JP2024500743A - 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents
加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2024500743A JP2024500743A JP2023536890A JP2023536890A JP2024500743A JP 2024500743 A JP2024500743 A JP 2024500743A JP 2023536890 A JP2023536890 A JP 2023536890A JP 2023536890 A JP2023536890 A JP 2023536890A JP 2024500743 A JP2024500743 A JP 2024500743A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel plate
- tensile strength
- balance
- relational expression
- 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 132
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 132
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 21
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 claims abstract description 26
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims description 124
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims description 56
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 56
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims description 43
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 claims description 43
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 37
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 34
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims description 27
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 18
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 17
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 17
- 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
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 9
- 229910052735 hafnium Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 238000005098 hot 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
- 238000005554 pickling Methods 0.000 claims description 8
- 230000009467 reduction Effects 0.000 claims description 5
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 4
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 238000004804 winding Methods 0.000 claims description 4
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 45
- 239000011572 manganese Substances 0.000 description 26
- 238000000034 method Methods 0.000 description 20
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N nickel Substances [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 18
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 17
- 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
- 239000010936 titanium 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
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 11
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 11
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 11
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 description 11
- VWQVUPCCIRVNHF-UHFFFAOYSA-N yttrium atom Chemical compound [Y] VWQVUPCCIRVNHF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 11
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 10
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 10
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 10
- 230000009466 transformation Effects 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
- 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
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-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
- 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
- VBJZVLUMGGDVMO-UHFFFAOYSA-N hafnium atom Chemical compound [Hf] VBJZVLUMGGDVMO-UHFFFAOYSA-N 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
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 5
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 4
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 4
- 230000000704 physical effect Effects 0.000 description 4
- 230000008569 process Effects 0.000 description 4
- VSZWPYCFIRKVQL-UHFFFAOYSA-N selanylidenegallium;selenium Chemical compound [Se].[Se]=[Ga].[Se]=[Ga] VSZWPYCFIRKVQL-UHFFFAOYSA-N 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
- 239000013078 crystal Substances 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
- 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
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 2
- 238000001556 precipitation 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
- 230000009471 action Effects 0.000 description 1
- 239000004480 active ingredient Substances 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
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 230000001939 inductive effect Effects 0.000 description 1
- FZLIPJUXYLNCLC-UHFFFAOYSA-N lanthanum atom Chemical group [La] FZLIPJUXYLNCLC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 208000018883 loss of balance Diseases 0.000 description 1
- 239000000463 material Substances 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting 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
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 238000003892 spreading Methods 0.000 description 1
- 230000007480 spreading Effects 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
- 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
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- 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
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
- C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
- C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/84—Controlled slow cooling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/007—Heat treatment of ferrous alloys containing Co
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0205—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
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- 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
- C22C38/002—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
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/08—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
- C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/32—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
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/001—Austenite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/002—Bainite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/008—Martensite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/009—Pearlite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
- C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
- C21D8/0426—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
- C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
- C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
- C21D8/0436—Cold rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
- C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
- C21D8/0463—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment following hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
- C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
- C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
-
- 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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
本発明は、自動車部品等に使用できる鋼板に関し、強度と延性のバランス、強度と穴広げ性のバランス、及び降伏比評価指数に優れた鋼板、並びにそれを製造する方法に関する。
Description
本発明は、自動車部品等に使用できる鋼板に関し、高強度特性を備えながらも、加工性に優れた鋼板及びこれを製造する方法に関する。
最近の自動車産業では、地球環境を保護するために素材の軽量化を図ると共に、搭乗者の安全性を確保できる方案に注目している。このような安全性及び軽量化へ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。一般に鋼板の高強度化が進むほど、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、延性及び穴広げ性等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。
残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用した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ことが知られている。
鋼板の加工性をさらに改善する技術として、テンパード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焼戻し(tempering)させて作製したテンパード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、テンパードマルテンサイトには既存の焼戻し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)との強度の差が存在する。したがって、フレッシュマルテンサイトを抑制させ、テンパードマルテンサイトを形成すれば、加工性を向上させることができる。
しかし、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の両方に優れた鋼板を確保することが困難であることを意味する。
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)の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)を添加することにより、フェライト-パーライト変態が抑制され、ベイナイトの生成が誘導されるため、強度及び加工性の両立を図ることができる。
しかし、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)の引張強度と穴広げ率のバランス(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ず、強度、穴広げ性、延性、及び降伏比の全てに優れた鋼板を確保することが困難であった。
すなわち、引張強度と伸び率のバランス(BTE)、引張強度と穴広げ率のバランス(BTH)及び降伏比評価指数(IYR)の全てに優れた鋼板に対する要求を満たしていない実情である。
本発明の一側面によれば、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、引張強度と穴広げ率のバランス、及び降伏比評価指数の全てに優れた鋼板及びこれを製造する方法を提供することができる。
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、明細書の全体的な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上で何ら困難がない。
本発明の一側面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、テンパードマルテンサイト、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組織を含み、下記の[関係式1]を満たすことができる。
[関係式1]
0.03≦[B]FM/[B]TM≦0.55
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)の含量(重量%)であり、[B]TMはテンパードマルテンサイトに含まれたボロン(B)の含量(重量%)である。
上記鋼板は、重量%で、下記の(1)~(8)のいずれか一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%
(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%
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%のテンパードマルテンサイト、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%を含む)のフェライトを含むことができる。
上記鋼板は、下記の[関係式2]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3]で表される引張強度と穴広げ率のバランス(BTH)が6.0×106~11.5×106(MPa2%1/2)を満たし、下記の[関係式4]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2]
BTE=[引張強度(TS、MPa)]2×[伸び率(El、%)]1/2
BTE=[引張強度(TS、MPa)]2×[伸び率(El、%)]1/2
[関係式3]
BTH=[引張強度(TS、MPa)]2×[穴広げ率(HER、%)]1/2
BTH=[引張強度(TS、MPa)]2×[穴広げ率(HER、%)]1/2
[関係式4]
IYR=1-[降伏比(YR)]
IYR=1-[降伏比(YR)]
本発明の一側面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と、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秒間保持(1次保持)する段階と、上記1次保持された鋼板を1℃/s以上の平均冷却速度で200~400℃の温度範囲まで冷却(1次冷却)する段階と、上記1次冷却された鋼板を5℃/s以上の平均加熱速度で350~550℃の温度範囲まで加熱(3次加熱)した後、50秒以上保持(2次保持)する段階と、上記2次保持された鋼板を1℃/s以上の平均冷却速度で常温まで冷却(2次冷却)する段階と、を含むことができる。
上記鋼スラブは、下記の(1)~(8)のいずれか一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%
(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%
上記冷間圧延された鋼板は、鋼スラブを1000~1350℃に加熱する段階と、800~1000℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延する段階と、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と、上記巻き取られた鋼板を酸洗する段階と、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と、を通じて提供され得る。
本発明の好ましい一側面によれば、引張強度と延性のバランス、引張強度と穴広げ性のバランス、及び降伏比評価指数に優れ、自動車部品等に好適に使用できる鋼板及びその製造方法を提供することができる。
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って、以下では、本発明の好ましい実現例について説明する。本発明の実現例は様々な形態に変形することができ、本発明の範囲は以下で説明される実現例に限定されるものとして解釈されてはならない。本実現例は、当該発明が属する技術分野において通常の知識を有する者に、本発明をより詳細に説明するために提供されるものである。
本発明の発明者らは、ベイナイト、テンパードマルテンサイト、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)添加型の変態誘起塑性(Transformation Induced Plasticity、TRIP)鋼において、テンパードマルテンサイト、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、テンパード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)の含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サイズ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広げ性のバランス、及び優れた降伏比評価指数を同時に確保可能であることを認知した。これを究明し、優れた強度、降伏比、延性及び穴広げ性を効果的に両立させることができる方法を考案し、本発明に至った。
以下、本発明の一側面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。
本発明の一側面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、テンパードマルテンサイト、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組織を含み、下記の[関係式1]を満たすことができる。
[関係式1]
0.03≦[B]FM/[B]TM≦0.55
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)の含量(重量%)であり、[B]TMはテンパードマルテンサイトに含まれたボロン(B)の含量(重量%)である。
以下では、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、各元素の含量を示す%は重量を基準とする。
本発明の一側面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%を含む)、Nb:0.5%以下(0%を含む)、V:0.5%以下(0%を含む)、Cr:3.0%以下(0%を含む)、Mo:3.0%以下(0%を含む)、Cu:4.0%以下(0%を含む)、Ni:4.0%以下(0%を含む)、Ca:0.05%以下(0%を含む)、Yを除くREM:0.05%以下(0%を含む)、Mg:0.05%以下(0%を含む)、W:0.5%以下(0%を含む)、Zr:0.5%以下(0%を含む)、Sb:0.5%以下(0%を含む)、Sn:0.5%以下(0%を含む)、Y:0.2%以下(0%を含む)、Hf:0.2%以下(0%を含む)、Co:1.5%以下(0%を含む)のうち1種以上をさらに含むことができる。
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、本発明では、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)含量は0.1%超過であってもよく、0.11%以上であってもよく、0.12%以上であってもよい。一方、炭素(C)含量が一定レベルを超える場合、過度な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、本発明では、炭素(C)含量の上限を0.25%に制限することができる。炭素(C)含量は0.24%以下であってもよく、より好ましい炭素(C)含量は0.23%以下であってもよい。
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、本発明では、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)含量は0.1%超過であってもよく、0.11%以上であってもよく、0.12%以上であってもよい。一方、炭素(C)含量が一定レベルを超える場合、過度な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、本発明では、炭素(C)含量の上限を0.25%に制限することができる。炭素(C)含量は0.24%以下であってもよく、より好ましい炭素(C)含量は0.23%以下であってもよい。
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により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、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、本発明では、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)含量は0.02%以上であってもよく、より好ましいシリコン(Si)含量は0.04%以上であってもよい。但し、シリコン(Si)含量が一定レベルを超える場合、めっき工程で未めっきのようなめっき欠陥の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、本発明では、シリコン(Si)含量の上限を1.5%に制限することができる。好ましいシリコン(Si)含量の上限は1.48%であってもよく、より好ましいシリコン(Si)含量の上限は1.46%であってもよい。
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により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、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、本発明では、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)含量は0.02%以上であってもよく、より好ましいシリコン(Si)含量は0.04%以上であってもよい。但し、シリコン(Si)含量が一定レベルを超える場合、めっき工程で未めっきのようなめっき欠陥の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、本発明では、シリコン(Si)含量の上限を1.5%に制限することができる。好ましいシリコン(Si)含量の上限は1.48%であってもよく、より好ましいシリコン(Si)含量の上限は1.46%であってもよい。
マンガン(Mn):1.0~4.0%
マンガン(Mn)は、強度と延性を共に高めるのに有用な元素である。したがって、本発明では、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)含量の下限は1.2%であってもよく、より好ましいマンガン(Mn)含量の下限は1.4%であってもよい。一方、マンガン(Mn)が過剰に添加される場合、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)濃化度が不十分になるため、目的とするオーステナイト分率を確保できないという問題点が存在する。したがって、本発明では、マンガン(Mn)含量の上限を4.0%に制限することができる。好ましいマンガン(Mn)含量の上限は3.9%であってもよい。
マンガン(Mn)は、強度と延性を共に高めるのに有用な元素である。したがって、本発明では、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)含量の下限は1.2%であってもよく、より好ましいマンガン(Mn)含量の下限は1.4%であってもよい。一方、マンガン(Mn)が過剰に添加される場合、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)濃化度が不十分になるため、目的とするオーステナイト分率を確保できないという問題点が存在する。したがって、本発明では、マンガン(Mn)含量の上限を4.0%に制限することができる。好ましいマンガン(Mn)含量の上限は3.9%であってもよい。
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行う元素である。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、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、本発明では、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)含量は0.03%以上であってもよく、より好ましいアルミニウム(Al)含量は0.05%以上であってもよい。一方、アルミニウム(Al)が過剰に添加される場合、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あるため、本発明では、アルミニウム(Al)含量の上限を1.5%に制限することができる。好ましいアルミニウム(Al)含量の上限は1.48%であり得る。
アルミニウム(Al)は鋼中の酸素と結合して脱酸作用を行う元素である。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、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、本発明では、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)含量は0.03%以上であってもよく、より好ましいアルミニウム(Al)含量は0.05%以上であってもよい。一方、アルミニウム(Al)が過剰に添加される場合、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あるため、本発明では、アルミニウム(Al)含量の上限を1.5%に制限することができる。好ましいアルミニウム(Al)含量の上限は1.48%であり得る。
リン(P):0.15%以下(0%を含む)
リン(P)は、不純物として含まれる、衝撃靭性を劣化させる元素である。したがって、リン(P)の含量は0.15%以下に管理することが好ましい。
リン(P)は、不純物として含まれる、衝撃靭性を劣化させる元素である。したがって、リン(P)の含量は0.15%以下に管理することが好ましい。
硫黄(S):0.03%以下(0%を含む)
硫黄(S)は、不純物として含まれる、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)の含量は0.03%以下であることが好ましい。
硫黄(S)は、不純物として含まれる、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)の含量は0.03%以下であることが好ましい。
窒素(N):0.03%以下(0%を含む)
窒素(N)は、不純物として含まれる、連続鋳造中に窒化物を作り、スラブの割れを引き起こす元素である。したがって、窒素(N)の含量は0.03%以下であることが好ましい。
窒素(N)は、不純物として含まれる、連続鋳造中に窒化物を作り、スラブの割れを引き起こす元素である。したがって、窒素(N)の含量は0.03%以下であることが好ましい。
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。また、本発明は、テンパードマルテンサイト中のボロン(B)を濃化させること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広げ性のバランス、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べきである。したがって、本発明では、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)が一定レベルを超えて添加される場合、過度な特性効果だけでなく、製造コストが上昇する原因となるため、本発明では、ボロン(B)の含量の上限を0.005%に制限することができる。
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。また、本発明は、テンパードマルテンサイト中のボロン(B)を濃化させること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広げ性のバランス、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べきである。したがって、本発明では、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)が一定レベルを超えて添加される場合、過度な特性効果だけでなく、製造コストが上昇する原因となるため、本発明では、ボロン(B)の含量の上限を0.005%に制限することができる。
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、これについては以下で詳細に説明する。
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、本発明では、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)のうちの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)の各含量が一定レベルを超える場合、過度な析出物が形成され、衝撃靭性が低下するだけでなく、製造コストが上昇する原因となるため、本発明では、チタン(Ti)、ニオブ(Nb)及びバナジウム(V)の含量をそれぞれ0.5%以下に制限することができる。
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、本発明では、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)のうちの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)の各含量が一定レベルを超える場合、過度な析出物が形成され、衝撃靭性が低下するだけでなく、製造コストが上昇する原因となるため、本発明では、チタン(Ti)、ニオブ(Nb)及びバナジウム(V)の含量をそれぞれ0.5%以下に制限することができる。
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、合金化処理時に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、本発明では、このような効果のためにクロム(Cr)及びモリブデン(Mo)のうちの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)の含量が一定レベルを超える場合、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)濃化量が不十分になるため、目的とする残留オーステナイト分率を確保することができない。したがって、本発明では、クロム(Cr)及びモリブデン(Mo)の含量をそれぞれ3.0%以下に制限することができる。
クロム(Cr)及びモリブデン(Mo)は、合金化処理時に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、本発明では、このような効果のためにクロム(Cr)及びモリブデン(Mo)のうちの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)の含量が一定レベルを超える場合、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)濃化量が不十分になるため、目的とする残留オーステナイト分率を確保することができない。したがって、本発明では、クロム(Cr)及びモリブデン(Mo)の含量をそれぞれ3.0%以下に制限することができる。
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)は鋼板表面に濃化することにより、鋼板内へ移動する水素の侵入を防止し、水素遅延破壊を抑制する元素でもある。したがって、本発明では、このような効果のために、銅(Cu)及びニッケル(Ni)のうちの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)の含量が一定レベルを超える場合、過度な特性効果だけでなく、製造コストが上昇する原因となるため、本発明では、銅(Cu)及びニッケル(Ni)の含量をそれぞれ4.0%以下に制限することができる。
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)は鋼板表面に濃化することにより、鋼板内へ移動する水素の侵入を防止し、水素遅延破壊を抑制する元素でもある。したがって、本発明では、このような効果のために、銅(Cu)及びニッケル(Ni)のうちの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)の含量が一定レベルを超える場合、過度な特性効果だけでなく、製造コストが上昇する原因となるため、本発明では、銅(Cu)及びニッケル(Ni)の含量をそれぞれ4.0%以下に制限することができる。
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)を除く希土類元素(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)とランタン族元素を意味する。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、硫化物を球状化させることにより、鋼板の延性向上に寄与する元素であるため、本発明では、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)のうちの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)の含量が一定レベルを超える場合、過度な特性効果だけでなく、製造コストが上昇する原因となるため、本発明では、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)の含量をそれぞれ0.05%以下に制限することができる。
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)とランタン族元素を意味する。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、硫化物を球状化させることにより、鋼板の延性向上に寄与する元素であるため、本発明では、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)のうちの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)の含量が一定レベルを超える場合、過度な特性効果だけでなく、製造コストが上昇する原因となるため、本発明では、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)の含量をそれぞれ0.05%以下に制限することができる。
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、本発明では、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)のうちの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)の含量が一定レベルを超える場合、過度な特性効果だけでなく、製造コストが上昇する原因となるため、本発明では、タングステン(W)及びジルコニウム(Zr)の含量をそれぞれ0.5%以下に制限することができる。
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、本発明では、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)のうちの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)の含量が一定レベルを超える場合、過度な特性効果だけでなく、製造コストが上昇する原因となるため、本発明では、タングステン(W)及びジルコニウム(Zr)の含量をそれぞれ0.5%以下に制限することができる。
アンチモン(Sb):0~0.5%及び錫(Sn):0~0.5%のうち1種以上
アンチモン(Sb)及び錫(Sn)は、鋼板のめっき濡れ性とめっき密着性を向上させる元素であるため、本発明では、このような効果のために、アンチモン(Sb)及び錫(Sn)のうちの1種以上を添加することができる。但し、アンチモン(Sb)及び錫(Sn)の含量が一定レベルを超える場合、鋼板の脆性が増加して熱間加工又は冷間加工の際に割れが発生することがあるため、本発明では、アンチモン(Sb)及び錫(Sn)の含量をそれぞれ0.5%以下に制限することができる。
アンチモン(Sb)及び錫(Sn)は、鋼板のめっき濡れ性とめっき密着性を向上させる元素であるため、本発明では、このような効果のために、アンチモン(Sb)及び錫(Sn)のうちの1種以上を添加することができる。但し、アンチモン(Sb)及び錫(Sn)の含量が一定レベルを超える場合、鋼板の脆性が増加して熱間加工又は冷間加工の際に割れが発生することがあるため、本発明では、アンチモン(Sb)及び錫(Sn)の含量をそれぞれ0.5%以下に制限することができる。
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、本発明では、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)のうちの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)の含量が一定レベルを超える場合、鋼板の延性が劣化することがあるため、本発明では、イットリウム(Y)及びハフニウム(Hf)の含量をそれぞれ0.2%以下に制限することができる。
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、本発明では、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)のうちの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)の含量が一定レベルを超える場合、鋼板の延性が劣化することがあるため、本発明では、イットリウム(Y)及びハフニウム(Hf)の含量をそれぞれ0.2%以下に制限することができる。
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、本発明では、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)の含量が一定レベルを超える場合、鋼板の溶接性と延性が劣化することがあるため、本発明では、コバルト(Co)の含量を1.5%以下に制限することができる。
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、本発明では、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)の含量が一定レベルを超える場合、鋼板の溶接性と延性が劣化することがあるため、本発明では、コバルト(Co)の含量を1.5%以下に制限することができる。
本発明の一側面による加工性に優れた高強度鋼板は、前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し得るため、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、本技術分野において通常の知識を有する者であれば、誰でも分かるものであるため、本明細書では、その全ての内容を特に言及しない。さらに、前述の成分以外に有効な成分のさらなる添加が全面的に排除されるものではない。
本発明の一側面による加工性に優れた高強度鋼板は、ベイナイト、テンパードマルテンサイト(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組織を微細組織として含むことができる。
焼戻し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、FM)と焼戻しされたマルテンサイト(テンパードマルテンサイト、TM)は、いずれも鋼板の強度を向上させる微細組織である。しかし、テンパード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特徴がある。また、テンパード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がある。これは、焼戻し熱処理によってテンパード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)、引張強度と穴広げ率のバランス(TS2×HER1/2)、及び降伏比評価指数(1-YR)を確保するために、テンパード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広げ率のバランス(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、テンパード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。より好ましいテンパードマルテンサイトの分率は、52体積%以上又は54体積%以上であってもよく、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%以上であってもよい。一方、テンパードマルテンサイト又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、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広げ率のバランス(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、本発明では、テンパード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。より好ましいテンパードマルテンサイトの分率は、68体積%以下又は65体積%以下であってもよく、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%以下であってもよい。
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)、引張強度と穴広げ率のバランス(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広げ率のバランス(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%以上又は14体積%以上であってもよい。一方、ベイナイトが過剰に形成される場合、テンパードマルテンサイトの分率減少を誘発するため、目的とする引張強度と伸び率のバランス(TS2×EL1/2)、引張強度と穴広げ率のバランス(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分率は、12体積%以上又は14体積%以上であってもよく、28体積%以下又は26体積%以下であってもよい。
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り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である場合には、引張強度と伸び率のバランス(TS2×EL1/2)が3.0×106(MPa2%1/2)未満となり、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えると、局部伸び率(Local Elongation)が低下したり、スポット溶接性が低下することがある。したがって、本発明では、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分率は、3体積%以上であってもよく、8体積%以下であってもよい。
本発明の鋼板は、不可避組織として、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ことがあるため、本発明では、フェライトの分率を5体積%(0%を含む)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したり、残留オーステナイトの分率が低減することがあるため、本発明ではパーライトの形成を極力制限しようとする。
本発明の一側面による加工性に優れた高強度鋼板は、下記の[関係式1]を満たすことができる。
[関係式1]
0.03≦[B]FM/[B]TM≦0.55
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)の含量(重量%)であり、[B]TMはテンパードマルテンサイトに含まれたボロン(B)の含量(重量%)である。
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)、引張強度と穴広げ率のバランス(TS2×HER1/2)、及び降伏比評価指数(1-YR)を確保するために、テンパードマルテンサイト、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、テンパード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)含量の比率を一定範囲に制御し、全残留オーステナイトに対する特定のサイズ、形状、及び種類の残留オーステナイトの比率を一定範囲に制御する。
本発明は、[関係式1]のようにテンパードマルテンサイトに含まれたボロン(B)の含量([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)の含量([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)の引張強度と穴広げ率のバランス(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。
本発明の発明者は、ボロン(B)添加型TRIP鋼の物性確保方案に関して鋭意研究を行った結果、理論的根拠が明確に究明されたわけではないが、テンパードマルテンサイトに含まれたボロン(B)含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)含量の比率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できることに注目するようになった。特に、テンパード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)含量の比率に応じ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]のようにテンパードマルテンサイトに含まれるボロン(B)含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)含量の比率を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)、引張強度と穴広げ率のバランス(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。
本発明の一側面による加工性に優れた高強度鋼板は、下記の[関係式2]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3]で表される引張強度と穴広げ率のバランス(BTH)が6.0×106~11.5×106(MPa2%1/2)を満たし、下記の[関係式4]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2]
BTE=[引張強度(TS、MPa)]2×[伸び率(El、%)]1/2
BTE=[引張強度(TS、MPa)]2×[伸び率(El、%)]1/2
[関係式3]
BTH=[引張強度(TS、MPa)]2×[穴広げ率(HER、%)]1/2
BTH=[引張強度(TS、MPa)]2×[穴広げ率(HER、%)]1/2
[関係式4]
IYR=1-[降伏比(YR)]
IYR=1-[降伏比(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。
本発明の一側面によ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秒間保持(1次保持)する段階と、上記1次保持された鋼板を1℃/s以上の平均冷却速度で200~400℃の温度範囲まで冷却(1次冷却)する段階と、上記1次冷却された鋼板を5℃/s以上の平均加熱速度で350~550℃の温度範囲まで加熱(3次加熱)した後、50秒以上保持(2次保持)する段階と、上記2次保持された鋼板を1℃/s以上の平均冷却速度で常温まで冷却(2次冷却)する段階と、を含むことができる。
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℃に加熱する段階と、800~1000℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延する段階と、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と、上記巻き取られた鋼板を酸洗する段階と、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と、を経て提供されることができる。
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、前述した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、前述した鋼板の合金組成に対する説明で代替する。
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、前述した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、前述した鋼板の合金組成に対する説明で代替する。
準備された鋼スラブを一定温度範囲に加熱することができる。このとき、鋼スラブの加熱温度は1000~1350℃の範囲であってもよい。鋼スラブの加熱温度が1000℃未満である場合、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℃を超える場合、鋼の融点に到達して溶けてしまうおそれがある。
熱間圧延及び巻取り
加熱された鋼スラブは、熱間圧延され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温度は800~1000℃の範囲が好ましい。仕上げ熱間圧延温度が800℃未満である場合、過度な圧延負荷が問題となる可能性があり、仕上げ熱間圧延温度が1000℃を超える場合は、熱延鋼板の結晶粒が粗大に形成され、最終鋼板の物性低下を引き起こす可能性がある。
加熱された鋼スラブは、熱間圧延され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温度は800~1000℃の範囲が好ましい。仕上げ熱間圧延温度が800℃未満である場合、過度な圧延負荷が問題となる可能性があり、仕上げ熱間圧延温度が1000℃を超える場合は、熱延鋼板の結晶粒が粗大に形成され、最終鋼板の物性低下を引き起こす可能性がある。
熱間圧延が完了した熱延鋼板は、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ることができる。これは、巻取り温度が350℃未満である場合、巻取りが容易ではなく、巻取り温度が650℃を超える場合は、表面スケール(scale)が熱延鋼板の内部まで形成され、酸洗を困難にするおそれがあるためである。
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。本発明では、酸洗及び冷間圧延の条件を特に制限してはいないが、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%を超える場合、鋼板の高い強度により冷間圧延を短時間で行うことが困難になるおそれがある。
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。本発明では、酸洗及び冷間圧延の条件を特に制限してはいないが、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%を超える場合、鋼板の高い強度により冷間圧延を短時間で行うことが困難になるおそれがある。
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としてもよいし、耐食性を付与するためにめっき工程を経てめっき鋼板としてもよい。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、その方法と種類は特に制限されない。
焼鈍熱処理
本発明は、鋼板の強度及び加工性を同時に確保するために、焼鈍熱処理工程を実施する。
本発明は、鋼板の強度及び加工性を同時に確保するために、焼鈍熱処理工程を実施する。
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秒間保持(1次保持)する。
700℃まで加熱する1次加熱の平均加熱速度が5℃/s未満である場合、加熱中に生成されたフェライトとセメンタイトから塊状のオーステナイトが形成され、結局、最終組織として微細なテンパード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)及び引張強度と穴広げ率のバランス(TS2×HER1/2)が実現できなくなる。また、1次保持温度までの2次加熱速度が5℃/sを超える場合、加熱中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し、塊状のオーステナイトが多量に形成され、最終組織が粗大化し、テンパードマルテンサイトにボロン(B)が十分に濃化しない可能性がある。これにより、[B]FM/[B]TMが0.55を超えることになり、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)、引張強度と穴広げ率のバランス(TS2×HER1/2)、及び降伏比評価指数(IYR)が実現できなくなる。
1次保持温度がAc3未満(二相域)である場合、5体積%以上のフェライトが形成され、それによって引張強度と伸び率のバランス(TS2×EL1/2)、及び引張強度と穴広げ率のバランス(TS2×HER1/2)が低下することがある。また、1次保持時間が50秒未満である場合、組織を十分に均一化させず、鋼板の物性が低下することがある。1次保持温度及び1次保持時間の上限は特に限定されないが、結晶粒の粗大化による靭性の減少を防止するために、1次保持温度は920℃以下、1次保持時間は1200秒以下に制限することが好ましい。
1次保持の後、1℃/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(1次冷却)することができる。1次冷却の平均冷却速度が1℃/s未満である場合、遅い冷却により残留オーステナイトの分率が不足し、それにより鋼板の引張強度と伸び率のバランス(TS2×EL1/2)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℃/s以下とすることが好ましい。1次冷却停止温度が200℃未満である場合、テンパード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引張強度と伸び率のバランス(TS2×EL1/2)、及び引張強度と穴広げ率のバランス(TS2×HER1/2)が低下することがある。一方、1次冷却停止温度が400℃を超える場合、ベイナイトが過度に形成され、テンパード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)、及び引張強度と穴広げ率のバランス(TS2×HER1/2)が低下することがある。
2次冷却の後、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)してから50秒以上保持(2次保持)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以下とすることが好ましい。2次保持温度が350℃未満、又は2次保持時間が50秒未満である場合、テンパードマルテンサイトが過度に形成され、残留オーステナイトの分率を確保しにくくなる。その結果、引張強度と伸び率のバランス(TS2×EL1/2)、及び引張強度と穴広げ率のバランス(TS2×HER1/2)が低下することがある。2次保持温度が550℃を超えるか、又は2次保持時間が155,000秒を超える場合は、残留オーステナイトの分率が不足して鋼板の引張強度と伸び率のバランス(TS2×EL1/2)が低下することがある。
2次保持の後、1℃/s以上の平均冷却速度で常温まで冷却(2次冷却)することができる。
前述の製造方法により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、テンパードマルテンサイト、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%のテンパードマルテンサイト、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%を含む)のフェライトを含むことができる。
前述の製造方法により製造された鋼板は、下記の[関係式2]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3]で表される引張強度と穴広げ率のバランス(BTH)が6.0×106~11.5×106(MPa2%1/2)を満たし、下記の[関係式4]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2]
BTE=[引張強度(TS、MPa)]2×[伸び率(El、%)]1/2
BTE=[引張強度(TS、MPa)]2×[伸び率(El、%)]1/2
[関係式3]
BTH=[引張強度(TS、MPa)]2×[穴広げ率(HER、%)]1/2
BTH=[引張強度(TS、MPa)]2×[穴広げ率(HER、%)]1/2
[関係式4]
IYR=1-[降伏比(YR)]
IYR=1-[降伏比(YR)]
以下、具体的な実施例を挙げて本発明の一側面によ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。下記の実施例は本発明を理解するためのものであり、本発明の権利範囲を特定するためのものではないこと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及びこれにより合理的に類推される事項によって決定される。
(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、1200℃で加熱した後、900℃で仕上げ熱間圧延を行った。その後、30℃/sの平均冷却速度で冷却し、表2及び表3の巻取り温度で巻き取り、厚さ3mmの熱延鋼板を製造した。その後、酸洗して表面スケールを除去した後、1.5mmの厚さまで冷間圧延を行った。
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、1200℃で加熱した後、900℃で仕上げ熱間圧延を行った。その後、30℃/sの平均冷却速度で冷却し、表2及び表3の巻取り温度で巻き取り、厚さ3mmの熱延鋼板を製造した。その後、酸洗して表面スケールを除去した後、1.5mmの厚さまで冷間圧延を行った。
その後、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。下記の表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。
このようにして製造された鋼板の微細組織を観察し、その結果を表6及び表7に示した。微細組織中、フェライト(F)、ベイナイト(B)、テンパードマルテンサイト(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ルエッチングした後、SEMを通じて観察した。ナイタルエッチングした後に、試験片の表面に凹凸のない組織をフェライトとして区分し、セメンタイト及びフェライトのラメラ構造を有する組織をパーライトと区分した。ベイナイト(B)及びテンパードマルテンサイト(TM)はいずれもラス(lath)及びブロックの形態で観察され、区分が難しいため、ベイナイトとテンパードマルテンサイトはダイラテーション(dilatation)評価後に膨張曲線を用いて分率を計算した。すなわち、SEM観察により測定されたベイナイト及びテンパードマルテンサイトの分率から膨張曲線を用いて計算されたテンパードマルテンサイトの分率を引いた値をベイナイトの分率と決定した。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により観察されたマルテンサイト及び残留オーステナイトの分率から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分率と決定した。
一方、鋼板の[B]FM/[B]TM、引張強度と伸び率のバランス(TS2×EL1/2)、引張強度と穴広げ率のバランス(TS2×HER1/2)、及び降伏比評価指数(IYR)を測定及び評価し、その結果を表8及び表9に示した。
フレッシュマルテンサイト中のボロン(B)含有量([B]FM)及びテンパード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テンパードマルテンサイト内で測定されたボロン(B)の濃度で決定した。
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、引張強度(TS)及び伸び率(El)を測定した。穴広げ率(HER)は穴広げ試験によって評価され、10mmΨのパンチ穴(ダイ内径10.3mm、クリアランス12.5%)を形成した後、頂角60°の円錐型パンチをパンチ穴のバリ(burr)が外側になる方向にパンチ穴に挿入し、20mm/minの移動速度でパンチ穴の周辺部を圧迫拡張した後、下記の[関係式5]を用いて算出した。
[関係式5]
穴広げ率(HER、%)={(D-D0)/D0}×100
穴広げ率(HER、%)={(D-D0)/D0}×100
上記関係式5において、Dは割れが厚さ方向に沿って鋼板を貫通したときの穴の直径(mm)を意味し、D0は初期の穴の直径(mm)を意味する。
上記表1~9に示すように、本発明で提示する条件を満たす試験片の場合、[関係式1]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、引張強度と穴広げ率のバランス(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。
試験片2は、1次平均加熱速度が5℃/s未満で実施され、テンパードマルテンサイトと残留オーステナイトが不足していた。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、引張強度と穴広げ率のバランス(BTH)が6.0×106未満であった。
試験片3は、2次平均加熱速度が5℃/s超過で実施され、塊状のオーステナイトが形成され、テンパードマルテンサイト中にボロン(B)が濃化しなかった。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、引張強度と穴広げ率のバランス(BTH)が6.0×106未満であった。
試験片4は、1次保持温度がAc3未満の二相域で実施され、フェライト分率が過剰であった。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、引張強度と穴広げ率のバランス(BTH)が6.0×106未満であった。
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分率が不足していた。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未満であった。
試験片6は、1次冷却停止温度が200℃未満で実施され、テンパードマルテンサイト分率が過剰であり、残留オーステナイト分率が不足していた。その結果、試験片6は、引張強度と伸び率のバランス(BTE)が3.0×106未満、引張強度と穴広げ率のバランス(BTH)が6.0×106未満であった。
試験片7は、1次冷却停止温度が400℃超過で実施され、ベイナイト分率が過剰であり、テンパードマルテンサイト分率が不足していた。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、引張強度と穴広げ率のバランス(BTH)が6.0×106未満であった。
試験片8は、2次保持温度が350℃未満で実施され、テンパードマルテンサイト分率が過剰であり、残留オーステナイト分率が不足していた。その結果、試験片8は、引張強度と伸び率のバランス(BTE)が3.0×106未満、引張強度と穴広げ率のバランス(BTH)が6.0×106未満であった。
試験片9は、2次保持温度が550℃超過で実施され、残留オーステナイト分率が不足していた。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未満であった。
試験片10は、2次保持時間が50s未満で実施され、テンパードマルテンサイト分率が過剰であり、残留オーステナイト分率が不足していた。その結果、試験片10は、引張強度と伸び率のバランス(BTE)が3.0×106未満、引張強度と穴広げ率のバランス(BTH)が6.0×106未満であった。
試験片11は、2次保持時間が155,000s超過で実施され、残留オーステナイト分率が不足していた。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未満であった。
試験片33は、炭素(C)含有量が低く、引張強度と伸び率のバランス(BTE)が3.0×106未満、引張強度と穴広げ率のバランス(BTH)が6.0×106未満であった。
試験片34は、炭素(C)含有量が高く、テンパードマルテンサイト分率が不足し、フレッシュマルテンサイト分率が過剰であり、残留オーステナイト分率が過剰であった。その結果、試験片34は、引張強度と伸び率のバランス(BTE)が3.0×106未満、引張強度と穴広げ率のバランス(BTH)が6.0×106未満であった。
試験片35は、シリコン(Si)含有量が低く、残留オーステナイト分率が不足していた。その結果、試験片35は、引張強度と伸び率のバランス(BTE)が3.0×106未満であった。
試験片36は、シリコン(Si)含有量が高く、フレッシュマルテンサイト分率が過剰であった。その結果、試験片36は、引張強度と伸び率のバランス(BTE)が3.0×106未満、引張強度と穴広げ率のバランス(BTH)が6.0×106未満であった。
試験片37は、アルミニウム(Al)含有量が高く、フレッシュマルテンサイト分率が過剰であった。その結果、試験片37は、引張強度と伸び率のバランス(BTE)が3.0×106未満、引張強度と穴広げ率のバランス(BTH)が6.0×106未満であった。
試験片38は、マンガン(Mn)含有量が低く、パーライトが生成され、残留オーステナイト分率が不足していた。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未満であった。
試験片39は、マンガン(Mn)含有量が高く、フレッシュマルテンサイト分率が過剰であった。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、引張強度と穴広げ率のバランス(BTH)が6.0×106未満であった。
試験片40はクロム(Cr)含有量が高く、フレッシュマルテンサイト分率が過剰であった。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、引張強度と穴広げ率のバランス(BTH)が6.0×106未満であった。
試験片41はモリブデン(Mo)含有量が高く、フレッシュマルテンサイト分率が過剰であった。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、引張強度と穴広げ率のバランス(BTH)が6.0×106未満であった。
試験片42はボロン(B)含有量が低く、テンパードマルテンサイト中にボロン(B)が濃化しなかった。その結果、試験片42は、[B]FM/[B]TMが0.55を超え、降伏比評価指数(IYR)が0.42を超えている。
試験片43はボロン(B)含有量が高く、テンパード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43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。
以上のように、実施例を挙げて本発明について詳細に説明したが、これと異なる形態の実施例も可能である。したがって、以下に記載された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。
Claims (7)
- 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、テンパードマルテンサイト、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組織を含み、
下記の[関係式1]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)の含量(重量%)であり、[B]TMはテンパードマルテンサイトに含まれたボロン(B)の含量(重量%)である。 - 前記鋼板は、重量%で、下記の(1)~(8)のいずれか一つ以上をさらに含む、請求項1に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
(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% - 前記鋼板の微細組織は、体積分率で、10~30%のベイナイト、50~70%のテンパードマルテンサイト、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%を含む)のフェライトを含む、請求項1に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
- 前記鋼板は、下記の[関係式2]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3]で表される引張強度と穴広げ率のバランス(BTH)が6.0×106~11.5×106(MPa2%1/2)を満たし、下記の[関係式4]で表される降伏比評価指数(IYR)が0.15~0.42を満たす、請求項1に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
[関係式2]
BTE=[引張強度(TS、MPa)]2×[伸び率(El、%)]1/2
[関係式3]
BTH=[引張強度(TS、MPa)]2×[穴広げ率(HER、%)]1/2
[関係式4]
IYR=1-[降伏比(YR)] - 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と、
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秒間保持(1次保持)する段階と、
前記1次保持された鋼板を1℃/s以上の平均冷却速度で200~400℃の温度範囲まで冷却(1次冷却)する段階と、
前記1次冷却された鋼板を5℃/s以上の平均加熱速度で350~550℃の温度範囲まで加熱(3次加熱)した後、50秒以上保持(2次保持)する段階と、
前記2次保持された鋼板を1℃/s以上の平均冷却速度で常温まで冷却(2次冷却)する段階と、を含む、加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。 - 前記鋼スラブは、下記の(1)~(8)のいずれか一つ以上をさらに含む、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。
(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% - 前記冷間圧延された鋼板は、
鋼スラブを1000~1350℃に加熱する段階と、
800~1000℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延する段階と、
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と、
前記巻き取られた鋼板を酸洗する段階と、
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と、を通じて提供される、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。
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
KR1020200177474A KR102485004B1 (ko) | 2020-12-17 | 2020-12-17 | 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 |
KR10-2020-0177474 | 2020-12-17 | ||
PCT/KR2021/017989 WO2022131624A1 (ko) | 2020-12-17 | 2021-12-01 | 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2024500743A true JP2024500743A (ja) | 2024-01-10 |
Family
ID=82059230
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2023536890A Pending JP2024500743A (ja) | 2020-12-17 | 2021-12-01 | 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 |
Country Status (6)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US20240011118A1 (ja) |
EP (1) | EP4265763A4 (ja) |
JP (1) | JP2024500743A (ja) |
KR (1) | KR102485004B1 (ja) |
CN (1) | CN116601320A (ja) |
WO (1) | WO2022131624A1 (ja) |
Family Cites Families (11)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP4510488B2 (ja) | 2004-03-11 | 2010-07-21 | 新日本製鐵株式会社 | 成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板およびその製造方法 |
JP4901617B2 (ja) | 2007-07-13 | 2012-03-21 | 新日本製鐵株式会社 | 引張強度が700MPa以上で耐食性、穴拡げ性および延性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板及びその製造方法 |
KR101598307B1 (ko) * | 2011-07-29 | 2016-02-26 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 내충격 특성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법, 고강도 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 |
WO2015088523A1 (en) * | 2013-12-11 | 2015-06-18 | ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. | Cold rolled and annealed steel sheet |
JP6172298B2 (ja) * | 2014-01-29 | 2017-08-02 | Jfeスチール株式会社 | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
JP6586776B2 (ja) | 2015-05-26 | 2019-10-09 | 日本製鉄株式会社 | 成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 |
JP6762868B2 (ja) * | 2016-03-31 | 2020-09-30 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
WO2018189950A1 (ja) * | 2017-04-14 | 2018-10-18 | Jfeスチール株式会社 | 鋼板およびその製造方法 |
WO2019092481A1 (en) * | 2017-11-10 | 2019-05-16 | Arcelormittal | Cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof |
US11753693B2 (en) * | 2018-09-28 | 2023-09-12 | Posco Co., Ltd | High-strength cold rolled steel sheet having high hole expansion ratio, highstrength hot-dip galvanized steel sheet, and manufacturing methods therefor |
KR102276741B1 (ko) * | 2018-09-28 | 2021-07-13 | 주식회사 포스코 | 구멍확장성이 높은 고강도 냉연강판, 고강도 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법 |
-
2020
- 2020-12-17 KR KR1020200177474A patent/KR102485004B1/ko active IP Right Grant
-
2021
- 2021-12-01 CN CN202180085561.4A patent/CN116601320A/zh active Pending
- 2021-12-01 JP JP2023536890A patent/JP2024500743A/ja active Pending
- 2021-12-01 EP EP21906929.1A patent/EP4265763A4/en active Pending
- 2021-12-01 US US18/267,084 patent/US20240011118A1/en active Pending
- 2021-12-01 WO PCT/KR2021/017989 patent/WO2022131624A1/ko active Application Filing
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
WO2022131624A1 (ko) | 2022-06-23 |
EP4265763A1 (en) | 2023-10-25 |
US20240011118A1 (en) | 2024-01-11 |
KR20220087100A (ko) | 2022-06-24 |
CN116601320A (zh) | 2023-08-15 |
KR102485004B1 (ko) | 2023-01-04 |
EP4265763A4 (en) | 2024-06-19 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP2023071938A (ja) | 延性及び加工性に優れた高強度鋼板、及びその製造方法 | |
JP2023554449A (ja) | 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 | |
WO2021172299A1 (ja) | 鋼板、部材及びそれらの製造方法 | |
WO2021172298A1 (ja) | 鋼板、部材及びそれらの製造方法 | |
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 | |
JP7442645B2 (ja) | 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 | |
JP7417739B2 (ja) | 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 | |
JP7403658B2 (ja) | 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 | |
JP2024500743A (ja) | 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 | |
KR102485007B1 (ko) | 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 | |
JP2024500723A (ja) | 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 | |
JP2023554438A (ja) | 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 | |
US20230046327A1 (en) | High strength steel sheet having superior workability and method for manufacturing same | |
US20230052872A1 (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 | |
KR20220087156A (ko) | 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 | |
CN114901852A (zh) | 加工性优异的高强度钢板及其制造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20230616 |
|
A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20240621 |