JP2024500722A - 降伏強度及び曲げ特性に優れた超高強度冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

降伏強度及び曲げ特性に優れた超高強度冷延鋼板及びその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP2024500722A
JP2024500722A JP2023536467A JP2023536467A JP2024500722A JP 2024500722 A JP2024500722 A JP 2024500722A JP 2023536467 A JP2023536467 A JP 2023536467A JP 2023536467 A JP2023536467 A JP 2023536467A JP 2024500722 A JP2024500722 A JP 2024500722A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
rolled steel
steel sheet
cold
ultra
strength
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
Application number
JP2023536467A
Other languages
English (en)
Inventor
ジョン－パン コン、
ヨン－サン アン、
ジュ－ヒョン リュ、
Original Assignee
ポスコ カンパニー リミテッド
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by ポスコ カンパニー リミテッド filed Critical ポスコ カンパニー リミテッド
Publication of JP2024500722A publication Critical patent/JP2024500722A/ja
Pending legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • 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
    • C22C38/18—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
    • 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
    • C21D1/84—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
    • C21D6/002—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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • 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
    • C22C38/18—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
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • 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
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • 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

Abstract

本発明は、降伏強度及び曲げ特性に優れた超高強度冷延鋼板及びその製造方法に関し、より具体的には、メンバ（ｍｅｍｂｅｒ）、シートレール（ｓｅａｔ ｒａｉｌ）及びピラー（ｐｉｌｌａｒ）等のような自動車用構造部材として使用できる降伏強度及び曲げ特性に優れた超高強度冷延鋼板及びその製造方法に関する。

Description

本発明は、降伏強度及び曲げ特性に優れた超高強度冷延鋼板及びその製造方法に関し、より具体的には、メンバ（ｍｅｍｂｅｒ）、シートレール（ｓｅａｔ ｒａｉｌ）及びピラー（ｐｉｌｌａｒ）等のような自動車用構造部材として使用できる降伏強度及び曲げ特性に優れた超高強度冷延鋼板及びその製造方法に関する。
最近、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安全装置の構築が義務化され、自動車の燃費向上のための軽量化とは反対の状況となり、車体の重量が増加するという問題がある。消費者の間では、環境にやさしく、燃費の効率の高いハイブリッド（Ｈｙｂｒｉｄ）や電気自動車への関心が高まっているが、このような環境にやさしく安全な車を生産するためには、車体構造の軽量化及び車体素材の安定性を確保しなければならない。しかし、ハイブリッド自動車は、既存のガソリンエンジンだけでなく、電気エンジン、電気バッテリー、そして２次燃料保管タンクなどの様々な装置が追加されている。また、運転者の便宜施設等が継続的に追加されて車体の重量が増加している。したがって、車体の軽量化を実現するためには、薄いながらも強度、延性及び曲げ特性などに優れた素材の開発が必須である。よって、このような問題を解決するためには、引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度及び高延性等を確保できるギガ級鋼板の開発が必要である。
一方、近年、自動車の衝撃安定性に対する規制の拡大と共に、車体の耐衝撃性を向上させるために、メンバ（ｍｅｍｂｅｒ）、シートレール（ｓｅａｔ ｒａｉｌ）及びピラー（ｐｉｌｌａｒ）等の構造部材において、降伏強度に優れた高強度鋼が採用されている。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な特徴を有している。しかし、一般に鋼板の強度が増加するほど、伸び率が減少して成形加工性が低下するという問題点が発生するため、高降伏比、成形性及び部品加工時の主要物性である曲げ特性が同時に向上した材料の開発が求められている実情である。
降伏強度を高めるための代表的な製造方法としては、連続焼鈍時に水冷却を用いることである。すなわち、焼鈍工程で均熱させた後、水に浸漬し、焼戻しを行うことにより、微細組織をマルテンサイトからテンパードマルテンサイトに変態させた鋼板を製造することができる。このような方法の代表的な従来技術としては特許文献１がある。特許文献１は、炭素０．１８～０．３％の鋼材を連続焼鈍した後に常温まで水冷し、次いで、１２０～３００℃の温度で１～１５分間の過時効処理を行い、マルテンサイトの体積率が８０～９７％であり、残部がフェライトである鋼材を製造することに関する技術である。このように水冷した後、焼戻し方式により超高強度鋼を製造する場合、降伏比は非常に高いものの、幅方向、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する。よって、ロールフォーミング加工時、部位による材質不良、作業性の低下などの問題が発生する。
上記高張力鋼板の加工性を向上させた従来技術としては特許文献２がある。特許文献２は、テンパードマルテンサイトを主体とする複合組織からなる鋼板に関するものであって、加工性を向上させるために、組織の内部に粒径１～１００ｎｍの微細析出Ｃｕ粒子を分散させることを特徴としている。しかし、特許文献１は、良好な微細Ｃｕ粒子を析出させるためにＣｕ含量を２～５％にして過剰に添加することによって、Ｃｕに起因する赤熱脆性が発生する可能性があり、また製造コストが過度に上昇するという問題点がある。
一方、特許文献３は、フェライト（ｆｅｒｒｉｔｅ）を基地組織として、パーライト（ｐｅａｒｌｉｔｅ）２～１０面積％を含む微細組織を有し、主にＴｉ等のような炭・窒化物形成元素の添加による析出強化及び結晶粒微細化により強度を向上させた鋼板を提示している。特許文献３は、低い製造コストに比べて高い強度が容易に得られるという利点を有しているが、微細析出物により再結晶温度が急激に上昇することになり、十分な再結晶を起こして延性を確保するためには、高温焼鈍を実施しなければならないという欠点がある。また、フェライト基地に炭・窒化物を析出させて強化する既存の析出強化鋼は６００ＭＰａ級以上の高強度鋼を得ることが困難であるという問題点がある。
したがって、上述した問題点を解決し、高い降伏強度及び曲げ特性を示しながらも、冷間成形が可能な超高強度を有する鋼材の開発が求められている実情である。
日本登録特許公報第２５２８３８７号 日本公開特許公報特開２００５－２６４１７６号 韓国公開特許公報第２０１５－００７３８４４号
本発明の一側面は、降伏強度及び曲げ特性に優れた超高強度冷延鋼板及びその製造方法を提供しようとするものである。
本発明の一実施形態は重量％で、Ｃ：０．０３～０．１２％、Ｓｉ：０．０３～０．３０％、Ｍｎ：２．１～２．９％、Ａｌ：０．００５～０．０７％、Ｎｂ：０．０１～０．０８％、Ｔｉ：０．００５～０．０８％、Ｂ：０．０００５～０．００５％、Ｃｒ：０．７～１．４％、Ｍｏ：０．００５～０．１０％、Ｎ：０．００８％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１～３を満たし、微細組織は面積％で、フレッシュマルテンサイト：４～１９％、テンパードマルテンサイトとベイナイトの合計：７８～９５％及び残留オーステナイト：０．２～２．０％を含み、上記微細組織の平均結晶粒サイズは０．５～６μｍである降伏強度及び曲げ特性に優れた超高強度冷延鋼板を提供する。
［関係式１］
０．１８≦Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋２Ｐ＋４Ｓ≦０．３０
［関係式２］
１８０≦４８．８＋４９ｌｏｇＣ＋３５．１Ｍｎ＋２５．９Ｓｉ＋７６．５Ｃｒ＋１０５．９Ｍｏ＋１３２５Ｎｂ≦２７０
［関係式３］
７００≦４８．８＋４９ｌｏｇＣ＋３５．１Ｍｎ＋２５．９Ｓｉ＋７６．５Ｃｒ＋１０５．９Ｍｏ＋１３２５Ｎｂ／Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋２Ｐ＋４Ｓ≦１２００
（但し、上記関係式１～３に記載の合金成分の含量は重量％を意味する。）
本発明の他の実施形態は重量％で、Ｃ：０．０３～０．１２％、Ｓｉ：０．０３～０．３０％、Ｍｎ：２．１～２．９％、Ａｌ：０．００５～０．０７％、Ｎｂ：０．０１～０．０８％、Ｔｉ：０．００５～０．０８％、Ｂ：０．０００５～０．００５％、Ｃｒ：０．７～１．４％、Ｍｏ：０．００５～０．１０％、Ｎ：０．００８％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１～３を満たすスラブを加熱する段階と、上記加熱されたスラブを仕上げ圧延の出側温度がＡｒ３＋５０℃～Ａｒ３＋１５０℃となるように仕上げ圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板をＭｓ＋５０℃～Ｍｓ＋３００℃まで冷却した後に巻き取る段階と、上記巻き取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、上記冷延鋼板をＡｒ３＋１０℃～Ａｒ３＋７０℃の温度範囲で連続焼鈍する段階と、上記連続焼鈍された冷延鋼板を５０～２００秒間均熱処理する段階と、上記均熱処理された冷延鋼板を６２０～７００℃まで１～１０℃／ｓの冷却速度で１次冷却する段階と、上記１次冷却された冷延鋼板を３６０～４２０℃まで５～５０℃／ｓの冷却速度で２次冷却する段階と、上記２次冷却された冷延鋼板を２５０～６５０秒間過時効処理した後、３２０～４００℃で終了する段階と、を含み、上記２次冷却及び過時効処理時、下記関係式４～６を満たす、降伏強度及び曲げ特性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法を提供する。
［関係式１］
０．１８≦Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋２Ｐ＋４Ｓ≦０．３０
［関係式２］
１８０≦４８．８＋４９ｌｏｇＣ＋３５．１Ｍｎ＋２５．９Ｓｉ＋７６．５Ｃｒ＋１０５．９Ｍｏ＋１３２５Ｎｂ≦２７０
［関係式３］
７００≦４８．８＋４９ｌｏｇＣ＋３５．１Ｍｎ＋２５．９Ｓｉ＋７６．５Ｃｒ＋１０５．９Ｍｏ＋１３２５Ｎｂ／Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋２Ｐ＋４Ｓ≦１２００
［関係式４］
１０≦Ａ≦７０
［関係式５］
３０≦Ｂ≦１００
［関係式６］
２．５≦過時効処理時間／Ｂ≦１４
（但し、上記関係式１～３に記載の合金成分の含量は重量％を意味し、上記関係式４～６において、ＡはＭｓ－２次冷却終了温度（℃）であり、ＢはＭｓ－過時効処理終了温度（℃）である。）
本発明の一側面によれば、降伏強度及び曲げ特性に優れた超高強度冷延鋼板及びその製造方法を提供することができる。
本発明の一実施例に係る発明例６をＳＥＭで観察した微細組織の写真である。
以下、本発明の一実施形態に係る降伏強度及び曲げ特性に優れた超高強度冷延鋼板について説明する。まず、本発明の合金組成について説明する。下記で説明する合金組成の含量は、特に断りのない限り重量％を意味する。
Ｃ：０．０３～０．１２％
炭素（Ｃ）は、固溶強化のために添加される非常に重要な元素である。また、炭素は析出元素と結合して微細炭化物を生成することで強度の向上に寄与する。上記Ｃの含量が０．０３％未満の場合には、所望の強度を確保することが非常に難しい。一方、上記Ｃの含量が０．１２％を超えると、硬化能の増加により冷却中にマルテンサイトが過度に形成されるため、強度が急激に増加し、曲げ特性が低下することがあり、これにより、本発明が得ようとするＨＥＲ、Ｒ／ｔ及び３点曲げの最大角度を得ることが難しい可能性がある。また、溶接性が低下し、顧客社での部品加工時に溶接欠陥が発生する可能性が高くなる。したがって、上記Ｃの含量は０．０３～０．１２％の範囲を有することが好ましい。上記Ｃ含量の下限は０．０４％であることがより好ましく、０．０５％であることがさらに好ましい。上記Ｃ含量の上限は０．１０％であることがより好ましく、０．０９％であることがさらに好ましい。
Ｓｉ：０．０３～０．３０％
ケイ素（Ｓｉ）は鋼の５大元素であって、少量が製造工程中に自然に添加される。上記Ｓｉは強度の増加に寄与し、炭化物の生成を抑制して焼鈍均熱処理及び冷却中に炭素が炭化物として生成されないようにする。また、この炭素が分配され残留オーステナイトに集積することにより、常温でオーステナイト相が残留するようにして伸び率の確保に有利とする。上記Ｓｉの含量が０．０３％未満の場合には、上述した効果を十分に確保し難くなる可能性がある。一方、上記Ｓｉの含量が０．３０％を超える場合には、固溶強化の効果が大きくなって伸び率が減少することがあり、表面スケール欠陥を誘発してめっき表面品質が低下し、化成処理性を低下させることがある。したがって、上記Ｓｉの含量は０．０３～０．３０％の範囲を有することが好ましい。上記Ｓｉ含量の下限は０．０４％であることがより好ましく、０．０５％であることがさらに好ましい。上記Ｓｉ含量の上限は０．２５％であることがより好ましく、０．２０％であることがさらに好ましい。
Ｍｎ：２．１～２．９％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼中の硫黄を完全にＭｎＳとして析出させ、ＦｅＳの生成による熱間脆性を防止するとともに、鋼を固溶強化させる元素である。上記Ｍｎの含量が２．１％未満の場合には、本発明で目標とする強度の確保に困難がある。一方、上記Ｍｎの含量が２．９％を超えると、溶接性、熱間圧延性などの問題が発生する可能性が高く、同時に硬化能を増加させてマルテンサイトを過度に形成させることがあり、伸び率の減少をもたらすことがある。また、微細組織内にＭｎ－Ｂａｎｄ（Ｍｎ酸化物の帯）が形成されて加工クラック及び板破断が発生する危険が高くなるという問題があり、焼鈍時にＭｎ酸化物が表面に溶出してめっき性を大きく阻害するという問題がある。したがって、上記Ｍｎの含量は２．１～２．９％の範囲を有することが好ましい。上記Ｍｎ含量の下限は２．２％であることがより好ましく、２．３％であることがさらに好ましい。上記Ｍｎ含量の上限は２．８％であることがより好ましく、２．７％であることがさらに好ましい。
Ａｌ：０．００５～０．０７％
アルミニウム（Ａｌ）は製鋼時の脱酸のために添加される元素である。上記Ａｌの含量が０．００５％未満の場合には、脱酸効果を十分に得ることが困難であり、０．０７％を超える場合には、溶鋼中の酸素（Ｏ）と反応して高融点の酸化物（介在物）が形成され、ノズル詰まりが発生することがあり、また、このように形成される介在物の形状が鋭く、曲げ特性が低下することがある。したがって、上記Ａｌの含量は０．００５～０．０７％であることが好ましい。上記Ａｌ含量の下限は０．０１０％であることがより好ましく、０．０２０％であることがさらに好ましい。上記Ａｌ含量の上限は０．０６％であることがより好ましく、０．０５％であることがさらに好ましい。
Ｎｂ：０．０１～０．０８％
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。上記Ｎｂの含量が０．０１％未満の場合には、上述した効果が不十分である。一方、上記Ｎｂの含量が０．０８％を超える場合には、粗大な炭化物が析出し、鋼中の固溶炭素量の低減により強度及び伸び率が減少することがあり、製造コストが上昇するという問題点がある。したがって、上記Ｎｂの含量は０．０１～０．０８％の範囲を有することが好ましい。上記Ｎｂ含量の下限は０．０２％であることがより好ましく、０．０３％であることがさらに好ましい。上記Ｎｂ含量の上限は０．０７％であることがより好ましく、０．０６％であることがさらに好ましい。
Ｔｉ：０．００５～０．０８％
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。また、Ｔｉは窒化物形成元素であって、鋼中のＮをＴｉＮとして析出させてＡｌＮ析出を抑制する効果があり、連続鋳造時にクラックが発生する危険を低減させる利点がある。上記Ｔｉの含量が０．００５％未満の場合には、上述した効果を得ることが困難になる可能性がある。一方、上記Ｔｉの含量が０．０８％を超えると、粗大な炭化物が析出し、鋼中の固溶炭素量の低減により強度及び伸び率が減少することがあり、連鋳時にノズル詰まりを引き起こすことがある。したがって、上記Ｔｉの含量は０．００５～０．０８％の範囲を有することが好ましい。上記Ｔｉ含量の下限は０．００７％であることがより好ましく、０．０１％であることがさらに好ましい。上記Ｔｉ含量の上限は０．０７％であることがより好ましく、０．０６％であることがさらに好ましい。
Ｂ：０．０００５～０．００５％
ボロン（Ｂ）は鋼材の硬化能の確保に大きく寄与する元素であって、このような効果を得るためには０．０００５％以上添加することが好ましい。しかし、上記Ｂの含量が０．００５％を超えると、粒界にボロン炭化物を形成させてフェライトの核生成場所を提供するため、むしろ硬化能を悪化させるおそれがある。したがって、上記Ｂの含量は０．０００５～０．００５％の範囲を有することが好ましい。上記Ｂ含量の下限は０．００１０％であることがより好ましく、０．００１５％であることがさらに好ましい。上記Ｂ含量の上限は０．００４５％であることがより好ましく、０．００４％であることがさらに好ましい。
Ｃｒ：０．７～１．４％
クロム（Ｃｒ）は硬化能を向上させ、鋼の強度を高める元素である。上記Ｃｒの含量が０．７％未満の場合には、目標とする強度の確保が難しい可能性がある。一方、上記Ｃｒの含量が１．４％を超える場合には、鋼板の延性が低下する可能性がある。したがって、上記Ｃｒの含量は０．７～１．４％の範囲を有することが好ましい。上記Ｃｒ含量の下限は０．７５％であることがより好ましく、０．８％であることがさらに好ましい。上記Ｃｒ含量の上限は１．３％であることがより好ましく、１．２％であることがさらに好ましい。
Ｍｏ：０．００５～０．１０％
モリブデン（Ｍｏ）は炭化物を形成する元素であって、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖなどの炭・窒化物形成元素との複合添加時に、析出物のサイズを微細に保持して降伏強度及び引張強度を向上させる役割を果たす。また、上記Ｍｏは鋼の硬化能を向上させ、マルテンサイトを結晶粒界（Ｇｒａｉｎ ｂｏｎｄａｒｙ）に微細に形成させて降伏比の制御を可能とする利点がある。上述した効果のためには、上記Ｍｏが０．０００５％以上添加されることが好ましい。但し、高価な元素であるため、その含量が高くなるほど、製造上不利となる欠点があるため、その含量を適切に制御することが好ましい。上記Ｍｏの含量が０．１０％を超えると、製造コストの急激な上昇を招き、経済性が低下するだけでなく、過度な結晶粒微細化効果と固溶強化効果により、むしろ鋼の延性が低下するという問題がある。したがって、上記Ｍｏの含量は０．００５～０．１０％の範囲を有することが好ましい。上記Ｍｏ含量の下限は０．００７％であることがより好ましく、０．０１％であることがさらに好ましい。上記Ｍｏ含量の上限は０．０８％であることがより好ましく、０．０６％であることがさらに好ましい。
Ｎ：０．００８％以下（０％は除く）
上記窒素（Ｎ）は、製造工程上、不可避に含有される元素であるが、炭・窒化物の形成を通じて鋼材の強度向上に寄与する元素である。但し、上記Ｎの含量が０．００８％を超える場合には、脆性が発生する危険性が大きく増加するだけでなく、ＴｉＮを形成して残った余分のＮによって、硬化能に寄与すべきＢがＢＮの形態で消耗されることがある。したがって、上記Ｎの含量は０．００８％以下であることが好ましい。上記Ｎの含量は０．００７％以下であることがより好ましく、０．００６％以下であることがさらに好ましい。
一方、本発明の冷延鋼板は、上述した合金成分を満たすとともに、下記関係式１～３を満たすことが好ましい。これにより、本発明が目標とする曲げ加工性に非常に優れた引張強度９８０ＭＰａ以上の超高強度鋼板を製造することができる。
［関係式１］
０．１８≦Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋２Ｐ＋４Ｓ≦０．３０
上記関係式１は、強度及び溶接性を確保するための成分関係式である。上記関係式１の値が０．１８未満の場合には、本発明が目標とする強度を確保することが困難であり、０．３０を超える場合には溶接性が低下する可能性がある。したがって、上記関係式１の値は、０．１８～０．３０の範囲を有することが好ましい。上記関係式１の値の下限は０．１９であることがより好ましく、０．２０であることがさらに好ましい。上記関係式１の値の上限は０．２８であることがより好ましく、０．２６であることがさらに好ましい。
［関係式２］
１８０≦４８．８＋４９ｌｏｇＣ＋３５．１Ｍｎ＋２５．９Ｓｉ＋７６．５Ｃｒ＋１０５．９Ｍｏ＋１３２５Ｎｂ≦２７０
上記関係式２は、硬化能を確保するための硬化能指数に関する関係式である。上記関係式２の値が１８０未満の場合には、硬化能の不足により本発明で目標とする強度を確保することが困難であり、２７０を超える場合には、硬化能が過度に高くなり曲げ特性及び成形性が低下する可能性がある。したがって、上記関係式２の値は、１８０～２７０の範囲を有することが好ましい。上記関係式２の値の下限は１９０であることがより好ましく、２００であることがさらに好ましい。上記関係式２の値の上限は２６０であることがより好ましく、２５０であることがさらに好ましい。
［関係式３］
７００≦４８．８＋４９ｌｏｇＣ＋３５．１Ｍｎ＋２５．９Ｓｉ＋７６．５Ｃｒ＋１０５．９Ｍｏ＋１３２５Ｎｂ／Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋２Ｐ＋４Ｓ≦１２００
上記関係式３は、本発明が目標とする強度、硬化能及び溶接性を同時に確保するための成分関係式である。上記関係式３の値が７００未満の場合には、溶接性が低下することがあるだけでなく、硬化能の不足により本発明が目標とする強度の確保が困難であり、１２００を超える場合には、硬化能が過度に高くなり曲げ特性及び成形性が低下する可能性がある。したがって、上記関係式３の値は、７００～１２００の範囲を有することが好ましい。上記関係式３の値の下限は７００であることがより好ましく、８００であることがさらに好ましい。上記関係式３の値の上限は１１５０であることがより好ましく、１１００であることがさらに好ましい。
本発明の残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。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。これらの不純物は通常の製造過程における技術者であれば、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特に言及しない。
但し、そのうちリン及び硫黄は一般的に多く言及される不純物であるため、これについて簡略に説明すると、次の通りである。
Ｐ：０．０４％以下（０％は除く）
リン（Ｐ）は、結晶粒界及び／又は相間粒界に偏析して脆性を誘発し得る元素である。したがって、その含量をできるだけ低く制御しなければならず、０．０４％以下に制限することが好ましい。上記Ｐの含量は０．０３％以下に制限することがより好ましく、０．０２％以下に制限することがさらに好ましい。
Ｓ：０．００５％以下（０％は除く）
硫黄（Ｓ）は不純物であって、鋼中にＭｎＳ非金属介在物及び連鋳凝固中に偏析して高温クラックを誘発することがある。したがって、その含量をできるだけ低く制御しなければならず、０．００５％以下に制限することが好ましい。上記Ｓの含量は、０．００４％以下に制限することがより好ましく、０．００３％以下に制限することがさらに好ましい。
なお、上記不純物はトランプ元素としてＳｂ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｚｎ及びＰｂのうち１以上を含み、その合計が０．１重量％以下であり得る。トランプ元素は、製鋼工程で原料として使用するスクラップなどに由来する不純物元素であって、その合計が０．１％を超える場合には、スラブの表面クラックを引き起こすことがあり、鋼板の表面品質を低下させる可能性がある。
以下、本発明の一実施形態に係る降伏強度及び曲げ特性に優れた超高強度冷延鋼板の微細組織等について説明する。
本発明の冷延鋼板の微細組織は面積％で、フレッシュマルテンサイト：４～１９％、テンパードマルテンサイトとベイナイトの合計：７８～９５％及び残留オーステナイト：０．２～２．０％を含むことが好ましい。本発明の冷延鋼板の微細組織は、テンパードマルテンサイト（以下、「ＴＭ」ともいう）とベイナイト（以下、「Ｂ」ともいう）を主組織として含む。上記テンパードマルテンサイトとベイナイトは微細組織上、その区別が容易ではないため、本発明では、上記テンパードマルテンサイトとベイナイトの合計の分率を制御する。上記テンパードマルテンサイトとベイナイトの合計の分率が７８％未満の場合には、目標とする強度の確保が難しく、９５％を超える場合には、曲げ特性及び伸び率が低下する可能性がある。上記フレッシュマルテンサイト（以下、「ＦＭ」ともいう）は強度の確保に有利な組織である。上記フレッシュマルテンサイトの分率が４％未満の場合には目標とする強度の確保が難しく、１９％を超える場合には曲げ特性及び伸び率が低下する可能性がある。上記残留オーステナイト（以下、「ＲＡ」ともいう）は、伸び率の確保に有利な組織である。上記残留オーステナイトの分率が０．２％未満の場合には上記効果を十分に得ることが困難であり、２．０％を超える場合には加工時にマルテンサイトに変態してＨＥＲ又は曲げ特性が低下する可能性がある。一方、上記微細組織は、１０％以下のフェライトをさらに含むことができる。上記フェライト組織は、製造工程上、不可避に形成され得る組織ではあるが、肯定的な機能を果たすこともある。例えば、上記フェライトは伸び率の確保に寄与することができる。但し、その分率が１０％を超える場合には、本発明が得ようとする強度の確保が困難であり得る。上記フェライトの分率は７％以下であることがより好ましく、５％以下であることがさらに好ましい。
一方、上記微細組織の平均結晶粒サイズは０．５～６μｍであることが好ましい。上記平均結晶粒サイズは微細であるほど、強度及びＨＥＲ等の物性の確保に有利であるが、０．５μｍ未満に制御するためには、結晶粒微細化に有効なＮｂ、Ｔｉ、Ｍｏ及びＶ等の投入量が過度に多くなり、製造コストが上昇することがある。上記平均結晶粒サイズが６μｍを超える場合には、本発明が目標とする強度の確保が難しく、ＨＥＲ及び曲げ特性が非常に低下する可能性がある。したがって、上記平均粒サイズは０．５～６．０μｍの範囲を有することが好ましい。上記平均結晶粒サイズの下限は１．０μｍであることがより好ましく、１．５μｍであることがさらに好ましい。上記平均結晶粒サイズの上限は５．５μｍであることがより好ましく、５．０μｍであることがさらに好ましい。
上述のように提供される本発明の冷延鋼板は、降伏強度（ＹＳ）：８００～９８０ＭＰａ、引張強度（ＴＳ）：９８０～１１８０ＭＰａ、伸び率（ＥＬ）：４～１２％、降伏比（ＹＳ／ＴＳ）：０．７０～０．９５、穴拡げ率（ＨＥＲ）：３５～８０％、Ｒ／ｔ：０．８以下、３点曲げの最大角度：９０～１４０°であってもよい。上記降伏強度は８２０～９６０ＭＰａであることがより好ましく、８５０～９５０ＭＰａであることがさらに好ましい。上記引張強度は、１０００～１１７０ＭＰａであることがより好ましく、１０２０～１１６０ＭＰａであることがさらに好ましい。上記伸び率は５～１１％であることがより好ましく、６～１０％であることがさらに好ましい。降伏比は０．７２～０．９２であることがより好ましく、０．７５～０．９０であることがさらに好ましい。上記穴拡げ率は４０～７５％であることがより好ましく、４５～７０％であることがさらに好ましい。上記Ｒ／ｔは０．１５～０．７０であることがより好ましく、０．２０～０．６０であることがさらに好ましい。上記３点曲げの最大角度は９５～１３５°であることがより好ましく、１００～１３０°であることがさらに好ましい。
また、本発明の冷延鋼板は硬度（ＨｖＢＭ）が３００～４００Ｈｖであってもよい。上記母材硬度は３１０～３９０Ｈｖであることがより好ましく、３２０～３８０Ｈｖであることがさらに好ましい。さらに、溶接後に形成される溶接部の溶融部（Ｆｕｓｉｏｎ Ｚｏｎｅ）硬度（ＨｖＦＺ）が３５０～４５０Ｈｖであってもよい。上記溶接部の溶融部硬度が３５０Ｈｖ未満である場合には、十分な溶融部硬度を確保できず、溶接部の強度が低い可能性がある。一方、４５０Ｈｖを超える場合には、溶融部硬度が高すぎて、クラック発生の敏感性が高くなるため、溶接部の強度と衝撃吸収エネルギーが低くなることがある。上記冷延鋼板の硬度、すなわち、溶接後の母材に該当する硬度（ＨｖＢＭ）は、溶融部硬度（ＨｖＦＺ）と類似するほど良く、よって、その比（ＨｖＦＺ／ＨｖＢＭ）は１．３０以下であることが好ましい。上記ＨｖＦＺ／ＨｖＢＭは１．２５以下であることがより好ましく、１．２０以下であることがさらに好ましい。
以下、本発明の一実施形態に係る降伏強度及び曲げ特性に優れた超高強度冷延鋼板について説明する。
まず、上述した合金組成を満たすスラブを加熱する。本発明では、上記スラブ加熱温度について特に限定しないが、例えば、上記スラブの加熱は１１００～１３００℃で行うことができる。上記スラブ加熱温度が１１００℃未満の場合には、スラブ温度が低く、粗圧延時に圧延負荷が発生する可能性があり、１３００℃を超える場合には組織が粗大化することがあり、電力費の上昇といった欠点が生じることがある。上記スラブ加熱温度の下限は１１２５℃であることがより好ましく、１１５０℃であることがさらに好ましい。上記スラブ加熱温度の上限は１２７５℃であることがより好ましく、１２５０℃であることがさらに好ましい。一方、上記スラブは２３０～２７０ｍｍの厚さを有することができる。
その後、上記加熱されたスラブを仕上げ圧延の出側温度がＡｒ３＋５０℃～Ａｒ３＋１５０℃となるように仕上げ圧延して熱延鋼板を得る。上記仕上げ圧延の出側温度がＡｒ３＋５０℃未満の場合には、熱間変形抵抗が急激に増加する可能性が高い。上記仕上げ圧延の出側温度がＡｒ３＋１５０℃を超える場合には、厚すぎる酸化スケールが発生するだけでなく、鋼板の微細組織が粗大化する可能性が高い。したがって、上記仕上げ圧延の出側温度は、Ａｒ３＋５０℃～Ａｒ３＋１５０℃の範囲を有することが好ましい。上記仕上げ圧延の出側温度の下限はＡｒ３＋６０℃がより好ましく、Ａｒ３＋７０℃がさらに好ましい。上記仕上げ圧延の出側温度の上限は、Ａｒ３＋１４０℃がより好ましく、Ａｒ３＋１３０℃がさらに好ましい。一方、上記Ａｒ３とは、加熱時にオーステナイトに変態する温度を意味し、例えば、９１０－２０３Ｃ１／２＋４４．７Ｓｉ＋３１．５Ｍｏ－３０Ｍｎ－１１Ｃｒ＋７００Ｐ＋４００Ａｌ＋４００Ｔｉのような式でその値を求めることができる。
その後、上記熱延鋼板をＭｓ＋５０℃～Ｍｓ＋３００℃まで冷却した後、巻き取る。上記巻取温度がＭｓ＋５０℃未満の場合、過剰なマルテンサイト又はベイナイトが生成されて熱延鋼板の過度な強度上昇を招くため、冷間圧延時の負荷による形状不良などの問題が発生することがある。一方、Ｍｓ＋３００℃を超えると、表面スケールの増加により酸洗性が劣化することがある。したがって、上記巻取温度は、Ｍｓ＋５０℃～Ｍｓ＋３００℃の範囲を有することが好ましい。上記巻取温度の下限は、Ｍｓ＋６０℃であることがより好ましく、Ｍｓ＋７０℃であることがさらに好ましい。上記巻取温度の上限は、Ｍｓ＋２９０℃であることがより好ましく、Ｍｓ＋２７０℃であることがさらに好ましい。一方、上記巻取後には、上記巻き取られた熱延鋼板を０．１℃／ｓ以下の冷却速度で常温まで冷却することができる。上記Ｍｓとは、冷却時にマルテンサイトが変態し始める温度を意味し、例えば、５３９－４２３Ｃ－３０．４Ｍｎ－７．５Ｓｉ＋３０Ａｌのような式でその値を求めることができる。
その後、上記巻取及び冷却された熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る。上記冷間圧延は４０～７０％の圧下率で行うことができる。上記冷間圧下率が４０％未満の場合には、再結晶の駆動力が弱まり、良好な再結晶粒を得るのに問題が生じる可能性が高く、形状校正が非常に難しいという欠点がある。７０％を超える場合には、鋼板のエッジ（ｅｄｇｅ）部にクラックが発生する可能性が高く、圧延荷重が急激に増加する可能性がある。したがって、上記冷間圧延は４０～７０％の圧下率で行われることが好ましい。一方、上記冷間圧延の前には、表面に付着したスケールや不純物などを除去するために酸洗を行うこともできる。
その後、上記冷延鋼板をＡｒ３＋１０℃～Ａｒ３＋７０℃の温度範囲で連続焼鈍する。上記連続焼鈍温度がＡｒ３＋１０℃未満の場合には、オーステナイトに十分に変態しないため、後工程において本発明が得ようとするマルテンサイト又はベイナイト分率が得られ難く、強度の確保が難しくなる可能性がある。一方、Ａｒ３＋７０℃を超える場合には、オーステナイト結晶粒サイズが粗大化し、目標とする曲げ特性の確保が困難になる可能性がある。したがって、上記連続焼鈍温度は、Ａｒ３＋１０℃～Ａｒ３＋７０℃の範囲を有することが好ましい。上記連続焼鈍温度の下限は、Ａｒ３＋２０℃であることがより好ましく、Ａｒ３＋３０℃であることがさらに好ましい。上記連続焼鈍温度の上限は、Ａｒ３＋６０℃であることがより好ましく、Ａｒ３＋５０℃であることがさらに好ましい。
その後、上記連続焼鈍された冷延鋼板を５０～２００秒間均熱処理する。これは、冷間圧延組織の再結晶及び結晶粒成長とともに、本発明が提示する焼鈍温度で十分なオーステナイト分率を確保するためである。上記均熱処理時間が５０秒未満の場合には、オーステナイトへの逆変態が十分に起こらず、最終組織においてフェライト分率が増加し、目標とする強度の確保が難しくなる可能性がある。一方、上記均熱処理時間が２００秒を超えると、オーステナイト結晶粒サイズが粗大化し、最終製品における曲げ特性が低下する可能性がある。上記均熱処理時間の下限は５５秒であることがより好ましく、６０秒であることがさらに好ましい。上記均熱処理時間の上限は１９０秒であることがより好ましく、１８０秒であることがさらに好ましい。
その後、上記均熱処理された冷延鋼板を６２０～７００℃まで１～１０℃／ｓの冷却速度で１次冷却する。上記１次冷却段階は、フェライトとオーステナイトの平衡炭素濃度を確保して鋼板の延性及び強度を増加させるためのものである。上記１次冷却終了温度が６３０℃未満、又は７００℃を超える場合には、本発明で目標とする延性及び強度を確保し難くなる。上記冷却速度が１℃／ｓ未満の場合には、フェライト変態が加速化して目標とする微細組織分率の確保が難しいという欠点があり、１０℃／ｓを超える場合には、過度なマルテンサイト変態により伸び率の確保が難しいという欠点がある。
その後、上記１次冷却された冷延鋼板を３６０～４２０℃まで５～５０℃／ｓの冷却速度で２次冷却する。上記２次冷却は、本発明において重要視する制御因子の一つであり、上記２次冷却終了温度は強度、延性及び曲げ特性を同時に確保するために極めて重要な条件である。上記２次冷却終了温度が３６０℃未満の場合には、過度なマルテンサイト分率の増加により延性の確保が難しく、４２０℃を超える場合には、十分なマルテンサイトの確保が難しく、目標とする強度の確保が難しい。したがって、本発明で目標とする物性を確保するための重要な制御因子の一つである２次冷却終了温度は３６０～４２０℃の範囲を有することが好ましい。上記２次冷却終了温度の下限は３６５℃であることがより好ましく、３７０℃であることがさらに好ましい。上記２次冷却終了温度の上限は４１０℃であることがより好ましく、４０５℃であることがさらに好ましい。上記２次冷却速度が５℃／ｓ未満の場合には、遅い冷却速度によりマルテンサイト及びベイナイト変態前に、フェライト変態が優先的に発生し、本発明が得ようとする適正量の微細組織分率が得られないという欠点があり、５０℃／ｓを超える場合には、過度な冷却速度による形状劣化の問題で通板性が低下し、板破断が発生することがある。上記２次冷却速度の下限は７．５℃／ｓであることがより好ましく、１０℃／ｓであることがさらに好ましい。上記２次冷却速度の上限は４７．５℃／ｓであることがより好ましく、４５℃／ｓであることがさらに好ましい。
一方、本発明において重要な微細組織であるテンパードマルテンサイトとベイナイト分率を目標レベルに確保するためには、Ｍｓ温度と２次冷却終了温度との差を精密に制御することが重要である。より詳細には、下記関係式４を満たすことが好ましい。Ｍｓと２次冷却終了温度との差、すなわち、Ａの値が１０℃未満の場合には、マルテンサイト又はベイナイト変態が少なく、目標とする強度の確保が難しいことがあり、Ａの値が７０℃を超える場合にはマルテンサイト領域に滞在する時間が長いため、過度なマルテンサイト分率の増加により延性の確保が難しくなる。したがって、上記Ｍｓと２次冷却終了温度との差、すなわち、Ａの値は１０～７０℃であることが好ましい。上記Ａ値の下限は１５℃であることがより好ましく、２０℃であることがさらに好ましい。上記Ａ値の上限は６５℃であることがより好ましく、６０℃であることがさらに好ましい。一方、Ｍｓとは、マルテンサイト変態が始まる温度を意味し、その値は下記式１によって求めることができる。
［関係式４］
１０≦Ａ≦７０
（但し、上記関係式４において、ＡはＭｓ－２次冷却終了温度である（℃）。）
その後、上記２次冷却された冷延鋼板を２５０～６５０秒間過時効処理した後、３２０～４００℃で終了する。上記過時効処理は、２次冷却終了時点の温度と同一又は高い温度で行われることが好ましい。上記過時効処理は、２次冷却終了時に生成されたフレッシュマルテンサイトがテンパードマルテンサイトに変態することを促進させるための工程であり、これにより、高い降伏強度及び曲げ特性を安定的に確保することができる。したがって、本発明で得ようとする高い曲げ加工性を確保するために、過時効処理は非常に重要な因子であり、本発明では、上記過時効処理時間を２５０～６５０秒の範囲に精密制御する。上記過時効処理時間が２５０秒未満である場合には、フレッシュマルテンサイトからテンパードマルテンサイトへの変態が僅かに起こり、曲げ加工性が低下する可能性がある。一方、過時効処理時間が６５０秒を超える場合には、生産性の減少及び過度なテンパードマルテンサイト変態により、本発明が得ようとする引張強度の確保が難しい可能性がある。上記過時効処理時間の下限は２６０秒であることがより好ましく、２７０秒であることがさらに好ましい。上記過時効処理時間の上限は６００秒であることがより好ましく、５５０秒であることがさらに好ましい。上記過時効処理終了温度が３２０℃未満の場合には、過度なフレッシュマルテンサイト変態により伸び率の確保が難しく、曲げ特性が低下する可能性がある。上記過時効処理終了温度が４００℃を超える場合には、フレッシュマルテンサイトからテンパードマルテンサイトへの変態が僅かに起こり、曲げ特性が低下する可能性がある。上記過時効処理終了温度の下限は、３２５℃であることがより好ましく、３３０℃であることがさらに好ましい。上記過時効処理終了温度の上限は３９５℃であることがより好ましく、３８０℃であることがさらに好ましい。一方、ＨＥＲ及び曲げ特性をより改善しようとする場合には、上記過時効処理後、上記２次冷却終了温度まで冷却を行った後に再加熱して過時効処理をさらに行うことができる。
一方、本発明において重要な微細組織であるテンパードマルテンサイト分率を目標レベルに確保するためには、Ｍｓ温度と過時効処理終了温度との差を精密に制御することが重要である。より詳細には、下記関係式５を満たすことが好ましい。Ｍｓ温度と過時効処理終了温度との差、すなわち、Ｂの値が３０℃未満の場合にはマルテンサイト変態が十分でなく、目標とする強度の確保が難しいことがある。上記Ｂの値が１００℃を超える場合には、過度なフレッシュマルテンサイト変態により目標とする伸び率と曲げ特性の確保が難しい場合がある。したがって、上記Ｍｓ温度と過時効処理終了温度との差、すなわち、Ｂの値は３０～１００℃であることが好ましい。上記Ｂ値の下限は３５℃であることがより好ましく、４０℃であることがさらに好ましい。上記Ｂ値の上限は９５℃であることがより好ましく、９０℃であることがさらに好ましい。
［関係式５］
３０≦Ｂ≦１００
（但し、上記関係式５において、ＢはＭｓ－過時効処理終了温度である（℃）。）
なお、本発明では、目標とする微細組織分率と機械的物性のために、上記２次冷却及び過時効処理の際に、下記関係式６を満たすことが好ましい。
［関係式６］
２．５≦過時効処理時間／Ｂ≦１４
上記関係式６は、本発明が目標とする微細組織を精密に制御して目標とする物性を確保するためのものである。上記関係式６の値が２．５未満の場合、過時効保持時間が短いか、又は過時効処理終了温度が低い場合であって、過度なフレッシュマルテンサイト変態により目標とする伸び率や曲げ特性を確保することが難しくなる可能性がある。一方、上記関係式６の値が１４を超える場合、過時効保持時間が長くなったり、過時効処理終了温度が高くなったりして目標とする微細組織分率の確保が難しく、目標とする物性の確保が難しいことがある。したがって、上記関係式６の値は２．５～１４の範囲を有することが好ましい。上記関係式６の値の下限は３．０であることがより好ましく、３．５であることがさらに好ましい。上記関係式６の値の上限は１２であることがより好ましく、１０であることがさらに好ましい。
一方、本発明では、上記過時効処理の後、過時効処理された冷延鋼板を０．１～２．０％の伸び率で調質圧延する段階をさらに含むことができる。通常、調質圧延する場合、引張強度の増加はほとんどなく、少なくとも５０ＭＰａ以上の降伏強度の上昇が起こる。上記伸び率が０．１％未満であると、形状の制御が難しい可能性があり、２．０％を超える場合には、高延伸作業により操業性が大きく不安定になるおそれがある。
以下、実施例を通じて本発明についてより詳細に説明する。但し、下記の実施例は、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限定する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ものである。
（実施例１）
下記表１に記載の合金組成を有する溶鋼を準備した後、２５０ｍｍ厚さのスラブに製造し、１２００℃で１２時間加熱した後、下記表２に記載の条件で仕上げ圧延した後、巻き取って熱延鋼板を製造した。このように製造された熱延鋼板に対して酸洗を行った後、５０％の冷間圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を製造した。この冷延鋼板を下記表３に記載の条件で連続焼鈍、均熱処理、１次及び２次冷却、過時効処理を行うことにより、最終冷延鋼板を製造した。
このように製造された最終冷延鋼板について、微細組織、平均結晶粒サイズ及び機械的物性を測定した後、その結果を下記表４に記載した。
微細組織及び平均結晶粒サイズは、後方散乱電子回折（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、ＥＢＳＤ）装備を用いて測定した。
機械的物性のうち引張強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＳ）、伸び率（ＥＬ）は圧延水平方向に引張試験片を採取した後、引張試験により測定した。このとき、Ｇａｕｇｅ Ｌｅｎｇｔｈは８０ｍｍであり、引張試験片の幅は２０ｍｍである試験片の規格を使用した。
溶融部硬度（ＨｖＦＺ）及び母材硬度（ＨｖＢＳ）は、冷延鋼板に対してＣＯ２レーザ溶接機を用いて６ｋＷ－３ｍｉｎの条件でＢＯＰ（Ｂｅａｄ Ｏｎ Ｐｌａｔｅ）溶接を行った後、ビッカース硬度計を用いて５００ｇｆの荷重で１／４ｔ（ｔ＝厚さ地点）において５回測定した後に平均した。
上記表１～４から分かるように、本発明が提案する合金組成と製造条件を満たす発明例１～５の場合には、本発明が得ようとする微細組織を確保でき、優れた機械的物性を有していることが分かる。
一方、比較例１～８は、本発明が提案する合金組成を満たさず、一部の製造条件を満たしていないことから、本発明が得ようとする微細組織を確保できず、機械的物性が低下することが分かる。
（実施例２）
実施例１に記載の発明鋼１の合金組成を有する溶鋼を準備した後、２５０ｍｍ厚さのスラブに製造し、１２００℃で１２時間加熱した後、下記表５に記載の条件で仕上げ圧延した後に、巻き取って熱延鋼板を製造した。このように製造された熱延鋼板に対して酸洗を行った後、５０％の冷間圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を製造した。この冷延鋼板を下記表６に記載の条件で連続焼鈍、均熱処理、１次及び２次冷却、過時効処理を行うことにより、最終冷延鋼板を製造した。
このようにして製造された最終冷延鋼板について、微細組織、平均結晶粒サイズ及び機械的物性を測定した後、その結果を下記表７に記載した。
微細組織及び平均結晶粒サイズは、後方散乱電子回折（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、ＥＢＳＤ）装備を用いて測定した。
機械的物性のうち引張強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＳ）、伸び率（ＥＬ）は圧延水平方向に引張試験片を採取した後、引張試験により測定した。このとき、Ｇａｕｇｅ Ｌｅｎｇｔｈは８０ｍｍであり、引張試験片の幅は２０ｍｍである試験片の規格を使用した。
機械的特性のうち、ＨＥＲはＩＳＯ １６３３０標準に従って測定し、穴は直径１０ｍｍのパンチを使用して１２％のクリアランスで剪断加工を行った。
機械的物性のうち、Ｒ／ｔはＲ（限界曲げ半径）を鋼板の厚さで除した値である。このとき、上記Ｒは、圧延方向と水平方向（長軸）に幅３０ｍｍ×長さ３５ｍｍの試験片を採取した後、片面を０．２ｍｍ研削し、研削面をパンチと接しないようにして、ＪＩＳ Ｚ ２２４８に準拠したＶブロック法で曲げ試験を行い、その時の曲げ半径を０～５ｍｍまで様々に変化させ、材料が破断することなく曲げ加工が可能な最小曲げ半径を求めて算出した。
機械的物性のうち３点曲げの最大角度は、ＶＤＡ（Ｖｅｒｂａｎｄ Ｄｅｒ Ａｕｔｏｍｏｂｉｌｉｎｄｕｓｔｒｉｅ）の規格に基づいて、各試験片当たり３回測定した後、平均値を測定した。
上記表５～７から分かるように、本発明が提案する合金組成と製造条件を満たす発明例６～１０の場合には、本発明が目標とする微細組織の種類及び分率と平均結晶粒サイズを確保することにより、本発明が得ようとする機械的物性（引張特性、ＨＥＲ、曲げ特性）を確保していることが分かる。
一方、比較例９～１６は、本発明が提案する合金組成は満たしているものの、製造条件を満たしていないため、本発明が目標とする微細組織又は平均結晶粒サイズを確保できず、機械的物性が低下することが分かる。特に、比較例９及び１０の場合には、それぞれ仕上げ圧延温度と巻取温度が本発明の条件を満たさず、板破断が発生した。
図１は、発明例６をＳＥＭで観察した微細組織の写真である。図１から分かるように、発明例６は、本発明が目標とする微細組織が適切に形成されていることが確認できる。
（実施例３）
実施例１に記載の発明鋼２の合金組成を有する溶鋼を準備した後、２５０ｍｍ厚さのスラブに製造し、１２００℃で１２時間加熱した後、下記表８に記載の条件で仕上げ圧延した後に、巻き取って熱延鋼板を製造した。このようにして製造された熱延鋼板に対して酸洗を行った後、５０％の冷間圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を製造した。この冷延鋼板を下記表９に記載の条件で連続焼鈍、均熱処理、１次及び２次冷却、過時効処理を行うことにより、最終冷延鋼板を製造した。
このようにして製造された最終冷延鋼板について、微細組織、平均結晶粒サイズ及び機械的物性を測定した後、その結果を下記表１０に記載した。
微細組織及び平均結晶粒サイズは、後方散乱電子回折（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、ＥＢＳＤ）装備を用いて測定した。
機械的物性のうち３点曲げの最大角度は、ＶＤＡ（Ｖｅｒｂａｎｄ Ｄｅｒ Ａｕｔｏｍｏｂｉｌｉｎｄｕｓｔｒｉｅ）の規格に基づいて、各試験片当たり３回測定した後、平均値を測定した。
上記表８～１０から分かるように、本発明が提案する合金組成と製造条件を満たす発明例１１～１５の場合には、本発明が目標とする微細組織を確保することにより、本発明が得ようとする曲げ特性を確保していることが分かる。
一方、比較例１７～２０は、本発明が提案する合金組成は満たしているものの、製造条件のうち過時効処理条件と関係式５及び６を満たしていないため、本発明が目標とする微細組織を確保できず、曲げ特性が低下することが分かる。

Claims (12)

  1. 重量％で、Ｃ：０．０３～０．１２％、Ｓｉ：０．０３～０．３０％、Ｍｎ：２．１～２．９％、Ａｌ：０．００５～０．０７％、Ｎｂ：０．０１～０．０８％、Ｔｉ：０．００５～０．０８％、Ｂ：０．０００５～０．００５％、Ｃｒ：０．７～１．４％、Ｍｏ：０．００５～０．１０％、Ｎ：０．００８％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、
    下記関係式１～３を満たし、
    微細組織は面積％で、フレッシュマルテンサイト：４～１９％、テンパードマルテンサイトとベイナイトの合計：７８～９５％及び残留オーステナイト：０．２～２．０％を含み、
    前記微細組織の平均結晶粒サイズは０．５～６μｍである、降伏強度及び曲げ特性に優れた超高強度冷延鋼板。
    ［関係式１］
    ０．１８≦Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋２Ｐ＋４Ｓ≦０．３０
    ［関係式２］
    １８０≦４８．８＋４９ｌｏｇＣ＋３５．１Ｍｎ＋２５．９Ｓｉ＋７６．５Ｃｒ＋１０５．９Ｍｏ＋１３２５Ｎｂ≦２７０
    ［関係式３］
    ７００≦４８．８＋４９ｌｏｇＣ＋３５．１Ｍｎ＋２５．９Ｓｉ＋７６．５Ｃｒ＋１０５．９Ｍｏ＋１３２５Ｎｂ／Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋２Ｐ＋４Ｓ≦１２００
    （但し、前記関係式１～３に記載の合金成分の含量は重量％を意味する。）
  2. 前記不純物は、Ｐ：０．０４％以下（０％は除く）及びＳ：０．００５％以下（０％は除く）をさらに含む、請求項１に記載の降伏強度及び曲げ特性に優れた超高強度冷延鋼板。
  3. 前記不純物は、Ｓｂ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｚｎ及びＰｂのうち１以上を含み、その合計が０．１重量％以下である、請求項１に記載の降伏強度及び曲げ特性に優れた超高強度冷延鋼板。
  4. 前記微細組織は１０％以下のフェライトをさらに含む、請求項１に記載の降伏強度及び曲げ特性に優れた超高強度冷延鋼板。
  5. 前記冷延鋼板は、降伏強度（ＹＳ）：８００～９８０ＭＰａ、引張強度（ＴＳ）：９８０～１１８０ＭＰａ、伸び率（ＥＬ）：４～１２％、降伏比（ＹＳ／ＴＳ）：０．７０～０．９５、穴拡げ率（ＨＥＲ）：３５～８０％、Ｒ／ｔ：０．８以下、３点曲げの最大角度：９０～１４０°を有する、請求項１に記載の降伏強度及び曲げ特性に優れた超高強度冷延鋼板。
  6. 前記冷延鋼板は硬度（ＨｖＢＭ）が３００～４００Ｈｖであり、溶接後に形成される溶接部の溶融部硬度（ＨｖＦＺ）は３５０～４５０Ｈｖであり、ＨｖＦＺ／ＨｖＢＭは１．３０以下である、請求項１に記載の降伏強度及び曲げ特性に優れた超高強度冷延鋼板。
  7. 重量％で、Ｃ：０．０３～０．１２％、Ｓｉ：０．０３～０．３０％、Ｍｎ：２．１～２．９％、Ａｌ：０．００５～０．０７％、Ｎｂ：０．０１～０．０８％、Ｔｉ：０．００５～０．０８％、Ｂ：０．０００５～０．００５％、Ｃｒ：０．７～１．４％、Ｍｏ：０．００５～０．１０％、Ｎ：０．００８％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１～３を満たすスラブを加熱する段階と、
    前記加熱されたスラブを仕上げ圧延の出側温度がＡｒ３＋５０℃～Ａｒ３＋１５０℃となるように仕上げ圧延して熱延鋼板を得る段階と、
    前記熱延鋼板をＭｓ＋５０℃～Ｍｓ＋３００℃まで冷却した後に巻き取る段階と、
    前記巻き取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、
    前記冷延鋼板をＡｒ３＋１０℃～Ａｒ３＋７０℃の温度範囲で連続焼鈍する段階と、
    前記連続焼鈍された冷延鋼板を５０～２００秒間均熱処理する段階と、
    前記均熱処理された冷延鋼板を６２０～７００℃まで１～１０℃／ｓの冷却速度で１次冷却する段階と、
    前記１次冷却された冷延鋼板を３６０～４２０℃まで５～５０℃／ｓの冷却速度で２次冷却する段階と、
    前記２次冷却された冷延鋼板を２５０～６５０秒間過時効処理した後、３２０～４００℃で終了する段階と、を含み、
    前記２次冷却及び過時効処理時に、下記関係式４～６を満たす、降伏強度及び曲げ特性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法。
    ［関係式１］
    ０．１８≦Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋２Ｐ＋４Ｓ≦０．３０
    ［関係式２］
    １８０≦４８．８＋４９ｌｏｇＣ＋３５．１Ｍｎ＋２５．９Ｓｉ＋７６．５Ｃｒ＋１０５．９Ｍｏ＋１３２５Ｎｂ≦２７０
    ［関係式３］
    ７００≦４８．８＋４９ｌｏｇＣ＋３５．１Ｍｎ＋２５．９Ｓｉ＋７６．５Ｃｒ＋１０５．９Ｍｏ＋１３２５Ｎｂ／Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋２Ｐ＋４Ｓ≦１２００
    ［関係式４］
    １０≦Ａ≦７０
    ［関係式５］
    ３０≦Ｂ≦１００
    ［関係式６］
    ２．５≦過時効処理時間／Ｂ≦１４
    （但し、前記関係式１～３に記載の合金成分の含量は重量％を意味し、前記関係式４～６において、ＡはＭｓ－２次冷却終了温度（℃）であり、ＢはＭｓ－過時効処理終了温度（℃）である。）
  8. 前記スラブ加熱は１１００～１３００℃で行われる、請求項７に記載の降伏強度及び曲げ特性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法。
  9. 前記スラブは２３０～２７０ｍｍの厚さを有する、請求項７に記載の降伏強度及び曲げ特性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法。
  10. 前記巻取後、前記巻き取られた熱延鋼板を０．１℃／ｓ以下の冷却速度で常温まで冷却する段階をさらに含む、請求項７に記載の降伏強度及び曲げ特性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法。
  11. 前記冷間圧延は４０～７０％の圧下率で行われる、請求項７に記載の降伏強度及び曲げ特性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法。
  12. 前記過時効処理後、過時効処理された冷延鋼板を０．１～２．０％の伸び率で調質圧延する段階をさらに含む、請求項７に記載の降伏強度及び曲げ特性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法。
JP2023536467A 2020-12-16 2021-11-30 降伏強度及び曲げ特性に優れた超高強度冷延鋼板及びその製造方法 Pending JP2024500722A (ja)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-2020-0176410 2020-12-16
KR1020200176410A KR102461164B1 (ko) 2020-12-16 2020-12-16 항복강도 및 굽힘특성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
PCT/KR2021/017889 WO2022131619A1 (ko) 2020-12-16 2021-11-30 항복강도 및 굽힘특성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법

Publications (1)

Publication Number Publication Date
JP2024500722A true JP2024500722A (ja) 2024-01-10

Family

ID=82059682

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2023536467A Pending JP2024500722A (ja) 2020-12-16 2021-11-30 降伏強度及び曲げ特性に優れた超高強度冷延鋼板及びその製造方法

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20240052468A1 (ja)
EP (1) EP4265781A4 (ja)
JP (1) JP2024500722A (ja)
KR (1) KR102461164B1 (ja)
CN (1) CN116547401A (ja)
WO (1) WO2022131619A1 (ja)

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2528387B2 (ja) 1990-12-29 1996-08-28 日本鋼管株式会社 成形性及びストリップ形状の良好な超高強度冷延鋼板の製造法
JP4308689B2 (ja) 2004-03-16 2009-08-05 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性の良好な高強度鋼およびその製造方法
JP5234876B2 (ja) * 2005-09-30 2013-07-10 Ｊｆｅスチール株式会社 高張力冷延鋼板の製造方法
KR101344537B1 (ko) * 2011-10-28 2013-12-26 현대제철 주식회사 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR101449134B1 (ko) * 2012-10-15 2014-10-08 주식회사 포스코 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
JP6291289B2 (ja) * 2013-03-06 2018-03-14 株式会社神戸製鋼所 鋼板形状および形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR101546134B1 (ko) * 2013-07-30 2015-08-21 현대제철 주식회사 고강도 열연강판 및 그 제조 방법
KR101674751B1 (ko) 2013-12-20 2016-11-10 주식회사 포스코 구멍확장성이 우수한 석출강화형 강판 및 그 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
EP4265781A4 (en) 2024-05-01
KR102461164B1 (ko) 2022-11-02
CN116547401A (zh) 2023-08-04
WO2022131619A1 (ko) 2022-06-23
EP4265781A1 (en) 2023-10-25
US20240052468A1 (en) 2024-02-15
KR20220086193A (ko) 2022-06-23

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101453240B1 (ko) 높은 기계적 강도, 연성 및 성형성 특성들을 갖는 강판, 이 강판들의 제조 방법 및 용도
CN110100032B (zh) 屈服比低且均匀延伸率优异的回火马氏体钢及其制造方法
JP6700398B2 (ja) 高降伏比型高強度冷延鋼板及びその製造方法
KR101353787B1 (ko) 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
JP7087078B2 (ja) 衝突特性及び成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
KR20160078850A (ko) 열처리 강재, 내구특성이 우수한 초고강도 성형품 및 그 제조방법
CN115572892A (zh) 高强度热轧钢和高强度热轧钢的制造方法
KR102020407B1 (ko) 고항복비형 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR100957967B1 (ko) 항복강도 이방성 특성이 우수한 고강도 냉연강판,용융아연도금강판 및 그 제조방법
JP7167159B2 (ja) 電縫鋼管用熱延鋼板及びその製造方法、並びに電縫鋼管
US20240002968A1 (en) Ultra-high strength cold rolled steel sheet having excellent bendability, and method of manufacturing same
KR20230056822A (ko) 연성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
KR101382854B1 (ko) 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고항복비형 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR101988760B1 (ko) 성형성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
JP2024500722A (ja) 降伏強度及び曲げ特性に優れた超高強度冷延鋼板及びその製造方法
KR101153696B1 (ko) 항복강도 및 신장 플랜지성이 우수한 강판 및 그 제조방법
KR101076082B1 (ko) 초고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR102440772B1 (ko) 성형성이 우수한 고강도강판 및 그 제조방법
KR102470747B1 (ko) 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법 및 이를 이용하여 제조된 고강도 냉연강판
US20230295759A1 (en) Steel sheet having excellent formability and strain hardening rate
KR20230073569A (ko) 우수한 강도 및 성형성을 갖는 냉연강판 및 그 제조방법
KR20230087773A (ko) 강도 및 연성이 우수한 강판 및 그 제조방법
KR101417225B1 (ko) 신장플랜지성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR101505270B1 (ko) 냉연강판 및 그 제조방법
KR101459837B1 (ko) 고강도 냉연강판 및 그 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20230615