JP2020509190A - 高温伸び特性に優れた高強度鋼板、温間プレス成形部材、及びそれらの製造方法 - Google Patents

高温伸び特性に優れた高強度鋼板、温間プレス成形部材、及びそれらの製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP2020509190A
JP2020509190A JP2019532934A JP2019532934A JP2020509190A JP 2020509190 A JP2020509190 A JP 2020509190A JP 2019532934 A JP2019532934 A JP 2019532934A JP 2019532934 A JP2019532934 A JP 2019532934A JP 2020509190 A JP2020509190 A JP 2020509190A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
less
steel sheet
excluding
relational expression
temperature
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
JP2019532934A
Other languages
English (en)
Other versions
JP6907320B2 (ja
Inventor
ジェ−ウン イ、
ジェ−ウン イ、
サン−ホ ハン、
サン−ホ ハン、
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Posco Holdings Inc
Original Assignee
Posco Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Posco Co Ltd filed Critical Posco Co Ltd
Publication of JP2020509190A publication Critical patent/JP2020509190A/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP6907320B2 publication Critical patent/JP6907320B2/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/32—Soft annealing, e.g. spheroidising
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/12—Aluminium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/003—Cementite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C2204/00—End product comprising different layers, coatings or parts of cermet

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本発明の一側面は、重量％で、Ｃ：０．４〜０．９％、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０１％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下（０％は除く）、残りのＦｅ及び不可避不純物を含み、Ｍｎ：２．１％以下（０％は除く）及びＳｉ：１．６％以下（０％は除く）のうち１種以上を含み、微細組織は、面積分率で、８０％以上のパーライト及び２０％以下のフェライトを含み、上記パーライトは、長軸の長さが２００ｎｍ以下であるセメンタイトを含む、高温伸び特性に優れた高強度鋼板に関する。

Description

本発明は、高温伸び特性に優れた高強度鋼板、温間プレス成形部材、及びそれらの製造方法に関する。
近年、自動車の軽量化と燃費向上及び乗客の安全などのために、高強度と高成形性を同時に満たす鉄鋼の開発が求められており、これに関する様々な研究が行われている。
上記要求を満たす代表的な鉄鋼材料は、オーステナイト系マンガン鋼である。オーステナイト単相組織を確保するためには、０．５重量％以上の炭素と１５重量％以上のマンガンを添加することが一般的である。
一例として、特許文献１では、炭素（Ｃ）とマンガン（Ｍｎ）などのオーステナイト安定化元素を多量に添加して、常温における鋼の微細組織をオーステナイト単相として確保し、変形中に発生する双晶を用いて高強度と優れた成形性を同時に確保する方法が開示されている。
しかし、特許文献１の場合、合金元素の多量添加によって鋼板の製造コストが増加するだけでなく、オーステナイト系微細組織の結晶粒エネルギーが高いことから、亜鉛めっき鋼板のスポット溶接時に液体金属脆化による溶接部クラックなどの問題が発生する。
また、特許文献２では、Ｚｎめっき鋼板を８８０℃以上に加熱した後にプレスによる熱間プレス成形及び急冷によって引張強度が１５００ＭＰａ以上である超高強度部材を確保することができるのみならず、高温における優れた成形性を確保することができる。
しかし、特許文献２の場合、熱間プレス成形時の温度が８８０℃以上と、Ｚｎめっき層の表面に形成されるＺｎ酸化物によってスポット溶接性が低下するだけでなく、亀裂伝播抵抗性に劣るという問題が発生する。
したがって、上記オーステナイト系高マンガン鋼及び熱間プレス成形が有する問題を解決することができる鋼板の開発が求められている。
韓国公開特許第２００７−００２３８３１号公報 韓国公開特許第２０１４−００３５０３３号公報
本発明の一側面は、高温伸び特性に優れた高強度鋼板、温間プレス成形部材及び、それらの製造方法を提供することを目的とする。
一方、本発明の課題は、上述の内容に限定されない。本発明の課題は、本明細書の内容全体から理解することができるものであり、本発明が属する技術分野における通常の知識を有する者であれば、本発明の付加的な課題を理解するのは何ら難しいことではない。
本発明の一側面は、重量％で、Ｃ：０．４〜０．９％、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０１％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下（０％は除く）、残りのＦｅ及び不可避不純物を含み、Ｍｎ：２．１％以下（０％は除く）及びＳｉ：１．６％以下（０％は除く）のうち１種以上を含み、
微細組織は、面積分率で８０％以上のパーライト及び２０％以下のフェライトを含み、上記パーライトは、長軸の長さが２００ｎｍ以下であるセメンタイトを含む、高温伸び特性に優れた高強度鋼板に関するものである。
また、本発明の他の一側面は、重量％で、Ｃ：０．４〜０．９％、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０１％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下（０％は除く）、残りのＦｅ及び不可避不純物を含み、Ｍｎ：２．１％以下（０％は除く）及びＳｉ：１．６％以下（０％は除く）のうち１種以上を含むスラブを１１００〜１３００℃の温度に加熱する段階と、
上記加熱されたスラブをＡｒ３＋１０℃〜Ａｒ３＋９０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
上記熱延鋼板を５５０〜７００℃の温度で巻取る段階と、
上記巻取られた熱延鋼板を４０〜８０％の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、を含む、高温伸び特性に優れた高強度鋼板の製造方法に関するものである。
また、本発明のさらに他の一側面は、本発明の鋼板を用いて製造された温間プレス成形部材及びその製造方法に関するものである。
なお、上述の課題の解決手段は、本発明の特徴をすべて列挙したものではない。本発明の様々な特徴とそれに伴う利点と効果は、以下の具体的な実施形態を参照して、より詳細に理解することができる。
本発明によると、常温で１０００ＭＰａ以上の引張強度及び５００℃〜Ａｃ１＋３０℃の温度範囲で６０％以上の伸びを同時に確保することができる鋼板を提供することができる。
また、従来の熱間プレス成形（ＨＯＴ ＰＲＥＳＳ ＦＯＲＭＩＮＧ）温度よりも低い５００℃〜Ａｃ１＋３０℃の温度範囲で成形することができ、亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板を成形する場合にも、微小クラックを抑制することができるという効果がある。
これにより、高強度と高成形性が同時に求められる自動車内板用または衝突部材などに好ましく適用されることができる。
試験片番号１−１を熱間圧延した後の微細組織を走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で撮影した写真である。 試験片番号２−１を冷間圧延した後の微細組織を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で撮影した写真である。 成形部材を示す模式図である。 試験片番号２−１を温間プレス成形した後の微細亀裂の長さを撮影した写真である。
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、様々な他の形態に変形されることができ、本発明の範囲が以下に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、当該技術分野における平均的な知識を有する者に本発明をさらに完全に説明するために提供されるものである。
本発明者らは、従来のオーステナイト系高マンガン鋼が有する製造コストの増加、スポット溶接時の液体金属脆化による溶接部クラックの発生などの問題点、及び従来の熱間プレス成形時の高い成形温度による亀裂伝播抵抗性及びスポット溶接性の劣化を解決するために深く研究した。
その結果、合金組成及び製造方法を適切に制御することにより、分節されたセメンタイト（ｃｅｍｅｎｔｉｔｅ）を有するパーライト（ｐｅａｒｌｉｔｅ）を確保することで、強度及び高温（５００℃〜Ａｃ１＋３０℃）における伸びに優れ、且つ従来の熱間プレス成形（ＨＯＴ ＰＲＥＳＳ ＦＯＲＭＩＮＧ）の温度よりも低い５００℃〜Ａｃ１＋３０℃の温度範囲で成形が可能な鋼板を提供することができることを確認し、本発明を完成するに至った。
（高温伸び特性に優れた高強度鋼板）
以下、本発明の一側面による高温伸び特性に優れた高強度鋼板について詳細に説明する。
本発明の一側面による高温伸び特性に優れた高強度鋼板は、重量％で、Ｃ：０．４〜０．９％、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０１％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下（０％は除く）、残りのＦｅ及び不可避不純物を含み、Ｍｎ：２．１％以下（０％は除く）及びＳｉ：１．６％以下（０％は除く）のうち１種以上を含み、微細組織は、面積分率で、８０％以上のパーライト及び２０％以下のフェライトを含み、上記パーライトは、長軸の長さが２００ｎｍ以下であるセメンタイトを含む。
まず、本発明による合金組成について詳細に説明する。以下、各元素の含量の単位は、特に記載しない限り、重量％である。
Ｃ：０．４〜０．９％
炭素（Ｃ）は、本発明において熱間圧延後にフェライトとセメンタイトからなるパーライト微細組織を有する鋼板を製造するのに重要な成分であり、一般的にＣの含量が増加するほどパーライト組織分率を高く確保することができ、鋼の強度を確保するために添加される必須元素である。
Ｃ含量が０．４％未満であると、パーライトを十分に確保し難いという問題がある。一方、Ｃの含量が０．９％を超えると、パーライト中に炭化物が過剰に形成されて析出物との相間整合性を低下させ、熱間圧延性及び常温延性が低下するだけでなく、粒内の強度を急激に上昇させて延性を低下させる。
したがって、Ｃ含量は０．４〜０．９％であることが好ましく、より好ましくは０．５〜０．６５％であることができる。
Ｃｒ：０．０１〜１．５％
Ｃｒは、Ｍｎと同様に、共析組成に必要な炭素含量を下げる役割を果たす。また、セメンタイトの形成を助長し、パーライトのラメラ間隔を小さくする特性があるため、セメンタイト球状化を促進させる。また、微量の添加でも鋼板の耐食性をより改善する特性を有する。
Ｃｒ含量が１．５％を超えると、機械的特性に悪影響を及ぼし、酸洗時に表面スケール酸洗性を劣化させるという問題がある。
Ｃｒ含量が０．０１％未満であると、熱間圧延状態で共析パーライトを形成するためのＣ含量が高くなってスポット溶接性に大きく劣るだけでなく、鋼板において基本的に求められる耐食性にも全く影響を与えないため、Ｃｒ含量は０．０１％以上であることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上であることが好ましい。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下（０％は除く）
酸可溶アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）は、鋼の粒度微細化と脱酸のために添加される元素である。しかし、その含量が０．１％を超えると、製鋼連鋳操業時に介在物が過剰に形成されて溶融亜鉛めっき鋼板の表面不良が発生する可能性が高くなるだけでなく、製造コストの上昇を招くという問題がある。
その下限を特に限定する必要はないが、製造過程中に不可避に添加される水準を考慮して０％は除く。
Ｐ：０．０３％以下（０％は除く）
鋼中の（Ｐ）は、強度確保に有利な元素であるが、過剰に添加すると、脆性破壊が発生する可能性が大きくなって熱間圧延中にスラブ破断などの問題が発生する可能性が大きくなり、めっき表面特性を阻害する元素として作用するという問題がある。
したがって、本発明においてＰは不純物としてその上限を制御することが重要であり、０．０３％以下に制限することが好ましい。但し、製造過程中に不可避に添加される水準を考慮して０％は除く。
Ｓ：０．０１％以下（０％は除く）
硫黄（Ｓ）は、鋼中に不純物元素として不可避に添加される元素であり、鋼中のＳは、赤熱脆性を発生させる可能性を高めるという問題があるため、その含量を０．０１％以下に制御することが好ましい。但し、製造過程中に不可避に添加される水準を考慮して０％は除く。
Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）
窒素（Ｎ）は、鋼中に不純物元素として不可避に添加される元素であり、操業条件が可能な範囲である０．０１％以下に制御することが好ましい。但し、製造過程中に不可避に添加される水準を考慮して０％は除く。
上述の成分の他に、Ｍｎ：２．１％以下（０％は除く）及びＳｉ：１．６％以下（０％は除く）のうち１種以上を含む。
Ｍｎ：２．１％以下（０％は除く）
Ｍｎは、Ｃｒと同様に、共析組成に必要な炭素含量を下げる役割を果たす。また、初析フェライトの生成を抑制する役割を果たす元素である。
Ｍｎ含量が２．１％を超えると、冷却中に低温組織が生じるという問題がある。
Ｓｉ：１．６％以下（０％は除く）
Ｓｉは、固溶強化の効果とともに、パーライト組織内の層状構造を安定化させて強度低下を抑制する役割を果たす。
Ｓｉ含量が１．６％を超えると、伸びを低下させることがあり、鋼の表面及びめっき品質を低下させることがある。
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、原料または周囲の環境から意図しない不純物が不可避に混入することがあるため、それを排除することは難しい。これら不純物は、通常の製造過程における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具体的に本明細書に記載しない。
このとき、上述の各元素の含量を満たすのみならず、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｎ及びＳｉの含量が下記関係式１を満たすことができる。
関係式１：０．７≦Ｃ＋Ｃｒ／２＋Ｍｎ／３＋Ｓｉ／４≦３．０
（上記関係式１において各元素記号は、各元素の含量を重量％で表した値であり、含まれていない場合は、０として計算する。）
上記関係式１は、本発明で求められる共析組成及びそれに相応する組成系を有する鋼を製造するための各元素の影響度を考慮して設計したものである。
関係式１が０．７未満であると、熱間圧延後に８０面積％以上のパーライトを確保し難くなる。一方、その値が３．０を超えると、合金元素の多量添加によって伸びが低下し、熱間プレス成形時の亀裂伝播抵抗性に劣る。
本発明による鋼板の微細組織は、面積分率で、８０％以上のパーライト及び２０％以下のフェライトを含み、上記パーライトは、長軸の長さが２００ｎｍ以下であるセメンタイトを含む。
パーライトが８０％未満であると、高強度を確保し難く、高温成形時に伸びが低下する。
パーライト分率が高ければ高いほど、高強度及び高温伸びの確保に有利であるため、その上限は特に限定せず、パーライト単相であることがより好ましい。
パーライトは、長軸の長さが２００ｎｍ以下であるセメンタイトを含むことにより、温間プレス成形または焼鈍工程において上記分節されたセメンタイトが球状化しやすくなり、優れた高温伸び及び最終延性を確保することができる。
このとき、上記パーライトのセメンタイトは、下記関係式２によるＮ値が６０％以上であることができる。
関係式２：Ｎ（％）＝Ｎｘ／（Ｎｘ＋Ｎｙ）＊１００
（上記関係式２において、Ｎｘは長軸の長さが２００ｎｍ以下であるセメンタイトの個数を意味し、Ｎｙは長軸の長さが２００ｎｍを超えるセメンタイトの個数を意味する。）
上記関係式２においてＮｘ、即ち長軸の長さが２００ｎｍ以下に分節されたセメンタイトの個数が多ければ多いほど、温間プレス成形または焼鈍工程において上記分節されたセメンタイトが球状化しやすくなり、優れた高温伸び及び最終延性を確保することができる。
したがって、上記Ｎ値は６０％以上であることが好ましく、より好ましくは７５％以上であることができる。
一方、本発明の鋼板は、引張強度が１０００ＭＰａ以上であり、高温（５００℃〜Ａｃ１＋３０℃）における伸びが６０％以上であることができる。
このような物性を確保することにより、従来の熱間プレス成形温度よりも低い５００℃〜Ａｃ１＋３０℃の範囲で成形を行っても成形中に破断が発生しない高強度温間プレス成形部材を製造することができる。
このとき、上記Ａｃ１温度は、下記関係式３により定義されることができる。
関係式３：Ａｃ１（℃）＝７２３−１０．７＊Ｍｎ−１６．９＊Ｎｉ＋２９．１＊Ｓｉ＋１６．９＊Ｃｒ＋２９０＊Ａｓ＋６．３８＊Ｗ
（上記関係式３において各元素記号は、各元素の含量を重量％で表した値であり、含まれていない場合は、０として計算する。）
また、本発明の鋼板は、表面にアルミニウムめっき層、亜鉛めっき層及び合金化亜鉛めっき層のうち一つがさらに形成されていることができる。
（高温伸び特性に優れた高強度鋼板の製造方法）
以下、本発明の他の一側面である高温伸び特性に優れた高強度鋼板の製造方法について詳細に説明する。
本発明の他の一側面である高温伸び特性に優れた高強度鋼板の製造方法は、上述の合金組成を有するスラブを１１００〜１３００℃の温度に加熱する段階と、上記加熱されたスラブをＡｒ３＋１０℃〜Ａｒ３＋９０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を５５０〜７００℃の温度で巻取る段階と、上記巻取られた熱延鋼板を４０〜８０％の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、を含む。
（スラブ加熱段階）
上述の合金組成を有するスラブを熱間圧延するために、１１００〜１３００℃の温度に加熱する。
加熱温度が１１００℃未満であると、スラブの組織及び成分を均一化処理し難く、１３００℃を超えると、表面酸化及び設備劣化の問題が発生し得る。
（熱間圧延段階）
上記加熱されたスラブをＡｒ３＋１０℃〜Ａｒ３＋９０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る。
仕上げ熱間圧延温度がＡｒ３＋１０℃未満であると、フェライトとオーステナイトの二相域圧延となる可能性があるため、鋼表層における混粒組織の制御と板状の制御が難しくなり、また、材質の不均一性をもたらすことがある。
一方、仕上げ熱間圧延温度がＡｒ３＋９０℃を超えると、熱延材の結晶粒粗大化現象が発生しやすくなる。
したがって、Ａｒ３＋１０℃〜Ａｒ３＋９０℃の温度範囲であるオーステナイト系単相域で仕上げ熱間圧延を行うことが好ましい。上記温度範囲で仕上げ熱間圧延を行うことにより、単相オーステナイト結晶粒からなる微細組織により均一な変形を加えて組織内均一性を増加させることができる。
このとき、上記Ａｒ３温度は、下記関係式４により定義されることができる。
関係式４：Ａｒ３（℃）＝９１０−９５＊（Ｃ＾０．５）−１５．２＊Ｎｉ＋４４．７＊Ｓｉ＋１０４＊Ｖ＋３１．５＊Ｍｏ−（１５＊Ｍｎ＋１１＊Ｃｒ＋２０＊Ｃｕ−７００＊Ｐ−４００＊Ａｌ−４００＊Ｔｉ）
（上記関係式４において各元素記号は、各元素の含量を重量％で表した値であり、含まれていない場合は、０として計算する。）
（巻取段階）
上記熱延鋼板を５５０〜７００℃の温度で巻取る。
巻取り温度が５５０℃未満であると、低温変態組織、即ちベイナイトまたはマルテンサイトが生成されて熱延鋼板の過剰な強度上昇を招くことにより、冷間圧延時の過剰な負荷による形状不良などの問題が発生し、本発明の目的であるパーライト微細組織を得難い。
一方、巻取り温度が７００℃を超えると、熱延材における過剰な粒界酸化が発生しやすくなり、これによって酸洗性に劣るという問題が発生する。
このとき、必要に応じて、冷間圧延前の圧延負荷を低減させるために、上記巻取り段階後に２００〜７００℃の温度でバッチ焼鈍（ｂａｔｃｈ ａｎｎｅａｌｉｎｇ）を行う段階をさらに含むことができる。
バッチ焼鈍温度が２００℃未満であると、熱延組織が十分に軟化しなくて圧延負荷の低減に大きな影響を与えず、７００℃を超えると、高温焼鈍によるパーライト分解が発生して、本発明で求められるパーライト球状化特性を十分に発揮することが難しい。
一方、バッチ焼鈍熱処理時間は、大きな影響を与えないため、本発明では特に限定する必要はない。
（冷間圧延段階）
上記巻取られた熱延鋼板を４０〜８０％の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る。
上記圧下率が４０％未満であると、目標とする厚さを確保し難く、長軸の長さが２００ｎｍ以下であるセメンタイトを十分に確保し難い。熱延鋼板の場合、パーライト変態時の成長時間が十分であれば、細長い形態のラメラセメンタイトを有するのが一般的である。但し、熱間圧延後の巻取り工程の条件によって十分なパーライト変態時間が与えられないと、図１に示すように熱延鋼板にも一部分が分節された形態のセメンタイトが現れるが、分節されたパーライトを十分に確保することは難しい。したがって、本発明では、４０％以上の圧下率で冷間圧延を行うことにより、長軸の長さが２００ｎｍ以下であるセメンタイトを十分に確保する。冷間圧延後のラメラ状セメンタイトは、圧延方向に延びるか、または分節されて現れ、セメンタイト間の層間距離は近くなる。
一方、圧下率が８０％を超えると、冷延鋼板のエッジ（ｅｄｇｅ）部でクラックが発生する可能性が高く、冷間圧延の負荷が高くなることがある。
このとき、冷間圧延は常温で行うことができる。
本発明では、冷間圧延後に特別な焼鈍を行わずにすぐに温間プレス成形を行う場合にも、本発明で求められる特性を確保することができる。
但し、より安定した材質特性を確保するために、冷延鋼板をＡｃ１−７０℃〜Ａｃ１＋７０℃の温度範囲で連続焼鈍またはバッチ焼鈍を行う段階をさらに含むことができる。
上記温度範囲で連続焼鈍またはバッチ焼鈍を行うことにより、熱間圧延の際に形成されたラメラ（ｌａｍｅｌｌａｒ）状セメンタイトは球状に球状化することができる。セメンタイトの球状化熱処理方法には、大きく二つに分けて、Ａｃ１温度直下で行う変態点下焼鈍（Ｓｕｂｃｒｉｔｉｃａｌ ａｎｎｅａｌｉｎｇ）方法と、Ａｃ１〜Ａｃ３温度の間で行う二相域焼鈍（Ｉｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｌ ａｎｎｅａｌｉｎｇ）方法がある。変態点下焼鈍（Ｓｕｂｃｒｉｔｉｃａｌ ａｎｎｅａｌｉｎｇ）の際は、ラメラ組織内のセメンタイト欠陥部などで曲率半径の差による濃度勾配によって球状化が始まる。一方、二相域焼鈍（Ｉｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｌ ａｎｎｅａｌｉｎｇ）の際は、一定分率のフェライトがオーステナイトに変態し始め、パーライト中のセメンタイト粒子は未固溶状態を維持して、即ち、オーステナイトと未溶解セメンタイト組織で構成され、このような未溶解セメンタイトを核として球状化が行われる。
焼鈍温度がＡｃ１−７０℃未満であると、セメンタイトの球状化が所望通りに行われ難く、Ａｃ１＋７０℃を超えると、未溶解セメンタイトなどによってセメンタイトの形態が不均一となる。したがって、Ａｃ１−７０℃〜Ａｃ１＋７０℃の温度範囲で連続焼鈍またはバッチ焼鈍を行うことが好ましい。
一方、上記冷延鋼板をめっきする段階をさらに含むことができる。めっき方法及びめっきの種類は、通常の操業条件でも材質特性に大きな影響を与えないため、特に限定しない。
例えば、アルミニウム、亜鉛、アルミニウム合金、亜鉛合金などでめっきを行うことができ、溶融めっき法、電気めっき法などを用いてめっきを行うことができる。
このとき、上記めっきされた冷延鋼板を合金化処理する段階をさらに含むことができる。上記めっきする段階と同様に、通常の操業条件でも材質特性に大きな影響を与えないため、特に限定しない。
例えば、４００〜６００℃の温度範囲で合金化処理を行うことができる。
（温間プレス成形部材）
以下、本発明のさらに他の一側面である、上述の本発明の鋼板を用いて製造された温間プレス成形部材について詳細に説明する。
本発明のさらに他の一側面である温間プレス成形部材は、上述の本発明の高強度鋼板を温間プレス成形して製造されるため、その合金組成及び微細組織は変わることなく同一である。したがって、引張強度１０００ＭＰａ以上の高強度を確保することができる。但し、温間プレス成形によって下記関係式２によるＮ値が鋼板におけるＮ値よりも高くなるため、Ｎ値は７０％以上である。
関係式２：Ｎ（％）＝Ｎｘ／（Ｎｘ＋Ｎｙ）＊１００
（上記関係式２において、Ｎｘは長軸の長さが２００ｎｍ以下であるセメンタイトの個数を意味し、Ｎｙは長軸の長さが２００ｎｍを超えるセメンタイトの個数を意味する。）
一方、上記成形部材は、表面にアルミニウムめっき層がさらに形成されていることができ、亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層がさらに形成されていることができる。
また、亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層がさらに形成されている場合にも、部材内の微細亀裂の長さは１０μｍ以下であることができる。
従来の熱間プレス成形温度よりも低い５００℃〜Ａｃ１＋３０℃の範囲で温間プレス成形を介して製造されるため、成形の際に発生する微細亀裂（ｍｉｃｒｏ ｃｒａｃｋ）の長さを低減することができる。
（温間プレス成形部材の製造方法）
以下、本発明のさらに他の一側面である温間プレス成形部材の製造方法について詳細に説明する。
本発明のさらに他の一側面である温間プレス成形部材の製造方法は、上述の高温伸び特性に優れた高強度鋼板の製造方法によって製造された鋼板を加熱した後、５００℃〜Ａｃ１＋３０℃の温度範囲でプレスで成形する段階を含む。
上記温間プレス成形温度が５００℃未満であると、セメンタイトが十分に球状化せず、高温伸び特性が不十分となり得る。一方、温間プレス成形温度がＡｃ１＋３０℃を超えると、鋼板表面に酸化物が生成されて温間プレス成形後にショットブラスト（Ｓｈｏｔ ｂｌａｓｔ）工程がさらに必要となり、亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層が形成された鋼板を成形する場合、Ｚｎが液状化する傾向が高くなって素地鉄粒界に拡散移動し、最終的には微細亀裂が発生する可能性が高くなる。
従来のＨＰＦ（ＨＯＴ ＰＲＥＳＳ ＦＯＲＭＩＮＧ）あるいはＰＨＳ（Ｐｒｅｓｓ Ｈａｒｄｅｎｉｎｇ Ｓｔｅｅｌ）製品として知られている熱間プレス成形部材の場合、最終微細組織をマルテンサイトとして得るためには、加熱炉焼鈍温度がＡｃ３以上であるオーステナイト単相域熱処理が必須であり、臨界冷却速度以上の冷却条件下で最終冷却組織がマルテンサイトからなることを特徴とするが、これによって耐衝撃特性が劣化し得る。
また、Ａｃ３以上の高温焼鈍による鋼板表面のめっき層内の溶融Ｚｎが鉄素地粒界に簡単に拡散して移動することにより、熱間プレス成形時に最終的に微細亀裂が発生する可能性が非常に高くなり、その長さを１０μｍ以下にすることが難しいという欠点を有する。
上述のように、本発明による鋼板は、高温（５００℃〜Ａｃ１＋３０℃）における伸びに優れた特性を有するため、従来の熱間プレス成形温度よりも低い５００℃〜Ａｃ１＋３０℃の範囲で成形を行っても成形中に破断が発生しないため、温間プレス成形部材を製造することができる。
また、オーステナイト単相域まで加熱する必要がないため、成形後にもマルテンサイトではなく、パーライトを主相として確保することができ、耐衝撃特性に優れる。
さらに、成形前の鋼板表面に亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層がさらに形成されている場合にも、従来の熱間プレス成形温度よりも低い５００℃〜Ａｃ１＋３０℃の範囲で温間プレス成形を介して製造されるため、成形の際に発生する微細亀裂（ｍｉｃｒｏ ｃｒａｃｋ）の長さを低減することができる。
亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層のＺｎによる微細亀裂発生のメカニズムを詳細に説明すると、一般的にＦｅ−Ｚｎ状態図において液状Ｚｎは、包晶（ｐｅｒｉｔｅｃｔｉｃ）温度（約７８０℃）から生成される。既存の加熱炉熱処理温度がＡｃ３以上である場合、上記包晶（ｐｅｒｉｔｅｃｔｉｃ）温度よりも高いため、鋼板表面の亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層に液状Ｚｎが形成され、上記Ｚｎのオーステナイト粒界への拡散が簡単になって後続の熱間プレス成形時の微細亀裂が成形部品の側面部位（図２の微細亀裂の観察面）に発生しやすくなり、その長さも１０μｍ以下とすることが難しいという問題点がある。
一方、本発明における温間プレス成形温度範囲は５００℃〜Ａｃ１＋３０℃と、上記Ｆｅ−Ｚｎ包晶温度よりも低いため、液状及び固状のＺｎの粒界拡散を最小限に抑えることができ、熱間プレス成形後に発生する微細亀裂の量と長さを低減することができる。
このとき、上記成形は０．００１／ｓ以上の変形速度で行うことができる。
変形速度が０．００１／ｓ未満であると、高温伸びの側面ではより有利であるが、現場での作業性が非常に低下して生産性が低下することがあるため、０．００１／ｓ以上の変形速度で行うことが好ましい。
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、本発明を例示してより詳細に説明するためのものであり、本発明の権利範囲を限定するためのものではないという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、そ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。
（実施例１）
下記表１に示した成分組成を有するスラブを１１８０℃の加熱炉で１時間熱処理した後、下記表２に記載された条件で冷延鋼板を製造した。表２において焼鈍温度は、冷間圧延後の焼鈍温度を意味し、「−」で表示されているものは、冷間圧延後に焼鈍を行わなかったことを意味する。
上記製造された冷延鋼板の微細組織、Ｎ値、引張強度、及び高温伸びを測定して下記表２に記載した。
微細組織は、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いてナイタールエッチング法を適用した後に観察した。下記表２及び表３においてＰはパーライト、Ｆはフェライト、Ｂはベイナイト、Ｍはマルテンサイトを意味する。冷延鋼板における微細組織内の長軸の長さに応じたセメンタイトの個数は、下記図１のように、それぞれ走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）と透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）の微細組織観察写真を用いて測定した。
高温伸びは、高温引張試験用試験片を加工した後、高温引張試験機を用いて行い、下記表２に記載されたそれぞれの異なる実験温度で０．００１／ｓの変形速度条件下、それぞれ三回ずつ測定した総伸びの平均値を記載した。
下記表１において、各元素の含量の単位は重量％である。
Figure 2020509190
Figure 2020509190
本発明で提示した合金組成及び製造条件をすべて満たす発明例の場合、微細組織は、面積分率で、８０％以上のパーライト及び２０％以下のフェライトを含み、Ｎ値は６０％以上と、引張強度と高温引張伸びに優れていることが確認できる。
一方、本発明で提示した合金組成または製造条件を満たしていない場合、パーライトを十分に確保できないか、またはＮ値が６０％未満と、引張強度または高温引張伸びに劣った。
（実施例２）
実施例１で製造された冷延鋼板（試験片番号は同一）を片面めっき量が６０ｇ／ｍ２となるように電気亜鉛めっきを行った後に加熱炉に装入して加熱し、下記表３に記載された成形温度でプレスで成形及び冷却を行って、図３のようなハット（ＨＡＴ）状の成形部材を製造した。
上記成形部材の引張強度、微細組織、Ｎ値、部材内の微細亀裂の長さ、及び成形中の破断有無を下記表３に記載した。但し、破断が発生した場合には引張強度及び微細亀裂の長さを測定せず、Ｎ値は、発明例の場合にのみ測定した。
引張試験は、ＪＩＳ ５号試験片規格を用いて、毎分１０ｍｍの試験速度で行った。
微細組織は、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いてナイタールエッチング法を適用した後に観察し、成形前と成形後の微細組織が同一である場合には「＝」と表示した。
また、部材内の微細亀裂の長さは光学画像分析を介して測定し、図４のように、部材とめっき層の界面から部材を貫通した１０個の微細亀裂の深さから平均微細亀裂の長さを示した。
Figure 2020509190
本発明で提示した合金組成及び製造条件をすべて満たす冷延鋼板を５００℃〜Ａｃ１＋３０℃の温度範囲で成形した場合には、成形中に破断が発生せず、１０μｍ以下の微細亀裂の長さが観察されたことが確認できる。
但し、本発明で提示した合金組成及び製造条件をすべて満たす冷延鋼板を用いても成形温度が低い試験片番号２−５及び４−３の成形部材は破断が発生した。
また、本発明で提示した合金組成及び製造条件をすべて満たす冷延鋼板を用いても、成形温度が高い試験片番号５−３の成形部材は、１０μｍを超える長さの微細亀裂が観察された。
本発明で提示した合金組成または製造条件を満たしていない冷延鋼板を用いた場合には、本発明で提示した成形温度を満たしたかどうかに関係なく、成形中に破断が発生するか、または微細亀裂の長さが１０μｍを超えた。
以上、実施例を参照して説明したが、当該技術分野における熟練した当業者は、下記特許請求の範囲に記載された本発明の思想及び領域から逸脱しない範囲内で、本発明を様々に修正及び変更させることができることを理解することができる。

Claims (18)

  1. 重量％で、Ｃ：０．４〜０．９％、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０１％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下（０％は除く）、残りのＦｅ及び不可避不純物を含み、Ｍｎ：２．１％以下（０％は除く）及びＳｉ：１．６％以下（０％は除く）のうち１種以上を含み、
    微細組織は、面積分率で、８０％以上のパーライト及び２０％以下のフェライトを含み、前記パーライトは、長軸の長さが２００ｎｍ以下であるセメンタイトを含む、高温伸び特性に優れた高強度鋼板。
  2. 前記鋼板は、下記関係式１を満たす、請求項１に記載の高温伸び特性に優れた高強度鋼板。
    関係式１：０．７≦Ｃ＋Ｃｒ／２＋Ｍｎ／３＋Ｓｉ／４≦３．０
    （前記関係式１において各元素記号は、各元素の含量を重量％で表した値であり、含まれていない場合は、０として計算する。）
  3. 前記パーライトのセメンタイトは、下記関係式２によるＮ値が６０％以上である、請求項１に記載の高温伸び特性に優れた高強度鋼板。
    関係式２：Ｎ（％）＝Ｎｘ／（Ｎｘ＋Ｎｙ）＊１００
    （前記関係式２において、Ｎｘは長軸の長さが２００ｎｍ以下であるセメンタイトの個数を意味し、Ｎｙは長軸の長さが２００ｎｍを超えるセメンタイトの個数を意味する。）
  4. 前記鋼板は、引張強度が１０００ＭＰａ以上であり、５００℃〜Ａｃ１＋３０℃の温度範囲における伸びが６０％以上である、請求項１に記載の高温伸び特性に優れた高強度鋼板。
  5. 前記鋼板は、表面にアルミニウムめっき層、亜鉛めっき層、及び合金化亜鉛めっき層のうち一つがさらに形成されている、請求項１に記載の高温伸び特性に優れた高強度鋼板。
  6. 重量％で、Ｃ：０．４〜０．９％、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０１％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下（０％は除く）、残りのＦｅ及び不可避不純物を含み、Ｍｎ：２．１％以下（０％は除く）及びＳｉ：１．６％以下（０％は除く）のうち１種以上を含むスラブを１１００〜１３００℃の温度に加熱する段階と、
    前記加熱されたスラブをＡｒ３＋１０℃〜Ａｒ３＋９０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
    前記熱延鋼板を５５０〜７００℃の温度で巻取る段階と、
    前記巻取られた熱延鋼板を４０〜８０％の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、を含む、高温伸び特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  7. 前記スラブは、下記関係式１を満たす、請求項６に記載の高温伸び特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
    関係式１：０．７≦Ｃ＋Ｃｒ／２＋Ｍｎ／３＋Ｓｉ／４≦３．０
    （前記関係式１において各元素記号は、各元素の含量を重量％で表した値であり、含まれていない場合は、０として計算する。）
  8. 前記巻取る段階後に２００〜７００℃の温度でバッチ焼鈍を行う段階をさらに含む、請求項６に記載の高温伸び特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  9. 前記冷延鋼板をＡｃ１−７０℃〜Ａｃ１＋７０℃の温度範囲で連続焼鈍またはバッチ焼鈍を行う段階をさらに含む、請求項６に記載の高温伸び特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  10. 前記冷延鋼板をめっきする段階をさらに含む、請求項６に記載の高温伸び特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  11. 前記めっきされた冷延鋼板を合金化処理する段階をさらに含む、請求項１０に記載の高温伸び特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  12. 前記冷間圧延は、常温で行われる、請求項６に記載の高温伸び特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  13. 重量％で、Ｃ：０．４〜０．９％、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０１％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下（０％は除く）、残りのＦｅ及び不可避不純物を含み、Ｍｎ：２．１％以下（０％は除く）及びＳｉ：１．６％以下（０％は除く）のうち１種以上を含み、
    微細組織は、面積分率で、８０％以上のパーライト及び２０％以下のフェライトを含み、前記パーライトのセメンタイトは、下記関係式２によるＮ値が７０％以上である、温間プレス成形部材。
    関係式２：Ｎ（％）＝Ｎｘ／（Ｎｘ＋Ｎｙ）＊１００
    （前記関係式２において、Ｎｘは長軸の長さが２００ｎｍ以下であるセメンタイトの個数を意味し、Ｎｙは長軸の長さが２００ｎｍを超えるセメンタイトの個数を意味する。）
  14. 前記成形部材は下記関係式１を満たす、請求項１３に記載の温間プレス成形部材。
    関係式１：０．７≦Ｃ＋Ｃｒ／２＋Ｍｎ／３＋Ｓｉ／４≦３．０
    （前記関係式１において各元素記号は、各元素の含量を重量％で表した値であり、含まれていない場合は、０として計算する。）
  15. 前記部材は、表面にアルミニウムめっき層がさらに形成されている、請求項１３に記載の温間プレス成形部材。
  16. 前記部材は、表面に亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層がさらに形成されており、部材内の微細亀裂の長さが１０μｍ以下である、請求項１３に記載の温間プレス成形部材。
  17. 請求項６から１２のいずれか一項に記載の製造方法によって製造された鋼板を加熱した後、５００℃〜Ａｃ１＋３０℃の温度範囲でプレスで成形する段階を含む、温間プレス成形部材の製造方法。
  18. 前記成形は、０．００１／ｓ以上の変形速度で行われる、請求項１７に記載の温間プレス成形部材の製造方法。
JP2019532934A 2016-12-20 2017-12-12 高温伸び特性に優れた高強度鋼板、温間プレス成形部材、及びそれらの製造方法 Active JP6907320B2 (ja)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020160174960A KR101917447B1 (ko) 2016-12-20 2016-12-20 고온연신 특성이 우수한 고강도 강판, 온간프레스 성형부재 및 이들의 제조방법
KR10-2016-0174960 2016-12-20
PCT/KR2017/014582 WO2018117523A1 (ko) 2016-12-20 2017-12-12 고온연신 특성이 우수한 고강도 강판, 온간프레스 성형부재 및 이들의 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2020509190A true JP2020509190A (ja) 2020-03-26
JP6907320B2 JP6907320B2 (ja) 2021-07-21

Family

ID=62627492

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2019532934A Active JP6907320B2 (ja) 2016-12-20 2017-12-12 高温伸び特性に優れた高強度鋼板、温間プレス成形部材、及びそれらの製造方法

Country Status (8)

Country Link
US (2) US11680305B2 (ja)
EP (1) EP3561118B1 (ja)
JP (1) JP6907320B2 (ja)
KR (1) KR101917447B1 (ja)
CN (1) CN110088336B (ja)
ES (1) ES2902233T3 (ja)
MX (1) MX2019007381A (ja)
WO (1) WO2018117523A1 (ja)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2023026582A1 (ja) * 2021-08-24 2023-03-02 日本製鉄株式会社 熱間圧延鋼板
WO2023149466A1 (ja) * 2022-02-04 2023-08-10 日本製鉄株式会社 鋼板

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20220146419A (ko) * 2020-03-02 2022-11-01 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 열간 압연 강판
KR102639250B1 (ko) 2023-08-04 2024-02-21 (주)그리드텍 공사 현장에 관한 안전 관리 모니터링 서비스를 제공하는서버, 방법 및 시스템
KR102625113B1 (ko) 2023-09-01 2024-01-15 ㈜에스아이네트 공사 현장에 대한 안전 관리 모니터링 서비스 제공 장치, 방법, 및 프로그램

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007031762A (ja) * 2005-07-26 2007-02-08 Jfe Steel Kk 加工性に優れた高炭素冷延鋼板およびその製造方法
JP2010024503A (ja) * 2008-07-22 2010-02-04 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度鋼製粗形品およびその製造方法
JP2011099129A (ja) * 2009-11-04 2011-05-19 Jfe Steel Corp 引張強さが１５００ＭＰａ以上の高強度鋼板およびその製造方法
WO2014196586A1 (ja) * 2013-06-05 2014-12-11 日新製鋼株式会社 スチールベルト用鋼板およびその製造法並びにスチールベルト
JP2015503023A (ja) * 2011-11-07 2015-01-29 ポスコ 温間プレス成形用鋼板、温間プレス成形部材、及びこれらの製造方法
JP2016079478A (ja) * 2014-10-20 2016-05-16 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ加工性及び耐衝撃摩耗性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3468048B2 (ja) 1997-08-26 2003-11-17 住友金属工業株式会社 成形性に優れた高炭素冷延鋼板の製造方法
JP3909949B2 (ja) * 1998-03-25 2007-04-25 日新製鋼株式会社 伸びフランジ性に優れた中・高炭素鋼板の製造法
JP2000328172A (ja) 1999-05-13 2000-11-28 Sumitomo Metal Ind Ltd 深絞り面内異方性の小さい高炭素冷延鋼帯とその製造方法
JP3964246B2 (ja) * 2002-03-29 2007-08-22 日新製鋼株式会社 亀裂伝播抵抗に優れたスチールベルト用鋼板およびその製造法
JP3783666B2 (ja) 2002-08-05 2006-06-07 Ｊｆｅスチール株式会社 球状化焼鈍後の冷間鍛造性に優れた機械構造用鋼及びその製造方法
JP4268079B2 (ja) * 2003-03-26 2009-05-27 株式会社神戸製鋼所 伸び及び耐水素脆化特性に優れた超高強度鋼板、その製造方法、並びに該超高強度鋼板を用いた超高強度プレス成形部品の製造方法
JP4884803B2 (ja) * 2005-03-16 2012-02-29 本田技研工業株式会社 鋼材の熱処理方法
KR100711361B1 (ko) 2005-08-23 2007-04-27 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고망간형 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR20090070504A (ko) 2007-12-27 2009-07-01 주식회사 포스코 도금성이 우수한 고망간강 및 고망간 도금강판의 제조방법
KR101128942B1 (ko) * 2008-12-24 2012-03-27 주식회사 포스코 열처리 특성이 우수한 미세구상화 강판 및 그 제조방법
KR101253852B1 (ko) 2009-08-04 2013-04-12 주식회사 포스코 고인성 비조질 압연재, 신선재 및 그 제조방법
KR101277835B1 (ko) 2009-08-06 2013-06-21 주식회사 포스코 고강도 고인성 선재 및 그 제조방법
JP5327106B2 (ja) 2010-03-09 2013-10-30 Ｊｆｅスチール株式会社 プレス部材およびその製造方法
WO2012036483A2 (ko) 2010-09-16 2012-03-22 주식회사 포스코 고탄소 열연강판, 냉연강판 및 그 제조방법
KR101600723B1 (ko) * 2011-09-09 2016-03-07 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 중탄소 강판, 켄칭 부재 및 그들의 제조 방법
KR101417260B1 (ko) 2012-04-10 2014-07-08 주식회사 포스코 재질 균일성이 우수한 고탄소 열연강판 및 이의 제조방법
CN102703803B (zh) 2012-04-27 2014-03-19 宝山钢铁股份有限公司 一种球状珠光体型热轧卷板及其生产方法
KR101439621B1 (ko) 2012-09-13 2014-09-11 주식회사 포스코 열간 프레스 성형품 제조방법 및 이를 이용한 열간 프레스 성형품
KR20140073473A (ko) 2014-05-23 2014-06-16 주식회사 포스코 비자성 고강도 고망간 강판 및 그 제조방법
KR101657795B1 (ko) 2014-12-12 2016-09-20 주식회사 포스코 냉간변형능이 우수한 선재의 제조방법 및 이에 의해 제조된 선재
CN105018835B (zh) 2015-08-24 2017-01-11 武汉钢铁(集团)公司 精冲性优良的中高碳热轧带钢及生产方法
CN108950160A (zh) 2018-08-25 2018-12-07 马鞍山钢铁股份有限公司 一种基于csp流程的锌基镀层热成形钢及其制备方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007031762A (ja) * 2005-07-26 2007-02-08 Jfe Steel Kk 加工性に優れた高炭素冷延鋼板およびその製造方法
JP2010024503A (ja) * 2008-07-22 2010-02-04 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度鋼製粗形品およびその製造方法
JP2011099129A (ja) * 2009-11-04 2011-05-19 Jfe Steel Corp 引張強さが１５００ＭＰａ以上の高強度鋼板およびその製造方法
JP2015503023A (ja) * 2011-11-07 2015-01-29 ポスコ 温間プレス成形用鋼板、温間プレス成形部材、及びこれらの製造方法
WO2014196586A1 (ja) * 2013-06-05 2014-12-11 日新製鋼株式会社 スチールベルト用鋼板およびその製造法並びにスチールベルト
JP2016079478A (ja) * 2014-10-20 2016-05-16 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ加工性及び耐衝撃摩耗性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2023026582A1 (ja) * 2021-08-24 2023-03-02 日本製鉄株式会社 熱間圧延鋼板
WO2023149466A1 (ja) * 2022-02-04 2023-08-10 日本製鉄株式会社 鋼板

Also Published As

Publication number Publication date
JP6907320B2 (ja) 2021-07-21
US11680305B2 (en) 2023-06-20
US20190316235A1 (en) 2019-10-17
US20230287545A1 (en) 2023-09-14
WO2018117523A1 (ko) 2018-06-28
EP3561118B1 (en) 2021-11-24
EP3561118A1 (en) 2019-10-30
KR20180071865A (ko) 2018-06-28
CN110088336B (zh) 2021-10-15
MX2019007381A (es) 2020-02-05
KR101917447B1 (ko) 2018-11-09
EP3561118A4 (en) 2019-10-30
ES2902233T3 (es) 2022-03-25
CN110088336A (zh) 2019-08-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP4445365B2 (ja) 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法
KR101657822B1 (ko) 연신특성이 우수한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법
JP6907320B2 (ja) 高温伸び特性に優れた高強度鋼板、温間プレス成形部材、及びそれらの製造方法
JP6248207B2 (ja) 穴広げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
JP5126399B2 (ja) 伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR20150110723A (ko) 780 MPa급 냉간 압연 2상 스트립 강 및 그의 제조방법
JP7280364B2 (ja) 熱間成形後の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板、熱間成形部材及びこれらの製造方法
JP2014109056A (ja) 伸びフランジ性、曲げ加工性に優れた高強度鋼板およびその鋼板用の溶鋼の溶製方法
JP6610113B2 (ja) 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板と該鋼板用熱延鋼板及びそれらの製造方法
JP2015175061A (ja) 引張最大強度７８０ＭＰａを有する衝突特性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びに、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とそれらの製造方法。
JP2015218365A (ja) 降伏強度と加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JP2018090874A (ja) 焼付硬化性に優れる高強度鋼板および製造方法
KR20230024905A (ko) 가소성이 우수한 초고강도 강 및 이의 제조 방법
CN107406939B (zh) 高强度冷轧钢板及其制造方法
JP4867177B2 (ja) 焼付硬化性及び成形性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP6007571B2 (ja) 高強度冷延鋼板及び高強度亜鉛めっき鋼板
CN102534373B (zh) 一种适于辊压成形的超高强度冷轧钢带及其制造方法
JP4268559B2 (ja) 伸びフランジ性に優れた高強度鋼板
JP2012158797A (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP5375001B2 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR20130056052A (ko) 합금화 특성이 우수한 초고강도 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법
US11421296B2 (en) Steel sheet with excellent bake hardening properties and plating adhesion and manufacturing method therefor
JP2024522209A (ja) 曲げ性及び伸びフランジ性に優れた超高強度鋼板、並びにこの製造方法
KR20230087773A (ko) 강도 및 연성이 우수한 강판 및 그 제조방법
JP2024063127A (ja) 熱間成形用鋼材、熱間成形部材及びこれらの製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20190813

A977 Report on retrieval

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007

Effective date: 20200914

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20200929

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20201215

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20210202

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20210426

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20210608

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20210630

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 6907320

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

S531 Written request for registration of change of domicile

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531

S533 Written request for registration of change of name

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350

S111 Request for change of ownership or part of ownership

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313113

R371 Transfer withdrawn

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R371

S111 Request for change of ownership or part of ownership

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313113

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250