KR100543956B1 - 형상 동결성이 우수한 강판 및 그 제조방법 - Google Patents
형상 동결성이 우수한 강판 및 그 제조방법 Download PDFInfo
- Publication number
- KR100543956B1 KR100543956B1 KR1020037004171A KR20037004171A KR100543956B1 KR 100543956 B1 KR100543956 B1 KR 100543956B1 KR 1020037004171 A KR1020037004171 A KR 1020037004171A KR 20037004171 A KR20037004171 A KR 20037004171A KR 100543956 B1 KR100543956 B1 KR 100543956B1
- Authority
- KR
- South Korea
- Prior art keywords
- less
- steel sheet
- temperature
- rolling
- shape freezing
- Prior art date
- Legal status (The legal status 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 status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 443
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 443
- 238000007710 freezing Methods 0.000 title claims description 171
- 230000008014 freezing Effects 0.000 title claims description 170
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 62
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims abstract description 112
- 239000013078 crystal Substances 0.000 claims abstract description 71
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 174
- 230000009467 reduction Effects 0.000 claims description 138
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims description 92
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 91
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 83
- 230000009466 transformation Effects 0.000 claims description 80
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 79
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims description 69
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 55
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 35
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims description 31
- 238000004804 winding Methods 0.000 claims description 29
- 238000005266 casting Methods 0.000 claims description 28
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims description 28
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 20
- 230000008569 process Effects 0.000 claims description 20
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 claims description 19
- 238000003303 reheating Methods 0.000 claims description 17
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims description 13
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 238000005554 pickling Methods 0.000 claims description 10
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 9
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims description 9
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 239000002131 composite material Substances 0.000 claims description 2
- 230000007123 defense Effects 0.000 abstract description 13
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 59
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 description 35
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 29
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 29
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 description 29
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 26
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 18
- 238000007747 plating Methods 0.000 description 18
- 238000010521 absorption reaction Methods 0.000 description 16
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 15
- 239000000463 material Substances 0.000 description 13
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 13
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 12
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 12
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 11
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 11
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 10
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 10
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 10
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 10
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 9
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 9
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 9
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 9
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 description 8
- 238000011161 development Methods 0.000 description 8
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 8
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 description 8
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 8
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 8
- 230000003068 static effect Effects 0.000 description 8
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 description 8
- 229910001209 Low-carbon steel Inorganic materials 0.000 description 7
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 7
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 7
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 7
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 6
- 230000001186 cumulative effect Effects 0.000 description 6
- 238000002347 injection Methods 0.000 description 6
- 239000007924 injection Substances 0.000 description 6
- 238000005461 lubrication Methods 0.000 description 6
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 6
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 6
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 6
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 6
- 230000001276 controlling effect Effects 0.000 description 5
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 5
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 5
- 239000000047 product Substances 0.000 description 5
- 238000011084 recovery Methods 0.000 description 5
- 238000003723 Smelting Methods 0.000 description 4
- 230000001153 anti-wrinkle effect Effects 0.000 description 4
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 4
- 239000010419 fine particle Substances 0.000 description 4
- 230000010354 integration Effects 0.000 description 4
- -1 iron carbides Chemical class 0.000 description 4
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 4
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 4
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 4
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 4
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 4
- 238000004381 surface treatment Methods 0.000 description 4
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- CONKBQPVFMXDOV-QHCPKHFHSA-N 6-[(5S)-5-[[4-[2-(2,3-dihydro-1H-inden-2-ylamino)pyrimidin-5-yl]piperazin-1-yl]methyl]-2-oxo-1,3-oxazolidin-3-yl]-3H-1,3-benzoxazol-2-one Chemical compound C1C(CC2=CC=CC=C12)NC1=NC=C(C=N1)N1CCN(CC1)C[C@H]1CN(C(O1)=O)C1=CC2=C(NC(O2)=O)C=C1 CONKBQPVFMXDOV-QHCPKHFHSA-N 0.000 description 3
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000009825 accumulation Methods 0.000 description 3
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 3
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 3
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 3
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 3
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 3
- 235000019362 perlite Nutrition 0.000 description 3
- 239000010451 perlite Substances 0.000 description 3
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 3
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 3
- 238000007740 vapor deposition Methods 0.000 description 3
- YJLUBHOZZTYQIP-UHFFFAOYSA-N 2-[5-[2-(2,3-dihydro-1H-inden-2-ylamino)pyrimidin-5-yl]-1,3,4-oxadiazol-2-yl]-1-(2,4,6,7-tetrahydrotriazolo[4,5-c]pyridin-5-yl)ethanone Chemical compound C1C(CC2=CC=CC=C12)NC1=NC=C(C=N1)C1=NN=C(O1)CC(=O)N1CC2=C(CC1)NN=N2 YJLUBHOZZTYQIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- CURLTUGMZLYLDI-UHFFFAOYSA-N Carbon dioxide Chemical compound O=C=O CURLTUGMZLYLDI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000033228 biological regulation Effects 0.000 description 2
- 238000004364 calculation method Methods 0.000 description 2
- 230000008859 change Effects 0.000 description 2
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 2
- 230000000593 degrading effect Effects 0.000 description 2
- 238000009713 electroplating Methods 0.000 description 2
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 2
- 230000004927 fusion Effects 0.000 description 2
- 238000005246 galvanizing Methods 0.000 description 2
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 2
- 238000003754 machining Methods 0.000 description 2
- 230000037311 normal skin Effects 0.000 description 2
- 230000008520 organization Effects 0.000 description 2
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 2
- 238000011160 research Methods 0.000 description 2
- 230000035939 shock Effects 0.000 description 2
- 238000005507 spraying Methods 0.000 description 2
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 2
- 239000013585 weight reducing agent Substances 0.000 description 2
- 230000037303 wrinkles Effects 0.000 description 2
- KZEVSDGEBAJOTK-UHFFFAOYSA-N 1-(2,4,6,7-tetrahydrotriazolo[4,5-c]pyridin-5-yl)-2-[5-[2-[[3-(trifluoromethoxy)phenyl]methylamino]pyrimidin-5-yl]-1,3,4-oxadiazol-2-yl]ethanone Chemical compound N1N=NC=2CN(CCC=21)C(CC=1OC(=NN=1)C=1C=NC(=NC=1)NCC1=CC(=CC=C1)OC(F)(F)F)=O KZEVSDGEBAJOTK-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- JQMFQLVAJGZSQS-UHFFFAOYSA-N 2-[4-[2-(2,3-dihydro-1H-inden-2-ylamino)pyrimidin-5-yl]piperazin-1-yl]-N-(2-oxo-3H-1,3-benzoxazol-6-yl)acetamide Chemical compound C1C(CC2=CC=CC=C12)NC1=NC=C(C=N1)N1CCN(CC1)CC(=O)NC1=CC2=C(NC(O2)=O)C=C1 JQMFQLVAJGZSQS-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- DFGKGUXTPFWHIX-UHFFFAOYSA-N 6-[2-[4-[2-(2,3-dihydro-1H-inden-2-ylamino)pyrimidin-5-yl]piperazin-1-yl]acetyl]-3H-1,3-benzoxazol-2-one Chemical compound C1C(CC2=CC=CC=C12)NC1=NC=C(C=N1)N1CCN(CC1)CC(=O)C1=CC2=C(NC(O2)=O)C=C1 DFGKGUXTPFWHIX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000012935 Averaging Methods 0.000 description 1
- 238000004813 Moessbauer spectroscopy Methods 0.000 description 1
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N Zinc Chemical compound [Zn] HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000009471 action Effects 0.000 description 1
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- 229910002092 carbon dioxide Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000001569 carbon dioxide Substances 0.000 description 1
- 239000012141 concentrate Substances 0.000 description 1
- 238000012937 correction Methods 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 238000002425 crystallisation Methods 0.000 description 1
- 230000002542 deteriorative effect Effects 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- 239000011888 foil Substances 0.000 description 1
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 1
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 1
- 238000009413 insulation Methods 0.000 description 1
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 1
- 238000009740 moulding (composite fabrication) Methods 0.000 description 1
- 201000009240 nasopharyngitis Diseases 0.000 description 1
- 238000000879 optical micrograph Methods 0.000 description 1
- 238000005457 optimization Methods 0.000 description 1
- NRNCYVBFPDDJNE-UHFFFAOYSA-N pemoline Chemical compound O1C(N)=NC(=O)C1C1=CC=CC=C1 NRNCYVBFPDDJNE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 description 1
- 238000004080 punching Methods 0.000 description 1
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 238000007493 shaping process Methods 0.000 description 1
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 description 1
- VWDWKYIASSYTQR-UHFFFAOYSA-N sodium nitrate Chemical compound [Na+].[O-][N+]([O-])=O VWDWKYIASSYTQR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- 230000006641 stabilisation Effects 0.000 description 1
- 238000011105 stabilization Methods 0.000 description 1
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 1
- 229910001220 stainless steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 1
- 238000010998 test method Methods 0.000 description 1
- 230000025366 tissue development Effects 0.000 description 1
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011701 zinc Substances 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
-
- 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
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
- C21D1/185—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering from an intercritical temperature
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- 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
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- 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
- C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
- C21D2201/05—Grain orientation
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)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
Abstract
판면에 {100}<011>~{223}<110>방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 3.0 이상이고, {554}<225>, {111}<112>, 및 {111}<110> 3개의 결정 방위의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 3.5 이하이고, 또한, 압연 방향과 이의 직각 방향의 r값 중 적어도 하나가 0.7 이하인 것을 특징으로 하는 페라이트계 박강판.
페라이트계 강판, 형상 동결성
Description
본 발명은, 형상 동결성 및 그 밖의 기계적 특성이 우수하여, 주로 자동차 부품 등에 사용되는 강판(열연 강판과 냉연 강판 모두를 포함한다)과 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차로부터 탄산가스의 배출을 억제하기 위하여, 고강도 강판을 사용하여 자동차 차체의 경량화가 도모되고 있다. 또한, 탑승자의 안전성 확보를 위해서도, 자동차 차체에는 연강판 외에 고강도 강판이 많이 사용되고 있다. 또한 자동차 차체의 경량화를 향후 진행시켜 나가기 위해서, 종래 이상으로 고강도 강판의 사용 강도 레벨을 높일 것이 크게 요청되고 있다.
그러나 고강도 강판에 굽힘 변형을 가하면, 가공 후의 형상은, 고강도이기 때문에 가공 도구의 형상으로부터 멀어져 가공전의 형상으로 회복하려고 한다. 가공에 불구하고 본래의 형상으로 돌아오는 현상을 "스프링 백"이라고 한다. 이러한 스프링 백이 발생하면, 강판을 가공해도 가공 후 가공 부품에 대해 목적으로 하는 형상을 얻을 수 없다.
또한 성형 중의 굽힘과 회복에 따른 탄성회복에 의해, 측벽부의 평면이 곡률 을 갖는 면이 되어 버리는 벽 휨 현상이 일어나, 가공 부품에 대해 목적으로 하는 형상을 얻지 못하고 치수 정밀도가 불량하게 된다.
따라서 종래 자동차의 차체에는, 주로 440Mpa 이하의 고강도 강판에 한하여 사용되어 왔다.
자동차 차체에는 490Mpa 이상의 고강도 강판을 사용하여, 차체의 경량화를 도모할 필요가 있음에도 불구하고, 스프링 백이 적고 형상 동결성이 양호한 고강도 강판이 존재하지 않는 것이 현실이다.
부연 설명할 필요 없이, 440Mpa 이하의 고강도 강판이나 연강판에 대해, 가공 후 형상 동결성을 높이는 것은, 자동차나 가전제품 등의 제품의 형상 정밀도를 높이는 데 있어 극히 중요한 것이다.
일본 특개평 10-72644호 공보에는, 압연면에 평행한 면에 {200} 집합조직의 집적도가 1.5 이하인 것을 특징으로 하는 스프링 백 양(본 발명에서의 치수 정밀도)이 적은 오스테나이트계 스레인리스 냉연강판이 개시되어 있다. 그러나, 상기 공보에는 페라이트계 강판의 스프링 백 현상이나 벽 휨 현상을 감소시키는 기술에 대해서는 아무런 기재가 없다.
또한, 페라이트계 스테인리스 강의 스프링 백 양을 적게 하는 기술로서, 일본 특개 2001-32050호 공보에는, 판 두께 중앙부의 집합조직에 있어서, 판면에 평행한 {100}면의 반사 X-선 강도비를 2 이상으로 하는 발명이 개시되어 있다. 그러나, 상기 공보에는, 벽 휨 양을 감소시키는 것에 대해서는 아무런 기재가 없고, {100}<011>~{223}<110> 방위군 및 벽 휨 양을 감소시키기 위해서 중요한 방위인 {112}<110>에 대해서도 아무런 기개가 없다.
또한, 본 발명자 중 일부는 WO00/06791호 팜플렛에서 형상 동결성의 향상을 목적으로 하여 {100}면과 {111}면의 비가 1 이상인 페라이트계 박강판을 개시하였지만, 이 팜플렛에는, 본 발명과 같이 {100}<011>∼{223}<110> 방위군, {111}<112>, 및 {111}<112>과 {111}<110>의 X-선 랜덤 강도비 값에 대해서는 기재되어 있지 않다.
또, 본 발명자 중 일부는, 일본 특개 2001-64750호 공보에서, 판면에 평행한 {1OO}면의 반사 X-선 강도비가 3이상인, 스프링 백 양이 작은 냉간압연강판을 개시했다. 그러나, 이 냉연강판은, 판 두께 최표면에서의 {100}면 반사 X-선 강도비를 규정하는 것을 특징으로 하는 것이어서, X-선의 측정 위치가 본 발명에서 규정하는 "판 두께 1/2t에서의 {100}<011>~{2231<110>방위군의 평균 X-선 강도비"와는 다르다.
또한, 상기 공보에는, {554}<225>, {111}<112> 및 {111}<110>방위에 대해서도 아무런 기재가 없다.
또한, 특개 2000-297349호 공보에는, 형상 동결성의 양호한 강판으로서 r값의 면 내 이방성 Δr 절대치가 0.2 이하인 열연강판이 개시되고 있다. 그러나, 이 열연강판은, 저항복비화하는 것에 의해 형상 동결성을 향상시키는 것을 특징으로 하고 있어서, 상기 공보에는 본 발명의 사상에 근거한 형상 동결성의 향상을 목적으로 하는 집합 조직의 제어에 관해서는 기재되지 않았다.
한편, 신장 플랜지성도 강판을 자동차용 부품 등으로 가공할 때, 빼놓을 수 없는 특성이며, 고신장 플랜지성 강판의 형상 동결성이 향상되면, 자동차 차체에 고강도 강판의 적용 범위가 한층 확대될 수 있다.
그러나, 전술한 공보들 중 어느 것에도, 신장 플랜지성과 형상 동결성을 양립시키는 관점에서 이루어진 기재는 없다.
한편, 고강도 강판에 대해서는, 복잡한 형상의 자동차 부품에 맞춰 프레스 성형 가능한 양호한 프레스 성형성을 확보하는 것도 필요하다. 고강도 강판의 프레스 성형성을 향상시키는 방법으로서, 예를 들면, 일본 특개평 6-145892호 공보에는, 강 중에 일정량 이상의 오스테나이트를 잔류시켜, 이 잔류 오스테나이트로부터 마르텐사이트로의 가공유기변태를 이용하는 방법이 제시되어 있다. 그러나 이와 같은 양호한 가공성을 갖는 고강도 강판에 대하여, 형상 동결성을 향상시키는 방법에 대해서는 명확하게 기재되어 있지 않다.
나아가, 양호한 가공성을 가지면서 자동차의 충돌시 충격 에너지 흡수능을 높이는 방법에 대해서는, 예를 들면, 일본 특개평 11-080879호 공보에 동일한 잔류 오스테나이트를 이용하는 방법이 제시되어 있다. 그러나, 이와 같은 양호한 가공성과 충격 에너지 흡수능을 가지는 고강도 강판에 있어서, 상술한 형상 동결성을 향상시키는 방법에 대해서는 명확하게 기재되어 있지 않다.
연강판이나 고강도 강판에 굽힘 가공을 하면, 강판의 강도에 의존해 큰 스프링 백이 발생하게 되어, 가공성형 부품의 형상 동결성이 나빠진다.
본 발명은, 이 문제를 근본적으로 해결하여 형상 동결성과 다른 기계적 특성(신장 플랜지성, 충격 에너지 흡수능 등)이 우수한 강판(열연강판과 냉연강판), 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.
종래 알려진 바에 의하면, 스프링 백을 억제하기 위한 방법으로서, 우선적으로 강판의 항복점 또는 변형 응력을 낮추는 것이 중요하다고 생각되어 왔다. 그리고 항복점 또는 변형 응력을 낮추기 위해서는 인장 강도가 낮은 강판을 사용하지 않을 수 없었다.
그러나 이러한 방법만으로는 강판의 굽힘 가공성을 향상시켜 스프링 백 양을 적게 억제하기 위한 근본적인 해결은 되지 않는다.
이에 따라, 본 발명자는 굽힘 가공성을 향상시켜 스프링 백의 발생을 근본적으로 해결하기 위해서, 새롭게 강판의 집합 조직의 굽힘 가공성에 미치는 영향에 주목하여 그 작용 효과를 상세하게 조사, 연구했다. 그리고 굽힘 가공성이 우수한 강판을 발견했다.
즉, 본 발명자는, 상기 조사연구의 결과, {100}<011>~{223}<110>방위군과 {554}<225>, {111}<1l2> 및 {111}<110> 방위의 강도와 {112}<110> 또는 {100}<O11> 방위의 강도를 제어하고, 나아가, 압연 방향의 r값 및 압연 방향과 직각 방향의 r값 중 적어도 1개를 가능한 한 낮은 값으로 하면, 굽힘 가공성이 비약적으로 향상됨을 알아내었다.
또한, 본 발명자는 이러한 형상 동결성에 유리한 집합 조직을 형성하기 위해서는, 성분 조성과 열간 압연 조건의 최적화가 극히 중요하다는 것을 분명히 했다.
또한, 본 발명자는, 고신장 플랜지성과 형상 동결성을 양립시키기 위해서는, 페라이트상 또는 베이나이트상을 최대상으로 하여, 신장 플랜지성을 저해하는 입계의 조대한 세멘타이트를 가능한 한 감소시키는 것이 중요함을 새롭게 발견했다.
또한, 압연 방향의 r값 및 압연 방향과 직각 방향의 r값 중 적어도 1개를 낮은 값으로 하면, 프레스 성형성이 열화될 것으로 예상되어 형상 동결성과 가공성을 양립시키기가 곤란할 것으로 생각된다. 이에, 본 발명자는 열심히 연구의 결과, 상기 집합 조직 제어와 미세 조직 중에 마르텐사이트 상을 만들어, 파단 강도(TS/MPa)와 항복 강도(0.2% 내력 YS)의 비인 항복비(YS/TS×100)를 낮게 제어함으로써 형상 동결성과 가공성이 양립되는 것을 발견했다. 또, 본 발명자는, 더욱 열심히 연구의 결과, 상기 집합 조직 제어와 미세 조직 중에 오스테나이트를 잔류시키고 이 잔류 오스테나이트의 성질을 제어함으로써, 형상 동결성과 가공성 및 충격 에너지 흡수능을 동시에 향상시킬 수 있다는 것을 밝혔다.
본 발명은 전술의 발견에 기초하여 구성되어 있고, 그 요지는 다음과 같다.
(1) 적어도 1/2 판 두께에서의 판면의 {10O}<011>~{223}<110> 결정 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 3.0 이상이고, {554}<225>, {111}<112>, 및 {111}<110> 3개의 결정 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 3.5 이하인 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판.
(2) (1)항에 있어서, 강판의 압연 방향 r값 및 압연 방향과 직각 방향의 r값 가운데 적어도 1개가 0.7 이하인 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판.
(3) (1) 또는 (2)항에 있어서, {112}<110> 결정 방위의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 4.0 이상인 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판.
(4) (1) 또는 (2)항에 있어서, {100}<011> 결정 방위의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 4.0 이상인 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판.
(5) (1)~(4)항 중 어느 하나에 기재된 페라이트계 박강판에 있어서, 입계에서 철탄화물의 점유율이 0.1 이하이며, 이 철탄화물의 최대 입자 직경이 1㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판.
(6) (1)~(5)항 중 어느 한 항에 있어서, 강판의 조직이, 페라이트 또는 베이나이트를 면적율로 최대상으로 하고, 펄라이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 면적율이 30% 이하인 복합 조직인 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판.
(7) (1)~(6)항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강판은, 중량%로,
C: 0.000l~0.3%,
Si: 0.001~3.5%,
Mn: 3% 이하,
P: 0.005~0.15%,
S: 0.03% 이하,
Al: 0.01~3.0%,
N: 0.01% 이하,
O: 0.01% 이하
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판.
(8) (1)~(7)항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강판은, 추가로, 중량%로,
Ti: 0.20% 이하,
Nb: 0.20% 이하,
V: 0.20% 이하,
Cr: 1.5% 이하,
B: 0.007% 이하,
Mo: 1% 이하,
Cu: 3% 이하,
Ni: 3% 이하,
Sn: 0.3% 이하,
Co: 3% 이하,
Ca: 0.0005~0.005%,
REM: 0.001~0.02%,
으로 이루어진 군 중에서 선택되는 1종 이상의 성분을 포함하는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판.
(9) (7) 또는 (8)항에 있어서, 상기 강판이 아래의 (1) 식과 (2) 식을 만족하는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판.
203√C+15.2Ni+44.7Si+104V+31.5 Mo+30Mn+11Cr+20Cu+700P+200Al<30 --- (1)
44.7Si+700P+20OAl>40 --- (2)
(10) (1)~(9)항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강판에 도금층을 형성시키는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판.
(11) 중량%로,
C: 0.0001~0.3%,
Si: 0.001~3.5%,
Mn: 3% 이하,
P: 0.005~0.15%,
S: 0.03% 이하,
Al: 0.01~3.0%,
N: 0.01% 이하,
0: 0.01% 이하,
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 주조 슬라브를, 주조 상태로 또는 일단 냉각 후 1000~1300℃의 범위로 재가열하여, (Ar3-100)~(Ar3+100)℃의 범위에서 압하율의 합계가 25% 이상이 되도록 열간 압연을 하고, (Ar3-100)℃ 이상에서 열간 압연을 종료한 후, 냉각하고 권취함으로써,
적어도 1/2 판 두께에서의 판면의 {l00}<011>~{223}<110> 결정 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 3.0 이상이고, {554}<225>, {111}<112>, 및 {111}<110> 3개의 결정 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 3.5 이하가 되도록 하는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판의 제조 방법.
(12) 중량%로,
C: 0.0001~0.3%,
Si: 0.001~3.5%,
Mn: 3% 이하,
P: 0.005~0.15%,
S: 0.03% 이하,
Al: 0.01~3.0%,
N: 0.01% 이하,
0: 0.01% 이하,
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 주조 슬라브를, 주조한 상태로 또는 일단 냉각 후 1000~1300℃의 범위로 재가열하여, (Ar3+50)~(Ar3+150)℃의 범위에서 압하율의 합계가 25% 이상으로 계속하여 (Ar3
-100)~(Ar3+50)℃에서 압하율의 합계가 5~35%가 되도록 열간 압연을 하고, (Ar3-100)~(Ar3+50)℃에서 열간 압연을 종료한 후, 냉각하여 권취함으로써,
적어도 1/2 판 두께에서의 판면의 {100}<011>~{223}<110>의 결정 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 3.0 이상이고, {554}<225>, {111}<112>, 및 {111}<110>의 3개의 결정 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 3.5 이하가 되도록 하는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판의 제조 방법.
(13) 중량%로,
C: 0.0001~0.3%,
Si: 0.001~3.5%,
Mn: 3% 이하,
P: 0.005~0.15%,
S:0.03% 이하,
Al: 0.01~3.0%,
N: 0.01% 이하,
O: 0.01% 이하,
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 주조 슬라브를, 주조 상태로 또는 일단 냉각 후 1000~1300℃의 범위로 재가열하여, Ar3 변태 온도 초과에서 조압연을 실시하고, Ar3 변태 온도 이하에서 마무리 압연을 실시하고, Ar3 변태 온도 미만에서 열간 압연을 종료한 후, 냉각하여 권취함으로써,
적어도 1/2 판 두께에서의 판면의 {100}<011>~{223}<110> 결정 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 3.0 이상이고, {554}<225>, {111}<112>, 및 {111}<110> 3개의 결정 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 3.5 이하가 되도록 하는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판의 제조 방법.
(14) (11)~(13)항 중 어느 한 항에 있어서, {112}<110> 결정 방위의 X선 랜 덤 강도비의 평균치가 4.0 이상인 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판의 제조 방법.
(15) (11)~(13)항 중 어느 한 항에 있어서, {100}<011> 결정 방위의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 4.0 이상인 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판의 제조 방법.
(16) (11)~(15)항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 주조 슬라브가, 중량%로, 추가로,
Ti: 0.20% 이하,
Nb: 0.20% 이하,
V: 0.20% 이하,
Cr: 1.5% 이하,
B: 0.007% 이하,
Mo: l% 이하,
Cu: 3% 이하,
Ni: 3% 이하,
Sn: 0.3% 이하,
Co: 3% 이하,
Ca: 0.0005~0.005%,
REM: 0.001~0.02%,
으로 이루어진 군 중에서 1종 이상의 성분을 포함하는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판의 제조 방법.
(17) (11)~(16)항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 권취 공정이, 아래의 식에 따라 강의 화학 성분의 중량%로 결정되는 임계 온도 To 이하의 온도에서 실시되며, B는 중량%로 표현된 강의 성분으로부터 구해지는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판의 제조 방법.
To=-650.4×C%+B
B=50.6×Mneq+894.3
Mneq=Mn%+0.24×Ni%+0.13×Si%+0.38×Mo%+0.55×Cr%+0.16×Cu%-0.50×Al%-0.50×Al%-0.45×Co%+0.90×V%
(18) (11)~(17)항 중 어느 한 항에 있어서, 열간 압연이 아래 식으로 계산되는 유효 변형량 ε*가 0.4이상이 되도록 행해지며,
여기서, n는 마무리 열간 압연의 압연 스탠드 수, εi는 i번째 스탠드에서 더해진 변형량, ti는 i~i+1번째 스탠드 사이의 주행 시간(초), τi는 기체 상수 R(=1.987)과 i번째 스탠드의 압연 온도 Ti(K)에 의해 다음의 식으로 계산될 수 있는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판의 제조 방법.
τi=8.46×10-9exp{43800/R/Ti}
(19) (11)~(18)항 중 어느 항에 있어서, 열간 압연이, 적어도 1 패스 이상의 마찰 계수가 0.2 이하로 행해지는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판의 제조 방법.
(20) (17)항에 있어서, 열간 압연 종료 온도로부터 강철의 화학 성분의 중량%에 의하여 정해지는 임계 온도 To 이하의 온도까지 평균 냉각 속도 1O℃/s 이상으로 냉각 후, 전기 To 이하의 온도로 권취하는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판의 제조 방법.
(21) (11)~(20)항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 페라이트계 박강판을 산세한 후, 80% 미만의 압하율로 냉간 압연하고, 600℃~(Ac3+100)℃의 온도 범위에서 가열하여 냉각하는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판의 제조 방법.
(22) (11)~(21)항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 페라이트계 박강판을 산세한 후, 80% 미만의 압하율로 냉간 압연하고, Ac1~Ac3의 온도 범위에서 소둔 후, 이 소둔온도로부터 500℃ 이하까지 1~250℃/초의 냉각 속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판의 제조 방법.
이하, 본 발명의 내용을 상세하게 설명한다.
1/2 판 두께에서의 판면의 {100}<011>~{223}<110> 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치, {554}<225>, {111}<112> 및 {111}<110> 3개의 결정 방위의 X선 랜덤 강도비의 평균치, 및 {112}<1l0> 또는 {100}<011> 방위의 X선 랜덤 강도비 값은, 본 발명에서 특히 중요한 특성치이다. 판 두께의 중심 위치에서 판면의 X선 회절을 실 시하여 랜덤 시편에 대한 각 방위의 강도비를 구할 때, {100}<011>~{223}<110> 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 3.0 이상이 아니면 안 된다. 이 평균치가 3.0 미만에서는 형상 동결성이 열화된다.
이 방위군에게 포함되는 주된 방위는, {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110> 및 {223}<110>이다. 이들 각 방위의 X선 랜덤 강도비는, {110} 극점도에 근거해 벡터법에 의해 계산한 3차원 집합 조직과, {110}, {100}, {211}, {310} 극점도 중 복수의 극점도(바람직하지는 3개 이상)를 이용해 급수 전개법으로 계산한 3차원 집합 조직으로부터 구하는 것이 바람직하다.
예를 들면, 후자의 방법에서 상기 결정 방위 각각의 X선 랜덤 강도비에는, 3차원 집합 조직의 φ2=45단면에서의 (001)[1-10], (116)[1-10], (114)[1-10], (113)[1-10], (l12)[1-10], (335)[1-10], (223)[1-10] 강도비를 그대로 이용하면 좋다.
{100}<011>~{223}<110>방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치란, 상기 각각의 방위에 있어서의 X선 랜덤 강도비의 산술 평균이다. 상기의 모든 방위에 대한 강도비를 얻을 수 없는 경우에는, {100}<011>, {l16}<110>, {114}<110>, {112}<110>, {223}<110> 각각의 방위의 강도비의 산술 평균으로 대체해도 좋다.
본 발명자들은, 상기 방위군 중에서 특히 {100}<011> 및 {112}<110>의 방위가, 벽 휨 양을 감소시키는 데 있어서 지극히 효과적인 방위인 것을 새롭게 발견했다. 본 발명자들이 X선 회절의 결과에 따르면, {100}<011> 방위의 X선 랜덤 강도비 또는 {112}<110> 방위의 X선 랜덤 강도비는, {100}<011>~{223}<110> 방위군 중에서 최대치이고 또한 4.0 이상이 아니면 안되는 것으로 판명되었다. 이들 강도비가 4.0 미만이면, 스프링 백 양이나 벽 휨 양의 감소가 충분하게 얻어지지 않고, 매우 양호한 형상 동결성을 확보하는 것이 곤란하다.
여기서 말하는 {112}<110>방위 및 {100}<011> 방위는, 같은 효과를 갖는 방위의 범위로서, 압연 방향에 대해 직각 방향(transverse direction)을 회전축으로 하여 ±12°를 허용한다. 한층 더 바람직하게는 ±6°이다.
또한, 1/2 판 두께에서 판면의 {554}<225>, {111}<112> 및 {111}<110> 3개의 결정 방위의 X선 랜덤 강도비의 평균치는 3.5 이하가 아니면 안 된다. 이 값이 3.5 초과하면, {100}<011>~{223}<110> 방위군의 강도비가 적절한 경우라도, 양호한 형상 동결성을 얻는 것이 곤란하다. {554}<225>, {111}<112> 및 {111}<1l0>의 X선 랜덤 강도비도, 상기의 방법에 따라 계산한 3차원 집합 조직으로부터 구하면 좋다. 바람직하게는, {100}<011>~{223}<110> 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 4.0 이상, 그리고 {554}<225>, {111}<112> 및 {111}<110>의 X선 랜덤 강도비의 산술 평균치가 2.5 미만이다.
보다 바람직하게는, {100}<011>~{223}<110> 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 4.0 이상, {100}<011> 또는 {112}<110> 방위의 X선 랜덤 강도비가 5.0 이상, {554}<225>, {111}<112> 및 {111}<110>의 X선 랜덤 강도비의 산술 평균치가 2.5 미만이다.
상술한 결정 방위의 X선 강도가, 굽힘 가공시 형상 동결성과 관련하여 왜 중요한지는 분명하지 않지만, 굽힘 변형시 결정의 미끄럼 거동과 관계가 있는 것으로 생각된다.
X선 회절에 제공하는 시편은, 기계 연마 등에 의해 강판을 소정의 판 두께까지 감소시키고, 화학 연마나 전해 연마 등에 의해 변형을 제거해, 판 두께 1/2면이 측정면이 되도록 제작한다. 강판의 판 두께 중심층에 편석대나 결함 등이 존재하고 측정하기가 부적당한 경우에는, 판 두께의 3/8~5/8의 범위에서, 적당한 면이 측정면이 되도록 상술한 방법에 따라 시편을 제작하면 좋다.
물론, 상술한 X선 강도와 관련되는 한정이, 판 두께 1/2 근방 뿐만 아니라, 가능한 한 많은 두께에 대해 만족됨으로써 형상 동결성이 보다 더 양호하게 된다. 덧붙여, {hkl}<uvw>로 나타내지는 결정 방위는, 판 면의 법선 방향이 <hkl>에 평행인 것을, 그리고 압연 방향이 <uvw>와 평행인 것을 나타내고 있다.
압연 방향의 r값(rL) 및 압연 방향과 직각 방향의 r값(rC) 값은, 본 발명에 있어서 중요한 특성치이다. 즉, 본 발명자들이 열심히 검토한 결과, 상술한 결정 방위의 X선 강도비가 적정이어도, 반드시 양호한 형상 동결성을 얻을 수 없는 것이 판명되었다. 상기 X선 강도비가 적정인 것과 동시에, rL 및 rC의 중 적어도 하나가 0.7 이하이어야 한다. 보다 바람직하게는, 0.55 이하이다.
rL 및 rC의 하한은 특별히 한정할 필요는 없다. 이 하한을 정하지 않아도, 본 발명의 효과를 얻을 수 있다. 상기 r값은, JlS 5호 인장 시편을 이용한 인장 시험에 의해 평가한다. 인장 변형량은, 통상 15% 이지만, 균일 신장이 15%를 밑도는 경우에는, 균일 신장의 범위에서 가능한 한 15%에 가까운 변형을 가지고 평가될 수 있다.
또한, 굽힘 가공을 하는 방향은 가공 부품에 따라 다르므로 특히 한정할 필요는 없지만, r값이 작은 방향에 대해서, 수직 혹은 수직에 가까운 방향으로 주로 굽힘 가공을 실시하는 것이 바람직하다.
일반적으로, 집합 조직과 r값 사이에는 상관 관계가 있는 것으로 알려져 있지만, 본 발명에 있어서는, 상술한 결정 방위의 X선 강도비에 관한 한정과 r값에 관한 한정은 서로 동일한 의미를 갖지 않는다. 본 발명에 있어서는, X선 강도비만을 한정하는 것으로써 형상 동결성에 관한 소기의 목적을 달성할 수 있지만, 양쪽 모두에 대한 한정이 동시에 만족되면, 양호한 형상 동결성을 얻을 수 있다.
복합 조직(1):
신장 플랜지성(stretch flangeability)과 형상 동결성의 관점에서, 조직은 페라이트 또는 베이나이트가 최대상인 조직으로 한다. 다만, 페라이트와 베이나이트 각각의 집합 조직을 비교하면, 베이나이트 부분에서는 형상 동결에 유리한 {100}<011>~{223}<110> 방위의 집합 조직이 발달하기 쉽다. 이 이유는 분명하지 않지만, 베이나이트 조직이, 열간 압연 중에 형성되는 형상 동결성이 우수한 오스테나이트 집합 조직을 수계하기 쉽기 때문인 것으로 생각된다.
따라서, 베이나이트의 점적율이 클수록 보다 바람직하다. 이 관점에서는, 베이나이트의 면적율이 35%를 초과하는 것이 바람직하다.
페라이트 또는 베이나이트의 면적율은, 판 두께 중앙부를 광학 현미경에 의해 100~500배로 5 시야 이상을 관찰하여 그 평균치부터 구한다. 또, 가공 상태의 페라이트는 성형성을 현저하게 해치는 것이므로, 여기서 말하는 면적율에는 포함되 지 않는 것으로 한다.
그 외의 조직으로서 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 펄라이트의 면적율이 5%를 초과하면 신장 플랜지성이 열화된다. 따라서, 이러한 조직의 면적율의 합계는 5% 이하로 한다.
또, 입계에서 철탄화물의 점유율이 0.1 초과 또는 철탄화물의 최대 입자 직경이 1㎛ 초과하면, 입계에서 이러한 철탄화물이 연결되어 신장 플랜지성이 현저하게 열화된다. 따라서, 입계에서의 철탄화물의 점유율을 0.1 이하로 하고, 한편, 이 철탄화물의 최대 입자 직경을 1㎛ 이하로 할 필요가 있다.
철탄화물의 점유율 및 최대 입자 직경은 작을수록 바람직하기 때문에, 하한은 특히 규정하지 않는다. 철탄화물에 의한 입계의 점유율(-)은, 철재의 단면 샘플에 대해, 소정 영역에서의 입계의 총길이 L과 철탄화물에 의해 점유되고 있는 입계의 길이의 총합 d와의 비 d/L로 주어진다. 이 L 및 d는, 200배 이상 배율의 광학 현미경 관찰 사진을 화상 처리해 직접 구하는 것도 가능하다.
보다 간편한 방법으로서는, 상기 사진 상에 도시한 n 개의 직선과 입계와의 교점의 수 N과, N 개의 교점 중에서 그 교점의 위치에 철탄화물이 존재하는 경우의 교점의 수 M을 이용해, M/N으로 구하는 것도 가능하다. 이 때 채용하는 직선의 수 N을 3 이상으로 함으로써, 충분한 측정 정밀도를 확보할 수 있다. 또, 사진의 배율은, 이 1개의 직선과 입계의 교점의 수가 10 이상이 되도록 선택한다. 이와 같이 사진의 배율을 선택하는 것으로써, 충분한 측정 정밀도를 확보할 수 있다.
복합 조직(2):
실제의 자동차 부품에 있어서는, 1 개의 부품 중에서 굽힘 가공에 기인하는 형상 동결성만이 문제가 되는 것이 아니라, 동일 부품의 다른 부위에 있어서는, 신장 성형성이나 딥 드로잉 등의 양호한 프레스 가공성이 요구되는 경우가 적지 않다.
따라서, 상술한 집합 조직을 제어하여 굽힘 가공시의 형상 동결성을 향상시키는 것과 동시에, 강판 자체의 프레스 가공성도 향상시킬 필요가 있다.
본 발명자는, 본 발명이 특징으로 하는 rL 및 rC 가운데, 적어도 1개가 0.7 이하인 것을 만족하면서, 이와 동시에 신장 성형성을 높이기 위해서는, 강판 중에 마르텐사이트를 포함시킴으로써 항복비를 저하시키는 것이 가장 바람직함을 발견했다.
이 때, 마르텐사이트 체적분율이 25%를 넘는 경우에는, 강판의 강도가 필요 이상으로 향상될 뿐만 아니라, 네트워크 상에 연결된 마르텐사이트의 비율이 증가해, 강판의 가공성을 현저히 열화시키므로, 25%를 마르텐사이트 체적분율의 최대치로 했다.
또, 마르텐사이트에 의한 항복비 저하의 효과를 얻기 위해서는, 체적분율 최대상이 페라이트인 경우에는 3% 이상, 체적분율 최대상이 베이나이트인 경우에는 5% 이상 존재하는 것이 바람직하다.
또, 체적분율 최대상이 페라이트 또는 베이나이트 이외인 경우에는, 강재의 강도를 필요 이상으로 향상시켜 그 가공성을 열화시키거나 불필요한 탄화물이 석출해 필요한 양의 마르텐사이트를 확보하지 못하고 강판의 가공성을 현저히 열화시키 는 등의 문제가 있으므로, 체적분율 최대상은 페라이트 또는 베이나이트로 한정한다.
또, 실온까지 냉각했을 때 변태를 완료하고 있지 않는 잔류 오스테나이트를 함유하고 있어도, 본 발명의 효과에 큰 영향은 미치지 않는다. 다만, 반사 X선법 등에 의해 요구하는 잔류 오스테나이트의 체적분율이 증가하면, 항복비가 상승하므로, 잔류 오스테나이트 체적분율은 마르텐사이트 체적분율의 2배 이하인 것이 바람직하고, 또한, 상기 체적분율이 마르텐사이트 체적분율 이하이면 더욱 바람직하다.
상기 외에, 본 발명의 미세 조직은, 펄라이트 혹은 세멘타이트의 1종 또는 2종 이상을, 체적분율로 15% 이하 함유할 수 있다. 또, 잔류 오스테나이트를 제외하고, 본 발명의 미세 조직의 체적분율은, 강판의 압연 방향 단면의 1/4 두께부를 광학 현미경으로 2~5 시야, 조직의 엉성함에 따라 100~800 배로 관찰하여, 포인트 카운트 법에 의해 구한 값으로 정의한다.
미세 조직:
페라이트와 그 외의 저온 생성물(베이나이트, 마르텐사이트, 어시큘러-페라이트, 위드만슈텟텐 페라이트 등)을 비교하면, 후자가 집합 조직 발달의 정도가 강하기 때문에, 높은 형상 동결성을 확보하기 위해서는 페라이트의 체적분율이 80%를 넘지 않게 조정하는 것이 바람직하다.
상술한 바와 같이, 실제의 자동차 부품에 대해서는, 1개의 부품 중에서, 굽힘 가공에 기인하는 형상 동결성만이 문제가 되는 것이 아니라, 동일 부품의 다른 부위에 있어서는, 신장 성형성이나 딥 드로잉성 등의 양호한 프레스 가공성이 요구 되는 경우가 적지 않다. 따라서, 상술의 집합 조직을 제어해 굽힘 가공시의 형상 동결성을 향상시킴과 동시에, 강판 자체의 프레스 가공성도 향상시킬 필요가 있다. 본 발명자는, 본 발명의 특징인 rL 및 rC의 중 적어도 1개가 O.7 이하인 것을 만족하면서, 신장 성형성과 함께 딥 드로잉성을 높이기 위한 방법으로서, 강판 중에 오스테나이트를 잔류시키는 것이 가장 바람직하다는 사실을 발견했다.
강판 중에 오스테나이트를 잔류시킬 때, 잔류 오스테나이트의 체적분율이 3% 미만이면, 신장 성형성 및 드로잉성의 향상 효과가 작기 때문에, 3%를 잔류 오스테나이트 체적분율의 하한으로 했다. 잔류 오스테나이트의 양이 많을수록, 상기 성형성이 양호하게 되지만, 체적분율로 25% 이상의 잔류 오스테나이트를 포함한 경우에는, 오스테나이트의 가공 안정성이 낮아지고, 반대로, 강판의 가공성이 저하하므로, 25%를 잔류 오스테나이트 체적분율의 상한으로 하는 것이 바람직하다.
또, 체적분율 최대상이 페라이트 또는 베이나이트 이외의 경우에는, 강판의 강도를 필요이상으로 높여 가공성을 열화시키거나, 또는 불필요한 탄화물이 석출하여 필요한 양의 잔류 오스테나이트를 확보되지 않아 강판의 가공성이 현저히 열화되므로, 체적분율 최대상은 페라이트 혹은 베이나이트로 한정한다.
잔류 오스테나이트의 양은, 예를 들면, Mo의 Kα선을 이용한 X선 해석에 의해 페라이트의 (200)면과 (211)면, 및 오스테나이트의 (200)면, (220)면 및 (311)면에 있어서의 적분 반사 강도를 이용해, Journal of the Iron and Steel Institute, 206(1968)의 60 페이지에 기재되어 있는 방법에 따라 산출할 수 있다.
또, 체적분율 최대상인 페라이트 또는 베이나이트의 체적분율은, 니테르 부 식 사진(niter corrosion photo)을 바탕으로, 화상 처리 혹은 포인트 카운트법 등을 이용해 측정할 수 있다.
프런트 사이드 멤버 등의 충격 흡수용 부재는, 모자형의 특징적인 단면 형상을 하고 있다. 이와 같은 부재가 고속으로 충돌할 때의 변형을 해석한 결과, 변형은 최대로 40% 이상의 높은 변형까지 진행되고 있지만, 흡수 에너지 전체의 약 70% 이상은 고속의 응력-변형율 선도의 10% 이하의 변형 범위에서 흡수되는 것을 발견했다. 따라서, 본 발명에서는, 고속에서 충돌 에너지 흡수능의 지표로서, 10% 이하의 고속 변형시의 동적 변형 저항을 채용했다. 특히, 변형량으로서 3~10%의 범위가 가장 중요하기 때문에, 고속 인장 변형시의 상당 변형으로 3~10%의 범위의 평균 응력 σdyn을 가지고, 충격 에너지 흡수능의 지표로 했다. 이 고속 변형시의 평균 응력 σdyn은, 동적인 인장 시험(5×102~5×103(1/s)의 변형 속도 범위에서 측정)에 의해 얻어지는 변형 범위 3~10%의 평균 응력으로서 정의한다.
일반적으로, 이 고속 변형시의 3~10%의 평균 응력 σdyn는, 강재의 정적인 인장 강도(5×10-4~5×10-3(1/s)의 변형 속도 범위에서 측정된 정적인 인장 시험에 있어서의 최대 응력 TS)의 상승에 수반해 커진다. 따라서, 강재의 정적인 인장 강도를 증가시키는 것은, 부재의 충격 에너지 흡수능 향상에 직접 기여한다.
그렇지만, 강판의 강도가 상승하면 부재의 성형성이 열화되어, 필요한 부재 형상을 얻는 것이 곤란해진다. 따라서, 동일한 TS에서 높은 σdyn을 가지는 강판이 바람직하다. 특히, 부재의 가공시 변형 레벨이 주로 10% 이하이기 때문에, 부재의 성형시에 고려해야 할 형상 동결성 등의 성형성의 지표가 되는 "저변형 영역에서의 응력"을 낮게 하는 것이, 성형성 향상을 위해서는 중요하다.
따라서, σdyn과, 5×10-4~5×10-3(1/s)의 변형 속도 범위에서 변형했을 때의 3~10%의 상당 변형 범위에 있어서의 변형 응력의 평균치 σst의 차이가 클수록, 정적으로는 성형성이 우수하고 동적으로는 높은 충격 에너지 흡수능을 가진다고 말할 수 있다.
이 관계로, 특히, (σdyn-σst)×TS/1000≥40의 관계를 만족하는 강판은, 부재에의 성형성이 우수함과 동시에, 충격 에너지 흡수능이 다른 강판에 비해 높다. 따라서, 부재의 총 질량을 증가시키지 아니하고 충격 에너지 흡수능이 높은 부재를 얻을 수 있다.
다음에, 본 발명자의 실험 검토의 결과, 프런트 사이드 멤버 등의 충격 흡수용 부재의 성형 가공에 상당하는 예비 변형의 양은, 부재 중의 부위에 따라서는 최대 20% 이상에 이르는 경우도 있지만, 상당 변형으로서 0% 초과 10% 이하의 부위가 대부분이며, 또, 이 범위의 예비 변형의 효과를 파악함으로써, 부재 전체적으로 예비 가공 후의 거동을 추정하는 것이 가능한 것을 발견했다. 따라서, 본 발명에 있어서는, 상당 변형에 있어서 0% 초과 10% 이하의 변형을, 부재에의 가공시 가하는 예비 변형량으로서 선택했다.
이와 같은, 상당 변형시 0% 초과 10% 이하의 예비 변형이 이루어진 후의 σdyn와 σst가, 상기 (σdyn-σst)×TS/1000≥40을 만족하면, 부재는, 예비 가공 후에도 우수한 충격 에너지 흡수능를 가진다. 실제로 프레스 성형에 의해 제조된 자동차용 부재의 에너지 흡수능은 요구되는 특성을 만족하는 것으로 판명되었다.
본 발명자는, 실험 검토의 결과, 동일 레벨의 TS에 대해서, (σdyn-σst)는, 부재의 가공 전에 강판 중에 포함되는 잔류 오스테나이트 내의 고용 탄소량 C와 강재의 평균 Mn 등량 중량% (Mneq=Mn+(Ni+Cr+Cu+Mo)/2)에 의해 변하는 것을 발견했다.
잔류 오스테나이트 중 탄소 농도는, X선 해석이나 모스바우어(Mossbauer) 분광에 의해 실험적으로 구할 수 있다. 예를 들면, 판 모양의 시료에 대해, Co, Cu, 또는 Fe의 Kα선을 이용한 X선 해석에 의해, 오스테나이트의 (002)면, (022)면, (113)면, 및 (222)면의 반사 각도를 측정하고, 「X선회절요론」(B.D.Cullity 저(마츠무라 겐타로 역), 주식회사 아그네의 제11장)에 기술되어 있는 바와 같이, 반사 각도로부터 격자 상수를 계산하고, cos2θ=O(단 θ는 반사 각도)에 외삽하여 얻어지는 격자 상수의 값으로부터, 오스테나이트의 격자 상수와 오스테나이트 중의 고용 C농도와의 관계(예를 들면, R.C. Ruhl and M.Cohen, Transaction of The Metallurgical Society of AIME, vo1. 245(1969), pp. 241-251에 기술되고 있는 식[1], 즉, 격자 상수=3.572+0.033×(중량%C)의 관계)를 이용해 오스테나이트 중의 C농도를 측정한다. 또, 그 외의 원소가 오스테나이트의 격자 상수에 미치는 영향은 그다지 크지 않기 때문에, 그 외의 원소의 존재는 무시해도 괜찮다.
본 발명자는, 본 발명자가 행한 실험 결과로부터, 상기와 같이 하여 얻은 잔 류 오스테나이트 중의 고용 C(C)와 강재에 첨가되어 있는 치환형 합금 원소로부터 구해진 Mneq를 이용해 계산되는 값(M=678-428×C-33×Mneq)이 -140 이상 180 이하이면, 강판의 (σdyn-σst)은, 동일한 정적인 인장 강도 TS에 대해서 큰 (σdyn-σst)를 나타내는 것을 발견했다.
이 때, M가 180을 초과하면, 잔류 오스테나이트가 저변형 영역에서 경질의 마르텐사이트로 변태해, 성형성을 지배하는 저변형 영역에서의 정적인 응력을 상승시킨다. 그 결과, 형상 동결성 등의 성형성이 열화될 뿐만 아니라, (σdyn-σst)의 값이 작아져, 양호한 성형성과 높은 충격 에너지 흡수능의 양립을 꾀할 수 없다. 그러므로, M을 180 이하로 했다. 또, M가 -140 미만이면, 잔류 오스테나이트의 변태가 높은 변형 영역으로 한정되므로 양호한 성형성은 얻을 수 있지만, (σdyn-σst)를 증대시키는 효과가 없어지므로, M의 하한을 -140으로 했다.
상당 변형으로 0% 초과 10% 이하의 예비 변형을 행한 후의 잔류 오스테나이트 체적분율도 상기 방법에 따라 측정될 수 있다. 프레스 가공 후에 높은 충격 에너지 흡수능을 확보하기 위해서는, 상당 변형으로 5%의 소성가공 후의 잔류 오스테나이트 체적분율이 2% 이상인 것이 필요하다.
예비 변형 후의 잔류 오스테나이트 체적분율의 상한은 특별히 정하지 않고도 본 발명의 효과를 얻을 수 있지만, 그 양(%)이 강판의 C농도(중량%)의 120배를 넘으면, 오스테나이트 안정성이 충분하지 않고, 결과적으로, 성형성이나 충격 에너지 흡수능이 저하된다. 그러므로, 상기 잔류 오스테나이트 체적분율은, 120×C(%) 이하로 하는 것이 바람직하다. 여기서, 예비 변형의 형태는, 단축 인장, 굽힘 프레스 성형, 단조, 압연, 관 드로잉, 관 확장 등의 어떤 변형 형태이어도 상관없다.
또, 상당 변형으로 5%의 예비 변형 전후에서의 잔류 오스테나이트 체적분율의 비가 0.35 미만인 경우에는, 높은 충격 에너지 흡수능을 확보할 수 없기 때문에, 0.35를 상기 비의 하한으로 했다. 또, 상기 비의 상한은 특별히 정하지 않고도 본 발명의 효과를 얻을 수 있지만, 현재, 상정하고 있는 최대의 예비 변형량인 상당 변형으로 10%의 예비 변형을 주었을 때, 이 비가 0.9를 초과하면, 잔류 오스테나이트가 필요 이상으로 안정되어, 기대하는 효과가 작아진다. 그러므로, 상당 변형으로 10%의 예비 변형을 주었을 때 예비 변형 전후에서의 잔류 오스테나이트 체적분율의 비는 0.9 이하로 하는 것이 바람직하다.
체적분율 최대상인 페라이트나 베이나이트의 입경에 비해, 잔류 오스테나이트의 평균 입경이 커지면, 잔류 오스테나이트의 안정성 그 자체가 저하되어 성형성도 충격 에너지 흡수능도 저하되므로, 잔류 오스테나이트 결정립은 가능한 한 세립인 것이 바람직하다. 따라서, 체적분율 최대상인 페라이트나 베이나이트의 입경에 대한 잔류 오스테나이트의 평균 입경의 비는, 0.6 이하인 것이 바람직하다. 이 비의 하한은 특별히 정하지 않고도 본 발명의 효과를 얻을 수 있지만, 잔류 오스테나이트 결정립을 극도로 세립화하는 것은, 필요 이상으로 오스테나이트를 안정화 시켜 잔류 오스테나이트의 효과를 작게 한다. 그러므로, 체적분율 최대상인 페라이트나 베이나이트의 입경에 대한 잔류 오스테나이트의 평균 입경의 비는, 0.05 이상인 것이 바람직하다.
본 발명은, 인장 강도 레벨의 낮은 연강판으로부터 고강도 강판에 이르는 모 든 강판에 적용할 수 있고, 상기 한정이 만족되면, 강판의 굽힘 가공성은 비약적으로 향상된다. 환언하면, X선 강도비와 r값은, 강판의 기계적 강도 레벨의 제약을 넘은, 굽힘 가공 변형에 관한 기본적인 재료 지표이며, 또 그 외 조직과 관련되는 지표도 중요한 지표이다.
강판이면 상기의 규정은 보편적으로 적용할 수 있으므로, 특히 강판의 종류를 한정하는 것은 기본적으로 필요가 없다. 그러나, 실용적인 측면에서, 이 기술을 적용할 수 있는 강판의 종류를 언급하면, 강판의 종류는 연강판으로부터 고강도 강판에 걸친다. 그리고, 물론, 열연강판이나 냉간압연강판의 구별은 필요하지 않다.
그리고, 본 발명을 적용할 수 있는 강판의 성분계는, 극저탄소강판, 고용탄소나 질소를 Ti나 Nb로 고정한, 이른바 IF(Interstitial Free) 강판, 저탄소강판, 고용체 강화한 고강도 강판, 석출 강화한 고강도 강판, 마르텐사이트나베이나이트 등의 변태 조직에 의해 강화한 고강도 강판, 및 이러한 강화 기구를 복합적으로 활용한 고강도 강판 등의 성분계를 포함하는 것이다.
본 발명에 이용되는 강판의 조성으로서는, 기본적으로는, 중량%로, C: 0.0001~O.3%, Si: 0.001~3.5%, Mn: 3% 이하, P: 0.005~0.15%, S: 0.03% 이하, Al: 0.01~3.0%, N: 0.01% 이하, O: 0.01% 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진 강판이지만, 용도에 따라서는 Ti, Nb, V, Cr, B, Mo, Cu, Ni, Sn, Co, Ca, Mg, REM의 1종 또는 2종 이상을 중량%로, Ti: 0.20% 이하, Nb: 0.20% 이하, V: 0.20% 이하, Cr: 1.5% 이하, B: 0.007% 이하, Mo: 1% 이하, Cu: 3% 이하, Ni: 3% 이하, Sn: 0.3% 이하, Co: 3% 이하, Ca, Mg, REM:0. 001~0.02%를 포함할 수 있다.
C는, 오스테나이트를 실온에서 안정화시켜 강 중에 필요한 체적분율의 잔류 오스테나이트를 확보하고, 강판의 가공 열처리 중에 미변태 오스테나이트 중에 농화하여 잔류 오스테나이트의 가공 안정성을 향상시킨다. Si는, 강판의 기계적 강도를 높여 가공성의 열화 및 표면 결함의 발생을 방지한다. Mn도, 강판의 기계적 강도를 높이고, 한편 S에 의한 열간 균열의 발생을 억제하는 관점에서 Mn/S≥20의 양으로 첨가하는 것이 바람직하다. P, S는 가공성의 열화, 열간압연 및 냉간압연시의 균열을 방지한다. Al은 Si와 함께 페라이트를 안정화하는 원소이며, 페라이트의 체적율을 증가시켜, 강재의 가공성을 향상하는 효과가 있고, 또한 세멘타이트의 생성을 억제해 효과적으로 오스테나이트 중에 C의 농화를 가능하게 하고, 실온에서 적절한 양의 오스테나이트를 잔류시킨다. N는, C와 같이 오스테나이트의 안정화 원소이고, O는, 산화물을 형성해 개재물로서 강재의 가공성, 특히 신장 플랜지 성형성으로 대표되는 극한의 변태능이나 피로 강도, 인성의 확보에 효과가 있다.
Ti, Nb, V, B는, 열연 중에 오스테나이트 상의 재결정을 억제하거나, 또는,γ->α 변태 온도를 낮춰 형상 동결성에 바람직한 조직, 특히 {112}<110>방위의 발달을 촉진하고, 또한, C, N의 고정, 석출 효과, 조직 제어, 세립강화 등의 기구를 통해서 재질 개선에 기여한다. Mo, Cr, Cu, Ni, Sn는, 강판의 기계적 강도의 향상, 재질 개선에 효과가 있다. 더욱, 탈산, 황화물의 형태 제어할 목적으로 Ca, Mg, REM를 첨가하는 것도 유효하다.
다음으로, 본 발명을 적용한 각종 강판에 대해 설명한다.
페라이트계 강판
C:0.0001~0.25%, Si:0.001~2.5%, Mn:0.1~2.5%, P:0.005~0.2%, S: 0.03% 이하, Al: 2.0% 이하, N: 0.01% 이하, 그 외 필요에 따라서 Ti, Nb, B의 1종 또는 2종 이상을 Ti: 0.005~0.20%, Nb: 0.001~0.20%, B: 0.0001~0.070%를 첨가한 조성을 가지는 강판을 소재로 하는 것이 바람직하다. 또한 상기 조성에 더욱 Mo, Cu, Ni, Sn, Ca, Mg의 1종 또는 2종 이상을 여러 가지 목적에 따라 첨가해도 좋다.
그리고, 이 페라이트계 강판에 대해서는, Ar3 변태 온도 이하로 마무리 압연을 실시하는 경우, 형상 동결성에 유리한 집합 조직을 얻기 위해서 아래의 (1)식 및 (2)식을 만족하는 범위에서 조정해 첨가하는 것이 바람직하다. 이것은, α역에서의 마무리 압연시 권취 중에 재결정을 가능케 하고, 나아가 그 후 냉간압연, 소둔을 행하였을 때의 집합 조직을 본원 발명이 규정하는 조건에 맞출 수 있다.
203√C+15.2Ni+44.7Si+104V+31.5Mo+30Mn+11Cr+20Cu+700P+200Al<30 --- (1)
44.7Si+700P+200Al>40 --- (2)
고신장 플랜지성 강판(high stretch flanging steel sheet)(a)
C: 0.0001~0.3%, Si: 0.001~3.5%, Mn: 0.05~3%, P: 0.2% 이하, S: 0.03% 이하, Al: 0.01~3%, N: 0.01% 이하, O: 0.01% 이하, 그 외 필요에 따라 Ti, Nb, V, Cr, B의 1종 또는 2종 이상을 Ti: 0.005~1%, Nb: 0.001~1%, V: 0.001~1%, Cr: 0.01~3%, B: 0.001~0.01% 첨가한 조성을 가지는 강판을 소재로 하는 것이 바람직하다. 또한 상기 조성에 더욱 Mo, Cu, Ni, Sn, Ca, Mg의 1종 또는 2종 이상을 여러 가지 목적에 따라 첨가해도 괜찮다.
고신장 플랜지성 강판(b)
C: 0.0001~0.15%, Si:0.001~3.5%, Mn:0.05~3%, P:0.2% 이하, S:0.03% 이하, Al:0.01~3%, N:0.01% 이하, O:0.01% 이하, 그 외 필요에 따라 Ti, Nb, V, Cr, B의 1종 또는 2종 이상을Ti:0.01~2%, Nb:0.01~2% 첨가한 조성을 가지는 강판을 소재로 하는 것이 바람직하다. 또한 상기 조성에 더욱 V, Mo, Cr, Cu, Ni, Sn, Ca, Mg의 1종 또는 2종 이상을 여러 가지 목적에 따라 첨가해도 괜찮다.
고가공성 고강도 강판
C:0.04~0.3%, Al+Si:3% 이하, Co:0.01~3%, Mn, Ni, Cr, Cu, Mo, Sn를 합계로 3.5% 이하, P:O.2% 이하, S:O.03% 이하, N:0.01% 이하, O:0.01% 이하, B:0.0002~0.01%, Ti, Nb, V를 합계로 0.001~0.3% 첨가한 조성을 가지는 강판을 소재로 하는 것이 바람직하다. 또한 상기 조성에 더욱 Ca, Mg, REM의 1종 또는 2종 이상을 여러 가지 목적에 따라 첨가해도 괜찮다.
저항복비형 고강도 강판
C:0.02~0.3%, Al+Si:0.05~3.0%, Mn, Ni, Cr, Cu, Mo, Sn, Co를 합계로 0.05~3.5%, P:0.005~0.2%, S:0.03% 이하, N:0.01% 이하, O:0.01% 이하, B:0.0005~0.01%, Ti, Nb, V를 합계로 0.005~0.3% 첨가한 조성을 가지는 강판을 소재로 하는 것이 바람직하다. 또한 상기 조성에 더욱 Ca, Mg, REM의 1종 또는 2종 이상을 여러 가지 목적에 따라 첨가하는 것도 가능하다.
다음으로, 본 발명의 제조 방법에 대해 설명한다.
(1) 페라이트계 강판의 제조 방법(A)
열간압연에 선행하는 강철의 제조 방법은 특히 한정되는 것은 아니다. 즉, 고로나 전로 등에 의한 용융 및 정련에 계속하여, 각종의 2차 정련을 실시해, 그 다음에, 통상의 연속 주조, 잉고트법에 의한 주조, 또는 박슬라브 주조 등의 방법으로 주조될 수 있다. 연속 주조의 경우에는, 한 번 저온으로 냉각한 후, 재차 가열하고 나서 열간압연하는 것도 가능하고, 주조 슬라브를 연속적으로 열간압연하는 것도 가능하다. 원료로 스크랩을 사용해도 상관없다.
본 발명에 따른 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판은, 상술한 성분 조성의 강을 주조한 후, 열간압연 후 냉각한 상태로, 열간압연 후 냉각 또는 산세 후에 열처리한 상태로, 열간압연 후 냉각 및 산세하고 냉간압연 후에 소둔하거나, 또는 열연강판 또는 냉연강판을 용해 도금 라인에서 열처리한 상태로, 또는 이러한 강판에 별도의 표면 처리하는 것으로도 얻을 수 있다.
상기 (A) 열간압연을 강철의 화학 성분의 중량%에 의해 정해지는 (Ar3-100)℃ 이상으로 완료하는 때에는, 그 열간압연의 후반에, (Ar3-100)℃ 이상 (Ar3+100)℃ 이하에서의 합계 압하율이 25% 이상이 되도록 압연을 실시한다. 이 압연을 하지 않는 경우에는, 압연된 오스테나이트의 집합 조직은 충분히 발달하지 않고, 열연 후 어떠한 냉각을 행하여도, 최종적으로 얻어지는 열연강판의 판면에는 소정의 X선 강도 레벨의 결정 방위가 얻어질 수 없다. 그러므로, (Ar3-100)℃ 이상 (Ar3+100)℃ 이하에서의 압하율 합계의 하한을 25%로 하였다.
(Ar3-100)℃ 이상 (Ar3+100)℃ 이하에서의 합계 압하율이 높을수록 보다 샤프한 집합 조직 형성이 기대되므로 35% 이상으로 하는 것이 바람직하지만, 이 압하율의 합계가 97.5%를 넘으면, 압연기의 강성을 과잉으로 높일 필요가 있어 경제적으로 바람직하지 않다. 그러므로, 상기 압하율의 합계는, 바람직하게는, 97.5% 이하로 한다.
여기서, 상기 제조 방법 (A)에 있어서, (Ar3-100)℃ 이상 (Ar3+100)℃ 이하에서 열간압연시의 열간압연 롤(roll)과 강판과의 마찰 계수가 0.2를 초과하면, 강판의 표면 근방에 있어서의 판면에 {110}면을 주로 하는 결정 방위가 발달하여 형상 동결성을 열화시킨다. 따라서 보다 양호한 형상 동결성을 지향하는 경우에는, (Ar3-100)℃ 이상 (Ar3+100) 이하에서 열간압연시 적어도 1 패스에 대해서, 열간압연 롤과 강판과의 마찰 계수를 0.2 이하로 하는 것이 바람직하다. 이 마찰 계수는 낮으면 낮을 수록 바람직하고, 더욱 양호한 형상 동결성이 요구되는 경우에는, (Ar3-100)℃ 이상 (Ar3+100)℃ 이하의 열간압연의 전체 패스에 있어서의 마찰 계수를 0.15 이하로 하는 것이 바람직하다.
이와 같은 방법으로 형성된 오스테나이트 집합 조직을 최종적인 열연강판에 계승시키기 위해서는, To온도 이하로 권취할 필요가 있다. 따라서, 강의 화학 성분의 중량%로 정해지는 To를 권취 온도의 상한으로 하였다. 이 온도 To는, 오스테나이트와 오스테나이트와 동일 성분의 페라이트가 동일한 자유에너지를 갖는 온도로 서 열역학적으로 정의되며, C 이외의 성분의 영향도 고려하여 아래의 (3) 식을 이용해 간단하게 계산될 수 있다. 본 발명에 규정된 것들 이외의 성분이 온도To에 미치는 영향은 크지 않기 때문에, 여기에서는 무시했다.
To=-650.4×C%+B --- (3)
여기서, B는 아래의 식에 따라 강의 화학 성분의 중량%로 정해지는 값이다.
B=-50.6×Mneq+894.3
Mneq=Mn%+O.24×Ni%+0.13×Si%+0.38×Mo%+0.55×Cr%+0.16×Cu%-0.50×Al%-0.45×Co%+0.90×V%
여기서, 열간압연시 열간압연 롤과 강판과의 마찰 계수가 0.2를 초과하는 경우에, 강판의 표면 근방에 있어서의 판면에 {110}면을 주로 하는 결정 방위가 발달하여 형상 동결성이 열화되므로, 보다 양호한 형상 동결성을 지향하는 경우에는, Ar3 이하에서 열간압연시 적어도 1 패스에 대해서 롤과 강판과의 마찰 계수를 0.2 이하로 하는 것이 바람직하다. 이 마찰 계수는 낮으면 낮을수록 바람직하고, 특히 엄격한 형상 동결성이 요구되는 경우에는, Ar3 이하에서 열간압연시의 전체 패스에 대해, 마찰 계수를 0.15 이하로 하는 것이 바람직하다.
이와 같은 방법으로 얻어진 열연강판(또는, 열처리 된 열연강판)을 냉간압연 한 후 소둔하여 최종적인 강판을 얻으려면, 80% 미만으로 냉간압연한다. 냉간압연의 전체 압하율이 80% 이상이면, 일반적인 냉간압연-재결정 집합 조직이 있는 판면에 평행한 결정면의 X선 회절 적분 면강도비에 있어서 {111}면이나 {554}면의 성분 이 높아져, 본 발명이 페라이트계 강판에 대해 규정하고 있는 결정 방위와 관련된 요건을 더 이상 만족하지 못한다. 그러므로, 냉간압연에 있어서 압하율의 상한을 80%로 했다. 형상 동결성을 높이기 위해서는, 냉간 압하율을 70% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 이러한 관점에서는, 냉간 압하율의 상한은 바람직하게는 50% 이하, 더욱 바람직하게는 30% 이하로 제한하는 것이 좋다.
이러한 압하율의 범위에서 냉간 가공 된 냉연강판을 소둔하는 경우에, 소둔 온도가 600℃ 미만이면 가공 조직이 잔류하여 성형성이 현저하게 열화되므로, 소둔 온도의 하한을 600℃로 한다. 한편, 소둔 온도가 과도하게 높으면, 재결정에 의해 생성한 페라이트 집합 조직이, 오스테나이트 변태 후, 오스테나이트의 결정립 성장에 의해 랜덤화 되어 최종적으로 얻어지는 페라이트 집합 조직도 랜덤화 된다. 특히, 소둔 온도가 (Ac3+100)℃를 초과하면, 이러한 경향이 현저해지므로 소둔 온도는 (Ac3+100)℃ 이하로 한다.
본 발명으로 얻을 수 있는 조직은, 페라이트를 주체로 하는 것이지만, 페라이트 이외의 금속 조직으로서 펄라이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 및/또는 오스테나이트를 함유해도 상관없고, 나아가 탄질화물 등의 화합물을 함유해도 상관없다. 특히, 마르텐사이트나 베이나이트의 결정 구조는 페라이트의 결정 구조와 동등하거나 유사하므로, 페라이트 대신에 이러한 조직이 주체로 되어도 문제없다.
또한 본 발명과 관련되는 강판은, 굽힘 가공뿐만 아니라, 굽힘, 신장성형, 딥 드로잉 등 굽힘 가공을 주체로 하는 복합성형을 적용할 수도 있다.
(2) 페라이트계 강판의 제조 방법(B)
열간압연 온도가 Ar3 변태 온도 이하가 되면, 가공 전에 생성된 페라이트가 가공되어{100}<O11>을 피크로 하는 강한 압연 집합 조직이 형성된다. 따라서, 마무리 압연은 Ar3 변태 온도 이하로 실시한다. 압연 완료 온도의 하한은 한정하지 않지만, 400℃ 보다 낮으면 압연기에 부담이 커지므로, 400℃ 초과로 압연을 종료하는 것이 바람직하다. 압연 완료 온도가 Ar3 변태 온도를 초과하면, 형상 동결성에 유리한 집합 조직을 얻을 수 없기 때문에, 압연 완료 온도의 상한을 Ar3 변태 온도로 한다. 고온으로 가공된 페라이트 집합 조직을 냉각 후 최종적으로 형상 동결성에 유리한 집합 조직으로 바꾸기 위해서는, 고온으로 가공된 페라이트를 냉각 도중에 권취하거나 또는 일단 냉각한 후에 재가열함으로써 회복 및 재결정시킬 필요가 있다. Ar3 변태 온도 이하에서의 압하율은 특히 한정하지 않지만, 25% 미만에서는 집합 조직의 발달이 불충분하고, 85%를 초과하면 형상 동결성을 열화시키는 집합 조직이 발달하므로, 압하율은 25~85%로 하는 것이 바람직하다. 보다 양호한 형상 동결성을 지향하는 경우에는, 마무리 압연에 있어서의 적어도 1 패스에 대해, 열연 롤과 강판과의 마찰 계수를 0.2 이하로 하는 것이 바람직하다. 이 마찰 계수는 낮으면 낮을수록 바람직하고, 특히 엄격한 형상 동결성이 요구되는 경우에는, 마무리 압연의 전체 패스에 대해 마찰 계수를 0.15 이하로 하는 것이 바람직하다.
(3) 고신장 플랜지성 강판(a)의 제조 방법
본 발명에 따른 형상 동결성이 우수한 강판은, 상술한 성분 조성의 강을 주조한 후, 열간압연하여 냉각한 상태로, 열간압연 후 열처리, 열간압연 후 냉각 및 산세하고 냉간압연하여 소둔하거나, 또는 열연강판 또는 냉연강판에 도금을 실시하거나, 또는 용해 도금 라인에서 열처리한 상태로, 또는 이러한 강판에 별도의 표면 처리를 가함으로써 얻을 수 있다.
열간압연의 후반에, Ar3 이상 (Ar3+100)℃ 이하에서 압하율 합계 25% 이상의 압연을 하지 않는 경우에는, 압연된 오스테나이트의 집합 조직이 충분히 발달하지 않기 때문에, 어떠한 냉각 과정을 실시하여도, 최종적으로 얻을 수 있는 열연강판의 판면에 있어, 본 발명으로 규정하는 소정의 X선 강도 레벨의 결정 방위를 얻을 수 없다. 따라서, Ar3 변태 온도 이상 (Ar3+100)℃ 이하에서 압하율 합계의 하한을 25%로 했다.
Ar3 변태 온도 이상 (Ar3+100)℃ 이하에서 합계 압하율이 높을수록, 보다 샤프한 집합 조직의 형성을 기대할 수 있으므로, 상기 합계 압하율은 35% 이상으로 하는 것이 바람직하지만, 이 압하율 합계가 97.5%를 넘으면, 압연기의 강성을 과도하게 높일 필요가 있어 경제적으로 바람직하지 않다. 그러므로, 상기 압하율의 합계는, 바람직하게는 97.5% 이하로 한다.
여기서, (Ar3+100)℃ 이하의 열간압연에 있어서, 열간압연 롤과 강판과의 마찰 계수가 0.2 이하로 압연이 행해지지 않은 경우, 즉, 상기 마찰 계수가 0.2를 초과하는 경우에는, 강판의 표면 근방에 있어서의 판면에 {110}면을 주로 하는 결정 방위가 발달하여 형상 동결성이 열화된다. 그러므로, 보다 양호한 형상 동결성을 지향하는 경우에는, (Ar3+100)℃ 이하의 열간압연시에 있어서 적어도 1 패스에 대하여, 열간압연 롤과 강판과의 마찰 계수를 0.2 이하로 하는 것이 바람직하다. 이 마찰 계수는 낮으면 낮을수록 바람직하고, 더욱 양호한 형상 동결성이 요구되는 경우에는, Ar3 변태 온도 이상 (Ar3+100) 이하에서 열간압연의 전체 패스에 대하여 마찰 계수를 0.15 이하로 하는 것이 바람직하다.
열간압연의 마무리 온도는, 성형성의 관점에서, Ar3 변태 온도 이상으로 하는 것이 필요하다. 마무리 온도의 상한은 특히 한정하지 않지만, 형상 동결성이 우수한 집합 조직을 보다 샤프하게 하기 위해서는, (Ar3+5O)℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
이와 같이 형성된 오스테나이트의 집합 조직을, 최종적인 열연강판에 계승시키기 위해서는, 전기 (3) 식에 나타내는 To 온도 이하에서 권취할 필요가 있다. 따라서, 강의 성분 조성으로 정해지는 To를 권취 온도의 상한으로 했다.
또, 열간압연이 Ar3 변태 온도 이하가 되는 경우에는, 가공 전에 생성한 페라이트가 가공되어 강한 압연 집합 조직을 형성한다. 최종적으로 이러한 집합 조직을 형상 동결성에 유리한 집합 조직으로 하기 위해서는, 고온에서 가공된 페라이트를, 냉각 도중 350℃~Ac3 변태 온도에서 권취하거나, 또는, 일단 냉각한 후에 다시 500℃~Ac3 변태 온도에서 10~120분 가열함으로써 회복재결정시킬 필요가 있다.
Ar3 변태 온도 이하에서의 합계 압하율이 25% 미만인 경우에는, 재결정 온도 이상에서 권취 공정을 실시하거나 냉각 후 재가열하여 회복재결정 처리를 실시해도 본 발명이 규정하는 소정의 X선 강도 레벨의 결정 방위를 얻을 수 없다. 그러므로, 25%를 Ar3 변태 온도 이하에서 합계 압하율의 하한으로 했다. 35%가 보다 바람직한 하한치이다.
또한, 일단 냉각한 후, 계속 가열할 때, 가열 온도가 500℃ 보다 낮으면 가공성이 열화되고, 가열 온도가 Ac3 변태 온도보다 높으면 형상 동결성이 저하되므로, 가열 온도를 500℃~Ac3 변태 온도의 범위로 한정한다. 열간압연 종료 온도는 특히 한정하지 않지만, 300℃ 미만이 되면 압연기에 대한 부하가 커지므로 300℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
여기서, 열간압연시 열간압연 롤과 강판과의 마찰 계수가 0.2 이하가 되도록 압연이 행해지지 않은 경우, 즉, 상기 마찰 계수가 0.2를 초과하는 경우에는, 강판의 표면 근방에 있어서의 판면에 {110}면을 주로 하는 결정 방위가 발달하여 형상 동결성이 열화된다. 그러므로, 보다 양호한 형상 동결성을 지향하는 경우에는, Ar3 이하의 열간압연에 있어서 적어도 1 패스에 대해서 롤과 강판과의 마찰 계수를 0.2 이하로 하는 것이 바람직하다. 이 마찰 계수는 낮으면 낮을수록 바람직하고, 특히 엄격한 형상 동결성이 요구되는 경우에는, Ar3 이하 열간압연의 전체 패스에 대해 마찰 계수를 0.15 이하로 하는 것이 바람직하다.
이와 같이 얻어진 열연강판을 냉간압연한 후 소둔하여 최종적인 강판을 얻을 때, 냉간압연의 전체 압하율이 80% 이상이 되는 경우에는 일반적인 냉간압연/재결정된 결정 집합 조직이 있는 판면에 평행한 결정면의 X선 회절 적분 면강도비에 있어서 {111}면의 성분이나 {554}면의 성분이 높아져, 본 발명의 특징인 결정 방위와 관련되는 요건을 만족하지 못하게 된다. 그러므로, 냉간압연의 압하율의 상한을 80%으로 했다.
형상 동결성을 높이기 위해서는, 냉간 압하율을 70% 이하로 제한하는 것이 바람직하고, 더 바람직하게는 50% 이하로, 더 바람직하게는 30% 이하로 한다.
이러한 범위에서 냉간 가공된 냉연강판을 소둔할 때에, 소둔 온도가 600℃ 미만인 경우에는 가공 조직이 잔류해 성형성이 현저하게 열화되므로, 소둔 온도의 하한을 600℃로 한다.
한편, 소둔 온도가 과도하게 높은 경우에는, 재결정에 의해 생성한 페라이트의 집합 조직이, 오스테나이트로 변태 후 오스테나이트의 결정립 성장에 의해 랜덤화되어, 최종적으로 얻어지는 페라이트의 집합 조직도 랜덤화된다. 특히, 소둔 온도가 (Ac3+100)℃를 넘는 경우에는, 그러한 경향이 현저하게 된다. 따라서, 소둔 온도는 (Ac3+100)℃ 이하로 한다. 냉연강판에는, 필요에 따라 스킨 패스 압연을 실시하는 것도 가능하다.
또한, 본 발명에 따른 강판은 굽힘 가공뿐만 아니라, 굽힘, 신장성형, 딥 드로잉 등 굽힘 가공을 주체로 하는 복합성형에도 적용될 수 있다.
(4) 고신장 플랜지성 강판(b)의 제조 방법
상기 강판은, 전기 성분 조성의 강을 주조한 후, 열간압연 후 냉각한 상태로, 열간압연 후 열처리한 상태로, 열간압연 후 냉각 및 산세하고 냉간압연 후에 소둔하거나, 또는 열연강판 또는 냉연강판에 도금을 실시하거나, 용해 도금 라인에서 열처리한 상태로, 또는 이러한 강판에 별도의 표면 처리를 가함으로써 얻을 수 있다.
열간압연의 가열온도는, 어느 경우에도, 1150~1350℃의 온도 범위에서 실시한다. 가열온도가 1150℃ 미만에서는, Ti나 Nb의 탄화물이 재고용 하지 않고, 집합 조직을 예리하게 하는 효과가 낮아지고, 열연 후, 조대 탄화물이 석출하여 신장 플랜지성을 열화시킨다. 한편, 가열 온도가 1350℃를 초과하여도 효과가 포화할 뿐이어서, 코스트, 설비상 단점이 커진다. 따라서, 열간 압연시 가열 온도의 상한을 1350℃로 한다.
본 발명이 규정하는 {112}<110>을 피크로 하는 소정의 X선 강도 레벨의 결정 방위를 얻기 위해서는, Ar3 변태 온도 이상으로 열간 압연을 실시할 필요가 있다. 열간 압연의 후반에 있어서, Ar3 변태 온도 이상 (Ar3+100)℃ 이하에서 압하율 합계 25% 이상으로 압연하지 않으면, 압연된 오스테나이트의 집합 조직이 충분히 발달하지 않기 때문에, 냉각을 하여도 최종적으로 얻어지는 열연 강판의 판면에, 본 발명이 규정하는 소정의 X선 강도 레벨의 결정 방위를 얻을 수 없다. 따라서, Ar3 변태 온도 이상 (Ar3+100)℃ 이하에서의 압하율 합계의 하한을 25%로 했다.
Ar3 변태 온도 이상 (Ar3+100)℃ 이하에서의 합계 압하율이 높을수록 보다 샤프한 집합 조직의 형성을 기대할 수 있으므로, 상기 합계 압하율은 35% 이상으로 하는 것이 바람직하지만, 이 압하율 합계가 97.5%를 넘으면, 압연기의 강성을 과도하게 높일 필요가 있어 경제적인 손실을 초래하므로, 바람직하게는 97.5% 이하로 한다.
열간 압연 종료 온도가 Ar3 변태 온도보다 낮으면 {100}<011>~{223}<110> 방위군 중에서 {112}<110>방위가 특히 발달하는 현상이 발현하지 않고, 한편, (Ar3+100)℃를 초과하면, 집합 조직 전체가 랜덤화 하여 형상 동결성이 열화된다. 따라서, 열간 압연 종료 온도는, Ar3~(Ar3+100)℃의 범위로 한정한다. 또한, 열간 압연 종료 온도의 상한은 (Ar3+50)℃가 바람직하다.
Ar3 변태 온도 이상 (Ar3+100)℃ 이하에서의 열간 압연에 있어서, 열간압연 롤과 강판과의 마찰 계수가 0.2를 초과하는 경우에는, 강판의 표면 근방에 있어서의 판면에 {110}면을 주로 하는 결정 방위가 발달하여 형상 동결성이 열화된다. 그러므로, 보다 양호한 형상 동결성을 지향하는 경우에는, Ar3 변태 온도 이상 (Ar3+100)℃ 이하에서의 열간 압연에 있어서 적어도 1 패스에 대해서는, 열간 압연 롤과 강판과의 마찰 계수를 0.2 이하로 하는 것이 바람직하다.
이 마찰 계수는 낮으면 낮을수록 바람직하다. 하한은 한정하지 않지만, 더욱 양호한 형상 동결성이 요구되는 경우에는, Ar3 변태 온도 이상 (Ar3+100)℃ 이하의 열간 압연의 전체 패스에 대하여, 마찰 계수를 0.15 이하로 하는 것이 바람직하다. 마찰 계수의 측정 방법은 제한되지 않지만, 일반적으로 잘 알려져 있는 바와 같이, 선진율(先進率)과 압연 하중으로부터 구하는 것이 바람직하다.
이와 같이 형성된 오스테나이트의 집합 조직을 최종적인 강판에 계승시키기 위해서는, 열간 압연 종료 후, 전기 (3) 식에 나타내는 To온도 이하까지, 평균 냉각 속도 110℃/s 이상으로 냉각할 필요가 있다.
평균 냉각 속도가 커지면, 권취 중, TiC 또는 NbC의 석출과 관련되는 구동력이 증가하므로, 평균 냉각 속도는 30℃/s 이상이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 50℃/s 이상이다. 그러나, 평균 냉각 속도가 200℃/s 초과하는 것은 실용상 곤란하기 때문에, 200℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.
냉각 후의 권취는 450~750℃ 온도 범위에서 실시한다. 권취 온도가 450℃ 미만이면, TiC 또는 NbC의 미세 석출이 감소하고, 신장 플랜지성을 열화시키는 철탄화물이 증가한다. 또, 750℃ 초과에서는, TiC 또는 NbC가 입계에서 조대화 되어, 신장 플랜지성을 열화시킨다. 이상의 관점으로부터, 바람직하게는 500~700℃의 온도 범위에서 권취한다.
본 발명이 규정하는 {100}<011>을 피크로 하는 소정의 X선 강도 레벨의 결정 방위를 얻기 위해서는, (Ar3+50)℃ 이상 (Ar3+150)℃ 이하로 압하율 합계 25% 이상의 압연을 실시할 필요가 있다. 이 조건을 만족하지 않으면 오스테나이트의 가공이 불충분하여, 집합 조직이 충분히 발달하지 않는다.
(Ar3+5O)~(Ar3+15O)℃에서의 합계 압하율이 높을수록, 보다 샤프한 집합 조직의 형성을 기대할 수 있으므로, 35% 이상으로 하는 것이 바람직하지만, 이 압하율 합계가 97.5%를 넘으면, 압연기의 강성을 과도하게 높일 필요가 있어, 경제상의 단점이 발생하므로, 바람직하게는 97.5% 이하로 한다.
{100}<011>방위에의 집합 조직의 집적을 현저하게 높이기 위해서는, 계속하여, (Ar3-100)~(Ar3+50)℃에서 5~35%의 압하를 더하는 것이 매우 중요하다. 왜냐하면, 고온 영역에서 충분히 가공된 오스테나이트가 적어도 부분적으로 재결정하는 단계에서, 적당량의 압하를 더하여 그 직후에 페라이트 변태를 시키는 것이, {100}<011> 방위의 발달에 매우 중요하기 때문이다.
따라서, (Ar3-100)℃ 미만에서 압하하여도, 이미 페라이트 변태가 완료한 영역이 너무 크기 때문에, {100}<011>이 발달하지 않는다.
(Ar3+50)℃ 초과에서 압하를 더하면, 페라이트 변태시까지 도입된 변형이 회복해 버리므로, {100}<011>이 발달하지 않는다.
또, 압하율 5% 미만에서는, {100}<011>~{223}<110>을 포함한 집합 조직 전체가 랜덤화 되고, 한편 압하율이 35%를 넘으면, {100}<011> 방위에의 집적이 낮아지므로, (Ar3-100)~(Ar3+50)℃의 온도 범위에서의 압하율은 5~35%로 한다. 또한, 압하율은 10~25%가 바람직하다.
열간 압연은 (Ar3-100)~(Ar3+50)℃의 온도 범위에서 종료한다. 열간 압연 종료 온도가(Ar3-100)℃ 미만이면, 가공성이 현저하게 열화하고, 한편, (Ar3+50)℃를 초과하면, 집합 조직의 집적이 불충분하게 되어 형상 동결성이 열화한다.
이와 같이 얻어진 열연 강판을 냉간 압연, 소둔하여 최종적인 강판을 얻을 때, 냉간 압연의 전체 압하율이 80% 이상이면, 일반적인 냉간 압연/재결정한 집합 조직이 있는 판면에 평행한 결정면의 X선 회절 적분 면강도비에 있어서, {111}면이나 {554}면의 성분이 높아져, 본 발명의 특징인 결정 방위의 요건을 만족하지 않게 된다. 그러므로, 냉간 압연 압하율의 상한을 80% 미만으로 했다. 형상 동결성을 높이기 위해서는, 냉간 압하율을 70% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
이러한 범위에서 냉간 가공 된 냉연강판을 소둔할 때, 소둔 온도가 600℃ 미만이면, 가공 조직이 잔류해 성형성이 현저하게 열화되므로, 소둔 온도의 하한을 600℃로 한다. 한편, 소둔 온도가 800℃를 초과하면, TiC 및 NbC가 조대화 되어 신장 플랜지성이 열화되고, 형상 동결성도 저하된다. 그러므로, 소둔 온도는 800℃ 이하로 한다. 냉연 강판에는, 필요에 따라 스킨 패스 압연을 실시하는 것도 가능하다.
또한 본 발명에 따른 강판은 굽힘 가공 뿐만 아니라, 굽힘, 신장성형, 딥 드로잉 등 굽힘 가공을 주체로 하는 복합성형을 적용할 수도 있다.
(5) 고가공성 고강도 강판의 제조 방법
우선, 슬라브 재가열 온도에 대해 설명한다. 소정의 성분 조성의 강을, 주조 후 직접 또는 일단 Ar3 변태 온도 이하까지 냉각한 후에 재가열하고, 그 후에, 열간 압연한다. 이 때, 재가열 온도가 1000℃ 미만이면, 열간 압연을 완료할 때까지 임의의 가열 장치를 이용하여 열간 압연 완료 온도를 본 발명의 범위 내에 유지할 필요가 있으므로, l000℃를 슬라브 재가열 온도의 하한으로 했다. 또, 재가열 온도가 1300℃를 넘는 경우에는, 가열시에 스케일이 생성하여, 제품 수율을 열화시키고, 이와 동시에, 제조 코스트의 상승을 가져오므로, 1300℃를 재가열 온도의 상한으로 했다.
열간압연 및 그 후의 냉각에 의하여, 소정의 미세 조직과 집합 조직의 형성을 제어한다. 최종적으로 얻어지는 강판의 집합 조직은, 열간 압연의 온도 영역에 의하여 크게 변화한다. 열간 압연이 (Ar3-50)℃ 미만이면, 열간 압연 완료 후에 잔류하고 있는 오스테나이트 양이 충분하지 않고, 그 후의 마이크로 조직이 제어될 수 없고, 또, 다량의 가공 페라이트가 잔류하므로, (Ar3-50)℃를 열간 압연 종료 온도의 하한으로 했다. 열간 압연 종료 온도의 상한은, 상기의 재가열 온도 이하이면 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과를 얻을 수 있지만, 저온에서 압연할수록 강판의 집합 조직이 현저히 발달하고 또한 미세 조직의 세립화에 의해 연성이 개선되므로, 열간 압연 종료 온도는 (Ar3+150)℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
또한, 열간 압연에 있어서, (Ar3-50)℃~(Ar3+100)℃의 온도 범위에 있어서의 압하율은, 최종적인 강판의 집합 조직 형성에 큰 영향을 미친다. 이 온도 범위에서 의 압하율이 25% 미만이면, 집합 조직의 발달이 충분하지 않고 최종적으로 얻을 수 있는 강판에 대하여 양호한 형상 동결성이 발현되지 않기 때문에, 25%를 (Ar3-50)℃~(Ar3+100)℃의 온도 범위에 있어서의 압하율의 하한으로 했다. 압하율이 높을수록 소망한 집합 조직이 발달하므로, 상기 온도 범위에 있어서의 압하율은 50% 이상인 것이 바람직하고, 75% 이상이면 더욱 바람직하다.
단,
Ar3=901-325×C%+33×Si%+287×P%+40×Al%-92×(Mn%+Mo%+Cu%)-46×(Cr%+Ni%)로 한다.
상기 온도 범위에서의 열간 압연은, 통상의 열연 조건으로 행하여도 최종적인 강판의 형상 동결성은 높지만, 상기 온도 범위에서 행해지는 열간 압연의 적어도 1 패스 이상에 대하여 그 마찰 계수가 0.2 이하가 되도록 제어했을 경우에는, 최종적인 강판의 형상 동결성이 더욱 높아진다.
또, 마무리 열간 압연에 앞서, 스케일 제거를 목적으로, 가공이나, 고압 물 분사, 미립자 분사 등을 행하는 것은 최종 강판의 표면 품위를 높이는 효과가 있으므로 바람직하다.
열간 압연 후의 냉각에 있어서, 권취 온도를 제어하는 것이 가장 중요하지만, 평균 냉각 속도가 15℃/초 이상인 것이 바람직하다. 냉각은, 열간 압연 후 신속하게 개시되는 것이 바람직하다. 또, 냉각의 도중에 공냉을 제공하는 것도, 최종적인 강판의 특성을 열화시키지 않는다.
이와 같이 형성된 오스테나이트 집합 조직을 최종적인 열연 강판에 계승시키기 위해서는, 전기 (3) 식에 나타내는 To 온도 이하로 권취할 필요가 있다. 따라서 강의 성분으로 정해지는 To를 권취 온도의 상한으로 했다.
냉각이 강재의 화학 성분으로 정해지는 온도 To 이상에서 완료하고, 그 상태에서 강판이 권취되는 경우에는, 상기 열간 압연 조건이 만족된 경우라도, 최종적으로 얻어지는 강판에 대해 소망한 집합 조직이 충분히 발달하지 않고, 강판의 형상 동결성이 높지 않게 된다.
또한, 권취 온도가 480℃를 초과하면, 강판 중에 충분한 양의 오스테나이트가 잔류하지 않기 때문에, 480℃를 권취 온도의 상한으로 했다. 한편, 권취 온도가 300℃ 미만이면, 강판 중의 잔류 오스테나이트가 불안정하게 되어, 강판의 가공성이 크게 열화되므로, 300℃를 권취 온도의 하한으로 했다.
본 발명에 따른 강판을, 냉간 압연과 소둔에 의해 제조하는 경우에는, 열간 압연 후에 소망한 집합 조직이 충분히 발달되게 할 필요가 있다. 이러한 목적으로, 앞에서 본 이유 때문에, 가열 온도를 1000℃~1300℃하고, 열간 압연을 (Ar3-50)℃ 이상으로 종료하고, 이 때 (Ar3-50)℃~(Ar3+100)℃의 온도 범위에 있어서의 압하율의 하한을 25%로 할 필요가 있다.
이 온도 범위에서의 열간 압연에 있어서, 적어도 1 패스 이상에서의 마찰 계수가 0.2 이하가 되도록 제어하면, 최종적인 강판의 형상 동결성이 더욱 높아진다. 열간 압연 후, 냉각 후의 권취 온도가 상기 To를 초과하면, 그 후의 냉간 압연 및 소둔에 의하여 소망한 집합 조직을 발달시키지 못하고, 양호한 형상 동결성을 달성할 수가 없다. 따라서, 상기 (1) 식의 To를 권취 온도의 상한으로 했다.
권취 온도가 To 이하이면 좋지만, 300℃ 미만에서는 냉간 압연시의 변형 저항이 커지므로, 300℃ 이상으로 권취하는 것이 바람직하다. 또, 마무리 열간 압연을 하기 전에, 스케일 제거를 목적으로, 가공이나 고압 물 분사, 미립자 분사 등을 행하는 것은 최종적인 강판의 표면 품위를 높이는 효과가 있으므로 바람직하다.
이상의 방법에 따라 제조된 열연강판을 산세한 후 냉간 압연 할 때, 냉연 압하율이 95%를 넘는 경우에는 냉간 압연의 부하가 너무 증가하므로, 95% 이하의 압하율로 냉간 압연하는 것이 바람직하다. 형상 동결성을 증가시킬 목적으로, 냉간 압연 압하율은 70% 이하로, 보다 바람직하게는 50% 이하로 하는 것이 좋다.
냉간 압연 후의 소둔은 연속 소둔 라인에 대해 행한다. 소둔 온도가 강의 성분 조성에 의해 정해지는 Ac1 온도 미만이면, 최종적인 강판의 미세 조직에 잔류 오스테나이트가 포함되지 않기 때문에, Ac1 온도를 소둔 온도의 하한으로 한다. 또, 소둔 온도가 강의 성분 조성에 의해 정해지는 Ac3 온도를 초과하면, 열간 압연에 의해 형성된 집합 조직 대부분이 파괴되어 최종적으로 얻어지는 강판의 형상 동결성이 손상된다. 그러므로, Ac3 온도를 소둔 온도의 상한으로 했다. 최종적으로 얻어지는 강판의 형상 동결성과 가공성을 양립시키기 위해서는, 소둔 온도가 (Ac1+2Ac3)/3 이하인 것이 바람직하다.
단,
Ac1(℃)=723-10.7×Mn96-16.9×Ni%+29.1×Si%+16.9×Cr%
Ac3(℃)=910-203×(C%)1/2-15.2×Ni%+44.7×Si%+31.5×Mo%+13.1×W%-30×Mn%-11×Cr%-20×Cu%+70×P%+40×Al%
로 한다.
소둔 후 냉각시의 평균 냉각 속도가 1℃/초 미만이면, 최종적으로 얻어지는 강판의 집합 조직이 충분히 발달하지 않고, 양호한 형상 동결성을 얻을 수 없다. 그러므로, 1℃/초를 냉각 속도의 하한으로 했다. 또한, 실용적인 의미를 갖는 0.4mm~3.2mm의 판 두께 범위의 전체에 대해서, 평균 냉각 속도를 250℃/초로 하는 것은 과잉의 설비투자를 필요로 하므로, 250℃/초를 냉각 속도의 하한으로 했다. 이 냉각은, 소둔 후 10℃/초 이하의 저냉각속도에서의 냉각과 20℃/초 이상의 고냉각속도에서의 냉각을 조합하는 것도 가능하다.
냉각 후 300℃ 이상 480℃ 이하의 온도 영역에서의 체류 시간 합계가 15초 미만이면, 최종적으로 얻어지는 강판 중 잔류 오스테나이트의 안정성이 낮고 높은 가공성을 얻을 수 없기 때문에, 15초를 300℃ 이상 480℃ 이하의 온도 영역에서의 합계 체류 시간의 하한으로 했다. 또, 이 체류 시간이 30분을 초과하면, 과도하게 긴 길이의 노가 필요하여 경제적으로 큰 단점을 초래하므로, 30분을 300℃ 이상 480℃ 이하의 온도 영역에 있어서 합계 체류 시간의 상한으로 했다. 냉각 후 300℃ 이상 480℃ 이하의 온도 영역에서 체류시키기 전에, 일단, 200℃~300℃로 냉각한 후에 재가열하여 300℃ 이상 480℃ 이하의 온도 영역에 체류시키는 것도 가능하다.
다음으로, 스킨 패스 압연에 대해 설명한다.
이상의 방법으로 제조된 본 발명에 따른 강판에, 출하 전 스킨 패스 압연을 행하는 것은, 강판의 형상을 양호하게 할 뿐만 아니라, 강판의 충돌 에너지 흡수능을 높인다. 이 때, 스킨 패스 압하율이 0.4% 미만이면, 이러한 효과가 작기 때문에, 0.4%를 스킨 패스 압하율의 하한으로 했다. 또, 5%를 초과하여 스킨 패스 압연을 실시하기 위해서는, 통상의 스킨 패스 압연기를 개조할 필요가 있어 경제적인 손실이 초래됨과 동시에, 가공성을 현저하게 열화시키므로, 5%를 스킨 패스 압하율의 상한으로 했다.
얻어진 강판의 가공성이 양호하기 위해서는, 통상의 JIS 5호 인장 시험으로 얻어지는 파단 강도(TS/MPa)와 전체 연신율(El/%)의 적(TS×El/MPa×%)이 19000 이상인 것이 바람직하다. 또, 프레스 성형굽힘 성형이나 액압 성형에 의해 부재가 성형된 후에 양호한 충돌 에너지 흡수능을 발현하기 위해서는, 상당 변형에서 10%의 예비 변형을 더한 전후의 잔류 오스테나이트의 체적율 비가 0.35 이상인 것, 및 상당 변형에서 10%의 예비 변형을 더한 후의 5~10%의 가공 경화 지수가 0.130 이상인 것이 바람직하다.
도금의 종류나 방법은 특히 한정하는 것은 아니고, 전기 도금, 용해 도금, 증착 도금등의 어느 것으로도 본 발명의 효과를 얻을 수 있다.
본 발명에 따른 강판은 굽힘 가공 뿐만 아니라, 굽힘, 신장성형, 및 딥 드로잉 등 굽힘 가공을 주체로 하는 복합성형에도 적용될 수 있다.
(6) 저항복비형 고강도 강판의 제조 방법
우선, 슬라브 재가열 온도에 대해 설명한다. 필요한 성분으로 조정된 강편(주조 슬라브)은, 주조 후 직접, 또는 일단 Ar3 변태 온도 이하까지 냉각된 후에 재가열되어 열간 압연된다.
이 때 재가열 온도가 1000℃ 미만이면, 열간 압연을 완료하기까지 다른 가열 장치를 설치하지 않으면, 열간 압연 완료 온도를 본 발명의 범위 내로 할 수 없기 때문에, 1000℃를 재가열 온도의 하한으로 했다. 또, 재가열 온도가 1300℃를 초과하면, 가열시 스케일 생성에 의해 제품 수율이 열화됨과 동시에, 제조 코스트의 상승도 초래하므로, 1300℃를 재가열 온도의 상한으로 했다.
다음에, 열간 압연 조건에 대해 설명한다.
열간 압연 및 그 후의 냉각에 의해, 강판 조직이 소정의 미세 조직과 집합 조직으로 제어된다. 최종적으로 얻어지는 강판의 집합 조직은, 열간 압연의 온도 영역에 의해 크게 변화한다.
열간 압연 종료 온도가 (Ar3-50)℃ 미만이면, 열간 압연 완료 후에 잔류하고 있는 오스테나이트 양이 충분하지 않고, 그 후의 미세 조직 제어를 하지 못하고, 또한, 다량의 가공 페라이트가 잔류하므로, (Ar3-50)℃를 열간 압연 종료 온도의 하한으로 했다.
또, 열간 압연 종료 온도는, 아래에서 설명하는 바와 같이, 소망한 집합 조직을 얻기 위해서 (Ar3+100)℃ 이하로 할 필요가 있다.
또, 열간 압연에 있어서, (Ar3-50)℃~(Ar3+100)℃ 온도 범위에서의 압하율은, 최종적인 강판의 집합 조직 형성에 큰 영향을 미친다. 이 온도 범위에서의 압연율 합계가 25% 미만이면, 집합 조직의 발달이 충분하지 않고, 최종적으로 얻어지는 강판에 양호한 형상 동결성을 발현하지 않기 때문에, 25%를 (Ar3-50)℃~(Ar3+100)℃ 온도 범위에서의 압하율의 하한치로 했다.
압하율이 높을수록 소망한 집합 조직이 발달하므로, 상기 압하율은 50% 이상인 것이 바람직하고, 75% 이상이면 더욱 바람직하다.
또한, 연속 열연 공정에서는 다단의 압연 스탠드에서 더해지는 변형의 누적적인 효과가 중요하다. 그러나, 이 변형의 누적적인 효과는, 가공 온도가 고온일수록, 또, 스탠드간의 주행 시간이 길수록 낮아진다.
마무리 열연이 n개의 스탠드에서 행해지는 경우에, i번째 스탠드에서의 압연 온도를 Ti (K), 가공 변형률 εi (진변형으로서, i번째의 압하율 ri과 εi=ln{1/(1-ri)}의 관계가 있다), i번째와 i+1번째의 스탠드 간의 주행 시간(패스간 시간:초)을 ti로 하면, 누적 효과를 고려한 변형(유효 변형 ε*)는, 아래의 (4) 식으로 표현될 수 있다.
여기서, τi는 기체 상수 R(R=1.987)과 압연 온도 Ti에 의해 아래의 식에서 계산할 수 있다.
τi=8.46×10-9×exp{43800/R/Ti}
이 유효 변형 ε*가 0.4 미만이면, 비록 (Ar3-50)℃~(Ar3+100)℃ 온도 범위에서의 압하율의 합계가 25% 이상이어도, 충분한 집합 조직의 발달을 얻을 수 없다. 따라서, 0.4를 유효 변형의 하한으로 했다.
실제의 연속 열연 공정에서, 상기 (4) 식의 계산을 행하는 경우에는, Ti는 마무리 열연 입구측 온도 FTo와 마무리 열연 출구측 온도 FTn를 이용하여,
Ti=FTo-(FTo-FTn)/(n+1)×(i+1)
에 따라 계산한 값을 이용하는 것이 좋다.
유효 변형이 클수록 집합 조직이 잘 발달하므로, 유효 변형은 0.45 이상이면 보다 바람직하다. 또, 유효 변형이 0.9 이상이면, 더욱 바람직하다.
본 발명에 따른 온도 범위에서의 열간 압연이 통상의 열연 조건으로 실시되어도 최종적으로 얻어지는 강판의 형상 동결성은 높지만, 이 온도 범위에서 행해지는 열간 압연의 적어도 1 패스 이상에 대해 그 마찰 계수가 0.2 이하가 되도록 제어하면, 최종적으로 얻어지는 강판의 형상 동결성이 더욱 높아진다.
또, 스케일 제거를 목적으로, 마무리 열연에 앞서 가공이나 고압 물 분사, 미립자 분사 등을 실시하는 것은, 최종적인 강판의 표면 품위를 높이는 효과가 있으므로 바람직하다.
열간 압연 후의 냉각에 있어서는, 권취 온도를 제어하는 것이 가장 중요하지만, 평균 냉각 속도가 15℃/초 이상인 것이 바람직하다. 냉각은 열간 압연 후 신속하게 개시되는 것이 바람직하다. 또, 냉각 도중에 공냉을 실시하여도 최종적인 강판의 특성을 열화시키지 않는다.
냉각이 강재의 성분 조성으로 정해지는 전기 (3) 식으로 표시되는 온도 To(℃) 보다 높은 온도로 완료하여, 그대로 권취했을 경우에는, 열간압연이 상기 열연조건을 만족하여 행해지더라도, 최종적으로 얻어지는 강판에 대해서는, 소망하는 강판의 집합 조직이 충분히 발달하지 않고, 강판의 형상 동결성이 향상하지 않는다. 그러므로, 강판의 권취는 전기 식 (3)의 To(℃) 이하에서 행한다.
또, 권취 온도가 300℃를 초과하면, 마르텐사이트를 얻을 수 없거나, 또는, 생성된 마르텐사이트가 역전되어 항복비가 상승하고, 강판의 가공성이 열화되므로, 권취 온도의 상한을 300℃로 했다.
권취 온도의 하한은 특히 한정하지 않지만, 저온일수록 양호한 재질을 얻을 수 있다. 다만, 권취 온도를 상온 이하로 하면 코스트의 상승을 초래하므로, 권취 온도는 상온 이상인 것이 바람직하다.
본 발명에 따른 강판을 냉간압연과 소둔에 의해 제조하는 경우에는, 열간압연 후에 소망한 집합 조직을 충분히 발달시키는 것이 필요하다. 이를 위해서는, 가열 온도는 1000℃~1300℃로 하고, 열간압연을 (Ar3-250)℃ 이상에서 종료하고, 전기 (4) 식에서 계산되는 유효 변형량 εi를 0.4 이상으로 하는 한편, 이 때의 (Ar3- 250)℃~(Ar3+100)℃ 온도 범위에서의 압하율의 하한치를 25%로 할 필요가 있다. 압하율이 높을수록 소망한 집합 조직이 발달하므로, 상기 압하율은 50% 이상인 것이 바람직하고, 75% 이상이면 더욱 바람직하다.
(Ar3-250)℃~(Ar3+100)℃에 있어서 합계 압하율이 97.5%를 넘으면, 압연기의 강성을 과도하게 높일 필요가 있어 경제적인 손실이 발생되므로, 상기 압하율을 97.5% 이하로 하는 것이 바람직하다.
상기 온도 범위에서의 열간압연에 있어서, 적어도 1 패스 이상에 있어서의 마찰 계수가 0.2 이하가 되도록 제어했을 경우에는, 최종적인 강판의 형상 동결성이 더욱 높아진다.
열간압연 종료 온도가 (Ar3-250)℃ 미만이면, 열간압연 후의 집합 조직이 변화하는 것에 기인해, 최종적으로, 소망한 집합 조직을 얻을 수 없다. 그러므로, (Ar3-250)℃를 열간압연 종료 온도의 하한으로 했다. 열간압연 종료 온도의 상한은, 소망한 집합 조직을 얻기 위해서 (Ar3+100)℃로 할 필요가 있다.
열연 후, 냉각된 후의 권취 온도가 전술의 To(℃)를 초과하면, 그 후의 냉간압연과 소둔에 의해 소망하는 집합 조직을 발달시킬 수 없기 때문에, 양호한 형상 동결성을 얻을 수 없다. 그러므로, To(℃)를 권취 온도의 상한으로 했다. 권취 온도는, To(℃) 이하가 좋지만, 300℃ 미만이면 냉간압연시의 변형 저항이 커지므로, 강판을 300℃ 이상으로 권취하는 것이 바람직하다. 또, 마무리 열연 개시 전에, 스 케일 제거를 목적으로, 가공이나 고압 물 분사, 미립자 분사 등을 실시하는 것은 최종 강판의 표면 품위를 향상시키는 효과가 있으므로 바람직하다.
이상의 방법에 따라 제조된 열연강판을 산세하여 냉간압연할 때에, 냉연 압하율이 95%를 넘으면, 냉간압연의 부하가 너무 증가하므로, 95% 이하의 압하율로 냉간압연하는 것이 바람직하다.
냉간압연 후의 소둔은 연속소둔라인에서 행해진다. 소둔 온도가 강의 성분 조성에 의해 정해지는 Ac1 변태 온도보다 낮은 경우에는, 최종적인 강판의 미세조직에 마르텐사이트를 포함하지 않게 된다. 그러므로, Ac1 변태 온도를 소둔온도의 하한으로 한다.
또, 소둔 온도가 강의 성분 조성에 의해 정해지는 Ac3 변태 온도를 넘는 경우에는, 열간압연에 의해 강 내부에 형성되는 집합 조직의 많은 부분이 파괴되어 최종적으로 얻어지는 강판의 형상 동결성이 손상된다. 그러므로, Ac3 변태 온도를 소둔 온도의 상한으로 한다.
최종적으로 얻어지는 강판의 형상 동결성과 가공성을 양립시키기 위해서는, 소둔 온도가 (Ac1+2Ac3)/3이하인 것이 바람직하다.
소둔 후 냉각할 때에, 500℃까지의 평균 냉각 속도가 1℃/초 미만이면, 최종적으로 얻어지는 강판 집합 조직의 발달이 충분하지 않고, 양호한 형상 동결성을 얻을 수 없는 것과 동시에, 마르텐사이트를 얻을 수 없기 때문에, 1℃/초를 냉각 속도의 하한으로 했다.
또, 실용적인 의미를 갖는 0.4mm~3.2mm의 판 두께 범위 전체에 대해서, 평균 냉각 속도를 250℃/초로 하는 것은 과잉의 설비투자를 요하므로, 250℃/초를 냉각 속도의 상한으로 했다.
이 냉각은, 소둔 후 10℃/초 이하의 저냉각속도에서의 냉각과 20℃/초 이상의 고냉각속도에서의 냉각을 조합하는 것도 가능하다.
소둔 후의 냉각 정지 온도는, 펄라이트의 생성을 억제하기 위해서 500℃ 이하로 한다. 냉각 정지 온도의 하한은 특히 정하지 않지만, 경제적 관점에서 실온 이상으로 하는 것이 바람직하다.
500℃ 이하로의 냉각 속도가 빠를수록 재질이 향상되지만, 500℃ 이하로 냉각된 후에, 연속 소둔 공정이나 연속 용융아연도금 공정에서의 온도 이력에 상당하는 서냉 또는 등온 유지나, 또는 연속 용해아연도금 공정의 합금화처리 공정에서의 재가열의 과정을 채용하는 것도 가능하다.
이상의 방법으로 제조된 본 발명 강판에, 출하 전에 스킨 패스 압연을 실시하는 것은 강판의 형상을 양호하게 할 뿐만 아니라, 강판의 충돌 에너지 흡수능을 높인다. 이 때, 스킨 패스 압연에 있어서의 압하율이 0.4% 미만이면 이 효과가 작기 때문에, 0.4%를 상기 압하율의 하한으로 했다. 또, 압하율이 5%를 초과하도록 스킨 패스 압연을 실시하기 위해서는 통상의 스킨 패스 압연기의 개조가 필요하기 때문에, 경제적인 손실을 초래함과 동시에, 강판의 가공성을 현저하고 열화시키므로, 5%를 스킨 패스 압연에 있어서 압하율의 상한으로 했다.
얻어지는 강판의 가공성이 양호하기 위해서는, 통상의 JIS 5호 인장 시험으로 얻어지는 파단 강도 (TS/MPa)와 항복 강도(0.2% 내력 YS)의 비인 항복비(YS/TS×100)가 70% 이하인 것이 바람직하다. 또, 항복비가 65% 이하이면, 형상 동결성을 더욱 향상시킬 수 있어 바람직하다.
본 발명에서 도금의 형태와 방법은 특별히 한정되지 않는다. 본 발명에 따른 효과는 전기아연도금, 용융 도금, 증착 도금 등 임의의 도금 방법을 사용하여 얻어질 수 있다.
본 발명에 따른 강판은 굽힘 가공뿐만 아니라, 굽힘, 신장성형, 및 딥 드로잉 등 굽힘 가공을 주체로 하는 복합성형에도 적용될 수 있다.
(7) 페라이트계 강판(c)의 제조 방법
본 발명에서 규정하는 {112}<110>방위를 피크로 하는 소정의 X선 강도의 결정 방위를 가지는 페라이트계 강판의 제조 방법은 다음과 같다.
열간압연에 선행하는 제조 방법은 특히 한정하는 것은 아니다. 즉, 고로나 전로 등에 의한 용융 및 제련에 계속하여 각종의 2차 제련을 실시하고, 그 다음에, 통상의 연속 주조, 잉곳법에 따르는 주조, 또는 박슬라브 주조 등의 방법으로 강재를 주조할 수 있다. 연속주조의 경우에는, 일단 저온까지 냉각한 후 재차 가열하고 나서 열간압연해도 괜찮고, 주조 슬라브를 연속적으로 열연해도 괜찮다. 원료에는 스크랩을 사용해도 상관없다.
열간압연의 후반에, Ar3 변태 온도 이상 (Ar3+100)℃ 이하에서 합계 압하율 25% 이상으로 압연을 하지 않으면, 압연된 오스테나이트의 집합 조직이 충분히 발달하지 않고, 어떠한 냉각을 실시하여도 최종적으로 얻어지는 강판의 판면에 본 발명에서 규정하는 소정의 X선 강도 레벨의 결정 방위를 얻을 수 없다.
따라서, Ar3 변태 온도 이상 (Ar3+100)℃ 이하에서 압하율 합계의 하한을 25%로 했다.
Ar3 변태 온도 이상 (Ar3+100)℃ 이하에서 합계 압하율이 높을수록, 보다 샤프한 집합 조직의 형성을 기대할 수 있으므로 35% 이상으로 하는 것이 바람직하지만, 이 압하율 합계가 97.5%를 넘으면, 압연기의 강성을 과도하게 높일 필요가 있어 경제적인 손실을 초래하므로, 바람직하게는 97.5% 이하로 한다.
열간압연 종료 온도가 Ar3 변태 온도보다 낮으면, {100}<011>~{223}<110>방위군 중에서 {112}<l10>방위가 특히 발달하는 현상이 발현되지 않게 되고, 한편, (Ar3 변태 온도+100)℃를 넘으면, 집합 조직 전체가 랜덤화되어 형상 동결성이 열화된다. 그러므로, 열간압연 종료 온도는 Ar3 변태 온도~(Ac3 변태 온도+100)℃로 한정한다.
Ac3 변태 온도 이상 (Ar3+100)℃ 이하의 열간압연에 있어서, 열간압연 롤과 강판과의 마찰 계수가 0.2를 초과하면, 강판의 표면 근방에서의 판면에, {110}면을 주로 하는 결정 방위가 발달하여 형상 동결성이 열화된다. 그러므로, 보다 양호한 형상 동결성을 지향하는 경우에는, Ar3 변태 온도 이상 (Ar3+100)℃ 이하의 열간압 연에 있어서 적어도 1 패스에 대하여 열간압연 롤과 강판과의 마찰 계수를 0.2 이하로 하는 것이 바람직하다.
이 마찰 계수는 낮으면 낮을수록 바람직하고, 하한은 정하지 않지만, 더욱 양호한 형상 동결성이 요구되는 경우에는, Ar3 변태 온도 이상 (Ar3+100)℃ 이하의 열간압연의 전체 패스에 대하여 마찰 계수를 0.15 이하로 하는 것이 바람직하다. 마찰 계수는, 종래부터 알려져 있는 바와 같이, 압연시의 선진율과 압연 하중으로부터 구한다.
이와 같이 형성된 오스테나이트 집합 조직을 최종적인 열연강판에 계승시키기 위해서는, 열간압연 종료 온도로부터 To(℃)까지 평균 냉각 속도 10℃/s 이상으로 냉각하여 To(℃) 이하에서 권취할 필요가 있다.
이 To(℃)는, 오스테나이트와 오스테나이트와 동일 성분의 페라이트가 동일한 자유에너지를 가지는 온도로서 열역학적으로 정의되며, C 이외의 성분의 영향도 고려하여 전기 (3) 식을 이용해 강판의 성분 조성(중량%)으로부터 간단하게 계산할 수 있다.
열간압연 종료후, 강판을 임계 온도 To까지 냉각하여 권취한다. 평균 냉각 속도의 하한은 10℃/s 이상으로 한다. 바람직하게는 30℃/s 이상, 더욱 바람직하게는 50℃/s 이상이다. 한편, 평균 냉각 속도가 200℃/s를 초과하는 것은 실용상 곤란하므로, 평균 냉각 속도는 10~200℃/s로 한다. 또, 권취 온도의 하한은 특히 한정하지 않지만, 250℃보다 낮게 하여도 가공성만이 열화될 뿐이고 각별한 효과가 얻어지지 않기 때문에, 250℃ 이상에서 권취하는 것이 바람직하다.
열간압연에 있어서, 조압연을 행하고 시트 바를 연결하여 연속적으로 압연하는 것도 가능하다. 이 경우, 조압연 바를 코일 형상으로 권취하여, 필요에 따라 단열 기능을 갖는 카버에 저장한 후 풀어서 연결하는 것도 가능하다. 열연 강판에 대하여 필요에 따라 스킨 패스 압연을 실시하는 것도 가능하다. 스킨 패스 압연을 하면, 가공, 성형, 및 형상 교정시 발생하는 스트레쳐 스트레인(stretcher strain)이 방지된다.
이와 같이 얻어진 열연강판(또는 열처리 된 열연강판)을 냉간압연하고 소둔하여 최종적인 박강판을 얻는 경우에 있어서, 냉간압연에 있어서의 압하율이 80% 이상이면, 일반적인 냉간압연 및 재결정 집합조직인 판면에 평행한 결정면의 X선 회절 적분 면강도비에 있어서, {111}면이나 {5541}면의 성분이 높아져 본 발명의 특징인 결정 방위와 관련되는 규정을 만족하지 못하므로, 냉간압연 압하율의 상한을 80% 미만으로 했다. 형상 동결성을 높이기 위해서는, 냉간 압하율을 70% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 50% 이하, 더욱 바람직하게는 30% 이하이다.
이와 같은 범위에서 냉간가공 된 냉간압연강판을 소둔하는 경우에, 소둔온도가 600℃ 미만이면, 가공 조직이 잔류해 성형성이 현저하게 열화되므로, 소둔온도의 하한을 600℃로 한다. 한편, 소둔온도가 과도하게 높으면, 재결정에 의해 생성된 페라이트 집합조직이 오스테나이트 변태 후 오스테나이트의 결정립 성장에 의해 랜덤화 되고, 최종적으로 얻어지는 페라이트 집합 조직도 랜덤화 된다. 특히, 소둔 온도가 (Ac3+100)℃를 초과하는 경우에, 그러한 경향이 현저하다. 그러므로, 소둔온도는(Ac3+100)℃ 이하로 한다. 냉간압연강판에는, 필요에 따라, 스킨 패스 압연을 실시할 수 있다.
본 발명에서 얻어지는 조직은 페라이트를 주체로 하는 것이지만, 페라이트 이외의 금속 조직으로서 펄라이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 및/또는 오스테나이트를 함유해도 상관없고, 또한, 탄질화물 등의 화합물을 함유해도 상관없다. 특히, 마르텐사이트나 베이나이트의 결정 구조는, 페라이트의 그것과 동등하거나 유사하므로, 페라이트 대신에 이러한 조직이 주체이어도 문제없다.
또한 본 발명과 관련되는 강판은 굽힘 가공 뿐만 아니라, 굽힘, 신장 성형 및 딥 드로잉 등 굽힘 성형을 주체로 하는 복합 성형에도 적용될 수 있다.
(8) 페라이트계 강판(d)의 제조 방법
본 발명에서 규정하는, {100}<011>방위를 피크로 하는 소정의 X선 강도의 결정 방위를 가지는 페라이트계 강판의 제조 방법은 다음과 같다.
열간압연에 선행하는 제조 방법은 특히 한정하는 것은 아니다. 즉, 고로나 전로 등에 의한 용융 및 제련에 계속하여 각종의 2차 제련을 실시하고, 그 다음에, 통상의 연속 주조, 잉곳법에 따르는 주조, 박슬라브 주조 등의 방법으로 주조하면 좋다. 연속 주조의 경우에는, 일단 저온까지 냉각한 후 재차 가열하고 나서 열간압연해도 괜찮고, 주조 슬라브를 연속적으로 열연해도 괜찮다. 원료에는 스크랩을 사용해도 상관없다.
본 발명에 따른 형상 동결성이 우수한 페라이트계 강판은, 전기 성분 조성의 강을 주조한 후, 열간압연 후 냉각한 상태로 열간압연 후 냉각 또는 산세 후에 열처리한 상태로 열간압연 후 냉각 및 산세 후에 냉연한 후 소둔, 또는, 열연강판 또는 냉간압연강판을 용해도금 라인에서 열처리를 한 상태로 더욱, 이러한 강판에 별도의 표면 처리를 가하는 것에 의해도 얻을 수 있다.
열간압연의 후반에, (Ar3+50)℃ 이상 (Ar3+150)℃ 이하로 합계 압하율 25% 이상의 압연을 하지 않는 경우에는, 오스테나이트의 가공이 불충분하여 집합조직이 충분히 발달하지 않기 때문에, 어떠한 냉각을 실시하여도 최종적으로 얻어지는 열연강판의 판면에, 본 발명에서 규정하는 소정의 X선 강도 레벨의 결정 방위를 얻을 수 없다. 그러므로, (Ar3+50)℃~(Ar3+150)℃에서의 압하율 합계의 하한을 25%로 했다.
(Ar3+50)℃~(Ar3+150)℃에서의 합계 압하율이 높을수록 보다 샤프한 집합 조직의 형성을 기대할 수 있으므로, 상기 압하율을 35% 이상으로 하는 것이 바람직하지만, 이 압하율 합계가 97.5%를 초과하면, 압연기의 강성을 과도하게 높일 필요가 있어 경제적인 손실을 초래하므로, 바람직하게는 97.5% 이하로 한다.
{100}<011>방위로의 집합 조직의 집적을 현저하게 높이기 위해서는, (Ar3-100)℃~(Ar3+50)℃에서 5~35%의 압하율을 더 가하는 것이 매우 중요하다.
왜냐하면, 고온 영역에서 충분히 가공된 오스테나이트에 대해서, 적어도 부 분적으로 재결정한 상태에서 적당량의 압하를 가하고, 그 직후에 페라이트 변태시키는 것이, {100}<011>방위의 발달에 지극히 중요하기 때문이다. 그리고, (Ar3-100)℃ 미만에서 압하하여도, 이미 페라이트 변태가 완료한 영역이 너무 크므로, {l00}<011>방위가 발달하지 않는다.
(Ar3+50)℃ 초과에서 압하를 더하면, 페라이트 변태까지 도입된 변형이 회복되어 버리므로, {100}<011>방위가 발달하지 않는다. 또, 압하율 5% 미만에서는, {100}<011>~{223}<110>을 포함한 집합조직 전체가 랜덤화 되고, 한편, 35%를 초과하면, {100}<011>방위로의 집적도가 낮아지므로, (Ar3-100)~(Ar3+30)℃ 온도 범위에서의 압하율은 5~35%로 한다. 또, 압하율은 10~25%가 바람직하다.
열간압연은 (Ar3-100)~(Ar3+50)℃ 온도 범위에서 종료한다. 열연 종료 온도가 (Ar3-100)℃ 미만이면 가공성이 현저하게 열화하고, 한편, (Ar3+50)℃를 초과하면, 집합 조직의 집적이 불충분하여 형상 동결성이 열화된다.
여기서, (Ar3-100)~(Ar3+150)℃의 온도 범위에서의 열간압연에 있어서, 열간압연 롤과 강판과의 마찰 계수가 0.2를 초과하면, 강판의 표면 근방에서의 판면에, {110}면을 주로 하는 결정 방위가 발달하여 형상 동결성이 열화된다. 그러므로, 보다 양호한 형상 동결성을 지향하는 경우에는, 열간압연에 있어서 적어도 1 패스에 대하여, 열간압연 롤과 강판과의 마찰 계수를 0.2 이하로 하는 것이 바람직하다.
이 마찰 계수는 낮으면 낮을수록 바람직하고, 하한은 정하지 않지만, 더욱 양호한 형상 동결성이 요구되는 경우에는, 마찰 계수를 0.15 이하로 하는 것이 바람직하다. 마찰 계수는, 종래부터 알려져 있는 바와 같이, 압연시의 선진율과 압연 하중으로부터 구한다.
이와 같이 형성된 오스테나이트의 집합 조직을, 최종적인 열연강판에 계승시키기 위해서는, 전기 (3) 식의 To(℃) 이하까지 냉각하거나, 또는, To(℃) 이하에서 권취할 필요가 있다.
또, 권취 온도 또는 냉각 정지 온도의 하한은 특히 한정하지 않지만, 250℃보다 낮게 하여도 가공성만이 열화될 뿐이고 각별한 효과를 얻을 수 없기 때문에, 250℃ 이상에서 권취하거나, 또는 250℃ 이상에서 냉각을 정지하는 것이 바람직하다.
냉각하는 경우, 냉각 속도가 클수록 집합 조직이 예리해지므로, 냉각 속도는 10℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다.
냉각 후, 가공 상태의 페라이트가 잔존하면, 기계적 성질이 열화된다. 따라서, 회복 및 재결정의 목적으로 부가적인 열처리를 실시하는 것이 바람직하지만, 그 온도 범위는 300℃~Ac1 변태 온도로 한다. 열처리 온도가 300℃ 미만이면 회복 및 재결정이 진행하지 않고, 기계적 성질이 열화된다. 또, 열처리 온도가 Ac1 변태 온도를 초과하면, 열간압연 중에 형성된 집합조직이 파괴되어 형상 동결성이 열화된다.
이와 같이 얻어진 열연강판(또는 열처리 된 열연강판)을 냉간압연하고 소둔 하여 최종적인 강판을 얻는 경우에 있어서, 냉간압연의 전체 압하율이 80%이상이면, 일반적인 냉간압연 및 재결정 집합 조직의 판면에 평행한 결정면의 X선 회절 적분 면강도비에 있어서, {111}면이나 {554}면의 성분이 높아져, 본 발명에서 특징으로 하는 미세한 결정 방위와 관련된 규정을 만족시키지 못하므로, 냉간압연의 압하율의 상한을 80% 미만으로 했다.
형상 동결성을 높이기 위해서는, 냉간 압하율을 70% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
이와 같은 범위에서 냉간 가공된 강판을 소둔하는 경우에 있어서, 소둔온도가 600℃ 미만이면, 가공 조직이 잔류하여 성형성을 현저하고 열화시키므로, 소둔온도의 하한을 600℃로 한다. 한편, 소둔온도가 과도하게 높으면, 재결정에 의해 생성된 페라이트 집합조직이, 오스테나이트 변태 후 오스테나이트의 결정립 성장에 의해 랜덤화되어, 최종적으로 얻어지는 페라이트 집합조직도 랜덤화된다.
특히, 소둔온도가 (Ac3+100)℃를 초과하면, 그러한 경향이 현저하게 된다. 그러므로, 소둔온도는 (Ac3+100)℃ 이하로 한다. 냉간압연강판에는, 필요에 따라서, 스킨 패스 압연을 실시하여도 괜찮다.
본 발명에서 얻어지는 조직은, 페라이트를 주체로 하는 것이지만, 페라이트 이외의 금속 조직으로서 펄라이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 및/또는 오스테나이트를 함유해도 상관없고, 또, 탄질화물 등의 화합물을 함유해도 상관없다. 특히, 마르텐사이트나 베이나이트의 결정 구조는, 페라이트의 그것과 동등하거나 유사하 므로, 페라이트 대신에 이러한 조직이 주체이어도 문제없다.
또, 본 발명에 따른 강판은 굽힘 가공 뿐만 아니라, 굽힘, 신장 성형 및 딥 드로잉 등 굽힘 가공을 주체로 하는 복합 성형에도 적용될 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 강판의 제조 방법에 있어서, 연속열연공정에서는 다단의 압연 스탠드에서 더해지는 변형의 누적적인 효과가 중요하고, 이 변형의 누적적인 효과는 가공 온도가 높을수록 그리고 스탠드 간의 주행시간이 길수록 낮아진다.
마무리열연이 n스탠드에서 행해지는 경우에, i번째의 스탠드에서의 압연 온도를 Ti(℃), 가공 변형을 εi(진변형으로서, i번째의 압하율 ri과 i=In{1/(1-r
i)}의 관계가 있다). i번째와 i+1번째의 스탠드 간의 주행시간(패스간 시간:초)을 ti로 하면(자), 누적 효과를 고려한 변형(유효변형 ε*)은, 아래의 (4) 식으로 표현될 수 있다.
여기서, τi는 기체 상수 R(R=1.987)과 압연 온도 Ti에 의해 아래의 식으로 계산될 수 있다.
τi=8.46×10-9×exp{43800/R/Ti}
이 유효 변형 ε*가 0.4 미만이면, 비록 (Ar3-50)℃~(Ar3+100)℃ 온도 범위에서의 압하율 합계가 25% 이상이어도, 집합 조직이 충분히 발달하지 않는다. 그러므 로, 0.4를 유효 변형의 하한으로 했다.
실제의 연속열연공정에서 상기 (4) 식의 계산을 행하는 경우에, Ti는 마무리 열연 입구측 온도 FTo와 마무리 열연 출구측 온도 FTn를 이용해,
Ti=FTo-(FTo-FTn)/(n+1)(i+1)
에 따라 계산한 값을 이용하면 좋다.
유효 변형이 높을수록 집합 조직이 발달하므로, 유효 변형이 0.45 이상이면 보다 바람직하다. 또, 유효 변형이 0.9 이상이면 더욱 바람직하다.
또, 본 발명과 관련되는 강판은 최종적으로 도금 강판으로 할 수도 있지만, 도금의 종류로서는 전기 도금, 용해 도금, 증착 도금 등의 어느 것에서도 본 발명의 효과가 얻어질 수 있어 도금의 종류와 형태는 특히 제한되지 않는다.
도 1은 모자 굽힘 시험(hat bending test)에 이용되는 시편의 단면도이다.
도 2는, 스프링 백 양과 BHF(주름방지력, blanking holding force)의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 3은, 벽 휨(wall camber) 양과 BHF(주름방지력)의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 4는, 인장 강도로 규격화된 치수 정밀도와 구멍 확장율 사이의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 5는, (σdyn-σst)×TS/1000와, 형상 동결성의 지표인 1000/ρ-(0.015×TS-4.5)와의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 6은, 형상 동결성(치수 정밀도)과 TS의 비와 YR의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 7은, 인장 강도와 치수 정밀도의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 8은, 인장 강도와 치수 정밀도의 관계를 나타내는 그래프이다.
이하, 본 발명의 실시예에 대해 설명한다.
(실시예 1)
표 1에 따른 성분 조성을 가지는 A로부터 L까지의 강을 이용해 검토한 결과에 대해 설명한다. 이러한 강은, 주조 후 그대로, 또는, 일단 실온까지 냉각된 후에 900℃~1300℃의 온도 범위로 재가열하여, 그 다음, 열간압연하여 최종적으로 1.4mm 두께, 30mm 두께, 또는 8.0mm 두께의 열연강판을 제조하였다. 3.0mm 두께 및 8.0mm 두께의 열연강판은, 냉간압연에 의해 1.4mm 두께의 냉간압연강판으로 하고, 그 다음, 연속소둔 공정에서 소둔했다.
이것들 1.4mm 두께의 시편에 대해, 요시다 세이타 감수의 「프레스 성형 난이 핸드북」(일간공업신문사 발행, 1987)의 417~418 페이지에 기재되어 있는 U 굽힘 시험법에 따라, 90도 굽힘 시험을 실시하였다. 개구 각도로부터 90도를 뺀 값(스프링 백 양)에 의해 형상 동결성을 평가했다. 또, 폴드(fold)가 r값이 낮은 방향과 수직이 되도록 굽힘을 행하였다. 표 2는, 각 강판(시편)과 관련되는 제조 조건을 나타낸다.
표 2에서, 각 강판의 제조 조건이 본 발명의 제조 조건의 범위 내에 있는지 유무를 「발명 구분」란에 나타냈다.
「열연온도 1」에 대하여, 열연이 Ar3 변태 온도 이상에서 완료하는 경우에 있어서, (Ar3+100)℃ 이하 Ar3 온도 이상에서의 압하율 합계가 25% 이상인 경우에는 「○」(양호)(양호), 25% 미만인 경우에는 「×」(불량)(불량)로 표시했다. 「열연온도 2」에 대하여, 열연이 Ar3 변태 온도 이하에서 행해지는 경우에 있어서, Ar3 온도 이하의 압하율 합계가 25% 이상인 경우에는 「○」(양호), 25% 미만인 경우에는 「×」(불량)로 했다. 어느 경우에도, 각각의 온도 범위에서 적어도 1 패스 이상에 대한 마찰 계수가 0.2 이하인 경우에는 「윤활」란에 「○」(양호), 전체 패스에 있어서의 마찰 계수가 0.2 초과인 경우에는 「△」(보통)(보통)로 했다. 열연 후의 권취는, 모두 전기 (1) 식에서 구해지는 To온도 이하로 행하였다. 이러한 열연강판을 1.4mm 두께로 냉연하는 경우, 냉연 압하율이 80% 이상이면 「냉연 압하율」을 「×」(불량)로 하고, 「80% 미만」이면 「○」(양호)로 했다. 또, 소둔온도가 600℃ 이상 (Ac3+100)℃ 이하의 경우에는 「소둔온도」를 「○」(양호)로 하고, 그 외의 경우를 「×」(불량)로 했다. 제조 조건으로서 관계가 없는 항목은 「-」로 했다. 열연강판 및 냉간압연강판의 모두에 대해서 스킨 패스 압연을 0.5~1.5%의 범위에서 행하였다.
X선에 의한 측정은, 강판의 대표치로서 판 두께의 7/16 두께의 위치에서 판면에 평행한 샘플을 제작해 실시했다.
표 3에서, 상기 방법에 따라 제조한 1.4mm 두께의 열연강판과 냉간압연강판 에 관련되는 기계적 특성치와 스프링 백 양을 나타냈다. 표 3에서, 강종 F를 제외한 모든 강종에 있어서, 「-2」 및 「-3」 번호의 강종과 관련되는 실시예가 본 발명에 해당한다. 이것들은, 발명 외의 「-1」 및 「-4」번호의 것에 비해, 스프링 백 양이 작다. 즉, 페라이트계 강판에 있어서, 양호한 형상 동결성은 우선적으로 본 발명에서 한정하는 결정 방위의 X선 랜덤 강도비와 r값을 얻음으로써 달성된다.
결정 방위의 X선 랜덤 강도비나 r값이 형상 동결성에 중요한 것에 대한 메커니즘은 현재로서는 반드시 분명하지 않다. 아마, 굽힘 변형시, 미끄럼 변형의 진행이 용이하게 되어, 결과적으로 굽힘 변형시의 스프링 백 양이 작아지는 것으로 이해된다.
(실시예 2)
표 4에 따른 성분 조성을 가지는 A부터 G까지의 강을 이용해 검토한 결과에 대해 설명한다. 이러한 강은, 주조 후 그대로, 또는 일단 실온까지 냉각된 후에 1100~1300℃의 온도 범위로 재가열하고, 그 다음, 열간압연이 행해져 최종적으로 1.4mm 두께, 3.0mm 두께, 또는 8.0mm 두께의 열연강판으로 된다. 3.0mm 두께 및 8.0mm 두께의 열연강판은, 냉간압연에 의해 1.4mm 두께의 냉간압연강판으로 되고, 그 후, 연속소둔 공정에서 소둔되었다. 이들 1.4mm 두께의 강판으로부터 50mm 폭, 270mm 길이의 시편을 작성해, 펀치 폭 78mm, 펀치 어깨 R5, 다이 어깨 R5의 금형을 이용해, 모자(hat) 굽힘 시험을 실시했다. 굽힘 시험을 실시한 시편에 대해서는, 삼차원 형상 측정 장치에서 판 폭 중심부의 형상을 측정하고, 도 1에 도시된 바와 같이, 점(1)과 점(2)의 접선과 점(3)과 점(4)의 접선의 교점의 각도로부터 90을 뺀 값의 좌우에서의 평균치를 스프링 백 양으로, 점(3)과 점(5) 간의 곡율의 역수를 좌우로 평균화한 값을 벽 휨 양으로, 좌우의 점(5) 간의 길이로부터 펀치 폭을 뺀 값을 치수 정밀도로 하여 형상 동결성을 평가했다. 또, r값이 낮은 방향과 폴드(fold)가 수직이 되도록 굽힘을 행하였다.
도 2 및 도 3에 도시된 바와 같이, 스프링 백 양이나 벽 휨 양은, BHF(주름방지력)에 의해서도 변화한다. 본 발명의 효과는, 어느 BHF로 평가를 실시해도 그 경향은 변함없지만, 실제 기계로 실제의 부재를 프레스 하려면, 너무 높은 BHF는 적용될 수 없기 때문에, 여기서는 BHF 29kN로 각 강종의 하트 굽힘 시험을 실시했다.
표 5에 있어서, 각 강판의 제조 조건이 본 발명의 제조 조건의 범위 내에 있는지의 유무를 「발명 구분」 란에 나타냈다.
열연조건의 「압연 온도」는, Ar3 변태 온도 이하로 압연을 실시했을 경우에는 「○」(양호)로, 마무리 압연의 온도 영역이 Ar3 변태 온도 이상을 포함하고 있는 경우에는 「×」(불량)로 했다. 이러한 경우에 있어서, 마무리 압연의 적어도 1 패스 이상에서의 마찰 계수가 0.2 이하이면 「윤활」의 란에서 「○」(양호)로 하고, 전체 패스에서의 마찰 계수가 0.2를 초과하면, 「△」(보통)로 했다. 「권취 온도」는, 600~900℃에서 권취된 경우에는 「○」(양호), 600℃ 미만에서 권취된 경우에는 「×」(불량)로 했다. 표 5 에서, 강종 G를 제외한 모든 강종에 있어서, 「-2」 및 「-3」번호의 강종과 관련되는 실시예가 본 발명의 제조 조건을 만족한 다.
강종 G는, 「압연 온도」의 조건을 만족하면 「권취 온도」를 확보하지 못하고, 한편, 「권취 온도」를 확보하면 「압연 온도」의 조건을 만족할 수 없다. 따라서, 강종 G에 관해서는, 모두 본 발명의 제조 조건을 만족하지 않는다.
이러한 열연강판을 1.4mm 두께로 냉연 하는 경우, 냉연 압하율이 80% 이상이면 「냉연 압하율」을 「×」(불량)로 하고, 「80% 미만」이면 「○」(양호)로 했다. 또, 소둔온도가 600℃ 이상 (Ac3+100)℃ 이하이면, 「소둔온도」를 「○」로 하고, 그 이외의 경우에는 「×」(불량)로 했다.
제조 조건으로서 관계 없는 항목은 「-」로 했다. 열연강판 및 냉간압연강판의 모두에 대해서, 스킨 패스 압연을 0.5~1.5%의 범위에서 실시했다.
X선의 측정은, 강판의 대표치로서 판 두께의 7/16 두께의 위치에서 판면에 평행한 샘플을 제작해 실시했다.
표 6에서, 상술한 방법에 따라 제조한 1.4mm 두께의 열연강판과 냉간압연강판에 있어서의 기계적 특성치, 스프링 백 양 및 벽 휨 양을 나타낸다. 표 6에서, 강종 G를 제외한 모든 강종에 대해, 「-2」 및 「-3」 번호를 갖는 강종과 관련되는 실시예가 본 발명의 실시예이다.
이들 실시예에 있어서는, 「-1」과「-4」 번호의 강종과 관련되는 실시예(발명외)에 비해, 스프링 백 양 및 벽 휨 양이 작아져, 결과적으로 치수 정밀도가 향상하고 있음을 알 수 있다. 즉, 본 발명에서 한정하는 결정 방위의 X선 랜덤 강도비와 r값을 동시에 만족시킴으로써, 처음으로, 강판에 대해 양호한 형상 동결성이 달성되는 것이다.
결정 방위의 X선 랜덤 강도비나 r값이, 형상 동결성의 향상과 어떻게 관련하고 있는지에 대한 메커니즘은 현재로서 반드시 분명하지는 않다. 아마, 굽힘 변형시에 미끄럼 변형의 진행을 용이하게 함으로써, 굽힘 변형시 스프링 백 양을 작게 하는 것으로 이해된다.
(실시예 3)
표 7에 따른 성분 조성을 가지는 A로부터 H까지의 강을 이용해 검토한 결과에 대해 설명한다. 이러한 강을 주조 후 그대로, 또는 일단 실온까지 냉각한 후에 900℃~1300℃의 온도 범위로 재가열하고, 그 후, 열간압연하여 최종적으로 1.4mm 두께, 3mm 두께, 또는 8.0mm 두께의 열연강판으로 했다. 3.0mm 두께 및 8.0mm 두께의 열연강판은, 냉간압연에 의해 1.4mm 두께의 냉간압연강판으로 되고, 그 후, 연속소둔공정에서 소둔되었다. 이것들 1.4mm 두께의 강판으로부터 50mm 폭, 270mm 길이의 시편을 제작하고, 이러한 강판에 대해 실시예 2와 같은 방법으로 형상 동결성을 평가했다.
표 8에서는, 각 강판의 제조 조건이 본 발명의 범위 내에 있는지 아닌지를 「발명 구분」 란에 나타냈다. 「열연온도 1」은, 열연이 Ar3 변태 온도 이상에서 완료하는 경우에, Ar3 변태 온도 이상 (Ar3+100)℃ 이하에서의 압하율 합계가 25% 이상이면「○」(양호), 25% 미만이면 「×」(불량)로 했다.
「열연온도 2」는, 열연이 Ar3 변태 온도 이하에서 행해지는 경우에 있어서, Ar3 온도 이하의 압하율 합계가 25% 이상이면 「○」(양호), 25% 미만이면 「×」(불량)로 했다. 어느 경우에 대해서도, 각각의 온도 범위에서, 적어도 1 패스 이상에 대한 마찰 계수가 0.2 이하이면 「윤활」란에 「○」(양호)로, 전체 패스에 대하여 마찰 계수가 0.2를 초과하면 「△」(보통)로 표시했다.
열연과 권취는, 모두 전기 (1)식에서 구해지는 To온도 이하에서 행했다. 이러한 열연강판을 1.4mm 두께로 냉연하는 경우, 냉연 압하율이 80% 이상이면 「냉연 압하율」을 「×」(불량)로 하고, 「80% 미만」이면 「○」(양호)로 했다. 또, 소둔온도가 600℃ 이상 (Ac3+100)℃ 이하이면 「소둔온도」를 「○」(양호)로 하고, 그 외의 경우는 「×」(불량)로 했다. 제조 조건으로서 관계가 없는 항목에는 「-」로 표시했다. 열연강판 및 냉간압연강판 모두에 대하여, 스킨 패스 압연을 압하율 0.5~1.5%의 범위에서 행했다.
X선 측정은, 강판의 대표치로서 판 두께 7/16 두께의 위치에서 판면에 평행한 샘플을 제작해 실시했다.
확장 시험은, 변 마다 100mm 시편의 중앙에 직경 10mm의 펀칭 구멍을 가공해, 그 초기 구멍을 꼭지각 60의 원추 펀치로 확장해 균열(크랙)이 강판을 관통한 시점에서의 구멍 직경 d의 초기 구멍 직경 10mm에 대한 구멍 확장율 (아래식)로 평가했다.
λ={(d-10)/10}100(%)
표 9에서, 상술한 방법에 따라 제조한 1.4mm 두께의 열연강판과 냉간압연강 판의 기계적 특성치, 구멍 확장율, 스프링 백 량, 벽 휨 양 및 치수 정밀도를 나타냈다. 표 8중에서 강 H을 제외한 전체 강종에 있어서, 「-2」 및 「-3」 번호의 강종과 관련되는 실시예는 본 발명에 해당되지만, 「-1」 및 「-4」번호의 실시예는 본 발명 외의 것이다. 강 D 이외는, 어느 조직도 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 펄라이트의 면적율이 5% 미만으로, 페라이트 또는 베이나이트를 면적율의 최대상으로 하는 것이다. 다만, D 강판에 대해서는, 50~100%의 면적율로 가공 결정립이 잔존한다.
본 발명의 실시예인 「-2」와「-3」 번호의 강판은, 발명 외의 「-1」과「-4」의 번호의 강판에 비해, 스프링 백 양 및 벽 휨 양이 작아져, 결과적으로, 치수 정밀도가 향상하고 있음을 알 수 있다. 또, 본 발명에 따른 강판은, 어느 경우에도, 신장 플랜지성이 양호하다. 즉, 본 발명이 한정하는 각 결정 방위의 X선 랜덤 강도비, r값, 조직을 만족함으로써, 처음으로 양호한 형상 동결성을 가지는 고신장 플랜지성 강판의 제조가 가능한 것이다.
(실시예 4)
표 10에 따른 성분 조성을 가지는 A로부터 G까지의 강철을 이용해 검토한 결과에 대해 설명한다. 이러한 강을 주조 후 그대로, 또는, 일단 실온까지 냉각된 후에 1250℃로 재가열하여, 그 후, 열간압연하여 최종적으로 1.4mm 두께, 3mm 두께, 또는 8.0mm 두께의 열연강판을 제조했다. 3.0mm 두께 및 8.0mm 두께의 열연강판을 냉간압연하여 1.4mm 두께로 만들고, 그 후, 연속소둔 공정에서 소둔을 실시했다. 이러한 강판에 대해 실시예 2와 같은 방법으로 형상 동결성을 평가했다.
X선 측정은 강판의 대표치로서 판 두께 7/16 위치에서 판면에 평행한 샘플을 제작해 실시했다. 구멍 확장성 시험은 실시예 3과 같은 방법으로 평가했다.
철탄화물의 입계 점유율은, 200배의 광학 현미경 관찰 사진 상에 4개의 직선을 그어, 그 직선과 입계와의 교점의 수 N과, 이 N개의 교점의 위치에 철탄화물이 존재했을 경우의 수 M를 이용해, M/N로부터 구했다.
표 11에는, 각 강판의 제조 조건이 본 발명의 제조 조건의 범위 내에 있는지 아닌지를 나타내고 있다. 「열연조건 1」은, 열연이 Ar3 변태 온도 이상에서 완료하는 경우에 있어서, Ar3 변태 온도 이상 (Ar3+100)℃ 이하에서의 압하율 합계가 25% 이상이고 열간압연 종료 온도도 그 온도 범위에 있는 경우에는 「○」(양호)로, 그 온도 영역에서의 압하율 합계가 25% 미만이면 「×」(불량)로 했다.
「열연조건 2-1」은, (Ar3+50)~(Ar3+150)℃의 온도 범위에서의 압하율 합계가 25% 이상이면 「○」(양호)로, 압하율 합계가 25% 미만이면 「×」(불량)로 했다. 계속하여, 「열연조건2-2」은, (Ar3-100)~(Ar3+30)℃ 의 온도 범위에서의 압하율 합계가 5~35% 이면 「○」(양호)로, 이 조건을 만족하지 못하면 「×」(불량)로 했다.
어느 경우에도, 각각의 온도 범위에서, 적어도 1 패스 이상에 대한 마찰 계수가 0.2 이하이면 「윤활」란에 「○」(양호)로, 전체 패스에 대한 마찰 계수가 0.2를 초과하면 「△」(보통)로 했다. 열연과 권취는, 모두 전기 (1) 식에서 구해지는 To 온도 이하로 했다.
이러한 열연강판을 1.4mm 두께로 냉연하는 경우, 냉연 압하율이 80% 이상이면 「냉연 압하율」을 「×」(불량)로 하고, 「80% 미만」의 경우에 「○」(양호)로 했다.
또, 소둔온도가 600℃ 이상 (Ac3+100)℃ 이하이면 「소둔온도」를 「○」(양호)로 하고, 그 이외의 경우를 「×」(불량)로 표시했다. 제조 조건으로서 관계가 없는 항목은 「-」로 했다. 열연강판 및 냉간압연강판의 모두에 대하여, 스킨 패스 압연을 0.5~1.5%의 범위에서 실시하였다.
표 12에는 상술한 방법에 따라 제조된 l. 4mm 두께의 열연강판과 냉간압연강판의 철탄화물의 입계 점유율 M/N, 철탄화물의 최대 입자 직경 d, 기계적 특성치를 나타내고, 표 13에는 X선 랜덤 강도비, 치수 정밀도, 스프링 백 양, 벽 휨 양 및 구멍 확장성을 나타냈다.
표 12에서 강 F, G를 제외한 모든 강종에 대해서, 「-2」 및 「-3」의 강종과 관련되는 실시예가 본 발명에 해당되고, 「-1」 및 「-4」 번호의 실시예가 발명 외이다. 또, 본 발명의 조건을 만족하는 강판의 조직은 모두 페라이트 또는 베이나이트가 주된 상이었다.
본 발명에 따른 「-2」과「-3」 번호의 강판은, 발명 외의 「-1」과「-4」 번호의 강판에 비해, 스프링 백 양, 벽 휨 양이 작아져, 결과적으로, 치수 정밀도가 향상됨을 알 수 있다. 본 발명에 따른 강판은, 어느 경우에도, 신장 플랜지성이 양호하다.
한편, 철탄화물의 입계 점유율 M/N, 철탄화물의 최대 입자 직경 d가 본 발명 의 규정을 만족하지 않은 강 F 및 G는, 형상 동결성은 양호하지만, 신장 플랜지성이 열화되어 있다. 강철 E에 관해서는 형상 동결성도 신장 플랜지성도 열화되어 있다.
즉, 본 발명에서 한정하고 있는, 성분, 각 결정 방위의 X선 랜덤 강도비, r값, 조직을 만족함으로써, 처음으로 양호한 형상 동결성을 가지는 고신장 플랜지성 강판의 제조가 가능하게 되는 것이다.
도 4는, 각각 인장 강도로 규격화한 치수 정밀도와 구멍 확장율의 관계를 나타낸다. 이 관계로부터도, 본 발명의 조건을 만족한 것은 어느 것이나 치수 정밀도와 신장 플랜지성이 우수함은 분명하다.
결정 방위의 X선 랜덤 강도비나 r값이 형상 동결성에 중요한 것에 대한 메커니즘은, 현재로서 반드시 분명하지는 않다. 아마, 굽힘 변형시 미끄럼 변형의 진행을 용이하게 함으로써, 굽힘 변형시의 스프링 백 양, 벽 휨 양이 작아져, 그 결과, 치수 정밀도, 즉, 형상 동결성이 향상된 것으로 이해된다.
(실시예5-1)
표 14에 따른 25 종류의 강재를 1200℃로 가열하고, 본 발명의 범위 내의 열연조건으로 열연한 강 스트립을 산세하여, 그 후, 냉연 해 1.0mm 두께로 했다. 그 후, 본 발명의 소둔조건의 범위 내인, 각 강의 성분으로부터 계산되는Ac1 변태 온도와 Ac3 변태 온도에 의해 표현되는 온도 (Ac1+Ac3)/2에서 90초 가열해, 5℃/초의 냉각 속도로 670℃까지 냉각한 후, 100℃/초의 냉각 속도로 300℃까지 냉각했다. 재 가열 후 400℃에서 5분 동안 베이나이트 변태 처리를 실시하고, 그 후에 실온까지 냉각하여 냉간압연강판으로 했다. 이 냉간압연강판의 냉연 방향(L방향)에 수직한 방향(C방향)으로, 단축 인장하여 5%의 예비 변형을 부가하고, 소부 처리를 모의하기 위하여 170℃에서 20분 동안 열처리를 실시한 후, 강판의 동적인 특성을 조사해, 예비 변형하기 전의 정적인 특성과 비교했다. 그 결과를 표 24에 나타낸다.
형상 동결성의 평가는, 270mm길이 50mm폭 판 두께의 스트립 형태의 샘플을 이용해 펀치 폭 80mm, 펀치 어깨 R5mm, 다이 어깨 R5mm에서, 여러 주름방지력(blanking holding force)으로 모자(hat) 형상으로 성형한 후, 벽부의 휘어진 상태량을 곡률 ρ(mm)로서 측정해, 그 역수 1000/ρ로서 행하였다. 1000/ρ가 작을수록 형상 동결성은 양호하다. 일반적으로 강판의 강도가 상승하면 형상 동결성이 열화되는 것으로 알려져 있다. 본 발명자가, 실제의 부품 성형을 실시한 결과로부터, 상기 방법에 따라 측정되었고 주름방지력 90kN에서의 1000/ρ가, 강판의 인장 강도 TS에 대해서 (0.015×TS-4.5) 이하가 되면, 형상 동결성이 현저하게 양호해진다. 그러므로, 1000/ρ≤(0.015×TS-4.5)를 양호한 형상 동결성의 조건으로서 평가했다. 여기서, 주름방지력을 증가시키면, 1000/ρ는 감소하는 경향이 있다. 그러나, 어떠한 주름방지력이 선택되더라도, 강판의 형상 동결성의 우위성 순위는 변하지 않는다. 따라서, 해 주름방지력 90kN에서의 평가는, 강판의 형상 동결성을 잘 대표한다.
고속에서의 변형 거동은, one-bar법 고속 인장 시험 장치를 이용해, 평균 변형 속도가 500~1500/s로 되는 조건에서 인장 시험을 실시하여 얻어지는 응력 변형 곡선으로부터 σdyn를 측정했다. 또, 정적인 인장 시험은, 인스트론(Instron)형의 인장 시험기를 이용해 변형 속도가 0.001~0.005/s가 되는 조건에서 인장 시험을 실시해 얻어지는 응력 변형 곡선으로부터 σst 및 TS를 측정했다.
강의 성분 조성이 본 발명의 범위 내의 것에 대해서는, 표 중 「*1」의 란에 나타낸 값이 정(positive), 즉, 목적대로 (σdyn-σst)×TS/1000이 40 이상이며, 한편, 「*2」의 란에 나타낸 것처럼, 형상 동결성의 지표 1000/ρ가 (0.015×TS-4.5) 이하인 것으로부터, 이러한 강이 양호한 형상 동결성과 충격 에너지 흡수능을 겸비함을 알 수 있다. 이러한 관계를 도 5에 나타낸다.
(실시예 5-2)
표 14에 따른 P2의 강을, 1050~1280℃으로 가열해, 그 후, 표 16의 조건으로 1.4mm 두께로 열연하여, 냉각 후 권취했다. 그 후, 실시예 5-1과 같은 방법으로 형상 동결성과 정적 및 동적 변형 특성을 조사해, 그 결과를 표 16에 나타냈다. 열연조건이 본 발명의 범위내인 No. 2, No. 3, No. 5, 및 No. 7모두는, 「*1」에 표시된 충격 에너지 흡수능의 지표 (σdyn-σost)×TS/1000이 40 이상이며, 한편, 「*2」에 표시된 형상 동결성의 지표 1000/ρ가 (0.015×TS-4.5) 이하가 되어, 양호한 충격 에너지 흡수 특성과 형상 동결성을 겸비하고 있음을 알 수 있다.
(실시예5-3)
표 14의 P2의 강을, 1050~1280℃에서 가열해, 본 발명에 따른 조건의 범위에서 5.0mm 두께로 열연해, 냉각 후 권취했다. 그 후, 1.4mm 두께로 냉연하고, 표 17에 개시된 조건으로 소둔했다. 그 후, 실시예 5-1과 같은 방법으로, 형상 동결성과 정적 및 동적 변형 특성을 조사했다. 그 결과를 표 17에 나타낸다. 냉연 후의 소둔조건 또는 베이나이트 처리 온도가 본 발명에 따른 조건의 범위 외인 No. 1, No. 7, 및 No. 9는, 충격 에너지 흡수능을 나타내는 「*1」, 및 형상 동결성의 지표인 「*2」 중 어느 하나 또는 양쪽 모두가, 본 발명의 조건 외의 범위에 있다. 한편, 그 외의 강판(본 발명의 조건의 범위 내에서 냉연해, 그 후 소둔된 강판) 모두는, 양호한 충격 에너지 흡수 특성과 형상 동결성을 겸비하고 있음을 알 수 있다.
(실시예6-1)
표 18에 개시된 23 종류의 강을 표 19에 개시된 조건으로 열연하여 1.4mm 두께의 열연강판을 제조했다. 이 열연강판을 산세한 후, 50mm 폭, 270mm 길이의 시편을 제작하고, 펀치 폭 78mm, 펀치 어깨R5, 다이 어깨 R5의 금형을 이용해 모자 굽힘 시험을 실시했다. 이러한 강판에 대해 실시예 2와 같은 방법으로 형상 동결성을 평가했다.
표 20에는, 강판의 미세 조직을 조사한 결과(체적율 최대상, 마르텐사이트 체적율), 기계적 성질(인스트론형의 인장 시험기를 이용해 변형 속도 0.001~0.005/s로 행한 인장 시험에 의해 얻어지는 최대 강도TS, 항복 강도, 또는 0.2% 내력 YS, 압연 방향 및 그것과 수직 방향의 r값), 1/2 판 두께에 있어서의 판면의 {100}<011>~{223}<110>방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치, 및 {554}<225>, {111}<112>, 및 {111}<110> 3개의 결정 방위의 X선 랜덤 강도비의 평균치와, 상기 굽힘 시험에 의해 얻어지는 치수 정밀도, 벽 휨 양을 나타냈다.
형상 동결성은, 최종적으로는 치수 정밀도(Δd)로 판단할 수 있다. 치수 정 밀도는 강판의 강도 상승과 함께 열화되는 것으로 잘 알려져 있으므로, 여기에서는, 표 20에 개시된 결과를, Δd/TS를 지표로 하여, YR에 대해서 도시했다 (도 6). 도 6는 후술 하는 실시예 2의 결과도 동시에 도시하고 있다.
표 20 및 도 6으로부터 분명히 알 수 있는 바와 같이, 본 발명 범위의 강은 양호한 형상 동결성과 낮은 YR를 겸비하고 있는 것을 알 수 있다.
(실시예6-2)
표 18 중 강 P3를 1200℃로 가열한 후, 표 21에 나타낸 조건으로 열연, 냉연 및 소둔하여, 1.4mm의 냉연소둔강판을 제작한 후, 실시예 6-1과 같은 평가를 실시했다.
표 22는, 얻어지는 냉연소둔재의 미세 조직 및 기계적 성질, 굽힘 시험 결과를 나타낸다.
표 22 및 도 6으로부터 분명히 알 수 있는 바와 같이, 본 발명 범위의 강은 양호한 형상 동결성과 낮은 YR를 겸비하고 있는 것을 알 수 있다.
(실시예 7)
표 23에 나타낸 성분 조성을 가지는 A로부터 I까지의 강을 이용해 검토한 결과에 대해 설명한다. 이러한 강은, 주조 후 그대로, 또는 일단 실온까지 냉각된 후에 900 ℃~1300℃의 온도 범위로 재가열 된 후, 열간압연 되어 최종적으로 1.4mm 두께, 30mm 두께 또는 8.0mm 두께의 열연강판으로 제조되었다. 3.0mm 두께 및 8.0mm 두께의 열연강판을 냉간압연하여 1.4mm 두께로 한 후, 연속소둔 공정에서 소둔을 실시했다. 이러한 강판에 대해 실시예 2와 같은 방법으로 형상 동결성을 평가 했다.
표 24에는, 각 강판의 제조 조건이 본 발명의 제조 조건의 범위 내에 있는지 아닌지를 나타냈다. 「열연온도」는, Ar3 온도 이상 (Ar3+100)℃ 이하에서의 압하율 합계가 25% 이상이고 열간압연 종료 온도도 그 온도 범위에 있는 경우에는 「○」(양호)로, 그 온도 영역에서의 압하율 합계가 25% 미만이면 「×」(불량)로 했다.
또, 그 온도 영역에서, 적어도 1 패스 이상에 대한 마찰 계수가 0.2 이하이면 「윤활」란에 「○」(양호)로, 전체 패스에 대한 마찰 계수가 0.2를 초과하면 「△」(보통)로 표시했다. 「냉각 속도」란에는, 열간압연 종료 온도로부터 열연 후 To(℃)까지의 평균 냉각 속도를 나타냈다. 모든 권취는, 250℃ 이상, 전기(1) 식에서 구해지는 To(℃) 이하에서 실시했다.
이와 같은 열연강판을 1.4mm 두께로 냉연하는 경우, 냉연 압하율이 80% 이상이면 「냉연 압하율」을 「×」(불량)로 하고, 「80% 미만」이면 「○」(양호)로 했다. 또, 소둔온도가 600℃ 이상 (Ac3+100)℃ 이하이면 「소둔온도」를 「○」(양호)로 하고, 그 이외의 경우에는 「×」(불량)로 했다. 제조 조건으로서 관계 없는 항목은 「-」로 했다. 열연강판 및 냉간압연강판 모두에 대해, 스킨 패스 압연을 압하율 0.5~1.5%로 실시했다.
X선의 측정은, 강판의 대표치로서 판 두께 7/16의 위치에서 판면에 평행한 샘플을 제작해 실시했다.
표 25에는 상술한 방법에 따라 제조된 1.4mm 두께의 열연강판과 냉간압연강 판의 기계적 특성치를, 표 26에는 치수 정밀도, 스프링 백 양, 및 벽 휨 양을 나타냈다. 표 25 및 표 26 중 강 F를 제외한 모든 강종에 대해, 「-2」 및 「-3」 번호의 실시예가 본 발명의 것이다. 이것들은, 발명 외의 「-1」과「-4」 번호의 것에 비해, 스프링 백 양과 벽 휨 양이 작아져, 치수 정밀도가 향상된 것을 알 수 있다.
또, 도 7에는, 표 25 및 표 26에 나타낸 인장 강도와 치수 정밀도의 관계를 나타냈다. 이 관계로부터도 분명히 알 수 있는 바와 같이, 어떠한 강도 레벨에 대해서도, 본 발명이 규정하는 결정 방위의 X선 랜덤 강도비와 r값을 만족함으로써, 처음으로 양호한 형상 동결성이 얻어질 수 있다.
(실시예 8)
표 27에 나타낸 성분 조성을 가지는 A로부터 I까지의 강을 이용해 검토한 결과에 대해 설명한다. 이러한 강은, 주조 후 그대로, 또는 일단 실온까지 냉각된 후에 900℃~1300℃의 온도 범위로 재가열된 후, 열간압연되어 최종적으로 1.4mm 두께, 30mm 두께 또는 8.0mm 두께의 열연강판으로 제조되었다.
3.0mm 두께 및 8.0mm 두께의 열연강판을 냉간압연하여 1.4mm 두께로 한 후, 연속소둔 공정에서 소둔을 실시했다. 이러한 강판에 대해 실시예 2로 같은 방법으로 형상 동결성을 평가했다.
표 28에는, 각 강판의 제조 조건이 본 발명의 범위 내에 있는지 아닌지를 나타냈다. 「열연조건 1」은, (Ar3+5O)~(Ar3+15O)℃의 온도 범위에서의 압하율 합계가 25% 이상이면 「○」(양호)로, 압하율 합계가 25% 미만이면 「×」(불량)로 했다. 「열연조건 2」는, (Ar3-100)~(Ar3+30)℃의 온도 범위에서의 압하율 합계가 5~35%이면 「○」(양호)로, 이 조건을 만족하지 않으면 「×」(불량)로 했다.
어느 경우에도, 각각의 온도 범위에서 적어도 1 패스 이상에 대한 마찰 계수가 0.2 이하이면 「윤활」란에 「○」(양호)로, 전체 패스에 대한 마찰 계수가 0.2를 초과하면 「△」(보통)로 표시했다. 「C-3」은, 열연 후 실온까지 50℃/s로 냉각한 후, 650℃에서 회복 열처리한 것이다. 다른 것들은 모두, 250℃이상, 전기 (1) 식에서 구해지는 To온도 이하에서 권취했다.
이와 같은 열연강판을 1.4mm 두께로 냉연하는 경우, 냉연 압하율이 80% 이상이면 「냉연 압하율」을 「×」(불량)로 하고, 「80% 미만」이면 「○」(양호)로 했다. 또, 소둔온도가 600℃ 이상 (Ac3+100)℃ 이하이면 「소둔온도」를 「○」(양호)로 하고, 그 외의 경우를 「×」(불량)로 했다. 제조 조건으로서 관계 없는 항목은 「-」로 했다. 열연강판 및 냉간압연강판 모두에 대해, 스킨 패스 압연을 0.5~1.5%의 압하율로 실시했다.
X선 측정은, 강판의 대표치로서 판 두께 7/16 위치에서 판면에 평행한 샘플을 제조해, 실시했다.
표 29에는 상술한 방법에 따라 제조된 1.4mm 두께의 열연강판과 냉간압연강판의 기계적 특성치를, 표 30에는 X선으로 측정한 랜덤 강도비, 치수 정밀도, 스프링 백 양, 및, 벽 휨 양을 나타냈다. 표 29 및 표 30 중 강 I를 제외한 모든 강종에 대해, 「-2」 및 「-3」번호의 강종과 관련되는 실시예가 본 발명에 해당하는 것이다. 이것들은, 발명 외의 「-1」과「-4」 번호의 것에 비해, 스프링 백 양과 벽 휨 양이 작아져, 치수 정밀도가 향상됨을 알 수 있다. 또, 도 8은, 표 29 및 표 30에 나타낸 인장 강도와 치수 정밀도의 관계를 나타낸다. 이 관계로부터도 분명히 알 수 있는 바와 같이, 어떠한 강도 레벨에 대해서도, 본 발명이 규정하는 결정 방위의 X선 랜덤 강도비와 r값을 만족함으로써, 처음으로 양호한 형상 동결성이 얻어질 수 있다.
본 발명에 따르면, 스프링 백 양이 적고, 굽힘 가공을 주체로 하는 형상 동결성과 다른 기계적 특성이 우수한 강판을 제공할 수 있게 되었다. 특히, 종래는 형상 불량의 문제로부터 고강도 강판의 적용이 어려웠던 부품에도, 고강도 강판을 사용할 수 있게 된다. 자동차의 경량화를 추진하기 위해서는, 고강도 강판의 사용이 절실히 필요하다. 본 발명에 의해, 자동차 차체의 경량화를 가일층 추진할 수 있다.
Claims (22)
- 3/8 내지 5/8의 범위의 판 두께에서의 판면의 {10O}<011>~{223}<110> 결정 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 3.0 이상이고, {554}<225>, {111}<112>, 및 {111}<110> 3개의 결정 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 3.5 이하인 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판.
- 제 1항에 있어서, 강판의 압연 방향 r값과 압연 방향과 직각 방향의 r값 가운데 하나 또는 모두가 0.7 이하인 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판.
- 제 1항 또는 제 2항에 있어서, {112}<110> 결정 방위의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 4.0 이상인 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판.
- 제 1항 또는 제 2항에 있어서, {100}<011> 결정 방위의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 4.0 이상인 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판.
- 제 1항 또는 제 2항에 있어서, 철재의 단면 샘플에 대해 소정 영역에서의 입계의 총길이 L과 철탄화물에 의해 점유되고 있는 입계의 길이의 총합 d와의 비 d/L로 정의되는 입계에서의 철탄화물의 점유율이 0.1 이하이며, 이 철탄화물의 최대 입자 직경이 1㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판.
- 제 1항 또는 제 2항에 있어서, 강판의 조직이, 페라이트 또는 베이나이트를 면적율로 최대상으로 하고, 펄라이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 면적율이 30% 이하인 복합 조직인 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판.
- 제 1항 또는 제 2항에 있어서, 상기 강판은, 중량%로,C: 0.000l~0.3%,Si: 0.001~3.5%,Mn: 3% 이하,P: 0.005~0.15%,S: 0.03% 이하,Al: 0.01~3.0%,N: 0.01% 이하,O: 0.01% 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판.
- 제 1항 또는 제 2항에 있어서, 상기 강판은, 추가로, 중량%로,Ti: 0.20% 이하,Nb: 0.20% 이하,V: 0.20% 이하,Cr: 1.5% 이하,B: 0.007% 이하,Mo: 1% 이하,Cu: 3% 이하,Ni: 3% 이하,Sn: 0.3% 이하,Co: 3% 이하,Ca: 0.0005~0.005%,REM: 0.001~0.02%,으로 이루어진 군 중에서 선택되는 1종 이상의 성분을 포함하는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판.
- 제 7항에 있어서, 상기 강판이 아래의 (1) 식과 (2) 식을 만족하는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판.203√C+15.2Ni+44.7Si+104V+31.5 Mo+30Mn+11Cr+20Cu+700P+200Al<30 --- (1)44.7Si+700P+20OAl>40 --- (2)
- 제 1항 또는 제 2항에 있어서, 상기 강판에 도금층을 형성시키는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판.
- 중량%로,C: 0.0001~0.3%,Si: 0.001~3.5%,Mn: 3% 이하,P: 0.005~0.15%,S: 0.03% 이하,Al: 0.01~3.0%,N: 0.01% 이하,0: 0.01% 이하,를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 주조 슬라브를, 주조 상태로 또는 일단 냉각 후 1000~1300℃의 범위로 재가열하여, (Ar3-100)~(Ar3+100)℃의 범위에서 압하율의 합계가 25% 이상이 되도록 열간 압연을 하고, (Ar3-100)℃ 이상에서 열간 압연을 종료한 후, 냉각하고 권취함으로써,3/8 내지 5/8의 범위의 판 두께에서의 판면의 {l00}<011>~{223}<110> 결정 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 3.0 이상이고, {554}<225>, {111}<112>, 및 {111}<110> 3개의 결정 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 3.5 이하가 되도록 하는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판의 제조 방법.
- 중량%로,C: 0.0001~0.3%,Si: 0.001~3.5%,Mn: 3% 이하,P: 0.005~0.15%,S: 0.03% 이하,Al: 0.01~3.0%,N: 0.01% 이하,0: 0.01% 이하,를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 주조 슬라브를, 주조한 상태로 또는 일단 냉각 후 1000~1300℃의 범위로 재가열하여, (Ar3+50)~(Ar3+150)℃의 범위에서 압하율의 합계가 25% 이상으로 계속하여 (Ar3-100)~(Ar3+50)℃에서 압하율의 합계가 5~35%가 되도록 열간 압연을 하고, (Ar3-100)~(Ar3+50)℃에서 열간 압연을 종료한 후, 냉각하여 권취함으로써,3/8 내지 5/8의 범위의 판 두께에서의 판면의 {100}<011>~{223}<110>의 결정 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 3.0 이상이고, {554}<225>, {111}<112>, 및 {111}<110>의 3개의 결정 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 3.5 이하가 되도록 하는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판의 제조 방법.
- 중량%로,C: 0.0001~0.3%,Si: 0.001~3.5%,Mn: 3% 이하,P: 0.005~0.15%,S:0.03% 이하,Al: 0.01~3.0%,N: 0.01% 이하,O: 0.01% 이하,를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 주조 슬라브를, 주조 상태로 또는 일단 냉각 후 1000~1300℃의 범위로 재가열하여, Ar3 변태 온도 초과에서 조압연을 실시하고, Ar3 변태 온도 이하에서 마무리 압연을 실시하고, Ar3 변태 온도 미만에서 열간 압연을 종료한 후, 냉각하여 권취함으로써,3/8 내지 5/8의 범위의 판 두께에서의 판면의 {100}<011>~{223}<110> 결정 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 3.0 이상이고, {554}<225>, {111}<112>, 및 {111}<110> 3개의 결정 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 3.5 이하가 되도록 하는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판의 제조 방법.
- 제 11항 내지 제 13항 중 어느 한 항에 있어서, {112}<110> 결정 방위의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 4.0 이상인 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판의 제조 방법.
- 제 11항 내지 제 13항 중 어느 한 항에 있어서, {100}<011> 결정 방위의 X선 랜덤 강도비의 평균치가 4.0 이상인 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판의 제조 방법.
- 제 11항 내지 제 13항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 주조 슬라브가, 중량%로, 추가로,Ti: 0.20% 이하,Nb: 0.20% 이하,V: 0.20% 이하,Cr: 1.5% 이하,B: 0.007% 이하,Mo: l% 이하,Cu: 3% 이하,Ni: 3% 이하,Sn: 0.3% 이하,Co: 3% 이하,Ca: 0.0005~0.005%,REM: 0.001~0.02%,으로 이루어진 군 중에서 1종 이상의 성분을 포함하는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판의 제조 방법.
- 제 11항 내지 제 13항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 권취 공정이, 아래의 식에 따라 강의 화학 성분의 중량%로 결정되는 임계 온도 To 이하의 온도에서 실시되며, B는 중량%로 표현된 강의 성분으로부터 구해지는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판의 제조 방법.To=-650.4×C%+BB=50.6×Mneq+894.3Mneq=Mn%+0.24×Ni%+0.13×Si%+0.38×Mo%+0.55×Cr%+0.16×Cu%-0.50×Al%-0.50×Al%-0.45×Co%+0.90×V%
- 제 11항 내지 제 13항 중 어느 한 항에 있어서, 열간 압연이 아래 식으로 계산되는 유효 변형량 ε*가 0.4이상이 되도록 행해지며,
여기서, n는 마무리 열간 압연의 압연 스탠드 수, εi는 i번째 스탠드에서 더해진 변형량, ti는 i~i+1번째 스탠드 사이의 주행 시간(초), τi는 기체 상수 R(=1.987)과 i번째 스탠드의 압연 온도 Ti(K)에 의해 다음의 식으로 계산될 수 있는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판의 제조 방법.τi=8.46×10-9exp{43800/R/Ti} - 제 11항 내지 제13항 중 어느 한 항에 있어서, 열간 압연이, 1 패스 이상의 마찰 계수가 0.2 이하로 행해지는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판의 제조 방법.
- 제 17항에 있어서, 열간 압연 종료 온도로부터 강철의 화학 성분의 중량%에 의하여 정해지는 임계 온도 To 이하의 온도까지 평균 냉각 속도 1O℃/s 이상으로 냉각 후, 전기 To 이하의 온도로 권취하는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판의 제조 방법.
- 제 11항 내지 제 13항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 페라이트계 박강판을 산세한 후, 80% 미만의 압하율로 냉간 압연하고, 600℃~(Ac3+100)℃의 온도 범위에서 가열하여 냉각하는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판의 제조 방법.
- 제 11항 내지 제 13항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 페라이트계 박강판을 산세한 후, 80% 미만의 압하율로 냉간 압연하고, Ac1~Ac3의 온도 범위에서 소둔 후, 이 소둔온도로부터 500℃ 이하까지 1~250℃/초의 냉각 속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 페라이트계 박강판의 제조 방법.
Applications Claiming Priority (15)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000286447A JP3814134B2 (ja) | 2000-09-21 | 2000-09-21 | 加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板とその製造方法 |
| JPJP-P-2000-00286447 | 2000-09-21 | ||
| JPJP-P-2001-00170079 | 2001-06-05 | ||
| JP2001170083A JP3990549B2 (ja) | 2001-06-05 | 2001-06-05 | 形状凍結性に優れた高伸びフランジ性鋼板およびその製造方法 |
| JP2001170079 | 2001-06-05 | ||
| JP2001170106 | 2001-06-05 | ||
| JPJP-P-2001-00170083 | 2001-06-05 | ||
| JPJP-P-2001-00170106 | 2001-06-05 | ||
| JPJP-P-2001-00174650 | 2001-06-08 | ||
| JP2001174650A JP3990550B2 (ja) | 2001-06-08 | 2001-06-08 | 形状凍結性に優れた低降伏比型高強度鋼板とその製造方法 |
| JP2001196510A JP3990554B2 (ja) | 2000-06-30 | 2001-06-28 | 形状凍結性に優れた鋼板およびその製造方法 |
| JP2001196317A JP3990553B2 (ja) | 2000-08-03 | 2001-06-28 | 形状凍結性に優れた高伸びフランジ性鋼板およびその製造方法 |
| JPJP-P-2001-00196510 | 2001-06-28 | ||
| JPJP-P-2001-00196317 | 2001-06-28 | ||
| PCT/JP2001/008277 WO2002024968A1 (fr) | 2000-09-21 | 2001-09-21 | Tole d'acier presentant de bonnes caracteristiques de gel de forme et procede permettant de produire cette tole |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| KR20030030032A KR20030030032A (ko) | 2003-04-16 |
| KR100543956B1 true KR100543956B1 (ko) | 2006-01-23 |
Family
ID=27566992
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| KR1020037004171A Expired - Fee Related KR100543956B1 (ko) | 2000-09-21 | 2001-09-21 | 형상 동결성이 우수한 강판 및 그 제조방법 |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US6962631B2 (ko) |
| EP (1) | EP1327695B1 (ko) |
| KR (1) | KR100543956B1 (ko) |
| CN (1) | CN1208490C (ko) |
| CA (1) | CA2422753C (ko) |
| WO (1) | WO2002024968A1 (ko) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101067579B1 (ko) | 2008-10-31 | 2011-09-27 | 현대하이스코 주식회사 | 도어프레임용 냉연강판 제조방법 |
| KR101263791B1 (ko) * | 2009-12-04 | 2013-05-13 | 주식회사 포스코 | 가공성, 내열성 및 내변색성이 우수한 고강도의 가공용 고내열 냉연강판 및 그 제조방법 |
| KR20200046067A (ko) * | 2017-11-24 | 2020-05-06 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 열연 강판 및 그 제조 방법 |
| KR20200047625A (ko) * | 2017-11-24 | 2020-05-07 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 열연 강판 및 그 제조 방법 |
Families Citing this family (97)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1862497B1 (en) | 2000-06-12 | 2013-08-14 | Sumitomo Chemical Company Limited | Polymer matrix electroluminescent materials and devices |
| WO2003031669A1 (en) * | 2001-10-04 | 2003-04-17 | Nippon Steel Corporation | High-strength thin steel sheet drawable and excellent in shape fixation property and method of producing the same |
| JP4448856B2 (ja) * | 2003-11-10 | 2010-04-14 | ポスコ | 加工性の優れた耐時効冷延鋼板及びその製造方法 |
| US8057913B2 (en) * | 2004-07-27 | 2011-11-15 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet having high young'S modulus, hot-dip galvanized steel sheet using the same, alloyed hot-dip galvanized steel sheet, steel pipe having high young'S modulus and methods for manufacturing the same |
| JP4681290B2 (ja) * | 2004-12-03 | 2011-05-11 | 本田技研工業株式会社 | 高強度鋼板及びその製造方法 |
| CN102708222B (zh) * | 2006-08-31 | 2014-11-26 | 新日铁住金株式会社 | 回弹发生原因特定方法、回弹发生原因部位特定方法、回弹对策位置特定方法以及它们的装置 |
| JP5135868B2 (ja) * | 2007-04-26 | 2013-02-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 缶用鋼板およびその製造方法 |
| DE102007030207A1 (de) * | 2007-06-27 | 2009-01-02 | Benteler Automobiltechnik Gmbh | Verwendung einer hochfesten Stahllegierung zur Herstellung von Strahlrohren mit hoher Festigkeit und guter Umformbarkeit |
| RU2361956C1 (ru) * | 2008-02-28 | 2009-07-20 | Юлия Алексеевна Щепочкина | Сталь |
| CN103205657A (zh) * | 2008-04-03 | 2013-07-17 | 杰富意钢铁株式会社 | 高强度罐用钢板及其制造方法 |
| KR100985298B1 (ko) * | 2008-05-27 | 2010-10-04 | 주식회사 포스코 | 리징 저항성이 우수한 저비중 고강도 열연 강판, 냉연강판, 아연도금 강판 및 이들의 제조방법 |
| JP5391607B2 (ja) * | 2008-08-05 | 2014-01-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 外観に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| EP2351864B1 (en) * | 2008-11-17 | 2016-08-10 | Research Institute for Electromagnetic Materials | Process for producing a high-hardness constant-modulus alloy insensitive to magnetism, hair spring, mechanical driving device and watch |
| KR101308716B1 (ko) * | 2009-12-04 | 2013-09-13 | 주식회사 포스코 | 가공성, 내열성 및 내변색성이 우수한 가공용 고내열 냉연강판 및 그 제조방법 |
| KR101308718B1 (ko) * | 2009-12-04 | 2013-09-13 | 주식회사 포스코 | 가공성 및 내열성이 우수한 고강도의 가공용 고내열 냉연강판 및 그 제조방법 |
| KR101308717B1 (ko) * | 2009-12-04 | 2013-09-13 | 주식회사 포스코 | 가공성, 내열성 및 내변색성이 우수한 가공용 고내열 냉연강판 및 그 제조방법 |
| KR101308719B1 (ko) * | 2009-12-04 | 2013-09-13 | 주식회사 포스코 | 가공성, 내열성 및 내변색성이 우수한 고강도의 가공용 고내열 냉연강판 및 그 제조방법 |
| KR101286172B1 (ko) * | 2009-12-04 | 2013-07-15 | 주식회사 포스코 | 가공성 및 내열성이 우수한 고강도의 가공용 고내열 냉연강판 및 그 제조방법 |
| MX2012011280A (es) * | 2010-03-31 | 2012-11-06 | Nippon Steel Corp | Placa de acero galvanizado por inmersion en caliente de alta resitencia con excelente maleabilidad y proceso para producirla. |
| JP5765080B2 (ja) * | 2010-06-25 | 2015-08-19 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| KR101514157B1 (ko) | 2010-07-28 | 2015-04-21 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 열연 강판, 냉연 강판, 아연 도금 강판 및 이들의 제조 방법 |
| KR101329893B1 (ko) * | 2010-08-02 | 2013-11-15 | 주식회사 포스코 | 고강도 및 고성형성을 갖는 극박 냉연 강판 및 그 제조방법 |
| KR101329840B1 (ko) * | 2010-09-16 | 2013-11-14 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 연성과 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판, 고강도 아연 도금 강판 및 이들의 제조 방법 |
| KR101329917B1 (ko) * | 2010-09-28 | 2013-11-14 | 주식회사 포스코 | 우수한 성형성을 갖는 고강도 극박 냉연 강판 및 그 제조방법 |
| KR101360535B1 (ko) * | 2010-09-28 | 2014-02-21 | 주식회사 포스코 | 냉간압연을 이용한 고강도 극박 냉연강판 및 그 제조방법 |
| KR101329868B1 (ko) * | 2010-09-29 | 2013-11-14 | 주식회사 포스코 | 고강도 극박 냉연강판 및 그 제조 방법 |
| KR101329869B1 (ko) * | 2010-09-29 | 2013-11-14 | 주식회사 포스코 | 석출강화를 이용한 고강도 극박 냉연강판 및 그 제조 방법 |
| KR101329922B1 (ko) * | 2010-09-29 | 2013-11-14 | 주식회사 포스코 | 고강도 고성형 극박 냉연강판 및 그 제조 방법 |
| KR101351950B1 (ko) * | 2010-12-08 | 2014-01-23 | 주식회사 포스코 | 내열성이 우수한 가공용 고강도 냉연강판 및 그 제조방법 |
| KR101351953B1 (ko) * | 2010-12-08 | 2014-01-23 | 주식회사 포스코 | 내열성 및 내변색성이 우수한 고가공용 고강도 냉연강판 및 그 제조방법 |
| KR101351948B1 (ko) * | 2010-12-08 | 2014-01-23 | 주식회사 포스코 | 내열성 및 내변색성이 우수한 가공용 고강도 냉연강판 및 그 제조방법 |
| KR101351947B1 (ko) * | 2010-12-08 | 2014-01-23 | 주식회사 포스코 | 내변색성 및 내식성이 우수한 가공용 고내열 냉연강판 및 그 제조방법 |
| KR101351944B1 (ko) * | 2010-12-08 | 2014-01-23 | 주식회사 포스코 | 내열성 및 내변색성이 우수한 가공용 냉연강판 및 그 제조방법 |
| KR101351946B1 (ko) * | 2010-12-08 | 2014-01-23 | 주식회사 포스코 | 내열성 및 내변색성이 우수한 가공용 냉연강판 및 그 제조방법 |
| KR101351952B1 (ko) * | 2010-12-08 | 2014-01-23 | 주식회사 포스코 | 내열성 및 내변색성이 우수한 가공용 고강도 냉연강판 및 그 제조방법 |
| KR101351945B1 (ko) * | 2010-12-08 | 2014-01-15 | 주식회사 포스코 | 내열성 및 내변색성이 우수한 가공용 냉연강판 및 그 제조방법 |
| KR101351949B1 (ko) * | 2010-12-08 | 2014-01-23 | 주식회사 포스코 | 내열성 및 내변색성이 우수한 가공용 냉연강판 및 그 제조방법 |
| KR101351951B1 (ko) * | 2010-12-08 | 2014-01-23 | 주식회사 포스코 | 내열성이 우수한 가공용 고강도 냉연강판 및 그 제조방법 |
| JP5196083B2 (ja) | 2011-02-24 | 2013-05-15 | 新日鐵住金株式会社 | 冷間でのコイル取扱性に優れた高強度α＋β型チタン合金熱延板及びその製造方法 |
| WO2012115242A1 (ja) * | 2011-02-24 | 2012-08-30 | 新日本製鐵株式会社 | 冷延性及び冷間での取扱性に優れたα＋β型チタン合金板とその製造方法 |
| CN103534373B (zh) * | 2011-03-01 | 2017-05-17 | 新日铁住金株式会社 | 激光加工用金属板和激光加工用不锈钢板的制造方法 |
| ES2637662T3 (es) | 2011-03-04 | 2017-10-16 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hoja de acero laminada en caliente y procedimiento para producir la misma |
| ES2665982T3 (es) | 2011-03-28 | 2018-04-30 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Lámina de acero laminada en frío y su procedimiento de producción |
| BR112013024166B1 (pt) | 2011-03-31 | 2019-05-28 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Chapa de aço laminada a quente de alta resistência contendo bainita tendo capacidade de trabalho isotrópico e método de produção da mesma |
| CN103459645B (zh) * | 2011-04-13 | 2015-11-25 | 新日铁住金株式会社 | 局部变形能力优异的高强度热轧钢板及其制造方法 |
| ES2654055T3 (es) * | 2011-04-21 | 2018-02-12 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Chapa de acero laminada en frío de alta resistencia que tiene una capacidad de alargamiento altamente uniforme y una expansibilidad de agujeros excelente y procedimiento para fabricar la misma |
| MX339616B (es) | 2011-05-25 | 2016-06-02 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Laminas de acero laminadas en caliente y proceso para la produccion de las mismas. |
| KR101493846B1 (ko) * | 2011-06-02 | 2015-02-16 | 주식회사 포스코 | 가공성 및 내변색성이 우수한 고내열 냉연강판 및 그 제조방법 |
| KR101580749B1 (ko) | 2011-07-27 | 2015-12-28 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성이 우수한 고강도 냉연 강판과 그 제조 방법 |
| KR101598309B1 (ko) | 2011-07-29 | 2016-02-26 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 형상 동결성이 우수한 고강도 강판, 고강도 아연 도금 강판 및 그들의 제조 방법 |
| JP2013072110A (ja) * | 2011-09-27 | 2013-04-22 | Jfe Steel Corp | 成形後の表面品質に優れる高張力冷延鋼板及びその製造方法 |
| KR101289902B1 (ko) * | 2011-11-18 | 2013-07-24 | 포항공과대학교 산학협력단 | 페라이트계 강판 및 그 제조방법 |
| US10087499B2 (en) * | 2012-01-05 | 2018-10-02 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot-rolled steel sheet and manufacturing method thereof |
| JP5541421B2 (ja) | 2012-03-07 | 2014-07-09 | 新日鐵住金株式会社 | ホットスタンプ用鋼板及びその製造方法並びにホットスタンプ鋼材 |
| KR101410104B1 (ko) * | 2012-03-27 | 2014-06-25 | 주식회사 포스코 | 내꺽임성 및 표면특성이 우수한 가공용 열연강판 및 그 제조방법 |
| KR101410156B1 (ko) * | 2012-03-27 | 2014-07-02 | 주식회사 포스코 | 내식성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법 |
| CN104106067B (zh) * | 2012-03-30 | 2016-11-09 | 新日铁住金株式会社 | 解析装置以及解析方法 |
| KR101410098B1 (ko) * | 2012-04-02 | 2014-07-02 | 주식회사 포스코 | 내꺽임성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법 |
| KR101410095B1 (ko) * | 2012-04-02 | 2014-07-02 | 주식회사 포스코 | 내시효성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법 |
| KR101410176B1 (ko) * | 2012-04-02 | 2014-07-02 | 주식회사 포스코 | 가공성 및 표면 특성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법 |
| KR101433441B1 (ko) * | 2012-04-16 | 2014-08-26 | 주식회사 포스코 | 가공성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법 |
| KR101433440B1 (ko) * | 2012-04-16 | 2014-08-26 | 주식회사 포스코 | 표면특성이 우수한 가공용 열연강판 및 그 제조방법 |
| KR101433442B1 (ko) * | 2012-04-16 | 2014-08-26 | 주식회사 포스코 | 내식성이 우수한 가공용 열연강판 및 그 제조방법 |
| KR101433445B1 (ko) * | 2012-04-19 | 2014-08-26 | 주식회사 포스코 | 표면특성이 우수한 가공용 열연강판 및 그 제조방법 |
| KR101433446B1 (ko) * | 2012-04-19 | 2014-08-26 | 주식회사 포스코 | 내꺽임성 및 내식성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법 |
| KR101433444B1 (ko) * | 2012-04-19 | 2014-08-26 | 주식회사 포스코 | 내꺽임성이 우수한 가공용 열연강판 및 그 제조방법 |
| KR101433443B1 (ko) * | 2012-04-19 | 2014-08-26 | 주식회사 포스코 | 표면특성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법 |
| ES2586507T3 (es) * | 2012-07-30 | 2016-10-14 | Tata Steel Nederland Technology B.V. | Método para producir cinta de acero de acero al carbono |
| JP6070066B2 (ja) * | 2012-10-30 | 2017-02-01 | Ｊｆｅスチール株式会社 | スプリングバック量評価方法 |
| TWI507541B (zh) * | 2013-07-01 | 2015-11-11 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Cold-rolled steel sheet, galvanized cold-rolled steel sheet and the like |
| WO2015002363A1 (ko) * | 2013-07-03 | 2015-01-08 | 주식회사 포스코 | 가공성 및 내시효성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법 |
| CN103695762B (zh) * | 2013-12-13 | 2016-06-08 | 安徽工业大学 | 一种抗拉强度560～590MPa热轧轮辋用钢及其制造方法 |
| KR101560944B1 (ko) * | 2013-12-24 | 2015-10-15 | 주식회사 포스코 | 표면 품질이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법 |
| JP5908936B2 (ja) | 2014-03-26 | 2016-04-26 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | フランジ用フェライト系ステンレス鋼板とその製造方法およびフランジ部品 |
| RU2555306C1 (ru) * | 2014-06-27 | 2015-07-10 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Высокопрочная хладостойкая бейнитная сталь |
| BR102014028223A2 (pt) * | 2014-11-12 | 2016-06-28 | Companhia Siderúrgica Nac | produto laminado a quente em aços longos e uso do mesmo |
| DE102014017274A1 (de) * | 2014-11-18 | 2016-05-19 | Salzgitter Flachstahl Gmbh | Höchstfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl |
| CN104878301B (zh) * | 2015-05-15 | 2017-05-03 | 河冶科技股份有限公司 | 喷射成形高速钢 |
| BR112017025030A2 (pt) * | 2015-05-26 | 2018-08-07 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | folha de aço e método de fabricação para a mesma |
| CA2995917C (en) * | 2015-08-24 | 2020-04-14 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Rail vehicle axle |
| CN105483530A (zh) * | 2015-11-30 | 2016-04-13 | 丹阳市宸兴环保设备有限公司 | 一种石油天然气输送管用热轧宽钢板材料 |
| CN105537502A (zh) * | 2015-12-30 | 2016-05-04 | 青岛博泰美联化工技术有限公司 | 一种柴油机部件的砂型铸造方法 |
| CN105886960B (zh) * | 2016-04-28 | 2018-04-20 | 武汉钢铁有限公司 | 低回弹高成形性的高强钢及其制造方法 |
| KR102373161B1 (ko) * | 2017-05-10 | 2022-03-10 | 현대자동차주식회사 | 부식환경에서 내식성을 향상시킨 차량용 저합금 내식강과 그 제조방법 |
| MX2019004706A (es) * | 2017-08-31 | 2019-06-06 | Nippon Steel Corp | Lamina de acero para carburacion, y metodo para fabricar la lamina de acero para carburacion. |
| KR102045655B1 (ko) * | 2017-12-26 | 2019-12-05 | 주식회사 포스코 | 자기적 특성 및 형상이 우수한 박물 무방향성 전기강판 및 그 제조방법 |
| KR102043529B1 (ko) * | 2017-12-28 | 2019-11-11 | 현대제철 주식회사 | 코일 폭 제어 방법 및 장치 |
| CN108929987B (zh) * | 2018-06-28 | 2020-06-19 | 武汉钢铁有限公司 | 一种460MPa级冷轧微合金高强度钢及其制造方法 |
| CN110616376B (zh) * | 2019-10-21 | 2021-04-02 | 上海材料研究所 | 具有优异低周疲劳性能的Fe-Mn-Si-Ni-Cu弹塑性阻尼钢及其制造方法 |
| KR102322713B1 (ko) * | 2019-12-19 | 2021-11-04 | 주식회사 포스코 | 내열성과 성형성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법 |
| CN112974562B (zh) * | 2021-03-31 | 2023-04-07 | 甘肃酒钢集团宏兴钢铁股份有限公司 | 一种焊带用不锈钢热轧卷的生产方法 |
| CN115478231B (zh) * | 2021-05-31 | 2023-10-17 | 宝山钢铁股份有限公司 | 极限拉深比≥2.2的压缩机壳体用热轧酸洗板及其制造方法 |
| CN115478208A (zh) * | 2021-05-31 | 2022-12-16 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种基于csp产线的薄规格高成形性冲压钢及其制备方法 |
| JP2024529464A (ja) * | 2021-07-28 | 2024-08-06 | タタ、スティール、アイモイデン、ベスローテン、フェンノートシャップ | 熱間圧延鋼板およびその製造方法 |
| US11555794B1 (en) * | 2021-12-01 | 2023-01-17 | Schaeffler Technologies AG & Co. KG | Method of locating poles on bearing elements |
| CN115351458B (zh) * | 2022-10-19 | 2023-02-14 | 张家港荣盛特钢有限公司 | 一种埋弧焊丝用钢、盘条、埋弧焊丝及其制备方法 |
| DE102023116669A1 (de) | 2023-06-26 | 2025-01-02 | Thyssenkrupp Steel Europe Ag | Seitenaufprallträger zur Verstärkung einer Fahrzeugtür |
Family Cites Families (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4070208A (en) * | 1977-01-03 | 1978-01-24 | Nippon Steel Corporation | Method for the manufacture of a ridging-free ferritic stainless steel sheet |
| JP3039842B2 (ja) * | 1994-12-26 | 2000-05-08 | 川崎製鉄株式会社 | 耐衝撃性に優れる自動車用熱延鋼板および冷延鋼板ならびにそれらの製造方法 |
| CA2278841C (en) * | 1997-01-29 | 2007-05-01 | Nippon Steel Corporation | High strength steels having excellent formability and high impact energy absorption properties, and a method for producing the same |
| JP3546287B2 (ja) | 1997-10-15 | 2004-07-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性に優れる高張力熱延鋼板およびその製造方法 |
| JPH11323489A (ja) | 1998-05-13 | 1999-11-26 | Nippon Steel Corp | 形状凍結性に優れた良加工性高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| JPH11350064A (ja) | 1998-06-08 | 1999-12-21 | Kobe Steel Ltd | 形状凍結性と耐衝撃特性に優れる高強度鋼板及びその製造方法 |
| US6375765B1 (en) * | 1998-07-27 | 2002-04-23 | Nippon Steel Corporation | Ferrite-based thin steel sheet excellent in shape freezing feature and manufacturing method thereof |
| JP3334646B2 (ja) | 1998-10-01 | 2002-10-15 | 住友金属工業株式会社 | 合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板の製造方法 |
-
2001
- 2001-09-21 KR KR1020037004171A patent/KR100543956B1/ko not_active Expired - Fee Related
- 2001-09-21 CA CA002422753A patent/CA2422753C/en not_active Expired - Lifetime
- 2001-09-21 US US10/380,844 patent/US6962631B2/en not_active Expired - Lifetime
- 2001-09-21 WO PCT/JP2001/008277 patent/WO2002024968A1/ja active IP Right Grant
- 2001-09-21 CN CNB018160859A patent/CN1208490C/zh not_active Expired - Fee Related
- 2001-09-21 EP EP01970195A patent/EP1327695B1/en not_active Expired - Lifetime
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101067579B1 (ko) | 2008-10-31 | 2011-09-27 | 현대하이스코 주식회사 | 도어프레임용 냉연강판 제조방법 |
| KR101263791B1 (ko) * | 2009-12-04 | 2013-05-13 | 주식회사 포스코 | 가공성, 내열성 및 내변색성이 우수한 고강도의 가공용 고내열 냉연강판 및 그 제조방법 |
| KR20200046067A (ko) * | 2017-11-24 | 2020-05-06 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 열연 강판 및 그 제조 방법 |
| KR20200047625A (ko) * | 2017-11-24 | 2020-05-07 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 열연 강판 및 그 제조 방법 |
| KR102374940B1 (ko) | 2017-11-24 | 2022-03-16 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 열연 강판 및 그 제조 방법 |
| KR102374941B1 (ko) | 2017-11-24 | 2022-03-16 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 열연 강판 및 그 제조 방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| WO2002024968A1 (fr) | 2002-03-28 |
| EP1327695B1 (en) | 2013-03-13 |
| EP1327695A4 (en) | 2006-01-18 |
| CN1462317A (zh) | 2003-12-17 |
| KR20030030032A (ko) | 2003-04-16 |
| CA2422753C (en) | 2007-11-27 |
| CA2422753A1 (en) | 2003-03-18 |
| CN1208490C (zh) | 2005-06-29 |
| US20030196735A1 (en) | 2003-10-23 |
| EP1327695A1 (en) | 2003-07-16 |
| US6962631B2 (en) | 2005-11-08 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR100543956B1 (ko) | 형상 동결성이 우수한 강판 및 그 제조방법 | |
| US9028626B2 (en) | Method for manufacturing high strength galvanized steel sheet with excellent formability | |
| US7503984B2 (en) | High-strength thin steel sheet drawable and excellent in shape fixation property and method of producing the same | |
| KR100754035B1 (ko) | 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법 | |
| KR102239637B1 (ko) | 고강도 강판의 제조 방법 | |
| KR101549317B1 (ko) | 냉연 강판 및 그 제조 방법 | |
| EP2415894B1 (en) | Steel sheet excellent in workability and method for producing the same | |
| US11332804B2 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet, high-strength coated steel sheet, and method for producing the same | |
| KR102239640B1 (ko) | 고강도 강판 및 그의 제조 방법 | |
| JP4384523B2 (ja) | 形状凍結性に極めて優れた低降伏比型高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| US10633720B2 (en) | High-strength galvanized steel sheet and method for manufacturing the same | |
| KR20220147687A (ko) | 고강도 강판 및 그의 제조 방법 | |
| CN115151673A (zh) | 钢板、构件和它们的制造方法 | |
| KR20220129615A (ko) | 강판, 부재 및 그들의 제조 방법 | |
| JP2005272988A (ja) | 形状凍結性に優れた低降伏比型高強度熱延鋼板とその製造方法 | |
| JP3814134B2 (ja) | 加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板とその製造方法 | |
| JP4028719B2 (ja) | 形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板およびその製造方法 | |
| JP4102284B2 (ja) | ｛１００｝＜０１１＞方位の発達した形状凍結性に優れた冷延鋼板の製造方法 | |
| JP2005120459A (ja) | 形状凍結性と焼付硬化性に優れた冷延鋼板及びその製造方法 | |
| JP7323094B1 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| KR20250093758A (ko) | 강판 및 이의 제조방법 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A201 | Request for examination | ||
| PA0105 | International application |
Patent event date: 20030321 Patent event code: PA01051R01D Comment text: International Patent Application |
|
| PA0201 | Request for examination | ||
| PG1501 | Laying open of application | ||
| E902 | Notification of reason for refusal | ||
| PE0902 | Notice of grounds for rejection |
Comment text: Notification of reason for refusal Patent event date: 20050323 Patent event code: PE09021S01D |
|
| E701 | Decision to grant or registration of patent right | ||
| PE0701 | Decision of registration |
Patent event code: PE07011S01D Comment text: Decision to Grant Registration Patent event date: 20051017 |
|
| GRNT | Written decision to grant | ||
| PR0701 | Registration of establishment |
Comment text: Registration of Establishment Patent event date: 20060110 Patent event code: PR07011E01D |
|
| PR1002 | Payment of registration fee |
Payment date: 20060111 End annual number: 3 Start annual number: 1 |
|
| PG1601 | Publication of registration | ||
| PR1001 | Payment of annual fee |
Payment date: 20090102 Start annual number: 4 End annual number: 4 |
|
| PR1001 | Payment of annual fee |
Payment date: 20091224 Start annual number: 5 End annual number: 5 |
|
| PR1001 | Payment of annual fee |
Payment date: 20101222 Start annual number: 6 End annual number: 6 |
|
| PR1001 | Payment of annual fee |
Payment date: 20111216 Start annual number: 7 End annual number: 7 |
|
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 20121227 Year of fee payment: 8 |
|
| PR1001 | Payment of annual fee |
Payment date: 20121227 Start annual number: 8 End annual number: 8 |
|
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 20131218 Year of fee payment: 9 |
|
| PR1001 | Payment of annual fee |
Payment date: 20131218 Start annual number: 9 End annual number: 9 |
|
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 20141230 Year of fee payment: 10 |
|
| PR1001 | Payment of annual fee |
Payment date: 20141230 Start annual number: 10 End annual number: 10 |
|
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 20151217 Year of fee payment: 11 |
|
| PR1001 | Payment of annual fee |
Payment date: 20151217 Start annual number: 11 End annual number: 11 |
|
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 20161221 Year of fee payment: 12 |
|
| PR1001 | Payment of annual fee |
Payment date: 20161221 Start annual number: 12 End annual number: 12 |
|
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 20171219 Year of fee payment: 13 |
|
| PR1001 | Payment of annual fee |
Payment date: 20171219 Start annual number: 13 End annual number: 13 |
|
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 20200106 Year of fee payment: 15 |
|
| PR1001 | Payment of annual fee |
Payment date: 20200106 Start annual number: 15 End annual number: 15 |
|
| PC1903 | Unpaid annual fee |
Termination category: Default of registration fee Termination date: 20211021 |