KR101090663B1 - 성형성과 용접성이 우수한 고강도 냉연 강판, 고강도 아연 도금 강판, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그들의 제조 방법 - Google Patents

Abstract

이 냉연 강판은, 질량％로, C : 0.05％ 이상, 0.095％ 이하, Cr : 0.15％ 이상, 2.0％ 이하, B : 0.0003％ 이상, 0.01％ 이하, Si : 0.3％ 이상, 2.0％ 이하, Mn : 1.7％ 이상, 2.6％ 이하, Ti : 0.005％ 이상, 0.14％ 이하, P : 0.03％ 이하, S : 0.01％ 이하, Al : 0.1％ 이하, N : 0.005％ 미만 및 O : 0.0005％ 이상, 0.005％ 이하를 함유하고, 잔량부로서 철 및 불가피적 불순물을 포함하고, 강판 조직이, 주로 결정 입경이 4㎛ 이하인 폴리고널페라이트와, 베이나이트 및 마르텐사이트의 경질 조직을 갖고, 마르텐사이트의 블록 사이즈가 0.9㎛ 이하이고, 마르텐사이트 중의 Cr 함유량이, 폴리고널페라이트 중의 Cr 함유량의 1.1 내지 1.5배의 양이고, 인장 강도가 880㎫ 이상이다.

Description

성형성과 용접성이 우수한 고강도 냉연 강판, 고강도 아연 도금 강판, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그들의 제조 방법 {HIGH-STRENGTH GALVANIZED STEEL SHEET, HIGH-STRENGTH ALLOYED HOT-DIP GALVANIZED SHEET, AND HIGH-STRENGTH COLD-ROLLED STEEL SHEET WHICH EXCEL IN MOLDABILITY AND WELDABILITY, AND MANUFACTURING METHOD FOR THE SAME}

본 발명은 성형성과 용접성이 우수한 고강도 냉연 강판, 고강도 아연 도금 강판, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그들의 제조 방법에 관한 것이다.

본원은 2008년 3월 27일에 출원된 일본 특허 출원 제2008-083357호에 대해 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

최근, 자동차 분야에 있어서는, 충돌 시에 탑승원을 보호하는 기능의 확보와, 연비 향상을 목적으로 한 경량화를 양립시키기 위해, 고강도 강판이 적용되어 있다. 특히, 충돌 안전성 확보에 관해서는, 그 안전 의식의 고조에 추가하여, 법규제의 강화로부터, 지금까지 저강도의 강판밖에 사용되어 오지 않았던 복잡 형상을 갖는 부품에까지, 고강도 강판을 적용하려고 하는 요구가 있다. 이를 위해서는 높은 강도의 강판에 있어서도 우수한 구멍 확장성이 요구된다.

자동차 부재의 대부분은, 스폿 용접, 아크 용접, 레이저 용접 등의 용접에 의해 접합되므로, 차체로서의 충돌 안전성을 높이기 위해서는, 충돌 시에 이들 접합부에서 파단되지 않는 것이 요구된다. 즉, 충돌 시에 용접부에서 파단되면, 강판의 강도가 충분해도, 충돌 에너지를 충분히 흡수할 수 없어, 소정의 충돌 에너지 흡수 성능을 얻을 수 없다.

따라서, 자동차 부품은 스폿 용접, 아크 용접, 레이저 용접 등이 우수한 조인트 강도를 겸비하는 것이 요구되고 있다. 그러나, 강판의 고강도화에 수반하여, C, Si, Mn 등의 함유량이 증가하고, 그것에 수반하여 용접부 강도가 저하된다고 하는 문제점이 있어, 함유하는 합금 원소량을 최대한 늘리지 않고 고강도화시키는 것이 요망되고 있었다.

예를 들어, 스폿 용접부 강도를 평가하는 지표로서는, JIS Z 3136이나 JIS Z 3137 등의 용접부에 전단 응력을 부여하는 전단 인장 강도(TSS)와, 박리 방향으로 응력을 부여하는 십자 인장 강도(CTS)가 있다. 이 중, TSS는 강판 강도와 함께 증가하지만, CTS는 강판 강도가 증가해도 증가하지 않는 것이 알려져 있다. 그 결과, TSS와 CTS의 비인 연성비는 합금 첨가량의 증가, 즉 고강도화와 함께 저하된다. 이와 같이 C 함유량이 높은 고강도 강판의 스폿 용접성에는 과제가 있는 것이 알려져 있다(비특허 문헌 1).

한편, 재료의 성형성은 강도가 상승하는 것에 수반하여 열화되므로, 복잡 형상을 갖는 부재로 고강도 강판을 적용하는 데 있어서는, 성형성과 고강도의 양쪽을 만족시키는 강판을 제조할 필요가 있다. 단순히 성형성이라고 해도, 자동차 부재와 같은 복잡 형상을 갖는 부재에 적용하는 데 있어서는, 예를 들어 연성, 돌출 성형성, 굽힘성, 구멍 확장성, 연신 플랜지성의 다른 성형성을 동시에 구비하는 것이 요구된다.

연성이나 돌출 성형성은 가공 경화 지수(n값)와 상관이 있는 것이 알려져 있고, n값이 높은 강판이 성형성이 우수한 강판으로서 알려져 있다. 예를 들어, 연성이나 돌출 성형성이 우수한 강판으로서, 강판 조직이 페라이트 및 마르텐사이트로 이루어지는 DP(Dual Phase) 강판이나, 강판 조직 중에 잔류 오스테나이트를 포함하는 TRIP(Transformation Induced Plasticity) 강판이 있다.

한편, 구멍 확장성이 우수한 강판으로서는, 강판 조직을 석출 강화한 페라이트 단상 조직으로 한 강판이나, 베이나이트 단상 조직으로 한 강판이 알려져 있다(특허 문헌 1 내지 3, 비특허 문헌 2).

또한, 굽힘성은 조직의 균일성과 상관이 있는 것이 알려져 있고, 조직을 균일화함으로써, 굽힘성을 향상 가능한 것이 개시되어 있다(비특허 문헌 3).

이로 인해, 강판 조직을 석출 강화한 페라이트 단상 조직강으로 한 강판(비특허 문헌 2)이나, 페라이트 및 마르텐사이트로 이루어지는 복상 조직 강판이면서 조직을 미세화함으로써 균일성을 향상시킨 DP 강판이 알려져 있다(특허 문헌 4).

DP 강판은 연성이 풍부한 페라이트를 주상으로 하여, 경질 조직인 마르텐사이트를 강판 조직 중에 분산시킴으로써 우수한 연성을 얻고 있다. 또한, 연질의 페라이트는 변형되기 쉽고, 변형과 함께 다량의 전위가 도입되어, 경화되므로, n값도 높다. 그러나, 강판 조직을 연질의 페라이트와 경질의 마르텐사이트로 이루어지는 조직으로 하면, 양 조직의 변형능이 다르므로, 구멍 확장 가공과 같은 대가공을 수반하는 성형에 있어서는, 양 조직의 계면에 미소한 마이크로 보이드가 형성되어, 구멍 확장성이 현저하게 열화된다고 하는 문제를 갖는다. 특히, 인장 최대 강도 590㎫ 이상의 DP 강판 중에 포함되는 마르텐사이트 체적률은 비교적 많고, 페라이트와 마르텐사이트 계면도 많이 존재하므로, 계면에 형성한 마이크로 보이드는 용이하게 연결되어, 균열 형성, 파단에 이른다. 이 점에서, DP 강판의 구멍 확장성은 열위이다(비특허 문헌 4).

이 페라이트와 마르텐사이트로 이루어지는 DP 강판에서는, 구멍 확장성을 개선하기 위해, 템퍼링 마르텐사이트를 갖는 조직의 이용이 알려져 있었다(특허 문헌 5). 그러나, 구멍 확장성을 향상시키기 위해, 부가적인 템퍼링 처리가 필요해져 생산성에 과제가 있다. 또한, 마르텐사이트의 템퍼링에 의한 강판의 강도 저하를 피할 수 없었다. 그 결과, 강도를 확보하기 위해서는 강판 중의 C 첨가량을 증가시킬 필요가 있고, 이 경우, 용접성이 악화되는 문제가 있었다. 즉, 페라이트와 마르텐사이트로 이루어지는 DP 강판에서는 880㎫급의 강도를 갖는 동시에, 우수한 구멍 확장성 및 용접성을 갖는 것은 실현할 수 없었다.

또한, 템퍼링 마르텐사이트를 경질 조직으로 하는 경우, 강도 확보를 위해, 페라이트 체적률을 저하시킬 필요가 있어, 연성이 열화된다고 하는 문제를 갖고 있었다.

또한, DP 강판에 관련하여, 페라이트와 경질 제2 상으로 이루어지고, 강도와 연신의 밸런스가 우수하고, 또한 굽힘성, 스폿 용접성 및 도금 용착성을 고도로 밸런스시킨 고장력 용융 아연 도금 강판이 개시되어 있다(특허 문헌 6). 여기서, 경질 제2 상으로서, 마르텐사이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트를 들 수 있다. 그러나, 이 고장력 용융 아연 도금 강판에서는, A3 내지 950℃라고 하는 고온에서의 어닐링을 행해야만 해, 생산성이 나쁘다고 하는 문제가 있었다. 특히, 스폿 용접성과의 양립을 생각한 경우, 오스테나이트 안정화 원소(Ac3점을 내리는 원소)인 C의 강판 중으로의 첨가를 억제할 수 없어, 점점 고온 어닐링과 생산성의 열화를 초래하는 경우가 많다. 또한, 900℃를 초과하는 극단적인 고온에서의 어닐링은, 노 본체나 하스 롤 등의 제조 설비에 심각한 손상을 초래하는 동시에, 강판 표면으로의 손상 형성을 조장하므로, 바람직하지 않다.

또한, 특허 문헌 6의 고장력 용융 아연 도금 강판에서는, 918㎫에서 55％, 1035㎫에서 35％, 1123㎫에서 35％, 1253㎫에서 26％ 정도이다. 이에 대해, 본 발명에서는, 구멍 확장률은 980㎫에서 90％, 1080㎫에서 50％, 1180㎫에서 40％이고, 특허 문헌 6의 고장력 용융 아연 도금 강판에서는 강도와 구멍 확장성이 충분히 양립되어 있지 않다.

강판 조직이 페라이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 TRIP 강판에 있어서도 마찬가지로 구멍 확장성은 낮다. 이는, 자동차 부재의 성형 가공인 구멍 확장 가공이나 연신 플랜지 가공이, 펀칭되거나, 혹은 기계 절단 후, 가공을 행하는 것에 기인하고 있다.

TRIP 강판에 포함되는 잔류 오스테나이트는 가공을 받으면 마르텐사이트로 변태된다. 예를 들어, 인장 가공이나 돌출 가공이면, 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태됨으로써, 가공부를 고강도화하여 변형의 집중을 억제함으로써, 높은 성형성을 확보 가능하다.

그러나, 일단, 펀칭이나 절단 등을 행하면, 단부면 근방은 가공을 받으므로, 강판 조직 중에 포함되는 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되어 버린다. 이 결과, DP 강판과 유사한 조직으로 되어, 구멍 확장성이나 연신 플랜지성 형성은 열위로 된다. 혹은, 펀칭 가공 자체가 대변형을 수반하는 가공이므로, 펀칭 후에, 페라이트와 경질 조직(여기서는, 잔류 오스테나이트가 변태된 마르텐사이트) 계면에, 마이크로 보이드가 존재하여, 구멍 확장성을 열화시키고 있는 것이 보고되어 있다. 또한, 입계에 시멘타이트나 펄라이트 조직이 존재하는 강판도, 구멍 확장성은 열위이다. 이는 페라이트와 시멘타이트의 경계가 미소 보이드 생성의 기점이 되기 때문이다.

또한, 잔류 오스테나이트를 확보시키기 위해서는, 오스테나이트 중에 다량의 C를 농화시킬 필요가 있어, 동일한 C량을 갖는 DP강(페라이트 및 마르텐사이트로 이루어지는 복상 조직 강판)과 비교하여, 경질 조직의 체적률이 저하되므로, 강도를 확보하기 어렵다. 즉, 880㎫ 이상의 고강도의 확보를 시험해 본 경우, 강화에 필요한 C 첨가량이 많아져, 스폿 용접성이 열화된다. 이로 인해, 잔류 오스테나이트의 체적률의 상한은 3％이다.

그 결과, 특허 문헌 1 내지 3에 개시된 바와 같이, 구멍 확장성이 우수한 강판의 개발은 강판의 주상을 베이나이트 혹은 석출 강화한 페라이트의 단상 조직으로 하고, 또한 입계에서의 시멘타이트상의 생성을 억제하기 위해, Ti 등의 합금 탄화물 형성 원소를 다량으로 첨가하여, 강 중에 포함되는 C를 합금 탄화물로 함으로써, 구멍 확장성이 우수한 고강도 열연 강판이 개발되어 왔다.

강판 조직을 베이나이트 단상 조직으로 하는 강판은, 강판 조직을 베이나이트 단상 조직으로 하기 위해, 냉연 강판의 제조에 있어서는, 일단, 오스테나이트 단상으로 되는 고온까지 가열하고 있어야만 해, 생산성이 나쁘다. 또한, 베이나이트 조직은 전위를 많이 포함하는 조직이므로, 가공성이 부족해, 연성이나 돌출성을 필요로 하는 부재로는 적용하기 어렵다고 하는 결점을 갖고 있었다. 또한, 880㎫ 이상의 고강도의 확보를 생각한 경우, 0.1mass％를 초과하는 C의 첨가가 필요해, 전술한 용접성과의 양립이 어렵다고 하는 결점을 갖고 있었다.

석출 강화한 페라이트의 단상 조직으로 한 강판은, Ti, Nb, Mo 또는 V 등의 탄화물에 의한 석출 강화를 이용하여 강판을 고강도화하는 동시에, 시멘타이트 등의 형성을 억제함으로써, 880㎫ 이상의 고강도와, 우수한 구멍 확장성의 양립이 가능하지만, 냉연 및 어닐링 공정을 거치는 냉연 강판에서는, 그 석출 강화를 활용하기 어렵다고 하는 결점을 갖는다.

즉, 석출 강화는 페라이트 중에, Nb나 Ti 등의 합금 탄화물이 정합 석출됨으로써 완수할 수 있다. 냉연 및 어닐링을 수반하는 냉연 강판에 있어서는, 페라이트는 가공되고, 어닐링 시에, 재결정되므로, 열연판 단계에서 정합 석출되어 있던 Nb나 Ti 석출물과의 방위 관계가 상실되므로, 그 강화능이 대폭으로 감소되어 버려 고강도화로의 활용이 어렵다.

또한, 냉간 압연을 수반하는 경우, Nb나 Ti는 재결정을 대폭으로 지연하는 것이 알려져 있고, 우수한 연성 확보를 위해서는, 고온 어닐링이 필요해져 생산성이 나쁘다. 또한, 열연 강판과 같은 정도의 연성이 얻어졌다고 해도, 석출 강화강은, 그 연성이나 돌출 성형은 DP 강판에 비교하여 열위이고, 큰 돌출성을 필요로 하는 부위로의 적용은 불가능하다.

또한, 본 발명에서는 인장 최대 강도와 전체 신장의 곱이, 16000(㎫ × ％) 이상으로 되는 것을 연성이 양호한 고강도 강판으로 하였다. 즉, 연성의 목표치가, 880㎫에서 18.2％, 980㎫에서 16.3％ 이상, 1080㎫에서 14.8％ 이상, 1180㎫에서 13.6％ 이상으로 되는 강판이다.

이들 결점을 극복하여, 연성과 구멍 확장성 확보를 도모한 강판으로서, 특허 문헌 7 및 8의 강판이 알려져 있다. 이들은 강판 조직을, 일단, 페라이트와 마르텐사이트로 이루어지는 복합 조직으로 하고, 그 후, 마르텐사이트를 템퍼링 연질화함으로써, 조직 강화에 의해 얻어지는 강도-연성 밸런스의 향상과 구멍 확장성의 향상을 동시에 얻으려고 하는 것이다.

그러나, 마르텐사이트의 템퍼링에 의한 경질 조직의 연화에 의해, 구멍 확장성이나 연신 플랜지성의 개선이 도모되었다고 해도, 880㎫ 이상의 고강도 강판으로의 적용을 생각한 경우, 스폿 용접성이 열화된다고 하는 과제를 갖고 있었다.

예를 들어, 마르텐사이트를 템퍼링함으로써 경질 조직의 연화가 가능해, 구멍 확장성은 향상된다. 그러나, 동시에, 강도 저하도 일으키므로, 강도 저하를 보충하기 위해 마르텐사이트 체적률을 증가시켜야만 해, 그로 인해 다량의 C 첨가를 행해야만 한다. 이 결과, 스폿 등의 용접성이 열화된다. 또한, 용융 아연 도금 설비와 같이 켄칭과 템퍼링을 동시에 행할 수 없는 설비에서는, 일단, 페라이트 및 마르텐사이트 조직으로 한 후, 별도로 열처리를 해야만 해 생산성이 떨어진다.

한편, 용접 조인트의 강도는 강판에 포함되는 첨가 원소량, 특히 C량에 의존하는 것이 알려져 있으므로, 강판으로의 C 첨가를 억제하면서 강판을 강화함으로써, 강도와 용접성(여기서는, 용접부의 조인트 강도의 확보)의 양립이 가능한 것이 알려져 있다. 특히, 용접부는 일단 용융되어, 높은 냉각 속도로 냉각되게 되므로, 경질부는 마르텐사이트 주체의 조직으로 된다. 이로 인해, 극히 단단해, 변형능이 부족하다. 또한, 강판의 조직을 제어했다고 해도, 일단 용융시키기 때문에, 용접부의 조직 제어는 어렵다. 이 결과, 강판 성분을 제어함으로써, 그 특성 향상이 도모되어 왔다(특허 문헌 4 및 특허 문헌 9).

강판 조직을 페라이트 및 베이나이트의 복합 조직으로 하는 강판에 있어서도 마찬가지이다. 즉, 베이나이트 조직은 마르텐사이트에 비해 고온에서 형성되므로, 마르텐사이트와 비교하여 상당히 연하다. 이로 인해, 구멍 확장성이 우수한 것이 알려져 있었다. 그러나, 연질이기 때문에, 880㎫ 이상의 강도 확보가 어렵다고 하는 문제가 있었다. 주상을 페라이트로 하고, 경질 조직을 베이나이트 조직으로 하는 경우, 880㎫ 이상의 고강도를 실현하기 위해서는, C 첨가량을 증가시키고, 또한 베이나이트 조직의 분율의 증가나 베이나이트 조직의 고강도화를 행해야만 한다. 이 경우, 스폿 용접성이 현저하게 열화되게 된다.

특허 문헌 9에서는, 강판에 Mo를 첨가함으로써, C가 0.1 질량％를 초과하는 강판이라도, 양호한 스폿 용접성이 얻어지는 것이 알려져 있다. 그러나, 상기 강판은 강판 중으로 Mo를 첨가함으로써, 스폿 용접부에 발생하는 구멍 형성이나 균열을 억제하여, 이들 결함이 발생하기 쉬운 용접 조건 하에서의 용접 조인트의 강도 향상을 도모한 강판이고, 상기 결함이 발생하지 않는 조건 하에서 용접한 조인트의 강도 향상은 불가능하다. 또한, 880㎫ 이상의 강도 확보를 생각한 경우, C의 다량 첨가는 불가결하고, 스폿 용접성과 우수한 성형성을 동시에 구비하는 것은 어렵다고 하는 문제를 갖고 있었다. 또한, 경질 조직으로서 잔류 오스테나이트를 포함하므로, 구멍 확장이나 연신 플랜지 가공에 있어서, 주상인 연질의 페라이트와 경질 조직인 잔류 오스테나이트 사이에 왜곡이 집중하여, 마이크로 보이드의 형성과 연결을 수반하므로, 이들 특성이 열위였다.

또한, Mo는 밴드 조직의 생성을 촉진하므로 구멍 확장성을 악화시킨다. 이로 인해, 본 발명에서는, 후술하는 바와 같이 Mo를 첨가하지 않고 용접성을 만족시키는 조건의 검토를 행하는 것으로 하였다.

780㎫ 이상의 인장 최대 강도와 스폿 용접성을 구비한 강판으로서는, 하기 특허 문헌 4에 개시된 강판이 알려져 있다. 이 강판은 Nb나 Ti 첨가를 사용한 석출 강화, 미립 강화, 미재결정 페라이트를 활용한 전위 강화를 병용함으로써, 강판으로의 C 첨가량을 0.1 질량％ 이하로 하면서도, 780㎫ 이상의 강도, 연성 및 굽힘성을 동시에 구비하는 강판이다. 그러나, 가일층의 복잡 형상을 갖는 부재로의 적용에 있어서는, 연성과 구멍 확장성의 가일층의 향상이 필요했다. 이와 같이 880㎫ 이상의 고강도, 연성, 돌출 성형성, 굽힘성, 구멍 확장성, 연신 플랜지성 및 스폿 용접성의 양립은 극히 어렵다.

일본 특허 출원 공개 제2003-321733호 공보 일본 특허 출원 공개 제2004-256906호 공보 일본 특허 출원 공개 평11-279691호 공보 일본 특허 출원 공개 제2005-105367호 공보 일본 특허 출원 공개 제2007-302918호 공보 일본 특허 출원 공개 제2006-52455호 공보 일본 특허 출원 공개 소63-293121호 공보 일본 특허 출원 공개 소57-137453호 공보 일본 특허 출원 공개 제2001-152287호 공보

닛산기보 No.57(2005-9), p4 CAMP-ISIJ vol.13(2000), p411 CAMP-ISIJ vol.5(1992), p1839 CAMP-ISIJ vol.13(2000), p391

본 발명은 상기 사정을 감안하여 이루어진 것으로, 880㎫ 이상의 인장 최대 강도를 갖고, 또한 자동차 부재 등으로서 필요 불가결한 스폿 용접성을 비롯한 용접성 및 연성이나 구멍 확장성 등의 성형성이 우수한 강판, 고강도 냉연 강판, 고강도 아연 도금 강판 및 그와 같은 강판을 저렴하게 제조할 수 있는 그들의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

종래부터, 페라이트와 마르텐사이트로 이루어지는 DP 강판에서는, 첨가 원소량이 적어도, 높은 강도와 연성이 얻어지는 것은 알려져 있었다. 그러나, 페라이트와 마르텐사이트로 이루어지는 DP 강판에서는 구멍 확장성이 나쁜 것도 동시에 알려져 있었다. 또한, 880㎫를 초과하는 고강도로 하기 위해서는, 마르텐사이트의 메인이 되는 C를 다량으로 첨가함으로써, 마르텐사이트 체적률을 증가시켜, 고강도화하는 방법이 알려져 있었다. 그러나, C 첨가량의 증가는 스폿 용접성의 대폭적인 열화를 초래하는 것도 동시에 알려져 있었다. 따라서, 본 발명자들은 종래의 상반된다고 생각되고 있던 상기 특성을 동시에 구비하는 페라이트와 마르텐사이트로 이루어지는 DP 강판의 실현을 시험해 보았다. 특히, 우수한 구멍 확장성과 높은 용접부 강도를 갖고, 또한 880㎫급의 강도를 갖는 강판을, 페라이트와 마르텐사이트를 갖는 강판으로 실현하는 것을 시험해 보았다.

본 발명자들은 상기 과제를 해결하기 위해 예의 검토를 진행시킨 결과, 강판 조직 중에 포함되는 경질 조직(마르텐사이트)의 체적률을 증가시키는 것이 아니라, 마르텐사이트의 조직 구성 단위인 블록의 사이즈를 작게 함으로써, C 첨가량을 0.1％ 이하로 억제하였다고 해도, 880㎫ 이상의 인장 최대 강도를 확보할 수 있는 것을 발견하였다. 또한, 본 방법은 마르텐사이트 체적률을 그다지 증가시키지 않으므로, 구멍 확장 시험 시의 마이크로 보이드 형성 사이트로 되는 연질 조직(페라이트)/경질 조직(마르텐사이트) 계면의 면적률을 종래 강에 비교하여 저감 가능하고, 구멍 확장성도 우수하다. 이 결과, 용접성, 구멍 확장성 및 연신 등의 종래 양립이 곤란했던 복수의 특성을 동시에 구비하는 것이 가능해졌다.

즉, 본 발명은 880㎫ 이상의 인장 최대 강도를 갖고, 또한 스폿 용접성 및 연성이나 구멍 확장성 등의 성형성이 우수한 강판 및 그 제조 방법이며, 그 요지는 이하와 같다.

본 발명의 성형성과 용접성이 우수한 고강도 냉연 강판은, 질량％로, C : 0.05％ 이상, 0.095％ 이하, Cr : 0.15％ 이상, 2.0％ 이하, B : 0.0003％ 이상, 0.01％ 이하, Si : 0.3％ 이상, 2.0％ 이하, Mn : 1.7％ 이상, 2.6％ 이하, Ti : 0.005％ 이상, 0.14％ 이하, P : 0.03％ 이하, S : 0.01％ 이하, Al : 0.1％ 이하, N : 0.005％ 미만 및 O : 0.0005％ 이상, 0.005％ 이하를 함유하고, 잔량부로서 철 및 불가피적 불순물을 포함하고, 강판 조직이, 주로 결정 입경이 4㎛ 이하인 폴리고널페라이트와, 베이나이트 및 마르텐사이트의 경질 조직을 갖고, 상기 마르텐사이트의 블록 사이즈가 0.9㎛ 이하이고, 상기 마르텐사이트 중의 Cr 함유량이, 상기 폴리고널페라이트 중의 Cr 함유량의 1.1 내지 1.5배의 양이고, 인장 강도가 880㎫ 이상이다.

본 발명의 성형성과 용접성이 우수한 고강도 냉연 강판에서는, 강 중에 Nb가 포함되지 않고, 또한 강판 조직이 밴드 형상 조직을 갖고 있지 않아도 좋다.

또한, 강 중에 질량％로, Ni : 0.05％ 미만, Cu : 0.05％ 미만 및 W : 0.05％ 미만 중으로부터 선택되는 적어도 1종 또는 2종 이상을 함유해도 좋다.

또한, 강 중에 질량％로, V : 0.01％ 이상, 0.14％ 이하를 함유해도 좋다.

본 발명의 성형성과 용접성이 우수한 고강도 아연 도금 강판은, 상기한 본 발명의 고강도 냉연 강판과, 상기 고강도 냉연 강판의 표면에 실시된 용융 아연 도금을 갖는다.

본 발명의 성형성과 용접성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판은, 상기한 본 발명의 고강도 냉연 강판과, 상기 고강도 냉연 강판의 표면에 실시된 합금화 용융 아연 도금을 갖는다.

본 발명의 성형성과 용접성이 우수한 고강도 냉연 강판의 제조 방법은, 상기한 본 발명의 고강도 냉연 강판이 함유하는 화학 성분으로 이루어지는 주조 슬래브를 직접 1200℃ 이상으로 가열하거나 또는 일단 냉각한 후 1200℃ 이상으로 가열하는 공정과, 상기 가열된 주조 슬래브에 압하율이 70％ 이상으로 되는 열간 압연을 실시하여 조압연판으로 하는 공정과, 상기 조압연판을 950 내지 1080℃의 온도 영역에서 6초 이상 유지하고, 또한 압하율이 85％ 이상이고 마무리 온도가 820 내지 950℃로 되는 열간 압연을 상기 조압연판에 실시하여 열연판으로 하는 공정과, 상기 열연판을 630 내지 400℃의 온도 영역에서 권취하는 공정과, 상기 열연판을 산세 후, 압하율이 40 내지 70％로 되는 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 하는 공정과, 상기 냉연판을 연속 어닐링 라인에 통판하는 공정을 갖고, 상기 냉연판을 연속 어닐링 라인에 통판하는 공정에서는, 상기 냉연판을 7℃/초 이하의 승온 속도로 승온하고, 550℃ 이상, Ac1 변태점 온도 이하의 온도로 25 내지 500초간 유지하고, 계속해서 750 내지 860℃로 어닐링하고, 계속해서 620℃의 온도까지 12℃/초 이하의 냉각 속도로 냉각하고, 620 내지 570℃ 사이를 1℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하고, 250 내지 100℃ 사이를 5℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각한다.

본 발명의 성형성과 용접성이 우수한 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법의 제1 형태는 상기한 본 발명의 고강도 냉연 강판이 함유하는 화학 성분으로 이루어지는 주조 슬래브를 직접 1200℃ 이상으로 가열하거나 또는 일단 냉각한 후 1200℃ 이상으로 가열하는 공정과, 상기 가열된 주조 슬래브에 압하율이 70％ 이상으로 되는 열간 압연을 실시하여 조압연판으로 하는 공정과, 상기 조압연판을 950 내지 1080℃의 온도 영역에서 6초 이상 유지하고, 또한 압하율이 85％ 이상이고 마무리 온도가 820 내지 950℃로 되는 열간 압연을 상기 조압연판에 실시하여 열연판으로 하는 공정과, 상기 열연판을 630 내지 400℃의 온도 영역에서 권취하는 공정과, 상기 열연판을 산세 후, 압하율이 40 내지 70％로 되는 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 하는 공정과, 상기 냉연판을 연속 용융 아연 도금 라인에 통판하는 공정을 갖고, 상기 냉연판을 연속 용융 아연 도금 라인에 통판하는 공정에서는, 상기 냉연판을 7℃/초 이하의 승온 속도로 승온하고, 550℃ 이상, Ac1 변태점 온도 이하의 온도로 25 내지 500초간 유지하고, 계속해서 750 내지 860℃로 어닐링하고, 계속해서 어닐링 시의 최고 가열 온도로부터 620℃의 온도까지 12℃/초 이하의 냉각 속도로 냉각하고, 620 내지 570℃ 사이를 1℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하고, 아연 도금욕에 침지하고, 계속해서 250 내지 100℃ 사이를 5℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각한다.

본 발명의 성형성과 용접성이 우수한 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법의 제2 형태는, 상기한 본 발명의 성형성과 용접성이 우수한 고강도 냉연 강판의 제조 방법에 의해 제조된 냉연 강판에, 아연계의 전기 도금을 실시한다.

본 발명의 성형성과 용접성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법은 상기한 본 발명의 고강도 냉연 강판이 함유하는 화학 성분으로 이루어지는 주조 슬래브를 직접 1200℃ 이상으로 가열하거나 또는 일단 냉각한 후 1200℃ 이상으로 가열하는 공정과, 상기 가열된 주조 슬래브에 압하율이 70％ 이상으로 되는 열간 압연을 실시하여 조압연판으로 하는 공정과, 상기 조압연판을 950 내지 1080℃의 온도 영역에서 6초 이상 유지하고, 또한 압하율이 85％ 이상이고 마무리 온도가 820 내지 950℃로 되는 열간 압연을 상기 조압연판에 실시하여 열연판으로 하는 공정과, 상기 열연판을 630 내지 400℃의 온도 영역에서 권취하는 공정과, 상기 열연판을 산세 후, 압하율이 40 내지 70％로 되는 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 하는 공정과, 상기 냉연판을 연속 용융 아연 도금 라인에 통판하는 공정을 갖고, 상기 냉연판을 연속 용융 아연 도금 라인에 통판하는 공정에서는, 상기 냉연판을 7℃/초 이하의 승온 속도로 승온하고, 550℃ 이상, Ac1 변태점 온도 이하의 온도로 25 내지 500초간 유지하고, 계속해서 750 내지 860℃로 어닐링하고, 계속해서 어닐링 시의 최고 가열 온도로부터 620℃의 온도까지 12℃/초 이하의 냉각 속도로 냉각하고, 620 내지 570℃ 사이를 1℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하고, 아연 도금욕에 침지하고, 460℃ 이상의 온도로 합금화 처리를 실시하고, 계속해서 250 내지 100℃ 사이를 5℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각한다.

이상과 같이, 본 발명에 따르면, 강판 성분, 어닐링 조건을 제어함으로써, 인장 최대 강도가 880㎫ 이상이고, 또한 우수한 스폿 용접성 및 우수한 연성이나 구멍 확장성 등의 성형성을 구비하는 고강도 강판을 안정적으로 얻을 수 있다. 본 발명에 있어서의 고강도 강판이라 함은, 통상의 냉연 강판, 아연 도금 강판 외에, Al 도금 강판을 대표로 하는 각종 도금을 실시한 것도 포함한다. 아연 도금 강판의 도금층에는 순아연 외에, Fe, Al, Mg, Cr, Mn 등을 함유해도 상관없다.

도 1은 본 발명의 강판 중의 마르텐사이트의 결정립의 일례를 도시하는 모식도이다.
도 2는 밴드 조직을 도시하는 광학 현미경의 사진이다.
도 3의 (a)는 종래의 강의 마이크로 조직의 SEM EBSP상을 도시하고, 도 3의 (b)는 본 발명의 강의 마이크로 조직의 SEM EBSP상을 도시하고, 도 3의 (c)는 SEM EBSP상에 있어서의 각 조직의 색(농담)과 결정의 방위의 관계를 나타낸다.

이하, 본 발명의 실시 형태에 대해 상세하게 설명한다.

본 발명자들은 검토를 행하는 데 있어서, 우선 하기의 점에 착안하였다.

지금까지의 많은 연구에서는, 고강도화에 관해서는, 마르텐사이트의 경도를 향상시키는 것이 극히 어렵기 때문에, 마르텐사이트 체적률을 증가시킴으로써, 고강도화를 도모해 왔다. 이로 인해 C의 함유량을 많게 하고 있었다. 또한, 구멍 확장성에 관해서는, 경질 조직이 구멍 확장성을 열화시키므로, 경질 조직을 없앰으로써 무해화, 혹은 경질 조직을 연화시킴으로써 폐해의 개선이 검토되어 왔다. 이로 인해, 종래 방법에서는 C의 함유량이 많아지므로, 용접성의 열화를 피할 수 없었다. 이들은, 모두 마르텐사이트의 고강도화가 어려운 것에 기인한 문제이므로, 마르텐사이트의 고강도화 방법의 확립에 착수하였다.

우선, 마르텐사이트 조직의 강도 지배 인자에 대해 조사를 행하였다. 종래부터 마르텐사이트 조직의 경도(강도)는 마르텐사이트 중의 고용 C량, 결정 입경, 탄화물에 의한 석출 강화, 전위 강화에 의존하는 것이 알려져 있다. 또한, 최근의 연구에 의해, 마르텐사이트 조직의 경도는 결정 입경, 특히 마르텐사이트를 구성하는 조직 단위의 하나인 블록 사이즈에 의존하는 것을 알 수 있었다. 따라서, 마르텐사이트 체적률을 증가시키는 것이 아니라, 블록 사이즈를 미세화함으로써, 마르텐사이트를 경질화시켜, 강도를 확보하는 것에 착상하였다.

또한, 구멍 확장성에 관해서는, 구멍 확장성 열화의 원인이 되는 경질 조직을 연화시키는 것이 아니라, 종래와는 전혀 반대의 경질 조직을 더욱 고강도화함으로써, 그 체적률을 감소시켜, 구멍 확장 시험 시의 균열 형성 사이트를 감소시켜, 구멍 확장성을 높인다고 하는 새로운 방법에 착상하여 예의 검토를 행하였다. 우선, 본 발명자들이 예의 검토를 행한 결과, 연질 조직과 경질 조직으로 이루어지는 강판의 구멍 확장 성형 시의 균열 전파는 연질 조직/경질 조직 계면으로의 미소 결함(마이크로 보이드)의 형성과, 그 연결에 의해 완수할 수 있는 것을 발견하였다. 이 점에서, 연질 조직과 경질 조직의 경도차를 눌러 계면으로의 마이크로 보이드 형성을 억제한다고 하는 종래의 방법에 추가하여, 경질 조직의 체적률 저감에 의한 마이크로 보이드의 연결 억제라고 하는 새로운 방법이 있는 것에 착상하였다.

이 결과, 마르텐사이트의 블록 사이즈를 0.9㎛ 이하로 함으로써, 경질 조직의 대폭적인 고강도화(경질화)가 가능해지고, 동시에, 예를 들어 경질 조직의 연화에 기인한 강도 저하, 연질의 경질 조직으로 강화하는 것이 이 경질 조직 체적률 증가를 위한 C 첨가량 증가에 의한 스폿 용접성 열화, 경질 조직 분율 증가에 의한 연성 저하 등의 구멍 확장성 향상으로 인해 발생한 특성 열화를 개선 가능한 것을 발견하였다.

또한, 경질 조직 체적률이 적어도 강도 확보가 가능하므로, 페라이트 체적률을 증가시킬 수 있다. 그 결과, 높은 연성을 동시에 구비할 수 있다.

동시에, 페라이트를 미세화함으로써, 미립화에 의한 고강도화가 병용 가능하므로, 경질 조직 체적률을 억제하는, 즉 C 첨가량을 0.1％ 이하로 했다고 해도, 880㎫ 이상의 인장 최대 강도가 확보 가능해, 용접성에도 우수한 것을 발견하였다.

우선, 강판의 조직의 한정 이유에 대해 서술한다.

본 발명에 있어서, 가장 중요한 것 중 하나는, 마르텐사이트 블록 사이즈를 0.9㎛ 이하로 하는 것이다.

우선, 본 발명자들은 마르텐사이트를 고강도화하는 방법을 검토하였다. 마르텐사이트 조직의 경도(강도)는 마르텐사이트 중의 고용 C량, 결정 입경, 탄화물에 의한 석출 강화, 전위 강화에 의존하는 것이 알려져 있다. 또한, 최근의 연구에 의해, 마르텐사이트 조직의 경도는 결정 입경, 특히 마르텐사이트를 구성하는 조직 단위의 하나인 블록 사이즈에 의존하는 것을 알 수 있었다.

예를 들어, 마르텐사이트는, 도 1의 모식도에 도시된 바와 같이, 몇 개의 조직 단위로 이루어지는 계층 구조를 보이고 있다. 마르텐사이트 조직은 블록이라고 불리는 동일 방위(베리언트)를 갖는 미세한 라스의 집합체와, 이들 블록부로 이루어지는 패킷으로 구성되는 조직이고, 하나의 패킷은 특정한 방위 관계(K-S 관계)를 갖는 최대 6개의 블록으로 구성된다. 일반적으로, 광학 현미경 관찰에서는, 결정 방위차가 작은 베리언트를 갖는 블록을 구별할 수 없으므로, 결정 방위차가 작은 베리언트의 쌍을 하나의 블록으로서 정의하는 경우도 있다. 이 경우, 하나의 패킷은 3개의 블록으로 구성되게 된다. 그러나, 결정 방위를 동일하게 하는 마르텐사이트 블록의 사이즈는 수㎛ 내지 수십㎛로 극히 크다. 그 결과, 강판 조직을 수㎛ 이하의 미립 조직으로 제어한 박강판의 강화 조직으로서 활용되는 개개의 마르텐사이트 입자의 사이즈도, 수㎛ 이하로 되어, 단일의 블록으로 구성된다. 그 결과, 종래 강은 마르텐사이트의 미립 강화를 충분히 활용하고 있지 않은 것을 발견하였다. 즉, 강판 중에 존재하는 마르텐사이트의 블록을 보다 미세화로 함으로써, 마르텐사이트를 보다 고강도화하여, 강판 중으로의 C 첨가량을 0.1％ 미만으로 억제했다고 해도, 980㎫를 초과하는 고강도화를 도모하는 것이 가능한 것을 발견하였다.

도 3은 일반적인 강(종래 강)과, 본 발명의 강의 마이크로 조직의 SEM EBSP상을 도시한다. 880㎫를 초과하는 고강도 강판에 있어서, 강판의 마이크로 조직은 비교적 작고, 광학 현미경에서는 충분한 분해능이 얻어지지 않으므로, SEM EBSP법에 의해 측정을 행하였다. 도 3의 (c)에 도시된 바와 같이 각 조직의 색(농담)은 결정의 방위에 대응한다. 또한, 방위차 15° 이상의 입계를 흑선으로 나타냈다. 도 3의 (a)에 도시된 바와 같이, 일반적인 강(종래 강)에 있어서의 마르텐사이트는 단일의 블록으로 구성되는 경우가 많고, 블록 사이즈도 크다. 한편, 도 3의 (b)에 도시된 바와 같이, 본 발명의 강은 블록 사이즈가 작고, 마르텐사이트는 복수의 블록으로 구성되어 있다.

이와 같이 마르텐사이트의 블록 사이즈를 보다 미세화로 함으로써, C 첨가량을 0.1％ 미만으로 억제했다고 해도, 980㎫를 초과하는 고강도화를 도모하는 것이 가능하고, 이 결과, 마르텐사이트 체적률을 낮게 억제하는 것이 가능해지고, 구멍 확장 시험 시의 마이크로 보이드 형성 사이트가 되는 페라이트와 마르텐사이트 계면을 저감시킬 수 있어, 구멍 확장성의 향상에 효과가 있다. 혹은, C 첨가량을 증가시키지 않아도, 소정의 강도가 확보 가능하므로, 강판 중으로의 C 첨가량을 삭감시킬 수 있어, 스폿 용접성의 향상에 기여할 수 있다.

여기서, 마르텐사이트의 블록 사이즈라 함은, 블록의 길이 방향에 수직인 방향의 길이(폭)이다. 마르텐사이트 블록 사이즈를, 0.9㎛ 이하로 한 것은, 그 사이즈를 0.9㎛ 이하로 함으로써 마르텐사이트 고강도화의 효과가 현저해지기 때문이다. 이 점에서, 그 사이즈는 0.9㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다. 블록 사이즈가 0.9㎛를 상회하면, 마르텐사이트 조직을 경질화함으로써 고강도화의 효과를 얻을 수 없으므로, C 첨가량을 증가시켜야만 해 스폿 용접성이나 구멍 확장성이 열화되므로 바람직하지 않다. 바람직하게는, 0.7㎛ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.5㎛ 이하이다.

다음에, 강판 조직의 주상인 페라이트를 폴리고널페라이트로 하고, 또한 그 결정 입경을 4㎛ 이하로 제어하는 것이 중요하다. 이는, 페라이트를 강화시킴으로써, 강도 확보에 필요한 마르텐사이트 체적률을 저감시켜, C 첨가량을 저감시킬 수 있는 동시에, 구멍 확장 성형 시의 마이크로 보이드 형성 사이트로 되는 페라이트/마르텐사이트 계면의 비율을 저감시키는 데 있다. 주상인 폴리고널페라이트의 결정 입경을 4㎛ 이하로 한 것은 C의 첨가량을 0.095 질량％ 이하로 억제하면서, 880㎫ 이상의 인장 최대 강도 및 구멍 확장성과 용접성을 확보하기 위해서이다. 이 효과는 페라이트의 결정 입경이 4㎛ 이하로 되면 현저해지므로, 4㎛ 이하로 한다. 더욱 바람직하게는 3㎛ 이하로 한다.

한편, 결정 입경이 0.6㎛를 하회하는 극단적인 미립으로 하는 것은, 경제적인 부하가 클 뿐만 아니라, 균일 연신이나 n값의 감소를 초래하여, 돌출 성형성이나 연성이 저하되므로 바람직하지 않다. 이 점에서, 결정 입경은 0.6㎛ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

본 발명에 있어서, 폴리고널페라이트라 함은, 결정립의 어스펙트비(＝ 압연 방향의 페라이트 결정 입경/판 두께 방향의 페라이트 결정 입경)가, 2.5 이하인 페라이트 입자를 가리킨다. 압연 방향에, 수직인 방향으로부터 마이크로 조직 관찰을 행하여 주상인 페라이트의 전체 체적률 중 70％ 이상이 어스펙트비 2.5 이하이면, 주상이 폴리고널한 페라이트인 것으로 하였다. 한편, 어스펙트비 2.5 초과의 페라이트를 신장 페라이트로 하였다.

강판 조직을 주로 폴리고널페라이트로 한 것은, 양호한 연성을 확보하기 위해서이다. 본 강판은 열연판을 냉간 압연하여, 어닐링함으로써 제조되므로, 어닐링 시의 재결정이 불충분하면, 냉간 가공한 그대로의 상태에 있어서, 압연 방향으로 신장한 페라이트가 잔존하게 된다. 이들 신장 페라이트는 전위를 많이 포함하는 경우가 많아, 변형능이 부족해, 연성을 열화시키기 쉽다. 따라서, 강판 조직의 주상은 폴리고널페라이트로 할 필요가 있다. 또한, 재결정이 충분히 진행된 페라이트라도, 신장 페라이트가 동일 방향을 따라서 배열되어 있으면, 인장 변형이나 구멍 확장 변형 시에 입자 내의 일부나 경질 조직과 접하는 계면에서 변형의 국재화를 초래하기 쉽다. 이로 인해, 마이크로 보이드의 형성이나 연결을 촉진하여, 굽힘성이나, 구멍 확장성, 연신 플랜지성의 열화를 초래한다. 이 점에서, 페라이트가 형태로서는, 폴리고널한 형태가 바람직하다.

여기서, 페라이트로서는, 어닐링 시에 형성하는 재결정 페라이트, 혹은 냉각 과정에서 생성되는 변태 페라이트가 존재하지만, 본 발명의 냉연 강판에서는 강판 성분과 제조 조건을 엄격하게 제어하고 있으므로, 재결정 페라이트이면 강판으로의 Ti의 첨가에 의해 그 성장이 억제되고, 변태 페라이트이면 Cr나 Mn의 첨가에 의해 그 성장이 억제되어 있다. 그리고, 어떤 경우도 미세하고, 입경이 4㎛를 초과하지 않으므로, 재결정 페라이트 및 변태 페라이트 중 어느 하나를 함유해도 상관없다. 또한, 전위를 많이 포함하는 페라이트라도, 본 발명의 냉연 강판에서는, 강판 성분, 열연 조건 및 어닐링 조건의 엄밀한 제어를 행함으로써, 미세화시키고 있고, 연성 열화를 초래하지 않으므로, 체적률 30％ 미만이면 존재해도 상관없다.

또한, 본 발명에서는, 페라이트로서, 베이니틱 페라이트는 함유되지 않는 것이 바람직하다. 베이니틱 페라이트는 전위를 많이 포함하므로, 연성을 초래한다. 이 점에서, 페라이트의 형태는 폴리고널한 쪽이 좋다.

다음에, 경질 조직을 마르텐사이트 조직으로 한 것은, C 첨가량을 억제하면서 880㎫ 이상의 인장 최대 강도를 확보하기 위해서이다. 일반적으로, 베이나이트나 템퍼링 마르텐사이트는 생성된 그대로의 마르텐사이트에 비교하여, 연질이다. 이 결과, 경질 조직을 베이나이트나 템퍼링 마르텐사이트로 하면, 강도가 크게 저하되므로, C 첨가량을 증가시킴으로써 경질 조직 체적률을 증가시켜, 강도를 확보할 필요가 있다. 이 결과, 용접성의 열화를 초래하므로 바람직하지 않다. 단, 블록 사이즈가 0.9㎛ 이하인 마르텐사이트를 경질 조직으로서 포함하는 것이면, 체적률 20％ 미만인 베이나이트 조직을 함유해도 상관없다. 또한, 강도를 저하시키지 않는 범위이면, 시멘타이트나 펄라이트의 조직을 포함해도 상관없다.

또한, 최대 인장 강도를 880㎫ 이상으로 하는 것을 생각한 경우, 이들 경질 조직을 함유하는 것은 불가결하고, 강판의 C 함유량이, 용접성을 열화시키지 않는 범위, 즉 0.095％를 초과하지 않는 범위이고, 또한 경질 조직을 함유하는 것이 필요하다.

마르텐사이트의 형태는 폴리고널한 형태로 하는 것이 바람직하다. 압연 방향으로 신장하거나, 침상의 형태를 이루고 있으면, 불균일한 응력 집중이나 변형을 초래하여, 마이크로 보이드의 형성을 촉진하여, 구멍 확장성의 열화로 연결된다. 이 점에서, 경질 조직의 콜로니의 형태로서는, 폴리고널한 형태가 바람직하다.

강판 조직으로서, 주상은 페라이트로 할 필요가 있다. 이는, 연성이 풍부한 페라이트를 주상으로 함으로써, 연성과 구멍 확장성을 양립시키기 위해서이다. 페라이트 체적률이 50％를 하회해 버리면, 연성도 대폭으로 저하되어 버린다. 이 점에서, 페라이트 체적률은 50％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 체적률을 90％ 초과로 하면, 880㎫ 이상의 인장 최대 강도를 확보하는 것이 어렵기 때문에 상한은 90％로 한다. 특히, 우수한 연성과 구멍 확장성의 밸런스를 얻기 위해서는, 55 내지 85％로 하는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 60 내지 80％이다.

한편, 경질 조직의 체적률은 상기와 같은 이유로부터, 50％ 미만으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 15 내지 45％이고, 더욱 바람직하게는 20 내지 40％이다.

또한, 마르텐사이트 내부에 시멘타이트를 포함하는 것은 바람직하지 않다. 마르텐사이트 중에서의 시멘타이트 석출은 마르텐사이트 중에서의 고용 C의 저하를 초래하고, 강도 저하를 초래한다. 이 점에서, 마르텐사이트 내부에 시멘타이트를 포함하는 것은 바람직하지 않다.

한편, 마르텐사이트의 라스 사이, 마르텐사이트에 인접하거나, 혹은 페라이트 내부에 잔류 오스테나이트를 포함시켜도 상관없다. 잔류 오스테나이트도 변형을 받으면 마르텐사이트로 변태되어, 고강도화에 기여하기 때문이다.

단, 잔류 오스테나이트는 그 내부에 다량의 C를 포함하므로, 과잉의 양의 잔류 오스테나이트의 존재는 마르텐사이트 체적률의 저하를 초래한다. 이 점에서, 잔류 오스테나이트의 체적률의 상한은 3％로 하는 것이 바람직하다.

단, 본 발명에서는 Ac1 미만의 온도 영역에서 어닐링한 경우의 페라이트 및 미용해 시멘타이트의 혼합 조직은 페라이트 단상 조직으로서 취급하였다. 이는, 강판 조직이 펄라이트, 베이나이트, 마르텐사이트를 포함하지 않으므로, 이들 조직에 의한 조직 강화가 얻어지지 않으므로, 페라이트 단상 조직으로서 분류하였다. 따라서, 이 조직은 본 발명의 냉연 강판의 마이크로 조직이 아니다.

상기 마이크로 조직의 각 상, 페라이트, 펄라이트, 시멘타이트, 마르텐사이트, 베이나이트, 오스테나이트 및 잔량부 조직의 동정, 존재 위치의 관찰 및 면적률의 측정은 광학 현미경, 주사형 전자 현미경(SEM), 투과형 전자 현미경(TEM) 중 어느 것을 사용해도 가능하다. 본 연구에서는, 나이탈 시약 또는 일본 특허 출원 공개 소59-219473호 공보에 개시된 시약을 사용하여, 강판의 압연 방향을 따른 단면 또는 압연 방향과 직교하는 방향을 따른 단면을 부식시켜, 1000배의 광학 현미경 관찰 및 1000 내지 100000배의 주사형 및 투과형 전자 현미경에 의해 정량화가 가능하다. 또한, 본 발명에서는 2000배의 주사형 전자 현미경 관찰을 사용하여, 각 20 시야를 측정하고, 포인트 카운트법으로 체적률을 측정하였다.

마르텐사이트 블록 사이즈의 측정 시에는, FE-SEM EBSP법을 사용한 조직 관찰, 결정 방위의 동정을 행하여 블록 사이즈를 측정하였다. 단, 본 발명의 강판은 종래 강에 비교하여, 마르텐사이트 블록 사이즈가 매우 작고, FE-SEM EBSP법에 의한 조직 해석에 있어서는, 충분히 스텝 사이즈를 작게 할 필요가 있다. 본 발명에서는, 스텝 사이즈 50㎚로 스캔을 행하고, 개개의 마르텐사이트의 조직 해석을 행하여 블록 사이즈를 동정하였다.

마르텐사이트 중의 Cr 함유량이, 폴리고널페라이트 중의 Cr 함유량의 1.1 내지 1.5배의 양으로 한 것은, 마르텐사이트, 혹은 마르텐사이트로 변태되기 전의 오스테나이트 중에 Cr을 농화시킴으로써, 마르텐사이트 블록의 미세화에 의한 강도 확보와, 용접 시의 연화 억제에 의한 용접 조인트 강도 증가를 완수하기 위해서이다. 열연 과정, 혹은 냉연 어닐링 후의 가열 중에 시멘타이트에 농화된 Cr은, 시멘타이트의 조대화를 방해하므로, 마르텐사이트 블록 사이즈의 미세화와, 이것에 의한 강도 확보에 기여한다. 단, 어닐링 시에 시멘타이트는 오스테나이트로 변태되므로, 시멘타이트 중에 포함되어 있던 Cr은 오스테나이트 중으로 이어지게 된다. 또한, 이 오스테나이트는 어닐링 후의 냉각 과정에서 마르텐사이트로 변태된다. 이 점에서, 마르텐사이트 중의 Cr 함유량이, 폴리고널페라이트 중의 Cr 함유량의 1.1 내지 1.5배로 할 필요가 있다.

또한, 마르텐사이트 중에 농화된 Cr은 용접부의 연화를 억제하여, 용접 조인트의 강도를 증가하는 것에도 기여한다. 통상, 스폿 용접, 아크 용접, 레이저 용접을 행하면, 용접부는 가열되고, 용융부는 급격하게 냉각되므로 마르텐사이트 주체의 조직으로 되지만, 그 주위(열 영향부)는 고온으로 가열되어 템퍼링 처리를 받게 된다. 이 결과, 마르텐사이트는 템퍼링되어 대폭으로 연화된다. 한편, Cr의 합금 탄화물(Cr₂₃C₆)과 같은 합금 탄화물을 형성하는 원소를 다량으로 첨가하면, 열처리 시에 이들 탄화물이 석출되어, 연화를 억제하는 것이 가능해진다. 이와 같이 Cr이 마르텐사이트 중에 농화된 것에 의해, 용접부의 연화가 발생하기 어려워져, 용접 조인트의 강도가 더욱 증가한다. 단, Cr을 강 중에 균일하게 첨가한 것에서는, 합금 탄화물의 석출에 장시간을 필요로 하거나, 혹은 연화 억제 효과가 작으므로, 본 발명에서는 용접부 연화의 효과를 더욱 높이기 위해, 열연 및 어닐링 가열 단계에서의 Cr의 특정 개소로의 농화 처리를 행함으로써, 용접과 같은 단시간 열처리라도, 연화의 억제와 이것에 의한 용접 조인트 강도 향상의 효과를 높이고 있다.

또한, 마르텐사이트 및 폴리고널페라이트 중의 Cr 함유량은 EPMA, CMA에 의해, 1000 내지 10000배의 배율로 측정 가능하다. 단, 본 발명 강에 포함되는 마르텐사이트의 결정 입경은 4㎛ 이하로 매우 작으므로, 그 내부의 Cr 농도를 측정하기 위해서는, 빔의 스폿 직경은 가능한 한 작게 할 필요가 있다. 본 연구에서는, EPMA를 사용하여, 3000배의 배율로 스폿 직경 0.1㎛의 조건으로 분석을 행하였다.

본 발명에서는, 마르텐사이트와 페라이트의 경도비(마르텐사이트의 경도/폴리고널페라이트의 경도)가 3 이상인 것이 바람직하다. 이는, 페라이트에 비교하여, 마르텐사이트의 경도를 대폭으로 높임으로써, 소량의 마르텐사이트로 880㎫ 이상의 인장 최대 강도를 확보하기 위해서이다. 이 결과, 용접성의 향상, 구멍 확장성의 향상이 도모된다.

한편, 블록 사이즈가 큰 마르텐사이트를 갖는 강판의 마르텐사이트와 페라이트의 경도비는 2.5 정도로, 미세한 블록을 갖는 본 발명 강에 비교하여 작다. 이 결과, 일반적인 강에서는, 마르텐사이트 체적률이 많아져 구멍 확장성이 저하된다. 혹은, 마르텐사이트 체적률을 증가시키기 위해, 다량의 C 첨가가 필요해, 용접성이 떨어진다.

또한, 마르텐사이트 및 폴리고널페라이트의 경도는 다이내믹 경도계에 의한 압입 깊이 측정법, 나노인덴터와 SEM을 조합한 압흔 사이즈 측정법 중 어느 하나의 방법을 사용해도 경도 측정이 가능하다.

본 연구에서는 베르코비치 타입의 3각뿔 압자를 갖는 다이내믹 미소 경도계를 사용하여, 압입 깊이 측정법으로 경도를 측정하였다. 예비 실험으로서, 다양한 하중으로 경도 측정을 행하여, 경도, 압흔 사이즈, 인장 특성 및 구멍 확장성의 관계를 조사하여, 압입 하중 0.2g 중에서 측정을 행하였다. 압입 깊이 측정법을 사용한 것은, 본 강 중에 존재하는 마르텐사이트 사이즈는 3㎛ 이하로 매우 작고 통상의 비커스 시험기를 사용하여 경도를 측정한 경우, 마르텐사이트 사이즈에 비교하여 압흔 사이즈가 크기 때문에, 미세한 마르텐사이트만의 경도 측정을 행하기 어렵다. 혹은, 압흔 사이즈가 지나치게 작으므로, 현미경에 의한 정확한 사이즈 측정이 어렵기 때문이다. 1000점의 압흔을 쳐서, 경도 분포를 구한 후, 푸리에 변환을 행하여 개개의 조직의 평균 경도를 산출하고, 페라이트에 대응하는 경도(DHTF)와, 마르텐사이트에 상당하는 경도(DHTM)의 비(DHTM/DHTF)를 산출하였다.

또한, 조직 중에 포함되는 베이나이트 조직은 마르텐사이트 조직에 비교하여 연하므로, 인장 최대 강도나 구멍 확장성을 결정하는 주요인으로 되기 어렵다. 이로 인해, 본 발명에서는 가장 연질의 페라이트와 가장 경질의 마르텐사이트의 경도차만 평가하였다. 베이나이트 조직의 경도에 관계없이, 페라이트에 대한 마르텐사이트의 경도비가 소정의 범위에 있으면 본 발명의 효과인 우수한 구멍 확장성과 성형성은 얻어진다.

본 발명의 냉연 강판에서는 인장 강도(TS)가 880㎫ 이상이다. 이 강도 미만이면, 강판으로의 C의 첨가량을 0.1 질량％ 이하로 하면서, 강도 확보가 가능해, 스폿 용접성을 열화시키는 경우가 없다. 그러나, 본 발명의 조건인 각 원소를 후술하는 규정의 함유량으로 포함하고, 또한 마이크로 조직이 규정의 조건을 만족시키는 경우, 인장 강도(TS)가 880㎫ 이상이고, 또한 연성, 돌출 성형성, 구멍 확장성, 굽힘성, 연신 플랜지성 및 용접성이 밸런스 좋고 우수한 강판이 얻어진다.

다음에, 본 발명의 강판 성분의 한정 이유에 대해 서술한다.

또한, 이하의 설명에서는, 특별히 언급하지 않는 한, 각 성분의 ％는 질량％를 나타내는 것으로 한다.

본 발명의 강판 조직은 C, Cr, Si, Mn, Ti, B를 복합 첨가하고, 또한 열연 및 어닐링의 조건을 소정의 조건으로 제어함으로써, 비로소 완수할 수 있다. 또한, 이들 원소의 역할도 다르기 때문에, 이들 모두를 복합으로 첨가할 필요가 있다.

(C : 0.05％ 이상, 0.095％ 이하)

C는, 마르텐사이트를 사용한 조직 강화를 행하는 경우, 필수적인 원소이다.

C가 0.05％ 미만에서는, 880㎫ 이상의 인장 강도 확보에 필요한 마르텐사이트 체적률을 확보하는 것이 어려우므로, 하한치를 0.05％로 하였다. 한편, C의 함유량을 0.095％ 이하로 하는 이유는, C가 0.095％를 초과하면, 전단 인장 시험과 십자 인장 시험의 조인트 강도의 비로 나타내는 연성비의 저하가 현저해지기 때문이다. 이 점에서, C 함유량은 0.05 내지 0.095％의 범위로 할 필요가 있다.

(Cr : 0.15％ 이상, 2.0％ 이하)

Cr은, 강화 원소인 것에 추가하여, 열연판에서의 조직 제어를 통해, 제품인 냉연판의 조직 중에서도, 마르텐사이트의 블록 사이즈를 대폭으로 저감시키므로, 본 발명에서는 극히 중요한 원소이다. 구체적으로는, 열연 단계에서 TiC나 TiN을 핵으로 하여 Cr 탄화물을 석출시킨다. 그 후, 시멘타이트가 석출되었다고 해도, 냉연 후의 어닐링 중에 Cr이 시멘타이트로 농화된다. 이들 Cr을 포함하는 탄화물은, 포함하지 않는 일반적인, 철기의 탄화물(시멘타이트)에 비교하여, 열적으로 안정적이다. 이 결과, 계속해서 행해지는 냉연-어닐링 시의 가열 중에 탄화물의 조대화의 억제가 가능하다. 이 결과, 어닐링 중의 Ac1 변태점 바로 아래에서는, 일반적인 강에 비교하여, 미세탄화물이 수없이 존재하게 된다. 이들 미세한 탄화물을 포함하는 강판을, Ac1 변태점 이상으로 가열하면 탄화물은 오스테나이트로 변태를 개시한다. 오스테나이트는 탄화물이 미세할수록 미세화되는 동시에, 미세한 탄화물을 핵으로서 형성한 오스테나이트가 부딪치므로, 복수의 탄화물을 중심으로 하여 생긴 덩어리 형상의 오스테나이트가 존재하게 된다. 이들 덩어리 형상의 오스테나이트는 외관은 1개의 오스테나이트라도, 다른 방위를 갖는 별개의 오스테나이트이므로, 그 내부에 형성하는 마르텐사이트도 다른 방위를 갖게 된다. 또한, 오스테나이트끼리가 인접하므로, 오스테나이트 중에서 마르텐사이트 변태가 발생한 경우, 인접하는 오스테나이트도 변형을 받는다. 이 변형 시에 도입된 전위는 다른 방위를 갖는 마르텐사이트의 형성을 유기하므로, 가일층의 블록 사이즈의 미세화를 초래한다.

한편, 종래의 강판에서는, 열연판 중에 존재하는 시멘타이트를 미세 분산시켰다고 해도, 그 후, 냉연-어닐링을 행하므로, 어닐링의 가열 중에 시멘타이트는 조대화되어 버린다. 이 결과, 시멘타이트가 변태됨으로써 형성되는 오스테나이트도 조대해진다. 또한, 조대한 오스테나이트는 페라이트 입자 내, 혹은 입계에 고립되어 존재하는(다른 오스테나이트와 입계를 접하는 비율이 작은) 경우가 많고, 다른 오스테나이트 중에서 변태된 마르텐사이트 라스에 의한 다른 방위를 갖는 마르텐사이트 라스의 형성을 기대할 수 없다. 이 결과, 마르텐사이트를 미세화할 수 없어, 경우에 따라서는, 단일의 블록으로 이루어지는 마르텐사이트로 되어 버린다.

이 점에서, Cr을 첨가할 필요가 있다.

한편, Nb나 Ti의 탄화물은, 열적인 안정성은 우수하지만, 연속 어닐링이나 연속 용융 아연 도금에서의 어닐링에 있어서도 용해되지 않으므로, 오스테나이트의 미세화에는 기여하기 어렵다.

또한, Cr 첨가는 페라이트의 미세화에도 기여한다. 즉, 어닐링 시에, 냉연 가공한 상태의 페라이트 중으로부터, 새로운 페라이트(재결정 페라이트)가 형성되고, 이것이 성장함으로써 재결정은 진행된다. 그러나, 강 중에 존재하는 오스테나이트는 페라이트의 성장을 멈추게 하므로, 미세하게 분산된 오스테나이트는 페라이트를 피닝하여, 미세화에 기여한다. 이로 인해, Cr 첨가는 항복 응력이나 인장 최대 강도의 증가를 위해서도 기여한다.

단, 이들 석출물이라도, 연속 어닐링이나 연속 용융 아연 도금에서의 어닐링 시의 최고 도달 온도 Ac1 이상에서는 용해되어, 오스테나이트로 변태되므로, 냉연 강판, 용융 아연 도금 강판, 혹은 합금화 용융 아연 도금 강판에 있어서는, 오스테나이트 중의 Cr 농도의 증가로서 관찰은 가능하지만, Cr의 탄화물이나 Cr을 많이 포함하는 시멘타이트는 관찰되지 않는 경우가 많다.

이상의 Cr 첨가에 의한 효과는 Cr의 첨가량이 0.15％ 이상에서 현저해지므로, 그 하한치를 0.15％로 하였다. 한편, Cr은 Fe와 비교하여, 산화되기 쉬운 원소이므로, 다량의 첨가는 강판 표면으로의 산화물 형성을 초래하여, 도금성이나 화성 처리성을 저해하거나, 혹은 플래시 배트 용접, 아크, 레이저 용접 시에 용접부에 다량의 산화물을 형성시켜, 용접부의 강도를 저하시키므로, 바람직하지 않다. 이 문제는 Cr의 첨가량이 2.0％를 초과하면 현저해지므로, 그 상한치를 2.0％로 하였다. 바람직하게는, 0.2 내지 1.6％이고, 더욱 바람직하게는 0.3 내지 1.2％이다.

(Si : 0.3％ 이상, 2.0％ 이하)

Si는 강화 원소인 것에 추가하여, 시멘타이트에 고용되지 않으므로, Si는 시멘타이트의 핵생성을 억제하는 효과가 있다. 즉, 마르텐사이트 중에서의 시멘타이트 석출을 억제하므로, 마르텐사이트의 고강도화에 기여한다. Si의 첨가가 0.3％ 미만이면, 고용 강화에 의한 강화를 기대할 수 없거나, 혹은 마르텐사이트 중에서의 시멘타이트의 형성을 억제할 수 없으므로, Si를 0.3％ 이상 첨가할 필요가 있다. 한편, Si의 첨가가 2.0％를 초과하면, 잔류 오스테나이트를 과도하게 증가시켜, 펀칭이나 절단 후의 구멍 확장성이나 연신 플랜지성을 열화시킨다. 이 점에서, Si의 상한은 2.0％로 할 필요가 있다.

또한, Si는 산화되기 쉽고, 일반적인 박강판의 제조 라인인 연속 어닐링 라인이나 연속 용융 아연 도금 라인의 분위기는 Fe에 있어서의 환원 분위기라도, Si에 있어서는 산화 분위기인 경우가 많아, 강판 표면에 용이하게 산화물을 형성해 버린다. 또한, Si의 산화물은 용융 아연 도금과의 습윤성이 나쁘기 때문에, 불도금의 원인이 된다. 따라서, 용융 아연 도금 강판의 제조에 있어서는, 노 내의 산소 포텐셜을 제어하여, 강판 표면으로의 Si 산화물 형성을 억제하는 것이 바람직하다.

(Mn : 1.7％ 이상, 2.6％ 이하)

Mn은, 고용 강화 원소인 동시에, 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 억제한다. 이로 인해 Mn은 극히 중요한 원소이다. 또한, 어닐링 후의 페라이트의 성장 억제에 기여하고, 페라이트의 미립화에도 기여하므로 중요하다.

Mn이 1.7％ 미만이면, 펄라이트 변태를 억제할 수 없고, 체적률 10％ 이상의 마르텐사이트를 확보할 수 없어, 880㎫ 이상의 인장 강도를 확보할 수 없다. 이 점에서, Mn의 하한치를 1.7％ 이상으로 한다. 한편, Mn을 다량으로 첨가하면, P, S와의 공편석을 조장하여, 가공성의 현저한 열화를 초래하게 된다. 이 문제는 Mn의 첨가량이 2.6％를 초과하면 현저해지므로, 그 상한을 2.6％로 한다.

(B : 0.0003％ 이상, 0.01％ 이하)

B는, 어닐링 후의 페라이트 변태를 억제하므로, 특히 중요한 원소이다. 또한, 열간 압연에서는 마무리 압연 후의 냉각 과정에서의 조대한 페라이트의 형성을 억제하여, 철기탄화물(시멘타이트나 펄라이트 조직)을 미세 균일 분산시킬 수 있다. B의 첨가량이 0.0003％ 미만에서는, 철기탄화물을 미세 균일하게 할 수 없다. 이 결과, Cr을 첨가했다고 해도, 시멘타이트의 조대화의 억제가 충분히 행해지지 않으므로, 강도 저하나 구멍 확장성의 저하가 발생하므로 바람직하지 않다. 이 점에서, B의 첨가량을 0.0003％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, B의 첨가량이 0.010％를 초과하면, 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 열연 시의 제조제를 저하시키므로, 그 상한을 0.010％로 하였다.

(Ti : 0.005％ 이상, 0.14％ 이하)

Ti는, 재결정 지연에 의한 페라이트 미립화에 기여하므로 첨가할 필요가 있다.

또한, B와 복합으로 첨가함으로써, 어닐링 후의 B의 페라이트 변태 지연 효과와, 이것에 의한 미세화의 효과를 인출하므로, 극히 중요한 원소이다. 구체적으로는, B의 페라이트 변태 지연 효과는 고용 상태의 B에 의해 초래되는 것이 알려져 있다. 이 점에서, 열연 단계에서 B를, B의 질화물(BN)로서 석출시키지 않는 것이 중요하다. 이 점에서, B와 비교하여, 보다 강한 질화물 형성 원소인 Ti를 첨가하여, BN의 형성을 억제할 필요가 있다. Ti와 B를 복합으로 첨가함으로써, B의 페라이트 변태 지연 효과가 조장된다. 또한, Ti는 석출물 강화나, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 미립 강화를 통해, 강판의 강도 상승에 기여하는 것으로부터도 중요한 원소이다. 이들 효과는 Ti의 첨가량이 0.005％ 미만이면 얻어지지 않으므로, 그 하한치를 0.005％로 하였다. 한편, Ti의 첨가량이 0.14％를 초과하면, 페라이트의 재결정을 지나치게 지연시켜 버려, 압연 방향으로 신장된 미재결정 페라이트가 잔존하게 되어, 대폭적인 구멍 확장성의 열화를 초래한다. 이 점에서, 그 상한을 0.14％로 한다.

(P : 0.03％ 이하)

P는, 강판의 판 두께 중앙부에 편석하는 경향이 있어, 용접부를 취화시킨다. P가 0.03％를 초과하면 용접부의 취화가 현저해지므로, 그 적정 범위를 0.03％ 이하로 한정하였다.

P의 하한치는 특별히 정하지 않지만, 0.001％ 미만으로 하는 것은, 경제적으로 불리하므로 이 값을 하한치로 하는 것이 바람직하다.

(S : 0.01％ 이하)

S는, 0.01％를 초과하면 용접성 및 주조 시 및 열연 시의 제조성에 악영향을 미치므로, 그 적정 범위를 0.01％ 이하로 하였다. S의 하한치는 특별히 정하지 않지만, 0.0001％ 미만으로 하는 것은, 경제적으로 불리하므로 이 값을 하한치로 하는 것이 바람직하다. 또한, S는 Mn과 연결되어 조대한 MnS를 형성하므로, 구멍 확장성을 저하시킨다. 이 점에서, 구멍 확장성 향상을 위해서는, 가능한 한 적게 할 필요가 있다.

(Al : 0.10％ 이하)

Al은, 페라이트 형성을 촉진하여, 연성을 향상시키므로 첨가해도 좋다. 또한, 탈산재로서도 활용 가능하다. 그러나, 과잉의 첨가는 Al계의 조대 개재물의 개수를 증대시켜, 구멍 확장성의 열화나 표면 손상의 원인이 된다. 이 문제는 Al의 첨가량이 0.1％를 초과하면 현저해지므로, 그 상한을 0.1％로 한다. Al의 하한치는, 특별히 한정되지 않지만, Al을 0.0005％ 이하로 하는 것은 곤란하므로 이 값이 실질적인 하한이다.

(N : 0.005％ 미만)

N은, 조대한 질화물을 형성하여, 굽힘성이나 구멍 확장성을 열화시키므로, 그 첨가량을 억제할 필요가 있다. 구체적으로, N이 0.005％ 이상인 경우, 이 경향이 현저해지므로, N의 적정 범위를 0.005％ 미만으로 한다. 또한, 용접 시의 블로우 홀 발생의 원인이 되므로 적은 쪽이 좋다. 또한, Ti의 첨가량과 비교하여, N의 함유량이 극단적으로 많은 경우에는, BN을 형성하여, B 첨가의 효과를 줄여 버리므로, N은 가능한 한 적은 쪽이 좋다. N의 하한치는, 특별히 정하지 않고 본 발명의 효과는 발휘되지만, N을 0.0005％ 미만으로 하는 것은, 제조 비용의 대폭적인 증가를 초래하므로, 이것이 실질적인 하한이다.

(O : 0.0005％ 이상, 0.005％ 이하)

O는, 산화물을 형성하여, 굽힘성이나 구멍 확장성을 열화시키므로, 그 첨가량을 억제할 필요가 있다. 특히, 산소는 개재물로서 존재하는 경우가 많아, 펀칭 단부면, 혹은 절단면에 존재하면, 단부면에 절결 형상의 손상이나 조대한 딤플을 형성한다. 이로 인해, 구멍 확장 시나 강 가공 시에, 응력 집중을 초래하여, 균열 형성의 기점이 되어 대폭적인 구멍 확장성 혹은 굽힘성의 열화를 초래한다. 구체적으로, O가 0.005％를 초과하면, 이 경향이 현저해지므로, O의 상한을 0.005％로 한다. 한편, O를 0.0005％ 미만으로 하는 것은, 과도한 고비용을 초래하여 경제적으로 바람직하지 않으므로, O의 하한을 0.0005％로 한다. 단, O를 0.0005％ 미만으로 하였다고 해도, 본 발명의 효과는 발휘된다.

본 발명의 냉연 강판은 이상의 원소를 필수 성분으로서 함유하고, 잔량부로서 철 및 불가피적 불순물을 포함한다.

본 발명의 냉연 강판은 Nb나 Mo를 첨가하지 않는 것이 바람직하다. Nb나 Mo는 페라이트의 재결정을 현저하게 지연시키므로, 강판 중에 미재결정 페라이트를 남기기 쉽다. 미재결정 페라이트는 가공 그대로의 조직으로, 연성이 부족해, 연성의 열화를 초래하므로 바람직하지 않다. 또한, 미재결정 페라이트는 열연으로 형성된 페라이트가 압연으로 연장된 것이므로, 압연 방향으로 신장된 형상을 하고 있다. 또한, 재결정의 지연이 현저해지면, 압연 방향으로 신장된 미재결정 페라이트의 체적률이 증가하여, 마치 미재결정 페라이트가 연결된 밴드 형상의 조직을 보인다.

도 2는 밴드 형상의 조직을 갖는 강판의 광학 현미경 조직 사진을 도시한다. 압연 방향으로 연장된 층상 조직을 보이고 있으므로, 구멍 확장 가공과 같은 균열의 발생과 진전을 수반하는 시험에 있어서는, 균열이 층상 조직을 따라서 진전된다. 이로 인해, 특성이 열화된다. 즉, 이와 같은 일방향으로 연신된 불균일한 조직은 그 계면에 응력 집중을 초래하기 쉽고, 구멍 확장 시험 시의 균열 전파를 촉진하므로 바람직하지 않다. 이 점에서, Nb나 Mo를 첨가하지 않는 것이 바람직하다.

V는, Ti와 마찬가지로, 페라이트 미세화에 기여하므로, 첨가해도 좋다. V는, Nb에 비교하여, 재결정 지연 효과가 작아 미재결정 페라이트를 남기기 어렵다. 이 점에서, 구멍 확장, 연성의 열화를 최소로 억제하면서, 고강도화할 수 있다.

(V : 0.01％ 이상, 0.14％ 이하)

V는, 석출물 강화나, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 미립 강화를 통해, 강판의 강도 상승이나 구멍 확장성 향상에 기여하므로 중요하다. 이 효과는 V의 첨가량이 0.01％ 미만에서는 얻어지지 않으므로, 그 하한치를 0.01％로 하였다. 한편, V의 첨가량이 0.14％를 초과하면, 탄질화물의 석출이 많아져 성형성이 열화되므로, 그 상한치를 0.14％로 하였다.

Ni, Cu, W는 Mn과 마찬가지로, 어닐링 후에 계속해서 행해지는 냉각 과정에서의 페라이트 변태를 지연시키므로, 이들 중으로부터 적어도 1종 또는 2종 이상을 첨가해도 좋다. Ni, Cu, W의 바람직한 함유량은, 후술하는 바와 같이 각각 0.05％ 미만이지만, Ni, Cu, W의 함유량의 합계가 0.3％ 미만으로 되는 것이 더욱 바람직하다. 이들 원소는 표층에 농화되어 표면 손상의 원인이 되거나, 혹은 오스테나이트로의 Cr의 농화를 저해하므로, 첨가량은 최소한으로 억제하는 것이 바람직하다.

(Ni : 0.05％ 미만)

Ni는, 강화 원소인 동시에, 어닐링 후에 계속해서 행해지는 냉각 과정에서의 페라이트 변태를 지연시켜, 페라이트의 미립화에 기여하므로, 첨가해도 좋다. 그러나, Ni의 첨가량이 0.05％ 이상인 경우, 오스테나이트로의 Cr의 농화를 저해할 우려가 있으므로, 상한을 0.05％ 미만으로 한다.

(Cu : 0.05％ 미만)

Cu는, 강화 원소인 동시에, 어닐링 후에 계속해서 행해지는 냉각 과정에서의 페라이트 변태를 지연시켜, 페라이트의 미립화에 기여하므로, 첨가해도 좋다. 그러나, Cu의 첨가량이 0.05％ 이상인 경우, 오스테나이트로의 Cr의 농화를 저해할 우려가 있으므로, 상한을 0.05％ 미만으로 한다. 또한, 표면 손상의 원인이 되므로, 첨가량의 상한은 0.05％ 미만으로 하는 것이 바람직하다.

(W : 0.05％ 미만)

W는, 강화 원소인 동시에, 어닐링 후에 계속해서 행해지는 냉각 과정에서의 페라이트 변태를 지연시켜, 페라이트의 미립화에 기여하므로, 첨가해도 좋다. 또한, 페라이트 재결정도 지연되므로, 페라이트 입경 저감에 의한 미립 강화나 구멍 확장성의 향상에 기여한다. 그러나, W의 첨가량이 0.05％ 이상인 경우, 오스테나이트로의 Cr의 농화를 저해할 우려가 있으므로, 상한을 0.05％ 미만으로 한다.

다음에, 본 발명의 강판의 제조 조건의 한정 이유에 대해 서술한다.

상술한 바와 같이 본 발명의 강판의 특성은, 결정 입경 4㎛ 이하의 페라이트를 주상으로 하고, 경질 조직인 마르텐사이트의 블록 사이즈가 0.9㎛ 이하인 것 및 마르텐사이트 중의 Cr 함유량이 폴리고널페라이트 중의 Cr 함유량의 1.1 내지 1.5배의 양으로 제어함으로써 완수할 수 있다. 이와 같은 강판 조직을 얻기 위해서는, 열연판 조직, 냉연 및 어닐링 조건을 엄밀하게 제어할 필요가 있다.

구체적으로는, 우선 열간 압연에 의해, 페라이트 이외에 시멘타이트나 Cr의 합금 탄화물(Cr₂₃C₆)을 미세하게 석출시킨다. 이 시멘타이트는 저온에서 생성하지만, Cr이 농화되기 쉬운 성질이 있다. 그리고, 열간 압연 후의 어닐링 시의 승온 시에 시멘타이트를 분해하여 오스테나이트를 생성시킨다. 이때 시멘타이트 중의 Cr이 오스테나이트 중에서 농화된다. 이와 같이 오스테나이트 중에 Cr을 농화시킨다. 오스테나이트는 마르텐사이트로 변태되므로, 상기한 방법에 의해, Cr이 농화된 마르텐사이트를 갖는 냉연 강판을 제조한다.

특히, 열간 압연에서의 시멘타이트나 Cr의 합금 탄화물의 생성에는 Ti의 석출물이 관계되어 있어, Ti의 석출물을 함유하고 있는 것이 중요해진다. 조압연 후에 조압연판을 950 내지 1080℃의 온도 영역에서 6초 이상 유지함으로써, Ti의 석출물을 생성시켜, 미세한 시멘타이트를 석출하기 쉽게 한다.

또한, 어닐링 공정에서 냉연판을 7℃/초 이하의 승온 속도로 천천히 승온함으로써, 보다 많은 시멘타이트를 석출시킨다.

이상에 의해 페라이트 이외에 시멘타이트를 미세하게 석출시킨다.

일반적으로는, 페라이트나 오스테나이트 중의 Cr의 확산은 매우 늦어져, 장시간을 필요로 하므로, 오스테나이트 중에 Cr을 농화시키는 것은 어렵다고 생각되고 있었다. 그러나, 상기한 방법에 의해, 오스테나이트 중에 Cr을 농화시켜, 그 결과, Cr이 농화된 마르텐사이트를 갖는 냉연 강판을 제조한다.

이하에 각 공정에 대해 상세하게 설명한다.

열간 압연에 제공하는 슬래브는 상술한 본 발명의 냉연 강판의 화학 성분을 갖고 있으면, 특별히 한정되지 않는다. 즉, 연속 주조 슬래브나 박슬래브 캐스터 등으로 제조한 것이면 좋다. 또한, 주조 후에 즉시 열간 압연을 행하는 연속 주조-직접 압연(CC-DR)과 같은 프로세스를 적용해도 상관없다.

우선, 슬래브를 직접 1200℃ 이상으로 가열하거나, 또는 일단 냉각한 후에 1200℃ 이상으로 가열한다.

슬래브의 가열 온도는 주조 시에 석출한 조대한 Ti의 탄질화물을 재용해시킬 필요가 있으므로, 1200℃ 이상으로 할 필요가 있다. 슬래브의 가열 온도의 상한은 특별히 정하지 않고, 본 발명의 효과는 발휘되지만, 가열 온도를 과도하게 고온으로 하는 것은, 경제적으로 바람직하지 않으므로, 가열 온도의 상한은 1300℃ 미만으로 하는 것이 바람직하다.

다음에, 가열된 슬래브에 대해, 압하율이 합계 70％ 이상으로 되는 조건으로 열간 압연(조압연)을 실시하여, 조압연판으로 한다. 그리고, 조압연판을 950 내지 1080℃의 온도 범위에서 6초 이상 체류시킨다. 이 70％ 이상의 압하(열간 압연)와 계속되는 950 내지 1080℃의 온도 범위에서의 체류에 의해, TiC, TiCN, TiCS 등의 탄질화물 등을 미세하게 석출시켜, 마무리 압연 후의 오스테나이트 입경을 작고 균일하게 할 수 있다. 또한, 압하율의 계산은 압연 전의 판 두께로 압연 완료 후의 판 두께를 나누어 100배로 하면 좋다.

압하율을 70％ 이상으로 하는 것은, 다량의 전위를 도입함으로써, Ti의 탄질화합물의 석출 사이트를 증가시켜, 석출을 촉진시키기 위해서이다. 압하율이 70％ 미만이면, 현저한 석출물 촉진 효과가 얻어지지 않아, 오스테나이트 입경도 균일 미세로 되지 않는다. 그 결과, 냉연 어닐링 후의 페라이트 입경도 미세화되지 않아, 구멍 확장성이 저하되므로 바람직하지 않다. 상한은 특별히 정하지 않지만, 생산성이나 설비 제약의 관점으로부터 90％ 초과로 하는 것은 곤란하므로, 90％가 실질적인 상한이다.

압연 후의 유지는 950℃ 이상 1080℃ 이하가 아니면 안된다. 본 발명자들이 예의 검토를 행한 결과, 마무리 압연 전의 Ti의 탄질화물 석출 거동과 구멍 확장성에 큰 관계가 있는 것을 발견하였다. 즉, 이들 탄질화합물의 석출은 1000℃ 근방이 가장 빠르고, 이 온도로부터 멀어짐에 따라서, 오스테나이트 영역에서의 석출은 늦어진다. 즉, 1080℃ 초과의 온도에서는 탄질화합물 형성에 장시간을 필요로 하므로, 오스테나이트의 미세화를 행할 수 없어, 구멍 확장성의 향상을 초래하지 않으므로 바람직하지 않다. 950℃ 미만에서는 탄질화합물의 석출에 장시간을 필요로 하므로, 재결정 오스테나이트 입경을 작게 할 수 없어, 구멍 확장성의 향상 효과를 얻기 어렵다. 따라서, 마무리 압연 전의 유지는 950 내지 1080℃에서 행한다.

또한, 본 발명 강과 같이 냉연 어닐링 후에, 880㎫ 이상의 강도 확보를 행하는 강판은 Ti, B를 다량으로 포함하고, 또한 Si, Mn이나 C의 첨가량도 많으므로, 열연에서의 마무리 압연 하중이 높아져, 압연으로의 부하가 크다. 이로 인해, 마무리 압연 입구측 온도를 높임으로써 압연 하중을 내리는 경우, 혹은 압하율을 내림으로써 압연 하중을 내리고, 압하(열간 압연)를 행하는 경우가 많았다. 그 결과, 열간 압연에서의 제조 조건이 본 발명의 범위 외가 되어, Ti 첨가의 효과를 얻기 어려웠다. 이와 같은 마무리 압연 온도의 증가나 압연율의 저하는 오스테나이트로부터 변태되는 열연판 조직도 불균일로 되어 버린다. 그 결과, 구멍 확장성이나 굽힘성의 열화를 초래하므로 바람직하지 않다.

계속해서, 조압연판에 대해, 압하율이 합계 85％ 이상이고, 마무리 온도가 820 내지 950℃로 되는 조건으로 열간 압연(마무리 압연)을 실시하여 열연판으로 한다. 이 압하율과 온도는 조직을 미세화하여, 균일화하는 관점으로부터 결정된다. 즉, 압하율이 85％ 미만인 압연에서는, 조직을 충분히 미세화하는 것은 곤란하다. 또한, 압하율이 98％를 초과하는 압연에서는, 설비에 있어서 과대한 부가가 되므로, 98％를 상한으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직한 압하율은 90 내지 94％이다.

마무리 온도는 820℃ 미만으로 되면, 일부가 페라이트 영역 압연으로 되어 판 두께 제어가 곤란해지거나, 제품의 재질에 악영향을 미치는 경우가 있으므로, 820℃를 하한으로 한다. 한편, 950℃를 초과하면, 조직의 미세화를 도모하는 것이 곤란해지므로, 950℃를 상한으로 한다. 또한, 마무리 온도의 보다 바람직한 범위는 860 내지 920℃이다.

마무리 압연 후, 수냉 혹은 공냉을 행하여, 400 내지 630℃의 온도 범위에서 권취를 행할 필요가 있다. 이는, 조직 중에 철기탄화물이 균일하게 분산된 열연 강판으로 하여, 냉연-어닐링 후에 구멍 확장성이나 굽힘성을 향상시키기 위해서이다. 이 냉각 중 혹은 권취 처리 후에, Ti 석출물을 중심으로 Cr₂₃C₆ 및 시멘타이트가 석출된다. 권취 온도가 630℃를 초과하면, 강판 조직이 페라이트 및 펄라이트 조직으로 되어, 탄화물을 균일하게 분산시킬 수 없어, 어닐링 후의 조직이 불균일해지므로 바람직하지 않다. 한편, 권취 온도를 400℃ 미만으로 하면, Cr₂₃C₆의 석출이 곤란해지므로, 오스테나이트 중에 Cr을 농화시킬 수 없어 본 발명의 효과인 고강도화와 용접성, 구멍 확장성의 양립이 곤란해지므로 바람직하지 않다. 또한, 열연판 강도가 지나치게 과도하게 높아져 버려, 냉연이 곤란해지므로 바람직하지 않다.

또한, 열연 시에 조압연판끼리를 접합하여 연속적으로 마무리 압연을 행해도 좋다. 또한, 조압연판을 일단 권취해도 상관없다.

이와 같이 하여 제조한 열연 강판에 대해, 산세를 행한다. 산세에 의해 강판 표면의 산화물의 제거가 가능하므로, 최종 제품의 냉연 고강도 강판의 화성성이나, 용융 아연 도금 강판용 혹은 합금화 용융 아연 도금 강판용 냉연 강판의 용융 도금성 향상을 위해서는 중요하다. 또한, 1회의 산세를 행해도 좋고, 복수회로 나누어 산세를 행해도 좋다.

산세한 열연 강판을 압하율 40 내지 70％에서 냉간 압연하여 냉연판으로 한다. 그리고 냉연판을 연속 어닐링 라인이나 연속 용융 아연 도금 라인에 통판한다. 압하율이 40％ 미만에서는, 형상을 평탄하게 유지하는 것이 곤란하다. 또한, 최종 제품의 연성이 열악해지므로 40％를 하한으로 한다. 한편, 압하율이 70％를 초과하면, 냉연 하중이 지나치게 커져 버려 냉연이 곤란해지므로, 70％를 상한으로 한다. 보다 바람직한 범위는 45 내지 65％이다. 압연 패스의 횟수, 각 패스마다의 압하율에 대해서는 특별히 규정하지 않고 본 발명의 효과는 발휘된다.

계속해서, 냉연판을 연속 어닐링 설비에 통판한다. 우선 550℃ 미만의 온도에서는 7℃/초 이하의 가열 속도(승온 속도)로 냉연판을 승온한다. 이때에, 냉간 가공으로 도입된 전위 상에 시멘타이트를 더욱 석출시키는 동시에, 가일층의 시멘타이트 중으로의 Cr의 농화를 행한다. 이에 의해, 오스테나이트로의 Cr의 농화를 촉진 가능해지는 동시에, 본 발명의 효과인 강도와 스폿 용접성, 구멍 확장성과의 양립이 달성된다. 가열 속도가, 7℃/초 초과에서는 시멘타이트 석출의 촉진이나 시멘타이트로의 가일층의 Cr 농화를 도모할 수 없어, 본 발명의 효과가 발휘되지 않는다. 또한, 가열 속도가 0.1℃/초를 하회하면, 극단적으로 생산성이 저하되므로 바람직하지 않다.

그리고, 냉연판을 550℃ 이상, Ac1 변태점 온도 이하의 온도에서 25 내지 500초간 유지한다. 이에 의해 Cr₂₃C₆의 석출물을 중심으로 시멘타이트를 더욱 석출시킨다. 또한, 석출한 시멘타이트 중에 Cr을 농화시킬 수 있다. 시멘타이트로의 Cr의 농화는 냉간 압연 시에 발생한 전위를 통해 촉진된다. 유지 온도가 Ac1 변태점보다도 높은 경우, 냉간 압연 시에 발생한 전위의 회복(소멸)이 현저해지므로, Cr의 농화가 지연된다. 또한, 시멘타이트도 석출되지 않으므로, 냉연판을 550℃ 이상, Ac1 변태점 온도 이하의 온도로 25 내지 500초간 유지할 필요가 있다. 또한, 유지 온도가 550℃ 미만인 경우, Cr의 확산이 지연되어, 시멘타이트로의 Cr의 농화에는 장시간을 가지므로, 본 발명의 효과를 발휘하기 어렵다. 이로 인해, 유지 온도를 550℃ 이상, Ac1 변태점 온도 이하로 한다. 또한, 유지 시간이 25초 미만인 경우, 시멘타이트로의 Cr의 농화가 불충분해져 버린다. 유지 시간이 500초보다도 긴 경우, 지나치게 안정화되어 버려 어닐링 시의 용해에 장시간을 필요로 하게 되어, 생산성이 나빠져 버린다. 또한, 유지라 함은, 단순한 등온 유지만을 의미하는 것이 아니라, 서가열과 같은 이 온도 영역에서의 체류 시간을 의미한다.

여기서, Ac1 변태점 온도라 함은, 하기식에 의해 산출되는 온도이다.

Ac1 ＝ 723 － 10.7 × ％Mn － 16.9 × ％Ni ＋ 29.1 × ％Si ＋ 16.9 × ％Cr

[식 중의 ％Mn, ％Ni, ％Si, ％Cr은 각 원소 Mn, Ni, Si, Cr의 강 중의 함유량(질량％)을 나타낸다.]

계속해서, 냉연판을 750 내지 860℃에서 어닐링한다. 어닐링 온도를 Ac1 변태점보다도 높은 온도로 함으로써, 시멘타이트로부터 오스테나이트로 변태시켜, 오스테나이트 중에 Cr을 잔존시킨 채로 농화시킨다.

이 어닐링 공정에 있어서, 미세 석출한 시멘타이트를 중심으로 오스테나이트가 생성된다. 오스테나이트는 후공정에서 마르텐사이트로 변태되므로, 본 발명 강과 같이 미세한 시멘타이트를 고밀도로 분산시킨 강에서는, 마르텐사이트도 미세화된다. 한편, 일반적인 강에서는, 가열 중에 시멘타이트가 조대화되므로, 시멘타이트로부터의 역변태에 의해 발생하는 오스테나이트도 조대화된다. 한편, 조대화가 억제되면, 개개의 시멘타이트로부터 발생한 오스테나이트가 근접하여 존재하므로, 외관상, 한 덩어리인 것과 같이 되지만 본질은 다르기(방위가 다르기) 때문에, 결과적으로 블록 사이즈는 작아지는 것이라고 추정된다. 이 결과, 마르텐사이트의 경도를 극히 높게 제어할 수 있어, C 첨가량을 0.1％로 억제했다고 해도, 880㎫ 이상의 강도가 확보 가능해진다. 이 결과, 강도와 용접성, 구멍 확장성의 양립이 가능해진다.

또한, 본 발명 강은 Nb를 첨가하고 있지 않으므로, 페라이트가 재결정되기 쉽고, 폴리고널한 페라이트가 형성된다. 즉, 미재결정 페라이트나, 압연 방향으로 연장된 밴드 형상의 조직이 존재하지 않는다. 그 결과, 구멍 확장성을 열화시키지 않는다.

이와 같이, 발명자들은 시멘타이트 중에 Cr이 용이하게 농화되는 것을 비로소 발견하여, 종래의 상식과는 반하는 강판의 제조를 실현하였다.

어닐링 시의 최고 가열 온도를 750 내지 860℃의 범위로 한 것은, 750℃ 미만에서는 열연 시에 형성한 탄화물을 충분히 용해시킬 수 없어, 880㎫의 강도 확보에 필요한 경질 조직 분율을 확보할 수 없기 때문이다. 또한, 미용해의 탄화물은 재결정 페라이트의 성장을 멈출 수 없으므로, 페라이트도 조대되고, 또한 압연 방향으로 신장된 것으로 되어, 구멍 확장성이나 굽힘성의 대폭적인 저하를 초래하므로 바람직하지 않다. 한편, 최고 도달 온도가 860℃를 초과하는 과도한 고온에서의 어닐링은 경제적으로 바람직하지 않을 뿐만 아니라, 어닐링 시의 오스테나이트 체적률이 지나치게 많아져 버려, 주상인 페라이트의 체적률을 50％ 이상으로 할 수 없어 연성이 떨어진다. 이 점에서, 어닐링 시의 최고 도달 온도는 750 내지 860℃의 범위로 할 필요가 있다. 바람직한 범위는 780 내지 840℃이다.

어닐링의 유지 시간이 지나치게 짧으면, 미용해 탄화물이 잔존할 가능성이 높고, 오스테나이트 체적률이 적어지므로, 10초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 유지 시간이 지나치게 길면, 결정립이 조대화될 가능성이 높아져 강도 및 구멍 확장성이 저하되므로, 그 상한은 1000초로 하는 것이 바람직하다.

계속해서, 어닐링한 냉연판을, 어닐링 온도로부터 620℃까지를 12℃/초 이하의 냉각 속도로 냉각할 필요가 있다. 본 발명에서는 마르텐사이트의 템퍼링에 의한 강도 저하와, 이것을 보충하기 위한 C 첨가량의 증가에 의한 스폿 용접성 열화를 피하기 위해, 마르텐사이트 변태점 개시 온도(Ms점)를 가능한 한 저하시킬 필요가 있다. 그로 인해, 어닐링 후에 도금하지 않는 경우에는, 오스테나이트에 C를 농화시켜 안정화시키므로, 어닐링 온도로부터 620℃까지를 12℃/초 이하의 냉각 속도로 냉각할 필요가 있다. 단, 극단적인 냉각 속도의 저하는 페라이트 체적률을 과도하게 증대시켜, 마르텐사이트를 경질화했다고 해도, 880㎫ 이상의 강도 확보를 곤란하게 하므로 바람직하지 않다. 또한, 오스테나이트가 펄라이트로 변태되므로, 강도 확보에 필요한 마르텐사이트 체적률을 확보할 수 없다. 이 점에서, 냉각 속도의 하한치는 1℃/초 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는, 1 내지 10℃/초의 범위이고, 더욱 바람직하게는 2 내지 8℃/초의 범위이다.

계속해서 620 내지 570℃의 온도 범위에서의 냉각의 냉각 속도를 1℃/초 이상으로 한 것은, 냉각 과정에서의 페라이트나 펄라이트 변태를 억제하기 위해서이다. 페라이트의 성장 억제를 위해 Mn이나 Cr을 다량 첨가하여, 새로운 페라이트의 핵생성 억제를 위해 B 첨가를 행하였다고 해도, 그 형성을 완전히 억제할 수는 없어, 냉각 과정에서 형성하는 경우가 있다. 혹은, 600℃ 근방이면, 펄라이트 변태가 일어나, 경질 조직 체적률이 대폭으로 줄어 버린다. 그 결과, 경질 조직의 체적률이 지나치게 작아져 버려, 880㎫의 인장 최대 강도를 확보할 수 없다. 또한, 페라이트 입경도 커지므로, 구멍 확장성도 떨어진다.

따라서, 1℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각할 필요가 있다. 한편, 냉각 속도를 크게 했다고 해도, 재질상 전혀 문제는 없지만, 과도하게 냉각 속도를 올리는 것은, 제조 고비용을 초래하게 되므로, 상한을 200℃/초로 하는 것이 바람직하다. 냉각 방법에 대해서는, 롤 냉각, 공냉, 수냉 및 이들을 병용한 어떤 방법이라도 상관없다.

다음에, 250 내지 100℃의 온도 영역을 5℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각한다. 250 내지 100℃의 온도 영역의 냉각 속도를 5℃/초 이상으로 한 것은, 마르텐사이트의 템퍼링과, 이것에 수반하는 연화를 억제하기 위해서이다. 마르텐사이트의 변태 온도가 높은 경우, 재가열에 의한 템퍼링이나, 장시간의 등온 유지를 행하지 않아도, 마르텐사이트 중에 철기탄화물이 석출되어, 마르텐사이트의 경도가 저하되는 경우가 있다. 온도 영역을 250 내지 100℃로 한 것은, 250℃ 초과, 혹은 100℃ 미만에서는, 마르텐사이트 변태나, 마르텐사이트 중의 철기탄화물의 석출이 일어나기 어렵기 때문이다. 또한, 냉각 속도가 5℃ 미만에서는, 마르텐사이트의 템퍼링에 의한 강도 저하가 현저해지므로, 냉각 속도는 5℃/초 이상으로 할 필요가 있다.

어닐링 후의 냉연 강판에 스킨 패스 압연을 실시해도 좋다. 스킨 패스 압연의 압하율은 0.1 내지 1.5％의 범위가 바람직하다. 압하율이 0.1％ 미만에서는 효과가 작고, 제어도 곤란하므로, 0.1％가 하한으로 된다. 압하율이 1.5％를 초과하면 생산성이 현저하게 저하되므로 이것을 상한으로 한다. 스킨 패스는 인라인에서 행해도 좋고, 오프라인에서 행해도 좋다. 또한, 한번에 원하는 압하율의 스킨 패스를 행해도 좋고, 수회로 나누어 행해도 좋다.

또한, 어닐링 후의 냉연 강판의 화성성을 높이는 목적으로, 산세 처리나 알칼리 처리를 행해도 좋다. 알칼리 처리나 산세 처리를 행함으로써, 강판의 화성성이 향상되어, 도장성이나 내식성이 향상된다.

본 발명의 고강도 아연 도금 강판을 제조하는 경우, 전술한 연속 어닐링 라인 대신에, 연속 용융 아연 도금 라인에 냉연판을 통판한다.

연속 어닐링 라인에 통판하는 경우와 마찬가지로, 우선 냉연판을 7℃/초 이하의 승온 속도로 승온한다. 그리고, 냉연판을 550℃ 이상, Ac1 변태점 온도 이하의 온도로 25 내지 500초간 유지한다. 계속해서 750 내지 860℃로 어닐링한다.

최고 가열 온도도 연속 어닐링 라인을 통판하는 경우와 동일한 이유로부터 750 내지 860℃로 한다. 최고 가열 온도를 750 내지 860℃의 범위로 한 것은, 750℃ 미만에서는, 열연 시에 형성한 탄화물을 충분히 용해시킬 수 없어 880㎫의 강도 확보에 필요한 경질 조직 분율을 확보할 수 없기 때문이다. 750℃ 미만의 온도에서는 페라이트와 탄화물(시멘타이트)이 공존 가능해, 재결정 페라이트는 시멘타이트를 극복하여 성장할 수 있다. 그 결과, 750℃ 미만의 온도에서 어닐링한 경우, 페라이트도 조대로 되어, 구멍 확장성이나 굽힘성의 대폭적인 저하를 초래하므로 바람직하지 않다. 또한, 경질 조직의 체적률도 저하되므로 바람직하지 않다. 한편, 최고 도달 온도가 860℃를 초과하는 과도한 고온에서의 어닐링은, 경제적으로 바람직하지 않을 뿐만 아니라, 어닐링 시의 오스테나이트 체적률이 지나치게 많아져 버려, 주상인 페라이트의 체적률을 50％ 이상으로 할 수 없어 연성이 떨어진다. 이 점에서, 어닐링 시의 최고 도달 온도는 750 내지 860℃의 범위로 할 필요가 있다. 바람직하게는, 780 내지 840℃의 범위이다.

냉연판을 용융 아연 도금 라인에 통판하는 경우의 어닐링의 유지 시간도 연속 어닐링 라인에 통판하는 경우와 동일한 이유로부터 10초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 유지 시간이 지나치게 길면, 결정립이 조대화될 가능성이 높아져 강도 및 구멍 확장성이 저하된다. 이와 같은 문제를 발생시키지 않기 위해서는, 그 상한을 1000초로 하는 것이 바람직하다.

계속해서, 어닐링 시의 최고 가열 온도로부터 620℃까지를 12℃/초 이하의 냉각 속도로 냉각할 필요가 있다. 이는 냉각 과정에서의 페라이트 형성을 촉진하여, 오스테나이트 중으로 C를 농화시킴으로써, Ms점을 300℃ 미만으로 하는 데 있다. 특히, 합금화 용융 아연 도금 강판은, 일단, 냉각한 후, 합금화 처리를 실시하므로, 마르텐사이트는 템퍼링되기 쉽다. 이 점에서, Ms점을 충분히 저하시킴으로써, 합금화 전에서의 마르텐사이트 변태를 억제할 필요가 있다. 일반적으로, C 첨가량을 억제하면서, 880㎫ 이상의 인장 최대 강도를 확보하는 고강도 강판은 Mn이나 B를 다량으로 포함하는 경우가 많고, 냉각 과정에서 페라이트가 발생하기 어렵고, Ms점도 높다. 이 결과, 합금화 처리 전에서의 마르텐사이트 변태 개시와, 합금화 처리에서의 템퍼링이 일어나고, 연화가 발생하기 쉽다. 이에 대해, 종래 강으로, 냉각 과정에서 다량의 페라이트를 형성시키면, 강도가 대폭으로 저하되므로, 페라이트 체적률의 증가에 의한 Ms점의 저하를 행하는 것이 어려웠다. 이 효과는 냉각 속도를 12℃/초 이하로 함으로써 현저해지므로, 냉각 속도는 12℃/초 이하로 할 필요가 있다. 한편, 과도하게 냉각 속도를 저하시키면, 마르텐사이트 체적률이 지나치게 저하되어 버려, 880㎫ 이상의 강도를 확보하는 것이 곤란해진다. 또한, 오스테나이트가 펄라이트로 변태되므로, 강도 확보에 필요한 마르텐사이트 체적률을 확보할 수 없다. 이 점에서, 냉각 속도의 하한치는 1℃/초 이상으로 할 필요가 있다.

계속해서, 연속 어닐링 라인에 통판하는 경우와 마찬가지로, 620 내지 570℃의 온도 범위를 1℃/초 이상의 냉각 속도로, 어닐링한 냉연판을 냉각한다. 이에 의해 냉각 과정에서의 페라이트나 펄라이트 변태를 억제한다.

계속해서, 어닐링한 냉연판을 아연 도금욕에 침지한다. 도금욕에 침지된 강판의 온도(욕 침지판 온도)는, (용융 아연 도금욕 온도 － 40℃)로부터 용융 아연 도금욕 온도 ＋ 40℃)까지의 온도 범위로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, 어닐링한 냉연판을 Ms℃ 이하로는 냉각하지 않고 아연 도금욕에 침지하는 것이다. 이는, 마르텐사이트의 템퍼링에 의한 연화를 피하기 위해서이다.

또한, 욕 침지판 온도가 (용융 아연 도금욕 온도 － 40℃)보다도 낮은 경우, 도금욕 침지 진입 시의 발열이 커서, 용융 아연의 일부가 응고되어 버려, 도금 외관을 열화시키는 경우가 있다. 이로 인해, 그 하한을 (용융 아연 도금욕 온도 － 40℃)로 한다. 단, 침지 전의 판 온도가 (용융 아연 도금욕 온도 － 40℃)보다도 낮아도, 도금욕 침지 전에 재가열을 행하여, 판 온도를(용융 아연 도금욕 온도 － 40℃) 이상으로 하여 도금욕에 침지시켜도 좋다. 또한, 도금욕 침지 온도가 (용융 아연 도금욕 온도 ＋ 40℃)를 초과하면, 도금욕의 온도 상승에 수반하는 조업상의 문제를 유발한다. 또한, 도금욕은 순아연에 추가하여, Fe, Al, Mg, Mn, Si, Cr 등을 함유해도 상관없다.

그리고, 냉연판을 아연 도금욕에 침지한 후, 250 내지 100℃의 온도 영역을 5℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하고, 또한 실온까지 냉각한다. 이에 의해, 마르텐사이트가 템퍼링되는 것을 억제할 수 있다. Ms점 이하로 냉각하였다고 해도, 냉각 속도가 작은 경우에는, 냉각 과정에서 마르텐사이트 중에 탄화물이 석출되는 경우가 있다. 따라서, 냉각 속도는 5℃/초 이상으로 한다. 냉각 속도가 5℃/초 미만에서는, 냉각 과정에서 마르텐사이트 중에 탄화물이 발생하여, 연화되므로, 880㎫ 이상의 강도 확보가 어렵다.

본 발명의 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조하는 경우에는, 전술한 연속 용융 아연 도금 라인에 있어서, 냉연판을 아연 도금욕에 침지한 후에, 도금층의 합금화를 더 행하는 공정을 갖는다. 이 합금화의 공정에서는, 아연 도금한 냉연판에 대해 460℃ 이상의 온도로 합금화 처리를 실시한다. 합금화 처리 온도가 460℃ 미만이면 합금화의 진행이 지연되어, 생산성이 나쁘다. 상한은 특별히 한정되지 않지만, 620℃를 초과하면, 합금화가 지나치게 과도하게 진행되어 버려 양호한 파우더링성을 얻을 수 없다. 이 점에서, 합금화 처리 온도는 620℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 특히, 본 발명의 냉연 강판은 조직 제어의 관점으로부터, Cr, Si, Mn, Ti, B를 복합으로 첨가하고 있어, 500 내지 620℃에서의 변태 억제 효과가 극히 강하다. 이 점에서, 펄라이트 변태나 탄화물 석출을 특별히 걱정할 필요는 없어, 본 발명의 효과를 안정적으로 얻을 수 있고, 재질 편차가 작다. 또한, 본 발명의 강판은, 합금화 처리 이전에는 마르텐사이트를 포함하지 않으므로, 템퍼링에 의한 연화를 걱정할 필요도 없다.

합금화 처리의 열처리 후에는 표면 조도의 제어, 판형상 제어, 혹은 항복점 연신의 억제를 위해, 스킨 패스 압연을 행하는 것이 바람직하다. 그때의 스킨 패스 압연의 압하율은 0.1 내지 1.5％의 범위가 바람직하다. 스킨 패스 압연의 압하율이 0.1％ 미만에서는 효과가 작고, 제어도 곤란하므로, 0.1％의 하한이 된다. 한편, 스킨 패스 압연의 압하율이 1.5％ 초과하면 생산성이 현저하게 저하되므로, 1.5％를 상한으로 한다. 스킨 패스는 인라인에서 행해도 좋고, 오프라인에서 행해도 좋다. 또한, 한번에 원하는 압하율의 스킨 패스를 행해도 좋고, 수회로 나누어 행해도 좋다.

또한, 도금 밀착성을 더욱 향상시키기 위해, 어닐링 전에 강판에, Ni, Cu, Co, Fe 중 어느 1종 또는 2종 이상으로 이루어지는 도금을 실시해도 본 발명을 일탈하는 것은 아니다.

또한, 도금 전의 어닐링에 대해서는, 「탈지 산세 후, 비산화 분위기에서 가열하여, H₂ 및 N₂를 포함하는 환원 분위기에서 어닐링 후, 도금욕 온도 근방까지 냉각하여, 도금욕에 침지」라고 하는 젠지머법, 「어닐링 시의 분위기를 조절하여, 최초로 강판 표면을 산화시킨 후, 그 후 환원함으로써 도금 전의 청정화를 행한 후에 도금욕에 침지」라고 하는 전체 환원로 방식, 혹은 「강판을 탈지 산세한 후, 염화암모늄 등을 사용하여 플럭스 처리를 행하여, 도금욕에 침지」라고 하는 플럭스법 등이 있지만, 어떤 조건으로 처리를 행하였다고 해도 본 발명의 효과는 발휘할 수 있다. 또한, 도금 전의 어닐링의 방법에 의하지 않고, 가열 중의 이슬점을 －20℃ 이상으로 함으로써, 도금의 습윤성이나 도금의 합금화 시의 합금화 반응에 유리하게 작용한다.

또한, 본 발명의 냉연 강판을 전기 도금해도 강판이 갖는 인장 강도, 연성 및 구멍 확장성을 전혀 손상시키는 경우는 없다. 즉, 본 발명의 냉연 강판은 전기 도금용 소재로서도 적합하다. 유기 피막이나 상층 도금을 행하였다고 해도, 본 발명의 효과는 얻어진다.

본 발명의 강판은 단순한 용접 조인트의 강도뿐만 아니라, 용접부를 포함하는 소재 혹은 부품의 변형능에도 우수하다. 일반적으로, 강판 조직을 미립화하여 강도 확보를 행한 경우, 스폿 용접 시에 부여되는 열에 의해, 용융부 근방도 가열되므로, 입경이 커져, 열 영향부에서의 강도 저하가 현저해지는 경우가 있다. 이 결과, 연화된 용접부를 포함하는 강판을 프레스 형성한 경우, 연화부에 변형이 집중하여, 파단을 발생하므로, 변형능이 떨어진다. 그러나, 본 발명의 강판은 어닐링 공정에서 페라이트 입경을 제어하기 위해 첨가한 Ti, Cr, Mn, B 등의 입성장 억제 효과가 강한 원소를 많이 포함하므로, 열 영향부에서 페라이트의 조대화가 발생하지 않아, 연화가 발생하기 어렵다. 즉, 스폿, 레이저, 아크 용접부의 조인트 강도가 우수할 뿐만 아니라, 테일러드 블랭크재와 같은 용접부를 포함하는 부재의 프레스 성형성(여기서는, 용접부를 포함하는 소재를 성형 가공했다고 해도, 용접부 혹은 열 영향부에서 파단이 일어나지 않는 것을 의미함)도 우수하다.

또한, 본 발명의 성형성과 구멍 확장성이 우수한 고강도 고연성 용융 아연 도금 강판의 소재는, 통상의 제철 공정인 정련, 제강, 주조, 열연, 냉연 공정을 거쳐서 제조되는 것을 원칙으로 하지만, 그 일부 혹은 전부를 생략하여 제조되는 것이라도, 본 발명에 관한 조건을 만족시키는 한, 본 발명의 효과를 얻을 수 있다.

(실시예)

이하, 실시예에 의해 본 발명의 효과를 더욱 명백한 것으로 한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시예로 한정되는 것은 아니고, 그 요지를 변경하지 않는 범위에서 적절하게 변경하여 실시할 수 있다.

우선, 표 1에 나타내는 성분(단위 : 질량％)을 갖는 슬래브를, 1230℃로 가열하여, 압하율 87.5％의 조압연을 행하여 조압연판으로 하였다. 그 후, 표 2 내지 표 5에 나타내는 조건으로, 950 내지 1080℃의 온도 범위에서 조압연판을 유지한 후, 압하율 90％로 마무리 압연을 행하여 열연판으로 하였다. 그리고 표 2 내지 표 5에 나타내는 조건으로, 공냉 및 수냉을 행한 후에 열연판을 권취하였다. 일부의 강판에 관해서는, 마무리 압연 후 공냉하는 일 없이 즉시 수냉을 행하여, 권취를 행하였다. 얻어진 열연판을 산세한 후, 두께 3㎜의 열연판을 1.2㎜까지 냉간 압연을 행하여, 냉연판으로 하였다.

또한, 표 중, 밑줄은 본 발명의 범위 외의 조건인 것을 나타낸다. 표 1 중, －*1은 첨가하고 있지 않은 것을 의미한다. 표 2 내지 표 5 중, 제품판의 종류*2의 란에 있어서, CR은 냉연 강판을 나타내고, GI는 용융 아연 도금 강판을 나타내고, GA는 합금화 용융 아연 도금 강판을 각각 나타낸다. 또한, FT는 마무리 압연 온도(마무리 온도)를 나타낸다.

(냉연 강판)

냉연판에 표 6 내지 표 9에 나타내는 조건으로, 어닐링 설비에 의해 어닐링을 행하였다.

냉연판을 소정의 평균 가열 속도(평균 승온 속도)로 승온하여, 550℃ 이상, Ac1 변태점 온도 이하의 온도로 소정의 시간 유지하였다. 그리고, 각 어닐링 온도까지 가열하여, 90초간의 유지를 행하였다. 그 후, 표 6 내지 표 9의 냉각 조건으로 냉각하였다. 그리고, 표 10 내지 표 13의 소정의 냉각 속도로 실온까지 냉각하여, 냉연 강판을 제조하였다.

또한, 표 10 내지 표 13 중, －*3은 각 공정을 실시하고 있지 않은 것을 의미하고, *6은 일단 실온까지 냉각한 후, 소정의 온도로 템퍼링 처리를 행한 것을 의미한다.

냉연 강판을 제조하는 경우의 노 내 분위기에 관하여, CO와 H₂를 복합 혼합한 기체를 연소시켜 발생한 H₂O, CO₂를 도입하는 장치를 설치하고, 또한 이슬점을 －40℃로 한 H₂를 10체적％ 포함하는 N₂ 가스를 도입함으로써, 노 내의 분위기 제어를 행하였다.

(아연 도금 강판, 합금화 용융 아연 도금 강판)

냉연판에 대해 연속 용융 아연 도금 설비에 의해 어닐링과 도금을 행하였다.

어닐링 조건 및 노 내 분위기에 관하여, 도금성을 확보하기 위해, CO와 H₂를 복합 혼합한 기체를 연소시켜 발생한 H₂O, CO₂를 도입하는 장치를 설치하고, 또한 이슬점을 -10℃로 한 H₂를 10체적％ 포함하는 N₂ 가스를 도입하여, 표 6 내지 표 9에서 나타내는 조건으로 어닐링을 행하였다.

그리고, 어닐링하여 소정의 냉각 속도로 냉각한 냉연판을 아연 도금욕에 침지하였다. 계속해서, 표 10 내지 표 13의 냉각 속도로 냉각하여, 아연 도금 강판을 제조하였다.

합금화 용융 아연 도금 강판을 제조하는 경우에는, 냉연판을 아연 도금욕에 침지한 후에, 표 10 내지 표 13에 나타낸 480 내지 590℃의 온도 범위에서 합금화 처리를 행하였다.

특히, Si를 많이 포함하는 강 번호 A 내지 J에 있어서, 상기 노 내 분위기의 제어를 행하지 않으면, 불도금이나 합금화의 지연을 발생하기 쉬우므로, Si의 함유량이 높은 강에 용융 도금 및 합금화 처리를 행하는 경우, 분위기(산소 포텐셜) 제어를 행할 필요가 있다.

도금 강판의 용융 아연 도금의 도포량으로서는, 양면 모두 약 50g/㎡로 하였다. 마지막으로, 얻어진 강판에 대해 압하율이 0.3％인 스킨 패스 압연을 행하였다.

다음에, 얻어진 냉연 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판에 대해, 이하의 방법에 의해 마이크로 조직의 분석을 행하였다. 나이탈 시약 또는 일본 특허 출원 공개 소59-219473호 공보에 개시된 시약을 사용하여, 강판의 압연 방향을 따른 단면 또는 압연 방향과 직교하는 방향을 따른 단면을 부식시켜, 1000배의 광학 현미경 관찰 및 1000 내지 100000배의 주사형 및 투과형 전자 현미경에 의해 관찰하였다. 이에 의해, 마이크로 조직의 각 상인, 페라이트, 펄라이트, 시멘타이트, 마르텐사이트, 베이나이트, 오스테나이트 및 잔량부 조직의 동정, 존재 위치 및 형태의 관찰 및 페라이트 입경의 측정을 행하였다.

각 상의 체적률은 2000배의 주사형 전자 현미경 관찰을 사용하여, 각 20시야를 측정하여, 포인트 카운트법으로 체적률을 측정하여 구하였다.

마르텐사이트 블록 사이즈의 측정 시에는, FE-SEM EBSP법을 사용한 조직 관찰, 결정 방위의 동정을 행하여 블록 사이즈를 측정하였다. 단, 본 발명의 강판은 종래 강에 비교하여, 마르텐사이트 블록 사이즈가 매우 작고, FE-SEM EBSP법에 의한 조직 해석에 있어서는, 충분히 스텝 사이즈를 작게 할 필요가 있다. 본 발명에서는 스텝 사이즈 50㎚로 스캔을 행하고, 개개의 마르텐사이트의 조직 해석을 행하여, 블록 사이즈를 동정하였다.

또한, 마르텐사이트 중의 Cr량/폴리고널페라이트 중의 Cr량은 EPMA를 사용하여 측정을 행하였다. 본 강판은 강판의 조직이 미세하므로, 3000배의 배율로 스폿 직경 0.1㎛의 조건으로 분석을 행하였다.

본 연구에서는, 페라이트에 대한 마르텐사이트의 경도비(DHTM/DHTF)의 측정은 베르코치 타입의 3각뿔 압자를 갖는 다이내믹 미소 경도계를 사용하여, 0.2g 중에서, 압입 깊이 측정법으로 경도를 측정하였다.

경도비(DHTM/DHTF)가 3.0 이상으로 되는 것을 본 발명의 범위로 하였다. 이는, 강도, 구멍 확장성 및 용접성을 동시에 구비하기 위해 필요한 마르텐사이트 경도를, 다양한 실험으로 구한 결과 도출된 결과이다. 경도비가 3.0 미만이면, 강도를 확보할 수 없어, 구멍 확장성이 열화되거나, 혹은 용접성이 열화되는 등의 문제가 발생하므로, 경도비는 3.0 이상으로 할 필요가 있다.

또한, 인장 시험을 행하여, 항복 응력(YS), 인장 최대 응력(TS), 전체 신장(El)을 측정하였다. 또한, 본 강판은 페라이트와 경질 조직으로 이루어지는 복합 조직 강판으로, 항복점 신장이 출현하지 않는 경우가 많다. 이 점에서, 항복 응력은 0.2％ 오프셋법에 의해 측정하였다. 그리고, TS × El이 16000(㎫ × ％) 이상으로 되는 것을 강도-연성 밸런스가 양호한 고강도 강판으로 하였다.

구멍 확장률(λ)은 직경 10㎜의 원형 구멍을, 클리어런스가 12.5％로 되는 조건으로 펀칭하여, 귀로가 다이측으로 되도록 하여, 60° 원추 펀치로 형성하여, 평가하였다.

각 조건 모두, 5회의 구멍 확장 시험을 실시하여, 그 평균치를 구멍 확장률로 하였다. 그리고, TS × λ가, 40000(㎫ × ％) 이상으로 되는 것을, 강도-구멍 확장성 밸런스가 양호한 고강도 강판으로 하였다.

이 양호한 강도-연성 밸런스 및 양호한 강도-구멍 확장성 밸런스를 동시에 구비하는 것을, 구멍 확장성과 연성의 밸런스가 우수한 고강도 강판으로 하였다.

또한, 굽힘성에 관해서도 더불어 평가하였다. 굽힘성에 관해서는, 압연 방향과 수직 방향으로 100㎜, 압연 방향으로 30㎜의 시험편을 채취하여, 90° 굽힘의 균열 발생 한계 굽힘 반경에 의해 평가하였다. 즉, 펀치 선단부의 굽힘 반경을 0.5㎜ 내지 3.0㎜까지 0.5㎜ 피치로 굽힘성을 평가하여, 균열 발생이 없는 최소 굽힘 반경을 한계 굽힘 반경으로 정의하였다. 본 발명 강의 특성을 평가한 바, 본 발명의 조건을 만족시키는 한, 0.5㎜로 양호한 굽힘성을 나타냈다.

스폿 용접성은 다음의 조건으로 평가하였다.

전극(돔형) : 선단 직경 6㎜φ

가압력 : 4.3kN

용접 전류 : (CE － 0.5) kA(CE : 분산 발생 직전의 전류)

용접 시간 : 14 사이클

유지 시간 : 10 사이클

용접 후, JIS Z 3136 및 JIS Z 3137에 따라서, 십자 인장 시험 및 전단 인장 시험을 행하였다. 용접 전류를 CE로 하는 용접을 각 5회 행하여, 그 평균치를 각각 십자 인장 시험에서의 인장 강도(CTS) 및 전단 인장 시험에서의 전단 인장 강도(TSS)로 하였다. 이들 값의 비로 나타내는 연성비(＝ CTS/TSS)가 0.4 이상인 것을 용접성이 우수한 고강도 강판으로 하였다.

얻어진 결과를 표 14 내지 표 25에 나타낸다.

또한, 표 14 내지 표 17 중, 제품판의 종류*2의 란에 있어서, CR은 냉연 강판을 나타내고, GI는 용융 아연 도금 강판을 나타내고, GA는 합금화 용융 아연 도금 강판을 각각 나타낸다. 또한, 조직*4의 란에 있어서, F는 페라이트를 나타내고, B는 베이나이트를 나타내고, M은 마르텐사이트를 나타내고, TM은 템퍼링마르텐사이트를 나타내고, RA는 잔류 오스테나이트를 나타내고, P는 펄라이트를 나타내고, C는 시멘타이트를 각각 나타낸다.

또한, 표 18 내지 표 21 중, 페라이트 형태*5의 란에 있어서, 폴리고널은 어스펙트비 2 이하의 페라이트를 나타내고, 신장은 압연 방향으로 연신된 페라이트를 각각 나타낸다.

본 발명의 강판은 경질 조직인 마르텐사이트의 블록 직경을 0.9㎛ 이하로 극히 작게 하고, 주상인 페라이트를 미립화함으로써, 미립 강화에 의한 고강도화를 도모하고 있으므로, C를 0.095％ 이하의 첨가로 억제했다고 해도, 우수한 용접 조인트 강도가 얻어진다. 또한, 본 발명의 강판은 Cr이나 Ti를 첨가하고 있으므로, 용접 시에 가해지는 열에 의한 연화를 발생하기 어려워, 용접부 주위에서의 파단도 억제 가능하다. 이 결과, 단순히 C의 첨가량을 0.095％ 이하로 억제한 것 이상의 효과를 발현할 수 있어, 극히 우수한 용접성을 갖고 있다.

또한, 본 발명의 강판은 구멍 확장성과 동시에, 연신이 우수하므로, 예를 들어 구멍 확장성과 연신을 동시에 필요로 하는 성형 양식인 연신 플랜지성, 혹은 n값(균일 신장)과 상관이 있는 돌출 성형성에 관해서도 우수하다.

표 14 내지 표 25에 나타낸 바와 같이, 강 번호 A-1, 3, 6 내지 9, 12, 19, 24, 32, 강 번호 B-1 내지 3, 강 번호 C-1, 강 번호 D-1, 강 번호 E-1, 4, 7, 8, 강 번호 F-1, 2, 강 번호 G-1은 강판의 화학적 성분이 본 발명에서 규정하는 범위 내에 있고, 또한 제조 조건도 본 발명에서 규정하는 범위 내에 있다. 이 결과, 주상을 입경 4㎛ 이하의 폴리고널페라이트로 하고, 또한 그 체적률을 50％ 초과로 할 수 있다. 또한, 베이나이트 및 마르텐사이트의 경질 조직을 갖고, 마르텐사이트의 블록 사이즈가 0.9㎛ 이하이고, 마르텐사이트 중의 Cr 함유량이, 폴리고널페라이트 중의 Cr 함유량의 1.1 내지 1.5배의 양으로 할 수 있다. 이에 의해, 인장 최대 강도 880㎫ 이상에서, 용접성, 연성 및 구멍 확장성을 극히 높은 밸런스로 갖는 강판이 제조 가능하다.

한편, 강 번호 A-2, 20, 25, 강 번호 E-2, 3, 9는 950 내지 1080℃에서의 유지 시간이 짧아, 오스테나이트 영역에서 TiC나 NbC 등의 미세 석출물을 석출시킬 수 없어, 마무리 압연 후의 오스테나이트 입경을 미세화할 수 없다. 또한, 마무리 압연 후에도 편평한 형상을 이루는 경우가 많아, 냉연 및 어닐링 후의 페라이트의 형태도 영향을 받아, 압연 방향으로 신장한 형태로 되기 쉽다.

그 결과, 구멍 확장성의 지표가 되는 TS × λ값이, 40000(㎫ × ％) 미만으로 낮아 구멍 확장성이 떨어진다.

강 번호 A-4, 29, 강 번호 E-2, 10은 마무리 압연 온도(FT)가 820℃ 미만으로 되므로, 마무리 압연 후에 압연 방향으로 극단적으로 연신된 미재결정 오스테나이트로 되어, 권취, 냉연, 어닐링을 거쳤다고 해도, 그 영향을 받게 된다.

그 결과, 주상인 페라이트가, 압연 방향으로 연신된 신장 페라이트로 되므로, TS × λ값이 40000(㎫ × ％) 미만으로 낮아 구멍 확장성이 떨어진다.

강 번호 A-26, 강 번호 E-3은 마무리 압연 온도가 950℃ 초과로 극히 높고, 마무리 압연 후의 오스테나이트 입경이 커져, 냉연, 어닐링을 거치면 불균일한 조직으로 되어, 냉연, 어닐링 후의 신장 페라이트 형성의 원인이 된다. 또한, 이 온도 영역은 TiC의 석출이 가장 일어나기 쉬우므로, TiC가 지나치게 석출되어 버려, 후공정에서 Ti를 페라이트 미립화나 석출 강화에 이용하기 어려우므로 강도가 저하된다. 이 결과, TS × λ값이 40000(㎫ × ％) 미만으로 낮아 구멍 확장성이 떨어진다.

강 번호 A-10, 강 번호 E-12는 권취 온도가 630℃ 초과로 높아, 열연판 조직이 페라이트와 펄라이트 조직으로 되므로, 냉연-어닐링 후의 조직도 열연판 조직의 영향을 받는다. 구체적으로는, 페라이트 및 펄라이트로 이루어지는 조대한 조직을 갖는 열연판이 냉간 압연되었다고 해도, 펄라이트 조직을 균일 미세하게 분산시킬 수 없으므로, 냉간 압연으로 연장된 페라이트는 재결정 후에도 신장된 형태로 되고, 펄라이트 조직이 변태됨으로써 형성되는 오스테나이트(냉각 후에는 마르텐사이트)도 밴드 형상으로 연결된 형태로 된다. 이 결과, 구멍 확장 성형과 같이 균열 형성을 수반하는 가공에서는, 신장된 페라이트, 혹은 밴드 형상으로 배열한 마르텐사이트에 따라서 균열이 진전되므로, 구멍 확장성이 떨어진다. 또한, 권취 온도가 지나치게 높으므로, 석출된 TiC나 NbC가 조대되어, 석출 강화에 기여하지 않으므로 강도도 저하된다. 또한, 고용 Ti나 Nb도 남지 않으므로, 어닐링 시의 페라이트 재결정의 지연이 충분하지 않아, 페라이트 입경이 4㎛ 초과로 커지므로, 미립화에 의한 구멍 확장성 향상 효과를 얻기 어렵고, TS ×λ값이 40000(㎫ × ％) 미만으로 낮아 구멍 확장성이 떨어진다.

강 번호 A-15, 34, E-14, 15는 어닐링 시의 승온 속도가 7℃/초 초과로 높기 때문에, 마르텐사이트 중의 Cr 농도를 소정의 범위로 할 수 없어, 880㎫ 이상의 강도를 확보할 수 없다.

강 번호 A-16, 22, 강 번호 E-6, 16은 550℃∼Ac1 사이에서의 유지 시간이 25초 미만으로 짧고, Cr₂₃C₆을 중심으로 한 시멘타이트 촉진 효과나, 시멘타이트 중으로의 Cr 농화의 효과가 얻어지지 않아, 이에 의한 효과인 마르텐사이트 블록 사이즈의 미세화에 의한 고강도화의 효과가 얻어지지 않는다. 이 점에서, 880㎫ 이상의 강도를 확보할 수 없다.

강 번호 A-11, 30, 강 번호 E-13은 냉연 후의 어닐링 온도가, 750℃ 미만으로 낮아, 시멘타이트가 오스테나이트로 변태되지 않으므로, 오스테나이트에 의한 피닝 효과가 작용하지 않아, 재결정 페라이트 입경이 4㎛ 초과로 커져, 본 발명의 효과인 페라이트 미립화에 의한 구멍 확장성 향상의 효과가 얻어지지 않으므로, 구멍 확장성이 떨어진다.

강 번호 A-13, 31, 강 번호 C-2는 어닐링 온도가 860℃ 초과로 지나치게 높으므로 페라이트 체적률을 50％ 이상으로 할 수 없어, TS × El이 16000(㎫ × ％) 미만으로 낮아, 연성이 떨어진다.

강 번호 A-18, 23, 36은 250 내지 100℃의 온도 범위에서의 냉각 속도가 5℃/초 미만이므로, 냉각 과정에서의 마르텐사이트 중에 철기탄화물이 석출된다(마르텐사이트가 템퍼링되어, 템퍼링 마르텐사이트를 포함함). 이로 인해, 경질 조직이 연화되어, 880㎫ 이상의 강도를 확보할 수 없다.

강 번호 J-1은 880㎫ 이상의 강도와 우수한 연성을 확보 가능하지만, C의 함유량이 0.095％ 초과로 되므로, 연성비가 0.5 미만으로 되어, 용접성이 떨어진다. 또한, Cr, Ti, B를 포함하지 않으므로, 페라이트 미세화 효과에 의한 구멍 확장성 향상 효과도 얻어지지 않아, 구멍 확장성이 떨어진다.

강 번호 K-1은 Cr, Ti, B를 복합으로 포함하므로, 양호한 용접성, 연성, 구멍 확장성이 확보 가능하지만, C의 함유량이 0.05％ 미만으로 낮아, 충분한 양의 경질 조직 분율을 확보할 수 없으므로, 880㎫ 이상의 강도를 확보할 수 없다.

강 번호 L-1은 B를 포함하지 않으므로, 열연판의 조직 제어에 의한 페라이트 미세화나, 어닐링 시의 변태 억제에 의한 미세화의 효과를 얻기 어려우므로, 구멍 확장성이 떨어진다. 또한, 어닐링 시의 냉각 과정에서, 페라이트 변태를 억제하기 어려우므로, 다량의 페라이트가 지나치게 형성되어 버려 880㎫ 이상의 강도 확보를 할 수 없다.

강 번호 M-1은 Cr을 포함하지 않으므로, 마르텐사이트 블록 사이즈 미세화의 효과를 얻기 어려우므로, 마르텐사이트 블록 사이즈가 0.9㎛ 초과로 되어, 880㎫ 이상의 강도를 확보할 수 없고, 또한 구멍 확장성이 떨어진다.

강 번호 N-1은 Si를 포함하지 않으므로, 어닐링 후의 냉각 과정에서 펄라이트가 나오기 쉽거나, 혹은 합금화 처리 시에 시멘타이트 및 펄라이트가 나오기 쉬우므로, 경질 조직 분율이 대폭으로 감소하여, 880㎫ 이상의 강도를 확보할 수 없다.

강 번호 O-1은 Cr, Si, B를 포함하지 않고, 또한 Mn의 함유량이 1.7％ 미만이므로, 페라이트 미세화나 경질 조직의 확보를 행할 수 없어, 880㎫ 이상의 강도 확보를 할 수 없다.

강 번호 Q-1은 N의 함유량이 0.005％ 이상이므로, TS × λ가 낮아 구멍 확장성이 떨어진다.

강 번호 R-1은 Mn의 함유량이 2.6％ 초과이므로, 마르텐사이트 중의 Cr량/폴리고널페라이트 중의 Cr량이 작아, Cr의 마르텐사이트로의 농화가 발생하고 있지 않은 것을 알 수 있었다. 이에 의해, TS × λ가 낮아 구멍 확장성이 떨어진다.

강 번호 A-14, 21, 33, 강 번호 P-1, 2에서는, 일단 마르텐사이트를 형성시킨 후, 가열을 행하고 있으므로, 경질 조직으로서 템퍼링 마르텐사이트를 포함한다. 이로 인해, 동일한 성분을 갖는 페라이트 및 마르텐사이트로 이루어지는 강에 비교하여, 강도가 저하되므로 880㎫의 강도 확보가 어렵거나, 혹은 템퍼링 마르텐사이트 체적률을 증가시킴으로써 저하된 강도를 보충할 필요가 있으므로 용접성의 점에서 떨어진다.

본 발명은 자동차용 구조용 부재, 보강용 부재, 주변용 부재에 적합한 인장 최대 강도 880㎫ 이상이고, 양호한 용접성, 연성, 구멍 확장성을 동시에 구비하는 극히 성형성이 우수한 강판을 저렴하게 제공하는 것이고, 이 강판은, 예를 들어 자동차용 구조 부재나, 보강용 부재, 주변용 부재 등에 사용하는 데 적합하므로, 자동차의 경량화에 크게 공헌하는 것을 기대할 수 있어, 산업상의 효과는 극히 높다.

Claims (10)

1. 질량％로,
   C : 0.05％ 이상, 0.095％ 이하,
   Cr : 0.15％ 이상, 2.0％ 이하,
   B : 0.0003％ 이상, 0.01％ 이하,
   Si : 0.3％ 이상, 2.0％ 이하,
   Mn : 1.7％ 이상, 2.6％ 이하,
   Ti : 0.005％ 이상, 0.14％ 이하,
   P : 0.03％ 이하,
   S : 0.01％ 이하,
   Al : 0.1％ 이하,
   N : 0.005％ 미만 및
   O : 0.0005％ 이상, 0.005％ 이하를 함유하고,
   잔량부로서 철 및 불가피적 불순물을 포함하고,
   강판 조직이, 주로 결정 입경이 4㎛ 이하인 폴리고널페라이트와, 베이나이트 및 마르텐사이트의 경질 조직을 갖고,
   상기 폴리고널페라이트의 체적 분율이 50％ 이상 90％ 이하이고, 상기 경질 조직의 체적 분율이 50％ 미만이고, 상기 베이나이트의 체적 분율이 20％ 미만이고,
   상기 마르텐사이트의 블록 사이즈가 0.9㎛ 이하이고, 상기 블록 사이즈는, 상기 마르텐사이트에 있어서, 동일 방위를 갖는 미세한 라스의 집합체인 블록의 길이 방향에 수직인 방향의 길이이고,
   상기 마르텐사이트 중의 Cr 함유량이, 상기 폴리고널페라이트 중의 Cr 함유량의 1.1 내지 1.5배의 양이고,
   인장 강도가 880㎫ 이상인 것을 특징으로 하는, 성형성과 용접성이 우수한 고강도 냉연 강판.
2. 제1항에 있어서, 강 중에 Nb가 포함되지 않고, 또한 강판 조직이 밴드 형상 조직을 갖고 있지 않은 것을 특징으로 하는, 성형성과 용접성이 우수한 고강도 냉연 강판.
3. 제1항에 있어서, 강 중에 질량％로,
   Ni : 0.05％ 미만,
   Cu : 0.05％ 미만 및
   W : 0.05％ 미만
   중으로부터 선택되는 적어도 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 성형성과 용접성이 우수한 고강도 냉연 강판.
4. 제1항에 있어서, 강 중에 질량％로,
   V : 0.01％ 이상, 0.14％ 이하를 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 성형성과 용접성이 우수한 고강도 냉연 강판.
5. 제1항에 기재된 고강도 냉연 강판과, 상기 고강도 냉연 강판의 표면에 실시된 용융 아연 도금을 갖는 것을 특징으로 하는, 성형성과 용접성이 우수한 고강도 아연 도금 강판.
6. 제1항에 기재된 고강도 냉연 강판과, 상기 고강도 냉연 강판의 표면에 실시된 합금화 용융 아연 도금을 갖는 것을 특징으로 하는, 성형성과 용접성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판.
7. 제1항에 기재된 강 중의 화학 성분으로 이루어지는 주조 슬래브를 직접 1200℃ 이상으로 가열하거나 또는 일단 냉각한 후 1200℃ 이상으로 가열하는 공정과,
   상기 가열된 주조 슬래브에 압하율이 70％ 이상으로 되는 열간 압연을 실시하여 조압연판으로 하는 공정과,
   상기 조압연판을 950 내지 1080℃의 온도 영역에서 6초 이상 유지하고, 또한 압하율이 85％ 이상이고 마무리 온도가 820 내지 950℃로 되는 열간 압연을 상기 조압연판에 실시하여 열연판으로 하는 공정과,
   상기 열연판을 630 내지 400℃의 온도 영역에서 권취하는 공정과,
   상기 열연판을 산세 후, 압하율이 40 내지 70％로 되는 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 하는 공정과,
   상기 냉연판을 연속 어닐링 라인에 통판하는 공정을 갖고,
   상기 냉연판을 연속 어닐링 라인에 통판하는 공정에서는, 상기 냉연판을 7℃/초 이하의 승온 속도로 승온하여, 550℃ 이상, Ac1 변태점 온도 이하의 온도로 25 내지 500초간 유지하고, 계속해서 750 내지 860℃로 어닐링하고, 계속해서 620℃의 온도까지 12℃/초 이하의 냉각 속도로 냉각하고, 620 내지 570℃ 사이를 1℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하고, 250 내지 100℃ 사이를 5℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는, 성형성과 용접성이 우수한 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
8. 제1항에 기재된 강 중의 화학 성분으로 이루어지는 주조 슬래브를 직접 1200℃ 이상으로 가열하거나 또는 일단 냉각한 후 1200℃ 이상으로 가열하는 공정과,
   상기 가열된 주조 슬래브에 압하율이 70％ 이상으로 되는 열간 압연을 실시하여 조압연판으로 하는 공정과,
   상기 조압연판을 950 내지 1080℃의 온도 영역에서 6초 이상 유지하고, 또한 압하율이 85％ 이상이고 마무리 온도가 820 내지 950℃로 되는 열간 압연을 상기 조압연판에 실시하여 열연판으로 하는 공정과,
   상기 열연판을 630 내지 400℃의 온도 영역에서 권취하는 공정과,
   상기 열연판을 산세 후, 압하율이 40 내지 70％로 되는 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 하는 공정과,
   상기 냉연판을 연속 용융 아연 도금 라인에 통판하는 공정을 갖고,
   상기 냉연판을 연속 용융 아연 도금 라인에 통판하는 공정에서는, 상기 냉연판을 7℃/초 이하의 승온 속도로 승온하고, 550℃ 이상, Ac1 변태점 온도 이하의 온도로 25 내지 500초간 유지하고, 계속해서 750 내지 860℃로 어닐링하고, 계속해서, 어닐링 시의 최고 가열 온도로부터 620℃의 온도까지 12℃/초 이하의 냉각 속도로 냉각하여, 620 내지 570℃ 사이를 1℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하여, 아연 도금욕에 침지하고, 계속해서 250 내지 100℃ 사이를 5℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는, 성형성과 용접성이 우수한 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.
9. 제7항에 기재된 방법에 의해 제조된 냉연 강판에, 아연계의 전기 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는, 성형성과 용접성이 우수한 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.
10. 제1항에 기재되는 강 중의 화학 성분으로 이루어지는 주조 슬래브를 직접 1200℃ 이상으로 가열하거나 또는 일단 냉각한 후 1200℃ 이상으로 가열하는 공정과,
    상기 가열된 주조 슬래브에 압하율이 70％ 이상으로 되는 열간 압연을 실시하여 조압연판으로 하는 공정과,
    상기 조압연판을 950 내지 1080℃의 온도 영역에서 6초 이상 유지하고, 또한 압하율이 85％ 이상이고 마무리 온도가 820 내지 950℃로 되는 열간 압연을 상기 조압연판에 실시하여 열연판으로 하는 공정과,
    상기 열연판을 630 내지 400℃의 온도 영역에서 권취하는 공정과,
    상기 열연판을 산세 후, 압하율이 40 내지 70％로 되는 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 하는 공정과,
    상기 냉연판을 연속 용융 아연 도금 라인에 통판하는 공정을 갖고,
    상기 냉연판을 연속 용융 아연 도금 라인에 통판하는 공정에서는, 상기 냉연판을 7℃/초 이하의 승온 속도로 승온하여, 550℃ 이상, Ac1 변태점 온도 이하의 온도로 25 내지 500초간 유지하고, 계속해서 750 내지 860℃로 어닐링하고, 계속해서, 어닐링 시의 최고 가열 온도로부터 620℃의 온도까지 12℃/초 이하의 냉각 속도로 냉각하고, 620 내지 570℃ 사이를 1℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하고, 아연 도금욕에 침지하고, 460℃ 이상의 온도로 합금화 처리를 실시하고, 계속해서 250 내지 100℃ 사이를 5℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는, 성형성과 용접성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

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