JP2024500723A - High-strength steel plate with excellent workability and its manufacturing method - Google Patents
High-strength steel plate with excellent workability and its manufacturing method Download PDFInfo
- Publication number
- JP2024500723A JP2024500723A JP2023536473A JP2023536473A JP2024500723A JP 2024500723 A JP2024500723 A JP 2024500723A JP 2023536473 A JP2023536473 A JP 2023536473A JP 2023536473 A JP2023536473 A JP 2023536473A JP 2024500723 A JP2024500723 A JP 2024500723A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel plate
- less
- tensile strength
- relational expression
- balance
- 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.)
- Pending
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 137
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 137
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 21
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 claims abstract description 26
- 238000000034 method Methods 0.000 claims abstract description 25
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims description 123
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims description 80
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 claims description 62
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 58
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 52
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims description 41
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 35
- 238000012423 maintenance Methods 0.000 claims description 30
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims description 28
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 18
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 17
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 16
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 14
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 13
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims description 13
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 claims description 10
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 10
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 9
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 229910052735 hafnium Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 238000005554 pickling Methods 0.000 claims description 8
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 4
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 53
- 239000011572 manganese Substances 0.000 description 26
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N nickel Substances [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 19
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 16
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 15
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 description 15
- 239000011575 calcium Substances 0.000 description 13
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 13
- 239000011777 magnesium Substances 0.000 description 13
- 239000010955 niobium Substances 0.000 description 13
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 12
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 12
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 12
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 12
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 11
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 11
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 10
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 10
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 10
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 10
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 description 10
- VWQVUPCCIRVNHF-UHFFFAOYSA-N yttrium atom Chemical compound [Y] VWQVUPCCIRVNHF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 10
- 238000007747 plating Methods 0.000 description 8
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 7
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 6
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 description 6
- 238000004804 winding Methods 0.000 description 6
- OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N Calcium Chemical compound [Ca] OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N Magnesium Chemical compound [Mg] FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 229910052787 antimony Inorganic materials 0.000 description 5
- WATWJIUSRGPENY-UHFFFAOYSA-N antimony atom Chemical compound [Sb] WATWJIUSRGPENY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 5
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 description 5
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 5
- 239000010941 cobalt Substances 0.000 description 5
- 229910017052 cobalt Inorganic materials 0.000 description 5
- GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N cobalt atom Chemical compound [Co] GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 5
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 5
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 4
- VBJZVLUMGGDVMO-UHFFFAOYSA-N hafnium atom Chemical compound [Hf] VBJZVLUMGGDVMO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 230000001965 increasing effect Effects 0.000 description 4
- 230000000704 physical effect Effects 0.000 description 4
- VSZWPYCFIRKVQL-UHFFFAOYSA-N selanylidenegallium;selenium Chemical compound [Se].[Se]=[Ga].[Se]=[Ga] VSZWPYCFIRKVQL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 4
- WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N tungsten Chemical compound [W] WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000010937 tungsten Substances 0.000 description 4
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 3
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 3
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 description 3
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 description 3
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000001186 cumulative effect Effects 0.000 description 2
- 238000001887 electron backscatter diffraction Methods 0.000 description 2
- 238000005530 etching Methods 0.000 description 2
- 238000005246 galvanizing Methods 0.000 description 2
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 2
- 239000000463 material Substances 0.000 description 2
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 2
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 2
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 description 2
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 2
- 229910000794 TRIP steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000012141 concentrate Substances 0.000 description 1
- 239000000470 constituent Substances 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 238000000354 decomposition reaction Methods 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 230000003111 delayed effect Effects 0.000 description 1
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 1
- 230000010339 dilation Effects 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 230000001939 inductive effect Effects 0.000 description 1
- 239000004615 ingredient Substances 0.000 description 1
- FZLIPJUXYLNCLC-UHFFFAOYSA-N lanthanum atom Chemical group [La] FZLIPJUXYLNCLC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 230000029052 metamorphosis Effects 0.000 description 1
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 1
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 1
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 1
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 1
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 239000000523 sample Substances 0.000 description 1
- 229910052706 scandium Inorganic materials 0.000 description 1
- SIXSYDAISGFNSX-UHFFFAOYSA-N scandium atom Chemical compound [Sc] SIXSYDAISGFNSX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 1
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 1
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 1
- 150000003568 thioethers Chemical class 0.000 description 1
- 230000001131 transforming effect Effects 0.000 description 1
- 239000013585 weight reducing agent Substances 0.000 description 1
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
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- 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
- C22C38/04—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
- C21D1/18—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
- 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
- C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
-
- 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
- C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
-
- 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
- C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
-
- 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
- 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
- C23G—CLEANING OR DE-GREASING OF METALLIC MATERIAL BY CHEMICAL METHODS OTHER THAN ELECTROLYSIS
- C23G1/00—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts
-
- 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
- C21D2211/008—Martensite
-
- 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
- C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
-
- 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
- C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
-
- 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
- C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
-
- 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
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- 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
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing 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
- C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
-
- 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
- C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
- C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
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)
- General Chemical & Material Sciences (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
本発明は、自動車部品などに用いられることができる鋼板に関するものであり、強度と延性のバランス、強度と穴拡張性のバランス及び降伏比評価指数に優れた鋼板とこれを製造する方法に関するものである。The present invention relates to a steel plate that can be used for automobile parts, etc., and relates to a steel plate that has an excellent balance between strength and ductility, a balance between strength and hole expandability, and a yield ratio evaluation index, and a method for manufacturing the same. be.
Description
本発明は、自動車部品などに用いられることができる鋼板に関するものであり、高強度特性を備えながらも加工性に優れた鋼板とこれを製造する方法に関するものである。 The present invention relates to a steel plate that can be used for automobile parts, etc., and relates to a steel plate that has high strength characteristics and excellent workability, and a method for manufacturing the same.
最近、自動車産業は地球環境を保護するために素材軽量化を図り、同時に搭乗者の安定性を確保することができる方法に注目している。このような安定性と軽量化の要求に応えるために、高強度鋼板の適用が急激に増加している。一般的に鋼板の高強度化が行われるほど鋼板の加工性は低下することが知られている。したがって、自動車部品用鋼板において、高強度特性を備えながらも、延性及び穴拡張性などに代表される加工性に優れた鋼板が求められている実情である。 Recently, the automotive industry has focused on ways to reduce the weight of materials in order to protect the global environment, while at the same time ensuring occupant stability. In order to meet such demands for stability and weight reduction, the application of high-strength steel plates is rapidly increasing. It is generally known that the higher the strength of a steel plate, the lower the workability of the steel plate. Therefore, there is a current demand for steel sheets for automobile parts that have high strength characteristics and are also excellent in workability, typified by ductility and hole expandability.
残留オーステナイトの変態誘起塑性を用いたTRIP(Transformation Induced Plasticity)鋼は、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト及び残留オーステナイトなどからなる複雑な微細構造を有するため、高強度特性を有しながらも一定レベル以上の加工性を有するものと知られている。 TRIP (Transformation Induced Plasticity) steel, which uses the transformation-induced plasticity of retained austenite, has a complex microstructure consisting of ferrite, bainite, martensite, retained austenite, etc. It is known to have good workability.
鋼板の加工性をさらに改善する技術として、焼戻しマルテンサイトを活用する方法が特許文献1及び2に開示されている。硬質のマルテンサイトをテンパリング(tempering)させて作られた焼戻しマルテンサイトは軟質化したマルテンサイトであるため、焼戻しマルテンサイトは、従来のテンパリングされていないマルテンサイト(フレッシュマルテンサイト)と強度の差異が存在する。したがって、フレッシュマルテンサイトを抑制させて焼戻しマルテンサイトを形成するようになると加工性が増加することができる。 As a technique for further improving the workability of steel sheets, methods of utilizing tempered martensite are disclosed in Patent Documents 1 and 2. Tempered martensite, which is made by tempering hard martensite, is softened martensite, so there is a difference in strength between tempered martensite and conventional untempered martensite (fresh martensite). exist. Therefore, when fresh martensite is suppressed and tempered martensite is formed, workability can be increased.
しかしながら、特許文献1及び2に開示された技術では、引張強度と伸び率のバランス(TS2*EL1/2)が3.0*106~6.2*106(MPa2%1/2)の範囲を満たさず、これは強度及び延性が全て優れた鋼板を確保することが難しいことを意味する。 However, in the techniques disclosed in Patent Documents 1 and 2, the balance between tensile strength and elongation (TS 2 *EL 1/2 ) is 3.0*10 6 to 6.2*10 6 (MPa 2 % 1/2). 2 ), which means that it is difficult to secure a steel plate with excellent strength and ductility.
一方、鋼板の加工性を改善するための他の技術として、ボロン(B)添加によってベイナイトの生成を誘導する方法が特許文献3に開示されている。ボロン(B)を添加する場合、フェライト-パーライト変態を抑制してベイナイトの生成を誘導するため、強度及び加工性の両立を図ることができる。 On the other hand, as another technique for improving the workability of steel sheets, Patent Document 3 discloses a method of inducing the formation of bainite by adding boron (B). When boron (B) is added, ferrite-pearlite transformation is suppressed and bainite formation is induced, so that both strength and workability can be achieved.
しかしながら、特許文献3に開示された技術では、3.0*106~6.2*106(MPa2%1/2)の引張強度と伸び率のバランス(BTE)、6.0*106~11.5*106(MPa2%1/2)の引張強度と穴拡張率のバランス(BTH)及び0.15~0.42の降伏比評価指数(IYR)を同時に確保することができないため、これは強度、穴拡張性、延性及び降伏比が全て優れた鋼板を確保し難いことを意味する。 However, in the technology disclosed in Patent Document 3, the balance between tensile strength and elongation (B TE ) of 3.0*10 6 to 6.2*10 6 (MPa 2 % 1/2 ), 6.0* A balance between tensile strength and hole expansion rate (B TH ) of 10 6 to 11.5*10 6 (MPa 2 % 1/2 ) and a yield ratio evaluation index (I YR ) of 0.15 to 0.42 are simultaneously ensured. This means that it is difficult to secure a steel plate with excellent strength, hole expandability, ductility, and yield ratio.
すなわち、引張強度と伸び率のバランス(BTE)、引張強度と穴拡張率のバランス(BTH)及び降伏比評価指数(IYR)が全て優れた鋼板に対する要求を満たせていない実情である。 That is, the actual situation is that the balance between tensile strength and elongation rate (B TE ), the balance between tensile strength and hole expansion rate (B TH ), and the yield ratio evaluation index (I YR ) all do not meet the requirements for a steel plate that is excellent.
本発明の一態様によると、鋼板の組成及び微細組織を最適化して引張強度と伸び率のバランス、引張強度と穴拡張率のバランス及び降伏比評価指数が全て優れた鋼板とこれを製造する方法が提供されることができる。 According to one aspect of the present invention, a steel plate with excellent balance between tensile strength and elongation rate, balance between tensile strength and hole expansion rate, and yield ratio evaluation index by optimizing the composition and microstructure of the steel plate, and a method for manufacturing the same can be provided.
本発明の課題は、上述した事項に限定されない。本発明のさらなる課題は、明細書全体の内容に記載されており、本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者であれば、本発明の明細書に記載された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。 The object of the present invention is not limited to the matters described above. Further objects of the present invention are described in the contents of the entire specification, and a person having ordinary knowledge in the technical field to which the present invention pertains will be able to understand the further problems of the present invention from the contents described in the specification of the present invention. There are no difficulties in understanding the tasks.
本発明の一態様による加工性に優れた高強度鋼板は、重量%で、C:0.1~0.25%、Si:0.01~1.5%、Mn:1.0~4.0%、Al:0.01~1.5%、P:0.15%以下、S:0.03%以下、N:0.03%以下、B:0.0005~0.005%、残りのFe及び不可避不純物を含み、微細組織として、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、残留オーステナイト及びその他の不可避な組織を含み、下記の[関係式1]及び[関係式2]を満たすことができる。
[関係式1]
0.03≦[B]FM/[B]TM≦0.55
上記関係式1において、[B]FMはフレッシュマルテンサイトに含まれたボロン(B)含有量(重量%)であり、[B]TMは焼戻しマルテンサイトに含まれたボロン(B)含有量(重量%)である。
[関係式2]
V(1.2μm、γ)/V(γ)≧0.12
上記関係式2において、V(1.2μm、γ)は平均結晶粒径が1.2μm以上の残留オーステナイトの分率(体積%)であり、V(γ)は鋼板の残留オーステナイトの分率(体積%)である。
A high-strength steel plate with excellent workability according to one embodiment of the present invention has C: 0.1 to 0.25%, Si: 0.01 to 1.5%, Mn: 1.0 to 4. 0%, Al: 0.01-1.5%, P: 0.15% or less, S: 0.03% or less, N: 0.03% or less, B: 0.0005-0.005%, remainder contains Fe and unavoidable impurities, and contains bainite, tempered martensite, fresh martensite, retained austenite, and other unavoidable structures as fine structures, and satisfies [Relational Expression 1] and [Relational Expression 2] below. can.
[Relational expression 1]
0.03≦[B] FM /[B] TM ≦0.55
In the above relational expression 1, [B] FM is the boron (B) content (% by weight) contained in fresh martensite, and [B] TM is the boron (B) content (% by weight) contained in tempered martensite. weight%).
[Relational expression 2]
V(1.2 μm, γ)/V(γ)≧0.12
In the above relational expression 2, V (1.2 μm, γ) is the fraction (volume %) of retained austenite with an average grain size of 1.2 μm or more, and V (γ) is the fraction (volume %) of retained austenite in the steel sheet. volume%).
上記鋼板は、重量%で、下記の(1)~(8)のいずれか1つ以上をさらに含むことができる。
(1)Ti:0~0.5%、Nb:0~0.5%、及びV:0~0.5%のうち1種以上
(2)Cr:0~3.0%及びMo:0~3.0%のうち1種以上
(3)Cu:0~4.0%及びNi:0~4.0%のうち1種以上
(4)Ca:0~0.05%、Yを除くREM:0~0.05%及びMg:0~0.05%のうち1種以上
(5)W:0~0.5%及びZr:0~0.5%のうち1種以上
(6)Sb:0~0.5%及びSn:0~0.5%のうち1種以上
(7)Y:0~0.2%及びHf:0~0.2%のうち1種以上
(8)Co:0~1.5%
The steel plate may further contain any one or more of the following (1) to (8) in weight percent.
(1) One or more of Ti: 0-0.5%, Nb: 0-0.5%, and V: 0-0.5% (2) Cr: 0-3.0% and Mo: 0 1 or more of ~3.0% (3) Cu: 0 to 4.0% and Ni: 1 or more of 0 to 4.0% (4) Ca: 0 to 0.05%, excluding Y One or more of REM: 0 to 0.05% and Mg: 0 to 0.05% (5) One or more of W: 0 to 0.5% and Zr: 0 to 0.5% (6) One or more of Sb: 0 to 0.5% and Sn: 0 to 0.5% (7) One or more of Y: 0 to 0.2% and Hf: 0 to 0.2% (8) Co: 0-1.5%
上記鋼板の微細組織は、体積分率で、10~30%のベイナイト、50~70%の焼戻しマルテンサイト、10~30%のフレッシュマルテンサイト、2~10%の残留オーステナイト、5%以下(0%含む)のフェライトを含むことができる。 The microstructure of the above steel plate has a volume fraction of 10 to 30% bainite, 50 to 70% tempered martensite, 10 to 30% fresh martensite, 2 to 10% retained austenite, and 5% or less (0 %) of ferrite.
上記鋼板は、下記の[関係式3]で表される引張強度と伸び率のバランス(BTE)が3.0*106~6.2*106(MPa2%1/2)を満たし、下記の[関係式4]で表される引張強度と穴拡張率のバランス(BTH)が6.0*106~11.5*106(MPa2%1/2)を満たし、下記の[関係式5]で表される降伏比評価指数(IYR)が0.15~0.42を満たすことができる。
[関係式3]
BTE=[引張強度(TS、MPa)]2*[伸び率(El、%)]1/2
[関係式4]
BTH=[引張強度(TS、MPa)]2*[穴拡張率(HER、%)]1/2
[関係式5]
IYR=1-[降伏比(YR)]
The above steel plate has a balance between tensile strength and elongation (B TE ) expressed by [Relational Expression 3] below, which satisfies 3.0*10 6 to 6.2*10 6 (MPa 2 % 1/2 ). , the balance between tensile strength and hole expansion rate (B TH ) expressed by [Relational Expression 4] below satisfies 6.0*10 6 to 11.5*10 6 (MPa 2 % 1/2 ), and the following The yield ratio evaluation index (I YR ) expressed by [Relational Expression 5] can satisfy 0.15 to 0.42.
[Relational expression 3]
B TE = [Tensile strength (TS, MPa)] 2 * [Elongation rate (El, %)] 1/2
[Relational expression 4]
B TH = [Tensile strength (TS, MPa)] 2 * [Hole expansion ratio (HER, %)] 1/2
[Relational expression 5]
I YR = 1 - [yield ratio (YR)]
本発明の一態様による加工性に優れた高強度鋼板の製造方法は、重量%で、C:0.1~0.25%、Si:0.01~1.5%、Mn:1.0~4.0%、Al:0.01~1.5%、P:0.15%以下、S:0.03%以下、N:0.03%以下、B:0.0005~0.005%、残りのFe及び不可避不純物を含む冷間圧延された鋼板を提供する段階;上記冷間圧延された鋼板を5℃/s以上の平均加熱速度で700℃まで加熱(1次加熱)し、5℃/s以下の平均加熱速度でAc3~920℃の温度範囲まで加熱(2次加熱)した後、50~1200秒間維持(1次維持)する段階;上記1次維持された鋼板を2~100℃/sの平均冷却速度で350~550℃の温度範囲まで冷却(1次冷却)した後、5~600秒間維持(2次維持)する段階;上記2次維持された鋼板を2~100℃/sの平均冷却速度で200~400℃の温度範囲まで冷却(2次冷却)する段階;上記2次冷却された鋼板を5~100℃/sの平均加熱速度で350~550℃の温度範囲まで加熱(3次加熱)した後、50秒以上維持(3次維持)する段階;上記3次維持された鋼板を1℃/s以上の平均冷却速度で常温まで冷却(3次冷却)する段階を含むことができる。 A method for manufacturing a high-strength steel sheet with excellent workability according to one embodiment of the present invention includes, in weight percent, C: 0.1 to 0.25%, Si: 0.01 to 1.5%, Mn: 1.0 ~4.0%, Al: 0.01~1.5%, P: 0.15% or less, S: 0.03% or less, N: 0.03% or less, B: 0.0005~0.005 %, remaining Fe and unavoidable impurities; heating the cold rolled steel plate to 700°C at an average heating rate of 5°C/s or more (primary heating); After heating to a temperature range of Ac3 to 920°C at an average heating rate of 5°C/s or less (secondary heating), maintaining the temperature for 50 to 1200 seconds (primary maintenance); After cooling to a temperature range of 350 to 550 °C at an average cooling rate of 100 °C / s (primary cooling), maintaining for 5 to 600 seconds (secondary maintenance); Step of cooling (secondary cooling) to a temperature range of 200 to 400 °C at an average cooling rate of 5 to 100 °C/s; cooling the above-mentioned secondary cooled steel plate to a temperature of 350 to 550 °C at an average heating rate of 5 to 100 °C/s After heating to a certain temperature range (tertiary heating), maintaining the steel plate for 50 seconds or more (tertiary maintenance); cooling the tertiary-maintained steel plate to room temperature at an average cooling rate of 1°C/s or more (tertiary cooling) It can include stages.
上記鋼スラブは、以下の(1)~(8)のいずれか1つ以上をさらに含むことができる。
(1)Ti:0~0.5%、Nb:0~0.5%、及びV:0~0.5%のうち1種以上
(2)Cr:0~3.0%及びMo:0~3.0%のうち1種以上
(3)Cu:0~4.0%及びNi:0~4.0%のうち1種以上
(4)Ca:0~0.05%、Yを除くREM:0~0.05%及びMg:0~0.05%のうち1種以上
(5)W:0~0.5%及びZr:0~0.5%のうち1種以上
(6)Sb:0~0.5%及びSn:0~0.5%のうち1種以上
(7)Y:0~0.2%及びHf:0~0.2%のうち1種以上
(8)Co:0~1.5%
The above steel slab may further include any one or more of the following (1) to (8).
(1) One or more of Ti: 0-0.5%, Nb: 0-0.5%, and V: 0-0.5% (2) Cr: 0-3.0% and Mo: 0 1 or more of ~3.0% (3) Cu: 0 to 4.0% and Ni: 1 or more of 0 to 4.0% (4) Ca: 0 to 0.05%, excluding Y One or more of REM: 0 to 0.05% and Mg: 0 to 0.05% (5) One or more of W: 0 to 0.5% and Zr: 0 to 0.5% (6) One or more of Sb: 0 to 0.5% and Sn: 0 to 0.5% (7) One or more of Y: 0 to 0.2% and Hf: 0 to 0.2% (8) Co: 0-1.5%
上記冷間圧延された鋼板は、鋼スラブを1000~1350℃に加熱する段階;800~1000℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延する段階;350~650℃の温度範囲で上記熱間圧延された鋼板を巻き取る段階;上記巻き取られた鋼板を酸洗する段階;及び上記酸洗された鋼板を30~90%の圧下率で冷間圧延する段階;を介して提供されることができる。 The cold-rolled steel plate is obtained by heating the steel slab to 1,000 to 1,350°C; final hot rolling in a temperature range of 800 to 1,000°C; and hot rolling in a temperature range of 350 to 650°C. The method may be provided through the following steps: winding up the steel sheet; pickling the rolled steel sheet; and cold rolling the pickled steel sheet at a rolling reduction of 30 to 90%.
本発明の好ましい一態様によると、引張強度と延性のバランス、引張強度と穴拡張性のバランス及び降伏比評価指数に優れ、自動車部品などに適合に用いられることができる鋼板及びその製造方法を提供することができる。 According to a preferred embodiment of the present invention, there is provided a steel plate that has an excellent balance between tensile strength and ductility, a balance between tensile strength and hole expandability, and a yield ratio evaluation index, and can be used suitably for automobile parts, etc., and a method for manufacturing the same. can do.
本発明は、加工性に優れた高強度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形態を説明する。本発明の実施形態は、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形態に限定されるものと解釈されてはいけない。本実施形態は、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。 The present invention relates to a high-strength steel plate with excellent workability and a method for manufacturing the same, and preferred embodiments of the present invention will be described below. The embodiments of the invention may be modified in various ways and the scope of the invention should not be construed as being limited to the embodiments described below. These embodiments are provided so that this invention will be more fully understood to those skilled in the art to which the invention pertains.
本発明の発明者らは、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトを含むボロン(B)添加型変態誘起塑性(Transformation Induced Plasticity、TRIP)鋼において、焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトの組織分率を一定範囲に制御し、焼戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトに含まれるボロン(B)含有量を一定範囲に制御するとともに、残留オーステナイトの形状及び大きさを一定範囲に制御する場合、優れた引張強度と延性のバランス、優れた引張強度と穴拡張性のバランス及び優れた降伏比評価指数の同時確保が可能である点を認識するようになった。これを究明し、優れた強度、降伏比、延性及び穴拡張性を効果的に両立させることができる方法を考案して、本発明に至った。 The inventors of the present invention have discovered that in a boron (B)-added Transformation Induced Plasticity (TRIP) steel containing bainite, tempered martensite, fresh martensite, and retained austenite, tempered martensite, fresh martensite, and retained austenite When controlling the microstructure fraction of austenite within a certain range, controlling the boron (B) content contained in tempered martensite and fresh martensite within a certain range, and controlling the shape and size of retained austenite within a certain range. It has been recognized that it is possible to simultaneously ensure an excellent balance between tensile strength and ductility, an excellent balance between tensile strength and hole expandability, and an excellent yield ratio evaluation index. We investigated this problem and devised a method that can effectively achieve both excellent strength, yield ratio, ductility, and hole expandability, resulting in the present invention.
以下、本発明の一態様による加工性に優れた高強度鋼板についてより詳細に説明する。 Hereinafter, a high-strength steel plate with excellent workability according to one embodiment of the present invention will be described in more detail.
本発明の一態様による加工性に優れた高強度鋼板は、重量%で、C:0.1~0.25%、Si:0.01~1.5%、Mn:1.0~4.0%、Al:0.01~1.5%、P:0.15%以下、S:0.03%以下、N:0.03%以下、B:0.0005~0.005%、残りのFe及び不可避不純物を含み、微細組織として、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、残留オーステナイト及びその他の不可避な組織を含み、下記の[関係式1]及び[関係式2]を満たすことができる。
[関係式1]
0.03≦[B]FM/[B]TM≦0.55
上記関係式1において、[B]FMはフレッシュマルテンサイトに含まれたボロン(B)含有量(重量%)であり、[B]TMは焼戻しマルテンサイトに含まれたボロン(B)含有量(重量%)である。
[関係式2]
V(1.2μm、γ)/V(γ)≧0.12
上記関係式2において、V(1.2μm、γ)は平均結晶粒径が1.2μm以上の残留オーステナイトの分率(体積%)であり、V(γ)は鋼板の残留オーステナイトの分率(体積%)である。
The high-strength steel sheet with excellent workability according to one embodiment of the present invention has C: 0.1 to 0.25%, Si: 0.01 to 1.5%, Mn: 1.0 to 4. 0%, Al: 0.01 to 1.5%, P: 0.15% or less, S: 0.03% or less, N: 0.03% or less, B: 0.0005 to 0.005%, remainder contains Fe and unavoidable impurities, and contains bainite, tempered martensite, fresh martensite, retained austenite, and other unavoidable structures as fine structures, and satisfies [Relational Expression 1] and [Relational Expression 2] below. can.
[Relational expression 1]
0.03≦[B] FM /[B] TM ≦0.55
In the above relational expression 1, [B] FM is the boron (B) content (wt%) contained in fresh martensite, and [B] TM is the boron (B) content (% by weight) contained in tempered martensite. weight%).
[Relational expression 2]
V(1.2 μm, γ)/V(γ)≧0.12
In the above relational expression 2, V (1.2 μm, γ) is the fraction (volume %) of retained austenite with an average grain size of 1.2 μm or more, and V (γ) is the fraction (volume %) of retained austenite in the steel sheet. volume%).
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、各元素の含有量を表す%は重量を基準とする。 Hereinafter, the steel composition of the present invention will be explained in more detail. Hereinafter, unless otherwise specified, percentages representing the content of each element are based on weight.
本発明の一態様による加工性に優れた高強度鋼板は、重量%で、C:0.1~0.25%、Si:0.01~1.5%、Mn:1.0~4.0%、Al:0.01~1.5%、P:0.15%以下、S:0.03%以下、N:0.03%以下、B:0.0005~0.005%、残りのFe及び不可避不純物を含む。また、追加的にTi:0.5%以下(0%含む)、Nb:0.5%以下(0%含む)、V:0.5%以下(0%含む)、Cr:3.0%以下(0%含む)、Mo:3.0%以下(0%含む)、Cu:4.0%以下(0%含む)、Ni:4.0%以下(0%含む)、Ca:0.05%以下(0%含む)、Yを除くREM:0.05%以下(0%含む)、Mg:0.05%以下(0%含む)、W:0.5%以下(0%含む)、Zr:0.5%以下(0%含む)、Sb:0.5%以下(0%含む)、Sn:0.5%以下(0%含む)、Y:0.2%以下(0%含む)、Hf:0.2%以下(0%含む)、Co:1.5%以下(0%含む)のうち1種以上をさらに含むことができる。 The high-strength steel sheet with excellent workability according to one embodiment of the present invention has C: 0.1 to 0.25%, Si: 0.01 to 1.5%, Mn: 1.0 to 4. 0%, Al: 0.01 to 1.5%, P: 0.15% or less, S: 0.03% or less, N: 0.03% or less, B: 0.0005 to 0.005%, remainder Contains Fe and unavoidable impurities. Additionally, Ti: 0.5% or less (including 0%), Nb: 0.5% or less (including 0%), V: 0.5% or less (including 0%), Cr: 3.0% Below (including 0%), Mo: 3.0% or below (including 0%), Cu: below 4.0% (including 0%), Ni: below 4.0% (including 0%), Ca: 0. 05% or less (including 0%), REM excluding Y: 0.05% or less (including 0%), Mg: 0.05% or less (including 0%), W: 0.5% or less (including 0%) , Zr: 0.5% or less (0% included), Sb: 0.5% or less (0% included), Sn: 0.5% or less (0% included), Y: 0.2% or less (0% ), Hf: 0.2% or less (0% included), and Co: 1.5% or less (0% included).
炭素(C):0.1~0.25%
炭素(C)は、鋼板の強度確保に不可欠な元素であるとともに、鋼板の延性向上に寄与する残留オーステナイトを安定化させる元素でもある。したがって、本発明は、このような効果を達成するために0.1%以上の炭素(C)を含むことができる。好ましい炭素(C)含有量は0.1%超過であることができ、0.11%以上であることができ、0.12%以上であることができる。一方、炭素(C)含有量が一定レベルを超過する場合、過度の強度上昇によって延性が低下し、溶接性が劣化することがある。したがって、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。炭素(C)含有量は0.24%以下であることができ、より好ましい炭素(C)含有量は0.23%以下であることができる。
Carbon (C): 0.1-0.25%
Carbon (C) is an element essential to ensuring the strength of a steel plate, and is also an element that stabilizes retained austenite, which contributes to improving the ductility of a steel plate. Therefore, the present invention can include 0.1% or more of carbon (C) to achieve such effects. Preferred carbon (C) content can be greater than 0.1%, can be greater than or equal to 0.11%, and may be greater than or equal to 0.12%. On the other hand, if the carbon (C) content exceeds a certain level, ductility may decrease due to an excessive increase in strength, and weldability may deteriorate. Therefore, the present invention can limit the upper limit of carbon (C) content to 0.25%. The carbon (C) content can be 0.24% or less, and more preferably the carbon (C) content can be 0.23% or less.
シリコン(Si):0.01~1.5%以下
シリコン(Si)は、固溶強化による強度向上に寄与する元素であり、組織を均一化させることで加工性を改善する元素でもある。また、シリコン(Si)はセメンタイトの析出を抑制させて残留オーステナイトの生成に寄与する元素である。したがって、本発明は、このような効果を達成するために0.01%以上のシリコン(Si)を添加することができる。好ましいシリコン(Si)含有量は0.02%以上であることができ、より好ましいシリコン(Si)含有量は0.04%以上であることができる。但し、シリコン(Si)含有量が一定レベルを超過する場合、めっき工程で未めっきなどのめっき欠陥問題を誘発するだけでなく、鋼板の溶接性を低下させることがあるため、本発明はシリコン(Si)含有量の上限を1.5%に制限することができる。好ましいシリコン(Si)含有量の上限は1.48%であることができ、より好ましいシリコン(Si)含有量の上限は1.46%であることができる。
Silicon (Si): 0.01 to 1.5% or less Silicon (Si) is an element that contributes to improving strength through solid solution strengthening, and is also an element that improves workability by making the structure uniform. Furthermore, silicon (Si) is an element that suppresses the precipitation of cementite and contributes to the formation of retained austenite. Therefore, in the present invention, 0.01% or more of silicon (Si) can be added to achieve this effect. A preferable silicon (Si) content may be 0.02% or more, and a more preferable silicon (Si) content may be 0.04% or more. However, if the silicon (Si) content exceeds a certain level, it not only causes plating defects such as unplated areas in the plating process, but also reduces the weldability of the steel sheet. The upper limit of Si) content can be limited to 1.5%. A preferable upper limit of silicon (Si) content may be 1.48%, and a more preferable upper limit of silicon (Si) content may be 1.46%.
マンガン(Mn):1.0~4.0%
マンガン(Mn)は、強度と延性をともに高めるのに有用な元素である。したがって、本発明は、このような効果を達成するために1.0%以上のマンガン(Mn)を添加することができる。好ましいマンガン(Mn)含有量の下限は1.2%であることができ、より好ましいマンガン(Mn)含有量の下限は1.4%であることができる。一方、マンガン(Mn)が過度に添加される場合、ベイナイト変態時間が増加してオーステナイト中の炭素(C)濃化度が不十分となるため、目的とするオーステナイトの分率を確保することができないという問題点が存在する。したがって、本発明は、マンガン(Mn)含有量の上限を4.0%に制限することができる。好ましいマンガン(Mn)含有量の上限は3.9%であることができる。
Manganese (Mn): 1.0-4.0%
Manganese (Mn) is a useful element for increasing both strength and ductility. Therefore, in the present invention, 1.0% or more of manganese (Mn) can be added to achieve this effect. A preferable lower limit of the manganese (Mn) content may be 1.2%, and a more preferable lower limit of the manganese (Mn) content may be 1.4%. On the other hand, when manganese (Mn) is added excessively, the bainite transformation time increases and the carbon (C) concentration in austenite becomes insufficient, making it difficult to secure the desired austenite fraction. There is a problem that it cannot be done. Therefore, the present invention can limit the upper limit of the manganese (Mn) content to 4.0%. A preferable upper limit of the manganese (Mn) content can be 3.9%.
アルミニウム(Al):0.01~1.5%
アルミニウム(Al)は鋼中の酸素と結合して脱酸作用をする元素である。また、アルミニウム(Al)はシリコン(Si)と同様にセメンタイト析出を抑制させて残留オーステナイトを安定化させる元素でもある。したがって、本発明は、このような効果を達成するために0.01%以上のアルミニウム(Al)を添加することができる。好ましいアルミニウム(Al)含有量は0.03%以上であることができ、より好ましいアルミニウム(Al)含有量は0.05%以上であることができる。一方、アルミニウム(Al)が過度に添加される場合、鋼板の介在物が増加するだけでなく、鋼板の加工性を低下させることができるため、本発明はアルミニウム(Al)含有量の上限を1.5%に制限することができる。好ましいアルミニウム(Al)含有量の上限は1.48%であることができる。
Aluminum (Al): 0.01-1.5%
Aluminum (Al) is an element that combines with oxygen in steel to deoxidize it. Further, like silicon (Si), aluminum (Al) is also an element that suppresses cementite precipitation and stabilizes retained austenite. Therefore, in the present invention, 0.01% or more of aluminum (Al) can be added to achieve this effect. A preferable aluminum (Al) content may be 0.03% or more, and a more preferable aluminum (Al) content may be 0.05% or more. On the other hand, when aluminum (Al) is added excessively, not only the number of inclusions in the steel sheet increases, but also the workability of the steel sheet can be reduced. It can be limited to .5%. A preferable upper limit of the aluminum (Al) content can be 1.48%.
リン(P):0.15%以下(0%含む)
リン(P)は、不純物として含有されて衝撃靭性を劣化させる元素である。したがって、リン(P)の含有量は0.15%以下に管理することが好ましい。
Phosphorus (P): 0.15% or less (including 0%)
Phosphorus (P) is an element that is contained as an impurity and deteriorates impact toughness. Therefore, it is preferable to control the phosphorus (P) content to 0.15% or less.
硫黄(S):0.03%以下(0%含む)
硫黄(S)は、不純物として含有されて鋼板中にMnSを形成し、延性を劣化させる元素である。したがって、硫黄(S)の含有量は0.03%以下であることが好ましい。
Sulfur (S): 0.03% or less (including 0%)
Sulfur (S) is an element that is contained as an impurity, forms MnS in the steel sheet, and deteriorates ductility. Therefore, the content of sulfur (S) is preferably 0.03% or less.
窒素(N):0.03%以下(0%含む)
窒素(N)は、不純物として含有されて連続鋳造中に窒化物を作り、スラブの亀裂を起こす元素である。したがって、窒素(N)の含有量は0.03%以下であることが好ましい。
Nitrogen (N): 0.03% or less (including 0%)
Nitrogen (N) is an element that is contained as an impurity and forms nitrides during continuous casting, causing cracks in the slab. Therefore, the content of nitrogen (N) is preferably 0.03% or less.
ボロン(B):0.0005~0.005%
ボロン(B)は、焼入れ性を向上させて強度を高める元素であり、結晶粒界の核生成を抑制する元素でもある。さらに、本発明は焼戻しマルテンサイト中のボロン(B)の濃化により、優れた引張強度と伸び率のバランス、優れた引張強度と穴拡張性のバランス、及び優れた降伏比評価指数を同時に確保しようとするため、本発明においてボロン(B)は必須に添加される必要がある。したがって、本発明は、このような効果のために0.0005%以上のボロン(B)を添加することができる。但し、ボロン(B)が一定レベルを超過して添加される場合、過度な特性効果だけでなく、製造原価の上昇の原因となるため、本発明はボロン(B)含有量の上限を0.005%に制限することができる。
Boron (B): 0.0005-0.005%
Boron (B) is an element that improves hardenability and increases strength, and is also an element that suppresses nucleation at grain boundaries. Furthermore, the present invention simultaneously ensures an excellent balance between tensile strength and elongation, an excellent balance between tensile strength and hole expandability, and an excellent yield ratio evaluation index by enriching boron (B) in tempered martensite. Therefore, boron (B) must be added in the present invention. Therefore, in the present invention, 0.0005% or more of boron (B) can be added for such an effect. However, if boron (B) is added in excess of a certain level, it not only causes excessive property effects but also increases manufacturing costs, so the present invention sets the upper limit of the boron (B) content to 0. It can be limited to 0.005%.
一方、本発明の鋼板は、上述した合金成分以外に追加的に含まれ得る合金組成が存在し、これについては下記で詳細に説明する。 Meanwhile, the steel sheet of the present invention has an alloy composition that may be additionally included in addition to the above-mentioned alloy components, which will be described in detail below.
チタン(Ti):0~0.5%、ニオブ(Nb):0~0.5%、及びバナジウム(V):0~0.5%のうち1種以上
チタン(Ti)、ニオブ(Nb)及びバナジウム(V)は析出物を作って結晶粒を微細化させる元素であり、鋼板の強度及び衝撃靭性の向上にも寄与する元素であるため、本発明はこのような効果のためにチタン(Ti)、ニオブ(Nb)及びバナジウム(V)のうち1種以上を添加することができる。但し、チタン(Ti)、ニオブ(Nb)及びバナジウム(V)の各含有量が一定レベルを超過する場合、過度の析出物が形成されて衝撃靭性が低下するだけでなく、製造原価の上昇の原因となるため、本発明はチタン(Ti)、ニオブ(Nb)及びバナジウム(V)の含有量をそれぞれ0.5%以下に制限することができる。
One or more of titanium (Ti): 0 to 0.5%, niobium (Nb): 0 to 0.5%, and vanadium (V): 0 to 0.5% Titanium (Ti), niobium (Nb) Vanadium (V) is an element that forms precipitates and refines crystal grains, and also contributes to improving the strength and impact toughness of steel sheets. One or more of Ti), niobium (Nb), and vanadium (V) can be added. However, if the content of titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V) exceeds a certain level, excessive precipitates are formed, which not only reduces impact toughness but also increases manufacturing costs. Therefore, in the present invention, the content of titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V) can be limited to 0.5% or less, respectively.
クロム(Cr):0~3.0%及びモリブデン(Mo):0~3.0%のうち1種以上
クロム(Cr)及びモリブデン(Mo)は、合金化処理時のオーステナイト分解を抑制するだけでなく、マンガン(Mn)と同様にオーステナイトを安定化させる元素であるため、本発明は、このような効果のためにクロム(Cr)及びモリブデン(Mo)のうち1種以上を添加することができる。但し、クロム(Cr)及びモリブデン(Mo)の含有量が一定レベルを超過する場合、ベイナイト変態時間が増加してオーステナイト中の炭素(C)濃化量が不十分となるため、目的とする残留オーステナイトの分率を確保することができない。したがって、本発明は、クロム(Cr)及びモリブデン(Mo)の含有量をそれぞれ3.0%以下に制限することができる。
One or more of chromium (Cr): 0 to 3.0% and molybdenum (Mo): 0 to 3.0% Chromium (Cr) and molybdenum (Mo) only suppress austenite decomposition during alloying treatment. However, like manganese (Mn), it is an element that stabilizes austenite. Therefore, in the present invention, it is possible to add one or more of chromium (Cr) and molybdenum (Mo) for this effect. can. However, if the content of chromium (Cr) and molybdenum (Mo) exceeds a certain level, the bainite transformation time increases and the amount of carbon (C) enriched in austenite becomes insufficient. Unable to secure austenite fraction. Therefore, the present invention can limit the contents of chromium (Cr) and molybdenum (Mo) to 3.0% or less, respectively.
銅(Cu):0~4.0%及びニッケル(Ni):0~4.0%のうち1種以上
銅(Cu)及びニッケル(Ni)は、オーステナイトを安定化させ、腐食を抑制する元素である。また、銅(Cu)及びニッケル(Ni)は鋼板表面に濃化し、鋼板内へ移動する水素侵入を防ぎ、水素遅延破壊を抑制する元素でもある。したがって、本発明は、このような効果のために、銅(Cu)及びニッケル(Ni)のうち1種以上を添加することができる。但し、銅(Cu)及びニッケル(Ni)の含有量が一定レベルを超過する場合、過度な特性効果だけでなく、製造原価の上昇の原因となるため、本発明は銅(Cu)及びニッケル(Ni)の含有量をそれぞれ4.0%以下に制限することができる。
One or more of copper (Cu): 0 to 4.0% and nickel (Ni): 0 to 4.0% Copper (Cu) and nickel (Ni) are elements that stabilize austenite and suppress corrosion. It is. Copper (Cu) and nickel (Ni) are also elements that concentrate on the surface of the steel sheet, prevent hydrogen from entering the steel sheet, and suppress hydrogen delayed fracture. Therefore, in the present invention, one or more of copper (Cu) and nickel (Ni) can be added for such effects. However, if the content of copper (Cu) and nickel (Ni) exceeds a certain level, it not only causes excessive property effects but also increases manufacturing costs. The content of Ni) can be limited to 4.0% or less.
カルシウム(Ca):0~0.05%、マグネシウム(Mg):0~0.05%、及びイットリウム(Y)を除いた希土類元素(REM):0~0.05%のうち1種以上
ここで、希土類元素(REM)とは、スカンジウム(Sc)、イットリウム(Y)とランタナム族元素を意味する。カルシウム(Ca)、マグネシウム(Mg)、イットリウム(Y)を除いた希土類元素(REM)は、硫化物を球形化させることで鋼板の延性向上に寄与する元素であるため、本発明はこのような効果のためにカルシウム(Ca)、マグネシウム(Mg)、イットリウム(Y)を除いた希土類元素(REM)のうち1種以上を添加することができる。但し、カルシウム(Ca)、マグネシウム(Mg)、イットリウム(Y)を除いた希土類元素(REM)の含有量が一定レベルを超過する場合、過度な特性効果だけでなく製造原価の上昇の原因となるため、本発明はカルシウム(Ca)、マグネシウム(Mg)、イットリウム(Y)を除いた希土類元素(REM)の含有量をそれぞれ0.05%以下に制限することができる。
One or more of the following: Calcium (Ca): 0 to 0.05%, Magnesium (Mg): 0 to 0.05%, and Rare earth elements (REM) excluding yttrium (Y): 0 to 0.05% Click here The rare earth elements (REM) mean scandium (Sc), yttrium (Y), and lanthanum group elements. Rare earth elements (REM) other than calcium (Ca), magnesium (Mg), and yttrium (Y) are elements that contribute to improving the ductility of steel sheets by making sulfides spherical. One or more of rare earth elements (REM) other than calcium (Ca), magnesium (Mg), and yttrium (Y) may be added for effectiveness. However, if the content of rare earth elements (REM) other than calcium (Ca), magnesium (Mg), and yttrium (Y) exceeds a certain level, it will cause not only excessive characteristic effects but also an increase in manufacturing costs. Therefore, in the present invention, the content of rare earth elements (REM) other than calcium (Ca), magnesium (Mg), and yttrium (Y) can be limited to 0.05% or less.
タングステン(W):0~0.5%及びジルコニウム(Zr):0~0.5%のうち1種以上
タングステン(W)及びジルコニウム(Zr)は、焼入れ性を向上させて鋼板の強度を増加させる元素であるため、本発明はこのような効果のためにタングステン(W)及びジルコニウム(Zr)のうち1種以上を添加することができる。但し、タングステン(W)及びジルコニウム(Zr)の含有量が一定レベルを超過する場合、過度な特性効果だけでなく、製造原価の上昇の原因となるため、本発明はタングステン(W)及びジルコニウム(Zr)の含有量をそれぞれ0.5%以下に制限することができる。
One or more of tungsten (W): 0 to 0.5% and zirconium (Zr): 0 to 0.5% Tungsten (W) and zirconium (Zr) improve the hardenability and increase the strength of the steel plate. Therefore, in the present invention, one or more of tungsten (W) and zirconium (Zr) can be added for such an effect. However, if the content of tungsten (W) and zirconium (Zr) exceeds a certain level, it not only causes excessive characteristic effects but also increases manufacturing costs. The content of Zr) can be limited to 0.5% or less.
アンチモン(Sb):0~0.5%及びスズ(Sn):0~0.5%のうち1種以上
アンチモン(Sb)及びスズ(Sn)は鋼板のめっき濡れ性及びめっき密着性を向上させる元素であるため、本発明はこのような効果のためにアンチモン(Sb)及びスズ(Sn)のうち1種以上を添加することができる。但し、アンチモン(Sb)及びスズ(Sn)の含有量が一定レベルを超過する場合、鋼板の脆性が増加して熱間加工又は冷間加工時に亀裂が発生する可能性があるため、本発明はアンチモン(Sb)及びスズ(Sn)の含有量をそれぞれ0.5%以下に制限することができる。
One or more of antimony (Sb): 0 to 0.5% and tin (Sn): 0 to 0.5% Antimony (Sb) and tin (Sn) improve the plating wettability and plating adhesion of the steel plate. Since it is an element, one or more of antimony (Sb) and tin (Sn) can be added in the present invention for such an effect. However, if the content of antimony (Sb) and tin (Sn) exceeds a certain level, the brittleness of the steel sheet may increase and cracks may occur during hot working or cold working. The contents of antimony (Sb) and tin (Sn) can be limited to 0.5% or less, respectively.
イットリウム(Y):0~0.2%及びハフニウム(Hf):0~0.2%のうち1種以上
イットリウム(Y)及びハフニウム(Hf)は鋼板の耐食性を向上させる元素であるため、本発明はこのような効果のためにイットリウム(Y)及びハフニウム(Hf)のうち1種以上を添加することができる。但し、イットリウム(Y)及びハフニウム(Hf)の含有量が一定レベルを超過する場合、鋼板の延性が劣化する可能性があるため、本発明はイットリウム(Y)及びハフニウム(Hf)の含有量をそれぞれ0.2%以下に制限することができる。
One or more of yttrium (Y): 0 to 0.2% and hafnium (Hf): 0 to 0.2% Yttrium (Y) and hafnium (Hf) are elements that improve the corrosion resistance of steel sheets. In the present invention, one or more of yttrium (Y) and hafnium (Hf) can be added to achieve this effect. However, if the content of yttrium (Y) and hafnium (Hf) exceeds a certain level, the ductility of the steel sheet may deteriorate. Each can be limited to 0.2% or less.
コバルト(Co):0~1.5%
コバルト(Co)はベイナイト変態を促進させてTRIP効果を増加させる元素であるため、本発明はこのような効果のためにコバルト(Co)を添加することができる。但し、コバルト(Co)の含有量が一定レベルを超過する場合、鋼板の溶接性と延性が劣化する可能性があるため、本発明はコバルト(Co)の含有量を1.5%以下に制限することができる。
Cobalt (Co): 0-1.5%
Since cobalt (Co) is an element that promotes bainite transformation and increases the TRIP effect, the present invention can add cobalt (Co) for this effect. However, if the cobalt (Co) content exceeds a certain level, the weldability and ductility of the steel plate may deteriorate, so the present invention limits the cobalt (Co) content to 1.5% or less. can do.
本発明の一態様による加工性に優れた高強度鋼板は、上述した成分以外に残りのFe及びその他の不可避不純物を含むことができる。但し、通常の製造過程では原料又は周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入されることがあるため、これを全面的に排除することはできない。これらの不純物は、本技術分野で通常の知識を有する者であれば誰でも分かることであるため、そのすべての内容を本明細書で特に言及しない。さらに、上述した成分以外に有効な成分の追加添加が全面的に排除されるものではない。 The high-strength steel sheet with excellent workability according to one embodiment of the present invention can contain residual Fe and other unavoidable impurities in addition to the above-mentioned components. However, in normal manufacturing processes, unintended impurities may inevitably be mixed in from raw materials or the surrounding environment, so this cannot be completely eliminated. These impurities are known to anyone having ordinary skill in the art, and therefore their full contents are not specifically mentioned herein. Furthermore, addition of effective ingredients other than those mentioned above is not completely excluded.
本発明の一態様による加工性に優れた高強度鋼板は、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト(Tempered Martensite)、フレッシュマルテンサイト(Fresh Martensite)、残留オーステナイト及びその他の不可避な組織を微細組織として含むことができる。 A high-strength steel sheet with excellent workability according to one embodiment of the present invention can contain bainite, tempered martensite, fresh martensite, retained austenite, and other unavoidable structures as a microstructure. .
テンパリングしていないマルテンサイト(フレッシュマルテンサイト、FM)とテンパリングしたマルテンサイト(焼戻しマルテンサイト、TM)は、すべて鋼板の強度を向上させる微細組織である。しかし、焼戻しマルテンサイトに比べてフレッシュマルテンサイトは鋼板の延性及びバーリング性を低下させるという特徴がある。また、焼戻しマルテンサイトに比べてフレッシュマルテンサイトは鋼板の降伏比を低下させる傾向にある。これは焼戻し熱処理によって焼戻しマルテンサイトの微細組織が軟質化するためである。したがって、本発明が目的とする引張強度と伸び率のバランス(TS2*EL1/2)、引張強度と穴拡張率のバランス(TS2*HER1/2)及び降伏比評価指数(1-YR)を確保するために焼戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトの組織分率を制御することが好ましい。3.0*106以上の引張強度と伸び率のバランス(TS2*EL1/2)、6.0*106以上の引張強度と穴拡張率のバランス(TS2*HER1/2)及び0.42以下の降伏比評価指数(1-YR)を満たすために、焼戻しマルテンサイトの分率を50体積%以上に制限し、フレッシュマルテンサイトの分率を10体積%以上に制限することが好ましい。より好ましい焼戻しマルテンサイトの分率は52体積%以上または54体積%以上であることができ、より好ましいフレッシュマルテンサイトの分率は12体積%以上であることができる。一方、焼戻しマルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトが過度に形成される場合、延性及びバーリング性が低下して、結局、3.0*106以上の引張強度と伸び率のバランス(TS2*EL1/2)、6.0*106以上の引張強度と穴拡張率のバランス(TS2*HER1/2)及び0.42以下の降伏比評価指数(1-YR)を同時に満たすことができなくなる。したがって、本発明は、焼戻しマルテンサイトの分率を70体積%以下に制限し、フレッシュマルテンサイトの分率を30体積%以下に制限することができる。より好ましい焼戻しマルテンサイトの分率は68体積%以下または65体積%以下であることができ、より好ましいフレッシュマルテンサイトの分率は25体積%以下であることができる。 Untempered martensite (fresh martensite, FM) and tempered martensite (tempered martensite, TM) are all microstructures that improve the strength of steel sheets. However, compared to tempered martensite, fresh martensite has the characteristic of lowering the ductility and burring property of the steel sheet. Furthermore, fresh martensite tends to lower the yield ratio of the steel sheet compared to tempered martensite. This is because the fine structure of the tempered martensite is softened by the tempering heat treatment. Therefore, the balance between tensile strength and elongation rate (TS 2 *EL 1/2 ), the balance between tensile strength and hole expansion rate (TS 2 *HER 1/2 ), and the yield ratio evaluation index (1- It is preferable to control the texture fraction of tempered martensite and fresh martensite in order to ensure YR). Balance of tensile strength and elongation rate of 3.0*10 6 or more (TS 2 * EL 1/2 ), balance of tensile strength and hole expansion rate of 6.0*10 6 or more (TS 2 * HER 1/2 ) In order to satisfy the yield ratio evaluation index (1-YR) of 0.42 or less, limit the fraction of tempered martensite to 50% by volume or more, and limit the fraction of fresh martensite to 10% by volume or more. is preferred. A more preferred fraction of tempered martensite can be 52 volume % or more or 54 volume % or more, and a more preferred fraction of fresh martensite can be 12 volume % or more. On the other hand, if tempered martensite or fresh martensite is formed excessively, the ductility and burring property are reduced, resulting in a balance between tensile strength and elongation of 3.0 * 106 or more (TS 2 * EL 1/ 2 ), it becomes impossible to simultaneously satisfy the balance between tensile strength and hole expansion ratio (TS 2 * HER 1/2 ) of 6.0 * 10 6 or more and the yield ratio evaluation index (1-YR) of 0.42 or less. . Therefore, in the present invention, the fraction of tempered martensite can be limited to 70% by volume or less, and the fraction of fresh martensite can be limited to 30% by volume or less. A more preferred fraction of tempered martensite can be 68 vol.% or less or 65 vol.% or less, and a more preferred fraction of fresh martensite can be 25 vol.% or less.
本発明が目的とするレベルの引張強度と伸び率のバランス(TS2*EL1/2)、引張強度と穴拡張率のバランス(TS2*HER1/2)及び降伏比評価指数(1-YR)を確保するためには、ベイナイトの分率の最適化が必要である。3.0*106以上の引張強度と伸び率のバランス(TS2*EL1/2)、6.0*106以上の引張強度と穴拡張率のバランス(TS2*HER1/2)及び0.42以下の降伏比評価指数(1-YR)を確保するために、ベイナイトの分率を10体積%以上に制御することが好ましい。より好ましいベイナイトの分率は、12体積%以上または14体積%以上であることができる。一方、ベイナイトが過度に形成される場合、結果的には焼戻しマルテンサイトの分率減少を引き起こすため、目的とする引張強度と伸び率のバランス(TS2*EL1/2)、引張強度と穴拡張率のバランス(TS2*HER1/2)、及び降伏比評価指数(1-YR)を確保するためにベイナイトの分率を30体積%以下に制限することができる。好ましいベイナイトの分率は、12体積%以上または14体積%以上であるか、28体積%以下または26体積%以下であることができる。 Balance between tensile strength and elongation rate (TS 2 *EL 1/2 ), balance between tensile strength and hole expansion rate (TS 2 *HER 1/2 ), and yield ratio evaluation index (1- In order to ensure YR), it is necessary to optimize the bainite fraction. Balance of tensile strength and elongation rate of 3.0*10 6 or more (TS 2 * EL 1/2 ), balance of tensile strength and hole expansion rate of 6.0*10 6 or more (TS 2 * HER 1/2 ) In order to ensure a yield ratio evaluation index (1-YR) of 0.42 or less, it is preferable to control the bainite fraction to 10% by volume or more. A more preferable bainite fraction can be 12 volume % or more or 14 volume % or more. On the other hand, if bainite is formed excessively, it will result in a decrease in the fraction of tempered martensite, so the desired balance between tensile strength and elongation (TS 2 * EL 1/2 ), tensile strength and hole In order to ensure the balance of expansion ratio (TS 2 *HER 1/2 ) and yield ratio evaluation index (1-YR), the bainite fraction can be limited to 30% by volume or less. A preferred fraction of bainite can be 12 vol.% or more, 14 vol.% or more, or 28 vol.% or less, or 26 vol.% or less.
残留オーステナイトが含まれた鋼板は、加工中にオーステナイトからマルテンサイトへの変態時に発生する変態誘起塑性によって優れた延性及び加工性を有する。残留オーステナイトの分率が一定レベル未満の場合には、引張強度と伸び率のバランス(TS2*EL1/2)が3.0*106(MPa2%1/2)未満であるため、好ましくない。一方、残留オーステナイトの分率が一定レベルを超過する場合、局部伸び率(Local Elongation)が低下するか、スポット溶接性が低下することがある。したがって、本発明は、引張強度と伸び率のバランス(TS2*EL1/2)に優れた鋼板を得るために残留オーステナイトの分率を2~10%の範囲に制限することができる。好ましい残留オーステナイトの分率は3体積%以上であるか、8体積%以下であることができる。 A steel plate containing retained austenite has excellent ductility and workability due to transformation-induced plasticity that occurs during transformation from austenite to martensite during processing. When the fraction of retained austenite is less than a certain level, the balance between tensile strength and elongation (TS 2 * EL 1/2 ) is less than 3.0 * 10 6 (MPa 2 % 1/2 ), so Undesirable. On the other hand, if the fraction of retained austenite exceeds a certain level, local elongation may decrease or spot weldability may decrease. Therefore, in the present invention, the fraction of retained austenite can be limited to a range of 2 to 10% in order to obtain a steel plate with an excellent balance between tensile strength and elongation (TS 2 *EL 1/2 ). The preferred fraction of retained austenite can be 3% by volume or more and 8% by volume or less.
本発明の鋼板は、不可避な組織として、フェライト、パーライト、島状マルテンサイト(Martensite Austenite Constituent、M-A)などを含むことができる。フェライトが過度に形成される場合、鋼板の強度が低下する可能性があるため、本発明はフェライトの分率を5体積%(0%含む)以下に制限することができる。また、パーライトが過度に形成される場合、鋼板の加工性が低下するか、残留オーステナイトの分率が低減されることがあるため、本発明はパーライトの形成を可能な限り制限する。 The steel sheet of the present invention may contain ferrite, pearlite, island-like martensite (Martensite Austenite Constituent, MA), etc. as an unavoidable structure. If excessive ferrite is formed, the strength of the steel sheet may be reduced, so in the present invention, the ferrite fraction can be limited to 5% by volume (including 0%) or less. Furthermore, if excessive pearlite is formed, the workability of the steel sheet may be reduced or the fraction of retained austenite may be reduced, so the present invention limits the formation of pearlite as much as possible.
本発明の一態様に係る加工性に優れた高強度鋼板は、下記の[関係式1]及び[関係式2]を満たすことができる。
[関係式1]
0.03≦[B]FM/[B]TM≦0.55
上記関係式1において、[B]FMはフレッシュマルテンサイトに含まれたボロン(B)含有量(重量%)であり、[B]TMは焼戻しマルテンサイトに含まれたボロン(B)含有量(重量%)である。
[関係式2]
V(1.2μm、γ)/V(γ)≧0.12
上記関係式2において、V(1.2μm、γ)は平均結晶粒径が1.2μm以上の残留オーステナイトの分率(体積%)であり、V(γ)は鋼板の残留オーステナイトの分率(体積%)である。
A high-strength steel plate with excellent workability according to one embodiment of the present invention can satisfy the following [Relational Expression 1] and [Relational Expression 2].
[Relational expression 1]
0.03≦[B] FM /[B] TM ≦0.55
In the above relational expression 1, [B] FM is the boron (B) content (wt%) contained in fresh martensite, and [B] TM is the boron (B) content (% by weight) contained in tempered martensite. weight%).
[Relational expression 2]
V(1.2 μm, γ)/V(γ)≧0.12
In the above relational expression 2, V (1.2 μm, γ) is the fraction (volume %) of retained austenite with an average grain size of 1.2 μm or more, and V (γ) is the fraction (volume %) of retained austenite in the steel sheet. volume%).
本発明は、目的とする引張強度と伸び率のバランス(TS2*EL1/2)、引張強度と穴拡張率のバランス(TS2*HER1/2)及び降伏比評価指数(1-YR)を確保するために、焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトの組織分率を一定範囲に制御するだけでなく、焼戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトに含まれるボロン(B)含有率の割合を一定範囲に制御し、全体残留オーステナイトに対する特定大きさ、形状及び種類の残留オーステナイトの割合を一定範囲に制御する。 The present invention provides the desired balance between tensile strength and elongation rate (TS 2 *EL 1/2 ), balance between tensile strength and hole expansion rate (TS 2 *HER 1/2 ), and yield ratio evaluation index (1-YR ) In order to ensure the The ratio of retained austenite of a specific size, shape, and type to the total retained austenite is controlled within a certain range.
本発明は、[関係式1]のように焼戻しマルテンサイトに含まれたボロン(B)含有量([B]TM、重量%)に対するフレッシュマルテンサイトに含まれたボロン(B)含有量([B]FM、重量%)の比を0.03~0.55の範囲に制御するため、3.0*106~6.2*106(MPa2%1/2)の引張強度と伸び率のバランス(BTE)、6.0*106~11.5*106(MPa2%1/2)の引張強度と穴拡張率のバランス(BTH)及び0.15~0.42の降伏比評価指数(IYR)を同時に確保することができる。 In the present invention, as shown in [Relational Expression 1], the boron (B) content ([B] TM , weight %) contained in fresh martensite is calculated by B] Tensile strength and elongation of 3.0*10 6 to 6.2*10 6 (MPa 2 % 1/2 ) in order to control the ratio of FM , weight %) in the range of 0.03 to 0.55. balance between tensile strength and hole expansion ratio (B TH ) of 6.0*10 6 to 11.5*10 6 (MPa 2 % 1/2 ) and 0.15 to 0.42 It is possible to simultaneously secure a yield ratio evaluation index (I YR ) of .
本発明の発明者は、ボロン(B)添加型TRIP鋼の物性確保の方法に関して深度ある研究を行った結果、理論的根拠が明確に明らかになったわけではないが、焼戻しマルテンサイトに含まれるボロン(B)含有量に対するフレッシュマルテンサイトに含まれたボロン(B)含有量の割合が一定範囲を満たす場合に限って、本発明が目的とする物性を確保することができるという点に注目した。特に、焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトに含まれたボロン(B)含有量の割合によって鋼板の降伏比が一定の傾向性を示すことが確認できた。したがって、本発明は、[関係式1]のように焼戻しマルテンサイトに含まれるボロン(B)含有量に対するフレッシュマルテンサイトに含まれたボロン(B)含有量の割合を0.03~0.55の範囲に制限するため、目的とする引張強度と伸び率のバランス(TS2*EL1/2)、引張強度と穴拡張率のバランス(TS2*HER1/2)及び降伏比評価指数(1-YR)を確保することができる。 The inventor of the present invention has conducted in-depth research into a method for securing the physical properties of boron (B)-added TRIP steel, and although the theoretical basis has not been clearly clarified, the inventor has discovered that boron contained in tempered martensite We focused on the point that the physical properties targeted by the present invention can be ensured only when the ratio of the boron (B) content contained in fresh martensite to the (B) content satisfies a certain range. In particular, it was confirmed that the yield ratio of the steel sheet showed a certain tendency depending on the boron (B) content ratio contained in the tempered martensite and fresh martensite. Therefore, according to the present invention, the ratio of the boron (B) content contained in fresh martensite to the boron (B) content contained in tempered martensite is 0.03 to 0.55 as shown in [Relational Expression 1]. In order to limit the range of 1-YR) can be secured.
さらに、本発明の発明者は、残留オーステナイトの分率だけでなく、全体残留オーステナイトに対する特定大きさの残留オーステナイトの割合が強度及び加工性の確保に重要な要素であることが分かった。 Furthermore, the inventor of the present invention found that not only the fraction of retained austenite but also the ratio of retained austenite of a specific size to the total retained austenite is an important factor in ensuring strength and workability.
残留オーステナイトのうち平均結晶粒径が1.2μm以上の残留オーステナイトの割合が増加するほど鋼板の加工性の向上に役立つことができる。平均結晶粒径が1.2μm以上の残留オーステナイトは、ベイナイト形成温度で熱処理されて平均大きさが増加した残留オーステナイトであり、平均結晶粒径が1.2μm以下の残留オーステナイトに比べてマルテンサイトへの変態駆動力が相対的に抑制された組織である。したがって、平均結晶粒径が1.2μm以上の残留オーステナイトは、マルテンサイトへの変態が抑制されるため、平均結晶粒径が1.2μm以上の残留オーステナイトの割合が一定レベル以上である場合、鋼板の加工性をさらに効果的に向上させることができる。 As the proportion of retained austenite having an average crystal grain size of 1.2 μm or more among retained austenite increases, the workability of the steel sheet can be improved. Retained austenite with an average grain size of 1.2 μm or more is retained austenite whose average size has been increased by heat treatment at a bainite-forming temperature, and is more likely to change to martensite than retained austenite with an average grain size of 1.2 μm or less. This is a tissue in which the driving force for metamorphosis is relatively suppressed. Therefore, retained austenite with an average grain size of 1.2 μm or more is inhibited from transforming into martensite, so if the proportion of retained austenite with an average grain size of 1.2 μm or more is above a certain level, It is possible to further effectively improve the workability of.
本発明は、[関係式2]のように鋼板に含まれる全体残留オーステナイトの分率(V(γ)、体積%)に対する平均結晶粒径が1.2μm以上の残留オーステナイトの分率(V(1.2μm、γ)、体積%)の割合を0.12以上に制御するため、目的とする引張強度と伸び率のバランス(TS2*EL1/2)及び引張強度と穴拡張率のバランス(TS2*HER1/2)を効果的に確保することができる。 The present invention provides the ratio of retained austenite having an average crystal grain size of 1.2 μm or more (V( In order to control the ratio of 1.2 μm, γ), volume %) to 0.12 or more, the desired balance between tensile strength and elongation rate (TS 2 *EL 1/2 ) and the balance between tensile strength and hole expansion rate. (TS 2 *HER 1/2 ) can be effectively secured.
本発明の一態様に係る加工性に優れた高強度鋼板は、下記の[関係式3]で表される引張強度と伸び率のバランス(BTE)が3.0*106~6.2*106(MPa2%1/2)を満たし、下記の[関係式4]で表される引張強度と穴拡張率のバランス(BTH)が6.0*106~11.5*106(MPa2%1/2)を満たし、下記の[関係式5]で表される降伏比評価指数(IYR)が0.15~0.42を満たすことができる。
[関係式3]
BTE=[引張強度(TS、MPa)]2*[伸び率(El、%)]1/2
[関係式4]
BTH=[引張強度(TS、MPa)]2*[穴拡張率(HER、%)]1/2
[関係式5]
IYR=1-[降伏比(YR)]
The high-strength steel plate with excellent workability according to one embodiment of the present invention has a balance between tensile strength and elongation (B TE ) expressed by the following [Relational Expression 3] of 3.0*10 6 to 6.2. *10 6 (MPa 2 % 1/2 ), and the balance between tensile strength and hole expansion rate (B TH ) expressed by [Relational expression 4] below is 6.0*10 6 to 11.5*10 6 (MPa 2 % 1/2 ), and the yield ratio evaluation index (I YR ) expressed by the following [Relational Expression 5] can satisfy 0.15 to 0.42.
[Relational expression 3]
B TE = [Tensile strength (TS, MPa)] 2 * [Elongation rate (El, %)] 1/2
[Relational expression 4]
B TH = [Tensile strength (TS, MPa)] 2 * [Hole expansion ratio (HER, %)] 1/2
[Relational expression 5]
I YR = 1 - [yield ratio (YR)]
以下、本発明の鋼板を製造する方法の一例について詳細に説明する。 Hereinafter, an example of the method for manufacturing the steel plate of the present invention will be described in detail.
本発明の一態様に係る高強度鋼板の製造方法は、所定の合金組成を有する冷間圧延された鋼板を5℃/s以上の平均加熱速度で700℃まで加熱(1次加熱)し、5℃/s以下の平均加熱速度でAc3~920℃の温度範囲まで加熱(2次加熱)した後、50~1200秒間維持(1次維持)する段階;上記1次維持された鋼板を2~100℃/sの平均冷却速度で350~550℃の温度範囲まで冷却(1次冷却)した後、5~600秒間維持(2次維持)する段階;上記2次維持された鋼板を2~100℃/sの平均冷却速度で200~400℃の温度範囲まで冷却(2次冷却)する段階;上記2次冷却された鋼板を5~100℃/sの平均加熱速度で350~550℃の温度範囲まで加熱(3次加熱)した後、50秒以上維持(3次維持)する段階;上記3次維持された鋼板を1℃/s以上の平均冷却速度で常温まで冷却(3次冷却)する段階を含むことができる。 A method for manufacturing a high-strength steel plate according to one aspect of the present invention includes heating a cold-rolled steel plate having a predetermined alloy composition to 700°C at an average heating rate of 5°C/s or more (primary heating), After heating (secondary heating) to a temperature range of Ac3 to 920°C at an average heating rate of ℃/s or less, maintaining the temperature for 50 to 1200 seconds (primary maintenance); After cooling to a temperature range of 350 to 550 °C at an average cooling rate of °C/s (primary cooling), maintaining for 5 to 600 seconds (secondary maintenance); Cooling (secondary cooling) to a temperature range of 200 to 400 °C at an average cooling rate of 5 to 100 °C/s; (tertiary heating) and then maintaining the steel plate for 50 seconds or more (tertiary maintenance); cooling the tertiary-maintained steel plate to room temperature at an average cooling rate of 1°C/s or more (tertiary cooling) can include.
上記冷間圧延された鋼板は、所定の合金組成を有する鋼スラブを1000~1350℃に加熱する段階;800~1000℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延する段階;350~650℃の温度範囲で上記熱間圧延された鋼板を巻き取る段階;上記巻き取られた鋼板を酸洗する段階;及び上記酸洗された鋼板を30~90%の圧下率で冷間圧延する段階;を介して提供されることができる。 The above-mentioned cold rolled steel plate is produced by heating a steel slab having a predetermined alloy composition to 1000 to 1350°C; finishing hot rolling in a temperature range of 800 to 1000°C; and completing hot rolling in a temperature range of 350 to 650°C. Winding the hot-rolled steel plate; pickling the rolled-up steel plate; and cold-rolling the pickled steel plate at a reduction rate of 30 to 90%. can be done.
鋼スラブの準備及び加熱
所定の合金組成を有する鋼スラブを準備する。本発明の鋼スラブは、上述の鋼板の合金組成と対応する合金組成を有するため、鋼スラブの合金組成に対する説明は、上述した鋼板の合金組成に対する説明に代わる。
Preparation and heating of steel slab A steel slab having a predetermined alloy composition is prepared. Since the steel slab of the present invention has an alloy composition corresponding to the alloy composition of the steel plate described above, the description of the alloy composition of the steel slab replaces the description of the alloy composition of the steel plate described above.
準備された鋼スラブを一定温度範囲で加熱することができ、このときの鋼スラブの加熱温度は1000~1350℃の範囲であり得る。鋼スラブの加熱温度が1000℃未満の場合、目的とする仕上げ熱間圧延の温度範囲以下の温度区間で熱間圧延されるおそれがあり、鋼スラブの加熱温度が1350℃を超過する場合、鋼の融点に達して溶けてしまうおそれがある。 The prepared steel slab can be heated in a certain temperature range, and the heating temperature of the steel slab can be in the range of 1000-1350°C. If the heating temperature of the steel slab is less than 1000°C, there is a risk that the steel slab will be hot rolled in a temperature range below the intended finishing hot rolling temperature range, and if the heating temperature of the steel slab exceeds 1350°C, the steel There is a risk that it will reach the melting point and melt.
熱間圧延及び巻き取り
加熱された鋼スラブは熱間圧延して熱延鋼板として提供されることができる。熱間圧延時の仕上げ熱間圧延の温度は800~1000℃の範囲が好ましい。仕上げ熱間圧延の温度が800℃未満の場合、過度の圧延負荷が問題となることがあり、仕上げ熱間圧延の温度が1000℃を超過する場合、熱延鋼板の結晶粒が粗大に形成されて、最終鋼板の物性低下を引き起こす可能性がある。
Hot Rolling and Coiling The heated steel slab can be hot rolled to provide hot rolled steel sheet. The temperature of finish hot rolling during hot rolling is preferably in the range of 800 to 1000°C. If the finish hot rolling temperature is less than 800°C, excessive rolling load may become a problem, and if the finish hot rolling temperature exceeds 1000°C, the crystal grains of the hot rolled steel sheet may become coarse. This may cause deterioration of the physical properties of the final steel sheet.
熱間圧延が完了された熱延鋼板は、10℃/s以上の平均冷却速度で冷却されることができ、350~650℃の温度範囲で巻き取られることができる。巻き取り温度が350℃未満の場合、巻き取りが容易ではなく、巻き取り温度が650℃を超過する場合、表面スケール(scale)が熱延鋼板の内部まで形成されて酸洗が困難であるおそれがある。 The hot-rolled steel sheet that has been hot-rolled can be cooled at an average cooling rate of 10° C./s or more, and can be rolled up at a temperature in the range of 350 to 650° C. If the winding temperature is less than 350°C, winding is not easy, and if the winding temperature exceeds 650°C, surface scale may form inside the hot rolled steel sheet, making pickling difficult. There is.
酸洗及び冷間圧延
巻き取られた熱延コイルをアンコイリングした後、鋼板表面に生成されたスケールを除去するために酸洗を行い、冷間圧延を行うことができる。本発明において酸洗及び冷間圧延条件を特に制限するものではないが、冷間圧延は累積圧下率30~90%で行うことが好ましい。冷間圧延の累積圧下率が90%を超過する場合、鋼板の高い強度により冷間圧延を短時間で行うことは難しいおそれがある。
Pickling and Cold Rolling After uncoiling the hot-rolled coil, pickling is performed to remove scale generated on the surface of the steel sheet, and then cold rolling can be performed. Although pickling and cold rolling conditions are not particularly limited in the present invention, cold rolling is preferably performed at a cumulative reduction rate of 30 to 90%. When the cumulative reduction rate of cold rolling exceeds 90%, it may be difficult to perform cold rolling in a short time due to the high strength of the steel sheet.
冷間圧延された鋼板は焼鈍熱処理工程を経て未めっきの冷延鋼板で製作されるか、耐食性を付与するためにめっき工程を経てめっき鋼板で製作されることができる。めっきは、溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっきなどのめっき方法を適用することができ、その方法と種類を特に制限しない。 The cold-rolled steel sheet can be manufactured as an unplated cold-rolled steel sheet through an annealing heat treatment process, or it can be manufactured as a plated steel sheet through a plating process to impart corrosion resistance. For plating, plating methods such as hot-dip galvanizing, electrolytic galvanizing, and hot-dip aluminum plating can be applied, and the method and type thereof are not particularly limited.
焼鈍熱処理
本発明は、鋼板の強度及び加工性の同時確保のために、焼鈍熱処理工程を実施する。
Annealing Heat Treatment In the present invention, an annealing heat treatment process is carried out in order to simultaneously ensure the strength and workability of the steel sheet.
冷間圧延された鋼板を5℃/s以上の平均加熱速度で700℃まで加熱(1次加熱)し、5℃/s以下の平均加熱速度でAc3~920℃の温度範囲まで加熱(2次加熱)した後に50~1200秒間維持(1次維持)する。 A cold-rolled steel plate is heated to 700°C at an average heating rate of 5°C/s or more (primary heating), and heated to a temperature range of Ac3 to 920°C at an average heating rate of 5°C/s or less (secondary heating). After heating), it is maintained for 50 to 1200 seconds (primary maintenance).
700℃まで加熱する1次加熱の平均加熱速度が5℃/s未満の場合、加熱する間に生成されたフェライトとセメンタイトから塊状オーステナイトが形成され、結果的に最終組織として微細な焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトを形成することができなくなる。これにより、目的とする引張強度と伸び率のバランス(TS2*EL1/2)及び引張強度と穴拡張率のバランス(TS2*HER1/2)を実現することができなくなる。また、1次維持温度までの2次加熱速度が5℃/sを超過する場合、加熱する間に生成されたセメンタイトからオーステナイトへの変態が加速化され、塊状オーステナイトが多量に形成され、最終組織が粗大化し、焼戻しマルテンサイトでボロン(B)が十分に濃化できないことがある。これにより、[B]FM/[B]TMが0.55を超過するようになり、目的とするレベルの引張強度と伸び率のバランス(TS2*EL1/2)、引張強度と穴拡張率のバランス(TS2*HER1/2)及び降伏比評価指数(IYR)を実現することができなくなる。 If the average heating rate of the primary heating up to 700°C is less than 5°C/s, massive austenite is formed from the ferrite and cementite generated during heating, and as a result, the final structure is fine tempered martensite. It becomes impossible to form retained austenite. This makes it impossible to achieve the desired balance between tensile strength and elongation rate (TS 2 *EL 1/2 ) and between tensile strength and hole expansion rate (TS 2 *HER 1/2 ). Furthermore, when the secondary heating rate to the primary maintenance temperature exceeds 5°C/s, the transformation from cementite to austenite generated during heating is accelerated, a large amount of massive austenite is formed, and the final structure is may become coarse and boron (B) may not be sufficiently concentrated in the tempered martensite. As a result, [B] FM / [B] TM exceeds 0.55, achieving the desired level of balance between tensile strength and elongation (TS 2 * EL 1/2 ), tensile strength and hole expansion. ratio balance (TS 2 *HER 1/2 ) and yield ratio evaluation index (I YR ) become impossible to achieve.
1次維持温度がAc3未満(二相域)の場合、5体積%以上のフェライトが形成され、それに応じて引張強度と伸び率のバランス(TS2*EL1/2)及び引張強度と穴拡張率のバランス(TS2*HER1/2)が低下する可能性がある。また、1次維持時間が50秒未満の場合、組織を十分に均一化させることができず、鋼板の物性が低下することがある。1次維持温度及び1次維持時間の上限は特に限定しないが、結晶粒粗大化による靭性の減少を防止するために、1次維持温度は920℃以下、1次維持時間は1200秒以下に制限することが好ましい。 When the primary maintenance temperature is less than Ac3 (two-phase region), 5% by volume or more of ferrite is formed, and the balance between tensile strength and elongation rate (TS 2 * EL 1/2 ) and tensile strength and hole expansion change accordingly. The rate balance (TS 2 *HER 1/2 ) may decrease. Furthermore, if the primary holding time is less than 50 seconds, the structure cannot be made sufficiently uniform, and the physical properties of the steel sheet may deteriorate. The upper limits of the primary maintenance temperature and primary maintenance time are not particularly limited, but in order to prevent a decrease in toughness due to grain coarsening, the primary maintenance temperature is limited to 920°C or less and the primary maintenance time is limited to 1200 seconds or less. It is preferable to do so.
1次維持後、平均冷却速度2℃/s以上の1次冷却速度で350~550℃の温度範囲まで冷却(1次冷却)した後、当該温度範囲で5秒以上維持(2次維持)することができる。1次冷却の平均冷却速度が2℃/s未満の場合、遅い冷却によって残留オーステナイトの分率が不足し、それによって鋼板の引張強度と伸び率のバランス(TS2*EL1/2)及び引張強度と穴拡張率のバランス(TS2*HER1/2)が低下することがある。1次冷却の平均冷却速度の上限は特に規定する必要はないが、100℃以下にすることが好ましい。2次維持温度が350℃未満の場合、低い熱処理温度によって鋼板のV(1.2μm、γ)/V(γ)及び引張強度と穴拡張率のバランス(TS2*HER1/2)が低下することがある。一方、2次維持温度が550℃を超過する場合、残留オーステナイトが不足して鋼板の引張強度と伸び率のバランス(TS2*EL1/2)及び引張強度と穴拡張率のバランス(TS2*HER1/2)が低下する可能性がある。また、上記2次維持時間が5秒未満の場合、熱処理時間が不足して鋼板のV(1.2μm、γ)/V(γ)及び引張強度と穴拡張率のバランス(TS2*HER1/2)が低下する可能性がある。2次維持時間の上限は特に規定する必要はないが、600秒以下に制限することが好ましい。 After primary maintenance, cool to a temperature range of 350 to 550°C at an average cooling rate of 2°C/s or more (primary cooling), and then maintain the temperature range for 5 seconds or more (secondary maintenance). be able to. When the average cooling rate of the primary cooling is less than 2°C/s, the fraction of retained austenite is insufficient due to slow cooling, and the balance between tensile strength and elongation rate (TS 2 *EL 1/2 ) and tensile The balance between strength and hole expansion rate (TS 2 *HER 1/2 ) may deteriorate. The upper limit of the average cooling rate of primary cooling does not need to be particularly specified, but it is preferably 100° C. or less. When the secondary maintenance temperature is less than 350°C, the low heat treatment temperature reduces the steel plate's V (1.2 μm, γ)/V (γ) and the balance between tensile strength and hole expansion rate (TS 2 * HER 1/2 ). There are things to do. On the other hand, if the secondary maintenance temperature exceeds 550°C, the residual austenite is insufficient and the balance between tensile strength and elongation rate (TS 2 *EL 1/2 ) and the balance between tensile strength and hole expansion rate (TS 2 *HER 1/2 ) may decrease. In addition, if the secondary holding time is less than 5 seconds, the heat treatment time is insufficient and the balance between V (1.2 μm, γ)/V (γ) and tensile strength and hole expansion rate of the steel plate (TS 2 * HER 1 /2 ) may decrease. The upper limit of the secondary maintenance time does not need to be specifically defined, but it is preferably limited to 600 seconds or less.
2次維持後、2℃/s以上の平均冷却速度で200~400℃の1次冷却停止温度まで冷却(2次冷却)することができる。2次冷却の平均冷却速度が2℃/s未満の場合、遅い冷却によって残留オーステナイトの分率が不足し、それによって鋼板の引張強度と伸び率のバランス(TS2*EL1/2)、引張強度と穴拡張率のバランス(TS2*HER1/2)が低下する可能性がある。2次冷却の平均冷却速度の上限は特に規定する必要はないが、100℃/s以下にすることが好ましい。1次冷却停止温度が200℃未満の場合、焼戻しマルテンサイトが過度に形成され、残留オーステナイトが不足して鋼板のV(1.2μm、γ)/V(γ)、引張強度と伸び率のバランス(TS2*EL1/2)及び引張強度と穴拡張率のバランス(TS2*HER1/2)が低下する可能性がある。一方、1次冷却停止温度が400℃を超過する場合、ベイナイトが過度に形成され、焼戻しマルテンサイトが不足して、鋼板の引張強度と伸び率のバランス(TS2*EL1/2)及び引張強度と穴拡張率のバランス(TS2*HER1/2)が低下する可能性がある。 After the secondary maintenance, it can be cooled (secondary cooling) to the primary cooling stop temperature of 200 to 400°C at an average cooling rate of 2°C/s or more. When the average cooling rate of secondary cooling is less than 2°C/s, the fraction of retained austenite becomes insufficient due to slow cooling, and the balance between tensile strength and elongation rate (TS 2 *EL 1/2 ), tensile The balance between strength and hole expansion rate (TS 2 *HER 1/2 ) may deteriorate. Although the upper limit of the average cooling rate of secondary cooling does not need to be particularly specified, it is preferably 100° C./s or less. When the primary cooling stop temperature is less than 200°C, tempered martensite is excessively formed and residual austenite is insufficient, resulting in poor balance between V (1.2 μm, γ)/V (γ), tensile strength and elongation of the steel plate. (TS 2 *EL 1/2 ) and the balance between tensile strength and hole expansion rate (TS 2 *HER 1/2 ) may decrease. On the other hand, when the primary cooling stop temperature exceeds 400°C, bainite is formed excessively and tempered martensite is insufficient, resulting in the balance between tensile strength and elongation rate (TS 2 *EL 1/2 ) and tensile strength of the steel plate. The balance between strength and hole expansion rate (TS 2 *HER 1/2 ) may deteriorate.
2次冷却後、平均加熱速度5℃/s以上の加熱速度で350~550℃の温度範囲まで加熱(3次加熱)した後、50秒以上維持(3次維持)することができる。3次加熱の平均加熱速度の上限は特に規定する必要はないが、100℃/s以下にすることが好ましい。3次維持温度が350℃未満または3次維持時間が50秒未満の場合、焼戻しマルテンサイトが過度に形成されて残留オーステナイトの分率を確保し難い。その結果、V(1.2μm、γ)/V(γ)、引張強度と伸び率のバランス(TS2*EL1/2)及び引張強度と穴拡張率のバランス(TS2*HER1/2)が低下する可能性がある。3次維持温度が550℃を超過するか、3次維持時間が155,000秒を超過する場合、残留オーステナイトの分率が不足して鋼板のV(1.2μm、γ)/V(γ)、引張強度と伸び率のバランス(TS2*EL1/2)、引張強度と穴拡張率のバランス(TS2*HER1/2)が低下する可能性がある。 After secondary cooling, it can be heated to a temperature range of 350 to 550°C at an average heating rate of 5°C/s or more (tertiary heating), and then maintained for 50 seconds or more (tertiary maintenance). The upper limit of the average heating rate of tertiary heating does not need to be particularly specified, but it is preferably 100° C./s or less. When the tertiary holding temperature is less than 350° C. or the tertiary holding time is less than 50 seconds, tempered martensite is excessively formed and it is difficult to ensure a sufficient proportion of retained austenite. As a result, V(1.2 μm, γ)/V(γ), the balance between tensile strength and elongation rate (TS 2 *EL 1/2 ), and the balance between tensile strength and hole expansion rate (TS 2 *HER 1/2 ) may decrease. If the tertiary maintenance temperature exceeds 550°C or the tertiary maintenance time exceeds 155,000 seconds, the fraction of retained austenite is insufficient and the steel plate's V(1.2μm, γ)/V(γ) , the balance between tensile strength and elongation rate (TS 2 *EL 1/2 ), and the balance between tensile strength and hole expansion rate (TS 2 *HER 1/2 ) may decrease.
3次維持後、1℃/s以上の平均冷却速度で常温まで冷却(3次冷却)することができる。 After the tertiary maintenance, it can be cooled to room temperature (tertiary cooling) at an average cooling rate of 1° C./s or more.
上述した製造方法によって製造された加工性に優れた高強度鋼板は、微細組織として、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、残留オーステナイト及びその他の不可避な組織を含むことができ、好ましい一例として、体積分率で、10~30%のベイナイト、50~70%の焼戻しマルテンサイト、10~30%のフレッシュマルテンサイト、2~10%の残留オーステナイト、5%以下(0%含む)のフェライトを含むことができる。 The high-strength steel plate with excellent workability produced by the above-mentioned production method can contain bainite, tempered martensite, fresh martensite, retained austenite, and other unavoidable structures as a microstructure, and as a preferable example, Contains, by volume fraction, 10-30% bainite, 50-70% tempered martensite, 10-30% fresh martensite, 2-10% retained austenite, and 5% or less (including 0%) ferrite. be able to.
上述した製造方法によって製造された鋼板は、下記の[関係式3]で表される引張強度と伸び率のバランス(BTE)が3.0*106~6.2*106(MPa2%1/2)を満たし、下記の[関係式4]で表される引張強度と穴拡張率のバランス(BTH)が6.0*106~11.5*106(MPa2%1/2)を満たし、下記の[関係式5]で表される降伏比評価指数(IYR)が0.15~0.42を満たすことができる。
[関係式3]
BTE=[引張強度(TS、MPa)]2*[伸び率(El、%)]1/2
[関係式4]
BTH=[引張強度(TS、MPa)]2*[穴拡張率(HER、%)]1/2
[関係式5]
IYR=1-[降伏比(YR)]
The steel plate manufactured by the above manufacturing method has a balance between tensile strength and elongation (B TE ) of 3.0*10 6 to 6.2*10 6 (MPa 2 % 1/2 ), and the balance between tensile strength and hole expansion rate (B TH ) expressed by the following [Relational expression 4] is 6.0*10 6 to 11.5*10 6 (MPa 2 % 1 /2 ), and the yield ratio evaluation index (I YR ) expressed by the following [Relational Expression 5] can satisfy 0.15 to 0.42.
[Relational expression 3]
B TE = [Tensile strength (TS, MPa)] 2 * [Elongation rate (El, %)] 1/2
[Relational expression 4]
B TH = [Tensile strength (TS, MPa)] 2 * [Hole expansion ratio (HER, %)] 1/2
[Relational expression 5]
I YR = 1 - [yield ratio (YR)]
以下、具体的な実施例により本発明の一態様に係る加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法についてより詳細に説明する。下記実施例は、本発明の理解を助けるためのものであって、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。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。 Hereinafter, a high-strength steel plate with excellent workability and a method for manufacturing the same according to one embodiment of the present invention will be described in more detail with reference to specific examples. It should be noted that the following examples are provided to help understand the present invention, and are not intended to limit the scope of the present invention. The scope of rights in the present invention is determined by the matters stated in the claims and matters reasonably inferred therefrom.
(実施例)
下記表1に記載の合金組成(残りはFeと不可避不純物である)を有する厚さ100mmの鋼スラブを製造して1200℃で加熱した後、900℃で仕上げ熱間圧延を行った。この後、30℃/sの平均冷却速度で冷却し、表2及び表3の巻取温度で巻き取って、厚さ3mmの熱延鋼板を製造した。この後、酸洗して表面スケールを除去した後、1.5mm厚さまで冷間圧延を行った。
(Example)
A 100 mm thick steel slab having the alloy composition shown in Table 1 below (the remainder being Fe and unavoidable impurities) was manufactured, heated at 1200°C, and then finished hot rolled at 900°C. Thereafter, it was cooled at an average cooling rate of 30° C./s and rolled up at the winding temperatures shown in Tables 2 and 3 to produce a hot rolled steel sheet with a thickness of 3 mm. Thereafter, after pickling to remove surface scale, cold rolling was performed to a thickness of 1.5 mm.
この後、下記表2~表5に記載の焼鈍熱処理条件で熱処理を行い、鋼板を製造した。下記表2及び表3において、単相域はAc3~920℃の温度範囲を意味し、二相域はAc3℃未満の温度範囲を意味する。 Thereafter, heat treatment was performed under the annealing heat treatment conditions listed in Tables 2 to 5 below to produce steel plates. In Tables 2 and 3 below, the single-phase region means a temperature range of 3 to 920° C. Ac, and the two-phase region means a temperature range of less than 3° C. Ac.
このように製造された鋼板の微細組織を観察して、その結果を表6及び表7に示した。微細組織のうちフェライト(F)、ベイナイト(B)、焼戻しマルテンサイト(TM)、フレッシュマルテンサイト(FM)及びパーライト(P)は研磨された試験片の断面をナイタールエッチングした後、SEMを介して観察した。ナイタールエッチング後に、試験片の表面に凹凸のない組織をフェライトで区分し、セメンタイトとフェライトのラメラ構造を有する組織をパーライトで区分した。ベイナイト(B)と焼戻しマルテンサイト(TM)はすべてラス及びブロック形態で観察されて区分し難いため、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトは、ディラテーション評価後に膨張曲線を用いて分率を計算した。つまり、SEM観察で測定されたベイナイト及び焼戻しマルテンサイトの分率で膨張曲線を介して計算された焼戻しマルテンサイトの分率を引いた値をベイナイトの分率で決定した。一方、フレッシュマルテンサイト(FM)と残留オーステナイト(残留γ)も区別が容易ではないため、上記SEMで観察されたマルテンサイトと残留オーステナイトの分率でX線回折法で計算された残留オーステナイトの分率を引いた値をフレッシュマルテンサイトの分率で決定した。 The microstructure of the steel sheet manufactured in this way was observed and the results are shown in Tables 6 and 7. Among the microstructures, ferrite (F), bainite (B), tempered martensite (TM), fresh martensite (FM), and pearlite (P) were analyzed using SEM after nital etching the cross section of the polished specimen. I observed it. After nital etching, the structure with no irregularities on the surface of the test piece was sectioned with ferrite, and the structure with a lamellar structure of cementite and ferrite was sectioned with pearlite. Since bainite (B) and tempered martensite (TM) are all observed in lath and block forms and are difficult to distinguish, the fractions of bainite and tempered martensite were calculated using expansion curves after dilation evaluation. That is, the bainite fraction was determined by subtracting the tempered martensite fraction calculated through the expansion curve from the bainite and tempered martensite fraction measured by SEM observation. On the other hand, fresh martensite (FM) and retained austenite (retained γ) are also not easily distinguishable, so the retained austenite fraction calculated by X-ray diffraction method using the fraction of martensite and retained austenite observed by the above SEM. The value obtained by subtracting the ratio was determined as the fraction of fresh martensite.
一方、鋼板の[B]FM/[B]TM、V(1.2μm、γ)/V(γ)、引張強度と伸び率のバランス(TS2*EL1/2)、引張強度と穴拡張率のバランス(TS2*HER1/2)及び降伏比評価指数(IYR)を測定及び評価して、その結果を表8及び表9に示した。 On the other hand, the [B] FM / [B] TM of the steel plate, V (1.2 μm, γ) / V (γ), balance between tensile strength and elongation (TS 2 * EL 1/2 ), tensile strength and hole expansion The ratio balance (TS 2 *HER 1/2 ) and yield ratio evaluation index (I YR ) were measured and evaluated, and the results are shown in Tables 8 and 9.
フレッシュマルテンサイト中のボロン(B)含有量([B]FM)及び焼戻しマルテンサイト中のボロン(B)含有量([B]TM)は、EPMA(Electron Probe MicroAnalyser)を用いてフレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイト内で測定されたボロン(B)濃度で決定した。平均結晶粒径が1.2μm以上の残留オーステナイト(V(1.2μm、γ))は、EBSD(Electron Backscatter Diffraction)の相地図(Phase Map)を用いて測定した。 The boron (B) content ([B] FM ) in fresh martensite and the boron (B) content ([B] TM ) in tempered martensite were measured using EPMA (Electron Probe MicroAnalyser). It was determined by the boron (B) concentration measured within the tempered martensite. The retained austenite (V (1.2 μm, γ)) having an average crystal grain size of 1.2 μm or more was measured using a phase map of EBSD (Electron Backscatter Diffraction).
引張強度(TS)及び伸び率(El)は引張試験により評価され、圧延板材の圧延方向に対して90°方向を基準にJIS5号規格に基づいて採取された試験片で評価して、引張強度(TS)及び伸び率(El)を測定した。穴拡張率(HER)は、穴拡張試験により評価され、10mmΨのパンチング穴(ダイ内径10.3mm、クリアランス12.5%)を形成した後、頂角60°の円錐形パンチをパンチング穴のバリ(burr)が外側となる方向にパンチング穴に挿入し、20mm/minの移動速度でパンチング穴の周辺部を圧迫拡張した後、下記の[関係式6]を用いて算出した。
[関係式6]
穴拡張率(HER、%)={(D-D0)/D0}×100
上記関係式6において、Dは亀裂が厚さ方向に沿って鋼板を貫通したときの穴直径(mm)を意味し、D0は初期の穴直径(mm)を意味する。
Tensile strength (TS) and elongation rate (El) are evaluated by a tensile test, and the tensile strength is evaluated using a test piece taken based on the JIS No. 5 standard with a direction of 90 degrees to the rolling direction of the rolled plate material. (TS) and elongation rate (El) were measured. The hole expansion ratio (HER) is evaluated by a hole expansion test. After forming a punched hole of 10 mmΨ (die inner diameter 10.3 mm, clearance 12.5%), a conical punch with an apex angle of 60° is used to burr the punched hole. (burr) was inserted into the punched hole in the direction toward the outside, and the surrounding area of the punched hole was compressed and expanded at a moving speed of 20 mm/min, and then calculated using the following [Relational Expression 6].
[Relational expression 6]
Hole expansion rate (HER, %) = {(DD 0 )/D 0 }×100
In the above relational expression 6, D means the hole diameter (mm) when a crack penetrates the steel plate along the thickness direction, and D 0 means the initial hole diameter (mm).
上記表1~9に示したように、本発明で提示する条件を満たす試験片の場合、[関係式1]及び[関係式2]の両方を満たし、引張強度と伸び率のバランス(BTE)が3.0*106~6.2*106(MPa2%1/2)を満たし、引張強度と穴拡張率のバランス(BTH)が6.0*106~11.5*106(MPa2%1/2)を満たし、降伏比評価指数(IYR)が0.15~0.42を満たすことが分かる。 As shown in Tables 1 to 9 above, in the case of a test piece that satisfies the conditions presented in the present invention, both [Relational Expression 1] and [Relational Expression 2] are satisfied, and the balance between tensile strength and elongation rate (B TE ) satisfies 3.0*10 6 to 6.2*10 6 (MPa 2 % 1/2 ), and the balance between tensile strength and hole expansion rate (B TH ) is 6.0*10 6 to 11.5* 10 6 (MPa 2 % 1/2 ), and the yield ratio evaluation index (I YR ) is 0.15 to 0.42.
試験片2は、1次平均加熱速度が5℃/s未満で実施され、焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトが不足した。その結果、試験片2は引張強度と伸び率のバランス(BTE)が3.0*106未満、引張強度と穴拡張率のバランス(BTH)が6.0*106未満であった。 Test piece 2 was tested at a primary average heating rate of less than 5° C./s, resulting in insufficient tempered martensite and retained austenite. As a result, the balance between tensile strength and elongation rate (B TE ) of test piece 2 was less than 3.0*10 6 , and the balance between tensile strength and hole expansion rate (B TH ) was less than 6.0*10 6 .
試験片3は、2次平均加熱速度が5℃/s超過で実施され、塊状オーステナイトが形成されて焼戻しマルテンサイト中にボロン(B)が濃化できなかった。その結果、試験片3は[B]FM/[B]TMが0.55超過、降伏比評価指数(IYR)が0.42超過、引張強度と伸び率のバランス(BTE)が3.0*106未満、引張強度と穴拡張率のバランス(BTH)が6.0*106未満であった。 Test piece 3 was tested at a secondary average heating rate of over 5° C./s, so that massive austenite was formed and boron (B) could not be concentrated in the tempered martensite. As a result, test piece 3 had a [B] FM / [B] TM of over 0.55, a yield ratio evaluation index (I YR ) of over 0.42, and a balance between tensile strength and elongation (B TE ) of 3. The balance between tensile strength and hole expansion rate (B TH ) was less than 6.0*10 6 .
試験片4は、1次維持温度がAc3未満の二相域で実施され、フェライト分率が超過した。その結果、試験片4は引張強度と伸び率のバランス(BTE)が3.0*106未満、引張強度と穴拡張率のバランス(BTH)が6.0*106未満であった。 Test piece 4 was tested in a two-phase region where the primary maintenance temperature was less than Ac3, and the ferrite fraction exceeded. As a result, the balance between tensile strength and elongation rate (B TE ) of test piece 4 was less than 3.0*10 6 , and the balance between tensile strength and hole expansion rate (B TH ) was less than 6.0*10 6 .
試験片5は、1次平均冷却速度が1℃/s未満で実施され、残留オーステナイトの分率が不足した。その結果、試験片5は引張強度と伸び率のバランス(BTE)が3.0*106未満、引張強度と穴拡張率のバランス(BTH)が6.0*106未満であった。 Test piece 5 was tested at a primary average cooling rate of less than 1° C./s, and the residual austenite fraction was insufficient. As a result, the balance between tensile strength and elongation rate (B TE ) of test piece 5 was less than 3.0*10 6 , and the balance between tensile strength and hole expansion rate (B TH ) was less than 6.0*10 6 .
試験片6は、2次維持温度が350℃未満で実施され、熱処理温度が不足した。その結果、試験片6はV(1.2μm、γ)/V(γ)が0.12未満、引張強度と穴拡張率のバランス(BTH)が6.0*106未満であった。 For test piece 6, the secondary maintenance temperature was less than 350° C., and the heat treatment temperature was insufficient. As a result, test piece 6 had a V (1.2 μm, γ)/V (γ) of less than 0.12, and a balance between tensile strength and hole expansion rate (B TH ) of less than 6.0*10 6 .
試験片7は、2次維持温度が550℃超過で実施され、残留オーステナイトの分率が不足した。その結果、試験片7は引張強度と伸び率のバランス(BTE)が3.0*106未満、引張強度と穴拡張率のバランス(BTH)が6.0*106未満であった。 Test piece 7 was tested at a secondary maintenance temperature of over 550° C., and the fraction of retained austenite was insufficient. As a result, the balance between tensile strength and elongation rate (B TE ) of test piece 7 was less than 3.0*10 6 , and the balance between tensile strength and hole expansion rate (B TH ) was less than 6.0*10 6 .
試験片8は、2次維持時間が5秒未満で実施され、熱処理時間が不足した。その結果、試験片8はV(1.2μm、γ)/V(γ)が0.12未満、引張強度と穴拡張率のバランス(BTH)が6.0*106未満であった。 For test piece 8, the secondary holding time was less than 5 seconds, and the heat treatment time was insufficient. As a result, test piece 8 had a V (1.2 μm, γ)/V (γ) of less than 0.12, and a balance between tensile strength and hole expansion rate (B TH ) of less than 6.0*10 6 .
試験片9は、2次平均冷却速度が2℃/s未満で実施され、残留オーステナイトの分率が不足した。その結果、試験片9は引張強度と伸び率のバランス(BTE)が3.0*106未満、引張強度と穴拡張率のバランス(BTH)が6.0*106未満であった。 Test piece 9 was tested at a secondary average cooling rate of less than 2° C./s, and the residual austenite fraction was insufficient. As a result, test piece 9 had a balance between tensile strength and elongation rate ( BTE ) of less than 3.0* 106 , and a balance between tensile strength and hole expansion rate ( BTH ) of less than 6.0* 106 . .
試験片10は、1次冷却停止温度が200℃未満で実施され、焼戻しマルテンサイトの分率が超過されて残留オーステナイトの分率が不足した。その結果、試験片10はV(1.2μm、γ)/V(γ)が0.12未満、引張強度と伸び率のバランス(BTE)が3.0*106未満、引張強度と穴拡張率のバランス(BTH)が6.0*106未満であった。 Test piece 10 was tested at a primary cooling stop temperature of less than 200° C., and the fraction of tempered martensite exceeded the fraction of retained austenite. As a result, test piece 10 had a V (1.2 μm, γ)/V (γ) of less than 0.12, a balance between tensile strength and elongation (B TE ) of less than 3.0*10 6 , and tensile strength and hole The balance of expansion ratio (B TH ) was less than 6.0*10 6 .
試験片11は、1次冷却停止温度が400℃超過で実施され、ベイナイトの分率が超過されて焼戻しマルテンサイトの分率が不足した。その結果、試験片11は引張強度と伸び率のバランス(BTE)が3.0*106未満、引張強度と穴拡張率のバランス(BTH)が6.0*106未満であった。 Test piece 11 was tested at a primary cooling stop temperature of over 400° C., resulting in an excess of bainite and an insufficient tempered martensite fraction. As a result, the balance between tensile strength and elongation rate (B TE ) of test piece 11 was less than 3.0*10 6 , and the balance between tensile strength and hole expansion rate (B TH ) was less than 6.0*10 6 .
試験片12は、3次維持温度が350℃未満で実施され、焼戻しマルテンサイトの分率が超過されて残留オーステナイトの分率が不足した。その結果、試験片12はV(1.2μm、γ)/V(γ)が0.12未満、引張強度と伸び率のバランス(BTE)が3.0*106未満、引張強度と穴拡張率のバランス(BTH)が6.0*106未満であった。 Test piece 12 was carried out at a tertiary maintenance temperature of less than 350° C., and the fraction of tempered martensite was exceeded and the fraction of retained austenite was insufficient. As a result, test piece 12 had a V (1.2 μm, γ)/V (γ) of less than 0.12, a balance between tensile strength and elongation (B TE ) of less than 3.0*10 6 , and tensile strength and hole The balance of expansion ratio (B TH ) was less than 6.0*10 6 .
試験片13は、3次維持温度が550℃超過で実施され、残留オーステナイトの分率が不足した。その結果、試験片16はV(1.2μm、γ)/V(γ)が0.12未満、引張強度と伸び率のバランス(BTE)が3.0*106未満、引張強度と穴拡張率のバランス(BTH)が6.0*106未満であった。 Test piece 13 was tested at a tertiary maintenance temperature of over 550° C., and the residual austenite fraction was insufficient. As a result, test piece 16 had a V (1.2 μm, γ)/V (γ) of less than 0.12, a balance between tensile strength and elongation (B TE ) of less than 3.0*10 6 , and a tensile strength and hole The balance of expansion ratio (B TH ) was less than 6.0*10 6 .
試験片14は、3次維持時間が50s未満で実施され、焼戻しマルテンサイトの分率が超過されて残留オーステナイトの分率が不足した。その結果、試験片14はV(1.2μm、γ)/V(γ)が0.12未満、引張強度と伸び率のバランス(BTE)が3.0*106未満、引張強度と穴拡張率のバランス(BTH)が6.0*106未満であった。 For test piece 14, the tertiary holding time was less than 50 seconds, and the fraction of tempered martensite exceeded and the fraction of retained austenite was insufficient. As a result, test piece 14 had a V (1.2 μm, γ)/V (γ) of less than 0.12, a balance between tensile strength and elongation (B TE ) of less than 3.0*10 6 , and tensile strength and hole The balance of expansion ratio (B TH ) was less than 6.0*10 6 .
試験片15は、3次維持時間が155000s超過で実施され、残留オーステナイトの分率が不足した。その結果、試験片15はV(1.2μm、γ)/V(γ)が0.12未満、引張強度と伸び率のバランス(BTE)が3.0*106未満、引張強度と穴拡張率のバランス(BTH)が6.0*106未満であった。 Test piece 15 was tested with a tertiary holding time exceeding 155,000 seconds, resulting in an insufficient fraction of retained austenite. As a result, test piece 15 had a V (1.2 μm, γ)/V (γ) of less than 0.12, a balance between tensile strength and elongation (B TE ) of less than 3.0*10 6 , and tensile strength and hole The balance of expansion ratio (B TH ) was less than 6.0*10 6 .
試験片37は、炭素(C)含有量が低くて、引張強度と伸び率のバランス(BTE)が3.0*106未満、引張強度と穴拡張率のバランス(BTH)が6.0*106未満であった。 Test piece 37 has a low carbon (C) content, a balance between tensile strength and elongation rate (B TE ) of less than 3.0*10 6 , and a balance between tensile strength and hole expansion rate (B TH ) of 6. It was less than 0* 106 .
試験片38は、炭素(C)含有量が高くて、焼戻しマルテンサイトの分率が不足してフレッシュマルテンサイトの分率が超過し、残留オーステナイトの分率が超過した。その結果、試験片38は引張強度と伸び率のバランス(BTE)が3.0*106未満、引張強度と穴拡張率のバランス(BTH)が6.0*106未満であった。 Test piece 38 had a high carbon (C) content, the fraction of tempered martensite was insufficient, the fraction of fresh martensite exceeded, and the fraction of retained austenite exceeded. As a result, the balance between tensile strength and elongation rate (B TE ) of test piece 38 was less than 3.0*10 6 , and the balance between tensile strength and hole expansion rate (B TH ) was less than 6.0*10 6 .
試験片39は、シリコン(Si)含有量が低くて、残留オーステナイトの分率が不足した。その結果、試験片39は引張強度と伸び率のバランス(BTE)が3.0*106未満、引張強度と穴拡張率のバランス(BTH)が6.0*106未満であった。 Test piece 39 had a low silicon (Si) content, and the fraction of retained austenite was insufficient. As a result, the balance between tensile strength and elongation rate (B TE ) of test piece 39 was less than 3.0*10 6 , and the balance between tensile strength and hole expansion rate (B TH ) was less than 6.0*10 6 .
試験片40は、シリコン(Si)含有量が高くて、フレッシュマルテンサイトの分率が超過した。その結果、試験片40は引張強度と伸び率のバランス(BTE)が3.0*106未満、引張強度と穴拡張率のバランス(BTH)が6.0*106未満であった。 Test piece 40 had a high silicon (Si) content, and the fraction of fresh martensite exceeded. As a result, the balance between tensile strength and elongation rate (B TE ) of test piece 40 was less than 3.0*10 6 , and the balance between tensile strength and hole expansion rate (B TH ) was less than 6.0*10 6 .
試験片41は、アルミニウム(Al)含有量が高くて、フレッシュマルテンサイトの分率が超過した。その結果、試験片41は引張強度と伸び率のバランス(BTE)が3.0*106未満、引張強度と穴拡張率のバランス(BTH)が6.0*106未満であった。 Test piece 41 had a high aluminum (Al) content and an excessive fresh martensite fraction. As a result, the balance between tensile strength and elongation rate (B TE ) of test piece 41 was less than 3.0*10 6 , and the balance between tensile strength and hole expansion rate (B TH ) was less than 6.0*10 6 .
試験片42は、マンガン(Mn)含有量が低くて、パーライト生成で残留オーステナイトの分率が不足した。その結果、試験片42は引張強度と伸び率のバランス(BTE)が3.0*106未満、引張強度と穴拡張率のバランス(BTH)が6.0*106未満であった。 Test piece 42 had a low manganese (Mn) content, and the fraction of retained austenite was insufficient due to pearlite formation. As a result, the balance between tensile strength and elongation rate (B TE ) of test piece 42 was less than 3.0*10 6 , and the balance between tensile strength and hole expansion rate (B TH ) was less than 6.0*10 6 .
試験片43は、マンガン(Mn)含有量が高くて、フレッシュマルテンサイトの分率が超過した。その結果、試験片43は引張強度と伸び率のバランス(BTE)が3.0*106未満、引張強度と穴拡張率のバランス(BTH)が6.0*106未満であった。 Test piece 43 had a high manganese (Mn) content and exceeded the fresh martensite fraction. As a result, the balance between tensile strength and elongation rate (B TE ) of test piece 43 was less than 3.0*10 6 , and the balance between tensile strength and hole expansion rate (B TH ) was less than 6.0*10 6 .
試験片44は、クロム(Cr)含有量が高くて、フレッシュマルテンサイトの分率が超過した。その結果、試験片44は引張強度と伸び率のバランス(BTE)が3.0*106未満、引張強度と穴拡張率のバランス(BTH)が6.0*106未満であった。 Test piece 44 had a high chromium (Cr) content and an excessive fresh martensite fraction. As a result, the balance between tensile strength and elongation rate (B TE ) of test piece 44 was less than 3.0*10 6 , and the balance between tensile strength and hole expansion rate (B TH ) was less than 6.0*10 6 .
試験片45は、モリブデン(Mo)含有量が高くて、フレッシュマルテンサイトの分率が超過した。その結果、試験片45は引張強度と伸び率のバランス(BTE)が3.0*106未満、引張強度と穴拡張率のバランス(BTH)が6.0*106未満であった。 Test piece 45 had a high molybdenum (Mo) content and an excessive fresh martensite fraction. As a result, the balance between tensile strength and elongation rate (B TE ) of test piece 45 was less than 3.0*10 6 , and the balance between tensile strength and hole expansion rate (B TH ) was less than 6.0*10 6 .
試験片46は、ボロン(B)含有量が低くて、焼戻しマルテンサイト中にボロン(B)が濃化できなかった。その結果、試験片51は[B]FM/[B]TMが0.55を超過し、降伏比評価指数(IYR)が0.42を超過した。 Test piece 46 had a low boron (B) content, and boron (B) could not be concentrated in the tempered martensite. As a result, the test piece 51 had a [B] FM /[B] TM of over 0.55 and a yield ratio evaluation index (I YR ) of over 0.42.
試験片47は、ボロン(B)含有量が高くて、焼戻しマルテンサイト中にボロン(B)が過度に濃化した。その結果、試験片52は[B]FM/[B]TMが0.03未満であり、降伏比評価指数(IYR)が0.15未満であった。 Test piece 47 had a high boron (B) content, and boron (B) was excessively concentrated in the tempered martensite. As a result, the test piece 52 had a [B] FM /[B] TM of less than 0.03 and a yield ratio evaluation index (I YR ) of less than 0.15.
以上、実施例を挙げて本発明を詳細に説明したが、これと異なる形態の実施例も可能である。したがって、以下に記載される特許請求の範囲の技術的思想及び範囲は実施例に限定されない。 Although the present invention has been described above in detail by way of examples, embodiments with different forms are also possible. Therefore, the spirit and scope of the claims described below are not limited to the embodiments.
Claims (7)
微細組織として、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、残留オーステナイト、及びその他の不可避な組織を含み、
下記の[関係式1]及び[関係式2]を満たす、加工性に優れた高強度鋼板。
[関係式1]
0.03≦[B]FM/[B]TM≦0.55
前記関係式1において、[B]FMはフレッシュマルテンサイトに含まれたボロン(B)含有量(重量%)であり、[B]TMは焼戻しマルテンサイトに含まれたボロン(B)含有量(重量%)である。
[関係式2]
V(1.2μm、γ)/V(γ)≧0.12
前記関係式2において、V(1.2μm、γ)は平均結晶粒径が1.2μm以上の残留オーステナイトの分率(体積%)であり、V(γ)は鋼板の残留オーステナイトの分率(体積%)である。 In weight%, C: 0.1 to 0.25%, Si: 0.01 to 1.5%, Mn: 1.0 to 4.0%, Al: 0.01 to 1.5%, P: 0.15% or less, S: 0.03% or less, N: 0.03% or less, B: 0.0005 to 0.005%, including remaining Fe and inevitable impurities,
The microstructure includes bainite, tempered martensite, fresh martensite, retained austenite, and other unavoidable structures,
A high-strength steel plate with excellent workability that satisfies [Relational Expression 1] and [Relational Expression 2] below.
[Relational expression 1]
0.03≦[B] FM /[B] TM ≦0.55
In the above relational expression 1, [B] FM is the boron (B) content (% by weight) contained in fresh martensite, and [B] TM is the boron (B) content (% by weight) contained in tempered martensite. weight%).
[Relational expression 2]
V(1.2 μm, γ)/V(γ)≧0.12
In the above relational expression 2, V (1.2 μm, γ) is the fraction (volume %) of retained austenite with an average grain size of 1.2 μm or more, and V (γ) is the fraction (volume %) of retained austenite in the steel sheet. volume%).
(1)Ti:0~0.5%、Nb:0~0.5%、及びV:0~0.5%のうち1種以上
(2)Cr:0~3.0%及びMo:0~3.0%のうち1種以上
(3)Cu:0~4.0%及びNi:0~4.0%のうち1種以上
(4)Ca:0~0.05%、Yを除くREM:0~0.05%及びMg:0~0.05%のうち1種以上
(5)W:0~0.5%及びZr:0~0.5%のうち1種以上
(6)Sb:0~0.5%及びSn:0~0.5%のうち1種以上
(7)Y:0~0.2%及びHf:0~0.2%のうち1種以上
(8)Co:0~1.5% The high-strength steel plate with excellent workability according to claim 1, wherein the steel plate further contains at least one selected from the group consisting of the following (1) to (8) in weight percent.
(1) One or more of Ti: 0-0.5%, Nb: 0-0.5%, and V: 0-0.5% (2) Cr: 0-3.0% and Mo: 0 1 or more of ~3.0% (3) Cu: 0 to 4.0% and Ni: 1 or more of 0 to 4.0% (4) Ca: 0 to 0.05%, excluding Y One or more of REM: 0 to 0.05% and Mg: 0 to 0.05% (5) One or more of W: 0 to 0.5% and Zr: 0 to 0.5% (6) One or more of Sb: 0 to 0.5% and Sn: 0 to 0.5% (7) One or more of Y: 0 to 0.2% and Hf: 0 to 0.2% (8) Co: 0-1.5%
[関係式3]
BTE=[引張強度(TS、MPa)]2*[伸び率(El、%)]1/2
[関係式4]
BTH=[引張強度(TS、MPa)]2*[穴拡張率(HER、%)]1/2
[関係式5]
IYR=1-[降伏比(YR)] The steel plate has a balance between tensile strength and elongation (B TE ) expressed by the following [Relational Expression 3] that satisfies 3.0*10 6 to 6.2*10 6 (MPa 2 % 1/2 ). , the balance between tensile strength and hole expansion rate (B TH ) expressed by [Relational Expression 4] below satisfies 6.0*10 6 to 11.5*10 6 (MPa 2 % 1/2 ), and the following The high-strength steel plate with excellent workability according to claim 1, wherein the yield ratio evaluation index (I YR ) expressed by [Relational expression 5] satisfies 0.15 to 0.42.
[Relational expression 3]
B TE = [Tensile strength (TS, MPa)] 2 * [Elongation rate (El, %)] 1/2
[Relational expression 4]
B TH = [Tensile strength (TS, MPa)] 2 * [Hole expansion ratio (HER, %)] 1/2
[Relational expression 5]
I YR = 1 - [yield ratio (YR)]
前記冷間圧延された鋼板を5℃/s以上の平均加熱速度で700℃まで加熱(1次加熱)し、5℃/s以下の平均加熱速度でAc3~920℃の温度範囲まで加熱(2次加熱)した後、50~1200秒間維持(1次維持)する段階;
前記1次維持された鋼板を2~100℃/sの平均冷却速度で350~550℃の温度範囲まで冷却(1次冷却)した後、5~600秒間維持(2次維持)する段階;
前記2次維持された鋼板を2~100℃/sの平均冷却速度で200~400℃の温度範囲まで冷却(2次冷却)する段階;
前記2次冷却された鋼板を5~100℃/sの平均加熱速度で350~550℃の温度範囲まで加熱(3次加熱)した後、50秒以上維持(3次維持)する段階;及び
前記3次維持された鋼板を1℃/s以上の平均冷却速度で常温まで冷却(3次冷却)する段階を含む、加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。 In weight%, C: 0.1 to 0.25%, Si: 0.01 to 1.5%, Mn: 1.0 to 4.0%, Al: 0.01 to 1.5%, P: Provided is a cold rolled steel plate containing 0.15% or less, S: 0.03% or less, N: 0.03% or less, B: 0.0005 to 0.005%, remaining Fe and unavoidable impurities. step;
The cold rolled steel plate is heated to 700°C at an average heating rate of 5°C/s or more (primary heating), and heated to a temperature range of Ac3 to 920°C at an average heating rate of 5°C/s or less (2 After heating (secondary heating), maintaining for 50 to 1200 seconds (first maintaining);
Cooling the primarily maintained steel plate to a temperature range of 350 to 550°C at an average cooling rate of 2 to 100°C/s (primary cooling), and then maintaining it for 5 to 600 seconds (secondary maintenance);
cooling the secondary maintained steel plate to a temperature range of 200 to 400°C at an average cooling rate of 2 to 100°C/s (secondary cooling);
heating the secondarily cooled steel plate to a temperature range of 350 to 550°C at an average heating rate of 5 to 100°C/s (tertiary heating), and then maintaining it for 50 seconds or more (tertiary maintenance); and A method for producing a high-strength steel plate with excellent workability, including a step of cooling a tertiary-maintained steel plate to room temperature at an average cooling rate of 1° C./s or more (tertiary cooling).
(1)Ti:0~0.5%、Nb:0~0.5%、及びV:0~0.5%のうち1種以上
(2)Cr:0~3.0%及びMo:0~3.0%のうち1種以上
(3)Cu:0~4.0%及びNi:0~4.0%のうち1種以上
(4)Ca:0~0.05%、Yを除くREM:0~0.05%及びMg:0~0.05%のうち1種以上
(5)W:0~0.5%及びZr:0~0.5%のうち1種以上
(6)Sb:0~0.5%及びSn:0~0.5%のうち1種以上
(7)Y:0~0.2%及びHf:0~0.2%のうち1種以上
(8)Co:0~1.5% The method for producing a high-strength steel plate with excellent workability according to claim 5, wherein the steel slab further includes any one or more of the following (1) to (8).
(1) One or more of Ti: 0-0.5%, Nb: 0-0.5%, and V: 0-0.5% (2) Cr: 0-3.0% and Mo: 0 1 or more of ~3.0% (3) Cu: 0 to 4.0% and Ni: 1 or more of 0 to 4.0% (4) Ca: 0 to 0.05%, excluding Y One or more of REM: 0 to 0.05% and Mg: 0 to 0.05% (5) One or more of W: 0 to 0.5% and Zr: 0 to 0.5% (6) One or more of Sb: 0 to 0.5% and Sn: 0 to 0.5% (7) One or more of Y: 0 to 0.2% and Hf: 0 to 0.2% (8) Co: 0-1.5%
鋼スラブを1000~1350℃に加熱する段階;
800~1000℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延する段階;
350~650℃の温度範囲で前記熱間圧延された鋼板を巻き取る段階;
前記巻き取られた鋼板を酸洗する段階;及び
前記酸洗された鋼板を30~90%の圧下率で冷間圧延する段階;により提供される、請求項5に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。 The cold rolled steel plate is
heating the steel slab to 1000-1350°C;
Finish hot rolling at a temperature range of 800-1000°C;
coiling the hot rolled steel sheet at a temperature range of 350 to 650°C;
The excellent workability according to claim 5, which is provided by: pickling the rolled-up steel plate; and cold rolling the pickled steel plate at a rolling reduction of 30 to 90%. A method for manufacturing high-strength steel plates.
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
KR1020200177516A KR102485009B1 (en) | 2020-12-17 | 2020-12-17 | High strength steel sheet having excellent workability and method for manufacturing the same |
KR10-2020-0177516 | 2020-12-17 | ||
PCT/KR2021/017992 WO2022131625A1 (en) | 2020-12-17 | 2021-12-01 | High strength steel sheet having excellent workability and method for manufacturing same |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2024500723A true JP2024500723A (en) | 2024-01-10 |
Family
ID=82059238
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2023536473A Pending JP2024500723A (en) | 2020-12-17 | 2021-12-01 | High-strength steel plate with excellent workability and its manufacturing method |
Country Status (6)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US20240011117A1 (en) |
EP (1) | EP4265771A4 (en) |
JP (1) | JP2024500723A (en) |
KR (1) | KR102485009B1 (en) |
CN (1) | CN116568844A (en) |
WO (1) | WO2022131625A1 (en) |
Families Citing this family (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR20240098916A (en) * | 2022-12-21 | 2024-06-28 | 주식회사 포스코 | Steel sheet and method for manufacturing the same |
KR20240098674A (en) * | 2022-12-21 | 2024-06-28 | 주식회사 포스코 | Steel sheet and method for manufacturing the same |
Family Cites Families (12)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP4510488B2 (en) | 2004-03-11 | 2010-07-21 | 新日本製鐵株式会社 | Hot-dip galvanized composite high-strength steel sheet excellent in formability and hole expansibility and method for producing the same |
JP4901617B2 (en) | 2007-07-13 | 2012-03-21 | 新日本製鐵株式会社 | Alloyed hot-dip galvanized high-strength steel sheet having a tensile strength of 700 MPa or more and excellent in corrosion resistance, hole expansibility and ductility, and method for producing the same |
US9410231B2 (en) * | 2010-01-29 | 2016-08-09 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel sheet and method of manufacturing steel sheet |
BR112014002023B1 (en) * | 2011-07-29 | 2019-03-26 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | EXCELLENT HIGH RESISTANCE STEEL SHEET IMPACT RESISTANCE AND ITS PRODUCTION METHOD. |
CN105940134B (en) * | 2014-01-29 | 2018-02-16 | 杰富意钢铁株式会社 | High strength cold rolled steel plate and its manufacture method |
JP6554396B2 (en) * | 2015-03-31 | 2019-07-31 | 株式会社神戸製鋼所 | High strength cold rolled steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more excellent in workability and impact property, and a method of manufacturing the same |
JP6586776B2 (en) | 2015-05-26 | 2019-10-09 | 日本製鉄株式会社 | High strength steel plate with excellent formability and method for producing the same |
JP6762868B2 (en) * | 2016-03-31 | 2020-09-30 | 株式会社神戸製鋼所 | High-strength steel sheet and its manufacturing method |
CN110312813B (en) * | 2017-02-13 | 2021-07-20 | 杰富意钢铁株式会社 | High-strength steel sheet and method for producing same |
WO2018189950A1 (en) * | 2017-04-14 | 2018-10-18 | Jfeスチール株式会社 | Steel plate and production method therefor |
WO2019092481A1 (en) * | 2017-11-10 | 2019-05-16 | Arcelormittal | Cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof |
KR102276741B1 (en) * | 2018-09-28 | 2021-07-13 | 주식회사 포스코 | High strength cold-rolled steel sheet and galvanized steel sheet having high hole expansion ratio and manufacturing method thereof |
-
2020
- 2020-12-17 KR KR1020200177516A patent/KR102485009B1/en active IP Right Grant
-
2021
- 2021-12-01 EP EP21906930.9A patent/EP4265771A4/en active Pending
- 2021-12-01 US US18/267,082 patent/US20240011117A1/en active Pending
- 2021-12-01 WO PCT/KR2021/017992 patent/WO2022131625A1/en active Application Filing
- 2021-12-01 CN CN202180085081.8A patent/CN116568844A/en active Pending
- 2021-12-01 JP JP2023536473A patent/JP2024500723A/en active Pending
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
EP4265771A4 (en) | 2024-06-26 |
KR102485009B1 (en) | 2023-01-04 |
CN116568844A (en) | 2023-08-08 |
KR20220087124A (en) | 2022-06-24 |
EP4265771A1 (en) | 2023-10-25 |
WO2022131625A1 (en) | 2022-06-23 |
US20240011117A1 (en) | 2024-01-11 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP2024500723A (en) | High-strength steel plate with excellent workability and its manufacturing method | |
JP2023554449A (en) | High-strength steel plate with excellent workability and its manufacturing method | |
JP7442645B2 (en) | High-strength steel plate with excellent workability and its manufacturing method | |
JP2023554438A (en) | High-strength steel plate with excellent workability and its manufacturing method | |
US20230031278A1 (en) | High strength steel sheet having excellent workability and method for manufacturing same | |
US20230029040A1 (en) | High strength steel sheet having superior workability and method for manufacturing same | |
KR20220087156A (en) | High strength steel sheet having excellent workability and method for manufacturing the same | |
JP7403658B2 (en) | High-strength steel plate with excellent workability and its manufacturing method | |
JP7417739B2 (en) | High-strength steel plate with excellent workability and its manufacturing method | |
KR102485007B1 (en) | High strength steel sheet having excellent workability and method for manufacturing the same | |
KR102485004B1 (en) | High strength steel sheet having excellent workability and method for manufacturing the same | |
US20230046327A1 (en) | High strength steel sheet having superior workability and method for manufacturing same | |
US20230049143A1 (en) | High-strength steel sheet having superior workability and manufacturing method therefor | |
US20230052872A1 (en) | High strength steel sheet having superior workability and method for manufacturing same | |
JP2024099676A (en) | High-strength steel plate with excellent workability and manufacturing method thereof | |
JP2023506049A (en) | High-strength steel sheet with excellent workability and its manufacturing method |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20230615 |
|
A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20240627 |