KR20030077018A - 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판 및 그 제조방법 - Google Patents

노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판 및 그 제조방법을 제공하는 것으로, C:0.01∼0.3%, Si:0.01∼2%, Mn:0.05∼3%, P:≤0.1%, S:≤0.01%, Al:0.005∼1%를 포함하고, 나머지 부분이 Fe 및 불가피적 불순물 등으로 이루어진 강으로서, 최표면으로부터 판 두께 방향으로 0.5mm까지의 임의 깊이에 있어서 판면의 {100}<011>∼{223}<110> 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 2 이상, 또한 {554}<225>, {111}<112> 및 {111}<110>의 3방위의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 4 이하이고, 판 두께가 0.5mm∼12mm인 것을 특징으로 하는 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판 및 상기 성분의 강을 Ar3변태점 온도 +100℃ 이하의 온도역에서 합계 압하율 25% 이상의 압연을 실시하는 상기 강판의 제조방법.

Description

노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판 및 그 제조방법{THIN STEEL SHEET FOR AUTOMOBILE EXCELLENT IN NOTCH FATIGUE STRENGTH AND METHOD FOR PRODUCTION THEREOF}
최근, 자동차의 연비 향상 등을 위하여 경량화를 목적으로 Al합금 등의 경금속이나 고강도 강판을 자동차 부재에 적용하고 있다. 단, Al합금 등의 경금속은 비강도가 높다는 이점이 있지만, 강에 비하여 현저하게 고가이기 때문에 그 적용은 특수한 용도에 한정되어 있다. 따라서 보다 넓은 범위에서 자동차의 경량화를 추진하기 위해서는 저렴한 고강도 강판의 적용이 강력하게 요구되고 있다.
이와 같은 고강도화 요구에 대하여, 지금까지는 차체 중량의 1/4 정도를 차지하는 화이트바디나 패널류에 사용되는 냉연강판의 분야에 있어서, 강도와 디프드로잉성을 겸비한 강판이나 소부 경화성이 있는 강판 등의 개발이 진행되어, 차체의 경량화에 기여해 왔다. 그런데 현재 경량화의 대상이 차체 중량의 약20%를 차지하는 구조부재나 섀시부재로 옮겨가고 있어, 이러한 부재에 사용하는 고강도 박강판의 개발이 급선무이다.
단, 고강도화는 일반적으로 성형성(가공성) 등의 재료 특성을 악화시키기 때문에, 재료 특성을 악화시키지 않고 어떻게 고강도화를 도모할 지가 고강도 강판 개발의 중요한 요소가 된다. 특히 구조부재나 섀시 부재용 강판에 요구되는 특성으로서, 신장성은 물론이고, 전단이나 타발가공성, 버링가공성, 피로 내구성 및 내식성 등이 중요하고, 고강도와 이들 특성을 어떻게 고차원적으로 균형을 잡는 지가 중요하다.
예를 들면, 서스펜션 아암(arm) 등의 부품은 전단이나 타발가공에 의하여 블랜킹이나 구멍 뚫기를 한 후에 프레스 성형하고, 부재에 따라서는 재차 용접하여 부품으로 한다. 이와 같은 부품에 있어서는 전단 가공된 단면이나 용접부 근방에서 균열이 진전되어 피로 파괴에 이르는 경우가 적지 않다. 즉, 전단 가공된 단면이나 용접부가 노치와 같은 응력 집중부가 되고, 거기에서 피로 균열이 진전된다.
한편, 일반적으로 재료의 피로한도는 노치가 날카로워지면 저하된다. 그러나, 어느 정도 노치가 날카로워지면 피로한도는 그 이상 저하되지 않는 현상이 일어난다. 이것은 피로한도가 균열 발생 한계로부터 균열 진전 한계로 천이하기 때문이다. 재료를 고강도화하면 균열 발생 한계는 향상되지만, 균열 진전 한계는 향상되지 않기 때문에, 피로한도가 균열 발생 한계로부터 균열 진전 한계로 천이하는 지점이 노치가 날카로운 측으로 이동한다. 따라서, 재료를 고강도화하여도 노치에 의한 피로한도의 저하가 현저해지고, 노치가 날카로운 경우의 피로한도는 고강도의장점을 향수할 수 없다. 즉, 고강도화하면 노치에 대한 감수성이 높아진다.
현재, 이들 자동차 섀시용 박강판으로서 340∼440MPa급의 강판이 사용되고 있는데, 이들 부재용 강판에 요구되는 강도 레벨은 590∼780MPa급으로 더욱 고강도화하고 있다. 따라서, 이러한 요구에 부응하기 위하여 날카로운 노치가 존재하는 경우에도 고강도화의 장점을 향수할 수 있는 강판의 개발이 불가결하다
타발이나 전단가공 단면이 존재하는 경우의 피로 강도를 향상시키는 방법은 크게 나누어 두 가지를 생각할 수 있다. 그 하나는 타발이나 전단가공 단면에 발생하는 발리와 같은 날카로운 노치를 없애는 것, 다른 하나는 그와 같은 날카로운 노치가 존재하더라도 균열 진전에 대한 저항을 높이는 것이다.
전자에게 속하는 발명으로서, 예를 들면, 특개평5-51695호 공보에는 Si의 첨가량을 줄이고, Ti, Nb, V의 석출물에서 파단 신장을 줄임으로써 귀의 발생을 억제하고, 타발이나 전단가공한 상태에서의 피로 강도를 향상시키는 기술이 개시되어 있다. 또 특개평5-179346호 공보에는 압연 마무리 온도의 상한을 규정하는 것으로 베이나이트의 체적분율의 상한을 한정하고, 타발이나 전단가공 그대로의 피로 강도를 향상시키는 기술이 개시되어 있고, 특개평8-13033호 공보에는 압연후의 냉각 속도를 규정하여 마르텐사이트의 생성을 억제함으로써, 타발이나 전단가공 그대로에서의 피로 강도를 향상시키는 기술이 개시되어 있다.
또한, 특개평8-302446호 공보에는 복합 조직 강에 있어서 제2상의 경도를 페라이트의 1.3배 이상으로 규정하여 타발이나 전단가공 시의 변형 에너지를 줄이고, 타발이나 전단가공 상태에서의 피로 강도를 향상시키는 기술이 개시되어 있다. 또한 특개평9-170048호 공보에는 입계 세멘타이트의 길이를 규정하여 타발이나 전단가공 시에 발리를 줄이고, 타발이나 전단가공 상태에서의 피로 강도를 향상시키는 기술이 개시되어 있다. 또한, 특개평9-202940호 공보에는 Ti, Nb, Cr의 첨가량으로 정리한 파라미터를 규정함으로써 타발성을 개선하고 타발한 상태 그대로의 피로 강도를 향상시키는 기술이 개시되어 있다.
한편, 후자에 속하는 발명으로서, 특개평6-88161호 공보에는 표면층에 있어서 압연면에 평행한 집합 조직 (100)면 강도를 1.5이상으로 규정하여 피로 균열 전파 속도를 저하시키는 기술이 개시되어 있다. 또한 특개평8-199286호 공보 및 특개평10-147846호 공보에는 X선으로 측정한 판 두께 방향의 (200) 회절 강도비를 2.0∼15.0으로 규정하고 회복 또는 재결정 페라이트의 면적율을 15∼40%로 함으로써, 피로 균열 전파 속도를 저하시키는 기술이 개시되어 있다.
그러나, 상기 특개평5-51695호, 특개평5-179346호, 특개평8-13033호, 특개평8-302446호, 특개평9-170048호 및 특개평9-202940호 등의 공보에 개시되어 있는, 타발이나 전단가공 단면에 발생하는 발리와 같은 날카로운 노치를 저감하는 기술은 발생하는 발리의 정도가 타발이나 전단가공 시의 간극(clearance)에 의하여 크게 변화하기 때문에 어떠한 조건 하에서도 적용할 수 있는 기술은 아니며, 노치 피로 강도가 우수한 강판으로서는 불충분하다고 하지 않을 수 없다.
한편, 특개평6-88161호 공보, 특개평8-199286호 공보 및 특개평10-147846호 공보에 개시되어 있는 집합 조직을 제어하여 균열 진전에 대한 저항을 높이는 기술은 주로 건설 기계, 선박, 교량 등의 대형 구조물용 강을 대상으로 한 발명이고,본 발명과 같이 자동차용 박강판을 대상으로 하고 있지 않다.
또한, 상기 기술은 주로 용접 지단부로부터 진전되는 피로 균열의 파괴력학에서 말하는 PARIS역에서의 균열 전파 속도를 제어하는 것이고, 자동차용 박강판과 같이 판 두께가 얇아 PARIS역에서의 균열 전파 영역이 대부분 존재하지 않는 경우의 기술로서는 불충분하다.
또한 박강판용으로서 사용되는 평면 피로 시험법으로, 도1(b)에 나타내는 시험편을 사용하여 노치 피로 특성을 평가한 발명은 지금까지 발견되지 않았다.
발명의 요약
이에 본 발명은 자동차용 박강판에 있어서, 타발이나 전단가공 단면과 같은 노치로부터 진전되는 피로 균열을 타발이나 전단가공시의 간극 등의 조건에 의하지 않고 집합 조직을 제어하여 균열 진전에 대한 저항을 높임으로써 개선하는 기술에 관한 것이다. 즉 본 발명은 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판 및 그 강판을 저렴하게 안정적으로 제조할 수 있는 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은 현재 통상적으로 채용되고 있는 제조 설비에 의하여 공업적 규모로 생산되고 있는 박강판의 제조 프로세스를 염두에 두고, 자동차용 박강판의 노치 피로 강도의 향상을 달성하기 위하여 예의 연구를 거듭하였다. 그 결과, 최표면에서 판 두께 방향으로 0.5mm까지의 임의의 깊이에 있어서 판면의 {100}<011>∼{223}<110> 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 2 이상 또한, {554}<225>, {111}<112>및{111}<110>의 3방위의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 4이하이고, 판 두께가 0.5mm 이상 12mm 이하인 것이, 노치 피로 강도 향상에 대단히 유효하다는 것을 새롭게 밝혀내고, 본 발명을 하기에 이르렀다.
즉, 본 발명의 요지는 다음과 같다.
(1) 최표면에서 판 두께 방향으로 0.5mm까지의 임의의 깊이에 있어서 판면의 {100}<011>∼{223}<110> 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 2 이상이고, 또한 {554}<225>, {111}<112> 및 {111}<110>의 3방위의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 4이하이며, 판 두께가 0.5mm 이상 12mm 이하인 것을 특징으로 하는 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판.
(2) 상기 강판의 마이크로 조직이, 체적분율 최대 상을 베이나이트 또는 페라이트 및 베이나이트의 복합 조직인 것을 특징으로 하는 (1) 기재의 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판.
(3) 상기 강판의 마이크로 조직이 체적분율: 5% 이상 25% 이하의 잔류 오스테나이트를 포함하고, 나머지 부분이 주로 페라이트, 베이나이트로 이루어지는 복합조직인 것을 특징으로 하는 (1) 기재의 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판.
(4) 상기 강판의 마이크로 조직이 체적분율 최대의 상을 페라이트로 하고, 제2상을 마르텐사이트로 하는 복합 조직인 것을 특징으로 하는 (1) 기재의 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판.
(5) 질량%로, C:0.01∼0.3%, Si:0.01∼2%, Mn:0.05∼3%, P:≤0.1%, S:≤0.01%, Al:0.005∼1%를 포함하고, 나머지 부분이 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강판으로서, 최표면으로부터 판 두께 방향으로 0.5mm까지의 임의의 깊이에 있어서 판면의 {100}<011>∼{223}<110> 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 2이상이고, 또한 {554}<225>, {111}<112> 및 {111}<110>의 3방위의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 4이하이고, 판 두께가 0.5mm 이상 12mm 이하인 것을 특징으로 하는 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판.
(6) 질량%로, 또한, Cu:0.2∼2%, B:0.0002∼0.002%, Ni:0.1∼1%, Ca:0.0005∼0.002%, REM:0.0005∼0.02%, Ti:0.05∼0.5%, Nb:0.01∼0.5%, Mo:0.05∼1%, V:0.02∼0.2%, Cr:0.01∼1%, Zr:0.02∼0.2%의 1종류 또는 2종류 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 (5) 기재의 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판.
(7) 상기 강판의 미크로 조직이, 1) 체적분율 최대의 상을 베이나이트, 또는 페라이트 및 베이나이트의 복합 조직, 2) 체적분율: 5% 이상 25% 이하의 잔류 오스테나이트를 포함하고, 나머지 부분이 주로 페라이트, 베이나이트로 이루어지는 복합 조직, 3) 체적분율 최대의 상을 페라이트로 하고, 제2상을 마르텐사이트로 하는 복합 조직 중 어느 하나의 조직임을 특징으로 하는 (5) 또는 (6) 기재의 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판.
(8) (1)∼(7)중 어느 한 항에 기재된 자동차용 박강판에 아연 도금이 실시되는 것을 특징으로 하는 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판.
(9) 질량%로, C:0.01∼0.3%, Si:0.01∼2%, Mn:0.05∼3%, P:≤0.1%, S:≤0.01%, Al:0.005∼1%를 포함하고, 나머지 부분이 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강편을 조압연한 후, 열간압연을 실시할 때, Ar3변태점 온도 +100℃ 이하의 온도역에서 강판 두께의 합계 압하율 25% 이상의 마무리 압연을 실시하고, 상기 강판의 최표면에서 판 두께 방향으로 0.5mm까지의 임의의 깊이에서의 판면의 {100}<011>∼{223}<110> 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 2 이상이고, 또한 {554}<225>, {111}<112> 및 {111}<110>의 3방위의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 4이하이고, 판 두께가 0.5mm 이상 12mm이하인 것을 특징으로 하는 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판의 제조방법.
(10) 상기 마무리 압연 후, 20℃/s 이상의 냉각 속도로 냉각하고, 450℃이상의 권취온도로 권취하는 것을 특징으로 하는 (9) 기재의 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판의 제조방법.
(11) 상기 마무리 압연 후, Ar1변태점 온도 이상 Ar3변태점 온도 이하의 온도역에서 1∼20초간 체류하고, 그 후, 20℃/s 이상의 냉각 속도로 냉각하고, 350℃ 초과, 450℃ 미만의 온도역의 권취온도로 권취하는 것을 특징으로 하는 (9) 기재의 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판의 제조방법.
(12) 상기 냉각 후, 350℃ 이하의 권취온도로 권취하는 것을 특징으로 하는 (11) 기재의 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판의 제조방법.
(13) 상기 열간압연에 있어서, 윤활압연을 실시하는 것을 특징으로 하는 (9)∼(12)의 어느 한 항에 기재된 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판의 제조방법.
(14) 상기 열간압연에 있어서, 조압연 종료 후, 디스케일링을 실시하는 것을특징으로 하는 (9)∼(13)의 어느 한 항에 기재된 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판의 제조방법.
(15) 질량%로, C:0.01∼0.3%, Si:0.01∼2%, Mn:0.05∼3%, P:≤0.1%, S:≤0.01%, Al:0.005∼1%를 포함하고, 나머지 부분이 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강편을 조압연한 후, Ar3변태점 온도 +100℃ 이하의 온도역에서 강판 두께의 합계 압하율 25% 이상의 마무리 압연을 실시하고, 이어서 산세하고, 또한, 강판 두께 압하율 80% 미만의 냉간 압연 후, 회복 온도 이상 Ac3변태점 온도 +100℃ 이하의 온도역에서 5∼150초간 유지하고, 냉각하는 공정의 회복 또는 재결정 어닐링을 행하고, 상기 강판의 최표면에서 판 두께 방향으로 0.5mm까지의 임의의 깊이에서 판면의 {100}<011>∼{223}<110> 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 2 이상이고, 또한 {554}<225>, {111}<112> 및 {111}<110>의 3방위의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 4이하인 판 두께가 0.5mm 이상 12mm 이하인 것을 특징으로 하는 노치 피로강도가 우수한 자동차용 박강판의 제조방법.
(16) 상기 냉간압연후 Ac1변태점 온도 이상 Ac3변태점 온도 +100℃ 이하의 온도역에서 5∼150초간 유지하고, 그 후 냉각하는 공정의 열처리를 하는 것을 특징으로 하는 (15) 기재의 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판의 제조방법.
(17) 상기 온도역에서 5∼150초간 유지한 후, 20℃/s 이상의 냉각 속도로 350℃ 초과 450℃ 미만의 온도역까지 냉각하고, 그 후, 추가적으로 상기 온도역에서 5∼600초간 유지하고, 5℃/s 이상의 냉각 속도로 200℃ 이하의 온도역까지 냉각하는 공정의 열처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 (15) 기재의 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판의 제조방법.
(18) 상기 온도역으로 5∼150초간 유지한 후, 20℃/s이상의 냉각 속도로 350℃ 이하의 온도역까지 냉각하는 공정의 열처리를 하는 것을 특징으로 하는 (15) 기재의 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판의 제조방법.
(19) (11)∼(18)의 어느 한 항에 기재된 강판에, 추가적으로, 질량%로, Cu:0.2∼2%, B:0.0002∼0.002%, Ni:0.1∼1%, Ca:0.0005∼0.002%, REM:0.0005∼0.02%, Ti:0.05∼0.5%, Nb:0.01∼0.5%, Mo:0.05∼1%, V:0.02∼0.2%, Cr:0.01∼1%, Zr:0.02∼0.2%의 1종류 또는 2종류 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판의 제조방법.
(20) 상기 강판의 마이크로 조직이 체적분율 최대의 상을 베이나이트 또는 페라이트 및 베이나이트의 복합 조직인 것을 특징으로 하는 (10) 또는 (16) 기재의 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판의 제조방법.
(21) 상기 강판의 마이크로 조직이 체적분율: 5% 이상 25% 이하의 잔류 오스테나이트를 포함하고, 나머지 부분이 주로 페라이트, 베이나이트로 이루어지는 복합 조직임을 특징으로 하는 (11) 또는 (17) 기재의 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판의 제조방법.
(22) 상기 강판의 미크로 조직이 체적분율 최대의 상을 페라이트로 하고, 제2상을 마르텐사이트로 하는 복합조직인 것을 특징으로 하는 (12) 또는 (18) 기재의 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판의 제조방법.
(23) (9)∼(22)의 어느 한 항에 기재된 열연강판 또는 회복 또는 재결정어닐링 판을 제조한 후, 추가적으로 아연 도금욕에 상기 강판을 침지하여 강판 표면에 아연 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판의 제조방법.
(24) 상기 아연 도금 후 추가적으로 합금화처리하는 것을 특징으로 하는 (23) 기재의 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판의 제조방법.
본 발명은 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 특히, 타발가공부나 용접부 등의 응력 집중부로부터 피로 균열이 진전되는 것이 문제가 되는 자동차 섀시 부품 등의 소재로서 적합한 노치(notch) 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
도1은 피로 시험편의 형상을 설명하는 도면이고, (a)는 평활 피로 시험편, (b)는 노치 피로 시험편을 나타낸다.
도2는 본 발명으로 이르는 예비 실험 결과를 {100}<011>∼{223}<110> 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치 및 {554}<225>, {111}<112> 및 {111}<110>의 3방위의 X선 랜덤 강도비의 평균치와 노치 피로 강도 (107회에서의 시간 강도: 피로한도)의 관계에서 나타내는 도면이다.
우선, 본 발명에 이른 기초 연구 결과에 대하여 아래에 설명한다.
일반적으로 피로 균열은 표면으로부터 발생한다. 이것은 노치와 같은 응력 집중부가 존재하는 경우에도 예외는 아니다. 또한 타발이나 전단가공 단면이 존재하는 경우에 있어서도, 면외 굽힘 방향의 하중 모드가 포함되는 반복하중 하에서는 강판 표면 단부로부터 피로 균열이 진전하는 것이 많이 관찰되고 있다. 따라서 이와 같은 경우에도, 강판 최표면 또는 결정립 수개 정도의 깊이까지의 균열 진전 저항 증가가 노치 피로 강도 향상에 유효한 것은 분명하다. 또한 판 두께 중심부에 있어서 균열 진전 저항을 증가시켰다고 하더라도, 이미 균열을 정류(停留)시키기는 어렵다. 그러므로 본 발명에서는 피로 강도 향상에 유효한 집합 조직 범위를 최표면에서 판 두께 방향으로 0.5mm까지로 한정한다. 바람직하게는 0.1mm까지이다.
노치 피로 강도에 미치는 최표면으로부터 판 두께 방향으로 0.5mm까지의 임의의 깊이에 있어서 판면의 {100}<011>∼{223}<110> 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치 및 {554}<225>, {111}<112> 및 {111}<110>의 3방위의 X선 랜덤 강도비의 평균치의 영향을 조사하였다. 이를 위한 공시재는 다음과 같이 준비하였다. 즉, 0.08% C-0.9% Si-1.2% Mn-0.01% P-0.001% S-0.03% A1로 성분 조정하여 용제한 주편을 Ar3변태점 온도 이상의 어느 온도에서 판 두께가 3.5mm가 되도록 열간 마무리 압연을 종료한 후, 권취하였다.
이와 같이 하여 얻어진 강판의 최표면에서 판 두께 방향으로 0.5mm까지의 임의 깊이에 있어서 판면의 {100}<011>∼{2231<110> 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치 및 {554}<225>, {111}<112> 및 {111}<110>의 3방위의 X선 랜덤 강도비의 평균치를 구하기 위하여, 판 폭의 1/4W 또는 3/4W 위치로부터 30mmφ로 잘라낸 시편의, 최표면으로부터 0.05mm정도 깊이까지 삼산(三山) 마무리 연삭을 하고, 이어서 화학연마 또는 전해연마에 의하여 변형을 제거하여 제작하였다.
또한, {hk1}<uvw>로 표현되는 결정 방위란, 판면의 법선방향이 <hk1>에 평행하고, 압연 방향이 <uvw>와 평행함을 나타내고 있다. X선에 의한 결정 방위의 측정은 예를 들면「신판 컬리티 X선 회절 요론」(1986년 발행, 마쓰무라 겐타로역, 주식회사 아그네) 274∼296 페이지에 기재된 방법을 따랐다.
이 때, {100}<011>∼{223}<110> 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치란, 이 방위군에 포함되는 주요 방위, {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110> 및 {223}<110>의 X선 회절 강도를, {110} 극점도에 기초하여 벡터법에 의하여 계산한 3차원 집합 조직, 또는{110}, {100}, {211}, {310} 극점도 중 복수의 극점도 (바람직하게는 3곳 이상)를 사용하여 급수 전개법으로 계산한 3차원 집합 조직으로부터 구하였다.
예를 들면, 후자의 방법에 있어서 상기 각 결정 방위의 X선 랜덤 강도비는 3차원 집합 조직 φ2=45°단면에 있어서 (001)〔1-10], (116)〔1-10], (114)〔1-10], (113)〔1-10], (112)〔1-10], (335)〔1-10], (223)〔1-10]의 강도를 그대로 사용하면 좋다. 다만 {100}<011>∼{223}<110> 방위군의 x선 랜덤 강도비의 평균치란 상기 각 방위의 상가 평균이다.
상기 모든 방위의 강도를 얻을 수 없는 경우에는 {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110>, {223}<110>의 각 방위의 상가 평균으로 대체하여도 된다.
다음으로 {554}<225>, {111}<112> 및 {111}<110>의 3방위의 X선 랜덤 강도비의 평균치란, 상기 방법과 같이 계산한 3차원 집합 조직으로부터 구하면 된다.
다음으로, 상기 강판의 노치 피로 강도를 조사하기 위하여, 판 폭의 1/4W 또는 3/4W 위치로부터 압연 방향이 긴 변이 되도록, 도1(b)에 나타내는 형상의 피로시험편을 채취하여 피로 시험을 하였다. 이 때 도1(a)에 기재된 피로 시험편이 일반적인 소재의 피로 강도를 얻기 위한 평활 시험편인데 대하여, 도1(b)에 기재된 피로 시험편은 노치 피로 강도를 얻기 위하여 제작된 노치 시험편이다. 단, 피로 시험편에는 최표면으로부터 0.05mm 정도의 깊이까지 삼산 마무리 연삭을 실시하였다. 피로 시험은 전기 유압 서보형 피로 시험기를 사용하고, 시험 방법은 JIS Z 2273-1978 및 JIS Z 2275-1978에 따랐다.
노치 피로 강도에 미치는 {100}<011>∼{223}<110> 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치 및 {554}<225>, {111}<112> 및 {111}<110>의 3방위의 X선 랜덤 강도비의 평균치의 영향을 조사한 결과를 도2에 나타낸다. 여기에서 O중의 숫자는 도1(b)에 나타내는 형상이 노치 피로 시험편을 사용하여 실시한 피로 시험으로부터 얻어지는 피로한도 (1O7회에서의 시간 강도)이고, 이하 노치 피로 강도라 한다.
{100}<011>∼{223}<110> 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치 및 {554}<225>, {111}<112> 및 {111}<110>의 3방위의 X선 랜덤 강도비의 평균치와 노치 피로 강도와의 사이에는 강한 상관이 있고, 각각의 평균치가 2 이상 또한 4 이하에서 현저하게 노치 피로 강도가 향상되는 것으로 나타났다.
본 발명자들은 이러한 실험 결과를 상세하게 검토한 결과, 노치 피로 강도를 향상시키기 위해서는 최표면으로부터 판 두께 방향으로 0.5mm까지의 임의 깊이에 있어서 판면의 {100}<011>∼{223}<110> 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 2 이상, 또한 {554}<225>, {111}<112> 및 {111}<110>의 3방위의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 4이하인 것이 대단히 중요하다고 새롭게 인식하기에 이르렀다.
단, 노치만이 아니고 평활부에서의 피로 균열 발생 저항도 향상시키기 위해서는 최표면으로부터 판 두께 방향으로 0.5mm까지의 임의의 깊이에 있어서 판면의 {100}<011>∼{223}<110> 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 4이상 또한, {554}<225>, {111}<112> 및 {111}<110>의 3방위의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 2.5이하인 것이 바람직하다.
이 메커니즘은 반드시 명백한 것은 아니지만 이하와 같이 추측된다.
일반적으로, 날카로운 노치가 존재하는 경우의 피로한도는 균열 진전 한계, 즉 균열을 정류시키기 위한 균열 진전 저항의 대소에 의하여 정해진다. 피로 균열의 진전은 노치 바닥 또는 응력 집중 부분에서의 소규모의 소성 변형 반복이지만, 균열 길이가 비교적 짧고, 결정립 정도 크기의 범위에서 그 소성 변형이 일어나는 경우에 있어서는 결정학적인 슬라이딩면 및 미끄러짐 방향의 영향이 큰 것으로 추측된다. 따라서, 균열 진전 방위 및 균열면에 대하여, 균열 진전 저항이 높은 슬라이딩면 및 미끄러짐 방향을 가진 결정 비율이 많으면, 피로 균열의 진전이 억제된다.
다음으로, 본 발명에 있어서 강판의 판 두께 한정 이유에 대하여 설명한다. 판 두께가 0.5mm 미만에서는 응력 집중 정도에 관계없이 소규모 항복 조건을 만족할 수 없기 때문에, 단조로운(monotonic) 연성 파괴에 이를 위험성이 있다. 또한 균열 정류라고 하는 관점에서는 충분한 소성 구속이 필요하기 때문에, 평면 변형 상태를 유지하기 위해서는 적어도 1.2mm 이상의 판 두께인 것이 바람직하다.
한편, 판 두께가 12mm를 초과하면 판 두께 효과(치수 효과)에 의한 피로 강도의 저하가 현저하게 된다. 또한 판 두께가 8mm를 초과하면, 노치 피로 강도 향상에 유효한 집합 조직을 얻기 위한 열간 또는 냉간압연 조건을 달성하기 위하여 설비에 과대한 하중 부하가 걸릴 우려가 있으므로 8mm 이하가 바람직하다. 따라서 본 발명에 있어서, 그 판 두께는 0.5mm 이상 12mm 이하로 한정한다. 바람직하게는 1.2mm 이상 8mm 이하이다.
다음으로, 본 발명에 있어서의 강판의 마이크로 조직에 대하여 설명한다.
본 발명에 있어서, 그 노치 피로 강도를 향상시킨다고 하는 목적을 위해서 강판의 마이크로 조직을 특별히 한정할 필요는 없으며, 통상의 강이 가지는 페라이트, 베이나이트, 펄라이트, 마르텐사이트 조직에 있어서 본 발명 범위의 집합 조직 (본 발명 범위의 X선 랜덤 강도비)이 얻어지면, 본 발명의 노치 피로 강도를 향상시키는 효과는 얻어지기 때문에, 다른 필요 특성에 따라 마이크로 조직을 규정하는 것이 바람직하다. 단, 특정 마이크로 조직, 예를 들면 체적분율 5% 이상 25% 이하의 잔류 오스테나이트를 포함하고, 나머지 부분이 주로 페라이트, 베이나이트로 이루어지는 복합 조직, 또는 체적분율 최대의 상을 페라이트로 하고, 제2상을 주로 마르텐사이트로 하는 복합 조직 등에 있어서는 이 효과를 더욱 높일 수 있다.
또한, 여기에서 말하는 베이나이트란, 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite) 및 침상 페라이트 조직도 포함한다. 단, 2상 복합 조직에 있어서 잔류 오스테나이트 등의 결정 구조가 bcc가 아닌 것을 포함하는 경우는 그 이외의 조직 체적분율로 환산한 X선 랜덤 강도비가 본 발명의 범위 내이면 된다. 또한 조대한 탄화물을 포함하는 펄라이트는 피로 균열의 발생 사이트가 되어 극단적으로 피로 강도를 저하시킬 우려가 있기 때문에, 조대한 탄화물을 포함하는 펄라이트의 체적분율은 15% 이하가 바람직하다. 또한 양호한 피로 특성을 확보하기 위하여 조대한 탄화물을 포함하는 펄라이트의 체적분율은 5% 이하가 바람직하다.
또한, 이 때, 페라이트, 베이나이트, 펄라이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 체적분율이란, 강판 판 폭의 1/4W 또는 3/4W 위치로부터 잘라낸 시료를 압연 방향 단면으로 연마하고, 나이탈 시약 및/또는 특개평5-163590호 공보에 개시되어 있는 시약을 사용하여 에칭하고, 광학 현미경을 사용하여 200∼500배의 배율로 관찰된 판 두께의 1/4t에 있어서의 마이크로 조직 면적분율로 정의된다. 단, 잔류 오스테나이트는 상기 시약에 의한 에칭에서는 용이하게 판별할 수 없는 경우도 있기 때문에, 아래의 수법으로 체적분율을 산출하여도 된다.
즉, 오스테나이트는 페라이트와 결정 구조가 다르기 때문에 결정학적으로 용이하게 식별할 수 있다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 체적분율은 X선 회절법에 의하여도 실험적으로 구할 수 있다. 즉 Mo의 Kα선을 사용하여 오스테나이트와 페라이트의 반사면 강도의 차이로부터 다음 식을 사용하여 그 체적분율을 간편하게 구하는 방법이다.
Vγ=(2/3){100/(0.7×α(211)/γ(220)+1)}
+(1/3){100/(0.78×α(211)/γ(311)+1)}
단, α(211), γ(220) 및 γ(311)은 각각 페라이트(α) 오스테나이트(γ)의 X선 반사면 강도이다.
본 발명에 있어서, 노치 피로 강도의 향상 이외에 양호한 버링 가공성을 부여하기 위하여 그 마이크로 조직을 체적분율 최대의 상을 베이나이트, 또는 페라이트 및 베이나이트의 복합 조직으로 한다. 단, 불가피적인 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 및 펄라이트를 포함하는 것을 허용하는 것이다. 양호한 버링 가공성(구멍 확장치)를 얻기 위해서는 경질의 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트를 합한 체적분율은 5% 미만이 바람직하다. 또 베이나이트의 체적분율은 30% 이상이 바람직하다. 또한, 양호한 연성을 얻기 위해서는 베이나이트의 체적분율은 70% 이하가 바람직하다.
또한 본 발명에 있어서 노치 피로 강도의 향상 이외에 양호한 연성을 부여하기 위해서는 그 마이크로 조직을 체적분율 5% 이상 25% 이하의 잔류 오스테나이트를 포함하고, 나머지 부분이 주로 페라이트, 베이나이트 등으로 이루어진 복합조직으로 한다. 단, 합계 5% 미만의 불가피적인 마르텐사이트 및 펄라이트를 포함하는 것을 허용하는 것이다.
또한, 본 발명에 있어서 노치 피로 강도의 향상 이외에 양호한 형상 동결성을 얻기 위한 저항복비를 부여하기 위해서는 그 마이크로 조직을 체적분율 최대의 상을 페라이트로 하고, 제2상을 주로 마르텐사이트로 하는 복합 조직으로 한다. 단, 합계 5% 미만의 불가피적인 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 펄라이트를 포함하는 것을 허용하는 것이다. 또한, 70% 이하의 저항복비를 확보하기 위해서는 페라이트의 체적분율은 50% 이상이 바람직하다.
이어서, 본 발명의 화학 성분의 한정 이유에 대하여 설명한다.
C는 소망하는 마이크로 조직을 얻는데 필요한 원소이다. 단, 0.3%를 초과하여 함유하고 있으면 가공성이 악화되기 때문에, 0.3% 이하로 하고 또한 0.2% 초과 함유하면 용접성이 악화하는 경향이 있기 때문에, 바람직하게는 0.2% 이하이다. 한편, 0.01% 미만이면 강도가 저하되기 때문에, 0.01% 이상으로 한다. 또한 양호한 연성을 얻기 위한 충분한 잔류 오스테나이트량을 안정적으로 얻기 위해서는 바람직하게는 0.05% 이상이다.
Si는 고용 강화 원소로서 강도 상승에 유효하다. 소망하는 강도를 얻기 위해서는 0.01% 이상 함유할 필요가 있다. 그러나, 2% 초과 함유하면 가공성이 악화된다. 이에 Si의 함유량은 0.01∼2%로 한다.
Mn은 고용 강화 원소로서 강도 상승에 유효하다. 소망하는 강도를 얻기 위해서는 0.05% 이상 필요하다. 또한 Mn 이외에 S에 의한 열간 균열의 발생을 억제하는 Ti 등의 원소가 충분히 첨가되지 않는 경우에는 질량%로 Mn/S≥20이 되는 Mn량을 첨가하는 것이 바람직하다. 또한, Mn은 오스테나이트 안정화 원소이고, 양호한 연성을 얻기 위한 충분한 잔류 오스테나이트량을 안정적으로 얻기 위한 그 첨가량은 0.1% 이상이 바람직하다. 한편, 3%초과 첨가하면 슬라브 균열을 일으키기 때문에, 3% 이하로 한다.
P는 불순물이므로 낮을수록 바람직하고, 0.1%초과 함유하면 가공성이나 용접성에 악영향을 미치는 동시에 피로 특성도 저하시키기 때문에, 0.1% 이하로 한다.
S는 불순물이므로 낮은 것이 바람직하고, 너무 많으면 국부 연성이나 버링 가공성을 악화시키는 A계 개재물을 생성하기 때문에, 최대한 저감하여야 하지만,0.01% 이하라면 허용할 수 있는 범위이다.
A1은 용강 탈산을 위해서 0.005% 이상 첨가할 필요가 있지만, 코스트의 상승을 초래하기 때문에 그 상한을 1.0%로 한다. 또한 너무 다량으로 첨가하면 비금속 개재물을 증대시켜 신장을 악화시키기 때문에, 바람직하게는 0.5% 이하로 한다.
Cu는 고용상태에서 피로 특성을 개선하는 효과가 있기 때문에 필요에 따라 첨가한다. 단, 0.2% 미만에서는 그 효과가 적고, 2%를 초과하여 함유하여도 효과가 포화된다. 이에 Cu의 함유량은 0.2∼2%의 범위로 한다. 단, 권취온도가 450℃ 이상인 경우는 1.2%를 초과하여 함유하면 권취 후에 석출하여 가공성을 현저하게 악화시킬 우려가 있기 때문에, 1.2% 이하로 하는 것이 바람직하다.
B는 Cu와 복합 첨가됨으로써 피로한도를 상승시키는 효과가 있기 때문에, 필요에 따라 첨가한다. 단, 0.0002% 미만에서는 그 효과를 얻기에 불충분하고, 0.002%를 초과하여 첨가하면 슬라브 균열이 일어난다. 따라서 B의 첨가는 0.0002∼0.002%로 한다.
Ni는 Cu 함유에 의한 열간 취성(脆性) 방지를 위하여 필요에 따라 첨가한다. 단, 0.1% 미만에서는 그 효과가 적고, 1%를 초과하여 첨가하여도 그 효과가 포화되기 때문에, 0.1∼1%로 한다.
Ca 및 REM은 파괴의 기점이 되거나, 가공성을 악화시키는 비금속 개재물의 형태를 변화시켜 무해화하는 원소이다. 단, 각각 0.0005% 미만 첨가하여도 그 효과가 없고, Ca라면 0.002% 초과, REM라면 0.02% 초과하여 첨가하여도 그 효과가 포화되기 때문에, Ca:0.0005∼0.002%, REM:0.0005∼0.02% 첨가하는 것이 바람직하다.
또한, 강도를 부여하기 위하여, Ti, Nb, Mo, V, Cr, Zr의 석출 강화 또는 고 용 강화 원소의 일종 또는 2종 이상을 첨가하여도 된다. 단, 각각 0.05%, 0.01%, 0.05%, 0.02%, 0.01%, 0.02% 미만에서는 그 효과를 얻을 수 없다. 또한, 각각 0.5%, 0.5%, 1%, 0.2%, 1%, 0.2%를 초과하여 첨가하여도 그 효과는 포화한다.
또한, 이들을 주성분으로 하는 강에 Sn, Co, Zn, W, Mg를 합계 1% 이하 함유하여도 된다. 그렇지만, Sn은 열간압연시에 흠이 발생할 우려가 있기 때문에, 0.05% 이하가 바람직하다.
다음으로, 본 발명의 제조방법의 한정 이유에 대하여 아래에 상세하게 설명한다.
본 발명은 주조 후, 열간압연 후 냉각한 상태로 또는 열간압연 후에 냉각·산세하여 냉연한 후에 어닐링, 혹은 열연강판 또는 냉연강판을 용융 도금 라인으로 열처리를 한 상태로, 나아가서는 이러한 강판에 별도 표면 처리를 함으로써 얻어진다.
본 발명에 있어서, 열간압연에 선행하는 제조방법은 특별히 한정되는 것은 아니다. 즉, 고로나 전로 등에 의한 용제에 이어 각종 2차 제련으로 목적으로 하는 성분 함유량이 되도록 성분 조정을 하고, 이어서 통상의 연속 주조, 잉고트법에 의한 주조 외에, 박슬라브 주조 등의 방법으로 주조하여도 좋다. 원료에는 스크랩을 사용하여도 된다. 연속 주조에 의하여 얻은 슬라브의 경우에는 고온 주편 그대로 열간 압연기에 직송하여도 되고, 실온까지 냉각한 후에 가열로에서 재가열한 후 열간압연하여도 된다.
재가열 온도에 관해서는 특별한 제한은 없지만, 1400℃ 이상이면, 스케일 오프량이 다량이 되어 수율이 저하되기 때문에, 재가열 온도는 1400℃ 미만이 바람직하다. 또한 1000℃ 미만의 가열은 스케줄상 조업 효율을 현저하게 저해하기 때문에, 재가열 온도는 1000℃ 이상이 바람직하다.
열간압연 공정은 조압연을 종료한 후, 마무리 압연을 행하지만, 조압연 종료 후에 디스케일링을 행하는 경우는 강판 표면에서의 고압수의 충돌압P(MPa)×유량L(리터/cm2) ≥0.0025의 조건을 충족시키는 것이 바람직하다.
강판 표면에서의 고압수의 충돌압 P는 다음과 같이 기술된다(「철과 강」1991, vo1.77, No.9, p1450 참조).
P(MPa) = 5.64×P0×V/H2
단,
P0(MPa): 액 압력
V(리터/min): 노즐 유액량
H(cm): 강판 표면과 노즐간의 거리
유량L은 이하와 같이 기술된다.
L(리터/cm2=V/(W×v)
단,
V(리터/min): 노즐 유액량
W(cm): 노즐당 분사액이 강판 표면에 닿아있는 폭
v(cm/min): 통판속도
충돌압P×유량L의 상한은 본 발명의 효과를 얻기 위해서는 특별히 정할 필요가 없으나, 노즐 유액량은, 증가시키면 노즐의 마모가 심해지는 등의 문제가 발생하기 때문에, 0.02이하로 하는 것이 바람직하다.
또한, 마무리 압연 후의 강판의 최대 높이 Ry가 15μm(15μmRy, 12.5mm, ln 12.5mm)이하인 것이 바람직하다. 이것은 예를 들면「금속 재료 피로 설계 편람」, 일본 재료 학회편, 84페이지에 기재되어 있는 바와 같이, 열연 또는 산세한 상태의 강판의 피로 강도는 강판 표면의 최대 높이 Ry와 상관이 있다는 것으로부터 명백하다. 또 그 후의 마무리 압연은 디스케일링 후에 다시 스케일이 생성되는 것을 막기 위하여, 5초 이내에 행하는 것이 바람직하다.
또한 조압연 후 또는 그것에 이은 디스케일링 후에 시트 바를 접합하고, 연속적으로 마무리 압연을 하여도 된다. 이 때의 조(粗) 바를 일단 코일 상에 감고, 필요에 따라 보온 기능을 가지는 커버에 격납하고, 다시 한 번 되감고 나서 접합을 하여도 된다.
마무리 압연은 열연강판으로서 최종 제품으로 하는 경우에 있어서는 그 마무리 압연 후반에 Ar3변태점 온도 +100℃ 이하의 온도역에서 합계 압하율25% 이상의 압연을 행할 필요가 있다. 이 때 Ar3변태점 온도란 예를 들면 이하의 계산식에 의해 강성분과의 관계로 간편하게 나타내진다. 즉,
Ar3=910-310×% C+25×% Si-80×% Mn
Ar3변태점 온도 +100℃ 이하의 온도역에서의 합계 압하율 25% 미만이면, 압연된 오스테나이트의 집합 조직이 충분히 발달하지 않기 때문에, 향후, 어떠한 냉각을 하여도 본 발명의 효과는 얻어지지 않는다. 보다 날카로운 집합 조직을 얻기 위해서는 Ar3변태점 온도 +100℃ 이하의 온도역에서의 합계 압하율을 35% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
또한 합계 압하율 25% 이상의 압연을 행하는 온도역의 하한은 특별히 한정하지 않지만, Ar3변태점 온도 미만이면, 압연 중에 석출한 페라이트에 가공 조직이 잔류하여 연성이 저하되고 가공성이 악화하기 때문에, 합계 압하율25% 이상의 압연을 행하는 온도역의 하한은 Ar3변태점 온도 이상이 바람직하다. 단, 이 온도가 Ar3변태점 온도 미만이라도, 다음의 권취 처리 또는 권취 처리 후의 열처리에 의하여 회복 또는 재결정이 어느 정도 진행되어 있는 경우에는 그러하지 아니하다.
본 발명에서는 Ar3변태점 온도 +100℃ 이하의 온도역에서의 합계 압하율의 상한을 특별히 한정하지 않지만, 이 압하율 합계가 97.5%를 넘으면, 압연 하중이 증대하여 압연기의 강성을 과잉으로 높일 필요가 있고, 경제상 결점을 일으키므로, 바람직하게는 97.5% 이하로 한다.
이 때, Ar3변태점 온도 +100℃ 이하의 온도역에서의 열간압연시의 열간압연 롤과 강판과의 마찰이 큰 경우에는 강판 표면 근방의 판면에 {110}면을 주로 하는결정 방위가 발달하고, 노치 피로 강도가 악화되기 때문에, 열간압연 롤과 강판과의 마찰을 저감하기 위하여 필요에 따라 윤활을 실시한다.
본 발명에 있어서 열간압연 롤과 강판과의 마찰 계수의 상한은 특별히 한정하지 않으나, 0.2 초과에서는 {110}면을 주로 하는 결정 방위의 발달이 현저하게 되고, 노치 피로 강도가 악화되기 때문에, Ar3변태점 온도 +100℃이하의 온도역에서의 열간압연시에 있어서 적어도 1 패스에 대하여, 열간압연 롤과 강판과의 마찰 계수를 0.2 이하로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 Ar3변태점 온도 +100℃ 이하의 온도역에서의 열간압연시에 있어서 전 경로에 대하여, 열간압연 롤과 강판과의 마찰 계수를 0.15 이하로 한다.
이 때 열간압연 롤과 강판과의 마찰 계수란, 선진율, 압연 하중, 압연 토크 등의 값으로부터 압연이론에 기초하여 계산에 의하여 구한 값이다.
마무리 압연의 최종 경로 온도(FT)에 대하여 특별히 한정하지 않지만, 마무리 압연의 최종 경로 온도(FT)는 Ar3변태점 온도 이상에서 종료하는 것이 바람직하다. 이것은 열간압연 중에 압연 온도가 Ar3변태점 온도 미만이면, 압연 전 또는 압연 중에 석출한 페라이트에 가공 조직이 잔류하여 연성이 저하되고, 가공성이 악화되기 때문이다. 단, 마무리 압연의 최종 경로 온도(FT)가 Ar3변태점 온도 미만이라도, 다음의 권취 처리 또는 권취 처리 후에 회복, 재결정시키기 위한 열처리를 하는 경우는 그러하지 아니하다.
한편, 마무리 온도의 상한에 관해서는 특별히 상한을 두지 않으나, Ar3변태점 온도 +100℃ 초과에서는 Ar3변태점 온도 +100℃ 이하의 온도역에서 합계 압하율 25% 이상의 압연을 실시하는 것이 사실상 불가능하기 때문에 마무리 온도의 상한은 Ar3변태점 온도 +100℃ 이하가 바람직하다.
본 발명에 있어서, 그 노치 피로 강도를 향상시킨다고 하는 목적을 위해서만 강판의 마이크로 조직을 특별히 한정할 필요는 없기 때문에, 마무리 압연을 종료한 후, 소정의 권취온도로 권취하기까지의 냉각 공정에 관하여는 특별히 정하지 않으나, 소정의 권취온도로 권취하기 위하여 또는 마이크로 조직을 제어하기 위하여 필요에 따라 냉각을 한다. 냉각 속도의 상한은 특별히 한정하지 않지만, 열변형에 의한 판 휨이 염려되므로, 300℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 이 냉각 속도가 너무 빠르면 냉각 종료 온도를 제어할 수 없고, 오버슈트하여 소정의 권취온도 이하까지 과냉각될 가능성이 있기 때문에, 여기에서의 냉각 속도는 150℃/s 이하가 바람직하다. 또 냉각속도의 하한은 특별히 정하지 않지만, 냉각을 하지 않는 경우의 공냉 속도는 5℃/s 이상이다.
본 발명에 있어서, 노치 피로 강도의 향상 이외에 양호한 버링 가공성을 부여할 목적으로 마이크로 조직 체적분율 최대의 상을 베이나이트, 또는 페라이트 및 베이나이트의 복합 조직으로 하기 위하여 마무리 압연을 종료한 후, 소정의 권취온도로 권취하기까지의 공정에 대하여는 그 동안의 냉각 속도 이외에는 특별히 정하지 않으나, 버링성을 그 정도 열화시키지 않고 연성과의 양립을 목표로 하는 경우에는 Ar3변태점으로부터 Ar1변태점까지의 온도역(페라이트와 오스테나이트의 2상역)에서 1∼20초간 체류시켜도 된다. 이 때의 체류는 2상역에 있어서 페라이트 변태를 촉진시키기 위하여 이루어지지만, l초 미만에서는 2상역에 있어서 페라이트 변태가 불충분하기 때문에, 충분한 연성이 얻어지지 않고, 20초 초과에서는 펄라이트가 생성되어, 목적으로 하는 체적율 최대의 마이크로 조직으로서, 베이나이트, 또는 페라이트 및 베이나이트의 복합조직이 얻어지지 않는다.
또한 1∼20초간 체류시키는 온도역은 페라이트 변태를 용이하게 촉진시키기 위하여 Ar1변태점 이상 800℃ 이하가 바람직하다. 또한, 1∼20초간의 체류시간은 생산성을 극단적으로 저하시키지 않기 위해서는 1∼10초간으로 하는 것이 바람직하다. 또한 이러한 조건을 충족시키기 위해서는 마무리 압연 종료후 20℃/s 이상의 냉각 속도로 해당 온도역에 신속하게 도달시킬 필요가 있다.
냉각 속도의 상한은 특별히 정하지 않지만, 냉각 설비 능력상 300℃/s 이하가 타당한 냉각 속도이다. 또한, 이 냉각 속도가 너무 빠르면 냉각 종료 온도를 제어할 수 없고, 오버슈트하여 Ar1변태점 이하까지 과냉각되어 버릴 가능성이 있어, 연성 개선 효과를 잃기 때문에, 이 때의 냉각 속도는 150℃/s이하가 바람직하다.
다음으로, 그 온도역으로부터 권취 온도(CT)까지는 20℃/s 이상의 냉각 속도로 냉각하지만, 20℃/s 미만의 냉각 속도로는 펄라이트 또는 탄화물을 포함하는 베이나이트가 생성되고, 목적으로 하는 체적율 최대의 마이크로 조직으로서, 베이나이트, 또는 페라이트 및 베이나이트의 복합 조직이 얻어지지 않는다. 권취 온도까지의 냉각 속도의 상한은 특별히 정하지 않고 본 발명의 효과를 얻을 수 있지만, 열변형에 의한 판 휨이 염려되므로, 300℃/s이하로 하는 것이 바람직하다.
또한 본 발명에 있어서, 노치 피로 강도의 향상 이외에 양호한 연성을 부여할 목적으로, 마이크로 조직을 체적분율 5% 이상 25% 이하의 잔류 오스테나이트를 포함하고, 나머지 부분이 주로 페라이트, 베이나이트로 이루어지는 복합 조직으로 하기 위해서는, 마무리 압연을 종료한 후의 공정은 우선, Ar3변태점 온도로부터 Ar1변태점 온도까지의 온도역(페라이트와 오스테나이트의 2상역)에서 1∼20초간 체류한다. 이 때의 체류는 2상역에서 페라이트 변태를 촉진시키기 위하여 이루어지지만, 1초 미만에서는 2상역에 있어서 페라이트 변태가 불충분하기 때문에 충분한 연성이 얻어지지 않고, 20초 초과에서는 펄라이트가 생성되고, 목적으로 하는 체적분율 5% 이상 25% 이하의 잔류 오스테나이트를 포함하고, 나머지 부분이 주로 페라이트, 베이나이트로 이루어지는 마이크로 조직이 얻어지지 않는다.
또한 1∼20초간 체류시키는 온도역은 페라이트 변태를 용이하게 촉진시키기 때문에, Ar1변태점 온도 이상 800℃ 이하가 바람직하다. 또한, 1∼20초간의 체류 시간은 생산성을 극단적으로 저하시키지 않기 위해서는 1∼10초간으로 하는 것이 바람직하다. 또한 이들 조건을 만족시키기 위해서는 마무리 압연 종류 후 20℃/s 이상의 냉각속도로 당해 온도역에 신속하게 도달시킬 필요가 있다. 냉각 속도의 상한은 특별히 정하지 않지만, 냉각 설비 능력상 300℃/s 이하가 타당한 냉각 속도이다. 또한, 이 냉각 속도가 너무 빠르면 냉각 종료 온도를 제어할 수 없고, 오버슈트하여 Ar1변태점 온도 이하까지 과냉각되어버릴 가능성이 있기 때문에, 이 때의 냉각 속도는 150℃/s 이하가 바람직하다.
다음으로, 그 온도역으로부터 권취 온도(CT)까지는 20℃/s 이상의 냉각 속도로 냉각하지만, 20℃/s 미만의 냉각 속도에서는 펄라이트 또는 탄화물을 포함하는 베이나이트가 생성되고, 충분한 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않아 목적으로 하는 체적분율 5% 이상 25% 이하의 잔류 오스테나이트를 포함하고, 나머지 부분이 주로 페라이트, 베이나이트로 이루어지는 마이크로 조직이 얻어지지 않는다. 권취온도까지의 냉각 속도의 상한은 특별히 정하지 않고 본 발명의 효과를 얻을 수 있으나, 열 변형에 의한 판 휨이 염려되므로, 300℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.
또한, 본 발명에 있어서 노치 피로 강도의 향상 이외에 양호한 형상 동결성을 얻기 위한 저항복비를 부여할 목적으로, 마이크로 조직 체적분율 최대의 상을 페라이트로 하고, 제2상을 주로 마르텐사이트로 하는 복합 조직으로 하기 위하여, 마무리 압연 종료 후의 공정은 우선 Ar3변태점 온도로부터 Ar1변태점 온도까지의 온도역(페라이트와 오스테나이트의 2상역)에서 l∼20초간 체류한다. 이 때의 체류는 2상역에서 페라이트 변태를 촉진시키기 위하여 이루어지나, 1초 미만에서는 2상역에 있어서 페라이트 변태가 불충분하고, 충분한 연성이 얻어지지 않으며, 20초 초과에서는 펄라이트가 생성되고, 목적으로 하는 체적분율 최대의 상을 페라이트로 하고, 제2상을 주로 마르텐사이트로 하는 복합 조직이 얻어지지 않는다.
또한 1∼20초간 체류시키는 온도역은 페라이트 변태를 용이하게 촉진시키기때문에 Ar1변태점 온도 이상 800℃ 이하가 바람직하다. 또한 1∼20초간의 체류 시간은 생산성을 극단적으로 저하시키지 않기 위하여 1∼10초간으로 하는 것이 바람직하다. 또한 이러한 조건을 충족시키기 위해서는 마무리 압연 종료 후 20℃/s 이상의 냉각 속도로 해당 온도역에 신속하게 도달시킬 필요가 있다. 냉각 속도의 상한은 특별히 정하지 않지만, 냉각 설비 능력상 300℃/s 이하가 타당한 냉각 속도이다. 또한, 이 냉각 속도가 너무 빠르면 냉각 종료 온도를 제어할 수 없어, 오버슈트하여 Ar1변태점 온도 이하까지 과냉각되어 버릴 가능성이 있기 때문에, 이 때의 냉각 속도는 l50℃/s 저하가 바람직하다.
다음으로, 그 온도역으로부터 권취온도(CT)까지는 20℃/s 이상의 냉각 속도로 냉각하지만, 20℃/s 미만의 냉각 속도에서는 펄라이트 또는 베이나이트가 생성되고, 충분한 마르텐사이트가 얻어지지 않아 목적으로 하는 페라이트를 체적분율 최대의 상으로 하고, 마르텐사이트을 제2상으로 하는 마이크로 조직이 얻어지지 않는다.
권취온도까지의 냉각 속도의 상한은 특별히 정하지 않고 본 발명의 효과를 얻을 수 있지만, 열 변형에 의한 판 휨이 염려되므로, 300℃/s이하라고 하는 것이 바람직하다.
본 발명에 있어서, 그 노치 피로 강도를 향상시키는 목적을 위해서만 강판의 마이크로 조직을 특별히 한정할 필요는 없으므로, 권취 온도의 상한에 대하여는 특별히 정하지 않으나, Ar3변태점 온도 +100℃ 이하의 온도역에서 합계 압하율 25%이상의 압연으로 얻어진 오스테나이트의 집합조직을 유전하기 위하여는 아래에 나타내는 권취온도 T0이하로 권취하는 것이 바람직하다. 단, T0는 실온 이하로 할 필요는 없다. 이 T0는 오스테나이트와 오스테나이트와 동일한 성분의 페라이트가 동일한 자유에너지를 가지는 온도로서 열역학적으로 정의되는 온도이고, C 이외의 성분의 영향도 고려하여, 아래의 식을 간편하게 계산할 수 있다.
T0= -650.4×% C+B
이 때, B는 아래와 같이 결정된다.
B=-50.6×Mneq+894.3
또한, 이 때 Mneq란 아래에 나타내는 함유 원소의 질량%에 의하여 결정된다.
Mneq=% Mn+0.24×% Ni+0.13×% Si+0.38×
% Mo+0.55×% Cr+0.16% Cu-0.50×
% Al-0.45×% Co+0.90×% V
또한, T0에 미치는 본 발명에 규정한 상기 이외의 성분의 질량%의 영향은 그다지 크지 않기 때문에, 여기에서는 무시할 수 있다.
또한 권취 온도의 하한치는 그 노치 피로 강도를 향상시키는 목적을 위해서만 강판의 마이크로 조직을 특별히 한정할 필요는 없으므로, 특별히 한정할 필요는 없으나, 코일이 장시간 물이 새는 상태로 있으면 녹에 의한 외관 불량이 염려가 되므로, 50℃ 이상이 바람직하다.
본 발명에 있어서, 노치 피로 강도의 향상 이외에 양호한 버링 가공성을 부여할 목적으로, 마이크로 조직 체적분율 최대의 상을 베이나이트, 또는 페라이트 및 베이나이트의 복합 조직으로 하기 위해서는 권취온도 450℃ 미만에서는 버링성에 유해하다고 생각되는 잔류 오스테나이트 또는 마르텐사이트가 다량으로 생성될 우려가 있고, 목적으로 하는 체적율 최대의 마이크로 조직인 베이나이트, 또는 페라이트 및 베이나이트로 이루어지는 복합 조직을 얻을 수 없기 때문에, 권취 온도는 450℃ 이상으로 한정한다.
또한, 권취 후의 냉각 속도는 특별히 한정하지 않지만, Cu를 1.2% 이상 첨가한 경우, 권취 후에 Cu가 석출되어 가공성이 악화될 뿐만 아니라, 피로 특성 향상에 유효한 용용상태의 Cu가 없어질 염려가 있기 때문에, 권취 후의 냉각 속도는 200℃까지를 30℃/s로 하는 것이 바람직하다.
또한 본 발명에 있어서 노치 피로 강도의 향상 이외에 양호한 연성을 부여할 목적으로, 마이크로 조직을 체적분율 5% 이상 25% 이하의 잔류 오스테나이트를 포함하고, 나머지 부분이 주로 페라이트, 베이나이트로 이루어지는 복합 조직으로 하기 위하여, 권취 온도 450℃ 이상에서는 탄화물을 포함하는 베이나이트가 생성되어 충분한 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않고, 목적으로 하는 체적분율 5% 이상 25% 이하의 잔류 오스테나이트를 포함하고 잔부가 주로 페라이트, 베이나이트로 이루어지는 마이크로 조직이 얻어지지 않기 때문에, 권취 온도는 450℃ 미만으로 한정한다. 또한 권취 온도가 350℃ 이하이면 마르텐사이트가 다량으로 생성되어 충분한 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않고, 목적으로 하는 체적분율 5% 이상 25% 이하의 잔류 오스테나이트를 포함하고, 나머지 부분이 주로 페라이트, 베이나이트로 이루어지는 마이크로 조직이 얻어지지 않기 때문에, 권취 온도는 350℃ 초과로 한정한다.
또한, 권취 후의 냉각 속도는 특별히 한정하지 않지만, Cu를 1% 이상 첨가한 경우, 권취 후에 Cu가 석출되어 가공성이 악화될 뿐만 아니라, 피로 특성 향상에 유효한 고용상태의 Cu가 없어질 우려가 있기 때문에, 권취 후의 냉각 속도는 200℃까지를 30℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다.
또한, 본 발명에 있어서 노치 피로 강도의 향상 이외에 양호한 형상 동결성을 얻기 위한 저항복비를 부여할 목적으로, 마이크로 조직 체적분율 최대의 상을 페라이트로 하고, 제2상을 주로 마르텐사이트로 하는 복합조직으로 하기 위해서는 권취 온도가 350℃ 초과에서는 베이나이트가 생성되어 충분한 마르텐사이트가 얻어지지 않고, 목적으로 하는 페라이트를 체적분율 최대의 상으로 하여, 마르텐사이트를 제2상으로 하는 마이크로 조직이 얻어지지 않기 때문에, 권취 온도는 350℃ 이하로 한정한다. 또한 권취 온도의 하한치는 특별히 한정할 필요는 없으나, 코일이 장시간 물이 젖은 상태로 있으면 녹에 의한 외관 불량이 염려되므로 50℃ 이상이 바람직하다.
열간압연 공정 종류 후에는 필요에 따라 산세하고, 그 후 인라인 또는 오프라인으로 압하율 10% 이하의 스킨패스 또는 압하율 40% 정도까지의 냉간압연을 실시하여도 무방하다.
다음으로, 냉연강판으로서 최종제품으로 하는 경우에 대하여 설명하는데, 열간에서의 마무리 압연 조건은 특별히 한정하지 않는다. 단, 보다 양호한 노치 피로강도를 얻기 위해서는 Ar3변태점 온도 +100℃ 이하의 온도역에서의 합계 압하율이 25% 이상인 것이 바람직하다. 또한 마무리 압연의 최종 경로 온도(FT)는 Ar3변태점 온도 미만에서 종료하여도 무방하지만, 그 경우는 압연 전 또는 압연 중에 석출한 페라이트에 강한 가공조직이 잔류하기 때문에, 계속되는 권취처리 또는 가열처리에 의하여 회복, 재결정시키는 것이 바람직하다.
이어지는 산세후의 냉간 압연의 합계 압하율은 80% 미만으로 한다. 이것은 냉간압연의 합계 압하율은 80% 이상이면, 일반적인 냉간압연-재결정 집합 조직인 판면에 평행한 결정면의 {111}면이나 {554}면의 X선 회절 적분면 강도비가 높아지기 때문이다. 또한 바람직하게는 70% 이하이다. 냉간압연율의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과를 얻을 수 있지만, 결정 방위의 강도를 적당한 범위로 제어하기 위해서는 3% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
이와 같이 냉간압연된 강판의 열처리는 연속 어닐링 공정을 전제로 하고 있다. 우선, Ac3변태점 온도 +100℃ 이하의 온도역에서 5∼150초간 실시한다.
이 열처리 온도의 상한이 Ac3변태점 온도 +100℃ 초과에서는 재결정에 의해 생성된 페라이트가 오스테나이트로 변태하고, 오스테나이트의 입성장에 의한 집합조직이 랜덤화되며, 최종적으로 얻어지는 페라이트의 집합 조직도 랜덤화되어 버리기 때문에, 열처리 상한 온도 Ac3변태점 온도 +100℃ 이하로 한다.
이 때 Ac1변태점 온도 및 Ac3변태점 온도란, 예를 들면「레슬리 철강재료학」(1985년 발행, 구마이 히로시·노다 다츠히코 역, 마루젠주식회사) 273페이지에 기재된 계산식에 의하여 강성분과의 관계로 나타낸다.
한편, 이 열처리 온도의 하한은 그 노치 피로 강도의 향상이라는 목적을 위해서 강판의 마이크로 조직을 특별히 한정할 필요는 없으나, 회복 온도 이상이면 무방하며, 회복 온도 미만인 경우에는 가공 조직이 잔류하여 성형성을 현저하게 악화시키기 때문에, 열처리 하한 온도는 회복 온도 이상으로 한다. 또한 이 온도역에서의 유지 시간은 5초 미만에서는 세멘타이트가 완전히 재고용되기에 불충분하고, 한편, 150초를 초과하여 열처리를 하여도 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 생산성을 저하시키기 때문에, 유지 시간은 5∼150초간으로 한다.
그 후의 냉각 조건에 대하여는 특별히 한정하지 않지만, 마이크로 조직을 제어하기 위하여, 필요에 따라 이하의 냉각 또는 임의의 온도로 유지 및 냉각하여도 된다.
본 발명에 있어서, 노치 피로 강도의 향상 이외에 양호한 버링 가공성을 부여할 목적으로, 마이크로 조직 체적분율 최대의 상을 베이나이트, 또는 페라이트 및 베이나이트의 복합 조직으로 하기 위하여 그 열처리 온도의 하한 온도를 Ac1변태점 온도 이상으로 한다. 이 하한 온도가 Ac1변태점 온도 미만인 경우에는 목적으로 하는 체적분율 최대 상의 베이나이트, 또는 페라이트 및 베이나이트의 복합 조직이 얻어지지 않는다. 이 때, 버링성을 그 정도 열화시키지 않고 연성과의 양립을 지향하는 경우에는 페라이트의 체적분율을 증가시키기 위하여, 그 온도역을 Ac1변태점 온도 이상 Ac3변태점 온도 이하(페라이트와 오스테나이트의 2상역)의 온도역으로 한다. 또한 더욱 양호한 버링성을 얻기 위해서는 베이나이트의 체적분율을 증가시키기 위하여, Ac3변태점 온도 이상 Ac3변태점 온도 +100℃ 이하의 온도역이 바람직하다.
다음으로, 냉각 공정에 관해서는 본 발명에서 특별히 정하지 않지만, 상기 열처리 온도가 Ac1변태점 온도 이상 Ac3변태점 온도 이하인 경우에 있어서는 20℃/s이상의 냉각 속도로 350℃ 초과 상기 T0온도 이하의 온도역까지 냉각하는 것이 바람직하다. 이것은 냉각 속도 20℃/s 미만에서는 (탄화물을 다량으로 포함하는 베이나이트 또는 펄라이트 변태의 노즈(nose)에 걸릴 염려가 있기 때문이다. 또한 냉각 종료 온도는 350℃ 이하에서는 버링성에 유해하다고 생각되는 마르텐사이트가 다량으로 생성될 우려가 있고, 목적으로 하는 체적율 최대의 마이크로 조직인 베이나이트, 또는 페라이트 및 베이나이트로 이루어지는 복합 조직이 얻어지지 않기 때문에, 350℃ 초과가 바람직하다. 또한, 전(前)공정까지 얻어진 집합 조직을 유전시키기 위하여 T0이하가 바람직하다.
마지막으로 냉각 공정의 종료 온도까지의 냉각 속도는 20℃/s이상에서는 냉각중에 버링성에 유해하다고 생각되어 있는 마르텐사이트가 다량으로 생성될 우려가 있고, 목적으로 하는 체적율 최대의 마이크로 조직인 베이나이트, 또는 페라이트 및 베이나이트로 이루어지는 복합 조직이 얻어지지 않을 우려가 있기 때문에,20℃/s 미만으로 하는 것이 바람직하다. 또한 냉각 공정의 종료 온도는 200℃ 초과에서는 시효성이 열화될 염려가 있기 때문에, 200℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한 하한은 수냉(水冷) 또는 분무로 냉각하는 경우 코일이 장시간 물에 젖은 상태로 있으면, 녹에 의한 외관 불량이 걱정되기 때문에, 50℃ 이상이 바람직하다.
한편, 상기 열처리 온도가 Ac3변태점 온도 초과 Ac3변태점 온도 +100℃ 이하인 경우에는 20℃/s 이상의 냉각 속도로 200℃ 이하의 온도까지 냉각하는 것이 바람직하다. 이것은 20℃/s 이상에서는 탄화물을 다량으로 포함하는 베이나이트 또는 펄라이트 변태의 노즈에 걸릴 염려가 있기 때문이다. 또한 냉각 종료 온도는 200℃ 초과에서는 시효성이 열화될 우려가 있기 때문에, 200℃이하가 바람직하다. 하한은 수냉 또는 분무로 냉각하는 경우, 코일이 장시간 물에 젖은 상태로 있으면 녹에 의한 외관 불량이 우려되기 때문에, 50℃ 이상이 바람직하다.
또한, 본 발명에 있어서 노치 피로 강도의 향상 이외에 양호한 연성을 부여할 목적으로, 마이크로 조직을 체적분율 5% 이상 25% 이하의 잔류 오스테나이트를 포함하고, 나머지 부분이 주로 페라이트, 베이나이트로 이루어지는 복합 조직으로 하기 위해서는 상기와 같이 Ac1변태점 온도 이상 Ac3변태점 온도 +100℃ 이하의 온도역에서 5∼150초간 실시한다. 이 때, 그 온도역 내에서도 너무 저온이 되면, 열연판 단계에서 세멘타이트가 석출되고 있었던 경우, 세멘타이트가 재고용되는데 시간이 너무 걸리고, 너무 고온이 되면 오스테나이트의 체적율이 지나치게 커지고, 오스테나이트 중의 C농도가 저하되어 탄화물을 다량으로 포함하는 베이나이트 또는펄라이트 변태의 노즈에 걸리기 쉬우므로 780℃ 이상 850℃ 이하로 가열하는 것이 바람직하다. 유지 후의 냉각 속도가 20℃/s 미만에서는 탄화물을 다량으로 포함하는 베이나이트 또는 펄라이트 변태의 노즈에 걸릴 우려가 있기 때문에, 20℃/s 이상의 냉각 속도로 한다.
다음으로, 베이나이트 변태를 촉진하여 필요한 양의 잔류 오스테나이트를 안정화하는 공정에 대하여 설명하는데, 냉각 종료 온도가 450℃ 이상에서는 잔류한 오스테나이트가 탄화물을 다량으로 포함하는 베이나이트 또는 펄라이트로 분해되어, 목적으로 하는 체적분율 5% 이상 25% 이하의 잔류 오스테나이트를 포함하고 나머지 부분이 주로 페라이트, 베이나이트로 이루어지는 마이크로 조직이 얻어지지 않는다. 또한 350℃ 미만에서는 마르텐사이트가 다량으로 생성될 가능성이 있어 충분한 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않아 목적으로 하는 체적분율 5% 이상 25% 이하의 잔류 오스테나이트를 포함하고, 나머지 부분이 주로 페라이트, 베이나이트로 이루어지는 마이크로 조직이 얻어지지 않기 때문에, 350℃ 초과의 온도역까지 냉각한다.
또한, 그 온도역에서의 유지 시간은, 5초 미만에서는 잔류 오스테나이트를 안정화하기 위한 베이나이트 변태가 불충분하고, 불안정한 잔류 오스테나이트가 이어지는 냉각 종료시에 마르텐사이트 변태할 우려가 있고, 목적으로 하는 체적분율 5% 이상 25% 이하의 잔류 오스테나이트를 포함하고, 나머지 부분이 주로 페라이트, 베이나이트로 이루어지는 마이크로 조직이 얻어지지 않는다. 또 600초 초과에서는 베이나이트 변태가 지나치게 촉진되어, 필요한 분량의 안정된 잔류 오스테나이트를얻을 수 없고, 목적으로 하는 체적분율 5% 이상 25% 이하의 잔류 오스테나이트를 포함하고, 나머지 부분이 주로 페라이트, 베이나이트로 이루어지는 마이크로 조직이 얻어지지 않는다. 따라서, 그 온도역에서의 유지 시간은 5초 이상 600초 이하로 한다.
마지막으로 냉각 종료까지의 냉각 속도는 5℃/s미만에서는 냉각 중에 베이나이트 변태가 너무 촉진될 가능성이 있고, 필요한 분량의 안정적인 잔류 오스테나이트를 얻을 수 없어, 목적으로 하는 체적분율 5% 이상 25% 이하의 잔류 오스테나이트를 포함하고, 나머지 부분이 주로 페라이트, 베이나이트 등 으로 이루어진 마이크로 조직이 얻어지지 않을 우려가 있기 때문에, 5℃/s 이상으로 한다.
또 냉각 종료 온도는 200℃ 초과에서는 시효성이 악화될 우려가 있기 때문에, 200℃ 이하로 한다. 냉각 종료 온도의 하한에 관해서는 특별히 한정하지 않지만, 수랭 또는 분무로 냉각하는 경우, 코일이 장시간 물에 젖은 상태로 있으면, 녹에 의한 외관 불량이 염려되기 때문에, 50℃ 이상이 바람직하다.
또한, 본 발명에 있어서 노치 피로 강도의 향상 이외에 양호한 형상 동결성을 얻기 위한 저항복비를 부여할 목적으로, 마이크로 조직 체적분율 최대의 상을 페라이트로 하고, 제2상을 주로 마르텐사이트로 하는 복합 조직으로 하기 위하여, 상기와 같이 Ac1변태점 온도 이상 Ac3변태점 온도 +100℃ 이하의 온도역에서 5∼150초간 실시한다. 이 때, 그 온도 범위 내에서도 너무 저온이 되면, 열연판 단계에서 세멘타이트가 석출되고 있었던 경우, 세멘타이트가 재고용되는데 시간이 너무 걸리고, 너무 고온이 되면, 오스테나이트의 체적율이 지나치게 커지고, 오스테나이트중의 C농도가 저하하여, 탄화물을 다량으로 포함하는 베이나이트 또는 펄라이트 변태의 노즈에 걸리기 쉬우므로, 780℃ 이상 850℃ 이하로 가열하는 것이 바람직하다.
유지 후의 냉각 속도는 20℃/s 미만에서는 탄화물을 다량으로 포함하는 베이나이트 또는 펄라이트 변태의 노즈에 걸릴 우려가 있기 때문에, 20℃/s 이상의 냉각 속도로 한다. 냉각 종료 온도 350℃ 초과에서는 목적으로 하는 페라이트를 체적분율 최대의 상으로 하고, 마르텐사이트를 제2상으로 하는 마이크로 조직이 얻어지지 않기 때문에, 350℃ 이하의 온도역까지 냉각한다. 냉각 공정의 종료 온도의 하한에 관하여는 특별히 한정하지 않지만 수냉 또는 분무로 냉각하는 경우, 코일이 장시간 물에 젖은 상태로 있으면 녹에 의한 외관 불량이 염려되기 때문에, 50℃ 이상이 바람직하다.
또한 그 후, 필요에 따라 스킨 경로 압연을 실시하여도 된다. 산세 후의 열연강판, 또는 상기한 재결정 어닐링 종료 후의 냉연강판에 아연 도금을 실시하기 위해서는 아연 도금 욕 중에 침지하고, 필요에 따라 합금화 처리하여도 된다.
실시예
(실시예1)
아래에, 실시예1에 의하여 본 발명을 상세하게 설명한다.
표1에 나타내는 화학 성분을 가지는 A∼L의 강은 전로로 용제하고, 연속 주조 후, 재가열하고, 조압연 후에 이어지는 마무리 압연으로 1.2∼5.5mm의 판 두께로 한 후에 권취하였다. 단, 표 중의 화학 조성에 관한 표시는 질량%이다.
다음으로 제조조건의 상세를 표2에 나타낸다. 이 때, 「SRT」는 슬라브 가열 온도, 「FT」는 최종 패스 마무리 압연 온도, 「압연율」은 Ar3변태점 온도 +100℃ 이하의 온도역에서의 압하율의 합계를 나타낸다. 단, 다음에 냉연공정에서 압연을 행하는 경우는 이와 같은 제한은 없기 때문에「―」로 하였다. 또한「윤활」은 Ar3변태점 온도 +100℃ 이하의 온도역으로부터의 윤활의 유무를 나타내었다.
또한「권취」란, 권취 온도(CT)가 T0이하이면「○」, T0초과의 경우에는「×」로 하였다. 단, 냉연강판의 경우는 제조 조건으로 하고 특별히 한정할 필요가 없기 때문에「―」라고 하였다.
다음으로, 일부에 대하여는 열간압연후, 산세, 냉연, 어닐링을 실시하였다. 판 두께는 0.7∼2.3mm이다. 이 때,「냉연율」이란 합계 냉간압연율「Time」은 어닐링시간, 「어닐링」이란, 어닐링 온도가 회복 온도 이상 Ar3변태점 온도 +100℃ 이하의 온도역에 포함되어 있으면「○」, 벗어나 있으면「×」로 하였다. 아울러, 강L에 대하여는 조압연 후에 충돌압 2.7MPa, 유량 0.001리터/cm2의 조건으로 디스케일링을 실시하였다. 한편, 상기 강판 중에 강G 및 강F-5에 대하여는 아연 도금을 실시하였다.
이와 같이 하여 얻어진 열연판의 인장 시험은 공시재료를, 우선, JIS Z 2201기재의 5호 시험편으로 가공하고, JIS Z 2241 기재 시험 방법에 따라서 실시하였다. 표2에 항복 강도(σY), 인장 강도(σB), 파단신장(El)을 함께 나타낸다.
또한, 판 폭의 1/4W 또는 3/4W 위치로부터 30mmφ로 잘라낸 시편의 최표면으로부터 0.05mm 정도의 깊이까지 삼산 마무리 연삭을 하고, 이어서 화학연마 또는 전해연마에 의하여 변형을 제거하여 제작하고,「신판 컬리티 X선 회절 요론」(1986년 발행, 마쓰무라 겐타로역, 주식회사 아그네) 274∼296페이지에 기재된 방법에 따라서 X선 회절 강도를 측정하였다.
이 때, {100}<011>∼{223}<110> 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치란, 이 방위군에 포함되는 주요 방위, {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110> 및 {223}<110>의 X선 회절 강도를 {110} 극점도에 기초하여 벡터법에 의하여 계산한 3차원 집합 조직, 또는{110}, {100}, {211}, {310} 극점도 중 복수의 극점도 (바람직하게는 3곳 이상)을 사용하여 급수 전개법으로 계산한 3차원 집합 조직으로 구하였다.
예를 들면, 후자의 방법에서의 상기 각 결정 방위의 X선 랜덤 강도비는 3차원 집합 조직의 φ2=45°단면에 있어서 (001)〔1-10], (116)〔1-10], (114)〔1-10], (113)〔1-10], (112)〔1-10], (335)〔1-10], (223)〔1-10]의 강도를 그대로 사용하면 좋다. 다만 {1001<011>∼{223}<110> 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치란, 상기 각 방위의 상가평균이다.
상기 모든 방위의 강도를 얻을 수 없는 경우에는 {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110>, {223}<110>의 각 방위의 상가 평균으로 대체하여도 된다.
다음으로 {554}<225>, {111}<112> 및 {111}<110>의 3방위의 X선 랜덤 강도비의 평균치란, 상기 방법과 같이 계산한 3차원 집합 조직으로부터 구하면 된다.
표2에 있어서, X선 랜덤 강도비 중 「강도비1」이란, {100}<011>∼{223}<110> 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치, 「강도비2」란 {554}<225>, {111}<112> 및 {111}<110>의 3방위의 X선 랜덤 강도비의 평균치이다.
다음으로, 상기 강판의 노치 피로 강도를 조사하기 위하여, 판 폭의 1/4W 또는 3/4W 위치로부터 압연 방향이 긴 변이 되도록, 도1(b)에 나타내는 형상의 피로 시험편을 채취하여 피로 시험을 하였다. 단, 피로 시험편에는 최표층으로부터 0.05mm 정도 깊이까지 삼산 마무리 연삭을 실시하였다. 피로 시험은 전기 유압 서보형 피로 시험기를 사용하고, 시험 방법은 JIS Z 2273-1978 및 JIS Z 2275-1978에 따랐다. 표2에 노치 피로한도(σWK), 노치 피로 한도비(σWK/σB)를 함께 나타낸다.
본 발명에 따르는 것은 강 A, E, F-1, F-2, F-5, G, H, I, J, K, L의 11강이고, 소정 분량의 강 성분을 함유하고, 최표면으로부터 판 두께 방향으로 0.5mm까지의 임의의 깊이에 있어서 판면의 {100}<011>∼{223}<110> 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 2 이상, 또한, {554}<225>, {111}<112> 및 {111}<110>의 3방위의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 4 이하이고, 판 두께가 0.5mm 이상 12mm 이하인 것을 특징으로 하는 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판이 얻어지고, 따라서, 본 발명의 기재 방법에 의하여 평가한 종래 강의 피로 한도비 0.2∼0.3을 상회하고 있다.
상기 이외의 강은 이하의 이유에 의하여 본 발명의 범위 외이다.
즉, 강B는 C의 함유량이 본 발명의 범위 외이기 때문에, 충분한 강도(σB)가 얻어지지 않았다. 강C는 P의 함유량이 본 발명의 범위 외이기 때문에, 충분한 노치 피로 강도(σWK/σB)가 얻어지지 않았다. 강D는 S의 함유량이 본 발명의 범위 외이기 때문에, 충분한 신장(El)이 얻어지지 않았다. 강F-3은 Ar3변태점 온도 +100℃ 이하의 온도역에서의 합계 압하율이 본 발명의 범위 외이기 때문에 본 발명의 목적으로 하는 집합 조직이 얻어지지 않고, 충분한 노치 피로 강도(σWK/σB)가 얻어지지 않았다.
강F-4는 마무리 압연 종료 온도(FT)가 본 발명의 범위 외이고, 또한 권취 온도도 본 발명의 범위 외이기 때문에, 본 발명의 목적으로 하는 집합 조직이 얻어지지 않아 충분한 노치 피로 강도(σWK/σB)가 얻어지지 않았다. 강F-6은 냉연비율이 본 발명의 범위 외이기 때문에, 본 발명의 집합 조직이 얻어지지 않아 충분한 노치 피로 강도(σWK/σB)를 얻을 수 없었다. 강F-7은 어닐링 온도가 본 발명의 범위 외이기 때문에, 본 발명이 목적으로 하는 집합 조직이 얻어지지 않아 충분한 노치 피로 강도(σWK/σB)가 얻어지지 않았다. 강F-8은 어닐링 시간이 본 발명의 범위 외이기 때문에, 본 발명의 집합 조직이 얻어지지 않아 충분한 노치 피로 강도(σWK/σB)가 얻어지지 않았다.
(실시예2)
다음으로, 실시예2에 의하여 본 발명을 더욱 상세하게 설명한다.
표1에 나타내는 화학 성분을 가지는 G, H의 2강을 표3에 나타내는 가열 온도로 재가열하고, 조압연 후에 이어지는 마무리 압연으로 1.5∼5.5mm의 판 두께로 한 후에 권취하였다. 또한 표3에 나타내는 바와 같이 몇 개에 대하여는 조압연 후에 충돌압 2.7MPa, 유량 0.001리터/cm2의 조건으로 디스케일링 링을 실시하였다.
제조조건의 상세를 표3에 나타낸다. 이 때,「SRT」는 슬라브 가열 온도, 「FT」는 최종 패스 마무리 압연온도,「압연율」은 Ar3변태점 온도 +100℃ 이하의 온도역에서의 압하율의 합계를 나타낸다. 단, 후에 냉연공정으로 압연을 하는 경우는 이와 같은 제한은 없기 때문에「―」로 하였다. 또「윤활」은 Ar3변태점 온도 +100℃ 이하의 온도역에서의 윤활의 유무를 나타내었다. 또한「CT」는 권취온도를 나타내고 있다. 단, 냉연강판의 경우는 제조 조건으로서 특별히 한정할 필요가 없기 때문에「―」로 하였다. 다음으로, 일부에 대하여는 열간압연후, 산세, 냉연, 열처리를 하였다. 판 두께는 0.7∼2.3mm이다.「냉연율」이란 합계 냉간압연율,「ST」는 열처리 온도, 「Time」은 열처리 시간이다. 또한, 상기 강판 중에 몇 개에 대하여는 아연 도금을 실시하였다.
이와 같이 하여 얻은 열연판 및 냉연판의 인장 시험은 상기와 동일한 방법으로 실시하였다.
표4에 항복 강도(σY), 인장 강도(σB), 파단신장(El) 및 항복비(YR), 강도-연성 밸런스(σB×El)를 나타낸다. 한편 버링 가공성(구멍 확장성)에 관하여는 일본 철강 연맹 규격 JFST 1001-1996 기재의 구멍 확장 시험방법에 따라서 평가하였다. 표4에 구멍 확장율(λ)을 나타낸다.
또한 마이크로 조직에 관해서도 표4에 나타낸다. 여기서, 기타란 펄라이트 및/또는 표4에 개별적으로 나타내는 페라이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트 이외의 조직이다. 강판의 마이크로 조직에 있어서, 페라이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트, 펄라이트, 마르텐사이트의 체적분율이란, 강판 판폭의 1/4W 또는 3/4W 위치로부터 잘라낸 시료를 압연방향 단면으로 연마하고, 나이탈 시약 및 특개평5-163590호 공보에 개시되어 있는 시약을 사용하여 에칭하고, 광학 현미경을 사용하여 200∼500배의 배율로 관찰된 판 두께의 l/4t에 있어서의 마이크로 조직 면적분율로 정의된다.
한편, 오스테나이트는 페라이트와 결정구조가 다르기 때문에 결정학적으로 용이하게 식별할 수 있다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 체적분율은 X선 회절법에 의하여도 실험적으로 구할 수 있다. 즉, Mo의 Kα선을 사용하여 오스테나이트와 페라이트의 반사면 강도의 차이로부터 다음 식을 사용하여 그 체적분율을 간편하게 구하는 방법이다.
Vγ=(2/3){100/(0.7×α(211)/γ(220)+1)}
+(1/3){100/(0.78×α(211)/γ(311)+1)}
단, α(211), γ(220)및 γ(311)은 각각 페라이트(α) 오스테나이트(γ)의 X선 반사면 강도이다. 잔류 오스테나이트의 체적분율은 광학 현미경 관찰 및 X선 회절법의 어떠한 방법을 써도 거의 일치된 값이 얻어지므로, 어떠한 측정값을 사용하여도 지장이 없다.
또한, 상기와 같은 방법에 따라서 X선 회절 강도의 측정, 피로 시험을 하였다.
또 피로 시험은 상기와 동일한 방법으로 실시하였다. 표4에 노치 피로한도(σWK), 노치 피로 한도비(σWK/σB)를 나타낸다.
본 발명으로 따르는 것은 강g-1, g-2, g-3, g-5, g-6, g-7, h-1, h-2, h-3의 9강이고, 소정 분량의 강 성분을 함유하고, 최표면으로부터 판 두께 방향으로 0.5mm 까지 임의 깊이에 있어서 판면의 {100}<011>∼{223}<110> 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 2 이상, 또한, {554}<225>, {111}<112> 및 {111}<110>의 3방위의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 4 이하, 또한 판 두께가 0.5mm 이상 12mm 이하이고, 또한, 체적분율 최대의 상을 베이나이트, 또는 페라이트 및 베이나이트의 복합 조직, 또는 체적분율 5% 이상 25% 이하의 잔류 오스테나이트를 포함하고, 나머지 부분이 주로 페라이트, 베이나이트로 이루어지는 복합 조직, 또는 체적분율 최대의 상을 페라이트로 하여, 제2상을 주로 마르텐사이트로 하는 복합조직임을 특징으로 하는 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박 강판이 얻어지고, 따라서, 본 발명의 방법에 의하여 평가한 종래 강의 피로 한도비 20∼30%에 대하여 유의 차가 인정된다.
상기 이외의 강은 다음과 같은 이유에 의하여 본 발명의 범위 외이다.
즉, 강g-4는 마무리 압연 종료 온도(FT) 및 Ar3변태점 온도 +100℃ 이하의 온도역에서의 합계 압하율이 본 발명의 범위 외이기 때문에, 본 발명이 목적으로 하는 집합 조직이 얻어지지 않아 충분한 노치 피로 강도(σWK/σB)가 얻어지지 않았다. 강g-8은 냉연율이 본 발명의 범위 외이기 때문에, 본 발명의 목적으로 하는 집합 조직을 얻어지지 않고 충분한 노치 피로 강도(σWK/σB)가 얻어지지 않았다. 강h-4는 마무리 압연 종료 온도(FT) 및 Ar3변태점 온도 +100℃ 이하의 온도역에서의 합계 압하율이 본 발명의 범위 외이기 때문에, 본 발명의 목적으로 하는 집합 조직이 얻어지지 않아 충분한 노치 피로 강도(σWK/σB)가 얻어지지 않았다.
[발명의 효과]
이상 상술한 바와 같이, 본 발명은 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판 및 그 제조방법에 관한 것이고, 이러한 박강판을 사용함으로써 타발가공부나 용접부 등의 응력 집중부에서의 피로 균열의 진전이 문제가 되는, 자동차 섀시 부품 등의 내구성이 요구되는 부재에서의 중요한 특성의 하나인 노치 피로 강도가 대폭 개선되는 것을 기대할 수 있기 때문에, 공업적 가치가 높은 발명이다.

Claims (24)

  1. 최표면에서 판 두께 방향으로 0.5mm까지의 임의의 깊이에 있어서 판면의{100}<011>∼{223}<110> 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 2 이상이고, 또한 {554}<225>, {111}<112> 및 {111}<110>의 3방위의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 4이하이고, 판 두께가 0.5mm 이상 12mm 이하임을 특징으로 하는 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 강판의 마이크로 조직이 체적분율 최대 상을 베이나이트 또는 페라이트 및 베이나이트의 복합 조직임을 특징으로 하는 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 강판의 마이크로 조직이 체적분율: 5% 이상 25% 이하의 잔류 오스테나이트를 포함하고, 나머지 부분이 주로 페라이트, 베이나이트로 이루어지는 복합조직인 것을 특징으로 하는 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 강판의 마이크로 조직이 체적분율 최대의 상을 페라이트로 하고, 제2상을 마르텐사이트로 하는 복합 조직으로 하는 것을 특징으로 하는 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판.
  5. 질량%로, C:0.01∼0.3%, Si:0.01∼2%, Mn:0.05∼3%, P:≤0.1%, S:≤0.01%, Al:0.005∼1%를 포함하고, 나머지 부분이 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강판으로서, 최표면에서 판 두께 방향으로 0.5mm까지의 임의의 깊이에 있어서 판면의 {100}<011>∼{223}<110> 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 2이상이고, 또한 {554}<225>, {111}<112> 및 {111}<110>의 3방위의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 4이하이며, 판 두께가 0.5mm 이상 12mm 이하 인 것을 특징으로 하는 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판.
  6. 제5항에 있어서,
    질량%로, 추가적으로 Cu:0.2∼2%, B:0.0002∼0.002%, Ni:0.1∼1%, Ca:0.0005∼0.002%, REM:0.0005∼0.02%, Ti:0.05∼0.5%, Nb:0.01∼0.5%, Mo:0.05∼1%, V:0.02∼0.2%, Cr:0.01∼1%, Zr:0.02∼0.2%의 1종 또는 2종 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판.
  7. 제5항 또는 제6항에 있어서,
    상기 강판의 마이크로 조직이, 1) 체적분율 최대의 상을 베이나이트, 또는 페라이트 및 베이나이트의 복합 조직, 2) 체적분율: 5% 이상 25% 이하의 잔류 오스테나이트를 포함하고, 나머지 부분이 주로 페라이트, 베이나이트로 이루어지는 복합 조직, 3) 체적분율 최대의 상을 페라이트로 하고, 제2상을 마르텐사이트로 하는 복합 조직 중 어느 하나의 조직임을 특징으로 하는 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판.
  8. 제1항 내지 제7항 중 어느 한 항에 기재된 자동차용 박강판에 아연 도금이 실시되어 있는 것을 특징으로 하는 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판.
  9. 질량%로, C:0.01∼0.3%, Si:0.01∼2%, Mn:0.05∼3%, P:≤0.1%, S:≤0.01%, Al:0.005∼1%를 포함하고, 나머지 부분이 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강편을 조압연한 후, 열간압연을 실시할 때, Ar3변태점 온도 +100℃ 이하의 온도역에서 강판 두께의 합계 압하율 25% 이상의 마무리 압연을 실시하고, 상기 강판의 최표면으로부터 판 두께 방향으로 0.5mm까지의 임의의 깊이에 있어서 판면의 {100}<011>∼{223}<110> 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 2 이상이고, 또한 {554}<225>, {111}<112> 및 {111}<110>의 3방위의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 4이하이고, 판 두께가 0.5mm 이상 12mm 이하인 것을 특징으로 하는 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판의 제조방법.
  10. 제9항에 있어서,
    상기 마무리 압연 후, 20℃/s 이상의 냉각 속도로 냉각하고, 450℃ 이상의 권취온도로 권취하는 것을 특징으로 하는 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판의 제조방법.
  11. 제9항에 있어서,
    상기 마무리 압연후, Ar1변태점 온도 이상 Ar3변태점 온도 이하의 온도역에서 1∼20초간 체류하고, 그 후, 20℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하고, 350℃ 초과, 450℃ 미만의 온도역의 권취온도로 권취하는 것을 특징으로 하는 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판의 제조방법.
  12. 제11항에 있어서,
    상기 냉각 후, 350℃ 이하의 권취온도로 권취하는 것을 특징으로 하는 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판의 제조방법.
  13. 제9항 내지 제12항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 열간압연에 있어서 윤활압연을 실시하는 것을 특징으로 하는 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판의 제조방법.
  14. 제9항 내지 제13항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 열간압연에 있어서 조압연 종료 후, 디스케일링을 실시하는 것을 특징으로 하는 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판의 제조방법.
  15. 질량%로, C:0.01∼0.3%, Si:0.01∼2%, Mn:0.05∼3%, P:≤0.1%, S:≤0.01%, Al:0.005∼1%를 포함하고, 나머지 부분 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강편을 조압연한 후, Ar3변태점 온도 +100℃ 이하의 온도역에서 강판 두께의 합계 압하율 25% 이상의 마무리 압연을 실시하고, 이어서 산세하고, 또한, 강판 두께 압하율 80% 미만의 냉간 압연후, 회복 온도 이상 Ac3변태점 온도 +100℃ 이하의 온도역에서 5∼150초간 유지하고, 냉각하는 공정의 회복 또는 재결정 어닐링을 실시하고, 상기 강판의 최표면으로부터 판 두께 방향으로 0.5mm까지의 임의의 깊이에 있어서 판면의 {100}<011>∼{223}<110> 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 2 이상이고, 또한 {554}<225>, {111}<112> 및 {111}<110>의 3방위의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 4 이하인 판 두께가 0.5mm 이상 12mm 이하인 것을 특징으로 하는 노치 피로강도가 우수한 자동차용 박강판의 제조방법.
  16. 제15항에 있어서,
    상기 냉간압연후, Ac1변태점 온도 이상 Ac3변태점 온도 +100℃ 이하의 온도역에서 5∼150초간 유지하고, 그 후 냉각하는 공정의 열처리를 하는 것을 특징으로 하는 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판의 제조방법.
  17. 제15항에 있어서,
    상기 온도역에서 5∼150초간 유지한 후, 20℃/s 이상의 냉각 속도로 350℃ 초과 450℃ 미만의 온도역까지 냉각하고, 그 후, 추가적으로 상기 온도역에서 5∼600초간 유지하고, 5℃/s 이상의 냉각 속도로 200℃ 이하의 온도역까지 냉각하는 공정의 열처리를 하는 것을 특징으로 하는 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판의 제조방법.
  18. 제15항에 있어서,
    상기 온도역에서 5∼150초간 유지한 후, 20℃/s 이상의 냉각 속도로 350℃ 이하의 온도역까지 냉각하는 공정의 열처리를 하는 것을 특징으로 하는 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판의 제조방법.
  19. 제11항 내지 제18항 중 어느 한 항에 기재된 강판에, 추가적으로, 질량%로, Cu:0.2∼2%, B:0.0002∼0.002%, Ni:0.1∼1%, Ca:0.0005∼0.002%, REM:0.0005∼0.02%, Ti:0.05∼0.5%, Nb:0.01∼0.5%, Mo:0.05∼1%, V:0.02∼0.2%, Cr:0.01∼1%, Zr:0.02∼0.2%의 1종류 또는 2종류 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판의 제조방법.
  20. 제10항 또는 제16항에 있어서,
    상기 강판의 마이크로 조직이 체적분율 최대의 상을 베이나이트 또는 페라이트 및 베이나이트의 복합 조직인 것을 특징으로 하는 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판의 제조방법.
  21. 제11항 또는 제17항에 있어서,
    상기 강판의 마이크로 조직이 체적분율: 5% 이상 25% 이하의 잔류 오스테나이트를 포함하고, 나머지 부분이 주로 페라이트, 베이나이트로 이루어지는 복합 조직인 것을 특징으로 하는 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판의 제조방법.
  22. 제12항 또는 제18항에 있어서,
    상기 강판의 마이크로 조직이 체적분율 최대의 상을 페라이트로 하고, 제2상을 마르텐사이트로 하는 복합조직임을 특징으로 하는 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판의 제조방법.
  23. 제9항 내지 제22항 중 어느 한 항에 기재된 열연강판 또는 회복 또는 재결정 어닐링판을 제조한 후, 추가적으로 아연 도금욕에 상기 강판을 침지하여 강판 표면에 아연 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판의 제조방법.
  24. 제23항에 있어서,
    상기 아연 도금후, 추가적으로 합금화 처리하는 것을 특징으로 하는 노치 피로 강도가 우수한 자동차용 박강판의 제조방법
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