であり、冷間曲げ性能テスト（ｄ≦４ａ、１８０°）に合格している。好ましい実施形態において、前記の引張強度９８０ＭＰａ以上の超低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼は、－４０℃衝撃靭性≧１４０Ｊ、好ましくは≧１５０Ｊ、より好ましくは≧１６０Ｊである。好ましい実施形態において、前記の引張強度９８０ＭＰａ以上の超低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼は、降伏強度が８００～８９０ＭＰａで、引張強度が９８０～１１５０ＭＰａで、横伸びＡ５０が８～１３％で、穴拡げ率が５０～８５％で、－４０℃衝撃靭性が１４０～１８５Ｊで、冷間曲げ性能テスト（ｄ≦４ａ、１８０°）に合格している。好ましくは、前記の引張強度９８０ＭＰａ以上の超低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼の微細組織は、マルテンサイトと残留オーステナイトであり、ただし、微細組織における残留オーステナイトの体積百分率は前記のように≦５％である。
いくつかの実施形態において、本発明にかかる引張強度９８０ＭＰａ以上の低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼は、引張強度１１８０ＭＰａ以上の高塑性高穴拡げ性鋼であり、その化学組成が重量百分率で、Ｃ ０．０６～０．１０％、Ｓｉ ０．８～２．０％、Ｍｎ １．５～２．０％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．００３％、Ａｌ ０．０２～０．０８％、Ｎ≦０．００４％、Ｍｏ ０．１～０．５％、Ｔｉ ０．０１～０．０５％、Ｏ≦０．００３０％、残部はＦｅと他の不可避不純物である。
さらに、前記の引張強度１１８０ＭＰａ以上の高塑性高穴拡げ性鋼は、Ｃｒ≦０．５％、Ｂ≦０．００２％、Ｃａ≦０．００５％、Ｎｂ≦０．０６％、Ｖ≦０．０５％、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦０．５％の中の１種又は複数種の元素をさらに含む。
いくつかの実施形態において、前記の引張強度１１８０ＭＰａ以上の高塑性高穴拡げ性鋼は、その化学組成が重量百分率で、Ｃ ０．０６～０．１０％、Ｓｉ ０．８～２．０％、Ｍｎ １．５～２．０％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．００３％、Ａｌ ０．０２～０．０８％、Ｎ≦０．００４％、Ｍｏ ０．１～０．５％、Ｔｉ ０．０１～０．０５％、Ｏ≦０．００３０％、Ｃｒ≦０．５％、Ｂ≦０．００２％、Ｃａ≦０．００５％、Ｎｂ≦０．０６％、Ｖ≦０．０５％、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦０．５％、残部はＦｅと他の不可避不純物である。好ましくは、いくつかの実施形態において、前記の引張強度１１８０ＭＰａ以上の高塑性高穴拡げ性鋼は、少なくともＮｉを含み、好ましくは、Ｎｉの含有量は０．１～０．３％である。好ましくは、前記の引張強度１１８０ＭＰａ以上の高塑性高穴拡げ性鋼は、少なくともＣｒ及び／又はＢを含み、好ましくは、Ｃｒの含有量は０．１～０．５％で、好ましくは０．２～０．４％であり、好ましくは、Ｂの含有量は０．０００５～０．００２％である。
いくつかの実施形態において、前記Ｃｒの好ましい含有量は０．２～０．４％である；前記Ｃｕ、Ｎｉの好ましい含有量はそれぞれ≦０．３％である；前記Ｎｂ、Ｖの好ましい含有量はそれぞれ≦０．０３％である；前記Ｂの好ましい含有量は０．０００５～０．００１５％である；前記Ｃａの好ましい含有量は≦０．００２％である。
好ましい実施形態において、前記の引張強度１１８０ＭＰａ以上の高塑性高穴拡げ性鋼の微細組織は、焼戻しマルテンサイトである。いくつかの実施形態において、前記の引張強度１１８０ＭＰａ以上の高塑性高穴拡げ性鋼の微細組織は、さらに、残留オーステナイトを少量で含む。好ましくは、体積比で、前記微細組織における残留オーステナイトの含有量は≦５％である。いくつかの実施形態において、オーステナイトの含有量は２～５％である。
好ましい実施形態において、前記の引張強度１１８０ＭＰａ以上の高塑性高穴拡げ性鋼は、降伏強度≧９００ＭＰａ、好ましくは≧９３０ＭＰａ、より好ましくは≧９５０ＭＰａであり、引張強度≧１１８０ＭＰａ、好ましくは≧１２００ＭＰａ、より好ましくは≧１２２０ＭＰａであり、横伸びＡ５０≧１０％であり、穴拡げ率≧３０％、好ましくは≧３５％である。好ましい実施形態において、前記の引張強度９８０ＭＰａ以上の超低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼は、－４０℃衝撃靭性≧６０Ｊ、好ましくは≧７０Ｊ、より好ましくは≧８０Ｊである。好ましくは、当該引張強度１１８０ＭＰａ以上の高塑性高穴拡げ性鋼は、冷間曲げ性能テスト（ｄ≦４ａ、１８０°）に合格している。
好ましい実施形態において、前記の引張強度１１８０ＭＰａ以上の高塑性高穴拡げ性鋼は、降伏強度が９００～１０００ＭＰａで、引張強度が１２００～１２８０ＭＰａで、横伸びが１０～１３％で、穴拡げ率が３０～５０％で、－４０℃衝撃靭性が６０～１００Ｊである。好ましくは、前記の引張強度１１８０ＭＰａ以上の高塑性高穴拡げ性鋼の微細組織は、焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトであり、ただし、微細組織における残留オーステナイトの体積百分率は前記のように≦５％である。好ましくは、当該引張強度１１８０ＭＰａ以上の高塑性高穴拡げ性鋼は、冷間曲げ性能テスト（ｄ≦４ａ、１８０°）に合格している。
他の好ましい実施形態において、前記の引張強度１１８０ＭＰａ以上の高塑性高穴拡げ性鋼は、降伏強度が９４０～１０００ＭＰａで、引張強度が１２１０～１３００ＭＰａで、横伸びが１０～１３％で、穴拡げ率が３０～５０％で、－４０℃衝撃靭性が８０～１１０Ｊで、且つ冷間曲げ性能テスト（ｄ≦４ａ、１８０°）に合格している。好ましくは、前記の引張強度１１８０ＭＰａ以上の高塑性高穴拡げ性鋼の微細組織は、焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトであり、ただし、微細組織における残留オーステナイトの体積百分率は前記のように≦５％である。
本発明にかかる高穴拡げ性鋼の成分設計において：
炭素は、鋼における基本元素であり、本発明にとって重要な元素の一つでもある。炭素はオーステナイト相領域を拡大させ、オーステナイトを安定化させる。炭素は鋼における間隙原子として、鋼の強度向上にとって非常に重要な役割を担い、鋼の降伏強度と引張強度に対する影響が一番大きい。本発明において、獲得しようとする組織は低炭素若しくは超低炭素マルテンサイトであるので、引張強度９８０ＭＰａレベルに達する高強度鋼を得るために、炭素含有量を０．０３％以上に確保しなければならず、さもないと、炭素含有量が０．０３％を下回ると、完全に室温まで焼入しても、その引張強度を９８０ＭＰａに達することができない。しかし、炭素含有量が０．１０％を上回ることも許容されず、炭素含有量が高すぎると、形成される低炭素マルテンサイトの強度が高すぎて、伸びも穴拡げ率も低くなる。従って、炭素含有量を０．０３～０．１０％の間に制御すべきである。いくつかの実施形態において、Ｃの好ましい範囲は０．０４～０．０５５％の間にある。他のいくつかの実施形態において、Ｃの好ましい範囲は０．０７～０．０９％である。
ケイ素は、鋼における基本元素であり、本発明にとって重要な元素の一つでもある。Ｓｉ含有量を増やすと、固溶強化効果を向上できるだけでなく、より重要なこととして、下記の２つの役割を担うこともできる。一つは、鋼の未再結晶温度を大幅に下げることで、非常に低い温度範囲内で鋼に動的再結晶を完了させることができる。そうすると、実際の圧延過程では、比較的広い圧延終了温度範囲内で、例えば８００～９００℃のような圧延終了温度範囲内で圧延することができ、組織の異方性を大幅に改善することにより、最終マルテンサイト組織の異方性を低減することができ、これで、強度と塑性の向上にも寄与するし、良好な穴拡げ率の獲得にも寄与する；Ｓｉのもう一つの重要な役割は、セメンタイトの析出に対する抑制であり、適切な圧延プロセス条件で、特にマルテンサイトを主体とする組織を得る場合に、残留オーステナイトを所定量で保留することができ、伸びの向上に寄与する。周知のように、同じ強度レベルでマルテンサイトの伸びが通常最も低いが、マルテンサイトの伸びを向上させるために、安定した残留オーステナイトを所定量で保留することは重要な手段の一つである。Ｓｉのこの役割は、一般にその含有量が０．５％以上になった時に発現し始めるが、Ｓｉ含有量が多すぎることも許容されず、さもないと、実際の圧延過程で圧延力の負荷が過大となり、安定した製品生産に不利である。よって、鋼において、Ｓｉ含有量は通常、０．５～２．０％の間に制御され、好ましい範囲は０．８～１．４％の間にある。いくつかの実施形態において、Ｓｉ含有量は１．０～１．４％の間に制御される。
マンガンは、鋼における一番の基本元素であり、本発明にとって一番重要な元素の一つでもある。周知のように、Ｍｎはオーステナイト相領域を拡大させる重要な元素であり、鋼の臨界焼入速度を低下させ、オーステナイトを安定化させ、結晶粒を微細化させ、オーステナイトからパーライトへの変態を遅延させることができる。本発明において、鋼板の強度を確保すると共に、残留オーステナイトを安定化させるために、Ｍｎ含有量は通常、１．０％以上に制御されるが、Ｍｎ含有量は２．０％を超えることも通常許容されず、さもないと、製鋼時にＭｎの偏析が発生しやすくなると共に、スラブ連続鋳造時にも熱間割れが発生しやすくなる。よって、鋼において、Ｍｎ含有量は通常、１．０～２．０％に制御され、好ましい範囲は１．４～１．８％である。いくつかの実施形態において、Ｍｎ含有量は１．６～１．９％の間に制御される。
リンは、鋼における不純物元素である。Ｐは極めて結晶粒界に偏在しやすく、鋼におけるＰ含有量は高い（≧０．１％）と、Ｆｅ２Ｐを形成して結晶粒の周辺に析出し、鋼の塑性と靭性を低下させるので、その含有量は少ないほど良く、一般的には０．０２％以内に制御することが好ましく、且つ製鋼コストも高騰しない。
硫黄は、鋼における不純物元素である。鋼におけるＳはＭｎと結合してＭｎＳ介在物を形成することが普通であり、特にＳとＭｎの含有量が両方とも高い場合、鋼において多くのＭｎＳが形成されるが、ＭｎＳ自身は若干の塑性を有し、後続の圧延過程において、ＭｎＳは圧延方向に沿って変形するので、鋼板の横方向の塑性を低下させるだけでなく、組織の異方性も増加させ、穴拡げ性に不利である。よって、鋼におけるＳ含有量は少ないほど良く、本発明におけるＭｎ含有量を高いレベルにしなければならないことも考慮すると、ＭｎＳ含有量を低減させるために、Ｓ含有量を厳しく制御しなければならず、Ｓ含有量を０．００３％以内に制御する必要があり、好ましい範囲は０．００１５％以下である。
アルミニウムは、鋼において主に脱酸と窒素固定の役割を担う。Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖなどの強炭化物形成元素の存在を前提として、Ａｌは主に脱酸と結晶粒微細化の役割を担う。本発明において、Ａｌは一般的な脱酸元素及び結晶粒微細化元素として、その含有量は通常０．０２～０．０８％に制御すれば良い。Ａｌ含有量が０．０２％未満であると、結晶粒微細化に寄与できず、同様に、Ａｌ含有量が０．０８％以上であると、その結晶粒微細化効果は飽和してしまう。よって、鋼において、Ａｌ含有量は通常、０．０２～０．０８％の間に制御すれば良いが、好ましい範囲は０．０２～０．０５％の間にある。
窒素は、本発明において不純物元素に属し、その含有量は低いほど良い。しかし、窒素は製鋼過程において不可避な元素である。その含有量が少ないが、Ｔｉなどの強炭化物形成元素と結合すると、形成されたＴｉＮ粒子は鋼の性能、特に穴拡げ性に非常に悪い影響を与える。また、ＴｉＮは四角い形状をしているため、その鋭利な角と基板との間に大きな応力集中が存在し、穴拡げ変形過程で、ＴｉＮと基板との間の応力集中によりクラックが発生しやすく、穴拡げ性を大きく低下させる。窒素含有量を可能な限り制御することを前提として、Tiなどの強炭化物形成元素の含有量は少ないほど好ましい。本発明において、微量のＴｉを加えて窒素を固定することで、ＴｉＮによる悪影響を可能な限り低減させる。よって、窒素含有量を０．００４％以下に制御すべきであり、好ましい範囲は０．００３％以下である。
チタンは、本発明にとって重要な元素の一つである。Ｔｉは本発明において主に２つの役割を担う：一つは、鋼中の不純物元素Ｎと結合してＴｉＮを形成し、一部の「窒素固定」の役割を担う；二つは、材料の後続の溶接過程で分散した微細なＴｉＮを一定数形成し、オーステナイト結晶粒子のサイズを抑制し、組織を微細化させて低温靭性を改善することである。よって、鋼において、Ｔｉ含有量の範囲は０．０１～０．０５％に制御され、好ましい範囲は０．０１～０．０３％である。
モリブデンは、本発明にとって重要な元素の一つである。鋼にモリブデンを添加すると、フェライトとパーライトの変態を大幅に遅らせることができる。モリブデンのこの役割は、実際の圧延過程における様々なのプロセスの調整に有利であり、例えば、圧延終了時に、段階的冷却をしても良いが、空冷をしてから水冷などをしても良い。本発明において、空冷をしてから水冷をするプロセス、或いは圧延後に直接的に水冷するプロセスを採用しても、モリブデンを添加することにより、空冷過程でフェライトやパーライトなどの組織が形成されないことを確保できると共に、空冷過程で変形されたオーステナイトの動的回復が起こり、組織の均質性向上に寄与する；モリブデンは強い溶接軟化抵抗性を有する。本発明の主要な目的は、単一の低炭素マルテンサイトと少量の残留オーステナイトの組織を得ることであるが、低炭素マルテンサイトは溶接後に軟化現象が発生しやすいので、モリブデンを所定量で添加することにより、溶接軟化の度合いを効果的に低減させることができる。よって、モリブデン含有量を０．１～０．５％の間に制御すべきであり、好ましい範囲は０．１５～０．３５％である。
クロムは、本発明に添加可能な元素の一つである。少量のクロム元素の添加は、鋼の焼入性を向上させるためではなく、B相と結合して、溶接後の溶接熱影響部に針状のフェライト組織を形成することに寄与し、溶接熱影響部の低温靭性を大幅に向上させるためである。本発明にかかる最終応用部品は乗用車のシャーシ系製品であるため、溶接熱影響部の低温靭性が重要な指標となる。溶接熱影響部の強度が低下しすぎないように確保することに加え、溶接熱影響部の低温靭性も所定の要求を満たす必要がある。また、クロム自身もある程度の溶接軟化抵抗作用を有する。よって、鋼において、クロム元素添加量は通常≦０．５％であり、好ましい範囲は０．２～０．４％である。
ホウ素は、本発明に添加可能な元素の一つである。鋼におけるホウ素の役割は主に、旧オーステナイト粒界に偏在し、初析フェライトの形成を抑制することである；鋼にホウ素を添加することにより、鋼の焼入性を大きく向上させることもできる。しかし、本発明において、微量のホウ素元素の添加の主要な目的は、焼入性を向上させるためではなく、クロム相と結合して、溶接熱影響部の組織を改善し、低温靭性で優れた針状フェライト組織を得るためである。鋼に添加されるホウ素元素は通常、０．００２％以下に制御され、好ましい範囲は０．０００５～０．００１５％の間にある。
カルシウムは、本発明に添加可能な元素である。カルシウムは、ＭｎＳなどの硫化物の形態を改善し、長い縞状のＭｎＳなどの硫化物を球状のＣａＳに変えて、介在物の形態の改善に寄与し、それにより長い縞状の硫化物が穴拡げ性に与える悪影響を低減することができるが、添加されるカルシウムが多すぎると、酸化カルシウムの数が増えてしまい、穴拡げ性に不利である。よって、鋼において、カルシウム添加量は通常≦０．００５％であり、好ましい範囲は≦０．００２％である。
酸素は、製鋼過程において不可避な元素であり、本発明にとって、鋼におけるＯ含有量は、脱酸後に、普通は３０ｐｐｍ以下に達することができ、鋼板の性能に明らかな悪影響を与えない。よって、鋼において、Ｏ含有量を３０ｐｐｍ以内に制御すれば良い。
ニオブは、本発明に添加可能な元素の一つである。ニオブは、チタンと同様に、鋼中の強炭化物形成元素であり、ニオブを鋼に添加することにより、鋼の未再結晶温度を大幅に上昇させ、仕上圧延段階で転位密度がより高い変形オーステナイトを獲得し、後続の変態過程で最終の変態組織を微細化させることができる。しかし、ニオブの添加量は多すぎてはならず、一方では、ニオブの添加量が０．０６％を超えると、組織で比較的に粗いニオブ炭素窒化物を形成しやすく、炭素原子の一部を消費し、炭化物による析出強化効果を低下させる。それに、ニオブ含有量が多いと、熱間圧延状態のオーステナイト組織に異方性が生じやすくなり、後続の冷却変態過程で最終の組織に引き継がれ、穴拡げ性に不利である。よって、鋼において、ニオブ含有量は通常≦０．０６％に制御され、好ましい範囲は≦０．０３％である。
バナジウムは、本発明に添加可能な元素である。バナジウムは、チタンやニオブと同様に、強炭化物形成元素である。しかし、バナジウムの炭化物は固溶温度や析出温度が低く、通常、仕上圧延段階で全てオーステナイトに固溶している。温度が下がって変態が始まると、フェライト中でバナジウムが形成し始まる。本発明において、バナジウムを添加する目的は主に、モリブデンと共に、溶接熱影響部の軟化抵抗性を改善させることである。溶接軟化抵抗効果の点で、モリブデンとバナジウムの効果が一番強いが、モリブデンが含有される場合、バナジウムを選択的に添加してもよい。よって、鋼において、バナジウム添加量は通常≦０．０５％であり、好ましい範囲は≦０．０３％である。
銅は、本発明に添加可能な元素の一つである。鋼に銅を添加することにより、鋼の耐食性を向上されることができ、Ｐ元素と共に添加されると、耐食性がより一層優れる；Ｃｕの添加量が１％を超えると、所定の条件下でε－Ｃｕ析出相を形成し、強い析出強化効果を奏することができる。しかし、Ｃｕの添加により、圧延過程で「Ｃｕ脆化」現象が発生しやすく、ある応用環境で「Ｃｕ脆化」現象を著しく引き起こすことなくＣｕによる耐食性改善効果を十分に活用するために、Ｃｕ元素含有量は通常、０．５％以内に制御され、好ましい範囲は０．３％以内である。
ニッケルは、本発明に添加可能な元素の一つである。鋼にニッケルを添加することにより、ある程度の耐食性を与えるが、耐食効果は銅より弱く、鋼にニッケルを添加することにより、鋼の引張性能にあまり影響を与えないが、鋼の組織と析出相を微細化させ、鋼の低温靭性を大幅に向上させることができる；それに、銅元素が添加された鋼に、ニッケルを少量で添加することにより、「Ｃｕ脆化」の発生を抑制できる。大量のニッケルの添加は、鋼自身の性能に明らかな悪影響がない。銅とニッケルを同時に添加すると、耐食性を向上させるだけでなく、鋼の組織や析出相も微細化させ、低温靭性を大幅に向上させることができる。しかし、銅もニッケルも比較的高価な合金元素であるので、合金のコストを最小限に抑えるため、ニッケル添加量は通常≦０．５％であり、好ましい範囲は≦０．３％である。
本発明にかかる引張強度９８０ＭＰａ以上の低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼の製造方法は、以下の工程を含む：
1) 製錬、鋳込み
記載された組成に従い、転炉又は電気炉で製錬し、真空炉で二次精錬した後、ビレット又はインゴットに鋳込む；
2) ビレット又はインゴットを、加熱温度１１００～１２００℃、保温時間１～２時間で再加熱する；
3) 熱間圧延
オーステナイト結晶粒子の微細化を主要な目的として、圧延開始温度を９５０～１１００℃とし、９５０℃以上で大圧下で３～５パス行い、且つ累計変形量を≧５０％とする；任意的に、中間ビレットの温度を９００～９５０℃にした後、最終に圧延を３～７パス行い、且つ累計変形量を≧７０％とする；圧延終了温度を８００～９５０℃とする；
4) 冷却
まず動的回復と動的再結晶するように０～１０秒の空冷を行い、次にＭｓ点以下（室温～Ｍｓ点の間）のある温度まで≧３０℃／ｓの冷却速度で帯鋼を水冷して巻取ってから、室温まで（好ましくは≦２０℃／ｈの冷却速度で）冷却する；或いは、まず０～１０秒の空冷を行い、次に直接に室温まで≧３０℃／ｓの冷却速度で帯鋼を水冷して巻取る；或いは、まず０～１０秒の空冷を行い、次に、マルテンサイト変態開始点であるＭｓ点以下のある温度まで≧３０℃／ｓの冷却速度で鋼板を水冷して巻取ってから、室温まで（好ましくは≦２０℃／ｈの冷却速度で）徐冷する；
5) 酸洗
帯鋼の酸洗実行速度を３０～１００ｍ／ｍｉｎの区間で調整し、酸洗温度を７５～８５℃の間に制御し、帯鋼の伸びロスを低減させるように引張矯正率を≦２％に制御し、それからすすぎ洗い、帯鋼表面を乾燥し、油を塗布する。
好ましくは、工程５）の酸洗後に、帯鋼の表面品質を確保するように３５～５０℃の温度区間ですすぎ洗い、且つ１２０～１４０℃の間で表面を乾燥し、油を塗布する。
いくつかの実施形態において、工程４）と５）の間には、さらに、工程４－１）：ベル型焼鈍で焼鈍し、加熱速度を≧２０℃／ｈとし、ベル型焼鈍温度を１００～３００℃とし、ベル型焼鈍時間を１２～４８ｈとする；≦５０℃／ｈの冷却速度で鋼板を≦１００℃に冷却して出鋼すること、が含まれる。
いくつかの実施形態において、本発明にかかる引張強度９８０ＭＰａ以上の低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼の製造方法は、以下の工程を含む：
1) 製錬、鋳込み
記載された組成に従い、転炉又は電気炉で製錬し、真空炉で二次精錬した後、ビレット又はインゴットに鋳込む；
2) ビレット又はインゴットを、加熱温度１１００～１２００℃、保温時間１～２時間で再加熱する；
3) 熱間圧延
オーステナイト結晶粒子の微細化を主要な目的として、圧延開始温度を９５０～１１００℃とし、９５０℃以上で大圧下で３～５パス行い、且つ累計変形量を≧５０％、好ましくは≧６０％とする；次に、中間ビレットの温度を９２０～９５０℃にした後、最終に圧延を３～５パス行い、且つ累計変形量を≧７０％、好ましくは≧８５％とする；圧延終了温度を８００～９２０℃とする；
4) 冷却
まず動的回復と動的再結晶するように０～１０秒の空冷を行い、次にＭｓ点以下（室温～Ｍｓ点の間）のある温度まで≧５０℃／ｓ、好ましくは５０～８５℃／ｓの冷却速度で帯鋼を水冷して巻取ってから、室温まで（好ましくは≦２０℃／ｈの冷却速度で）冷却する；
5) 酸洗
帯鋼の酸洗実行速度を３０～１００ｍ／ｍｉｎの区間で調整し、酸洗温度を７５～８５℃の間に制御し、帯鋼の伸びロスを低減させるように引張矯正率を≦２％に制御し、それからすすぎ洗い、帯鋼表面を乾燥し、油を塗布する。
いくつかの実施形態において、本発明にかかる引張強度１１８０ＭＰａ以上の高塑性高穴拡げ性鋼の製造方法は、以下の工程を含む：
1) 製錬、鋳込み
記載された組成に従い、転炉又は電気炉で製錬し、真空炉で二次精錬した後、ビレット又はインゴットに鋳込む；
2) ビレット又はインゴットを、加熱温度１１００～１２００℃、保温時間１～２時間で再加熱する；
3) 熱間圧延
圧延開始温度を９５０～１１００℃とし、９５０℃以上で大圧下で３～５パス行い、且つ累計変形量を≧５０％、好ましくは≧６０％とする；次に、圧延を３～７パス行い、且つ累計変形量を≧７０％、好ましくは≧８５％とする；圧延終了温度を８００～９５０℃とする；
4) 冷却
まず０～１０秒の空冷を行い、次に室温まで≧３０℃／ｓ、好ましくは３０～６５℃／ｓの冷却速度で帯鋼を水冷して巻取る；
5) 焼鈍
ベル型焼鈍で焼鈍し、加熱速度を≧２０℃／ｈ、好ましくは２０～４０℃／ｈとし、ベル型焼鈍温度を１００～３００℃とし、ベル型焼鈍時間を１２～４８ｈとする；≦５０℃／ｈ、好ましくは１５～５０℃／ｈの冷却速度で鋼板を１００℃以下に冷却して出鋼する；
6) 酸洗
帯鋼の酸洗実行速度を３０～９０ｍ／ｍｉｎの区間で調整し、酸洗温度を７５～８５℃の間に制御し、引張矯正率を≦１．５％に制御し、３５～５０℃の温度区間ですすぎ洗い、且つ１２０～１４０℃の間で表面を乾燥し、油を塗布する。
好ましくは、工程６）の酸洗後に、３５～５０℃の温度区間ですすぎ洗い、且つ１２０～１４０℃の間で表面を乾燥し、油を塗布する。
他のいくつかの実施形態において、本発明にかかる引張強度１１８０ＭＰａ以上の高塑性高穴拡げ性鋼の製造方法は、以下の工程を含む：
1) 製錬、鋳込み
記載された組成に従い、転炉又は電気炉で製錬し、真空炉で二次精錬した後、ビレット又はインゴットに鋳込む；
2) ビレット又はインゴットを、加熱温度：１１００～１２００℃、保温時間：１～２時間で再加熱する；
3) 熱間圧延
圧延開始温度を９５０～１１００℃とし、９５０℃以上で大圧下で３～５パス行い、且つ累計変形量を≧５０％、好ましくは≧６０％とする；次に、中間ビレットの温度を９００～９５０℃にした後、圧延を３～７パス行い、且つ累計変形量を≧７０％、好ましくは≧８５％とする；圧延終了温度を８００～９００℃とする；
4) 冷却
まず０～１０秒の空冷を行い、次にマルテンサイト変態開始点であるＭｓ点以下のある温度まで≧３０℃／ｓ、好ましくは３０～７０℃／ｓの冷却速度で鋼板を水冷して巻取ってから、室温まで（好ましくは≦２０℃／ｈの冷却速度で）徐冷する；
5) 焼鈍
ベル型焼鈍で焼鈍し、加熱速度を≧２０℃／ｈ、好ましくは２０～５０℃／ｈとし、ベル型焼鈍温度を１００～３００℃とし、ベル型焼鈍時間を１２～４８ｈとする；≦５０℃／ｈ、好ましくは２０～５０℃／ｈの冷却速度で鋼板を≦１００℃に冷却して出鋼する；
6) 酸洗
帯鋼の酸洗実行速度を３０～９０ｍ／ｍｉｎの区間で調整し、酸洗温度を７５～８５℃の間に制御し、帯鋼の伸びロスを低減させるように引張矯正率を≦１．５％に制御し、それからすすぎ洗い、帯鋼表面を乾燥し、油を塗布する。
好ましくは、工程６）の酸洗後に、３５～５０℃の温度区間ですすぎ洗い、且つ１２０～１４０℃の間で表面を乾燥し、油を塗布する。
本発明の革新点は、以下の通りである。
本発明の成分設計によれば、ユーザーの使用時に優れた溶接性、得られたマルテンサイト組織の良好な穴拡げ性と衝撃靭性を確保するために、Ｃ含有量を低く設計する。引張強度≧１１８０ＭＰａの場合に、引張強度≧１１８０ＭＰａを満たす上で、炭素含有量が少ないほど良い。プロセスに合わせて、より多くの残留オーステナイトを得ることで、材料の塑性を改善するために、Ｓｉ含有量を高く設計する；同時に、鋼の未再結晶温度を下げることに寄与し、より広い最終圧延温度域内で鋼に動的再結晶過程を完了させることで、オーステナイト結晶粒子及び最終のマルテンサイト結晶粒子のサイズを微細化させ、塑性と穴拡げ率を改善するために、Ｓｉ含有量を高く設計する。また、ベル型焼鈍の過程において、焼入応力の一部を除去することで、組織の均質性を改善し、塑性と穴拡げ率を向上させるという目的を果たすことができる。
成分設計では、低炭素マルテンサイトの設計構想を採用し、より多くのケイ素を添加することで、セメンタイトの形成を抑制して低減しながら、未再結晶温度を下げ、圧延と圧延後の空冷を比較的に広い圧延終了温度範囲で行うことにより、結晶粒子が微細で、均質で等軸な旧オーステナイト粒を得ることができ、最終的にマルテンサイトと残留オーステナイト組織の均質な組織を得る。残留オーステナイトが高い塑性と冷間曲げ性能を、マルテンサイトが高い強度を、均質で微細な組織がより高い穴拡げ性と低温靭性を、それぞれ鋼板に与える。
圧延プロセスの設計において、粗圧延と仕上圧延段階において、圧延過程をなるべく速いペースで完成すべきである。圧延終了後、まずは所定の時間で空冷を行う。空冷の主要な目的は、マンガンとモリブデンを多く含む成分設計により、マンガンはオーステナイトを安定化させる元素であり、モリブデンはフェライトとパーライト変態を大幅に遅らせる。よって、所定の時間で空冷する過程において、圧延された変形オーステナイトは変態せずに、即ちフェライト組織を形成することなく、動的再結晶と緩和過程を起こす。変形オーステナイトは、動的再結晶を起こすと、組織が均質で擬等軸なオーステナイトを形成することができ、緩和後に、オーステナイト粒内部の転位が大幅に減少し、両者の組み合わせにより、後続の水冷焼入過程で組織が均質なマルテンサイトが得られる。マルテンサイト組織を得るためには、水冷速度が低炭素マルテンサイトの臨界冷却速度を上回るべきであるが、本発明において、全ての成分設計でマルテンサイトが得られるように、帯鋼の水冷速度を３０℃／ｓ以上とする必要がある。
本発明にかかる微細組織は低炭素若しくは超低炭素マルテンサイトであるので、圧延終了後に帯鋼を臨界冷却速度を超える冷却速度でマルテンサイト変態開始点であるＭｓ以下まで冷却すれば良い。冷却停止温度の違いによって、室温での残留オーステナイトの含有量も異なる。通常、最適な焼入・冷却停止温度範囲が存在しており、その範囲は合金組成によって異なるが、一般的には１５０～３５０℃の間にある。塑性と穴拡げ率が両方とも良好な高強度鋼を得るために、Ｍｓ点以下のある温度範囲まで帯鋼を焼入する必要があるが、理論計算と実際の試験によると、帯鋼を≦４００℃まで焼入すると、総合性能に優れた組織を得ることができる。また、焼入温度≧４００℃の場合、残留オーステナイトの数は多いが、組織にベイナイト組織が生じてしまい、９８０ＭＰａ以上の強度要求を満たすことができなくなる。以上の原因で、巻取り温度を≦４００℃に制御する必要がある。本発明は、このような革新的な成分とプロセス設計構想に基づき、強度、塑性、靭性、冷間曲げ、穴拡げ性などの性能に優れた９８０ＭＰａレベルの超低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼を得ることができる。
いくつかの実施形態において、本発明にかかる微細組織は低炭素焼戻しマルテンサイトであるため、圧延終了後に帯鋼を臨界冷却速度を超える冷却速度で室温まで冷却すれば良く、後段のベル型焼鈍の過程でベル型焼鈍温度と時間を所定の範囲内に制御すれば、強度、塑性、穴拡げ性などの性能が均一な超高強度穴拡げ性鋼を得ることができる。
ベル型焼鈍の過程では、まず鋼コイルを≧２０℃／ｓの速度で１００～３００℃に加熱し、当該温度区間で１２～４８ｈ長時間保温することにより、鋼コイル全体の温度を均一化させ、組織と性能の安定化に寄与する。保温温度が低いほど、保温時間は相応に長くなる；逆に保温温度が高いほど、保温時間は相応に短くなる。最後に、鋼コイルを≦５０℃／ｓの冷却速度で１００℃以下まで冷却し、ベル型焼鈍炉から出鋼し、自然冷却すれば良い。
通常、ベル型焼鈍温度とベル型焼鈍時間は反比例の関係にあり、ベル型焼鈍温度が低いほど、ベル型焼鈍時間は長くなる；逆に、ベル型焼鈍温度が高いほど、ベル型焼鈍時間は短くなる。ベル型焼鈍温度が１００℃未満であると、強度は高くなり、穴拡げ率は低くなり、３０％以上の穴拡げ率に達することはできなくなる；ベル型焼鈍温度が３００℃を超えると、強度≧１１８０ＭＰａの要件を満たしにくくなる。よって、ベル型焼鈍温度を１００～３００℃の間にする。高ケイ素の成分設計構想を採用したからこそ、低温ベル型焼鈍過程において、ケイ素は鋼中のセメンタイトの形成を効果的に抑制できると共に、マルテンサイトから残留オーステナイトへの炭素原子の拡散にも寄与し、残留オーステナイトの安定性をさらに向上させ、同じ強度レベルの高強度鋼よりも高い伸びと優れた成形性能を帯鋼に与える。
本発明の有利な効果は、
（１）比較的に経済的な成分設計構想を採用したと共に、革新的な冷却プロセスルートを採用したことで、強度、塑性、靭性、冷間曲げ、穴拡げ性などの性能に優れた９８０ＭＰａレベルの高穴拡げ性鋼を得た；
（２）鋼コイル又は鋼板は優れた強度、塑性と靭性の適合を有すると共に、良好な冷間曲げ性能と穴拡げ・フランジング性能も兼ねて有し、その降伏強度が≧８００ＭＰａで、引張強度が≧９８０ＭＰａであると共に、良好な伸び（横向Ａ５０≧８％）も有し、冷間曲げ性能（ｄ≦４ａ、１８０°）テスト及び穴拡げ性（穴拡げ率≧３０％）に合格しており、高強度・薄肉化と穴拡げ・フランジングが必要な自動車シャーシやサブフレームなどの部品の製造に使用可能であり、その非常に幅広い応用が期待される。
図１は、本発明にかかる９８０ＭＰａレベルの超低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼の製造方法のプロセスフローチャートである。 図２は、本発明にかかる９８０ＭＰａレベルの超低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼の製造方法における圧延プロセスの概念図である。 図３は、本発明にかかる９８０ＭＰａレベルの超低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼の製造方法における冷却プロセスの概念図である。 図４は、本発明の調製例ＩＩ及びＩＩＩにかかる１１８０ＭＰａレベルの高塑性高穴拡げ性鋼の製造方法のプロセスフローチャートである。 図５は、本発明の調製例ＩＩにかかる１１８０ＭＰａレベルの高塑性高穴拡げ性鋼の製造方法における圧延プロセスの概念図である。 図６は、本発明の調製例ＩＩにかかる１１８０ＭＰａレベルの高塑性高穴拡げ性鋼の製造方法における冷却プロセスの概念図である。 図７は、本発明の調製例ＩＩ及びＩＩＩにかかる１１８０ＭＰａレベルの高塑性高穴拡げ性鋼の製造方法におけるベル型焼鈍プロセスの概念図である。 図８は、本発明にかかる高穴拡げ性鋼の実施例１０の典型的な金属組織写真である。 図９は、本発明にかかる高穴拡げ性鋼の実施例１２の典型的な金属組織写真である。 図１０は、本発明にかかる高穴拡げ性鋼の実施例１４の典型的な金属組織写真である。 図１１は、本発明にかかる高穴拡げ性鋼の実施例１６の典型的な金属組織写真である。 図１２は、本発明の調製例ＩＩＩＩにかかる１１８０ＭＰａレベルの高塑性高穴拡げ性鋼の製造方法における圧延プロセスの概念図である。 図１３は、本発明の調製例ＩＩＩにかかる１１８０ＭＰａレベルの高塑性高穴拡げ性鋼の製造方法における冷却プロセスの概念図である。
下記の各実施例において、引張性能（降伏強度、引張強度、伸び）は、ＩＳＯ ６８９２－２－２０１８国際規格に基づいて測定し、穴拡げ率は、ＩＳＯ １６６３０－２０１７国際規格に基づいて測定し、－４０℃衝撃靭性は、ＩＳＯ １４５５６－２０１５国際規格に基づいて測定し、冷間曲げ性能は、ＩＳＯ ７４３８－２００５国際規格に基づいて測定した。
調製例Ｉ
図１～図３を参照として、本発明にかかる９８０ＭＰａレベルの超低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼の製造方法は、以下の工程を含む：
1) 製錬、鋳込み
記載された組成に従い、転炉又は電気炉で製錬し、真空炉で二次精錬した後、ビレット又はインゴットに鋳込む；
2) ビレット又はインゴットを、加熱温度１１００～１２００℃、保温時間１～２時間で再加熱する；
3) 熱間圧延
圧延開始温度を９５０～１１００℃とし、９５０℃以上で大圧下で３～５パス行い、且つ累計変形量を≧５０％とする；次に、中間ビレットの温度を９２０～９５０℃にした後、最終に圧延を３～５パス行い、且つ累計変形量を≧７０％とする；圧延終了温度を８００～９２０℃とする；
4) 冷却
まず動的回復と動的再結晶するように０～１０秒の空冷を行い、次にＭｓ点以下（室温～Ｍｓ点の間）のある温度まで≧５０℃／ｓの冷却速度で帯鋼を水冷して巻取ってから、室温まで（≦２０℃／ｈの冷却速度で）冷却する；
5) 酸洗
帯鋼の酸洗実行速度を３０～１００ｍ／ｍｉｎの区間で調整し、酸洗温度を７５～８５℃の間に制御し、引張矯正率を≦２％に制御し、３５～５０℃の温度区間ですすぎ洗い、且つ１２０～１４０℃の間で帯鋼の表面を乾燥し、油を塗布する。
本調製例にかかる高穴拡げ性鋼の実施例の成分は表１に示し、本発明にかかる鋼の実施例の生産プロセスパラメータは表２、表３に示し、ただし、圧延プロセスにおける鋼ビレットの厚さは１２０ｍｍである；本発明の実施例にかかる鋼板の力学的性能は表４に示す。
表４から分かるように、鋼コイルはいずれも降伏強度≧８００ＭＰａであり、引張強度≧９８０ＭＰａであり、伸びは通常８～１３％の間にあり、衝撃エネルギーは比較的に安定しており、－４０℃低温衝撃エネルギーは１４０～１８０Ｊで安定しており、残留オーステナイト含有量は巻取り温度によって、全体的に１．５～５％の間で変化し、穴拡げ率は≧５０％を満たす。
上記実施例から分かるように、本発明にかかる９８０ＭＰａ高強度鋼は、良好な強度、塑性、靭性と穴拡げ性の適合を有し、特にコントロールアームなどの、高強度・薄肉化と穴拡げ・フランジングが必要な自動車シャーシなどの部品の製造に適切であり、ホイールなどの穴フランジングが必要な部品にも適用することができ、その幅広い応用が期待される。
Figure 2023539649000002
Figure 2023539649000003
Figure 2023539649000004
Figure 2023539649000005
調製例ＩＩ
図４～図７を参照として、本発明にかかる１１８０ＭＰａレベルの高塑性高穴拡げ性鋼の製造方法は、以下の工程を含む：
1) 製錬、鋳込み
記載された組成に従い、転炉又は電気炉で製錬し、真空炉で二次精錬した後、ビレット又はインゴットに鋳込む；
2) ビレット又はインゴットを、加熱温度１１００～１２００℃、保温時間１～２時間で再加熱する；
3) 熱間圧延
圧延開始温度を９５０～１１００℃とし、９５０℃以上で大圧下で３～５パス行い、且つ累計変形量を≧５０％とする；次に、圧延を３～７パス行い、且つ累計変形量を≧７０％とする；圧延終了温度を８００～９５０℃とする；
4) 冷却
まず０～１０秒の空冷を行い、次に室温まで≧３０℃／ｓの冷却速度で帯鋼を水冷して巻取る；
5) 焼鈍
ベル型焼鈍で焼鈍し、加熱速度を≧２０℃／ｈとし、ベル型焼鈍温度を１００～３００℃とし、ベル型焼鈍時間を１２～４８ｈとする；≦５０℃／ｈの冷却速度で鋼板を１００℃以下に冷却して出鋼する；
6) 酸洗
帯鋼の酸洗実行速度を３０～９０ｍ／ｍｉｎの区間で調整し、酸洗温度を７５～８５℃の間に制御し、引張矯正率を≦１．５％に制御し、３５～５０℃の温度区間ですすぎ洗い、且つ１２０～１４０℃の間で表面を乾燥し、油を塗布する。
本調製例にかかる高穴拡げ性鋼の実施例の成分は表５に示し、本発明にかかる鋼の実施例の生産プロセスパラメータは表６、表７に示し、ただし、圧延プロセスにおける鋼ビレットの厚さは１２０ｍｍである；本発明の実施例にかかる鋼板の力学的性能は表８に示す。
表８から分かるように、鋼コイルはいずれも降伏強度≧９００ＭＰａであり、引張強度≧１１８０ＭＰａであり、伸びは通常１０～１３％の間にあり、衝撃エネルギーは比較的に安定しており、－４０℃低温衝撃エネルギーは６０～１００Ｊで安定しており、残留オーステナイト含有量は巻取り温度によって変化し、穴拡げ率は≧３０％を満たす。
上記実施例から分かるように、本発明にかかる１１８０ＭＰａ高穴拡げ性鋼は、良好な強度、塑性、靭性と穴拡げ性の適合を有し、特にコントロールアームなどの、高強度・薄肉化と穴拡げ・フランジングが必要な自動車シャーシなどの部品の製造に適切であり、ホイールなどの穴フランジングが必要な部品にも適用することができ、その幅広い応用が期待される。
図８～図１１はそれぞれ、実施例１０＃、１２＃、１４＃及び１６＃にかかる鋼板の典型的な金属組織を示す。金属組織写真から分かるように、組織は単相低炭素マルテンサイトであると共に、残留オーステナイトを所定量で含有し、同じ強度レベルでのより高い伸びと穴拡げ率を表現した。
Figure 2023539649000006
Figure 2023539649000007
Figure 2023539649000008
Figure 2023539649000009
調製例ＩＩＩ
図４、７、１２と１３を参照として、本発明にかかる１１８０ＭＰａレベルの高塑性高穴拡げ性鋼の製造方法は、以下の工程を含む：
1) 製錬、鋳込み
記載された組成に従い、転炉又は電気炉で製錬し、真空炉で二次精錬した後、ビレット又はインゴットに鋳込む；
2) ビレット又はインゴットを、加熱温度：１１００～１２００℃、保温時間：１～２時間で再加熱する；
3) 熱間圧延
圧延開始温度を９５０～１１００℃とし、９５０℃以上で大圧下で３～５パス行い、且つ累計変形量を≧５０％とする；次に、中間ビレットの温度を９００～９５０℃にした後、圧延を３～７パス行い、且つ累計変形量を≧７０％とする；圧延終了温度を８００～９００℃とする；
4) 冷却
まず０～１０秒の空冷を行い、次にＭｓ点以下のある温度まで≧３０℃／ｓの冷却速度で鋼板を水冷して巻取ってから、室温まで（≦２０℃／ｈの冷却速度で）徐冷する；
5) 焼鈍
ベル型焼鈍で焼鈍し、加熱速度を≧２０℃／ｈとし、ベル型焼鈍温度を１００～３００℃とし、ベル型焼鈍時間を１２～４８ｈとする；≦５０℃／ｈの冷却速度で鋼板を≦１００℃に冷却して出鋼する；
6) 酸洗
帯鋼の酸洗実行速度を３０～９０ｍ／ｍｉｎの区間で調整し、酸洗温度を７５～８５℃の間に制御し、引張矯正率を≦１．５％に制御し、３５～５０℃の温度区間ですすぎ洗い、且つ１２０～１４０℃の間で帯鋼の表面を乾燥し、油を塗布する。
本調製例にかかる高穴拡げ性鋼の実施例の成分は表９に示し、本発明にかかる鋼の実施例の生産プロセスパラメータは表１０、表１１に示し、ただし、圧延プロセスにおける鋼ビレットの厚さは１２０ｍｍである；本発明の実施例にかかる鋼板の力学的性能は表１２に示す。
表１２から分かるように、鋼コイルはいずれも降伏強度≧９００ＭＰａであり、引張強度≧１１８０ＭＰａであり、伸びは通常１０～１３％の間にあり、衝撃エネルギーは比較的に安定しており、－４０℃低温衝撃エネルギーは８０～１１０Ｊで安定しており、残留オーステナイト含有量は巻取り温度によって変化し、穴拡げ率は≧３０％を満たす。
上記実施例から分かるように、本発明にかかる１１８０ＭＰａ高強度鋼は、良好な強度、塑性、靭性と穴拡げ性の適合を有し、特にコントロールアームなどの、高強度・薄肉化と穴拡げ・フランジングが必要な自動車シャーシなどの部品の製造に適切であり、ホイールなどの穴フランジングが必要な部品にも適用することができ、その幅広い応用が期待される。
Figure 2023539649000010
Figure 2023539649000011
Figure 2023539649000012
Figure 2023539649000013

Claims (18)

  1. その化学組成が重量百分率で、Ｃ ０．０３～０．１０％、Ｓｉ ０．５～２．０％、Ｍｎ １．０～２．０％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．００３％、Ａｌ ０．０２～０．０８％、Ｎ≦０．００４％、Ｍｏ ０．１～０．５％、Ｔｉ ０．０１～０．０５％、Ｏ≦０．００３０％、残部はＦｅと他の不可避不純物である、引張強度９８０ＭＰａ以上の低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼。
  2. その化学組成が重量百分率で、Ｃ ０．０３～０．０６％、Ｓｉ ０．５～２．０％、Ｍｎ １．０～２．０％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．００３％、Ａｌ ０．０２～０．０８％、Ｎ≦０．００４％、Ｍｏ ０．１～０．５％、Ｔｉ ０．０１～０．０５％、Ｏ≦０．００３０％、残部はＦｅと他の不可避不純物である、請求項１に記載の引張強度９８０ＭＰａ以上の低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼。
  3. その化学組成が重量百分率で、Ｃ ０．０６～０．１０％、Ｓｉ ０．８～２．０％、Ｍｎ １．５～２．０％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．００３％、Ａｌ ０．０２～０．０８％、Ｎ≦０．００４％、Ｍｏ ０．1～０．５％、Ｔｉ ０．０１～０．０５％、Ｏ≦０．００３０％、残部はＦｅと他の不可避不純物である、請求項１に記載の引張強度９８０ＭＰａ以上の低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼。
  4. Ｃｒ≦０．５％、Ｂ≦０．００２％、Ｃａ≦０．００５％、Ｎｂ≦０．０６％、Ｖ≦０．０５％、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦０．５％の中の１種又は複数種の元素をさらに含み、ただし、前記Ｃｒの好ましい含有量は０．２～０．４％であり、前記Ｂの好ましい含有量は０．０００５～０．００１５％であり、前記Ｃａの好ましい含有量は≦０．００２％であり、前記Ｎｂ、Ｖの好ましい含有量はそれぞれ≦０．０３％であり、前記Ｃｕ、Ｎｉの好ましい含有量はそれぞれ≦０．３％であることを特徴とする、請求項１～３のいずれか一項に記載の引張強度９８０ＭＰａ以上の低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼。
  5. 前記Ｃの含有量は０．０４～０．０５５％であり、前記Ｓｉの含有量は０．８～１．４％であり、前記Ｍｎの含有量は１．４～１．８％であり、前記Ｓの含有量は０．００１５％以下に制御され、前記Ａｌの含有量は０．０２～０．０５％であり、前記Ｎの含有量は０．００３％以下に制御され、前記Ｔｉの含有量は０．０１～０．０３％であり、並びに前記Ｍｏの含有量は０．１５～０．３５％であるということからなら群から選ばれる１つ又は複数の特徴を有することを特徴とする、請求項２又は４に記載の引張強度９８０ＭＰａ以上の低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼。
  6. 前記Ｃの含有量は０．０７～０．０９％であり、前記Ｓｉの含有量は１．０～１．４％であり、前記Ｍｎの含有量は１．６～１．９％であり、前記Ｓの含有量は０．００１５％以下に制御され、前記Ａｌの含有量は０．０２～０．０５％であり、前記Ｎの含有量は０．００３％以下に制御され、前記Ｔｉの含有量は０．０１～０．０３％であり、並びに前記Ｍｏの含有量は０．１５～０．３５％であるということからなら群から選ばれる１つ又は複数の特徴を有することを特徴とする、請求項３又は４に記載の引張強度９８０ＭＰａ以上の低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼。
  7. 前記高穴拡げ性鋼の微細組織は、マルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトであり、ただし、微細組織における残留オーステナイトの体積百分率は≦５％であることを特徴とする、請求項１～６のいずれか一項に記載の引張強度９８０ＭＰａ以上の低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼。
  8. 前記高穴拡げ性鋼は、降伏強度≧８００ＭＰａ、引張強度≧９８０ＭＰａ、横伸びＡ５０≧８％、穴拡げ率≧３０％であり、好ましくは、前記高穴拡げ性鋼は、－４０℃衝撃靭性≧６０Ｊであることを特徴とする、請求項１～７のいずれか一項に記載の引張強度９８０ＭＰａ以上の低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼。
  9. 前記高穴拡げ性鋼は、降伏強度≧８００ＭＰａ、引張強度≧９８０ＭＰａ、横伸びＡ５０≧８％、穴拡げ率≧５０％であり、冷間曲げ性能テスト（ｄ≦４ａ、１８０°）に合格しており、好ましくは、前記高穴拡げ性鋼は、－４０℃衝撃靭性≧１４０Ｊであることを特徴とする、請求項２又は５に記載の引張強度９８０ＭＰａ以上の低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼。
  10. 前記の引張強度９８０ＭＰａ以上の超低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼は、降伏強度が８００～８９０ＭＰａで、引張強度が９８０～１１５０ＭＰａで、横伸びＡ５０が８～１３％で、穴拡げ率が５０～８５％で、－４０℃衝撃靭性が１４０～１８５Ｊで、冷間曲げ性能テスト（ｄ≦４ａ、１８０°）に合格しており、前記の引張強度９８０ＭＰａ以上の超低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼の微細組織は、マルテンサイトと残留オーステナイトであり、ただし、微細組織における残留オーステナイトの体積百分率は≦５％であることを特徴とする、請求項９に記載の引張強度９８０ＭＰａ以上の低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼。
  11. 前記高穴拡げ性鋼は、降伏強度≧９００ＭＰａ、引張強度≧１１８０ＭＰａ、横伸びＡ５０≧１０％、穴拡げ率≧３０％であり、好ましくは、前記高穴拡げ性鋼は、－４０℃衝撃靭性≧６０Ｊであり、好ましくは、冷間曲げ性能テスト（ｄ≦４ａ、１８０°）に合格していることを特徴とする、請求項３又は６に記載の引張強度９８０ＭＰａ以上の低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼。
  12. 前記高穴拡げ性鋼は、降伏強度が９００～１０００ＭＰａで、引張強度が１２００～１２８０ＭＰａで、横伸びが１０～１３％で、穴拡げ率が３０～５０％で、－４０℃衝撃靭性が６０～１００Ｊであり、好ましくは、前記高穴拡げ性鋼の微細組織は、焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトであり、ただし、微細組織における残留オーステナイトの体積百分率は前記のように≦５％であり、或いは、前記高穴拡げ性鋼は、降伏強度が９４０～１０００ＭＰａで、引張強度が１２１０～１３００ＭＰａで、横伸びが１０～１３％で、穴拡げ率が３０～５０％で、－４０℃衝撃靭性が８０～１１０Ｊで、且つ冷間曲げ性能テスト（ｄ≦４ａ、１８０°）に合格しており、好ましくは、前記高穴拡げ性鋼の微細組織は、焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトであり、ただし、微細組織における残留オーステナイトの体積百分率は前記のように≦５％であることを特徴とする、請求項１１に記載の引張強度９８０ＭＰａ以上の低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼。
  13. 以下の工程を含むことを特徴とする、請求項１～１２に記載の引張強度９８０ＭＰａ以上の低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼の製造方法。
    1) 製錬、鋳込み
    請求項１～６に記載された組成に従い、転炉又は電気炉で製錬し、真空炉で二次精錬した後、ビレット又はインゴットに鋳込む；
    2) ビレット又はインゴットを、加熱温度１１００～１２００℃、保温時間１～２時間で再加熱する；
    3) 熱間圧延
    圧延開始温度を９５０～１１００℃とし、９５０℃以上で大圧下で３～５パス行い、且つ累計変形量を≧５０％とする；次に、最終に圧延を３～７パス行い、且つ累計変形量を≧７０％とする；圧延終了温度を８００～９５０℃とする；任意的に、前記の大圧下で３～５パス行ってから、中間ビレットの温度を９００～９５０℃にした後、前記の圧延を３～７パス行う；
    4) 冷却
    まず０～１０秒の空冷を行い、次に室温～Ｍｓ点の間まで≧５０℃／ｓの冷却速度で帯鋼を水冷して巻取ってから、室温まで冷却する；或いは、まず０～１０秒の空冷を行い、次に直接に室温まで≧３０℃／ｓの冷却速度で帯鋼を水冷して巻取る；或いは、まず０～１０秒の空冷を行い、次にマルテンサイト変態開始点であるＭｓ点以下のある温度まで≧３０℃／ｓの冷却速度で鋼板を水冷して巻取ってから、室温まで徐冷する；
    5) 酸洗
    帯鋼の酸洗実行速度を３０～１００ｍ／ｍｉｎの区間で調整し、酸洗温度を７５～８５℃の間に制御し、引張矯正率を≦２％に制御し、それからすすぎ洗い、帯鋼表面を乾燥し、油を塗布する。
  14. 工程５）の酸洗の後に、３５～５０℃の温度区間ですすぎ洗い、且つ１２０～１４０℃の間で表面を乾燥し、油を塗布することを特徴とする、請求項１３に記載の引張強度９８０ＭＰａ以上の低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼の製造方法。
  15. 工程４）と５）の間には、さらに、工程４－１）：ベル型焼鈍で焼鈍し、加熱速度を≧２０℃／ｈとし、ベル型焼鈍温度を１００～３００℃とし、ベル型焼鈍時間を１２～４８ｈとする；≦５０℃／ｈの冷却速度で鋼板を≦１００℃に冷却して出鋼すること、が含まれることを特徴とする、請求項１３又は１４に記載の引張強度９８０ＭＰａ以上の低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼の製造方法。
  16. 以下の工程を含むことを特徴とする、請求項１３又は１４に記載の引張強度９８０ＭＰａ以上の低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼の製造方法。
    6) 製錬、鋳込み
    請求項２、４又は５に記載された組成に従い、転炉又は電気炉で製錬し、真空炉で二次精錬した後、ビレット又はインゴットに鋳込む；
    7) ビレット又はインゴットを、加熱温度１１００～１２００℃、保温時間１～２時間で再加熱する；
    8) 熱間圧延
    圧延開始温度を９５０～１１００℃とし、９５０℃以上で大圧下で３～５パス行い、且つ累計変形量を≧５０％、好ましくは≧６０％とする；次に、中間ビレットの温度を９２０～９５０℃にした後、最終に圧延を３～５パス行い、且つ累計変形量を≧７０％、好ましくは≧８５％とする；圧延終了温度を８００～９２０℃とする；
    9) 冷却
    まず動的回復と動的再結晶するように０～１０秒の空冷を行い、次にＭｓ点以下（室温～Ｍｓ点の間）のある温度まで≧５０℃／ｓ、好ましくは５０～８５℃／ｓの冷却速度で帯鋼を水冷して巻取ってから、室温まで冷却する；
    10) 酸洗
    帯鋼の酸洗実行速度を３０～１００ｍ／ｍｉｎの区間で調整し、酸洗温度を７５～８５℃の間に制御し、帯鋼の伸びロスを低減させるように引張矯正率を≦２％に制御し、それからすすぎ洗い、帯鋼表面を乾燥し、油を塗布する。
  17. 以下の工程を含むことを特徴とする、請求項１３又は１４に記載の引張強度９８０ＭＰａ以上の低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼の製造方法。
    7) 製錬、鋳込み
    請求項３、４又は６に記載された組成に従い、転炉又は電気炉で製錬し、真空炉で二次精錬した後、ビレット又はインゴットに鋳込む；
    8) ビレット又はインゴットを、加熱温度１１００～１２００℃、保温時間１～２時間で再加熱する；
    9) 熱間圧延
    圧延開始温度を９５０～１１００℃とし、９５０℃以上で大圧下で３～５パス行い、且つ累計変形量を≧５０％、好ましくは≧６０％とする；次に、圧延を３～７パス行い、且つ累計変形量を≧７０％、好ましくは≧８５％とする；圧延終了温度を８００～９５０℃とする；
    10) 冷却
    まず０～１０秒の空冷を行い、次に室温まで≧３０℃／ｓ、好ましくは３０～６５℃／ｓの冷却速度で帯鋼を水冷して巻取る；
    11) 焼鈍
    ベル型焼鈍で焼鈍し、加熱速度を≧２０℃／ｈ、好ましくは２０～４０℃／ｈとし、ベル型焼鈍温度を１００～３００℃とし、ベル型焼鈍時間を１２～４８ｈとする；≦５０℃／ｈ、好ましくは１５～５０℃／ｈの冷却速度で鋼板を≦１００℃に冷却して出鋼する；
    12) 酸洗
    帯鋼の酸洗実行速度を３０～９０ｍ／ｍｉｎの区間で調整し、酸洗温度を７５～８５℃の間に制御し、引張矯正率を≦１．５％に制御し、３５～５０℃の温度区間ですすぎ洗い、且つ１２０～１４０℃の間で表面を乾燥し、油を塗布する。
  18. 以下の工程を含むことを特徴とする、請求項１３又は１４に記載の引張強度９８０ＭＰａ以上の低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼の製造方法。
    7) 製錬、鋳込み
    請求項３、４又は６に記載された組成に従い、転炉又は電気炉で製錬し、真空炉で二次精錬した後、ビレット又はインゴットに鋳込む；
    8) ビレット又はインゴットを、加熱温度：１１００～１２００℃、保温時間：１～２時間で再加熱する；
    9) 熱間圧延
    圧延開始温度を９５０～１１００℃とし、９５０℃以上で大圧下で３～５パス行い、且つ累計変形量を≧５０％、好ましくは≧６０％とする；次に、中間ビレットの温度を９００～９５０℃にした後、圧延を３～７パス行い、且つ累計変形量を≧７０％、好ましくは≧８５％とする；圧延終了温度を８００～９００℃とする；
    10) 冷却
    まず０～１０秒の空冷を行い、次にマルテンサイト変体開始点であるＭｓ点以下のある温度まで≧３０℃／ｓ、好ましくは３０～７０℃／ｓの冷却速度で鋼板を水冷して巻取ってから、室温まで徐冷する；
    11) 焼鈍
    ベル型焼鈍で焼鈍し、加熱速度を≧２０℃／ｈ、好ましくは２０～５０℃／ｈとし、ベル型焼鈍温度を１００～３００℃とし、ベル型焼鈍時間を１２～４８ｈとする；≦５０℃／ｈ、好ましくは２０～５０℃／ｈの冷却速度で鋼板を≦１００℃に冷却して出鋼する；
    12) 酸洗
    帯鋼の酸洗実行速度を３０～９０ｍ／ｍｉｎの区間で調整し、酸洗温度を７５～８５℃の間に制御し、帯鋼の伸びロスを低減させるように引張矯正率を≦１．５％に制御し、それからすすぎ洗い、帯鋼表面を乾燥し、油を塗布する。
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