JP7419401B2 - 高強度および高成形性を有する鋼板およびその製造方法 - Google Patents
高強度および高成形性を有する鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP7419401B2 JP7419401B2 JP2021564566A JP2021564566A JP7419401B2 JP 7419401 B2 JP7419401 B2 JP 7419401B2 JP 2021564566 A JP2021564566 A JP 2021564566A JP 2021564566 A JP2021564566 A JP 2021564566A JP 7419401 B2 JP7419401 B2 JP 7419401B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel plate
- sheet material
- rolled sheet
- 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.)
- Active
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims description 113
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims description 113
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 22
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 66
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims description 53
- 239000000463 material Substances 0.000 claims description 51
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 30
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims description 29
- 239000010955 niobium Substances 0.000 claims description 26
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 claims description 26
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 25
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims description 24
- 239000011572 manganese Substances 0.000 claims description 21
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 18
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 18
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 17
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 16
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 16
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 15
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 15
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims description 15
- 239000013078 crystal Substances 0.000 claims description 14
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 14
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 14
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 14
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 14
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 13
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 13
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 12
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 12
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 12
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 12
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 claims description 12
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 10
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 10
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 claims description 10
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 9
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical group [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 8
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 8
- 238000003303 reheating Methods 0.000 claims description 8
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 claims description 8
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 6
- 238000004804 winding Methods 0.000 claims description 2
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims 1
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 42
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 39
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 26
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 21
- 230000008569 process Effects 0.000 description 11
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 11
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 8
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 7
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 7
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 7
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 7
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 7
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 6
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 6
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 6
- 238000012423 maintenance Methods 0.000 description 5
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 5
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 4
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 4
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 4
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 3
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 3
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 3
- 229910000885 Dual-phase steel Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 2
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 2
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 2
- 230000002401 inhibitory effect Effects 0.000 description 2
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 2
- 230000005501 phase interface Effects 0.000 description 2
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 2
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 2
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 2
- 241000219307 Atriplex rosea Species 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 1
- 150000001721 carbon Chemical class 0.000 description 1
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 description 1
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 1
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 1
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 1
- 238000002347 injection Methods 0.000 description 1
- 239000007924 injection Substances 0.000 description 1
- WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L manganese(2+);methyl n-[[2-(methoxycarbonylcarbamothioylamino)phenyl]carbamothioyl]carbamate;n-[2-(sulfidocarbothioylamino)ethyl]carbamodithioate Chemical compound [Mn+2].[S-]C(=S)NCCNC([S-])=S.COC(=O)NC(=S)NC1=CC=CC=C1NC(=S)NC(=O)OC WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 1
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005554 pickling Methods 0.000 description 1
- 238000007747 plating Methods 0.000 description 1
- 230000001376 precipitating effect Effects 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 1
- 230000006641 stabilisation Effects 0.000 description 1
- 238000011105 stabilization Methods 0.000 description 1
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 1
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 1
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000013585 weight reducing agent Substances 0.000 description 1
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
- C22C38/04—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
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing 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
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- 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
- C21D1/26—Methods of annealing
-
- 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
- C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
-
- 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
- C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
-
- 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
-
- 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
-
- 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
- C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
-
- 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
- C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
-
- 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
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- 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
- C21D2211/005—Ferrite
Description
本発明は、鋼板およびその製造方法に関し、より詳しくは、高強度および高成形性を有する鋼板およびその製造方法に関する。
近年、自動車の安全性、軽量化の観点から自動車用鋼板の高強度化がより速やかに進められている。搭乗者の安全を確保するために自動車の構造部材として用いられる鋼板は、強度を高めたり厚さを増加させて十分な衝撃靭性を確保しなければならない。また、自動車用部品に適用されるためには十分な成形性が求められ、自動車の燃費向上のためには車体軽量化が必須であることから、自動車用鋼板を持続的に高強度化し、成形性を高めるための研究が行われている。
現在、上述した特性を有する自動車用高強度鋼板としては、フェライトおよびマルテンサイトの２つの相で強度および延伸率を確保する二相鋼（Ｄｕａｌ－ｐｈａｓｅ ｓｔｅｅｌ）、および塑性変形時に最終組織内の残留オーステナイトの相変態により強度および延伸率を確保する変態誘起塑性鋼（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｉｎｄｕｃｅｄ ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ ｓｔｅｅｌ）が提案されている。
これに関連する技術としては、大韓民国特許出願第１０－２０１６－００７７４６３号（発明の名称：降伏強度に優れた超高強度高延性鋼板およびその製造方法）がある。
本発明が解決しようとする課題は、高成形性および高強度を有する鋼板およびその製造方法を提供することである。
本発明の一側面による高強度および高成形性を有する鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．１５％、シリコン（Ｓｉ）：０超過０．４％以下、マンガン（Ｍｎ）：４．０～９．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０超過０．３％以下、リン（Ｐ）：０．０２％以下、硫黄（Ｓ）：０．００５％以下、窒素（Ｎ）：０．００６％以下、残部の鉄（Ｆｅ）およびその他の不可避不純物を含み、フェライトおよび残留オーステナイトからなる微細組織を有する。前記微細組織の結晶粒の大きさは、３μｍ以下である。降伏強度（ＹＳ）：８００ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）：９８０ＭＰａ以上、延伸率（ＥＬ）：２５％以上、ホール広げ性（ＨＥＲ）：２０％以上である。
一実施例において、前記鋼板は、ニオブ（Ｎｂ）、チタン（Ｔｉ）、バナジウム（Ｖ）およびモリブデン（Ｍｏ）の少なくとも１つを含み、前記少なくとも１つは、重量％で、それぞれ０超過０．０２％以下であってもよい。
一実施例において、前記鋼板は、ボロン（Ｂ）：０超過０．００１％以下をさらに含むことができる。
一実施例において、前記微細組織内の前記残留オーステナイトの体積分率は、１０～３０体積％であってもよい。
本発明の他の観点による高強度および高成形性を有する鋼板の製造方法は、（ａ）重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．１５％、シリコン（Ｓｉ）：０超過０．４％以下、マンガン（Ｍｎ）：４．０～９．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０超過０．３％以下、リン（Ｐ）：０．０２％以下、硫黄（Ｓ）：０．００５％以下、窒素（Ｎ）：０．００６％以下、残部の鉄（Ｆｅ）およびその他の不可避不純物を含む鋼スラブを用いて熱延板材を製造するステップと、（ｂ）前記熱延板材を冷間圧延して冷延板材を製造するステップと、（ｃ）前記冷延板材をＡＣ３～ＡＣ３＋１５℃の温度で１次熱処理するステップと、（ｄ）前記１次熱処理した冷延板材を二相域温度で２次熱処理するステップと、を含む。（ｄ）ステップの後に、前記冷延板材は、フェライトおよび残留オーステナイトからなる微細組織を有する。
一実施例において、前記鋼スラブは、ニオブ（Ｎｂ）、チタン（Ｔｉ）、バナジウム（Ｖ）およびモリブデン（Ｍｏ）の少なくとも１つを含み、前記少なくとも１つは、重量％で、それぞれ０超過０．０２％以下であってもよい。
一実施例において、前記鋼スラブは、ボロン（Ｂ）：０超過０．００１％以下をさらに含むことができる。
一実施例において、（ｃ）ステップは、前記熱処理された冷延板材を４～１０℃／ｓの冷却速度で３５０～４５０℃まで冷却するステップを含むことができる。
一実施例において、（ｄ）ステップは、前記熱処理された冷延板材を４～１０℃／ｓで３５０～４５０℃以下に冷却するステップを含むことができる。
一実施例において、（ａ）ステップは、（ａ１）前記鋼スラブを１１５０～１２５０℃の温度に再加熱するステップと、（ａ２）再加熱された前記鋼スラブを９２５～９７５℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延するステップと、（ａ３）前記熱間圧延された鋼材を１０～３０℃／ｓの冷却速度で７００℃～８００℃まで冷却した後に巻取るステップと、を含むことができる。
一実施例において、（ａ）ステップと（ｂ）ステップとの間に、前記熱延板材を５５０℃～６５０℃で軟化熱処理するステップをさらに含むことができる。
一実施例において、（ｄ）ステップの後に、前記冷延板材は、降伏強度（ＹＳ）：８００ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）：９８０ＭＰａ以上、延伸率（ＥＬ）：２５％以上、ホール広げ性（ＨＥＲ）：２０％以上を有することができる。
一実施例において、（ｄ）ステップの後に、前記冷延板材の結晶粒の大きさは、３μｍ以下であってもよい。
本発明によれば、成分系の制御および工程条件の制御により、超微細粒フェライトおよび残留オーステナイトからなる微細組織を有する鋼板を製造することができる。前記微細粒フェライトによって鋼板が高い強度を有するようにし、前記微細組織内の１０～３０体積％で存在する残留オーステナイトによって、高い強度、延伸率を有するようにし、微細組織の形状を制御して高いホール広げ性（ＨＥＲ）を有するように機能することができる。その結果、高成形性および高強度を有する鋼板を効果的に確保することができる。
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、本発明を詳細に説明する。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曖昧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。
本発明の実施例によれば、高強度および高成形性を有する鋼板は、最終微細組織として、微細粒フェライトと、１０～３０体積％で存在する残留オーステナイトと、を有することができる。これにより、前記鋼板は、高強度、高延伸率および高いホール広げ性（ＨＥＲ）を有することができる。
まず、前記鋼板が高い延伸率を有するようにするために、前記鋼板が残留オーステナイトを１０～３０体積％水準に十分に含むようにする。前記残留オーステナイトは、従来の変態誘起塑性鋼におけるのと実質的に同一の動作方式により、鋼板の延伸率を向上させることができる。前記残留オーステナイトの分率を確保するために、後述のように、前記鋼板内にオーステナイト安定化元素を適切に添加することができる。また、後述のように、１次および２次の焼鈍熱処理を連続して進行させることができ、２次焼鈍熱処理を二相域で進行させることができる。
次に、前記鋼板が高いホール広げ性を有するようにするために、鋼板内の亀裂形成地点として機能できる硬質相と軟質相との相境界面を減少させるようにする。このために、最終微細組織にマルテンサイトおよびベイナイトのような硬質相が含まれないようにできる。また、前記鋼板が高いホール広げ性を有するようにするために、析出物および結晶粒間の境界面を減少させるようにする。このために、チタン、ニオブ、バナジウムなどのような析出物生成元素およびモリブデンのような析出物成長抑制元素の含有量を制御することができる。また、前記鋼板が高いホール広げ性を有するようにするために、最終組織内に高角結晶粒界（Ｈｉｇｈ Ａｎｇｌｅ Ｇｒａｉｎ Ｂｏｕｎｄａｒｉｅｓ、ＨＡＧＢｓ）の分率を増加させることができる。一例として、高角結晶粒界とは、隣り合う結晶粒間の角度が１５゜以上の結晶粒界を意味することができる。また、前記鋼板が高いホール広げ性を有するようにするために、微細組織の形状を制御することができる。前記高角結晶粒界の分率を増加および微細組織の形状を制御するために、後述のように、焼鈍熱処理を１次と２次に分けて進行させる、２ステップの熱処理で進行させることができる。
次に、前記鋼板が高強度を有するようにするために、最終微細組織の結晶粒を微細化するようにする。上述した２ステップで進行させる焼鈍熱処理により、フェライトおよび残留オーステナイトの結晶粒の大きさを３μｍ以下に制御することができる。また、１次焼鈍温度をＡＣ３～ＡＣ３＋１５℃で進行させることができる。
以下、上述した特性を有する本発明の実施例の高成形性および高強度を有する鋼板をより詳しく説明する。
高強度および高成形性を有する鋼板
本発明の一実施例による高強度鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．１５％、シリコン（Ｓｉ）：０超過０．４％以下、マンガン（Ｍｎ）：４．０～９．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０超過０．３％以下、リン（Ｐ）：０．０２％以下、硫黄（Ｓ）：０．００５％以下、窒素（Ｎ）：０．００６％以下、残部の鉄（Ｆｅ）およびその他の不可避不純物を含む。また、前記高強度鋼板は、ニオブ（Ｎｂ）、チタン（Ｔｉ）、バナジウム（Ｖ）およびモリブデン（Ｍｏ）の少なくとも１つをさらに含み、前記少なくとも１つは、それぞれ０超過０．０２％以下であってもよい。さらに、前記高強度鋼板は、重量％で、ボロン（Ｂ）：０超過０．００１％以下をさらに含むことができる。
本発明の一実施例による高強度鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．１５％、シリコン（Ｓｉ）：０超過０．４％以下、マンガン（Ｍｎ）：４．０～９．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０超過０．３％以下、リン（Ｐ）：０．０２％以下、硫黄（Ｓ）：０．００５％以下、窒素（Ｎ）：０．００６％以下、残部の鉄（Ｆｅ）およびその他の不可避不純物を含む。また、前記高強度鋼板は、ニオブ（Ｎｂ）、チタン（Ｔｉ）、バナジウム（Ｖ）およびモリブデン（Ｍｏ）の少なくとも１つをさらに含み、前記少なくとも１つは、それぞれ０超過０．０２％以下であってもよい。さらに、前記高強度鋼板は、重量％で、ボロン（Ｂ）：０超過０．００１％以下をさらに含むことができる。
以下、本発明の一具体例による高強度冷延鋼板に含まれる各成分の役割および含有量について詳しく説明する（各成分の含有量は、全体鋼板に対する重量％であって、以下では％で表示する）。
炭素（Ｃ）：０．０５％～０．１５％
炭素（Ｃ）は、製鋼において最も重要な合金元素であり、本発明では、基本的な強化の役割およびオーステナイト安定化を主な目的とする。オーステナイト中の高い炭素（Ｃ）濃度は、オーステナイト安定度を向上させて材質向上のための適切なオーステナイトの確保に容易である。しかし、過度に高い炭素（Ｃ）含有量は、炭素当量の増加による溶接性の低下をもたらし、冷却中にパーライトなどのセメンタイト析出組織が多数生成されることがあるため、炭素（Ｃ）は、鋼板全重量の０．０５～０．１５％添加することが好ましい。前記炭素を０．０５％未満で含む時、鋼板の強度確保が難しく、０．１５％超過で含む時、靭性および延性が劣化しうる。
炭素（Ｃ）は、製鋼において最も重要な合金元素であり、本発明では、基本的な強化の役割およびオーステナイト安定化を主な目的とする。オーステナイト中の高い炭素（Ｃ）濃度は、オーステナイト安定度を向上させて材質向上のための適切なオーステナイトの確保に容易である。しかし、過度に高い炭素（Ｃ）含有量は、炭素当量の増加による溶接性の低下をもたらし、冷却中にパーライトなどのセメンタイト析出組織が多数生成されることがあるため、炭素（Ｃ）は、鋼板全重量の０．０５～０．１５％添加することが好ましい。前記炭素を０．０５％未満で含む時、鋼板の強度確保が難しく、０．１５％超過で含む時、靭性および延性が劣化しうる。
シリコン（Ｓｉ）：０超過０．４％以下
シリコン（Ｓｉ）は、フェライト中の炭化物形成を抑制する元素であり、炭素（Ｃ）の活動度を高めてオーステナイトの拡散速度を高める。シリコン（Ｓｉ）はまた、フェライト安定化元素としてよく知られ、冷却中にフェライト分率を高めて延性を増加させる元素として知られている。さらに、炭化物の形成抑制力が非常に大きいため、ベイナイト形成時、残留オーステナイト中の炭素濃度の増加によるＴＲＩＰ効果を確保するために必要な元素である。しかし、シリコン（Ｓｉ）が０．４％超過で添加される場合、工程時に鋼板表面に酸化物（ＳｉＯ２）が形成されることがあり、熱間圧延時の圧延負荷を高め、赤スケールを多量発生させる可能性がある。したがって、シリコン（Ｓｉ）は、鋼板全重量の０．４％以下で添加することが好ましい。
シリコン（Ｓｉ）は、フェライト中の炭化物形成を抑制する元素であり、炭素（Ｃ）の活動度を高めてオーステナイトの拡散速度を高める。シリコン（Ｓｉ）はまた、フェライト安定化元素としてよく知られ、冷却中にフェライト分率を高めて延性を増加させる元素として知られている。さらに、炭化物の形成抑制力が非常に大きいため、ベイナイト形成時、残留オーステナイト中の炭素濃度の増加によるＴＲＩＰ効果を確保するために必要な元素である。しかし、シリコン（Ｓｉ）が０．４％超過で添加される場合、工程時に鋼板表面に酸化物（ＳｉＯ２）が形成されることがあり、熱間圧延時の圧延負荷を高め、赤スケールを多量発生させる可能性がある。したがって、シリコン（Ｓｉ）は、鋼板全重量の０．４％以下で添加することが好ましい。
マンガン（Ｍｎ）：４．０％～９．０％
マンガン（Ｍｎ）は、オーステナイト安定化元素であって、マンガン（Ｍｎ）が添加されることにより、マルテンサイト形成開始温度であるＭｓが次第に低くなって、熱処理後の残留オーステナイト分率を増加させる効果をもたらすことができる。
マンガン（Ｍｎ）は、オーステナイト安定化元素であって、マンガン（Ｍｎ）が添加されることにより、マルテンサイト形成開始温度であるＭｓが次第に低くなって、熱処理後の残留オーステナイト分率を増加させる効果をもたらすことができる。
マンガンは、鋼板全重量の４．０～９．０％含まれる。マンガンを４．０％未満で添加する時には、上述した効果を十分に確保することができない。逆に、マンガンを９．０％超過で添加する時、炭素当量の増加による溶接性の低下および工程時に鋼板表面に酸化物（ＭｎＯ）が形成されて、当該部分の濡れ性の劣位によるめっき性の低下をもたらすことがある。
アルミニウム（Ａｌ）：０超過０．３％以下
アルミニウム（Ａｌ）は、シリコン（Ｓｉ）と同様に、フェライト安定化および炭化物の形成を抑制する元素として知られている。また、平衡温度を高める効果があり、アルミニウム（Ａｌ）の添加時、適正な熱処理温度区間が広くなるというメリットがある。ただし、アルミニウムが０．３％超過で過度に添加される場合、ＡｌＮの析出によって連鋳に問題が発生しうる。したがって、アルミニウムは、鋼板全重量の０超過０．３％以下で添加される。
アルミニウム（Ａｌ）は、シリコン（Ｓｉ）と同様に、フェライト安定化および炭化物の形成を抑制する元素として知られている。また、平衡温度を高める効果があり、アルミニウム（Ａｌ）の添加時、適正な熱処理温度区間が広くなるというメリットがある。ただし、アルミニウムが０．３％超過で過度に添加される場合、ＡｌＮの析出によって連鋳に問題が発生しうる。したがって、アルミニウムは、鋼板全重量の０超過０．３％以下で添加される。
ニオブ（Ｎｂ）、チタン（Ｔｉ）、バナジウム（Ｖ）およびモリブデン（Ｍｏ）の少なくとも１つ：それぞれ０超過０．２％以下
ニオブ（Ｎｂ）、チタン（Ｔｉ）、バナジウム（Ｖ）およびモリブデン（Ｍｏ）は、鋼中に選択的に含まれる。まず、ニオブ（Ｎｂ）、チタン（Ｔｉ）、およびバナジウム（Ｖ）は、鋼中にて炭化物の形態で析出する元素であり、炭化物の析出による強度確保のために添加される元素である。チタン（Ｔｉ）の場合、ＡｌＮの形成を抑制して連鋳中のクラック形成を抑制する機能を行うことができる。ただし、ニオブ（Ｎｂ）、チタン（Ｔｉ）、およびバナジウム（Ｖ）をそれぞれ０．２％超過で添加する場合、粗大な析出物を形成することにより、鋼中の炭素量を低減させて材質を劣化させ、ニオブ（Ｎｂ）、チタン（Ｔｉ）、およびバナジウム（Ｖ）の投入による製造コスト上昇のデメリットがある。また、チタンが過剰に添加される場合、連鋳中にノズル詰まりの原因になりうる。これにより、ニオブ（Ｎｂ）、チタン（Ｔｉ）およびバナジウム（Ｖ）は少なくとも１つが添加される時、それぞれ鋼板全重量の０超過０．２％以下で添加される。
ニオブ（Ｎｂ）、チタン（Ｔｉ）、バナジウム（Ｖ）およびモリブデン（Ｍｏ）は、鋼中に選択的に含まれる。まず、ニオブ（Ｎｂ）、チタン（Ｔｉ）、およびバナジウム（Ｖ）は、鋼中にて炭化物の形態で析出する元素であり、炭化物の析出による強度確保のために添加される元素である。チタン（Ｔｉ）の場合、ＡｌＮの形成を抑制して連鋳中のクラック形成を抑制する機能を行うことができる。ただし、ニオブ（Ｎｂ）、チタン（Ｔｉ）、およびバナジウム（Ｖ）をそれぞれ０．２％超過で添加する場合、粗大な析出物を形成することにより、鋼中の炭素量を低減させて材質を劣化させ、ニオブ（Ｎｂ）、チタン（Ｔｉ）、およびバナジウム（Ｖ）の投入による製造コスト上昇のデメリットがある。また、チタンが過剰に添加される場合、連鋳中にノズル詰まりの原因になりうる。これにより、ニオブ（Ｎｂ）、チタン（Ｔｉ）およびバナジウム（Ｖ）は少なくとも１つが添加される時、それぞれ鋼板全重量の０超過０．２％以下で添加される。
次に、モリブデン（Ｍｏ）は、炭化物の成長を抑制して、炭化物の大きさを制御する役割を果たすことができる。ただし、モリブデンが０．２％超過で添加される場合、前記効果が飽和し、製造コスト上昇のデメリットがある。
ボロン（Ｂ）
ボロン（Ｂ）は、鋼板に選択的に添加され、粒界強化元素として機能することができる。ボロンは、鋼板全重量の０超過０．００１％以下で添加される。ボロンが０．００１％超過で添加される場合、ＢＮなどの窒化物を形成することにより、高温延性を低下させることがある。
ボロン（Ｂ）は、鋼板に選択的に添加され、粒界強化元素として機能することができる。ボロンは、鋼板全重量の０超過０．００１％以下で添加される。ボロンが０．００１％超過で添加される場合、ＢＮなどの窒化物を形成することにより、高温延性を低下させることがある。
その他の元素
リン（Ｐ）、硫黄（Ｓ）および窒素（Ｎ）は、製鋼過程で鋼中に不可避に添加される。すなわち、理想的には含まないことが好ましいが、工程技術上完全な除去が難しくて一定少量が含まれる。
リン（Ｐ）、硫黄（Ｓ）および窒素（Ｎ）は、製鋼過程で鋼中に不可避に添加される。すなわち、理想的には含まないことが好ましいが、工程技術上完全な除去が難しくて一定少量が含まれる。
リン（Ｐ）は、鋼中にてシリコンと類似の役割を果たすことができる。ただし、リンが鋼板全重量の０．０２％超過で添加される場合、鋼板の溶接性を低下させ、脆性を増加させて材質の低下を発生させることがある。したがって、リンは、鋼板全重量の０．０２％以下で添加されるように制御される。
硫黄（Ｓ）は、鋼中にて、靭性および溶接性を阻害しうるので、鋼板全重量の０．００５％以下で含まれるように制御される。
窒素（Ｎ）は、鋼中に過剰存在すれば、窒化物が多量析出して延性を劣化させることがある。したがって、窒素（Ｎ）は、鋼板全重量の０．００６％以下で含まれるように制御される。
上記の合金成分を有する本発明の高強度鋼板は、フェライトおよび残留オーステナイトからなる微細組織を有する。この時、前記微細組織内の前記残留オーステナイトの体積分率は、１０～３０体積％であってもよい。前記高強度鋼板の結晶粒は、３μｍ以下の大きさを有する微細結晶粒であってもよい。前記結晶粒中における高角結晶粒界分率が７０％以上であってもよい。
前記高強度鋼板は、降伏強度（ＹＳ）：８００ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）：９８０ＭＰａ以上、延伸率（ＥＬ）：２５％以上、ホール広げ性（ＨＥＲ）：２０％以上の材質特性を有することができる。これにより、本発明の実施例による高強度鋼板は、高強度と高成形性を求める分野にて適用可能である。
以上説明した本発明の実施例による高強度鋼板は、下記のような一実施例の方法で製造できる。本発明は、適切に制御された組成比の合金成分と熱延工程および冷延工程を進行させた後に２ステップの焼鈍熱処理を実施することにより、延伸率、ホール広げ性および強度に優れた鋼板およびその製造方法を提示しようとする。
高強度および高成形性を有する鋼板の製造方法
図１は、本発明の一具体例による高強度および高成形性を有する鋼板の製造方法を概略的に示す工程フロー図である。
図１は、本発明の一具体例による高強度および高成形性を有する鋼板の製造方法を概略的に示す工程フロー図である。
図１を参照すれば、前記鋼板の製造方法は、鋼スラブを再加熱するステップＳ１１０と、前記鋼スラブを熱間圧延して熱延板材を製造するステップＳ１２０と、前記熱延板材を冷間圧延するステップＳ１３０と、前記冷延板材を焼鈍熱処理するステップＳ１４０とを含んでなる。
まず、鋼スラブ再加熱ステップＳ１１０は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．１５％、シリコン（Ｓｉ）：０超過０．４％以下、マンガン（Ｍｎ）：４．０～９．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０超過０．３％以下、リン（Ｐ）：０．０２％以下、硫黄（Ｓ）：０．００５％以下、窒素（Ｎ）：０．００６％以下、残部の鉄（Ｆｅ）およびその他の不可避不純物を含む鋼スラブを用意し、前記鋼スラブを再加熱して鋳造時に偏析した成分を再固溶させ、鋳造当時の成分を均質化するステップである。一方、前記鋼スラブは、ニオブ（Ｎｂ）、チタン（Ｔｉ）、バナジウム（Ｖ）およびモリブデン（Ｍｏ）の少なくとも１つをさらに含み、前記少なくとも１つは、それぞれ０超過０．０２％以下であってもよい。また、前記鋼スラブは、重量％で、ボロン（Ｂ）：０超過０．００１％以下をさらに含むことができる。
前記鋼スラブ再加熱温度は、通常の熱間圧延温度を確保できるように、１１５０～１２５０℃程度とすることが好ましい。前記再加熱温度が１１５０℃未満であれば、熱間圧延荷重が急激に増加する問題が発生することがあり、１２５０℃を超える場合、初期オーステナイト結晶粒の粗大化によって最終生産鋼板の強度確保が難しいことがある。
次に、熱間圧延ステップＳ１２０は、前記鋼スラブを、前記スラブ再加熱後、通常の方法で熱間圧延を行い、９２５～９７５℃の温度で仕上げ圧延を行って熱延板材を形成するステップである。本発明の鋼スラブがマンガンのような合金成分の含有量が高い点を勘案して、前記仕上げ圧延は、９２５～９７５℃の高温で進行させることができる。前記仕上げ圧延後、前記熱延板材を１０～３０℃／ｓの冷却速度で７００～８００℃に冷却した後に巻取る。前記冷却方法は、無注水冷却方法を適用することができる。前記熱延板材は、冷却後、フルマルテンサイト組織を有することができる。
いくつかの実施例によれば、フルマルテンサイト組織を有する熱延板材を冷間圧延する前に、冷間圧延時の圧延負荷を軽減させるために軟化熱処理を進行させることができる。前記軟化熱処理は、５５０～６５０℃で行われる。軟化熱処理の温度が５５０℃未満の場合、前記熱間圧延後に生成されたマルテンサイトに対して再結晶が発生せずに、テンパリングのみ進行して、組織内の過飽和した炭素がセメンタイトの形態に形成され球状化される。この場合、前記マルテンサイトの脆性が発現しうるので、冷間圧延中に板材の破断が発生しうる。これに対し、軟化熱処理の温度が６５０℃を超える場合、オーステナイトが過度に形成され、冷却中に前記オーステナイトからマルテンサイトが形成されることにより、軟化熱処理の効果が効果的に発生しないことがある。前記温度範囲の軟化熱処理によって、前記熱間圧延後のマルテンサイト組織は、フェライトおよび残留オーステナイトの複合組織に変換できる。
次に、冷間圧延ステップＳ１３０は、前記熱延板材を酸洗後、冷間圧延するステップである。前記冷間圧延は、前記熱延板材を圧下率４０～６０％の条件で実施することができる。前記冷間圧延によって、前記軟化熱処理後の前記フェライトおよび残留オーステナイトの複合組織は、フェライトとマルテンサイトとの複合組織に変換できる。
次に、焼鈍熱処理ステップＳ１４０は、前記冷延板材に対してＡＣ３～ＡＣ３＋１５℃の温度で１次熱処理するステップと、前記１次熱処理した冷延板材を二相域温度で２次熱処理するステップとを含んで行われる。前記１次熱処理ステップにおけるＡＣ３～ＡＣ３＋１５℃の温度は、一例として、７３５～７５０℃の温度であってもよい。前記２次熱処理ステップにおける二相域温度は、一例として、６４０～６６０℃の温度であってもよい。
一実施例において、１次熱処理は、冷間圧延後の板材が有するフェライトとマルテンサイトとの複合組織をマルテンサイトの組織に変換させることができる。前記１次熱処理において、まず、前記冷延板材を昇温速度１～３℃／ｓで目標温度である７３５～７５０℃に加熱して、４０～１２０秒維持する熱処理を進行させる。
熱処理温度が７３５℃未満の場合、前記目標温度で十分な大きさのオーステナイト結晶粒を確保することができず、また、熱処理後にマルテンサイトとフェライトとの複合組織を形成することにより、前記焼鈍熱処理による最終組織において強度と延性が減少することがある。これに対し、熱処理温度が７５０℃を超える場合、前記目標温度でのオーステナイト結晶粒の大きさが過度に増加して、前記焼鈍熱処理による最終組織においてオーステナイトの安定化を確保するのに不利で、強度の面で劣ることがある。
また、前記昇温速度が１℃／ｓ未満の場合、目標温度である７３５～７５０℃にとどまる時間が４０～１２０秒の範囲を超えることにより、前記目標温度でのオーステナイト結晶粒の大きさが過度に増加することがある。これに対し、前記昇温速度が３℃／ｓを超える場合、目標温度である７３５～７５０℃にとどまる時間が４０～１２０秒の範囲に達していないことにより、前記目標温度での十分な大きさのオーステナイト結晶粒を確保できないことがある。
次に、前記熱処理された冷延板材を４～１０℃／ｓの冷却速度で３５０～４５０℃まで冷却する。一実施例において、前記温度に冷却された冷延板材を１２０～３３０秒間時効処理することができる。
上述した１次熱処理が完了した冷延板材に対して連続して２次熱処理を進行させることができる。一実施例において、２次熱処理は、まず、前記冷延板材を昇温速度１～３℃／ｓで目標温度である６４０～６６０℃に加熱して、４０～１２０秒維持する熱処理を進行させる。２次熱処理は、前記目標温度範囲である二相域温度で進行することにより、１次熱処理後のマルテンサイト組織がフェライトと残留オーステナイトとの組織に変化できる。この時、残留オーステナイトの体積分率は、１０～３０体積％であってもよい。
熱処理温度が６４０℃未満の場合、前記目標温度で過度に少ないオーステナイト組織が形成されてオーステナイト安定度が上昇し、これによって、冷却後の微細組織上のオーステナイトが塑性変形時に相変態を発現せず、強度と延性が減少することがある。これに対し、熱処理温度が６６０℃を超える場合、前記目標温度で過度に多いオーステナイト組織が形成されてオーステナイト安定度が低下し、これによって、冷却後の微細組織上にマルテンサイトが形成されて延性とホール広げ性が減少することがある。
前記昇温速度が１℃／ｓ未満の場合、前記冷延板材が前記二相域温度に到達する前に、不必要なセメンタイトを形成したり球状化することにより、材質特性を劣化させて確保できなくなることがある。前記昇温速度が３℃／ｓを超える場合、前記目標温度範囲で４０～１２０秒間維持することができず、最終組織において十分な分率の残留オーステナイトを確保できないことがある。
次に、前記熱処理された冷延板材を４～１０℃／ｓの冷却速度で３５０～４５０℃まで冷却する。一実施例において、前記温度に冷却された冷延板材を１２０～３３０秒間時効処理することができる。
上述した方法により、本発明の一実施例による高強度と高成形性を有する鋼板を製造することができる。
上記の過程で製造された本発明の鋼板は、降伏強度（ＹＳ）：８００ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）：９８０ＭＰａ以上、延伸率（ＥＬ）：２５％以上、ホール広げ性（ＨＥＲ）：２０％以上を有することができる。
上述のように、本発明の実施例による製造方法において、前記鋼スラブ内にオーステナイト安定化元素を上述のように所定量添加することができる。また、１次および２次の焼鈍熱処理を連続して進行させることにより、鋼板は、最終微細組織として、微細結晶粒のフェライトと１０～３０体積％の残留オーステナイトとの複合組織を有することができる。前記鋼板が十分な分率の残留オーステナイトを保有することにより、変態誘起塑性特性によって２５％以上の高い延伸率を有することができる。
また、上述のように、最終微細組織にマルテンサイトおよびベイナイトのような硬質相が含まれないように制御することにより、硬質相と軟質相との相境界面を減少させることができる。さらに、鋼スラブの成分系において、チタン、ニオブ、バナジウムなどのような析出物生成元素およびモリブデンのような析出物成長抑制元素の含有量を制御することにより、析出物および結晶粒間の境界面を減少させることができる。焼鈍熱処理を所定の温度範囲で１次と２次に分けて進行させる２ステップの熱処理で進行させることにより、最終組織内に高角結晶粒界（Ｈｉｇｈ Ａｎｇｌｅ Ｇｒａｉｎ Ｂｏｕｎｄａｒｉｅｓ、ＨＡＧＢｓ）の分率を増加させることができる。１次熱処理では、冷延工程によって形成されたマルテンサイト中に存在する高い転移密度によって、前記マルテンサイトがオーステナイトに逆変態する前に再結晶が活発に発生し、２次熱処理は、１次熱処理により生成されたマルテンサイトを熱処理することにより、前記マルテンサイトがオーステナイトに逆変態する前に再結晶が相対的に抑制されることで、最終微細組織における高角結晶粒界の分率が結晶粒中７０％以上に増加することができる。その結果、前記鋼板が２０％以上の高いホール広げ性を有することができる。
次に、前記鋼板が高強度を有するようにするために、最終微細組織の結晶粒を微細化することができる。特に、１次熱処理の温度をＡＣ３～ＡＣ３＋１５℃の温度で進行させて、初期オーステナイトの結晶粒サイズを最適化することができる。また、二相域温度範囲で進行する２次熱処理により、最終微細組織内のフェライトおよび残留オーステナイトの結晶粒の大きさを３μｍ以下に制御することができる。
以下、本発明の好ましい実施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、下記の実施例は本発明の理解のためのものであり、本発明の範囲が下記の実施例に限定されない。
実施例１
連鋳工程により、表１の比較成分系および実施成分系を有する鋼スラブを製造した。前記鋼スラブから試験片を製造して、高温引張試験を実施した。比較成分系の場合、シリコンおよびアルミニウムの含有量範囲が、本発明の実施例によるシリコンおよびアルミニウムの含有量範囲の上限値を超えた。
連鋳工程により、表１の比較成分系および実施成分系を有する鋼スラブを製造した。前記鋼スラブから試験片を製造して、高温引張試験を実施した。比較成分系の場合、シリコンおよびアルミニウムの含有量範囲が、本発明の実施例によるシリコンおよびアルミニウムの含有量範囲の上限値を超えた。
図２は、本発明の比較成分系の試験片の高温引張試験の結果であり、図３は、本発明の実施成分系の試験片の高温引張試験の結果である。具体的には、前記高温引張試験は、前記比較成分系の試験片と前記実施成分系の試験片をそれぞれ７００℃、７５０℃、８００℃、８５０℃、９００℃、９５０℃、１０００℃、１０５０℃、および１１００℃の温度に加熱した後に、前記温度で引張試験を進行させた結果である。図３にて、高温引張試験は、前記試験片を１１００℃を超える温度に加熱した後に、－１℃／ｓの冷却速度でそれぞれの引張試験温度に冷却した場合のグラフ２０１と、－２０℃／ｓの冷却速度でそれぞれの引張試験温度に冷却した場合のグラフ２０２とを併せて示した。通常、所定の温度で面積減少率が５０％以上の場合、前記所定の温度で延性が確保されたと判断することができる。
図２を参照すれば、比較成分系の試験片の場合、１１００℃で面積減少率が５５％であり、７００～８００℃では面積減少率が５０％であり、８００～１０５０℃の温度区間では面積減少率が目標値である５０％に達していなかった。これに対し、図３を参照すれば、８００～１１００℃の温度区間で、面積減少率が目標値である５０％を上回った。
図２および図３を参照すれば、比較成分系の試験片の場合、本発明の実施例の実施成分系の試験片に対比して、本発明の実施例により、連続連鋳が進行する温度８００℃以上の高温区間で、高温延性が確保できず、連続鋳造進行時に連鋳クラックが発生して健全なスラブを確保できなくなることがある。
表２は、比較成分系の試験片と実施成分系の試験片に対して、本発明の実施例による熱間圧延を模擬して算出した各パスあたりの圧下力を示す図表である。
表２を参照すれば、各圧延パスごとに同一の圧下率を発生させるために、比較成分系の試験片は、実施成分系の試験片に対比して大きな圧下力を印加しなければならないことを確認することができる。すなわち、比較成分系の試験片が熱間圧延時に圧延機に相対的に大きな負荷が加えられることを確認することができる。
実施例２
表１の実施成分系の試験片に対して、表３により１次および２次焼鈍熱処理工程をそれぞれ実施した。比較例１および比較例３の場合、２次焼鈍温度が本発明の実施例による２次焼鈍温度の下限値６４０℃より低かった。比較例２および比較例４の場合、２次焼鈍温度が本発明の実施例による２次焼鈍温度の上限値６６０℃より高かった。比較例５～比較例７は、１次焼鈍温度が本発明の実施例による１次焼鈍温度の上限値７５０℃より高かった。また、比較例７は、２次焼鈍温度が本発明の実施例による２次焼鈍温度の上限値６６０℃より高かった。比較例８～１１の場合、１次焼鈍熱処理を進行させずに、２次焼鈍熱処理のみ進行させた。さらに、比較例１１は、２次焼鈍温度が本発明の実施例による２次焼鈍温度の上限値６６０℃より高かった。
表１の実施成分系の試験片に対して、表３により１次および２次焼鈍熱処理工程をそれぞれ実施した。比較例１および比較例３の場合、２次焼鈍温度が本発明の実施例による２次焼鈍温度の下限値６４０℃より低かった。比較例２および比較例４の場合、２次焼鈍温度が本発明の実施例による２次焼鈍温度の上限値６６０℃より高かった。比較例５～比較例７は、１次焼鈍温度が本発明の実施例による１次焼鈍温度の上限値７５０℃より高かった。また、比較例７は、２次焼鈍温度が本発明の実施例による２次焼鈍温度の上限値６６０℃より高かった。比較例８～１１の場合、１次焼鈍熱処理を進行させずに、２次焼鈍熱処理のみ進行させた。さらに、比較例１１は、２次焼鈍温度が本発明の実施例による２次焼鈍温度の上限値６６０℃より高かった。
表４は、表３により焼鈍熱処理が行われた比較例１～１１および実施例１～６の試験片の材質特性を評価した図表である。
本発明の一実施例による高強度鋼板の材質特性の目標値は、降伏強度８００ＭＰａ以上、引張強度９８０ＭＰａ以上、延伸率２５％以上、残留オーステナイト体積分率１０～３０％、高角結晶粒界（ＨＡＧＢｓ）分率を７０％以上およびホール広げ性２０％以上である。実施例１～実施例６の試験片は前記目標値をすべて満足させた。比較例１の場合、延伸率および高角結晶粒界（ＨＡＧＢｓ）分率が目標値に達していなかった。比較例２の場合、延伸率が目標値に達していなかった。比較例３の場合、引張強度、延伸率、および高角結晶粒界（ＨＡＧＢｓ）分率が目標値に達していなかった。比較例４の場合、延伸率、引張強度×延伸率の値、結晶粒の平均サイズおよび高角結晶粒界（ＨＡＧＢｓ）分率が目標値に達していなかった。比較例５の場合、引張強度、延伸率、結晶粒の平均サイズおよび高角結晶粒界（ＨＡＧＢｓ）分率が目標値に達していなかった。比較例６および７の場合、降伏強度、引張強度、延伸率、結晶粒の平均サイズおよび高角結晶粒界（ＨＡＧＢｓ）分率が目標値に達していなかった。比較例８の場合、引張強度、延伸率および高角結晶粒界（ＨＡＧＢｓ）分率が目標値に達していなかった。比較例９～１１の場合、延伸率、高角結晶粒界（ＨＡＧＢｓ）分率およびホール広げ性が目標値に達していなかった。
図４は、本発明の一実施例による高強度鋼板の微細組織を示す写真である。具体的には、図４は、実施例１の試験片の微細組織の写真である。表４および図４を参照すれば、実施例１の試験片において、体積分率１７％の残留オーステナイトと余分なフェライトが観察された。
実施例３
表１の実施成分系の試験片に対して、表５により１次および２次焼鈍熱処理工程をそれぞれ実施した。
表１の実施成分系の試験片に対して、表５により１次および２次焼鈍熱処理工程をそれぞれ実施した。
表５を参照すれば、比較例１２は、１次焼鈍熱処理時の昇温速度が本発明の一実施例による昇温速度の上限値３℃／ｓを超えており、１次焼鈍維持時間４０秒以上を満足していない。比較例１３の場合、本発明の一実施例による１次焼鈍熱処理時の昇温速度の下限値１℃／ｓ未満であり、１次焼鈍維持時間の上限値１２０秒を超えた。比較例１４の場合、本発明の一実施例による昇温速度の下限値１℃／ｓ未満であり、１次焼鈍維持時間の上限値１２０秒を超えた。また、冷却速度の下限値４℃／ｓ未満であった。実施例７～１０の場合、本発明の一実施例による１次および２次焼鈍熱処理条件をすべて満足した。
表６は、表５により焼鈍熱処理が行われた比較例１２～１４および実施例１３～１６の試験片の材質特性を評価した図表である。
表６を参照すれば、比較例１２の場合、引張強度および延伸率の目標値を達成することができなかった。比較例１３の場合、引張強度、延伸率および結晶粒の平均サイズの目標値を達成することができなかった。比較例１４の場合、降伏強度、引張強度、延伸率、および結晶粒の平均サイズの目標値を達成することができなかった。実施例７～１０の場合、本発明の実施例による材質の目標値をすべて満足させた。
実施例４
表１の実施成分系の試験片に対して、表７により１次および２次焼鈍熱処理工程をそれぞれ実施した。
表１の実施成分系の試験片に対して、表７により１次および２次焼鈍熱処理工程をそれぞれ実施した。
表７を参照すれば、比較例１５は、２次焼鈍熱処理時の昇温速度が本発明の一実施例による昇温速度の上限値３℃／ｓを超えており、２次焼鈍維持時間４０秒以上を満足していない。比較例１６の場合、本発明の一実施例による２次焼鈍時の昇温速度の下限値１℃／ｓ未満であり、２次焼鈍維持時間の上限値１２０秒を超えた。実施例１１～１４の場合、本発明の一実施例による１次および２次焼鈍熱処理条件をすべて満足した。
表８は、表７により焼鈍熱処理が行われた比較例１５および１６と実施例１１～１４の試験片の材質特性を評価した図表である。
表８を参照すれば、比較例１５の場合、引張強度および延伸率の目標値を達成することができなかった。比較例１６の場合、延伸率の目標値を達成することができなかった。実施例１１～１４の場合、本発明の実施例による材質の目標値をすべて満足させた。
以上、本発明の実施例を中心に説明したが、当業者の水準で多様な変更や変形を加えることができる。このような変更と変形が本発明の範囲を逸脱しない限り本発明に属するといえる。したがって、本発明の権利範囲は以下に記載の特許請求の範囲によって判断されなければならない。
本発明の単純な変形または変更は、この分野における通常の知識を有する者によって容易に実施可能であり、このような変形や変更はすべて本発明の領域に含まれる。
Claims (10)
- 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．１５％、シリコン（Ｓｉ）：０超過０．４％以下、マンガン（Ｍｎ）：４．０～９．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０超過０．３％以下、リン（Ｐ）：０．０２％以下、硫黄（Ｓ）：０．００５％以下、窒素（Ｎ）：０．００６％以下を含み、残部が鉄（Ｆｅ）およびその他の不可避不純物であり、
フェライトおよび残留オーステナイトからなる微細組織を有し、
前記微細組織内の前記残留オーステナイトの体積分率は、１０～３０体積％であり、
前記微細組織の結晶粒の平均の大きさは、３μｍ以下であり、
降伏強度（ＹＳ）：８００ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）：９８０ＭＰａ以上、延伸率（ＥＬ）：２５％以上、ホール広げ性（ＨＥＲ）：２０％以上である、
高強度および高成形性を有する鋼板。 - ニオブ（Ｎｂ）、チタン（Ｔｉ）、バナジウム（Ｖ）およびモリブデン（Ｍｏ）の少なくとも１つを含み、前記少なくとも１つは、重量％で、それぞれ０超過０．０２％以下である、
請求項１に記載の高強度および高成形性を有する鋼板。 - ボロン（Ｂ）：０超過０．００１％以下をさらに含む、
請求項１に記載の高強度および高成形性を有する鋼板。 - （ａ）重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．１５％、シリコン（Ｓｉ）：０超過０．４％以下、マンガン（Ｍｎ）：４．０～９．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０超過０．３％以下、リン（Ｐ）：０．０２％以下、硫黄（Ｓ）：０．００５％以下、窒素（Ｎ）：０．００６％以下であり、残部が鉄（Ｆｅ）およびその他の不可避不純物である鋼スラブを用いて熱延板材を製造するステップと、
（ｂ）前記熱延板材を冷間圧延して冷延板材を製造するステップと、
（ｃ）前記冷延板材をＡＣ３～ＡＣ３＋１５℃の温度で１次熱処理するステップと、
（ｄ）前記１次熱処理した冷延板材を二相域温度で２次熱処理するステップと、を含み、
（ｄ）ステップの後に、前記冷延板材は、フェライトおよび残留オーステナイトからなる微細組織を有し、前記微細組織内の前記残留オーステナイトの体積分率は、１０～３０体積％であり、前記冷延板材の結晶粒の平均の大きさは、３μｍ以下であり、前記冷延板材は、降伏強度（ＹＳ）：８００ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）：９８０ＭＰａ以上、延伸率（ＥＬ）：２５％以上、ホール広げ性（ＨＥＲ）：２０％以上を有する、
高強度および高成形性を有する鋼板の製造方法。 - 前記鋼スラブは、
ニオブ（Ｎｂ）、チタン（Ｔｉ）、バナジウム（Ｖ）およびモリブデン（Ｍｏ）の少なくとも１つを含み、前記少なくとも１つは、重量％で、それぞれ０超過０．０２％以下である、
請求項４に記載の高強度および高成形性を有する鋼板の製造方法。 - 前記鋼スラブは、
ボロン（Ｂ）：０超過０．００１％以下をさらに含む、
請求項４に記載の高強度および高成形性を有する鋼板の製造方法。 - （ｃ）ステップは、
前記１次熱処理された冷延板材を４～１０℃／ｓの冷却速度で３５０～４５０℃まで冷却するステップを含む、
請求項４に記載の高強度および高成形性を有する鋼板の製造方法。 - （ｄ）ステップは、
前記２次熱処理された冷延板材を４～１０℃／ｓで３５０～４５０℃に冷却するステップを含む、
請求項７に記載の高強度および高成形性を有する鋼板の製造方法。 - （ａ）ステップは、
（ａ１）前記鋼スラブを１１５０～１２５０℃の温度に再加熱するステップと、
（ａ２）再加熱された前記鋼スラブを９２５～９７５℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延するステップと、
（ａ３）前記熱間圧延された鋼材を１０～３０℃／ｓの冷却速度で７００℃～８００℃まで冷却した後に巻取るステップと、を含む、
請求項４に記載の高強度および高成形性を有する鋼板の製造方法。 - （ａ）ステップと（ｂ）ステップとの間に、
前記熱延板材を５５０℃～６５０℃で軟化熱処理するステップをさらに含む、
請求項４に記載の高強度および高成形性を有する鋼板の製造方法。
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1020190120562A KR102264344B1 (ko) | 2019-09-30 | 2019-09-30 | 고강도 및 고성형성을 가지는 강판 및 그 제조방법 |
| KR10-2019-0120562 | 2019-09-30 | ||
| PCT/KR2020/006385 WO2021066274A1 (ko) | 2019-09-30 | 2020-05-15 | 고강도 및 고성형성을 가지는 강판 및 그 제조방법 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2022531250A JP2022531250A (ja) | 2022-07-06 |
| JP7419401B2 true JP7419401B2 (ja) | 2024-01-22 |
Family
ID=75336583
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2021564566A Active JP7419401B2 (ja) | 2019-09-30 | 2020-05-15 | 高強度および高成形性を有する鋼板およびその製造方法 |
Country Status (8)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US20220220576A1 (ja) |
| JP (1) | JP7419401B2 (ja) |
| KR (1) | KR102264344B1 (ja) |
| CN (1) | CN113825852B (ja) |
| BR (1) | BR112022001969A2 (ja) |
| DE (1) | DE112020004666T5 (ja) |
| MX (1) | MX2022001389A (ja) |
| WO (1) | WO2021066274A1 (ja) |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2016067626A1 (ja) | 2014-10-30 | 2016-05-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP2016513169A (ja) | 2012-12-21 | 2016-05-12 | フェストアルピネ シュタール ゲーエムベーハーＶｏｅｓｔａｌｐｉｎｅ Ｓｔａｈｌ Ｇｍｂｈ | マンガン鋼材の熱処理方法およびマンガン鋼材 |
| WO2017026125A1 (ja) | 2015-08-11 | 2017-02-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板用素材、高強度鋼板用熱延材、高強度鋼板用熱延焼鈍材、高強度鋼板、高強度溶融めっき鋼板および高強度電気めっき鋼板と、これらの製造方法 |
| WO2018092816A1 (ja) | 2016-11-16 | 2018-05-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP2018536764A (ja) | 2015-11-02 | 2018-12-13 | ポスコＰｏｓｃｏ | 成形性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板及びその製造方法 |
| JP2019014933A (ja) | 2017-07-05 | 2019-01-31 | 株式会社神戸製鋼所 | 鋼板およびその製造方法 |
Family Cites Families (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003253331A (ja) * | 2002-03-05 | 2003-09-10 | Nippon Steel Corp | 高靱性・高延性高張力鋼の製造方法 |
| JP4924203B2 (ja) * | 2007-05-24 | 2012-04-25 | 住友金属工業株式会社 | 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
| JP5213643B2 (ja) * | 2008-03-26 | 2013-06-19 | 株式会社神戸製鋼所 | 延性および穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| JP5515623B2 (ja) * | 2009-10-28 | 2014-06-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| KR101344672B1 (ko) * | 2011-10-28 | 2013-12-23 | 현대제철 주식회사 | 고강도 강판 및 그 제조 방법 |
| KR101598313B1 (ko) * | 2011-12-15 | 2016-02-26 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 강도 및 연성의 편차가 작은 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법 |
| CN104651734B (zh) * | 2014-12-11 | 2017-03-29 | 武汉钢铁(集团)公司 | 1000MPa级高强度高塑性含铝中锰钢及其制造方法 |
| KR20160077463A (ko) | 2014-12-23 | 2016-07-04 | 주식회사 포스코 | 철-니켈 합금 전해액 및 이를 이용한 철-니켈 합금 제조방법 |
| MX2017010754A (es) * | 2015-02-24 | 2017-11-28 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Hoja de acero laminada en frio, metodo para fabricar la misma. |
| JP6696208B2 (ja) | 2016-02-18 | 2020-05-20 | 日本製鉄株式会社 | 高強度鋼板の製造方法 |
| KR101977491B1 (ko) * | 2017-11-08 | 2019-05-10 | 주식회사 포스코 | 냉간 성형성이 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법 |
| KR20190079299A (ko) * | 2017-12-27 | 2019-07-05 | 현대제철 주식회사 | 고강도 냉연 강판 및 그 제조방법 |
-
2019
- 2019-09-30 KR KR1020190120562A patent/KR102264344B1/ko active IP Right Grant
-
2020
- 2020-05-15 WO PCT/KR2020/006385 patent/WO2021066274A1/ko active Application Filing
- 2020-05-15 BR BR112022001969A patent/BR112022001969A2/pt unknown
- 2020-05-15 JP JP2021564566A patent/JP7419401B2/ja active Active
- 2020-05-15 CN CN202080035734.7A patent/CN113825852B/zh active Active
- 2020-05-15 US US17/608,068 patent/US20220220576A1/en active Pending
- 2020-05-15 DE DE112020004666.4T patent/DE112020004666T5/de active Pending
- 2020-05-15 MX MX2022001389A patent/MX2022001389A/es unknown
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2016513169A (ja) | 2012-12-21 | 2016-05-12 | フェストアルピネ シュタール ゲーエムベーハーＶｏｅｓｔａｌｐｉｎｅ Ｓｔａｈｌ Ｇｍｂｈ | マンガン鋼材の熱処理方法およびマンガン鋼材 |
| WO2016067626A1 (ja) | 2014-10-30 | 2016-05-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| WO2017026125A1 (ja) | 2015-08-11 | 2017-02-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板用素材、高強度鋼板用熱延材、高強度鋼板用熱延焼鈍材、高強度鋼板、高強度溶融めっき鋼板および高強度電気めっき鋼板と、これらの製造方法 |
| JP2018536764A (ja) | 2015-11-02 | 2018-12-13 | ポスコＰｏｓｃｏ | 成形性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板及びその製造方法 |
| WO2018092816A1 (ja) | 2016-11-16 | 2018-05-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP2019014933A (ja) | 2017-07-05 | 2019-01-31 | 株式会社神戸製鋼所 | 鋼板およびその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| BR112022001969A2 (pt) | 2022-05-10 |
| CN113825852B (zh) | 2022-11-18 |
| US20220220576A1 (en) | 2022-07-14 |
| MX2022001389A (es) | 2022-03-25 |
| WO2021066274A1 (ko) | 2021-04-08 |
| JP2022531250A (ja) | 2022-07-06 |
| KR102264344B1 (ko) | 2021-06-11 |
| CN113825852A (zh) | 2021-12-21 |
| DE112020004666T5 (de) | 2022-06-23 |
| KR20210037984A (ko) | 2021-04-07 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US11655516B2 (en) | Tempered and coated steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same | |
| KR102470965B1 (ko) | 우수한 인성, 연성 및 강도를 갖는 강 시트 및 이의 제조 방법 | |
| KR101232972B1 (ko) | 연성이 우수한 고강도 강 시트의 제조 방법 및 그 제조 방법에 의해 제조된 시트 | |
| US20200095657A1 (en) | Tempered and coated steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same | |
| JP2022501510A (ja) | 穴拡げ性が高い高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、及びこれらの製造方法 | |
| KR102312434B1 (ko) | 고강도 및 고성형성을 가지는 강판 및 그 제조방법 | |
| KR102360396B1 (ko) | 고강도 및 고성형성을 가지는 강판 및 그 제조방법 | |
| JP2018502992A (ja) | 成形性に優れた複合組織鋼板及びその製造方法 | |
| KR102372546B1 (ko) | 연신율이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법 | |
| JP7419401B2 (ja) | 高強度および高成形性を有する鋼板およびその製造方法 | |
| JP7022825B2 (ja) | 冷間成形性に優れた超高強度高延性鋼板及びその製造方法 | |
| KR20220071035A (ko) | 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법 | |
| KR102478807B1 (ko) | 고강도 및 고성형성 강판 및 그 제조방법 | |
| KR102404738B1 (ko) | 고강도 및 고성형성 강판 및 그 제조방법 | |
| KR20190079299A (ko) | 고강도 냉연 강판 및 그 제조방법 | |
| US20220307100A1 (en) | Hot-dip galvannealed steel sheet with ultra-high strength and high formability, and manufacturing method therefor | |
| KR20240045835A (ko) | 초고강도 강판 및 그 제조방법 | |
| KR101736601B1 (ko) | 충격인성이 우수한 선재 및 이의 제조방법 | |
| KR101435251B1 (ko) | 냉연강판 제조 방법 | |
| KR20230055740A (ko) | 친환경 고강도 고성형성 강판 및 그 제조방법 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20211029 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20221111 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20221125 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20230224 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20230523 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20230921 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A821 Effective date: 20230922 |
|
| A911 | Transfer to examiner for re-examination before appeal (zenchi) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A911 Effective date: 20231016 |
|
| 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: 20231215 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20240110 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 7419401 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |