KR20100113643A

KR20100113643A - 구멍 확장성과 연성의 균형이 극히 양호하고, 피로 내구성도 우수한 고강도 강판과 아연 도금 강판 및 이 강판들의 제조 방법

Info

Publication number: KR20100113643A
Application number: KR1020107021357A
Authority: KR
Inventors: 마사후미 아즈마; 노리유키 스즈키; 나오키 마루야마; 나오키 요시나가; 아키노부 무라사토
Original assignee: 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
Priority date: 2008-04-10
Filing date: 2009-04-09
Publication date: 2010-10-21
Also published as: US8460481B2; AU2009234667A1; KR101130837B1; ES2526974T3; AU2009234667B2; JP4659134B2; WO2009125874A1; MX2010010989A; CA2720702A1; PL2264206T3; EP2264206A4; EP2264206A1; BRPI0911458A2; JPWO2009125874A1; CN101999007A; US20110024004A1; CN101999007B; CA2720702C; EP2264206B1

Abstract

본 발명은 자동차, 건재, 가전 제품 등에 적합한 구멍 확장성이나 연성 등의 가공성이나 피로 특성이 우수한 고강도 강판의 제공을 목적으로 하여 이루어진 것으로, 질량%로, C, Si, Mn, P, S, Al, N, O를 규정량 함유하고, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어지는 조성을 가지며, 강판 조직이 주로 페라이트와 경질 조직으로 이루어지고, 경질 조직에 인접하는 어느 하나의 페라이트와 상기 경질 조직과의 결정 방위 차가 9˚미만이며, 인장 최대 힘이 540 MPa 이상인 것을 특징으로 한다.

Description

구멍 확장성과 연성의 균형이 극히 양호하고, 피로 내구성도 우수한 고강도 강판과 아연 도금 강판 및 이 강판들의 제조 방법{HIGH-STRENGTH STEEL SHEETS WHICH ARE EXTREAMELY EXCELLENT IN THE BALANCE BETWEEN BURRING WORKABILITY AND DUCTILITY AND EXCELLENT IN FATIGUE ENDURANCE, ZINC-COATED STEEL SHEETS, AND PROCESSES FOR PRODUCTION OF BOTH}

본 발명은 자동차, 건재, 가전 제품 등의 용도에 적합한 강판으로, 구멍 확장성과 연성의 균형이 극히 양호하고, 피로 내구성도 우수한 고강도 강판과 아연 도금 강판 및 이 강판들의 제조 방법에 관한 것이다.

최근 자동차 분야에서는 충돌 시에 승객을 보호하기 위한 기능의 확보 및 연비 향상을 목적으로 한 경량화를 양립시키기 위하여, 고강도 강판이 사용되고 있다.

특히, 안전 의식이 높아지고, 법 규제가 강화되어 충돌 안전성을 확보할 필요성이 높아지고 있는데, 그 때문에 지금까지 저강도의 강판밖에 사용할 수 없었던 복잡한 형상을 가진 부품에도 고강도 강판을 적용하고자 하는 요구가 있다.

그러나, 재료의 성형성은 재료의 강도가 상승할수록 악화하기 때문에, 복잡 형상을 가진 부품에 고강도 강판을 사용할 때에는 성형성과 고강도 두 가지를 모두 만족하는 강판을 제조할 필요가 있다.

자동차 부재와 같은 복잡한 형상을 가진 부재에 고강도 강판을 사용함에 있어서, 성형성으로서, 예를 들면 연성, 장출 성형성, 구멍 확장성 등의 서로 다른 성형성을 동시에 구비할 것이 요구된다.

또한, 자동차 부재로는 주행 중에 반복 하중을 받기 때문에, 피로 내구성도 우수할 것이 요구된다.

박강판의 성형성으로서 중요한 연성이나 장출 성형성은 가공 경화 지수(n값)와 상관이 있는 것으로 알려져 있고, n값이 높은 강판이 성형성이 우수한 강판으로 알려져 있다.

예를 들면, 연성이나 장출 성형성이 우수한 강판으로서 강판 조직이 페라이트 및 마르텐사이트를 포함한 DP(Dual Phase) 강판이나, 강판 조직 중에 잔류 오스테나이트(예를 들면, 특허 문헌 1, 특허 문헌 2 참조).

한편, 구멍 확장성이 우수한 강판으로서, 강판 조직을 석출 강화한 페라이트 단상 조직으로 한 강판이나 베이나이트 단상 조직으로 한 강판이 알려져 있다 (예를 들면, 특허 문헌 3, 특허 문헌 4, 특허 문헌 5, 특허 문헌 6, 비특허문헌 1 참조).

DP 강판은 연성이 풍부한 페라이트를 주상으로 하고, 경질 조직인 마르텐사이트를 강판 조직 중에 분산시킴으로써, 우수한 연성을 얻는다. 또한, 연질의 페라이트는 변형이 용이하고, 변형과 함께 다량의 전위가 도입되어 경화하므로 DP 강판은 n값도 높다.

그러나, 강판 조직을 연질의 페라이트와 경질의 마르텐사이트로 구성되는 조직으로 하면, 양 조직의 변형 능력이 다르기 때문에 구멍 확장 가공과 같은 큰 가공을 동반하는 경우에는 양 조직의 계면에 미소한 마이크로 보이드가 형성되어, 구멍 확장성이 현저하게 열화된다고 하는 문제가 있다.

특히, 인장 최대 강도가 540MPa 이상인 DP 강판에서는 강판 중의 마르텐사이트 체적율은 비교적 높고, 페라이트와 마르텐사이트의 계면도 많이 존재하기 때문에 계면에 형성된 마이크로 보이드는 용이하게 연결되어, 균열 형성, 파단에 이른다.

이와 같은 이유에서 DP 강판의 구멍 확장성은 떨어지는 것이 알려져 있다(예를 들면, 비특허문헌 2 참조).

또한, DP 강에서는 반복 변형 시에 발생한 균열이 경질 조직을 우회함으로써 피로 내구성(균열 전파 억제성)이 향상되는 것이 알려져 있다. 이는 마르텐사이트나 베이나이트가 페라이트와 비교하여 경질이고, 피로 균열이 전파될 수 없기 때문에 피로 균열은 페라이트측 또는 페라이트와 경질 조직의 계면을 전파하여, 경질 조직을 우회하는 것에 따른 것이다.

DP 강에서는 경질 조직이 변형되기 어렵기 때문에, 반복 변형에 의하여 발생하는 전위 운동이나 표면 요철의 변화는 페라이트측에서의 전위 운동에 의하여 일어난다. 이 때문에 DP 강의 피로 내구성을 한층 향상시키려면, 페라이트에 있어서 피로 균열의 형성을 억제하는 것이 중요하다. 그러나, 페라이트는 연질이고, 페라이트 중에서의 균열 형성을 억제하는 것은 어렵다는 문제가 있다. 이 때문에 DP 강의 피로 내구성을 더 향상시키려면 해결하여야 할 과제가 있다.

강판 조직이 페라이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 TRIP 강판에 있어서도 마찬가지로 구멍 확장성은 낮다. 이는 자동차 부재의 성형 가공인 구멍 확장 가공이나 연신 플랜지 가공이 타발, 또는 기계 절단 후 가공을 실시하는 데 기인하는 것이다.

TRIP 강판에 함유된 잔류 오스테나이트는 가공을 하면, 마르텐사이트로 변태한다. 예를 들면 연인장 가공이나, 장출 가공을 하면, 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태하므로, 가공부를 고강도화하고, 변형의 집중을 억제함으로써 높은 성형성을 확보할 수 있다.

그러나, 일단, 타발이나 절단 등을 실시하면 절단된 단면 근방은 가공을 받기 때문에 강판 조직 중에 포함된 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태된다. 그 결과, DP 강판과 유사한 조직이 되어, 구멍 확장성이나 플랜지 성형성은 떨어지게 된다. 또한, 타발 가공 그 자체가 큰 변형을 수반하는 가공이기 때문에 타발 후에, 페라이트와 경질 조직 (여기에서는 잔류 오스테나이트가 변태한 마르텐사이트) 계면에 마이크로 보이드가 존재하여, 구멍 확장성을 열화시키는 경우도 보고되어 있다.

또는, 입계에 세멘타이트나 펄라이트 조직이 존재하는 강판도 구멍 확장성은 떨어진다. 이것은 페라이트와 세멘타이트의 경계가 미소 보이드 형성의 기점이 되기 때문이다.

또한, 이 TRIP 강판이나 입계에 세멘타이트나 펄라이트 조직이 존재하는 강판도, 경질 조직 때문에 피로 내구성에 있어서는 DP 강과 같다.

이와 같은 사정 때문에, 상기 특허 문헌 3 내지 5 및 비특허 문헌 1에 나타내는 강판의 주상을 베이나이트 또는 석출 강화한 페라이트의 단상 조직으로 하고, 또한, 구멍 확장성을 우수하게 한 고강도 열연강판이 개발되어왔다.

그러나, 강판 조직을 베이나이트 단상 조직으로 하는 강판은 강판 조직을 베이나이트 단상 조직으로 하기 때문에, 냉연 강판의 제조에 있어서는 일단 오스테나이트 단상이 되는 고온까지 가열하여야 하기 때문에 생산성이 나쁘다. 또한, 베이나이트 조직은 전위를 많이 포함하는 조직이기 때문에, 가공성이 떨어지고, 연성이나 장출성을 필요로 하는 부재에는 적용하기 어렵다고 하는 결점이 있다.

또한, 석출 강화한 페라이트의 단상 조직으로 한 강판은 Ti, Nb 또는 Mo 등의 탄화물에 의한 석출 강화를 이용하여 강판을 고강도화하는 동시에, 세멘타이트 등의 형성을 억제함으로써, 780 MPa 이상의 고강도와 우수한 구멍 확장성의 양립을 가능하게 하는 것이다. 그러나, 냉연 및 소둔 공정을 거치는 냉연 강판에서는 그 석출 강화가 활용되기 어렵다고 하는 결점이 있다.

즉, 석출 강화는 페라이트 중에, Nb나 Ti 등의 합금 탄화물이 정합 석출함으로써 실행되지만, 냉연 강판에 있어서는 페라이트는 가공되어 그 후의 소둔시에, 재결정하기 때문에, 열연판 단계에서 정합 석출하였던 Nb나 Ti 석출물과의 방위 관계가 없어진다. 그 때문에, 그 강화능이 큰 폭으로 감소되어 강도 확보가 어려워진다.

또한, 석출 강화 강에 첨가되는 Nb나 Ti는 재결정을 큰 폭으로 지연하는 것이 알려져 있고, 우수한 연성 확보를 위하여는 고온 소둔이 필요하여 생산성이 나쁘다. 또한, 냉연 강판에서 열연 강판 같은 수준의 연성이 얻을 수 있었다고 하더라도, 그 연성이나 장출 성형은 DP 강판과 비교하여 떨어지므로, 큰 장출성을 필요로 하는 부위에는 적용할 수 없다. 또한, Nb나 Ti 등의 고가의 합금 탄화물 형성 원소를 다량으로 첨가하여야 하므로 고비용을 초래하는 문제도 있다.

또한, 석출 강화 강은 피로 내구성의 향상은 DP 강보다 떨어지지만 일정하다는 효과가 있다. 이것은 석출물이 전위의 운동을 방해하기 때문에, 피로 균열 형성의 원인이 되는 표면에의 요철 형성을 억제하여 표면에서의 균열의 형성을 억제하기 때문이다.

그러나, 석출 강화 강에서는 일단 표면에 요철이 형성되면, 요철부에 큰 응력 집중을 일으키기 때문에, 균열의 전파를 억제하지 못하고, 석출 강화에 의한 피로 내구성 향상에는 한계가 있다.

이들 결점을 극복하고, 연성과 구멍 확장성의 확보를 도모한 강판으로서 특허 문헌 6이나, 특허 문헌 7 등에 기재된 강판이 알려져 있다.

이들은 강판 조직을 일단 페라이트와 마르텐사이트로 이루어지는 복합 조직으로 하고, 그 후 마르텐사이트를 퀀칭 연질화함으로써, 조직 강화에 의하여 얻을 수 있는 강도-연성 균형의 향상과 구멍 확장성의 향상을 동시에 얻고자 하는 것이다.

그러나, 마르텐사이트의 퀀칭에 의하여, 경질 조직을 연화시켰다고 하여도, 여전히, 마르텐사이트는 경질이기 때문에 구멍 확장성의 열화를 피할 수 없다. 또한, 마르텐사이트의 연화에 의하여, 강도 저하가 발생하기 때문에, 강도 저하를 보완하기 위하여 마르텐사이트 체적 비율을 증가시켜야하므로, 경질 조직 분율 증가에 수반되는 구멍 확장성의 열화가 일어난다고 하는 문제가 있다. 또한, 냉각 종점 온도가 변동하면, 마르텐사이트 체적율이 불균일하기 때문에, 재질이 분균일하게 되기 쉽다고 하는 문제도 있었다.

이 문제들을 해결하는 수단으로서, 또는 충분한 마르텐사이트 체적율을 확보하기 위하여, 수조 등을 이용하여 실온까지 담금질함으로써, 충분한 양의 마르텐사이트 체적율을 확보하는 경우가 있지만, 물 등을 이용한 냉각을 실시하면, 강판의 휨이나 절단 후의 캠버 등의 형상 불량을 일으키기 쉽다.

이들 형상 불량의 원인은 단순한 판의 변형에 의해서만 일어나는 것이 아니라, 냉각시의 온도 불균일에 기인한 잔류 응력을 원인으로 하는 경우가 있고, 판 형상으로서는 양호하더라도, 절단 후에 휨이나 캠버 등의 형상 불량을 일으키는 경우가 있다. 또한, 후속 공정에서 교정하기 어렵다고 하는 과제도 있다. 따라서, 재질 확보라는 점뿐만 아니라, 사용의 용이성이라는 관점에서도 과제가 있다.

이와 같이, 연성이나 장출 성형성, 또는 구멍 확장성의 확보에 필요한 강판 조직이 극히 차이가 나기 때문에 강판에 이들 특성을 동시에 구비시키는 것은 극히 어렵다. 또한, 피로 내구성을 더욱 향상시키려면 과제가 있었다.

특허문헌 1: 일본 공개 특허 공보 소53-22812호 특허문헌 2: 일본 공개 특허 공보 평1-230715호 특허문헌 3: 일본 공개 특허 공보 2003-321733호 특허문헌 4: 일본 공개 특허 공보 2004-256906호 특허문헌 5: 일본 공개 특허 공보 평11-279691호 특허문헌 6: 일본 공개 특허 공보 소63-293121호 특허문헌 7: 일본 공개 특허 공보 소57-137453호

비특허문헌 1: CAMP-ISIJ vo1.13 (2000) p411 비특허문헌 2: CAMP-ISIJ vo1.13 (2000) p391

상기한 바와 같이, 연성을 높이기 위하여는, 강판 조직을 연질 조직 및 경질 조직으로 이루어지는 복합 조직으로 하는 것이 좋고, 구멍 확장성을 높이려면 조직 간의 경도 차가 작은 균일 조직으로 하는 것이 좋다.

이와 같이, 연성과 구멍 확장성은 각각의 특성을 확보하는데 필요한 조직이 다르고, 이 때문에 두 가지 특성을 모두 겸비하는 강판을 제공하는 것은 곤란한 것으로 여겨졌다. 그리고, 추가로 피로 내구성도 향상시키려는 시도는 이루어지지 않았다.

본 발명은 이와 같은 사정을 고려하여 이루어진 것으로, DP 강 정도의 우수한 연성과, 단일 조직의 강판과 동등하게 우수한 구멍 확장성을 양립하면서 고강도로 하고, 또한 피로 내구성을 향상시킨 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.

그러한 본 발명의 특징은 이하와 같다.

(1) 본 발명은 구멍 확장성과 연성의 균형이 극히 양호하고, 피로 내구성도 우수한 고강도 강판으로서, 질량%로, C: 0.05% 내지 0.20%, Si: 0.3 내지 2.0%, Mn: 1.3 내지 2.6%, P: 0.001 내지 0.03%, S: 0.0001 내지 0.01%, Al: 2.0% 이하, N: 0.0005 내지 0.0100%, O: 0.0005 내지 0.007%를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어지는 조성을 가지고, 강판 조직이 주로 페라이트와 경질 조직으로 이루어지며, 경질 조직에 인접하는 어느 하나의 페라이트와 상기 경질 조직과의 결정 방향 차가 9˚미만이며, 인장 최대 강도가 540 MPa 이상인 것을 특징으로 한다.

(2) 본 발명은 또한 질량%로, B: 0.0001 내지 0.010% 미만을 함유하는 것을 특징으로 한다.

(3) 본 발명은 또한 질량%로, Cr: 0.01 내지 1.0%, Ni: 0.01 내지 1.0%, Cu: 0.01 내지 1.0%, Mo: 0.01 내지 1.0%의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 한다.

(4) 본 발명은 또한 질량%로, Nb, Ti, V의 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.001 내지 0.14% 함유하는 것을 특징으로 한다.

(5) 본 발명은 또한 질량%로, Ca, Ce, Mg, REM의 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0001 내지 0.5% 함유하는 것을 특징으로 한다.

(6) 본 발명은 (1) 내지 (5)의 어느 하나에 기재된 강판의 표면에 아연계 도금을 갖는 것을 특징으로 한다.

(7) 본 발명은 구멍 확장성과 연성의 균형이 극히 양호하고, 피로 내구성도 우수한 고강도 강판의 제조 방법으로서, (1) 내지 (5)의 어느 하나에 기재된 화학 성분을 갖는 주조 슬라브를 직접 또는 일단 냉각한 후 1050℃ 이상으로 가열하고, Ar3 변태점 이상에서 열간 압연을 완료하며, 400 내지 670℃의 온도 역에서 권취하고, 산 세정한 후, 압하율 4O 내지 70%의 냉연을 실시하며, 연속 소둔 라인을 통판함에 있어서, 200 내지 600℃간의 가열 속도 (HR1)가 2.5 내지 15℃/초이고, 600℃ 내지 최고 가열 온도 간의 가열 속도 (HR2)가 (0.6×HR1)℃/초 이하에서 가열한 후, 최고 가열 온도를 760℃ 내지 Ac3 변태점으로 하여 소둔한 후, 630℃ 내지 570℃ 간을 평균 냉각 속도 3℃/초 이상으로 냉각하고, 450℃ 내지 300℃의 온도 역에서 30초 이상 유지하는 것을 특징으로 한다.

(8) 본 발명은 구멍 확장성과 연성의 균형이 극히 양호하고, 피로 내구성도 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법으로서, (1) 내지 (5)의 어느 하나에 기재된 화학 성분을 갖는 주조 슬라브를 직접 또는 일단 냉각한 후 1050℃ 이상으로 가열하고, Ar3 변태점 이상에서 열간 압연을 완료되며, 400 내지 670℃의 온도 역에서 권취하고, 산 세정 후, 압하율 40 내지 70%의 냉연을 실시하여, 연속 용융 아연 도금 라인을 통판함에 있어서, 200 내지 600℃ 간의 가열 속도 (HR1)가 2.5 내지 15℃/초이고, 600℃ 내지 최고 가열 온도간의 가열 속도 (HR2)가 (0.6×HR1)℃/초 이하 가열한 후, 최고 가열 온도를 760℃ 내지 Ac3 변태점으로 하여 소둔한 후, 630℃ 내지 570℃ 간을 평균 냉각 속도 3℃/초 이상으로 (아연 도금 욕 온도 -40)℃ 내지 (아연 도금 욕 온도 +50)로까지 냉각한 후, 아연 도금 욕에 침지하기 전, 또는 침지한 후의 어느 한 쪽, 또는 양쪽 모두에 (아연 도금 욕 온도 +50)℃ 내지 300℃의 온도 역에서 30초 이상 유지하는 것을 특징으로 한다.

(9) 본 발명은 구멍 확장성과 연성의 균형이 극히 양호하고, 피로 내구성도 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법으로서, (1) 내지 (5)의 어느 하나에 기재된 화학 성분을 갖는 주조 슬라브를 직접 또는 일단 냉각한 후 1050℃ 이상으로 가열하고, Ar3 변태점 이상에서 열간 압연을 완료하며, 400 내지 670℃의 온도 역에서 권취하고, 산세정한 후, 압하율 40 내지 70%의 냉연을 실시하며, 연속 용융 아연 도금 라인을 통판함에 있어서, 200 내지 600℃ 간의 가열 속도 (HR1)가 2.5 내지 15℃/초이고, 600℃ 내지 최고 가열 온도 간의 가열 속도 (HR2)가 (0.6×HR1)℃/초 이하로 가열한 후, 최고 가열 온도를 760℃ 내지 Ac3 변태점으로 하여 소둔한 후, 630℃ 내지 570℃ 간을 평균 냉각 속도 3℃/초 이상으로 (아연 도금 욕 온도 140)℃ 내지 (아연 도금 욕 온도 +50)℃까지 냉각한 후, 필요에 따라서 460 내지 540℃의 온도에서 합금화 처리를 하여, 아연 도금 욕에 침지 전, 침지 후, 또는 합금화 처리 후의 어느 하나에, 또는 모두에 (아연 도금 욕 온도 +50)℃ 내지 300℃의 온도 역에서 30초 이상 유지하는 것을 특징으로 한다.

(10) 본 발명은 구멍 확장성과 연성의 균형이 극히 양호하고, 피로 내구성도 우수한 고강도 전기 아연계 도금 강판의 제조 방법으로서, (7)에 기재되어 있는 방법으로 강판을 제조한 후, 아연계의 전기 도금을 실시하는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 의하면, 강판 성분, 소둔 조건을 제어함으로써, 주로 페라이트와 경질 조직으로 이루어지고, 인접하는 페라이트와 경질 조직 간의 결정 방위 차가 9˚ 미만이며, 이에 의하여 인장 최대 강도 540 MPa 이상의 우수한 연성과 우수한 구멍 확장성을 구비하는 동시에, 피로 내구성도 우수한 고강도 강판이나 고강도 아연 도금 강판을 안정적으로 얻을 수 있다.

도 1은 강을 냉간 가공한 후에 Ac1 이상의 온도로 가열하였을 경우의 상 변태의 모습을 모식적으로 나타내는 도면으로, (i)는 본 발명의 경우를, (ii)는 종래기술의 경우를 각각 나타낸다.
도 2는 담금질 후의 강판으로부터 얻은 FESEM-EBSP법에 따른 이미지 퀄리티(Image Quality (IQ)) 상의 일례를 나타내는 도면으로, (i)는 본 발명의 경우를, (ii)는 비교예의 경우를 각각 나타낸다.

이하에 본 발명을 상세하게 설명한다.

본 발명자는 인장 최대 강도가 540 MPa 이상인 고강도 강판에 있어서, 강판 조직을 페라이트와 경질 조직으로 하였을 경우에도, 우수한 연성과 우수한 구멍 확장성을 양립시킬 수 있도록 하는 것을 목적으로 하여 예의 검토를 하였다.

그 결과, 경질 조직과 인접하는 어느 페라이트와의 결정 방위 차가 9˚ 이내인 경질 조직의 비율을, 경질 조직 전체의 체적율의 50% 이상으로 함으로써, 즉, 인접하는 어느 페라이트와의 결정 방향 차가 9˚ 이내인 경질 조직을 주체로 함으로써, 복합 조직 강판의 특징인 우수한 연성을 확보하면서 동시에 우수한 구멍 확장성을 확보할 수 있다는 것을 밝혀내었다. 또한, 그와 같이 한 강판은 피로 내구성도 우수하다는 것을 밝혀내었다.

이에, 먼저 강판의 조직의 한정 이유에 대하여 설명한다.

일반적으로, 연질 조직인 페라이트는 베이나이트나 마르텐사이트 등의 경질 조직과는 변형 능이 다르다. 페라이트와 경질 조직으로 이루어지는 강판에서는 연질인 페라이트는 변형되기 쉽지만, 경질인 베이나이트나 마르텐사이트는 변형하기 어렵다. 그 결과, 그러한 강판에, 구멍 확장 가공이나 연신 플랜지 가공과 같은 큰 변형을 가하는 경우, 양 조직의 계면에 변형이 집중하여, 마이크로 보이드 형성, 균열 형성, 균열 전파, 파단으로 이어지기 때문에, 종래에는 우수한 연성과 구멍 확장성의 양립은 불가능한 것으로 생각되고 있었다.

또한, 피로 내구성에 대하여도, 피로 균열은 페라이트측, 또는 페라이트와 경질 조직의 계면을 따라 전파하기 때문에, 그것을 억제하는 것은 어렵다고 하는 문제가 있다.

그러나, 본 발명자들이 예의 검토를 더한 결과, 경질 조직이더라도, 인접하는 페라이트와의 방위 차를 작게 함으로써 변형이 가능하게 되는 것을 밝혀내었다. 또한, 페라이트와 유사한 결정 방위를 가진 경질 조직을, 페라이트와 인접시킴으로써 (페라이트와 랜덤인 결정 방위를 갖는 경질 조직의 사이에, 결정 방위 차가 작은 경질 조직을 인접시킴), 결정 방위가 다른 경질 조직이 존재하고 있다고 하더라도, 구멍 확장성을 열화시키지 않는 것을 밝혀내었다.

이 원인은 페라이트와 경질 조직의 결정 구조가 유사인 것에 기인하고 있다고 생각된다. 즉, 양 조직은 결정 구조가 유사하기 때문에, 변형을 담당하는 전위의 미끄럼계도 유사하다고 생각된다. 또한, 양자의 결정 방위 차가 작은 경우에는 페라이트 내에 생긴 변형과 동일한 변형이 경질 조직 중에도 발생하는 것으로 생각된다.

이것으로부터, 페라이트와 인접하는 경질 조직의 결정 방위를 제어함으로써, 계면에의 전위의 체적이나 마이크로 보이드 형성이 억제되어 구멍 확장성이 향상하는 것으로 생각된다.

또한, 페라이트와 결정 방위가 다른 경질 조직이 존재하고 있다고 하더라도, 그 주위에는 페라이트와 유사한 결정 방위를 갖는 경질 조직이 존재하고, 모두 경질 조직이기 때문에, 그 변형 능의 차이는 작다고 생각되며, 구멍 확장성의 열화를 수반하지 않고 고강도화가 이루어졌다고 생각된다.

또한, 구멍 확장 가공과 같은 큰 변형 하에서는 페라이트도 가공 경화에 의하여 충분히 딱딱해져 있고, 경질 조직과의 변형 능의 차이가 작아졌기 때문에, 경질 조직이어도 변형 가능한 것으로 생각된다.

한편, 변형 초기에는 그다지 가공을 받지 않기 때문에 페라이트는 아직 부드럽고, 변형되기 쉬운 상태에 있다. 그 결과, 경질 조직과 그것에 인접하는 페라이트와의 방위 차를 작게 함으로써, 복합 조직 강판과 동등한 연성과 구멍 확장성을 동시에 구비하는 것이 가능해졌다고 생각된다.

또한, 경질 조직의 결정 방위와 그것에 인접하는 페라이트의 결정 방위와의 차이를 작게 함으로써, 반복 변형 중에서의 경질 조직의 변형이 가능해진다. 그 결과, 반복 변형 중에 경질 조직도 변형되기 때문에, 마치 페라이트를 강화한 것 같은 거동을 나타내고, 피로 균열의 형성이 억제된다고 생각된다. 그와 동시에, 경질 조직은 여전히 딱딱하기 때문에, 일단 형성한 균열의 전파 저항으로서도 작용한다. 이로부터 강의 피로 내구성도 향상되는 것으로 생각된다.

이와 같은 효과는 인접하는 페라이트와의 결정 방위 차를 9˚이내로 한 경질 조직 (특히, 베이나이트)의 체적율이 전체 경질 조직의 체적율 50% 이상인 경우에 현저하게 나타난다.

이 각도가 9˚초과이면, 큰 변형 하에서도 변형 능은 부족하고, 페라이트와 경질 조직의 계면에의 변형 집중이나 마이크로 보이드의 형성을 촉진하여, 구멍 확장성을 큰 폭으로 열화시켜 버린다. 따라서, 결정 방위 차는 9˚이하로 할 필요가 있다.

결정 방위 차가 9˚이하인 결정 방위 관계를 만족하는 페라이트는 경질 조직에 인접하는 모든 페라이트일 필요는 없다. 경질 조직과 그것에 인접하는 어느 페라이트와의 사이에 결정 방위 차가 9˚미만의 결정 방위 관계를 만족하면 좋다.

인접하는 페라이트 모두와의 사이에 결정 방위 차를 9˚미만으로 하는 것이 바람직하지만, 그러기 위하여는, 모든 페라이트를 동일 방위로 할 필요가 있기 때문에 기술적으로 극히 어렵다.

예를 들면 한쪽의 인접하는 페라이트와의 사이에 결정 방위 차가 커도, 같은 방위를 갖는 페라이트가 변형함으로써, 경질 조직과의 계면에 대한 변형의 집중을 완화시킬 수 있다. 또한, 형성하는 경질 조직은 가장 많은 계면이 인접하는 페라이트와 유사한 결정 방위를 갖는 경우가 많다.

이 때문에 인접하는 모든 페라이트와 경질 조직이 상기 방위 관계를 갖지 않더라도, 마이크로 보이드 형성 억제에 의한 구멍 확장성 향상을 완수할 수 있었다고 본 발명자는 생각한다.

경질 조직과의 사이의 결정 방위 차가 9˚ 미만인 페라이트에 인접하는 경질 조직의 체적율은 전체 경질 조직의 체적율의 50% 이상으로 하는 것이 좋다. 이것은 그 체적율이 50% 미만이면 마이크로 보이드 형성 억제에 의한 구멍 확장성의 억제 효과가 작기 때문이다.

한편, 전체 경질 조직의 체적율의 50% 이상이 인접하는 페라이트와 특정의 결정 방위 관계 (결정 방위 차 9˚ 이내)를 갖는 경우, 특정한 결정 방향 관계를 갖지 않는 경질 조직이 존재하더라도, 이들 경질 조직은 결정 방향 관계를 갖는 경질 조직에 둘러싸이게 되어, 페라이트와 접하는 계면을 가진 비율이 적게 되어, 변형 집중이나 마이크로 보이드 형성 사이트가 되기 어렵기 때문에, 구멍 확장성이 향상된다.

본 발명에서는 강판 조직으로서는, 상기와 같이 페라이트 및 경질 조직의 복합 조직으로 한다. 여기서 말하는 경질 조직이라 함은 베이나이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 가리킨다. 베이나이트는 페라이트와 같이, bcc 구조를 가진 조직이다. 경우에 따라서는 베이나이트 조직을 구성하는 라스상 또는 괴상 베이니틱 페라이트 내부, 또는 그 사이에 세멘타이트나 잔류 오스테나이트를 포함하는 조직이다. 또한, 베이나이트는 그 입자 지름이 페라이트에 비하여 작거나, 또는 변태 온도가 낮기 때문에, 다량의 전위를 포함하고, 그러므로 페라이트에 비하여 경질이다. 한편, 마르텐사이트는 bct 구조를 가지고, 그 내부에, 다량의 C를 포함하기 때문에, 매우 딱딱한 조직이다.

경질 조직의 체적율은 5% 이상으로 하는 것이 좋다. 이것은 경질 조직의 체적율이 5% 미만이면 540 MPa 이상의 강도 확보가 어렵기 때문이다. 더 좋기로는, 강판 중에 존재하는 베이나이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트의 체적율의 합계의 50% 이상을 마르텐사이트 조직으로 하는 것이 좋다. 이것은 마르텐사이트가 베이나이트에 비하여 고강도이고, 적은 체적율로 고강도화를 도모할 수 있기 때문이다.

이 결과, 종래의 DP 강과 동일한 수준의 연성을 확보하면서, 구멍 확장성의 향상이 가능해진다. 한편, 경질 조직을 모두 베이나이트 조직으로 하더라도, 우수한 구멍 확장성은 확보할 수 있지만, 540 MPa 이상의 고강도를 확보하고자 하는 경우에는, 베이나이트 체적율이 너무 높아져서, 연성이 풍부한 페라이트의 비율이 과도하게 감소하므로 연성이 크게 열화된다. 이것으로부터, 경질 조직의 체적율의 50% 이상을 마르텐사이트로 하는 것이 좋다.

또한, 페라이트와 결정 방위 관계를 갖지 않는 경질 조직의 사이에, 결정 방위 차 9˚이하의 경질 조직을 배치함으로써, 구멍 확장성과 연신의 균형이 더욱 향상된다. 이것은 변형 능이 비슷한 조직을 인접하여 배치함으로써, 각 조직 계면에서의 변형의 집중을 억제하고, 구멍 확장성을 향상시키기 때문이다.

또한, 그 밖의 경질 조직으로서 잔류 오스테나이트를 함유하여도 좋다. 잔류 오스테나이트는 변형시에 마르텐사이트로 변태함으로써, 가공부를 경화하고, 변형의 집중을 방해한다. 그 결과, 특별히 우수한 연성을 얻을 수 있다.

경질 조직의 체적율의 상한은 특별히 정하지 않고 본 발명의 효과인 우수한 연성과 구멍 확장성 및 피로 내구성은 구비되지만, 590 내지 1080 MPa의 TS범위이면, 강판의 연성과 구멍 확장성 또는 연신 플랜지성의 양립을 도모하고, 또한 피로 내구성을 확보하기 위하여 체적율 50% 초과의 페라이트를 함유하는 것이 좋다.

강판 조직을 페라이트와 경질 조직의 복상 조직으로 하는 것은 우수한 연성을 얻기 위한 것이다. 연질인 페라이트는 연성이 풍부하기 때문에 우수한 연성을 얻는데 필수이다. 또한, 적당한 양의 경질 조직을 분산시킴으로써 우수한 연성을 확보하면서 고강도화가 가능하다. 우수한 연성을 확보하려면 페라이트 주상으로 할 필요가 있다.

또한, 강도, 구멍 확장성 및 연성을 열화시키지 않는 범위라면, 그 밖의 조직으로서 펄라이트나 세멘타이트를 함유하여도 좋다.

상기 미세 구조의 각 상, 페라이트, 펄라이트, 세멘타이트, 마르텐사이트, 베이나이트, 오스테나이트 및 잔부 조직의 동정, 존재 위치의 관찰 및 면적율의 측정은 나이탈 시약 및 일본 공개 특허 공보 소59-219473호에 개시된 시약에 의하여 강판 압연 방향 단면 또는 압연 방향 직각 방향 단면을 부식시키고, 1000배의 광학현미경 관찰 및 1000 내지 100000배의 주사형 및 투과형 전자 현미경에 의하여 정량화가 가능하다. 또한, FESEM-EBSP법 (고분해능 결정 방위 해석법)을 이용한 결정 방위 해석이나, 마이크로 비커스 경도 측정 등의 미소 영역의 경도 측정으로부터도 조직의 판별은 가능하다.

또한, 결정 방위 관계의 동정에 관하여는 투과형 전자 현미경 (TEM)에 의한 내부 조직 관찰, FESEM-EBSP법을 이용한 결정 방위 매핑에 의하여 가능하다. 특히, FESEM-EBSP법을 이용한 결정 방위 매핑은 넓은 시야를 간편하게 측정 가능하므로 특히 유효하다.

본 발명에서는 SEM으로 사진 촬영을 실시한 후, FESEM-EBSP법을 이용하여, 0.2㎛의 스텝 크기로 100㎛×100㎛의 시야의 결정 방위 매핑을 실시하였다. 다만, FESEM-EBSP법을 사용한 방위 해석만으로는 유사한 결정 구조를 가진 베이나이트 및 마르텐사이트의 판별은 어렵다. 그러나, 마르텐사이트 조직은 전위를 많이 포함하는 조직이기 때문에, 이미지 퀄리티(Image Quality) 상과의 비교를 하여 용이하게 판별 가능하다.

즉, 마르텐사이트는 전위를 많이 포함하는 조직이기 때문에, 페라이트나 베이나이트와 비교하여, 이미지 퀄리티는 현격히 낮고, 용이하게 판별 가능하다. 이것으로부터, 본 발명에서, FESEM-EBSP법을 이용하여, 베이나이트와 마르텐사이트의 판별을 실시하는 경우에는 이미지 퀄리티 상을 이용하여 판별을 하였다. 각 10 시야 이상의 관찰을 실시하고, 포인트 카운트법이나 화상 해석에 의하여 각 조직의 면적율을 구할 수 있다.

결정 방위 차의 측정에 있어서는 주상인 페라이트와 인접하는 경질 조직의 주미끄럼 방향이 되는 [1-1-1]의 결정 방위 관계를 측정하였다. 다만, [1-1-1] 방향이 동일하여도, 이 축의 주위를 회전하고 있는 경우가 있다. 이 때문에, [1-1-1] 미끄럼의 미끄럼면이 되는 (110) 면의 법선 방향의 결정 방위 차도 함께 측정하여, 그 양쪽 모두의 결정 방위 차가 9˚이하가 되는 것을 본 발명에서 말하는 결정 방위 차 9˚이하의 경질 조직으로 정의하였다.

방위 차를 결정함에 있어서는 여러 가지 성분 및 제조 조건을 갖는 강판을 제조하여, 구멍 확장 시험 후, 또는 인장 시험 후의 시험편을 매립하고, 연마하여, 파단부 근방의 변형 거동, 특히, 마이크로 보이드 형성 거동을 조사한 바, 상기와 같이 하여 구한 인접하는 페라이트와 경질 조직의 결정 방위 차가 9˚ 이하인 페라이트와 경질 조직 계면에서, 마이크로 보이드의 형성이 현저하게 억제되는 것을 볼 수 있었다.

또한, 경질 조직 전체에서 차지하는 인접하는 페라이트와 경질 조직의 결정 방위 차가 9˚이하인 경질 조직의 비율을 50% 이상으로 제어함으로써, 현저한 구멍 확장성 및 피로 내구성 향상 효과가 있는 것을 밝혀내었다.

이것은 전체 경질 조직의 체적율의 50% 이상을 인접하는 페라이트와 특정 결정 방위 관계 (결정 방위 차 9˚ 이내)를 갖는 경질 조직으로 함으로써, 특정 결정 방위 관계를 갖지 않는 경질 조직이 존재하더라도, 이들 경질 조직은 결정 방위 관계를 갖는 경질 조직 둘러싸이게 되어, 페라이트와 접하는 계면을 갖는 비율을 감소시키는 것이 가능해진다. 이 결과, 변형의 집중이나 마이크로 보이드 형성 사이트가 되기 어려워 구멍 확장성이 향상한다.

따라서, 경질 조직 전체에서 차지하는 결정 방위 차가 9˚ 이하인 경질 조직의 비율을 50% 이상으로 할 필요가 있다. 또한, 마이크로 보이드 형성의 억제는 구멍 확장성의 향상뿐만 아니라, 인장시험에서는 국부 연신의 향상을 초래하고, 이로 인하여 본 발명의 경질 조직의 결정 방위 차를 제어한 복합 조직 강판은 통상의 DP 강과 비교하여 국부 연신이 우수하다.

TS를 540 MPa 이상으로 한 것은 이 강도 미만이면, 페라이트 단상 강에, 고용 강화를 이용한 고강도화를 꾀함으로써, 540 MPa 미만의 TS와 우수한 연성 및 구멍 확장성의 양립을 도모할 수 있기 때문이다. 특히, 540 MPa 이상의 TS 확보를 고려하였을 경우, 우수한 연성 확보하려면 마르텐사이트나 잔류 오스테나이트를 이용한 강화를 실시할 필요가 있고, 구멍 확장성의 열화가 현저하게 되기 때문이다.

본 발명에 있어서, 페라이트의 결정립에 대하여서는 특히 한정하지 않지만, 강도 연신 균형의 관점에서 공칭입경으로 7㎛ 이하인 것이 좋다.

다음으로, 본 발명의 강판을 구성하는 강의 성분 한정 이유에 대하여 설명한다.

C: 0.05% 내지 0.20%

C는 베이나이트나 마르텐사이트를 이용한 조직 강화를 실시하는 경우, 필수 원소이다. C가 0.05% 미만이면 540 MPa 이상의 강도 확보가 어렵기 때문에, 하한값을 0.05%로 하였다. 한편, C의 함유량을 0.20% 이하로 하는 이유는 C가 0.20%를 초과하면, 경질 조직 체적율이 너무 많아져, 대부분의 경질 조직과 페라이트의 결정 방위 차를 9˚이하로 하더라도, 불가피하게 존재하는 상기 결정 방위 관계를 갖지 않는 경질 조직의 체적율이 너무 많아져, 계면에서의 변형 집중이나 마이크로 보이드 형성을 억제하지 못하고, 구멍 확장성이 떨어지기 때문이다.

Si : 0.3 내지 2.0%

Si는 강화 원소이며, 또한 세멘타이트에 고용되지 않기 때문에, 입계에서의 조대 세멘타이트의 형성을 억제한다. 0.3% 미만으로 첨가하면 고용 강화에 의한 강화를 기대할 수 없거나, 또는 입계에의 조대 세멘타이트의 형성이 억제될 수 없으므로 0.3% 이상 첨가할 필요가 있다. 한편, 2.0%를 초과하여 첨가하면 잔류 오스테나이트를 과도하게 증가시켜 타발이나 절단 후의 구멍 확장성이나 연신 플랜지성을 열화시킨다. 따라서, 상한은 2.0%로 할 필요가 있다. 또한, Si의 산화물은 용융 아연 도금과의 젖음성이 나쁘기 때문에, 미도금의 원인이 된다. 이에 용융 아연강판의 제조에 있어서는 노 내의 산소 포텐셜을 제어하고, 강판 표면에서의 Si 산화물 형성을 억제하는 등이 필요하다.

Mn : 1.3 내지 2.6%

Mn는 고용 강화 원소인 동시에, 오스테나이트 안정화 원소이기 때문에, 오스테나이트가 펄라이트로 변태하는 것을 억제한다. 1.3% 미만에서는 펄라이트 변태의 속도가 너무 빨라서 강판 조직을 페라이트 및 베이나이트의 복합 조직으로 할 수 없어서, 540 MPa 이상의 TS를 확보할 수 없다. 또한, 구멍 확장성도 떨어진다. 이로부터, 하한값을 1.3% 이상으로 한다. 한편, Mn를 다량으로 첨가하면, P, S와의 공편석을 조장하여, 가공성의 현저한 열화를 초래하므로, 그 상한을 2.6%로 하였다.

P: 0.001 내지 0.03%

P는 강판의 판 두께 중앙부에 편석하는 경향이 있고, 용접부를 취화시킨다. 0.03%를 초과하면 용접부의 취화가 현저하게 되기 때문에, 그 적정 범위를 0.03% 이하로 한정하였다. P의 하한값은 특히 정하지 않지만, 0.001% 미만으로 하는 것은 경제적으로 불리하기 때문에 이 값을 하한값으로 하는 것이 좋다.

S: 0.0001 내지 0.01%

S는 용접성 및 주조시 및 열연시의 제조성에 악영향을 미친다. 따라서 그 상한값을 0.01% 이하로 하였다. S의 하한값은 특히 정하지 않지만, 0.0001% 미만으로 하는 것은 경제적으로 불리하기 때문에 이 값을 하한값으로 하는 것이 좋다. 또한, S는 Mn와 결합되어 조대한 MnS를 형성하기 때문에, 구멍 확장성을 저하시킨다. 따러서, 구멍 확장성의 향상을 위하여 가능한 한 줄일 필요가 있다.

Al : 2.0% 이하

Al는 페라이트 형성을 촉진하고, 연성을 향상시키므로 첨가하여도 좋다. 또한, 탈산재로서도 활용 가능하다. 그러나, 과잉 첨가는 Al계의 조대 개재물의 개수를 증대시켜, 구멍 확장성의 열화나 표면 흠결의 원인이 된다. 이 때문에 Al 첨가의 상한을 2.0%로 하였다. 하한은 특히 한정하지 않지만, 0.0005% 이하로 하는 것은 곤란하기 때문에 이것이 실질적인 하한이다.

N: 0.0005 내지 0.01%

N는 조대한 질화물을 형성하고, 굽힘성이나 구멍 확장성을 열화시키기 때문에, 첨가량을 억제할 필요가 있다. 이것은 N가 0.01%를 초과하면, 이 경향이 현저해지기 때문에, N 함유량의 범위를 0.01% 이하로 하였다. 또한, 용접시의 블로우 홀 발생의 원인이 되기 때문에 적은 것이 좋다. 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, N 함유량을 0.0005% 미만으로 하는 것은 제조 비용의 대폭적인 증가를 초래하기 때문에, 이것이 실질적인 하한이다.

O: 0.0005 내지 0.007%

O는 산화물을 형성하고, 굽힘성이나 구멍 확장성을 열화시키기 때문에, 첨가량을 억제할 필요가 있다. 특히, 산화물은 개재물로서 존재하는 경우가 많아, 타발 단면, 또는 절단면에 존재하면 단면에 절결상의 흠결이나 조대한 딤플을 형성하기 때문에, 구멍 확장시나 강한 가공시에 응력 집중을 초래하고, 균열 형성의 기점이 되어 대폭적인 구멍 확장성 또는 굽힘성의 열화를 초래한다.

이것은 O가 0.007%를 초과하면, 이 경향이 현저해지므로, O함유량의 상한을 0.007% 이하로 하였다. 0.0005% 미만으로 하는 것은 제강시의 탈산 등의 수고가 들게 되어 과도한 고비용을 초래하므로 경제적으로 바람직하지 않기 때문에, 이것을 하한으로 하였다. 다만, O를 0.0005% 미만으로 하더라도, 본 발명의 효과인 540 MPa 이상의 TS와 우수한 연성을 확보할 수 있다.

본 발명에서는 이상의 원소를 함유하는 강을 기본으로 하는 것이지만, 이상의 원소에 추가하여, 이하의 원소를 선택적으로 함유시켜도 좋다.

B: 0.0001 내지 0.010%

B는 0.0001% 이상의 첨가로 입계의 강화나 강재의 강화에 유효하지만, 그 첨가량이 0.010%를 초과하면, 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 열연시의 제조성을 저하시키기 때문에, 그 상한을 0.010%로 하였다.

Cr : 0.01 내지 1.0%

Cr는 강화 원소인 동시에 담금질성의 향상에 중요하다. 그러나, 0.01% 미만에서는 효과를 얻을 수 없기 때문에 하한값을 0.01%로 하였다. 1%를 초과하여 함유하면 대폭적인 고비용을 초래하기 때문에 상한을 1%로 하였다.

Ni : 0.01 내지 1.0%

Ni는 강화 원소인 동시에 담금질성의 향상에 중요하다. 그러나, 0.01% 미만에서는 효과를 얻을 수 없기 때문에 하한값을 0.01%로 하였다. 1% 초과하여 함유하면 대폭적인 고비용을 초래하기 때문에 상한을 1%로 하였다.

Cu : 0.01 내지 1.0%

Cu는 강화 원소인 동시에 담금질성의 향상에 중요하다. 그러나, 0.01% 미만에서는 효과를 얻을 수 없기 때문에 하한값을 0.01%로 하였다. 반대로, 1%를 초과하여 함유하면 제조시 및 열연시의 제조성에 악영향을 미치기 때문에, 상한값을 1%로 하였다.

Mo : 0.01 내지 1.0%

Mo는 강화 원소인 동시에 담금질성의 향상에 중요하다. 그러나, 0.01% 미만에서는 효과를 얻을 수 없기 때문에 하한값을 0.01%로 하였다. 1%를 초과하여 함유하면 대폭적인 고비용을 초래하기 때문에 상한은 1%이지만, 0.3% 이하가 더 좋다.

Nb : 0.001 내지 0.14%

Nb는 강화 원소이다. 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 세립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화로 강판의 강도 상승에 기여한다. 첨가량이 0.001% 미만에서는 효과를 얻을 수 없기 때문에, 하한값을 0.001%로 하였다. 0.14% 초과하여 함유하면, 탄질화물의 석출이 많아져 성형성이 열화하기 때문에, 상한값을 0.14%로 하였다.

Ti : 0.001 내지 0.14%

Ti는 강화 원소이다. 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 세립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화로 강판의 강도 상승에 기여한다. 첨가량이 0.001% 미만이면 이러한 효과를 얻을 수 없기 때문에, 하한값을 0.001%로 하였다. 0.14% 초과하여 함유하면, 탄질화물이 많이 석출되어 성형성이 열화하기 때문에 0.14%로 하였다.

V: 0.0014% 내지 0.14%

V는 강화 원소이다. 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 세립강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화로 강판의 강도 상승에 기여한다. 첨가량이 0.001% 미만이면 효과를 얻을 수 없기 때문에, 하한값을 0.001%로 하였다. 0.14% 초과하여 함유하면, 탄질화물의 석출이 많아져 성형성이 열화하기 때문에, 상한값을 0.14%로 하였다.

Ca , Ce , Mg , REM 의 1종 또는 2종 이상: 합계 0.0001 내지 0.5%

Ca, Ce, Mg, REM는 탈산에 이용하는 원소이며, 이 원소들로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 합계 0.0001% 이상 함유함으로써, 탈산 후의 산화물 크기를 저하시켜, 구멍 확장성 향상에 기여한다.

그러나, 함유량이 합계 0.5%를 초과하면, 성형 가공성의 악화의 원인이 된다. 그 때문에, 함유량을 합계 0.0001 내지 0.5%로 하였다. 또한, REM이란, Rare Earth Metal의 약어이며, 란타노이드 계열에 속하는 원소를 가리킨다. 일반적으로는 REM나 Ce는 밋슈메탈로 첨가되는 경우가 많고, La나 Ce 외에 란타노이드 계열의 원소를 복합적으로 함유하는 경우가 있다. 불가피한 불순물로서 이들 La나 Ce 이외의 란타노이드 계열의 원소를 포함하더라도 본 발명의 효과는 발휘된다. 다만, 금속 La나 Ce를 첨가하더라도 본 발명의 효과는 발휘된다.

다음으로, 본 발명 강판의 제조 조건의 한정 이유에 대하여 설명한다.

마르텐사이트나 베이나이트는 오스테나이트로부터 변태하기 때문에, 오스테나이트와 특정의 방위 관계를 가지는 것이 알려져 있다. 한편, 냉연 후의 강판에 대하여, 오스테나이트 단상 역에서의 소둔을 실시하고, 그 후 서랭을 실시하여, 오스테나이트 입계에 페라이트를 형성한 경우, 오스테나이트과 페라이트 사이에는 특정의 결정 방위 관계가 존재하는 경우가 있는 것으로 알려져 있다.

그러나, 냉연 후에 2상 역에서의 소둔을 실시하는 경우, 가공된 페라이트 내에 형성하는 재결정 페라이트와 열연판 중에 존재하는 세멘타이트나 펄라이트를 핵으로 하여 형성하는 오스테나이트는 각각 다른 장소에서 핵을 생성하기 때문에, 특정의 결정 방위 관계를 가지기가 어렵다. 도 1 (ii)에, 냉연 후에 통상의 승온 비율로 Ac1 이상으로 가열하였을 경우의 상 변태의 모습을 모식적으로 나타낸다.

이 결과, 2상 역에서의 소둔을 실시하는 경우에는 강판 조직 중에 존재하는 페라이트와 오스테나이트로부터 변태하여 형성되는 경질 조직 (베이나이트나 마르텐사이트 등)의 방위 관계를 제어하는 것은 불가능하였다.

본 발명자는 예의 검토를 한 결과, 냉간 압연 후의 소둔에 있어서, 승온 과정에서 페라이트 및 오스테나이트 조직의 결정 방위 관계를 제어하는 것과, 소둔 후의 냉각 과정에서 오스테나이트로부터 변태하는 경질 조직의 결정 방위 관계를 제어하는 것, 두 가지를 모두 실시함으로써, 주상이 되는 페라이트와의 결정 방위 차가 9˚미만이 되는 경질 조직을 형성 가능한 것을 밝혀내었다.

이 결과, 고강도화에는 기여하면서도, 연성이나 구멍 확장성을 열화시키지 않는, 즉 540 MPa 이상의 인장 최대 강도, 연성, 구멍 확장성을 동시에 구비하는 강판이 제조 가능하게 되었다.

이하에, 냉연 후의 소둔에 의하여, 주상이 되는 페라이트와의 결정 방위 차가 9˚미만이 되는 경질 조직을 형성하기 위한 제조 조건에 대하여 설명한다.

먼저, 냉연 후의 소둔시의 승온 과정에 있어서, 페라이트 및 오스테나이트 조직의 결정 방위 관계를 제어한다. 이를 위하여, 연속 소둔 라인을 통판하는 경우, 200 내지 600℃ 간의 가열 속도 (HR1)를 2.5 내지 15℃/초로 하고, 600℃ 내지 최고 가열 온도간의 가열 속도 (HR2)를 (0.6×HR1)℃/초 이하로 할 필요가 있다.

통상, 재결정은 고온이 될수록 일어나기 쉽다. 그러나, 세멘타이트로부터 오스테나이트로의 변태는 재결정과 비교할 때, 압도적으로 빠르게 진행된다. 그 결과, 단지, 고온으로 가열한 것 만으로는 도 1(ii)의 d에 나타내는 바와 같이, 세멘타이트로부터 오스테나이트로의 변태가 일어나고, 그 후, 페라이트의 재결정이 진행하게 된다. 이렇게 되면 본 발명의 결정 방위 관계를 제어할 수 없다.

또한, C나 Mn을 비롯한 합금 원소는 재결정도 지연되기 때문에, 이 합금 원소들을 많이 함유하는 고강도 강판은 재결정이 느려서, 더욱 결정 방위 관계를 제어하는 것이 어려워진다.

이에 본 발명에서는 세멘타이트로부터 오스테나이트로의 변태와 페라이트의 재결정의 제어를 가열 속도를 제어함으로써 실시하였다. 즉, 도 1(i)의 모식도의 c로 나타내는 바와 같이, 세멘타이트로부터 오스테나이트로의 변태 전에, 페라이트 재결정을 완료시키도록 가열 온도를 제어하고, 도 1(i)의 d로 나타내는 바와 같이, 그 후의 가열 중, 또는 소둔 중에 세멘타이트로부터 오스테나이트로 변태시키도록 하였다.

본 발명에 있어서, 200 내지 600℃ 사이의 가열 속도 (HR1)를 15℃/초 이하로 한 것은 세멘타이트나 펄라이트로부터 오스테나이트으로의 역변태에 앞서, 페라이트의 재결정을 완료시키기 위한 것이다.

이 가열 속도가 15℃/초를 초과하면 페라이트 재결정이 완료되지 않은 상태에서 역변태가 개시되고, 그 후에 생성되는 오스테나이트와의 방위 관계를 제어할 수 없다. 이러한 이유에서 가열 속도의 상한을 15℃/초 이하로 하였다.

또한, 가열 속도의 하한을 2.5℃/초로 한 것은 다음의 이유에 의한 것이다.

가열 속도가 2.5℃/초 미만이면 전위 밀도가 적기 때문에, 재결정 페라이트의 핵 생성 사이트가 감소되어, 600℃ 내지 최고 가열 온도에서의 가열 속도를 본 발명의 범위로 하더라도, 페라이트 재결정과 비교하여 역변태가 빨리 일어난다. 그 결과, 페라이트 및 오스테나이트 사이에서의 결정 방위 관계가 없어지기 때문에, 소둔에 이어지는 냉각 과정에서 소정의 온도를 유지하더라도, 페라이트와 베이나이트의 사이에는 특정의 방위 관계가 존재하지 않는다. 그 결과, 우수한 구멍 확장성, BH성 및 피로 내구성의 효과를 얻을 수 없다. 또한, 재결정 페라이트의 핵 생성 사이트의 감소는 재결정 페라이트의 조대화나 미재결정 페라이트의 잔류를 초래하는 경우가 있다. 페라이트의 조대화는 연질화를 초래하기 때문에 좋지 않고, 미재결정 페라이트의 존재는 연성을 큰 폭으로 열화시키기 때문에 바람직하지 않다.

한편, 600℃ 내지 최고 가열 온도간의 가열 속도 (HR2)는 (0.6×HR1)℃/초 이하로 할 필요가 있다.

강판을 Ac1 변태점 이상으로 가열하면, 세멘타이트는 오스테나이트로의 변태를 개시한다. 본 발명자는 상세한 메커니즘은 불명확하지만, 이때의 가열 속도가 상기 범위 내이면, 재결정 페라이트와 세멘타이트의 계면에, 페라이트와 특정의 방위 관계를 갖는 오스테나이트을 형성시킬 수 있는 것을 밝혀내었다.

이 오스테나이트은 가열 중, 또는 그 후의 냉각 중에 성장하고, 세멘타이트는 오스테나이트로 완전하게 변태하게 된다. 이 결과, 2상역에서의 소둔을 실시하는 경우에도, 재결정 페라이트와 오스테나이트의 결정 방위 관계를 제어할 수 있게 되었다.

이 가열 속도가 (0.6×HR1)℃/초보다 빠르면, 특정 방위 관계를 갖지 않는 오스테나이트가 형성되는 비율이 높아진다. 그 결과, 후술하는 바와 같이, 소둔 후의 냉각 과정에서 450 내지 300℃에서 30초 이상 유지하더라도, 주상인 페라이트와 경질 조직의 사이의 결정 방위 차를 9˚미만으로 할 수 없다. 따라서 상한의 가열 속도를 (0.6×HR1)℃/초로 한다.

한편, 가열 속도를 극단적으로 저하시켰다고 하더라도, 본 발명의 효과인 540 MPa 이상의 인장 최대 강도, 구멍 확장성 및 연성의 양립은 가능하지만, 제조성은 열화된다. 따라서, 600℃ 내지 최고 가열 온도 간의 가열 속도는 (0.1×HR1)℃/초 이상으로 하는 것이 좋다.

소둔에서의 최고 가열 온도를 760℃ 내지 Ac3 변태점의 범위로 한다. 이 온도가 760℃ 미만이면 세멘타이트나 펄라이트로부터 오스테나이트로의 역변태에 과도한 시간을 필요로 한다. 또한, 최고 도달 온도가 760℃ 미만이면 세멘타이트나 펄라이트의 일부가 오스테나이트로 변태하지 못하여, 소둔 후에도 강판 조직 중에 잔존하게 된다. 이 세멘타이트나 펄라이트는 조대하여 구멍 확장성의 열화를 일으키기 때문에 바람직하지 않다. 또는, 오스테나이트가 변태하여 생성된 베이나이트나 마르텐사이트, 또는 오스테나이트 그 자체가 가공시에 마르텐사이트로 변태함으로써 540 MPa 이상의 강도를 달성 가능하기 때문에, 세멘타이트나 펄라이트의 일부가 오스테나이트로 변태하지 않으면 경질 조직이 너무 적어져서, 540 MPa 이상의 강도를 확보할 수 없다. 따라서, 최고 가열 온도의 하한은 760℃로 할 필요가 있다.

한편, 과도하게 가열 온도를 올리는 것은 경제적으로 바람직하지 않다. 따라서, 가열 온도의 상한을 Ac3 변태점 (Ac3℃)으로 하는 것이 좋다.

또한, Ac3 변태점은 아래 식으로 결정된다.

Ac3=910-203×(C)^1/2+44.7×Si-30×Mn+700×P+400×Al-11×Cr-20×Cu-15.2×Ni+31.5×Mo+400×Ti

소둔 후, 630℃ 내지 570℃ 사이를 평균 냉각 속도 3℃/초 이상으로 냉각할 필요가 있다.

냉각 속도가 너무 작으면, 냉각 과정에서 오스테나이트이 펄라이트 조직으로 변태하기 때문에, 540 MPa 이상의 강도에 필요한 양의 경질 조직을 확보할 수 없다. 냉각 속도를 크게 한다고 하더라도, 재질상 아무런 문제는 없지만, 과도하게 냉각 속도를 올리는 일은 제조상 고비용을 초래하므로, 상한을 200℃/초로 하는 것이 좋다. 냉각 방법에 대하여는 롤 냉각, 공랭, 수냉 및 이들을 병용한 어떠한 방법이어도 좋다.

본 발명에서는 이어서 450℃ 내지 300℃의 온도 역에서 30초 이상 유지할 필요가 있다. 이것은 오스테나이트를, 주상인 페라이트와의 결정 방위 차 9˚미만의 베이나이트 및 마르텐사이트로 변태시키기 위한 것이다.

450℃를 초과하는 온도 역에서 유지하면, 조대한 세멘타이트가 입계에 석출 되기 때문에, 구멍 확장성이 큰 폭으로 열화된다. 따라서 상한 온도를 450℃로 한다. 한편, 유지 온도가 300℃ 미만이면 결정 방위 차를 9˚미만으로 하는 베이나이트나 마르텐사이트가 거의 형성되지 않고, 주상인 페라이트와 경질 조직의 결정 방위 차를 9˚미만으로 하는 경질 조직의 체적율을 충분히 확보할 수 없다. 이 때문에 구멍 확장성이 큰 폭으로 열화된다. 따라서, 30초 이상 유지할 때의 300℃가 하한 온도이다.

450℃ 내지 300℃의 온도 역에서 30초 미만 유지하면 결정 방위 차를 9˚미만으로 하는 베이나이트나 마르텐사이트가 형성되더라도, 그 체적율은 충분하지 않고, 남은 오스테나이트가 이어서 실시되는 냉각 과정에서 마르텐사이트로 변태하기 때문에, 경질 조직의 대부분이 결정 방위 차가 9˚이상이 되어, 구멍 확장성이 떨어진다. 따라서, 체류 시간의 하한은 30초 이상으로 한다. 체류 시간의 상한은 특별히 정하지 않아도, 본 발명의 효과를 얻을 수 있으나, 체류 시간의 증가는 유한한 길이를 갖는 설비에서의 열 처리를 생각하였을 경우, 통판 속도가 떨어지는 조업을 의미하므로, 경제성이 나쁘고 바람직하지 않다.

또한, 본 발명에 있어서, 유지란, 등온 유지만 가리키는 것이 아니라, 450 내지 300℃의 온도 역에서 체류시키는 것을 의미한다. 즉, 일단, 300℃로 냉각한 후, 450℃까지 가열하여도 좋고, 450℃로 냉각 후 300℃까지 냉각하여도 좋다.

그러나, 이 450 내지 300℃의 온도 역에서 체류시키는 공정은 앞의 630℃ 내지 570℃ 간을 평균 냉각 속도 3℃/초 이상으로 냉각하는 공정으로 연속적으로 실시할 필요가 있고, 630℃ 내지 570℃ 사이를 평균 냉각 속도 3℃/초 이상으로 냉각하는 공정으로 300℃ 보다 낮은 온도까지 일단 냉각한 후에 재차 450 내지 300℃의 온도 역으로 가열하는 열처리를 실시하여 체류시켜도 결정 방위 차를 제어할 수 없게 된다.

다음으로, 냉연 후의 강판에 이상과 같은 소둔을 적용하여, 본 발명의 강판을 제조함에 있어서, 소둔에 이르기까지의 제조 조건이나 그 밖의 제조 조건에 대하여, 바람직한 상태를 포함하여 설명한다.

상기와 성분 조성을 갖는 강을 전로 또는 전기로 등에 의하여 용제하고, 필요에 따라서 용강을 진공 탈가스 처리하며, 이어서 주조하여 슬라브로 한다.

본 발명에 있어서 열간 압연에 제공하는 슬라브는 특히 한정하는 것은 아니다. 즉, 연속 주조 슬라브나 박 슬라브 캐스터 등으로 제조한 것이면 좋다. 또한, 주조 후에 바로 열간 압연을 실시하는 연속 주조-직접 압연 (CC-DR)과 같은 프로세스에도 적합하다.

열연 슬라브 가열 온도는 1050℃ 이상으로 할 필요가 있다. 슬라브 가열 온도가 과도하게 낮으면, 마무리 압연 온도가 Ar3 변태점을 밑돌아 페라이트 및 오스테나이트의 2상 역압연이 되어, 열연판 조직이 불균일한 혼립 조직이 되고, 냉연 및 소둔 공정을 거쳤다고 하여도 불균일한 조직은 해소되지 않아서 연성이나 구멍 확장성이 떨어진다.

또한, 본 발명의 강은 소둔 후에 540 MPa 이상의 인장 최대 강도를 확보하기 위하여, 비교적 다량의 합금 원소를 첨가하기 때문에, 마무리 압연시의 강도도 높아지기 쉽다. 슬라브 가열 온도의 저하는 마무리 압연 온도의 저하를 초래하고, 또한 압연 하중의 증가를 초래하여, 압연이 곤란해지거나 압연 후의 강판의 형상 불량을 일으킬 염려가 있기 때문에, 슬라브 가열 온도는 1050℃ 이상으로 할 필요가 있다.

슬라브 가열 온도의 상한은 특별히 정하지 않아도, 본 발명의 효과는 발휘되지만, 가열 온도를 과도하게 고온으로 하는 것은 경제적으로 바람직하지 않기 때문에, 가열 온도의 상한은 1300℃ 미만으로 하는 것이 좋다.

마무리 압연 온도는 Ar3 변태점 이상으로 한다. 마무리 압연 온도가 오스테나이트+페라이트의 2상역이 되면, 강판 내의 조직 불균일성이 커지게 되어, 소둔 후의 성형성이 열화하므로, Ar3 변태 온도 이상이 좋다.

또한, Ar3 변태 온도는 합금 조성에 따라 다음의 식에 의하여 계산하고, 파악할 수 있다.

Ar3=901-325×C+33×Si-92×(Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2)

한편, 마무리 온도의 상한은 특별히 정하지 않아도, 본 발명의 효과는 발휘되지만, 마무리 압연 온도를 과도하게 고온으로 하였을 경우, 그 온도를 확보하기 위하여 슬라브 가열 온도를 과도하게 고온으로 하여야 한다. 따라서, 마무리 압연 온도의 상한 온도는 1000℃ 이하로 하는 것이 좋다.

열간 압연 후의 권취 온도는 670℃ 이하로 한다. 670℃를 초과하면 열연 조직 중에 조대한 페라이트나 펄라이트 조직이 존재하기 때문에, 소둔 후의 조직 불균일성이 커지고, 최종 제품의 연성이 열화된다. 소둔 후의 조직을 미세하게 하여 강도 연성 균형을 향상시키고, 제2상을 균일 분산시켜 구멍 확장성을 향상시키는 관점에서는 600℃ 이하에서 권취하는 것이 더 좋다.

또한, 670℃를 초과하는 온도에서 권취하는 것은 강판 표면에 형성하는 산화물의 두께를 과도하게 증대시키기 때문에, 산세성이 떨어지므로 바람직하지 않다. 하한에 대하여는 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, 실온 이하의 온도에서 권취하는 것은 기술적으로 어렵기 때문에, 이것이 실질적인 하한이 된다. 또한, 열연시에 조압연판끼리 접합하여 연속적으로 마무리 압연을 실시하여도 좋다. 또한, 조압연판을 일단 권취하여도 좋다.

이와 같이 하여 제조한 열연 강판에 산세정을 실시한다. 산세정는 강판 표면의 산화물의 제거가 가능하기 때문에, 최종제품의 냉연 고강도 강판의 화성성(化成性)이나, 용융 아연 또는 합금화 용융 아연 도금 강판용 냉연 강판의 용융 도금성을 향상시키는 데 있어서 중요하다. 또한, 1회의 산세정을 실시하여도 좋고, 복수회로 나누어 산세정을 실시하여도 좋다.

산세정한 열연 강판을 압하율 40 내지 70%로 냉간 압연하고, 연속 소둔 라인이나 연속 용융 아연 도금 라인을 통판한다. 압하율 40% 미만에서는 형상을 평탄하게 유지하는 것이 곤란하다. 또한, 최종 제품의 연성이 열악하게 되므로 이를 하한으로 한다.

한편, 70%를 초과하는 냉연은 냉연 하중이 너무 커져서 냉연이 곤란하게 되므로, 이를 상한으로 한다. 압하율 45 내지 65%가 더 바람직한 범위이다. 압연 패스의 회수, 각 패스마다의 압하율에 대하여는 특히 규정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘된다.

연속 소둔 라인을 통판하는 경우의 가열 속도는 200 내지 600℃간의 가열 속도 (HR1)를 2.5 내지 15℃/초로, 600℃ 내지 최고 가열 온도간의 가열 속도 (HR2)를 (0.6×HR1)℃/초 이하로 가열할 필요가 있다. 이것은 주상인 페라이트와 오스테나이트의 결정 방위 차를 제어하기 위하여 실시하는 것이다.

열처리 후에는 표면 조도의 제어, 판 형상 제어, 또는 항복점 연신의 억제를 위하여 스킨 패스 압연을 실시하는 것이 좋다. 이 때의 스킨 패스 압연의 압하율은 0.1 내지 1.5%의 범위가 좋다. 스킨 패스 압연율은 0.1% 미만에서는 효과가 작고, 제어도 곤란하기 때문에 이것이 하한이 된다. 1.5% 넘으면 제조성이 현저하게 저하되므로 이를 상한으로 한다. 스킨 패스는 인라인으로 실시하여도 좋고, 오프라인으로 실시하여도 좋다. 또한, 한 번에 목적으로 하는 압하율의 스킨 패스를 실시하여도 좋고, 몇차례 나누어서 실시하여도 좋다.

냉연 후에 용융 아연 도금 라인을 통판하는 경우의 200 내지 600℃의 온도범위에서의 가열 속도 (HR1)도, 연속 소둔 라인을 통판하는 경우와 동일한 이유에 의하여 2.5 내지 15℃/초로 한다. 600℃ 내지 최고 가열 온도간의 가열 속도도 연속 소둔 라인을 통판하는 경우와 동일한 이유에 의하여 (0.6×HR1)℃/초로 한다.

또한, 이 때의 최고 가열 온도도 연속 소둔 라인을 통판하는 경우와 같은 이유에 의하여 760℃ 내지 Ac3 변태점의 범위로 한다. 또한, 소둔 후의 냉각에 관하여도 연속 소둔 라인을 통판하는 경우와 동일한 이유에 의하여, 630℃와 570℃간을 3℃/℃ 이상으로 냉각할 필요가 있다.

도금 욕 침지 판 온도는 용융 아연 도금 욕 온도보다 4O℃ 낮은 온도로부터 용융 아연 도금 욕 온도보다 50℃ 높은 온도까지의 온도범위로 하는 것이 좋다.

욕 침지 판 온도가 용융 아연 도금 욕 온도 -40℃보다 낮으면, 도금 욕 침지 진입시의 발열이 크고, 용융 아연의 일부가 응고되어 도금 외관을 열화시키는 경우가 있기 때문에, 하한을 (용융 아연 도금 욕 온도 -40)℃로 한다. 다만, 침지 전의 판 온도가 (용융 아연 도금 욕 온도 -4O)℃보다 낮아도, 도금 욕 침지 전에 재가열을 실시하여, 판 온도를 (용융 아연 욕 온도-40)℃ 이상으로 하여 도금 욕에 침지시켜도 좋다. 또한, 도금 욕 침지 온도가 (용융 아연 도금 욕 온도 +50)℃를 초과하면, 도금 욕 온도 상승에 수반하는 조업상의 문제를 유발한다. 또한, 도금 욕은 순아연에 추가하여 Fe, Al, Mg, Mn, Si, Cr 등을 함유하여도 좋다.

또한, 도금층의 합금화를 실시하는 경우에는 460℃ 이상에서 실시한다. 합금 화 처리 온도가 460℃ 미만이면 합금화의 진행이 느려서 제조성이 나쁘다. 상한은 특히 한정하지 않지만, 600℃를 초과하면, 탄화물이 형성되고 경질 조직 (마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트) 체적율을 감소시켜서 540 MPa 이상의 강도 확보가 어려워지므로, 이것이 실질적인 상한이다.

도금 욕 침지 전, 또는 침지 후의 어느 한쪽, 또는 양쪽 모두에서 (아연 도금 욕 온도 +50)℃ 내지 300℃의 온도 역에서 30초 이상 유지하는 부가적인 열처리를 실시할 필요가 있다.

이 열처리 온도의 상한을 (아연 도금 욕 온도 +50)℃로 한 것은 이 온도 이상에서는 세멘타이트나 펄라이트의 형성이 현저하게 되어, 경질 조직의 체적율을 떨어뜨리기 때문에 540 MPa 이상의 강도 확보가 곤란해지기 때문이다. 한편, 300℃ 미만에서는 상세한 원인은 불명확하지만, 결정 방위 차를 9˚ 미만으로 하는 경질 조직이 다량으로 형성되어, 주상인 페라이트와 경질 조직의 결정 방위 차를 9˚미만으로 하는 경질 조직의 체적율을 충분히 확보할 수 없다. 따라서, 열처리 온도의 하한은 300℃ 이상으로 한다.

유지 시간은 30초 이상으로 할 필요가 있다. 유지 시간이 30초 미만이면 상세한 원인은 불명확하지만, 결정 방위 차가 9˚ 초과가 되는 경질 조직이 다량으로 형성되고, 결정 방위 차를 9˚미만으로 하는 경질 조직의 체적율을 충분히 확보하지 못하여, 구멍 확장성이 떨어진다. 따라서 체류 시간의 하한은 30초 이상으로 한다.

체류 시간의 상한은 특별히 정하지 않아도, 본 발명의 효과를 얻을 수 있으나, 체류 시간의 증가는 유한한 길이를 갖는 설비로의 열처리를 생각할 때, 통판 속도를 떨어뜨린 조업을 의미하므로, 경제성이 나쁘고 바람직하지 않다.

이 경우의 유지 시간이란, 단지 등온 유지만을 의미하는 것이 아니라, 이 온도 역에서의 체류를 의미하고, 이 온도 역에서 서냉이나 가열도 포함된다.

또한, (아연 도금 욕 온도 +50)℃ 내지 300℃의 온도 범위에서의 30초 이상의 부가적인 열 처리도, 도금 욕 침지 전, 또는 침지 후의 어느 한쪽, 또는 양쪽 모두에서 실시하여도 좋다. 이것은 주상인 페라이트와의 결정 방위 차가 9˚미만의 경질 조직을 확보할 수 있다면, 어느 조건으로 부가적인 열처리를 실시하더라도, 본 발명의 효과인 540 MPa 이상의 강도와 우수한 연성 및 구멍 확장성을 얻을 수 있기 때문이다.

열처리 후에는 표면 조도의 제어, 판 형상 제어, 또는 항복점 연신의 억제를 위하여 스킨 패스 압연을 실시하는 것이 좋다. 그 때의 스킨 패스 압연의 압하율은 0.1 내지 1.5%의 범위가 좋다. 스킨 패스 압연율은 0.1% 미만에서는 효과가 작고, 제어도 곤란하기 때문에, 이것이 하한이 된다. 1.5% 넘으면 제조성이 현저하게 저하하므로 이를 상한으로 한다. 스킨 패스는 인라인으로 실시하여도 좋고, 오프라인으로 실시하여도 좋다. 또한, 한 번에 목적으로 하는 압하율의 스킨 패스를 실시하여도 좋고, 몇차례 나누어서 실시하여도 좋다.

또한, 도금 밀착성을 한층 더 향상시키기 위하여, 소둔 전에 강판에 Ni, Cu, Co, Fe의 단독 또는 복수로 이루어진 도금을 실시하여도 본 발명을 일탈하는 것은 아니다.

또한, 도금 전의 소둔에 대하여는 「탈지 산세정 후, 비산화 분위기에서 가열하고, H₂ 및 N₂를 포함하는 환원 분위기에서 소둔한 후, 도금 욕 온도 근방까지 냉각하여 도금 욕에 침지하는 젠지머법, 소둔시의 분위기를 조절하고, 최초, 강판 표면을 산화시킨 후, 그 후 환원함으로써 도금 전의 청정화를 실시한 후에 도금 욕에 침지하는 전환원로 방식, 또는 「강판을 탈지 산세정한 후, 염화암모늄 등을 사용하여 플럭스 처리를 실시하고 도금 욕에 침지」하는 플럭스법 등이 있으나, 어느 조건으로 처리를 하더라도 본 발명의 효과는 발휘된다.

또한, 도금 전의 소둔이라는 수법에 의하지 않고, 가열 중의 노점을 -20℃ 이상으로 함으로써, 도금의 젖음성 및 도금의 합금화시의 합금화 반응에 유리하게 작용한다.

또한, 본 냉연 강판을 전기 도금하더라도 강판이 갖는 인장 강도, 연성 및 구멍 확장성을 전혀 해치지 않는다. 즉, 본 발명 강판은 전기 도금용 소재로서도 매우 적합하다. 유기 피막이나 상층 도금을 실시하더라도, 본 발명의 효과는 얻을 수 있다.

또한, 본 발명의 성형성과 구멍 확장성이 우수한 고강도 고연성 용융 아연 도금 강판의 소재는 통상의 제철 공정인 정련, 제강, 주조, 열연, 냉연 공정을 거쳐 제조되는 것을 원칙으로 하지만, 그 일부 또는 전부를 생략하여 제조되는 것이어도, 본 발명의 조건을 만족하는 한, 본 발명의 효과를 얻을 수 있다.

실시예

다음으로, 본 발명을 실시예에 의하여 상세하게 설명한다.

표 1에 나타내는 성분을 갖는 슬라브를, 1200℃로 가열하고, 마무리 열연 온도 900℃에서 열간 압연을 실시하며, 수냉대로 수냉한 후, 표 2, 표 3에 나타내는 온도에서 권취 처리를 하였다. 열연판을 산세정한 후, 두께 3mm의 열연판을 1.2mm까지 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 하였다.

냉연판에 표 2, 표 3에 나타내는 조건으로 소둔 열처리를 실시하고, 소둔 설비에 의하여 소둔을 실시하였다. 노내 분위기는 CO와 H₂를 복합한 기체를 연소시켜 발생한 H₂O, CO₂를 도입하는 장치를 설치하여 노점을 -40℃로 한 H₂를 10체적% 함유하는 N₂ 가스를 도입하고, 표 2, 표 3에 나타내는 조건으로 소둔을 실시하였다.

또한, 도금 강판에 관하여서는 연속 용융 아연 도금 설비에 의하여 소둔과 도금을 실시하였다. 소둔 조건 및 노내 분위기는 도금성을 확보하기 위하여, CO와 H₂를 복합한 기체를 연소시켜 발생한 H₂O, CO₂를 도입하는 장치를 설치하여, 노점을 -10℃로 한 H₂를 10 체적% 함유하는 N₂ 가스를 도입하고, 표 2, 표 3에 나타내는 조건으로 소둔을 실시하였다. 특히, Si를 많이 함유하는 강 번호 C, F, H에 있어서, 상기 노 내 분위기 제어를 실시하지 않으면 미도금이나 합금화의 지연을 일으키기 쉽기 때문에, Si 함유량이 많은 강에 용융 도금 및 합금화 처리를 실시하는 경우, 분위기 (산소 포텐셜) 제어를 할 필요가 있다.

그 후, 일부의 강판에 대하여는 480 내지 590℃의 온도 범위에서 합금화 처리를 하였다. 도금 강판의 용융 아연 도금의 부착량은 양면에 동일하게 약 5Og/㎡로 하였다. 마지막으로, 얻은 강판에 대하여 0.4%의 압하율로 스킨 패스 압연을 실시하였다.

얻은 냉연 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판에 대하여 인장 시험을 실시하여, 항복 응력(YS), 인장 최대 응력(TS), 전연신(E1)을 측정하였다. 또한 구멍 확장 시험을 실시하여 구멍 확장율을 측정하였다.

또한, 본 강판은 페라이트와 경질 조직으로 이루어지는 복합 조직 강판으로, 항복점 연신이 출현하지 않는 경우가 많다. 따라서, 항복 강도는 0.2% 오프셋법에 의하여 측정하였다. TS×E1가 16000 (MPa×%) 이상이 되는 것을 강도-연성 균형이 양호한 고강도 강판으로 하였다.

또한, 구멍 확장율 (λ)은 직경 10mm의 원형 구멍을, 클리어런스가 12.5%가 되는 조건으로 타발, 버가 다이측이 되도록 하여, 60˚ 원추 펀치로 성형하고, 평가하였다. 각 조건 모두, 5회의 구멍 확장 시험을 실시하고, 그 평균값을 구멍 확장율로 하였다. TS×λ가, 40000 (MPa×%) 이상이 되는 것을, 강도-구멍 확장성의 균형이 양호한 고강도 강판으로 하였다.

이 양호한 강도-연성 균형 및 양호한 강도-구멍 확장성 균형을 동시에 구비하는 것을 구멍 확장성과 연성의 균형이 우수한 고강도 강판으로 하였다.

피로 내구성의 측정은 JIS Z 2275에 기재된 평면 굽힘 피로 시험 방법에 준거하여 실시하였다. 시험편은 게이지부의 최소 폭 20 mm, R 42.5가 되는 JIS 1호 시험편을 사용하여 응력비-1, 속도 30 Hz으로 시험을 실시하였다. 각 응력에서, n=3으로 시험을 실시하고, 반복 수 1000만회로, n=3의 시험편 모두가 미파단이 되는 최대 응력을 시간 강도로 하였다. 또한, 이 값을 인장 최대 응력으로 나눈 값을 피로 한도비 (=시간 강도/인장 최대 강도)로 하고, 이 값이 0.5 이상이 되는 것을 피로 내구성이 우수한 강판으로 정의하였다.

다음으로, 강판의 미세 구조의 동정을 실시하는 동시에, 페라이트와 경질 조직의 결정 방위 관계를 측정하였다.

미세 구조의 동정에 있어서는 전술한 수법을 이용하여 실시하고, 각 조직을 동정하였다. 다만, 잔류 오스테나이트는 그 화학적 안정성이 낮은 경우, 미세 구조 관찰 시험편 제작시의 연마나, 자유 표면을 노출하는 것에 따른 주위의 결정입자로부터의 입계 구속의 소실에 의하여, 마르텐사이트로 변태하는 경우가 있다. 이 결과, X선에 의한 측정과 같이, 강판 내에 포함되는 잔류 오스테나이트의 체적율을 직접 측정한 경우와, 일단 연마 등에 의하여 자유 표면을 노출하고, 표면에 존재하는 잔류 오스테나이트를 측정한 경우에는 그 체적율이 다른 경우가 있다.

본 발명에 있어서는 FESEM-EBSP법으로, 주상인 페라이트와 경질 조직의 결정 방위 관계를 측정할 필요가 있기 때문에, 표면을 연마한 후, 미세 구조를 동정하였다.

또한, 인접하는 페라이트와 경질 조직의 방위 차는 전술의 방법으로 측정하고, 이하와 같은 평점을 부여하였다.

○: 경질 조직 전체에서 차지하는 결정 방위 차가 9˚미만인 경질 조직의 비율이 50% 이상

△: 경질 조직 전체에서 차지하는 결정 방위 차가 9˚미만인 경질 조직의 비율이 30% 이상

×: 경질 조직 전체에서 차지하는 결정 방위 차가 9˚미만인 경질 조직의 비율이 30% 미만

특히, 경질 조직 전체에서 차지하는 결정 방위 차가 9˚ 이하인 경질 조직의 비율이 50% 이상이 되면, 특히, 현저한 구멍 확장율의 향상을 나타내므로, 이 범위를 본 발명의 범위로 하였다

도 2에, 본 발명예와 비교예에 있어서, 얻은 FESEM-EBSP법에 따른 IQ 상의 일례를 나타낸다. (i)의 본 발명예에서는 페라이트: 1과 그것에 인접하는 베이나이트: A와의 사이 및 페라이트: 2와 그것에 인접하는 베이나이트: B, C의 사이의 결정 방위 차가 모두 9˚미만이며, 마르텐사이트: D는 베이나이트 C에 의하여 주위가 둘러싸여 있는 상태를 나타내고 있다. 이에 대하여, (ii)의 비교예에서는 베이나이트: E, F는 그것에 인접하는 어느 한 쪽의 페라이트와도 9˚를 초과하는 결정 방위 차를 가지고 있는 상태를 나타낸다.

표 4, 표 5에, 얻은 강판의 측정 결과를 나타낸다.

표 4 또는 표 5에 나타내는 강 번호 A-1, 4, 5, 7 내지 10, 12, 13, B-1 내지 3, C-1, 6, 7, D-1, E-1, F-1 내지 3, G-1, 2, 5, 6, H-1, 4, 5, I-1, J-1, K-1, 2, 6, 7은 강판의 화학적 성분이 본 발명에서 규정하는 범위 내에 있고, 또한, 제조 조건도 본 발명에서 규정하는 범위 내에 있다. 그 결과, 주상인 페라이트와 경질 조직의 결정 방위 차가 9˚미만이 되는 경질 조직의 비율이 많아져서 경질 조직에 의한 조직 강화를 실시하더라도, 구멍 확장성이 열화하지 않는다. 즉, 조직 강화에 의한 강도-연성 균형의 향상을 확보하면서, 높은 수준의 구멍 확장성도 확보할 수 있었다. 또한, 동시에, 피로 내구성도 향상되었다.

그 결과, 540 MPa 이상의 인장 최대 강도와 연성 및 구멍 확장성을 극히 높은 균형성으로 구비하는 한편, 피로 내구성도 구비한 강판이 제조 가능하다.

한편, 표 4 또는 표 5에 나타내는 강 번호 A-2, 3, C-4, G-4, I-3, K-3, 4, 8은 가열 조건이 본 발명의 범위를 만족하지 않기 때문에, 페라이트와 경질 조직의 결정 방위 차가 9˚초과인 것이 많고, 구멍 확장성의 지표가 되는 TS×λ값이 40000 (MPa×%) 미만으로 낮아서 구멍 확장성이 떨어진다. 또한, 1000만회에서의 피로 한계 비가 0.5보다 낮아서 피로 내구성의 향상 효과를 얻을 수 없다.

표 4 또는 표 5에 나타내는 강 번호 A-6, 11, 14, 15, C-2, 3, G-3, 7, H-2, 3, 6, 7, I-2, K-5, 9는 냉연 강판이면, 300 내지 450℃의 온도 범위에서의 체류 시간이 30초가 안되기 때문에, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판이면, (아연 도금 욕 온도 +50)℃ 내지 300℃의 온도 범위에서의 체류 시간이 30초가 안되기 때문에, 주상인 페라이트와 경질 조직의 결정 방위 차가 9˚초과인 것이 많아, 구멍 확장성의 지표가 되는 TS×λ값이 40000 (MPa×%) 미만으로 낮고 구멍 확장성도 떨어진다. 또한, 피로 임계값 비도 0.5를 밑돌고 있어서 피로 내구성의 향상 효과를 볼 수 없다.

표 4에 나타내는 강 번호 A-16은 630 내지 570℃의 온도 범위의 냉각 속도가 너무 느리기 때문에 오스테나이트가 펄라이트로 변태되어 고강도를 확보할 수 없다. 또한, 강도-연성 균형, 구멍 확장성, 피로 내구성이 모두 떨어진다.

표 4에 나타내는 강 번호 C-5는 소둔 온도가 740℃로 낮고, 강판 조직 중에 열연시에 형성한 펄라이트 조직이나, 이것이 구상화한 세멘타이트가 남기 때문에, 경질 조직인 베이나이트나 마르텐사이트가 충분한 체적율을 확보할 수 없어서, 고강도를 확보할 수 없다. 또한, 강도-연성 균형, 구멍 확장성, 피로 내구성이 모두 떨어진다.

표 5에 나타내는 강 번호 L-1 내지 3은 Si 및 Mn이 각각 0.01 및 1.12로 낮고, 소둔 후의 냉각 과정에 있어서, 펄라이트 변태를 억제하여, 베이나이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 등의 경질 조직을 확보할 수 없기 때문에, 540 MPa 이상의 고강도를 확보할 수 없다.

표 5에 나타내는 강 번호 M-1 내지 3은 C 함유량이 0.034로 낮고, 충분한 양의 경질 조직을 확보할 수 없기 때문에 540 MPa 이상의 고강도를 확보할 수 없다.

표 5에 나타내는 강 번호 N-1 내지 3은 Mn 함유량이 3.2로 높고, 소둔시에 페라이트 체적율이 일단 줄면, 냉각 과정에서 충분한 양의 페라이트를 얻을 수 없다. 따라서, 현저하게 강도-연성 균형도 떨어진다.

또한, 이상의 강 번호의 강판에 대하여도 피로 한계 비가 0.5보다 낮아서 피로 내구성의 향상 효과를 볼 수 없다.

산업상 이용 가능성

본 발명은 자동차용 구조용 부재, 보강용 부재, 샤시용 부재에 매우 적합한 인장 최대 강도 540 MPa 이상이고, 양호한 연성과 구멍 확장성을 동시에 구비한 극히 성형성이 우수하고, 피로 내구성도 우수한 강판을 염가로 제공하는 것으로, 이 강판은, 예를 들면 자동차용의 구조 부재나, 보강용 부재, 샤시 부재 등에 이용하기에 매우 적합하기 때문에, 자동차의 경량화에 크게 공헌하는 것을 기대할 수 있어서 산업상의 효과는 극히 높다.

Claims

질량%로,
C: 0.05% 내지 0.20%,
Si: 0.3 내지 2.0%,
Mn: 1.3 내지 2.6%,
P: 0.001 내지 0.03%,
S: 0.0001 내지 0.01%,
Al: 2.0% 이하,
N: 0.0005 내지 0.0100%,
O: 0.0005 내지 0.007%를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어지는 조성을 가지며, 강판 조직이 주로 페라이트와 경질 조직으로 이루어지고, 경질 조직에 인접하는 어느 하나의 페라이트와 상기 경질 조직과의 결정 방향 차가 9˚ 미만이며, 인장 최대 강도가 540 MPa 이상인 것을 특징으로 하는 구멍 확장성과 연성의 균형이 극히 양호하고 피로 내구성도 우수한 고강도 강판.
제1항에 있어서,
질량%로,
B: 0.0001 내지 0.010% 미만을 또한 함유하는 것을 특징으로 하는 구멍 확장성과 연성의 균형이 극히 양호하고 피로 내구성도 우수한 고강도 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
또한 질량%로,
Cr: 0.01 내지 1.0%,
Ni: 0.01 내지 1.0%,
Cu: 0.01 내지 1.0%,
Mo: 0.01 내지 1.0%의 1종 또는 2종 이상을 또한 함유하는 것을 특징으로 하는 구멍 확장성과 연성의 균형이 극히 양호하고 피로 내구성도 우수한 고강도 강판.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
질량%로, Nb, Ti, V의 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.001 내지 0.14% 또한 함유하는 것을 특징으로 하는 구멍 확장성과 연성의 균형이 극히 양호하고 피로 내구성도 우수한 고강도 강판.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
질량%로, Ca, Ce, Mg, REM의 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0001 내지 0.5% 또한 함유하는 것을 특징으로 하는 구멍 확장성과 연성의 균형이 극히 양호하고 피로 내구성도 우수한 고강도 강판.
제1항 내지 제5항의 어느 하나의 항에 기재된 강판의 표면에 아연계 도금을 갖는 것을 특징으로 하는 구멍 확장성과 연성의 균형이 극히 양호하고 피로 내구성도 우수한 고강도 아연 도금 강판.
제1항 내지 제5항의 어느 하나의 항에 기재된 화학 성분을 갖는 주조 슬라브를 직접 또는 일단 냉각한 후 1050℃ 이상으로 가열하고, Ar3 변태점 이상에서 열간 압연을 완료하며, 400 내지 670℃의 온도 역에서 권취하고, 산 세정한 후, 압하율 4O 내지 70%의 냉연을 실시하며, 연속 소둔 라인을 통판함에 있어서, 200 내지 600℃간의 가열 속도 (HR1)가 2.5 내지 15℃/초이고, 600℃ 내지 최고 가열 온도 간의 가열 속도 (HR2)가 (0.6×HR1)℃/초 이하에서 가열한 후, 최고 가열 온도를 760℃ 내지 Ac3 변태점으로 하여 소둔한 후, 630℃ 내지 570℃ 간을 평균 냉각 속도 3℃/초 이상으로 냉각하고, 450℃ 내지 300℃의 온도 역에서 30초 이상 유지하는 것을 특징으로 하는 구멍 확장성과 연성의 균형이 극히 양호하고 피로 내구성도 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
제1항 내지 제5항의 어느 하나의 항에 기재된 화학 성분을 갖는 주조 슬라브를 직접 또는 일단 냉각한 후 1050℃ 이상으로 가열하고, Ar3 변태점 이상으로 열간 압연을 완료하며, 400 내지 670℃의 온도 역에서 권취하고, 산 세정 후, 압하율 40 내지 70%의 냉연을 실시하여, 연속 용융 아연 도금 라인을 통판함에 있어서, 200 내지 600℃ 간의 가열 속도 (HR1)가 2.5 내지 15℃/초이고, 600℃ 내지 최고 가열 온도간의 가열 속도 (HR2)가 (0.6×HR1)℃/초 이하에서 가열한 후, 최고 가열 온도를 760℃ 내지 Ac3 변태점으로 하여 소둔한 후, 630℃ 내지 570℃ 간을 평균 냉각 속도 3℃/초 이상으로 (아연 도금 욕 온도 -40)℃ 내지 (아연 도금 욕 온도 +50)까지 냉각한 후, 아연 도금 욕에 침지하기 전, 또는 침지한 후의 어느 한 쪽, 또는 양쪽 모두에, (아연 도금 욕 온도 +50)℃ 내지 300℃의 온도 역에서 30초 이상 유지하는 것을 특징으로 하는 구멍 확장성과 연성의 균형이 극히 양호하고 피로 내구성도 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
제1항 내지 제5항의 어느 하나의 항에 기재된 화학 성분을 갖는 주조 슬라브를 직접 또는 일단 냉각한 후 1050℃ 이상으로 가열하고, Ar3 변태점 이상에서 열간 압연을 완료하며, 400 내지 670℃의 온도 역에서 권취하고, 산 세정한 후, 압하율 40 내지 70%의 냉연을 실시하며, 연속 용융 아연 도금 라인을 통판함에 있어서, 200 내지 600℃ 간의 가열 속도 (HR1)가 2.5 내지 15℃/초이고, 600℃ 내지 최고 가열 온도 간의 가열 속도 (HR2)가 (0.6×HR1)℃/초 이하로 가열한 후, 최고 가열 온도를 760℃ 내지 Ac3 변태점으로 하여 소둔한 후, 630℃ 내지 570℃ 간을 평균 냉각 속도 3℃/초 이상으로 (아연 도금 욕 온도 -40)℃ 내지 (아연 도금 욕 온도 +50)℃까지 냉각한 후, 필요에 따라서 460 내지 540℃의 온도에서 합금화 처리를 실시하여, 아연 도금 욕에 침지 전, 침지 후, 또는 합금화 처리 후의 어느 하나에, 또는 그 모두에 (아연 도금 욕 온도 +50)℃ 내지 300℃의 온도 역에서 30초 이상 유지하는 것을 특징으로 하는 구멍 확장성과 연성의 균형이 극히 양호하고 피로 내구성도 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
제7항에 기재되어 있는 방법으로 강판을 제조한 후, 아연계의 전기 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는 구멍 확장성과 연성의 균형이 극히 양호하고 피로 내구성도 우수한 고강도 전기 아연계 도금 강판의 제조 방법.