JP6804566B2 - 加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、冷延鋼板およびその製造方法に関し、より具体的には、加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法に関する。
自動車業界は、ますます競争が激化するにつれ、自動車品質に対する高級化、多様化のニーズが高まっている。また、強化されている乗員の安全および環境規制に対する法規を満足させ、同時に燃費効率を向上させるために、軽量化および高強度化を追求している。
自動車外板材に適用される鋼板は、主に加工性と延伸率に優れた冷延鋼板が適用される。自動車用の高強度冷延鋼板の製造方法は、通常、熱間圧延、冷間圧延、そして焼鈍工程を含むように行われる。
関連する先行文献には、大韓民国公開特許公報第１０−２０１４−０００２２７９号（２０１４．０１．０８公開、発明の名称：高強度冷延鋼板およびその製造方法）がある。
本発明は、熱延巻取後における熱延鋼板のエッジ部とセンター部との材質のばらつきを減少させる製造方法を提供する。
本発明は、高い引張強度および降伏強度を有しかつ、また、曲げ加工性にも優れた冷延鋼板およびその製造方法を提供する。
本発明の一側面による高強度冷延鋼板の製造方法は、炭素（Ｃ）：０．１０重量％〜０．１３重量％、シリコン（Ｓｉ）：０．９重量％〜１．１重量％、マンガン（Ｍｎ）：２．１７７重量％〜２．３重量％、クロム（Ｃｒ）：０．３５重量％〜０．４５重量％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０４重量％〜０．０７重量％、アンチモン（Ｓｂ）：０．０２重量％〜０．０５重量％、および残部鉄（Ｆｅ）と不可避不純物からなるスラブ板材を１１５０℃〜１２５０℃の温度に再加熱するステップと、前記再加熱された板材を仕上げ圧延温度が８００℃〜９００℃となるように熱間圧延するステップと、前記熱間圧延された板材を６００℃〜７００℃に冷却して巻取って熱延鋼板を製造するステップと、前記熱延鋼板を酸洗後に冷間圧延するステップと、前記冷間圧延された鋼板をα相とγ相の二相域で焼鈍熱処理するステップと、前記焼鈍熱処理された鋼板をマルテンサイトの温度領域まで冷却させた後、過時効処理するステップとを含む。
一実施形態において、前記スラブ板材は、アルミニウム（Ａｌ）：０．３５重量％〜０．４５重量％、リン（Ｐ）：０超過０．０２重量％以下、硫黄（Ｓ）：０超過０．００３重量％以下のうちの少なくとも１つをさらに含んでもよい。
他の実施形態において、前記熱間圧延後に、前記熱延鋼板は、パーライトおよびフェライトからなる微細組織を有することができる。
さらに他の実施形態において、前記熱延鋼板は、中心部と幅方向のエッジ部との間の引張強度のばらつきが５０ＭＰａ以下であってもよい。
さらに他の実施形態において、前記焼鈍熱処理は、８１０℃〜８５０℃で行われ、前記過時効処理は、２５０℃〜３５０℃で行われる。
本発明の一側面による高強度冷延鋼板は、炭素（Ｃ）：０．１０重量％〜０．１３重量％、シリコン（Ｓｉ）：０．９重量％〜１．１重量％、マンガン（Ｍｎ）：２．１７７重量％〜２．３重量％、クロム（Ｃｒ）：０．３５重量％〜０．４５重量％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０４重量％〜０．０７重量％、アンチモン（Ｓｂ）：０．０２重量％〜０．０５重量％、および残部鉄（Ｆｅ）と不可避不純物からなり、微細組織がフェライト、マルテンサイト、およびベイナイトの複合組織を有しかつ、前記フェライトおよび前記マルテンサイトの面積分率の合計が９０％以上１００％未満である。
一実施形態において、前記高強度冷延鋼板は、アルミニウム（Ａｌ）：０．３５重量％〜０．４５重量％、リン（Ｐ）：０超過０．０２重量％以下、硫黄（Ｓ）：０超過０．００３重量％以下のうちの少なくとも１つをさらに含んでもよい。
他の実施形態において、前記高強度冷延鋼板は、引張強度９８０ＭＰａ以上、降伏強度６００ＭＰａ以上、延伸率１７％以上、および曲げ加工性（Ｒ／ｔ）２．０以下を有することができる。
本発明の実施形態によれば、熱延工程の巻取温度を６００℃〜７００℃に設定することにより、熱延巻取後における熱延鋼板のエッジ部とセンター部との引張強度のばらつきを減少させることができる。
本発明の実施形態によれば、巻取温度の上昇によって熱延鋼板に内部酸化深さが増加しうる。このような内部酸化深さの増加によって最終冷延鋼板の表面色差が発生しうる。本発明の実施形態によれば、鋼板に合金元素としてアンチモンを所定含有量添加することにより、前記熱延鋼板の内部酸化深さを減少させることができる。
本発明の実施形態によれば、合金成分の調節と焼鈍熱処理工程および過時効工程条件の制御により、降伏強度６００ＭＰａ以上、引張強度９８０ＭＰａ以上、１７％以上の延伸率、および２以下の曲げ加工性（Ｒ／ｔ）を確保することができる。
本発明の一つの比較例において、巻取温度４００℃で、熱延鋼板の幅方向に沿った引張強度の変化を示すグラフである。 図１Ａの熱延鋼板のエッジ部の微細組織を示す写真である。 図１Ａの熱延鋼板のセンター部の微細組織を示す写真である。 本発明の一つの比較例において、巻取温度５８０℃で、熱延鋼板の幅方向に沿った引張強度の変化を示すグラフである。 図２Ａの熱延鋼板のエッジ部の微細組織を示す写真である。 図２Ａの熱延鋼板のセンター部の微細組織を示す写真である。 本発明の一つの比較例において、巻取温度６４０℃で、熱延鋼板の幅方向に沿った引張強度の変化を示すグラフである。 図３Ａの熱延鋼板のエッジ部の微細組織を示す写真である。 図３Ａの熱延鋼板のセンター部の微細組織を示す写真である。 本発明の一実施形態において、熱延工程の巻取温度に応じた熱延鋼板の内部酸化深さを示すグラフである。 本発明の実施形態に係る非熱処理型熱延鋼板の製造方法を示す工程フロー図である。 本発明の一実施形態に係る冷延鋼板の微細組織を観察した写真である。
以下、添付した図面を参照して、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者が容易に実施できるように詳細に説明する。本発明は、種々の異なる形態で実現可能であり、本明細書で説明する実施例に限定されない。本明細書全体にわたって同一または類似の構成要素については同一の図面符号を付した。また、本発明の要旨を不必要にあいまいにしうる公知の機能および構成に関する詳細な説明は省略する。
本発明の発明者は、熱延工程、冷延工程、および焼鈍熱処理を含む製造工程により冷延鋼板を製造する途中に、熱延工程を進行させた後の熱延鋼板において、幅方向のエッジ部とセンター部との間で材質のばらつきが大きく発生することを発見した。そこで、本発明の発明者は、このような材質のばらつきが熱延工程の巻取温度と関連性があることを見出した。
具体的には、炭素（Ｃ）：０．１０重量％〜０．１３重量％、シリコン（Ｓｉ）：０．９重量％〜１．１重量％、マンガン（Ｍｎ）：２．１７７重量％〜２．３重量％、クロム（Ｃｒ）：０．３５重量％〜０．４５重量％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０４重量％〜０．０７重量％、および残部鉄（Ｆｅ）と不可避不純物からなるスラブ板材を再加熱後に、８００〜９００℃で熱間圧延した後、冷却後の巻取る温度に応じて、熱延鋼板の幅方向におけるエッジ部とセンター部との間の引張強度が大きくばらつくことを確認した。
表１は、一例としてのスラブ板材の合金組成を示す図表であり、図１Ａは、本発明の一つの比較例において、巻取温度４００℃で、熱延鋼板の幅方向に沿った引張強度の変化を示すグラフである。図１Ｂは、図１Ａの熱延鋼板のエッジ部の微細組織を示す写真であり、
図１Ｃは、図１Ａの熱延鋼板のセンター部の微細組織を示す写真である。
図２Ａは、本発明の一つの比較例において、巻取温度５８０℃で、熱延鋼板の幅方向に沿った引張強度の変化を示すグラフである。図２Ｂは、図２Ａの熱延鋼板のエッジ部の微細組織を示す写真であり、図２Ｃは、図２Ａの熱延鋼板のセンター部の微細組織を示す写真である。
図３Ａは、本発明の一つの比較例において、巻取温度６４０℃で、熱延鋼板の幅方向に沿った引張強度の変化を示すグラフである。図３Ｂは、図３Ａの熱延鋼板のエッジ部の微細組織を示す写真であり、図３Ｃは、図３Ａの熱延鋼板のセンター部の微細組織を示す写真である。
図１Ａを参照すれば、熱延鋼板のセンター部とエッジ部との間の引張強度のばらつきは、約２００ＭＰａ〜２４０ＭＰａの大きさで発生した。図１Ｂおよび図１Ｃを参照すれば、エッジ部の場合、低温相であるベイナイトおよびマルテンサイトから構成され、センター部の場合、相対的に高い分率のパーライトと、相対的に少ない分率のベイナイトおよびマルテンサイトとから構成された。
図２Ａを参照すれば、熱延鋼板のセンター部とエッジ部との間の引張強度のばらつきは、約３００ＭＰａの大きさで発生した。図２Ｂおよび図２Ｃを参照すれば、エッジ部の場合、相対的に高い分率のベイナイトと、相対的に少ない分率のフェライトおよびパーライトとから構成され、センター部の場合、フェライトおよびパーライトから構成された。
図３Ａを参照すれば、熱延鋼板のセンター部とエッジ部との間の引張強度のばらつきは、約４５ＭＰａ〜５０ＭＰａの大きさで発生した。図３Ｂおよび図３Ｃを参照すれば、エッジ部とセンター部はいずれも、パーライトおよびフェライトから構成された。
これから、熱延鋼板の部位ごとの材質のばらつきは、巻取後、熱延鋼板の幅方向ごとの位置に応じた冷却速度の差によって発生すると判断される。すなわち、熱延鋼板のセンター部の場合、冷却速度が遅く、熱延鋼板のエッジ部の場合、冷却速度が相対的に大きいため、前記熱延鋼板のエッジ部の場合、低温相が発生すると判断される。これによって、前記熱延鋼板の部位ごとの材質のばらつきを減少させるために、前記熱延工程の巻取温度を上昇させて、前記エッジ部の冷却速度が相対的に速いとしても、前記熱延鋼板の全体にわたってパーライト変態が行われるようにする。一例として、前記熱延工程の巻取温度は、６００℃〜７００℃に設定することができる。
一方、本発明の発明者は、前記熱延工程の巻取温度を６００℃〜７００℃に上昇させた場合、最終製品として冷延鋼板が製造された後に、前記冷延鋼板の表面に局所的に色差が発生することを発見した。一方、本発明者は、このような局所的な色差は、前記熱延鋼板の巻取後に冷却する過程で前記熱延鋼板の表面から発生する酸化に起因することを発見した。
本発明の発明者は、図４のように、熱延鋼板の巻取温度が５８０℃以上の時、冷延鋼板で局所的な色差が発生することを発見した。また、熱延鋼板の巻取温度が５８０℃以上の時、熱延鋼板の内部酸化深さが６μｍ以上発生するという事実を見出した。
このように、熱延鋼板のセンター部とエッジ部との間の引張強度のばらつきを減少させるために、巻取温度を６００℃〜７００℃に上昇させる過程で、熱延鋼板の内部酸化が過度に進行し、これによって、最終製品である冷延鋼板の表面に局所的な色差が発生しうることを発見した。
結論的に、本発明の発明者は、熱延工程の巻取温度を６００℃〜７００℃に維持させると同時に、前記熱延鋼板の内部酸化を抑制するために、以下の鋼板の合金組成を提案する。また、前記合金組成を有する熱延鋼板は、冷延工程、焼鈍工程、および過時効工程を経て、高強度冷延鋼板に製造される。前記冷延鋼板は、引張強度９８０ＭＰａ以上、降伏強度６００ＭＰａ以上、延伸率１７％以上、および曲げ加工性（Ｒ／ｔ）２．０以下を有することができる。
高強度冷延鋼板
本発明の一実施形態に係る高強度冷延鋼板は、炭素（Ｃ）：０．１０重量％〜０．１３重量％、シリコン（Ｓｉ）：０．９重量％〜１．１重量％、マンガン（Ｍｎ）：２．１７７重量％〜２．３重量％、クロム（Ｃｒ）：０．３５重量％〜０．４５重量％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０４重量％〜０．０７重量％、アンチモン（Ｓｂ）：０．０２重量％〜０．０５重量％、および残部鉄（Ｆｅ）と不可避不純物からなる。他の実施形態において、前記高強度冷延鋼板は、アルミニウム（Ａｌ）：０．３５重量％〜０．４５重量％、リン（Ｐ）：０超過０．０２重量％以下、硫黄（Ｓ）：０超過０．００３重量％以下のうちの少なくとも１つをさらに含んでもよい
前記高強度冷延鋼板は、引張強度９８０ＭＰａ以上、降伏強度６００ＭＰａ以上、延伸率１７％以上、および曲げ加工性（Ｒ／ｔ）２．０以下を有することができる。前記曲げ加工性（Ｒ／ｔ）は、試験片の厚さ（ｔ）とクラックが発生しない限度内で前記試験片に発生させた曲げから測定される最小曲げの曲率半径（Ｒ）の比で表すことができる。
前記高強度冷延鋼板は、フェライト、マルテンサイト、およびベイナイトの複合組織を有しかつ、前記フェライトおよび前記マルテンサイトの面積分率の合計が９０％以上１００％未満であってもよい。
以下、本発明に係る高強度冷延鋼板の合金組成に含まれる各成分の役割およびその含有量についてより具体的に説明する。
炭素（Ｃ）
炭素（Ｃ）は、マルテンサイト分率および硬度向上に寄与する合金元素である。前記炭素（Ｃ）は、鋼板の全体重量の０．１０重量％〜０．１３重量％添加される。炭素（Ｃ）の含有量が０．１０重量％未満の場合には、十分な強度を確保するのに困難が伴う。逆に、炭素（Ｃ）の含有量が０．１３重量％を超える場合には、目標の靭性を獲得できず、溶接性が低下することがある。
シリコン（Ｓｉ）
シリコン（Ｓｉ）は、鋼中の脱酸剤の役割を果たし、フェライト安定化元素としてフェライト内のカーバイドの形成を抑制して強度および延伸率の確保に寄与することができる。
前記シリコン（Ｓｉ）は、鋼板の全体重量の０．９重量％〜１．１重量％添加される。シリコン（Ｓｉ）の含有量が０．９重量％未満の場合、延伸率の確保が困難であり、１．１重量％を超える場合、連鋳性を低下させることがあり、溶接性を低下させることがある。
マンガン（Ｍｎ）
マンガン（Ｍｎ）は、固溶強化および焼入性の増大により鋼板の強度を向上させることができる。前記マンガン（Ｍｎ）は、鋼板の全体重量の２．１７７重量％〜２．３重量％添加される。マンガン（Ｍｎ）の含有量が２．１７７重量％未満の場合には、その添加効果をまともに発揮できない。マンガン（Ｍｎ）の含有量が２．３重量％を超えて添加される場合、素材の厚さ方向の中心部にマンガンバンド組織が形成されて延伸率が低下し、曲げ加工性を阻害することがある。
クロム（Ｃｒ）
クロム（Ｃｒ）は、固溶強化および焼入性の増大により鋼の強度向上に寄与することができる。クロム（Ｃｒ）は、鋼板の全体重量の０．３５重量％〜０．４５重量％添加される。クロム（Ｃｒ）の含有量が０．３５重量％未満の場合には、その添加効果をまともに発揮できない。逆に、クロム（Ｃｒ）の含有量が０．４５重量％を超える場合、溶接性を阻害することがある。
モリブデン（Ｍｏ）
モリブデン（Ｍｏ）は、固溶強化および焼入性の増大により強度向上に寄与することができる。モリブデン（Ｍｏ）は、鋼板の全体重量の０．０４重量％〜０．０７重量％添加される。モリブデン（Ｍｏ）の含有量が０．０４重量％未満の場合には、その添加効果をまともに発揮できない。逆に、モリブデン（Ｍｏ）の含有量が０．０７重量％を超える場合、マルテンサイトの量が増加して靭性が低下することがある。
アンチモン（Ｓｂ）
アンチモン（Ｓｂ）は、マンガンとシリコンが鋼板表面に酸化物形態で存在することを抑制することができる。アンチモン（Ｓｂ）は、高温で原子自体で酸化皮膜を形成しないが、鋼板表面および結晶粒の界面に濃化して鋼中のマンガンおよびシリコンが鋼板表面に拡散することを抑制することができる。これによって、鋼板表面付近における酸化物の形成が制御できる。また、アンチモン（Ｓｂ）は、焼鈍工程中に鋼板に酸化物が生成されることを抑制して冷延鋼板の色差欠陥を抑制する効果がある。
アンチモン（Ｓｂ）は、鋼板の全体重量の０．０２重量％〜０．０５重量％添加される。アンチモン（Ｓｂ）の含有量が０．０２重量％未満の場合には、その添加効果をまともに発揮できない。逆に、アンチモン（Ｓｂ）の含有量が０．０５重量％を超える場合、延性が低下して鋼板の材質特性が劣化しうる。
アルミニウム（Ａｌ）
アルミニウム（Ａｌ）は、製鋼時の脱酸のために添加する。アルミニウム（Ａｌ）は、鋼中の窒素と結合してＡｌＮを形成させて組織を微細化することができる。アルミニウム（Ａｌ）の含有量は、鋼板の全体重量の０．３５重量％〜０．４５重量％であってもよい。アルミニウムの含有量が０．３５重量％未満の場合、十分な脱酸効果が得られない。逆に、アルミニウムの含有量が０．４５ｗｔ％を超えると、フェライトおよびオーステナイト中の炭素拡散を促して強度が低下することがある。
リン（Ｐ）
リン（Ｐ）は、固溶強化によって鋼の強度を向上させることができる。前記リン（Ｐ）は、鋼板の全体重量の０超過０．０２重量％以下で添加される。リン（Ｐ）の含有量が０．０２重量％を超える場合、Ｆｅ３Ｐのステダイトを形成して熱間脆性の原因になりうる。
硫黄（Ｓ）
硫黄（Ｓ）は、鋼板の靭性および溶接性を阻害し、ＭｎＳ非金属介在物を増加させて曲げ加工性を阻害しうる。硫黄（Ｓ）は、鋼板の全体重量の０超過０．００３重量％以下で添加する。硫黄（Ｓ）の含有量が０．００３重量％を超える場合、粗大な介在物を増加させて疲労特性を劣化させることがある。
高強度冷延鋼板の製造方法
以下、本発明の一実施形態に係る高強度冷延鋼板を製造する方法を説明する。
図５は、本発明の実施形態に係る高強度冷延鋼板の製造方法を示す工程フロー図である。図５を参照すれば、高強度冷延鋼板の製造方法は、スラブ再加熱ステップＳ１１０と、熱間圧延ステップＳ１２０と、冷間圧延ステップＳ１３０と、焼鈍ステップＳ１４０と、過時効ステップＳ１５０とを含む。この時、スラブ再加熱ステップＳ１１０は、析出物の再固溶などの効果を導出するために実施される。この時、スラブ板材は、製鋼工程により所望の組成の溶鋼を得た後に連続鋳造工程により得られる。前記スラブ板材は、炭素（Ｃ）：０．１０重量％〜０．１３重量％、シリコン（Ｓｉ）：０．９〜１．１重量％、マンガン（Ｍｎ）：２．１７７重量％〜２．３重量％、クロム（Ｃｒ）：０．３５重量％〜０．４５重量％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０４重量％〜０．０７重量％、アンチモン（Ｓｂ）：０．０２重量％〜０．０５重量％、および残部鉄（Ｆｅ）と不可避不純物からなる。他の実施形態において、前記スラブ板材は、アルミニウム（Ａｌ）：０．３５重量％〜０．４５重量％、リン（Ｐ）：０超過０．０２重量％以下、硫黄（Ｓ）：０超過０．００３重量％以下のうちの少なくとも１つをさらに含んでもよい。
スラブ再加熱
スラブ再加熱ステップＳ１１０では、前記合金組成を有するスラブ板材をＳＲＴ（Ｓｌａｂ Ｒｅｈｅａｔｉｎｇ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）：１１５０℃〜１２５０℃で約２時間〜５時間再加熱する。このようなスラブ板材の再加熱により、鋳造時、偏析した成分の再固溶および析出物の再固溶が発生しうる。
スラブ再加熱温度が１１５０℃未満の場合には、鋳造時、偏析した成分が十分に均一に分布しない問題点がある。逆に、再加熱温度が１２５０℃を超える場合、非常に粗大なオーステナイト結晶粒が形成されて強度確保が困難になる。また、スラブ再加熱温度が上昇するほど、加熱費用および圧延温度を合わせるための追加時間が費やされるなど、製造費用の上昇および生産性の低下を引き起こすことがある。
熱間圧延
熱間圧延ステップＳ１２０は、再加熱された板材を圧延終了温度：８００℃〜９００℃の条件で仕上げ熱間圧延する。仕上げ熱間圧延温度（ＦＤＴ）が８００℃未満の場合には、熱延コイルの全長の材質のばらつきを引き起こすことがあり、逆に、仕上げ熱間圧延温度（ＦＤＴ）が９００℃を超える場合には、オーステナイト結晶粒の粗大化によって延伸率確保のためのフェライトを得にくいことがある。
前記熱間圧延された板材を冷却する。冷却は、自然冷却、強制冷却などの方式が適用可能である。巻取工程は、６００℃〜７００℃の温度で行われる。上述のように、巻取温度が６００℃未満の場合、熱延鋼板の幅方向に沿ったエッジ部とセンター部との間で引張強度のような材質のばらつきが大きくなりうる。巻取温度が７００℃を超える場合、十分な強度を確保できなくなる。前記巻取工程の後に、前記熱延鋼板は、中心部と幅方向のエッジ部との間の引張強度のばらつきが５０ＭＰａ以下であってもよい。前記熱延鋼板は、パーライトおよびフェライトからなる微細組織を有することができる。
冷間圧延
冷間圧延ステップＳ１３０では、前記熱延鋼板を冷間で圧延して、鋼板の最終厚さに加工する。冷間圧延の圧下率は、熱延鋼板の厚さと目標の鋼板の最終厚さに応じて約５０〜７０％程度に定められる。一方、冷間圧延の前に熱延鋼板のスケールを除去するために、酸洗（ａｃｉｄ ｐｉｃｋｌｉｎｇ）を行う過程がさらに含まれてもよい。
焼鈍
焼鈍ステップＳ１４０では、前記冷間圧延された鋼板をα相とγ相の二相域で焼鈍熱処理する。焼鈍熱処理は、オーステナイト相分率を制御することができる。また、焼鈍熱処理により、目標の強度および延伸率などを容易に確保することができる。
焼鈍熱処理は、曲げ加工性確保のために、軟質のフェライトの確保が容易なα相とγ相の共存領域で行われる。前記焼鈍熱処理は、具体的な一例として、８１０℃〜８５０℃に加熱して約３０秒〜１５０秒間行われる。焼鈍熱処理温度が８１０℃未満であるか、焼鈍熱処理時間が３０秒未満である場合、十分なオーステナイト変態が行われず、最終的に製造される鋼板の強度確保が困難になりうる。反面、焼鈍熱処理温度が８５０℃を超えたり、焼鈍熱処理時間が１５０秒を超える場合、オーステナイト結晶粒サイズが大きく増加して強度など鋼板の物性が低下することがある。焼鈍熱処理が完了した後に、前記焼鈍熱処理された鋼板をマルテンサイトの温度領域まで冷却する。具体的な一例として、前記焼鈍熱処理が完了した鋼板を２５０℃〜３５０℃の温度まで、平均冷却速度５℃／秒〜２０℃／秒で冷却する。
過時効
過時効ステップＳ１５０では、前記冷却された鋼板をマルテンサイトの温度領域、すなわち２５０℃〜３５０℃の温度でオーステンパリング（ａｕｓｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）処理する。前記オーステンパリングにより残留オーステナイト内に炭素（Ｃ）の濃縮を短時間に進行させて、製造される鋼板の最終微細組織にベイナイト相が形成されるようにすることができる。ここで、過時効処理は、定められた時間の間温度を一定に維持するだけでなく、定められた時間の間空冷することも含むことができる。前記過時効処理温度が前記温度範囲を外れる場合、ベイナイト相の形成および制御が困難になりうる。
前記過時効処理は、２００秒〜４００秒間実施される。過時効処理時間が２００秒未満の場合、その効果が不十分であり、反面、過時効処理時間が４００秒を超える場合、これ以上の効果なしに生産性を低下させることがある。前記過時効処理された鋼板は、約１００℃まで冷却できる。
上述した工程により、本発明の一実施形態に係る高強度冷延鋼板を製造することができる。前記冷延鋼板は、最終的に、フェライト、マルテンサイトおよびベイナイトの複合組織を有することができる。この時、前記フェライトおよび前記マルテンサイトの面積分率の合計が９０％以上１００％未満であってもよい。
実施例
以下、本発明の好ましい実施例および比較例を通じて本発明の構成および作用をより詳細に説明する。ただし、これは本発明の例示の一部として提示されたものであり、いかなる意味でもこれによって本発明が制限されると解釈されない。
ここに記載されていない内容は、この技術分野における熟練した者であれば十分に技術的に類推できるものであるので、その説明を省略する。
１．試験片の製造
表２に記載の合金組成で比較例および実施例の試験片の組成を決定した。ただし、表２では、鋼材に不可避に添加される合金元素は表記を省略した。実施例の試験片の場合、アンチモン（Ｓｂ）を合金元素として含むことができる。前記組成で鋳造された比較例および実施例の中間材を１２００℃に再加熱し、仕上げ圧延温度８５０℃で熱間圧延した。この後、冷却して６４０℃の温度で巻取った。この後、前記熱延鋼板を酸洗後に冷間圧延して冷延鋼板をそれぞれ製造した。前記冷延鋼板を表３の焼鈍工程条件および過時効工程条件によって熱処理して、最終的に、比較例１〜５の試験片と実施例１〜９の試験片を製造した。
比較例１〜５の試験片の場合、実施例１〜９の試験片に対比して、焼鈍工程温度が低く設定された。実施例１〜９の試験片の場合、本発明の実施形態に係る焼鈍工程温度および過時効工程温度範囲を満足するように設定された。
２．物性評価
比較例１〜５および実施例１〜９の冷延鋼板試験片に対して、降伏強度、引張強度、延伸率、および曲げ性を測定して、表４に示した。同時に、比較例１〜５および実施例１〜９の冷延鋼板試験片を観察して、色差発生の有無を表４に示した。
まず、冷延鋼板試験片に対する色差発生の有無を観察した結果、アンチモン（Ｓｂ）が合金元素として含まれていない比較例１〜５の試験片の場合、局所的な色差の発生が観察された。アンチモン（Ｓｂ）が合金元素として含まれた実施例１〜９の試験片の場合、色差が発生しないことが観察された。
降伏強度、引張強度、延伸率の場合、比較例１〜５および実施例１〜９の試験片とも、目標値である降伏強度６００ＭＰａ以上、引張強度９８０ＭＰａ以上、延伸率１７％以上を満足させた。ただし、曲げ性（Ｒ／ｔ）の場合、比較例１〜５の場合、２以上を示して目標値を満足させることができず、実施例１〜９の場合、目標値の２．０以下を満足させた。
一方、図６は、本発明の一実施形態に係る冷延鋼板の微細組織を観察した写真である。図６は、前記実施例１の試験片に対する微細組織の写真であり、図示のように、フェライトおよびマルテンサイトを主相とし、ベイナイトが少量添加された複合組織であることが分かる。
以上、図面および実施例を参照して説明したが、当該技術分野における熟練した当業者は下記の特許請求の範囲に記載の本発明の技術的思想を逸脱しない範囲内で本発明に開示された実施例を多様に修正および変更させることができることを理解するであろう。

Claims (5)

  1. （ａ）炭素（Ｃ）：０．１０重量％〜０．１３重量％、シリコン（Ｓｉ）：０．９重量％〜１．１重量％、マンガン（Ｍｎ）：２．１７７重量％〜２．３重量％、クロム（Ｃｒ）：０．３５重量％〜０．４５重量％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０４重量％〜０．０７重量％、アンチモン（Ｓｂ）：０．０２重量％〜０．０５重量％、および残部鉄（Ｆｅ）と不可避不純物からなるスラブ板材を１１５０℃〜１２５０℃の温度に再加熱するステップと、（ｂ）前記再加熱された板材を仕上げ圧延温度が８００℃〜９００℃となるように熱間圧延するステップと、
    （ｃ）前記熱間圧延された板材を６００℃〜７００℃に冷却して巻取って熱延鋼板を製造するステップと、
    （ｄ）前記熱延鋼板を酸洗後に冷間圧延するステップと、
    （ｅ）前記冷間圧延された鋼板をα相とγ相の二相域で焼鈍熱処理するステップと、
    （ｆ）前記焼鈍熱処理された鋼板をマルテンサイトの温度領域まで冷却させた後、過時効処理するステップと
    を含む高強度冷延鋼板の製造方法。
  2. 前記スラブ板材は、アルミニウム（Ａｌ）：０．３５重量％〜０．４５重量％、リン（Ｐ）：０超過０．０２重量％以下、硫黄（Ｓ）：０超過０．００３重量％以下のうちの少なくとも１つをさらに含む、請求項１に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
  3. （ｃ）ステップの後、前記熱延鋼板は、パーライトおよびフェライトからなる微細組織を有する、請求項１に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
  4. 前記熱延鋼板は、
    中心部と幅方向のエッジ部との間の引張強度のばらつきが５０ＭＰａ以下である、請求項１に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
  5. （ｅ）ステップの前記焼鈍熱処理は、８１０℃〜８５０℃で行われ、
    （ｆ）ステップの前記過時効処理は、２５０℃〜３５０℃で行われる、
    請求項１に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
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Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102326324B1 (ko) * 2019-12-20 2021-11-12 주식회사 포스코 고강도 주석 도금원판 및 그 제조방법
KR102487306B1 (ko) * 2020-12-21 2023-01-13 현대제철 주식회사 점용접성 및 성형성이 우수한 초고장력 냉연강판, 초고장력 도금강판 및 그 제조방법
CN113106223A (zh) * 2021-04-15 2021-07-13 天津市新天钢钢铁集团有限公司 一种普碳钢坯轧制低合金高强度q355b薄钢带的方法
CN114427023B (zh) * 2022-01-13 2023-08-25 武汉钢铁有限公司 一种提升常规流程中低牌号无取向硅钢性能均匀性的方法
CN115094216B (zh) * 2022-06-23 2023-11-17 本钢板材股份有限公司 一种消除trip高强钢色差缺陷的方法

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4367300B2 (ja) 2004-09-14 2009-11-18 Ｊｆｅスチール株式会社 延性および化成処理性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
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
KR100711358B1 (ko) 2005-12-09 2007-04-27 주식회사 포스코 성형성, 소부경화성 및 도금특성이 우수한 고강도 냉연강판및 용융아연도금강판, 그리고 이들의 제조방법
JP5655338B2 (ja) 2009-08-24 2015-01-21 Ｊｆｅスチール株式会社 部分焼戻し軟化鋼板およびその鋼板を用いたプレス成形部品
JP5397437B2 (ja) * 2011-08-31 2014-01-22 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性と材質安定性に優れた冷延鋼板用熱延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板およびその製造方法
JP5632904B2 (ja) 2012-03-29 2014-11-26 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
KR101443441B1 (ko) 2012-06-28 2014-09-24 현대제철 주식회사 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법
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
KR101594670B1 (ko) * 2014-05-13 2016-02-17 주식회사 포스코 연성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
KR101630976B1 (ko) 2014-12-08 2016-06-16 주식회사 포스코 표면품질 및 도금 밀착성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법
KR101561007B1 (ko) * 2014-12-19 2015-10-16 주식회사 포스코 재질 불균일이 작고 성형성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판, 및 그 제조 방법
BR112017021206A2 (ja) * 2015-04-15 2018-07-03 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation A hot-rolled steel product and a manufacturing method for the same
JP6108046B1 (ja) * 2015-06-30 2017-04-05 新日鐵住金株式会社 高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板

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