KR20200124293A - 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법 - Google Patents

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고지로 아키바
요시마사 나리타
고타로 오노
사토시 가토
마사후미 아즈마
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Abstract

이 고강도 냉연 강판은, 소정의 화학 조성을 갖고, 표면으로부터 판 두께의 1/4 위치에 있어서의 조직이, 체적률로, 70.0％ 이상의 템퍼링 마르텐사이트와, 3.0％ 초과 10.0％ 미만의 잔류 오스테나이트와, 합계로 25.0％ 이하의 페라이트 및 베이나이트와, 5.0％ 이하의 마르텐사이트를 포함하고, 상기 표면으로부터 25㎛의 위치에 있어서의 조직이, 체적률로, 합계로 70％ 이상의 페라이트 및 베이나이트와, 합계로 30％ 이하의 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 포함하고, 상기 표면으로부터 25㎛의 위치에 있어서, 상기 마르텐사이트 및 상기 템퍼링 마르텐사이트의 평균 입경이 5.0㎛ 이하이고, 인장 강도가 1310MPa 이상이며, 균일 신율이 5.0％ 이상이며, 90°V 굽힘에서의 한계 굽힘 반경 R과 판 두께 t의 비인 R/t가 5.0 이하이다.

Description

고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법
본 발명은 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.
본원은, 2018년 3월 19일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2018-051020호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.
산업 기술 분야가 고도로 분업화한 요즈음, 각 기술 분야에서 이용되는 재료에는, 특수하고도 고도한 성능이 요구되고 있다. 특히, 자동차용 강판에 관해서는, 지구 환경에 대한 배려라는 면에서, 차체를 경량화하여 연비를 향상시키기 위해, 얇으면서 고성형성을 갖는 고강도 강판의 수요가 현저하게 높아지고 있다. 자동차용 강판 중에서도 특히 차체 골격 부품에 사용되는 냉연 강판(용융 아연 도금 강판, 합금화 용융 아연 도금 강판 등의 도금 강판을 포함함)에 대해서는, 고강도뿐만 아니라, 더 한층의 적용 확대를 위해, 높은 성형성이 요구되고 있다. 또한, 고강도화에 수반하여 수소 취화의 우려도 증가된다. 그 때문에, 고강도 강도 강판에는, 고강도, 양호한 성형 가공성 이외에도, 성형 가공 후의 내 수소 취화 특성도 요구된다. 예를 들어, 인장 강도(TS)가 1310MPa 이상, 인장 시험에서의 균일 신율이 5.0％ 이상, 90°V 굽힘에서의 한계 굽힘 반경 R과 판 두께 t의 비(R/t)가 5.0 이하이며, 추가로 내 수소 취화 특성이 우수할 것이 요구된다.
페라이트를 포함하는 조직은, 우수한 성형 가공성을 얻기 위해 유효하다. 그러나, 페라이트는 연질의 조직이며, 강도 향상에 대한 기여는 작다. 그 때문에, 페라이트를 포함하는 조직을 갖는 강에서 1310MPa 이상의 강도를 얻기 위해서는, 제2 상을 딱딱하게 할 필요가 있다. 그러나, 경질의 제2 상은 굽힘성을 열화시킨다.
예를 들어 특허문헌 1, 2에는, 굽힘성을 열화시키지 않고 인장 강도를 높이는 기술로서, 템퍼링 마르텐사이트를 주상으로 하는 강판이 제안되어 있다. 특허문헌 1 및 2에서는, 템퍼링 마르텐사이트 단상의 조직으로 함으로써 굽힘성이 우수하다는 것이 개시되어 있다. 또한, 이 템퍼링 마르텐사이트는, 수소의 트랩 사이트인 탄화물이 미세하게 분산된 조직이므로, 내 수소 취화 특성도 우수하다고 개시되어 있다.
그러나, 특허문헌 1의 발명은, 강도 레벨이 1310MPa 미만으로 낮다. 그 때문에, 보다 고강도화를 목표로 하는 경우에는, 그에 수반하여 열화되는 내 수소 취화 특성이나 가공성을 보다 향상시킬 필요가 있다. 또한, 특허문헌 2의 발명은, ??칭 시의 냉각에 있어서 단숨에 실온 부근까지 냉각되므로 잔류 오스테나이트가 적고, 높은 균일 신율이 얻어지지 않는다는(성형성이 낮다는) 과제가 있다.
또한, 고강도와 높은 성형성을 양립시키는 기술로서, 특허문헌 3에는, 잔류 오스테나이트에 의한 TRIP 효과를 이용한 강판이 제안되어 있다. 그러나, 특허문헌 3의 발명에서는, 페라이트상을 갖는다. 그 때문에, 1310MPa 이상의 고강도를 얻기 어렵다. 또한, 조직 내의 강도 차가 있기 때문에 굽힘 성형성을 한층 더 개선할 것이 요구된다.
일본 특허 공개 2009-30091호 공보 일본 특허 공개 2010-215958호 공보 일본 특허 공개 2006-104532호 공보
상술한 바와 같이, 종래, 인장 강도(TS)가 1310MPa 이상인 고강도, 높은 성형성 및 높은 내 수소 취화 특성을 갖는 강판은 제안되지 않았었다.
본 발명은 상기 문제점을 해결하기 위해 이루어진 것이며, 그 과제는, 고강도 강판에서 과제가 되는 성형성, 내 수소 취화 특성을 높은 레벨로 양립시킨 고강도 강판, 즉 인장 강도(TS)가 1310MPa 이상, 균일 신율이 5.0％ 이상, 90°V 굽힘에서의 한계 굽힘 반경 R과 판 두께 t의 비(R/t)가 5.0 이하이고, 또한 내 수소 취화 특성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것이다.
본 발명에서, 고강도 냉연 강판이란, 표면에 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 갖는 고강도 용융 아연 도금 강판, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판을 포함한다.
본 발명자들은, 고강도 냉연 강판의 기계 특성에 미치는 화학 조성 및 제조 조건의 영향에 대해 상세한 조사를 행하였다. 그 결과, 강판의 대표적인 위치인 표면으로부터 판 두께의 1/4 위치의 조직(금속 조직)을, 잔류 오스테나이트를 포함하는 템퍼링 마르텐사이트 주체의 조직으로 한 후에, 어닐링 시의 노점 제어에 의한 표층의 연화 및 표층부의 경질상의 미세화에 의해, 고강도 강판에서 과제가 되는 성형성, 내 수소 취화 특성을 높은 레벨로 양립시킬 수 있음을 알아냈다. 또한, 표층부에 대해서는, 어닐링 후의 냉각에 있어서의 425℃ 초과, 600℃ 미만의 온도 영역에서의 유지 시간을 조정하여, 표층만을 페라이트 변태, 베이나이트 변태시킴으로써, 상기와 같은 조직을 얻을 수 있음을 알아냈다.
본 발명은 상기 지견에 기초하여 이루어졌다. 본 발명의 요지는, 이하와 같다.
(1) 본 발명의 일 형태에 관한 고강도 냉연 강판은, 질량％로, C: 0.140％ 초과, 0.400％ 미만, Si: 0.35％ 초과, 1.50％ 미만, Mn: 1.50％ 초과, 4.00％ 미만, P: 0.100％ 이하, S: 0.010％ 이하, Al: 0.100％ 이하, N: 0.0100％ 이하, Ti: 0％ 이상, 0.050％ 미만, Nb: 0％ 이상, 0.050％ 미만, V: 0％ 이상, 0.50％ 이하, Cr: 0％ 이상, 1.00％ 이하, Mo: 0％ 이상, 0.50％ 이하, B: 0％ 이상, 0.0100％ 이하, Ca: 0％ 이상, 0.0100％ 이하, Mg: 0％ 이상, 0.0100％ 이하, REM: 0％ 이상, 0.0500％ 이하, Bi: 0％ 이상, 0.050％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,
표면으로부터 판 두께의 1/4 위치에 있어서의 조직이, 체적률로, 70.0％ 이상의 템퍼링 마르텐사이트와, 3.0％ 초과 10.0％ 미만의 잔류 오스테나이트와, 합계로 25.0％ 이하의 페라이트 및 베이나이트와, 5.0％ 이하의 마르텐사이트를 포함하고, 상기 표면으로부터 25㎛의 위치에 있어서의 조직이, 체적률로, 합계로 70％ 이상의 페라이트 및 베이나이트와, 합계로 30％ 이하의 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 포함하고, 상기 표면으로부터 25㎛의 위치에 있어서, 상기 마르텐사이트 및 상기 템퍼링 마르텐사이트의 평균 입경이 5.0㎛ 이하이고, 인장 강도가 1310MPa 이상이며, 균일 신율이 5.0％ 이상이며, 90°V 굽힘에서의 한계 굽힘 반경 R과 판 두께 t의 비인 R/t가 5.0 이하인, 고강도 냉연 강판.
(2) 상기 (1)에 기재된 고강도 냉연 강판에서는, 상기 화학 조성이, 질량％로, Ti: 0.001％ 이상, 0.050％ 미만, Nb: 0.001％ 이상, 0.050％ 미만, V: 0.01％ 이상, 0.50％ 이하, Cr: 0.01％ 이상, 1.00％ 이하, Mo: 0.01％ 이상, 0.50％ 이하, B: 0.0001％ 이상, 0.0100％ 이하, Ca: 0.0001％ 이상, 0.0100％ 이하, Mg: 0.0001％ 이상, 0.0100％ 이하, REM: 0.005％ 이상, 0.0500％ 이하 및 Bi: 0.005％ 이상, 0.050％ 이하를 포함하는 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.
(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 고강도 냉연 강판에서는, 상기 표면에 용융 아연 도금층을 구비해도 된다.
(4) 상기 (3)에 기재된 고강도 냉연 강판에서는, 상기 용융 아연 도금층은, 합금화 용융 아연 도금층이어도 된다.
(5) 본 발명의 다른 형태에 따른 고강도 냉연 강판의 제조 방법은, 질량％로, C: 0.140％ 초과, 0.400％ 미만, Si: 0.35％ 초과, 1.50％ 미만, Mn: 1.50％ 초과, 4.00％ 미만, P: 0.100％ 이하, S: 0.010％ 이하, Al: 0.100％ 이하 및 N: 0.0100％ 이하, Ti: 0％ 이상, 0.050％ 미만, Nb: 0％ 이상, 0.050％ 미만, V: 0％ 이상, 0.50％ 이하, Cr: 0％ 이상, 1.00％ 이하, Mo: 0％ 이상, 0.50％ 이하, B: 0％ 이상, 0.0100％ 이하, Ca: 0％ 이상, 0.0100％ 이하, Mg: 0％ 이상, 0.0100％ 이하, REM: 0％ 이상, 0.0500％ 이하, Bi: 0％ 이상, 0.050％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는 주조 슬래브를, 직접 또는 일단 냉각한 후 가열하여, 열간 압연하여 열연 강판으로 하는 열간 압연 공정과, 상기 열연 강판을, 산세하고, 냉간 압연을 행하여 냉연 강판으로 하는 냉연 공정과, 상기 냉연 강판을, 노점이 -20℃ 이상 20℃ 이하이고 또한, 질소와 1.0체적％ 이상 20체적％ 이하의 수소를 함유하는 분위기 하에서, 800℃ 이상의 온도에서 균열(均熱)하여 어닐링하는 어닐링 공정과, 상기 어닐링 공정 후, 상기 냉연 강판을 425℃ 초과, 600℃ 미만의 온도 영역까지 냉각하는 제1 냉각 공정과, 상기 제1 냉각 공정 후, 상기 냉연 강판을 425℃ 초과, 600℃ 미만의 상기 온도 영역에 250초 이상 750초 이하 체재시키는 유지 공정과, 상기 유지 공정 후에, 상기 냉연 강판을 50℃ 이상 250℃ 이하의 온도까지 냉각하는 제2 냉각 공정과, 상기 제2 냉각 공정 후에, 상기 냉연 강판에 250℃ 이상 350℃ 이하의 온도에서 1초 이상 템퍼링을 행하는 템퍼링 공정과,
상기 템퍼링 공정 후, 스킨 패스 압연 가능한 온도까지 냉각하는 제3 냉각 공정과,
상기 제3 냉각 공정 후의 상기 냉연 강판에 스킨 패스 압연을 실시하는 스킨 패스 공정
을 구비한다.
(6) 상기 (5)에 기재된 고강도 냉연 강판에서는, 상기 화학 조성이, 질량％로, Ti: 0.001％ 이상, 0.050％ 미만, Nb: 0.001％ 이상, 0.050％ 미만, V: 0.01％ 이상, 0.50％ 이하, Cr: 0.01％ 이상, 1.00％ 이하, Mo: 0.01％ 이상, 0.50％ 이하 및 B: 0.0001％ 이상, 0.0100％ 이하, Ca: 0.0001％ 이상, 0.0100％ 이하, Mg: 0.0001％ 이상, 0.0100％ 이하, REM: 0.005％ 이상, 0.0500％ 이하 및 Bi: 0.005％ 이상, 0.050％ 이하를 포함하는 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.
(7) 상기 (5) 또는 (6)에 기재된 고강도 냉연 강판의 제조 방법에서는, 상기 유지 공정이, 상기 냉연 강판에 용융 아연 도금을 실시하는 용융 아연 도금 공정을 포함해도 된다.
(8) 상기 (7)에 기재된 고강도 냉연 강판의 제조 방법에서는, 상기 유지 공정의 상기 용융 아연 도금 공정 후에, 합금화 처리를 행하는 합금화 공정을 포함해도 된다.
본 발명의 상기 양태에 의하면, 인장 강도(TS)가 1310MPa 이상, 균일 신율이 5.0％ 이상, 90°V 굽힘에서의 한계 굽힘 반경 R과 판 두께 t의 비(R/t)가 5.0 이하이고, 또한 내 수소 취화 특성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법이 얻어진다. 이와 같은 강판은, 프레스 성형 등의 가공에 적용할 수 있는 충분한 성형성을 갖고, 고강도화에서 과제가 되는 내 수소 취화 특성이 우수하다. 그 때문에, 본 발명은 자동차의 차체 경량화를 통하여 지구 환경 문제의 해결에 기여할 수 있는 등 산업의 발전에 기여하는 바 크다.
도 1a는 표면으로부터 판 두께 방향으로 25㎛ 깊이 위치에 있어서의, 어닐링, 냉각 후에 425℃ 초과, 600℃ 미만의 온도 영역에서 유지하였을 때의, 당해 온도 영역에서의 체재 시간과, 페라이트 및 베이나이트의 체적률 사이의 관계, 그리고 그때의 내 수소 취화 특성을 나타내는 그래프이다.
도 1b는 표면으로부터 판 두께 방향으로 25㎛ 깊이 위치에 있어서의, 어닐링, 냉각 후에 425℃ 초과, 600℃ 미만의 온도 영역에서 유지하였을 때의, 당해 온도 영역에서의 체재 시간과, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 체적률 사이의 관계, 그리고 그때의 내 수소 취화 특성을 나타내는 그래프이다.
도 1c는 표면으로부터 판 두께 방향으로 25㎛ 깊이 위치에 있어서의, 어닐링, 냉각 후에 425℃ 초과, 600℃ 미만의 온도 영역에서 유지하였을 때의, 당해 온도 영역에서의 체재 시간과, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트 입경 사이의 관계, 그리고 그때의 내 수소 취화 특성을 나타내는 그래프이다.
본 발명의 일 실시 형태에 관한 고강도 냉연 강판(이하, 본 실시 형태에 관한 강판이라고 하는 경우가 있음)에 대해 설명한다.
본 실시 형태에 관한 강판에 있어서의 금속 조직, 화학 조성 및 그 강판을 효율적이고, 안정적이고, 또한 경제적으로 제조할 수 있는 제조 방법에 있어서의 압연, 어닐링 조건 등에 대해 이하에 상세하게 설명한다. 본 실시 형태에 관한 강판은, 표면에 도금층을 갖지 않는 냉연 강판뿐만 아니라, 표면에 용융 아연 도금이 형성된 용융 아연 도금 강판 또는 표면에 합금화 용융 아연 도금이 형성된 합금화 용융 아연 도금 강판을 포함하고, 이들 주요 조건은 고강도 용융 아연 도금 강판, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판에도 공통이다.
1. 금속 조직
본 실시 형태에 관한 강판의 금속 조직의 설명에 있어서, 조직 분율은 체적률로 표시한다. 그래서, 특히 언급하지 않으면 「％」는 「체적％」를 표시한다.
본 실시 형태에 관한 강판(고강도 냉연 강판, 고강도 용융 아연 도금 강판, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판)은, 표면으로부터 판 두께의 1/4(1/4 두께) 위치에 있어서의 조직이, 체적률로, 70.0％ 이상의 템퍼링 마르텐사이트와, 3.0％ 초과 10.0％ 미만의 잔류 오스테나이트와, 합계로 25.0％ 이하의 페라이트 및 베이나이트와, 5.0％ 이하의 마르텐사이트를 포함한다.
또한, 표면으로부터 25㎛의 위치에 있어서의 조직이, 체적률로, 합계로 70.0％ 이상의 페라이트 및 베이나이트와, 합계로 30.0％ 이하의 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 포함하고, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 평균 입경이 5.0㎛ 이하이다.
본 실시 형태에 관한 강판에 있어서는, 강판의 대표적인 조직을 나타내는 표면으로부터 판 두께 방향으로 판 두께의 1/4 위치에 있어서의 조직이, 템퍼링 마르텐사이트 주체 조직이며, 표면으로부터 판 두께 방향으로 25㎛의 위치에 있어서의 표층부에 있어서의 조직은, 페라이트 및 베이나이트를 주체로 하는 조직이다. 즉, 본 실시 형태에서의 강판에서는, 판 두께의 1/4 위치와 표층부가 조직의 분율이 다른 경사 조직으로 된다. 이러한 경사 조직은, 어닐링 가열 시에 적당한 탈탄을 행한 후, 어닐링 냉각 시에 표층만 페라이트 혹은 베이나이트 변태시킬 적당한 체재 시간을 확보함으로써 달성할 수 있다. 상세한 조건에 대해서는 제조 조건의 설명에서 상세하게 설명한다.
[표면으로부터 25㎛의 위치(표층 25㎛ 위치)에 있어서의 조직에 대하여]
본 발명자들은, 고강도 강판의 내 수소 취화 특성을 개선하기 위해, 예의 검토하였다. 그 결과, 표층부의 조직이, 내 수소 취화 특성에 크게 영향을 미치고 있는 것을 알아내었다. 구체적으로는, 강판의 표면으로부터 판 두께 방향으로 25㎛의 위치에 있어서, 페라이트 및 베이나이트의 체적률이 합계로 70.0％ 이상이며, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 체적률이 합계로 30.0％ 이하이고, 또한 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 평균 입경이 5.0㎛ 이하이면 내 수소 취화 특성이 우수함을 알아 냈다. 이러한 조직으로 함으로써, 내 수소 취화 특성이 향상되는 상세한 메커니즘에 대해서는 명백하지 않지만, 이하의 이유를 생각할 수 있다. 즉, 내 수소 취화 특성 평가에 있어서의 예비 변형(prestrain)에서의 굽힘 변형에 가장 변형이 몰리는 것은 강판 표면이지만, 그 강판 표면이 연질이라는 것과, 균열의 기점이 되는 표층부의 경질상이 저감되고, 더욱 미세 균일화되어 균열 기점이 적게 되어 있다는 것에 의해 수소 취화가 억제된다고 생각된다.
도 1a에 도시하는 바와 같이, 표면으로부터 25㎛의 위치에 있어서의, 페라이트 및 베이나이트의 체적률이, 합계로 70.0％ 이상에서 내 수소 취화 특성이 우수하다. 페라이트 및 베이나이트의 체적률은 75.0％ 이상이 바람직하고, 80.0％ 이상이 더욱 바람직하다. 페라이트 및 베이나이트의 체적률은 100％여도 된다.
또한, 표층부의 조직에 있어서의 경질의 마르텐사이트나 템퍼링 마르텐사이트는, 표층부를 딱딱하게 할 뿐 아니라, 균열의 기점을 증가시키므로, 내 수소 취화 특성을 열화시킨다. 즉, 표층부의 조직에 있어서의 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트는 적고, 더욱 미세할 필요가 있다. 따라서 표면으로부터 판 두께 방향으로 25㎛의 위치에 있어서, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 체적률은, 도 1b에 도시하는 바와 같이 30.0％ 이하로 한다. 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 체적률은, 25.0％ 이하가 바람직하고, 20.0％ 이하가 보다 바람직하다.
또한, 도 1c에 도시하는 바와 같이, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 평균 입경은 5.0㎛ 이하로 한다. 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 평균 입경은 4.5㎛ 이하인 것이 바람직하고, 4.0㎛ 이하인 것이 보다 바람직하다.
[표면으로부터 판 두께의 1/4(1/4 두께)의 위치에 있어서의 조직에 대하여]
템퍼링 마르텐사이트는 마르텐사이트(소위 프레시 마르텐사이트)와 마찬가지로 라스상의 결정립의 집합이지만, 템퍼링에 의해 내부에 미세한 철계 탄화물을 포함하는 경질의 조직이다. 템퍼링 마르텐사이트는, 어닐링 후의 냉각 등에 의해 생성된 마르텐사이트를 열처리 등에 의해 어닐링시킴으로써 얻어진다.
템퍼링 마르텐사이트는, 마르텐사이트에 비하여, 취성이 아니고, 연성을 갖는 조직이다. 본 실시 형태에 관한 강판에서는, 강도와 굽힘성을 향상시키기 위해, 템퍼링 마르텐사이트의 체적률을 70.0％ 이상으로 한다. 바람직하게는 체적률로 75.0％ 이상, 더욱 바람직하게는 80.0％ 이상이다.
잔류 오스테나이트는, TRIP 효과에 의해 연성을 향상시키고 균일 신율의 향상(후술하는 균일 신율 5.0％ 이상)에 기여한다. 그 때문에, 표면으로부터 판 두께 방향으로 판 두께의 1/4 위치에 있어서의 조직에 있어서, 잔류 오스테나이트의 체적률은, 3.0％ 초과로 한다. 잔류 오스테나이트의 체적률은, 3.5％가 바람직하고, 4.0％ 이상이 보다 바람직하다.
한편, 잔류 오스테나이트의 체적률이 과잉이 되면, 잔류 오스테나이트의 입경이 커지고, 변형 후에 조대하면서 또한 경질인 마르텐사이트가 된다. 이 경우, 균열의 기점이 발생하기 쉬워져, 굽힘성이 열화된다. 이 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적률은, 10.0％ 미만으로 한다. 잔류 오스테나이트의 체적률은, 8.0％ 미만이 바람직하고, 7.0％ 미만이 보다 바람직하다.
페라이트는, 2상 영역 어닐링, 혹은 어닐링 후의 완냉각으로 얻어지는 연질인 상이다. 페라이트는, 마르텐사이트와 같은 경질상과 혼재하는 경우에는 강판의 연성을 향상시키지만, 1310MPa 이상의 고강도를 달성하기 위해서는, 페라이트의 체적률을 제한할 필요가 있다.
또한, 베이나이트는 어닐링 후에 350℃ 이상, 550℃ 이하로 일정 시간 유지함으로써 얻어지는 상이다. 베이나이트는, 마르텐사이트에 비해 연질이므로 연성을 향상시키는 효과가 있지만, 1310MPa 이상의 고강도를 달성하기 위해서는, 상기페라이트와 마찬가지로 체적률을 제한할 필요가 있다.
따라서, 페라이트 및 베이나이트의 체적률은, 합계로 25.0％ 이하로 한다. 바람직하게는 15.0％ 이하, 보다 바람직하게는 10.0％ 이하이다.
마르텐사이트(프레시 마르텐사이트)는, 최종 냉각 시에 오스테나이트로부터 변태함으로써 생성되는, 라스상의 결정립의 집합이다. 마르텐사이트는 경질이고 취성이므로, 변형 시의 균열 기점이 되기 쉽고, 굽힘성을 열화시킨다. 이 때문에, 마르텐사이트의 체적률은, 5.0％ 이하로 한다. 마르텐사이트의 체적률은, 3.0 이하가 바람직하고, 2.0％ 이하가 보다 바람직하다.
표면으로부터 판 두께의 1/4 위치에 있어서의 조직에서는, 상기 이외에, 잔부 조직으로서, 펄라이트를 포함해도 된다. 그러나, 펄라이트는, 조직 내에 시멘타이트를 갖는 조직이며 강도의 향상에 기여하는 강 중의 C를 소비한다. 그 때문에, 펄라이트 체적률이 5.0％ 초과이면, 강판의 강도가 저하된다. 그 때문에, 펄라이트의 체적률은, 5.0％ 이하로 한다. 펄라이트의 체적률은, 바람직하게는 3.0％ 이하이고, 보다 바람직하게는 1.0％ 이하이다.
본 실시 형태에 관한 강판의, 표면으로부터 25㎛의 위치에 있어서의 조직 및 표면으로부터 판 두께의 1/4 위치에 있어서의 조직에 있어서의 체적률은, 다음과 같이 하여 측정한다. 즉, 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트, 펄라이트의 체적률은, 강판의 압연 방향, 폭 방향에 대해 임의의 위치로부터 시험편을 채취하고, 압연 방향에 평행인 종단면을 연마하고, 강판 표면으로부터 25㎛의 위치 및 판 두께의 1/4 위치에 있어서, 나이탈 에칭에 의해 현출한 금속 조직을 SEM을 사용하여 관찰한다. SEM 관찰에서는 3000배의 배율로 30㎛×50㎛의 시야를 5 시야 관찰하고, 관찰된 화상으로부터, 각 조직의 면적률을 측정하고, 그의 평균값을 산출한다. 압연 방향에 대해 수직 방향(강판 폭 방향)으로는 조직 변화가 없고, 압연 방향에 평행인 종단면의 면적률은 체적률과 동등하므로, 면적률을 각각의 체적률로 한다. 각 조직의 면적률의 측정 시에, 하부 조직이 현출하지 않고, 또한, 휘도가 낮은 영역을 페라이트로 한다. 또한, 하부 조직이 현출하지 않고, 또한, 휘도가 높은 영역을 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트로 한다. 또한, 하부 조직이 현출한 영역을, 템퍼링 마르텐사이트 또는 베이나이트로 한다.
베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트는 추가로 입자 내의 탄화물을 주의깊게 관찰함으로써 구별할 수 있다.
구체적으로는, 템퍼링 마르텐사이트는, 마르텐사이트 라스와, 라스 내부에 생성된 시멘타이트로 구성된다. 이 때, 마르텐사이트 라스 및 시멘타이트의 결정 방위 관계는 2종류 이상 존재하므로, 템퍼링 마르텐사이트를 구성하는 시멘타이트는 복수의 베리언트를 갖는다. 한편, 베이나이트는, 상부 베이나이트와 하부 베이나이트로 분류된다. 상부 베이나이트는, 라스상의 베이니틱 페라이트와, 라스 계면에 생성한 시멘타이트로 구성되기 때문에, 템퍼링 마르텐사이트와는 용이하게 구별할 수 있다. 하부 베이나이트는, 라스상의 베이니틱 페라이트와, 라스 내부에 생성된 시멘타이트로 구성된다. 이 때, 베이니틱 페라이트 및 시멘타이트의 결정 방위 관계는, 템퍼링 마르텐사이트와는 달리 1종류이며, 하부 베이나이트를 구성하는 시멘타이트는 동일한 베리언트를 갖는다. 따라서, 하부 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트는, 시멘타이트의 베리언트에 기초하여 구별할 수 있다.
한편, 마르텐사이트는, SEM 관찰로는 잔류 오스테나이트와 구별할 수 없다. 그 때문에, 마르텐사이트의 체적률은, 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트, 펄라이트 이외의 면적률로부터, 후술하는 방법으로 산출한 잔류 오스테나이트의 체적률을 뺌으로써, 체적률을 산출한다.
단, 표층부에 대해서는, 탈탄에 의해 C 농도가 낮아지기 때문에, 잔류 오스테나이트는 생성되지 않는다. 그 때문에, 표층부에서는, SEM 관찰에서 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트라고 판단된 조직은, 잔류 오스테나이트와 구별하지 않고, 마르텐사이트라고 판단한다.
또한 실시 형태에 관한 강판에서는, 표층 25㎛ 위치에 있어서는, 페라이트 및 베이나이트가 주체인 조직이 되지만, 이들 조직에 비해, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트는 경질의 조직이 된다.
따라서, 표층 25㎛ 위치에 있어서의 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 입경은, 마르텐사이트와 템퍼링 마르텐사이트를 구별하지 않고, 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트 혹은 마르텐사이트와 템퍼링 마르텐사이트가 혼재한 입자의 원 상당 입경을 산출한다.
구체적으로는, 본 실시 형태에 관한 강판의, 표면으로부터 25㎛의 위치에 있어서의 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 평균 입경은, 이하의 방법으로 구할 수 있다.
강판의 압연 방향, 폭 방향에 대해 임의의 위치로부터 시험편을 채취하고, 압연 방향에 평행인 종단면을 연마하고, 강판 표면으로부터 25㎛의 위치 및 판 두께의 1/4 위치에 있어서, 나이탈 에칭에 의해 현출한 금속 조직을 SEM을 사용하여 관찰한다. 이 조직에 대해, JIS G 0551(2013)에 기재된 절단법에 의해 상술한 마르텐사이트 또한이나 템퍼링 마르텐사이트라고 판단되는 조직의 원 상당 평균 직경을 산출하고, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 평균 입경으로 한다.
잔류 오스테나이트의 체적률은, 강판의 임의의 위치로부터 시험편을 채취하고, 강판 표면으로부터 판 두께의 1/4 내측의 위치까지 압연면을 화학 연마하고, MoKα선에 의한 페라이트의 (200), (210) 면적분 강도와 오스테나이트의 (200), (220) 및 (311) 면적분 강도로부터 정량화한다.
표면으로부터 25㎛의 위치의 잔류 오스테나이트 체적률은, 강판 표면으로부터 판 두께의 25㎛의 위치까지 압연면을 화학 연마하고, 상기와 같은 방법으로 측정할 수 있다. 그러나, 상술한 바와 같이, 표층부에 대해서는, 탈탄에 의해 C 농도가 낮아지기 때문에, 잔류 오스테나이트는 실질적으로는 생성되지 않는다. 그 때문에, 표면으로부터 25㎛의 위치에 있어서의 잔류 오스테나이트의 체적률은, 측정하지 않아도 된다.
[인장 강도가 1310MPa 이상, 균일 신율이 5.0％ 이상]
[90°V 굽힘에서의 한계 굽힘 반경 R과 판 두께 t의 비(R/t)가 5.0 이하]
본 실시 형태에 관한 강판에서는, 자동차의 차체 경량화에 기여하는 강도로서, 인장 강도(TS)를 1310MPa 이상으로 한다. 충격 흡수성의 관점에서 보면, 강판의 강도는, 바람직하게는 1400MPa 이상이고, 보다 바람직하게는 1470MPa 이상이다.
또한, 성형성의 관점에서, 균일 신율(uEl)은 5.0％ 이상으로 한다. 성형성을 더 양호하게 하기 위해, 균일 신율(uEl)은 보다 바람직하게는 5.5％ 이상이다. 또한, 성형성의 관점에서, 90°V 굽힘에서의 한계 굽힘 반경 R과 판 두께 t의 비(R/t)는, 5.0 이하로 한다. (R/t)는, 성형성을 더 양호하게 하기 위해, 바람직하게는 4.0 이하이고, 보다 바람직하게는 3.0 이하이다.
인장 강도(TS) 및 균일 신율(uEl)은, 강판으로부터, 압연 방향에 수직 방향으로 JIS 5호 인장 시험편을 채취하고, JIS Z 2241(2011)을 따라 인장 시험을 행함으로써 구한다.
또한, 한계 굽힘 반경(R)에 대해서는, 90°V 굽힘 금형을 사용하여, 0.5㎜ 피치로 반경 R을 변화시켜, 균열이 일어나지 않는 최소 굽힘 R을 구하여, 판 두께 t로 나눔으로써 구한다.
2. 강판의 화학 조성
다음에, 본 실시 형태에 관한 강판이 갖는 화학 조성에 대해 설명한다. 이하, 화학 조성에 있어서의 각 원소의 함유량을 나타내는 「％」란 모두 질량％를 의미한다.
C: 0.140％ 초과, 0.400％ 미만
C 함유량이 0.140％ 이하이면 상기 금속 조직을 얻기가 곤란해져, 인장 강도를 달성할 수 없게 된다. 또한 90°V 굽힘에서의 한계 굽힘 반경 R과 판 두께 t의 비(R/t)의 악화를 초래한다. 따라서, C 함유량은 0.140％ 초과로 한다. 바람직하게는 0.160％ 초과, 더욱 바람직하게는 0.180％ 초과이다.
한편, C 함유량이 0.400％ 이상이면 용접성이 열화됨과 함께 90°V 굽힘에서의 한계 굽힘 반경 R과 판 두께 t의 비(R/t)가 열화된다. 또한 내 수소 취화 특성도 열화된다. 따라서, C 함유량은 0.400％ 미만으로 한다. 바람직하게는 0.350％ 미만, 더욱 바람직하게는 0.300％ 미만이다.
Si: 0.35％ 초과, 1.50％ 미만
Si는 고용 강화에 의해 강판의 강도를 증대시키는 데 유용한 원소이다. 또한, Si는 시멘타이트의 생성을 억제하기 위해, 오스테나이트 중으로의 C의 농화를 촉진시키는 효과를 갖고, 어닐링 후에 잔류 오스테나이트를 생성시키는 데 필수인 원소이다. Si 함유량이 0.35％ 이하이면 상기 작용에 의한 효과를 얻기가 곤란해지고, 균일 신율 달성이 곤란해지는 데다가 내 수소 취화 특성이 열화된다. 따라서, Si 함유량은 0.35％ 초과로 한다. 바람직하게는 0.40％ 초과, 더욱 바람직하게는 0.45％ 초과이다.
한편, Si 함유량이 1.50％ 이상이면 어닐링 가열 시의 오스테나이트 변태가 느려져, 충분히 페라이트로부터 오스테나이트로의 변태가 일어나지 않는 경우가 있다. 이 경우, 어닐링 후에 조직에 페라이트가 과잉으로 잔존하여, 목표로 하는 인장 강도를 달성할 수 없게 된다. 또한, 90°V 굽힘에서의 한계 굽힘 반경 R과 판 두께 t의 비(R/t)가 열화된다. 또한, Si 함유량이 1.50％ 이상이면 강판의 표면 성상이 열화된다. 또한, 화성 처리성 및 도금성이 현저하게 열화된다. 따라서, Si 함유량은 1.50％ 미만으로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 1.25％ 미만, 보다 바람직하게는 1.00％ 미만, 더욱 바람직하게는 0.90％ 이하 또는 0.85％ 이하이다. 특히 Si 함유량을 1.00％ 미만으로 함으로써, 도금 밀착성이 향상된다.
Mn: 1.50％ 초과, 4.00％ 미만
Mn은, 강의 ??칭성을 향상시키는 작용을 갖고, 상기 금속 조직을 얻는 데 유효한 원소이다. Mn 함유량이 1.50％ 이하이면 상기 금속 조직을 얻기가 곤란해진다. 이 경우, 인장 강도를 달성할 수 없게 된다. 따라서, Mn 함유량은 1.50％ 초과로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 1.75％ 초과, 보다 바람직하게는 2.00％ 초과, 더욱 바람직하게는 2.25％ 초과이다.
한편, Mn 함유량이 4.00％ 이상이면, Mn의 편석에 의해 굽힘성이 손상된다. 또한, 90°V 굽힘에서의 한계 굽힘 반경 R과 판 두께 t의 비(R/t)가 열화되어, 내 수소 취화 특성도 열화된다. 나아가, 소재 비용의 상승을 초래한다. 따라서, Mn 함유량은 4.00％ 미만으로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 3.50％ 미만, 보다 바람직하게는 3.20％ 미만, 더욱 바람직하게는 3.00％ 미만이다.
P: 0.100％ 이하
P은, 불순물로서 강 중에 함유되는 원소이며, 입계에 편석하여 강을 취화시키는 원소이다. 이 때문에, P 함유량은 적을수록 바람직하게 0％여도 되지만, P의 제거 시간, 비용도 고려하여 P 함유량은 0.100％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.020％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.015％ 이하이다.
S: 0.010％ 이하
S는, 불순물로서 강 중에 함유되는 원소이며, 황화물계 개재물을 형성하여 굽힘성을 열화시킨다. 이 때문에, S 함유량은 적을수록 바람직하게 0％여도 되지만, S의 제거 시간, 비용도 고려하여 S 함유량은 0.010％ 이하로 한다. S 함유량은, 바람직하게는 0.005％ 이하, 보다 바람직하게는 0.003％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.001％ 이하이다.
Al: 0.100％ 이하
Al은, 용강을 탈산하는 작용을 갖는 원소이다. 탈산 목적으로 Al을 함유시키는 경우에는, 확실하게 탈산하기 위해 0.005％ 이상이 바람직하게, 0.010％ 이상이 더욱 바람직하다. 또한, Al은, Si와 마찬가지로 오스테나이트의 안정성을 높이는 작용을 갖고, 상기 금속 조직을 얻는 데 유효한 원소이므로, 함유시켜도 된다.
한편, Al 함유량이 너무 높으면, 알루미나에 기인하는 표면 흠집이 발생하기 쉬워질뿐 아니라, 변태점이 크게 상승하여, 페라이트의 체적률이 많아진다. 이 경우, 상기 금속 조직을 얻기가 곤란해지고, 인장 강도를 달성할 수 없게 된다. 따라서, Al 함유량은 0.100％ 이하로 한다. Al 함유량은, 바람직하게는 0.050％ 이하, 보다 바람직하게는 0.040％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.030％ 이하이다. 본 실시 형태에 관한 강판에 있어서는, Al과 마찬가지로 탈산 작용을 갖는 Si를 함유시키기 때문에, Al은 반드시 함유시킬 필요는 없고 0％여도 된다.
N: 0.0100％ 이하
N은, 불순물로서 강 중에 함유되는 원소이며, 조대한 석출물을 생성하여 굽힘성을 열화시키는 원소이다. 따라서, N 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0060％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.0050％ 이하이다. N 함유량은 적을수록 바람직하고 0％여도 된다.
본 실시 형태에 관한 강판은, 상기 원소를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물이어도 되지만, 이하에 열기하는 강도나 굽힘성에 영향을 미치는 원소를 임의 원소로서 1종 또는 2종 이상을 더 함유해도 된다. 그러나, 이들 원소는 반드시 함유시킬 필요는 없으므로, 모두 그 하한은 0％이다.
Ti: 0.050％ 미만, Nb: 0.050％ 미만, V: 0.50％ 이하
Ti, Nb 및 V는, 석출 경화에 의해 강판 강도를 향상시키는 작용을 갖는다. 따라서, 이들 원소를 함유시켜도 된다. 상기 효과를 충분히 얻기 위해서는, Ti, Nb 함유량의 하한은, 0.001％, V의 함유량의 하한은 0.01％로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 Ti, Nb 함유량의 하한은 0.005％, V의 함유량의 하한은 0.05％이다. 상기 효과를 얻는 것은 필수적이지 않다. 이 때문에, Ti, Nb, V의 함유량의 하한을 특별히 제한할 필요는 없으며, 그것들의 하한은 0％이다.
그러나 이들 원소를 과잉으로 함유시키면, 재결정 온도가 상승하여, 냉연 강판의 금속 조직이 불균일화하고, 굽힘성이 손상된다.
따라서, 함유시키는 경우에도, Ti 함유량은 0.050％ 미만, Nb 함유량은 0.050％ 미만, V 함유량은 0.50％ 이하로 한다. Ti 함유량은 바람직하게는 0.030％ 미만, 보다 바람직하게는 0.020％ 미만이다. Nb 함유량은 바람직하게는 0.030％ 미만, 보다 바람직하게는 0.020％ 미만이다. V 함유량은 바람직하게는 0.30％ 이하이다.
Cr: 1.00％ 이하, Mo: 0.50％ 이하, B: 0.0100％ 이하
Cr, Mo 및 B는, 강의 ??칭성을 향상시켜, 강도에 영향을 주는 작용을 갖고, 상기 금속 조직을 얻는 데 유효한 원소이다. 따라서, 이들 원소를 함유시켜도 된다. 상기 효과를 충분히 얻기 위해서는, Cr, Mo의 함유량의 하한을 0.01％, B의 함유량의 하한을 0.0001％로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 하한은, Cr, Mo는 0.05％이며, B는 0.0010％이다. 상기 효과를 얻는 것은 필수적이지 않다. 이 때문에, Cr, Mo, B의 함유량의 하한을 특별히 제한할 필요는 없으며, 그것들의 하한은 0％이다.
그러나, 이들 원소를 과잉으로 함유시켜도 상기 작용에 의한 효과가 포화되는 데다가, 비경제적이다. 따라서, 함유시키는 경우에도, Cr 함유량은 1.00％ 이하, Mo 함유량은 0.50％ 이하, B 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. Cr 함유량은 바람직하게는 0.50％ 이하이고, Mo 함유량은 바람직하게는 0.20％ 이하이고, B 함유량은 바람직하게는 0.0030％ 이하이다.
Ca: 0.0100％ 이하, Mg: 0.0100％ 이하, REM: 0.0500％ 이하 및 Bi: 0.050％ 이하
Ca, Mg 및 REM은 개재물의 형상을 조정함으로써, Bi는 응고 조직을 미세화함으로써, 모두 강도나 굽힘성을 개선하는 작용을 갖는 원소이다. 따라서, 이들 원소를 함유시켜도 된다. 상기 효과를 충분히 얻기 위해서는, Ca 및 Mg의 함유량의 하한은 0.0001％, REM 및 Bi의 함유량의 하한은 0.005％로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 하한은, Ca 및 Mg는 0.0008％, REM 및 Bi는 0.0007％이다. 상기 효과를 얻는 것은 필수적이지 않다. 이 때문에, Ca, Mg, Sb, Zr 및 REM의 함유량의 하한을 특별히 제한할 필요는 없으며, 그것들의 하한은 0％이다.
그러나, 과잉으로 함유시켜도 상기 작용에 의한 효과가 포화되어 비 경제적이다. 따라서, 함유시키는 경우에도, Ca 함유량은 0.0100％ 이하, Mg 함유량은 0.0100％ 이하, REM 함유량은 0.0500％ 이하, Bi 함유량은 0.050％ 이하로 한다. 바람직하게는, Ca 함유량은 0.0020％ 이하, Mg 함유량은 0.0020％ 이하, REM 함유량은 0.0020％ 이하, Bi 함유량은 0.010％ 이하이다. REM이란 희토류 원소를 의미하며, Sc, Y 및 란타노이드의 합계 17 원소의 총칭이며, REM 함유량은 이들 원소의 합계 함유량이다.
본 실시 형태에 관한 강판에서는, 표면에 용융 아연 도금층을 구비해도 된다. 표면에 도금층을 구비함으로써, 내식성이 향상된다. 자동차용 강판은, 부식으로 인한 천공의 우려가 있으면, 고강도화해도 어느 일정 판 두께 이하로 박형화할 수 없는 경우가 있다. 강판의 고강도화의 목적으로 하는 하나는, 박형화에 따른 경량화이기 때문에, 고강도 강판을 개발해도, 내식성이 낮으면 적용 부위가 한정된다. 이들 과제를 해결하는 방법으로서, 내식성이 높은 용융 아연 도금 등의 도금을 강판에 실시하는 것을 생각할 수 있다. 본 실시 형태에 관한 강판은, 강판 성분을 상술한 바와 같이 제어하고 있으므로, 용융 아연 도금이 가능하다.
용융 아연 도금층은, 합금화 용융 아연 도금층이어도 된다.
3. 제조 조건
본 발명자들이 검토를 행한 결과, 어닐링 가열 시에 소정의 분위기 조건에서 적당한 탈탄을 행한 후, 어닐링 냉각 시에 적당한 체재 시간을 확보함으로써 표면 판 두께의 1/4 위치의 조직이 템퍼링 마르텐사이트 주체 조직이며, 또한 표층부와 표면 판 두께의 1/4 위치가 조직이 다른, 내 수소 취화 특성이 우수한 경사 조직을 달성할 수 있는 것이 판명되었다. 이하, 상세하게 설명한다.
구체적으로는, 본 실시 형태에 관한 강판은, 이하의 공정 (I) 내지 (IX)를 포함하는 제조 방법에 의해 제조 가능하다.
(I) 소정의 화학 조성을 갖는 주조 슬래브를, 직접 또는 일단 냉각한 후 가열하여, 열간 압연하여 열연 강판으로 하는 열간 압연 공정,
(II) 상기 열연 강판을, 산세하고, 냉간 압연을 행하여 냉연 강판으로 하는 냉연 공정,
(III) 상기 냉연 강판을, 노점이 -20℃ 이상 20℃ 이하이고 또한, 1.0체적％ 이상 20체적％ 이하의 수소와 질소를 함유하는 분위기 하에서, 800℃ 이상의 온도에서 균열하여 어닐링하는 어닐링 공정,
(IV) 상기 어닐링 후, 냉연 강판을 425℃ 초과, 600℃ 미만의 온도 영역까지 냉각하는 제1 냉각 공정,
(V) 상기 제1 냉각 공정 후, 상기 냉연 강판을 425℃ 초과, 600℃ 미만의 상기 온도 영역에서 250초 이상 750초 이하 체재시키는 유지 공정,
(VI) 상기 유지 공정 후에, 상기 냉연 강판을 50℃ 이상 250℃ 이하의 온도까지 냉각하는 제2 냉각 공정,
(VII) 상기 제2 냉각 공정 후에, 상기 냉연 강판에 250℃ 이상 350℃ 이하의 온도에 1초 이상 템퍼링을 행하는 템퍼링 공정,
(VIII) 상기 템퍼링 공정 후, 스킨 패스 압연 가능한 온도까지 냉각하는 제3 냉각 공정,
(IX) 상기 제3 냉각 공정 후의 상기 냉연 강판에 스킨 패스 압연을 실시하는 스킨 패스 공정.
이하, 각 공정에 대해 설명한다.
[열간 압연 공정]
열간 압연 공정에서는, 상술한 화학 조성을 갖는 주조 슬래브를 가열하여 열간 압연하여 열연 강판으로 한다. 주조 슬래브의 온도가 높은 경우에는, 일단 실온 부근까지 냉각하지 않고, 그대로 열간 압연에 제공해도 된다.
열간 압연의 조건은 한정되지 않지만, 1100℃ 이상으로 가열하고, 마무리 압연 출측 온도가 Ar3 변태점 이상이 되도록 열간 압연하는 것이 바람직하다. 가열 온도가 1100℃ 미만이면, 재료의 균질화가 불충분해지기 쉽다. 또한, 마무리 압연 출측 온도가 Ar3 변태점 미만이면, 페라이트 가공 조직이 남기 때문에, 불균일한 조직이 되고, 어닐링 후의 조직이 균일해지지 않아, 굽힘성의 열화를 야기하기 쉽다.
열간 압연 후의 열연 강판은, 권취하여 코일상으로 해도 된다. 권취 온도는 특별히 한정되지 않지만, 650℃를 초과하면, 열연 강판의 조직이 조대한 페라이트ㆍ펄라이트 조직이 되고, 어닐링 후의 강판의 금속 조직이 불균일해져 굽힘성이 열화된다. 그 때문에, 권취 온도의 상한은 650℃ 이하가 바람직하다. 권취 온도는 600℃ 이하가 바람직하고, 580℃ 이하가 보다 바람직하다. 한편, 권취 온도가 500℃ 미만이면 열연 강판에서의 강도가 높아지고, 냉간 압연 시의 부하가 높아지므로, 권취 온도는 500℃ 이상인 것이 바람직하다. 열연 강판의 강도가 높은 경우에는, 냉연 전에 BAF 등의 연화 열처리를 실시해도 된다.
[냉연 공정]
냉연 공정에서는, 열간 압연된 열연 강판을, 산세 등에 의해 탈 스케일한 후에, 냉간 압연하여 냉연 강판으로 한다. 냉간 압연(냉연)조건은, 특별히 한정되지 않지만, 재결정을 촉진하여, 냉연 압연 및 어닐링 후의 금속 조직을 균일화시킴으로써, 굽힘성이 향상된다. 그 때문에, 냉압율(누적 압하율)을 40％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 냉연율은 45％ 이상이 바람직하고, 50％ 이상이 보다 바람직하다.
냉압율이 너무 높으면, 압연 하중이 증대되어 압연이 곤란해진다. 그 때문에, 냉압율은 70％ 미만이 바람직하다. 냉연율은, 65％ 미만이 바람직하고, 60％ 미만이 보다 바람직하다.
[어닐링 공정]
냉연 공정 후의 강판은, 필요에 따라 공지된 방법에 따라 탈지 등의 처리가 실시된 후, 어닐링된다.
본 실시 형태에 관한 강판은 Si를 함유한다. 그 때문에, 강판의 화성 처리성, 혹은 도금 밀착성의 관점에서, Si, Mn을 내부 산화시키기 위해 어닐링 가열 시에 로 내 분위기를 제어한다. 구체적으로는, 로 내(가열대 및 균열대) 분위기를, 노점 -20℃ 이상 20℃ 이하이고 또한, 1.0체적％ 이상 20체적％ 이하의 수소를 함유하고, 잔부가 질소 및 불순물인 질소-수소 혼합 분위기로 한다. 이들 분위기는 강판 조성이나 제조 조건에 맞추어, 적절하게 이 범위에서 조정한다. 이 분위기 하에서 어닐링을 행함으로써, 강판 표층부에서 적당한 탈탄이 일어난다. 그 때문에, 어닐링의 후의 냉각 조건을 조정함으로써, 상기와 같은 표면으로부터 1/4 위치의 조직 체적률과 표층부의 조직의 체적률이 다른 경사 조직을 얻을 수 있게 된다. 즉 탈탄에 의해 C 함유량이 적은 표층이, C 함유량이 많은 중심부의 변태 개시에 앞서 페라이트 변태, 베이나이트 변태하기 때문에, 표층부만이 연질이 된다. 이 경사 조직 및 소정 위치에서의 조직 구성을 얻음으로써 성형성, 내 수소 취화 특성을 높은 레벨로 양립시킬 수 있게 된다.
일반적으로, Si 함유량이 높을수록, 탈탄이 생기기 쉬워진다. 단, 본 실시 형태에 관한 강판에서는, 도금 밀착성 등을 고려하여, Si 함유량의 상한을 한정하고 있다. 그 때문에, 본 실시 형태에 관한 강판의 화학 조성에서는, 어닐링 후의 온도 이력을 제어하지 않으면, 바람직한 표층부의 조직이 얻어지지 않는다.
또한, 어닐링 공정에서의 균열 온도는, 800℃ 이상으로 한다. 균열 온도가 800℃ 미만이면, 표면으로부터 1/4 위치에 있어서의 페라이트의 체적률이 많아지고 템퍼링 마르텐사이트의 비율이 부족함으로써, 강도 및 90°V 굽힘에서의 한계 굽힘 반경 R과 판 두께 t의 비(R/t)를 확보하는 것이 곤란해진다. 균열 온도는, 820℃ 이상이 바람직하고, 840℃ 이상이 보다 바람직하다. 균열 온도가 높은 쪽이 강도를 확보하기 쉽지만, 균열 온도가 너무 높으면 제조 비용이 높아지므로, 균열 온도는 900℃ 이하가 바람직하다. 880℃ 이하가 보다 바람직하고, 870℃ 이하가 더욱 바람직하다.
균열 시간은, 30 내지 450초인 것이 바람직하다. 균열 시간이 30초 미만이면, 오스테나이트화가 충분히 진행되지 않으므로, 균열 시간은 30초 이상이 바람직하다. 한편, 균열 시간이 450초를 초과하면, 생산성이 저하되므로, 균열 시간은 450초 이하가 바람직하다.
어닐링 공정에서의, 균열 공정에 앞서 행해지는 가열 공정에서는, 재결정을 촉진하여 어닐링 후의 금속 조직을 균일화해 굽힘성을 향상시킴과 함께, 표층의 탈탄을 촉진시켜, 강판 표면을 연화시키고, 내 수소 취화 특성을 향상시키기 위해, 700℃에서부터 균열 온도까지의 가열 속도를 10.0℃/s 미만으로 하는 것이 바람직하다. 8.0℃/s 미만으로 하면 보다 바람직하고, 5.0℃/s 미만으로 하면 더욱 바람직하다.
[제1 냉각 공정]
[유지 공정]
어닐링 후의 냉연 강판은, 상기와 같은 경사 조직을 얻기 위해, 425℃ 초과, 600℃ 미만의 온도 영역까지 냉각되고(제1 냉각 공정), 이 온도 영역(425℃ 초과, 600℃ 미만)에서, 체재 시간이 250초 이상, 750초 이하로 되도록 유지된다(유지 공정). 냉각 정지 온도 및 그 후의 유지 온도가, 425℃ 이하이면 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4 위치에서의 베이나이트의 체적률이 높아지고, 템퍼링 마르텐사이트의 체적률이 저하된다. 그 결과, 인장 강도가 저하됨과 함께 90°V 굽힘에서의 한계 굽힘 반경 R과 판 두께 t의 비(R/t)가 열화된다. 본 실시 형태에 있어서, 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4 위치에 있어서 충분한 템퍼링 마르텐사이트가 존재함으로써 강도는 확보된다. 베이나이트로는 충분한 강도를 얻을 수 없다.
한편, 냉각 정지 온도 및 그 후의 유지 온도가 600℃ 이상이면 강판 중앙부에서 페라이트 분율이 높아져 템퍼링 마르텐사이트의 체적률이 저하된다. 그 결과, 인장 강도가 저하됨과 함께, 90°V 굽힘에서의 한계 굽힘 반경 R과 판 두께 t의 비(R/t)가 열화된다. 또한, 강판 표층부에서의 페라이트 변태, 베이나이트 변태가 진행되지 않아, 상기와 같은 표층 조직이 얻어지지 않게 되기 때문에, 내 수소 취화 특성이 열화된다.
따라서, 냉각 정지 온도 및 유지 온도는 425℃ 초과, 600℃ 미만으로 한다. 유지 온도는 440℃ 초과, 580℃ 미만이 바람직하고, 450℃ 초과, 560℃ 미만이 더욱 바람직하다. 이 온도 범위 내라면, 체재 시간 중에 온도를 바꾸어도 문제없다.
제1 냉각 공정에서는, 냉각 중의 페라이트 변태를 억제하기 위해, 5℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 평균 냉각 속도는, 10℃/s 이상이 보다 바람직하다.
도 1a에 강판의 표면으로부터 25㎛ 깊이 위치(표층부)에 있어서의, 페라이트 및 베이나이트의 체적률과, 425℃ 초과, 600℃ 미만에서의 체재 시간 사이의 관계를 나타낸다. 도 1b에 강판의 표면으로부터 25㎛ 깊이 위치(표층부)에 있어서의, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 체적률과, 425℃ 초과, 600℃ 미만에서의 체재 시간 사이의 관계를 나타낸다. 도 1c에, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트 입경과, 425℃ 초과, 600℃ 미만에서의 체재 시간 사이의 관계를 나타낸다. 또한, 도 1a 내지 도 1c에서는 그때의 내 수소 취화 특성에 대해서도 함께 나타낸다.
도 1a 내지 도 1c에 나타내는 바와 같이, 체재 시간이 250초 미만이면 표층의 페라이트 변태, 베이나이트 변태가 진행되지 않고, 미변태의 오스테나이트가 최종 냉각 후에 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트가 되기 때문에, 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트의 체적률이 증가할뿐만 아니라, 그 입경도 커진다. 그 결과, 상기와 같은 표층 조직이 얻어지지 않게 되어, 내 수소 취화 특성이 열화된다. 따라서 유지 공정에서의, 425℃ 초과, 600℃ 미만의 체재 시간의 하한은 250초 이상으로 한다. 체재 시간은 300초 이상이 바람직하고, 350초 이상이 보다 바람직하다. 본 실시 형태에 관한 강판에서는, 도금 밀착성의 관점에서 Si 함유량이 제한되어 있어 표층의 탈탄층이 얻어지기 어렵지만, 425℃ 초과, 600℃ 미만의 온도 영역에서 250초 이상의 체재 시간이 되도록 유지함으로써, 표층부만 베이나이트 변태를 생기게 할 수 있다.
한편 체재 시간이 길면 표면으로부터 판 두께의 1/4 위치에서도 페라이트 변태, 베이나이트 변태가 일어나고, 원하는 조직이 얻어지지 않고 강판 강도가 저하됨과 함께, 90°V 굽힘에서의 한계 굽힘 반경 R과 판 두께 t의 비(R/t)가 열화된다. 따라서, 425℃ 초과, 600℃ 미만의 체재 시간의 상한은 750초 이하로 한다. 체재 시간은 650초 이하가 바람직하고, 550초 이하가 더욱 바람직하다.
유지 공정에서는, 강판의 화성 처리성, 혹은 도금 밀착성의 관점에서, 로 내 분위기를 환원 분위기로 하는 것이 바람직하다.
[용융 아연 도금 공정]
[합금화 공정]
표면에 용융 아연 도금을 구비하는 냉연 강판(용융 아연 도금 강판)을 제조하는 경우에는, 유지 공정 중에 냉연 강판을 용융 도금욕에 침지시켜 용융 아연 도금을 실시해도 된다. 또한, 표면에 합금화 용융 아연 도금을 구비하는 냉연 강판(합금화 용융 아연 도금 강판)을 제조하는 경우에는, 용융 아연 도금 공정에 이어, 합금화 처리를 실시하여 도금을 합금화 용융 아연 도금으로 해도 된다.
[제2 냉각 공정]
[템퍼링 공정]
유지 공정 후의 냉연 강판은, 50℃ 이상 250℃ 이하의 온도까지 냉각됨으로써(제2 냉각 공정) 미변태의 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태한다. 제2 냉각 공정에서는, 냉각 중의 베이나이트 변태를 억제하기 위해, 5℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 평균 냉각 속도는, 10℃/s 이상이 보다 바람직하다. 그 후, 냉연 강판은, 200℃ 이상 350℃ 이하의 온도에서 1초 이상 템퍼링됨으로써(템퍼링 공정), 표면으로부터 판 두께의 1/4 위치에서 템퍼링 마르텐사이트 주체의 조직이 얻어진다.
용융 아연 도금 공정 및/또는 합금화 공정이 행해진 경우에는, 용융 아연 도금 공정 후의 냉연 강판 또는 용융 아연 도금 공정 및 합금화 공정 후의 냉연 강판을 50℃ 이상 250℃ 이하의 온도까지 냉각한 후, 200℃ 이상 350℃ 이하의 온도에서 1초 이상 템퍼링을 행한다.
제2 냉각 공정의 냉각 정지 온도가 250℃ 초과이면 마르텐사이트 변태가 불충분해져, 템퍼링되지 않은 마르텐사이트의 체적률이 증가하고, 굽힘성이 열화된다. 한편 제2 냉각 공정의 냉각 정지 온도가 50℃ 미만이면 잔류 오스테나이트가 남지 않아 연성이 열화된다. 따라서 냉각 정지 온도는 50℃ 이상 250℃ 이하로 한다. 냉각 정지 온도는 75℃ 이상 225℃ 이하가 바람직하고, 100℃ 이상 200℃ 이하가 보다 바람직하다.
그 후의 템퍼링 공정에서는, 템퍼링 온도가 350℃ 초과이면 강판 강도가 저하된다. 따라서 템퍼링 온도는 350℃ 이하로 한다. 템퍼링 온도는, 330℃ 이하가 바람직하고, 310℃ 이하가 보다 바람직하다.
한편 템퍼링 온도가 200℃ 미만이면 템퍼링이 불충분해져, 굽힘성이 열화된다. 따라서 템퍼링 온도는 200℃ 이상으로 한다. 템퍼링 온도는, 250℃ 이상이 바람직하고, 260℃ 이상이 보다 바람직하고, 270℃ 이상이 더욱 바람직하다.
템퍼링 시간은 1초 이상이면 되지만, 안정된 템퍼링 처리를 행하기 위해 5초 이상이 바람직하고, 10초 이상이 더욱 바람직하다. 한편, 장시간의 템퍼링에서는 강판 강도가 저하되는 경우가 있기 때문에, 템퍼링 시간은 90초 이하가 바람직하고, 60초 이하가 더욱 바람직하다.
[제3 냉각 공정]
[스킨 패스 공정]
템퍼링 공정 후의 냉연 강판은, 스킨 패스 압연 가능한 온도까지 냉각한 후(제3 냉각 공정), 스킨 패스 압연을 행한다(스킨 패스 공정). 어닐링 후의 냉각(제1 냉각 공정)이 물을 사용하는 물 스프레이 냉각, 딥 냉각, 기수 냉각 등의 경우에는, 고온에서 물과 접촉함으로써 형성된 산화막의 제거 및 강판의 화성 처리성 향상을 위해, 스킨 패스 압연 전에, 산세 및 계속해서 미량의 Ni, Fe, Co, Sn, Cu 중 1종 또는 2종 이상의 도금을 행하는 것이 바람직하다. 여기서 미량이란 강판 표면에 3 내지 30㎎/㎡정도의 도금량을 말한다.
스킨 패스 압연에 의해, 강판의 형상을 정돈할 수 있다. 스킨 패스 압연의 신율은 0.1％ 이상이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.2％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.3％ 이상이다. 한편, 스킨 패스 압연의 신율이 높으면 잔류 오스테나이트의 체적률이 감소해 연성이 열화된다. 그 때문에, 신율은 1.0％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 신율은, 0.8％ 이하가 보다 바람직하고, 0.6％ 이하가 더욱 바람직하고, 0.5％ 이하가 한층 바람직하다.
실시예
본 발명을, 실시예를 참조하면서 보다 구체적으로 설명한다. 표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 슬래브를 주조하였다. 주조 후의 슬래브를 1100℃ 이상으로 가열하고, 마무리 압연 출측 온도가 Ar3 변태점 이상이 되도록 2.8㎜까지 열간 압연하여 500℃ 이상 650℃ 이하에서 권취한 후 실온까지 냉각하였다.
그 후, 산세에 의해 스케일을 제거하고, 1.4㎜까지 냉간 압연한 후, 표 2A에 나타내는 균열 온도에서 120초 어닐링을 행하였다. 어닐링은, 가열 시 및 균열 시의 로 내 분위기를, 노점 -20℃ 이상 20℃ 이하이고 또한, 1.0체적％ 이상 20체적％ 이하의 수소와 질소를 포함하는 질소-수소 혼합 분위기로 하였다. 어닐링의 가열 시의, 700℃에서부터 균열 온도까지의 가열 속도는 5.0℃/s 미만으로 하였다.
어닐링 후, 표 2A 나타내는 온도까지 10℃/s에서 냉각한 후, 425℃ 초과, 600℃ 미만의 사이에 체재시켰다. 일부의 예에 대해서는, 유지 중에 용융 아연 도금 및 합금화를 행하였다. 표 2C 중, CR은 아연 도금을 행하지 않은 냉연 강판, GI가 용융 아연 도금 강판, GA가 합금화 용융 아연 도금 강판이다. 합금화 용융 아연 도금 강판에 대해서는, 35 내지 65g/㎡정도의 용융 아연 도금을 실시한 후에 600℃ 미만의 온도에서 합금화시켰다. 본 실시예에서는 425℃ 초과, 600℃ 미만의 체재 시간 중의 온도는 일정한 것으로 하였지만, 상술한 바와 같이 이 온도 범위 내라면, 체재 시간 중에 온도를 바꾸어도 문제없다.
또한, 유지 후에는 50℃ 이상 250℃ 이하까지 10℃/s 이상으로 냉각한 후에, 1초 내지 90초 템퍼링하는 열처리를 실시한 후에, 50℃까지 냉각하고, 0.1％ 이상의 스킨 패스 압연을 실시하였다. 템퍼링 온도는, 시험 번호 1 내지 33에 대해서는 250 내지 350℃, 시험 번호 34에 대해서는, 200℃로 하였다.
시험 번호 22, 23, 30의 냉연 강판에 대해서는, 스킨 패스 압연 전에 산세에 이어 강판 표면에 3 내지 30㎎/㎡정도의 Ni 도금을 실시하였다.
얻어진 어닐링 강판(냉연 강판)으로부터, 상술한 바와 같이 SEM 관찰용 시험편을 채취하여, 압연 방향에 평행인 종단면을 연마한 후, 강판 표면으로부터 25㎛위치 및 판 두께의 1/4 위치에 있어서의 금속 조직을 관찰하여, 화상 처리에 의해, 각 조직의 체적률을 측정하였다. 또한, X선 회절용 시험편을 채취하고, 상술한 바와 같이 표층으로부터 1/4 두께까지 화학 연마한 면에서 X선 회절에 의해 잔류 오스테나이트의 체적률을 측정하였다. 또한, 강판 표면으로부터 25㎛ 위치의 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 평균 입경을 측정하였다.
인장 강도(TS) 및 균일 신율(uEl)은, 어닐링 강판으로부터, 압연 방향에 대해 수직 방향으로 JIS 5호 인장 시험편을 채취하고, JIS Z 2241(2011)을 따라 인장 시험을 행함으로써 구하였다.
또한, 내 수소 취화 특성 평가로서, 하기의 시험을 행하였다. 즉, 단면을 기계 연마한 시험편을 가압 굽힘법으로 U자로 구부려, 반경 5R의 U 굽힘 시험편을 제작하고, 비굽힘부가 평행해지도록 볼트로 체결하여 탄성 변형시킨 후, pH1의 염산에 침지하여, 강판 중에 수소를 침입시키는 지연 파괴 촉진 시험을 행하였다. 침지 시간이 100시간이 되어도 균열이 생기지 않는 것을 양호(OK)한 내 지연 파괴 특성을 갖는 강판이라고 평가하고, 균열이 생긴 것을 불량(NG)이라고 평가하였다. 도금의 영향을 제거하기 위해, 도금재에 대해서는 시험 전에 인히비터를 함유하는 염산으로 도금층을 제거한 후에, 내 수소 취화 특성을 평가하였다.
한계 굽힘 반경(R/t)에 대해서는, 90°V 굽힘 금형을 사용하여, 0.5㎜ 피치로 반경 R을 변화시키고, 균열이 일어나지 않는 최소 굽힘 R을 구하여, 판 두께 1.4㎜로 나눔으로써 구하였다.
[표 1]
Figure pct00001
[표 2A]
Figure pct00002
[표 2B]
Figure pct00003
[표 2C]
Figure pct00004
표 2B, 표 2C에 어닐링 강판의 금속 조직 관찰 결과 및 기계적 특성 조사 결과를 나타낸다. 본 발명 강은 모두 TS가 1310MPa 이상, uEl이 5.0％ 이상, 한계 굽힘 반경(R/t)이 5.0 이하이고, 내 수소 취화 특성도 양호하다.
이에 반하여, 화학 조성, 제조 방법 중 어느 것이 본 발명의 범위 밖이며, 조직이 본 발명 범위 밖으로 된 시험 번호(비교예)에서는, 인장 강도, 균일 신율, 한계 굽힘 반경, 내 수소 취화 특성 중 어느 하나 이상이 목표를 달성하지 못하였다. 특히, 시험 번호 5는, Si 함유량이 많았으므로 페라이트의 체적률이 높아지고, 템퍼링 마르텐사이트의 체적률이 저하되었다. 그 결과, 인장 강도가 낮고, 한계 굽힘 반경(R/t)이 저하되었다. 본 발명예에서는, Si 함유량을 억제하면서, 어닐링 시의 열처리 조건을 적절하게 제어하여 강판 표면으로부터 판 두께 1/4 위치에 있어서의 금속 조직을 제어함으로써, 내 수소 취화 특성과 인장 강도의 양립이 달성되어 있었다.
본 발명에 의하면, 인장 강도(TS)가 1310MPa 이상, 균일 신율이 5.0％ 이상, 90°V 굽힘에서의 한계 굽힘 반경 R과 판 두께 t의 비(R/t)가 5.0 이하이고, 또한 내 수소 취화 특성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법이 얻어진다. 이러한 강판은, 프레스 성형 등의 가공에 적용할 수 있는 충분한 성형성을 갖고, 고강도화에서 과제가 되는 내 수소 취화 특성이 우수하다. 그 때문에, 본 발명은 자동차의 차체 경량화를 통하여 지구 환경 문제의 해결에 기여할 수 있는 등 산업의 발전에 기여하는 바 크다.

Claims (8)

  1. 질량％로,
    C: 0.140％ 초과, 0.400％ 미만,
    Si: 0.35％ 초과, 1.50％ 미만,
    Mn: 1.50％ 초과, 4.00％ 미만,
    P: 0.100％ 이하,
    S: 0.010％ 이하,
    Al: 0.100％ 이하,
    N: 0.0100％ 이하,
    Ti: 0％ 이상, 0.050％ 미만,
    Nb: 0％ 이상, 0.050％ 미만,
    V: 0％ 이상, 0.50％ 이하,
    Cr: 0％ 이상, 1.00％ 이하,
    Mo: 0％ 이상, 0.50％ 이하,
    B: 0％ 이상, 0.0100％ 이하,
    Ca: 0％ 이상, 0.0100％ 이하,
    Mg: 0％ 이상, 0.0100％ 이하,
    REM: 0％ 이상, 0.0500％ 이하,
    Bi: 0％ 이상, 0.050％ 이하
    를 함유하고,
    잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,
    표면으로부터 판 두께의 1/4 위치에 있어서의 조직이, 체적률로,
    70.0％ 이상의 템퍼링 마르텐사이트와,
    3.0％ 초과 10.0％ 미만의 잔류 오스테나이트와,
    합계로 25.0％ 이하의 페라이트 및 베이나이트와,
    5.0％ 이하의 마르텐사이트
    를 포함하고,
    상기 표면으로부터 25㎛의 위치에 있어서의 조직이, 체적률로,
    합계로 70％ 이상의 페라이트 및 베이나이트와,
    합계로 30％ 이하의 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트
    를 포함하고,
    상기 표면으로부터 25㎛의 위치에 있어서, 상기 마르텐사이트 및 상기 템퍼링 마르텐사이트의 평균 입경이 5.0㎛ 이하이고,
    인장 강도가 1310MPa 이상이며, 균일 신율이 5.0％ 이상이고, 90°V 굽힘에서의 한계 굽힘 반경 R과 판 두께 t의 비인 R/t가 5.0 이하인
    것을 특징으로 하는, 고강도 냉연 강판.
  2. 제1항에 있어서, 상기 화학 조성이,
    질량％로,
    Ti: 0.001％ 이상, 0.050％ 미만,
    Nb: 0.001％ 이상, 0.050％ 미만,
    V: 0.01％ 이상, 0.50％ 이하,
    Cr: 0.01％ 이상, 1.00％ 이하,
    Mo: 0.01％ 이상, 0.50％ 이하,
    B: 0.0001％ 이상, 0.0100％ 이하,
    Ca: 0.0001％ 이상, 0.0100％ 이하,
    Mg: 0.0001％ 이상, 0.0100％ 이하,
    REM: 0.005％ 이상, 0.0500％ 이하 및
    Bi: 0.005％ 이상, 0.050％ 이하
    를 포함하는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는,
    고강도 냉연 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 표면에 용융 아연 도금층을 구비하는 것을 특징으로 하는, 고강도 냉연 강판.
  4. 제3항에 있어서, 상기 용융 아연 도금층은, 합금화 용융 아연 도금층인 것을 특징으로 하는, 고강도 냉연 강판.
  5. 질량％로, C: 0.140％ 초과, 0.400％ 미만, Si: 0.35％ 초과, 1.50％ 미만, Mn: 1.50％ 초과, 4.00％ 미만, P: 0.100％ 이하, S: 0.010％ 이하, Al: 0.100％ 이하 및 N: 0.0100％ 이하, Ti: 0％ 이상, 0.050％ 미만, Nb: 0％ 이상, 0.050％ 미만, V: 0％ 이상, 0.50％ 이하, Cr: 0％ 이상, 1.00％ 이하, Mo: 0％ 이상, 0.50％ 이하, B: 0％ 이상, 0.0100％ 이하, Ca: 0％ 이상, 0.0100％ 이하, Mg: 0％ 이상, 0.0100％ 이하, REM: 0％ 이상, 0.0500％ 이하, Bi: 0％ 이상, 0.050％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는 주조 슬래브를, 직접 또는 일단 냉각한 후 가열하여 열간 압연하여 열연 강판으로 하는 열간 압연 공정과,
    상기 열연 강판을, 산세하고, 냉간 압연을 행하여 냉연 강판으로 하는 냉연 공정과,
    상기 냉연 강판을, 노점이 -20℃ 이상 20℃ 이하이고 또한, 질소와 1.0체적％ 이상 20체적％ 이하의 수소를 함유하는 분위기 하에서, 800℃ 이상의 온도에서 균열하여 어닐링하는 어닐링 공정과,
    상기 어닐링 공정 후, 상기 냉연 강판을 425℃ 초과, 600℃ 미만의 온도 영역까지 냉각하는 제1 냉각 공정과,
    상기 제1 냉각 공정 후, 상기 냉연 강판을 425℃ 초과, 600℃ 미만의 상기 온도 영역에 250초 이상 750초 이하 체재시키는 유지 공정과,
    상기 유지 공정 후에, 상기 냉연 강판을 50℃ 이상 250℃ 이하의 온도까지 냉각하는 제2 냉각 공정과,
    상기 제2 냉각 공정 후에, 상기 냉연 강판에 250℃ 이상 350℃ 이하의 온도에서 1초 이상 템퍼링을 행하는 템퍼링 공정과,
    상기 템퍼링 공정 후, 스킨 패스 압연 가능한 온도까지 냉각하는 제3 냉각 공정과,
    상기 제3 냉각 공정 후의 상기 냉연 강판에 스킨 패스 압연을 실시하는 스킨 패스 공정
    을 구비하는,
    것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
  6. 제5항에 있어서, 상기 화학 조성이, 질량％로, Ti: 0.001％ 이상, 0.050％ 미만, Nb: 0.001％ 이상, 0.050％ 미만, V: 0.01％ 이상, 0.50％ 이하, Cr: 0.01％ 이상, 1.00％ 이하, Mo: 0.01％ 이상, 0.50％ 이하 및 B: 0.0001％ 이상, 0.0100％ 이하, Ca: 0.0001％ 이상, 0.0100％ 이하, Mg: 0.0001％ 이상, 0.0100％ 이하, REM: 0.005％ 이상, 0.0500％ 이하 및 Bi: 0.005％ 이상, 0.050％ 이하를 포함하는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
  7. 제5항 또는 제6항에 있어서, 상기 유지 공정이, 상기 냉연 강판에 용융 아연 도금을 실시하는 용융 아연 도금 공정을 포함하는 것을 특징으로 하는, 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
  8. 제7항에 있어서, 상기 유지 공정의 상기 용융 아연 도금 공정 후에, 합금화 처리를 행하는 합금화 공정을 포함하는 것을 특징으로 하는, 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
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