KR101606309B1 - 온간 성형성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

온간 성형성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
KR101606309B1
KR101606309B1 KR1020147023844A KR20147023844A KR101606309B1 KR 101606309 B1 KR101606309 B1 KR 101606309B1 KR 1020147023844 A KR1020147023844 A KR 1020147023844A KR 20147023844 A KR20147023844 A KR 20147023844A KR 101606309 B1 KR101606309 B1 KR 101606309B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
temperature
steel sheet
ferrite
time
strength
Prior art date
Application number
KR1020147023844A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20140117632A (ko
Inventor
에라이자 가키우치
도시오 무라카미
가츠라 가지하라
다츠야 아사이
나오키 미즈타
히데오 하타
Original Assignee
가부시키가이샤 고베 세이코쇼
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 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 filed Critical 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Publication of KR20140117632A publication Critical patent/KR20140117632A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR101606309B1 publication Critical patent/KR101606309B1/ko

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
    • 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
    • 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
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment 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
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—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
    • C22C38/04—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
    • 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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—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
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—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
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

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

Abstract

본 발명의 고강도 강판은 질량％로, C: 0.05 내지 0.3％, Si: 1 내지 3％, Mn: 0.5 내지 3％, P: 0.1％ 이하(0％를 포함함), S: 0.01％ 이하(0％를 포함함), Al: 0.001 내지 0.1％, N: 0.002 내지 0.03％를 포함하고, 잔량부가 철 및 불순물로 이루어지고, 전체 조직에 대한 면적률로, 베이니틱·페라이트: 40 내지 85％, 잔류 오스테나이트(γR): 5 내지 20％, 마르텐사이트+γR: 10 내지 50％, 페라이트: 5 내지 40％를 포함하는 조직을 갖고, γR은 그 C 농도가 0.5 내지 1.0질량％임과 동시에, 페라이트 입자 내에 존재하는 것이 전체 조직에 대한 면적률로 1％ 이상 존재한다.

Description

온간 성형성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH STEEL SHEET WITH EXCELLENT WARM FORMABILITY AND PROCESS FOR MANUFACTURING SAME}
본 발명은, 자동차 부품 등에 사용되는 온간 성형성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 또한, 본 발명의 고강도 강판으로서는, 냉연 강판, 용융 아연 도금 강판, 및 합금화 용융 아연 도금 강판이 포함된다.
자동차용 골격 부품에 제공되는 박강판은 충돌 안전성과 연비 개선을 실현하기 위해, 보다 고강도화가 요구되고 있다. 그로 인해, 강판 강도를 980MPa급 이상으로 고강도화하는 것이 요구되고 있지만, 프레스시에 성형 하중이 커지기 때문에, 프레스기에의 부하가 과대해진다는 문제가 있다. 따라서, 성형시에는 저강도이고, 성형 후의 사용시에는 고강도인 강판의 개발이 요망되고 있다. 그리고, 성형시의 하중 저감 수단으로서, 온간 성형이 알려져 있다(예를 들면, 특허문헌 1, 2 참조).
상기 특허문헌 1에는, 실온에서의 인장 강도에 대한 450℃에서의 인장 강도의 비가 0.7 이하인 온간 성형 가공용 고장력 강판이 개시되어 있다. 그러나, 이 온간 성형 가공용 고장력 강판은, 150℃에서의 인장 강도의 저하 정도는 작고(단락 [0056], 표 3 참조), 충분한 성형시 하중 저감 효과를 얻기 위해서는 350℃ 내지 A1점이라고 하는 비교적 높은 온도 영역에서 성형할 필요가 있다(단락 [0018] 참조). 이로 인해, 산화에 의해 강판의 표면 상태가 손상되는 동시에, 강판 가열을 위한 에너지 소비가 증가하는 문제가 있다. 또한, 마르텐사이트가 템퍼링됨으로써, 성형 후의 사용시의 강도가 저하되는 것도 염려된다.
상기 특허문헌 2에는, mass％에서, C: 0.040 내지 0.20％, Si: 1.5％ 이하, Mn: 0.50 내지 3.0％, P: 0.10％ 이하, S: 0.01％ 이하, Al: 0.01 내지 0.5％, N: 0.005％ 이하, V: 0.10 내지 1.0％를 포함하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한 상기 V의 90％ 이상이 고용 상태인 온간 성형에 적합한 냉연 강판이 개시되어 있다. 그러나, 이 냉연 강판은, 300℃ 이상 A1점 이하라고 하는 비교적 높은 온도 영역에서 가공할 필요가 있다(단락 [0021] 참조). 이로 인해, 상기 특허문헌 1에 기재된 온간 성형 가공용 고장력 강판과 마찬가지로, 산화에 의해 강판의 표면 상태가 손상되는 동시에, 강판 가열을 위해 에너지 소비가 증가하는 문제가 있다. 또한, 고가인 V를 첨가할 필요가 있기 때문에, 비용의 상승을 초래하는 문제도 있다.
일본 특허 공개 제2003-113442호 공보 일본 특허 제4506476호 공보
본 발명은 상기 사정에 착안하여 이루어진 것이고, 그 목적은, 상기 종래 기술보다 낮은 온도 영역(150 내지 250℃)에서의 온간 성형시에는 충분히 강도 저하하는 한편, 성형 후의 실온에서의 사용시에는 980MPa 이상의 고강도를 확보할 수 있는 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 데 있다.
청구항 1에 기재된 발명은,
질량％로(이하, 화학 성분에 대하여 동일함),
C: 0.05 내지 0.3％,
Si: 1 내지 3％,
Mn: 0.5 내지 3％,
P: 0.1％ 이하(0％를 포함함),
S: 0.01％ 이하(0％를 포함함),
Al: 0.001 내지 0.1％,
N: 0.002 내지 0.03％
를 포함하고, 잔량부가 철 및 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
전체 조직에 대한 면적률로(이하, 조직에 대하여 동일함),
베이니틱·페라이트: 40 내지 85％,
잔류 오스테나이트: 5 내지 20％,
마르텐사이트+상기 잔류 오스테나이트: 10 내지 50％,
페라이트: 5 내지 40％
를 포함하는 조직을 갖고,
상기 잔류 오스테나이트는
그 C 농도(CγR)가 0.5 내지 1.0질량％임과 함께,
페라이트 입자 내에 존재하는 것이 전체 조직에 대한 면적률로 1％ 이상 존재하는
것을 특징으로 하는 150 내지 250℃에서의 온간 성형성이 우수한 고강도 강판이다.
청구항 2에 기재된 발명은,
성분 조성이 또한,
Cr: 0.01 내지 3％
Mo: 0.01 내지 1％,
Cu: 0.01 내지 2％,
Ni: 0.01 내지 2％,
B: 0.00001 내지 0.01％
Ca: 0.0005 내지 0.01％,
Mg: 0.0005 내지 0.01％,
REM: 0.0001 내지 0.01％
중 적어도 1종을 포함하는 것인 청구항 1에 기재된 150 내지 250℃에서의 온간 성형성이 우수한 고강도 강판이다.
청구항 3에 기재된 발명은,
청구항 1 또는 2에 기재된 150 내지 250℃에서의 온간 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법이며,
청구항 1 또는 2에 나타내는 성분 조성을 갖는 강재를, 하기 (1) 내지 (3)에 나타내는 각 조건으로, 열간 압연한 후, 냉간 압연하고, 그 후, 열 처리하는 것을 특징으로 하는 150 내지 250℃에서의 온간 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법이다.
(1) 열간 압연 조건
마무리 압연 종료 온도: Ar3점 이상
권취 온도: 450 내지 700℃
(2) 냉간 압연 조건
냉간 압연율: 20 내지 80％
(3) 열 처리 조건
600 내지 Ac1℃의 온도 영역을, 하기 수학식 1을 충족하는 승온 패턴으로 승온하고, 어닐링 가열 온도: (0.4×Ac1+0.6×Ac3) 내지 (0.05×Ac1+0.95×Ac3)에서, 어닐링 유지 시간: 1800s 이하 유지한 후, 이 어닐링 가열 온도로부터 오스템퍼 온도: 350 내지 500℃까지를 5℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 급냉한 후, 이 오스템퍼 온도에서 오스템퍼 유지 시간: 10 내지 1800s 유지한 후 상온까지 냉각하는, 또는 이 오스템퍼 온도에서 오스템퍼 유지 시간: 10 내지 100s 유지한 뒤 재가열 온도: 480 내지 600℃까지 다시 승온하여 이 재가열 온도에서 재가열 유지 시간: 1 내지 100s 유지한 후 상온까지 냉각한다.
Figure 112014081059888-pct00001
여기서, X: 재결정률(-), DFe: 철의 자기 확산율(㎡/s), ρo: 초기 전위 밀도(m/㎥), t: 시간(s), t600 ℃: 600℃에 도달한 시점의 시간(s), tAcl: Ac1점에 도달한 시점의 시간(s), T(t): 시간 t에 있어서의 온도(℃), [CR]: 냉연율(％)이다.
본 발명에 따르면, 전체 조직에 대한 면적률로, 베이니틱·페라이트: 40 내지 85％, 잔류 오스테나이트: 5 내지 20％, 마르텐사이트+상기 잔류 오스테나이트: 10 내지 50％, 페라이트: 5 내지 40％를 포함하는 조직을 갖고, 상기 잔류 오스테나이트는, 그 C 농도(CγR)가 0.5 내지 1.0질량％임과 동시에, 페라이트 입자 내에 존재하는 것이 전체 조직에 대한 면적률로 1％ 이상 존재하는 것으로 함으로써, 상기 종래 강보다 낮은 온도 영역(150 내지 250℃)에서의 온간 성형시에는 충분히 강도 저하하는 한편, 성형 후의 실온에서의 사용시에는 980MPa 이상의 고강도를 확보할 수 있는 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있게 되었다.
도 1은 본 발명 강판 및 비교 강판의 단면 조직 사진이다.
본 발명자들은, 성형성이 우수한 고강도 강판으로서, 전위 밀도가 높은 하부 조직(매트릭스)을 갖는 베이니틱·페라이트와 잔류 오스테나이트(γR)를 함유하는 TRIP 강철판에 착안하여, 상기 종래 기술보다도 낮은 온도 영역(150 내지 250℃)에서의 온간 성형시에는 충분히 강도 저하하는 한편, 성형 후의 실온에서의 사용시에는 980MPa 이상의 고강도를 확보하는 방책에 대하여 검토를 행하여 왔다.
그 결과, 하기 (1) 내지 (3)의 방책에 의해, 종래보다 낮은 온도 영역에서의 온간 성형성과 실온 강도의 확보를 양립할 수 있는 고강도 강판이 얻어지는 것을 알 수 있었다.
(1) 조직 중에 페라이트 및 마르텐사이트를 일부 도입함으로써, 매트릭스의 강도 및 연성의 밸런스를 최적화한다.
(2) 탄소 농도 0.5 내지 1.0질량％의 γR을 면적률로 5％ 이상 함유시킴으로써, TRIP 효과에 의해 실온 강도를 높인다.
(3) 이때, 면적률로 1％ 이상의 γR을 연질의 페라이트로 덮게 함으로써(즉, 페라이트 입자 내에 존재하는 γR의 면적률을 1％ 이상 확보함으로써), 소성 가공시에 당해 γR에 변형을 가하기 쉽게 하여, 실온에서의 가공 유기 마르텐사이트 변태를 촉진하고, 매트릭스과 합하여 실온 강도 980MPa 이상을 확보한다. 한편, 이 강판을 150 내지 250℃의 온간 영역에서 가공할 때, γR의 가공 유기 마르텐사이트 변태가 억제되어, 강도가 저하되고, 성형 하중이 저하된다. 이때, 실온 강도에 있어서의 γR의 가공 유기 마르텐사이트 변태의 기여를 높이고 있기 때문에, 온간 영역에 있어서의 성형 하중의 저하량이 크고, 온간 성형성이 우수하다.
또한, 페라이트 입자 내에 존재하는 γR의 면적률을 확보하기 위해서는, 어닐링 공정의 승온 과정에 있어서, 냉연에서 가공된 페라이트의 재결정화를 억제함으로써, 페라이트·오스테나이트 2상 온도 영역에서의 균열시에 페라이트 입자 내에 있어서의 오스테나이트의 핵 생성을 촉진시키는 것이 유효한 것을 알 수 있었다.
상기 지식에 기초하여, 추가로 검토를 진행하여, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 먼저 본 발명 강판을 특징짓는 조직에 대하여 설명한다.
〔본 발명 강판의 조직〕
전술한 바와 같이, 본 발명 강판은, TRIP 강철의 조직을 베이스로 하는 것인데, 특히 페라이트 및 마르텐사이트를 소정량 함유함과 함께, 탄소 농도 0.5 내지 1.0질량％의 γR을 면적률로 5 내지 20％ 함유하고, 추가로 이 γR 중 면적률로 1％ 이상의 것이 페라이트로 덮여 있는(즉, 페라이트 입자 내에 존재하는) 것을 특징으로 한다.
<베이니틱·페라이트: 40 내지 85％>
본 발명에 있어서의 「베이니틱·페라이트」란, 베이나이트 조직이 전위 밀도가 높은 라스 형상 조직을 가진 하부 조직을 갖고 있고, 조직 내에 탄화물을 갖고 있지 않은 점에서, 베이나이트 조직과는 명백하게 상이하고, 또한 전위 밀도가 없거나 또는 극히 적은 하부 조직을 갖는 폴리고날·페라이트 조직, 또는 미세한 서브 그레인 등의 하부 조직을 가진 준 폴리고날·페라이트 조직과도 상이하다(일본 철강 협회 기초 연구회 발행 「강의 베이나이트 사진집-1」 참조).
이렇게 본 발명 강판의 조직은, 균일 미세하고 연성이 우수하고, 또한 전위 밀도가 높고 강도가 높은 베이니틱·페라이트를 모상으로 함으로써 강도와 성형성의 밸런스를 높일 수 있다.
본 발명 강판에서는, 상기 베이니틱·페라이트 조직의 양은, 전체 조직에 대하여 면적률로 40 내지 85％(바람직하게는 40 내지 75％, 보다 바람직하게는 40 내지 65％)인 것이 필요하다. 이에 의해, 상기 베이니틱·페라이트 조직에 의한 효과가 유효하게 발휘되기 때문이다. 또한, 상기 베이니틱·페라이트 조직의 양은, γR과의 밸런스에 의해 정해지는 것이며, 원하는 특성을 발휘할 수 있도록, 적절하게 제어하는 것이 권장된다.
<잔류 오스테나이트(γR): 5 내지 20％>
γR은 전체 신장의 향상에 유용하고, 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, 전체 조직에 대하여 면적률로 5％ 이상(바람직하게는 7％ 이상, 보다 바람직하게는 10％ 이상) 존재할 필요가 있다. 한편, 다량으로 존재하면 신장 플랜지성이 너무 열화되므로, 상한을 20％로 정하였다.
<마르텐사이트+상기 잔류 오스테나이트(γR): 10 내지 50％>
강도 확보를 위해, 조직 중에 마르텐사이트를 일부 도입하는데, 마르텐사이트의 양이 너무 많아지면 성형성을 확보할 수 없게 되므로, 전체 조직에 대하여 마르텐사이트+γR의 합계 면적률로 10％ 이상(바람직하게는 15％ 이상, 보다 바람직하게는 20％ 이상) 50％ 이하(바람직하게는 45％ 이하, 보다 바람직하게는 40％ 이하)로 제한하였다.
<페라이트: 5 내지 40％>
페라이트는 연질상이기 때문에, 그 자체는 고강도화에는 활용할 수 없지만, 매트릭스의 연성을 높이는데 유효하다. 또한, 성형시에 우선적으로 소성 변형하기 때문에, 입자 내에 변형이 축적되기 쉽고, 페라이트 입자 내에 존재하는 γR의 가공 유기 마르텐사이트 변태를 촉진시킴으로써, 실온 강도 확보에 기여한다. 이로 인해, 페라이트는 면적률 5％ 이상(바람직하게는 7％ 이상, 보다 바람직하게는 9％ 이상) 40％ 이하(바람직하게는 35％ 이하, 보다 바람직하게는 30％ 이하)의 범위에서 도입한다.
<잔류 오스테나이트(γR)의 C 농도(CγR): 0.5 내지 1.0질량％ >
CγR은, 가공시에 γR이 마르텐사이트로 변태하는 안정도에 영향을 미치는 지표이다. CγR이 너무 낮으면, 150 내지 250℃의 온간 성형시에 충분히 안정화되지 않고 가공 유기 마르텐사이트로 변태하기 때문에, 온간 성형시의 하중을 상승시킨다. 한편, CγR이 너무 높으면, 너무 안정화되어, 실온에서 가공을 가해도 충분히 가공 유기 마르텐사이트 변태하지 않기 때문에, 실온 강도 확보를 위하여 매트릭스를 고강도화시킬 필요가 있고, 역시 온간 성형시의 하중을 상승시킨다. 150 내지 250℃의 온간 성형시의 하중을 낮게 하기 위해서는, CγR은 0.5 내지 1.0질량％로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.7 내지 0.9질량％이다.
<페라이트 입자 내에 존재하는 γR: 1％ 이상>
γR을 연질의 페라이트로 덮음으로써, 실온 변형시에 있어서의 γR의 가공 유기 마르텐사이트 변태를 촉진시켜, 실온 강도를 높인다. 또한, 150 내지 250℃의 온간 성형시에 γR의 가공 유기 마르텐사이트 변태를 억제함으로써 큰 하중 저감 효과가 얻어진다. 이들 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서, 페라이트 입자 내에 존재하는 γR은, 전체 조직에 대한 면적률로 1％ 이상으로 한다. 바람직하게는 1.1％ 이상이다.
<기타: 베이나이트(0％를 포함함)>
본 발명의 강판은, 상기 조직만(마르텐사이트 및/또는 베이니틱·페라이트, 폴리고날·페라이트 및 γR의 혼합 조직)으로 이루어져 있어도 되지만, 본 발명의 작용을 손상시키지 않는 범위에서, 다른 이종 조직으로서, 베이나이트를 가져도 된다. 이 조직은 본 발명 강판의 제조 과정에서 필연적으로 잔존할 수 있는 것이지만, 적으면 적을수록 좋고, 전체 조직에 대하여 면적률로 5％ 이하, 보다 바람직하게는 3％ 이하로 제어하는 것이 권장된다.
〔각 상의 면적률, γR의 C 농도(CγR), 및 페라이트 입자 내에 존재하는 γR의 면적률의 각 측정 방법〕
여기서, 각 상의 면적률, γR의 C 농도(CγR), 및 페라이트 입자 내에 존재하는 γR의 면적률의 각 측정 방법에 대하여 설명한다.
강판 중 조직의 면적률은, 강판을 레페라 부식하고, 광학 현미경 관찰(배율 1000배)에 의해, 예를 들면 흰 영역을 「마르텐사이트+잔류 오스테나이트(γR)」라고 정의하고, 조직의 면적률을 측정하였다.
또한, γR의 면적률 및 γR의 C 농도(CγR)는, 강판의 1/4 두께까지 연삭한 후, 화학 연마하고 나서 X선 회절법에 의해 측정하였다(ISIJ Int.Vol.33, (1933), No.7, p.776). 또한, 페라이트의 면적률은, 강판을 나이탈 부식하고, 광학 현미경 관찰(배율 400배)에 의해, 원 상당 직경 5㎛ 이상의 괴상의 흰 영역을 페라이트로 동정하여 면적률을 구하였다. 또한 베이나이트 등의 기타 조직의 면적률을 주사형 전자 현미경(배율 5000배)으로 동정한 후, 「마르텐사이트+잔류 오스테나이트(γR)」 및 「페라이트」 및 「기타 조직」 이외의 부분을 베이니틱·페라이트로 하여, 면적률을 산출하였다.
또한, 페라이트 입자 내에 존재하는 γR의 면적률은, 이하와 같이 하여 측정하였다. 먼저, 주사형 전자 현미경(JEOL 제조 JSM-5410)에 TSL사 제조 OIMTM을 사용하여, 0.2㎛ 피치로 EBSD 측정을 행하고, FCC상과 BCC상과, 인접한 결정립과 15° 이상의 방위 차가 있는 입계를 맵핑한다. 이 맵핑 중에서, FCC상으로서 맵핑된 영역을 γR이라고 정의하여 동정한다. 또한 BCC상에서 15° 이상의 방위 차가 있는 입계의 면적이 10 측정점 이하의 영역, 및 FCC상 또는 BCC상으로서 해석할 수 없었던 영역을 마르텐사이트라고 정의하여 동정한다. 나머지 BCC상 중, 15° 미만의 방위 차에서 연속하는 영역이 490 측정점 이상(원 상당 직경 5㎛ 이상) 있는 영역을 페라이트, 나머지 영역을 베이니틱·페라이트라고 각각 정의하여 동정한다. 15° 미만의 방위 차로 연속하는 영역이 490 측정점 이상 있는 영역을 둘러싸는 입계를 페라이트 입계라고 정의하고, 페라이트 입계 및 베이니틱·페라이트에 접하지 않는 γR을 페라이트 입자 내에 존재하는 γR로 정의한다. 또한, γR은 많은 경우 마르텐사이트와 혼합 조직을 형성하여 존재하므로, 그 경우에는 혼합 조직 단위로 상기 γR의 존재 영역 판단 기준을 적용한다.
또한, EBSD 측정의 분해능 제약상, 미소한 γR(FCC상)은 맵핑되지 않는 경향이 있고, EBSD 측정에 의한 맵핑에서 얻어지는 γR 면적률은 X선 회절에서 얻어지는 γR 면적률보다도 낮다. 그로 인해, 맵핑 중에서 전 γR 중, 페라이트 입자 내에 존재하는 γR의 비율을 산출하고, 그 비율을 X선 회절에서 얻어지는 γR 면적률에 곱함으로써, 페라이트 입자 내에 존재하는 γR 면적률을 구하였다.
이어서, 본 발명 강판을 구성하는 성분 조성에 대하여 설명한다. 이하, 화학 성분의 단위는 모두 질량％이다.
〔본 발명 강판의 성분 조성〕
C: 0.05 내지 0.3％
C는 고강도를 확보하면서, 원하는 주요 조직(베이니틱·페라이트+마르텐사이트+γR)을 얻기 위하여 필수적인 원소이고, 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는 0.05％ 이상(바람직하게는 0.10％ 이상, 보다 바람직하게는 0.15％ 이상) 첨가할 필요가 있다. 단, 0.3％ 초과에서는 용접에 적합하지 않다.
Si: 1 내지 3％
Si는, γR이 분해하여 탄화물이 생성되는 것을 유효하게 억제하는 원소이다. 특히 Si는, 고용 강화 원소로서도 유용하다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Si를 1％ 이상 첨가할 필요가 있다. 바람직하게는 1.1％ 이상, 보다 바람직하게는 1.2％ 이상이다. 단, Si를 3％를 초과하여 첨가하면, 베이니틱·페라이트+마르텐사이트 조직의 생성이 저해되는 것 이외에, 열간 변형 저항이 높아져서 용접부의 취화를 일으키기 쉬워지고, 나아가 강판의 표면 성상에도 악영향을 미치므로, 그 상한을 3％로 한다. 바람직하게는 2.5％ 이하, 보다 바람직하게는 2％ 이하이다.
Mn: 0.5 내지 3％
Mn은, 고용 강화 원소로서 유효하게 작용하는 것 이외에, 변태를 촉진하여 베이니틱·페라이트+마르텐사이트 조직의 생성을 촉진하는 작용도 발휘한다. 나아가 γ를 안정화하고, 원하는 γR을 얻기 위하여 필요한 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, 0.5％ 이상 첨가할 필요가 있다. 바람직하게는 0.7％ 이상, 보다 바람직하게는 1％ 이상이다. 단, 3％를 초과하여 첨가하면, 주조편 깨짐이 발생하는 등의 악영향이 보인다. 바람직하게는 2.5％ 이하, 보다 바람직하게는 2％ 이하이다.
P: 0.1％ 이하(0％를 포함함)
P는 불순물 원소로서 불가피하게 존재하는데, 원하는 γR을 확보하기 위하여 첨가해도 되는 원소이다. 단, 0.1％를 초과하여 첨가하면 2차 가공성이 열화된다. 보다 바람직하게는 0.03％ 이하이다.
S: 0.01％ 이하(0％를 포함함)
S도 불순물 원소로서 불가피하게 존재하고, MnS 등의 황화물계 개재물을 형성하고, 깨짐의 기점이 되어 가공성을 열화시키는 원소이다. 바람직하게는 0.008％ 이하, 보다 바람직하게는 0.005％ 이하이다.
Al: 0.001 내지 0.1％
Al은, 탈산제로서 첨가된다. 단, 과잉으로 첨가해도 효과가 포화하여 경제적으로 낭비이므로, 그 상한을 0.1％로 한다.
N: 0.002 내지 0.03％
N은, 불가피하게 존재하는 원소이다. N 함유량을 0.002％ 미만으로 하는 것은 제조 부하를 현저하게 상승시키므로, 하한을 0.002％로 한다. 한편, N 함유량이 너무 많으면, 본 발명의 재료와 같은 저탄소강에서는 주조가 곤란해지기 때문에, 제조 자체를 할 수 없게 된다.
본 발명의 강은 상기 성분을 기본적으로 함유하고, 잔량부가 실질적으로 철 및 불가피적 불순물이지만, 기타, 본 발명의 작용을 손상시키지 않는 범위에서, 이하의 허용 성분을 첨가할 수 있다.
Cr: 0.01 내지 3％
Mo: 0.01 내지 1％,
Cu: 0.01 내지 2％,
Ni: 0.01 내지 2％,
B: 0.00001 내지 0.01％의 1종 또는 2종 이상
이들 원소는, 강의 강화 원소로서 유용함과 동시에, γR을 소정량 확보하는데도 유효한 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Cr: 0.01％ 이상(보다 바람직하게는 0.02％ 이상), Mo: 0.01％ 이상(보다 바람직하게는 0.02％ 이상), Cu: 0.01％ 이상(보다 바람직하게는 0.1％ 이상), Ni: 0.01％ 이상(보다 바람직하게는 0.1％ 이상), B: 0.00001％ 이상(보다 바람직하게는 0.0002％ 이상)을 각각 첨가하는 것이 권장된다. 단, Cr은 3％, Mo는 1％, Cu 및 Ni는 각각 2％, B는 0.01％를 초과하여 첨가해도 상기 효과가 포화해버려, 경제적으로 낭비이다. 보다 바람직하게는 Cr: 2.0％ 이하, Mo: 0.8％ 이하, Cu: 1.0％ 이하, Ni: 1.0％ 이하, B: 0.0030％ 이하이다.
Ca: 0.0005 내지 0.01％,
Mg: 0.0005 내지 0.01％,
REM: 0.0001 내지 0.01％의 1종 또는 2종 이상
이들 원소는, 강 중 황화물의 형태를 제어하고, 가공성 향상에 유효한 원소이다. 여기서, 본 발명에 사용되는 REM(희토류 원소)으로서는 Sc, Y, 란타노이드 등을 들 수 있다. 상기 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Ca 및 Mg는 각각 0.0005％ 이상(보다 바람직하게는 0.001％ 이상), REM은 0.0001％ 이상(보다 바람직하게는 0.0002％ 이상) 첨가하는 것이 권장된다. 단, 이들 원소는 각각 0.01％를 초과하여 첨가해도 상기 효과가 포화해버려, 경제적으로 낭비이다. 보다 바람직하게는 Ca 및 Mg는 0.003％ 이하, REM은 0.006％ 이하이다.
이어서, 상기 본 발명 강판을 얻기 위한 바람직한 제조 방법을 이하에 설명한다.
〔본 발명 강판의 바람직한 제조 방법〕
본 발명 강판은, 상기 성분 조성을 충족하는 강재를, 하기 (1) 내지 (3)에 나타내는 각 조건으로 열간 압연하고, 계속하여 냉간 압연한 후, 열 처리를 행하여 제조하는데, 페라이트 입자 내에 γR을 면적률로 1％ 이상 존재시키기 위해서, 냉연에 의해 가공된 페라이트의 재결정화를 억제함으로써, 페라이트·오스테나이트 2상 온도 영역에서 페라이트 입자 내에 있어서의 오스테나이트의 핵 생성을 촉진시키는 것을 특징으로 한다.
(1) 열간 압연 조건
·마무리 압연 종료 온도: Ar3점 이상
·권취 온도: 450 내지 700℃
열간 압연의 마무리 온도(마무리 압연 종료 온도, FDT)는 Ar3점 이상, 권취 온도는 450 내지 700℃로 통상의 조건이면 된다.
(2) 냉간 압연 조건
·냉간 압연율: 20 내지 80％
또한, 냉간 압연시의 냉간 압연율(냉연율)을 20 내지 80％로 함으로써, 페라이트에 변형을 가함으로써, 계속되는 어닐링 공정에서의 균열시에 페라이트 입자 내에 있어서의 오스테나이트의 생성을 촉진시킨다.
(3) 열 처리 조건
600 내지 Ac1℃의 온도 영역을, 하기 수학식 1을 충족하는 승온 패턴으로 승온하고, 어닐링 가열 온도: (0.4×Ac1+0.6×Ac3) 내지 (0.05×Ac1+0.95×Ac3)에서, 어닐링 유지 시간: 1800s 이하 유지한 후, 이 어닐링 가열 온도로부터 오스템퍼 온도: 350 내지 500℃까지를 5℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 급냉한 후, 이 오스템퍼 온도에서 오스템퍼 유지 시간: 10 내지 1800s 유지한 후 상온까지 냉각하는, 또는 이 오스템퍼 온도에서 오스템퍼 유지 시간: 10 내지 100s 유지한 뒤 재가열 온도: 480 내지 600℃까지 다시 승온하여 이 재가열 온도에서 재가열 유지 시간: 1 내지 100s 유지한 후 상온까지 냉각한다.
<수학식 1>
Figure 112014081059888-pct00002
여기서, X: 재결정률(-), DFe: 철의 자기 확산율(㎡/s), ρo: 초기 전위 밀도(m/㎥), t: 시간(s), t600 ℃: 600℃에 도달한 시점의 시간(s), tAcl: Ac1점에 도달한 시점의 시간(s), T(t): 시간 t에 있어서의 온도(℃), [CR]: 냉연율(％)이다.
어닐링 공정에서의 승온시에 페라이트의 재결정을 억제하기 위하여 종래에 없는 급속 승온을 행하고, 이어서 오스테나이트화하기 위해서 (γ+α) 2상 온도 영역에서 균열하고, 소정의 냉각 속도로 급냉하여 과냉한 후, 그 과냉 온도에서 소정 시간 유지하여 오스템퍼 처리함으로써 원하는 조직을 얻을 수 있다. 또한, 원하는 조직을 현저하게 분해시키지 않고, 본 발명의 작용을 손상시키지 않는 범위에서, 도금, 나아가 합금화 처리해도 된다.
이하, 상기 열 처리 조건에 대해서, 더욱 상세하게 설명한다.
<600 내지 Ac1℃의 온도 영역을, 상기 수학식 1을 충족하는 승온 패턴으로 승온>
어닐링 공정에서의 승온시에 종래에 없는 급속 가열을 함으로써 페라이트의 재결정을 억제하기 위해서이다. 이에 의해, 계속되는 균열 공정에서 페라이트 입자 내에 있어서의 오스테나이트의 생성을 촉진할 수 있다.
여기서, 상기 수학식 1에 있어서의 「X=1-exp(…)」의 부분은, 페라이트의 재결정율 X의 예측식인데, 그 도출 과정을 이하에 나타내었다.
즉, 재결정율 X는, 냉연율을 변화시킴으로써 초기 전위 밀도 ρO를 변화시킨 재료를 사용하여, 재결정 온도, 유지 시간(t)의 영향을 검토한 결과, 하기 수학식 1'으로 나타낼 수 있음을 발견하였다.
수학식 1':
Figure 112014081059888-pct00003
Figure 112014081059888-pct00004
(여기서, A1, A2, A3, n: 상수)
그리고, 철의 자기 확산율 DFe는
수학식 2:
Figure 112014081059888-pct00005
Figure 112014081059888-pct00006
(여기서, T: 온도(℃), R: 가스 상수[=8.314kJ/(K·kg-atom)])의 관계가 성립되는 것이 알려져 있다(예를 들면, 일본 철강 협회편, 철강 편람 제3판, I 기초, 마루젠, 1981년, p.349 참조).
또한, 초기 전위 밀도 ρO에 대해서는, 각종 강재에 20 내지 80％의 냉연율로 냉연을 실시한 강판을 사용하여 초기 전위 밀도 ρO와 냉연율[CR]과의 상관 관계를 조사한 결과, 하기 수학식 3으로 나타낼 수 있음을 알 수 있었다. 또한, 전위 밀도의 측정은, 일본 특허 공개 2008-144233호 공보에 개시된 방법을 사용하였다.
수학식 3:
Figure 112014081059888-pct00007
Figure 112014081059888-pct00008
상기 조사 결과에 기초하여, 상기 수학식 3의 상수 B1, B2의 값을 결정한 결과, 냉연율 [CR]: 20 내지 80％의 범위에서, B1=1.54×1015, B2=2.51×1015가 얻어졌다.
그리고, 상기 수학식 1' 중의 상수 A1, A2, A3, n의 값을 결정하기 위해서, 이하의 시험을 실시하였다.
본 발명의 성분 조성의 범위 내에 있는 C: 0.17％, Si: 1.35％, Mn: 2.0％를 함유하고, 냉연율 36％로 냉간 압연된 채(어닐링·템퍼링 처리 전)의 실기 냉연 강판(판 두께 1.6mm)과, 이 냉연율 36％의 실기 냉연 강판을 다시 냉간 압연하여 냉연율 60％로 한 냉연 강판의 2종류를 공시재로 하였다.
그리고, 상기 2종류의 냉연 강판을, 「급속 가열+일정 온도로 소정 시간 유지+급속 냉각」의 히트 패턴으로, 다양한 유지 온도와 유지 시간의 조합으로 열 처리하고, 열 처리 전후의 강판의 경도를 각각 측정하여, 그 경도의 변화와 재결정률은 강한 상관 관계에 있다고 생각되므로, 재결정률=(열 처리 전의 경도-열 처리 후의 경도)/(열 처리 전의 경도-180Hv)의 정의식으로 재결정률을 산출하였다. 여기서, 상기 정의식 중의 180Hv는, 가장 유지 온도가 높은 상태에서, 유지 시간을 순차 연장하여 열 처리를 행했을 때에, 이 이상 연화되지 않는 최저의 경도이며, 충분히 어닐링되어 재결정화가 완료하여 완전히 연화된 상태의 경도에 상당한다.
이와 같이 하여 산출한 재결정률 X의 데이터를, 유지 온도 T 및 유지 시간 t의 관계로서 아브라미·플롯(Avrami Plot)함으로써, 상기 수학식 1'중의 상수 A1, A2, A3, n의 값을 결정한 결과, A1=0.8, A2=1.8, A3=33.7, n=0.58이 얻어졌다.
그리고, 상기 수학식 1'은, T가 일정한 경우의 식이므로, 이 수학식 1'을 승온 과정에 적용할 수 있도록, 시간 t의 함수로서의 온도 T(t)로 변경하고, 600 내지 Ac 1℃ 사이의 체류 시간으로 적분하는 형태로 변형함으로써, 상기 수학식 1에 있어서의 「X=1-exp(…)」의 부분을 도출하였다.
그리고, 다양한 어닐링 조건에서 열 처리된 강판에 대해서, 상기와 같이 하여 도출한, 상기 수학식 1에 있어서의 「X=1-exp(…)」의 부분을 사용하여 산출한 재결정률 X와, 실제의 열 처리 후의 강판의 조직 관찰에서 확인된 재결정 상태와의 비교를 행한 바, 양자에 양호한 일치가 보인 점에서, 상기 수학식 1에 있어서의 「X=1-exp(…)」의 부분에 의한, 재결정률 X의 예측 정밀도는 충분히 높은 것을 확인할 수 있었다.
따라서, 상기 수학식 1의 「X=…≤0.5」는, 냉연율 CR로 냉간 압연한 후, 계속되는 어닐링 공정에서의 승온시에 있어서, 페라이트의 재결정율이 50％ 이하로 억제되도록, 600 내지 Ac1℃의 온도 영역에 있어서의 승온 패턴을 규정하는 것을 의미한다. 바람직하게는 X≤0.45, 더욱 바람직하게는 X≤0.4이다.
<어닐링 가열 온도: (0.4×Ac1+0.6×Ac3) 내지 (0.05×Ac1+0.95×Ac3)>
(γ+α) 2상 온도 영역에서 균열함으로써, 페라이트 입자 내에 오스테나이트를 생성시켜, 최종 조직에서 페라이트 입자 내에 γR을 존재시키기 위해서이다. 또한, 페라이트 분율을 원하는 범위로 조정함으로써, 실온 강도를 확보하면서 매트릭스 강도를 저하시킴으로써, 150 내지 250℃의 온간 성형시에 저하중으로 성형할 수 있다. (0.4×Ac1+0.6×Ac3) 미만에서는 페라이트 분율이 너무 높아져서 원하는 실온 강도가 얻어지지 않는다. 한편, (0.05×Ac1+0.95×Ac3)을 초과하면 페라이트 분율이 너무 낮아지고, 페라이트 입자 내에 충분한 양의 γR을 존재시킬 수 없게 되는 데다가, 매트릭스가 너무 고강도화되어, 온간 성형시의 하중이 증대한다. 바람직하게는 (0.4×Ac1+0.6×Ac3) 내지 (0.1×Ac1+0.9×Ac3)이다.
<어닐링 유지 시간: 1800s 이하>
생산성을 손상시키지 않기 위해서이다.
<어닐링 가열 온도로부터 오스템퍼 온도까지의 평균 냉각 속도: 5℃/s 이상>
평균 냉각 속도가 5℃/s 미만에서는, 페라이트 분율이 너무 높아져서 실온 강도를 확보할 수 없게 된다. 바람직하게는 8℃/s 이상, 더욱 바람직하게는 10℃/s 이상이다.
<오스템퍼 온도: 350 내지 500℃>
350 내지 500℃의 온도 영역에서 오스템퍼 처리함으로써, 오스템퍼 처리 중에 있어서의 베이나이트 변태를 적절한 단계로 제어하여 미변태 오스테나이트에의 탄소 농화를 적정한 레벨로 제어한다. 350℃ 미만에서는 미변태 오스테나이트에의 탄소 농화가 너무 촉진되어, 최종 조직 중의 γR 중의 탄소 농도가 너무 높아진다. 한편 500℃를 초과하면, 베이나이트 변태가 충분히 진행되지 않고, 최종 조직 중의 γR 분율이 저하된다. 바람직하게는 360 내지 480℃, 또한 바람직하게는 380 내지 460℃이다.
<오스템퍼 유지 시간: 10 내지 1800s 유지한 후 상온까지 냉각>
냉연 강판을 연속 어닐링 라인(CAL)에서 제조하는 경우, 또는 용융 아연 도금 강판(GI 강판)을 용융 아연 도금 라인에서 제조하는 경우를 상정한 것이다. 10 내지 1800s 유지하여 오스템퍼 처리함으로써, 오스템퍼 처리 중에 있어서의 베이나이트 변태를 적절한 단계로 제어하여 미변태 오스테나이트에의 탄소 농화를 적정한 레벨로 제어한다. 10s 미만에서는 베이나이트 변태가 충분히 진행되지 않고, 최종 조직 중의 γR 분율이 저하된다. 한편 1800s를 초과하면 미변태 오스테나이트로부터 시멘타이트가 석출하여, 냉각 후에 γR이 원하는 분율이 얻어지지 않는다. 또한, CAL로 제조하는 경우에는 100 내지 1800s(바람직하게는 200 내지 800s), GI 강판을 제조하는 경우에는 10 내지 100s(바람직하게는 20 내지 60s)이다.
<또는, 오스템퍼 유지 시간: 10 내지 100s 유지한 뒤 재가열 온도: 480 내지 600℃에서 재가열 유지 시간: 1 내지 100s 유지한 후 상온까지 냉각>
합금화 용융 아연 도금 강판(GA 강판)을 용융 아연 도금 라인에서 제조하는 경우를 상정한 것이다. 오스템퍼 처리 후의 재가열은 합금화 처리를 위해서이다. 10 내지 100s(바람직하게는 20 내지 60s) 유지하여 오스템퍼 처리함으로써, 오스템퍼 처리 중에 있어서의 베이나이트 변태를 적절한 단계로 제어하여 미변태 오스테나이트에의 탄소 농화를 적정한 레벨로 제어한다. 10s 미만에서는 베이나이트 변태가 충분히 진행하지 않고, 최종 조직 중의 γR 분율이 저하된다. 또한, 오스템퍼 처리 후의 재가열은 합금화 처리를 위해서이다. 바람직한 재가열 온도는 480 내지 550℃이다.
<실시예>
본 발명의 적용성을 확증하기 위해서, 성분 조성 및 제조 조건을 다양하게 변화시켜, 고강도 강판의 실온과 온간에서의 인장 강도 및 그 영향에 대하여 조사하였다. 표 1에 나타내는 각 성분 조성으로 이루어지는 공시 강을 진공 용제하고, 판 두께 30mm의 슬래브로 한 후, 당해 슬래브를 1200℃로 가열하고, 마무리 압연 종료 온도(FDT) 900℃에서 판 두께 2.5mm로 열간 압연한 후, 권취 온도 500℃에서 유지로에 넣어, 공냉함으로써 열연판의 권취를 모의하였다. 그 후, 냉연률 52％로 냉간 압연하여 판 두께 1.2mm의 냉연판으로 하였다. 그리고, 이 냉연판을, 표 2에 나타내는 각 조건에서, 재결정율 X가 되는 600℃ 내지 Ac1 사이의 평균 가열 속도 HR1℃/s로 균열 온도(어닐링 가열 온도) T1℃까지 가열하고, 그 균열 온도 T1℃에서 t1초 유지한 후, 평균 냉각 속도 CR1℃/s로 냉각하고, 과냉 온도(오스템퍼 온도) T2℃에서 t2초 유지한 후, 공냉하거나, 또는 과냉 온도 T2℃에서 t2초 유지한 후, 다시 재가열 온도 T3℃에서 t3초 유지한 뒤, 공냉하였다.
이와 같이 하여 얻어진 각 강판에 대해서, 상기 [발명을 실시하기 위한 구체적인 내용]의 항에서 설명한 측정 방법에 의해, 각 상의 면적률, γR의 C 농도(CγR), 및 페라이트 입자 내에 존재하는 γR의 면적률을 측정하였다.
또한, 상기 각 강판에 대해서, 실온 강도 및 종래보다 낮은 온도 영역에서의 온간 강도를 평가하기 위해서, 실온 및 200℃ 각각에서, JIS5호 시험편을 사용하여, 변형 속도 1mm/s의 인장 시험에서 인장 강도(TS)를 측정하였다. 그리고, 온간에 있어서의 강도 저하 효과를 평가하는 지표로서, 실온 TS와 온간 TS의 차 ΔTS를 산출하였다.
이들 결과를 표 3 및 4에 나타내었다.
Figure 112014081059888-pct00009
Figure 112014081059888-pct00010
Figure 112014081059888-pct00011
Figure 112014081059888-pct00012
이들 표에 나타낸 바와 같이, 강 No.1 내지 3, 7, 15 내지 17, 19, 20, 25 내지 31은 모두, 본 발명의 성분 조성의 범위를 충족하는 강종을 사용하여, 권장의 열 처리 조건에서 제조한 결과, 본 발명의 조직 규정의 요건을 충족하는 본 발명 강판이며, 실온 강도, 온간 강도 모두 평가 기준을 만족하고 있고, 온간 성형성이 우수한 고강도 강판이 얻어졌다.
이에 비해, 강 No.4 내지 6, 8 내지 14, 18, 21 내지 24는 본 발명에서 규정하는 성분 조성 및 조직의 요건 중 적어도 어느 하나를 충족하지 않는 비교 강판이며, 실온 강도, 온간 강도의 적어도 어느 한쪽이 평가 기준을 만족하고 있지 않다.
예를 들면, 강 No.4, 5는 600℃ 내지 Ac1 사이의 가열 속도 HR1이 너무 낮기 때문에, 재결정률 X가 너무 높아지고, 페라이트 입자 내에 있어서의 오스테나이트의 생성이 억제되어, 페라이트 입자 내에 존재하는 γR이 감소하고, 실온 강도, 온간 성형시의 하중 저감 효과 모두 부족하다.
또한, 강 No.6은 균열 온도 T1이 너무 낮기 때문에, 페라이트 분율이 너무 높아지고, 실온 강도가 부족하다.
한편, 강 No.8은 균열 온도 T1이 너무 높기 때문에, 페라이트가 생성되지 않고, 따라서 페라이트 입자 내에 존재하는 γR도 없어지고, 실온 강도는 확보되지만 온간 성형시의 하중 저감 효과가 부족하다.
또한, 강 No.9는 균열 온도 T1로부터 과냉 온도 T2까지의 평균 냉각 속도 CR1이 너무 낮기 때문에, 페라이트 분율이 너무 높아지고, 실온 강도가 부족하다.
또한, 강 No.10은 과냉 온도 T2가 너무 낮기 때문에, 최종 조직 중의 γR 중의 탄소 농도(CγR)가 너무 높아져서, 온간 성형시의 하중 저감 효과가 부족하다.
한편, 강 No.11은 과냉 온도 T2가 너무 높기 때문에, 베이나이트 변태가 충분히 진행되지 않고, 최종 조직 중의 γR 분율이 낮아지고, 페라이트 입자 내에 존재하는 γR도 너무 적어져서, 온간 성형시의 하중 저감 효과가 부족하다.
또한, 강 No.12는 과냉 온도 T2에 있어서의 유지 시간 t2가 너무 짧기 때문에, 베이나이트 변태가 충분히 진행하지 않고, 최종 조직 중의 γR 분율이 낮아져, 페라이트 입자 내에 존재하는 γR도 너무 적어져서, 온간 성형시의 하중 저감 효과가 부족하다.
또한, 강 No.13은 재가열 온도 T3이 너무 높기 때문에, 최종 조직 중의 γR 분율이 너무 낮아지는 동시에, 페라이트 입자 내에 존재하는 γR도 너무 적어져서, 실온 강도, 온간 성형시의 하중 저감 효과가 모두 부족하다.
또한, 강 No.14는 재가열 온도 T3에 있어서의 유지 시간 t3이 너무 길기 때문에, 강 No.13과 마찬가지로, 최종 조직 중의 γR 분율이 너무 낮아지는 동시에, 페라이트 입자 내에 존재하는 γR도 너무 적어져서, 실온 강도, 온간 성형시의 하중 저감 효과가 모두 부족하다.
또한, 강 No.18은 C 함유량이 너무 낮기 때문에, 최종 조직 중의 γR 분율이 너무 낮아지는 동시에, 페라이트 입자 내에 존재하는 γR도 너무 적어져서, 온간 성형시의 하중 저감 효과가 부족하다.
또한, 강 No.21은 Si 함유량이 너무 낮기 때문에, 최종 조직 중의 γR 분율이 너무 낮아지는 동시에, 페라이트 입자 내에 존재하는 γR도 너무 적어져서, 실온 강도가 부족하다.
한편, 강 No.22는 Si 함유량이 너무 높은 동시에, 재결정률 X가 너무 높기 때문에, 페라이트 입자 내에 존재하는 γR이 너무 적어져서, 온간 성형시의 하중 저감 효과가 부족하다.
또한, 강 No.23은 Mn 함유량이 너무 낮기 때문에, 최종 조직 중의 γR 분율이 너무 낮아져서, 실온 강도가 부족하다.
한편, 강 No.24는 Mn 함유량이 너무 높기 때문에, 페라이트 입자 내에 존재하는 γR이 너무 적어져서, 온간 성형시의 하중 저감 효과가 부족하다.
덧붙여 말하면, 본 발명 강판(강 No.2)과 비교 강판(강 No.5)의, 조직 중에 있어서의 γR의 분포 상태를 도 1에 예시한다. 도 1은 EBSP 관찰의 결과이며, 흰 입상물이 γR이다. 이 도면으로부터, 비교 강판(강 No.5)에서는 γR은 페라이트(α) 입자 내에는 대부분 존재하지 않는 데 비하여, 본 발명 강판(강 No.2)에서는 γR이 페라이트(α) 입자 내에 많이 존재하고 있는 것이 명확하다.
본 발명을 상세하게 또한 특정한 실시 형태를 참조하여 설명했지만, 본 발명의 정신과 범위를 일탈하지 않고 여러 변형이나 수정을 가할 수 있는 것은 당업자에 있어서 명확하다.
본 출원은, 2012년 2월 29일 출원의 일본 특허 출원(일본 특허 출원 제2012-044068)에 기초하는 것이고, 그 내용은 여기에 참조로서 도입된다.
본 발명은, 자동차용 골격 부품에 제공되는 박강판 등으로서 적합하다.

Claims (3)

  1. 질량％로(이하, 화학 성분에 대하여 동일함),
    C: 0.05 내지 0.3％,
    Si: 1 내지 3％,
    Mn: 0.5 내지 3％,
    P: 0.1％ 이하(0％를 포함함),
    S: 0.01％ 이하(0％를 포함함),
    Al: 0.001 내지 0.1％,
    N: 0.002 내지 0.03％
    를 포함하고, 잔량부가 철 및 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
    전체 조직에 대한 면적률로(이하, 조직에 대하여 동일함),
    베이니틱·페라이트: 40 내지 85％,
    잔류 오스테나이트: 5 내지 20％,
    마르텐사이트+상기 잔류 오스테나이트: 10 내지 50％,
    페라이트: 5 내지 40％
    를 포함하는 조직을 갖고,
    상기 잔류 오스테나이트는
    그 C 농도(CγR)가 0.5 내지 1.0질량％임과 함께,
    페라이트 입자 내에 존재하는 것이 전체 조직에 대한 면적률로 1％ 이상 존재하는 것을 특징으로 하는, 150 내지 250℃에서의 온간 성형성이 우수한 고강도 강판.
  2. 제1항에 있어서, 성분 조성이 또한,
    Cr: 0.01 내지 3％,
    Mo: 0.01 내지 1％,
    Cu: 0.01 내지 2％,
    Ni: 0.01 내지 2％,
    B: 0.00001 내지 0.01％
    Ca: 0.0005 내지 0.01％,
    Mg: 0.0005 내지 0.01％,
    REM: 0.0001 내지 0.01％
    중 적어도 1종을 포함하는 것인, 150 내지 250℃에서의 온간 성형성이 우수한 고강도 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 기재된 150 내지 250℃에서의 온간 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법이며,
    제1항 또는 제2항에 나타내는 성분 조성을 갖는 강재를, 하기 (1) 내지 (3)에 나타내는 각 조건에서, 열간 압연한 후, 냉간 압연하고, 그 후, 열 처리하는 것을 특징으로 하는, 150 내지 250℃에서의 온간 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
    (1) 열간 압연 조건
    마무리 압연 종료 온도: Ar3점 이상
    권취 온도: 450 내지 700℃
    (2) 냉간 압연 조건
    냉간 압연율: 20 내지 80％
    (3) 열 처리 조건
    600 내지 Ac1℃의 온도 영역을, 하기 수학식 1을 충족하는 승온 패턴으로 승온하고, 어닐링 가열 온도: (0.4×Ac1+0.6×Ac3) 내지 (0.05×Ac1+0.95×Ac3)에서, 어닐링 유지 시간: 1800s 이하 유지한 후, 이 어닐링 가열 온도로부터 오스템퍼 온도: 350 내지 500℃까지를 5℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 급냉한 후, 이 오스템퍼 온도에서 오스템퍼 유지 시간: 10 내지 1800s 유지한 후 상온까지 냉각하는, 또는 이 오스템퍼 온도에서 오스템퍼 유지 시간: 10 내지 100s 유지한 뒤 재가열 온도: 480 내지 600℃까지 다시 승온하여 이 재가열 온도에서 재가열 유지 시간: 1 내지 100s 유지한 후 상온까지 냉각한다.
    <수학식 1>
    Figure 112016000225864-pct00013

    여기서, X: 재결정률(-), DFe: 철의 자기 확산율(㎡/s), ρo: 초기 전위 밀도(m/㎥), t: 시간(s), t600℃: 600℃에 도달한 시점의 시간(s), tAcl: Ac1점에 도달한 시점의 시간(s), T(t): 시간 t에 있어서의 온도(℃), [CR]: 냉연율(％)이다.
KR1020147023844A 2012-02-29 2013-02-06 온간 성형성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법 KR101606309B1 (ko)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JPJP-P-2012-044068 2012-02-29
JP2012044068A JP5860308B2 (ja) 2012-02-29 2012-02-29 温間成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
PCT/JP2013/052729 WO2013129049A1 (ja) 2012-02-29 2013-02-06 温間成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20140117632A KR20140117632A (ko) 2014-10-07
KR101606309B1 true KR101606309B1 (ko) 2016-03-24

Family

ID=49082253

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020147023844A KR101606309B1 (ko) 2012-02-29 2013-02-06 온간 성형성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법

Country Status (6)

Country Link
US (1) US9890437B2 (ko)
EP (1) EP2821517B1 (ko)
JP (1) JP5860308B2 (ko)
KR (1) KR101606309B1 (ko)
CN (1) CN104136648B (ko)
WO (1) WO2013129049A1 (ko)

Families Citing this family (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
PL2730666T3 (pl) * 2011-07-06 2018-11-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Sposób wytwarzania blachy stalowej cienkiej walcowanej na zimno
US10774405B2 (en) 2014-01-06 2020-09-15 Nippon Steel Corporation Steel and method of manufacturing the same
WO2015102051A1 (ja) 2014-01-06 2015-07-09 新日鐵住金株式会社 熱間成形部材およびその製造方法
MX2017005571A (es) 2014-10-30 2017-06-23 Jfe Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia y metodo para la fabricacion de la misma.
JP6348435B2 (ja) * 2015-02-27 2018-06-27 株式会社神戸製鋼所 高強度高延性鋼板
MX2018002142A (es) * 2015-08-21 2018-06-18 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Lamina de acero.
MX2018002607A (es) * 2015-09-04 2018-06-27 Jfe Steel Corp Lamina de acero delgada de alta resistencia y metodo de produccion de la misma.
JP2017155329A (ja) * 2016-02-29 2017-09-07 株式会社神戸製鋼所 焼入れ用鋼板及びその製造方法
JP6749818B2 (ja) 2016-02-29 2020-09-02 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
WO2017150117A1 (ja) 2016-02-29 2017-09-08 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板、及びその製造方法
US20210381076A1 (en) * 2018-10-17 2021-12-09 Jfe Steel Corporation Thin steel sheet and method for manufacturing same
MX2021004416A (es) * 2018-10-17 2021-07-06 Jfe Steel Corp Chapa de acero delgada y metodo para fabricar la misma.
KR102586921B1 (ko) * 2018-11-07 2023-10-10 현대자동차주식회사 등속조인트 케이지용 합금 강재
JP7167648B2 (ja) * 2018-11-13 2022-11-09 トヨタ自動車株式会社 鋼板の製造方法
JP7191796B2 (ja) * 2019-09-17 2022-12-19 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
CN112129794B (zh) * 2020-09-21 2023-06-20 长安大学 一种双相钢剩余塑性变形容量率的定量评价方法
CN115948701A (zh) * 2022-12-26 2023-04-11 首钢集团有限公司 一种1470MPa级镀锌高强钢及其制备方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011184758A (ja) * 2010-03-09 2011-09-22 Jfe Steel Corp 高強度プレス部材およびその製造方法
JP2011219859A (ja) 2010-03-24 2011-11-04 Kobe Steel Ltd 温間加工性に優れた高強度鋼板

Family Cites Families (25)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003113442A (ja) * 2001-10-05 2003-04-18 Sumitomo Metal Ind Ltd 温間成形性にすぐれた高張力鋼板
JP3764411B2 (ja) 2002-08-20 2006-04-05 株式会社神戸製鋼所 焼付硬化性に優れた複合組織鋼板
US20050150580A1 (en) 2004-01-09 2005-07-14 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho(Kobe Steel, Ltd.) Ultra-high strength steel sheet having excellent hydrogen embrittlement resistance, and method for manufacturing the same
EP1559798B1 (en) 2004-01-28 2016-11-02 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High strength and low yield ratio cold rolled steel sheet and method of manufacturing the same
EP1589126B1 (en) 2004-04-22 2009-03-25 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho High-strenght cold rolled steel sheet having excellent formability and plated steel sheet
JP4506476B2 (ja) 2005-01-17 2010-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 温間成形に適した冷延鋼板およびその製造方法
JP4716359B2 (ja) * 2005-03-30 2011-07-06 株式会社神戸製鋼所 均一伸びに優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4716358B2 (ja) 2005-03-30 2011-07-06 株式会社神戸製鋼所 強度と加工性のバランスに優れた高強度冷延鋼板およびめっき鋼板
EP2671960B1 (en) 2005-03-31 2017-11-01 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho High strength cold-rolled steel sheet and automobile components of steel having excellent properties in coating film adhesion, workability, and hydrogen embrittlement resistivity
EP1978113B1 (en) * 2005-12-06 2018-08-01 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho High-strength galvannealed sheet steels excellent in powdering resistance and process for production of the same
WO2007077933A1 (ja) 2005-12-28 2007-07-12 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho 超高強度薄鋼板
CN100510143C (zh) 2006-05-29 2009-07-08 株式会社神户制钢所 延伸凸缘性优异的高强度钢板
JP4974341B2 (ja) 2006-06-05 2012-07-11 株式会社神戸製鋼所 成形性、スポット溶接性、および耐遅れ破壊性に優れた高強度複合組織鋼板
JP5030200B2 (ja) 2006-06-05 2012-09-19 株式会社神戸製鋼所 伸び、伸びフランジ性および溶接性に優れた高強度鋼板
EP2465961B1 (en) 2006-07-14 2013-12-04 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho High-strength steel sheets and processes for production of the same
JP4164537B2 (ja) 2006-12-11 2008-10-15 株式会社神戸製鋼所 高強度薄鋼板
JP4688782B2 (ja) 2006-12-11 2011-05-25 株式会社神戸製鋼所 焼付硬化用高強度鋼板およびその製造方法
US8679265B2 (en) 2007-11-22 2014-03-25 Kobe Steel, Ltd. High-strength cold-rolled steel sheet
KR101243563B1 (ko) 2008-03-07 2013-03-20 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 냉간 압연 강판
JP4712882B2 (ja) 2008-07-11 2011-06-29 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板
JP5365112B2 (ja) * 2008-09-10 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2010114131A1 (ja) 2009-04-03 2010-10-07 株式会社神戸製鋼所 冷延鋼板およびその製造方法
JP5662903B2 (ja) * 2010-11-18 2015-02-04 株式会社神戸製鋼所 成形性に優れた高強度鋼板、温間加工方法、および温間加工された自動車部品
JP5662902B2 (ja) * 2010-11-18 2015-02-04 株式会社神戸製鋼所 成形性に優れた高強度鋼板、温間加工方法、および温間加工された自動車部品
JP5667472B2 (ja) 2011-03-02 2015-02-12 株式会社神戸製鋼所 室温および温間での深絞り性に優れた高強度鋼板およびその温間加工方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011184758A (ja) * 2010-03-09 2011-09-22 Jfe Steel Corp 高強度プレス部材およびその製造方法
JP2011219859A (ja) 2010-03-24 2011-11-04 Kobe Steel Ltd 温間加工性に優れた高強度鋼板

Also Published As

Publication number Publication date
CN104136648A (zh) 2014-11-05
EP2821517A4 (en) 2015-11-04
CN104136648B (zh) 2016-06-29
WO2013129049A1 (ja) 2013-09-06
JP5860308B2 (ja) 2016-02-16
EP2821517B1 (en) 2018-06-20
US20150000796A1 (en) 2015-01-01
US9890437B2 (en) 2018-02-13
KR20140117632A (ko) 2014-10-07
EP2821517A1 (en) 2015-01-07
JP2013181184A (ja) 2013-09-12

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101606309B1 (ko) 온간 성형성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법
US11203795B2 (en) Ultra-high strength steel plate having excellent formability and hole-expandability, and method for manufacturing same
KR101534427B1 (ko) 실온 및 온간에서의 딥드로잉성이 우수한 고강도 강판 및 그 온간 가공 방법
KR101530835B1 (ko) 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법
KR101532492B1 (ko) 성형성이 우수한 고강도 강판, 온간 가공 방법 및 온간 가공된 자동차 부품
KR101532491B1 (ko) 성형성이 우수한 고강도 강판, 온간 가공 방법 및 온간 가공된 자동차 부품
CN111315908A (zh) 冷轧钢板及其制造方法
JP5487984B2 (ja) 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR20110089077A (ko) 가공성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 그의 제조방법
KR101626233B1 (ko) 고항복비 고강도 냉연 강판과 그 제조 방법
US11225701B2 (en) Hot dip galvanized steel sheet and hot dip galvannealed steel sheet
KR102433938B1 (ko) 고강도 냉연강판, 고강도 도금강판 및 그것들의 제조방법
JP2012240095A (ja) 高強度鋼板の温間成形方法
JP6290074B2 (ja) 加工性に優れた高強度冷延鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JP2009215572A (ja) 降伏応力と伸びと伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板
JP6472692B2 (ja) 成形性に優れた高強度鋼板
JP6473022B2 (ja) 成形性に優れた高強度鋼板
JP2014009376A (ja) 加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP6434348B2 (ja) 加工性に優れた高強度鋼板
JP6275560B2 (ja) 衝突特性に優れる超高強度鋼板
JP2012158797A (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
KR102231344B1 (ko) 구멍확장성 및 연성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법

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: 20200218

Year of fee payment: 5