JP2020509175A - 強度及び軟性に優れた低合金鋼板 - Google Patents
強度及び軟性に優れた低合金鋼板 Download PDFInfo
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Abstract
本発明は、合金元素の添加を最小化して熱間圧延時に表面の割れを減少させ、Ｃｒを主成分の一つとして構成して耐食性を確保すると同時に高Ｍｎの設計を通じたＴＲＩＰ又はＴＷＩＰ様の特性を具現することで、優れた熱間加工性、高強度及び高軟性を有する低合金鋼板を開示する。本発明の一実施例による強度及び軟性に優れた低合金鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：０．７〜２．５％、Ｍｎ：８〜１２％、Ｃｒ：１３〜１５．５％、Ｃｕ：０．５〜３．０％、Ｎ：０．１〜０．２％、Ａｌ：０．２５％以下、Ｓｎ：０．２５％以下、残りはＦｅ及びその他不可避な不純物からなり、微細組織として、フェライト相及びマルテンサイト相のうち少なくとも一つ以上を体積分率５％以下で含み、残りはオーステナイト相であることを特徴とする。【選択図】図１５
Description
本発明は、強度及び軟性に優れた低合金鋼板に係り、より詳しくは、自動車、鉄道などの構造部材に適した高強度高軟性鋼板であって、Ｎｉなどの合金元素を最小化し、Ｃｒ、Ｍｎを主成分として微細組織を制御した強度及び軟性に優れた低合金鋼板及びその製造方法に関する。
従来より自動車の車体の軽量化のために高強度高軟性鋼板が用いられてきたが、最近では既存の析出強化又は固溶強化鋼に比べて加工性に優れた変態組織鋼が開発され用いられている。変態組織鋼は、いわゆるＤＰ（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）鋼、ＴＲＩＰ（ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼、ＣＰ（Ｃｏｍｐｌｅｘ Ｐｈａｓｅ）鋼などで代表され、これら変態組織鋼は、それぞれ母相と第２相の種類及び分率によって機械的性質、すなわち、引張強度及び延伸率のレベルが変わる特性を有する。
変態組織鋼の一つであるＴＲＩＰ鋼は、焼鈍過程でオーステナイトを形成した後、冷却過程で冷却速度と冷却終了温度などを制御して常温でオーステナイトを一部残留させることで、強度と軟性を同時に向上させることができる。準安定残留オーステナイトは、変形によりマルテンサイトに変態されて強度が増加すると共に局所的な応力の集中を緩和し、さらにネッキング（ｎｅｃｋｉｎｇ）を遅延することで延伸率を増加させることができる。したがって、ＴＲＩＰ鋼は、オーステナイトを常温で一定分率以上に維持することが重要であり、そのために多量のＭｎと一緒にオーステナイト安定化元素を添加して常温残留オーステナイトを一定分率以上に維持しなければならない。
変態組織鋼の一つであるＴＲＩＰ鋼は、焼鈍過程でオーステナイトを形成した後、冷却過程で冷却速度と冷却終了温度などを制御して常温でオーステナイトを一部残留させることで、強度と軟性を同時に向上させることができる。準安定残留オーステナイトは、変形によりマルテンサイトに変態されて強度が増加すると共に局所的な応力の集中を緩和し、さらにネッキング（ｎｅｃｋｉｎｇ）を遅延することで延伸率を増加させることができる。したがって、ＴＲＩＰ鋼は、オーステナイトを常温で一定分率以上に維持することが重要であり、そのために多量のＭｎと一緒にオーステナイト安定化元素を添加して常温残留オーステナイトを一定分率以上に維持しなければならない。
一方、変態組織鋼以外に、鋼中にＣ及びＭｎを多量添加してオーステナイト単相を構成するＴＷＩＰ（Ｔｗｉｎｎｉｎｇ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼があるが、ＴＷＩＰ鋼の場合には、引張強度と延伸率に優れた材質特性を示す。しかし、一般的にＴＷＩＰ鋼を製造するため、Ｃの含量が０．４重量％である場合には、Ｍｎの含量が約２５重量％以上、Ｃの含量が０．６重量％である場合には、Ｍｎの含量が約２０重量％以上にならないと、母相中に双晶（ｔｗｉｎｎｉｎｇ）現象を起こすオーステナイトが安定的に確保されず、加工性に極めて有害なＨＣＰ構造のイプシロンマルテンサイト（ε）とＢＣＴ構造のマルテンサイト（α’）が形成されるため、常温で安定的にオーステナイトが存在するように多量のオーステナイト安定化元素を添加しなければならない。
特許文献１は、優れた機械的特性及び成形性を有する高Ｍｎ含有ＴＷＩＰ鋼であって、冷間圧延された鋼を冷延焼鈍して再結晶熱処理する。特許文献１は、オーステナイト相の安定化又は積層欠陥エネルギー（ＳＦＥ）の制御のためにＣ、Ａｌ、Ｓｉなどの合金元素が追加的に添加される。
このように、合金成分が多量添加されるＴＲＩＰ鋼及びＴＷＩＰ鋼は、製造時にオーステナイト単相に凝固されて熱間加工性が劣位し、熱間圧延時にＡｌなどの介在物による欠陷が発生しやすくなるなどの合金成分に起因する問題点があり、さらに鋳造、圧延などの製造技術が難しいだけでなく合金原価の大幅な上昇により製造コストが高くなるという問題点がある。
このように、合金成分が多量添加されるＴＲＩＰ鋼及びＴＷＩＰ鋼は、製造時にオーステナイト単相に凝固されて熱間加工性が劣位し、熱間圧延時にＡｌなどの介在物による欠陷が発生しやすくなるなどの合金成分に起因する問題点があり、さらに鋳造、圧延などの製造技術が難しいだけでなく合金原価の大幅な上昇により製造コストが高くなるという問題点がある。
本発明の目的とするところは、合金元素の添加を最小化して熱間圧延時に表面の割れを減少させ、Ｃｒを主成分の一つとして構成し耐食性を確保すると同時に高Ｍｎの設計を通じたＴＲＩＰ又はＴＷＩＰ様の特性を具現することで、優れた熱間加工性、高強度及び高軟性を有する低合金鋼板を提供することにある。
本発明の強度及び軟性に優れた低合金鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：０．７〜２．５％、Ｍｎ：８〜１２％、Ｃｒ：１３〜１５．５％、Ｃｕ：０．５〜３．０％、Ｎ：０．１〜０．２％、Ａｌ：０．２５％以下、Ｓｎ：０．２５％以下、残りはＦｅ及びその他不可避な不純物からなり、微細組織として、フェライト相及びマルテンサイト相のうち少なくとも一つ以上を体積分率５％以下で含み、残りはオーステナイト相であることを特徴とする。
本発明の一実施例によると、前記鋼板は、重量％でＮｉ：０．２％以下を含むことがよい。
また、本発明の一実施例によると、前記鋼板は、重量％でＭｏ：０．２％以下を含むことがよい。
また、本発明の一実施例によると、前記鋼板は、重量％でＭｏ：０．２％以下を含むことがよい。
本発明の一実施例によると、前記鋼板は、延伸率が４０％以上であることが好ましい。
また、本発明の一実施例によると、前記鋼板は、引張強度が６５０ＭＰａ以上であることが好ましい。
また、本発明の一実施例によると、前記鋼板は、引張強度が６５０ＭＰａ以上であることが好ましい。
本発明によると、強度及び軟性に優れた低合金鋼板は、ＴＲＩＰ又はＴＷＩＰ様の特性を具現することで、６５０ＭＰａ以上の引張強度と４０％以上の延伸率を有するので、多様な形態の軽量化薄物を製造して自動車部品又は他の構造材の用途で用いることができる。
また、Ｃｒを主成分の一つとして含み、優れた耐食性を有し、他の合金元素の添加を最小化しても熱間加工性に優れる効果を有する。
また、Ｃｒを主成分の一つとして含み、優れた耐食性を有し、他の合金元素の添加を最小化しても熱間加工性に優れる効果を有する。
本発明の強度及び軟性に優れた低合金鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：０．７〜２．５％、Ｍｎ：８〜１２％、Ｃｒ：１３〜１５．５％、Ｃｕ：０．５〜３．０％、Ｎ：０．１〜０．２％、Ａｌ：０．２５％以下、Ｓｎ：０．２５％以下、残りはＦｅ及びその他不可避な不純物からなり、微細組織として、フェライト相及びマルテンサイト相のうち少なくとも一つ以上を体積分率５％以下で含み、残りはオーステナイト相でなることを特徴とする。
以下、本発明の実施例について添付図面を基にして詳細に説明する。以下の実施例は、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に本発明の思想を充分に伝達するために提示するものである。本発明は、ここで提示した実施例に限定されず、他の形態に具体化できる。図面は、本発明を明確にするために説明と関係ない部分のを省略し、理解を助けるために構成要素のサイズを多少誇張して表現した。
以下、本発明の実施例について添付図面を基にして詳細に説明する。以下の実施例は、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に本発明の思想を充分に伝達するために提示するものである。本発明は、ここで提示した実施例に限定されず、他の形態に具体化できる。図面は、本発明を明確にするために説明と関係ない部分のを省略し、理解を助けるために構成要素のサイズを多少誇張して表現した。
本発明の一実施例による強度及び軟性に優れた低合金鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：０．７〜２．５％、Ｍｎ：８〜１２％、Ｃｒ：１３〜１５．５％、Ｃｕ：０．５〜３．０％、Ｎ：０．１〜０．２％、Ａｌ：０．２５％以下、Ｓｎ：０．２５％以下、残りはＦｅ及びその他不可避な不純物からなる。
本発明による強度及び軟性に優れた低合金鋼板に含まれる各成分の役目及びその含量について説明すると、次の通りである。下記成分に対する％は、重量％を意味する。
本発明による強度及び軟性に優れた低合金鋼板に含まれる各成分の役目及びその含量について説明すると、次の通りである。下記成分に対する％は、重量％を意味する。
炭素Ｃの含量は、０．０５％以上、０．３％以下である。
Ｃは、オーステナイト形成元素として固溶強化による材料の強度増加に有効な元素である。高強度の確保のためにＣを多量添加することが有利であるが、過多に添加すると、耐食性の低下をもたらすので、その上限を０．３％以下に制限する。一方、下限については、製錬時の脱炭の負荷を考慮して最小限のＣによる強度増加効果を得るために、その下限を０．０５％に制限する。安定的な製造とＣによる強度の確保のためにＣを０．０５〜０．３％の範囲で添加することが好ましい。
Ｃは、オーステナイト形成元素として固溶強化による材料の強度増加に有効な元素である。高強度の確保のためにＣを多量添加することが有利であるが、過多に添加すると、耐食性の低下をもたらすので、その上限を０．３％以下に制限する。一方、下限については、製錬時の脱炭の負荷を考慮して最小限のＣによる強度増加効果を得るために、その下限を０．０５％に制限する。安定的な製造とＣによる強度の確保のためにＣを０．０５〜０．３％の範囲で添加することが好ましい。
珪素Ｓｉの含量は、０．７％以上、２．５％以下である。
Ｓｉは、脱酸効果及びフェライト安定化元素として作用するので一定量を添加する。しかし、過多に含まれる場合、耐食性や衝撃靭性に関連する機械的特性を低下させるので、その範囲を制限する必要がある。Ｓｉを多量に添加するとき、フェライト形成元素としてフェライト分率を増加させ熱間圧延時に表面割れをもたらし、製造時に負荷をもたらすので、その上限を２．５％に制限する。一方、Ｓｉの添加によるオーステナイト相の安定性制御、塑性有機マルテンサイトの形成制御及び製造の容易性を付与するために、その下限を０．７％に制限する。Ｓｉの添加による相分率の制御、オーステナイト相の変形時の変形機構の制御のために、Ｓｉの範囲を０．７〜２．５％に制限することが好ましい。
Ｓｉは、脱酸効果及びフェライト安定化元素として作用するので一定量を添加する。しかし、過多に含まれる場合、耐食性や衝撃靭性に関連する機械的特性を低下させるので、その範囲を制限する必要がある。Ｓｉを多量に添加するとき、フェライト形成元素としてフェライト分率を増加させ熱間圧延時に表面割れをもたらし、製造時に負荷をもたらすので、その上限を２．５％に制限する。一方、Ｓｉの添加によるオーステナイト相の安定性制御、塑性有機マルテンサイトの形成制御及び製造の容易性を付与するために、その下限を０．７％に制限する。Ｓｉの添加による相分率の制御、オーステナイト相の変形時の変形機構の制御のために、Ｓｉの範囲を０．７〜２．５％に制限することが好ましい。
マンガンＭｎの含量は、８％以上、１２％以下である。
Ｍｎは、オーステナイト形成元素であって、Ｃｒ添加鋼でオーステナイト相を構成する主要な元素である。特に、Ｎｉと同一の効果によりＮｉ代替元素として活用される。製造時にＭｎを多量に含有する場合、酸化物系の介在物により製造時に欠陥又は耐食性の低下をもたらす。介在物の低減のために特殊精錬などの固溶酸素を減少させる追加的な技術が必要なので、製造コストが上昇する。したがって、その上限を１２％に制限する。Ｎｉの添加を極少量にし、オーステナイト単相又は一部フェライト又はマルテンサイトの組織を確保するための最小限の量は、８％程度である。したがって、Ｍｎの範囲は、８〜１２％に制限することが好ましい。
Ｍｎは、オーステナイト形成元素であって、Ｃｒ添加鋼でオーステナイト相を構成する主要な元素である。特に、Ｎｉと同一の効果によりＮｉ代替元素として活用される。製造時にＭｎを多量に含有する場合、酸化物系の介在物により製造時に欠陥又は耐食性の低下をもたらす。介在物の低減のために特殊精錬などの固溶酸素を減少させる追加的な技術が必要なので、製造コストが上昇する。したがって、その上限を１２％に制限する。Ｎｉの添加を極少量にし、オーステナイト単相又は一部フェライト又はマルテンサイトの組織を確保するための最小限の量は、８％程度である。したがって、Ｍｎの範囲は、８〜１２％に制限することが好ましい。
クロムＣｒの含量は、１３．０％以上、１５．５％以下である。
Ｃｒは、代表的なフェライト形成元素であり、耐食性を増加させる元素である。特に、Ｎの固溶度に大きい影響を与える元素である。熱間圧延時の表面割れを最小化するために微量元素、特に、粒界偏析元素であるＳ、Ｐなどを微量に制御しないように凝固時に初晶をフェライトで制御することが好ましい。また、一定なフェライト量が一定量を超過する場合、高温でフェライトとオーステナイトの２相が存在するため、反って熱間加工性の低下をもたらし、熱間圧延時に多量の割れ発生をもたらす。また、一部が最終製品の製造時に必要以上のフェライト相として存在し、機械的性質の悪化をもたらす。したがって、Ｃｒの上限は、１５．５％以下に制限する。一方、Ｃｒの含量が過度に少ない場合、高温で凝固するときオーステナイト初晶に凝固する粒界偏析元素であるＰ、Ｓを微量に制御しなければならない問題が発生し、制御が不十分な場合、製造時に多量の表面割れが発生する。また、最小限の耐食性及び炭素鋼より優位の耐食性を有するために最小限１３．０％以上が必要である。したがって、Ｃｒは、所望する合金元素範囲内で初晶がフェライトに凝固し、最小限のステンレスレベルの耐食性を維持するために、１３．０〜１５．５％に制限することが好ましい。
Ｃｒは、代表的なフェライト形成元素であり、耐食性を増加させる元素である。特に、Ｎの固溶度に大きい影響を与える元素である。熱間圧延時の表面割れを最小化するために微量元素、特に、粒界偏析元素であるＳ、Ｐなどを微量に制御しないように凝固時に初晶をフェライトで制御することが好ましい。また、一定なフェライト量が一定量を超過する場合、高温でフェライトとオーステナイトの２相が存在するため、反って熱間加工性の低下をもたらし、熱間圧延時に多量の割れ発生をもたらす。また、一部が最終製品の製造時に必要以上のフェライト相として存在し、機械的性質の悪化をもたらす。したがって、Ｃｒの上限は、１５．５％以下に制限する。一方、Ｃｒの含量が過度に少ない場合、高温で凝固するときオーステナイト初晶に凝固する粒界偏析元素であるＰ、Ｓを微量に制御しなければならない問題が発生し、制御が不十分な場合、製造時に多量の表面割れが発生する。また、最小限の耐食性及び炭素鋼より優位の耐食性を有するために最小限１３．０％以上が必要である。したがって、Ｃｒは、所望する合金元素範囲内で初晶がフェライトに凝固し、最小限のステンレスレベルの耐食性を維持するために、１３．０〜１５．５％に制限することが好ましい。
銅Ｃｕの含量は、０．５％以上、３．０％以下である。
Ｃｕは、Ｍｎ、Ｎｉと類似のオーステナイト形成元素である。Ｎｉの代わりに添加される元素であって、過多に添加される場合、固溶度を超過して金属Ｃｕが析出するため加熱時に粒界脆化をもたらす。したがって、固溶度を超過しないと共にオーステナイトの安定度を制御し得る最大限の量は、３．０％である。一方、最小限の量は、０．５％である。それ以下に添加される場合、Ｃｕ添加の意味がなく、オーステナイトの安定度及び形成に影響を与えない。したがって、Ｃｕは、０．５〜３．０％に制限することが好ましい。
Ｃｕは、Ｍｎ、Ｎｉと類似のオーステナイト形成元素である。Ｎｉの代わりに添加される元素であって、過多に添加される場合、固溶度を超過して金属Ｃｕが析出するため加熱時に粒界脆化をもたらす。したがって、固溶度を超過しないと共にオーステナイトの安定度を制御し得る最大限の量は、３．０％である。一方、最小限の量は、０．５％である。それ以下に添加される場合、Ｃｕ添加の意味がなく、オーステナイトの安定度及び形成に影響を与えない。したがって、Ｃｕは、０．５〜３．０％に制限することが好ましい。
窒素Ｎの含量は、０．１％ 以上、０．２％以下である。
Ｎは、Ｎｉと共に代表的なオーステナイト形成元素であり、Ｃｒ、Ｍｏと共に素材の耐食性を向上させる元素である。Ｎの添加による効果が現われるのは、Ｃと共に侵入型元素であって、素材の強度を向上させる最小限の量は、０．１％である。多量のＮを素材に固溶させるために、一般に圧力を加えてＮの溶解度を向上させる。Ｎの固溶度を増加させる代表的な元素であるＣｒ、Ｍｎが多量に存在する場合、大気中で圧力を加えないでＮを最大限固溶させることができる量は、０．２％である。したがって、Ｎの適切な添加量は、０．１〜０．２％に制限することが好ましい。
Ｎは、Ｎｉと共に代表的なオーステナイト形成元素であり、Ｃｒ、Ｍｏと共に素材の耐食性を向上させる元素である。Ｎの添加による効果が現われるのは、Ｃと共に侵入型元素であって、素材の強度を向上させる最小限の量は、０．１％である。多量のＮを素材に固溶させるために、一般に圧力を加えてＮの溶解度を向上させる。Ｎの固溶度を増加させる代表的な元素であるＣｒ、Ｍｎが多量に存在する場合、大気中で圧力を加えないでＮを最大限固溶させることができる量は、０．２％である。したがって、Ｎの適切な添加量は、０．１〜０．２％に制限することが好ましい。
アルミニウムＡｌの含量は、０％以上、０．２５％以下である。
Ａｌは、Ｃｒが添加されたステンレス鋼でフェライト形成元素であり、製鋼操業時の脱酸のために有用な元素であると同時にオーステナイト相の積層欠陷エネルギーを増加させて変形時に塑性有機マルテンサイトや機械的双晶を形成させ、成形後に発生する割れである遅延破壊抵抗性を向上させることが知られている。その含有量が０．２５％を超過すると、大型のＡｌ系介在物が生成されて表面欠陷の原因になる。また、過度に添加される場合、高温で多量のフェライト相を含有して熱間圧延時に割れの原因になる。したがって、Ａｌの含有量は、０．２５％以下の範囲に制限することがよい。
Ａｌは、Ｃｒが添加されたステンレス鋼でフェライト形成元素であり、製鋼操業時の脱酸のために有用な元素であると同時にオーステナイト相の積層欠陷エネルギーを増加させて変形時に塑性有機マルテンサイトや機械的双晶を形成させ、成形後に発生する割れである遅延破壊抵抗性を向上させることが知られている。その含有量が０．２５％を超過すると、大型のＡｌ系介在物が生成されて表面欠陷の原因になる。また、過度に添加される場合、高温で多量のフェライト相を含有して熱間圧延時に割れの原因になる。したがって、Ａｌの含有量は、０．２５％以下の範囲に制限することがよい。
スズＳｎの含量は、０％以上、０．０５％以下である。
Ｓｎは、素材の耐食性改善及び焼鈍時の焼鈍スケールの厚さを制御して酸洗性を改善する元素と知られている。すなわち、Ｓｉを多量で添加する場合、冷延又は熱延焼鈍過程から発生するスケール表層にＳｉＯ２酸化物の形成を抑制させる効果を有するので、冷延焼鈍工程の効率を増加させることができる。しかし、Ｓｎの過度な添加は、熱間加工性の低下及び製造工程性の低下をもたらすので、その上限を０．０５％に制限する。また、耐食性の場合、Ｓｎを添加すると、ステンレス不動態層の表面にＳｎが添加されて孔食抵抗性を上昇させる効果を有している。したがって、Ｓｎの含有量は、０．０５％以下の範囲に制限することが好ましい。
Ｓｎは、素材の耐食性改善及び焼鈍時の焼鈍スケールの厚さを制御して酸洗性を改善する元素と知られている。すなわち、Ｓｉを多量で添加する場合、冷延又は熱延焼鈍過程から発生するスケール表層にＳｉＯ２酸化物の形成を抑制させる効果を有するので、冷延焼鈍工程の効率を増加させることができる。しかし、Ｓｎの過度な添加は、熱間加工性の低下及び製造工程性の低下をもたらすので、その上限を０．０５％に制限する。また、耐食性の場合、Ｓｎを添加すると、ステンレス不動態層の表面にＳｎが添加されて孔食抵抗性を上昇させる効果を有している。したがって、Ｓｎの含有量は、０．０５％以下の範囲に制限することが好ましい。
また、本発明の一実施例によると、鋼板は、重量％で、ニッケルＮｉ：０．２％以下及び／又はモリブデンＭｏ：０．２％以下をさらに含んでいてもよい。
Ｎｉは、オーステナイト形成元素としてＭｎと同一の役目をする。Ｎｉの大部分をＭｎに代替し、一部はスクラップなどにより不純物で存在する。その残留量は、０．２％以下に制限する。
Ｍｏは、耐食性を増加させると同時にフェライトを形成する高価な元素である。添加しない状態でその量は、０．２％以下に制限する。
Ｎｉは、オーステナイト形成元素としてＭｎと同一の役目をする。Ｎｉの大部分をＭｎに代替し、一部はスクラップなどにより不純物で存在する。その残留量は、０．２％以下に制限する。
Ｍｏは、耐食性を増加させると同時にフェライトを形成する高価な元素である。添加しない状態でその量は、０．２％以下に制限する。
合金元素の組成範囲を満足する本発明による鋼板は、微細組織として、フェライト相及びマルテンサイト相のうちで少なくとも一つ以上を体積分率５％以下で含み、残りはオーステナイト相を含む。また、フェライト相及びマルテンサイト相以外に不可避な析出相を含み得るが、その体積分率の和は、５％以下を満足することが好ましい。
成分系を満足する溶鋼を、通常の製造方法によってスラブの再加熱、熱間圧延、熱延焼鈍、酸洗などの工程を経て本発明による低合金鋼板を製造することができる。
例えば、スラブは、通常の圧延温度で熱間圧延し得、熱延鋼板は、９００〜１，２００℃の範囲で１０〜６０分間焼鈍熱処理することができる。以後、熱延鋼板は、通常の方法で冷間圧延して薄物に製造することができる。本発明による高強度及び高軟性を有する低合金鋼板は、例えば、成形用一般製品に用いることができ、ストリップ（ｓｔｒｉｐ）、バー（ｂａｒ）、プレート（ｐｌａｔｅ）、シート（ｓｈｅｅｔ）、パイプ（ｐｉｐｅ）又はチューブ（ｔｕｂｅ）のような製品に製造されて用いることができる。
成分系を満足する溶鋼を、通常の製造方法によってスラブの再加熱、熱間圧延、熱延焼鈍、酸洗などの工程を経て本発明による低合金鋼板を製造することができる。
例えば、スラブは、通常の圧延温度で熱間圧延し得、熱延鋼板は、９００〜１，２００℃の範囲で１０〜６０分間焼鈍熱処理することができる。以後、熱延鋼板は、通常の方法で冷間圧延して薄物に製造することができる。本発明による高強度及び高軟性を有する低合金鋼板は、例えば、成形用一般製品に用いることができ、ストリップ（ｓｔｒｉｐ）、バー（ｂａｒ）、プレート（ｐｌａｔｅ）、シート（ｓｈｅｅｔ）、パイプ（ｐｉｐｅ）又はチューブ（ｔｕｂｅ）のような製品に製造されて用いることができる。
以下、実施例を通じて本発明を具体的に説明するが、下記実施例は、本発明を例示してより詳細に説明するためのものに過ぎず、本発明の権利範囲がこれら実施例に限定されるものではない。
＜実施例＞
本発明による成分の組成範囲に該当する鋼の試片を準備し、熱間圧延、熱延焼鈍した後に素材の相分率、延伸率及び引張強度を測定した。下記の表１には、実施例に供した実験鋼種に対する合金組成（重量％）を示した。
＜実施例＞
本発明による成分の組成範囲に該当する鋼の試片を準備し、熱間圧延、熱延焼鈍した後に素材の相分率、延伸率及び引張強度を測定した。下記の表１には、実施例に供した実験鋼種に対する合金組成（重量％）を示した。
組成のように製造された素材を通常の圧延温度で熱間圧延した後、製造された熱延鋼板を熱延焼鈍処理して微細組織、相分率及び、これと関連した強度と延伸率を評価した。
図１〜図４は、発明鋼と比較鋼の熱間加工性を示した写真である。図１は、発明鋼８を示し、図２は、発明鋼９を示し、図３は、発明鋼１１を示す。図１〜図３を基にすると、オーステナイト単相の組織を示すか、冷却後に一部のマルテンサイトが存在して熱間圧延時にエッジクラックがほとんどないことを確認した。一部のフェライト相が５％以下で存在する発明鋼１１の場合、一部エッジのクラックが発生するが、問題にならなかった。しかし、図４に示した比較鋼４の場合、フェライトが非常に多く存在して熱間圧延時にクラックがひどく発生し熱間圧延時に問題をもたらすことが分かった。
図１〜図４は、発明鋼と比較鋼の熱間加工性を示した写真である。図１は、発明鋼８を示し、図２は、発明鋼９を示し、図３は、発明鋼１１を示す。図１〜図３を基にすると、オーステナイト単相の組織を示すか、冷却後に一部のマルテンサイトが存在して熱間圧延時にエッジクラックがほとんどないことを確認した。一部のフェライト相が５％以下で存在する発明鋼１１の場合、一部エッジのクラックが発生するが、問題にならなかった。しかし、図４に示した比較鋼４の場合、フェライトが非常に多く存在して熱間圧延時にクラックがひどく発生し熱間圧延時に問題をもたらすことが分かった。
一方、製造された素材を通常の圧延温度で熱間圧延した後、製造された熱延鋼板を熱延焼鈍処理して微細組織及び相分率を確認し、下記表２に示した。１，１００℃で約３０分熱延焼鈍処理した後に水冷し、光学顕微鏡で組織を観察した。相分率の測定は、フェライトスコープを活用し、光学顕微鏡で組織を観察した結果、マルテンサイト相が存在する場合は、イメージアナライザー（Ｉｍａｇｅ Ａｎａｌｙｚｅｒ）を活用して、フェライトスコープのデータと比較してフェライト分率とマルテンサイト分率を分離した。
表２を基にすると、大部分の主要な発明鋼の場合、母相がオーステナイト相であり、残留組織が成分系によって少しずつ変化するが、フェライト又はマルテンサイト相が残留することが分かった。また、その残留量が５％以下であることが確認できた。しかし、熱間圧延時にひどいエッジクラックが発生した比較鋼の場合、大部分オーステナイト及びフェライト相で構成された２相組織であることが分かった。特に、比較鋼５の場合、熱延焼鈍した後に微細組織の大部分がオーステナイト相からマルテンサイト相に変態され、一部は残留オーステナイト相に存在する。そして、圧延方向に長く延伸されたフェライト相が相当量存在することが確認できた。焼鈍の温度範囲で発明鋼の場合、結晶粒の差異、一部フェライト相又はマルテンサイト相が存在すること以外は、微細組織の差がほとんどないことを確認した。
図５〜図１０は、熱延焼鈍温度の１，１００℃で３０分熱処理した後に水冷した発明鋼及び比較鋼の組織を示した光学顕微鏡写真である。
図５は、発明鋼２の微細組織を示した写真であって、オーステナイト相と残留マルテンサイト相が観察された。
図６は、発明鋼８の微細組織を示したし写真であって、オーステナイト相と残留フェライト相が観察された。
図７は、発明鋼９の微細組織を示した写真であって、オーステナイト相のみが観察された。
図５は、発明鋼２の微細組織を示した写真であって、オーステナイト相と残留マルテンサイト相が観察された。
図６は、発明鋼８の微細組織を示したし写真であって、オーステナイト相と残留フェライト相が観察された。
図７は、発明鋼９の微細組織を示した写真であって、オーステナイト相のみが観察された。
図８は、比較鋼１の微細組織を示した写真であって、オーステナイト相と一緒に圧延方向に長く延伸された相が観察された。
図９は、比較鋼４の微細組織を示した写真であって、オーステナイト相とフェライト相が観察された。
図１０は、比較鋼５の微細組織を示した写真であって、オーステナイト相と一緒にフェライト及びマルテンサイト相が全て観察された。
このように、図５〜図１０は、表２に対応する代表的な組織写真であって、実際に測定結果と観察結果がよく一致していた。
図９は、比較鋼４の微細組織を示した写真であって、オーステナイト相とフェライト相が観察された。
図１０は、比較鋼５の微細組織を示した写真であって、オーステナイト相と一緒にフェライト及びマルテンサイト相が全て観察された。
このように、図５〜図１０は、表２に対応する代表的な組織写真であって、実際に測定結果と観察結果がよく一致していた。
一方、図１１〜図１４は、発明鋼９の合金成分の組成範囲を有する試片に対する９００〜１，２００℃の熱延焼鈍温度による微細組織の変化を示した写真である。
熱延焼鈍の温度が９００℃以上に高くした場合にも結晶粒は粗大化されるが、十分に所望する組織を確保することができることが分かった。
熱延焼鈍の温度が９００℃以上に高くした場合にも結晶粒は粗大化されるが、十分に所望する組織を確保することができることが分かった。
図１５は、本発明の一実施例による発明鋼及び比較鋼の引張試験結果を示したグラフである。
図１５に示したとおり、発明鋼の場合、大部分延伸率が４０％以上であり、引張強度は、６５０ＭＰａ以上の値を確保することが可能であった。また、素材を変形させるか応力を加える場合、主要な相であるオーステナイト相の変形挙動によって応力−変形曲線及び引張強度の値が大きく変化することが分かる。塑性有機マルテンサイト変態がよく起きる場合である発明鋼５及び発明鋼８の場合は、延伸率も４０％以上であり、引張強度が１，２００ＭＰａの高強度の確保が可能であることが分かった。
図１５に示したとおり、発明鋼の場合、大部分延伸率が４０％以上であり、引張強度は、６５０ＭＰａ以上の値を確保することが可能であった。また、素材を変形させるか応力を加える場合、主要な相であるオーステナイト相の変形挙動によって応力−変形曲線及び引張強度の値が大きく変化することが分かる。塑性有機マルテンサイト変態がよく起きる場合である発明鋼５及び発明鋼８の場合は、延伸率も４０％以上であり、引張強度が１，２００ＭＰａの高強度の確保が可能であることが分かった。
以上、本発明の例示的な実施例を説明したが、本発明はこれに限定されず、該当技術分野において通常の知識を有する者であれば、次に記載する特許請求の範囲の概念と範囲を脱しない範囲内で多様に変更及び変形が可能であることを理解すべきである。
本発明の実施例による強度及び軟性に優れた低合金鋼板は、Ｎｉが省略されたＣｒ−Ｍｎ添加オーステナイト系ステンレス鋼であって、物性に優れており自動車構造用鋼板など構造材分野において多様に適用が可能である。
Claims (5)
- 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：０．７〜２．５％、Ｍｎ：８〜１２％、Ｃｒ：１３〜１５．５％、Ｃｕ：０．５〜３．０％、Ｎ：０．１〜０．２％、Ａｌ：０超過０．２５％以下、Ｓｎ：０超過０．２５％以下、残りはＦｅ及びその他不可避な不純物からなり、
微細組織として、フェライト相及びマルテンサイト相のうち少なくとも一つ以上を体積分率５％以下で含み、
残りはオーステナイト相であることを特徴とする強度及び軟性に優れた低合金鋼板。 - 前記鋼板は、重量％でＮｉ：０．２％以下を含むことを特徴とする請求項１に記載の強度及び軟性に優れた低合金鋼板。
- 前記鋼板は、重量％でＭｏ：０．２％以下を含むことを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の強度及び軟性に優れた低合金鋼板。
- 前記鋼板は、延伸率が４０％以上であることを特徴とする請求項１に記載の強度及び軟性に優れた低合金鋼板。
- 前記鋼板は、引張強度が６５０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１に記載の強度及び軟性に優れた低合金鋼板。
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| KR101952818B1 (ko) * | 2017-09-25 | 2019-02-28 | 주식회사포스코 | 강도 및 연성이 우수한 저합금 강판 및 이의 제조방법 |
| CN110396691B (zh) * | 2019-08-27 | 2021-08-24 | 贵州大学 | 一种6061铝合金表面处理方法 |
| KR102326684B1 (ko) * | 2019-09-17 | 2021-11-17 | 주식회사 포스코 | 크리프 강도와 고온 연성이 우수한 크롬강판 및 그 제조방법 |
| KR102272785B1 (ko) * | 2019-10-29 | 2021-07-05 | 주식회사 포스코 | 항복비가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS505968B1 (ja) * | 1970-04-30 | 1975-03-10 | ||
| JP2009120906A (ja) * | 2007-11-14 | 2009-06-04 | Kobe Steel Ltd | 低温ねじれ特性に優れた線材・棒鋼およびその製造方法 |
| JP2011219809A (ja) * | 2010-04-08 | 2011-11-04 | Honda Motor Co Ltd | 高強度鋼板 |
Family Cites Families (18)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0686645B2 (ja) * | 1989-05-31 | 1994-11-02 | 日本金属工業株式会社 | 熱間加工性に優れたニッケル節減型オーステナイト系ステンレス鋼 |
| FR2766843B1 (fr) * | 1997-07-29 | 1999-09-03 | Usinor | Acier inoxydable austenitique comportant une tres faible teneur en nickel |
| DE102005024029B3 (de) | 2005-05-23 | 2007-01-04 | Technische Universität Bergakademie Freiberg | Austenitischer Leichtbaustahl und seine Verwendung |
| DE102005030413C5 (de) | 2005-06-28 | 2009-12-10 | Technische Universität Bergakademie Freiberg | Hochfester austenitisch-martensitischer Leichtbaustahl und seine Verwendung |
| US7682471B2 (en) * | 2006-07-10 | 2010-03-23 | Trw Automotive U.S. Llc | Austenitic iron-based alloy |
| JP5544633B2 (ja) * | 2007-07-30 | 2014-07-09 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 衝撃吸収特性に優れた構造部材用オーステナイト系ステンレス鋼板 |
| JP5597006B2 (ja) * | 2010-03-26 | 2014-10-01 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 構造部材用高強度および高延性オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
| JP6056132B2 (ja) * | 2010-11-25 | 2017-01-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 燃料タンク用オーステナイト・フェライト系二相ステンレス鋼 |
| IT1403129B1 (it) | 2010-12-07 | 2013-10-04 | Ct Sviluppo Materiali Spa | Procedimento per la produzione di acciaio ad alto manganese con resistenza meccanica e formabilità elevate, ed acciaio così ottenibile. |
| KR20120063793A (ko) * | 2010-12-08 | 2012-06-18 | 주식회사 포스코 | 가공성이 우수한 페라이트계 스테인레스강 |
| JP5440672B2 (ja) * | 2011-09-16 | 2014-03-12 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 |
| WO2013107922A1 (en) * | 2012-01-20 | 2013-07-25 | Jl Materials Technology Oy | An austenitic stainless steel product and a method for manufacturing same |
| JP5869922B2 (ja) * | 2012-03-09 | 2016-02-24 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 面内異方性が小さいフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板およびその製造方法 |
| ITRM20120647A1 (it) * | 2012-12-19 | 2014-06-20 | Ct Sviluppo Materiali Spa | ACCIAIO INOSSIDABILE AUSTENITICO AD ELEVATA PLASTICITÀ INDOTTA DA GEMINAZIONE, PROCEDIMENTO PER LA SUA PRODUZIONE, E SUO USO NELLÂeuro¿INDUSTRIA MECCANICA. |
| CN103205655A (zh) * | 2013-03-21 | 2013-07-17 | 宝钢不锈钢有限公司 | 一种含Sn奥氏体不锈钢及其制造方法 |
| CN103966528A (zh) * | 2014-04-29 | 2014-08-06 | 宝钢不锈钢有限公司 | 一种含Sn奥氏体不锈钢及其制造方法 |
| FI127274B (en) * | 2014-08-21 | 2018-02-28 | Outokumpu Oy | HIGH-STRENGTH AUSTENITE STAINLESS STEEL AND ITS PRODUCTION METHOD |
| KR101668533B1 (ko) * | 2014-12-26 | 2016-10-24 | 주식회사 포스코 | 표면 품질이 우수한 듀플렉스 스테인리스강 |
-
2016
- 2016-12-13 KR KR1020160169693A patent/KR101903174B1/ko active IP Right Grant
-
2017
- 2017-05-24 JP JP2019531716A patent/JP2020509175A/ja active Pending
- 2017-05-24 CN CN201780076526.XA patent/CN110062814A/zh active Pending
- 2017-05-24 US US16/468,875 patent/US20200080178A1/en not_active Abandoned
- 2017-05-24 EP EP17881659.1A patent/EP3556892A1/en not_active Withdrawn
- 2017-05-24 WO PCT/KR2017/005381 patent/WO2018110779A1/ko unknown
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS505968B1 (ja) * | 1970-04-30 | 1975-03-10 | ||
| JP2009120906A (ja) * | 2007-11-14 | 2009-06-04 | Kobe Steel Ltd | 低温ねじれ特性に優れた線材・棒鋼およびその製造方法 |
| JP2011219809A (ja) * | 2010-04-08 | 2011-11-04 | Honda Motor Co Ltd | 高強度鋼板 |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP7395769B2 (ja) | 2020-04-22 | 2023-12-11 | ポスコホールディングス インコーポレーティッド | 高強度、高成形の低原価オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP3556892A4 (en) | 2019-10-23 |
| CN110062814A (zh) | 2019-07-26 |
| WO2018110779A1 (ko) | 2018-06-21 |
| KR101903174B1 (ko) | 2018-10-01 |
| US20200080178A1 (en) | 2020-03-12 |
| KR20180068088A (ko) | 2018-06-21 |
| EP3556892A1 (en) | 2019-10-23 |
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