KR20190064681A - 성형성 및 형상 동결성이 우수한, 고강도 냉연 강판, 고강도 용융 아연도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연도금 강판, 및 그들의 제조 방법 - Google Patents

성형성 및 형상 동결성이 우수한, 고강도 냉연 강판, 고강도 용융 아연도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연도금 강판, 및 그들의 제조 방법 Download PDF

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가부시키가이샤 고베 세이코쇼
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Abstract

고강도 냉연 강판은, 규정의 성분 조성을 갖고, 강 조직이, 베이니틱 페라이트(BF)+템퍼링 마르텐사이트(TM): 65%(면적%의 의미. 강 조직에 대하여 이하 동일) 이상, 프레쉬 마르텐사이트(M): 3∼18%, 잔류 오스테나이트(잔류 γ): 5% 이상, 및 폴리고널 페라이트(F): 5% 이하를 만족시키고, 또한, 규정의 평균 KAM<1.00°: 0.50° 이상을 만족시키고, 또한 인장 강도가 980MPa 이상이다. 고강도 냉연 강판은, 성형성 및 형상 동결성이 우수하다.

Description

성형성 및 형상 동결성이 우수한, 고강도 냉연 강판, 고강도 용융 아연도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연도금 강판, 및 그들의 제조 방법{HIGH-STRENGTH COLD-ROLLED STEEL SHEET, HIGH-STRENGTH GALVANIZED STEEL SHEET AND HIGH-STRENGTH GALVANNEALED STEEL SHEET, HAVING EXCELLENT FORMABILITY AND SHAPE FIXABILITY, AND PROCESSES FOR MANUFACTURING SAME}
본 발명은, 성형성 및 형상 동결성이 우수한, 고강도 냉연 강판, 고강도 용융 아연도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연도금 강판, 및 그들의 제조 방법에 관한 것이다.
최근, 자동차에 있어서는, 환경에 대한 배려에서 연비의 향상이 요망되고 있고, 그를 위해 차체의 경량화가 진행되고 있다. 또한, 차체를 경량화해도 안전성을 유지할 수 있도록, 차체를 구성하는 다양한 강 부재에 있어서, 종래보다도 강도가 높은(인장 강도가 980MPa 이상인) 강판의 수요가 높아지고 있다. 그러나, 강도가 높아지면 성형성의 저하 및 형상 동결성의 저하가 일어나기 쉽기 때문에, 강도가 높고, 또한 형상 동결성 및 성형성(연성, 구멍 확장성)이 양호한 강판이 필요해지고 있다.
지금까지도, 상기 특성을 향상시키기 위해, 다양한 제안이 이루어지고 있다. 예컨대 특허문헌 1에는, 조직 분율, 잔류 오스테나이트 중의 C 농도, 제2상 조직 사이의 거리, 제2상 조직의 입경을 제어하는 것에 의해, TS×EL 균형과 형상 동결성을 개선할 수 있었다는 취지가 개시되어 있다. 그러나, 강도 레벨이 보다 높은 강판을 대상으로 상기 특성을 확보한 것은 아니다.
또한 특허문헌 2에는, 성분을 적정 범위로 제어(특히 Cr과 Mn의 합계량을 규정 범위로 제어)함으로써, 조직과 석출물 형태를 제어하여, 굽힘 가공성과 형상 동결성을 개선하는 기술이 개시되어 있다. 본 기술에서는, 조직과 석출물의 제어를 위해 Cr을 다량으로 함유시키고 있지만, 보다 높은 성형성을 확보하는 데 있어서는, 성분 설계의 더한 검토가 필요하다고 생각된다.
특허문헌 3에는, 강도와 가공성의 균형이 우수한 고강도 냉연 강판과 도금 강판을 얻기 위해, 조직을 제어, 특히, α철의 (200)면에서의 X선 회절 피크의 반가폭을 0.220° 이하로 제어하고 있다. 이 조직의 제어는, 조직(베이니틱 페라이트) 내의 전위 밀도를 저감하는 것을 의미하고 있다. 그러나 고강도 영역에서, 연성과 구멍 확장성의 양 특성을 높이기 위해서는, 별도의 수단을 검토할 필요가 있다고 생각된다.
특허문헌 4에는, 연성 및 신장 플랜지성이 우수하고, 더구나 인장 강도가 980MPa 이상인 고강도 강판을 얻기 위해, 템퍼링 마르텐사이트와 상부 베이나이트(후술하는 KAM값이 낮다고 생각된다)를 소정량 존재시키고 있다. 또한 특허문헌 5도, 상기 특허문헌 4와 마찬가지로, 상부 베이나이트를 소정량 존재시키는 것에 의해 성형성을 확보한 기술이다.
특허문헌 6에는, 가공성이 우수하고, 또한 인장 강도가 980MPa 이상인 고강도 강판을 얻기 위해, 마르텐사이트(프레쉬 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트)를 주체로 하는 것이 개시되어 있다. 또한 특허문헌 7은, 내수소취성이 우수한 초고강도 박강판을 얻는 것으로, 조직을 베이니틱 페라이트 및 마르텐사이트로 함과 함께, 잔류 오스테나이트 결정립의 형태를 제어하고 있다.
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본 발명도, 980MPa 이상이고, 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 냉연 강판, 용융 아연도금 강판, 합금화 용융 아연도금 강판을 얻기 위해 이루어진 것으로, 그 목적은, 상기 종래 기술과 달리, 제조 공정에 있어서의 풀림[燒鈍]에서의 오스템퍼 처리를 저온 단시간으로 하여, 소정의 조직을 갖는 신규한 상기 강판을 제조하는 것에 있다.
상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명의 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 냉연 강판은,
C: 0.1∼0.3%(질량%의 의미. 화학 성분에 대하여 이하 동일),
Si: 1.0∼3.0%,
Mn: 0.5∼3.0%,
P: 0.1% 이하,
S: 0.03% 이하,
Al: 0.01∼1.0%, 및 N: 0.01% 이하를 만족시키고,
잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지며,
강 조직이,
베이니틱 페라이트(BF)+템퍼링 마르텐사이트(TM): 65%(면적%의 의미. 강 조직에 대하여 이하 동일) 이상,
프레쉬 마르텐사이트(M): 3∼18%,
잔류 오스테나이트(잔류 γ): 5% 이상, 및
폴리고널 페라이트(F): 5% 이하를 만족시키고, 또한,
평균 KAM<1.00°: 0.50° 이상
[단, 상기 「평균 KAM<1.00°」은, 복수 개소의 KAM(방위차, Kernel Average Misorientation, 단위는 「°」)값의 1.00° 미만에서의 평균값을 나타낸다.]
을 만족시키고, 또한 인장 강도가 980MPa 이상인 점에 특징을 갖는다.
상기 고강도 냉연 강판은, 추가로,
(a) Ti: 0.01∼0.1%, Nb: 0.01∼0.1%, 및 V: 0.01∼0.1%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소나,
(b) Cr: 0.01∼1%, Mo: 0.01∼1%, 및 B: 0.0001∼0.005%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소,
(c) Cu: 0.01∼1%, 및 Ni: 0.01∼1%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소,
(d) Ca: 0.0005∼0.005%, 및 Mg: 0.0005∼0.005%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소
를 포함하고 있어도 좋다.
본 발명에는, 상기 고강도 냉연 강판의 표면에, 용융 아연도금층이 형성되어 있는 데에 특징을 갖는 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 용융 아연도금 강판도 포함된다.
또한 본 발명에는, 상기 고강도 냉연 강판의 표면에, 합금화 용융 아연도금층이 형성되어 있는 데에 특징을 갖는 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연도금 강판도 포함된다.
또한 본 발명에는, 상기 고강도 냉연 강판을 제조하는 방법으로서,
상기 성분 조성을 갖는 냉연 강판을, Ac3∼960℃의 온도역(T1)으로 가열한 후, 해당 온도역(T1)으로부터 500℃까지를 평균 냉각 속도(CR1) 5℃/s 이상으로 냉각하고, 500℃로부터 (Ms-200)∼420℃의 온도역(T2)까지를 평균 냉각 속도(CR2) 10℃/s 이상으로 냉각하고, 이어서 해당 온도역(T2)에서 10∼70초(t2) 유지하는 데에 특징을 갖는 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 냉연 강판의 제조 방법도 포함된다.
또한, 상기 고강도 용융 아연도금 강판을 제조하는 방법으로서, 상기 성분 조성을 갖는 냉연 강판을, Ac3∼960℃의 온도역(T1)으로 가열한 후, 해당 온도역(T1)으로부터 500℃까지를 평균 냉각 속도(CR1) 5℃/s 이상으로 냉각하고, 500℃로부터 (Ms-200)∼420℃의 온도역(T2)까지를 평균 냉각 속도(CR2) 10℃/s 이상으로 냉각하고, 이어서 해당 온도역(T2)에서 10∼70초(t2) 유지한 후, 아연욕에 침지하는 데에 특징을 갖는 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 용융 아연도금 강판의 제조 방법도 포함된다.
또, 상기 고강도 합금화 용융 아연도금 강판을 제조하는 방법으로서, 상기 성분 조성을 갖는 냉연 강판을, Ac3∼960℃의 온도역(T1)으로 가열한 후, 해당 온도역(T1)으로부터 500℃까지를 평균 냉각 속도(CR1) 5℃/s 이상으로 냉각하고, 500℃로부터 (Ms-200)∼420℃의 온도역(T2)까지를 평균 냉각 속도(CR2) 10℃/s 이상으로 냉각하고, 이어서 해당 온도역(T2)에서 10∼70초(t2) 유지한 후, 아연욕에 침지하고, 추가로 450∼560℃의 합금화 처리 온도(T3)로 합금화 처리를 하는 데에 특징을 갖는 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연도금 강판의 제조 방법도 포함된다.
본 발명에 의하면, 규정의 조직으로 조정되어, 자동차용 부품에 적합한, 성형성과 형상 동결성이 우수한, 고강도(980MPa 이상) 냉연 강판, 고강도 용융 아연도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연도금 강판(이하, 이들을 「강판」이라고 총칭하는 경우가 있다)을 제공할 수 있다. 한편, 본 발명에 있어서, 「성형성이 우수하다(고성형성)」란, 980MPa 이상의 인장 강도에 있어서, 인장 강도와 신도의 균형(TS×EL 균형), 및 인장 강도와 구멍 확장성의 균형(TS×λ 균형)이 우수하다는 것을 말한다. 또한, 「형상 동결성이 우수하다」란, 항복비(YR)가 낮다는 것을 말한다.
도 1은 본 발명의 제조 방법에 있어서의 풀림 공정을 설명하기 위한 히트 패턴을 나타내는 개략도이다.
도 2는 실시예에 있어서의 풀림 공정의 히트 패턴의 개략도이다.
도 3은 실시예에서 측정한 KAM값의 분포의 일례(본 발명예)이다.
도 4는 실시예에서 측정한 KAM값의 분포의 일례(비교예)이다.
본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해서 예의 연구를 거듭한 결과, TS×EL 균형 및 TS×λ 균형의 향상(고성형성), 및 저YR화(고형상동결성)를 동시에 달성하기 위해서는, 강 조직의 모상을 베이니틱 페라이트+템퍼링 마르텐사이트로 한 후에, 잔류 오스테나이트 및 프레쉬 마르텐사이트를 소정량 존재시키고, 또한 폴리고널 페라이트는 극력 존재시키지 않도록 하는 것이 유효하다는 것을 알았다. 또한, 상기 조직을 얻기 위해서는, 특히 Si량을 1.0% 이상으로 함과 함께, 제조 공정에 있어서의 풀림으로, γ 단상역에서 균열(均熱) 후, 비교적 저온역까지 소정의 냉각 속도로 냉각하고, 상기 저온역에서 단시간 유지하는 것이 필요하다는 것을 알아내어, 본 발명을 완성했다.
우선, 본 발명에서 조직을 규정한 이유에 대하여 기술한다.
[강 조직]
본 발명의 강판은, 모상 조직을 베이니틱 페라이트(BF)+템퍼링 마르텐사이트(TM)(이하, 이들을 통틀어 「BF+TM」이라고 나타낸다)로 한다. BF+TM은, 신도(EL) 및 구멍 확장성(λ)을 손상시키지 않고 고강도화를 도모하는 데 유효한 조직이다. 따라서, BF+TM은 65%(면적%) 이상 차지하도록 한다. (BF+TM)량은, 바람직하게는 70% 이상이고, 보다 바람직하게는 75% 이상이다. 한편, BF와 TM이 재료 특성에 미치는 영향은 유사하기 때문에, 이들을 구별할 필요는 없다. 즉, BF+TM에서의 각각의 조직의 비율을 규정할 필요는 없고, 본 발명에서는, BF+TM의 합계량으로 규정한다.
또한, BF+TM은 라스상의 조직을 갖고 있지만, 본 발명자들은, 이 라스 사이즈의 미세화와, 결정립 내의 전위 밀도의 상승에 의해, 구멍 확장성을 손상시키지 않고 더한 고강도화를 도모할 수 있다는 것을 발견했다.
상기 BF+TM의 라스 사이즈와 결정립 내의 전위 밀도는, KAM(Kernel Average Misorientation)값에 의해서 평가할 수 있다.
KAM값이란, 대상이 되는 측정점과 그 주위의 측정점 사이에서의 결정 회전량(결정 방위차)의 평균값이며, 이 값이 클수록, 결정 중에 변형이 많이 존재하는 것을 의미하고 있다(측정 방법의 상세는 실시예에 나타낸다). 본 발명자들은, 상기 KAM값과 강 조직의 관계에 대하여 조사한 바, KAM값이 1.00° 미만인 영역이 BF+TM에 대응한다는 것을 확인했다(KAM값이 1.00° 이상인 영역은, 주로 M 및 입계에 대응한다).
따라서, KAM값이 1.00° 미만인 영역을 대상으로, 전술한 라스 사이즈의 미세화와 결정립 내의 전위 밀도를 높여, 구멍 확장성을 손상시키지 않고 더한 고강도화를 도모하기 위한 수단(즉, 양호한 TS×λ 균형을 얻기 위한 수단)에 대하여 검토했다. 그 결과, KAM값이 1.00° 미만인 영역에서의, KAM값의 평균값(이하, 이것을 「평균 KAM<1.00°」이라고 나타낸다)이 0.50° 이상(즉, 복수 측정점의 KAM값의 분포에 있어서, 1.00° 미만의 영역의 KAM값이 높은 측에 많이 존재하고 있는 상태)이면, 양호한 TS×λ 균형이 얻어진다는 것을 발견했다.
한편, KAM값이 1.00° 미만인 영역에는, 폴리고널 페라이트(F) 영역도 포함되지만, 본 발명에서는, F량이 작기(5% 이하이기) 때문에 무시할 수 있다. 따라서, 평균 KAM<1.00°은, BF+TM 영역의 평균 KAM값을 의미한다고 할 수 있다.
상기 평균 KAM<1.00°은, 바람직하게는 0.52°이상, 보다 바람직하게는 0.54° 이상이다. 한편, 상한은 TS×EL 균형의 관점에서, 0.7° 정도로 된다.
한편, KAM값의 해석에서는, CI(Confidence Index)≤0.1의 측정점은 신뢰성이 결여된다고 생각되어, 해석으로부터 제외했다. 상기 CI란, 각 측정점에서 검출된 전자선 후방 산란 회절상이, 지정된 결정계(철의 경우는 bcc 또는 fcc)의 데이터베이스값과 얼마만큼 일치하는가의 지표로, 데이터의 신뢰도를 나타내는 것이다.
전술한 바와 같이, BF+TM을 65% 이상으로 하고, 또한 평균 KAM<1.00°을 0.50° 이상으로 하는 것에 의해, 고강도를 달성할 수 있지만, 고강도화를 이들만으로 달성하면, 고YR로 되어, 형상 동결성이 악화된다. 그래서 본 발명에서는, 프레쉬 마르텐사이트(M)도 존재시킨다. 이 M도 고강도화에 유효하고, 또한 M 중의 가동 전위는 YR을 낮추는 데 유효하다. 본 발명에서는, 평균 KAM<1.00°이 0.50° 이상을 만족시키는 BF+TM 중에, M을 3% 이상 존재시키는 것에 의해, 고강도화, 저YR화 및 고성형성을 동시에 달성할 수 있다. M량은, 바람직하게는 5% 이상, 보다 바람직하게는 6% 이상이다. 단 M이 지나치게 많으면, 성형성(TS×EL 균형이나 TS×λ 균형)의 열화를 초래하기 때문에, M량은 18% 이하로 한다. M량은, 바람직하게는 14% 이하, 보다 바람직하게는 10% 이하이다.
또한 본 발명에서는, 잔류 오스테나이트(잔류 γ)를 존재시키는 것에 의해, TS×EL 균형을 향상시킨다. 따라서, 잔류 γ량은 5% 이상으로 한다. 잔류 γ량은, 바람직하게는 6% 이상이고, 보다 바람직하게는 7% 이상이다. 한편, 잔류 γ량의 상한은, 대략 20% 정도이다.
한편, 본 발명에서는, 폴리고널 페라이트(F)가 혼재하면, TS×λ 균형의 저하를 초래하기 때문에, F는 극력 저감시키는 것이 좋고, 본 발명에서는 F량을 5% 이하로 한다. F량은, 바람직하게는 3% 이하이고, 가장 바람직하게는 0%이다.
다음으로, 상기 조직을 확보함과 함께, 강판의 더한 성형성 향상 등을 위한 성분 조성과 제조 조건에 대하여 설명한다.
우선, 성분 조성에 대하여 설명한다.
[성분 조성]
〔C: 0.1∼0.3%〕
C는, 강의 강화능이 높은 원소이며, 또한, 오스테나이트를 안정화시켜 잔류 γ를 확보하기 위해서도 중요한 원소이다. 또한 C는, 고온으로부터의 냉각 중에 폴리고널 페라이트의 생성을 억제하는 효과도 갖고 있다. 이러한 작용을 발휘시키기 위해, 0.1% 이상, 바람직하게는 0.15% 이상, 보다 바람직하게는 0.17% 이상 함유시킨다. 그러나, 0.3%를 초과하여 함유시키면 용접성이 열화되기 때문에, C량의 상한을 0.3%로 한다. C량은, 바람직하게는 0.25% 이하이며, 보다 바람직하게는 0.2% 이하이다.
〔Si: 1.0∼3.0%〕
Si는, 고용 강화 원소로서 강의 고강도화에 기여하는 원소이다. 또한, 탄화물의 생성을 억제하는 효과를 갖고 있고, 오스테나이트 중에 C를 응축시켜 안정화시켜, 잔류 γ의 확보에 중요한 원소이기도 하다. 이러한 작용을 발휘시키기 위해, Si를 1.0% 이상, 바람직하게는 1.2% 이상, 보다 바람직하게는 1.4% 이상 함유시킨다. 그러나 Si를 3.0%를 초과하여 함유시키면, 열간 압연 시에 현저한 스케일이 형성되어, 강판 표면에 스케일 적자(跡疵)가 붙어 표면 성상이 악화되기 때문에, Si량의 상한을 3.0%로 한다. Si량은, 바람직하게는 2.5% 이하, 보다 바람직하게는 2.0% 이하이다.
〔Mn: 0.5∼3.0%〕
Mn은, 강의 강도를 높일 뿐만 아니라, 오스테나이트의 안정화에 직접 작용하는 중요한 원소이다. 또한, 담금질성 향상 원소이기도 하고, 폴리고널 페라이트의 생성 억제의 효과도 갖는 원소이다. 이러한 작용을 발휘시키기 위해, Mn을 0.5% 이상, 바람직하게는 1.0% 이상, 보다 바람직하게는 2.0% 이상 함유시킨다. 그러나 Mn을 3.0%를 초과하여 함유시키면, 주편(鑄片) 균열이 생기는 등의 악영향을 야기하기 때문에, 상한을 3.0%로 했다. Mn량은, 바람직하게는 2.8% 이하, 보다 바람직하게는 2.5% 이하이다.
〔P: 0.1% 이하〕
P는, 입계 편석에 의한 입계 취화를 조장하여 성형성을 열화시키는 원소이다. 따라서 P는 적은 편이 좋고, 본 발명에서는 P량의 상한을 0.1%로 한다. 바람직하게는 0.08% 이하이며, 보다 바람직하게는 0.05% 이하이다.
〔S: 0.03% 이하〕
S는, MnS 등의 황화물계 개재물을 형성하여, 이것이 균열의 기점이 되어 성형성을 열화시키는 원소이다. 따라서 S는 적은 편이 좋고, 본 발명에서는 S량의 상한을 0.03%로 한다. 바람직하게는 0.02% 이하이며, 보다 바람직하게는 0.01% 이하이다.
〔Al: 0.01∼1.0%〕
Al은, 탈산재로서 작용하는 원소이며, 이러한 작용을 발휘시키기 위해, Al을 0.01% 이상, 바람직하게는 0.02% 이상, 보다 바람직하게는 0.03% 이상 함유시킨다. 그러나 Al을 1.0%를 초과하여 함유시키면, 강판 중에 알루미나 등의 개재물이 많이 생성되어, 성형성이 열화되기 때문에, Al량의 상한을 1.0%로 한다. Al량은, 바람직하게는 0.5% 이하, 보다 바람직하게는 0.1% 이하이다.
〔N: 0.01% 이하〕
N은, 질화물을 형성하여, 이 질화물이 균열의 기점이 되어 성형성을 열화시키는 원소이다. 따라서, N은 적은 편이 좋고, 본 발명에서는 N량의 상한을 0.01%로 한다. 바람직하게는 0.008% 이하이며, 보다 바람직하게는 0.006% 이하이다.
본 발명의 강판의 성분은, 상기와 같으며, 잔부는 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 것이다. 또한, 상기 원소에 더하여 추가로, 하기 원소를 적량 함유시키는 것에 의해, 더한 강도의 향상이나 인성, 내식성 등의 향상을 도모할 수 있다. 이하, 이들 원소에 대하여 상술한다.
〔Ti: 0.01∼0.1%, Nb: 0.01∼0.1%, 및 V: 0.01∼0.1%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소〕
Ti, Nb, V는, 모두 조직을 미세화하여 강판의 강도와 인성의 향상에 작용하는 원소이며, 필요에 따라 첨가해도 좋다. 이러한 작용을 발휘시키기 위해서는, 어느 쪽의 원소이더라도, 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.015% 이상이며, 더욱 바람직하게는 0.02% 이상이다. 그러나, 어느 쪽의 원소도 0.1%를 초과하여 함유시키면, 상기 효과가 포화될 뿐만 아니라, 항복비가 상승하여 형상 동결성이 열화되기 때문에, 각각의 원소의 상한을 0.1%로 했다. 바람직하게는, 각각 0.08% 이하이며, 보다 바람직하게는 각각 0.06% 이하이다. Ti, Nb 및 V는, 각각 단독으로 함유시켜도 좋고, 임의로 선택되는 2종 이상을 함유시켜도 좋다.
〔Cr: 0.01∼1%, Mo: 0.01∼1%, 및 B: 0.0001∼0.005%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소〕
Cr, Mo, B는, 모두 고온으로부터의 냉각 중에 폴리고널 페라이트가 생성되는 것을 억제하는 원소이며, 필요에 따라 첨가해도 좋다. 이러한 작용을 발휘시키기 위해, Cr, Mo에 대해서는, 각각 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.05% 이상, 더욱 바람직하게는 0.1% 이상이다. 또한 B에 대해서는, 0.0001% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.0005% 이상, 더욱 바람직하게는 0.001% 이상이다. 그러나, 어느 쪽의 원소도 과잉으로 함유시키면, 효과가 포화될 뿐만 아니라, 성형성이 열화되기 때문에, Cr, Mo에 대해서는, 상한을 1%로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.8% 이하, 더욱 바람직하게는 0.6% 이하이다. 또한 B량의 상한은 0.005%로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.004% 이하, 더욱 바람직하게는 0.003% 이하이다. Cr, Mo 및 B는, 각각 단독으로 함유시켜도 좋고, 임의로 선택되는 2종 이상을 함유시켜도 좋다.
〔Cu: 0.01∼1%, 및 Ni: 0.01∼1%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소〕
Cu, Ni는, 모두 강판의 내식성 향상에 유효한 원소이며, 필요에 따라 첨가해도 좋다. 이러한 작용을 발휘시키기 위해, 어느 쪽의 원소이더라도, 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.05% 이상이며, 더욱 바람직하게는 0.1% 이상이다. 그러나, 어느 쪽의 원소도 1%를 초과하여 함유시키면, 상기 효과가 포화될 뿐만 아니라, 성형성이 열화되기 때문에, 각각의 상한을 1%로 했다. 바람직하게는, 각각 0.8% 이하이며, 보다 바람직하게는 각각 0.6% 이하이다. Cu 및 Ni는, 각각 단독으로 함유시켜도 좋고, 병용하여 함유시켜도 좋다.
〔Ca: 0.0005∼0.005%, 및 Mg: 0.0005∼0.005%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소〕
Ca, Mg은, Cu, Ni와 같이 강판의 내식성을 향상시키는 데 작용하는 원소이며, 필요에 따라 첨가해도 좋다. 이러한 작용을 발휘시키기 위해, 어느 쪽의 원소이더라도, 0.0005% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.001% 이상이며, 더욱 바람직하게는 0.003% 이상이다. 그러나, 어느 쪽의 원소도 과잉으로 함유시키면 성형성이 나빠지기 때문에, 각각 상한을 0.005%로 했다. 바람직하게는 각각 0.0045% 이하, 보다 바람직하게는 각각 0.0040% 이하이다.
[제조 방법]
제조 공정으로서, 열간 압연, 산세(酸洗), 냉간 압연을 순차적으로 행하여 얻어진 상기 성분 조성을 갖는 냉연 강판을, 풀림, 추가로 필요에 따라 도금 처리, 합금화 처리를 하는 데에 있어서, 상기 규정의 조직을 얻기 위해서는, 특히 상기 풀림의 조건(고강도 합금화 용융 아연도금 강판은, 추가로 합금화 처리의 조건)을 하기와 같이 한다. 그 밖의 공정에 대해서는, 일반적으로 행해지고 있는 조건을 채용하면 된다. 한편, 본 발명에서는, 풀림 직전의 강판을 「냉연 강판」이라고 하고, 냉연 강판에 대하여 규정의 풀림을 실시한 것을 「고강도 냉연 강판」이라고 나타내어 구별한다.
이하에서는, 풀림(열처리) 공정에 대하여 도 1을 이용하여 설명한다. 이 도 1은, 본 발명의 제조 방법에 있어서의 풀림 공정을 예시한 개략 설명도이며, 하기에 설명하는 T1, t1, CR1, CR2, T2, t2, T3, t3, CR3, CR3' 및 CR3''는, 도 1 중의 이들 기호와 대응하고 있다.
〔풀림 공정에서의 가열 온도(T1): Ac3∼960℃〕
풀림 공정에서, 우선 γ 단상역까지 가열하는 것이 필요하다. 가열 온도가 2상역의 낮은 온도에서는 F가 많아져, TS×λ 균형이 저하되기 때문이다. 또한 상기 F의 혼입에 의해, 미변태 γ 중에 C가 농화되어, 오스템퍼 중의 BF 변태가 억제되기 때문에, 소망량의 BF+TM을 확보하기 어렵게 됨과 함께, 과잉의 M이 생성되어, TS×EL 균형과 TS×λ 균형이 저하된다. 따라서 본 발명에서는, 풀림 공정에서의 가열 온도(T1)를 Ac3 이상으로 한다. T1은, 바람직하게는 Ac3+30℃ 이상, 보다 바람직하게 Ac3+50℃ 이상이다.
한편, T1이 지나치게 높으면 조직이 조대화되어 인장 강도가 저하된다. 따라서, T1은 960℃ 이하로 한다. 바람직하게는 940℃ 이하, 보다 바람직하게는 920℃ 이하이다.
한편, T1에서의 유지 시간(t1)은, 10∼1000초(s)인 것이 바람직하다. 10초를 하회하면, 충분히 γ 단상역까지 가열하는 것이 어렵고, 또한, 1000초를 초과하면, 조직이 조대화되어, 성형성이 악화되기 쉽기 때문이다.
〔가열 온도(T1)로부터 500℃까지의 평균 냉각 속도(CR1): 5℃/s 이상〕
〔500℃로부터 (Ms-200)∼420℃의 온도역(T2)까지의 평균 냉각 속도(CR2): 10℃/s 이상〕
가열 온도(T1)로부터 500℃까지의 평균 냉각 속도(CR1)가 느리면, F가 생성되어 TS×λ 균형이 저하된다. 따라서 본 발명에서는, CR1을 5℃/s 이상으로 한다. 바람직하게는 10℃/s 이상, 보다 바람직하게는 15℃/s 이상이다. 한편, CR1의 상한은, 대략 500℃/s 정도이다.
또한 500℃로부터 (Ms-200)∼420℃의 온도역(오스템퍼 온도역)(T2)까지의 평균 냉각 속도(CR2)가 느리면, KAM값이 낮은(전위 밀도가 낮은) BF가 생성되어(즉, 평균 KAM<1.00°이 0.50°를 하회하여), TS×λ 균형이 저하된다. 따라서 본 발명에서는, CR2를 10℃/s 이상으로 한다. CR2는, 바람직하게는 15℃/s 이상이다. 한편, CR2의 상한은, 실 조업 상 500℃/s 정도이다.
한편, 상기 도 1에서는, T1로부터의 냉각 중 500℃에서 냉각 속도를 변화시키고 있지만, 이것에 한정되지 않고, 상기 CR1과 CR2의 조건을 만족시키면, 500℃에서 냉각 속도를 바꾸지 않고, 가열 온도(T1)로부터 (Ms-200)∼420℃의 온도역(T2)까지의 평균 냉각 속도를 일정하게, 즉, CR1=CR2로 해도 좋다.
본 발명에 있어서의 「평균 냉각 속도」란, (냉각 개시 온도-냉각 정지 온도)/(냉각에 요한 시간)이다. 하기의 CR3, CR3' 및 CR3''에 대해서도 동일하다.
한편, 500℃로부터 평균 냉각 속도(CR2) 10℃/s 이상으로 냉각하는 경우의 냉각 정지 온도가 Ms 이하인 경우는, 일부에 M이 형성되지만, 이 M은, 하기 온도역 T2에서 유지되는 것에 의해 TM으로 된다.
〔(Ms-200)∼420℃의 온도역(오스템퍼 온도, T2)에서 10∼70초(s)(t2) 유지〕
이 공정은, BF+TM과 잔류 γ를 생성시키기 위해서 중요한 공정이다. 상세하게는, M은 TM으로 되고, 또한 미변태 γ로부터 BF가 생성되는 공정이다. 또한, 미변태 γ에의 C 농화가 촉진되어, 원하는 잔류 γ 확보에도 필요한 공정이다.
T2가 (Ms-200)℃를 하회하면, 냉각 정지 시점에서의 미변태 γ가 적기 때문에, 충분한 잔류 γ를 확보할 수 없게 되어, 그 결과 TS×EL이 저하된다. 또한, M이 감소하여, 고YR화되기 때문에 바람직하지 않다. T2는, 바람직하게는 (Ms-150)℃ 이상이며, 보다 바람직하게는 (Ms-100)℃ 이상이다.
한편, T2가 420℃를 초과하면, BF+TM 중의 전위 밀도가 작아지고 평균 KAM<1.00°이 낮아져, TS×λ 균형이 저하된다. 또한, 최종 조직에 M이 많아지기 쉬워진다. 따라서 T2는 420℃ 이하로 한다. T2는, 바람직하게는 400℃ 이하, 보다 바람직하게는 380℃ 이하이다.
한편, 전술한 온도 범위 내이면, 유지 온도는 일정할 필요는 없고, 소정의 온도 범위 내에서 변동하더라도 본 발명의 취지를 손상시키지 않는다.
또한, 상기 T2에서의 유지 시간(t2)이 10초를 하회하면, γ에의 C 농화가 진행되지 않아 충분한 잔류 γ를 확보할 수 없기 때문에, TS×EL 균형이 저하된다. 또한, BF 변태가 충분히 진행되지 않고서 M량이 증가하여, TS×EL 균형과 TS×λ 균형이 저하된다. 따라서 t2는 10초 이상으로 한다. 바람직하게는 20초 이상, 보다 바람직하게는 30초 이상이다.
한편, t2가 70초를 초과하면, 평균 KAM<1.00°이 작아져, TS×λ가 저하된다. 또한 t2가 지나치게 길면, BF 변태가 지나치게 진행되어, 최종 조직의 M이 감소하고, 그 결과, 고YR로 되기 때문에 바람직하지 않다. 게다가, 장시간이기 때문에, 생산성도 나빠진다. 따라서, t2는 70초 이하로 한다. 바람직하게는 60초 이하이다.
본 발명은, 이렇게 T2를 비교적 저온역으로 하고, 또한 이 T2에서 단시간 유지하는 것인 점에서, 전술한 특허문헌 3∼7과는 상이하다. 즉, 특허문헌 3에서는, 480∼350℃의 온도역까지 냉각하고, 해당 온도역에서 100∼400초간 유지 또는 완 냉각하는 것이 나타내어져 있어, 유지 시간이 길다. 또한 특허문헌 4에서는, 오스테나이트 단상역에서 가열 후, 일단, 저온역(50∼300℃)까지 냉각하고, 그 다음에 350∼490℃의 온도역으로 승온시킨다고 하는 본 발명과는 다른 공정을 채용하고 있다. 또한 특허문헌 5에서는, 제 1 온도역+제 2 온도역의 합계 유지 시간이 220초 이상으로 길다. 또한 특허문헌 6에서는, 100℃로부터 (Ms-10℃)의 온도역에서 80초 이상으로 길게 유지하고 있다. 또한, 특허문헌 7에서 실시되고 있는 (Ms-20℃)∼Bs의 유지 시간은 240초로 길게 되어 있어, 마르텐사이트의 확보와 높은 평균 KAM<1.00의 확보가 곤란하다고 생각된다. 상기와 같이, 이들 기술에서는 유지 시간이 길기 때문에, 본 발명에서 규정하는 평균 KAM<1.00°이 작아, 0.50° 이상을 달성할 수 없다고 생각된다.
고강도 냉연 강판을 얻는 경우, 상기 풀림 후, 실온까지의 평균 냉각 속도(CR3)는, 1℃/s 이상으로 냉각하는 것을 들 수 있다. 이 냉각으로, 미변태 γ의 일부는 M이 되고, 일부는 잔류 γ로서 남는다. 평균 냉각 속도(CR3)를 1℃/s 이상으로 하는 것에 의해, 냉각 중에 미변태 γ가 분해되는 것을 억제하여, 충분한 양의 잔류 γ를 확보할 수 있다. 한편, 평균 냉각 속도(CR3)의 상한은, 500℃/s 정도이다.
〔도금 처리〕
상기 열처리 후에 도금을 실시해도 좋다. 욕에의 침지는, 재료 특성에 영향을 주는 것은 아니다. 도금 처리 자체는, 일반적으로 행해지고 있는 방법을 채용하면 되고, 예컨대, 일반적으로 이용되고 있는 용융 아연도금욕의 온도를, 400∼500℃ 정도로 제어하는 것을 들 수 있다. 또한, (편면당의) 도금 부착량도 특별히 한정되지 않고, 예컨대 20∼100g/m2의 범위로 하는 것을 들 수 있다.
고강도 용융 아연도금 강판을 얻는 경우, 상기 도금 처리 후, 실온까지의 평균 냉각 속도(CR3')는, 1∼500℃/s로 하는 것을 들 수 있다. 그 이유는, 상기 CR3과 동일하다.
〔합금화 처리 온도(T3): 450∼560℃〕
합금화 처리 온도(T3)가 560℃를 초과하면, 미변태 γ가 분해되어, 충분한 잔류 γ를 확보할 수 없게 된다. 그 결과, TS×EL 균형이 저하된다. 또한, 평균 KAM<1.00°도 작아져 TS×λ 균형이 저하된다. 게다가, 탄화물의 석출에 의해, 고YR화됨과 함께, TS×EL 균형과 TS×λ 균형이 저하된다. 따라서 본 발명에서는, T3을 560℃ 이하로 한다. T3은, 바람직하게는 540℃ 이하, 보다 바람직하게는 520℃ 이하이다. 한편, 합금화 처리 온도가 450℃를 하회하면, 합금화가 진행되지 않기 때문에, T3은 450℃ 이상으로 한다. T3은 바람직하게는 480℃ 이상이다.
한편, 합금화 처리 시간(t3)은, 일반적인 조건을 채용할 수 있고, 예컨대 5∼60초 정도로 할 수 있다.
고강도 합금화 용융 아연도금 강판을 얻는 경우, 상기 합금화 처리 후, 실온까지의 평균 냉각 속도(CR3'')는, 1∼500℃/s로 하는 것을 들 수 있다. 그 이유는, 상기 CR3과 동일하다.
실시예
이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 물론 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것은 아니고, 전·후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 물론 가능하며, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.
실제 기계를 시뮬레이션하여, 표 1에 나타내는 화학 성분 조성의 강괴를 진공 용제로 제작한 후, 1250℃로 가열하고 나서 열간 압연을 행하고, 마무리 압연 온도: 880℃에서 열간 압연을 종료한 후, 권취 온도: 600℃까지 냉각하고, 상기 온도에서 30min 유지하고 나서 노냉하여 열연 강판을 얻었다. 또한, 산세에 의해 표면의 스케일을 제거하고, 그 후 46∼62%의 냉연율로 냉간 압연을 행하여, 1.4mm의 냉연 강판을 얻었다. 그리고 다음에 나타내는 바와 같이 풀림(열처리)을 행했다. 즉, 도 2 및 하기 표 2에 나타내는 바와 같이, 균열 온도 T1(℃)에서 90초 유지하고, T1로부터 500℃까지를 평균 냉각 속도 CR1(℃/s)로, 또한 500℃로부터 T2(℃)까지를 평균 냉각 속도 CR2(℃/s)로 냉각한 후, 당해 온도역(T2)에서 t2(초) 유지했다.
고강도 냉연 강판(CR)은, 상기 풀림 후, 평균 냉각 속도(CR3) 15℃/s로 실온까지 냉각하여 얻었다. 고강도 용융 아연도금 강판(GI)은, 상기 열처리 후, 460℃의 아연 도금욕에 침지하여 도금 처리를 실시한 후, 평균 냉각 속도(CR3') 15℃/s로 실온까지 냉각하여 얻었다. 또 고강도 합금화 용융 아연도금 강판(GA)은, 아연 도금욕에 침지 후, 추가로 표 2에 나타내는 합금화 처리 온도 T3(℃)에서 35초간의 합금화 처리를 행하고 나서, 평균 냉각 속도(CR3'') 15℃/s로 실온까지 냉각하여 얻었다.
편면당의 도금 부착량은 40g/m2였다.
한편, Ac3 및 Ms는, 「레슬리 철강재료과학」(마루젠주식회사, 1985년 5월 31일 발행, p. 273 및 p. 231)에 기재되어 있는 하기 식에 의해 산출했다(하기 식에 있어서, [원소]는, 강판에 포함되는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다). 하기 식에 있어서, 강판에 포함되지 않는 원소의 함유량은 0%로 하여 계산했다.
Figure pat00001
Figure pat00002
Figure pat00003
Figure pat00004
얻어진 각 강판을 이용하여, 조직 분율의 측정, 평균 KAM<1.00°의 측정, 및 기계 특성의 평가를 하기와 같이 행했다.
[조직 분율의 측정]
(잔류 γ)
잔류 γ는, BF의 라스 사이 등에 많이 존재하고 있어, 조직 관찰로 양을 측정하는 것은 곤란하기 때문에, X선 회절을 사용하여 잔류 γ량을 측정했다.
즉, 강판을 t/4까지 연삭한 후, 화학 연마하고 나서 X선 회절 강도 측정에 의해 구했다. 입사 X선에는 Co-Kα을 이용하고, 페라이트(폴리고널 페라이트나 베이니틱 페라이트를 포함하는, 광의의 페라이트)의 (200), (211), (220) 각 면의 회절 강도에 대한 오스테나이트의 (200), (220), (311) 각 면의 강도비로부터 잔류 γ량을 계산했다. 한편, 상기 X선 회절로 구해지는 잔류 γ량은, 체적률로서 산출되지만, 이 체적률의 값은 그대로 면적률로 고쳐 읽을 수 있다. 따라서 본 발명에서는, 잔류 γ량의 단위를 면적률이라고 간주하여 취급한다.
(폴리고널 페라이트, 베이니틱 페라이트+템퍼링 마르텐사이트, 프레쉬 마르텐사이트)
판 폭방향에 수직한 단면의 t/4 위치를 관찰할 수 있도록 시험편을 채취하고, 기계 연마 후에, 나이탈 부식을 실시하여, 주사형 전자 현미경(SEM; Scanning Electron Microscope)을 사용하여 3000배로 관찰했다. 그리고, 화상 해석에 의해, F(폴리고널 페라이트), M(프레쉬 마르텐사이트)의 각각의 면적률을 측정했다. 이 측정을 3시야에서 행하여, 3시야의 평균값을 구했다.
또한, BF+TM의 면적률은 조직 관찰에 의해 측정 가능하지만, 본 실험 범위 내에서는, 조직이 F, BF+TM, M 및 잔류 γ만으로 구성되기 때문에, BF+TM(면적%)은 [100(면적%)-F(면적%)-M(면적%)-잔류 γ(면적%)]로부터 구했다.
[평균 KAM<1.00°의 측정]
판 두께 t/4까지 연삭한 후에 기계 연마를 실시한 시료를 70° 경사시킨 상태로, SEM에서, 1step: 0.125μm로, 50μm×50μm의 영역의 전자선 후방 산란 회절상을 측정하고, 이 측정 결과로부터, 해석 소프트웨어(테크셈라보라토리즈사제 OIM 시스템)를 이용하여, 각 측정점에서의 KAM값을 구했다.
각 측정점의 KAM값을 측정한 결과(분포)의 일례를 도 3 및 도 4에 나타낸다. 도 3은, No. 26(본 발명예)의 KAM값의 분포를 나타낸 그래프이며, 도 4는, No. 12(비교예)의 KAM값의 분포를 나타낸 그래프이다. 본 발명에서는, 1.00° 미만의 KAM값을 대상으로 삼는 것으로, 도 3 및 도 4에 있어서 흑색으로 나타내어진 부분이 이것에 상당한다. 이 흑색 부분의 KAM값의 평균값이 평균 KAM< 1.00°이다. 도 3과 도 4를 대비하면 육안으로는 분포의 차이가 거의 보이지 않는다고 생각되지만, 상기 해석 결과에서는, No. 26(도 3)의 평균 KAM<1.00이 0.52이며, No. 12(도 4)의 평균 KAM<1.00이 0.49로 상이하다. 본 발명에서는, 이 평균 KAM<1.00의 약간의 차이가, 후술하는 바와 같이 특성에 크게 영향을 준다.
한편, 본 실시예에 있어서의 그 밖의 예도, 상기 도 3이나 도 4와 같이 측정하여 평균 KAM<1.00°을 구했다.
[기계 특성의 평가]
(인장 시험)
JIS 5호 시험편(평점 거리 50mm, 평행부 폭 25mm)을, 강판의 압연 방향에 대하여 수직한 방향이 긴 방향이 되도록 채취하여, JIS Z2241에 따라서, YS, TS, EL(전체 신도)을 측정했다. 한편, 변형 속도는 10mm/min으로 했다.
(구멍 확장 시험)
철강연맹규격 JFST 1001에 근거하여 평가했다. 구체적으로는, 강판에 φ 10mm의 구멍을 펀치로 타발한 후, 60° 원추 펀치를 이용하여 버(burr)를 위로 하여 구멍 확장 가공을 행하여, 균열 관통 시점에서의 구멍 확장률 λ을 측정했다.
그리고, TS가 980MPa 이상인 경우를 고강도라고 평가하여, 이 TS 980MPa 이상에 있어서, TS×EL≥16(GPa·%) 및 TS×λ≥30(GPa·%)을 만족시키는 경우를 성형성이 우수하다고 평가하고, 또한 YR(=100×YS/TS)≤80(%)을 만족시키는 경우를 형상 동결성이 우수하다고 평가했다.
이들의 결과를 표 3에 나타낸다.
Figure pat00005
표 1∼3으로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다(이하, 「No.」는 실험 No.를 나타낸다). 즉, No. 1∼3, 13∼16 및 18∼40은, 본 발명에서 규정하는 방법으로 제조하여, 성분 조성 및 조직이 규정의 범위 내에 있기 때문에, 인장 강도가 980MPa 이상이고, 성형성 및 형상 동결성이 우수한, 냉연 강판, 용융 아연도금 강판 또는 합금화 용융 아연도금 강판이 얻어지고 있다.
이에 반하여, No. 4∼12 및 17은, 성분 조성, 제조 조건의 어느 것인가가 규정의 요건을 벗어나기 때문에, 원하는 조직이 얻어지지 않고, 어느 것인가의 특성이 뒤떨어지는 결과로 되었다.
즉, No. 4는, T1이 낮게 2상역에서 가열한 결과, F가 많아져, TS×λ 균형이 저하되었다. 또한, F의 혼입에 의해 미변태 γ 중에 C가 농화되고, 그 결과, 오스템퍼 중의 BF 변태가 지연되어 M이 많아져, TS×EL 균형 및 TS×λ 균형이 저하되었다.
No. 5는, CR1이 지나치게 작기 때문에, 냉각 중에 F가 생성되어, TS×λ 균형이 저하되었다.
No. 6은, CR2가 지나치게 작기 때문에, 냉각 중에 저KAM값의 BF가 생성되어 평균 KAM<1.00°이 작아져, TS×λ 균형이 저하되었다.
No. 7은, T2가 지나치게 낮기 때문에 충분한 잔류 γ를 확보할 수 없어, TS×EL 균형이 저하되었다. 또한, M이 감소하여, YR이 높아졌다.
No. 8은, T2가 지나치게 높기 때문에, 평균 KAM<1.00°이 작아져, TS×λ 균형이 저하되었다.
No. 9는, t2가 지나치게 짧기 때문에, 소망량의 BF+TM과 잔류 γ를 확보할 수 없고, M량이 과잉이 되며, 그 결과, TS×EL 균형과 TS×λ 균형이 저하되었다.
No. 10은, t2가 지나치게 길기 때문에, 평균 KAM<1.00°이 작아져, TS×λ 균형이 저하되었다.
No. 11은, t2가 더욱 길기 때문에, M을 확보할 수 없어, YR이 높아졌다. 또한, 평균 KAM<1.00°이 작아져, TS×λ 균형이 저하되었다.
No. 12는, T3이 지나치게 높기 때문에, 소망량의 잔류 γ를 확보할 수 없고, 또한 평균 KAM<1.00°이 작아지고, 게다가 탄화물 석출의 영향 등에 의해, TS×λ 균형과 TS× EL 균형이 저하되었다.
No. 17은, Si량이 지나치게 적기 때문에, 충분한 양의 잔류 γ를 확보할 수 없어, TS×EL 균형이 저하되었다.

Claims (10)

  1. C: 0.1∼0.3%(질량%의 의미. 화학 성분에 대하여 이하 동일),
    Si: 1.0∼3.0%,
    Mn: 0.5∼3.0%,
    P: 0.1% 이하,
    S: 0.03% 이하,
    Al: 0.01∼1.0%, 및
    N: 0.01% 이하를 만족시키고,
    잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지며,
    강 조직이,
    베이니틱 페라이트(BF)+템퍼링 마르텐사이트(TM): 65%(면적%의 의미. 강 조직에 대하여 이하 동일) 이상,
    프레쉬 마르텐사이트(M): 3∼18%,
    잔류 오스테나이트(잔류 γ): 5% 이상, 및
    폴리고널 페라이트(F): 5% 이하를 만족시키고, 또한,
    평균 KAM<1.00°: 0.50° 이상
    [단, 상기 「평균 KAM<1.00°」은, 복수 개소의 KAM(방위차, Kernel Average Misorientation, 단위는 「°」)값의 1.00° 미만에서의 평균값을 나타낸다.]
    을 만족시키고, 또한 인장 강도가 980MPa 이상인 것을 특징으로 하는 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 냉연 강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    추가로,
    Ti: 0.01∼0.1%,
    Nb: 0.01∼0.1%, 및
    V: 0.01∼0.1%
    로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유하는 고강도 냉연 강판.
  3. 제 1 항에 있어서,
    추가로,
    Cr: 0.01∼1%,
    Mo: 0.01∼1%, 및
    B: 0.0001∼0.005%
    로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유하는 고강도 냉연 강판.
  4. 제 1 항에 있어서,
    추가로,
    Cu: 0.01∼1%, 및
    Ni: 0.01∼1%
    로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유하는 고강도 냉연 강판.
  5. 제 1 항에 있어서,
    추가로,
    Ca: 0.0005∼0.005%, 및
    Mg: 0.0005∼0.005%
    로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유하는 고강도 냉연 강판.
  6. 제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 냉연 강판의 표면에, 용융 아연도금층이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 용융 아연도금 강판.
  7. 제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 냉연 강판의 표면에, 합금화 용융 아연도금층이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연도금 강판.
  8. 제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 냉연 강판을 제조하는 방법으로서,
    제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 냉연 강판을, Ac3∼960℃의 온도역(T1)으로 가열한 후, 해당 온도역(T1)으로부터 500℃까지를 평균 냉각 속도(CR1) 5℃/s 이상으로 냉각하고, 500℃로부터 (Ms-200)∼420℃의 온도역(T2)까지를 평균 냉각 속도(CR2) 10℃/s 이상으로 냉각하고, 이어서 해당 온도역(T2)에서 10∼70초(t2) 유지하는 것을 특징으로 하는 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
  9. 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 고강도 냉연 강판의 표면에, 용융 아연도금층이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 용융 아연도금 강판을 제조하는 방법으로서,
    제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성을 갖는 냉연 강판을, Ac3∼960℃의 온도역(T1)으로 가열한 후, 해당 온도역(T1)으로부터 500℃까지를 평균 냉각 속도(CR1) 5℃/s 이상으로 냉각하고, 500℃로부터 (Ms-200)∼420℃의 온도역(T2)까지를 평균 냉각 속도(CR2) 10℃/s 이상으로 냉각하고, 이어서 해당 온도역(T2)에서 10∼70초(t2) 유지한 후, 아연욕에 침지하는 것을 특징으로 하는 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 용융 아연도금 강판의 제조 방법.
  10. 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 고강도 냉연 강판의 표면에, 합금화 용융 아연도금층이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연도금 강판을 제조하는 방법으로서,
    제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성을 갖는 냉연 강판을, Ac3∼960℃의 온도역(T1)으로 가열한 후, 해당 온도역(T1)으로부터 500℃까지를 평균 냉각 속도(CR1) 5℃/s 이상으로 냉각하고, 500℃로부터 (Ms-200)∼420℃의 온도역(T2)까지를 평균 냉각 속도(CR2) 10℃/s 이상으로 냉각하고, 이어서 해당 온도역(T2)에서 10∼70초(t2) 유지한 후, 아연욕에 침지하고, 추가로 450∼560℃의 합금화 처리 온도(T3)에서 합금화 처리를 행하는 것을 특징으로 하는 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연도금 강판의 제조 방법.
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20220089448A (ko) * 2020-12-21 2022-06-28 주식회사 포스코 연신율 및 신장 플랜지성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법

Families Citing this family (37)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5862651B2 (ja) 2013-12-18 2016-02-16 Ｊｆｅスチール株式会社 耐衝撃性および曲げ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
WO2015107863A1 (ja) * 2014-01-14 2015-07-23 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
WO2015115059A1 (ja) 2014-01-29 2015-08-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2015193907A (ja) * 2014-03-28 2015-11-05 株式会社神戸製鋼所 加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法
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
WO2015177582A1 (fr) * 2014-05-20 2015-11-26 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier doublement recuite à hautes caractéristiques mécaniques de résistance et ductilité, procédé de fabrication et utilisation de telles tôles
PL3492608T3 (pl) 2014-07-03 2020-08-24 Arcelormittal Sposób wytwarzania niepowlekanej blachy stalowej o ultrawysokiej wytrzymałości oraz wytworzona blacha
WO2016001708A1 (en) * 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength, formability and obtained sheet
KR101930186B1 (ko) * 2015-01-15 2018-12-17 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP6472692B2 (ja) * 2015-03-23 2019-02-20 株式会社神戸製鋼所 成形性に優れた高強度鋼板
JP2017008367A (ja) * 2015-06-22 2017-01-12 株式会社神戸製鋼所 溶接性と成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板
WO2017109539A1 (en) 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved strength and formability, and obtained high strength steel sheet
WO2017109541A1 (en) * 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved ductility and formability, and obtained coated steel sheet
ES2774091T3 (es) 2015-12-29 2020-07-16 Arcelormittal Procedimiento para producir una lámina de acero galvanizada y recocida de ultra alta resistencia y lámina galvanizada y recocida obtenida
KR102093056B1 (ko) * 2016-02-18 2020-03-24 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법
US20190048436A1 (en) * 2016-02-18 2019-02-14 Jfe Steel Corporation High-strength cold rolled steel sheet and method of producing same
JP6875914B2 (ja) * 2016-05-30 2021-05-26 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
WO2017208763A1 (ja) * 2016-05-30 2017-12-07 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
KR101830538B1 (ko) * 2016-11-07 2018-02-21 주식회사 포스코 항복비가 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
US20200087764A1 (en) * 2016-12-05 2020-03-19 Nippon Steel Corporation High-strength steel sheet
JP7193454B2 (ja) * 2016-12-14 2022-12-20 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 熱延平鋼生産物およびその生産方法
JP6384641B1 (ja) 2017-02-13 2018-09-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
CN113862563B (zh) * 2017-03-13 2022-10-28 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧钢板
WO2018203111A1 (en) * 2017-05-05 2018-11-08 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having high ductility, formability and weldability, and obtained steel sheet
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
KR102418275B1 (ko) * 2017-12-26 2022-07-07 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법
TWI650434B (zh) * 2018-03-30 2019-02-11 日商新日鐵住金股份有限公司 鋼板
MX2020010210A (es) 2018-03-30 2020-11-09 Jfe Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia y metodo para fabricar la misma.
KR20200123473A (ko) 2018-03-30 2020-10-29 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법
EP3778970B1 (en) * 2018-04-09 2023-02-22 Nippon Steel Corporation Steel material suitable for use in sour environment
WO2020080339A1 (ja) * 2018-10-17 2020-04-23 Ｊｆｅスチール株式会社 薄鋼板およびその製造方法
CN113710823B (zh) 2019-04-11 2023-06-13 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法
JP6947328B2 (ja) * 2019-10-31 2021-10-13 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材及びそれらの製造方法
KR102285523B1 (ko) * 2019-11-20 2021-08-03 현대제철 주식회사 고강도 및 고성형성을 가지는 강판 및 그 제조방법
KR20220156645A (ko) * 2020-04-07 2022-11-25 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강판
KR20230004787A (ko) * 2020-06-12 2023-01-06 아르셀러미탈 냉간 압연 및 열처리된 강판 및 이의 제조 방법
CN113403544B (zh) * 2021-05-21 2022-07-22 鞍钢股份有限公司 汽车超高成形性980MPa级冷轧连退钢板及制备方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006274417A (ja) 2005-03-30 2006-10-12 Kobe Steel Ltd 強度と加工性のバランスに優れた高強度冷延鋼板およびめっき鋼板
JP2010065273A (ja) 2008-09-10 2010-03-25 Jfe Steel Corp 高強度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
JP2010222688A (ja) 2009-03-25 2010-10-07 Jfe Steel Corp 伸びおよび伸びフランジ性に優れた低降伏比高強度鋼板
JP2010236066A (ja) 2009-03-31 2010-10-21 Kobe Steel Ltd 加工性および形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板
JP2011047034A (ja) 2009-07-30 2011-03-10 Jfe Steel Corp 高強度鋼板およびその製造方法
JP2011190474A (ja) 2010-03-11 2011-09-29 Kobe Steel Ltd 耐水素脆性に優れた超高強度薄鋼板

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4306202B2 (ja) * 2002-08-02 2009-07-29 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
JP4068950B2 (ja) * 2002-12-06 2008-03-26 株式会社神戸製鋼所 温間加工による伸び及び伸びフランジ性に優れた高強度鋼板、温間加工方法、及び温間加工された高強度部材または高強度部品
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
KR101091294B1 (ko) * 2008-12-24 2011-12-07 주식회사 포스코 고강도 고연신 강판 및 열연강판, 냉연강판, 아연도금강판 및 아연도금합금화강판의 제조방법
JP5412182B2 (ja) * 2009-05-29 2014-02-12 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化特性に優れた高強度鋼板
JP5457840B2 (ja) * 2010-01-07 2014-04-02 株式会社神戸製鋼所 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板
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
JP5821260B2 (ja) * 2011-04-26 2015-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性及び形状凍結性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法
JP5609793B2 (ja) * 2011-07-06 2014-10-22 新日鐵住金株式会社 溶融めっき冷延鋼板の製造方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006274417A (ja) 2005-03-30 2006-10-12 Kobe Steel Ltd 強度と加工性のバランスに優れた高強度冷延鋼板およびめっき鋼板
JP2010065273A (ja) 2008-09-10 2010-03-25 Jfe Steel Corp 高強度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
JP2010222688A (ja) 2009-03-25 2010-10-07 Jfe Steel Corp 伸びおよび伸びフランジ性に優れた低降伏比高強度鋼板
JP2010236066A (ja) 2009-03-31 2010-10-21 Kobe Steel Ltd 加工性および形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板
JP2011047034A (ja) 2009-07-30 2011-03-10 Jfe Steel Corp 高強度鋼板およびその製造方法
JP2011190474A (ja) 2010-03-11 2011-09-29 Kobe Steel Ltd 耐水素脆性に優れた超高強度薄鋼板

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20220089448A (ko) * 2020-12-21 2022-06-28 주식회사 포스코 연신율 및 신장 플랜지성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법

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CN104204259B (zh) 2017-03-08
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