KR20190063413A - 고강도 강대의 제조 방법 - Google Patents
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Abstract
(과제) 코일 전체 길이에 걸쳐서, TS ≥ 980 ㎫, YR ≥ 68 ％, TS × EL ≥ 22000 ㎫·％ 의 성형성이 우수한 고강도 강대를 안정적으로 제조할 수 있는 방법을 제공한다.
(해결 수단) 고강도 강대의 제조시에, 열연판 코일의 가열을, 배치식 가열로를 사용하여, 열연판 코일의 외권부를 (Ac1 변태점 ＋ 20 ℃) 이상, (Ac1 변태점 ＋ 120 ℃) 이하의 소정 온도에서, 21600 s 초과 129600 s 이하 유지하는 조건에서 실시한다. 이로써, 코일 전체 길이에 걸쳐서 강 조직의 균질화를 도모하고, 제조되는 고강도 강대의 길이 방향에 관해서, 열연 어닐링판 코일의 내권부였던 부위를 제 1 부위, 열연 어닐링판 코일의 외권부였던 부위를 제 2 부위로 하여, 제 1 부위의 폴리고날페라이트의 면적률/제 2 부위의 폴리고날페라이트의 면적률 : 1.00 ∼ 1.50, 제 1 부위의 잔류 오스테나이트의 체적률/제 2 부위의 잔류 오스테나이트의 체적률 : 0.75 ∼ 1.00, 제 1 부위의 폴리고날페라이트의 평균 결정립경/제 2 부위의 폴리고날페라이트의 평균 결정립경 : 1.00 ∼ 1.50 으로 한다.
(해결 수단) 고강도 강대의 제조시에, 열연판 코일의 가열을, 배치식 가열로를 사용하여, 열연판 코일의 외권부를 (Ac1 변태점 ＋ 20 ℃) 이상, (Ac1 변태점 ＋ 120 ℃) 이하의 소정 온도에서, 21600 s 초과 129600 s 이하 유지하는 조건에서 실시한다. 이로써, 코일 전체 길이에 걸쳐서 강 조직의 균질화를 도모하고, 제조되는 고강도 강대의 길이 방향에 관해서, 열연 어닐링판 코일의 내권부였던 부위를 제 1 부위, 열연 어닐링판 코일의 외권부였던 부위를 제 2 부위로 하여, 제 1 부위의 폴리고날페라이트의 면적률/제 2 부위의 폴리고날페라이트의 면적률 : 1.00 ∼ 1.50, 제 1 부위의 잔류 오스테나이트의 체적률/제 2 부위의 잔류 오스테나이트의 체적률 : 0.75 ∼ 1.00, 제 1 부위의 폴리고날페라이트의 평균 결정립경/제 2 부위의 폴리고날페라이트의 평균 결정립경 : 1.00 ∼ 1.50 으로 한다.
Description
본 발명은, 고강도 강대의 제조 방법에 관한 것으로, 특히, 자동차, 전기 기기 등의 산업 분야에서 사용되는 부재로서의 용도에 제공하기에 바람직한, 성형성이 우수하고, 또한 높은 항복비를 갖는 강대를 안정적으로 얻고자 하는 것이다.
최근, 지구 환경의 보전의 견지로부터, 자동차의 연비 향상이 중요한 과제가 되고 있다. 이 때문에, 차체 재료의 고강도화에 의해 박육화를 도모하고, 차체 그 자체를 경량화하고자 하는 움직임이 활발해지고 있다.
그러나, 일반적으로, 강판의 고강도화는 성형성의 저하를 초래하므로, 고강도화를 도모하면 강판의 성형성이 저하되어, 성형시의 균열 등의 문제를 일으킨다. 그 때문에, 단순하게는 강판의 박육화를 도모할 수 없다.
그래서, 고강도와 고성형성을 겸비하는 재료의 개발이 요망되고 있다. 또한, 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ 이상인 강판에는, 특히, 이 고성형성에 추가하여, 충돌 흡수 에너지가 크다는 특성이 요구되고 있다. 충돌 흡수 에너지를 향상시키기 위해서는, 항복비 (YR) 를 높이는 것이 유효하다. 항복비가 높으면, 낮은 변형량으로, 강판에 효율적으로 충돌 에너지를 흡수시킬 수 있기 때문이다.
예를 들어, 특허문헌 1 에는, 인장 강도가 1000 ㎫ 이상이고 전연신 (EL) 이 30 ％ 이상인, 잔류 오스테나이트의 가공 유기 변태를 이용한 매우 높은 연성을 갖는 고강도 강판이 제안되어 있다.
또, 특허문헌 2 에는, 고 Mn 강을 사용하여, 페라이트와 오스테나이트의 2 상역에서의 열처리를 실시함으로써, 강도와 연성의 밸런스가 우수한 고강도 강판을 제조하는 것이 제안되어 있다.
특허문헌 1 에 기재된 강판은, C, Si 및 Mn 을 기본 성분으로 하는 강판을 오스테나이트화한 후에, 베이나이트 변태 온도역으로 ?칭하여 등온 유지하는, 이른바 오스템퍼 처리를 실시함으로써 제조된다. 그리고, 이 오스템퍼 처리를 실시할 때에, 오스테나이트에 대한 C 의 농화에 의해 잔류 오스테나이트가 생성된다. 그러나, 다량의 잔류 오스테나이트를 얻기 위해서는, 0.3 ％ 를 초과하는 다량의 C 가 필요하게 되는데, 0.3 ％ 를 초과하는 C 농도에서는, 스폿 용접성의 저하가 현저하여, 자동차용 강판으로는 실용화가 곤란하다.
또, 특허문헌 2 는, 2 상역 어닐링에 의해 페라이트 및 오스테나이트의 상분율이나 입경, 나아가서는 오스테나이트상 중의 C 및 Mn 량을 컨트롤함으로써 변형 유기 변태에 효과적인 잔류 오스테나이트상을 형성하는 것에 성공한 획기적인 발명이다. 그러나, 실제로 제조 현장에서 특허문헌 2 의 강판을 제조하고자 한 경우, 특히 배치식 가열로를 사용하여 열연판 코일을 지정한 온도로 가열하는 경우, 코일 중심 근방의 온도가 오르기 어려워 지정한 온도에 도달할 수 없으므로, 배치식 가열 후의 열연 어닐링판 코일의 내권부 (內卷部) 에서, 목적으로 하는 조직을 얻을 수 없고, 코일의 길이 방향으로 특성이 편차가 나서 수율이 나빠진다는 문제가 발생하였다.
본 발명은, 상기한 특허문헌 2 에 기재된 발명의 개량에 관련된 것으로, 열연판 코일을 배치식 가열로를 사용하여 가열하는 경우이어도, 코일 전체 길이에 걸쳐서, TS ≥ 980 ㎫, YR ≥ 68 ％, TS × EL ≥ 22000 ㎫·％ 의 성형성이 우수한 고강도 강대를 안정적으로 제조할 수 있는 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
그런데, 발명자들은, 상기한 과제를 달성하고, 성형성이 우수하고, 또한 높은 항복비와 인장 강도를 갖는 고강도 강대를 코일 전체 길이에 걸쳐 안정적으로 제조하기 위해서, 강판의 제조 방법 특히 배치식 가열로에 있어서의 가열 조건에 대해 예의 검토를 거듭하였다. 그 결과, 배치식 가열로에서의 열연판 어닐링 공정을, 열연 코일의 외권부 (外卷部) 를 (Ac1 변태점 ＋ 20 ℃) 이상, (Ac1 변태점 ＋ 120 ℃) 이하의 소정 온도에서 21600 s 초과 129600 s 이하의 시간 유지하는 조건에서 실시함으로써, 소기한 목적이 유리하게 달성되는 것의 지견을 얻었다. 본 발명은, 상기 지견에 기초하여 이루어진 것이다.
즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.
[1] 질량％ 로, C : 0.030 ％ 이상 0.250 ％ 이하, Si : 0.01 ％ 이상 3.00 ％ 이하, Mn : 4.20 ％ 초과 6.00 ％ 이하, P : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하, S : 0.0001 ％ 이상 0.0200 ％ 이하, N : 0.0005 ％ 이상 0.0100 ％ 이하, Al : 0.010 ％ 이상 2.000 ％ 이하 및 Ti : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 1100 ℃ 이상 1300 ℃ 이하로 가열하는 공정과,
상기 강 슬래브를, 마무리 압연 출측 온도 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하에서 열간 압연하여 열연판을 얻는 공정과,
상기 열연판을, 권취 온도 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하에서 권취하여 열연판 코일로 하는 공정과,
이어서, 상기 열연판 코일의 열연판에 산세를 실시하여 스케일을 제거하는 공정과,
상기 열연판 코일을, 배치식 가열로에서 가열 처리하여, 열연 어닐링판 코일로 하는 열연판 어닐링 공정과,
그 후, 상기 열연 어닐링판 코일의 열연 어닐링판을 압하율 50 ％ 이하에서 냉간 압연하여 냉연판을 얻는 공정과,
그 후, 상기 냉연판을, Ac1 변태점 이상, (Ac1 변태점 ＋ 100 ℃) 이하의 소정 온도에서 20 s 이상 900 s 이하 유지하여, 그 후 냉각시키는 냉연판 어닐링을 실시하여 고강도 강대를 얻는 공정을 갖는 고강도 강대의 제조 방법에 있어서,
상기 배치식 가열로에서의 열연판 어닐링 공정은, 상기 열연판 코일의 외권부를 (Ac1 변태점 ＋ 20 ℃) 이상, (Ac1 변태점 ＋ 120 ℃) 이하의 소정 온도에서 21600 s 초과 129600 s 이하 유지하는 조건에서 실시하고,
상기 고강도 강대의 길이 방향에 관해서, 상기 열연 어닐링판 코일의 내권부였던 부위를 제 1 부위, 상기 열연 어닐링판 코일의 외권부였던 부위를 제 2 부위, 상기 열연 어닐링판 코일의 중앙부였던 부위를 제 3 부위로 하여,
상기 제 3 부위의 강 조직은, 면적률로, 폴리고날페라이트 : 15 ％ 이상 55 ％ 이하, 미재결정 페라이트 : 8 ％ 이상, 마텐자이트 : 15 ％ 이상 30 ％ 이하, 체적률로, 잔류 오스테나이트 : 12 ％ 이상을 함유하고,
또한, 상기 제 1 부위의 폴리고날페라이트의 면적률/상기 제 2 부위의 폴리고날페라이트의 면적률이 1.00 ∼ 1.50, 상기 제 1 부위의 잔류 오스테나이트의 체적률/상기 제 2 부위의 잔류 오스테나이트의 체적률이 0.75 ∼ 1.00 이고,
또, 상기 제 3 부위는, 폴리고날페라이트의 평균 결정립경 : 4.0 ㎛ 이하, 마텐자이트의 평균 결정립경 : 2.0 ㎛ 이하, 잔류 오스테나이트의 평균 결정립경 : 2.0 ㎛ 이하로서,
또한, 상기 제 1 부위의 폴리고날페라이트의 평균 결정립경/상기 제 2 부위의 폴리고날페라이트의 평균 결정립경이 1.00 ∼ 1.50 이고,
또한, 상기 제 3 부위에 있어서, 잔류 오스테나이트 중의 Mn 량 (질량％) 을 폴리고날페라이트 중의 Mn 량 (질량％) 으로 나눈 값이 2.00 이상인 것을 특징으로 하는, 고강도 강대의 제조 방법.
[2] 상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로, Nb : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하, B : 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Ni : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Cr : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, V : 0.005 ％ 이상 0.500 ％ 이하, Mo : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Cu : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Sn : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Sb : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Ta : 0.001 ％ 이상 0.010 ％ 이하, Ca : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Mg : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하 및 REM : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는, 상기 [1] 에 기재된 고강도 강대의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 코일 전체 길이에 걸쳐서, TS ≥ 980 ㎫, YR ≥ 68 ％, TS × EL ≥ 22000 ㎫·％ 의 성형성이 우수한 고강도 강대를 안정적으로 얻을 수 있다. 따라서, 본 발명에 의해 제조되는 고강도 강대를, 예를 들어 자동차 구조 부재에 적용함으로써 차체의 경량화에 의한 연비 개선을 도모할 수 있고, 산업상 이용 가치는 매우 크다.
(성분 조성)
먼저, 본 발명에 있어서, 강대의 성분 조성을 상기의 범위로 한정한 이유에 대해 설명한다. 또한, 강이나 슬래브의 성분 조성에 관련된 ％ 표시는 질량％ 를 의미한다. 또, 강대의 성분 조성의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물이다.
C : 0.030 ％ 이상 0.250 ％ 이하
C 는, 마텐자이트 등의 저온 변태상을 생성시켜, 강도를 상승시키기 위해서 필요한 원소이다. 또, 잔류 오스테나이트의 안정성을 향상시키고, 강의 연성을 향상시키는 데에 유효한 원소이기도 하다. 여기에, C 량이 0.030 ％ 미만에서는 원하는 마텐자이트량을 확보하는 것이 어렵고, 원하는 강도가 얻어지지 않는다. 또, 충분한 잔류 오스테나이트량을 확보하는 것이 어렵고, 양호한 연성이 얻어지지 않는다. 한편, C 를, 0.250 ％ 를 초과하여 과잉으로 첨가하면, 경질의 마텐자이트량이 과대해져, 마텐자이트의 결정립계에서의 마이크로 보이드가 증가하고, 굽힘 시험 및 구멍 확장 시험시에 균열의 전파가 진행되기 쉬워져, 굽힘성이나 연신 플랜지성이 저하된다. 또, C 의 과잉의 첨가는, 용접부 및 열 영향부의 경화를 현저하게 하고, 용접부의 기계적 특성을 저하시키기 때문에, 스폿 용접성, 아크 용접성 등이 열화된다. 이들의 관점에서 C 량은 0.030 ％ 이상 0.250 ％ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는, 0.080 ％ 이상 0.200 ％ 이하의 범위이다.
Si : 0.01 ％ 이상 3.00 ％ 이하
Si 는, 페라이트의 가공 경화능을 향상시키므로, 양호한 연성을 확보하는 데에 유효한 원소이다. Si 량이 0.01 ％ 에 미치지 못하면 그 첨가 효과가 부족해지기 때문에, 하한을 0.01 ％ 로 한다. 한편, 3.00 ％ 를 초과하는 Si 의 과잉의 첨가는, 강의 취화를 일으킬 뿐만 아니라, 적 (赤) 스케일 등의 발생에 의한 표면 성상의 열화를 일으킨다. 이 때문에, Si 량은 0.01 ％ 이상 3.00 ％ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는, 0.20 ％ 이상 2.00 ％ 이하의 범위이다.
Mn : 4.20 ％ 초과 6.00 ％ 이하
Mn 은, 본 발명에 있어서 매우 중요한 원소이다. Mn 은, 잔류 오스테나이트를 안정화시키는 원소로서, 양호한 연성의 확보에 유효하다. 또한, Mn 은, 고용 강화에 의해 강의 강도를 상승시킬 수 있는 원소이기도 하다. 또, 잔류 오스테나이트 중의 Mn 농화에 의해, hcp 구조를 갖는 ε 상을 2 ％ 이상 확보할 수 있고, 나아가서는, 잔류 오스테나이트를 체적률로 12 ％ 이상으로, 다량으로 확보하는 것이 가능해진다. 이와 같은 효과는, 강 중의 Mn 량이 4.20 ％ 초과가 되어 비로소 확인된다. 한편, Mn 량이 6.00 ％ 를 초과하는 과잉의 첨가는, 비용 상승의 요인이 된다. 이러한 관점에서, Mn 량은 4.20 ％ 초과 6.00 ％ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는, 4.80 ％ 이상 6.00 ％ 이하의 범위이다.
P : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하
P 는, 고용 강화에 유효하고, 원하는 강도에 따라 첨가할 수 있는 원소이다. 또, 페라이트 변태를 촉진하고, 강판의 복합 조직화에도 유효한 원소이기도 하다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 강판 중의 P 량을 0.001 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, P 량이 0.100 ％ 를 초과하면, 용접성의 열화를 초래함과 함께, 아연 도금을 합금화 처리하는 경우에는 합금화 속도를 저하시키고, 아연 도금의 품질을 저해한다. 따라서, P 량은 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하, 바람직하게는 0.005 ％ 이상 0.050 ％ 이하의 범위로 한다.
S : 0.0001 ％ 이상 0.0200 ％ 이하
S 는, 입계에 편석되어 열간 가공시에 강을 취화시킴과 함께, 황화물로서 존재하여, 강판의 국부 변형능을 저하시킨다. 그 때문에, S 량은 0.0200 ％ 이하, 바람직하게는 0.0100 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0050 ％ 이하로 한다. 그러나, 생산 기술 상의 제약으로부터, S 량은 0.0001 ％ 이상으로 한다. 따라서, S 량은, 0.0001 ％ 이상 0.0200 ％ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는 0.0001 ％ 이상 0.0100 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0001 ％ 이상 0.0050 ％ 이하의 범위이다.
N : 0.0005 ％ 이상 0.0100 ％ 이하
N 은, 강의 내시효성을 열화시키는 원소이다. 특히, N 량이 0.0100 ％ 를 초과하면, 내시효성의 열화가 현저해진다. 따라서, N 량은 적을수록 바람직한데, 생산 기술 상의 제약으로부터, N 량은 0.0005 ％ 이상으로 한다. 이 때문에, N 량은 0.0005 ％ 이상 0.0100 ％ 이하, 바람직하게는 0.0010 ％ 이상 0.0070 ％ 이하의 범위로 한다.
Al : 0.010 ％ 이상 2.000 ％ 이하
Al 은, 페라이트와 오스테나이트의 2 상역을 확대시키고, 어닐링 온도 의존성의 저감, 즉, 재질 안정성의 향상에 유효한 원소이다. 또, Al 은, 탈산제로서 작용하고, 강의 청정도 유지에 유효한 원소이기도 하다. 그러나, Al 량이 0.010 ％ 에 미치지 못하면 그 첨가 효과가 부족하기 때문에, 하한을 0.010 ％ 로 한다. 한편, 2.000 ％ 를 초과하는 다량의 첨가는, 연속 주조시의 강편 균열 발생의 위험성이 높아지고, 제조성을 저하시킨다. 이러한 관점에서, 첨가하는 경우의 Al 량은, 0.010 ％ 이상 2.000 ％ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는, 0.200 ％ 이상 1.200 ％ 이하의 범위이다.
Ti : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하
Ti 는, 본 발명에 있어서 중요한 첨가 원소이다. Ti 는, 강의 석출 강화에 유효할 뿐만 아니라, 원하는 미재결정 페라이트량을 확보하여, 강판의 고항복비화에 유효하게 기여한다. 또한, 비교적 경질의 미재결정 페라이트를 활용함으로써, 경질 제2상 (마텐자이트 혹은 잔류 오스테나이트) 과의 경도차를 저감시킬 수 있고, 연신 플랜지성의 향상에도 기여한다. 그리고, 이들 효과는, Ti 량이 0.005 ％ 이상의 첨가로 얻어진다. 한편, 강판 중의 Ti 량이 0.200 ％ 를 초과하면, 경질의 마텐자이트량이 과대해져, 마텐자이트의 결정립계에서의 마이크로 보이드가 증가하고, 굽힘 시험 및 구멍 확장 시험시에 균열의 전파가 진행되기 쉬워져, 강판의 굽힘성이나 연신 플랜지성이 저하된다. 따라서, Ti 의 첨가량은, 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는, 0.010 ％ 이상 0.100 ％ 이하의 범위이다.
이상, 필수 성분에 대해 설명했지만, 본 발명에서는, 그것 외에도, 이하에 서술하는 원소를 적절히 함유시킬 수 있다.
Nb : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하
Nb 는, 강의 석출 강화에 유효하고, 그 첨가 효과는 0.005 ％ 이상에서 얻어진다. 또, Ti 첨가의 효과와 동일하게, 원하는 미재결정 페라이트량을 확보하여, 강판의 고항복비화에 기여한다. 또한, 비교적 경질의 미재결정 페라이트를 활용함으로써, 경질 제2상 (마텐자이트 혹은 잔류 오스테나이트) 과의 경도차를 저감시킬 수 있고, 연신 플랜지성의 향상에도 기여한다. 한편, Nb 량이 0.200 ％ 를 초과하면, 경질의 마텐자이트량이 과대해져, 마텐자이트의 결정립계에서의 마이크로 보이드가 증가하고, 굽힘 시험시 및 구멍 확장 시험시에 균열의 전파가 진행되기 쉬워진다. 그 결과, 강판의 굽힘성이나 연신 플랜지성이 저하된다. 또, 비용 상승의 요인도 된다. 따라서, Nb 를 첨가하는 경우에는, 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는, 0.010 ％ 이상 0.100 ％ 이하의 범위이다.
B : 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하
B 는, 오스테나이트 입계로부터의 페라이트의 생성 및 성장을 억제하는 작용을 갖고, 임기응변의 조직 제어를 가능하게 하기 때문에, 필요에 따라 첨가할 수 있다. 그 첨가 효과는, 0.0003 ％ 이상에서 얻어진다. 한편, B 량이 0.0050 ％ 를 초과하면, 강판의 성형성이 저하된다. 따라서, B 를 첨가하는 경우에는 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는, 0.0005 ％ 이상 0.0030 ％ 이하의 범위이다.
Ni : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하
Ni 는, 잔류 오스테나이트를 안정화시키는 원소이며, 양호한 연성의 확보에 유효하고, 또한 고용 강화에 의해 강의 강도를 상승시키는 원소이다. 그 첨가 효과는, 0.005 ％ 이상에서 얻어진다. 한편, 1.000 ％ 를 초과하여 첨가하면, 경질의 마텐자이트량이 과대해져, 마텐자이트의 결정립계에서의 마이크로 보이드가 증가하고, 굽힘 시험 및 구멍 확장 시험시에 균열의 전파가 진행되기 쉬워진다. 그 결과, 강판의 굽힘성이나 연신 플랜지성이 저하된다. 또, 비용 상승의 요인도 된다. 따라서, Ni 를 첨가하는 경우에는, 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하의 범위로 한다.
Cr : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, V : 0.005 ％ 이상 0.500 ％ 이하, Mo : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하
Cr, V 및 Mo 는, 강도와 연성의 밸런스를 향상시키는 작용을 가지므로, 필요에 따라 첨가할 수 있는 원소이다. 그 첨가 효과는, Cr : 0.005 ％ 이상, V : 0.005 ％ 이상 및 Mo : 0.005 ％ 이상에서 얻어진다. 한편, 각각 Cr : 1.000 ％, V : 0.500 ％ 및 Mo : 1.000 ％ 를 초과하여 과잉으로 첨가하면, 경질의 마텐자이트량이 과대해져, 마텐자이트의 결정립계에서의 마이크로 보이드가 증가하고, 굽힘 시험 및 구멍 확장 시험시에 균열의 전파가 진행되기 쉬워진다. 그 결과, 강판의 굽힘성이나 연신 플랜지성이 저하된다. 또, 비용 상승의 요인도 된다. 따라서, 이들 원소를 첨가하는 경우에는, 각각 Cr : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, V : 0.005 ％ 이상 0.500 ％ 이하 및 Mo : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하의 범위로 한다.
Cu : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하
Cu 는, 강의 강화에 유효한 원소이다. 그 첨가 효과는, 0.005 ％ 이상에서 얻어진다. 한편, 1.000 ％ 를 초과하여 첨가하면, 경질의 마텐자이트량이 과대해져, 마텐자이트의 결정립계에서의 마이크로 보이드가 증가하고, 굽힘 시험 및 구멍 확장 시험시에 균열의 전파가 진행되기 쉬워진다. 그 결과, 강판의 굽힘성이나 연신 플랜지성이 저하된다. 따라서, Cu 를 첨가하는 경우에는, 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하의 범위로 한다.
Sn : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Sb : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하
Sn 및 Sb 는, 강판 표면의 질화나 산화에 의해 발생하는 강판 표층의 수십 ㎛ 정도의 두께 영역의 탈탄을 억제하는 관점에서, 필요에 따라 첨가한다. 이와 같이, 질화나 산화를 억제함으로써, 강판 표면에 있어서의 마텐자이트량이 감소하는 것을 방지하고, TS 나 재질 안정성을 확보하는 데에 유효하다. 이 효과를 얻기 위해서는, 각각 0.002 ％ 이상의 첨가가 필요하다. 한편, 0.200 ％ 를 초과하여 과잉으로 첨가하면 인성의 저하를 초래한다. 따라서, Sn, Sb 를 첨가하는 경우에는, 각각 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하의 범위로 한다.
Ta : 0.001 ％ 이상 0.010 ％ 이하
Ta 는, Ti 나 Nb 와 동일하게, 합금 탄화물이나 합금 탄질화물을 생성하여 강의 고강도화에 기여한다. 또한, Nb 탄화물이나 Nb 탄질화물에 일부 고용되고, (Nb, Ta)(C, N) 과 같은 복합 석출물을 생성함으로써 석출물의 조대화를 억제하고, 석출 강화에 의한 강판의 강도 향상에 대한 기여를 안정화시키는 효과가 있다고 생각된다. 여기서, Ta 의 첨가 효과는, Ta 의 함유량을 0.001 ％ 이상으로 함으로써 얻어진다. 한편, Ta 를 과잉으로 첨가해도, 그 첨가 효과는 포화되는 데다가, 합금 비용도 증가한다. 따라서, Ta 를 첨가하는 경우에는, 0.001 ％ 이상 0.010 ％ 이하의 범위로 한다.
Ca : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Mg : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, REM : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하
Ca, Mg 및 REM 은, 황화물의 형상을 구상화하고, 구멍 확장성 (연신 플랜지성) 에 대한 황화물의 악영향을 개선하기 위해서 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, 각각 0.0005 ％ 이상의 첨가가 필요하다. 한편, 각각 0.0050 ％ 를 초과하는 과잉의 첨가는, 개재물 등의 증가를 일으키고, 강판의 표면 및 내부 결함 등을 일으킨다. 따라서, Ca, Mg 및 REM 을 첨가하는 경우에는, 각각 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하의 범위로 한다.
(강 조직)
본 발명에서는, 배치식 가열로에 있어서의 가열 조건을 적절히 제어함으로써, 종래, 문제가 된, 코일의 길이 방향에 걸친 조직 및 특성의 편차를 개선한다. 여기서, 본 명세서에 있어서, 제조되는 고강도 강대의 길이 방향에 관해서, 열연 어닐링판 코일의 내권부였던 부위를 제 1 부위, 열연 어닐링판 코일의 외권부였던 부위를 제 2 부위, 열연 어닐링판 코일의 중앙부였던 부위를 제 3 부위라고 칭한다. 여기서, 「열연 어닐링판 코일의 내권부」란, 열연 어닐링판 코일의 내측의 단부로부터 길이 방향으로 150 m 까지의 범위를 말한다. 「열연 어닐링판 코일의 외권부」란, 열연 어닐링판 코일의 외측의 단부로부터 길이 방향으로 150 m 까지의 범위를 말한다. 「열연 어닐링판 코일의 중앙부」란, 열연 어닐링판 코일의 내권부 및 외권부 이외의 부위를 말한다.
본 발명에서는, 조직의 편차의 지표로서, (A) 제 1 부위의 폴리고날페라이트의 면적률/제 2 부위의 폴리고날페라이트의 면적률, (B) 제 1 부위의 잔류 오스테나이트의 체적률/제 2 부위의 잔류 오스테나이트의 체적률, 및 (C) 제 1 부위의 폴리고날페라이트의 평균 결정립경/제 2 부위의 폴리고날페라이트의 평균 결정립경의 3 개를 채용하고, 이들을 소정의 범위로 정한다. 이들의 비를 이하에 서술하는 범위로 제어함으로써, 종래 우려된 코일 길이 방향에 있어서의 특성의 편차, 특히 열연 어닐링판 코일 내권부에 있어서의 특성의 열화를 개선하여, 코일 전체 길이에 걸쳐서 편차가 없는 우수한 특성을 얻는 것이다.
제 3 부위 (중앙부) 에 있어서의 폴리고날페라이트의 면적률 : 15 ％ 이상 55 ％ 이하
충분한 연성을 확보하기 위해서, 본 발명에서는, 제 3 부위의 폴리고날페라이트의 면적률을 15 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 980 ㎫ 이상의 강도를 확보하기 위해서는, 제 3 부위의 폴리고날페라이트의 면적률을 55 ％ 이하로 억제할 필요가 있다. 바람직하게는, 면적률로 20 ％ 이상 50 ％ 이하의 범위이다. 또한, 본 발명에서는, 제 3 부위뿐만 아니라, 제 1 부위 (내권부) 및 제 2 부위 (외권부) 의 폴리고날페라이트의 면적률도, 15 ％ 이상 55 ％ 이하인 것이 바람직하고, 20 ％ 이상 50 ％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 또한, 본 발명에 있어서의 폴리고날페라이트란, 비교적 연질이며 연성이 풍부한 페라이트를 말한다.
조직 편차의 지표 (A)
폴리고날페라이트의 면적률비 (내권부/외권부) : 1.00 ∼ 1.50
그리고, 이 폴리고날페라이트의 면적률에 대해, 제 1 부위 (내권부)/제 2 부위 (외권부) 의 비를 1.00 에서 1.50 의 사이로 함으로써, 코일 전체 길이에 걸쳐서 특성의 편차가 없는, 수율이 높은 강대를 얻을 수 있다. 바람직하게는 1.00 에서 1.20 의 범위이다.
제 3 부위 (중앙부) 에 있어서의 미재결정 페라이트의 면적률 : 8 ％ 이상
미재결정 페라이트의 면적률이 8 ％ 이상인 것은, 본 발명에 있어서 중요하다. 여기서, 미재결정 페라이트는, 일반적으로 강판의 강도 상승에 유효하지만, 강판의 현저한 연성의 저하를 초래하므로 저감시키는 경우가 많다. 그러나, 본 발명에서는, 폴리고날페라이트와 잔류 오스테나이트에 의해, 양호한 연성을 확보하고, 또한 비교적 경질의 미재결정 페라이트를 적극적으로 활용함으로써, 예를 들어 면적률로 30 ％ 를 초과하는 다량의 마텐자이트를 필요로 하지 않고, 소기한 강판의 TS 의 확보가 가능해지고, 나아가서는 폴리고날페라이트와 마텐자이트의 이상 (異相) 계면량을 저감시키고 있기 때문에, 강판의 항복 강도 (YP) 나 항복비 (YR) 를 높이는 것이 가능해지는 것이다. 이상의 효과를 얻기 위해서는, 미재결정 페라이트의 면적률을 8 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는, 10 ％ 이상이다. 또한, 본 발명에 있어서의 미재결정 페라이트란, 입 내에 결정 방위차 15°미만의 변형을 포함하는 페라이트로서, 상기한 연성이 풍부한 폴리고날페라이트보다 경질의 페라이트를 말한다. 또한, 본 발명에 있어서, 미재결정 페라이트의 면적률의 상한은, 특별히 제한되지 않지만, 20 ％ 정도로 하는 것이 바람직하다.
제 3 부위 (중앙부) 에 있어서의 마텐자이트의 면적률 : 15 ％ 이상 30 ％ 이하
980 ㎫ 이상의 TS 를 달성하기 위해서는, 제 3 부위의 마텐자이트의 면적률을 15 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 양호한 연성의 확보를 위해서는, 제 3 부위의 마텐자이트의 면적률을 30 ％ 이하로 제한할 필요가 있다.
또, 이 마텐자이트의 면적률에 대해서는, 제 1 부위 (내권부)/제 2 부위 (외권부) 의 비로 1.00 ∼ 1.30 으로 하는 것이 바람직하고, 이로써, 코일 전체 길이에 걸쳐서 특성의 편차가 없는, 수율이 높은 강대를 얻을 수 있다.
여기서, 마텐자이트의 면적률의 산출은, 이하와 같이 하여 실시할 수 있다. 즉, 제 3 부위 (중앙부) 를 대표하여, 압연 방향에 관해서는 강대의 선단부와 미단부 (尾端部) 의 중간 위치, 판폭 방향에 관해서는 판폭 중심부로부터 샘플을 채취하고, 당해 샘플의 압연 방향으로 평행한 판두께 단면 (斷面) (L 단면) 을 연마 후, 3 vol.％ 나이탈로 부식시키고, 판두께 1/4 위치 (강판 표면으로부터 깊이 방향에서 판두께의 1/4 에 상당하는 위치) 에 대해, SEM (주사형 전자 현미경) 을 사용하여 2000 배의 배율로 50 ㎛ × 40 ㎛ 의 시야를 10 시야 정도 관찰하고, 조직 화상을 얻는다. 이 조직 화상에 있어서, 페라이트 (폴리고날페라이트와 미재결정 페라이트) 는 회색의 조직 (하지 조직) 을 나타내고 있고, 마텐자이트는 백색의 조직을 나타내고 있으므로, 양자를 식별할 수 있다. 이 얻어진 조직 화상에 기초하여, Media Cybernetics 사의 Image-Pro 를 사용하여 마텐자이트의 면적률을, 10 시야분 산출하고, 그들의 면적률을 평균하여 구한다.
또, 폴리고날페라이트와 미재결정 페라이트의 면적률은, 이하와 같이 하여 구할 수 있다. 즉, 후술하는 소정 위치로부터 샘플을 채취하고, 당해 샘플의 압연 방향으로 평행한 판두께 단면 (L 단면) 의 판두께 1/4 위치를 이하의 EBSD 관찰에 제공한다. EBSD (Electron BackScatter Diffraction ; 전자선 후방 산란 회절법) 를 사용하여, 결정 방위차가 2°에서 15°미만의 저각 입계, 결정 방위차가 15°이상의 대각 입계를 식별한다. 그리고, 저각 입계를 입 내에 포함하는 페라이트를 미재결정 페라이트로서, IQ Map 을 작성한다. 다음으로, 작성한 IQ Map 으로부터 50 ㎛ × 40 ㎛ 의 시야에서 10 시야분을 추출한 후, 저각 입계와 대각 입계의 면적을 각각 구함으로써, 폴리고날페라이트와 미재결정 페라이트의 면적을 각각 산출하고, 10 시야분의 폴리고날페라이트와 미재결정 페라이트의 면적률을 구한다. 그리고, 그들의 면적률을 평균하여, 상기 폴리고날페라이트와 미재결정 페라이트의 면적률을 구한다. 제 3 부위 (중앙부) 의 폴리고날페라이트와 미재결정 페라이트의 면적률을 구할 때에는, 중앙부를 대표하여, 압연 방향에 관해서는 강대의 선단부와 미단부의 중간 위치, 판폭 방향에 관해서는 판폭 중심부로부터 상기 샘플을 채취한다. 제 1 부위 (내권부) 및 제 2 부위 (외권부) 의 폴리고날페라이트와 미재결정 페라이트의 면적률을 구할 때에는, 각 부위를 대표하여, 압연 방향에 관해서는, 강대의 제 1 부위측의 단부 및 제 2 부위측의 단부로부터 각각 100 m 의 위치, 판폭 방향에 관해서는 판폭 중심부로부터, 상기 샘플을 채취한다.
제 3 부위 (중앙부) 에 있어서의 잔류 오스테나이트의 체적률 : 12 ％ 이상
본 발명에서는, 충분한 연성을 확보하기 위해서, 제 3 부위의 잔류 오스테나이트의 체적률을 12 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 14 ％ 이상이다. 또한, 본 발명에 있어서, 제 3 부위의 잔류 오스테나이트의 체적률의 상한은, 특별히 제한되지 않지만, 연성 향상에 대한 효과가 작은 C 나 Mn 등의, 성분 농화가 희박하고 불안정한 잔류 오스테나이트가 증가하기 때문에, 50 ％ 정도로 하는 것이 바람직하다.
조직 편차의 지표 (B)
잔류 오스테나이트의 체적률비 (내권부/외권부) : 0.75 ∼ 1.00
또한, 잔류 오스테나이트의 체적률에 대해, 제 1 부위 (내권부)/제 2 부위 (외권부) 의 비는 0.75 에서 1.00 의 사이로 제어하는 것이 중요하고, 이로써, 코일 전체 길이에 걸쳐서 특성의 편차가 없는, 수율이 높은 강대를 얻을 수 있다.
여기에, 잔류 오스테나이트의 체적률은, 후술하는 소정 위치로부터 채취한 샘플을 판두께 방향의 1/4 면 (강판 표면으로부터 깊이 방향에서 판두께의 1/4 에 상당하는 면) 까지 연마하고, 이 판두께 1/4 면의 회절 X 선 강도를 측정함으로써 구한다. 입사 X 선에는 MoKα 선을 사용하고, 잔류 오스테나이트의｛111｝, ｛200｝, ｛220｝, ｛311｝면의 피크의 적분 강도의, 페라이트의 ｛110｝, ｛200｝, ｛211｝면의 피크의 적분 강도에 대한, 12 가지 모두의 조합의 강도비를 구하고, 이들의 평균값을 잔류 오스테나이트의 체적률로 한다. 제 3 부위 (중앙부) 의 잔류 오스테나이트의 체적률을 구할 때에는, 중앙부를 대표하여, 압연 방향에 관해서는 강대의 선단부와 미단부의 중간 위치, 판폭 방향에 관해서는 판폭 중심부로부터 상기 샘플을 채취한다. 제 1 부위 (내권부) 및 제 2 부위 (외권부) 의 잔류 오스테나이트의 체적률을 구할 때에는, 각 부위를 대표하여, 압연 방향에 관해서는, 강대의 제 1 부위측의 단부 및 제 2 부위측의 단부로부터 각각 100 m 의 위치, 판폭 방향에 관해서는 판폭 중심부로부터, 상기 샘플을 채취한다.
제 3 부위 (중앙부) 에 있어서의 폴리고날페라이트의 평균 결정립경 : 4.0 ㎛ 이하
폴리고날페라이트의 결정립의 미세화는, YP 나 TS 의 향상에 기여한다. 그 때문에, 높은 YP 및 높은 YR 과, 원하는 TS 를 확보하기 위해서는, 제 3 부위의 폴리고날페라이트의 평균 결정립경을 4.0 ㎛ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는, 3.0 ㎛ 이하로 한다. 또한, 본 발명에 있어서, 제 3 부위의 폴리고날페라이트의 평균 결정립경의 하한은, 특별히 제한되지 않지만, 공업적으로는, 0.2 ㎛ 정도로 하는 것이 바람직하다. 또한, 본 발명에서는, 제 3 부위뿐만 아니라, 제 1 부위 (내권부) 및 제 2 부위 (외권부) 의 폴리고날페라이트의 평균 결정립경도, 4.0 ㎛ 이하인 것이 바람직하고, 3.0 ㎛ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.2 ㎛ 정도 이상인 것이 보다 바람직하다.
조직 편차의 지표 (C)
폴리고날페라이트의 평균 결정립경비 (내권부/외권부) : 1.00 ∼ 1.50
또, 폴리고날페라이트의 평균 결정립경에 대해, 제 1 부위 (내권부)/제 2 부위 (외권부) 의 비는, 1.00 에서 1.50 의 사이로 제어할 필요가 있고, 이로써, 코일 전체 길이에 걸쳐서 특성의 편차가 없는, 수율이 높은 강대를 얻을 수 있다.
제 3 부위 (중앙부) 에 있어서의 마텐자이트의 평균 결정립경 : 2.0 ㎛ 이하
마텐자이트의 결정립의 미세화는, 굽힘성과 연신 플랜지성 (구멍 확장성) 의 향상에 기여한다. 그 때문에, 고굽힘성, 고연신 플랜지성 (고구멍 확장성) 을 확보하기 위해서, 제 3 부위의 마텐자이트의 평균 결정립경을 2.0 ㎛ 이하로 억제할 필요가 있다. 바람직하게는, 1.5 ㎛ 이하이다. 또한, 본 발명에 있어서, 제 3 부위의 마텐자이트의 평균 결정립경의 하한은, 특별히 제한되지 않지만, 공업적으로는, 0.05 ㎛ 정도로 하는 것이 바람직하다.
제 3 부위 (중앙부) 에 있어서의 잔류 오스테나이트의 평균 결정립경 : 2.0 ㎛ 이하
잔류 오스테나이트의 결정립의 미세화는, 연성의 향상이나 굽힘성과 연신 플랜지성 (구멍 확장성) 의 향상에 기여한다. 그 때문에, 양호한 연성, 굽힘성, 연신 플랜지성 (구멍 확장성) 을 확보하기 위해서는, 제 3 부위의 잔류 오스테나이트의 평균 결정립경을 2.0 ㎛ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는, 1.5 ㎛ 이하이다. 또한, 본 발명에 있어서, 제 3 부위의 잔류 오스테나이트의 평균 결정립경의 하한은, 특별히 제한되지 않지만, 공업적으로는, 0.05 ㎛ 정도로 하는 것이 바람직하다.
또, 폴리고날페라이트, 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트의 평균 결정립경은, 이하와 같이 하여 구할 수 있다. 즉, 후술하는 소정 위치로부터 샘플을 채취하고, 당해 샘플의 압연 방향으로 평행한 판두께 단면 (L 단면) 의 판두께 1/4 위치를 이하의 관찰에 제공한다. 상기 서술한 Image-Pro 를 사용하여, 50 ㎛ × 40 ㎛ 의 1 시야에서, 폴리고날페라이트립, 마텐자이트립 및 잔류 오스테나이트립의 각각의 면적을 구하고, 원상당 직경을 산출하고, 당해 시야 내의 각 입자의 입경을 평균하여 구한다. 또한, 마텐자이트와 잔류 오스테나이트는, EBSD 의 Phase Map 으로 식별한다. 또한, 본 발명에 있어서, 상기 평균 결정립경을 구하는 경우에는, 모두 0.01 ㎛ 이상의 입경인 것을 측정한다. 0.01 ㎛ 미만의 것은, 본 발명에 영향을 주지 않기 때문이다. 제 3 부위 (중앙부) 의 각 상 (相) 의 평균 결정립경을 구할 때에는, 중앙부를 대표하여, 압연 방향에 관해서는 강대의 선단부와 미단부의 중간 위치, 판폭 방향에 관해서는 판폭 중심부로부터 상기 샘플을 채취한다. 제 1 부위 (내권부) 및 제 2 부위 (외권부) 의 폴리고날페라이트의 평균 결정립경을 구할 때에는, 각 부위를 대표하여, 압연 방향에 관해서는, 강대의 제 1 부위측의 단부 및 제 2 부위측의 단부로부터 각각 100 m 의 위치, 판폭 방향에 관해서는 판폭 중심부로부터, 상기 샘플을 채취한다.
제 3 부위 (중앙부) 에 있어서의, 잔류 오스테나이트 중의 Mn 량 (질량％) 을 폴리고날페라이트 중의 Mn 량 (질량％) 으로 나눈 값 : 2.00 이상
제 3 부위에 있어서, 잔류 오스테나이트 중의 Mn 량 (질량％) 을 폴리고날페라이트 중의 Mn 량 (질량％) 으로 나눈 값을 2.00 이상으로 하는 것은, 본 발명에 있어서 매우 중요하다. 그렇다고 하는 것은, 양호한 연성을 확보하기 위해서는, Mn 이 농화된 안정된 잔류 오스테나이트를 많게 할 필요가 있기 때문이다. 또한, 본 발명에 있어서, 잔류 오스테나이트 중의 Mn 량 (질량％) 을 폴리고날페라이트 중의 Mn 량 (질량％) 으로 나눈 값의 상한은, 제한되지 않지만, 연신 플랜지성을 확보하는 관점에서, 16.0 정도로 하는 것이 바람직하다.
잔류 오스테나이트 중의 Mn 량 (질량％) 과 폴리고날페라이트 중의 Mn 량 (질량％) 은, 이하와 같이 하여 구할 수 있다. 즉, 제 3 부위 (중앙부) 를 대표하여, 압연 방향에 관해서는 강대의 선단부와 미단부의 중간 위치, 판폭 방향에 관해서는 판폭 중심부로부터 샘플을 채취하고, 당해 샘플을 EPMA (Electron Probe Micro Analyzer ; 전자 프로브 마이크로 애널라이저) 의 관찰에 제공하고, 판두께 1/4 위치에 있어서의 압연 방향 단면의 각 상에 대한 Mn 의 분포 상태를 정량화한다. 이어서, 30 개의 잔류 오스테나이트립과 30 개의 페라이트립의 Mn 량을 분석한다. 그리고 그 분석 결과로부터 구해지는 Mn 량을 평균하여 구할 수 있다.
여기서, 본 발명의 마이크로 조직에는, 상기 서술한, 폴리고날페라이트나 마텐자이트 등 이외에, 그래뉼라페라이트, 침상 페라이트, 베이니틱 페라이트, 템퍼드 마텐자이트, 펄라이트 및 시멘타이트 등의 철강판에 통상 관찰되는 탄화물 (펄라이트 중의 시멘타이트를 제외한다) 이 있다. 이들 조직이, 면적률로 10 ％ 이하의 범위이면, 포함되어 있어도 본 발명의 효과가 저해되는 일은 없다.
또, 본 발명에서는, hcp 구조를 갖는 ε 상이 면적률로 2 ％ 이상 포함되는 것이 바람직하다. 여기서, hcp 구조를 갖는 ε 상을 다량으로 포함하는 강에는 취화의 위험성이 있다. 그러나, 본 발명과 같이, 적당량의 hcp 구조를 갖는 ε 상을 페라이트 및 미재결정 페라이트의 입계 및 입 내에 미세 분산시키면, 양호한 강도와 연성의 밸런스를 확보하면서, 우수한 제진 성능을 나타낸다.
또한, hcp 구조를 갖는 ε 상과 마텐자이트와 잔류 오스테나이트는, EBSD 의 Phase Map 을 사용하여 식별할 수 있다. 또, 본 발명에 있어서, ε 상의 면적률의 상한은, 제한되지 않지만, 취화의 우려가 있기 때문에, 35 ％ 정도로 하는 것이 바람직하다. 상기한 요건을 만족함으로써, 연성 향상의 주요인인 가공 유기 변태 (TRIP) 현상을, 강판의 가공 종반 (終盤) 까지 단속적으로 발현시킬 수 있고, 이른바 안정된 잔류 오스테나이트의 생성을 달성할 수 있다.
(제조 조건)
본 발명의 고강도 강대의 제조 방법은, 상기 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 가열하는 공정과, 상기 강 슬래브를 열간 압연하여 열연판을 얻는 공정과, 상기 열연판을 권취하여 열연판 코일로 하는 공정과, 이어서, 상기 열연판 코일의 열연판에 산세를 실시하여 스케일을 제거하는 공정과, 상기 열연판 코일을 배치식 가열로에서 가열 처리하여, 열연 어닐링판 코일로 하는 열연판 어닐링 공정과, 그 후, 상기 열연 어닐링판 코일의 열연 어닐링판을 냉간 압연하여 냉연판을 얻는 공정과, 그 후, 상기 냉연판에 냉연판 어닐링을 실시하여 고강도 강대를 얻는 공정을 갖는다. 이하, 제조 조건과 그 한정 이유에 대해 설명한다.
강 슬래브의 가열 온도 : 1100 ℃ 이상 1300 ℃ 이하
강 슬래브 (또는 간단히 슬래브라고 한다) 의 가열 단계에서 존재하고 있는 석출물은, 최종적으로 얻어지는 강판 내에서는 조대한 석출물로서 존재하고, 강도에 기여하지 않는다. 이 때문에, 주조시에 석출된 Ti, Nb 계 석출물은, 재용해 시킬 필요가 있다. 여기서, 강 슬래브의 가열 온도가 1100 ℃ 미만에서는, 탄화물의 충분한 고용이 곤란할 뿐만 아니라, 압연 하중의 증대에 의한 열간 압연시의 트러블 발생의 위험이 증대되는 것 등의 문제가 발생한다. 그 때문에, 강 슬래브의 가열 온도는 1100 ℃ 이상으로 할 필요가 있다. 또, 슬래브 표층의 기포, 편석 등의 결함을 스케일 오프하고, 강판 표면의 균열이나 요철을 감소하여 평활한 강판 표면을 달성하는 관점에서도, 강 슬래브의 가열 온도는 1100 ℃ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 강 슬래브의 가열 온도가 1300 ℃ 초과에서는, 산화량의 증가에 수반하여 스케일 로스가 증대된다. 그 때문에, 강 슬래브의 가열 온도는 1300 ℃ 이하로 할 필요가 있다. 따라서, 슬래브의 가열 온도는 1100 ℃ 이상 1300 ℃ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는, 1150 ℃ 이상 1250 ℃ 이하의 범위이다.
강 슬래브는, 매크로 편석을 방지하기 위해, 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하지만, 조괴법이나 박 슬래브 주조법 등에 의해 제조하는 것도 가능하다. 또, 본 발명에서는, 강 슬래브를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각시키고, 그 후, 재차 가열하는 종래법을 사용할 수 있다. 또한, 본 발명에서는, 실온까지 냉각시키지 않고, 온편인 채로 가열로에 장입하거나, 혹은 약간의 보열을 실시한 후에 즉시 압연하는 직송 압연·직접 압연 등의 에너지 절약 프로세스도 문제 없이 적용할 수 있다. 또한, 강 슬래브는, 통상적인 조건에서 조 (粗) 압연에 의해 시트 바가 되는데, 가열 온도를 낮게 한 경우에는, 열간 압연시의 트러블을 방지하는 관점에서, 마무리 압연 전에 바 히터 등을 사용하여 시트 바를 추가로 가열하는 것이 바람직하다.
열간 압연의 마무리 압연 출측 온도 : 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하
가열 후의 강 슬래브는, 조압연 및 마무리 압연에 의해 열간 압연되고 열연판이 된다. 이 때, 마무리 온도가 1000 ℃ 를 초과하면, 산화물 (스케일) 의 생성량이 급격하게 증대되고, 지철과 산화물의 계면이 거칠어져, 산세, 냉간 압연을 실시한 후의, 강판의 표면 품질이 열화되는 경향이 있다. 또, 산세 후에 열연 스케일이 제거되지 못하고 남은 잔여물 등이 일부에 존재하면, 강판의 연성이나 연신 플랜지성에 악영향을 미친다. 나아가서는, 결정립경이 과도하게 조대해져, 가공시에 프레스품의 표면 거침을 일으키는 경우가 있다. 한편, 마무리 온도가 750 ℃ 미만에서는, 압연 하중이 증대되고, 오스테나이트가 미재결정 상태에서의 압하율이 높아진다. 그 결과, 강판에 이상 (異常) 한 집합 조직이 발달되고, 최종 제품에 있어서의 면내 이방성이 현저해져, 재질의 균일성 (재질 안정성) 이 저해될 뿐만 아니라, 강판의 연성 그 자체도 저하된다. 따라서, 본 발명은, 열간 압연의 마무리 압연 출측 온도를, 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 800 ℃ 이상 950 ℃ 이하의 범위이다.
권취 온도 : 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하
권취 온도란, 열간 압연 후의 열간 압연 코일 전체 길이의 권취 온도의 평균값이다. 열간 압연 후의 권취 온도가 750 ℃ 를 초과하면, 열연판 조직의 페라이트의 결정립경이 커져, 원하는 강도 확보가 곤란해진다. 한편, 열간 압연 후의 권취 온도가 300 ℃ 미만에서는, 열연판 강도가 상승하여, 냉간 압연에 있어서의 압연 부하가 증대되거나, 판 형상의 불량이 발생하거나 하기 때문에, 생산성이 저하된다. 따라서, 열간 압연 후의 권취 온도는 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 400 ℃ 이상 650 ℃ 이하의 범위이다.
또한, 본 발명에서는, 열연시에, 조압연판끼리를 접합하여 연속적으로 마무리 압연을 실시해도 된다. 또, 조압연판을 일단 권취해도 된다. 또한, 열간 압연시의 압연 하중을 저감시키기 위해서 마무리 압연의 일부 또는 전부를 윤활 압연으로 해도 된다. 윤활 압연을 실시하는 것은, 강판 형상의 균일화, 재질의 균일화의 관점에서도 유효하다. 또한, 윤활 압연시의 마찰 계수는, 0.10 이상 0.25 이하로 하는 것이 바람직하다.
이러한 공정을 거쳐 제조한 열연판 코일의 열연판에, 산세를 실시한다. 산세는, 강판 표면의 산화물의 제거가 가능한 점에서, 최종 제품의 고강도 강판의 양호한 화성 처리성이나 도금 품질의 확보를 위해서 중요하다. 또, 산세는, 1 회로 실시해도 되고, 복수 회로 나누어 실시해도 된다.
열연판 어닐링 : 열연판 코일의 외권부를 (Ac1 변태점 ＋ 20 ℃) 이상 (Ac1 변태점 ＋ 120 ℃) 이하의 소정 온도에서, 21600 s 초과 129600 s 이하 유지
본 발명에서는, 열연판 코일의 어닐링을 배치식 가열로를 사용하여 실시하는데, 그 때, 열연판 코일의 외권부를 (Ac1 변태점 ＋ 20 ℃) 이상 (Ac1 변태점 ＋ 120 ℃) 이하의 소정 온도에서, 21600 s 초과 129600 s 이하의 시간 유지하는 것은, 본 발명에 있어서 매우 중요하다. 열연판 어닐링의 어닐링 온도가, (Ac1 변태점 ＋ 20 ℃) 미만이나, (Ac1 변태점 ＋ 120 ℃) 초과인 경우, 또 유지 시간이 21600 s 미만인 경우에는, 모두 강대의 특히 선단부에 있어서 오스테나이트 중에 대한 Mn 의 농화가 진행되지 않고, 최종 어닐링 후에 충분한 잔류 오스테나이트의 체적률의 확보가 곤란해져, 연성이 저하된다. 한편, 129600 s 를 초과하여 유지하면, 오스테나이트 중에 대한 Mn 의 농화가 포화되어 조직이 조대화될 뿐만 아니라, 비용 상승의 요인도 된다. 따라서, 열연판 코일의 어닐링은, 열연판 코일의 외권부를 (Ac1 변태점 ＋ 20 ℃) 이상 (Ac1 변태점 ＋ 120 ℃) 이하의 소정 온도에서, 21600 s 초과 129600 s 이하의 시간 유지하는 것으로 한다. 유지 시간은, 바람직하게는 25000 s 이상이다.
또한, 상기의 열처리 후, 실온까지 냉각시킨다. 그 때의 냉각 방법 및 냉각 속도는 특별히 규정되지 않지만, 배치 어닐링에 있어서의 노랭 또는 공랭으로 하는 것이 바람직하다.
냉간 압연의 압하율 : 50 ％ 이하
본 발명의 냉간 압연에서는, 압하율을 50 ％ 이하로 한다. 50 ％ 를 초과하는 압하율로 냉간 압연을 실시하면, 열처리시에 조대한 폴리고날페라이트가 생성된다. 그 결과, 강판 중에 연질상이 얻어지고, 강도-연성 밸런스가 저하된다. 또, 강판의 굽힘성과 연신 플랜지성 (구멍 확장성) 도 저하된다. 또한, 냉간 압연에 있어서의 압하율은 30 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
냉연판 어닐링 : 냉연판을 Ac1 변태점 이상, (Ac1 변태점 ＋ 100 ℃) 이하의 소정 온도에서, 20 ∼ 900 s 간 유지
냉연판의 어닐링시에, 냉연판을 Ac1 변태점 이상, (Ac1 변태점 ＋ 100 ℃) 이하의 온도역에서, 20 ∼ 900 s 유지하는 것은, 본 발명에 있어서 매우 중요하다. 냉연판의 어닐링 온도가, Ac1 변태점 미만이나 (Ac1 변태점 ＋ 100 ℃) 초과인 경우, 또 유지 시간이 20 s 미만인 경우에는, 모두 오스테나이트 중에 대한 Mn 의 농화가 진행되지 않고, 충분한 잔류 오스테나이트의 체적률의 확보가 곤란해져, 연성이 저하된다. 한편, 900 s 를 초과하여 유지하는 경우에는, 미재결정 페라이트의 면적률이 저하되어, 페라이트와 경질 제2상 (마텐자이트 및 잔류 오스테나이트) 의 이상 계면량이 증가하고, YP 가 저하됨과 함께, YR 도 저하된다.
(실시예)
표 1 에 나타내는 성분 조성을 갖고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을, 전로에서 용제하고, 연속 주조법으로 슬래브로 하였다. 얻어진 슬래브를, 표 2 에 나타내는 여러 가지 조건에서 처리하여 냉연 강대 (CR) 를 얻었다. 또, 일부의 냉연 강판에 대해서는, 추가로 아연 도금 처리를 실시하였다. 또한, 용융 아연 도금욕으로서, 용융 아연 도금 강대 (GI) 에서는, Al : 0.19 질량％ 함유 아연욕을, 또 합금화 용융 아연 도금 강대 (GA) 에서는, Al : 0.14 질량％ 함유 아연욕을 사용하였다. 모두, 욕온은 465 ℃, 도금 부착량은 편면당 45 g/㎡ (양면 도금) 로 하였다. 또한 GA 에서는, 도금층 중의 Fe 농도를 9 질량％ 이상 12 질량％ 이하가 되도록 조정하였다.
이렇게 하여 얻어진 강대의, 제 3 부위 (중앙부) 에 있어서의 마이크로 조직 및 각 상의 평균 결정립경에 대해 조사한 결과를 표 3 에, 또 제 1 부위 (내권부) 및 제 2 부위 (외권부) 에 있어서의 마이크로 조직 및 각 상의 평균 결정립경에 대해 조사한 결과를 표 4 에 나타낸다. 또한, 제 3 부위 (중앙부) 에 있어서의 강대의 인장 특성, 구멍 확장성에 대해 조사한 결과를 표 5 에 나타낸다. 또한, 표 5 에는, 강대의 표면 성상 및 생산성 (통판성) 에 대해 조사한 결과도 병기한다. 또, 제 1 부위 (내권부) 및 제 2 부위 (외권부) 에 있어서의 강대의 인장 특성과 구멍 확장성에 대해 조사한 결과를 표 6 에 나타낸다.
또한, Ac1 변태점은 이하의 식을 사용하여 구하였다.
Ac1 변태점 (℃)
= 751-16×(％C)＋11×(％Si)-28×(％Mn)-5.5×(％Cu)-16×(％Ni)＋13×(％Cr)＋3.4×(％Mo)
여기서, (％C), (％Si), (％Mn), (％Ni), (％Cu), (％Cr) 및 (％Mo) 는, 각각의 원소의 강중 함유량 (질량％) 이다.
인장 시험은, 인장 방향이 강판의 압연 방향과 직각 방향이 되도록 샘플을 채취한 JIS 5 호 시험편을 사용하여, JIS Z 2241 (2011년) 에 준거하여 실시하고, YP, YR, TS 및 EL 을 측정하였다. 또한, YR 은, YP 를 TS 로 나누어, 백분율로 나타낸 값이다. 또한, 본 발명에서는, YR ≥ 68 ％ 이고, 또한 TS × EL ≥ 22000 ㎫·％ 이고, 또한 TS : 980 ㎫ 급에서는 EL ≥ 26 ％, TS : 1180 ㎫ 급에서는 EL ≥ 22 ％, TS : 1470 ㎫ 급에서는 EL ≥ 18 ％ 의 경우를 각각 양호라고 판단하였다. 또한, 본 실시예에서, TS : 980 ㎫ 급은, TS 가 980 ㎫ 이상 1180 ㎫ 미만의 강판이고, TS : 1180 ㎫ 급은, TS 가 1180 ㎫ 이상 1470 ㎫ 미만의 강판이고, TS : 1470 ㎫ 급은, TS 가 1470 ㎫ 이상 1760 ㎫ 미만의 강판이다.
구멍 확장성은, JIS Z 2256 (2010년) 에 준거하여 실시하였다. 얻어진 각 강판을 100 ㎜ × 100 ㎜ 로 절단 후, 클리어런스 12 ％ ± 1 ％ 로 직경 10 ㎜ 의 구멍을 타발하였다. 이어서, 내경 75 ㎜ 의 다이스를 사용하여 주름 가압력 9 ton (88.26 kN) 으로 억제한 상태에서, 60°원뿔의 펀치를 구멍에 압입하여 균열 발생 한계에 있어서의 구멍 직경을 측정하였다. 또한, 하기의 식으로부터, 한계 구멍 확장률 (λ) (％) 을 구하여, 이 한계 구멍 확장률의 값으로부터 구멍 확장성을 평가하였다.
한계 구멍 확장률 (λ) (％) = ｛(Df-D0)/D0｝×100
단, Df 는 균열 발생시의 구멍 직경 (㎜), D0 은 초기 구멍 직경 (㎜) 이다. 또한, 본 발명에서는, TS : 980 ㎫ 급에서는 λ ≥ 20 ％, TS : 1180 ㎫ 급에서는 λ ≥ 15 ％, TS : 1470 ㎫ 급에서는 λ ≥ 10 ％ 의 경우를 각각 양호라고 판단하였다.
강대의 평가로서, 열간 압연 및 냉간 압연시의 통판성, 최종 어닐링판의 표면 성상, 그리고 생산성에 대해 평가하였다.
열간 압연 및 냉간 압연시의 통판성은, 압연 하중의 증대에 의해, 압연시의 트러블 발생의 위험이 증대되는 경우를 불량이라고 판단하였다. 평가 결과를 표 5 에 나타낸다.
최종 어닐링판의 표면 성상은, 슬래브 표층의 기포, 편석 등의 결함을 스케일 오프할 수 없고, 강판 표면의 균열, 요철이 증대되고, 평활한 강판 표면이 얻어지지 않는 경우를 불량이라고 판단하였다. 또, 최종 어닐링판의 표면 성상은, 산화물 (스케일) 의 생성량이 급격하게 증대되고, 지철과 산화물의 계면이 거칠어져, 산세, 냉간 압연 후의 표면 품질이 열화되는 경우나 산세 후에 열연 스케일이 제거되지 못하고 남은 잔여물 등이 일부에 존재하는 경우도 불량이라고 판단하였다. 평가 결과를 표 5 에 나타낸다.
생산성은, (1) 열연판의 형상 불량이 발생하고, (2) 다음 공정으로 진행되기 위해서 열연판의 형상 교정이 필요할 때나, (3) 어닐링 처리의 유지 시간이 길 때 등의 리드 타임 비용을 평가하였다. 그리고, (1) ∼ (3) 중 어느 것에도 해당하지 않는 경우를 「양호」, (1) ∼ (3) 중 어느 것에 해당하는 경우를 「불량」이라고 판단하였다. 측정 결과를 표 5 에 병기한다.
이상의 결과로부터, 본 발명에 따름으로써, 코일 전체 길이에 걸쳐서, TS ≥ 980 ㎫, YR ≥ 68 ％, TS × EL ≥ 22000 ㎫·％ 의 성형성이 우수한 고강도 강대가 얻어지고 있는 것을 알 수 있다. 한편, 비교예에서는, YR, TS, EL 및 λ 중 적어도 하나의 특성이 열등하거나, 코일 선단부 또는 미단부에서의 특성의 열화가 보였다.
본 발명에 의하면, 열연판 코일의 가열을, 배치식 가열로를 사용하여 실시하는 경우이어도, 코일 전체 길이에 걸쳐서, TS ≥ 980 ㎫, YR ≥ 68 ％, 또한 TS × EL ≥ 22000 ㎫·％ 의 성형성이 우수한 고강도 강대를 안정적으로 제조할 수 있다. 따라서, 본 발명의 고강도 강대를, 예를 들어 자동차 구조 부재에 적용함으로써, 차체 경량화에 의한 연비 개선을 도모할 수 있고, 산업상 이용 가치는 매우 크다.
Claims (2)
- 질량％ 로, C : 0.030 ％ 이상 0.250 ％ 이하, Si : 0.01 ％ 이상 3.00 ％ 이하, Mn : 4.20 ％ 초과 6.00 ％ 이하, P : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하, S : 0.0001 ％ 이상 0.0200 ％ 이하, N : 0.0005 ％ 이상 0.0100 ％ 이하, Al : 0.010 ％ 이상 2.000 ％ 이하 및 Ti : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 1100 ℃ 이상 1300 ℃ 이하로 가열하는 공정과,
상기 강 슬래브를, 마무리 압연 출측 온도 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하에서 열간 압연하여 열연판을 얻는 공정과,
상기 열연판을, 권취 온도 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하에서 권취하여 열연판 코일로 하는 공정과,
이어서, 상기 열연판 코일의 열연판에 산세를 실시하여 스케일을 제거하는 공정과,
상기 열연판 코일을, 배치식 가열로에서 가열 처리하여, 열연 어닐링판 코일로 하는 열연판 어닐링 공정과,
그 후, 상기 열연 어닐링판 코일의 열연 어닐링판을 압하율 50 ％ 이하에서 냉간 압연하여 냉연판을 얻는 공정과,
그 후, 상기 냉연판을, Ac1 변태점 이상, (Ac1 변태점 ＋ 100 ℃) 이하의 소정 온도에서 20 s 이상 900 s 이하 유지하여, 그 후 냉각시키는 냉연판 어닐링을 실시하여 고강도 강대를 얻는 공정을 갖는 고강도 강대의 제조 방법에 있어서,
상기 열연판 어닐링 공정은, 상기 열연판 코일의 외권부를 (Ac1 변태점 ＋ 20 ℃) 이상, (Ac1 변태점 ＋ 120 ℃) 이하의 소정 온도에서 21600 s 초과 129600 s 이하 유지하는 조건에서 실시하고,
상기 고강도 강대의 길이 방향에 관해서, 상기 열연 어닐링판 코일의 내권부였던 부위를 제 1 부위, 상기 열연 어닐링판 코일의 외권부였던 부위를 제 2 부위, 상기 열연 어닐링판 코일의 중앙부였던 부위를 제 3 부위로 하여,
상기 제 3 부위의 강 조직은, 면적률로, 폴리고날페라이트 : 15 ％ 이상 55 ％ 이하, 미재결정 페라이트 : 8 ％ 이상, 마텐자이트 : 15 ％ 이상 30 ％ 이하, 체적률로, 잔류 오스테나이트 : 12 ％ 이상을 함유하고,
또한, 상기 제 1 부위의 폴리고날페라이트의 면적률/상기 제 2 부위의 폴리고날페라이트의 면적률이 1.00 ∼ 1.50, 상기 제 1 부위의 잔류 오스테나이트의 체적률/상기 제 2 부위의 잔류 오스테나이트의 체적률이 0.75 ∼ 1.00 이고,
또, 상기 제 3 부위는, 폴리고날페라이트의 평균 결정립경 : 4.0 ㎛ 이하, 마텐자이트의 평균 결정립경 : 2.0 ㎛ 이하, 잔류 오스테나이트의 평균 결정립경 : 2.0 ㎛ 이하로서,
또한, 상기 제 1 부위의 폴리고날페라이트의 평균 결정립경/상기 제 2 부위의 폴리고날페라이트의 평균 결정립경이 1.00 ∼ 1.50 이고,
또한, 상기 제 3 부위에 있어서, 잔류 오스테나이트 중의 Mn 량 (질량％) 을 폴리고날페라이트 중의 Mn 량 (질량％) 으로 나눈 값이 2.00 이상인 것을 특징으로 하는, 고강도 강대의 제조 방법. - 제 1 항에 있어서,
상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로, Nb : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하, B : 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Ni : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Cr : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, V : 0.005 ％ 이상 0.500 ％ 이하, Mo : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Cu : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Sn : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Sb : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Ta : 0.001 ％ 이상 0.010 ％ 이하, Ca : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Mg : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하 및 REM : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강대의 제조 방법.
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Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61157625A (ja) | 1984-12-29 | 1986-07-17 | Nippon Steel Corp | 高強度鋼板の製造方法 |
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Family Cites Families (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04371524A (ja) * | 1991-06-18 | 1992-12-24 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 鋸刃台金用高強度鋼板の製造法 |
| JP4492105B2 (ja) * | 2003-11-28 | 2010-06-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
| CN101429590B (zh) * | 2008-12-19 | 2010-06-02 | 北京科技大学 | 一种高碳含量的孪晶诱导塑性钢铁材料的制备方法 |
| CN102011052B (zh) * | 2010-12-27 | 2012-09-05 | 东北大学 | 一种孪晶诱导塑性钢板的制备方法 |
| JP5825119B2 (ja) * | 2011-04-25 | 2015-12-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性と材質安定性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 |
| CN103890202B (zh) * | 2011-10-24 | 2015-09-30 | 杰富意钢铁株式会社 | 加工性优良的高强度钢板的制造方法 |
| CN106574342B (zh) * | 2014-08-07 | 2018-10-12 | 杰富意钢铁株式会社 | 高强度钢板及其制造方法、以及高强度镀锌钢板的制造方法 |
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| EP3214193B1 (en) * | 2014-10-30 | 2019-03-06 | JFE Steel Corporation | High-strength steel sheet, high-strength hot-dip galvanized steel sheet, high-strength hot-dip aluminum-coated steel sheet, and high-strength electrogalvanized steel sheet, and methods for manufacturing same |
| MX2018012658A (es) * | 2016-04-19 | 2019-02-28 | Jfe Steel Corp | Lamina de acero, lamina de acero recubierta, y metodos para la fabricacion de las mismas. |
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Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61157625A (ja) | 1984-12-29 | 1986-07-17 | Nippon Steel Corp | 高強度鋼板の製造方法 |
| WO2016067626A1 (ja) | 2014-10-30 | 2016-05-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
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