KR20230098706A

KR20230098706A - 고강도 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20230098706A
Application number: KR1020237021218A
Authority: KR
Inventors: 가즈키 엔도; 요시야스 가와사키; 유키 도지; 요시마사 후나카와; 마이 아오야마
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2018-03-30
Filing date: 2019-03-20
Publication date: 2023-07-04
Also published as: MX2020010211A; WO2019188640A1; US20210115541A1; CN111936656A; US11661642B2; JPWO2019188640A1; KR20200123473A; EP3778973A1; EP3778973A4; JP6705560B2; CN111936656B

Abstract

본 발명에 관련된 고강도 강판은, 강 조직은, 면적률로 페라이트가 35 ％ 이상 80 ％ 이하, 마텐자이트가 5 ％ 이상 35 ％ 이하이고, 템퍼드 마텐자이트가 0 ％ 이상 5 ％ 이하이고, 체적률로 잔류 오스테나이트가 8 ％ 이상이고, 또한 페라이트의 평균 결정 입경이 6 ㎛ 이하, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 3 ㎛ 이하이고, 또한 괴상 오스테나이트의 면적률을 라스상 오스테나이트와 괴상 오스테나이트의 면적률의 합으로 나눈 값이 0.6 이상이며, 잔류 오스테나이트 중의 Mn 의 평균 함유량을 페라이트 중의 Mn 의 평균 함유량으로 나눈 값이 1.5 이상이고, 또한 잔류 오스테나이트 중의 C 의 평균 함유량을 페라이트 중의 C 의 평균 함유량으로 나눈 값이 3.0 이상인 것을 특징으로 한다.

Description

고강도 강판 및 그 제조 방법 {HIGH-STRENGTH SHEET STEEL AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}

본 발명은 자동차나 전기 등의 산업 분야에서 사용되는 부재에 적용하기 바람직한, 성형성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 특히 980 ㎫ 이상의 TS (인장 강도) 를 갖고, 연성뿐만 아니라 구멍 확장성도 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

최근 지구 환경의 보전의 견지에서, 자동차의 연비 향상이 중요한 과제가 되고 있다. 이 때문에, 차체 재료의 고강도화에 의해 차체 재료의 박육화를 도모하여, 차체 자체를 경량화하고자 하는 움직임이 활발해지고 있다. 그러나, 차체 재료의 하나인 강판의 고강도화는 강판의 성형성 저하를 초래하므로, 고강도와 고연성을 겸비하는 강판의 개발이 요망되고 있다. 고강도이면서 고연성인 강판으로서, 잔류 오스테나이트의 가공 유기 변태를 이용한 고강도 강판이 제안되어 있다. 이 고강도 강판은, 잔류 오스테나이트를 가진 조직을 나타내고, 성형시에는 잔류 오스테나이트에 의해 성형이 용이한 한편, 성형 후에는 잔류 오스테나이트가 마텐자이트화되기 때문에 고강도를 구비한 것이 된다.

예를 들어, 특허문헌 1 에는, 인장 강도가 1000 ㎫ 이상이고, 전체 연신 (EL) 이 30 ％ 이상인 잔류 오스테나이트의 가공 유기 변태를 이용한 매우 높은 연성을 갖는 고강도 강판이 기재되어 있다. 또, 특허문헌 2 에는, 고 Mn 강을 사용하여, 페라이트와 오스테나이트의 2 상역에서의 열처리를 실시함으로써, 높은 강도-연성 밸런스를 실현하는 발명이 기재되어 있다. 또, 특허문헌 3 에는, 고 Mn 강으로 열연 후 조직을 베이나이트나 마텐자이트를 포함하는 조직으로 하고, 어닐링과 템퍼링에 의해 미세한 잔류 오스테나이트를 형성시키고, 또한 템퍼링 베이나이트 혹은 템퍼드 마텐자이트를 포함하는 조직으로 함으로써 국부 연성을 개선하는 발명이 기재되어 있다. 또한, 특허문헌 4 에는, 중 Mn 강을 사용하여, 페라이트와 오스테나이트의 2 상역에서의 열처리를 실시함으로써 미변태 오스테나이트 중으로 Mn 을 농화시킴으로써, 안정적인 잔류 오스테나이트를 형성시켜 전체 연신을 향상시키는 발명이 기재되어 있다.

일본 공개특허공보 소61-157625호 일본 공개특허공보 평1-259120호 일본 공개특허공보 2003-138345호 일본 특허 제6179677호

특허문헌 1 에 기재된 고강도 강판은, C, Si, Mn 을 기본 성분으로 하는 강판을 오스테나이트화한 후에 베이나이트 변태 온도역 내에서 ??칭하여 등온 유지하는, 이른바 오스템퍼 처리를 실시함으로써 제조된다. 이 오스템퍼 처리에 의한 오스테나이트로의 C 의 농화에 의해 잔류 오스테나이트가 생성되는데, 다량의 잔류 오스테나이트를 얻기 위해서는 0.3 ％ 를 초과하는 다량의 C 첨가가 필요해진다. 그러나, 강 중의 C 농도가 높아지면 스폿 용접성이 저하되고, 특히 0.3 ％ 를 초과하는 C 농도에서는 그 저하가 현저해진다. 이 때문에, 특허문헌 1 에 기재된 고강도 강판을 자동차용 강판으로서 실용화하기는 곤란하다. 또, 특허문헌 1 에 기재된 발명은, 고강도 강판의 연성을 향상시키는 것을 주목적으로 하고 있어, 구멍 확장성이나 굽힘성을 고려하고 있지 않다.

또, 특허문헌 2 에 기재된 발명에서는, 미변태 오스테나이트 중으로의 Mn 농화에 의한 연성의 향상은 검토되고 있지 않아, 성형성에 개선의 여지가 있다. 또, 특허문헌 3 에 기재된 발명에서는, 고 Mn 강은, 고온에서 템퍼링된 베이나이트 혹은 마텐자이트를 많이 포함하는 조직이기 때문에, 강도 확보가 어렵고, 또 국부 연성을 개선하기 위해서 잔류 오스테나이트량이 제한되어 전체 연신도 불충분하다. 또, 특기 문헌 4 에 기재된 발명에서는, 열처리 시간이 짧고, Mn 의 확산 속도가 느리기 때문에, Mn 의 농화가 불충분한 것으로 추찰된다.

본 발명은, 상기 과제를 감안하여 이루어진 것으로서, 그 목적은 980 ㎫ 이상의 TS (인장 강도) 를 갖고, 또한 우수한 성형성을 갖는 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것에 있다. 또한, 본 명세서 중에 있어서 성형성이란, 연성과 구멍 확장성을 의미한다.

본 발명의 발명자들은 상기한 과제를 해결하고, 우수한 성형성을 갖는 고강도 강판을 제조하기 위해, 강판의 성분 조성 및 제조 방법의 관점에서 예의 연구를 거듭한 결과, 이하를 지견하였다. 즉, 3.10 질량％ 이상 4.20 질량％ 이하의 Mn 을 함유하고, Ti 등의 그 밖의 합금 원소의 성분 조성을 적정하게 조정하고, 열간 압연 후, Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 21600 s 초과 유지하고, 냉간 압연하고, 그 후 Ac₁ 변태점 이상의 온도역 내에서 20 s 이상 900 s 이하 유지 후, 냉각시키고, 이어서 산세 처리하고, Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 20 s 이상 900 s 이하 유지 후, 냉각시킴으로써, 면적률로 페라이트가 35 ％ 이상 80 ％ 이하, 마텐자이트가 5 ％ 이상 35 ％ 이하, 템퍼드 마텐자이트가 0 ％ 이상 5 ％ 이하이고, 체적률로 잔류 오스테나이트가 8 ％ 이상이고, 또한 페라이트의 평균 결정 입경이 6 ㎛ 이하, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 3 ㎛ 이하이고, 또한 괴상 오스테나이트의 면적률을 라스상 오스테나이트와 괴상 오스테나이트의 면적률의 합으로 나눈 값이 0.6 이상이며, 잔류 오스테나이트 중의 Mn 의 평균 함유량 (질량％) 을 페라이트 중의 Mn 의 평균 함유량 (질량％) 으로 나눈 값이 1.5 이상이고, 또한 잔류 오스테나이트 중의 C 의 평균 함유량 (질량％) 을 페라이트 중의 C 의 평균 함유량 (질량％) 으로 나눈 값이 3.0 이상임으로써, Mn 으로 안정화시킨 잔류 오스테나이트의 확보에 의한 연성이나 구멍 확장성 등의 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조가 가능해지는 것을 지견하였다.

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

본 발명에 관련된 고강도 강판은, 성분 조성은, 질량％ 로, C : 0.030 ％ 이상 0.250 ％ 이하, Si : 0.01 ％ 이상 3.00 ％ 이하, Mn : 3.10 ％ 이상 4.20 ％ 이하, P : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하, S : 0.0001 ％ 이상 0.0200 ％ 이하, N : 0.0005 ％ 이상 0.0100 ％ 이하, Al : 0.001 ％ 이상 1.200 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 강 조직은, 면적률로 페라이트가 35 ％ 이상 80 ％ 이하, 마텐자이트가 5 ％ 이상 35 ％ 이하이고, 템퍼드 마텐자이트가 0 ％ 이상 5 ％ 이하이며, 체적률로 잔류 오스테나이트가 8 ％ 이상이고, 또한 상기 페라이트의 평균 결정 입경이 6 ㎛ 이하, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 3 ㎛ 이하이고, 또한 괴상 오스테나이트의 면적률을 라스상 오스테나이트와 괴상 오스테나이트의 면적률의 합으로 나눈 값이 0.6 이상이며, 상기 잔류 오스테나이트 중의 Mn 의 평균 함유량 (질량％) 을 페라이트 중의 Mn 의 평균 함유량 (질량％) 으로 나눈 값이 1.5 이상이고, 또한 상기 잔류 오스테나이트 중의 C 의 평균 함유량 (질량％) 을 페라이트 중의 C 의 평균 함유량 (질량％) 으로 나눈 값이 3.0 이상인 것을 특징으로 한다.

본 발명에 관련된 고강도 강판은, 상기 발명에 있어서, 고강도 강판의 성분 조성이, 추가로 질량％ 로, Ti : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Nb : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하, V : 0.005 ％ 이상 0.500 ％ 이하, W : 0.005 ％ 이상 0.500 ％ 이하, B : 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Ni : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Cr : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Mo : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Cu : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Sn : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Sb : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Ta : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하, Ca : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Mg : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Zr : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, REM : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 관련된 고강도 강판의 제조 방법은, 본 발명에 관련된 고강도 강판의 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 가열하고, 마무리 압연 출측 온도를 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하의 온도역 내에서 열간 압연하고, 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하의 온도역 내에서 권취하고, 이어서 Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 21600 s 초과 유지하고, 냉간 압연하고, 그 후 Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 20 s 이상 900 s 이하 유지 후, 냉각시키는 스텝을 포함하는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 관련된 고강도 강판의 제조 방법은, 본 발명에 관련된 고강도 강판의 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 가열하고, 마무리 압연 출측 온도를 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하의 온도역 내에서 열간 압연하고, 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하의 온도역 내에서 권취하고, 이어서 Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 21600 s 초과 유지하고, 냉간 압연하고, 그 후 Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 20 s 이상 900 s 이하 유지 후, 냉각시키고, 아연 도금 처리를 실시하는 스텝을 포함하는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 관련된 고강도 강판의 제조 방법은, 본 발명에 관련된 고강도 강판의 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 가열하고, 마무리 압연 출측 온도를 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하의 온도역 내에서 열간 압연하고, 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하의 온도역 내에서 권취하고, 이어서 Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 21600 s 초과 유지하고, 냉간 압연하고, 그 후 Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 20 s 이상 900 s 이하 유지 후, 냉각시키고, 아연 도금 처리를 실시하고, 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역 내에서 합금화 처리를 실시하는 스텝을 포함하는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 관련된 고강도 강판의 제조 방법은, 본 발명에 관련된 고강도 강판의 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 가열하고, 마무리 압연 출측 온도를 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하의 온도역 내에서 열간 압연하고, 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하의 온도역 내에서 권취하고, 이어서 Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 21600 s 초과 유지하고, 냉간 압연하고, 그 후 Ac₁ 변태점 이상의 온도역 내에서 20 s 이상 900 s 이하 유지 후, 냉각시키고, 이어서 산세 처리하고, 그 후 Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 20 s 이상 900 s 이하 유지 후, 냉각시키고, 아연 도금 처리를 실시하는 스텝을 포함하는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 관련된 고강도 강판의 제조 방법은, 본 발명에 관련된 고강도 강판의 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 가열하고, 마무리 압연 출측 온도를 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하의 온도역 내에서 열간 압연하고, 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하의 온도역 내에서 권취하고, 이어서 Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 21600 s 초과 유지하고, 냉간 압연하고, 그 후 Ac₁ 변태점 이상의 온도역 내에서 20 s 이상 900 s 이하 유지 후, 냉각시키고, 이어서 산세 처리하고, 그 후 Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 20 s 이상 900 s 이하 유지 후, 냉각시키고, 아연 도금 처리를 실시하고, 또한 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역 내에서 합금화 처리를 실시하는 스텝을 포함하는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 의하면, 980 ㎫ 이상의 TS (인장 강도) 를 갖고, 또한 우수한 성형성을 갖는 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.

이하, 본 발명에 관련된 고강도 강판 및 그 제조 방법에 대하여 설명한다.

(1) 본 발명에 관련된 고강도 강판에 있어서 강의 성분 조성을 상기 범위로 한정한 이유에 대하여 설명한다.

[C : 0.030 ％ 이상 0.250 ％ 이하]

C 는, 마텐자이트 등의 저온 변태상을 생성시켜, 강의 강도를 상승시키기 위해서 필요한 원소이다. 또, C 는, 잔류 오스테나이트의 안정성을 향상시켜, 강의 연성을 향상시키는 데에 유효한 원소이다. C 의 함유량이 0.030 ％ 미만인 경우, 페라이트의 면적률이 과대해져, 원하는 강도가 얻어지지 않는다. 또, 충분한 잔류 오스테나이트의 체적률을 확보하기 어려워, 양호한 연성이 얻어지지 않는다. 한편, C 를 0.250 ％ 를 초과하여 과잉으로 첨가하면, 경질인 마텐자이트의 면적률이 과대해진다. 또, 구멍 확장 시험시에 마텐자이트의 결정립계에서의 마이크로 보이드가 증가하고, 또한 균열의 전파가 진행되어 버려, 구멍 확장성이 저하된다. 또, 용접부 및 열 영향부의 경화가 현저하여, 용접부의 기계적 특성이 저하되기 때문에, 스폿 용접성이나 아크 용접성 등이 열화된다. 이러한 관점에서, C 의 함유량은, 0.030 ％ 이상 0.250 ％ 이하, 바람직하게는 0.080 ％ 이상 0.200 ％ 이하의 범위 내로 한다.

[Si : 0.01 ％ 이상 3.00 ％ 이하]

Si 는, 페라이트의 가공 경화능을 향상시키기 때문에, 양호한 연성의 확보에 유효하다. Si 의 함유량이 0.01 ％ 에 못 미친 경우, Si 의 첨가 효과가 부족해지기 때문에, Si 의 함유량의 하한을 0.01 ％ 로 하였다. 그러나, 함유량이 3.00 ％ 를 초과하는 Si 의 과잉된 첨가는, 강의 취화를 일으켜, 연성 및 구멍 확장성 (타발) 이 열화된다. 또한 레드 스케일 등의 발생에 의한 표면 성상의 열화를 일으켜, 화성 처리성 및 도금 품질을 악화시킨다. 또한, 도금 품질의 저하를 초래한다. 그 때문에, Si 의 함유량은, 0.01 ％ 이상 3.00 ％ 이하, 바람직하게는 0.20 ％ 이상 2.00 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.20 ％ 이상 0.70 ％ 미만의 범위 내이다.

[Mn : 3.10 ％ 이상 4.20 ％ 이하]

Mn 은, 본 발명에 있어서 매우 중요한 첨가 원소이다. Mn 은, 잔류 오스테나이트를 안정화시키는 원소로, 양호한 연성의 확보에 유효하고, 또한 고용 강화에 의해 강의 강도를 상승시키는 원소이다. 이와 같은 작용은, Mn 의 함유량이 3.10 ％ 이상에서 인정된다. 단, Mn 의 함유량이 4.20 ％ 를 초과하는 과잉된 첨가는, 화성 처리성 및 도금 품질을 악화시킨다. 이러한 관점에서, Mn 의 함유량은, 3.10 ％ 이상 4.20 ％ 이하, 바람직하게는 3.20 ％ 이상 4.10 ％ 미만, 보다 바람직하게는, 3.20 ％ 이상 3.80 ％ 미만의 범위 내이다.

[P : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하]

P 는, 고용 강화의 작용을 갖고, 원하는 강도에 따라 첨가할 수 있는 원소이다. 또, P 는, 페라이트 변태를 촉진시키기 때문에 복합 조직화에도 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, P 의 함유량을 0.001 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, P 의 함유량이 0.100 ％ 를 초과하면, 용접성의 열화를 초래함과 함께, 용융 아연 도금을 합금화 처리하는 경우에는, 합금화 속도를 저하시켜, 용융 아연 도금의 품질을 손상시킨다. 따라서, P 의 함유량은, 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하, 바람직하게는 0.005 ％ 이상 0.050 ％ 이하의 범위 내로 한다.

[S : 0.0001 ％ 이상 0.0200 ％ 이하]

S 는, 입계에 편석되어 열간 가공시에 강을 취화시킴과 함께, 황화물로서 존재하여 국부 변형능을 저하시킨다. 그 때문에, S 의 함유량의 상한은, 0.0200 ％ 이하, 바람직하게는 0.0100 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0050 ％ 이하로 할 필요가 있다. 그러나, 생산 기술상의 제약에서, S 의 함유량은 0.0001 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 따라서, S 의 함유량은, 0.0001 이상 0.0200 ％ 이하, 바람직하게는 0.0001 ％ 이상 0.0100 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0001 ％ 이상 0.0050 ％ 이하의 범위 내로 한다.

[N : 0.0005 ％ 이상 0.0100 ％ 이하]

N 은, 강의 내시효성을 열화시키는 원소이다. 특히, N 의 함유량이 0.0100 ％ 를 초과하면, 내시효성의 열화가 현저해진다. N 의 함유량은 적을수록 바람직하지만, 생산 기술상의 제약에서, N 의 함유량은 0.0005 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 따라서, N 의 함유량은, 0.0005 ％ 이상 0.0100 ％ 이하, 바람직하게는 0.0010 ％ 이상 0.0070 ％ 이하의 범위 내로 한다.

[Al : 0.001 ％ 이상 1.200 ％ 이하]

Al 은, 페라이트와 오스테나이트의 2 상역을 확대시켜, 어닐링 온도 의존성의 저감, 요컨대 재질 안정성에 유효한 원소이다. 또, Al 은, 탈산제로서 작용하여, 강의 청정도에 유효한 원소이며, 탈산 공정에서 첨가하는 것이 바람직하다. Al 의 함유량이 0.001 ％ 에 못 미치면 그 첨가 효과가 부족해지므로, Al 의 함유량의 하한을 0.001 ％ 로 하였다. 그러나, 함유량이 1.200 ％ 를 초과하는 다량의 첨가는, 연속 주조시의 강편 균열 발생의 위험성이 높아져, 제조성을 저하시킨다. 이러한 관점에서, Al 의 함유량은, 0.001 ％ 이상 1.200 ％ 이하, 바람직하게는 0.020 ％ 이상 1.000 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.030 ％ 이상, 0.800 ％ 이하의 범위 내이다.

또, 상기 성분에 더하여, 질량％ 로 Ti : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Nb : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하, V : 0.005 ％ 이상 0.500 ％ 이하, W : 0.005 ％ 이상 0.500 ％ 이하, B : 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Ni : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Cr : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Mo : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Cu : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Sn : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Sb : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Ta : 0.001 ％ 이상 0.1000 ％ 이하, Ca : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Mg : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Zr : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, REM : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 함유시켜, 잔부를 Fe 및 불가피적 불순물로 할 수 있다.

[Ti : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하]

Ti 는, 본 발명에 있어서 매우 중요한 첨가 원소이다. Ti 는, 강의 석출 강화에 유효하고, 페라이트의 강도를 향상시킴으로써 경질 제 2 상 (마텐자이트 혹은 잔류 오스테나이트) 과의 경도차를 저감시킬 수 있어, 양호한 구멍 확장성을 확보할 수 있다. 그 효과는 Ti 의 함유량이 0.005 ％ 이상에서 얻어진다. 그러나, Ti 의 함유량이 0.200 ％ 를 초과하면, 경질인 마텐자이트의 면적률이 과대해져, 구멍 확장 시험시에 마텐자이트의 결정립계에서의 마이크로 보이드가 증가하고, 또한 균열의 전파가 진행되어 버려, 구멍 확장성이 저하된다. 따라서, Ti 를 첨가하는 경우에는, 그 함유량은, 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하, 바람직하게는 0.010 ％ 이상 0.100 ％ 이하의 범위 내로 한다.

[Nb : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하, V : 0.005 ％ 이상 0.500 ％ 이하, W : 0.005 ％ 이상 0.500 ％ 이하]

Nb, V, W 는, 강의 석출 강화에 유효하고, 그 효과는 각각의 함유량을 0.005 ％ 이상으로 함으로써 얻어진다. 또, Ti 첨가의 효과와 마찬가지로, 페라이트의 강도를 향상시킴으로써, 경질 제 2 상 (마텐자이트 혹은 잔류 오스테나이트) 과의 경도차를 저감시킬 수 있어, 양호한 구멍 확장성을 확보할 수 있다. 그 효과는, Nb, V, W 각각의 함유량이 0.005 ％ 이상에서 얻어진다. 그러나, Nb 의 함유량이 0.100 ％, V, W 의 함유량이 0.5 ％ 를 초과하면, 경질인 마텐자이트의 면적률이 과대해져, 구멍 확장 시험시에 마텐자이트의 결정립계에서의 마이크로 보이드가 증가하고, 또한 균열의 전파가 진행되어 버려, 구멍 확장성이 저하된다. 따라서, Nb 를 첨가하는 경우에는, 그 함유량은, 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하, 바람직하게는 0.010 ％ 이상 0.100 ％ 이하의 범위 내로 한다. 또, V, W 를 첨가하는 경우에는, 그 함유량은, 0.005 ％ 이상 0.500 ％ 이하의 범위 내로 한다.

[B : 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하]

B 는, 오스테나이트 입계로부터의 페라이트의 생성 및 성장을 억제하는 작용을 갖고, 페라이트의 강도를 향상시킴으로써, 경질 제 2 상 (마텐자이트 혹은 잔류 오스테나이트) 과의 경도차를 저감시킬 수 있어, 양호한 구멍 확장성을 확보할 수 있다. 그 효과는, B 의 함유량이 0.0003 ％ 이상에서 얻어진다. 그러나, B 의 함유량이 0.0050 ％ 를 초과하면 성형성이 저하된다. 따라서, B 를 첨가하는 경우, 그 함유량은, 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, 바람직하게는 0.0005 ％ 이상 0.0030 ％ 이하의 범위 내로 한다.

[Ni : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하]

Ni 는, 잔류 오스테나이트를 안정화시키는 원소로, 양호한 연성의 확보에 유효하고, 또한 고용 강화에 의해 강의 강도를 상승시키는 원소이다. 그 효과는, Ni 의 함유량이 0.005 ％ 이상에서 얻어진다. 한편, 함유량 1.000 ％ 를 초과하여 첨가하면, 경질인 마텐자이트의 면적률이 과대해져, 구멍 확장 시험시에 마텐자이트의 결정립계에서의 마이크로 보이드가 증가하고, 또한 균열의 전파가 진행되어 버려, 구멍 확장성이 저하된다. 따라서, Ni 를 첨가하는 경우에는, Ni 의 함유량은, 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하의 범위 내로 한다.

[Cr : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Mo : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하]

Cr, Mo 는, 강의 강도와 연성의 밸런스를 향상시키는 작용을 가지므로, 필요에 따라 첨가할 수 있다. 그 효과는, Cr 의 함유량이 0.005 ％ 이상, Mo 의 함유량이 0.005 ％ 이상에서 얻어진다. 그러나, Cr 에 대해서는 함유량 1.000 ％, Mo 에 대해서는 함유량 1.000 ％ 를 초과하여 과잉으로 첨가하면, 경질인 마텐자이트의 면적률이 과대해져, 구멍 확장 시험시에 마텐자이트의 결정립계에서의 마이크로 보이드가 증가하고, 또한 균열의 전파가 진행되어 버려, 구멍 확장성이 저하된다. 따라서, 이들 원소를 첨가하는 경우에는, Cr 의 함유량은, 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하의 범위 내, Mo 의 함유량은, 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하의 범위 내로 한다.

[Cu : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하]

Cu 는, 강의 강화에 유효한 원소이며, 본 발명에서 규정한 범위 내이면 강의 강화에 사용하기에 지장없다. 그 효과는, Cu 의 함유량이 0.005 ％ 이상에서 얻어진다. 한편, 함유량 1.000 ％ 를 초과하여 첨가하면, 경질인 마텐자이트의 면적률이 과대해져, 구멍 확장 시험시에 마텐자이트의 결정립계에서의 마이크로 보이드가 증가하고, 또한 균열의 전파가 진행되어 버려, 구멍 확장성이 저하된다. 따라서, Cu 를 첨가하는 경우에는, Cu 의 함유량은, 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하의 범위 내로 한다.

[Sn : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Sb : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하]

Sn 및 Sb 는, 강판 표면의 질화나 산화에 의해 생기는 강판 표층의 수십 ㎛ 정도의 영역의 탈탄을 억제하는 관점에서, 필요에 따라 첨가한다. 이와 같은 질화나 산화를 억제함으로써, 강판 표면에 있어서 마텐자이트의 면적률이 감소하는 것이 억제되어, 강도나 재질 안정성의 확보에 유효하다. 한편, 이들 어느 원소에 대해서도, 함유량 0.200 ％ 를 초과하여 과잉으로 첨가하면 인성의 저하를 초래한다. 따라서, Sn 및 Sb 를 첨가하는 경우에는, 그 함유량은 각각 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하의 범위 내로 한다.

[Ta : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하]

Ta 는, Ti 나 Nb 와 마찬가지로, 합금 탄화물이나 합금 탄질화물을 생성하여 고강도화에 기여한다. 아울러, Nb 탄화물이나 Nb 탄질화물에 일부 고용시켜, (Nb, Ta) (C, N) 과 같은 복합 석출물을 생성함으로써 석출물의 조대화를 현저하게 억제하고, 석출 강화에 의한 강도에 대한 기여를 안정화시키는 효과가 있는 것으로 생각된다. 이 때문에, Ta 를 함유하는 것이 바람직하다. 여기서, 전술한 석출물 안정화의 효과는, Ta 의 함유량을 0.001 ％ 이상으로 함으로써 얻어진다. 한편, Ta 를 과잉으로 첨가해도 석출물 안정화 효과가 포화되지만, 합금 비용이 증가한다. 따라서, Ta 를 첨가하는 경우에는, Ta 의 함유량은, 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하의 범위 내로 한다.

[Ca : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Mg : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Zr : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, REM : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하]

Ca, Mg, Zr 및 REM 은, 황화물의 형상을 구상화하고, 구멍 확장성에 대한 황화물의 악영향을 개선하기 위해서 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, 각각 0.0005 ％ 이상의 함유량이 필요하다. 그러나, 각각 함유량 0.0050 ％ 를 초과하는 과잉된 첨가는, 개재물 등의 증가를 일으켜 표면 및 내부 결함 등을 일으킨다. 따라서, Ca, Mg, Zr 및 REM 을 첨가하는 경우에는, 그 함유량은 각각 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하의 범위 내로 한다.

(2) 다음으로, 본 발명에 관련된 고강도 강판의 마이크로 조직에 대하여 설명한다.

[페라이트의 면적률 : 35 ％ 이상 80 ％ 이하]

충분한 연성을 확보하기 위해, 페라이트의 면적률을 35 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 또, 980 ㎫ 이상의 강도 확보를 위해, 연질인 페라이트의 면적률을 80 ％ 이하로 할 필요가 있다. 페라이트의 면적률은, 바람직하게는 40 ％ 이상 75 ％ 이하의 범위 내이다.

[마텐자이트의 면적률 : 5 ％ 이상 35 ％ 이하]

980 ㎫ 이상의 TS 를 달성하기 위해서는, 마텐자이트의 면적률을 5 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 또, 양호한 연성을 확보하기 위해서는, 마텐자이트의 면적률을 35 ％ 이하로 할 필요가 있다. 마텐자이트의 면적률은, 바람직하게는 5 ％ 이상 30 ％ 이하의 범위 내이다.

[템퍼드 마텐자이트의 면적률 : 0 ％ 이상 5 ％ 이하]

템퍼드 마텐자이트는 양호한 구멍 확장성을 확보하기 위해서 필요하다. 또, 980 ㎫ 이상의 TS 를 달성하기 위해서는 템퍼드 마텐자이트의 면적률을 5 ％ 이하로 할 필요가 있다. 템퍼드 마텐자이트의 면적률은, 바람직하게는 0 ％ 이상 3 ％ 이하의 범위 내이다. 또한, 페라이트, 마텐자이트 및 템퍼드 마텐자이트의 면적률은, 강판의 압연 방향으로 평행한 판두께 단면 (L 단면) 을 연마 후, 3 vol.％ 나이탈로 부식시키고, 판두께 1/4 의 위치 (강판 표면으로부터 깊이 방향으로 판두께의 1/4 에 상당하는 위치) 를 SEM (주사형 전자 현미경) 을 사용하여 2000 배의 배율로 10 시야 관찰하고, 얻어진 조직 화상을 사용하여, Media Cybernetics 사의 Image-Pro 를 사용하여 각 조직 (페라이트, 마텐자이트, 템퍼드 마텐자이트) 의 면적률을 10 시야분 산출하고, 그것들의 값을 평균화하여 구하였다. 또, 상기 조직 화상에 있어서, 페라이트는 회색의 조직 (하지 조직), 마텐자이트는 백색의 조직, 템퍼드 마텐자이트는 백색의 마텐자이트의 내부에 회색의 내부 구조를 갖는 조직을 나타내고 있다.

[잔류 오스테나이트의 체적률 : 8 ％ 이상]

충분한 연성을 확보하기 위해, 잔류 오스테나이트의 체적률을 8 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 잔류 오스테나이트의 퇴적률은, 바람직하게는 12 ％ 이상의 범위 내이다. 또한, 잔류 오스테나이트의 체적률은, 강판을 판두께 1/4 의 위치로부터 0.1 ㎜ 의 면까지 연마 후, 화학 연마에 의해 추가로 0.1 ㎜ 연마한 면에 대하여, X 선 회절 장치로 Co Kα 선을 사용하여, fcc 철의 (200), (220), (311) 면 및 bcc 철의 (200), (211), (220) 면의 회절 피크의 각각의 적분 강도비를 측정하고, 얻어진 9 개의 적분 강도비를 평균화하여 구하였다.

[페라이트의 평균 결정 입경 : 6 ㎛ 이하]

페라이트의 결정립의 미세화는, TS 의 향상에 기여한다. 그 때문에, 원하는 TS 를 확보하기 위해, 페라이트의 평균 결정 입경을 6 ㎛ 이하로 할 필요가 있다. 페라이트의 평균 결정 입경은, 바람직하게는 5 ㎛ 이하의 범위 내이다.

[잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경 : 3 ㎛ 이하]

잔류 오스테나이트의 결정립의 미세화는 연성과 구멍 확장성의 향상에 기여한다. 그 때문에, 양호한 연성 및 구멍 확장성을 확보하기 위해서는, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경을 3 ㎛ 이하로 할 필요가 있다. 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경은, 바람직하게는 2.5 ㎛ 이하의 범위 내이다. 또한, 페라이트, 마텐자이트, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경은, 상기 서술한 Image-Pro 를 사용하여, 페라이트립, 마텐자이트립, 잔류 오스테나이트립의 각각의 면적을 구하여, 원 상당 직경을 산출하고, 그것들의 값을 평균내어 구하였다. 또, 마텐자이트와 잔류 오스테나이트는, EBSD (Electron Backscattered Diffraction) 의 Phase Map 에 의해 식별하였다.

[괴상 오스테나이트의 면적률을 라스상 오스테나이트와 괴상 오스테나이트의 면적률의 합으로 나눈 값이 0.6 이상]

괴상 오스테나이트의 면적률은, 구멍 확장성의 향상에 기여한다. 그 때문에, 양호한 구멍 확장성을 확보하기 위해서는, 괴상 오스테나이트의 면적률을 라스상 오스테나이트와 괴상 오스테나이트의 면적률의 합으로 나눈 값을 0.6 이상으로 할 필요가 있다. 괴상 오스테나이트의 면적률을 라스상 오스테나이트와 괴상 오스테나이트의 면적률의 합으로 나눈 값은, 바람직하게는 0.8 이상의 범위 내이다. 여기서 말하는 괴상 오스테나이트란, 장축과 단축의 애스펙트비가 2.0 미만인 것이며, 라스상 오스테나이트란 2.0 이상인 것을 가리킨다. 또한, 잔류 오스테나이트의 애스펙트비는, Photoshop elements 13 을 사용하여, 잔류 오스테나이트립에 외접하는 타원을 묘화하고, 그 장축 길이를 단축 길이로 나눔으로써 산출하였다.

[잔류 오스테나이트 중의 Mn 의 평균 함유량 (질량％) 을 페라이트 중의 Mn 의 평균 함유량 (질량％) 으로 나눈 값 : 1.5 이상]

잔류 오스테나이트 중의 Mn 의 평균 함유량 (질량％) 을 페라이트 중의 Mn 의 평균 함유량 (질량％) 으로 나눈 값이 1.5 이상인 것은, 본 발명에 있어서 매우 중요한 구성 안건이다. 양호한 연성을 확보하기 위해서는, Mn 이 농화된 안정적인 잔류 오스테나이트의 체적률이 많을 필요가 있다. 잔류 오스테나이트 중의 Mn 의 평균 함유량 (질량％) 을 페라이트 중의 Mn 의 평균 함유량 (질량％) 으로 나눈 값은, 바람직하게는 2.0 이상의 범위 내이다. 잔류 오스테나이트 중의 Mn 의 평균 함유량은, EPMA (Electron Probe Micro Analyzer ; 전자 프로브 마이크로 애널라이저) 를 사용하여, 판두께 1/4 위치에 있어서의 압연 방향 단면의 각 상 (相) 에 대한 Mn 의 분포 상태를 정량화하고, 30 개의 잔류 오스테나이트립 및 30 개의 페라이트립의 양 분석 결과의 평균치에 의해 구하였다.

[잔류 오스테나이트 중의 C 의 평균 함유량 (질량％) 을 페라이트 중의 C 의 평균 함유량 (질량％) 으로 나눈 값 : 3.0 이상]

잔류 오스테나이트 중의 C 의 평균 함유량 (질량％) 을 페라이트 중의 C 의 평균 함유량 (질량％) 으로 나눈 값이 3.0 이상인 것은, 본 발명에 있어서 매우 중요한 구성 안건이다. 양호한 연성을 확보하기 위해서는, C 가 농화된 안정적인 잔류 오스테나이트의 체적률이 많을 필요가 있다. 잔류 오스테나이트 중의 C 의 평균 함유량 (질량％) 을 페라이트 중의 C 의 평균 함유량 (질량％) 으로 나눈 값은, 바람직하게는 5.0 이상의 범위 내이다. 잔류 오스테나이트 중의 C 의 평균 함유량은, EPMA 를 사용하여, 판두께 1/4 의 위치에 있어서의 압연 방향 단면의 각 상에 대한 C 의 분포 상태를 정량화하고, 30 개의 잔류 오스테나이트립 및 30 개의 페라이트립의 양 분석 결과의 평균치에 의해 구하였다.

본 발명에 관련된 고강도 강판의 마이크로 조직에는, 페라이트, 마텐자이트, 템퍼드 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트 이외에, 베이나이트, 템퍼링 베이나이트, 펄라이트, 시멘타이트 등의 탄화물이, 면적률로 10 ％ 이하의 범위로 포함되어도 본 발명의 효과가 손상되지 않는다.

(3) 다음으로, 본 발명에 관련된 고강도 강판의 제조 조건에 대하여 설명한다.

[강 슬래브의 가열 온도]

특별히 한정은 하지 않지만, 강 슬래브의 가열 온도는 1100 ℃ 이상 1300 ℃ 이하의 온도역 내로 하는 것이 바람직하다. 강 슬래브의 가열 단계에서 존재하고 있는 석출물은, 최종적으로 얻어지는 강판 내에서는 조대한 석출물로서 존재하고, 강도에 기여하지 않기 때문에, 주조시에 석출한 Ti, Nb 계 석출물을 재용해시킬 필요가 있다. 강 슬래브의 가열 온도가 1100 ℃ 미만에서는, 탄화물의 충분한 고용이 곤란하고, 압연 하중의 증대로 의한 열간 압연시의 트러블 발생의 위험이 증대하는 등의 문제가 생긴다. 그 때문에, 강 슬래브의 가열 온도는 1100 ℃ 이상으로 할 필요가 있다. 또, 슬래브 표층의 기포, 편석 등의 결함을 스케일 오프하고, 강판 표면의 균열, 요철을 감소시켜, 평활한 강판 표면을 달성하는 관점에서도, 강 슬래브의 가열 온도는 1100 ℃ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 강 슬래브의 가열 온도가 1300 ℃ 초과에서는, 산화량의 증가에 수반하여 스케일 로스가 증대하기 때문에, 강 슬래브의 가열 온도는 1300 ℃ 이하로 할 필요가 있다. 강 슬래브의 가열 온도는, 보다 바람직하게는 1150 ℃ 이상 1250 ℃ 이하의 온도역 내로 한다.

강 슬래브는, 매크로 편석을 방지하기 위해, 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하지만, 조괴법이나 박슬래브 주조법 등에 의해 제조할 수도 있다. 또, 강 슬래브를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각시키고, 그 후 재차 가열하는 종래법에 더하여, 실온까지 냉각시키지 않고, 온편인 채로 가열로에 장입하거나, 혹은 약간의 보열을 실시한 후에 즉시 압연하는 직송 압연·직접 압연 등의 에너지 절약 프로세스도 문제없이 적용할 수 있다. 또, 강 슬래브는 통상적인 조건으로 조 (粗) 압연에 의해 시트 바로 되는데, 가열 온도를 약간 낮게 할 경우에는, 열간 압연시의 트러블을 방지하는 관점에서, 마무리 압연 전에 바 히터 등을 사용하여 시트 바를 가열하는 것이 바람직하다.

[열간 압연의 마무리 압연 출측 온도 : 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하]

가열 후의 강 슬래브는, 조압연 및 마무리 압연에 의해 열간 압연되어 열연 강판이 된다. 이 때, 마무리 압연 출측 온도가 1000 ℃ 를 초과하면, 산화물 (스케일) 의 생성량이 급격하게 증대하여, 지철과 산화물의 계면이 거칠어져, 산세, 냉간 압연 후의 표면 품질이 열화되는 경향이 있다. 또, 산세 후에 열연 스케일의 잔류물 등이 일부에 존재하면, 연성이나 구멍 확장성에 악영향을 미친다. 또한 결정 입경이 과도하게 조대해져, 가공시에 프레스품 표면 거침을 일으키는 경우가 있다. 한편, 마무리 압연 출측 온도가 750 ℃ 미만에서는 압연 하중이 증대되고, 압연 부하가 커진다. 또, 오스테나이트가 미재결정 상태에서의 압하율이 높아져, 페라이트의 평균 결정 입경이 조대화, 나아가 이상한 집합 조직이 발달하여, 최종 제품에 있어서의 면내 이방성이 현저해져, 재질의 균일성 (재질 안정성) 이 손상될 뿐만 아니라, 강도 및 연성의 확보가 곤란해진다. 따라서, 열간 압연의 마무리 압연 출측 온도는, 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하, 바람직하게는 800 ℃ 이상 950 ℃ 이하의 온도역 내로 한다.

[열간 압연 후의 코일 내 평균 권취 온도 : 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하]

열간 압연 후의 코일 내 평균 권취 온도가 750 ℃ 를 초과하면, 열연 강판 조직의 페라이트의 결정 입경이 커져, 최종 어닐링판의 원하는 강도 및 연성의 확보가 곤란해진다. 한편, 열간 압연 후의 코일 내 평균 권취 온도가 300 ℃ 미만에서는, 열연 강판 강도가 상승하여, 냉간 압연에 있어서의 압연 부하가 증대되거나, 판 형상의 불량이 발생하거나 하기 때문에, 생산성이 저하된다. 따라서, 열간 압연 후의 코일 내 평균 권취 온도는, 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하, 바람직하게는 400 ℃ 이상 650 ℃ 이하의 온도역 내로 한다. 또한, 열간 압연시에 조압연 강판끼리를 접합하여 연속적으로 마무리 압연을 실시해도 된다. 또, 조압연 강판을 일단 권취해도 상관없다. 또, 열간 압연시의 압연 하중을 저감시키기 위해서 마무리 압연의 일부 또는 전부를 윤활 압연으로 해도 된다. 윤활 압연을 실시하는 것은, 강판 형상의 균일화, 재질의 균일화의 관점에서도 유효하다. 또한, 윤활 압연시의 마찰 계수는, 0.10 이상 0.25 이하의 범위 내로 하는 것이 바람직하다. 이와 같이 하여 제조한 열연 강판에, 산세를 실시한다. 산세는 강판 표면의 산화물의 제거가 가능하므로, 최종 제품의 고강도 강판의 양호한 화성 처리성이나 도금 품질의 확보를 위해서 중요하다. 또, 1 회의 산세를 실시해도 되고, 복수 회로 나누어 산세를 실시해도 된다.

[Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 21600 s 초과 유지]

Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 21600 s 초과 유지하는 것은, 본 발명에 있어서 매우 중요한 발명 구성 안건이다. Ac₁ 변태점 미만의 온도역 내 및 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 를 초과하는 온도역 내 및 21600 s 미만으로 유지하는 경우, 오스테나이트 중으로의 Mn 의 농화가 충분히 진행되지 않고, 최종 어닐링 후에 충분한 잔류 오스테나이트의 체적률의 확보가 곤란해져, 강의 연성이 저하된다. 또, 유지하는 시간은 129600 s 이하가 바람직하다. 129600 s 를 초과하여 유지하는 경우, 오스테나이트 중으로의 Mn 의 농화가 포화되어, 최종 어닐링 후의 연성에 대한 효능치가 작아질 뿐만 아니라, 비용 상승으로 이어질 가능성이 있다. 또한, 열처리 방법은 연속 어닐링이나 배치 어닐링의 어느 어닐링 방법이어도 상관없다. 또, 상기 열처리 후, 강을 실온까지 냉각시키는데, 그 냉각 방법 및 냉각 속도는 특별히 규정하지 않고, 배치 어닐링에 있어서의 노냉, 공랭 및 연속 어닐링에 있어서의 가스 제트 냉각, 미스트 냉각, 수랭 등의 어느 냉각이어도 상관없다. 또, 산세 처리를 실시하는 경우에는 통상적인 방법이어도 된다.

[Ac₁ 변태점 이상의 온도역 내에서 20 s 이상 900 s 이하 유지]

냉간 압연 후, 필요에 따라, Ac₁ 변태점 이상의 온도역 내에서 20 s 이상 900 s 이하 유지하는 어닐링 처리를 실시한다. Ac₁ 변태점 미만의 온도역 내, 20 s 미만으로 유지하는 경우, 및 900 s 를 초과하여 유지하는 경우, 오스테나이트 중으로의 Mn 의 농화가 충분히 진행되지 않고, 최종 어닐링 후에 충분한 잔류 오스테나이트의 체적률의 확보가 곤란해져, 강의 연성이 저하된다.

[Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 20 s 이상 900 s 이하 유지]

Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 20 s 이상 900 s 이하 유지하는 것은, 본 발명에 있어서 매우 중요한 발명 구성 안건이다. Ac₁ 변태점 미만의 온도역 내 및 20 s 미만 유지하는 경우, 승온 중에 형성되는 탄화물이 용해되지 않고 남아, 충분한 체적률의 잔류 오스테나이트의 확보가 곤란해져, 강의 연성이 저하된다. 또, 페라이트의 면적률이 증가하고, 강도의 확보가 곤란해진다. 한편, Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 를 초과하는 온도역 내 및 900 s 를 초과하여 유지하는 경우, 오스테나이트 중으로의 Mn 의 농화가 충분히 진행되지 않아, 연성 확보를 위한 충분한 체적률의 잔류 오스테나이트를 얻을 수 없다. 또한, 마텐자이트의 면적률이 증가하고, 고강도화되고, 연성의 확보가 곤란해진다. 온도역의 상한은, 바람직하게는 Ac₁ 변태점 ＋ 100 ℃ 이하이다.

[도금 처리를 실시하는 것]

용융 아연 도금 처리를 실시할 때에는, 어닐링 처리를 실시한 강판을 440 ℃ 이상 500 ℃ 이하의 온도역 내의 용융 아연 도금욕 중에 침지시켜, 용융 아연 도금 처리를 실시하고, 그 후 가스 와이핑 등에 의해 도금 부착량을 조정한다. 또한, 용융 아연 도금욕으로는, Al 의 함유량이 0.08 ％ 이상 0.30 ％ 이하의 범위 내에 있는 용융 아연 도금욕을 사용하는 것이 바람직하다. 용융 아연 도금의 합금화 처리를 실시할 때에는, 용융 아연 도금 처리 후에, 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역 내에서 용융 아연 도금의 합금화 처리를 실시한다. 600 ℃ 를 초과하는 온도에서 합금화 처리를 실시하면, 미변태 오스테나이트가 펄라이트로 변태되어, 원하는 잔류 오스테나이트의 체적률을 확보할 수 없어, 강의 연성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, 용융 아연 도금의 합금화 처리를 실시할 때에는, 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역 내에서 용융 아연 도금의 합금화 처리를 실시하는 것이 바람직하다. 그 밖의 제조 방법의 조건은, 특별히 한정하지 않지만, 생산성의 관점에서, 상기 어닐링 처리는, 연속 어닐링 설비로 실시하는 것이 바람직하다. 또, 어닐링, 용융 아연 도금, 용융 아연 도금의 합금화 처리 등의 일련의 처리는, 용융 아연 도금 라인인 CGL (Continuous Galvanizing Line) 로 실시하는 것이 바람직하다.

또한, 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조할 때에는, 도금 직전의 열처리보다 전 (예를 들어 열간 압연 권취 후와 1 번째 열처리 사이, 도금 직전의 열처리 (3 번째 열처리) 와 그 하나 전의 열처리 (2 번째 열처리) 사이) 에, 산세 처리를 실시함으로써, 최종적으로 양호한 도금 품질이 얻어진다. 이는 도금 처리 직전의 표면에 산화물이 존재하는 것이 억제되고, 그 산화물에 의한 비도금이 억제되기 때문이다. 더욱 상세하게 말하면, 열처리시에 산화 용이 원소 (Mn, Cr, Si 등) 가 강판 표면에 산화물을 만들어 농화되기 때문에, 열처리 후의 강판 표면 (산화물 바로 아래) 에 산화 용이 원소의 결핍층이 형성되고, 그 후의 산세 처리로 산화 용이 원소에 의한 산화물을 제거하면, 강판 표면에는 산화 용이 원소의 결핍층이 나타나고, 그 후의 3 번째 열처리시에 산화 용이 원소의 표면 산화가 억제되기 때문이다.

또, 상기 「고강도 강판」, 「고강도 용융 아연 도금 강판」에, 형상 교정이나 표면 조도의 조정 등을 목적으로 하여 스킨 패스 압연을 실시할 수 있다. 스킨 패스 압연의 압하율은, 0.1 ％ 이상 2.0 ％ 이하의 범위 내에 있는 것이 바람직하다. 0.1 ％ 미만의 압하율에서는 효과가 작고, 제어도 곤란하므로, 이것이 양호 범위의 하한이 된다. 또, 압하율이 2.0 ％ 를 초과하면, 생산성이 현저하게 저하되므로, 이것을 양호 범위의 상한으로 한다. 또한, 스킨 패스 압연은, 온라인으로 실시해도 되고, 오프 라인으로 실시해도 된다. 또, 한 번에 목적하는 압하율의 스킨 패스 압연을 실시해도 되고, 여러 번으로 나누어 실시해도 상관없다. 또, 수지나 유지 코팅 등의 각종 도장 처리를 실시할 수도 있다.

실시예

표 1 에 나타내는 성분 조성을 갖고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을 전로에서 용제하고, 연속 주조법으로 슬래브로 하였다. 얻어진 슬래브를 1250 ℃ 까지 재가열한 후, 표 2 에 나타내는 조건으로 열간 압연, Ac₁ 변태점 이상에서 어닐링, 냉간 압연, Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하 어닐링한 후, 고강도 냉연 강판 (CR) 을 얻고, 또한 아연 도금 처리를 실시하여, 용융 아연 도금 강판 (GI), 합금화 용융 아연 도금 강판 (GA) 을 얻었다. 용융 아연 도금욕은, 용융 아연 도금 강판 (GI) 에서는, Al : 0.19 질량％ 함유 아연욕을 사용하고, 합금화 용융 아연 도금 강판 (GA) 에서는, Al : 0.14 질량％ 함유 아연욕을 사용하고, 욕온은 465 ℃ 로 하였다. 도금 부착량은 편면당 45 g/㎡ (양면 도금) 로 하고, GA 는, 도금층 중의 Fe 농도가 9 질량％ 이상 12 질량％ 이하의 범위 내가 되도록 조정하였다. 얻어진 강판의 단면 마이크로 조직, 인장 특성, 구멍 확장성, 화성 처리성, 도금성을 평가하였다. 평가 결과를 표 3 에 나타낸다.

또한, Ac₁ 변태점과 Ac₃ 변태점은 이하의 식을 사용하여 구하였다.

Ac₁ 변태점 (℃)

=751-16×(％ C)＋11×(％ Si)-28×(％ Mn)-5.5×(％ Cu)-16×(％ Ni)＋13×(％ Cr)＋3.4×(％ Mo)

Ac₃ 변태점 (℃)

=910-203√(％ C)＋45×(％ Si)-30×(％ Mn)-20×(％ Cu)-15×(％ Ni)＋11×(％ Cr)＋32×(％ Mo)＋104×(％ V)＋400×(％ Ti)＋200×(％ Al)

여기서, (％ C), (％ Si), (％ Mn), (％ Ni), (％ Cu), (％ Cr), (％ Mo), (％ V), (％ Ti), (％ Al) 는, 각각의 원소의 함유량 (질량％) 이다.

인장 시험은, 인장 방향이 강판의 압연 방향과 직각 방향이 되도록 샘플을 채취한 JIS5 호 시험편을 사용하여 JIS Z 2241 (2011년) 에 준거하여 실시하고, TS (인장 강도), EL (전체 연신) 을 측정하였다. 또, 기계적 특성은 하기 경우를 양호라고 판단하였다.

TS 980 ㎫ 이상 1080 ㎫ 미만 EL≥20 ％

TS 1080 ㎫ 이상 1180 ㎫ 미만 EL≥16 ％

TS 1180 ㎫ 이상 1270 ㎫ 미만 EL≥12 ％

(판두께 1.2 ㎜ 이상 1.8 ㎜ 이하)

구멍 확장성은, JIS Z 2256 (2010년) 에 준거하여 평가하였다. 얻어진 각 강판을 100 ㎜ × 100 ㎜ 로 절단 후, 클리어런스 12 ％ ± 1 ％ 로 직경 10 ㎜ 의 구멍을 타발하거나, 또는 리머 가공에 의해 직경 10 ㎜ 의 구멍으로 깎아 넓힌 후, 내경 75 ㎜ 의 다이스를 사용하여 주름 누름력 9 ton 으로 누른 상태에서, 60°원추의 펀치를 구멍에 밀어 넣어 균열 발생 한계에 있어서의 구멍 직경을 측정하고, 하기 식으로부터 한계 구멍 확장률 (λ (％)) 을 구하여, 이 한계 구멍 확장률 (λ) 의 값으로부터 구멍 확장성을 평가하였다. 여기서, 리머 가공이란, 드릴에 의해 가공된 내경을 절삭날부로 소정의 구멍 치수로 깎아 넓히고, 또한 가공면을 마진부로 다듬질하면서 마무리를 실시하는 것이다.

한계 구멍 확장률 (λ (％)) = {(D_f-D₀)/D₀} × 100

단, D_f 는 균열 발생시의 구멍 직경 (㎜), D₀ 는 초기 구멍 직경 (㎜) 이다. 또한, 본 발명에서는, TS 범위마다 하기 경우를 양호라고 판단하였다.

TS 980 ㎫ 이상 1080 ㎫ 미만 (타발) λ≥15 ％, (리머 가공) λ≥40 ％

TS 1080 ㎫ 이상 1180 ㎫ 미만 (타발) λ≥12 ％, (리머 가공) λ≥35 ％

TS 1180 ㎫ 이상 1270 ㎫ 미만 (타발) λ≥10 ％, (리머 가공) λ≥30 ％

화성 처리성은, 얻어진 냉연 강판에 대하여, 니혼 파커라이징사 제조의 화성 처리액 (펄 본드 L3080 (등록상표)) 을 사용하여 하기 방법으로 화성 처리를 실시하여 화성 피막을 형성함으로써 평가하였다. 구체적으로는, 우선 얻어진 냉연 강판을, 니혼 파커라이징사 제조의 탈지액 파인클리너 (등록상표) 를 사용하여 탈지한 후, 수세하였다. 다음으로, 니혼 파커라이징사 제조의 표면 조정액 프레파렌 Z (등록상표) 를 사용하여 30 초간의 표면 조정을 실시하였다. 표면 조정한 냉연 강판을, 43 ℃ 의 화성 처리액 (펄 본드 L3080) 에 120 초간 침지시키고, 그 후 수세하고, 온풍으로 건조시켰다. 이렇게 하여, 냉연 강판에 화성 처리를 실시하였다. 화성 처리 후의 냉연 강판의 표면에 대하여, SEM 을 사용하여 배율 500 배로 무작위로 5 시야를 관찰하였다. 화성 피막이 생성되어 있지 않은 영역 (내비침) 의 면적률 [％] 을 화상 처리에 의해 구하고, 구한 면적률에 의해 이하의 평가를 하였다. 평점 4 또는 평점 5 이면 화성 처리성이 양호라고 할 수 있다. 그 중에서도 평점 5 인 것이 바람직하다.

평점 5 : 5 ％ 이하

평점 4 : 5 ％ 초과 10 ％ 이하

평점 3 : 10 ％ 초과 25 ％ 이하

평점 2 : 25 ％ 초과 40 ％ 이하

평점 1 : 40 ％ 초과

도금성은, 외관에 의해 평가하였다. 비도금, 합금화 불균일, 그 밖의 표면 품질을 손상시키는 결함 등의 외관 불량이 없고, 적절한 표면 품질이 확보되어 있는 경우를 ○, 특히 색조의 불균일 등도 없어 우수한 외관을 갖는 경우를 ◎, 일부 경미한 결함이 관찰되는 경우를 △, 많은 표면 결함이 관찰된 경우를 × 로 판정하였다.

표 3 으로부터 분명한 바와 같이, 본 발명예에서는, 모두 980 ㎫ 이상의 TS 를 갖고, 성형성이 우수한 고강도 강판이 얻어졌다. 한편, 비교예에서는, TS, EL, λ, 화성 처리성, 도금성 중 적어도 하나의 특성이 열등하였다.

Claims

발명의 설명에 기재된 것을 특징으로 하는 고강도 강판.