成形性が優れた高張力鋼板およびその製造方法
【課題】１度の冷延−焼なましでも高い成形性と優れた収縮性を有すると同時に、溶融亜鉛メッキが可能となる複合組織の高張力鋼版およびその製造方法を提供する。
【解決手段】 本発明は、Ｃ ０．０５〜０．１５重量％、Ｓｉ ０．１５重量％以下、Ｍｎ ０．５〜２．７重量％、Ａｌ ０．１〜０．７重量％、Ｐ ０．００５〜０．０３重量％、Ｓｂ ０．０１〜０．３重量％、Ｓ ０．００２〜０．０２重量％、そしてＭｏ ０．０１〜０．６重量％とＢ ０．０００５〜０．００３５重量％の中から選択された少なくとも１種の元素、そして鉄（Ｆｅ）およびその他の不可避な不純物で組成され、フェライトとマルテンサイトの複合組織からなり、目標引張強度によってＴｉ、ＮｂおよびＶの中から選択された少なくとも１種の元素を０．１５重量％以下追加した組成であることを特徴とする。
【解決手段】 本発明は、Ｃ ０．０５〜０．１５重量％、Ｓｉ ０．１５重量％以下、Ｍｎ ０．５〜２．７重量％、Ａｌ ０．１〜０．７重量％、Ｐ ０．００５〜０．０３重量％、Ｓｂ ０．０１〜０．３重量％、Ｓ ０．００２〜０．０２重量％、そしてＭｏ ０．０１〜０．６重量％とＢ ０．０００５〜０．００３５重量％の中から選択された少なくとも１種の元素、そして鉄（Ｆｅ）およびその他の不可避な不純物で組成され、フェライトとマルテンサイトの複合組織からなり、目標引張強度によってＴｉ、ＮｂおよびＶの中から選択された少なくとも１種の元素を０．１５重量％以下追加した組成であることを特徴とする。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は高張力鋼板およびその製造方法に係り、更に詳しくは、自動車に使用される鋼材として成形性および亜鉛メッキ性が優れた高張力鋼板およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
最近自動車業界では、次第に厳しくなっている環境規制と日に日に深化している資源枯渇問題に対処するために車体の軽量化に関し多くの研究がなされている。
特に、排気ガス排出量抑制と燃費向上のために高強度鋼板を使用すると同時に、車体軽量化に多くの努力を払っている。
しかし、安全面では強度が高い鋼材を使用するほど有利であるが、高強度であるほどプレス成形が困難であり、特に、複雑な形状の加工は困難となる。
【０００３】
これは一般的に鋼板の強度が高いほど降伏応力が増大し、また、ｒ値で代表されるドローイング成形性（ｄｒａｗｉｎｇ ｆｏｒｍａｂｉｌｉｔｙ）が急落することから容易に類推することができる。
これを克服するために今日まで鋼板の高強度化と共に高軟性化が図られてきた。例えば、高軟性、高強度化を達成するために変態有機塑性現象を利用したＴＲＩＰ鋼、基地組織がマルテンサイトとフェライトの２相からなる二相（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ，ＤＰ）鋼、そして双晶を利用したＴＷＩＰ鋼などの複合組織鋼に関する研究が活発に行われてきた。
【０００４】
この中で、プレス成形性の側面で有利である材質の例として、二相鋼（以下、ＤＰ鋼とする）を挙げることができ、特に、連続焼なまし後、ＧＣＬ（Ｇａｓ ｊｅｔ Ｃｏｏｌｉｎｇ Ｌｉｎｅ）を経て製造されたＤＰ鋼の場合、低い降伏強度、高軟性、そして優れた焼付硬化（Ｂａｋｅ Ｈａｒｄｅｎｉｎｇ，ＢＨ）性を表す。
しかし、複合組織鋼は加工性に対しては大体良好であるが、ｒ値が低く、深絞り（Ｄｅｅｐ Ｄｒａｗｉｎｇ）性が落ちるという短所がある。
最近では自動車の高強度化のために、引張強度が４４０ＭＰａ、４９０ＭＰａ級の高強度鋼板、または５９０ＭＰａ級以上の高強度鋼板においても高軟性だけでなく優れた収縮性、即ち高ｒ値に対する要求が増大している。
【０００５】
このような要求を解決するために現在までも複合組織鋼のｒ値を高め、収縮性を改善するために多様な試みがあり、その例として、深絞り用冷延鋼板のｒ値を高めるための方法として、２度の冷間圧延と２度の焼なましを組み合わせた２度の冷延−２度の焼なまし技術が特開平３−９７８１２号、特開平３−９７８１３号、特開平５−２０９２２８号に開示されている。
しかし、前記特許に開示された技術は、引張強度が４４０ＭＰａ級以上である複合組織型高張力冷延鋼板に適用するのに適合した技術ではなく、特に、２度の冷延および２度の焼なまし過程により技術的な側面よりは経済的な側面で生産性と素材原価の上昇を誘発する要因となっているため、大量生産の面で適合しない。
【特許文献１】特開平３−９７８１２号公報
【特許文献２】特開平３−９７８１３号公報
【特許文献３】特開平５−２０９２２８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明は前記のような問題点を解決するためになされたものであり、特にアンチモン（Ｓｂ）を適正範囲で限定的に含有させることで、１度の冷延−焼なましでも高い成形性と優れた収縮性を有すると同時に、溶融亜鉛メッキが可能となる複合組織の高張力鋼版およびその製造方法を提供することにその目的がある。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明は、Ｃ ０．０５〜０．１５重量％、Ｓｉ ０．１５重量％以下、Ｍｎ ０．５〜２．７重量％、Ａｌ ０．１〜０．７重量％、Ｐ ０．００５〜０．０３重量％、Ｓｂ ０．０１〜０．３重量％、Ｓ ０．００２〜０．０２重量％、そしてＭｏ ０．０１〜０．６重量％とＢ ０．０００５〜０．００３５重量％の中から選択された少なくとも１種の元素、そして鉄（Ｆｅ）およびその他の不可避な不純物で組成され、フェライトとマルテンサイトの複合組織からなることを特徴とする。
【０００８】
また、目標引張強度によってＴｉ、ＮｂおよびＶの中から選択された少なくとも１種の元素を０．１５重量％以下追加した組成であることを特徴とする。
【０００９】
前記フェライト組織で、γ−ファイバーの方位（（１１１）／／ＲＤ方位）がｖｏｌ％で０．３５％以上であり、立方晶の方位（（１００）＜００１＞）がｖｏｌ％で０．２％以下であることを特徴とする。
【００１０】
また、本発明は、Ｃ ０．０５〜０．１５重量％、Ｓｉ ０．１５重量％以下、Ｍｎ ０．５〜２．７重量％、Ａｌ ０．１〜０．７重量％、Ｐ ０．００５〜０．０３重量％、Ｓｂ ０．０１〜０．３重量％、Ｓ ０．００２〜０．０２重量％、そしてＭｏ ０．０１〜０．６重量％とＢ ０．０００５〜０．００３５重量％の中から選択された少なくとも１種の元素、そして鉄（Ｆｅ）およびその他の不可避な不純物からなるスラブを提供する段階と、前記スラブを１０５０〜１２５０℃の温度で再加熱する段階と、最終スタンドの圧下率を１０％以下とする熱間圧延を実施する段階と、熱間圧延された鋼板を６００〜７５０℃で巻き取った後、冷間圧延する段階、および、冷間圧延された鋼板を再結晶焼なまし処理をした後、冷却する段階、とからなることを特徴とする。
【００１１】
前記再結晶焼なまし処理は７５０〜８５０℃の温度で３０〜１８０秒間実施した後、前記冷却は１５〜２０００℃／ｓの冷却速度で実施することを特徴とし、
目標引張強度によってＴｉ、ＮｂおよびＶの中から選択された少なくとも１種の元素を０．１５重量％以下追加したスラブを提供することを特徴とする。
【発明の効果】
【００１２】
本発明による高張力鋼板およびその製造方法によると、合金成分に適正な組成範囲のアンチモン（Ｓｂ）を添加し、最適の工程条件で熱間圧延、巻き取り、冷間圧延、再結晶焼なましを実施して製造することで、高いｒ値と優れた収縮成形性を有する溶融メッキ用二相（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）高張力鋼板を提供することができる。
特に、高い引張強度の複合組織形高張力鋼板を１度の冷延−焼なまし過程により製造することができることで、生産性の向上および原価節減が可能で、素材の大量生産が可能となる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
以下、図面を参照にして本発明を詳しく説明する。
本発明による高張力鋼板は、Ｃ ０．０５〜０．１５重量％、Ｓｉ ０．１５重量％以下、Ｍｎ ０．５〜２．７重量％、Ａｌ ０．１〜０．７重量％、Ｐ ０．００５〜０．０３重量％、Ｓｂ ０．０１〜０．３重量％、Ｓ ０．００２〜０．０２重量％、そしてＭｏ ０．０１〜０．６重量％およびＢ ０．０００５〜０．００３５の中から選択された少なくとも１種の元素、そしてＦｅおよびその他不可避な不純物で組成され、フェライトとマルテンサイトの複合組織からなる。
【００１４】
本発明の発明者は、従来技術の問題点を解決するために冷延鋼板の合金元素と生産工程の条件などによる微細組織発達と再結晶および相変態集合組織の発達に関して調査を行い、その結果、ｒ値に直接的に影響を与えるγ−ファイバーの方位（（１１１）／／ＲＤ）の発達は合金成分のうち、固溶炭素（Ｃ）量により一時的に影響を受けることを確認した。
【００１５】
従って、目標とする引張強度で剛性に必要なマルテンサイトの形成のために、必要とする適性炭素（Ｃ）量を除いた不必要な固溶炭素は、チタニウム（Ｔｉ）、バナジウム（Ｖ）、ニオビウム（Ｎｂ）などを活用して炭化物の生成により固溶炭素量を減少させる。
【００１６】
これを再結晶焼なまし後、最終焼なまし製品に対して（１１１）／／ＲＤ方位が主方位として発達した再結晶集合組織が発達するようにする技術は知られているが、固溶炭素量の減少による集合組織の制御には限界がある。
従って、本発明の発明者はこのような限界を克服し、経済的側面において後工程の追加なしに合金成分系の最適設計と成分追加による集合組織の制御の研究を行なった。
【００１７】
その結果、前記合金成分中、α−ファイバーの方位（（１１０）／／ＮＤ）の発達と立方晶（Ｃｕｂｅ）の方位（（１００）＜００１＞）の発達を抑制し、（１１１）／／ＲＤ方位の発達を助けるアンチモン（Ｓｂ）を０．３％以下の一定量で制限的に添加する場合、高いｒ値を得ることが分かった。
そして、鋼材に不純物として存在する硫黄（Ｓ）が１０ｐｐｍ以下の場合、アンチモン（Ｓｂ）を添加する場合に立方晶の方位が発達し、結果的に鋼板の物理的特性が向上するという事実は既に公知されている。
【００１８】
このような事実を基に、本発明の発明者は、硫黄（Ｓ）が１０ｐｐｍ以上であると同時にアンチモン（Ｓｂ）が０．３％以下の制限範囲で鋼の中に含有される時、立方晶の方位と回転立方晶（Ｒｏｔａｔｅ Ｃｕｂｅ）の方位（（１００）＜０１１＞）の発達が抑制され、また（１１１）／／ＲＤ方位が発達するという事実を見出した。
【００１９】
これを自動車用高張力二相鋼板に適用するため、本発明では前記のように合金元素が添加されたスラブに対して板の形状制御および通板性のために、熱間圧延機の仕上げ圧延の最終スタンドで１０％以下の圧下率で熱間圧延を行った後、６００〜７５０℃でバッチ焼なまし後、炉冷で巻取りを実施した。
このように得られた熱延板に対して酸洗過程を経た後、６５〜７５％の冷間圧延を実施し、このような冷延鋼板に対して脱脂を行った後、７５０〜８５０℃で３０〜１８０秒間再結晶焼なましを行い、冷却ラインの特性によって１５〜２０００℃／ｓの冷却速度で冷却を実施した。
前記のように本発明の方法で製造した複合組織の冷延鋼板の基本相はフェライト組織からなり、目標とする引張強度と焼なましラインの実現可能な冷却速度によってベイナイトとマルテンサイト組織が一定比率以上混在する。
【００２０】
このようにして、本発明で、前記高張力鋼板は、Ｃ ０．０５〜０．１５重量％、Ｓｉ ０．１５重量％以下、Ｍｎ ０．５〜２．７重量％、Ａｌ ０．１〜０．７重量％、Ｐ ０．００５〜０．０３重量％、Ｓｂ ０．０１〜０．３重量％、Ｓ ０．００２〜０．０２重量％、そしてＭｏ ０．０１〜０．６重量％およびＢ ０．０００５〜０．００３５の中から選択された少なくとも１種の元素、そしてＦｅおよびその他不可避な不純物からなるスラブを１０５０〜１２５０℃で再加熱した後、板形状および通板性を考慮して熱間仕上げ圧延の最終スタンドの圧下率を１０％以下にする熱間圧延を実施し、熱間圧延された鋼板を６００〜７５０℃で巻き取った後、巻き取られた熱延鋼板を６５〜７５％の圧下率で０．６〜１．４ｍｍの厚さで冷間圧延を実施し、その後冷間圧延された鋼板を７５０〜８５０℃の温度で３０〜１８０秒間再結晶焼なましした後、１５〜２０００℃／ｓの速度で冷却する過程を経て製造される。
【００２１】
前記本発明の製造過程において、スラブを１０５０〜１２５０℃に限定した理由は、１０５０℃未満で加熱する場合、低温度による圧延抵抗性により発生する圧延力（ｒｏｌｌ ｆｏｒｃｅ）の増大で熱間圧延の作業性に問題が生じ、１２５０℃より高い温度で加熱する場合、再固溶の増大による微細析出物の多量含有により最終材の微細組織、相分率そして集合組織の制御に問題があるためである。
また、熱間圧延中、仕上げ圧延機の前部スタンドで強圧をする前端強圧と後部スタンドで強圧をする後端降圧があり、２方式は各々最終材の集合組織発達に影響を及ぼす。
【００２２】
２つの圧延方式共通で、最終スタンドの圧下率は熱延板の通板性に影響を及ぼし、これは生産性と密接な関係をもつため、本発明の鋼板の場合、最終圧延機の圧下率は１０％以下に限定する。
また、前述したように、熱間圧延された鋼板を６００〜７５０℃の温度で巻き取るが、この時、６００℃未満の温度で巻き取る場合は熱間圧延時に生成された変形組織が完全に再結晶しない問題が生じ、７５０℃より高い温度で巻き取る場合は熱延板の表面に形成される粗密な組織の酸化膜により酸洗に問題が生じる。
【００２３】
そして、再結晶焼なまし処理を７５０℃未満で行う場合と、８５０℃以上で行う場合に必要な引張強度を確保するためのマルテンサイト相の比率を制御するのに問題があるため７５０〜８５０℃で実施することが好ましい。
また、前記温度範囲で再結晶焼なまし時間を３０〜１８０秒に限定した理由は、３０秒未満で維持する場合、冷延組織が完全に焼なましされない上に、相変態温度に影響を与え、また、１８０秒以上で維持する場合は理想的な目標温度に到達することができるが生産性の側面で不利であるため、焼なまし時間を３０〜１８０秒に制限することが好ましい。
【００２４】
また、再結晶焼なまし後、１５〜２０００℃／ｓの速度で冷却するが、前記範囲未満の冷却速度ではマルテンサイトの変態のために必要とする駆動エネルギーを確保するのに問題が生じ、前記範囲より早い冷却速度である場合には商業性のある技術的具現が不可能であるため好ましくない。
前記過程を経て製造される鋼板は基地組織がフェライトとマルテンサイトからなり、また、フェライト組織のγ−ファイバーの方位（（１１１）／／ＲＤ）がｖｏｌ％で０．３５％以上に制御され、立方晶の方位（（１００）＜００１＞）がｖｏｌ％で０．２％以下に抑制されるという特徴を持つ。
【００２５】
以下、本発明による高張力鋼板において、各構成元素の含有量制限理由を説明する。
Ｃ ０．０５〜０．１５重量％
Ｃは鋼の加工性に影響を及ぼす元素として、過多時、成形性を低下させる。
また、相変態の温度範囲で、フェライト内部からオーステナイト相に移動して常温でオーステナイト相を安定化させる元素である。
しかし、０．１５重量％を超過して添加すると、第２相の形状に影響を及ぼし、溶接性に悪い影響を及ぼす。
従って、その含有量を０．１５重量％以下に制限することが好ましい。
また、必要強度を確保するために０．０５％以上は必要である。
【００２６】
Ｓｉ ０．１５重量％以下
Ｓｉはフェライト安定化元素として、セメンタイトの析出を抑制しフェライト分率を増加させて延伸率を向上させると同時に、固溶強化を通して強度もまた増加させる。
しかし、添加量を過度に増加させると表面の形状が不良となり溶接性が低下する他、酸化物生成によりメッキ性が低下する。
従って、その含量を０．１５重量％以下に制限することが好ましい。
【００２７】
Ｍｎ ０．５〜２．７重量％
Ｍｎはオーステナイト安定化元素として、針状フェライト、ベイナイトまたはマルテンサイトのような低温変態相形成により強度を増加させる。
また、拡散変態による相変態にもかかわらずフェライトの区間の減少による効果で集合組織のメモリー現象を引き起こす原因となる。
添加量が０．５重量％以下の場合、フェライト形成を抑制するための冷却速度の制御が難しく、２．７重量％以上の場合、熱間圧延時に板材に偏析帯（ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ ｂａｎｄ）が形成され、溶接性の低下および水素誘起脆性の原因となる。
従って、含量を０．５〜２．７重量％に制限することが好ましい。
【００２８】
Ａｌ ０．１〜０．７重量％
ＡｌはＳｉと同様にセメンタイトの析出を抑制することで変態の進行を遅延させる。
フェライト分率を増加させ延伸率を向上させる元素であり、多量に添加しても化学的処理性や溶融亜鉛メッキ性を劣化させないが、脆化の原因を提供する。
合わせて、Ｓｉ添加と共に固溶強化による冷間圧延時に実収率の低下を引き起こす。
従って、その含量を０．１〜０．７重量％に制限することが好ましい。
【００２９】
Ｐ ０．００５〜０．０３重量％
Ｐは固溶強化により鋼板の剛性を高める元素であり、炭化物形成の抑制により固溶Ｃの増大による残留オーステナイトを安定化させる役割を行う。
過多時には溶接性の低下と粒界偏析による局部軟性劣化が起き、また、立方晶方位の発達を促進すると同時に（１１１）／／ＲＤ方位の発達を制限させる。
従って、その含量を０．００５〜０．０３重量％に制限することが好ましい。
【００３０】
Ｓｂ ０．０１〜０．３重量％
Ｓｂはｒ値に有利な集合組織である（１１１）／／ＲＤ方位の形成を促進すると同時に成形性に悪い影響を及ぼす立方晶方位と回転立方晶方位の形成を抑制する。
このような効果はＳが適正範囲に制限される時にその効果が増大する。
過多時には製鋼および熱間圧延に影響を及ぼすため、その含量を０．０１〜０．３重量％に制限することが好ましい。
【００３１】
Ｓ ０．００２〜０．０２重量％
Ｓは適正範囲で制限的に添加される時にその効果が増大するが、過多時に熱延板に粗大なＭｎＳが形成され、加工時の亀裂の原因となるためその含量を０．００２〜０．０２重量％に制限することが好ましい。
【００３２】
Ｍｏ ０．０１〜０．６重量％
ＭｏはＭｎと同様に低温変態相を安定化させる元素として、過多時に成形性低下の原因となるため、その含量を０．０１〜０．６重量％に制限することが好ましい。
【００３３】
Ｂ ０．０００５〜０．００３５重量％
ＢはＭｎと同様に低温変態相を安定化させる元素であるが、０．０００５〜０．００３５重量％の含量制限範囲から外れると前記の効果を得ることができず、特に過多時にメッキ密着性に悪い影響を及ぼすため、その含量を０．０００５〜０．００３５重量％に制限することが好ましい。
【００３４】
Ｔｉ ０．１５重量％以下、Ｎｂ ０．１５重量％以下、Ｖ ０．１５重量％以下
Ｔｉ、Ｎｂ、そしてＶは結晶粒微細化元素として、過多時に熱間変形に対する抵抗増加により生産性低下を引き起こすため、その含量を０．１５重量％以下に制限することが好ましい。
【００３５】
前記元素以外に、Ｆｅおよびその他の不純物で組成される。
【実施例】
【００３６】
以下、本発明の実施例を比較例と共に更に詳しく説明するが、本発明の下記実施例により限定されるわけではない。
（実施例１〜６および比較例１〜３）
下記表１のように組成された鋼スラブを１２００℃で再加熱した後、熱間圧延、巻き取り、酸洗、冷間圧延を順番に実施し、１．０ｍｍの厚さの鋼板を製造した後、下記表２の条件で再結晶焼なましを実施した。
【００３７】
ここで、工程条件として、熱間圧延時、最終スタンドの圧下率は１０％とし、巻き取り温度は６５０℃、冷間圧延の圧下率は６５％、再結晶焼なまし後の冷却速度は２０℃／ｓとした。
そして、再結晶焼なましを行い、製造した実施例１〜６および比較例１〜３の鋼板に対して引張強度、降伏強度、そしてｒ値を測定し、ＥＢＳＤ技術を利用して再結晶焼なまし後、（１１１）／／ＲＤ方位、（１００）＜００１＞方位のｖｏｌ％を計算してその結果を下記表２に示した。
【００３８】
【表１】
【００３９】
【表２】
【００４０】
表２に示したように、本発明では適正含量のアンチモン（Ｓｂ）を添加することで高いｒ値と優れた収縮成形性を有する鋼板を製造することができることを発見した。
【００４１】
図１および図２はアンチモン（Ｓｂ）添加量による（１１１）／／ＲＤ方位および（１００）＜００１＞方位の体積分率（ｖｏｌ％）を表したものであり、図３はアンチモン添加量によるｒ値を表したものである。
図１を見ると、（１１１）／／ＲＤ方位は本発明の条件を満足させる時、０．３５％の方位分布を表しており、図２でアンチモンの量が本発明の条件を満足させる時、方位集積図が低くなり、本発明の条件を満たさない時に高くなることが分かる。
また、図３を見ると、アンチモンの量が本発明の条件を満足させる時、高いｒ値を示すことが分かる。
【図面の簡単な説明】
【００４２】
【図１】実施例と比較例に対し、アンチモンの添加量に対するγ−ファイバーの方位の体積分率を表した図面である。
【図２】実施例と比較例に対し、アンチモンの添加量に対する立方晶の方位の体積分率を表した図面である。
【図３】実施例と比較例に対し、アンチモンの添加量に対するｒ値を表した図面である。
【技術分野】
【０００１】
本発明は高張力鋼板およびその製造方法に係り、更に詳しくは、自動車に使用される鋼材として成形性および亜鉛メッキ性が優れた高張力鋼板およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
最近自動車業界では、次第に厳しくなっている環境規制と日に日に深化している資源枯渇問題に対処するために車体の軽量化に関し多くの研究がなされている。
特に、排気ガス排出量抑制と燃費向上のために高強度鋼板を使用すると同時に、車体軽量化に多くの努力を払っている。
しかし、安全面では強度が高い鋼材を使用するほど有利であるが、高強度であるほどプレス成形が困難であり、特に、複雑な形状の加工は困難となる。
【０００３】
これは一般的に鋼板の強度が高いほど降伏応力が増大し、また、ｒ値で代表されるドローイング成形性（ｄｒａｗｉｎｇ ｆｏｒｍａｂｉｌｉｔｙ）が急落することから容易に類推することができる。
これを克服するために今日まで鋼板の高強度化と共に高軟性化が図られてきた。例えば、高軟性、高強度化を達成するために変態有機塑性現象を利用したＴＲＩＰ鋼、基地組織がマルテンサイトとフェライトの２相からなる二相（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ，ＤＰ）鋼、そして双晶を利用したＴＷＩＰ鋼などの複合組織鋼に関する研究が活発に行われてきた。
【０００４】
この中で、プレス成形性の側面で有利である材質の例として、二相鋼（以下、ＤＰ鋼とする）を挙げることができ、特に、連続焼なまし後、ＧＣＬ（Ｇａｓ ｊｅｔ Ｃｏｏｌｉｎｇ Ｌｉｎｅ）を経て製造されたＤＰ鋼の場合、低い降伏強度、高軟性、そして優れた焼付硬化（Ｂａｋｅ Ｈａｒｄｅｎｉｎｇ，ＢＨ）性を表す。
しかし、複合組織鋼は加工性に対しては大体良好であるが、ｒ値が低く、深絞り（Ｄｅｅｐ Ｄｒａｗｉｎｇ）性が落ちるという短所がある。
最近では自動車の高強度化のために、引張強度が４４０ＭＰａ、４９０ＭＰａ級の高強度鋼板、または５９０ＭＰａ級以上の高強度鋼板においても高軟性だけでなく優れた収縮性、即ち高ｒ値に対する要求が増大している。
【０００５】
このような要求を解決するために現在までも複合組織鋼のｒ値を高め、収縮性を改善するために多様な試みがあり、その例として、深絞り用冷延鋼板のｒ値を高めるための方法として、２度の冷間圧延と２度の焼なましを組み合わせた２度の冷延−２度の焼なまし技術が特開平３−９７８１２号、特開平３−９７８１３号、特開平５−２０９２２８号に開示されている。
しかし、前記特許に開示された技術は、引張強度が４４０ＭＰａ級以上である複合組織型高張力冷延鋼板に適用するのに適合した技術ではなく、特に、２度の冷延および２度の焼なまし過程により技術的な側面よりは経済的な側面で生産性と素材原価の上昇を誘発する要因となっているため、大量生産の面で適合しない。
【特許文献１】特開平３−９７８１２号公報
【特許文献２】特開平３−９７８１３号公報
【特許文献３】特開平５−２０９２２８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明は前記のような問題点を解決するためになされたものであり、特にアンチモン（Ｓｂ）を適正範囲で限定的に含有させることで、１度の冷延−焼なましでも高い成形性と優れた収縮性を有すると同時に、溶融亜鉛メッキが可能となる複合組織の高張力鋼版およびその製造方法を提供することにその目的がある。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明は、Ｃ ０．０５〜０．１５重量％、Ｓｉ ０．１５重量％以下、Ｍｎ ０．５〜２．７重量％、Ａｌ ０．１〜０．７重量％、Ｐ ０．００５〜０．０３重量％、Ｓｂ ０．０１〜０．３重量％、Ｓ ０．００２〜０．０２重量％、そしてＭｏ ０．０１〜０．６重量％とＢ ０．０００５〜０．００３５重量％の中から選択された少なくとも１種の元素、そして鉄（Ｆｅ）およびその他の不可避な不純物で組成され、フェライトとマルテンサイトの複合組織からなることを特徴とする。
【０００８】
また、目標引張強度によってＴｉ、ＮｂおよびＶの中から選択された少なくとも１種の元素を０．１５重量％以下追加した組成であることを特徴とする。
【０００９】
前記フェライト組織で、γ−ファイバーの方位（（１１１）／／ＲＤ方位）がｖｏｌ％で０．３５％以上であり、立方晶の方位（（１００）＜００１＞）がｖｏｌ％で０．２％以下であることを特徴とする。
【００１０】
また、本発明は、Ｃ ０．０５〜０．１５重量％、Ｓｉ ０．１５重量％以下、Ｍｎ ０．５〜２．７重量％、Ａｌ ０．１〜０．７重量％、Ｐ ０．００５〜０．０３重量％、Ｓｂ ０．０１〜０．３重量％、Ｓ ０．００２〜０．０２重量％、そしてＭｏ ０．０１〜０．６重量％とＢ ０．０００５〜０．００３５重量％の中から選択された少なくとも１種の元素、そして鉄（Ｆｅ）およびその他の不可避な不純物からなるスラブを提供する段階と、前記スラブを１０５０〜１２５０℃の温度で再加熱する段階と、最終スタンドの圧下率を１０％以下とする熱間圧延を実施する段階と、熱間圧延された鋼板を６００〜７５０℃で巻き取った後、冷間圧延する段階、および、冷間圧延された鋼板を再結晶焼なまし処理をした後、冷却する段階、とからなることを特徴とする。
【００１１】
前記再結晶焼なまし処理は７５０〜８５０℃の温度で３０〜１８０秒間実施した後、前記冷却は１５〜２０００℃／ｓの冷却速度で実施することを特徴とし、
目標引張強度によってＴｉ、ＮｂおよびＶの中から選択された少なくとも１種の元素を０．１５重量％以下追加したスラブを提供することを特徴とする。
【発明の効果】
【００１２】
本発明による高張力鋼板およびその製造方法によると、合金成分に適正な組成範囲のアンチモン（Ｓｂ）を添加し、最適の工程条件で熱間圧延、巻き取り、冷間圧延、再結晶焼なましを実施して製造することで、高いｒ値と優れた収縮成形性を有する溶融メッキ用二相（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）高張力鋼板を提供することができる。
特に、高い引張強度の複合組織形高張力鋼板を１度の冷延−焼なまし過程により製造することができることで、生産性の向上および原価節減が可能で、素材の大量生産が可能となる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
以下、図面を参照にして本発明を詳しく説明する。
本発明による高張力鋼板は、Ｃ ０．０５〜０．１５重量％、Ｓｉ ０．１５重量％以下、Ｍｎ ０．５〜２．７重量％、Ａｌ ０．１〜０．７重量％、Ｐ ０．００５〜０．０３重量％、Ｓｂ ０．０１〜０．３重量％、Ｓ ０．００２〜０．０２重量％、そしてＭｏ ０．０１〜０．６重量％およびＢ ０．０００５〜０．００３５の中から選択された少なくとも１種の元素、そしてＦｅおよびその他不可避な不純物で組成され、フェライトとマルテンサイトの複合組織からなる。
【００１４】
本発明の発明者は、従来技術の問題点を解決するために冷延鋼板の合金元素と生産工程の条件などによる微細組織発達と再結晶および相変態集合組織の発達に関して調査を行い、その結果、ｒ値に直接的に影響を与えるγ−ファイバーの方位（（１１１）／／ＲＤ）の発達は合金成分のうち、固溶炭素（Ｃ）量により一時的に影響を受けることを確認した。
【００１５】
従って、目標とする引張強度で剛性に必要なマルテンサイトの形成のために、必要とする適性炭素（Ｃ）量を除いた不必要な固溶炭素は、チタニウム（Ｔｉ）、バナジウム（Ｖ）、ニオビウム（Ｎｂ）などを活用して炭化物の生成により固溶炭素量を減少させる。
【００１６】
これを再結晶焼なまし後、最終焼なまし製品に対して（１１１）／／ＲＤ方位が主方位として発達した再結晶集合組織が発達するようにする技術は知られているが、固溶炭素量の減少による集合組織の制御には限界がある。
従って、本発明の発明者はこのような限界を克服し、経済的側面において後工程の追加なしに合金成分系の最適設計と成分追加による集合組織の制御の研究を行なった。
【００１７】
その結果、前記合金成分中、α−ファイバーの方位（（１１０）／／ＮＤ）の発達と立方晶（Ｃｕｂｅ）の方位（（１００）＜００１＞）の発達を抑制し、（１１１）／／ＲＤ方位の発達を助けるアンチモン（Ｓｂ）を０．３％以下の一定量で制限的に添加する場合、高いｒ値を得ることが分かった。
そして、鋼材に不純物として存在する硫黄（Ｓ）が１０ｐｐｍ以下の場合、アンチモン（Ｓｂ）を添加する場合に立方晶の方位が発達し、結果的に鋼板の物理的特性が向上するという事実は既に公知されている。
【００１８】
このような事実を基に、本発明の発明者は、硫黄（Ｓ）が１０ｐｐｍ以上であると同時にアンチモン（Ｓｂ）が０．３％以下の制限範囲で鋼の中に含有される時、立方晶の方位と回転立方晶（Ｒｏｔａｔｅ Ｃｕｂｅ）の方位（（１００）＜０１１＞）の発達が抑制され、また（１１１）／／ＲＤ方位が発達するという事実を見出した。
【００１９】
これを自動車用高張力二相鋼板に適用するため、本発明では前記のように合金元素が添加されたスラブに対して板の形状制御および通板性のために、熱間圧延機の仕上げ圧延の最終スタンドで１０％以下の圧下率で熱間圧延を行った後、６００〜７５０℃でバッチ焼なまし後、炉冷で巻取りを実施した。
このように得られた熱延板に対して酸洗過程を経た後、６５〜７５％の冷間圧延を実施し、このような冷延鋼板に対して脱脂を行った後、７５０〜８５０℃で３０〜１８０秒間再結晶焼なましを行い、冷却ラインの特性によって１５〜２０００℃／ｓの冷却速度で冷却を実施した。
前記のように本発明の方法で製造した複合組織の冷延鋼板の基本相はフェライト組織からなり、目標とする引張強度と焼なましラインの実現可能な冷却速度によってベイナイトとマルテンサイト組織が一定比率以上混在する。
【００２０】
このようにして、本発明で、前記高張力鋼板は、Ｃ ０．０５〜０．１５重量％、Ｓｉ ０．１５重量％以下、Ｍｎ ０．５〜２．７重量％、Ａｌ ０．１〜０．７重量％、Ｐ ０．００５〜０．０３重量％、Ｓｂ ０．０１〜０．３重量％、Ｓ ０．００２〜０．０２重量％、そしてＭｏ ０．０１〜０．６重量％およびＢ ０．０００５〜０．００３５の中から選択された少なくとも１種の元素、そしてＦｅおよびその他不可避な不純物からなるスラブを１０５０〜１２５０℃で再加熱した後、板形状および通板性を考慮して熱間仕上げ圧延の最終スタンドの圧下率を１０％以下にする熱間圧延を実施し、熱間圧延された鋼板を６００〜７５０℃で巻き取った後、巻き取られた熱延鋼板を６５〜７５％の圧下率で０．６〜１．４ｍｍの厚さで冷間圧延を実施し、その後冷間圧延された鋼板を７５０〜８５０℃の温度で３０〜１８０秒間再結晶焼なましした後、１５〜２０００℃／ｓの速度で冷却する過程を経て製造される。
【００２１】
前記本発明の製造過程において、スラブを１０５０〜１２５０℃に限定した理由は、１０５０℃未満で加熱する場合、低温度による圧延抵抗性により発生する圧延力（ｒｏｌｌ ｆｏｒｃｅ）の増大で熱間圧延の作業性に問題が生じ、１２５０℃より高い温度で加熱する場合、再固溶の増大による微細析出物の多量含有により最終材の微細組織、相分率そして集合組織の制御に問題があるためである。
また、熱間圧延中、仕上げ圧延機の前部スタンドで強圧をする前端強圧と後部スタンドで強圧をする後端降圧があり、２方式は各々最終材の集合組織発達に影響を及ぼす。
【００２２】
２つの圧延方式共通で、最終スタンドの圧下率は熱延板の通板性に影響を及ぼし、これは生産性と密接な関係をもつため、本発明の鋼板の場合、最終圧延機の圧下率は１０％以下に限定する。
また、前述したように、熱間圧延された鋼板を６００〜７５０℃の温度で巻き取るが、この時、６００℃未満の温度で巻き取る場合は熱間圧延時に生成された変形組織が完全に再結晶しない問題が生じ、７５０℃より高い温度で巻き取る場合は熱延板の表面に形成される粗密な組織の酸化膜により酸洗に問題が生じる。
【００２３】
そして、再結晶焼なまし処理を７５０℃未満で行う場合と、８５０℃以上で行う場合に必要な引張強度を確保するためのマルテンサイト相の比率を制御するのに問題があるため７５０〜８５０℃で実施することが好ましい。
また、前記温度範囲で再結晶焼なまし時間を３０〜１８０秒に限定した理由は、３０秒未満で維持する場合、冷延組織が完全に焼なましされない上に、相変態温度に影響を与え、また、１８０秒以上で維持する場合は理想的な目標温度に到達することができるが生産性の側面で不利であるため、焼なまし時間を３０〜１８０秒に制限することが好ましい。
【００２４】
また、再結晶焼なまし後、１５〜２０００℃／ｓの速度で冷却するが、前記範囲未満の冷却速度ではマルテンサイトの変態のために必要とする駆動エネルギーを確保するのに問題が生じ、前記範囲より早い冷却速度である場合には商業性のある技術的具現が不可能であるため好ましくない。
前記過程を経て製造される鋼板は基地組織がフェライトとマルテンサイトからなり、また、フェライト組織のγ−ファイバーの方位（（１１１）／／ＲＤ）がｖｏｌ％で０．３５％以上に制御され、立方晶の方位（（１００）＜００１＞）がｖｏｌ％で０．２％以下に抑制されるという特徴を持つ。
【００２５】
以下、本発明による高張力鋼板において、各構成元素の含有量制限理由を説明する。
Ｃ ０．０５〜０．１５重量％
Ｃは鋼の加工性に影響を及ぼす元素として、過多時、成形性を低下させる。
また、相変態の温度範囲で、フェライト内部からオーステナイト相に移動して常温でオーステナイト相を安定化させる元素である。
しかし、０．１５重量％を超過して添加すると、第２相の形状に影響を及ぼし、溶接性に悪い影響を及ぼす。
従って、その含有量を０．１５重量％以下に制限することが好ましい。
また、必要強度を確保するために０．０５％以上は必要である。
【００２６】
Ｓｉ ０．１５重量％以下
Ｓｉはフェライト安定化元素として、セメンタイトの析出を抑制しフェライト分率を増加させて延伸率を向上させると同時に、固溶強化を通して強度もまた増加させる。
しかし、添加量を過度に増加させると表面の形状が不良となり溶接性が低下する他、酸化物生成によりメッキ性が低下する。
従って、その含量を０．１５重量％以下に制限することが好ましい。
【００２７】
Ｍｎ ０．５〜２．７重量％
Ｍｎはオーステナイト安定化元素として、針状フェライト、ベイナイトまたはマルテンサイトのような低温変態相形成により強度を増加させる。
また、拡散変態による相変態にもかかわらずフェライトの区間の減少による効果で集合組織のメモリー現象を引き起こす原因となる。
添加量が０．５重量％以下の場合、フェライト形成を抑制するための冷却速度の制御が難しく、２．７重量％以上の場合、熱間圧延時に板材に偏析帯（ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ ｂａｎｄ）が形成され、溶接性の低下および水素誘起脆性の原因となる。
従って、含量を０．５〜２．７重量％に制限することが好ましい。
【００２８】
Ａｌ ０．１〜０．７重量％
ＡｌはＳｉと同様にセメンタイトの析出を抑制することで変態の進行を遅延させる。
フェライト分率を増加させ延伸率を向上させる元素であり、多量に添加しても化学的処理性や溶融亜鉛メッキ性を劣化させないが、脆化の原因を提供する。
合わせて、Ｓｉ添加と共に固溶強化による冷間圧延時に実収率の低下を引き起こす。
従って、その含量を０．１〜０．７重量％に制限することが好ましい。
【００２９】
Ｐ ０．００５〜０．０３重量％
Ｐは固溶強化により鋼板の剛性を高める元素であり、炭化物形成の抑制により固溶Ｃの増大による残留オーステナイトを安定化させる役割を行う。
過多時には溶接性の低下と粒界偏析による局部軟性劣化が起き、また、立方晶方位の発達を促進すると同時に（１１１）／／ＲＤ方位の発達を制限させる。
従って、その含量を０．００５〜０．０３重量％に制限することが好ましい。
【００３０】
Ｓｂ ０．０１〜０．３重量％
Ｓｂはｒ値に有利な集合組織である（１１１）／／ＲＤ方位の形成を促進すると同時に成形性に悪い影響を及ぼす立方晶方位と回転立方晶方位の形成を抑制する。
このような効果はＳが適正範囲に制限される時にその効果が増大する。
過多時には製鋼および熱間圧延に影響を及ぼすため、その含量を０．０１〜０．３重量％に制限することが好ましい。
【００３１】
Ｓ ０．００２〜０．０２重量％
Ｓは適正範囲で制限的に添加される時にその効果が増大するが、過多時に熱延板に粗大なＭｎＳが形成され、加工時の亀裂の原因となるためその含量を０．００２〜０．０２重量％に制限することが好ましい。
【００３２】
Ｍｏ ０．０１〜０．６重量％
ＭｏはＭｎと同様に低温変態相を安定化させる元素として、過多時に成形性低下の原因となるため、その含量を０．０１〜０．６重量％に制限することが好ましい。
【００３３】
Ｂ ０．０００５〜０．００３５重量％
ＢはＭｎと同様に低温変態相を安定化させる元素であるが、０．０００５〜０．００３５重量％の含量制限範囲から外れると前記の効果を得ることができず、特に過多時にメッキ密着性に悪い影響を及ぼすため、その含量を０．０００５〜０．００３５重量％に制限することが好ましい。
【００３４】
Ｔｉ ０．１５重量％以下、Ｎｂ ０．１５重量％以下、Ｖ ０．１５重量％以下
Ｔｉ、Ｎｂ、そしてＶは結晶粒微細化元素として、過多時に熱間変形に対する抵抗増加により生産性低下を引き起こすため、その含量を０．１５重量％以下に制限することが好ましい。
【００３５】
前記元素以外に、Ｆｅおよびその他の不純物で組成される。
【実施例】
【００３６】
以下、本発明の実施例を比較例と共に更に詳しく説明するが、本発明の下記実施例により限定されるわけではない。
（実施例１〜６および比較例１〜３）
下記表１のように組成された鋼スラブを１２００℃で再加熱した後、熱間圧延、巻き取り、酸洗、冷間圧延を順番に実施し、１．０ｍｍの厚さの鋼板を製造した後、下記表２の条件で再結晶焼なましを実施した。
【００３７】
ここで、工程条件として、熱間圧延時、最終スタンドの圧下率は１０％とし、巻き取り温度は６５０℃、冷間圧延の圧下率は６５％、再結晶焼なまし後の冷却速度は２０℃／ｓとした。
そして、再結晶焼なましを行い、製造した実施例１〜６および比較例１〜３の鋼板に対して引張強度、降伏強度、そしてｒ値を測定し、ＥＢＳＤ技術を利用して再結晶焼なまし後、（１１１）／／ＲＤ方位、（１００）＜００１＞方位のｖｏｌ％を計算してその結果を下記表２に示した。
【００３８】
【表１】
【００３９】
【表２】
【００４０】
表２に示したように、本発明では適正含量のアンチモン（Ｓｂ）を添加することで高いｒ値と優れた収縮成形性を有する鋼板を製造することができることを発見した。
【００４１】
図１および図２はアンチモン（Ｓｂ）添加量による（１１１）／／ＲＤ方位および（１００）＜００１＞方位の体積分率（ｖｏｌ％）を表したものであり、図３はアンチモン添加量によるｒ値を表したものである。
図１を見ると、（１１１）／／ＲＤ方位は本発明の条件を満足させる時、０．３５％の方位分布を表しており、図２でアンチモンの量が本発明の条件を満足させる時、方位集積図が低くなり、本発明の条件を満たさない時に高くなることが分かる。
また、図３を見ると、アンチモンの量が本発明の条件を満足させる時、高いｒ値を示すことが分かる。
【図面の簡単な説明】
【００４２】
【図１】実施例と比較例に対し、アンチモンの添加量に対するγ−ファイバーの方位の体積分率を表した図面である。
【図２】実施例と比較例に対し、アンチモンの添加量に対する立方晶の方位の体積分率を表した図面である。
【図３】実施例と比較例に対し、アンチモンの添加量に対するｒ値を表した図面である。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ ０．０５〜０．１５重量％、Ｓｉ ０．１５重量％以下、Ｍｎ ０．５〜２．７重量％、Ａｌ ０．１〜０．７重量％、Ｐ ０．００５〜０．０３重量％、Ｓｂ ０．０１〜０．３重量％、Ｓ ０．００２〜０．０２重量％、そしてＭｏ ０．０１〜０．６重量％とＢ ０．０００５〜０．００３５重量％の中から選択された少なくとも１種の元素、そして鉄（Ｆｅ）およびその他の不可避な不純物で組成され、フェライトとマルテンサイトの複合組織からなることを特徴とする成形性が優れた高張力鋼板。
【請求項２】
目標引張強度によってＴｉ、ＮｂおよびＶの中から選択された少なくとも１種の元素を０．１５重量％以下追加した組成であることを特徴とする請求項１記載の成形性が優れた高張力鋼板。
【請求項３】
前記フェライト組織で、γ−ファイバーの方位（（１１１）／／ＲＤ方位）がｖｏｌ％で０．３５％以上であり、立方晶の方位（（１００）＜００１＞）がｖｏｌ％で０．２％以下であることを特徴とする請求項１記載の成形性が優れた高張力鋼板。
【請求項４】
Ｃ ０．０５〜０．１５重量％、Ｓｉ ０．１５重量％以下、Ｍｎ ０．５〜２．７重量％、Ａｌ ０．１〜０．７重量％、Ｐ ０．００５〜０．０３重量％、Ｓｂ ０．０１〜０．３重量％、Ｓ ０．００２〜０．０２重量％、そしてＭｏ ０．０１〜０．６重量％とＢ ０．０００５〜０．００３５重量％の中から選択された少なくとも１種の元素、そして鉄（Ｆｅ）およびその他の不可避な不純物からなるスラブを提供する段階と、
前記スラブを１０５０〜１２５０℃の温度で再加熱する段階と、
最終スタンドの圧下率を１０％以下とする熱間圧延を実施する段階と、
熱間圧延された鋼板を６００〜７５０℃で巻き取った後、冷間圧延する段階、および
冷間圧延された鋼板を再結晶焼なまし処理をした後、冷却する段階
とからなることを特徴とする成形性が優れた高張力鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記再結晶焼なまし処理は７５０〜８５０℃の温度で３０〜１８０秒間実施した後、前記冷却は１５〜２０００℃／ｓの冷却速度で実施することを特徴とする請求項４記載の成形性が優れた高張力鋼板の製造方法。
【請求項６】
目標引張強度によってＴｉ、ＮｂおよびＶの中から選択された少なくとも１種の元素を０．１５重量％以下で追加したスラブを提供することを特徴とする請求項４記載の成形性が優れた高張力鋼板の製造方法。
【請求項１】
Ｃ ０．０５〜０．１５重量％、Ｓｉ ０．１５重量％以下、Ｍｎ ０．５〜２．７重量％、Ａｌ ０．１〜０．７重量％、Ｐ ０．００５〜０．０３重量％、Ｓｂ ０．０１〜０．３重量％、Ｓ ０．００２〜０．０２重量％、そしてＭｏ ０．０１〜０．６重量％とＢ ０．０００５〜０．００３５重量％の中から選択された少なくとも１種の元素、そして鉄（Ｆｅ）およびその他の不可避な不純物で組成され、フェライトとマルテンサイトの複合組織からなることを特徴とする成形性が優れた高張力鋼板。
【請求項２】
目標引張強度によってＴｉ、ＮｂおよびＶの中から選択された少なくとも１種の元素を０．１５重量％以下追加した組成であることを特徴とする請求項１記載の成形性が優れた高張力鋼板。
【請求項３】
前記フェライト組織で、γ−ファイバーの方位（（１１１）／／ＲＤ方位）がｖｏｌ％で０．３５％以上であり、立方晶の方位（（１００）＜００１＞）がｖｏｌ％で０．２％以下であることを特徴とする請求項１記載の成形性が優れた高張力鋼板。
【請求項４】
Ｃ ０．０５〜０．１５重量％、Ｓｉ ０．１５重量％以下、Ｍｎ ０．５〜２．７重量％、Ａｌ ０．１〜０．７重量％、Ｐ ０．００５〜０．０３重量％、Ｓｂ ０．０１〜０．３重量％、Ｓ ０．００２〜０．０２重量％、そしてＭｏ ０．０１〜０．６重量％とＢ ０．０００５〜０．００３５重量％の中から選択された少なくとも１種の元素、そして鉄（Ｆｅ）およびその他の不可避な不純物からなるスラブを提供する段階と、
前記スラブを１０５０〜１２５０℃の温度で再加熱する段階と、
最終スタンドの圧下率を１０％以下とする熱間圧延を実施する段階と、
熱間圧延された鋼板を６００〜７５０℃で巻き取った後、冷間圧延する段階、および
冷間圧延された鋼板を再結晶焼なまし処理をした後、冷却する段階
とからなることを特徴とする成形性が優れた高張力鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記再結晶焼なまし処理は７５０〜８５０℃の温度で３０〜１８０秒間実施した後、前記冷却は１５〜２０００℃／ｓの冷却速度で実施することを特徴とする請求項４記載の成形性が優れた高張力鋼板の製造方法。
【請求項６】
目標引張強度によってＴｉ、ＮｂおよびＶの中から選択された少なくとも１種の元素を０．１５重量％以下で追加したスラブを提供することを特徴とする請求項４記載の成形性が優れた高張力鋼板の製造方法。
【図１】
【図２】
【図３】
【図２】
【図３】
【公開番号】特開２００８−１１５４５４（Ｐ２００８−１１５４５４Ａ）
【公開日】平成２０年５月２２日（２００８．５．２２）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００６−３２２９６４（Ｐ２００６−３２２９６４）
【出願日】平成１８年１１月３０日（２００６．１１．３０）
【出願人】（５９１２５１６３６）現代自動車株式会社 (1,064)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２０年５月２２日（２００８．５．２２）
【国際特許分類】
【出願日】平成１８年１１月３０日（２００６．１１．３０）
【出願人】（５９１２５１６３６）現代自動車株式会社 (1,064)
【Ｆターム（参考）】
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