複合組織鋼板及びこれを製造する方法
【課題】自動車の外板及び内板材として用いられる鋼板に耐デント性、低降伏応力、高Ｒｉ値（Ｌａｎｋｆｏｒｄ ｖａｌｕｅ）及び高成形性を有する複合組織鋼板及びその製造方法を提供する。
【解決手段】Ｃ：０．０５〜０．１０重量％、Ｓｉ：０．０３〜０．５０重量％、Ｍｎ：１．５０〜２．００重量％、Ｐ：０重量％超０．０３重量％、Ｓ：０重量％超０．００３重量％、Ａｌ：０．０３〜０．５０重量％、Ｃｒ：０．１〜０．２重量％、Ｍｏ：０．１〜０．２０重量％、Ｎｂ：０．０２〜０．０４重量％、Ｂ：０重量％超０．００５重量％、Ｎ：０重量％超０．０１重量％、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物で組成され、冷間圧延後に熱処理及び溶融亜鉛メッキをした高強度鋼板及びその製造方法。
【解決手段】Ｃ：０．０５〜０．１０重量％、Ｓｉ：０．０３〜０．５０重量％、Ｍｎ：１．５０〜２．００重量％、Ｐ：０重量％超０．０３重量％、Ｓ：０重量％超０．００３重量％、Ａｌ：０．０３〜０．５０重量％、Ｃｒ：０．１〜０．２重量％、Ｍｏ：０．１〜０．２０重量％、Ｎｂ：０．０２〜０．０４重量％、Ｂ：０重量％超０．００５重量％、Ｎ：０重量％超０．０１重量％、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物で組成され、冷間圧延後に熱処理及び溶融亜鉛メッキをした高強度鋼板及びその製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、複合組織鋼板及びこれを製造する方法に関し、自動車の外板及び内板材として用いられる鋼板に耐デント性、低降伏応力、高Ｒｉ値及び高成形性を付加する技術に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車用鋼板は大部分プレス加工により成形されるため、優れたプレス成形性が要求され、これを確保するためには高い延性及び高Ｒｉ値が必須で要求される。即ち、自動車用鋼板は高張力鋼板とし、高い延性及び高Ｒｉ値を有することが最も重要である。
【０００３】
しかし、自動車用鋼板の軽量化及び乗客の安定性要求の上に鋼板の高強度化がなされることにより、Ｓｉ及びＭｎのような合金成分添加の増加に伴って鋼板の成形性低下及びメッキ特性等の顕著な低下の問題があり、前記全ての要求を満たす自動車用鋼板の開発に困難をきたしている。
【０００４】
また、自動車用鋼板は、高い耐食性も要求されるため、自動車用鋼板として耐食性に優れた溶融亜鉛メッキ鋼板が用いられてきた。溶融亜鉛メッキ鋼板は、再結晶焼鈍及びメッキを同一ラインで実施する連続溶融亜鉛メッキ設備を介して製造され、優れた耐食性を有しながら低廉な製造方法で加工が可能である。そして、溶融亜鉛メッキ後に再度加熱処理した合金化溶融亜鉛メッキ鋼板は、優れた耐食性に加え溶接性や成形性も優れるという面で広く用いられている。
【０００５】
上述した通り、自動車の車体をより軽量化及び強化するためには、成形性に優れた高張力冷延鋼鈑の開発、そして連続溶融亜鉛メッキラインによる優れた耐食性も備えた高張力溶融亜鉛メッキ鋼板の開発が要求されている。
【０００６】
さらに、最近、自動車の軽量化及び品質向上の過程で自動車構造部品とともに自動車外板に対する高強度化が急速に進んでいる。自動車外板に高強度鋼を適用し、外部物体との衝突時に発生する外板損傷に対する抵抗を増加させるために耐デント性に優れた高強度鋼板の開発が要求されている。
【０００７】
また、自動車の外観のために正確な成形が重要なので、塗装前は強度が低くて成形が容易で、塗装後には強度が増加する焼付硬化鋼（Ｂａｋｅ Ｈａｒｄｅｎｉｎｇ；以下、ＢＨ鋼）の開発が要求されている。現在、ＢＨ鋼の引張強度（ＴＳ）は、３５０〜４５０ＭＰａ程度の水準で開発されている状況である。
【０００８】
成形性が良好な高張力溶融亜鉛メッキ鋼板の代表的な従来技術としては、軟質フェライトと硬質マルテンサイトの複合組織を有する鋼板であって、延伸率（Ｅｌ）及びＲｉ値（Ｌａｎｋｆｏｒｄ ｖａｌｕｅ）を改善した溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法が提示されている。しかし、前記従来技術は多量のＳｉを添加することにより、優れたメッキ品質の確保に困難があり、多量のＴｉなどを添加して製造原価が上昇する問題が発生する。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開２００７−２２４４０８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
Ｃ：０．０５〜０．１０重量％、Ｓｉ：０．０３〜０．５０重量％、Ｍｎ：１．５０〜２．００重量％、Ｐ：０重量％超０．０３重量％、Ｓ：０重量％超０．００３重量％、Ａｌ：０．０３〜０．５０重量％、Ｃｒ：０．１〜０．２重量％、Ｍｏ：０．１〜０．２０重量％、Ｎｂ：０．０２〜０．０４重量％、Ｂ：０重量％超０．００５重量％、Ｎ：０重量％超０．０１重量％、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物で組成される焼鈍材及び溶融メッキ材により、２７０ＭＰａ以上の降伏応力（ＹＳ）と、４４０〜５９０ＭＰａの引張強度（ＴＳ）と、２８％の延伸率（Ｅｌ）と、０．１５〜０．２の加工硬化指数（ｎ）と、１．０〜２．０のＲｉ値を有する複合組織鋼板及びこれを製造する方法を提供することをその目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明に係る複合組織鋼板は、自動車の外板及び内板材として、Ｃ：０．０５〜０．１０重量％、Ｓｉ：０．０３〜０．５０重量％、Ｍｎ：１．５０〜２．００重量％、Ｐ：０重量％超０．０３重量％、Ｓ：０重量％超０．００３重量％、Ａｌ：０．０３〜０．５０重量％、Ｃｒ：０．１〜０．２重量％、Ｍｏ：０．１〜０．２０重量％、Ｎｂ：０．０２〜０．０４重量％、Ｂ：０重量％超０．００５重量％、Ｎ：０重量％超０．０１重量％、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物で組成され、４４０〜５９０Ｍｐａの引張強度（ＴＳ）を有することを特徴とする。
【００１２】
ここで、前記複合組織鋼板の２７０ＭＰａ以上の降伏応力（ＹＳ）と、２８％の延伸率（Ｅｌ）と、０．１５〜０．２の加工硬化指数（ｎ）と、１．０〜２．０のＲｉ値であることを特徴とする。
【００１３】
また、本発明に係る複合組織鋼板製造方法は、自動車の外板及び内板材として、Ｃ：０．０５〜０．１０重量％、Ｓｉ：０．０３〜０．５０重量％、Ｍｎ：１．５０〜２．００重量％、Ｐ：０重量％超０．０３重量％、Ｓ：０重量％超０．００３重量％、Ａｌ：０．０３〜０．５０重量％、Ｃｒ：０．１〜０．２重量％、Ｍｏ：０．１〜０．２０重量％、Ｎｂ：０．０２〜０．０４重量％、Ｂ：０重量％超０．００５重量％、Ｎ：０重量％超０．０１重量％、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物で組成される鋼スラブを再加熱する段階と、前記鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を形成する段階と、前記熱延鋼板をコイリングして熱延コイルを形成する段階と、前記熱延コイルをアンコイリングして、酸洗及び冷間圧延して冷延鋼鈑を形成する段階と、前記冷延鋼鈑を焼鈍熱処理して複合組織を有する焼鈍鋼板を形成する段階と、を備え、溶融亜鉛メッキ及び合金化することを特徴とする。
【００１４】
ここで、前記鋼スラブは、製鋼工程を通じて溶鋼を製造し、前記溶鋼を造塊又は連続鋳造して製造することを特徴とし、前記再加熱する段階は１１５０〜１２５０℃の温度で１．５〜３．５時間維持することを特徴とし、前記熱間圧延する段階は８００〜９００℃の温度範囲で、５段階（ｐａｓｓ）で行うことを特徴とし、前記巻取温度は５５０〜６５０℃の温度範囲で行うことを特徴とし、前記冷間圧延する段階の圧下率は５０〜８０％で行うことを特徴とする。
【００１５】
また、前記焼鈍熱処理は連続焼鈍ラインで行うものの、前記連続焼鈍ラインは１０〜２０℃／ｓｅｃで７５０〜８５０℃まで加熱して１００〜１１０秒間焼鈍する段階と、前記焼鈍に続いて３〜１５℃／ｓｅｃで４６０〜５４０℃まで冷却する段階と、前記４６０〜５４０℃の温度で１００〜２００秒間、過時効処理する段階とを備えることを特徴とし、前記焼鈍熱処理後に４８０〜５６０℃の温度で行う溶融亜鉛メッキ工程をさらに行うことを特徴とする。
【００１６】
また、前記複合組織鋼板製造方法で前記連続焼鈍ラインを進めるスピード（Ｌｉｎｅ Ｓｐｅｅｄ；Ｌ／Ｓ）は、８０〜２００ｍｐｍを基準とすることを特徴とする。
【発明の効果】
【００１７】
上述した通り、本発明に係る複合組織鋼板は、フェライトとマルテンサイトからなる複合組織を有しながら、引張強度４４０〜５９０ＭＰａの高強度及び優れた成形性、焼付硬化性及び耐デント性を確保することができる効果を提供する。また、表面の濃化を抑制して表面欠陥のないメッキ特性を提供できる効果がある。
【００１８】
従って、本発明に係る複合組織鋼板を用いた素材は、厚さの減少による軽量化が得られ、耐デント性及び屈曲発生低減性の向上による品質向上効果が得られる。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】本発明に係る複合組織鋼板の成分系により示される焼付硬化特性を示した代表的なグラフである。
【図２】本発明に係るＡｌ添加によるメッキ性の結果写真である。
【図３】本発明に係る複合組織鋼板の焼鈍後の写真である。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
現在適用されているＢＨ鋼は、極低炭素鋼に固溶炭素（Ｃ）の含量を調節して焼付硬化を引き起こす鋼であって、現在までに開発されている引張強度（ＴＳ）４４０ＭＰａより強度をさらに増加させることは難しい状況である。これらはフェライト単相からなっているので、強度をさらに増加させるのに限界があるだけでなく、フェライト単相内の固溶炭素（Ｃ）だけで高いＢＨ値を得ることはできないためである。また、極低炭素ＢＨ鋼のＢＨ値は、自動車の成形が大きいほどＢＨ値が減少するので、加工硬化と焼付硬化を複合的に用いて自動車外板の強度を増加させる方法も活用するのは難しい限界がある。また、炭素（Ｃ）及び窒素（Ｎ）による時間の経過に応じて示される時効現象が示されるのを防止することができる。
【００２１】
このような要求条件を満たすために、本発明ではフェライト単相ではなく様々な相違複合的に存在するＭＰ鋼（ｍｕｌｔｉ ｐｈａｓｅ）を用いる。
【００２２】
ＭＰ鋼はＢＨ特性を極大化させる方法で現在のＢＨ鋼より強度が高くて優れた特性の鋼板を製造することができるもので、ＴＲＩＰ及びＤＰ鋼がある。しかし、これらは構造用部品を対象に開発されてきたものであり、自動車外板を対象に開発された例は極めて稀である。また、ここで用いられる外板の裏面は内板になるので、ここでは外板及び内板が均等に用いられるものとする。
【００２３】
従って、本発明ではＤＰ鋼に含まれる組成物の成分比を調節し、加工条件を限定することにより、成形性に優れてＢＨ値が高い高強度自動車用外板及び内板材を提供するものとする。
【００２４】
本発明は、鋼中に含まれる不純物元素中、鋼板の延性、溶接性及びメッキ性を損なうＳｉの含量を最少化し、メッキ性向上のためにＡｌの含量を調節する。
【００２５】
ここで、Ｓｉはフェライト安定化元素なので、機械的特性が低下することがある。従って、Ｓｉの成分と同じ効果を奏する成分であるＡｌを鋳造時にノズルの詰まりがない範囲とＡｌＮを制御する範囲内でさらに添加する。Ａｌをさらに添加する場合、フェライトの清浄化効果と同時にフェライト粒界に炭素及びその他化学成分の濃化により、熱処理時に異常領域で化学的なオーステナイトとフェライトの安定した分率を有することができるようにし、急速冷却時にマルテンサイト硬化能を向上させてオーステナイトがパーライトに変態するのを遅延させることができる。
【００２６】
また、Ｍｏを添加することにより、フェライトの微細化及び強度を向上させることができるが、ここにＡｌとＣｒの複合添加を追加で行うことにより、さらに安定したフェライトとマルテンサイトの相を有することができるようにする。従って、本発明に係る複合組織鋼板は適切な機械的性質を有しながらも、成形性を増加させることができる。
【００２７】
また、Ｎを０重量％超０．０１重量％に制御すればオーステナイト安定化元素として作用し、冷却中にマルテンサイト変態を促進し、マルテンサイト内に濃化されたＮにより強度が上昇して同等の強度で延伸率が上昇し得る。また、塗装後に固溶Ｎによって焼付硬化性も増加する。また、本発明は、Ｎを０重量％超０．０１重量％に制御することにより、多量のＡｌ添加によるＡｌＮ形成を抑制して熱間圧延後の素材の強度上昇を抑制し、高強度及び高靭性が要求される自動車用外板に適用され得るようにした。従って、本発明は、鋼板にＮを適宜添加することにより、焼付硬化性だけでなくＢＨ値を上昇させて成形性及び焼付硬化性に優れた鋼板を確保することができる。
【００２８】
以下、添付の表及び図面を参照して本発明に係る複合組織鋼板及びこれを製造する方法について詳細に説明する。
【００２９】
本発明に係る複合組織鋼板は、以下の化学成分の組成により、降伏応力（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）及び延伸率（Ｅｌ）のような機械的特性が向上するが、本発明に係る鋼成分の組成範囲について説明すると次の通りである。
【００３０】
［主要化学成分］
【００３１】
−炭素（Ｃ）：０．０５〜０．１０重量％
【００３２】
炭素（Ｃ）はオーステナイト安定化元素として熱延コイルでパーライト組織とフェライト内部に炭化物を最少化させ、結晶粒を微細化させる。冷延鋼鈑の焼鈍過程で部分的に溶解されて再固溶された複合析出物が１０〜３０μｍ程度の微細な結晶粒又は結晶粒界に現れるが、マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）を２０％以下に制限することにより、成形性の良い集合組織を発達させることができる最適な炭素含量の範囲は、０．０５〜０．１０重量％である。
【００３３】
炭素（Ｃ）が０．０５重量％未満の場合、臨界温度領域で安定したオーステナイトを確保できず、冷却後に適切なマルテンサイト分率が生成されないために強度の確保が困難で、炭素（Ｃ）が０．１０重量％を超える場合には、延性を確保することができず、溶接性を悪化させるので、炭素（Ｃ）の含量を０．０５〜０．１０重量％に制限することが望ましい。
【００３４】
−ケイ素（Ｓｉ）：０．０３〜０．５０重量％
【００３５】
ケイ素（Ｓｉ）はフェライト安定化元素として固溶強化によって強度を増加させる一方、焼鈍熱処理過程として６４０〜８２０℃の温度で維持する間、セメンタイトの析出を抑制して炭素がオーステナイトに濃化されるのを促進し、冷却時にマルテンサイト形成及び延性向上に寄与する元素である。
【００３６】
ケイ素（Ｓｉ）が０．０３重量％未満の場合、このオーステナイト安定化効果が弱くなり、０．５０重量％を超えれば表面粗さが劣化し、Ｓｉ酸化物が濃化されて溶接性及びメッキ性が非常に劣化する。従って、本発明では、Ｓｉ含量を０．０３〜０．５０重量％に制限することが望ましい。
【００３７】
−マンガン（Ｍｎ）：１．５０〜２．００重量％
【００３８】
マンガン（Ｍｎ）はオーステナイト安定化成分として焼鈍後に４６０〜５４０℃に冷却する間、オーステナイトからパーライトへの変態を遅延させるために、常温で冷却する間、マルテンサイト組織として安定して生成する。また、固溶強化によって強度を向上させる効果と、鋼中で硫黄（Ｓ）と結合してＭｎＳ介在物を形成し、スラブの熱間亀裂を防止するのに有効である。
【００３９】
マンガン（Ｍｎ）が１．５０％未満で添加されるならば、オーステナイトからパーライト（ｐｅａｒｌｉｔｅ）相への変態を遅延させるのが難しく、２．０％超の場合、スラブ価格（Ｃｏｓｔ）の顕著な上昇をもたらすだけでなく、溶接性及び成形性の劣化を招来するばかりかメッキ性を低下させるので、従って、その含量を１．５０〜２．００重量％にすることが望ましい。
【００４０】
−クロム（Ｃｒ）：０．１〜０．２重量％
【００４１】
クロム（Ｃｒ）は焼入れ性を向上させ、安定して低温変態相を形成させるのに有効な元素である。また、炭化物の微細化、球状化速度の遅延、結晶粒の微細化、結晶粒の成長抑制及びフェライト強化元素である。また、溶接時の熱影響部（ＨＡＺ）の軟化抑制にも効果がある。
【００４２】
クロム（Ｃｒ）が０．１重量％未満で添加されれば炭素（Ｃ）との結合があまりにも少なく再固溶させるのが難しく、０．２重量％を超えれば熱影響部の硬度上昇が過度に大きくなるので、その量を０．１０〜０．２０重量％以下に制限することが望ましい。
【００４３】
−アルミニウム（Ａｌ）：０．０３〜０．５０重量％
【００４４】
アルミニウム（Ａｌ）は脱酸材として用いられると同時に、シリコン（Ｓｉ）のようにセメンタイトの析出を抑制してオーステナイトを安定化する役割をする元素であって、熱延コイルの結晶粒界と炭化物を微細にさせるために鋼中の不要な固溶窒素（Ｎ）をＡｌＮとして析出させる。従って、強度を上昇させる効果を有している。
【００４５】
アルミニウム（Ａｌ）が０．０３重量％未満で添加される場合は、オーステナイト安定化の効果がなく、０．５０重量％超の場合、製鋼時にノズルの詰まる問題が発生することがあり、鋳造時にＡｌ酸化物などにより熱間脆性が発生してクラック発生と延性が低下する。
【００４６】
従って、高温領域で粒界に偏析してアルミニウム（Ａｌ）の含量を０．０３〜０．５０重量％にすることが望ましい。
【００４７】
−リン（Ｐ）：０．０３重量％以下
【００４８】
リン（Ｐ）は固溶強化によって強度を増加させる。Ｓｉとともに添加すれば、焼鈍時に６４０〜８２０℃に維持する間、セメンタイトの析出を抑制させ、オーステナイトに炭素濃化を促進させるので、０．０３重量％以下添加する。
【００４９】
このとき、前記「以下」という表現は、最少添加量が存在しなければならないので、「０超」を意味する。リン（Ｐ）の含量が０．０３重量％を超える場合、２次加工の脆性問題を誘発し、亜鉛メッキの密着性を低下させて合金化性質を低下させるので、その量を０．０３重量％以下に制限する。
【００５０】
−モリブデン（Ｍｏ）：０．１０〜０．２０重量％
【００５１】
モリブデン（Ｍｏ）は熱間圧延後の冷却過程で複合析出をするが、溶解温度が低いために焼鈍過程で再溶解されてモリブデン（Ｍｏ）と結合した炭素を複合析出物に再固溶させるために添加する。モリブデン（Ｍｏ）はフェライト結晶粒を微細化させることにより、異常領域でフェライト結晶粒界を形成し、安定化した領域では濃化されたマルテンサイトを形成して可動転位を形成させる。また、結晶粒を微細化させることによって強度形成に影響を及ぼし、結晶粒の微細化を発生させても延性の低下なしに強度の確保ができる。
【００５２】
従って、モリブデン（Ｍｏ）の含量が０．１０重量％未満では前記のような効果を奏することができず、０．２０重量％を超えれば製造費用が上昇して鋳造に困難が発生することがある。
【００５３】
−ニオブ（Ｎｂ）：０．０２〜０．０４重量％
【００５４】
ニオブ（Ｎｂ）は熱間圧延及び冷間圧延後の焼鈍過程で再溶解され、ニオブ（Ｎｂ）と結合した炭素を複合析出物に再固溶させることによって、結晶粒の微細化及び複合析出物の形成をすることにより、マルテンサイト形成に寄与する。
【００５５】
従って、ニオブ（Ｎｂ）の含量が０．０２重量％では前記効果を奏することができず、０．０４重量％を超えれば製造費用が上昇してマルテンサイトの形成より複合炭化物の形成が増加することにより、複合組織鋼製造に困難が発生することがある。
【００５６】
−ボロン（Ｂ）：０．００５重量％以下
【００５７】
ボロン（Ｂ）はマルテンサイトを形成させる元素として少ない量でも硬化能を向上させることができる。このとき、前記「以下」という表現は、最少添加量が存在しなければならないので、「０超」を意味する。
【００５８】
従って、ボロン（Ｂ）の含量が０．００５重量％を超える場合、多量のマルテンサイト形成による適切な延性の確保が不可能になることがある。
【００５９】
上述した成分組成を有するスラブは、製鋼工程を通じて溶鋼を得た後に造塊又は連続鋳造を通じて作る。このスラブを熱間圧延工程、巻取工程、冷間圧延工程、焼鈍工程及び溶融亜鉛メッキ工程を通じ、目標とする特性を有する鋼板を製造するが、各工程別の製造条件を具体的に説明すると次の通りである。
【００６０】
［熱間圧延工程］
【００６１】
前記のような組成のスラブを熱間圧延するが、まず熱間圧延のための再加熱する段階は、１１５０〜１２５０℃の温度で１．５〜３．５時間維持することが望ましい。
【００６２】
熱間圧延の仕上温度は、Ａｒ３変態温度以下の温度で実施した後、冷却を調節して熱延組織が微細になるようにする。ここで、Ａｒ３変態温度以下は、本発明で用いる仕上熱間圧延温度である９１０℃を基準とした８００〜９００℃の温度範囲で行うことが望ましく、熱間圧延は５段階（ｐａｓｓ）に分けて行うことが望ましい。
【００６３】
圧延終了温度が低ければ、オーステナイト以下の領域で熱間圧延がなされることによって、結晶粒の非対称発達によるドローイング性が低下するため、適正圧延温度で熱間圧延を実施して微細な熱延組織を得るようにする。熱間圧延後には高圧のスケール除去装置を用いたり、強い酸洗鉄（ｐｉｃｋｌｉｎｇ）で表面のスケールを除去することが望ましい。
【００６４】
［コイリング工程］
【００６５】
本発明では、前記熱間圧延した鋼板を５５０〜６５０℃の温度でコイリングするが、コイリング状態で炭化物を円滑に形成して固溶炭素を最少化させ、ＡｌＮも最大限に析出させて固溶窒素の形成を最少化させる。このコイリング温度は、冷間圧延及び再結晶熱処理後に最適な機械的物性を得るための組織を得るための温度であって、コイリング温度が５５０℃未満の場合、ベイナイトやマルテンサイト組織により冷間圧延が難しく、６５０℃超の場合、最終の微細組織が粗大になるので、十分な強度を有する鋼板を製造するのが難しい。
【００６６】
［冷間圧延工程］
【００６７】
本発明では、前記巻き取った熱延コイルをアンコイリングして酸洗した後、冷間圧延するが、このとき冷間圧下率は５０〜８０％にすることが望ましい。冷間圧延は熱延組織を変形させ、その変形エネルギーは再結晶過程のエネルギーになるが、冷間圧下率が５０％未満ではこの変形効果が少なく、８０％を超える冷間圧延は現実的に圧延が難しい。また、熱延コイルで複合析出物が圧延中に分解されて再結晶の初期過程で集合組織が発達するが、これによりドローイング性を損ない、鋼板の縁部に亀裂が生じて板破断が起こる確率が増加し得る。従って、圧下率の範囲を５０〜８０％にすることが望ましい。
【００６８】
［焼鈍熱処理及び溶融メッキ工程］
【００６９】
本発明では、冷間圧延した後に圧延した鋼板を再結晶焼鈍するが、このときの焼鈍は、連続焼鈍ライン（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ａｎｉｚｉｎｇ Ｌｉｎｅ）で行うことが望ましい。ここで、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）は、ＣＧＬ（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ Ｌｉｎｅ）又はＣＶＧＬ（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ｖｅｒｔｉｃａｌ Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ Ｌｉｎｅ）を含む複合ラインになり得る。
【００７０】
焼鈍は、再結晶と結晶粒の成長を通じ、集合組織を発達させてドローイング性を向上させ、微細な複合析出物を再溶解させて固溶炭素を溶出するようにし、焼鈍熱処理は、フェライトとオーステナイトの２相組織を作るためにＡｃ１変態点からＡｃ３変態点の間で実行されなければならない。
【００７１】
前記のような条件を満たす連続焼鈍ラインは、１０〜２０℃／ｓｅｃで７５０〜８５０℃まで加熱して１００〜１１０秒間焼鈍するラインと、焼鈍に続いて、３〜１５℃／ｓｅｃで４６０〜５４０℃まで冷却するラインと、前記４６０〜５４０℃の温度で１００〜２００秒間、過時効処理するラインとを含む。
【００７２】
次に、焼鈍熱処理工程に続いて、溶融亜鉛メッキ工程をさらに行うことができる。この段階は、４８０〜５６０℃の温度で行うことが望ましい。
【００７３】
上述した連続焼鈍ラインでは、４８０〜５６０℃の溶融亜鉛メッキの温度範囲内でのみ、合金化度（Ｆｅ％）が８〜１５％の範囲を満たす。このとき、合金化時間は、２分以下に制限しなければならない。
【００７４】
合金化時間が２分を超える場合、ベイナイトや炭化物の過多析出で機械的特性が劣化し、合金化度（Ｆｅ％）が８％未満であれば溶融亜鉛メッキ工程の意義がなくなり、合金化度が１５％を超えれば加工時に粉末化（Ｐｏｗｄｅｒｉｎｇ）及び剥離性（Ｆｌａｋｉｎｇ）が甚だしくなる現象が発生することがある。
【００７５】
上述した通り、本発明に係る連続焼鈍ラインの条件は、全体的なラインスピード（Ｌｉｎｅ Ｓｐｅｅｄ；Ｌ／Ｓ）を８０〜２００ｍｐｍとして行うことが望ましい。８０ｍｐｍ未満では製造速度があまりにも遅くてマルテンサイトを形成するのが難しく、２００ｍｐｍ超の条件では速度があまりにも速い関係で、溶融亜鉛メッキ後に加熱するとき、Ｚｎ−Ｆｅの拡散が良くない。
【００７６】
また、１つのラインで連続焼鈍と溶融亜鉛メッキ（ＣＡＬ／ＣＧＬ）が可能になるので、熱処理時間と温度を容易に制御できる複合ラインでさらに容易である。
【００７７】
また、以下では、前記工程で焼鈍工程についてさらに詳細に説明する。まず、焼鈍工程を行うラインはＳＳ（Ｓｏａｋｉｎｇ Ｓｅｃｔｉｏｎ）と表し、調質圧延を行うラインはＳＰＭ（Ｓｋｉｎ Ｐａｓｓ Ｍｉｌｌ）と表し、１次冷却工程ラインはＧＪＳ（Ｇａｓ Ｊｅｔ Ｓｅｃｔｉｏｎ）と表し、２次冷却工程ラインはＲＱＳ（Ｒｏｌｌ Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ Ｓｅｃｔｉｏｎ）と表し、過時効処理ラインはＯＡＳ（Ｏｖｅｒ Ａｇｉｎｇ Ｓｅｃｔｉｏｎ）と表し、溶融亜鉛メッキラインはＧＡ（Ｇａｌｖａｎｎｅａｌｅｄ）と表した。
【００７８】
前記のような過程を経てメッキ付着性及び表面性に優れ、鋼鉄組織中のマルテンサイト体積率が５〜２０％を満たし、引張強度（ＴＳ）４４０〜５９０ＭＰａ級、延伸率（Ｅｌ）２８〜３２％、そしてＲ値が０．１５〜０．２の優れた特性を有する複合組織鋼の合金化溶融亜鉛メッキ鋼板を製造することができるようになる。
【００７９】
以下では、上述した工程により形成した複合組織鋼の焼鈍材及び合金化溶融亜鉛メッキ鋼板を熱処理材といい、［表１］に本発明に係る熱処理材の化学成分特性を調査して示した。
【００８０】
【表１】
【００８１】
実施例１〜実施例２５に係る鋼の化学成分の組合わせがフェライトとマルテンサイトを有する複合組織鋼板を作るのに適した特性を示した。前記実施例のうち空欄で表された部分は、本発明に係る含量比に従い、望ましくは最少成分値を用いるものとする。
【００８２】
しかし、比較例１の場合、不適切な特性が導き出され、比較例１と実施例２５を対比させてみた結果、Ａｌ＋Ｃｒの含量差によるものであることが調査で分かった。
【００８３】
即ち、本発明に係る複合組織鋼板は、Ａｌ＋Ｃｒの含量差を調節して鋼の特性を改善できるが、比較例１を参考にするとき、Ａｌ＋Ｃｒの含量は、最大１．０重量％未満で添加しなければならないことが分かる。
【００８４】
Ａｌ＋Ｃｒの含量が１重量％以上添加される場合、連鋳時にノズルが詰まって鋳造が不可能になることがあり、ＡｌＮが析出されて連鋳や熱延時にクラックが発生することがある。また、過多添加時に硬化能増加による所望のマルテンサイトの分率制御が難しくなる問題が発生することがある。
【００８５】
次に、前記組成を用いて冷延材を形成した後、焼鈍後に機械的性質を測定し、結果を［表２］に示した。
【００８６】
【表２】
【００８７】
前記［表２］に示した通り、本発明に係る焼鈍材は、２９７〜５３３ＭＰａの降伏応力（ＹＳ）と、４４３〜６０４ＭＰａの引張強度（ＴＳ）と、２１〜３６％の延伸率（Ｅｌ）とを有し、本発明に係る複合組織冷延鋼鈑を形成する。従って、本発明で得ようとする値を示している。
【００８８】
ここで、引張強度（ＴＳ）を比較してみると、実施例の場合、本発明で目標とする４４０〜５９０ＭＰａ級を満たしていることが分かり、これに関する詳細な結果は、代表的な実施例の試片を用いて下記［表３］で説明する。
【００８９】
図１は、本発明に係る複合組織鋼板の成分系によって示される焼付硬化特性を示した代表的なグラフである。
【００９０】
図１を参照すると、実施例１〜実施例２５により得られる焼鈍材の各ケース別に２％の初期変形率（２％ Ｐｒｅｓｔｒａｉｎ）を有する物性とその材料に対して１６０℃で焼付硬化させた物性について比較分析する方法を示したもので、その結果のうち代表的な実施例は、下記［表３］で説明する。
【００９１】
【表３】
【００９２】
前記［表３］を参照すると、組成は前記［表１］の組成にそのまま従い、本発明ではＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ及びＮを主要化学成分として特定し、複合組織を有し、成形性、焼付硬化性、耐デント性、高Ｒｉ値及びメッキ特性を具現するための付加的な化学成分としてＡｌ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｂ及びＭｏを設定し、その結果は、２９７〜５３３ＭＰａの降伏応力（ＹＳ）と、４４３〜６０４ＭＰａの引張強度（ＴＳ）と、２１〜３６％の延伸率（Ｅｌ）と、０．１５〜０．２０の加工硬化指数（ｎ）と、１．０〜２．０のＲｉ値（Ｌａｎｋｆｏｒｄ ｖａｌｕｅ）を満たすことが調査で分かった。Ａｌが相対的に多く添加された実施例及び比較例の場合、引張強度が５９０ＭＰａを超えることが示され、それによる加工硬化指数も０．２を超えることが示されている。
【００９３】
実施例２２又は２５の場合、複合組織鋼の外板及び内板材でのＳｉ及びＭｎ等が多量に添加されることにより、成形性が他の実施例に比べて多少低下した面があるが、Ａｌが添加されたので、メッキ性が向上する。
【００９４】
図２は、本発明に係るＡｌ添加によるメッキ性の結果写真である。図２を参照すると、Ａｌの添加如何に応じてメッキ性の向上した効果が明確に示されていることが分かる。
【００９５】
［表４］の場合、複合組織鋼で示される最も重要な因子のうちの１つとして、冷却能力に応じて機械的物性に影響を大きく及ぼすことが示されている。従って、代表的な例として実施例２２〜実施例２５の材料の冷却温度による変化を調査した結果、それほど温度に敏感でなく、本発明で所望の４４０〜５９０ＭＰａ級物性を示すことが分かった。
【００９６】
【表４】
【００９７】
ここでは、降伏応力（ＹＳ）を測定するための前段階として降伏点（ＹＰ；Ｙｅｉｌｄ Ｐｏｉｎｔ）を測定し、その他引張強度（ＴＳ）、延伸率（ＥＬ）及び降伏比（ＹＲ）が全て本発明で目標とする条件に符合することが分かる。
【００９８】
前記のように、本発明ではＡｌ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｂ及びＭｏなどの組成物を調節して複合組織鋼板を形成し、適合した熱処理を通じてその微細組織を管理することにより、要求する物性を付与することができる。
【００９９】
図３は、本発明に係る複合組織鋼板の焼鈍後の写真である。
【０１００】
図３を参照すると、本発明に係る複合組織鋼板の相は、フェライト及びマルテンサイトの相を有し、第３の相であるベイナイト及び析出物として物性を示すことが分かる。
【０１０１】
鋼板がフェライトを主相とし、第２の相としてマルテンサイトの分率が５〜２０％になるようにすることが望ましい。マルテンサイトの分率が５％未満では本発明で目標とする高い引張強度が確保されない一方、２０％超では延伸率が急激に低下することがある。また、本発明では第２の相としてマルテンサイト以外に５％未満のベイナイトを含有しても、本発明で目標とする物性を確保することができる。
【０１０２】
また、後続の過時効処理（ＯＡＳ）温度を４６０℃から５４０℃まで調節することにより、異常領域で制御されたオーステナイト分率に応じてマルテンサイト形成をすることによって制御でき、核生成によって組織が微細になるようにし、フェライト内部の炭素及びその他不純物が結晶粒界に集まりマルテンサイトを発達させ、薄いフェライトはより延性を有し、強いマルテンサイトは化学的により安定性を有することにより、機械的性質を向上させる。
【０１０３】
以上、本発明の一実施例を中心に説明したが、当業者の水準で多様な変更や変形を加えることができる。このような変更と変形が本発明の範囲を逸脱しない限り、本発明に属するといえる。従って、本発明の権利範囲は、請求の範囲により判断すべきである。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、複合組織鋼板及びこれを製造する方法に関し、自動車の外板及び内板材として用いられる鋼板に耐デント性、低降伏応力、高Ｒｉ値及び高成形性を付加する技術に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車用鋼板は大部分プレス加工により成形されるため、優れたプレス成形性が要求され、これを確保するためには高い延性及び高Ｒｉ値が必須で要求される。即ち、自動車用鋼板は高張力鋼板とし、高い延性及び高Ｒｉ値を有することが最も重要である。
【０００３】
しかし、自動車用鋼板の軽量化及び乗客の安定性要求の上に鋼板の高強度化がなされることにより、Ｓｉ及びＭｎのような合金成分添加の増加に伴って鋼板の成形性低下及びメッキ特性等の顕著な低下の問題があり、前記全ての要求を満たす自動車用鋼板の開発に困難をきたしている。
【０００４】
また、自動車用鋼板は、高い耐食性も要求されるため、自動車用鋼板として耐食性に優れた溶融亜鉛メッキ鋼板が用いられてきた。溶融亜鉛メッキ鋼板は、再結晶焼鈍及びメッキを同一ラインで実施する連続溶融亜鉛メッキ設備を介して製造され、優れた耐食性を有しながら低廉な製造方法で加工が可能である。そして、溶融亜鉛メッキ後に再度加熱処理した合金化溶融亜鉛メッキ鋼板は、優れた耐食性に加え溶接性や成形性も優れるという面で広く用いられている。
【０００５】
上述した通り、自動車の車体をより軽量化及び強化するためには、成形性に優れた高張力冷延鋼鈑の開発、そして連続溶融亜鉛メッキラインによる優れた耐食性も備えた高張力溶融亜鉛メッキ鋼板の開発が要求されている。
【０００６】
さらに、最近、自動車の軽量化及び品質向上の過程で自動車構造部品とともに自動車外板に対する高強度化が急速に進んでいる。自動車外板に高強度鋼を適用し、外部物体との衝突時に発生する外板損傷に対する抵抗を増加させるために耐デント性に優れた高強度鋼板の開発が要求されている。
【０００７】
また、自動車の外観のために正確な成形が重要なので、塗装前は強度が低くて成形が容易で、塗装後には強度が増加する焼付硬化鋼（Ｂａｋｅ Ｈａｒｄｅｎｉｎｇ；以下、ＢＨ鋼）の開発が要求されている。現在、ＢＨ鋼の引張強度（ＴＳ）は、３５０〜４５０ＭＰａ程度の水準で開発されている状況である。
【０００８】
成形性が良好な高張力溶融亜鉛メッキ鋼板の代表的な従来技術としては、軟質フェライトと硬質マルテンサイトの複合組織を有する鋼板であって、延伸率（Ｅｌ）及びＲｉ値（Ｌａｎｋｆｏｒｄ ｖａｌｕｅ）を改善した溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法が提示されている。しかし、前記従来技術は多量のＳｉを添加することにより、優れたメッキ品質の確保に困難があり、多量のＴｉなどを添加して製造原価が上昇する問題が発生する。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開２００７−２２４４０８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
Ｃ：０．０５〜０．１０重量％、Ｓｉ：０．０３〜０．５０重量％、Ｍｎ：１．５０〜２．００重量％、Ｐ：０重量％超０．０３重量％、Ｓ：０重量％超０．００３重量％、Ａｌ：０．０３〜０．５０重量％、Ｃｒ：０．１〜０．２重量％、Ｍｏ：０．１〜０．２０重量％、Ｎｂ：０．０２〜０．０４重量％、Ｂ：０重量％超０．００５重量％、Ｎ：０重量％超０．０１重量％、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物で組成される焼鈍材及び溶融メッキ材により、２７０ＭＰａ以上の降伏応力（ＹＳ）と、４４０〜５９０ＭＰａの引張強度（ＴＳ）と、２８％の延伸率（Ｅｌ）と、０．１５〜０．２の加工硬化指数（ｎ）と、１．０〜２．０のＲｉ値を有する複合組織鋼板及びこれを製造する方法を提供することをその目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明に係る複合組織鋼板は、自動車の外板及び内板材として、Ｃ：０．０５〜０．１０重量％、Ｓｉ：０．０３〜０．５０重量％、Ｍｎ：１．５０〜２．００重量％、Ｐ：０重量％超０．０３重量％、Ｓ：０重量％超０．００３重量％、Ａｌ：０．０３〜０．５０重量％、Ｃｒ：０．１〜０．２重量％、Ｍｏ：０．１〜０．２０重量％、Ｎｂ：０．０２〜０．０４重量％、Ｂ：０重量％超０．００５重量％、Ｎ：０重量％超０．０１重量％、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物で組成され、４４０〜５９０Ｍｐａの引張強度（ＴＳ）を有することを特徴とする。
【００１２】
ここで、前記複合組織鋼板の２７０ＭＰａ以上の降伏応力（ＹＳ）と、２８％の延伸率（Ｅｌ）と、０．１５〜０．２の加工硬化指数（ｎ）と、１．０〜２．０のＲｉ値であることを特徴とする。
【００１３】
また、本発明に係る複合組織鋼板製造方法は、自動車の外板及び内板材として、Ｃ：０．０５〜０．１０重量％、Ｓｉ：０．０３〜０．５０重量％、Ｍｎ：１．５０〜２．００重量％、Ｐ：０重量％超０．０３重量％、Ｓ：０重量％超０．００３重量％、Ａｌ：０．０３〜０．５０重量％、Ｃｒ：０．１〜０．２重量％、Ｍｏ：０．１〜０．２０重量％、Ｎｂ：０．０２〜０．０４重量％、Ｂ：０重量％超０．００５重量％、Ｎ：０重量％超０．０１重量％、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物で組成される鋼スラブを再加熱する段階と、前記鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を形成する段階と、前記熱延鋼板をコイリングして熱延コイルを形成する段階と、前記熱延コイルをアンコイリングして、酸洗及び冷間圧延して冷延鋼鈑を形成する段階と、前記冷延鋼鈑を焼鈍熱処理して複合組織を有する焼鈍鋼板を形成する段階と、を備え、溶融亜鉛メッキ及び合金化することを特徴とする。
【００１４】
ここで、前記鋼スラブは、製鋼工程を通じて溶鋼を製造し、前記溶鋼を造塊又は連続鋳造して製造することを特徴とし、前記再加熱する段階は１１５０〜１２５０℃の温度で１．５〜３．５時間維持することを特徴とし、前記熱間圧延する段階は８００〜９００℃の温度範囲で、５段階（ｐａｓｓ）で行うことを特徴とし、前記巻取温度は５５０〜６５０℃の温度範囲で行うことを特徴とし、前記冷間圧延する段階の圧下率は５０〜８０％で行うことを特徴とする。
【００１５】
また、前記焼鈍熱処理は連続焼鈍ラインで行うものの、前記連続焼鈍ラインは１０〜２０℃／ｓｅｃで７５０〜８５０℃まで加熱して１００〜１１０秒間焼鈍する段階と、前記焼鈍に続いて３〜１５℃／ｓｅｃで４６０〜５４０℃まで冷却する段階と、前記４６０〜５４０℃の温度で１００〜２００秒間、過時効処理する段階とを備えることを特徴とし、前記焼鈍熱処理後に４８０〜５６０℃の温度で行う溶融亜鉛メッキ工程をさらに行うことを特徴とする。
【００１６】
また、前記複合組織鋼板製造方法で前記連続焼鈍ラインを進めるスピード（Ｌｉｎｅ Ｓｐｅｅｄ；Ｌ／Ｓ）は、８０〜２００ｍｐｍを基準とすることを特徴とする。
【発明の効果】
【００１７】
上述した通り、本発明に係る複合組織鋼板は、フェライトとマルテンサイトからなる複合組織を有しながら、引張強度４４０〜５９０ＭＰａの高強度及び優れた成形性、焼付硬化性及び耐デント性を確保することができる効果を提供する。また、表面の濃化を抑制して表面欠陥のないメッキ特性を提供できる効果がある。
【００１８】
従って、本発明に係る複合組織鋼板を用いた素材は、厚さの減少による軽量化が得られ、耐デント性及び屈曲発生低減性の向上による品質向上効果が得られる。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】本発明に係る複合組織鋼板の成分系により示される焼付硬化特性を示した代表的なグラフである。
【図２】本発明に係るＡｌ添加によるメッキ性の結果写真である。
【図３】本発明に係る複合組織鋼板の焼鈍後の写真である。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
現在適用されているＢＨ鋼は、極低炭素鋼に固溶炭素（Ｃ）の含量を調節して焼付硬化を引き起こす鋼であって、現在までに開発されている引張強度（ＴＳ）４４０ＭＰａより強度をさらに増加させることは難しい状況である。これらはフェライト単相からなっているので、強度をさらに増加させるのに限界があるだけでなく、フェライト単相内の固溶炭素（Ｃ）だけで高いＢＨ値を得ることはできないためである。また、極低炭素ＢＨ鋼のＢＨ値は、自動車の成形が大きいほどＢＨ値が減少するので、加工硬化と焼付硬化を複合的に用いて自動車外板の強度を増加させる方法も活用するのは難しい限界がある。また、炭素（Ｃ）及び窒素（Ｎ）による時間の経過に応じて示される時効現象が示されるのを防止することができる。
【００２１】
このような要求条件を満たすために、本発明ではフェライト単相ではなく様々な相違複合的に存在するＭＰ鋼（ｍｕｌｔｉ ｐｈａｓｅ）を用いる。
【００２２】
ＭＰ鋼はＢＨ特性を極大化させる方法で現在のＢＨ鋼より強度が高くて優れた特性の鋼板を製造することができるもので、ＴＲＩＰ及びＤＰ鋼がある。しかし、これらは構造用部品を対象に開発されてきたものであり、自動車外板を対象に開発された例は極めて稀である。また、ここで用いられる外板の裏面は内板になるので、ここでは外板及び内板が均等に用いられるものとする。
【００２３】
従って、本発明ではＤＰ鋼に含まれる組成物の成分比を調節し、加工条件を限定することにより、成形性に優れてＢＨ値が高い高強度自動車用外板及び内板材を提供するものとする。
【００２４】
本発明は、鋼中に含まれる不純物元素中、鋼板の延性、溶接性及びメッキ性を損なうＳｉの含量を最少化し、メッキ性向上のためにＡｌの含量を調節する。
【００２５】
ここで、Ｓｉはフェライト安定化元素なので、機械的特性が低下することがある。従って、Ｓｉの成分と同じ効果を奏する成分であるＡｌを鋳造時にノズルの詰まりがない範囲とＡｌＮを制御する範囲内でさらに添加する。Ａｌをさらに添加する場合、フェライトの清浄化効果と同時にフェライト粒界に炭素及びその他化学成分の濃化により、熱処理時に異常領域で化学的なオーステナイトとフェライトの安定した分率を有することができるようにし、急速冷却時にマルテンサイト硬化能を向上させてオーステナイトがパーライトに変態するのを遅延させることができる。
【００２６】
また、Ｍｏを添加することにより、フェライトの微細化及び強度を向上させることができるが、ここにＡｌとＣｒの複合添加を追加で行うことにより、さらに安定したフェライトとマルテンサイトの相を有することができるようにする。従って、本発明に係る複合組織鋼板は適切な機械的性質を有しながらも、成形性を増加させることができる。
【００２７】
また、Ｎを０重量％超０．０１重量％に制御すればオーステナイト安定化元素として作用し、冷却中にマルテンサイト変態を促進し、マルテンサイト内に濃化されたＮにより強度が上昇して同等の強度で延伸率が上昇し得る。また、塗装後に固溶Ｎによって焼付硬化性も増加する。また、本発明は、Ｎを０重量％超０．０１重量％に制御することにより、多量のＡｌ添加によるＡｌＮ形成を抑制して熱間圧延後の素材の強度上昇を抑制し、高強度及び高靭性が要求される自動車用外板に適用され得るようにした。従って、本発明は、鋼板にＮを適宜添加することにより、焼付硬化性だけでなくＢＨ値を上昇させて成形性及び焼付硬化性に優れた鋼板を確保することができる。
【００２８】
以下、添付の表及び図面を参照して本発明に係る複合組織鋼板及びこれを製造する方法について詳細に説明する。
【００２９】
本発明に係る複合組織鋼板は、以下の化学成分の組成により、降伏応力（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）及び延伸率（Ｅｌ）のような機械的特性が向上するが、本発明に係る鋼成分の組成範囲について説明すると次の通りである。
【００３０】
［主要化学成分］
【００３１】
−炭素（Ｃ）：０．０５〜０．１０重量％
【００３２】
炭素（Ｃ）はオーステナイト安定化元素として熱延コイルでパーライト組織とフェライト内部に炭化物を最少化させ、結晶粒を微細化させる。冷延鋼鈑の焼鈍過程で部分的に溶解されて再固溶された複合析出物が１０〜３０μｍ程度の微細な結晶粒又は結晶粒界に現れるが、マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）を２０％以下に制限することにより、成形性の良い集合組織を発達させることができる最適な炭素含量の範囲は、０．０５〜０．１０重量％である。
【００３３】
炭素（Ｃ）が０．０５重量％未満の場合、臨界温度領域で安定したオーステナイトを確保できず、冷却後に適切なマルテンサイト分率が生成されないために強度の確保が困難で、炭素（Ｃ）が０．１０重量％を超える場合には、延性を確保することができず、溶接性を悪化させるので、炭素（Ｃ）の含量を０．０５〜０．１０重量％に制限することが望ましい。
【００３４】
−ケイ素（Ｓｉ）：０．０３〜０．５０重量％
【００３５】
ケイ素（Ｓｉ）はフェライト安定化元素として固溶強化によって強度を増加させる一方、焼鈍熱処理過程として６４０〜８２０℃の温度で維持する間、セメンタイトの析出を抑制して炭素がオーステナイトに濃化されるのを促進し、冷却時にマルテンサイト形成及び延性向上に寄与する元素である。
【００３６】
ケイ素（Ｓｉ）が０．０３重量％未満の場合、このオーステナイト安定化効果が弱くなり、０．５０重量％を超えれば表面粗さが劣化し、Ｓｉ酸化物が濃化されて溶接性及びメッキ性が非常に劣化する。従って、本発明では、Ｓｉ含量を０．０３〜０．５０重量％に制限することが望ましい。
【００３７】
−マンガン（Ｍｎ）：１．５０〜２．００重量％
【００３８】
マンガン（Ｍｎ）はオーステナイト安定化成分として焼鈍後に４６０〜５４０℃に冷却する間、オーステナイトからパーライトへの変態を遅延させるために、常温で冷却する間、マルテンサイト組織として安定して生成する。また、固溶強化によって強度を向上させる効果と、鋼中で硫黄（Ｓ）と結合してＭｎＳ介在物を形成し、スラブの熱間亀裂を防止するのに有効である。
【００３９】
マンガン（Ｍｎ）が１．５０％未満で添加されるならば、オーステナイトからパーライト（ｐｅａｒｌｉｔｅ）相への変態を遅延させるのが難しく、２．０％超の場合、スラブ価格（Ｃｏｓｔ）の顕著な上昇をもたらすだけでなく、溶接性及び成形性の劣化を招来するばかりかメッキ性を低下させるので、従って、その含量を１．５０〜２．００重量％にすることが望ましい。
【００４０】
−クロム（Ｃｒ）：０．１〜０．２重量％
【００４１】
クロム（Ｃｒ）は焼入れ性を向上させ、安定して低温変態相を形成させるのに有効な元素である。また、炭化物の微細化、球状化速度の遅延、結晶粒の微細化、結晶粒の成長抑制及びフェライト強化元素である。また、溶接時の熱影響部（ＨＡＺ）の軟化抑制にも効果がある。
【００４２】
クロム（Ｃｒ）が０．１重量％未満で添加されれば炭素（Ｃ）との結合があまりにも少なく再固溶させるのが難しく、０．２重量％を超えれば熱影響部の硬度上昇が過度に大きくなるので、その量を０．１０〜０．２０重量％以下に制限することが望ましい。
【００４３】
−アルミニウム（Ａｌ）：０．０３〜０．５０重量％
【００４４】
アルミニウム（Ａｌ）は脱酸材として用いられると同時に、シリコン（Ｓｉ）のようにセメンタイトの析出を抑制してオーステナイトを安定化する役割をする元素であって、熱延コイルの結晶粒界と炭化物を微細にさせるために鋼中の不要な固溶窒素（Ｎ）をＡｌＮとして析出させる。従って、強度を上昇させる効果を有している。
【００４５】
アルミニウム（Ａｌ）が０．０３重量％未満で添加される場合は、オーステナイト安定化の効果がなく、０．５０重量％超の場合、製鋼時にノズルの詰まる問題が発生することがあり、鋳造時にＡｌ酸化物などにより熱間脆性が発生してクラック発生と延性が低下する。
【００４６】
従って、高温領域で粒界に偏析してアルミニウム（Ａｌ）の含量を０．０３〜０．５０重量％にすることが望ましい。
【００４７】
−リン（Ｐ）：０．０３重量％以下
【００４８】
リン（Ｐ）は固溶強化によって強度を増加させる。Ｓｉとともに添加すれば、焼鈍時に６４０〜８２０℃に維持する間、セメンタイトの析出を抑制させ、オーステナイトに炭素濃化を促進させるので、０．０３重量％以下添加する。
【００４９】
このとき、前記「以下」という表現は、最少添加量が存在しなければならないので、「０超」を意味する。リン（Ｐ）の含量が０．０３重量％を超える場合、２次加工の脆性問題を誘発し、亜鉛メッキの密着性を低下させて合金化性質を低下させるので、その量を０．０３重量％以下に制限する。
【００５０】
−モリブデン（Ｍｏ）：０．１０〜０．２０重量％
【００５１】
モリブデン（Ｍｏ）は熱間圧延後の冷却過程で複合析出をするが、溶解温度が低いために焼鈍過程で再溶解されてモリブデン（Ｍｏ）と結合した炭素を複合析出物に再固溶させるために添加する。モリブデン（Ｍｏ）はフェライト結晶粒を微細化させることにより、異常領域でフェライト結晶粒界を形成し、安定化した領域では濃化されたマルテンサイトを形成して可動転位を形成させる。また、結晶粒を微細化させることによって強度形成に影響を及ぼし、結晶粒の微細化を発生させても延性の低下なしに強度の確保ができる。
【００５２】
従って、モリブデン（Ｍｏ）の含量が０．１０重量％未満では前記のような効果を奏することができず、０．２０重量％を超えれば製造費用が上昇して鋳造に困難が発生することがある。
【００５３】
−ニオブ（Ｎｂ）：０．０２〜０．０４重量％
【００５４】
ニオブ（Ｎｂ）は熱間圧延及び冷間圧延後の焼鈍過程で再溶解され、ニオブ（Ｎｂ）と結合した炭素を複合析出物に再固溶させることによって、結晶粒の微細化及び複合析出物の形成をすることにより、マルテンサイト形成に寄与する。
【００５５】
従って、ニオブ（Ｎｂ）の含量が０．０２重量％では前記効果を奏することができず、０．０４重量％を超えれば製造費用が上昇してマルテンサイトの形成より複合炭化物の形成が増加することにより、複合組織鋼製造に困難が発生することがある。
【００５６】
−ボロン（Ｂ）：０．００５重量％以下
【００５７】
ボロン（Ｂ）はマルテンサイトを形成させる元素として少ない量でも硬化能を向上させることができる。このとき、前記「以下」という表現は、最少添加量が存在しなければならないので、「０超」を意味する。
【００５８】
従って、ボロン（Ｂ）の含量が０．００５重量％を超える場合、多量のマルテンサイト形成による適切な延性の確保が不可能になることがある。
【００５９】
上述した成分組成を有するスラブは、製鋼工程を通じて溶鋼を得た後に造塊又は連続鋳造を通じて作る。このスラブを熱間圧延工程、巻取工程、冷間圧延工程、焼鈍工程及び溶融亜鉛メッキ工程を通じ、目標とする特性を有する鋼板を製造するが、各工程別の製造条件を具体的に説明すると次の通りである。
【００６０】
［熱間圧延工程］
【００６１】
前記のような組成のスラブを熱間圧延するが、まず熱間圧延のための再加熱する段階は、１１５０〜１２５０℃の温度で１．５〜３．５時間維持することが望ましい。
【００６２】
熱間圧延の仕上温度は、Ａｒ３変態温度以下の温度で実施した後、冷却を調節して熱延組織が微細になるようにする。ここで、Ａｒ３変態温度以下は、本発明で用いる仕上熱間圧延温度である９１０℃を基準とした８００〜９００℃の温度範囲で行うことが望ましく、熱間圧延は５段階（ｐａｓｓ）に分けて行うことが望ましい。
【００６３】
圧延終了温度が低ければ、オーステナイト以下の領域で熱間圧延がなされることによって、結晶粒の非対称発達によるドローイング性が低下するため、適正圧延温度で熱間圧延を実施して微細な熱延組織を得るようにする。熱間圧延後には高圧のスケール除去装置を用いたり、強い酸洗鉄（ｐｉｃｋｌｉｎｇ）で表面のスケールを除去することが望ましい。
【００６４】
［コイリング工程］
【００６５】
本発明では、前記熱間圧延した鋼板を５５０〜６５０℃の温度でコイリングするが、コイリング状態で炭化物を円滑に形成して固溶炭素を最少化させ、ＡｌＮも最大限に析出させて固溶窒素の形成を最少化させる。このコイリング温度は、冷間圧延及び再結晶熱処理後に最適な機械的物性を得るための組織を得るための温度であって、コイリング温度が５５０℃未満の場合、ベイナイトやマルテンサイト組織により冷間圧延が難しく、６５０℃超の場合、最終の微細組織が粗大になるので、十分な強度を有する鋼板を製造するのが難しい。
【００６６】
［冷間圧延工程］
【００６７】
本発明では、前記巻き取った熱延コイルをアンコイリングして酸洗した後、冷間圧延するが、このとき冷間圧下率は５０〜８０％にすることが望ましい。冷間圧延は熱延組織を変形させ、その変形エネルギーは再結晶過程のエネルギーになるが、冷間圧下率が５０％未満ではこの変形効果が少なく、８０％を超える冷間圧延は現実的に圧延が難しい。また、熱延コイルで複合析出物が圧延中に分解されて再結晶の初期過程で集合組織が発達するが、これによりドローイング性を損ない、鋼板の縁部に亀裂が生じて板破断が起こる確率が増加し得る。従って、圧下率の範囲を５０〜８０％にすることが望ましい。
【００６８】
［焼鈍熱処理及び溶融メッキ工程］
【００６９】
本発明では、冷間圧延した後に圧延した鋼板を再結晶焼鈍するが、このときの焼鈍は、連続焼鈍ライン（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ａｎｉｚｉｎｇ Ｌｉｎｅ）で行うことが望ましい。ここで、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）は、ＣＧＬ（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ Ｌｉｎｅ）又はＣＶＧＬ（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ｖｅｒｔｉｃａｌ Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ Ｌｉｎｅ）を含む複合ラインになり得る。
【００７０】
焼鈍は、再結晶と結晶粒の成長を通じ、集合組織を発達させてドローイング性を向上させ、微細な複合析出物を再溶解させて固溶炭素を溶出するようにし、焼鈍熱処理は、フェライトとオーステナイトの２相組織を作るためにＡｃ１変態点からＡｃ３変態点の間で実行されなければならない。
【００７１】
前記のような条件を満たす連続焼鈍ラインは、１０〜２０℃／ｓｅｃで７５０〜８５０℃まで加熱して１００〜１１０秒間焼鈍するラインと、焼鈍に続いて、３〜１５℃／ｓｅｃで４６０〜５４０℃まで冷却するラインと、前記４６０〜５４０℃の温度で１００〜２００秒間、過時効処理するラインとを含む。
【００７２】
次に、焼鈍熱処理工程に続いて、溶融亜鉛メッキ工程をさらに行うことができる。この段階は、４８０〜５６０℃の温度で行うことが望ましい。
【００７３】
上述した連続焼鈍ラインでは、４８０〜５６０℃の溶融亜鉛メッキの温度範囲内でのみ、合金化度（Ｆｅ％）が８〜１５％の範囲を満たす。このとき、合金化時間は、２分以下に制限しなければならない。
【００７４】
合金化時間が２分を超える場合、ベイナイトや炭化物の過多析出で機械的特性が劣化し、合金化度（Ｆｅ％）が８％未満であれば溶融亜鉛メッキ工程の意義がなくなり、合金化度が１５％を超えれば加工時に粉末化（Ｐｏｗｄｅｒｉｎｇ）及び剥離性（Ｆｌａｋｉｎｇ）が甚だしくなる現象が発生することがある。
【００７５】
上述した通り、本発明に係る連続焼鈍ラインの条件は、全体的なラインスピード（Ｌｉｎｅ Ｓｐｅｅｄ；Ｌ／Ｓ）を８０〜２００ｍｐｍとして行うことが望ましい。８０ｍｐｍ未満では製造速度があまりにも遅くてマルテンサイトを形成するのが難しく、２００ｍｐｍ超の条件では速度があまりにも速い関係で、溶融亜鉛メッキ後に加熱するとき、Ｚｎ−Ｆｅの拡散が良くない。
【００７６】
また、１つのラインで連続焼鈍と溶融亜鉛メッキ（ＣＡＬ／ＣＧＬ）が可能になるので、熱処理時間と温度を容易に制御できる複合ラインでさらに容易である。
【００７７】
また、以下では、前記工程で焼鈍工程についてさらに詳細に説明する。まず、焼鈍工程を行うラインはＳＳ（Ｓｏａｋｉｎｇ Ｓｅｃｔｉｏｎ）と表し、調質圧延を行うラインはＳＰＭ（Ｓｋｉｎ Ｐａｓｓ Ｍｉｌｌ）と表し、１次冷却工程ラインはＧＪＳ（Ｇａｓ Ｊｅｔ Ｓｅｃｔｉｏｎ）と表し、２次冷却工程ラインはＲＱＳ（Ｒｏｌｌ Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ Ｓｅｃｔｉｏｎ）と表し、過時効処理ラインはＯＡＳ（Ｏｖｅｒ Ａｇｉｎｇ Ｓｅｃｔｉｏｎ）と表し、溶融亜鉛メッキラインはＧＡ（Ｇａｌｖａｎｎｅａｌｅｄ）と表した。
【００７８】
前記のような過程を経てメッキ付着性及び表面性に優れ、鋼鉄組織中のマルテンサイト体積率が５〜２０％を満たし、引張強度（ＴＳ）４４０〜５９０ＭＰａ級、延伸率（Ｅｌ）２８〜３２％、そしてＲ値が０．１５〜０．２の優れた特性を有する複合組織鋼の合金化溶融亜鉛メッキ鋼板を製造することができるようになる。
【００７９】
以下では、上述した工程により形成した複合組織鋼の焼鈍材及び合金化溶融亜鉛メッキ鋼板を熱処理材といい、［表１］に本発明に係る熱処理材の化学成分特性を調査して示した。
【００８０】
【表１】
【００８１】
実施例１〜実施例２５に係る鋼の化学成分の組合わせがフェライトとマルテンサイトを有する複合組織鋼板を作るのに適した特性を示した。前記実施例のうち空欄で表された部分は、本発明に係る含量比に従い、望ましくは最少成分値を用いるものとする。
【００８２】
しかし、比較例１の場合、不適切な特性が導き出され、比較例１と実施例２５を対比させてみた結果、Ａｌ＋Ｃｒの含量差によるものであることが調査で分かった。
【００８３】
即ち、本発明に係る複合組織鋼板は、Ａｌ＋Ｃｒの含量差を調節して鋼の特性を改善できるが、比較例１を参考にするとき、Ａｌ＋Ｃｒの含量は、最大１．０重量％未満で添加しなければならないことが分かる。
【００８４】
Ａｌ＋Ｃｒの含量が１重量％以上添加される場合、連鋳時にノズルが詰まって鋳造が不可能になることがあり、ＡｌＮが析出されて連鋳や熱延時にクラックが発生することがある。また、過多添加時に硬化能増加による所望のマルテンサイトの分率制御が難しくなる問題が発生することがある。
【００８５】
次に、前記組成を用いて冷延材を形成した後、焼鈍後に機械的性質を測定し、結果を［表２］に示した。
【００８６】
【表２】
【００８７】
前記［表２］に示した通り、本発明に係る焼鈍材は、２９７〜５３３ＭＰａの降伏応力（ＹＳ）と、４４３〜６０４ＭＰａの引張強度（ＴＳ）と、２１〜３６％の延伸率（Ｅｌ）とを有し、本発明に係る複合組織冷延鋼鈑を形成する。従って、本発明で得ようとする値を示している。
【００８８】
ここで、引張強度（ＴＳ）を比較してみると、実施例の場合、本発明で目標とする４４０〜５９０ＭＰａ級を満たしていることが分かり、これに関する詳細な結果は、代表的な実施例の試片を用いて下記［表３］で説明する。
【００８９】
図１は、本発明に係る複合組織鋼板の成分系によって示される焼付硬化特性を示した代表的なグラフである。
【００９０】
図１を参照すると、実施例１〜実施例２５により得られる焼鈍材の各ケース別に２％の初期変形率（２％ Ｐｒｅｓｔｒａｉｎ）を有する物性とその材料に対して１６０℃で焼付硬化させた物性について比較分析する方法を示したもので、その結果のうち代表的な実施例は、下記［表３］で説明する。
【００９１】
【表３】
【００９２】
前記［表３］を参照すると、組成は前記［表１］の組成にそのまま従い、本発明ではＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ及びＮを主要化学成分として特定し、複合組織を有し、成形性、焼付硬化性、耐デント性、高Ｒｉ値及びメッキ特性を具現するための付加的な化学成分としてＡｌ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｂ及びＭｏを設定し、その結果は、２９７〜５３３ＭＰａの降伏応力（ＹＳ）と、４４３〜６０４ＭＰａの引張強度（ＴＳ）と、２１〜３６％の延伸率（Ｅｌ）と、０．１５〜０．２０の加工硬化指数（ｎ）と、１．０〜２．０のＲｉ値（Ｌａｎｋｆｏｒｄ ｖａｌｕｅ）を満たすことが調査で分かった。Ａｌが相対的に多く添加された実施例及び比較例の場合、引張強度が５９０ＭＰａを超えることが示され、それによる加工硬化指数も０．２を超えることが示されている。
【００９３】
実施例２２又は２５の場合、複合組織鋼の外板及び内板材でのＳｉ及びＭｎ等が多量に添加されることにより、成形性が他の実施例に比べて多少低下した面があるが、Ａｌが添加されたので、メッキ性が向上する。
【００９４】
図２は、本発明に係るＡｌ添加によるメッキ性の結果写真である。図２を参照すると、Ａｌの添加如何に応じてメッキ性の向上した効果が明確に示されていることが分かる。
【００９５】
［表４］の場合、複合組織鋼で示される最も重要な因子のうちの１つとして、冷却能力に応じて機械的物性に影響を大きく及ぼすことが示されている。従って、代表的な例として実施例２２〜実施例２５の材料の冷却温度による変化を調査した結果、それほど温度に敏感でなく、本発明で所望の４４０〜５９０ＭＰａ級物性を示すことが分かった。
【００９６】
【表４】
【００９７】
ここでは、降伏応力（ＹＳ）を測定するための前段階として降伏点（ＹＰ；Ｙｅｉｌｄ Ｐｏｉｎｔ）を測定し、その他引張強度（ＴＳ）、延伸率（ＥＬ）及び降伏比（ＹＲ）が全て本発明で目標とする条件に符合することが分かる。
【００９８】
前記のように、本発明ではＡｌ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｂ及びＭｏなどの組成物を調節して複合組織鋼板を形成し、適合した熱処理を通じてその微細組織を管理することにより、要求する物性を付与することができる。
【００９９】
図３は、本発明に係る複合組織鋼板の焼鈍後の写真である。
【０１００】
図３を参照すると、本発明に係る複合組織鋼板の相は、フェライト及びマルテンサイトの相を有し、第３の相であるベイナイト及び析出物として物性を示すことが分かる。
【０１０１】
鋼板がフェライトを主相とし、第２の相としてマルテンサイトの分率が５〜２０％になるようにすることが望ましい。マルテンサイトの分率が５％未満では本発明で目標とする高い引張強度が確保されない一方、２０％超では延伸率が急激に低下することがある。また、本発明では第２の相としてマルテンサイト以外に５％未満のベイナイトを含有しても、本発明で目標とする物性を確保することができる。
【０１０２】
また、後続の過時効処理（ＯＡＳ）温度を４６０℃から５４０℃まで調節することにより、異常領域で制御されたオーステナイト分率に応じてマルテンサイト形成をすることによって制御でき、核生成によって組織が微細になるようにし、フェライト内部の炭素及びその他不純物が結晶粒界に集まりマルテンサイトを発達させ、薄いフェライトはより延性を有し、強いマルテンサイトは化学的により安定性を有することにより、機械的性質を向上させる。
【０１０３】
以上、本発明の一実施例を中心に説明したが、当業者の水準で多様な変更や変形を加えることができる。このような変更と変形が本発明の範囲を逸脱しない限り、本発明に属するといえる。従って、本発明の権利範囲は、請求の範囲により判断すべきである。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
自動車の外板及び内板材として、Ｃ：０．０５〜０．１０重量％、Ｓｉ：０．０３〜０．５０重量％、Ｍｎ：１．５０〜２．００重量％、Ｐ：０重量％超０．０３重量％、Ｓ：０重量％超０．００３重量％、Ａｌ：０．０３〜０．５０重量％、Ｃｒ：０．１〜０．２重量％、Ｍｏ：０．１〜０．２０重量％、Ｎｂ：０．０２〜０．０４重量％、Ｂ：０重量％超０．００５重量％、Ｎ：０重量％超０．０１重量％、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物で組成され、４４０〜５９０Ｍｐａの引張強度（ＴＳ）を有し、主相がフェライトであり、第２の相が体積分率で５〜２０％のマルテンサイトであり、体積分率で０％超５％未満のベイナイトを含有することを特徴とする複合組織鋼板。
【請求項２】
前記複合組織鋼板の降伏応力（ＹＳ）は、２７０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１に記載の複合組織鋼板。
【請求項３】
前記複合組織鋼板の延伸率（Ｅｌ）は、２８％以上であることを特徴とする請求項１に記載の複合組織鋼板。
【請求項４】
前記複合組織鋼板の加工硬化指数（ｎ）は、０．１５〜０．２０であることを特徴とする請求項１に記載の複合組織鋼板。
【請求項５】
前記複合組織鋼板のＲｉ値（Ｌａｎｋｆｏｒｄ ｖａｌｕｅ）は、１．０〜２．０であることを特徴とする請求項１に記載の複合組織鋼板。
【請求項６】
自動車の外板及び内板材として、Ｃ：０．０５〜０．１０重量％、Ｓｉ：０．０３〜０．５０重量％、Ｍｎ：１．５０〜２．００重量％、Ｐ：０重量％超０．０３重量％、Ｓ：０重量％超０．００３重量％、Ａｌ：０．０３〜０．５０重量％、Ｃｒ：０．１〜０．２重量％、Ｍｏ：０．１〜０．２０重量％、Ｎｂ：０．０２〜０．０４重量％、Ｂ：０．００５重量％以下、Ｎ：０重量％超０．０１重量％、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物で組成される鋼スラブを再加熱する段階と、
前記鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を形成する段階と、
前記熱延鋼板をコイリングして熱延コイルを形成する段階と、
前記熱延コイルをアンコイリングして、酸洗及び冷間圧延して冷延鋼鈑を形成する段階と、
前記冷延鋼鈑を焼鈍熱処理して複合組織を有する焼鈍鋼板を形成する段階と、
を備え、
前記焼鈍熱処理は連続焼鈍ラインで行い、前記連続焼鈍ラインは１０〜２０℃／ｓｅｃで７５０〜８５０℃まで加熱して１００〜１１０秒間焼鈍する段階と、前記焼鈍に続いて３〜１５℃／ｓｅｃで４６０〜５４０℃まで冷却する段階と、前記４６０〜５４０℃の温度で１００〜２００秒間、過時効処理する段階と、を備えることを特徴とする複合組織鋼板製造方法。
【請求項７】
前記鋼スラブは、製鋼工程を通じて溶鋼を製造し、前記溶鋼を造塊又は連続鋳造して製造することを特徴とする請求項６に記載の複合組織鋼板製造方法。
【請求項８】
前記再加熱する段階は、１１５０〜１２５０℃の温度で１．５〜３．５時間維持することを特徴とする請求項６に記載の複合組織鋼板製造方法。
【請求項９】
前記熱間圧延する段階は、８００〜９００℃の温度範囲で、５段階（ｐａｓｓ）で行うことを特徴とする請求項６に記載の複合組織鋼板製造方法。
【請求項１０】
前記コイリングする段階は、５５０〜６５０℃の温度範囲で行うことを特徴とする請求項６に記載の複合組織鋼板製造方法。
【請求項１１】
前記冷間圧延する段階の圧下率は、５０〜８０％で行うことを特徴とする請求項６に記載の複合組織鋼板製造方法。
【請求項１２】
前記焼鈍熱処理後に４８０〜５６０℃の温度で行う溶融亜鉛メッキ工程をさらに行うことを特徴とする請求項６に記載の複合組織鋼板製造方法。
【請求項１３】
前記複合組織鋼板製造方法において、前記連続焼鈍ラインを進行するスピード（Ｌｉｎｅ Ｓｐｅｅｄ；Ｌ／Ｓ）は、８０〜２００ｍｐｍを基準とすることを特徴とする請求項６に記載の複合組織鋼板製造方法。
【請求項１】
自動車の外板及び内板材として、Ｃ：０．０５〜０．１０重量％、Ｓｉ：０．０３〜０．５０重量％、Ｍｎ：１．５０〜２．００重量％、Ｐ：０重量％超０．０３重量％、Ｓ：０重量％超０．００３重量％、Ａｌ：０．０３〜０．５０重量％、Ｃｒ：０．１〜０．２重量％、Ｍｏ：０．１〜０．２０重量％、Ｎｂ：０．０２〜０．０４重量％、Ｂ：０重量％超０．００５重量％、Ｎ：０重量％超０．０１重量％、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物で組成され、４４０〜５９０Ｍｐａの引張強度（ＴＳ）を有し、主相がフェライトであり、第２の相が体積分率で５〜２０％のマルテンサイトであり、体積分率で０％超５％未満のベイナイトを含有することを特徴とする複合組織鋼板。
【請求項２】
前記複合組織鋼板の降伏応力（ＹＳ）は、２７０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１に記載の複合組織鋼板。
【請求項３】
前記複合組織鋼板の延伸率（Ｅｌ）は、２８％以上であることを特徴とする請求項１に記載の複合組織鋼板。
【請求項４】
前記複合組織鋼板の加工硬化指数（ｎ）は、０．１５〜０．２０であることを特徴とする請求項１に記載の複合組織鋼板。
【請求項５】
前記複合組織鋼板のＲｉ値（Ｌａｎｋｆｏｒｄ ｖａｌｕｅ）は、１．０〜２．０であることを特徴とする請求項１に記載の複合組織鋼板。
【請求項６】
自動車の外板及び内板材として、Ｃ：０．０５〜０．１０重量％、Ｓｉ：０．０３〜０．５０重量％、Ｍｎ：１．５０〜２．００重量％、Ｐ：０重量％超０．０３重量％、Ｓ：０重量％超０．００３重量％、Ａｌ：０．０３〜０．５０重量％、Ｃｒ：０．１〜０．２重量％、Ｍｏ：０．１〜０．２０重量％、Ｎｂ：０．０２〜０．０４重量％、Ｂ：０．００５重量％以下、Ｎ：０重量％超０．０１重量％、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物で組成される鋼スラブを再加熱する段階と、
前記鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を形成する段階と、
前記熱延鋼板をコイリングして熱延コイルを形成する段階と、
前記熱延コイルをアンコイリングして、酸洗及び冷間圧延して冷延鋼鈑を形成する段階と、
前記冷延鋼鈑を焼鈍熱処理して複合組織を有する焼鈍鋼板を形成する段階と、
を備え、
前記焼鈍熱処理は連続焼鈍ラインで行い、前記連続焼鈍ラインは１０〜２０℃／ｓｅｃで７５０〜８５０℃まで加熱して１００〜１１０秒間焼鈍する段階と、前記焼鈍に続いて３〜１５℃／ｓｅｃで４６０〜５４０℃まで冷却する段階と、前記４６０〜５４０℃の温度で１００〜２００秒間、過時効処理する段階と、を備えることを特徴とする複合組織鋼板製造方法。
【請求項７】
前記鋼スラブは、製鋼工程を通じて溶鋼を製造し、前記溶鋼を造塊又は連続鋳造して製造することを特徴とする請求項６に記載の複合組織鋼板製造方法。
【請求項８】
前記再加熱する段階は、１１５０〜１２５０℃の温度で１．５〜３．５時間維持することを特徴とする請求項６に記載の複合組織鋼板製造方法。
【請求項９】
前記熱間圧延する段階は、８００〜９００℃の温度範囲で、５段階（ｐａｓｓ）で行うことを特徴とする請求項６に記載の複合組織鋼板製造方法。
【請求項１０】
前記コイリングする段階は、５５０〜６５０℃の温度範囲で行うことを特徴とする請求項６に記載の複合組織鋼板製造方法。
【請求項１１】
前記冷間圧延する段階の圧下率は、５０〜８０％で行うことを特徴とする請求項６に記載の複合組織鋼板製造方法。
【請求項１２】
前記焼鈍熱処理後に４８０〜５６０℃の温度で行う溶融亜鉛メッキ工程をさらに行うことを特徴とする請求項６に記載の複合組織鋼板製造方法。
【請求項１３】
前記複合組織鋼板製造方法において、前記連続焼鈍ラインを進行するスピード（Ｌｉｎｅ Ｓｐｅｅｄ；Ｌ／Ｓ）は、８０〜２００ｍｐｍを基準とすることを特徴とする請求項６に記載の複合組織鋼板製造方法。
【図１】
【図２】
【図３】
【図２】
【図３】
【公開番号】特開２０１１−５２３１７（Ｐ２０１１−５２３１７Ａ）
【公開日】平成２３年３月１７日（２０１１．３．１７）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１０−１４３２５８（Ｐ２０１０−１４３２５８）
【出願日】平成２２年６月２４日（２０１０．６．２４）
【出願人】（５０９１０７９３２）ヒュンダイ ハイスコ (20)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２３年３月１７日（２０１１．３．１７）
【国際特許分類】
【出願日】平成２２年６月２４日（２０１０．６．２４）
【出願人】（５０９１０７９３２）ヒュンダイ ハイスコ (20)
【Ｆターム（参考）】
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