JP2022515379A - 曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP2022515379A
JP2022515379A JP2021534950A JP2021534950A JP2022515379A JP 2022515379 A JP2022515379 A JP 2022515379A JP 2021534950 A JP2021534950 A JP 2021534950A JP 2021534950 A JP2021534950 A JP 2021534950A JP 2022515379 A JP2022515379 A JP 2022515379A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
steel sheet
cold
rolled steel
steel material
present
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
JP2021534950A
Other languages
English (en)
Other versions
JP7270042B2 (ja
Inventor
ハン－シク チョ、
ヤン－ロク イム、
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 JP2022515379A publication Critical patent/JP2022515379A/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP7270042B2 publication Critical patent/JP7270042B2/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • 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
    • 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
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • 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
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/20—Isothermal quenching, e.g. bainitic hardening
    • 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
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • 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
    • C21D1/68—Temporary coatings or embedding materials applied before or during heat treatment
    • 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
    • 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
    • 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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • 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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0457—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment with diffusion of elements, e.g. decarburising, nitriding
    • 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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0478—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing involving a particular surface treatment
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • 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
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • 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
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • 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
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • 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
    • C23C10/00—Solid state diffusion of only metal elements or silicon into metallic material surfaces
    • C23C10/28—Solid state diffusion of only metal elements or silicon into metallic material surfaces using solids, e.g. powders, pastes
    • 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
    • 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
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • 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
    • C23C24/00—Coating starting from inorganic powder
    • 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
    • C23C24/00—Coating starting from inorganic powder
    • C23C24/08—Coating starting from inorganic powder by application of heat or pressure and heat
    • C23C24/082—Coating starting from inorganic powder by application of heat or pressure and heat without intermediate formation of a liquid in the layer
    • C23C24/085—Coating with metallic material, i.e. metals or metal alloys, optionally comprising hard particles, e.g. oxides, carbides or nitrides
    • C23C24/087—Coating with metal alloys or metal elements only
    • 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
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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
    • C21D2211/002—Bainite
    • 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
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical 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)

Abstract

本発明の一側面による曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１３～０．２５％、シリコン（Ｓｉ）：１．０～２．０％、マンガン（Ｍｎ）：１．５～３．０％、アルミニウム（Ａｌ）＋クロム（Ｃｒ）＋モリブデン（Ｍｏ）：０．０８～１．５％、リン（Ｐ）：０．１％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下、窒素（Ｎ）：０．０１％以下、残りのＦｅ及び不可避不純物を含み、面積分率で、フェライト：３～２５％、マルテンサイト：２０～４０％、残留オーステナイト：５～２０％を含み、外部から流入したニッケル（Ｎｉ）によって形成されるニッケル濃化層を表層部に備え、表面から１μｍの深さでのニッケル（Ｎｉ）濃度が０．１５ｗｔ％以上であることができる。

Description

本発明は、冷延鋼板及びその製造方法に関するものであり、詳細には、高強度の特性を有しながらも曲げ加工性を効果的に向上させた冷延鋼板及びその製造方法に関するものである。
自動車用鋼板は、地球環境の保存のための燃費規制及び衝突などの事故時の搭乗者の安全性を確保するために、高強度鋼材の採用を増やしつつある。自動車用鋼材のレベルは、通常、引張強度と延伸率の積（ＴＳ×ＥＬ）で示すことが多く、必ずしもこれに制限されるものではないが、ＴＳ×ＥＬが２５，０００ＭＰａ・％未満であるＡＨＳＳ（Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｈｉｇｈ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｓｔｅｅｌ）、５０，０００ＭＰａ・％を超えるＵＨＳＳ（Ｕｌｔｒａ Ｈｉｇｈ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｓｔｅｅｌ）、そしてＡＨＳＳとＵＨＳＳとの間の値を有するＸ－ＡＨＳＳ（Ｅｘｔｒａ－Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｈｉｇｈ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｓｔｅｅｌ）などが代表的な例として提示されることができる。
鋼材のレベルが決まると、引張強度と延伸率の積が略一定に決定されるものであるため、鋼材の引張強度と延伸率を同時に満たすことは容易でない。引張強度と延伸率は、互いに反比例することが一般的な鋼材の特性であるためである。
鋼材の強度と延伸率の積を高めるために新しい概念を有する鋼材として、鋼材内に残留オーステナイトが存在して加工性及び強度の両方を向上させることができる、いわゆる、ＴＲＩＰ（ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）現象を利用した鋼材が開発され、このようなＴＲＩＰ鋼は、同一の強度でも延伸率が向上されることから高成形性の高強度鋼材を製造するために主に活用されてきた。
しかし、このような従来の鋼材は、引張強度や延伸率を高い水準で確保可能であっても、曲げ加工性は脆弱であるという問題点が存在する。
一般的に自動車用鋼板に利用されるＴＲＩＰ冷延鋼板は、冷間圧延後の高温での焼鈍熱処理工程を介して製造されるため、焼鈍時の鋼板表面からの脱炭反応が誘発されることがある。すなわち、鋼板の表面側からオーステナイトの安定化元素である炭素が消失されることによって、鋼板の表面側では延伸率の確保に有利な残留オーステナイトを十分に確保することができなくなる。したがって、このような鋼板に過酷な曲げ加工が実施される場合、鋼板表層部にクラックが容易に発生して伝播されるため、鋼板の破損を引き起こすことがある。これは、鋼板の曲げ加工時の鋼板の一側は、収縮するのに対し、これと配向される鋼板の他側は引張されるため、表層部に残留オーステナイトが十分に確保されていない鋼板の場合、引張される側の鋼板の表層からクラックが発生する可能性が非常に高いためである。
したがって、焼鈍熱処理工程を経ても、表層部の残留オーステナイト分率を効果的に確保して曲げ加工時にクラックの発生を効果的に抑制可能な冷延鋼板及びその製造工程の開発が必要な実情である。
特開２０１４－０１９９０５号公報（２０１４．０２．０３．公開）
本発明の一側面によると、曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法が提供される。
本発明の課題は、上述した内容に限定されない。通常の技術者であれば、本明細書の全体内容から、本発明のさらなる課題を理解するのに何ら困難がない。
本発明の一側面による曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１３～０．２５％、シリコン（Ｓｉ）：１．０～２．０％、マンガン（Ｍｎ）：１．５～３．０％、アルミニウム（Ａｌ）＋クロム（Ｃｒ）＋モリブデン（Ｍｏ）：０．０８～１．５％、リン（Ｐ）：０．１％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下、窒素（Ｎ）：０．０１％以下、残りのＦｅ及び不可避不純物を含み、面積分率で、フェライト：３～２５％、マルテンサイト：２０～４０％、残留オーステナイト：５～２０％を含み、外部から流入されたニッケル（Ｎｉ）によって形成されるニッケル濃化層を表層部に備え、表面から１μｍの深さでのニッケル（Ｎｉ）濃度が０．１５ｗｔ％以上であることができる。
上記冷延鋼板の臨界曲率比（Ｒｃ／ｔ）が２以下であることができる。
ここで、上記臨界曲率比（Ｒｃ／ｔ）は、様々な先端部の曲率半径（Ｒ）を有する複数の冷間曲げ治具を用いて、鋼板を９０°曲げ加工する冷間曲げ試験によって測定される。ここで、ｔ及びＲｃは、それぞれ冷間曲げ試験に提供された鋼板の厚さ及び鋼板表層部にクラックが発生する時点での冷間曲げ治具の先端部の曲率半径を意味することができる。
上記冷延鋼板は、面積分率で１５～５０％のベイナイトをさらに含むことができる。
上記冷延鋼板の表面での残留オーステナイト分率は５～２０面積％であることができる。
ｔ／４を基準に（ここで、ｔは鋼板の厚さを意味する）、上記フェライトの平均結晶粒度が２μｍ以下であり、上記冷延鋼板の厚さ方向のフェライトの長さに対する上記冷延鋼板の圧延方向のフェライトの長さ比の平均値が０．５～１．５であることができる。
上記冷延鋼板は、３～１５面積％のフェライトを含むことができる。
上記マルテンサイトは、焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトからなり、上記マルテンサイトのうち上記焼戻しマルテンサイトが占める割合は５０面積％を超えることができる。
上記冷延鋼板は、重量％で、ホウ素（Ｂ）：０．００１～０．００５％及びチタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０４％のうち１種以上をさらに含むことができる。
上記アルミニウム（Ａｌ）は、０．０１～０．０９重量％の含有量で上記冷延鋼板に含まれることができる。
上記クロム（Ｃｒ）は、０．０１～０．７重量％の含有量で上記冷延鋼板に含まれることができる。
上記クロム（Ｃｒ）は、０．２～０．６重量％の含有量で上記冷延鋼板に含まれることができる。
上記モリブデン（Ｍｏ）は、０．０２～０．０８重量％の含有量で上記冷延鋼板に含まれることができる。
上記冷延鋼板は、表面に形成された合金化溶融亜鉛めっき層をさらに含むことができる。
上記冷延鋼板は、１１８０ＭＰａ以上の引張強度、１４％以上の延伸率を有することができる。
本発明の一側面による曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１３～０．２５％、シリコン（Ｓｉ）：１．０～２．０％、マンガン（Ｍｎ）：１．５～３．０％、アルミニウム（Ａｌ）＋クロム（Ｃｒ）＋モリブデン（Ｍｏ）：０．０８～１．５％、リン（Ｐ）：０．１％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下、窒素（Ｎ）：０．０１％以下、残りのＦｅ及び不可避不純物を含む鋼材を冷間圧延した後、上記冷間圧延された鋼材の表面にニッケル（Ｎｉ）パウダーを３００ｍｇ／ｍ２以上の塗布量で塗布し、上記鋼材が完全にオーステナイトに変態されるように、上記鋼材を加熱し、上記加熱された鋼材を６３０～６７０℃の徐冷停止温度まで５～１２℃／ｓの冷却速度で徐冷した後、徐冷停止温度で１０～９０秒間維持し、上記徐冷及び維持された鋼材をマルテンサイト変態終了温度（Ｍｆ）以上、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）以下の温度範囲まで７～３０℃／ｓの冷却速度で急冷し、上記急冷された鋼材をマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）超過、ベイナイト変態開始温度（Ｂｓ）以下の温度で３００～６００秒間維持する分配処理によって製造されることができる。
上記鋼材は、重量％で、ホウ素（Ｂ）：０．００１～０．００５％及びチタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０４％のうち１種以上をさらに含むことができる。
上記アルミニウム（Ａｌ）は、０．０１～０．０９重量％の含有量で上記鋼材に含まれることができる。
上記クロム（Ｃｒ）は、０．０１～０．７重量％の含有量で上記鋼材に含まれることができる。
上記クロム（Ｃｒ）は、０．２～０．６重量％の含有量で上記鋼材に含まれることができる。
上記モリブデン（Ｍｏ）は、０．０２～０．０８重量％の含有量で上記鋼材に含まれることができる。
上記冷延鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を形成することができる。
上記課題の解決手段は、本発明の特徴をすべて列挙したものではなく、本発明の様々な特徴とそれに伴う利点及び効果は、下記の具体的な実施例を参照して、より詳細に理解することができる。
本発明の一側面によると、高強度特性を有しながらも延伸率特性及び曲げ加工性に優れることから、自動車用鋼板として特に適した冷延鋼板及びその製造方法を提供することができる。
走査電子顕微鏡を用いて、既存のＴＲＩＰ鋼の微細組織を観察したイメージである。 本発明の一実施例に係る冷延鋼板の微細組織を走査電子顕微鏡で観察した写真である。 時間による温度変化を利用して、本発明の製造方法を示したグラフである。 ＧＤＳを利用して、発明例２の深さ方向からの各成分元素の濃度を分析した結果である。
本発明は、曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法に関するものであり、以下では、本発明の好ましい実施例を説明する。本発明の実施例は、様々な形に変形することができ、本発明の範囲が以下で説明される実施例に限定されるものと解釈されてはいけない。本実施例は、当該発明が属する技術分野における通常の知識を有する者に本発明をさらに詳細に説明するために提供されるものである。
本発明における冷延鋼板とは、通常の未めっき冷延鋼板はもちろん、めっきされた鋼板まですべて含む概念であるという点に留意する必要がある。本発明の冷延鋼板に使用されるめっきは、亜鉛系めっき、アルミニウム系めっき、合金めっき、合金化めっきなどのすべての種類のめっきであることができ、合金化溶融亜鉛めっきであることが好ましい。
以下、本発明の鋼組成についてより詳細に説明する。以下、特に断りのない限り、各元素の含有量を示す％は、重量を基準とする。
本発明の一側面において、冷延鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１３～０．２５％、シリコン（Ｓｉ）：１．０～２．０％、マンガン（Ｍｎ）：１．５～３．０％、アルミニウム（Ａｌ）＋クロム（Ｃｒ）＋モリブデン（Ｍｏ）：０．０８～１．５％、リン（Ｐ）：０．１％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下、窒素（Ｎ）：０．０１％以下、残りのＦｅ及び不可避不純物を含むことができる。また、本発明の一側面による冷延鋼板は、重量％で、ホウ素（Ｂ）：０．００１～０．００５％及びチタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０４％のうち１種以上をさらに含むことができる。上記アルミニウム（Ａｌ）、クロム（Ｃｒ）、及びモリブデン（Ｍｏ）は、それぞれ重量％で、０．０１～０．０９％、０．０１～０．７％、０．０２～０．０８％含有されることができる。
炭素（Ｃ）：０．１３～０．２５％
炭素（Ｃ）は、経済的に強度を確保することができる重要な元素であるため、本発明は、このような効果を達成するために、炭素（Ｃ）含有量の下限を０．１３％に制限することができる。但し、炭素（Ｃ）が過多に添加される場合、溶接性が劣化するという問題が生じることがあるため、本発明は、炭素（Ｃ）含有量の上限を０．２５％に制限することができる。したがって、本発明の炭素（Ｃ）含有量は、０．１５～０．２５％の範囲であることができ、０．１４～０．２５％の範囲であることが好ましく、０．１４～０．２０％の範囲であることがより好ましい。
シリコン（Ｓｉ）：１．０～２．０％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼材の強度及び延伸率を効果的に向上させることができる元素であるため、本発明は、このような効果を達成するために、シリコン（Ｓｉ）含有量の下限を１．０％に制限することができる。シリコン（Ｓｉ）は、表面スケールの欠陥を引き起こすだけでなく、めっき鋼板の表面特性及び化成処理性を低下させるため、通常のシリコン（Ｓｉ）含有量は、１．０％以下の範囲に制限される場合が多かったが、最近のめっき技術の発展などによって鋼中の含有量が２．０％程度までは特に問題なく製造することができるようになったため、本発明は、シリコン（Ｓｉ）含有量の上限を２．０％に制限することができる。したがって、本発明のシリコン（Ｓｉ）含有量は、１．０～２．０％の範囲であることができ、１．２～２．０％の範囲であることが好ましく、１．２～１．８％の範囲であることがより好ましい。
マンガン（Ｍｎ）：１．５～３．０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼材内に存在する場合、固溶強化に大きな役割を果たし、変態強化鋼の硬化能の向上に寄与する元素であるため、本発明は、マンガン（Ｍｎ）含有量の下限を１．５％に制限することができる。但し、マンガン（Ｍｎ）が過多に添加される場合、溶接性及び冷間圧延の負荷などの問題が生じる可能性が高く、焼鈍濃化物の形成によってデント（ｄｅｎｔ）などの表面欠陥を引き起こすことがあるため、本発明は、マンガン（Ｍｎ）含有量の上限を３．０％に制限することができる。したがって、本発明のマンガン（Ｍｎ）含有量は、１．５～３．０％の範囲であることができ、２．０～３．０％の範囲であることが好ましく、２．２～２．９％の範囲であることがより好ましい。
アルミニウム（Ａｌ）、クロム（Ｃｒ）、及びモリブデン（Ｍｏ）の合計：０．０８～１．５％
アルミニウム（Ａｌ）、クロム（Ｃｒ）、及びモリブデン（Ｍｏ）は、強度の増加及びフェライト域の拡張元素であって、フェライト分率を確保するために有用な元素であるため、本発明は、アルミニウム（Ａｌ）、クロム（Ｃｒ）、及びモリブデン（Ｍｏ）の含有量の合計を０．０８％以上に制限することができる。但し、アルミニウム（Ａｌ）、クロム（Ｃｒ）、及びモリブデン（Ｍｏ）が過多に添加される場合、スラブの表面品質の低下及び製造コストの増加が問題となるため、本発明は、アルミニウム（Ａｌ）、クロム（Ｃｒ）、及びモリブデン（Ｍｏ）の含有量の合計を１．５％以下に制限することができる。したがって、本発明のアルミニウム（Ａｌ）、クロム（Ｃｒ）、及びモリブデン（Ｍｏ）の含有量の合計は、０．０８～１．５％の範囲であることができる。
アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．０９％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼中の酸素（Ｏ）と結合して脱酸作用をし、シリコン（Ｓｉ）のようにフェライト内の炭素（Ｃ）をオーステナイトに分配してマルテンサイト硬化能を向上させるために重要な元素であるため、本発明は、このような効果を達成するために、アルミニウム（Ａｌ）含有量の下限を０．０１％に制限することができる。但し、アルミニウム（Ａｌ）が過多に添加される場合、連鋳時にノズルの目詰まりが発生する可能性があり、強度の増加に伴うバーリング性の低下が問題となることがあるため、本発明は、アルミニウム（Ａｌ）含有量の上限を０．０９％に制限することができる。したがって、本発明のアルミニウム（Ａｌ）含有量は、０．０１～０．０９％の範囲であることができ、０．０２～０．０９％の範囲であることが好ましく、０．０２～０．０８％の範囲であることがより好ましい。本発明におけるアルミニウム（Ａｌ）とは、酸可溶性のＡｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）を意味する。
クロム（Ｃｒ）：０．０１～０．７％
クロム（Ｃｒ）は、効果的に硬化能を向上させる元素であるため、本発明は、強度向上の効果を達成するためにクロム（Ｃｒ）含有量の下限を０．０１％に制限することができる。但し、クロム（Ｃｒ）が過多に添加される場合、シリコン（Ｓｉ）の酸化を促進させて熱延材の表面の赤スケールの欠陥を増加させ、最終鋼材の表面品質の低下を誘発するため、本発明は、クロム（Ｃｒ）含有量の上限を０．７％に制限することができる。したがって、本発明のクロム（Ｃｒ）含有量は、０．０１～０．７％の範囲であることができ、０．１～０．７％の範囲であることが好ましく、０．２～０．６％の範囲であることがより好ましい。
モリブデン（Ｍｏ）：０．０２～０．０８％
モリブデン（Ｍｏ）も硬化能の向上に効果的に寄与する元素であるため、本発明は、強度向上の効果を達成するためにモリブデン（Ｍｏ）含有量の下限を０．０２％に制限することができる。但し、モリブデン（Ｍｏ）は、高価の元素として過度に添加されると経済性の側面で好ましくなく、モリブデン（Ｍｏ）が過多に添加される場合、強度が過度に増加してバーリング性が低下する問題が生じるため、本発明は、モリブデン（Ｍｏ）含有量の上限を０．０８％に制限することができる。モリブデン（Ｍｏ）含有量は、０．０３～０．０８％の範囲であることが好ましく、０．０３～０．０７％の範囲であることがより好ましい。
リン（Ｐ）：０．１％以下
リン（Ｐ）は、鋼の成形性を損なうことなく、強度確保に有利な元素であるが、過多に添加される場合、脆性破壊が発生する可能性が大幅に高くなり、熱間圧延の途中にスラブの板破断が発生する可能性が増加し、めっき表面の特性を阻害する元素としても作用することがある。したがって、本発明は、リン（Ｐ）含有量の上限を０．１％に制限することができ、０．０５％であることがより好ましい。但し、不可避に添加される程度を考慮して、０％は除外されることができる。
硫黄（Ｓ）：０．０１％以下
硫黄（Ｓ）は、鋼中の不純物元素として不可避的に添加される元素であるため、その含有量をなるべく低く管理することが好ましい。特に、硫黄（Ｓ）は、鋼の延性及び溶接性を阻害する元素であって、本発明では、その含有量を最大に抑えることが好ましい。したがって、本発明は、硫黄（Ｓ）含有量の上限を０．０１％に制限することができ、０．００５％であることがより好ましい。但し、不可避に添加される程度を考慮して、０％は除外されることができる。
窒素（Ｎ）：０．０１％以下
窒素（Ｎ）は、不純物元素として不可避に添加される元素である。窒素（Ｎ）は、なるべく低く管理することが重要であるが、このためには、鋼の精錬費用が急激に上昇するという問題がある。したがって、本発明は、操業条件における可能な範囲を考慮して、窒素（Ｎ）含有量の上限を０．０１％に制御することができ、０．００５％であることがより好ましい。但し、不可避に添加される程度を考慮して、０％は除外されることができる。
ホウ素（Ｂ）：０．００１～０．００５％
ホウ素（Ｂ）は、固溶による強度の向上に効果的に寄与する元素であり、少量添加しても、このような効果を確保することができる有効な元素である。したがって、本発明は、このような効果を達成するために、ホウ素（Ｂ）含有量の下限を０．００１％に制限することができる。但し、ホウ素（Ｂ）が過多に添加される場合、強度向上の効果は飽和されるのに対し、表面に過度のホウ素（Ｂ）濃化層を形成してめっき密着性の劣化を招くことがあるため、本発明は、ホウ素（Ｂ）含有量の上限を０．００５％に制限することができる。したがって、本発明のホウ素（Ｂ）含有量は、０．００１～０．００５％の範囲であることができ、０．００１～０．００４％の範囲であることが好ましく、０．００１３～０．００３５％の範囲であることがより好ましい。
チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０４％
チタン（Ｔｉ）は、鋼の強度上昇及び粒度微細化に有効な元素である。また、チタン（Ｔｉ）は、窒素（Ｎ）と結合してＴｉＮ析出物を形成するため、ホウ素（Ｂ）が窒素（Ｎ）と結合してホウ素（Ｂ）の添加効果が消失されることを効果的に防止することができる元素である。したがって、本発明は、チタン（Ｔｉ）含有量の下限を０．００５％に制限することができる。但し、チタン（Ｔｉ）が過度に添加される場合、連鋳時にノズルの目詰まりを誘発したり、過度の析出物の生成によって鋼の延性が劣化することがあるため、本発明は、チタン（Ｔｉ）含有量の上限を０．０４％に制限することができる。したがって、本発明のチタン（Ｔｉ）含有量は、０．００５～０．０４％の範囲であることができ、０．０１～０．０４％の範囲であることが好ましく、０．０１～０．０３％の範囲であることがより好ましい。
本発明の冷延鋼板は、上述した鋼組成以外の残りはＦｅ及び不可避不純物を含むことができる。不可避不純物は、通常の鉄鋼製造工程で意図せず混入することができるものであるため、これを全面排除することはできず、通常の鉄鋼製造の分野の技術者であれば、その意味を容易に理解することができる。また、本発明は、上述した鋼組成以外の他の組成の添加を全面的に排除するものではない。
以下、本発明の微細組織についてより詳細に説明する。以下、特に断りのない限り、微細組織の割合を示す％は、面積を基準とする。
本発明の発明者らは鋼材の強度及び延伸率の両方を確保するとともに、曲げ加工性も兼ね備えさせるための条件を検討した結果、鋼材の組成と組織の種類及び分率を適切に制御し、強度及び延伸率を適正範囲に制御しても、鋼材に表層部の組織を適切に制御しないと、高い曲げ加工性を得ることはできないという事実を確認し、本発明に至った。
本発明は、鋼材の強度及び延伸率を確保するために、鋼材内にフェライトの組成を適切な範囲内に制御し、その他に残留オーステナイト及びマルテンサイトを含むＴＲＩＰ鋼材をその対象とする。
一般的に、ＴＲＩＰ鋼材におけるマルテンサイトは、高い強度を確保するために鋼材内に所定の範囲で含まれ、フェライトは鋼材の延伸率を確保するために、所定の範囲で含まれる。残留オーステナイトは加工過程中のマルテンサイトに変態され、このような変態過程を介して鋼材の加工性の向上に寄与することができる。
このような側面において、本発明のフェライトは、面積分率で３～２５％の範囲で含まれることができる。すなわち、十分な延伸率を付与するためにフェライト分率を３面積％以上に制御する必要があり、軟質組織であるフェライトが過度に形成されることによって、鋼材の強度が低下することを防止するためにフェライトの分率を２５面積％以下に制御することができる。フェライトの分率は、２０面積％以下であることが好ましく、１５面積％以下または１５面積％未満であることがより好ましい。
また、マルテンサイトは十分な強度確保のために、２０面積％以上の割合で含まれることが好ましく、硬質組織であるマルテンサイトが過度に形成されることによって、延伸率の減少が起こる可能性があるため、マルテンサイトの割合を４０面積％以下に制御することができる。
本発明のマルテンサイトは、焼戻しマルテンサイト（ｔｅｍｐｅｒｅｄ ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）及びフレッシュマルテンサイト（ｆｒｅｓｈ ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）からなり、全体のマルテンサイトのうち焼戻しマルテンサイトが占める割合は５０面積％を超えることができる。好ましい焼戻しマルテンサイトの割合は、全体のマルテンサイトに対して６０面積％以上であることができる。これは、フレッシュマルテンサイトは強度確保に有効であるが、強度及び延伸率の両立の側面では、焼戻しマルテンサイトがより好ましいためである。
加えて、残留オーステナイトを含む場合、鋼材のＴＳ×ＥＬが高くなるため、強度と延伸率のバランスが全体的に向上することができる。したがって、残留オーステナイトは５面積％以上含まれることが好ましい。但し、残留オーステナイトが過度に形成される場合、水素脆性の敏感度が増えるという問題があるため、残留オーステナイトの分率は、２０面積％以下に制御することが好ましい。
これとは別に、本発明では面積分率で１５～５０％のベイナイトをさらに含むことができる。ベイナイトは、組織間の強度差を減らして加工性を向上させることができるため、ベイナイト分率を１５面積％以上に制御することが好ましい。但し、ベイナイトが過度に形成される場合、却って加工性が低下することがあるため、ベイナイトの分率は、４５面積％以下に制御することが好ましい。
本発明の鋼材には硬質組織であるマルテンサイト及び軟質組織であるフェライトが含まれるため、バーリング加工またはこれと類似したプレス加工時に軟質組織と硬質組織の境界でクラックが開始され、伝播される現象が発生することがある。フェライト組織は延伸率の向上には大きく寄与することができるが、バーリング加工などでフェライトとマルテンサイトの組織間の硬度差によるクラックの発生を助長するという欠点がある。
このような形態の破損を防止するために、本発明の一側面では、フェライトを微細化するとともに、フェライトの長さ比（鋼板の圧延方向の長さ／鋼板の厚さ方向の長さ）を一定範囲に制限することができる。本発明の発明者は、ＴＲＩＰ鋼に存在するフェライトの形状と加工時のクラック発生及び伝播特性について深く研究し、フェライトの粒度だけでなく、フェライトの長さ比（鋼板の圧延方向の長さ／鋼板の厚さ方向の長さ）が加工時のクラック発生及び伝播特性に影響を及ぼすことが確認できる。
すなわち、通常のＴＲＩＰ鋼において軟質組織であるフェライトは、圧延方向に沿って延伸された形で存在するため、フェライト結晶粒の微細化によっても加工時に発生したクラックが圧延方向に沿って容易に進行することを効果的に抑制することはできない。したがって、本発明は、最終鋼材に存在するフェライトを微細化し、フェライト形状制御によってクラックの発生及び伝播を最大限抑える。
本発明の好ましい一側面において、フェライトの平均結晶粒度を２μｍ以下に制御し、フェライトを微細化するとともに、平均フェライトの長さ比（鋼板の圧延方向の長さ／鋼板の厚さ方向の長さ）を１．５以下に制御することができる。すなわち、本発明は、フェライトの結晶粒を一定水準以下に微細化し、平均フェライト結晶粒の長さ比（鋼板の圧延方向の長さ／鋼板の厚さ方向の長さ）を一定水準以下に制御するため、クラックの発生及び進行を効果的に阻止して鋼材の加工性を効果的に確保することができる。但し、平均フェライトの長さ比（鋼板の圧延方向の長さ／鋼板の厚さ方向の長さ）を一定水準未満に制御するためには、工程上の限界点が存在するため、本発明は平均フェライトの長さ比（鋼板の圧延方向の長さ／鋼板の厚さ方向の長さ）の下限を０．５に制限することができる。
本発明のフェライト平均結晶粒度及び平均フェライトの長さ比は、ｔ／４地点を基準とし、ここで、ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する。
本発明は、フェライトを微細化するとともに、フェライトの長さ比を最適の水準に制御するため、鋼材の加工時のクラックの発生及び進行を効果的に抑制することができ、それによって鋼材の破損を効果的に防止することができる。
図２は、本発明の一実施例に係る冷延鋼板の微細組織を走査電子顕微鏡で観察した写真であって、フェライト（Ｆ）の延伸及び粗大化が効果的に抑制されたことを確認することができる。
また、一般的なＴＲＩＰ鋼の場合、冷間圧延後に高温の焼鈍熱処理を行うため、鋼材の表面で脱炭現象が発生するようになる。炭素（Ｃ）は、オーステナイトの安定化に効果的に寄与する元素であるため、脱炭現象が発生する場合、鋼材の表面において目的とするオーステナイトの安定化効果を達成することができなくなる。すなわち、鋼材表面におけるオーステナイト安定化度が低くなることによって、鋼材表面の残留オーステナイトの割合を十分に確保することができなくなる。
残留オーステナイトは延伸率の向上に効果的に寄与する組織であるため、目的とする残留オーステナイトの割合を十分に確保できなかった鋼材表層部の延伸率が低下する。したがって、このように鋼材表層部の残留オーステナイト組織が一定水準以下に形成される場合、曲げ加工などの過酷な加工時に鋼材の表面側からクラックが容易に発生して進行するため、鋼材の破損が誘発される可能性がある。
したがって、本発明の一側面によると、鋼材表層部にニッケル（Ｎｉ）濃化層を形成し、鋼材表層部での炭素（Ｃ）消失によるオーステナイト安定化度の減少を効果的に抑制する。すなわち、ニッケル（Ｎｉ）は、炭素（Ｃ）と類似した水準でオーステナイトの安定化度に寄与する元素であるため、高温焼鈍熱処理時に鋼材表層部で炭素（Ｃ）消失が発生しても、鋼材表層部に形成されたニッケル（Ｎｉ）濃化層によって鋼材表層部のオーステナイト安定化度の低下現象を効果的に防止することができる。
本発明のニッケル（Ｎｉ）濃化層は冷間圧延後の焼鈍熱処理の前に鋼材の表面に塗布されるニッケル（Ｎｉ）パウダーによって形成されることができる。本発明は、製鋼時にニッケル（Ｎｉ）を添加して鋼材の表面にニッケル（Ｎｉ）濃化層を形成することを全面的に排除するものではないが、本発明が目的とするニッケル（Ｎｉ）濃化層を形成するためには、多量のニッケル（Ｎｉ）が添加される必要があるため、ニッケル（Ｎｉ）が高価の元素であることを考慮すると、経済的な側面で好ましくない。本発明が目的とするニッケル（Ｎｉ）濃化層を形成するために、ニッケル（Ｎｉ）パウダーは、３００ｍｇ／ｍ２以上の塗布量で塗布されることができ、経済的な側面を考慮してニッケル（Ｎｉ）パウダーの塗布量の上限は２０００ｍｇ／ｍ２に制限されることができる。
ニッケル（Ｎｉ）パウダー塗布後に高温での焼鈍熱処理を行うため、鋼材の内部に流入されたニッケル（Ｎｉ）は、鋼材の表層部側にニッケル（Ｎｉ）濃化層を形成することができる。したがって、本発明の鋼材は、鋼材表面から１μｍの深さでのニッケル（Ｎｉ）濃度を一定水準に制限することができる。本発明の鋼材は、表面にめっき層が形成された場合を含むため、鋼材表面から１μｍの深さでのニッケル（Ｎｉ）濃度を基準にニッケル（Ｎｉ）濃化度を測定することができる。これは、ニッケル（Ｎｉ）濃化層は、鋼材の表面側に形成されるが、鋼材の表面直下部には、めっき層の成分が流入するため、正確なニッケル（Ｎｉ）濃化層の濃度を測定することが難しいためである。
本発明の好ましい一側面によると、鋼材表面側の残留オーステナイト分率を目的とする水準に確保するために、鋼材表面から１μｍの深さでのニッケル（Ｎｉ）濃度を０．１５ｗｔ％以上に制御することができる。また、鋼材表面側の残留オーステナイト分率の確保の側面から、鋼材表面から１μｍの深さでのニッケル（Ｎｉ）濃度は高いほど有利であるが、ニッケル（Ｎｉ）パウダーの塗布及び長時間の焼鈍熱処理が過度に要求される点を鑑みると、経済的な側面において好ましくない。したがって、本発明は、鋼材表面から１μｍの深さでのニッケル（Ｎｉ）濃度を０．７ｗｔ％以下に制御することができ、０．５ｗｔ％以下に制御することがより好ましい。
本発明は、鋼材表面から１μｍの深さでのニッケル（Ｎｉ）濃度を０．１５～０．７ｗｔ％の水準に制御するため、鋼材の表面で観察される残留オーステナイトの分率が５～２０面積％水準を維持することができる。したがって、本発明の鋼材は、鋼材表層部側の延伸率を十分に確保するため、優れた曲げ加工性を確保することができる。
本発明の鋼材について、冷間曲げ試験を実施する場合、鋼材表面にクラックが発生する時点の臨界曲率比（Ｒｃ／ｔ）が２以下であることができ、１．５以下であることがより好ましい。本発明における冷間曲げ試験では、様々な先端部の曲率半径（Ｒ）を有する複数の冷間曲げ治具を適用して鋼材を９０°冷間曲げ加工した後、鋼材表層部にクラックが発生したかどうかを観察するが、冷間曲げ治具の先端部の曲率半径（Ｒ）が順に減少するように、冷間曲げ治具を適用して、鋼材の表層部にクラックが発生する時点での冷間曲げ治具の先端部の曲率半径（Ｒｃ）と鋼板の厚さ（ｔ）の比を基準に臨界曲率比（Ｒｃ／ｔ）を算出する。臨界曲率比（Ｒｃ／ｔ）の値が小さいほど、過酷な曲げ条件でも優れたクラック発生抵抗性を確保することを意味する。本発明の鋼材は、２以下の臨界曲率比（Ｒｃ／ｔ）を有するため、自動車用鋼材に適した加工性を備えることができる。
このような条件を満たす本発明の冷延鋼板は、１１８０ＭＰａ以上の引張強度、１４％以上の延伸率を満たすことができる。
以下、本発明の製造方法についてより詳細に説明する。
上述した組成の鋼材を冷間圧延した後、上記冷間圧延された鋼材の表面にニッケル（Ｎｉ）パウダーを３００ｍｇ／ｍ２以上の塗布量で塗布し、上記鋼材が完全にオーステナイトに変態されるように上記鋼材を加熱し、上記加熱された鋼材を６３０～６７０℃の徐冷停止温度まで５～１２℃／ｓの冷却速度で徐冷した後、徐冷停止温度で１０～９０秒間維持し、上記徐冷及び維持された鋼材をマルテンサイト変態終了温度（Ｍｆ）以上、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）以下の温度範囲まで７～３０℃／ｓの冷却速度で急冷し、上記急冷された鋼材をマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）超過、ベイナイト変態開始温度（Ｂｓ）以下の温度で３００～６００秒間維持して分配処理することができる。図３は、時間による温度変化を利用して、冷間圧延及びニッケル（Ｎｉ）パウダー塗布後の本発明の製造方法を示したグラフである。
本発明の冷間圧延に提供される鋼材は、熱延材であることができ、このような熱延材は、通常のＴＲＩＰ鋼の製造に利用される熱延材であることができる。本発明の冷間圧延に提供される熱延材の製造方法は、特に制限されるものではないが、上述した組成で備えられるスラブを１０００～１３００℃の温度範囲で再加熱し、８００～９５０℃の仕上げ圧延温度範囲で熱間圧延し、７５０℃以下の温度範囲で巻取って製造することができる。本発明の冷間圧延も通常のＴＲＩＰ鋼の製造において実施される工程条件で実施することができる。顧客会社が求める厚さを確保するために、適切な圧下率で冷間圧延を実施することができるが、後続の焼鈍工程での粗大フェライトの生成を抑制するために、３０％以上の冷間圧下率で冷間圧延を実施することが好ましい。
以下、本発明の工程条件についてより詳細に説明する。
冷間圧延後のニッケル（Ｎｉ）パウダー塗布
本発明は、鋼材の表層部にニッケル（Ｎｉ）濃化層を形成するため、冷間圧延後の鋼材の表面にニッケル（Ｎｉ）を供給することができる。本発明におけるニッケル（Ｎｉ）供給方法は、特に制限されるものではないが、ニッケル（Ｎｉ）パウダーを塗布する方式により鋼材の表面にニッケル（Ｎｉ）を供給することが好ましい。
上述したように、本発明は、鋼材表面から１μｍの深さでのニッケル（Ｎｉ）濃度を０．１５ｗｔ％以上に制御するため、３００ｍｇ／ｍ２以上の塗布量でニッケル（Ｎｉ）パウダーを塗布することができる。一方、ニッケル（Ｎｉ）は高価の元素であるため、過度に塗布すると経済的な側面において好ましくないため、本発明は、ニッケル（Ｎｉ）パウダーの塗布量を２０００ｍｇ／ｍ２以下に制限することができる。ニッケル（Ｎｉ）パウダーの塗布量は、５００～１０００ｍｇ／ｍ２の範囲であることがより好ましい。
オーステナイト領域に鋼材を加熱
冷間圧延後のニッケル（Ｎｉ）パウダーが塗布された鋼材の組織をすべてオーステナイトに変態させ、ニッケル（Ｎｉ）の表面浸透を誘導するために鋼材をオーステナイト温度領域（ｆｕｌｌ ａｕｓｔｅｎｉｔｅ領域）に加熱することができる。
通常のフェライトを一定水準含むＴＲＩＰ鋼の場合、オーステナイトとフェライトが公転する、いわゆる、二相域の温度区間で鋼材を加熱する場合が多いが、このように加熱する場合、本発明で意図する粒度及び長さ比を有するフェライトを得ることが非常に困難であるだけでなく、熱間圧延の過程で生成されたバンド組織がそのまま残存してバーリング性の改善に不利である。したがって、本発明では冷間圧延された鋼材を８４０℃以上のオーステナイト領域に加熱することができる。
加熱された鋼材を６３０～６７０℃の領域まで徐冷及び維持
本発明は、フェライトの微細化及び長さ比の調節のために、加熱された鋼材を５～１２℃／ｓの冷却速度で徐冷した後、該当温度範囲で一定時間維持することができる。これは、加熱された鋼材を徐冷する間、鋼材内部では多発的な核生成作用によって微細な結晶粒を有するフェライトが形成される可能性があるためである。したがって、本発明は、フェライトの核生成サイトの増加及びフェライトの長さ比を調節するために、加熱された鋼材を一定温度範囲まで徐冷することができる。徐冷停止温度を超えて徐冷を中止し、すぐに急冷を行う場合、十分なフェライト分率を確保することができず、延伸率を確保する側面で不利であり、徐冷停止温度未満の温度まで徐冷を実施する場合、フェライト以外のその他の組織の割合が十分でなく、強度確保の側面で不利であるため、本発明は、徐冷停止温度を６３０～６７０℃の範囲に制限することができる。また、本発明の徐冷は、一般的な徐冷条件に比べてやや速い冷却速度を適用するため、フェライトの核生成サイトを効果的に増加させることができる。したがって、本発明の徐冷における冷却速度は、５～１２℃／ｓの範囲であることができるが、フェライト核生成サイトの増加の側面では、７～１２℃／ｓの範囲であることがより好ましい。
６３０～６７０℃の温度範囲まで鋼材を冷却した後、該当温度範囲で徐冷された鋼材を１０～９０秒間維持することができる。本発明は、加熱された鋼材に対して徐冷後に維持を適用するため、徐冷によって生成されたフェライトが粗大に成長することを効果的に防止することができる。すなわち、本発明は、徐冷及び維持によってフェライトが圧延方向に沿って成長することを効果的に防止するため、フェライトの長さ比（鋼板の圧延方向の長さ／鋼板の厚さ方向の長さ）を効果的に制御することができる。
徐冷及び維持された鋼材をＭｆ～Ｍｓの温度で急冷
本発明で意図する割合のマルテンサイトを得るためには、徐冷及び維持された鋼材をすぐにＭｆ～Ｍｓの温度範囲まで急冷する手順が後続することができる。ここで、Ｍｆは、マルテンサイト変態終了温度を意味し、Ｍｓは、マルテンサイト変態開始温度を意味する。徐冷及び維持された鋼材をＭｆ～Ｍｓの温度範囲まで急冷するため、急冷後の鋼材には、マルテンサイト及び残留オーステナイトが導入されることができる。すなわち、急冷停止温度をＭｓ以下に制御するため、急冷後の鋼材内にマルテンサイトが導入されることができ、急冷停止温度をＭｆ以上に制御するため、オーステナイトがすべてマルテンサイトに変態されることを防止して、急冷した後の鋼材内に残留オーステナイトが導入されることができる。急冷時の好ましい冷却速度は、７～３０℃／ｓの範囲であることができ、好ましい一つの手段は、クエンチング（Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）であることができる。
急冷された鋼材を分配（Ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ）処理
急冷された組織のうちマルテンサイトは、炭素を多量に含有していたオーステナイトが副拡散変態したものであるため、マルテンサイト内には多量の炭素が含有されている。このような場合、組織の硬度が高い可能性があるが、逆に靭性が急激に劣化するという問題が生じることがある。通常の場合には、高い温度で鋼材を焼戻し処理し、マルテンサイト内の炭素が炭化物に析出するようにする方法を用いる。しかし、本発明では、特有の方法で組織を制御するために焼戻しではなく、他の方法を用いることができる。
すなわち、本発明では、急冷された鋼材がＭｓ超過、Ｂｓ以下の温度範囲で一定時間維持されるようにすることで、マルテンサイト内に存在していた炭素が大容量の差異により残留オーステナイトに分配（Ｐｒａｔｉｔｉｏｎｉｎｇ）され、所定量のベイナイトが生成されるように誘導する。ここで、Ｍｓはマルテンサイト変態開始温度を意味し、Ｂｓはベイナイト変態開始温度を意味する。残留オーステナイトの炭素高容量が増加する場合、残留オーステナイトの安定性が増大されるため、本発明が目的とする残留オーステナイト分率を効果的に確保することができる。
また、このように鋼材を維持することで、本発明の鋼材は、ベイナイトを面積割合で１５～４５％含むことができる。すなわち、本発明においては、急冷後の１次冷却段階及び２次維持段階でマルテンサイトと残留オーステナイトとの間で炭素の分配が起こり、マルテンサイトの一部がベイナイトに変態され、本発明の一側面において意図される組織構成を得ることができる。
十分な分配効果を得るためには、上述した維持時間は３００秒以上であることができる。但し、維持時間が６００秒を超える場合、これ以上の効果の上昇を期待し難いだけでなく、生産性が低下する可能性もあるため、本発明の一側面においては、上述した維持時間の上限を６００秒に制限することができる。
上述した処理を介した冷延鋼板は、この後、公知の方法によってめっき処理されることができ、本発明のめっき処理は、合金化溶融亜鉛めっき処理であることができる。
以上の製造方法によって製造された冷延鋼板は、面積分率で、フェライト：３～１５％、マルテンサイト：２０～４０％、残留オーステナイト５～２０％を含み、外部から流入されたニッケル（Ｎｉ）によって形成されるニッケル濃化層を表層部に備え、表面から１μｍの深さでのニッケル（Ｎｉ）濃度が０．１５ｗｔ％以上であることができる。
また、以上の製造方法によって製造された冷延鋼板は、１１８０ＭＰａ以上の引張強度、１４％以上の延伸率、１．５以下の臨界曲率比（ｒ／ｔ）を満たすことができる。
以下、実施例を挙げて本発明をより詳細に説明する。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にすぎず、本発明の権利範囲を限定するためのものではない点に留意する必要がある。
（実施例）
下記表１に記載された組成の鋼材を表２に記載された条件で処理して冷延鋼板を製造した。表２における急冷は、冷延鋼板の表面にミストを噴射したり、窒素ガスまたは窒素－水素混合ガスを噴射する方法で実施した。比較例１は、急冷後の維持が本発明の急冷後の維持より短い時間で実施された場合であり、比較例３は、ニッケル（Ｎｉ）パウダーの塗布量が本発明の範囲に未達の場合である。急冷後の維持温度は、すべての発明例及び比較例において、Ｍｓ超過Ｂｓ未満の関係を満たす。
Figure 2022515379000002
Figure 2022515379000003
上述した過程によって製造された冷延鋼板の内部組織及び物性を評価した結果を下記表３に示した。走査電子顕微鏡を用いて各冷延鋼板の微細組織を観察及び評価した。ニッケル（Ｎｉ）濃度は、走査電子顕微鏡のエネルギー分散型Ｘ線分析の結果に基づいて分析及び評価し、測定結果の正確性を確保するために塩酸などを利用して、めっき層を除去した後、ニッケル（Ｎｉ）濃度を測定した。降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）及び延伸率（Ｔ－Ｅｌ）は、ＪＩＳ ５号の引張試験片を用いて測定及び評価した。めっき性評価は、表面に未めっきされた領域が存在する場合を×、存在しない場合を〇と示した。
Figure 2022515379000004
上記表３から確認できるように、本発明の組成を満たし、本発明の製造条件を満たす発明例１～発明例５は、素地鉄の表面から１μｍの深さでのニッケル（Ｎｉ）濃化度が０．１５ｗｔ％以上であり、臨界曲率比（ｒ／ｔ）が２以下であることが確認できる。
図４は、ＧＤＳを利用して、発明例２の深さ方向からの各成分元素の濃度を分析した結果である。図４のｘ軸は、鋼板の表面からの深さ（μｍ）を意味し、ｙ軸は、該当元素の濃度（ｗｔ％）を意味する。正確なＮｉ濃度測定のためにＮｉ濃度に限って×１００スケールを適用した。すなわち、ｙ軸に示した１００という数値範囲は、Ｆｅ及びＺｎについては１００ｗｔ％を意味するが、Ｎｉについては１ｗｔ％を意味する。図４に示すように、発明例２は鋼板の表面にニッケル（Ｎｉ）濃化層を備え、鋼板表面から１μｍの深さでのニッケル（Ｎｉ）濃度が０．２ｗｔ％であるため、本発明が目的とする曲げ加工性を確保することが分かる。
一方、本発明の鋼組成及び／または本発明の製造条件を満たしていない比較例１～比較例３は、本発明が目的とする延伸率及び／または曲げ加工性が確保できなかったことが分かる。
比較例１は、本発明が制限する分配時間より短い時間で配分処理した結果、残留オーステナイトが十分に形成されず、延伸率及び曲げ加工性が劣化したことが確認できる。
比較例２は、Ｃ含有量が本発明の範囲を超過し、Ｓｉ及びＭｎが本発明の範囲に満たしていないため、残留オーステナイトが十分に形成されず、延伸率及び曲げ加工性が劣化したことが確認できる。
比較例３は、本発明が制限するＮｉ濃化度の条件を満たしていないため、曲げ加工性が劣化したことが確認できる。このような曲げ加工性の劣化は、脱炭現象によって鋼板表層に十分な残留オーステナイトが形成されなかったことに起因するものと把握される。
したがって、本発明の鋼組成及び製造条件をすべて満たす発明例は、本発明が目的とする延伸率及び臨界曲率比（Ｒｃ／ｔ）を満たすのに対し、本発明の鋼組成及び製造条件のうち１つ以上を満たしていない比較例は、本発明が目的とする延伸率及び臨界曲率比（Ｒｃ／ｔ）のうち１つ以上の物性値を満たさないことが確認できる。
以上、実施例を介して本発明を詳細に説明したが、これと異なる形の実施例も可能である。したがって、以下に記載された請求項の技術的思想及び範囲は実施例に限定されない。

Claims (19)

  1. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．１３～０．２５％、シリコン（Ｓｉ）：１．０～２．０％、マンガン（Ｍｎ）：１．５～３．０％、アルミニウム（Ａｌ）＋クロム（Ｃｒ）＋モリブデン（Ｍｏ）：０．０８～１．５％、リン（Ｐ）：０．１％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下、窒素（Ｎ）：０．０１％以下、残りのＦｅ及び不可避不純物を含み、
    面積分率で、フェライト：３～２５％、マルテンサイト：２０～４０％、残留オーステナイト：５～２０％を含み、
    外部から流入したニッケル（Ｎｉ）によって形成されるニッケル濃化層を表層部に備え、
    表面から１μｍの深さでのニッケル（Ｎｉ）濃度が０．１５ｗｔ％以上である、曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板。
  2. 前記冷延鋼板の臨界曲率比（Ｒｃ／ｔ）が２以下である、請求項１に記載の曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板。
    ここで、前記臨界曲率比（Ｒｃ／ｔ）は、様々な先端部の曲率半径（Ｒ）を有する複数の冷間曲げ治具を用いて鋼板を９０°曲げ加工する冷間曲げ試験によって測定され、ここでのｔ及びＲｃは、それぞれ冷間曲げ試験に提供された鋼板の厚さ及び鋼板表層部にクラックが発生する時点での冷間曲げ治具の先端部の曲率半径を意味する。
  3. 前記冷延鋼板は、面積分率で１５～５０％のベイナイトをさらに含む、請求項１に記載の曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板。
  4. 前記冷延鋼板の表面からの残留オーステナイト分率は５～２０面積％である、請求項１に記載の曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板。
  5. ｔ／４を基準に（ここで、ｔは鋼板の厚さを意味する）前記フェライトの平均結晶粒度が２μｍ以下であり、前記冷延鋼板の厚さ方向のフェライトの長さに対する前記冷延鋼板の圧延方向のフェライトの長さ比の平均値が０．５～１．５である、請求項１に記載の曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板。
  6. 前記冷延鋼板は、３～１５面積％のフェライトを含む、請求項１に記載の曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板。
  7. 前記マルテンサイトは、焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトからなり、
    前記マルテンサイトのうち前記焼戻しマルテンサイトが占める割合は５０面積％を超える、請求項１に記載の曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板。
  8. 前記冷延鋼板は、重量％で、ホウ素（Ｂ）：０．００１～０．００５％及びチタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０４％のうち１種以上をさらに含む、請求項１に記載の曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板。
  9. 前記アルミニウム（Ａｌ）は、０．０１～０．０９重量％の含有量で前記冷延鋼板に含まれる、請求項１に記載の曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板。
  10. 前記クロム（Ｃｒ）は、０．０１～０．７重量％の含有量で前記冷延鋼板に含まれる、請求項１に記載の曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板。
  11. 前記モリブデン（Ｍｏ）は、０．０２～０．０８重量％の含有量で前記冷延鋼板に含まれる、請求項１に記載の曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板。
  12. 前記冷延鋼板は、表面に形成された合金化溶融亜鉛めっき層をさらに含む、請求項１に記載の曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板。
  13. 前記冷延鋼板は、１１８０ＭＰａ以上の引張強度、１４％以上の延伸率を有する、請求項１に記載の曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板。
  14. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．１３～０．２５％、シリコン（Ｓｉ）：１．０～２．０％、マンガン（Ｍｎ）：１．５～３．０％、アルミニウム（Ａｌ）＋クロム（Ｃｒ）＋モリブデン（Ｍｏ）：０．０８～１．５％、リン（Ｐ）：０．１％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下、窒素（Ｎ）：０．０１％以下、残りのＦｅ及び不可避不純物を含む鋼材を冷間圧延した後、前記冷間圧延された鋼材の表面にニッケル（Ｎｉ）パウダーを３００ｍｇ／ｍ２以上の塗布量で塗布し、
    前記鋼材が完全にオーステナイトに変態されるように、前記鋼材を加熱し、
    前記加熱された鋼材を６３０～６７０℃の徐冷停止温度まで５～１２℃／ｓの冷却速度で徐冷した後、徐冷停止温度で１０～９０秒間維持し、
    前記徐冷及び維持された鋼材をマルテンサイト変態終了温度（Ｍｆ）以上、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）以下の温度範囲まで７～３０℃／ｓの冷却速度で急冷し、
    前記急冷された鋼材をマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）超過、ベイナイト変態開始温度（Ｂｓ）以下の温度で３００～６００秒間維持して分配処理する、曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
  15. 前記鋼材は、重量％で、ホウ素（Ｂ）：０．００１～０．００５％及びチタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０４％のうち１種以上をさらに含む、請求項１４に記載の曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
  16. 前記アルミニウム（Ａｌ）は、０．０１～０．０９重量％の含有量で前記鋼材に含まれる、請求項１４に記載の曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
  17. 前記クロム（Ｃｒ）は、０．０１～０．７重量％の含有量で前記鋼材に含まれる、請求項１４に記載の曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
  18. 前記モリブデン（Ｍｏ）は、０．０２～０．０８重量％の含有量で前記鋼材に含まれる、請求項１４に記載の曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
  19. 前記冷延鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を形成する、請求項１４に記載の曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
JP2021534950A 2018-12-19 2019-12-19 曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 Active JP7270042B2 (ja)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020180165144A KR102153200B1 (ko) 2018-12-19 2018-12-19 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR10-2018-0165144 2018-12-19
PCT/KR2019/018106 WO2020130675A1 (ko) 2018-12-19 2019-12-19 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2022515379A true JP2022515379A (ja) 2022-02-18
JP7270042B2 JP7270042B2 (ja) 2023-05-09

Family

ID=71102609

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2021534950A Active JP7270042B2 (ja) 2018-12-19 2019-12-19 曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20220042133A1 (ja)
EP (1) EP3901313A4 (ja)
JP (1) JP7270042B2 (ja)
KR (1) KR102153200B1 (ja)
CN (1) CN113195772B (ja)
WO (1) WO2020130675A1 (ja)

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102164086B1 (ko) * 2018-12-19 2020-10-13 주식회사 포스코 버링성이 우수한 고강도 냉연강판 및 합금화 용융아연도금강판과 이들의 제조방법
KR20220158157A (ko) * 2021-05-21 2022-11-30 주식회사 포스코 내수소취성이 우수한 열간성형용 도금강판, 열간성형 부재 및 이들의 제조방법
WO2024121608A1 (en) * 2022-12-09 2024-06-13 Arcelormittal Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002047535A (ja) * 2000-07-31 2002-02-15 Sumitomo Metal Ind Ltd 合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP2002241896A (ja) * 2001-02-16 2002-08-28 Nippon Steel Corp めっき密着性およびプレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法
JP2014173138A (ja) * 2013-03-08 2014-09-22 Nippon Steel & Sumitomo Metal めっき密着性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
KR101736632B1 (ko) * 2015-12-23 2017-05-17 주식회사 포스코 항복강도 및 연성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
ES2705232T3 (es) * 2010-01-29 2019-03-22 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Lámina de acero y método para fabricar la lámina de acero
JP2013216945A (ja) * 2012-04-10 2013-10-24 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 鋼板および衝撃吸収部材
ES2684342T3 (es) * 2012-04-10 2018-10-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Elemento de absorción de impactos y método para su fabricación
JP5949253B2 (ja) 2012-07-18 2016-07-06 新日鐵住金株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP6136476B2 (ja) * 2013-04-02 2017-05-31 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板及び冷延鋼板の製造方法
WO2016001706A1 (en) * 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved strength and formability and obtained sheet
KR101647224B1 (ko) * 2014-12-23 2016-08-10 주식회사 포스코 표면품질, 도금밀착성 및 성형성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법
KR101758485B1 (ko) * 2015-12-15 2017-07-17 주식회사 포스코 표면품질 및 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법
KR101736634B1 (ko) * 2015-12-23 2017-05-17 주식회사 포스코 연성과 구멍가공성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
KR101736635B1 (ko) * 2015-12-23 2017-05-17 주식회사 포스코 표면처리 특성 및 용접성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
CN108431268B (zh) * 2015-12-23 2020-12-18 Posco公司 延展性、孔加工性和表面处理特性优异的高强度冷轧钢板、热浸镀锌钢板及其制造方法
WO2018220430A1 (en) * 2017-06-02 2018-12-06 Arcelormittal Steel sheet for manufacturing press hardened parts, press hardened part having a combination of high strength and crash ductility, and manufacturing methods thereof

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002047535A (ja) * 2000-07-31 2002-02-15 Sumitomo Metal Ind Ltd 合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP2002241896A (ja) * 2001-02-16 2002-08-28 Nippon Steel Corp めっき密着性およびプレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法
JP2014173138A (ja) * 2013-03-08 2014-09-22 Nippon Steel & Sumitomo Metal めっき密着性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
KR101736632B1 (ko) * 2015-12-23 2017-05-17 주식회사 포스코 항복강도 및 연성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
EP3901313A1 (en) 2021-10-27
CN113195772B (zh) 2023-06-02
KR102153200B1 (ko) 2020-09-08
US20220042133A1 (en) 2022-02-10
WO2020130675A1 (ko) 2020-06-25
EP3901313A4 (en) 2021-11-17
KR20200076788A (ko) 2020-06-30
JP7270042B2 (ja) 2023-05-09
CN113195772A (zh) 2021-07-30

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US11203795B2 (en) Ultra-high strength steel plate having excellent formability and hole-expandability, and method for manufacturing same
US10662495B2 (en) High-strength steel sheet and production method for same, and production method for high-strength galvanized steel sheet
KR102389648B1 (ko) 고강도 다상 강, 제조 방법 및 용도
CA2762935C (en) High-strength galvannealed steel sheet having excellent formability and fatigue resistance and method for manufacturing the same
US10570475B2 (en) High-strength steel sheet and production method for same, and production method for high-strength galvanized steel sheet
US10662496B2 (en) High-strength steel sheet and production method for same, and production method for high-strength galvanized steel sheet
TWI465583B (zh) 熱浸鍍鋅鋼板及其製造方法
US10329638B2 (en) High strength galvanized steel sheet and production method therefor
JP5765092B2 (ja) 延性と穴広げ性に優れた高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP6172404B1 (ja) 高強度薄鋼板およびその製造方法
WO2018151023A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP2021502484A (ja) 冷間圧延熱処理鋼板及びその製造方法
WO2013160928A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP5958669B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
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
JP2022513264A (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
JP7270042B2 (ja) 曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
WO2016157257A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
US10655201B2 (en) High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing the same
JP5958668B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP2022501504A (ja) 冷間圧延被覆鋼板及びその製造方法
JP7267428B2 (ja) バーリング性に優れた高強度冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、及びこれらの製造方法
JP2012158797A (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP2022548259A (ja) 均一延伸率及び加工硬化率に優れた鋼板及びその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20210804

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20220913

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20221212

A711 Notification of change in applicant

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A711

Effective date: 20230127

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: 20230404

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20230424

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 7270042

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150