JP5564432B2 - 加工性に優れた高強度冷延鋼板、亜鉛メッキ鋼板及びその製造方法 - Google Patents

加工性に優れた高強度冷延鋼板、亜鉛メッキ鋼板及びその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP5564432B2
JP5564432B2 JP2010539276A JP2010539276A JP5564432B2 JP 5564432 B2 JP5564432 B2 JP 5564432B2 JP 2010539276 A JP2010539276 A JP 2010539276A JP 2010539276 A JP2010539276 A JP 2010539276A JP 5564432 B2 JP5564432 B2 JP 5564432B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
steel sheet
ppm
less
temperature
steel
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.)
Active
Application number
JP2010539276A
Other languages
English (en)
Other versions
JP2011509341A (ja
Inventor
スン ボク イ、
クワン グン チン、
ス チャン カン、
ユン クワン ホン、
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Posco Co Ltd
Original Assignee
Posco Co Ltd
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 Posco Co Ltd filed Critical Posco Co Ltd
Publication of JP2011509341A publication Critical patent/JP2011509341A/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP5564432B2 publication Critical patent/JP5564432B2/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING 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
    • C21D8/00Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226Hot rolling
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING 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
    • C21D8/00Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236Cold rolling
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING 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
    • C21D8/00Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273Final recrystallisation annealing
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING 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
    • C21D8/00Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04Modifying 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
    • C21D8/0421Modifying 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
    • C21D8/0426Hot rolling
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING 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
    • C21D8/00Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04Modifying 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
    • C21D8/0421Modifying 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
    • C21D8/0436Cold rolling
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING 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
    • C21D8/00Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04Modifying 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
    • C21D8/0447Modifying 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
    • C21D8/0473Final recrystallisation annealing
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING 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
    • C21D9/00Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C21D9/48Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING 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
    • C21D2211/00Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001Austenite
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING 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
    • C21D2211/00Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002Bainite
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING 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
    • C21D2211/00Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005Ferrite

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)
  • Coating With Molten Metal (AREA)

Description

本発明は主に自動車の内・外板用で用いられる高強度冷延鋼板、亜鉛メッキ鋼板及びその製造方法に関し、より詳細には、従来の自動車用の高強度鋼板に比べて優れた成形性を有するだけではなく、高強度鋼板、特に自動車用の薄鋼板の亜鉛メッキの合金化処理時に生じられる成形性の減少を最小化させた高強度冷延鋼板、亜鉛メッキ鋼板及びその製造方法に関する。
最近、自動車用の鋼板は自動車成形品の複雑化、一体化の傾向によりさらに高い水準の成形性が必要であり、一方では自動車の製造時に連続作業性を決める良好なスポット溶接性も求められる。
このような要求に応じることができる鋼板を亜鉛メッキ方式、特に溶融亜鉛メッキ方式で製造する場合、耐蝕性とスポット溶接性を向上させるために合金化(galvanneal)処理がなされている。しかしながら、変態誘起塑性特性を有する鋼の場合、合金化処理時に加工性が劣化するという問題点が存在する。変態誘起塑性特性を有する鋼の場合、組織の中にオーステナイトを残留させて変形中に変態が進行されるようにしなければならない。しかしながら、合金化処理をする場合、オーステナイトが炭化物とフェライトに分解されて、消滅する。
このようなメッキ中の加工性劣化問題を改善するための技術として、多様な深絞り加工用の薄鋼板の製造技術が開発された。この技術では、変態誘起塑性を誘導するためにAl、Si、Pなどを活用し、かつ300〜500℃で組織内の炭化物の形成を抑制する方法を用いている。さらに、メッキ性の改善のために多様な合金元素を添加すること、または冷延焼鈍時の偏析を抑制する方法などによって、メッキ性を改善させる方法などが提案されている。
しかし、このような方法による場合にも、一定量の炭化物の形成を抑制することは難しい。さらに、従来技術のうちの一部は、現在用いられる一般的な熱延-冷延-連続焼鈍の設備では実現するのが困難であり、明確な条件が定立されていない。
一方、最近は高度加工用の高強度鋼材を製造する方法として、Siを多量に添加して変態誘起塑性を誘導することにより、加工性を向上させる方法が活用されている。しかし、この場合にも問題点が発生する可能性がある。まず、Siが表面に偏析して形成された酸化被膜によって、溶融された亜鉛が鋼板に付着せず、部分的に未メッキの部位が発生する可能性がある。また、合金化処理時に加えられる500℃以上の熱履歴によって、加工性の増加に必要な残留オーステナイトが分解される可能性がある。残留オーステナイトの量が減少すると、強度及び加工性に影響を与える延伸率の減少につながる可能性がある。これにより、一般的な加工用の高強度鋼は、合金化処理時の材質劣化によって、580MPa以上の強度で高度加工性を得ることができない。
上述の問題を解決するための方法として、鋼内へのSbの添加、酸化物の制御、及び炉内雰囲気の制御、または酸化還元法のような技術が存在する。しかし、これらの技術は主にメッキ材ではなく、冷延鋼板の加工性を確保するものである。合金化処理を経るメッキ鋼板での活用性は、利用できない。また、これらの技術は、メッキ熱処理が必要であるため、残留オーステナイトが分解(図1)されて加工性が劣化する可能性がある。
従って、本発明は、上述の問題点を解決する同時に、材料の劣化を最小化させながら加工性を維持及び向上させることができる、高強度冷延鋼板及び亜鉛メッキ鋼板の合金成分系とその製造条件を提供することを目的とする。
本発明は、重量%で、C:0.04〜0.25%、N:70ppm〜300ppm、N-14/27Al:70ppm以上、Mn:0.2〜3.0%、Si:0.5〜2.0%、P:0.01〜0.1%、Al:0.005%以下、Sb:0.001〜0.05%、及びS:0.02%以下、並びに残部Fe及びその他不可避の不純物を含むことを特徴とする、冷延鋼板及びこれに亜鉛メッキ処理した亜鉛メッキ鋼板を提供する。
前記冷延鋼板または亜鉛メッキ鋼板は、Co:0.01〜1.0%、Mo:0.005〜0.05%、Ti:0.001〜0.1%、Nb:0.001〜0.1%、V:0.001〜0.1%、及びCa:0.0001〜0.03%からなる群より選択される、1種または2種以上の成分を、追加的に含むことができる。
本発明の別の態様においては、上述の成分の鋼スラブにおいて、1100〜1250℃で再加熱する段階、Ar〜950℃で熱間仕上圧延を終了する段階、450〜700℃の温度で巻取する段階、酸洗処理及び目標厚さで冷間圧延する段階、及び750〜830℃の温度で焼鈍する段階を含むことを特徴とする、冷延鋼板の製造方法を提供する。
さらに、本発明は焼鈍処理された鋼板において、650〜750℃の温度領域まで1〜10℃/secで冷却し、更に、300〜450℃の領域に急冷する冷却段階、及び冷却された鋼板を亜鉛メッキ及び合金化処理する段階を追加することを特徴とする溶融メッキ鋼板の製造方法を提供する。
本発明によれば、変態誘起塑性を活用したメッキ鋼板の製造時、合金化処理中にも変態誘起塑性特性が維持されることができるため延伸率が良く、かつ材質の劣化がない、合金化および亜鉛メッキ鋼板を生産することができる。さらに、鋼板の加工性を向上させることができる。
窒素添加鋼と一般TRIP鋼のオーステナイト残留程度を比較したグラフである。 GA処理による延伸率の低下傾向を示したグラフである。 露点による水蒸気含量の変化を示したグラフである。 溶鋼の凝固時の窒素固溶度の変化を示したグラフである。 Si単独脱酸時の溶鋼中の酸素濃度の変化を示したグラフである。 引張強さ590MPaでの発明鋼と比較鋼の延伸率の変化を比較したグラフである。 引張強さ780MPa級以上の鋼材での窒素添加が延伸率に及ぶ影響を示したグラフである。 発明鋼の熱処理工程の温度を概略的に示したグラフである。 水素含量によるメッキ表面の差を示す図面(左:水素冷却、水素濃度60%、右:窒素冷却(水素濃度25%以下))、右側の黒い点は点状の未メッキ部位である。
以下、本発明の鋼板を構成する成分系に関して詳細に説明する。
Cは、Nとともに2相域焼鈍中にオーステナイトに偏析されて、更にベイナイト変態処理の間にオーステナイトにもう一度濃化されることにより、マルテンサイト変態点を常温以下に低下させて、オーステナイトが常温で安定的に維持されるようにする。従って、Cは0.04重量%以上で添加されるが、その含量が過多になると溶接部に硬化組織を形成するため、上限を0.25重量%に限定する。
Nは、オーステナイト偏析作用の他にも、Cとは異なって冷却時にFeと窒化物を形成しない特性を有して変態誘起塑性を維持する役割をする。したがって、Nは0.007重量%以上で添加される。Nのこのような効果により、鋼板はメッキ層の合金化熱処理の後にも変態誘起塑性特性が保全されて、加工性を維持することができる(図1)。また、Nは、2相域焼鈍中にオーステナイト部位に固溶Cとともに集まるようになり、1次的にオーステナイトを安定化させる。そして、急冷後の熱処理時に、Nは更にオーステナイトにもう一度集中されて、マルテンサイト変態温度を常温以下に下げて、オーステナイト残留を促進する。しかし、Nの量が過多になると、鋼製造の後に鋼内部に気泡が発生する可能性がある。このため、Nの添加量の上限は0.03重量%に限定する。
本発明ではこのようにNの初期添加量を限定したが、工程によって、または合金化処理中にNと反応して、Nの量を低減させるAlなどの元素が、鋼の製造工程中に流入されるため、実際の固溶N量を別途限定する必要がある。本発明では、Nの初期投入量とは別に、有効固溶量を設定するため、有効固溶Nを評価するN-14/27Al値を基準として用いた。この基準を用いて、Nの有効固溶量は70ppm以上に設定する。そして、Nは100ppmの水準まで固溶される(図4)。Mnをともに添加する場合には、親和性が増加して、Nは300ppmまで添加してすることができる。しかし、固溶Nの量が過多になると、最終凝固部に気孔が形成されて鋼の内部品質を劣化させる可能性がある。このため、固溶Nの量は300ppm以下に、好ましくは150ppm以下に制限する。しかし、Mnが同時に添加される場合には、親和性が増加して、Nは300ppmまで添加することができる。
Mnは、固溶強化の効果と、2相域でベイナイト処理時に中間相が形成されることを抑制する効果とを有する元素である。Mnは、0.2重量%以上を添加する。しかし、Mnの添加量が過多になると、焼入性が高くなりすぎて、鋼の強度が増加して、加工性及び溶接性が低下される可能性がある。このため、Mnの上限は3.0重量%に制限する。
Siは、変態誘起塑性を誘導する成分であり、メッキ工程及び焼鈍工程の後のベイナイト処理時に、炭素が炭化物として析出されてオーステナイトから排出される現象を抑制する。Siは、0.5重量%以上を添加する。しかし、Siの過多な添加は溶接性に負の影響があり、かつ連続焼鈍工程と連続亜鉛メッキ工程で高温焼鈍時に鋼板表面の偏析現象が生じる。従って、Siの過剰な添加は、亜鉛メッキ時の鋼板表面の溶融亜鉛の濡れ性を減少させ、メッキ性が低下する可能性がある。このため、Siの上限を2.0重量%に制限する。
Pは、強度上昇のために添加される固溶強化元素であり、0.01重量%を添加する。しかし、Pの添加量が0.10%を超えると溶接性が劣化して、連鋳時に起きる中心偏析によって、部位ごとに鋼の材質偏差が増加する。また、溶接後に粒界強度の弱化によって溶接性も低下される可能性がある。このため、Pの上限を0.1重量%に制限する。
Alは、溶鋼中の酸素を除去して、酸素が凝固工程中に気体相を形成して沸き立つ(boil)現象を防ぐ。しかし、凝固後には、Alは鋼中の窒素と結合して形成されるAlN析出物として形成されて、Nを排出させて変態誘起塑性特性を抑制する。このため、できる限りAlを0.005重量%以下に制限して、窒素ができる限り固溶状態で残留できるようにする。
Sは、鋼の製造時に不可避に含有される元素である。Sは、鋼の中に圧延後に内部欠陷を誘発するMnSでとして形成され、孔拡張比などの鋼板の破壊特性を減じる。従って、Sの許容範囲を0.02重量%以下に制限して、エッジ(Edge)部の破壊特性が減じることを防止する。
Coは、鋼の強度を向上させるために添加する元素である。Coは、高温焼鈍時に酸化物の形成を抑制し、亜鉛メッキ時に溶融亜鉛の鋼板に対する濡れ性を向上させることができるように、0.01重量%以上を添加する。しかし、Coが過多に添加される場合、鋼の延伸率が大きく減少される可能性がある。このため、Coの上限は1.0重量%に制限する。
Moは、脆性の抑制及びメッキ性を改善させる元素であり、0.005重量%以上を添加する。が、その含量が0.05重量%を超えると改善効果が大きく減少されるだけでなく、経済性が低下する可能性がある。このため、Mo含有量は0.005〜0.05重量%に制限する。
Sbは、鋼材表面に酸化物が形成されることを全体的に抑制することで、メッキ性を向上させるため、0.001重量%以上、好ましくは0.005重量%以上で添加する。Sbを添加しない場合には、全表面に酸化物が形成されるため、亜鉛メッキ時に濡れ性が低下し、これによって未メッキ部位が発生する可能性が高くなる。しかし、Sbを過多に添加すると生産コストを上昇させる可能性があるため、Sbの上限は0.1重量%、好ましくは0.05重量%に制限する。
Ti及び/またはNb、Vは、鋼板の強度上昇及び粒径の微細化に有効な元素である。これらの元素が添加される場合、鋼材の内部でNがCに優先して析出物を形成することができるため、これらの元素は結晶粒を微細化及び炭素を保全する効果を有する。また、もっと高い温度で熱間圧延がなされるとしても、これらの元素は結晶粒を微細化することができるため、これらの元素は0.001重量%以上を添加する。しかし、これらの元素の含量が0.1重量%を超えると、製造コストの上昇及び過多な析出物によってフェライト軟性を低下させる可能性がある。このため、これらの元素の上限を夫々0.1重量%に制限する。Vも、Nbと類似の役割をする。Vが単独に添加される場合には、0.04%以上の含量が確保されれば析出が可能である。VがNbと複合添加される場合には、複合的に析出される。このため、Vの添加範囲を0.001〜0.1%に制限する。
Caは、溶鋼内のMnO、MnSなどの非金属介在物と化合物を形成して、非金属介在物を球状化(spherodize)させて、柱状晶の粒界の破断強度を高めるだけではなく、鋼板のフランジクラック形成を抑制し、鋼板の孔拡張比を高める。このため、Caは、0.0001〜0.03重量%の水準で、好ましくは0.0005〜0.003重量%で添加する。
上記の成分系で構成された鋼の微細組織は、70%以上のフェライトと、残部のフェライトを取り囲む結晶粒界の周辺のベイナイト-オーステナイト(一部炭化物)の複合組織を特徴とする。この複合組織の中のオーステナイトが加工性の向上において重要な役割をする。この際、オーステナイト組織の軸比は2以上になる、長形状であることが好ましい。
以下、本発明の製造条件に対して詳細に説明する。
凝固以前の溶鋼製造工程で、鋼の中にAlが少なければ、COガスが凝固中に沸き立つため、連続鋳造が難しくなる。従って、一般的な鋼種には基本的にAlを添加して、溶鋼状態で酸素と酸化アルミニウムを形成させ、鋳造時のCOガスの発生が抑制される。そして、酸素と結合しない残部Alは、凝固後に鋼内のNと結合してAlNを形成する。このような反応は、一般的な鋼から経時特性を除去し、加工後の表面が美麗になるが、変態誘起塑性を活用しなければならない本発明の鋼材では、固溶N効果を十分に使用しなければならない。このため、凝固以後のAl流入量を低減させなければならない。
従って、本発明では、凝固後にAlの含量を最小化させることが、加工性の向上の方法として非常に重要である。このような方法は一般的な鋼材を生産する工程では用いにくい方法であるが、Siを多量に含有している変態誘起塑性鋼では、酸素がSiと結合してSiOとして消滅するため、可能である(図5参照)。これを基に、製鋼工程において、Alが添加されず、またはAlを添加したとしても、Alは、凝固後には酸素が5ppm以上残留しないほどの量である、0.005%以下の範囲で制限して用いることが必要である。
上述の成分系のように形成される鋼スラブを1100〜1250℃で再加熱する。前記再加熱温度が1100℃未満の場合は、組織均一化及びTi、Nbなどの再固溶が十分ではない。前記再加熱温度が1250℃を超えると、酸化スケールと金属との界面及び金属内部にSiO、MnO、Alのような酸化物が多量に生成され、表面品質が劣化する可能性がある。このため、再加熱温度は1100〜1250℃以内の範囲に制限する。
その後、Ar変態点以上〜950℃以下で、熱間仕上圧延を終了する。温度がAr変態点未満では、熱間変形の抵抗が急激に増加する可能性が高いため、製造工程時に問題が発生する可能性がある。950℃を超える温度では、厚すぎる酸化スケールが発生するだけではなく、鋼板の組織が粗大化する可能性がある。
熱間仕上圧延をした後、前記鋼板は450〜700℃の温度で巻取られる。巻取温度の条件が700℃を超えると、熱間圧延材の表面の酸化物の量が増加して、表面品質が悪くなる可能性がある。巻取が450℃未満の温度で行われる場合には、熱間圧延材の材質が硬化しすぎて、次の工程である冷間圧延工程での負荷が大きくなりすぎる。
上記のように製造された鋼板は、酸洗処理及び目標厚さで冷延する段階を経た後、再結晶及び微細組織の制御のために、750〜830℃の温度で焼鈍される。焼鈍の間に、鋼の中の炭素及び酸素が1次的にオーステナイト部分に集中する。特に、750〜830℃の低温焼鈍の条件では、Si添加鋼のメッキでもっとも問題となる、Si成分の表面偏析を抑制する効果を得ることができる。しかし、焼鈍温度が750℃未満の場合には、焼鈍時に炭化物の再固溶がきちんとなされないため、十分な変態誘起塑性特性を現わすようにCを充分に活用することができない。一方、830℃を超える温度で焼鈍がなされると、Si、Mnなどの酸化物が表層に多量に形成されるため、メッキ付着性が悪くなり、メッキ層の合金化にも問題が発生する。また、Si表面偏析反応は拡散反応の一つとであり、熱活性化特性を有しているため、830℃を超える温度では未メッキ現象が発生する可能性がある。
さらに、焼鈍部及びその後メッキ前熱処理部での雰囲気制御も必要であり、これは焼鈍処理の後には還元雰囲気が適用されなければならないことを意味する。このような還元雰囲気は、熱処理炉内の水素密度及び水蒸気含量(露点)によって制御することができる。水蒸気分圧は露点によって変化する(図3)。そして、還元傾向は、以下の数式1で評価することができる。
但し、G:自由エネルギー、G:素地鋼板の標準自由エネルギー、R:気体常数、T:焼鈍温度(絶対温度、K)、Ln():自然対数関数、PH2:水素分圧(atm)及びPH2O:水蒸気分圧(atm)である。
数式1で還元雰囲気を形成するためには、−10℃以下の露点制御及び5%以上の水素吹入が必要である。また、PH2/PH20比が増加するほど、表面のメッキ性は向上する(図9参照)。従って、上記の条件を満たす熱処理で、本発明の成分及び組織からなる鋼板を亜鉛亜鉛メッキ化及び合金化する。
この場合、一般の変態誘起塑性鋼は、520℃以下の低温で亜鉛メッキ処理(好ましくは、亜鉛メッキ-合金化処理)をすれば、延伸率の向上作用の役割をする変態誘起塑性特性を維持することができるが、本発明は加工性に優れた領域を、560℃の合金化処理温度まで拡張したのである。
焼鈍処理された鋼板は、板形状の調節に問題がないように、650〜750℃の温度領域で徐冷(1〜10℃/秒)し、更に300〜450℃、好ましくは350〜400℃の領域まで急冷して温度を維持して、2次的に鋼材内のCがオーステナイト域に集まるようにする。また、前記300〜450℃の温度条件では、等温ベイナイト反応が遂行される。このような等温ベイナイト反応により、本発明の鋼材はそのマルテンサイト変態温度が常温以下に落ちて、オーステナイトが残留する微細組織を有するようになる。
また、鋼板をメッキする段階で合金化を促進するための方法として、焼鈍炉の入側で脱脂処理した後、ブラッシング(Brushing)処理段階、80〜85%の塩酸溶液での酸洗処理段階、及び4〜12%濃度のS−被覆(Coating)処理段階からなる群より選択される、1種または2種以上の焼鈍前処理をすることができる。前処理をする場合、合金化温度を15℃以上低減する効果が得られ、合金化時にも延伸率の確保に役立つ。
その後、冷却が実施され、鋼板はメッキ段階を経て、メッキ鋼板が製造される。メッキ槽の温度と合金化工程の温度は変態誘起塑性効果を減少させる要素になるため、できる限り熱履歴を最小化することが必要である。
以下、実施例を通じて本発明をより詳細に説明する。
(実施例)
下記表1のように造成される鋼スラブを1200℃の温度範囲で加熱して抽出した後、上記の条件のように処理した。そして、高強度化上の影響を評価するために、表2の成分系で窒素添加の効果を導出した。
上記表1の各鋼板に対する実施例の結果を図6に、表2の各鋼板に対する実施例の結果を図7に示した。図6は引張強さ590MPaでの発明鋼と比較鋼の延伸率の変化を比較したグラフである。さらに図7では、窒素処理された鋼板の場合、温度増加に比べて延伸率の水準が高いことや、延伸率の下落幅が比較鋼に比べて小さいことを示している。
また、図7のNb処理鋼は、Nbを処理した発明鋼のうち発明鋼7の反応特性を示す例である。窒素を使用する場合、高温合金化処理で窒素を使用しない成分系に比べて優れた特性を表している。
このような方法により、十分な強度を維持しながらもメッキ性及び加工性に優れた特性を表す高強度亜鉛メッキ鋼板を製造することができる。

Claims (11)

  1. 質量%で、C:0.04〜0.25%、N:70ppm〜300ppm、N-14/27Al:70ppm以上、Mn:0.2〜3.0%、Si:0.5〜2.0%、P:0.01〜0.1%、Al:0.005%以下、Sb:0.001〜0.05%、及びS:0.02%以下、並びに残部Fe及びその他不可避の不純物からなり、フェライトが70体積%以上、残りの組織がベイナイトとオーステナイトの複合組織で構成されることを特徴とする、冷延鋼板。
  2. 前記冷延鋼板は、Nb:0.001〜0.1%をさらに含むことを特徴とする、請求項1に記載の冷延鋼板。
  3. 質量%で、C:0.04〜0.25%、N:0.007〜0.03%、Mn:0.2〜3.0%、Si:0.5〜2.0%、P:0.01〜0.1%、Al:0.005%以下、Sb:0.001〜0.05%、及びS:0.02%以下、並びに残部Fe及びその他不可避の不純物からなり、N−14/27Al:70ppm以上である、鋼スラブを、1100〜1250℃で再加熱する段階と、
    Ar〜950℃で熱間仕上圧延を終了する段階と、
    450〜700℃の温度で巻取する段階と、
    酸洗段階及び目標厚さで冷間圧延する段階と、
    750〜830℃の温度で焼鈍する段階
    とを含み、フェライトが70体積%以上、残りの組織がベイナイトとオーステナイトの複合組織で構成されることを特徴とする、冷延鋼板の製造方法。
  4. 前記鋼スラブは、Nb:0.001〜0.1%をさらに含むことを特徴とする、請求項3に記載の冷延鋼板の製造方法。
  5. 質量%で、C:0.04〜0.25%、N:70ppm〜300ppm、N-14/27Al:70ppm以上、Mn:0.2〜3.0%、Si:0.5〜2.0%、P:0.01〜0.1%、Al:0.005%以下、Sb:0.001〜0.05%、及びS:0.02%以下、並びに残部Fe及びその他不可避の不純物からなる鋼板に亜鉛メッキ処理することにより得られたものであり、フェライトが70体積%以上、残りの組織がベイナイトとオーステナイトの複合組織で構成されることを特徴とする、亜鉛メッキ鋼板。
  6. 前記亜鉛メッキ鋼板は、Nb:0.001〜0.1%を追加的に含むことを特徴とする、請求項5に記載の亜鉛メッキ鋼板。
  7. 前記亜鉛メッキ処理は溶融亜鉛メッキ処理であることを特徴とする、請求項5または6に記載の亜鉛メッキ鋼板。
  8. 質量%で、C:0.04〜0.25%、N:0.007〜0.03%、Mn:0.2〜3.0%、Si:0.5〜2.0%、P:0.01〜0.1%、Al:0.005%以下、Sb:0.001〜0.05%、及びS:0.02%以下、並びに残部Fe及びその他不可避の不純物からなり、N−14/27Al:70ppm以上である、鋼スラブを
    1100〜1250℃で再加熱する段階と、
    Ar〜950℃で熱間仕上圧延を終了する段階と、
    450〜700℃の温度で巻取する段階と、
    酸洗段階及び目標厚さで冷間圧延する段階と、
    750〜830℃の温度で焼鈍する段階と、
    焼鈍された鋼板を、650〜750℃の温度領域まで1〜10℃/秒で冷却し、更に、300〜450℃の温度範囲で急冷する段階と、
    冷却された鋼板を亜鉛メッキ化する段階、及び合金化する段階
    とを含み、フェライトが70体積%以上、残りの組織がベイナイトとオーステナイトの複合組織で構成されることを特徴とする、亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
  9. 前記鋼スラブは、Nb:0.001〜0.1%をさらに含むことを特徴とする、請求項8に記載の亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
  10. 前記亜鉛メッキ化段階は、560℃以下で行われることを特徴とする、請求項8に記載の亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
  11. 焼鈍炉の入側で脱脂処理をした後、ブラッシング(Brushing)処理段階、80〜85%の塩酸溶液での酸洗処理段階、及び4〜12%濃度のS−被覆(Coating処理段階からなるグループから選択される1種または2種以上の焼鈍前処理段階をさらに含むことを特徴とする、請求項8に記載の亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
JP2010539276A 2007-12-20 2008-08-08 加工性に優れた高強度冷延鋼板、亜鉛メッキ鋼板及びその製造方法 Active JP5564432B2 (ja)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020070134236A KR100957981B1 (ko) 2007-12-20 2007-12-20 가공성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융도금 강판 및 그제조방법
KR10-2007-0134236 2007-12-20
PCT/KR2008/004642 WO2009082078A1 (en) 2007-12-20 2008-08-08 High strength cold rolled steel plate and galvanized steel plate with superior workability and method for manufacturing thereof

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2011509341A JP2011509341A (ja) 2011-03-24
JP5564432B2 true JP5564432B2 (ja) 2014-07-30

Family

ID=40801347

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2010539276A Active JP5564432B2 (ja) 2007-12-20 2008-08-08 加工性に優れた高強度冷延鋼板、亜鉛メッキ鋼板及びその製造方法

Country Status (4)

Country Link
JP (1) JP5564432B2 (ja)
KR (1) KR100957981B1 (ja)
CN (1) CN101910441B (ja)
WO (1) WO2009082078A1 (ja)

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5862002B2 (ja) * 2010-09-30 2016-02-16 Jfeスチール株式会社 疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR20120127095A (ko) * 2011-05-13 2012-11-21 주식회사 포스코 표면특성이 우수한 고강도 고인성 선재 및 그 제조방법
JP5636347B2 (ja) * 2011-08-17 2014-12-03 株式会社神戸製鋼所 室温および温間での成形性に優れた高強度鋼板およびその温間成形方法
JP5852690B2 (ja) 2013-04-26 2016-02-03 株式会社神戸製鋼所 ホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JP6056745B2 (ja) * 2013-12-12 2017-01-11 Jfeスチール株式会社 化成処理性に優れた高加工性高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR101647224B1 (ko) * 2014-12-23 2016-08-10 주식회사 포스코 표면품질, 도금밀착성 및 성형성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법
CN104862631A (zh) * 2015-05-08 2015-08-26 青岛锻艺金属有限公司 一种铁艺制品表面镀锌工艺
JP6249113B2 (ja) * 2016-01-27 2017-12-20 Jfeスチール株式会社 高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
KR102031452B1 (ko) * 2017-12-24 2019-10-11 주식회사 포스코 소부경화성 및 도금밀착성이 우수한 냉연강판, 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법
KR102352192B1 (ko) * 2020-05-28 2022-01-17 현대제철 주식회사 합금화 용융아연도금 강판 및 그 제조 방법
CN111560565B (zh) * 2020-06-29 2021-08-03 江苏九天光电科技有限公司 一种测量器具用优特钢薄钢带的生产方法
CN113817961B (zh) * 2021-08-26 2022-06-21 马鞍山钢铁股份有限公司 彩涂基料用热浸镀锌钢板及其制造方法

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE60116477T2 (de) * 2000-04-07 2006-07-13 Jfe Steel Corp. Warm-, kaltgewalzte und schmelz-galvanisierte stahlplatte mit exzellentem reckalterungsverhalten
JP3925064B2 (ja) * 2000-04-10 2007-06-06 Jfeスチール株式会社 プレス成形性と歪時効硬化特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP4171281B2 (ja) * 2002-10-17 2008-10-22 新日本製鐵株式会社 加工性に優れた鋼板及びその製造方法
JP4718782B2 (ja) * 2003-02-06 2011-07-06 新日本製鐵株式会社 合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびその製造方法
DE602004027803D1 (de) * 2003-03-31 2010-08-05 Nippon Steel Corp Nach dem heisstauchverfahren mit legiertem zink beschichtetes stahlblech und herstellungsverfahren dafür
JP4692018B2 (ja) * 2004-03-22 2011-06-01 Jfeスチール株式会社 強度−延性バランスに優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP4337604B2 (ja) * 2004-03-31 2009-09-30 Jfeスチール株式会社 高張力鋼板の歪時効処理方法および高強度構造部材の製造方法
KR100711468B1 (ko) * 2005-12-23 2007-04-24 주식회사 포스코 성형성과 도금특성이 우수한 고강도 냉연강판 및용융아연도금강판, 그리고 이들의 제조방법
EP1960562B1 (en) * 2005-12-09 2015-08-26 Posco High strenght cold rolled steel sheet having excellent formability and coating property, zinc-based metal plated steel sheet made of it and the method for manufacturing thereof
KR100711475B1 (ko) * 2005-12-26 2007-04-24 주식회사 포스코 용융아연도금특성이 우수한 고 가공성 고강도 강판의제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
CN101910441A (zh) 2010-12-08
KR100957981B1 (ko) 2010-05-19
JP2011509341A (ja) 2011-03-24
KR20090066614A (ko) 2009-06-24
WO2009082078A1 (en) 2009-07-02
CN101910441B (zh) 2013-04-24

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5564432B2 (ja) 加工性に優れた高強度冷延鋼板、亜鉛メッキ鋼板及びその製造方法
KR101399741B1 (ko) 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
KR101638719B1 (ko) 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP5042232B2 (ja) 成形性及びメッキ特性に優れた高強度冷延鋼板、これを用いた亜鉛系メッキ鋼板及びその製造方法
KR101613806B1 (ko) 가공성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법
JP4730056B2 (ja) 伸びフランジ成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP4998757B2 (ja) 深絞り性に優れた高強度鋼板の製造方法
EP2371979A1 (en) High-strength cold-rolled steel sheet having excellent workability, molten galvanized high-strength steel sheet, and method for producing the same
KR20140007476A (ko) 재질 안정성, 가공성 및 도금 외관이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법
KR101439613B1 (ko) 굽힘 가공성과 연신율이 우수한 고강도 고망간 강판 및 그 제조방법
KR20120099517A (ko) 가공성과 스폿 용접성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP5456026B2 (ja) 延性に優れ、エッジ部に亀裂のない高強度鋼板、溶融亜鉛メッキ鋼板及びその製造方法
KR101388392B1 (ko) 도금성 및 굽힘성이 우수한 고강도 강판 제조 방법
KR101778404B1 (ko) 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판 및 그 제조방법
JP5251207B2 (ja) 深絞り性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP5397141B2 (ja) 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5262372B2 (ja) 深絞り性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
KR101585744B1 (ko) 표면품질 및 내지연파괴 특성이 우수한 아연도금강판 및 그 제조방법
JP4010132B2 (ja) 深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR20150073005A (ko) 용접부 균열 저항성이 우수한 오스테나이트계 아연도금강판 및 이의 제조방법
KR102245227B1 (ko) 강도, 성형성 및 도금성이 우수한 클래드 강판 및 그 제조방법
KR101452052B1 (ko) 도금밀착성이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법
JP2004002909A (ja) 深絞り性と伸びフランジ性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板およびその製造方法
JP4428075B2 (ja) 伸びフランジ成形性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR101778403B1 (ko) 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판 및 그 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
A977 Report on retrieval

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007

Effective date: 20121126

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20130108

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20130405

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20130716

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20131007

A02 Decision of refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02

Effective date: 20131203

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20140319

A911 Transfer to examiner for re-examination before appeal (zenchi)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A911

Effective date: 20140410

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20140520

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20140616

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 5564432

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250

S531 Written request for registration of change of domicile

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531

S533 Written request for registration of change of name

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350

S111 Request for change of ownership or part of ownership

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313113

R371 Transfer withdrawn

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R371

S111 Request for change of ownership or part of ownership

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313113

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250