KR20140068206A

KR20140068206A - 고강도 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20140068206A
Application number: KR1020147010264A
Authority: KR
Inventors: 요시히코 오노; 겐지 다카하시; 가네하루 오쿠다; 유스케 후시와키; 미치타카 사쿠라이
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2011-09-28
Filing date: 2011-09-28
Publication date: 2014-06-05
Also published as: CN103842545A; US9816153B2; WO2013046476A1; KR101671595B1; US20150047751A1; EP2762596A1; EP2762596A4

Abstract

우수한 내치핑성, 낮은 YP, 높은 BH, 높은 El 을 갖고, 나아가서는 코일 내의 재질 변동을 저감시킨 고강도 강판 및 그 제조 방법을 저렴하게 제공한다. 질량％ 로, C : 0.015 초과 0.100 미만, Si : 0.50 미만, Mn : 1.0 초과 2.0 미만, P : 0.05 이하, S : 0.03 이하, sol.Al : 0.01 이상 0.3 이하, N : 0.005 이하, Cr : 0.35 미만, B : 0.0010 이상 0.0050 이하, Mo : 0.15 미만, Ti : 0.030 미만을 함유하고, 2.1 ≤ [Mneq] ≤ 3.1 을 만족하고, 잔부 철 및 불가피 불순물로 이루어지고, 페라이트와 제 2 상을 갖고, 제 2 상의 체적률이 2.0 ∼ 12.0 ％, 제 2 상에 있어서의 마텐자이트 및 잔류 γ 의 체적률의 비율이 60 ％ 이상, 페라이트 입자 내에 존재하고 있고 애스펙트비가 3.0 이하이고 직경 0.25 ∼ 0.90 ㎛ 의 탄화물의 개수가 10000 개/㎟ 이하인 고강도 강판. [Mneq] ＝ [％Mn] ＋ 1.3[％Cr] ＋ 3.3[％Mo] ＋ 8[％P] ＋ 150B^*, B^* ＝ [％B] ＋ [％Ti]/48 × 10.8 × 0.9 ＋ [％Al]/27 × 10.8 × 0.025 로 나타내고, B^* ≥ 0.0022 일 때에는 B^* ＝ 0.0022 로 한다.

Description

고강도 강판 및 그 제조 방법{HIGH STRENGTH STEEL PLATE AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}

본 발명은, 자동차, 가전 등에 있어서 프레스 성형 공정을 거쳐 사용되는 프레스 성형용 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

종래, 후드, 도어, 트렁크 리드, 백도어, 펜더와 같은 우수한 내덴트성이 요구되는 자동차 외판 패널에는, TS : 340 ㎫ 클래스의 BH 강판 (베이킹 경화형 강판, 이후, 간단히 340BH 라고 부른다) 이 적용되어 왔다. 340BH 는 C : 0.01 질량％ 미만의 극저 탄소강에 있어서 고용 C 량을 Nb, Ti 등의 탄질화물 형성 원소의 첨가에 의해 제어하고, Si, Mn, P 로 고용 강화한 페라이트 단상강이다. 최근, 차체 경량화 요구가 더욱 높아져, 이들 340BH 가 적용되어 온 외판 패널을 더욱 고강도화하여 강판을 박육화하거나, 또한 동일 판두께로 R/F (리인포스먼트 : 내측의 보강 부품) 를 삭감하거나, 나아가서는 베이킹 도장 공정을 저온, 단시간화하는 등의 검토가 진행되고 있다.

그러나, 종래의 340BH 에 추가로 Si, Mn, P 를 다량 첨가하여 고강도화를 도모하면, YP 의 증가에서 기인하여 프레스 성형품의 내 (耐) 면변형성이 현저하게 열화된다. 여기서, 면변형이란, 도어의 노브부의 외주 등에 발생하기 쉬운 프레스 성형면의 미소한 주름, 굴곡상의 모양이다. 면변형은 자동차의 외관 품질을 현저하게 저해시키기 때문에, 외판 패널에 적용되는 강판에는, 프레스품의 강도를 높이면서도, 프레스 성형 전의 항복 응력은 현 상황의 340BH 에 가까운 낮은 YP 를 가질 것이 요구된다. 마찬가지로, 소재의 TS 가 변동되면, 프레스품의 스프링 백량이 변화하여, 면변형을 발생시키는 원인이 된다. 이 때문에, 면변형의 저감에는 YS 를 낮게 억제할 뿐만 아니라 코일 내의 TS 의 변동을 저감시키는 것도 필요하다.

또, 이와 같은 용도로 사용되는 강판에는, 우수한 돌출 성형성도 요구되고, 높은 연성 (El) 이 코일 내에서 안정적으로 얻어지는 것이 요구된다.

또한, 이와 같은 자동차 보디 외판 부품에 사용되는 강판에는 우수한 내식성도 요구된다. 즉, 자동차의 주행시에 돌이 비산하여 강판에 압상이 발생한 경우, 그 부분에서는 녹이 발생하기 쉬워져 천공의 원인이 된다. 이와 같은 부식을 억제하기 위해서는, 내치핑성이 종래의 340BH 와 동등하거나 그 이상으로 우수한 것이 필요하다.

이와 같은 배경으로부터, 예를 들어, 특허문헌 1 에는, C : 0.005 ∼ 0.15 ％, Mn : 0.3 ∼ 2.0 ％, Cr : 0.023 ∼ 0.8 ％ 를 함유하는 강의 어닐링 후의 냉각 속도를 적정화하고, 주로 페라이트와 마텐자이트로 이루어지는 복합 조직을 형성시킴으로써, 낮은 항복 응력 (YP), 높은 연성 (El) 을 겸비한 합금화 아연 도금 강판을 얻는 방법이 개시되어 있다.

특허문헌 2 에는, mass％ 로, C : 0.005 ∼ 0.04 ％, Mn : 1.0 ∼ 2.0 ％, P : 0.10 ％ 이하, S : 0.03 ％ 이하, Al : 0.01 ∼ 0.1 ％, N : 0.008 ％ 미만, Cr : 0.2 ∼ 1.0 ％ 를 함유하고, 또한, Mn ＋ 1.29Cr 을 2.1 ∼ 2.8 로 하여 페라이트와 3.0 ％ 이상 10.0 ％ 미만의 체적률의 마텐자이트로 이루어지는 조직으로 함으로써, 연성이 우수하고, BH 가 높은 강판을 얻는 방법이 개시되어 있다.

또, 특허문헌 3 에는, 질량％ 로, C : 0.02 ∼ 0.033 ％, Mn : 1.5 ∼ 2.5 ％, Cr : 0.03 ∼ 0.5 ％, Mo : 0 ∼ 0.5 ％ 를 함유하는 강의 Mn, Cr, Mo 의 합계량을 1.8 ∼ 2.5 ％ 로 함으로써 YP 가 300 ㎫ 이하여서 연성 (El) 이나 신장 플랜지 성형성 (구멍 확장률, λ) 이 우수한 강판이 얻어지는 것이 개시되어 있다.

특허문헌 4 에는, 질량％ 로, C : 0.03 ∼ 0.09 ％, Mn : 1.0 ∼ 2.0 ％, sol.Al : 0.005 ∼ 0.1 ％, B : 0.001 ∼ 0.003 ％ 를 함유하는 강에 있어서, C 와 Mn 의 조성 범위를 C ＋ Mn/20 ≥ 0.12 ％ 로 제어함으로써, 베이킹 경화성, 상온 내시효성이 우수한 고강도 냉연 강판이 얻어지는 것이 개시되어 있다.

또한, 특허문헌 5 에는, 중량％ 로 C ≤ 0.05 ％, Mn ≤ 0.5 ％, N ≤ 0.005 ％, B ≤ 0.005 ％ 를 함유하는 연질 냉연 강판에 있어서, N 과 B 의 조성 범위를 N-14/11B ≤ 10 (ppm) 으로 제어하여 미세 AlN 의 석출량을 저감시킴으로써 코일 내의 재질 변동을 저감시키는 수법이 개시되어 있다.

일본 특허공보 소57-57945호 일본 공개특허공보 2007-211338호 일본 특허공보 제3613129호 일본 공개특허공보 2009-174019호 일본 공개특허공보 2001-73074호

그러나, 상기 특허문헌 1 ∼ 4 에 기재되어 있는 강판은, 종래의 340BH 와 비교하여 Mn 이나 Cr 을 다량으로 첨가하여 페라이트 조직에 주로 마텐자이트로 이루어지는 제 2 상을 적당량 분산시킨 복합 조직 강판으로, 이하에 나타내는 몇 가지의 문제를 갖고 있었다.

먼저, 특허문헌 1 ∼ 3 에 기재된 강판의 대부분은, 종래의 340 ㎫ 강 (340BH) 과 비교하여 내치핑성이 현저하게 떨어진다. 예를 들어, 0.6 ％ 의 Cr 을 함유하는 복합 조직 강판을 사용하여 도어를 모의한 부품을 제작하고, 그 강판 표면에 쇄석을 분사하고, 추가로 내식성의 평가를 실시한 결과, 최대 천공 깊이는 종래의 340 ㎫ 강 (340BH) 과 비교하여 약 2 배가 되는 것이 분명해졌다. 요컨대, 이와 같은 강판은, 프레스 성형성이 우수하더라도, 종래 강과 비교하여 천공 수명이 약 절반으로 저하되기 때문에, 실용차로의 적용은 어렵다.

또, 특허문헌 1 ∼ 4 에 기재된 성분 강의 일부에는 복합 조직이어도 BH 나 El 이 낮거나, 또는 YS 가 높은 강판이 관찰되었다. 요컨대, 재질의 추가적인 향상이 필요하다.

한편, 특허문헌 1 ∼ 4 에 기재된 강 중에서, B 첨가 강의 일부에서는, Mo 나 Cr 와 같은 고가의 원소를 저감시킬 수 있고, 내치핑성이나 화성 처리성도 양호하다. 게다가 비교적 낮은 YS 와 높은 BH 를 나타내지만, 큰 재질 변동이 발생한다는 문제를 갖고 있는 것이 분명해졌다. 예를 들어, 질량％ 로, C : 0.025 ％, Mn : 1.8 ％, Cr : 0.2 ％, P : 0.02 ％, sol.Al : 0.06 ％, B : 0.0025 ％, N : 0.002 ％ 를 함유하는 코일을 열연 공정으로 CT : 640 ℃ 에서 권취하고, 이어서 냉간 압연 후, CGL 에서 770 ℃ × 40 sec 의 어닐링을 실시한 코일에서는, 코일 폭 방향의 최에지부에서는 TS : 460 ㎫ 를 갖고 있지만, 코일 폭 방향의 중앙부에서는 TS : 430 ㎫ 까지 강도가 저하된다. 요컨대, 코일의 폭 방향에서 30 ㎫ 의 TS 의 변동을 발생시킨다. 동일하게 코일의 길이 방향에서도 약 30 ㎫ 의 TS 의 변동이 발생한다. 또, 이와 같은 코일에서는 TS 의 변동에 대응하여 El 도 코일 내에서 3 ％ 변동하여, El 의 코일 내 안정성도 현저하게 떨어지고, 프레스 성형성의 안정성이 떨어진다. 또한 이와 같은 코일은 TS 나 El 의 어닐링 온도 의존성이 크다. 이와 같은 현상은 재질을 향상시킬 목적으로 B 를 0.001 ％ 이상 첨가한 강에서 발생한다.

또, 특허문헌 5 에 기재된 재질 변동을 저감시키는 수법을 B 첨가한 복합 조직 강판에 활용하는 것도 시도했지만, 재질 변동은 개선되지 않았다.

이와 같이, 상기 특허문헌에 개시된 방법에서는, 우수한 내치핑성을 가지며, 또한 낮은 YP, 높은 BH, 높은 El 을 갖고, 또한 재질 변동도 작은 강판을 얻는 것은 곤란하였다.

본 발명은, 이와 같은 문제를 해결하기 위하여 이루어진 것으로, 우수한 내치핑성, 낮은 YP, 높은 BH, 높은 El 을 갖고, 나아가서는 코일 내의 재질 변동을 저감시킨 고강도 강판 및 그 제조 방법을 저렴하게 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 종래의 항복 강도가 낮은 복합 조직 강판을 대상으로, 내치핑성을 개선하면서, 저 YP, 고 BH, 고 El, 재질 변동의 저감을 동시에 달성하는 수법에 대해 예의 검토를 실시하여 이하의 결론을 얻었다.

(Ⅰ) 내치핑성은 Cr 함유량을 0.35 ％ 미만, P 를 0.05 ％ 이하로 저감시킴으로써 대폭으로 개선된다. 이로써, 종래의 340 ㎫ 강 (340BH) 과 동등 이상의 특성이 얻어진다.

(Ⅱ) 저 YP, 고 BH, 고 El 특성을 얻으려면, 먼저, 페라이트와 소량의 체적률의 제 2 상을 갖는 조직으로 하고, 제 2 상 중의 펄라이트나 베이나이트를 억제하고, 마텐자이트 및 잔류 γ 의 비율을 증가시키는 것이 중요하다. 이를 위해서는, 퀀칭 (quenching) 성 향상 원소인 Mn, Mo, Cr, P, B 등을 소정량 함유시킬 필요가 있다. 그리고, 한층 더 낮은 YP 나 높은 El 을 얻으면서 BH 도 향상시키려면, 페라이트 입자나 제 2 상을 균일하게 조대화시키면서, 소정량의 고용 C 를 잔존시킬 필요가 있고, 퀀칭 원소 중에서도 Mn, Mo 를 저감시키면서, Cr, P, B 를 적극적으로 활용하는 것이 좋다. 단, 내치핑성과 양립시키려면, Cr 이나 P 의 과잉 첨가는 피할 필요가 있고, 상기 원소 중에서는 B 를 최대한 활용하는 것이 가장 바람직하다.

(Ⅲ) B 를 활용한 강에 있어서, B 를 10 ppm 이상 함유시킴으로써 재질은 향상되지만, 반면, 재질 변동이 현재화된다. 이와 같은 재질 변동은, 고용된 B 가 열연판 중에 잔존하여 난고용성의 탄화물을 생성시키기 때문으로, 이와 같은 탄화물의 생성을 억제함으로써 재질 변동은 저감된다. 또, 이와 같은 탄화물은, 강 중의 N 량, Ti 량, sol.Al 량, B 량에 따라 적정한 권취 온도를 선택함으로써 저감된다.

즉, 저 YP, 고 BH 화의 관점에서 B 를 10 ppm 이상 함유한 강에서는, 열연으로 권취한 시점에서 N 과 결합하지 않은 근소한 고용 B 가 존재한다. 또는, sol.Al 을 일정량 함유하는 강에서는, 권취한 후의 코일의 서냉각 중에 AlN 의 석출이 발생하여 고용 B 가 발생한다. 이와 같이 하여 고용 B 가 발생하면, 강 중의 Fe, Mn, C 와 함께 안정적인 탄화물을 코일 냉각 중에 생성하여 C 를 소비한다. 게다가, 이와 같은 탄화물의 생성량은, 권취 온도 등의 열연 조건에 의존하여 현저하게 변화한다. 이와 같은 탄화물은 시멘타이트 (Fe₃C) 와 비교하여 매우 안정적이기 때문에, 어닐링 종료시에도 석출물 상태로 잔존하고, 그 탄화물의 생성량이 많은 코일 부위에서는 마텐자이트의 생성량이 현저하게 감소한다. 그 결과로서 B 첨가한 복합 조직강에서는 코일 내의 재질 변동이 현저하게 발생하는 것이 분명해졌다. 이와 같은 현상은, 강화 조직으로서 마텐자이트를 함유하지 않는 종래의 연질 냉연 강판에서는 관찰되지 않았던 현상이다.

따라서, 이와 같은 현상을 회피하려면, 열연판 중의 고용 B 량을 저감시키거나, 근소하게 고용 B 가 생성되어도 안정적인 탄화물의 생성을 억제하면 된다. 그것에는, N, Ti, sol.Al, B 량에 따라 생성되는 고용 B 량에 대해 권취 온도를 적절히 제어하면 되는 것을 알아냈다.

본 발명은, 이상의 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 그 요지는 이하와 같다.

[1] 강의 성분 조성으로서, 질량％ 로, C : 0.015 ％ 초과 0.100 ％ 미만, Si : 0.50 ％ 미만, Mn : 1.0 ％ 초과 2.0 ％ 미만, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.03 ％ 이하, sol.Al : 0.01 ％ 이상 0.3 ％ 이하, N : 0.005 ％ 이하, Cr : 0.35 ％ 미만, B : 0.0010 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Mo : 0.15 ％ 미만, Ti : 0.030 ％ 미만을 함유하고, 또한 2.1 ≤ [Mneq] ≤ 3.1 을 만족하고, 잔부 철 및 불가피 불순물로 이루어지고, 강의 조직으로서 페라이트와 제 2 상을 갖고, 제 2 상의 체적률이 2.0 ∼ 12.0 ％, 제 2 상에 있어서의 마텐자이트 및 잔류 γ 의 체적률의 비율이 60 ％ 이상, 페라이트 입자 내에 존재하고 있고 애스펙트비가 3.0 이하이고 직경 0.25 ∼ 0.90 ㎛ 의 탄화물 입자의 존재 개수가 10000 개/㎟ 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.

여기서, [Mneq] ＝ [％Mn] ＋ 1.3[％Cr] ＋ 3.3[％Mo] ＋ 8[％P] ＋ 150B^*, B^* ＝ [％B] ＋ [％Ti]/48 × 10.8 × 0.9 ＋ [％Al]/27 × 10.8 × 0.025 로 나타내고, [％Mn], [％Cr], [％Mo], [％P], [％B], [％Ti], [％Al] 은 Mn, Cr, Mo, P, B, Ti, sol.Al 의 각각의 함유량을 나타낸다. B^* ≥ 0.0022 일 때에는 B^* ＝ 0.0022 로 한다.

[2] 추가로, 질량％ 로, Nb : 0.030 ％ 미만, V : 0.2 ％ 이하, W : 0.15 ％ 이하, Zr : 0.1 ％ 이하 중 적어도 1 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 [1] 에 기재된 고강도 강판.

[3] 추가로, 질량％ 로, Sn : 0.2 ％ 이하, Sb : 0.2 ％ 이하, Cu : 0.5 ％ 이하, Ni : 0.5 ％ 이하, Ca : 0.01 ％ 이하, Ce : 0.01 ％ 이하, La : 0.01 ％ 이하, Mg : 0.01 ％ 이하 중 적어도 1 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 [1] 또는 [2] 에 기재된 고강도 강판.

[4] [1] 내지 [3] 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 열간 압연하는 공정에 있어서, 권취 온도 CT 를 sol.B 에 따라 식 (1) 에 나타내는 범위로 제어하고, 50 ∼ 85 ％ 의 냉간 압연율로 냉간 압연한 후, 연속 용융 아연 도금 라인 (CGL) 혹은 연속 어닐링 라인 (CAL) 에 있어서, 740 ℃ 이상 830 ℃ 이하의 어닐링 온도에서 25 sec 이상 유지하여 어닐링하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.

CT (℃) ≤ 670 － 50000 × sol.B … 식 (1)

여기서,

sol.B ＝ [％B] － {[％N]/14 － [％Ti]/48 × 0.8 － [％Al]/27 × 0.0005 × (CT - 560)} × 10.8 … 식 (A)

식 (A) 에 있어서, [％B], [％N], [％Ti], [％Al] 은, B, N, Ti, sol.Al 의 각각의 함유량을 나타내고, CT 는 권취 온도 (℃) 를 나타낸다. CT － 560 ≤ 0 일 때에는 CT － 560 은 0 (제로) 으로 한다. 단, sol.B ≤ 0 일 때에는 sol.B 는 0 (제로) 으로 하여 산출한다.

본 발명에 의하면, 내치핑성이 우수하고, YP 가 낮으며, BH 및 El 이 높고, 나아가서는 코일 내의 재질 변동이 작은 고강도 강판을 저비용으로 제조할 수 있게 되었다. 본 발명의 고강도 강판은, 우수한 내식성, 우수한 내면변형성, 우수한 돌출 성형성, 우수한 내덴트성, 우수한 재질 안정성을 겸비하고 있기 때문에, 자동차 부품의 고강도화, 박육화를 가능하게 한다.

도 1 은 sol.B, CT 와 폭 방향의 TS 변동의 관계를 나타내는 도면이다.
도 2 는 CT 가 상이한 강판의 코일 폭 방향의 TS 의 변화를 나타내는 도면이다.

이하, 본 발명의 상세를 설명한다. 또한, 성분의 양을 나타내는 ％ 는, 특별히 언급하지 않는 한 질량％ 를 의미한다.

1) 강의 성분 조성

Cr : 0.35 ％ 미만

Cr 은 퀀칭성을 향상시켜 소정량의 마텐자이트를 생성시키는 작용, 페라이트 입자를 미세화하지 않고 마텐자이트를 균일하게 분산시키는 작용에 의해 YP 를 저감시키고, El 을 향상시키므로, 재질면에서는 첨가하는 것이 바람직한 원소이지만, 내치핑성을 현저하게 열화시킨다. 따라서, 양호한 내치핑성을 확보하기 위해서는, Cr 의 함유량은 0.35 ％ 미만으로 할 필요가 있다. 더욱 우수한 내치핑성을 부여하기 위해서는 Cr 은 0.30 ％ 미만으로 하는 것이 바람직하다. Cr 은 이하에 나타내는 [Mneq] 를 적정화하는 관점에서 임의로 첨가할 수 있는 원소로서, 하한은 규정하지 않지만 (Cr : 0 ％ 를 포함한다), 저 YP 화의 관점에서는 Cr 은 0.02 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 0.05 ％ 이상 첨가하는 것이 더욱 바람직하다.

[Mneq] : 2.1 이상 3.1 이하

낮은 YP, 높은 El, 높은 BH, 나아가서는 우수한 내시효성을 확보하기 위해서는, 적어도 강 조직으로서 페라이트와 주로 마텐자이트 및 잔류 γ 를 갖는 제 2 상을 갖는 복합 조직으로 할 필요가 있다. 종래 강에서는, YP 가 높은 강판이나 El 이 낮은 강판을 많이 볼 수 있고, 그 원인을 조사한 결과, 이들의 강판에서는 제 2 상으로서 마텐자이트와 소량의 잔류 γ 에 추가로 펄라이트나 베이나이트가 생성되어 있는 것이 분명해졌다.

이 펄라이트나 베이나이트는, 1 ∼ 2 ㎛ 정도로 미세하고 마텐자이트에 인접하여 생성되어 있기 때문에, 예를 들어 나이탈이나 레페라 부식액으로 부식시킨 샘플을 광학 현미경으로 관찰해도 마텐자이트와 다른 조직으로서 식별하는 것은 어렵고, 엄밀하게 마텐자이트와 다른 조직으로서 식별하려면 SEM 을 사용하여 3000 배 이상의 배율로 관찰할 필요가 있다. 예를 들어, 종래의 0.03 ％ C - 1.5 ％ Mn - 0.5 ％ Cr 강의 조직을 상세하게 조사하면, 광학 현미경에 의한 관찰이나 1000 배 정도의 배율로의 SEM 에 의한 관찰에서는 조대한 펄라이트만이 식별되고, 제 2 상의 체적률에서 차지하는 펄라이트 혹은 베이나이트의 체적률은 10 ％ 정도로 측정되지만, 3000 배의 SEM 관찰로 상세하게 조사를 실시하면, 펄라이트 혹은 베이나이트의 제 2 상의 체적률에서 차지하는 비율은 30 ∼ 40 ％ 를 차지한다. 이와 같은 펄라이트 혹은 베이나이트를 억제함으로써 낮은 YP 와 높은 El 을 동시에 얻을 수 있다.

어닐링 후, 어닐링 온도에서 480 ℃ 부근까지의 1 차 냉각 (예를 들어, CGL 에서는 도금욕 침지까지의 냉각), 혹은 480 ℃ 에서 350 ℃ 부근까지의 2 차 냉각 (예를 들어, CGL 에서는 도금욕 침지 후의 냉각, CAL 에서는 과시효대까지의 냉각) 에 있어서의 냉각 속도가 대략 1 ∼ 200 ℃/sec CGL 이나 CAL 의 열이력에 있어서, 이와 같은 미세한 펄라이트 혹은 베이나이트를 충분히 저감시키기 위해서는, 퀀칭성에 관한 이하의 각 원소의 가중 당량식을 2.1 ∼ 3.1 로 제어하면 된다. 단, B 는 Ti 나 Al 과 복합으로 첨가하면 퀀칭성 향상 효과가 현저하게 증가하지만, 소정량 이상 첨가해도 퀀칭성의 향상 효과는 포화되므로, 이들의 효과는 다음 식과 같이 나타낸다.

[Mneq] ＝ [％Mn] ＋ 1.3[％Cr] ＋ 3.3[％Mo] ＋ 8[％P] ＋ 150B^*

B^* ＝ [％B] ＋ [％Ti]/48 × 10.8 × 0.9 ＋ [％Al]/27 × 10.8 × 0.025

단, B^* ≥ 0.0022 일 때에는 B^* ＝ 0.0022 로 한다.

여기서, [％Mn], [％Cr], [％Mo], [％P], [％B], [％Ti], [％Al] 은 Mn, Cr, Mo, P, B, Ti, sol.Al 의 각각의 함유량을 나타낸다.

B* 가 0.0022 이상인 경우, B 에 의한 퀀칭성의 향상 효과는 포화되므로, B* 는 0.0022 로 된다.

이 [Mneq] 를 2.1 이상으로 함으로써 낮은 YP, 높은 El, 높은 BH 가 얻어진다. 또한 저 YP, 고 El 화의 관점에서는 [Mneq] 는 2.2 이상으로 하는 것이 바람직하고, 2.3 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. [Mneq] 가 3.1 을 초과하는 경우에는, Mn, Cr, P 의 첨가량이 지나치게 많아져, 충분히 낮은 YP, 우수한 내치핑성을 동시에 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서, [Mneq] 는 3.1 이하로 한다.

Mn : 1.0 ％ 초과 2.0 ％ 미만

한층 더 YP 를 저하시키고, 높은 El, 높은 BH 를 확보하려면 동일 Mn 당량의 강 조성에 있어서도 Mn 의 함유량은 적은 쪽이 좋다. 이것은, Mn 이 지나치게 많으면, 어닐링 과정에 있어서의 α → γ 변태 온도가 낮아져, 재결정 완료 전에 γ 입자가 생성되어 페라이트 입자와 제 2 상이 부분적으로 미세화된 불균일한 조직이 되고, YP 가 상승함과 함께 El 이 저하되는 것, 및 어닐링 후의 고용 C 량이 감소하여 BH 가 저하되기 때문이다. 저 YP 화, 고 El 화, 고 BH 화의 관점에서 Mn 량은 2.0 ％ 미만으로 한다. 한편, Mn 량이 지나치게 적으면 다른 원소를 다량으로 첨가해도 충분한 퀀칭성을 확보하는 것은 곤란해진다. 또, MnS 가 미세하게 다수 분산되어 내식성, 내치핑성이 열화된다. 충분한 퀀칭성 그리고 내식성을 확보하기 위해서 Mn 은 적어도 1.0 ％ 초과 첨가할 필요가 있다.

따라서, Mn 량은 1.0 ％ 초과 2.0 ％ 미만으로 한다. 또한 내식성, 내치핑성을 향상시키는 관점에서는 Mn 은 1.2 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Mo : 0.15 ％ 미만

Mo 는 퀀칭성을 향상시켜 펄라이트의 생성을 억제하고, 소정의 강도를 확보하는 관점에서 첨가할 수 있다. 그러나, Mo 는 Mn 과 마찬가지로 제 2 상을 미세화하는 작용이 강하고, 페라이트 입자를 미세화하는 작용도 강하다. 따라서, Mo 는 과잉으로 첨가하면 YP 를 현저하게 증가시킨다. 또, Mo 는 냉연 강판으로서 사용하는 경우에, 화성 처리성을 현저하게 열화시킨다. 또, 매우 고가의 원소이다. 따라서, YP 의 저감, 화성 처리성의 향상, 저비용화의 관점에서 Mo 의 첨가량은 0.15 ％ 미만으로 한정한다 (0 ％ 를 포함한다). 한층 더 저 YP 화하는 관점에서는 0.05 ％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 또한 Mo 는 무첨가 (0.02 ％ 이하) 로 하는 것이 바람직하다.

P : 0.05 ％ 이하

P 는 본 발명에 있어서 퀀칭성 원소로서 이용할 수 있고, Mn, Cr, Mo 의 대체 원소로서 활용함으로써, 저 YP 화, 고 BH 화, 고 El 화를 달성하는 원소이다. 요컨대, P 는 미량 첨가로도 큰 퀀칭성의 향상 효과를 갖고 있는 것, 또한 제 2 상을 페라이트 입계의 3 중점에 균일하게 분산시키는 효과가 있으므로, 동일 Mn 당량이라도 Mn 을 활용하는 것보다 P 를 활용하는 쪽이 YP 가 낮아짐과 함께, BH 가 높아진다. 또, El 도 높아진다. 이와 같은 P 첨가에 의한 저 YP 화, 고 BH 화, 고 El 화의 효과를 얻으려면 P 는 0.015 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다.

그러나, P 는 0.05 ％ 를 초과하여 첨가되면 퀀칭성 향상 효과나 조직의 균일화, 조대화 효과가 포화됨과 함께, 고용 강화량이 지나치게 커져 낮은 YP 를 얻을 수 없게 된다. 또, 지철과 도금층의 합금화 반응이 현저하게 지연되어 내파우더링성이 열화되고, 그 결과 내치핑성이 열화된다. 따라서, P 량은 0.05 ％ 이하로 한다.

B : 0.0010 ％ 이상 0.0050 ％ 이하

B 는 페라이트 입자나 마텐자이트 입자를 균일, 조대화하는 작용, 퀀칭성을 향상시켜 펄라이트를 억제하는 작용이 있다. 또, B 자체에 BH 를 증가시키는 작용이 있다. 이 때문에, 소정량의 [Mneq] 를 확보하면서 Mn 을 B 로 치환함으로써, 저 YP 화와 고 BH 화가 동시에 도모된다. 이와 같은 효과를 충분히 얻으려면, B 는 0.0010 ％ 이상 첨가할 필요가 있다. 그러나, B 는 0.0050 ％ 를 초과하여 첨가하면 주조성이나 압연성이 현저하게 저하된다. 따라서, B 는 0.0050 ％ 이하로 한다. B 첨가에 의한 저 YP 화, 고 BH 화의 효과를 더욱 발휘시키려면 B 는 0.0013 ％ 이상 첨가하는 것이 좋다.

C : 0.015 ％ 초과 0.100 ％ 미만

C 는 소정량의 제 2 상의 체적률을 확보하기 위해서 필요한 원소이다. C 량이 적으면 제 2 상이 형성되지 않게 되고, YP 가 현저하게 증가함과 함께 강도와 연성의 밸런스가 열화된다. 또, 높은 BH 나 우수한 내시효성 등도 얻어지지 않게 된다. 소정량의 제 2 상의 체적률을 확보하고 충분히 낮은 YP 를 얻기 위해서는, C 는 0.015 ％ 초과로 할 필요가 있다. 내시효성을 향상시키고, YP 를 더욱 저감시키는 관점에서는 C 는 0.02 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, C 량이 0.100 ％ 이상이 되면 제 2 상의 체적률이 지나치게 많아지고 YP 가 증가하고, El 이나 BH 가 저하된다. 또, 용접성도 열화된다. 따라서, C 량은 0.100 ％ 미만으로 한다. 보다 낮은 YP 를 얻으면서 높은 El 이나 높은 BH 를 확보하기 위해서는 C 량은 0.060 ％ 미만으로 하는 것이 바람직하고, 0.040 ％ 미만으로 하는 것이 더욱 바람직하다.

Si : 0.50 ％ 미만

Si 는 미량 첨가함으로써 열간 압연에서의 스케일 생성을 지연시켜 표면 품질을 개선하는 효과, 도금욕 중 혹은 합금화 처리 중의 지철과 아연의 합금화 반응을 적당히 지연시키는 효과, 강판의 마이크로 조직을 보다 균일, 조대화하여 저 YR 화, 고 El 화하는 효과 등이 있으므로, 이와 같은 관점에서 첨가할 수 있다. 그러나, Si 를 0.50 ％ 이상 첨가하면 용융 아연 도금 강판에서는 스케일 모양이나 비도금이 발생하고, 냉연 강판에서는 스케일 모양이 발생하여 외판 패널로의 적용이 어려워진다. 또, 화성 처리성을 열화시키고, YP 의 상승을 초래한다. 이 때문에, Si 량은 0.50 ％ 미만으로 한다. 또한 표면 품질을 향상시키고, YP 를 저감시키는 관점에서 Si 는 0.30 ％ 미만으로 하는 것이 바람직하다. Si 는 임의로 첨가할 수 있는 원소로서, 하한은 규정하지 않지만 (Si : 0 ％ 를 포함한다), 상기의 관점에서 Si 는 0.01 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 0.02 ％ 이상 첨가하는 것이 더욱 바람직하다.

S : 0.03 ％ 이하

S 는 적당량 함유시킴으로써 강판의 1 차 스케일의 박리성을 향상시키고, 냉연 강판이나 용융 아연 도금 강판의 외관 품질을 향상시키는 작용이 있으므로, 함유시킬 수 있다. 그러나, S 는 그 함유량이 많으면 강 중에 석출되는 MnS 가 지나치게 많아져 강판의 신장이나 신장 플랜지 성형성을 저하시킨다. 또, 슬래브를 열간 압연할 때에 열간 연성을 저하시켜, 표면 결함을 발생시키기 쉽게 한다. 나아가서는 내식성을 저하시킨다. 이 때문에, S 량은 0.03 ％ 이하로 한다. 신장 플랜지 성형성이나 내식성을 향상시키는 관점에서, S 는 0.02 ％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.01 ％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

sol.Al : 0.01 ％ 이상 0.3 ％ 이하

Al 은 N 을 고정시켜 B 의 퀀칭성 향상 효과를 촉진하는 목적, 내시효성을 향상시키는 목적, 개재물을 저감시켜 표면 품질을 향상시키는 목적으로 첨가된다. B 의 퀀칭성 향상 효과나 내시효성을 향상시키는 관점에서 sol.Al 의 함유량은 0.01 ％ 이상으로 한다. 이와 같은 효과를 보다 발휘시키기 위해서는, sol.Al 은 0.015 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 0.04 ％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, sol.Al 을 0.3 ％ 를 초과하여 첨가해도 고용 B 를 잔존시키는 효과나 내시효성을 향상시키는 효과는 포화되어, 헛되이 비용 상승을 초래한다. 또, 주조성을 열화시켜 표면 품질을 열화시킨다. 이 때문에 sol.Al 은 0.3 ％ 이하로 한다. 우수한 표면 품질을 확보하는 관점에서는 sol.Al 은 0.2 ％ 미만으로 하는 것이 바람직하다.

N : 0.005 ％ 이하

N 는 강 중에서 BN, AlN, TiN 등의 질화물을 형성하는 원소로, B 의 재질 향상 효과를 BN 의 형성을 통하여 소실시키는 폐해가 있다. 또, 미세한 AlN 을 형성하여 입자 성장성을 저하시켜, YP 의 상승을 초래한다. N 함유량이 0.005 ％ 를 초과하면 YP 가 상승함과 함께 내시효성이 열화되어, 외판 패널로의 적용성이 불충분해지기 때문에, N 의 함유량은 0.005 ％ 이하로 한다. AlN 의 석출량을 경감하여 한층 더 YP 를 저감시키는 관점에서는 N 는 0.004 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Ti : 0.030 ％ 미만

Ti 는, N 을 고정시켜 B 의 퀀칭성을 향상시키는 효과, 내시효성을 향상시키는 효과나 주조성을 향상시키는 효과가 있고, 이와 같은 효과를 보조적으로 얻기 위해서 임의로 첨가할 수 있는 원소이다. 그러나, 그 함유량이 많아지면 강 중에서 TiC 나 Ti(C, N) 과 같은 미세한 석출물을 형성하여 현저하게 YP 를 상승시킴과 함께, 어닐링 후의 냉각 중에 TiC 를 생성하여 BH 를 감소시키는 작용이 있으므로, 첨가하는 경우에는 Ti 의 함유량은 적정 범위로 제어할 필요가 있다. Ti 의 함유량이 0.030 ％ 이상이 되면 현저하게 YP 가 증가한다. 따라서, Ti 의 함유량은 0.030 ％ 미만으로 한다. Ti 는 임의로 첨가할 수 있는 원소로서, 하한은 규정하지 않지만 (Ti : 0 ％ 를 포함한다), TiN 의 석출에 의해 N 을 고정시켜 B 의 퀀칭성의 향상 효과를 발휘시키기 위해서는 Ti 의 함유량은 0.002 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, TiC 의 석출을 억제하여 낮은 YP 를 얻기 위해서는 Ti 의 함유량은 0.010 ％ 미만으로 하는 것이 바람직하다.

잔부는, 철 및 불가피 불순물인데, 추가로 이하의 원소를 소정량 함유시킬 수도 있다.

하기의 V, Nb, W 및 Zr 중 적어도 1 종 :

V : 0.2 ％ 이하

V 는 고강도화의 관점에서 첨가할 수 있다. 강도 상승의 관점에서는 0.002 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 0.01 ％ 이상 첨가하는 것이 더욱 바람직하다. 그러나, 0.2 ％ 를 초과하여 첨가하면 현저한 비용 증가가 되므로, V 는 0.2 ％ 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.

Nb : 0.030 ％ 미만

Nb 는 조직을 세립화함과 함께 NbC, Nb(C, N) 을 석출시켜 강판을 강화하는 작용이 있으므로, 고강도화의 관점에서 첨가할 수 있다. 또, 열간 압연에서의 재결정을 지연시키는 효과나 그 후의 변태를 지연시키는 효과가 크기 때문에, Nb 의 미량 첨가에 의해 집합 조직을 개선하고, 압연 직각 방향의 r 치를 저감시키고 45 도 방향의 r 치를 향상시키는 효과가 있다. 이 때문에, Nb 를 0.002 ∼ 0.015 ％ 첨가함으로써 Δr 이나 YP 의 면내 이방성이 작아진다. Nb 는 상기의 관점에서 0.002 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 0.005 ％ 이상 첨가하는 것이 더욱 바람직하다. 그러나, 0.030 ％ 이상 첨가하면 YP 가 현저하게 상승하므로, Nb 는 0.030 ％ 미만으로 첨가하는 것이 바람직하다.

W : 0.15 ％ 이하

W 는 퀀칭성 원소, 석출 강화 원소로서 활용할 수 있다. W 는 상기의 관점에서 0.002 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 0.005 ％ 이상 첨가하는 것이 더욱 바람직하다. 그러나, 그 첨가량이 지나치게 많으면 YP 의 상승을 초래하기 때문에, W 는 0.15 ％ 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.

Zr : 0.1 ％ 이하

Zr 도 마찬가지로 퀀칭성 원소, 석출 강화 원소로서 활용할 수 있다. Zr 은 상기의 관점에서 0.002 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 0.005 ％ 이상 첨가하는 것이 더욱 바람직하다. 그러나, 그 첨가량이 지나치게 많으면 YP 의 상승을 초래하기 때문에 Zr 은 0.1 ％ 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.

하기의 Sn, Sb, Cu, Ni, Ca, Ce, La 및 Mg 중 적어도 1 종 :

Sn : 0.2 ％ 이하

Sn 은 강판 표면의 질화, 산화, 또는 산화에 의해 발생하는 강판 표층의 수십 미크론 영역의 탈탄이나 탈 B 를 억제하는 관점에서 첨가하는 것이 바람직하다. 이로써, 피로 특성, 내시효성, 표면 품질 등이 개선된다. 질화나 산화를 억제하는 관점에서 Sn 은 0.002 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 0.005 ％ 이상 첨가하는 것이 더욱 바람직하지만, 0.2 ％ 를 초과하면 YP 의 상승이나 인성의 열화를 초래하기 때문에 Sn 은 0.2 ％ 이하로 함유시키는 것이 바람직하다.

Sb : 0.2 ％ 이하

Sb 도 Sn 과 마찬가지로 강판 표면의 질화, 산화, 또는 산화에 의해 발생하는 강판 표층의 수십 미크론 영역의 탈탄이나 탈 B 를 억제하는 관점에서 첨가하는 것이 바람직하다. 이와 같은 질화나 산화를 억제함으로써 강판 표층에 있어서 마텐자이트의 생성량이 감소하는 것을 방지하거나, B 의 감소에 의해 퀀칭성이 저하되는 것을 방지하여 피로 특성이나 내시효성을 개선한다. 또, 용융 아연 도금의 젖음성을 향상시켜 도금 외관 품질을 향상시킬 수 있다. 질화나 산화를 억제하는 관점에서 Sb 는 0.002 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 0.005 ％ 이상 첨가하는 것이 더욱 바람직하지만, 0.2 ％ 를 초과하면 YP 의 상승이나 인성의 열화를 초래하기 때문에 Sb 는 0.2 ％ 이하로 함유시키는 것이 바람직하다.

Cu : 0.5 ％ 이하

Cu 는 내치핑성을 근소하게 향상시키므로, 내치핑성 향상의 관점에서 첨가하는 것이 바람직하다. 또, 스크랩을 원료로서 활용할 때에 혼입하는 원소로, Cu의 혼입을 허용함으로써 리사이클 자재를 원료 자재로서 활용할 수 있어, 제조 비용을 삭감할 수 있다. 내치핑성 향상의 관점에서 Cu 는 0.01 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 0.03 ％ 이상 첨가하는 것이 더욱 바람직하다. 그러나, 그 함유량이 지나치게 많아지면 표면 결함의 원인이 되므로, Cu 는 0.5 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Ni : 0.5 ％ 이하

Ni 도 내치핑성을 향상시키는 작용이 있는 원소이다. 또, Ni 는 Cu 를 함유시키는 경우에 발생하기 쉬운 표면 결함을 저감시키는 작용이 있다. 따라서, 내식성을 향상시키면서 표면 품질을 개선하는 관점에서 Ni 는 0.01 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 0.02 ％ 이상 첨가하는 것이 더욱 바람직하다. 그러나, Ni 의 첨가량이 지나치게 많아지면 가열로 내에서의 스케일 생성이 불균일해져 표면 결함의 원인이 됨과 함께, 현저한 비용 증가가 된다. 따라서, Ni 는 0.5 ％ 이하로 한다.

Ca : 0.01 ％ 이하

Ca 는 강 중의 S 를 CaS 로서 고정시키고, 나아가서는 부식 생성물 중의 pH 를 증가시켜, 내치핑성을 향상시키는 작용이 있다. 또, CaS 의 생성에 의해 신장 플랜지 성형성을 저하시키는 MnS 의 생성을 억제하여, 신장 플랜지 성형성을 향상시키는 작용이 있다. 이와 같은 관점에서 Ca 는 0.0005 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, Ca 는 용강 중에서 산화물로서 부상 분리되기 쉬워, 강 중에 다량으로 잔존시키는 것은 어렵다. 따라서, Ca 의 함유량은 0.01 ％ 이하로 한다.

Ce : 0.01 ％ 이하

Ce 도 강 중의 S 를 고정시켜, 신장 플랜지 성형성 그리고 내치핑성을 향상시킬 목적으로 첨가할 수 있다. Ce 는 상기의 관점에서 0.0005 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 고가의 원소이므로 다량 첨가하면 비용 상승이 된다. 따라서, Ce 는 0.01 ％ 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.

La : 0.01 ％ 이하

La 도 강 중의 S 를 고정시켜, 신장 플랜지 성형성 그리고 내치핑성을 향상시킬 목적으로 첨가할 수 있다. La 는 상기의 관점에서 0.0005 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 고가의 원소이므로 다량 첨가하면 비용 상승이 된다. 따라서, La 는 0.01 ％ 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.

Mg : 0.01 ％ 이하

Mg 는 산화물을 미세 분산시켜, 조직을 균일화하는 관점에서 첨가할 수 있다. Mg 는 상기의 관점에서 0.0005 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 그 함유량이 많으면 표면 품질이 열화되므로, Mg 는 0.01 ％ 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.

2) 조직

본 발명의 강판 조직은, 주로 페라이트, 마텐자이트, 잔류 γ, 펄라이트, 베이나이트, 그 밖에 미량의 탄화물을 함유한다. 먼저 이들의 조직 형태의 측정 방법을 설명한다.

제 2 상의 체적률은, 강판의 L 단면 (압연 방향에 평행한 수직 단면) 을 연마 후 나이탈로 부식시키고, 강판 1/4 두께 위치에 있어서 SEM 으로 3000 배의 배율로 8 시야 관찰하고, 촬영한 조직 사진을 화상 해석하여 제 2 상의 면적률을 측정함으로써 구하였다. 즉, 본 발명의 강판은 압연 방향, 압연 직각 방향의 조직 형태의 차가 작아, 어느 방향에 있어서도 측정한 제 2 상의 면적률은 거의 동일한 값을 나타냈으므로, 여기서는 L 단면에서 측정한 제 2 상의 면적률을 제 2 상의 체적률로 하였다.

조직 사진에서, 약간 검은 콘트라스트의 영역을 페라이트로 하였다. 탄화물이 라멜라상 혹은 점렬상으로 생성되어 있는 경우에는, 이 영역을 펄라이트 혹은 베이나이트로 하고, 흰 콘트라스트가 생긴 입자를 마텐자이트 혹은 잔류 γ 로 하여 각각의 면적률을 구하였다. 단, TEM 에 의한 관찰 결과를 바탕으로, 흰 콘트라스트의 입자 중 페라이트 입자 내에 분산되어 있는 직경 0.90 ㎛ 이하의 입자는 후술하는 탄화물 입자로 판단하고, 마텐자이트 혹은 잔류 γ 의 체적률로부터는 제외하였다. 제 2 상의 체적률은 이들 조직의 총량으로 하고, 마텐자이트 및 잔류 γ 의 체적률은, 흰 콘트라스트의 영역의 면적률의 총량으로 하였다. 또한, 마텐자이트와 잔류 γ 의 식별을 실시하는 것은 SEM 사진으로는 어렵고, 여기서는 양 상의 합계 면적률로 조직을 규정했는데, X 선에 의한 해석 결과로부터, 마텐자이트와 잔류 γ 의 체적률 중 마텐자이트가 대략 60 ％, 잔류 γ 가 대략 40 ％ 인 것을 확인하였다.

또한, 연속 어닐링에 있어서 CAL 의 과시효대를 통과하는 경우, 대략 350 ℃ 이하에서 마텐자이트가 생성된 후에, 그 온도역에서 장시간 유지되기 때문에, 생성한 마텐자이트가 근소하게 템퍼링되는 경우가 있다. 이 근소하게 템퍼링된 마텐자이트는, 여기서는 마텐자이트로서 취급하였다. 또한, 템퍼링된 마텐자이트와 베이나이트의 식별은 이하에 따른다. 즉, 템퍼드 마텐자이트 내의 탄화물은 베이나이트 내에 분산되어 있는 탄화물과 비교하여 매우 미세하기 때문에, 개개의 마텐자이트 입자, 베이나이트 입자의 내부에 분산되어 있는 탄화물의 평균 입자경을 측정함으로써 이들을 식별할 수 있다. 여기서는, 입자 내의 탄화물의 평균 입자경이 0.15 ㎛ 이하인 경우에는 템퍼드 마텐자이트로 하고, 0.15 ㎛ 를 초과하는 경우에는 베이나이트로 하였다.

TEM 의 관찰 결과로부터, 페라이트 입자 내에 분산되어 있는 직경 0.5 ㎛ 전후의 구상 또는 타원상 입자는 Fe, Mn, C, B 계의 탄화물로, 이 석출물이 B 첨가 강의 재질 변동을 발생시키고 있는 원인으로 되고 있는 것이 분명해졌기 때문에, SEM 사진 상에서 페라이트 입자 내에 분포되어 있는 애스펙트비가 3.0 이하이고 평균 입자 직경이 0.25 ∼ 0.90 ㎛ 인 입자를 Fe, Mn, C, B 계의 탄화물로 하고, 그 개수를 측정하였다. SEM 사진상에서 타원형의 입자의 경우에는, 그 장축 a 와 장축과 직각 방향의 단축 b 를 측정하여 (a × b)^0. ⁵ 를 그 상당 입자경으로 하였다.

제 2 상의 체적률 : 2.0 ∼ 12.0 ％

낮은 YP 를 얻기 위해서는, 제 2 상의 체적률을 2.0 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, 제 2 상의 체적률이 12.0 ％ 를 초과하면 YP 가 상승함과 함께 EL 이나 BH 가 열화된다. 따라서, 제 2 상의 체적률은 2.0 ∼ 12.0 ％ 의 범위로 한다. 더욱 낮은 YP 와 높은 BH 를 얻기 위해서는 제 2 상의 체적률은 10.0 ％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 8.0 ％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하고, 6.0 ％ 이하로 하는 것이 한층 더 바람직하다.

제 2 상에서 차지하는 체적률에 대한 마텐자이트 및 잔류 γ 의 체적률의 비율 : 60 ％ 이상

제 2 상 중 펄라이트 그리고 베이나이트를 충분히 억제하여 낮은 YP 와 높은 El 을 동시에 확보하기 위해서는, 제 2 상에서 차지하는 체적률에 대한 마텐자이트 및 잔류 γ 의 체적률의 비율을 60 ％ 이상으로 할 필요가 있다.

페라이트 입자 내에 존재하고 있고 애스펙트비가 3.0 이하이고 직경 0.25 ∼ 0.90 ㎛ 의 탄화물 입자의 존재 개수 : 10000 개/㎟ 이하

강 조성 및 열연에서의 권취 온도나 어닐링 온도, 유지 시간이 적정화되어 있지 않은 강판에는 코일 폭 방향, 길이 방향으로 현저하게 재질 변동이 발생한다. 이와 같은 부위에는 페라이트 입자 내에 애스펙트비가 대략 3.0 이하이고 직경 0.25 ㎛ 이상 0.90 ㎛ 이하의 구상 또는 타원상의 탄화물이 10000 개/㎟ 를 초과하여 분산되어 있다. 이 탄화물을 10000 개/㎟ 이하로 저감시킴으로써 코일 내의 재질 변동은 거의 해소된다. 따라서, 페라이트 입자 내에 존재하고 있고 애스펙트비가 3.0 이하이고 직경 0.25 ∼ 0.90 ㎛ 의 탄화물 입자의 존재 개수는 10000 개/㎟ 이하로 한다. 또한, 본 발명 강에 있어서 평균 페라이트 입경이나 제 2 상의 평균 직경은 규정하지 않지만, 평균 페라이트 입경은 7 ∼ 12 ㎛ 의 범위이고, 제 2 상의 평균 직경은 0.8 ∼ 1.3 ㎛ 의 범위였다.

이와 같은 조직 형태는, Mn, Cr, P, B, sol.Al, Ti, N 등의 조성 범위를 적정화하고, 또한 열연시의 CT, CAL 이나 CGL 에서의 어닐링 온도와 유지 시간을 적정화함으로써 얻어진다.

3) 제조 조건

본 발명의 강판은, 상기 서술한 바와 같이, 상기와 같이 한정된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 열간 압연하는 공정에 있어서 권취 온도 CT 를 B, sol.Al, Ti, N 의 함유량에 따라 적정 범위로 제어하고, 이어서 50 ∼ 85 ％ 의 냉간 압연율로 냉간 압연한 후, 연속 용융 아연 도금 라인 (CGL) 또는 연속 어닐링 라인 (CAL) 에 있어서, 740 ℃ 이상 830 ℃ 이하의 어닐링 온도에서 25 sec 이상 유지하여 어닐링하는 방법에 의해 제조할 수 있다.

열간 압연 :

강 슬래브를 열간 압연하려면, 슬래브를 가열 후 압연하는 방법, 연속 주조 후의 슬래브를 가열하지 않고 직접 압연하는 방법, 연속 주조 후의 슬래브에 단시간 가열 처리를 실시하여 압연하는 방법 등으로 실시할 수 있다. 열간 압연은, 예를 들어, 슬래브 가열 온도는 1100 ∼ 1300 ℃, 마무리 압연 온도는 Ar₃ 변태점 ∼ Ar₃ 변태점 ＋ 150 ℃ 로 하면 된다. r 치의 면내 이방성을 저감시키는 관점, BH 를 향상시키는 관점에서는, 열연 후의 평균 냉각 속도는 20 ℃/sec 이상으로 하는 것이 바람직하다.

B 를 0.0010 ％ 이상 함유한 B 첨가 강에 있어서 코일 내의 재질 변동을 저감시키기 위해서는, 권취 온도를 B, sol.Al, Ti, N 의 함유량에 따라 적정 범위로 제어할 필요가 있다. 각 원소와 적정 CT 의 관계에 대해 조사한 결과에 대해 이하에 서술한다.

표 1 에 나타내는 B, sol.Al, Ti, N 량이 상이한 5 종류의 강을 용제하였다. 얻어진 슬래브에 열간 압연을 실시하고, 3.2 ㎜ 의 열연 코일을 얻었다. 이 때, 슬래브 가열 온도는 1220 ℃, 마무리 압연 온도는 850 ℃ 로 하였다. 압연 후 즉시 690 ℃ 까지 급랭시키고 그 후 런아웃 테이블 상에서 라미나 냉각을실시하고, 500 ∼ 675 ℃ 의 범위에서 권취하였다. 얻어진 열연판을 산세하고, 추가로 0.70 ㎜ 두께까지 냉간 압연을 실시하고, 이어서 CGL 에서 780 ℃ × 40 sec 의 어닐링을 실시하였다. 냉각 도중에 아연 도금욕에 침지시켜, 도금 처리하고, 이어서 합금화 처리를 실시한 후, 실온까지 냉각시켜 신장률 0.4 ％ 의 조질 압연을 실시하였다. 얻어진 코일로부터 압연 방향과 평행하게 JIS 5 호 인장 시험편을 채취하여 코일 폭 방향의 기계적 특성을 조사하였다. 또, 상기 서술한 방법으로 금속 조직을 조사하였다.

도 1 에 CT 를 다양하게 변화시킨 각 성분 강의 코일 폭 방향의 TS 의 변동의 유무를 조사한 결과를 나타낸다. 여기서, sol.B 는, 식 (A) 에 의해 산출한 값으로, 열연판에서의 고용 상태에 있는 B 량을 추정한 값이다.

sol.B ＝ [％B] － {[％N]/14 － [％Ti]/48 × 0.8 － [％Al]/27 × 0.0005 × (CT － 560)} × 10.8 … (A)

[％B], [％N], [％Ti], [％Al] 은, B, N, Ti, sol.Al 의 각각의 함유량을 나타내고, CT 는 권취 온도 (℃) 를 나타낸다. CT - 560 ≤ 0 일 때에는 CT － 560 은 0 (제로) 으로 하고, sol.B ≤ 0 일 때에는 sol.B 는 0 (제로) 으로 한다.

요컨대, 고용 B 량은 N 량에 대해 잉여로 B 가 첨가되어 있는 경우에 발생하는 것으로 예상되지만, Ti 나 Al 이 첨가되어 있는 경우에는, N 량에 대해 이들의 석출량을 고려할 필요가 있다. Ti 는 슬래브 가열시에 첨가량의 80 ％ 가 TiN 으로서 석출되고 있고, 잔부는 TiC 로서 석출된다. Al 은 CT 가 560 ℃ 를 초과하면 석출이 발생하고, 그 석출량은 CT 의 증가에 수반하여 증가한다. 이와 같은 거동을 고려하여, 함유하는 N 량으로부터 TiN 이나 AlN 으로서 석출되는 N 량을 뺀 잔부의 N 량을 구하고, 첨가한 B 량으로부터 이 잔부의 N 량을 뺀 것이 식 (A) 이다.

도 1 은, 이와 같이 하여 식 (A) 로부터 얻어진 sol.B, CT 와 코일 폭 방향의 재질 변동의 유무의 관계를 플롯한 것이다. 또한, 폭 방향의 TS 는, JIS 5 호 인장 시험편을 압연 방향과 평행하게 채취하고, 인장 시험을 실시하여 평가하였다. 시험편의 코일 길이 방향의 채취 위치에 대해서는, 코일 길이의 중앙 위치로 하고, 폭 방향의 채취 위치에 대해서는, 시험편의 중심선이 폭 방향의 에지로부터 18 ㎜ 내측이 되는 위치에서부터 채취를 개시하고, 순차적으로 강도의 변화를 충분히 확인할 수 있도록 폭 방향으로 30 ㎜ ∼ 600 ㎜ 간격으로 채취하였다. 이와 같이 하여 얻어진 폭 방향의 TS 의 최대치와 최소치의 차가 20 ㎫ 미만인 코일을 ○ 으로, 20 ㎫ 이상 발생한 코일을 ● 으로 나타냈다. ● 으로 나타낸 조건의 코일은 코일 폭 방향 및 길이 방향의 재질 변동이 현저하게 발생하고 있다. 또, 도면 중에는, 식 (1) 로 나타내는 CT 와 sol.B 의 관계식으로 얻어지는 경계선을 함께 나타냈다.

CT (℃) ≤ 670 － 50000 × sol.B … 식 (1)

단, sol.B ≤ 0 일 때에는 sol.B 는 0 (제로) 으로 하여 산출한다.

도 1 로부터, 식 (A) 로부터 추정된 sol.B 에 따라 TS 가 안정되는 CT 범위가 존재하고 있고, 그 적정 범위는 sol.B 가 증가할수록 저온화되고 있는 것을 알 수 있다. 그리고, 그 경계는 식 (1) 로 부여되고, 여러 가지 성분 강에 대해 이 식의 CT 이하의 낮은 온도에서 권취함으로써 B 첨가 강에 있어서도 재질 변동이 억제되는 것을 알 수 있다. 이상으로부터, CT 는 식 (1) 로 나타내는 범위로 한정한다.

도 2 에 강 1 에 대해 CT : 620 ℃, 530 ℃ 로 했을 때의 폭 방향의 TS 의 변화를 나타낸다. 동일한 강 조성의 강이어도, CT 가 적정화되어 있지 않으면 현저한 재질 변동이 발생하고 있는 것을 알 수 있다. 여기서, 폭 방향으로 20 ㎫ 이상의 강도 변동이 발생한 코일에는 애스펙트비가 3.0 이하이고 직경 0.25 ∼ 0.90 ㎛ 의 탄화물 입자가 10000 개/㎟ 초과 관찰된다.

외판용의 미려한 도금 표면 품질을 얻기 위해서는, 슬래브 가열 온도는 1250 ℃ 이하로 하여 강판 표면에 생성된 1 차, 2 차 스케일을 제거하기 위해서 디스케일링을 충분히 실시하고, 조 (粗) 압연 종료 온도를 1080 ℃ 이하, 마무리 압연 온도를 900 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 예를 들어, Cr 함유량이 0.40 ％ 이상이었던 종래 강에서는 슬래브 가열시의 1 차 스케일이 압연 후에도 잔존하기 쉬워 CAL, CGL 에서의 어닐링 후의 외관 품질을 열화시키는 요인이 되고 있었지만, Cr 을 0.35 ％ 미만으로 저감시키고, 또한 슬래브 가열 온도를 1250 ℃ 이하로 함과 함께, 디스케일링을 고압 스프레이로 충분히 실시하고, 조압연 종료 온도를 1080 ℃ 이하, 마무리 압연 온도를 900 ℃ 이하로 제어함으로써, 자동차 외판 패널에 필요한 미려한 외관 품질을 얻을 수 있다.

냉간 압연 :

냉간 압연에서는, 압연율을 50 ∼ 85 ％ 로 하면 된다. r 치를 향상시켜 딥드로잉성을 향상시키는 관점에서는 압연율은 65 ∼ 73 ％ 로 하는 것이 바람직하고, r 치나 YP 의 면내 이방성을 저감시키는 관점에서는, 압연율은 70 ∼ 85 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

어닐링 :

냉간 압연 후의 강판에는, CGL 또는 CAL 에서 어닐링 및 필요에 따라 용융 아연 도금 처리, 또는 용융 아연 도금 처리 후 추가로 합금화 처리가 실시된다. 어닐링 온도는 740 ℃ 이상 830 ℃ 이하로 한다. 740 ℃ 미만에서는 탄화물의 고용이 불충분해져, 안정적으로 제 2 상의 체적률을 확보할 수 없게 된다. 830 ℃ 초과에서는 펄라이트나 베이나이트가 생성되기 쉬워져 충분히 낮은 YP 가 얻어지지 않게 된다. 탄화물을 고용시키는 관점에서 균열 (均熱) 시의 유지 시간은 25 sec 이상, 보다 바람직하게는 40 sec 이상으로 하고, 생산성을 확보하는 관점에서 300 sec 이하로 하는 것이 바람직하다.

균열 후에는, 어닐링 온도에서 480 ℃ 까지의 온도 범위를 2 ∼ 200 ℃/sec 의 냉각 속도로 냉각시키면 되고, 3 ∼ 50 ℃/sec 로 하는 것이 저 YP 화의 관점에서 바람직하다.

그 후, CGL 에서는 아연 도금욕에 침지시켜 아연 도금하는데, 필요에 따라 추가로 470 ∼ 650 ℃ 의 온도역에서 40 sec 이내 유지함으로써 합금화 처리를 실시할 수도 있다. 아연 도금 처리 후 혹은 합금화 처리를 실시하는 경우에는 합금화 처리 후, 100 ℃ 이하까지의 온도역을 5 ∼ 200 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 냉각시키는 것이 베이나이트의 생성을 억제하여 저 YP 화하는 관점에서는 바람직하다.

CAL 에서는 480 ℃ 에서 추가로 실온까지 2 ∼ 200 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 냉각시키거나, 과시효대를 갖는 노의 경우에는, 370 ℃ 이하까지 5 ∼ 200 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 그 후 100 ℃ 이하까지 0.1 ∼ 200 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 냉각시키면 된다.

얻어진 아연 도금 강판 또는 냉연 강판에, 표면 조도의 조정, 판 형상의 평탄화 등 프레스 성형성을 안정화시키는 관점에서 스킨 패스 압연을 실시할 수 있다. 그 경우에는, 저 YP, 고 El 화의 관점에서 스킨 패스 신장률은 0.1 ∼ 0.6 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

실시예

표 2 에 나타내는 강번 A ∼ U 의 강을 용제 후, 230 ㎜ 두께의 슬래브로 연속 주조하였다.

이 슬래브를 1180 ∼ 1250 ℃ 로 가열 후, 820 ∼ 900 ℃ 의 범위의 마무리 압연 온도에서 열간 압연을 실시하였다. 그 후, 15 ∼ 35 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 450 ∼ 670 ℃ 의 온도 범위에서 권취하였다. 얻어진 열연판은 70 ∼ 77 ％ 의 압연율로 냉간 압연을 실시하여, 판두께 0.8 ㎜ 의 냉연판으로 하였다.

얻어진 냉연판을, 표 3 에 나타내는 바와 같이, CGL 혹은 CAL 에 있어서 어닐링 온도 AT 에 있어서 어닐링하였다. 이 때, 740 ℃ 이상의 온도역의 유지 시간이 15 ∼ 150 sec 가 되도록 어닐링하고, 어닐링 온도 AT 에서 480 ℃ 까지의 평균 냉각 속도를 10 ℃/sec 로 냉각시켰다. 그 후, CGL 에서는 용융 아연 도금욕에 침지시켜 아연 도금하고, 또한 합금화 처리를 실시한 후에, 혹은 아연 도금 후 합금화 처리하지 않는 것은, 아연 도금 후, 도금욕온에서 100 ℃ 까지의 평균 냉각 속도 25 ℃/sec 가 되도록 100 ℃ 이하로까지 냉각시켰다. 아연 도금은, 욕온 : 460 ℃, 욕 중 Al : 0.13 ％ 로 실시하고, 합금화 처리는, 도금욕 침지 후, 15 ℃/sec 의 평균 가열 속도로 480 ∼ 540 ℃ 까지 가열하여 도금 중 Fe 함유량이 9.5 ∼ 11.5 ％ 의 범위가 되도록 10 ∼ 25 sec 유지하여 실시하였다. 도금 부착량은 편측당 45 g/㎡ 로 하여 양면에 부착시켰다. CAL 에서는, 480 ℃ 에서 370 ℃ 까지의 온도 범위가 평균 냉각 속도 10 ℃/sec 가 되도록 냉각시키고, 그 후, 과시효대에 있어서 평균 냉각 속도 1 ℃/sec 로 100 ℃ 까지 냉각시키고, 추가로 실온까지 평균 냉각 속도 10 ℃/sec 로 냉각시켰다. 얻어진 용융 아연 도금 강판 및 냉연 강판에 0.4 ％ 의 신장률의 조질 압연을 실시하여, 샘플 채취하였다.

얻어진 샘플에 대해, 상기 서술한 방법으로 제 2 상의 체적률, 제 2 상에서 차지하는 마텐자이트 및 잔류 γ 의 체적률의 비율 (제 2 상 중의 마텐자이트 및 잔류 γ 의 비율), 페라이트 입자 내에 존재하고 있고 애스펙트비가 3.0 이하이고 직경 0.25 ∼ 0.90 ㎛ 의 탄화물 입자의 존재 개수 (입자 내 탄화물 밀도) 를 조사하였다. 또, SEM 관찰에 의해 강 조직의 종별을 분리하였다. 또한, 압연 방향과 직각 방향으로부터 JIS 5 호 시험편을 채취하여 인장 시험 (JIS Z 2241 에 준거) 을 실시하고, YP (항복 강도), TS (인장 강도), YR (항복비), El (전체 연신율) 을 평가하였다. 또, 코일의 폭 방향으로 JIS 5 호 인장 시험편을 압연 방향과 평행하게 채취하고, 폭 방향의 TS 의 변화량 (ΔTS) 을 조사하였다.

또, 상기와 동일한 시험편 (JIS 5 호 인장 시험편) 에 2 ％ 의 예비 변형을 부여했을 때의 응력에 대한 170 ℃ 에서 20 min 의 열처리를 실시한 후의 YP 의 증가량인 BH 를 구하였다.

또한, 각 강판의 내치핑성을 평가하였다. 즉, 얻어진 강판에 화성 처리, 전착 도장을 실시한 후에, JIS-A 5001 S-13 (6 호) 의 쇄석 500 g 을 분사 압력 490 ㎪ (5 kgf/㎠) 의 조건으로 강판에 분사하고, 그 후, JASO-CCT 부식 사이클 시험으로 부식 시험을 실시하였다. 전착 도장 막두께는 20 ㎛ 로 하였다. 용융 아연 도금 강판 (CGL 로 제조) 에 대해서는 90 사이클 경과 후의 부식 샘플에 대해, 냉연 강판 (CAL 로 제조) 에 대해서는 30 사이클 경과 후의 부식 샘플에 대해, 부식 생성물을 제거하고, 미리 측정해 둔 원래 판두께로부터의 판두께의 감소량의 최대치를 구하고 최대 부식 깊이로 하였다.

결과를 표 3 에 나타낸다.

본 발명예의 강판은, 종래의 Cr 의 함유량이 적정화되어 있지 않은 강과 비교하면, 부식 감량이 현저하게 저감되고, 또한 B 량이 적은 강, Mn 당량이 낮은 강, Mn 을 다량으로 첨가한 강, Mo 를 첨가한 강과 비교하면 동일 TS 레벨의 강에서는 낮은 YP, 즉 낮은 YR 을 가지면서 높은 El 이나 높은 BH 를 갖고 있다.

즉, 종래의 Cr 을 다량으로 첨가한 강 O, P 는 부식 감량 (최대 부식 깊이) 이 0.59 ∼ 0.75 ㎜ 로 현저하게 크다. 이와 같은 강은 실부품에서의 천공 수명이 30 ∼ 50 ％ 나 저하되므로, 외판 패널로서의 사용이 어렵다. 이에 반하여, 본 발명 강의 최대 부식 감량은 0.29 ∼ 0.38 ㎜ 로서 대폭 저감되었다. 또한, 표에는 기재하지 않았지만, 종래의 340BH 에 대해서도 내식성의 평가를 함께 실시한 결과, 부식 감량은 0.36 ㎜ 였다. 또한, 본 강 (종래의 340BH) 의 화학 성분은, 질량％ 로, C : 0.002 ％, Si : 0.01 ％, Mn : 0.4 ％, P : 0.05 ％, S : 0.008 ％, Cr : 0.04 ％, sol.Al : 0.06 ％, Nb : 0.01 ％, N : 0.0018 ％, B : 0.0008 ％ 였다. 이와 같이, 본 발명 강은, 종래 강과 거의 동등한 내치핑성을 갖고 있는 것을 알 수 있다. 그 중에서도, Cr 량을 0.30 ％ 미만으로 한 성분 강이나, Ce, Ca, La 나 Cu, Ni 를 복합으로 첨가한 강에서는 한층 더 내치핑성이 양호하다.

이와 같이 Cr 을 저감시킨 강에 있어서도, 추가로 Mn 당량, Mn, B 의 첨가량, 권취 온도, 어닐링 온도, 균열 (유지) 시간을 제어한 강은, 펄라이트나 베이나이트의 생성이 억제됨과 함께, 페라이트 입자 내의 탄화물의 생성이 저감되고 있어, 코일 내의 재질 변동이 억제되어 있다. 요컨대, 강 A ∼ L 중에서 CT 가 식 (1) 의 값 이하인 조건으로 되고 있고, 어닐링 온도나 균열 유지 시간이 소정 범위에 있는 것은, 동일 TS 레벨의 비교강과 비교하여 낮은 YP, 높은 BH, 높은 El, 작은 ΔTS 를 갖고 있다.

산업상 이용가능성

본 발명에 의하면, 내치핑성이 우수하고, YP 가 낮고, El 이나 BH 가 높고, 나아가서는 코일 내의 재질 변동이 작은 고강도 강판을 저비용으로 제조할 수 있게 된다. 본 발명의 고강도 강판은, 우수한 내치핑성, 우수한 내면변형성, 우수한 돌출 성형성, 우수한 재질 안정성을 겸비하고 있기 때문에, 자동차 부품의 고강도화, 박육화를 가능하게 한다.

Claims

강의 성분 조성으로서, 질량％ 로, C : 0.015 ％ 초과 0.100 ％ 미만, Si : 0.50 ％ 미만, Mn : 1.0 ％ 초과 2.0 ％ 미만, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.03 ％ 이하, sol.Al : 0.01 ％ 이상 0.3 ％ 이하, N : 0.005 ％ 이하, Cr : 0.35 ％ 미만, B : 0.0010 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Mo : 0.15 ％ 미만, Ti : 0.030 ％ 미만을 함유하고, 또한 2.1 ≤ [Mneq] ≤ 3.1 을 만족하고, 잔부 철 및 불가피 불순물로 이루어지고, 강의 조직으로서 페라이트와 제 2 상을 갖고, 제 2 상의 체적률이 2.0 ∼ 12.0 ％, 제 2 상에 있어서의 마텐자이트 및 잔류 γ 의 체적률의 비율이 60 ％ 이상, 페라이트 입자 내에 존재하고 있고 애스펙트비가 3.0 이하이고 직경 0.25 ∼ 0.90 ㎛ 의 탄화물 입자의 존재 개수가 10000 개/㎟ 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 강판;
여기서, [Mneq] ＝ [％Mn] ＋ 1.3[％Cr] ＋ 3.3[％Mo] ＋ 8[％P] ＋ 150B^*, B^* ＝ [％B] ＋ [％Ti]/48 × 10.8 × 0.9 ＋ [％Al]/27 × 10.8 × 0.025 로 나타내고, [％Mn], [％Cr], [％Mo], [％P], [％B], [％Ti], [％Al] 은 Mn, Cr, Mo, P, B, Ti, sol.Al 의 각각의 함유량을 나타낸다; B^* ≥ 0.0022 일 때에는 B^* ＝ 0.0022 로 한다.
제 1 항에 있어서,
추가로, 질량％ 로, Nb : 0.030 ％ 미만, V : 0.2 ％ 이하, W : 0.15 ％ 이하, Zr : 0.1 ％ 이하 중 적어도 1 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
추가로, 질량％ 로, Sn : 0.2 ％ 이하, Sb : 0.2 ％ 이하, Cu : 0.5 ％ 이하, Ni : 0.5 ％ 이하, Ca : 0.01 ％ 이하, Ce : 0.01 ％ 이하, La : 0.01 ％ 이하, Mg : 0.01 ％ 이하 중 적어도 1 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 열간 압연하는 공정에 있어서, 권취 온도 CT 를 sol.B 에 따라 식 (1) 에 나타내는 범위로 제어하고, 50 ∼ 85 ％ 의 냉간 압연율로 냉간 압연한 후, 연속 용융 아연 도금 라인 (CGL) 혹은 연속 어닐링 라인 (CAL) 에 있어서, 740 ℃ 이상 830 ℃ 이하의 어닐링 온도에서 25 sec 이상 유지하여 어닐링하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법;
CT (℃) ≤ 670 － 50000 × sol.B … 식 (1)
여기서,
sol.B ＝ [％B] － {[％N]/14 － [％Ti]/48 × 0.8 － [％Al]/27 × 0.0005 × (CT - 560)} × 10.8 … 식 (A)
식 (A) 에 있어서, [％B], [％N], [％Ti], [％Al] 은, B, N, Ti, sol.Al 의 각각의 함유량을 나타내고, CT 는 권취 온도 (℃) 를 나타낸다; CT － 560 ≤ 0 일 때에는 CT － 560 은 0 (제로) 으로 한다;
단, sol.B ≤ 0 일 때에는 sol.B 는 0 (제로) 으로 하여 산출한다.