KR20180087347A - 고강도 강판, 고강도 아연 도금 강판 및 이들의 제조 방법 - Google Patents

고강도 강판, 고강도 아연 도금 강판 및 이들의 제조 방법 Download PDF

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KR20180087347A
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겐지 가와무라
요시히코 오노
노부스케 가리야
신이치 후루야
고헤이 하세가와
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제이에프이 스틸 가부시키가이샤
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Abstract

인장 강도가 980MPa 이상의 구부림 가공성이 우수한 고강도 강판, 고강도 아연 도금 강판 및 이들 제조 방법을 제공한다.　특정의 성분 조성을 갖고, 표면으로부터 판 두께 방향으로 100㎛이내의 영역에 있어서의 Mn 편석도가 1.5이하이고, 표면으로부터 판 두께 방향으로 100㎛이내의 영역에 있어서의, 강판의 판면과 평행한 면이고, 입자 긴 지름 5㎛이상의 산화물계 개재물이 100㎟당 1000개 이하이며, 입자 긴 지름 5㎛이상의 산화물계 개재물의 전체 개수 중, 알루미나 함유율:50질량%이상이고, 실리카 함유율:20질량%이하이며, 칼시아 함유율:40질량%이하인 조성을 가지는 것의 개수 비율이 80%이상이며, 특정의 금속 조직이고, 인장 강도가 980MPa 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강판으로 한다.

Description

고강도 강판, 고강도 아연 도금 강판 및 이들의 제조 방법
본 발명은 자동차 부품 등의 소재로서 바람직하게 이용되고, 구부림성이 우수한 고강도 강판, 고강도 아연 도금 강판 및 이들의 제조 방법에 관한 것이다.
근래, 지구 환경의 보호 의식의 고양으로부터, 자동차의 CO2 배출량 삭감을 향한 연비 개선이 강하게 요구되고 있다. 이것에 수반하여, 자동차 부품의 소재인 강판을 고강도화하여, 부품의 박육화를 도모하고, 차체를 경량화하고자 하는 움직임이 활발하게 되어 오고 있다. 한편, 고강도 강판은 연질 강판에 비해 가공성이 뒤떨어지기 때문에, 프레스 성형 등 성형 가공이 곤란하다. 특히, 인장 강도가 980MPa급 이상의 강판에서는 구부림 가공 모드 주체의 폼 성형으로 가공되는 경우가 많기 때문에, 성형성 중에서도, 구부림 가공성이 중시된다.
고강도 강판의 구부림 가공성의 개선 수단에 대해서는 종래, 다양한 검토가 실행되어 오고 있었다. 예를 들면, 특허문헌 1에는 응고 조직의 불균질성을 개선하여 강판 표층의 경도 분포를 균질화시킴으로써, 페라이트와 마텐자이트를 포함하는 조직이면서, 구부림성을 향상시키는 기술이 개시되어 있다. 또, 특허문헌 1에 기재된 기술에서는 주형내 전자 교반 장치 등을 이용하여, 슬래브를 주형 메니스커스 근방의 응고 계면의 용강 유속을 빠르게 하여 용강의 유동에 의해 응고 과정에 있는 슬래브 표층의 응고를 교반하는 것에 의해서, 덴드라이트의 암 사이에 개재물이나 결함이 트랩되기 어렵게 하고, 주조시에 슬래브 표층 근방에 불균질의 응고 조직이 발달하는 것을 방해하고, 이들 응고 조직의 불균질성에 기인한 냉연-소둔 후의 강판 표층의 조직의 불균일의 변동과, 이것에 기인한 구부림성의 열화를 저감하고 있다.
또, 개재물의 양이나 형상을 제어하여, 강판의 재료 특성을 개선하는 기술로서는 예를 들면 특허문헌 2나 3의 기술이 있다.
특허문헌 2에는 신장 플랜지성의 향상을 목적으로 해서, 금속 조직과 개재물량을 제한한 고강도 냉연강판이 개시되어 있다. 특허문헌 2에서는 경도 380Hv이하의 템퍼링 마텐자이트가 면적율에서 50%이상(100% 포함)을 포함하고, 잔부가 페라이트로 이루어지는 조직을 갖고, 템퍼링 마텐자이트 중에 존재하는 원 상당 직경 0.1㎛이상의 시멘타이트 입자가 해당 템퍼링 마텐자이트 1㎛2당 2.3개 이하이고, 전체 조직 중에 존재하는 에스팩트비 2.0이상의 개재물이, 1㎟당 200개 이하인 신장 플랜지성이 우수한 고강도 냉연강판이 제안되어 있다.
또, 특허문헌 3에는 Ce 혹은 La의 1종 또는 2종의 합계가 0.001∼0.04%이고, 또한 질량 베이스에서, (Ce+La)/산 가용 Al≥0.1, 또한, (Ce+La)/S가 0.4∼50인 화학 성분을 갖는 신장 플랜지성과 피로 특성이 우수한 고강도 강판이 제안되어 있다. 특허문헌 3에서는 Ce, La의 첨가에 의한 탈산에 의해 생성된 미세하고 경질인 Ce 산화물, La 산화물, 세륨 옥시 술파이드, 란탄 옥시 술파이드상에 MnS, TiS, (Mn, Ti)S가 석출되고, 압연시에도 이 석출한 MnS, TiS, (Mn, Ti)S의 변형이 일어나기 어렵기 때문에, 강판 중에는 연신된 조대한 MnS가 현저히 감소하고, 반복 변형시나 구멍 확대 가공시에 있어서, 이들 MnS계 개재물이 깨짐 발생의 기점이나 균열 전파의 경로로 되기 어려워지는 것이 개시되어 있다. 또, 특허문헌 3에는 산 가용 Al 농도에 따른 Ce, La 농도로 하는 것에 의해, Al 탈산으로 생성된 Al2O3계 개재물에 대해, 첨가한 Ce, La가 환원 분해되어 미세한 개재물을 형성하고, 알루미나계 산화물이 클러스터화해서 조대하게 되지 않는 것이 개시되어 있다.
특허문헌 1: 일본국 특허공개공보 제2011-111670호 특허문헌 2: 일본국 특허공개공보 재2009-215571호 특허문헌 3: 일본국 특허공개공보 제2009-299137호
그러나, 특허문헌 1에 기재되는 기술에서는 주형 메니스커스 근방의 응고 계 면의 용강 유속이 15cm/초 이상으로 되는 조건에서 주조하기 때문에, 비금속 개재물이 잔존하기 쉽고, 해당 개재물 기인의 구부림 깨짐을 억제할 수 없다는 과제가 있다. 즉, 구부림 가공성이 양호하지 않다는 과제가 있다. 또한, 주형 메니스커스 근방은 용강을 주조할 때에, 슬래브 표면으로부터 슬래브 중심을 향해 덴드라이트 조직이 형성되는 정도로 근방인 것을 의미한다.
또, 특허문헌 2에 기재되는 기술은 MnS 개재물 등의 형태를 제어하여 신장 플랜지성을 개선하는 것이지만, 구부림 가공성에 크게 영향을 주는 산화물계 개재물의 제어에 관한 시사를 주는 것은 아니다. 따라서, 특허문헌 2에 기재된 기술에서는 구부림 가공성 개선이 충분하다고까지는 할 수 없다.
또, 특허문헌 3에 기재되는 기술은 구부림 가공성 향상에 반드시 유효하지 않다. 또, Ce, La와 같은 특수 원소의 첨가가 필요하기 때문에, 제조 코스트가 현저히 상승한다.
본 발명은 이러한 사정을 감안하여, 인장 강도가 980MPa 이상의 구부림 가공성이 우수한 고강도 강판, 고강도 아연 도금 강판 및 이들의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은 상기 과제를 해결하기 위해, 고강도 강판의 구부림 가공성 지배 인자에 대해 연구하였다. 그 결과, 가공시의 깨짐의 기점은 강판 표면으로부터 100㎛이내에 존재하는 입자 긴 지름이 5㎛이상의 산화물계 개재물인 것을 발견하였다. 그리고, 우수한 구부림 가공성을 확보하기 위해서는 해당 개재물 수를 관찰 면적 100㎟(1㎠)당 1000개 이하(10개 이하/㎟)로 하는 것이 유효한 것, 또, 구부림 가공시에 발생하는 미소 깨짐의 진전에는 강의 성분 조성, 강판 표면으로부터 100㎛이내의 영역인 강판 표층의 Mn 편석도와 열처리에 의해서 결정되는 강판의 금속 조직이 영향을 주는 것을 명백하게 하였다. 또, 980MPa이상의 구부림 가공성이 우수한 고강도 강판으로 함에 있어서, 강판의 화학 성분(성분 조성), 금속 조직에 대해서도 적정 범위를 명백하게 하고, 본 발명을 완성시켰다.
본 발명은 상기 지견에 의거하여 완성된 것이며, 그 요지는 다음과 같다.
[1] 질량%로, C:0.07∼0.30%, Si:0.10∼2.5%, Mn:1.8∼3.7%, P:0.03%이하, S:0.0020%이하, Sol.Al:0.01∼1.0%, N:0.0006∼0.0055%, O:0.0008∼0.0025%를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 표면으로부터 판 두께 방향으로 100㎛이내의 영역에 있어서의 Mn 편석도가 1.5이하이고, 표면으로부터 판 두께 방향으로 100㎛이내의 영역에 있어서의 강판의 판면과 평행한 면에서, 입자 긴 지름 5㎛이상의 산화물계 개재물이 100㎟당 1000개 이하이고, 입자 긴 지름 5㎛이상의 산화물계 개재물의 전체 개수 중, 알루미나 함유율:50질량%이상이고, 실리카 함유율:20질량%이하이고, 칼시아 함유율:40질량%이하인 조성을 갖는 것의 개수 비율이 80%이상이고, 금속 조직이, 체적율에서, 마텐자이트상 및 베이나이트상의 합계:25∼100%, 페라이트상:75%미만(0% 포함), 오스테나이트상:15%미만(0% 포함)을 포함하고, 인장 강도가 980MPa 이상인 고강도 강판.
[2] 상기 성분 조성에 있어서, Si(질량%)/Mn(질량%)가 0.20이상 1.00이하인 [2]에 기재된 고강도 강판.
[3] 상기 성분 조성은 질량%로, Ca:0.0002∼0.0030%를 더 함유하는 [1] 또는 [2]에 기재된 고강도 강판.
[4] 상기 성분 조성은 질량%로, Ti:0.01∼0.1%, Nb:0.01∼0.1%, V:0.001∼0.1%, Zr:0.001∼0.1%의 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 [1] 내지 [3] 중의 어느 하나에 기재된 고강도 강판.
[5] 상기 성분 조성은 질량%로, Cr:0.01∼1.0%, Mo:0.01∼0.20%, B:0.0001∼0.0030%의 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 [1] 내지 [4] 중의 어느 하나에 기재된 고강도 강판.
[6] 상기 성분 조성은 질량%로, Cu:0.01∼0.5%, Ni:0.01∼0.5%, Sn:0.001∼0.1%의 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 [1] 내지 [5] 중의 어느 하나에 기재된 고강도 강판.
[7] 질량%로, Sb:0.005∼0.05%를 더 함유하는 [1] 내지 [6] 중의 어느 하나에 기재된 고강도 강판.
[8] 질량%로, REM, Mg의 1종 또는 2종을 합계 0.0002%이상 0.01%이하 더 함유하는 [1] 내지 [7] 중의 어느 하나에 기재된 고강도 강판.
[9] [1] 내지 [8] 중의 어느 하나에 기재된 고강도 강판과, 상기 고강도 강판의 표면에 형성된 아연 도금층을 갖는 고강도 아연 도금 강판.
[10] [1] 내지 [8] 중의 어느 하나에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로서, RH 진공 탈가스 장치에서의 환류 시간을 900s 이상으로 하고, 정련 종료 후, 연속 주조함에 있어서, 주형 메니스커스 근방의 응고 계면의 용강 유속이 1.2m/분 이하로 되는 조건에서 주조하고, 상기 주조에서 얻어진 강 소재를, 직접 또는 일단 냉각한 후 1220℃이상 1300℃이하로 가열하고, 거친 압연의 1패스째의 압하량을 10%이상으로 하고, 마무리 압연의 1패스째의 압하량을 20%이상으로 하고, Ar3 변태점 이상의 마무리 압연 종료 온도에서 열간 압연을 완료하고, 400℃이상 550℃미만의 온도역에서 권취하여 열연판으로 하고, 상기 열연판을 산세 후, 압연율:40%이상에서 냉간압연하여 냉연판으로 하고, 상기 냉연판을 가열 온도:800∼880℃의 조건에서 가열하고, 다음에 550∼750℃의 급랭 개시 온도까지 냉각하고, 상기 가열 및 냉각에 있어서의 800∼880℃의 온도역에서의 체류 시간:10sec이상으로 하고, 해당 급랭 개시 온도에서 급랭 정지 온도까지의 평균 냉각 속도:15℃/sec이상으로 하여, 350℃이하의 급랭 정지 온도까지 냉각하고, 다음에 150∼450℃의 온도역의 체류 시간:100∼1000sec의 조건에서 유지하는 고강도 강판의 제조 방법.
[11] [10]에 기재된 방법에 의해 얻어진 고강도 강판의 표면에, 아연 도금층을 실시하는 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.
본 발명에 따르면, 강판 표층(강판 표면으로부터 100㎛이내의 영역)의 개재물 개수를 저감하는 동시에, 그 개재물 조성을 적정 범위내로 제어하는 것과, 강판 표층의 Mn 편석도를 작게 함으로써, 자동차의 구조 부재 등의 자동차 부품용 소재에 바람직한 구부림성(구부림 가공성)이 우수한 고강도 강판, 고강도 아연 도금 강판이 얻어진다.
본 발명의 또는 본 발명의 제조 방법으로 제조한 고강도 강판, 고강도 아연 도금 강판을 이용하면, 자동차의 충돌 안전성의 향상이 도모되는 동시에, 자동차 부품의 경량화에 의한 연비 개선도 도모된다.
이하, 본 발명의 실시형태에 대해 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시형태에 한정되지 않는다.
<고강도 강판>
우선, 본 발명의 고강도 강판의 성분 조성에 대해 설명한다.
본 발명의 고강도 강판의 성분 조성은 질량%로, C:0.07∼0.30%, Si:0.10∼2.5%, Mn:1.8∼3.7%, P:0.03%이하, S:0.0020%이하, Sol.Al:0.01∼1.0%, N:0.0006∼0.0055%, O:0.0008∼0.0025%를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어진다.
또, 상기 성분 조성은 질량%로, Ca:0.0002∼0.0030%를 더 함유해도 좋다.
또, 상기 성분 조성은 Ti:0.01∼0.1%, Nb:0.01∼0.1%, V:0.001∼0.1%, Zr:0.001∼0.1%의 1종 또는 2종 이상을 더 함유해도 좋다.
또, 상기 성분 조성은 질량%로, Cr:0.01∼1.0%, Mo:0.01∼0.20%, B:0.0001∼0.0030%의 1종 또는 2종 이상을 더 함유해도 좋다.
또, 상기 성분 조성은 질량%로, Cu:0.01∼0.5%, Ni:0.01∼0.5%, Sn:0.001∼0.1%의 1종 또는 2종 이상을 더 함유해도 좋다.
또, 상기 성분 조성은 질량%로, Sb:0.005∼0.05%를 더 함유해도 좋다.
또, 상기 성분 조성은 질량%로, REM, Mg의 1종 또는 2종을 합계 0.0002%이상 0.01%이하를 더 함유해도 좋다.
이하, 각 성분에 대해 구체적으로 설명한다. 이하의 설명에 있어서 성분의 함유량을 나타내는 「%」는 「질량%」를 의미한다.
C:0.07∼0.30%
C는 담금질 조직의 마텐자이트를 강화하기 위해 중요한 원소이다. C함유량이 0.07%미만에서는 강도 상승의 효과가 불충분하게 된다. 이 때문에, C함유량은 0.07%이상으로 한다. 바람직하게는 C함유량은 0.09%이상이다. 한편, C함유량이 0.30%를 넘으면 강도가 너무 높아져, 구부림 가공성이 현저히 열화한다. 또, 스폿 용접에 있어서의 십자 인장 시험에 있어서 용접부가 파단하기 때문에, 접합 강도가 현저히 저하한다. 이 때문에, C함유량은 0.30%이하로 한다. 바람직하게는 C함유량은 0.25%이하이다.
Si:0.10∼2.5%
Si는 고강도 강판의 연성을 높이기 위해 유효하다. 또, Si는 페라이트상을 고용 강화하는 것에 의해, 저온 변태상과 페라이트상의 경도 차를 저감하기 위해, 구부림성이나 신장 플랜지성의 향상에 기여한다. Si 함유량이 0.10%미만에서는 그 효과가 충분하지 않다. 또한, Si 함유량이 0.10%미만에서는 본 발명의 특징인 산화물계 개재물의 조성 제어에 의한 구부림 가공성 개선 효과가 보이지 않는다. 이 때문에, Si 함유량은 0.10%이상으로 한다. 한편, Si함유량이 2.5%를 넘으면, 열간 압연 공정에서 강판 표면에 Si 산화물을 다량으로 형성하고, 표면 결함을 발생시킨다. 이 때문에, Si함유량은 2.5%이하로 한다.
Mn:1.8∼3.7%
Mn은 고강도 강판의 강도를 높이기 위해 첨가된다. 그러나, Mn함유량이 3.7%를 넘으면, 냉간 압연시의 변형 저항이 증대하기 때문에, 냉간 압연성이 저하할 뿐만 아니라, 강판이 과도하게 경질화되어 연성 및 구부림성이 불충분하게 된다. 또한, Mn의 편석에 기인하여 인장 특성의 이방성도 커질 뿐만 아니라, 금속 조직이 강판 두께 방향에서 불균일하게 되어 구부림성도 열화한다. 한편, Mn함유량이 1.8%미만이면, 소둔 냉각시에 생성되는 페라이트 생성량이 많아지고, 또 펄라이트의 생성도 일어나기 쉬워지며, 강도가 불충분하게 된다. 이 때문에, Mn함유량은 1.8∼3.7%의 범위로 한다. 하한에 대해 바람직한 Mn함유량은 2.0%이상이다. 상한에 대해 바람직한 Mn함유량은 3.5%이하이다.
Si(질량%)/Mn(질량%):0.20이상 1.00이하
Si/Mn비는 특히 한정되지 않지만 1.00을 넘으면, 화성 처리성이 대폭 저하하는 경우가 있다. 한편, 0.20미만이 되면 Si에 의한 고용 강화가 작아지고, Mn 편석에 의한 구부림 깨짐 감수성이 높아지는 경우가 있다. 이 때문에, Si/Mn는 0.20∼1.00의 범위로 하는 것이 바람직하다. 하한에 대해 바람직한 범위는 0.25이상이다. 상한에 대해 바람직한 범위는 0.70이하이다.
P:0.03%이하
P는 본 발명 강 중에서는 불순물이며, 스폿 용접성을 열화시키기 때문에 가능한 한 제강 공정에서 제거하는 것이 바람직하다. 여기서, P함유량이 0.03%를 넘으면 스폿 용접성의 열화가 현저하게 된다. 이 때문에, P함유량은 0.03%이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 P함유량은 0.02%이하이다. 더욱 바람직하게는 0.01%이하이다. 제조 코스트를 억제하는 관점에서는 0.003%이상이 바람직하다.
S:0.0020%이하
S는 본 발명 강 중에서는 불순물이며, 스폿 용접성을 열화시키는 것 이외에, Mn과 결부하여 조대 MnS를 형성하고 구부림 가공성을 열화시키기 때문에, 가능한 한 제강 공정에서 제거하는 것이 바람직하다. 이 때문에, S함유량은 0.0020%이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.0010%이하이다. 제조 코스트를 억제하는 관점에서는 0.0003%이상이 바람직하다.
Sol.Al:0.01∼1.0%
Sol.Al함유량이 0.01%미만에서는 탈산· 탈질의 효과가 충분하지 않다. 이 때문에, Sol.Al함유량은 0.01%이상으로 한다. 바람직하게는 Sol.Al함유량은 0.03%이상이다. 또, Sol.Al은 Si와 마찬가지로 페라이트 생성 원소이며, 페라이트를 포함하는 미크로 조직을 지향하는 경우에는 적극적으로 첨가된다. 한편, 1.0%초과의 함유에서는 인장 강도 980MPa를 안정적으로 확보하는 것이 어려워지기 때문에, 상한은 1.0%로 한다. 또한, 여기서, Sol.Al은 산 가용성 알루미늄이며, Sol.Al함유량은 강중 전체 Al함유량 중, 산화물로서 존재하는 Al을 제외한 Al함유량이다.
N:0.0006∼0.0055%
N은 거친 강 중에 포함되는 불순물이며, 강판의 성형성을 열화시키기 때문에, N함유량은 0.0055%이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 N함유량은 0.0045%이하이다. 한편, N함유량을 0.0006%미만으로 하려고 하면 정련 코스트가 현저히 상승한다. 이 때문에, N함유량은 0.0006%이상으로 한다.
O:0.0008∼0.0025%
O는 정련시에 생성된 금속 산화물 등에 포함되며 강 중의 개재물로서 잔류하는 것이다. O함유량이 0.0025%를 넘으면, 구부림 가공성이 현저히 저하한다. 이 때문에, O함유량은 0.0025%이하로 한다. 바람직하게는 O함유량은 0.0020%이하이다. 한편, O함유량을 0.0008%미만으로 하려고 하면, 정련 코스트가 현저히 상승한다. 본 발명에 있어서는 후술하는 바와 같이, 산화물계 개재물의 조성을 적정하게 제어함으로써, 구부림 가공성을 개선할 수 있다. 따라서, 정련 코스트의 상승을 억제하기 위해, O함유량을 0.0008%이상으로 한다.
또, 본 발명의 강에서는 상기의 원소에 부가하여, 목적에 따라, 하기의 원소를 더 함유할 수 있다.
Ca:0.0002∼0.0030%
Ca는 거친 강 중에 함유되는 불순물이며, 산소와 반응하여 산화물을 형성하거나, 별도의 산화물과 반응하여 복합 산화물로 된다. 이들이 강 중에 존재하면, 강판에 있어서의 결함의 원인으로 되거나, 구부림성을 열화시키기 때문에, Ca함유량은 0.0030%이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.0010%이하이다. 또한, 인장 강도 980MPa급에서 엄격한 구부림성이 요구되는 경우에는 0.0005%이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 여기서, 「엄격한 구부림성」은 실시예에 기재된 방법으로 측정한 한계 구부림 반경 R/t가 980MPa급(980∼1179MPa)에 대해서는 1.5이하, 1180MPa급(1180∼1319MPa)에 대해서는 2.5이하, 1320MPa급 이상(1320MPa∼)에 대해서는 3.0이하인 것을 의미한다.
Ti:0.01∼0.1%, Nb:0.01∼0.1%, V:0.001∼0.1%, Zr:0.001∼0.1%의 1종 또는 2종 이상
Ti, Nb, V, Zr은 주조, 열연 공정에서 강 중에 탄화물, 질화물을 형성하고, 결정 입경의 조대화를 억제함으로써, 가공에 의해서 생긴 균열의 전파를 억제시키는 효과가 있다. 이러한 효과를 얻기 위해, 이들 원소의 1종 또는 2종 이상을 함유시킬 수 있다. 그러나, 과도한 첨가는 탄질화물의 석출량이 많아지고, 조대한 것은 슬래브 가열시에 녹아 남음으로써, 제품의 성형성을 저하시킨다. 그 때문에, Ti:0.01∼0.1%, Nb:0.01∼0.1%, V:0.001∼0.1%, Zr:0.001∼0.1%의 범위로 한다.
Cr:0.01∼1.0%, Mo:0.01∼0.20%, B:0.0001∼0.0030%의 1종 또는 2종 이상
Cr, Mo, B는 연속 소둔 공정에서의 제조 안정화를 위해 유효한 원소이며, 이러한 효과를 얻기 위해, 이들 원소의 1종 또는 2종 이상을 함유시킬 수 있다. 각각, 0.01%이상, 0.01%이상, 0.0001%이상에서 이러한 효과를 얻을 수 있기 때문에, Cr함유량은 0.01%이상, Mo함유량은 0.01%이상, B함유량은 0.0001%이상으로 한다. 바람직하게는 Cr함유량은 0.1%이상, Mo함유량은 0.05%이상, B함유량은 0.0003%이상이다. 한편, Cr, Mo, B는 각각 1.0%, 0.20%, 0.0030%를 넘으면 연성을 열화시킨다. 이 때문에, Cr함유량은 1.0%이하, Mo함유량은 0.20%이하, B함유량은 0.0030%이하로 한다. 바람직하게는 Cr함유량은 0.7%이하, Mo함유량은 0.15%이하, B함유량은 0.0020%이하이다.
Cu:0.01∼0.5%, Ni:0.01∼0.5%, Sn:0.001∼0.1%의 1종 또는 2종 이상
Cu, Ni, Sn은 강판의 내식성을 높이는 효과가 있으며, 이러한 효과를 얻기 위해, 이들 원소의 1종 또는 2종 이상을 함유시킬 수 있다. 각각, 0.01%이상, 0.01%이상, 0.001%이상에서 이러한 효과를 얻을 수 있기 때문에, Cu함유량은 0.01%이상, Ni함유량은 0.01%이상, Sn함유량은 0.001%이상으로 한다. 한편, Cu, Ni, Sn은 각각, 0.5%, 0.5%, 0.1%를 넘으면 주조 및 열간 압연시의 취화에 의해 표면 결함이 발생한다. 이 때문에, Cu함유량은 0.5%이하, Ni함유량은 0.5%이하, Sn함유량은 0.1%이하로 한다.
Sb:0.005∼0.05%
Sb는 연속 소둔의 소둔 과정에 있어서, 강판의 표층에 농화함으로써 강판의 표층에 존재하는 B함유량의 저감을 억제한다. 이러한 효과를 얻기 위해, Sb함유량을 0.005%이상으로 한다. 한편, Sb함유량이 0.05%를 넘으면 그 효과가 포화할 뿐만 아니라, Sb의 입계 편석에 의해 인성이 저하한다. 따라서, Sb는 0.005∼0.05%의 범위내로 한다. 하한에 대해 바람직한 Sb함유량은 0.008%이상이다. 상한에 대해 바람직한 Sb함유량은 0.02%이하이다.
REM, Mg의 1종 또는 2종을 합계 0.0002%이상 0.01%이하
이들 원소는 개재물을 미세화하고, 파괴의 기점을 감소시킴으로써, 성형성을 향상시키는데 유용한 원소이다. 합계 함유량이 0.0002%미만으로 되는 첨가에서는 상기와 같은 작용을 유효하게 발휘할 수 없다. 한편, 합계 함유량이 0.01%를 넘으면, 반대로 개재물이 조대화되고, 성형성이 저하한다. 여기서, REM은 Sc, Y 및 란타노이드의 합계 17원소를 가리키며, 란타노이드의 경우, 공업적으로는 미쉬메탈(Mischmetall)의 형태로 첨가된다. 본 발명에서는 REM의 함유량은 이들 원소의 합계 함유량을 가리킨다.
또한, 본 발명의 강판에 있어서, 상기 이외의 성분은 Fe 및 불가피한 불순물이다. 상기의 임의로 포함할 수 있는 원소를, 상기 하한값 미만 포함하는 경우에는 이들 원소는 본 발명의 효과를 해치지 않기 때문에, 이들 원소를 불가피한 불순물로서 포함한다고 생각한다.
다음에, 본 발명 강판의 표층의 Mn 편석도의 한정 이유에 대해 설명한다.
표면으로부터 100㎛이내의 영역에 있어서의 Mn 편석도가 1.5이하
본 발명에 있어서, Mn 편석도는 강판의 중심 편석부를 제외한 평균의 Mn량에 대한 표면으로부터 판 두께 방향으로 100㎛까지의 영역(표층)의 최대의 Mn량이다(Mn 편석도=(최대 Mn량/평균 Mn량)). 또, Mn 편석도를 측정하는 경우, EPMA(Electron Probe Micro Analyzer)에 의해서 강판의 Mn 농도 분포를 측정한다. 이 때, EPMA의 프로브 지름에 의해서 Mn 편석도의 수치가 변화하기 때문에, 프로브 지름을 2㎛로 하는 것에 의해, 적정하게 Mn의 편석을 평가한다. 또한, MnS 등의 개재물이 존재하면 최대 Mn 편석도가 외관상 커지므로, 개재물이 검출된 경우에는 그 값은 제외하고 평가하는 것으로 한다.
Mn 편석도가 1.5를 넘으면, 금속 조직의 불균일화에 의해 구부림 가공시에 균열의 생성이 조장되고, 구부림성이 저하한다. 이 때문에, Mn 편석도는 1.5이하로 한다. 바람직하게는 1.3이하이다.
또한, 강판 표면으로부터 100㎛보다 판 두께 중심측에 존재하는 Mn 편석은 구부림 가공성에 대해 영향이 작으므로 본 발명에서는 특히 규정은 하지 않는다.
계속해서, 산화물계 개재물에 관한 한정 이유에 대해, 설명한다.
본 발명에서는 강판의 표면으로부터 판 두께 방향으로 100㎛이내의 영역에 있어서의 입자 긴 지름 5㎛이상의 산화물계 개재물이 100㎟당 1000개 이하이고, 해당 산화물계 개재물의 전체 개수 중, 알루미나 함유율:50질량%이상이며, 실리카 함유율:20질량%이하이며, 칼시아 함유율:40질량%이하인 조성을 갖는 것의 개수 비율이 80%이상이다.
산화물계 개재물의 형태, 조성을 상기 범위로 제어하는 것은 본 발명의 목적으로 하는 구부림 가공성 향상을 위한 가장 중요한 요건이다. 강판 표면으로부터 판 두께 방향으로 100㎛보다 판 두께 중심측에 존재하는 산화물계 개재물, 또는 입자 긴 지름이 5㎛미만의 산화물계 개재물은 구부림 가공성에 대해 영향이 작으므로 본 발명에서는 특히 제어할 필요는 없다. 이 때문에, 강판 표면으로부터 100㎛이내의 영역에 존재하는 입자 긴 지름 5㎛이상의 산화물계 개재물에 대해, 이하와 같이 한정한다. 또한, 입자 긴 지름은 원 상당 지름의 직경의 길이를 의미한다.
강판 표면으로부터 100㎛이내의 영역에 있어서, 강판의 판면과 평행한 면이고, 입자 긴 지름 5㎛이상의 산화물계 개재물이 100㎟당 1000개를 넘으면 구부림 가공성이 현저히 열화된다. 이 때문에, 해당 개재물의 개수는 100㎟당 1000개 이하로 한다. 또한, 산화물계 개재물은 압연에 의해 신장하므로, 본 발명에 있어서는 개재물의 크기는 강판의 판면과 평행한 면에서 평가한다. 또, 입자 긴 지름 5㎛이상의 산화물계 개재물의 강판 표면으로부터 깊이 방향(판 두께 방향) 100㎛이내의 분포는 통상 대략 균일하므로, 평가 위치는 강판 표면으로부터 100㎛이내의 임의 단면(강판 표면과 평행한 면)에서 실행해도 좋다. 단, 입자 긴 지름 5㎛이상의 산화물계 개재물이 판 두께 방향에 불균일하게 분포하는 경우에는 가장 분포 개수가 많은 깊이에서 평가하는 것으로 한다. 또, 평가 면적은 100㎟이상으로 한다. 여기서 「불균일하게 분포하는」것은 표층(표면)보다 10㎛의 깊이로부터 깊이 방향으로 10㎛ 피치에서 9개소 측정했을 때의 산화물계 개재물의 평균 개수에 대해 3할 이상 또는 3할 이하의 개수가 존재하는 경우를 의미한다. 또, 「가장 분포 개수가 많은 깊이」는 표층(표면)보다 10㎛의 깊이로부터 깊이 방향으로 10㎛ 피치에서 9개소 측정했을 때에 가장 분포 개수가 많은 깊이를 의미한다.
입자 긴 지름이 5㎛이상의 산화물계 개재물 중에 알루미나는 탈산 생성물로서 불가피하게 포함되지만, 알루미나 단체에서는 구부림 가공성으로의 영향이 작다. 한편, 산화물계 개재물 중의 알루미나 함유율이 50질량%미만이 되면, 산화물이 저융점화되고, 산화물계 개재물이 압연 가공시에 신장하여, 구부림 가공시의 깨짐 기점으로 되기 쉬워진다. 이 때문에, 입자 긴 지름이 5㎛이상의 산화물계 개재물 중의 알루미나 함유율은 50질량%이상으로 한다. 실리카, 칼시아는 알루미나와 공존하는 것에 의해, 산화물이 저융점화되고, 산화물계 개재물이 압연 가공시에 신장하여, 구부림 가공시의 깨짐 기점으로 되기 쉬워지기 때문에, 강판의 구부림 가공성을 열화시킨다. 각각 질량%로, 20%, 40%를 넘으면 구부림 가공성의 열화가 현저하게 되기 때문에, 실리카 함유율은 20질량%이하, 칼시아 함유율은 40질량%이하로 한다. 또한, 더욱 바람직한 개재물 조성으로서는 용강 중의 강중 산화물의 평균 조성이 질량%로, 알루미나 함유율:60%이상, 또한 실리카 함유율:10%이하, 또한 칼시아 함유율:20%이하이다. 이 때, 상기한 바와 같이, 평가하는 강판의 표면으로부터 100㎛이내의 강판 중에 있어서의 입자 긴 지름 5㎛이상의 산화물계 개재물의 전체 개수 중, 개수 비율에서 80%이상이 상기 조성의 범위를 만족시키고 있으면, 양호한 구부림 가공성이 얻어진다. 이 때문에, 상기 조성을 만족시키는 산화물계 개재물의 개수 비율을 80%이상으로 한다. 즉, 알루미나 함유율:50질량%이상이고, 또한 실리카 함유율:20질량%이하이고, 또한 칼시아 함유율:40질량%이하인 조성을 갖는 산화물계 개재물의 개수 비율을 80%이상으로 한다. 또한 구부림 가공성을 향상시키기 위해서는 해당 개수 비율을 88%이상으로 하는 것이 바람직하고, 90%이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 산화물 조성의 조정은 전로 또는 2차 정련 프로세스의 슬래그 조성을 조정하는 것에 의해 달성된다. 또, 강중 산화물의 평균 조성은 슬래브로부터 샘플을 잘라내고, 추출 잔사 분석법(예를 들면, 구라야스 등: 철과 강, Vol.82(1996), 1017)에 의해서 정량적으로 구할 수 있다.
다음에 금속 조직의 한정 이유에 대해 설명한다.
마텐자이트상 및 베이나이트상의 체적율:25∼100%
마텐자이트상 및 베이나이트상의 합계의 체적율을 25%이상으로 함으로써, 인장 강도에서 980MPa이상의 강도를 확보하는 것이 용이하게 된다. 더욱 바람직하게는 체적율은 40%이상이다. 상한은 100%까지 허용하지만, 구부림 가공성을 안정하게 확보하기 위해서는 마텐자이트상 및 베이나이트상의 합계의 체적율은 95%이하가 바람직하다. 더욱 바람직하게는 90%이하이다. 또한, 본 발명에 있어서는 마텐자이트상은 템퍼링되어 있는 마텐자이트상을 포함하는 것으로 한다.
페라이트상의 체적율: 75%미만(0% 포함)
연질의 페라이트상은 강판의 신장 향상에 기여하기 때문에, 본 발명에서는 페라이트상을 75%미만의 범위에서 포함할 수 있다. 한편, 페라이트상이 체적분율에서 75%를 넘으면, 저온 변태상과의 조합에도 의존하지만 인장 강도 980MPa의 확보가 곤란하게 되는 경우가 있다. 따라서, 페라이트상은 체적분율에서 75%미만의 범위로 한다. 바람직하게는 60%이하이다.
오스테나이트상(잔류 오스테나이트상): 15%미만(0% 포함)
오스테나이트상은 페라이트상을 포함하는 조직의 경우에는 포함되지 않는 것이 바람직하지만, 15%미만이면 실질적으로 무해하므로 포함되어도 좋다. 3%이하가 더욱 바람직하다. 여기서, 오스테나이트상을 포함하지 않는 쪽이 바람직한 경우인 「페라이트상을 포함하는 경우」는 페라이트상의 함유량이 체적율에서 4%이상인 것을 가리킨다. 페라이트상의 양에 관계없이 오스테나이트상을 15%미만까지 허용할 수 있지만, 페라이트상의 양에 따라, 바람직한 오스테나이트량이 다르다. 이것은 오스테나이트상은 구부림 가공시에 단단한 마텐자이트상으로 변태하기 때문에, 연질의 페라이트상이 존재하는 경우에는 경도 차가 커 구부림 깨짐의 기점으로 되지만, 페라이트상을 포함하지 않는 경우에는 주위의 상과의 경도 차가 작아 구부림 깨짐의 기점으로 되기 어렵기 때문이다. 즉, 페라이트상의 체적율이 4%이상이면, 오스테나이트상은 0∼5%가 바람직하고, 페라이트상의 체적율이 4%미만이면 오스테나이트상은 15%미만이 바람직하다.
그 밖의 상은 본 발명의 효과를 해치지 않는 범위에서 포함해도 좋다. 합계의 체적율이 4%이하이면 허용할 수 있다. 그 밖의 상으로서는 예를 들면 펄라이트를 들 수 있다.
또한, 상기 고강도 강판은 아연 도금층을 가져도 좋다. 아연 도금층은 예를 들면 용융 아연 도금층, 전기 아연 도금층이다. 또, 용융 아연 도금층은 합금화되어 있는 합금화 용융 아연 도금층이어도 좋다.
다음에, 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.
RH 진공 탈가스 장치에서의 환류 시간:900s(sec)이상
성분 조정용의 금속이나 합금 철의 최종 첨가 후의 RH 진공 탈가스 장치에서의 환류 시간을 900s이상으로 한다. 강판 중에 Ca계 복합 산화물이 존재하면 구부림성을 열화시키기 때문에, 이들 산화물을 저감시킬 필요가 있다. 그 때문에, 정련 공정에 있어서, 성분 조정용의 금속이나 합금 철의 최종 첨가 후의 RH 진공 탈가스 장치에서의 환류 시간을 900s이상으로 하는 것이 필요하게 된다. 바람직하게는 950s이상이다. 또, 생산성을 고려하면, 상기 환류 시간은 1200s이하가 바람직하다.
주형 메니스커스 근방의 응고 계면의 용강 유속:1.2m/분 이하
정련 종료 후, 연속 주조함에 있어서, 주형 메니스커스 근방의 응고 계면의 용강 유속을 1.2m/분 이하로 함으로써, 비금속계 개재물이 부상하게 되고 제거된다. 바람직하게는 1.0m/분 이하이다. 한편, 용강 유속이 1.2m/분을 넘으면 강중에 잔존하는 비금속계 개재물의 양이 증가하고, 구부림성이 열화된다. 또한, 상기 용강 유속은 생산성을 고려하면 0.5m/분 이상이 바람직하다.
또, Mn의 편석을 억제하기 위해서는 연속 주조에 있어서의 최종 응고시의 경압하도 유효하다. 최종 응고시의 경압하는 주조의 냉각의 불균일에 기인하는 응고부와 미응고부의 혼재를 해소하기 위해 실시하는 것이며, 이것에 의해, 판 폭 방향에서의 불균일 응고가 경감되고, 또, 판 두께 중앙의 편석도 경감한다.
슬래브 가열 온도: 1220℃이상 1300℃이하
상기 주조에서 얻어진 강 소재를 필요에 따라 가열한다(주조 후의 강 슬래브의 온도가 1220℃이상 1300℃이하의 범위에 있으면 가열의 필요는 없다). 가열하는 경우, 슬래브 가열 온도는 Ar3 변태점 이상의 마무리 압연 온도를 확보하는 관점, 슬래브 가열 온도의 저하는 과도한 압연 하중의 증가를 초래하고, 압연이 곤란하게 되거나, 압연 후의 모재 강판의 형상 불량을 초래할 우려가 있는 관점, 미용해의 조대한 Nb, Ti계의 석출물이 존재하면, 강판의 가공성을 크게 열화시키는 되는 관점에서 1220℃이상으로 할 필요가 있다. 가열 온도를 과도하게 고온으로 하는 것은 경제상 바람직하지 않기 때문에, 슬래브 가열 온도의 상한은 1300℃로 한다.
슬래브 가열 시간을 특히 규정하지 않지만, 단시간에서는 조대한 Nb, Ti계 개재물을 용해할 수 없고, 조대한 채 잔존하게 되며, 강판의 가공성이 열화할 우려가 있다. 그래서, 30분 이상의 슬래브 가열 시간이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 1시간 이상이다.
거친 압연의 1패스째의 압하량을 10%이상
강판 표층에 Mn 편석도가 높은 경우에는 미크로 조직의 불균일화에 의해 구부림 가공시에 균열의 생성이 조장되고, 구부림성이 저하한다. 그래서, 거친 압연의 1패스째의 압하량을 10%이상으로 함으로써 Mn 편석을 경감할 수 있다. 바람직하게는 12%이상이다. 10%미만의 경우에는 Mn 편석은 경감 효과가 저하하며, 구부림성이 불충분하게 된다. 따라서, 1패스째에서의 과도한 압하량은 강판 형상을 손상시키는 경우가 있기 때문에, 18%이하가 바람직하다.
마무리 압연의 1패스째의 압하량을 20%이상
강판 표층에 Mn 편석도가 높은 경우에는 미크로 조직의 불균일화에 의해 구부림 가공시에 균열의 생성이 조장되며, 구부림성이 저하한다. 그래서, 마무리 압연의 1패스째의 압하량을 20%이상으로 함으로써 Mn 편석을 경감할 수 있다. 바람직하게는 24%이상이다. 20%미만의 경우에는 Mn 편석은 경감 효과가 저하하고, 구부림성이 불충분하게 된다. 또한, 열간 압연시의 통판성의 관점에서 상기 압하량은 35%이하가 바람직하다.
열간 마무리 압연 온도:Ar3점(Ar3 변태점) 이상
열간 마무리 압연 온도가 Ar3점보다 낮은 경우, 열간 마무리 압연 후의 조직이 밴드형상의 전신립 조직으로 되고, 냉연 소둔 후도 밴드형상의 전신립 조직의 상태이다. 그 때문에, 구부림성이나 신장 플랜지성이 저하한다. 마무리 압연 온도의 상한은 특히 규정하지 않지만, 1000℃를 넘으면, 열간 마무리 압연 후의 조직이 조대립으로 되고, 냉연 소둔 후의 조직도 조대한 채이다. 그 때문에, 냉연 소둔 후의 냉각 중의 페라이트상의 생성이 지연하게 되며, 과도하게 경도화되는 동시에, 구부림성이나 신장 플랜지성이 저하하는 경향을 나타낸다. 또, 이 경우, 열간 마무리 압연 후에 고온에 체류하게 되기 때문에, 스케일 두께가 두꺼워지고, 산세 후의 표면의 요철이 커지며, 냉연 소둔 후의 강판의 구부림성에 악영향을 미치는 결과로 된다. 또한, Ar3은 이하의 식에 의해 정의된다.
Ar3=910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo+0.35(t-8)
하기 식에 있어서, 원소 기호는 각 원소의 함유량(질량%)을 의미하고, 포함하지 않는 원소는 0으로 한다. 또, t는 열연 강판 두께(㎜)를 의미한다.
권취 온도:400℃이상 550℃미만
권취 온도가 550℃이상으로 되면, 열간 마무리 압연 후의 조직은 페라이트상의 체적율이 많아지는 동시에, 페라이트상과 펄라이트상이 혼재한 조직으로 된다. 이 조직은 C농도가 낮은 페라이트상의 영역과 C농도가 높은 펄라이트상의 영역이 존재하고 있는 불균일한 조직이다. 또, 이 조직은 연속 소둔과 같은 단시간의 열처리에서는 냉연 소둔 후도 불균일한 조직 채이고, 강판의 구부림성, 신장 플랜지성이 모두 열화한다. 한편, 권취 온도가 과도하게 너무 낮으면, 코스트적으로 불리하게 되며, 또, 강판이 과도하게 경질화되어 냉간 압연시의 변형 저항이 증대하기 때문에, 냉간 압연성이 저하한다. 따라서, 권취 온도는 400℃이상으로 한다.
냉간 압연율:40%이상
압연율이 40%에 미치지 않으면, 강판 중에 왜곡이 균일하게 도입되지 않기 때문에, 강판 중에서 재결정의 진행 상태에 불균일이 생기고, 조대한 알갱이와 미세한 알갱이가 존재하는 불균일한 조직으로 되며, 구부림성이나 신장 플랜지성이 열화한다. 또, 냉간 압연 후의 소둔 과정에 있어서의 재결정, 변태 거동이 지연되고, 소둔 중의 오스테나이트상의 양이 감소하기 때문에, 최종적으로 얻어지는 강판 중의 페라이트상의 양이 과잉으로 된다. 그 결과, 강판의 인장 강도는 저하한다. 상한은 특히 마련하지 않지만, 압연율이 70%를 넘으면, 재결정이 급속히 진행되고, 알갱이 성장이 촉진되기 때문에, 결정 입경이 조대화된다. 또, 냉각 중의 페라이트상의 생성이 억제되고 과도하게 경도화되며, 구부림성, 신장 플랜지성이 열화하기 때문에, 70%이하가 바람직하다.
가열 온도(소둔 온도(균열 온도)):800℃이상 880℃이하
소둔 온도가 800℃에 미치지 않는 경우, 가열 소둔 중의 페라이트분율이 높아지는 것에 기인하여, 소둔 후에 최종적으로 얻어지는 페라이트상의 체적율이 과잉으로 되고, 인장 강도 980MPa이상의 확보가 곤란하게 된다. 또, C나 Mn 등의 첨가 원소의 확산이 불충분한 상태인 농도 불균일이 발생하여, 강판 조직(금속 조직)이 저온 변태상의 편재하는 불균일한 조직으로 되고, 강판의 가공성(구부림성, 신장, 신장 플랜지성)이 열화되는 경향을 나타낸다. 한편, 880℃를 넘은 경우, 오스테나이트 단상의 온도역까지 가열하면, 오스테나이트 입경이 과도하게 조대화되고, 그 후의 냉각 과정에서 생성되는 페라이트상의 양이 감소하며, 신장이 저하한다. 또, 페라이트상이나 저온 변태상의 결정 입경이 조대화되고, 구부림성이나 신장 플랜지성이 열화한다. 따라서, 소둔 온도는 800℃이상 880℃이하의 범위로 한다. 더욱 바람직하게는 820℃이상 860℃이하의 범위이다.
급랭 개시 온도:550∼750℃
상기 가열 후, 550∼750℃의 급랭 개시 온도까지 냉각한다. 상기한 가열 후는 급랭 개시 온도인 550∼750℃까지 냉각한다. 이 과정에서는 필요에 따라 페라이트를 적량 생성하여, 연성을 향상시키는 동시에 강도의 조정을 실행한다. 이 때문에, 해당 급랭 개시까지의 냉각은 서랭으로 하는 것이 바람직하다. 이 과정에서의 냉각 속도(평균 냉각 속도)를 15℃/sec미만으로 함으로써, 제품의 재질의 안정성이 더욱 향상한다. 이 때문에, 해당 냉각 속도는 15℃/sec미만으로 하는 것이 바람직하다. 또, 이 냉각의 종료 온도, 즉, 이 냉각에 계속해서 실행하는 급랭의 개시 온도가 550℃미만에서는 페라이트 체적율이 너무 높아져 강도가 부족하기 쉽다. 이 때문에, 급랭 개시 온도는 550℃이상으로 한다. 바람직하게는 급랭 개시 온도는 570℃이상이다. 한편, 급랭 개시 온도가 750℃를 넘으면, 연성이 열화될 뿐만 아니라, 강판의 평탄성이 열화될 가능성이 있다. 이 때문에, 급랭 개시 온도는 750℃이하로 한다. 바람직하게는 급랭 개시 온도는 720℃이하이다.
800℃이상 880℃이하의 체류 시간:10sec이상
또, 상기 가열 및 냉각에 있어서, 800℃이상 880℃이하의 온도 범위에서의 체류 시간은 10sec이상으로 한다. 또한, 이하, 해당 체류 시간을 균열 시간이라고도 한다. 해당 균열 시간이 10sec미만에서는 오스테나이트가 충분히 생성되지 않고, 충분한 강도를 얻는 것이 곤란하다. 바람직하게는 해당 균열 시간은 30sec이상이다. 또한, 생산성을 해치지 않도록 하기 위해, 해당 균열 시간은 1200sec이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 체류 시간을 확보하기 위해, 가열 후 즉시 냉각을 개시하지 않고 일정시간 유지해도 좋다.
급랭 개시 온도에서 급랭 정지 온도까지의 평균 냉각 속도:15℃/sec이상
급랭 정지 온도:350℃이하
상기한 급랭 개시 온도에서 급랭 정지 온도까지의 냉각 속도(평균 냉각 속도)가 15℃/sec미만에서는 담금질이 불충분하게 되고, 강도가 부족하기 쉽다. 이 때문에, 급랭 개시 온도에서 급랭 정지 온도까지의 냉각 속도는 15℃/sec이상으로 한다. 제품 재질 안정화를 위해서는 해당 냉각 속도는 20℃/sec이상으로 하는 것이 바람직하다.
또, 급랭 정지 온도가 350℃를 넘으면 베이나이트상이 과도하게 생성, 또는 오스테나이트가 과도하게 잔류하고, 강도 부족이나 신장 플랜지성을 열화시킨다. 이 때문에, 급랭 정지 온도는 350℃이하로 한다.
150∼450℃의 체류(유지) 시간:100∼1000sec
상기한 바와 같이 급랭 정지 온도까지 급랭하고, 다음에 그대로, 또는 재가열 후, 150∼450℃에서 100∼1000sec 유지한다. 이와 같이 150∼450℃에서의 유지를 실행하는 것에 의해, 앞의 급랭으로 생성된 마텐자이트가 템퍼링되고, 구부림 가공성이 향상한다. 급랭 정지 후의 유지 온도가 150℃미만에서는 이러한 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 따라서, 급랭 정지 후의 유지 온도는 150℃이상으로 한다. 또, 해당 유지 온도가 450℃를 넘으면, 강도 저하가 현저하게 되고, 980MPa이상의 인장 강도를 얻는 것이 곤란하게 된다. 따라서, 급랭 정지 후의 유지 온도는 450℃이하로 한다. 또, 이러한 급랭 정지 후에 실행하는 150∼450℃에서의 유지 시간이 100sec미만에서는 상기한 바와 같은 마텐자이트가 템퍼링되고, 구부림 가공성이 향상한다는 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 따라서, 150∼450℃에서의 유지 시간은 100sec이상으로 한다. 한편, 해당 유지 시간이 1000sec를 넘으면, 강도 저하가 현저하게 되고, 980MPa이상의 인장 강도를 얻는 것이 곤란하게 된다. 따라서, 150∼450℃에서의 유지 시간은 1000sec이하로 한다.
또한, 상기 유지 후, 또한 조질 압연을 실시하는 것이 바람직하다. 조질 압연은 항복 신장을 없애기 위해, 신장율에서 0.1∼0.7%의 범위에서 실행하는 것이 바람직하다. 또, 본 발명 강판은 강판 표면에 전기 도금이나 용융 아연 도금을 실시해도 좋고, 또, 고형 윤활재 등을 도포해도 좋다. 또, 용융 아연 도금 후에 합금화 처리를 실시해도 좋다.
실시예
표 1에 나타내는 성분 조성의 강을 이용하고, 표 2에 나타내는 조건으로 강괴를 용해, 주조하였다. 얻어진 강괴(두께 250㎜의 슬래브)를 표 2에 나타내는 조건으로 열간 압연을 실시하고 판 두께 2.6㎜의 열연강판을 얻었다. 다음에, 냉간압연을 실행하고, 판 두께 1.4㎜로 하고, 또한 연속 소둔을 모의한 열처리를 실시하였다.
이 연속 소둔을 모의한 열처리를 표 2에 나타내는 조건으로 실행하였다(급랭 정지 온도까지의 냉각 속도는 10℃/s로 하였다.). 다음에, 표 2에 나타내는 조건으로 재가열 혹은 급랭 정지 온도에서 유지하는 템퍼링 처리를 실행하고, 냉각 후, 0.2%의 조질 압연을 실행하였다.
[표 1]
Figure pct00001
[표 2]
Figure pct00002
이상과 같이 해서 얻어진 강판에 대해, 이하에 나타내는 바와 같이, Mn 편석도, 산화물계 개재물을 조사해서 평가하는 동시에, 금속 조직(조직분율(체적율)), 인장 특성, 구부림 가공성에 대해 조사하고, 평가하였다.
Mn 편석도의 평가
EPMA(Electron Probe Micro Analyzer)에 의해서, 표면으로부터 판 두께 방향으로 100㎛이내에서 150㎟의 영역에 있어서의 Mn 농도 분포를 측정하였다. 이 때, EPMA의 프로브 지름에 의해서 Mn 편석도(표면으로부터 100㎛이내의 영역의 Mn 농도의 최대값/표면으로부터 100㎛이내의 영역의 Mn 농도의 평균값)의 수치가 변화하기 때문에, 프로브 지름을 2㎛로 하는 것에 의해, Mn의 편석을 평가하였다. 또한, MnS 등의 개재물이 존재하면 최대 Mn 편석도가 외관상 커지므로, 개재물이 검출된 경우에는 그 값은 제외하고 평가하였다.
강판 중의 산화물계 개재물의 평가
강판 표면으로부터 판 두께 방향으로 깊이 50㎛, 100㎛의 판면과 평행한 면을 10㎜×10㎜의 범위에서 관찰하고, 입자 긴 지름 5㎛이상의 개재물 입자의 개수를 조사하였다(깊이 50㎛의 위치와 100㎛의 위치에서 결과가 동일(균일)하였기 때문에, 한쪽의 결과만 표에 나타내었다). 또한, 당연히, 판면과 평행한 면은 압연 방향을 포함하는 단면(압연 방향을 포함하고 판면과 평행한 면)이다. 또, 입자 긴 지름 5㎛이상의 개재물 입자에 대해서는 모두 SEM-EDX 분석을 실행하고, 조성을 정량 분석하고, 알루미나 함유율:50질량%이상인 동시에, 실리카 함유율:20질량%이하이고, 칼시아 함유율:40질량%이하인 조성을 갖는 개재물 입자 수(조성 해당 개수)를 구하였다. 또, 상기 관찰에 의해 얻은 입자 긴 지름 5㎛이상의 개재물 입자의 전체 개수에 대한 조성 해당 개수의 비율((조성 해당 개수)/(입자 긴 지름 5㎛이상의 개재물 입자의 전체 개수))을 구하고, 조성 해당 비율로 하였다.
금속 조직(조직분율)
압연 방향 단면에서, 판 두께의 1/2 위치의 면을 주사형 전자현미경(SEM)으로 관찰하는 것에 의해 조사하였다. 관찰은 N=5(관찰 시야 5개소)로 실시하고, 배율:2000배의 단면 조직 사진을 이용하며, 화상 해석에 의해, 임의로 설정한 50㎛×50㎛ 사방의 정방형 영역내에 존재하는 각 상의 점유 면적을 구하고, 이것을 평균하는 것에 의해, 각 상의 체적분율로 하였다. 여기서, 페라이트상 및 펄라이트상 이외의 조직을 마텐자이트상, 베이나이트상 및 잔류 오스테나이트상으로 간주하고 판정하였다. 다음에, 잔류 오스테나이트상의 양을, Mo의 Kα선을 이용하여 X선 회절법에 의해 구하였다. 즉, 강판의 판 두께 1/4 부근의 면을 측정면으로 하는 시험편을 사용하고, 오스테나이트상의 (211)면 및 (220)면과 페라이트상의 (200)면 및 (220)면의 피크 강도로부터 잔류 오스테나이트상의 체적율을 산출하고, 체적분율의 값으로 하였다. 다음에, 상기한 마텐자이트상, 베이나이트상 및 잔류 오스테나이트상으로 간주한 조직의 체적분율로부터 잔류 오스테나이트상의 체적분율의 차분을 마텐자이트상 및 베이나이트상의 체적분율로 판단하였다.
인장 특성
JIS5호 시험편(JIS Z2201)을 압연 방향과 직각 방향을 긴쪽으로 해서 채취하고, JIS Z2241에 준거하여 인장 시험을 실행하고, 항복 강도(YS), 인장 강도(TS), 연성의 지표인 전체 신장(El)을 구하였다. 또, 본 발명예에 있어서는 980MPa이상이 확보할 수 있다.
구부림 가공성
코일 폭 방향을 긴쪽으로 하는 JIS3호 시험편을 1/2 폭 위치로부터 채취하고, JIS Z2248에 준거한 구부림 시험 V블록법(누름 지그의 선단각:90°, 선단 반경 R:0.5㎜에서 0.5㎜피치로 변경)에 의해 한계 구부림 반경(R(㎜))을 구하고, 판 두께(t(㎜))로 나눈 값인 R/t를 지표로 하였다. 또한, 폭 방향의 구부림성의 편차 평가를 위해, 1/8위치∼7/8위치의 7개소에 대해, 전술한 R/t의 한계 구부림 반경 R에서 N5 구부림 시험을 실시하였다. 깨짐 발생율이 6%이하의 조건을 불균일성이 양호로 하였다. 구부림성의 평가는 확대경으로 10배로 관찰하여, 0.2㎜이상의 길이의 깨짐을 확인할 수 있는 것을 깨짐 있음으로 하였다.
표 2에 평가 결과를 나타낸다. 본 결과로부터 명백한 바와 같이, 본 발명예의 것은 인장 강도 TS≥980MPa, 한계 구부림 반경 R/t가 980MPa급에 대해서는 1.5이하, 1180MPa급에 대해서는 2.5이하, 1320MPa급 이상에 대해서는 3.0이하이며, 기계적 특성, 구부림 가공성이 우수하다. 한편, 비교예의 것은 어느 하나의 특성이 뒤떨어진다. 또, 본 발명예는 신장 플랜지성이 양호하였다.
[표 3]
Figure pct00003

Claims (11)

  1. 질량%로,
    C:0.07∼0.30%,
    Si:0.10∼2.5%,
    Mn:1.8∼3.7%,
    P:0.03%이하,
    S:0.0020%이하,
    Sol.Al:0.01∼1.0%,
    N:0.0006∼0.0055%,
    O:0.0008∼0.0025%를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
    표면으로부터 판 두께 방향으로 100㎛이내의 영역에 있어서의 Mn 편석도가 1.5이하이고,
    표면으로부터 판 두께 방향으로 100㎛이내의 영역에 있어서의 강판의 판면과 평행한 면에서, 입자 긴 지름 5㎛이상의 산화물계 개재물이 100㎟당 1000개 이하이고,
    입자 긴 지름 5㎛이상의 산화물계 개재물의 전체 개수 중, 알루미나 함유율:50질량%이상이고, 실리카 함유율:20질량%이하이고, 칼시아 함유율:40질량%이하인 조성을 갖는 것의 개수 비율이 80%이상이고,
    금속 조직이, 체적율에서, 마텐자이트상 및 베이나이트상의 합계:25∼100%, 페라이트상:75%미만(0% 포함), 오스테나이트상:15%미만(0% 포함)을 포함하고,
    인장 강도가 980MPa 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 성분 조성에 있어서, Si(질량%)/Mn(질량%)가 0.20이상 1.00이하인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
  3. 제 1 또는 제 2 항에 있어서,
    상기 성분 조성은 질량%로, Ca:0.0002∼0.0030%를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
  4. 제 1 항 내지 제 3 항 중의 어느 한 항에 있어서,
    상기 성분 조성은 질량%로,
    Ti:0.01∼0.1%,
    Nb:0.01∼0.1%,
    V:0.001∼0.1%,
    Zr:0.001∼0.1%의 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
  5. 제 1 항 내지 제 4 항 중의 어느 한 항에 있어서,
    상기 성분 조성은 질량%로,
    Cr:0.01∼1.0%,
    Mo:0.01∼0.20%,
    B:0.0001∼0.0030%의 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
  6. 제 1 항 내지 제 5 항 중의 어느 한 항에 있어서,
    상기 성분 조성은 질량%로,
    Cu:0.01∼0.5%,
    Ni:0.01∼0.5%,
    Sn:0.001∼0.1%의 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
  7. 제 1 항 내지 제 6 항 중의 어느 한 항에 있어서,
    질량%로, Sb:0.005∼0.05%를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
  8. 제 1 항 내지 제 7 항 중의 어느 한 항에 있어서,
    질량%로,
    REM, Mg의 1종 또는 2종을 합계 0.0002%이상 0.01%이하 더 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
  9. 제 1 항 내지 제 8 항 중의 어느 한 항에 기재된 고강도 강판과,
    상기 고강도 강판의 표면에 형성된 아연 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 아연 도금 강판.
  10. 제 1 항 내지 제 8 항 중의 어느 한 항에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로서,
    RH 진공 탈가스 장치에서의 환류 시간을 900s 이상으로 하고, 정련 종료 후, 연속 주조함에 있어서, 주형 메니스커스 근방의 응고 계면의 용강 유속이 1.2m/분 이하로 되는 조건에서 주조하고,
    상기 주조에서 얻어진 강 소재를, 직접 또는 일단 냉각한 후 1220℃이상 1300℃이하로 가열하고, 거친 압연의 1패스째의 압하량을 10%이상으로 하고, 마무리 압연의 1패스째의 압하량을 20%이상으로 하고, Ar3 변태점 이상의 마무리 압연 종료 온도에서 열간 압연을 완료하고, 400℃이상 550℃미만의 온도역에서 권취하여 열연판으로 하고,
    상기 열연판을 산세 후, 압연율:40%이상에서 냉간압연하여 냉연판으로 하고,
    상기 냉연판을 가열 온도:800∼880℃의 조건에서 가열하고, 다음에 550∼750℃의 급랭 개시 온도까지 냉각하고, 상기 가열 및 냉각에 있어서의 800∼880℃의 온도역에서의 체류 시간:10sec이상으로 하고, 해당 급랭 개시 온도에서 급랭 정지 온도까지의 평균 냉각 속도:15℃/sec이상으로 하여, 350℃이하의 급랭 정지 온도까지 냉각하고, 다음에 150∼450℃의 온도역의 체류 시간:100∼1000sec의 조건에서 유지하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
  11. 제 10 항에 기재된 방법에 의해 얻어진 고강도 강판의 표면에, 아연 도금층을 실시하는 것을 특징으로 하는 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.
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Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20210036966A (ko) * 2018-08-31 2021-04-05 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그의 제조 방법
KR20210036967A (ko) * 2018-08-31 2021-04-05 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그의 제조 방법
KR20210065164A (ko) * 2018-10-31 2021-06-03 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법

Families Citing this family (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101949027B1 (ko) * 2017-07-07 2019-02-18 주식회사 포스코 초고강도 열연강판 및 그 제조 방법
CN111020365A (zh) * 2018-10-09 2020-04-17 中国电力科学研究院有限公司 一种耐候钢及其钢板制作方法和角钢制作方法
CN109706390A (zh) * 2018-12-14 2019-05-03 河钢股份有限公司承德分公司 大规格930MPa级抗氢脆精轧螺纹钢筋及其生产方法
WO2020129403A1 (ja) * 2018-12-21 2020-06-25 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびこれらの製造方法
CN109988970B (zh) * 2019-04-01 2021-08-31 山东钢铁集团日照有限公司 一种具有不同屈强比的冷轧q&p980钢及其生产方法
EP3964598B1 (en) * 2019-04-24 2024-03-06 Nippon Steel Corporation Steel sheet
US11555234B2 (en) 2019-04-24 2023-01-17 Nippon Steel Corporation Steel sheet
CN114981462B (zh) * 2020-01-31 2023-11-14 杰富意钢铁株式会社 钢板、部件及其制造方法
KR20220149782A (ko) * 2020-04-07 2022-11-08 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 슬래브 및 그 연속 주조 방법
CN111893240A (zh) * 2020-07-28 2020-11-06 北京科技大学 一种利用稀土提高Nb、Ti微合金钢焊接性能的方法
US20230304119A1 (en) * 2020-10-15 2023-09-28 Nippon Steel Corporation Steel sheet and method for manufacturing same
WO2022202023A1 (ja) * 2021-03-25 2022-09-29 日本製鉄株式会社 鋼板
KR20230143174A (ko) * 2021-03-31 2023-10-11 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 강판, 부재 및 그들의 제조 방법
CN117413083A (zh) 2021-06-11 2024-01-16 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
MX2023014591A (es) 2021-06-11 2023-12-15 Jfe Steel Corp Chapa de acero de alta resistencia y metodo para fabricar la misma.
CN114150215B (zh) * 2021-10-19 2022-10-21 首钢集团有限公司 一种汽车用低合金高强钢及其制备方法
CN115976424B (zh) * 2022-12-14 2024-03-08 南阳汉冶特钢有限公司 一种海洋平台用dh40止裂钢板及其生产方法

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002363694A (ja) * 2001-06-07 2002-12-18 Kobe Steel Ltd 曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板
JP2004300452A (ja) * 2003-03-28 2004-10-28 Nisshin Steel Co Ltd 衝撃特性と形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP2009215571A (ja) 2008-03-07 2009-09-24 Kobe Steel Ltd 伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板
JP2009299137A (ja) 2008-06-13 2009-12-24 Nippon Steel Corp 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法
JP2011111670A (ja) 2009-11-30 2011-06-09 Nippon Steel Corp 延性及び曲げ性の良好な引張最大応力９００ＭＰａ以上を有する高強度鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
WO2013047739A1 (ja) * 2011-09-30 2013-04-04 新日鐵住金株式会社 機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、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
KR20140054379A (ko) * 2011-09-30 2014-05-08 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법, 및, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP2015151605A (ja) * 2014-02-18 2015-08-24 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

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0899104A (ja) 1994-09-29 1996-04-16 Kawasaki Steel Corp 連続圧延機のパススケジュール決定方法
JP5014934B2 (ja) * 2007-09-13 2012-08-29 新日本製鐵株式会社 鋼の連続鋳造方法
JP5217498B2 (ja) 2008-02-27 2013-06-19 Ｊｆｅスチール株式会社 可逆式圧延機による圧延方法および熱延鋼帯の製造方法
JP5156453B2 (ja) 2008-03-28 2013-03-06 株式会社神戸製鋼所 曲げ加工性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板
JP5349074B2 (ja) 2009-02-17 2013-11-20 株式会社神戸製鋼所 高清浄アルミキルド鋼の製造方法
US8460800B2 (en) 2009-03-31 2013-06-11 Kobe Steel, Ltd. High-strength cold-rolled steel sheet excellent in bending workability
CN103290317A (zh) 2012-02-27 2013-09-11 株式会社神户制钢所 弯曲加工性优良的超高强度冷轧钢板及其制造方法
JP5825185B2 (ja) 2012-04-18 2015-12-02 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
CN102719743A (zh) * 2012-06-27 2012-10-10 山西太钢不锈钢股份有限公司 一种石油套管用热轧卷板及其制造方法
JP5846445B2 (ja) * 2012-08-07 2016-01-20 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
CN104583445B (zh) 2012-08-28 2016-10-19 新日铁住金株式会社 钢板
WO2014061784A1 (ja) 2012-10-19 2014-04-24 新日鐵住金株式会社 疲労特性に優れる肌焼鋼
KR101830023B1 (ko) 2014-04-23 2018-02-19 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 스프링강 및 그 제조 방법
JP6048623B2 (ja) * 2014-06-23 2016-12-21 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002363694A (ja) * 2001-06-07 2002-12-18 Kobe Steel Ltd 曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板
JP2004300452A (ja) * 2003-03-28 2004-10-28 Nisshin Steel Co Ltd 衝撃特性と形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP2009215571A (ja) 2008-03-07 2009-09-24 Kobe Steel Ltd 伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板
JP2009299137A (ja) 2008-06-13 2009-12-24 Nippon Steel Corp 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法
JP2011111670A (ja) 2009-11-30 2011-06-09 Nippon Steel Corp 延性及び曲げ性の良好な引張最大応力９００ＭＰａ以上を有する高強度鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
WO2013047739A1 (ja) * 2011-09-30 2013-04-04 新日鐵住金株式会社 機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、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
KR20140054379A (ko) * 2011-09-30 2014-05-08 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법, 및, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP2015151605A (ja) * 2014-02-18 2015-08-24 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

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20210036966A (ko) * 2018-08-31 2021-04-05 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그의 제조 방법
KR20210036967A (ko) * 2018-08-31 2021-04-05 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그의 제조 방법
KR20210065164A (ko) * 2018-10-31 2021-06-03 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법

Also Published As

Publication number Publication date
EP3399062A4 (en) 2018-11-07
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