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KR102165051B1 - 박강판 및 도금 강판, 그리고, 박강판의 제조 방법 및 도금 강판의 제조 방법 - Google Patents

박강판 및 도금 강판, 그리고, 박강판의 제조 방법 및 도금 강판의 제조 방법 Download PDF

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KR102165051B1
KR102165051B1 KR1020187028064A KR20187028064A KR102165051B1 KR 102165051 B1 KR102165051 B1 KR 102165051B1 KR 1020187028064 A KR1020187028064 A KR 1020187028064A KR 20187028064 A KR20187028064 A KR 20187028064A KR 102165051 B1 KR102165051 B1 KR 102165051B1
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KR
South Korea
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less
steel sheet
temperature
ferrite
martensite
Prior art date
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KR1020187028064A
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English (en)
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Inventor
히데카즈 미나미
요시마사 후나카와
신지로 가네코
Original Assignee
제이에프이 스틸 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 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 filed Critical 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
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Abstract

590㎫ 이상의 TS를 갖고, 강도-연성 밸런스가 우수하고, 항복비가 낮고, 또한, YP의 면 내 이방성이 우수하고, 또한 도금성에도 우수한 박강판 등을 제공한다. 특정의 성분 조성과 면적률로, 소정량의 페라이트, 마르텐사이트를 포함하고, 페라이트의 평균 결정 입경이 20㎛ 이하, 마르텐사이트의 평균 사이즈가 15㎛ 이하이고, 페라이트의 평균 결정 입경과 마르텐사이트의 평균 사이즈의 비(페라이트의 평균 결정 입경/마르텐사이트의 평균 사이즈)가 0.5∼10.0이고, 페라이트와 상기 마르텐사이트의 경도의 비(마르텐사이트의 경도/페라이트의 경도)가 1.0 이상 5.0 이하이고, 또한, 페라이트의 집합 조직이, α-fiber에 대한 γ-fiber의 인버스 강도비로, 0.8 이상 7.0 이하인 강 조직을 갖고, 인장 강도가 590㎫ 이상인 박강판으로 한다.

Description

박강판 및 도금 강판, 그리고, 박강판의 제조 방법 및 도금 강판의 제조 방법
본 발명은, 박강판 및 도금 강판, 그리고, 열연 강판의 제조 방법, 냉연 풀 하드 강판의 제조 방법, 열처리판의 제조 방법, 박강판의 제조 방법 및 도금 강판의 제조 방법에 관한 것이다. 본 발명의 박강판 등은, 자동차용 부품 등의 구조 부재로서 적합하게 이용할 수 있다.
최근, 지구 환경의 보호 의식의 상승으로부터, 자동차의 CO2 배출량 삭감을 위한 연비 개선이 강하게 요구되고 있다. 이에 수반하여, 차체 재료를 고강도화하여 박육화를 도모하여, 차체를 경량화하고자 하는 움직임이 활발해지고 있다. 그러나, 강판의 고강도화에 의해, 연성의 저하가 우려된다. 이 때문에, 고강도 고연성 강판의 개발이 요망되고 있다. 또한, 강판의 고강도화, 박육화에 의해 형상 동결성은 현저하게 저하한다. 이에 대응하기 위해, 프레스 성형시에, 이형 후의 형상 변화를 미리 예측하고, 형상 변화량을 예상하여 형을 설계하는 것이 폭넓게 행해지고 있다. 그러나, 강판의 항복 응력(YP)이 변화하면, 이들을 일정하게 한 예상량으로부터의 편차가 커져, 형상 불량이 발생하고, 프레스 성형 후에 한 개 한 개 형상을 판금 가공하는 등의 수정이 불가결해져, 양산 효율을 현저하게 저하시킨다. 따라서, 강판의 YP의 불균형은 가능한 한 작게 하는 것이 요구되고 있다.
고강도 냉연 강판 및 고강도 용융 아연 도금 강판의 연성 향상에 대해서는, 지금까지 페라이트-마르텐사이트 2상강(Dual-Phase 강)이나 잔류 오스테나이트의 변태 유기 소성(Transformation Induced Plasticity)을 이용한 TRIP 강 등, 여러 가지의 복합 조직형 고강도 강판이 개발되어 왔다.
예를 들면, 고강도 냉연 강판 및 고강도 용융 아연 도금 강판에 있어서는, 특허문헌 1에는, 소정량의 P를 첨가함과 함께, Ac1 변태점으로부터 950℃의 온도역의 체류 시간과 그 후의 냉각 속도를 규정함으로써, 연성이 양호한 저항복비 고장력 박강판을 얻는 기술이 개시되어 있다.
특허문헌 2에는, 가공성과 형상 동결성의 양립을 위해 복합 조직 강판에 있어서 집합 조직을 적정 범위로 한 강판이 개시되어 있다.
일본공개특허공보 소58-22332호 일본공개특허공보 2004-124123호
그러나, 특허문헌 1에 기재된 고강도 강판에서는, 590㎫ 이상의 높은 인장 강도(TS)를 얻고자 하면, 충분한 화성 처리성이 얻어지지 않는다는 문제가 있다.
또한, 특허문헌 2에 기재된 고강도 강판에서는, 실시예에서는 전체 신장(El)에 대해서는 나타나 있지 않고, 반드시 우수한 강도-연성 밸런스가 얻어지고 있다고는 생각하기 어렵다.
또한, 어느 특허문헌에 있어서나 YP의 면 내 이방성에 대해서 고려되어 있지 않다.
본 발명은, 이러한 사정을 감안하여 개발된 것으로, 590㎫ 이상의 TS를 갖고, 연성(강도-연성 밸런스)이 우수하고, 항복비(YR)가 낮고, 또한, YP의 면 내 이방성이 우수하고, 또한 도금을 한 경우의 도금성에도 우수한 박강판 및 도금 강판 그리고 이들의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 함과 함께, 상기 박강판이나 도금 강판을 얻기 위해 필요한 열연 강판의 제조 방법, 냉연 풀 하드 강판의 제조 방법, 열처리판의 제조 방법을 제공하는 것도 목적으로 한다.
또한, 본 발명에 있어서, 연성 즉 El이 우수하다는 것은, TS×El의 값이 12000㎫·％ 이상인 것을 의미한다. 또한, YR이 낮다는 것은, YR＝(YP/TS)×100의 값이 75％ 이하를 의미한다. 또한, YP의 면 내 이방성이 우수하다는 것은, YP의 면 내 이방성의 지표인 │ΔYP│의 값이 50㎫ 이하를 의미한다. 또한, │ΔYP│는 다음식 (1)로 구해진다.
│ΔYP│＝(YPL－2×YPD＋YPC)/2 …(1)
다만, YPL, YPD 및 YPC란, 각각 강판의 압연 방향(L 방향), 강판의 압연 방향에 대하여 45°방향(D 방향), 강판의 압연 방향에 대하여 직각 방향(C 방향)의 3방향으로부터 채취한 JIS5호 시험편을 이용하여, JIS Z 2241(2011년)의 규정에 준거하여, 크로스 헤드 속도 10㎜/분으로 인장 시험을 행하여 측정한 YP의 값이다.
또한, 도금성이 우수하다는 것은, 100코일당의 불도금 결함의 발생률이 0.8％ 이하인 경우로 한다.
발명자들은, 590㎫ 이상의 TS를 갖고, 강도-연성 밸런스가 우수하고, YR이 낮게 억제되고, YP의 면 내 이방성이 우수하고, 도금을 한 경우의 도금성이 우수한 박강판 및 당해 박강판을 이용하여 이루어지는 도금 강판을 얻기 위하여 예의 검토를 거듭한 바, 이하의 것을 발견했다.
어닐링(냉간 압연 후(냉간 압연을 행하지 않는 경우에는 열간 압연 후)에 행하는 가열 및 냉각 처리)시의 승온 중에 페라이트의 재결정을 촉진함으로써, 연성의 향상, YR의 저하, 나아가서는, YP의 면 내 이방성의 저감을 동시에 실현할 수 있는 것을 발견했다. 또한, 동시에, 도금성도 양호하고, 인장 강도도 소망하는 범위가 되는 것도 확인했다.
그 결과, 590㎫ 이상의 TS를 갖고, 연성이 우수하고, 또한, 항복비(YR)가 낮고, 또한, YP의 면 내 이방성이 우수하고, 도금을 한 경우의 도금성에도 우수한 박강판 및 당해 박강판을 이용하여 이루어지는 도금 강판을 얻는 것이 가능해졌다.
본 발명은, 상기 인식에 기초하여 이루어진 것이다.
[1] 질량％로, C: 0.030％ 이상 0.200％ 이하, Si: 0.70％ 이하, Mn: 1.50％ 이상 3.00％ 이하, P: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, S: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하, Al: 0.001％ 이상 1.000％ 이하, N: 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과, 면적률로, 페라이트를 20％ 이상, 마르텐사이트를 5％ 이상 포함하고, 상기 페라이트의 평균 결정 입경이 20㎛ 이하, 상기 마르텐사이트의 평균 사이즈가 15㎛ 이하이고, 상기 페라이트의 평균 결정 입경과 상기 마르텐사이트의 평균 사이즈의 비(페라이트의 평균 결정 입경/마르텐사이트의 평균 사이즈)가 0.5∼10.0이고, 상기 페라이트와 상기 마르텐사이트의 경도의 비(마르텐사이트의 경도/페라이트의 경도)가 1.0 이상 5.0 이하이고, 또한, 상기 페라이트의 집합 조직이, α-fiber에 대한 γ-fiber의 인버스(inverse) 강도비로, 0.8 이상 7.0 이하인 강 조직을 갖고, 인장 강도가 590㎫ 이상인 박강판.
[2] 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로, Cr: 0.01％ 이상 1.00％ 이하, Nb: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, V: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, Ti: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, B: 0.0001％ 이상 0.0100％ 이하, Mo: 0.01％ 이상 0.50％ 이하, Cu: 0.01％ 이상 1.00％ 이하, Ni: 0.01％ 이상 1.00％ 이하, As: 0.001％ 이상 0.500％ 이하, Sb: 0.001％ 이상 0.200％ 이하, Sn: 0.001％ 이상 0.200％ 이하, Ta: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, Ca: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하, Mg: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하, Zn: 0.001％ 이상 0.020％ 이하, Co: 0.001％ 이상 0.020％ 이하, Zr: 0.001％ 이상 0.020％ 이하 및 REM: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하 중으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유하는 [1]에 기재된 박강판.
[3] [1] 또는 [2]에 기재된 박강판의 표면에 도금층을 구비하는 도금 강판.
[4] [1] 또는 [2]에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 가열하고, 조(粗)압연을 행하고, 그 후의 마무리 압연에 있어서, 마무리 압연 입측 온도가 1020℃ 이상 1180℃ 이하, 마무리 압연의 최종 패스의 압하율이 5％ 이상 15％ 이하, 당해 최종 패스 전의 패스의 압하율이 15％ 이상 25％ 이하, 마무리 압연 출측 온도가 800℃ 이상 1000℃ 이하인 조건으로 열간 압연하고, 당해 열간 압연 후, 평균 냉각 속도 5℃/s 이상 90℃/s 이하인 조건으로 냉각하고, 권취 온도가 300℃ 이상 700℃ 이하의 조건으로 권취하는 열연 강판의 제조 방법.
[5] [4]에 기재된 제조 방법으로 얻어진 열연 강판을 산 세정하고, 35％ 이상의 압하율로 냉간 압연하는 냉연 풀 하드(cold-rolled full hard) 강판의 제조 방법.
[6] [4]에 기재된 제조 방법으로 얻어진 열연 강판 또는 [5]에 기재된 제조 방법으로 얻어진 냉연 풀 하드 강판을, 최고 도달 온도가 T1 온도 이상 T2 온도 이하, 450℃ 내지 [T1 온도－10℃]의 온도역에서의 평균 가열 속도가 50℃/s 이하인 조건으로 가열하고, 그 후, [T1 온도－10℃] 내지 550℃의 온도역에서의 평균 냉각 속도가 3℃/s 이상인 조건으로 냉각하고, 또한, 600℃ 이상의 온도역의 노점(dew point)이 －40℃ 이하인 박강판의 제조 방법.
[7] [4]에 기재된 제조 방법으로 얻어진 열연 강판 또는 [5]에 기재된 제조 방법으로 얻어진 냉연 풀 하드 강판을, 최고 도달 온도가 T1 온도 이상 T2 온도 이하, 450℃ 내지 [T1 온도－10℃]의 온도역에서의 평균 가열 속도가 50℃/s 이하인 조건으로 가열하고, 당해 가열 후, 냉각하여, 산 세정하는 열처리판의 제조 방법.
[8] [7]에 기재된 제조 방법으로 얻어진 열처리판을, T1 온도 이상으로 재차 가열하고, 이어서 [T1 온도－10℃] 내지 550℃의 온도역에서의 평균 냉각 속도가 3℃/s 이상인 조건으로 냉각하고, 또한, 600℃ 이상의 온도역의 노점이 －40℃ 이하인 박강판의 제조 방법.
[9] [6] 또는 [8]에 기재된 제조 방법으로 얻어진 박강판에 도금을 실시하는 도금 강판의 제조 방법.
본 발명에 의해 얻어지는 박강판 및 도금 강판은, 590㎫ 이상의 TS를 갖고, 연성이 우수하고, 또한, 항복비(YR)가 낮고, 또한, YP의 면 내 이방성이 우수하고, 도금성에도 우수하다. 또한, 본 발명에 의해 얻어진 박강판 및 도금 강판을, 예를 들면, 자동차 구조 부재에 적용함으로써 차체 경량화에 의한 연비 개선을 도모할 수 있어, 산업상의 이용 가치는 매우 크다.
또한, 본 발명의 열연 강판의 제조 방법, 냉연 풀 하드 강판의 제조 방법, 열처리판의 제조 방법은, 상기의 우수한 박강판이나 도금 강판을 얻기 위한 중간 제품의 제조 방법으로서, 박강판이나 도금 강판의 상기의 특성 개선에 기여한다.
(발명을 실시하기 위한 형태)
이하, 본 발명의 실시 형태에 대해서 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시 형태에 한정되지 않는다.
본 발명은, 박강판 및 도금 강판, 그리고, 열연 강판의 제조 방법, 냉연 풀 하드 강판의 제조 방법, 열처리판의 제조 방법, 박강판의 제조 방법 및 도금 강판의 제조 방법이다. 먼저, 이들의 관계에 대해서 설명한다.
본 발명의 박강판은, 본 발명의 도금 강판을 얻기 위한 중간 제품이기도 하다. 1회법의 경우에는, 슬래브(slab) 등의 강 소재로부터 출발하여, 열연 강판, 냉연 풀 하드 강판, 박강판이 되는 제조 과정을 거쳐 도금 강판이 된다(단, 냉간 압연을 행하지 않는 경우에는 냉연 풀 하드 강판을 경유하지 않음). 2회법의 경우에는, 슬래브 등의 강 소재로부터 출발하여, 열연 강판, 냉연 풀 하드 강판, 열처리판, 박강판이 되는 제조 과정을 거쳐 도금 강판이 된다(단, 냉간 압연을 행하지 않는 경우에는 냉연 풀 하드 강판을 경유하지 않음). 본 발명의 박강판은 상기 과정의 박강판이다. 또한, 박강판이 최종 제품인 경우도 있다.
또한, 본 발명의 열연 강판의 제조 방법은, 상기 과정의 열연 강판을 얻기까지의 제조 방법이다.
본 발명의 냉연 풀 하드 강판의 제조 방법은, 상기 과정에 있어서 열연 강판에서 냉연 풀 하드 강판을 얻기까지의 제조 방법이다.
본 발명의 열처리판의 제조 방법은, 상기 과정에 있어서, 2회법의 경우에, 열연 강판 또는 냉연 풀 하드 강판에서 열처리판을 얻기까지의 제조 방법이다.
본 발명의 박강판의 제조 방법은, 상기 과정에 있어서, 1회법의 경우는 열연 강판 또는 냉연 풀 하드 강판에서 박강판을 얻기까지의 제조 방법, 2회법의 경우는 열처리판에서 박강판을 얻기까지의 제조 방법이다.
본 발명의 도금 강판의 제조 방법은, 상기 과정에 있어서, 박강판에서 도금 강판을 얻기까지의 제조 방법이다.
상기 관계가 있는 점에서, 열연 강판, 냉연 풀 하드 강판, 열처리판, 박강판, 도금 강판의 성분 조성은 공통되고, 박강판, 도금 강판의 강 조직이 공통된다. 이하, 공통 사항, 박강판, 도금 강판, 제조 방법의 순서로 설명한다.
＜성분 조성＞
본 발명의 박강판 등은, 질량％로, C: 0.030％ 이상 0.200％ 이하, Si: 0.70％ 이하, Mn: 1.50％ 이상 3.00％ 이하, P: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, S: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하, Al: 0.001％ 이상 1.000％ 이하, N: 0.0005％ 이상 0.0100％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는다.
또한, 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로, Cr: 0.01％ 이상 1.00％ 이하, Nb: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, V: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, Ti: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, B: 0.0001％ 이상 0.0100％ 이하, Mo: 0.01％ 이상 0.50％ 이하, Cu: 0.01％ 이상 1.00％ 이하, Ni: 0.01％ 이상 1.00％ 이하, As: 0.001％ 이상 0.500％ 이하, Sb: 0.001％이상 0.200％ 이하, Sn: 0.001％ 이상 0.200％ 이하, Ta: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, Ca: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하, Mg: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하, Zn: 0.001％ 이상 0.020％ 이하, Co: 0.001％ 이상 0.020％ 이하, Zr: 0.001％ 이상 0.020％ 이하 및 REM: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하 중으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유해도 좋다.
이하, 각 성분에 대해서 설명한다. 이하의 설명에 있어서, 성분의 함유량을 나타내는 「％」는 「질량％」를 의미한다.
C: 0.030％ 이상 0.200％ 이하
C는, 강의 중요한 기본 성분의 하나로서, 특히, 본 발명에서는, 2상역에 가열했을 때의 오스테나이트의 면적률, 나아가서는 변태 후의 마르텐사이트의 면적률에 영향을 미치기 때문에, 중요한 원소이다. 그리고, 얻어지는 강판의 강도 등의 기계적 특성은, 이 마르텐사이트 분율(면적률)과 마르텐사이트의 경도에 따라 크게 좌우된다. 여기에서, C의 함유량이 0.030％ 미만에서는 마르텐사이트상이 생성되기 어려워, 강판의 강도와 가공성을 확보하는 것이 어렵다. 한편으로, C의 함유량이 0.200％를 초과하면 스폿 용접성(spot weldability)이 열화한다. 따라서, C 함유량은, 0.030％ 이상 0.200％ 이하의 범위 내로 했다. 하한에 대해서 바람직한 C 함유량은 0.030％ 이상, 보다 바람직하게는 0.040％ 이상으로 한다. 상한에 대해서 바람직한 C 함유량은 0.150％ 이하, 보다 바람직하게는 0.120％ 이하로 한다.
Si: 0.70％ 이하
Si는, α상 중의 고용 C량을 감소시킴으로써 신장 등의 가공성을 향상시키는 원소이다. 그러나, 0.70％를 초과하는 양의 Si를 함유하면, 적 스케일(red scale) 등의 발생에 의한 표면 성상의 열화나, 용융 도금을 실시하는 경우에는, 도금 부착성 및 밀착성의 열화를 일으킨다. 따라서, Si 함유량은 0.70％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.60％ 이하, 보다 바람직하게는 0.50％ 이하로 한다. 또한, Si 함유량은 하기와 같이, 0.40％ 이하가 더욱 바람직하다. 또한, 본 발명에서는 통상 Si 함유량은 0.01％ 이상이다.
Si는, α상 중의 고용 C량을 감소시킴으로써 신장 등의 가공성을 향상시키는 원소이다. 그러나, 0.40％를 초과하는 양의 Si를 함유하면, 어닐링시의 냉각 중에 페라이트 변태가 촉진되는 효과, 또한, 탄화물 생성이 억제되는 효과가 있기 때문에, 마르텐사이트의 경도가 상승하여, 페라이트와 마르텐사이트의 경도비가 증대하는 결과, 국부 신장이 저하하여, 전체 신장이 저하하는 경향이 있다. 또한, 용융 아연 도금을 실시하는 경우에는, Si 함유량이 0.40％ 이하로 하면, 어닐링 중에 Si의 표면 농화량이 증대하는 것이 충분히 억제되어, 어닐링판 표면의 젖음성(wettability)이 보다 양호해지기 때문에, 도금 부착성 및 밀착성이 열화하는 문제가 보다 발생하기 어렵다. 따라서, Si 함유량은 0.40％ 이하가 더욱 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.35％ 이하로 한다. 나아가서는 0.30％ 미만이 바람직하고, 0.25％ 이하가 가장 바람직하다.
Mn: 1.50％ 이상 3.00％ 이하
Mn은, 강판의 강도 확보를 위해 유효하다. 또한, 퀀칭성을 향상시켜 복합 조직화를 용이하게 한다. 동시에, Mn은, 냉각 과정에서의 펄라이트나 베이나이트의 생성을 억제하는 작용이 있어, 오스테나이트로부터 마르텐사이트로의 변태를 용이하게 하는 경향이 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Mn 함유량을 1.50％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Mn 함유량이 3.00％를 초과하면, 스폿 용접성 및 도금성을 해친다. 또한, 주조성의 열화 등을 일으킨다. 또한, Mn 함유량이 3.00％를 초과하면, 판두께 방향의 Mn 편석이 현저하게 되고, YR이 상승하여, TS×El의 값이 저하한다. 따라서, Mn 함유량은 1.50％ 이상 3.00％ 이하로 한다. 하한에 대해서는 바람직한 Mn 함유량은 1.60％ 이상으로 한다. 상한에 대해서 바람직한 Mn 함유량은 2.70％ 이하, 보다 바람직하게는 2.40％ 이하로 한다.
P: 0.001％ 이상 0.100％ 이하
P는, 고용 강화의 작용을 갖고, 소망하는 강도에 따라 첨가할 수 있는 원소이다. 또한, 페라이트 변태를 촉진하기 때문에, 복합 조직화에도 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, P 함유량을 0.001％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, P 함유량이 0.100％를 초과하면, 용접성(weldability)의 열화를 초래함과 함께, 용융 아연 도금을 합금화 처리하는 경우에는, 합금화 속도를 대폭으로 지연시켜 도금의 품질을 해친다. 또한, P 함유량이 0.100％를 초과하면, 입계 편석에 의해 취화함으로써 내충격성이 열화한다. 따라서, P 함유량은 0.001％ 이상 0.100％ 이하로 한다. 하한에 대해서는 바람직한 P 함유량은 0.005％ 이상으로 한다. 상한에 대해서 바람직한 P 함유량은 0.050％ 이하로 한다.
S: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하
S는, 입계에 편석하여 열간 가공시에 강을 취화시킴과 함께, 황화물로서 존재하여 국부 변형능을 저하시킨다. 그 때문에, S 함유량은 0.0200％ 이하로 할 필요가 있다. 한편, 생산 기술상의 제약에서는, S 함유량을 0.0001％ 이상으로 할 필요가 있다. 따라서, S 함유량은 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하로 한다. 하한에 대해서 바람직한 S 함유량은 0.0005％ 이상으로 한다. 상한에 대해서 바람직한 S함유량은 0.0050％ 이하로 한다.
Al: 0.001％ 이상 1.000％ 이하
Al은, 탄화물의 생성을 억제하여, 잔류 오스테나이트의 생성을 촉진하는데 유효한 원소이다. 또한, Al은 제강 공정에서 탈산제로서 첨가되는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Al 함유량을 0.001％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Al 함유량이 1.000％를 초과하면, 강판 중의 개재물이 많아져 연성이 열화한다. 따라서, Al 함유량은 0.001％ 이상 1.000％ 이하로 한다. 하한에 대해서는 바람직한 Al 함유량은 0.030％ 이상으로 한다. 상한에 대해서 바람직한 Al 함유량은 0.500％ 이하로 한다.
N: 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하
N은, 강의 내시효성을 가장 크게 열화시키는 원소이다. 특히, N 함유량이 0.0100％를 초과하면, 내시효성의 열화가 현저하게 되기 때문에, 그 양은 적을수록 바람직하다. 그러나, 생산 기술상의 제약에서, N 함유량은 0.0005％ 이상으로 할 필요가 있다. 따라서, N 함유량은 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하로 한다. 바람직한 N 함유량은 0.0005％ 이상 0.0070％ 이하로 한다.
본 발명의 박강판 등은, 상기의 성분 조성에 더하여, 추가로, 질량％로, Cr: 0.01％ 이상 1.00％ 이하, Nb: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, V: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, Ti: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, B: 0.0001％ 이상 0.0100％ 이하, Mo: 0.01％ 이상 0.50％ 이하, Cu: 0.01％ 이상 1.00％ 이하, Ni: 0.01％ 이상 1.00％ 이하, As: 0.001％ 이상 0.500％ 이하, Sb: 0.001％ 이상 0.200％ 이하, Sn: 0.001％ 이상 0.200％ 이하, Ta: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, Ca: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하, Mg: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하, Zn: 0.001％ 이상 0.020％ 이하, Co: 0.001％ 이상 0.020％ 이하, Zr: 0.001％ 이상 0.020％ 이하 및 REM: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하 중으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유해도 좋다.
Cr은, 고용 강화 원소로서의 역할뿐만 아니라, 어닐링시의 냉각에 있어서, 오스테나이트를 안정화하여, 복합 조직화를 용이하게 한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Cr의 함유량을 0.01％ 이상으로 함으로써 얻어진다. 단, Cr 함유량이 1.00％를 초과해도 더한층의 효과는 얻기 어려운데다, 열간 압연 중에 표층 균열을 일으킬 우려가 있는데다, 개재물 등의 증가를 일으켜 표면이나 내부에 결함 등을 일으켜, 연성이 크게 저하한다. 따라서, Cr 함유량은, 0.01％ 이상 1.00％ 이하의 범위 내로 한다. 하한에 대해서 바람직한 Cr 함유량은 0.02％ 이상으로 한다. 상한에 대해서 바람직한 Cr 함유량은 0.50％ 이하, 보다 바람직하게는 0.25％ 이하로 한다.
Nb는, 열간 압연시 혹은 어닐링시에 미세한 석출물을 형성하여 강도를 상승시킨다. 또한, 열간 압연시의 입경을 미세화하여, 냉간 압연 및 그 후의 어닐링시에, YP의 면 내 이방성 저감에 기여하는 페라이트의 재결정을 촉진시킨다. 나아가서는, 어닐링 후의 페라이트 입경을 미세화시키기 때문에, 마르텐사이트의 분율도 증대하여, 강도의 상승에 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Nb 함유량은 0.001％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Nb 함유량이 0.100％를 초과하면, Nb－(C, N)과 같은 복합 석출물이 과잉으로 생성되고, 또한, 페라이트의 입경이 미세화하여, 항복비 YR이 현저하게 증가한다. 따라서, Nb를 첨가하는 경우에는, 그 함유량은, 0.001％ 이상 0.100％ 이하의 범위 내로 한다. 하한에 대해서는 바람직한 Nb 함유량은 0.005％ 이상으로 한다. 상한에 대해서 바람직한 Nb 함유량은 0.060％ 이하, 보다 바람직하게는 0.040％ 이하로 한다.
V는, 탄화물, 질화물 혹은 탄질화물을 형성함으로써 강을 고강도화할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, V의 함유량을 0.001％ 이상으로 함으로써 얻어진다. 한편, V 함유량이 0.100％를 초과하면, 모상(base phase)인 페라이트나 마르텐사이트의 하부 조직 혹은 구오스테나이트 입계에 다량의 탄화물, 질화물 혹은 탄질화물로서 V가 석출되어, 가공성을 현저하게 열화시킨다. 따라서, V를 첨가하는 경우에는, 그 함유량은, 0.001％ 이상 0.100％ 이하의 범위 내로 한다. 하한에 대해서 바람직한 V 함유량은 0.010％ 이상, 보다 바람직하게는 0.020％ 이상이다. 상한에 대해서 바람직한 V 함유량은 0.080％ 이하, 보다 바람직하게는 0.070％ 이하이다.
Ti는, 시효 열화를 일으키는 N을 TiN으로서 고정하는데 유효한 원소이다. 이 효과는, Ti 함유량을 0.001％ 이상으로 함으로써 얻어진다. 한편으로, Ti 함유량이 0.100％를 초과하면, TiC가 과잉으로 생성되어 항복비 YR이 현저하게 증가한다. 따라서, Ti를 첨가하는 경우에는, 그 함유량은, 0.001％ 이상 0.100％ 이하의 범위 내로 한다.
B는, 강의 강화에 유효한 원소로서, 그 첨가 효과는, B 함유량이 0.0001％ 이상에서 얻어진다. 한편, B 함유량이 0.0100％를 초과하면, 마르텐사이트의 면적률이 과대해져, 현저한 강도 상승에 의한 연성의 저하의 우려가 발생한다. 따라서, B 함유량은 0.0001％ 이상 0.0100％ 이하로 한다. 하한에 대해서 바람직한 B 함유량은 0.0005％ 이상이고, 상한에 대해서 바람직한 B 함유량은 0.0050％ 이하이다.
Mo는, 화성 처리성 및 도금성을 해치는 일 없이 마르텐사이트상을 얻는데 유효하다. 이 효과는, Mo의 함유량을 0.01％ 이상으로 함으로써 얻어진다. 단, Mo 함유량이 0.50％를 초과해도 더한층의 효과는 얻기 어려운데다, 개재물 등의 증가를 일으켜 표면이나 내부에 결함 등을 일으켜, 연성이 크게 저하한다. 따라서, Mo 함유량은, 0.01％ 이상 0.50％ 이하의 범위 내로 한다.
Cu는, 고용 강화 원소로서의 역할뿐만 아니라, 어닐링시의 냉각 과정에 있어서, 오스테나이트를 안정화하여, 복합 조직화를 용이하게 한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Cu 함유량은 0.01％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Cu 함유량이 1.00％를 초과하면, 열간 압연 중에 표층 균열을 일으킬 우려가 있는데다, 개재물 등의 증가를 일으켜 표면이나 내부에 결함 등을 일으켜, 연성이 크게 저하한다. 따라서, Cu를 첨가하는 경우, 그 함유량은 0.01％ 이상 1.00％ 이하로 한다.
Ni는, 고용 강화 및 변태 강화에 의해 고강도화에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는, 0.01％ 이상의 첨가가 필요하다. 한편, Ni를 1.00％를 초과하여 과잉으로 첨가하면, 열간 압연 중에 표층 균열을 일으킬 우려가 있는데다, 개재물 등의 증가를 일으켜 표면이나 내부에 결함 등을 일으켜, 연성이 크게 저하한다. 따라서, Ni를 첨가하는 경우, 그 함유량은, 0.01％ 이상 1.00％ 이하의 범위로 한다. 보다 바람직하게는 0.50％ 이하이다.
As는, 내식성 향상에 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, 0.001％ 이상의 함유가 필요하다. 한편, As를 과잉으로 첨가한 경우, 적열 취성(Red Shortness)이 촉진되는데다, 개재물 등의 증가를 일으켜 표면이나 내부에 결함 등을 일으켜, 연성이 크게 저하한다. 따라서, As를 첨가하는 경우, 그 함유량은, 0.001％ 이상 0.500％ 이하의 범위로 한다.
Sb 및 Sn은, 강판 표면의 질화나 산화에 의해 발생하는, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 수십㎛ 정도의 영역의 탈탄을 억제하는 관점에서, 필요에 따라서 첨가한다. 이러한 질화나 산화를 억제하면, 강판 표면에 있어서의 마르텐사이트의 생성량이 감소하는 것을 방지하여, 강판의 강도나 재질 안정성의 확보에 유효하기 때문이다. 이 효과를 얻기 위해서는 Sb인 경우, Sn인 경우의 어느것이나 함유량을 0.001％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편으로, 이들 어느 원소에 대해서나, 0.200％를 초과하여 과잉으로 첨가하면 인성의 저하를 초래한다. 따라서, Sb 및 Sn을 첨가하는 경우, 그 함유량은, 각각 0.001％ 이상 0.200％ 이하의 범위 내로 한다.
Ta는, Ti나 Nb와 동일하게, 합금 탄화물이나 합금 탄질화물을 생성하여 고강도화에 기여한다. 더하여, Ta에는, Nb 탄화물이나 Nb 탄질화물에 일부 고용하고, (Nb, Ta)(C, N)과 같은 복합 석출물을 생성하고, 석출물의 조대화(coarsening)를 현저하게 억제하여, 석출 강화에 의한 강판의 강도 향상으로의 기여율을 안정화시키는 효과가 있다고 생각된다. 그 때문에, Ta를 함유하는 것이 바람직하다. 여기에서, 전술의 석출물 안정화의 효과는, Ta의 함유량을 0.001％ 이상으로 함으로써 얻어지는 한편으로, Ta를 과잉으로 첨가해도, 석출물 안정화 효과가 포화하는데다, 개재물 등의 증가를 일으켜 표면이나 내부에 결함 등을 일으켜, 연성이 크게 저하한다. 따라서, Ta를 첨가하는 경우, 그 함유량은, 0.001％ 이상 0.100％ 이하의 범위 내로 한다.
Ca 및 Mg는, 탈산에 이용하는 원소임과 함께, 황화물의 형상을 구형상(spherical)화하여, 연성, 특히 국부 연성으로의 황화물의 악영향을 개선하기 위해서 유효한 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해서는, 적어도 1원소에 대해서 0.0001％ 이상의 함유가 필요하다. 그러나, Ca 및 Mg의 적어도 1원소의 함유량이, 0.0200％를 초과하면, 개재물 등의 증가를 일으켜 표면이나 내부에 결함 등을 일으켜, 연성이 크게 저하한다. 따라서, Ca 및 Mg를 첨가하는 경우, 그 함유량은 각각 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하로 한다.
Zn, Co 및 Zr은, 모두 황화물의 형상을 구형상화하여, 국부 연성(local ductility) 및 신장 플랜지성(stretch flangeability)으로의 황화물의 악영향을 개선하기 위해서 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, 적어도 1원소에 대해서 0.001％ 이상의 함유가 필요하다. 그러나, Zn, Co 및 Zr 중 적어도 1원소의 함유량이, 0.020％를 초과하면, 개재물 등이 증가하여, 표면이나 내부에 결함 등을 일으키기 때문에, 연성이 저하한다. 따라서, Zn, Co 및 Zr을 첨가하는 경우, 그 함유량은 각각 0.001％ 이상 0.020％ 이하로 한다.
REM은, 내식성의 향상에 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, 0.0001％ 이상의 함유가 필요하다. 그러나, REM의 함유량이 0.0200％를 초과하면, 개재물 등이 증가하여, 표면이나 내부에 결함 등을 일으키기 때문에, 연성이 저하한다. 따라서, REM을 첨가하는 경우, 그 함유량은 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하로 한다.
상기 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다. 또한, 상기 임의 성분에 대해서, 함유량이 하한값 미만인 경우에는 본 발명의 효과를 해치지 않기 때문에, 이들 임의 원소를 하한값 미만 포함하는 경우는, 이들 임의 원소를 불가피적 불순물로서 포함하는 것으로 한다.
＜강 조직＞
본 발명의 박강판 등의 강 조직은, 면적률로, 페라이트를 20％ 이상, 마르텐사이트를 5％ 이상 포함하고, 페라이트의 평균 결정 입경이 20㎛ 이하, 마르텐사이트의 평균 사이즈가 15㎛ 이하이고, 페라이트의 평균 결정 입경과 마르텐사이트의 평균 사이즈의 비(페라이트의 평균 결정 입경/마르텐사이트의 평균 사이즈)가 0.5∼10.0이고, 페라이트와 마르텐사이트의 경도의 비(마르텐사이트의 경도/페라이트의 경도)가 1.0 이상 5.0 이하이고, 또한, 페라이트의 집합 조직이, α-fiber에 대한 γ-fiber의 인버스 강도비(inverse intensity ratio)로, 0.8 이상 7.0 이하이다.
페라이트의 면적률: 20％ 이상
본 발명에 있어서, 중요한 발명 구성 요건이다. 본 발명의 박강판 등의 강 조직은, 연성이 풍부한 연질의 페라이트 중에, 주로 강도를 부여할 수 있는 마르텐사이트가 존재하는 복합 조직이다. 충분한 연성 및 강도와 연성의 밸런스를 확보하기 위해서는, 페라이트의 면적률을 20％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 45％ 이상이다. 또한, 페라이트의 면적률의 상한은, 특별히 한정되지 않지만, 마르텐사이트의 면적률 확보, 즉, 강도 확보를 위해서 95％ 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 90％ 이하로 한다.
마르텐사이트의 면적률: 5％ 이상
마르텐사이트(퀀칭채로의 마르텐사이트를 의미함)의 면적률이 5％ 미만에서는, 소망하는 TS를 확보할 수 없다. 그 때문에, 마르텐사이트의 면적률은 5％ 이상으로 한다. 또한, 마르텐사이트의 면적률의 하한은, 특별히 한정하지 않지만, 50％를 초과하면, 국부 연성이 저하하기 때문에 전체 신장(El)이 저하한다. 따라서, 마르텐사이트의 면적률은 5％ 이상으로 하고, 바람직하게는 5％ 이상 50％ 이하로 한다. 하한에 대해서 보다 바람직한 마르텐사이트의 면적률의 범위는 7％ 이상이다. 상한에 대해서 보다 바람직한 마르텐사이트의 면적률은 40％ 이하이다.
또한, 페라이트 및 마르텐사이트의 면적률은, 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면(L 단면)을 연마 후, 1vol.％ 나이탈(nital)로 부식(corroded)하고, 판두께 1/4 위치(강판 표면으로부터 깊이 방향으로 판두께의 1/4에 상당하는 위치)에 대해서, SEM(Scanning Electron Microscope；주사 전자 현미경)을 이용하여 1000배의 배율로 3시야 관찰하여, 얻어진 조직 화상을, Adobe Systems사의 Adobe Photoshop을 이용하여, 구성상(structural phase)(페라이트 및 마르텐사이트)의 면적률을 3시야분 산출하고, 그들의 값을 평균하여 구할 수 있다. 또한, 상기의 조직 화상에 있어서, 페라이트는 회색의 조직(기지 조직), 또한, 마르텐사이트는 백색의 조직을 나타내고 있다.
또한, 상기 강 조직에서는, 상기한 페라이트 및 마르텐사이트의 합계의 면적률을 85％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 상기 강 조직에는, 페라이트 및 마르텐사이트 이외에, 미재결정 페라이트, 템퍼링 마르텐사이트, 베이나이트, 템퍼링 베이나이트, 펄라이트, 시멘타이트, 잔류 오스테나이트 등의 강판에 공지의 상이, 면적률로 20％ 이하의 범위로 포함되어도, 본 발명의 효과가 손상되는 일은 없다.
페라이트의 평균 결정 입경: 20㎛ 이하
페라이트의 평균 결정 입경이 20㎛를 초과하면, 강도 상승에 유리한 마르텐사이트의 생성이 현저하게 억제되기 때문에, 소망하는 TS를 확보할 수 없다. 바람직하게는 18㎛ 이하이다. 또한, 페라이트의 평균 결정 입경의 하한은, 특별히 한정하지 않지만, 2㎛ 이상이 바람직하다. 따라서, 페라이트의 평균 결정 입경은 20㎛ 이하로 하고, 바람직하게는 2㎛ 이상 18㎛ 이하로 한다.
또한, 페라이트의 평균 결정 입경은, 다음과 같이 하여 산출했다. 즉, 상기 상의 관찰과 동일하게 판두께 1/4 위치를 관찰 위치로 하고, 얻어진 강판을 SEM(주사형 전자 현미경)을 이용하여 1000배 정도의 배율로 관찰하여, 전술의 Adobe Photoshop을 이용하여, 관찰 시야 내의 페라이트의 면적의 합계를 페라이트의 개수로 나눔으로써 페라이트의 평균 면적을 산출했다. 그리고, 산출한 평균 면적을 1/2 곱한 값을 페라이트의 평균 결정 입경으로 했다.
마르텐사이트의 평균 사이즈: 15㎛ 이하
마르텐사이트의 평균 사이즈가 15㎛를 초과하면, 국부 연성이 저하하기 때문에 전체 신장(El)이 저하한다. 따라서, 마르텐사이트의 평균 사이즈는 15㎛ 이하로 한다. 또한, 마르텐사이트의 평균 사이즈의 하한은 특별히 한정하지 않지만, 1㎛ 이상이 바람직하다. 따라서, 마르텐사이트의 평균 사이즈는 15㎛ 이하로 한다. 하한에 대해서, 보다 바람직하게는 2㎛ 이상이다. 상한에 대해서 바람직한 평균 사이즈는 12㎛ 이하로 한다.
실제의 마르텐사이트의 평균 사이즈는, 다음과 같이 하여 산출했다. 즉, 상기 상의 관찰과 동일하게 판두께 1/4 위치를 관찰 위치로 하고, 얻어진 강판을 SEM을 이용하여 1000배 정도의 배율로 관찰하고, 전술의 Adobe Photoshop를 이용하여, 관찰 시야 내의 마르텐사이트의 면적의 합계를 마르텐사이트의 개수로 나눔으로써 마르텐사이트의 평균 면적을 산출했다. 그리고, 산출한 평균 면적을 1/2 곱한 값을 마르텐사이트의 평균 사이즈로 했다.
페라이트의 평균 결정 입경과 마르텐사이트의 평균 사이즈의 비(페라이트의 평균 결정 입경/마르텐사이트의 평균 사이즈): 0.5∼10.0
상기한 페라이트의 평균 결정 입경과 마르텐사이트의 평균 사이즈의 비(페라이트의 평균 결정 입경/마르텐사이트의 평균 사이즈)가 0.5 미만에서는, 페라이트의 평균 결정 입경과 비교하여, 마르텐사이트의 평균 사이즈가 크고, YP에 영향을 미치는 입자가 마르텐사이트가 되는 점에서, TS 및 YP가 상승하여, 소망하는 YR이 얻어지지 않는다. 한편, 페라이트의 평균 결정 입경과 마르텐사이트의 평균 사이즈의 비가 10.0을 초과하면, 마르텐사이트가 매우 작아, 소망하는 강도가 얻어지지 않는다. 따라서, 페라이트의 평균 결정 입경과 마르텐사이트의 평균 사이즈의 비는 0.5∼10.0으로 한다. 하한에 대해서는 바람직한 상기 비는 1.0 이상이다. 상한에 대해서 바람직한 상기 비는 8.0 이하, 보다 바람직하게는 6.0 이하이다.
페라이트와 마르텐사이트의 경도비(마르텐사이트의 경도/페라이트의 경도): 1.0 이상 5.0 이하
페라이트와 마르텐사이트의 경도비는, YR 및 연성을 제어하는데 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 페라이트와 마르텐사이트의 경도비가 1.0 미만에서는, 항복비 YR이 상승한다. 한편, 페라이트와 마르텐사이트의 경도비가 5.0을 초과하면, 국부 연성이 저하하기 때문에 전체 신장(El)이 저하한다. 따라서, 페라이트와 마르텐사이트의 경도비는 1.0 이상 5.0 이하로 하고, 바람직하게는, 1.0 이상 4.8 이하로 한다.
또한, 페라이트와 마르텐사이트의 경도비는, 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면(L 단면)을 연마 후, 1vol.％ 나이탈로 부식하고, 판두께 1/4 위치(강판 표면으로부터 깊이 방향으로 판두께의 1/4에 상당하는 위치)에 대해서, 미소 경도계(시마즈제작소 DUH－W201S)를 이용하여, 하중 0.5gf의 조건으로, 페라이트 및 마르텐사이트 각각의 상의 경도를 5점 측정하여, 각각의 상의 평균 경도를 구했다. 이 평균 경도로부터 경도비를 산출했다.
페라이트의 집합 조직의 α-fiber에 대한 γ-fiber의 인버스 강도비: 0.8 이상 7.0 이하
α-fiber란 ＜110＞축이 압연 방향에 평행한 섬유 집합 조직이고, 또한, γ-fiber란 ＜111＞축이 압연면의 법선 방향에 평행한 섬유 집합 조직이다. 체심 입방 금속에서는, 압연 변형에 의해 α-fiber 및 γ-fiber가 강하게 발달하여, 어닐링을 해도 그들에 속하는 집합 조직이 형성된다는 특징이 있다.
본 발명에 있어서, 페라이트의 집합 조직의 α-fiber에 대한 γ-fiber의 인버스 강도비가 7.0을 초과하면, 강판의 특정 방향으로 집합 조직이 배향하여, 기계적 특성의 면 내 이방성, 특히 YP의 면 내 이방성이 커진다. 한편, 페라이트의 집합 조직의 α-fiber에 대한 γ-fiber의 인버스 강도비가 0.8 미만에서도 동일하게 기계적 특성의 면 내 이방성, 특히 YP의 면 내 이방성이 커진다. 따라서, 페라이트의 집합 조직의 α-fiber에 대한 γ-fiber의 인버스 강도비는 0.8 이상 7.0 이하로 하고, 하한에 대해서 바람직한 상기 강도비는 0.8 이상이다. 상한에 대해서 바람직한 상기 강도비는 6.5 이하이다.
본 발명에서, 페라이트의 집합 조직의 α-fiber에 대한 γ-fiber의 인버스 강도비는, 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면(L 단면)을 습식 연마 및 콜로이드의 실리카 용액을 이용한 버프 연마(buff-polished)에 의해 표면을 평활화한 후, 0.1vol.％ 나이탈로 부식함으로써, 시료 표면의 요철을 최대한 저감하고, 또한, 가공 변질층을 완전하게 제거하고, 이어서, 판두께 1/4 위치(강판 표면으로부터 깊이 방향으로 판두께의 1/4에 상당하는 위치)에 대해서, SEM-EBSD(Electron Back-Scatter Diffraction；전자선 후방 산란 회절)법을 이용하여 결정 방위를 측정하고, 얻어진 데이터를, AMETEK EDAX사의 OIM Analysis를 이용하여, CI(Confidence Index) 및 IQ(Image Quality)로 마르텐사이트를 포함하는 제2상을 배제하여, 페라이트만의 집합 조직을 추출할 수 있다. 결과적으로, 페라이트의 α-fiber 및 γ-fiber의 인 버스 강도비를 구함으로써, 산출할 수 있다.
＜박강판＞
박강판의 성분 조성 및 강 조직은 상기와 같다. 또한, 박강판의 두께는 특별히 한정되지 않지만, 통상, 0.3㎜ 이상 2.8㎜ 이하이다.
＜도금 강판＞
본 발명의 도금 강판은, 본 발명의 박강판 상에 도금층을 구비하는 도금 강판이다. 도금층의 종류는 특별히 한정되지 않고, 예를 들면, 용융 도금층, 전기 도금층의 어느 것이라도 좋다. 또한, 도금층은 합금화된 도금층이라도 좋다. 도금층은 아연 도금층이 바람직하다. 아연 도금층은 Al이나 Mg를 함유해도 좋다. 또한, 용융 아연-알루미늄-마그네슘 합금 도금(Zn-Al-Mg 도금층)도 바람직하다. 이 경우, Al 함유량을 1질량％ 이상 22질량％ 이하, Mg 함유량을 0.1질량％ 이상 10질량％ 이하로 하고 잔부는 Zn으로 하는 것이 바람직하다. 또한, Zn-Al-Mg 도금층의 경우, Zn, Al, Mg 이외에, Si, Ni, Ce 및 La로부터 선택되는 1종 이상을 합계로 1질량％ 이하 함유해도 좋다. 또한, 도금 금속은 특별히 한정되지 않기 때문에, 상기와 같은 Zn 도금 이외에, Al 도금 등이라도 좋다. 또한, 도금 금속은 특별히 한정되지 않기 때문에, 상기와 같은 Zn 도금 이외에, Al 도금 등이라도 좋다.
또한, 도금층의 조성도 특별히 한정되지 않고, 일반적인 것이면 좋다. 예를 들면, 용융 아연 도금층이나 합금화 용융 아연 도금층의 경우, 일반적으로는, Fe: 20질량％ 이하, Al: 0.001질량％ 이상 1.0질량％ 이하를 함유하고, 추가로, Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, REM으로부터 선택하는 1종 또는 2종 이상을 합계로 0질량％ 이상 3.5질량％ 이하 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성이다. 본 발명에서는, 편면당의 도금 부착량이 20∼80g/㎡인 용융 아연 도금층, 이것이 추가로 합금화된 합금화 용융 아연 도금층을 갖는 것이 바람직하다. 또한, 도금층이 용융 아연 도금층인 경우에는 도금층 중의 Fe 함유량이 7질량％ 미만이고, 합금화 용융 아연 도금층인 경우에는 도금층 중의 Fe 함유량은 7∼20질량％이다.
＜열연 강판의 제조 방법＞
본 발명의 열연 강판의 제조 방법은, 상기 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 가열하고, 조 압연을 행하여, 그 후의 마무리 압연에 있어서, 마무리 압연의 최종 패스의 압하율이 5％ 이상 15％ 이하, 당해 최종 패스 전의 패스의 압하율이 15％ 이상 25％ 이하, 마무리 압연 입측 온도가 1020℃ 이상 1180℃ 이하, 마무리 압연 출측 온도가 800℃ 이상 1000℃ 이하인 조건으로 열간 압연하고, 당해 열간 압연 후, 평균 냉각 속도 5℃/s 이상 90℃/s 이하인 조건으로 냉각하고, 권취 온도가 300℃ 이상 700℃ 이하인 조건으로 권취하는 방법이다. 또한, 이하의 설명에 있어서, 온도는 특별히 언급하지 않는 한 강판 표면 온도로 한다. 강판 표면 온도는 방사 온도계 등을 이용하여 측정할 수 있다.
본 발명에 있어서, 강 소재(강 슬래브)의 용제 방법은 특별히 한정되지 않고, 전로(converter)나 전기로(electric furnace) 등, 공지의 용제 방법의 어느것이나 적합하다. 주조 방법도 특별히 한정은 되지 않지만, 연속 주조 방법이 적합하다. 또한, 강 슬래브(슬래브)는, 매크로 편석(macrosegregation)을 방지하기 위해, 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하지만, 조괴법이나 박슬래브 주조법 등에 의해 제조하는 것도 가능하다. 또한, 강 슬래브를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각하고, 그 후 재차 가열하는 종래법에 더하여, 실온까지 냉각하지 않고, 온편인 채로 가열로에 장입하거나, 혹은, 약간의 보열(recuperation)을 행한 후에 즉각 압연하는 직송 압연·직접 압연 등의 에너지 절약 프로세스도 문제 없이 적용할 수 있다. 또한, 슬래브는 통상의 조건으로 조 압연(rough-rolling)에 의해 시트 바로 되지만, 가열 온도를 낮게 한 경우는, 열간 압연시의 트러블을 방지하는 관점에서, 마무리 압연 전에 바 히터 등을 이용하여 시트 바를 가열하는 것이 바람직하다. 또한, 슬래브를 열간 압연하는데 있어서는, 가열로에서 슬래브를 재가열한 후에 열간 압연해도 좋고, 1250℃ 이상의 가열로에서 단시간 가열한 후에 열간 압연에 제공해도 좋다.
상기와 같이 하여 얻어진 강 소재(슬래브)에, 열간 압연을 실시한다. 이 열간 압연은, 조 압연과 마무리 압연에 의한 압연이라도, 조 압연을 생략한 마무리 압연만의 압연으로 해도 좋다. 어느쪽이든, 마무리 압연의 최종 패스의 압하율, 최종 직전 패스의 압하율, 마무리 압연 입측 온도, 마무리 압연 출측 온도가 중요하다.
마무리 압연의 최종 패스의 압하율이 5％ 이상 15％ 이하
최종 패스 전의 패스의 압하율이 15％ 이상 25％ 이하
본 발명에서는, 최종 패스 전의 패스의 압하율을, 최종 패스의 압하율 이상으로 함으로써, 페라이트의 평균 결정 입경, 마르텐사이트의 평균 사이즈 및 집합 조직을 적정하게 제어할 수 있기 때문에, 매우 중요하다. 마무리 압연의 최종 패스의 압하율이 5％ 미만에서는, 열연시의 페라이트의 결정 입경이 조대화한 결과, 냉간 압연 및 그 후의 어닐링시의 결정 입경이 조대하게 되어, 강도가 저하한다. 또한, 매우 조대한 오스테나이트 입자로부터 페라이트가 핵 생성, 성장하기 때문에, 생성되는 페라이트 입자의 입경이 고르지 않게 되는 이른바 혼립(duplex-grained) 조직이 되어 버려, 그 결과, 재결정 어닐링시에 특정 방위의 입자가 성장하기 때문에, YP의 면 내 이방성이 커진다. 한편, 최종 패스의 압하율이 15％를 초과하면, 열연시의 페라이트의 결정 입경이 미세화하고, 냉간 압연 및 그 후의 어닐링시의 페라이트의 결정 입경이 미세하게 된 결과, 강도가 상승한다. 또한, 어닐링시의 오스테나이트의 핵 생성 사이트가 증대하여, 미세한 마르텐사이트가 생성되는 결과, YR이 상승한다. 따라서, 마무리 압연의 최종 패스의 압하율이 5％ 이상 15％ 이하로 한다.
최종 패스 전의 패스의 압하율이 15％ 미만에서는, 매우 조대한 오스테나이트 입자를 최종 패스로 압연했다고 해도, 최종 패스 후의 냉각 중에 생성되는 페라이트 입자의 입경이 고르지 않게 되는 이른바 혼립 조직이 되어 버려, 그 결과, 재결정 어닐링시에 특정 방위의 입자가 성장하기 때문에, YP의 면 내 이방성이 커진다. 한편, 최종 패스 전의 패스의 압하율이 25％를 초과하면, 열연시의 페라이트의 결정 입경이 미세화하여, 냉간 압연 및 그 후의 어닐링시의 결정 입경이 미세하게 된 결과, 강도가 상승한다. 또한, 어닐링시의 오스테나이트의 핵 생성 사이트가 증대하고, 미세한 마르텐사이트가 생성되는 결과, YR이 상승한다. 따라서, 마무리 압연의 최종 패스 전의 패스의 압하율은 15％ 이상 25％ 이하로 한다.
마무리 압연 입측 온도가 1020℃ 이상 1180℃ 이하
가열 후의 강 슬래브는, 조 압연 및 마무리 압연에 의해 열간 압연되어 열연 강판이 된다. 이 때, 마무리 압연 입측 온도가 1180℃를 초과하면, 산화물(스케일)의 생성량이 급격하게 증대하고, 지철과 산화물의 계면이 거칠어져, 디스케일링(descaling)시나, 산 세정시의 스케일 박리성이 저하하고, 어닐링 후의 표면 품질이 열화한다. 또한, 산 세정 후에 열연 스케일의 잔여 등이 일부에 존재하면, 연성에 악영향을 미친다. 한편, 마무리 압연 입측 온도가 1020℃ 미만에서는, 마무리 압연 후의 마무리 압연 온도가 저하되어 버려, 열간 압연 중의 압연 하중이 증대하여 압연 부하가 커진다. 또한, 오스테나이트가 미재결정 상태에서의 압하율이 높아져, 재결정 어닐링 후의 집합 조직의 제어가 곤란해지고, 최종 제품에 있어서의 면 내 이방성이 현저하게 됨으로써, 재질의 균일성이나 재질 안정성이 손상된다. 또한, 연성 그 자체도 저하한다. 따라서, 열간 압연의 마무리 압연 입측 온도를 1020℃ 이상 1180℃ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 1020℃ 이상 1160℃ 이하로 한다.
마무리 압연 출측 온도: 800℃ 이상 1000℃ 이하
가열 후의 강 슬래브는, 조 압연 및 마무리 압연에 의해 열간 압연되어 열연 강판이 된다. 이 때, 마무리 압연 출측 온도가 1000℃를 초과하면, 산화물(스케일)의 생성량이 급격하게 증대하고, 지철과 산화물의 계면이 거칠어져, 산 세정, 냉간 압연 후의 표면 품질이 열화한다. 또한, 산 세정 후에 열연 스케일의 잔여 등이 일부에 존재하면, 연성에 악영향을 미친다. 또한, 결정 입경이 과도하게 조대하게 되어, 가공시에 프레스품(press product) 표면 거칠기를 발생시키는 경우가 있다. 한편, 마무리 압연 출측 온도가 800℃ 미만에서는 압연 하중이 증대하여, 압연 부하가 커지거나, 오스테나이트가 미재결정 상태에서의 압하율이 높아져, 이상 집합 조직이 발달하여, 최종 제품에 있어서의 면 내 이방성이 현저하게 됨으로써, 재질의 균일성이나 재질 안정성이 손상된다. 또한, 연성 그 자체도 저하한다. 또한, 마무리 압연 출측 온도가 800℃ 미만에서는, 가공성의 저하를 초래한다. 따라서, 열간 압연의 마무리 압연 출측 온도를 800℃ 이상 1000℃ 이하로 할 필요가 있다. 하한에 대해서 바람직한 마무리 압연 출측 온도는 820℃ 이상이다. 상한에 대해서 바람직한 마무리 압연 출측 온도는 950℃ 이하로 한다.
또한, 상기와 같이, 이 열간 압연은, 조 압연과 마무리 압연에 의한 압연이라도, 조 압연을 생략한 마무리 압연만의 압연으로 해도 좋다.
마무리 압연 후에서 권취 온도까지의 평균 냉각 속도: 5℃/s 이상 90℃/s 이하
마무리 압연 후에서 권취 온도까지의 평균 냉각 속도를 적정하게 제어함으로써 열연 강판에 있어서의 상의 결정 입경을 미세화할 수 있어, 그 후의 냉간 압연 및 어닐링 후의 r-fiber(159에서의 설명과의 차이를 확인(집합 조직을 {111}//ND 방위)로의 집적을 높이는 것이 가능하다. 여기에서, 마무리 압연 후에서 권취까지의 평균 냉각 속도가 90℃/s를 초과하면, 판형상이 현저하게 악화하고, 그 후의 냉간 압연 혹은 어닐링(열간 압연 후(냉간 압연을 행하지 않는 경우) 또는 냉간 압연 후의 가열, 냉각 처리)시에 트러블의 원인이 된다. 한편, 5℃/s 미만이 되면, 열연판의 조직에 있어서 결정 입경이 증대하고, 그 후의 냉간 압연 및 어닐링 후의 집합 조직에 있어서 γ-fiber로의 집적을 높일 수 없다. 또한, 열연시에 조대 탄화물이 형성되고, 이것이 어닐링 후에도 잔존함으로써 가공성의 저하를 초래한다. 따라서, 마무리 압연 후에서 권취 온도까지의 평균 냉각 속도는, 5℃/s 이상 90℃/s 이하로 하고, 하한에 대해서 바람직한 평균 냉각 속도는 7℃/s 이상, 보다 바람직하게는 9℃/s 이상이다. 상한에 대해서 바람직한 평균 냉각 속도는 60℃/s 이하, 보다 바람직하게는 50℃/s 이하로 한다.
권취 온도: 300℃ 이상 700℃ 이하
열간 압연 후의 권취 온도가 700℃를 초과하면, 열연판(열연 강판)의 강 조직의 페라이트의 결정 입경이 커져, 어닐링 후에 소망하는 강도의 확보 및 집합 조직에 기인한 YP의 면 내 이방성의 저감이 곤란해진다. 한편, 열간 압연 후의 권취 온도가 300℃ 미만에서는, 열연판 강도가 상승하고, 냉간 압연에 있어서의 압연 부하가 증대하여, 생산성이 저하한다. 또한, 마르텐사이트를 주체로 하는 경질의 열연 강판에 냉간 압연을 실시하면, 마르텐사이트의 구오스테나이트 입계를 따른 미소한 내부 균열(취성 균열(brittle cracking))이 발생하기 쉬워, 최종 어닐링판(박강판)의 연성 등이 저하한다. 따라서, 열간 압연 후의 권취 온도를 300℃ 이상 700℃ 이하로 할 필요가 있다. 하한에 대해서 바람직한 권취 온도는 400℃ 이상으로 한다. 상한에 대해서 바람직한 권취 온도는 650℃ 이하로 한다.
또한, 열연시에 조 압연판끼리를 접합하여 연속적으로 마무리 압연을 행해도 좋다. 또한, 조 압연판을 일단 권취해도 상관없다. 또한, 열간 압연시의 압연 하중을 저감하기 위해서 마무리 압연의 일부 또는 전부를 윤활 압연으로 해도 좋다. 윤활 압연을 행하는 것은, 강판 형상의 균일화, 재질의 균일화의 관점에서도 유효하다. 또한, 윤활 압연시의 마찰 계수는, 0.10 이상 0.25 이하의 범위로 하는 것이 바람직하다.
＜냉연 풀 하드 강판의 제조 방법＞
본 발명의 냉연 풀 하드 강판의 제조 방법은, 상기 열연 강판을 산 세정하고, 35％ 이상의 압하율로 냉간 압연하는 방법이다.
산 세정은 강판 표면의 산화물의 제거가 가능한 점에서, 최종 제품의 박강판이나 도금 강판에 있어서의 양호한 화성 처리성이나 도금 품질의 확보를 위해 중요하다. 또한, 산 세정은, 1회라도 좋고, 복수회로 나누어도 좋다.
냉간 압연 공정에 있어서의 압하율(압연율): 35％ 이상
열간 압연 후의 냉간 압연에 의해, α-fiber 및 γ-fiber를 발달시킴으로써, 어닐링 후의 조직에서도 α-fiber 및 γ-fiber, 특히 γ-fiber를 갖는 페라이트를 늘려, YP의 면 내 이방성을 저감하는 것이 가능하다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 냉간 압연의 압하율의 하한은 35％로 한다. 또한, 압연 패스의 회수, 각 패스마다의 압하율에 대해서는, 특별히 한정되는 일 없이 본 발명의 효과를 얻을 수 있다. 또한, 상기 압하율의 상한에 특별히 한정은 없지만, 공업상 80％ 정도이다.
＜박강판의 제조 방법＞
박강판의 제조 방법에는, 열연 강판 또는 냉연 풀 하드 강판을 가열하고 냉각하여 박강판을 제조하는 방법(1회법)과, 열연 강판 또는 냉연 풀 하드 강판을 가열하고 냉각하여 열처리판으로 하여 당해 열처리판을 가열하고 냉각하여 박강판을 제조하는 방법(2회법)이 있다. 먼저 1회법을 설명한다.
최고 도달 온도: T1 온도 이상 T2 온도 이하
최고 도달 온도가 T1 온도 미만인 경우, 페라이트 단상역에서의 열처리가 되기 때문에, 어닐링 후에 마르텐사이트를 포함하는 제2상이 생성되지 않고, 소망하는 강도를 얻을 수 없고, 또한 YR도 상승한다. 한편, 어닐링시의 최고 도달 온도가 T2 온도를 초과하면, 어닐링 후에 생성되는 마르텐사이트를 포함하는 제2상이 증대하여, 강도가 상승하는 한편, 연성이 저하한다. 따라서, 어닐링에서의 최고 도달 온도는 T1 온도 이상 T2 온도 이하로 한다.
또한, 상기 최고 도달 온도에서의 유지(holding)시의 유지 시간은, 특별히 한정은 하지 않지만, 10s 이상 40000s 이하의 범위가 바람직하다.
450℃ 내지 [T1 온도－10℃]의 온도역에서의 평균 가열 속도: 50℃/s 이하
상기 최고 도달 온도까지의 가열에 있어서, 450℃ 내지 [T1 온도－10℃]의 온도역에서의 평균 가열 속도가 50℃/s를 초과하면, 페라이트의 재결정이 불충분해져, YP의 면 내 이방성이 커진다. 또한, 상기 평균 가열 속도가 50℃/s를 초과하면, 페라이트의 평균 결정 입경이 작고, 마르텐사이트의 평균 결정 입경이 크고, 또한, 분율이 증가하기 때문에, YP 및 YR이 상승한다. 그 때문에, 상기 평균 냉각 속도는 50℃/s 이하로 한다. 바람직하게는, 40℃/s 이하, 더욱 바람직하게는 30℃/s 이하로 한다. 또한, 450℃ 내지 [T1 온도－10℃]의 온도역에서의 평균 가열 속도의 하한은, 특별히 한정하지 않지만, 평균 가열 속도가 0.001℃/s 미만에서는, 어닐링판(박강판)의 페라이트의 결정 입경이 커져, 강도 상승에 유리한 제2상의 생성이 현저하게 억제되기 때문에, 0.001℃/s 이상인 것이 바람직하다.
[T1 온도－10℃] 내지 550℃의 온도역에서의 평균 냉각 속도: 3℃/s 이상
상기 가열 후의 냉각에 있어서, [T1 온도－10℃] 내지 550℃의 온도역에서의 평균 냉각 속도가 3℃/s 미만인 경우, 냉각 중에 페라이트 및 펄라이트가 과도하게 생성되어, 소망하는 마르텐사이트량이 얻어지지 않게 된다. 따라서, [T1 온도－10℃] 내지 550℃의 온도역에서 평균 냉각 속도는 3℃/s 이상으로 한다. 또한, 450℃ 내지 [T1 온도－10℃]의 온도역에서의 평균 가열 속도의 상한은, 특별히 한정하지 않지만, 100℃/s를 초과하면 급격한 열 수축에 의해 판 형상이 나빠져, 사행(transverse displacement) 등의 조업상의 문제가 되는 경우가 있기 때문에, 100℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.
600℃ 이상의 온도역의 노점: －40℃ 이하
어닐링시, 600℃ 이상의 온도역에 있어서 노점이 높아지면, 공기 중의 수분을 통하여 탈탄이 진행하여, 강판 표층부의 페라이트 입자가 조대화하는데다 경도가 저하하기 때문에, 안정적으로 우수한 인장 강도가 얻어지지 않거나, 굽힘 피로 특성이 저하하거나 한다. 또한, 도금을 실시하는 경우, 도금을 저해하는 원소인 Si, Mn 등이 어닐링 중에 강판 표면에 농화하여, 도금성을 저해한다. 그 때문에, 어닐링시에 600℃ 이상의 온도역의 노점은 -40℃ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는, －45℃ 이하이다. 또한, 통상의 가열, 균열 유지, 냉각의 과정을 거치는 어닐링의 경우는, 전체 과정에 있어서 600℃ 이상의 온도역의 노점을 －40℃ 이하로 할 필요가 있다. 분위기의 노점의 하한은 특별히 규정은 하지 않지만, －80℃ 미만에서는 효과가 포화하여, 비용면에서 불리해지기 때문에 －80℃ 이상이 바람직하다. 또한, 상기 온도역의 온도는 강판 표면 온도를 기준으로 한다. 즉, 강판 표면 온도가 상기 온도역에 있는 경우에, 노점을 상기 범위로 조정한다.
또한, 상기 냉각에 있어서의 냉각 정지 온도는 특별히 한정되지 않지만, 통상 120∼550℃이다.
이어서, 2회의 어닐링(2회법)에 대해서 설명한다. 2회법에서는 먼저 열연 강판 또는 냉연 풀 하드 강판을 가열하여 열처리판으로 한다. 이 열처리판을 얻는 제조 방법이, 본 발명의 열처리판의 제조 방법이다.
상기 열처리판을 얻기 위한 구체적인 방법은, 열연 강판 또는 냉연 풀 하드 강판을, 450℃ 내지 [T1 온도－10℃]의 온도역의 평균 가열 속도가 50℃/s 이하인 조건으로, T1 온도 이상 T2 온도 이하의 최고 도달 온도까지 가열하고, 이어서, T1 온도 이상 T2 온도 이하의 온도역에서 필요에 따라서 소정 시간 유지하고, 냉각하여, 산 세정하는 방법이다.
상기 평균 가열 속도, 최고 도달 온도의 기술적 의의는 1회법과 동일하기 때문에 설명을 생략한다. 열처리판을 얻기 위해서는, 상기의 필요에 따라서 행하는 보존 유지 후, 냉각하여, 산 세정한다.
상기 냉각에 있어서의 냉각 속도는, 특별히 한정되지 않지만, 통상 5∼350℃/s이다.
또한, 후술하는 열처리판의 재가열시에 Si, Mn 등의 도금성을 저해하는 원소가 과도하게 표면 농화되어 버려, 도금성이 열위(劣位)가 되기 때문에, 산 세정 등에 의해 표면 농화층을 제거할 필요가 있다. 단, 열간 압연 후의 권취 후에 행하는 산 세정에 의한 탈스케일에 대해서는, 그 실시의 유무는 하등 본 발명의 효과에는 영향을 미치지 않는다. 또한, 상기 산 세정까지의 사이에, 통판성(sheet passability)을 좋게 하기 위해 열처리판에 조질 압연을 행해도 좋다.
재가열 온도: T1 온도 이상
2회법의 경우는, 1회째의 가열 냉각 처리에서 페라이트의 재결정이 완료하고 있기 때문에, 열처리판의 재가열 온도는 오스테나이트가 생성되는 T1 온도 이상으로 상관없다. 단, T1 온도 미만이 되면 오스테나이트의 형성이 불충분해져, 소망하는 마르텐사이트량을 얻는 것이 곤란해진다. 따라서, 재가열 온도는, T1 온도 이상으로 한다. 상한은 특별히 규정하지 않지만, 850℃를 초과하면 Si, Mn 등의 원소가 표면에 재농화하여, 도금성을 저하시키는 경우가 있기 때문에, 850℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 840℃ 이하이다.
[T1 온도－10℃] 내지 550℃의 온도역에서 평균 냉각 속도: 3℃/s 이상
[T1 온도－10℃] 내지 550℃의 온도역에서의 평균 냉각 속도가 3℃/s 미만인 경우, 냉각 중에 페라이트 및 펄라이트가 과도하게 생성되어, 소망하는 마르텐사이트량이 얻어지지 않게 되어, YR이 상승한다. 따라서, [T1 온도－10℃] 내지 550℃의 온도역에서 평균 냉각 속도는 3℃/s 이상으로 한다. 또한, 450℃ 내지 [T1 온도－10℃]의 온도역에서의 평균 가열 속도의 상한은, 특별히 한정하지 않지만, 100℃/s를 초과하면 급격한 열수축에 의해 판형상이 나빠져, 사행 등의 조업상의 문제가 되는 경우가 있기 때문에, 100℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.
600℃ 이상의 온도역의 노점(dew point): －40℃ 이하
어닐링시, 600℃ 이상의 온도역에 있어서 노점이 높아지면, 공기 중의 수분을 통하여 탈탄이 진행되어, 강판 표층부의 페라이트 입자가 조대화하는데다 경도가 저하하기 때문에, 안정적으로 우수한 인장 강도가 얻어지지 않거나, 굽힘 피로(bending fatigue) 특성이 저하하거나 한다. 또한, 도금을 실시하는 경우, 도금을 저해하는 원소인 Si, Mn 등이 어닐링 중에 강판 표면에 농화하여, 도금성을 저해한다. 그 때문에, 어닐링시에 600℃ 이상의 온도역의 노점은 －40℃ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는, －45℃ 이하이다. 또한, 통상의 가열, 균열 유지, 냉각의 과정을 거치는 어닐링의 경우는, 전체 과정에 있어서 600℃ 이상의 온도역의 노점을 －40℃ 이하로 할 필요가 있다. 분위기의 노점의 하한은 특별히 규정은 하지 않지만, －80℃ 미만에서는 효과가 포화하고, 비용면에서 불리해지기 때문에 －80℃ 이상이 바람직하다. 또한, 이하의 설명에 있어서, 온도는 특별히 언급하지 않는 한 강판 표면 온도로 한다. 강판 표면 온도는 방사 온도계 등을 이용하여 측정할 수 있다.
또한, 상기 1회법 또는 2회법에서 얻어진 박강판에 조질 압연을 실시해도 좋다. 조질 압연율은, 0.1％ 미만인 경우, 항복점 신장이 소실하지 않고, 1.5％를 초과하면, 강의 항복 응력이 상승하여, YR이 상승하는 점에서, 0.1％ 이상 1.5％ 이하로 하는 것이 보다 적합하다. 하한에 대해서 바람직하게는 0.5％ 이상이다.
또한, 박강판이 거래 대상이 되는 경우에는, 통상, 실온까지 냉각된 후, 거래 대상이 된다.
＜도금 강판의 제조 방법＞
본 발명의 도금 강판의 제조 방법은, 박강판에 도금을 실시하는 방법이다. 예를 들면, 도금 처리로서는, 용융 아연 도금 처리, 용융 아연 도금 후에 합금화를 행하는 처리를 예시할 수 있다. 또한, 어닐링과 아연 도금을 1라인으로 연속하여 행해도 좋다. 그 외, Zn-Ni 전기 합금 도금 등의 전기 도금에 의해, 도금층을 형성해도 좋고, 용융 아연-알루미늄-마그네슘 합금 도금을 실시해도 좋다. 또한, 아연 도금의 경우를 중심으로 설명했지만, Zn 도금, Al 도금 등의 도금 금속의 종류는 특별히 한정되지 않는다.
또한, 용융 아연 도금 처리를 실시할 때는, 박강판을, 440℃ 이상 500℃ 이하의 아연 도금욕 중에 침지하여 용융 아연 도금 처리를 실시한 후, 가스 와이핑 등에 의해, 도금 부착량을 조정한다. 용융 아연 도금은 Al량이 0.10질량％ 이상 0.23질량％ 이하인 아연 도금욕을 이용하는 것이 바람직하다. 또한, 아연 도금의 합금화 처리를 실시할 때는, 용융 아연 도금 후에, 470℃ 이상 600℃ 이하의 온도역에서 아연 도금의 합금화 처리를 실시한다. 600℃를 초과하는 온도에서 합금화 처리를 행하면, 미변태 오스테나이트가 펄라이트로 변태하여, TS가 저하하는 경우가 있다. 따라서, 아연 도금의 합금화 처리를 행할 때는, 470℃ 이상 600℃ 이하의 온도역에서 합금화 처리를 실시하는 것이 바람직하다. 또한, 전기 아연 도금 처리를 실시해도 좋다. 또한, 도금 부착량은 편면당 20∼80g/㎡(양면 도금)가 바람직하고, 합금화 용융 아연 도금 강판(GA)은, 하기의 합금화 처리를 실시함으로써 도금층 중의 Fe 농도를 7∼15질량％로 하는 것이 바람직하다.
도금 처리 후의 스킨 패스 압연(skinpass rolling)의 압하율은, 0.1％ 이상 2.0％ 이하의 범위가 바람직하다. 0.1％ 미만에서는 효과가 작고, 제어도 곤란한 점에서, 이것이 양호 범위의 하한이 된다. 또한, 2.0％를 초과하면, 생산성이 현저하게 저하하기 때문에, 이것을 양호 범위의 상한으로 한다. 스킨 패스 압연은, 온라인에서 행해도 좋고, 오프 라인에서 행해도 좋다. 또한, 한번에 목적의 압하율의 스킨 패스를 행해도 좋고, 수회로 나누어 행해도 상관없다.
그 외의 제조 방법의 조건은, 특별히 한정되지 않지만, 생산성의 관점에서, 상기의 어닐링, 용융 아연 도금, 아연 도금의 합금화 처리 등의 일련의 처리는, 용융 아연 도금 라인인 CGL(Continuous Galvanizing Line)로 행하는 것이 바람직하다. 용융 아연 도금 후는, 도금의 부착량을 조정하기 위해서, 와이핑이 가능하다. 또한, 상기한 조건 이외의 도금 등의 조건은, 용융 아연 도금의 상법에 의할 수 있다.
실시예
표 1에 나타내는 성분 조성을 갖고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을 전로에서 용제하여, 연속 주조법으로 슬래브로 했다. 얻어진 슬래브를, 표 2에 나타낸 조건으로 가열하여 열간 압연 후, 산 세정 처리를 실시하여, 표 2에 나타낸 No.1∼18, 20∼25, 27, 28, 30∼35는 냉간 압연을 실시했다.
이어서, 표 2에 나타낸 조건으로 어닐링 처리를 실시하여, 박강판(예비 어닐링의 란에 기재가 있는 것은 2회법을 의미함)을 얻었다.
추가로, 일부의 박강판에 도금 처리를 실시하여, 용융 아연 도금 강판(GI), 합금화 용융 아연 도금 강판(GA), 전기 아연 도금 강판(EG), 용융 아연-알루미늄-마그네슘 합금 도금 강판(ZAM) 등을 얻었다. 용융 아연 도금욕은, GI에서는, Al: 0.14∼0.19질량％ 함유 아연욕을 사용하고, 또한, GA에서는, Al: 0.14질량％ 함유 아연욕을 사용하고, 욕온(bath temperature)은 470℃로 했다. 도금 부착량은, GI에서는, 편면당 45∼72g/㎡(양면 도금) 정도로 하고, 또한, GA에서는, 편면당 45g/㎡(양면 도금) 정도로 한다. 또한, GA는, 도금층 중의 Fe 농도를 9질량％ 이상 12질량％ 이하로 했다. 도금층을 Zn-Ni 도금층으로 하는 EG에서는, 도금층 중의 Ni 함유량을 9질량％ 이상 25질량％ 이하로 했다. 추가로, 도금층을 Zn-Al-Mg 도금층으로 하는 ZAM에서는, 도금층 중의 Al 함유량을 3질량％ 이상 22질량％ 이하, Mg 함유량을 1질량％ 이상 10질량％ 이하로 했다.
또한, T1 온도(℃)는, 이하의 식을 이용하여 구했다.
T1 온도(℃)＝745＋29×[％Si]－21×[％Mn]＋17×[％Cr]
또한, T2 온도(℃)는,
T2 온도(℃)＝960－203×[％C]1/2＋45×[％Si]－30×[％Mn]＋150×[％Al]－20×[％Cu]＋11×[％Cr]＋350×[％Ti]＋104×[％V]
에 의해 산출할 수 있다. 또한, [％X]는 강판의 성분 원소 X의 질량％로 하고, 포함하지 않는 경우는 0으로 한다.
Figure 112018096025993-pct00001
Figure 112018096025993-pct00002
이상과 같이 하여 얻어진 박강판 및 고강도 도금 강판을 공시강으로 하여, 기계적 특성을 평가했다. 기계적 특성은, 이하와 같이 인장 시험을 행하여 평가했다. 그 결과를 표 3에 나타낸다. 또한, 공시강인 각 강판의 판두께도 표 3에 나타낸다.
인장 시험은, 인장 시험편의 길이가, 강판의 압연 방향(L 방향), 강판의 압연 방향에 대하여 45°방향(D 방향), 강판의 압연 방향에 대하여 직각 방향(C 방향)의 3방향이 되도록 샘플을 채취한 JIS5호 시험편을 이용하여, JIS Z 2241(2011년)에 준거하여 행하고, YP(항복 응력), TS(인장 강도) 및 El(전체 신장)을 측정했다. 또한, 본 발명에서, 연성 즉 El(전체 신장)이 우수하다는 것은, TS×El의 값이 12000㎫·％ 이상인 경우를 양호하다고 판단했다. 또한, YR이 낮다는 것은, YR＝(YP/TS)×100의 값이 75％ 이하인 경우를 양호하다고 판단했다. 추가로, YP의 면 내 이방성이 우수하다는 것은, YP의 면 내 이방성의 지표인 │ΔYP│의 값이 50㎫ 이하인 경우를 양호하다고 판단했다. 또한, 표 3에 나타내는 YP, TS 및 El은 C 방향의 시험편의 측정 결과를 나타냈다. │ΔYP│는 전술의 계산 방법으로 산출했다.
또한, 전술한 방법에 따라서, 페라이트 및 마르텐사이트 각각의 면적률 및 페라이트의 평균 결정 입경과 마르텐사이트의 평균 사이즈, 페라이트와 마르텐사이트의 평균 결정 입경의 비(페라이트의 평균 결정 입경/마르텐사이트의 평균 사이즈)(표 3에서는 사이즈비로 표기하고 있음), 페라이트와 마르텐사이트의 경도비, 또한, 강판의 판두께 1/4 위치에 있어서의 페라이트의 집합 조직의 α-fiber에 대한 γ-fiber의 인버스 강도비를 구했다. 또한, 잔부 조직에 대해서도 일반적인 방법으로 확인하여, 표 3에 나타냈다.
또한, 도금성은, 100코일당의 불도금 결함의 길이 발생률이 0.8％ 이하인 경우를 양호하다고 판단했다. 또한, 불도금 결함의 길이 발생률이란 다음식 (2)로 구해지고, 표면 성상의 평가는, 100코일당의 스케일 결함의 길이 발생률이 0.2％ 이하인 경우를 「우수」, 0.2％ 초과 0.8％ 이하인 경우를 「양호」, 0.8％ 초과인 경우를 「열등」으로 하여, 표면 검사 장치로 판단했다.
(불도금 결함의 길이 발생률)＝(불도금 결함이라고 판단된 결함의 L 방향의 총 길이)/(출측 코일 길이)×100 … (2)
표 3에 나타내는 바와 같이, 본 발명예에서는, TS가 590㎫ 이상이고, 연성이 우수하고, 또한, 항복비(YR)가 낮고, 또한, YP의 면 내 이방성 및, 도금성에도 우수하다. 한편, 비교예에서는, 강도, YR, 강도와 연성의 밸런스, YP의 면 내 이방성 및, 도금성 중 어느 1개 이상이 뒤떨어져 있다.
이상, 본 발명의 실시의 형태에 대해서 설명했지만, 본 발명은, 본 실시의 형태에 의한 본 발명의 개시된 일부를 이루는 기술에 의해 한정되는 것은 아니다. 즉, 본 실시의 형태에 기초하여 당업자 등에 의해 이루어지는 다른 실시의 형태, 실시예 및 운용 기술 등은 모두 본 발명의 범주에 포함된다. 예를 들면, 상기한 제조 방법에 있어서의 일련의 열처리에 있어서는, 열이력 조건만 만족하면, 강판에 열처리를 실시하는 설비 등은 특별히 한정되는 것은 아니다.
Figure 112018096025993-pct00003
(산업상의 이용 가능성)
본 발명에 의하면, 590㎫ 이상의 TS를 갖고, 연성이 우수하고, 또한, YR이 낮고, YP의 면 내 이방성이 우수한 고강도 강판의 제조가 가능해진다. 또한, 본 발명의 제조 방법에 따라서 얻어진 고강도 강판을, 예를 들면, 자동차 구조 부재에 적용함으로써 차체 경량화에 의한 연비 개선을 도모할 수 있어, 산업상의 이용 가치는 매우 크다.

Claims (10)

  1. 질량％로,
    C: 0.030％ 이상 0.200％ 이하,
    Si: 0.01% 이상 0.70％ 이하,
    Mn: 1.50％ 이상 3.00％ 이하,
    P: 0.001％ 이상 0.100％ 이하,
    S: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하,
    Al: 0.001％ 이상 1.000％ 이하,
    N: 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
    면적률로, 페라이트를 20％ 이상, 마르텐사이트를 5％ 이상 포함하고, 상기 페라이트 및 상기 마르텐사이트의 합계가 76.6% 이상이고, 상기 페라이트의 평균 결정 입경이 20㎛ 이하, 상기 마르텐사이트의 평균 사이즈가 15㎛ 이하이고, 상기 페라이트의 평균 결정 입경과 상기 마르텐사이트의 평균 사이즈의 비(페라이트의 평균 결정 입경/마르텐사이트의 평균 사이즈)가 0.5∼10.0이고, 상기 페라이트와 상기 마르텐사이트의 경도의 비(마르텐사이트의 경도/페라이트의 경도)가 1.0 이상 5.0 이하이고, 또한, 상기 페라이트의 집합 조직이, α-fiber에 대한 γ-fiber의 인버스(inverse) 강도비로, 0.8 이상 7.0 이하인 강 조직을 갖고, 인장 강도가 590㎫ 이상이고, 항복비(YR)가 69% 이하이고, 하기 식 (1)에 의해 구해지는 항복 응력(YP)의 면 내 이방성의 지표인 │ΔYP│의 값이 50㎫ 이하인 박강판.
    │ΔYP│＝(YPL－2×YPD＋YPC)/2 …(1)
    여기서, YPL, YPD 및 YPC란, 각각 강판의 압연 방향(L 방향), 강판의 압연 방향에 대하여 45°방향(D 방향), 강판의 압연 방향에 대하여 직각 방향(C 방향)의 3방향으로부터 채취한 JIS5호 시험편을 이용하여, JIS Z 2241(2011년)의 규정에 준거하여, 크로스 헤드 속도 10㎜/분으로 인장 시험을 행하여 측정한 YP의 값이다.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로,
    Cr: 0.01％ 이상 1.00％ 이하,
    Nb: 0.001％ 이상 0.100％ 이하,
    V: 0.001％ 이상 0.100％ 이하,
    Ti: 0.001％ 이상 0.100％ 이하,
    B: 0.0001％ 이상 0.0100％ 이하,
    Mo: 0.01％ 이상 0.50％ 이하,
    Cu: 0.01％ 이상 1.00％ 이하,
    Ni: 0.01％ 이상 1.00％ 이하,
    As: 0.001％ 이상 0.500％ 이하,
    Sb: 0.001％ 이상 0.200％ 이하,
    Sn: 0.001％ 이상 0.200％ 이하,
    Ta: 0.001％ 이상 0.100％ 이하,
    Ca: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하,
    Mg: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하,
    Zn: 0.001％ 이상 0.020％ 이하,
    Co: 0.001％ 이상 0.020％ 이하,
    Zr: 0.001％ 이상 0.020％ 이하
    및 REM: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하 중으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유하는 박강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 기재된 박강판의 표면에 도금층을 구비하는 도금 강판.
  4. 삭제
  5. 삭제
  6. 제1항 또는 제2항에 기재된 박강판의 제조 방법으로서,
    상기 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 가열하고, 조(粗)압연을 행하고, 그 후의 마무리 압연에 있어서, 마무리 압연 입측 온도가 1020℃ 이상 1180℃ 이하, 마무리 압연의 최종 패스의 압하율이 5％ 이상 15％ 이하, 당해 최종 패스 전의 패스의 압하율이 15％ 이상 25％ 이하, 마무리 압연 출측 온도가 800℃ 이상 1000℃ 이하인 조건으로 열간 압연하고, 당해 열간 압연 후, 평균 냉각 속도 5℃/s 이상 90℃/s 이하의 조건으로 냉각하고, 권취 온도가 300℃ 이상 700℃ 이하인 조건으로 권취하는 열연 강판의 제조 방법으로 얻어진 열연 강판 또는 상기 열연 강판을 산 세정하고, 35% 이상의 압하율로 냉간 압연하는 냉연 풀 하드 강판의 제조 방법으로 얻어진 냉연 풀 하드 강판을, 최고 도달 온도가 T1 온도 이상 T2 온도 이하, 450℃ 내지 [T1 온도－10℃]의 온도역에서의 평균 가열 속도가 50℃/s 이하인 조건으로 가열하고, 그 후, [T1 온도－10℃] 내지 550℃의 온도역에서의 평균 냉각 속도가 3℃/s 이상인 조건으로 냉각하고, 또한, 600℃ 이상의 온도역의 노점(dew point)이 －40℃ 이하인 박강판의 제조 방법.
  7. 삭제
  8. 제1항 또는 제2항에 기재된 박강판의 제조 방법으로서,
    상기 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 가열하고, 조압연을 행하고, 그 후의 마무리 압연에 있어서, 마무리 압연 입측 온도가 1020℃ 이상 1180℃ 이하, 마무리 압연의 최종 패스의 압하율이 5％ 이상 15％ 이하, 당해 최종 패스 전의 패스의 압하율이 15％ 이상 25％ 이하, 마무리 압연 출측 온도가 800℃ 이상 1000℃ 이하인 조건으로 열간 압연하고, 당해 열간 압연 후, 평균 냉각 속도 5℃/s 이상 90℃/s 이하의 조건으로 냉각하고, 권취 온도가 300℃ 이상 700℃ 이하인 조건으로 권취하는 열연 강판의 제조 방법으로 얻어진 열연 강판 또는 상기 열연 강판을 산 세정하고, 35% 이상의 압하율로 냉간 압연하는 냉연 풀 하드 강판의 제조 방법으로 얻어진 냉연 풀 하드 강판을, 최고 도달 온도가 T1 온도 이상 T2 온도 이하, 450℃ 내지 [T1 온도－10℃]의 온도역에서의 평균 가열 속도가 50℃/s 이하인 조건으로 가열하고, 당해 가열 후, 냉각하고, 산 세정하여 열처리판을 제조하고, 상기 열처리판을, T1 온도 이상으로 재차 가열하고, 이어서 [T1 온도－10℃] 내지 550℃의 온도역에서의 평균 냉각 속도가 3℃/s 이상인 조건으로 냉각하고, 또한, 600℃ 이상의 온도역의 노점이 －40℃ 이하인 박강판의 제조 방법.
  9. 제6항에 기재된 제조 방법으로 얻어진 박강판에 도금을 실시하는 도금 강판의 제조 방법.
  10. 제8항에 기재된 제조 방법으로 얻어진 박강판에 도금을 실시하는 도금 강판의 제조 방법.

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Families Citing this family (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019107042A1 (ja) 2017-11-29 2019-06-06 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
CN109355583A (zh) * 2018-11-09 2019-02-19 唐山钢铁集团有限责任公司 一种低各向异性低合金高强冷轧退火钢带及其生产方法
KR102119975B1 (ko) * 2018-11-29 2020-06-08 주식회사 포스코 저온인성과 연신율이 우수하며, 항복비가 작은 후물 고강도 라인파이프용 강재 및 그 제조방법
CN112517863A (zh) * 2019-09-19 2021-03-19 宝山钢铁股份有限公司 一种高强薄规格花纹钢板/带及其制造方法
KR102236851B1 (ko) 2019-11-04 2021-04-06 주식회사 포스코 내구성이 우수한 고항복비형 후물 고강도강 및 그 제조방법
CN112522608A (zh) * 2020-11-18 2021-03-19 山东钢铁集团日照有限公司 一种590MPa以上级别增强成型性热镀锌双相钢及其制备方法
KR102487306B1 (ko) 2020-12-21 2023-01-13 현대제철 주식회사 점용접성 및 성형성이 우수한 초고장력 냉연강판, 초고장력 도금강판 및 그 제조방법
KR20230151529A (ko) * 2021-04-02 2023-11-01 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강판 및 그 제조 방법
CN116997669A (zh) * 2021-04-02 2023-11-03 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法
CN113584395B (zh) * 2021-08-05 2022-07-26 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 450MPa级热镀锌双相钢及其生产方法
CN115418558B (zh) * 2022-06-21 2023-07-11 首钢集团有限公司 一种减少含锑的耐酸钢热轧表面翘皮的方法

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5884210B1 (ja) * 2014-07-25 2016-03-15 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法

Family Cites Families (30)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5822332A (ja) 1981-08-03 1983-02-09 Kawasaki Steel Corp 延性および耐２次加工脆性の良好な低降伏比高張力薄鋼板の製造方法
JP3299287B2 (ja) * 1990-08-17 2002-07-08 川崎製鉄株式会社 成形加工用高強度鋼板とその製造方法
CA2082807A1 (en) * 1991-03-13 1992-09-14 Susumu Masui High-strength steel sheet for forming and production thereof
JP3636872B2 (ja) * 1997-09-18 2005-04-06 Ｊｆｅスチール株式会社 超微細組織を有する高張力熱延鋼板の製造方法
JP3539546B2 (ja) * 1999-01-19 2004-07-07 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP4003401B2 (ja) * 2001-02-13 2007-11-07 住友金属工業株式会社 降伏強さと破断伸びの変動が小さく高成形性と低降伏比とを有する鋼板およびその製造方法
JP4189192B2 (ja) 2002-09-30 2008-12-03 新日本製鐵株式会社 加工性と形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板及びその製造方法
AU2005227564B2 (en) * 2004-03-31 2008-02-21 Jfe Steel Corporation High-rigidity high-strength thin steel sheet and method for producing same
JP4506434B2 (ja) 2004-11-29 2010-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 剛性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP4525383B2 (ja) * 2005-02-25 2010-08-18 Ｊｆｅスチール株式会社 焼付硬化特性に優れる低降伏比高強度鋼板およびその製造方法
JP4964494B2 (ja) * 2006-05-09 2012-06-27 新日本製鐵株式会社 穴拡げ性と成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP5315954B2 (ja) * 2008-11-26 2013-10-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR101153485B1 (ko) * 2008-12-24 2012-06-11 주식회사 포스코 딥드로잉성이 우수하고 고항복비를 갖는 고강도 냉연강판, 이를 이용한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
JP5206705B2 (ja) 2009-03-31 2013-06-12 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5740847B2 (ja) * 2009-06-26 2015-07-01 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP4811528B2 (ja) * 2009-07-28 2011-11-09 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
JP5434375B2 (ja) * 2009-08-27 2014-03-05 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR100981856B1 (ko) 2010-02-26 2010-09-13 현대하이스코 주식회사 도금성이 우수한 고강도 강판 제조 방법
JP5126399B2 (ja) * 2010-09-06 2013-01-23 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5862002B2 (ja) 2010-09-30 2016-02-16 Ｊｆｅスチール株式会社 疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5825481B2 (ja) * 2010-11-05 2015-12-02 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性および焼付硬化性に優れる高強度冷延鋼板とその製造方法
MX357255B (es) 2011-07-27 2018-07-03 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Lamina de acero laminada en frio de alta resistencia que tiene excelente capacidad de conformacion en formas complejas y capacidad de perforacion de precision y metodo de fabricacion de la misma.
CN103842545A (zh) * 2011-09-28 2014-06-04 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
JP5408314B2 (ja) 2011-10-13 2014-02-05 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性およびコイル内材質均一性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5884714B2 (ja) * 2012-01-31 2016-03-15 Ｊｆｅスチール株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5870825B2 (ja) * 2012-04-06 2016-03-01 新日鐵住金株式会社 合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板およびその製造方法
MX2015007724A (es) * 2012-12-18 2015-09-07 Jfe Steel Corp Lamina de acero laminada en frio de alta resistencia con bajo limite de elasticidad y metodo para la fabricacion de la misma.
US10385431B2 (en) 2013-08-02 2019-08-20 Jfe Steel Corporation High strength steel sheet having high young's modulus and method for manufacturing the same
KR101753511B1 (ko) * 2013-08-02 2017-07-19 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 고영률 강판 및 그 제조 방법
TWI585217B (zh) * 2014-09-17 2017-06-01 新日鐵住金股份有限公司 熱軋鋼板

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5884210B1 (ja) * 2014-07-25 2016-03-15 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法

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