KR20160012205A - 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법 - Google Patents

고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
KR20160012205A
KR20160012205A KR1020157036350A KR20157036350A KR20160012205A KR 20160012205 A KR20160012205 A KR 20160012205A KR 1020157036350 A KR1020157036350 A KR 1020157036350A KR 20157036350 A KR20157036350 A KR 20157036350A KR 20160012205 A KR20160012205 A KR 20160012205A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
less
steel sheet
martensite
temperature
ferrite
Prior art date
Application number
KR1020157036350A
Other languages
English (en)
Other versions
KR101778645B1 (ko
Inventor
카츠토시 다카시마
요시히코 오노
코헤이 하세가와
Original Assignee
제이에프이 스틸 가부시키가이샤
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 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 filed Critical 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Publication of KR20160012205A publication Critical patent/KR20160012205A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR101778645B1 publication Critical patent/KR101778645B1/ko

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/84—Controlled slow cooling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

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

Abstract

신장과 신장 플랜지성이 우수하고, 고항복비를 갖는 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법을 제공한다. 질량％로, C: 0.15∼0.27％, Si: 0.8∼2.4％, Mn: 2.3∼3.5％, P: 0.08％ 이하, S: 0.005％ 이하, Al: 0.01∼0.08％, N: 0.010％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 페라이트의 평균 결정 입경이 5㎛ 이하, 페라이트의 체적분율이 3∼20％, 잔류 오스테나이트의 체적분율이 5∼20％, 마르텐사이트의 체적분율이 5∼20％이며, 잔부에 베이나이트 및/또는 템퍼링 마르텐사이트를 포함하고, 또한, 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면(斷面) 내 2000㎛2당에 있어서의 결정 입경이 2㎛ 이하의 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트, 또는 이들의 혼합상의 합계의 개수가 150개 이상인 마이크로 조직을 갖는 고강도 냉연 강판.

Description

고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법{HIGH-STRENGTH COLD-ROLLED STEEL SHEET AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}
본 발명은, 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이며, 특히 자동차 등의 구조 부품의 부재의 용도에 적합한 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.
최근, 환경 문제의 고조로부터 CO2 배출 규제가 엄격화되고 있어, 자동차 분야에 있어서는, 차체의 경량화에 따른 연비 향상이 큰 과제가 되고 있다. 이 때문에, 자동차용 부품으로의 고강도 강판의 적용에 의한 박육화가 진행되고 있다. 특히, 인장 강도(TS)가 1180㎫ 이상의 고강도 강판의 자동차용 부품으로의 적용이 진행되고 있다.
자동차의 구조용 부재나 보강용 부재와 같은 자동차용 부품에 사용되는 고강도 강판에는, 성형성이 우수한 것이 요구된다. 특히, 복잡한 형상을 갖는 부품에 이용되는 고강도 강판에는, 신장 혹은 신장 플랜지성(구멍 확장성이라고도 함)과 같은 특성의 어느 하나가 우수할 뿐만 아니라, 그 양방이 우수한 것이 요구된다. 또한, 상기 구조용 부재나 보강용 부재 등의 자동차용 부품에는, 우수한 충돌 흡수 에너지 특성이 요구되고 있다. 충돌 흡수 에너지 특성을 향상시키기 위해서는, 사용하는 강판의 항복비를 높이는 것이 유효하다. 항복비가 높은 강판을 이용한 자동차용 부품은, 낮은 변형량이라도 효율좋게 충돌 에너지를 흡수하는 것이 가능해진다. 또한, 여기에서 항복비(YR)란, 인장 강도(TS)에 대한 항복 응력(YS)의 비를 나타내는 값이며, YR＝YS/TS로 구해진다.
종래, 고강도와 성형성을 겸비한 고강도 박강판으로서, 페라이트·마르텐사이트 조직의 듀얼 페이즈강(DP강)이 알려져 있다. 주상(primary phase)을 페라이트로 하여, 마르텐사이트를 분산시킨 복합 조직강인 DP강은, 저항복비로 TS도 높고, 신장도 우수하다. 그러나, 변형시에 페라이트와 마르텐사이트의 계면에 응력이 집중함으로써 크랙이 발생하기 쉽고, 신장 플랜지성이 뒤떨어진다는 결점을 갖고 있었다. 그래서 신장 플랜지성도 우수한 DP강으로서, 특허문헌 1에서는, 템퍼링 마르텐사이트와 페라이트로 이루어지는 2상 조직을 갖고, 템퍼링 마르텐사이트의 경도와 그 면적률, 템퍼링 마르텐사이트 중의 시멘타이트 입자의 분포 상태를 규정함으로써, 신장과 신장 플랜지성의 균형을 확보하면서, TS 1180㎫ 이상의 고강도화를 도모하는 기술이 개시되어 있다.
또한, 고강도와 우수한 연성을 겸비한 강판으로서, 잔류 오스테나이트의 변태 유기 소성(TRansformation Induced Plasticity)을 이용한 TRIP 강판을 들 수 있다. 이 TRIP 강판은, 잔류 오스테나이트를 함유한 강판 조직을 갖고 있고, 마르텐사이트 변태 개시 온도 이상의 온도에서 가공 변형시키면, 응력에 의해 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 유기 변태하여 큰 신장이 얻어진다. 그러나, 이 TRIP 강판은, 펀칭 가공시에 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태함으로써, 페라이트와의 계면에 크랙이 발생하여, 구멍 확장성(신장 플랜지성)이 뒤떨어진다는 문제점이 있었다. 그래서, 신장 플랜지성도 우수한 TRIP 강판으로서, 특허문헌 2에서는, 잔류 오스테나이트: 적어도 5％, 베이니틱·페라이트: 적어도 60％, 폴리고날·페라이트: 20％ 이하(0％ 포함함)를 충족하는 강 조직을 갖는, 신장 및 신장 플랜지성이 우수한 TS가 980㎫ 이상의 고강도를 달성한 저항복비 고강도 냉연 강판이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 3에는, 페라이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트의 면적률을 규제한, 마르텐사이트의 면적률이 50％ 이상인 조직을 갖고, 마르텐사이트의 경도 분포가 제어된, TS가 980㎫ 이상의 우수한 신장 및 신장 플랜지성을 갖는 고강도 강판이 개시되어 있다.
일본공개특허공보 2011-052295호 일본공개특허공보 2005-240178호 일본공개특허공보 2011-047034호
그러나, 일반적으로, DP강과 같이 마르텐사이트 변태를 이용한 강에서는, 마르텐사이트 변태시에 페라이트 중에 가동 전위가 도입되기 때문에 저항복비가 되어, 충돌 흡수 에너지 특성이 낮아져 버린다. 또한, 특허문헌 1의 강판에서는, 성형성, 특히 신장이 불충분했다. 또한, 특허문헌 2의 강판은, 980㎫ 이상의 고강도는 달성하고 있기는 하지만, 1180㎫ 이상이라는 고강도 영역에서 신장과 신장 플랜지성을 높인 것은 아니다. 또한, 특허문헌 3의 강판에서는, 신장과 신장 플랜지성이 불충분했다.
상기한 바와 같이, 1180㎫ 이상의 고강도 강판에 있어서, 우수한 충돌 흡수 에너지 특성을 얻을 수 있도록 고항복비를 유지하면서, 우수한 신장 및 신장 플랜지성을 확보하는 것은 곤란했다. 그래서, 이들 특성을 겸비한 강판의 개발이 요망되고 있었다.
본 발명은, 이러한 사정을 감안하여 이루어진 것이며, 신장 및 신장 플랜지성이 우수하고, 고항복비를 갖는 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 예의 검토를 거듭한 결과, 페라이트, 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트의 강판 조직의 체적분율을 특정의 비율로 제어하고, 또한, 페라이트의 평균 입경, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 또는 이들의 혼합상의 크기와 수를 제어함으로써, 고항복비를 확보하면서, 높은 신장에 더하여 우수한 신장 플랜지성을 아울러 얻을 수 있는 것을 발견했다. 본 발명은, 상기의 인식에 입각하는 것이다.
우선, 본 발명자들은, 강판의 마이크로 조직과, 상기한 바와 같은 인장 강도, 항복비, 신장, 신장 플랜지성과 같은 특성과의 관계에 대해서 검토하여, 이하와 같이 고찰했다.
a) 강판 조직 중에 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트가 존재한 경우, 구멍 확장 시험에 있어서, 펀칭 가공시에 페라이트와의 계면에 보이드가 발생하고, 그 후의 구멍 확장 과정에서 보이드끼리가 연결, 진전함으로써, 균열이 발생한다. 이 때문에, 양호한 신장 플랜지성을 확보하는 것이 곤란해진다.
b) 전위 밀도가 높은 베이나이트나 템퍼링 마르텐사이트를 강판 조직 내에 함유시킴으로써, 항복 강도가 상승하기 때문에, 고항복비를 얻는 것이 가능하고, 또한, 신장 플랜지성을 양호하게 할 수 있다. 그러나, 이 경우, 신장이 저하된다.
c) 신장을 향상하기 위해서는, 연질인 페라이트나 잔류 오스테나이트를 함유하는 것이 유효하다. 그러나, 인장 강도나 신장 플랜지성이 저하된다.
그래서, 발명자들은 더욱 예의 검토를 거듭하여, 강 중에 Si를 적량 첨가함으로써 페라이트를 고용 강화하고, 추가로 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트, 또는 이들의 혼합상의 결정 입경을 미세화하여 강 중에 분산시킴으로써, 펀칭 가공시에 발생하는 보이드의 수를 억제할 수 있고, 신장이나 항복비를 확보하면서, 구멍 확장성(신장 플랜지성)을 향상할 수 있다는 인식을 얻었다.
상기 인식에 기초하여, 검토를 거듭한 결과, Si 함유량을 질량％로 0.8∼2.4％의 범위로 하고, 소정의 조건으로 2회의 어닐링을 행함으로써, 페라이트, 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트의 체적분율을 제어하고, 추가로 결정 입경이 2㎛ 이하의 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 또는 이들의 혼합상을 강 중에 미세하게 분산시킬 수 있어, 고항복비를 확보하면서, 신장과 구멍 확장성을 향상시키는 것이 가능하다는 것을 발견했다.
본 발명은 상기 인식에 기초하는 것이며, 본 발명의 요지는 이하와 같다.
[1] 질량％로, C: 0.15∼0.27％, Si: 0.8∼2.4％, Mn: 2.3∼3.5％, P: 0.08％ 이하, S: 0.005％ 이하, Al: 0.01∼0.08％, N: 0.010％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 페라이트의 평균 결정 입경이 5㎛ 이하, 페라이트의 체적분율이 3∼20％, 잔류 오스테나이트의 체적분율이 5∼20％, 마르텐사이트의 체적분율이 5∼20％이며, 잔부에 베이나이트 및/또는 템퍼링 마르텐사이트를 포함하고, 또한, 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면(斷面) 내 2000㎛2당에 있어서의 결정 입경이 2㎛ 이하의 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트, 또는 이들의 혼합상의 합계의 개수가 150개 이상인 마이크로 조직을 갖는 고강도 냉연 강판.
[2] 추가로, 질량％로, V: 0.10％ 이하, Nb: 0.10％ 이하, Ti: 0.10％ 이하로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 상기 [1]에 기재된 고강도 냉연 강판.
[3] 추가로, 질량％로, B: 0.0050％ 이하를 함유하는 상기 [1] 또는 [2]에 기재된 고강도 냉연 강판.
[4] 추가로, 질량％로, Cr: 0.50％ 이하, Mo: 0.50％ 이하, Cu: 0.50％ 이하, Ni: 0.50％ 이하로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 상기 [1] 내지 [3] 중 어느 하나에 기재된 고강도 냉연 강판.
[5] 추가로, 질량％로, Ca: 0.0050％ 이하, REM: 0.0050％ 이하로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 상기 [1] 내지 [4] 중 어느 하나에 기재된 고강도 냉연 강판.
[6] 상기 [1] 내지 [5] 중 어느 것에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 준비하고, 상기 강 슬래브에 열간 압연, 산세(pickling), 냉간 압연을 행하여 냉연 강판을 제조하고, 상기 냉연 강판을 800℃ 이상의 제1 균열(soaking) 온도로 30초 이상 보존유지하고, 제1 균열 온도에서 3℃/s 이상의 제1 평균 냉각 속도로 320∼500℃까지 냉각하고, 320∼500℃의 제1 보존유지 온도영역에서 30초 이상 보존유지한 후 실온까지 냉각하는 제1 어닐링을 행하고, 그 후, 3∼30℃/s의 평균 가열 속도로 750℃ 이상의 제2 균열 온도까지 가열하여 30초 이상 보존유지하고, 제2 균열 온도에서 3℃/s 이상의 제2 평균 냉각 속도로 120∼320℃까지 냉각하고, 이어서 320∼500℃의 제2 보존유지 온도영역으로 가열하여 30초 이상 보존유지한 후, 실온까지 냉각하는 제2 어닐링을 행하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 강판의 성분 조성 및 마이크로 조직을 제어함으로써, 고강도이고, 고항복비를 갖고, 신장과 신장 플랜지성이 모두 우수한 고강도 냉연 강판을 안정적으로 얻을 수 있다.
(발명을 실시하기 위한 형태)
우선, 본 발명의 고강도 냉연 강판의 성분 조성의 한정 이유를 설명한다. 또한, 본 명세서에 있어서, 강의 성분 조성의 「％」표시는, 질량％를 의미한다.
C: 0.15∼0.27％
C는 강판의 고강도화에 유효한 원소이며, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트와 같은 제2상의 형성에 관여하여 고강도화에 기여한다. C량이 0.15％ 미만에서는, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트를 확보하는 것이 곤란해진다. 이 때문에, C량은 0.15％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는, 0.16％ 이상이다. 한편, C량이 0.27％를 초과하면, 페라이트, 템퍼링 마르텐사이트, 마르텐사이트의 경도차가 커지기 때문에, 신장 플랜지성이 저하된다. 이 때문에, C량은 0.27％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는, 0.25％ 이하이다.
Si: 0.8∼2.4％
Si는 페라이트 생성 원소이며, 고용 강화에 유효한 원소이기도 하다. 본 발명에 있어서, 페라이트를 확보하고, 높은 인장 강도와 우수한 신장을 얻기 위해서는, Si량은 0.8％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는, 1.2％ 이상이다. 한편, Si량이 2.4％를 초과하면, 화성 처리성이 저하된다. 이 때문에, Si량은 2.4％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 2.1％ 이하이다.
Mn: 2.3∼3.5％
Mn은 고용 강화에 유효한 원소이며, 또한, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트와 같은 제2상의 형성에 관여하고, 고강도화에 기여하는 원소이다. 또한, 오스테나이트를 안정화시키는 원소이며, 제2상의 분율을 제어하는 데에 있어서 필요한 원소이다. 이들의 효과를 얻기 위해서는, Mn량은 2.3％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Mn량이 3.5％를 초과하면, 마르텐사이트의 체적율이 지나치게 커져, 신장 플랜지성이 저하된다. 이 때문에, Mn량은 3.5％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는, Mn량은 3.3％ 이하이다.
P: 0.08％ 이하
P는 고용 강화에 의해 고강도화에 기여한다. 그러나, 과잉하게 첨가된 경우에는, 입계로의 편석이 현저해져 입계를 취화시키고, 또한, 용접성을 저하시킨다. 그 때문에, P의 함유량은 0.08％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.05％ 이하이다.
S: 0.005％ 이하
본 발명에 있어서, S량이 0.005％를 초과하여 많아지면, MnS 등의 황화물이 많이 생성되어, 신장 플랜지성이 저하된다. 이 때문에, S량은 0.005％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.0045％ 이하이다. 또한, S의 함유량에는 특별히 하한은 없다. 또한, S량을 최대한 저감시키려면 제강 비용의 상승을 수반하기 때문에, S 함유량은 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Al: 0.01∼0.08％
Al은 탈산에 필요한 원소이며, 이 효과를 얻기 위해서는 0.01％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, 0.08％를 초과하여 함유해도 효과가 포화되기 때문에, 0.08％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.05％ 이하이다.
N: 0.010％ 이하
N은 조대한 질화물을 형성하여, 굽힘성이나 신장 플랜지성을 열화시키는 경향이 있다. N량이 0.010％를 초과하면 이 경향이 현저해지기 때문에, N량은 0.010％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는, 0.0050％ 이하이며, N 함유량은 낮게 하는 것이 바람직하다.
또한, 본 발명에서는, 이하의 이유에 의해, 상기의 성분에 더하여 추가로, V: 0.10％ 이하, Nb: 0.10％ 이하, Ti: 0.10％ 이하로부터 선택되는 1종 이상이나, B: 0.0050％ 이하나, Cr: 0.50％ 이하, Mo: 0.50％ 이하, Cu: 0.50％ 이하, Ni: 0.50％ 이하로부터 선택되는 1종 이상이나, Ca: 0.0050％ 이하, REM: 0.0050％ 이하로부터 선택되는 1종 이상을 개별적으로 혹은 동시에 첨가해도 좋다.
V: 0.10％ 이하
V는 미세한 탄질화물을 형성함으로써, 강도 상승에 기여한다. 이러한 작용을 얻기 위해서는, V의 함유량은 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 0.10％를 초과하여 다량의 V를 첨가해도, 강도 상승 효과는 작고, 게다가, 합금 비용의 증가도 초래해 버린다. 따라서, V의 함유량은 0.10％ 이하로 한다.
Nb: 0.10％ 이하
Nb도 V와 동일하게, 미세한 탄질화물을 형성함으로써, 강도 상승에 기여하기 때문에, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Nb의 함유량은 0.005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 0.10％를 초과하여 다량으로 Nb를 첨가하면, 신장이 현저하게 저하되기 때문에, Nb의 함유량은 0.10％ 이하로 한다.
Ti: 0.10％ 이하
Ti도 V와 동일하게, 미세한 탄질화물을 형성함으로써, 강도 상승에 기여하기 때문에, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Ti의 함유량은 0.005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 0.10％를 초과하여 다량으로 Ti를 첨가하면, 신장이 현저하게 저하되기 때문에, Ti의 함유량은 0.10％ 이하로 한다.
B: 0.0050％ 이하
B는 퀀칭성을 향상하는 원소이며, 제2상을 생성함으로써 고강도화에 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, B의 함유량은 0.0003％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, B함유량이 0.0050％를 초과해도, 효과가 포화된다. 이 때문에, B의 함유량은 0.0050％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0040％ 이하이다.
Cr: 0.50％ 이하
Cr은 제2상을 생성함으로써 고강도화에 기여하는 원소이며, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이 효과를 발휘시키기 위해서는, Cr의 함유량은 0.10％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Cr의 함유량이 0.50％를 초과하면, 과잉하게 마르텐사이트가 생성되기 때문에, Cr의 함유량은 0.50％ 이하로 한다.
Mo: 0.50％ 이하
Mo는 Cr과 동일하게 제2상을 생성함으로써 고강도화에 기여하는 원소이다. 또한, Mo는 추가로 일부 탄화물을 생성하여 고강도화에 기여하는 원소이기도 하며, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이들 효과를 발휘시키기 위해서는, Mo의 함유량은 0.05％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Mo의 함유량이 0.50％를 초과해도 그 효과가 포화되기 때문에, Mo의 함유량은 0.50％ 이하로 한다.
Cu: 0.50％ 이하
Cu도 Cr과 동일하게 제2상을 생성함으로써 고강도화에 기여하는 원소이다. 또한, Cu는 추가로 고용 강화에 의해 고강도화에 기여하는 원소이기도 하며, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이들의 효과를 발휘하기 위해서는, Cu의 함유량은 0.05％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Cu의 함유량이 0.50％를 초과해도 그 효과가 포화되고, 또한 Cu에 기인하는 표면 결함이 발생하기 쉬워지기 때문에, Cu의 함유량은 0.50％ 이하로 한다.
Ni: 0.50％ 이하
Ni도 Cu와 동일하게, 제2상을 생성함으로써 고강도화에 기여하고, 또한, 고용 강화에 의해 고강도화에 기여하는 원소이며, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이 효과를 발휘시키기 위해서는 Ni는 0.05％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 또한, Cu와 동시에 첨가하면, Cu 기인의 표면 결함을 억제하는 효과가 있기 때문에, Cu 첨가시에 특히 유효하다. 한편, Ni의 함유량이 0.50％를 초과해도, 그 효과가 포화되기 때문에, Ni의 함유량은 0.50％ 이하로 한다.
Ca: 0.0050％ 이하
Ca는, 황화물의 형상을 구상화하여, 신장 플랜지성으로의 황화물의 악영향의 개선에 기여하는 원소이며, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이 효과를 발휘하기 위해서는 Ca의 함유량을 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Ca의 함유량이 0.0050％를 초과해도, 그 효과가 포화되기 때문에, Ca의 함유량은 0.0050％ 이하로 한다.
REM: 0.0050％ 이하
REM도 Ca와 동일하게, 황화물의 형상을 구상화(spheroidizing)하여, 신장 플랜지성으로의 황화물의 악영향의 개선에 기여하는 원소이며, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이 효과를 발휘하기 위해서는 REM의 함유량을 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, REM의 함유량이 0.0050％를 초과해도, 그 효과가 포화되기 때문에, REM의 함유량은 0.0050％ 이하로 한다.
상기한 성분 조성 이외의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다. 불가피적 불순물로서는, 예를 들면, Sb, Sn, Zn, Co 등을 들 수 있고, 이들 불가피적 불순물의 허용 범위로서는, Sb: 0.01％ 이하, Sn: 0.1％ 이하, Zn: 0.01％ 이하, Co: 0.1％ 이하이다. 또한, 본 발명에서는, Ta, Mg, Zr을 통상의 강 조성의 범위 내에서 함유해도, 그 효과는 상실되지 않는다.
다음으로, 본 발명의 고강도 냉연 강판의 마이크로 조직에 대해서 상세하게 설명한다.
페라이트의 평균 결정 입경: 5㎛ 이하, 페라이트 체적분율: 3∼20％
페라이트의 평균 입경이 5㎛를 초과하면, 구멍 확장시의 펀칭 단면(端面)에 생성한 보이드가 구멍 확장 중에 연결되기 쉬워진다는 바와 같이, 펀칭 단면에 생성한 보이드가 신장 플랜지 가공시 연결되기 쉬워져, 양호한 신장 플랜지성이 얻어지지 않는다. 이 때문에, 페라이트의 평균 입경은 5㎛ 이하로 한다. 또한, 페라이트의 체적분율이 3％ 미만에서는, 연질인 페라이트가 적기 때문에 양호한 신장을 확보할 수 없다. 그 때문에, 페라이트의 체적분율은 3％ 이상으로 한다. 바람직하게는 5％ 이상이다. 한편, 페라이트의 체적분율이 20％를 초과하면, 경질인 제2상이 많이 존재하게 되어, 연질인 페라이트와의 경도차가 큰 개소가 많이 존재하고, 신장 플랜지성이 저하된다. 또한, 1180㎫ 이상의 인장 강도의 확보도 곤란하다. 그 때문에 페라이트의 체적분율은 20％ 이하로 한다. 바람직하게는 15％ 이하이다.
잔류 오스테나이트의 체적분율: 5∼20％
충분한 신장을 확보하기 위해, 잔류 오스테나이트의 체적분율은 5％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 8％ 이상이다. 한편, 잔류 오스테나이트의 체적분율이 20％를 초과하면, 신장 플랜지성이 저하된다. 이 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적분율은 20％ 이하로 한다.
마르텐사이트의 체적분율: 5∼20％
소망하는 인장 강도를 확보하기 위해, 마르텐사이트의 체적분율은 5％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 양호한 신장 플랜지성을 확보하기 위해, 경질인 조직인 마르텐사이트의 체적분율은 20％ 이하로 할 필요가 있다. 또한, 여기에서 말하는 마르텐사이트란, 2회째의 어닐링시에 320∼500℃의 제2 보존유지 온도영역에서의 보존유지 후도 미변태인 오스테나이트가, 실온까지 냉각했을 때에 생성하는 마르텐사이트를 말한다.
결정 입경이 2㎛ 이하의 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트, 또는 이들의 혼합상의 합계의 개수: 150개 이상
소망하는 인장 강도를 확보한 후에, 양호한 신장 플랜지성을 확보하려면, 상기 잔류 오스테나이트, 상기 마르텐사이트 중, 결정 입경이 2㎛ 이하의 미세한 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트를 많이 존재시키는 것이 유리하다. 또한, 이들 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트는, 강판의 판두께 단면에 있어서의 미세 조직의 조직 관찰에 있어서, 이들의 혼합상의 형태로 관찰되는 경우도 있다. 소망하는 신장 플랜지성을 확보하기 위해서는, 강판 단면 내, 구체적으로는, 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면 내의 2000㎛2당에 있어서의, 결정 입경이 2㎛ 이하의 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트, 또는 이들의 혼합상의 합계의 개수를 150개 이상으로 할 필요가 있다. 결정 입경이 2㎛ 초과에서는, 구멍 확장 등의 신장 플랜지 가공시에 보이드가 연결되기 쉬워지기 때문에, 결정 입경은 2㎛ 이하로 한다. 또한, 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면 내 2000㎛2 당의 개수가 합계로 150개 미만에서는 인장 강도의 확보가 곤란해진다. 바람직하게는 180개 이상이다. 한편, 450개를 초과하면, 구멍 확장 등의 신장 플랜지 가공시에 보이드가 연결되기 쉬워지기 때문에, 바람직하게는 450개 이하이다.
잔부 조직: 베이나이트 및/또는 템퍼링 마르텐사이트를 포함하는 조직
본 발명의 고강도 냉연 강판은, 양호한 신장 플랜지성이나 고항복비를 확보하기 위해, 베이나이트 및/또는 템퍼링 마르텐사이트를 함유하고 있는 것이 필요하다. 베이나이트의 체적분율은 20∼50％, 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율은 15∼50％로 하는 것이 바람직하다. 또한, 여기에서 말하는 베이나이트상의 체적분율이란, 관찰면에 차지하는 베이니틱·페라이트(전위 밀도가 높은 페라이트)의 체적 비율을 말하는 것이며, 템퍼링 마르텐사이트란, 2회째의 어닐링시의 냉각 정지 온도까지의 냉각 중에 미변태의 오스테나이트가 일부 마르텐사이트 변태하여, 320∼500℃의 제2 보존유지 온도영역에서 보존유지되었을 때에 템퍼링되는 마르텐사이트를 말한다.
또한, 상기한 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트 이외에, 펄라이트, 구상 시멘타이트 등의 1종 혹은 2종 이상이 생성되는 경우가 있기는 하지만, 상기의 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트의 체적분율, 상기의 페라이트의 평균 입경, 잔류 오스테나이트 또는 마르텐사이트, 또는 이들의 혼합상의 강판의 판두께 단면 내에 있어서 관찰되는 미세 결정 입경 및 개수가 상기 범위를 만족하고, 잔부에 베이나이트 및/또는 템퍼링 마르텐사이트를 포함하는 조직을 갖고 있으면, 본 발명의 목적을 달성할 수 있다. 또한, 상기한 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트 이외의 조직의 체적분율은, 합계로 5％ 이하가 바람직하다.
다음으로, 본 발명의 고강도 냉연 강판의 제조법(일 실시 형태)에 대해서 설명한다.
본 발명의 고강도 냉연 강판은, 예를 들면, 상기한 성분 조성을 갖는 강 슬래브에, 열간 압연, 산세, 냉간 압연을 행한 후, 800℃ 이상의 온도영역까지 가열하고, 800℃ 이상의 제1 균열 온도로 30초 이상 보존유지한 후, 제1 균열 온도에서 3℃/s 이상의 제1 평균 냉각 속도로 320∼500℃의 제1 보존유지 온도영역까지 냉각하고, 320∼500℃의 제1 보존유지 온도영역에서 30초 이상 보존유지한 후, 실온까지 냉각하는 제1 어닐링을 행하고, 그 후, 3∼30℃/s의 평균 가열 속도로 750℃ 이상의 온도영역까지 가열하고, 750℃ 이상의 제2 균열 온도로 30초 이상 보존유지한 후, 제2 균열 온도에서 3℃/s 이상의 제2 평균 냉각 속도로 120∼320℃의 냉각 정지 온도까지 냉각하고, 이어서 320∼500℃의 제2 보존유지 온도영역까지 가열하고, 320∼500℃의 제2 보존유지 온도영역에서 30초 이상 보존유지한 후, 실온까지 냉각하는 제2 어닐링을 행함으로써 제조할 수 있다.
본 발명의 제조 방법은, 2회의 어닐링을 행하는 어닐링 공정에, 큰 특징을 갖는다. 어닐링 공정은, 재결정을 진행시킴과 함께, 고강도화를 위해 강판 조직에 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트나 마르텐사이트를 형성하기 위해 실시한다. 여기에서, 본 발명에서는, 강판 조직에 있어서의 마르텐사이트나 잔류 오스테나이트의 결정립을 미세화시키기 위해, 2회의 어닐링을 행한다. 우선, 1회째의 어닐링 중의 냉각 도중에 미변태의 오스테나이트를 베이나이트 변태시켜, 마르텐사이트나 미세한 잔류 오스테나이트를 많이 잔존시킨다. 그러나, 이 1회의 어닐링 공정만으로는 마르텐사이트 입경이 크기 때문에, 양호한 신장 플랜지성을 확보하는 것이 곤란하다. 그래서, 마르텐사이트 입경을 미세화하기 위해, 제2회째의 어닐링을 행한다. 이에 따라, 제1회째의 어닐링으로 생성한 마르텐사이트나 잔류 오스테나이트가, 제2회째의 어닐링 중에 생성하는 오스테나이트의 핵이 되고, 어닐링 중에도 미세한 상을 보존유지하는 것이 가능하다. 즉, 제1회째의 어닐링으로 베이나이트나 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트를 어느 정도 균질화된 강판 조직으로 하고, 제2회째의 어닐링으로 추가로 마르텐사이트나 잔류 오스테나이트가 균일 미세 분산한 조직으로 하는 것이 가능하다. 제2회째의 어닐링에서는 템퍼링 마르텐사이트를 생성하기 위해, 일단, 과도하게 냉각한 후에 재가열을 행한다. 이와 같이 함으로써, 신장을 열화시키는 일 없이, 신장 플랜지성을 향상시키는 것이 가능하다. 이하 어닐링 조건의 한정 이유에 대해서 설명한다.
1) 제1회째의 어닐링
ㆍ제1 균열 온도: 800℃ 이상, 보존유지 시간: 30초 이상
제1회째의 어닐링에서는, 페라이트와 오스테나이트의 2상영역 또는 오스테나이트 단상영역인 온도영역에서 균열한다. 제1회째의 어닐링의 균열 온도인 제1 균열 온도가 800℃ 미만에서는 1회째의 어닐링 후의 베이나이트가 적기 때문에, 2회째의 어닐링 후에 생성하는 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 또는 그 혼합상의 입경이 커져, 신장 플랜지성이 저하된다. 그 때문에, 제1 균열 온도의 하한은 800℃로 한다. 바람직하게는 850℃ 이상이다. 또한, 결정립 조대화를 억제하는 점에서, 제1 균열 온도의 상한은 920℃가 바람직하다. 또한, 상기의 제1 균열 온도에 있어서, 재결정의 진행 및 일부 또는 모두 오스테나이트 변태시키기 위해, 제1 균열 온도로 보존유지하는 시간(제1 균열 시간이라고도 함)은 30초 이상으로 할 필요가 있다. 상한은 특별히 한정되지 않는다. 또한, 600초 이하가 바람직하다.
ㆍ제1 평균 냉각 속도: 3℃/s 이상으로 320∼500℃(제1 보존유지 온도영역)까지 냉각
상기한 제1 균열 온도에서 제1 보존유지 온도영역인 320∼500℃의 온도영역까지의 냉각은, 베이나이트를 확보하는 데에 중요하다. 제1 균열 온도에서 320∼500℃의 온도영역까지의 평균 냉각 속도가 3℃/s 미만이 되면, 강판 조직 중에 페라이트, 펄라이트나 구상 시멘타이트가 많이 생성되어, 베이나이트를 갖는 조직으로 하는 것이 곤란해진다. 이 때문에, 제1 균열 온도로부터의 평균 냉각 속도를 3℃/s 이상으로 할 필요가 있다. 제1 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 규정은 하지 않는다. 또한, 소망하는 강판 조직을 얻기 위해, 45℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.
제1 균열 온도로부터의 냉각의 냉각 정지 온도가 320℃ 미만에서는, 냉각시에 괴상 마르텐사이트가 과잉하게 생성되기 때문에, 제2회째의 어닐링으로 마르텐사이트를 미세 균일화로 하는 것이 곤란하여, 신장 플랜지성이 저하된다. 한편, 당해 냉각 정지 온도가 500℃를 초과하면, 펄라이트가 과잉하게 증가되어, 제2회째의 어닐링에서도 마르텐사이트나 잔류 오스테나이트 등을 미세 균일화하는 것이 곤란해져 신장 플랜지성이 저하된다. 이 때문에, 제1 균열 온도에서 320∼500℃의 제1 보존유지 온도영역까지 냉각한다. 바람직하게는 냉각 정지의 온도영역은 350∼450℃이다.
ㆍ320∼500℃의 제1 보존유지 온도영역에서 30초 이상 보존유지
상기 제1 냉각 속도로의 냉각을 정지한 후, 320∼500℃의 온도영역인 제1 보존유지 온도영역에서 보존유지하여, 미변태의 오스테나이트를 베이나이트 변태시켜, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트를 생성한다. 냉각 후의 보존유지 온도가 500℃를 초과하면, 제1회째의 어닐링 후의 강판 조직에 펄라이트가 과잉하게 생성되고, 또한, 320℃ 미만에서는 마르텐사이트가 과잉하게 생성되기 때문에, 제2회째의 어닐링 후에 미세한 마르텐사이트나 잔류 오스테나이트 등을 얻을 수 없다. 또한, 제1 보존유지 온도영역에서의 보존유지 시간이 30초 미만에서는, 미변태의 오스테나이트가 많기 때문에, 1회째의 어닐링 후의 강판 조직에 괴상의 마르텐사이트가 많이 생성되어, 제2회째의 어닐링 후에 마르텐사이트 등을 미세 균일화할 수 없다. 이 때문에, 320∼500℃의 제1 보존유지 온도영역에서 30초 이상 보존유지한다. 또한, 보존유지 시간의 상한은 특별히 한정되지 않고, 2000초 이하가 바람직하다. 또한, 제1 보존유지 온도영역에서의 보존유지 후는, 실온까지 냉각한다.
2) 제2회째의 어닐링
ㆍ3∼30℃/s의 평균 가열 속도로 750℃ 이상의 제2 균열 온도로 가열
제2회째의 어닐링에 있어서, 재결정에 의해 생성되는 페라이트나 오스테나이트의 핵의 생성 속도를, 생성한 립의 신장 속도보다도 빠르게 함으로써, 어닐링 후의 결정립을 미세화한다. 제2회째의 어닐링에 있어서의 균열 온도까지의 평균 가열 속도가 30℃/s를 초과하여 커지면, 재결정이 진행하기 어려워지기 때문에, 평균 가열 속도의 상한은 30℃/s로 한다. 또한, 평균 가열 속도가 3℃/s 미만에서는, 페라이트립이 조대화되어 소정의 평균 입경이 얻어지지 않는다. 이 때문에, 평균 가열 속도는 3℃/s 이상으로 할 필요가 있다. 또한, 평균 가열 속도는, 결정립을 미세화하는 점에서 7∼20℃/s인 것이 바람직하다.
ㆍ균열 온도(제2 균열 온도): 750℃ 이상, 보존유지 시간: 30초 이상
제2회째의 어닐링에 있어서의 균열 온도인 제2 균열 온도가 750℃ 미만에서는, 오스테나이트의 생성이 적기 때문에, 마르텐사이트나 잔류 오스테나이트의 체적분율을 충분히 확보할 수 없다. 이 때문에, 제2 균열 온도는 750℃ 이상으로 한다. 또한, 제2 균열 온도의 상한은, 특별히 규정하는 것이 아니고, 미세한 마르텐사이트나 잔류 오스테나이트 등을 얻기 위해, 900℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 제2 균열 온도로 보존유지하는 시간(제2 균열 시간이라고도 함)이 30초 미만에서는, Mn 등의 원소가 오스테나이트 중에 충분히 농화하지 않기 때문에, 냉각 중에 미변태의 오스테나이트가 조대화하여, 신장 플랜지성이 저하된다. 이 때문에, 제2 균열 온도로 30초 이상 보존유지한다. 또한, 보존유지 시간의 상한은 특별히 한정되지 않고, 1500초 이하가 바람직하다.
ㆍ3℃/s 이상의 제2 평균 냉각 속도로 120∼320℃까지 냉각
상기한 제2 균열 온도에서, 일단 마르텐사이트 변태 개시 온도 이하까지 냉각하여, 마르텐사이트를 형성한다. 제2 균열 온도로부터의 냉각의 냉각 정지 온도가 120℃ 미만에서는, 냉각시에 마르텐사이트가 과잉하게 생성되어 미변태의 오스테나이트가 감소하고, 최종적으로 얻어지는 강판에 있어서, 베이나이트나 잔류 오스테나이트가 감소하기 때문에, 양호한 신장을 확보할 수 없다. 한편, 제2 균열 온도로부터의 냉각의 냉각 정지 온도가 320℃ 초과에서는, 최종적으로 얻어지는 강판에 있어서 템퍼링 마르텐사이트가 감소하여, 양호한 신장 플랜지성을 확보할 수 없다. 이 때문에, 제2 균열 온도로부터의 냉각의 냉각 정지 온도는 120∼320℃로 한다. 바람직하게는 150∼300℃이다. 또한, 제2 균열 온도에서 상기한 냉각 정지 온도까지의 냉각시의 평균 냉각 속도가 3℃/s 미만이면, 최종적으로 얻어지는 강판 조직 중에, 펄라이트나 구상 시멘타이트가 과잉하게 생성된다. 이 때문에, 제2 균열 온도에서 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도는 3℃/s 이상으로 한다. 또한, 당해 냉각 속도의 상한은, 특별히 규정은 하지 않고, 소망하는 강판 조직을 얻기 위해, 40℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.
ㆍ320∼500℃의 제2 보존유지 온도영역에서 30초 이상 보존유지
상기한 120∼320℃의 냉각 정지 온도까지의 냉각시에 생성한 마르텐사이트를 템퍼링함과 함께, 미변태의 오스테나이트를 베이나이트 변태시켜 베이나이트 및 잔류 오스테나이트를 강판 조직 중에 생성시키기 위해, 제2 균열 온도로부터의 냉각 후에, 재차 가열하여, 320∼500℃의 온도영역인 제2 보존유지 온도영역에서 30초 이상 보존유지한다. 제2 보존유지 온도영역이 320℃ 미만에서는, 마르텐사이트의 템퍼링이 불충분해지기 때문에 양호한 신장 플랜지성을 확보하는 것이 곤란해진다. 또한, 500℃ 초과에서는 펄라이트가 과잉하게 생성되기 때문에, 신장이 저하된다. 그 때문에, 제2 보존유지 온도영역은 320∼500℃로 한다. 또한, 제2 보존유지 온도영역에서의 보존유지 시간이 30초 미만에서는, 베이나이트 변태가 충분히 진행되지 않기 때문에, 미변태의 오스테나이트가 많이 남아, 최종적으로 마르텐사이트가 과잉하게 생성되어 버려, 신장 플랜지성이 저하된다. 그 때문에, 제2 보존유지 온도영역에서의 보존유지 시간은 30초 이상으로 한다. 또한, 상한은 특별히 한정되지 않고, 2000초 이하가 바람직하다. 또한, 제2 보존유지 온도영역에서의 보존유지 후는, 실온까지 냉각한다.
본 발명의 고강도 냉연 강판은, 상기한 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 열간 압연 공정에서 조압연 및 마무리 압연을 행하여 열연 강판으로 하고, 그 후, 산세 공정에서 열연 강판 표층의 스케일을 제거한 후, 냉간 압연을 행하고, 이어서 상기한 바와 같이 2회의 어닐링을 행하는 어닐링 공정을 행하여 제조된다.
본 발명에 있어서 사용하는 강 슬래브는, 성분의 매크로 편석을 방지하기 위해 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하다. 또한, 조괴법, 박 슬래브 주조법에 의해서도 가능하다.
열간 압연 공정에서, 주조 후의 강 슬래브를 재가열하는 일 없이, 또는 바람직하게는 1100℃ 이상으로 재가열하여, 조압연, 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 행하여 열연 강판으로 하고, 권취한다. 본 발명에서는, 슬래브를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각하고, 그 후 재차 가열하는 종래법에 더하여, 냉각하지 않고, 온편(溫片)인 채로 가열로에 장입하거나, 혹은 보열을 행한 후에 즉시 열간 압연하거나, 혹은 주조 후 그대로 압연하는 직송 압연·직접 압연 등의 에너지 절약 프로세스도 문제없이 적용할 수 있다.
슬래브를 가열할 때의 가열 온도는, 1100℃ 미만이 되면 압연 부하가 증대하여, 생산성이 저하된다. 한편, 1300℃를 초과하면 가열 비용이 증대하기 때문에, 1100∼1300℃가 바람직하다.
또한, 열간 압연의 마무리 압연에 있어서의 마무리 압연 종료 온도가 오스테나이트 단상영역의 온도를 하회하면, 강판 내의 조직의 불균일성 및 재질의 이방성이 커져, 어닐링 후의 신장 및 신장 플랜지성이 열화되기 쉬워진다. 이 때문에, 마무리 압연 종료 온도는 오스테나이트 단상영역의 온도로 하여, 오스테나이트 단상영역에서 열간 압연을 종료하는 것이 바람직하고, 마무리 압연 종료 온도는 830℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 마무리 압연 종료 온도가 950℃ 초과에서는, 열연 강판의 강 조직이 조대하게 되어, 어닐링 후의 특성이 저하되기 때문에, 마무리 압연 종료 온도는 950℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 즉, 열간 압연에 있어서의 마무리 압연 종료 온도는 830∼950℃로 하는 것이 바람직하다.
상기의 열간 압연에 의해 얻은 열연 강판은, 냉각 후, 권취한다. 열간 압연 후의 냉각 방법은 특별히 한정은 없다. 또한, 권취 온도에 있어서도 특별히 한정하는 것은 아니다. 또한, 권취 온도가 700℃ 초과에서는 조대한 펄라이트가 현저하게 형성되기 때문에 어닐링 후의 성형성에 영향을 미치는 점에서, 권취 온도의 상한은 700℃가 바람직하다. 더욱 바람직하게는 650℃ 이하이다. 권취 온도의 하한도 특별히 한정은 하지 않는다. 그러나, 지나치게 저온이 되면, 경질인 베이나이트나 마르텐사이트가 과잉하게 생성되어, 냉간 압연 부하가 증대하기 때문에, 400℃ 이상이 바람직하다.
상기한 열간 압연 공정 후, 산세 공정으로 산세를 행하여, 열연 강판 표층의 스케일을 제거하는 것이 바람직하다. 산세 공정은 특별히 한정되지 않고, 상법에 따라 실시하면 좋다. 이어서, 산세 후의 열연 강판을, 냉간 압연하여 소정의 판두께의 냉연판으로 하는 냉간 압연 공정을 행한다. 냉간 압연의 조건은 특별히 한정되지 않고 상법으로 실시하면 좋다. 또한, 냉간 압연 부하를 저하하기 위하여, 냉간 압연 공정 전에 중간 어닐링을 행해도 좋다. 중간 어닐링의 시간·온도는 특별히 한정되는 것은 아니다. 예를 들면 코일 상태로 배치 어닐링을 행하는 경우는, 450∼800℃에서, 10분∼50시간 어닐링하는 것이 바람직하다.
냉간 압연 공정 후, 상기한 바와 같이 2회의 어닐링을 행하는 어닐링 공정을 행하여, 고강도 냉연 강판으로 한다. 또한, 어닐링 공정의 후에 조질 압연을 실시해도 좋다. 조질 압연을 실시할 때의 신장률의 바람직한 범위는 0.1∼2.0％이다.
또한, 본 발명의 범위 내이면, 상기한 어닐링 공정 중 또는 어닐링 공정의 후에, 용융 아연 도금을 행하여 용융 아연 도금 강판으로 해도 좋고, 또한, 용융 아연 도금 후에 합금화 처리를 행하여 합금화 용융 아연 도금 강판으로 해도 좋다. 또한 본 냉연 강판을 전기 도금하여, 전기 도금 강판으로 해도 좋다.
실시예 1
이하, 본 발명의 실시예를 설명한다. 단, 본 발명은, 당연히 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것이 아니며, 본 발명의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당하게 변경을 더하여 실시하는 것도 가능하고, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.
표 1에 나타내는 화학 성분(성분 조성)의 강을 용제하여 주조하고, 슬래브를 제조하여, 슬래브 가열 온도: 1200℃, 마무리 압연 종료 온도: 900℃의 조건으로 열간 압연을 행하여, 판두께: 3.2㎜의 열연 강판으로 한 후, 100℃/s의 냉각 속도로 550℃까지 냉각하고, 그 후, 20℃/s의 냉각 속도로 냉각하여, 470℃의 권취 온도로 권취하여 상당 처리를 행했다. 이어서, 얻어진 열연 강판을 산세한 후, 냉간 압연을 행하여, 냉연판(판두께: 1.4㎜)을 제조했다. 그 후, 얻어진 냉연판을 표 2에 나타내는 제1 균열 온도까지 가열하고, 제1 균열 온도로 제1 균열 시간 보존유지하여 어닐링한 후, 표 2에 나타내는 제1 평균 냉각 속도(냉속 1)로 제1 보존유지 온도까지 냉각하고, 표 2에 나타내는 제1 보존유지 시간 보존유지한 후, 실온까지 냉각했다. 또한, 표 2에 나타내는 제1 보존유지 시간은, 제1 보존유지 온도영역에서의 보존유지 시간이다. 그 후, 표 2에 나타내는 평균 가열 속도로 가열하고, 제2 균열 온도까지 가열하여, 제2 균열 온도로 제2 균열 시간 보존유지한 후, 표 2에 나타내는 제2 평균 냉각 속도(냉속 2)로 냉각 정지 온도까지 냉각하고, 그 후, 표 2에 나타내는 제2 보존유지 온도로 가열하고, 표 2에 나타내는 시간(제2 보존유지 시간) 보존유지한 후, 실온까지 냉각했다. 또한, 표 2에 나타내는 제2 보존유지 시간은, 제2 보존유지 온도영역에서의 보존유지 시간이다.
이와 같이 하여 제조한 강판에 대해서, 이하와 같이 각 특성을 평가했다. 결과를 표 3에 나타낸다.
[인장 특성]
제조한 강판으로부터, JIS 5호 인장 시험편을 압연 직각 방향이 길이 방향(인장 방향)이 되도록 채취하고, 인장 시험(JIS Z2241(1998))에 의해, 항복 응력(YS), 인장 강도(TS), 전체 신장(EL)을 측정함과 함께, 항복비(YR)를 구했다.
[신장 플랜지성]
제조한 강판으로부터 채취한 시험편에 대해서, 일본 철강 연맹 규격(JFS T1001(1996))에 준거하여, 클리어런스 12.5％로, 10㎜φ의 구멍을 펀칭하여, 휜 부분이 다이측이 되도록 시험기에 세트한 후, 60°의 원추 펀치로 성형함으로써 구멍 확장률(λ)을 측정했다. λ(％)가, 40％ 이상을 갖는 것을 양호한 신장 플랜지성을 갖는 강판으로 했다.
[강판 조직]
강판의 페라이트, 마르텐사이트의 체적분율은, 강판의 압연 방향으로 평행한 판두께 단면을 연마 후, 3％ 나이탈로 부식하고, SEM(주사형 전자 현미경)을 이용하여 2000배, 5000배의 배율로 관찰하고, Media Cybernetics사의 Image-Pro를 이용하여 구했다. 구체적으로는, 포인트 카운트법(ASTM E562-83(1988)에 준거)에 의해, 면적률을 측정하고, 그 면적률을 체적분율로 했다. 페라이트의 평균 결정 입경은, 전술의 Image-Pro를 이용하여, 강판 조직 사진으로부터, 미리 각각의 페라이트 결정립을 식별해 둔 사진을 취입함으로써 페라이트의 면적이 산출 가능하고, 그 원상당 직경을 산출하여, 그들의 값을 평균하여 구했다. 잔류 오스테나이트의 체적분율은, 강판을 판두께 방향의 1/4면까지 연마하고, 이 판두께 1/4면의 회절 X선 강도에 의해 구했다. Mo의 Kα선을 선원으로 하여, 가속 전압 50keV로, X선 회절법(장치: Rigaku사 제조 RINT2200)에 의해, 철의 페라이트의 {200}면, {211}면, {220}면과, 오스테나이트의 {200}면, {220}면, {311}면의 X선 회절선의 적분 강도를 측정하고, 이들의 측정값을 이용하여, 「X선 회절 핸드북」(2000년) 이학 전기 주식회사, p.26, 62-64에 기재된 계산식으로부터 잔류 오스테나이트의 체적분율을 구했다.
결정 입경이 2㎛ 이하의 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트, 또는 이들의 혼합상의 개수는, SEM(주사형 전자 현미경)을 이용하여 5000배의 배율로 관찰하고, 2000㎛2의 부분에서 콘트라스트가 흰 부분 그리고 2㎛ 이하의 상을 카운트함으로써 구했다.
또한, SEM(주사형 전자 현미경), TEM(투과형 전자 현미경), FE-SEM(전계 방출형 주사 전자 현미경)에 의해 강판 조직을 관찰하고, 페라이트, 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트 이외의 강 조직의 종류를 결정했다.
표 3에 나타내는 결과로부터, 본 발명예는 모두 페라이트의 체적분율이 3∼20％, 페라이트의 평균 입경이 5㎛ 이하이며, 잔류 오스테나이트를 체적분율로 5∼20％, 마르텐사이트를 체적분율로 5∼20％, 잔부가 베이나이트 및/또는 템퍼링 마르텐사이트를 포함하는 복합 조직을 갖고, 또한, 압연 방향에 평행한 판두께 단면 내에서 관찰되는 결정 입경이 2㎛ 이하의 잔류 오스테나이트 또는 마르텐사이트, 또는 이들의 혼합상이 2000㎛2 당 150개 이상이었다. 본 발명예는, 모두 1180㎫ 이상의 인장 강도와, 75％ 이상의 항복비를 확보하면서, 17.5％ 이상의 신장과 40％ 이상의 구멍 확장률이 얻어지고 있다. 한편, 비교예는, 강 성분이나 강판 조직이 본 발명 범위를 만족하지 않고, 그 결과, 인장 강도, 항복비, 신장, 신장 플랜지성 중 적어도 1개의 특성이 뒤떨어진다.
Figure pct00001
Figure pct00002
Figure pct00003

Claims (6)

  1. 질량％로, C: 0.15∼0.27％, Si: 0.8∼2.4％, Mn: 2.3∼3.5％, P: 0.08％ 이하, S: 0.005％ 이하, Al: 0.01∼0.08％, N: 0.010％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 페라이트의 평균 결정 입경이 5㎛ 이하, 페라이트의 체적분율이 3∼20％, 잔류 오스테나이트의 체적분율이 5∼20％, 마르텐사이트의 체적분율이 5∼20％이며, 잔부에 베이나이트 및/또는 템퍼링 마르텐사이트를 포함하고, 또한, 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면(斷面) 내 2000㎛2당에 있어서의 결정 입경이 2㎛ 이하의 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트, 또는 이들의 혼합상의 합계의 개수가 150개 이상인 마이크로 조직을 갖는 고강도 냉연 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    추가로, 질량％로, V: 0.10％ 이하, Nb: 0.10％ 이하, Ti: 0.10％ 이하로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 고강도 냉연 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    추가로, 질량％로, B: 0.0050％ 이하를 함유하는 고강도 냉연 강판.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
    추가로, 질량％로, Cr: 0.50％ 이하, Mo: 0.50％ 이하, Cu: 0.50％ 이하, Ni: 0.50％ 이하로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 고강도 냉연 강판.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
    추가로, 질량％로, Ca: 0.0050％ 이하, REM: 0.0050％ 이하로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 고강도 냉연 강판.
  6. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 준비하고, 상기 강 슬래브에 열간 압연, 산세, 냉간 압연을 행하여 냉연 강판을 제조하고, 상기 냉연 강판을 800℃ 이상의 제1 균열 온도로 30초 이상 보존유지하고, 제1 균열 온도에서 3℃/s 이상의 제1 평균 냉각 속도로 320∼500℃까지 냉각하고, 320∼500℃의 제1 보존유지 온도영역에서 30초 이상 보존유지한 후 실온까지 냉각하는 제1 어닐링을 행하고, 그 후, 3∼30℃/s의 평균 가열 속도로 750℃ 이상의 제2 균열 온도까지 가열하여 30초 이상 보존유지하고, 제2 균열 온도에서 3℃/s 이상의 제2 평균 냉각 속도로 120∼320℃까지 냉각하고, 이어서 320∼500℃의 제2 보존유지 온도영역으로 가열하여 30초 이상 보존유지한 후, 실온까지 냉각하는 제2 어닐링을 행하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
KR1020157036350A 2013-08-09 2014-07-18 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법 KR101778645B1 (ko)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JPJP-P-2013-165772 2013-08-09
JP2013165772A JP5821912B2 (ja) 2013-08-09 2013-08-09 高強度冷延鋼板およびその製造方法
PCT/JP2014/003826 WO2015019558A1 (ja) 2013-08-09 2014-07-18 高強度冷延鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20160012205A true KR20160012205A (ko) 2016-02-02
KR101778645B1 KR101778645B1 (ko) 2017-09-14

Family

ID=52460920

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020157036350A KR101778645B1 (ko) 2013-08-09 2014-07-18 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법

Country Status (7)

Country Link
US (1) US10077486B2 (ko)
EP (1) EP3009527B1 (ko)
JP (1) JP5821912B2 (ko)
KR (1) KR101778645B1 (ko)
CN (1) CN105492643B (ko)
MX (1) MX2016001723A (ko)
WO (1) WO2015019558A1 (ko)

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20180099867A (ko) * 2016-02-10 2018-09-05 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR20180102165A (ko) * 2016-02-18 2018-09-14 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 냉연 강판
KR20180104014A (ko) * 2016-02-18 2018-09-19 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 냉연 강판
KR20190044105A (ko) * 2016-08-31 2019-04-29 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그의 제조 방법
KR20190045277A (ko) * 2016-08-31 2019-05-02 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그의 제조 방법
KR20190107089A (ko) * 2017-02-13 2019-09-18 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그의 제조 방법
KR20190125407A (ko) * 2017-04-05 2019-11-06 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법
KR20200064122A (ko) * 2017-11-10 2020-06-05 아르셀러미탈 냉간 압연된 강판 및 이의 제조 방법
KR20200083519A (ko) * 2017-11-29 2020-07-08 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법

Families Citing this family (43)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2015200012A (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
WO2015151427A1 (ja) * 2014-03-31 2015-10-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
US10435762B2 (en) * 2014-03-31 2019-10-08 Jfe Steel Corporation High-yield-ratio high-strength cold-rolled steel sheet and method of producing the same
KR101594670B1 (ko) * 2014-05-13 2016-02-17 주식회사 포스코 연성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
WO2016046582A1 (en) * 2014-09-22 2016-03-31 Arcelormittal Bumper-reinforcing system for motor vehicle
EP3187613B1 (en) 2014-12-12 2019-09-04 JFE Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet and method for producing same
US10876181B2 (en) 2015-02-24 2020-12-29 Nippon Steel Corporation Cold-rolled steel sheet and method of manufacturing same
US20180127856A1 (en) * 2015-02-27 2018-05-10 Jfe Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing the same
KR101999910B1 (ko) * 2015-03-27 2019-07-12 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법
TWI606123B (zh) 2015-05-07 2017-11-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp High-strength steel plate and its manufacturing method
CN108431268B (zh) 2015-12-23 2020-12-18 Posco公司 延展性、孔加工性和表面处理特性优异的高强度冷轧钢板、热浸镀锌钢板及其制造方法
WO2017138384A1 (ja) * 2016-02-10 2017-08-17 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
CN109072381B (zh) * 2016-04-14 2020-12-15 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
US11560606B2 (en) 2016-05-10 2023-01-24 United States Steel Corporation Methods of producing continuously cast hot rolled high strength steel sheet products
KR102557715B1 (ko) * 2016-05-10 2023-07-20 유나이테드 스테이츠 스틸 코포레이션 고강도 철강 제품 및 이의 제조를 위한 소둔 공정
US11993823B2 (en) 2016-05-10 2024-05-28 United States Steel Corporation High strength annealed steel products and annealing processes for making the same
KR101798771B1 (ko) 2016-06-21 2017-11-17 주식회사 포스코 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
JP6460296B2 (ja) * 2016-11-25 2019-01-30 新日鐵住金株式会社 焼き入れ成形品の製造方法、熱間プレス用鋼材の製造方法、及び熱間プレス用鋼材
PT3360981T (pt) * 2017-02-10 2020-10-08 Outokumpu Oy Aço para fabrico de um componente por moldação a quente e utilização do componente
JP6604351B2 (ja) * 2017-03-27 2019-11-13 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼材の安定性の評価方法
JP6860420B2 (ja) * 2017-05-24 2021-04-14 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
JP6849536B2 (ja) * 2017-05-31 2021-03-24 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
WO2019092483A1 (en) 2017-11-10 2019-05-16 Arcelormittal Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
WO2019092482A1 (en) * 2017-11-10 2019-05-16 Arcelormittal Cold rolled heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
US11208705B2 (en) * 2017-11-15 2021-12-28 Nippon Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet
KR102418275B1 (ko) * 2017-12-26 2022-07-07 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법
MX2020008637A (es) * 2018-03-30 2020-09-21 Nippon Steel Corp Lamina de acero.
CN112313352B (zh) * 2018-06-29 2023-06-27 东洋钢钣株式会社 热轧钢板、高强度冷轧钢板及它们的制造方法
JP6697728B1 (ja) * 2018-10-04 2020-05-27 日本製鉄株式会社 冷延鋼板
WO2020229877A1 (en) * 2019-05-15 2020-11-19 Arcelormittal A cold rolled martensitic steel and a method for it's manufacture
KR102653635B1 (ko) * 2019-06-28 2024-04-03 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강판
EP4043594B1 (en) * 2019-10-11 2024-05-22 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet, shock-absorbing member, and method for producing high-strength steel sheet
MX2022004359A (es) * 2019-10-11 2022-05-03 Jfe Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia, elemento de absorcion de impactos y metodo para fabricar la lamina de acero de alta resistencia.
CN110777297B (zh) * 2019-10-12 2022-07-05 河钢股份有限公司 一种高扩孔性高拉延性高强度钢板及其制造方法
KR102285523B1 (ko) * 2019-11-20 2021-08-03 현대제철 주식회사 고강도 및 고성형성을 가지는 강판 및 그 제조방법
EP4079911A4 (en) * 2019-12-18 2022-12-28 POSCO Holdings Inc. HOT ROLLED STEEL SHEET WITH EXCELLENT STAMPING PROPERTIES AND UNIFORMITY AND ITS PRODUCTION PROCESS
CN113718168B (zh) * 2020-05-25 2022-07-19 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度冷轧钢板及其制造方法
CN113802051A (zh) * 2020-06-11 2021-12-17 宝山钢铁股份有限公司 一种塑性优异的超高强度钢及其制造方法
EP4259838A1 (en) 2020-12-08 2023-10-18 ArcelorMittal Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
CN113403548B (zh) * 2021-05-21 2022-08-16 鞍钢股份有限公司 冷冲压用1470MPa级高扩孔钢板及其制备方法
WO2024200321A1 (en) 2023-03-24 2024-10-03 Voestalpine Stahl Gmbh A high strength steel strip or sheet, and a method for producing the same
WO2024200323A1 (en) 2023-03-24 2024-10-03 Voestalpine Stahl Gmbh A high strength steel strip or sheet, and a method for producing the same
WO2024200322A1 (en) 2023-03-24 2024-10-03 Voestalpine Stahl Gmbh A high strength steel strip or sheet, and a method for producing the same

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3424619B2 (ja) * 1999-09-16 2003-07-07 住友金属工業株式会社 高張力冷延鋼板及びその製造方法
TWI290177B (en) * 2001-08-24 2007-11-21 Nippon Steel Corp A steel sheet excellent in workability and method for producing the same
AU2003211764A1 (en) 2002-03-18 2003-09-29 Kawasaki Steel Corporation Process for producing high tensile hot-dip zinc-coated steel sheet of excellent ductility and antifatigue properties
JP4411221B2 (ja) 2004-01-28 2010-02-10 株式会社神戸製鋼所 伸び及び伸びフランジ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板およびめっき鋼板並びにその製造方法
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
JP5206244B2 (ja) * 2008-09-02 2013-06-12 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板
JP5703608B2 (ja) 2009-07-30 2015-04-22 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5363922B2 (ja) 2009-09-03 2013-12-11 株式会社神戸製鋼所 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板
JP5883211B2 (ja) 2010-01-29 2016-03-09 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5136609B2 (ja) * 2010-07-29 2013-02-06 Ｊｆｅスチール株式会社 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
JP5659929B2 (ja) 2011-04-11 2015-01-28 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板及びその製造方法
JP5825206B2 (ja) * 2011-07-06 2015-12-02 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板の製造方法
CN103827335B (zh) * 2011-09-30 2015-10-21 新日铁住金株式会社 镀锌钢板及其制造方法
RU2566131C1 (ru) 2011-09-30 2015-10-20 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Гальванизированный горячим способом стальной лист и способ его изготовления
JP5324002B1 (ja) 2011-09-30 2013-10-23 積水フーラー株式会社 床構造用接着剤及び床構造
CN103857819B (zh) 2011-10-04 2016-01-13 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
WO2013089095A1 (ja) 2011-12-15 2013-06-20 株式会社神戸製鋼所 強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法

Cited By (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20180099867A (ko) * 2016-02-10 2018-09-05 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법
US11739392B2 (en) 2016-02-10 2023-08-29 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing the same
US11008635B2 (en) 2016-02-18 2021-05-18 Jfe Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet
KR20180102165A (ko) * 2016-02-18 2018-09-14 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 냉연 강판
KR20180104014A (ko) * 2016-02-18 2018-09-19 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 냉연 강판
US11085099B2 (en) 2016-02-18 2021-08-10 Jfe Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet
KR20190044105A (ko) * 2016-08-31 2019-04-29 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그의 제조 방법
KR20190045277A (ko) * 2016-08-31 2019-05-02 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그의 제조 방법
KR20190107089A (ko) * 2017-02-13 2019-09-18 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그의 제조 방법
KR20190125407A (ko) * 2017-04-05 2019-11-06 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법
KR20200064122A (ko) * 2017-11-10 2020-06-05 아르셀러미탈 냉간 압연된 강판 및 이의 제조 방법
KR20200083519A (ko) * 2017-11-29 2020-07-08 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법
US11408059B2 (en) 2017-11-29 2022-08-09 Jfe Steel Corporation High-strength galvanized steel sheet and method for manufacturing same

Also Published As

Publication number Publication date
WO2015019558A1 (ja) 2015-02-12
CN105492643A (zh) 2016-04-13
JP5821912B2 (ja) 2015-11-24
KR101778645B1 (ko) 2017-09-14
EP3009527A1 (en) 2016-04-20
CN105492643B (zh) 2018-04-10
EP3009527A4 (en) 2016-07-06
MX2016001723A (es) 2016-06-02
US10077486B2 (en) 2018-09-18
US20160177414A1 (en) 2016-06-23
EP3009527B1 (en) 2019-02-13
JP2015034327A (ja) 2015-02-19

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101778645B1 (ko) 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법
KR101912512B1 (ko) 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법
KR101778643B1 (ko) 고항복비 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법
KR102016432B1 (ko) 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법
KR101569977B1 (ko) 가공성이 우수한 고항복비를 갖는 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법
JP5888471B1 (ja) 高降伏比高強度冷延鋼板及びその製造方法
KR102000854B1 (ko) 고강도 냉연 강판 및 그 제조방법
KR101716727B1 (ko) 저항복비 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법
KR20180124075A (ko) 고강도 강판 및 그의 제조 방법
JP5994356B2 (ja) 形状凍結性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
KR101626233B1 (ko) 고항복비 고강도 냉연 강판과 그 제조 방법
KR20200101980A (ko) 고강도 냉연강판, 고강도 도금강판 및 그것들의 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