KR20220127894A - 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

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KR20220127894A
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나오키 마루야마
가즈오 히키다
신이치로 다바타
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닛폰세이테츠 가부시키가이샤
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Abstract

화학 조성이, 질량%로, C：0.14~0.60%, Si+Al≤3.00, P≤0.030%, S≤0.0050%, N≤0.015%, B≤0.0050%, C×Mn≤0.80, Mn+Ni+Cu+1.3Cr+4(Mo+W)≥0.80, 0.003≤Ti+Zr+Hf+V+Nb+Ta+Sc+Y≤0.20, Sn+As+Sb+Bi≤0.020, Mg：0~0.005%, Ca：0~0.005%, REM：0~0.005%, 잔부：Fe 및 불순물이고, 또한, Ms=546×exp(-1.362×C)-11×Si-30×Mn-18×Ni-20×Cu-12×Cr-8(Mo+W)≥200이며, 금속 조직이, 체적%로, 마르텐사이트≥85%, 잔류 오스테나이트≤15%, 잔부：베이나이트이고, 마르텐사이트 및 베이나이트의 평균 블록 입경≤3.0μm, 마르텐사이트 및 베이나이트의 평균축 비：1.0004~1.0100이며, 항복 응력이 1000MPa 이상인, 강판.

Description

강판 및 그 제조 방법
본 발명은, 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
차체 경량화 및 충돌 안전성의 확보의 관점에서, 자동차용 강판에는 고강도 강판의 적용이 지향되고 있다. 자동차용 부재로서는, 범퍼 또는 도어 가드 바 등의 보강 부재에 더하여, 필러, 문틀, 또는 멤버 등과 같은 골격용 부재를 들 수 있다. 이들 부재에 적용하는 고강도 강판에는, 충돌 시에 탑승자의 안전을 확보할 수 있는 내(耐)충돌 특성이 요구된다(예를 들면, 특허 문헌 1~3). 여기서 내충돌 특성이란, 높은 반력 특성을 갖고, 또한 충돌 변형 시에 부재가 크게 변형해도 취성적으로 파괴되지 않고 충돌 변형 시의 에너지를 흡수할 수 있는 특성이다.
에너지 흡수 성능이 뛰어난 강판으로서는, 페라이트와 마르텐사이트의 2상조직을 갖는 DP 강판(예를 들면, 특허 문헌 4), 또는, 페라이트 및 베이나이트에 더하여 잔류 γ의 조직을 갖는 TRIP 강판(변태 유기(誘起) 소성 강판)이 사용되고 있다(예를 들면, 특허 문헌 5). 또한, 마르텐사이트를 주체로 하는 조직으로 이루어지는 높은 항복 응력을 갖는 강판 및 부재가 개시되어 있다(예를 들면, 특허 문헌 6~8).
일본국 특허공개 2009-185355호 공보 일본국 특허공개 2011-111672호 공보 일본국 특허공개 2012-251239호 공보 일본국 특허공개 평11-080878호 공보 일본국 특허공개 평11-080879호 공보 일본국 특허공개 2010-174280호 공보 일본국 특허공개 2013-117068호 공보 일본국 특허공개 2015-175050호 공보
「강의 베이나이트 사진집-1」 일본철강협회(1992년) p.4 「철강의 조직 제어」, 마키 타다시 저, 우치다노학포(2015년) Liu Xiao 외 5명, Lattice-parameter variation with carbon content of martensite. I. X-ray-diffraction experimental study, Physical Review B, 제52권(1995) 제9970페이지~제9978페이지
그러나, 특허 문헌 4 또는 5에 기재된 DP 강판 또는 TRIP 강판에서는, 얻어지는 항복 응력이 낮고, 반력 특성이 불충분한 것에 더하여, 충돌 변형 시에 전단 펀칭에 발생한 단면으로부터 균열이 발생하여, 소정의 에너지 흡수량을 얻을 수 없는 경우가 있었다.
또한, 특허 문헌 6~8에 기재되는 마르텐사이트를 주체로 하는 조직을 갖는 강판에서는, 높은 항복 응력은 얻어지지만, 부재 성형 후의 충돌 변형 시에 있어서 펀칭 단면 또는 판이 굴곡된 부위 등의 응력 집중부에서 취성적인 균열이 발생하여, 충돌 에너지를 충분히 흡수할 수 없는 경우가 있었다.
본 발명은, 상기의 과제를 해결하여, 부품 형상으로 성형한 후에 충격 하중을 부가시켰을 때에, 양호한 반력 특성을 발휘하고, 또한 부품 단면 또는 충격 시에 굴곡된 부위로부터 균열이 발생하기 어렵고, 1000MPa 이상의 항복 응력을 갖는 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 상기 과제를 해결하는 수법에 대해 예의 검토하고, 그 결과, 이하의 지견을 얻기에 이르렀다.
(a) 마르텐사이트의 결정 구조를 최적화하고, 추가로 블록 입경을 일정값 이하로 함으로써, 고속 대변형 시의 응력 집중부의 균열의 발생과 전파를 억제할 수 있다.
(b) 성분의 적정화, 및 마르텐사이트 변태 개시 온도 Ms의 적정화에 의해, 고속 변형 시의 응력 집중부의 균열의 발생과 전파를 억제할 수 있다.
(c) 상기 균열 발생을 억제한 다음, 높은 항복 응력을 가짐으로써, 높은 반력 특성과 충격 에너지 흡수능이 얻어진다.
본 발명은, 상기 지견에 의거하여 이루어진 것이며, 하기의 강판 및 그 제조 방법을 요지로 한다.
(1) 화학 조성이, 질량%로,
C：0.14~0.60%,
Si：0% 초과 3.00% 미만,
Al：0% 초과 3.00% 미만,
Mn：5.00% 이하,
P：0.030% 이하,
S：0.0050% 이하,
N：0.015% 이하,
B：0~0.0050%,
Ni：0~5.00%,
Cu：0~5.00%,
Cr：0~5.00%,
Mo：0~1.00%,
W：0~1.00%,
Ti：0~0.20%,
Zr：0~0.20%,
Hf：0~0.20%,
V：0~0.20%,
Nb：0~0.20%,
Ta：0~0.20%,
Sc：0~0.20%,
Y：0~0.20%,
Sn：0~0.020%,
As：0~0.020%,
Sb：0~0.020%,
Bi：0~0.020%,
Mg：0~0.005%,
Ca：0~0.005%,
REM：0~0.005%,
잔부：Fe 및 불순물이고, 또한,
하기 (i)~(v) 식을 만족하고,
하기 (vi) 식으로 나타내어지는 Ms의 값이 200 이상이고,
금속 조직이, 체적%로,
마르텐사이트：85% 이상,
잔류 오스테나이트：15% 이하,
잔부：베이나이트이고,
마르텐사이트 및 베이나이트의 평균 블록 입경：3.0μm 이하,
마르텐사이트 및 베이나이트의 평균축 비：1.0004~1.0100이고,
항복 응력이 1000MPa 이상인,
강판.
Si＋Al≤3.00 … (i)
C×Mn≤0.80 … (ii)
Mn＋Ni＋Cu＋1.3Cr＋4(Mo＋W)≥0.80 … (iii)
0.003≤Ti＋Zr＋Hf＋V＋Nb＋Ta＋Sc＋Y≤0.20 … (iv)
Sn＋As＋Sb＋Bi≤0.020 … (v)
Ms=546×exp(-1.362×C)-11×Si-30×Mn-18×Ni-20×Cu-12×Cr-8(Mo＋W) … (vi)
단, 상기 식 중의 원소 기호는, 각 원소의 강판 중의 함유량(질량%)을 나타내며, 함유되지 않는 경우는 0을 대입하는 것으로 한다.
(2) 상기 (1)에 있어서,
상기 금속 조직 중에 포함되는 철탄화물의 평균 입경이 0.005~0.20μm인, 강판.
(3) 상기 (1) 또는 (2)에 있어서,
표면에 도금층을 갖는, 강판.
(4) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 강판의 제조 방법으로서,
상기 (1)에 기재된 화학 조성을 갖는 주편에 대해, 열간 압연 공정, 냉간 압연 공정, 어닐링 공정 및 열처리 공정을 순서대로 실시하고,
상기 열간 압연 공정에 있어서, 압연 종료 온도부터 650℃까지 사이의 평균 냉각 속도를 8℃/s 이상으로 하여, 실온까지 냉각하고,
상기 어닐링 공정에 있어서, Ac3점~(Ac3점＋100)℃의 온도 범위에서 3~90s 유지하고, 또한,
700℃부터 (Ms점-50)℃까지 사이의 평균 냉각 속도를 10℃/s 이상으로 하고,
상기 열처리 공정에 있어서,
Ms점이 250℃ 이상인 경우에는,
(Ms점＋50)~250℃의 온도 범위에서의 체류 시간을 100~10000s으로 하고,
Ms점이 250℃ 미만인 경우에는,
(Ms점＋80)~100℃의 온도 범위에서의 체류 시간을 100~50000s으로 하는,
강판의 제조 방법.
단, 상기의 Ms점(℃) 및 Ac3점(℃)은, 하기 식에 의해 나타내어지고, 식 중의 원소 기호는, 각 원소의 강판 중의 함유량(질량%)을 나타내며, 함유되지 않는 경우는 0을 대입하는 것으로 한다.
Ms=546×exp(-1.362×C)-11×Si-30×Mn-18×Ni-20×Cu-12×Cr-8(Mo＋W) … (vi)
Ac3=910-203×C0.5＋44.7(Si＋Al)-30×Mn＋700×P-15.2×Ni-26×Cu-11×Cr＋31.5×Mo … (vii)
(5) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 강판의 제조 방법으로서,
상기 (1)에 기재된 화학 조성을 갖는 주편에 대해, 열간 압연 공정, 어닐링 공정 및 열처리 공정을 순서대로 실시하고,
상기 열간 압연 공정에 있어서, 압연 종료 온도부터 650℃까지 사이의 평균 냉각 속도를 8℃/s 이상으로 하여, 실온까지 냉각하고,
상기 어닐링 공정에 있어서, Ac3~(Ac3＋100)℃의 온도 범위에서 3~90s 유지하고, 또한,
700℃부터 (Ms-50)℃까지 사이의 평균 냉각 속도를 10℃/s 이상으로 하고,
상기 열처리 공정에 있어서,
Ms점이 250℃ 이상인 경우에는,
(Ms＋50)~250℃의 온도 범위에서의 체류 시간을 100~10000s으로 하고,
Ms점이 250℃ 미만인 경우에는,
(Ms＋80)~100℃의 온도 범위에서의 체류 시간을 100~50000s으로 하는,
강판의 제조 방법.
단, 상기의 Ms점(℃) 및 Ac3점(℃)은, 하기 식에 의해 나타내어지고, 식 중의 원소 기호는, 각 원소의 강판 중의 함유량(질량%)을 나타내며, 함유되지 않는 경우는 0을 대입하는 것으로 한다.
Ms=546×exp(-1.362×C)-11×Si-30×Mn-18×Ni-20×Cu-12×Cr-8(Mo＋W) … (vi)
Ac3=910-203×C0.5＋44.7(Si＋Al)-30×Mn＋700×P-15.2×Ni-26×Cu-11×Cr＋31.5×Mo … (vii)
(6) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 강판의 제조 방법으로서,
상기 (1)에 기재된 화학 조성을 갖는 주편에 대해, 열간 압연 공정 및 열처리 공정을 순서대로 실시하고,
상기 열간 압연 공정에 있어서, 압연 종료 온도를 Ar3점 이상으로 하고, 또한,
압연 종료 온도부터 (Ms-50)℃까지 사이의 평균 냉각 속도를 10℃/s 이상으로 하고,
상기 열처리 공정에 있어서,
Ms점이 250℃ 이상인 경우에는,
(Ms＋50)~250℃의 온도 범위에서의 체류 시간을 100~10000s으로 하고,
Ms점이 250℃ 미만인 경우에는,
(Ms＋80)~100℃의 온도 범위에서의 체류 시간을 100~50000s으로 하는,
강판의 제조 방법.
단, 상기의 Ms점(℃) 및 Ar3점(℃)은, 하기 식에 의해 나타내어지고, 식 중의 원소 기호는, 각 원소의 강판 중의 함유량(질량%)을 나타내며, 함유되지 않는 경우는 0을 대입하는 것으로 한다.
Ms=546×exp(-1.362×C)-11×Si-30×Mn-18×Ni-20×Cu-12×Cr-8(Mo＋W) … (vi)
Ar3=910-310×C＋33×Si-80×Mn-55×Ni-20×Cu-15×Cr-80×Mo … (viii)
본 발명에 의하면, 부품 형상으로 성형한 후에 충격 하중을 부가시켰을 때에, 양호한 반력 특성을 발휘하고, 또한 부품 단면 또는 충격 시에 굴곡된 부위로부터 균열이 발생하기 어렵고, 1000MPa 이상의 항복 응력을 갖는 고강도 강판을 얻는 것이 가능하게 된다.
도 1은, 충돌 시험에 이용되는 시험체의 형상을 설명하기 위한 도면이다.
이하, 본 발명의 각 요건에 대해 상세하게 설명한다.
(A) 화학 조성
각 원소의 한정 이유는 하기와 같다. 또한, 이하의 설명에 있어서 함유량에 대한 「%」는, 「질량%」를 의미한다.
C：0.14~0.60%
C는, 강도 향상 및 블록 입경의 미세화에 효과가 있는 원소이다. 1000MPa의 항복 응력을 유지하기 위해, C 함유량은 0.14% 이상으로 한다. 한편, C 함유량이 0.60%를 초과하면, Ms점이 저하하여, 후술하는 평균축 비가 증대하기 쉬워진다. 그 결과, 충돌 변형 시에 있어서 응력 집중부에서 취성적인 파괴가 발생하여, 충격 에너지 흡수능이 저하한다. 따라서, C 함유량은 0.14~0.60%로 한다. C 함유량은 0.15% 이상인 것이 바람직하고, 0.18% 이상인 것이 보다 바람직하며, 0.50% 이하인 것이 바람직하다.
Si：0% 초과 3.00% 미만 및 Al：0% 초과 3.00% 미만, 또한,
Si＋Al≤3.00 … (i)
Si 및 Al은, 강의 탈산에 유효한 원소인데, 본 발명에 있어서는, 마르텐사이트의 평균축 비를 증대시키는 효과, 철탄화물의 형성을 억제하는 효과, 및 마르텐사이트의 블록 입경을 작게 하는 효과를 갖고, 그에 따라, 부재의 충돌 변형 시의 균열을 억제하여 에너지 흡수능을 향상시킨다. 탈산의 효과를 얻기 위해, Si 및 Al은 각각 0%를 초과하여 함유시킨다. Si 및 Al은 각각 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하다.
그러나, 그 합계 함유량이 3.00%를 초과하면, 충돌 변형 시에 취성 파괴되는 경향이 강해져, 충격 에너지 흡수능이 저하한다. 따라서, Si 및 Al의 합계 함유량은 3.00% 이하로 한다. 상기 합계 함유량은 2.50% 이하인 것이 바람직하다. 합계 함유량의 하한은 특별히 한정하지 않지만, 블록 입경을 작게 하는 효과를 확실히 얻기 위해서는, 0.10% 이상인 것이 바람직하다.
Mn：5.00% 이하
Mn은, 페라이트의 형성을 억제하여, 항복 응력을 향상시키는 효과를 갖고, 또한, 평균축 비의 제어에 유용한 원소이다. 그러나, Mn 함유량이 5.00%를 초과하면, Ms점이 저하하여, 후술하는 평균축 비가 증대하기 쉬워진다. 그 결과, 충돌 변형 시에 있어서 응력 집중부에서 취성적인 파괴가 발생하여, 충격 에너지 흡수능이 저하한다. 따라서, Mn 함유량은 5.00% 이하로 한다. Mn 함유량은 4.00% 이하, 3.00% 이하, 또는 2.00% 이하인 것이 바람직하다. 상기의 효과를 확실히 얻기 위해서는, 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하다.
C×Mn≤0.80 … (ii)
C와 Mn의 함유량의 곱은, 충돌 변형 시에 있어서의 응력 집중부에서의 취성적인 파괴와 상관되는 파라미터이다. C×Mn의 값이 0.80을 초과하면, 취성 파괴 경향이 강해지기 때문에, 0.80 이하로 한다. 이 값은 0.60 이하인 것이 바람직하고, 0.40 이하인 것이 보다 바람직하다.
P：0.030% 이하
P는, 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 그러나, P 함유량이 0.030%를 초과하면, 충돌 변형 시에 입계 파괴 경향이 증대하여, 충격 에너지 흡수능이 저하한다. 따라서, P 함유량은 0.030% 이하로 한다. 저항 용접성의 관점에서, P 함유량은 0.020% 이하인 것이 바람직하다. 하한은 특별히 한정하지 않지만, 0.001% 미만으로 저감하는 것은, 제조 비용의 증대를 초래하므로, 실용상, 0.001%가 하한이 된다.
S：0.0050% 이하
S는, 불순물 원소이며, 그 함유량이 0.0050%를 초과하면, 충돌 시에 구멍부 또는 굴곡부로부터의 파괴 발생이 일어난다. 따라서, S 함유량은 0.0050% 이하로 한다. S 함유량은 0.0040% 이하, 또는 0.0030% 이하인 것이 바람직하다. 하한은 특별히 한정하지 않지만, 0.0002% 미만으로 저감하는 것은, 제조 비용의 증대를 초래하므로, 실용상, 0.0002%가 하한이 된다.
N：0.015% 이하
N은, 평균축 비의 제어에 이용할 수 있는 원소이다. 그러나, N 함유량이 0.015%를 초과하면, 강판의 인성이 저하하여, 충돌 시에 응력 집중부로부터 균열이 발생하는 경향이 있다. 따라서, N 함유량은 0.015% 이하로 한다. N 함유량은 0.010% 이하, 또는 0.005% 이하인 것이 바람직하다. 하한은 특별히 한정하지 않지만, 0.001% 미만으로 저감하는 것은, 제조 비용의 증대를 초래하므로, 실용상, 0.001%가 하한이 된다.
B：0~0.0050%
B는, 강판의 담금질성을 높이는 효과를 갖는 원소이기 때문에 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, B 함유량이 0.0050%를 초과하면, 충돌 변형 시에 균열이 발생하는 경우가 있다. 따라서, B 함유량은 0.0050% 이하로 한다. B 함유량은 0.0040% 이하, 또는 0.0030% 이하인 것이 바람직하다. 하한은 특별히 한정하지 않으며, 0%이어도 되는데, 상기의 효과를 얻고 싶은 경우는, B 함유량은 0.0003% 이상인 것이 바람직하다.
Ni：0~5.00%, Cu：0~5.00%, Cr：0~5.00%, Mo：0~1.00%, 및 W：0~1.00%, 또한,
Mn＋Ni＋Cu＋1.3Cr＋4(Mo＋W)≥0.80 … (iii)
Ni, Cu, Cr, Mo, W는, Mn과 동일하게, 페라이트의 형성을 억제하여, 항복 응력을 향상시키는 효과를 갖고, 또한, 평균축 비의 제어에 유용한 원소이다. 따라서, 이들 원소로부터 선택되는 1종 이상을 함유시켜도 된다. 이 효과를 얻기 위해서는, 이들 원소의 함유량이 (iii) 식을 만족할 필요가 있다.
페라이트 및 베이나이트의 형성을 안정적으로 억제하는 관점에서는, 상기 (iii) 식의 좌변값은 1.00 이상인 것이 바람직하다. 상한은 특별히 한정하지 않지만, 4.00을 초과하면, Ms점이 저하하여, 후술하는 평균축 비가 증대하기 쉬워진다. 그 결과, 충돌 변형 시에 있어서 응력 집중부에서 취성적인 파괴가 발생하여, 충격 에너지 흡수능이 저하할 우려가 있다. 그 때문에, 상기 (iii) 식의 좌변값은 4.00 이하인 것이 바람직하다.
또, Ni 및 Cu의 함유량은, 각각, 4.00% 이하인 것이 바람직하고, 3.00% 이하인 것이 보다 바람직하며, 1.00% 이하인 것이 더욱 바람직하다. Cr 함유량은 3.00% 이하인 것이 바람직하고, 1.00% 이하인 것이 보다 바람직하다. 그리고, Mo 및 W의 함유량은, 각각, 0.80% 이하인 것이 바람직하고, 0.60% 이하인 것이 보다 바람직하다.
Ti：0~0.20%, Zr：0~0.20%, Hf：0~0.20%, V：0~0.20%, Nb：0~0.20%, Ta：0~0.20%, Sc：0~0.20%, 및 Y：0~0.20%, 또한,
0.003≤Ti＋Zr＋Hf＋V＋Nb＋Ta＋Sc＋Y≤0.20 … (iv)
이들 원소는, 마르텐사이트의 블록 입경을 작게 하는 효과와, 철탄화물의 형성을 억제하는 효과를 갖고, 그에 따라, 충돌 변형 시의 응력 집중부로부터의 균열의 발생과 전파를 억제한다. 그 때문에, 이들 원소를 적어도 1종 이상 함유시킨 다음, 그 합계 함유량을 0.003% 이상으로 한다. 한편, 합계 함유량이 0.20%를 초과하면, 다량의 합금 석출물이 석출되어, 충돌 변형 시에 균열이 발생하기 쉬워지므로, 0.20% 이하로 한다. 합계 함유량은 0.010% 이상인 것이 바람직하다.
Sn：0~0.020%, As：0~0.020%, Sb：0~0.020%, 및 Bi：0~0.020%, 또한,
Sn＋As＋Sb＋Bi≤0.020 … (v)
Sn, As, Sb 및 Bi는, 소정의 금속 조직을 얻기 위해 이용되는 원소이기 때문에, 이들로부터 선택되는 1종 이상을 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, 이들의 합계 함유량이 0.020%를 초과하면, 충돌 변형 시에 입계 파괴 경향이 증대하기 때문에, 그 상한을 0.020%로 한다. 하한은 특별히 한정하지 않지만, 0.00005% 미만으로 저감하는 것은, 제조 비용의 증대를 초래하므로, 실용상, 0.00005%가 하한이 된다.
Mg：0~0.005%, Ca：0~0.005%, 및 REM：0~0.005%
Mg, Ca 및 REM은, 산화물 및 황화물의 형태를 제어하는 작용을 갖는 원소이기 때문에, 이들로부터 선택되는 1종 이상을 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, 어느 원소의 함유량도, 0.005%를 초과하면, 첨가 효과가 포화함과 더불어 충돌 변형 시의 에너지 흡수능이 저하하기 때문에, 0.005% 이하로 한다. Mg, Ca 및 REM의 함유량은 모두, 0.003% 이하인 것이 바람직하다. 상기의 효과를 얻고 싶은 경우는, Mg：0.001% 이상, Ca：0.001% 이상 및 REM：0.001% 이상으로부터 선택되는 1종 이상을 함유시키는 것이 바람직하다.
여기서, 본 발명에 있어서, REM은 란타노이드의 15원소를 가리키고, 상기 REM의 함유량은 란타노이드의 합계 함유량을 의미한다. 또한, 란타노이드는, 공업적으로는, 미슈메탈의 형태로 첨가된다.
Ms의 값：200 이상
Ms는, 마르텐사이트 변태 개시 온도(℃)를 의미한다. 강판의 Ms점이 200℃ 미만이면 축비가 증대하고, 본 발명의 구성에서는, 충돌 변형 시의 취성적인 파괴를 억제하는 것이 곤란해진다. 이 때문에, Ms의 값을 200 이상으로 한다. Ms의 값은 220 이상인 것이 바람직하다.
Ms=546×exp(-1.362×C)-11×Si-30×Mn-18×Ni-20×Cu-12×Cr-8(Mo＋W) … (vi)
본 발명의 강판의 화학 조성에 있어서, 잔부는 Fe 및 불순물이다. 여기서 「불순물」이란, 강판을 공업적으로 제조할 때에, 광석, 스크랩 등의 원료, 제조 공정의 여러 가지 요인에 의해 혼입되는 성분이며, 본 발명에 악영향을 주지 않는 범위에서 허용되는 것을 의미한다.
(B) 금속 조직
본 발명의 일 실시 형태에 따른 강판의 금속 조직에 대해 설명한다. 이하의 설명에 있어서 「%」는, 「체적%」를 의미한다.
마르텐사이트：85% 이상
마르텐사이트를 주된 조직으로 하는 것은, 1000MPa 이상의 항복 응력의 확보에 불가결하다. 마르텐사이트의 체적률이 85% 미만이면, 항복 응력：1000MPa 이상의 확보가 어려워진다. 그 때문에, 마르텐사이트의 체적률을 85% 이상으로 한다. 항복 응력의 안정적인 확보를 위해서는, 마르텐사이트의 체적률은 90% 이상인 것이 바람직하다. 또한, 마르텐사이트는 템퍼링을 받은 마르텐사이트, 즉 내부에 탄화물이 형성된 마르텐사이트를 포함하는 것으로 한다. 또, 마르텐사이트의 형태는 라스, 버터플라이, 쌍정, 박판 등 중 어느 쪽이어도 상관없다.
잔류 오스테나이트：15% 이하
잔류 오스테나이트는, 성형 가공성의 향상 및 충격 에너지 흡수 특성의 향상에 유효한 금속 조직이다. 그러나, 그 체적률이 15%를 초과하면, 항복 응력이 저하함과 더불어, 충돌 변형 시에 취성적인 균열이 발생하는 경향이 있다. 그 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적률은 15% 이하로 한다. 잔류 오스테나이트의 체적률은 12% 이하인 것이 바람직하다. 하한은 특별히 한정하지 않지만, 0.1% 이상인 것이 바람직하다.
상기 조직 이외의 잔부 조직은, 베이나이트이다. 여기서, 베이나이트는, 하부 베이나이트 및 상부 베이나이트를 포함하고, 또한, 비특허 문헌 1에 기재된 베이나이틱 페라이트(α°B)는 베이나이트로 구분한다. 또한, 템퍼링을 받은 마르텐사이트는, 참고 문헌 1에 의해서도 베이나이트와의 조직 분리가 어려운 경우가 발생한다. 이와 같이 조직 분리가 곤란한 경우는, 마르텐사이트로 간주하여 조직분율을 산출한다. 잔부인 베이나이트의 면적률에 상한을 형성할 필요는 없지만, 실질적으로 15% 이하이며, 10% 이하인 것이 바람직하다.
금속 조직의 체적률은, 이하의 순서에 의해 구한다. 우선, 강판의 압연 방향 및 두께 방향에 평행한 면의 1/4 두께부를 경면 연마한 후, 나이탈 부식한다. 그리고, 그 표면을 주사 전자현미경(SEM) 또는 추가로 투과 전자현미경(TEM)에 의한 조직 관찰을 행하고, 촬영한 조직 사진을 이용하여, 포인트 카운트법 또는 화상 해석에 의해, 마르텐사이트 및 베이나이트의 면적률을 구하고, 이것을 체적률로 한다. 또, 잔류 오스테나이트의 체적률은, X선 회절법에 의해 구한다. 관찰하는 면적 영역은, SEM의 경우는 1000μm2 이상, TEM을 이용하는 경우는 100μm2 이상으로 한다.
또, 본 발명에 있어서는, 마르텐사이트 및 베이나이트의 평균 블록 입경 및 평균축 비에 대해서도 이하와 같이 규정한다.
마르텐사이트 및 베이나이트의 평균 블록 입경：3.0μm 이하
마르텐사이트의 블록 입경은, 충돌 변형 시의 취성 파괴의 발생과 전파에 영향을 주고, 그 값이 작을수록 양호한 충격 특성이 얻어진다. 평균 블록 입경이 3.0μm를 초과하면, 충돌 변형 시의 굴곡부에 있어서, 판 파단이 발생하는 경우가 있는 점에서, 3.0μm 이하로 한다. 평균 블록 입경은 2.7μm 이하, 2.5μm 이하, 또는 2.4μm 이하인 것이 바람직하다.
여기서 블록 입경에 대해 설명한다. 비특허 문헌 2의 p.223의 표에 나타내어지는 바와 같이, 마르텐사이트 및 베이나이트는, 그 하부 구조로서 상이한 24개의 결정 단위(베리언트)로 구성되는 것으로서 분류할 수 있다. 이 24개의 베리언트를 그룹화하는 방법의 하나로서, 비특허 문헌 2의 p.223 기재의 Bain 그룹이 있으며, 이에 의해 마르텐사이트 및 베이나이트를 3종류의 결정 단위로 분류할 수 있다. 본 발명에 있어서의 블록 입경이란, 이 Bain 그룹으로 분류했을 때의 그룹 입자의 평균 사이즈를 나타낸다.
또, 평균 블록 입경은, 이하의 순서에 의해 측정한다. 우선, 각 강판을 압연 방향 및 두께 방향에 평행한 면이 관찰면이 되도록 절단하고, 이 단면의 판두께의 1/4 위치로부터 1/2 위치 사이를 5000μm2 이상의 면적 영역에 대해 EBSD법으로 측정한다. 측정의 단계 사이즈는 0.2μm로 한다. 그리고, EBSD 측정에 의해 얻어진 결정 방위 정보를 바탕으로, 3개의 Bain 그룹 단위로 방위를 분류하여, 화상 표시하고, JIS G 0552의 부속서2에 기재된 교차 선분법에 의해 이 결정 단위의 크기를 구한다.
마르텐사이트 및 베이나이트의 평균축 비：1.0004~1.0100
잔류 오스테나이트를 제외한 금속 조직 부분, 즉 마르텐사이트 및 베이나이트의 결정 구조는, 충돌 변형 시의 응력 집중부 및 굴곡부에서의 균열 거동에 영향을 준다. 특히, 정방정 구조를 갖는 마르텐사이트 및 베이나이트의 평균축 비를 적절히 조정할 필요가 있다. 여기서, 축비란, 정방정 구조에 있어서의 a축 및 c축의 격자 상수를 각각 a 및 c로 했을 때에, c/a로 나타내어지는 값이다. 축비 c/a의 크기가 충돌 시험 시의 고속 대변형 시의 균열 거동에 따른 이유에 대해서는 확실하지는 않지만, 결정 격자 변형이 무언가 영향을 미치고 있을 가능성이 있다.
평균축 비가 1.0004 미만이면, 충돌 변형 시에 균열이 발생하는 경우가 있거나 충격 에너지를 흡수하기 어려워지는 경향이 있다. 한편, 1.0100을 초과하면, 충돌 변형 시에 부재 단면 또는 굴곡부로부터 취성적으로 파괴되는 경향이 있다. 이 때문에, 평균축 비를 1.0004~1.0100으로 한다. 안정적으로 항복 응력을 확보하는 관점에서, 평균축 비는 1.0006 이상이 바람직하다. 또, 충돌 변형 시의 균열을 보다 확실히 억제하기 위해서는, 평균축 비는 1.0007 이상인 것이 바람직하다. 한편, 충격 에너지를 보다 흡수하는 관점에서, 평균축 비는 1.0080 이하인 것이 바람직하다.
여기서, 마르텐사이트 및 베이나이트의 평균축 비는, X선 회절법에 의해 이하의 순서로 측정한다. 이 때, 정방정 철 또는 입방정 철의 회절선의 분열 유무에 따라, 이하의 2개의 방법 중 어느 하나에 의해 평균축 비 c/a를 구하는 것으로 한다. 여기서, 시료 상에서의 X선의 조사 영역 면적은 0.2mm2 이상으로 한다.
(a) 200 회절선과 002 회절선이 명확하게 2개로 분열되어 있는 경우
유사 Voigt 함수에 의해 {200} 면으로부터의 회절선의 피크 분리를 행하고, 200 회절각으로부터 산출한 격자 상수를 a, 002 회절각으로부터 산출한 격자 상수를 c로 하고, 그 비를 평균축 비 c/a로 한다.
(b) 회절선이 명확하게 2개로 분열되어 있지 않은 경우
{200} 면으로부터의 회절의 회절각으로부터 계산하는 격자 상수를 a로 하고, {110} 면으로부터의 회절각으로부터 계산하는 격자 상수를 c'로 하며, 그 비 c'/a를 평균축 비 c/a와 근사하다(비특허 문헌 3을 참조).
철탄화물의 평균 입경：0.005~0.20μm
본 발명의 다른 실시 형태에 따른 강판의 금속 조직 중에는, 철탄화물을 함유해도 된다. 철탄화물의 평균 입경이 0.20μm를 초과하면, 충돌 변형 중에 굴곡부로부터의 파괴가 촉진되는 경향이 있으며, 한편, 철탄화물의 평균 입경이 0.005μm 미만인 경우도, 철 충돌 변형 중에 굴곡부로부터의 취성 파괴가 촉진되는 경향이 있다. 그 때문에, 철탄화물의 평균 입경은, 0.005~0.20μm인 것이 바람직하다. 또한, 철탄화물 중에는 Fe 이외에, Mn 또는 Cr 등의 합금 원소를 포함하고 있어도 상관없다.
마르텐사이트 중 및 베이나이트 중의 철탄화물의 평균 입경은, SEM 및 TEM에 의해 10μm2 이상의 면적 영역에 대해 조직 관찰을 행하여 측정한다. TEM으로 판별할 수 없는 미세한 철탄화물에 대해서는, 아톰 프로브법에 의해 측정을 행한다. 이 경우, 5개 이상의 철탄화물의 측정을 행하는 것으로 한다.
(C) 도금층
본 발명의 다른 실시 형태에 따른 강판은, 그 표면에 도금층을 갖고 있어도 된다. 도금의 조성은 특별히 한정하는 것은 없으며, 또, 용융 도금, 합금화 용융 도금, 전기 도금 중 어느 쪽이어도 상관없다.
(D) 기계 특성
항복 응력：1000MPa 이상
항복 응력이 1000MPa 미만이면, 부재 박육화에 따른 부재 경량화 메리트를 얻을 수 없기 때문에, 항복 응력은 1000MPa 이상으로 한다. 여기서 항복 응력은, JIS Z 2241 2011에 준거하여 인장 시험을 행했을 때의, 변형 0.002에 있어서의 유동 응력(0.2% 내력)으로 한다.
또, 인장 강도에 대해서는 특별히 제한은 형성하지 않지만, 충격 에너지 흡수 특성을 높이는 관점에서, 1400MPa 이상인 것이 바람직하다.
(E) 제조 방법
본 발명에 따른 강판의 제조 조건에 대해 특별히 제한은 없지만, 상술한 화학 조성을 갖는 주편에 대해, 이하의 (a)~(c)에 나타내는 공정을 갖는 처리를 실시함으로써, 제조할 수 있다. 각 방법에 대해 상세하게 설명한다.
또한, 주편은, 상기의 화학 조성을 갖는 용강으로부터 상법에 의해 얻을 수 있다. 열간 압연에 쓰이는 주편은 특별히 한정하는 것은 아니다. 즉, 연속 주조 슬래브 또는 얇은 슬래브 캐스터 등으로 제조한 것이면 된다. 또, 주조 후에 즉시 열간 압연을 행하는 연속 주조-직접 압연과 같은 프로세스에도 적합하다.
또, 이후의 설명에 있어서, Ms점(℃), Ac3점(℃) 및 Ar3점(℃)은, 하기 식에 의해 나타내어지고, 식 중의 원소 기호는, 각 원소의 강판 중의 함유량(질량%)을 나타내며, 함유되지 않는 경우는 0을 대입하는 것으로 한다.
Ms=546×exp(-1.362×C)-11×Si-30×Mn-18×Ni-20×Cu-12×Cr-8(Mo＋W) … (vi)
Ac3=910-203×C0.5＋44.7(Si＋Al)-30×Mn＋700×P-15.2×Ni-26×Cu-11×Cr＋31.5×Mo … (vii)
Ar3=910-310×C＋33×Si-80×Mn-55×Ni-20×Cu-15×Cr-80×Mo … (viii)
(a) 열간 압연 공정, 냉간 압연 공정, 어닐링 공정 및 열처리 공정을 포함하는 방법
상기의 주편에 대해, 열간 압연 공정, 냉간 압연 공정, 어닐링 공정 및 열처리 공정을 순서대로 실시한다. 이 경우, 얻어지는 강판은 냉간 압연 강판이 된다. 각 공정에 대해, 상세하게 설명한다.
열간 압연 공정에 있어서는, 우선 주편을 가열한다. 가열 온도는 특별히 한정하지 않지만, 주조 중 또는 조압연 중에 석출된 합금 탄질화물을 재용해시키기 위해, 1200℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
가열 후에 열간 압연을 행한다. 이 때, 압연 종료 온도부터 650℃까지 사이의 평균 냉각 속도를 8℃/s 이상으로 한다. 상기의 평균 냉각 속도가 8℃/s 미만이면, 최종 제품의 마르텐사이트의 블록 입경이 커져, 충격 특성이 저하한다. 그 후, 강판을 감는다. 감는 온도는 특별히 한정하지 않지만, 630℃ 이하인 것이 바람직하다. 그리고, 감은 후에 추가로 실온까지 냉각한다.
이어서, 산세 등의 처리를 행한 후, 냉간 압연을 행한다. 냉간 압연의 조건에 대해서는, 압연 패스의 회수, 압하율을 특별히 규정할 필요는 없으며 상법에 따르면 된다.
어닐링 공정에 있어서는, 냉간 압연 후의 강판에 대해, Ac3점~(Ac3점＋100)℃의 온도 범위에서 3~90s 유지한다. 어닐링 온도가 Ac3점 미만이면, 소정 양의 마르텐사이트를 얻을 수 없으며, 또 (Ac3점＋100)℃를 초과하면 블록 입경이 커진다. 또, 이 온도 범위 내의 유지 시간이 3s 미만이면, 소정 양의 마르텐사이트를 얻을 수 없으며, 1000MPa 이상의 항복 응력을 얻을 수 없다. 한편, 유지 시간이 90s을 초과하면, 블록 입경이 커진다. 블록 입경을 작게 하는 관점에서는, 어닐링 온도는 낮은 편이 바람직하고, (Ac3점＋80)℃ 이하인 것이 바람직하다. 또, 유지 시간은 10s 이상인 것이 바람직하고, 60s 이하인 것이 바람직하다.
상기 온도 범위에서 소정 시간 유지한 후, 700℃부터 (Ms점-50)℃까지 사이의 평균 냉각 속도가 10℃/s 이상이 되는 조건으로 냉각한다. 이 평균 냉각 속도가 10℃/s 미만이면, 소정 양의 마르텐사이트를 얻을 수 없으며 항복 응력이 저하함과 더불어, 추가로 블록 입경이 커져 충격 변형 시에 균열이 발생하기 쉬워진다. 상술한 평균축 비를 1.0007 이상으로 하여, 충돌 변형 시의 균열을 보다 확실히 억제하고 싶은 경우는, 평균 냉각 속도는 20℃/s 이상인 것이 바람직하다. 또한, 이 냉각을 정지하는 온도는 (Ms-50)℃ 이하이면 되고, 특별히 한정은 하지 않지만, 내(耐)파괴 특성의 관점에서 100℃ 이상인 것이 바람직하다.
열처리 공정에 있어서는, 강판의 화학 조성으로부터 계산되는 Ms에 따라, 하기의 열이력이 되는 열처리를 행한다. 또한, 상기한 냉각을 정지하고 나서, 계속하여 하기의 열처리를 행해도 되고, 하기의 열처리 공정의 온도 범위의 상한을 초과하지 않을 정도의 가열을 행해도 된다.
강판의 화학 조성으로부터 계산되는 Ms점이 250℃ 이상인 경우에는, (Ms점＋50)~250℃의 온도 범위에서의 체류 시간을 100~10000s으로 한다. 체류 시간이 100s 미만이면, 평균축 비가 소정값을 초과하여 충돌 시험 시에 취성 파괴되거나, 혹은 소정의 항복 응력을 얻을 수 없게 되는 경우가 있다. 한편, 10000s을 초과하면, 평균축 비가 소정값 미만이 되고, 또한 철탄화물이 조대화하여, 충돌 시에 균열이 발생하기 쉬워진다. 체류 시간은 400s 이상인 것이 바람직하고, 5000s 이하인 것이 바람직하다. 특히, 상술한 평균축 비를 1.0007 이상으로 하여, 충돌 변형 시의 균열을 보다 확실히 억제하고 싶은 경우는, 체류 시간은 1500s 이하인 것이 보다 바람직하다.
또, 강판의 화학 조성으로부터 계산되는 Ms점이 250℃ 미만인 경우에는, (Ms점＋80)~100℃의 온도 범위에서의 체류 시간을 100~50000s으로 한다. 체류 시간이 100s 미만이면, 평균축 비가 소정값을 초과하여, 충돌 시험 시에 취성 파괴될 우려가 있다. 한편, 50000s을 초과하면, 평균축 비가 소정값 미만이 되고, 또한 철탄화물이 조대화하여, 충돌 시에 균열이 발생하기 쉬워진다. 체류 시간은 400s 이상인 것이 바람직하고, 30000s 이하인 것이 바람직하며, 10000s 이하인 것이 보다 바람직하다.
(b) 열간 압연 공정, 어닐링 공정 및 열처리 공정을 포함하는 방법
상기의 주편에 대해, 열간 압연 공정, 어닐링 공정 및 열처리 공정을 순서대로 실시한다. 이 경우, 얻어지는 강판은 열간 압연 강판이 된다. 각 공정에 대해, 상세하게 설명한다.
상술의 (a)에 나타내는 공정에 대해, 본 공정에서는 냉간 압연 공정을 행하지 않는다. 어닐링 공정에 있어서, 실온부터 어닐링 온도까지 냉간 압연 강판을 가열하는 동안에 모상인 페라이트가 재결정하여, 집합 조직이 발달한다. 이 결정 방위의 배향의 영향을 받아, Ac3점~(Ac3점＋100)℃의 온도 범위에서의 유지에서 존재하는 오스테나이트에서도, 집합 조직이 발달하게 된다. 집합 조직의 발달에 의해, 방위에 편중이 발생한 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태할 때, 마르텐사이트의 결정은 특정한 방향으로 생성 및 성장한다.
또, 마르텐사이트의 결정의 생성 및 성장에 의해 강은 팽창하는 점에서, 매크로의 관점에서는 강판이 특정한 방향으로 치우쳐 팽창한다. 그러나, 어닐링 공정에 있어서 강대를 자유롭게 팽창 혹은 변형시키면 통판성의 저하를 초래하기 때문에, 통상은 장력을 걸어 강판의 형상을 교정함과 더불어, 통판의 안정성을 유지하고 있다.
또한, 이러한 과도한 장력을 부여한 상태에서 마르텐사이트 변태가 발생하면, 강판 중에 잔류 응력이 부여되어 균열을 억제하는 효과가 얻어지기 어려워진다. 또, 강판 내의 잔류 응력이 높아지면, 강판을 변형시켰을 때에 발생하는 균열이 생성 및 전파되기 쉬워진다. 그 때문에, 충돌 변형 시의 균열을 보다 확실히 억제하는 관점에서는, 냉간 압연 공정은 생략하는 것이 바람직하고, 즉, 어닐링 공정에 있어서 모상의 페라이트의 재결정에 의한 집합 조직의 발달을 막아, 결정 방위를 랜덤으로 하는 목표로부터, 본 발명의 일 실시 형태에 따른 강판은, 열간 압연 강판인 것이 바람직하다.
열간 압연 공정에 있어서는, 우선 주편을 가열한다. 가열 온도는 특별히 한정하지 않지만, 주조 중 또는 조압연 중에 석출된 합금 탄질화물을 재용해시키기 위해, 1200℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
가열 후에 열간 압연을 행한다. 이 때, 압연 종료 온도부터 650℃까지 사이의 평균 냉각 속도를 8℃/s 이상으로 한다. 상기의 평균 냉각 속도가 8℃/s 미만이면, 최종 제품의 마르텐사이트의 블록 입경이 커져, 충격 특성이 저하한다. 그 후, 강판을 감아도 되고, 감지 않고 실온까지 냉각해도 된다. 또, 냉각 후에는, 산세 등의 처리를 행해도 되고, 형상 교정을 행해도 된다.
어닐링 공정에 있어서는, 열간 압연 후의 강판에 대해, Ac3점~(Ac3점＋100)℃의 온도 범위에서 3~90s 유지한다. 어닐링 온도가 Ac3점 미만이면, 소정 양의 마르텐사이트를 얻을 수 없으며, 또 (Ac3점＋100)℃를 초과하면 블록 입경이 커진다. 또, 이 온도 범위 내의 유지 시간이 3s 미만이면, 소정 양의 마르텐사이트를 얻을 수 없으며, 1000MPa 이상의 항복 응력을 얻을 수 없다. 한편, 유지 시간이 90s을 초과하면, 블록 입경이 커진다. 블록 입경을 작게 하는 관점에서는, 어닐링 온도는 낮은 편이 바람직하고, (Ac3점＋80)℃ 이하인 것이 바람직하다. 또, 유지 시간은 10s 이상인 것이 바람직하고, 60s 이하인 것이 바람직하다.
상기 온도 범위에서 소정 시간 유지한 후, 700℃부터 (Ms점-50)℃까지 사이의 평균 냉각 속도가 10℃/s 이상이 되는 조건으로 냉각한다. 이 평균 냉각 속도가 10℃/s 미만이면, 소정 양의 마르텐사이트를 얻을 수 없으며 항복 응력이 저하함과 더불어, 추가로 블록 입경이 커져 충격 변형 시에 균열이 발생하기 쉬워진다. 상술한 평균축 비를 1.0007 이상으로 하여, 충돌 변형 시의 균열을 보다 확실히 억제하고 싶은 경우는, 평균 냉각 속도는 20℃/s 이상인 것이 바람직하다. 또한, 이 냉각을 정지하는 온도는 (Ms-50)℃ 이하이면 되고, 특별히 한정은 하지 않지만, 내파괴 특성의 관점에서 100℃ 이상인 것이 바람직하다.
열처리 공정에 있어서는, 강판의 화학 조성으로부터 계산되는 Ms에 따라, 하기의 열이력이 되는 처리를 행한다. 또한, 상기한 어닐링 공정의 냉각을 정지하고 나서, 계속하여 하기의 열처리를 행해도 되고, 하기의 열처리의 온도 범위의 상한을 초과하지 않을 정도의 가열을 행해도 된다.
강판의 화학 조성으로부터 계산되는 Ms점이 250℃ 이상인 경우에는, (Ms점＋50)~250℃의 온도 범위에서의 체류 시간을 100~10000s으로 한다. 체류 시간이 100s 미만이면, 평균축 비가 소정값을 초과하여 충돌 시험 시에 취성 파괴되거나, 혹은 소정의 항복 응력을 얻을 수 없게 되는 경우가 있다. 한편, 10000s을 초과하면, 평균축 비가 소정값 미만이 되고, 또한 철탄화물이 조대화하여, 충돌 시에 균열이 발생하기 쉬워진다. 체류 시간은 400s 이상인 것이 바람직하고, 5000s 이하인 것이 바람직하다. 특히, 상술한 평균축 비를 1.0007 이상으로 하여, 충돌 변형 시의 균열을 보다 확실히 억제하고 싶은 경우는, 체류 시간은 1500s 이하인 것이 보다 바람직하다.
또, 강판의 화학 조성으로부터 계산되는 Ms점이 250℃ 미만인 경우에는, (Ms점＋80)~100℃의 온도 범위에서의 체류 시간을 100~50000s으로 한다. 체류 시간이 100s 미만이면, 평균축 비가 소정값을 초과하여, 충돌 시험 시에 취성 파괴될 우려가 있다. 한편, 50000s을 초과하면, 평균축 비가 소정값 미만이 되고, 또한 철탄화물이 조대화하여, 충돌 시에 균열이 발생하기 쉬워진다. 체류 시간은 400s 이상인 것이 바람직하고, 30000s 이하인 것이 바람직하며, 10000s 이하인 것이 보다 바람직하다.
(c) 열간 압연 공정 및 열처리 공정을 포함하는 방법
상기의 주편에 대해, 열간 압연 공정 및 열처리 공정을 순서대로 실시한다. 이 경우, 얻어지는 강판은 열간 압연 강판이 된다. 각 공정에 대해, 상세하게 설명한다.
상술의 (b)에 나타내는 공정에 대해, 본 공정에서는 어닐링 공정을 행하지 않는다. 어닐링을 행하면, 어닐링 공정에 있어서 실온부터 어닐링 온도까지 가열하는 동안에, 마르텐사이트 조직의 계면 이동이 발생한다. 또한, 이 계면 이동에서는 이동도가 높은 특정한 방위의 결정 계면이 우선적으로 이동하기 때문에, 결정 방위의 랜덤화가 손상되어, 어닐링 공정을 거친 강판에는 간신히 잔류 응력이 남는다. 그 때문에, 잔류 응력을 가능한 한 저감하는 관점에서는, 어닐링 공정은 생략하는 것이 바람직하다.
열간 압연 공정에 있어서는, 우선 주편을 가열한다. 가열 온도는 특별히 한정하지 않지만, 주조 중 또는 조압연 중에 석출된 합금 탄질화물을 재용해시키기 위해, 1200℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
가열 후에 열간 압연을 행한다. 이 때, 압연 종료 온도가 Ar3점 이상이 되도록 행한다. 압연 종료 온도가 Ar3점 미만이면, 페라이트가 형성되어, 소정의 항복 응력을 얻는 것이 곤란해진다.
열간 압연 후, 압연 종료 온도부터 (Ms점-50)℃까지 사이의 평균 냉각 속도가 10℃/s 이상이 되는 조건으로 냉각한다. 이 평균 냉각 속도가 10℃/s 미만이면, 페라이트 또는 베이나이트의 체적률이 증대하여, 소정 양의 마르텐사이트를 얻을 수 없으며 항복 응력이 저하함과 더불어, 추가로 블록 입경이 커져 충격 변형 시에 균열이 발생하기 쉬워진다. 또한, 이 냉각을 정지하는 온도는 (Ms-50)℃ 이하이면 되고, 특별히 한정은 하지 않지만, 내파괴 특성의 관점에서 100℃ 이상인 것이 바람직하다.
열처리 공정에 있어서는, 강판의 화학 조성으로부터 계산되는 Ms에 따라, 하기의 열이력이 되는 처리를 행한다. 또한, 상기한 열연 공정의 냉각을 정지하고 나서, 계속하여 하기의 열처리를 행해도 되고, 하기의 열처리의 온도 범위의 상한을 초과하지 않을 정도의 가열을 행해도 된다.
강판의 화학 조성으로부터 계산되는 Ms점이 250℃ 이상인 경우에는, (Ms점＋50)~250℃의 온도 범위에서의 체류 시간을 100~10000s으로 한다. 체류 시간이 100s 미만이면, 평균축 비가 소정값을 초과하여 충돌 시험 시에 취성 파괴되거나, 혹은 소정의 항복 응력을 얻을 수 없게 되는 경우가 있다. 한편, 10000s을 초과하면, 평균축 비가 소정값 미만이 되고, 또한 철탄화물이 조대화하여, 충돌 시에 균열이 발생하기 쉬워진다. 체류 시간은 400s 이상인 것이 바람직하고, 5000s 이하인 것이 바람직하다. 특히, 상술한 평균축 비를 1.0007 이상으로 하여, 충돌 변형 시의 균열을 보다 확실히 억제하고 싶은 경우는, 체류 시간은 1500s 이하인 것이 보다 바람직하다.
또, 강판의 화학 조성으로부터 계산되는 Ms점이 250℃ 미만인 경우에는, (Ms점＋80)~100℃의 온도 범위에서의 체류 시간을 100~50000s으로 한다. 체류 시간이 100s 미만이면, 평균축 비가 소정값을 초과하여, 충돌 시험 시에 취성 파괴될 우려가 있다. 한편, 50000s을 초과하면, 평균축 비가 소정값 미만이 되고, 또한 철탄화물이 조대화하여, 충돌 시에 균열이 발생하기 쉬워진다. 체류 시간은 1000s 이상인 것이 바람직하고, 30000s 이하인 것이 바람직하며, 10000s 이하인 것이 보다 바람직하다.
이상의 (a)~(c) 중 어느 하나의 공정이 종료된 후, 형상 교정을 위해 조질 압연을 행해도 된다. 신장률은 특별히 한정하는 것은 없다. 또한, 상기 열이력을 만족하는 범위 내에서, 그 열처리의 도중 또는 열처리의 종료 후에 도금 처리를 실시해도 된다. 또, 도금의 방법은 연속 어닐링·도금 라인에서 제조해도, 어닐링 라인과는 별도로 도금 전용의 설비를 이용해도 상관없다. 도금의 조성은 특별히 한정하는 것은 없으며, 또, 용융 도금, 합금화 용융 도금, 전기 도금 중 어느 쪽이어도 상관없다.
이하, 실시예에 의해 본 발명을 보다 구체적으로 설명하는데, 본 발명은 이러한 실시예에 한정되는 것은 아니다.
실시예 1
표 1에 나타내는 조성을 갖는 강을 용제하여 슬래브를 제조하고, 이 슬래브를 1220~1260℃에서 가열하고, 열간에서 조압연을 행했다. 그에 이어, 마무리 압연을 행하고, 냉각한 후, 500~620℃에서 감는 처리를 행하고, 실온까지 냉각을 행했다. 그리고, 표 2 및 3에 나타내는 바와 같이, 압연 종료 온도(FT)부터 650℃까지 사이의 평균 냉각 속도(CR1)를 변화시켰다.
실온까지 냉각 후, 산세 처리를 행하여, 스케일을 제거한 후, 1.2mm 두께가 되도록 냉연율 30~70%로 냉간 압연을 행하고, 그 후, 어닐링을 행했다.
어닐링은, 어닐링 온도(ST), 어닐링 유지 시간(t1), 700℃~(Ms점-50)℃ 사이의 평균 냉각 속도(CR2)를 변화시키고, 또한 열처리 공정에서는, Ms가 250℃ 이상인 강은 (Ms＋50)℃~250℃ 사이의 체류 시간(t2)을, Ms가 250℃ 미만인 강은 (Ms＋80)℃~100℃ 사이의 체류 시간(t3)을 변화시켰다. 열처리 공정 후, 형상 교정을 위한 조질 압연을 행했다.
[표 1]
Figure pct00001
[표 2]
Figure pct00002
[표 3]
Figure pct00003
다음에 얻어진 강판의 금속 조직 관찰을 행하여, 각 조직의 체적률의 측정을 행했다. 구체적으로는, 강판의 압연 방향 및 두께 방향에 평행한 면의 1/4 두께부를 경면 연마한 후, 나이탈 부식을 한 표면을 SEM에 의해 관찰했다. 그 조직 사진을 이용하여, 포인트 카운트법에 따라 측정하여, 각 조직의 면적률을 구하고, 그 값을 각 조직의 체적률로 했다. 이 때, 관찰 면적은, 2500μm2 이상으로 했다. 또, 잔류 오스테나이트의 체적률은, X선 회절법에 의해 측정했다.
또한, 표 중의 잔부 조직란에 기재된 F는 페라이트, B는 베이나이트, P는 펄라이트를 나타내고, fM 및 fA는, 각각 전체 조직에 대한 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 체적률을 나타낸다.
또, 마르텐사이트 및 베이나이트의 평균 블록 입경을 이하의 순서로 측정했다. 우선, 각 강판을 압연 방향 및 두께 방향에 평행한 면이 관찰면이 되도록 절단하고, 이 단면의 판두께의 1/4 위치로부터 1/2 위치 사이를 5000μm2 이상의 면적 영역에 대해 EBSD법으로 측정했다. 측정의 단계 사이즈는 0.2μm로 행했다.
다음에, EBSD 측정에 의해 얻어진 결정 방위 정보를 바탕으로, 비특허 문헌 2의 p.223의 표에 나타내어지는 3개의 Bain 그룹 단위로 방위를 분류했다. 이어서, 이러한 그룹간의 경계를 블록 입계, 이 경계에 둘러싸인 영역을 블록 입자로서, JIS G0552의 부속서2에 기재된 교차 선분법에 의해 블록 입자의 크기(db)를 구했다.
마르텐사이트 및 베이나이트의 평균축 비는, X선 회절법에 의해 이하의 순서로 측정했다. 이 때, 정방정 철 또는 입방정 철의 회절선의 분열 유무에 따라, 이하의 2개의 방법에 의해 축비 c/a를 측정하여, 평균축 비를 구했다.
(a) 200 회절선과 002 회절선이 명확하게 2개로 분열되어 있는 경우
유사 Voigt 함수에 의해 {200} 면으로부터의 회절선의 피크 분리를 행하고, 200 회절각으로부터 산출한 격자 상수를 a, 002 회절각으로부터 산출한 격자 상수를 c로 하고, 그 비를 평균축 비 c/a로 했다.
(b) 회절선이 명확하게 2개로 분열되어 있지 않은 경우
{200} 면으로부터의 회절의 회절각으로부터 계산하는 격자 상수를 a로 하고, {110} 면으로부터의 회절각으로부터 계산하는 격자 상수를 c'로 하며, 그 비 c'/a를 평균축 비 c/a로 했다.
또한, SEM 및 TEM에 의한 조직 관찰을 행하고, 10μm2 이상의 면적 영역에 존재하는 철탄화물의 평균 입경을 측정하여, 원상당 직경(dcar)으로서 산출했다. TEM으로 판별할 수 없는 미세한 철탄화물에 대해서는, 아톰 프로브법에 의해 측정을 행했다.
이어서, 얻어진 강판으로부터, 압연 직각 방향(판폭 방향)을 길이 방향으로 하여, JIS Z 2241(2011)에 기재된 인장 시험편을 채취했다. 그리고, 그 인장 시험편을 이용하여, 인장 시험을 JIS Z 2241(2011)에 준거하여 행하고, 기계적 특성(항복 응력 YS, 인장 강도 TS)을 측정했다.
또한, 강판의 내충돌 특성을 조사하기 위해, 이하의 순서에 의해 충돌 시험을 실시하고, 그 때의 파괴의 유무를 평가했다.
우선, 강판을 냉간의 굽힘 또는 롤 성형으로, 해트형 형상 부품 A를 성형하고, 이어서, 해트형 형상 부품 A와 덮개 B를 스폿 용접에 의해 접합하여, 도 1에 나타내는 형상을 갖는 시험체를 제작했다. 이어서, 마운트 D 상에, A가 상면이 되도록 시험체를 재치(載置)하고, 3m의 높이로부터 원통 형상의 무게 500kg의 추 C를 시험체의 중앙부에 충돌시켰다. 그리고, 충돌에 의해 굴곡된 부위 및 시험체 단면을 육안으로 관찰하여, 균열의 평가를 행했다. 평가에 있어서는, 균열의 최대 길이에 따라, 최대 길이가 10mm 이상을 E, 7mm 이상 10mm 미만을 D, 4mm 이상 7mm 미만을 C, 2mm 이상 4mm 미만을 B, 2mm 미만을 A로 하는 평점을 부여했다.
이상의 측정 결과 및 평가 결과를 표 2 및 3에 정리하여 나타낸다. 표 2 및 3에 나타내는 결과로부터 분명한 바와 같이, 규정을 모두 만족하는 본 발명예의 경우에는, 항복 응력이 1000MPa 이상이고, 부재의 충돌 시험 후에 균열이 일어나지 않는 것을 알 수 있다. 이에 의해, 본 발명에 따른 강판은, 충돌 특성이 뛰어난 것이 분명하다.
실시예 2
표 1에 나타내는 조성을 갖는 강을 용제하여 슬래브를 제조하고, 이 슬래브를 1220~1260℃에서 가열하고, 열간에서 조압연을 행하며, 계속하여, 마무리 압연을 행하여, 실온까지 냉각을 행했다. 그리고, 표 4에 나타내는 바와 같이, 최종 압연 온도(FT)로부터 650℃ 사이의 평균 냉각 속도(CR1)를 변화시키고, 650℃ 이하는, 10℃/s에서 20℃/h의 범위의 냉각을 행했다.
열연 종료 후, 형상 교정을 행하고, 어닐링을 행했다. 어닐링은, 어닐링 온도(ST), 어닐링 유지 시간(t1), 700℃~(Ms점-50)℃ 사이의 평균 냉각 속도(CR2)를 변화시키고, 추가로 열처리 공정에서는, Ms가 250℃ 이상인 강은 (Ms＋50)℃~250℃ 사이의 체류 시간(t2)을, Ms가 250℃ 미만인 강은 (Ms＋80)℃~100℃ 사이의 체류 시간(t3)을 변화시켰다. 열처리 공정 후, 형상 교정을 위한 조질 압연을 행했다.
얻어진 강판에 대해, 실시예 1과 동일하게, 금속 조직 및 기계 특성의 측정 그리고 내충돌 특성의 평가를 행했다. 측정 결과 및 평가 결과를 표 4에 나타낸다.
[표 4]
Figure pct00004
표 4에 나타내는 결과로부터 분명한 바와 같이, 규정을 모두 만족하는 본 발명예의 경우에는, 항복 응력이 1000MPa 이상이고, 부재의 충돌 시험 후에 균열이 일어나지 않는 것을 알 수 있다. 이에 의해, 본 발명에 따른 강판은, 충돌 특성이 뛰어난 것이 분명하다.
실시예 3
표 1에 나타내는 조성을 갖는 강을 용제하여 슬래브를 제조하고, 이 슬래브를 1220~1260℃에서 가열하고, 열간에서 조압연을 행하며, 계속하여, 마무리 압연을 행하고, 그 후의 열이력을 변화시켰다. 표 5에 나타내는 바와 같이, 최종 압연 온도(FT), 최종 압연 온도~(Ms-50)℃ 사이의 평균 냉각 속도(CR3)를 변화시켰다. 추가로 열처리 공정에서는, Ms가 250℃ 이상인 강은 (Ms＋50)℃~250℃ 사이의 체류 시간(t2)을, Ms가 250℃ 미만인 강은 (Ms＋80)℃~100℃ 사이의 체류 시간(t3)을 변화시켰다. 열처리 공정 후, 형상 교정을 위한 조질 압연을 행했다.
얻어진 강판에 대해, 실시예 1과 동일하게, 금속 조직 및 기계 특성의 측정 그리고 내충돌 특성의 평가를 행했다. 측정 결과 및 평가 결과를 표 5에 나타낸다.
[표 5]
Figure pct00005
표 5에 나타내는 결과로부터 분명한 바와 같이, 규정을 모두 만족하는 본 발명예의 경우에는, 항복 응력이 1000MPa 이상이고, 부재의 충돌 시험 후에 균열이 일어나지 않는 것을 알 수 있다. 이에 의해, 본 발명에 따른 강판은, 충돌 특성이 뛰어난 것이 분명하다.
산업상의 이용 가능성
본 발명에 의하면, 부품 형상으로 성형한 후에 충격 하중을 부가시켰을 때에, 양호한 반력 특성을 발휘하고, 또한 부품 단면 또는 충격 시에 굴곡된 부위로부터 균열이 발생하기 어려우며, 1000MPa 이상의 항복 응력을 갖는 고강도 강판을 얻는 것이 가능해진다. 따라서, 본 발명에 따른 강판은, 자동차의 골격 부품, 보강 부품 및 건축 산업 기계의 부품에 이용하는데 적합하다.

Claims (6)

  1. 화학 조성이, 질량%로,
    C：0.14~0.60%,
    Si：0% 초과 3.00% 미만,
    Al：0% 초과 3.00% 미만,
    Mn：5.00% 이하,
    P：0.030% 이하,
    S：0.0050% 이하,
    N：0.015% 이하,
    B：0~0.0050%,
    Ni：0~5.00%,
    Cu：0~5.00%,
    Cr：0~5.00%,
    Mo：0~1.00%,
    W：0~1.00%,
    Ti：0~0.20%,
    Zr：0~0.20%,
    Hf：0~0.20%,
    V：0~0.20%,
    Nb：0~0.20%,
    Ta：0~0.20%,
    Sc：0~0.20%,
    Y：0~0.20%,
    Sn：0~0.020%,
    As：0~0.020%,
    Sb：0~0.020%,
    Bi：0~0.020%,
    Mg：0~0.005%,
    Ca：0~0.005%,
    REM：0~0.005%,
    잔부：Fe 및 불순물이고, 또한,
    하기 (i)~(v) 식을 만족하고,
    하기 (vi) 식으로 나타내어지는 Ms의 값이 200 이상이고,
    금속 조직이, 체적%로,
    마르텐사이트：85% 이상,
    잔류 오스테나이트：15% 이하,
    잔부：베이나이트이고,
    마르텐사이트 및 베이나이트의 평균 블록 입경：3.0μm 이하,
    마르텐사이트 및 베이나이트의 평균축 비：1.0004~1.0100이고,
    항복 응력이 1000MPa 이상인,
    강판.
    Si＋Al≤3.00 … (i)
    C×Mn≤0.80 … (ii)
    Mn＋Ni＋Cu＋1.3Cr＋4(Mo＋W)≥0.80 … (iii)
    0.003≤Ti＋Zr＋Hf＋V＋Nb＋Ta＋Sc＋Y≤0.20 … (iv)
    Sn＋As＋Sb＋Bi≤0.020 … (v)
    Ms=546×exp(-1.362×C)-11×Si-30×Mn-18×Ni-20×Cu-12×Cr-8(Mo＋W) … (vi)
    단, 상기 식 중의 원소 기호는, 각 원소의 강판 중의 함유량(질량%)을 나타내며, 함유되지 않는 경우는 0을 대입하는 것으로 한다.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 금속 조직 중에 포함되는 철탄화물의 평균 입경이 0.005~0.20μm인, 강판.
  3. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
    표면에 도금층을 갖는, 강판.
  4. 청구항 1 내지 청구항 3 중 어느 한 항에 기재된 강판의 제조 방법으로서,
    청구항 1에 기재된 화학 조성을 갖는 주편에 대해, 열간 압연 공정, 냉간 압연 공정, 어닐링 공정 및 열처리 공정을 순서대로 실시하고,
    상기 열간 압연 공정에 있어서, 압연 종료 온도부터 650℃까지 사이의 평균 냉각 속도를 8℃/s 이상으로 하여, 실온까지 냉각하고,
    상기 어닐링 공정에 있어서, Ac3점~(Ac3점＋100)℃의 온도 범위에서 3~90s 유지하고, 또한,
    700℃부터 (Ms점-50)℃까지 사이의 평균 냉각 속도를 10℃/s 이상으로 하고,
    상기 열처리 공정에 있어서,
    Ms점이 250℃ 이상인 경우에는,
    (Ms점＋50)~250℃의 온도 범위에서의 체류 시간을 100~10000s으로 하고,
    Ms점이 250℃ 미만인 경우에는,
    (Ms점＋80)~100℃의 온도 범위에서의 체류 시간을 100~50000s으로 하는,
    강판의 제조 방법.
    단, 상기의 Ms점(℃) 및 Ac3점(℃)은, 하기 식에 의해 나타내어지고, 식 중의 원소 기호는, 각 원소의 강판 중의 함유량(질량%)을 나타내며, 함유되지 않는 경우는 0을 대입하는 것으로 한다.
    Ms=546×exp(-1.362×C)-11×Si-30×Mn-18×Ni-20×Cu-12×Cr-8(Mo＋W) … (vi)
    Ac3=910-203×C0.5＋44.7(Si＋Al)-30×Mn＋700×P-15.2×Ni-26×Cu-11×Cr＋31.5×Mo … (vii)
  5. 청구항 1 내지 청구항 3 중 어느 한 항에 기재된 강판의 제조 방법으로서,
    청구항 1에 기재된 화학 조성을 갖는 주편에 대해, 열간 압연 공정, 어닐링 공정 및 열처리 공정을 순서대로 실시하고,
    상기 열간 압연 공정에 있어서, 압연 종료 온도부터 650℃까지 사이의 평균 냉각 속도를 8℃/s 이상으로 하여, 실온까지 냉각하고,
    상기 어닐링 공정에 있어서, Ac3~(Ac3＋100)℃의 온도 범위에서 3~90s 유지하고, 또한,
    700℃부터 (Ms-50)℃까지 사이의 평균 냉각 속도를 10℃/s 이상으로 하고,
    상기 열처리 공정에 있어서,
    Ms점이 250℃ 이상인 경우에는,
    (Ms＋50)~250℃의 온도 범위에서의 체류 시간을 100~10000s으로 하고,
    Ms점이 250℃ 미만인 경우에는,
    (Ms＋80)~100℃의 온도 범위에서의 체류 시간을 100~50000s으로 하는,
    강판의 제조 방법.
    단, 상기의 Ms점(℃) 및 Ac3점(℃)은, 하기 식에 의해 나타내어지고, 식 중의 원소 기호는, 각 원소의 강판 중의 함유량(질량%)을 나타내며, 함유되지 않는 경우는 0을 대입하는 것으로 한다.
    Ms=546×exp(-1.362×C)-11×Si-30×Mn-18×Ni-20×Cu-12×Cr-8(Mo＋W) … (vi)
    Ac3=910-203×C0.5＋44.7(Si＋Al)-30×Mn＋700×P-15.2×Ni-26×Cu-11×Cr＋31.5×Mo … (vii)
  6. 청구항 1 내지 청구항 3 중 어느 한 항에 기재된 강판의 제조 방법으로서,
    청구항 1에 기재된 화학 조성을 갖는 주편에 대해, 열간 압연 공정 및 열처리 공정을 순서대로 실시하고,
    상기 열간 압연 공정에 있어서, 압연 종료 온도를 Ar3점 이상으로 하고, 또한,
    압연 종료 온도부터 (Ms-50)℃까지 사이의 평균 냉각 속도를 10℃/s 이상으로 하고,
    상기 열처리 공정에 있어서,
    Ms점이 250℃ 이상인 경우에는,
    (Ms＋50)~250℃의 온도 범위에서의 체류 시간을 100~10000s으로 하고,
    Ms점이 250℃ 미만인 경우에는,
    (Ms＋80)~100℃의 온도 범위에서의 체류 시간을 100~50000s으로 하는,
    강판의 제조 방법.
    단, 상기의 Ms점(℃) 및 Ar3점(℃)은, 하기 식에 의해 나타내어지고, 식 중의 원소 기호는, 각 원소의 강판 중의 함유량(질량%)을 나타내며, 함유되지 않는 경우는 0을 대입하는 것으로 한다.
    Ms=546×exp(-1.362×C)-11×Si-30×Mn-18×Ni-20×Cu-12×Cr-8(Mo＋W) … (vi)
    Ar3=910-310×C＋33×Si-80×Mn-55×Ni-20×Cu-15×Cr-80×Mo … (viii)
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Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2022209519A1 (ja) * 2021-03-31 2022-10-06 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
WO2022209520A1 (ja) * 2021-03-31 2022-10-06 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
KR20230089785A (ko) * 2021-12-14 2023-06-21 주식회사 포스코 굽힘 특성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
JP7320095B1 (ja) * 2022-03-02 2023-08-02 山陽特殊製鋼株式会社 熱間加工用合金工具鋼
CN114875302B (zh) * 2022-03-25 2022-11-29 广东省科学院新材料研究所 一种低合金钢及其制备方法与应用

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1180879A (ja) 1997-07-15 1999-03-26 Nippon Steel Corp 動的変形特性に優れた加工誘起変態型高強度鋼板
JPH1180878A (ja) 1997-07-15 1999-03-26 Nippon Steel Corp 動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度鋼板
JP2009185355A (ja) 2008-02-07 2009-08-20 Nippon Steel Corp 加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP2010174280A (ja) 2009-01-28 2010-08-12 Jfe Steel Corp 延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法
JP2011111672A (ja) 2009-11-30 2011-06-09 Nippon Steel Corp 衝突吸収エネルギーに優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板及びその製造方法、並びに、高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
JP2012251239A (ja) 2011-05-12 2012-12-20 Jfe Steel Corp 衝突エネルギー吸収能に優れた自動車用衝突エネルギー吸収部材およびその製造方法
JP2013117068A (ja) 2011-11-01 2013-06-13 Jfe Steel Corp 曲げ特性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2015175050A (ja) 2014-03-17 2015-10-05 新日鐵住金株式会社 衝突特性に優れた高強度鋼板及びその製造方法

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
KR20150142791A (ko) * 2014-06-11 2015-12-23 주식회사 포스코 형상동결성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
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
KR101620744B1 (ko) * 2014-12-05 2016-05-13 주식회사 포스코 고항복비형 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
WO2016177420A1 (de) * 2015-05-06 2016-11-10 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung
JP6522858B2 (ja) * 2016-07-15 2019-05-29 Eizo株式会社 検査システム
WO2018011978A1 (ja) 2016-07-15 2018-01-18 新日鐵住金株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板
CN109312433B (zh) 2016-09-21 2021-12-31 日本制铁株式会社 钢板
CN110088326B (zh) * 2016-12-14 2022-06-24 蒂森克虏伯钢铁欧洲股份公司 热轧扁钢产品及其生产方法
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
JP6747612B1 (ja) 2018-10-10 2020-08-26 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1180879A (ja) 1997-07-15 1999-03-26 Nippon Steel Corp 動的変形特性に優れた加工誘起変態型高強度鋼板
JPH1180878A (ja) 1997-07-15 1999-03-26 Nippon Steel Corp 動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度鋼板
JP2009185355A (ja) 2008-02-07 2009-08-20 Nippon Steel Corp 加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP2010174280A (ja) 2009-01-28 2010-08-12 Jfe Steel Corp 延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法
JP2011111672A (ja) 2009-11-30 2011-06-09 Nippon Steel Corp 衝突吸収エネルギーに優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板及びその製造方法、並びに、高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
JP2012251239A (ja) 2011-05-12 2012-12-20 Jfe Steel Corp 衝突エネルギー吸収能に優れた自動車用衝突エネルギー吸収部材およびその製造方法
JP2013117068A (ja) 2011-11-01 2013-06-13 Jfe Steel Corp 曲げ特性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2015175050A (ja) 2014-03-17 2015-10-05 新日鐵住金株式会社 衝突特性に優れた高強度鋼板及びその製造方法

Non-Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
「강의 베이나이트 사진집-1」 일본철강협회(1992년) p.4
「철강의 조직 제어」, 마키 타다시 저, 우치다노학포(2015년)
Liu Xiao 외 5명, Lattice-parameter variation with carbon content of martensite. I. X-ray-diffraction experimental study, Physical Review B, 제52권(1995) 제9970페이지~제9978페이지

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JP7364942B2 (ja) 2023-10-19
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