KR20190007055A - 강판 - Google Patents

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KR20190007055A
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신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
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Abstract

강판은 소정의 화학 조성을 갖고, 체적 분율로, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트: 합계로 70％ 이상 92％ 미만, 잔류 오스테나이트: 8％ 이상 30％ 미만, 페라이트: 10％ 미만, 프레시 마르텐사이트: 10％ 미만, 또한 펄라이트: 10％ 미만으로 표시되는 강 조직을 갖는다. 템퍼링 마르텐사이트 및 하부 베이나이트 중의 철기 탄화물의 개수 밀도가 1.0×106(개/mm2) 이상이고, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경이 5㎛ 이하이다.

Description

강판
본 발명은, 자동차, 건축재, 가전 제품 등에 적합한 고강도 강판에 관한 것이다.
자동차의 경량화 및 충돌 안전성의 향상을 위해, 인장 강도가 980MPa 이상인 고강도 강판의 자동차 부재로의 적용이 급속하게 확대되고 있다. 또한, 양호한 연성이 얻어지는 고강도 강판으로서, 변태 유기 소성(transformation induced plasticity: TRIP)을 이용하는 TRIP 강판이 알려져 있다.
그러나, 종래의 TRIP 강판에서는, 인장 강도 및 연성 이외에 구멍 확장성, 내수소 취화 특성 및 인성을 양립할 수 없다.
일본 특허 공개 평11-293383호 공보 일본 특허 공개 평1-230715호 공보 일본 특허 공개 평2-217425호 공보 일본 특허 공개 제2010-90475호 공보 국제 공개 제2013/051238호 일본 특허 공개 제2013-227653호 공보 국제 공개 제2012/133563호 일본 특허 공개 제2014-34716호 공보 국제 공개 제2012/144567호
본 발명은, 인장 강도, 연성, 구멍 확장성, 내수소 취화 특성 및 인성을 양립할 수 있는 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해 예의 검토를 행하였다. 그 결과, TRIP 강판에 있어서, 주상을 소정의 유효 결정 입경을 갖는 템퍼링 마르텐사이트 혹은 베이나이트 또는 이들 양쪽으로 하고, 템퍼링 마르텐사이트 및 하부 베이나이트 중에 소정의 개수 밀도의 철기 탄화물을 포함시킴으로써, 인장 강도, 연성, 구멍 확장성, 내수소 취화 특성 및 인성을 양립할 수 있다는 것을 지견하였다.
본원 발명자는, 이러한 지견에 기초하여 더욱 예의 검토를 거듭한 결과, 이하에 나타내는 발명의 여러 양태에 상도하였다.
(1)
질량％로,
C: 0.15％ 내지 0.45％,
Si: 1.0％ 내지 2.5％,
Mn: 1.2％ 내지 3.5％,
Al: 0.001％ 내지 2.0％,
P: 0.02％ 이하,
S: 0.02％ 이하,
N: 0.007％ 이하,
O: 0.01％ 이하,
Mo: 0.0％ 내지 1.0％,
Cr: 0.0％ 내지 2.0％,
Ni: 0.0％ 내지 2.0％,
Cu: 0.0％ 내지 2.0％,
Nb: 0.0％ 내지 0.3％,
Ti: 0.0％ 내지 0.3％,
V: 0.0％ 내지 0.3％,
B: 0.00％ 내지 0.01％,
Ca: 0.00％ 내지 0.01％,
Mg: 0.00％ 내지 0.01％,
REM: 0.00％ 내지 0.01％, 또한
잔부: Fe 및 불순물
로 표시되는 화학 조성을 갖고,
체적 분율로,
템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트: 합계로 70％ 이상 92％ 미만,
잔류 오스테나이트: 8％ 이상 30％ 미만,
페라이트: 10％ 미만,
프레시 마르텐사이트: 10％ 미만, 또한
펄라이트: 10％ 미만
으로 표시되는 강 조직을 갖고,
템퍼링 마르텐사이트 및 하부 베이나이트 중의 철기 탄화물의 개수 밀도가 1.0×106(개/mm2) 이상이고,
템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경이 5㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 강판.
(2)
상기 화학 조성에 있어서, 질량％로,
Mo: 0.01％ 내지 1.0％,
Cr: 0.05％ 내지 2.0％,
Ni: 0.05％ 내지 2.0％, 혹은
Cu: 0.05％ 내지 2.0％,
또는 이들의 임의의 조합이 성립되는 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 강판.
(3)
상기 화학 조성에 있어서, 질량％로,
Nb: 0.005％ 내지 0.3％,
Ti: 0.005％ 내지 0.3％, 혹은
V: 0.005％ 내지 0.3％,
또는 이들의 임의의 조합이 성립되는 것을 특징으로 하는 (1) 또는 (2)에 기재된 강판.
(4)
상기 화학 조성에 있어서, 질량％로,
B: 0.0001％ 내지 0.01％
가 성립되는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (3) 중 어느 것에 기재된 강판.
(5)
상기 화학 조성에 있어서, 질량％로,
Ca: 0.0005％ 내지 0.01％,
Mg: 0.0005％ 내지 0.01％, 혹은
REM: 0.0005％ 내지 0.01％,
또는 이들의 임의의 조합이 성립되는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (4) 중 어느 것에 기재된 강판.
본 발명에 따르면, 강 조직, 그리고 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경 등이 적절하기 때문에, 인장 강도, 연성, 구멍 확장성, 내수소 취화 특성 및 인성을 양립할 수 있다.
이하, 본 발명의 실시 형태에 대하여 설명한다.
우선, 본 발명의 실시 형태에 관한 강판의 강 조직에 대하여 설명한다. 본 실시 형태에 관한 강판은, 체적 분율로, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트: 합계로 70％ 이상 92％ 미만, 잔류 오스테나이트: 8％ 이상 30％ 미만, 페라이트: 10％ 미만, 프레시 마르텐사이트: 10％ 미만, 또한 펄라이트: 10％ 미만으로 표시되는 강 조직을 갖고 있다.
(템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트: 합계로 70％ 이상 92％ 미만)
템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트는, 철기 탄화물을 포함하는 저온 변태 조직이며, 구멍 확장성 및 내수소 취화 특성의 양립에 기여한다. 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 체적 분율이 합계로 70％ 미만이면, 구멍 확장성 및 내수소 취화 특성을 충분히 양립하는 것이 곤란해진다. 따라서, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 체적 분율은 합계로 70％ 이상으로 한다. 한편, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 체적 분율이 92％ 이상이면, 후술하는 잔류 오스테나이트가 부족하다. 따라서, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 체적 분율은 92％ 미만으로 한다.
템퍼링 마르텐사이트는 라스 형상의 결정립의 집합이며, 내부에 긴 직경이 5nm 이상인 철기 탄화물을 포함한다. 템퍼링 마르텐사이트에 포함되는 철기 탄화물은 복수의 베어리언트를 갖고, 하나의 결정립 내에 존재하는 철기 탄화물은 복수의 방향으로 신장되어 있다.
베이나이트에는, 상부 베이나이트 및 하부 베이나이트가 포함된다. 하부 베이나이트는 라스 형상의 결정립의 집합이며, 내부에 긴 직경이 5nm 이상인 철기 탄화물을 포함한다. 단, 템퍼링 마르텐사이트와는 달리, 하부 베이나이트에 포함되는 철기 탄화물은 단일의 베어리언트를 갖고, 하나의 결정립 내에 존재하는 철기 탄화물은 실질적으로 단일의 방향으로 신장되어 있다. 여기에서 말하는 「실질적으로 단일의 방향」이란, 각도차가 5° 이내인 방향을 의미한다. 상부 베이나이트는, 내부에 철기 탄화물을 포함하지 않는 라스 형상의 결정립의 집합이다.
템퍼링 마르텐사이트와 하부 베이나이트는, 철기 탄화물이 신장되는 방향이 복수인지 단일인지에 의해 판별할 수 있다. 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 체적 분율이 합계로 70％ 이상이면, 그 내역은 한정되지 않는다. 이것은, 상세한 설명은 후술하지만, 철기 탄화물의 베어리언트는 구멍 확장성 및 내수소 취화 특성의 양립에 영향을 미치지 않기 때문이다. 단, 베이나이트의 형성에는, 300℃ 내지 500℃에서의 비교적 장시간의 유지가 필요로 되기 때문에, 생산성의 관점에서 템퍼링 마르텐사이트의 비율이 높은 편이 바람직하다.
(잔류 오스테나이트: 8％ 이상 30％ 미만)
잔류 오스테나이트는, 변태 유기 소성(transformation induced plasticity: TRIP)을 통해 연성의 향상에 기여한다. 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 8％ 미만이면, 충분한 연성이 얻어지지 않는다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 체적 분율은 8％ 이상으로 하고, 바람직하게는 10％ 이상으로 한다. 한편, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 30％ 이상이면, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트가 부족하다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 체적 분율은 30％ 미만으로 한다.
(페라이트: 10％ 미만)
페라이트는, 내부에 라스 등의 하부 조직을 포함하지 않는 연질의 조직이며, 경질 조직인 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트와의 계면에서 강도차에 따른 깨짐이 발생하기 쉽다. 즉, 페라이트는 인성 및 구멍 확장성을 열화시키기 쉽다. 또한, 페라이트는 저온 인성의 열화를 초래한다. 따라서, 페라이트의 체적 분율은 낮으면 낮을수록 바람직하다. 특히, 페라이트의 체적 분율이 10％ 이상에서, 인성 및 구멍 확장성의 저하가 현저하다. 따라서, 페라이트의 체적 분율은 10％ 미만으로 한다.
(프레시 마르텐사이트: 10％ 미만)
프레시 마르텐사이트는, 철기 탄화물을 포함하지 않는 ?칭 상태의 마르텐사이트이며, 강도의 향상에 기여하기는 하지만, 내수소 취화 특성을 대폭으로 열화시킨다. 또한, 프레시 마르텐사이트는, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트와의 경도차에 따른 저온 인성의 열화를 초래한다. 따라서, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율은 낮으면 낮을수록 바람직하다. 특히, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율이 10％ 이상에서, 내수소 취화 특성의 열화가 현저하다. 따라서, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율은 10％ 미만으로 한다.
(펄라이트: 10％ 미만)
펄라이트는, 페라이트와 마찬가지로 인성 및 구멍 확장성을 열화시킨다. 따라서, 펄라이트의 체적 분율은 낮으면 낮을수록 바람직하다. 특히, 펄라이트의 체적 분율이 10％ 이상에서, 인성 및 구멍 확장성의 저하가 현저하다. 따라서, 펄라이트의 체적 분율은 10％ 미만으로 한다.
이어서, 템퍼링 마르텐사이트 및 하부 베이나이트 중의 철기 탄화물에 대하여 설명한다. 템퍼링 마르텐사이트 및 하부 베이나이트 중의 철기 탄화물과 모상 사이에는 정합의 계면이 포함되고, 정합의 계면에 정합 변형이 존재한다. 이 정합 변형이 수소 트랩능을 발휘하고, 내수소 취화 특성을 향상시키고, 내지연 파괴 특성을 향상시킨다. 이러한 철기 탄화물의 개수 밀도가 1.0×106(개/mm2) 미만이면, 충분한 내수소 취화 특성이 얻어지지 않는다. 따라서, 템퍼링 마르텐사이트 및 하부 베이나이트 중의 철기 탄화물의 개수 밀도는 1.0×106(개/mm2) 이상으로 하고, 바람직하게는 2.0×106(개/mm2) 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 3.0×106(개/mm2) 이상으로 한다.
철기 탄화물이란, 주로 Fe 및 C로 이루어지는 탄화물의 총칭이며, 예를 들어 결정 구조가 상이한 ε 탄화물, χ 탄화물, 시멘타이트(θ 탄화물)가 철기 탄화물에 속한다. 철기 탄화물은, 모상인 마르텐사이트 및 하부 베이나이트 중에 특정 방위 관계를 갖고 존재한다. 철기 탄화물에 포함되는 Fe의 일부가 Mn, Si 및 Cr의 다른 원소로 치환되어 있어도 된다. 이 경우에도, 장축의 길이가 5nm 이상인 철기 탄화물의 개수 밀도가 1.0×106(개/mm2) 이상이면, 우수한 내수소 취화 특성이 얻어진다.
개수 밀도의 계수 대상은, 장축의 사이즈가 5nm 이상인 철기 탄화물로 한다. 주사형 전자 현미경 및 투과형 전자 현미경으로 관찰 가능한 크기에는 한계가 있지만, 대략 장축의 사이즈가 5nm 이상인 철기 탄화물은 관찰 가능하다. 템퍼링 마르텐사이트 및 하부 베이나이트 중에 장축의 사이즈가 5nm 미만인 철기 탄화물이 포함되어 있어도 된다. 철기 탄화물이 미세할수록 우수한 내수소 취화 특성이 얻어진다. 이 때문에, 철기 탄화물은 미세한 것이 바람직하고, 예를 들어 장축의 평균 길이는 바람직하게는 350nm 이하이고, 보다 바람직하게는 250nm 이하이고, 더욱 바람직하게는 200nm 이하이다.
지금까지, 철기 탄화물이 내수소 취화 특성의 향상에 기여하는 것이 지견되지 않았다. 이것은, 일반적으로 잔류 오스테나이트의 활용 및 이에 따른 성형성의 향상을 위해서는, 철기 탄화물의 석출의 억제가 특히 중요시되어, 철기 탄화물의 석출이 억제되어 왔기 때문이라고 생각된다. 바꾸어 말하면, 지금까지 잔류 오스테나이트 및 미세한 철기 탄화물을 포함하는 강판에 대하여 검토되지 않아, TRIP 강에 있어서의 철기 탄화물에 의한 내수소 취화 특성의 향상이라는 효과가 알려지지 않았다고 생각된다.
이어서, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경에 대하여 설명한다. 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경의 측정 방법에 대해서는 후술하지만, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경이 5㎛ 초과이면, 충분한 인성이 얻어지지 않는다. 따라서, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경은 5㎛ 이하로 하고, 바람직하게는 3㎛ 이하로 한다.
이어서, 상기 조직의 체적 분율을 측정하는 방법의 예에 대하여 설명한다.
페라이트, 펄라이트, 상부 베이나이트, 하부 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율의 측정에서는, 강판으로부터 압연 방향에 평행하면서도 두께 방향에 평행한 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취한다. 이어서, 관찰면을 연마하고, 나이탈 에칭하고, 강판의 두께를 t라 했을 때의 강판 표면으로부터 t/8의 깊이부터 3t/8의 깊이까지의 범위를 5000배의 배율로 전해 방사형 주사형 전자 현미경(field emission scanning electron microscope: FE- SEM)으로 관찰한다. 이 방법에 의해, 페라이트, 펄라이트, 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 동정할 수 있다. 템퍼링 마르텐사이트, 상부 베이나이트 및 하부 베이나이트는, 라스 형상의 결정립 내의 철기 탄화물의 유무 및 신장 방향에 의해 서로로부터 구별할 수 있다. 이러한 관찰을 10시야에 대하여 행하고, 10시야의 평균값으로부터 페라이트, 펄라이트, 상부 베이나이트, 하부 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 각 면적 분율이 얻어진다. 면적 분율은 체적 분율과 등가이기 때문에, 그대로 체적 분율로 할 수 있다. 이 관찰에 있어서, 템퍼링 마르텐사이트 및 하부 베이나이트 중의 철기 탄화물의 개수 밀도도 특정할 수 있다.
잔류 오스테나이트의 체적 분율의 측정에서는, 강판으로부터 시료를 채취하고, 강판 표면으로부터의 t/4의 깊이까지의 부분을 화학 연마하고, 압연면에 평행한 강판 표면으로부터의 깊이가 t/4인 면에 있어서의 X선 회절 강도를 측정한다. 예를 들어, 잔류 오스테나이트의 체적 분율 Vγ는 다음의 식으로 표시된다.
Vγ=(I200f+I220f+I311f)/(I200b+I21lb)×100
(I200f, I220f, I311f는 각각 면심 입방 격자(fcc)상의 (200), (220), (311)의 회절 피크의 강도, I200b, I21lb는 각각 체심 입방 격자(bcc)상의 (200), (211)의 회절 피크의 강도를 나타냄)
프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트는, 나이탈 에칭으로는 충분히 부식되지 않기 때문에, 페라이트, 펄라이트, 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트로부터 구별할 수 있다. 따라서, FE-SEM 관찰에 있어서의 잔부의 체적 분율로부터 잔류 오스테나이트의 체적 분율 Vγ를 뺌으로써 프레시 마르텐사이트의 체적 분율을 특정할 수 있다.
템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경의 측정에서는, 전자선 후방 산란 회절법(electron back-scatter diffraction: EBSD)에 의한 결정 방위 해석을 행한다. 이 해석에서는, 인접하는 2개의 측정점간의 방위차를 계산하는 것이 가능하다. 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경에 대한 사고 방식은 다양하게 존재하지만, 본 발명자들은, 인성을 지배하는 균열 전파에 대하여 블록 경계가 유효한 결정 단위라는 것을 알아내었다. 블록 경계는, 대략 방위차가 10° 이상인 경계로 둘러싸인 영역에서 판단할 수 있기 때문에, EBSD로 측정한 결정 방위맵 상에 10° 이상의 방위차를 갖는 경계를 도시함으로써 반영할 수 있다. 이러한 10° 이상의 방위차를 갖는 경계로 둘러싸인 영역의 원 상당 직경을 유효 결정 입경으로 한다. 본 발명자들에 의한 검증에 의하면, 방위차가 10° 이상인 측정점 간에 유효 결정립계가 존재한다고 간주한 경우에, 유효 결정립계와 인성 사이에 유의한 상관 관계가 확인되었다.
이어서, 본 발명의 실시 형태에 관한 강판 및 그 제조에 사용하는 슬래브의 화학 조성에 대하여 설명한다. 상술한 바와 같이, 본 발명의 실시 형태에 관한 강판은, 슬래브의 열간 압연, 냉간 압연, 연속 어닐링 및 템퍼링 처리 등을 거쳐서 제조된다. 따라서, 강판 및 슬래브의 화학 조성은, 강판의 특성 뿐만 아니라 이들의 처리를 고려한 것이다. 이하의 설명에 있어서, 강판 및 슬래브에 포함되는 각 원소의 함유량의 단위인 「％」는, 특별히 언급이 없는 한 「질량％」를 의미한다. 본 실시 형태에 관한 강판은 질량％로, C: 0.15％ 내지 0.45％, Si: 1.0％ 내지 2.5％, Mn: 1.2％ 내지 3.5％, Al: 0.001％ 내지 2.0％, P: 0.02％ 이하, S: 0.02％ 이하, N: 0.007％ 이하, O: 0.01％ 이하, Mo: 0.0％ 내지 1.0％, Cr: 0.0％ 내지 2.0％, Ni: 0.0％ 내지 2.0％, Cu: 0.0％ 내지 2.0％, Nb: 0.0％ 내지 0.3％, Ti: 0.0％ 내지 0.3％, V: 0.0％ 내지 0.3％, B: 0.00％ 내지 0.01％, Ca: 0.00％ 내지 0.01％, Mg: 0.00％ 내지 0.01％, REM: 0.00％ 내지 0.01％, 또한 잔부: Fe 및 불순물로 표시되는 화학 조성을 갖고 있다. 불순물로서는, 광석이나 스크랩 등의 원재료에 포함되는 것, 제조 공정에 있어서 포함되는 것이 예시된다.
(C: 0.15％ 내지 0.45％)
C는, 강도의 향상에 기여하거나, 철기 탄화물의 생성을 통한 내수소 취화 특성의 향상에 기여하거나 한다. C 함유량이 0.15％ 미만이면, 충분한 인장 강도, 예를 들어 980MPa 이상의 인장 강도가 얻어지지 않는다. 따라서, C 함유량은 0.15％ 이상으로 하고, 바람직하게는 0.18％ 이상으로 한다. 한편, C 함유량이 0.45％를 초과하면, 마르텐사이트 변태 개시 온도가 극단적으로 낮아지고, 충분한 체적 분율의 마르텐사이트를 확보할 수 없으며, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 체적 분율을 70％ 이상으로 할 수 없다. 또한, 용접부의 강도가 부족한 경우도 있다. 따라서, C 함유량은 0.45％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.35％ 이하로 한다.
(Si: 1.0％ 내지 2.5％)
Si는, 강도의 향상에 기여하거나, 오스테나이트 중에서의 조대한 철기 탄화물의 석출을 억제하여, 실온에서 안정된 잔류 오스테나이트의 생성에 기여하거나 한다. Si 함유량이 1.0％ 미만이면, 조대한 철기 탄화물의 석출을 충분히 억제할 수 없다. 따라서, Si 함유량은 1.0％ 이상으로 하고, 바람직하게는 1.2％ 이상으로 한다. 한편, Si 함유량이 2.5％를 초과하면, 강판의 취화에 의해 성형성이 저하된다. 따라서, Si 함유량은 2.5％ 이하로 하고, 바람직하게는 2.0％ 이하로 한다.
(Mn: 1.2％ 내지 3.5％)
Mn은, 강도의 향상에 기여하거나, 어닐링 후의 냉각 중의 페라이트 변태를 억제하거나 한다. Mn 함유량이 1.2％ 미만이면, 페라이트가 과잉으로 생성되어, 충분한 인장 강도, 예를 들어 980MPa 이상의 인장 강도의 확보가 어렵다. 따라서, Mn 함유량은 1.2％ 이상으로 하고, 바람직하게는 2.2％ 이상으로 한다. 한편, Mn 함유량이 3.5％를 초과하면, 슬래브 및 열연 강판이 과도하게 고강도화되어, 제조성이 저하된다. 따라서, Mn 함유량은 3.5％ 이하로 하고, 바람직하게는 2.8％ 이하로 한다. 제조성의 관점에서, Mn은 바람직하게는 3.00％ 이하로 한다.
(Al: 0.001％ 내지 2.0％)
Al은, 불가피하게 강에 함유되지만, 오스테나이트 중에서의 조대한 철기 탄화물의 석출을 억제하여, 실온에서 안정된 잔류 오스테나이트의 생성에 기여한다. Al은 탈산제로서도 기능한다. 따라서, Al이 함유되어 있어도 된다. 한편, Al 함유량이 2.0％를 초과하면, 제조성이 저하된다. 따라서, Al은 2.0％ 이하로 하고, 바람직하게는 1.5％ 이하로 한다. Al 함유량의 저감에는 비용이 들며, 0.001％ 미만까지 저감하고자 하면, 비용이 현저하게 상승한다. 이 때문에, Al 함유량은 0.001％ 이상으로 한다.
(P: 0.02％ 이하)
P는 필수 원소는 아니며, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. P는, 강판의 두께 방향의 중앙부에 편석되기 쉽고, 용접부를 취화시킨다. 이 때문에, P 함유량은 낮으면 낮을수록 바람직하다. 특히, P 함유량이 0.02％ 초과에서, 용접성의 저하가 현저하다. 따라서, P 함유량은 0.02％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.015％ 이하로 한다. P 함유량의 저감에는 비용이 들며, 0.0001％ 미만까지 저감하고자 하면, 비용이 현저하게 상승한다. 이 때문에, P 함유량은 0.0001％ 이상으로 해도 된다.
(S: 0.02％ 이하)
S는 필수 원소는 아니며, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. S는, 조대한 MnS를 형성하여 구멍 확장성을 저하시킨다. S는, 용접성을 저하시키거나, 주조 및 열간 압연의 제조성을 저하시키거나 하는 경우도 있다. 이 때문에, S 함유량은 낮으면 낮을수록 바람직하다. 특히, S 함유량이 0.02％ 초과에서, 구멍 확장성의 저하가 현저하다. 따라서, S 함유량은 0.02％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.005％ 이하로 한다. S 함유량의 저감에는 비용이 들며, 0.0001％ 미만까지 저감하고자 하면, 비용이 현저하게 상승하고, 0.0001％ 미만까지 저감하고자 하면, 비용이 더욱 현저하게 상승한다. 이 때문에, S 함유량은 0.0001％ 이상으로 해도 된다.
(N: 0.007％ 이하)
N은 필수 원소는 아니며, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. N은, 조대한 질화물을 형성하여, 굽힘성 및 구멍 확장성을 열화시킨다. N은, 용접시의 블로우 홀의 발생의 원인도 된다. 이 때문에, N 함유량은 낮으면 낮을수록 바림직하다. 특히, N 함유량이 0.007％ 초과에서, 굽힘성 및 구멍 확장성의 저하가 현저하다. 따라서, N 함유량은 0.007％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.004％ 이하로 한다. N 함유량의 저감에는 비용이 들며, 0.0005％ 미만까지 저감하고자 하면, 비용이 현저하게 상승한다. 이 때문에, N 함유량은 0.0005％ 이상으로 해도 된다.
(O: 0.01％ 이하)
O는 필수 원소는 아니며, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. O는, 산화물을 형성하여 성형성을 열화시킨다. 이 때문에, O 함유량은 낮으면 낮을수록 바람직하다. 특히, O 함유량이 0.01％ 초과에서, 성형성의 저하가 현저해진다. 따라서, O 함유량은 0.01％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.005％ 이하로 한다. O 함유량의 저감에는 비용이 들며, 0.0001％ 미만까지 저감하고자 하면, 비용이 현저하게 상승한다. 이 때문에, O 함유량은 0.0001％ 이상으로 해도 된다.
Mo, Cr, Ni, Cu, Nb, Ti, V, B, Ca, Mg 및 REM은 필수 원소는 아니며, 강판 및 슬래브에 소정량을 한도로 적절히 함유되어 있어도 되는 임의 원소이다.
(Mo: 0.0％ 내지 1.0％, Cr: 0.0％ 내지 2.0％, Ni: 0.0％ 내지 2.0％, Cu: 0.0％ 내지 2.0％)
Mo, Cr, Ni 및 Cu는 강도의 향상에 기여하거나, 어닐링 후의 냉각 중의 페라이트 변태를 억제하거나 한다. 따라서, Mo, Cr, Ni 혹은 Cu 또는 이들의 임의의 조합이 함유되어 있어도 된다. 이 효과를 충분히 얻기 위해, Mo 함유량은 0.01％ 이상인 것이 바람직하고, Cr 함유량은 0.05％ 이상인 것이 바람직하고, Ni 함유량은 0.05％ 이상인 것이 바람직하고, Cu 함유량은 0.05％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, Mo 함유량이 1.0％ 초과이거나, Cr 함유량이 2.0％ 초과이거나, Ni 함유량이 2.0％ 초과이거나, 또는 Cu 함유량이 2.0％ 초과이면, 열간 압연의 제조성이 저하된다. 따라서, Mo 함유량은 1.0％ 이하로 하고, Cr 함유량은 2.0％ 이하로 하고, Ni 함유량은 2.0％ 이하로 하고, Cu 함유량은 2.0％ 이하로 한다. 즉, Mo: 0.01％ 내지 1.0％, Cr: 0.05％ 내지 2.0％, Ni: 0.05％ 내지 2.0％, 혹은 Cu: 0.05％ 내지 2.0％, 또는 이들의 임의의 조합이 성립되는 것이 바람직하다.
(Nb: 0.0％ 내지 0.3％, Ti: 0.0％ 내지 0.3％, V: 0.0％ 내지 0.3％)
Nb, Ti 및 V는 합금 탄질화물을 생성하고, 석출 강화 및 미립화 강화를 통해 강도의 향상에 기여한다. 따라서, Nb, Ti 혹은 V 또는 이들의 임의의 조합이 함유되어 있어도 된다. 이 효과를 충분히 얻기 위해, Nb 함유량은 0.005％ 이상인 것이 바람직하고, Ti 함유량은 0.005％ 이상인 것이 바람직하고, V 함유량은 0.005％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, Nb 함유량이 0.3％ 초과이거나, Ti 함유량이 0.3％ 초과이거나, 또는 V 함유량이 0.3％ 초과이면, 합금 탄질화물이 과잉으로 석출되어 성형성이 열화된다. 따라서, Nb 함유량은 0.3％ 이하로 하고, Ti 함유량은 0.3％ 이하로 하고, V 함유량은 0.3％ 이하로 한다. 즉, Nb: 0.005％ 내지 0.3％, Ti: 0.005％ 내지 0.3％, 혹은 V: 0.005％ 내지 0.3％, 또는 이들의 임의의 조합이 성립되는 것이 바람직하다.
(B: 0.00％ 내지 0.01％)
B는 입계를 강화하거나, 어닐링 후의 냉각 중인 페라이트 변태를 억제하거나 한다. 따라서, B가 함유되어 있어도 된다. 이 효과를 충분히 얻기 위해, B 함유량은 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, B 함유량이 0.01％ 초과이면, 열간 압연의 제조성이 저하된다. 따라서, B 함유량은 0.01％ 이하로 한다. 즉, B: 0.0001％ 내지 0.01％가 성립되는 것이 바람직하다.
(Ca: 0.00％ 내지 0.01％, Mg: 0.00％ 내지 0.01％, REM: 0.00％ 내지 0.01％)
Ca, Mg 및 REM은, 산화물이나 황화물의 형태를 제어하여 구멍 확장성의 향상에 기여한다. 따라서, Ca, Mg 혹은 REM 또는 이들의 임의의 조합이 함유되어 있어도 된다. 이 효과를 충분히 얻기 위해, Ca 함유량은 0.0005％ 이상인 것이 바람직하고, Mg 함유량은 0.0005％ 이상인 것이 바람직하고, REM 함유량은 0.0005％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, Ca 함유량이 0.01％ 초과이거나, Mg 함유량이 0.01％초과이거나, 또는 REM 함유량이 0.01％ 초과이면, 주조성 등의 제조성이 열화된다. 따라서, Ca 함유량은 0.01％ 이하로 하고, Mg 함유량은 0.01％ 이하로 하고, REM 함유량은 0.01％ 이하로 한다. 즉, Ca: 0.0005％ 내지 0.01％, Mg: 0.0005％ 내지 0.01％, 혹은 REM: 0.0005％ 내지 0.01％, 또는 이들의 임의의 조합이 성립되는 것이 바람직하다.
REM(희토류 금속)은 Sc, Y 및 란타노이드의 합계 17종류의 원소를 말하며, 「REM 함유량」은 이들 17종류의 원소의 합계의 함유량을 의미한다. REM은, 예를 들어 미슈 메탈로 첨가되며, 미슈 메탈은 La 및 Ce 이외에 란타노이드를 함유하는 경우가 있다. REM의 첨가에, 금속 La, 금속 Ce 등의 금속 단체를 사용해도 된다.
본 실시 형태에 따르면, 높은 인장 강도, 예를 들어 980MPa 이상, 바람직하게는 1180MPa 이상의 인장 강도를 얻으면서, 우수한 연성, 구멍 확장성, 내수소 취화 특성 및 인성이 얻어진다.
이어서, 본 발명의 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다. 본 발명의 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법에서는, 상기한 화학 조성을 갖는 강의 열간 압연, 냉간 압연, 연속 어닐링 및 템퍼링 처리 등을 이 순서로 행한다.
(열간 압연)
열간 압연에서는, 조압연 및 마무리 압연을 행한다. 열간 압연에 사용하는 슬래브의 제조 방법은 한정되지 않으며, 연속 주조 슬래브를 사용해도 되고, 박 슬래브 캐스터 등으로 제조한 것을 사용해도 된다. 또한, 연속 주조 후에 즉시 열간 압연을 행해도 된다. 주조 슬래브는 주조 후에 냉각하지 않거나, 또는 일단 냉각한 후에 1150℃ 이상으로 가열한다. 가열 온도가 1150℃ 미만이면, 마무리 압연 온도가 850℃ 미만이 되기 쉽고, 압연 하중이 높아진다. 비용의 관점에서, 가열 온도는 바람직하게는 1350℃ 미만으로 한다.
조압연에서는, 1000℃ 이상 1150℃ 이하에서 압하율이 40％ 이상인 압연을 적어도 1회 이상 행하고, 마무리 압연 전에 오스테나이트를 미립화한다.
마무리 압연에서는, 5m 정도의 간격으로 배치된 5대 내지 7대의 마무리 압연기를 사용한 연속 압연을 행한다. 그리고, 최종 3단의 압연을 1020℃ 이하에서 행하고, 최종 3단의 압연의 합계 압하율을 40％ 이상으로 하고, 최종 3단의 압연의 통과 시간을 2.0초 이하로 한다. 또한, 최종단의 압연으로부터 1.5초 이하의 경과 시간에 수냉을 개시한다. 여기서, 최종 3단의 압연이란, 최후의 3대의 압연기를 사용한 압연을 의미한다. 예를 들어, 6대의 압연기에서 연속 압연을 행하는 경우에는, 4대째부터 6대째의 압연기에서의 압연을 의미하고, 최종 3단의 압연의 합계 압하율은, 4대째의 압연기에 들어갈 때의 판 두께를 t4, 6대째의 압연기로부터 나왔을 때의 판 두께를 t6이라 했을 때, 「(t4-t6)/t4×100(％)」으로 계산된다. 최종 3단의 압연의 통과 시간은, 4대째의 압연기로부터 강판이 나온 후 6대째의 압연기로부터 나올 때까지의 시간을 의미하며, 최종단의 압연으로부터의 경과 시간은, 6대째의 압연기로부터 강판이 나온 후 수냉이 개시될 때까지의 시간을 의미한다. 최종단의 압연기와 수냉 설비 사이에, 온도 및 두께 등의 강판의 성상을 측정하는 섹션이 존재해도 된다.
마무리 압연 후의 조직의 미립화에는, 마무리 압연 중의 압하율, 온도 및 패스간 시간이 중요하다.
최종 3단의 압연 중에 강판의 온도가 1020℃ 초과가 되면, 오스테나이트립을 충분히 미립화할 수 없다. 따라서, 최종 3단의 압연은 1020℃ 이하에서 행한다. 6대의 압연기에서 연속 압연을 행하는 경우, 최종 3단의 압연을 1020℃ 이하에서 행하기 위해, 4대째의 압연기에 있어서의 입측 온도를 1020℃ 이하로 하고, 그 후의 압연 중의 가공 발열에 의해서도, 강판의 온도가 1020℃ 초과가 되지 않도록 한다.
최종 3단의 압연의 합계 압하율이 40％ 미만이면 누적 압연 변형이 불충분해지고, 오스테나이트립을 충분히 미립화할 수 없다. 따라서, 최종 3단의 압연의 합계 압하율은 40％ 이상으로 한다.
최종 3단의 압연의 통과 시간은 패스간 시간에 의존하며, 이 통과 시간이 길수록 패스간 시간이 길고, 연속하는 2개의 압연기의 사이에 오스테나이트립의 재결정 및 입성장이 진행되기 쉽다. 그리고, 이 통과 시간이 2.0초 초과에서 오스테나이트립의 재결정 및 입성장이 현저해지기 쉽다. 따라서, 최종 3단의 압연의 통과 시간은 2.0초 이하로 한다. 오스테나이트립의 재결정 및 입성장을 억제하는 관점에서, 최종단의 압연으로부터 수냉 개시까지의 경과 시간은 짧으면 짧을수록 바람직하다. 이 경과 시간이 1.5초 초과에서 오스테나이트립의 재결정 및 입성장이 현저해지기 쉽다. 따라서, 최종단의 압연으로부터 수냉 개시까지의 경과 시간은 1.5초 이하로 한다. 최종단의 압연기와 수냉 설비 사이에, 온도 및 두께 등의 강판의 성상을 측정하는 섹션이 존재하여, 수냉을 즉시 개시할 수 없는 경우에도, 경과 시간이 1.5초 이하이면 오스테나이트립의 재결정 및 입성장을 억제할 수 있다.
마무리 압연의 능력을 저해하지 않는 범위에서, 마무리 압연의 직후에 수냉 노즐 등으로 냉각하여, 오스테나이트립을 미세화해도 상관없다. 조압연 후에, 조압연에서 얻어진 복수의 조압연판을 접합하여, 이들을 연속적으로 마무리 압연에 사용해도 된다. 또한, 조압연판을 일단 권취하고, 이것을 권취 해제하면서 마무리 압연에 사용해도 된다.
마무리 압연 온도(마무리 압연의 완료 온도)는, 850℃ 이상 950℃ 이하로 한다. 마무리 압연 온도가 오스테나이트 및 페라이트의 2상 영역이면, 강판의 조직이 불균일해지고, 우수한 성형성이 얻어지지 않는다. 또한, 마무리 압연 온도가 850℃ 미만이면, 압연 하중이 높아진다. 오스테나이트립의 미립화의 관점에서, 마무리 압연 온도는 바람직하게는 930℃ 이하로 한다.
열간 압연 후의 권취 온도는 730℃ 이하로 한다. 권취 온도가 730℃ 초과이면, 강판에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경을 5㎛ 이하로 할 수 없다. 또한, 권취 온도가 730℃ 초과이면, 강판 표면에 두꺼운 산화물이 형성되어, 산세성이 저하되는 경우도 있다. 유효 결정 입경을 미세하게 하여 인성을 개선하고, 잔류 오스테나이트를 균일 분산시켜 구멍 확장성을 향상시킨다는 관점에서, 권취 온도는 바람직하게는 680℃ 이하로 한다. 권취 온도의 하한은 한정되지는 않지만, 실온 이하에서의 권취는 기술적으로 어렵기 때문에, 권취 온도는 바람직하게는 실온보다 높게 한다.
열간 압연 후, 열간 압연에 의해 얻은 열연 강판의 1회 또는 2회 이상의 산세를 행한다. 산세에 의해, 열간 압연 중에 생성된 표면의 산화물이 제거된다. 산세는, 냉연 강판의 화성 처리성의 향상 및 도금 강판의 도금성의 향상에도 기여한다.
열간 압연으로부터 냉간 압연까지의 사이에, 열연 강판을 300℃ 내지 730℃로 가열해도 된다. 이 열 처리(템퍼링 처리)에 의해 열연 강판이 연질화되어, 냉간 압연을 행하기 쉬워진다. 가열 온도가 730℃ 초과이면, 가열시의 마이크로 조직이 페라이트 및 오스테나이트의 2상이 되기 때문에, 연질화를 목적으로 한 템퍼링 처리를 행했음에도 불구하고, 냉각 후의 열연 강판의 강도가 상승할 가능성이 있다. 따라서, 이 열 처리(템퍼링 처리)의 온도는 730℃ 이하로 하고, 바람직하게는 650℃ 이하로 한다. 한편, 가열 온도가 300℃ 미만이면, 템퍼링 효과가 불충분하여 열연 강판이 충분히 연질화되지 않는다. 따라서, 이 열 처리(템퍼링 처리)의 온도는 300℃ 이상으로 하고, 바람직하게는 400℃ 이상으로 한다. 또한, 600℃ 이상에서 장시간의 열 처리를 행한 경우에는, 열 처리 중에 다양한 합금 탄화물이 석출되고, 그 후의 연속 어닐링 중에 이들 합금 탄화물의 재용해가 곤란해져, 원하는 기계 특성이 얻어지지 않게 될 가능성이 있다.
(냉간 압연)
산세 후에는, 열연 강판의 냉간 압연을 행한다. 냉간 압연에 있어서의 압하율은 30％ 내지 90％로 한다. 압하율이 30％ 미만이면, 어닐링 중에 오스테나이트립이 조대화되고, 강판에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경을 5㎛ 이하로 할 수 없다. 따라서, 압하율은 30％ 이상으로 하고, 바람직하게는 40％ 이상으로 한다. 한편, 압하율이 90％ 초과이면, 압연 하중이 지나치게 높아 조업이 곤란해진다. 따라서, 압하율은 90％ 이하로 하고, 바람직하게는 70％ 이하로 한다. 압연 패스의 횟수 및 패스별 압하율은 한정되지는 않는다.
(연속 어닐링)
냉간 압연 후, 냉간 압연에 의해 얻은 냉연 강판의 연속 어닐링을 행한다. 연속 어닐링은, 예를 들어 연속 어닐링 라인 또는 연속 용융 아연 도금 라인으로 행한다. 연속 어닐링에서의 최고 가열 온도는 760℃ 내지 900℃로 한다. 최고 가열 온도가 760℃ 미만이면, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 체적 분율이 합계로 70％ 미만이 되어, 구멍 확장성 및 내수소 취화 특성을 양립할 수 없다. 한편, 최고 가열 온도가 900℃ 초과이면, 오스테나이트립이 조대화되어, 강판에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경을 5㎛ 이하로 할 수 없거나, 헛되이 비용을 상승시키거나 한다.
연속 어닐링에서는, 760℃ 내지 900℃의 온도 영역에 20초 이상 유지한다. 유지 시간이 20초 미만이면, 연속 어닐링 중에 철기 탄화물을 충분히 용해시킬 수 없으며, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 체적 분율이 합계로 70％ 미만이 되어, 구멍 확장성 및 내수소 취화 특성을 양립할 수 없을 뿐만 아니라, 잔류한 탄화물이 조대하기 때문에, 구멍 확장성 및 인성을 열화시킨다. 비용의 관점에서, 유지 시간은 바람직하게는 1000초 이하로 한다. 최고 가열 온도에서 등온 유지해도 되고, 경사 가열을 행하여, 최고 가열 온도에 도달한 후, 즉시 냉각을 개시해도 된다.
연속 어닐링에서는, 실온으로부터 최고 가열 온도까지의 평균 가열 속도를 2℃/초 이상으로 한다. 평균 가열 속도가 2℃/초 미만이면, 냉간 압연에 의해 도입된 변형이 승온 중에 해방되고, 오스테나이트립이 조대화되어, 강판에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경을 5㎛ 이하로 할 수 없다.
760℃ 내지 900℃의 온도 영역에 20초 이상 유지한 후에는, 150℃ 내지 300℃까지 냉각하고, 이 때에는 유지 온도로부터 300℃까지의 평균 냉각 속도를 5℃/초 이상으로 한다. 이때의 냉각 정지 온도가 300℃ 초과이면, 냉각 정지 온도가 마르텐사이트 변태 개시 온도보다 높거나, 냉각 정지 온도가 마르텐사이트 변태 개시 온도 이하였다고 해도, 충분한 마르텐사이트가 생성되지 않거나 한다. 그 결과, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 체적 분율이 합계로 70％ 미만이 되어, 구멍 확장성 및 내수소 취화 특성을 양립할 수 없다. 냉각 정지 온도가 150℃ 미만이면, 마르텐사이트가 과도하게 생성되고, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 8％ 미만이 된다. 유지 온도로부터 300℃까지의 평균 냉각 속도가 5℃/초 미만이면, 냉각 중에 페라이트가 과잉으로 생성되고, 충분한 마르텐사이트가 생성되지 않는다. 비용의 관점에서, 평균 냉각 속도는 바람직하게는 300℃/초 이하로 한다. 냉각 방법은 한정되지 않으며, 예를 들어 수소 가스 냉각, 롤 냉각, 공냉 혹은 수냉, 또는 이들의 임의의 조합을 행할 수 있다. 이 냉각 중에, 이후의 템퍼링에 있어서 미세한 철기 탄화물을 석출시키기 위한 핵 생성 사이트가 마르텐사이트 중에 도입된다. 이 냉각에서는 냉각 정지 온도가 중요하며, 정지 후의 유지 시간은 한정되지는 않는다. 이것은, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 체적 분율이 냉각 정지 온도에 의존하지만, 유지 시간에는 의존하지 않기 때문이다.
(템퍼링 처리)
150℃ 내지 300℃까지의 냉각 후, 300℃ 내지 500℃로 재가열하고, 이 온도 영역으로 10초 이상 유지한다. 연속 어닐링의 냉각에서 생성된 ?칭 상태의 마르텐사이트의 내수소 취화 특성은 낮다. 300℃ 내지 500℃로의 재가열에 의해, 마르텐사이트가 템퍼링되어, 철기 탄화물의 개수 밀도가 1.0×106(개/mm2) 이상이 된다. 또한, 이 재가열시에 베이나이트가 생성되거나, 마르텐사이트 및 베이나이트로부터 오스테나이트로 C가 확산되거나 하기 때문에, 오스테나이트가 안정적이게 된다.
재가열의 온도(유지 온도)가 500℃ 초과이면, 마르텐사이트가 과도하게 템퍼링되고, 충분한 인장 강도, 예를 들어 980MPa 이상의 인장 강도가 얻어지지 않는다. 또한, 석출된 철기 탄화물이 조대화되어, 충분한 내수소 취화 특성이 얻어지지 않는 경우도 있다. 또한, Si가 포함되어 있어도, 오스테나이트 중에 탄화물이 생성되고, 오스테나이트가 분해되기 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 8％ 미만이 되어, 충분한 성형성이 얻어지지 않는다. 잔류 오스테나이트의 체적 분율의 감소에 따라 프레시 마르텐사이트의 체적 분율이 10％ 이상이 되는 경우도 있다. 한편, 재가열의 온도가 300℃ 미만이면, 템퍼링이 불충분하고, 철기 탄화물의 개수 밀도가 1.0×106(개/mm2) 이상이 되지 않아, 충분한 내수소 취화 특성이 얻어지지 않는다. 유지 시간이 10초 미만이면, 템퍼링이 불충분하고, 철기 탄화물의 개수 밀도가 1.0×106(개/mm2) 이상이 되지 않아, 충분한 내수소 취화 특성이 얻어지지 않는다. 또한, 오스테나이트에 대한 C의 농화가 불충분하고, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 8％ 미만이 되어, 충분한 성형성이 얻어지지 않는 경우도 있다. 비용의 관점에서, 유지 시간은 바람직하게는 1000초 이하로 한다. 300℃ 내지 500℃의 온도 영역에서 등온 유지해도 되고, 이 온도 영역 내에서 냉각이나 가열을 행해도 된다.
이와 같이 하여, 본 발명의 실시 형태에 관한 강판을 제조할 수 있다.
템퍼링 처리 후에, Ni, Cu, Co, 혹은 Fe 또는 이들의 임의의 조합의 도금 처리를 행해도 된다. 이러한 도금 처리를 행함으로써, 화성 처리성 및 도장성을 향상시킬 수 있다. 또한, 노점이 -50℃ 내지 20℃인 분위기 중에서 강판을 가열하고, 강판의 표면에 형성하는 산화물의 형태를 제어하여 가일층의 화성성의 향상을 도모해도 된다. 로 내의 노점을 일단 상승시켜, 화성 처리성에 악영향을 미치는 Si, Mn 등을 강판 내부에서 산화하고, 그 후에 환원 처리를 행함으로써 화성 처리성을 개선해도 된다. 또한, 강판에 전기 도금 처리를 실시해도 된다. 강판의 인장 강도, 연성, 구멍 확장성, 내수소 취화 특성 및 인성은 전기 도금 처리의 영향을 받지 않는다. 본 실시 형태에 관한 강판은, 전기 도금용 소재로서도 적합하다.
또한, 강판에 용융 아연 도금 처리를 행해도 된다. 용융 아연 도금 처리를 행하는 경우, 상기한 연속 어닐링 및 템퍼링 처리를 연속 용융 아연 도금 라인으로 행하고, 이어서 강판의 온도를 400℃ 내지 500℃로 하여 도금욕에 강판을 침지시킨다. 강판의 온도가 400℃ 미만이면, 침지 침입시의 도금욕의 열제거가 크고, 용융 아연의 일부가 응고되어, 도금의 외관이 손상되는 경우가 있다. 한편, 강판의 온도가 500℃ 초과이면, 도금욕의 온도 상승에 따른 조업 트러블이 발생할 우려가 있다. 템퍼링 처리 후의 강판 온도가 400℃ 미만이면, 침지 전에 400℃ 내지 500℃로 가열하면 된다. 도금욕은, 순아연 도금욕이어도 되고, 아연 이외에 Fe, Al, Mg, Mn, Si, 혹은 Cr 또는 이들의 임의의 조합을 포함하고 있어도 된다.
이와 같이 하여, Zn을 주성분으로 하는 도금층을 갖는 용융 아연 도금 강판을 얻을 수 있다. 용융 아연 도금 강판의 도금층의 Fe 함유량은, 대략 7％ 미만이다.
용융 아연 도금 강판에 대하여 합금화 처리를 행해도 된다. 합금화 처리의 온도는 450℃ 내지 550℃로 한다. 합금화 처리의 온도가 450℃ 미만이면, 합금화의 진행이 늦어, 생산성이 낮다. 합금화 처리의 온도가 550℃ 초과이면, 오스테나이트가 분해되어 우수한 성형성이 얻어지지 않게 되거나, 템퍼링 마르텐사이트가 과도하게 연화되어 충분한 인장 강도가 얻어지지 않게 되거나 한다.
이와 같이 하여, 합금화 용융 아연 도금 강판을 얻을 수 있다. 합금화 용융 아연 도금 강판의 도금층의 Fe 함유량은, 대략 7％ 이상이다. 합금화 용융 아연 도금 강판의 도금층의 융점은, 용융 아연 도금 강판의 도금층의 융점보다 높기 때문에, 합금화 용융 아연 도금 강판은 스폿 용접성이 우수하다.
도금 처리시에는, 센지미어법, 전환원로 방식, 플럭스법 중 어느 것을 채용해도 된다. 센지미어법에서는 탈지 산세 후, 비산화 분위기에서 가열하고, H2 및 N2를 포함하는 환원 분위기에서 어닐링한 후, 도금욕 온도 근방까지 냉각하고, 도금욕에 침지한다. 전환원로 방식에서는 어닐링시의 분위기를 조절하고, 최초로 강판 표면을 산화시킨 후, 그 후 환원함으로써 도금 전의 청정화를 행한 후에 도금욕에 침지한다. 플럭스법에서는 강판을 탈지 산세한 후, 염화암모늄 등을 사용하여 플럭스 처리를 행하고, 도금욕에 침지한다.
템퍼링 처리 후, 도금 처리 후 또는 합금화 처리 후에 스킨 패스 압연을 행해도 된다. 스킨 패스 압연의 압하율은 1.0％ 이하로 한다. 압하율이 1.0％ 초과이면, 스킨 패스 압연 중에 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 현저하게 저하된다. 압하율이 0.1％ 미만이면 스킨 패스 압연의 효과가 작고, 제어도 곤란하다. 스킨 패스 압연은, 연속 어닐링 라인에 있어서 인라인으로 행해도 되고, 연속 어닐링 라인에서의 연속 어닐링 완료 후에, 오프라인으로 행해도 된다. 스킨 패스 압연은 1회로 행해도 되고, 총 압하율이 1.0％ 이하가 되도록 복수회로 나누어서 행해도 된다.
또한, 상기 실시 형태는, 모두 본 발명을 실시할 때의 구체화의 예를 나타낸 것에 지나지 않으며, 이들에 의해 본 발명의 기술적 범위가 한정적으로 해석되어서는 안 된다. 즉, 본 발명은 그 기술 사상, 또는 그 주요한 특징으로부터 일탈하지 않고, 다양한 형태로 실시할 수 있다.
실시예
이어서, 본 발명의 실시예에 대하여 설명한다. 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 일 조건예이며, 본 발명은 이 일 조건예로 한정되는 것은 아니다. 본 발명은, 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한에 있어서 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.
표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 슬래브를 1230℃로 가열하고, 표 2 및 표 3에 나타내는 조건하에서 열간 압연을 행하여 두께가 2.5mm인 열연 강판을 얻었다. 열간 압연에서는, 조압연 및 6대의 압연기를 사용한 마무리 압연 후에 수냉을 행하고, 그 후에 열연 강판을 권취하였다. 표 2 및 표 3 중의 강 종류의 「CR」은 냉연 강판을 나타내고, 「GI」는 용융 아연 도금 강판을 나타내고, 「GA」는 합금화 용융 아연 도금 강판을 나타낸다. 표 2 및 표 3 중의 「추출 온도」는 조압연 전의 슬래브 가열에 있어서의 가열로로부터 추출했을 때의 슬래브의 온도이다. 「패스수」는 1000℃ 이상 1150℃ 이하에서 압하율이 40％ 이상인 압연의 패스수이다. 「제1 패스간 시간」은 강판이 4대째의 압연기로부터 나온 후 5대째의 압연기에 들어갈 때까지의 시간이며, 「제2 패스간 시간」은 강판이 5대째의 압연기로부터 나온 후 6대째의 압연기에 들어갈 때까지의 시간이다. 「경과 시간」은, 6대째의 압연기로부터 강판이 나온 후 수냉이 개시될 때까지의 시간이며, 「통과 시간」은, 4대째의 압연기로부터 강판이 나온 후 6대째의 압연기로부터 나올 때까지의 시간이다. 「합계 압하율」은, 4대째의 압연기에 들어갈 때의 판 두께를 t4, 6대째의 압연기로부터 나왔을 때의 판 두께를 t6이라 했을 때, 「(t4-t6)/t4×100(％)」로 계산된다. 표 1에 나타내는 화학 조성의 잔부는 Fe 및 불순물이다. 표 1 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다. 표 2 및 표 3 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명에 관한 강판의 제조에 적합한 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다.
Figure pct00001
Figure pct00002
Figure pct00003
이어서, 열연 강판을 산세하고, 냉간 압연을 행하여 두께가 1.2mm인 냉연 강판을 얻었다. 그 후, 표 4 및 표 5에 나타내는 조건하에서 냉연 강판의 연속 어닐링 및 템퍼링 처리를 행하여, 압연율이 0.1％인 스킨 패스 압연을 행하였다. 연속 어닐링에서는, 표 4 및 표 5 중의 유지 온도를 최고 가열 온도로 하였다. 냉각 속도는 유지 온도로부터 300℃까지의 평균 냉각 속도이다. 일부의 시료에 대해서는, 템퍼링 처리와 스킨 패스 압연 사이에 용융 아연 도금 처리를 행하였다. 이때의 단위 면적당 중량은, 양면 모두 약 50g/m2로 하였다. 용융 아연 도금 처리를 행한 시료의 일부에 대해서는, 용융 아연 도금 처리와 스킨 패스 압연 사이에 표 4 및 표 5에 나타내는 조건하에서 합금화 처리를 행하였다. 용융 아연 도금 처리에는 연속 용융 아연 도금 설비를 사용하여, 연속 어닐링, 템퍼링 처리 및 용융 아연 도금 처리를 연속하여 행하였다. 표 4 및 표 5 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명에 관한 강판의 제조에 적합한 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다.
Figure pct00004
Figure pct00005
그리고, 스킨 패스 압연 후의 강판의 강 조직을 관찰하고, 각 조직의 체적 분율, 그리고 철기 탄화물의 개수 밀도 및 평균 사이즈를 측정하였다. 그 결과를 표 6 및 표 7에 나타낸다. 표 6 및 표 7 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다. 표 6 및 표 7 중의 「평균 길이」는 철기 탄화물의 장축의 평균 길이를 의미하고 있으며, 그 공란은 철기 탄화물의 개수 밀도가 지나치게 낮기 때문에, 측정할 수 없었던 것을 나타낸다.
Figure pct00006
Figure pct00007
또한, 스킨 패스 압연 후의 강판의 강도, 연성, 구멍 확장성, 내수소 취화 특성 및 인성의 평가를 행하였다.
강도 및 연성의 평가에서는, 압연 방향에 수직인 방향을 길이 방향으로 하는 JIS 5호 시험편을 강판으로부터 채취하고, JISZ2242에 준거하여 인장 시험을 행하여, 인장 강도 TS 및 전체 신장 El을 측정하였다. 구멍 확장성의 평가에서는, 일본 철강 연맹 규격 JFST1001에 준거하여 구멍 확장 시험을 행하여, 구멍 확장률 λ를 측정하였다. 이들의 결과를 표 8 및 표 9에 나타낸다. 표 8 및 표 9 중의 밑줄은, 그 수치가 바람직한 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다. 여기에서 말하는 바람직한 범위란, 인장 강도 TS가 980MPa 이상, 연성의 지표(TS×El)가 15000MPa％ 이상, 구멍 확장성의 지표(TS1.7×λ)가 5000000MPa1.7％ 이상이다.
내수소 취화 특성의 평가에서는, 압연 방향에 수직인 방향을 길이 방향으로 하는 100mm×30mm의 직사각형의 시험편을 강판으로부터 채취하고, 그 양단에 응력 부가용의 구멍을 형성하였다. 이어서, 시험편을 반경 10mm로 굽힘 가공하고, 시험편의 굽힘 정점의 표면에 변형 게이지를 장착하여, 양단의 구멍에 볼트를 통과시키고, 볼트의 선단에 너트를 설치하였다. 그리고, 볼트 및 너트를 체결하여 시험편에 응력을 인가하였다. 인가하는 응력은, 별도 인장 시험에서 측정한 최대 인장 강도 TS의 60％ 및 90％로 하고, 응력의 인가시에는, 변형 게이지로부터 판독되는 변형을 영률로 응력으로 환산하였다. 그 후, 티오시안산암모늄 수용액 중에 침지하고, 전류 밀도 0.1mA/cm2로 전해 수소 차지하고, 2시간 후의 깨짐의 발생을 관찰하였다. 그리고, 최대 인장 강도 TS의 60％의 부하 응력으로 파단되지 않고, 최대 인장 강도 TS의 90％의 부하 응력으로 파단된 것을 「가능」, 양 조건에서 파단된 것을 「불량」, 어느 조건에서도 파단되지 않은 것을 「양호」라 판단하였다. 그 결과를 표 8 및 표 9에 나타낸다. 표 8 및 표 9 중에서는, 「양호」를 「○」로 나타내고, 「가능」을 「△」로 나타내고, 「불량」을 「×」로 나타내었다. 표 8 및 표 9 중의 밑줄은, 그 수치가 바람직한 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다.
인성의 평가에서는, 샤르피 충격 시험을 행하였다. 시험 수준은, 판 두께를 1.2mm로 일정하게 하고, -40℃의 시험 온도에서 3회 행하여, -40℃에서의 흡수 에너지를 측정하였다. 그 결과를 표 8 및 표 9에 나타낸다. 표 8 및 표 9 중의 밑줄은, 그 수치가 바람직한 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다. 여기에서 말하는 바람직한 범위란, 흡수 에너지가 40J/cm2 이상이다.
Figure pct00008
Figure pct00009
표 8 및 표 9에 나타낸 바와 같이, 본 발명 범위 내에 있는 시료 A-1, A-6, A-8, B-1, C-1, D-1, E-1, F-1, G-1, G-3, G-4, G-7, H-1, I-1, J-1, K-1, L-1, M-1, N-1, O-1, P-1, Q-1, R-1, S-1, S-7, T-1, U-1, V-1, W-1, W-3, X-1 및 Y-1에서는, 우수한 인장 강도, 연성, 구멍 확장성, 내수소 취화 특성 및 인성을 얻을 수 있었다.
한편, 시료 A-2에서는, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮고, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율이 지나치게 높고, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계 체적 분율이 지나치게 낮고, 철기 탄화물의 개수 밀도가 지나치게 낮아, 연성, 구멍 확장성, 수소 취화 특성 및 인성이 낮았다.
시료 A-3에서는, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮고, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계 체적 분율이 지나치게 높아, 연성이 낮았다.
시료 A-4에서는, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮고, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율이 지나치게 높고, 철기 탄화물의 개수 밀도가 지나치게 낮아, 연성, 구멍 확장성 및 인성이 낮았다.
시료 A-5에서는, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮고, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경이 지나치게 커, 연성, 구멍 확장성 및 인성이 낮았다.
시료 A-7에서는, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮아, 연성 및 인성이 낮았다.
시료 A-9에서는, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮아, 연성, 구멍 확장성 및 인성이 낮았다.
시료 A-10에서는, 페라이트의 체적 분율이 지나치게 높고, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮고, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경이 지나치게 커, 구멍 확장성 및 인성이 낮았다.
시료 A-11에서는, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮고, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율이 지나치게 높고, 철기 탄화물의 개수 밀도가 지나치게 낮아, 구멍 확장성, 수소 취화 특성 및 인성이 낮았다.
시료 G-2에서는, 페라이트의 체적 분율이 지나치게 높고, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮고, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계 체적 분율이 지나치게 낮고, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경이 지나치게 커, 구멍 확장성 및 인성이 낮았다.
시료 G-5에서는, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮고, 철기 탄화물의 개수 밀도가 지나치게 낮아, 연성, 구멍 확장성 및 인성이 낮았다.
시료 G-6에서는, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮아, 연성이 낮았다.
시료 G-8에서는, 페라이트의 체적 분율이 지나치게 높고, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮고, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율이 지나치게 높고, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경이 지나치게 크고, 철기 탄화물의 개수 밀도가 지나치게 낮아, 연성, 구멍 확장성, 수소 취화 특성 및 인성이 낮았다.
시료 G-9에서는, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮고, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계 체적 분율이 지나치게 높아, 연성이 낮았다.
시료 S-2에서는, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경이 지나치게 커, 구멍 확장성, 내수소 취화 특성 및 인성이 낮았다.
시료 S-3에서는, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경이 지나치게 커, 구멍 확장성 및 인성이 낮았다.
시료 S-4에서는, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경이 지나치게 커, 인성이 낮았다.
시료 S-5에서는, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮고, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율이 지나치게 높고, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계 체적 분율이 지나치게 낮고, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경이 지나치게 크고, 철기 탄화물의 개수 밀도가 지나치게 낮아, 연성, 구멍 확장성, 수소 취화 특성 및 인성이 낮았다.
시료 S-6에서는, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경이 지나치게 커, 구멍 확장성 및 인성이 낮았다.
시료 S-8에서는, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경이 지나치게 커, 인성이 낮았다.
시료 S-9에서는, 철기 탄화물의 개수 밀도가 지나치게 낮아, 구멍 확장성, 내수소 취화 특성 및 인성이 낮았다.
시료 S-10에서는, 페라이트의 체적 분율이 지나치게 높고, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮고, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계 체적 분율이 지나치게 낮고, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경이 지나치게 커, 구멍 확장성, 내수소 취화 특성 및 인성이 낮았다.
시료 S-11에서는, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮고, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율이 지나치게 높아, 구멍 확장성, 내수소 취화 특성 및 인성이 낮았다.
시료 S-12에서는, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮고, 펄라이트의 체적 분율이 지나치게 높고, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경이 지나치게 커져, 구멍 확장성, 수소 취화 특성 및 인성이 낮았다.
시료 S-13에서는, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮고, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율이 지나치게 높아, 연성 및 내수소 취화 특성이 낮았다.
시료 S-14에서는, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮아, 구멍 확장성, 수소 취화 특성 및 인성이 낮았다.
시료 W-2에서는, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율이 지나치게 높고, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮아, 연성이 낮았다.
시료 a-1에서는, C 함유량이 지나치게 낮고, 페라이트의 체적 분율이 지나치게 높고, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮고, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율이 지나치게 높고, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계 체적 분율이 지나치게 낮아, 연성, 구멍 확장성 및 인성이 낮았다.
시료 b-1에서는, C 함유량이 지나치게 높고, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮아, 연성, 구멍 확장성, 내수소 취화 특성 및 인성이 낮았다.
시료 c-1에서는, Si 함유량이 지나치게 낮고, 페라이트의 체적 분율이 지나치게 높고, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮고, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율이 지나치게 높고, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계 체적 분율이 지나치게 낮아, 연성이 낮았다.
시료 d-1에서는, Mn 함유량이 지나치게 낮고, 페라이트의 체적 분율이 지나치게 높고, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮고, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계 체적 분율이 지나치게 낮아, 연성, 구멍 확장성, 내수소 취화 특성 및 인성이 낮았다.
시료 e-1에서는, P 함유량이 지나치게 높아, 구멍 확장성, 내수소 취화 특성 및 인성이 낮았다.
시료 f-1에서는, S 함유량이 지나치게 높아, 구멍 확장성, 내수소 취화 특성 및 인성이 낮았다.
시료 g-1에서는, Al 함유량이 지나치게 높고, 페라이트의 체적 분율이 지나치게 높고, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮고, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율이 지나치게 높고, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계 체적 분율이 지나치게 낮아, 구멍 확장성, 내수소 취화 특성 및 인성이 낮았다.
시료 h-1에서는, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경이 지나치게 컸다. 이 때문에, 구멍 확장성 및 인성이 낮았다.
시료 i-1에서는, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경이 지나치게 컸다. 이 때문에, 인성이 낮았다.
시료 j-1에서는, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경이 지나치게 컸다. 이 때문에, 인성이 낮았다.
시료 k-1에서는, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경이 지나치게 컸다. 이 때문에, 인성이 낮았다.
제조 방법에 주목하면, 시료 A-2에서는, 연속 어닐링에 있어서의 냉각 정지 온도가 지나치게 높았다. 이 때문에, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율이 지나치게 높아지고, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮아지고, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계 체적 분율이 지나치게 낮아지고, 철기 탄화물의 개수 밀도가 지나치게 낮아졌다.
시료 A-3에서는, 연속 어닐링에 있어서의 냉각 정지 온도가 지나치게 낮았다. 이 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮아지고, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계 체적 분율이 지나치게 높아졌다.
시료 A-4에서는, 템퍼링 처리에 있어서의 유지 온도가 지나치게 낮았다. 이 때문에, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율이 지나치게 높아지고, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮아지고, 철기 탄화물의 개수 밀도가 지나치게 낮아졌다.
시료 A-5에서는, 템퍼링 처리에 있어서의 유지 온도가 너무 높았다. 이 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮아지고, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경이 지나치게 커졌다.
시료 A-7에서는, 템퍼링 처리에 있어서의 유지 시간이 지나치게 짧았다. 이 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮아졌다.
시료 A-9에서는, 합금화 처리의 온도가 지나치게 높았다. 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮아졌다.
시료 A-10에서는, 연속 어닐링에 있어서의 유지 온도가 지나치게 낮았다. 이 때문에, 페라이트의 체적 분율이 지나치게 높아지고, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮아지고, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경이 지나치게 커졌다.
시료 A-11에서는, 연속 어닐링에 있어서의 냉각 정지 온도가 지나치게 높았다. 이 때문에, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율이 지나치게 높아지고, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮아지고, 철기 탄화물의 개수 밀도가 지나치게 낮아졌다.
시료 G-2에서는, 연속 어닐링에 있어서의 가열 속도가 지나치게 낮았다. 이 때문에, 페라이트의 체적 분율이 지나치게 높아지고, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮아지고, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계 체적 분율이 지나치게 낮아지고, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경이 지나치게 커졌다.
시료 G-5에서는, 템퍼링 처리에 있어서의 유지 온도가 지나치게 낮았다. 이 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮아지고, 철기 탄화물의 개수 밀도가 지나치게 낮아졌다.
시료 G-6에서는, 연속 어닐링에 있어서의 냉각 정지 온도가 지나치게 낮고, 템퍼링 처리에 있어서의 유지 온도가 지나치게 높았다. 이 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮아졌다.
시료 G-8에서는, 연속 어닐링에 있어서의 평균 냉각 속도가 지나치게 낮고, 냉각 정지 온도가 지나치게 높았다. 이 때문에, 페라이트의 체적 분율이 지나치게 높아지고, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율이 지나치게 높아지고, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮아지고, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경이 지나치게 커지고, 철기 탄화물의 개수 밀도가 지나치게 낮아졌다.
시료 G-9에서는, 연속 어닐링에 있어서의 냉각 정지 온도가 지나치게 낮고, 템퍼링 처리에 있어서의 유지 시간이 지나치게 짧았다. 이 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮아지고, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계 체적 분율이 지나치게 높아졌다.
시료 S-2에서는, 조압연에 있어서의 소정의 조건하에서의 패스수가 0이며, 마무리 압연에 있어서의 4대째 압연기에서의 입측 온도가 지나치게 높고, 마무리 온도가 지나치게 높았다. 이 때문에, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경이 지나치게 커졌다.
시료 S-3에서는, 마무리 압연에 있어서의 최종 3단의 압연의 통과 시간이 지나치게 길고, 최종단의 압연으로부터 수냉 개시까지의 경과 시간이 지나치게 길었다. 이 때문에, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경이 지나치게 커졌다.
시료 S-4에서는, 마무리 압연에 있어서의 최종 3단의 합계 압하율이 지나치게 낮았다. 이 때문에, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경이 지나치게 커졌다.
시료 S-5에서는, 연속 어닐링에 있어서의 냉각 정지 온도가 지나치게 낮았다. 이 때문에, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율이 지나치게 높아지고, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮아지고, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계 체적 분율이 지나치게 낮아지고, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경이 지나치게 커지고, 철기 탄화물의 개수 밀도가 지나치게 낮아졌다.
시료 S-6에서는, 연속 어닐링에 있어서의 가열 속도가 지나치게 낮았다. 이 때문에, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경이 지나치게 커졌다.
시료 S-8에서는, 연속 어닐링에 있어서의 유지 온도가 지나치게 높았다. 이 때문에, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경이 지나치게 커졌다.
시료 S-9에서는, 연속 어닐링에 있어서의 유지 시간이 지나치게 짧았다. 이 때문에, 철기 탄화물의 개수 밀도가 지나치게 낮아졌다.
시료 S-10에서는, 연속 어닐링에 있어서의 냉각 정지 온도가 지나치게 낮았다. 이 때문에, 페라이트의 체적 분율이 지나치게 높아지고, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮아지고, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계 체적 분율이 지나치게 낮아지고, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경이 지나치게 커졌다.
시료 S-11에서는, 템퍼링 처리에 있어서의 유지 온도가 지나치게 높았다. 이 때문에, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율이 지나치게 높아지고, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮아졌다.
시료 S-12에서는, 템퍼링 처리에 있어서의 유지 시간이 지나치게 길었다. 이 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮아지고, 펄라이트의 체적 분율이 지나치게 높아지고, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경이 지나치게 커졌다.
시료 S-13에서는, 연속 어닐링에 있어서의 냉각 정지 온도가 지나치게 높았다. 이 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮아지고, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율이 지나치게 높아졌다.
시료 S-14에서는, 연속 어닐링에 있어서의 냉각 정지 온도가 지나치게 낮고, 합금화 처리의 온도가 지나치게 높았다. 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮아졌다.
시료 W-2에서는, 템퍼링 처리에 있어서의 유지 온도가 지나치게 높았다. 이 때문에, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율이 지나치게 높아지고, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 지나치게 낮아졌다.
시료 i-1 및 시료 j-1에서는, 마무리 압연에 있어서의 4대째 압연기에서의 입측 온도가 지나치게 높았다. 이 때문에, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경이 지나치게 커졌다.
시료 k-1에서는, 마무리 압연에 있어서의 최종 3단의 압연의 통과 시간이 지나치게 길고, 최종단의 압연으로부터 수냉 개시까지의 경과 시간이 지나치게 길었다. 이 때문에, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경이 지나치게 커졌다.
시료 l-1에서는, 가열로로부터의 추출 온도가 지나치게 낮았다. 이 때문에, 마무리 압연 전의 온도가 지나치게 낮아져, 마무리 어닐링을 행하지 않았다.
본 발명은, 예를 들어 자동차 부품에 적합한 강판에 관련된 산업에 이용할 수 있다.

Claims (5)

  1. 질량％로,
    C: 0.15％ 내지 0.45％,
    Si: 1.0％ 내지 2.5％,
    Mn: 1.2％ 내지 3.5％,
    Al: 0.001％ 내지 2.0％,
    P: 0.02％ 이하,
    S: 0.02％ 이하,
    N: 0.007％ 이하,
    O: 0.01％ 이하,
    Mo: 0.0％ 내지 1.0％,
    Cr: 0.0％ 내지 2.0％,
    Ni: 0.0％ 내지 2.0％,
    Cu: 0.0％ 내지 2.0％,
    Nb: 0.0％ 내지 0.3％,
    Ti: 0.0％ 내지 0.3％,
    V: 0.0％ 내지 0.3％,
    B: 0.00％ 내지 0.01％,
    Ca: 0.00％ 내지 0.01％,
    Mg: 0.00％ 내지 0.01％,
    REM: 0.00％ 내지 0.01％, 또한
    잔부: Fe 및 불순물
    로 표시되는 화학 조성을 갖고,
    체적 분율로,
    템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트: 합계로 70％ 이상 92％ 미만,
    잔류 오스테나이트: 8％ 이상 30％ 미만,
    페라이트: 10％ 미만,
    프레시 마르텐사이트: 10％ 미만, 또한
    펄라이트: 10％ 미만
    으로 표시되는 강 조직을 갖고,
    템퍼링 마르텐사이트 및 하부 베이나이트 중의 철기 탄화물의 개수 밀도가 1.0×106(개/mm2) 이상이고,
    템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 유효 결정 입경이 5㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 강판.
  2. 제1항에 있어서, 상기 화학 조성에 있어서, 질량％로,
    Mo: 0.01％ 내지 1.0％,
    Cr: 0.05％ 내지 2.0％,
    Ni: 0.05％ 내지 2.0％, 혹은
    Cu: 0.05％ 내지 2.0％,
    또는 이들의 임의의 조합이 성립되는 것을 특징으로 하는 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 화학 조성에 있어서, 질량％로,
    Nb: 0.005％ 내지 0.3％,
    Ti: 0.005％ 내지 0.3％, 혹은
    V: 0.005％ 내지 0.3％,
    또는 이들의 임의의 조합이 성립되는 것을 특징으로 하는 강판.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 화학 조성에 있어서, 질량％로,
    B: 0.0001％ 내지 0.01％
    가 성립되는 것을 특징으로 하는 강판.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 화학 조성에 있어서, 질량％로,
    Ca: 0.0005％ 내지 0.01％,
    Mg: 0.0005％ 내지 0.01％, 혹은
    REM: 0.0005％ 내지 0.01％,
    또는 이들의 임의의 조합이 성립되는 것을 특징으로 하는 강판.
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Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2021125603A1 (ko) * 2019-12-18 2021-06-24 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
WO2021125621A1 (ko) * 2019-12-16 2021-06-24 주식회사 포스코 저온 충격인성이 우수한 고경도 내마모강 및 이의 제조방법
KR20210078910A (ko) * 2019-12-19 2021-06-29 주식회사 포스코 굽힘 특성이 우수한 강판 및 그 제조방법
KR20210092796A (ko) * 2019-02-06 2021-07-26 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
WO2022131540A1 (ko) * 2020-12-18 2022-06-23 주식회사 포스코 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법
WO2022131538A1 (ko) * 2020-12-18 2022-06-23 주식회사 포스코 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법
WO2022131539A1 (ko) * 2020-12-18 2022-06-23 주식회사 포스코 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법

Families Citing this family (33)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6809532B2 (ja) * 2016-10-19 2021-01-06 日本製鉄株式会社 めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
KR101940919B1 (ko) * 2017-08-08 2019-01-22 주식회사 포스코 우수한 강도와 연신율을 갖는 열연강판 및 제조방법
JP7020255B2 (ja) * 2018-04-04 2022-02-16 日本製鉄株式会社 水素充填方法および水素脆化特性評価方法
US11713497B2 (en) 2018-04-23 2023-08-01 Nippon Steel Corporation Steel member and method of manufacturing same
CN112041475B (zh) * 2018-05-01 2021-09-17 日本制铁株式会社 镀锌钢板及其制造方法
JP7492460B2 (ja) * 2018-06-12 2024-05-29 ティッセンクルップ スチール ヨーロッパ アクチェンゲゼルシャフト 平鋼製品およびその製造方法
JP7218533B2 (ja) * 2018-10-09 2023-02-07 日本製鉄株式会社 鋼材およびその製造方法
JP2020059880A (ja) * 2018-10-09 2020-04-16 日本製鉄株式会社 鋼材およびその製造方法
CN112840057B (zh) * 2018-10-19 2022-08-30 日本制铁株式会社 热轧钢板
KR102209569B1 (ko) * 2018-12-18 2021-01-28 주식회사 포스코 고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
KR102276740B1 (ko) 2018-12-18 2021-07-13 주식회사 포스코 연성 및 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
JP7056631B2 (ja) * 2019-01-29 2022-04-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN113330133B (zh) 2019-02-06 2022-08-05 日本制铁株式会社 热浸镀锌钢板及其制造方法
KR102464737B1 (ko) 2019-02-06 2022-11-10 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법
WO2020174676A1 (ja) * 2019-02-28 2020-09-03 新東工業株式会社 ショットの製造方法、ショット
WO2020196060A1 (ja) * 2019-03-28 2020-10-01 日本製鉄株式会社 高強度鋼板
KR102660727B1 (ko) * 2019-06-28 2024-04-26 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강판
JP6874919B1 (ja) * 2019-08-06 2021-05-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度薄鋼板およびその製造方法
WO2021070951A1 (ja) * 2019-10-10 2021-04-15 日本製鉄株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
WO2021123889A1 (en) * 2019-12-19 2021-06-24 Arcelormittal Hot rolled and heat-treated steel sheet and method of manufacturing the same
EP4095272A4 (en) * 2020-01-22 2023-07-26 Nippon Steel Corporation STEEL SHEET AND METHOD OF PRODUCTION THEREOF
JP7276366B2 (ja) * 2020-02-07 2023-05-18 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
US20230087014A1 (en) * 2020-03-16 2023-03-23 Nippon Steel Corporation Steel sheet
JPWO2021193057A1 (ko) 2020-03-27 2021-09-30
JP2021161478A (ja) * 2020-03-31 2021-10-11 日本製鉄株式会社 鋼材およびその製造方法
JP7534612B2 (ja) 2020-08-07 2024-08-15 日本製鉄株式会社 表面処理鋼板及び加工材の製造方法
JP2022172888A (ja) * 2021-05-07 2022-11-17 株式会社神戸製鋼所 冷間圧延用の鋼板の製造方法および冷間圧延鋼板の製造方法
EP4435127A1 (en) * 2022-01-14 2024-09-25 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and method for producing same
EP4435128A1 (en) * 2022-01-14 2024-09-25 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and method for producing same
KR20240022723A (ko) 2022-08-12 2024-02-20 주식회사 포스코 고강도 및 고연신 강판
JPWO2024070890A1 (ko) * 2022-09-30 2024-04-04
WO2024070889A1 (ja) * 2022-09-30 2024-04-04 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
WO2024162176A1 (ja) * 2023-01-30 2024-08-08 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法

Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01230715A (ja) 1987-06-26 1989-09-14 Nippon Steel Corp プレス成形性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JPH02217425A (ja) 1989-02-18 1990-08-30 Nippon Steel Corp 優れた成形性を有する高強度鋼板の製造方法
JPH11293383A (ja) 1998-04-09 1999-10-26 Nippon Steel Corp 水素性欠陥の少ない厚鋼板およびその製造方法
JP2009209450A (ja) * 2008-02-08 2009-09-17 Jfe Steel Corp 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
JP2010090475A (ja) 2008-09-10 2010-04-22 Jfe Steel Corp 高強度鋼板およびその製造方法
JP2012031462A (ja) * 2010-07-29 2012-02-16 Jfe Steel Corp 成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2012133563A1 (ja) 2011-03-28 2012-10-04 新日本製鐵株式会社 冷延鋼板及びその製造方法
WO2012144567A1 (ja) 2011-04-21 2012-10-26 新日本製鐵株式会社 均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP2013060657A (ja) * 2011-08-19 2013-04-04 Jfe Steel Corp 伸びおよび伸びフランジ性に優れる高強度冷延鋼板ならびにその製造方法
WO2013051238A1 (ja) 2011-10-04 2013-04-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP2013227653A (ja) 2012-03-29 2013-11-07 Kobe Steel Ltd 加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP2014034716A (ja) 2012-08-09 2014-02-24 Nippon Steel & Sumitomo Metal 鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5365216B2 (ja) * 2008-01-31 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板とその製造方法
ES2758553T3 (es) 2009-11-30 2020-05-05 Nippon Steel Corp Lámina de acero de alta resistencia con excelente resistencia a la fragilidad por hidrógeno y una resistencia a tensión máxima de 900 MPa o más, y método para su producción
CN102312157B (zh) * 2011-09-21 2013-08-14 首钢总公司 一种1000MPa级以上冷轧TRIP钢及其制备方法
WO2013047755A1 (ja) * 2011-09-30 2013-04-04 新日鐵住金株式会社 耐衝撃特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、並びに、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN102925803A (zh) * 2012-11-01 2013-02-13 湖南华菱湘潭钢铁有限公司 一种超高强钢板的生产方法
JP6040753B2 (ja) * 2012-12-18 2016-12-07 新日鐵住金株式会社 強度と耐水素脆性に優れたホットスタンプ成形体及びその製造方法
WO2014132968A1 (ja) * 2013-02-26 2014-09-04 新日鐵住金株式会社 焼き付け硬化性と低温靭性に優れた引張最大強度９８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板
CN103194668B (zh) * 2013-04-02 2015-09-16 北京科技大学 一种低屈强比超高强冷轧钢板及其制备方法
CN105209650B (zh) * 2013-05-14 2017-11-07 新日铁住金株式会社 热轧钢板及其制造方法
CN106164313B (zh) * 2014-03-31 2018-06-08 杰富意钢铁株式会社 高屈强比高强度冷轧钢板及其制造方法
JP6295893B2 (ja) * 2014-08-29 2018-03-20 新日鐵住金株式会社 耐水素脆化特性に優れた超高強度冷延鋼板およびその製造方法

Patent Citations (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01230715A (ja) 1987-06-26 1989-09-14 Nippon Steel Corp プレス成形性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JPH02217425A (ja) 1989-02-18 1990-08-30 Nippon Steel Corp 優れた成形性を有する高強度鋼板の製造方法
JPH11293383A (ja) 1998-04-09 1999-10-26 Nippon Steel Corp 水素性欠陥の少ない厚鋼板およびその製造方法
JP2009209450A (ja) * 2008-02-08 2009-09-17 Jfe Steel Corp 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
JP2010090475A (ja) 2008-09-10 2010-04-22 Jfe Steel Corp 高強度鋼板およびその製造方法
JP2012031462A (ja) * 2010-07-29 2012-02-16 Jfe Steel Corp 成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2012133563A1 (ja) 2011-03-28 2012-10-04 新日本製鐵株式会社 冷延鋼板及びその製造方法
WO2012144567A1 (ja) 2011-04-21 2012-10-26 新日本製鐵株式会社 均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP2013060657A (ja) * 2011-08-19 2013-04-04 Jfe Steel Corp 伸びおよび伸びフランジ性に優れる高強度冷延鋼板ならびにその製造方法
WO2013051238A1 (ja) 2011-10-04 2013-04-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
KR20140074981A (ko) * 2011-10-07 2014-06-18 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP2013227653A (ja) 2012-03-29 2013-11-07 Kobe Steel Ltd 加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP2014034716A (ja) 2012-08-09 2014-02-24 Nippon Steel & Sumitomo Metal 鋼板およびその製造方法

Cited By (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20210092796A (ko) * 2019-02-06 2021-07-26 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
WO2021125621A1 (ko) * 2019-12-16 2021-06-24 주식회사 포스코 저온 충격인성이 우수한 고경도 내마모강 및 이의 제조방법
KR20210076658A (ko) * 2019-12-16 2021-06-24 주식회사 포스코 저온 충격인성이 우수한 고경도 내마모강 및 이의 제조방법
WO2021125603A1 (ko) * 2019-12-18 2021-06-24 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
CN114846166A (zh) * 2019-12-18 2022-08-02 Posco公司 加工性优异的高强度钢板及其制造方法
KR20210078910A (ko) * 2019-12-19 2021-06-29 주식회사 포스코 굽힘 특성이 우수한 강판 및 그 제조방법
KR20210123268A (ko) * 2019-12-19 2021-10-13 주식회사 포스코 굽힘 특성이 우수한 강판 및 그 제조방법
WO2022131540A1 (ko) * 2020-12-18 2022-06-23 주식회사 포스코 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법
WO2022131538A1 (ko) * 2020-12-18 2022-06-23 주식회사 포스코 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법
WO2022131539A1 (ko) * 2020-12-18 2022-06-23 주식회사 포스코 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법
KR20220088238A (ko) * 2020-12-18 2022-06-27 주식회사 포스코 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법

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US20230059951A1 (en) Steel sheet and manufacturing method thereof
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