KR20140048348A - 박강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

박강판 및 그 제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
KR20140048348A
KR20140048348A KR1020147008893A KR20147008893A KR20140048348A KR 20140048348 A KR20140048348 A KR 20140048348A KR 1020147008893 A KR1020147008893 A KR 1020147008893A KR 20147008893 A KR20147008893 A KR 20147008893A KR 20140048348 A KR20140048348 A KR 20140048348A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
less
mass
ferrite
rolling
steel
Prior art date
Application number
KR1020147008893A
Other languages
English (en)
Inventor
겐지 가와무라
다케시 요코타
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
Publication of KR20140048348A publication Critical patent/KR20140048348A/ko

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • 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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—Cold 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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0463—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing 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
    • 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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—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
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing 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
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • 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
    • 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

Landscapes

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

Abstract

질량％ 로, C : 0.06 ∼ 0.12 ％, Si : 0.5 ∼ 1.5 ％, Mn : 1.0 ∼ 3.0 ％, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.01 ％ 이하, Al : 0.5 ％ 이하, N : 0.01 ％ 이하 및 Ti : 0.02 ∼ 0.20 ％ 를 함유하고, 또한 하기 식 (1), (2) 식에 나타내는 관계를 만족시키고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성으로 하고, 면적률로, 페라이트상 : 60 ％ 이상, 마텐자이트상 : 15 ∼ 35 ％ 이고, 또한 페라이트상과 마텐자이트상의 합계가 95 ％ 이상, 페라이트의 평균 입경이 4.0 ㎛ 이하, 마텐자이트의 평균 입경이 1.5 ㎛ 이하, 압연 직각 방향의 인장 강도 780 ㎫ 이상, 영률 240 ㎬ 이상, 강도-연신율 밸런스 16500 ㎫·％ 이상인 박강판.
0.05 ≤ [％ C] － (12/47.9) × [％ Ti*] ≤ 0.10 --- (1)
여기서, Ti* ＝ [％ Ti] － (47.9/14) × [％ N] － (47.9/32.1) × [％ S] --- (2)

Description

박강판 및 그 제조 방법{THIN STEEL SHEET AND PROCESS FOR PRODUCING SAME}
본 발명은, 주로 자동차의 차체용으로서 바람직한 강성이 우수한 고강도 박강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 본 발명의 고강도 박강판은, 자동차의 센터 필러, 사이드 실, 사이드 프레임 및 크로스 멤버 등, 강성의 판두께 감수성 지수가 1 에 가까운 칼럼상 혹은 그것에 가까운 단면 형상의 구조용 부재에 적용하기에 바람직한 것으로서, 780 ㎫ 이상의 인장 강도를 갖고, 또한 연성도 우수하다.
최근, 지구 환경 문제에 대한 관심의 고조를 받아, 자동차에서도 배기 가스 규제가 실시되는 등, 자동차에 있어서의 차체의 경량화는 매우 중요한 과제이다. 그 때문에, 강판의 고강도화에 의해 판두께를 감소시킴으로써, 차체의 경량화가 도모되고 있는데, 최근에는 강판의 고강도화가 현저하게 진행된 결과, 판두께 : 1.6 ㎜ 를 하회하는 강판의 사용이 증가하고 있다. 특히 인장 강도가 780 ㎫ 급이나 980 ㎫ 급 강판의 사용 비율은 해마다 증가 경향이 있으며, 이와 같은 고강도화에 의한 경량화를 위해서는, 박육화에 따른 부품 강성의 저하를 동시에 개선하는 것이 불가결하게 되고 있다. 강판의 박육화에 따른 부품 강성 저하의 문제는, 인장 강도가 590 ㎫ 이상인 강판에서 현재화되어 왔다.
일반적으로, 부품의 강성을 높이려면, 부품 형상을 변경하거나, 또 스폿 용접이 이루어져 있는 부품에 대해서는, 용접점을 증가시키거나, 혹은 레이저 용접으로 전환시키는 등의 용접 조건을 변경하는 것이 유효하다고 여겨졌다.
그러나, 자동차용 부품으로서 사용되는 경우, 자동차 내의 한정된 공간에서 부품 형상을 변경하는 것은 용이하지 않고, 또 용접 조건의 변경으로 해도 비용의 증가를 수반하는 등의 문제가 있다.
그래서, 부품 형상이나 용접 조건을 변경하지 않고 부품의 강성을 높이기 위해서는, 부품에 사용되는 부재의 영률을 높이는 것이 유효해진다.
영률은, 집합 조직에 강하게 지배되며, 체심 입방 격자인 강의 경우에는, 원자의 최조밀 방향인 ＜111＞ 방향이 가장 높고, 반대로 원자 밀도가 작은 ＜100＞ 방향이 가장 작은 것이 알려져 있다. 결정 방위에 이방성이 작은 통상적인 철의 영률은, 대략 210 ㎬ 정도인 것은 널리 알려져 있지만, 결정 방위에 이방성을 갖게 하고, 특정 방향의 원자 밀도를 높일 수 있으면, 그 방향의 영률을 높이는 것이 가능해진다.
종래부터, 강판의 영률에 관해서는, 집합 조직을 제어함으로써 특정 방향의 영률을 높이는 것이 다양하게 검토되어 왔다.
예를 들어, 특허문헌 1 에는, 극저 탄소강에 Nb 또는 Ti 를 첨가한 강을 사용하고, 열간 압연 공정에 있어서, Ar3 ∼ (Ar3 ＋ 150 ℃) 의 온도역에서의 압하율을 85 ％ 이상으로 함으로써, 미재결정 오스테나이트로부터의 페라이트 변태를 촉진시킴으로써, 열연판 단계에서 {311} ＜011＞ 방위 및 {332} ＜113＞ 방위의 페라이트를 발달시키고, 그 후의 냉연, 재결정 어닐링에 의해, {211} ＜011＞ 을 주방위로 하여, 압연 방향과 직각 방향의 영률을 높이는 기술이 개시되어 있다.
또, 특허문헌 2 에는, C 량이 0.02 ∼ 0.15 ％ 인 저탄소강에 Nb 나 Mo, B 를 첨가하고, Ar3 ∼ 950 ℃ 의 온도역에서의 압하율을 50 ％ 이상으로 함으로써, {211} ＜011＞ 방위를 발달시킴으로써, 영률을 높인 열연 강판의 제조 방법이 개시되어 있다.
또한, 특허문헌 3 및 4 에는, 저탄소강에 Nb 를 첨가한 강을 사용하고, 탄질화물로서 고정되지 않은 C 량을 규정함과 함께, 열간 압연 공정에 있어서 950 ℃ 이하에서의 총 압하량을 30 ％ 이상으로 하고, 미재결정 오스테나이트로부터의 페라이트 변태를 촉진시킴으로써, 열연판 단계에서 {113} ＜110＞ 방위의 페라이트를 발달시키고, 그 후의 냉연, 재결정 어닐링에 의해, {112} ＜110＞ 을 주방위로 하여, 압연 방향과 직각 방향의 영률을 높이는 기술이 개시되어 있다.
일본 공개특허공보 평5-255804호 일본 공개특허공보 평8-311541호 일본 공개특허공보 2006-183131호 일본 공개특허공보 2005-314792호
그러나, 전술한 종래 기술에는, 이하에 서술하는 바와 같은 문제가 있었다.
즉, 특허문헌 1 에 개시된 기술은, C 량이 0.01 ％ 이하인 극저 탄소강을 사용하고, 집합 조직을 제어함으로써, 강판의 영률을 높이고 있지만, 얻어지는 인장 강도는 겨우 450 ㎫ 정도에 불과하여, 이 기술의 적용에 의해 추가적인 고강도화를 도모하기에는 한계가 있었다.
특허문헌 2 에 개시된 기술은, 대상으로 하는 강판이 열연 강판이기 때문에, 냉간 가공에 의한 집합 조직 제어를 이용할 수 없어, 가일층의 고영률화는 곤란할 뿐만 아니라, 판두께가 2.0 ㎜ 를 하회하는 고강도 강판을 저온 마무리 압연에 의해 안정적으로 제조하기도 어렵다는 문제가 있었다.
특허문헌 3 에 개시된 기술은, 합금 첨가량을 증가시켜, 마텐자이트 분율을 증가시킴으로써 인장 강도를 상승시키고 있지만, 전체 연신율이 낮아지고, 강도-연신율 밸런스 (TS × El) 도 저하되는 점에서, 고강도화에 아울러 가공성도 향상시키기는 어려웠다.
또, 특허문헌 3 및 4 에 개시된 기술은, 열간 압연 공정에 있어서 950 ℃ 이하에서의 총 압하량을 30 ％ 이상으로 함으로써 영률을 높이고 있지만, 950 ℃ 이하의 온도역은 압연 하중이 높기 때문에 총 압하량 : 30 ％ 이상을 확보하기 어렵다는 문제가 있었다.
이와 같이, 종래의 기술은, 고영률화에 관해서는, 판두께가 두꺼운 열연 강판이나 연질 강판을 대상으로 한 것이나, 고강도재여도 연성이 부족한 것, 제조성에 곤란을 수반하는 것이기 때문에, 이러한 종래 기술을 사용하여, 판두께가 1.6 ㎜ 이하이고 TS 가 780 ㎫ 이상인 고강도 강판에 있어서, 고연성이면서 고영률화하는 것은 곤란하였다.
본 발명은, 상기 과제를 해결한 것으로서, 판두께가 1.6 ㎜ 이하여도, 압연 직각 방향의 인장 강도가 780 ㎫ 이상, 보다 바람직하게는 980 ㎫ 이상으로 높고, 또한 압연 직각 방향의 영률이 240 ㎬ 이상을 만족시키는 강성이 우수한 고강도 박강판을, 그 유리한 제조 방법과 함께 제안하는 것을 목적으로 한다.
그런데, 강의 영률은, 집합 조직에 크게 의존하며, 체심 입방 격자인 보통강의 경우에는, 원자의 최조밀 방향인 ＜111＞ 방향에서 높고, 반대로 원자 밀도가 작은 ＜100＞ 방향에서 낮은 점에서, (112) [1-10] 방위를 발달시키면, 강판의 압연 직각 방향으로 ＜111＞ 방향이 가지런하기 때문에, 이 방향의 영률을 높일 수 있다.
또, 강의 강화법에는 다양한 방법이 있으며, 예를 들어, 연질의 페라이트상을 경질의 마텐자이트상으로 강화시킨 DP 강은, 대체로 양호한 연성을 갖는 것이 알려져 있다. 그러나, 780 ㎫ 이상의 초고강도 강에서는 마텐자이트상의 체적률이 대체로 높아지는 경향이 있기 때문에, 연성이 저하될 뿐만 아니라, 압연 직각 방향의 영률을 높이는 데에 효과적인 (112) [1-10] 방위를 발달시키기 어려웠다.
그래서, 발명자들은, 상기 문제를 해결하기 위해, TS 가 780 ㎫ 이상인 고강도 박강판에 있어서, 압연 방향에 대하여 직각 방향의 영률에 대해 검토한 결과, 고용 강화, 미세화 강화, 석출 강화를 이용함으로써, TS 가 780 ㎫ 이상인 초고강도에 있어서도 마텐자이트의 체적률을 낮게 억제하는 것이 가능해지고, 또한 페라이트를 (112) [1-10] 으로의 집적을 높임으로써, 고연성이면서 고강도화와 고강성화의 양립을 도모할 수 있음을 알아냈다.
본 발명은, 상기 지견에 입각하는 것이다.
즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.
1. 질량％ 로, C : 0.06 ∼ 0.12 ％, Si : 0.5 ∼ 1.5 ％, Mn : 1.0 ∼ 3.0 ％, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.01 ％ 이하, Al : 0.5 ％ 이하, N : 0.01 ％ 이하 및 Ti : 0.02 ∼ 0.20 ％ 를 함유하고, 또한 하기 (1) 식 및 (2) 식에 나타내는 관계를 만족시키고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고,
면적률로, 페라이트상 : 60 ％ 이상, 마텐자이트상 : 15 ∼ 35 ％ 이고, 또한 페라이트상과 마텐자이트상의 합계가 95 ％ 이상이고, 페라이트의 평균 입경이 4.0 ㎛ 이하, 마텐자이트의 평균 입경이 1.5 ㎛ 이하인 조직을 갖고,
압연 직각 방향의 인장 강도 (TS) 가 780 ㎫ 이상, 영률이 240 ㎬ 이상이고, 인장 강도 (TS) 와 전체 연신율 (El) 의 곱으로 나타내는 강도-연신율 밸런스 (TS × El) 가 16500 ㎫·％ 이상인 박강판.
0.05 ≤ [％ C] － (12/47.9) × [％ Ti*] ≤ 0.10 --- (1)
여기서, Ti* ＝ [％ Ti] － (47.9/14) × [％ N] － (47.9/32.1) × [％ S] --- (2)
[％ M] 은 M 원소의 함유량 (질량％)
2. 상기 강판이, 상기 조성에 더하여, 추가로 질량％ 로, Nb : 0.02 ∼ 0.10 ％ 를 함유하고, 또한 상기 (1) 식 대신에 하기 (3) 식의 관계를 만족시키는 상기 1 에 기재된 박강판.
0.05 ≤ [％ C] － (12/92.9) × [％ Nb] － (12/47.9) × [％ Ti*] ≤ 0.10 --- (3)
3. 상기 강판이, 상기 조성에 더하여, 추가로 질량％ 로, Cr : 0.1 ∼ 1.0 ％, Ni : 0.1 ∼ 1.0 ％, Mo : 0.1 ∼ 1.0 ％, Cu : 0.1 ∼ 2.0 ％ 및 B : 0.0005 ∼ 0.0030 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 상기 1 또는 2 에 기재된 박강판.
4. 질량％ 로, C : 0.06 ∼ 0.12 ％, Si : 0.5 ∼ 1.5 ％, Mn : 1.0 ∼ 3.0 ％, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.01 ％ 이하, Al : 0.5 ％ 이하, N : 0.01 ％ 이하 및 Ti : 0.02 ∼ 0.20 ％ 를 함유하고, 또한 C, N, S 및 Ti 의 함유량이 하기 (1) 식 및 (2) 식에 나타내는 관계를 만족시키고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성으로 이루어지는 강 소재를, 열간 압연 공정에 있어서, 마무리 압연을 850 ∼ 950 ℃ 에서 종료한 후, 650 ℃ 이하에서 권취하고, 산세 후, 60 ％ 이상의 압하율로 냉간 압연을 실시한 후, 어닐링 공정에 있어서, (Ac1 － 100 ℃) 에서 Ac1 까지의 평균 승온 속도 : 15 ℃/s 이상의 속도로 780 ∼ 880 ℃ 의 균열 (均熱) 온도까지 가열하고, 그 균열 온도에서 150 s 이하의 시간 유지한 후, 적어도 350 ℃ 까지의 평균 냉각 속도를 5 ∼ 50 ℃/s 로 하여 350 ℃ 이하까지 냉각시키는 박강판의 제조 방법.
0.05 ≤ [％ C] － (12/47.9) × [％ Ti*] ≤ 0.10 --- (1)
여기서, Ti* ＝ [％ Ti] － (47.9/14) × [％ N] － (47.9/32.1) × [％ S] --- (2)
[％ M] 은 M 원소의 함유량 (질량％)
5. 상기 강 소재가, 상기 조성에 더하여, 추가로 질량％ 로, Nb : 0.02 ∼ 0.10 ％ 를 함유하고, 또한 상기 (1) 식 대신에 하기 (3) 식의 관계를 만족시키는 상기 4 에 기재된 박강판의 제조 방법.
0.05 ≤ [％ C] － (12/92.9) × [％ Nb] － (12/47.9) × [％ Ti*] ≤ 0.10 --- (3)
6. 상기 강 소재가, 상기 조성에 더하여, 추가로 질량％ 로, Cr : 0.1 ∼ 1.0 ％, Ni : 0.1 ∼ 1.0 ％, Mo : 0.1 ∼ 1.0 ％, Cu : 0.1 ∼ 2.0 ％ 및 B : 0.0005 ∼ 0.0030 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 상기 4 또는 5 에 기재된 박강판의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 인장 강도가 780 ㎫ 이상, 보다 바람직하게는 980 ㎫ 이상이고, 압연 직각 방향의 영률이 240 ㎬ 이상, 보다 바람직하게는 245 ㎬ 이상이고, 게다가 TS × El 이 16500 ㎫·％ 이상을 만족시키는 고강도 박강판을 얻을 수 있다.
이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다.
먼저, 본 발명에 있어서 강판의 성분 조성을 상기 범위로 한정한 이유에 대해 설명한다.
또한, 강판의 성분 조성에 있어서의 원소의 함유량의 단위는 모두「질량％ 」인데, 이하, 특별히 언급하지 않는 한 간단히「％」로 나타낸다.
C : 0.06 ∼ 0.12 ％
C 는 오스테나이트를 안정화시키는 원소로서, 냉간 압연 후의 어닐링시에 있어서의 냉각 과정에 있어서, 퀀칭성을 높이고, 저온 변태상의 생성을 크게 촉진시킴으로써, 고강도화에 크게 기여할 수 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, C 함유량은 0.06 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 보다 바람직하게는 0.08 ％ 이상이다. 한편, C 함유량이 0.12 ％ 보다 많아지면, 경질의 저온 변태상의 분율이 커져, 강이 극단적으로 고강도화될 뿐만 아니라, 가공성이 열화된다. 또, 다량의 C 함유는, 냉간 압연 후의 어닐링 공정에 있어서, 고영률화에 유리한 방위의 재결정을 억제한다. 또한, 다량의 C 함유는 용접성의 열화도 초래한다. 이 때문에, C 함유량은 0.12 ％ 이하로 할 필요가 있다.
Si : 0.5 ∼ 1.5 ％
Si 는 본 발명에 있어서의 중요한 원소 중 하나이다. Si 는, 열간 압연에 있어서, Ar3 변태점을 상승시키는 점에서, Ar3 바로 위에서의 압연을 실시할 때에 가공 오스테나이트의 재결정이 촉진된다. 이 때문에, 1.5 ％ 를 초과하는 다량의 Si 를 함유시킨 경우에는, 고영률화에 필요한 결정 방위를 얻을 수 없게 된다. 또, 다량의 Si 첨가는, 강판의 용접성을 열화시킬 뿐만 아니라, 열간 압연 공정에서의 가열시에 슬래브 표면에 있어서의 파이알라이트의 생성을 촉진시켜, 이른바 적 (赤) 스케일로 불리는 표면 모양의 발생을 조장한다. 또한, 냉연 강판으로서 사용되는 경우에는, 표면에 생성되는 Si 산화물이 화성 처리성을 열화시키고, 또 용융 아연 도금 강판으로서 사용되는 경우에는, 표면에 생성되는 Si 산화물이 비도금을 유발한다. 따라서, Si 함유량은 1.5 ％ 이하로 할 필요가 있다. 또한, 표면 성상을 필요로 하는 강판이나 용융 아연 도금 강판의 경우에는, Si 함유량을 1.2 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
한편, Si 는 페라이트를 안정화시키는 원소로서, 냉간 압연 후의 어닐링 공정에 있어서의 2 상역 균열 후의 냉각 과정에 있어서, 페라이트 변태를 촉진시키고, 오스테나이트 중에 C 를 농화시킴으로써, 오스테나이트를 안정화시키고, 저온 변태상의 생성을 촉진시킬 수 있다. 또한, Si 는 고용 강화에 의해 강의 강도를 높일 수도 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Si 함유량은 0.5 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.7 ％ 이상이다.
Mn : 1.0 ∼ 3.0 ％
Mn 도 본 발명에 있어서의 중요한 원소 중 하나이다. Mn 은 오스테나이트 안정화 원소로서, 냉간 압연 후의 어닐링 공정에 있어서의 가열 과정에 있어서, Ac1 변태점을 저하시키고, 미재결정 페라이트로부터의 오스테나이트 변태를 촉진시키고, 균열 후의 냉각 과정에 있어서 생성되는 저온 변태상의 방위에 관하여, 영률의 향상에 유리한 방위를 발달시킬 수 있어, 저온 변태상의 생성에 수반되는 영률의 저하를 억제할 수 있다.
또, Mn 은, 어닐링 공정에 있어서의 균열 어닐링 후의 냉각 과정에 있어서는, 퀀칭성을 높이고, 저온 변태상의 생성을 크게 촉진시킴으로써, 고강도화에 크게 기여할 수도 있다. 또한, 고용 강화 원소로서 작용함으로써, 강의 고강도화에도 기여한다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Mn 함유량은 1.0 ％ 이상으로 할 필요가 있다.
한편, 3.0 ％ 를 초과하는 다량의 Mn 함유는, 어닐링 후의 냉각시에 페라이트의 생성을 현저하게 억제하고, 더욱 다량의 Mn 함유는 강판의 용접성도 열화시킨다. 따라서, Mn 함유량은 3.0 ％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 2.5 ％ 이하이다.
P : 0.05 ％ 이하
P 는 입계에 편석되어, 강판의 연성 및 인성을 저하시킬 뿐만 아니라, 용접성도 열화시킨다. 또, 합금화 용융 아연 도금 강판으로서 사용하는 경우에는, 합금화 속도를 지연시키는 문제가 발생한다. 이 때문에, P 함유량은 0.05 ％ 이하로 하였다.
S : 0.01 ％ 이하
S 는 열연에서의 연성을 현저하게 저하시켜 열간 균열을 유발하고, 표면 성상을 현저하게 열화시킨다. 또, S 는, 불순물 원소로서 조대한 MnS 를 형성함으로써, 연성 및 구멍 확장성을 저하시키기 때문에, 최대한 저감시키는 것이 바람직하다. 이들 문제는 S 량이 0.01 ％ 를 초과하면 현저해지기 때문에, S 량은 0.01 ％ 이하로 하였다. 또한, 구멍 확장성을 특히 향상시키는 관점에서는, S 량은 0.005 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
Al : 0.5 ％ 이하
Al 은 페라이트 안정화 원소로서, 어닐링시의 Ac3 점을 크게 상승시키는 점에서, 미재결정 페라이트로부터의 오스테나이트 변태를 억제함으로써, 냉각시의 오스테나이트로부터 페라이트가 생성될 때에 영률에 유리한 방위의 발달을 방해하게 된다. 이 때문에, Al 함유량은 0.5 ％ 이하로 하였다. 바람직하게는 0.1 ％ 이하이다. 한편, Al 은 강의 탈산 원소로서 유용하기 때문에, Al 함유량은 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
N : 0.01 ％ 이하
N 은 다량으로 함유하면, 열간 압연 중에 슬래브 균열을 수반하고, 표면 흠집이 발생할 우려가 있다. 따라서, N 량은 0.01 ％ 이하로 할 필요가 있다.
Ti : 0.02 ∼ 0.20 ％
Ti 는 본 발명에 있어서의 가장 중요한 원소이다. 즉, Ti 는 어닐링 공정에 있어서의 가열 과정에 있어서, 가공 페라이트의 재결정을 억제함으로써, 미재결정 페라이트로부터의 오스테나이트 변태를 촉진시켜, 어닐링 후의 냉각 과정에 있어서 생성되는 페라이트에 관하여, 영률의 향상에 유리한 방위를 발달시킬 수 있다. 또, Ti 의 미세 석출물은 강도의 상승에 기여하고, 또한 페라이트 및 마텐자이트의 미세화에도 유리하게 작용한다. 이와 같은 작용을 얻기 위해서는, Ti 함유량은 0.02 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.04 ％ 이상이다.
한편, 다량의 Ti 를 첨가해도, 통상적인 열간 압연 공정에 있어서의 재가열시에 있어서는, 탄질화물을 전량 (全量) 고용시킬 수 없고, 조대한 탄질화물이 남기 때문에, 오히려 강도 상승 효과나 재결정 억제 효과가 저해된다. 또, 연속 주조로부터 슬래브를 일단 냉각시킨 후 재가열을 실시하는 공정을 거치지 않고, 연속 주조 후 그대로 열간 압연을 개시하는 경우에 있어서도, Ti 의 첨가량이 0.20 ％ 를 초과한 만큼의 강도 상승 효과 및 재결정 억제 효과에 대한 기여분은 작고, 또한 합금 비용의 증가도 초래한다. 따라서, Ti 함유량은 0.20 ％ 이하로 할 필요가 있다.
이상, 본 발명의 기본 조성에 대해 설명하였지만, 본 발명에서는, 상기 기본 조성을 단순히 만족시키는 것만으로는 불충분하며, C, N, S 및 Ti 의 함유량에 대해, 하기 (1) 식 및 (2) 식에 나타내는 관계를 만족시킬 필요가 있다.
0.05 ≤ [％ C] － (12/47.9) × [％ Ti*] ≤ 0.10 --- (1)
여기서, Ti* ＝ [％ Ti] － (47.9/14) × [％ N] － (47.9/32.1) × [％ S] --- (2)
[％ M] 은 M 원소의 함유량 (질량％)
상기 관계식은, 탄화물로서 고정되지 않은 C 량을 규정하는 것인데, 이 C 량이 0.10 ％ 를 초과하여 다량으로 존재하면, 마텐자이트의 분율이 증가하고, 영률이 저하될 뿐만 아니라, 연성도 저하된다. 따라서, 식 (1) 로 산출되는 탄화물로서 고정되지 않은 C 량은 0.10 ％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.09 ％ 이하이다. 한편, 탄화물로서 고정되지 않은 C 량이 0.05 ％ 미만으로 적으면, 냉간 압연 후의 2 상역에 있어서의 어닐링에 있어서 오스테나이트 중의 C 량이 감소하고, 나아가서는 냉각 후에 생성되는 마텐자이트상이 감소하기 때문에, 780 ㎫ 이상의 고강도화가 곤란해진다. 이 때문에, 탄화물로서 고정되지 않은 C 량은 0.05 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.06 ％ 이상이다.
또, 본 발명에서는, 이하에 서술하는 원소를 적절히 함유시킬 수 있다.
Nb : 0.02 ∼ 0.10 ％
Nb 는 Ti 와 동일하게 본 발명에 있어서의 중요한 원소이다. 냉간 압연 후의 어닐링 공정에 있어서의 가열 과정에 있어서, 가공 페라이트의 재결정을 억제함으로써, 미재결정 페라이트로부터의 오스테나이트 변태를 촉진시키고, 또 오스테나이트 입자의 조대화를 억제함과 함께, 어닐링 균열 후의 냉각 과정에 있어서 생성되는 페라이트에 관하여, 영률의 향상에 유리한 방위를 발달시킬 수 있다. 또한, Nb 의 미세한 탄질화물은 강도의 상승에도 유효하게 기여한다. 또한, 페라이트 및 마텐자이트의 미세화에 유리하게도 작용한다. 이와 같은 작용을 갖기 위해, Nb 의 함유량을 0.02 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
한편, 다량의 Nb 를 첨가해도, 통상적인 열간 압연 공정에 있어서의 재가열시에는, 탄질화물은 전량 고용시킬 수 없고, 조대한 탄질화물이 남기 때문에, 열간 압연 공정에 있어서의 가공 오스테나이트의 재결정 억제 효과나, 냉간 압연 후의 어닐링 공정에 있어서의 가공 페라이트의 재결정 억제 효과를 얻을 수 없다. 또, 연속 주조로부터 슬래브를 일단 냉각시킨 후 재가열을 실시하는 공정을 거치지 않고, 연속 주조 후 그대로 열간 압연을 개시하는 경우에 있어서도, Nb 의 첨가량이 0.10 ％ 를 초과한 만큼의 재결정 억제 효과에 대한 기여는 작고, 게다가 합금 비용의 증가도 초래한다. 따라서, Nb 함유량은 0.10 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.08 ％ 이하이다.
또, Ti 에 추가하여 Nb 를 함유하는 경우에는, 상기 (1) 식 대신에 하기 (3) 식에 나타내는 관계식을 만족시킨다.
0.05 ≤ [％ C] － (12/92.9) × [％ Nb] － (12/47.9) × [％ Ti*] ≤ 0.10 --- (3)
Nb 는 탄화물을 형성함으로써, 탄화물로서 고정되지 않은 C 량을 감소시킨다. 이 때문에, 탄화물로서 고정되지 않은 C 량을 0.05 ∼ 0.10 ％ 로 하려면, Nb 를 첨가한 경우, [％ C] － (12/92.9) × [％ Nb] － (12/47.9) × [％ Ti*] 의 값을 0.05 ∼ 0.10 ％ 로 한다. 바람직하게는 0.06 ∼ 0.09 ％ 이다.
Cr : 0.1 ∼ 1.0 ％
Cr 은 시멘타이트의 생성을 억제함으로써, 퀀칭성을 높이는 원소로서, 어닐링 공정에 있어서의 균열 후의 냉각 과정에 있어서, 마텐자이트상의 생성을 크게 촉진시키는 효과가 있다. 이 효과를 얻기 위해서는, Cr 을 0.1 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, 다량으로 Cr 을 첨가해도 효과가 포화될 뿐만 아니라, 합금 비용의 증가를 초래하는 점에서, Cr 은 1.0 ％ 이하로 첨가하는 것이 바람직하다. 또, 용융 아연 도금 강판으로서 사용되는 경우에는, 표면에 생성되는 Cr 의 산화물이 비도금을 유발하기 때문에, Cr 함유량은 0.5 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
Ni : 0.1 ∼ 1.0 ％
Ni 는 퀀칭성을 높이는 원소로서, 어닐링 공정에 있어서의 균열 후의 냉각 과정에 있어서, 마텐자이트상의 생성을 촉진시킬 수 있다. 또, Ni 는 고용 강화 원소로서 강의 고강도화에도 유효하게 기여한다. 또한, Cu 첨가 강의 경우에는, 열간 압연시에 있어서, 열간 연성의 저하에 수반되는 균열에 의해 표면 결함이 유발되는데, Ni 를 복합 함유시킴으로써 표면 결함의 발생을 억제할 수 있다. 이와 같은 작용을 얻기 위해서는, Ni 함유량은 0.1 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 다량의 Ni 첨가는, 균열 후의 냉각 과정에 있어서 고영률화에 필요한 페라이트의 생성을 저해하고, 또 합금 비용이 증가하는 점에서, Ni 는 1.0 ％ 이하로 함유시키는 것이 바람직하다.
Mo : 0.1 ∼ 1.0 ％
Mo 는 퀀칭성을 높이는 원소로서, 어닐링 공정에 있어서의 균열 후의 냉각 과정에 있어서, 마텐자이트상의 생성을 촉진시킴으로써, 고강도화에 기여할 수 있다. 이 효과를 얻기 위해서는, Mo 함유량은 0.1 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 다량으로 Mo 를 첨가해도 효과가 포화될 뿐만 아니라, 합금 비용이 증가하는 점에서, Mo 는 1.0 ％ 이하로 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.5 ％ 이하이다.
Cu : 0.1 ∼ 2.0 ％
Cu 는 퀀칭성을 높이는 원소로서, 어닐링 공정에 있어서의 균열 후의 냉각 과정에 있어서, 마텐자이트상의 생성을 촉진시킴으로써, 고강도화에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는, Cu 함유량을 0.1 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 과잉의 Cu 첨가는 열간 연성을 저하시키고, 열간 압연시의 균열에 수반되는 표면 결함을 유발하기 때문에, Cu 함유량은 2.0 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
B : 0.0005 ∼ 0.0030 ％
B 는 오스테나이트에서 페라이트로의 변태를 억제함으로써 퀀칭성을 높이는 원소로서, 어닐링 공정에 있어서의 균열 후의 냉각 과정에 있어서, 마텐자이트의 생성을 촉진시킴으로써 고강도화에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는, B 함유량을 0.0005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, B 의 과잉 첨가는, 균열 후의 냉각시의 페라이트 생성을 현저하게 저해하고, 영률을 저하시키는 점에서, 0.0030 ％ 이하로 함유시키는 것이 바람직하다.
다음으로, 본 발명의 조직의 한정 이유에 대해 설명한다.
본 발명의 강판은, 페라이트상을 주상으로 하고 있으며, 면적률로 60 ％ 이상의 페라이트상을 갖고, 마텐자이트상을 15 ∼ 35 ％ 로 함유하는 조직이다.
페라이트상은, 영률의 향상에 유리한 집합 조직의 발달에 유효한 점에서, 면적률로 60 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 또, 마텐자이트상을 함유시킴으로써, 강도 및 강도-연신율 밸런스가 향상되는 점에서, 면적률로 15 ％ 이상의 마텐자이트상을 함유할 필요가 있다. 한편, 마텐자이트상의 면적률이 35 ％ 를 초과하면 압연 직각 방향의 영률을 확보할 수 없어지므로, 마텐자이트상의 면적률은 35 ％ 이하로 할 필요가 있다. 또한, 강도-연신율 밸런스를 향상시키기 위해서는, 페라이트상의 면적률과 마텐자이트상의 면적률의 합계를 95 ％ 이상으로 할 필요가 있다.
페라이트상 및 마텐자이트상 이외의 상으로는, 펄라이트, 베이나이트 및 시멘타이트를 들 수 있는데, 이들 상은 5 ％ 이하이면 함유하고 있어도 문제는 없다. 바람직하게는 3 ％ 이하, 보다 바람직하게는 1 ％ 이하이다.
또, 페라이트의 평균 입경이 4.0 ㎛ 를 초과하면 강도가 저하되기 때문에, 마텐자이트상의 분율의 증가나 첨가 원소의 증가가 필요해져, 영률의 저하나 제조 비용의 상승을 초래한다. 따라서, 페라이트의 평균 입경은 4.0 ㎛ 이하로 할 필요가 있다. 특히 780 ㎫ 이상의 인장 강도를 안정적으로 만족시키기 위해서는 3.5 ㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다.
또한, 마텐자이트의 평균 입경이 1.5 ㎛ 를 초과하면, 가공·변형을 받았을 때에 보이드의 연결이 진행되기 쉬워지고, 결과적으로 강판의 연성이 저하되기 때문에, 마텐자이트의 입경은 평균적으로 1.5 ㎛ 이하로 할 필요가 있다. 보다 바람직하게는 1.0 ㎛ 이하이다.
또한, 페라이트상 및 마텐자이트상의 면적률은, 강판 단면을 나이탈 부식시킨 후, 주사형 전자 현미경 (SEM) 관찰을 실시하여, 25 ㎛ × 30 ㎛ 역 (域) 의 사진을 3 장 촬영하고, 이들 사진을 화상 처리하여 페라이트상 및 마텐자이트상의 면적을 측정함으로써 구하였다. 또, 평균 입경은, SEM 사진으로부터 시야의 페라이트상 및 마텐자이트상의 각 면적의 합계를 당해 상의 개수로 나누어 평균 면적을 구하고, 그 1/2 승의 값으로 하였다.
이상의 성분 조성 그리고 조직으로 함으로써, 압연 직각 방향의 인장 강도 (TS) 가 780 ㎫ 이상, 영률이 240 ㎬ 이상이고, 강도-연신율 밸런스 (TS × El) 가 16500 ㎫·％ 이상이라는 강성이 우수한 고강도 박강판을 얻을 수 있다.
다음으로, 본 발명 강판의 바람직한 제조 방법에 대해 설명한다.
본 발명의 강판을 제조할 때에는, 먼저 목적으로 하는 강도 레벨에 따라 상기한 조성에 따른 화학 성분의 강을 용제한다. 용제 방법은, 통상적인 전로법 (轉爐法), 전로법 (電爐法) 등 적절히 적용할 수 있다. 용제된 강은, 슬래브로 주조 후, 그대로 혹은 일단 냉각시키고 나서 가열하여, 마무리 온도 : 850 ∼ 950 ℃ 의 조건으로 열간 압연을 실시한다. 이어서, 650 ℃ 이하에서 권취하고, 산세 후, 60 ％ 이상의 압하율로 냉간 압연을 실시한다. 그 후, 어닐링 공정에 있어서, (Ac1 － 100 ℃) 에서 Ac1 까지의 온도역을 평균 승온 속도 : 15 ℃/s 이상의 속도로 가열하고, 780 ∼ 880 ℃ 의 균열 온도에서 150 s 이하의 시간 유지한 후, 적어도 350 ℃ 까지의 평균 냉각 속도를 5 ∼ 50 ℃/s 로 하여 350 ℃ 이하까지 냉각시킨다.
이하, 각 제조 조건을 상기 범위로 한정한 이유에 대해 설명한다.
[마무리 온도 : 850 ∼ 950 ℃]
마무리 온도를 950 ℃ 이하로 함으로써, 미재결정 오스테나이트에서 페라이트로의 변태가 진행되어, 미세한 페라이트 조직이 얻어지고, 또한 냉간 압연 및 어닐링에 의해 (112) [1-10] 방위로의 집적도를 높일 수 있다. 한편, 마무리 온도가 850 ℃ 를 하회하면, Ar3 변태점을 하회할 우려가 커져, 열연 조직에 가공 조직이 섞이는 결과, 냉연 어닐링 후에 (112) [1-10] 방위로의 집적이 방해된다. 또, 변형 저항의 증가에 의해 압연 하중이 대폭 증대되는 등, 제조상의 곤란이 수반된다. 따라서, 마무리 온도는 850 ∼ 950 ℃ 의 범위로 할 필요가 있다.
[권취 온도 : 650 ℃ 이하]
마무리 압연 후의 권취 온도가 650 ℃ 를 상회하면, Ti 및 Nb 의 탄질화물이 조대화되어, 냉간 압연 후의 어닐링 공정에 있어서의 가열 단계에 있어서, 페라이트의 재결정을 억제하는 효과나, 오스테나이트 입자의 조대화를 억제하는 효과가 작아지기 때문에, 권취 온도는 650 ℃ 이하로 한다. 한편, 권취 온도가 400 ℃ 를 하회하면 경질의 저온 변태상이 많이 생성되어, 그 후의 냉간 압연에서의 변형이 불균일해져, 영률에 유리한 방위로의 집적이 방해되고, 그 결과, 어닐링 후의 집합 조직이 발달하지 않아, 영률을 향상시키기 곤란해진다. 또한, 권취 후의 냉간 압연에서의 하중이 증가하기 때문에, 권취 온도는 400 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
[냉간 압연시의 압하율 : 60 ％ 이상]
상기 권취 후에는, 산세를 실시한 후, 60 ％ 이상의 압하율로의 냉간 압연에 제공한다. 이 냉간 압연에 의해, 영률의 향상에 유효한 (112) [1-10] 방위를 집적시킨다. 즉, 냉간 압연에 의해 (112) [1-10] 방위를 발달시킴으로써, 그 후의 어닐링 공정 후의 조직에서도, (112) [1-10] 방위를 갖는 페라이트 입자를 증가시키고, 영률을 높게 한다. 이와 같은 효과를 얻으려면, 냉간 압연시의 압하율을 60 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 보다 바람직하게는 65 ％ 이상이다. 한편, 냉간 압연시의 압하율이 커지면, 압연 하중이 커져 제조가 곤란해지기 때문에, 냉간 압연시의 압하율의 상한은 85 ％ 로 하는 것이 바람직하다.
[(Ac1 － 100 ℃) 에서 Ac1 까지의 평균 승온 속도 : 15 ℃/s 이상]
어닐링 후의 강판의 영률을 높이려면, 어닐링의 가열 과정에 있어서, 냉간 압연에 의해 발달한 (112) [1-10] 방위를 갖는 페라이트의 재결정을 억제하고, 가공 페라이트에서 오스테나이트로 변태시킬 필요가 있으며, 그러기 위해서는 평균적으로 15 ℃/s 이상의 승온 속도가 필요하다.
여기서, Ac1 은 질량％ 로 나타내는 C, Si, Mn, Al, Ni, Cr, Cu, Mo, Ti, Nb 및 B 의 함유량에 기초하여, 하기 식 (4) 로부터 구한 Ac1 변태 온도이다.
Ac1 ＝ 750.8 － 26.6[％ C] ＋ 17.6[％ Si] － 11.6[％ Mn] － 169.4[％ Al] － 23.0[％ Ni] ＋ 24.1[％ Cr] － 22.9[％ Cu] ＋ 22.5[％ Mo] － 5.7[％ Ti] ＋ 232.6[％ Nb] － 894.7[％ B] --- (4)
여기서, [％ M] 은 M 원소의 함유량 (질량％)
[균열 온도 : 780 ∼ 880 ℃, 균열 시간 : 150 s 이하]
어닐링 공정의 균열시에 충분한 양의 페라이트가 오스테나이트로 변태되고, 냉각시에 페라이트로 재변태됨으로써 집합 조직이 발달하여, 영률이 향상된다. 또, 균열 온도가 낮은 경우에는, 압연 조직이 잔존하고, 연신율이 저하된다. 이렇기 때문에, 균열 온도는 780 ℃ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 균열 온도가 지나치게 높으면, 오스테나이트 입자가 조대해져, 어닐링 후 냉각시에 재변태된 페라이트가 (112) [1-10] 방위로 집적되기 어려워진다. 이 때문에, 균열 온도는 880 ℃ 이하로 할 필요가 있다.
또, 이 온도역에서의 장시간 유지에 의해서도 오스테나이트 입자의 조대화가 일어나기 때문에, 균열 시간은 150 s 이하로 할 필요가 있다. 한편, 압연 조직의 잔존을 방지하고 연신율을 향상시키기 위해서는, 균열 시간을 15 s 이상으로 하는 것이 바람직하다.
[균열 온도에서 적어도 350 ℃ 까지의 평균 냉각 속도 : 5 ∼ 50 ℃/s]
본 발명의 제조 방법에서는, 상기한 균열 처리 후의 냉각 조건을 제어하는 것이 중요하다.
즉, 균열 후의 냉각시에 페라이트를 생성시킴으로써, 영률의 향상에 유리한 집합 조직이 발달한다. 그래서, 이 냉각시에 60 ％ 이상의 페라이트를 생성시킨다. 그러기 위해서는 냉각 속도의 상한을 50 ℃/s 로 할 필요가 있다. 한편, 냉각이 지나치게 느린 경우, 마텐자이트가 생성되지 않기 때문에, 냉각 속도를 5 ℃/s 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 10 ℃/s 이상이다.
또, 냉각 정지 온도가 높은 경우에는, 마텐자이트가 생성되지 않고 베이나이트나 펄라이트가 생성되어, 강도의 저하와 YS/TS 비의 상승을 초래하게 된다. 혹은, 마텐자이트가 생성되어도 냉각 중에서의 템퍼링에 의해 마텐자이트의 경도가 저하되기 때문에, 강도 향상에 대한 기여가 작아질 뿐만 아니라, 양호한 TS－El 밸런스가 얻어지지 않게 된다. 이 때문에, 적어도 350 ℃ 까지는 소정의 냉각 속도로 냉각시킬 필요가 있다. 또한, TS－El 밸런스를 보다 양호하게 하기 위해서는, 소정의 냉각 속도로의 냉각을 적어도 300 ℃ 까지 실시하는 것이 바람직하다.
그 후에는, 과시효대를 통과시키는 처리를 실시해도 된다. 또, 용융 아연 도금 강판으로서 제조하는 경우에는, 용융 아연 중을 통판시켜도 되고, 또한 합금화 용융 아연 도금 강판으로서 제조하는 경우에는, 합금화 처리를 실시해도 된다.
또한, 강판의 형상 조정을 위해 조질 압연을 실시해도 되며, 연신율이 0.8 ％ 이하이면, 영률이나 인장 특성에 큰 변화는 없다. 바람직하게는 0.6 ％ 이하이다.
실시예
다음으로, 본 발명의 실시예에 대해 설명한다. 또한, 본 발명은 이들 실시예에만 한정되는 것은 아니다.
실시예 1
먼저, 표 1 에 나타내는 성분 조성의 강 A 를 진공 용해로에서 용제하고, 열간 압연 후, 산세하고, 냉간 압연한 후, 어닐링을 실시하여 냉연 강판을 제조하였다. 그 때, 열간 압연에 앞선 가열 조건 : 1250 ℃ 에서 1 시간, 열간 압연의 마무리 온도 : 880 ℃, 열간 압연 후의 판두께 : 4.4 ㎜, 권취 조건 : 600 ℃ 에서 1 시간 유지 후에 노랭 (爐冷) 시키는 권취 상당 처리, 냉간 압연의 압하율 : 68 ％, 냉간 압연 후의 판두께 : 1.4 ㎜, (Ac1 － 100 ℃) 에서 Ac1 까지의 평균 승온 속도 : 20 ℃/s, 균열 온도 : 830 ℃ 에서의 유지 시간 : 60 s, 300 ℃ 까지의 평균 냉각 속도 : 15 ℃/s 로 하고, 그 후 실온까지의 냉각 : 공랭을 기본 조건으로 하였다. 이 기본 조건을 표 2 에 나타낸다.
또한, 상기 기본 조건 중, 냉간 압연의 압하율, 어닐링 공정에 있어서의 (Ac1 － 100 ℃) 에서 Ac1 까지의 승온 속도, 균열 온도, 급랭 정지 온도 및 급랭 정지 온도까지의 냉각 속도를 표 3 에 나타내는 바와 같이 변화시켰다.
상기 어닐링 후, 강판의 압연 방향에 대하여 직각인 방향으로부터 10 ㎜ × 50 ㎜ 의 시험편을 잘라내고, 가로 진동형의 공진 주파수 측정 장치를 사용하여, American Society to Testing Materials 의 기준 (C1259) 에 따라 영률 (Ec) 을 측정하였다. 또, 연신율 0.5 ％ 의 조질 압연을 실시한 냉연 강판으로부터, 압연 방향에 대하여 직각인 방향으로부터 JIS 5 호 인장 시험편을 잘라내어, 인장 특성 (인장 강도 TS 와 연신율 El) 을 측정하였다.
또한, 페라이트상의 면적률 (α) 및 마텐자이트상의 면적률 (M), 또한 각 상의 평균 결정 입경은, 전술한 방법에 의해 구하였다.
얻어진 결과를 표 2 및 표 3 에 병기한다.
Figure pct00001
Figure pct00002
Figure pct00003
기본 조건에 따라 제조한 냉연 강판 (강판 : A1) 은, 표 2 에 나타낸 바와 같이, TS : 1064 ㎫, El : 16.3 ％, TS × El : 17343 ㎫·％, Ec : 252 ㎬, 페라이트의 면적률 : 67 ％, 마텐자이트의 면적률 : 33 ％, 페라이트 입경 : 2.9 ㎛, 마텐자이트 입경 : 0.8 ㎛ 이고, 강도-연신율 밸런스가 양호하고 고영률의 것이 되었다.
또, 냉간 압연의 압하율, 어닐링 조건을 변화시킨 경우에도, 이들 조건이 본 발명의 범위를 만족시키는 경우 (강판 : A3, A4, A7) 에는 모두 TS 가 780 ㎫ 이상, TS × El 이 16500 ㎫·％ 이상 및 Ec 가 240 ㎬ 이상이라는 우수한 특성이 얻어졌다.
실시예 2
또한, 표 4 에 나타내는 성분의 강 B ∼ N 을 진공 용해로에서 용제하고, 표 5 에 나타내는 조건으로 열간 압연, 산세, 냉간 압연 및 어닐링을 순차적으로 실시하였다.
이렇게 하여 얻어진 냉연 강판에 대해, 실시예 1 과 동일한 조사를 실시하였다.
얻어진 결과를 표 5 에 병기한다.
Figure pct00004
Figure pct00005
표 5 에 나타낸 바와 같이, 본 발명에 따라 얻어진 강판 (강판 : B ∼ G, L ∼ N) 은 모두 TS 가 780 ㎫ 이상, TS × El 이 16500 ㎫·％ 이상 및 Ec 가 240 ㎬ 이상이라는 우수한 특성이 얻어졌다.
그 반면, 성분 조성이 본 발명의 적정 범위를 일탈한 비교예 (강판 : H ∼ K) 는 모두 인장 강도 (TS), 강도-연신율 밸런스 (TS × El), 영률 (Ec) 중 적어도 어느 하나의 특성이 떨어졌다.
산업상 이용가능성
본 발명에 의해, 인장 강도가 780 ㎫ 이상으로 고강도이고, 영률이 240 ㎬ 이상으로 고강성을 겸비한 박강판의 제공이 가능해진다.

Claims (6)

  1. 질량％ 로, C : 0.06 ∼ 0.12 ％, Si : 0.5 ∼ 1.5 ％, Mn : 1.0 ∼ 3.0 ％, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.01 ％ 이하, Al : 0.5 ％ 이하, N : 0.01 ％ 이하 및 Ti : 0.02 ∼ 0.20 ％ 를 함유하고, 또한 하기 (1) 식 및 (2) 식에 나타내는 관계를 만족시키고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고,
    면적률로, 페라이트상 : 60 ％ 이상, 마텐자이트상 : 15 ∼ 35 ％ 이고, 또한 페라이트상과 마텐자이트상의 합계가 95 ％ 이상이고, 페라이트의 평균 입경이 4.0 ㎛ 이하, 마텐자이트의 평균 입경이 1.5 ㎛ 이하인 조직을 갖고,
    압연 직각 방향의 인장 강도 (TS) 가 780 ㎫ 이상, 영률이 240 ㎬ 이상이고, 인장 강도 (TS) 와 전체 연신율 (El) 의 곱으로 나타내는 강도-연신율 밸런스 (TS × El) 가 16500 ㎫·％ 이상인 박강판.
    0.05 ≤ [％ C] － (12/47.9) × [％ Ti*] ≤ 0.10 --- (1)
    여기서, Ti* ＝ [％ Ti] － (47.9/14) × [％ N] － (47.9/32.1) × [％ S] --- (2)
    [％ M] 은 M 원소의 함유량 (질량％)
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 강판이, 상기 조성에 더하여, 추가로 질량％ 로, Nb : 0.02 ∼ 0.10 ％ 를 함유하고, 또한 상기 (1) 식 대신에 하기 (3) 식의 관계를 만족시키는 박강판.
    0.05 ≤ [％ C] － (12/92.9) × [％ Nb] － (12/47.9) × [％ Ti*] ≤ 0.10 --- (3)
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    상기 강판이, 상기 조성에 더하여, 추가로 질량％ 로, Cr : 0.1 ∼ 1.0 ％, Ni : 0.1 ∼ 1.0 ％, Mo : 0.1 ∼ 1.0 ％, Cu : 0.1 ∼ 2.0 ％ 및 B : 0.0005 ∼ 0.0030 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 박강판.
  4. 질량％ 로, C : 0.06 ∼ 0.12 ％, Si : 0.5 ∼ 1.5 ％, Mn : 1.0 ∼ 3.0 ％, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.01 ％ 이하, Al : 0.5 ％ 이하, N : 0.01 ％ 이하 및 Ti : 0.02 ∼ 0.20 ％ 를 함유하고, 또한 C, N, S 및 Ti 의 함유량이 하기 (1) 식 및 (2) 식에 나타내는 관계를 만족시키고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성으로 이루어지는 강 소재를, 열간 압연 공정에 있어서, 마무리 압연을 850 ∼ 950 ℃ 에서 종료한 후, 650 ℃ 이하에서 권취하고, 산세 후, 60 ％ 이상의 압하율로 냉간 압연을 실시한 후, 어닐링 공정에 있어서, (Ac1 － 100 ℃) 에서 Ac1 까지의 평균 승온 속도 : 15 ℃/s 이상의 속도로 780 ∼ 880 ℃ 의 균열 (均熱) 온도까지 가열하고, 그 균열 온도에서 150 s 이하의 시간 유지한 후, 적어도 350 ℃ 까지의 평균 냉각 속도를 5 ∼ 50 ℃/s 로 하여 350 ℃ 이하까지 냉각시키는 박강판의 제조 방법.
    0.05 ≤ [％ C] － (12/47.9) × [％ Ti*] ≤ 0.10 --- (1)
    여기서, Ti* ＝ [％ Ti] － (47.9/14) × [％ N] － (47.9/32.1) × [％ S] --- (2)
    [％ M] 은 M 원소의 함유량 (질량％)
  5. 제 4 항에 있어서,
    상기 강 소재가, 상기 조성에 더하여, 추가로 질량％ 로, Nb : 0.02 ∼ 0.10 ％ 를 함유하고, 또한 상기 (1) 식 대신에 하기 (3) 식의 관계를 만족시키는 박강판의 제조 방법.
    0.05 ≤ [％ C] － (12/92.9) × [％ Nb] － (12/47.9) × [％ Ti*] ≤ 0.10 --- (3)
  6. 제 4 항 또는 제 5 항에 있어서,
    상기 강 소재가, 상기 조성에 더하여, 추가로 질량％ 로, Cr : 0.1 ∼ 1.0 ％, Ni : 0.1 ∼ 1.0 ％, Mo : 0.1 ∼ 1.0 ％, Cu : 0.1 ∼ 2.0 ％ 및 B : 0.0005 ∼ 0.0030 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 박강판의 제조 방법.

KR1020147008893A 2011-11-15 2012-11-07 박강판 및 그 제조 방법 KR20140048348A (ko)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JPJP-P-2011-250015 2011-11-15
JP2011250015 2011-11-15
PCT/JP2012/007147 WO2013073136A1 (ja) 2011-11-15 2012-11-07 薄鋼板およびその製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
KR20140048348A true KR20140048348A (ko) 2014-04-23

Family

ID=48429235

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020147008893A KR20140048348A (ko) 2011-11-15 2012-11-07 박강판 및 그 제조 방법

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20150027594A1 (ko)
EP (1) EP2781615A4 (ko)
JP (1) JP5370620B1 (ko)
KR (1) KR20140048348A (ko)
CN (1) CN103930585B (ko)
WO (1) WO2013073136A1 (ko)

Families Citing this family (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5935843B2 (ja) * 2014-08-08 2016-06-15 Ｊｆｅスチール株式会社 スポット溶接性に優れた冷延鋼板およびその製造方法
JP6032300B2 (ja) 2015-02-03 2016-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
JP6032298B2 (ja) * 2015-02-03 2016-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
JP6032299B2 (ja) 2015-02-03 2016-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
KR101999910B1 (ko) * 2015-03-27 2019-07-12 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법
TWI534274B (zh) * 2015-05-28 2016-05-21 China Steel Corp Method of Annealing Process for High Strength Steel
CN107142426B (zh) * 2017-06-21 2019-05-24 唐山钢铁集团有限责任公司 一种超高强度退火钢板及其制造方法
CN109207841B (zh) * 2017-06-30 2021-06-15 宝山钢铁股份有限公司 一种低成本高成型性1180MPa级冷轧退火双相钢板及其制造方法
CN114207171B (zh) * 2019-07-31 2023-05-16 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板、高强度部件和它们的制造方法
US20220282353A1 (en) * 2019-07-31 2022-09-08 Jfe Steel Corporation High strength steel sheet, high strength member, and methods for manufacturing the same
CN113737086A (zh) * 2020-05-27 2021-12-03 宝山钢铁股份有限公司 一种经济型780MPa级的冷轧退火双相钢及其制造方法

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05255804A (ja) 1992-03-11 1993-10-05 Nippon Steel Corp 成形性および剛性の優れた冷延鋼板およびその製造方法
JP3511272B2 (ja) 1995-05-18 2004-03-29 住友金属工業株式会社 高ヤング率鋼板の製造方法
CN1080321C (zh) * 1997-03-17 2002-03-06 新日本制铁株式会社 具有高冲击能量吸收性能的双相型高强钢板和生产该钢板的方法
KR20060032139A (ko) * 2003-08-26 2006-04-14 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고장력 냉연강판 및 그 제조방법
JP4843981B2 (ja) * 2004-03-31 2011-12-21 Ｊｆｅスチール株式会社 高剛性高強度薄鋼板およびその製造方法
CN100519805C (zh) * 2004-03-31 2009-07-29 杰富意钢铁株式会社 高刚度高强度薄钢板及其制造方法
JP4506438B2 (ja) 2004-03-31 2010-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 高剛性高強度薄鋼板およびその製造方法
JP4843982B2 (ja) 2004-03-31 2011-12-21 Ｊｆｅスチール株式会社 高剛性高強度薄鋼板およびその製造方法
JP5157215B2 (ja) * 2007-03-28 2013-03-06 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高剛性高強度鋼板およびその製造方法
JP5233142B2 (ja) * 2007-03-28 2013-07-10 Ｊｆｅスチール株式会社 穴拡げ性に優れた高剛性高強度鋼板およびその製造方法
JP5365217B2 (ja) * 2008-01-31 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
US8163108B2 (en) * 2008-03-27 2012-04-24 Nippon Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet, high-strength galvanized steel sheet, and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet having excellent formability and weldability, and methods for manufacturing the same
JP4924730B2 (ja) * 2009-04-28 2012-04-25 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性、溶接性および疲労特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
KR101313957B1 (ko) * 2009-05-27 2013-10-01 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 피로 특성과 연신 및 충돌 특성이 우수한 고강도 강판, 용융 도금 강판, 합금화 용융 도금 강판 및 그들의 제조 방법
JP5413276B2 (ja) * 2010-03-31 2014-02-12 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN103930585A (zh) 2014-07-16
CN103930585B (zh) 2015-07-22
JP5370620B1 (ja) 2013-12-18
US20150027594A1 (en) 2015-01-29
WO2013073136A1 (ja) 2013-05-23
EP2781615A4 (en) 2015-07-01
JPWO2013073136A1 (ja) 2015-04-02
EP2781615A1 (en) 2014-09-24

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5233142B2 (ja) 穴拡げ性に優れた高剛性高強度鋼板およびその製造方法
JP5157215B2 (ja) 加工性に優れた高剛性高強度鋼板およびその製造方法
JP5029748B2 (ja) 靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5029749B2 (ja) 曲げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5370620B1 (ja) 薄鋼板およびその製造方法
JP2022160585A (ja) 冷間圧延鋼板及びその製造方法
JP4843982B2 (ja) 高剛性高強度薄鋼板およびその製造方法
JPWO2018151322A1 (ja) 高強度鋼板
JP5798740B2 (ja) 成形性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
KR20130080038A (ko) 타발 가공성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법
JP4867256B2 (ja) 剛性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
KR101629113B1 (ko) 딥드로잉성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP2013181208A (ja) 伸びと穴拡げ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP4506434B2 (ja) 剛性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP5655475B2 (ja) 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5845837B2 (ja) 剛性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP2023554449A (ja) 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP2023507963A (ja) 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP2023071938A (ja) 延性及び加工性に優れた高強度鋼板、及びその製造方法
JP5071125B2 (ja) 角筒絞り成形性と形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法ならびに製品形状に優れた自動車用部品
JP4622783B2 (ja) 剛性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP4848651B2 (ja) 捻り剛性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP4622784B2 (ja) 剛性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
US20230023692A1 (en) High strength steel sheet having excellent workability and method for manufacturing same
JP6051707B2 (ja) 剛性に優れた薄鋼板の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
A302 Request for accelerated examination
AMND Amendment
E601 Decision to refuse application
AMND Amendment