KR20190112043A - 강판 및 도금 강판 - Google Patents

강판 및 도금 강판 Download PDF

Info

Publication number
KR20190112043A
KR20190112043A KR1020197024818A KR20197024818A KR20190112043A KR 20190112043 A KR20190112043 A KR 20190112043A KR 1020197024818 A KR1020197024818 A KR 1020197024818A KR 20197024818 A KR20197024818 A KR 20197024818A KR 20190112043 A KR20190112043 A KR 20190112043A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
less
metal phase
value
metal
steel sheet
Prior art date
Application number
KR1020197024818A
Other languages
English (en)
Other versions
KR102325874B1 (ko
Inventor
유리 도다
마사후미 아즈마
아키히로 우에니시
에이사쿠 사쿠라다
다쓰오 요코이
겐이치 시게사토
Original Assignee
닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 filed Critical 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Publication of KR20190112043A publication Critical patent/KR20190112043A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR102325874B1 publication Critical patent/KR102325874B1/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/02—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling heavy work, e.g. ingots, slabs, blooms, or billets, in which the cross-sectional form is unimportant ; Rolling combined with forging or pressing
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B21B3/02—Rolling special iron alloys, e.g. stainless steel
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/02—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling heavy work, e.g. ingots, slabs, blooms, or billets, in which the cross-sectional form is unimportant ; Rolling combined with forging or pressing
    • B21B2001/028—Slabs

Landscapes

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

Abstract

소정의 화학 조성을 가지며, EBSD 해석에 의해 측정된 5.0° 이상의 입계로 둘러싸인 영역을 하나의 결정립으로 하여, 상기 결정립 내의 Image Quality의 평균치에 10-3을 곱한 값을 K값으로 하고, 상기 결정립 내의 평균 방위차(°)를 Y값으로 하고, 상기 K값이 4.000 미만인 금속상을 금속상 1로 하고, 상기 K값이 4.000 이상이며, 또한 상기 Y값이 0.5~1.0인 금속상을 금속상 2로 하고, 상기 K값이 4.000 이상이며, 또한 상기 Y값이 0.5 미만인 금속상을 금속상 3으로 하고, 상기 금속상 1~3 중 어느 것에도 속하지 않는 금속상을 금속상 4로 할 때, 면적%로, 금속상 1 : 1.0% 이상 35.0% 미만, 금속상 2 : 30.0% 이상 80.0% 이하, 금속상 3 : 5.0% 이상 50.0% 이하, 금속상 4 : 5.0% 이하인 마이크로 조직을 구비하는, 강판이다. 이 강판은, 인장 강도가 590MPa 이상(또한 780MPa 이상)인 고강도와, 우수한 구멍 확장성을 갖는다.

Description

강판 및 도금 강판
본 발명은, 강판 및 도금 강판에 관한 것이다.
최근, 자동차에는 고강도 강판이 많이 사용되고 있다. 이는, 탄산가스의 배출량을 저감하기 위해, 경량화에 의한 연비 개선이 요구되며, 또, 충돌 시, 충돌 에너지를 흡수하여, 탑승자의 보호·안전을 확보할 수 있는 차체가 요구되기 때문이다.
그러나, 일반적으로 강판을 고강도화하면 성형성이 저하한다. 이 때문에, 드로잉 성형 또는 벌징 성형에 필요한 연신율, 및, 버링 가공성에 필요한 구멍 확장성이 저하한다. 따라서, 종래, 고강도화와 연신율 또는 구멍 확장성의 양립을 도모하는 기술이 여러 가지 제안되어 있다(예를 들면, 특허문헌 1~9, 참조).
예를 들면, 일본국 특허공개 2006-274318호 공보(특허문헌 1) 및 일본국 특허공개 2013-181208호 공보(특허문헌 2)에는, 강판의 금속 조직을, 연질 조직인 페라이트와 경질 조직인 베이나이트의 복합 조직으로 하여, 고강도에서도 높은 연신율을 확보하는 기술이 개시되어 있다.
일본국 특허공개 2011-225941호 공보(특허문헌 3)에는, 오스테나이트로부터 페라이트로의 변태 중 상 계면에서 주로 입계 확산으로 일어나는 석출 현상(상간 계면 석출)에 의해 석출 분포를 제어한 석출 강화 페라이트를 주상으로 하여, 강도와 연신율의 양립을 도모하는 기술이 개시되어 있다.
일본국 특허공개 2012-026032호 공보(특허문헌 4)에는, 강판 조직을 페라이트 단상 조직으로 하고, 페라이트를 미세 탄화물로 강화하여, 강도와 연신율을 양립시키는 기술이 개시되어 있다.
일본국 특허공개 2011-195956호 공보(특허문헌 5)에는, 고강도 박강판에 있어서, 페라이트상, 베이나이트상, 및 마텐자이트상과 오스테나이트 입자의 계면에서 필요로 하는 C 농도를 갖는 오스테나이트 입자를 50% 이상으로 하여, 연신율과 구멍 확장성을 확보하는 기술이 개시되어 있다.
일본국 특허공개 2014-141703호 공보(특허문헌 6) 및 일본국 특허공개 2011-184788호 공보(특허문헌 7)에는, 강판의 금속 조직을, 연질 조직인 페라이트와 경질 조직인 마텐자이트의 복합 조직으로 하여, 고강도에서도 높은 연신율을 확보하는 기술이 개시되어 있다.
일본국 특허공개 2011-195956호 공보(특허문헌 8) 및 국제 공개 제2014/185405호(특허문헌 9)에는, 강판의 금속 조직을, 페라이트, 베이나이트, 및 마텐자이트로 함으로써, 조직간의 경도차를 저감시키고, 구멍 확장성을 개선하는 기술이 개시되어 있다. 또, 국제 공개 제2016/132549호(특허문헌 10) 및 국제 공개 제2016/133222호(특허문헌 11)에는, 강판의 금속 조직을, 페라이트, 베이나이트, 및 마텐자이트로 하고, 방위차가 5~14°인 결정립의 비율을, 면적률로 10~60%로 함으로써, 고강도이면서, 연신 플랜지성, 노치 피로 특성 및 도장 후 내식성을 확보하는 기술이 개시되어 있다.
구멍 확장성의 향상에 관해서는, 비특허문헌 1에, 단일 조직으로 하여, 조직간의 경도차를 저감하면 구멍 확장성이 향상되는 것이 개시되어 있다.
일본국 특허공개 2006-274318호 공보 일본국 특허공개 2013-181208호 공보 일본국 특허공개 2011-225941호 공보 일본국 특허공개 2012-026032호 공보 일본국 특허공개 2011-195956호 공보 일본국 특허공개 2014-141703호 공보 일본국 특허공개 2011-184788호 공보 일본국 특허공개 2011-195956호 공보 국제 공개 제2014/185405호 국제 공개 제2016/132549호 국제 공개 제2016/133222호
가토 등, 제철 연구(1984) vol.312, p.41
특허문헌 1 및 특허문헌 2에 개시된 기술에서는, 강판 조직은, 연질 조직과 경질 조직의 복합 조직이며, 연질 조직과 경질 조직의 계면이, 구멍 확장 시, 균열의 진전을 조장한다.
특허문헌 3 및 특허문헌 4에 개시된 기술에서는, 연질 조직 중에 분산되는 경질 조직의 석출물이, 구멍 확장 시, 균열의 기점이 되므로, 어느 기술에 있어서나, 강도, 연신율, 구멍 확장성의 양립은 곤란하다.
특허문헌 5에 개시된 기술은, 우수한 연신율과 구멍 확장성을 확보할 수 있지만, 조직 제어가 어렵다.
특허문헌 6 및 특허문헌 7에 개시된 기술에서는, 연질 조직과 경질 조직의 경도차가 크기 때문에, 이들 조직의 계면이 구멍 확장 시에 균열의 진전을 조장하여, 구멍 확장성이 떨어진다.
특허문헌 8, 특허문헌 9, 특허문헌 10 및 특허문헌 11에 개시된 기술에서는, 구멍 확장 시에 베이나이트의 내부로부터 균열이 발생하므로, 구멍 확장성의 개선폭은 작다. 이는, 베이나이트에 포함되는 시멘타이트가 균열의 기점이 되기 때문이다.
비특허문헌 1에 개시된 기술에서는, 단일 조직을 형성하는 조건을, 열연 강판의 공업적 규모의 제조 프로세스에 적용하는 것은 곤란하며, 또, 고강도화의 점에서 과제가 남아 있다.
본 발명은, 인장 강도가 590MPa 이상인 고강도와, 우수한 구멍 확장성을 갖는 강판 및 도금 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해, 인장 강도가 590MPa 이상인 DP(Dual Phase)강에 대해, 연질 조직(페라이트)에 의한 연성 향상과 경질 조직(마텐자이트)에 의한 고강도화를 담보하면서, 구멍 확장성이 향상되는 마이크로 조직의 설계 지침과 그 제조 방법에 대해 예의 연구하였다. 이 연구 과정에서, 590MPa 이상의 인장 강도와 우수한 연성을 유지하면서, 우수한 구멍 확장성을 갖는 강판을 개발할 수 있었다. 개발강의 조직적 특징을 조사한 결과, 마이크로 조직이 K값 및 Y값의 지표에 의거하여 정의되는 금속상 1~금속상 3에 의해 구성되어 있으며, 종래의 DP강에 포함되어 있는 상부 베이나이트, 하부 베이나이트, 펄라이트, 시멘타이트 및 잔류 오스테나이트에 해당하는 조직(이 조직은, 후술하는 금속상 4에 해당하는 조직이기도 하다.)의 생성이 억제되어 있는 것이 확인되었다. 즉, 제조 조건의 적정화에 의해, 금속상 1~금속상 3의 존재 형태를 제어할 수 있으면, 고강도와 고연성을 유지한 채로, 구멍 확장성을 현저하게 높일 수 있는 것을 알아내었다.
본 발명의 요지는 이하와 같다.
(1) 질량%로,
C : 0.01~0.20%,
Si : 0.005~0.10%,
Mn : 0.60~4.00%,
Al : 0.10~3.00%,
P : 0.10% 이하,
S : 0.03% 이하,
N : 0.01% 이하,
O : 0.01% 이하,
Ti : 0~2.00%,
Nb : 0~2.00%,
V : 0~0.30%
Cu : 0~2.00%,
Ni : 0~2.00%,
Mo : 0~1.00%,
Cr : 0~2.00%
B : 0~0.01%
Ca : 0~0.010%,
Mg : 0~0.010%,
Zr : 0~0.050%,
REM : 0~0.1%,
Sb : 0~0.10%,
Sn : 0~0.10%,
As : 0~0.5%,
잔부 : Fe 및 불순물인 화학 조성을 가지며,
EBSD 해석에 의해 측정된 5.0° 이상의 입계로 둘러싸인 영역을 하나의 결정립으로 하고,
상기 결정립 내의 Image Quality의 평균치에 10-3을 곱한 값을 K값으로 하고,
상기 결정립 내의 평균 방위차(°)를 Y값으로 하고,
상기 K값이 4.000 미만인 금속상을 금속상 1로 하고,
상기 K값이 4.000 이상이며, 또한 상기 Y값이 0.5~1.0인 금속상을 금속상 2로 하고,
상기 K값이 4.000 이상이며, 또한 상기 Y값이 0.5 미만인 금속상을 금속상 3으로 하고,
상기 금속상 1~3 중 어느 것에도 속하지 않는 금속상을 금속상 4로 할 때, 면적%로,
금속상 1 : 1.0% 이상 35.0% 미만,
금속상 2 : 30.0% 이상 80.0% 이하,
금속상 3 : 5.0% 이상 50.0% 이하,
금속상 4 : 5.0% 이하인 마이크로 조직을 구비하는, 강판.
(2) 상기 금속상 4가, 0%인 마이크로 조직을 구비하는,
상기 (1)의 강판.
(3) 상기 금속상 1과 다른 금속상의 경계의 60.0% 이상이 상기 금속상 2와의 경계인,
상기 (1) 또는 (2)의 강판.
(4) 두께가 0.8~3.6mm인,
상기 (1)~(3) 중 어느 하나의 강판.
(5) 인장 강도가 780MPa 이상인 강판으로서,
면적%로,
금속상 1 : 1.0% 이상 35.0% 미만,
금속상 2 : 30.0% 이상 80.0% 이하,
금속상 3 : 5.0% 이상 35.0% 미만,
금속상 4 : 5.0% 이하인 마이크로 조직을 구비하는,
상기 (1)~(4) 중 어느 하나의 강판.
(6) 인장 강도가 590MPa 이상 780MPa 미만인 강판으로서,
금속상 1 : 1.0% 이상 30.0% 미만,
금속상 2 : 35.0% 이상 70.0% 이하,
금속상 3 : 35.0% 이상 50.0% 이하,
금속상 4 : 5.0% 이하인 마이크로 조직을 구비하는,
상기 (1)~(4) 중 어느 하나의 강판.
(7) 상기 (1)~(6) 중 어느 하나의 강판의 표면에, 용융 아연 도금층을 구비하는,
도금 강판.
(8) 상기 (1)~(6) 중 어느 하나의 강판의 표면에, 합금화 용융 아연 도금층을 구비하는,
도금 강판.
본 발명에 의하면, 인장 강도가 590MPa 이상(또한 780MPa 이상)인 고강도와, 우수한 구멍 확장성을 갖는 강판 및 도금 강판이 얻어진다.
도 1은, 마이크로 조직의 일례를 모식적으로 나타낸 도면이다.
1. 화학 조성
본 발명에 따른 강판의 화학 조성에 대해 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서, 함유량에 대한 「%」는 「질량%」를 의미한다.
C : 0.01~0.20%
C는, 소정량의 금속상 1을 얻기 위해 필요한 원소이다. 0.01% 미만이면, 소정량의 금속상 1을 면적 분율로 1.0% 이상으로 하는 것이 어려워진다. 그 때문에, 하한을 0.01%로 한다. 금속상 1의 면적률을 높이기 위해서는, 0.03% 이상, 0.04% 이상 또는 0.05% 이상으로 해도 된다.
한편, 과잉으로 첨가하면 금속상 1을 면적 분율로 1.0% 이상으로 하는 것이 어려워진다. 그 때문에, 상한을 0.20%로 한다. 금속상 1의 면적률을 높이기 위해, 0.10% 이하, 0.08% 이하, 0.07% 이하 또는 0.06% 이하로 해도 된다.
Si : 0.005~0.10%
Si는, 소정량의 금속상 3을 얻기 위해 필요한 원소이다. 0.005% 미만이면, 소정량의 금속상 3을 얻는 것이 어려워진다. 그 때문에, 하한을 0.10%로 한다. 금속상 3의 면적률을 높이기 위해서는, 0.015% 이상, 0.020% 이상, 0.025% 이상 또는 0.030% 이상으로 해도 된다.
한편, 과잉으로 첨가하면 금속상 3의 면적률이 너무 높아지거나 하기 때문에, 금속상 1의 면적 분율로 1.0% 이상으로 하는 것이 어려워진다. 그 때문에, 그 상한을 0.10%로 한다. 금속상 1 및 금속상 3의 면적률의 최적화를 도모하기 위해, 0.060% 이하, 0.050% 이하 또는 0.040% 이하로 해도 된다.
Mn : 0.60~4.00%
Mn은, 소정량의 금속상 1을 얻기 위해 필요한 원소이다. 0.60 미만이면, 금속상 1을 면적 분율로 1.0% 이상으로 하는 것이 어려워진다. 그 때문에, 하한을 0.60%로 한다. 바람직하게는 0.60% 이상, 보다 바람직하게는 0.90% 이상, 더욱 바람직하게는 1.10% 이상, 더욱 바람직하게는 1.30% 이상이다.
한편, 과잉으로 첨가하면 금속상 1을 면적 분율로 1.0% 이상으로 하는 것이 어려워진다. 그 때문에, 상한을 4.00%로 한다. 바람직하게는 3.00% 이하, 보다 바람직하게는 2.50% 이하, 더욱 바람직하게는 2.00% 이하, 더욱 바람직하게는 1.80% 이하이다.
Al : 0.10~3.00%
Al은, 소정량의 금속상 3을 얻기 위해 필요한 원소이다. 0.10% 미만이면, 소정량의 금속상 3을 얻는 것이 어려워진다. 그 때문에, 하한을 0.10%로 한다. 바람직하게는 0.20% 이상, 보다 바람직하게는 0.30% 이상, 더욱 바람직하게는 0.40% 이상, 더욱 바람직하게는 0.55% 이상이다.
한편, 과잉으로 첨가하면 금속상 3의 면적률이 높아져, 금속상 1을 면적 분율로 1.0% 이상으로 하는 것이 어려워진다. 그 때문에, 상한을 3.00%로 한다. 바람직하게는 2.00% 이하, 보다 바람직하게는 1.50% 이하, 더욱 바람직하게는 1.00% 이하, 더욱 바람직하게는 0.80% 이하이다.
P : 0.10% 이하
P는, 불순물 원소이며, 입계에 편석하거나, 조대한 인화물을 형성하여 구멍 확장성을 저해한다. 0.10%를 초과하면, 상기 편석이 현저해지므로, 0.10% 이하로 제한한다. 바람직하게는, 0.02% 이하이다. P는 적을수록 바람직하고, 하한은 특별히 한정할 필요는 없으며, 그 하한은 0%이다. 그러나, 0.0001% 미만으로 저감하는 것은, 경제적으로 불리하므로, 0.0001%를 하한으로 해도 된다.
S : 0.03% 이하
S는, 불순물 원소이며, 조대한 황화물을 형성하여 구멍 확장성을 저해한다. 0.03%를 초과하면, 황화물이 과잉으로 생성되어 구멍 확장성의 저하가 현저해지므로, 0.03% 이하로 제한한다. 보다 바람직하게는 0.005% 이하이다. S는 적을수록 바람직하고, 하한은 특별히 한정할 필요는 없으며, 그 하한은 0%이다. 그러나, 0.0001% 미만으로 저감하면, 제조 비용이 대폭으로 상승하므로, 0.0001%가 실질적인 하한이다.
N : 0.01% 이하
N은, 불순물 원소이며, 조대한 질화물을 형성하여 구멍 확장성을 저해한다. 0.01%를 초과하면, 질화물이 과잉으로 생성되어 구멍 확장성의 저하가 현저해지므로, 0.01% 이하로 제한한다. 보다 바람직하게는 0.0030% 이하이다. N은 적을수록 바람직하고, 하한은 특별히 한정할 필요는 없으며, 그 하한은 0%이다. 그러나, 0.0001% 미만으로 저감하면, 제조 비용이 대폭으로 상승하므로, 0.0001%가 실질적인 하한이다.
O : 0.01% 이하
O는, 불순물 원소이며, 조대한 산화물을 형성하여 구멍 확장성을 저해한다. 0.01%를 초과하면, 산화물이 과잉으로 생성되어 구멍 확장성의 저하가 현저해지므로, 0.01% 이하로 제한한다. 보다 바람직하게는 0.0050% 이하이다. O는 적을수록 바람직하고, 하한은 특별히 한정할 필요는 없으며, 그 하한은 0%이다. 그러나, 0.0001% 미만으로 저감하면, 제조 비용이 대폭으로 상승하므로, 0.0001%가 실질적인 하한이다.
Ti : 0~2.00%
Ti는, 결정립을 미세화하여 구멍 확장성을 향상시키는 원소이므로, 적절히 함유시켜도 된다. 2.00%를 초과하면, Ti를 주체로 하는 질화물이나 탄화물이 과잉으로 생성되어, 구멍 확장성이 열화하므로, 상한을 2.00%로 한다. 바람직하게는 0.50% 이하, 보다 바람직하게는 0.10% 이하, 더욱 바람직하게는 0.05% 이하이다. 반드시 Ti를 함유시킬 필요는 없으며, 그 하한은 0%이다. 구멍 확장성 향상을 위해 0.04% 이상 함유시켜도 된다.
Nb : 0~2.00%
Nb는, 결정립을 미세화하여 구멍 확장성을 향상시키는 원소이므로, 적절히 함유시켜도 된다. 2.00%를 초과하면, Nb를 주체로 하는 질화물이나 탄화물이 과잉으로 생성되어, 구멍 확장성이 열화하므로, 상한을 2.00%로 한다. 바람직하게는 0.20% 이하, 보다 바람직하게는 0.05% 이하, 더욱 바람직하게는 0.03% 이하이다. 반드시 Nb를 함유시킬 필요는 없으며, 그 하한은 0%이다. 구멍 확장성 향상을 위해, 0.005% 이상 함유시켜도 된다.
V : 0~0.30%
V는, 결정립을 미세화하여 구멍 확장성을 향상시키는 원소이므로, 적절히 함유시켜도 된다. 2.00%를 초과하면, V를 주체로 하는 질화물이나 탄화물이 과잉으로 생성되어, 구멍 확장성이 열화하므로, 상한을 2.00%로 한다. 바람직하게는 0.50% 이하, 보다 바람직하게는 0.10% 이하, 더욱 바람직하게는 0.05% 이하이다. 반드시 V를 함유시킬 필요는 없으며, 그 하한은 0%이다. 구멍 확장성 향상을 위해, 0.04% 이상 함유시켜도 된다.
Cu : 0~2.00%
Cu는, 금속상 1의 면적률을 높이는 효과를 가지므로, 적절히 함유시켜도 된다. 2.00%를 초과하면, 소정량의 금속상 3을 얻는 것이 어려워진다. 그 때문에, 상한을 2.00%로 한다. 바람직하게는 1.00% 이하, 보다 바람직하게는 0.50% 이하, 더욱 바람직하게는 0.20% 이하, 더욱 바람직하게는 0.05% 이하이다. 반드시 Cu를 함유시킬 필요는 없으며, 그 하한은 0%이다. 필요에 따라, 0.01% 이상 함유시켜도 된다.
Ni : 0~2.00%
Ni는, 금속상 1의 면적률을 높이는 효과를 가지므로, 적절히 함유시켜도 된다. 2.00%를 초과하면, 소정량의 금속상 3을 얻는 것이 어려워진다. 그 때문에, 상한을 2.00%로 한다. 바람직하게는 1.00% 이하, 보다 바람직하게는 0.50% 이하, 더욱 바람직하게는 0.20% 이하, 더욱 바람직하게는 0.05% 이하이다. 반드시 Ni를 함유시킬 필요는 없으며, 그 하한은 0%이다. 필요에 따라, 0.01% 이상 함유시켜도 된다.
Mo : 0~1.00%
Mo는, 금속상 3의 면적률을 높이는 효과를 가지므로, 적절히 함유시켜도 된다. 1.00%를 초과하면, 금속상 1을 면적 분율로 1% 이상 확보하는 것이 어려워진다. 그 때문에, 상한을 1.00%로 한다. 바람직하게는 0.5% 이하, 보다 바람직하게는 0.3% 이하, 더욱 바람직하게는 0.1% 이하, 더욱 바람직하게는 0.05% 이하이다. 반드시 Mo를 함유시킬 필요는 없으며, 그 하한은 0%이다. 필요에 따라, 0.01% 이상 함유시켜도 된다.
Cr : 0~2.00%
Cr은, 금속상 3의 면적률을 높이는 효과를 가지므로, 적절히 함유시켜도 된다. 2.00%를 초과하면, 금속상 1을 면적 분율로 1% 이상 확보하는 것이 어려워진다. 그 때문에, 상한을 2.00%로 한다. 바람직하게는 1.00% 이하, 보다 바람직하게는 0.5% 이하, 더욱 바람직하게는 0.25% 이하, 더욱 바람직하게는 0.10% 이하, 더욱 바람직하게는 0.05% 이하이다. 반드시 Cr을 함유시킬 필요는 없으며, 그 하한은 0%이다. 필요에 따라, 0.01% 이상 함유시켜도 된다.
B : 0~0.01%
B는, 금속상 1의 면적률을 높이는 효과를 가지므로, 적절히 함유시켜도 된다. 0.01%를 초과하면, B를 주체로 하는 질화물이나 탄화물이 과잉으로 생성되어, 구멍 확장성이 열화하므로, 상한을 0.01%로 한다. 바람직하게는 0.0025% 이하, 보다 바람직하게는 0.0015% 이하, 더욱 바람직하게는 0.0010% 이하, 더욱 바람직하게는 0.0004% 이하이다. 반드시 B를 함유시킬 필요는 없으며, 그 하한은 0%이다. 필요에 따라, 0.0003% 이상 함유시켜도 된다.
Ca : 0~0.010%
Ca는, 조대한 산화물이나 황화물의 생성을 억제시켜, 구멍 확장성의 향상에 기여하는 원소이므로, 본 발명에 따른 강판의 다른 특성을 저해하지 않는 범위에서 첨가해도 된다. 0.010%를 초과하면, Ca를 주체로 하는 산화물이 과잉으로 생성되어, 구멍 확장성이 열화하므로, 상한을 0.010%로 한다. 바람직하게는 0.005% 이하, 보다 바람직하게는 0.002% 이하, 더욱 바람직하게는 0.0005% 이하이다. 반드시 Ca를 함유시킬 필요는 없으며, 그 하한은 0%이다. 필요에 따라, 0.0003% 이상 함유시켜도 된다.
Mg : 0~0.010%
Mg는, 조대한 산화물이나 황화물의 생성을 억제시켜, 구멍 확장성의 향상에 기여하는 원소이므로, 본 발명에 따른 강판의 다른 특성을 저해하지 않는 범위에서 첨가해도 된다. 0.010%를 초과하면, Mg를 주체로 하는 산화물이 과잉으로 생성되어, 구멍 확장성이 열화하므로, 상한을 0.010%로 한다. 바람직하게는 0.005% 이하, 보다 바람직하게는 0.002% 이하, 더욱 바람직하게는 0.001% 이하, 더욱 바람직하게는 0.0004% 이하이다. 반드시 Mg를 함유시킬 필요는 없으며, 그 하한은 0%이다. 필요에 따라, 0.0003% 이상 함유시켜도 된다.
Zr : 0~0.050%
Zr은, 조대한 산화물이나 황화물의 생성을 억제시켜, 구멍 확장성의 향상에 기여하는 원소이므로, 본 발명에 따른 강판의 다른 특성을 저해하지 않는 범위에서 첨가해도 된다. 0.050%를 초과하면, Zr을 주체로 하는 산화물이 과잉으로 생성되어, 구멍 확장성이 열화하므로, 상한을 0.050%로 한다. 바람직하게는 0.005% 이하이다. 반드시 Zr을 함유시킬 필요는 없으며, 그 하한은 0%이다. 필요에 따라, 0.0005% 이상 함유시켜도 된다.
REM : 0~0.1%
REM은, 조대한 산화물이나 황화물의 생성을 억제시켜, 구멍 확장성의 향상에 기여하는 원소이므로, 본 발명에 따른 강판의 다른 특성을 저해하지 않는 범위에서 첨가해도 된다. 0.1%를 초과하면, REM을 주체로 하는 산화물이 과잉으로 생성되어, 구멍 확장성이 열화하므로, 상한을 0.1%로 한다. 바람직하게는 0.005% 이하이다. 반드시 REM을 함유시킬 필요는 없으며, 그 하한은 0%이다. 필요에 따라, 0.0005% 이상 함유시켜도 된다.
또한, REM은, Sc, Y 및 란타노이드의 합계 17 원소의 총칭이며, REM의 함유량은 상기 원소의 합계량을 의미한다. REM은, 미시메탈로 첨가하는 경우가 많지만, La나 Ce 외에 란타노이드 계열의 원소를 복합으로 첨가하는 경우가 있다. 이 경우도, 본 발명에 따른 강판은, 본 발명에 따른 강판의 효과를 발휘한다. 또, 금속 La나 Ce 등의 금속 REM을 첨가해도, 본 발명에 따른 강판은, 본 발명에 따른 강판의 효과를 발휘한다.
Sb : 0~0.10%
Sb는, 조대한 산화물이나 황화물의 생성을 억제시켜, 구멍 확장성의 향상에 기여하는 원소이므로, 본 발명에 따른 강판의 다른 특성을 저해하지 않는 범위에서 첨가해도 된다. 0.10%를 초과하면, Sb를 주체로 하는 산화물이 과잉으로 생성되어, 구멍 확장성이 열화하므로, 상한을 0.10%로 한다. 바람직하게는 0.005% 이하이다. 반드시 Sb를 함유시킬 필요는 없으며, 그 하한은 0%이다. 필요에 따라, 0.0002% 이상 함유시켜도 된다.
Sn : 0~0.10%
Sn은, 조대한 산화물이나 황화물의 생성을 억제시켜, 구멍 확장성의 향상에 기여하는 원소이므로, 본 발명에 따른 강판의 다른 특성을 저해하지 않는 범위에서 첨가해도 된다. 0.10%를 초과하면, Sn을 주체로 하는 산화물이 과잉으로 생성되어, 구멍 확장성이 열화하므로, 상한을 0.10%로 한다. 바람직하게는 0.005% 이하이다. 반드시 Sn을 함유시킬 필요는 없으며, 그 하한은 0%이다. 필요에 따라, 0.0005% 이상 함유시켜도 된다.
As : 0~0.5%
As는, 조대한 산화물이나 황화물의 생성을 억제시켜, 구멍 확장성의 향상에 기여하는 원소이므로, 본 발명에 따른 강판의 다른 특성을 저해하지 않는 범위에서 첨가해도 된다 0.5%를 초과하면, As를 주체로 하는 산화물이 과잉으로 생성되어, 구멍 확장성이 열화하므로, 상한을 0.5%로 한다. 바람직하게는 0.005% 이하이다. 반드시 As를 함유시킬 필요는 없으며, 그 하한은 0%이다. 필요에 따라, 0.0005% 이상 함유시켜도 된다.
본 발명에 따른 강판은, 상기의 각 원소를 함유하고, 잔부는, Fe 및 불순물인 화학 조성을 갖는다. 또한, 불순물이란, 강재를 공업적으로 제조할 때에, 광석, 스크랩 등의 원료, 그 밖의 요인에 의해 혼입되는 성분을 의미한다.
2. 마이크로 조직
본 발명의 강판에 있어서는, 마이크로 조직을 구성하는 결정립을 내부에 포함되는 전위 밀도에 따라 구분하기 위해, K값 및 Y값이 지표로서 이용된다.
우선, EBSD법으로 측정한 측정치를 다음의 GAIQ법(Grain average image quality)으로 해석하여 얻은 GAIQ값에 10-3을 곱한 값을 K값이라고 정의한다. 또, EBSD법으로 측정한 측정치를 후술하는 Grain Average Misorientation(GAM)법으로 해석하여 얻은 GAM값을 Y값이라고 정의한다. K값은 결정성의 높이를 나타내는 지표이고, 결정에 포함되는 전위 밀도를 평가하기 위해 유용한 지표이다. Y값은, 결정립 내의 방위차를 평가하기 위해 유용한 지표이다. 따라서, 본 발명에 따른 강판에서는, K값과 Y값을 병용하여 마이크로 조직을 특정하고 있다.
다음에, GAIQ법의 산출 방법에 대해 설명한다. 강판 표면으로부터 판두께(t)의 1/4 깊이 위치(1/4t부)의 압연 방향 수직 단면에 대해, 압연 방향으로 200μm, 압연면 법선 방향으로 100μm의 영역을 0.2μm의 측정 간격으로 EBSD 해석하여 결정 방위 정보를 얻는다. 여기서 EBSD 해석은, 서멀 전계 방사형 주사 전자현미경(JEOL제 JSM-7001F)과 EBSD 검출기(TSL제 DVC5형 검출기)로 구성된 장치를 이용하여, EBSD 해석 장치에 부속된 「TSL OIM Data Collection 6」에 의해, 60mm초의 노출 시간으로 측정한다. 다음에, 얻어진 결정 방위 정보에 대해, 방위차 5° 이상의 영역을 결정립이라고 정의하고, GAIQ법에 의해 결정립 내의 Image Quality값의 평균치를 산출한다. 여기서, Image Quality값이란, EBSD 해석 장치에 부속된 소프트웨어 「OIM Analysis(등록상표) Version 7.0.1」에 탑재된 해석 파라미터의 하나이며, 측정 영역에 있어서의 결정성의 높이를 나타낸다. 즉, 전위 밀도가 높은 영역에서는, 결정성에 흐트러짐이 발생하므로, Image Quality값이 저하한다.
다음에, 결정립 내의 평균 방위차(°)의 산출 방법에 대해 설명한다. 얻어진 결정 방위 정보에 대해, 방위차 5° 이상의 영역을 결정립이라고 정의하고, GAM법에 의해, 결정립 내의 평균 결정 방위차를 구한다. 결정립 내의 평균 방위차는, EBSD 해석 장치에 부속된 소프트웨어 「OIM Analysis(등록상표) Version 7.0.1」에 탑재된 해석 파라미터의 하나인 「Grain Average Misorientation(GAM)」값을 가리키며, 인접하는 측정점간의 방위차를 산출한 후, 결정립 내 모든 측정점에 대해 평균치를 구한 것이다.
상기와 같이 하여 얻어진 K값 및 Y값에 의거하여, 금속상을 하기와 같이 분류할 수 있다.
금속상 1 : K값이 4.000 미만인 금속상
금속상 2 : K값이 4.000 이상이며, 또한 Y값이 0.5~1.0인 금속상
금속상 3 : K값이 4.000 이상이며, 또한 Y값이 0.5 미만인 금속상
금속상 4 : 금속상 1~3 중 어느 것에도 속하지 않는 금속상
금속상 1 : 1.0% 이상 35.0% 미만
금속상 1은, 강판 강도의 확보에 필요한 조직이다. 면적 분율로 1.0% 미만이면, 최저한의 인장 강도를 확보하는 것이 어려워지므로, 하한을 1.0%로 한다. 바람직하게는 2.0% 이상, 보다 바람직하게는 3.0% 이상, 더욱 바람직하게는 5.0% 이상이다. 한편, 면적 분율로 35.0% 이상이 되면, 금속상 1과 다른 금속상의 경계 중, 금속상 2와의 경계의 비율이 60.0% 미만이 되기 쉬워, 구멍 확장성이 열화할 우려가 있으므로, 35.0% 미만으로 한다. 바람직하게는 32.0% 미만, 보다 바람직하게는 30.0% 미만, 더욱 바람직하게는 25.0% 미만이다.
또한, 금속상 1이, 면적 분율로 30.0% 이상이 되면, 인장 강도를 780MPa 미만으로 하는 것이 곤란해지므로, 「인장 강도가 590MPa 이상 780MPa 미만인 강판」을 얻고 싶은 경우에는, 30.0% 미만으로 한다. 「인장 강도가 780MPa 이상인 강판」을 얻고 싶은 경우에는, 1.0% 이상 35.0% 미만인 채여도 된다.
금속상 2 : 30.0% 이상 80.0% 이하
금속상 2는, 프레스 성형 시에 필요한 우수한 구멍 확장성을 얻기 위해 중요한 조직이다. 면적 분율로 30.0% 미만이면, 소정의 구멍 확장성을 확보하는 것이 어려워지므로, 하한을 30.0%로 한다. 바람직하게는 40.0% 이상, 보다 바람직하게는 50.0% 이상, 더욱 바람직하게는 60.0% 이상이다. 한편, 면적 분율로 80.0%를 초과하면, 미변태의 오스테나이트가 너무 감소하여, 1.0% 이상의 금속상 1을 얻을 수 없으며, 최저한의 인장 강도를 확보하는 것이 어려워지므로, 상한을 80.0%로 한다. 바람직하게는 78.0% 이하, 보다 바람직하게는 76.0% 이하, 더욱 바람직하게는 75.0% 이하이다.
또한, 「인장 강도가 590MPa 이상 780MPa 미만인 강판」에 있어서는, 금속상 2가, 면적 분율로 35.0% 미만인 경우, 구멍 확장성이 열화한다는 문제가 생길 우려가 있으며, 70.0%를 초과하는 경우에는, 연신율이 열화한다는 문제가 생길 우려가 있다. 따라서, 「인장 강도가 590MPa 이상 780MPa 미만인 강판」을 얻고 싶은 경우에는, 금속상 2를 35.0% 이상 70.0% 이하로 하는 것이 좋다. 인장 강도가 780MPa 이상인 강판」을 얻고 싶은 경우에는, 30.0% 이상 80.0% 이하이면 된다.
금속상 3 : 5.0% 이상 50.0% 이하
금속상 3은, 프레스 성형 시에 필요한 우수한 연성을 확보하기 위해 필요한 조직이다. 면적 분율로 5.0% 미만이면, 소정의 연성을 얻는 것이 어려워지므로, 하한을 5.0%로 한다. 바람직하게는 10.0% 이상이고, 보다 바람직하게는 15.0% 이상이며, 20.0% 이상이다. 한편, 면적 분율로 50.0% 이상이면, 미변태의 오스테나이트가 너무 감소하여, 1.0% 이상의 금속상 1을 얻을 수 없으며, 최저한의 인장 강도를 확보하는 것이 어려워지므로, 상한을 50.0%로 한다. 바람직하게는 45.0% 이하이고, 보다 바람직하게는 40.0% 이하이며, 더욱 바람직한 것은 30.0% 이하이다.
또한, 금속상 3이, 면적 분율로 35.0% 이상인 경우, 780MPa 이상의 인장 강도를 얻는 것이 곤란해지므로, 「인장 강도가 780MPa 이상인 강판」을 얻고 싶은 경우에는, 금속상 3을 5.0% 이상 35.0% 미만으로 하는 것이 좋다. 반대로, 「인장 강도가 590MPa 이상 780MPa 미만인 강판」을 얻고 싶은 경우에는, 금속상 3을 35.0% 이상 50.0% 이하로 하는 것이 좋다.
금속상 4 : 5.0% 이하
금속상 1~3 중 어느 것에도 속하지 않는 금속상 4는, 경질 조직이므로, 구멍 확장 시에 균열의 기점이 되어, 구멍 확장성을 저하시킨다. 그 때문에, 금속상 4는, 면적 분율의 합계로 5.0% 이하로 제한한다. 바람직하게는 4.0% 이하, 보다 바람직하게는 3.0% 이하, 더욱 바람직하게는 2.0% 이하, 더욱 바람직하게는 1.2% 이하이며, 0%인 것이 가장 바람직하다. 또한, 금속상 4에 대해, 광학 현미경으로 조직 관찰을 행한 바, 상부 베이나이트, 하부 베이나이트, 펄라이트, 시멘타이트 및 잔류 오스테나이트였다. 반대로, 상부 베이나이트, 하부 베이나이트, 펄라이트, 시멘타이트 및 잔류 오스테나이트에 대해 본 발명의 EBSD 해석을 행하였는데, 모두 금속상 4로 판정되었다.
이상과 같이, 본 발명에 따른 강판의 마이크로 조직은, 금속상 1~금속상 4(금속상 4는 0%여도 된다)를 구비하는 것이다. 특히, 인장 강도를 유지한 채로, 구멍 확장성을 향상시키기 위해서는, 금속상 1과 다른 금속상의 경계의 60.0% 이상이 금속상 2와의 경계인 조직으로 하는 것이 바람직하다. 금속상 1과 다른 금속상의 경계 중 금속상 2와의 경계가 차지하는 비율은, 바람직하게는 70.0% 이상, 보다 바람직하게는 80.0% 이상, 더욱 바람직하게는 90.0% 이상이다. 이러한 범위로 한정함으로써, 인장 강도를 유지한 채로, 구멍 확장성을 향상할 수 있는 이유는 조사 중이지만, 대체로 하기의 기구에 의한 것으로 생각된다.
도 1은, 본 발명에 따른 강판의 마이크로 조직의 일례를 모식적으로 나타내고 있다. 도 1에 나타낸 마이크로 조직에 있어서, 부호 1은 금속상 1을, 부호 2는 금속상 2를, 부호 3은 금속상 3을 각각 의미하고 있다. 도 1에 나타낸 예에서는, 금속상 4는 존재하고 있지 않다.
도 1에 나타낸 예에 있어서, 금속상 1이 가장 단단한 상이며, 금속상 3이 부드러운 상이며, 금속상 2는, 금속상 1 및 금속상 3의 중간적인 경도를 갖는 상이다. 이와 같이, 금속상 1과 다른 금속상의 경계의 60.0% 이상이 금속상 2와의 경계인 마이크로 조직이면, 인접하는 결정 조직의 계면에 있어서의 경도차가 작기 때문에, 강판이 구멍 확장 가공과 같은 과혹한 가공을 받아도, 응력 집중이 완화되므로, 인접하는 결정립 조직의 계면에 있어서의 파단이 억제되어, 구멍 확장성이 현저하게 향상된다.
또한, 도 1에 나타낸 마이크로 조직을 형성하기 위해서는, 금속상 1 : 1.0% 이상 35.0% 미만, 금속상 2 : 30.0% 이상 80.0% 이하, 금속상 3 : 5.0% 이상 50.0% 이하, 금속상 4 : 5.0% 이하인 마이크로 조직으로 할 필요가 있다.
본 발명에 따른 도금 강판은, 본 발명에 따른 강판의 표면에, 통상의 방법에 따라, 용융 아연 도금층 또는 합금화 아연 도금층을 형성한 강판이다. 용융 아연 도금층 또는 합금화 아연 도금층으로서는, 예를 들면, 하기의 것이 바람직하다.
(a) Fe가 7질량% 미만이고, 잔부가 Zn, Al 및 불순물로 이루어지는 용융 아연 도금층 또는 이 도금층을 합금화한 도금층
(b) Fe가 7~15질량%이고, 잔부가 Zn, Al 및 불순물로 이루어지는 용융 아연 도금층 또는 이 도금층을 합금화한 도금층
본 발명은, 인장 강도가 590MPa 이상 980MPa 이하인 강판을 주된 대상으로 하고 있다. 필요에 따라, 그 상한을 960MPa 또는 930MPa로 해도 된다. 그 강판의 판두께는 주로 0.8~3.6mm이다. 필요에 따라, 그 하한을 1.0mm, 1.8mm, 2.0mm 또는 2.2mm로 해도 되고, 그 상한을 3.4mm, 3.2mm 또는 2.0mm로 해도 된다.
3. 제조 방법
이하, 본 발명에 따른 강판의 제조 방법에 대해 설명한다. 본 발명자들은, 상기의 화학 조성을 가지며, 또한 적어도 하기의 조건을 만족하는 방법으로 제조하면, 본 발명의 마이크로 조직이 얻어지는 것을 확인하고 있다.
열간 압연에 사용하는 강편은, 통상의 방법으로 제조한 강편이면 되고, 특정한 화학 조성 및 특성을 구비하는 강편에 한정되지 않는다. 예를 들면, 연속 주조 슬래브, 박슬래브 캐스터 등의 일반적인 방법으로 제조한 강편이면 된다.
(1) 조(粗)압연 공정 전의 가공
조압연 공정 전에, 강편의 폭방향의 길이의 감소량 ΔW가 30~60%가 되는 가공을 실시한다. 이 공정 의해, 강편 내에 균일하게 격자 결함을 도입할 수 있다. 그리고, 이와 같이 균일한 격자 결함은, 열간 마무리 압연의 1패스 전의 압연에 있어서 오스테나이트 입자의 재결정을 하기 쉽게 한다. 감소량 ΔW가 30% 미만이면, 강편 내에 균일하게 격자 결함을 도입하는 것이 어려워져, 면적 분율로 30.0% 이상의 금속상 2를 얻는 것이 어려워진다. 감소량 ΔW는, 강편 폭방향의 감폭이 가능한 범위에서 적절히 설정하면 되므로, 그 상한은 특별히 한정하지 않지만, 제조성의 이유에서 60% 정도가 실질적인 상한이다.
(2) 열간 압연 공정
(2a) 열간 마무리 압연의 1패스 전의 압연은, 온도 : 880~950℃, 압하율 : 15~25%의 조건으로 실시한다.
이 공정에 의해, 상기 (1)의 공정에서 도입한 균일한 격자 결함을 구동력으로 하여 격자 결함이 적은 오스테나이트 입자를 형성한다. 온도가 880℃ 미만인 경우 또는 압하율이 25%를 초과하는 경우는, 오스테나이트 중에 과잉으로 격자 결함이 도입되어 버려, 면적 분율로 30.0% 이상의 금속상 2를 얻는 것이 어려워진다. 또, 온도가 950℃를 초과하는 경우 또는 압하율이 15% 미만인 경우는, 오스테나이트 입자가 조대화하여, 오스테나이트 입자의 재결정이 저해된다. 그 결과, 격자 결함이 적은 오스테나이트 입자를 얻을 수 없으며, 면적 분율로 30.0% 이상의 금속상 2를 얻는 것이 어려워진다.
(2b) 열간 마무리 압연은, 온도 : 870~940℃, 압하율 : 6~10%의 조건으로 실시한다.
이 공정에 의해, 오스테나이트 입자에 적량의 격자 결함을 도입한다. 이 소량의 격자 결함이, 다음의 냉각 공정에서, 금속상 2로의 상변태의 핵으로서 작용한다. 온도가 870℃ 미만인 경우 또는 압하율이 10%를 초과하는 경우는, 오스테나이트 중에 과잉으로 격자 결함이 도입되어 버려, 면적 분율로 30.0% 이상의 금속상 2를 얻는 것이 어려워진다. 또, 온도가 940℃를 초과하는 경우 또는 압하율이 6% 미만인 경우는, 오스테나이트 입자로 도입되는 격자 결함이 과소가 되어, 면적 분율로 30.0% 이상의 금속상 2를 얻는 것이 어려워진다.
(3) 냉각 공정
(3a) 마무리 압연 종료로부터 수냉 개시까지의 시간은, 0.5초 이내로 한다.
열간 마무리 압연 후에는, 0.5초 이내에 수냉을 개시한다. 압연 종료 후, 즉시 수냉을 개시함으로써, 오스테나이트 입자의 조대화를 억제할 수 있으며, 후속 냉각 공정에 있어서, 소정량의 금속상 3을 얻을 수 있다. 수냉 개시까지의 시간이 0.5초를 초과하면, 오스테나이트 입자의 조대화가 일어나, 금속상 3의 핵 생성 사이트가 감소하므로, 소정량의 금속상 3을 얻는 것이 어려워진다. 마무리 압연 종료로부터 수냉 개시까지의 시간은, 냉각 가능한 범위에서 적절히 설정하면 되므로, 그 하한은 특별히 한정하지 않지만, 실조업 상에서 0.01초 이하로 하는 것은 곤란하므로, 0.01초 정도가 실질적인 하한이다.
(3b) 870~720℃의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도는, 50~140℃/초로 한다.
870~720℃의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도가 50℃/초 미만이면, 오스테나이트 입자의 조대화가 일어나, 금속상 3의 핵 생성 사이트가 감소하므로, 소정량의 금속상 3을 얻는 것이 어려워진다. 한편, 평균 냉각 속도가 140℃/초를 초과하면, 탄소의 확산이 너무 억제되어, 오스테나이트가 안정화되므로, 후속 공정에 있어서 소정량의 금속상 3을 얻는 것이 어려워진다.
(3c) 720℃ 이하 630℃ 초과의 온도역에 있어서의 냉각 시간은 2~10초로 한다. 즉, 이 온도역에서의 평균 냉각 속도는 45~9℃/초로 한다.
이 공정에 의해, 소정량의 금속상 3을 생성시킬 수 있다. 여기서, 냉각 시간이 2초 미만인 경우는, 금속상 3으로의 변태가 충분히 진행되지 않아, 소정량의 금속상 3을 얻을 수 없다. 한편, 냉각 시간이 10초를 초과하는 경우는, 오스테나이트로부터 금속상 3으로의 변태가 너무 진행되어, 후속 공정에서 소정량의 금속상 1을 얻는 것이 어려워진다.
여기서, 720℃ 이하 630℃ 초과의 온도역에 있어서의 냉각 시간이 5초 이상인 경우에는, 금속상 3을 면적 분율로 35.0% 미만으로 할 수 없다. 이 때문에, 인장 강도가 780MPa 이상인 강판을 얻고 싶은 경우에는, 이 냉각 시간을 5초 미만으로 하고, 인장 강도가 590MPa 이상 780MPa 미만인 강판을 얻고 싶은 경우에는, 이 냉각 시간을 5초 이상으로 한다.
(3d) 630℃ 이하 600℃ 초과의 온도역에 있어서의 냉각 시간은, 2초 이상 6초 미만으로 한다. 즉, 이 온도역에서의 평균 냉각 속도는 15~5℃/초로 한다.
이 공정에 의해, 금속상 2를 생성시킬 수 있다. 냉각 시간이 2초 미만인 경우는, 미변태의 오스테나이트에 포함되는 탄소가 충분히 확산될 수 없으므로, 금속상 4가 다량으로 생성되어 버린다. 한편, 냉각 시간이 6초 이상인 경우는, 오스테나이트로부터 금속상 4가 다량으로 생성되어 버려, 구멍 확장성의 열화를 초래한다.
(3e) 600℃ 이하 450℃ 초과의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도가 50~100℃/초가 되도록 냉각(예를 들면, 수냉)한다.
이 공정에 의해, 금속상 4를 5.0% 이하로 할 수 있다. 평균 냉각 속도가 50℃/초 미만이면, 금속상 4의 면적률이 매우 높아져, 구멍 확장성이 열화한다. 한편, 평균 냉각 속도가 100℃/초를 초과하면, 탄소의 확산이 너무 억제되어, 오스테나이트가 안정화되므로, 후속 공정에 있어서 소정량의 금속상 1을 얻는 것이 어려워진다.
(4) 권취 공정
강판을, 25℃ 이상 400℃ 이하의 온도에서 권취한다. 이 공정에 의해 오스테나이트로부터 금속상 1로의 변태를 일으킬 수 있다. 권취 온도가 400℃를 초과하면, 금속상 4를 5.0% 이하로 할 수 없게 되어, 구멍 확장성이 열화한다. 실조업에 있어서, 실온 이하에서 권취하는 것은 곤란하므로, 하한을 25℃로 한다.
(5) 그 밖의 공정
상기 (4)의 공정에서 권취한 강판을 풀어서 산세하여, 강판에 냉간 압연을 실시해도 된다. 산세로 강판 표면의 산화물을 제거하여 냉간 압연에 사용함으로써, 인장 강도의 향상, 화성 처리성의 향상, 도금성의 향상 등을 도모할 수 있다. 또한, 산세는, 1회여도 되고, 복수회로 나누어서 행해도 된다.
냉간 압연에 있어서의 압하율은 30~80%가 바람직하다. 압하율이 30% 미만이면, 인장 강도가 향상되지 않으므로, 압하율은 30% 이상으로 한다. 바람직하게는 40% 이상이다. 한편, 압하율이 80%를 초과하면, 인장 강도가 과잉으로 상승하여 연성이나 구멍 확장성이 저하하므로, 압하율은 80% 이하로 한다. 바람직하게는 70% 이하이다.
본 발명에 따른 강판의, K값 및 Y값으로 규정되는 마이크로 조직은, 상기 (1)~(4)의 공정에 의해 얻어지는 조직이므로, 강판에 냉간 압연을 실시해도, K값 및 Y값은 크게 변화하지 않고, 마이크로 조직은 냉간 압연 후에도 거의 그대로 잔존한다. 이 때문에, 강판에 냉간 압연을 실시함으로써 인장 강도가 상승해도, 구멍 확장성이 저하하는 경우는 없다.
냉간 압연 후의 강판을 연속 어닐링 라인에 사용하여, 750~900℃로 어닐링해도 된다. 본 발명자들은, 750~900℃의 어닐링으로, K값 및 Y값은 크게 변화하지 않는 것을 실험적으로 확인하였다. 그 때문에, 냉간 압연 후의 강판에 어닐링을 실시해도, 구멍 확장성은 저하하지 않는다. 어닐링 온도는, K값 및 Y값의 변화를 최대한 억제하는 점에서, 800~850℃가 바람직하다.
어닐링 시간은, 특별히 한정하지 않는다. 어닐링 시간은, K값 및 Y값의 변화를 최대한 억제하는 범위에서, 적절히 설정하면 된다.
본 발명에 따른 도금 강판의 제조 방법에 있어서는, 본 발명에 따른 강판의 제조 방법으로 제조한 강판에, 통상의 방법에 따라 용융 아연 도금을 실시한다. 본 발명 합금화 도금 강판의 제조 방법에 있어서는, 본 발명에 따른 강판의 제조 방법으로 제조한 강판에, 통상의 방법에 따라 합금화 용융 아연 도금을 실시한다.
통상의 방법에 있어서의 도금 온도나, 합금화 온도에서, 마이크로 조직의 K값 및 Y값은 변화하지 않으므로, 강판의 구멍 확장성은 저하하지 않는다.
실시예
다음에, 본 발명의 실시예에 대해 설명하지만, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 한 조건예이며, 본 발명은, 이 한 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은, 본 발명의 요지를 벗어나지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한에 있어서, 여러 가지 조건을 채용할 수 있는 것이다.
(실시예 1)
표 1 및 표 2에 나타내는 성분 조성의 강편으로부터, 표 3 및 표 4에 나타내는 조건으로 강판을 제조하였다.
[표 1]
Figure pct00001
[표 2]
Figure pct00002
[표 3]
Figure pct00003
[표 4]
Figure pct00004
또한, 표 3 및 표 4에 있어서, 공정 (1)은, 조압연 공정 전의 가공을 의미하며, 표에는 강편의 폭방향의 길이의 감소량 ΔW(%)를 나타내고 있다. 공정 (2a)는, 열간 마무리 압연의 1패스 전의 압연, 공정 (2b)는, 열간 마무리 압연을 각각 의미하며, 표에는 각각의 온도(℃) 및 압하율(%)을 나타내고 있다. 공정 (3a)는, 마무리 압연 종료로부터 수냉 개시까지의 유지이며, 표에는, 그 유지 시간을 나타내고 있다. 공정 (3b)는, 870~720℃의 온도역에 있어서의 냉각 공정이며, 표에는, 그 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도(℃/초)를 나타내고 있다. 공정 (3c)는, 720℃ 이하 630℃ 초과의 온도역에 있어서의 냉각 공정이며, 표에는, 그 온도역에 있어서의 냉각 시간(초)을 나타내고 있다. 공정 (3d)는, 630℃ 이하 600℃ 초과의 온도역에 있어서의 냉각 공정이며, 표에는, 그 온도역에 있어서의 냉각 시간(초)을 나타내고 있다. 공정 (3e)는, 600℃ 이하 450℃ 초과의 온도역에 있어서의 냉각 공정이며, 표에는, 그 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도(℃/초)를 나타내고 있다. 공정 (4)는, 권취 공정이며, 표에는 그 권취 온도(℃)를 나타내고 있다.
얻어진 강판에 대해, 금속 조직, 기계적 성질 및 구멍 확장성을 측정하였다.
＜금속 조직의 측정＞
강판 표면으로부터 판두께 t의 1/4 깊이 위치(1/4t부)의 압연 방향 수직 단면에 대해, 압연 방향으로 200μm, 압연면 법선 방향으로 100μm의 영역을 0.2μm의 측정 간격으로 EBSD 해석하여 결정 방위 정보를 얻는다. 여기서 EBSD 해석은, 서멀 전계 방사형 주사 전자현미경(JEOL제 JSM-7001F)과 EBSD 검출기(TSL제 HIKARI 검출기)로 구성된 장치를 이용하여, 200~300점/초의 해석 속도로 실시한다. 다음에, 얻어진 결정 방위 정보에 대해, 방위차 5° 이상의 영역을 결정립이라고 정의하고, 결정립의 입내의 평균 방위차를 계산하여, 입내의 방위차가 0.5° 미만, 또는, 0.5~1.0°인 결정립의 비율을 구한다.
본 발명에 있어서의 「결정립 내의 평균 방위차」는, 결정립 내의 방위 분산인 「Grain Average Misorientation(GAM)」의 평균치이며, 인접하는 측정점간의 방위차를 산출한 후, 결정립 내 모든 측정점에 대해 평균치를 구한 것이다. GAM의 값은, EBSD 해석 장치에 부속된 소프트웨어 「OIM Analysis(등록상표) Version 7.0.1」을 이용하여 산출하였다.
본 발명에 있어서의 「결정립 내의 Image Quality의 평균치」는, 실제로는, EBSD법으로 측정한 측정치를 GAIQ(Grain average image quality)법으로 해석하여 얻은 값의 평균치를 의미한다.
GAIQ는, EBSD 해석에 의해 얻어진 결정 방위 정보에 대해, 방위차 5° 이상의 영역을 결정립이라고 정의할 때, 결정립 내의 평균 전위 밀도가 4000 미만인 결정립의 비율을 구한다. GAIQ의 값은, EBSD 해석 장치에 부속된 소프트웨어 「OIM Analysis(등록상표) Version 7.0.1」을 이용하여 산출할 수 있다.
상기와 같이 하여 얻어진 K값 및 Y값에 의거하여, 금속상을 하기와 같이 분류하였다.
금속상 1 : K값이 4.000 미만인 금속상
금속상 2 : K값이 4.000 이상이며, 또한 Y값이 0.5~1.0인 금속상
금속상 3 : K값이 4.000 이상이며, 또한 Y값이 0.5 미만인 금속상
금속상 4 : 금속상 1~3 중 어느 것에도 속하지 않는 금속상
＜기계적 성질의 측정＞
인장 강도와 연신율에 대해서는, 강판의 압연 방향에 직각으로 JIS5호 시험편을 채취하여, JIS Z 2242에 준거해 인장 시험을 행하여, 인장 강도(TS)와 전체 연신율(El)을 측정하여 평가한다.
＜구멍 확장성＞
구멍 확장성에 대해서는, 일본 철강 연맹 규격 JFS-T1001-1996에 준거해 구멍 확장 시험을 행하여, 구멍 확장률(HER)을 측정하여 평가한다.
이들 결과를 표 5에 나타낸다.
[표 5]
Figure pct00005
표 5에 나타낸 바와 같이, 본 발명예의 강판은, 590MPa 이상의 인장 강도와 충분한 구멍 확장성을 갖고 있다.
(실시예 2)
표 6 및 표 7에 나타내는 성분 조성의 강편으로부터, 표 8 및 표 9에 나타내는 조건으로 강판을 제조하였다.
[표 6]
Figure pct00006
[표 7]
Figure pct00007
[표 8]
Figure pct00008
[표 9]
Figure pct00009
또한, 표 8 및 표 9에 있어서, 공정 (1)은, 조압연 공정 전의 가공을 의미하며, 표에는 강편의 폭방향의 길이의 감소량 ΔW(%)를 나타내고 있다. 공정 (2a)는, 열간 마무리 압연의 1패스 전의 압연, 공정 (2b)는, 열간 마무리 압연을 각각 의미하며, 표에는 각각의 온도(℃) 및 압하율(%)을 나타내고 있다. 공정 (3a)는, 마무리 압연 종료로부터 수냉 개시까지의 유지이며, 표에는, 그 유지 시간을 나타내고 있다. 공정 (3b)는, 870~720℃의 온도역에 있어서의 냉각 공정이며, 표에는, 그 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도(℃/초)를 나타내고 있다. 공정 (3c)는, 720℃ 이하 630℃ 초과의 온도역에 있어서의 냉각 공정이며, 표에는, 그 온도역에 있어서의 냉각 시간(초)을 나타내고 있다. 공정 (3d)는, 630℃ 이하 600℃ 초과의 온도역에 있어서의 냉각 공정이며, 표에는, 그 온도역에 있어서의 냉각 시간(초)을 나타내고 있다. 공정 (3e)는, 600℃ 이하 450℃ 초과의 온도역에 있어서의 냉각 공정이며, 표에는, 그 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도(℃/초)를 나타내고 있다. 공정 (4)는, 권취 공정이며, 표에는 그 권취 온도(℃)를 나타내고 있다.
얻어진 강판에 대해, 금속 조직, 기계적 성질 및 구멍 확장성을 측정하였다.
＜금속 조직의 측정＞
강판 표면으로부터 판두께 t의 1/4 깊이 위치(1/4t부)의 압연 방향 수직 단면에 대해, 압연 방향으로 200μm, 압연면 법선 방향으로 100μm의 영역을 0.2μm의 측정 간격으로 EBSD 해석하여 결정 방위 정보를 얻는다. 여기서 EBSD 해석은, 서멀 전계 방사형 주사 전자현미경(JEOL제 JSM-7001F)과 EBSD 검출기(TSL제 DVC5형 검출기)로 구성된 장치를 이용하여, EBSD 해석 장치에 부속된 「TSL OIM Data Collection 6」에 의해, 60mm초의 노출 시간으로 측정한다. 다음에, 얻어진 결정 방위 정보에 대해, 방위차 5° 이상의 영역을 결정립이라고 정의하고, 결정립의 입내의 평균 방위차를 계산하여, 입내의 방위차가 0.5° 미만, 또는, 0.5~1.0°인 결정립의 비율을 구한다.
본 발명에 있어서의 「결정립 내의 평균 방위차」는, 결정립 내의 방위 분산인 「Grain Average Misorientation(GAM)」의 평균치이며, 인접하는 측정점간의 방위차를 산출한 후, 결정립 내 모든 측정점에 대해 평균치를 구한 것이다. GAM의 값은, EBSD 해석 장치에 부속된 소프트웨어 「OIM Analysis(등록상표) Version 7.0.1」을 이용하여 산출하였다.
본 발명에 있어서의 「결정립 내의 Image Quality의 평균치」는, 실제로는, EBSD법으로 측정한 측정치를 GAIQ(Grain average image quality)법으로 해석하여 얻은 값의 평균치를 의미한다.
GAIQ는, EBSD 해석에 의해 얻어진 결정 방위 정보에 대해, 방위차 5° 이상의 영역을 결정립이라고 정의할 때, 결정립 내의 평균 전위 밀도가 4000 미만인 결정립의 비율을 구한다. GAIQ의 값은, EBSD 해석 장치에 부속된 소프트웨어 「OIM Analysis(등록상표) Version 7.0.1」을 이용하여 산출할 수 있다.
상기와 같이 하여 얻어진 K값 및 Y값에 의거하여, 금속상을 하기와 같이 분류하였다.
금속상 1 : K값이 4.000 미만인 금속상
금속상 2 : K값이 4.000 이상이며, 또한 Y값이 0.5~1.0인 금속상
금속상 3 : K값이 4.000 이상이며, 또한 Y값이 0.5 미만인 금속상
금속상 4 : 금속상 1~3 중 어느 것에도 속하지 않는 금속상
＜기계적 성질의 측정＞
인장 강도와 연신율에 대해서는, 강판의 압연 방향에 직각으로 JIS5호 시험편을 채취하여, JIS Z 2242에 준거해 인장 시험을 행하여, 인장 강도(TS)와 전체 연신율(El)을 측정하여 평가한다.
＜구멍 확장성＞
구멍 확장성에 대해서는, 일본 철강 연맹 규격 JFS-T1001-1996에 준거해 구멍 확장 시험을 행하여, 구멍 확장률(HER)을 측정하여 평가한다.
이들 결과를 표 10에 나타낸다.
[표 10]
Figure pct00010
표 10에 나타낸 바와 같이, 본 발명예의 강판은, 780MPa 이상의 인장 강도와 충분한 구멍 확장성을 갖고 있다.
[산업상의 이용 가능성]
본 발명에 의하면, 인장 강도가 590MPa 이상(또한 780MPa 이상)인 고강도와, 우수한 구멍 확장성을 갖는 강판 및 도금 강판이 얻어진다.
1 : K값이 4 미만인 결정 조직
2 : K값이 4 이상이며, Y값이 0.5~1.0인 결정 조직
3 : K값이 4 이상이며, Y값이 0.5 미만인 결정 조직

Claims (8)

  1. 질량%로,
    C : 0.01~0.20%,
    Si : 0.005~0.10%,
    Mn : 0.60~4.00%,
    Al : 0.10~3.00%,
    P : 0.10% 이하,
    S : 0.03% 이하,
    N : 0.01% 이하,
    O : 0.01% 이하,
    Ti : 0~2.00%,
    Nb : 0~2.00%,
    V : 0~0.30%,
    Cu : 0~2.00%,
    Ni : 0~2.00%,
    Mo : 0~1.00%,
    Cr : 0~2.00%,
    B : 0~0.01%,
    Ca : 0~0.010%,
    Mg : 0~0.010%,
    Zr : 0~0.050%,
    REM : 0~0.1%,
    Sb : 0~0.10%,
    Sn : 0~0.10%,
    As : 0~0.5%,
    잔부 : Fe 및 불순물인 화학 조성을 가지며,
    EBSD 해석에 의해 측정된 5.0° 이상의 입계로 둘러싸인 영역을 하나의 결정립으로 하고,
    상기 결정립 내의 Image Quality의 평균치에 10-3을 곱한 값을 K값으로 하고,
    상기 결정립 내의 평균 방위차(°)를 Y값으로 하고,
    상기 K값이 4.000 미만인 금속상을 금속상 1로 하고,
    상기 K값이 4.000 이상이며, 또한 상기 Y값이 0.5~1.0인 금속상을 금속상 2로 하고,
    상기 K값이 4.000 이상이며, 또한 상기 Y값이 0.5 미만인 금속상을 금속상 3으로 하고,
    상기 금속상 1~3 중 어느 것에도 속하지 않는 금속상을 금속상 4로 할 때, 면적%로,
    금속상 1 : 1.0% 이상 35.0% 미만,
    금속상 2 : 30.0% 이상 80.0% 이하,
    금속상 3 : 5.0% 이상 50.0% 이하,
    금속상 4 : 5.0% 이하인 마이크로 조직을 구비하는, 강판.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 금속상 4가, 0%인 마이크로 조직을 구비하는, 강판.
  3. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
    상기 금속상 1과 다른 금속상의 경계의 60.0% 이상이 상기 금속상 2와의 경계인, 강판.
  4. 청구항 1 내지 청구항 3 중 어느 한 항에 있어서,
    두께가 0.8~3.6mm인, 강판.
  5. 청구항 1 내지 청구항 4 중 어느 한 항에 있어서,
    인장 강도가 780MPa 이상인 강판으로서,
    면적%로,
    금속상 1 : 1.0% 이상 35.0% 미만,
    금속상 2 : 30.0% 이상 80.0% 이하,
    금속상 3 : 5.0% 이상 35.0% 미만,
    금속상 4 : 5.0% 이하인 마이크로 조직을 구비하는, 강판.
  6. 청구항 1 내지 청구항 4 중 어느 한 항에 있어서,
    인장 강도가 590MPa 이상 780MPa 미만인 강판으로서,
    금속상 1 : 1.0% 이상 30.0% 미만,
    금속상 2 : 35.0% 이상 70.0% 이하,
    금속상 3 : 35.0% 이상 50.0% 이하,
    금속상 4 : 5.0% 이하인 마이크로 조직을 구비하는, 강판.
  7. 청구항 1 내지 청구항 6 중 어느 한 항에 기재된 강판의 표면에, 용융 아연 도금층을 구비하는, 도금 강판.
  8. 청구항 1 내지 청구항 6 중 어느 한 항에 기재된 강판의 표면에, 합금화 용융 아연 도금층을 구비하는, 도금 강판.
KR1020197024818A 2017-01-27 2017-01-27 강판 및 도금 강판 KR102325874B1 (ko)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2017/003023 WO2018138887A1 (ja) 2017-01-27 2017-01-27 鋼板およびめっき鋼板

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20190112043A true KR20190112043A (ko) 2019-10-02
KR102325874B1 KR102325874B1 (ko) 2021-11-12

Family

ID=59604924

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020197024818A KR102325874B1 (ko) 2017-01-27 2017-01-27 강판 및 도금 강판

Country Status (8)

Country Link
US (1) US11028458B2 (ko)
EP (1) EP3575426A4 (ko)
JP (1) JP6179698B1 (ko)
KR (1) KR102325874B1 (ko)
CN (1) CN110214196B (ko)
BR (1) BR112019014627A2 (ko)
MX (1) MX2019008820A (ko)
WO (1) WO2018138887A1 (ko)

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020189761A1 (ja) * 2019-03-20 2020-09-24 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
KR20240059623A (ko) * 2021-12-14 2024-05-07 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 강판 및 그의 제조 방법
WO2024111525A1 (ja) * 2022-11-22 2024-05-30 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板及びその製造方法

Citations (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006274318A (ja) 2005-03-28 2006-10-12 Kobe Steel Ltd 穴拡げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2011184788A (ja) 2010-03-11 2011-09-22 Nippon Steel Corp 伸びと穴拡げ性のバランスに優れた鋼板及びその製造方法
JP2011195956A (ja) 2010-02-26 2011-10-06 Nippon Steel Corp 伸びと穴拡げに優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP2011225941A (ja) 2010-04-20 2011-11-10 Nippon Steel Corp 伸びと局部延性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP2012026032A (ja) 2010-06-25 2012-02-09 Jfe Steel Corp 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2013181208A (ja) 2012-03-01 2013-09-12 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 伸びと穴拡げ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
KR20140076559A (ko) * 2011-09-30 2014-06-20 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP2014141703A (ja) 2013-01-23 2014-08-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal 外観に優れ、伸びと穴拡げ性のバランスに優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
WO2014185405A1 (ja) 2013-05-14 2014-11-20 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
US20150218708A1 (en) * 2012-09-27 2015-08-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot rolled steel sheet and method for manufacturing the same
US20160130680A1 (en) * 2013-07-01 2016-05-12 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Cold-rolled steel sheet, galvanized cold-rolled steel sheet and method of manufacturing the same
WO2016132549A1 (ja) 2015-02-20 2016-08-25 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
WO2016135896A1 (ja) * 2015-02-25 2016-09-01 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4913746A (en) * 1988-08-29 1990-04-03 Lehigh University Method of producing a Zn-Fe galvanneal on a steel substrate
JP3052780B2 (ja) * 1995-05-09 2000-06-19 住友金属工業株式会社 孔拡げの均一性に優れた熱延鋼板の製造方法
JP4395961B2 (ja) * 2000-02-18 2010-01-13 Ｊｆｅスチール株式会社 ３ピース缶用冷延鋼帯の製造方法
CN1276987C (zh) * 2001-10-19 2006-09-27 住友金属工业株式会社 具有优异的可加工性和成型精度的薄钢板及其制造方法
US20040047756A1 (en) * 2002-09-06 2004-03-11 Rege Jayanta Shantaram Cold rolled and galvanized or galvannealed dual phase high strength steel and method of its production
CN102031455A (zh) * 2009-09-30 2011-04-27 鞍钢股份有限公司 冲压淬火用钢板及其制造方法
RU2605404C2 (ru) * 2012-08-06 2016-12-20 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Холоднокатаный стальной лист и способ его изготовления, и сформованное горячей штамповкой изделие
JP6032300B2 (ja) 2015-02-03 2016-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
CN104927536A (zh) * 2015-06-23 2015-09-23 陈良伢 一种抗污自清洁涂料及其制备方法

Patent Citations (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006274318A (ja) 2005-03-28 2006-10-12 Kobe Steel Ltd 穴拡げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2011195956A (ja) 2010-02-26 2011-10-06 Nippon Steel Corp 伸びと穴拡げに優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP2011184788A (ja) 2010-03-11 2011-09-22 Nippon Steel Corp 伸びと穴拡げ性のバランスに優れた鋼板及びその製造方法
JP2011225941A (ja) 2010-04-20 2011-11-10 Nippon Steel Corp 伸びと局部延性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP2012026032A (ja) 2010-06-25 2012-02-09 Jfe Steel Corp 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR20140076559A (ko) * 2011-09-30 2014-06-20 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP2013181208A (ja) 2012-03-01 2013-09-12 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 伸びと穴拡げ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
US20150218708A1 (en) * 2012-09-27 2015-08-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot rolled steel sheet and method for manufacturing the same
JP2014141703A (ja) 2013-01-23 2014-08-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal 外観に優れ、伸びと穴拡げ性のバランスに優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
WO2014185405A1 (ja) 2013-05-14 2014-11-20 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
US20160130680A1 (en) * 2013-07-01 2016-05-12 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Cold-rolled steel sheet, galvanized cold-rolled steel sheet and method of manufacturing the same
WO2016132549A1 (ja) 2015-02-20 2016-08-25 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
WO2016133222A1 (ja) 2015-02-20 2016-08-25 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
WO2016135896A1 (ja) * 2015-02-25 2016-09-01 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
가토 등, 제철 연구(1984) vol.312, p.41

Also Published As

Publication number Publication date
BR112019014627A2 (pt) 2020-06-02
US20190338389A1 (en) 2019-11-07
JPWO2018138887A1 (ja) 2019-01-31
US11028458B2 (en) 2021-06-08
MX2019008820A (es) 2019-09-26
EP3575426A1 (en) 2019-12-04
KR102325874B1 (ko) 2021-11-12
CN110214196A (zh) 2019-09-06
CN110214196B (zh) 2021-10-01
EP3575426A4 (en) 2020-05-27
JP6179698B1 (ja) 2017-08-16
WO2018138887A1 (ja) 2018-08-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6354916B2 (ja) 鋼板及びめっき鋼板
KR102193424B1 (ko) 용융 아연 도금 강판
JP6048580B2 (ja) 熱延鋼板及びその製造方法
KR101621639B1 (ko) 강판, 도금 강판 및 그들의 제조 방법
CN113330133B (zh) 热浸镀锌钢板及其制造方法
JP6241273B2 (ja) 熱延鋼板
EP2267175A1 (en) Hot rolled steel sheet possessing excellent fatigue properties and stretch-flange ability and process for producing the hot rolled steel sheet
KR20210110357A (ko) 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP6354917B2 (ja) 鋼板及びめっき鋼板
KR101986596B1 (ko) 고강도 강판
JP4867256B2 (ja) 剛性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP7095818B2 (ja) 被覆鋼部材、被覆鋼板およびそれらの製造方法
JP6763479B2 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP7260073B1 (ja) 高強度鋼板，高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法，並びに部材
KR20200067887A (ko) 고강도 냉연 강판
KR20220147687A (ko) 고강도 강판 및 그의 제조 방법
JP6398210B2 (ja) 冷延鋼板の製造方法
JP6460239B2 (ja) 鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
KR102325874B1 (ko) 강판 및 도금 강판
JP6390572B2 (ja) 冷延鋼板、めっき鋼板およびこれらの製造方法
KR102057890B1 (ko) 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판, 그리고 그들의 제조 방법
KR102274284B1 (ko) 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법
KR102393460B1 (ko) 고강도 강판 및 고강도 아연도금 강판, 및 그들의 제조 방법
JPWO2018142450A1 (ja) 鋼板
JP5630006B2 (ja) 引張強さが１５００ＭＰａ以上の高強度鋼板およびその製造方法ならびに冷間圧延用素材

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant