KR102206448B1 - 박강판 및 그의 제조 방법 - Google Patents

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제이에프이 스틸 가부시키가이샤
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Abstract

인장 강도: 900㎫ 이상을 갖고, 또한 양호한 용접성을 갖는 박강판 및 그의 제조 방법을 제공한다. 특정의 성분 조성과, 페라이트를 면적률로 30％ 이하(0％를 포함함), 템퍼링 마르텐사이트를 면적률로 70％ 이상(100％ 포함함), 잔부 조직으로서 페라이트 및 템퍼링 마르텐사이트 이외를 면적률의 합계로 10％ 이하(0％를 포함함) 포함하고, 템퍼링 마르텐사이트의 평균 입경이 5㎛ 이하, 템퍼링 마르텐사이트의 입계상에 석출된 철계 탄화물의 평균 입자경이 100㎚ 이하, 템퍼링 마르텐사이트의 입계상의 Si 및 Mn의 합계가 원자 농도로 5원자％ 이상인 강 조직을 갖고, 인장 강도가 900㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 박강판으로 한다.

Description

박강판 및 그의 제조 방법
본 발명은, 박강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.
최근, 지구 환경 보전의 관점에서, CO2 배출량의 규제를 목적으로 하여 자동차 업계 전체에서 자동차의 연비 개선이 지향되고 있다. 자동차의 연비 개선에는, 사용 부품의 박육화에 의한 자동차의 경량화가 가장 유효하기 때문에, 최근, 자동차 부품용 소재로서의 고강도 강판(고강도화된 박강판)의 사용량이 증가하고 있다.
한편, 강판의 용접성(weldability)은 고강도화에 수반하여 악화되는 경향이 있다. 그 때문에, 고강도에 더하여, 용접성이 우수한 강판이 요망되고 있다. 용접성을 만족하지 않는 강판에서는, 자동차 부재끼리를 용접으로 접합할 때에 균열(cracks) 등의 문제에 의해 자동차 부품 등으로의 적용을 할 수 없다. 자동차 부품 등을 경량화하는데 있어서는, 고강도와 용접성을 겸비한 강판 개발이 필수로서, 지금까지도 용접성에 주목한 고강도의 냉연 강판 및 용융 도금 강판에 대해서, 여러 가지의 기술이 제안되고 있다.
예를 들면, 특허문헌 1에서는, 질량％로, C: 0.05∼0.15％, Si: 0.01∼1.00％, Mn: 1.5∼4.0％, P: 0.100％ 이하, S: 0.02％ 이하, Al: 0.01∼0.50％, Cr: 0.010∼2.000％, Nb: 0.005∼0.100％, Ti: 0.005∼0.100％, B: 0.0005∼0.0050％를, Si, Mn, Cr 및 B를 규정의 범위 내에서 함유시키고, 면적률로 페라이트: 10％ 이하, 베이니틱 페라이트: 2∼30％, 마르텐사이트: 60∼98％를 포함하고, X선 회절법에 의해 구한 잔류 오스테나이트의 비율이 2％ 미만으로 이루어지는 금속 조직(강 조직)으로 한 후에, 베이나이트에만 인접하는 괴(塊)형상 마르텐사이트의 전(全)조직에 차지하는 비율이 10％ 이하로 하고, 표면으로부터 100㎛와 20㎛의 경도차를 규정함으로써, 스폿 용접성(spot weldability), 내충격성 및 굽힘 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판이 얻어진다고 하고 있다.
특허문헌 2에서는, 질량％로, C: 0.05∼0.13％, Si: 0.05∼2.0％, Mn: 1.5∼4.0％, P: 0.05％ 이하, S: 0.005％ 이하, Al: 0.01∼0.1％, Cr: 0.05∼1.0％, Nb: 0.010∼0.070％, Ti: 0.005∼0.040％ 및 N: 0.0005∼0.0065％를 함유하고, 강 중의 Ti 중 70％ 이상을 석출시키고, Nb를 15％ 이상 고용 상태로 하여 잔존시킴으로써 인장 강도가 980㎫ 이상인 스폿 용접성이 우수한 냉연 강판이 얻어진다고 하고 있다.
특허문헌 3에서는, 질량％로, C: 0.07∼0.15％, Si: 1.1∼1.6％, Mn: 2.0∼2.8％, P: 0％ 초과 0.015％ 이하, S: 0％ 초과 0.005％ 이하, Al: 0.015∼0.06％, Ti: 0.010∼0.03％ 및, B: 0.0010∼0.004％를 함유하고, 강판의 판 두께의 1/4 위치에 있어서 하기 금속 조직의 면적률이, 템퍼링 마르텐사이트: 10면적％ 이상 30면적％ 미만, 베이나이트: 70면적％ 초과, 템퍼링 마르텐사이트와 베이나이트의 합계: 90면적％ 이상, 페라이트: 0면적％ 이상 5면적％ 이하 및, 잔류 오스테나이트: 0면적％ 이상 4면적％ 이하를 만족하는 인장 강도가 980㎫ 이상, 또한, 0.2％ 내력이 700㎫ 미만인, 연성, 신장 플랜지성 및, 용접성이 우수한 냉연 강판, 용융 아연 도금 강판 및, 합금화 용융 아연 도금 강판이 얻어진다고 하고 있다.
일본특허공보 제5858199호 일본공개특허공보 2015-200013호 일본공개특허공보 2016-37650호
특허문헌 1에서 제안된 기술에서는, 스폿 용접성을 양호한 것으로 하기 위한 요건으로서, C, Si, P 및 S 함유량을 규정한 것만으로, 스폿 용접성이 충분하다고는 할 수 없는 케이스가 있다.
특허문헌 2에서 제안된 기술에서는, 열간 압연 전의 슬래브(slab) 재가열 공정에 있어서, (Ts－50)℃ 이상에서 가열함으로써 Nb계 정출물(Nb-based precipitates)을 용해한다고 하고 있지만, 어닐링 온도인 900℃ 이하에서는 Nb계 탄화물이 불가피적으로 석출되는 온도역이고, 고용 Nb를 15％ 안정적으로 잔존시키는 것은 곤란하다.
특허문헌 3에서 제안된 기술에 있어서도 용접성을 개선하기 위한 지표는 저C화만으로, 특허문헌 1과 마찬가지로, 스폿 용접성이 충분하다고 할 수 없는 케이스가 있다.
본 발명은 이러한 사정을 감안하여 이루어진 것으로서, 인장 강도: 900㎫ 이상을 갖고, 또한 양호한 용접성을 갖는 박강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은 상기 과제를 해결하기 위해, 인장 강도 900㎫ 이상 또한 양호한 용접성을 겸비하는 박강판의 요건에 대해서 예의 검토했다. 본건에서 대상으로 하는 박강판의 판두께는, 0.4㎜ 이상 3.2㎜ 이하이다. 스폿 용접에 있어서, 조건에 의해 용접 후에 균열이 발생하는 사상(事象)이 발생했다. 균열이 발생한 용접 조건이나 강판의 강 조직을 예의 조사한 결과, 아연 도금 강판과 냉연 강판을 용접시키는 경우, 혹은 도금 강판끼리를 용접시키는 경우, 아연의 입계 침식(grain boundary corrosion)에 의해 균열을 조장 시키는 것, 아연의 입계 침식은 용융 금속부와의 경도차를 억제한 후에, 입계상의 원소 농도를 제어하는 것이 유효한 것, 균열은 입계상에 존재하는 조대(coarse)한 석출물에 의해서도 조장되는 것이 판명되었다. 본 발명은 상기의 인식에 기초하여 완성된 것으로, 그 요지는 다음과 같다.
[1] 질량％로, C: 0.07％ 이상 0.20％ 이하, Si: 0.60％ 이상 1.65％ 이하, Mn: 1.8％ 이상 3.5％ 이하, P: 0.05％ 이하, S: 0.005％ 이하, Al: 0% 초과 0.08％ 이하, N: 0.0060％ 이하, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과, 페라이트를 면적률로 30％ 이하(0％를 포함함), 템퍼링 마르텐사이트를 면적률로 70％ 이상(100％ 포함함), 잔부 조직으로서 페라이트 및 템퍼링 마르텐사이트 이외를 면적률의 합계로 10％ 이하(0％를 포함함) 포함하고, 템퍼링 마르텐사이트의 평균 입경이 5㎛ 이하, 템퍼링 마르텐사이트의 입계상에 석출된 철계 탄화물의 평균 입자경이 100㎚ 이하, 템퍼링 마르텐사이트의 입계상의 Si 및 Mn의 합계가 원자 농도로 5％ 이상인 강 조직
을 갖고, 인장 강도가 900㎫ 이상인 박강판.
[2] 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로, V: 0.001％ 이상 1％ 이하, Ti: 0.001％ 이상 0.3％ 이하, Nb: 0.001％ 이상 0.3％ 이하의 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 상기 강 조직은, V, Ti 및 Nb 중 적어도 1종을 포함하는 탄화물의 평균 입자경이 20㎚ 이하인 [1]에 기재된 박강판.
[3] 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로, Cr: 0.001％ 이상 1.0％ 이하, Mo: 0.001％ 이상 1.0％ 이하, Ni: 0.001％ 이상 1.0％ 이하, B: 0.0001％ 이상 0.0050％ 이하, Sb: 0.001％ 이상 0.050％ 이하의 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 상기 강 조직은, 템퍼링 마르텐사이트의 입계상의 Cr, Mo, Ni, B 및 Sb의 합계가 원자 농도로 5％ 이상인 [1] 또는 [2]에 기재된 박강판.
[4] 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로, REM, Sn, Mg, Ca 중 어느 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0001％ 이상 0.1％ 이하 함유하는 [1]∼[3] 중 어느 하나에 기재된 박강판.
[5] 표면에 도금층을 구비하는 [1]∼[4] 중 어느 하나에 기재된 박강판.
[6] 상기 도금층의 조성이 질량％로 Fe: 20.0％ 이하, Al: 0.001％ 이상 3.5％ 이하와 Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi 및 REM으로부터 선택하는 1종 또는 2종 이상을 합계 0％∼3.5％를 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피 불순물로 이루어지는 [5]에 기재된 박강판.
[7] 상기 도금층은, 합금화 용융 도금층인 [5] 또는 [6]에 기재된 박강판.
[8] [1]∼[4] 중 어느 하나에 기재된 박강판의 제조 방법으로서, 강 소재를, 1150℃ 이상 1350℃ 이하로 가열하고, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하는데 있어서, 마무리 압연 종료 온도를 820℃ 이상으로 하고, 350℃ 이상 680℃ 이하에서 권취하고, 냉간 압연을 실시하고, 냉간 압연 후 가열하고, 840℃ 이상에서 30초 이상 체류시킨 후, 냉각 개시 온도에서 Ms점까지의 평균 냉각 속도가 200℃/s 이상으로 100℃ 이하까지 냉각한 후, 재차 가열하여, 840℃ 이상에서 30초 이상 체류시킨 후, 냉각 개시 온도에서 (Ms점－100)℃까지의 평균 냉각 속도가 20℃/s 이상으로 (Ms점－100℃) 이하까지 냉각하고, 냉각 후 필요에 따라서 가열 또는 냉각하고, 200℃ 이상 400℃ 이하에서 20초 이상 1800초 이하 체류시키는 박강판의 제조 방법.
[9] [5]∼[7] 중 어느 하나에 기재된 박강판의 제조 방법으로서, 강 소재를, 1150℃ 이상 1350℃ 이하에서 가열하고, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하는데 있어서, 마무리 압연 종료 온도를 820℃ 이상으로 하고, 350℃ 이상 680℃ 이하에서 권취하고, 냉간 압연을 실시하여, 냉간 압연 후 가열하고, 840℃ 이상에서 30초 이상 체류시킨 후, 840℃ 이상의 냉각 개시 온도에서 200℃까지의 평균 냉각 속도가 200℃/s 이상으로 100℃ 이하까지 냉각한 후, 재차 가열하여, 840℃ 이상에서 10초 이상 150초 이하 체류시킨 후, 840℃ 이상의 냉각 개시 온도에서 260℃까지의 평균 냉각 속도가 20℃/s 이상으로 260℃ 이하까지 냉각하고, 200℃ 이상 400℃ 이하에서 20초 이상 150초 이하 체류시키고, 그 후, 도금욕에 침지시킴으로써 도금 처리를 행하거나 또는 당해 도금 처리를 행하여 추가로 합금화 처리를 행하는 박강판의 제조 방법.
본 발명의 박강판은, 인장 강도(TS): 900㎫ 이상의 고강도와, 우수한 용접성을 겸비한다. 본 발명의 박강판을 자동차 부품에 적용하면, 자동차 부품의 더 한층의 경량화가 실현된다.
(발명을 실시하기 위한 형태)
이하, 본 발명의 실시 형태에 대해서 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시 형태에 한정되지 않는다.
＜성분 조성＞
본 발명의 박강판의 성분 조성은, 질량％로, C: 0.07％ 이상 0.20％ 이하, Si: 0.60％ 이상 1.65％ 이하, Mn: 1.8％ 이상 3.5％ 이하, P: 0.05％ 이하, S: 0.005％ 이하, Al: 0.08％ 이하, N: 0.0060％ 이하, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다.
상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로, V: 0.001％ 이상 1％ 이하, Ti: 0.001％ 이상 0.3％ 이하, Nb: 0.001％ 이상 0.3％ 이하의 1종 또는 2종 이상을 함유해도 좋다.
또한, 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로, Cr: 0.001％ 이상 1.0％ 이하, Mo: 0.001％ 이상 1.0％ 이하, Ni: 0.001％ 이상 1.0％ 이하, B: 0.0001％ 이상 0.0050％ 이하, Sb: 0.001％ 이상 0.050％ 이하의 1종 또는 2종 이상을 함유해도 좋다.
이하, 각 성분에 대해서 구체적으로 설명한다. 이하의 설명에 있어서, 성분의 함유량을 나타내는 「％」는 「질량％」를 의미한다.
C: 0.07％ 이상 0.20％ 이하
C는, 템퍼링 마르텐사이트의 경도에 관계하여, 강판의 강도를 상승시키기 위해서 유효한 원소이다. 인장 강도: 900㎫ 이상을 얻기 위해서는, 적어도 C 함유량을 0.07％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 한편, C 함유량이 0.20％를 상회하면, 스폿 용접에서의 용융 금속부의 경도가 과도하게 상승하여, 열 영향부(HAZ부)와의 경도차가 발생함으로써 스폿 용접성을 저하시킨다. 또한, 템퍼링 마르텐사이트의 입계상에 석출되는 철계 탄화물의 입자경이 증대하는 관점에서도 스폿 용접성이 악화된다. 그 때문에, C 함유량의 범위를 0.07％ 이상 0.20％ 이하로 했다. 하한에 대해서 바람직한 C 함유량은 0.09％ 이상이다. 보다 바람직하게는 0.10％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.11％ 이상이다. 상한에 대해서 바람직한 C 함유량은 0.19％ 이하이다. 보다 바람직하게는 0.18％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.16％ 이하이다.
Si: 0.60％ 이상 1.65％ 이하
Si는, 입계에 존재함으로써 입계의 젖음성(wettability)을 저하시켜, 스폿 용접에서의 아연의 입계 침식을 억제함으로써 균열 발생을 억제하는 효과가 있는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, 적어도 Si를 0.60％ 함유할 필요가 있다. 한편, Si 함유량이 1.65％를 상회하면, 화성 처리성이나 도금성으로의 악영향이 현재화하여, 자동차용 부재로서 적용이 곤란해진다. 이상으로부터, Si 함유량 범위를 0.60％ 이상 1.65％ 이하로 했다. 하한에 대해서 바람직한 Si 함유량은 0.70％ 이상이다. 보다 바람직하게는 0.80％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.90％ 이상이다. 상한에 대해서 바람직한 Si 함유량은 1.60％ 이하이다. 보다 바람직하게는 1.55％ 이하, 더욱 바람직하게는 1.50％ 이하이다.
Mn: 1.8％ 이상 3.5％ 이하
Mn도 Si와 마찬가지로, 템퍼링 마르텐사이트의 입계상에 존재시킴으로써, 스폿 용접에서의 입계 침지를 억제하는 효과가 있는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, Mn 함유량은 1.8％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Mn 함유량이 3.5％를 상회하면, 화성 처리성이나 도금성이 악화된다. 그 때문에, Mn 함유량은 1.8％ 이상 3.5％ 이하로 했다. 하한에 대해서 바람직한 Mn 함유량은 1.9％ 이상이다. 보다 바람직하게는 2.1％ 이상, 더욱 바람직하게는 2.3％ 이상이다. 상한에 대해서 바람직한 Mn 함유량은 3.2％ 이하이다. 보다 바람직하게는 3.0％ 이하, 더욱 바람직하게는 2.9％ 이하이다.
P: 0.05％ 이하
P는, 저온 취성을 발생시키는 원소이기 때문에, 용접시의 냉각시에 균열을 발생시키는 원소이다. 따라서, 용접성의 관점에서, P 함유량은 최대한 저감하는 것이 바람직하고, 본 발명에서는, P 함유량은 0.05％까지 허용할 수 있다. 바람직하게는 0.03％ 이하이다. P 함유량은 최대한 저감하는 쪽이 바람직하고 무첨가라도 좋지만, 제조상, 0.002％는 불가피적으로 혼입되는 경우가 있다.
S: 0.005％ 이하
S는, 강 중에서 조대한 황화물을 형성하고, 이것이 열간 압연시에 신전하여(elongated) 쐐기 형상의 개재물이 됨으로써, 용접성에 악영향을 초래한다. 그 때문에, S 함유량은 최대한 저감하는 것이 바람직하다. 본 발명에서는, 0.005％까지 허용할 수 있기 때문에, S 함유 상한량을 0.005％로 했다. 바람직하게는, 0.003％ 이하이다. S 함유량은 최대한 저감하는 쪽이 바람직하고 무첨가라도 좋지만, 제조상, 0.0002％는 불가피적으로 혼입되는 경우가 있다.
Al: 0.08％ 이하
Al을 제강의 단계에서 탈산제로서 첨가하는 경우, Al 함유량을 0.02％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.03％ 이상이다. 한편, Al은 용접성을 악화시키는 조대한 산화물을 형성한다. 그 때문에, Al 함유량 상한을 0.08％로 했다. 바람직하게는 0.07％ 이하이다. 보다 바람직하게는 0.06％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.05％ 이하이다.
N: 0.0060％ 이하
N은, 상온 시효성(cold aging properties)을 악화시켜 예기치 못한 균열을 발생시키거나, 스폿 용접시의 미소한 보이드(voids) 생성의 원인이 되어 용접성을 악화시키거나 하는 유해한 원소이다. 그 때문에, N 함유량은 가능한 한 저감하는 것이 바람직하지만, 본 발명에서는 0.0060％까지 허용할 수 있다. 바람직하게는 0.0050％ 이하이다. 보다 바람직하게는 0.0050％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.0040％ 이하이다. N 함유량은 최대한 저감하는 쪽이 바람직하고 무첨가라도 좋지만, 제조상, 0.0005％는 불가피적으로 혼입되는 경우가 있다.
이상이 본 발명의 기본 구성이지만, 추가로, 이하의 성분(임의 성분)을 함유 해도 좋다.
V: 0.001％ 이상 1％ 이하, Ti: 0.001％ 이상 0.3％ 이하, Nb: 0.001％ 이상 0.3％ 이하의 1종 또는 2종 이상
V, Ti 및 Nb는 C와 결합하여 미세한 탄화물을 형성함으로써 강판의 고강도화에 기여하는 원소이다. 한편, 과도하게 함유시키면 조대한 탄화물로서 석출되기 때문에, 용접성을 악화시킨다. 이상의 관점에서, V: 0.001％ 이상 1％ 이하, Ti: 0.001％ 이상 0.3％ 이하, Nb: 0.001％ 이상 0.3％ 이하로 했다. 하한에 대해서 바람직한 V 함유량은 0.005％ 이상이다. 보다 바람직하게는 0.050％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.100％ 이상이다. 상한에 대해서 바람직한 V 함유량은 0.6％ 이하이다. 보다 바람직하게는 0.5％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.4％ 이하이다. 하한에 대해서 바람직한 Ti 함유량은 0.005％ 이상이다. 보다 바람직하게는 0.010％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.020％ 이상이다. 상한에 대해서 바람직한 Ti 함유량은 0.2％ 이하이다. 보다 바람직하게는 0.15％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.12％ 이하이다. 하한에 대해서 바람직한 Nb 함유량은 0.005％ 이상이다. 보다 바람직하게는 0.010％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.020％ 이상이다. 상한에 대해서 바람직한 Nb 함유량은 0.15％ 이하이다. 보다 바람직하게는 0.12％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.08％ 이하이다.
Cr: 0.001％ 이상 1.0％ 이하, Mo: 0.001％ 이상 1.0％ 이하, Ni: 0.001％ 이상 1.0％ 이하, B: 0.0001％ 이상 0.0050％ 이하, Sb: 0.001％ 이상 0.050％ 이하의 1종 또는 2종 이상
Cr, Mo 및 Ni는 강판의 고강도화에 기여하여, 템퍼링 마르텐사이트의 입계상에서의 원자 농도를 상승시킴으로써, 스폿 용접성을 개선시키는 효과가 있는 원소이다. 한편, 이들 원소를 과도하게 첨가하면, 변태점이 크게 변화함으로써 소망하는 강 조직이 얻어지지 않게 되어, 화성 처리성이나 도금성이 악화된다. B 및 Sb는, 입계에 존재함으로써 균열 발생에 필요로 하는 표면 에너지가 상승하여, 스폿 용접에서의 균열 발생 억제에 효과가 있는 원소이다. 과도하게 첨가해도 효과는 포화하기 때문에, 첨가 원소의 낭비로 이어진다. 이상의 관점에서, Cr: 0.001％ 이상 1.0％ 이하, Mo: 0.001％ 이상 1.0％ 이하, Ni: 0.001％ 이상 1.0％ 이하, B: 0.0001％ 이상 0.0050％ 이하, Sb: 0.001％ 이상 0.050％ 이하로 했다. 하한에 대해서 바람직한 Cr 함유량이 0.010％ 이상이다. 보다 바람직하게는 0.050％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.100％ 이상이다. 상한에 대해서 바람직한 Cr 함유량이 0.8％ 이하이다. 보다 바람직하게는 0.7％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.6％ 이하이다. 하한에 대해서 바람직한 Mo 함유량은 0.010％ 이상이다. 보다 바람직하게는 0.050％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.100％ 이상이다. 상한에 대해서 바람직한 Mo 함유량은 0.6％ 이하이다. 보다 바람직하게는 0.5％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.4％ 이하이다. 하한에 대해서 바람직한 Ni 함유량은 0.010％ 이상이다. 보다 바람직하게는 0.020％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.030％ 이상이다. 상한에 대해서 바람직한 Ni 함유량은 0.5％ 이하이다. 보다 바람직하게는 0.4％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.3％ 이하이다. 하한에 대해서 바람직한 B 함유량은 0.0003％ 이상이다. 보다 바람직하게는 0.0007％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.0010％ 이상이다. 상한에 대해서 바람직한 B 함유량은 0.0030％ 이하이다. 보다 바람직하게는 0.0025％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.0020％ 이하이다. 하한에 대해서 바람직한 Sb 함유량은 0.005％ 이상이다. 보다 바람직하게는 0.008％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.010％ 이상이다. 상한에 대해서 바람직한 Sb 함유량은 0.040％ 이하이다. 보다 바람직하게는 0.030％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.020％ 이하이다.
REM, Sn, Mg, Ca 중 어느 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0001％ 이상 0.1％ 이하
REM, Sn, Sb, Mg 및 Ca는, 개재물을 구 형상화(spheroidizing)시킴으로써 스폿 용접성을 향상시키는 원소이다. 한편, 과도하게 첨가해도 효과는 포화하기 때문에, 첨가 원소의 낭비로 이어진다. 이상의 관점에서, REM, Sn, Mg, Ca 중 어느 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0001％ 이상 0.1％ 이하로 했다. 하한에 대해서, 바람직하게는, REM, Sn, Mg, Ca 중 어느 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0005％ 이상이다. 보다 바람직하게는 0.0010％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.0020％ 이상이다. 상한에 대해서, 바람직하게는, REM, Sn, Mg, Ca 중 어느 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.05％ 이하이다. 보다 바람직하게는 0.03％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.02％ 이하이다.
상기 성분 이외의 성분은, Fe 및 불가피적 불순물이다. 또한, 상기 임의 성분을 하한값 미만으로 포함하는 경우에는, 그 임의 원소는 불가피적 불순물로서 포함되는 것으로 한다.
＜강 조직＞
이어서, 본 발명의 박강판의 강 조직에 대해서 설명한다. 본 발명의 박강판의 강 조직은, 페라이트 면적률이 30％ 이하(0％를 포함함), 템퍼링된 마르텐사이트의 면적률이 70％ 이상(100％를 포함함), 잔부 조직으로서 페라이트 및 템퍼링 마르텐사이트 이외의 조직의 면적률 합계가 10％ 이하(0％를 포함함)이다. 또한, 템퍼링 마르텐사이트의 평균 입경이 5㎛ 이하, 템퍼링 마르텐사이트의 입계상에 석출된 철계 탄화물의 평균 입자경이 100㎚ 이하, 템퍼링 마르텐사이트의 입계상의 Si 및 Mn의 합계가 원자 농도로 5원자％ 이상이다. 또한, 원자 농도의 단위는 간단히 「％」로 표기하는 경우가 있다.
페라이트 면적률이 30％ 이하(0％를 포함함)
페라이트의 생성 온도에 따라 입계상의 원소 농도가 저하하는 케이스가 있고, 페라이트의 생성량이 많은 경우에는, 안정적으로 스폿 용접성을 개선하는 것은 곤란하다. 또한, 인장 강도: 900㎫ 이상을 얻기 위해서는 템퍼링 마르텐사이트와 같은 경질상은 불가결하지만, 연질상인 페라이트가 다량으로 생성되면, 스폿 용접에서의 HAZ부 근방에서 페라이트와 템퍼링 마르텐사이트의 계면에 응력 집중이 발생하여, 균열의 발생의 요인이 된다. 그 때문에, 페라이트 면적률은 30％ 이하로 했다. 바람직하게는 25％ 이하이다. 보다 바람직하게는 22％ 이하, 더욱 바람직하게는 20％ 이하이다. 또한, 페라이트 면적률은 0％라도 좋다. 단, 페라이트를 포함하는 경우도 많고, 그 경우의 페라이트 면적률은 1％ 이상이나 3％ 이상이다.
템퍼링 마르텐사이트의 면적률이 70％ 이상(100％를 포함함)
템퍼링 마르텐사이트는 라스 구조(lath structure)를 갖는 마이크로 조직 내부에 0.3㎛ 이하의 탄화물이 석출된 조직이다. 템퍼링 마르텐사이트는 템퍼링되어 있지 않은 퀀칭인 채의 마르텐사이트(quenched martensite)에 비하여 열에 의한 변질이 작기 때문에, HAZ부의 연화가 작아진다. 그 때문에, 본 발명에서는, 주요 강 조직으로서 템퍼링 마르텐사이트를 선택했다. 우수한 용접성을 겸비한 인장 강도 900㎫ 이상을 얻기 위해서는, 템퍼링 마르텐사이트는 70％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는, 75％ 이상이다. 보다 바람직하게는 77％ 이상, 더욱 바람직하게는 80％ 이상이다. 템퍼링 마르텐사이트의 면적률이 100％라도 좋지만, 템퍼링 마르텐사이트 이외를 포함하는 경우도 많고, 그 경우에 템퍼링 마르텐사이트의 면적률의 상한은 98％ 이하나 96％ 이하이다.
페라이트 및 템퍼링 마르텐사이트 이외의 조직의 면적률 합계가 10％ 이하(0％를 포함함)
페라이트 및 템퍼링 마르텐사이트 이외의 조직으로서는, 베이나이트, 퀀칭인 채의 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 펄라이트 등을 들 수 있다. 이들 조직은 강도를 저하시키거나, 용접성을 악화시키거나 하기 때문에, 최대한 저감하는 것이 바람직하다. 본 발명에서는, 페라이트 및 템퍼링 마르텐사이트 이외의 조직의 합계 면적률은 10％까지 허용할 수 있다. 바람직하게는 7％ 이하, 보다 바람직하게는 5％ 이하, 더욱 바람직하게는 4％ 이하이다.
템퍼링 마르텐사이트의 평균 입경이 5㎛ 이하
주로 템퍼링 마르텐사이트의 입계가, 스폿 용접시, 아연에 침식된다. 그 때문에, 템퍼링 마르텐사이트의 입계 면적이 작은, 즉 템퍼링 마르텐사이트가 조대이면, 균열 발생시의 표면 에너지가 작아지기 때문에, 균열이 발생하기 쉬워진다. 입계의 표면 에너지를 증대시키기 위해서는, 템퍼링 마르텐사이트의 표면 에너지를 증대시키는 것이 유효하고, 이 효과를 얻기 위해서는, 템퍼링 마르텐사이트의 평균 입경이 5㎛ 이하일 필요가 있다. 바람직하게는 4㎛ 이하이다. 보다 바람직하게는 3.5㎛ 이하, 더욱 바람직하게는 3.0㎛ 이하이다. 평균 입경의 하한은 특별히 한정되지 않고 작을수록 바람직하지만, 본 발명 강에서는, 통상, 1㎛ 이상의 평균 입경이 얻어진다.
템퍼링 마르텐사이트의 입계상에 석출된 철계 탄화물의 평균 입자경이 100㎚ 이하
입계는 철계 탄화물 석출의 우선 사이트이기도 하기 때문에, 조대한 철계 탄화물이 존재하면 철계 탄화물과 매트릭스의 계면에 응력 집중이 발생하고, 스폿 용접시에 균열 발생의 요인이 된다. 탄화물 사이즈(탄화물의 평균 입자경)가 100㎚ 이하이면, 용접성에 악영향을 초래하지 않는다. 바람직하게는, 80㎚ 이하이다. 보다 바람직하게는 70㎚ 이하, 더욱 바람직하게는 65㎚ 이하이다. 본 발명에서는, 상기 평균 입자경의 하한은 한정되지 않지만, 평균 입자경이 10㎚ 이상인 철계 탄화물이 석출되는 경우가 많다. 또한, 철계 탄화물이란 η 탄화물, χ 탄화물, ε 탄화물 등의 탄화물을 의미한다.
V, Ti 혹은 Nb를 포함하는 탄화물의 평균 입자경이 20㎚ 이하
선택 원소(임의 원소)로서 V, Ti 혹은 Nb를 1종 또는 2종 이상을 함유한 경우, 상기의 철계 탄화물보다도 V, Ti 혹은 Nb를 포함하는 탄화물은 경도가 높기 때문에, V, Ti 혹은 Nb를 포함하는 탄화물이 입계에 석출된 경우, 철계 탄화물과 마찬가지로 스폿 용접성에 악영향을 초래한다. 본 발명에서는, 이들 원소를 포함하는 경우에는 철계 탄화물뿐만 아니라, V, Ti 혹은 Nb를 포함하는 탄화물의 평균 입자경도 조정할 필요가 있다. V, Ti 혹은 Nb를 포함하는 탄화물의 평균 입자경은 20㎚ 이하이면 허용할 수 있다. 바람직하게는, 15㎚ 이하이다. 보다 바람직하게는 13㎚ 이하이다. 또한, 하한은 특별히 한정되지 않지만 상기 평균 입자경은, 0.8㎚ 이상인 경우가 많다.
템퍼링 마르텐사이트의 입계상의 Si 및 Mn의 합계가 원자 농도로 5％ 이상
스폿 용접시의 아연 입계 침식에 의한 균열은, 입계 침식을 방해하면 개선된다. 이를 위해서는, 입계의 젖음성을 저하시키는 것이 유효하다. 이 효과를 얻기 위해서는, 템퍼링 마르텐사이트의 입계상의 Si 및 Mn의 합계를 원자 농도로 5％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 7％ 이상이다. 보다 바람직하게는 8％ 이상이다. 또한, 상한은 특별히 한정되지 않지만, 실질 25％가 상한이다. 또한, 상기 합계 원자 농도는 15％ 이하인 경우가 많다.
템퍼링 마르텐사이트의 입계상의 Cr, Mo, Ni, B 및 Sb의 합계가 원자 농도로 5％ 이상
선택 원소(임의 원소)로서 Cr, Mo, Ni, B 혹은 Sb의 1종 혹은 2종 이상을 함유시킨 경우, 스폿 용접성을 더욱 개선시키기 위해서는, 템퍼링 마르텐사이트의 입계상의 Cr, Mo, Ni, B 및 Sb의 합계를 원자 농도로 5％ 이상으로 할 필요가 있다. Cr, Ni는 입계의 젖음성을 저하시켜, 아연의 입계 침식을 방해하기 때문에 유효한 원소이다. Mo, B 및 Sb는 균열 발생시의 표면 에너지를 증대시켜, 균열 발생을 억제하는 효과가 있다. 바람직하게는 Cr, Mo, Ni, B 및 Sb의 합계를 원자 농도로 7％ 이상이다. 보다 바람직하게는 8％ 이상이다. 또한, 상한은 특별히 한정되지 않지만, 실질 35％가 상한이다. 또한, 상기 합계 원자 농도는 20％ 이하인 경우가 많다.
＜도금층＞
이어서, 도금층에 대해서 설명한다. 본 발명의 박강판이 도금층을 갖는 박강판인 경우, 도금층의 종류는 특별히 한정되지 않고, 용융 도금층, 전기 도금층 등을 예시할 수 있다. 또한, 도금층의 조성도 특별히 한정되지 않고, 일반적인 조성이면 좋다. 예를 들면, 도금층은, 질량％로, Fe: 20.0％ 이하, Al: 0.001％ 이상 3.5％ 이하를 함유하고, 추가로, Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, REM으로부터 선택하는 1종 또는 2종 이상을 합계로 0∼3.5％ 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어진다. 또한, 도금층은, 합금화된 도금층이라도 좋다. 또한, 합금화된 도금층의 경우, 도금층에 있어서의 Fe 함유량은 통상 5.0％ 이상 20％ 이하이다.
본 발명의 박강판의 성질에 대해서 설명한다. 여기에서 설명하는 성질의 측정 방법은 실시예에 기재한 대로이다. 본 발명은 인장 강도가 900㎫ 이상이다. 바람직하게는 980㎫ 이상이다. 또한, 본 발명의 경우, 인장 강도는 통상 1300㎫ 이하이다. 또한, 본 발명의 박강판의 신장은, 통상, 9％ 이상, 바람직하게는 11％ 이상이다. 상한에 대해서는 25％ 이하나 20％ 이하 정도이다. 항복 강도는 600㎫ 이상, 바람직하게는 700㎫ 이상이다. 상한에 대해서는 통상 1100㎫ 이하이다. 또한, 실시예에 기재된 방법으로 스폿 용접성을 평가했을 때에, 본 발명에서는, 균열 길이가 0㎛로 균열이 발생하지 않거나, 10㎛ 미만의 작은 균열 밖에 발생하지 않는다. 또한, El과 YS는 본 발명의 과제와는 직접 관계없는 추가의 특성이다.
＜박강판의 제조 방법＞
다음으로, 본 발명의 박강판의 제조 방법에 대해서 설명한다. 도금층을 갖지 않는 박강판의 제조 방법과, 도금층을 갖는 박강판의 제조 방법은, 제조 조건이 약간 상이하다. 이는 도금 처리를 행하는지 아닌지에 따라, 허용할 수 있는 제조 조건의 범위가 약간 상이하기 때문이다. 이하, 도금층을 갖지 않는 박강판의 제조 방법, 도금층을 갖는 박강판의 제조 방법의 순으로 설명한다.
본 발명의 박강판(도금층을 갖지 않는 박강판)의 제조 방법은, 상기의 성분 조성을 갖는 강 소재를, 1150℃ 이상 1350℃ 이하에서 가열하고, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하는데 있어서, 마무리 압연 종료 온도를 820℃ 이상으로 하고, 350℃ 이상 680℃ 이하에서 권취한다(열간 압연 공정). 이어서, 냉간 압연을 실시한다(냉간 압연 공정). 이어서, 냉간 압연 후 가열하고, 840℃ 이상에서 30초 이상 체류시킨 후, 냉각 개시 온도에서 Ms점까지의 평균 냉각 속도가 200℃/s 이상으로 100℃ 이하까지 냉각한 후, 재차 가열하여 840℃ 이상에서 30초 이상 체류시킨 후, 냉각 개시 온도에서 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도가 20℃/s 이상으로 (Ms점－100℃) 이하까지 냉각하고, 냉각 후 필요에 따라서 가열 또는 냉각하고, 200℃ 이상 400℃ 이하에서 20초 이상 1800초 이하 체류시킨다(어닐링 공정). 또한, Ms점이란 마르텐사이트 변태 개시 온도를 의미한다.
열간 압연 공정이란, 상기 성분 조성을 갖는 강 소재를, 1150℃ 이상 1350℃ 이하에서 가열하고, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하는데 있어서, 마무리 압연 종료 온도를 820℃ 이상으로 하고, 350℃ 이상 680℃ 이하에서 권취하는 공정이다.
상기 강 소재 제조를 위한, 용제 방법은 특별히 한정되지 않고, 전로(converter), 전기로(electric furnace) 등, 공지의 용제 방법을 채용할 수 있다. 또한, 진공 탈가스 로(vacuum degassing furnace)에서 2차 정련을 행해도 좋다. 그 후, 생산성이나 품질상의 문제로부터 연속 주조법에 의해 슬래브(강 소재)로 하는 것이 바람직하다. 또한, 조괴-분괴 압연법(ingot-slabbing method), 박 슬래브 연속 주조법 등, 공지의 주조 방법으로 슬래브로 해도 좋다.
강 소재의 가열 온도: 1150℃ 이상 1350℃ 이하
본 발명에 있어서는, 조압연에 앞서 강 소재를 가열하여, 강 소재의 강 조직을 실질적으로 균질한 오스테나이트상으로 할 필요가 있다. 또한, 조대한 개재물의 생성을 억제하기 위해서는 가열 온도의 제어가 중요해진다. 가열 온도가 1150℃를 하회하면 소망하는 마무리 압연 종료 온도를 얻을 수 없다. 한편, 가열 온도가 1350℃를 상회하면, 스케일 로스(scale loss)가 증대하여, 가열로의 로체(furnace body)로의 손상이 커진다. 그 때문에, 강 소재의 가열 온도는 1150℃ 이상 1350℃ 이하로 했다. 하한에 대해서 바람직한 가열 온도는 1180℃ 이상이다. 상한에 대해서 바람직한 가열 온도는 1320℃ 이하이다. 또한, 상기 가열 후의 조압연의 조압연 조건에 대해서는 특별히 한정되지 않는다.
슬래브 가열시는, 주조시에 생성된 편석이 있고, 이것이 압연되면 판두께 방향에 대하여 밴드 형상의 불균일한(uneven) 조직이 된다. 이것이 용접성에 악영향을 초래하는 케이스가 있기 때문에, 편석의 영향을 경감하기 위해서는, (1)식을 충족시키는 것이, 보다 바람직하다.
Figure 112019009115684-pct00001
여기에서, t는 가열 시간(단위는 초), T는 가열 온도(단위는 ℃)이다. (1)식은 슬래브 가열에 있어서, 밴드 형상의 불균일한 조직의 원인이 되는 Mn 편석의 악영향을 경감하기 위한 실험적으로 구한 조건식이다. (1)식 좌변이 0 이상이면, 슬래브 가열 중에 Mn이 확산하여 밴드 형상의 불균일한 조직 형성에 의한 용접성으로의 악영향이 경감된다. 또한, (1)식 좌변의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 제조성을 고려하여, 통상, 1.00 이하인 경우가 많다.
마무리 압연 종료 온도: 820℃ 이상
마무리 압연 종료 온도가 820℃를 하회하면, 압연 중에 오스테나이트로부터 페라이트로의 변태가 개시되어 버려, 강판의 국소적인 강도가 변동하기 때문에, 다음 공정의 냉간 압연의 판두께 정밀도가 악화된다. 그 때문에, 마무리 압연 종료 온도는 820℃ 이상으로 했다. 바람직하게는 840℃ 이상이다. 보다 바람직하게는 850℃ 이상이다. 또한, 마무리 압연 종료 온도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 생산 설비의 제약으로부터 실질적으로 1020℃가 상한이다. 바람직하게는 1000℃ 이하이다. 보다 바람직하게는 950℃ 이하이다.
권취 온도: 350℃ 이상 680℃ 이하
권취 온도가 350℃를 하회하면 열연판의 형상이 악화되어, 냉간 압연 후의 판두께 정밀도가 악화된다. 권취 온도가 680℃를 상회하면, 열연판 표면에 산세정으로 완전히 제거할 수 없는 산화 피막이 생성되어, 냉연 후의 표면 외관을 손상시킨다. 이상으로부터, 권취 온도의 범위를 350℃ 이상 680℃ 이하로 했다. 하한에 대해서 바람직한 권취 온도는 380℃ 이상이다. 보다 바람직하게는 400℃ 이상이다. 상한에 대해서 바람직한 권취 온도는 650℃ 이하이다. 보다 바람직하게는 630℃ 이하이다. V, Ti 및 Nb가 첨가되어 있는 경우, 탄화물 지름을 20㎚ 이하로 하기 위해, 권취 온도는 520℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
이어서 행하는 냉간 압연 공정이란, 상기 열간 압연 공정 후에 열연판을 냉간 압연하는 공정이다. 소망하는 판두께를 얻기 위해, 열간 압연 공정 후의 열연판에 냉간 압연을 실시할 필요가 있다. 통상, 산세정 후에 냉간 압연하지만, 산세정 조건은 통상의 조건이면 좋다.
상기 냉간 압연에 있어서의, 압연율은 특별히 한정되지 않지만, 통상, 20∼80％이다. 하한에 대해서 바람직하게는 30％ 이상이다. 상한에 대해서 바람직하게는 75％ 이하이다.
이어서 행하는 어닐링 공정이란, 냉간 압연 공정 후에, 840℃ 이상에서 30초 이상 체류시킨 후, 냉각 개시 온도에서 Ms점까지의 평균 냉각 속도가 200℃/s 이상으로 100℃ 이하까지 냉각한 후, 재차 가열하여 840℃ 이상에서 30초 이상 체류시킨 후, 냉각 개시 온도에서 (Ms점－100)℃까지의 평균 냉각 속도가 20℃/s 이상으로 (Ms점－100)℃ 이하까지 냉각하고, 냉각 후 필요에 따라서 가열 또는 냉각하고, 200℃ 이상 400℃ 이하에서 20초 이상 1800초 이하 체류시키는 공정이다.
840℃ 이상에서 30초 이상 체류
「840℃ 이상에서 30초 이상 체류」는, 냉간 압연 후의 조직으로부터 생성되는 재결정 조직의 영향을 배제하고, 템퍼링 마르텐사이트 입계에 상당하는 구(舊)오스테나이트 입계상으로 Si나 Mn에 더하여, Cr, Mo, Ni, B 및 Sb의 농도를 상승시키기 위해서 중요하다. 완전 재결정 조직을 얻은 후에, Si나 Mn 등의 입계상의 농도를 상승시키기 위해서는, 840℃ 이상에서 30초 이상 체류시킬 필요가 있다. V, Ti 및 Nb가 첨가되어 있는 경우, 탄화물 지름을 20㎚ 이하로 하기 위해, 체류 시간은 300초 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 840℃ 이상에서 50초 이상 280초 이하이다. 더욱 바람직하게는 840℃ 이상에서 70초 이상 250초 이하이다. 또한, 가열 온도는, 통상, 880℃ 이하이다.
냉각 개시 온도에서 Ms점까지의 평균 냉각 속도가 200℃/s 이상으로 100℃ 이하까지 냉각
본 공정에서의 냉각에서는, 오스테나이트/페라이트 계면의 입계 이동을 억제할 필요가 있다. 그를 위해서는, 냉각 개시 온도에서 Ms점까지의 평균 냉각 속도가 200℃/s 이상으로 냉각시킬 필요가 있다. 냉각 과정에서의 페라이트 생성을 억제하기 위해, 냉각 개시 온도는 820℃ 이상으로 하고, 수냉에 의해 실온까지 냉각하는 것이, 보다 바람직하다. 여기에서, 실온이란 0℃ 이상 50℃ 이하를 의미한다. 또한, 상기 평균 냉각 속도는, 통상, 800℃/s 이하이다. 또한, 냉각 전의 가열에 있어서 840℃ 이상으로 가열하지만, 가열 온도와 냉각 개시 온도는 일치해도 좋고 일치하지 않아도 좋다. 예를 들면, 일치하지 않는 경우로서, 가열 후 냉각까지 온도 저하하는 경우가 있다. 또한, Ms점에서 냉각 정지 온도까지의 냉각 속도는 특별히 한정되지 않는다.
재차 가열하여 840℃ 이상에서 30초 이상 체류
한번, 840℃ 이상으로 어닐링한 후 마르텐사이트로 하고, 재차 840℃ 이상으로 가열함으로써, 구오스테나이트 입계상에 있어서의 Si나 Mn 등의 원소의 농도를 효과적으로 상승시키면서, 구오스테나이트립의 조대화를 억제하고, 템퍼링 마르텐사이트 입경을 미세화하는 효과가 있다. 어닐링 완료 후에는, 오스테나이트가 주체가 되는 조직으로 할 필요가 있기 때문에, 840℃ 이상에서 30초 이상 체류 시킬 필요가 있다. 한편, 상기 체류 시간의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 840℃ 이상에서의 체류 시간이 300초를 상회하면 오스테나이트립이 조대화하여, 미세한 템퍼링 마르텐사이트가 얻어지지 않는 경우가 있다. 그 때문에, 840℃ 이상에서 280초 이하의 체류가 바람직하다. 바람직하게는, 840℃ 이상에서 50초 이상 200초 이하이다. 또한, 가열 온도는, 통상, 900℃ 이하이다.
냉각 개시 온도에서 (Ms점－100℃)까지의 평균 냉각 속도가 20℃/s 이상으로 (Ms점－100℃) 이하까지 냉각
본 냉각 공정에서, 오스테나이트로부터 마르텐사이트로의 변태를, 대체로 완료시킬 필요가 있다. 평균 냉각 속도가 작은 경우, 냉각 과정에서 베이나이트나 페라이트가 생성되어 버려, 입계의 농도가 입계 이동에 의해 작아지기 때문에, 가능한한 이것을 억제할 필요가 있다. 그 때문에, 냉각 개시 온도에서 (Ms점－100℃)까지의 평균 냉각 속도는 20℃/s 이상으로 냉각할 필요가 있다. 또한, 냉각 정지 온도가 높은 경우, 다음 공정에서 템퍼링 마르텐사이트가 생성되지 않아, 소망하는 조직이 얻어지지 않는다. 이 관점에서, 적어도 (Ms점－100℃) 이하로까지 냉각할 필요가 있다. 바람직하게는, 냉각 개시 온도에서 (Ms점－100℃)까지의 평균 냉각 속도가 30℃/s 이상으로 240℃ 이하까지 냉각하는 것이고, 냉각 개시 온도는 820℃ 이상이다. 본 냉각 개시 전의 가열의 가열 온도와 냉각 개시 온도는 일치하지 않아도 좋다. 예를 들면, 가열 후 냉각 개시까지 조금 온도 저하하는 경우가 있다. 또한, 상기 평균 냉각 속도는 통상 60℃/s 이하이다.
200℃ 이상 400℃ 이하에서 20초 이상 1800초 이하 체류
생성된 마르텐사이트를 템퍼링하기 위해, 소정의 온도역에서 체류시킬 필요가 있다. 체류 온도가 200℃를 하회하면 템퍼링이 진행하지 않고, 성형성이 실용 불가능하게 된다. 400℃를 상회하면, 템퍼링 마르텐사이트 입계상에 조대한 철계 탄화물이 생성되기 때문에, 용접성이 저하한다. 그 때문에, 체류 온도역은 200℃ 이상 400℃ 이하로 했다. 체류 시간이 20초를 하회하면, 템퍼링이 충분히 진행하지 않는다. 1800초를 상회하면 철계 탄화물이 조대화한다. 그 때문에, 체류 시간은 20초 이상 1800초 이하로 했다. 바람직하게는, 200℃ 이상 400℃ 이하에서 50초 이상 1500초 이하이다. 또한, 상기 체류 전의 냉각에 있어서의 냉각 정지 온도가 200℃를 하회하는 경우에는 가열이 필요해진다. 또한, 상기 냉각 정지 온도가 200℃ 이상 400℃ 이하의 범위라도 필요에 따라서 적절히 가열이나 냉각을 해도 좋다.
이어서, 도금층을 갖는 박강판의 제조 방법에 대해서 설명한다. 냉간 압연까지에 대해서는, 도금층을 갖지 않는 박강판의 제조 방법과 동일하기 때문에 설명을 생략한다. 도금층을 갖는 박강판의 제조 방법에서는, 냉간 압연 후 가열하고, 840℃ 이상에서 30초 이상 체류시킨 후, 냉각 개시 온도에서 200℃까지의 평균 냉각 속도가 200℃/s 이상으로 100℃ 이하까지 냉각한 후, 재차 가열하여, 840℃ 이상에서 10초 이상 150초 이하 체류시킨 후, 냉각 개시 온도에서 260℃까지의 평균 냉각 속도가 20℃/s 이상으로 260℃ 이하까지 냉각하고, 냉각 후 필요에 따라서 가열 또는 냉각하고, 200℃ 이상 400℃ 이하에서 20초 이상 150초 이하 체류시키고, 그 후, 도금욕에 침지시킴으로써 도금 처리를 행하거나 또는 당해 도금 처리를 행하고 추가로 합금화 처리를 행한다.
840℃ 이상에서 30초 이상 체류
「840℃ 이상에서 30초 이상 체류」는, 냉간 압연 후의 조직으로부터 생성되는 재결정 조직의 영향을 배제하고, 템퍼링 마르텐사이트 입계에 상당하는 구오스테나이트 입계상으로 Si나 Mn에 더하여, Cr, Mo, Ni, B 및 Sb의 농도를 상승시키기 위해서 중요하다. 완전 재결정 조직을 얻은 후에, Si나 Mn 등의 입계상의 농도를 상승시키기 위해서는, 840℃ 이상에서 30초 이상 체류시킬 필요가 있다. V, Ti 및 Nb가 첨가되어 있는 경우, 탄화물 지름을 20㎚ 이하로 하기 위해, 체류 시간은 300초 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 840℃ 이상에서 50초 이상 280초 이하이다. 또한, 가열 온도는, 통상, 880℃ 이하이다.
냉각 개시 온도에서 200℃까지의 평균 냉각 속도가 200℃/s 이상으로 100℃ 이하까지 냉각
오스테나이트로부터 마르텐사이트를 주체로 하는 조직으로 함으로써, 상기 어닐링으로 생성시킨 입계상의 원소 분포의 상태를 동결한 후에, 조대한 철계 탄화물 생성을 억제할 필요가 있다. 그를 위해서는, 냉각 개시 온도에서 200℃까지의 평균 냉각 속도가 200℃/s 이상으로 냉각시킬 필요가 있다. 페라이트 생성을 억제하기 위해, 냉각 개시 온도는 820℃ 이상으로 하고, 수냉에 의해 실온까지 냉각하는 것이, 보다 바람직하다. 여기에서, 실온이란 0℃ 이상 50℃ 이하를 의미한다. 또한, 상기 평균 냉각 속도는, 통상, 800℃/s 이하이다. 또한, 냉각 전의 가열에 있어서 840℃ 이상으로 가열하지만, 가열 온도와 냉각 개시 온도는 일치해도 좋고 일치하지 않아도 좋다. 예를 들면, 일치하지 않는 경우로서, 가열 후 냉각까지 온도 저하하는 경우가 있다. 또한, 200℃에서 냉각 정지 온도까지의 냉각 속도는 특별히 한정되지 않는다.
재차 가열하여 840℃ 이상에서 10초 이상 150초 이하 체류
한번, 840℃ 이상으로 어닐링한 후 마르텐사이트로 하고, 재차 840℃ 이상으로 가열함으로써, 구오스테나이트 입계상에 있어서의 Si나 Mn 등의 원소의 농도를 효과적으로 상승시키면서, 구오스테나이트립의 조대화를 억제하고, 템퍼링 마르텐사이트 입경을 미세화하는 효과가 있다. 어닐링 완료 후에는, 오스테나이트가 주체가 되는 조직으로 할 필요가 있기 때문에, 840℃ 이상에서 10초 이상 체류시킬 필요가 있다. 한편, 840℃ 이상에서의 체류 시간이 150초를 상회하면 오스테나이트립이 조대화하여, 미세한 템퍼링 마르텐사이트가 얻어지지 않는다. 그 때문에, 840℃ 이상에서 150초 이하의 체류로 한다. 바람직하게는, 840℃ 이상에서 20초 이상 130초 이하이다. 또한, 가열 온도는, 통상, 900℃ 이하이다.
냉각 개시 온도에서 260℃까지의 평균 냉각 속도가 20℃/s 이상으로 260℃ 이하까지 냉각
본 냉각 공정에서, 오스테나이트로부터 마르텐사이트로의 변태를, 대체로 완료시킬 필요가 있다. 평균 냉각 속도가 작은 경우, 냉각 과정에서 베이나이트나 페라이트가 생성되어 버려, 입계의 농도가 입계 이동에 의해 작아지기 때문에, 가능한한 이것을 억제할 필요가 있다. 그 때문에, 냉각 개시 온도에서 260℃까지의 평균 냉각 속도는 20℃/s 이상으로 냉각할 필요가 있다. 또한, 냉각 정지 온도가 높은 경우, 다음 공정에서 템퍼링 마르텐사이트가 생성되지 않아, 소망하는 조직이 얻어지지 않는다. 이 관점에서, 적어도 260℃ 이하로까지 냉각할 필요가 있다. 바람직하게는, 냉각 개시 온도에서 260℃까지의 평균 냉각 속도가 30℃/s 이상으로 240℃ 이하까지 냉각하는 것이고, 냉각 개시 온도는 820℃ 이상이다. 본 냉각 개시 전의 가열의 가열 온도와 냉각 개시 온도는 일치하지 않아도 된다. 예를 들면, 가열 후 냉각 개시까지 조금 온도 저하하는 경우가 있다. 또한, 상기 평균 냉각 속도는 통상 60℃/s 이하이다.
200℃ 이상 400℃ 이하에서 20초 이상 150초 이하 체류
생성된 마르텐사이트를 템퍼링하기 위해, 소정의 온도역에서 체류시킬 필요가 있다. 체류 온도가 200℃를 하회하면 템퍼링이 진행하지 않고, 성형성이 실용 불가능한 것이 된다. 400℃를 상회하면, 템퍼링 마르텐사이트 입계상에 조대한 철계 탄화물이 생성되기 때문에, 용접성이 저하한다. 그 때문에, 체류 온도역은 200℃ 이상 400℃ 이하로 했다. 체류 시간이 20초를 하회하면, 템퍼링이 충분히 진행하지 않는다. 150초를 상회하면 철계 탄화물이 조대화한다. 그 때문에, 체류 시간은 20초 이상 150초 이하로 했다. 바람직하게는, 200℃ 이상 400℃ 이하에서 50초 이상 130초 이하이다. 또한, 상기 체류 전의 냉각에 있어서의 냉각 정지 온도가 200℃를 하회하는 경우에는 가열이 필요해진다. 또한, 상기 냉각 정지 온도가 200℃ 이상 400℃ 이하의 범위라도 필요에 따라서 적절히 가열이나 냉각을 해도 좋다.
도금을 행한다. 이에 따라 도금층을 갖는 박강판을 제조할 수 있다. 도금 처리의 구체적인 방법은 특별히 한정되지 않고, 용융 도금, 전기 도금의 어느것이라도 좋다.
용융 도금의 경우, 도금욕에 침지하여 필요하면 합금화 처리가 이루어지기 때문에, 일시적으로 400℃보다 높은 온도에 강판이 노출된다. 이 영향을 고려하여, 도금 전의 200℃ 이상 400℃ 이하의 체류 시간을 조정할 필요가 있다. 그 때문에, 도금층을 갖는 박강판을 제조하는 경우, 체류 시간을 20초 이상 150초 이하로 했다. 바람직하게는, 30초 이상 130초 이하이다.
실시예
표 1에 나타내는 성분 조성을 갖는 두께 250㎜의 강 소재에, 표 2에 나타내는 열연 조건으로 열간 압연 공정을 실시하여 열연판으로 하고, 냉간 압연율이 29％ 이상 68％ 이하의 냉간 압연 공정을 실시하여 냉연판으로 하고, 표 2에 나타내는 조건의 어닐링을 연속 어닐링 라인 혹은 연속 용융 도금 라인에서 실시했다. 그 후, 도금 처리, 필요에 따라서 합금화 처리를 실시했다. 여기에서, 연속 용융 도금 라인에서 침지하는 도금욕(도금 조성: Zn－0.13질량％ Al)의 온도는 460℃이고, 도금 부착량은 GI재(용융 도금 강판), GA재(합금화 용융 도금 강판) 모두 편면당 45∼65g/㎡로 하고, GA재의 도금층 중에 함유하는 Fe량은 6∼14질량％의 범위로 했다.
Ms점은 (2)식에 의해 구했다.
Ms점(℃)＝561－474×[C]－33×[Mn]－17×[Ni]－17×[Cr]－21×[Mo]……………………… (2)
여기에서, [M](M＝C, Mn, Ni, Cr, Mo)은 합금 원소의 중량 농도이다.
Figure 112019009115684-pct00002
Figure 112019009115684-pct00003
상기에 의해 얻어진 냉연 강판(CR재), 용융 도금 강판(GI재) 혹은 합금화 용융 도금 강판(GA재)으로부터 시험편을 채취하여, 이하의 수법으로 평가했다.
조직 관찰
각 상의 면적률은 이하의 수법에 의해 평가했다. 강판으로부터, 압연 방향으로 평행한 단면이 관찰면이 되도록 잘라내고, 판두께 중심부를 1％ 나이탈(nital)로 부식 현출하여, 주사 전자 현미경으로 2000배로 확대하여 판두께 1/4t부(t는 전체두께)를 10시야분 촬영했다. 페라이트상은 입자 내에 부식흔이나 철계 탄화물이 관찰되지 않는 형태를 갖는 조직이고, 템퍼링 마르텐사이트는 입자 내에 배향성을 갖는 다수의 미세한 철계 탄화물 및 부식흔(corrosin marks)이 인식되는 조직이다. 페라이트상, 템퍼링 마르텐사이트와 이들 이외의 조직의 면적률을 구하여, 결과를 표 3에 나타냈다.
템퍼링 마르텐사이트 입경은, 화상 해석 소프트(Image－Pro Plus ver.7.0, 가부시키가이샤 닛폰로퍼 제조)를 이용하여 화상 해석에 의해 구했다. 표 3에는 입경의 평균값을 나타냈다. 또한, 화상으로서는 상기 면적률의 측정에서 촬영한 10시야분을 이용했다. 또한, 마르텐사이트립의 면적과 동일한 면적의 원의 직경을 마르텐사이트 입경으로 하여 입경을 구하여 평균값을 산출했다.
탄화물(V, Ti 및 Nb를 포함하는 탄화물이나 철계 탄화물)의 평균 입자경은, 탄화물의 입자수나 비율을, 투과형 전자 현미경을 이용하여 측정했다. 강판의 판두께 방향 중앙부를 관찰 대상으로 하여, 300000배로 확대하여, 템퍼링 마르텐사이트 입계상의 탄화물에 대하여, 랜덤으로 300개를 선택하여, 평균 입자경을 구했다. 탄화물의 동정에는, TEM에 부대(附帶;attached)하는 에너지 분산형 X선 분석 장치를 사용했다. 또한, 입계의 특정은 5000배로 템퍼링 마르텐사이트끼리가 인접하는 부분의 입계를 찾아, 그 입계 부분을 상기 방법에 의해 촬영했다.
템퍼링 마르텐사이트 입계상의 원소 농도(원자 농도)의 조사에는, 판두께 중앙부로부터, 템퍼링 마르텐사이트를 타넘는(across) 위치에서 판두께 방향에 대하여 평행하게 0.5㎜×0.5㎜×25㎜의 각기둥 시험편을 채취하여, 전해 연마에 의해 침 형상의 선단을 갖는 측정용 시험편으로 했다. 3차원 아톰 프로브 전계 이온 현미경을 이용하여, 입계에 존재하는 원소 농도를 분석했다. 입계는 원소 농도가 최대인 위치로부터 ±0.25㎚로 하여, Si, Mn, Cr, Mo, Ni, B 및 Sb의 원자 농도를 구했다. 또한, 입계의 특정은 C를 분석하여, 가장 C 농도가 높은 부분을 입계로 하는 방법으로 행했다.
인장 시험
얻어진 강판으로부터 압연 방향에 대하여 수직 방향으로 JIS5호 인장 시험편을 제작하여, JIS Z 2241(2011)의 규정에 준거한 인장 시험을 5회 행하여, 평균의 항복 강도(YS), 인장 강도(TS), 전체 신장(El)을 구했다. 인장 시험의 크로스 헤드 스피드는 10㎜/min으로 했다. 표 3에 있어서, 인장 강도: 900㎫ 이상을 본 발명 강에서 요구하는 강판의 기계적 성질로 했다.
스폿 용접 평가
용접성의 평가를 위해, 일본철강연맹 규격 JFS A 3011: 2014에 준거한 판두께 1.0㎜의 JAC270C의 도금 강판과, 본 발명강 혹은 비교강을 겹쳐, 스폿 용접을 실시했다. 용접 조건은, 선단경 7㎜φ의 돔 반경형의 크롬동 전극을 이용하여, 용접 시간 25사이클(60Hz), 가압력 300kgf, 너겟(nugget) 지름 6㎜로 했다. 강판의 법선 방향과 전극의 각도를 10°및 15°로 변화시켜 용접한 후, 용접부의 단면 조직을 관찰하여 균열의 유무를 관찰했다. 10㎛ 이상의 균열이 생기고 있는 경우는, 불합격으로서 「×」, 그렇지 않으면 합격으로서 「○」로 하여, 결과를 표 3에 나타냈다.
본 발명예는 모두, 인장 강도 TS: 900㎫ 이상이고 양호한 용접성이 얻어진 것을 알 수 있다. 한편, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예는 인장 강도 900㎫에 도달하고 있지 않거나, 용접성 평가에서 양호한 것이 얻어지지 않았다.
Figure 112019009115684-pct00004
본 발명예는 모두 용접성 평가 1을 충족시킨다. 한편으로, 보다 엄격한 조건인 용접 조건 2는 Cr, Mo, Ni, B 및 Sb의 입계 원자 농도를 제어한 후에, 슬래브 가열 조건의 적합 범위에 있는 수준이 양호해지는 결과였다.

Claims (11)

  1. 질량％로,
    C: 0.07％ 이상 0.20％ 이하,
    Si: 0.60％ 이상 1.65％ 이하,
    Mn: 1.8％ 이상 3.5％ 이하,
    P: 0.05％ 이하,
    S: 0.005％ 이하,
    Al: 0% 초과 0.08％ 이하,
    N: 0.0060％ 이하, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
    페라이트를 면적률로 30％ 이하(0％를 포함함), 템퍼링 마르텐사이트를 면적률로 70％ 이상(100％ 포함함), 잔부 조직으로서 페라이트 및 템퍼링 마르텐사이트 이외를 면적률의 합계로 10％ 이하(0％를 포함함) 포함하고,
    템퍼링 마르텐사이트의 평균 입경이 5㎛ 이하,
    템퍼링 마르텐사이트의 입계상에 석출된 철계 탄화물의 평균 입자경이 100㎚ 이하,
    템퍼링 마르텐사이트의 입계상의 Si 및 Mn의 합계가 원자 농도로 5％ 이상인 강 조직을 갖고,
    인장 강도가 900㎫ 이상인 박강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로, 이하의 (A) 내지 (C) 중 적어도 하나를 함유하고,
    (A) V: 0.001％ 이상 1％ 이하, Ti: 0.001％ 이상 0.3％ 이하, Nb: 0.001％ 이상 0.3％ 이하의 1종 또는 2종 이상
    (B) Cr: 0.001％ 이상 1.0％ 이하, Mo: 0.001％ 이상 1.0％ 이하, Ni: 0.001％이상 1.0％ 이하, B: 0.0001％ 이상 0.0050％ 이하, Sb: 0.001％ 이상 0.050％ 이하의 1종 또는 2종 이상
    (C) REM, Sn, Mg, Ca 중 어느 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0001％ 이상 0.1％ 이하
    상기 성분 조성이 (A)를 함유하는 경우, 상기 강 조직은, V, Ti 및 Nb 중 적어도 1종을 포함하는 탄화물의 평균 입자경이 20㎚ 이하이고,
    상기 성분 조성이 (B)를 함유하는 경우, 상기 강 조직은, 템퍼링 마르텐사이트의 입계상의 Cr, Mo, Ni, B 및 Sb의 합계가 원자 농도로 5％ 이상인 박강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    표면에 도금층을 구비하는 박강판.
  4. 제3항에 있어서,
    상기 도금층의 조성이 질량％로 Fe: 20.0％ 이하, Al: 0.001％ 이상 3.5％ 이하와 Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi 및 REM으로부터 선택하는 1종 또는 2종 이상을 합계 0％∼3.5％를 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피 불순물로 이루어지는 박강판.
  5. 제3항에 있어서,
    상기 도금층은, 합금화 용융 도금층인 박강판.
  6. 제4항에 있어서,
    상기 도금층은, 합금화 용융 도금층인 박강판.
  7. 제1항 또는 제2항에 기재된 박강판의 제조 방법으로서,
    강 소재를, 1150℃ 이상 1350℃ 이하로 가열하고, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하는데 있어서, 마무리 압연 종료 온도를 820℃ 이상으로 하고, 350℃ 이상 680℃ 이하에서 권취하고,
    냉간 압연을 실시하고,
    냉간 압연 후 가열하여, 840℃ 이상에서 30초 이상 체류시킨 후, 냉각 개시 온도에서 Ms점까지의 평균 냉각 속도가 200℃/s 이상으로 100℃ 이하까지 냉각한 후, 재차 가열하여, 840℃ 이상에서 30초 이상 체류시킨 후, 냉각 개시 온도에서 (Ms점－100℃)까지의 평균 냉각 속도가 20℃/s 이상으로 (Ms점－100℃) 이하까지 냉각하고, 냉각 후 필요에 따라서 가열 또는 냉각하고, 200℃ 이상 400℃ 이하에서 20초 이상 1800초 이하 체류시키는 박강판의 제조 방법.
  8. 제3항에 기재된 박강판의 제조 방법으로서,
    강 소재를, 1150℃ 이상 1350℃ 이하에서 가열하고, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하는데 있어서, 마무리 압연 종료 온도를 820℃ 이상으로 하고, 350℃ 이상 680℃ 이하에서 권취하고,
    냉간 압연을 실시하고,
    냉간 압연 후 가열하여, 840℃ 이상에서 30초 이상 체류시킨 후, 냉각 개시 온도에서 200℃까지의 평균 냉각 속도가 200℃/s 이상으로 100℃ 이하까지 냉각한 후, 재차 가열하여, 840℃ 이상에서 10초 이상 150초 이하 체류시킨 후, 냉각 개시 온도에서 260℃까지의 평균 냉각 속도가 20℃/s 이상으로 260℃ 이하까지 냉각하고, 냉각 후 필요에 따라서 가열 또는 냉각하여, 200℃ 이상 400℃ 이하에서 20초 이상 150초 이하 체류시키고, 그 후, 도금욕에 침지시킴으로써 도금 처리를 행하거나 또는 당해 도금 처리를 행하여 추가로 합금화 처리를 행하는 박강판의 제조 방법.
  9. 제4항에 기재된 박강판의 제조 방법으로서,
    강 소재를, 1150℃ 이상 1350℃ 이하에서 가열하고, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하는데 있어서, 마무리 압연 종료 온도를 820℃ 이상으로 하고, 350℃ 이상 680℃ 이하에서 권취하고,
    냉간 압연을 실시하고,
    냉간 압연 후 가열하여, 840℃ 이상에서 30초 이상 체류시킨 후, 냉각 개시 온도에서 200℃까지의 평균 냉각 속도가 200℃/s 이상으로 100℃ 이하까지 냉각한 후, 재차 가열하여, 840℃ 이상에서 10초 이상 150초 이하 체류시킨 후, 냉각 개시 온도에서 260℃까지의 평균 냉각 속도가 20℃/s 이상으로 260℃ 이하까지 냉각하고, 냉각 후 필요에 따라서 가열 또는 냉각하여, 200℃ 이상 400℃ 이하에서 20초 이상 150초 이하 체류시키고, 그 후, 도금욕에 침지시킴으로써 도금 처리를 행하거나 또는 당해 도금 처리를 행하여 추가로 합금화 처리를 행하는 박강판의 제조 방법.
  10. 제5항에 기재된 박강판의 제조 방법으로서,
    강 소재를, 1150℃ 이상 1350℃ 이하에서 가열하고, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하는데 있어서, 마무리 압연 종료 온도를 820℃ 이상으로 하고, 350℃ 이상 680℃ 이하에서 권취하고,
    냉간 압연을 실시하고,
    냉간 압연 후 가열하여, 840℃ 이상에서 30초 이상 체류시킨 후, 냉각 개시 온도에서 200℃까지의 평균 냉각 속도가 200℃/s 이상으로 100℃ 이하까지 냉각한 후, 재차 가열하여, 840℃ 이상에서 10초 이상 150초 이하 체류시킨 후, 냉각 개시 온도에서 260℃까지의 평균 냉각 속도가 20℃/s 이상으로 260℃ 이하까지 냉각하고, 냉각 후 필요에 따라서 가열 또는 냉각하여, 200℃ 이상 400℃ 이하에서 20초 이상 150초 이하 체류시키고, 그 후, 도금욕에 침지시킴으로써 도금 처리를 행하거나 또는 당해 도금 처리를 행하여 추가로 합금화 처리를 행하는 박강판의 제조 방법.
  11. 제6항에 기재된 박강판의 제조 방법으로서,
    강 소재를, 1150℃ 이상 1350℃ 이하에서 가열하고, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하는데 있어서, 마무리 압연 종료 온도를 820℃ 이상으로 하고, 350℃ 이상 680℃ 이하에서 권취하고,
    냉간 압연을 실시하고,
    냉간 압연 후 가열하여, 840℃ 이상에서 30초 이상 체류시킨 후, 냉각 개시 온도에서 200℃까지의 평균 냉각 속도가 200℃/s 이상으로 100℃ 이하까지 냉각한 후, 재차 가열하여, 840℃ 이상에서 10초 이상 150초 이하 체류시킨 후, 냉각 개시 온도에서 260℃까지의 평균 냉각 속도가 20℃/s 이상으로 260℃ 이하까지 냉각하고, 냉각 후 필요에 따라서 가열 또는 냉각하여, 200℃ 이상 400℃ 이하에서 20초 이상 150초 이하 체류시키고, 그 후, 도금욕에 침지시킴으로써 도금 처리를 행하거나 또는 당해 도금 처리를 행하여 추가로 합금화 처리를 행하는 박강판의 제조 방법.
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Families Citing this family (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20210140007A1 (en) * 2018-07-31 2021-05-13 Jfe Steel Corporation High-strength hot rolled steel sheet and method for manufacturing same
CN109576579A (zh) * 2018-11-29 2019-04-05 宝山钢铁股份有限公司 一种具有高扩孔率和较高延伸率的980MPa级冷轧钢板及其制造方法
WO2020230796A1 (ja) * 2019-05-16 2020-11-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度部材、高強度部材の製造方法及び高強度部材用鋼板の製造方法
EP3992314A4 (en) * 2019-06-28 2023-07-19 Nippon Steel Corporation GALVANISED STEEL
KR102653635B1 (ko) * 2019-06-28 2024-04-03 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강판
WO2021024748A1 (ja) * 2019-08-06 2021-02-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度薄鋼板およびその製造方法
KR102487306B1 (ko) * 2020-12-21 2023-01-13 현대제철 주식회사 점용접성 및 성형성이 우수한 초고장력 냉연강판, 초고장력 도금강판 및 그 제조방법
CN115874112B (zh) * 2022-11-02 2024-04-30 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种1300兆帕级冷轧马氏体钢的制造方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004232022A (ja) 2003-01-30 2004-08-19 Jfe Steel Kk 伸びおよび伸びフランジ性に優れた二相型高張力鋼板およびその製造方法
JP2012031462A (ja) 2010-07-29 2012-02-16 Jfe Steel Corp 成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2016050343A (ja) 2014-08-29 2016-04-11 新日鐵住金株式会社 耐水素脆化特性に優れた超高強度冷延鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5858199B2 (ja) 1981-05-02 1983-12-23 株式会社 福山織機製作所 畳縫着機用畳床裁断装置
EP2053140B1 (en) 2006-07-14 2013-12-04 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho High-strength steel sheets and processes for production of the same
JP5586007B2 (ja) * 2007-02-23 2014-09-10 タタ、スティール、アイモイデン、ベスローテン、フェンノートシャップ 冷間圧延されかつ連続的に焼きなましされた高強度鋼ストリップ及び該鋼の製造方法
EP2216422B1 (en) 2007-11-22 2012-09-12 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho High-strength cold-rolled steel sheet
KR101230742B1 (ko) 2008-03-07 2013-02-07 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
ES2535420T3 (es) * 2011-03-07 2015-05-11 Tata Steel Nederland Technology B.V. Proceso para producir acero conformable de alta resistencia y acero conformable de alta resistencia producido con el mismo
EP2998416B1 (en) 2013-08-02 2019-03-27 JFE Steel Corporation High-strength, high-young's modulus steel plate, and manufacturing method thereof
EP3054025B1 (en) 2013-12-18 2018-02-21 JFE Steel Corporation High-strength galvanized steel sheet and method for manufacturing the same
JP5896085B1 (ja) 2014-03-31 2016-03-30 Ｊｆｅスチール株式会社 材質均一性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2015200013A (ja) 2014-03-31 2015-11-12 株式会社神戸製鋼所 延性、伸びフランジ性、および溶接性に優れた高強度冷延鋼板、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
JP5935843B2 (ja) 2014-08-08 2016-06-15 Ｊｆｅスチール株式会社 スポット溶接性に優れた冷延鋼板およびその製造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004232022A (ja) 2003-01-30 2004-08-19 Jfe Steel Kk 伸びおよび伸びフランジ性に優れた二相型高張力鋼板およびその製造方法
JP2012031462A (ja) 2010-07-29 2012-02-16 Jfe Steel Corp 成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2016050343A (ja) 2014-08-29 2016-04-11 新日鐵住金株式会社 耐水素脆化特性に優れた超高強度冷延鋼板およびその製造方法

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