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JP2024526116A - 曲げ特性に優れた高降伏比超高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents

曲げ特性に優れた高降伏比超高強度鋼板及びその製造方法 Download PDF

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JP2024526116A JP2023577678A JP2023577678A JP2024526116A JP 2024526116 A JP2024526116 A JP 2024526116A JP 2023577678 A JP2023577678 A JP 2023577678A JP 2023577678 A JP2023577678 A JP 2023577678A JP 2024526116 A JP2024526116 A JP 2024526116A
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サン－ヒョン キム、
ミン－ソ ク、
キム、ウン－ヤン
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ポスコ カンパニー リミテッド
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Abstract

Figure 2024526116000001
本発明は、高降伏比超高強度鋼板及びその製造方法に関し、より詳細には、高強度及び高降伏比を有し、曲げ特性に優れた鋼板及びその製造方法に関する。

Description

本発明は、曲げ特性に優れた高降伏比超高強度鋼板及びその製造方法に関する。
近年、自動車分野では、ヨーロッパを筆頭とした先進国において燃費規制及び性能向上を理由として、車体の重量を軽量化しようとする研究が活発に行われており、鉄鋼の場合、このような自動車メーカーの軽量化への要求に対応するために、競争素材（Ｍｇ、Ａｌ、ＣＦＲＰなど）と比べて同一等級での高強度化及び鋼板の厚さを更に減少させるなどの努力をしている。また、軽量化に加え、自動車の乗客及び歩行者に対する安全規制の強化により、車体素材の安定性及び高強度化も求められている傾向にある。
一方、車体の安定性及び衝撃特性を向上するために、ＢＩＷ（Ｂｏｄｙ－ｉｎ－ｗｈｉｔｅ）構造部材において降伏強度に優れた高強度鋼の採用が増えており、このような構造部材は引張強度に対する降伏強度、すなわち、降伏比（降伏強度／引張強度）が高いほど、衝撃エネルギーの吸収に有利であるという特徴を有している。
降伏強度を高めるための代表的な製造方法として、連続焼鈍時に、水冷を活用する方法がある。冷延鋼板を二相域又は単相域の焼鈍後に常温レベルまで急冷した後、焼戻し方式により超高強度鋼を製造することができるが、このような場合、降伏比は非常に高いものの、幅方向及び長さ方向の温度偏差によりコイルの形状品質が劣化するという問題が発生し、ロールフォーミング部品の加工時に、部位に応じた材質不良、作業性の低下などの問題が発生する可能性がある。また、一般に鋼板の強度が増加するほど伸び率が減少し、成形加工性が低下するという問題点があるため、冷間スタンピング用素材としての適用は限定的である。
上記問題点を克服するために、相対的に成形が容易な高温で素材を成形した後、ダイと素材間の水冷により要求強度を確保する熱間プレス成形（Ｈｏｔ Ｐｒｅｓｓ Ｆｏｒｍｉｎｇ、ＨＰＦ工法）が開発されている。同じ厚さでより高い強度を確保できるため、部品の製造にＨＰＦ工法を多く利用しているが、過度な設備投資費と工程コストの増加により適用には問題点があり、冷間スタンピング用素材の開発が必要な実情である。したがって、冷間スタンピング用素材としての使用に好適で、衝突性能を確保するために高強度及び高降伏比を有し、且つ曲げ特性に優れた冷延鋼板の開発が求められる。
本発明の一実施形態によれば、曲げ特性に優れた高降伏比超高強度鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
本発明の課題は、上述した内容に限定されない。通常の技術者であれば、本明細書の全体的な内容から本発明の更なる課題を理解する上で何ら困難がない。
本発明の一実施形態によれば、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１～０．３％、マンガン（Ｍｎ）：１．０～２．３％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５～１．０％、リン（Ｐ）：０．１％以下、硫黄（Ｓ）：０．０３％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．５％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、
下記関係式１で定義されるＲ値が０．１２～０．２７であり、
１μｍ２面積当たりの炭化物の平均個数が４０個以下であり、炭化物の長軸の平均長さが３００ｎｍ以下であり、
降伏比が０．７３超過である鋼板を提供することができる。
Figure 2024526116000002
 （ここで、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ｐ］、［Ｓ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｎｂ］、［Ｃｕ］及び［Ｎｉ］は各元素の重量％である。）
上記鋼板は、クロム（Ｃｒ）：０．０１～０．２％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１～０．２％、ボロン（Ｂ）：０．００５％以下（０％は除く）のうち２種以上をさらに含むことができる。
上記鋼板は、チタン（Ｔｉ）：０．１％以下（０％は除く）、ニオブ（Ｎｂ）：０．１％以下（０％は除く）のうち１種以上をさらに含むことができる。
上記鋼板は、微細組織としてマルテンサイト又はテンパードマルテンサイトを９９面積％以上含むことができる。
上記鋼板は、引張強度が１３００ＭＰａ以上であり、曲げ特性（Ｒ／ｔ）が４未満（ここで、Ｒは９０°曲げ試験後、曲げ部にクラックが発生しない最小曲げ半径であり、ｔは鋼板の厚さである。）であることができる。
本発明の他の一実施形態によれば、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１～０．３％、マンガン（Ｍｎ）：１．０～２．３％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５～１．０％、リン（Ｐ）：０．１％以下、硫黄（Ｓ）：０．０３％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．５％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、下記関係式１で定義されるＲ値が０．１２～０．２７である冷延鋼板を準備する段階と、
上記冷延鋼板をＡｃ３以上の温度で３０秒以上熱処理する段階と、
上記熱処理後、５００～７５０℃の温度範囲まで１～１０℃／ｓの平均冷却速度で１次冷却する段階と、
上記１次冷却された鋼板をＭｓ－１９０℃以下の温度まで２０～８０℃／ｓの平均冷却速度で２次冷却する段階と、
上記２次冷却された鋼板を２次冷却終了温度＋３０℃超過２７０℃未満の温度範囲まで加熱して１～２０分保持する再加熱及び過時効する段階と、を含む鋼板の製造方法を提供することができる。
Figure 2024526116000003
 （ここで、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ｐ］、［Ｓ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｎｂ］、［Ｃｕ］及び［Ｎｉ］は各元素の重量％である。）
上記冷延鋼板は、クロム（Ｃｒ）：０．０１～０．２％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１～０．２％、ボロン（Ｂ）：０．００５％以下（０％は除く）のうち２種以上をさらに含むことができる。
上記冷延鋼板は、チタン（Ｔｉ）：０．１％以下（０％は除く）、ニオブ（Ｎｂ）：０．１％以下（０％は除く）のうち１種以上をさらに含むことができる。
上記冷延鋼板を準備する段階は、
鋼スラブを１１００～１３００℃の温度範囲に再加熱する段階と、
上記再加熱された鋼スラブをＡｒ３以上の仕上げ熱間圧延温度で熱間圧延する段階と、
上記熱間圧延鋼板を７００℃以下の温度範囲で冷却及び巻き取る段階と、
上記冷却及び巻き取られた鋼板を３０～８０％の圧下率で冷間圧延する段階と、を含むことができる。
上記冷却及び巻き取られた鋼板を塩酸で酸洗する段階をさらに含むことができる。
本発明の一実施形態によれば、高強度及び高降伏比を有し、曲げ特性に優れた鋼板及びその製造方法を提供することができる。
本発明の他の一実施形態によれば、ＢＩＷ（Ｂｏｄｙ－ｉｎ－ｗｈｉｔｅ）構造部材に適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。
（ａ）及び（ｂ）は、本発明の実施例に係る発明例１５及び比較例２１のＳＥＭ微細組織の写真（ｘ１０．０００）である。
以下では、本発明の好ましい実施形態について説明する。本発明の実施形態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に説明される実施形態に限定されるものとして解釈されてはならない。本実施形態は、当該発明が属する技術分野において通常の技術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。
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明では、高強度及び高降伏比を有し、曲げ特性に優れた鋼板を提供するために、合金組成及び工程条件を最適化した。特に、本発明者は、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｐ、Ｓなど成分元素の含量を厳密に制御し、連続焼鈍の２次冷却及び再加熱ならびに過時効工程の条件を最適化することにより、基本的な溶接特性を確保しながらも、曲げ特性及び高強度を確保できることを確認し、本発明を完成するに至った。
以下では、本発明の鋼組成について詳細に説明する。
本発明において特に断りのない限り、各元素の含量を表す％は重量を基準とする。
本発明の一実施形態に係る鋼は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１～０．３％、マンガン（Ｍｎ）：１．０～２．３％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５～１．０％、リン（Ｐ）：０．１％以下、硫黄（Ｓ）：０．０３％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．５％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含むことができる。
炭素（Ｃ）：０．１～０．３％
炭素（Ｃ）は侵入型固溶元素であって、鋼の強度を向上させるのに最も効果的かつ重要な元素であり、マルテンサイト鋼の強度を確保するために必須に添加しなければならない元素である。本発明で目標とする降伏比及び引張強度を満たす超高強度鋼を得るためには、炭素（Ｃ）が０．１％以上添加されることが好ましく、より好ましくは０．１２％以上添加されることができる。但し、その含量が０．３％を超える場合、マルテンサイトの強度が高くなることがあるが、連続焼鈍過程で炭化物の生成が容易で粗大化しやすく、延性の低下と共に曲げ特性が劣る可能性がある。また、炭素（Ｃ）含量の増加は溶接性を阻害するという問題点があるため、その上限を０．３％に制限することが好ましい。より好ましくは、上限が０．２８％であってもよい。
マンガン（Ｍｎ）：１．０～２．３％
マンガン（Ｍｎ）は、複合組織鋼においてフェライトの生成を抑制し、オーステナイトの生成を促進することにより、最終マルテンサイトの確保に容易な元素である。但し、その含量が２．３％を超える場合、厚さ方向にマンガン（Ｍｎ）が偏析してスラブ内にマンガン帯（Ｍｎ ｂａｎｄ）が形成されやすく、連鋳クラックと共に圧延工程時に、欠陥の発生が高くなるという問題点がある。したがって、より好ましくは２．１％以下含むことができる。一方、その含量が１．０％未満である場合、超高強度鋼における強度の確保が難しいため、下限を１．０％に制限することができる。より好ましい下限は１．４％であってもよい。
シリコン（Ｓｉ）：０．０５～１．０％
シリコン（Ｓｉ）は、マルテンサイト鋼において、冷却後の再加熱及び過時効の段階で炭化物の生成を抑制し、炭化物のサイズを制御する役割を果たすため、その下限を０．０５％に制限することができる。より好ましくは０．０９％以上含むことができる。但し、シリコン（Ｓｉ）はフェライト安定化元素であって、その含量が１．０％を超える場合、連続焼鈍炉での冷却時にフェライトが生成されて強度を弱めることがある。さらに、加熱炉中にＳｉ系酸化物が形成されて表面酸化の問題が生じることがあるため、その上限を１．０％に制限することができる。より好ましくは、その上限を０．６％に制限することができる。
リン（Ｐ）：０．１％以下
リン（Ｐ）は、鋼中に含まれる不純物元素であって、製造過程中に不可避に含まれる場合を考慮し、含量０％は除く。但し、リン（Ｐ）の含量が０．１％を超えると溶接性が悪化し、鋼の脆性が発生するおそれがあるため、上限を０．１％に制限することができる。より好ましい上限は０．０３％であってもよい。
硫黄（Ｓ）：０．０３％以下
硫黄（Ｓ）は、Ｐと同様に鋼中に不可避に含まれる不純物であって、鋼板の延性及び溶接性を阻害する元素であるため、可能な限り含量を低く管理することが好ましいことから、硫黄（Ｓ）の含量を０．０３％以下に制限することが好ましい。さらに好ましくは０．００５％以下に制限することができる。なお、製造過程中に不可避に含まれる場合を考慮して０％は除く。
アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．５％
アルミニウム（Ａｌ）は、溶鋼内の酸素を除去するために添加されることができ、Ｓｉと同様にフェライトを安定化させる元素である。また、オーステナイト内のＣ含量を増加させて最終マルテンサイト鋼の硬化能を向上させることができる成分であるため、その含量を０．０１％以上添加することが好ましい。但し、その含量が０．５％を超える場合、連続焼鈍炉での冷却時に、フェライトが生成されて強度を弱めることがある。さらに、ＡｌＮの形成により鋳片クラックを誘発することがあり、熱間圧延性を阻害するという問題があるため、その上限を０．５％に制限することができる。
本発明の鋼は、上述した組成以外に、残りの鉄（Ｆｅ）及び不可避不純物を含むことができる。不可避不純物は、通常の製造工程で意図せずに混入する可能性があるため、これを排除することはできない。このような不純物は、通常の鉄鋼製造分野の技術者であれば、誰でも分かるものであるため、本明細書では、その全ての内容については言及しない。
本発明の一実施形態に係る鋼は、クロム（Ｃｒ）：０．０１～０．２％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１～０．２％、ボロン（Ｂ）：０．００５％以下（０％は除く）のうち２種以上をさらに含むことができる。
クロム（Ｃｒ）：０．０１～０．２％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の硬化能を向上させ、高強度を確保するために添加される成分であって、ベイナイトの生成を抑制して純粋なマルテンサイトを有する超高強度鋼の製造に有用である。したがって、前述した効果を確保するために、クロム（Ｃｒ）を０．０１％以上添加することが好ましい。但し、その含量が過剰になると、合金鉄コストが上昇するという問題があるため、その上限を０．２％に制限することができ、より好ましくは０．１％に制限することができる。
モリブデン（Ｍｏ）：０．０１～０．２％
モリブデン（Ｍｏ）は、Ｃｒと同様に鋼の硬化能を向上させる元素であって、硬化能効果を得るために０．０１％以上添加することが好ましい。但し、その含量が０．２％を超えると、合金の投入量が過剰になり、合金鉄コストが上昇するという問題があるため、その上限を０．２％に制限することが好ましく、より好ましくは０．１％に制限することができる。
ボロン（Ｂ）：０．００５％以下（０％は除く）
ボロン（Ｂ）は、連続焼鈍過程でのオーステナイトがフェライトに変態することを抑制する元素であって、極少量の添加でもＣｒ、Ｍｏのようにマルテンサイトの硬化能を向上させるのに効果的な元素である。但し、ボロン（Ｂ）の含量が０．００５％を超えると、Ｆｅ２３（Ｂ，Ｃ）６析出相がオーステナイト結晶粒界に析出することによってフェライト生成を促進する作用を行うため、その上限を０．００５％に制限することが好ましい。
本発明の一実施形態に係る鋼は、チタン（Ｔｉ）：０．１％以下（０％は除く）、ニオブ（Ｎｂ）：０．１％以下（０％は除く）のうち１種以上をさらに含むことができる。
チタン（Ｔｉ）：０．１％以下（０％は除く）
チタン（Ｔｉ）は微細炭化物形成元素であって、降伏強度及び引張強度の確保に寄与する元素である。また、チタン（Ｔｉ）は、鋼中のＮをＴｉＮとして析出させてスカベンジング（ｓｃａｖｅｎｇｉｎｇ）を行うが、このようにするためには、化学当量的に４８／１４＊［Ｎ］以上を添加することが好ましく、Ｂの添加時、その添加効果を極大化するためにチタン（Ｔｉ）を添加することが好ましい。しかし、その含量が０．１％を超えると、粗大な炭化物が析出し、鋼中の炭素量の低減により強度及び伸び率の減少が生じることがあり、連鋳時に、ノズル詰まりを引き起こす可能性があるため、その上限を０．１％に制限することが好ましい。
ニオブ（Ｎｂ）：０．１％以下（０％は除く）
ニオブ（Ｎｂ）は、オーステナイト粒界に偏析して焼鈍熱処理時に、オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制し、微細な炭化物を形成して強度の増加に寄与する元素である。但し、ニオブ（Ｎｂ）の含量が０．１％を超えると、粗大な炭窒化物の析出が増大し、鋼中の炭素量の低減により強度及び伸び率が減少するおそれがあり、母材の加工性が低下し、製造コストが上昇するという問題点が生じる可能性がある。したがって、その上限は０．１％に制限することが好ましい。
本発明の一実施形態に係る鋼は、下記関係式１で定義されるＲ値が０．１２～０．２７であってもよい。
関係式１は、各元素の含量に応じた溶接特性を示すＣｅｑ１とＣｅｑ２の複合関係式であって、関係式１のＲ値が０．１２～０．２７であるとき、溶接特性を含む本発明において目的とする物性が確保できる。
関係式１で定義されるＲ値が０．１２未満である場合、本発明で要求する強度の確保に困難があるのに対し、Ｒ値が０．２７を超える場合、物性のうち特に溶接特性が低下することがある。本発明においてより好ましいＲ値の下限は０．１７であることができ、より好ましいＲ値の上限は０．２５、より好ましくは０．２０であってもよい。
Figure 2024526116000004
 （ここで、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ｐ］、［Ｓ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｎｂ］、［Ｃｕ］及び［Ｎｉ］は各元素の重量％である。）
以下では、本発明の鋼の微細組織について詳細に説明する。
本発明において特に断りのない限り、微細組織の分率を表す％は面積を基準とする。
本発明の一実施形態に係る鋼は、微細組織としてマルテンサイト又はテンパードマルテンサイトを９９面積％以上含むことができ、１μｍ２面積当たりの炭化物の個数が４０個以下であり、炭化物の長軸の平均長さが３００ｎｍ以下であることができる。
本発明では、高強度及び高降伏比の冷延鋼板を確保するためにマルテンサイト又はテンパードマルテンサイトを微細組織として含むことができ、１．３Ｇ級以上の高い強度レベルを確保するために９９％以上含むことが好ましい。
また、優れた曲げ特性を確保するために炭化物の個数を４０個以下に制御することが好ましく、より好ましくは３５個以下であってもよい。
さらに、上記効果をより効果的に確保するために、上記炭化物の長軸の平均長さは３００ｎｍ以下であることが好ましく、より好ましくは２００ｎｍ以下であってもよい。
本発明において炭化物の個数は、ｘ１０，０００のＳＥＭイメージにおいて１μｍ２領域の炭化物の個数の平均（１０個の領域の平均）を示したものであり、炭化物の長軸の長さはＴＥＭ明視野像ｘ３０，０００～ｘ１００，０００のイメージで測定して示したものである。
以下では、本発明の鋼の製造方法について詳細に説明する。
本発明の一実施形態に係る鋼は、上述した合金組成を満たす冷延鋼板を熱処理、１次冷却、２次冷却、再加熱及び過時効して製造することができる。
冷延鋼板の準備
本発明の合金組成を満たす冷延鋼板を準備することができる。
本発明の冷延鋼板は、通常の工程条件で製造することができ、好ましくは、以下で説明する条件で鋼スラブを再加熱、熱間圧延、冷却、巻取り、冷間圧延して製造することができる。
再加熱
本発明の合金組成を満たす鋼スラブを１１００～１３００℃の温度範囲に再加熱することができる。
再加熱は、後続する熱間圧延工程を円滑に行い、目標とする物性を十分に確保するために行うことができる。再加熱温度が１１００℃未満であると、熱間圧延荷重が急激に増加するという問題があり、その温度が１３００℃を超えると、表面スケール量が増加して材料の歩留まりが低下し、表面欠陥を引き起こして最終品質に悪影響を与える可能性がある。
熱間圧延
上記再加熱された鋼スラブをＡｒ３以上の仕上げ熱間圧延温度で熱間圧延することができる。
本発明では、仕上げ熱間圧延温度をＡｒ３（オーステナイトの冷却時に、フェライトが出現し始める温度）以上に制限することができるが、これは、Ａｒ３未満ではフェライトとオーステナイトの２相域、あるいはフェライト域の圧延が行われ、混粒組織が形成されることがあり、熱間圧延荷重の変動による誤作のおそれがあるためである。
冷却及び巻取り
上記熱間圧延された鋼板を７００℃以下の温度範囲に冷却した後に巻き取ることができる。
巻取り温度が７００℃を超えると、鋼板表面の酸化膜が過剰に生成されて欠陥を誘発することがある。巻取り温度が低くなるほど、熱延鋼板の強度が高くなり、後工程である冷間圧延の圧延荷重が高くなるという欠点があるが、実際の生産を不可能にする要因ではないため、本発明では下限を特に制限しない。
また、本発明では、後続工程である冷間圧延を行う前に、上記巻き取られた鋼板の表面に形成された酸化層を酸洗工程で除去することができる。
冷間圧延
上記冷却及び巻き取られた鋼板を３０～８０％の圧下率で冷間圧延することができる。
冷間圧延の圧下率が３０％未満である場合、目標とする厚さの確保が難しいだけでなく、熱間圧延結晶粒の残存により、焼鈍熱処理時に、オーステナイトの生成及び最終物性に影響を及ぼすおそれがある。一方、圧下率が８０％を超えると、冷間圧延時に、発生する加工硬化から長さ及び幅方向に圧延される圧下量の不均一により最終鋼板の材質ばらつきが発生し得るという問題があり、圧延負荷により目標とする厚さの確保が難しくなる可能性がある。
熱処理
上記冷延鋼板をＡｃ３以上の温度で３０秒以上熱処理することができる。
本発明では、オーステナイト単相域の焼鈍によりオーステナイト分率を１００％確保するために熱処理を行うことができる。上記熱処理によってオーステナイト分率を１００％確保することにより、焼鈍時にフェライトの形成による強度の低下を防止することができる。
Ａｃ３＝９１０－２０３√（［Ｃ］）－１５．２［Ｎｉ］＋４４．７［Ｓｉ］＋１０４［Ｖ］＋３１．５［Ｍｏ］＋１３．１［Ｗ］
（ここで、［Ｃ］、［Ｎｉ］、［Ｓｉ］、［Ｖ］、［Ｍｏ］及び［Ｗ］は各元素の重量％である。）
１次冷却
上記熱処理後５００～７５０℃の温度範囲まで１～１０℃／ｓの平均冷却速度で１次冷却することができる。
１次冷却時に、冷却速度が１℃／ｓ未満であると、冷却時に、フェライトの生成により目標とする強度の確保が難しくなる可能性があり、一方、その速度が１０℃／ｓを超えると、２次冷却時に、平均冷却速度が低下してマルテンサイト以外に他の低温変態相の分率が増加し、最終的に目標とする強度の確保が難しくなる可能性がある。
１次冷却時に、温度が５００℃未満である場合、フェライト、ベイナイトのような相が形成されて強度が低下するおそれがあり、その温度が７５０℃を超えると、実際の生産ラインでの問題点が生じる可能性がある。
２次冷却
上記１次冷却された鋼板をＭｓ－１９０℃以下の温度まで２０～８０℃／ｓの平均冷却速度で２次冷却することができる。
本発明では、９９％以上のマルテンサイト又はテンパードマルテンサイトを確保するために、２次冷却時に、マルテンサイト変態終了温度（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ Ｆｉｎｉｓｈ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ、Ｍｆ）以下に速やかに冷却することが好ましい。本発明では、具体的にＭｓ－１９０℃以下の温度に冷却することが好ましい。本発明では、十分に硬いマルテンサイト組織の形成が可能であり、その後の焼戻し時に、炭化物の析出による降伏強度の上昇効果を確保するために２次冷却終了温度をＭｓ－１９０℃以下に制限した。また、焼戻し温度が高くなる場合、曲げ性が劣る可能性があるため、上記２次冷却終了温度を制限することにより焼戻し温度をあまり上昇させなくとも十分な焼戻しを可能にし、曲げ特性を確保しようとする。冷却終了温度がＭｓ－１９０℃を超える場合、マルテンサイト又はテンパードマルテンサイトの分率が十分に確保されないため、目的とする物性を確保し難い。
一方、２次冷却時に、平均冷却速度が２０℃／ｓ未満であると、１次冷却区間から２次冷却時に、一部のベイナイト組織が形成されることがあり、８０℃／ｓを超えると、２次冷却の時点で急激なマルテンサイト変態速度により、鋼板の表面形状の劣化及び幅方向への材質ばらつきの問題が生じることがある。
Ｍｓ＝５３９－４２３［Ｃ］－３０．４［Ｍｎ］－１６．１［Ｓｉ］－５９．９［Ｐ］＋４３．６［Ａｌ］－１７．１［Ｎｉ］－１２．１［Ｃｒ］＋７．５［Ｍｏ］
（ここで、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ｐ］、［Ａｌ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］及び［Ｍｏ］は各元素の重量％である。）
再加熱及び過時効
上記２次冷却された鋼板を２次冷却終了温度＋３０℃超過２７０℃未満の温度範囲まで加熱して１～２０分保持する再加熱及び過時効を行うことができる。
本発明では、２次冷却時に形成された転位密度が高くて硬いマルテンサイトを再加熱及び過時効を通じてテンパードマルテンサイトに変化させて靭性を改善しようとする。本発明では、焼戻し効果を十分に確保するために、再加熱温度の下限を２次冷却終了温度に対して３０℃以上の温度に制限する。このとき、形成される微細炭化物により降伏強度が上昇するが、再加熱及び過時効温度が２次冷却終了温度＋３０℃未満である場合、上記目的とする効果が得られ難い。これに対し、その温度が２７０℃以上である場合、炭化物が粗大化して曲げ特性が劣るという問題がある。
一方、保持時間が１分未満であると、マルテンサイトがテンパードマルテンサイトに十分に変化せず、靭性を十分に確保し難く、その時間が２０分を超えると、過時効され、生成された炭化物が粗大になることがあり、曲げ特性及び 材質に悪影響を与える可能性がある。
このようにして製造された本発明の鋼は、引張強度が１３００ＭＰａ以上であり、降伏比が０．７３超過であり、曲げ特性（Ｒ／ｔ）が４未満（ここで、Ｒは９０°曲げ試験後、曲げ部にクラックが発生しない曲げ半径であり、ｔは鋼板の厚さである。）であり、高降伏比を有しながらも曲げ特性に優れた特性を備えることができる。
以下、実施例を通じて本発明についてより具体的に説明する。但し、以下の実施例は、本発明を例示してより詳細に説明するためのものであり、本発明の権利範囲を制限するためのものではないことに留意する必要がある。
（実施例）
下記表１の組成を有する鋼スラブを１１００～１３００℃で加熱し、Ａｒ３以上の温度である８５０～９５０℃で仕上げ熱間圧延を行い、４００～７００℃の温度範囲で巻き取り、４５～６５％の冷間圧下率を適用して冷延鋼板を製造した。次いで、８００～９００℃の温度範囲で１００～４００秒間熱処理した後、下記表２に記載の条件で１次及び２次冷却を行った。このとき、１次冷却速度は２～４℃／ｓ、２次冷却速度は２５～６０℃／ｓで適用した。次に、表２の条件で再加熱し、１～２０分過時効して鋼板を製造した。
なお、下記表１には、各元素の含量に応じたＡｃ３、Ｍｓ温度及び関係式１の値を計算して示した。
Figure 2024526116000005
Ａｃ３＝９１０－２０３√（［Ｃ］）－１５．２［Ｎｉ］＋４４．７［Ｓｉ］＋１０４［Ｖ］＋３１．５［Ｍｏ］＋１３．１［Ｗ］
（ここで、［Ｃ］、［Ｎｉ］、［Ｓｉ］、［Ｖ］、［Ｍｏ］及び［Ｗ］は各元素の重量％である。）
Ｍｓ＝５３９－４２３［Ｃ］－３０．４［Ｍｎ］－１６．１［Ｓｉ］－５９．９［Ｐ］＋４３．６［Ａｌ］－１７．１［Ｎｉ］－１２．１［Ｃｒ］＋７．５［Ｍｏ］
（ここで、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ｐ］、［Ａｌ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］及び［Ｍｏ］は各元素の重量％である。）
Figure 2024526116000006
 （ここで、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ｐ］、［Ｓ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｎｂ］、［Ｃｕ］及び［Ｎｉ］は各元素の重量％である。）
Figure 2024526116000007
下記表３には、各試験片の微細組織を観察し、物性を測定して示した。微細組織はＳＥＭ写真を通じて確認し、炭化物の個数はｘ１０，０００のＳＥＭイメージで１μｍ２領域の炭化物の個数の平均（１０個の領域の平均）を示し、炭化物の長軸の長さはＴＥＭ明視野像ｘ３０，０００～ｘ１００，０００のイメージで測定して示した。また、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＳ／ＴＳ）、総伸び率（Ｔ－Ｅｌ）、均一伸び率（Ｕ－Ｅｌ）の値は、連続焼鈍が完了した冷延鋼板をＪＩＳ規格（ｇａｕｇｅ ｌｅｎｇｔｈ幅×長さ：２５×５０ｍｍ、試験片の全長さ：２００～２６０ｍｍ）に加工した後、試験速度２８ｍｍ／ｍｉｎの条件で引張試験を行って測定された。さらに、曲げ特性（Ｒ／ｔ）は同じ冷延鋼板を幅１００ｍｍ×長さ３０ｍｍで試験片加工を行った後、試験速度１００ｍｍ／ｍｉｎの条件で９０°曲げ試験を行ってから、顕微鏡を用いて曲げ部のクラックを確認し、クラックが発生しない最小曲げ半径（Ｒ）を試験片の厚さ（ｔ）で除してＲ／ｔの値を求め、その値が４未満であるとＯ、４以上であるとＸで表した。
Figure 2024526116000008
＊Ｍ：マルテンサイト、ＴＭ：テンパードマルテンサイト
表３に示すように、本発明の合金組成及び製造条件を満たす発明例１～２５は、本発明で提案する微細組織及び炭化物の特徴を満たし、本発明で目的とする物性を確保した。
一方、２次冷却終了温度が、本願発明の条件であるＭｓ－１９０℃以下を満たさない比較例１、２、４、５、７及び８は、本願発明で目標とする降伏比及び曲げ特性を満たしておらず、引張強度も目標レベルを達成することができなかった。
特に、比較例１～９は、再加熱段階が含まれていない例示であって、本発明では、焼入れ及び焼戻しを必須工程として含んでいるが、上記例示は再加熱なしに、冷却中の温度で時効を行った例である。すなわち、上記例示はマルテンサイト硬化能が低下する可能性があり、焼戻し工程がないため、降伏強度が非常に劣り、目的とする強度が得られなかった。
また、再加熱及び過時効の際に、本発明で提案する上限又は下限の条件を満たさない比較例１０～２１は、本発明で目的とする降伏比及び曲げ特性に劣っていた。特に、下限を満たさなかった場合、十分な降伏強度の上昇が行われず、再加熱及び過時効の上限温度条件である２７０℃未満を満たさなかった例示は、粗大な炭化物の形成により曲げ特性を確保することができなかった。
比較例２２及び２３は、本発明で提案する製造条件を全て満たしているが、本発明で提案する合金組成を満たしていない例示である。したがって、上記例示は、目的とする微細組織の分率を満たしていないだけでなく、これにより目的とする強度を確保することができなかった。
図１の（ａ）及び（ｂ）は、本発明の一実施例に係る発明例１５及び比較例２１のＳＥＭ微細組織の写真（ｘ１０．０００）である。図１の（ａ）と（ｂ）共に、微細組織としてはテンパードマルテンサイトを示しており、微細組織上に米粒状の炭化物が形成されたことが確認できる。一方、（ｂ）の場合、微細組織上に単位面積当たりの炭化物が本発明で提案する範囲を超えて形成され、その大きさも過度に大きく形成されたことが確認できる。
以上のように、実施例を通じ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 (10)

  1. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．１～０．３％、マンガン（Ｍｎ）：１．０～２．３％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５～１．０％、リン（Ｐ）：０．１％以下、硫黄（Ｓ）：０．０３％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．５％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、
    下記関係式１で定義されるＲ値が０．１２～０．２７であり、
    １μｍ２面積当たりの炭化物の平均個数が４０個以下であり、炭化物の長軸の平均長さが３００ｎｍ以下であり、
    降伏比が０．７３超過である、鋼板。
    Figure 2024526116000009
     （ここで、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ｐ］、［Ｓ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｎｂ］、［Ｃｕ］及び［Ｎｉ］は各元素の重量％である。）
  2. 前記鋼板は、クロム（Ｃｒ）：０．０１～０．２％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１～０．２％、ボロン（Ｂ）：０．００５％以下（０％は除く）のうち２種以上をさらに含む、請求項１に記載の鋼板。
  3. 前記鋼板は、チタン（Ｔｉ）：０．１％以下（０％は除く）、ニオブ（Ｎｂ）：０．１％以下（０％は除く）のうち１種以上をさらに含む、請求項１に記載の鋼板。
  4. 前記鋼板は、微細組織としてマルテンサイト又はテンパードマルテンサイトを９９面積％以上含む、請求項１に記載の鋼板。
  5. 前記鋼板は、引張強度が１３００ＭＰａ以上であり、曲げ特性（Ｒ／ｔ）が４未満（ここで、Ｒは９０°曲げ試験後、曲げ部にクラックが発生しない最小曲げ半径であり、ｔは鋼板の厚さである。）である、請求項１に記載の鋼板。
  6. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．１～０．３％、マンガン（Ｍｎ）：１．０～２．３％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５～１．０％、リン（Ｐ）：０．１％以下、硫黄（Ｓ）：０．０３％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．５％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、下記関係式１で定義されるＲ値が０．１２～０．２７である冷延鋼板を準備する段階と、
    前記冷延鋼板をＡｃ３以上の温度で３０秒以上熱処理する段階と、
    前記熱処理後５００～７５０℃の温度範囲まで１～１０℃／ｓの平均冷却速度で１次冷却する段階と、
    前記１次冷却された鋼板をＭｓ－１９０℃以下の温度まで２０～８０℃／ｓの平均冷却速度で２次冷却する段階と、
    前記２次冷却された鋼板を２次冷却終了温度＋３０℃超過２７０℃未満の温度範囲まで加熱して１～２０分保持する再加熱及び過時効する段階と、を含む、鋼板の製造方法。
    Figure 2024526116000010
     （ここで、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ｐ］、［Ｓ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｎｂ］、［Ｃｕ］及び［Ｎｉ］は各元素の重量％である。）
  7. 前記冷延鋼板は、クロム（Ｃｒ）：０．０１～０．２％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１～０．２％、ボロン（Ｂ）：０．００５％以下（０％は除く）のうち２種以上をさらに含む、請求項６に記載の鋼板。
  8. 前記冷延鋼板は、チタン（Ｔｉ）：０．１％以下（０％は除く）、ニオブ（Ｎｂ）：０．１％以下（０％は除く）のうち１種以上をさらに含む、請求項６に記載の鋼板。
  9. 前記冷延鋼板を準備する段階は、
    鋼スラブを１１００～１３００℃の温度範囲に再加熱する段階と、
    前記再加熱された鋼スラブをＡｒ３以上の仕上げ熱間圧延温度で熱間圧延する段階と、
    前記熱間圧延された鋼板を７００℃以下の温度範囲で冷却及び巻き取る段階と、
    前記冷却及び巻き取られた鋼板を３０～８０％の圧下率で冷間圧延する段階と、を含む、請求項６に記載の鋼板の製造方法。
  10. 前記冷却及び巻き取られた鋼板を塩酸で酸洗する段階をさらに含む、請求項９に記載の鋼板の製造方法。
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Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2009066734A1 (ja) * 2007-11-22 2009-05-28 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho 高強度冷延鋼板
WO2009096595A1 (ja) * 2008-01-31 2009-08-06 Jfe Steel Corporation 高強度鋼板とその製造方法
CN103290317A (zh) * 2012-02-27 2013-09-11 株式会社神户制钢所 弯曲加工性优良的超高强度冷轧钢板及其制造方法
JP2013227657A (ja) * 2012-03-29 2013-11-07 Kobe Steel Ltd 鋼板形状に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
WO2014132968A1 (ja) * 2013-02-26 2014-09-04 新日鐵住金株式会社 焼き付け硬化性と低温靭性に優れた引張最大強度９８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板
JP2016191106A (ja) * 2015-03-31 2016-11-10 株式会社神戸製鋼所 切断端面の耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
WO2020039697A1 (ja) * 2018-08-22 2020-02-27 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
WO2020039696A1 (ja) * 2018-08-22 2020-02-27 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
US20200392595A1 (en) * 2017-12-22 2020-12-17 Posco High-strength hot-rolled plated steel sheet, and method for producing same
JP2022531275A (ja) * 2019-12-09 2022-07-06 ヒュンダイ スチール カンパニー 超高強度冷延鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5365217B2 (ja) * 2008-01-31 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5251208B2 (ja) * 2008-03-28 2013-07-31 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板とその製造方法
WO2018234839A1 (en) * 2017-06-20 2018-12-27 Arcelormittal ZINC COATED STEEL SHEET HAVING HIGH STRENGTH POINTS WELDABILITY
CN112313349B (zh) * 2018-06-12 2023-04-14 蒂森克虏伯钢铁欧洲股份公司 扁钢产品及其生产方法
WO2021024748A1 (ja) * 2019-08-06 2021-02-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度薄鋼板およびその製造方法

Patent Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2009066734A1 (ja) * 2007-11-22 2009-05-28 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho 高強度冷延鋼板
WO2009096595A1 (ja) * 2008-01-31 2009-08-06 Jfe Steel Corporation 高強度鋼板とその製造方法
CN103290317A (zh) * 2012-02-27 2013-09-11 株式会社神户制钢所 弯曲加工性优良的超高强度冷轧钢板及其制造方法
JP2013227657A (ja) * 2012-03-29 2013-11-07 Kobe Steel Ltd 鋼板形状に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
WO2014132968A1 (ja) * 2013-02-26 2014-09-04 新日鐵住金株式会社 焼き付け硬化性と低温靭性に優れた引張最大強度９８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板
JP2016191106A (ja) * 2015-03-31 2016-11-10 株式会社神戸製鋼所 切断端面の耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
US20200392595A1 (en) * 2017-12-22 2020-12-17 Posco High-strength hot-rolled plated steel sheet, and method for producing same
WO2020039697A1 (ja) * 2018-08-22 2020-02-27 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
WO2020039696A1 (ja) * 2018-08-22 2020-02-27 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
JP2022531275A (ja) * 2019-12-09 2022-07-06 ヒュンダイ スチール カンパニー 超高強度冷延鋼板およびその製造方法

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