[go: up one dir, main page]
More Web Proxy on the site http://driver.im/

KR20180125560A - 고강도 강판 및 그의 제조 방법 - Google Patents

고강도 강판 및 그의 제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
KR20180125560A
KR20180125560A KR1020187030749A KR20187030749A KR20180125560A KR 20180125560 A KR20180125560 A KR 20180125560A KR 1020187030749 A KR1020187030749 A KR 1020187030749A KR 20187030749 A KR20187030749 A KR 20187030749A KR 20180125560 A KR20180125560 A KR 20180125560A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
less
retained austenite
temperature
cooling
steel sheet
Prior art date
Application number
KR1020187030749A
Other languages
English (en)
Other versions
KR102184257B1 (ko
Inventor
다다오 무라타
도시오 무라카미
엘라이자 가키우치
시게오 오타니
유이치 후타무라
Original Assignee
가부시키가이샤 고베 세이코쇼
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 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 filed Critical 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority claimed from PCT/JP2017/006608 external-priority patent/WO2017169329A1/ja
Publication of KR20180125560A publication Critical patent/KR20180125560A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR102184257B1 publication Critical patent/KR102184257B1/ko

Links

Images

Classifications

    • 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
    • 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
    • C21D11/00—Process control or regulation for heat treatments
    • C21D11/005—Process control or regulation for heat treatments for cooling
    • 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
    • C21D8/0247—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
    • 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
    • C21D9/0062—Heat-treating apparatus with a cooling or quenching zone
    • 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
    • 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
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • 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
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • 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
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • 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
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • 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
    • 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
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • 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
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • 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
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • 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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • 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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold 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
    • C22C38/002—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

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)
  • Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)

Abstract

성분 조성이, 질량%로, C: 0.15∼0.35%, Si와 Al의 합계: 0.5∼2.5%, Mn: 1.0∼4.0%, P: 0% 초과 0.05% 이하, 및 S: 0% 초과 0.01% 이하를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고, 강 조직이, 전체 조직에서 차지하는 비율로, 페라이트: 5면적% 초과 50면적% 이하, 템퍼링 마텐자이트와 베이나이트의 합계: 30면적% 이상, 및 잔류 오스테나이트: 10체적% 이상을 만족시키고, 추가로 MA를 갖는 것이며, 또한 MA의 평균 원 상당 직경: 1.0μm 이하, 잔류 오스테나이트의 평균 원 상당 직경: 1.0μm 이하, 및 원 상당 직경이 1.5μm 이상인 잔류 오스테나이트가 전체 잔류 오스테나이트에서 차지하는 체적 비율: 5% 이상을 만족시키는 것을 특징으로 하는 고강도 강판이다.

Description

고강도 강판 및 그의 제조 방법
본 개시는 자동차 부품을 비롯한 각종 용도에 사용 가능한 고강도 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.
자동차용 부품 등의 강 부품에 제공되는 강판은 연비 개선을 실현하기 위해서 박육화가 요구되고 있고, 박육화 및 부품 강도 확보를 달성하기 위해서 강판의 고강도화가 요구되고 있다. 고강도 강판으로서 특허문헌 1에는, 980∼1180MPa의 인장 강도를 갖고, 또한 양호한 딥 드로잉성을 나타내는 강판이 개시되어 있다.
일본 특허공개 2009-203548호 공보
그러나 강판에는, 자동차용 부품을 비롯한 각종 용도의 강 부품에 이용함에 있어서, 높은 인장 강도와 우수한 딥 드로잉성뿐만 아니라, 우수한 강도-연성 밸런스, 높은 항복비 및 우수한 구멍 확장성, 즉 높은 구멍 확장률을 추가로 가질 것이 요구되고 있다.
인장 강도, 강도-연성 밸런스, 항복비, 딥 드로잉성 및 구멍 확장률의 각각에 대하여, 구체적으로는 이하의 것이 요구되고 있다. 우선 인장 강도는 780MPa 이상일 것이 요구되고 있다. 또한, 사용 중에 부하할 수 있는 응력을 높게 하기 위해서는, 높은 인장 강도(TS)에 더하여 높은 항복 강도(YS)를 가질 필요가 있다. 또, 충돌 안전성 등을 확보하는 관점에서도, 강판의 항복 강도를 높일 것이 필요하다. 이 때문에, 구체적으로는 0.60 이상의 항복비(YR=YS/TS)가 요구되고 있다.
강도-연성 밸런스에 대해서는, TS와 전체 신도 EL의 곱 TS×EL이 22000MPa% 이상일 것이 요구되고 있다. 또 부품 성형 시의 성형성을 확보하기 위해서, 딥 드로잉성을 나타내는 지표로서 후기의 실시예에 기재된 방법으로 구해지는 LDR(Limiting Drawing Ratio)이 2.05 이상일 것, 및 구멍 확장성을 나타내는 구멍 확장률 λ가 20% 이상일 것도 요구되고 있다.
그러나, 특허문헌 1이 개시하는 고강도 강판에서는, 이들 요구 모두를 만족하는 것은 곤란하여, 이들 요구 모두를 만족할 수 있는 고강도 강판이 요구되고 있었다.
본 발명의 실시형태는 이와 같은 요구에 응하기 위해서 이루어진 것으로서, 인장 강도 TS, 항복비 YR, TS와 전체 신도 EL의 곱 TS×EL, 딥 드로잉성을 나타내는 LDR, 및 구멍 확장성을 나타내는 구멍 확장률 λ 모두가 높은 레벨에 있는 고강도 강판, 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명의 실시형태에 따른 고강도 강판은,
성분 조성이, 질량%로,
C: 0.15∼0.35%,
Si와 Al의 합계: 0.5∼2.5%,
Mn: 1.0∼4.0%,
P: 0% 초과 0.05% 이하, 및
S: 0% 초과 0.01% 이하
를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고,
강 조직이, 전체 조직에서 차지하는 비율로,
페라이트: 5면적% 초과 50면적% 이하,
템퍼링 마텐자이트와 베이나이트의 합계: 30면적% 이상, 및
잔류 오스테나이트: 10체적% 이상
을 만족시키고, 추가로 MA를 갖는 것이며, 또한
MA의 평균 원 상당 직경: 1.0μm 이하,
잔류 오스테나이트의 평균 원 상당 직경: 1.0μm 이하, 및
원 상당 직경이 1.5μm 이상인 잔류 오스테나이트가 전체 잔류 오스테나이트에서 차지하는 체적 비율: 5% 이상
을 만족시키는 점에 특징을 갖는다.
상기 성분 조성에 있어서의 C량은 0.30% 이하인 것이 바람직하다. 또한, 상기 성분 조성에 있어서의 Al량은 0.10% 미만이어도 된다.
상기 고강도 강판은, 추가로, 질량%로,
(a) Cu, Ni, Mo, Cr 및 B로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계로 0% 초과 1.0% 이하,
(b) V, Nb, Ti, Zr 및 Hf로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계로 0% 초과 0.2% 이하,
(c) Ca, Mg 및 REM(Rare Earth Metal: 희토류 원소)으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계로 0% 초과 0.01% 이하
를 포함해도 된다.
또한, 상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명의 실시형태에 따른 고강도 강판의 제조 방법은, 상기 고강도 강판을 제조하는 방법으로서, 상기 성분 조성을 만족시키는 원판(原板)을 이용하여,
(Ac1점×0.8+Ac3점×0.2) 이상 Ac3점 미만의 온도 T1로 가열하는 공정 A,
상기 가열 후, 650℃ 이상의 급냉 개시 온도 T2로부터, 300∼500℃의 냉각 정지 온도 T3a까지를, 평균 냉각 속도 30℃/초 이상 200℃/초 미만으로 급냉하는 공정 B,
상기 급냉 후, 300∼500℃의 온도역에서, 평균 냉각 속도 0℃/초 이상 10℃/초 이하의 서냉각을 10초 이상 300초 미만 행하는 공정 C,
상기 서냉각 후, 300℃ 이상의 서냉각 종료 온도 T3b로부터, 100∼300℃의 냉각 정지 온도 T4까지를, 평균 냉각 속도 10℃/초 초과로 냉각하는 공정 D, 및
300∼500℃의 재가열 온도 T5까지 재가열을 행하는 공정 E
를 이 순서로 포함하는 점에 특징을 갖는다.
상기 공정 C에서는, 300∼500℃의 온도역에서, 일정 온도에서 유지하는 것을 포함하고 있어도 된다.
본 발명의 실시형태에 의하면, 인장 강도 TS, 항복비 YR, TS와 전체 신도 EL의 곱 TS×EL, 구멍 확장성 및 딥 드로잉성 모두 높은 레벨에 있는 고강도 강판 및 그의 제조 방법을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 실시형태의 제조 방법에 따른 열처리를 모식적으로 예시한 도이다.
본 발명자들은 예의 검토한 결과, 소정의 성분과 강 조직으로 함으로써, 인장 강도 TS, 항복비 YR, TS와 전체 신도 EL의 곱 TS×EL, 구멍 확장성 및 딥 드로잉성 모두 높은 레벨에 있는 고강도 강판이 얻어지는 것, 특히 강 조직에 있어서, 잔류 오스테나이트의 평균 입경을 일정 이하로 억제하면서, 비교적 큰 잔류 오스테나이트의 비율을 일정 이상 확보하는 것에 의해, 특히 우수한 딥 드로잉성을 달성할 수 있는 것, 더욱이 이 강 조직을 얻기 위해서는, 제조 공정에 있어서, 특히 멀티 스텝의 오스템퍼링 처리를 행하면 되는 것을 발견하여, 본 발명의 실시형태를 완성시켰다. 우선은, 상기 강 조직에 대하여 이하에 설명한다.
1. 강 조직
이하에 본 발명의 실시형태에 따른 고강도 강판의 강 조직의 상세를 설명한다. 한편, 이하의 강 조직의 설명에서는, 그와 같은 조직을 갖는 것에 의해 각종 특성을 향상시킬 수 있는 메커니즘에 대하여 설명하고 있는 경우가 있다. 이들은 본 발명자들이 현시점에서 얻어져 있는 지견에 의해 생각한 메커니즘이지만, 본 발명의 기술적 범위를 한정하는 것은 아니라는 것에 유의하기 바란다.
[페라이트: 5면적% 초과 50면적% 이하]
페라이트는 일반적으로 연성이 우수하지만, 강도가 낮다는 문제를 갖는다. 본 발명의 실시형태에서는, 연성을 향상시키고 우수한 강도-연성 밸런스를 얻기 위해, 페라이트량을 5면적% 초과로 했다. 페라이트량은, 바람직하게는 7면적% 이상, 보다 바람직하게는 10면적% 이상이다. 한편, 페라이트가 많으면 구멍 확장성 및/또는 항복비가 저하된다. 따라서 우수한 구멍 확장률 λ 및 높은 항복비를 확보하도록, 페라이트량을 50면적% 이하로 한다. 페라이트량은, 바람직하게는 45면적% 이하, 보다 바람직하게는 40면적% 이하이다.
[템퍼링 마텐자이트와 베이나이트의 합계: 30면적% 이상]
전체 조직에서 차지하는 템퍼링 마텐자이트와 베이나이트의 합계를 30면적% 이상으로 함으로써, 고강도와 높은 구멍 확장성을 양립할 수 있다. 한편, 본 발명의 실시형태에 있어서의 베이나이트란, 템퍼링 베이나이트, 미템퍼링 베이나이트 및 베이니틱 페라이트를 가리킨다. 상기 템퍼링 마텐자이트와 베이나이트의 합계는 바람직하게는 35면적% 이상이다. 한편, 상기 템퍼링 마텐자이트와 베이나이트의 합계의 상한은, 그 밖의 필수 조직인 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 분율을 고려하면, 85면적% 정도가 된다.
[잔류 오스테나이트: 10체적% 이상]
잔류 오스테나이트는, 프레스 가공 등의 가공 중에, 가공 유기 변태에 의해 마텐자이트로 변태되는 TRIP 현상을 일으켜, 큰 신도를 얻을 수 있는 조직이다. 또한, 형성되는 마텐자이트는 높은 경도를 갖는다. 이 때문에, 우수한 강도-연성 밸런스를 얻을 수 있다. 게다가, 후기와 같이 잔류 오스테나이트의 입경 분포를 제어함으로써, 딥 드로잉성도 높일 수 있다. 특히 TS×EL이 22000MPa% 이상인 우수한 강도-연성 밸런스를 얻음과 함께, 후기의 잔류 오스테나이트의 입경 분포 제어에 의한 딥 드로잉성 향상 효과를 충분히 발휘시키도록, 잔류 오스테나이트량을 10체적% 이상으로 한다. 잔류 오스테나이트량은 바람직하게는 12체적% 이상, 보다 바람직하게는 13체적% 이상, 더 바람직하게는 14체적% 이상, 보다 더 바람직하게는 15체적% 이상이다. 한편, 본 발명의 실시형태에서 규정하는 성분 조성 및 제조 조건 등을 고려하면, 잔류 오스테나이트량의 상한은 대략 40체적%가 된다.
본 발명의 실시형태에 따른 고강도 강판에서는, 잔류 오스테나이트의 대부분은 MA의 형태로 존재한다. MA란, martensite-austenite constituent의 약어이고, 마텐자이트와 오스테나이트의 복합 조직이다.
[MA의 평균 원 상당 직경: 1.0μm 이하]
MA는 경질상이고, 변형 시에 모상/경질상의 계면 근방이 보이드 형성 사이트로서 작용한다. MA 사이즈가 조대해질수록, 모상/경질상의 계면으로의 변형 집중이 일어나, 모상/경질상의 계면 근방에 형성된 보이드를 기점으로 한 파괴가 생기기 쉬워진다. 그 결과, 구멍 확장성의 저하를 초래한다. 이 때문에, MA의 평균 원 상당 직경을 1.0μm 이하로 억제한다. 해당 MA의 평균 원 상당 직경은, 바람직하게는 0.8μm 이하, 보다 바람직하게는 0.7μm 이하이다. MA의 평균 원 상당 직경은 작을수록 구멍 확장성이 높아지기 때문에 바람직하지만, 본 발명의 실시형태에서 규정하는 성분 조성 및 제조 조건을 고려하면, MA의 평균 원 상당 직경의 하한은 대략 0.2μm가 된다.
본 발명의 실시형태에서는, 잔류 오스테나이트를 포함하는 MA의 면적률은 특별히 한정되지 않고, 전술한 대로 잔류 오스테나이트의 면적률을 상기 범위 내로 하면 된다. 전술한 대로, 본 발명의 실시형태에서는 잔류 오스테나이트량이 10체적% 이상이기 때문에, 이 잔류 오스테나이트의 대부분이 존재하는 MA도 10면적% 이상 존재할 수 있다. 또한 본 발명의 실시형태에서는, 원하는 페라이트, 템퍼링 마텐자이트와 베이나이트의 면적률을 확보할 필요가 있기 때문에, MA의 면적률의 상한은 65면적% 미만이다.
[잔류 오스테나이트의 평균 원 상당 직경: 1.0μm 이하]
[원 상당 직경이 1.5μm 이상인 잔류 오스테나이트가 전체 잔류 오스테나이트에서 차지하는 비율: 5% 이상]
본 발명의 실시형태에서는, 전술한 대로, 잔류 오스테나이트의 평균 입경을 일정 이하로 억제하면서, 비교적 큰 잔류 오스테나이트의 비율을 일정 이상 확보하는 것에 의해, 특히 우수한 딥 드로잉성을 달성할 수 있는 것을 발견했다. 이하, 이와 같이 규정한 이유에 대하여 상세히 기술한다.
딥 드로잉 성형 시에 형성되는 강 부품의 종벽부의 인장 응력에 대해, 강 부품의 플랜지부의 유입 응력쪽이 작으면, 드로잉이 용이하게 진행되어, 양호한 딥 드로잉성이 얻어진다. 상기 플랜지부의 변형 거동은 반(盤)면의 원주 방향의 압축 응력이 강하게 걸리기 때문에, 압축 응력이 부여된 상태로 변형된다. 한편, 마텐자이트 변태는 체적 팽창을 수반하기 때문에, 압축 응력하에서는 마텐자이트 변태는 일어나기 어렵다. 이와 같이 플랜지부에서는, 잔류 오스테나이트의 가공 유기 마텐자이트 변태가 억제되기 때문에, 가공 경화가 작고, 그 결과, 딥 드로잉성이 개선된다. 상기 잔류 오스테나이트로서, 조대한 것이 존재하면, 마텐자이트 변태 시의 체적 팽창량은 많아지기 때문에, 바꾸어 말하면, 압축 응력하에서 마텐자이트 변태가 보다 억제되기 때문에, 딥 드로잉성이 보다 개선된다고 생각된다.
한편, 상기 양호한 딥 드로잉성을 얻도록 상기 종벽부의 인장 응력을 높이기 위해서는, 변형 중에 높은 가공 경화율을 지속시킬 것이 필요하다. 본 발명자들은, 이와 같이 변형 중에 높은 가공 경화율을 지속시키기 위해서는, 넓은 응력 범위에 걸쳐서 가공 유기 변태를 일으키게 하는 것이 좋고, 그를 위해서는, 비교적 낮은 응력하에서 용이하게 가공 유기 변태되는 불안정한 잔류 오스테나이트와, 높은 응력하가 아니면 가공 유기 변태를 일으키지 않는 안정한 잔류 오스테나이트를 혼재시키면 되는 것에 주목했다.
이들 관점에서, 상기 플랜지부에서는 마텐자이트 변태의 억제에 기여하고, 또한 상기 종벽부에서는, 비교적 낮은 응력하에서 용이하게 가공 유기 변태되는 불안정한 잔류 오스테나이트로서 비교적 조대한 잔류 오스테나이트와; 상기 종벽부에 있어서, 높은 응력하가 아니면 가공 유기 변태를 일으키지 않는 안정한 잔류 오스테나이트로서 미세한 잔류 오스테나이트를, 각각 소정량 포함하는 강 조직을 얻도록 검토했다.
그리고 본 발명자들은, 잔류 오스테나이트의 평균 원 상당 직경을 1.0μm 이하로 하고, 또한 원 상당 직경이 1.5μm 이상인 잔류 오스테나이트가 전체 잔류 오스테나이트에서 차지하는 체적 비율을 5% 이상으로 함으로써, 변형 중에 높은 가공 경화율을 지속시킬 수 있어, 우수한 딥 드로잉성을 나타내는 것을 발견했다. 본 발명의 실시형태에서는 상기 「원 상당 직경이 1.5μm 이상인 잔류 오스테나이트」를 「비교적 조대한 잔류 오스테나이트」라고 하는 경우가 있다.
상기 잔류 오스테나이트의 평균 원 상당 직경은, 바람직하게는 0.95μm 이하, 보다 바람직하게는 0.90μm 이하이다. 본 발명의 실시형태에서 규정하는 성분 조성 및 제조 조건을 고려하면, 잔류 오스테나이트의 평균 원 상당 직경의 하한은 대략 0.40μm가 된다.
또한, 원 상당 직경이 1.5μm 이상인 잔류 오스테나이트가 전체 잔류 오스테나이트에서 차지하는 체적 비율은, 바람직하게는 10% 이상, 보다 바람직하게는 15% 이상이다. 한편, 상기 비교적 조대한 잔류 오스테나이트의 비율이 과잉이 되면, MA의 사이즈도 조대해지기 쉬워, 구멍 확장성이 저하되기 쉬워진다. 이 관점에서, 상기 원 상당 직경이 1.5μm 이상인 잔류 오스테나이트의 체적 비율은 50% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 40% 이하이다.
또한, 전술과 같이, 잔류 오스테나이트가 가공 유기 변태될 때에 TRIP 현상을 일으켜 큰 신도를 얻을 수 있다. 한편, 가공 유기 변태에 의해 형성된 마텐자이트 조직은 단단하여 파괴의 기점으로서 작용한다. 보다 큰 마텐자이트 조직일수록 파괴의 기점이 되기 쉽다. 그러나, 전술한 대로 잔류 오스테나이트의 평균 원 상당 직경을 1.0μm 이하로 하는 것에 의해, 가공 유기 변태에 의해 형성되는 마텐자이트의 크기를 작게 할 수 있어, 파괴를 억제할 수 있다.
상기 잔류 오스테나이트의 평균 원 상당 직경과, 원 상당 직경이 1.5μm 이상인 잔류 오스테나이트량의 전체 잔류 오스테나이트량에서 차지하는 비율은, 후기하는 실시예에 나타내는 대로, SEM(Scanning Electron Microscope)을 이용한 결정 해석 수법인 EBSD(Electron Back Scatter Diffraction patterns)법을 이용하여, Phase 맵을 작성하는 것에 의해 구할 수 있다.
본 발명의 실시형태에 따른 강판의 금속 조직은, 전술한 바와 같이, 페라이트, 템퍼링 마텐자이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 MA를 포함하고, 이들만으로 구성되어 있어도 되지만, 본 발명의 효과를 해치지 않는 범위에서 펄라이트 등의 잔부 조직이 존재해도 된다.
2. 성분 조성
이하에 본 발명의 실시형태에 따른 고강도 강판의 조성에 대하여 설명한다. 한편, 성분 조성에 대하여 단위의 % 표시는 모두 질량%를 의미한다.
[C: 0.15∼0.35%]
C는 잔류 오스테나이트 등의 원하는 조직을 얻어, TS×EL 등의 높은 특성 확보를 위해서 필수인 원소이다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해 C량을 0.15% 이상으로 한다. C량은, 바람직하게는 0.17% 이상, 보다 바람직하게는 0.20% 이상이다. 한편, C량이 0.35% 초과이면, MA 및 잔류 오스테나이트가 조대해지고, 그 결과, 딥 드로잉성과 구멍 확장성 모두 저하된다. 또한, C량이 과잉이면 용접성도 뒤떨어진다. 따라서 C량은 0.35% 이하로 한다. C량은, 바람직하게는 0.33% 이하, 보다 바람직하게는 0.30% 이하이다.
[Si와 Al의 합계: 0.5∼2.5%]
Si와 Al은 각각 시멘타이트의 석출을 억제하고, 잔류 오스테나이트의 형성을 촉진하는 기능을 갖는다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해, Si와 Al을 합계로 0.5% 이상 함유시킨다. Si와 Al의 합계는, 바람직하게는 0.7% 이상, 보다 바람직하게는 1.0% 이상이다. 한편, Si와 Al의 합계가 2.5%를 초과하면, 템퍼링 마텐자이트 및 베이나이트를 확보할 수 없게 됨과 함께, MA 및 잔류 오스테나이트가 조대해진다. 따라서, Si와 Al의 합계는 2.5% 이하, 바람직하게는 2.0% 이하로 한다.
한편 Si와 Al 중, Al에 대해서는, 탈산 원소로서 기능할 정도의 첨가량, 즉 0.10% 미만이어도 된다. 또는, 예를 들면 시멘타이트의 형성을 억제하고, 잔류 오스테나이트량을 증가시키는 등을 목적으로 해서, Al을 예를 들면 0.7% 이상으로 많이 함유시켜도 된다.
[Mn: 1.0∼4.0%]
Mn은 페라이트의 형성을 억제하고, 페라이트 이외의 템퍼링 마텐자이트/베이나이트 등의 확보에 필요한 원소이다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해, Mn량을 1.0% 이상으로 한다. Mn량은, 바람직하게는 1.5% 이상, 보다 바람직하게는 2.0% 이상이다. 단 Mn량이 4.0%를 초과하면, 제조 과정에서 베이나이트 변태가 억제되어, 전술한 비교적 조대한 잔류 오스테나이트가 충분히 얻어지지 않고, 그 결과, 우수한 딥 드로잉성을 확보할 수 없다. 따라서, Mn량은 4.0% 이하, 바람직하게는 3.7% 이하, 보다 바람직하게는 3.5% 이하로 한다.
[P: 0% 초과 0.05% 이하]
P는 불순물 원소로서 불가피적으로 존재한다. P량이 0.05%를 초과하면, 전체 신도 EL 및 구멍 확장성이 열화된다. 따라서, P량은 0.05% 이하, 바람직하게는 0.03% 이하로 한다.
[S: 0% 초과 0.01% 이하]
S는 불순물 원소로서 불가피적으로 존재한다. S량이 0.01%를 초과하면, MnS 등의 황화물계 개재물이 형성되고, 이것이 깨짐의 기점이 되어 구멍 확장성이 저하된다. 이 때문에, S량은 0.01% 이하, 바람직하게는 0.005% 이하이다.
바람직한 하나의 실시형태에서는, 상기 고강도 강판의 성분 조성의 잔부는 Fe 및 불가피 불순물이다. 불가피 불순물로서는, 원료, 자재 및 제조 설비 등의 상황에 따라 도입되는, 예를 들면, As, Sb, Sn 등의 미량 원소의 혼입이 허용된다. 한편, 예를 들면, P 및 S와 같이, 통상, 함유량이 적을수록 바람직하고, 따라서 불가피 불순물이지만, 그의 조성 범위에 대하여 상기와 같이 별도 규정하고 있는 원소가 있다. 이 때문에, 본 명세서에 있어서, 잔부를 구성하는 「불가피 불순물」이라고 하는 경우는, 별도 그 조성 범위가 규정되어 있는 원소를 제외한 개념이다.
본 발명의 실시형태에 따른 고강도 강판은, 그 특성을 유지할 수 있는 한, 임의로 다른 원소를 추가로 포함해도 된다. 지금까지의 경험상, 본 발명의 효과를 해치지 않고, 선택적으로 함유시킬 수 있다고 생각되는 다른 원소를 이하에 예시한다.
[(a) Cu, Ni, Mo, Cr 및 B로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상: 합계로 0% 초과 1.0% 이하]
Cu, Ni, Mo, Cr 및 B는 강판의 인장 강도를 높이는 원소로서 작용함과 함께, 잔류 오스테나이트를 안정화시키고, 소정량 확보하기 위해서 유효하게 작용하는 원소이다. 이러한 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, 상기 원소는 합계량으로 0.001% 이상 함유하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.01% 이상이다. 그러나, 상기 원소를 과잉으로 함유시키더라도 그 효과는 포화되어, 경제적으로 낭비이므로, 상기 원소는 합계량으로 1.0% 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.5% 이하이다. 한편, 상기 원소는 단독으로 또는 임의로 선택되는 2종 이상을 함유시킬 수 있다.
[(b) V, Nb, Ti, Zr 및 Hf로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상: 합계로 0% 초과 0.2% 이하]
V, Nb, Ti, Zr 및 Hf는 석출 강화 및 조직 미세화의 효과를 발휘시키는 원소이고, 강판의 고강도화에 유용하게 작용한다. 이러한 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, 상기 원소는 합계량으로 0.01% 이상 함유하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.02% 이상이다. 그러나, 상기 원소를 과잉으로 함유시키더라도 그 효과는 포화되어, 경제적으로 낭비이므로, 상기 원소는 합계량으로 0.2% 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.1% 이하이다. 한편, 상기 원소는 단독으로 또는 임의로 선택되는 2종 이상을 함유시킬 수 있다.
[(c) Ca, Mg 및 REM으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상: 합계로 0% 초과 0.01% 이하]
Ca, Mg 및 REM은 강 중 황화물의 형태를 제어하여, 가공성 향상에 유효하게 작용하는 원소이다. 이러한 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, 상기 원소는 합계량으로 0.001% 이상 함유하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.002% 이상이다. 그러나, 상기 원소를 과잉으로 함유시키더라도 그 효과는 포화되어, 경제적으로 낭비이므로, 상기 원소는 합계량으로 0.01% 이하, 더욱이 0.005% 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 원소는 단독으로 또는 임의로 선택되는 2종 이상을 함유시킬 수 있다. 상기 REM은 Sc, Y 및 란타노이드 등을 들 수 있다.
3. 특성
전술과 같이 본 발명의 실시형태에 따른 고강도 강판은 TS, YR, TS×EL, λ 및 LDR이 모두 높은 레벨에 있다. 본 발명의 실시형태에 따른 고강도 강판의 이들 특성에 대하여 이하에 상세히 기술한다.
(1) 인장 강도 TS
본 발명의 실시형태에 따른 고강도 강판은 인장 강도가 780MPa 이상이다. 해당 인장 강도는, 바람직하게는 880MPa 이상, 보다 바람직하게는 980MPa 이상이다. 강도가 높을수록 바람직하지만 본 발명의 실시형태에 따른 강판의 성분 조성 및 제조 조건 등을 고려하면, 인장 강도의 상한은 대략 1300MPa이다.
(2) 항복비 YR
본 발명의 실시형태에 따른 고강도 강판은 항복비가 0.60 이상이다. 이에 의해 전술의 높은 인장 강도와 더불어 높은 항복 강도를 실현할 수 있다. 그 결과, 딥 드로잉 가공 등의 가공에 의해 얻은 최종 제품은 높은 부하가 걸린 상태에서도 변형되지 않고서 사용할 수 있다. 바람직하게는, 0.65 이상의 항복비를 갖는다. 항복비는 높을수록 바람직하지만 본 발명의 실시형태에 따른 강판의 성분 조성 및 제조 조건 등을 고려하면, 항복비의 상한은 대략 0.75이다.
(3) 인장 강도 TS와 전체 신도 EL의 곱 TS×EL
본 발명의 실시형태에 따른 고강도 강판은 TS×EL이 22000MPa% 이상이다. 22000MPa% 이상의 TS×EL을 가짐으로써, 높은 강도와 높은 연성을 동시에 갖는, 높은 레벨의 강도-연성 밸런스를 얻을 수 있다. TS×EL은, 바람직하게는 23000MPa% 이상이다. TS×EL은 높을수록 바람직하지만 본 발명의 실시형태에 따른 강판의 성분 조성 및 제조 조건 등을 고려하면, TS×EL의 상한은 대략 35000MPa%이다.
(4) 구멍 확장률 λ
본 발명의 실시형태에 따른 고강도 강판은 구멍 확장률 λ가 20% 이상이다. 이에 의해 프레스 성형성 등의 우수한 가공성을 얻을 수 있다. 구멍 확장률 λ는 바람직하게는 30% 이상이다. 구멍 확장률 λ는 높을수록 바람직하지만 본 발명의 실시형태에 따른 강판의 성분 조성 및 제조 조건 등을 고려하면, 구멍 확장률 λ의 상한은 대략 60%이다.
(5) 딥 드로잉성
본 발명의 실시형태에서는, 강판의 딥 드로잉성을 후기의 실시예에 나타내는 대로 LDR로 평가한다. 본 발명의 실시형태에 따른 고강도 강판은 LDR이 2.05 이상이고, 바람직하게는 2.10 이상이어서, 우수한 딥 드로잉성을 갖고 있다. LDR은 높을수록 바람직하지만 본 발명의 실시형태에 따른 강판의 성분 조성 및 제조 조건 등을 고려하면, LDR의 상한은 대략 2.25이다.
본 발명의 실시형태에 따른 고강도 강판은 TS, YR, TS×EL, λ 및 LDR 모두 우수하기 때문에, 자동차용 부품을 비롯한 각종 용도의 강 성형 부품에 적합하게 이용할 수 있다.
4. 제조 방법
다음으로 본 발명의 실시형태에 따른 고강도 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다. 본 발명자들은, 소정의 조성을 갖는 원판에 대해, 하기에 상세히 기술하는 공정 A∼공정 E를 포함하는 열처리, 특히 멀티 스텝의 오스템퍼링 처리를 행하는 것에 의해, 전술의 원하는 강 조직을 갖고, 그 결과, 전술의 원하는 특성을 갖는 고강도 강판이 얻어지는 것을 발견했다. 이하에 그 상세를 설명한다.
열처리를 실시하는 원판으로서, 열간 압연해서 얻어지는 열연 강판, 및 추가로 냉연 압연해서 얻어지는 냉연 강판을 들 수 있지만, 상기 열간 압연 및 냉간 압연의 조건은 특별히 한정되지 않는다.
상기 원판에 대해서 행하는 열처리를, 모식적으로 나타낸 도 1을 이용하여 설명한다.
[공정 A: (Ac1점×0.8+Ac3점×0.2) 이상 Ac3점 미만의 온도 T1로 가열하는 공정]
공정 A는 도 1에서는 [2]에 상당한다. 이 도 1의 [2]에 나타내듯이, (Ac1점×0.8+Ac3점×0.2) 이상 Ac3점 미만의 온도 T1로 가열한다. 이 가열 온도 T1이 (Ac1점×0.8+Ac3점×0.2)를 하회하면, 오스테나이트로의 역변태가 불충분해져 가공 조직이 잔존한 채가 되어, 일정량의 페라이트를 확보할 수 없어, 강도-연성 밸런스가 저하된다. 따라서, 상기 가열 온도 T1은 (Ac1점×0.8+Ac3점×0.2) 이상, 바람직하게는 (Ac1점×0.8+Ac3점×0.2)+5℃ 이상, 보다 바람직하게는 (Ac1점×0.8+Ac3점×0.2)+10℃ 이상으로 한다. 그러나, 가열 온도 T1이 Ac3점 이상이 되면, 원하는 페라이트량을 확보할 수 없어, 연성이 열화된다. 따라서, 가열 온도 T1은 Ac3점 미만으로 한다. 가열 온도 T1은, 바람직하게는 Ac3점-10℃ 이하, 보다 바람직하게는 Ac3점-20℃ 이하이다.
상기 가열 온도 T1에서의 유지 시간 t1은, 상기 가열에 의한 효과의 확보와 생산성 등을 고려하여, 1∼1800초로 하는 것이 바람직하다.
한편, 상기 Ac1점과 상기 Ac3점은 각각 「레슬리 철강 재료학」(마루젠 주식회사, 1985년 5월 31일 발행, 273페이지)에 기재되어 있는, 하기 식(1)과 하기 식(2)로부터 구해진다. 어느 식에 있어서도, 식 중의 각 원소는 강판 중의 각 원소의 질량%로의 함유량이고, 포함되지 않는 원소는 제로로 해서 산출된다.
Ac1점=723-10.7Mn+29.1Si+16.9Cr···(1)
Ac3점=910-203C0.5+44.7Si+104V+31.5Mo-30Mn-11Cr+700P+400Al+400Ti···(2)
또한, 상기 도 1의 [1]에 나타내는 승온 단계에서는 임의의 가열 속도로 승온하면 된다. 예를 들면 실온으로부터 상기 가열 온도 T1까지를, 평균 가열 속도 HR1을 1℃/초 이상 20℃/초 이하로 승온하는 것을 들 수 있다.
[공정 B: 상기 가열 후, 650℃ 이상의 급냉 개시 온도 T2로부터, 300∼500℃의 냉각 정지 온도 T3a까지를, 평균 냉각 속도 30℃/초 이상 200℃/초 미만으로 냉각하는 공정]
공정 B는, 도 1에서는 [4]에 상당한다. 도 1의 [4]에 나타내는 대로, 상기 650℃ 이상의 급냉 개시 온도 T2로부터, 300∼500℃의 냉각 정지 온도 T3a까지의 사이를, 평균 냉각 속도 CR2가 30℃/초 이상인 급냉으로 함으로써, 과잉한 페라이트의 형성을 억제할 수 있다. 상기 평균 냉각 속도 CR2는, 바람직하게는 35℃/초 이상, 보다 바람직하게는 40℃/초 이상이다. 그러나 상기 평균 냉각 속도 CR2가 지나치게 빠르면, 급격한 냉각에 의한 과대한 열변형이 생기기 쉬워지기 때문에, 상기 평균 냉각 속도 CR2는 200℃/초 미만, 바람직하게는 100℃/초 이하로 한다.
상기 평균 냉각 속도 CR2가 30℃/초 이상인 급냉은 650℃ 이상의 급냉 개시 온도 T2로부터 개시한다. 급냉 개시 온도 T2가 650℃보다도 낮은 온도이면, 급냉 개시까지에 페라이트의 과도한 성장이 생겨, 원하는 페라이트량을 확보할 수 없는 것과 같은 문제가 생긴다. 급냉 개시 온도 T2는, 바람직하게는 680℃ 이상, 보다 바람직하게는 700℃ 이상이다. 한편, 급냉 개시 온도 T2의 상한은 특별히 한정되지 않고, 상기 가열 온도 T1 이하이면 된다.
상기 300∼500℃의 냉각 정지 온도 T3a는 상기 급냉의 급냉 종료 온도이고, 또한 하기 공정 C에 있어서의 서냉각의 개시 온도이기도 하다. 이 온도 T3a가 500℃보다도 높으면, 즉 급냉을 고온역에서 정지하면, 탄소 농화 영역이 지나치게 커져, 잔류 오스테나이트뿐만 아니라 MA도 조대해지기 때문에, 구멍 확장률이 저하된다. 상기 온도 T3a는 바람직하게는 480℃ 이하, 보다 바람직하게는 460℃ 이하이다. 한편, 상기 온도 T3a가 300℃를 하회하면, 즉 급냉을 저온역까지 행하면, 탄소 농화 영역이 작아지고, 결과로서, 원 상당 직경이 1.5μm 이상인 비교적 조대한 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없어, 딥 드로잉성이 저하된다. 상기 온도 T3a는 바람직하게는 320℃ 이상, 보다 바람직하게는 340℃ 이상이다.
본 발명의 실시형태에서는, 상기 도 1의 [3]에 나타내는 가열 온도 T1로부터 650℃까지의 평균 냉각 속도 CR1은 특별히 한정되지 않는다. 상기 평균 냉각 속도 CR1로서, 예를 들면 0.1℃/초 이상, 10℃/초 이하의 비교적 느린 평균 냉각 속도로 냉각하는 것을 들 수 있다.
[공정 C: 상기 급냉 후, 300∼500℃의 온도역에서, 평균 냉각 속도 0℃/초 이상 10℃/초 이하의 서냉각을 10초 이상 300초 미만 행하는 공정]
공정 C는, 도 1에서는 [5]에 상당한다. 도 1의 [5]에 나타내는 대로, 이 서냉각 개시 온도=급냉 종료 온도 T3a로부터, 도 1에 나타내는 서냉각 종료 온도 T3b까지가, 300∼500℃의 온도역 내이고, 또한 상기 T3a로부터 T3b까지의 평균 냉각 속도를 0℃/초 이상 10℃/초 이하, 상기 T3a로부터 T3b까지의 시간, 즉 서냉각 시간 t3을 10초 이상 300초 미만으로 한다. 이에 의해, 부분적으로 베이나이트를 형성시킨다. 이 베이나이트는 오스테나이트보다도 탄소의 고용한이 낮기 때문에, 고용한을 초과한 탄소를 배출한다. 그 결과, 베이나이트 주위에 탄소가 농화된 오스테나이트의 영역이 형성된다. 이 영역이 후술하는 공정 D의 냉각 및 공정 E의 재가열을 거쳐, 비교적 조대한 잔류 오스테나이트가 된다. 이 비교적 조대한 잔류 오스테나이트를 존재시키는 것에 의해, 전술한 대로, 딥 드로잉성을 높일 수 있다.
상기 서냉각의 온도역을 300∼500℃로 한 이유는 다음과 같다. 즉, 서냉각 개시 온도 T3a가 500℃보다도 높으면, 전술한 대로, 탄소 농화 영역이 지나치게 커져, 잔류 오스테나이트뿐만 아니라, MA도 조대해지기 때문에, 구멍 확장률이 저하된다. 상기 온도 T3a는 바람직하게는 480℃ 이하, 보다 바람직하게는 460℃ 이하이다. 한편, 서냉각 종료 온도 T3b가 300℃를 하회하면, 저온에서의 베이나이트 변태의 진행에 의해 탄소 농화 영역이 미세화되어 버려, 비교적 조대한 잔류 오스테나이트를 충분히 확보할 수 없어, 딥 드로잉성이 저하된다. 상기 온도 T3b는 바람직하게는 320℃ 이상, 보다 바람직하게는 340℃ 이상이다.
또한, 상기 서냉각 시간 t3이 10초보다도 짧으면, 탄소 농화 영역의 면적이 작아지고, 원 상당 직경이 1.5μm 이상인 잔류 오스테나이트의 양이 부족하여, 딥 드로잉성이 저하된다. 따라서, 상기 서냉각 시간 t3은 10초 이상, 바람직하게는 30초 이상, 보다 바람직하게는 50초 이상으로 한다. 한편, 상기 서냉각 시간 t3이 300초 이상이 되면, 탄소 농화 영역이 지나치게 커져, 잔류 오스테나이트뿐만 아니라 MA도 조대해지기 때문에, 구멍 확장률이 저하된다. 따라서, 상기 서냉각 시간 t3은 300초 미만, 바람직하게는 200초 이하, 보다 바람직하게는 100초 이하, 더 바람직하게는 80초 이하, 보다 더 바람직하게는 60초 이하로 한다.
또 서냉각의 평균 냉각 속도가 10℃/초보다도 크면, 충분한 베이나이트 변태가 일어나지 않고, 그 결과, 충분한 탄소 농화 영역이 형성되지 않아, 비교적 조대한 잔류 오스테나이트의 양이 부족하다. 상기 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 8℃/초 이하, 보다 바람직하게는 3℃/초 이하이다. 평균 냉각 속도가 0℃/초, 즉 일정 온도에서 유지해도 된다. 또한, 상기 온도 범위 내에서는, 상기 범위 내에서 냉각 속도를 변화시켜도 되고, 서냉각과 일정 온도에서의 유지를 조합해도 된다.
서냉각의 바람직한 조건으로서, 320∼480℃의 온도 범위 내에서 평균 냉각 속도 0℃/초 이상 8℃/초 이하로 30∼80초의 서냉각을 행하는 것을 들 수 있다. 보다 바람직하게는, 340∼460℃의 온도 범위 내에서 평균 냉각 속도 0℃/초 이상 3℃/초 이하로 50∼60초의 서냉각을 행하는 것이다.
전술한 특허문헌 1은 상기 서냉각을 행하지 않고, 과냉각한 후에 재가열을 행하고 있다고 생각된다. 그 결과, 특허문헌 1에서는, 비교적 조대한 잔류 오스테나이트의 양, 즉 원 상당 직경이 1.5μm 이상인 잔류 오스테나이트의 비율이 낮아, 딥 드로잉성이 본 발명보다도 뒤떨어진다고 생각된다.
[공정 D: 상기 서냉각 후, 300℃ 이상의 서냉각 종료 온도 T3b로부터, 100∼300℃의 냉각 정지 온도 T4까지를, 평균 냉각 속도 10℃/초 초과로 냉각하는 공정]
공정 D는, 도 1에서는 [6]에 상당한다. 도 1의 [6]에 나타내듯이, 300℃ 이상의 서냉각 종료 온도 T3b로부터, 100∼300℃의 냉각 정지 온도 T4까지를, 10℃/초 초과의 평균 냉각 속도 CR3으로 냉각하는 것에 의해, 전술의 탄소 농화 영역의 일부를 마텐자이트 변태시킨다. 이에 의해, 마텐자이트 변태를 일으키지 않았던 나머지의 탄소 농화 영역을 미세화할 수 있고, 그 결과, 미세한 MA가 얻어진다. 상기 평균 냉각 속도 CR3이 10℃/초 이하이면, 냉각 중에 탄소 농화 영역이 필요 이상으로 넓어져, MA가 조대해지기 때문에 구멍 확장률이 저하된다. 상기 평균 냉각 속도 CR3은, 바람직하게는 15℃/초 이상이고, 보다 바람직하게는 20℃/초 이상이다. 한편, 서냉각 종료 온도 T3b는 상기 공정 C에서 기술한 대로 500℃ 이하이다.
또한 상기 평균 냉각 속도 CR3에서의 냉각의 정지 온도 T4를 100∼300℃의 온도 범위 내에서 제어함으로써, 마텐자이트로 변태되지 않고서 잔존하는 오스테나이트의 양을 조정하여, 최종적인 잔류 오스테나이트량을 제어한다. 이 냉각 정지 온도 T4가 100℃를 하회하면, 잔류 오스테나이트량이 부족하다. 이 결과, TS는 높아지지만, EL이 저하되어, TS×EL 밸런스가 부족하다. 상기 냉각 정지 온도 T4는, 바람직하게는 120℃ 이상, 보다 바람직하게는 140℃ 이상이다. 한편, 냉각 정지 온도 T4가 300℃보다도 높으면, 조대한 미변태 오스테나이트가 증가하고, 그 후의 냉각에서도 이 미변태 오스테나이트가 잔존하여, 최종적으로 MA 사이즈가 조대해져, 구멍 확장률 λ가 저하된다. 따라서 냉각 정지 온도 T4는 300℃ 이하로 한다. 냉각 정지 온도 T4는, 바람직하게는 280℃ 이하, 보다 바람직하게는 260℃ 이하이다. 바람직한 실시형태의 하나는, 도 1의 [6]에 나타내는 대로, 서냉각 종료 온도 T3b를 냉각 개시 온도로 하는 것이다.
상기 평균 냉각 속도 CR3으로 냉각 후, 도 1의 [7]에 나타내듯이, 상기 냉각 정지 온도 T4에서 유지해도 되고, 유지하지 않고서 후기의 재가열 처리를 행해도 된다. 상기 냉각 정지 온도 T4에서 유지하는 경우는, 유지 시간 t4를 1∼600초로 하는 것이 바람직하다. 이 유지 시간 t4가 길어도, 특성은 거의 영향을 받지 않지만, 600초를 초과하면 생산성이 저하되기 때문이다.
[공정 E: 300∼500℃의 재가열 온도 T5까지 재가열을 행하는 공정]
공정 E는, 도 1에서는 [9]에 상당한다. 도 1의 [9]에 나타내는 대로, 300∼500℃의 재가열 온도 T5까지 가열하고, 해당 재가열 온도 T5에서 유지하는 것에 의해, 마텐자이트 중의 탄소가 배출되어 주위의 오스테나이트로의 탄소 농화가 촉진되어, 오스테나이트를 안정화시킬 수 있다. 이에 의해, 최종적으로 얻어지는 잔류 오스테나이트량을 증대시킬 수 있다.
상기 재가열 온도 T5가 300℃보다도 낮으면, 탄소의 확산이 부족하여 충분한 잔류 오스테나이트량이 얻어지지 않아, TS×EL이 저하되고, 또한 잔류 오스테나이트의 입경 분포 제어에 의한 딥 드로잉성 향상 효과도 얻어지지 않는다. 따라서 재가열 온도 T5는 300℃ 이상, 바람직하게는 320℃ 이상, 보다 바람직하게는 340℃ 이상으로 한다. 한편, 재가열 온도 T5가 500℃보다도 높으면, 탄소가 시멘타이트로서 석출되어, 충분한 양의 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않게 된다. 이와 같이 잔류 오스테나이트가 부족하면, 상기와 같이, TS×EL이 저하되고, 또한 잔류 오스테나이트의 입경 분포 제어에 의한 딥 드로잉성 향상 효과도 얻어지지 않는다. 따라서, 재가열 온도 T5는 500℃ 이하, 바람직하게는 480℃ 이하, 보다 바람직하게는 460℃ 이하로 한다.
상기 재가열 온도 T5에서 유지하는 재가열 시간 t5는 특별히 한정되지 않고, 예를 들면 50초 이상, 더욱이 70초 이상, 더욱이 90초 이상으로 하는 것을 들 수 있다. 또한 재가열 시간 t5의 상한은, 예를 들면 1200초 이하, 더욱이 900초 이하, 더욱이 600초 이하로 하는 것을 들 수 있다.
도 1의 [8]에 나타내는, 전술의 냉각 정지 온도 T4로부터 재가열 온도 T5까지의 승온 공정에 있어서의 평균 가열 속도 HR2는 특별히 제한되지 않는다. 또한 도 1의 [10]에 나타내는 재가열 후의 냉각은 200℃ 이하, 예를 들면 실온까지를, 바람직하게는 2∼20℃/초의 평균 냉각 속도 CR4로 냉각하면 된다.
실시예
이하, 실시예를 들어 본 발명의 실시형태를 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 하기 실시예에 의해 제한되지 않고, 전·후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 변경을 가하여 실시하는 것도 가능하며, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.
1. 샘플 제작
표 1에 기재한 성분 조성(잔부는 철 및 불가피 불순물)을 갖는 주조재를 진공 용제로 제조한 후, 이 주조재를 열간 단조로 판 두께 30mm로 하고, 이어서 열간 압연을 실시했다. 한편, 표 1에는 성분 조성으로부터 계산한 Ac1점 및 Ac3점, 및 「0.8×Ac1점+0.2×Ac3점」의 값도 아울러 나타낸다. 상기 열간 압연은 1200℃로 가열한 후, 다단 압연으로 판 두께 2.5mm로 했다. 이때, 열간 압연의 종료 온도는 880℃로 했다. 그 후, 600℃까지 30℃/초로 냉각하고, 냉각을 정지하여, 600℃로 가열한 노에 삽입 후, 30분 유지하고, 그 후, 노냉하여 열연 강판을 얻었다. 이 열연 강판에 대해, 산세를 실시하여 표면의 스케일을 제거한 후, 냉간 압연을 실시하여 1.4mm의 냉간 압연 강판을 원판으로서 얻었다. 이 원판에 대해, 표 2-1 및 표 2-2에 나타내는 조건의 열처리를 행하여 샘플을 얻었다. 한편, 본 실시예에서는, 냉각 정지 온도 T4로부터 재가열 온도 T5까지의 승온 공정에 있어서의 평균 가열 속도 HR2는 No. 17을 제외하고 30℃/초로 했다.
얻어진 샘플을 이용하여, 하기와 같이, 강 조직을 평가함과 함께 특성의 평가를 행했다.
[표 1]
Figure pct00001
[표 2-1]
Figure pct00002
[표 2-2]
Figure pct00003
2. 강 조직의 평가
얻어진 샘플의 판 두께 t/4 위치의 강 조직을 이하와 같이 측정했다.
[페라이트의 면적률]
샘플을 전해 연마한 후, 레페라로 부식시키고, 광학 현미경(1000배)으로 3시야(100μm×100μm 사이즈/시야) 관찰하고, 격자 간격 5μm 및 격자 점수 20×20의 점산법으로 페라이트의 면적률을 측정하여, 평균값을 산출했다. 이 면적비로 구한 값은 그대로 체적비(체적%)의 값으로서 이용할 수 있다.
[템퍼링 마텐자이트와 베이나이트의 합계 면적률]
템퍼링 마텐자이트 및 베이나이트의 합계 면적률은, 강 조직 전체로부터 전술의 페라이트 분율과; 하기의 방법으로 구한 MA의 분율, 즉 잔류 오스테나이트와 담금질의 마텐자이트의 합계;를 빼는 것에 의해 구했다.
[MA의 면적률과 평균 원 상당 직경]
샘플을 전해 연마한 후, 나이탈 부식을 행하고, SEM(5000배)으로 3시야(20μm×20μm 사이즈/시야) 관찰하고, 사진 중의 임의의 위치에 10μm의 직선을 20본 긋고, 그 직선과 MA가 교차하는 절편 길이를 측정하고, 그들 절편 길이의 평균값을 산출함으로써 MA의 평균 원 상당히 직경을 구했다. MA의 면적률은, MA의 평균 원 상당 직경과 시야 내에 관찰되는 MA 수에 기초하여 산출하고, 3시야의 평균을 구했다.
[잔류 오스테나이트의 체적률]
잔류 오스테나이트량은, X선 회절에 의해 체심 입방 격자 또는 체심 정방 격자인 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마텐자이트 및 마텐자이트와; 면심 입방 격자인 오스테나이트;의 회절 강도비를 구하여 산출하는 것에 의해 얻을 수 있다. 상세하게는, 다음과 같이 측정했다. 즉, 판 두께 1/4 위치까지 #1000∼#1500의 샌드 페이퍼를 사용하여 연마한 후, 추가로 표면을 깊이 10∼20μm 정도까지 전해 연마하고 나서, X선 회절 장치로서 주식회사 리가쿠제 2차원 미소부 X선 회절 장치(RINT-RAPIDII)를 이용하여 측정했다. 구체적으로는 Co 타겟을 사용하고, X선원으로서는 Co-Kα선을 이용하여, 40kV-200mA 정도 출력해서 2θ로 40°∼130°의 범위를 측정했다. 그리고 얻어진 bcc(α)의 회절 피크(110), (200), (211) 및 fcc(γ)의 회절 피크(111), (200), (220), (311)로부터 잔류 γ의 정량 측정을 행했다.
[잔류 오스테나이트의 평균 원 상당 직경과, 원 상당 직경이 1.5μm 이상인 잔류 오스테나이트의 비율]
잔류 오스테나이트의 평균 원 상당 직경과, 원 상당 직경이 1.5μm 이상인 잔류 오스테나이트량의 전체 잔류 오스테나이트량에서 차지하는 비율은, 전술한 대로 SEM을 이용한 결정 해석 수법인 EBSD법을 이용하여, Phase 맵을 작성함으로써 구했다. 상세하게는, 샘플 표면을 전해 연마하고, 판 두께의 1/4 위치에서, 합계 3영역(1영역의 사이즈는 100μm×100μm)에 대하여, 1스텝: 0.25μm로 18만점의 EBSD 측정(텍셈래버러토리즈사제 OIM 시스템)을 실시했다. 이 측정으로 얻어진 Phase 맵으로부터 개개의 오스테나이트상(잔류 오스테나이트)의 면적을 구하고, 그 면적으로부터 개개의 오스테나이트상의 원 상당 직경을 구하여, 그 평균값을 잔류 오스테나이트의 평균 원 상당 직경으로 했다.
또한, 원 상당 직경이 1.5μm 이상인 잔류 오스테나이트의 면적을 적산하고, 잔류 오스테나이트상의 총면적에 대한 비율을 구하는 것에 의해, 원 상당 직경이 1.5μm 이상인 잔류 오스테나이트가 전체 잔류 오스테나이트에서 차지하는 비율을 얻었다. 한편, 이와 같이 해서 구한 원 상당 직경이 1.5μm 이상인 잔류 오스테나이트의 전체 잔류 오스테나이트에서 차지하는 비율은 면적비이지만, 체적비와 등가이다.
이들 강 조직을 측정한 결과를 표 3에 나타낸다. 한편, 표 3에서는, 페라이트를 「F」, 템퍼링 마텐자이트와 베이나이트를 「템퍼링 M/B」로 기재하고, 원 상당 직경이 1.5μm 이상인 잔류 오스테나이트를 「1.5μm 이상의 잔류 γ」로 기재하고 있다.
[표 3]
Figure pct00004
3. 특성의 평가
얻어진 샘플에 대하여, 하기에 나타내는 대로, 인장 시험을 행하여 항복 강도 YS, 인장 강도 TS, 전체 신도 EL을 측정하고, 항복비 YR 및 TS×EL을 산출했다. 또한, 하기에 나타내는 방법으로 구멍 확장률 λ를 측정함과 함께, 딥 드로잉성을 평가했다.
(인장 시험)
상기 샘플로부터, 압연 방향에 대해서 수직한 방향이 긴 방향이 되도록 JIS Z2201에서 규정되는 5호 시험편을 채취했다. 그리고 해당 시험편을 이용하여, 인장 시험기로 JIS Z2241의 조건에서 인장 시험을 행하여, YS, TS, YR, EL 및 TS×EL을 구했다. 그리고, 상기 TS가 780MPa 이상, 상기 YR이 0.60 이상, 상기 TS×EL이 22000MPa% 이상인 경우를 고강도, 높은 항복비, 또한 강도-연성 밸런스가 우수하다고 평가했다.
(구멍 확장률의 측정)
구멍 확장률 λ는 일본철강연맹 규격 JFS T1001에 따라 구했다. 상세하게는, 시험편에 직경 d0(d0=10mm)의 타발 구멍을 뚫고, 선단 각도가 60°인 펀치를 이 타발 구멍에 밀어 넣고, 발생한 균열이 시험편의 판 두께를 관통한 시점의 타발 구멍의 직경 d를 측정하고, 하기의 식으로부터 구했다. 그리고, 해당 구멍 확장률 λ가 20% 이상인 경우를 프레스 성형성 등의 가공성이 우수하다고 평가했다.
λ(%)=｛(d-d0)/d0｝×100
(딥 드로잉성의 평가)
딥 드로잉성은 LDR로 평가했다. LDR은 다음과 같이 해서 구해진다. 즉 원통 드로잉 성형에 있어서, 얻어지는 원통의 직경을 d로 하고, 1회의 딥 드로잉 가공에서 파단을 일으키지 않고서 원통을 얻을 수 있는 원반상의 강판(블랭크)의 최대 직경을 D로 한다. 그리고 LDR은 d/D로부터 구해진다. 본 실시예에서는, 판 두께 1.4mm이고 각종 지름을 갖는 원반상의 시료를, 펀치 지름 50mm, 펀치각 반경 6mm, 다이 지름 55.2mm 및 다이각 반경 8mm의 금형으로 원통 딥 드로잉을 행하고, 파단됨이 없이 드로잉된 시료 지름(최대 직경 D)을 구하고, d/D를 구하여 LDR로 했다. 그리고 LDR이 2.05 이상인 경우를 딥 드로잉성이 우수하다고 평가했다.
이들 결과를 표 4에 나타낸다.
[표 4]
Figure pct00005
상기 표 1∼4로부터, 다음의 것을 알 수 있다. No. 1, 2, 7, 11∼16, 20, 22∼27 및 34∼40은, 모두 본 발명의 실시형태에서 규정하는 성분 조성을 갖고, 또한 규정하는 조건에서 제조하여 원하는 강 조직이 얻어졌기 때문에, 높은 인장 강도와 우수한 딥 드로잉성뿐만 아니라, 우수한 강도-연성 밸런스, 높은 항복비 및 우수한 구멍 확장성, 즉 높은 구멍 확장률을 나타낸다. 그러나 상기 이외의 예는, 규정하는 성분 조성을 만족시키지 않거나, 규정하는 제조 조건을 만족시키지 않기 때문에 원하는 강 조직이 얻어지지 않고, 그 결과, 상기 특성 중 적어도 어느 하나가 뒤떨어지는 결과가 되었다. 상세를 이하에 나타낸다.
No. 3은, 가열 온도 T1이 지나치게 높기 때문에, 페라이트를 확보할 수 없고, 그 결과, TS×EL이 낮아졌다.
No. 4는, 급냉 정지 온도=서냉각 개시 온도 T3a가 지나치게 높았기 때문에, MA가 조대해진 예이다. 그 결과, 구멍 확장성이 저하되었다.
No. 5는, 재가열 온도 T5가 지나치게 낮았기 때문에, 일정 이상의 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없고, 그 결과 TS×EL과 딥 드로잉성이 낮아졌다.
No. 6은, 평균 냉각 속도 CR3에서 냉각 후의 냉각 정지 온도 T4가 지나치게 낮았기 때문에, 일정 이상의 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없고, 그 결과 TS×EL과 딥 드로잉성이 낮아졌다.
No. 8은, 재가열 온도 T5가 지나치게 높았기 때문에, 일정 이상의 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없고, 그 결과 TS×EL과 딥 드로잉성이 낮아졌다.
No. 9는, 서냉각하는 온도 T3a 및 T3b가 지나치게 낮았기 때문에, 원 상당 직경이 1.5μm 이상인 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없어, 딥 드로잉성이 저하되었다.
No. 10은, 서냉각 후의 100∼300℃의 냉각 정지 온도 T4까지의 평균 냉각 속도 CR3이 지나치게 느렸기 때문에, MA가 조대해지고, 그 결과, 구멍 확장성이 저하되었다.
No. 17은, 도 1의 [6]∼[9]를 행하지 않고, 도 1의 [4]의 급냉 후, 400℃에서 300초간 유지하고 나서, 실온까지 냉각한 예이다. 이 예의 경우, 평균 냉각 속도 CR3에서의 냉각 및 재가열을 행하지 않았기 때문에, 마텐자이트 변태가 생기지 않고, MA 및 잔류 오스테나이트가 조대해졌다. 그 결과 구멍 확장성이 저하되었다. 한편, 이 No. 17은, 본 발명의 실시형태에서 규정하는 조직과 크게 상이하기 때문에, 잔류 오스테나이트의 평균 원 상당 직경은 조대하지만, 딥 드로잉성은 확보되었다.
No. 18은, 도 1의 [5]의 체류 공정이 없고, 급냉 개시 온도 700℃로부터 정지 온도 200℃까지 평균 냉각 속도 40℃에서 급냉한 예이다. 이 경우, 원 상당 직경이 1.5μm 이상인 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없어, 딥 드로잉성이 저하되었다.
No. 19는, 서냉각 시간 t3이 장시간이 되었기 때문에, MA가 조대해지고, 그 결과, 구멍 확장성이 저하되었다.
No. 21은, 서냉각 시간 t3이 단시간이었기 때문에, 원 상당 직경이 1.5μm 이상인 잔류 오스테나이트의 양이 부족하여, 딥 드로잉성이 저하되었다.
No. 28은, C량이 지나치게 낮기 때문에, 잔류 오스테나이트량이 부족하고, 그 결과, 특히 TS×EL이 낮아졌다.
No. 29는, C량이 과잉이기 때문에, MA 및 잔류 오스테나이트가 조대해지고, 그 결과, 딥 드로잉성과 구멍 확장성 모두 저하되었다.
No. 30은, Si+Al량이 부족했기 때문에, 잔류 오스테나이트량이 부족하고, 그 결과, TS×EL이 낮아졌다.
No. 31은, Si+Al량이 과잉이기 때문에, 템퍼링 마텐자이트/베이나이트가 부족하고, MA 및 잔류 오스테나이트가 조대해졌다. 그 결과, 항복비가 낮고 또한 구멍 확장성이 저하되었다. 한편, 이 No. 31은, 본 발명의 실시형태에서 규정하는 조직과 크게 상이하기 때문에, 잔류 오스테나이트의 평균 원 상당 직경은 조대하지만, 딥 드로잉성은 확보되었다.
No. 32는, Mn량이 부족하기 때문에, 페라이트가 과잉이 되어, 템퍼링 마텐자이트와 베이나이트가 충분히 얻어지지 않았던 예이다. 그 결과, TS와 YR이 저하되었다.
No. 33은, Mn량이 과잉이기 때문에, 원 상당 직경이 1.5μm 이상인 잔류 오스테나이트의 양이 부족하여, 딥 드로잉성이 저하되었다.
본 명세서의 개시 내용은 이하의 태양을 포함한다.
태양 1:
성분 조성이, 질량%로,
C: 0.15∼0.35%,
Si와 Al의 합계: 0.5∼2.5%,
Mn: 1.0∼4.0%,
P: 0% 초과 0.05% 이하, 및
S: 0% 초과 0.01% 이하
를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고,
강 조직이, 전체 조직에서 차지하는 비율로,
페라이트: 5면적% 초과 50면적% 이하,
템퍼링 마텐자이트와 베이나이트의 합계: 30면적% 이상, 및
잔류 오스테나이트: 10체적% 이상
을 만족시키고, 추가로 MA를 갖는 것이며, 또한
MA의 평균 원 상당 직경: 1.0μm 이하,
잔류 오스테나이트의 평균 원 상당 직경: 1.0μm 이하, 및
원 상당 직경이 1.5μm 이상인 잔류 오스테나이트가 전체 잔류 오스테나이트에서 차지하는 체적 비율: 5% 이상
을 만족시키는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
태양 2:
상기 성분 조성에 있어서의 C량이 0.30% 이하인 태양 1에 기재된 고강도 강판.
태양 3:
상기 성분 조성에 있어서의 Al량이 0.10% 미만인 태양 1 또는 2에 기재된 고강도 강판.
태양 4:
추가로, 질량%로, Cu, Ni, Mo, Cr 및 B로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계로 0% 초과 1.0% 이하 포함하는 태양 1∼3 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판.
태양 5:
추가로, 질량%로, V, Nb, Ti, Zr 및 Hf로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계로 0% 초과 0.2% 이하 포함하는 태양 1∼4 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판.
태양 6:
추가로, 질량%로, Ca, Mg 및 REM으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계로 0% 초과 0.01% 이하 포함하는 태양 1∼5 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판.
태양 7:
태양 1∼6 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판을 제조하는 방법으로서,
태양 1∼6 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 만족시키는 원판을 이용하여,
(Ac1점×0.8+Ac3점×0.2) 이상 Ac3점 미만의 온도 T1로 가열하는 공정 A,
상기 가열 후, 650℃ 이상의 급냉 개시 온도 T2로부터, 300∼500℃의 냉각 정지 온도 T3a까지를, 평균 냉각 속도 30℃/초 이상 200℃/초 미만으로 급냉하는 공정 B,
상기 급냉 후, 300∼500℃의 온도역에서, 평균 냉각 속도 0℃/초 이상 10℃/초 이하의 서냉각을 10초 이상 300초 미만 행하는 공정 C,
상기 서냉각 후, 300℃ 이상의 서냉각 종료 온도 T3b로부터, 100∼300℃의 냉각 정지 온도 T4까지를, 평균 냉각 속도 10℃/초 초과로 냉각하는 공정 D, 및
300∼500℃의 재가열 온도 T5까지 재가열을 행하는 공정 E
를 이 순서로 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
태양 8:
상기 공정 C에서는, 300∼500℃의 온도역에서, 일정 온도에서 유지하는 것을 포함하는 태양 7에 기재된 제조 방법.
본 출원은 출원일이 2016년 3월 31일인 일본 특허출원, 특원 제2016-072740호, 및 출원일이 2016년 12월 27일인 일본 특허출원, 특원 제2016-253902호를 기초 출원으로 하는 우선권 주장을 수반한다. 특원 제2016-072740호 및 특원 제2016-253902호는 참조하는 것에 의해 본 명세서에 원용된다.

Claims (6)

  1. 성분 조성이, 질량%로,
    C: 0.15∼0.35%,
    Si와 Al의 합계: 0.5∼2.5%,
    Mn: 1.0∼4.0%,
    P: 0% 초과 0.05% 이하, 및
    S: 0% 초과 0.01% 이하
    를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고,
    강 조직이, 전체 조직에서 차지하는 비율로,
    페라이트: 5면적% 초과 50면적% 이하,
    템퍼링 마텐자이트와 베이나이트의 합계: 30면적% 이상, 및
    잔류 오스테나이트: 10체적% 이상
    을 만족시키고, 추가로 MA를 갖는 것이며, 또한
    MA의 평균 원 상당 직경: 1.0μm 이하,
    잔류 오스테나이트의 평균 원 상당 직경: 1.0μm 이하, 및
    원 상당 직경이 1.5μm 이상인 잔류 오스테나이트가 전체 잔류 오스테나이트에서 차지하는 체적 비율: 5% 이상
    을 만족시키는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 성분 조성에 있어서의 C량이 0.30% 이하인 고강도 강판.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 성분 조성에 있어서의 Al량이 0.10% 미만인 고강도 강판.
  4. 제 1 항에 있어서,
    추가로, 질량%로, 이하의 (a)∼(c) 중 어느 하나 이상을 함유하는 고강도 강판.
    (a) Cu, Ni, Mo, Cr 및 B로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계로 0% 초과 1.0% 이하
    (b) V, Nb, Ti, Zr 및 Hf로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계로 0% 초과 0.2% 이하
    (c) Ca, Mg 및 REM으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계로 0% 초과 0.01% 이하
  5. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판을 제조하는 방법으로서,
    제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 만족시키는 원판을 이용하여,
    (Ac1점×0.8+Ac3점×0.2) 이상 Ac3점 미만의 온도 T1로 가열하는 공정 A,
    상기 가열 후, 650℃ 이상의 급냉 개시 온도 T2로부터, 300∼500℃의 냉각 정지 온도 T3a까지를, 평균 냉각 속도 30℃/초 이상 200℃/초 미만으로 급냉하는 공정 B,
    상기 급냉 후, 300∼500℃의 온도역에서, 평균 냉각 속도 0℃/초 이상 10℃/초 이하의 서냉각을 10초 이상 300초 미만 행하는 공정 C,
    상기 서냉각 후, 300℃ 이상의 서냉각 종료 온도 T3b로부터, 100∼300℃의 냉각 정지 온도 T4까지를, 평균 냉각 속도 10℃/초 초과로 냉각하는 공정 D, 및
    300∼500℃의 재가열 온도 T5까지 재가열을 행하는 공정 E
    를 이 순서로 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
  6. 제 5 항에 있어서,
    상기 공정 C에서는, 300∼500℃의 온도역에서, 일정 온도에서 유지하는 것을 포함하는 제조 방법.
KR1020187030749A 2016-03-31 2017-02-22 고강도 강판 및 그의 제조 방법 KR102184257B1 (ko)

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JPJP-P-2016-072740 2016-03-31
JP2016072740 2016-03-31
JPJP-P-2016-253902 2016-12-27
JP2016253902A JP6762868B2 (ja) 2016-03-31 2016-12-27 高強度鋼板およびその製造方法
PCT/JP2017/006608 WO2017169329A1 (ja) 2016-03-31 2017-02-22 高強度鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20180125560A true KR20180125560A (ko) 2018-11-23
KR102184257B1 KR102184257B1 (ko) 2020-11-30

Family

ID=60044002

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020187030749A KR102184257B1 (ko) 2016-03-31 2017-02-22 고강도 강판 및 그의 제조 방법

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20190071757A1 (ko)
EP (1) EP3438309B1 (ko)
JP (1) JP6762868B2 (ko)
KR (1) KR102184257B1 (ko)
CN (1) CN108779533B (ko)
MX (1) MX2018010467A (ko)

Cited By (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2021125594A1 (ko) * 2019-12-18 2021-06-24 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
WO2021125595A1 (ko) * 2019-12-18 2021-06-24 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
WO2021125604A1 (ko) * 2019-12-18 2021-06-24 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
WO2021125605A1 (ko) * 2019-12-18 2021-06-24 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR20210078006A (ko) * 2019-12-18 2021-06-28 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR20210078607A (ko) * 2019-12-18 2021-06-29 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR20210078605A (ko) * 2019-12-18 2021-06-29 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR20210078609A (ko) * 2019-12-18 2021-06-29 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR20210078610A (ko) * 2019-12-18 2021-06-29 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR20210132695A (ko) * 2019-03-29 2021-11-04 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 강판 및 그 제조 방법
WO2022131626A1 (ko) * 2020-12-17 2022-06-23 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
WO2022131625A1 (ko) * 2020-12-17 2022-06-23 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR20220087178A (ko) * 2020-12-17 2022-06-24 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR20220087156A (ko) * 2020-12-17 2022-06-24 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR20220087100A (ko) * 2020-12-17 2022-06-24 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR20220087170A (ko) * 2020-12-17 2022-06-24 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법

Families Citing this family (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111083928B (zh) * 2018-08-20 2020-11-20 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法
US12043876B2 (en) 2018-10-17 2024-07-23 Jfe Steel Corporation Steel sheet and method for producing the same
WO2020080337A1 (ja) * 2018-10-17 2020-04-23 Ｊｆｅスチール株式会社 薄鋼板およびその製造方法
KR102514898B1 (ko) * 2018-10-17 2023-03-30 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 강판 및 그 제조 방법
US20210324492A1 (en) * 2018-10-18 2021-10-21 Jfe Steel Corporation Steel sheet and method for producing same
MX2021005866A (es) * 2018-11-30 2021-07-16 Arcelormittal Hoja de acero recocido laminado en frio con una alta proporcion de expansion de agujero y proceso de fabricacion de la misma.
MX2021006793A (es) * 2018-12-11 2021-07-16 Nippon Steel Corp Placa de acero de alta resistencia que tiene excelente formabilidad, tenacidad y soldabilidad, y metodo de produccion de la misma.
JP7146127B1 (ja) 2022-03-31 2022-10-03 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板の製造方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009203548A (ja) 2008-01-31 2009-09-10 Jfe Steel Corp 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR20120138226A (ko) * 2011-06-13 2012-12-24 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 가공성과 저온 취성이 우수한 고강도 강판, 및 그의 제조 방법
KR20130081706A (ko) * 2010-11-18 2013-07-17 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 성형성이 우수한 고강도 강판, 온간 가공 방법 및 온간 가공된 자동차 부품
KR102044693B1 (ko) * 2012-03-30 2019-11-14 뵈스트알파인 스탈 게엠베하 고강도 냉연 강판 및 그러한 강판을 생산하는 방법

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5151246B2 (ja) * 2007-05-24 2013-02-27 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性と強度−延性バランスに優れた高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板ならびにその製造方法
JP5883211B2 (ja) * 2010-01-29 2016-03-09 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5667471B2 (ja) * 2011-03-02 2015-02-12 株式会社神戸製鋼所 温間での深絞り性に優れた高強度鋼板およびその温間加工方法
KR101604963B1 (ko) * 2011-03-31 2016-03-18 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그의 제조 방법
JP5685167B2 (ja) * 2011-03-31 2015-03-18 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP5685166B2 (ja) * 2011-03-31 2015-03-18 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP5480215B2 (ja) * 2011-09-08 2014-04-23 株式会社神戸製鋼所 引張強さ７８０ＭＰａ以上の低降伏比厚肉円形鋼管用鋼板およびその製造方法、並びに引張強さ７８０ＭＰａ以上の低降伏比厚肉円形鋼管
JP5609945B2 (ja) * 2012-10-18 2014-10-22 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
JP5632947B2 (ja) * 2012-12-12 2014-11-26 株式会社神戸製鋼所 加工性と低温靭性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP5967319B2 (ja) * 2014-08-07 2016-08-10 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
US10662496B2 (en) * 2014-08-07 2020-05-26 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and production method for same, and production method for high-strength galvanized steel sheet

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009203548A (ja) 2008-01-31 2009-09-10 Jfe Steel Corp 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR20130081706A (ko) * 2010-11-18 2013-07-17 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 성형성이 우수한 고강도 강판, 온간 가공 방법 및 온간 가공된 자동차 부품
KR20120138226A (ko) * 2011-06-13 2012-12-24 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 가공성과 저온 취성이 우수한 고강도 강판, 및 그의 제조 방법
JP5536831B2 (ja) * 2011-06-13 2014-07-02 株式会社神戸製鋼所 加工性と低温脆性に優れた高強度鋼板、及びその製造方法
KR102044693B1 (ko) * 2012-03-30 2019-11-14 뵈스트알파인 스탈 게엠베하 고강도 냉연 강판 및 그러한 강판을 생산하는 방법

Cited By (31)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20210132695A (ko) * 2019-03-29 2021-11-04 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 강판 및 그 제조 방법
KR20210078606A (ko) * 2019-12-18 2021-06-29 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
WO2021125605A1 (ko) * 2019-12-18 2021-06-24 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
CN114829658B (zh) * 2019-12-18 2024-01-23 Posco公司 加工性优异的高强度钢板及其制备方法
KR20210078006A (ko) * 2019-12-18 2021-06-28 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR20210078607A (ko) * 2019-12-18 2021-06-29 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR20210078603A (ko) * 2019-12-18 2021-06-29 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
WO2021125594A1 (ko) * 2019-12-18 2021-06-24 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR20210078608A (ko) * 2019-12-18 2021-06-29 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR20210078604A (ko) * 2019-12-18 2021-06-29 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR20210078605A (ko) * 2019-12-18 2021-06-29 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR20210078609A (ko) * 2019-12-18 2021-06-29 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR20210078610A (ko) * 2019-12-18 2021-06-29 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
WO2021125602A3 (ko) * 2019-12-18 2021-08-05 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
WO2021125595A1 (ko) * 2019-12-18 2021-06-24 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
CN114846168B (zh) * 2019-12-18 2024-10-01 Posco公司 加工性优异的高强度钢板及其制造方法
WO2021125604A1 (ko) * 2019-12-18 2021-06-24 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
CN114846168A (zh) * 2019-12-18 2022-08-02 Posco公司 加工性优异的高强度钢板及其制造方法
CN114846167A (zh) * 2019-12-18 2022-08-02 Posco公司 加工性优异的高强度钢板及其制造方法
CN114846165A (zh) * 2019-12-18 2022-08-02 Posco公司 加工性优异的高强度钢板及其制造方法
CN114829660A (zh) * 2019-12-18 2022-07-29 Posco公司 加工性优异的高强度钢板及其制造方法
CN114829656A (zh) * 2019-12-18 2022-07-29 Posco公司 加工性优异的高强度钢板及其制造方法
CN114829658A (zh) * 2019-12-18 2022-07-29 Posco公司 加工性优异的高强度钢板及其制备方法
KR20220087124A (ko) * 2020-12-17 2022-06-24 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR20220087170A (ko) * 2020-12-17 2022-06-24 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR20220087100A (ko) * 2020-12-17 2022-06-24 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR20220087086A (ko) * 2020-12-17 2022-06-24 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR20220087156A (ko) * 2020-12-17 2022-06-24 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR20220087178A (ko) * 2020-12-17 2022-06-24 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
WO2022131625A1 (ko) * 2020-12-17 2022-06-23 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
WO2022131626A1 (ko) * 2020-12-17 2022-06-23 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
JP2017186647A (ja) 2017-10-12
JP6762868B2 (ja) 2020-09-30
US20190071757A1 (en) 2019-03-07
EP3438309A4 (en) 2019-10-09
CN108779533A (zh) 2018-11-09
MX2018010467A (es) 2018-11-29
EP3438309B1 (en) 2021-05-12
KR102184257B1 (ko) 2020-11-30
CN108779533B (zh) 2020-11-03
EP3438309A1 (en) 2019-02-06

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102184257B1 (ko) 고강도 강판 및 그의 제조 방법
KR102312466B1 (ko) 고강도 강판 및 그의 제조 방법
JP6252713B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
KR101962564B1 (ko) 도금 강판
KR102205432B1 (ko) 강판 및 도금 강판
US11041225B2 (en) Heat-treated steel sheet member and method for producing the same
JP5352793B2 (ja) 耐遅れ破壊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
JP5821911B2 (ja) 高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
WO2015046339A1 (ja) 延性および低温靭性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法
WO2015046364A1 (ja) 加工性および低温靭性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法
JP2015034327A (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
MX2014010648A (es) Lamina de acero laminada en frio de alta resistencia y metodo para la fabricacion de la misma.
WO2014061270A1 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR20130058044A (ko) 신장 플랜지성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법
JP2005336526A (ja) 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP2016194158A (ja) 熱延鋼板及びその製造方法
JP7218533B2 (ja) 鋼材およびその製造方法
JP2011052271A (ja) 加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2013253268A (ja) 降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
CN112840055B (zh) 薄钢板及其制造方法
KR20210123371A (ko) 강판 및 그 제조 방법
WO2017169329A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
WO2016152675A1 (ja) 加工性に優れた高強度鋼板
JP6217455B2 (ja) 冷延鋼板
JPWO2019131099A1 (ja) 熱延鋼板およびその製造方法

Legal Events

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