KR20170138545A - 고강도 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

고강도 강판 및 그 제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
KR20170138545A
KR20170138545A KR1020177033656A KR20177033656A KR20170138545A KR 20170138545 A KR20170138545 A KR 20170138545A KR 1020177033656 A KR1020177033656 A KR 1020177033656A KR 20177033656 A KR20177033656 A KR 20177033656A KR 20170138545 A KR20170138545 A KR 20170138545A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel sheet
martensite
less
grains
ferrite
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.)
Granted
Application number
KR1020177033656A
Other languages
English (en)
Other versions
KR101987573B1 (ko
Inventor
리키 오카모토
요시나리 이시다
요시히로 스와
다카후미 요코야마
Original Assignee
신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
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 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 filed Critical 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Publication of KR20170138545A publication Critical patent/KR20170138545A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR101987573B1 publication Critical patent/KR101987573B1/ko
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys 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 of ferrous metals or ferrous alloys 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
    • C22C18/00—Alloys based on zinc
    • 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
    • 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
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—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
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • 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
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • 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

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

고강도 강판은, 소정의 화학 조성을 갖고, 면적％로, 마르텐사이트: 5％ 이상, 페라이트: 20％ 이상, 또한 펄라이트: 5％ 이하로 표시되는 마이크로 조직을 갖는다. 마르텐사이트의 평균 입경은 원 상당 직경으로 4㎛ 이하이다. 모상의 입계 삼중점 상의 복수의 마르텐사이트 입자 중, 당해 마르텐사이트 입자와 모상의 결정립이 구성하는 입계 삼중점 중 인접하는 것끼리를 연결하는 입계의 적어도 하나가, 당해 2개의 입계 삼중점을 연결하는 선분에 대하여 외측으로 볼록한 곡률을 갖고, 또한 당해 마르텐사이트 입자가 모상의 하나의 입계 삼중점 상에 있는 마르텐사이트 입자를 팽창형 마르텐사이트 입자라 하였을 때, 모상의 입계 삼중점 상의 복수의 마르텐사이트 입자의 개수에 대한 팽창형 마르텐사이트 입자의 개수의 비율은 70％ 이상이다. 모상의 입계 삼중점 상의 복수의 마르텐사이트 입자의 총 면적을 VM이라고 하고, 복수의 마르텐사이트 입자에 있어서의 인접하는 2개의 입계 삼중점을 연결하는 선분으로 구성되는 다각형의 총 면적을 A0이라고 하였을 때, VM/A0으로 표시되는 면적비가 1.0 이상이다.

Description

고강도 강판 및 그 제조 방법
본 발명은 자동차에 적합한 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
자동차의 연비 개선 대책으로서의 차체 경량화, 및 부품의 일체 성형에 의한 비용 절감의 요망이 높아지고 있으며, 프레스 성형성이 우수한 고강도 강판의 개발이 진행되고 있다. 프레스 성형성이 우수한 고강도 강판으로서, 페라이트 및 마르텐사이트를 포함하는 Dual Phase 강판(DP 강판) 및 잔류 오스테나이트의 변태 야기 소성(Transformation Induced Plasticity: TRIP)을 이용한 TRIP 강판이 알려져 있다.
그러나, 종래의 DP 강판 및 TRIP 강판에서는, 국부 연성의 향상에 한계가 있어, 형상이 복잡하고 높은 강도가 요망되는 부재의 제조가 곤란하다. 기계적 특성의 관점에서는, 높은 인장 강도를 얻으면서 양호한 국부 연성을 얻기가 곤란하다. 국부 연성의 지표로서, 구멍 확장성 및 수축을 들 수 있다. 구멍 확장 시험에 따르면, 신장 플랜지 성형부 등에 있어서는 실성형에 가까운 평가를 행할 수 있지만, 균열 발생부(방향)의 특성으로 평가된다. 한편, 수축은, 변형 방향을 한정한 인장 시험으로 측정되기 때문에, 재료의 국부 연성의 정량적인 차를 나타내기 쉽다. 예를 들어, 특허문헌 1에, 피로 강도의 향상을 목적으로 한 고강도 열연 강판이 기재되어 있지만, 복잡한 형상의 부재의 제조가 곤란한 경우가 있다.
일본 특허 공개 제2014-173151호 공보
본 발명은 높은 강도를 확보하면서, 국부 연성을 향상시킬 수 있는 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 종래의 고강도 강판에 있어서 우수한 국부 연성이 얻어지지 않는 원인을 밝히기 위해 예의 검토를 행하였다. 이 결과, 종래의 고강도 강판에 포함되는 마르텐사이트 입자 중 입계 삼중점에 있는 것이 균열의 기점이 되기 쉽다는 것이 밝혀졌다. 또한, 그 이유로서, 입계 삼중점에 있는 마르텐사이트 입자의 대부분이 응력 집중을 받기 쉬운 형상을 구비하고 있다는 것도 밝혀졌다. 또한, 종래의 고강도 강판의 제조 방법에서는, 오스테나이트 및 페라이트의 2상 영역으로부터의 냉각 중에 페라이트, 베이나이트 혹은 펄라이트 또는 이들의 임의의 조합이 성장하고, 마르텐사이트 입자는 그 간극에 형성되기 때문에, 응력 집중을 받기 쉬운 형상이 되지 않을 수 없다는 것도 밝혀졌다.
그리고, 본 발명자들은, 입계 삼중점 상의 마르텐사이트 입자의 형상을, 응력 집중을 받기 어려운 형상으로 하기 위해 예의 검토를 행하였다. 이 결과, 펄라이트의 면적분율 및 사이즈가 소정의 범위 내인 마이크로 조직(초기 조직)을 구비한 강판을 준비하고, 이 강판의 재가열을 소정의 조건에서 행하는 것이 중요하다는 것이 밝혀졌다. 또한, 상기 강판을 준비하기 위해서는, 소정의 조건에서 열간 압연을 행하거나, 냉간 압연 후에 소정의 조건에서 어닐링을 행하는 것이 효과적이라는 것도 밝혀졌다.
본원 발명자는, 이러한 지견에 기초하여 더 예의 검토를 거듭한 결과, 이하에 나타내는 발명의 여러 형태에 상도하였다.
(1)
질량％로,
C: 0.03％ 내지 0.35％,
Si: 0.01％ 내지 2.0％,
Mn: 0.3％ 내지 4.0％,
Al: 0.01％ 내지 2.0％,
P: 0.10％ 이하,
S: 0.05％ 이하,
N: 0.010％ 이하,
Cr: 0.0％ 내지 3.0％,
Mo: 0.0％ 내지 1.0％,
Ni: 0.0％ 내지 3.0％,
Cu: 0.0％ 내지 3.0％,
Nb: 0.0％ 내지 0.3％,
Ti: 0.0％ 내지 0.3％,
V: 0.0％ 내지 0.5％,
B: 0.0％ 내지 0.1％,
Ca: 0.00％ 내지 0.01％,
Mg: 0.00％ 내지 0.01％,
Zr: 0.00％ 내지 0.01％,
REM: 0.00％ 내지 0.01％, 또한
잔부: Fe 및 불순물
로 표시되는 화학 조성을 갖고,
면적％로,
마르텐사이트: 5％ 이상,
페라이트: 20％ 이상, 또한
펄라이트: 5％ 이하
로 표시되는 마이크로 조직을 갖고,
마르텐사이트 입자의 평균 입경은 원 상당 직경으로 4㎛ 이하이고,
모상의 입계 삼중점 상의 복수의 마르텐사이트 입자 중,
당해 마르텐사이트 입자와 모상의 결정립이 구성하는 입계 삼중점 중 인접하는 것끼리를 연결하는 입계의 적어도 하나가, 당해 2개의 입계 삼중점을 연결하는 선분에 대하여 외측으로 볼록한 곡률을 갖고, 또한
당해 마르텐사이트 입자가 상기 모상의 하나의 입계 삼중점 상에 있는
마르텐사이트 입자를 팽창형 마르텐사이트 입자라 하였을 때,
상기 모상의 입계 삼중점 상의 복수의 마르텐사이트 입자의 개수에 대한 상기 팽창형 마르텐사이트 입자의 개수의 비율은 70％ 이상이고,
상기 모상의 입계 삼중점 상의 복수의 마르텐사이트 입자의 총 면적을 VM이라고 하고, 상기 복수의 마르텐사이트 입자에 있어서의 상기 인접하는 2개의 입계 삼중점을 연결하는 선분으로 구성되는 다각형의 총 면적을 A0이라고 하였을 때, VM/A0으로 표시되는 면적비가 1.0 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
(2)
당해 고강도 강판의 표면으로부터의 깊이가 당해 고강도 강판의 두께의 1/4의 영역에 있어서의 페라이트의 평균 입경을 D0이라고 하였을 때, 상기 표면으로부터 깊이가 4×D0까지의 표층부 내에서의 페라이트의 평균 입경 DS는 평균 입경 D0의 2배 이하인 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 고강도 강판.
(3)
상기 마이크로 조직에 있어서, 미재결정 페라이트의 면적분율은 10％ 이하인 것을 특징으로 하는 (1) 또는 (2)에 기재된 고강도 강판.
(4)
상기 화학 조성에 있어서,
Cr: 0.05％ 내지 3.0％,
Mo: 0.05％ 내지 1.0％,
Ni: 0.05％ 내지 3.0％, 혹은
Cu: 0.05％ 내지 3.0％,
또는 이들의 임의의 조합이 만족되는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판.
(5)
상기 화학 조성에 있어서,
Nb: 0.005％ 내지 0.3％,
Ti: 0.005％ 내지 0.3％, 혹은
V: 0.01％ 내지 0.5％,
또는 이들의 임의의 조합이 만족되는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판.
(6)
상기 화학 조성에 있어서,
B: 0.0001％ 내지 0.1％
가 만족되는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (5) 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판.
(7)
상기 화학 조성에 있어서,
Ca: 0.0005％ 내지 0.01％,
Mg: 0.0005％ 내지 0.01％,
Zr: 0.0005％ 내지 0.01％, 혹은
REM: 0.0005％ 내지 0.01％,
또는 이들의 임의의 조합이 만족되는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (6) 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판.
(8)
강판을 준비하는 공정과,
상기 강판을 3℃/초 내지 120℃/초의 평균 가열 속도로 770℃ 내지 820℃의 제1 온도까지 재가열하는 공정과,
이어서, 상기 강판을 60℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 300℃ 이하의 제2 온도까지 냉각하는 공정
을 갖고,
상기 강판에 있어서의 펄라이트의 면적분율은 10면적％ 이하이고, 미재결정 페라이트의 면적분율은 10％ 이하이고, 펄라이트 입자의 평균 입경은 10㎛ 이하이고,
상기 강판의 표면으로부터의 깊이가 당해 강판의 두께의 1/4의 영역에 있어서의 페라이트의 평균 입경을 D0이라고 하였을 때, 상기 표면으로부터 깊이가 4×D0까지의 표층부 내에서의 페라이트의 평균 입경 DS는 평균 입경 D0의 2배 이하이고,
상기 제2 온도까지의 냉각은, 상기 강판의 온도가 상기 제1 온도에 달하고 나서 8초간 이내에 개시하고,
상기 강판은,
질량％로,
C: 0.03％ 내지 0.35％,
Si: 0.01％ 내지 2.0％,
Mn: 0.3％ 내지 4.0％,
Al: 0.01％ 내지 2.0％,
P: 0.10％ 이하,
S: 0.05％ 이하,
N: 0.010％ 이하,
Cr: 0.0％ 내지 3.0％,
Mo: 0.0％ 내지 1.0％,
Ni: 0.0％ 내지 3.0％,
Cu: 0.0％ 내지 3.0％,
Nb: 0.0％ 내지 0.3％,
Ti: 0.0％ 내지 0.3％,
V: 0.0％ 내지 0.5％,
B: 0.0％ 내지 0.1％,
Ca: 0.00％ 내지 0.01％,
Mg: 0.00％ 내지 0.01％,
Zr: 0.00％ 내지 0.01％,
REM: 0.00％ 내지 0.01％, 또한
잔부: Fe 및 불순물
로 표시되는 화학 조성을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
(9)
상기 강판을 준비하는 공정은,
슬래브의 열간 압연 및 냉각을 행하는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 (8)에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.
(10)
상기 열간 압연의 마무리 압연의 최종 2 스탠드에서는, 온도를 「Ar3 변태점+10℃」 내지 1000℃로 하고, 합계 압하율을 15％ 이상으로 하고,
상기 강판을 준비하는 공정 중의 상기 냉각의 정지 온도는 550℃ 이하로 하는 것을 특징으로 하는 (9)에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.
(11)
상기 강판을 준비하는 공정은,
슬래브의 열간 압연을 행하여 열연 강판을 얻는 공정과,
상기 열연 강판의 냉간 압연, 어닐링 및 냉각을 행하는 공정
을 갖는 것을 특징으로 하는 (8)에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.
(12)
상기 냉간 압연에 있어서의 압하율을 30％ 이상으로 하고,
상기 어닐링의 온도를 730℃ 내지 900℃로 하고,
상기 강판을 준비하는 공정 중의 상기 냉각에 있어서의 상기 어닐링의 온도에서부터 600℃까지의 평균 냉각 속도를 1.0℃/초 내지 20℃/초로 하는 것을 특징으로 하는 (11)에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.
(13)
상기 화학 조성에 있어서,
Cr: 0.05％ 내지 3.0％,
Mo: 0.05％ 내지 1.0％,
Ni: 0.05％ 내지 3.0％, 혹은
Cu: 0.05％ 내지 3.0％,
또는 이들의 임의의 조합이 만족되는 것을 특징으로 하는 (8) 내지 (12) 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.
(14)
상기 화학 조성에 있어서,
Nb: 0.005％ 내지 0.3％,
Ti: 0.005％ 내지 0.3％, 혹은
V: 0.01％ 내지 0.5％,
또는 이들의 임의의 조합이 만족되는 것을 특징으로 하는 (8) 내지 (13) 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.
(15)
상기 화학 조성에 있어서,
B: 0.0001％ 내지 0.1％
가 만족되는 것을 특징으로 하는 (8) 내지 (14) 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.
(16)
상기 화학 조성에 있어서,
Ca: 0.0005％ 내지 0.01％,
Mg: 0.0005％ 내지 0.01％,
Zr: 0.0005％ 내지 0.01％, 혹은
REM: 0.0005％ 내지 0.01％,
또는 이들의 임의의 조합이 만족되는 것을 특징으로 하는 (8) 내지 (15) 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.
본 발명에 따르면, 마르텐사이트 입자의 형태가 적절하기 때문에, 높은 강도를 확보하면서, 국부 연성을 향상시킬 수 있다.
도 1a는, 마르텐사이트 입자의 형상의 예를 도시하는 도면이다.
도 1b는, 마르텐사이트 입자의 형상의 다른 예를 도시하는 도면이다.
도 2는, 마르텐사이트 입자의 형성 사이트를 도시하는 도면이다.
도 3은, 여러 가지 마르텐사이트 입자의 형상을 도시하는 도면이다.
도 4a는, 마르텐사이트 입자의 면적과 다각형의 면적과의 관계의 예를 도시하는 도면이다.
도 4b는, 마르텐사이트 입자의 면적과 다각형의 면적과의 관계의 다른 예를 도시하는 도면이다.
도 4c는, 마르텐사이트 입자의 면적과 다각형의 면적과의 관계의 또 다른 예를 도시하는 도면이다.
도 5는, 마르텐사이트 입자의 포함 관계를 도시하는 도면이다.
도 6a는, 마이크로 조직의 변화를 도시하는 도면이다.
도 6b는, 도 6a에 이어서, 마이크로 조직의 변화를 도시하는 도면이다.
도 6c는, 도 6b에 이어서, 마이크로 조직의 변화를 도시하는 도면이다.
도 7은, 제1 실험에 있어서의 인장 강도와 신장의 관계를 도시하는 도면이다.
도 8은, 제1 실험에 있어서의 인장 강도와 수축의 관계를 도시하는 도면이다.
도 9는, 제2 실험에 있어서의 인장 강도와 신장의 관계를 도시하는 도면이다.
도 10은, 제2 실험에 있어서의 인장 강도와 수축의 관계를 도시하는 도면이다.
본 발명자들이 열간 압연 후에 런 아웃 테이블에서 냉각하여 제조한 고강도 강판, 그리고 냉간 압연 후에 어닐링(이하, 냉연판 어닐링이라고 하는 경우가 있음) 및 냉각하여 제조한 고강도 강판의 마이크로 조직을 관찰한바, 많은 시야에서, 도 1a에 도시하는 바와 같이, 페라이트, 베이나이트 또는 펄라이트의 결정립(111, 112, 113)이 외측으로 팽창하도록 하여 성장하고, 이들의 입계 삼중점 상에 마르텐사이트 입자(110)가 형성되어 있는 것이 밝혀졌다. 이 마이크로 조직에서는, 마르텐사이트 입자(110)와 결정립(111)의 입계(B1)는, 마르텐사이트 입자(110)로부터 보아, 마르텐사이트 입자(110), 결정립(113) 및 결정립(111)의 입계 삼중점(T31)과 마르텐사이트 입자(110), 결정립(111) 및 결정립(112)의 입계 삼중점(T12)을 연결하는 선분(L1)보다 마르텐사이트 입자(10)측으로 팽창되어 있다. 마르텐사이트 입자(110)와 결정립(112)의 입계(B2)는, 입계 삼중점(T12)과 마르텐사이트 입자(110), 결정립(112) 및 결정립(113)의 입계 삼중점(T23)을 연결하는 선분(L2)보다 마르텐사이트 입자(10)측으로 팽창되어 있다. 마르텐사이트 입자(110)와 결정립(113)의 입계(B3)는, 입계 삼중점(T23)과 입계 삼중점(T31)을 연결하는 선분(L3)보다 마르텐사이트 입자(110)측으로 팽창되어 있다. 이러한 마이크로 조직을 갖는 고강도 강판에서는, 마르텐사이트 입자(110)의 결정립계는 오목해져 있어, 입계 삼중점(T12, T23 및 T31) 근방에 응력이 집중하기 쉽고, 이곳을 기점으로 균열이 발생하기 쉽다. 이 때문에, 우수한 국부 연성을 얻기 어렵다.
이러한 마이크로 조직이 얻어지는 이유로서, 열간 압연 후의 런 아웃 테이블에서의 냉각 또는 냉연판 어닐링 후의 냉각 중에 페라이트 입자 등이 외측으로 팽창하도록 성장하고, 그 잔부에 마르텐사이트가 형성되기 때문이라고 생각된다.
본 발명자들이, 상기와 같은 관찰 결과를 참고로 하여, 우수한 국부 연성이 얻어지는 마이크로 조직에 대하여 예의 검토를 행한 결과, 도 1b에 도시하는 바와 같은 마이크로 조직이 국부 연성의 향상에 적합하다는 것이 밝혀졌다. 즉, 마르텐사이트 입자(210)가 외측으로 팽창하고, 이것이 페라이트 등의 모상의 결정립(211, 212 및 213)에 의해 둘러싸여 있는 마이크로 조직이 적합하다는 것이 밝혀졌다. 이 마이크로 조직에서는, 마르텐사이트 입자(210)와 결정립(211)의 입계(B1)는, 마르텐사이트 입자(210)로부터 보아, 마르텐사이트 입자(210), 결정립(213) 및 결정립(211)의 입계 삼중점(T31)과 마르텐사이트 입자(210), 결정립(211) 및 결정립(212)의 입계 삼중점(T12)을 연결하는 선분(L1)보다 입자(211)측으로 팽창되어 있다. 마르텐사이트 입자(210)와 결정립(212)의 입계(B2)는, 마르텐사이트 입자(210)로부터 보아, 입계 삼중점(T12)과 마르텐사이트 입자(210), 결정립(212) 및 결정립(213)의 입계 삼중점(T23)을 연결하는 선분(L2)보다 입자(212)측으로 팽창되어 있다. 마르텐사이트 입자(210)와 결정립(213)의 입계(B3)는, 마르텐사이트 입자(210)로부터 보아, 입계 삼중점(T23)과 입계 삼중점(T31)을 연결하는 선분(L3)보다 입자(213)측으로 팽창되어 있다. 이러한 마이크로 조직을 갖는 고강도 강판에서는, 마르텐사이트 입자(210)의 결정립계가 외측을 향하도록 하여 팽창되어 있어, 입계 삼중점(T12, T23 및 T31) 근방에 응력이 집중하기 어려워, 우수한 국부 연성이 얻어진다. 이러한 마이크로 조직을 구비한 고강도 강판은 후술하는 방법에 의해 제조할 수 있다.
이하, 본 발명의 실시 형태에 대하여 설명한다.
우선, 본 발명의 실시 형태에 관한 고강도 강판 및 그 제조에 사용하는 강의 화학 조성에 대하여 설명한다. 상세는 후술하지만, 본 발명의 실시 형태에 관한 고강도 강판은, 열간 압연, 냉각 및 재가열을 거쳐 제조되거나, 열간 압연, 냉간 압연, 냉연판 어닐링, 냉각 및 열처리를 거쳐 제조되거나 한다. 따라서, 고강도 강판 및 강의 화학 조성은, 고강도 강판의 특성뿐만 아니라, 이들 처리를 고려한 것이다. 이하의 설명에 있어서, 고강도 강판 및 강에 포함되는 각 원소의 함유량 단위인 「％」는, 특별히 언급이 없는 한 「질량％」를 의미한다. 본 실시 형태에 관한 고강도 강판 및 그 제조에 사용하는 강은, 질량％로, C: 0.03％ 내지 0.35％, Si: 0.01％ 내지 2.0％, Mn: 0.3％ 내지 4.0％, Al: 0.01％ 내지 2.0％, P: 0.10％ 이하, S: 0.05％ 이하, N: 0.010％ 이하, Cr: 0.0％ 내지 3.0％, Mo: 0.0％ 내지 1.0％, Ni: 0.0％ 내지 3.0％, Cu: 0.0％ 내지 3.0％, Nb: 0.0％ 내지 0.3％, Ti: 0.0％ 내지 0.3％, V: 0.0％ 내지 0.5％, B: 0.0％ 내지 0.1％, Ca: 0.00％ 내지 0.01％, Mg: 0.00％ 내지 0.01％, Zr: 0.00％ 내지 0.01％, 희토류 원소(rare earth metal: REM): 0.00％ 내지 0.01％, 또한 잔부: Fe 및 불순물로 표시되는 화학 조성을 갖고 있다. 불순물로서는, 광석이나 스크랩 등의 원재료에 포함되는 것, 제조 공정에 있어서 포함되는 것이 예시된다. Sn 및 As를 불순물의 예로서 들 수 있다.
(C: 0.03％ 내지 0.35％)
C는, 마르텐사이트의 강화를 통하여 강도의 향상에 기여한다. C 함유량이 0.03％ 미만에서는, 충분한 강도, 예를 들어 500N/㎡ 이상의 인장 강도가 얻어지지 않는다. 따라서, C 함유량은 0.03％ 이상으로 한다. 한편, C 함유량이 0.35％ 초과에서는, 열간 압연 및 냉각 후의 초기 조직에 있어서의 펄라이트의 면적분율 및 사이즈가 높아지고, 또한 재가열 후의 마이크로 조직에 있어서 펄라이트 및 섬 형상 시멘타이트의 면적분율이 높아지기 쉽고, 충분한 국부 연성이 얻어지지 않는다. 따라서, C 함유량은 0.35％ 이하로 한다. 보다 높은 국부 연성을 얻기 위해 C 함유량은 바람직하게는 0.25％ 이하로 하고, 우수한 구멍 확장성을 얻기 위해 C 함유량은 바람직하게는 0.1％ 이하로 한다.
(Si: 0.01％ 내지 2.0％)
Si는, 페라이트 생성 원소이며, 열간 압연 후의 냉각 중에 페라이트의 생성을 촉진한다. Si는, 유해한 탄화물의 생성을 억제하여 가공성의 개선에 기여하거나, 고용 강화를 통하여 강도의 향상에 기여하거나 한다. Si 함유량이 0.01％ 미만에서는, 이들 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 따라서, Si 함유량은 0.01％ 이상으로 한다. Al 함유량이 0.1％ 미만인 경우, Si 함유량은 바람직하게는 0.3％ 이상으로 한다. 한편, Si 함유량이 2.0％ 초과에서는, 화성 처리성 및 점용접성이 열화된다. 따라서, Si 함유량은 2.0％ 이하로 한다.
(Mn: 0.3％ 내지 4.0％)
Mn은, 강도의 향상에 기여한다. Mn 함유량이 0.3％ 미만에서는, 충분한 강도가 얻어지지 않는다. 따라서, Mn 함유량은 0.3％ 이상으로 한다. 한편, Mn 함유량이 4.0％ 초과에서는, 마이크로 편석 및 매크로 편석이 일어나기 쉬워지고, 국부 연성 및 구멍 확장성이 열화된다. 따라서, Mn 함유량은 4.0％ 이하로 한다.
(Al: 0.01％ 내지 2.0％)
Al은, 탈산재로서 작용한다. Al 함유량이 0.01％ 미만에서는, 산소를 충분히 배제할 수 없는 경우가 있다. 따라서, Al 함유량은 0.01％ 이상으로 한다. Al은, Si와 마찬가지로, 페라이트의 생성을 촉진하거나, 유해한 탄화물의 생성을 억제하여 가공성의 개선에 기여하거나 한다. 또한, Al은, Si만큼 화성 처리성에 영향을 미치지 않는다. 따라서, Al은, 연성 및 화성 처리성의 양립에 유용하다. 그러나, Al 함유량이 2.0％ 초과에서는, 연성 향상의 효과가 포화되거나, 화성 처리성 및 점용접성이 열화되거나 한다. 따라서, Al 함유량은 2.0％ 이하로 한다. 보다 우수한 화성 처리성을 얻기 위해, Al 함유량은 바람직하게는 1.0％ 이하로 한다.
(P: 0.10％ 이하)
P는, 필수 원소가 아니며, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. P는, 용접성, 가공성 및 인성을 열화시키기 때문에, P 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 특히, P 함유량이 0.10％ 초과에서는, 용접성, 가공성 및 인성의 저하가 현저하다. 따라서, P 함유량은 0.10％ 이하로 한다. 보다 우수한 가공성을 얻기 위해, P 함유량은 바람직하게는 0.03％ 이하로 한다. P 함유량의 저감에는 비용이 들어, 0.001％ 미만까지 저감하고자 하면 비용이 현저하게 상승한다. 이 때문에, P 함유량은 0.001％ 이상으로 해도 된다. P는, Cu가 함유되어 있는 경우, 내부식성을 향상시킨다.
(S: 0.05％ 이하)
S는, 필수 원소가 아니며, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. S는, MnS 등의 황화물을 형성하고, 균열의 기점이 되고, 국부 연성 및 구멍 확장성을 저하시키기 때문에, S 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 특히, S 함유량이 0.05％ 초과에서는, 국부 연성 및 구멍 확장성의 저하가 현저하다. 따라서, S 함유량은 0.05％ 이하로 한다. S 함유량의 저감에는 비용이 들어, 0.0005％ 미만까지 저감하고자 하면 비용이 현저하게 상승한다. 이 때문에, S 함유량은 0.0005％ 이상으로 해도 된다.
(N: 0.010％ 이하)
N은, 필수 원소가 아니며, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. N은, 스트레처 스트레인의 원인이 되고, 가공성을 열화시킨다. N은, Ti 및 Nb가 함유되어 있는 경우, (Ti, Nb)N을 형성하고, 균열의 기점이 된다. N은, 펀칭 가공 시의 단부면 거칠음의 원인이 되거나, 국부 연성을 크게 저하시키거나 한다. 따라서, N 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 특히, N 함유량이 0.010％ 초과에서는, 상기 현상이 현저하다. 따라서, N 함유량은 0.010％ 이하로 한다. N 함유량의 저감에는 비용이 들어, 0.0005％ 미만까지 저감하고자 하면 비용이 현저하게 상승한다. 이 때문에, N 함유량은 0.0005％ 이상으로 해도 된다.
Cr, Mo, Ni, Cu, Nb, Ti, V, B, Ca, Mg, Zr 및 REM은 필수 원소가 아니며, 강판 및 강에 소정량을 한도로 적절히 함유되어 있어도 되는 임의 원소이다.
(Cr: 0.0％ 내지 3.0％, Mo: 0.0％ 내지 1.0％, Ni: 0.0％ 내지 3.0％, Cu: 0.0％ 내지 3.0％)
Cu는, 강도의 향상에 기여한다. Cu는, P가 함유되어 있는 경우, 내부식성을 향상시킨다. 따라서, Cu가 함유되어 있어도 된다. 이들 효과를 충분히 얻기 위해, Cu 함유량은 바람직하게는 0.05％ 이상으로 한다. 한편, Cu 함유량이 3.0％ 초과에서는, ??칭성이 과잉이 되고, 연성이 저하된다. 따라서, Cu 함유량은 3.0％ 이하로 한다. Ni는, ??칭성의 향상을 통하여 마르텐사이트의 형성을 용이하게 한다. Ni는, Cu가 함유되어 있는 경우에 발생하기 쉬운 열간 균열의 억제에 기여한다. 따라서, Ni가 함유되어 있어도 된다. 이들 효과를 충분히 얻기 위해, Ni 함유량은 바람직하게는 0.05％ 이상으로 한다. 한편, Ni 함유량이 3.0％ 초과에서는, ??칭성이 과잉이 되고, 연성이 저하된다. 따라서, Ni 함유량은 3.0％ 이하로 한다. Mo는, 시멘타이트의 형성을 억제하고, 초기 조직에 있어서의 펄라이트의 형성을 억제한다. Mo는, 재가열 중인 마르텐사이트 입자의 형성에도 유효하다. 따라서, Mo가 함유되어 있어도 된다. 이들 효과를 충분히 얻기 위해, Mo 함유량은 바람직하게는 0.05％ 이상으로 한다. 한편, Mo 함유량이 1.0％ 초과에서는, 연성이 저하된다. 따라서, Mo 함유량은 1.0％ 이하로 한다. Cr은, Mo와 마찬가지로, 시멘타이트의 형성을 억제하고, 초기 조직에 있어서의 펄라이트의 형성을 억제한다. 따라서, Cr이 함유되어 있어도 된다. 이 효과를 충분히 얻기 위해, Cr 함유량을 바람직하게는 0.05％ 이상으로 한다. 한편, Cr 함유량이 3.0％ 초과에서는, 연성이 저하된다. 따라서, Cr 함유량은 3.0％로 한다.
이상의 점에서, 「Cr: 0.05％ 내지 3.0％」, 「Mo: 0.05％ 내지 1.0％」, 「Ni: 0.05％ 내지 3.0％」, 혹은 「Cu: 0.05％ 내지 3.0％」, 또는 이들의 임의의 조합이 만족되는 것이 바람직하다.
(Nb: 0.0％ 내지 0.3％, Ti: 0.0％ 내지 0.3％, V: 0.0％ 내지 0.5％)
Nb, Ti 및 V는, 탄화물을 형성하여 강도의 향상에 기여한다. 따라서, Nb, Ti 혹은 V 또는 이들의 임의의 조합이 함유되어 있어도 된다. 이 효과를 충분히 얻기 위해, Nb 함유량은 바람직하게는 0.005％ 이상으로 하고, Ti 함유량은 바람직하게는 0.005％ 이상으로 하고, V 함유량은 바람직하게는 0.01％ 이상으로 한다. 한편, Ni 함유량이 0.3％ 초과이거나, Ti 함유량이 0.3％ 초과이거나, V 함유량이 0.5％ 초과에서는, 석출 강화가 과잉이 되고, 가공성이 열화된다. 따라서, Nb 함유량은 0.3％ 이하로 하고, Nb 함유량은 0.3％ 이하로 하고, V 함유량은 0.5％ 이하로 한다.
이상의 점에서, 「Nb: 0.005％ 내지 0.3％」, 「Ti: 0.005％ 내지 0.3％」, 혹은 「V: 0.01％ 내지 0.5％」, 또는 이들의 임의의 조합이 만족되는 것이 바람직하다.
(B: 0.0％ 내지 0.1％)
B는, 강도의 향상에 기여한다. 따라서, B가 함유되어 있어도 된다. 이 효과를 충분히 얻기 위해, B 함유량은 바람직하게는 0.0001％ 이상으로 한다. 한편, B 함유량이 0.1％ 초과에서는, ??칭성이 과잉이 되고, 연성이 저하된다. 따라서, B 함유량은 0.1％ 이하로 한다.
(Ca: 0.00％ 내지 0.01％, Mg: 0.00％ 내지 0.01％, Zr: 0.00％ 내지 0.01％, REM: 0.00％ 내지 0.01％)
Ca, Mg, Zr 및 REM은, 황화물계의 개재물의 형상을 제어하고, 국부 연성의 향상에 유효하다. 따라서, Ca, Mg, Zr 혹은 REM 또는 이들의 임의의 조합이 포함되어 있어도 된다. 이 효과를 충분히 얻기 위해, Ca 함유량은 바람직하게는 0.0005％ 이상으로 하고, Mg 함유량은 바람직하게는 0.0005％ 이상으로 하고, Zr 함유량은 바람직하게는 0.0005％ 이상으로 하고, REM 함유량은 바람직하게는 0.0005％ 이상으로 한다. 한편, Ca 함유량이 0.01％ 초과이거나, Mg 함유량이 0.01％ 초과이거나, Zr 함유량이 0.01％ 초과이거나, REM 함유량이 0.01％ 초과에서는, 연성 및 국부 연성이 열화된다. 따라서, Ca 함유량은 0.01％ 이하로 하고, Mg 함유량은 0.01％ 이하로 하고, Zr 함유량은 0.01％ 이하로 하고, REM 함유량은 0.01％ 이하로 한다.
이상의 점에서, 「Ca: 0.0005％ 내지 0.01％」, 「Mg: 0.0005％ 내지 0.01％」, 「Zr: 0.0005％ 내지 0.01％」, 혹은 「REM: 0.0005％ 내지 0.01％」, 또는 이들의 임의의 조합이 만족되는 것이 바람직하다.
REM(희토류 금속)은 Sc, Y 및 란타노이드의 합계 17종류의 원소를 가리키며, 「REM 함유량」은 이들 17종류의 원소의 합계 함유량을 의미한다. 란타노이드는, 공업적으로는, 예를 들어 미슈메탈의 형태로 첨가된다.
이어서, 본 발명의 실시 형태에 관한 고강도 강판의 마이크로 조직에 대하여 설명한다. 이하의 설명에 있어서, 고강도 강판에 포함되는 상이나 조직의 단위인 「％」는, 특별히 언급이 없는 한 「면적％」를 의미한다. 본 발명의 실시 형태에 관한 고강도 강판은, 면적％로, 마르텐사이트: 5％ 이상, 페라이트: 20％ 이상, 또한 펄라이트: 5％ 이하로 표시되는 마이크로 조직을 갖는다.
(마르텐사이트: 5％ 이상)
마르텐사이트는, Dual Phase강(DP강)에 있어서의 강도의 향상에 기여한다. 마르텐사이트의 면적분율이 5％ 미만에서는, 충분한 강도, 예를 들어 500N/㎡ 이상의 인장 강도가 얻어지지 않는다. 따라서, 마르텐사이트의 면적분율은 5％ 이상으로 한다. 보다 우수한 강도를 얻기 위해, 마르텐사이트의 면적분율은 바람직하게는 10％ 이상으로 한다. 한편, 마르텐사이트의 면적분율이 60％ 초과에서는, 충분한 신장이 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, 마르텐사이트의 면적분율은 바람직하게는 60％ 이하로 한다.
(페라이트: 20％ 이상)
페라이트는, DP강에 있어서의 신장의 향상에 기여한다. 페라이트의 면적분율이 20％ 미만에서는, 충분한 신장이 얻어지지 않는다. 따라서, 페라이트의 면적분율은 20％ 이상으로 한다. 보다 우수한 신장을 얻기 위해, 페라이트의 면적분율은 바람직하게는 30％ 이상으로 한다.
(펄라이트: 5％ 이하)
펄라이트는, 필수적인 상은 아니며, 고강도 강판의 제조 과정에서 생성되는 경우가 있다. 펄라이트는, DP강의 신장 및 구멍 확장성을 저하시키기 때문에, 펄라이트의 면적분율은 낮으면 낮을수록 좋다. 특히, 펄라이트의 면적분율이 5％ 초과에서는, 신장 및 구멍 확장성의 저하가 현저하다. 따라서, 펄라이트의 면적분율은 5％ 이하로 한다.
마이크로 조직의 잔부는, 예를 들어 베이나이트 혹은 잔류 오스테나이트 또는 이들 양쪽이다.
여기서, 마르텐사이트의 형태에 대하여 상세하게 설명한다. 본 실시 형태에 있어서, 마르텐사이트의 평균 입경은 원 상당 직경으로 4㎛ 이하이고, 모상의 입계 삼중점 상의 마르텐사이트 입자의 개수에 대한 팽창형 마르텐사이트 입자의 개수의 비율은 70％ 이상이고, 소정의 면적비는 1.0 이상이다.
(마르텐사이트의 평균 입경: 원 상당 직경으로 4㎛ 이하)
마르텐사이트의 평균 입경이 원 상당 직경으로 4㎛ 초과에서는, 마르텐사이트에 응력이 집중하기 쉬워, 균열이 발생하기 쉽다. 따라서, 마르텐사이트의 평균 입경은 원 상당 직경으로 4㎛ 이하로 한다. 보다 우수한 성형성을 얻기 위해, 마르텐사이트의 평균 입경은 원 상당 직경으로 바람직하게는 3㎛ 이하로 한다.
(모상의 입계 삼중점 상의 마르텐사이트 입자의 개수에 대한 팽창형 마르텐사이트 입자의 개수의 비율: 70％ 이상)
팽창형 마르텐사이트 입자란, 모상의 하나의 입계 삼중점 상의 마르텐사이트 입자 중, 당해 마르텐사이트 입자와 모상의 결정립이 구성하는 입계 삼중점 중 인접하는 것끼리를 연결하는 입계의 적어도 하나가, 당해 2개의 입계 삼중점을 연결하는 선분에 대하여 외측으로 볼록한 곡률을 갖고, 또한 당해 마르텐사이트 입자가 모상의 하나의 입계 삼중점 상에 있는 마르텐사이트 입자를 말한다. 도 2에 도시하는 바와 같이, 고강도 강판에는, 모상의 입계 삼중점 상의 마르텐사이트 입자(301) 및 모상의 2개의 결정립 간의 입계 상의 마르텐사이트 입자(302)가 포함되는바, 팽창형 마르텐사이트 입자는 마르텐사이트 입자(301)에 속한다. 입계 삼중점 상의 마르텐사이트 입자에는, 2개 이상의 입계 삼중점 상의 마르텐사이트 입자가 서로 접하여 구성된 마르텐사이트 입자(303)가 포함되는바, 마르텐사이트 입자(303)는 「모상의 하나의 입계 삼중점 상」의 것은 아니므로, 팽창형 마르텐사이트 입자에 속하지 않는다. 도 3에 도시하는 6개의 마르텐사이트 입자 중, 마르텐사이트 입자(401, 402, 403 및 404)는, 마르텐사이트 입자와 모상의 결정립이 구성하는 입계 삼중점 중 인접하는 것끼리를 연결하는 입계의 적어도 하나가, 당해 2개의 입계 삼중점을 연결하는 선분에 대하여 외측으로 볼록한 곡률을 갖기 때문에, 팽창형 마르텐사이트 입자에 속한다. 한편, 마르텐사이트 입자(405 및 406)는, 마르텐사이트 입자와 모상의 결정립이 구성하는 입계 삼중점 중 인접하는 것끼리를 연결하는 입계 모두가, 당해 2개의 입계 삼중점을 연결하는 선분에 대하여 외측으로 볼록한 곡률을 갖지 않기 때문에, 팽창형 마르텐사이트 입자에 속하지 않는다.
팽창형 마르텐사이트 입자의 개수의 비율이 높을수록, 응력 집중이 발생하기 어렵고, 우수한 국부 연성이 얻어진다. 모상의 입계 삼중점 상의 마르텐사이트 입자의 개수에 대한 팽창형 마르텐사이트 입자의 개수의 비율이 70％ 미만에서는, 응력 집중이 발생하기 쉬운 마르텐사이트 입자의 비율이 높고, 우수한 국부 연성이 얻어지지 않는다. 따라서, 모상의 입계 삼중점 상의 마르텐사이트 입자의 개수에 대한 팽창형 마르텐사이트 입자의 개수의 비율은 70％ 이상으로 한다.
(소정의 면적비: 1.0 이상)
팽창형 마르텐사이트 입자에는, 선분에 대하여 외측으로 볼록한 곡률을 갖는 볼록 부분의 비율이 내측으로 볼록한 곡률을 갖는 오목 부분의 비율 이상인 것, 및 그렇지 않은 것이 포함될 수 있다. 전자는 후자보다 국부 연성의 향상에 기여하기 쉽고, 후자의 면적분율이 높을수록 국부 연성이 낮아진다. 전자의 팽창형 마르텐사이트 입자에서는, 도 4a에 도시하는 바와 같이, 당해 팽창형 마르텐사이트 입자의 면적(VM1)은, 당해 팽창형 마르텐사이트 입자에 있어서의 인접하는 2개의 입계 삼중점을 연결하는 선분으로 구성되는 다각형의 면적(A01) 이상이다. 한편, 후자의 팽창형 마르텐사이트 입자에서는, 도 4b에 도시하는 바와 같이, 당해 팽창형 마르텐사이트 입자의 면적(VM2)는, 당해 팽창형 마르텐사이트 입자에 있어서의 인접하는 2개의 입계 삼중점을 연결하는 선분으로 구성되는 다각형의 면적(A02)보다 작다. 또한, 팽창형 마르텐사이트 입자에 속하지 않기는 하지만, 도 2 중의 마르텐사이트 입자(303)와 같은 모상의 복수의 입계 삼중점 상에 있는 마르텐사이트 입자에는, 도 4c에 도시하는 바와 같이, 당해 마르텐사이트 입자의 면적(VM3)이 당해 마르텐사이트 입자에 있어서의 인접하는 2개의 입계 삼중점을 연결하는 선분으로 구성되는 다각형의 면적(A03)보다 작은 것이 있다. 그리고, 복수, 예를 들어 200개 이상의 입계 삼중점 상의 마르텐사이트 입자의 총 면적을 VM이라고 하고, 이들 복수의 마르텐사이트 입자에 있어서의 인접하는 2개의 입계 삼중점을 연결하는 선분으로 구성되는 다각형의 총 면적을 A0이라고 하였을 때, VM/A0으로 표시되는 면적비가 1.0 미만에서는, 팽창형 마르텐사이트 입자의 비율이 70％ 이상이라도, 충분한 국부 연성을 얻기 어렵다. 따라서, VM/A0으로 표시되는 면적비는 1.0 이상으로 한다.
도 5에, 본 실시 형태에 있어서의 마르텐사이트 입자의 포함 관계를 도시한다. 본 실시 형태에서는, 모상의 입계 삼중점 상의 마르텐사이트 입자(그룹 A)의 개수에 대한 팽창형 마르텐사이트 입자(그룹 B)의 개수의 비율이 70％ 이상이고, 모상의 입계 삼중점 상의 마르텐사이트 입자(그룹 A)에 대하여, VM/A0으로 표시되는 면적비가 1.0 이상이다.
본 실시 형태에 따르면, 예를 들어 500N/㎟ 이상의 인장 강도 및 0.5 이하의 수축 RA를 얻을 수 있다. 또한, 인장 강도 TS와 신장 EL의 밸런스를 나타내는 이들의 곱(TS×EL)으로서, 18000N/㎟ㆍ％ 이상의 값을 얻을 수도 있다. 그리고, 인장 강도가 동일 정도인 종래의 고강도 강판과 비교하여 우수한 국부 연성을 얻을 수 있다.
고강도 강판에 용융 아연 도금층이 포함되어 있어도 된다. 용융 아연 도금층이 포함되어 있는 경우, 우수한 내식성을 얻을 수 있다. 도금 부착량은 특별히 한정되지 않지만, 특히 양호한 내식성을 얻기 위해, 도금 부착량은 편면당 바람직하게는 5g/㎡ 이상으로 한다.
용융 아연 도금층은, 예를 들어 Zn 및 Al을 포함하고, Fe 함유량이 13％ 이하인 것이 바람직하다. Fe 함유량이 13％ 이하인 용융 아연 도금층은, 도금 밀착성, 성형성 및 구멍 확장성이 우수하다. 한편, Fe 함유량이 13％ 초과에서는, 용융 아연 도금층 자체의 밀착성이 낮고, 고강도 강판의 가공 시에 용융 아연 도금층이 파괴되거나 탈락하거나 하여 금형에 부착되는 경우가 있어, 흠집의 원인이 되는 경우가 있다.
용융 아연 도금층이 합금화되어 있어도 된다. 합금화된 용융 아연 도금층에는, 모강판으로부터 Fe가 도입되어 있기 때문에, 우수한 스폿 용접성 및 도장성이 얻어진다. 합금화된 용융 아연 도금층의 Fe 함유량은 7％ 이상인 것이 바람직하다. Fe 함유량이 7％ 미만에서는, 스폿 용접성의 향상 효과가 불충분해지는 경우가 있기 때문이다. 또한, 합금화되어 있지 않은 용융 아연 도금층의 Fe 함유량은 13％ 미만이라면, 7％ 미만이어도 되고, 실질적으로 0％라도 양호한 도금 밀착성, 성형성 및 구멍 확장성이 얻어진다.
고강도 강판에, 용융 아연 도금층 상의 상층 도금층이 포함되어 있어도 된다. 상층 도금층이 포함되어 있는 경우, 우수한 도장성 및 용접성을 얻을 수 있다. 또한, 용융 아연 도금층을 포함하는 고강도 강판에, 크로메이트 처리, 인산염 처리, 윤활성 향상 처리 및 용접성 향상 처리 등의 표면 처리가 실시되어 있어도 된다.
이어서, 본 발명의 실시 형태에 관한 고강도 강판의 제조 방법의 제1 예에 대하여 설명한다. 제1 예에서는, 상기의 화학 조성을 갖는 슬래브의 열간 압연, 냉각 및 재가열을 이 순서대로 행한다. 도 6a 내지 도 6c는, 마이크로 조직의 변화를 도시하는 도면이다. 열간 압연 및 그에 이어지는 냉각을 통하여 얻어지는 강판의 마이크로 조직(초기 조직)은, 펄라이트의 면적분율이 낮고, 펄라이트의 평균 입경이 작은 것으로 한다. 이 초기 조직의 잔부는, 예를 들어 페라이트(α)로 한다(도 6a). 그 후의 재가열에서는, 강판을 2상 영역까지 승온하고, 페라이트의 입계 삼중점 상에 오스테나이트(γ)를 성장시킨다(도 6b). 입계 삼중점 상에 성장하는 오스테나이트는 외측으로 팽창된 형상을 갖는다. 그리고, 2상 영역으로부터의 급냉에 의해, 오스테나이트를 마르텐사이트(M)로 변태시킨다(도 6c). 이 결과, 외측으로 팽창한 형상을 갖는 마르텐사이트 입자가 얻어진다. 이하, 이들 처리에 대하여 상세하게 설명한다.
(열간 압연 및 냉각)
열간 압연 및 그에 이어지는 냉각에 의해 강판을 얻는다. 이때, 강판의 마이크로 조직(초기 조직)은, 펄라이트의 면적분율이 10％ 이하, 펄라이트의 평균 입경이 원 상당 직경으로 10㎛ 이하로 한다. 펄라이트에는 시멘타이트가 포함되어 있고, 재가열 시에 시멘타이트가 용해되어 오스테나이트의 형성을 저해한다. 그리고, 펄라이트의 면적분율이 10％ 초과에서는, 재가열 시에 충분한 양의 오스테나이트가 얻어지지 않고, 그 결과, 고강도 강판에 있어서의 마르텐사이트의 면적분율을 5％ 이상으로 하기가 곤란하다. 따라서, 펄라이트의 면적분율은 10％ 이하로 한다. 펄라이트의 평균 입경이 원 상당 직경으로 10㎛ 초과에서도, 재가열 시에 충분한 양의 오스테나이트가 얻어지지 않고, 그 결과, 고강도 강판에 있어서의 마르텐사이트의 면적분율을 5％ 이상으로 하기가 곤란하다. 또한, 펄라이트의 평균 입경이 원 상당 직경으로 10㎛ 초과에서는, 펄라이트 중에도 오스테나이트가 성장하여, 이들이 결합하는 경우가 있다. 복수의 오스테나이트가 결합하여 얻어지는 오스테나이트 입자의 형상은 외측으로 팽창한 형상을 갖기 어렵다. 따라서, 펄라이트의 평균 입경은 원 상당 직경으로 10㎛ 이하로 한다.
강판의 초기 조직의 잔부는 특별히 한정되지 않지만, 바람직하게는 페라이트, 베이나이트 혹은 마르텐사이트 또는 이들의 임의의 조합이며, 특히 이들 중 1종의 면적분율이 바람직하게는 90％ 이상이다. 재가열에 있어서, 입계 삼중점으로부터 오스테나이트를 성장시키기 쉽게 하기 위해서이다. 또한, 페라이트, 베이나이트 혹은 마르텐사이트 또는 이들의 임의의 조합의 결정립의 평균 입경은 바람직하게는 원 상당 직경으로 10㎛ 이하이다. 고강도 강판에 있어서의 마르텐사이트 입자를 작게 하기 위해서이다. 강판의 초기 조직의 잔부에 괴상 시멘타이트가 포함되어 있어도 되지만, 재가열 시의 오스테나이트의 형성을 저해하기 때문에, 그 면적분율은 바람직하게는 1％ 이하이다.
강판의 표층부에 있어서의 페라이트 입자는 작은 것이 바람직하다. 페라이트는 재가열 시에 변태되지 않고, 그대로 고강도 강판에 남는다. 제1 예에서는 냉간 압연을 행하지 않기 때문에, 고강도 강판은 두껍고, 굽힘, 구멍 확장, 돌출 등의 성형에 있어서의 표층부의 변형이 내부의 변형보다 커지기 쉽다. 따라서, 고강도 강판의 표층부의 페라이트 입자가 큰 경우, 표층부에 균열이 발생하여 국부 연성이 저하되는 경우가 있다. 이러한 표층부의 균열을 억제하기 위해, 강판의 표면으로부터의 깊이가 당해 강판의 두께의 1/4의 영역에 있어서의 페라이트의 평균 입경을 D0이라고 하였을 때, 강판의 표면으로부터 깊이가 4×D0까지의 표층부 내에서의 페라이트의 평균 입경 DS는 평균 입경 D0의 2배 이하로 한다. 이하, 표층부의 페라이트의 평균 입경 DS가 평균 입경 D0의 2배 초과 부분을 표층 조대 입자층이라고 하는 경우가 있다.
열간 압연의 조건은 특별히 한정되지 않지만, 마무리 압연의 최종 2 스탠드의 압연에서는, 온도를 바람직하게는 어디에서도 「Ar3 변태점+10℃」 내지 1000℃로 하고, 합계 압하율을 바람직하게는 15％ 내지 45％로 한다. 열간 압연 후의 두께는, 예를 들어 1.0mm 내지 6.0mm로 한다.
최종 2 스탠드에서의 압연 온도가 어딘가에서 Ar3점+10℃ 미만에서는, 표층 조대 입자층이 형성되기 쉽다. 따라서, 최종 2 스탠드에서의 압연 온도는 바람직하게는 어디에서도 Ar3점+10℃ 이상으로 한다. 한편, 압연 온도가 어딘가에서 1000℃ 초과에서는, 초기 조직에 있어서의 펄라이트의 평균 입경이 원 상당 직경으로 10㎛ 이하가 되기 어렵다. 따라서, 최종 2 스탠드에서의 압연 온도는 바람직하게는 어디에서도 1000℃ 이하로 한다.
최종 2 스탠드의 합계 압하율이 15％ 미만에서는, 오스테나이트 입자가 커지고, 초기 조직에 있어서의 펄라이트의 평균 입경이 원 상당 직경으로 10㎛ 이하가 되기 어렵다. 따라서, 최종 2 스탠드의 합계 압하율은 바람직하게는 15％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 20％ 이상으로 한다. 한편, 합계 압하율이 45％ 초과에서는, 강판의 기계적 특성에 대한 악영향은 발생하기 어렵기는 하지만, 강판의 형상의 제어가 곤란해지는 경우가 있다. 따라서, 최종 2 스탠드의 합계 압하율은 바람직하게는 45％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 40％ 이하로 한다.
열간 압연 후에는, 550℃ 이하까지 냉각한다. 냉각 정지 온도가 550℃ 초과에서는, 펄라이트의 면적분율이 10％ 초과가 된다. 이 냉각은, 예를 들어 런 아웃 테이블(run out table: ROT)에서 행한다. 예를 들어, 이 냉각 중에 오스테나이트의 일부 또는 전부가 페라이트로 변태된다. 냉각 조건은 특별히 한정되지 않고, 오스테나이트의 일부 또는 전부가 베이나이트 혹은 마르텐사이트 또는 이들 양쪽으로 변태되어도 된다. 이와 같이 하여, 소정의 초기 조직을 갖는 강판이 얻어진다. 냉각 후에는 강판을 권취한다. 예를 들어, 권취 온도는 550℃ 이하로 한다. 권취 온도가 550℃ 초과에서는, 펄라이트의 면적분율이 10％ 초과가 된다.
(재가열)
재가열에서는, 강판을 3℃/초 내지 120℃/초의 평균 가열 속도로 770℃ 내지 820℃의 제1 온도까지 가열하고, 60℃/초 이상의 평균 냉연 속도로 300℃ 이하의 제2 온도까지 냉각한다. 제2 온도까지의 냉각은, 강판의 온도가 제1 온도에 달하고 나서 8초간 이내에 개시한다. 상기한 바와 같이, 재가열 중에, 외측으로 팽창하는 오스테나이트 입자가 성장하고, 그대로의 형상의 마르텐사이트 입자가 얻어진다.
평균 가열 속도가 3℃/초 미만에서는, 가열 중에, 오스테나이트가 과잉으로 성장하거나, 오스테나이트 입자끼리 결합하거나 하여, 고강도 강판에 있어서 원하는 마르텐사이트를 얻기 어려워진다. 따라서, 평균 가열 속도는 3℃/초 이상으로 한다. 한편, 평균 가열 속도가 120℃/초 초과에서는, 탄화물이 잔존하고, 충분한 양의 오스테나이트가 얻어지지 않는다. 따라서, 평균 가열 속도는 120℃/초 이하로 한다.
재가열의 도달 온도(제1 온도)가 770℃ 미만에서는, 초기 조직에 베이나이트 혹은 마르텐사이트 또는 이들 양쪽이 포함되어 있는 경우에, 이들이 오스테나이트로 변태되기 어렵고, 고강도 강판에 있어서 원하는 마르텐사이트를 얻기 어려워진다. 따라서, 도달 온도는 770℃ 이상으로 한다. 즉, 본 실시 형태에서는, 초기 조직에 베이나이트 혹은 마르텐사이트 또는 이들 양쪽이 포함되어 있는 경우, 이들을 템퍼링하는 것이 아니라, 오스테나이트로 변태시킨다. 한편, 도달 온도가 820℃ 초과에서는, 페라이트가 오스테나이트로 변태되고, 고강도 강판에 있어서 원하는 마르텐사이트를 얻기 어려워진다. 따라서, 도달 온도는 820℃ 이하로 한다.
평균 냉각 속도가 60℃/초 미만에서는, 페라이트가 성장하기 쉽고, 외측으로 팽창한 형상의 마르텐사이트를 얻기 어려워진다. 따라서, 평균 냉각 속도는 60℃/초 이상으로 한다. 한편, 평균 냉각 속도가 200℃/초 초과에서는, 강판의 기계적 특성에 대한 악영향은 발생하기 어렵기는 하지만, 설비에 대한 부하가 커지거나, 온도의 균일성이 저하되어 강판의 형상의 제어가 곤란해지거나 하는 경우가 있다. 따라서, 평균 냉각 속도는 바람직하게는 200℃/초 이하로 한다.
냉각 정지 온도(제2 온도)가 300℃ 초과에서는, ??칭이 충분하지 않고, 고강도 강판에 있어서 원하는 마르텐사이트를 얻기 어렵다. 따라서, 냉각 정지 온도는 300℃ 이하로 한다.
강판의 온도가 제1 온도에 달하고 나서 제2 온도까지의 냉각을 개시할 때까지의 시간이 8초간 초과에서는, 유지 중에, 오스테나이트가 과잉으로 성장하거나, 오스테나이트 입자끼리 결합하거나 하여, 고강도 강판에 있어서 원하는 마르텐사이트를 얻기 어려워진다. 따라서, 냉각 개시까지의 유지 시간은 8초간 미만으로 한다. 특히 우수한 국부 연성을 얻기 위해, 유지 시간은 바람직하게는 5초간 이하로 한다.
이와 같이 하여, 본 실시 형태에 관한 고강도 강판을 제조할 수 있다. 또한, 표층 조대 입자층을 포함하는 강판을 사용하여 제조한 고강도 강판에는 표층 조대 입자층이 포함되고, 표층 조대 입자층을 포함하지 않는 강판을 사용하여 제조한 고강도 강판에서는, 당해 고강도 강판의 표면으로부터의 깊이가 당해 고강도 강판의 두께의 1/4의 영역에 있어서의 페라이트의 평균 입경을 D0이라고 하였을 때, 표면으로부터 깊이가 4×D0까지의 표층부 내에서의 페라이트의 평균 입경 DS는 평균 입경 D0의 2배 이하이다.
이어서, 본 발명의 실시 형태에 관한 고강도 강판의 제조 방법의 제2 예에 대하여 설명한다. 제2 예에서는, 상기의 화학 조성을 갖는 슬래브의 열간 압연, 냉간 압연, 냉연판 어닐링, 냉각 및 재가열을 이 순서대로 행한다. 냉연판 어닐링 및 그에 이어지는 냉각을 통하여 얻어지는 강판의 마이크로 조직(초기 조직)은, 펄라이트의 면적분율이 낮고, 펄라이트의 평균 입경이 작은 것으로 한다. 이 초기 조직의 잔부는, 예를 들어 페라이트(α)로 한다(도 6a). 그 후의 재가열에서는, 강판을 2상 영역까지 승온하고, 페라이트의 입계 삼중점 상에 오스테나이트(γ)를 성장시킨다(도 6b). 입계 삼중점 상에 성장하는 오스테나이트는 외측으로 팽창한 형상을 갖는다. 그리고, 2상 영역으로부터의 급냉에 의해, 오스테나이트를 마르텐사이트(M)로 변태시킨다(도 6c). 이 결과, 외측으로 팽창한 형상을 갖는 마르텐사이트 입자가 얻어진다. 이하, 이들 처리에 대하여 상세하게 설명한다.
(열간 압연)
열간 압연에서는, 슬래브의 열간 압연을 행하여, 예를 들어 두께가 1.0mm 내지 6.0mm인 열연 강판을 얻는다.
(냉간 압연, 냉연판 어닐링 및 냉각)
열연 강판의 냉간 압연, 냉연판 어닐링 및 그에 이어지는 냉각에 의해 강판을 얻는다. 이때, 강판의 마이크로 조직(초기 조직)은, 펄라이트의 면적분율이 10％ 이하, 펄라이트의 평균 입경이 원 상당 직경으로 10㎛ 이하, 미재결정 페라이트의 면적분율이 10％ 이하인 것으로 한다. 펄라이트에는 시멘타이트가 포함되어 있고, 재가열 시에 시멘타이트가 용해되어 오스테나이트의 형성을 저해한다. 그리고, 펄라이트의 면적분율이 10％ 초과에서는, 재가열 시에 충분한 양의 오스테나이트가 얻어지지 않고, 그 결과, 고강도 강판에 있어서의 마르텐사이트의 면적분율을 5％ 이상으로 하기가 곤란하다. 따라서, 펄라이트의 면적분율은 10％ 이하로 한다. 펄라이트의 평균 입경이 원 상당 직경으로 10㎛ 초과에서도, 재가열 시에 충분한 양의 오스테나이트가 얻어지지 않고, 그 결과, 고강도 강판에 있어서의 마르텐사이트의 면적분율을 5％ 이상으로 하기가 곤란하다. 또한, 펄라이트의 평균 입경이 원 상당 직경으로 10㎛ 초과에서는, 펄라이트 중에도 오스테나이트가 성장하여, 이들이 결합하는 경우가 있다. 복수의 오스테나이트가 결합하여 얻어지는 오스테나이트 입자의 형상은 외측으로 팽창한 형상을 갖기 어렵다. 따라서, 펄라이트의 평균 입경은 원 상당 직경으로 10㎛ 이하로 한다. 미재결정 페라이트의 면적분율이 10％ 초과에서는, 충분한 국부 연성이 얻어지지 않는다. 따라서, 미재결정 페라이트의 면적분율은 10％ 이하로 한다.
강판의 초기 조직의 잔부는 특별히 한정되지 않지만, 제1 예와 마찬가지로, 바람직하게는 페라이트, 베이나이트 혹은 마르텐사이트 또는 이들의 임의의 조합이며, 특히 이들 중 1종의 면적분율이 바람직하게는 90％ 이상이다. 페라이트, 베이나이트 혹은 마르텐사이트 또는 이들의 임의의 조합의 결정립의 평균 입경은 바람직하게는 원 상당 직경으로 10㎛ 이하이다. 강판의 초기 조직의 잔부에 괴상 시멘타이트가 포함되어 있어도 되지만, 그 면적분율은 바람직하게는 1％ 이하이다.
냉간 압연의 조건은 특별히 한정되지 않지만, 바람직하게는 압하율을 30％ 이상으로 한다. 압하율을 30％ 이상으로 함으로써, 초기 조직에 포함되는 결정립을 미세하게 할 수 있고, 고강도 강판에 있어서의 마르텐사이트의 평균 입경을 3㎛ 이하로 하기 쉽다. 냉간 압연 후의 두께는, 예를 들어 0.4mm 내지 3.0mm로 한다.
냉연판 어닐링의 조건은 특별히 한정되지 않지만, 바람직하게는, 어닐링 온도는 730℃ 내지 900℃로 하고, 그에 이어서 1.0℃/초 내지 20℃/초의 평균 속도로 600℃까지 냉각한다.
어닐링 온도가 730℃ 미만에서는, 초기 조직에 있어서의 미재결정 페라이트의 면적분율을 10％ 이하로 하기 어렵다. 따라서, 어닐링 온도는 바람직하게는 730℃ 이상으로 한다. 한편, 어닐링 온도가 900℃ 초과에서는, 초기 조직에 있어서의 펄라이트의 평균 입경을 원 상당 직경으로 10㎛ 이하로 하기 어렵고, 고강도 강판에 있어서의 마르텐사이트의 평균 입경이 커지기 쉽다. 따라서, 어닐링 온도는 바람직하게는 900℃ 이하로 한다.
600℃까지의 평균 냉각 속도가 1.0℃/초 미만에서는, 초기 조직에 있어서의 펄라이트의 면적분율이 10％ 초과가 되거나, 펄라이트의 평균 입경이 원 상당 직경으로 10㎛ 초과가 되거나 하는 경우가 있다. 따라서, 이 평균 냉각 속도는 바람직하게는 1.0℃/초 이상으로 한다. 한편, 600℃까지의 평균 냉각 속도가 20℃/초 초과에서는, 초기 조직이 안정되지 않고, 원하는 초기 조직이 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, 이 평균 냉각 속도는 바람직하게는 20℃/초 이하로 한다.
냉각 정지 온도가 600℃ 초과에서는, 펄라이트의 면적분율이 10％ 초과가 된다. 예를 들어, 이 냉각 중에 오스테나이트의 일부 또는 전부가 페라이트로 변태된다. 냉각 조건은 특별히 한정되지 않고, 오스테나이트의 일부 또는 전부가 베이나이트 혹은 마르텐사이트 또는 이들 양쪽으로 변태되어도 된다. 이와 같이 하여, 소정의 초기 조직을 갖는 강판이 얻어진다.
(재가열)
재가열은, 제1 예와 마찬가지의 조건에서 행한다. 즉, 강판을 3℃/초 내지 120℃/초의 평균 가열 속도로 770℃ 내지 820℃의 제1 온도까지 가열하고, 60℃/초 이상의 평균 냉연 속도로 300℃ 이하의 제2 온도까지 냉각한다. 제2 온도까지의 냉각은, 강판의 온도가 제1 온도에 달하고 나서 8초간 이내에 개시한다. 상기한 바와 같이, 재가열 중에, 외측으로 팽창하는 오스테나이트 입자가 성장하고, 그대로의 형상의 마르텐사이트 입자가 얻어진다.
이와 같이 하여, 본 실시 형태에 관한 고강도 강판을 제조할 수 있다. 또한, 미재결정 페라이트의 면적분율이 10％ 초과인 강판을 사용하여 제조한 고강도 강판의 마이크로 조직에는 10％ 초과의 면적분율로 미재결정 페라이트가 포함되고, 미재결정 페라이트의 면적분율이 10％ 이하인 강판을 사용하여 제조한 고강도 강판의 마이크로 조직에서는 미재결정 페라이트의 면적분율은 10％ 이하이다.
제1 예에서는, 열간 압연 및 그에 이어지는 냉각에 의해 강판을 준비하기 때문에, 이 강판에 10％ 초과의 미재결정 페라이트가 포함되는 일은 없다. 제2 예에서는, 열연 강판의 냉간 압연, 냉연판 어닐링 및 그에 이어지는 냉각에 의해 강판을 준비하기 때문에, 이 강판에 표층 조대 입자층이 포함되는 일은 없다.
또한, 강판 또는 고강도 강판을 도금욕에 침지하여 도금층을 형성해도 되고, 도금층을 형성한 후에 600℃ 이하에서의 합금화 처리를 행해도 된다. 예를 들어, 용융 아연 도금층을 형성해도 되고, 그 후에 합금화 처리를 행해도 된다. 용융 아연 도금층 상에 상층 도금층을 형성해도 된다. 용융 아연 도금층의 형성 후에 크로메이트 처리, 인산염 처리, 윤활성 향상 처리 및 용접성 향상 처리 등의 표면 처리를 행해도 된다. 산세 및 스킨 패스 압연을 행해도 된다.
각 상 및 조직의 면적분율은, 예를 들어 하기의 방법으로 측정할 수 있다. 예를 들어, 고강도 강판의 르페라 에칭 또는 나이탈 에칭을 행하고, 광학 현미경 또는 주사형 전자 현미경(scanning electron microscope: SEM)을 사용한 관찰을 행하여, 각 상 및 조직을 동정하고, 화상 해석 장치 등을 사용하여 면적분율을 측정한다. 이때, 관찰 대상 영역은, 예를 들어 고강도 강판의 표면으로부터의 깊이가 당해 고강도 강판의 두께의 1/4의 영역으로 한다. 또한, 마르텐사이트 입자의 평균 입경 및 면적의 측정 시에는, 200개 이상의 마르텐사이트 입자에 대한 측정을 행한다.
제1 예에서 사용하는 강판에 있어서의 페라이트 입자의 평균 입경은, 예를 들어 하기의 방법으로 측정할 수 있다. 즉, 강판의 나이탈 에칭을 행하고, 광학 현미경 또는 SEM을 사용한 압연 방향에 직교하는 단면의 관찰을 행하고, 화상 해석 장치 등을 사용하여 페라이트 입자의 평균 입경을 측정한다. 이때, 관찰 대상 영역은, 강판의 표면으로부터의 깊이가 당해 강판의 두께의 1/4의 영역 및 표층부로 한다. 이들 측정 방법은 일례이며, 측정 방법은 이들에 한정되지 않는다.
제2 예에서 사용하는 강판에 있어서의 미재결정 페라이트의 면적분율은, 예를 들어 하기의 방법으로 측정할 수 있다. 즉, 강판의 표면으로부터의 깊이가 당해 강판의 두께의 1/4의 영역을 측정면으로 하는 제작을 행하고, 각 측정면의 전자 후방 산란 해석상(electron back scattering pattern: EBSP)에 있어서의 결정 방위 측정 데이터를 얻는다. 시료의 제작에서는, 예를 들어 기계 연마 등에 의한 박화, 그리고 전해 연마 등에 의한 변형의 제거 및 박화를 행한다. EBSP는 시료의 각 결정립 내에서 5점 이상 측정하고, 각 측정 결과로부터 얻어진 결정 방위 측정 데이터를 측정점(픽셀)마다 취득한다. 이어서, 얻어진 결정 방위 측정 데이터를 Kernel Average Misorientation(KAM)법으로 해석하고, 페라이트에 포함되는 미재결정 페라이트를 판별하고, 페라이트 중의 미재결정 페라이트의 면적분율을 산출한다. 초기 조직 중의 페라이트의 면적분율, 및 페라이트 중의 미재결정 페라이트의 면적분율로부터 초기 조직 중의 미재결정 페라이트의 면적분율을 산출할 수 있다. KAM법에서는, 인접한 측정점의 결정 방위차를 정량적으로 나타낼 수 있고, 본 발명에서는, 인접하는 측정점과의 평균 결정 방위차가 1°이상인 결정립을 미재결정 페라이트로 정의한다.
이들 측정 방법은 일례이며, 측정 방법은 이들에 한정되지 않는다.
또한, 상기 실시 형태는, 모두 본 발명을 실시함에 있어서의 구체화의 예를 나타낸 것에 지나지 않으며, 이들에 의해 본 발명의 기술적 범위가 한정적으로 해석되어는 안되는 것이다. 즉, 본 발명은 그 기술 사상, 또는 그 주요한 특징으로부터 일탈하지 않고, 여러 가지 형태로 실시할 수 있다.
<실시예>
이어서, 본 발명의 실시예에 대하여 설명한다. 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 일 조건예이며, 본 발명은 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은, 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한도에서, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.
(제1 실험)
제1 실험에서는, 표 1에 나타내는 성분의 강을 용융 제조하고, 통상법에 따라 연속 주조로 슬래브를 제조하였다. 표 1에 나타내는 화학 조성의 잔부는 Fe 및 불순물이다. 표 1 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있음을 나타낸다. 이어서, 표 2에 나타내는 조건에서 열간 압연 및 ROT에서의 냉각을 행하여 표 2에 나타내는 초기 조직을 갖는 강판을 얻었다. 그 후, 표 2에 나타내는 조건에서 재가열을 행하고, 산세 및 압하율이 0.5％인 스킨 패스 압연을 행하여, 고강도 강판을 얻었다. 고강도 강판의 두께는 2.6mm 내지 3.2mm로 하였다. 표 2 중의 밑줄은, 그 항목이 본 발명의 범위로부터 벗어나 있음을 나타낸다. 표 2 중의 「표층 조대 입자층」란에 대해서는, 강판의 표면으로부터 깊이가 4×D0까지의 표층부 내에서의 페라이트의 평균 입경 DS가 평균 입경 D0의 2배 이하인 것을 「없음」, 2배 초과인 것을 「있음」으로 하고 있다.
Figure pct00001
Figure pct00002
그리고, 각 고강도 강판에 대하여, 마이크로 조직을 특정하고, 마르텐사이트의 형태를 특정하였다. 이들 결과를 표 3에 나타낸다. 표 3 중의 밑줄은, 그 항목이 본 발명의 범위로부터 벗어나 있음을 나타낸다.
Figure pct00003
또한, JIS Z2241에 준거하여 각 고강도 강판의 인장 시험을 행하고, 인장 강도 TS, 신장 EL 및 수축 RA를 측정하였다. 수축 RA는, 파단부의 양측의 폭의 평균값 W 및 양측의 두께의 평균값 t를 실물 투영기로 확대하여 측정을 행하고, 하기 (식 1)로부터 산출하였다. 여기서, W0, t0은, 각각 인장 시험 전의 폭 및 두께이다. 이들 결과를 표 4에 나타낸다. 표 4 중의 밑줄은, 그 수치가 바람직한 범위로부터 벗어나 있음을 나타낸다.
RA=1-(W×t)/(W0×t0) (식 1)
Figure pct00004
표 4에 나타내는 바와 같이, 본 발명 범위 내에 있는 시료 No.2 내지 No.3, No.5, No.8 내지 No.9, No.11 내지 No.12, No.14, No.16 내지 No.19, No.21 내지 No.24, No.27 내지 No.33, No.35 내지 No.37 및 No.52에서는, 우수한 인장 강도 및 수축 RA를 얻을 수 있고, 인장 강도와 신장의 밸런스도 양호하였다.
한편, 시료 No.1에서는, 강판에 있어서의 펄라이트의 면적분율이 지나치게 높고, 펄라이트 입자의 평균 입경이 지나치게 컸기 때문에, 고강도 강판에 있어서의 마르텐사이트의 면적분율이 지나치게 낮고, 펄라이트의 면적분율이 지나치게 높았다. 이 때문에, 양호한 곱(TS×EL) 및 수축 RA가 얻어지지 않았다. 강판에 있어서의 펄라이트의 면적분율이 지나치게 높고, 펄라이트 입자의 평균 입경이 지나치게 컸던 것은, 열간 압연 후의 냉각 정지 온도가 지나치게 높았기 때문이다.
시료 No.4에서는, 재가열의 평균 냉각 속도가 지나치게 낮았기 때문에, 고강도 강판에 있어서의 마르텐사이트의 평균 입경이 지나치게 컸다. 이 때문에, 양호한 곱(TS×EL) 및 수축 RA가 얻어지지 않았다.
시료 No.6에서는, 강판에 있어서의 펄라이트 입자의 평균 입경이 지나치게 컸기 때문에, 고강도 강판에 있어서의 펄라이트의 면적분율이 지나치게 높았다. 이 때문에, 양호한 곱(TS×EL) 및 수축 RA가 얻어지지 않았다. 강판에 있어서의 펄라이트 입자의 평균 입경이 지나치게 컸던 것은, 열간 압연의 최종 2 스탠드에 있어서의 합계 압하율이 지나치게 낮았기 때문이다.
시료 No.7에서는, 강판에 표층 조대 입자층이 포함되어 있었기 때문에, 고강도 강판에도 표층 조대 입자층이 잔존하였다. 이 때문에, 양호한 곱(TS×EL) 및 수축 RA가 얻어지지 않았다. 강판에 표층 조대 입자층이 포함되어 있었던 것은, 열간 압연의 최종 2 스탠드의 온도가 지나치게 낮았기 때문이다.
시료 No.10에서는, 재가열의 유지 시간이 지나치게 길었기 때문에, 고강도 강판에 있어서의 마르텐사이트의 평균 입경이 지나치게 크고, 팽창형 마르텐사이트 입자의 비율이 지나치게 낮았다. 이 때문에, 양호한 곱(TS×EL) 및 수축 RA가 얻어지지 않았다.
시료 No.13에서는, 재가열의 도달 온도가 지나치게 낮았기 때문에, 고강도 강판에 있어서의 마르텐사이트의 면적분율이 지나치게 낮고, 펄라이트의 면적분율이 지나치게 높고, 팽창형 마르텐사이트 입자의 비율이 지나치게 낮았다. 이 때문에, 양호한 곱(TS×EL) 및 수축 RA가 얻어지지 않았다.
시료 No.15에서는, 재가열의 냉각 정지 온도가 지나치게 높았기 때문에, 고강도 강판에 있어서의 펄라이트의 면적분율이 지나치게 높았다. 이 때문에, 양호한 곱(TS×EL) 및 수축 RA가 얻어지지 않았다.
시료 No.20에서는, 재가열의 평균 냉각 속도가 지나치게 낮았기 때문에, 고강도 강판에 있어서의 마르텐사이트의 면적분율이 지나치게 낮고, 펄라이트의 면적분율이 지나치게 높았다. 이 때문에, 양호한 곱(TS×EL) 및 수축 RA가 얻어지지 않았다.
시료 No.25에서는, 재가열의 냉각 정지 온도가 지나치게 높았기 때문에, 고강도 강판에 있어서의 마르텐사이트의 면적분율이 지나치게 낮았다. 이 때문에, 양호한 곱(TS×EL) 및 수축 RA가 얻어지지 않았다.
시료 No.26에서는, 강판에 표층 조대 입자층이 포함되어 있었기 때문에, 고강도 강판에도 표층 조대 입자층이 잔존하였다. 이 때문에, 양호한 곱(TS×EL) 및 수축 RA가 얻어지지 않았다. 강판에 표층 조대 입자층이 포함되어 있었던 것은, 열간 압연의 최종 2 스탠드의 온도가 지나치게 낮았기 때문이다.
시료 No.34에서는, 재가열의 도달 온도가 지나치게 낮았기 때문에, 고강도 강판에 있어서의 마르텐사이트의 면적분율이 지나치게 낮고, 팽창형 마르텐사이트 입자의 비율이 지나치게 낮았다. 이 때문에, 양호한 곱(TS×EL) 및 수축 RA가 얻어지지 않았다.
시료 No.38 내지 시료 No.44에서는, 화학 조성이 본 발명 범위로부터 벗어나 있었기 때문에, 양호한 곱(TS×EL) 및 수축 RA가 얻어지지 않았다.
시료 No.45에서는, 재가열의 평균 가열 속도가 지나치게 높고, 도달 온도가 지나치게 낮고, 냉각 정지 온도가 지나치게 높았기 때문에, 고강도 강판에 있어서의 마르텐사이트의 면적분율이 지나치게 낮고, 펄라이트의 면적분율이 지나치게 높고, 팽창형 마르텐사이트 입자의 비율이 지나치게 낮고, 소정의 면적비가 지나치게 낮았다. 이 때문에, 양호한 수축 RA가 얻어지지 않았다.
시료 No.46에서는, 재가열의 평균 가열 속도가 지나치게 높고, 냉각 정지 온도가 지나치게 높았기 때문에, 고강도 강판에 있어서의 마르텐사이트의 면적분율이 지나치게 낮고, 펄라이트의 면적분율이 지나치게 높고, 팽창형 마르텐사이트 입자의 비율이 지나치게 낮고, 소정의 면적비가 지나치게 낮았다. 이 때문에, 양호한 수축 RA가 얻어지지 않았다.
시료 No.47에서는, 재가열의 평균 냉각 속도가 지나치게 낮고, 냉각 정지 온도가 지나치게 높았기 때문에, 결합한 마르텐사이트가 고강도 강판 중에 다수 존재하고, 팽창형 마르텐사이트의 비율이 지나치게 낮고, 소정의 면적비가 지나치게 낮았다. 이 때문에, 양호한 곱(TS×EL) 및 수축 RA가 얻어지지 않았다.
시료 No.48에서는, 냉각 정지 온도가 지나치게 높았기 때문에, 팽창형 마르텐사이트의 비율이 지나치게 낮고, 소정의 면적비가 지나치게 낮았다. 이 때문에, 양호한 곱(TS×EL) 및 수축 RA가 얻어지지 않았다.
시료 No.49에서는, 강판에 있어서의 펄라이트의 면적분율이 지나치게 높았기 때문에, 고강도 강판에 있어서의 마르텐사이트의 면적분율이 지나치게 낮고, 팽창형 마르텐사이트의 비율이 지나치게 낮고, 소정의 면적비가 지나치게 낮았다. 이 때문에, 양호한 곱(TS×EL) 및 수축 RA가 얻어지지 않았다. 강판에 있어서의 펄라이트의 면적분율이 지나치게 높았던 것은, 열간 압연 후의 냉각 정지 온도가 지나치게 높았기 때문이다.
시료 No.50에서는, 재가열의 평균 가열 속도가 지나치게 높았기 때문에, 고강도 강판에 있어서의 마르텐사이트의 면적분율이 지나치게 낮고, 팽창형 마르텐사이트 입자의 비율이 지나치게 낮고, 소정의 면적비가 지나치게 낮았다. 이 때문에, 양호한 곱(TS×EL) 및 수축 RA가 얻어지지 않았다.
시료 No.51에서는, 재가열의 도달 온도가 지나치게 높았기 때문에, 고강도 강판에 있어서의 마르텐사이트의 평균 입경이 지나치게 크고, 팽창형 마르텐사이트 입자의 비율이 지나치게 낮고, 소정의 면적비가 지나치게 낮았다. 이 때문에, 양호한 곱(TS×EL) 및 수축 RA가 얻어지지 않았다.
이들 발명예 및 비교예의 인장 강도와 신장의 관계를 도 7에 도시하고, 인장 강도와 수축의 관계를 도 8에 도시한다. 도 7에 도시하는 바와 같이, 인장 강도가 동일 정도라면, 발명예에서 높은 신장을 얻을 수 있었다. 도 8에 도시하는 바와 같이, 인장 강도가 동일 정도라면, 발명예에서 우수한 수축을 얻을 수 있었다.
(제2 실험)
제2 실험에서는, 표 5에 나타내는 성분의 강을 용융 제조하고, 통상법에 따라 연속 주조로 슬래브를 제조하였다. 표 5에 나타내는 화학 조성의 잔부는 Fe 및 불순물이다. 표 5 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있음을 나타낸다. 이어서, 열간 압연을 행하고, 표 6에 나타내는 조건에서 냉간 압연, 냉연판 어닐링 및 냉각을 행하여 표 6에 나타내는 초기 조직을 갖는 강판을 얻었다. 그 후, 표 6에 나타내는 조건에서 재가열을 행하고, 산세 및 압하율이 0.5％인 스킨 패스 압연을 행하여, 고강도 강판을 얻었다. 고강도 강판의 두께는 1.0mm 내지 1.8mm로 하였다. 표 6 중의 밑줄은, 그 항목이 본 발명의 범위로부터 벗어나 있음을 나타낸다.
Figure pct00005
Figure pct00006
그리고, 각 고강도 강판에 대하여, 마이크로 조직을 특정하고, 마르텐사이트의 형태를 특정하였다. 이들 결과를 표 7에 나타낸다. 표 7 중의 밑줄은, 그 항목이 본 발명의 범위로부터 벗어나 있음을 나타낸다.
Figure pct00007
또한, JIS Z2241에 준거하여 각 고강도 강판의 인장 시험을 행하고, 인장 강도 TS, 신장 EL 및 수축 RA를 측정하였다. 이들 결과를 표 8에 나타낸다. 표 8 중의 밑줄은, 그 수치가 바람직한 범위로부터 벗어나 있음을 나타낸다.
Figure pct00008
표 8에 나타내는 바와 같이, 본 발명 범위 내에 있는 시료 No.102 내지 No.103, No.105, No.108 내지 No.109, No.111 내지 No.112, No.114, No.116 내지 No.119, No.121 내지 No.124, No.126 내지 No.131, No.133 내지 No.138 및 No.149에서는, 우수한 인장 강도 및 수축을 얻을 수 있고, 인장 강도와 신장의 밸런스도 양호하였다.
한편, 시료 No.101에서는, 강판에 있어서의 펄라이트의 면적분율이 지나치게 높고, 펄라이트 입자의 평균 입경이 지나치게 컸기 때문에, 고강도 강판에 있어서의 마르텐사이트의 면적분율이 지나치게 낮고, 펄라이트의 면적분율이 지나치게 높았다. 이 때문에, 양호한 곱(TS×EL) 및 수축 RA가 얻어지지 않았다. 강판에 있어서의 펄라이트의 면적분율이 지나치게 높고, 펄라이트 입자의 평균 입경이 지나치게 컸던 것은, 냉연판 어닐링의 평균 냉각 속도가 지나치게 낮았기 때문이다.
시료 No.104에서는, 재가열의 평균 가열 속도가 낮았기 때문에, 고강도 강판에 있어서의 마르텐사이트 입자의 평균 입경이 지나치게 컸다. 이 때문에, 양호한 곱(TS×EL) 및 수축 RA가 얻어지지 않았다.
시료 No.106에서는, 강판에 있어서의 펄라이트 입자의 평균 입경이 지나치게 크고, 미재결정 페라이트의 면적분율이 지나치게 높았기 때문에, 고강도 강판에 있어서의 펄라이트의 면적분율이 지나치게 높고, 마르텐사이트 입자의 평균 입경이 지나치게 컸다. 이 때문에, 양호한 곱(TS×EL) 및 수축 RA가 얻어지지 않았다. 강판에 있어서의 펄라이트의 평균 입경이 지나치게 크고, 미재결정 페라이트의 면적분율이 지나치게 높았던 것은, 냉간 압연의 압하율이 지나치게 낮았기 때문이다.
시료 No.107에서는, 강판에 있어서의 펄라이트 입자의 평균 입경이 컸기 때문에, 고강도 강판에 있어서의 펄라이트의 면적분율이 지나치게 높았다. 이 때문에, 양호한 곱(TS×EL) 및 수축 RA가 얻어지지 않았다. 강판에 있어서의 펄라이트의 평균 입경이 지나치게 컸던 것은, 냉연판 어닐링의 온도가 지나치게 낮았기 때문이다.
시료 No.110에서는, 재가열의 유지 시간이 지나치게 길었기 때문에, 고강도 강판에 있어서의 마르텐사이트 입자의 평균 입경이 지나치게 컸다. 이 때문에, 양호한 곱(TS×EL) 및 수축 RA가 얻어지지 않았다.
시료 No.113에서는, 재가열의 도달 온도가 지나치게 낮았기 때문에, 고강도 강판에 있어서의 마르텐사이트의 면적분율이 지나치게 낮고, 펄라이트의 면적분율이 지나치게 높고, 팽창형 마르텐사이트의 비율이 지나치게 낮았다. 이 때문에, 양호한 곱(TS×EL) 및 수축 RA가 얻어지지 않았다.
시료 No.115에서는, 재가열의 냉각 정지 온도가 지나치게 높았기 때문에, 고강도 강판에 있어서의 펄라이트의 면적분율이 지나치게 높았다. 이 때문에, 양호한 곱(TS×EL) 및 수축 RA가 얻어지지 않았다.
시료 No.120에서는, 재가열의 평균 냉각 속도가 지나치게 낮았기 때문에, 고강도 강판에 있어서의 마르텐사이트의 면적분율이 지나치게 낮고, 펄라이트의 면적분율이 지나치게 높았다. 이 때문에, 양호한 곱(TS×EL) 및 수축 RA가 얻어지지 않았다.
시료 No.125에서는, 재가열의 냉각 정지 온도가 지나치게 높았기 때문에, 고강도 강판에 있어서의 마르텐사이트의 면적분율이 지나치게 낮았다. 이 때문에, 양호한 곱(TS×EL) 및 수축 RA가 얻어지지 않았다.
시료 No.132에서는, 재가열의 도달 온도가 지나치게 낮았기 때문에, 고강도 강판에 있어서의 마르텐사이트의 면적분율이 지나치게 낮고, 팽창형 마르텐사이트의 비율이 지나치게 낮았다. 이 때문에, 양호한 곱(TS×EL) 및 수축 RA가 얻어지지 않았다.
시료 No.138 내지 No.145에서는, 화학 조성이 본 발명 범위로부터 벗어나 있었기 때문에, 양호한 곱(TS×EL) 및 수축 RA가 얻어지지 않았다.
시료 No.146에서는, 강판에 있어서의 펄라이트의 면적분율이 지나치게 높았기 때문에, 고강도 강판에 있어서의 마르텐사이트의 면적분율이 지나치게 낮고, 팽창형 마르텐사이트의 비율이 지나치게 낮고, 소정의 면적비가 지나치게 낮았다. 이 때문에, 양호한 곱(TS×EL) 및 수축 RA가 얻어지지 않았다. 강판에 있어서의 펄라이트의 면적분율이 지나치게 높았던 것은, 냉연판 어닐링의 평균 냉각 속도가 지나치게 낮았기 때문이다.
시료 No.147에서는, 재가열의 평균 가열 속도가 지나치게 높았기 때문에, 고강도 강판에 있어서의 마르텐사이트의 면적분율이 지나치게 낮고, 팽창형 마르텐사이트 입자의 비율이 지나치게 낮고, 소정의 면적비가 지나치게 낮았다. 이 때문에, 양호한 곱(TS×EL) 및 수축 RA가 얻어지지 않았다.
시료 No.148에서는, 재가열의 도달 온도가 지나치게 높았기 때문에, 고강도 강판에 있어서의 마르텐사이트의 평균 입경이 지나치게 크고, 팽창형 마르텐사이트 입자의 비율이 지나치게 낮고, 소정의 면적비가 지나치게 낮았다. 이 때문에, 양호한 곱(TS×EL) 및 수축 RA가 얻어지지 않았다.
이들 발명예 및 비교예의 인장 강도와 신장의 관계를 도 9에 도시하고, 인장 강도와 수축의 관계를 도 10에 도시한다. 도 9에 도시하는 바와 같이, 인장 강도가 동일 정도라면, 발명예에서 높은 신장을 얻을 수 있었다. 도 10에 도시하는 바와 같이, 인장 강도가 동일 정도라면, 발명예에서 우수한 수축을 얻을 수 있었다.
본 발명은, 예를 들어 자동차 부품에 적합한 고강도 강판에 관련된 산업에 이용할 수 있다.

Claims (16)

  1. 질량％로,
    C: 0.03％ 내지 0.35％,
    Si: 0.01％ 내지 2.0％,
    Mn: 0.3％ 내지 4.0％,
    Al: 0.01％ 내지 2.0％,
    P: 0.10％ 이하,
    S: 0.05％ 이하,
    N: 0.010％ 이하,
    Cr: 0.0％ 내지 3.0％,
    Mo: 0.0％ 내지 1.0％,
    Ni: 0.0％ 내지 3.0％,
    Cu: 0.0％ 내지 3.0％,
    Nb: 0.0％ 내지 0.3％,
    Ti: 0.0％ 내지 0.3％,
    V: 0.0％ 내지 0.5％,
    B: 0.0％ 내지 0.1％,
    Ca: 0.00％ 내지 0.01％,
    Mg: 0.00％ 내지 0.01％,
    Zr: 0.00％ 내지 0.01％,
    REM: 0.00％ 내지 0.01％, 또한
    잔부: Fe 및 불순물
    로 표시되는 화학 조성을 갖고,
    면적％로,
    마르텐사이트: 5％ 이상,
    페라이트: 20％ 이상, 또한
    펄라이트: 5％ 이하
    로 표시되는 마이크로 조직을 갖고,
    마르텐사이트 입자의 평균 입경은 원 상당 직경으로 4㎛ 이하이고,
    모상의 입계 삼중점 상의 복수의 마르텐사이트 입자 중,
    당해 마르텐사이트 입자와 모상의 결정립이 구성하는 입계 삼중점 중 인접하는 것끼리를 연결하는 입계의 적어도 하나가, 당해 2개의 입계 삼중점을 연결하는 선분에 대하여 외측으로 볼록한 곡률을 갖고, 또한
    당해 마르텐사이트 입자가 상기 모상의 하나의 입계 삼중점 상에 있는
    마르텐사이트 입자를 팽창형 마르텐사이트 입자라 하였을 때,
    상기 모상의 입계 삼중점 상의 복수의 마르텐사이트 입자의 개수에 대한 상기 팽창형 마르텐사이트 입자의 개수의 비율은 70％ 이상이고,
    상기 모상의 입계 삼중점 상의 복수의 마르텐사이트 입자의 총 면적을 VM이라고 하고, 상기 복수의 마르텐사이트 입자에 있어서의 상기 인접하는 2개의 입계 삼중점을 연결하는 선분으로 구성되는 다각형의 총 면적을 A0이라고 하였을 때, VM/A0으로 표시되는 면적비가 1.0 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
  2. 제1항에 있어서, 당해 고강도 강판의 표면으로부터의 깊이가 당해 고강도 강판의 두께의 1/4의 영역에 있어서의 페라이트의 평균 입경을 D0이라고 하였을 때, 상기 표면으로부터 깊이가 4×D0까지의 표층부 내에서의 페라이트의 평균 입경 DS는 평균 입경 D0의 2배 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 마이크로 조직에 있어서, 미재결정 페라이트의 면적분율은 10％ 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 화학 조성에 있어서,
    Cr: 0.05％ 내지 3.0％,
    Mo: 0.05％ 내지 1.0％,
    Ni: 0.05％ 내지 3.0％, 혹은
    Cu: 0.05％ 내지 3.0％,
    또는 이들의 임의의 조합이 만족되는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 화학 조성에 있어서,
    Nb: 0.005％ 내지 0.3％,
    Ti: 0.005％ 내지 0.3％, 혹은
    V: 0.01％ 내지 0.5％,
    또는 이들의 임의의 조합이 만족되는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
  6. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 화학 조성에 있어서,
    B: 0.0001％ 내지 0.1％
    가 만족되는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
  7. 제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 화학 조성에 있어서,
    Ca: 0.0005％ 내지 0.01％,
    Mg: 0.0005％ 내지 0.01％,
    Zr: 0.0005％ 내지 0.01％, 혹은
    REM: 0.0005％ 내지 0.01％,
    또는 이들의 임의의 조합이 만족되는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
  8. 강판을 준비하는 공정과,
    상기 강판을 3℃/초 내지 120℃/초의 평균 가열 속도로 770℃ 내지 820℃의 제1 온도까지 재가열하는 공정과,
    이어서, 상기 강판을 60℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 300℃ 이하의 제2 온도까지 냉각하는 공정
    을 갖고,
    상기 강판에 있어서의 펄라이트의 면적분율은 10면적％ 이하이고, 미재결정 페라이트의 면적분율은 10％ 이하이고, 펄라이트 입자의 평균 입경은 10㎛ 이하이고,
    상기 강판의 표면으로부터의 깊이가 당해 강판의 두께의 1/4의 영역에 있어서의 페라이트의 평균 입경을 D0이라고 하였을 때, 상기 표면으로부터 깊이가 4×D0까지의 표층부 내에서의 페라이트의 평균 입경 DS는 평균 입경 D0의 2배 이하이고,
    상기 제2 온도까지의 냉각은, 상기 강판의 온도가 상기 제1 온도에 달하고 나서 8초간 이내에 개시하고,
    상기 강판은,
    질량％로,
    C: 0.03％ 내지 0.35％,
    Si: 0.01％ 내지 2.0％,
    Mn: 0.3％ 내지 4.0％,
    Al: 0.01％ 내지 2.0％,
    P: 0.10％ 이하,
    S: 0.05％ 이하,
    N: 0.010％ 이하,
    Cr: 0.0％ 내지 3.0％,
    Mo: 0.0％ 내지 1.0％,
    Ni: 0.0％ 내지 3.0％,
    Cu: 0.0％ 내지 3.0％,
    Nb: 0.0％ 내지 0.3％,
    Ti: 0.0％ 내지 0.3％,
    V: 0.0％ 내지 0.5％,
    B: 0.0％ 내지 0.1％,
    Ca: 0.00％ 내지 0.01％,
    Mg: 0.00％ 내지 0.01％,
    Zr: 0.00％ 내지 0.01％,
    REM: 0.00％ 내지 0.01％, 또한
    잔부: Fe 및 불순물
    로 표시되는 화학 조성을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
  9. 제8항에 있어서, 상기 강판을 준비하는 공정은,
    슬래브의 열간 압연 및 냉각을 행하는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
  10. 제9항에 있어서, 상기 열간 압연의 마무리 압연의 최종 2 스탠드에서는, 온도를 「Ar3 변태점+10℃」 내지 1000℃로 하고, 합계 압하율을 15％ 이상으로 하고,
    상기 강판을 준비하는 공정 중의 상기 냉각의 정지 온도는 550℃ 이하로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
  11. 제8항에 있어서, 상기 강판을 준비하는 공정은,
    슬래브의 열간 압연을 행하여 열연 강판을 얻는 공정과,
    상기 열연 강판의 냉간 압연, 어닐링 및 냉각을 행하는 공정
    을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
  12. 제11항에 있어서, 상기 냉간 압연에 있어서의 압하율을 30％ 이상으로 하고,
    상기 어닐링의 온도를 730℃ 내지 900℃로 하고,
    상기 강판을 준비하는 공정 중의 상기 냉각에 있어서의 상기 어닐링의 온도에서부터 600℃까지의 평균 냉각 속도를 1.0℃/초 내지 20℃/초로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
  13. 제8항 내지 제12항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 화학 조성에 있어서,
    Cr: 0.05％ 내지 3.0％,
    Mo: 0.05％ 내지 1.0％,
    Ni: 0.05％ 내지 3.0％, 혹은
    Cu: 0.05％ 내지 3.0％,
    또는 이들의 임의의 조합이 만족되는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
  14. 제8항 내지 제13항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 화학 조성에 있어서,
    Nb: 0.005％ 내지 0.3％,
    Ti: 0.005％ 내지 0.3％, 혹은
    V: 0.01％ 내지 0.5％,
    또는 이들의 임의의 조합이 만족되는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
  15. 제8항 내지 제14항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 화학 조성에 있어서,
    B: 0.0001％ 내지 0.1％
    가 만족되는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
  16. 제8항 내지 제15항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 화학 조성에 있어서,
    Ca: 0.0005％ 내지 0.01％,
    Mg: 0.0005％ 내지 0.01％,
    Zr: 0.0005％ 내지 0.01％, 혹은
    REM: 0.0005％ 내지 0.01％,
    또는 이들의 임의의 조합이 만족되는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
KR1020177033656A 2015-05-07 2016-05-06 고강도 강판 및 그 제조 방법 Active KR101987573B1 (ko)

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2015095157 2015-05-07
JPJP-P-2015-095157 2015-05-07
JP2015095158 2015-05-07
JPJP-P-2015-095158 2015-05-07
PCT/JP2016/063660 WO2016178430A1 (ja) 2015-05-07 2016-05-06 高強度鋼板及びその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20170138545A true KR20170138545A (ko) 2017-12-15
KR101987573B1 KR101987573B1 (ko) 2019-06-10

Family

ID=57217898

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020177033656A Active KR101987573B1 (ko) 2015-05-07 2016-05-06 고강도 강판 및 그 제조 방법

Country Status (11)

Country Link
US (1) US11174529B2 (ko)
EP (1) EP3293279B1 (ko)
JP (1) JP6471800B2 (ko)
KR (1) KR101987573B1 (ko)
CN (1) CN107614722B (ko)
BR (1) BR112017023881A2 (ko)
ES (1) ES2784699T3 (ko)
MX (1) MX383723B (ko)
PL (1) PL3293279T3 (ko)
TW (1) TWI606123B (ko)
WO (1) WO2016178430A1 (ko)

Families Citing this family (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108277441B (zh) * 2018-04-11 2019-12-03 东北大学 一种600MPa级Ti微合金化热轧双相钢板及其制备方法
CN108315663B (zh) * 2018-04-11 2019-12-03 东北大学 一种540MPa级Ti微合金化热轧双相钢板及其制备方法
WO2020017606A1 (ja) * 2018-07-18 2020-01-23 日本製鉄株式会社 鋼板
JP7490251B2 (ja) * 2019-03-12 2024-05-27 国立大学法人大阪大学 固相接合用耐候性鋼、固相接合用耐候性鋼材、固相接合構造物及び固相接合方法
CN111074049B (zh) * 2019-11-24 2021-10-29 舞阳钢铁有限责任公司 一种减少高铬含量的铬钼合金钢板表面裂纹的生产工艺
CN112430772A (zh) * 2020-09-28 2021-03-02 甘肃酒钢集团宏兴钢铁股份有限公司 基于csp流程的中温卷取型热轧dp600生产方法
CN112267065B (zh) * 2020-09-30 2022-02-15 鞍钢股份有限公司 2000MPa级热冲压车轮轮辋用酸洗钢板及其制造方法
CN112267066B (zh) * 2020-09-30 2022-02-15 鞍钢股份有限公司 1800MPa级热冲压车轮轮辋用热轧钢板及其制造方法
CN112226690B (zh) * 2020-09-30 2022-02-15 鞍钢股份有限公司 1800MPa级热冲压车轮轮辋用酸洗钢板及其制造方法
CN112251669B (zh) * 2020-09-30 2022-02-18 鞍钢股份有限公司 2000MPa级热冲压车轮轮辐用热轧钢板及其制造方法
CN112267067B (zh) * 2020-09-30 2022-02-18 鞍钢股份有限公司 2000MPa级热冲压车轮轮辋用热轧钢板及其制造方法
CN112226691B (zh) * 2020-09-30 2022-02-15 鞍钢股份有限公司 1800MPa级热冲压车轮轮辐用热轧钢板及其制造方法
ES3017261T3 (en) 2021-12-23 2025-05-12 Kistler Holding Ag Vessel comprising a membrane for use with hydrogen-containing fluid media
CN120322577A (zh) * 2022-12-09 2025-07-15 日本制铁株式会社 镀覆钢板
KR20260116277A (ko) * 2024-01-19 2026-07-28 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강판

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20110105404A (ko) * 2009-02-02 2011-09-26 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP2014173151A (ja) 2013-03-11 2014-09-22 Nippon Steel & Sumitomo Metal 加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4268079B2 (ja) * 2003-03-26 2009-05-27 株式会社神戸製鋼所 伸び及び耐水素脆化特性に優れた超高強度鋼板、その製造方法、並びに該超高強度鋼板を用いた超高強度プレス成形部品の製造方法
JP5332355B2 (ja) * 2007-07-11 2013-11-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5400484B2 (ja) * 2009-06-09 2014-01-29 株式会社神戸製鋼所 伸び、伸びフランジ性および溶接性を兼備した高強度冷延鋼板
JP5549414B2 (ja) * 2010-06-23 2014-07-16 Ｊｆｅスチール株式会社 形状凍結性に優れた冷延薄鋼板およびその製造方法
TWI523975B (zh) * 2011-09-30 2016-03-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp A galvanized steel sheet excellent in formability and an alloyed hot-dip galvanized steel sheet and a method for producing the same
KR20140099544A (ko) * 2011-12-26 2014-08-12 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 박강판 및 그의 제조 방법
ES2689230T3 (es) * 2012-12-11 2018-11-12 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de acero laminado en caliente y método de producción de la misma
US10094008B2 (en) * 2013-07-04 2018-10-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Seamless steel pipe for line pipe used in sour environments
CN105452509B (zh) * 2013-08-02 2017-06-30 杰富意钢铁株式会社 高强度高杨氏模量钢板及其制造方法
JP5821912B2 (ja) 2013-08-09 2015-11-24 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
EP3263728B1 (en) * 2015-02-27 2019-09-11 JFE Steel Corporation High-strength cold-rolled steel plate and method for producing same

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20110105404A (ko) * 2009-02-02 2011-09-26 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
KR20150038728A (ko) * 2009-02-02 2015-04-08 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP2014173151A (ja) 2013-03-11 2014-09-22 Nippon Steel & Sumitomo Metal 加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
WO2016178430A1 (ja) 2016-11-10
TW201700747A (zh) 2017-01-01
EP3293279A1 (en) 2018-03-14
EP3293279B1 (en) 2020-03-25
MX2017014094A (es) 2018-03-16
CN107614722B (zh) 2019-08-27
BR112017023881A2 (pt) 2018-07-17
EP3293279A4 (en) 2018-12-19
PL3293279T3 (pl) 2020-07-27
KR101987573B1 (ko) 2019-06-10
US11174529B2 (en) 2021-11-16
CN107614722A (zh) 2018-01-19
JPWO2016178430A1 (ja) 2018-03-08
MX383723B (es) 2025-03-14
TWI606123B (zh) 2017-11-21
ES2784699T3 (es) 2020-09-30
JP6471800B2 (ja) 2019-02-20
US20180148809A1 (en) 2018-05-31

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101987573B1 (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR102186320B1 (ko) 강판 및 도금 강판
KR101621639B1 (ko) 강판, 도금 강판 및 그들의 제조 방법
JP6213696B1 (ja) 高強度鋼板
CN108138277B (zh) 高强度钢板用原材料、高强度钢板及其制造方法
JP4903915B2 (ja) 高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP6354916B2 (ja) 鋼板及びめっき鋼板
TWI629367B (zh) Steel plate and plated steel
JP6176326B2 (ja) 冷延鋼板、亜鉛めっき冷延鋼板及びそれらの製造方法
KR101622499B1 (ko) 냉연 강판, 도금 강판 및 그들의 제조 방법
CN114945690B (zh) 钢板及其制造方法
JP6540245B2 (ja) 形状凍結性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
KR20190045298A (ko) 강판
WO2017009938A1 (ja) 鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
TW202012649A (zh) 鋼板
TWI650434B (zh) 鋼板
JPWO2020017606A1 (ja) 鋼板

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
PA0105 International application

Patent event date: 20171121

Patent event code: PA01051R01D

Comment text: International Patent Application

PA0201 Request for examination
PG1501 Laying open of application
E902 Notification of reason for refusal
PE0902 Notice of grounds for rejection

Comment text: Notification of reason for refusal

Patent event date: 20190117

Patent event code: PE09021S01D

E701 Decision to grant or registration of patent right
PE0701 Decision of registration

Patent event code: PE07011S01D

Comment text: Decision to Grant Registration

Patent event date: 20190408

GRNT Written decision to grant
PR0701 Registration of establishment

Comment text: Registration of Establishment

Patent event date: 20190603

Patent event code: PR07011E01D

PR1002 Payment of registration fee

Payment date: 20190603

End annual number: 3

Start annual number: 1

PG1601 Publication of registration
PR1001 Payment of annual fee

Payment date: 20220518

Start annual number: 4

End annual number: 4

PR1001 Payment of annual fee

Payment date: 20230523

Start annual number: 5

End annual number: 5

PR1001 Payment of annual fee

Payment date: 20240521

Start annual number: 6

End annual number: 6