JP7270042B2 - 曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
炭素(C)は、経済的に強度を確保することができる重要な元素であるため、本発明は、このような効果を達成するために、炭素(C)含有量の下限を0.13%に制限することができる。但し、炭素(C)が過多に添加される場合、溶接性が劣化するという問題が生じることがあるため、本発明は、炭素(C)含有量の上限を0.25%に制限することができる。したがって、本発明の炭素(C)含有量は、0.15~0.25%の範囲であることができ、0.14~0.25%の範囲であることが好ましく、0.14~0.20%の範囲であることがより好ましい。
シリコン(Si)は、鋼材の強度及び延伸率を効果的に向上させることができる元素であるため、本発明は、このような効果を達成するために、シリコン(Si)含有量の下限を1.0%に制限することができる。シリコン(Si)は、表面スケールの欠陥を引き起こすだけでなく、めっき鋼板の表面特性及び化成処理性を低下させるため、通常のシリコン(Si)含有量は、1.0%以下の範囲に制限される場合が多かったが、最近のめっき技術の発展などによって鋼中の含有量が2.0%程度までは特に問題なく製造することができるようになったため、本発明は、シリコン(Si)含有量の上限を2.0%に制限することができる。したがって、本発明のシリコン(Si)含有量は、1.0~2.0%の範囲であることができ、1.2~2.0%の範囲であることが好ましく、1.2~1.8%の範囲であることがより好ましい。
マンガン(Mn)は、鋼材内に存在する場合、固溶強化に大きな役割を果たし、変態強化鋼の硬化能の向上に寄与する元素であるため、本発明は、マンガン(Mn)含有量の下限を1.5%に制限することができる。但し、マンガン(Mn)が過多に添加される場合、溶接性及び冷間圧延の負荷などの問題が生じる可能性が高く、焼鈍濃化物の形成によってデント(dent)などの表面欠陥を引き起こすことがあるため、本発明は、マンガン(Mn)含有量の上限を3.0%に制限することができる。したがって、本発明のマンガン(Mn)含有量は、1.5~3.0%の範囲であることができ、2.0~3.0%の範囲であることが好ましく、2.2~2.9%の範囲であることがより好ましい。
アルミニウム(Al)、クロム(Cr)、及びモリブデン(Mo)は、強度の増加及びフェライト域の拡張元素であって、フェライト分率を確保するために有用な元素であるため、本発明は、アルミニウム(Al)、クロム(Cr)、及びモリブデン(Mo)の含有量の合計を0.08%以上に制限することができる。但し、アルミニウム(Al)、クロム(Cr)、及びモリブデン(Mo)が過多に添加される場合、スラブの表面品質の低下及び製造コストの増加が問題となるため、本発明は、アルミニウム(Al)、クロム(Cr)、及びモリブデン(Mo)の含有量の合計を1.5%以下に制限することができる。したがって、本発明のアルミニウム(Al)、クロム(Cr)、及びモリブデン(Mo)の含有量の合計は、0.08~1.5%の範囲であることができる。
アルミニウム(Al)は、鋼中の酸素(O)と結合して脱酸作用をし、シリコン(Si)のようにフェライト内の炭素(C)をオーステナイトに分配してマルテンサイト硬化能を向上させるために重要な元素であるため、本発明は、このような効果を達成するために、アルミニウム(Al)含有量の下限を0.01%に制限することができる。但し、アルミニウム(Al)が過多に添加される場合、連鋳時にノズルの目詰まりが発生する可能性があり、強度の増加に伴うバーリング性の低下が問題となることがあるため、本発明は、アルミニウム(Al)含有量の上限を0.09%に制限することができる。したがって、本発明のアルミニウム(Al)含有量は、0.01~0.09%の範囲であることができ、0.02~0.09%の範囲であることが好ましく、0.02~0.08%の範囲であることがより好ましい。本発明におけるアルミニウム(Al)とは、酸可溶性のAl(sol.Al)を意味する。
クロム(Cr)は、効果的に硬化能を向上させる元素であるため、本発明は、強度向上の効果を達成するためにクロム(Cr)含有量の下限を0.01%に制限することができる。但し、クロム(Cr)が過多に添加される場合、シリコン(Si)の酸化を促進させて熱延材の表面の赤スケールの欠陥を増加させ、最終鋼材の表面品質の低下を誘発するため、本発明は、クロム(Cr)含有量の上限を0.7%に制限することができる。したがって、本発明のクロム(Cr)含有量は、0.01~0.7%の範囲であることができ、0.1~0.7%の範囲であることが好ましく、0.2~0.6%の範囲であることがより好ましい。
モリブデン(Mo)も硬化能の向上に効果的に寄与する元素であるため、本発明は、強度向上の効果を達成するためにモリブデン(Mo)含有量の下限を0.02%に制限することができる。但し、モリブデン(Mo)は、高価の元素として過度に添加されると経済性の側面で好ましくなく、モリブデン(Mo)が過多に添加される場合、強度が過度に増加してバーリング性が低下する問題が生じるため、本発明は、モリブデン(Mo)含有量の上限を0.08%に制限することができる。モリブデン(Mo)含有量は、0.03~0.08%の範囲であることが好ましく、0.03~0.07%の範囲であることがより好ましい。
リン(P)は、鋼の成形性を損なうことなく、強度確保に有利な元素であるが、過多に添加される場合、脆性破壊が発生する可能性が大幅に高くなり、熱間圧延の途中にスラブの板破断が発生する可能性が増加し、めっき表面の特性を阻害する元素としても作用することがある。したがって、本発明は、リン(P)含有量の上限を0.1%に制限することができ、0.05%であることがより好ましい。但し、不可避に添加される程度を考慮して、0%は除外されることができる。
硫黄(S)は、鋼中の不純物元素として不可避的に添加される元素であるため、その含有量をなるべく低く管理することが好ましい。特に、硫黄(S)は、鋼の延性及び溶接性を阻害する元素であって、本発明では、その含有量を最大に抑えることが好ましい。したがって、本発明は、硫黄(S)含有量の上限を0.01%に制限することができ、0.005%であることがより好ましい。但し、不可避に添加される程度を考慮して、0%は除外されることができる。
窒素(N)は、不純物元素として不可避に添加される元素である。窒素(N)は、なるべく低く管理することが重要であるが、このためには、鋼の精錬費用が急激に上昇するという問題がある。したがって、本発明は、操業条件における可能な範囲を考慮して、窒素(N)含有量の上限を0.01%に制御することができ、0.005%であることがより好ましい。但し、不可避に添加される程度を考慮して、0%は除外されることができる。
ホウ素(B)は、固溶による強度の向上に効果的に寄与する元素であり、少量添加しても、このような効果を確保することができる有効な元素である。したがって、本発明は、このような効果を達成するために、ホウ素(B)含有量の下限を0.001%に制限することができる。但し、ホウ素(B)が過多に添加される場合、強度向上の効果は飽和されるのに対し、表面に過度のホウ素(B)濃化層を形成してめっき密着性の劣化を招くことがあるため、本発明は、ホウ素(B)含有量の上限を0.005%に制限することができる。したがって、本発明のホウ素(B)含有量は、0.001~0.005%の範囲であることができ、0.001~0.004%の範囲であることが好ましく、0.0013~0.0035%の範囲であることがより好ましい。
チタン(Ti)は、鋼の強度上昇及び粒度微細化に有効な元素である。また、チタン(Ti)は、窒素(N)と結合してTiN析出物を形成するため、ホウ素(B)が窒素(N)と結合してホウ素(B)の添加効果が消失されることを効果的に防止することができる元素である。したがって、本発明は、チタン(Ti)含有量の下限を0.005%に制限することができる。但し、チタン(Ti)が過度に添加される場合、連鋳時にノズルの目詰まりを誘発したり、過度の析出物の生成によって鋼の延性が劣化することがあるため、本発明は、チタン(Ti)含有量の上限を0.04%に制限することができる。したがって、本発明のチタン(Ti)含有量は、0.005~0.04%の範囲であることができ、0.01~0.04%の範囲であることが好ましく、0.01~0.03%の範囲であることがより好ましい。
本発明は、鋼材の表層部にニッケル(Ni)濃化層を形成するため、冷間圧延後の鋼材の表面にニッケル(Ni)を供給することができる。本発明におけるニッケル(Ni)供給方法は、特に制限されるものではないが、ニッケル(Ni)パウダーを塗布する方式により鋼材の表面にニッケル(Ni)を供給することが好ましい。
冷間圧延後のニッケル(Ni)パウダーが塗布された鋼材の組織をすべてオーステナイトに変態させ、ニッケル(Ni)の表面浸透を誘導するために鋼材をオーステナイト温度領域(full austenite領域)に加熱することができる。
本発明は、フェライトの微細化及び長さ比の調節のために、加熱された鋼材を5~12℃/sの冷却速度で徐冷した後、該当温度範囲で一定時間維持することができる。これは、加熱された鋼材を徐冷する間、鋼材内部では多発的な核生成作用によって微細な結晶粒を有するフェライトが形成される可能性があるためである。したがって、本発明は、フェライトの核生成サイトの増加及びフェライトの長さ比を調節するために、加熱された鋼材を一定温度範囲まで徐冷することができる。徐冷停止温度を超えて徐冷を中止し、すぐに急冷を行う場合、十分なフェライト分率を確保することができず、延伸率を確保する側面で不利であり、徐冷停止温度未満の温度まで徐冷を実施する場合、フェライト以外のその他の組織の割合が十分でなく、強度確保の側面で不利であるため、本発明は、徐冷停止温度を630~670℃の範囲に制限することができる。また、本発明の徐冷は、一般的な徐冷条件に比べてやや速い冷却速度を適用するため、フェライトの核生成サイトを効果的に増加させることができる。したがって、本発明の徐冷における冷却速度は、5~12℃/sの範囲であることができるが、フェライト核生成サイトの増加の側面では、7~12℃/sの範囲であることがより好ましい。
本発明で意図する割合のマルテンサイトを得るためには、徐冷及び維持された鋼材をすぐにMf~Msの温度範囲まで急冷する手順が後続することができる。ここで、Mfは、マルテンサイト変態終了温度を意味し、Msは、マルテンサイト変態開始温度を意味する。徐冷及び維持された鋼材をMf~Msの温度範囲まで急冷するため、急冷後の鋼材には、マルテンサイト及び残留オーステナイトが導入されることができる。すなわち、急冷停止温度をMs以下に制御するため、急冷後の鋼材内にマルテンサイトが導入されることができ、急冷停止温度をMf以上に制御するため、オーステナイトがすべてマルテンサイトに変態されることを防止して、急冷した後の鋼材内に残留オーステナイトが導入されることができる。急冷時の好ましい冷却速度は、7~30℃/sの範囲であることができ、好ましい一つの手段は、クエンチング(Quenching)であることができる。
急冷された組織のうちマルテンサイトは、炭素を多量に含有していたオーステナイトが副拡散変態したものであるため、マルテンサイト内には多量の炭素が含有されている。このような場合、組織の硬度が高い可能性があるが、逆に靭性が急激に劣化するという問題が生じることがある。通常の場合には、高い温度で鋼材を焼戻し処理し、マルテンサイト内の炭素が炭化物に析出するようにする方法を用いる。しかし、本発明では、特有の方法で組織を制御するために焼戻しではなく、他の方法を用いることができる。
下記表1に記載された組成の鋼材を表2に記載された条件で処理して冷延鋼板を製造した。表2における急冷は、冷延鋼板の表面にミストを噴射したり、窒素ガスまたは窒素-水素混合ガスを噴射する方法で実施した。比較例1は、急冷後の維持が本発明の急冷後の維持より短い時間で実施された場合であり、比較例3は、ニッケル(Ni)パウダーの塗布量が本発明の範囲に未達の場合である。急冷後の維持温度は、すべての発明例及び比較例において、Ms超過Bs未満の関係を満たす。
Claims (18)
- 重量%で、炭素(C):0.13~0.25%、シリコン(Si):1.0~2.0%
、マンガン(Mn):1.5~3.0%、アルミニウム(Al)+クロム(Cr)+モリ
ブデン(Mo):0.08~1.5%、リン(P):0.1%以下、硫黄(S):0.0
1%以下、窒素(N):0.01%以下、残りのFe及び不可避不純物からなり、
面積分率で、フェライト:3~25%、マルテンサイト:20~40%、残留オーステ
ナイト:5~20%、ベイナイト:15~50%を含み、
外部から流入したニッケル(Ni)によって形成されるニッケル濃化層を表層部に備え
、
表面から1μmの深さでのニッケル(Ni)濃度が0.15wt%以上である、曲げ加
工性に優れた高強度冷延鋼板。 - 前記冷延鋼板の臨界曲率比(Rc/t)が2以下である、請求項1に記載の曲げ加工性
に優れた高強度冷延鋼板。
ここで、前記臨界曲率比(Rc/t)は、様々な先端部の曲率半径(R)を有する複数
の冷間曲げ治具を用いて鋼板を90°曲げ加工する冷間曲げ試験によって測定され、ここ
でのt及びRcは、それぞれ冷間曲げ試験に提供された鋼板の厚さ及び鋼板表層部にクラ
ックが発生する時点での冷間曲げ治具の先端部の曲率半径を意味する。 - 前記冷延鋼板の表面からの残留オーステナイト分率は5~20面積%である、請求項1
に記載の曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板。 - t/4を基準に(ここで、tは鋼板の厚さを意味する)前記フェライトの平均結晶粒度
が2μm以下であり、前記冷延鋼板の厚さ方向のフェライトの長さに対する前記冷延鋼板
の圧延方向のフェライトの長さ比の平均値が0.5~1.5である、請求項1に記載の曲
げ加工性に優れた高強度冷延鋼板。 - 前記冷延鋼板は、3~15面積%のフェライトを含む、請求項1に記載の曲げ加工性に
優れた高強度冷延鋼板。 - 前記マルテンサイトは、焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトからなり
、
前記マルテンサイトのうち前記焼戻しマルテンサイトが占める割合は50面積%を超え
る、請求項1に記載の曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板。 - 前記冷延鋼板は、重量%で、ホウ素(B):0.001~0.005%及びチタン(T
i):0.005~0.04%のうち1種以上をさらに含む、請求項1に記載の曲げ加工
性に優れた高強度冷延鋼板。 - 前記アルミニウム(Al)は、0.01~0.09重量%の含有量で前記冷延鋼板に含
まれる、請求項1に記載の曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板。 - 前記クロム(Cr)は、0.01~0.7重量%の含有量で前記冷延鋼板に含まれる、
請求項1に記載の曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板。 - 前記モリブデン(Mo)は、0.02~0.08重量%の含有量で前記冷延鋼板に含ま
れる、請求項1に記載の曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板。 - 前記冷延鋼板は、表面に形成された合金化溶融亜鉛めっき層をさらに含む、請求項1に
記載の曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板。 - 前記冷延鋼板は、1180MPa以上の引張強度、14%以上の延伸率を有する、請求
項1に記載の曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板。 - 請求項1に記載の高強度冷延鋼板を製造する方法であって、
重量%で、炭素(C):0.13~0.25%、シリコン(Si):1.0~2.0%
、マンガン(Mn):1.5~3.0%、アルミニウム(Al)+クロム(Cr)+モリ
ブデン(Mo):0.08~1.5%、リン(P):0.1%以下、硫黄(S):0.0
1%以下、窒素(N):0.01%以下、残りのFe及び不可避不純物からなる鋼材を冷間圧延した後、前記冷間圧延された鋼材の表面にニッケル(Ni)パウダーを300mg/m2以上の塗布量で塗布し、
前記鋼材が完全にオーステナイトに変態されるように、前記鋼材を加熱し、
前記加熱された鋼材を630~670℃の徐冷停止温度まで5~12℃/sの冷却速度
で徐冷した後、徐冷停止温度で10~90秒間維持し、
前記徐冷及び維持された鋼材をマルテンサイト変態終了温度(Mf)以上、マルテンサ
イト変態開始温度(Ms)以下の温度範囲まで7~30℃/sの冷却速度で急冷し、
前記急冷された鋼材をマルテンサイト変態開始温度(Ms)超過、ベイナイト変態開始
温度(Bs)以下の温度で300~600秒間維持して分配処理する、曲げ加工性に優れ
た高強度冷延鋼板の製造方法。 - 前記鋼材は、重量%で、ホウ素(B):0.001~0.005%及びチタン(Ti)
:0.005~0.04%のうち1種以上をさらに含む、請求項13に記載の曲げ加工性
に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。 - 前記アルミニウム(Al)は、0.01~0.09重量%の含有量で前記鋼材に含まれ
る、請求項13に記載の曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。 - 前記クロム(Cr)は、0.01~0.7重量%の含有量で前記鋼材に含まれる、請求
項13に記載の曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。 - 前記モリブデン(Mo)は、0.02~0.08重量%の含有量で前記鋼材に含まれる
、請求項13に記載の曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。 - 前記冷延鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を形成する、請求項13に記載の曲げ加
工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
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