KR20170131606A - 가공성 및 충돌 특성이 우수한 인장 강도 980MPa 이상의 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법 - Google Patents

가공성 및 충돌 특성이 우수한 인장 강도 980MPa 이상의 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법 Download PDF

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Abstract

인장 강도 980MPa 이상의 고강도 냉연 강판으로서, 연성 및 신장 플랜지성으로 평가되는 가공성이 양호하고, 게다가 충돌 특성이 우수한 고강도 냉연 강판, 및 그의 제조 방법을 제공한다. 판 두께의 1/4 위치에 있어서의 금속 조직이 하기 (1)∼(4)를 만족하는 고강도 냉연 강판.
(1) 페라이트의 면적률이 0% 이상 10% 이하이고, 잔부는 담금질 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하고, 베이니틱 페라이트, 베이나이트 및 템퍼링 마텐자이트로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종으로 이루어지는 경질상이다.
(2) 잔류 오스테나이트의 체적률 Vγ가 5% 이상 30% 이하이다.
(3) 담금질 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트가 복합된 MA 조직의 면적률 VMA가 3% 이상 25% 이하이고, 상기 MA 조직의 평균 원 상당 직경이 2.0μm 이하이다.
(4) 상기 잔류 오스테나이트의 체적률 Vγ에 대한 상기 MA 조직의 면적률 VMA의 비 VMA/Vγ가 0.50∼1.50이다.

Description

가공성 및 충돌 특성이 우수한 인장 강도 980MPa 이상의 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법
본 발명은 가공성 및 충돌 특성이 우수한 인장 강도 980MPa 이상의 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다. 상세하게는, 상기 고강도 냉연 강판, 상기 고강도 냉연 강판의 표면에 전기 아연도금층을 형성한 고강도 전기 아연도금 강판, 상기 고강도 냉연 강판의 표면에 용융 아연도금층을 형성한 고강도 용융 아연도금 강판, 상기 고강도 냉연 강판의 표면에 합금화 용융 아연도금층을 형성한 고강도 합금화 용융 아연도금 강판 및 이들의 제조 방법에 관한 것이다.
자동차나 수송기 등의 저연비화를 실현하기 위해서, 자동차나 수송기 등을 경량화할 것이 요망되고 있다. 경량화하기 위해서는, 예를 들면 고강도 강판을 이용하여 판 두께를 얇게 하는 것이 유효하다. 그러나, 강판을 고강도화하면 연성 및 신장 플랜지성이 열화되기 때문에, 제품 형상으로의 가공성이 나빠진다.
또한, 자동차용 강 부품에는, 내식성의 관점에서, 표면에 전기 아연도금(이하, EG로 표기하는 경우가 있다), 용융 아연도금(이하, GI로 표기하는 경우가 있다), 합금화 용융 아연도금(이하, GA로 표기하는 경우가 있다) 등의 아연도금을 실시한 강판(이하, 아연도금 강판이라고 총칭하는 경우가 있다)이 이용되는 경우가 많다. 이들 아연도금 강판에 있어서도 상기 고강도 강판과 마찬가지로 강도화 및 가공성이 요구된다.
예를 들면, 특허문헌 1에는, 페라이트 중에 마텐자이트나 잔류 오스테나이트가 혼재된 금속 조직을 갖고, 그 복합 조직 강화에 의해 인장 강도 TS가 490∼880MPa이 되는 프레스 가공성이 좋은 합금화 용융 아연도금을 실시한 강판이 개시되어 있다.
또한, 특허문헌 2에는, 강판 조직이, 체적 분율로 10∼50%의 페라이트상과, 10∼50%의 템퍼링 마텐자이트상과, 잔부 경질상으로 이루어지고, 해당 강판 조직에 있어서의 평균 결정 입경이 10μm 이하인 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판이 개시되어 있다.
그런데, 자동차용 강 부품에는, 자동차가 충돌했을 때의 충격을 효율 좋게 흡수하는 충돌 특성이 우수할 것도 요구되고 있다. 충돌 특성을 개선하는 기술로서는, 예를 들면, 특허문헌 3이 알려져 있다. 특허문헌 3에는, 590MPa급의 강판 수준의 정동비(靜動比)와 900MPa 이상의 인장 최대 강도의 양립이 가능한, 충돌 흡수 에너지가 우수한 인장 최대 강도 900MPa 이상의 고강도 아연도금 강판 및 그의 제조 방법이 개시되어 있다. 이 제조 방법은 아연도금을 실시한 후, 냉각하고, 조도(Ra) 3.0 이하의 롤을 이용하여 압연을 행하는 데에 특징이 있다.
일본 특허 제3527092호 공보 일본 특허 제5021108호 공보 일본 특허 제5487916호 공보
상기 특허문헌 1, 2에 기재된 기술에 의하면, 강판의 가공성을 개선할 수 있다. 그러나, 충돌 특성에 대해서는 아무것도 고려되어 있지 않다. 이에 비해, 상기 특허문헌 3에 기재된 기술에 의하면, 강판의 충돌 특성을 개선할 수 있다. 그러나, 연성 및 신장 플랜지성으로 평가되는 가공성에 대해서는 아무것도 고려되어 있지 않다.
본 발명은 상기와 같은 사정에 주목하여 이루어진 것으로, 그 목적은, 인장 강도 980MPa 이상의 고강도 냉연 강판으로서, 연성 및 신장 플랜지성으로 평가되는 가공성이 양호하고, 게다가 충돌 특성이 우수한 고강도 냉연 강판을 제공하는 것에 있다. 또한, 본 발명의 다른 목적은, 상기 고강도 냉연 강판의 표면에 전기 아연도금층을 갖는 고강도 전기 아연도금 강판, 상기 고강도 냉연 강판의 표면에 용융 아연도금층을 갖는 고강도 용융 아연도금 강판, 및 상기 고강도 냉연 강판의 표면에 합금화 용융 아연도금층을 갖는 고강도 합금화 용융 아연도금 강판을 제공하는 것에 있다. 또한, 본 발명의 다른 목적은, 상기 특성을 겸비한 고강도 냉연 강판, 고강도 용융 아연도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연도금 강판의 제조 방법을 제공하는 것에 있다.
상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명에 따른 인장 강도 980MPa 이상의 고강도 냉연 강판이란, 질량%로, C: 0.10% 이상 0.5% 이하, Si: 1.0% 이상 3% 이하, Mn: 1.5% 이상 7% 이하, P: 0% 초과 0.1% 이하, S: 0% 초과 0.05% 이하, Al: 0.005% 이상 1% 이하, N: 0% 초과 0.01% 이하, 및 O: 0% 초과 0.01% 이하를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 강판이다. 그리고, 판 두께의 1/4 위치에 있어서의 금속 조직이 하기 (1)∼(4)를 만족하는 점에 요지를 갖는다. 한편, MA란, Martensite-Austenite Constituent의 약어이다.
(1) 금속 조직을 주사형 전자 현미경으로 관찰했을 때에, 금속 조직 전체에 대해서, 페라이트의 면적률이 0% 이상 10% 이하이고, 잔부는 담금질 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하고, 베이니틱 페라이트, 베이나이트 및 템퍼링 마텐자이트로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종으로 이루어지는 경질상이다.
(2) 금속 조직을 X선 회절법으로 측정했을 때에, 금속 조직 전체에 대해서, 잔류 오스테나이트의 체적률 Vγ가 5% 이상 30% 이하이다.
(3) 금속 조직을 광학 현미경으로 관찰했을 때에, 금속 조직 전체에 대해서, 담금질 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트가 복합된 MA 조직의 면적률 VMA가 3% 이상 25% 이하이고, 상기 MA 조직의 평균 원 상당 직경이 2.0μm 이하이다.
(4) 상기 잔류 오스테나이트의 체적률 Vγ에 대한 상기 MA 조직의 면적률 VMA의 비 VMA/Vγ가 하기 식(i)을 만족한다.
0.50 ≤ VMA/Vγ ≤ 1.50 …(i)
상기 강판은, 추가로 다른 원소로서, 질량%로,
(a) Cr: 0% 초과 1% 이하 및 Mo: 0% 초과 1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종,
(b) Ti: 0% 초과 0.15% 이하, Nb: 0% 초과 0.15% 이하 및 V: 0% 초과 0.15% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종,
(c) Cu: 0% 초과 1% 이하 및 Ni: 0% 초과 1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종,
(d) B: 0% 초과 0.005% 이하,
(e) Ca: 0% 초과 0.01% 이하, Mg: 0% 초과 0.01% 이하 및 REM: 0% 초과 0.01% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종
등을 함유해도 된다.
본 발명에는, 상기 고강도 냉연 강판의 표면에 전기 아연도금층을 갖는 고강도 전기 아연도금 강판, 상기 고강도 냉연 강판의 표면에 용융 아연도금층을 갖는 고강도 용융 아연도금 강판, 상기 고강도 냉연 강판의 표면에 합금화 용융 아연도금층을 갖는 고강도 합금화 용융 아연도금 강판도 포함된다.
본 발명에 따른 가공성 및 충돌 특성이 우수한 인장 강도 980MPa 이상의 고강도 냉연 강판은, 전술한 성분 조성을 만족하는 강을, 마무리 압연의 최종 스탠드에 있어서의 압연율을 5∼25%, 마무리 압연 종료 온도를 Ar3점 이상 900℃ 이하로 해서 열간 압연하고, 권취 온도를 600℃ 이하로 해서 권취하고, 실온까지 냉각하고, 냉간 압연하고, 평균 승온 속도 10℃/초 이상으로 Ac3점 이상의 온도역으로 가열하고, 해당 온도역에서 50초간 이상 유지해서 균열(均熱)하고, 100℃ 이상 Ms점 이하의 온도 범위에 있어서의 임의의 냉각 정지 온도 T℃까지 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고, 가열하여 상기 냉각 정지 온도 T℃ 초과 550℃ 이하의 온도역에서 50초간 이상 유지하고 나서 실온까지 냉각하는 것에 의해 제조할 수 있다.
본 발명에 따른 가공성 및 충돌 특성이 우수한 인장 강도 980MPa 이상의 고강도 용융 아연도금 강판은, 전술한 성분 조성을 만족하는 강을, 마무리 압연의 최종 스탠드에 있어서의 압연율을 5∼25%, 마무리 압연 종료 온도를 Ar3점 이상 900℃ 이하로 해서 열간 압연하고, 권취 온도를 600℃ 이하로 해서 권취하고, 실온까지 냉각하고, 냉간 압연하고, 평균 승온 속도 10℃/초 이상으로 Ac3점 이상의 온도역으로 가열하고, 해당 온도역에서 50초간 이상 유지해서 균열하고, 100℃ 이상 Ms점 이하의 온도 범위에 있어서의 임의의 냉각 정지 온도 T℃까지 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고, 가열하여 상기 냉각 정지 온도 T℃ 초과 550℃ 이하의 온도역에서 50초간 이상 유지함과 더불어, 유지 시간 내에 용융 아연도금을 행한 후, 실온까지 냉각하는 것에 의해 제조할 수 있다.
본 발명에 따른 가공성 및 충돌 특성이 우수한 인장 강도 980MPa 이상의 고강도 합금화 용융 아연도금 강판은, 전술한 성분 조성을 만족하는 강을, 마무리 압연의 최종 스탠드에 있어서의 압연율을 5∼25%, 마무리 압연 종료 온도를 Ar3점 이상 900℃ 이하로 해서 열간 압연하고, 권취 온도를 600℃ 이하로 해서 권취하고, 실온까지 냉각하고, 냉간 압연하고, 평균 승온 속도 10℃/초 이상으로 Ac3점 이상의 온도역으로 가열하고, 해당 온도역에서 50초간 이상 유지해서 균열하고, 100℃ 이상 Ms점 이하의 온도 범위에 있어서의 임의의 냉각 정지 온도 T℃까지 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고, 가열하여 상기 냉각 정지 온도 T℃ 초과 550℃ 이하의 온도역에서 50초간 이상 유지함과 더불어, 유지 시간 내에 용융 아연도금을 행한 후, 추가로 합금화 처리하고 나서 실온까지 냉각하는 것에 의해 제조할 수 있다.
본 발명에 의하면, 성분 조성 및 금속 조직을 적절히 제어하고 있기 때문에, 연성 및 신장 플랜지성으로 평가되는 가공성과, 충돌 특성의 양방이 우수한 인장 강도 980MPa 이상의 고강도 냉연 강판, 고강도 전기 아연도금 강판, 고강도 용융 아연도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연도금 강판을 제공할 수 있다. 본 발명에 따른 고강도 냉연 강판, 고강도 전기 아연도금 강판, 고강도 용융 아연도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연도금 강판은 가공성 중에서도 신장 플랜지성이 특히 우수하다. 또한, 본 발명에 의하면, 상기 고강도 냉연 강판, 고강도 전기 아연도금 강판, 고강도 용융 아연도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연도금 강판을 제조하는 방법을 제공할 수 있다. 본 발명에 따른 고강도 냉연 강판, 고강도 전기 아연도금 강판, 고강도 용융 아연도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연도금 강판은 특히 자동차 등의 산업 분야에 있어서 극히 유용하다.
도 1은 실시예에서 행한 열처리 패턴의 일례를 나타내는 개략 설명도이다.
본 발명자들은, 인장 강도 980MPa 이상의 고강도 냉연 강판에 대하여, 연성, 신장 플랜지성 및 충돌 특성의 모두를 개선하기 위해서 예의 검토를 거듭해 왔다. 그 결과, 인장 강도를 확보하기 위해서, 금속 조직에서 차지하는 페라이트 분율을 소정량 이하로 하고, 잔부 조직을 경질상으로 한 뒤에, 연성을 개선하기 위해서는, 금속 조직 전체에 대한, 담금질 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트가 복합된 MA 조직의 면적률 VMA와, 잔류 오스테나이트의 체적률 Vγ의 비 VMA/Vγ를 적절히 제어하면 된다는 것, 신장 플랜지성을 개선하기 위해서는, 금속 조직에서 차지하는 페라이트 분율을 소정량 이하로 함과 더불어, 상기 MA 조직을 미세화하면 된다는 것, 충돌 특성을 개선하기 위해서는, 상기 MA 조직을 미세화함과 더불어, 상기 비 VMA/Vγ를 적절히 제어하면 된다는 것을 발견하여, 본 발명을 완성했다.
우선, 본 발명을 특징짓는 금속 조직에 대하여 설명한다.
본 발명에 따른 고강도 냉연 강판은, 판 두께의 1/4 위치에 있어서의 금속 조직이 하기 (1)∼(4)를 만족하는 데에 특징을 갖는다.
(1) 금속 조직을 주사형 전자 현미경으로 관찰했을 때에, 금속 조직 전체에 대해서, 페라이트의 면적률이 0% 이상 10% 이하이고, 잔부는 담금질 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하고, 베이니틱 페라이트, 베이나이트 및 템퍼링 마텐자이트로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종으로 이루어지는 경질상이다.
(2) 금속 조직을 X선 회절법으로 측정했을 때에, 금속 조직 전체에 대해서, 잔류 오스테나이트의 체적률 Vγ가 5% 이상 30% 이하이다.
(3) 금속 조직을 광학 현미경으로 관찰했을 때에, 금속 조직 전체에 대해서, 담금질 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트가 복합된 MA 조직의 면적률 VMA가 3% 이상 25% 이하이고, 상기 MA 조직의 평균 원 상당 직경이 2.0μm 이하이다.
(4) 상기 잔류 오스테나이트의 체적률 Vγ와 상기 MA 조직의 면적률 VMA가 하기 식(i)을 만족한다.
0.50 ≤ VMA/Vγ ≤ 1.50 …(i)
상기 금속 조직의 관찰은 강판을 대표해서 모두 판 두께의 1/4 위치로 한다.
한편, 상기 (1)∼(3)에서 규정하는 금속 조직의 분율은 측정 방법이 상위하기 때문에, 각 분율을 합계하면 100%를 초과하는 경우가 있다. 즉, 상기 (1)에서는, 금속 조직을 주사형 전자 현미경으로 관찰하고 있고, 측정되는 면적률은 금속 조직 전체를 100%로 했을 때의 비율이 된다. 주사형 전자 현미경을 이용하여 측정된 면적률에는, 담금질 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트가 경질상의 면적률로서 포함된다. 한편, 상기 (2)에서는, 금속 조직 중, 잔류 오스테나이트 분율을 X선 회절법에 의해 산출하고, 상기 (3)에서는, 담금질 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트가 복합된 MA 조직의 면적률을 광학 현미경으로 관찰하고 있다. 그 때문에, 잔류 오스테나이트와 담금질 마텐자이트의 분율은 복수의 방법에 의해 중복해서 측정된다. 따라서 상기 (1)∼(3)에서 규정하는 금속 조직의 각 분율을 합계하면 100%를 초과하는 경우가 있다. 또한, 이하, 잔류 오스테나이트를 잔류 γ로 표기하는 경우가 있다. 또한, 담금질 마텐자이트와 잔류 γ가 복합된 조직을 MA 조직으로 표기하는 경우가 있다.
(1) 본 발명에서는, 금속 조직을 주사형 전자 현미경으로 관찰했을 때에, 금속 조직 전체에 대해서, 페라이트의 면적률을 0% 이상 10% 이하로 한다. 페라이트량을 10면적% 이하로 억제하는 것에 의해, 신장 플랜지성을 개선할 수 있다. 즉, 본 발명에 따른 고강도 냉연 강판은, 경질상을 주체로 하고 있기 때문에, 강도를 높일 수 있다. 한편, 페라이트는 연질인 조직이기 때문에, 경질상과의 강도차가 크다. 따라서 페라이트량이 증가하면, 신장 플랜지성이 저하된다. 또한, 페라이트가 과잉이 되면 강판의 강도가 저하되어, 980MPa 이상의 인장 강도를 확보할 수 없다. 따라서, 본 발명에서는, 페라이트의 면적률은 10% 이하로 한다. 페라이트의 면적률은, 바람직하게는 7% 이하, 보다 바람직하게는 5% 이하이다. 페라이트량은 가능한 한 적은 편이 바람직하고, 가장 바람직하게는 0면적%이다.
상기 금속 조직의 잔부는 담금질 마텐자이트 및 잔류 γ를 필수 조직으로서 포함하고, 베이니틱 페라이트, 베이나이트 및 템퍼링 마텐자이트로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종으로 이루어지는 경질상이다. 이들 경질상은 페라이트보다 단단한 조직이며, 페라이트량을 소정치 이하로 억제한 뒤에, 잔부 조직을 경질상으로 하는 것에 의해, 강판의 강도를 980MPa 이상으로 높일 수 있다. 필수 조직으로서 담금질 마텐자이트 및 잔류 γ를 포함하는 것은, 후술하는 바와 같이, 담금질 마텐자이트 및 잔류 γ가 복합된 MA 조직을 소정량 생성시키기 위해서이다.
상기 금속 조직은, 경질상에 더하여, 펄라이트 및 시멘타이트로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 포함해도 된다. 펄라이트 및 시멘타이트의 합계 면적률은 본 발명의 효과를 해치지 않는 범위이면 특별히 한정되지 않지만, 예를 들면 20% 이하가 바람직하다. 합계 면적률은, 보다 바람직하게는 15% 이하이고, 더 바람직하게는 10% 이하이다.
상기 금속 조직의 면적률은 판 두께의 1/4 위치를 나이탈 부식시킨 후에, 주사형 전자 현미경으로 관찰해서 산출하면 되고, 관찰 배율은, 예를 들면 1000배로 하면 된다.
(2) 본 발명에서는, 금속 조직을 X선 회절법으로 측정했을 때에, 금속 조직 전체에 대해서, 잔류 γ의 체적률 Vγ를 5% 이상 30% 이하로 한다. 잔류 γ는 강판을 가공할 때에 왜곡을 받아 변형되고, 마텐자이트로 변태되는 것에 의해, 가공 시에 변형부의 경화를 촉진하여 왜곡의 집중을 억제하는 효과를 갖고 있다. 그 때문에, 강판의 강도-신도 밸런스가 향상되어, 연성을 개선할 수 있다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, 잔류 γ의 체적률은 5% 이상으로 할 필요가 있다. 잔류 γ의 체적률은, 바람직하게는 6% 이상, 보다 바람직하게는 7% 이상이다. 그러나, 잔류 γ의 체적률이 과도하게 증가하면, 신장 플랜지성이 열화된다. 따라서, 본 발명에서는, 잔류 γ의 체적률은 30% 이하로 한다. 잔류 γ의 체적률은, 바람직하게는 25% 이하, 보다 바람직하게는 20% 이하이다.
상기 잔류 γ의 체적률은 판 두께의 1/4 위치를 X선 회절법으로 측정하여 구하면 된다. 한편, 잔류 γ는 베이니틱 페라이트의 라스(lath) 사이에 존재하거나, MA 조직에 포함되어 존재한다. 상기 잔류 γ에 의한 효과는 존재 형태에 의존하지 않고 발휘되기 때문에, 본 발명에서는, 존재 형태에 상관없이, X선 회절법에 의해 측정된 모든 잔류 γ의 양을 합계하여 체적률을 구했다.
(3) 본 발명에서는, 금속 조직을 광학 현미경으로 관찰했을 때에, 금속 조직 전체에 대해서, MA 조직의 면적률 VMA를 3% 이상 25% 이하로 한다. 상기 MA 조직은 강판의 강도-신도 밸런스를 향상시키는 조직으로, 연성을 개선할 수 있다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, MA 조직의 면적률을 3% 이상으로 할 필요가 있다. MA 조직의 면적률은, 바람직하게는 4% 이상, 보다 바람직하게는 5% 이상이다. 그러나, MA 조직의 면적률이 과도하게 증가하면, 충돌 특성이 열화된다. 따라서, 본 발명에서는, MA 조직의 면적률은 25% 이하로 한다. MA 조직의 면적률은, 바람직하게는 23% 이하, 보다 바람직하게는 20% 이하이다.
또한, 본 발명에서는, 상기 MA 조직의 평균 원 상당 직경을 2.0μm 이하로 한다. MA 조직을 미세화하는 것에 의해, 신장 플랜지성 및 충돌 특성을 향상시킬 수 있다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, MA 조직의 평균 원 상당 직경을 2.0μm 이하로 할 필요가 있다. MA 조직의 평균 원 상당 직경은, 바람직하게는 1.8μm 이하, 보다 바람직하게는 1.5μm 이하이다. 한편, MA 조직이 미세화될수록, 신장 플랜지성 및 충돌 특성은 양호해지기 때문에, MA 조직의 평균 원 상당 직경의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 공업적으로는 0.1μm 정도가 한계이다.
상기 MA 조직이란, 담금질 마텐자이트 및 잔류 γ가 복합된 조직이며, 담금질 마텐자이트란, 강판을 가열 온도로부터 실온까지 냉각하는 과정에서 미변태 오스테나이트가 마텐자이트 변태된 상태의 조직을 의미한다. 담금질 마텐자이트는 광학 현미경으로 관찰하는 것에 의해, 가열 처리에 의해 템퍼링된 템퍼링 마텐자이트와 구별할 수 있다. 즉, 담금질 마텐자이트는 금속 조직을 레페라 부식시킨 후에 광학 현미경으로 관찰하면 백색으로 관찰되는 데 비해, 템퍼링 마텐자이트는 회색으로 관찰된다.
한편, 담금질 마텐자이트와 잔류 γ는 광학 현미경 관찰에 의한 관찰로는 구별하기 어렵기 때문에, 본 발명에서는, 담금질 마텐자이트 및 잔류 γ가 복합된 조직을 MA 조직으로서 측정하고 있다.
상기 MA 조직의 면적률은 강판의 판 두께 1/4 위치에서 측정한 값이다.
상기 MA 조직의 평균 원 상당 직경은 관찰 시야 내에 확인되는 모든 MA 조직에 대하여 각 MA 조직의 면적에 기초해서 원 상당 입경을 산출하고, 이것을 평균한 값이다.
(4) 본 발명에서는, 상기 잔류 γ의 체적률 Vγ에 대한 상기 MA 조직의 면적률 VMA의 비 VMA/Vγ가 하기 식(i)을 만족하는 것이 중요하다.
0.50 ≤ VMA/Vγ ≤ 1.50 …(i)
상기 비 VMA/Vγ의 값이 상기 식(i)을 만족하도록 제어하는 것에 의해, 연성 및 충돌 특성을 양립할 수 있다. 즉, 전술한 대로, 본 발명에서는, 연성의 지표가 되는 강도-신도 밸런스를 향상시키기 위해서, 잔류 γ를 적극적으로 생성시키고 있다. 그 결과, MA 조직이 불가피적으로 강판 중에 형성된다. 그리고, 강도-신도 밸런스에 대하여 더 검토한 바, 소정량의 잔류 γ를 생성시킨 경우에는, 상기 비 VMA/Vγ의 값이 0.50 이상이 되도록 상기 MA 조직의 면적률 VMA를 제어하면 된다는 것을 알 수 있었다. 상기 비 VMA/Vγ의 값은, 바람직하게는 0.55 이상, 보다 바람직하게는 0.60 이상이다. 그러나, 상기 비 VMA/Vγ의 값이 지나치게 커지면, MA 조직이 과잉으로 생성된다. MA 조직 중에 존재하는 담금질 마텐자이트는 매우 경질인 조직이기 때문에, MA 조직이 과잉으로 생성되면, 충돌 시에 다른 조직과의 계면에서 균열(龜裂)이 생기기 쉬워져, 충돌 특성이 오히려 열화된다. 그래서, 본 발명에서는, MA 조직 중의 담금질 마텐자이트의 면적률을 작게 하여 충돌 특성을 확보하기 위해서, 상기 비 VMA/Vγ의 값을 1.50 이하로 한다. 상기 비 VMA/Vγ의 값은, 바람직하게는 1.40 이하, 보다 바람직하게는 1.30 이하이다.
이상, 본 발명을 특징짓는 고강도 냉연 강판의 금속 조직에 대하여 설명했다.
다음으로, 본 발명에 따른 고강도 냉연 강판의 성분 조성에 대하여 설명한다. 한편, 이하, 강판의 성분 조성에 대하여 「%」는 「질량%」를 의미한다.
[C: 0.10% 이상 0.5% 이하]
C는 980MPa 이상의 인장 강도를 확보하고, 또한 잔류 γ의 안정성을 높여, 소정량의 잔류 γ를 확보하기 위해서 필요한 원소이다. 본 발명에서는, C량은 0.10% 이상으로 한다. C량은, 바람직하게는 0.12% 이상, 보다 바람직하게는 0.15% 이상이다. 그러나, C량이 과잉이 되면, 열간 압연 후의 강도가 상승하여, 냉간 압연 시에 깨짐이 생기거나, 최종 제품의 용접성이 저하된다. 따라서, C량은 0.5% 이하로 한다. C량은, 바람직하게는 0.40% 이하, 보다 바람직하게는 0.30% 이하, 더 바람직하게는 0.25% 이하이다.
[Si: 1.0% 이상 3% 이하]
Si는 고용 강화 원소로서 작용하여, 강의 고강도화에 기여하는 원소이다. 또한, Si는 탄화물의 생성을 억제하고, 잔류 γ의 생성에 유효하게 작용하여, 우수한 강도-신도 밸런스를 확보하기 위해서 필요한 원소이다. 본 발명에서는, Si량은 1.0% 이상으로 한다. Si량은, 바람직하게는 1.2% 이상, 보다 바람직하게는 1.35% 이상, 더 바람직하게는 1.5% 이상이다. 그러나, Si량이 과잉이 되면, 열간 압연 시에 현저한 스케일이 형성되어 강판 표면에 스케일 흠집 자국이 나, 표면 성상이 나빠진다. 또한, 산세성도 나빠진다. 따라서, Si량은 3% 이하로 한다. Si량은, 바람직하게는 2.8% 이하, 보다 바람직하게는 2.6% 이하이다.
[Mn: 1.5% 이상 7% 이하]
Mn은 담금질성을 향상시켜 페라이트의 생성을 억제하여, 강판의 고강도화에 기여하는 원소이다. 또한, Mn은 γ를 안정화시켜, 잔류 γ를 생성시키기 위해서 필요한 원소이다. 본 발명에서는, Mn량은 1.5% 이상으로 한다. Mn량은, 바람직하게는 1.6% 이상, 보다 바람직하게는 1.7% 이상, 더 바람직하게는 1.8% 이상, 보다 더 바람직하게는 2.0% 이상이다. 그러나, Mn량이 과잉이 되면, 열간 압연 후의 강도가 상승하여, 냉간 압연 시에 깨짐이 생기거나, 최종 제품의 용접성이 열화된다. 또한, Mn을 과잉으로 첨가하면, Mn이 편석하여 연성 및 신장 플랜지성을 열화시키는 원인이 된다. 따라서, 본 발명에서는, Mn량은 7% 이하로 한다. Mn량은, 바람직하게는 5.0% 이하, 보다 바람직하게는 4.0% 이하, 더 바람직하게는 3.0% 이하이다.
[P: 0% 초과 0.1% 이하]
P는 불가피적으로 포함되는 불순물 원소이며, 과잉으로 함유하면 최종 제품의 용접성이 열화된다. 따라서, 본 발명에서는, P량은 0.1% 이하로 한다. P량은, 바람직하게는 0.08% 이하, 보다 바람직하게는 0.05% 이하이다. P량은 가능한 한 적은 편이 좋지만, 0%로 하는 것은 공업적으로 곤란하다. P량의 하한은, 공업적으로는 0.0005%이다.
[S: 0% 초과 0.05% 이하]
S는 P와 마찬가지로 불가피적으로 포함되는 불순물 원소이며, 과잉으로 함유하면 최종 제품의 용접성이 열화된다. 또한, S는 강판 중에 황화물계 개재물을 형성하여, 강판의 연성 및 신장 플랜지성을 저하시키는 원인이 된다. 따라서, 본 발명에서는, S량은 0.05% 이하로 한다. S량은, 바람직하게는 0.01% 이하, 보다 바람직하게는 0.005% 이하이다. S량은 가능한 한 적은 편이 좋지만, 0%로 하는 것은 공업적으로 곤란하다. S량의 하한은, 공업적으로는 0.0001%이다.
[Al: 0.005% 이상 1% 이하]
Al은 탈산제로서 작용하는 원소이며, 이러한 작용을 발휘시키기 위해서, 본 발명에서는, Al량을 0.005% 이상으로 한다. Al량은, 보다 바람직하게는 0.01% 이상이다. 그러나, Al량이 과잉이 되면, 최종 제품의 용접성이 현저하게 열화된다. 따라서, 본 발명에서는, Al량은 1% 이하로 한다. Al량은, 바람직하게는 0.8% 이하, 보다 바람직하게는 0.6% 이하이다.
[N: 0% 초과 0.01% 이하]
N은 불가피적으로 포함되는 불순물 원소이며, 과잉으로 함유하면, 질화물이 다량으로 석출되어 연성, 신장 플랜지성 및 충돌 특성을 열화시킨다. 따라서, 본 발명에서는, N량은 0.01% 이하로 한다. N량은, 바람직하게는 0.008% 이하, 보다 바람직하게는 0.005% 이하이다. 한편, 질화물은 소량이면 강판의 고강도화에 기여하기 때문에, N량은 0.001% 이상이어도 된다.
[O: 0% 초과 0.01% 이하]
O는 불가피적으로 포함되는 불순물 원소이며, 과잉으로 함유하면, 연성 및 충돌 특성을 저하시키는 원소이다. 따라서, 본 발명에서는, O량은 0.01% 이하로 한다. O량은, 바람직하게는 0.005% 이하, 보다 바람직하게는 0.003% 이하이다. O량은 가능한 한 적은 편이 좋지만, 0%로 하는 것은 공업적으로 곤란하다. O량의 하한은, 공업적으로는 0.0001%이다.
본 발명에 따른 냉연 강판은 상기 성분 조성을 만족하고, 잔부는 철 및 불가피 불순물이다. 해당 불가피적 불순물로서는, 예를 들면 강 중에 원료, 자재, 제조 설비 등의 상황에 따라 혼입되는 경우가 있는 상기 P, S, N, 및 O 외, Pb, Bi, Sb, Sn 등의 트램프 원소가 포함되는 경우가 있다.
본 발명의 냉연 강판은, 추가로 다른 원소로서,
(a) Cr: 0% 초과 1% 이하 및 Mo: 0% 초과 1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종,
(b) Ti: 0% 초과 0.15% 이하, Nb: 0% 초과 0.15% 이하 및 V: 0% 초과 0.15% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종,
(c) Cu: 0% 초과 1% 이하 및 Ni: 0% 초과 1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종,
(d) B: 0% 초과 0.005% 이하,
(e) Ca: 0% 초과 0.01% 이하, Mg: 0% 초과 0.01% 이하 및 REM: 0% 초과 0.01% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종
등을 함유해도 된다.
이들 (a)∼(e)의 원소는 단독으로 또는 임의로 조합하여 함유시킬 수도 있다. 이러한 범위를 정한 이유는 다음과 같다.
[(a) Cr: 0% 초과 1% 이하 및 Mo: 0% 초과 1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종]
Cr과 Mo는 모두 담금질성을 높여 강판의 강도를 향상시키기 위해서 유효하게 작용하는 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Cr과 Mo는 각각 0.1% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.3% 이상이다. 그러나, 과잉으로 함유하면 연성 및 신장 플랜지성이 저하된다. 또한, 과잉한 첨가는 고비용이 된다. 따라서, Cr과 Mo를 단독으로 첨가하는 경우에는, 1% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.8% 이하, 더 바람직하게는 0.5% 이하이다. Cr과 Mo는 단독으로 이용 또는 병용할 수 있다. Cr과 Mo를 병용하는 경우에는, 단독으로 함유할 때의 상기 범위 내이고, 또한 Cr과 Mo의 합계량이 1.5% 이하인 것이 바람직하다.
[(b) Ti: 0% 초과 0.15% 이하, Nb: 0% 초과 0.15% 이하 및 V: 0% 초과 0.15% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종]
Ti, Nb 및 V는 모두 강판 중에 탄화물 및 질화물을 형성하여, 강판의 강도를 향상시킴과 더불어, 구 γ립을 미세화시키는 작용을 갖는 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Ti, Nb 및 V는 각각 0.005% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.010% 이상이다. 그러나, 과잉으로 함유하면 탄화물이 입계에 석출되어, 강판의 신장 플랜지성 및 충돌 특성이 열화된다. 따라서, 본 발명에서는, Ti, Nb 및 V는 각각 0.15% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.12% 이하, 더 바람직하게는 0.10% 이하이다. 이들 원소는 단독으로 또는 임의로 선택되는 2종 이상을 이용할 수 있다.
[(c) Cu: 0% 초과 1% 이하 및 Ni: 0% 초과 1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종]
Cu 및 Ni는 잔류 γ의 생성, 안정화에 유효하게 작용하는 원소이다. 또한, Cu와 Ni는 강판의 내식성을 향상시키는 작용도 갖고 있다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Cu 및 Ni는 각각 0.05% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.10% 이상이다. 그러나, Cu를 과잉으로 함유하면 열간 가공성이 열화되기 때문에, Cu를 단독으로 첨가하는 경우에는, 1% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.8% 이하, 더 바람직하게는 0.5% 이하이다. 한편, Ni를 과잉으로 함유하면 고비용이 되기 때문에, Ni량은 1% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.8% 이하, 더 바람직하게는 0.5% 이하이다. Cu와 Ni는 단독으로 이용 또는 병용할 수 있다. Cu 및 Ni를 병용하면 상기 작용이 발현되기 쉬워지고, 또한 Ni를 함유시키는 것에 의해 Cu 첨가에 의한 열간 가공성의 열화가 억제되기 쉬워진다. Cu와 Ni를 병용하는 경우에는, 합계량을 1.5% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 1.0% 이하이다.
[(d) B: 0% 초과 0.005% 이하]
B는 담금질성을 향상시키는 원소이며, 오스테나이트를 안정적으로 실온까지 존재시키는 데 작용하는 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, B량은, 바람직하게는 0.0005% 이상, 보다 바람직하게는 0.0010% 이상, 더 바람직하게는 0.0015% 이상으로 한다. 그러나, 과잉으로 함유하면, 붕화물을 생성해서 연성을 열화시키는 경우가 있다. 따라서, B량은 0.005% 이하로 하는 것이 바람직하다. B량은, 보다 바람직하게는 0.004% 이하, 더 바람직하게는 0.0035% 이하이다.
[(e) Ca: 0% 초과 0.01% 이하, Mg: 0% 초과 0.01% 이하 및 REM: 0% 초과 0.01% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종]
Ca, Mg 및 REM은 강판 중의 개재물을 미세 분산시키는 작용을 갖는 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Ca, Mg, REM량은 각각 0.0005% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.0010% 이상이다. 그러나, 과잉으로 첨가하면, 주조성이나 열간 가공성 등을 열화시키는 원인이 된다. 따라서, Ca, Mg, REM량은 각각 0.01% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.008% 이하, 더 바람직하게는 0.007% 이하이다. 이들 원소는 단독으로 또는 임의로 선택되는 2종 이상을 이용할 수 있다. 한편, 본 발명에 있어서 REM이란 Rare earth metal(희토류 원소)의 약어이며, 란타노이드 원소, 즉 La로부터 Lu까지의 15원소, 및 Sc와 Y를 포함하는 의미이다.
이상, 본 발명에 따른 고강도 냉연 강판에 대하여 설명했다.
상기 고강도 냉연 강판은 표면에 전기 아연도금층, 용융 아연도금층 또는 합금화 용융 아연도금층을 형성해도 된다. 즉, 본 발명에는, 상기 고강도 냉연 강판의 표면에 전기 아연도금층을 갖는 고강도 전기 아연도금 강판(이하, EG 강판으로 표기하는 경우가 있다), 상기 고강도 냉연 강판의 표면에 용융 아연도금층을 갖는 고강도 용융 아연도금 강판(이하, GI 강판으로 표기하는 경우가 있다), 상기 고강도 냉연 강판의 표면에 합금화 용융 아연도금층을 갖는 고강도 합금화 용융 아연도금 강판(이하, GA 강판으로 표기하는 경우가 있다)도 포함된다.
다음으로, 본 발명에 따른 고강도 냉연 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다.
상기 고강도 냉연 강판은, 전술한 성분 조성을 만족하는 강을, 마무리 압연의 최종 스탠드에 있어서의 압연율을 5∼25%, 마무리 압연 종료 온도를 Ar3점 이상 900℃ 이하로 해서 열간 압연하고, 권취 온도를 600℃ 이하로 해서 권취하고, 실온까지 냉각하고, 냉간 압연하고, 평균 승온 속도 10℃/초 이상으로 Ac3점 이상의 온도역으로 가열하고, 해당 온도역에서 50초간 이상 유지해서 균열하고, 100℃ 이상 Ms점 이하의 온도 범위에 있어서의 임의의 냉각 정지 온도 T℃까지 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고, 가열하여 상기 냉각 정지 온도 T℃ 초과 550℃ 이하의 온도역에서 50초간 이상 유지하고 나서 실온까지 냉각하는 것에 의해 제조할 수 있다.
이하, 순서를 따라 설명한다.
[마무리 압연의 최종 스탠드에 있어서의 압연율: 5∼25%]
우선, 상기 성분 조성을 만족하는 강은 통상적 방법에 따라 가열한다. 가열 온도는 특별히 한정되지 않지만, 예를 들면 1000∼1300℃로 하는 것이 바람직하다. 가열 온도가 1000℃ 미만이면, 탄화물의 고용이 불충분해져, 충분한 강도가 얻어지기 어렵다. 한편, 가열 온도가 1300℃를 초과하면, 열연 강판의 조직이 조대화되어, 냉연 강판의 MA 조직도 조대화되기 쉽다. 그 결과, 충돌 특성이 저하되는 경향이 있다.
가열 후에는 열간 압연을 행한다. 본 발명에서는, 마무리 압연의 최종 스탠드에 있어서의 압하율을 5∼25%로 하는 것이 중요하다. 압연율이 5% 미만이면, 열연 후의 오스테나이트 입경이 조대화되어, 소둔 후의 냉연 강판에 있어서의 MA 조직의 평균 원 상당 직경이 커진다. 그 결과, 신장 플랜지성이 저하된다. 따라서, 본 발명에서는, 상기 압연율을 5% 이상으로 할 필요가 있다. 상기 압하율은, 바람직하게는 6% 이상, 보다 바람직하게는 7% 이상, 더 바람직하게는 8% 이상이다. 그러나, 상기 압연율이 25%를 초과해도 MA 조직의 평균 원 상당 직경이 커져, 신장 플랜지성 및 충돌 특성이 열화된다. 이 메커니즘은 불분명하지만, 열연 후의 조직이 불균질화되어 있기 때문이라고 생각된다. 본 발명에서는, 상기 압연율은 25% 이하로 할 필요가 있다. 상기 압하율은, 바람직하게는 23% 이하, 보다 바람직하게는 20% 이하이다.
[마무리 압연 종료 온도: Ar3점 이상 900℃ 이하]
마무리 압연 종료 온도가 Ar3점의 온도를 하회하면, 열연 후의 강판 조직이 불균질해져, 신장 플랜지성이 저하된다. 한편, 마무리 압연 종료 온도가 900℃를 초과하면, 오스테나이트의 재결정이 일어나 결정립이 조대화되어, 냉연 강판 중의 MA 조직의 평균 원 상당 직경이 커진다. 그 결과, 신장 플랜지성이 저하된다. 따라서, 본 발명에서는, 마무리 압연 종료 온도는 900℃ 이하로 할 필요가 있다. 마무리 압연 종료 온도는, 바람직하게는 890℃ 이하, 보다 바람직하게는 880℃ 이하이다.
한편, Ar3점의 온도는 하기 식(ii)에 기초하여 산출했다. 식 중 [ ]는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타내고 있고, 강판에 포함되지 않는 원소의 함유량은 0질량%로 해서 계산하면 된다.
Ar3점(℃) = 910-310×[C]-80×[Mn]-20×[Cu]-15×[Cr]-55×[Ni]-80×[Mo] …(ii)
[권취 온도: 600℃ 이하]
권취 온도가 600℃를 초과하면 결정립이 조대화되어, 냉연 강판 중의 MA 조직의 평균 원 상당 직경이 커진다. 그 결과, 신장 플랜지성이 저하된다. 따라서, 본 발명에서는, 권취 온도는 600℃ 이하로 한다. 권취 온도는, 바람직하게는 580℃ 이하, 보다 바람직하게는 570℃ 이하, 더 바람직하게는 550℃ 이하이다.
[냉간 압연]
열간 압연 후에는 권취하고, 실온까지 냉각하고, 필요에 따라서 통상적 방법에 따라 산세하고, 이어서 통상적 방법에 따라 냉간 압연을 행하면 된다. 냉간 압연에 있어서의 냉연율은, 예를 들면 30∼80%로 하면 된다.
[소둔]
냉간 압연 후에는 평균 승온 속도 10℃/초 이상으로 Ac3점 이상의 온도역으로 가열하고, 해당 온도역에서 50초간 이상 유지해서 균열하는 것에 의해 소둔을 행한다. 냉간 압연 후, 상기 온도역까지의 평균 승온 속도가 10℃/초를 하회하면, 가열 중에 오스테나이트립이 성장하여 조대화되기 때문에, 냉연 강판 중의 MA 조직의 평균 원 상당 직경이 커져, 신장 플랜지성이 저하된다. 따라서, 본 발명에서는, 상기 평균 승온 속도는 10℃/초 이상으로 한다. 상기 평균 승온 속도는, 바람직하게는 12℃/초 이상, 보다 바람직하게는 15℃/초 이상이다. 상기 평균 승온 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 통상, 최대로 100℃/초 정도이다.
균열 온도를 Ac3점 이상으로 하는 것에 의해 페라이트의 생성을 억제할 수 있다. 균열 온도가 Ac3점의 온도를 하회하면, 페라이트가 과잉으로 생성되어, 신장 플랜지성을 개선할 수 없다. 따라서, 본 발명에서는, 균열 온도를 Ac3점 이상으로 한다. 균열 온도는, 바람직하게는 Ac3점+10℃ 이상, 보다 바람직하게는 Ac3점+20℃ 이상이다. 균열 온도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 균열 온도가 지나치게 높으면 오스테나이트가 조대화되는 경우가 있기 때문에, Ac3점+100℃ 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 Ac3점+50℃ 이하이다.
균열 시간이 50초를 하회하면, 가공 조직이 냉연 강판에 잔존하여, 연성이 열화된다. 따라서, 본 발명에서는, 균열 시간을 50초 이상으로 한다. 균열 시간은, 보다 바람직하게는 60초 이상이다. 균열 시간의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 균열 시간이 지나치게 길면 오스테나이트상으로의 Mn의 농축이 진행되고, Ms점이 저하되어 MA 조직이 증가, 조대화되는 경우가 있다. 따라서, 균열 시간은 3600초 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 3000초 이하이다.
상기 온도역에서의 균열 유지는 동일한 온도에서 항온 유지할 필요는 없고, 상기 온도역 내에서 가열, 냉각하여, 변동시켜도 된다.
상기 Ac3점의 온도는 「레슬리 철강 재료 화학」(마루젠주식회사, 1985년 5월 31일 발행, 273페이지)에 기재되어 있는 하기 식(iii)에 기초하여 산출할 수 있다. 식 중 [ ]는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타내고 있고, 강판에 포함되지 않는 원소의 함유량은 0질량%로 해서 계산하면 된다.
Ac3(℃) = 910-203×[C]1/2-15.2×[Ni]+44.7×[Si]+104×[V]+31.5×[Mo]+13.1×[W]-(30×[Mn]+11×[Cr]+20×[Cu]-700×[P]-400×[Al]-120×[As]-400×[Ti]) …(iii)
[냉각]
상기 균열 유지한 후, 100℃ 이상 Ms점 이하의 온도 범위에 있어서의 임의의 냉각 정지 온도 T℃까지 냉각한다. 이 온도 범위까지 냉각하는 것에 의해, 미변태 오스테나이트를 마텐자이트 및 경질 베이나이트상으로 변태시킬 수 있고, MA 조직도 미세화할 수 있다. 이때, 마텐자이트는, 변태 직후에는 담금질 마텐자이트로서 존재하지만, 후공정에서 재가열, 유지하고 있는 동안에 템퍼링되어, 템퍼링 마텐자이트로서 잔류한다. 이 템퍼링 마텐자이트는 강판의 연성, 신장 플랜지성 및 충돌 특성 중 어느 것에도 악영향을 미치지 않는다. 그러나, 상기 냉각 정지 온도 T가 Ms점을 초과하면, 마텐자이트가 생성되지 않아, 고온에서의 재가열 유지 공정에서 생성되는 MA 조직이 조대화되고, 국소 변형능이 저하되어 신장 플랜지성을 개선할 수 없다. 또한, MA 조직이 조대화되는 것에 의해, 충돌 특성을 개선할 수 없다. 따라서, 본 발명에서는, 냉각 정지 온도 T를 Ms점의 온도 이하로 한다. 냉각 정지 온도 T는, 바람직하게는 Ms점-20℃ 이하, 보다 바람직하게는 Ms점-50℃ 이하이다. 한편, 상기 냉각 정지 온도 T가 100℃를 하회하면, 잔류 γ 및 MA 조직이 생성되기 어려워지기 때문에, 연성을 개선할 수 없다. 따라서, 본 발명에서는, 냉각 정지 온도 T의 하한을 100℃ 이상으로 한다. 냉각 정지 온도 T는, 바람직하게는 110℃ 이상, 보다 바람직하게는 120℃ 이상이다.
상기 Ms점의 온도는 하기 식(iv)에 기초하여 산출할 수 있다. 식 중 [ ]는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타내고 있고, 강판에 포함되지 않는 원소의 함유량은 0질량%로 해서 계산하면 된다.
Ms점(℃) = 561-474×[C]-33×[Mn]-17×[Ni]-17×[Cr]-21×[Mo] …(iv)
상기 균열 유지한 후, 상기 온도 범위에 있어서의 냉각 정지 온도 T까지의 평균 냉각 속도를 10℃/초 이상으로 하는 것도 중요하다. 균열 유지 후, 상기 냉각 정지 온도 T까지의 냉각 속도를 적절히 제어하는 것에 의해, 페라이트의 과잉 생성을 억제할 수 있다. 즉, 상기 평균 냉각 속도가 10℃/초를 하회하면, 냉각 중에 페라이트가 과잉으로 생성되어, 신장 플랜지성이 저하된다. 따라서, 본 발명에서는, 상기 평균 냉각 속도를 10℃/초 이상으로 한다. 상기 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 15℃/초 이상, 보다 바람직하게는 20℃/초 이상이다. 한편, 상기 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않고, 수냉이나 유냉에 의해 냉각해도 된다.
[재가열 공정]
상기 100℃ 이상 Ms점 이하의 온도 범위에 있어서의 임의의 냉각 정지 온도 T℃까지 냉각한 후에는, 상기 냉각 정지 온도 T℃ 초과 550℃ 이하의 온도역으로 재가열하고, 이 온도역에서 50초간 이상 유지하는 것이 중요하다. 상기 냉각 정지 온도 T℃ 초과 550℃ 이하의 온도역으로 재가열함으로써, 마텐자이트 등의 경질상을 템퍼링하고, 미변태 오스테나이트를 베이니틱 페라이트나 베이나이트로 변태시킬 수 있다. 재가열을 행하지 않는 경우에는, 잔류 γ와 MA 조직의 생성량의 밸런스가 나빠져, 잔류 γ의 체적률 Vγ에 대한 MA 조직의 면적률 VMA의 비 VMA/Vγ를 적정한 범위로 제어할 수 없다. 그 결과, 충돌 특성을 개선할 수 없다. 또한, 경질상을 템퍼링할 수 없어, 고밀도의 전위도 생긴다. 따라서, 본 발명에서는, 상기 냉각 정지 온도 T까지 냉각한 후, 해당 냉각 정지 온도 T를 초과하는 온도로 재가열한다. 재가열 온도는, 바람직하게는 T+20℃ 이상, 보다 바람직하게는 T+30℃ 이상, 더 바람직하게는 T+50℃ 이상이다. 그러나, 재가열 온도가 550℃를 초과하면, 잔류 γ와 MA 조직이 거의 생성되지 않게 되기 때문에, 인장 강도가 저하된다. 따라서, 본 발명에서는, 재가열 온도는 550℃ 이하로 한다. 재가열 온도는, 바람직하게는 520℃ 이하, 보다 바람직하게는 500℃ 이하, 더 바람직하게는 450℃ 이하이다.
한편, 본 발명에 있어서, 「재가열」이란, 문언대로, 상기 냉각 정지 온도 T로부터 가열, 즉 승온하는 것을 의미한다. 따라서, 재가열 온도는 상기 냉각 정지 온도 T보다도 높은 온도이고, 재가열 온도가, 예를 들면, 100℃ 이상 550℃ 이하의 온도역이어도, 상기 냉각 정지 온도 T와 재가열 온도가 동일하거나, 상기 냉각 정지 온도 T보다도 재가열 온도가 낮은 경우에는, 본 발명의 재가열에는 해당하지 않는다.
상기 냉각 정지 온도 T℃ 초과 550℃ 이하의 온도역으로 재가열한 후에는, 해당 온도역에서 50초간 이상 유지한다. 재가열 유지 시간이 50초를 하회하면, MA 조직이 과잉으로 생성되어, 연성을 개선할 수 없다. 또한, MA 조직이 조대화되어, 평균 원 상당 직경을 적절히 제어할 수 없기 때문에, 신장 플랜지성도 개선할 수 없다. 또한, 잔류 γ의 체적률 Vγ에 대한 MA 조직의 면적률 VMA의 비 VMA/Vγ도 적절히 제어할 수 없기 때문에, 충돌 특성도 개선할 수 없다. 또, 경질상을 충분히 템퍼링할 수 없고, 또한 미변태 오스테나이트의 베이니틱 페라이트 또는 베이나이트로의 변태도 충분히 진행되지 않는다. 따라서, 본 발명에서는, 재가열 유지 시간은 50초 이상으로 한다. 재가열 유지 시간은, 바람직하게는 80초 이상, 보다 바람직하게는 100초 이상, 더 바람직하게는 200초 이상이다. 재가열 유지 시간의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 유지 시간이 길어지면 생산성이 저하되는 것 외에, 인장 강도가 저하되는 경향이 있다. 이러한 관점에서, 재가열 유지 시간은 1500초 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 1000초 이하이다.
재가열 유지한 후에는 실온까지 냉각한다. 냉각 시의 평균 냉각 속도는 특별히 한정되지 않지만, 예를 들면, 0.1℃/초 이상인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.4℃/초 이상이다. 또한, 평균 냉각 속도는, 예를 들면, 200℃/초 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 150℃/초 이하이다.
[도금 처리]
재가열 유지 후, 실온까지 냉각하여 얻어진 본 발명에 따른 고강도 냉연 강판에, 통상적 방법에 따라, 전기 아연도금, 용융 아연도금 또는 합금화 용융 아연도금을 실시해도 된다.
전기 아연도금은, 예를 들면, 상기 고강도 냉연 강판을 50∼60℃(특히 55℃)의 아연 용액에 침지하면서 통전시켜, 전기 아연도금 처리를 행하면 된다. 도금 부착량은 특별히 한정되지 않고, 예를 들면 편면당 10∼100g/m2 정도이면 된다.
용융 아연도금은, 예를 들면 상기 고강도 냉연 강판을 300℃ 이상 550℃ 이하의 용융 아연도금욕에 침지시켜서 용융 아연도금 처리를 행하면 된다. 도금 시간은 원하는 도금 부착량을 확보할 수 있도록 적절히 조정하면 되고, 예를 들면 1∼10초로 하는 것이 바람직하다.
합금화 용융 아연도금은 상기 용융 아연도금 후에 합금화 처리를 행하면 된다. 합금화 처리 온도는 특별히 한정되지 않지만, 합금화 처리 온도가 지나치게 낮으면 합금화가 충분히 진행되지 않기 때문에, 450℃ 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 460℃ 이상, 더 바람직하게는 480℃ 이상이다. 그러나, 합금화 처리 온도가 지나치게 높으면, 합금화가 지나치게 진행되어 도금층 중의 Fe 농도가 높아져, 도금 밀착성이 열화된다. 이러한 관점에서, 합금화 처리 온도는 550℃ 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 540℃ 이하, 더 바람직하게는 530℃ 이하이다. 합금화 처리 시간은 특별히 한정되지 않고, 용융 아연도금이 합금화되도록 조정하면 된다. 합금화 처리 시간은, 예를 들면 10∼60초이다.
본 발명에 따른 가공성 및 충돌 특성이 우수한 인장 강도 980MPa 이상의 고강도 용융 아연도금 강판은, 전술한 성분 조성을 만족하는 강을, 마무리 압연의 최종 스탠드에 있어서의 압연율을 5∼25%, 마무리 압연 종료 온도를 Ar3점 이상 900℃ 이하로 해서 열간 압연하고, 권취 온도를 600℃ 이하로 해서 권취하고, 실온까지 냉각하고, 냉간 압연하고, 평균 승온 속도 10℃/초 이상으로 Ac3점 이상의 온도역으로 가열하고, 해당 온도역에서 50초간 이상 유지해서 균열하고, 100℃ 이상 Ms점 이하의 온도 범위에 있어서의 임의의 냉각 정지 온도 T℃까지 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고, 가열하여 상기 냉각 정지 온도 T℃ 초과 550℃ 이하의 온도역에서 50초간 이상 유지함과 더불어, 유지 시간 내에 용융 아연도금을 행한 후, 실온까지 냉각하는 것에 의해서도 제조할 수 있다. 즉, 냉각 정지 온도 T℃ 초과 550℃ 이하의 온도역으로 가열할 때까지의 공정은 전술한 본 발명에 따른 고강도 냉연 강판의 제조 방법과 동일하고, 상기 냉각 정지 온도 T℃ 초과 550℃ 이하의 온도역에서 행하는 50초간 이상의 유지와 용융 아연도금을 겸해서 행하면 된다.
용융 아연도금은 재가열 온도역, 즉 냉각 정지 온도 T℃ 초과 550℃ 이하의 온도역에 있어서의 유지 시간 내에서 행하면 되고, 구체적인 도금 방법은 통상적 방법을 채용할 수 있다. 예를 들면, 상기 냉각 정지 온도 T℃ 초과 550℃ 이하의 온도역으로 가열한 강판을 냉각 정지 온도 T℃ 초과 550℃ 이하의 범위의 온도로 조정한 도금욕에 침지하여, 용융 아연도금 처리를 행하면 된다. 도금 시간은, 재가열 유지의 시간 내에서, 원하는 도금량을 확보할 수 있도록 적절히 조정하면 된다. 도금 시간은, 예를 들면 1∼10초로 하는 것이 바람직하다.
재가열에 있어서의, 용융 아연도금 처리;와 가열만이고 도금 처리 없음;의 조합으로서, 하기 (I)∼(III)의 패턴이 있다.
(I) 가열만을 행한 후, 용융 아연도금 처리를 행한다.
(II) 용융 아연도금 처리를 행한 후, 가열만을 행한다.
(III) 가열만을 행한 후, 용융 아연도금 처리를 행하고, 다시 가열만을 이 순서로 행한다.
상기 가열만을 행하는 경우의 재가열 온도와 용융 아연도금을 행할 때의 도금욕의 온도는 상이해도 되고, 본 발명에는, 한쪽의 온도로부터 다른 쪽의 온도로 가열하거나 또는 냉각해도 된다. 상기 가열의 방법으로서는, 노 가열이나 유도 가열 등을 들 수 있다.
본 발명에 따른 가공성 및 충돌 특성이 우수한 인장 강도 980MPa 이상의 고강도 합금화 용융 아연도금 강판은, 전술한 성분 조성을 만족하는 강을, 마무리 압연의 최종 스탠드에 있어서의 압연율을 5∼25%, 마무리 압연 종료 온도를 Ar3점 이상 900℃ 이하로 해서 열간 압연하고, 권취 온도를 600℃ 이하로 해서 권취하고, 실온까지 냉각하고, 냉간 압연하고, 평균 승온 속도 10℃/초 이상으로 Ac3점 이상의 온도역으로 가열하고, 해당 온도역에서 50초간 이상 유지해서 균열하고, 100℃ 이상 Ms점 이하의 온도 범위에 있어서의 임의의 냉각 정지 온도 T℃까지 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고, 가열하여 상기 냉각 정지 온도 T℃ 초과 550℃ 이하의 온도역에서 50초간 이상 유지함과 더불어, 유지 시간 내에 용융 아연도금을 행한 후, 추가로 합금화 처리하고 나서 실온까지 냉각하는 것에 의해서도 제조할 수 있다. 즉, 냉각 정지 온도 T℃ 초과 550℃ 이하의 온도역으로 가열할 때까지의 공정은 전술한 본 발명에 따른 고강도 냉연 강판의 제조 방법과 동일하고, 상기 냉각 정지 온도 T℃ 초과 550℃ 이하의 온도역에서 행하는 50초간 이상의 유지와 용융 아연도금을 겸하여 행하고, 그 후, 용융 아연도금층을 합금화하고 나서 실온까지 냉각하면 된다.
합금화 처리 온도는 특별히 한정되지 않지만, 합금화 온도가 지나치게 낮으면 합금화가 충분히 진행되지 않기 때문에, 450℃ 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 460℃ 이상, 더 바람직하게는 480℃ 이상이다. 그러나, 합금화 처리 온도가 지나치게 높으면, 합금화가 지나치게 진행되어 도금층 중의 Fe 농도가 높아져, 도금 밀착성이 열화된다. 이러한 관점에서, 합금화 처리 온도는 550℃ 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 540℃ 이하, 더 바람직하게는 530℃ 이하이다.
합금화 처리 시간은 특별히 한정되지 않고, 용융 아연도금이 합금화되도록 조정하면 된다. 합금화 처리 시간은, 예를 들면 10∼60초이다. 한편, 합금화 처리는 상기 냉각 정지 온도 T℃ 초과 550℃ 이하의 온도역 내에서 소정 시간에 걸쳐 용융 아연도금 처리를 행한 후에 행하기 때문에, 합금화 처리에 필요로 하는 시간은 상기 냉각 정지 온도 T℃ 초과 550℃ 이하의 온도역 내에서의 유지 시간에 포함시키지 않는다.
상기 냉각 정지 온도 T℃ 초과 550℃ 이하의 온도역에서의 유지 시간 내에 용융 아연도금하고, 필요에 따라서 합금화 처리를 가한 후에는, 실온까지 냉각하면 된다. 냉각 시의 평균 냉각 속도는 특별히 한정되지 않지만, 예를 들면, 0.1℃/초 이상인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.4℃/초 이상이다. 또한, 평균 냉각 속도는, 예를 들면, 200℃/초 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 150℃/초 이하이다.
본 발명에 따른 고강도 냉연 강판은 인장 강도가 980MPa 이상이다. 인장 강도는 1000MPa 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 1010MPa 이상이다. 그리고, 상기 고강도 냉연 강판은 연성 및 신장 플랜지성으로 평가되는 가공성이 우수하고, 게다가 충돌 특성도 우수하다.
연성은 강도-신도 밸런스로 평가할 수 있고, 본 발명에서는, 인장 강도 TS(MPa)와 신도 EL(%)의 곱이 13000MPa·% 이상을 합격으로 한다. TS×EL의 값은 13100MPa·% 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 13200MPa·% 이상이다.
신장 플랜지성은 강도-구멍 확장률 밸런스로 평가할 수 있고, 본 발명에서는, 인장 강도 TS(MPa)와 구멍 확장률 λ(%)의 곱이 40000MPa·% 이상을 합격으로 한다. TS×λ의 값은 41000MPa·% 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 42000MPa·% 이상이다.
충돌 특성은 강도-VDA 굽힘 각도 밸런스로 평가할 수 있고, 본 발명에서는, 인장 강도 TS(MPa)와 VDA 굽힘 각도(°)의 곱이 90000MPa·° 이상을 합격으로 한다. TS×VDA 굽힘 각도의 값은 90500MPa·° 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 91000MPa·° 이상이다.
본 발명에 따른 고강도 냉연 강판의 판 두께는 특별히 한정되지 않지만, 예를 들면 6mm 이하의 박강판인 것이 바람직하다.
본원은, 2015년 3월 31일에 출원된 일본 특허출원 제2015-071437호 및 2015년 11월 18일에 출원된 일본 특허출원 제2015-225506호에 기초하는 우선권의 이익을 주장하는 것이다. 상기 일본 특허출원 제2015-071437호 및 상기 일본 특허출원 제2015-225506호의 명세서의 전체 내용이 본원에 참고를 위해 원용된다.
실시예
이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것은 아니고, 전기 및 후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 변경을 가하여 실시하는 것도 물론 가능하며, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.
하기 표 1에 나타내는 성분을 함유하고, 잔부는 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 강을 용제하고, 열간 압연, 냉간 압연 및 연속 소둔을 행하여 냉연 강판을 제조했다. 하기 표 1에 있어서, 「-」는 원소를 함유하고 있지 않는 것을 의미한다. 하기 표 1에는, 상기 식(ii)에 기초하여 산출한 Ar3점의 온도 및 상기 식(iii)에 기초하여 산출한 Ac3점의 온도를 나타낸다. 또한, 연속 소둔으로 행한 열처리 패턴의 일례를 도 1에 나타낸다. 도 1에 있어서, 1은 가열 공정, 2는 균열 공정, 3은 냉각 공정, 4는 재가열 유지 공정, 5는 냉각 정지 온도를 나타내고 있다.
[열간 압연]
용제해서 얻어진 슬래브를 1250℃로 가열하고, 마무리 압연의 최종 스탠드에 있어서의 압하율을 하기 표 2-1 또는 표 2-2에 나타내는 압하율로 하고, 마무리 압연 종료 온도를 하기 표 2-1 또는 표 2-2에 나타내는 온도로 해서 판 두께 2.3mm로 열간 압연을 행했다. 열간 압연 후, 평균 냉각 속도 30℃/초로 하기 표 2-1 또는 표 2-2에 나타내는 권취 온도까지 냉각하고, 권취했다. 권취 후, 실온까지 공냉하여 열연 강판을 제조했다.
[냉간 압연]
얻어진 열연 강판을 산세해서 표면의 스케일을 제거한 후, 냉간 압연을 행하여, 판 두께 1.2mm의 냉연 강판을 제조했다.
[연속 소둔]
얻어진 냉연 강판을 도 1에 나타내는 열처리 패턴에 기초하여 연속 소둔했다. 즉, 얻어진 냉연 강판을, 가열 공정으로서, 하기 표 2-1 또는 표 2-2에 나타내는 평균 승온 속도로 하기 표 2-1 또는 표 2-2에 나타내는 균열 온도까지 가열하고, 균열 공정으로서, 해당 균열 온도에서 유지했다. 하기 표 2-1 및 표 2-2에 균열 시간을 나타낸다. 또한, 하기 표 2-1 및 표 2-2에는, 균열 온도로부터 Ac3점의 온도를 빼서 산출한 값을 나타낸다.
균열 후, 냉각 공정으로서, 하기 표 2-1 또는 표 2-2에 나타내는 평균 냉각 속도로 하기 표 2-1 또는 표 2-2에 나타내는 냉각 정지 온도 T℃까지 냉각했다.
냉각 후, 하기 표 2-1 또는 표 2-2에 나타내는 재가열 온도까지 가열하고, 재가열 유지 공정으로서, 해당 재가열 온도에서 유지하고 나서 실온까지 냉각하여, 공시재를 제조했다. 하기 표 2-1 및 표 2-2에 재가열 유지 시간을 나타낸다. 또한, 하기 표 2-1 및 표 2-2에는, 재가열 온도로부터 냉각 정지 온도 T를 빼서 산출한 값을 나타낸다.
또한, 하기 표 1에 나타낸 성분 조성에 기초하여, 상기 식(iv)로부터 Ms점을 산출하고, 결과를 하기 표 2-1 및 표 2-2에 나타낸다. 하기 표 2-1 및 표 2-2에는, 냉각 정지 온도 T로부터 Ms점의 온도를 뺀 값도 나타냈다.
한편, 하기 표 2-1에 나타낸 No. 11, 하기 표 2-2에 나타낸 No. 29는 하기 표 2-1 또는 표 2-2에 나타낸 냉각 정지 온도 T에서 냉각을 정지한 후, 재가열 유지 공정을 행하고 있지 않은 예이다. 즉, No. 11은 냉각 정지 온도 T를 440℃로 해서 냉각한 후, 이 온도보다도 낮은 350℃로 냉각하고, 350℃에서 600초간 유지했다. 하기 표 2-1에는, 편의상, 재가열 온도의 란에 350℃, 재가열 유지 시간의 란에 600초로 기재했다. No. 29는 냉각 정지 온도 T를 350℃로 해서 냉각한 후, 이 온도보다도 낮은 330℃로 냉각하고, 330℃에서 300초간 유지했다. 하기 표 2-2에는, 편의상, 재가열 온도의 란에 330℃, 재가열 유지 시간의 란에 300초로 기재했다.
[전기 아연도금]
하기 표 2-1에 나타낸 No. 15는 상기 공시재를 55℃의 아연도금욕에 침지하고, 전기 아연도금 처리를 실시한 후, 수세, 건조해서 전기 아연도금 강판을 제조한 예이다. 전기 아연도금 처리는 전류 밀도를 40A/dm2로 해서 행했다. 아연도금 부착량은 편면당 40g/m2였다. 한편, 상기 전기 아연도금 처리에서는, 적절히 알칼리 수용액 침지 탈지, 수세, 산세 등의 세정 처리를 행하여, 냉연 강판의 표면에 전기 아연도금층을 갖는 공시재를 제조했다. 하기 표 2-1에 있어서, No. 15의 구분의 란에는, 「EG」라고 기재했다.
[용융 아연도금]
하기 표 2-2에 나타낸 No. 36은 상기 공시재를 460℃의 용융 아연도금욕에 침지하고, 용융 아연도금 처리를 실시하여, 용융 아연도금 강판을 제조한 예이다. 용융 아연도금 부착량은 편면당 30g/m2였다. 하기 표 2-2에 있어서, No. 36의 구분의 란에는, 「GI」라고 기재했다.
[합금화 용융 아연도금]
하기 표 2-1에 나타낸 No. 6은 상기 공시재를 460℃의 용융 아연도금욕에 침지하고, 용융 아연도금 처리를 실시한 후, 500℃로 가열해서 합금화 처리하여, 합금화 용융 아연도금 강판을 제조한 예이다. 합금화 용융 아연도금 부착량은 편면당 30g/m2였다. 하기 표 2-1에 있어서, No. 6의 구분의 란에는, 「GA」라고 기재했다.
한편, 전기 아연도금 처리, 용융 아연도금 처리 또는 합금화 용융 아연도금 처리를 행하지 않은 공시재에 대해서는, 하기 표 2-1 및 표 2-2의 구분의 란에 「냉연」이라고 기재했다.
얻어진 공시재에 대하여, 하기의 순서로 금속 조직을 관찰했다.
[금속 조직의 관찰]
(페라이트 및 경질상의 면적률)
얻어진 공시재의 단면을 연마한 후, 나이탈 부식시키고, 판 두께의 1/4 위치를 주사형 전자 현미경으로, 배율 1000배에서, 3시야 관찰하여, 사진 촬영했다. 관찰 시야 사이즈는 1시야가 100μm×100μm이다. 격자 간격을 5μm로 하고, 격자점수 20×20의 점산법으로 페라이트의 면적률을 측정하여, 3시야의 평균치를 산출했다. 산출 결과를 하기 표 3-1 및 표 3-2에 나타낸다. 한편, 페라이트의 면적률은 페라이트상 중에 존재하는 경질상의 면적률을 제외하고 산출했다.
마찬가지로, 점산법으로 펄라이트 및 시멘타이트의 합계 면적률을 측정하여, 3시야의 평균치를 산출했다. 산출 결과를 하기 표 3-1 및 표 3-2에 나타낸다. 한편, 펄라이트 및 시멘타이트의 합계 면적률은 하기 표 3-1 및 표 3-2에서는 「기타 조직」으로서 표기했다.
본 실시예에서는, 상기 점산법으로 산출한 페라이트, 펄라이트 및 시멘타이트 이외의 조직을 경질상으로 했다. 즉, 100%로부터 페라이트의 면적률과, 펄라이트 및 시멘타이트의 합계 면적률을 뺀 값을 경질상의 면적률로서 산출하고, 결과를 하기 표 3-1 및 표 3-2에 나타냈다.
한편, 경질상을 구성하는 구체적인 조직에 대하여 관찰한 결과, 해당 경질상은 담금질 마텐자이트 및 잔류 γ를 포함하고, 베이니틱 페라이트, 베이나이트 및 템퍼링 마텐자이트로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종이었다.
(잔류 γ의 체적률 Vγ)
얻어진 공시재를 ＃1000∼＃1500의 샌드페이퍼를 이용하여 판 두께의 1/4 위치까지 연마하고, 더욱이 표면을 깊이 10∼20μm까지 전해 연마하고 나서, X선 회절 장치를 이용하여 잔류 γ의 체적률 Vγ를 측정했다. 구체적으로는, X선 회절 장치로서 리가쿠사제의 「RINT1500」을 이용하고, Co 타겟을 이용하여, 40kV-200mA를 출력해서 2θ로 40°∼130°의 범위를 측정했다. 얻어진 bcc(α)의 회절 피크(110), (200), (211), 및 fcc(γ)의 회절 피크(111), (200), (220), (311)로부터 잔류 γ의 체적률 Vγ를 정량했다. 결과를 하기 표 3-1 및 표 3-2에 나타낸다.
(MA 조직의 면적률 VMA 및 평균 원 상당 직경)
얻어진 공시재의 단면을 연마한 후, 레페라 부식시키고, 판 두께의 1/4 위치를 광학 현미경으로, 배율 1000배에서, 3시야 관찰하여, 사진 촬영했다. 관찰 시야 사이즈는 1시야가 100μm×100μm이다. 레페라 부식에 의해 백색화된 부분을 MA 조직으로 하고, 격자 간격을 5μm로 하고, 격자점수 20×20의 점산법으로 MA 조직의 면적률을 측정하여, 3시야의 평균치를 산출했다. 산출 결과를 하기 표 3-1 및 표 3-2에 나타낸다.
상기 광학 현미경으로 촬영한 사진을 화상 해석하여, 각 MA 조직의 원 상당 직경 d를 산출하고, 평균치를 구했다. 결과를 하기 표 3-1 및 표 3-2에 나타낸다.
(잔류 γ의 체적률 Vγ와 MA 조직의 면적률 VMA의 비)
전술한 순서로 측정한 잔류 γ의 체적률 Vγ와 MA 조직의 면적률 VMA에 기초하여, 잔류 γ의 체적률 Vγ에 대한 상기 MA 조직의 면적률 VMA의 비 VMA/Vγ를 산출했다. 산출 결과를 하기 표 3-1 및 표 3-2에 나타낸다.
다음으로, 얻어진 공시재에 대하여, 하기의 순서로 기계적 특성, 연성, 신장 플랜지성, 충돌 특성을 평가했다.
[기계적 특성 및 연성의 평가]
얻어진 공시재의 압연 방향에 대해서 수직한 방향이 길이 방향이 되도록 JIS Z2201에서 규정되는 5호 시험편을 잘라내고, 이 시험편을 이용해서 인장 시험을 행하여, 인장 강도 TS 및 신도 EL을 측정했다. 측정 결과를 하기 표 3-1 및 표 3-2에 나타낸다.
본 실시예에서는, 인장 강도가 980MPa 이상인 경우를 고강도로 합격이라고 평가하고, 980MPa 미만인 경우를 강도 부족으로 불합격이라고 평가했다.
또한, 측정한 인장 강도 TS 및 신도 EL의 값에 기초하여, 인장 강도 TS×신도 EL의 값을 산출했다. 산출 결과를 하기 표 3-1 및 표 3-2에 나타낸다. TS×EL의 값은 강도-신도 밸런스를 나타내고 있고, 연성을 평가하는 지표가 된다.
본 실시예에서는, TS×EL의 값이 13000MPa·% 이상인 경우를 연성이 우수하여 합격이라고 평가하고, 13000MPa·% 미만인 경우를 연성이 나빠 불합격이라고 평가했다.
[신장 플랜지성의 평가]
공시재의 신장 플랜지성을 평가하기 위해서, 철강 연맹 규격 JFST 1001에 기초해서 구멍 확장 시험을 행하여, 구멍 확장률 λ를 측정했다. 측정 결과를 하기 표 3-1 및 표 3-2에 나타낸다.
또한, 측정한 인장 강도 TS 및 구멍 확장률 λ의 값에 기초하여, 인장 강도 TS×구멍 확장률 λ의 값을 산출했다. 산출 결과를 하기 표 3-1 및 표 3-2에 나타낸다. TS×λ의 값은 강도-구멍 확장률 밸런스를 나타내고 있고, 신장 플랜지성을 평가하는 지표가 된다.
본 실시예에서는, TS×λ의 값이 40000MPa·% 이상인 경우를 신장 플랜지성이 우수하여 합격이라고 평가하고, 40000MPa·% 미만인 경우를 신장 플랜지성이 나빠 불합격이라고 평가했다.
[충돌 특성의 평가]
충돌 특성은 굽힘 각도와 상관한다는 것이 하기 문헌에 기재되어 있다.
문헌: P. Larour, H. Pauli, T. Kurz, T. Hebesberger: "Influence of post uniform tensile and bending properties on the crash behaviour of AHSS and press-hardening steel grades", IDDRG2010
그래서, 독일 자동차 공업회에서 규정된 VDA 기준(VDA238-100)에 기초하여, 이하의 조건에서 굽힘 시험을 행하고, 굽힘 시험에서 측정되는 최대 하중 시의 변위를 VDA 기준에서 각도로 변환하여, 굽힘 각도를 구했다. 환산 결과를 하기 표 3-1 및 표 3-2에 나타낸다.
(측정 조건)
시험 방법: 롤 지지, 펀치 압입
롤 직경: φ30mm
펀치 형상: 선단 R=0.4mm
롤간 거리: 2.9mm
펀치 압입 속도: 20mm/분
시험편 치수: 60mm×60mm
굽힘 방향: 압연 방향에 대해서 직각 방향
시험기: SIMAZU AUTOGRAPH 20kN
또한, 인장 시험에서 측정한 인장 강도 TS와 VDA 굽힘 각도의 값에 기초하여, 인장 강도 TS×VDA 굽힘 각도의 값을 산출했다. 산출 결과를 하기 표 3-1 및 표 3-2에 나타낸다.
본 실시예에서는, TS×VDA의 값이 90000MPa·° 이상인 경우를 충돌 특성이 우수하여 합격이라고 평가하고, 90000MPa·° 미만인 경우를 충돌 특성이 나빠 불합격이라고 평가했다.
이상의 결과에 기초하여, TS의 값이 980MPa 이상, TS×EL의 값이 13000MPa·% 이상, TS×λ의 값이 40000MPa·% 이상, TS×VDA의 값이 90000MPa·° 이상의 모두를 만족하는 경우를 본 발명예로 하고, 하기 표 3-1 및 표 3-2의 종합 평가의 란에 합격을 기재했다. 한편, TS의 값, TS×EL의 값, TS×λ의 값 또는 TS×VDA의 값 중, 어느 하나라도 상기 합격 기준을 만족하지 않는 경우를 비교예로 하고, 하기 표 3-1 및 표 3-2의 종합 평가의 란에 불합격을 기재했다.
[표 1]
Figure pct00001
[표 2-1]
Figure pct00002
[표 2-2]
Figure pct00003
[표 3-1]
Figure pct00004
[표 3-2]
Figure pct00005
표 1, 표 2-1, 표 2-2, 표 3-1, 표 3-2로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다.
표 3-1 및 표 3-2에 있어서, 종합 평가의 란에 「합격」이라고 기재되어 있는 예는 모두 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하고 있는 강판이며, 인장 강도 TS에 따라 정한 TS×EL의 값, TS×λ의 값, TS×VDA의 값 모두가 합격 기준치를 만족하고 있다. 이들 강판은 연성 및 신장 플랜지성으로 평가되는 가공성이 양호하고, 특히 신장 플랜지성이 우수하며, 충돌 특성도 우수하다는 것을 알 수 있다.
이에 비해, 종합 평가의 란에 「불합격」이라고 기재되어 있는 예는 본 발명에서 규정하는 어느 요건을 만족하지 않는 강판이며, 연성, 신장 플랜지성 또는 충돌 특성 중 적어도 하나를 개선할 수 없었다. 상세하게는 다음과 같다.
No. 2는, 균열 후의 냉각 정지 온도 T가 100℃를 하회하는 매우 낮은 25℃까지 냉각했기 때문에, 소정량의 잔류 γ 및 MA 조직을 확보할 수 없어, VMA/Vγ의 값이 규정의 범위를 하회한 예이다. 그 결과, TS×EL의 값이 작아져, 연성을 개선할 수 없었다.
No. 3, 38은, 권취 후의 평균 승온 속도가 지나치게 작았기 때문에, MA 조직이 조대화된 예이다. 그 결과, TS×λ의 값이 작아져, 신장 플랜지성을 개선할 수 없었다.
No. 4는, 균열 후의 냉각 정지 온도 T가 100℃ 이상 Ms점 이하의 온도역을 초과하여 지나치게 높았기 때문에, MA 조직이 조대화된 예이다. 그 결과, TS×λ의 값이 작아져, 신장 플랜지성을 개선할 수 없었다. 또한, TS×VDA의 값이 작아져, 충돌 특성을 개선할 수 없었다.
No. 7은, 마무리 압연 종료 온도가 지나치게 높았기 때문에, MA 조직이 조대화된 예이다. 그 결과, TS×λ의 값이 작아져, 신장 플랜지성을 개선할 수 없었다.
No. 8은, 권취 온도가 지나치게 높았기 때문에, MA 조직이 조대화된 예이다. 그 결과, TS×λ의 값이 작아져, 신장 플랜지성을 개선할 수 없었다.
No. 9, 39는, 균열 후의 평균 냉각 속도가 지나치게 작았기 때문에, 페라이트가 과잉으로 생성된 예이다. 그 결과, TS×λ의 값이 작아져, 신장 플랜지성을 개선할 수 없었다.
No. 11은, 균열 후의 냉각 정지 온도 T가 100℃ 이상 Ms점 이하의 온도역을 초과하여 지나치게 높음과 더불어, 냉각 후에 재가열 유지를 행하지 않았기 때문에, VMA/Vγ의 값이 지나치게 커진 예이다. 그 결과, TS×VDA의 값이 작아져, 충돌 특성을 개선할 수 없었다.
No. 13은, 마무리 압연 시에 있어서의 최종 스탠드에서의 압하율이 본 발명에서 규정하는 범위를 초과하여 지나치게 높았기 때문에, MA 조직이 조대화된 예이다. 그 결과, TS×λ의 값이 작아져, 신장 플랜지성을 개선할 수 없었다. 또한, TS×VDA의 값이 작아져, 충돌 특성을 개선할 수 없었다.
No. 14는, 마무리 압연 시에 있어서의 최종 스탠드에서의 압하율이 본 발명에서 규정하는 범위를 하회하여 지나치게 낮았기 때문에, MA 조직이 조대화된 예이다. 그 결과, TS×λ의 값이 작아져, 신장 플랜지성을 개선할 수 없었다.
No. 16은, Ac3점을 하회하는 온도에서 균열했기 때문에, 페라이트가 과잉으로 생성된 예이다. 그 결과, TS×λ의 값이 작아져, 신장 플랜지성을 개선할 수 없었다.
No. 23은, 재가열 유지 시간이 지나치게 짧았기 때문에, MA 조직이 조대화된 예이다. 그 결과, TS×λ의 값이 작아져, 신장 플랜지성을 개선할 수 없었다. 또한, MA 조직이 과잉으로 생성되었다. 그 결과, TS×EL의 값이 작아져, 연성을 개선할 수 없었다. 또한, VMA/Vγ의 값이 지나치게 커졌다. 그 결과, TS×VDA의 값이 작아져, 충돌 특성이 열화되었다.
No. 24는, 냉각 후에 행한 재가열 온도가 지나치게 높았기 때문에, 오스테나이트의 분해가 일어나, 잔류 γ 및 MA 조직을 소정량 확보할 수 없었던 예이다. 그 결과, TS가 낮아졌다.
No. 29는, 마무리 압연 시에 있어서의 최종 스탠드에서의 압하율이 본 발명에서 규정하는 범위를 초과하여 지나치게 높음과 더불어, 냉각 후에 재가열 유지를 행하지 않았기 때문에, MA 조직이 조대화됨과 더불어, VMA/Vγ의 값이 지나치게 커진 예이다. 그 결과, TS×λ의 값이 작아져, 신장 플랜지성을 개선할 수 없었다. 또한, TS×VDA의 값이 작아져, 충돌 특성을 개선할 수 없었다.
No. 33은, C량이 지나치게 적은 예이며, 본 발명에서 규정하는 범위의 잔류 γ량을 확보할 수 없었던 예이다. 그 결과, TS×EL의 값이 작아져, 연성이 열화되었다.
No. 34는, Si량이 지나치게 적은 예이며, 본 발명에서 규정하는 범위의 잔류 γ량을 확보할 수 없었다. 그 결과, TS×EL의 값이 작아져, 연성이 열화되었다.
No. 35는, Mn량이 지나치게 적은 예이며, 담금질성이 불충분해져, 페라이트가 과잉으로 생성된 예이다. 그 결과, TS×λ의 값이 작아져, 신장 플랜지성이 열화되었다.
No. 41은, 균열 후의 냉각 정지 온도 T가 100℃를 하회했기 때문에, 소정량의 잔류 γ를 확보할 수 없었던 예이다. 그 결과, TS×EL의 값이 작아져, 연성을 개선할 수 없었다.
1: 가열 공정
2: 균열 공정
3: 냉각 공정
4: 재가열 유지 공정
5: 냉각 정지 온도

Claims (8)

  1. 질량%로,
    C: 0.10% 이상 0.5% 이하,
    Si: 1.0% 이상 3% 이하,
    Mn: 1.5% 이상 7% 이하,
    P: 0% 초과 0.1% 이하,
    S: 0% 초과 0.05% 이하,
    Al: 0.005% 이상 1% 이하,
    N: 0% 초과 0.01% 이하, 및
    O: 0% 초과 0.01% 이하를 함유하고,
    잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 강판이며,
    판 두께의 1/4 위치에 있어서의 금속 조직이 하기 (1)∼(4)를 만족하는 것을 특징으로 하는 가공성 및 충돌 특성이 우수한 인장 강도 980MPa 이상의 고강도 냉연 강판.
    (1) 금속 조직을 주사형 전자 현미경으로 관찰했을 때에,
    금속 조직 전체에 대해서, 페라이트의 면적률이 0% 이상 10% 이하이고,
    잔부는 담금질 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하고, 베이니틱 페라이트, 베이나이트 및 템퍼링 마텐자이트로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종으로 이루어지는 경질상이다.
    (2) 금속 조직을 X선 회절법으로 측정했을 때에, 금속 조직 전체에 대해서, 잔류 오스테나이트의 체적률 Vγ가 5% 이상 30% 이하이다.
    (3) 금속 조직을 광학 현미경으로 관찰했을 때에, 금속 조직 전체에 대해서, 담금질 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트가 복합된 MA 조직의 면적률 VMA가 3% 이상 25% 이하이고, 상기 MA 조직의 평균 원 상당 직경이 2.0μm 이하이다.
    (4) 상기 잔류 오스테나이트의 체적률 Vγ에 대한 상기 MA 조직의 면적률 VMA의 비 VMA/Vγ가 하기 식(i)을 만족한다.
    0.50 ≤ VMA/Vγ ≤ 1.50 …(i)
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 강판은, 추가로 다른 원소로서, 질량%로, 이하의 (a)∼(e) 중 어느 것에 속하는 1종 이상을 함유하는 고강도 냉연 강판.
    (a) Cr: 0% 초과 1% 이하 및 Mo: 0% 초과 1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종.
    (b) Ti: 0% 초과 0.15% 이하, Nb: 0% 초과 0.15% 이하 및 V: 0% 초과 0.15% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종.
    (c) Cu: 0% 초과 1% 이하 및 Ni: 0% 초과 1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종.
    (d) B: 0% 초과 0.005% 이하.
    (e) Ca: 0% 초과 0.01% 이하, Mg: 0% 초과 0.01% 이하 및 REM: 0% 초과 0.01% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 고강도 냉연 강판의 표면에 전기 아연도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 전기 아연도금 강판.
  4. 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 고강도 냉연 강판의 표면에 용융 아연도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연도금 강판.
  5. 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 고강도 냉연 강판의 표면에 합금화 용융 아연도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 합금화 용융 아연도금 강판.
  6. 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성을 만족하는 강을,
    마무리 압연의 최종 스탠드에 있어서의 압연율을 5∼25%, 마무리 압연 종료 온도를 Ar3점 이상 900℃ 이하로 해서 열간 압연하고, 권취 온도를 600℃ 이하로 해서 권취하고, 실온까지 냉각하고,
    냉간 압연하고,
    평균 승온 속도 10℃/초 이상으로 Ac3점 이상의 온도역으로 가열하고, 해당 온도역에서 50초간 이상 유지해서 균열하고,
    100℃ 이상 Ms점 이하의 온도 범위에 있어서의 임의의 냉각 정지 온도 T℃까지 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고,
    가열하여 상기 냉각 정지 온도 T℃ 초과 550℃ 이하의 온도역에서 50초간 이상 유지하고 나서 실온까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 가공성 및 충돌 특성이 우수한 인장 강도 980MPa 이상의 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
  7. 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성을 만족하는 강을,
    마무리 압연의 최종 스탠드에 있어서의 압연율을 5∼25%, 마무리 압연 종료 온도를 Ar3점 이상 900℃ 이하로 해서 열간 압연하고, 권취 온도를 600℃ 이하로 해서 권취하고, 실온까지 냉각하고,
    냉간 압연하고,
    평균 승온 속도 10℃/초 이상으로 Ac3점 이상의 온도역으로 가열하고, 해당 온도역에서 50초간 이상 유지해서 균열하고,
    100℃ 이상 Ms점 이하의 온도 범위에 있어서의 임의의 냉각 정지 온도 T℃까지 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고,
    가열하여 상기 냉각 정지 온도 T℃ 초과 550℃ 이하의 온도역에서 50초간 이상 유지함과 더불어, 유지 시간 내에 용융 아연도금을 행한 후, 실온까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 가공성 및 충돌 특성이 우수한 인장 강도 980MPa 이상의 고강도 용융 아연도금 강판의 제조 방법.
  8. 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성을 만족하는 강을,
    마무리 압연의 최종 스탠드에 있어서의 압연율을 5∼25%, 마무리 압연 종료 온도를 Ar3점 이상 900℃ 이하로 해서 열간 압연하고, 권취 온도를 600℃ 이하로 해서 권취하고, 실온까지 냉각하고,
    냉간 압연하고,
    평균 승온 속도 10℃/초 이상으로 Ac3점 이상의 온도역으로 가열하고, 해당 온도역에서 50초간 이상 유지해서 균열하고,
    100℃ 이상 Ms점 이하의 온도 범위에 있어서의 임의의 냉각 정지 온도 T℃까지 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고,
    가열하여 상기 냉각 정지 온도 T℃ 초과 550℃ 이하의 온도역에서 50초간 이상 유지함과 더불어, 유지 시간 내에 용융 아연도금을 행한 후, 추가로 합금화 처리하고 나서 실온까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 가공성 및 충돌 특성이 우수한 인장 강도 980MPa 이상의 고강도 합금화 용융 아연도금 강판의 제조 방법.
KR1020177030765A 2015-03-31 2016-03-01 가공성 및 충돌 특성이 우수한 인장 강도 980MPa 이상의 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법 KR102174558B1 (ko)

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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20210068090A (ko) * 2018-11-30 2021-06-08 아르셀러미탈 구멍 확장비가 높은 열연 어닐링된 강판 및 그 제조 방법
WO2022097965A1 (ko) * 2020-11-09 2022-05-12 주식회사 포스코 내수소취성 및 내충돌성이 우수한 열간성형용 도금강판, 열간성형 부재 및 이들의 제조방법

Families Citing this family (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
WO2018220430A1 (en) * 2017-06-02 2018-12-06 Arcelormittal Steel sheet for manufacturing press hardened parts, press hardened part having a combination of high strength and crash ductility, and manufacturing methods thereof
EP4043603A1 (de) * 2017-09-28 2022-08-17 ThyssenKrupp Steel Europe AG Stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung
CN108130481A (zh) * 2017-12-07 2018-06-08 安徽科汇钢结构工程有限公司 一种拉伸凸缘性优的冷轧钢板
TW201945554A (zh) * 2018-04-23 2019-12-01 日商日本製鐵股份有限公司 鋼構件及其製造方法
CN108866435B (zh) * 2018-07-03 2019-08-06 鞍钢股份有限公司 一种汽车用复合微合金化中锰钢及其制造方法
JP6984759B2 (ja) * 2018-09-28 2021-12-22 日本製鉄株式会社 接着接合構造体および自動車用部品
KR102178731B1 (ko) * 2018-12-18 2020-11-16 주식회사 포스코 가공특성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR102527545B1 (ko) * 2019-03-28 2023-05-03 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 고강도 강판
WO2020208979A1 (ja) * 2019-04-11 2020-10-15 日本製鉄株式会社 鋼板およびその製造方法
EP4006190A4 (en) * 2019-07-30 2022-07-06 JFE Steel Corporation HIGH STRENGTH STEEL SHEET AND METHOD OF MAKING THE SAME
JP7191796B2 (ja) * 2019-09-17 2022-12-19 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
KR102275916B1 (ko) * 2019-12-09 2021-07-13 현대제철 주식회사 초고강도 및 고성형성을 갖는 합금화 용융아연도금강판 및 이의 제조방법
KR102321295B1 (ko) * 2019-12-18 2021-11-03 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR20220102651A (ko) * 2020-01-16 2022-07-20 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 핫 스탬프 성형체
CN111187985A (zh) * 2020-02-17 2020-05-22 本钢板材股份有限公司 一种具有高扩孔性能和疲劳寿命的热轧延伸凸缘钢及其制备工艺
CN115715332B (zh) * 2020-06-30 2024-04-12 杰富意钢铁株式会社 镀锌钢板、构件和它们的制造方法
JP2022061461A (ja) 2020-10-06 2022-04-18 株式会社神戸製鋼所 高強度冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにこれらの製造方法
KR102485009B1 (ko) * 2020-12-17 2023-01-04 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
WO2023233036A1 (en) * 2022-06-03 2023-12-07 Thyssenkrupp Steel Europe Ag High strength, cold rolled steel with reduced sensitivity to hydrogen embrittlement and method for the manufacture thereof

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5021108B1 (ko) 1969-09-30 1975-07-19
JPS527092A (en) 1975-04-30 1977-01-19 Siemens Ag Method of and device for profile grinding vane of turbine or compressor
JP2011202207A (ja) * 2010-03-24 2011-10-13 Kobe Steel Ltd 伸び、伸びフランジ性および溶接性を兼備した高強度冷延鋼板
KR20130140207A (ko) * 2011-05-25 2013-12-23 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 냉연 강판 및 그 제조 방법
JP5487916B2 (ja) 2009-11-30 2014-05-14 新日鐵住金株式会社 衝突吸収エネルギーに優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
KR20140074981A (ko) * 2011-10-07 2014-06-18 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
KR20150003280A (ko) * 2012-04-10 2015-01-08 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 충격 흡수 부재에 적합한 강판과 그 제조 방법

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5402007B2 (ja) * 2008-02-08 2014-01-29 Ｊｆｅスチール株式会社 加工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
JP5418047B2 (ja) * 2008-09-10 2014-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
US9745639B2 (en) * 2011-06-13 2017-08-29 Kobe Steel, Ltd. High-strength steel sheet excellent in workability and cold brittleness resistance, and manufacturing method thereof
JP5860343B2 (ja) * 2012-05-29 2016-02-16 株式会社神戸製鋼所 強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5632947B2 (ja) * 2012-12-12 2014-11-26 株式会社神戸製鋼所 加工性と低温靭性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
US10253389B2 (en) * 2014-03-31 2019-04-09 Jfe Steel Corporation High-yield-ratio, high-strength cold-rolled steel sheet and production method therefor
JP6554397B2 (ja) * 2015-03-31 2019-07-31 株式会社神戸製鋼所 加工性および衝突特性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板、およびその製造方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5021108B1 (ko) 1969-09-30 1975-07-19
JPS527092A (en) 1975-04-30 1977-01-19 Siemens Ag Method of and device for profile grinding vane of turbine or compressor
JP5487916B2 (ja) 2009-11-30 2014-05-14 新日鐵住金株式会社 衝突吸収エネルギーに優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
JP2011202207A (ja) * 2010-03-24 2011-10-13 Kobe Steel Ltd 伸び、伸びフランジ性および溶接性を兼備した高強度冷延鋼板
KR20130140207A (ko) * 2011-05-25 2013-12-23 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 냉연 강판 및 그 제조 방법
KR20140074981A (ko) * 2011-10-07 2014-06-18 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
KR20150003280A (ko) * 2012-04-10 2015-01-08 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 충격 흡수 부재에 적합한 강판과 그 제조 방법

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20210068090A (ko) * 2018-11-30 2021-06-08 아르셀러미탈 구멍 확장비가 높은 열연 어닐링된 강판 및 그 제조 방법
WO2022097965A1 (ko) * 2020-11-09 2022-05-12 주식회사 포스코 내수소취성 및 내충돌성이 우수한 열간성형용 도금강판, 열간성형 부재 및 이들의 제조방법

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