KR100979854B1 - 열연강판, 냉연강판 및 그들의 제조 방법 - Google Patents

열연강판, 냉연강판 및 그들의 제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
KR100979854B1
KR100979854B1 KR1020087003693A KR20087003693A KR100979854B1 KR 100979854 B1 KR100979854 B1 KR 100979854B1 KR 1020087003693 A KR1020087003693 A KR 1020087003693A KR 20087003693 A KR20087003693 A KR 20087003693A KR 100979854 B1 KR100979854 B1 KR 100979854B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel sheet
ferrite
hot
less
rolled steel
Prior art date
Application number
KR1020087003693A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20080027948A (ko
Inventor
도시로우 도미다
노리오 이마이
미츠루 요시다
가오리 가와노
마사유키 와키타
다모츠 도키
마사노리 야스야마
히토미 니시바타
Original Assignee
수미도모 메탈 인더스트리즈, 리미티드
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 수미도모 메탈 인더스트리즈, 리미티드 filed Critical 수미도모 메탈 인더스트리즈, 리미티드
Publication of KR20080027948A publication Critical patent/KR20080027948A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR100979854B1 publication Critical patent/KR100979854B1/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/012—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of aluminium or an aluminium alloy
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • 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
    • 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
    • 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
    • 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
    • C21D9/50—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for welded joints
    • 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
    • C22C18/04—Alloys based on zinc with aluminium as the next major constituent
    • 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
    • C22C38/04—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
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching
    • 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
    • C21D2201/03—Amorphous or microcrystalline structure
    • 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
    • C21D2211/002—Bainite
    • 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
    • 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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0405—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing 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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0463—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment following hot rolling

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Metal Rolling (AREA)

Abstract

자동차용, 가전용, 기계 구조용, 건축용 등의 용도에 이용되는 소재로서 적합한 기계적 강도, 가공성 및 열적 안정성이 뛰어난 강판 및 그 제조 방법을 제공한다.
페라이트를 주상으로 하는 탄소강 또는 저합금강으로 이루어진 강판으로서, 강판 표면으로부터 판두께의 1／4의 깊이 위치에서의 페라이트의 평균 결정 입경 D(㎛)가 하기 (1)식 및 (2)식을 만족함과 함께, 강판 표면으로부터 판두께의 1／4의 깊이 위치에서의 페라이트의 평균 결정 입경의 700℃에서의 증가 속도 X(㎛／min)와 상기 평균 결정 입경이 하기 (3)식을 만족하는 것을 특징으로 하는 열연강판.
1.2≤D(㎛)≤7···················(1)식
D≤2.7＋5000／(5＋350·C＋40·Mn)2···(2)식
D·X≤0.1·······················(3)식

Description

열연강판, 냉연강판 및 그들의 제조 방법{HOT ROLLED STEEL SHEET, COLD ROLLED STEEL SHEET, AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME}
본 발명은 초미세한 결정립을 갖는 열연강판 및 냉연강판 및 그들의 제조 방법에 관한 것이다. 자세하게는, 자동차용, 가전용, 기계 구조용, 건축용 등의 용도에 이용되는 소재로서 적합한 기계적 강도, 가공성 및 열적 안정성이 뛰어난 열연강판 및 냉연강판 및 그들의 제조 방법에 관한 것이다.
자동차를 비롯한 수송용 기계나 각종 산업 기계의 구조용 부재 등의 소재로서 제공되는 강판에는 강도, 가공성, 인성 등이 뛰어난 기계적 특성뿐만 아니라, 부품 조립 시의 용접성이나 사용시의 내식성이 요구되는 경우가 있다. 강판의 기계 특성을 종합적으로 높이려면, 강판의 조직을 미세화하는 것이 유효하다. 그 때문에, 강판의 조직을 미세하기 위한 방법이 다수 제안되어 있다.
종래 기술에서의 조직 미세화의 수단을 총괄하면, (i) 대압하 압연법, (ii) 제어 압연법, (iii) 합금 원소 첨가법 혹은 이들의 조합이다.
(i) 대압하 압연법은 압하율을 50％ 정도 이상으로 크게 하여 1패스의 압연으로 큰 변형을 축적시키고, 그 후, 오스테나이트로부터 미세 페라이트로 변태시키거나, 혹은 큰 변형을 이용하여 비교적 조대한 페라이트를 미세 페라이트로 재결정 시키는 방법이다. 이러한 방법에 의하면, 1000℃ 근방 이하의 온도로 가열한 후, 700℃ 근방의 저온 영역에서 대압하 압연을 행함으로써, 1~3㎛의 초미세 페라이트 조직이 얻어진다. 그러나, 이 방법은 공업적으로 실현하기 어려울 뿐만 아니라, 미세 페라이트 조직이 열처리에 의하여 입자 성장하기 쉽기 때문에, 용접을 행하면 용접부가 연화되거나, 혹은 용융 Zn 도금을 실시하면 소기의 기계 특성을 잃는 등의 문제를 갖고 있다.
(ii) 제어 압연법은 일반적으로 800℃ 근방 이상의 온도에서, 압연 1패스 당 압하율을 20~40％ 이하로 하여, 다패스의 압연을 실시한 후, 냉각하는 방법이다. 압연 온도를 Ar3점 근방의 좁은 온도 영역으로 하는 방법, 압연의 패스 사이의 시간을 단축하는 방법, 또한 변형 속도와 온도를 제어하여 오스테나이트를 동적 재결정시키는 방법 등의 많은 방법이 개시되어 있다. 그러나, 압연 후의 냉각에 관한 검토는 충분히 행해지고 있지 않다. 압연의 직후부터 수냉하는 편이 바람직하다고 되어 있지만, 직후 냉각이라고 해도 압연 후 0.2초 이상 경과하고 나서의 냉각 개시이며, 냉각 속도도 불과 250℃／초 정도이다. 이러한 방법으로는 단순 조성의 저탄소강의 페라이트 결정 입경은 5㎛ 정도 밖에 되지 않는다. 따라서, 기계 특성을 충분히 높일 수 없다.
(iii) 합금 원소 첨가법은 오스테나이트의 재결정화나 회복을 억제하는 합금 원소의 미량의 첨가에 의하여 페라이트 결정립의 미세화를 촉진하는 것이다. Nb, Ti 등의 합금 원소는 탄화물을 형성하거나 입계에 편석하거나 하여, 오스테나이트 의 회복과 재결정을 억제하기 때문에, 열간 압연 후의 오스테나이트 입자가 미세화되어 오스테나이트로부터의 변태로 얻어지는 페라이트 결정립도 미세화된다. 이 (iii)의 합금 원소 첨가법은 상기의 (i)의 대압하 압연법이나 (ii)의 제어 압연법과 조합하여 이용하는 경우가 많다. 이 (iii)의 합금 원소 첨가법은 열처리 시에도 페라이트의 입자 성장을 억제하는 효과도 갖고 있다. 그러나, 페라이트의 결정 입경을 작게는 하지만 페라이트의 체적률을 저하시킨다는 문제가 있고, 또한 초미세 페라이트 결정립의 용접이나 용융 Zn 도금 공정에서의 입자 성장을 억제하기에는 불충분하다. 따라서, 적용할 수 있는 강 종류가 한정된다. 또한, 첨가하는 합금 원소의 분만큼 원료 비용이 커진다.
이들의 (i) 대압하 압연법, (ii) 제어 압연법 및 (iii) 합금 원소를 첨가하는 방법을 언급한 선행 문헌으로서 특허 문헌 1이 있다. 여기에서는, Ar1＋50℃로부터 Ar3＋100℃의 온도 영역에서 1초 이내에 1회 혹은 2회 이상의 합계 압하율이 50％ 이상인 가공을 가하고, 가공 종료 후의 600℃ 이상의 온도 영역에서 20℃／초 이상의 냉각 속도의 강제 냉각을 행하는 방법이 개시되어 있다.
또한, 특허 문헌 2에는, 동적 재결정 온도 영역에서의 압하를 5스탠드 이상의 압하 패스로 행하고, 또한 이 동적 재결정 온도 영역에서 압하를 가하는 최초의 스탠드 입구측과 최후의 스탠드 출구측의 온도차를 60℃ 이하로 하는 방법이 개시되어 있다.
[특허 문헌 1: 일본 공개특허공보 소59－205447호]
[특허 문헌 2: 일본 공개특허공보 평11－152544호]
그러나, 이러한 방법으로 미세한 결정 조직의 강판을 얻어도, 그 조직의 열적 안정성은 낮다. 따라서, 모처럼 조직을 미세화하여 기계 특성을 높였다고 해도, 그 후에 강판을 용접하거나 강판에 용융 도금을 실시하거나 하면, 용접 시에 가해지는 열이나 용융 도금 공정에서 가해지는 열에 의하여 결정립이 용이하게 조대화되고, 그 기계 특성이 극단적으로 손상된다는 문제가 있었다. 또한, 이러한 열연강판에 냉간 압연과 열처리를 실시하여 얇은 강판으로 한 경우에도, 열처리에 의하여 결정립은 용이하게 조대화되고, 미세 조직의 냉연강판을 얻을 수도 없다는 문제가 있었다.
본 발명은, 초미세한 결정립을 갖고, 용접이나 용융 도금 공정의 열에 견딜 수 있는 열적 안정성과 기계 특성이 뛰어난 열연강판 및 냉연강판 및 그들의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 미세 페라이트 결정립 조직의 기계 특성과 열적 안정성에 대하여 여러 가지의 검토와 실험을 행한 결과, 기계 특성과 열적 안정성이 모두 뛰어난 것으로 하기 위해서는, (a) 페라이트의 평균 결정 입경을 일정한 범위에 멈추는 것과, (b) A1점 직하의 700℃ 근방의 온도에서의 페라이트의 평균 결정 입경 D(㎛)의 증가 속도 X(㎛／min)와 이 평균 결정 입경 D(㎛)의 곱 D·X(㎛2／min)으로 상한을 설치하는 것이 가장 중요한 것을 발견하였다. 또한, 보다 양호한 열적 안정성을 얻기 위해서는, (c) 페라이트의 결정 입경의 분포를 일정한 범위에 멈추는 것이나, 페라이트 결정립 내에 압연에 의한 변형을 남기지 않게 하는 것이 바람직한 것을 발견하였다. 또한, 이러한 강판은 냉간 압연한 후에 열처리하면, 재차, 상기와 동일하게 열적으로 안정되고 미세한 페라이트 결정립 조직을 갖게 되는 것도 발견하였다. 그리고, (d) 이러한 조직과 특성을 갖는 열연강판과 냉연강판을 제조하기 위한 새로운 방법에 대하여도 여러 가지의 검토와 실험을 행하였다. 또한, 용접 부재에 관하여는, (e) 용융 용접에 있어서는 용접부의 경도 밸런스를 규정하는 것이 바람직한 것, 그리고, (f) 저항 용접에 있어서는 용접부의 경도 밸런스와 취화 억제를 도모하는 것이 바람직한 것을 발견하였다.
이하, (a)~(f)에 있어서, 본 발명에 따른 지견과 검토·실험 결과를 상술한다.
(a) 페라이트의 평균 결정 입경을 일정한 범위에 멈추는 것에 대하여
페라이트의 결정 입경은 작아질수록 강도가 증가하지만, 결정 입경이 너무 작아지면 입계 에너지에 의한 입자 성장의 구동력이 증가하기 때문에, 고온에서의 입자 성장이 촉진되는 것을 알 수 있었다. 구체적으로는, 평균 결정 입경이 1.2㎛를 하회하게 되면, 고온에서의 입자 성장을 억제하는 것이 곤란해지고, 반대로, 평균 결정 입경이 열연강판에 대하여는 2.7＋5000／(5＋350·C＋40·Mn)2㎛ 및 7㎛의 어느 하나의 값을 상회하면, 또한 냉연강판에 대하여는 5.0－2.0·Cr＋5000／(5＋350·C＋40·Mn)2㎛ 및 9.3㎛의 어느 하나의 값을 상회하면, 미세화에 의한 기계 특성의 향상을 충분히 기대할 수 없게 되는 것이 판명되었다. 따라서, 기계 특성과 열적 안정성을 양립하기 위해서는, 페라이트의 평균 결정 입경의 하한으로서 1.2㎛를 채용하고, 그리고, 상한으로서 열연강판에 대하여는 2.7＋5000／(5＋350·C＋40·Mn)2㎛ 및 7㎛ 중 작은 쪽의 값, 냉연강판에 대하여는 5.0－2.0·Cr＋5000／(5＋350·C＋40·Mn)2㎛ 및 9.3㎛ 중 작은 쪽의 값을 채용할 필요가 있다.
(b) A1점 직하의 700℃ 근방의 온도에서의 페라이트의 평균 결정 입경 D의 증가 속도 X와 평균 결정 입경 D의 곱 D·X의 상한 규정에 대하여
고온에서의 페라이트 결정립의 입자 성장 속도는 온도의 상승과 함께 증가한다. 일반적으로, 용접이나 용융 도금 공정에서 페라이트의 입자 성장이라는 문제가 생기는 온도 영역은 A1점(730℃ 근방) 직하로부터 A3점 근방까지의 온도 영역이며, 이 온도 범위에서 페라이트의 입자 성장 속도는 크게 변화한다. 그러나, 페라이트의 평균 결정 입경이 상기 (a)의 범위 내에 있는 강판의 입자 성장 속도의 온도 특성은 700℃ 근방의 온도에서의 페라이트의 입자 성장 속도에 의하여 결정되는 것을 알았으므로, 700℃ 근방의 온도에서의 페라이트의 입자 성장 속도, 즉, 페라이트의 평균 결정 입경의 증가 속도 X(㎛／min)와 평균 결정 입경 D(㎛)의 곱 D·X(㎛2／min)에 상한을 두면, 용접이나 용융 도금 공정에서 보다 높은 온도로 가열된 경우에 있어서도 문제가 발생하지 않는 것을 발견하였다. 그리고, 실험의 결과, 곱 D·X를 0.1㎛2／min 이하로 설정하는 것이 필요한 것도 판명되었다. 또한, 곱 D·X는 0.07㎛2／min 이하가 바람직하고, 0.05㎛2／min 이하가 더욱 바람직하다.
(c1) 페라이트의 결정 입경의 분포를 일정한 범위로 고정하는 것과 페라이트 결정립 내에 압연에 의한 변형을 남기지 않도록 하는 것에 대하여
페라이트의 결정 입경의 분포와 페라이트 결정립 내의 변형은 고온에서의 입자 성장에 밀접하게 관계한다. 고온에서의 입자 성장은 입계의 에너지와 입자 내의 변형을 구동력으로 하여 생긴다. 따라서, 미세한 페라이트 조직 중에 비교적 큰 페라이트 결정립이 혼재하고 있으면, 큰 페라이트 결정립이 입계를 구동력으로 하여 주위의 미세한 페라이트 결정립과 용이하게 일체화된다. 또한, 페라이트 결정립 내에 변형이 존재하고 있으면, 입자 내의 변형을 구동력으로 하여 인접하는 페라이트 결정립끼리가 용이하게 일체화된다. 이렇게 하여, 입자 성장이 급속히 진전된다. 이때문에, 입자 성장의 급속한 진전을 방지하기 위해서는, 페라이트 결정립의 미세화에 더하여 페라이트의 결정 입경 분포로서 평균 결정 입경의 1／3에서 3배의 범위에 80％ 이상의 입자가 들어가도록 하는 것이 바람직하다. 이 결정 입경 분포는 판 표면으로부터 소정의 깊이 혹은 그 깊이로부터 100㎛ 이내의 범위에서 측정한다. 이것은 후술과 같이, 본 발명의 방법에 따른 강판의 결정 입경은 판 두께의 방향으로 변화하지만, 이러한 판 두께의 방향으로의 완만한 결정 입경의 변화는 입자의 성장성에 영향을 주지 않기 때문이다. 또한, 페라이트 결정립 내의 변형을 나타낸 입자 내 전위 밀도를 109／㎠ 이하로 하는 것이 바람직하고, 108／㎠ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 페라이트입자의 형상은 동일 축인 것이 바람직하다.
(c2) 페라이트 입경의 판두께 방향 분포에 대하여
강판의 중심부로부터 강판의 표층부를 향하여 보다 미세화되는 완만한 페라이트 입경의 판두께 방향 분포는 구멍 확대성이나 굽힘성 등의 강판의 가공성을 개선하는데 바람직하다. 또한, 표층부에서 보다 미세화된 페라이트 조직은 강판의 화성 처리성이나 도금성 등의 표면 처리성도 개선된다. 따라서, 열연강판에 대하여는 강판 표면으로부터 판두께의 1／16의 깊이 위치에서의 평균 결정 입경 Ds(㎛), 강판 표면으로부터 판두께의 1／4의 깊이 위치에서의 평균 결정 입경 D(㎛), 판두께의 중심 부분에서의 평균 결정 입경 Dc(㎛) 사이에, Ds≤0.75Dc 및 D≤0.9Dc인 관계를 만족하는 것이 바람직하고, 냉연강판에 대하여는 Ds≤0.9Dc인 관계를 만족하는 것이 바람직하다.
(d) 상기 (a)~(c)의 조직과 특성을 갖는 열연강판을 제조하기 위한 새로운 방법에 대하여
다음과 같이, 고온 영역에서의 압연을 채용함으로써 압연이 용이하고 또한 고생산성인 공업적 방법을 제공할 수 있다.
우선, 오스테나이트 온도 영역으로부터, 다패스 열간 압연을 개시하고, 최종의 압연 패스를 Ar3점 이상 또한 780℃ 이상의 고온도에서 종료한다. 이때, 오스테나이트 결정립 내에 변형이 축적된다.
그리고 열간 압연 종료 직후의 0.4초 이내에, 720℃ 이하의 온도까지의 냉각을 완료한다. 이때, 냉각 도중에 있어서는 이 변형의 해방이 억제되므로, 변형은 오스테나이트 입자 내에 축적된 상태이고, 720℃ 이하의 온도가 되어 비로소 오스테나이트로부터 페라이트로의 변태가 활발해지고, 축적된 변형을 핵으로 하여 페라이트 결정립이 다수 발생하여 미세한 페라이트 조직을 형성한다. 이 방법에서는, 강판 표면과 압연 롤 표면의 사이의 마찰에 의하여 열간 압연 시에 강판에 도입되는 전단 변형의 해방도 억제할 수 있기 때문에, 판두께 중심부보다 표면에 가까운 부분에서 보다 많은 페라이트핵이 발생한다.
또한, 그 후, 600~720℃의 온도 영역에서 2초 이상 유지한다. 이에 의하여, 미세하고 또한 결정 입경이 좁은 범위에 분포하는 원하는 페라이트 조직을 얻을 수 있음과 함께, 변태 후의 미세 페라이트 조직 중에 변형이 잔존하는 것도 억제된다. 또한, 전술의 판두께 방향으로의 페라이트핵 생성량 변화에 의하여, 판두께 중심으로부터 표면을 향해서 완만한 입경의 구배를 갖는 조직이 생성된다.
또한, 열간 압연 종료 직후의 냉각 조건은, 전술과 같이 0.4초 이내에 720℃ 이하의 온도까지의 냉각을 완료하는 것이 필요하다. 종래는, 가장 빠른 것이라도, 압연 종료 직후부터 0.2초 이상 경과하고 나서 냉각이 개시되고, 그 냉각 속도도 겨우 250℃／초 정도였다. Ar3점이 800℃인 저탄소강을 예로 들면, 저탄소강의 열간 압연을 Ar3점에서 종료했다고 해도, 800℃ 이상에서 720℃ 이하의 온도까지 냉각하는 동안에, 종래는 0.52초 이상 경과하고 있었기 때문에, 0.4초 이내에 720℃ 이하의 온도까지의 냉각을 완료하는 것은 곤란했다.
상기의 (a)~(c)의 조직을 갖는 열연강판을 냉간 압연한 후, 오스테나이트 단상이 되는 온도(Ac3) 이하에서 열처리하면, 재차, 상기의 특징을 갖는 미세입자 페라이트 조직이 된다. 이것은, (1) 냉간 압연 후의 열처리 중에 가공 페라이트가 재결정할 때, 그 핵이 다량으로 존재하는 열연시의 페라이트 입계 상에서 발생하고, 그 때문에 다수의 페라이트핵이 발생하는 것, (2) 동시에 오스테나이트도 열연 시의 페라이트 입계 상에서 다수 발생하고, 이것이 페라이트핵의 성장을 억제하는 것에 의한다고 생각된다. 그 결과, 열처리 후의 페라이트 입경은 열연시의 페라이트 입경과 거의 동일하거나, 1~3㎛ 커지는 것만으로 열간 압연시의 특성을 계승한 조직이 얻어진다. 따라서, 본 발명과 같이, 열연강판의 단계에서 페라이트 입경의 판두께 방향 분포가 존재하면, 냉간 압연 및 열처리를 실시한 후에도 동일한 페라이트 결정 입경의 판두께 방향 분포가 나타난다. 열처리 온도는 Ac1 이하의 온도라도 좋지만, 가공 페라이트의 재결정에 장시간을 필요로 한다. Ac3점 이상의 오스테나이트 단상이 되는 온도에서는 조직이 용이하게 조대화한다.
(e) 용융 용접에 있어서 용접부의 경도 밸런스를 규정하는 것에 대하여
용접시의 입열이 큰 아크 용접에 있어서는, HAZ(열영향부)의 연화 방지의 관점으로부터도, 용접 중의 입자 성장을 일으키기 어려운 열안정성이 높은 조직을 만드는 것이 바람직한 것은 말할 필요도 없다. 또한, 용접 후의 부재의 가공성을 확보하기 위해서는, 용접부의 경도 밸런스를 규정하고, 용융 용접성의 향상을 도모하는 것이 바람직하다. 즉, 화학 조성에 관하여, Ceq(I)=C＋Mn／6＋Si／24＋Cr／5＋Mo／4＋Ni／40＋V／14로 정의되는 탄소 당량 Ceq(I)를 0.06~0.6％로 규정하는 것에 의하여 용융 용접성이 뛰어난 용접부를 얻을 수 있다. 또한, 용융 용접성이란, 아크 용접이나 레이저 용접 등과 같이 용융지를 연속적으로 형성·응고하면서 진행하는 용접법을 이용하여 얻어진 용접부의 최고 경도와 모재의 경도의 차이 혹은 용접부의 최연화부 경도의 차이가 작아지는 것, 또한 용접부의 취화를 억제하고 용접 후의 부재의 가공성을 확보할 수 있는 특성을 의미한다.
(f) 저항 용접에 있어서 용접부의 경도 밸런스와 취화 억제를 도모하는 것에 대하여
모재에 대한 통전 가열에 의해 용접이 이루어진 저항 용접에 있어서도, 용접 중의 입자 성장을 일으키기 어려운 열안정성이 높은 조직을 만드는 것이 바람직한 것은 말할 필요도 없다. 또한, 용접부의 경도 밸런스 및 취화 억제를 도모하는 것이 바람직하다. 즉, 화학 조성에 관하여, C≤0.17％, 또한 Ceq(II)=C＋Mn／100＋Si／90＋Cr／100으로 정의되는 탄소 당량 Ceq(II)를 0.03~0.20％로 규정하고, 또한, 조인트 강도를 확보하기 위한 충분한 너깃(용융 접합부)을 넓은 용접 조건 범위에서 얻기 위해, Rsp=13.5×(Si＋Al＋0.4Mn＋0.4Cr)＋12.2로 정의되는 모재 저항의 지표 Rsp를 45 이하로 함으로써 저항 용접성이 뛰어난 용접부를 얻을 수 있다. 또한, 저항 용접성이란, 넓은 용접 조건 범위에 있어서 충분한 조인트 강도(소위, 버튼 파단 시의 최대 파단 하중)를 확보할 수 있는 특성을 의미한다.
본 발명은, 이러한 지견과 검토·실험 결과에 의거하여 완성한 것이다. 본 발명의 요지로 하는 바는, 다음의 (1), (2), (4)~(7) 및 (9)~(11)의 열연강판 및 (3)~(6) 및 (8)~(11)의 냉연강판, 또한 (12) 및 (14)의 열연강판의 제조 방법 및 (13) 및 (14)의 냉연강판의 제조 방법이다. 이하, 각각, 본 발명 (1)~(14)라고 한다. 본 발명 (1)~(14)를 총칭하여 본 발명이라고 하는 경우가 있다.
또한, 본 발명에 이용하는 탄소강 또는 저합금강은 C：0.01~0.25％를 함유 하는 것이 바람직하고, 또한, Si, Mn, Al, P, Ti, Nb, V, Cr, Cu, Mo, Ni, Ca, REM, B 중 1종 또는 2종 이상을 함유해도 좋다.
(1) 페라이트를 주상으로 하는 탄소강 또는 저합금강으로 이루어진 강판으로서, 강판 표면으로부터 판두께의 1／4의 깊이 위치에서의 페라이트의 평균 결정 입경 D(㎛)이 하기의 (1)식 및 (2)식을 만족함과 함께, 강판 표면으로부터 판두께의 1／4의 깊이 위치에서의 페라이트의 평균 결정 입경의 700℃에서의 증가 속도 X(㎛／min)와 상기 평균 결정 입경 D(㎛)가 하기의 (3)식을 만족하는 것을 특징으로 하는 열연강판.
1.2≤D≤7······················(1)식
D≤2.7＋5000／(5＋350·C＋40·Mn)2···(2)식
D·X≤0.1······················(3)식
여기에서, C 및 Mn은 강 중의 각 원소의 함유량(단위：질량％)을 나타낸다.
(2) 강판 표면으로부터 판두께의 1／4의 깊이 위치에 있어서, 결정 입경 d(㎛)가 하기 (4)식을 만족하는 페라이트 결정립의 상기 위치에서의 페라이트가 차지하는 면적 비율이 80％ 이상인 것을 특징으로 하는 청구항 1에 기재된 열연강판.
D／3≤d≤3D················(4)식
여기에서, D는 강판 표면으로부터 판두께의 1／4의 깊이 위치에서의 페라이트의 평균 결정 입경(㎛)을 나타낸다.
(3) 페라이트를 주상으로 하는 탄소강 또는 저합금강으로 이루어진 강판으로서, 강판 표면으로부터 판두께의 1／4의 깊이에서의 페라이트의 평균 결정 입경 D(㎛)가 하기의 (5)식 및 (6)식을 만족함과 함께, 강판 표면으로부터 판두께의 1／4의 깊이 위치에서의 페라이트의 평균 결정 입경의 700℃에서의 증가 속도 X(㎛／min)와 상기 평균 결정 입경 D(㎛)가 하기의 (3)식을 만족하고,
1.2≤D≤9.3······················(5)식
D≤5.0－2.0·Cr＋5000／(5＋350·C＋40·Mn)2··(6)식
D·X≤0.1······················(3)식
또한, 강판 표면으로부터 판두께의 1／4의 깊이 위치에 있어서, 결정 입경 d(㎛)가 하기의 (4)식을 만족하는 페라이트 결정립의 상기 위치에서의 페라이트가 차지하는 면적 비율이 80％ 이상인 것을 특징으로 하는 냉연강판.
D／3≤d≤3D················(4)식
여기에서, C, Cr 및 Mn은 강 중의 각 원소의 함유량(단위：질량％)을 나타낸다.
(4) 상기 (1)~(3) 중 어느 하나의 강판에 있어서, 페라이트 이외의 제2상으로서, 체적률로 50％ 미만의 베이나이트, 30％ 미만의 펄라이트, 5％ 미만의 입자형상 시멘타이트, 5％ 미만의 마텐자이트 및 3％ 미만의 잔류 오스테나이트로 이루어진 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 합계로 50％ 미만 함유함과 함께, 항복비가 0.75 이상인 것을 특징으로 하는 열연강판 또는 냉연강판.
(5) 상기 (1)~(3) 중 어느 하나의 강판에 있어서, 페라이트 이외의 제2상으로서, 체적률로 5~40％의 마텐자이트를 함유함과 함께 항복비가 0.75 미만인 것을 특징으로 하는 열연강판 또는 냉연강판.
(6) 상기 (1)~(3) 중 어느 하나의 강판에 있어서, 페라이트 이외의 제2상으로서, 체적률로 3~30％의 잔류 오스테나이트를 함유함과 함께, 인장 강도 TS(MPa)와 전체 신장 El(％)의 곱 TS×El가 18000(MPa·％) 이상인 것을 특징으로 하는 열연강판 또는 냉연강판.
(7) 강판 표면으로부터 판두께의 1／16의 깊이 위치에서의 평균 결정 입경 Ds(㎛), 강판 표면으로부터 판두께의 1／4의 깊이 위치에서의 평균 결정 입경 D(㎛), 판두께의 중심 부분에서의 평균 결정 입경 Dc(㎛) 사이에, Ds≤0.75Dc 및 D≤0.9Dc인 관계를 만족하는 것을 특징으로 하는 상기 (1), (2), (4), (5) 및 (6) 중 어느 하나에 기재된 열연강판.
(8) 강판 표면으로부터 판두께의 1／16의 깊이 위치에서의 평균 결정 입경 Ds(㎛), 판두께의 중심 부분에서의 평균 결정 입경 Dc(㎛) 사이에, D≤0.9Dc인 관계를 만족하는 것을 특징으로 하는 상기 (3)~(6) 중 어느 하나의 냉연강판.
(9) 하기 (7)식에서 정의되는 탄소 당량 Ceq(I)가 0.06~0.6％인 것을 특징으로 하는 상기 (1)~(8) 중 어느 하나의 열연강판 또는 냉연강판.
Ceq(I)=C＋Mn／6＋Si／24＋Cr／5＋Mo／4＋Ni／40＋V／14·······(7)식
여기에서, 식 중의 원소 기호는 각 원소의 강 중의 함유량(단위：질량％)을 나타낸다.
(10) C함유량이 0.17질량％ 이하이며, 또한 하기의 (8)식에서 정의되는 탄소 당량 Ceq(II)가 0.03~0.20％이며, 또한, 하기의 (9)식에서 정의되는 모재 저항의 지표 Rsp가 45 이하인 것을 특징으로 하는 상기 (1)~(8) 중 어느 하나의 열연강판 또는 냉연강판.
Ceq(II)=C＋Mn／100＋Si／90＋Cr／100···(8)식
Rsp=13.5×(Si＋Al＋0.4Mn＋0.4Cr)＋12.2···(9)식
여기에서, 식 중의 원소 기호는 각 원소의 강 중의 함유량(단위：질량％)을 나타낸다.
(11) 상기 (1)~(10) 중 어느 하나의 열연강판의 표면에, Zn, Al, Zn－Al 합금 또는 Fe－Zn 합금의 피복층을 구비하는 것을 특징으로 하는 용융 도금 열연강판 또는 냉연강판.
(12) 탄소강 또는 저합금강으로 이루어진 슬래브를 다패스 열간 압연하여 열연강판을 제조하는 방법으로서, 최종의 압연 패스를 Ar3점 이상 또한 780℃ 이상의 온도에서 종료하고, 그 후, 400℃／초 이상의 냉각 속도로 0.4초 이내에 720℃ 이하까지 냉각한 후, 600~720℃의 온도 영역에서 2초 이상 유지하는 것을 특징으로 하는 상기 (1), (2), (4), (5), (6), (7), (9), (10) 및 (11) 중 어느 하나의 열연강판의 제조 방법.
(13) 상기 (12) 방법에 의해 얻어진 열연강판을 산 세정 후, 40~90％의 압연율로 냉간 압연한 후, 900℃ 이하의 온도에서 열처리하는 것을 특징으로 하는 상기 (3), (4), (5), (6), (8), (9) 및 (10) 중 어느 하나의 냉연강판의 제조 방법.
(14) 상기 (12) 방법에 의해 얻어진 열연강판을 산 세정 후, 혹은 산 세정 후 또한 40~90％의 압연율로 냉간 압연한 후, 연속 용융 도금 라인에서 용융 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는, 상기 (11)의 용융 도금 열연강판 또는 용융 도금 냉연강판의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 초미세한 결정립을 갖고, 용접이나 용융 도금 공정의 열에 견딜 수 있는 열적 안정성과 기계 특성이 뛰어난 열연강판 및 냉연강판 및 그들의 제조 방법을 제공할 수 있다.
도 1은 구두장출 시험체(에릭슨 시험체)의 형상이다. 도 1a가 주 변형 방향이 용접선 방향에 대하여 평행일 때이고, 도 1b가 주 변형 방향이 용접선 방향에 대하여 수직일 때이다.
도 2는 표면으로부터 판두께의 1／4의 깊이에서의 페라이트 입경의 시간 변화를 나타낸다.
도 3은 냉연·소둔 후의 페라이트 입경의 소둔 시간에 의한 변화를 나타낸다.
도 4는 냉연 후, 800℃×5분간의 소둔 후의 조직을 나타낸다.
도 5는 냉연 후, 750℃에서의 소둔 후의 조직의 일례를 나타낸다.
<도면의 주요부분에 대한 부호의 설명>
1 : 구두장출 시험체(에릭슨 시험체)
2 : 용접선
이하에, 본 발명에 따른 초미세 결정립 열연강판에 대해 설명한다. 이하, 각 화학 성분의 함유량의 「％」표시는, 「질량％」를 의미한다.
(A) 화학 조성에 대해
C：
C는, 오스테나이트로부터 페라이트로의 변태 온도를 저하시키고, 열연의 마무리 온도를 저하시킬 수 있으므로, 페라이트 결정립의 미세화를 촉진하는데 유용한 원소이다. 또한, 강도를 확보하기 위한 원소이다. 이때문에, 0.01％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 또한, 페라이트 결정립의 미세화를 보다 촉진하기 위해서는, 0.03％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 다만, 과도하게 함유시키면, 열연 후의 페라이트 변태가 지연되고, 페라이트의 체적률이 저하되기 때문에, 또한 용접성이 열화되기 때문에 0.25％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 용접부의 가공성을 향상시키기 위해서는, C함유량을 0.17％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.15％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
Si：
Si는, 강도 향상을 목적으로 하여 함유시키는 것이 바람직하다. 다만, 과잉 으로 첨가하면, 연성의 열화가 현저해짐에 더하여 열간 압연시의 표면 산화의 문제가 생기므로, 함유량을 3％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 바람직하게는 2％ 이하, 보다 바람직하게는 1.8％ 이하이다. 하한은 불순물 레벨이라도 좋지만, 페라이트 조직 중에 잔류 오스테나이트를 생성시키는 경우에는, Si＋Al의 총량으로 1％이상 함유시키는 것이 바람직하다.
Mn：
Mn은 강도 확보를 위해 함유시키는 것이 바람직하다. 또한, 오스테나이트로부터 페라이트로의 변태 온도를 저하시키고, 열간 압연에서의 마무리 온도를 저하시키는 것을 가능하게 하므로, 페라이트 결정립의 미세화를 촉진하기 위해 함유시키는 것이 바람직하다. 다만, 과도하게 함유시키면, 열간 압연 후의 페라이트 변태가 지연되고, 페라이트의 체적률이 저하되기 때문에, 함유량을 3％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 2.7％ 이하이다. 하한은 불순물 레벨이어도 좋지만, 강도 향상을 목적으로 하여 첨가하는 경우에는, 0.5％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 또한, 페라이트 조직 중에 잔류 오스테나이트를 생성시키는 경우에는, 0.5％ 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 0.8％ 이상 함유시키는 것이 보다 바람직하다. 또한, 페라이트 조직 중에 마텐자이트를 생성시키는 경우에는, Si＋Mn의 총량으로 1％ 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 1.5％ 이상 함유시키는 것이 보다 바람직하다.
Al：
Al은, 연성을 향상시키기 때문에 첨가해도 좋다. 그러나, 과도하게 함유시 키면, 고온에서의 오스테나이트가 불안정화되어 열간 압연에서의 마무리 온도를 과도하게 상승시킬 필요가 생기는 것, 또한 안정된 연속 주조를 곤란하게 하는 것으로부터 함유량을 3％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 하한은 불순물 레벨이어도 좋지만, 페라이트 조직 중에 잔류 오스테나이트를 생성시키는 경우에는, Si＋Al의 총량으로 1％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다.
P：
P는, 강도를 증가시키기 때문에 첨가해도 좋다. 그러나, 과도하게 함유시키면, 입계 편석에 의한 취화가 생기므로, 첨가하는 경우에는 함유량을 0.5％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.2％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.1％ 이하이다. 하한은 불순물 레벨이어도 좋다. 통상, 제강 단계에서 0.01％ 정도 혼입해 온다.
Ti：
Ti는 탄화물 또는 질화물로서 석출하여 강도를 증가시키기 때문에, 또한 이 석출물이 오스테나이트나 페라이트의 조대화를 억제하고 열연 시의 결정립의 미세화를 촉진하며 열처리 시에는 입자 성장을 억제하기 때문에 첨가해도 좋다. 다만, 과도하게 함유시키면, 열연 이전의 가열 시에 조대한 Ti 탄화물 또는 질화물이 다량으로 발생하고 연성이나 가공성을 저해하므로, 함유량을 0.3％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 페라이트의 생성을 용이하게 하기 위해, 바람직하게는 Ti＋Nb의 총량으로 0.1％ 이하, 보다 바람직하게는 0.03％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.01％ 이하이다. 또한, 하한은 불순물 레벨이어도 좋다. 제강 상, 일반적으로 0.001％ 정도 는 혼입한다.
Nb：
Nb는, 탄화물 또는 질화물로서 석출하여 강도를 증가시키기 때문에, 또한 이 석출물이 오스테나이트나 페라이트의 조대화를 억제하고 열연 시의 결정립의 미세화를 촉진하며, 열처리 시에는 입자 성장을 억제하기 때문에 첨가해도 좋다. 다만, 과도하게 함유시키면, 열연 이전의 가열 시에 조대한 NbC가 다량으로 발생하고 연성이나 가공성을 저해하므로, 함유량을 0.1％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 페라이트의 생성을 용이하게 하기 위해, 바람직하게는 Ti＋Nb의 총량으로 0.1％ 이하, 보다 바람직하게는 0.03％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.01％이다. 또한, 하한은 불순물 레벨이어도 좋다. 제강 상, 일반적으로 0.001％ 정도는 혼입한다.
V：
V는 탄화물로서 석출하여 강도를 증가시키기 때문에, 또한 이 석출물이 페라이트의 조대화를 억제하고, 결정립의 미세화를 촉진하기 때문에 첨가해도 좋다. 다만, Ti, Nb와 동일한 이유로, 연성이나 가공성을 저해하므로, 함유량을 1％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.5％ 이하이며, 더욱 바람직하게는 0.3％ 이하이다. 또한, 하한은 불순물 레벨이어도 좋다. 제강 상, 일반적으로 0.001％ 정도는 혼입한다.
Cr：
Cr은 담금질성을 증가시키고, 페라이트 조직 중에 마텐자이트나 베이나이트를 생성시키는 작용을 가지기 때문에, 이러한 작용을 목적으로 하여 첨가해도 좋 다. 다만, 다량으로 함유시키면 페라이트의 생성이 억제되기 때문에 함유량을 1％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 하한은 불순물 레벨이어도 좋다. 제강 상, 일반적으로 0.02％ 정도는 혼입한다.
Cu：
Cu는, 저온에서 석출하여 강도를 증가시키는 작용을 가지기 때문에 이러한 작용을 목적으로 하여 첨가해도 좋다. 다만, 슬래브의 입계 분열 등을 일으킬 우려가 있기 때문에 함유량을 3％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 2％ 이하이다. 또한, 첨가하는 경우에는 함유량 0.1％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 하한은 불순물 레벨이어도 좋다. 제강 상, 일반적으로 0.02％ 정도는 혼입한다.
Ni：
Ni는, 고온에서의 오스테나이트의 안정도를 증가시킬 목적으로 첨가해도 좋다. 또한, Cu를 함유시키는 경우에는 슬래브의 입계 취화를 방지하기 위해서 첨가해도 좋다. 다만, 과도하게 함유시키면, 페라이트의 생성이 억제되기 때문에 함유량을 1％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 하한은 불순물 레벨이어도 좋다. 제강 상, 일반적으로 0.02％ 정도는 혼입한다.
Mo：
Mo는, MoC를 석출하여 강도를 증가시키기 때문에, 또한 이 석출물이 페라이트의 조대화를 억제하고, 결정립의 미세화를 촉진하기 때문에 첨가해도 좋다. 다만, Ti, Nb와 동일한 이유로, 연성이나 가공성을 저해하므로, 함유량을 1％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.5％ 이하이며, 더욱 바람직하게는 0.3％ 이하이다. 또한, 하한은 불순물 레벨이어도 좋다. 제강 상, 일반적으로 0.001％ 정도는 혼입한다.
Ca, REM, B:
Ca, 희토류 원소(REM)나 B는 응고 중에 석출하는 산화물이나 질화물을 미세화하고, 주물편의 건전성을 유지하기 위해, 그 1종 또는 2종 이상을 첨가해도 좋다. 다만, 고가이기 때문에, 총 함유량으로 0.005％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 하한은 불순물 레벨이라도 좋다.
또한, 강 중에 혼입하는 「불순물」로서는 S, N, Sn 등을 들 수 있다. S, N에 대하여는, 가능하면 그 함유량을 이하와 같이 규제하는 것이 바람직하다.
S：
S는 황화물계 개재물을 형성하여 가공성을 저하시키는 불순물 원소이기 때문에, 그 함유량은 0.05％ 이하로 억제하는 것이 바람직하다. 그리고, 한층 뛰어난 가공성을 확보하고자 하는 경우에는, 0.008％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.003％ 이하이다.
N：
N은 가공성을 저하시키는 불순물 원소이며, 그 함유량은 0.01％ 이하로 억제하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 0.006％ 이하이다.
(B) 본 발명에 따른 강판의 조직에 대하여
본 발명에 따른 강판은, 페라이트를 주상으로 하고, 주상과 페라이트 이외의 제2상으로 이루어진 조직을 갖는 강판이다. 여기에서 「주상」이란 조직을 구성하는 상 중 상기 조직에 차지하는 비율이 최대가 되는 상이라는 의미이다. 주상의 페라이트는 체적률로 적어도 50％ 이상인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 60％ 이상이다. 페라이트의 체적률이 50％ 미만에서는 강판의 연성이나 가공성이 손상되는 경우가 있다.
페라이트의 결정 입경(직경)은, 강판의 기계 특성과 열적 안정성, 나아가서는 가공성에 크게 영향을 준다.
따라서, 본 발명에 따른 열연강판에 충분한 강도와 연성이나 열적 안정성 나아가서는 가공성을 확보하기 위해서, 강판 표면으로부터 판두께의 1／4의 깊이에서의 페라이트의 평균 결정 입경 D(㎛)를, 하기 (1)식 및 (2)식을 만족하는 일정한 범위에 멈출 필요가 있다.
1.2≤D≤7······················(1)식
D≤2.7＋5000／(5＋350·C＋40·Mn)2···(2)식
즉, 그 일정한 범위란, 1.2㎛를 하한으로 하고, 그리고, 2.7＋5000／(5＋350·C＋40·Mn)2㎛ 및 7㎛ 중 작은 쪽의 값을 상한으로 하는 범위이다.
그리고, 본 발명에 따른 냉연강판에 충분한 강도와 연성이나 열적 안정성 나아가서는 가공성을 확보하기 위해서, 강판 표면으로부터 판두께의 1／4의 깊이에서의 페라이트의 평균 결정 입경 D(㎛)를, 하기 (5)식 및 (6)식을 만족하는 일정한 범위에 멈출 필요가 있다.
1.2≤D≤9.3······················(5)식
D≤5.0－2.0·Cr＋5000／(5＋350·C＋40·Mn)2··(6)식
즉, 그 일정한 범위란 1.2㎛를 하한으로 하고, 그리고, 5.0－2.0·Cr＋5000／(5＋350·C＋40·Mn)2㎛ 및 9.3㎛ 중 작은 쪽의 값을 상한으로 하는 범위이다.
여기에서, 페라이트의 평균 결정 입경 D의 하한을 1.2㎛로 하는 것은, 1.2㎛ 미만에서는, 가공 경화 계수가 극단적으로 감소하여 연성이나 가공성이 열화될 뿐만 아니라, 미세 페라이트 조직의 열적 안정성도 열화되고, 고온 하에서 용이하게 입자 성장하기 때문이다. 보다 뛰어난 연성이나 가공성이나 열적 안정성을 얻기 위해서는, 페라이트의 평균 결정 입경 D의 하한을 1.5㎛로 하는 것이 바람직하다. 한편, 페라이트의 평균 결정 입경 D의 상한을, 열연강판에 대하여는 2.7＋5000／(5＋350·C＋40·Mn)2㎛ 및 7㎛ 중 작은 쪽의 값, 냉연강판에 대하여는 5.0－2.0·Cr＋5000／(5＋350·C＋40·Mn)2㎛ 및 9.3㎛ 중 작은 쪽의 값으로 하는 것은, 이들의 어느 하나의 값을 초과하면 충분한 강도를 얻을 수 없게 되기 때문이다. 보다 뛰어난 강도를 얻기 위해서는, 페라이트의 평균 결정 입경 D의 상한을, 열연강판에 대하여는 2.4＋5000／(5＋350·C＋40·Mn)2㎛ 및 5.5㎛ 중 작은 쪽의 값, 냉연강판에 대하여는 4.5＋5000／(5＋350·C＋40·Mn)2㎛ 및 8.5㎛ 중 작은 쪽의 값을 상한으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 여기에서는, 15ㅀ 이상의 결정 방위차를 갖는 대각의 입계로 둘러싸인 영역을 1개의 결정립라고 정의하고, 15°미만의 소각의 입계는 무시한다.
또한 강판의 열적 안정성을 높이기 위해서는, 페라이트의 결정 입경의 분포를 일정한 범위로 고정하는 것이 바람직하다. 고온에서의 입자 성장이 생기는 한 요인은, 입계의 에너지에 의거한 구동력이며, 미세한 페라이트 조직 중에 비교적 큰 페라이트 결정립이 혼재하고 있으면, 큰 페라이트 결정립이 입계를 구동력으로 하여 주위의 미세한 페라이트 결정립과 용이하게 일체화되어 입자 성장이 급속히 진전된다. 이때문에, 고온에서의 페라이트 결정립의 입자 성장 속도를 억제하기 위해서는, 페라이트 결정립을 미세화하여 그 평균 결정 입경 D(㎛)를 상기의 (1)식 및 (2)식을 만족하는 일정한 범위에 멈춤에 더하여, 강판 표면으로부터 판두께의 1／4의 깊이 위치에서의 페라이트 중, 결정 입경 d(㎛)가 하기 (4)식을 만족하는 결정립이 차지하는 면적 비율이 80％ 이상인 것이 바람직하다.
D／3≤d≤3D················(4)식
즉, 면적 비율로 페라이트 결정립의 80％ 이상이, 평균 결정 입경 D(㎛)의 1／3에서 3배의 범위에 들어가는 입경 분포가 되는 것이 바람직하다. 바람직하게는 85％ 이상의 페라이트 결정립이 평균 결정 입경 D(㎛)의 1／3에서 3배의 범위에 들어가는 입경 분포가 되는 것이고, 보다 바람직하게는 90％ 이상의 페라이트 결정립이 평균 결정 입경 D(㎛)의 1／3에서 3배의 범위에 들어가는 입경 분포가 되는 것이다.
페라이트의 결정 입경과 그 분포를 표면으로부터 판두께의 1／4의 깊이로 정 의하는 이유는, 본 발명에 따른 열연강판의 페라이트 결정 입경은 판두께 방향으로 변화하기 때문이다. 본 발명에 따른 강판은, 이 깊이의 페라이트 결정립 조직을 상기의 범위로 함으로써 원하는 기계 특성과 열적 안정성을 확보할 수 있다. 특히 입경의 열적 안정성은, 판의 표면에서 내부로 걸친 넓은 범위에서 통계를 냈을 때의 입경 분포로 정해지는 것이 아니라, 특정한 깊이로 통계를 냈을 때의 입경 분포로 정해진다. 따라서, 판두께의 1／4의 깊이로 표면에 평행한 단면에서 조직 관찰을 행하거나 혹은 표면에 수직인 단면에서 관찰하는 것으로 한다면, 판두께의 1／4의 깊이로부터 100㎛ 이내의 영역에서 관찰을 행하여 통계를 낸다.
페라이트 이외의 제2상은, 펄라이트, 시멘타이트, 베이나이트, 마텐자이트, 잔류 오스테나이트나 Fe 이외의 원소의 탄질화물 등, 일반적으로 저탄소 철강 재료 중에 생성하는 것이 알려진 상이면 좋다.
항복비가 0.75 이상인 기계 특성과 열적 안정성이 뛰어난 강판을 효율적으로 제조하려면, 제2상으로서 체적률로 50％ 미만의 베이나이트, 30％ 미만의 펄라이트, 5％ 미만의 입자형상 시멘타이트, 5％ 미만의 마텐자이트 및 3％ 미만의 잔류 오스테나이트로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 총량으로 50％ 미만 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 총량으로 40％ 미만이다. 베이나이트, 펄라이트, 입자형상 시멘타이트의 각 체적률이 상기의 값을 초과하면 가공성이 저해된다. 또한, 마텐자이트와 잔류 오스테나이트의 체적률이 상기의 값을 초과하면, 항복비를 0.75 이상으로 하는 것이 곤란해진다.
다음에, 항복비가 0.75 미만의 기계 특성과 열적 안정성이 뛰어난 강판을 효 율적으로 제조하려면, 제2상으로서 체적률로 5~40％의 마텐자이트를 함유시키는 것이 바람직하다. 이 경우, 베이나이트, 펄라이트 및 입자형상 시멘타이트의 체적률은 가능한 한 감소시키는 쪽이 바람직하다. 잔류 오스테나이트는 존재해도 좋지만, 항복비를 보다 저하시키기 쉽게 하려면 체적률로 3％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
또한, 인장 강도 TS와 전체 신장 El의 곱이 18000 이상인 신장 특성에 특히 뛰어나고 또한 열적 안정성도 뛰어난 강판을 효율적으로 제조하려면, 제2상으로서 잔류 오스테나이트를 체적률로 3~30％ 함유시킨다. 잔류 오스테나이트의 체적률이 3％를 하회하면 신장 특성이 저해될 우려가 있고, 30％를 초과하면 열적 안정성이 저해될 우려가 있다. 제2상으로서 함유시키는 잔류 오스테나이트의 체적률은 5~25％로 하는 것이 바람직하다.
또한, 페라이트 이외의 제2상으로서는, 상기한 것 외에, 체적률로 1％ 이하의 미량의 탄화물, 질화물, 산화물을 함유시킬 수도 있다. 이들에는 Ti, Nb, V, Mo의 탄질화물 등이 있다.
(C) 고온에서의 입자 성장 속도에 대하여
페라이트의 평균 결정 입경이 상기의 (1)식 및 (2)식을 만족하는 일정한 범위 내에 있는 강판의 입자 성장 속도의 온도 특성은, 700℃ 근방의 온도에서의 페라이트의 입자 성장 속도에 의하여 결정된다. 따라서, 강판 표면으로부터 판두께의 1／4의 깊이 위치에서의 페라이트의 평균 결정 입경의 700℃에서의 증가 속도 X(㎛／min)와 상기 평균 결정 입경 D(㎛)가 하기 (3)식을 만족하는 것이 필요해진 다.
D·X≤0.1······················(3)식
즉, 페라이트의 평균 결정 입경의 증가 속도 X(㎛／min)와 평균 결정 입경 D(㎛)의 곱 D·X(㎛2／min)를, 0.1㎛2／min 이하로 유지함으로써 용접이나 용융 도금 공정에서의 주요한 열이력에 대하여 안정되고 양호한 열적 안정성이 얻어진다. 보다 뛰어난 열안정성을 얻기 위해서는, 곱 D·X를 0.07㎛2／min 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.05㎛2／min 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.
또한, 후에 게시하는 실시예 2 및 3에 나타낸 바와 같이, 페라이트의 평균 결정 입경의 증가 속도 X(㎛／min)와 평균 결정 입경 D(㎛)의 곱 D·X(㎛2／min)이 0.1㎛2／min 이하인 강판의 페라이트 결정립 조직은 850℃에서 수십초 열처리해도 대부분 입경의 변화를 나타내지 않는다. 본 발명에 따른 강판의 페라이트의 결정 입경(직경)은 시간의 평방근에 비례하는 통상의 입자 성장과는 달리, 700℃에서는 거의 시간에 비례하여 증가한다. 따라서, 페라이트의 평균 결정 입경의 증가 속도 X(㎛／min)는, 700℃에서 1시간 정도의 사이의 입경 변화를 측정하고, 그 변화율을 평균함으로써 구하는 것으로 한다.
또한, 더욱 입자 성장 속도를 저하시키기 위해, 페라이트 결정립 내의 전위 밀도를 109／㎠ 이하, 보다 바람직하게는 108／㎠ 이하로 하는 것이 바람직하다.
(D) Zn 도금에 대하여
전술의 조직과 그 열적 안정성을 구비한 미세입자 열연강판은, 용융 도금 라인을 이용하여 Zn, Zn－Al 합금, Al－Si 합금, Fe－Zn 합금 등의 피복을 강판 표면에 실시하는 것이 가능하다.
Zn－Al 합금의 도금욕의 조성으로서는 Zn－(0.1~60)％ Al욕, 또한 Si 및／또는 Mg를 복합 첨가한 욕 등을 이용한다. 또한, Al－Si 합금의 도금욕의 조성으로서는, Al－(7~13)％ Si욕 등을 이용한다. 도금욕 중에는 그 외, Fe, V, Mn, Ti, Nb, Ca, Cr, Ni, W, Cu, Pb, Sn, Cd, Sb가 0.1％ 이하 포함되어 있어도 특별히 지장은 없다. 도금 후 냉각된 강판 표면 상의 피막의 조성은, 침지 및 냉각 시에 강재와 용융 금속 사이에서 원소의 상호 확산이 일어나기 때문에, 일반적으로 도금욕 조성보다는 약간 Fe 농도가 높은 조성이 된다. 합금화 용융 아연 도금은, 이 상호 확산을 적극적으로 이용한 것이고, 피막 중의 Fe 농도는 7~15％가 된다. 도금 부착량은 특별히 한정하는 것은 아니지만, 한 면 당 30~200g/㎡로 하는 것이 바람직하고, 그리고, 합금화 용융 아연 도금의 경우는, 파우더링이 염려되기 때문에 25~60g／㎡로 하는 것이 바람직하다.
용융 도금 라인에 의한 도금법은 이하와 같다.
미세 입자 조직을 달성한 열연강판은, 산 세정 공정을 거쳐 표층의 스케일을 제거한 후, 연속 용융 아연 도금 라인에 통판된다. 입구측으로부터 알칼리 탈지, 수세를 거친 후, 예열 후 수소를 함유하는 분위기 중에서 550~900℃의 온도로 가열하고 강판 표면의 Fe 산화물을 환원하고, 이 후의 도금 처리에 적합한 표면을 형성 한다. 550℃ 미만의 온도에서는 환원이 충분하지 않고, 900℃를 초과하는 온도까지 가열하면 페라이트 조직이 조대화된다. 도금 후에 페라이트＋펄라이트 조직 혹은 페라이트＋시멘타이트 조직으로 하려면, 550℃에서 730℃근방까지의 온도로 하는 것이 바람직하다. 한편, 제2상으로서 베이나이트, 마텐자이트, 잔류γ 등을 생성시키려면, A1점으로부터 900℃까지의 페라이트와 오스테나이트의 2상 공존 온도 영역까지 승온하는 쪽이 바람직하다. 분위기 중의 수소 함유량은 5~40％가 바람직하다. 수소 함유량이 5％ 미만에서는 환원이 충분히 행해지지 않는다. 40％를 초과하면 분위기 가스의 비용이 과도하게 증가한다. 수소 이외의 성분은 환원을 저해하지 않는 가스이면 좋다. 바람직하게는 비용 면에서 질소이다. 균열(均熱)의 시간은 환원이 충분히 행해지는 시간이면 좋고, 특별히 지정하지 않지만, 일반적으로 10초 이상이다. 상한은, 페라이트를 조대화시키지 않기 때문에 5분 이내, 보다 바람직하게는 2분 이내이다. 이 환원을 위한 가열·균열대를 거친 후, 강판 온도는 도금욕온 근방까지 냉각되고, 도금욕에 침지 후, 소정의 부착량으로 조정되어 실온까지 냉각된다. 합금화 용융 아연 도금의 경우는, 상기와 같이, 용융 아연 도금의 후, 470~600℃로 재가열하여 지철과 도금막 사이의 반응을 일으키게 하여 강판 표면에 Fe－Zn 합금막을 형성한다.
이와 같이, 용융 도금법에서는 강판은 도금욕 중에서 가열될 뿐만 아니라, 도금욕에 담가지기 전의 표면 산화층을 환원하는 공정이나, 도금욕 침지 후의 합금 화 공정도에서도 고온 열처리를 받는다. 그러나, 본 발명의 강판의 페라이트 조직 은 열적으로 안정되기 때문에, 이러한 공정을 거쳐도 미세입자 조직이 유지되어 뛰어난 기계 특성을 나타낸다. 또한, 표면의 페라이트 결정립이 미세하기 때문에, 합금화 반응 속도가 증가하여 효율적으로 생산할 수 있다는 이점도 가진다.
또한, 도금을 실시하는 경우의 강 조성으로서는, C：0.001~0.15％로 하고, Si：0.005~1.5％ 및／또는 P：0.005~1.0％로 하는 것이 바람직하다.
(E) 용접성에 대하여
종래의 저온 압연에 의해 작성한 미세입자 조직을 갖는 강판에서는, 열적 안정성이 뒤떨어지고, HAZ부가 연화되기 때문에 용접부의 특성이 저하된다. 이것에 대하여, 본 발명에 따른 강판의 열적 안정성은, 강판 그 자체나 전술의 표면 피막을 실시한 강판을 용접에 의해 접합한 경우에 있어서도 양호하고, 레이저, 스폿, 아크 등의 용접을 이용한 용접 후의 용접부의 성형성을 향상시킨다.
아크·플라스마 용접이나 레이저 용접으로 대표되는 용융 용접에 있어서는, 또한, 강판의 화학 성분에 관하여 하기 (7)식에서 정의되는 탄소 당량 Ceq(I)를 0.06~0.6％로 규정하는 것이 바람직하다.
Ceq(I)=C＋Mn／6＋Si／24＋Cr／5＋Mo／4＋Ni／40＋V／14·······(7)식
여기에서, 식 중의 원소 기호는 각 원소의 강 중의 함유량(단위：질량％)을 나타낸다.
Ceq(I)는, 용접부의 최고 경도의 지표이며, Ceq(I)를 0.06~0.6％로 규정함으로써 용접 후의 부재의 성형성을 확보할 수 있다. Ceq(I)가 0.06％ 미만에서는, 담금질성이 부족하기 때문에, 용접 금속부의 경도가 열적으로 안정된 세립 조직에 의해 강화된 모재의 경도보다 부드러워지기 때문에, 용접부의 가공성이 저하된다. 그리고, 0.6％를 초과하면 담금질 경화에 의해, 용접 금속부 및 열적 안정성을 갖는 HAZ부에서는, 모재 경도에 대한 경화가 현저하기 때문에, 용접부의 성형성이 저하된다. 또한, Ceq(I)를 0.10~0.5％로 규정하는 것이 바람직하다. 또한, 용접부의 경화, 취화를 일으키게 하는 C의 함유량을 0.17질량％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
한편, 모재에 대한 통전 발열에 의해 저항 용접이 이루어진 스폿 용접에 있어서, 조인트 강도를 확보하기 위해서, 용접부의 경도 분포 및 취화 억제의 관점으로부터, 화학 조성에 관하여, C함유량을 0.17질량％ 이하라고 규정하고, 또한 하기 (8)식에서 정의되는 탄소 당량 Ceq(II)를 0.03~0.20％로 규정함과 함께, 또한, 조인트 강도를 확보하기 위한 너깃 직경을 넓은 조건 범위에서 얻기 위해서, 하기 (9)식에서 정의되는 모재 저항의 지표 Rsp를 45 이하로 규정하는 것이 바람직하다.
Ceq(II)=C＋Mn／100＋Si／90＋Cr／100···(8)식
Rsp=13.5×(Si＋Al＋0.4Mn＋0.4Cr)＋12.2···(9)식
여기에서, 식 중의 원소 기호는 각 원소의 강 중의 함유량(단위：질량％)을 나타낸다.
스폿 용접과 같은 급냉열 사이클에서는, C량에 의한 경화, 취화에 대한 영향이 크기 때문에, C함유량은 0.17％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.15％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
Ceq(II)는, 스폿 용접과 같은 급냉열 사이클에서의 용접부의 최고 경도의 지표이며, Ceq(II)를 0.03~0.20％로 규정함으로써 저항 용접성이 뛰어난 용접부를 얻을 수 있다. Ceq(II)가 0.03％ 미만에서는, 담금질성이 부족하기 때문에, 스폿 용접부에서 얻어지는 최고 경도가 모재 경도에 대하여 작아지고, 그 때문에 조인트 강도 평가 시험에 있어서, 이른바 버튼 파단을 얻을 수 있지만, 얻어지는 최대 파단 하중이 작아진다. 그리고, Ceq(II)가 0.20％를 초과하면 담금질 경화에 의해, 용접 금속부 및 열적 안정성을 갖는 HAZ부에서는, 모재 경도에 대한 경화·취화가 현저하고, 강도 평가 시험에 있어서 용융 금속부(너깃 내)에 분열을 일으켜 이른바 버튼 파단을 얻는 것이 어려워진다. 또한, Ceq(II)를 0.06~0.17％로 규정하는 것이 바람직하다.
모재 저항의 지표 Rsp는, 조인트 강도를 확보하기 위한 충분한 너깃(용융 접합부) 직경을 어느 정도의 넓이의 용접 조건 범위에서 얻을 수 있을지의 지표이며, 저항 용접성이 뛰어난 용접부를 얻기 위해서는 45 이하로 하는 것이 바람직하다. 40 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
넓은 용접 조건 범위에서, 조인트 강도를 확보하기 위한 너깃 직경을 얻기 위해서는, 전류 밀도와 저항 발열이 중요해진다. 여기에서, 전류 밀도는, 용접 중의 통전 경로의 단면적에 의해 정해지고, 열적 안정성이 뛰어난 본 발명 강에서는, 입자 성장에 기인한 연화를 일으키지 않기 때문에, 초기의 통전 경로의 확대를 억제하여 충분한 너깃 직경이 형성되기 쉽다. 한편, 저항 발열은 모재의 전기 저항값의 영향이 크고, 모재 저항이 큰 경우에는 과잉으로 저항 발열이 이루어져 적정 조건 범위를 초과하면 분진 발생이 되기 쉬워진다. 또한, 일반적으로, 스폿 용접의 적정 조건 범위란, 4×√t의 너깃 직경이 형성되는 용접 전류~분진 발생 전류(t는 접합재의 판두께)의 범위, 또는, 버튼 파단을 나타낸 최소 전류~분진 발생 전류의 범위를 이용하여 나타난다.
(F) 압연에 대하여
압연은, 1000℃을 초과하는 온도로부터, 리버스 밀 혹은 텐덤 밀을 이용하여 오스테나이트 온도 영역에서 행한다. 공업적 생산성의 관점에서는, 적어도 최종의 수단은 텐덤 밀을 이용하는 것이 바람직하다.
연속 주조나 주조·분괴에 의해 얻은 슬래브, 스트립 캐스팅에 의해 얻은 강판 등이나, 필요에 따라 그들에 한 번, 열간 또는 냉간 가공을 가한 것을 이용하여 그들이 냉편이면 1000℃를 초과하는 온도로 재가열하여 압연한다. 압연의 개시 온도가 1000℃ 이하가 되면, 압연 하중이 과대해지고 충분한 압연율을 얻는 것이 곤란하게 될 뿐만 아니라, 충분한 압연율의 압연을 Ar3점 이상의 온도에서 종료하는 것도 곤란해져, 원하는 기계 특성이나 열적 안정성을 얻을 수 없게 된다. 바람직하게는 1025℃ 이상, 보다 바람직하게는 1050℃ 이상의 온도로부터 압연을 개시한다. 상한은, 오스테나이트 입자의 조대화를 억제하기 위해, 또한 설비 비용이나 가열 연료비를 억제하기 위해, 1350℃ 이하, 바람직하게는 1250℃ 이하로 한다. TiC나 NbC 등의 석출물을 오스테나이트 중에 충분히 용해시킬 필요가 없는 강 종류의 경우, 이 범위 중에서도 비교적 낮은 온도(1050~1150℃)로 재가열하는 것이 바 람직하다. 초기의 오스테나이트 결정립이 미세화되고, 최종의 페라이트 결정립도 미세화되기 쉬워지기 때문이다.
압연 마무리 온도는, 압연 후에 오스테나이트로부터 페라이트로 변태시키기 위해서 Ar3점 이상 또한 780℃ 이상의 온도 범위로 한다. 마무리 온도가, Ar3점을 하회하면 압연 중에 페라이트가 발생한다. 또한 780℃ 미만의 온도에서는, 압연 하중이 증대하고, 충분한 압하를 가하는 것이 곤란해질 뿐만 아니라, 압연 중에 판표층부에서 페라이트 변태가 생기는 경우가 있다. 바람직하게는, Ar3점 이상 또한 800℃ 이상의 온도에서 압연을 종료한다.
또한, 압연을 종료하는 온도는 Ar3점 이상 또한 780℃ 이상의 온도 범위이면 낮을수록 좋다. 이것은, 압연에 의하여 오스테나이트에 도입된 가공 변형의 축적 효과가 커지고, 결정립의 미세화가 촉진되기 때문이다. 본 발명에서 이용하는 강종류의 Ar3점은 대체로 780에서 900℃이다.
총 압하량은, 페라이트의 미세화를 촉진하기 위해 판두께 감소율로 90％ 이상, 바람직하게는 92％, 보다 바람직하게는 94％ 이상이다. 압연 종료 온도로부터 「압연 종료 온도＋100℃」까지의 온도 범위에서의 판두께 감소율로 40％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 압연 종료 온도로부터 「압연 종료 온도＋80℃」까지의 온도 범위에서의 판두께 감소율로 60％ 이상이다. 압연은, 연속한 복수 패스의 압연으로 한다. 1 패스 당 압하량은 바람직하게는 15~60％이다. 1 패스 당 압하량을 크게 취하는 쪽이 오스테나이트에 대한 변형을 축적시키고, 변 태에 의하여 생성되는 페라이트의 결정 입경을 미세화하는 의미에서는 바람직하지만, 압연 하중의 증대가 필요해지므로, 압연 설비가 대형화할 뿐만 아니라, 판형상의 제어도 곤란해진다. 본 발명의 방법에서는, 1 패스 당 압하량을 40％ 이하로 한 복수 패스의 압연으로도 미세한 페라이트 결정립을 얻을 수 있다. 따라서, 특히 판형상의 제어를 용이하게 하고자 할 때에는, 최종의 2패스의 압하율을 40％／패스 이하로 하는 것이 바람직하다.
(G) 압연 후의 냉각에 대하여
압연을 종료 후, 오스테나이트에 도입된 가공 변형을 해방하지 않고, 이것을 구동력으로 하여 오스테나이트로부터 페라이트로 변태시키고, 미세한 페라이트 결정립 조직을 생성시키기 위해서 압연 종료로부터 0.4초 이내에 720℃ 이하의 온도까지 냉각한다. 바람직하게는 압연 종료로부터 0.2초 이내에 720℃ 이하의 온도까지 냉각한다. 냉각은, 수냉을 이용하는 것이 바람직하고, 그리고, 그 냉각 속도는, 공냉 기간을 제외하고 강제 냉각을 행하고 있는 기간의 평균 냉각 속도로서 400℃／초 이상으로 하는 것이 바람직하다.
여기에서, 720℃ 이하의 온도로 냉각될 때까지의 시간을 규정하는 이유는, 720℃를 초과하는 온도에서, 냉각을 정지 혹은 둔화시키면, 미세한 페라이트가 생성되기 이전에 가공에 의하여 도입된 변형이 해방되고, 또는, 변형의 존재 형태가 변화되어, 페라이트의 핵 생성에 유효하지 않게 되고, 페라이트 결정립이 현저하게 조대화되기 때문이다.
온도가 720℃ 이하에 이르면, 페라이트 변태가 활발해지는 변태 온도 영역에 들어간다. 상기의 페라이트 조직이 얻어지는 페라이트 변태 온도 영역은, 이 온도로부터 600℃까지의 사이의 온도 영역이다. 따라서, 720℃ 이하에 이른 후, 냉각을 일차 정지, 혹은 그 속도를 둔화시키고, 이 온도 영역에서 2초 이상 유지시키는 것에 의하여 상기의 열적으로 안정된 페라이트 결정립 조직의 형성을 확실하게 할 수 있다. 이 온도 영역에서의 유지 시간이 짧으면 상기의 열적으로 안정된 페라이트 결정립 조직의 형성이 저해될 우려가 있다. 보다 바람직하게는, 620~700℃의 온도 영역에서 3초 이상 체류시키는 것이 좋다.
미세한 페라이트 결정립 조직을 주상으로 하고, 그 중에 체적률로 5％ 이상인 마텐자이트를 분산시킨 복상 조직 강으로 하는 경우는, 전술의 냉각·유지의 후, 350℃ 이하의 온도까지 냉각하는 것이 바람직하다. 40℃／s 이상의 냉각 속도로 250℃ 이하의 온도까지 냉각하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 350℃ 이하의 온도까지의 냉각을 20℃/s 이하의 냉각 속도로 행하면 베이나이트가 발생하기 쉬워지고, 마텐자이트 생성을 저해할 우려가 있다.
한편, 미세한 페라이트 결정립 조직을 주로 하고 체적률로 3~30％의 잔류 오스테나이트가 분산한 복상 조직 강으로 하는 경우는, 전술한 냉각의 후, 20℃/s 이상의 냉각 속도로 350~500℃까지 냉각하고, 그 후, 60℃℃/h 이하의 냉각 속도로 서냉하는 것이 바람직하다. 400~500℃까지의 냉각 속도를 50℃/s 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
(H) 냉각 설비에 대하여
본 발명에 있어서, 상기의 냉각을 행하는 설비는 한정되지 않는다. 공업적 으로는, 수량 밀도가 높은 물스프레이 장치를 이용하는 것이 매우 적합하다. 예를 들어, 압연판 반송 롤러의 사이에 물스프레이 헤더를 배치하고, 판의 상하로부터 충분한 수량 밀도의 고압수를 분사함으로써 냉각할 수 있다.
(I) 냉간 압연과 소둔에 대하여
미세입자 조직을 가진 얇은 강판을 효율적으로 생산하기 위해서, 열간 압연한 후, 산 세정하고 다시 냉간 압연한 후, 소둔한다. 냉간 압연율은 소둔 중의 페라이트의 재결정을 촉진하기 때문에 40％ 이상으로 하고, 압연이 곤란해지기 때문에 90％ 이하로 한다. 압연 설비에 제한은 없고, 텐덤 밀이나 리버스 밀을 이용할 수 있다.
냉간 압연 후, 가공 페라이트를 재결정시켜 미세입자 페라이트 조직으로 하기 위해 열처리한다. 온도는 페라이트의 재결정이 생기는 온도 이상에서 결정립의 조대화를 막기 위해 900℃ 이하로 한다. 바람직하게는, Ac1점 이상의 온도 그리고 Ac3점 이하의 온도이다. Ac1점 미만에서는 페라이트의 재결정에 장시간을 필요로 하고, Ac3점을 넘으면 조직이 오스테나이트 단상이 되기 때문에 조직이 조대화하기 쉽기 때문이다. 소둔 시간은 페라이트가 재결정하는 시간 이상으로 상한에 제한은 없다. 통상의 연속 소둔 설비나 배치 소둔 설비 등을 이용할 수 있지만, 효율적인 생산을 위해서 연속 소둔 설비를 이용하여 단시간의 소둔을 행하는 것이 바람직하다. 연속 용융 도금 설비를 이용하여 용융 도금을 행하는 경우에는, 일반적으로 도금 설비에 전(前) 소둔 공정이 구비되어 있기 때문에, 냉간 압연 후에 소둔을 행 할필요는 없고, 냉간 압연재를 직접 도금 설비에 통판할 수 있다.
이하, 실시예에 의해, 본 발명을 더욱 자세하게 설명한다.
[실시예 1]
표 1에 나타낸 화학 조성을 갖는 강 종류 A1~A11의 강을 용제하고, 열간 단조에 의하여 30㎜ 두께로 하였다. 그 후, 1050℃ 이상으로 재가열한 후, 시험용 소형 텐덤 밀로 압연을 실시하여 2㎜의 판두께로 마무리하였다.
Figure 112008011466516-pct00001
표 2에, 그 압연 마무리 온도와 냉각 조건을 나타낸다. 모든 압연에 있어서, 압연의 마무리 온도는 각 강 종류의 Ar3점보다 높은 온도로 하고, 또한, 마무리 온도~［마무리 온도＋100℃］의 온도 영역 내에서 3패스 이상의 다패스 압연을 행하였다. 최종의 2패스의 압연은, 시험 번호 3을 제외하고 35％／패스 이하의 경압하 압연으로 하였다. 시험 번호 3에 대하여는 최종의 2패스를 50~60％의 대압하 압연으로 하였다. 압연 마무리 후에는, 표 2에 기재한 바와 같이, 수냉에 의하여 500~720℃의 온도 영역 내의 소정의 온도까지 냉각하였다. 또한, 시험 번호에 따라서는, 수냉 후에 공냉 시간을 마련함으로써 720~600℃에서의 유지 시간을 마련하였다. 표 2에는, 720~600℃의 온도 영역에서의 유지 시간에 더하여, 그 중의 700~620℃의 온도 영역에서의 유지 시간도 나타내었다. 그 후, 약 100℃/s의 속도로 실온까지의 수냉을 행하거나 또는, 600~400℃의 온도 영역 내의 소정의 온도까지의 수냉 후에 노 중에서 노냉을 행함으로써, 여러 가지 제2상의 조직을 갖는 강판을 제작하였다.
Figure 112008011466516-pct00002
이와 같이 하여 얻어진 열연강판의 조직에 대하여 주사 전자 현미경을 이용함으로써 강판 판두께의 단면을 관찰하였다.
페라이트의 결정 입경 및 그 입경 분포에 대하여는, 판표면으로부터 판두께의 1／4의 깊이에서, EBSP(Electron Back Scattering Pattern) 법을 이용하여 결정 방위 해석을 행함으로써 구하였다. 각 상의 체적률의 측정은, 판표면으로부터 판두께의 1／4의 깊이에서, 나이탈 또는 피크린산으로 부식한 조직을 주사 전자 현미경을 이용하여 관찰함으로써 행하였다. 또한, 본 실시예에서 제조한 강판의 페라이트상 이외의 제2상의 조직은 펄라이트, 베이나이트, 그리고, 입자 내의 구형상 시멘타이트 또는 입계 시멘타이트였다.
본 발명의 강판에 관하여는, 강판 표면으로부터 100㎛의 깊이 위치에서의 결정 입경과 판두께의 중심 부분에서의 결정 입경을 상기와 동일한 방법으로 측정하였다. 그 결과, 모든 본 발명 강판에 관하여 100㎛의 깊이 위치에서의 결정 입경은 판두께 중심에서의 입경의 60％ 이하, 판두께의 1／4의 깊이에서의 입경은 판두께 중심에서의 입경의 85％ 이하였다.
기계적 성질에 대하여는, 인장 특성을 JIS5호 인장 시험편에서 행하고, 인장 강도 TS(MPa), 항복비 YR 및 전체 신장 El(％)를 평가하였다.
열적 안정성에 대하여는, 700℃의 염욕에 10, 30 또는 60분간 담근 후, 급냉하고, 상기한 것과 동일한 방법으로 입경을 측정하여, 소둔 전 입경 d0(㎛)과 소둔 후 입경 d1(㎛)의 차이를, 소둔 시간(min)으로 나눔으로써 평균 결정 입경의 증가 속도 X(㎛／min)를 산출하였다.
표 3에, 이렇게 하여 얻어진 열연강판의 조직과 그 성질 및 인장 시험 결과를 나타낸다. 여기에서, 시험 번호 1은, 720~600℃의 온도 영역에서의 유지 시간이 0.8초로 짧기 때문에, 페라이트 체적률은 14.8％로 적을 뿐만 아니라, 700℃에서 소둔했을 때의 입자 성장 속도도 크고 열적 안정성이 뒤떨어진다. 시험 번호 3은, 저온에서 대압하 압연을 채용했기 때문에, 입경이 1.13㎛로 과도하게 가늘고, 열적 안정성과 강도·신장 밸런스가 뒤떨어진다. 시험 번호 5는, 마무리 압연의 종료 직후에 720℃까지 냉각하는데 1.52초의 시간을 필요로 했기 때문에, 페라이트의 평균 결정 입경이 4.52㎛가 되어 조립화함과 함께 혼립 조직이 되어 열적 안정성이 뒤떨어진다. 시험 번호 19는, 720~600℃의 온도 영역에서의 유지 시간이 0.2초로 극히 짧기 때문에, 95％를 넘는 베이나이트 조직이 되고 페라이트 체적률은 5％ 미만으로 적다. 이러한 비교예에 대하여, 냉각 조건이 본 발명의 범위 내인 본 발명예는, 열적 안정성 및 기계적 성질의 양쪽 모두가 뛰어나다.
Figure 112008011466516-pct00003
[실시예 2]
표 4에 나타낸 화학 조성을 갖는 강 종류 1~5로 이루어진 강편(사이즈：80㎜ 폭×100㎜ 길이×35㎜ 두께)을, 표 5에 나타낸 조건으로 Ar3점 이상의 온도에서 열간 압연 후, 수냉하여 판두께가 1.2㎜인 열연강판을 얻었다.
Figure 112008011466516-pct00004
Figure 112008011466516-pct00005
얻어진 열연강판에 대하여, 판표면으로부터 판두께의 1／4의 깊이에서의 페라이트 평균 결정 입경, 그 입경 분포와 전위 밀도의 측정을 행하고, 그리고, 열적 안정성의 평가를 행하였다. 또한, 페라이트 결정 입경, 그 입경 분포와 전위밀도의 측정을 행하고, 그리고, 열적 안정성의 평가에 대하여는, 상기한 것과 동일한 방법으로 행하였다. 전위 밀도ρ(cm-2)는, 투과 전자 현미경 관찰에 의해 명시야상에 있어서, 임의의 선분의 길이 L(cm)과 전위선과의 교접점의 수 N을 측정하고, 막두께 t(cm)로서 다음의 (10)식에 따라서 구하였다.
ρ=2N／Lt···············(10)식
페라이트 결정립의 열적 안정성에 대하여는, 700℃의 염욕에 10, 30 또는 60분 담근 후, 급냉하고, 상기한 것과 동일한 방법으로 입경을 측정하고, 소둔 전 입경 d0(㎛)과 소둔 후 입경 d1(㎛)의 차이를, 소둔 시간(min)으로 나눔으로써 평균 결정 입경의 증가 속도 X(㎛／min) 산출하였다.
본 발명 강판에 관하여는, 강판 표면으로부터 100㎛의 깊이 위치에서의 결정 입경과 판두께의 중심 부분에서의 결정 입경을 상기한 것과 동일한 방법으로 측정하였다. 그 결과, 모든 본 발명 강판에 관하여 100㎛의 깊이 위치에서의 결정 입경은 판두께 중심에서의 입경의 60％ 이하, 판두께의 1／4의 깊이에서의 입경은 판두께 중심에서의 입경의 85％ 이하였다.
이렇게 하여 얻어진 열연강판의 기계 특성에 미치는 열처리의 영향을 분명히 할 목적으로, 730~830℃의 범위에서 재가열 처리를 행한 후, 재차, 페라이트 평균 결정 입경을 측정하였다. 여기에서, 기계적 성질에 대하여는, 인장 특성을 JIS5호 인장 시험편으로 행하고, 인장 강도 TS(MPa), 항복비 YR 및 전체 신장 El(％)를 평가하였다.
표 6에, 이렇게 하여 얻어진 열연강판의 조직과 그 성질 및 인장 시험 결과, 또한, 730~830℃의 범위에서 재가열 처리를 행한 후, 재차, 페라이트 평균 결정 입경을 측정한 결과를 나타낸다. 여기에서, 시험 번호 C 및 F는, 열연 후의 강판은 기계 특성에 뒤떨어짐과 함께 열적 안정성도 뒤떨어진다. 그리고, 재가열 처리에 의하여, 그 페라이트 결정 입경이 8㎛를 초과하게 되고, 한층 기계 특성이 열화되는 것을 확인할 수 있었다. 이러한 비교예에 대하여, 본 발명 예의 열적 안정성이 뛰어난 강판은, 뛰어난 기계 특성을 나타냄과 함께, 730℃~830℃에서 수십초 열처리를 해도, 거의 입경의 변화를 나타내지 않는다. 따라서, 본 발명에 따른 강판은, 열처리 후에도 세립 강화된 것을 확인할 수 있었다.
Figure 112008011466516-pct00006
[실시예 3]
표 7에 나타낸 화학 조성을 갖는 강 종류 AA~AZ의 강을 용제하고, 열간 단조에 의하여 30㎜ 두께로 하였다. 그 후, 1100~1200℃의 온도로 재가열한 후, Ar3점보다 높은 온도에서 5 패스의 압연을 행하고 2㎜의 판두께로 완성하였다. 최종의 2패스의 압연은, 35％／패스 이하의 경압하 압연으로 하였다. 압연 후, 표 8에 나타낸 조건으로 냉각하였다. 얻어진 강재의 조직은, 주사형 전자 현미경(SEM)을 이용하여 강판 판두께의 단면을 관찰하였다.
Figure 112008011466516-pct00007
Figure 112008011466516-pct00008
페라이트 결정 입경 및 입경 분포에 대하여는, 판표면으로부터 판두께의 1／4의 깊이에서, EBSP(Electron Back Scattering Pattern)법을 이용하여 결정 방위 해석을 행함으로써 구하였다. 각 상의 체적률의 측정은, 판표면으로부터 판두께의 1／4의 깊이에서, 나이탈 또는 피크린산으로 부식한 조직을 SEM를 이용하여 관찰함으로써 행하였다. 페라이트 체적률 및 마텐자이트 체적률에 대하여는, 판표면으로부터 판두께의 1／4의 깊이에서 이른바 메쉬법으로 측정하고, 이러한 산술 평균값으로 나타내었다. 또한, 압연재로부터 JIS5호 시험편을 채취하고, 상온 인장 시험으로 기계적 특성을 평가하였다.
본 발명 강판에 관하여는, 강판 표면으로부터 100㎛의 깊이 위치에서의 결정 입경과 판두께의 중심 부분에서의 결정 입경을 상기한 것과 동일한 방법으로 측정하였다. 그 결과, 모든 본 발명 강판에 관하여 100㎛의 깊이 위치에서의 결정 입경은 판두께 중심에서의 입경의 60％ 이하, 판두께의 1／4의 깊이에서의 입경은 판두께 중심에서의 입경의 85％ 이하였다.
열적 안정성에 대하여는, 700℃의 염욕에 10, 30 또는 60분간 담근 후, 급냉하고, 상기한 바와 동일한 방법으로, 평균 결정 입경의 증가 속도 X(㎛／min)를 산출하였다.
이러한 결과를 표 9에 나타낸다. 여기에서, 시험 번호 A10은, 페라이트 결정 입경이 4.57㎛로 조대함과 함께 페라이트의 체적률이 작기 때문에, 그리고, 시험 번호 A8~A9 및 A11은 평균 결정 입경의 증가 속도 X와 평균 결정 입경 D의 곱 D·X가 0.1㎛2／min를 초과함과 함께 페라이트의 체적률이 작기 때문에, 기계 특성도 뒤떨어짐과 함께 열적 안정성이 뒤떨어진다. 이러한 비교예에 대하여, 시험 번호 A1~A7의 본 발명예는, 경압하 압연으로 했음에도 불구하고 2.5㎛ 전후의 미세한 페라이트 결정 입경을 가짐과 함께 50체적％ 이상의 페라이트와 10체적％ 이상의 마텐자이트로 이루어진 강판이 되었다. 이러한 페라이트 조직은 열적으로 안정되고, 또한 마텐자이트를 적당량 포함한 페라이트 조직이 되어 있기 때문에, 고강도이고 또한 양호한 신장 특성이 얻어진다.
Figure 112008011466516-pct00009
[실시예 4]
표 10에 나타낸 화학 조성을 갖는 강 종류 A1~A10의 강철을 용제하고, 열간 단조에 의하여 35㎜두께로 하였다. 그 후, 1050~1250℃의 온도로 재가열한 후, Ar3점보다 높은 온도에서 5패스의 압연을 행하고, 1.5㎜의 판두께로 마무리하였다. 압연 후, 표 11에 나타낸 조건으로 냉각하였다. 얻어진 강재의 조직은, 주사형 전자현미경(SEM)을 이용하여 강판 판두께의 단면을 관찰하였다.
Figure 112008011466516-pct00010
Figure 112008011466516-pct00011
페라이트 결정 입경 및 입경 분포에 대하여는, 판표면으로부터 판두께의 1／4의 깊이에서, EBSP(Electron Back Scattering Pattern)법을 이용하여 결정 방위 해석을 행함으로써 구하였다. 각 상의 체적률의 측정은, 판표면으로부터 판두께의 1／4의 깊이에서 나이탈 또는 피크린산으로 부식한 조직을 SEM을 이용하여 관찰함으로써 행하였다. 페라이트 체적률에 대하여는, 판표면으로부터 판두께의 1／4의 깊이에서, 이른바 메쉬법으로 측정하고, 이러한 산술 평균값으로 나타내었다. 또한, 잔류 오스테나이트 체적률은 X선 회절 측정으로부터 구하였다. 또한, 압연재로부터 JIS5호 시험편을 채취하고, 상온 인장 시험으로 기계적 특성을 평가하였다. 열적 안정성에 대하여는, 700℃의 염욕에 10, 30 또는 60분간 담근 후, 급냉하고, 상기한 바와 동일한 방법으로 평균 결정 입경의 증가 속도 X(㎛／min)를 산출하였다.
본 발명 강판에 관하여는, 강판 표면으로부터 100㎛의 깊이 위치에서의 결정 입경과 판두께의 중심 부분에서의 결정 입경을 상기한 바와 동일한 방법으로 측정하였다. 그 결과, 모든 본 발명 강판에 관하여 100㎛의 깊이 위치에서의 결정 입경은 판두께 중심에서의 입경의 60％ 이하, 판두께의 1／4의 깊이에서의 입경은 판두께 중심에서의 입경의 85％ 이하였다.
이러한 결과를 표 12에 나타낸다. 여기에서, 시험 번호 1~8 및 10의 본 발명예는, 페라이트는 세립이며, 또한 열적 안정성과 기계적 특성이 뛰어나다. 이것에 대하여, 시험 번호 9 및 11~13의 비교예는, 본 발명예에 비해 열적 안정성과 기계적 특성이 뒤떨어진다.
Figure 112008011466516-pct00012
[실시예 5]
표 13에 나타낸 화학 조성을 갖는 강 종류 A~C의 강으로 이루어진 50㎜ 두께의 슬래브를, 표 14에 나타낸 압연 조건으로 연속하는 6패스로 총 압하율 96％의 열간 압연한 후, 표 14에 나타낸 냉각 조건으로 냉각하고, 판두께 2㎜의 강판을 얻었다.
Figure 112008011466516-pct00013
Figure 112008011466516-pct00014
본 발명예의 시료 1, 4 및 6 및 비교예의 시료 3 및 5는 종단 2패스의 압연율을 40~35％의 경압 하로 하고, 비교예의 시료 2 및 7은 저온 압연에서 최종 패스의 압연율을 65％의 대압하로 하였다. 압연 후, 산 세정 처리를 행하고 스케일을 제거하였다. 이 공시재를 80×200㎜의 크기로 재단하고, 세로틀 용융 Zn 도금 장치를 이용하여 이하의 조건으로 도금을 행하였다.
우선, 판두께 2.0㎜의 강판을 75℃의 NaOH 용액으로 탈지 세정하고, 분위기 가스 N2＋20％H2, 노점 -40℃의 분위기 중에서 600, 720, 또는 840℃에서 60초 소둔하였다. 소둔 후, 욕온 근방까지 강판을 냉각하고, 각종 도금욕으로 3초간 침지한 후, 와이핑 방식에 의해 도금 한쪽 면 부착량을 50g／㎡로 조정하였다. 합금화 처리를 행하는 경우는 계속하여, 적외선 가열 장치를 이용하여 도금 강판에 500℃에서 30초의 가열 처리를 실시하였다. 냉각 속도는, 풍량 및 미스트량을 변화시킴으로써 조정하였다. 또한, 도금 후의 조질 압연은, 롤의 Ra를 1~5㎛로 하고, 하중을 200톤／m로 하였다.
열간 압연 후 및 도금 후의 강판의 표면으로부터 판두께의 1／4에서의 페라이트의 결정 입경과 입경 분포를 EBSP에 의해, 강 조직의 각 상의 체적률을 부식 조직의 SEM 관찰과 X선 회절 측정에 의해, 또한 페라이트 결정립 내의 전위 밀도를 투과형 전자 현미경으로 조사하였다. 또한, 도금 후의 강판에 대하여는, JIS5호 인장 시험편을 채취하여 인장 특성을 조사하였다.
본 발명 강판에 관하여는, 강판 표면으로부터 100㎛의 깊이 위치에서의 결정 입경과 판두께의 중심 부분에서의 결정 입경을 상기한 바와 동일한 방법으로 측정하였다. 그 결과, 모든 본 발명 강판에 관하여 100㎛의 깊이 위치에서의 결정 입경은 판두께 중심에서의 입경의 60％ 이하, 판두께의 1／4의 깊이에서의 입경은 판두께 중심에서의 입경의 85％ 이하였다.
이러한 결과를 표 15에 나타낸다. 여기에서, 시험 번호 1~3, 6~8, 10 및 12의 본 발명예에 관한 미세 페라이트 결정립 조직의 열연강판은, 높은 열적 조직 안정성을 갖기 때문에, 용융 도금 처리를 실시해도 페라이트 결정 입경이 거의 증가하는 일은 없고, 그 미세 페라이트 조직은 적당한 입경 분포와 저전위 밀도를 유지한다. 따라서, 도금 후에도 기계 특성과 열적 안정성이 모두 우수하다. 이것에 대하여, 시험 번호 4~5, 9 및 11의 비교예는, 본 발명예에 비해 열적 안정성이나 기계 특성이 뒤떨어진다.
Figure 112008011466516-pct00015
[실시예 6]
실시예 1, 3 및 5에 나타낸 판두께 2㎜의 강판에 대해, 플라스마 용접(용접 속도：0.5m／min, 용접 전류：약 180A) 및 레이저 용접(용접 속도：1.0m／min, 집광 스폿 직경：0.6㎜, 출력：3000W)에 의해, 맞댐 관통 용접을 실시하였다. 표 16에, 강판의 주성분과 탄소 당량 Ceq(I)를 나타낸다.
Figure 112008011466516-pct00016
얻어진 용접부의 특성 평가는, 직경 50㎜의 구두장출 시험(에릭슨 시험)을 이용하여 실시하였다. 구두장출 시험체(에릭슨 시험체)의 형상을 도 1에 나타낸다. (a)가 주 변형 방향이 용접선(2)의 방향에 대하여 평행일 때(Type I)이고, (b)가 주 변형 방향이 용접선(2)의 방향에 대하여 수직일 때(Type II)이다. 구두장출 시험체(에릭슨 시험체(1))를 용접부로부터 각각 잘라내고 그 돌출 높이, 파단 위치를 평가하였다.
그 결과를 표 17에 나타낸다. 여기에서, 시험 번호 13의 것은 Ceq(I)가 작고, 용접 시에 용융·응고한 비드 부분이 모재와 비교하여 부드럽고, Type II의 시험에 있어서 비드로 파단이 생긴다. 시험 번호 14의 것은 Ceq(I)가 과대하기 때문에 비드부가 과도하게 경화되고, Type I의 시험에 있어서 비드 분열이 생긴다. 시험 번호 15의 것은 저온 압연에 의해 제작한 미세 입자 조직 강판이며, 열적 안정성이 뒤떨어지고, 그 때문에 비드부는 적당한 경도를 가짐에도 불구하고, HAZ부가 연화되기 때문에, Type II의 시험에 있어서 HAZ에서 파단이 생긴다. 이들에 대하여, 시험 번호 1~12는, 플라스마나 레이저를 이용한 용융 용접을 행해도, 용접부를 포함한 부위에 있어서 높은 가공성을 나타내고, 용접 후의 성형성이 뛰어난 것을 알 수 있다.
Figure 112008011466516-pct00017
[실시예 7]
실시예 1, 3, 4 및 5에 나타낸 인장 강도 TS가 440~780 MPa 클래스의 강도를 갖는 판두께 2㎜의 미세입자 열연강판과, 이들과 거의 동일한 인장 강도를 갖는 시판의 조립 열연강판을 이용하여 저항 용접성을 평가하였다. 표 18에, 각각의 열연강판의 인장 강도 TS와 주요한 화학 조성과 탄소 당량 Ceq(II) 등을 나타낸다.
Figure 112008011466516-pct00018
30×100㎜의 시험편을 잘라내고, 랩대를 30㎜로 하여 중합하고 8㎜ 직경의 돔형 전극을 이용하여 가압력 3920N(400kg·f), 통전 시간 30사이클의 조건에서, 용접 전류를 여러 가지로 변화시켜 조인트를 작성하였다.
분진 발생 전류를 측정함과 함께, 전단 인장 시험을 실시하고, 그 조인트의 최대 파단 하중을 평가하였다. 또한, 스폿 용접부의 단면 매크로 관찰을 행하고, 피크린산 부식 후의 너깃 직경을 측정함으로써 4√t의 너깃 직경 형성으로부터 분진 발생까지의 전류 범위 및 조인트의 버튼 파단으로부터 분진 발생까지의 전류 범위를 구하고, 저항 용접성을 평가하였다. 또한, 조인트의 최대 파단 하중은, 버튼 파단한 조건 중에서 최소 버튼 직경이 얻어진 조인트에서의 최대 파단 하중을 나타낸다.
그 결과를 표 19에 나타낸다. 여기에서, 시험 번호 1은, Ceq(II)가 과소이기 때문에, 용접부의 최고 경도가 낮고, 조인ㅌ 강도가 저하된다. 또한, 시험 번호 10~12는, Ceq(II) 또는 Rsp가 과대하기 때문에, 모두 버튼 파단으로부터 분진 발생까지의 전류 범위가 작다. 시험 번호 14는, 저온 압연에 의해 작성한 미세 입자 조직 강판이며, 열적 안정성이 뒤떨어지고, 그 때문에 비드부는 적당한 경도를 갖는 것임에도 불구하고, HAZ부가 연화하기 때문에 조인트 강도가 낮다. 그리고, 시험 번호 3, 6 및 13은, 시판의 조립 열연강판이며, 열적 안정성이 뒤떨어질 뿐만 아니라, 모두 버튼 파단으로부터 분진 발생까지의 전류 범위가 작다. 이것에 대하여, 시험 번호 2, 4~5 및 7~9의 강판은, 뛰어난 기계적 특성을 가짐과 함께 넓은 용접 적정 전류 범위를 가져 뛰어난 저항 용접성을 나타낸다.
Figure 112008011466516-pct00019
[실시예 8]
실시예 1의 표 1에 나타낸 화학 조성 A1를 갖는 강철을 용제하고, 열간 단조에 의하여 30㎜ 두께로 하였다. 그 후, 1000℃로 재가열한 후, 시험용 소형 텐덤 밀로 압연을 실시하여 1.3㎜의 판두께로 마무리하였다. 압연 마무리 온도는 830℃이며, Ar3점보다 높은 온도로 하였다. 최종의 3패스의 압연은 40~50％의 대압하 압연으로 하였다. 압연 마무리 후에는, 0.05초 후에 수냉을 개시하고, 1000℃／초 이상의 냉각 속도로 680℃의 온도로 냉각하며, 약 4초 방냉하여 600℃가 된 후, 재차 수냉하여 실온까지 냉각하였다. 그 후, 산 세정하고 0.5㎜ 두께까지 압하율 62％로 냉간 압연하여 소둔하였다. 소둔은 800℃의 염욕에 약 2분 침지한 후, 실온까지 수냉하였다.
열간 압연 후의 페라이트의 평균 결정 입경은 표면으로부터 판두께의 1／16깊이, 1／4의 깊이, 및 판두께 중심 위치에서 각각 1.4, 1.7 및 2.3㎛였다. 페라이트의 체적률은 93％이고 제2상은 베이나이트 혹은 마텐자이트였다. 또한, 표면으로부터 판두께의 1／4의 깊이 위치에 있어서, 페라이트의 90％ 이상이 그 깊이의 평균 입경의 1／3에서 3배의 사이의 입경이며, 700℃에서의 입자 성장 속도와 입경의 곱 X는 0.026㎛2／min(=0.015㎛／min×1.7㎛)이었다. 도 2는 700℃에서의 페라이트의 입경의 시간 변화를 나타낸 것이고, 이 도면으로부터 입자 성장 속도는 0.015㎛／min로 작은 것을 알 수 있다. 또한, 페라이트입자의 형태는 동일 축이다.
냉간 압연 및 소둔 후의 입경의 소둔시간에 의한 변화를 도 3에 나타낸다. 소둔 시간 영인 데이터는 열간 압연 후의 입경이다. 소둔에 의하여, 입경은 커지지만, 그 변화는 작고 소둔 후에도 표면으로부터 판두께의 1／16 깊이, 1／4 깊이, 및 판두께 중심으로 각각 2.2, 2.4 및 2.9㎛로 미세하다. 소둔 시간 연장에 의한 조대화도 발견되지 않는다. 동일한 조성의 시판 냉연강판의 결정 입경은 약 7.5㎛이며, 본 발명의 강판의 입경은 약 1／3이 되어 있다. 이때의 조직의 예(800℃, 5min 소둔)를 도 4에 나타낸다. 본 발명 강판의 소둔 후의 페라이트의 체적률은 약 70％, 제2상은 마텐자이트였다. 700℃에서의 입자 성장 속도와 입경의 곱 D·X는 약 0.02㎛2／min였다. 또한, 표면으로부터 판두께의 1／4의 깊이에 있어서, 페라이트의 90％ 이상이 그 깊이의 평균 입경의 1／3에서 3배 사이의 입경을 갖고 있었다.
[실시예 9]
실시예 8의 열연강판을 마찬가지로 산 세정 후, 0.5㎜의 판두께가 될 때까지 압하율 62％로 냉간 압연한 후, 소둔하였다. 소둔은, 공업적인 연속 소둔 라인의 열처리 공정을 모의하는 것으로 하였다. 승온 속도는 10~15℃／초, 균열 온도는 750℃ 또는 800℃로 하고, 압연 후의 냉각 조건은 균열 온도가 750℃일 때는 연속 Zn 합금 도금 처리에 상당하는 것으로 하고, 균열 온도가 800℃일 때는 400℃에서 320℃까지를 서랭하는 과시효 처리를 가한 것으로 하였다.
냉간 압연 및 열처리 후의 페라이트의 입경은, 균열 온도가 750℃일 때, 표면으로부터 판두께의 1／16 깊이, 1／4 깊이 및 판두께 중심으로 각각 3.5, 3.8 및 4.1㎛, 균열 온도가 800℃일 때, 4.2, 4.6 및 5.0㎛였다. 이 입경은 동일한 조성의 시판 냉연강판의 결정 입경, 약 7.5㎛의 50 내지 60％이다. 균열 온도가 750℃인 재료의 조직의 일례를 도 5에 나타낸다. 700℃에서의 입자 성장 속도와 입경의 곱 D·X는 0.01㎛2／min 이하이며, 측정 시간(30분) 이내에서는 입경은 거의 변화하지 않았다. 또한, 표면으로부터 판두께의 1／4의 깊이에 있어서, 페라이트의 90％ 이상이 그 깊이의 평균 입경의 1／3에서 3배 사이의 입경이었다. 페라이트의 체적률은 모든 강판이 93％ 이상이며, 제2상은 펄라이트였다. 이러한 강판의 기계 특성을 표 20에 나타낸다.
본 발명 강의 항복 강도는 동일 조성의 시판강과 비교하여 60에서 80MPa나 상승하고, 인장 강도도 30 에서 50MPa 증가하고 있는 것을 알 수 있다. 균일 신장(UEL)은 강도의 증가에도 관계없이 시판강과 거의 동일한 정도이다. 전체 신장 EL은 저하되어 있지만, 이것은 시판강의 판두께가 1.2㎜로 두꺼운 것이 원인으로, 판두께 차이를 고려하면 본 발명 강의 강도 및 신장 밸런스는 시판강과 동일한 정도 혹은 그 이상이다.
Figure 112008011466516-pct00020
본 발명 강의 항복 강도는 동일 조성의 시판강과 비교하여 60에서 80MPa나 상승하고, 인장 강도도 30에서 50MPa 증가하고 있는 것을 알 수 있다. 균일 신장(UEL)은 강도의 증가에도 불구하고, 시판강과 거의 동일한 정도이다. 전체 신장(EL)은 저하되어 있지만, 이것은 시판강의 판두께가 1.2㎜로 두꺼운 것이 원인이며, 판두께 차이를 고려하면 본 발명 강의 강도 및 신장 밸런스는 시판강과 동일한 정도 혹은 그 이상이다.
본 발명의 강판은, 초미세한 결정립을 갖고, 용접이나 용융 도금 공정의 열에 견딜 수 있는 열적 안정성과 기계 특성이 뛰어나다. 또한, 이러한 열적 안정성과 기계 특성이 뛰어난 강판은, 본 발명의 방법에 의하여 용이하게 제조할 수 있다.

Claims (21)

  1. 페라이트를 주상으로 하는 탄소강 또는 저합금강으로 이루어진 강판으로서, 강판 표면으로부터 판두께의 1／4의 깊이 위치에서의 페라이트의 평균 결정 입경 D(㎛)가 하기 (1)식 및 (2)식을 만족함과 함께, 강판 표면으로부터 판두께의 1／4의 깊이 위치에서의 페라이트의 평균 결정 입경의 700℃에서의 증가 속도 X(㎛／min)와 상기 평균 결정 입경 D(㎛)가 하기 (3)식을 만족하는 것을 특징으로 하는 열연강판.
    1.2≤D≤5.5······················(1)식
    D≤2.7＋5000／(5＋350·C＋40·Mn)2···(2)식
    D·X≤0.1······················(3)식
    여기에서, C 및 Mn은 강 중의 각 원소의 함유량(단위：질량％)을 나타낸다.
  2. 청구항 1에 있어서,
    강판 표면으로부터 판두께의 1／4의 깊이 위치에 있어서, 결정 입경 d(㎛)가 하기 (4)식을 만족하는 페라이트 결정립의 상기 위치에서의 페라이트가 차지하는 면적 비율이 80％ 이상인 것을 특징으로 하는 열연강판.
    D／3≤d≤3D················(4)식
    여기에서, D는 강판 표면으로부터 판두께의 1／4의 깊이 위치에서의 페라이 트의 평균 결정 입경(㎛)을 나타낸다.
  3. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
    페라이트 이외의 제2상으로서, 체적률로 50％ 미만의 베이나이트, 30％ 미만의 펄라이트, 5％ 미만의 입자형상 시멘타이트, 5％ 미만의 마텐자이트 및 3％ 미만의 잔류 오스테나이트로 이루어진 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 합계로 50％ 미만 함유함과 함께, 항복비가 0.75 이상인 것을 특징으로 하는 열연강판.
  4. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
    페라이트 이외의 제2상으로서, 체적률로 5~40％의 마텐자이트를 함유함과 함께, 항복비가 0.75 미만인 것을 특징으로 하는 열연강판.
  5. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
    페라이트 이외의 제2상으로서, 체적률로 3~30％의 잔류 오스테나이트를 함유함과 함께, 인장 강도 TS(MPa)와 전체 신장 El(％)의 곱 TS×El이 18000(MPa·％) 이상인 것을 특징으로 하는 열연강판.
  6. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
    강판 표면으로부터 판두께의 1／16의 깊이 위치에서의 평균 결정 입경 Ds(㎛), 강판 표면으로부터 판두께의 1／4의 깊이 위치에서의 평균 결정 입경 D(㎛), 판두께의 중심 부분에서의 평균 결정 입경 Dc(㎛) 사이에, Ds≤0.75Dc 및 D≤0.9Dc인 관계를 만족하는 것을 특징으로 하는 열연강판.
  7. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
    하기 (7)식에서 정의되는 탄소 당량 Ceq(I)가 0.06~0.6％인 것을 특징으로 하는 열연강판.
    Ceq(I)=C＋Mn／6＋Si／24＋Cr／5＋Mo／4＋Ni／40＋V／14·······(7)식
    여기에서, 식 중의 원소 기호는 각 원소의 강 중의 함유량(단위：질량％)을 나타낸다.
  8. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
    C함유량이 0.17질량％ 이하이며, 또한 하기 (8)식에서 정의되는 탄소 당량 Ceq(II)가 0.03~0.20％이며, 또한, 하기 (9)식에서 정의되는 모재 저항의 지표 Rsp가 45 이하인 것을 특징으로 하는 열연강판.
    Ceq(II)=C＋Mn／100＋Si／90＋Cr／100···(8)식
    Rsp=13.5×(Si＋Al＋0.4Mn＋0.4Cr)＋12.2···(9)식
    여기에서, 식 중의 원소 기호는 각 원소의 강 중의 함유량(단위：질량％)을 나타낸다.
  9. 청구항 1 또는 청구항 2에 기재된 열연강판의 표면에, Zn, Al, Zn－Al 합금 또는 Fe－Zn 합금의 피복층을 구비하는 것을 특징으로 하는 용융 도금 열연강판.
  10. 청구항 1 또는 청구항 2에 기재된 열연강판의 제조 방법에 있어서, 탄소강 또는 저합금강으로 이루어진 슬래브를 다(多)패스 열간 압연하며, 최종의 압연 패스를 Ar3점 이상 또한 780℃ 이상의 온도에서 종료하고, 그 후, 400℃／초 이상의 냉각 속도로 0.4초 이내에 720℃ 이하까지 냉각한 후, 600~720℃의 온도 영역에서 2초 이상 유지하는 것을 특징으로 하는 열연강판의 제조 방법.
  11. 최종의 압연 패스를 Ar3점 이상 또한 780℃ 이상의 온도에서 종료하고, 그 후, 400℃／초 이상의 냉각 속도로 0.4초 이내에 720℃ 이하까지 냉각한 후, 600~720℃의 온도 영역에서 2초 이상 유지하는, 탄소강 또는 저합금강으로 이루어진 슬래브를 다(多)패스 열간 압연하여 열연강판을 제조하는 방법에 의해 얻어진 열연강판을 산 세정 후, 연속 용융 도금 라인에서 용융 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는 청구항 9에 기재된 용융 도금 열연강판의 제조 방법.
  12. 페라이트를 주상으로 하는 탄소강 또는 저합금강으로 이루어진 강판으로서, 강판 표면으로부터 판두께의 1／4의 깊이에서의 페라이트의 평균 결정 입경 D(㎛)가 하기 (5)식 및 (6)식을 만족함과 함께, 강판 표면으로부터 판두께의 1／4의 깊이 위치에서의 페라이트의 평균 결정 입경의 700℃에서의 증가 속도 X(㎛／min)와 상기 평균 결정 입경 D(㎛)가 하기 (3)식을 만족하고,
    1.2≤D≤9.3······················(5)식
    D≤5.0－2.0·Cr＋5000／(5＋350·C＋40·Mn)2··(6)식
    D·X≤0.1······················(3)식
    또한, 강판 표면으로부터 판두께의 1／4의 깊이 위치에 있어서, 결정 입경 d(㎛)가 하기 (4)식을 만족하는 페라이트 결정립의 상기 위치에서의 페라이트가 차지하는 면적 비율이 80％ 이상인 것을 특징으로 하는 냉연강판.
    D／3≤d≤3D················(4)식
    여기에서, C, Cr 및 Mn은 강 중의 각 원소의 함유량(단위：질량％)을 나타낸다.
  13. 청구항 12에 있어서,
    페라이트 이외의 제2상으로서, 체적률로 50％ 미만의 베이나이트, 30％ 미만의 펄라이트, 5％ 미만의 입자형상 시멘타이트, 5％ 미만의 마텐자이트 및 3％ 미만의 잔류 오스테나이트로 이루어진 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 합계로 50％ 미만 함유함과 함께, 항복비가 0.75 이상인 것을 특징으로 하는 냉연강판.
  14. 청구항 12에 있어서,
    페라이트 이외의 제2상으로서, 체적률로 5~40％의 마텐자이트를 함유함과 함께, 항복비가 0.75 미만인 것을 특징으로 하는 냉연강판.
  15. 청구항 12에 있어서,
    페라이트 이외의 제2상으로서, 체적률로 3~30％의 잔류 오스테나이트를 함유함과 함께, 인장 강도 TS(MPa)와 전체 신장 El(％)의 곱 TS×El이 18000(MPa·％) 이상인 것을 특징으로 하는 냉연강판.
  16. 청구항 12 내지 청구항 15 중 어느 한 항에 있어서,
    강판 표면으로부터 판두께의 1／16의 깊이 위치에서의 평균 결정 입경 Ds(㎛), 판두께의 중심 부분에서의 평균 결정 입경 Dc(㎛) 사이에, Ds≤0.9Dc인 관계를 만족하는 것을 특징으로 하는 냉연강판.
  17. 청구항 12 내지 청구항 15 중 어느 한 항에 있어서,
    하기 (7)식에서 정의되는 탄소 당량 Ceq(I)가 0.06~0.6％인 것을 특징으로 하는 냉연강판.
    Ceq(I)=C＋Mn／6＋Si／24＋Cr／5＋Mo／4＋Ni／40＋V／14·······(7)식
    여기에서, 식 중의 원소 기호는 각 원소의 강 중의 함유량(단위：질량％)을 나타낸다.
  18. 청구항 12 내지 청구항 15 중 어느 한 항에 있어서,
    C함유량이 0.17질량％ 이하이며, 또한 하기 (8)식에서 정의되는 탄소 당량 Ceq(II)가 0.03~0.20％이며, 또한, 하기 (9)식에서 정의되는 모재 저항의 지표 Rsp가 45 이하인 것을 특징으로 하는 냉연강판.
    Ceq(II)=C＋Mn／100＋Si／90＋Cr／100···(8)식
    Rsp=13.5×(Si＋Al＋0.4Mn＋0.4Cr)＋12.2···(9)식
    여기에서, 식 중의 원소 기호는 각 원소의 강 중의 함유량(단위：질량％)을 나타낸다.
  19. 청구항 12 내지 청구항 15 중 어느 한 항에 기재된 냉연강판의 표면에, Zn, Al, Zn－Al 합금 또는 Fe－Zn 합금의 피복층을 구비하는 것을 특징으로 하는 용융 도금 냉연강판.
  20. 최종의 압연 패스를 Ar3점 이상 또한 780℃ 이상의 온도에서 종료하고, 그 후, 400℃／초 이상의 냉각 속도로 0.4초 이내에 720℃ 이하까지 냉각한 후, 600~720℃의 온도 영역에서 2초 이상 유지하는, 탄소강 또는 저합금강으로 이루어진 슬래브를 다(多)패스 열간 압연하여 열연강판을 제조하는 방법에 의해 얻어진 열연강판을 산 세정 후, 40~90％의 압연율로 냉간 압연한 후, 900℃ 이하의 온도에서 열처리하는 것을 특징으로 하는 청구항 12 내지 청구항 15 중 어느 한 항에 기재된 냉연강판의 제조 방법.
  21. 최종의 압연 패스를 Ar3점 이상 또한 780℃ 이상의 온도에서 종료하고, 그 후, 400℃／초 이상의 냉각 속도로 0.4초 이내에 720℃ 이하까지 냉각한 후, 600~720℃의 온도 영역에서 2초 이상 유지하는, 탄소강 또는 저합금강으로 이루어진 슬래브를 다(多)패스 열간 압연하여 열연강판을 제조하는 방법에 의해 얻어진 열연강판을 산 세정 후, 또한 40~90％의 압연율로 냉간 압연한 후, 연속 용융 도금 라인에서 용융 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는 청구항 19에 기재된 용융 도금 냉연강판의 제조 방법.
KR1020087003693A 2005-08-03 2006-08-03 열연강판, 냉연강판 및 그들의 제조 방법 KR100979854B1 (ko)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2005225803 2005-08-03
JPJP-P-2005-00225803 2005-08-03

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20080027948A KR20080027948A (ko) 2008-03-28
KR100979854B1 true KR100979854B1 (ko) 2010-09-02

Family

ID=37708821

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020087003693A KR100979854B1 (ko) 2005-08-03 2006-08-03 열연강판, 냉연강판 및 그들의 제조 방법

Country Status (5)

Country Link
US (4) US7731808B2 (ko)
JP (1) JP5029361B2 (ko)
KR (1) KR100979854B1 (ko)
CN (5) CN102242308B (ko)
WO (1) WO2007015541A1 (ko)

Families Citing this family (74)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2008110670A1 (fr) 2007-03-14 2008-09-18 Arcelormittal France Acier pour formage a chaud ou trempe sous outil a ductilite amelioree
US8803023B2 (en) * 2007-11-29 2014-08-12 Isg Technologies Seam welding
EP2072630A1 (en) * 2007-12-21 2009-06-24 ArcelorMittal Commercial RPS S.à r.l. Corrosion resistant steel for marine applications
JP2010077512A (ja) * 2008-09-29 2010-04-08 Sumitomo Metal Ind Ltd 冷延鋼板の製造方法
JP5093029B2 (ja) * 2008-09-29 2012-12-05 住友金属工業株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
JP5035297B2 (ja) * 2009-05-28 2012-09-26 住友金属工業株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
US9352416B2 (en) * 2009-11-03 2016-05-31 The Secretary, Department Of Atomic Energy, Govt. Of India Niobium based superconducting radio frequency(SCRF) cavities comprising niobium components joined by laser welding, method and apparatus for manufacturing such cavities
JP5446886B2 (ja) * 2010-01-06 2014-03-19 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板の製造方法
JP5446885B2 (ja) * 2010-01-06 2014-03-19 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板の製造方法
JP5187320B2 (ja) * 2010-01-06 2013-04-24 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板の製造方法
JP5413276B2 (ja) * 2010-03-31 2014-02-12 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
JP5533144B2 (ja) * 2010-03-31 2014-06-25 新日鐵住金株式会社 溶融めっき冷延鋼板およびその製造方法
JP5533145B2 (ja) * 2010-03-31 2014-06-25 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
JP5533143B2 (ja) * 2010-03-31 2014-06-25 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
JP5533146B2 (ja) * 2010-03-31 2014-06-25 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
WO2011135700A1 (ja) * 2010-04-28 2011-11-03 住友金属工業株式会社 動的強度に優れた複相熱延鋼板およびその製造方法
WO2011148490A1 (ja) 2010-05-27 2011-12-01 住友金属工業株式会社 鋼板およびその製造方法
JP5499956B2 (ja) * 2010-07-02 2014-05-21 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
EP2610357B1 (en) * 2010-08-23 2019-12-18 Nippon Steel Corporation Cold-rolled steel sheet and process for production thereof
WO2012053044A1 (ja) * 2010-10-18 2012-04-26 住友金属工業株式会社 高速変形下での均一延性および局部延性に優れた熱延鋼板、冷延鋼板およびめっき鋼板
US10030280B2 (en) * 2010-10-22 2018-07-24 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel sheet and method for manufacturing steel sheet
US9896736B2 (en) 2010-10-22 2018-02-20 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Method for manufacturing hot stamped body having vertical wall and hot stamped body having vertical wall
CN103314120B (zh) 2010-10-22 2014-11-05 新日铁住金株式会社 热锻压成形体的制造方法及热锻压成形体
BR112013025015B1 (pt) 2011-03-28 2018-11-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation chapa de aço laminada a frio e método de produção da mesma
JP5594226B2 (ja) * 2011-05-18 2014-09-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高炭素薄鋼板およびその製造方法
JP5549640B2 (ja) * 2011-05-18 2014-07-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高炭素薄鋼板およびその製造方法
WO2012161241A1 (ja) 2011-05-25 2012-11-29 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板及びその製造方法
JP5618917B2 (ja) * 2011-06-23 2014-11-05 株式会社神戸製鋼所 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法、並びに機械構造用部品
US10174392B2 (en) 2011-07-06 2019-01-08 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Method for producing cold-rolled steel sheet
CN103781932B (zh) 2011-07-06 2016-05-25 新日铁住金株式会社 冷轧钢板
JP5644703B2 (ja) * 2011-07-06 2014-12-24 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板の製造方法
CA2841064C (en) 2011-07-06 2016-07-12 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet and process for producing same
JP5644704B2 (ja) * 2011-07-06 2014-12-24 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板の製造方法
JP5648597B2 (ja) * 2011-07-06 2015-01-07 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板の製造方法
JP5648596B2 (ja) * 2011-07-06 2015-01-07 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板の製造方法
PL2738274T3 (pl) 2011-07-27 2019-05-31 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Blacha stalowa cienka walcowana na zimno o dużej wytrzymałości z doskonałą zdolnością do wywijania kołnierza i podatnością na precyzyjne przebijanie oraz sposób jej wytwarzania
ES2589640T3 (es) * 2011-08-09 2016-11-15 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Lámina de acero laminada en caliente con alto límite de elasticidad y excelente absorción de energía del impacto a baja temperatura y resistencia al ablandamiento de la ZAC y método para producir la misma
JP5668642B2 (ja) * 2011-08-23 2015-02-12 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
TWI464279B (zh) * 2011-10-19 2014-12-11 Jfe Steel Corp 高強度鋼板及其製造方法
BR112014017109B1 (pt) * 2012-01-13 2019-04-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de aço laminada a quente e processo de fabricação da mesma
JP5464302B2 (ja) 2012-02-22 2014-04-09 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板及びその製造方法
WO2013125400A1 (ja) 2012-02-22 2013-08-29 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
JP5447564B2 (ja) * 2012-03-16 2014-03-19 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板の製造方法
JP5860343B2 (ja) * 2012-05-29 2016-02-16 株式会社神戸製鋼所 強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5874581B2 (ja) * 2012-08-28 2016-03-02 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
RU2495942C1 (ru) * 2012-09-11 2013-10-20 Открытое акционерное общество "Северсталь" (ОАО "Северсталь") Способ производства горячекатаного проката повышенной прочности
US9593399B2 (en) 2012-12-13 2017-03-14 Thyssenkrupp Steel Usa, Llc Process for making cold-rolled dual phase steel sheet
JP5716760B2 (ja) * 2013-01-10 2015-05-13 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板の製造方法
JP5776762B2 (ja) * 2013-12-27 2015-09-09 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
JP5776763B2 (ja) * 2013-12-27 2015-09-09 新日鐵住金株式会社 溶融めっき冷延鋼板およびその製造方法
JP5776761B2 (ja) * 2013-12-27 2015-09-09 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
JP5776764B2 (ja) * 2013-12-27 2015-09-09 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
EP3186406B1 (en) * 2014-08-25 2020-04-08 Tata Steel IJmuiden B.V. Cold rolled high strength low alloy steel strip
KR101693522B1 (ko) * 2014-12-24 2017-01-06 주식회사 포스코 자기적 성질이 우수한 방향성 전기강판 및 그 제조방법
CN104651719A (zh) * 2015-03-05 2015-05-27 苏州市凯业金属制品有限公司 一种新型可焊接金属制品
CN104674118B (zh) * 2015-03-09 2016-09-28 中天钢铁集团有限公司 一种含铬低碳铁丝网用钢及其生产方法
US10655194B2 (en) 2015-03-25 2020-05-19 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for producing the same
CN107922983B (zh) * 2015-04-10 2020-07-14 纳米钢公司 金属合金中的改善边缘成形性
EP3325684B1 (de) 2015-07-17 2020-03-04 Salzgitter Flachstahl GmbH Verfahren zum herstellen eines warmbandes aus einem bainitischen mehrphasenstahl mit einer zn-mg-al-beschichtung und ein entsprechendes warmband
CN105483531A (zh) * 2015-12-04 2016-04-13 重庆哈工易成形钢铁科技有限公司 用于冲压成形的钢材及其成形构件与热处理方法
JP6734375B2 (ja) * 2015-12-04 2020-08-05 アーコニック テクノロジーズ エルエルシーＡｒｃｏｎｉｃ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｅｓ Ｌｌｃ 放電テクスチャ加工シート用エンボス
CN106435390A (zh) * 2016-08-31 2017-02-22 芜湖市和蓄机械股份有限公司 一种高强度连接座铸件原料配方及其制备工艺
JP6809532B2 (ja) * 2016-10-19 2021-01-06 日本製鉄株式会社 めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
EP3543364B1 (en) * 2016-11-16 2020-11-11 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and method for producing same
KR101889193B1 (ko) * 2016-12-22 2018-08-16 주식회사 포스코 내식성 및 가공성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법
KR101977474B1 (ko) * 2017-08-09 2019-05-10 주식회사 포스코 표면 품질, 강도 및 연성이 우수한 도금강판
US20190071747A1 (en) * 2017-09-07 2019-03-07 GM Global Technology Operations LLC Method of heat treating steel
JP7173163B2 (ja) * 2018-12-26 2022-11-16 日本製鉄株式会社 溶接構造体
CN112746235A (zh) * 2020-12-30 2021-05-04 新冶高科技集团有限公司 一种厚规格小锌花铝锌硅镀层钢板的生产工艺及钢板
CN113073262B (zh) * 2021-03-24 2022-05-10 东北大学 具有优异超低温韧性的双梯度超细晶钢板及其制备方法
CN113667903B (zh) * 2021-08-11 2022-05-06 浙江久立特材科技股份有限公司 一种阶梯组织奥氏体不锈钢、无缝管及其制备方法和应用
DE102021212902A1 (de) * 2021-11-17 2023-05-17 Sms Group Gmbh Verfahren zum Herstellen eines Warmbandes aus einem Feinkornstahlwerkstoff
CN114086071B (zh) * 2021-11-19 2022-10-18 本钢板材股份有限公司 低成本1200Mpa级冷轧高强马氏体钢及其制造方法
CN114633009B (zh) * 2022-03-30 2023-06-20 鞍钢股份有限公司 一种减少镀铝锌产品窄搭接焊缝断带的方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1017982A (ja) 1996-06-28 1998-01-20 Nippon Steel Corp 耐破壊性能に優れた建築用低降伏比高張力鋼材及びその製造方法
JP2002180187A (ja) 2000-10-06 2002-06-26 Nippon Steel Corp 日陰耐候性に優れた高強度・高靱性耐候性鋼
EP1350859A1 (en) * 2002-03-22 2003-10-08 Kawasaki Steel Corporation High-tensile strength hot-rolled steel sheet excellent in elongation properties and stretch flangeability, and producing method thereof
KR100415718B1 (ko) * 1999-09-16 2004-01-24 제이에프이 엔지니어링 가부시키가이샤 고강도 박강판 및 그 제조방법

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS59205447A (ja) 1983-05-02 1984-11-21 Nippon Steel Corp 超細粒フエライト鋼およびその製造方法
JPH09176782A (ja) * 1995-12-25 1997-07-08 Nippon Steel Corp 耐破壊性能に優れた建築用高張力鋼材及びその製造方法
JPH111747A (ja) * 1997-06-06 1999-01-06 Kawasaki Steel Corp 超微細粒を有する延性、靱性、耐疲労特性および強度−伸びバランスに優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
DE69829739T2 (de) * 1997-09-11 2006-03-02 Jfe Steel Corp. Verfahren zur herstellung ultrafeinkörnigen warmgewalzten stahlblechs
JP3386726B2 (ja) * 1997-09-11 2003-03-17 川崎製鉄株式会社 超微細粒を有する加工用熱延鋼板及びその製造方法並びに冷延鋼板の製造方法
CA2297291C (en) * 1999-02-09 2008-08-05 Kawasaki Steel Corporation High tensile strength hot-rolled steel sheet and method of producing the same
US20030015263A1 (en) * 2000-05-26 2003-01-23 Chikara Kami Cold rolled steel sheet and galvanized steel sheet having strain aging hardening property and method for producing the same
EP1291448B1 (en) 2000-05-26 2006-06-28 JFE Steel Corporation Cold rolled steel sheet and galvanized steel sheet having strain aging hardening property and method for producing the same
KR100949694B1 (ko) * 2002-03-29 2010-03-29 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 초미세입자 조직을 갖는 냉연강판 및 그 제조방법

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1017982A (ja) 1996-06-28 1998-01-20 Nippon Steel Corp 耐破壊性能に優れた建築用低降伏比高張力鋼材及びその製造方法
KR100415718B1 (ko) * 1999-09-16 2004-01-24 제이에프이 엔지니어링 가부시키가이샤 고강도 박강판 및 그 제조방법
JP2002180187A (ja) 2000-10-06 2002-06-26 Nippon Steel Corp 日陰耐候性に優れた高強度・高靱性耐候性鋼
EP1350859A1 (en) * 2002-03-22 2003-10-08 Kawasaki Steel Corporation High-tensile strength hot-rolled steel sheet excellent in elongation properties and stretch flangeability, and producing method thereof

Also Published As

Publication number Publication date
CN102242307B (zh) 2013-03-27
CN102251087A (zh) 2011-11-23
CN102242306B (zh) 2013-03-27
KR20080027948A (ko) 2008-03-28
JPWO2007015541A1 (ja) 2009-02-19
US7879164B2 (en) 2011-02-01
US20110162760A1 (en) 2011-07-07
CN102242308A (zh) 2011-11-16
US8257517B2 (en) 2012-09-04
JP5029361B2 (ja) 2012-09-19
US7927433B2 (en) 2011-04-19
CN101238233A (zh) 2008-08-06
US20100263767A1 (en) 2010-10-21
WO2007015541A1 (ja) 2007-02-08
CN101238233B (zh) 2012-11-28
CN102242307A (zh) 2011-11-16
CN102242306A (zh) 2011-11-16
US20080202639A1 (en) 2008-08-28
CN102242308B (zh) 2013-03-27
US7731808B2 (en) 2010-06-08
CN102251087B (zh) 2013-03-27
US20100209283A1 (en) 2010-08-19

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR100979854B1 (ko) 열연강판, 냉연강판 및 그들의 제조 방법
JP4700764B2 (ja) 成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、及びそれらの製造方法
KR101528080B1 (ko) 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP4725415B2 (ja) 熱間プレス用鋼板および熱間プレス鋼板部材ならびにそれらの製造方法
JP5068688B2 (ja) 穴広げ性に優れた熱延鋼板
JP5720208B2 (ja) 高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
CN110959047B (zh) 热浸镀锌钢板
JP2019506530A (ja) 優れた成形性を有する高強度鋼板及びこれを製造する方法
EP3050989A1 (en) High-strength steel sheet and method for producing same
TW201410883A (zh) 冷軋鋼板、及其製造方法、以及熱壓印成形體
KR101646857B1 (ko) 용융 도금 냉연 강판 및 그 제조 방법
US11155902B2 (en) High strength, hot dip coated, dual phase, steel sheet and method of manufacturing same
JP4325998B2 (ja) スポット溶接性及び材質安定性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板
JPWO2011126064A1 (ja) 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
CN113316656B (zh) 高强度热浸镀锌钢板及其制造方法
US11408047B2 (en) Alloyed hot-dip galvanized steel sheet and alloyed hot-dip galvanized steel sheet production method
JP4360319B2 (ja) 高張力溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
CN115087754B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN114945690B (zh) 钢板及其制造方法
CN113677818B (zh) 钢板及其制造方法
CN111886353B (zh) 合金化热浸镀锌钢板以及合金化热浸镀锌钢板的制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20130801

Year of fee payment: 4

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20140808

Year of fee payment: 5

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20150730

Year of fee payment: 6

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20160727

Year of fee payment: 7

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20170804

Year of fee payment: 8