KR102513347B1

KR102513347B1 - 고강도 강판 및 그의 제조 방법

Info

Publication number: KR102513347B1
Application number: KR1020217009736A
Authority: KR
Inventors: 히데카즈 미나미; 유지 다나카; 준야 도바타; 타케시 요코타
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2018-10-10
Filing date: 2019-08-20
Publication date: 2023-03-22
Also published as: JP6747612B1; KR20210053324A; WO2020075394A1; US20210381075A1; US11939642B2; EP3822382A4; CN112823217A; CN112823217B; JPWO2020075394A1; MX2021004073A; EP3822382A1

Abstract

부품의 치수 정밀도, 신장 플랜지성, 굽힘성 및 인성이 우수한 1180㎫ 이상의 고강도 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 소정의 성분 조성으로서, 탄소 농도가 0.7×[％C]보다 크고 1.5×[％C]보다 작은 마르텐사이트가 면적률로 55％ 이상이고, 탄소 농도가 0.7×[％C] 이하인 템퍼링 마르텐사이트가 면적률로 5％ 이상 40％ 이하이고, 잔류 오스테나이트의 체적률에 대한 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도의 비가 0.05 이상 0.40 이하이고, 상기 마르텐사이트 및 상기 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경이 각각 5.3㎛ 이하인 강 조직을 갖고, 인장 강도가 1180㎫ 이상인 고강도 강판. 또한, [％C]는, 강 중의 성분 원소 C의 함유량(질량％)을 나타낸다.

Description

고강도 강판 및 그의 제조 방법

본 발명은, 부품의 치수 정밀도, 신장 플랜지성, 굽힘성 및 인성(toughness)이 우수한 1180㎫ 이상의 고강도 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다. 본 발명의 고강도 강판은, 자동차용 부품 등의 구조 부재로서 적합하게 이용할 수 있다.

차량의 경량화에 의한 CO₂ 배출량 삭감과 차체의 경량화에 의한 내(耐)충돌 성능 향상의 양립을 목적으로, 자동차용 박강판의 고강도화가 진행되고 있고, 새로운 법규제의 도입도 잇따르고 있다. 그 때문에, 차체 강도의 증가를 목적으로 하여, 자동차 캐빈의 골격을 형성하는 주요한 구조 부품에서는, 인장 강도(TS)로 1180㎫급 이상의 고강도 강판의 적용 사례가 증가하고 있다.

자동차의 보강 부품이나 골격 구조 부품에 이용되는 고강도 강판에는, 우수한 성형성을 갖는 것이 요구된다. 또한, 성형 후의 부품에는 치수 정밀도가 우수한 것이 요구된다. 예를 들면, 크래쉬 박스 등의 부품에서는 펀칭 단면이나 굽힘 가공부를 갖기 때문에, 성형성의 관점에서는 높은 신장 플랜지성이나 굽힘성을 갖는 강판이 적합하다. 또한, 부품의 퍼포먼스의 관점에서는, 강판의 항복비(YR＝항복 강도 YS/인장 강도 TS)를 증가함으로써, 충돌 시에 있어서의 충격 흡수 에너지의 상승이 실현된다. 또한, 부품의 치수 정밀도의 관점에서는, 강판의 항복비(YR)를 일정 범위로 제어함으로써, 강판 성형 후의 스프링 백을 억제하고, 부품의 치수 정밀도를 제어하는 것이 가능해진다. 자동차 부품으로의 고강도 강판의 적용 비율을 증가시키려면, 이들 특성을 종합적으로 만족하는 것이 요망되고 있다.

또한, 1180㎫급 이상의 고강도 강판의 적용 시에 있어서는 인성의 저하가 우려되기 때문에, 높은 인성을 갖는 것이 기대된다.

이들 요구에 대하여, 예를 들면, 특허문헌 1에서는, 인장 강도가 980㎫ 이상, 또한, 0.2％ 내력이 700㎫ 이상의 영역에 있어서, 연성, 신장 플랜지성, 용접성에 더하여, 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연 강판이 제공되어 있다.

특허문헌 2에서는, 연성과 신장 플랜지성이 우수하고, 고항복비를 갖는 인장 강도가 1180㎫ 이상의 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법이 제공되어 있다.

특허문헌 3에서는, 인장 강도가 1.4㎬ 이상, 또한, 전체 신장이 8.0％ 이상이고, 우수한 인성, 스케일 밀착성 및 스케일 박리성을 갖는 열처리 강판 부재 및 그의 제조 방법이 제안되어 있다.

특허문헌 4에서는, 인장 강도가 1.4㎬ 이상, 또한, 항복비가 0.65 이상이고, 우수한 인성, 스케일 밀착성 및 스케일 박리성을 갖는 열처리 강판 부재 및 그의 제조 방법이 제안되어 있다.

특허문헌 5에서는, 인장 강도가 1320㎫ 이상이고, 우수한 연성 및 신장 플랜지성을 갖는 고강도 강판 및 그의 제조 방법이 제공되어 있다.

특허문헌 6에서는, 인장 강도가 1320㎫ 이상이고, 우수한 연성, 신장 플랜지성 및 굽힘 가공성을 갖는 고강도 강판 및 그의 제조 방법이 제공되어 있다.

일본공개특허공보 2015-200012호 일본특허 제6172298호 공보 WO2016/163468호 공보 WO2016/163469호 공보 WO2017/138503호 공보 WO2017/138504호 공보

그러나, 특허문헌 1, 2, 5 및 6에 기재된 고강도 강판에서는, 인성에 대해서 고려되어 있지 않다. 또한, 특허문헌 3 및 4에 기재된 열처리 강판 부재에서는, 신장 플랜지성 및 굽힘성에 대해서 고려되어 있지 않다. 이와 같이, 강도, 부품의 치수 정밀도, 신장 플랜지성, 굽힘성 및 인성을 종합적으로 만족하는 강판은 존재하지 않는다.

본 발명은, 이러한 사정을 감안하여 개발된 것으로, 부품의 치수 정밀도, 신장 플랜지성, 굽힘성 및 인성이 우수한 1180㎫ 이상의 고강도 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

또한, 본 발명에 있어서, 부품의 치수 정밀도가 우수하다는 것은, 부품의 치수 정밀도의 지표인 항복비(YR)가 65％ 이상 85％ 이하로 한다. 또한, YR은 다음식 (1)로 구해진다.

YR＝YS/TS‥‥(1)

또한, 신장 플랜지성이 우수하다는 것은, 신장 플랜지성의 지표인 구멍 확장률(λ)의 값이 30％ 이상인 것을 의미한다.

또한, 굽힘성은 굽힘 시험의 합격률로 평가하고, 굽힘 반경(R)을 판두께(t)로 나눈 값 R/t이 5 이하가 되는 최대의 R에 있어서, 5샘플의 굽힘 시험을 실시하고, 이어서, 굽힘 정점의 능선부에 있어서의 균열 발생 유무의 평가를 행하여, 5샘플 모두 깨지지 않는 경우, 즉, 합격률 100％인 경우만, 굽힘성이 우수하다고 판단했다.

또한, 인성이 우수하다는 것은, 샤르피 충격 시험으로부터 얻어진 취성-연성 전이 온도를 －40℃ 이하로 한다.

본 발명자들은, 상기한 과제를 달성하기 위해, 예의 검토를 거듭한 결과, 이하의 점을 발견했다.

(1) 경질상(마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트)을 주체로 하는 조직으로 함으로써, 신장 플랜지성을 30％ 이상으로 실현할 수 있다.

(2) 잔류 오스테나이트의 체적률에 대한 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도의 비를 0.05 이상 0.40 이하로 함으로써, 부품의 치수 정밀도의 지표인 YR을 65％ 이상 85％ 이하로 실현할 수 있다.

(3) 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경을 5.3㎛ 이하로 함으로써, 인성의 지표인 취성-연성 전이 온도를 －40℃ 이하로 실현할 수 있다.

(4) 더욱 바람직하게는, 표층 연화 두께를 10㎛ 이상 100㎛ 이하로 함으로써, 굽힘성을 향상할 수 있다.

본 발명은, 상기 인식에 기초하여 이루어진 것이다. 즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.

[1] 질량％로,

C: 0.09％ 이상 0.37％ 이하,

Si: 0.70％ 초과 2.00％ 이하,

Mn: 2.60％ 이상 3.60％ 이하,

P: 0.001％ 이상 0.100％ 이하,

S: 0.0200％ 이하,

Al: 0.010％ 이상 1.000％ 이하 및

N: 0.0100％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성으로서,

탄소 농도가 0.7×[％C]보다 크고 1.5×[％C]보다 작은 마르텐사이트가 면적률로 55％ 이상이고,

탄소 농도가 0.7×[％C] 이하인 템퍼링 마르텐사이트가 면적률로 5％ 이상 40％ 이하이고,

잔류 오스테나이트의 체적률에 대한 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도의 비가 0.05 이상 0.40 이하이고,

상기 마르텐사이트 및 상기 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경이 각각 5.3㎛ 이하인 강 조직을 갖고,

인장 강도가 1180㎫ 이상인 고강도 강판.

또한, [％C]는, 강 중의 성분 원소 C의 함유량(질량％)을 나타낸다.

[2] 상기 강 조직은, 추가로, 표층 연화 두께가 10㎛ 이상 100㎛ 이하인 [1]에 기재된 고강도 강판.

[3] 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로,

Ti: 0.001％ 이상 0.100％ 이하,

Nb: 0.001％ 이상 0.100％ 이하,

V: 0.001％ 이상 0.100％ 이하,

B: 0.0001％ 이상 0.0100％ 이하,

Mo: 0.010％ 이상 0.500％ 이하,

Cr: 0.01％ 이상 1.00％ 이하,

Cu: 0.01％ 이상 1.00％ 이하,

Ni: 0.01％ 이상 0.50％ 이하,

Sb: 0.001％ 이상 0.200％ 이하,

Sn: 0.001％ 이상 0.200％ 이하,

Ta: 0.001％ 이상 0.100％ 이하,

Ca: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하,

Mg: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하,

Zn: 0.001％ 이상 0.020％ 이하,

Co: 0.001％ 이상 0.020％ 이하,

Zr: 0.001％ 이상 0.020％ 이하,

REM: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하 중으로부터 선택되는 적어도 1종을 함유하는 [1] 또는 [2]에 기재된 고강도 강판.

[4] 추가로, 강판 표면에 도금층을 갖는 [1] 내지 [3] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판.

[5] [1] 내지 [3] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로서, 열간 압연, 산세정 및 냉간 압연을 실시하여 얻어진 냉연판을,

250℃ 이상 700℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 가열 속도가 10℃/s 이상, 가열 온도가 850℃ 이상 950℃ 이하의 조건으로 가열하고,

이어서, 50℃ 이상 400℃ 이하의 온도역에 있어서의 체류 시간이 70s 이상 700s 이하, 또한, 50℃ 이상 250℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도가 10.0℃/s 이하가 되는 조건으로 냉각하는 어닐링을 행하는 고강도 강판의 제조 방법.

[6] 상기 가열 온도역에서의 산소 농도가 2ppm 이상 30ppm 이하, 또한, 노점이 －35℃ 이상인 [5]에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

[7] 상기 어닐링 후에, 추가로 도금 처리를 실시하는 [5] 또는 [6]에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 부품의 치수 정밀도, 신장 플랜지성, 굽힘성 및 인성이 우수한 1180㎫ 이상의 고강도 강판을 얻을 수 있다. 또한, 본 발명의 고강도 강판을, 예를 들면, 자동차 구조 부재에 적용함으로써 차체 경량화에 의한 연비 향상을 도모할 수 있다. 따라서, 산업상의 이용 가치는 매우 크다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

이하, 본 발명의 실시 형태에 대해서 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시 형태에 한정되지 않는다.

우선, 고강도 강판의 성분 조성의 적정 범위 및 그의 한정 이유에 대해서 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서, 강의 성분 원소의 함유량을 나타내는 「％」는, 특별히 명기하지 않는 한 「질량％」를 의미한다.

C: 0.09％ 이상 0.37％ 이하

C는, 강의 중요한 기본 성분 중 하나이고, 특히 본 발명에서는, 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 분율이나, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도에 영향을 주는 중요한 원소이다. C의 함유량이 0.09％ 미만에서는, 마르텐사이트의 분율이 감소하고, 1180㎫ 이상의 TS를 실현하는 것이 곤란해진다. 한편, C의 함유량이 0.37％를 초과하면, 템퍼링 마르텐사이트의 분율이 감소하고, 신장 플랜지성의 지표인 구멍 확장률(λ)을 30％ 이상으로 실현하는 것이 곤란해진다. 따라서, C의 함유량은, 0.09％ 이상 0.37％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.10％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.36％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.11％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 0.35％ 이하로 한다.

Si: 0.70％ 초과 2.00％ 이하

Si는, 연속 어닐링 중의 탄화물 생성을 억제하고, 잔류 오스테나이트의 생성을 촉진하는 점에서, 잔류 오스테나이트의 분율이나, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도에 영향을 주는 원소이다. Si의 함유량이 0.70％ 이하에서는, 잔류 오스테나이트를 생성할 수 없고, YR을 소망하는 범위 내로 제어할 수 없다. 한편, Si의 함유량이 2.00％를 초과하면, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도가 과도하게 증가하고, 펀칭 시에 잔류 오스테나이트로부터 변태하는 마르텐사이트의 경도가 크게 상승하기 때문에, 펀칭 및 구멍 확장 시의 보이드의 생성이 증가해 버려, λ가 감소한다. 따라서, Si의 함유량은, 0.70％ 초과 2.00％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.80％ 이상으로 한다. 바람직하게는 1.80％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.90％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 1.70％ 이하로 한다.

Mn: 2.60％ 이상 3.60％ 이하

Mn은, 강의 중요한 기본 성분 중 하나이고, 특히 본 발명에서는, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 분율에 영향을 주는 중요한 원소이다. Mn의 함유량이 2.60％ 미만에서는, 마르텐사이트의 분율이 감소하고, 1180㎫ 이상의 TS를 실현하는 것이 곤란해진다. 한편, Mn의 함유량이 3.60％를 초과하면, 템퍼링 마르텐사이트의 분율이 감소하고, λ를 30％ 이상으로 실현하는 것이 곤란해진다. 따라서, Mn의 함유량은, 2.60％ 이상 3.60％ 이하로 한다. 바람직하게는 2.65％ 이상으로 한다. 바람직하게는 3.50％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 2.70％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 3.40％ 이하로 한다.

P: 0.001％ 이상 0.100％ 이하

P는, 고용 강화의 작용을 갖고, 강판의 강도를 상승시킬 수 있는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, P의 함유량을 0.001％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, P의 함유량이 0.100％를 초과하면, 구(舊)오스테나이트 입계에 편석(segregate)되어 입계(grain boundary)를 취화(embrittle)시키기 때문에, 인성이 저하해 버려, 소망하는 취성-연성 전이 온도를 실현할 수 없다. 또한, P는 강판의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, λ가 저하된다. 따라서, P의 함유량은, 0.001％ 이상 0.100％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.002％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.070％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.003％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 0.050％ 이하로 한다.

S: 0.0200％ 이하

S는, 황화물로서 존재하고, 강의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, λ가 저하된다. 또한, 굽힘성도 저하된다. 그 때문에, S의 함유량은 0.0200％ 이하로 할 필요가 있다. 또한, S의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 생산 기술상의 제약으로부터, S의 함유량은 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 따라서, S의 함유량은 0.0200％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0001％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.0050％ 이하로 한다.

Al: 0.010％ 이상 1.000％ 이하

Al은, 연속 어닐링 중의 탄화물 생성을 억제하고, 잔류 오스테나이트의 생성을 촉진하는 점에서, 잔류 오스테나이트의 분율이나, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도에 영향을 주는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Al의 함유량을 0.010％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Al 함유량이 1.000％를 초과하면, 페라이트가 생성되어, YR을 소망하는 범위 내로 제어할 수 없다. 따라서, Al의 함유량은, 0.010％ 이상 1.000％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.015％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.500％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.020％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 0.100％ 이하로 한다.

N: 0.0100％ 이하

N은, 질화물로서 존재하고, 강판의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, λ가 저하된다. 또한, 굽힘성도 저하된다. 그 때문에, N의 함유량은 0.0100％ 이하로 할 필요가 있다. 또한, N의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 생산 기술상의 제약으로부터, N의 함유량은 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 따라서, N의 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0005％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.0050％ 이하로 한다.

본 발명의 고강도 강판은, 상기의 성분 조성에 더하여, 추가로, 질량％로, Ti: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, Nb: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, V: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, B: 0.0001％ 이상 0.0100％ 이하, Mo: 0.010％ 이상 0.500％ 이하, Cr: 0.01％ 이상 1.00％ 이하, Cu: 0.01％ 이상 1.00％ 이하, Ni: 0.01％ 이상 0.50％ 이하, Sb: 0.001％ 이상 0.200％ 이하, Sn: 0.001％ 이상 0.200％ 이하, Ta: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, Ca: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하, Mg: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하, Zn: 0.001％ 이상 0.020％ 이하, Co: 0.001％ 이상 0.020％ 이하, Zr: 0.001％ 이상 0.020％ 이하, REM: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하 중으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소가, 단독으로, 혹은 조합하여 함유되는 것이 바람직하다.

Ti, Nb 및 V는, 열간 압연 시 혹은 연속 어닐링 시에, 미세한 탄화물, 질화물 혹은 탄질화물을 형성함으로써, 강판의 강도를 상승시킨다. 또한, Ti, Nb 및 V를 첨가함으로써, 연속 어닐링 시의 승온 과정에서의 재결정 온도가 상승하고, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경이 감소하는 점에서, 강판의 인성을 향상시킬 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ti, Nb 및 V의 함유량을, 각각 0.001％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Ti, Nb 및 V의 함유량이 각각 0.100％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성되고, 강판의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, λ가 저하된다. 또한, 굽힘성도 저하된다. 따라서, Ti, Nb 및 V를 첨가하는 경우, 그 함유량은 각각 0.001％ 이상 0.100％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.005％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.060％ 이하로 한다.

B는, 마르텐사이트 변태 개시 온도를 저하시키는 일 없이, 퀀칭성을 향상시킬 수 있는 원소이고, 연속 어닐링 시의 냉각 과정에서의 페라이트의 생성을 억제하는 것이 가능하다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, B의 함유량을 0.0001％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, B의 함유량이 0.0100％를 초과하면, 열간 압연 중에 강판 내부에 균열이 발생하고, 강판의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, λ가 저하된다. 또한, 굽힘성도 저하된다. 따라서, B를 첨가하는 경우, 그 함유량은 0.0001％ 이상 0.0100％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0002％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.0050％ 이하로 한다.

Mo는, 퀀칭성을 향상시키는 원소이고, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 생성시키는 데에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Mo의 함유량을 0.010％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Mo의 함유량이 0.500％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 증가하고, 강판의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, λ가 저하된다. 또한, 굽힘성도 저하된다. 따라서, Mo를 첨가하는 경우, 그 함유량은 0.010％ 이상 0.500％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.020％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.450％ 이하로 한다.

Cr 및 Cu는, 고용 강화 원소로서의 역할 뿐만 아니라, 연속 어닐링 시의 냉각 과정에서, 오스테나이트를 안정화하고, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 생성을 용이하게 한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Cr 및 Cu의 함유량은, 각각 0.01％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Cr 및 Cu의 함유량이 각각 1.00％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성되고, 강판의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, λ가 저하된다. 또한, 굽힘성도 저하된다. 따라서, Cr 및 Cu를 첨가하는 경우, 그 함유량은 각각 0.01％ 이상 1.00％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.02％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.70％ 이하로 한다.

Ni는, 퀀칭성을 향상시키는 원소이고, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 생성시키는 데에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ni의 함유량은 0.01％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Ni의 함유량이 0.50％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 증가하고, 강판의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, λ가 저하된다. 또한, 굽힘성도 저하된다. 따라서, Ni를 첨가하는 경우, 그 함유량은 0.01％ 이상 0.50％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.02％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.45％ 이하로 한다.

Sb 및 Sn은, 표층 연화 두께를 제어하는 데에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Sb 및 Sn의 함유량은, 각각 0.001％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Sb 및 Sn의 함유량이 각각 0.200％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 증가하고, 강판의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, λ가 저하된다. 또한, 굽힘성도 저하된다. 따라서, Sb 및 Sn을 첨가하는 경우, 그 함유량은 각각 0.001％ 이상 0.200％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.005％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.100％ 이하로 한다.

Ta는, Ti, Nb 및 V와 마찬가지로, 열간 압연 시 혹은 연속 어닐링 시에, 미세한 탄화물, 질화물 혹은 탄질화물을 형성함으로써, 강판의 강도를 상승시킨다. 더하여, Ta에는, Nb 탄화물이나 Nb 탄질화물에 일부 고용하고, (Nb, Ta)(C, N)과 같은 복합 석출물을 생성하고, 석출물의 조대화를 현저하게 억제하고, 석출 강화에 의한 강판의 강도 향상으로의 기여율을 안정화시키는 효과가 있다고 생각된다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ta의 함유량은 0.001％로 할 필요가 있다. 한편, Ta의 함유량이 0.100％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성되고, 강판의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, λ가 저하된다. 또한, 굽힘성도 저하된다. 따라서, Ta를 첨가하는 경우, 그 함유량은 0.001％ 이상 0.100％ 이하로 한다.

Ca 및 Mg는, 탈산에 이용하는 원소임과 함께, 황화물의 형상을 구(球) 형상화하고, 강판의 극한 변형능을 향상하기 위해 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ca 및 Mg의 함유량은, 각각 0.0001％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Ca 및 Mg의 함유량이 각각 0.0200％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성되고, 강판의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, λ가 저하된다. 또한, 굽힘성도 저하된다. 따라서, Ca 및 Mg를 첨가하는 경우, 그 함유량은 각각 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하로 한다.

Zn, Co 및 Zr은, 모두 개재물의 형상을 구 형상화하고, 강판의 극한 변형능을 향상하기 위해 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Zn, Co 및 Zr의 함유량은, 각각 0.001％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Zn, Co 및 Zr의 함유량이 각각 0.020％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성되고, 강판의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, λ가 저하된다. 또한, 굽힘성도 저하된다. 따라서, Zn, Co 및 Zr을 첨가하는 경우, 그 함유량은 각각 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하로 한다.

REM은, 개재물의 형상을 구 형상화하고, 강판의 극한 변형능을 향상하기 위해 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, REM의 함유량은, 0.0001％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, REM의 함유량이 0.0200％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성되고, 강판의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, λ가 저하된다. 또한, 굽힘성도 저하된다. 따라서, REM을 첨가하는 경우, 그 함유량은 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하로 한다.

상기 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다. 또한, 상기 임의 성분에 대해서, 함유량이 하한값 미만인 경우에는 본 발명의 효과를 해치지 않기 때문에, 이들 임의 원소를 하한값 미만 포함하는 경우는, 이들 임의 원소를 불가피적 불순물로서 포함하는 것으로 한다.

다음으로, 본 발명의 고강도 강판의 강 조직에 대해서 설명한다.

탄소 농도가 0.7×[％C]보다 크고 1.5×[％C]보다 작은 마르텐사이트의 면적률: 55％ 이상

탄소 농도가 0.7×[％C]보다 크고 1.5×[％C]보다 작은 마르텐사이트를 주상으로 함으로써, 1180㎫ 이상의 TS를 실현하는 것이 가능해진다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 탄소 농도가 0.7×[％C]보다 크고 1.5×[％C]보다 작은 마르텐사이트의 면적률을 55％ 이상으로 할 필요가 있다. 또한, 탄소 농도가 0.7×[％C]보다 크고 1.5×[％C]보다 작은 마르텐사이트의 면적률의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 소망하는 λ 및 YR을 실현하기 위해서는 95％ 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 90％ 이하로 한다. 따라서, 탄소 농도가 0.7×[％C]보다 크고 1.5×[％C]보다 작은 마르텐사이트의 면적률은 55％ 이상으로 한다. 바람직하게는 56％ 이상으로 한다. 바람직하게는 95％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 57％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 90％ 이하로 한다. 또한, 탄소 농도가 0.7×[％C]보다 크고 1.5×[％C]보다 작은 마르텐사이트는 퀀칭 마르텐사이트라고 정의할 수도 있다. 또한, [％C]는, 강 중의 성분 원소 C의 함유량(질량％)을 나타낸다.

탄소 농도가 0.7×[％C] 이하인 템퍼링 마르텐사이트의 면적률: 5％ 이상 40％ 이하

탄소 농도가 0.7×[％C] 이하인 템퍼링 마르텐사이트를, 탄소 농도가 0.7×[％C]보다 크고 1.5×[％C]보다 작은 마르텐사이트에 인접시킴으로써, 소망하는 λ 및 YR을 실현할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 탄소 농도가 0.7×[％C] 이하인 템퍼링 마르텐사이트의 면적률을 5％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 탄소 농도가 0.7×[％C] 이하인 템퍼링 마르텐사이트가 40％를 초과하면, 탄소 농도가 0.7×[％C]보다 크고 1.5×[％C]보다 작은 마르텐사이트의 면적률이 감소해 버려, 1180㎫ 이상의 TS를 실현하는 것이 곤란해진다. 따라서, 탄소 농도가 0.7×[％C] 이하인 템퍼링 마르텐사이트의 면적률은 5％ 이상 40％ 이하로 한다. 바람직하게는 6％ 이상으로 한다. 바람직하게는 39％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 7％ 이상으로 한다. 바람직하게는 38％ 이상으로 한다. 또한, 탄소 농도가 0.7×[％C] 이하인 템퍼링 마르텐사이트는 베이나이트라고 정의할 수도 있다. 또한, [％C]는, 강 중의 성분 원소 C의 함유량(질량％)을 나타낸다.

여기에서, 탄소 농도가 0.7×[％C]보다 크고 1.5×[％C]보다 작은 마르텐사이트의 면적률 및, 탄소 농도가 0.7×[％C] 이하인 템퍼링 마르텐사이트의 면적률의 측정 방법은, 이하와 같다.

강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면(L 단면)이 관찰면이 되도록 시료를 잘라낸 후, 관찰면을 다이아몬드 페이스트로 연마하고, 그 후, 알루미나를 이용하여 마무리 연마를 실시한다. 전자선 마이크로 애널라이저(EPMA; Electron Probe Micro Analyzer)를 이용하여, 가속 전압을 7㎸, 측정 영역을 22.5㎛×22.5㎛의 조건으로 3시야 측정하고, 측정 후의 데이터를 검량선법에 의해 탄소 농도로 변환했다. 3시야의 데이터를 합계하고, 탄소 농도가 0.7×[％C]보다 크고 1.5×[％C]보다 작은 영역을 마르텐사이트, 탄소 농도가 0.7×[％C] 이하의 영역을 템퍼링 마르텐사이트라고 정의함으로써, 각각의 면적률을 산출했다.

잔류 오스테나이트의 체적률에 대한 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도의 비: 0.05 이상 0.40 이하

본 발명에 있어서, 잔류 오스테나이트의 체적률에 대한 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도의 비(잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도 [질량％]/잔류 오스테나이트의 체적률 [체적％])는, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 잔류 오스테나이트의 체적률 및 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도를 동시에 제어함으로써, 소망하는 YR을 실현할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 잔류 오스테나이트의 체적률에 대한 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도의 비를 0.05 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 잔류 오스테나이트의 체적률에 대한 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도의 비가 0.40을 초과하면, 펀칭 시에 잔류 오스테나이트로부터 변태하는 마르텐사이트의 경도가 크게 상승하기 때문에, 펀칭 및 구멍 확장 시의 보이드의 생성이 증가해 버려, λ가 감소한다. 또한, YR이 증가한다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 체적률에 대한 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도의 비는 0.05 이상 0.40 이하로 한다. 바람직하게는 0.07 이상으로 한다. 바람직하게는 0.38 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.09 이상으로 한다. 바람직하게는 0.36 이하로 한다.

여기에서, 잔류 오스테나이트의 체적률에 대한 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도의 비의 측정 방법은, 이하와 같다.

강판 표층으로부터 판두께 1/4 위치(강판 표면으로부터 깊이 방향으로 판두께의 1/4에 상당하는 위치)가 관찰면이 되도록, 연삭 후, 화학 연마에 의해 추가로 0.1㎜ 연마했다. 그 면에 대해서, X선 회절 장치에 의해, Co의 Kα선원을 이용하여, 오스테나이트의 (200)면, (220)면, (311)면과, 페라이트의 (200)면, (211)면, (220)면의 적분 반사 강도를 측정하고, 페라이트의 각 면으로부터의 적분 반사 강도에 대한 오스테나이트의 각 면으로부터의 적분 반사 강도의 강도비로부터 오스테나이트의 체적률을 구하고, 이를 잔류 오스테나이트의 체적률로 했다. 또한, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도는, 우선 잔류 오스테나이트의 격자 정수를 오스테나이트의 (220)면의 회절 피크 시프트량으로부터 식 (2)에 의해 산출하고, 얻어진 잔류 오스테나이트의 격자 정수를 식 (3)에 대입함으로써 산출했다.

a＝1.79021√2/sinθ　…(2)

a＝3.578＋0.00095[Mn]＋0.022[N]＋0.0006[Cr]＋0.0031[Mo]＋0.0051[Nb]＋0.0039[Ti]＋0.0056[Al]＋0.033[C]　…(3)

여기에서, a는 잔류 오스테나이트의 격자 정수(Å), θ는 (220)면의 회절 피크 각도를 2로 나눈 값(rad), [M]은 잔류 오스테나이트 중의 원소 M의 질량％이다. 본 발명에서는 잔류 오스테나이트 중의 C 이외의 원소 M의 질량％는, 강 전체에 차지하는 질량％로 했다.

마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경: 5.3㎛ 이하

본 발명에 있어서, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경은, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 소망하는 재질을 얻기 위해서는, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 조직의 미세화가 중요하다. 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트는 함께 오스테나이트로부터 생성되기 때문에, 마르텐사이트와 템퍼링 마르텐사이트의 결정 입경은 함께 오스테나이트의 결정 입경의 영향을 받는다. 그 때문에, 마르텐사이트와 템퍼링 마르텐사이트를 각각 구별하여, 개개의 입경을 제어할 필요는 없고, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경을 감소시킴으로써, 강판의 인성을 향상할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경을 각각 5.3㎛ 이하로 할 필요가 있다. 또한, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경의 하한은 각각 특별히 규정하지 않지만, 소망하는 YR을 실현하기 위해서는 1.0㎛ 이상인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 2.0㎛ 이상으로 한다. 따라서, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경을 각각 5.3㎛ 이하로 한다. 바람직하게는 1.0㎛ 이상으로 한다. 바람직하게는 5.0㎛ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 2.0㎛ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 4.9㎛ 이하로 한다.

여기에서, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경의 측정 방법은, 이하와 같다.

강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면(L 단면)을 습식 연마 및 콜로이달 실리카 용액을 이용한 버프 연마에 의해 표면을 평활화한 후, 0.1vol.％ 나이탈로 부식함으로써, 시료 표면의 요철을 최대한 저감하고, 또한, 가공 변질층을 완전히 제거하고, 이어서, 판두께 1/4 위치에 대해서, SEM-EBSD(Electron Back-Scatter Diffraction; 전자선 후방 산란 회절)법을 이용하여, 스텝 사이즈 0.05㎛의 조건으로 결정 방위를 측정하고, 얻어진 데이터를, AMETEK EDAX사의 OIM Analysis를 이용하여, 픽셀 간 방위차가 5° 이상인 경우를 입계라고 정의함으로써 산출했다. 여기에서 본 데이터는, 원 데이터를 Grain Dilation법(Grain Tolerance Angle: 5, Minimum Grain Size: 2)을 이용하여 클린 업 처리를 1회 처리한 후, CI(Confidence Index)＞0.05를 문턱값으로 설정했다.

표층 연화 두께: 10㎛ 이상 100㎛ 이하(적합 조건)

판두께 1/4 위치와 비교하여, 강판의 표층부를 연화시킴으로써, 소망하는 굽힘성을 실현할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 표층 연화 두께를 10㎛ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 소망하는 TS를 실현하기 위해서는, 표층 연화 두께가 100㎛ 이하인 것이 바람직하다. 따라서, 표층 연화 두께는 10㎛ 이상 100㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 12㎛ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 80㎛ 이하로 한다. 더욱 바람직하게는 15㎛ 이상으로 한다. 더욱 바람직하게는 60㎛ 이하로 한다.

여기에서, 표층 연화 두께의 측정 방법은, 이하와 같다.

강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면(L 단면)을 습식 연마에 의해 표면을 평활화한 후, 비커스 경도계를 이용하여, 하중 25gf로, 표층으로부터 5㎛의 위치에서 판두께 중심까지, 5㎛ 간격으로 측정을 행했다. 판두께 1/4 위치에서 얻어진 경도보다 85％ 감소한 경도가 차지하는 영역을 연화 영역으로 하고, 강판 표층으로부터의 연화 영역을 표층 연화 두께로 정의했다.

또한, 본 발명에 따르는 강 조직에서는, 전술한 마르텐사이트(퀀칭 마르텐사이트), 템퍼링 마르텐사이트(베이나이트) 및, 잔류 오스테나이트 이외에, 페라이트, 펄라이트, 시멘타이트 등의 탄화물이나 그 외 강판의 조직으로서 공지의 것이, 면적률로 3％ 이하의 범위이면, 포함되어 있어도, 본 발명의 효과가 손상될 일은 없다. 또한, 그 외의 강판의 조직(잔부 조직)은, 예를 들면 SEM 관찰로 확인하여 판정하면 좋다.

본 발명의 고강도 강판의 성분 조성 및 강 조직은 상기와 같다. 또한, 고강도 강판의 판두께는 특별히 한정되지 않지만, 통상, 0.3㎜ 이상 2.8㎜ 이하이다.

또한, 본 발명의 고강도 강판은, 추가로 강판 표면에 도금층을 구비해도 좋다. 도금층의 종류는 특별히 한정되지 않고, 예를 들면, 용융 도금층, 전기 도금층의 어느 것이라도 좋다. 또한, 도금층은 합금화된 도금층이라도 좋다. 도금층은 아연 도금층이 바람직하다. 아연 도금층은 Al이나 Mg를 함유해도 좋다. 또한, 용융 아연-알루미늄-마그네슘 합금 도금(Zn-Al-Mg 도금층)도 바람직하다. 이 경우, Al 함유량을 1질량％ 이상 22질량％ 이하, Mg 함유량을 0.1질량％ 이상 10질량％ 이하로 하고 잔부는 Zn으로 하는 것이 바람직하다. 또한, Zn-Al-Mg 도금층인 경우, Zn, Al, Mg 이외에, Si, Ni, Ce 및 La로부터 선택되는 1종 이상을 합계로 1질량％ 이하 함유해도 좋다. 또한, 도금 금속은 특별히 한정되지 않기 때문에, 상기와 같은 Zn 도금 이외에, Al 도금 등이라도 좋다.

또한, 도금층의 조성도 특별히 한정되지 않고, 일반적인 것이면 좋다. 예를 들면, 용융 아연 도금층이나 합금화 용융 아연 도금층인 경우, 일반적으로는, Fe: 20질량％ 이하, Al: 0.001질량％ 이상 1.0질량％ 이하를 함유하고, 또한, Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, REM으로부터 선택하는 1종 또는 2종 이상을 합계로 0질량％ 이상 3.5질량％ 이하 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성이다. 본 발명에서는, 편면당의 도금 부착량이 20∼80g/㎡의 용융 아연 도금층, 이것이 추가로 합금화된 합금화 용융 아연 도금층을 갖는 것이 바람직하다. 또한, 도금층이 용융 아연 도금층인 경우에는 도금층 중의 Fe 함유량이 7질량％ 미만이고, 합금화 용융 아연 도금층인 경우에는 도금층 중의 Fe 함유량은 7∼20질량％이다.

다음으로, 본 발명의 제조 방법에 대해서 설명한다.

본 발명에 있어서, 강 소재(강 슬래브)의 용제 방법은 특별히 한정되지 않고, 전로(converter)나 전기로(electric furnace) 등, 공지의 용제 방법(melting furnace) 모두가 적합하다. 또한, 강 슬래브(슬래브)는, 매크로 편석을 방지하기 위해, 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하지만, 조괴법이나 박슬래브 주조법 등에 의해 제조하는 것도 가능하다. 또한, 강 슬래브를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각하고, 그 후 재차 가열하는 종래법에 더하여, 실온까지 냉각하지 않고, 온편인 채로 가열로에 장입하거나, 혹은, 약간의 보열을 행한 후에 곧바로 압연하는 직송 압연·직접 압연 등의 에너지 절약 프로세스도 문제 없이 적용할 수 있다. 슬래브를 가열하는 경우는, 탄화물의 용융이나, 압연 하중의 저감의 관점에서, 슬래브 가열 온도를 1100℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 스케일 손실의 증대를 방지하기 위해, 슬래브 가열 온도는 1300℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 슬래브 가열 온도는 슬래브 표면의 온도이다. 또한, 슬래브는 통상의 조건으로 조압연에 의해 시트 바로 되지만, 가열 온도를 낮게 한 경우는, 열간 압연 시의 트러블을 방지하는 관점에서, 마무리 압연 전에 바 히터 등을 이용하여 시트 바를 가열하는 것이 바람직하다. 마무리 압연은, 압연 부하의 증대나, 오스테나이트의 미재결정 상태에서의 압하율이 높아져, 압연 방향으로 신장한 이상(異常)인 조직이 발달한 결과, 어닐링판의 가공성을 저하시키는 경우가 있기 때문에, Ar₃ 변태점 이상의 마무리 압연 온도에서 행하는 것이 바람직하다. 또한, 열간 압연 후의 권취 온도는, 어닐링판의 가공성을 저하하는 우려가 있는 점에서, 300℃ 이상 700℃ 이하에서 행하는 것이 바람직하다.

또한, 열연 시에 조압연판끼리를 접합하여 연속적으로 마무리 압연을 행해도 좋다. 또한, 조압연판을 일단 권취해도 상관 없다. 또한, 열간 압연 시의 압연 하중을 저감하기 위해 마무리 압연의 일부 또는 전부를 윤활 압연으로 해도 좋다. 윤활 압연을 행하는 것은, 강판 형상의 균일화, 재질의 균일화의 관점에서도 유효하다. 또한, 윤활 압연 시의 마찰 계수는, 0.10 이상 0.25 이하의 범위로 하는 것이 바람직하다.

이와 같이 하여 제조한 열연 강판에, 산세정을 행한다. 산세정은 강판 표면의 산화물의 제거가 가능한 점에서, 최종 제품의 고강도 강판에 있어서의 양호한 화성 처리성이나 도금 품질의 확보를 위해 중요하다. 또한, 산세정은, 1회라도 좋고, 복수회로 나누어도 좋다.

상기와 같이 하여 얻어진 열연 후 산세정 처리판에 냉간 압연을 실시할 때, 열연 후 산세정 처리판인 채로 냉간 압연을 실시해도 좋고, 열처리를 실시한 후에 냉간 압연을 실시해도 좋다.

냉간 압연의 조건은 특별히 한정하지 않지만, 냉간 압연에 있어서의 압하율은 30％ 이상 80％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 압연 패스의 횟수, 각 패스의 압하율에 대해서는, 특별히 한정되는 일 없이 본 발명의 효과를 얻을 수 있다.

상기와 같이 하여 얻어진 냉연판에, 어닐링을 행한다. 어닐링 조건은 이하와 같다.

250℃ 이상 700℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 가열 속도: 10℃/s 이상

본 발명에 있어서, 250℃ 이상 700℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 가열 속도는, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 250℃ 이상 700℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 가열 속도를 상승함으로써, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경을 제어하여, 소망하는 인성을 실현할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 250℃ 이상 700℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 가열 속도를 10℃/s 이상으로 할 필요가 있다. 또한, 250℃ 이상 700℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 가열 속도의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 소망하는 YR을 실현하기 위해서는 50℃/s 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 40℃/s 이하로 한다. 따라서, 250℃ 이상 700℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 가열 속도는 10℃/s 이상으로 한다. 바람직하게는 12℃/s 이상으로 한다. 바람직하게는 50℃/s 이하로 한다. 보다 바람직하게는 14℃/s 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 40℃/s 이하로 한다.

가열 온도: 850℃ 이상 950℃ 이하

가열 온도(어닐링 온도)가 850℃ 미만에서는, 페라이트와 오스테나이트의 2상역에서의 어닐링 처리가 되기 때문에, 어닐링 후에 다량의 페라이트를 함유하기 때문에, 소망하는 λ 및 YR을 실현하는 것이 곤란해진다. 한편, 가열 온도가 950℃를 초과하면, 어닐링 중의 오스테나이트의 결정립이 조대화해 버려, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경이 증대하기 때문에, 소망하는 인성을 실현할 수 없다. 따라서, 가열 온도는 850℃ 이상 950℃ 이하로 한다. 바람직하게는 860℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 940℃ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 870℃ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 930℃ 이하로 한다.

또한, 상기 가열 온도에서의 보존유지(保持) 시간은 특별히 한정하지 않지만, 10s 이상 600s 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 가열 온도 이하 400℃ 이상에 있어서의 평균 냉각 속도는 특별히 한정하지 않지만, 5℃/s 이상 30℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.

가열 온도역에 있어서의 산소 농도: 2ppm 이상 30ppm 이하(적합 조건)

어닐링 시, 가열 온도역에 있어서의 산소 농도를 상승시킴으로써, 공기 중의 산소를 통하여 탈탄이 진행되고, 강판 표층부에 연화층이 형성될 수 있고, 그 결과, 소망하는 R/t을 실현할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 가열 온도역에 있어서의 산소 농도를 2ppm 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 소망하는 TS를 실현하기 위해서는, 가열 온도역에 있어서의 산소 농도를 30ppm 이하로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 가열 온도역에 있어서의 산소 농도는 2ppm 이상 30ppm 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 4ppm 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 28ppm 이하로 한다. 더욱 바람직하게는 5ppm 이상으로 한다. 더욱 바람직하게는 25ppm 이하로 한다. 또한, 상기 가열 온도역의 온도는 강판 표면 온도를 기준으로 한다. 즉, 강판 표면 온도가 상기 가열 온도역에 있는 경우에, 산소 농도를 상기 범위로 조정한다.

가열 온도역에 있어서의 노점: －35℃ 이상(적합 조건)

어닐링 시, 가열 온도역에 있어서의 노점을 상승시킴으로써, 공기 중의 수분을 통하여 탈탄이 진행되고, 강판 표층부에 연화층이 형성될 수 있고, 그 결과, 소망하는 R/t을 실현할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 가열 온도역에 있어서의 노점을 －35℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 가열 온도역에 있어서의 노점의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 소망하는 TS를 실현하기 위해서는 15℃ 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 5℃ 이하로 한다. 따라서, 상기 가열 온도역에 있어서의 노점은 －35℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 －30℃ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 15℃ 이하로 한다. 더욱 바람직하게는 －25℃ 이상으로 한다. 더욱 바람직하게는 5℃ 이하로 한다. 또한, 상기 가열 온도역의 온도는 강판 표면 온도를 기준으로 한다. 즉, 강판 표면 온도가 상기 가열 온도역에 있는 경우에, 노점을 상기 범위로 조정한다.

50℃ 이상 400℃ 이하의 온도역에 있어서의 체류 시간: 70s 이상 700s 이하

본 발명에 있어서, 50℃ 이상 400℃ 이하의 온도역에 있어서의 체류 시간은, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 50℃ 이상 400℃ 이하의 온도역에 있어서의 체류 시간을 적정하게 제어함으로써, 잔류 오스테나이트의 체적률 및 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도를 제어할 수 있고, 그 결과, 소망하는 YR을 실현할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 50℃ 이상 400℃ 이하의 온도역에 있어서의 체류 시간을 70s 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 50℃ 이상 400℃ 이하의 온도역에 있어서의 체류 시간이 700s를 초과하면, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도가 증가하고, 펀칭 시에 잔류 오스테나이트로부터 변태하는 마르텐사이트의 경도가 크게 상승하기 때문에, 펀칭 및 구멍 확장 시의 보이드의 생성이 증가해 버려, λ가 감소한다. 또한, YR이 증가한다. 따라서, 50℃ 이상 400℃ 이하의 온도역에 있어서의 체류 시간은 70s 이상 700s 이하로 한다. 바람직하게는 75s 이상으로 한다. 바람직하게는 500s 이하로 한다. 보다 바람직하게는 80s 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 400s 이하로 한다.

50℃ 이상 250℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도: 10.0℃/s 이하

본 발명에 있어서, 50℃ 이상 250℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도는, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 50℃ 이상 250℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도를 적정하게 제어함으로써, 잔류 오스테나이트의 체적률 및 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도를 제어할 수 있고, 그 결과, 소망하는 YR을 실현할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 50℃ 이상 250℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도를 10.0℃/s 이하로 할 필요가 있다. 또한, 50℃ 이상 250℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 소망하는 λ를 실현하기 위해서는, 0.5℃/s 이상인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 1.0℃/s 이상으로 한다. 따라서, 50℃ 이상 250℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도는 10.0℃/s 이하로 한다. 바람직하게는 0.5℃/s 이상으로 한다. 바람직하게는 7.0℃/s로 한다. 보다 바람직하게는 1.0℃/s 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 5.0℃/s로 한다.

50℃ 미만의 냉각은, 특별히 규정할 필요가 없고, 임의의 방법에 의해 소망하는 온도로 냉각해도 좋다. 또한, 상기 소망하는 온도는, 실온 정도가 바람직하다.

또한, 상기의 고강도 강판에 조질 압연(temper rolling)을 실시해도 좋다. 스킨 패스 압연에서의 압하율은, 1.5％를 초과하면, 강의 항복 응력이 상승하여 YR이 증가하는 점에서, 1.5％ 이하로 하는 것이 적합하다. 또한, 스킨 패스 압연에서의 압하율의 하한은, 특별히 한정하지 않지만, 생산성의 관점에서 0.1％ 이상이 바람직하다.

또한, 고강도 강판이 거래 대상이 되는 경우에는, 통상, 실온까지 냉각된 후, 거래 대상이 된다.

본 발명에서는, 어닐링 후에, 추가로 고강도 강판에 도금 처리를 실시해도 좋다. 예를 들면, 도금 처리로서는, 용융 아연 도금 처리, 용융 아연 도금 후에 합금화를 행하는 처리를 예시할 수 있다. 또한, 어닐링과 아연 도금을 1라인으로 연속하여 행해도 좋다. 그 외, Zn-Ni 전기 합금 도금 등의 전기 도금에 의해, 도금층을 형성해도 좋고, 용융 아연-알루미늄-마그네슘 합금 도금을 실시해도 좋다. 또한, 아연 도금인 경우를 중심으로 설명했지만, Zn 도금, Al 도금 등의 도금 금속의 종류는 특별히 한정되지 않는다.

또한, 용융 아연 도금 처리를 실시할 때는, 고강도 강판을, 440℃ 이상 500℃ 이하의 아연 도금욕 중에 침지하여 용융 아연 도금 처리를 실시한 후, 가스 와이핑 등에 의해, 도금 부착량을 조정한다. 용융 아연 도금은 Al량이 0.10질량％ 이상 0.23질량％ 이하인 아연 도금욕을 이용하는 것이 바람직하다. 또한, 아연 도금의 합금화 처리를 실시할 때는, 용융 아연 도금 후에, 470℃ 이상 600℃ 이하의 온도역에서 아연 도금의 합금화 처리를 실시한다. 470℃ 미만에서는, Zn-Fe 합금화 속도가 과도하게 느려져 버려, 생산성이 손상된다. 한편, 600℃를 초과하는 온도에서 합금화 처리를 행하면, 미변태 오스테나이트가 펄라이트로 변태하고, TS가 저하하는 경우가 있다. 따라서, 아연 도금의 합금화 처리를 행할 때는, 470℃ 이상 600℃ 이하의 온도역에서 합금화 처리를 실시하는 것이 바람직하고, 470℃ 이상 560℃ 이하의 온도역에서 합금화 처리를 실시하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 전기 아연 도금 처리를 실시해도 좋다. 또한, 도금 부착량은 편면당 20∼80g/㎡(양면 도금)가 바람직하고, 합금화 용융 아연 도금 강판(GA)은, 하기의 합금화 처리를 실시함으로써 도금층 중의 Fe 농도를 7∼15질량％로 하는 것이 바람직하다.

도금 처리 후의 스킨 패스 압연에서의 압하율은, 0.1％ 이상 2.0％ 이하의 범위가 바람직하다. 0.1％ 미만에서는 효과가 작고, 제어도 곤란한 점에서, 이것이 양호 범위의 하한이 된다. 또한, 2.0％를 초과하면, 생산성이 현저하게 저하하고, 또한, YR이 증가하기 때문에, 이를 양호 범위의 상한으로 한다. 스킨 패스 압연은, 온라인에서 행해도 좋고, 오프라인에서 행해도 좋다. 또한, 한번에 목적의 압하율의 스킨 패스를 행해도 좋고, 수회로 나누어서 행해도 상관 없다.

그 외의 제조 방법의 조건은, 특별히 한정하지 않지만, 생산성의 관점에서, 상기의 어닐링, 용융 아연 도금, 아연 도금의 합금화 처리 등의 일련의 처리는, 용융 아연 도금 라인인 CGL(Continuous Galvanizing Line)에서 행하는 것이 바람직하다. 용융 아연 도금 후는, 도금의 단위 면적당 중량을 조정하기 위해, 와이핑이 가능하다. 또한, 상기한 조건 이외의 도금 등의 조건은, 용융 아연 도금의 상법에 따를 수 있다.

실시예

표 1에 나타내는 성분 조성을 갖고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을 전로에서 용제하고, 연속 주조법으로 슬래브로 했다. 얻어진 슬래브를 가열하고, 열간 압연 후에 산세정 처리를 실시한 후, 냉간 압연을 실시했다.

이어서, 표 2에 나타낸 조건으로 어닐링 처리를 실시하고, 고강도 냉연 강판(CR)을 얻었다. 또한, 일부의 고강도 냉연 강판에 도금 처리를 실시하고, 용융 아연 도금 강판(GI), 합금화 용융 아연 도금 강판(GA) 및, 전기 아연 도금 강판(EG)을 얻었다. 용융 아연 도금욕은, GI에서는, Al: 0.14∼0.19질량％ 함유 아연욕을 사용하고, 또한, GA에서는, Al: 0.14질량％ 함유 아연욕을 사용하고, 욕온도는 470℃로 했다. 도금 부착량은, GI에서는, 편면당 45∼72g/㎡(양면 도금) 정도로 하고, 또한, GA에서는, 편면당 45g/㎡(양면 도금) 정도로 한다. 또한, GA는, 도금층 중의 Fe 농도를 9질량％ 이상 12질량％ 이하로 했다. 도금층을 Zn―Ni 도금층으로 하는 EG에서는, 도금층 중의 Ni 함유량을 9질량％ 이상 25질량％ 이하로 했다.

이상과 같이 하여 얻어진 고강도 냉연 강판 및 각 도금 강판을 공시강(test steel)으로 하여, 이하의 시험 방법에 따라, 인장 특성, 신장 플랜지성, 굽힘성 및 인성을 매겼다.

인장 시험

인장 시험은, JIS Z 2241에 준거하여 행했다. 얻어진 강판으로부터, 강판의 압연 방향에 대하여 직각 방향이 되도록 JIS5호 시험편을 채취하고, 크로스 헤드 속도가 1.67×10^－1㎜/s의 조건으로 인장 시험을 행하여, YS 및 TS를 측정했다. 또한, 본 발명에서는, TS로 1180㎫ 이상을 합격이라고 판단했다. 또한, 부품의 치수 정밀도가 우수하다는 것은, 부품의 치수 정밀도의 지표인 항복비(YR)가 65％ 이상 85％ 이하인 경우를 양호하다고 판단했다. 또한, YR은 전술의 식 (1)에 기재된 계산 방법으로 산출했다.

구멍 확장 시험

구멍 확장 시험은, JIS Z 2256에 준거하여 행했다. 얻어진 강판으로부터, 100㎜×100㎜로 전단 후, 클리어런스 12.5％로 직경 10㎜의 구멍을 펀칭한 후, 내경 75㎜의 다이스를 이용하여 주름 누름력 9ton(88.26kN)으로 억제한 상태로, 꼭지각 60° 의 원추 펀치를 구멍에 밀어넣어 균열 발생 한계에 있어서의 구멍 직경을 측정하고, 하기의 식으로부터, 한계 구멍 확장률: λ(％)를 구하고, 이 한계 구멍 확장률의 값으로부터 구멍 확장성을 평가했다.

한계 구멍 확장률: λ(％)＝{(D_f－D₀)/D₀}×100

단, D_f는 균열 발생 시의 구멍 지름(㎜), D₀은 초기 구멍 지름(㎜)이다.

또한, 본 발명에서는, 신장 플랜지성의 지표인 구멍 확장률(λ)의 값이 강판의 강도에 관계 없이 30％ 이상인 경우를, 신장 플랜지성이 양호하다고 판단했다.

굽힘 시험

굽힘 시험은, JIS Z 2248에 준거하여 행했다. 얻어진 강판으로부터, 강판의 압연 방향에 대하여 평행 방향이 굽힘 시험의 축 방향이 되도록, 폭이 30㎜, 길이가 100㎜의 직사각 형상의 시험편을 채취했다. 그 후, 밀어넣음 하중이 100kN, 밀어붙임 보존유지 시간을 5초로 하는 조건으로, 90° V굽힘 시험을 행했다. 또한, 본 발명에서는, 굽힘성은 굽힘 시험의 합격률로 평가하고, 굽힘 반경(R)을 판두께(t)로 나눈 값 R/t이 5 이하가 되는 최대의 R(예를 들면, 판두께가 1.2㎜인 경우, 굽힘 반경은 7.0㎜)에 있어서, 5샘플의 굽힘 시험을 실시하고, 이어서, 굽힘 정점의 능선부에 있어서의 균열 발생 유무의 평가를 행하여, 5샘플 모두 깨지지 않는 경우, 즉, 합격률 100％인 경우만, 굽힘성이 양호하다고 판단했다. 여기에서, 균열 발생 유무는, 굽힘 정점의 능선부를 디지털 마이크로 스코프(RH-2000: 가부시키가이샤 하이록스 제조)를 이용하여, 40배의 배율로 측정함으로써 평가했다.

샤르피 충격 시험

샤르피 충격 시험은, JIS Z 2242에 준거하여 행했다. 얻어진 강판으로부터, 강판의 압연 방향에 대하여 직각 방향이 V노치 부여 방향이 되도록, 폭이 10㎜, 길이가 55㎜, 길이의 중앙부에 노치 깊이가 2㎜가 되도록 90° 의 V노치를 부여한 시험편을 채취했다. 그 후, －120∼＋120℃의 시험 온도역에서 샤르피 충격 시험을 행하고, 얻어진 취성 파면율로부터 전이 곡선을 구하고, 취성 파면율이 50％가 되는 온도를 취성-연성 전이 온도로 결정했다. 또한, 본 발명에서는, 샤르피 시험으로부터 얻어진 취성-연성 전이 온도가 －40℃ 이하인 경우를, 인성이 양호하다고 판단했다.

또한, 전술한 방법에 따라, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적률, 잔류 오스테나이트의 체적률에 대한 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도의 비, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경 및, 표층 연화 두께를 구했다. 또한, 잔부 조직에 대해서도 조직 관찰로 확인했다.

결과를 표 3에 나타낸다.

표 3에 나타내는 바와 같이, 본 발명예에서는, TS가 1180㎫ 이상이고, 부품의 치수 정밀도, 신장 플랜지성, 굽힘성 및 인성이 우수하다. 한편, 비교예에서는, 강도(TS), 부품의 치수 정밀도(YR), 신장 플랜지성(λ), 굽힘성 및 인성의 어느 하나 이상이 뒤떨어져 있다.

Claims

질량％로,
C: 0.09％ 이상 0.37％ 이하,
Si: 0.70％ 초과 2.00％ 이하,
Mn: 2.60％ 이상 3.60％ 이하,
P: 0.001％ 이상 0.100％ 이하,
S: 0.0200％ 이하,
Al: 0.010％ 이상 1.000％ 이하 및
N: 0.0100％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성으로서,
탄소 농도가 0.7×[％C]보다 크고 1.5×[％C]보다 작은 마르텐사이트가 면적률로 55％ 이상이고,
탄소 농도가 0.7×[％C] 이하인 템퍼링 마르텐사이트가 면적률로 5％ 이상 40％ 이하이고,
잔류 오스테나이트의 체적률에 대한 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도의 비가 0.05 이상 0.40 이하이고,
상기 마르텐사이트 및 상기 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경이 각각 5.3㎛ 이하인 강 조직을 갖고,
상기 강 조직은, 추가로, 표층 연화 두께가 10㎛ 이상 100㎛ 이하이며,
인장 강도가 1180㎫ 이상인 고강도 강판.
또한, [％C]는, 강 중의 성분 원소 C의 함유량(질량％)을 나타낸다.
제1항에 있어서,
상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로,
Ti: 0.001％ 이상 0.100％ 이하,
Nb: 0.001％ 이상 0.100％ 이하,
V: 0.001％ 이상 0.100％ 이하,
B: 0.0001％ 이상 0.0100％ 이하,
Mo: 0.010％ 이상 0.500％ 이하,
Cr: 0.01％ 이상 1.00％ 이하,
Cu: 0.01％ 이상 1.00％ 이하,
Ni: 0.01％ 이상 0.50％ 이하,
Sb: 0.001％ 이상 0.200％ 이하,
Sn: 0.001％ 이상 0.200％ 이하,
Ta: 0.001％ 이상 0.100％ 이하,
Ca: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하,
Mg: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하,
Zn: 0.001％ 이상 0.020％ 이하,
Co: 0.001％ 이상 0.020％ 이하,
Zr: 0.001％ 이상 0.020％ 이하,
REM: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하 중으로부터 선택되는 적어도 1종을 함유하는 고강도 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
추가로, 강판 표면에 도금층을 갖는 고강도 강판.
제1항 또는 제2항에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로서, 열간 압연, 산세정 및 냉간 압연을 실시하여 얻어진 냉연판을,
250℃ 이상 700℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 가열 속도가 10℃/s 이상, 가열 온도가 850℃ 이상 950℃ 이하의 조건으로 가열하고,
이어서, 50℃ 이상 400℃ 이하의 온도역에 있어서의 체류 시간이 70s 이상 700s 이하, 또한, 50℃ 이상 250℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도가 10.0℃/s 이하가 되는 조건으로 냉각하는 어닐링을 행하는 고강도 강판의 제조 방법.
제4항에 있어서,
상기 가열 온도역에서의 산소 농도가 2ppm 이상 30ppm 이하, 또한, 노점이 －35℃ 이상인 고강도 강판의 제조 방법.
제4항에 있어서,
상기 어닐링 후에, 추가로 도금 처리를 실시하는 고강도 강판의 제조 방법.
제5항에 있어서,
상기 어닐링 후에, 추가로 도금 처리를 실시하는 고강도 강판의 제조 방법.