KR20220156958A - 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

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KR20220156958A
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다카히코 고타케
고타로 하야시
요시히로 스와
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닛폰세이테츠 가부시키가이샤
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Abstract

질량 %로, C: 0.18%를 초과하고 0.30% 미만, 및 Mn: 2.50%를 초과하고 4.00% 이하를 함유하고, 그 외 소정의 화학 조성을 가지며, L 단면에 있어서 표면으로부터 판두께의 1/4 깊이 위치에 있어서의 금속 조직이, 면적%로, 템퍼드 마르텐사이트: 25~90%, 페라이트: 5% 이하, 잔류 오스테나이트: 10~50%, 및 베이나이트: 5% 이하이며, L 단면의 표면으로부터 판두께의 1/4 깊이 위치에 있어서, 면적이 1μm2 이상이고, 또한 입자 원형도가 0.1 이상인 잔류 오스테나이트 결정립의 합계 면적의 비율이, 상기 잔류 오스테나이트 전체의 면적에 대해 50% 미만이며, CMnγ/CMnα≥1.2를 만족하는, 강판.

Description

강판 및 그 제조 방법
본 발명은, 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
일반적으로, 강판을 고강도화하면, 신장률이 저하되고, 강판의 성형성이 저감될 수 있다. 따라서, 자동차의 차체용 부품으로서 고강도 강판을 사용하기 위해서는, 상반되는 특성인 강도와 성형성 양쪽 모두를 높일 필요가 있으며, 즉 보다 우수한 강도-연성 밸런스가 요구되고 있다. 또, 차체 부품용으로서 사용되는 고강도 강판에는, 우수한 굽힘성 및 충격 특성이 요구된다. 그 때문에, 강판의 기계적 특성으로서, 높은 강도 및 우수한 성형성을 가지면서, 또한, 우수한 굽힘성 및 충격 특성을 갖는 것이 요구되고 있다.
성형성에 영향을 주는 신장률을 향상시키기 위해, 지금까지, Mn을 적극적으로 첨가하고, 약 5질량%의 Mn을 강판에 함유시켜, 잔류 오스테나이트를 강 중에 생성시키고, 그 변태 유기 소성을 이용한, 이른바 중 Mn 강이 제안되어 있다(예를 들면, 비특허문헌 1).
또, 특허문헌 1에는, 2.6% 이상 4.2% 이하의 Mn을 함유시킨 강이 제안되어 있다. 상기 강도 일반적인 고강도 강보다 많은 Mn을 함유하므로, 잔류 오스테나이트가 생성되기 쉽고, 신장률이 높으며, 또한 우수한 굽힘성을 나타낸다.
국제 공개 제2017/183348호
후루카와 타카시, 마츠무라 오사무, 열처리, 일본, 일본열처리협회, 1997년, 제37호권, 제4호, p.204
그러나, 비특허문헌 1에 개시된 강판은 Mn 함유량이 높기 때문에, 제조 비용이 비싸진다. 그 때문에, 보다 적은 Mn 함유량으로, 강도와 신장률을 양립하고, 또한 충격 특성도 겸비한 합금화 절감 강판이 요망된다.
본 발명은 상기의 과제를 해결하여, 높은 강도를 갖고, 또한 강도-연성 밸런스, 굽힘성 및 충격 특성이 우수한 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명은, 상기의 과제를 해결하기 위해 이루어진 것이며, 하기의 강판 및 그 제조 방법을 요지로 한다.
(1) 강판의 화학 조성이, 질량%로,
C: 0.18%를 초과하고 0.30% 미만,
Si: 0.01% 이상 2.00% 미만,
Mn: 2.50%를 초과하고 4.00% 이하,
sol.Al: 0.001% 이상 3.00% 미만,
P: 0.100% 이하,
S: 0.010% 이하,
N: 0.050% 미만,
O: 0.020% 미만,
Cr: 0% 이상 2.00% 미만,
Mo: 0~2.00%,
W: 0~2.00%,
Cu: 0~2.00%,
Ni: 0~2.00%,
Ti: 0~0.300%,
Nb: 0~0.300%,
V: 0~0.300%,
B: 0~0.010%,
Ca: 0~0.010%,
Mg: 0~0.010%,
Zr: 0~0.010%,
REM: 0~0.010%,
Sb: 0~0.050%,
Sn: 0~0.050%,
Bi: 0~0.050%, 및
잔부: Fe 및 불순물이며,
상기 강판의 압연 방향 및 판두께 방향에 평행한 단면에 있어서, 표면으로부터 판두께의 1/4 깊이 위치에 있어서의 금속 조직이, 면적%로,
템퍼드 마르텐사이트: 25~90%,
페라이트: 5% 이하,
잔류 오스테나이트: 10~50%, 및
베이나이트: 5% 이하이며,
상기 강판의 압연 방향 및 판두께 방향에 평행한 단면의 표면으로부터 판두께의 1/4 깊이 위치에 있어서, 면적이 1μm2 이상이고, 또한 입자 원형도가 0.1 이상인 잔류 오스테나이트 결정립의 합계 면적의 비율이, 상기 잔류 오스테나이트 전체의 면적에 대해 50% 미만이며,
표면으로부터 판두께의 1/4 깊이 위치에 있어서의 금속 조직 중의 Mn 농도가, 하기 (i)식을 만족하는,
강판.
CMnγ/CMnα≥1.2 …(i)
단, 상기 (i)식 중의 기호의 의미는 이하와 같다.
CMnγ: 잔류 오스테나이트 중의 평균 Mn 농도(질량%)
CMnα: 페라이트 및 템퍼드 마르텐사이트 중의 평균 Mn 농도(질량%)
(2) 상기 화학 조성이, 질량%로,
Si: 0.10% 이상 2.00% 미만이며,
상기 강판의 압연 방향 및 판두께 방향에 평행한 단면에 있어서, 표면으로부터 판두께의 1/4 깊이 위치에 있어서의 금속 조직 중의 Si 농도가, 하기 (ii)식을 만족하는,
상기 (1)에 기재된 강판.
CSiα/CSiγ≥1.1 …(ii)
단, 상기 (ii)식 중의 기호의 의미는 이하와 같다.
CSiα: 템퍼드 마르텐사이트 및 페라이트 중의 평균 Si 농도(질량%)
CSiγ: 잔류 오스테나이트 중의 평균 Si 농도(질량%)
(3) 상기 화학 조성이, 질량%로,
Cr: 0.01% 이상 2.00% 미만,
Mo: 0.01~2.00%,
W: 0.01~2.00%,
Cu: 0.01~2.00%, 및
Ni: 0.01~2.00%,
로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는,
상기 (1) 또는 (2)에 기재된 강판.
(4) 상기 화학 조성이, 질량%로,
Ti: 0.005~0.300%,
Nb: 0.005~0.300%, 및
V: 0.005~0.300%,
로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는,
상기 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 강판.
(5) 상기 화학 조성이, 질량%로,
B: 0.0001~0.010%,
Ca: 0.0001~0.010%,
Mg: 0.0001~0.010%,
Zr: 0.0001~0.010%, 및
REM: 0.0001~0.010%,
로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는,
상기 (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 기재된 강판.
(6) 상기 화학 조성이, 질량%로,
Sb: 0.0005~0.050%,
Sn: 0.0005~0.050%, 및
Bi: 0.0005~0.050%,
로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는,
상기 (1) 내지 (5) 중 어느 하나에 기재된 강판.
(7) 상기 강판의 표면에 용융 아연 도금층을 갖는,
상기 (1) 내지 (6) 중 어느 하나에 기재된 강판.
(8) 상기 강판의 표면에 합금화 용융 아연 도금층을 갖는,
상기 (1) 내지 (6) 중 어느 하나에 기재된 강판.
(9) 20℃에 있어서의 샤르피 충격값이 20J/cm2 이상인,
상기 (1) 내지 (8) 중 어느 하나에 기재된 강판.
(10) 상기 (1) 또는 (3) 내지 (6) 중 어느 하나에 기재된 화학 조성을 갖는 강에 대해, 열간 압연 공정, 냉간 압연 공정, 1차 어닐링 공정 및 2차 어닐링 공정을 순서대로 행하는 강판의 제조 방법으로서,
상기 열간 압연 공정은, 4개 이상의 복수의 스탠드를 갖는 압연기를 이용하여 마무리 열간 압연하는 공정을 포함하고,
상기 마무리 열간 압연하는 공정에 있어서,
상기 복수의 스탠드 중 마지막 4개의 스탠드의 전후에 있어서의 판두께 감소가, 하기 (iii)식을 만족하고,
상기 마지막 4개의 스탠드의 최종 스탠드에 있어서의 변형 속도와 상기 최종 스탠드에 있어서의 압연 출측 온도가, 하기의 (iv)식을 만족하고,
상기 최종 스탠드에 있어서의 압연 후 1.0s 이내에 100℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 750℃까지 냉각하고, 750℃에서 300℃까지의 온도 범위를 10℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하며,
상기 1차 어닐링 공정에 있어서, 750℃를 초과하고 또한 Ac3점 이상인 온도역에서 10~1000s 유지한 후, 300℃까지의 평균 냉각 속도가 10~2000℃/s가 되는 조건으로 300℃ 이하의 온도역까지 냉각하고, 그 후, 100℃ 미만의 온도역까지 냉각하며,
상기 2차 어닐링 공정에 있어서, 1~40℃/s의 평균 승온 속도로 650℃ 이상 Ac3점 미만의 온도역으로 가열하고, 300s 이상 유지하는,
강판의 제조 방법.
1.2≤ln(t0/t)≤2.8 …(iii)
11.0≤log(v·exp(33000/(273+T)))≤15.0 …(iv)
단, 상기 식 중의 각 기호의 의미는 이하와 같다.
t0: 마지막 4개의 스탠드에 들어가기 직전의 판두께(mm)
t: 마지막 4개의 스탠드로부터 나온 직후의 판두께(mm)
v: 최종 스탠드에 있어서의 변형 속도(/s)
T: 최종 스탠드에 있어서의 압연 출측 온도(℃)
(11) 상기 1차 어닐링 공정에 있어서, 750℃를 초과하고 또한 Ac3점 이상인 온도역에서 10s 이상 유지한 후, 300℃ 이하의 온도역까지 10~2000℃/s의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 100~300℃의 온도역에서 10~1000s 유지하고, 그 후, 100℃ 미만의 온도역까지 냉각하는,
상기 (10)에 기재된 강판의 제조 방법.
(12) 상기 2차 어닐링 공정 후, 냉각하고, 용융 아연 도금 처리를 실시하는,
상기 (10) 또는 (11)에 기재된 강판의 제조 방법.
(13) 상기 용융 아연 도금 처리를 실시한 후, 450~620℃의 온도역에서 용융 아연 도금의 합금화 처리를 실시하는,
상기 (12)에 기재된 강판의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 높은 강도를 갖고, 또한 강도-연성 밸런스, 굽힘성 및 충격 특성이 우수한 강판을 얻을 수 있다.
이하, 본 발명의 각 요건에 대하여 상세하게 설명한다.
(A) 화학 조성
각 원소의 한정 이유는 하기와 같다. 또한, 이하의 설명에 있어서 함유량에 대한 「%」는, 「질량%」를 의미한다.
C: 0.18% 초과 0.30% 미만
C는, 강의 강도를 높이고, 잔류 오스테나이트를 확보하기 위해 필요한 원소이다. 한편, C를 과잉으로 함유시킨 경우, 강판의 용접성을 유지하는 것이 어려워진다. 따라서, C 함유량은 0.18% 초과 0.30% 미만으로 한다. C 함유량은 0.20% 이상인 것이 바람직하다. 또, C 함유량은 0.28% 이하인 것이 바람직하고, 0.25% 이하인 것이 보다 바람직하다.
Si: 0.01% 이상 2.00% 미만
Si는, 템퍼드 마르텐사이트를 강화하고, 조직을 균일화하고, 강도-연성 밸런스의 개선에 유효한 원소이다. 또, Si는, 시멘타이트의 석출을 억제하고, 잔류 오스테나이트의 생성을 촉진하는 작용도 갖는다. 한편, Si를 과잉으로 함유시킨 경우, 강판의 도금성 및 화성 처리성을 유지하는 것이 어려워진다. 따라서, Si 함유량은 0.01% 이상 2.00% 미만으로 한다. 상기 (ii)식을 만족하고, 강판의 충격 특성을 더 향상시키기 위해서는, Si 함유량은 0.10% 이상인 것이 바람직하고, 0.20% 이상인 것이 보다 바람직하며, 0.40% 이상인 것이 더 바람직하고, 0.70% 이상인 것이 한층 바람직하다. 또, Si 함유량은 1.80% 이하인 것이 바람직하고, 1.60% 이하인 것이 보다 바람직하다.
Mn: 2.50% 초과 4.00% 이하
Mn은, 오스테나이트를 안정화시키는 원소이다. 또, 본 발명에 있어서는, Mn을 오스테나이트 중에 분배시켜, 오스테나이트를 보다 안정화시킨다. Mn 함유량을 4.00% 이하로 함으로써, 응고 편석에 의한 Mn 함유량의 불균일성을 경감시킬 수 있다. 또한, 잔류 오스테나이트 중에 Mn이 농화되어도, 강판이 현저하게 경화되는 일 없이, 마이크로 조직 중의 강도의 불균일성도 경감되는 점에서, 굽힘성을 향상시킬 수 있다. 이에 더하여, Mn 함유량을 저감함으로써, 강판의 제조 비용을 억제하는 것이 가능해진다. 따라서, Mn 함유량은 2.50% 초과 4.00% 이하로 한다. Mn 함유량은 3.00% 초과인 것이 바람직하고, 3.20% 초과인 것이 보다 바람직하다. 또, Mn 함유량은 3.85% 미만인 것이 바람직하고, 3.70% 미만인 것이 보다 바람직하다.
sol.Al: 0.001% 이상 3.00% 미만
Al은, 탈산제이며, 어닐링 시의 2상역의 온도 범위를 넓히고, 재질 안정성을 높이는 작용도 갖는다. Al 함유량이 많을수록 그 효과는 커지지만, Al을 과잉으로 함유시킨 경우, 표면 성상, 도장성, 및 용접성을 유지하는 것이 어려워진다. 따라서, sol.Al 함유량은 0.001% 이상 3.00% 미만으로 한다. sol.Al 함유량은 0.005% 이상인 것이 바람직하고, 0.010% 이상인 것이 보다 바람직하며, 0.020% 이상인 것이 더 바람직하다. 또, sol.Al 함유량은 2.50% 이하인 것이 바람직하고, 1.80% 이하인 것이 보다 바람직하다. 또한, 본 명세서에서 말하는 「sol.Al」은, 「산 가용성 Al」을 의미한다.
P: 0.100% 이하
P는 불순물이며, 강재의 용접성을 저하시킨다. 따라서, P 함유량은 0.100% 이하로 한다. P 함유량은 0.050% 이하인 것이 바람직하고, 0.030% 이하인 것이 보다 바람직하며, 0.020% 이하인 것이 더 바람직하다. P 함유량의 하한은 특별히 규정할 필요는 없지만, 정련 비용의 상승을 억제하는 관점에서는, 0.001% 이상으로 해도 되나, P 함유량은 적을수록 바람직하다.
S: 0.010% 이하
S는 불순물이며, 열간 압연에 의해, 신장된 MnS가 생성되고, 굽힘성 및 구멍 확장성이 저하된다. 따라서, S 함유량은 0.010% 이하로 한다. S 함유량은 0.007% 이하인 것이 바람직하고, 0.003% 이하인 것이 보다 바람직하다. S 함유량의 하한은 특별히 규정할 필요는 없지만, 정련 비용의 상승을 억제하는 관점에서는, 0.001% 이상으로 해도 되나, S 함유량은 적을수록 바람직하다.
N: 0.050% 미만
N은 불순물이며, 강판이 0.050% 이상의 N을 함유하면 저온 인성이 저하된다. 따라서, N 함유량은 0.050% 미만으로 한다. N 함유량은 0.010% 이하인 것이 바람직하고, 0.006% 이하인 것이 보다 바람직하다. N 함유량의 하한은 특별히 규정할 필요는 없지만, 정련 비용의 상승을 억제하는 관점에서는, 0.003% 이상으로 해도 되나, N 함유량은 적을수록 바람직하다.
O: 0.020% 미만
O는 불순물이며, 강판이 0.020% 이상의 O를 함유하면 신장률이 저하된다. 따라서, O 함유량은 0.020% 미만으로 한다. O 함유량은 0.010% 이하인 것이 바람직하고, 0.005% 이하인 것이 보다 바람직하며, 0.003% 이하인 것이 더 바람직하다. O 함유량의 하한은 특별히 규정할 필요는 없으나, 정련 비용의 상승을 억제하는 관점에서는, 0.001% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
본 발명의 강판에는, 상기의 원소에 더하여 추가로, Cr, Mo, W, Cu, Ni, Ti, Nb, V, B, Ca, Mg, Zr, REM, Sb, Sn 및 Bi로부터 선택되는 1종 이상의 원소를 함유시켜도 된다.
Cr: 0% 이상 2.00% 미만
Mo: 0~2.00%
W: 0~2.00%
Cu: 0~2.00%
Ni: 0~2.00%
Cr, Mo, W, Cu, 및 Ni는, 강판의 강도를 향상시키는 원소이기 때문에, 이들 원소로부터 선택되는 1종 이상을 함유시켜도 된다. 한편, 이들 원소를 과잉으로 함유시킨 경우, 열연 시의 표면흠이 생성되기 쉬워지고, 또한, 열연 강판의 강도가 지나치게 높아져서, 냉간 압연성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, Cr 함유량은 2.00% 미만, Mo 함유량은 2.00% 이하, W 함유량은 2.00% 이하, Cu 함유량은 2.00% 이하, Ni 함유량은 2.00% 이하로 한다.
Cr 함유량은 1.50% 이하, 1.00% 이하, 0.60% 이하, 또는 0.30% 미만인 것이 바람직하다. Mo 함유량은 1.50% 이하, 1.00% 이하, 0.50% 이하, 또는 0.10% 이하인 것이 바람직하다. W 함유량은 1.50% 이하, 1.00% 이하, 0.50% 이하, 또는 0.10% 이하인 것이 바람직하다. Cu 함유량은 1.50% 이하, 1.00% 이하, 0.60% 이하, 또는 0.20% 이하인 것이 바람직하다. Ni 함유량은 1.50% 이하, 1.00% 이하, 또는 0.50% 이하인 것이 바람직하다. 이들 원소의 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실히 얻으려면, 상기 원소 중 적어도 어느 하나를 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하다.
Ti: 0~0.300%
Nb: 0~0.300%
V: 0~0.300%
Ti, Nb, 및 V는, 미세한 탄화물, 질화물 또는 탄질화물을 생성하며, 강판의 강도 향상에 유효하다. 따라서, 이들 원소로부터 선택되는 1종 이상을 함유시켜도 된다. 한편, 이들 원소를 과잉으로 함유시킨 경우, 열연 강판의 강도가 지나치게 상승하여, 냉간 압연성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, Ti 함유량은 0.300% 이하, Nb 함유량은 0.300% 이하, V 함유량은 0.300% 이하로 한다. Ti, Nb, 및 V의 함유량은, 모두 0.200% 이하, 0.100% 이하, 0.060% 이하, 또는 0.030% 이하인 것이 바람직하다. 이들 원소의 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실히 얻으려면, 상기 원소 중 적어도 어느 하나를 0.005% 이상 함유시키는 것이 바람직하다.
B: 0~0.010%
Ca: 0~0.010%
Mg: 0~0.010%
Zr: 0~0.010%
REM: 0~0.010%
B, Ca, Mg, Zr, 및 REM(희토류 금속)은, 강판의 국부 연성 및 구멍 확장성을 향상시킨다. 따라서, 이들 원소로부터 선택되는 1종 이상을 함유시켜도 된다. 한편, 이들 원소를 과잉으로 함유시킨 경우, 강판의 가공성을 저하시키는 경우가 있다. 따라서, B 함유량은 0.010% 이하, Ca 함유량은 0.010% 이하, Mg 함유량은 0.010% 이하, Zr 함유량은 0.010% 이하, REM 함유량은 0.010% 이하로 한다.
B, Ca, Mg, Zr, 및 REM의 함유량은, 모두 0.008% 이하, 0.006% 이하, 또는 0.003% 이하인 것이 바람직하다. 또, B, Ca, Mg, Zr, 및 REM으로부터 선택되는 1종 이상의 원소의 함유량의 합계는 0.050% 이하이면 되지만, 0.030% 이하로 하는 것이 바람직하다. 이들 원소의 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실히 얻으려면, 상기 원소 중 적어도 어느 하나를 0.0001% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 0.001% 이상 함유시키는 것이 보다 바람직하다.
여기서, REM은, Sc, Y 및 란타노이드의 합계 17원소를 가리키고, REM의 함유량은, 이들 원소의 합계 함유량을 가리킨다. 란타노이드의 경우, 공업적으로는 미슈메탈의 형태로 첨가된다.
Sb: 0~0.050%
Sn: 0~0.050%
Bi: 0~0.050%
Sb, Sn, 및 Bi는, 강판 중의 Mn, Si, 및/또는 Al 등의 용이 산화성 원소가 강판 표면에 확산되고, 산화물을 형성하는 것을 억제하여, 강판의 표면 성상 및 도금성을 높인다. 따라서, 이들 원소로부터 선택되는 1종 이상을 함유시켜도 된다. 그러나, 이들 원소를 과잉으로 함유시켜도, 상기 작용에 의한 효과가 포화한다. 따라서, Sb 함유량은 0.050% 이하, Sn 함유량은 0.050% 이하, Bi 함유량은 0.050% 이하로 한다. Sb, Sn, 및 Bi의 함유량은, 모두 0.030% 이하, 0.010% 이하, 0.006% 이하, 또는 0.003% 이하인 것이 바람직하다. 이들 원소의 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실히 얻으려면, 상기 원소 중 적어도 어느 하나를 0.0005% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 0.001% 이상 함유시키는 것이 보다 바람직하다.
본 발명의 강판의 화학 조성에 있어서, 잔부는 Fe 및 불순물이다. 또한, 「불순물」이란, 강재를 공업적으로 제조할 때에, 광석, 스크랩 등의 원료, 제조 공정의 다양한 요인에 의해 혼입되는 성분이며, 본 발명에 악영향을 주지 않는 범위에서 허용되는 것을 의미한다.
(B) 강판의 금속 조직
본 발명에 따른 강판의 금속 조직에 대하여, 이하에 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서 면적률에 대한 「%」는, 「면적%」를 의미한다.
본 발명에 따른 강판의 압연 방향 및 판두께 방향에 평행한 단면(「L 단면」이라고도 한다.)에 있어서, 표면으로부터 판두께의 1/4 깊이 위치에 있어서의 금속 조직은, 25~90%의 템퍼드 마르텐사이트, 5% 이하의 페라이트, 10~50%의 잔류 오스테나이트, 및 5% 이하의 베이나이트를 포함한다. 각 조직의 분율은, 어닐링의 조건에 의해 변화되며, 강판의 강도, 신장률 및 충격 특성에 영향을 준다. 각 조직의 한정 이유에 대하여 상세하게 설명한다.
템퍼드 마르텐사이트: 25~90%
템퍼드 마르텐사이트는, 강판의 강도를 높이고, 강도-연성 밸런스 및 충격 특성을 향상시키는 조직이다. 목적으로 하는 강도 레벨의 범위 내에서, 강판의 강도, 신장률 및 충격 특성을 바람직하게 유지하기 위하여, 템퍼드 마르텐사이트의 면적률을 25~90%로 한다. 템퍼드 마르텐사이트의 면적률은 28% 이상인 것이 바람직하고, 50% 이상인 것이 보다 바람직하다.
또, 템퍼드 마르텐사이트의 면적률은, 수소 취성의 관점에서, 80% 이하인 것이 바람직하고, 75% 이하인 것이 보다 바람직하며, 70% 이하인 것이 더 바람직하다. 또한, 템퍼드 마르텐사이트의 함유량을 면적률로 35~75%로 제어함으로써, 신장률 및 강도를 보다 높은 레벨로 양립한 고강도의 강판을 얻는 것이 가능하게 된다.
페라이트: 5% 이하
본 발명에 따른 강판에 있어서는, 페라이트의 면적률이 낮은 것이 중요하다. 페라이트의 면적률이 높아지면 강도가 저하되고, 미(未)재결정 페라이트가 잔존하면 강도-연성 밸런스가 저하된다. 따라서, 페라이트의 면적률은 5% 이하로 한다. 페라이트의 면적률은 3% 이하인 것이 바람직하고, 0%인 것이 보다 바람직하다.
잔류 오스테나이트: 10~50%
잔류 오스테나이트는, 변태 유기 소성에 의해 강판의 강도-연성 밸런스를 높이는 조직이다. 또, 잔류 오스테나이트는, 인장 변형을 수반하는 가공 등에 의해 마르텐사이트로 변태할 수 있으므로, 강판의 강도의 향상에도 기여한다. 또한, 강판의 충격 특성도 향상시킨다. 잔류 오스테나이트의 면적률은 높을수록 바람직하다. 그러나, 상술한 화학 조성을 갖는 강판에서는, 잔류 오스테나이트의 면적률은 50%가 상한이다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 면적률은 10~50%로 한다. 잔류 오스테나이트의 면적률은 18% 이상인 것이 바람직하고, 20% 이상인 것이 보다 바람직하다.
베이나이트: 5% 이하
본 발명에 따른 강판에 있어서는, 베이나이트의 면적률이 낮은 것이 중요하다. 베이나이트 중에 경질의 조직인 MA(Martensite-Austenite constituent)가 내재되고, 강도-연성 밸런스가 저하된다. 그 때문에, 베이나이트의 면적률은 5% 이하로 한다. 베이나이트의 면적률은 0%인 것이 바람직하다. 베이나이트에는, 템퍼드 베이나이트도 포함될 수 있지만, 본원 명세서에 있어서는 구별하지 않는다.
본 발명에 따른 강판에 있어서의, 템퍼드 마르텐사이트, 페라이트, 잔류 오스테나이트, 및 베이나이트 이외의 잔부 조직으로서는, 프레시 마르텐사이트(즉, 템퍼링되어 있지 않은 마르텐사이트)인 것이 바람직하다. 또, 펄라이트에 대해서는, 포함되어도 되지만, 포함될 가능성은 낮고, 바람직하게는 1% 미만이며, 보다 바람직하게는 0%이다.
프레시 마르텐사이트는 경질의 조직이며, 강판의 강도의 확보에 유효하다. 강도를 중시하는 경우에는, 프레시 마르텐사이트의 면적률은, 0% 초과인 것이 바람직하고, 1% 이상인 것이 보다 바람직하며, 3% 이상인 것이 더 바람직하다. 단, 프레시 마르텐사이트의 면적률이 낮을수록, 강판의 굽힘성이 높아진다. 따라서, 굽힘성 면에서는, 프레시 마르텐사이트의 면적률은, 55% 이하인 것이 바람직하고, 45% 이하인 것이 보다 바람직하며, 20% 이하인 것이 더 바람직하다. 특별히 굽힘성을 중시하는 경우는, 프레시 마르텐사이트의 면적률은 10% 이하인 것이 바람직하다.
본 발명에 따른 강판의 L 단면의 표면으로부터 판두께의 1/4 깊이 위치에 있어서의 금속 조직에 있어서, 면적이 1μm2 이상이고, 또한 입자 원형도가 0.1 이상인 잔류 오스테나이트 결정립의 합계 면적이, 잔류 오스테나이트 전체의 면적에 대해 50% 미만이다.
결정립의 면적이 1μm2 이상이고 또한 결정립의 입자 원형도가 0.1 이상인 잔류 오스테나이트 조직이, 잔류 오스테나이트 조직 전체에서 차지하는 면적률이, 50% 미만임으로써, 강도-연성 밸런스, 충격 특성, 및 굽힘성이 우수한 강판을 얻을 수 있다. 결정립의 면적이 크고, 또한 입자 원형도가 큰 잔류 오스테나이트가, 잔류 오스테나이트의 조직 전체의 50% 이상을 차지하면, 강판의 강도-연성 밸런스, 충격 특성, 및 굽힘성이 저하된다.
결정립의 면적이 1μm2 미만, 즉 결정의 입경이 작은 잔류 오스테나이트는, 페라이트-오스테나이트 2상역에서의 어닐링 시에 짧은 시간에 Mn이 균일하게 농축되기 쉽고 안정성이 높으므로, 고(高)변형 측까지 변태가 지연된다. 그 때문에, 강도-연성 밸런스 및 충격 특성이 우수한 강판을 얻을 수 있다.
잔류 오스테나이트에 있어서, 결정립의 면적이 1μm2 이상, 즉 결정의 입경이 큰 잔류 오스테나이트여도, 입자 원형도가 0.1 미만인 경우는, 결정립의 대부분이 마르텐사이트 사이 또는 템퍼드 마르텐사이트 라스 사이에 존재하므로, 주위로부터의 공간 구속에 의해, 고변형역 측까지 변태가 지연된다. 그 때문에, 강도-연성 밸런스 및 충격 특성이 우수한 강판을 얻을 수 있다.
또한, 입자 원형도(Grain Shape Circularity)는, 하기 (v)식으로 표시된다. 또, 결정립의 입자 원형도 및 면적은, TSL사 제조 OIM Analysis version 7의 표준 기능(Map 및 Grain Shape Circularity)을 이용하여, 후방 산란 전자 회절(EBSP: Electron Back Scatter Diffraction Patterns) 분석을 행함으로써, 측정할 수 있다.
입자 원형도=4πA/P2 …(v)
단, 상기 (v)식 중의 기호의 의미는 이하와 같다.
A: 결정립의 면적
P: 결정립의 주위 길이
본 발명의 강재에 있어서, L 단면의 표면으로부터 판두께의 1/4 깊이 위치에 있어서의 금속 조직 중의 Mn 농도가, 하기 (i)식을 만족한다.
CMnγ/CMnα≥1.2 …(i)
단, 상기 (i)식 중의 기호의 의미는 이하와 같다.
CMnγ: 잔류 오스테나이트 중의 평균 Mn 농도(질량%)
CMnα: 페라이트 및 템퍼드 마르텐사이트 중의 평균 Mn 농도(질량%)
잔류 오스테나이트 중에 Mn을 농화시킴으로써, 잔류 오스테나이트를 안정화시키고, 변태 유기 소성에 의해 강판의 강도-연성 밸런스 및 충격 특성을 향상시킬 수 있다. 그 때문에, CMnγ/CMnα의 값은 높을수록 바람직하며, CMnγ/CMnα의 값은 1.2 이상, 바람직하게는 1.4 이상이다. 또한, CMnγ/CMnα의 값에 상한을 설정할 필요는 없지만, 열처리 시간이 장시간이 되기 때문에, 생산성의 관점에서, 8.0 이하인 것이 바람직하고, 6.0 이하, 4.0 이하 또는 2.0 이하인 것이 보다 바람직하다.
본 발명의 강재에 있어서, L 단면의 표면으로부터 판두께의 1/4 깊이 위치에 있어서의 금속 조직 중의 Si 농도가, 하기 (ii)식을 만족하는 것이 바람직하다.
CSiα/CSiγ≥1.1 …(ii)
단, 상기 (ii)식 중의 기호의 의미는 이하와 같다.
CSiα: 템퍼드 마르텐사이트 및 페라이트 중의 평균 Si 농도(질량%)
CSiγ: 잔류 오스테나이트 중의 평균 Si 농도(질량%)
템퍼드 마르텐사이트 및 페라이트 중에 Si를 농화시킴으로써, 템퍼드 마르텐사이트 및 페라이트를 강화하고, 강판의 강도 및 충격 특성을 향상시킬 수 있다. 템퍼드 마르텐사이트 및 페라이트를 강화하고, 충격 특성 향상의 효과를 얻기 위해서는 CSiα/CSiγ의 값은 1.1 이상이며, 바람직하게는 1.2 이상이다.
CSiα/CSiγ의 값을 1.1 이상으로 하기 위해서는, Si 함유량이 0.1% 이상일 필요가 있다. Si 함유량이 0.1질량% 미만에서는, CSiα/CSiγ의 값은 1.1 미만이 된다. 또, CSiα/CSiγ의 값을 1.2 이상으로 하기 위해서는, Si 함유량은 0.7% 이상으로 한다. 또한, CSiα/CSiγ의 값에 상한을 설정할 필요는 없지만, 열처리 시간이 장시간이 되기 때문에, 생산성의 관점에서, 1.8 이하인 것이 바람직하다.
금속 조직의 동정 및 면적률의 산출 방법에 대하여 이하에 설명한다.
＜잔류 오스테나이트의 면적률의 측정 방법＞
잔류 오스테나이트의 면적률은 X선 회절법에 의해 측정된다. 우선, 강판의 주면 중앙부로부터 폭 25mm(압연 방향의 길이), 길이 25mm(압연 직각 방향의 길이), 및 어닐링한 시료의 두께 그대로의 판두께 방향의 두께를 갖는 시험편을 잘라 낸다. 그리고, 이 시험편에 화학 연마를 실시하여 판두께 1/4분을 감소시켜, 화학 연마된 표면을 갖는 시험편을 얻는다. 시험편의 표면에 대해, Co 관구를 이용하여, X선 회절 분석을 3회 실시한다.
fcc상에 관해서는, (111), (200), (220)의 각 피크의 적분 강도를 구하며, bcc상에 관해서는, (110), (200), (211)의 각 피크의 적분 강도를 구한다. 그들 적분 강도를 해석하고, 3회의 X선 회절 분석 결과를 평균함으로써, 잔류 오스테나이트의 체적률을 구하고, 그 값을 잔류 오스테나이트의 면적률로 한다.
＜템퍼드 마르텐사이트, 페라이트, 베이나이트, 및 프레시 마르텐사이트의 면적률의 측정 방법＞
템퍼드 마르텐사이트, 페라이트, 베이나이트, 및 프레시 마르텐사이트의 면적률은, 주사 전자현미경(SEM)에 의한 조직 관찰로부터 산출된다. 강판의 L 단면을 경면 연마한 후에, 3% 나이탈(3% 질산-에탄올 용액)에 의해 마이크로 조직을 현출시킨다. 그리고, SEM에 의해 배율 5000배로, 강판의 표면으로부터 판두께의 1/4 깊이 위치에 있어서의 세로 100μm(판두께 방향이 길이)×가로 300μm(압연 방향의 길이) 범위의 마이크로 조직을 관찰하여, 각각의 조직의 면적률을 측정할 수 있다.
템퍼드 마르텐사이트는, SEM에 의한 관찰에 있어서 인식된 백색의 조직 중, 결정립 내에 하부 조직이 확인된 것을 템퍼드 마르텐사이트로 판단함으로써 면적률을 산출한다. 페라이트는 회색의 하지 조직으로서 판별하여 면적률을 산출한다. 베이나이트는, SEM에 의한 관찰에 있어서, 라스 형상의 결정립의 집합이며, 라스 내에 탄화물이 동일 방향으로 연장된 조직으로서 판별하여, 면적률을 산출한다.
프레시 마르텐사이트는, SEM에 의한 관찰에 있어서 잔류 오스테나이트와 동일하게 백색의 조직으로서 인식된다. 그 때문에, SEM에 의한 관찰에서는 잔류 오스테나이트와 프레시 마르텐사이트의 구별이 어렵지만, SEM에 의한 관찰에서 얻어진 잔류 오스테나이트와 프레시 마르텐사이트의 합계 면적률로부터, X선 회절법에 의해 측정된 잔류 오스테나이트의 면적률을 뺌으로써, 프레시 마르텐사이트의 면적률을 산출한다.
＜CMnγ/CMnα 및 CSiα/CSiγ의 산출 방법＞
CMnγ, CMnα, CSiα, 및 CSiγ는, EBSP, SEM, 및 전자선 마이크로 애널라이저(EPMA)에 의해 측정할 수 있다. 즉, EBSP 및 SEM을 이용하여, 50μm×50μm의 영역을 배율 500배로 관찰하여, 측정 간격 0.1μm로 EBSP 데이터를 측정하고, 5개의 영역에 대하여, 잔류 오스테나이트, 페라이트, 및 템퍼드 마르텐사이트를 특정했다. 이어서, 특정한 잔류 오스테나이트, 및 템퍼드 마르텐사이트에 대하여, EPMA 측정에 의한 점 분석을 5점, 5개의 영역에서 각각 행하고, 측정값을 평균하여, CMnγ, CMnα, CSiα, 및 CSiγ를 산출하고, CMnγ/CMnα 및 CSiα/CSiγ를 구했다.
(C) 기계적 특성
다음으로, 본 발명에 따른 강판의 기계적 특성에 대하여 설명한다.
본 발명에 따른 강판의 인장 강도(TS)는, 780MPa 이상인 것이 바람직하고, 980MPa 이상인 것이 보다 바람직하며, 1180MPa 이상인 것이 더 바람직하다. 이는, 강판을 자동차의 소재로서 사용할 때, 고강도화에 의해 판두께를 감소시켜, 경량화에 기여하기 위함이다. 또, 본 발명에 따른 강판을 프레스 성형에 제공하기 위해, 파단 신장률(tEL)도 우수한 것이 바람직하다. 본 발명에 따른 강판의 TS×tEL은, 22000MPa·% 이상인 것이 바람직하고, 25000MPa·% 이상인 것이 보다 바람직하다.
또, 본 발명에 따른 강판은, 우수한 충격 특성을 가지며, 20℃에 있어서의 샤르피 시험의 충격값이 20J/cm2 이상인 것이 바람직하다.
(D) 제조 방법
다음으로, 본 발명의 일실시 형태에 따른 강판은, 예를 들면 이하에 나타내는 공정을 포함하는 제조 방법에 의해 얻을 수 있다.
＜주조 공정＞
본 발명에 따른 강판은, 상술의 화학 조성을 갖는 강을 상법으로 용제하고, 주조하여 강재(이하, 「슬래브」라고도 한다.)를 제작한다. 본 발명에 따른 강판이 상술의 화학 조성을 갖는 한, 용강은, 통상의 고로법으로 용제된 것이어도 되고, 전기로법으로 작성된 강과 같이, 원재료가 스크랩을 다량으로 포함하는 것이어도 된다. 슬래브는, 통상의 연속 주조 프로세스로 제조된 것이어도 되고, 박슬래브 주조로 제조된 것이어도 된다.
＜열간 압연 공정＞
열간 압연은, 통상의 연속 열간 압연 라인을 이용하여 행할 수 있다. 열간 압연 공정은, 조압연 공정 및 마무리 압연 공정을 포함한다.
슬래브 가열 온도: 1100~1300℃
열간 압연 공정에 제공하는 슬래브는, 열간 압연 전에 가열된다. 열간 압연에 제공하는 슬래브의 온도를 1100℃ 이상으로 함으로써, 열간 압연 시의 변형 저항을 보다 작게 할 수 있다. 한편, 열간 압연에 제공하는 슬래브의 온도를 1300℃ 이하로 함으로써, 스케일 로스 증가에 의한 수율의 저하를 억제할 수 있다. 따라서, 열간 압연에 제공하는 슬래브의 온도는, 1100~1300℃로 하는 것이 바람직하다. 또한, 본원 명세서에 있어서, 「온도」란, 슬래브, 열연 강판, 또는 냉연 강판의 표면 온도를 의미한다.
상기 슬래브 가열 온도역에 있어서의 유지 시간은 특별히 제한되지 않지만, 재질의 안정성을 향상시키기 위해서는, 30min 이상으로 하는 것이 바람직하고, 1h 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 또, 과도한 스케일 로스를 억제하기 위해서는, 10h 이하로 하는 것이 바람직하고, 5h 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 직송 압연 또는 직접 압연을 행하는 경우는, 슬래브에 가열 처리를 실시하지 않고 그대로 열간 압연에 제공해도 된다.
마무리 열간 압연:
마무리 열간 압연 공정에서는, 4개 이상의 복수의 스탠드를 갖는 압연기를 이용하여 연속적으로 강판을 압연하는 탠덤 압연에 있어서, 상기 복수의 스탠드 중, 상기 4개의 스탠드에서 압연하는 누적 변형(판두께 감소)과, 최종 스탠드에 있어서의 압연 온도 및 변형 속도를 제어하는 것이 중요하다. 압연기는 탠덤 압연이 되기 때문에, 후단의 4개의 연속하는 압연 스탠드에서의 변형이 적정 범위이면 변형은 누적된다. 또, 최종 스탠드에서는, 변형 속도와 압연 온도를 적정화함으로써, 누적된 변형에 의해 오스테나이트로 재결정시킬 수 있다. 통상, 열간 압연의 마무리 스탠드는 6단 또는 7단이 주류이다. 물론, 이 단수로 한정되지는 않지만, 본 발명에 따른 강판의 제조 방법에서는, 그 복수의 스탠드 중, 마지막 4단의 압연을 제어하여 변형량 및 변형 속도를 적정 범위로 한다.
강판은 연결된 탠덤 압연되기 때문에, 상기 4개 이상의 스탠드 중 최종 스탠드에 있어서의 변형 속도가 적정화되어 있으면, 마지막 4개의 스탠드 사이의 패스 간 시간(3개)을, 변형을 누적할 수 있는 압연 속도와 압하율로 조정할 수 있다. 즉, 최종 스탠드 출측의 압연 속도 및 압하율이 정해지면, 그 전의 스탠드의 압연 속도가 정해진다. 예를 들면, 최종 1개 전의 스탠드의 압연 속도=최종 스탠드의 압연 속도×(1-최종 스탠드의 압하율)이다. 또, 패스 간 시간=패스 간 거리/최종 1개 전의 스탠드의 압연 속도이다. 따라서, 패스 간 거리와, 누적되는 진변형(판두께 감소)으로부터, 모든 스탠드의 패스 간 시간과 변형 속도를 구할 수 있다.
마지막 4개의 스탠드에서는, 하기 (iii)식을 만족하는 조건으로 변형을 부여한다.
1.2≤ln(t0/t)≤2.8 …(iii)
여기서, ln(t0/t)는 판두께 감소를 누적하는 진변형(대수 변형)을 나타내며, t0은 마지막 4개의 스탠드에 들어가기 직전의 판두께(mm), t는 마지막 4개의 스탠드로부터 나온 직후의 판두께(mm)이다.
ln(t0/t)의 값이 1.2 미만에서는, 최종 스탠드에서 재결정에 필요한 변형이 부여되지 않고, 구오스테나이트 입자의 애스펙트비가 커진다. ln(t0/t)의 값이 2.8 초과에서는, 판두께 감소가 지나치게 커서 패스 간 시간이 길어져 버리기 때문에, 최종 스탠드에서 충분한 변형이 부여되지 않아, 재결정할 수 없게 되고, 구오스테나이트 입자의 애스펙트비가 커진다. 이와 같이, ln(t0/t)의 값이 1.2 미만 또는 2.8 초과에서는, 열연 강판에 있어서의 구오스테나이트 입자가 편평해지므로, 오스테나이트핵 생성이 불균일하게 되고, 2차 어닐링 후의 최종 조직에 있어서 덩어리 형상의 오스테나이트가 형성되기 쉬워진다.
마지막 4개의 스탠드의 최종 스탠드에서는, 변형 속도와 압연 출측 온도가 하기 (iv)식을 만족하는 조건으로 압연을 행한다.
11.0≤log(v·exp(33000/(273＋T)))≤15.0 …(iv)
여기서, v는 최종 스탠드에 있어서의 변형 속도(s-1)이며, T는 최종 스탠드에 있어서의 압연 출측 온도(℃)이다. (iv)식은, 변형 속도와 온도의 함수인 Zener-Hollomon 인자(Z 인자):
Z=ε·exp(Q/(R(T＋273)))
(ε: 변형 속도, T: 최종 스탠드에 있어서의 압연 출측 온도, Q: 겉보기 활성화 에너지, R: 기체 상수)
에 의거하여 도출했다.
log(v·exp(33000/(273＋T)))의 값이 11.0 미만에서는, 변형 속도가 늦거나, 압연 온도가 높거나, 또는 그 양쪽 모두 때문에, 얻어지는 구오스테나이트 입자의 평균 입경이 조대화되고, 조대한 덩어리 형상의 오스테나이트가 2차 어닐링 후의 최종 조직에 있어서 형성되기 쉬워진다.
log(v·exp(33000/(273＋T)))의 값이 15.0 초과에서는, 변형 속도가 빠르거나, 압연 온도가 낮거나, 또는 그 양쪽 모두 때문에, 오스테나이트가 재결정되지 못하고, 열연 강판에 있어서의 구오스테나이트 입경이 편평해져, 오스테나이트핵 생성이 불균일하게 되고, 2차 어닐링 후의 최종 조직에 있어서 덩어리 형상의 오스테나이트가 형성되기 쉬워진다.
변형 속도 v에 대해서는, (iv)식을 만족하고 있다면, 제약은 없다.
압연 출측 온도 T에 관해서는, 등축의 구오스테나이트 입경을 얻기 위해, 오스테나이트 단상으로 재결정시킬 필요가 있다. 페라이트가 압연 중에 발생하면, 페라이트에 의해 오스테나이트의 재결정이 억제되고, 열연 후의 구오스테나이트의 결정 입경이 편평해진다. 그 때문에, 압연 출측 온도를 780℃ 이상으로 함으로써, 오스테나이트 단상이고, 또한 재결정을 촉진시켜, 등축 마르텐사이트가 얻어지기 쉬워진다.
마무리 압연 후의 냉각:
압연에 의해 만든 재결정 오스테나이트 조직을 미세하게 유지하기 위해, 최종 스탠드에 있어서의 압연 종료 후 1.0s 이내에 냉각을 개시하고, 100℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 750℃까지 냉각한다.
압연 후의 냉각을 개시하기까지의 시간이 1.0s를 초과하면, 재결정이 발현되고부터 냉각 개시까지 시간이 걸리기 때문에, 오스트발트 성장에 의해 세립 영역이 조대립에 흡수되어 구오스테나이트 입자가 조대해지고, 오스테나이트핵 생성이 불균일하게 되어, 2차 어닐링 후의 최종 조직에 있어서 덩어리 형상의 오스테나이트가 형성되기 쉬워진다.
냉각 속도가 100℃/s 미만에서는, 냉각 중에도 오스테나이트의 입장 성장이 일어나, 구오스테나이트 입자가 조대해지고, 2차 어닐링 후의 최종 조직에 있어서 조대한 덩어리 형상의 오스테나이트가 형성되기 쉬워진다.
냉각 속도의 상한은, 특별히 한정되지 않지만, 설비 제약 등을 고려하고, 또, 판두께 방향의 조직 분포를 보다 균일하게 하기 위해, 600℃/s 이하인 것이 바람직하다.
냉각 종료 후, 입자 성장하여 구오스테나이트 입자가 조대화되는 것을 방지하기 위해, 750℃까지 100℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각한다. 그 후, 750℃에서 300℃의 온도 범위를 10℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각한다. 열연 후 조직을 균일하게 하기 위해서는, 평균 냉각 속도는 10℃/s 이상이다. 또한, 300℃에서 후술하는 권취 온도까지의 냉각 속도에 대해서는 특별히 제한되지는 않지만, 생산성의 관점에서, 750℃에서 300℃까지의 냉각 속도로, 그대로 권취 온도까지 냉각해도 된다.
권취 온도: 300℃ 미만
냉각 후의 권취 온도를 300℃ 미만으로 하는 것이 바람직하다. 권취 온도를 300℃ 미만으로 함으로써, 열연 후의 조직을 균일하게 할 수 있다. 권취 온도는, 250℃ 이하인 것이 보다 바람직하다. 냉간 압연 시의 파단을 억제하기 위해, 실온까지 냉각된 후, 냉간 압연 전의 산세정 전 또는 후에, 300~600℃의 온도 범위에서 열연 강판을 템퍼링해도 된다.
＜냉간 압연 공정＞
열연 강판은, 상법에 의해 산세정이 실시된 후에, 냉간 압연이 행해지고, 냉연 강판이 된다. 어닐링 후의 강판의 조직을 미세화하는 관점에서, 냉간 압연의 압하율은 20% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 냉간 압연 중의 파단을 억제하는 관점에서, 냉간 압연의 압하율은 70% 이하로 하는 것이 바람직하다.
냉간 압연 전이며 산세정 전 또는 후에 0% 초과~5% 정도의 경도의 압연을 행하여 형상을 수정하면, 평탄성 확보의 면에서 유리해지므로 바람직하다. 또, 산세정 전에 경도의 압연을 행함으로써 산세정성이 향상되어, 표면 농화 원소의 제거가 촉진되고, 화성 처리성 및 도금 처리성을 향상시키는 효과가 있다.
＜1차 어닐링 공정＞
상술한 냉연 강판을 오스테나이트 단상의 온도역에서 어닐링을 행한다. 이 어닐링을 본 발명에서는 「1차 어닐링」이라고 부른다. 1차 어닐링에 의해, 마르텐사이트 주체의 초기 조직을 형성하고, 그 후의 페라이트와 오스테나이트의 2상역의 온도역에 있어서의 2차 어닐링에 있어서, 본원의 잔류 오스테나이트 조직을 형성할 수 있다. 또, 최종 조직 중에 있어서의 베이나이트 및 페라이트의 생성을 저감한다. 이 1차 어닐링 조건은 이하의 범위를 만족하는 것이 바람직하다.
어닐링은, 어닐링로 및 연속 어닐링 라인 중 어디에서 행해도 되지만, 1차 어닐링 및 후술하는 2차 어닐링은 모두, 연속 어닐링 라인을 이용하여 행하는 것이 바람직하다. 연속 어닐링 라인을 이용함으로써, 생산성을 향상시킬 수 있다. 어닐링은, 환원 분위기에서 행해지는 것이 바람직하고, 예를 들면 질소 98% 및 수소 2%의 환원 분위기에서 행해져도 된다. 또한, 냉연 압연 후의 강판에, 스킨패스 압연을 행해도 된다.
평균 승온 속도: 5~30℃/s
가열 개시 온도(실온)로부터 1차 어닐링 온도까지의 평균 승온 속도는, 5~30℃/s인 것이 바람직하다. 1차 어닐링 공정에 있어서의 승온 속도를 이 범위로 함으로써, 생산성을 향상시킬 수 있다.
1차 어닐링 온도: 750℃를 초과하고 또한 Ac3점 이상
1차 어닐링 온도를 750℃ 초과로 함으로써, 2차 어닐링 후의 강판 중의 페라이트의 분포를 보다 균일하게 할 수 있고, 강도-연성 밸런스 및 강도를 향상시킬 수 있다. 2차 어닐링 후 조직 중의 페라이트 함유량을 5% 이하로 하기 위해서는, 1차 어닐링 온도는 Ac3점 이상이다. 또, 어닐링로의 손상을 억제하고, 생산성을 향상시키기 위해서는, 1차 어닐링 온도는 950℃ 이하인 것이 바람직하다.
여기서, Ac3점은 이하의 수법으로 산출한다. C: 0.18% 초과 0.30% 미만, Si: 0.01% 이상 2.00% 미만, Mn: 2.50% 초과 4.00% 이하, 및 sol.Al: 0.001% 이상 3.00% 미만을 함유하는 복수 종류의 냉연 강판에 대하여, 가열 속도 0.5~50℃/s로 Ac3점을 계측하고 검토한 결과, Ac3점으로서 하기 (vii)식을 얻었다. 이 식을 이용하여 Ac3점을 산출할 수 있다.
Ac3=910-200√Ｃ＋44Si－25Mn＋44Al …(vii)
단, 식 중의 각 원소 기호는, 강 중에 포함되는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다.
1차 어닐링 시간: 10~1000s
2차 어닐링 후 조직에 있어서 미재결정을 완전히 제거하고, 양호한 강도-연성 밸런스를 안정적으로 확보하기 위해, 1차 어닐링 온도에서 10s 이상 유지한다. 한편, 1차 어닐링 시간이 1000s를 넘으면, 1차 어닐링 후의 조직이 조대화되고, 2차 어닐링 시의 오스테나이트의 핵 생성 사이트가 불균일하게 됨으로써, 잔류 오스테나이트가 조대화되어, 면적이 1μm2 이상이고, 또한 입자 원형도가 0.1 이상인 잔류 오스테나이트 결정립의 합계 면적을, 잔류 오스테나이트 전체의 면적에 대해 50% 미만으로 하는 것이 곤란해진다.
750℃를 초과하고 또한 Ac3점 이상인 온도역에서 유지한 온도로부터, 300℃까지의 평균 냉각 속도가 10~2000℃/s가 되는 조건으로 300℃ 이하의 온도역까지 냉각한다. 10℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각함으로써, 1차 어닐링 후 조직에 있어서의 페라이트의 형성을 보다 억제할 수 있다. 한편, 평균 냉각 속도를 2000℃/s 이하로 함으로써, 냉각 정지한 후의 강판 온도 분포가 균일하게 되므로, 강판의 평탄성을 향상시킬 수 있다. 설비 제약 등을 고려하여, 보다 바람직하게는, 600℃/s 이하이다.
1차 어닐링 후의 냉각에 있어서의 냉각 정지 온도를 100℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 냉각 정지 온도를 100℃ 이상으로 함으로써, 마르텐사이트 변태에 따른 변형 발생을 억제할 수 있고, 강판의 평탄성을 향상시킬 수 있다.
300℃ 이하까지 10~2000℃/s의 평균 냉각 속도로 냉각한 후, 바람직하게는, 100~300℃의 온도역에서 10~1000s 유지한다. 100~300℃의 온도역에 있어서의 유지 시간을 10s 이상으로 함으로써, 오스테나이트로의 C 분배가 충분히 진행되어, 2차 어닐링 전의 조직에 오스테나이트를 생성시킬 수 있고, 그 결과, 2차 어닐링 후의 조직에 덩어리 형상의 오스테나이트가 생성되는 것을 보다 억제하고, 강도 특성의 변동을 보다 작게 할 수 있다. 한편, 상기 유지 시간이 1000s 초과여도, 상기 작용에 의한 효과는 포화되어, 생산성이 저하될 뿐이기 때문에, 100~300℃의 온도역에 있어서의 유지 시간은, 바람직하게는 1000s 이하, 보다 바람직하게는 300s 이하이다.
상기 유지 온도를 100℃ 이상으로 함으로써, 연속 어닐링 라인의 효율을 향상시킬 수 있다. 한편, 유지 온도를 300℃ 이하로 함으로써, 페라이트의 형성을 보다 억제할 수 있다.
최종 냉각 온도: 100℃ 미만
상기의 냉각 후, 100℃ 미만까지 냉각한다. 최종 냉각 온도를 100℃ 미만으로 함으로써, 1차 어닐링 후 조직을 라스 마르텐사이트 조직으로 할 수 있다. 강판의 반송 시의 안전 확보의 관점에서, 실온(50℃ 이하)까지 냉각하는 것이 바람직하다.
＜2차 어닐링 공정＞
상술한 1차 어닐링 공정에서 얻어진 어닐링 강판에 대해, 페라이트와 오스테나이트의 2상역의 온도역에서 추가로 어닐링한다. 이 어닐링을 본 발명에서는 「2차 어닐링」이라고 부른다. 2차 어닐링을 행함으로써, Mn 농화된 잔류 오스테나이트 및 Si 농화된 템퍼드 마르텐사이트를 얻는 것이 용이해진다. 이 2차 어닐링 조건은, 이하의 범위를 만족하는 것이 바람직하다.
평균 승온 속도: 1~40℃/s
평균 승온 속도는, 페라이트의 면적률을 5% 이하로 하기 위해, 1℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 승온 속도가 지나치게 빠르면, 오스테나이트의 생성 구동력이 커지고, 마르텐사이트 라스가 아니라 구오스테나이트 입계로부터 오스테나이트가 생성되기 때문에, 2차 어닐링 후 조직에 조대한 덩어리 형상 오스테나이트가 생성된다. 그 때문에, 평균 승온 속도는 1~40℃/s로 하는 것이 바람직하다. 평균 승온 속도는, 2℃/s 이상인 것이 보다 바람직하고, 3℃/s 이상인 것이 더 바람직하다. 또, 평균 승온 속도는, 20℃/s 미만인 것이 보다 바람직하고, 10℃/s 미만인 것이 더 바람직하다.
이러한 평균 승온 속도로 승온함으로써, 조대한 덩어리 형상 오스테나이트, 즉, 면적이 1μm2 이상이고 또한 입자 원형도가 0.1 이상인 잔류 오스테나이트의 생성을 억제하여, 잔류 오스테나이트 전체의 면적에 대한 조대한 덩어리 형상 오스테나이트의 면적률을 50% 미만으로 할 수 있다.
2차 어닐링 온도: 650℃ 이상 Ac3점 미만
2차 어닐링 온도를 650℃ 이상 Ac3점 미만으로 함으로써, 잔류 오스테나이트 및 템퍼드 마르텐사이트를 2차 어닐링 후 조직에 생성시켜, 강도-연성 밸런스 및 충격 특성을 향상시킬 수 있다. 또, Mn을 잔류 오스테나이트 중에 농화시키고, 또한 Si를 템퍼드 마르텐사이트 중에 농화시킬 수 있다.
2차 어닐링 유지 시간: 300s 이상
상술한 제법에 의해, 균일한 금속 조직으로 하면, Mn도 균일하게 분배된다. 그 때문에, 2차 어닐링 온도에서, 300s 이상 유지함으로써, 페라이트 및 템퍼드 마르텐사이트로부터 잔류 오스테나이트로 Mn이 농화되고, 충격 특성 및 강도-연성 밸런스의 향상에 기여한다. 또, 시멘타이트를 용해시키고, 잔류 오스테나이트를 생성시킴으로써, 변태 유기 소성에 의한 강도-연성 밸런스를 향상시킨다. 또한, 잔류 오스테나이트로부터 템퍼드 마르텐사이트로 Si가 농화되어, 양호한 강도 및 충격 특성을 안정적으로 확보할 수 있다.
또한, 일반적으로는 유지 시간이 길면 잔류 오스테나이트 입자의 조대화가 발생한다. 그러나, 본 발명에 있어서는, 상술한 바와 같이, 마무리 열간 압연에 있어서 (iii)식 및 (iv)식을 만족하도록 제어하고 있기 때문에, 2차 어닐링 시에 균일하게 미세한 오스테나이트가 생성됨으로써, 유지 시간이 300s 이상이어도 잔류 오스테나이트 입자의 조대화를 억제할 수 있다.
2차 어닐링 공정 후의 냉각은, 연질인 페라이트 및 베이나이트가 과도하게 생성되고, 열처리 후의 강재에 있어서 강도를 충분히 확보하는 것이 곤란해지기 때문에, 어닐링 온도로부터 50℃ 이하까지 평균 냉각 속도 5℃/s 이상으로 냉각하는 것이 바람직하다. 강판의 담금질 균열을 억제하는 관점에서, 어닐링 온도로부터 50℃ 이하까지의 평균 냉각 속도의 상한값은 500℃/s 이하가 바람직하다.
＜도금 공정＞
강판에 도금하는 경우에는, 이하와 같이 하여 제조한다.
강판의 표면에 용융 아연 도금을 실시하여 용융 아연 도금 강판을 제조하는 경우에는, 상기 2번째 어닐링 후의 냉각을 430~500℃의 온도 범위에서 정지하고, 이어서 냉연 강판을 용융 아연의 도금욕에 침지하여 용융 아연 도금 처리를 행한다. 도금욕의 조건은 통상의 범위 내로 하면 된다. 도금 처리 후에는 실온까지 냉각하면 된다.
강판의 표면에 합금화 용융 아연 도금을 실시하여 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조하는 경우에는, 강판에 용융 아연 도금 처리를 실시한 후, 강판을 실온까지 냉각하기 전에, 450~620℃의 온도에서 용융 아연 도금의 합금화 처리를 행한다. 합금화 처리 조건은, 통상의 범위 내로 하면 된다.
이하, 실시예에 의해 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 이들 실시예에 한정되는 것은 아니다.
실시예
1. 평가용 강판의 제조
표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 강을 진공 용해로에 의해 용제하여, 강편을 얻었다.
Figure pct00001
얻어진 강편을, 1250℃에서 1h 가열한 후, 표 2에 나타내는 조건에서 열간 압연을 행하여, 열연 강판을 얻었다. 또한, 마무리 압연 출측 온도는 어느 경우도 오스테나이트 단상역이었다. 또, 300℃에서 권취 온도까지의 냉각 속도는, 750℃에서 300℃까지의 냉각 속도와 같게 했다. 권취에 대해서는, 그 모의로서, 권취 온도에 상당하는 소정의 온도에서 30min 유지한 후, 10℃/h로 실온까지 노 냉각했다. 100℃ 미만의 권취 조건에 대해서는, 마무리 압연 후의 소정의 냉각 조건으로, 실온까지 냉각한 것을 의미한다. 얻어진 열연 강판에 산세정 후, 표 2에 나타내는 템퍼링 온도로 템퍼링을 실시하고, 계속해서 냉간 압연율로 냉간 압연을 실시하여, 냉연 강판을 얻었다. 냉간 압연 전의 템퍼링 시간은, 1h로 했다.
Figure pct00002
얻어진 냉연 강판에 대해, 표 3에 나타내는 조건으로, 1차 어닐링 및 2차 어닐링을 실시하여 어닐링 냉연 강판을 제작했다. 냉연 강판의 2회의 어닐링은, 질소 98% 및 수소 2%의 환원 분위기에서 행했다. 1차 어닐링에 있어서의 가열 개시 온도(실온)로부터 1차 어닐링 온도까지의 평균 승온 속도는, 15℃/s로 했다. 또, 2차 어닐링에 있어서, 2차 어닐링 온도로부터 50℃/s의 평균 냉각 속도로 실온(50℃ 이하)까지 냉각했다.
Figure pct00003
일부의 어닐링 냉연 강판에 대해서는, 2번째 어닐링 후의 냉각을 460℃에서 정지하고, 냉연 강판을 460℃의 용융 아연의 도금욕에 2s 침지하여, 용융 아연 도금 처리를 행했다. 도금욕의 조건은 종래의 것과 같았다. 후술하는 합금화 처리를 실시하지 않는 경우, 460℃의 유지 후에, 평균 냉각 속도 10℃/s로 실온까지 냉각했다.
일부의 어닐링 냉연 강판 예에 대해서는, 용융 아연 도금 처리를 행한 후에, 실온으로 냉각하지 않고, 계속해서 합금화 처리를 실시했다. 520℃까지 가열하고, 520℃에서 5s 유지하여 합금화 처리를 행하고, 그 후, 평균 냉각 속도 10℃/s로 실온까지 냉각했다.
이와 같이 하여 얻어진 어닐링 냉연 강판을 신장률 0.1%로 조질 압연하여, 각종 평가용 강판을 준비했다.
2. 평가 방법
각 예에서 얻어진 어닐링 냉연 강판에 대하여, 마이크로 조직 관찰, 인장 시험, 충격 특성 시험, 및 굽힘 시험을 실시하여, 템퍼드 마르텐사이트, 페라이트, 잔류 오스테나이트, 베이나이트, 및 프레시 마르텐사이트의 면적률, 인장 강도(TS), 파단 신장률(tEL), 충격 특성, 및 굽힘성을 평가했다. 각 평가의 방법은 다음과 같다.
템퍼드 마르텐사이트, 페라이트, 잔류 오스테나이트, 베이나이트, 및 프레시 마르텐사이트의 면적률은, SEM에 의한 조직 관찰 및 X선 회절 측정으로부터 산출했다. 강판의 L 단면에 대하여, 경면 연마를 행하고, 이어서 3% 나이탈에 의해 마이크로 조직을 현출시켜, SEM에 의해 배율 5000배로, 표면으로부터 1/4 위치에 있어서의 마이크로 조직을 관찰하고, 100μm×300μm의 범위에 대하여 화상 해석(Photoshop(등록 상표))에 의해, 템퍼드 마르텐사이트, 페라이트, 및 베이나이트의 면적률, 그리고 잔류 오스테나이트와 프레시 마르텐사이트의 합계의 면적률을 산출했다.
또, 얻어진 강판으로부터 폭 25mm, 길이 25mm의 시험편을 잘라 내고, 이 시험편에 화학 연마를 실시하여 판두께 1/4분을 감소시키고, 화학 연마 후의 시험편의 표면에 대해, Co 관구를 이용한 X선 회절 분석을 3회 실시하고, 얻어진 프로파일을 해석하고, 각각을 평균하여 잔류 오스테나이트의 면적률을 산출했다. SEM 관찰에 의해 얻어진 잔류 오스테나이트와 프레시 마르텐사이트의 합계 면적률로부터 잔류 오스테나이트의 면적률을 빼서, 프레시 마르텐사이트의 면적률을 산출했다.
(잔류 오스테나이트 결정립의 입자 원형도 및 면적)
결정립의 입자 원형도 및 면적은, TSL사 제조 OIM Analysis version 7의 표준 기능(Map 및 Grain Shape Circularity)을 이용하여, EBSP 분석을 행함으로써, 측정했다.
EBSP 데이터 측정 조건은, 이하와 같다. 강판의 L 단면의 표면으로부터 판두께의 1/4 깊이 위치에 있어서, OIM(Orientation Imaging Microscopy) 검출기를 구비한 SEM으로, 50μm×50μm의 영역을 배율 500배로 관찰하고, 측정 간격 0.1μm로 EBSP 데이터를 측정했다. 5개의 영역에 대하여 상기 방법으로 EBSP 데이터를 측정하고, 그 평균값을 산출했다.
(CMnγ/CMnα 및 CSiα/CSiγ)
CMnγ/CMnα 및 CSiα/CSiγ는, EBSP, SEM, 및 EPMA에 의해 측정했다. EBSP 및 SEM을 이용해서, 50μm×50μm의 영역을 배율 500배로 관찰하고, 측정 간격 0.1μm로 EBSP 데이터를 측정하고, 5개의 영역에 대하여 잔류 오스테나이트, 페라이트, 및 템퍼드 마르텐사이트를 특정했다. 이어서, 특정한 잔류 오스테나이트와, 페라이트 및 템퍼드 마르텐사이트에 대하여, EPMA 측정에 의한 점 분석을 5점, 5개의 영역에서 각각 행하고, 측정값을 평균하여 CMnγ, CMnα, CSiα, 및 CSiγ를 산출하고, CMnγ/CMnα 및 CSiα/CSiγ를 구했다.
(인장 시험 방법)
강판의 압연 방향에 직각인 방향으로부터 JIS5호 인장 시험편을 채취하고, 인장 강도(TS) 및 파단 신장률(tEL)을 측정하여, TS×tEL를 산출했다. 인장 시험은, 평행부의 길이가 60mm이며, 변형을 측정하는 기준이 되는 목표점 거리가 50mm인 JIS5호 인장 시험편을 이용하여, JIS Z2241:2011에 규정되는 방법으로 행했다.
(충격 특성의 평가방법)
열처리 후의 각 강재로부터 V 노치 시험편을 제작했다. 그 시험편의 두께가 4.8mm 이상인 경우에는, 그대로 사용하고, 4.8mm 미만인 경우에는, 4.8mm 이상이 되는 최소의 매수를 적층하여 나사 고정한 후, JIS Z2242:2005에 준하여 샤르피 충격 시험에 제공했다. 충격 특성은, 20℃에서의 샤르피 충격값이 20J/cm2 이상인 경우를, 양호로 하고, 20J/cm2 미만인 경우를, 불량으로 했다.
(굽힘성의 평가 방법)
어닐링 후의 각 강판으로부터 폭 20mm(굽힘 능선이 되는 방향), 길이 50mm(압연 직각의 방향)의 굽힘 시험편을 굽힘 능선이 압연 방향이 되도록 제작했다. 굽힘 시험편의 폭방향이 굽힘축과 평행이 된다. 굽힘 시험은, JIS Z2248:2006의 V 블록법에 준하여 행했다. 이 때, 선단 각도 90도의 V형 펀치를 이용하여, 펀치 반경 R(mm)을 시료의 판두께 t(mm)로 나눈 R/t의 값이 R/t=2.0 및 3.0에서 굽힘 시험을 행하고, R/t의 값이 3.0 및 2.0에서 균열이 인정되는 경우는 굽힘성을 불량으로 하며, R/t가 2.0인 조건에서만 균열이 인정되는 경우를 양호, R/t가 2.0 및 3.0 양쪽 모두의 조건에서 균열이 인정되지 않는 경우는, 더욱 양호로 하였다.
3. 평가 결과
상기의 평가의 결과를 표 4에 나타낸다. 본 실시예에 있어서는, 780MPa 이상의 TS, 22000MPa·% 이상의 TS×tEL, 양호한 충격 특성, 및 양호한 굽힘성이 얻어진 예를, 높은 강도를 갖고, 또한 강도-연성 밸런스, 굽힘성 및 충격 특성이 우수한 강판으로서 평가했다.
Figure pct00004
본 발명에 의하면, 높은 강도를 갖고, 또한 강도-연성 밸런스, 굽힘성 및 충격 특성이 우수한 강판을 얻을 수 있다. 그 때문에, 본 발명의 강판은, 필러 등의 자동차의 구조 부품 용도에 최적이다.

Claims (13)

  1. 강판의 화학 조성이, 질량%로,
    C: 0.18%를 초과하고 0.30% 미만,
    Si: 0.01% 이상 2.00% 미만,
    Mn: 2.50%를 초과하고 4.00% 이하,
    sol.Al: 0.001% 이상 3.00% 미만,
    P: 0.100% 이하,
    S: 0.010% 이하,
    N: 0.050% 미만,
    O: 0.020% 미만,
    Cr: 0% 이상 2.00% 미만,
    Mo: 0~2.00%,
    W: 0~2.00%,
    Cu: 0~2.00%,
    Ni: 0~2.00%,
    Ti: 0~0.300%,
    Nb: 0~0.300%,
    V: 0~0.300%,
    B: 0~0.010%,
    Ca: 0~0.010%,
    Mg: 0~0.010%,
    Zr: 0~0.010%,
    REM: 0~0.010%,
    Sb: 0~0.050%,
    Sn: 0~0.050%,
    Bi: 0~0.050%, 및
    잔부: Fe 및 불순물이며,
    상기 강판의 압연 방향 및 판두께 방향에 평행한 단면에 있어서, 표면으로부터 판두께의 1/4 깊이 위치에 있어서의 금속 조직이, 면적%로,
    템퍼드 마르텐사이트: 25~90%,
    페라이트: 5% 이하,
    잔류 오스테나이트: 10~50%, 및
    베이나이트: 5% 이하이며,
    상기 강판의 압연 방향 및 판두께 방향에 평행한 단면의 표면으로부터 판두께의 1/4 깊이 위치에 있어서, 면적이 1μm2 이상이고, 또한 입자 원형도가 0.1 이상인 잔류 오스테나이트 결정립의 합계 면적의 비율이, 상기 잔류 오스테나이트 전체의 면적에 대해 50% 미만이며,
    표면으로부터 판두께의 1/4 깊이 위치에 있어서의 금속 조직 중의 Mn 농도가, 하기 (i)식을 만족하는,
    강판.
    CMnγ/CMnα≥1.2 …(i)
    단, 상기 (i)식 중의 기호의 의미는 이하와 같다.
    CMnγ: 잔류 오스테나이트 중의 평균 Mn 농도(질량%)
    CMnα: 페라이트 및 템퍼드 마르텐사이트 중의 평균 Mn 농도(질량%)
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 화학 조성이, 질량%로,
    Si: 0.10% 이상 2.00% 미만이며,
    상기 강판의 압연 방향 및 판두께 방향에 평행한 단면의 표면으로부터 판두께의 1/4 깊이 위치에 있어서의 금속 조직 중의 Si 농도가, 하기 (ii)식을 만족하는, 강판.
    CSiα/CSiγ≥1.1 …(ii)
    단, 상기 (ii)식 중의 기호의 의미는 이하와 같다.
    CSiα: 템퍼드 마르텐사이트 및 페라이트 중의 평균 Si 농도(질량%)
    CSiγ: 잔류 오스테나이트 중의 평균 Si 농도(질량%)
  3. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
    상기 화학 조성이, 질량%로,
    Cr: 0.01% 이상 2.00% 미만,
    Mo: 0.01~2.00%,
    W: 0.01~2.00%,
    Cu: 0.01~2.00%, 및
    Ni: 0.01~2.00%,
    로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는, 강판.
  4. 청구항 1 내지 청구항 3 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 화학 조성이, 질량%로,
    Ti: 0.005~0.300%,
    Nb: 0.005~0.300%, 및
    V: 0.005~0.300%,
    로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는, 강판.
  5. 청구항 1 내지 청구항 4 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 화학 조성이, 질량%로,
    B: 0.0001~0.010%,
    Ca: 0.0001~0.010%,
    Mg: 0.0001~0.010%,
    Zr: 0.0001~0.010%, 및
    REM: 0.0001~0.010%,
    로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는, 강판.
  6. 청구항 1 내지 청구항 5 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 화학 조성이, 질량%로,
    Sb: 0.0005~0.050%,
    Sn: 0.0005~0.050%, 및
    Bi: 0.0005~0.050%,
    로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는, 강판.
  7. 청구항 1 내지 청구항 6 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 강판의 표면에 용융 아연 도금층을 갖는, 강판.
  8. 청구항 1 내지 청구항 6 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 강판의 표면에 합금화 용융 아연 도금층을 갖는, 강판.
  9. 청구항 1 내지 청구항 8 중 어느 한 항에 있어서,
    20℃에 있어서의 샤르피 충격값이 20J/cm2 이상인, 강판.
  10. 청구항 1 또는 청구항 3 내지 청구항 6 중 어느 한 항에 기재된 화학 조성을 갖는 강에 대해, 열간 압연 공정, 냉간 압연 공정, 1차 어닐링 공정 및 2차 어닐링 공정을 순서대로 행하는 강판의 제조 방법으로서,
    상기 열간 압연 공정은, 4개 이상의 복수의 스탠드를 갖는 압연기를 이용하여 마무리 열간 압연하는 공정을 포함하고,
    상기 마무리 열간 압연하는 공정에 있어서,
    상기 복수의 스탠드 중 마지막 4개의 스탠드의 전후에 있어서의 판두께 감소가, 하기 (iii)식을 만족하고,
    상기 마지막 4개의 스탠드의 최종 스탠드에 있어서의 변형 속도와 상기 최종 스탠드에 있어서의 압연 출측 온도가, 하기의 (iv)식을 만족하고,
    상기 최종 스탠드에 있어서의 압연 후 1.0s 이내에 100℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 750℃까지 냉각하고, 750℃에서 300℃까지의 온도 범위를 10℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하며,
    상기 1차 어닐링 공정에 있어서, 750℃를 초과하고 또한 Ac3점 이상인 온도역에서 10~1000s 유지한 후, 300℃까지의 평균 냉각 속도가 10~2000℃/s가 되는 조건으로 300℃ 이하의 온도역까지 냉각하고, 그 후, 100℃ 미만의 온도역까지 냉각하며,
    상기 2차 어닐링 공정에 있어서, 1~40℃/s의 평균 승온 속도로 650℃ 이상 Ac3점 미만의 온도역으로 가열하고, 300s 이상 유지하는,
    강판의 제조 방법.
    1.2≤ln(t0/t)≤2.8 …(iii)
    11.0≤log(v·exp(33000/(273+T)))≤15.0 …(iv)
    단, 상기 식 중의 각 기호의 의미는 이하와 같다.
    t0: 마지막 4개의 스탠드에 들어가기 직전의 판두께(mm)
    t: 마지막 4개의 스탠드로부터 나온 직후의 판두께(mm)
    v: 최종 스탠드에 있어서의 변형 속도(/s)
    T: 최종 스탠드에 있어서의 압연 출측 온도(℃)
  11. 청구항 10에 있어서,
    상기 1차 어닐링 공정에 있어서, 750℃를 초과하고 또한 Ac3점 이상인 온도역에서 10s 이상 유지한 후, 300℃ 이하의 온도역까지 10~2000℃/s의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 100~300℃의 온도역에서 10~1000s 유지하고, 그 후, 100℃ 미만의 온도역까지 냉각하는, 강판의 제조 방법.
  12. 청구항 10 또는 청구항 11에 있어서,
    상기 2차 어닐링 공정 후, 냉각하고, 용융 아연 도금 처리를 실시하는, 강판의 제조 방법.
  13. 청구항 12에 있어서,
    상기 용융 아연 도금 처리를 실시한 후, 450~620℃의 온도역에서 용융 아연 도금의 합금화 처리를 실시하는, 강판의 제조 방법.
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Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2017183348A1 (ja) 2016-04-19 2017-10-26 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、めっき鋼板、およびそれらの製造方法

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5327106B2 (ja) * 2010-03-09 2013-10-30 Ｊｆｅスチール株式会社 プレス部材およびその製造方法
JP5136609B2 (ja) * 2010-07-29 2013-02-06 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
PL2738278T3 (pl) * 2011-07-29 2020-05-18 Nippon Steel Corporation Blacha stalowa cienka o dużej wytrzymałości i ocynkowana blacha stalowa cienka o dużej wytrzymałości oraz o doskonałej podatności na utrwalanie kształtu i sposób ich wytwarzania
IN2014DN11262A (ko) * 2012-07-31 2015-10-09 Jfe Steel Corp
MX2017001529A (es) * 2014-08-07 2017-05-11 Jfe Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia y metodo de produccion para la misma, y metodo de produccion para lamina de acero galvanizada de alta resistencia.
WO2017208762A1 (ja) * 2016-05-30 2017-12-07 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
WO2018073919A1 (ja) * 2016-10-19 2018-04-26 新日鐵住金株式会社 めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP6213696B1 (ja) * 2016-12-05 2017-10-18 新日鐵住金株式会社 高強度鋼板
EP3569727A4 (en) * 2017-01-16 2020-07-15 Nippon Steel Corporation STEEL PLATE AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR
KR102418275B1 (ko) * 2017-12-26 2022-07-07 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법
CN112154222B (zh) * 2018-06-29 2022-04-01 日本制铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
WO2020189530A1 (ja) * 2019-03-15 2020-09-24 日本製鉄株式会社 鋼板

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2017183348A1 (ja) 2016-04-19 2017-10-26 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、めっき鋼板、およびそれらの製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
Furukawa Takashi, Matsumura Osamu, Tratamiento Térmico, Japón, Asociación Japonesa de Tratamiento Térmico, 1997, Vol. 37, No. 4, p.204

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