JP7465351B2 - 延性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents

延性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP7465351B2
JP7465351B2 JP2022536707A JP2022536707A JP7465351B2 JP 7465351 B2 JP7465351 B2 JP 7465351B2 JP 2022536707 A JP2022536707 A JP 2022536707A JP 2022536707 A JP2022536707 A JP 2022536707A JP 7465351 B2 JP7465351 B2 JP 7465351B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
steel plate
less
steel
strength
cooling
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
JP2022536707A
Other languages
English (en)
Other versions
JP2023506255A (ja
Inventor
サン－ホ キム，
ウ－ギョム キム，
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 Holdings Inc
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 JP2023506255A publication Critical patent/JP2023506255A/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP7465351B2 publication Critical patent/JP7465351B2/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • 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
    • 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
    • C22C38/02—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
    • C21D1/56—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering characterised by the quenching agents
    • C21D1/613—Gases; Liquefied or solidified normally gaseous material
    • 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
    • C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • 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
    • C21D8/0247—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
    • 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
    • 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
    • C22C38/001—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
    • C22C38/06—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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • 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
    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/05—Grain orientation
    • 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
    • C21D2211/009—Pearlite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

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 Steel (AREA)

Description

本発明は、延性に優れた高強度鋼材及びその製造方法に係り、より詳しくは、高強度特性を備えながらも延性に優れた高強度鋼材及びその製造方法に関する。
船舶、海洋構造物、建築構造物などに使用される構造用鋼材は、用途上、高強度特性が求められる傾向にある。鋼構造物において求められる構造強度を満たしながら構造物を軽量化するためには、鋼材の強度が高くなければならない。
一方、鋼構造物を作製する過程において、通常、曲げ加工が伴なうが、延性が足りない場合、曲げ加工時の鋼板に亀裂が発生し得る。このような曲げ加工などによって鋼板に亀裂が入った場合、作製工期が長くなるという問題が発生し得る。
さらに、船舶運航時の座礁又は船舶間の衝突によって船体外壁に亀裂が入るおそれがあるが、この場合、浸水又は沈没につながり、人命及び財産上の被害が発生し得る。特に、船舶の貨物が原油又は石油製品である場合には深刻な海洋環境事故につながり得る。
このように、船舶運航中の衝突や鋼構造物作製時の曲げ加工などによる鋼板の亀裂や、外部物体との衝突時に生じる船体外壁の亀裂を防ぐためには、外壁に適用された鋼材の延性が衝突エネルギーを吸収できる程度に十分優れていなければならない。
しかし、強度と延性は反比例関係にあるため、強度と延性が同時に優れている鋼板を作製することは容易でない。それにもかかわらず、上述した問題を解決するために多大な努力が行われてきている。
例えば、特許文献１は、主相であるフェライトの平均粒径を３～１２μｍとし、フェライトの分率を９０％以上に制御し、第２相の平均円相当径を０．８μｍ以下に制御することによって、引張強度が４９０ＭＰａ以上でありながら均一伸び率が１５％以上ある、衝突吸収性に優れた鋼板について記載している。
しかし、特許文献１は、引張強度が４９０ＭＰａ以上でありながら均一伸び率が１５％以上である鋼板については記載しているものの、鋼板の破断には、均一伸び率より総伸び率（または破断伸び率）の関連性が高いにもかかわらず、上記発明によって確保される総伸び率については明確に記載していない。
特許文献２は、圧延後の冷却過程において、前段冷却、空冷、後段冷却からなる製造条件を適用することによって、組織がフェライトと硬質第２相からなり、上記フェライトの体積分率が板厚さの全体において７５％以上であり、硬度がＨｖ１４０以上、１６０以下、平均結晶粒径が２μｍ以上である鋼材について特定している。これを通じて、引張強度が４９０ＭＰａ以上でありながら均一伸び率が２０％以上である鋼材を提供することができる。
しかし、特許文献２は、引張強度が４９０ＭＰａ以上でありながら均一伸び率が２０％以上と極めて優れているが、均一伸び率に優れているからといって、必ずしも総伸び率まで優れているわけではないため、破断伸び率に該当する総伸び率がどの程度であるかは不明確である。
特許文献３は、衝突時のエネルギー吸収能を増加させるために、組織を、フェライト主相とパーライトを主体とする第２相で構成し、上記第２相の硬度、分率、平均面積、平均周り長さが所定の条件を満たしながら、フェライトの平均電位密度を一定以下に低くした厚鋼板について記載している。このために、鋼素材を通常の再加熱温度より高い高温に加熱した後、制御圧延を行い、空冷又は弱水冷する製造方法を提示している。
特許文献４は、フェライトの面積率が８０～９５％、パーライトの面積率が５～２０％を満たし、フェライトの結晶粒の大きさ、縦横比、電位密度について規定して、表層部と厚さ中心部との硬度差を最小化する高強度高延性鋼板を製造する方法について記載している。これを通じて、引張強度が４９０ＭＰａ以上でありながら、伸び率が板厚さによって２３～４０％以上である鋼板を提供することができる。
しかし、特許文献３及び４は、引張強度が４９０ＭＰａ以上でありながら延性に優れた鋼板を製造することはできるものの、Ｓを０．００３％以下に制御するためには製鋼負荷を伴わざるを得ず、再加熱温度が通常の範囲から外れていることから、鋼板製造時の困難が予想される。
韓国登録特許第０９１４５９０号公報 韓国公開特許第２０１６－０１０４０７７号公報 特許第５９９４８１９号公報 特許第６００７９６８号公報
本発明は、高強度特性を備えながらも伸び率に優れた鋼材及びその製造方法を提供しようとするものである。
本発明の課題は上述した内容に限定されない。通常の技術者であれば、本明細書の全般的な内容から本発明の更なる課題を理解するのに何ら困難がない。
本発明は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１４～０．１７％、シリコン（Ｓｉ）：０．３～０．５％、マンガン（Ｍｎ）：０．９～１．２％、リン（Ｐ）：０．０２％以下、硫黄（Ｓ）：０．００５％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．０６％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５～０．０２％、窒素（Ｎ）：０．００２～０．００６％を含み、残りがＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、微細組織として、ポリゴナルフェライトの基地組織とパーライトの残りの組織からなる複合組織を含み、上記ポリゴナルフェライトの結晶粒の大きさが４～８μｍであり、厚さが１５ｍｍ以下である、延性に優れた高強度鋼材を提供することができる。
上記パーライトの分率は２０～３０面積％であることができる。
上記鋼材は、降伏強度が３５５ＭＰａ以上、引張強度が４９０ＭＰａ以上であり、比例伸び率が３０％以上であることができる。
また、本発明は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１４～０．１７％、シリコン（Ｓｉ）：０．３～０．５％、マンガン（Ｍｎ）：０．９～１．２％、リン（Ｐ）：０．０２％以下、硫黄（Ｓ）：０．００５％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．０６％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５～０．０２％、窒素（Ｎ）：０．００２～０．００６％を含み、残りがＦｅ及びその他の不可避不純物からなる鋼スラブを１，１００～１，２００℃の温度範囲で再加熱する段階、上記再加熱された鋼スラブを粗圧延する段階、上記粗圧延された鋼スラブを８５０～９５０℃の仕上げ圧延終了温度で仕上げ圧延して、厚さが１５ｍｍ以下である圧延鋼材を得る段階、及び上記圧延鋼材を空冷によって冷却する段階を含む、延性に優れた高強度鋼材の製造方法を提供することができる。
上記冷却の冷却速度は１～５℃／ｓであることができる。
上記仕上げ圧延の累積圧下率は７０～９０％であることができる。
本発明によると、高強度特性を備えながらも伸び率に優れた鋼材及びその製造方法を提供することができる。
以下では、本発明の好ましい実現例を説明する。本発明の実現例は様々な形態に変形することができ、本発明の範囲が以下で説明される実現例に限定されるものとして解釈されてはならない。本実現例は、当該発明が属する技術分野において、通常の技術者に本発明をさらに詳細に説明するために提供されるものである。
以下、本発明について詳細に説明する。
以下では、本発明の鋼合金組成について詳しく説明する。
本発明において特に言及しない限り、各元素の含量を表示する％は重量を基準とする。
本発明による鋼材は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１４～０．１７％、シリコン（Ｓｉ）：０．３～０．５％、マンガン（Ｍｎ）：０．９～１．２％、リン（Ｐ）：０．０２％以下、硫黄（Ｓ）：０．００５％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．０６％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５～０．０２％、窒素（Ｎ）：０．００２～０．００６％を含み、残りがＦｅ及びその他の不可避不純物からなることができる。
炭素（Ｃ）：０．１４～０．１７％
炭素（Ｃ）は、パーライトの分率に影響を及ぼして引張強度を左右する元素であって、圧延後、水冷の代わりに空冷が必須である本発明においては、十分な炭素（Ｃ）含量が引張強度の確保に必須的である。本発明において目標とする引張強度を確保するために０．１４％以上添加されなければならない。一方、その含量が０．１７％を超えると、引張強度は確保することができるものの、本発明において目標とする延性の確保は困難になる。延性はパーライトの面積率に反比例するため、炭素（Ｃ）含量が増加するとパーライトが増加して延性の確保に不利になる。
従って、炭素（Ｃ）の含量は０．１４～０．１７％であることができ、より好ましくは０．１５～０．１６５％であることができる。
シリコン（Ｓｉ）：０．３～０．５％
シリコン（Ｓｉ）は、脱酸に効果的であり、硬化能を高める元素であって、引張強度の確保のために０．３％以上添加されなければならない。ただし、その含量が０．５％を超えると、引張強度が過度に高くなり、強度増加による延性低下が現れ、本発明において目標とする伸び率の確保が困難になる。
従って、シリコン（Ｓｉ）の含量は０．３～０．５％であることができ、より好ましくは０．３５～０．５％であることができる。
マンガン（Ｍｎ）：０．９～１．２％
マンガン（Ｍｎ）は、硬化能を高める元素であって、引張強度の確保のために０．９％以上添加されなければならない。ただし、その含量が１．２％を超えると、引張強度が過度に高くなり、延性が低下するという問題点がある。
従って、マンガン（Ｍｎ）の含量は０．９～１．２％であることができ、より好ましくは１．０～１．２％であることができる。
リン（Ｐ）：０．０２％以下
リン（Ｐ）は、鋼材の製造過程中、不可避に含まれる不純物であって、延性を低下させるため、最小化する必要がある。ただし、リン（Ｐ）の含量を低くすると、製鋼工程上の負荷が増加するようになり、製鋼コストが増加するため、その上限を０．０２％に制限する。
従って、リン（Ｐ）の含量は０．０２％以下であることができ、より好ましくは０．０１２％以下であることができる。
硫黄（Ｓ）：０．００５％以下
硫黄（Ｓ）は、鋼材の製造過程中、不可避に含まれる不純物であって、ＭｎＳを形成して延性を大きく低下させるため、最小化する必要がある。ただし、硫黄（Ｓ）の含量を低くすると、製鋼工程上の負荷が増加するようになり、製鋼コストが増加するため、その上限を０．００５％に制限する。
従って、硫黄（Ｓ）の含量は０．００５％以下であることができ、より好ましくは０．００３％以下であることができる。
アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．０６％
アルミニウム（Ａｌ）は、Ｓｉと同様に脱酸に効果的な元素であって、脱酸のために０．０１％以上含まれなければならない。ただし、その含量が０．０６％を超えると、溶接部の靭性が低下し得る。
従って、アルミニウム（Ａｌ）は０．０１～０．０６％であることができ、より好ましくは０．０２～０．０４％であることができる。
チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％
チタン（Ｔｉ）は、Ｎと結合してＴｉＮを形成させて、再加熱時にオーステナイトが粗大に成長することを抑制し、これによって、最終微細組織のフェライト結晶粒を微細化させることで引張強度の向上に寄与するため、０．００５％以上添加されなければならない。ただし、その含量が０．０２％を超えると、ＴｉＮが粗大になり、オーステナイトが高温で成長することを防ぐことができなくなる。これによって、最終組織においてフェライトの微細化を確保することができず、本発明において目標とする引張強度と伸び率の確保が困難になる。
従って、チタン（Ｔｉ）の含量は０．００５～０．０２％であることができ、より好ましくは０．００７～０．０１５％であることができる。
ニオブ（Ｎｂ）：０．００５～０．０２％
ニオブ（Ｎｂ）は、オーステナイトの微再結晶域を拡張させて、圧延時にオーステナイトをパンケーキ化するため、最終微細組織においてフェライトの結晶粒を微細化させる。これを通じて、鋼の引張強度と伸び率を同時に向上させるため、０．００５％以上添加されなければならない。ただし、その含量が０．０２％を超えると、鋼の溶接性を大きく低下させるという問題点がある。
従って、ニオブ（Ｎｂ）の含量は０．００５～０．０２％であることができ、より好ましくは０．００７～０．０１５％であることができる。
窒素（Ｎ）：０．００２～０．００６％
窒素（Ｎ）は、Ｔｉと共にＴｉＮを形成して、再加熱時にオーステナイトが粗大に成長することを抑制するため、０．００２％以上添加されなければならない。ただし、その含量が０．００６％を超えると、鋼板の表面品質を大きく低下させるという問題点がある。
従って、窒素（Ｎ）の含量は０．００２～０．００６％であることができ、より好ましくは０．００３～０．００５％であることができる。
本発明の鋼材は、上述した組成以外に、残りの鉄（Ｆｅ）及び不可避不純物からなることができる。不可避不純物は、通常の製造工程で意図せずに混入され得るため、これを排除することはできない。このような不純物は、通常の鉄鋼製造分野の技術者であれば誰でも分かるものであるため、そのすべての内容を特に本明細書では言及しない。
以下においては、本発明の鋼の微細組織について詳しく説明する。
本発明において特に言及しない限り、微細組織の分率を表示する％は面積を基準とする。
上述した合金組成を満たす本発明の鋼材は、微細組織として、２０～３０％のパーライト及び残りのポリゴナルフェライトを含み、上記ポリゴナルフェライトの結晶粒の大きさが４～８μｍであることができる。
微細組織として、２０～３０％のパーライト及び残りのポリゴナルフェライトを含むことができる。
ポリゴナルフェライトとパーライトで構成された微細組織を有する鋼において、引張強度を確保するためには、ポリゴナルフェライトの結晶粒の大きさが極めて小さいか、パーライトの分率が高くなければならない。ポリゴナルフェライトの結晶粒の大きさを極めて微細化するためには、再加熱温度を極めて低くするか、圧延時に圧下率を高くするなど、工業的に多大な努力が必要である。
通常の厚鋼板の圧延下において、フェライト結晶粒の大きさを２μｍ以下に有することは極めて困難である。さらに、フェライト結晶粒の大きさが一定以下になると、均一伸び率が大きく減りながら総伸び率も共に減少する。従って、本発明において目標とする引張強度を確保するためには、フェライト結晶粒の大きさを小さくしながらもパーライトの分率が十分高くなければならない。パーライトの面積率が２０％未満であると、本発明において目標とする引張強度の確保が困難であり、３０％を超えると、伸び率の確保が困難になる。
その他の組織として、ベイナイトは含まれないことが好ましい。ベイナイトが含まれる場合、強度は増加するものの、本発明において目標とする延性の確保が困難になり得る。
フェライト結晶粒の大きさは、円相当径基準で４～８μｍであることができる。
フェライト結晶粒の大きさが４μｍ未満であると、強度は増加するものの、均一伸び率の低下により総伸び率の確保が困難になる。一方、その大きさが８μｍを超えると、引張強度の確保が困難になる。
以下においては、本発明の鋼の製造方法について詳しく説明する。
本発明による鋼材は、上述した合金組成を満たす鋼スラブを再加熱、熱間圧延及び冷却して製造され得る。
再加熱
上述した合金組成を満たす鋼スラブを１，１００～１，２００℃の範囲の温度に再加熱することができる。
再加熱温度は、オーステナイトの粗大化及びＮｂ固溶の観点から決定され得る。再加熱温度が高いほど、オーステナイト組織が粗大化し、Ｎｂ固溶量が増加して、圧延過程においてオーステナイトをパンケーキ化させる。再加熱温度が１，２００℃を超えると、Ｎｂ固溶が増加するが、オーステナイトが再加熱中に過度に粗大になり、最終微細組織においてポリゴナルフェライトの結晶粒が十分微細化されない問題点がある。ただし、その温度が１，１００℃未満であると、Ｎｂ固溶が足りなくなり、圧延中、オーステナイトのパンケーキ化が十分達成されないため、ポリゴナルフェライトの微細化に限界がある。
再加熱時間は、鋼鋳片の厚さによって変わる。再加熱時間は特に制限しないが、通常、鋼鋳片の厚さ１ｍｍ当たり１分程度加熱すれば充分である。
熱間圧延
熱間圧延は、粗圧延と仕上げ圧延に分けて行われる。
粗圧延
再加熱された鋼スラブを再加熱炉から抽出した後、すぐに粗圧延することができる。
粗圧延は、最終鋼板の幅を確保するための幅出し圧延を含み、スラブを、仕上げ圧延を開始する厚さになるように圧延する。
仕上げ圧延
粗圧延された鋼材を８５０～９５０℃の仕上げ圧延終了温度に仕上げ圧延することができる。
仕上げ圧延終了温度が８５０℃未満であると、最終組織においてポリゴナルフェライトの結晶粒の大きさが円相当径で４μｍ未満になり、十分高い強度を確保することができるものの、強度の増加に伴う伸び率の低下現象によって、本発明において目標とする延性の確保が困難である。一方、その温度が９５０℃を超えると、ポリゴナルフェライトの結晶粒の大きさが円相当径で８μｍを超えるようになり、本発明において目標とする引張強度を確保することが困難である。
仕上げ圧延の累積圧下率は７０～９０％にすることができる。
仕上げ圧延の累積圧下率が７０％未満であると、ポリゴナルフェライトが十分微細化されないことから強度の確保が困難であり、９０％を超えると、伸び率の確保が困難になる。
冷却
圧延された鋼材を１～５℃／ｓの冷却速度で空冷することができる。
空冷を適用すると、ポリゴナルフェライトとパーライトのみで構成された微細組織を得るのに有利である。一方、水冷を適用すると、第２相として、パーライトだけでなく、ベイナイトを含んで強度が過度に上昇し、空冷に対する鋼材内の冷却不均一が深化して、伸び率のばらつきが増加するようになる。 同様の理由により、空冷であっても、冷却速度が過度に速いと上述した問題点が発生し得るため、冷却速度の上限を５℃／ｓにすることができる。ただし、空冷速度が過度に遅くなると、ポリゴナルフェライトが粗大になって引張強度の確保が困難になるため、その冷却速度が１℃／ｓ以上は確保されなければならない。また、鋼板の空冷速度は鋼板の厚さによって決定され得るため、鋼板の空冷速度を１℃／ｓ以上確保するために、鋼板の厚さを１５ｍｍ以下に制限することができる。本発明において、鋼板は、通常の圧延を通じて製造されるものであって、鋼板の厚さの下限は制限しないようにする。
上記のように製造された本発明の鋼材は、降伏強度が３５５ＭＰａ以上、引張強度が４９０ＭＰａ以上であり、比例伸び率が３０％以上であって、高強度特性を備えながら優れた延性を備えることができる。
以下、実施例を通じて本発明をより具体的に説明する。ただし、以下の実施例は、本発明を例示し、より詳細に説明するためだけのものであって、本発明の権利範囲を制限するためのものでないという点に留意する必要がある。
（実施例）
表１に示した合金成分を有する溶鋼を製造し、連続鋳造法を通じて２５０ｍｍ厚さの鋼鋳片を鋳造した。このように製造された鋼鋳片を表２に示した条件で再加熱、圧延及び冷却を通じて、１１、１５ｍｍ厚さの鋼板に製造した。冷却は空冷と水冷を適用し、空冷は、厚さが１５ｍｍ以下の鋼において、冷却速度が１～５℃／ｓを満たした。水冷は、冷却速度１８℃／ｓを適用し、冷却終了温度は約７１０℃にして加速冷却した後、常温まで空冷する条件を適用した。
Figure 0007465351000001
Figure 0007465351000002
鋼板の微細組織を分析するために、製造された鋼板から板厚さの１／４地点で試片を採取した。以降、試片を研磨し、ナイタール腐食溶液でエッチングした後、光学顕微鏡で観察した。光学顕微鏡に連結されたイメージ分析器（Ｉｍａｇｅ Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いて、ポリゴナルフェライトの結晶粒の大きさに該当する平均円相当径、パーライトの面積率及びベイナイトの面積率を測定し、表３に示した。
また、製造された鋼板から鋼板幅の１／４地点で引張試片を採取し、引張試験を実施した。引張試片は、試片の長さが鋼板の幅方向と平行になるように加工し、韓国船級（ＫＲ）に登載された比例試片であるＲ１４Ｂ試片の規則に沿って、試片の幅を２５ｍｍ、試片の厚さは鋼板の厚さとし、標点長さを５．６５×√（試片の幅×試片の厚さ）とする比例試片に加工した。加工された引張試片を常温で引張試験し、降伏強度、引張強度及び比例伸び率を求めて表３に示した。
Figure 0007465351000003
上記表１～３に示したとおり、発明例１～８は、本発明の合金組成及び製造条件をすべて満たし、本発明において目標とする降伏強度、引張強度、比例伸び率をすべて満たした。
ただし、比較例１は、Ｃ含量が本発明の範囲より低く、パーライトの分率が２０％未満になり、引張強度が４９０ＭＰａに到達できなかった。
比較例２は、Ｃ含量が本発明の範囲より高く、パーライトの分率が３０％を超え、これによって、降伏強度及び引張強度に優れているものの、延性が劣位になり、本発明において目標とする伸び率を確保できなかった。
比較例３は、Ｎｂ含量が足りず、ポリゴナルフェライトの結晶粒の大きさが本発明の範囲から外れたところ、本発明において目標とする降伏強度と伸び率を満たせなかった。
比較例４は、本発明の合金組成は満たしているものの、再加熱温度が過度に高く、ポリゴナルフェライトの結晶粒の大きさが十分制御できなかったため、本発明において目標とする伸び率を確保できなかった。
比較例５は、仕上げ圧延終了温度が本発明の範囲から外れたものであって、ポリゴナルフェライトの結晶粒の大きさが過度に小さくなり、比例伸び率が良好でなかった。
比較例６は、圧延後の冷却方法として、空冷の代わりに水冷を適用したものであって、第２相として、パーライトだけでなくベイナイトが形成されて、強度は優れているものの、本発明において目標とする伸び率には到達できなかった。
比較例７は、鋼板の厚さが１５ｍｍを超え、圧延後の冷却速度に達していないものであって、降伏強度及び引張強度を確保できなかった。
以上、実施例を通じて本発明を詳細に説明したが、これと異なる形態の実施例も可能である。従って、以下に記載された請求項の技術的思想と範囲は実施例に限定されない。

Claims (5)

  1. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．１４～０．１７％、シリコン（Ｓｉ）：０．３～０．５％、マンガン（Ｍｎ）：０．９～１．２％、リン（Ｐ）：０．０２％以下、硫黄（Ｓ）：０．００５％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．０６％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５～０．０２％、窒素（Ｎ）：０．００２～０．００６％を含み、残りがＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、
    微細組織は、ポリゴナルフェライトの基地組織と２０～３０面積％のパーライトからなる複合組織で構成され、
    前記ポリゴナルフェライトの結晶粒の大きさが４．０～８．０μｍであり、
    厚さが１５ｍｍ以下である、延性に優れた高強度鋼板。
  2. 前記鋼板は、降伏強度が３５５ＭＰａ以上、引張強度が４９０ＭＰａ以上であり、比例伸び率が３０％以上である、請求項１に記載の延性に優れた高強度鋼板。
  3. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．１４～０．１７％、シリコン（Ｓｉ）：０．３～０．５％、マンガン（Ｍｎ）：０．９～１．２％、リン（Ｐ）：０．０２％以下、硫黄（Ｓ）：０．００５％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．０６％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５～０．０２％、窒素（Ｎ）：０．００２～０．００６％を含み、残りがＦｅ及びその他の不可避不純物からなる鋼スラブを１，１００～１，２００℃の温度範囲で再加熱する段階、
    前記再加熱された鋼スラブを粗圧延する段階、
    前記粗圧延された鋼スラブを８５０～９５０℃の仕上げ圧延終了温度に仕上げ圧延して、厚さが１５ｍｍ以下である圧延鋼板を得る段階、及び
    前記圧延鋼板を空冷によって冷却する段階を含む、請求項１に記載の延性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  4. 前記冷却の冷却速度は１～５℃／ｓである、請求項３に記載の延性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  5. 前記仕上げ圧延の累積圧下率は７０～９０％である、請求項３に記載の延性に優れた高強度鋼板の製造方法。
JP2022536707A 2019-12-16 2020-12-01 延性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 Active JP7465351B2 (ja)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-2019-0168003 2019-12-16
KR1020190168003A KR102296840B1 (ko) 2019-12-16 2019-12-16 연성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
PCT/KR2020/017377 WO2021125623A1 (ko) 2019-12-16 2020-12-01 연성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2023506255A JP2023506255A (ja) 2023-02-15
JP7465351B2 true JP7465351B2 (ja) 2024-04-10

Family

ID=76478432

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2022536707A Active JP7465351B2 (ja) 2019-12-16 2020-12-01 延性に優れた高強度鋼板及びその製造方法

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20230002871A1 (ja)
EP (1) EP4079897A1 (ja)
JP (1) JP7465351B2 (ja)
KR (1) KR102296840B1 (ja)
CN (1) CN114867881B (ja)
WO (1) WO2021125623A1 (ja)

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20010060760A (ko) 1999-12-28 2001-07-07 이구택 고강도 구조용 강 및 그 제조방법
JP2007119899A (ja) 2005-09-28 2007-05-17 Kobe Steel Ltd 溶接性に優れた４９０ＭＰａ級低降伏比冷間成形鋼管およびその製造方法
JP2007246985A (ja) 2006-03-16 2007-09-27 Jfe Steel Kk 高靭性高張力厚鋼板の製造方法
JP2008169468A (ja) 2006-12-14 2008-07-24 Nippon Steel Corp 脆性き裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板
JP2010229528A (ja) 2009-03-30 2010-10-14 Jfe Steel Corp 延性に優れた高張力鋼板及びその製造方法
WO2011099408A1 (ja) 2010-02-15 2011-08-18 新日本製鐵株式会社 厚鋼板の製造方法
JP2016079476A (ja) 2014-10-20 2016-05-16 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ加工性及び耐衝撃摩耗特性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS607968B2 (ja) 1979-12-21 1985-02-28 株式会社津村順天堂 利胆剤
JP4681290B2 (ja) * 2004-12-03 2011-05-11 本田技研工業株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
JP4772431B2 (ja) * 2005-08-30 2011-09-14 新日本製鐵株式会社 伸びと穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法
JP4476923B2 (ja) 2005-12-15 2010-06-09 株式会社神戸製鋼所 衝突吸収性と母材靭性に優れた鋼板
JP5369585B2 (ja) * 2008-09-30 2013-12-18 Ｊｆｅスチール株式会社 耐疲労き裂発生特性に優れた厚鋼材およびその製造方法
JP5532832B2 (ja) * 2009-11-10 2014-06-25 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間圧延ｔ形鋼およびその製造方法
JP5953952B2 (ja) 2011-11-30 2016-07-20 Ｊｆｅスチール株式会社 耐衝突性に優れた鋼材およびその製造方法
WO2015011511A1 (fr) * 2013-07-24 2015-01-29 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier à très hautes caractéristiques mécaniques de résistance et de ductilité, procédé de fabrication et utilisation de telles tôles
JP5994819B2 (ja) 2014-05-30 2016-09-21 新日鐵住金株式会社 耐衝撃性に優れた鋼板及びその製造方法
JP6007968B2 (ja) 2014-12-26 2016-10-19 新日鐵住金株式会社 高強度高延性厚板鋼板とその製造方法
KR101664098B1 (ko) * 2015-09-01 2016-10-10 주식회사 포스코 압력용기용 열연강판 및 그 제조방법
JP6911575B2 (ja) * 2016-06-30 2021-07-28 日本製鉄株式会社 脆性き裂伝播停止特性に優れた鋼板およびその製造方法
KR101928207B1 (ko) * 2017-07-24 2018-12-11 현대제철 주식회사 형강 및 그 제조 방법

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20010060760A (ko) 1999-12-28 2001-07-07 이구택 고강도 구조용 강 및 그 제조방법
JP2007119899A (ja) 2005-09-28 2007-05-17 Kobe Steel Ltd 溶接性に優れた４９０ＭＰａ級低降伏比冷間成形鋼管およびその製造方法
JP2007246985A (ja) 2006-03-16 2007-09-27 Jfe Steel Kk 高靭性高張力厚鋼板の製造方法
JP2008169468A (ja) 2006-12-14 2008-07-24 Nippon Steel Corp 脆性き裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板
JP2010229528A (ja) 2009-03-30 2010-10-14 Jfe Steel Corp 延性に優れた高張力鋼板及びその製造方法
WO2011099408A1 (ja) 2010-02-15 2011-08-18 新日本製鐵株式会社 厚鋼板の製造方法
JP2016079476A (ja) 2014-10-20 2016-05-16 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ加工性及び耐衝撃摩耗特性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN114867881B (zh) 2023-09-22
US20230002871A1 (en) 2023-01-05
CN114867881A (zh) 2022-08-05
WO2021125623A1 (ko) 2021-06-24
EP4079897A1 (en) 2022-10-26
JP2023506255A (ja) 2023-02-15
KR102296840B1 (ko) 2021-09-01
KR20210076617A (ko) 2021-06-24

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101787287B1 (ko) 고강도 철근 및 이의 제조 방법
JP6682967B2 (ja) 厚鋼板およびその製造方法
JP6788589B2 (ja) 脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法
KR102178711B1 (ko) 강도 및 충격인성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법
JP7221475B2 (ja) 延性及び低温靭性に優れた高強度鋼材及びその製造方法
KR20200011742A (ko) 내충돌 특성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
JP7431325B2 (ja) 耐久性に優れた厚物複合組織鋼及びその製造方法
EP3901305B1 (en) High-strength structural steel having excellent cold bendability, and manufacturing method therefor
JP7465351B2 (ja) 延性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP2021508001A (ja) 拡管性に優れた熱延鋼板及びその製造方法
KR100276308B1 (ko) 가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 제조방법
KR102236851B1 (ko) 내구성이 우수한 고항복비형 후물 고강도강 및 그 제조방법
JP4105974B2 (ja) 打ち抜き端面の疲労特性と伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR102236853B1 (ko) 강도와 연성이 우수한 강재 및 그 제조방법
JPH06240355A (ja) 高靱性厚物ｔｍｃｐ鋼板の製造方法
KR102523765B1 (ko) 고강도 및 고연성을 가지는 후물 강재 및 이의 제조방법
KR102484998B1 (ko) 연성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR101560948B1 (ko) 내충격특성 및 엣지부 성형성이 우수한 고강도 복합조직 열연강판 및 그 제조방법
JP3323272B2 (ja) 延性および靭性に優れた高強度レールの製造法
KR102409896B1 (ko) 성형성이 우수한 고강도 후물 강판 및 그 제조방법
KR20240077000A (ko) 저망간 강재 및 이의 제조방법
KR20220161891A (ko) 후강판 및 그 제조 방법
KR20230023945A (ko) 저항복비 고강도 강판 및 그 제조방법
KR101735941B1 (ko) 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법
KR20220089374A (ko) 내진성이 우수한 고강도 강 및 그 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20220803

A977 Report on retrieval

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007

Effective date: 20230807

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20230912

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20231212

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: 20240305

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20240329

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 7465351

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150