KR101329840B1

KR101329840B1 - 연성과 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판, 고강도 아연 도금 강판 및 이들의 제조 방법

Info

Publication number: KR101329840B1
Application number: KR1020137006419A
Authority: KR
Inventors: 히로유키 가와타; 나오키 마루야마; 아키노부 무라사토; 나오키 요시나가; 치사토 와카바야시; 노리유키 스즈키
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2010-09-16
Filing date: 2011-09-16
Publication date: 2013-11-14
Also published as: BR112013006143A2; JP5021108B2; EP2617849A4; EP2617849A1; BR112013006143B1; US20130167980A1; EP3034644A1; CA2811189A1; ES2617477T3; PL3034644T3; CA2811189C; CN103097566A; CN103097566B; KR20130032917A; US9139885B2; EP3034644B1; ES2711891T3; JPWO2012036269A1; MX339219B; MX2013002906A

Abstract

이 고강도 강판은, 질량%로, C: 0.05 내지 0.4%, Si: 0.1 내지 2.5%, Mn: 1.0 내지 3.5%, P: 0.001 내지 0.03%, S: 0.0001 내지 0.01%, Al: 0.001 내지 2.5%, N: 0.0001 내지 0.01%, O: 0.0001 내지 0.008%를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강이며, 강판 조직이, 체적 분율로 10 내지 50%의 페라이트 상과, 10 내지 50%의 템퍼링 마르텐사이트 상과, 잔량부 경질상으로 이루어지고, 강판의 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에서, 98% 경도가 2% 경도의 1.5배 이상이며, 2% 경도와 98% 경도의 사이에서의 경도 분포의 첨도(K*)가 -1.2 이상, -0.4 이하고, 강판 조직에서의 평균 결정립 직경이 10㎛ 이하다.

Description

연성과 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판, 고강도 아연 도금 강판 및 이들의 제조 방법{HIGH-STRENGTH STEEL SHEET WITH EXCELLENT DUCTILITY AND STRETCH FLANGEABILITY, HIGH-STRENGTH GALVANIZED STEEL SHEET, AND METHOD FOR PRODUCING BOTH}

본 발명은 연성과 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판, 고강도 아연 도금 강판 및 이들의 제조 방법에 관한 것이다.

본원은, 2010년 9월 16일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2010-208329호 및 일본 특허 출원 제2010-208330호에 기초해 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

최근 들어, 자동차 등에 사용되는 강판의 고강도화에 대한 요구가 높아져 가고 있어, 인장 최대 응력 900MPa 이상의 고강도 냉연 강판도 사용되게 되었다.

통상, 강판의 강도를 향상시키면, 연성이나 신장 플랜지성이 저하되어, 가공성이 열화된다. 그러나, 최근 들어, 고강도 강판에서도 충분한 가공성을 가질 것이 요구되고 있다.

종래의 고강도 강판의 연성이나 신장 플랜지성을 향상시키는 기술로서, 질량%로, C: 0.05 내지 0.20%, Si: 0.3 내지 1.8%, Mn: 1.0 내지 3.0%, S: 0.005% 이하를 포함하고, 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과, 페라이트, 템퍼링 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 및 저온 변태 상으로 이루어지는 복합 조직을 갖고, 또한, 상기 페라이트를 체적률로 30% 이상, 상기 템퍼링 마르텐사이트를 체적률로 20% 이상, 상기 잔류 오스테나이트를 체적률로 2% 이상 포함하고, 또한, 상기 페라이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정립 직경이 10㎛ 이하인 연성 및 신장 플랜지성이 우수한 고장력 용융 아연 도금 강판을 들 수 있다(예를 들어, 특허문헌 1 참조).

또한, 종래의 고강도 강판의 가공성을 향상시키는 기술로는, C, Si, Mn, P, S, Al 및 N량을 조정하고, 필요에 의해 또한 Ti, Nb, V, B, Cr, Mo, Cu, Ni, Ca의 1종 이상을 포함하는 강판의 금속 조직으로서, 페라이트를 3% 이상, 탄화물을 포함하는 베이나이트 및 탄화물을 포함하는 마르텐사이트를 총 40% 이상 포함하고, 또한 상기 페라이트와 베이나이트 및 마르텐사이트의 합계량이 60% 이상이고, 또한 입자 내에 시멘타이트 또는 마트렌사이트 또는 잔류 오스테나이트를 가지고 있는 페라이트 입자의 수가 총 페라이트의 수의 30% 이상인 조직을 갖는 인장 강도 780MPa 이상을 나타내는 고장력 냉연 강판이 있다(예를 들어, 특허문헌 2 참조).

또한, 종래의 고강도 강판의 신장 플랜지성을 향상시키는 기술로서, 강판 내의 경질 부위와 연질 부위의 경도차를 작게 한 강판을 들 수 있다. 예를 들어, 특허문헌 3은 강판 내부의 경도의 표준 편차를 작게 하여, 강판 전역에서 동등한 경도를 갖게 한 것이다. 특허문헌 4는 경질 부위의 경도를 열처리로 저하시켜, 연질부와의 경도차를 작게 한 것이다. 특허문헌 5는 경질 부위를 비교적 연질인 베이나이트로 함으로써 연질부와의 경도차를 작게 한 것이다.

또한, 종래의 고강도 강판의 신장 플랜지성을 향상시키는 기술로서, 면적률로 40 내지 70%의 템퍼링 마르텐사이트와 잔량부가 페라이트로 이루어지는 조직을 갖는 강판에 있어서, 강판의 두께 방향 단면에서의 Mn 농도의 상한값과 하한값의 비를 작게 한 강판을 들 수 있다(예를 들어, 특허문헌 6 참조).

일본 특허 공개 제2001-192768호 공보 일본 특허 공개 제2004-68050호 공보 일본 특허 공개 제2008-266778호 공보 일본 특허 공개 제2007-302918호 공보 일본 특허 공개 제2004-263270호 공보 일본 특허 공개 제2010-65307호 공보

그러나, 종래의 기술에서는, 인장 최대 강도 900MPa 이상의 고강도 강판에서의 가공성이 불충분해서, 연성이나 신장 플랜지성을 보다 한층 향상시켜, 보다 가공성을 향상시킬 것이 요망되고 있었다.

본 발명은 이러한 사정을 감안하여 이루어진 것으로, 인장 최대 강도 900MPa 이상의 고강도를 확보하면서, 우수한 연성과 신장 플랜지성을 얻을 수 있는 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 과제로 하는 것이다.

본 발명자는, 상기 과제를 해결하기 위해 예의 검토를 행하였다. 그 결과, 강판 내부의 마이크로적인 Mn 분포를 크게 함으로써, 경도차가 크고, 경도 분포의 편차를 제한하여, 평균 결정립 직경이 충분히 작은 강판으로 함으로써, 인장 최대 강도 900MPa 이상의 고강도를 확보하면서, 연성과 신장 플랜지성(구멍 확장성)을 크게 향상시킬 수 있음을 알아냈다.

[1] 질량%로,

C: 0.05 내지 0.4%,

Si: 0.1 내지 2.5%,

Mn: 1.0 내지 3.5%,

P: 0.001 내지 0.03%,

S: 0.0001 내지 0.01%,

Al: 0.001 내지 2.5%,

N: 0.0001 내지 0.01%,

O: 0.0001 내지 0.008%,

를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강이며,

강판 조직이, 체적 분율로 10 내지 50%의 페라이트 상과, 10 내지 50%의 템퍼링 마르텐사이트 상과, 잔량부 경질상으로 이루어지고,

강판의 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에서, 직경 1㎛ 이하의 측정 영역을 복수 설정하고, 상기 복수의 측정 영역에서의 경도의 측정값을 작은 순서대로 배열하여 경도 분포를 얻음과 함께, 경도의 측정값의 전체 수에 0.02를 곱한 수이며 상기 수가 소수를 포함하는 경우에는, 이것을 올림해서 얻은 정수 N0.02를 구하여, 최소 경도의 측정값에서부터 N0.02번째로 큰 측정값의 경도를 2% 경도로 하고, 또한, 경도의 측정값의 전체 수에 0.98을 곱한 수이며 상기 수가 소수를 포함하는 경우에는, 이것을 내림해서 얻은 정수 N0.98을 구하여, 최소 경도의 측정값에서부터 N0.98번째로 큰 측정값의 경도를 98% 경도로 했을 때, 상기 98% 경도가 상기 2% 경도의 1.5배 이상이며, 상기 2% 경도와 상기 98% 경도의 사이에서의 상기 경도 분포의 첨도(K*)가 -1.2 이상, -0.4 이하고, 상기 강판 조직에서의 평균 결정립 직경이 10㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 연성과 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판.

[2] 강판의 1/8 두께 내지 3/8 두께에서의 지철 중의 Mn 농도의 최대값과 최소값의 차가 질량%로 환산하여 0.4% 이상 3.5% 이하인 것을 특징으로 하는 [1]에 기재된 연성과 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판.

[3] 상기 2% 경도에서부터 98% 경도까지의 구간을 10 등분하여 10개의 1/10 구간을 설정했을 때, 각 1/10 구간에서의 경도의 측정값의 수가, 전체 측정값의 수의 2 내지 30%의 범위에 있는 것을 특징으로 하는 [1] 또는 [2]에 기재된 연성과 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판.

[4] 상기 경질 상이, 체적 분율로 10 내지 45%의 베이니틱 페라이트 상 또는 베이나이트 상 중 어느 한쪽 또는 모두와, 10% 이하의 프레쉬 마르텐사이트 상인 것을 특징으로 하는 [1] 내지 [3] 중 어느 한 항에 기재된 연성과 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판.

[5] 강판 조직으로서, 또한, 2 내지 25%의 잔류 오스테나이트 상을 함유하는 것을 특징으로 하는 [1] 내지 [4] 중 어느 한 항에 기재된 연성과 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판.

[6] 또한, 질량%로,

Ti: 0.005 내지 0.09%,

Nb: 0.005 내지 0.09%의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 [1] 내지 [5] 중 어느 한 항에 기재된 연성과 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판.

[7] 또한, 질량%로,

B: 0.0001 내지 0.01%,

Cr: 0.01 내지 2.0%,

Ni: 0.01 내지 2.0%,

Cu: 0.01 내지 2.0%,

Mo: 0.01 내지 0.8%의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 [1] 내지 [6] 중 어느 한 항에 기재된 연성과 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판.

[8] 또한, 질량%로,

V: 0.005 내지 0.09% 함유하는 것을 특징으로 하는 [1] 내지 [7] 중 어느 한 항에 기재된 연성과 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판.

[9] 또한, 질량%로,

Ca, Ce, Mg, REM의 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0001 내지 0.5% 함유하는 것을 특징으로 하는 [1] 내지 [8] 중 어느 한 항에 기재된 연성과 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판.

[10] [1] 내지 [9] 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판의 표면에 아연 도금층이 형성되어 이루어지는 것을 특징으로 하는 연성과 신장 플랜지성이 우수한 고강도 아연 도금 강판.

[11] [1] 또는 [6] 내지 [9] 중 어느 한 항에 기재된 화학 성분을 갖는 슬래브를, 직접 또는 일단 냉각한 후 1050℃ 이상으로 가열하고, 800℃ 또는 Ar3 변태점 중 높은 온도 이상에서 열간 압연하고, 압연 후의 압연재의 조직 중의 오스테나이트 상이 50체적% 이상이 되도록 750℃ 이하의 온도 영역에서 권취하는 열간 압연 공정과,

상기 열간 압연 후의 강판을, 하기 수학식1을 만족하면서 권취 온도에서부터 (권취 온도-100)℃까지를 20℃/시 이하의 속도로 냉각하는 냉각 공정과,

상기 냉각 후의 강판을 연속 어닐링하는 공정을 구비하고,

상기 연속 어닐링하는 공정은,

상기 강판을 최고 가열 온도 750 내지 1000℃에서 어닐링하고,

계속해서, 상기 최고 가열 온도에서부터 페라이트 변태 온도 영역 이하까지 냉각함과 함께 페라이트 변태 온도 영역에서 20 내지 1000초 정류시키는 제1차 냉각을 행하고,

계속해서, 베이나이트 변태 온도 영역에서의 냉각 속도를 평균 10℃/초 이상으로 해서 냉각하여, 마르텐사이트 변태 개시 온도 이하, 마르텐사이트 변태 개시 온도-120℃ 이상의 범위에서 정지하는 제2차 냉각을 행하고,

계속해서, 제2차 냉각 후의 강판을, 마르텐사이트 변태 개시 온도 이하, 제2 냉각 정지 온도 이상의 범위에서 2초 내지 1000초 정류하고,

계속해서, 베이나이트 변태 온도 영역에서의 승온 속도를 평균 10℃/sec 이상으로 해서, 베이나이트 변태 개시 온도-100℃ 이상의 재가열 정지 온도로 재가열하고,

계속해서, 상기 재가열 후의 강판을, 상기 재가열 정지 온도에서부터 베이나이트 변태 온도 영역 미만까지 냉각함과 함께 베이나이트 변태 온도 영역에서 30초 이상 정류시키는 제3 냉각을 행하는

공정인 것을 특징으로 하는 연성과 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.

[단, 수학식1에서, t(T)는 상기 권취 후의 냉각 공정에서의 온도 T℃에서의 강판의 체류 시간(초)이다.]

[12] 상기 열간 압연 후의 권취 온도를 Bs점 이상 750℃ 이하로 하는 것을 특징으로 하는 [11]에 기재된 연성과 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.

[13] 상기 냉각 공정과 상기 연속 어닐링 공정의 사이에, 산 세정하고나서 압하율 35 내지 80%의 압하율로 냉연하는 냉연 공정을 구비한 것을 특징으로 하는 [11] 또는 [12]에 기재된 연성과 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.

[14] 상기 제2차 냉각에서의 베이나이트 변태 온도 영역에 정류하는 시간과, 상기 재가열에서의 베이나이트 변태 영역에 정류하는 시간의 합계가, 25초 이하인 것을 특징으로 하는 [11] 내지 [13] 중 어느 한 항에 기재된 연성과 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.

[15] [11] 내지 [14] 중 어느 한 항에 기재된 제조 방법으로 고강도 강판을 제조할 때의 상기 재가열에 있어서, 상기 강판을 아연 도금 욕에 침지하는 것을 특징으로 하는 연성과 신장 플랜지성이 우수한 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.

[16] [11] 내지 [14] 중 어느 한 항에 기재된 제조 방법으로 고강도 강판을 제조할 때의 상기 제3차 냉각의 베이나이트 변태 온도 영역에서, 상기 강판을 아연 도금 욕에 침지하는 것을 특징으로 하는 연성과 신장 플랜지성이 우수한 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.

[17] [11] 내지 [14] 중 어느 한 항에 기재된 제조 방법으로 고강도 강판을 제조한 후, 아연 전기 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.

[18] [11] 내지 [14] 중 어느 한 항에 기재된 제조 방법으로 고강도 강판을 제조한 후, 용융 아연 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.

본 발명의 고강도 강판은, 소정의 화학 성분을 갖고, 강판의 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에서, 직경 1㎛ 이하의 측정 영역을 복수 설정하고, 상기 복수의 측정 영역에서의 경도의 측정값을 작은 순서대로 배열하여 경도 분포를 얻음과 함께, 경도의 측정값의 전체 수에 0.02를 곱한 수이며 상기 수가 소수를 포함하는 경우에는, 이것을 올림해서 얻은 정수 N0.02를 구하여, 최소 경도의 측정값에서부터 N0.02번째로 큰 측정값의 경도를 2% 경도로 하고, 또한, 경도의 측정값의 전체 수에 0.98을 곱한 수이며 상기 수가 소수를 포함하는 경우에는, 이것을 내림해서 얻은 정수 N0.98을 구하여, 최소 경도의 측정값에서부터 N0.98번째로 큰 측정값의 경도를 98% 경도로 했을 때, 상기 98% 경도가 상기 2% 경도의 1.5배 이상이며, 상기 2% 경도와 상기 98% 경도의 사이에서의 상기 경도 분포의 첨도(K*)가 -0.40 이하고, 강판 조직에서의 평균 결정립 직경이 10㎛ 이하이므로, 인장 강도 900MPa 이상의 고강도를 확보하면서, 연성과 신장 플랜지성이 우수한 강판이 된다.

또한, 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법에서는, 소정의 화학 성분을 갖는 슬래브를 열연 코일로 하는 공정이, 열간 압연 후의 강판을 750℃에서 코일에 권취하고, 권취 온도에서부터 (권취 온도-100)℃까지를 상기 수학식1을 만족하면서 냉각 속도를 20℃/시 이하로 냉각함으로써, 강판 내부의 마이크로적인 Mn 분포가 커진다.

그리고, Mn 분포를 크게 한 강판을 연속 어닐링하는 공정이, 최고 가열 온도 750 내지 1000℃에서 어닐링하는 가열 공정과, 최고 가열 온도에서부터 페라이트 변태 온도 영역 이하까지 강판을 냉각하는 공정이며, 페라이트 변태 온도 영역에서 20 내지 1000초 정류시키는 제1 냉각 공정과, 제1 냉각 공정 후의 강판을, 베이나이트 변태 온도 영역에서의 냉각 속도를 평균 10℃/초 이상으로 해서 냉각하고, 마르텐사이트 변태 개시 온도 이하, 마르텐사이트 변태 개시 온도-120℃ 이상의 범위에서 정지하는 제2 냉각 공정과, 제2 냉각 공정 후의 강판을, Ms점 이하, 제2 냉각 정지 온도 이상의 범위에서 2초 내지 1000초 정류시키는 정류 공정과, 정류 공정 후의 강판을, 베이나이트 변태 온도 영역에서의 승온 속도를 평균 10℃/초 이상으로 해서, 베이나이트 변태 개시 온도-80℃ 이상의 재가열 정지 온도로 재가열하는 재가열 공정과, 재가열 공정 후의 강판을, 재가열 정지 온도에서부터 베이나이트 변태 온도 영역 미만까지 냉각하는 공정이며, 베이나이트 변태 온도 영역에서 30초 이상 정류시키는 제3 냉각 공정으로 구성되므로, 강판 조직이 제어되고, 강판 내부의 경도차가 크고, 평균 결정립 직경이 충분히 작은 것이 되어, 인장 최대 강도 900MPa 이상의 고강도를 확보할 수 있고, 또한, 우수한 연성과 신장 플랜지성(구멍 확장성)을 갖는 가공성이 우수한 고강도 냉연 강판을 얻을 수 있다.

또한, 아연 도금층을 형성하는 공정을 추가함으로써, 인장 최대 강도 900MPa 이상의 고강도를 확보할 수 있고, 또한, 우수한 연성과 신장 플랜지성(구멍 확장성)을 갖는 가공성이 우수한 고강도 아연 도금 강판을 얻을 수 있다.

도 1은, 본 발명의 고강도 강판의 일례에 대해서, 경도의 측정값의 최대값과 최소값의 차를 100%로 해서 각 측정값을 환산하여, 복수의 계급으로 구분해서 이루어지는 경도와, 각 계급에서의 측정값의 수의 관계를 나타낸 그래프이다.
도 2는, 본 발명의 고강도 강판의 경도 분포와 정규 분포를 비교하는 도이다.
도 3은, 지철 중의 Mn 농도의 최대값과 최소값의 차가 비교적 큰 경우의 변태율과 변태 처리의 경과 시간의 관계를 모식적으로 도시한 그래프이다.
도 4는, 지철 중의 Mn 농도의 최대값과 최소값의 차가 비교적 작은 경우의 변태율과 변태 처리의 경과 시간의 관계를 모식적으로 도시한 그래프이다.
도 5는, 연속 어닐링 라인을 통판시킬 때의 냉연 강판의 온도 이력을 설명하기 위한 그래프이며, 냉연 강판의 온도와 시간의 관계를 나타낸 그래프이다.

본 발명의 고강도 강판은, 소정의 화학 성분을 갖고, 강판 조직에서의 평균 결정립 직경이 10㎛ 이하고, 강판의 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에서 직경 1㎛ 이하의 측정 영역을 복수 설정하고, 복수의 측정 영역에서의 경도의 측정값을 작은 순서대로 배열하여 경도 분포를 얻었을 때에, 그 경도 분포에서의 98% 경도가 2% 경도의 1.5배 이상이며, 2% 경도와 98% 경도의 사이에서의 경도 분포의 첨도(K*)가 -0.40 이하인 강판이다. 본 발명의 고강도 강판의 경도 분포의 일례를 도 1에 도시하고 있다.

(경도의 규정)

이하, 경도의 규정에 대하여 설명하는데, 우선, 2% 경도 및 98% 경도에 대하여 설명한다. 강판의 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위로 설정된 복수의 측정 영역에서 경도의 측정값을 구하여, 경도의 측정값의 전체 개수에 0.02를 곱한 수이며 상기 수가 소수를 포함하는 경우에는, 이것을 올림해서 얻은 정수 N0.02를 구한다. 또한, 경도의 측정값의 전체 개수에 0.98을 곱한 수이며 상기 수가 소수를 포함하는 경우에는, 이것을 내림해서 얻은 정수 N0.98을 구한다. 그리고, 복수의 측정 영역에서의 최소 경도의 측정값에서부터 N0.02번째로 큰 측정값의 경도를 2% 경도로 한다. 또한, 복수의 측정 영역에서의 최소 경도의 측정값에서부터 N0.98번째로 큰 측정값의 경도를 98% 경도로 한다. 그리고, 본 발명의 고강도 강판에서는, 98% 경도가 2% 경도의 1.5배 이상이며, 2% 경도와 98% 경도의 사이에서의 상기 경도 분포의 첨도(K*)가 -0.40 이하인 것이 바람직하다.

복수의 측정 영역을 설정할 때에 그 측정 영역의 크기를 직경 1㎛ 이하로 한정하는 이유는, 페라이트 상, 베이나이트 상, 마르텐사이트 상 등의 강판 조직에 기인하는 경도의 편차를 정확하게 평가하기 위해서이다. 본 발명의 고강도 강판은, 강판 조직에서의 평균 결정립 직경이 10㎛ 이하이기 때문에, 강판 조직에 기인하는 경도의 편차를 정확하게 평가하기 위해서는, 평균 결정립 직경보다 좁은 측정 영역에서 경도의 측정값을 얻을 필요가 있으며, 구체적으로는 직경이 1㎛ 이하의 영역을 측정 영역으로 할 필요가 있다. 통상의 비커스 시험기를 사용하여 경도를 측정했을 경우에는, 압흔 크기가 너무 커서, 조직에 기인하는 경도의 편차를 정확하게 평가할 수 없다.

따라서, 본 발명에서의 "경도의 측정값"이란, 이하에 나타내는 방법에 의해 측정한 것을 의미한다. 즉, 본 발명의 고강도 강판에서는, 베르코비치 타입의 3각뿔 압자를 구비한 다이내믹 미소 경도계를 사용하여, 압입 깊이 측정법으로, 압입 하중 1g중으로 경도를 측정함으로써 얻어지는 측정값을 사용한다. 경도의 측정 위치는, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면에서의 판 두께의 1/4을 중심으로 1/8 내지 3/8의 범위로 한다. 또한, 경도의 측정값의 전체 수는 100 내지 10000의 범위로 하고, 바람직하게는 1000 이상으로 한다. 이와 같이 하여 측정했을 경우의 압흔 크기는, 압흔의 형상이 원형으로 된다고 가정한 경우에 그 직경이 1㎛ 이하가 된다. 압흔의 형상이 원형 이외의 직사각형이나 삼각형으로 되는 경우에는, 압흔 형상의 길이 방향의 치수가 1㎛ 이하이면 된다.

또한, 본 발명에서의 "평균 결정립 직경"이란, 이하에 나타내는 방법에 의해 측정한 것을 의미한다. 즉, 본 발명의 고강도 강판에서는, EBSD(Electric Back Scattering Diffraction)법을 사용하여 측정된 결정립 직경을 사용하는 것이 바람직하다. 결정립 직경의 관찰 면은, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면에서의 판 두께의 1/4을 중심으로 1/8 내지 3/8의 범위로 한다. 그리고, 관찰 면의, bcc 결정 방위에 인접하는 측정점 간의 결정 방위차가 15도 이상이 되는 경계선을 결정립계라고 간주하여 얻어진, 결정립계 맵에 대해 절단법을 적용함으로써 평균 결정립 직경을 산출하는 것이 바람직하다.

연성이 우수한 강판을 얻기 위해서는, 강판 조직으로서 페라이트로 대표되는 연성이 우수한 조직을 활용하는 것이 중요하다. 그러나, 연성이 우수한 조직은 연질이다. 따라서, 충분한 강도를 확보하면서 높은 연성을 갖는 강판을 얻기 위해서는, 강판 조직을 연질인 조직과 마르텐사이트로 대표되는 경질인 조직을 포함하는 것으로 할 필요가 있다.

연질인 조직과 경질인 조직 모두를 포함하는 강판 조직을 갖는 강판에서는, 연질부와 경질부의 경도차가 클수록, 변형에 수반해서 발생하는 왜곡이 연질부에 축적되기 쉬워지고, 경질부에 분배되기 어려워지기 때문에, 연성이 향상된다.

본 발명의 고강도 강판은, 98% 경도가 2% 경도의 1.5배 이상이므로, 연질부와 경질부의 경도차가 충분히 큰 것으로 되어, 이에 의해 충분히 높은 연성을 얻을 수 있다. 보다 한층 높은 연성을 얻기 위해서는, 98% 경도를 2% 경도의 3.0배 이상으로 하는 것이 바람직하고, 3.0배 초과로 하는 것이 보다 바람직하고, 3.1배 이상이 더욱 좋고, 4.0배 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하고, 4.2배 이상이 더욱 좋다. 98%의 경도의 측정값이 2%의 경도의 측정값의 1.5배 미만인 경우에는, 연질부와 경질부의 경도차가 충분히 큰 것으로 되지 않기 때문에, 연성이 불충분해진다. 또한, 98%의 경도의 측정값이 2%의 경도의 측정값의 4.2배 이상이면, 연질부와 경질부의 경도차가 충분히 커켜서, 연성과 구멍 확장성 모두가 더욱 향상하므로 바람직하다.

상술한 바와 같이, 연질부와 경질부의 경도차는, 연성의 관점에서는 클수록 바람직하다. 그러나, 경도차가 큰 영역끼리 접해 있으면, 그 경계 부분에 강판의 변형에 수반하는 왜곡의 갭이 발생하여, 마이크로적인 깨짐이 발생하기 쉬워진다. 마이크로적인 깨짐은, 균열의 기점이 되기 때문에, 신장 플랜지성을 열화시킨다. 이러한 연질부와 경질부의 경도차가 큰 것에 기인하는 신장 플랜지성의 열화를 억제하기 위해서는, 경도차가 큰 영역끼리 접하는 경계를 저감시키는 동시에, 경도차가 큰 영역끼리 접하는 경계의 길이를 짧게 하는 것이 효과적이다.

본 발명의 고강도 강판은, EBSD법으로 측정한 평균 결정립 직경이 10㎛ 이하이므로, 강판 중에서 경도차가 큰 영역끼리 접하는 경계가 짧아져, 연질부와 경질부의 경도차가 큰 것에 기인하는 신장 플랜지성의 열화가 억제되어, 우수한 신장 플랜지성이 얻어진다. 보다 한층 우수한 신장 플랜지성을 얻기 위해서는, 평균 결정립 직경은 8㎛ 이하로 하는 것이 바람직하고, 5㎛로 하는 것이 보다 바람직하다. 평균 결정립 직경이 10㎛를 초과하면, 강판 중에서의 경도차가 큰 영역끼리 접하는 경계를 짧게 하는 효과가 불충분해져서, 신장 플랜지성의 열화를 충분히 억제할 수 없다.

또한, 경도차가 큰 영역끼리 접하는 경계를 저감시키기 위해서는, 강판 조직을 미세하게 분산된 다양한 경도를 갖는 조직으로 이루어지는 것으로 하여, 강판 중에서의 경도의 분포의 편차가 작은 것으로 하면 된다.

본 발명의 고강도 강판은, 경도 분포의 첨도(K*)를 -0.40 이하로 함으로써, 강판 중에서의 경도의 분포의 편차가 작아져, 경도차가 큰 영역끼리 접하는 경계가 적은 것으로 되어, 우수한 신장 플랜지성을 얻을 수 있다. 보다 한층 우수한 신장 플랜지성을 얻기 위해서는, 첨도(K*)는 -0.50 이하인 것이 바람직하고, -0.55 이하인 것이 보다 바람직하다. 첨도(K*)의 하한은, 특별히 한정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, K*를 -1.20 미만으로 하는 것은 경험상 어려우므로, 이것을 하한으로 한다.

또한, 첨도(K*)란, 경도 분포로부터 하기의 수학식2에 의해 구해지는 값이며, 경도 분포를 정규 분포와 비교하여 평가한 수치이다. 첨도가 음의 수가 되는 경우에는 경도 분포 곡선이 상대적으로 평탄한 것을 나타내고, 절대값이 클수록 정규 분포로부터 벗어나는 것을 의미한다.

Hi: 최소 경도의 측정값에서부터 i번째로 큰 측정점의 경도

H*: 최소 경도에서부터 N0.02번째로 큰 측정점에서부터 N0.98번째로 큰 측정점까지의 평균 경도

s*: 최소 경도에서부터 N0.02번째로 큰 측정점에서부터 N0.98번째로 큰 측정점까지의 표준 편차

또한, 첨도(K*)가 -0.40을 초과하는 경우, 강판 조직이 충분히 미세하게 분산된 충분히 다양한 경도를 갖는 조직으로 이루어지는 것이 아니기 때문에, 강판 중에서의 경도의 분포의 편차가 큰 것으로 되어, 경도차가 큰 영역끼리 접하는 경계가 많아, 신장 플랜지성의 열화를 충분히 억제할 수 없게 된다.

이어서, 도 1을 사용하여, 강판 중에서의 경도의 분포의 편차에 대하여 상세하게 설명한다. 도 1은, 본 발명의 고강도 강판의 일례에 대해서, 경도의 측정값의 최대값과 최소값의 차를 100%로 해서 각 측정값을 환산하여, 복수의 계급으로 구분하여 이루어지는 경도와, 각 계급에서의 측정값의 수의 관계를 나타낸 그래프이다. 도 1에 도시하는 그래프에 있어서, 횡축은 경도를 나타내고, 종축은 각 계급에서의 측정값의 수를 나타내고 있다. 또한, 도 1에 도시하는 그래프의 실선은, 각 계급에서의 측정값의 수를 연결시킨 것이다.

본 발명의 고강도 강판에서는, 도 1에 도시하는 그래프에 있어서, 2% 경도에서부터 98% 경도까지의 범위를 10 등분으로 분할하여 이루어지는 각 분할 범위 D 내에서의 측정값의 수가, 모두 전체 측정값의 수의 2% 내지 30%의 범위인 것이 바람직하다.

이러한 고강도 강판에서는, 도 1에 도시하는 그래프에 있어서, 각 계급에서의 측정값의 수를 연결시킨 선이, 급격한 피크나 골이 없는 완만한 곡선이 되어, 강판 중에서의 경도의 분포의 편차가 매우 작은 것으로 된다. 따라서, 이러한 고강도 강판은, 경도차가 큰 영역끼리 접하는 경계가 적어, 우수한 신장 플랜지성을 얻을 수 있는 것이 된다.

또한, 도 1에 도시하는 그래프에 있어서, 10 등분된 분할 범위 D 중, 어느 하나의 측정값의 수가, 전채 측정값의 수의 2% 내지 30%의 범위 밖이면, 각 계급에서의 측정값의 수를 연결시킨 선이, 급격한 피크나 골을 갖는 것으로 되기 쉬워, 강판 중에서의 경도의 분포의 편차가 작은 것에 의한 신장 플랜지성의 향상 효과가 작아진다.

구체적으로는, 예를 들어 10 등분된 분할 범위 D 중, 중앙 부근의 분할 범위 D의 측정값의 수만이 전체 측정값의 수의 30%를 초과하는 경우, 각 계급에서의 측정값의 수를 연결시킨 선이, 중앙 부근의 분할 범위 D에 피크를 갖는 것이 된다.

또한, 중앙 부근의 분할 범위 D의 측정값의 수만이 전체 측정값의 수의 2% 미만인 경우, 각 계급에서의 측정값의 수를 연결한 선이, 중앙 부근의 분할 범위 D에 골을 갖는 것이 되어, 골의 양측에 배치된 상이한 분할 범위 D의 경도를 갖는 경도차가 큰 조직이 많은 것으로 된다.

본 발명의 고강도 강판에 있어서, 신장 플랜지성을 보다 한층 향상시키기 위해서는, 각 분할 범위 D 내에서의 측정값의 수는, 모두 전체 측정값의 수의 25% 이하인 것이 보다 바람직하고, 20% 이하인 것이 더욱 바람직하다. 또한, 신장 플랜지성을 보다 한층 향상시키기 위해서는, 각 분할 범위 D 내에서의 측정값의 수가, 모두 전체 측정값의 수의 4% 이상인 것이 보다 바람직하고, 5% 이상인 것이 더욱 바람직하다.

본 발명에 따른 고강도 강판의 경도 분포에 대해서, 일반적인 정규 분포와 대비하면서 상세하게 설명한다. 정규 분포의 첨도(K*)는 일반적으로 0이라 말해지고 있다. 한편, 본 발명에 따른 강판의 경도 분포의 첨도는 -0.4 이하이기 때문에, 정규 분포와는 다른 분포인 것은 명백하다. 본 발명에 따른 강판의 경도 분포는, 도 2에 도시한 바와 같이, 정규 분포에 비해 평평하게 기슭이 긴 분포로 된다. 본 발명의 고강도 강판은, 이러한 경도 분포를 가지며, 또한, 분포의 양쪽 기슭 부분에 해당하는 98% 경도와 2% 경도의 차가 1.5배 이상으로 매우 크기 때문에, 강판의 조직 중에서의 연질부와 경질부의 경도차가 충분히 커켜서, 높은 연성을 얻을 수 있는 것이다. 즉, 본 발명자는, 경도 분포가 종래와 다른, 첨도가 -0.4 이하로 되는 분포의 경우에는, 98% 경도와 2% 경도의 비가 커지는 것이 구멍 확장성이 개선된다는 것을 알아냈다. 한편, 종래 기술은 조직의 경도비가 작은 것이 구멍 확장성이 좋다고 하고 있다. 종래 기술은, 정규 분포에 가까운 경도 분포를 전제로 한 결과이며, 본 발명에서 제시하고 있는 기술과는 근본적으로 상이한 것이다.

(Mn 분포)

본 발명의 고강도 강판은, 상술한 경도 분포를 얻기 위해서, 강판의 1/8 두께 내지 3/8 두께에서의 지철 중의 Mn 농도의 최대값과 최소값의 차가 질량%로 환산해서 0.40% 이상 3.50% 이하인 것이 바람직하다.

강판의 1/8 두께 내지 3/8 두께에서의 지철 중의 Mn 농도의 최대값과 최소값의 차를 질량%로 환산해서 0.40% 이상으로 규정한 이유는, Mn 농도의 최대값과 최소값의 차가 클수록, 냉연 후의 연속 어닐링시에 상 변태의 진행이 완만해져서, 각 변태 생성물을 원하는 체적 분율로 확실하게 생성시킬 수 있으며, 이에 의해 상술한 경도의 분포를 갖는 고강도 강판이 얻어지기 때문이다. 보다 상세하게는, 페라이트와 같은 비교적 저 경도의 변태 생성물로부터, 마르텐사이트와 같은 비교적 고 경도의 변태 생성물을 밸런스 좋게 생성시킬 수 있으며, 이에 의해, 고강도 강판의 경도 분포에 있어서 뾰족한 피크가 존재하지 않고, 즉 첨도가 작아져서, 도 1에 도시하는 바와 같이 평탄한 경도 분포 곡선이 얻어진다. 또한, 다양한 변태 생성물을 밸런스 좋게 생성시킴으로써 경도 분포의 폭이 넓어지고, 이에 의해, 98% 경도를 2% 경도의 1.5배 이상, 바람직하게는 3.0배 이상, 보다 바람직하게는 3.0배 초과, 나아가 3.1배 이상, 더욱 바람직하게는 4.0배 이상, 나아가 4.2 이상으로 할 수 있다.

예를 들어 페라이트 상의 변태를 예로 들어 설명하면, 페라이트 상의 변태를 발생시키는 열처리 공정 중에서, Mn 농도가 낮은 영역에서는, 오스테나이트로부터 페라이트로의 상 변태의 개시 시기가 비교적 빨라진다. 한편, Mn 농도가 높은 영역에서는, 오스테나이트로부터 페라이트로의 상 변태의 개시 시기가, Mn 농도가 낮은 영역보다 비교적 느려진다. 따라서, 강판 중의 Mn 농도가 불균일하고 농도차가 클수록, 강판 중에서의 오스테나이트로부터 페라이트로의 상 변태가 완만하게 진행된다. 바꾸어 말하면, 페라이트 상의 체적률이 0%에서 예를 들어 50%에 이르기까지의 변태 속도가 느려진다.

이상의 현상은, 페라이트 상뿐만 아니라, 템퍼링 마르텐사이트 상 및 잔량부 경질상에서도 마찬가지이다.

도 3에는, 변태율과 변태 처리의 경과시간과의 관계를 모식적으로 도시하고 있다. 예를 들어, 오스테나이트로부터 페라이트로 상 변태인 경우에는, 변태율은 강판 조직 중의 페라이트의 체적률이며, 변태 처리의 경과 시간은 페라이트 변태를 일으키게 하는 열처리의 경과 시간이다. 도 3에 도시하는 본 발명 예는, Mn 농도의 최대값과 최소값의 차가 비교적 큰 경우이며, 강판 전체의 변태율을 나타내는 곡선의 경사가 작게(변태 속도가 낮게) 되어있다. 한편, 도 4에 도시하는 비교예는, Mn 농도의 최대값과 최소값의 차가 비교적 작은 경우이며, 강판 전체의 변태율을 나타내는 곡선의 경사가 크게(변태 속도가 높게) 되어있다. 이로 인해, 도 3에 도시하는 예에서는, 변태율(체적률)을 y₁ 내지 y₂(%)의 사이로 제어하고자 하는 경우에는, 변태 처리를 x₁ 내지 x₂의 사이에서 종료하면 되지만, 도 4에 도시하는 예에서는, 변태 처리를 x₃ 내지 x₄의 사이에서 종료할 필요가 있어, 처리 시간의 제어가 어려워진다.

Mn 농도의 차가 0.40% 미만에서는, 변태 속도를 충분히 억제할 수 없어, 충분한 효과가 인정되지 않으므로M 이것을 하한으로 한다. Mn 농도의 차는 0.60% 이상인 것이 바람직하고, 0.80% 이상인 것이 더욱 바람직하다. Mn 농도의 차가 클수록, 상 변태의 제어는 용이해지지만, Mn 농도의 차가 3.50%를 초과하기 위해서는, 강판에서의 Mn의 첨가량을 과도하게 높일 필요가 있어, 주조한 슬래브의 깨짐이나 용접성의 열화가 우려되기 때문에, Mn 농도의 차는 3.50% 이하로 하는 것이 바람직하다. 용접성의 관점에서, Mn 농도의 차는 3.40% 이하인 것이 보다 바람직하고, 3.30% 이하인 것이 더욱 바람직하다.

1/8 두께 내지 3/8 두께에서의 Mn의 최대값과 최소값의 차의 결정 방법은 다음과 같다. 우선, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰 면으로 해서 시료를 채취한다. 계속해서, 1/4 두께를 중심으로 하여 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에서 EPMA 분석을 행하고, Mn량을 측정한다. 측정은 프로브 직경을 0.2 내지 1.0㎛로 하고, 1점당의 측정 시간을 10ms 이상으로 해서 행하여, 선 분석 또는 면 분석으로 1000점 이상의 점에서 Mn량을 측정한다.

측정 결과 중, Mn 농도가 첨가 Mn 농도의 3배를 초과하는 점은 Mn 황화물 등의 개재물을 측정한 점이라 생각할 수 있다. 또한, Mn 농도가 첨가 Mn 농도의 1/3배 미만인 점은, Al 산화물 등의 개재물을 측정한 점이라 생각된다. 이들 개재물 중의 Mn 농도는, 지철 중의 상 변태 거동에 거의 영향을 미치지 않기 때문에, 측정 결과로부터 개재물의 측정 결과를 제외한 뒤, Mn 농도의 최대값과 최소값을 각각 구한다. 그리고, 구한 Mn 농도의 최대값과 최소값의 차를 산출한다.

Mn량의 측정 방법은 상기의 방법에 한하지 않는다. 예를 들어 EMA법이나 3차원 아톰 프로브(3D-AP)를 사용한 직접 관찰을 행하여 Mn 농도를 측정해도 된다.

(강판 조직)

또한, 본 발명의 고강도 강판의 강판 조직은, 체적 분율로 10 내지 50%의 페라이트 상과, 10 내지 50%의 템퍼링 마르텐사이트 상과, 잔량부 경질상으로 이루어진다. 또한, 잔량부 경질상에는, 체적 분율로 10 내지 60%의 베이니틱 페라이트 상 또는 베이나이트 상 중 어느 한쪽 또는 양쪽과, 10% 이하의 프레쉬 마르텐사이트 상이 포함된다. 또한, 강판 조직으로서, 2 내지 25%의 잔류 오스테나이트 상을 함유하고 있어도 된다. 본 발명의 고강도 강판이 이러한 강판 조직을 갖는 것인 경우, 강판 내부의 경도차가 보다 한층 크고, 또한, 평균 결정립 직경이 충분히 작은 것으로 되어, 보다 한층 고강도이며 우수한 연성과 신장 플랜지성(구멍 확장성)을 갖는 것이 된다.

"페라이트"

페라이트는, 연성의 향상에 유효한 조직이며, 강판 조직에 체적 분율로 10 내지 50% 포함되어 있는 것이 바람직하다. 강판 조직에 포함되는 페라이트의 체적 분율은, 연성의 관점에서 15% 이상 포함되는 것이 보다 바람직하고, 20% 이상 포함되는 것이 더욱 바람직하다. 또한, 강판의 인장 강도를 충분히 높이기 위해서는, 강판 조직에 포함되는 페라이트의 체적 분율을 45% 이하로 하는 것이 바람직하고, 40% 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 페라이트의 체적 분율이 10% 미만인 경우, 충분한 연성을 얻을 수 없을 우려가 있다. 한편, 페라이트는 연질인 조직이기 때문에, 체적 분율이 50%를 초과하면 항복 응력이 저하되는 경우가 있다.

"베이니틱 페라이트 및 베이나이트"

베이니틱 페라이트와 베이나이트는, 연질인 페라이트와 경질인 템퍼링 마르텐사이트 및 프레쉬 마르텐사이트와의 사이의 경도를 갖는 조직이다. 본 발명의 고강도 강판에서는, 베이니틱 페라이트 또는 베이나이트 중 어느 한쪽이 포함되어 있으면 되고, 양쪽 모두 포함되어 있어도 된다. 강판 내부의 경도 분포를 평탄하게 하기 위해서는 베이니틱 페라이트 및 베이나이트의 합계량이 강판 조직에 체적 분율로 10 내지 45% 포함되어 있는 것이 바람직하다. 강판 조직에 포함되는 베이니틱 페라이트 및 베이나이트의 체적 분율의 합계는, 신장 플랜지성의 관점에서 15% 이상 포함되는 것이 보다 바람직하고, 20% 이상 포함되는 것이 더욱 바람직하다. 또한, 연성과 항복 응력의 밸런스를 양호하게 하기 위해서, 베이니틱 페라이트 및 베이나이트의 체적 분율의 합계를 40% 이하, 바람직하게는 35% 이하로 하면 보다 좋다.

베이니틱 페라이트 및 베이나이트의 체적 분율의 합계가 10% 미만인 경우, 경도의 분포에 치우침이 발생하여, 신장 플랜지성이 열화될 우려가 있다. 한편, 베이니틱 페라이트 및 베이나이트의 체적 분율의 합계가 45%를 초과하면, 페라이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 함께 적당량 생성시키는 것이 곤란해져서, 연성과 항복 응력의 밸런스가 열화되기 때문에, 바람직하지 않다.

"템퍼링 마르텐사이트"

템퍼링 마르텐사이트는, 인장 강도를 크게 향상시키는 조직이며, 강판 조직에 체적 분율로 10 내지 50% 포함되어 있는 것이 바람직하다. 강판 조직에 포함되는 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율이 10% 미만이면, 충분한 인장 강도를 얻을 수 없을 우려가 있다. 한편, 강판 조직에 포함되는 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율이 50%를 초과하면, 연성의 향상에 필요한 페라이트 및 잔류 오스테나이트를 확보하는 것이 곤란해진다. 고강도 강판의 연성을 충분히 높이기 위해서는, 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율을 45% 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 40% 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 또한, 인장 강도를 확보하기 위해서는, 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율을 15% 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, 20% 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.

"잔류 오스테나이트"

잔류 오스테나이트는 연성의 향상에 유효한 조직이며, 강판 조직에 체적 분율로 2 내지 25% 포함되어 있는 것이 바람직하다. 강판 조직에 포함되는 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 2% 이상이면, 보다 충분한 연성을 얻을 수 있다. 또한, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 25% 이하이면 C나 Mn으로 대표되는 오스테나이트 안정화 원소를 다량으로 첨가할 필요가 없어, 용접성이 향상된다. 또한, 본 발명의 고강도 강판의 강판 조직에는, 잔류 오스테나이트가 포함되어 있는 것이, 연성의 향상에 유효하기 때문에 바람직하지만, 충분한 연성이 얻어지는 경우에는, 잔류 오스테나이트가 포함되어 있지 않아도 된다.

"프레쉬 마르텐사이트"

프레쉬 마르텐사이트는, 인장 강도를 크게 향상시키지만, 한편으로 파괴의 기점이 되어 신장 플랜지성을 열화시키기 때문에, 강판 조직에 체적 분율로 10% 이하 포함되어 있는 것이 바람직하다. 신장 플랜지성을 높이기 위해서는 프레쉬 마르텐사이트의 체적 분율을 5% 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 2% 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

"기타"

본 발명의 고강도 강판의 강판 조직에는, 펄라이트나 조대한 시멘타이트 등의 상기 이외의 조직이 포함되어 있어도 된다. 그러나, 고강도 강판의 강판 조직 중에 펄라이트나 조대한 시멘타이트가 많아지면, 연성이 열화된다. 이로부터, 강판 조직에 포함되는 펄라이트 및 조대한 시멘타이트의 체적 분율은, 합계로 10% 이하인 것이 바람직하고, 5% 이하인 것이 보다 바람직하다.

본 발명의 고강도 강판의 강판 조직에 포함되는 각 조직의 체적 분율은, 예를 들어 이하에 나타내는 방법에 의해 측정할 수 있다.

잔류 오스테나이트의 체적 분율은, 강판의 판면에 평행하면서 또한 1/4 두께의 면을 관찰 면으로 해서 X선 해석을 행하고, 면적 분율을 산출하여, 그것을 체적 분율로 간주할 수 있다.

또한, 페라이트, 베이니틱 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 프레쉬 마르텐사이트의 체적 분율은, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰 면으로 해서 시료를 채취하고, 관찰 면을 연마, 나이탈 에칭하여, 판 두께의 1/4을 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위를 전계 방사형 주사형 전자 현미경(FE-SEM: Field Emission Scanning Electron Microscope)으로 관찰해서 면적 분율을 측정하여, 그것을 체적 분율로 간주할 수 있다.

또한, FE-SEM으로 관찰한 관찰 면의 면적은, 예를 들어 1변 30㎛의 정사각형으로 할 수 있고, 각 관찰 면에서 각 조직은, 이하에 기재한 바와 같이 구별할 수 있다.

페라이트는 괴상의 결정립이며, 내부에 긴 직경 100nm 이상의 철계 탄화물이 없는 영역이다. 또한, 페라이트의 체적 분율은, 최고 가열 온도에서 잔존하는 페라이트와, 페라이트 변태 온도 영역에서 새롭게 생성된 페라이트의 체적 분율의 합이다. 그러나, 제조 중에 페라이트의 체적 분율을 직접 측정하는 것은 곤란하다. 이로 인해, 본 발명에서는, 연속 어닐링 라인에 통판시키기 전의 냉연 강판의 작은 조각을 잘라내어, 그 작은 조각을 연속 어닐링 라인에 통판시킨 경우와 동일한 온도 이력으로 어닐링하여, 작은 조각의 페라이트의 체적의 변화를 측정하고, 그 결과를 사용하여 산출한 수치를 페라이트의 체적 분율로 하고 있다.

또한, 베이니틱 페라이트는, 래스 형상의 결정립의 집합이며, 래스의 내부에 긴 직경 20nm 이상의 철계 탄화물을 포함하지 않는 것이다.

또한, 베이나이트는, 래스 형상의 결정립의 집합이며, 래스의 내부에 긴 직경 20nm 이상의 철계 탄화물을 복수 갖고, 또한 그러한 탄화물이 단일한 베리언트, 즉 동일한 방향으로 신장된 철계 탄화물군에 속하는 것이다. 여기서, 동일한 방향으로 신장된 철계 탄화물군이란, 철계 탄화물군의 신장 방향의 차이가 5°이내인 것을 의미하고 있다.

또한, 템퍼링 마르텐사이트는, 래스 형상의 결정립의 집합이며, 래스의 내부에 긴 직경 20nm 이상의 철계 탄화물을 복수 갖고, 또한 그러한 탄화물이 복수의 베리언트, 즉 서로 다른 방향으로 신장된 복수의 철계 탄화물군에 속하는 것이다.

또한, FE-SEM을 사용하여 래스 형상 결정립 내부의 철계 탄화물을 관찰하여, 그 신장 방향을 조사함으로써, 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트는 용이하게 구별할 수 있다.

또한, 프레쉬 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트는, 나이탈 에칭으로는 충분히 부식되지 않는다. 따라서, FE-SEM에 의한 관찰에 있어서 상술한 조직(페라이트, 베이니틱 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트)과는 명료하게 구별된다.

따라서, 프레쉬 마르텐사이트의 체적 분율은, FE-SEM으로 관찰된 부식되어 있지 않은 영역의 면적 분율과, X선에 의해 측정한 잔류 오스테나이트의 면적 분율의 차분으로서 구해진다.

(화학 조성의 규정에 대해서)

이어서, 본 발명의 고강도 강판의 화학 성분(조성)에 대하여 설명한다. 또한, 이하의 설명에서의 [%]는 [질량%]이다.

"C: 0.050 내지 0.400%"

C는, 고강도 강판의 강도를 높이기 위해 함유된다. 그러나, C의 함유량이 0.400%를 초과하면 용접성이 불충분해진다. 용접성의 관점에서, C의 함유량은 0.350% 이하인 것이 바람직하고, 0.300% 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, C의 함유량이 0.050% 미만이면 강도가 저하되어, 900MPa 이상의 인장 최대 강도를 확보할 수 없다. 강도를 높이기 위해서, C의 함유량은 0.060% 이상인 것이 바람직하고, 0.080% 이상인 것이 보다 바람직하다.

"Si: 0.10 내지 2.50%"

Si는, 마르텐사이트의 템퍼링 연화를 억제하고, 강판을 고강도화하기 위해 첨가된다. 그러나, Si의 함유량이 2.50%를 초과하면 강판이 취화되어, 연성이 열화된다. 연성의 관점에서, Si의 함유량은 2.20% 이하인 것이 바람직하고, 2.00% 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, Si의 함유량이 0.10% 미만에서는 템퍼링 마르텐사이트의 경도가 대폭 저하되어, 900MPa 이상의 인장 최대 강도를 확보할 수 없다. 강도를 높이기 위해서, Si의 하한값은 0.30% 이상인 것이 바람직하고, 0.50% 이상이 보다 바람직하다.

"Mn: 1.00 내지 3.50%"

Mn은 강판의 강도를 높이는 원소이며, 강판 내부의 Mn 분포를 제어함으로써 강판 내부의 경도 분포를 제어할 수 있는 점에서, 본 발명의 강판에 첨가된다. 그러나, Mn의 함유량이 3.50%를 초과하면 강판의 판 두께 중앙부에 조대한 Mn 농화부가 발생하여, 취화가 일어나기 쉬워져, 주조한 슬래브가 깨지는 등의 문제가 생기기 쉽다. 또한, Mn의 함유량이 3.50%를 초과하면 용접성도 열화된다. 따라서, Mn의 함유량은, 3.50% 이하로 할 필요가 있다. 용접성의 관점에서, Mn의 함유량은 3.20% 이하인 것이 바람직하고, 3.00% 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, Mn의 함유량이 1.00% 미만이면 어닐링 후의 냉각 중에 연질인 조직이 다량으로 형성되어버리기 때문에, 900MPa 이상의 인장 최대 강도를 확보하는 것이 어려워지므로, Mn의 함유량을 1.00% 이상으로 할 필요가 있다. 강도를 높이기 위해서, Mn의 함유량은 1.30% 이상인 것이 바람직하고, 1.50% 이상인 것이 보다 바람직하다.

"P: 0.001 내지 0.030%"

P는 강판의 판 두께 중앙부에 편석하는 경향이 있어, 용접부를 취화시킨다. P의 함유량이 0.030%를 초과하면 용접부가 대폭 취화되기 때문에, P의 함유량을 0.030% 이하로 한정하였다. P의 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, P의 함유량을 0.001% 미만으로 하는 것은 제조 비용의 대폭적인 증가를 수반하므로, 0.001%를 하한값으로 한다.

"S: 0.0001 내지 0.0100%"

S는, 용접성 및 주조시 및 열연시의 제조성에 악영향을 미친다. 이로부터, S의 함유량의 상한값을 0.0100% 이하로 하였다. 또한, S는 Mn과 결부되어 조대한 MnS를 형성해서 신장 플랜지성을 저하시키기 때문에, 0.0050% 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.0025% 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. S의 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, S의 함유량을 0.0001% 미만으로 하는 것은 제조 비용의 대폭적인 증가를 수반하기 때문에, 0.0001%를 하한값으로 한다.

"Al: 0.001% 내지 2.500%"

Al은 철계 탄화물의 생성을 억제하여 강도를 높이는 원소이다. 그러나, Al의 함유량이 2.50%를 초과하면 강판 중의 페라이트 분율이 과도하게 높아져, 오히려 강도가 저하되기 때문에, Al의 함유량의 상한을 2.500%로 한다. Al의 함유량은 2.000% 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.600% 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. Al의 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Al의 함유량이 0.001% 이상이면 탈산제로서의 효과가 얻어지는 점에서, 0.001%를 하한으로 한다. 탈산재로서 충분한 효과를 얻기 위해서, Al의 함유량을 0.005% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.010% 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.

"N: 0.0001 내지 0.0100%"

N은, 조대한 질화물을 형성하여 신장 플랜지성을 열화시키는 점에서, 첨가량을 억제할 필요가 있다. N의 함유량이 0.0100%를 초과하면, 이러한 경향이 현저해지므로, N 함유량의 범위를 0.0100% 이하로 하였다. 또한, N은, 용접시의 블로홀 발생의 원인이 되므로 적은 것이 좋다. N의 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, N의 함유량을 0.0001% 미만으로 하면, 제조 비용의 대폭적인 증가를 초래하므로, 0.0001%를 하한값으로 한다.

"O: 0.0001 내지 0.0080%"

O는, 산화물을 형성하여 신장 플랜지성을 열화시키는 점에서, 첨가량을 억제할 필요가 있다. O의 함유량이 0.0080%를 초과하면, 신장 플랜지성의 열화가 현저해지므로, O 함유량의 상한을 0.0080% 이하로 하였다. O의 함유량은 0.0070% 이하인 것이 바람직하고, 0.0060% 이하인 것이 더욱 바람직하다. O의 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, O의 함유량을 0.0001% 미만으로 하는 것은 제조 비용의 대폭적인 증가를 수반하기 때문에, 0.0001%를 하한으로 하였다.

본 발명의 고강도 강판에서는, 또한, 필요에 따라서 이하에 나타내는 원소를 포함하고 있어도 된다.

"Ti: 0.005 내지 0.090%"

Ti는, 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 미립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화로, 강판의 강도 상승에 기여하는 원소이다. 그러나, Ti의 함유량이 0.090%를 초과하면, 탄질화물의 석출이 많아져 성형성이 열화되기 때문에, Ti의 함유량은 0.090% 이하인 것이 바람직하다. 성형성의 관점에서, Ti의 함유량은 0.080% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.070% 이하인 것이 더욱 바람직하다. Ti의 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Ti에 의한 강도 상승 효과를 충분히 얻기 위해서는 Ti의 함유량은 0.005% 이상인 것이 바람직하다. 강판의 고강도화에는, Ti의 함유량은 0.010% 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.015% 이상인 것이 더욱 바람직하다.

"Nb: 0.005 내지 0.090%"

Nb는, 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 미립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화로, 강판의 강도 상승에 기여하는 원소이다. 그러나, Nb의 함유량이 0.090%를 초과하면, 탄질화물의 석출이 많아져 성형성이 열화되기 때문에, Nb의 함유량은 0.090% 이하인 것이 바람직하다. 성형성의 관점에서, Nb의 함유량은 0.070% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.050% 이하인 것이 더욱 바람직하다. Nb의 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Nb에 의한 강도 상승 효과를 충분히 얻기 위해서는 Nb의 함유량은 0.005% 이상인 것이 바람직하다. 강판의 고강도화에는, Nb의 함유량은 0.010% 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.015% 이상인 것이 더욱 바람직하다.

"V: 0.005 내지 0.090%"

V는, 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 미립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화로, 강판의 강도 상승에 기여하는 원소이다. 그러나, V의 함유량이 0.090%를 초과하면, 탄질화물의 석출이 많아져 성형성이 열화되기 때문에, Nb의 함유량은 0.090% 이하인 것이 바람직하다. V의 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, V에 의한 강도 상승 효과를 충분히 얻기 위해서는 V의 함유량은 0.005% 이상인 것이 바람직하다.

"B: 0.0001 내지 0.0100%"

B는, 열간 압연 후의 냉각 프로세스에 있어서 오스테나이트로부터의 상 변태를 지연하는 점에서, B를 첨가함으로써 Mn의 분배를 효과적으로 진행시킬 수 있다. B의 함유량이 0.0100%를 초과하면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하되는 점에서, B의 함유량은 0.0100% 이하인 것이 바람직하다. 생산성의 관점에서, B의 함유량은 0.0050% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.0030% 이하인 것이 더욱 바람직하다. B의 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, B에 의한 상 변태의 지연 효과를 충분히 얻기 위해서는, B의 함유량을 0.0001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 상 변태의 지연에는, B의 함유량이 0.0003% 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.0005% 이상인 것이 보다 바람직하다.

"Mo: 0.01 내지 0.80%"

Mo는, 열간 압연 후의 냉각 프로세스에 있어서 오스테나이트로부터의 상 변태를 지연하는 점에서, Mo를 첨가함으로써 Mn의 분배를 효과적으로 진행시킬 수 있다. Mo의 함유량이 0.80%를 초과하면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하되는 점에서, Mo의 함유량은 0.80% 이하인 것이 바람직하다. Mo의 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Mo에 의한 상 변태의 지연 효과를 충분히 얻기 위해서는, Mo의 함유량은 0.01% 이상인 것이 바람직하다.

"Cr: 0.01 내지 2.00%" "Ni: 0.01 내지 2.00%" "Cu: 0.01 내지 2.00%"

Cr, Ni 및 Cu는 강도의 향상에 기여하는 원소이며, 1종 또는 2종 이상을 C 및/또는 Si의 일부로 바꾸어서 첨가할 수 있다. 각 원소의 함유량이 각각 2.00%를 초과하면, 산 세정성이나 용접성, 열간 가공성 등이 열화되는 경우가 있기 때문에, Cr, Ni 및 Cu의 함유량은 각각 2.00% 이하인 것이 바람직하다. Cr, Ni 및 Cu의 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, 강판의 고강도화 효과를 충분히 얻기 위해서는, Cr, Ni 및 Cu의 함유량은 각각 0.01% 이상인 것이 바람직하다.

"Ca, Ce, Mg, REM의 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0001 내지 0.5000%"

Ca, Ce, Mg, REM은, 성형성의 개선에 유효한 원소이며, 1종 또는 2종 이상을 첨가할 수 있다. 그러나, Ca, Ce, Mg 및 REM의 1종 또는 2종 이상의 함유량이 합계로 0.5000%를 초과하면, 오히려 연성을 손상시킬 우려가 있기 때문에, 각 원소의 함유량의 합계가 0.5000% 이하인 것이 바람직하다. Ca, Ce, Mg 및 REM의 1종 또는 2종 이상의 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, 강판의 성형성을 개선하는 효과를 충분히 얻기 위해서는, 각 원소의 함유량의 합계가 0.0001% 이상인 것이 바람직하다. 성형성의 관점에서, Ca, Ce, Mg 및 REM의 1종 또는 2종 이상의 함유량의 합계가 0.0005% 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.0010% 이상인 것이 더욱 바람직하다. 또한, REM이란, Rare Earth Metal의 약칭이며, 란타노이드 계열에 속하는 원소를 가리킨다. 본 발명에서, REM이나 Ce는 미슈 메탈로 첨가되는 경우가 많고, La나 Ce 이외에 란타노이드 계열의 원소를 복합적으로 함유하는 경우가 있다. 불가피 불순물로서, 이들 La나 Ce 이외의 란타노이드 계열의 원소를 포함해도 본 발명의 효과는 발휘된다. 또한, 금속 La나 Ce를 첨가해도 본 발명의 효과는 발휘된다.

또한, 본 발명의 고강도 강판은, 표면에 아연 도금층이나 합금화한 아연 도금층이 형성됨으로써, 고강도 아연 도금 강판으로 되어 있어도 좋다. 고강도 강판의 표면에 아연 도금층이 형성되어 있음으로써, 우수한 내식성을 갖는 것이 된다. 또한, 고강도 강판의 표면에 합금화한 아연 도금층이 형성되어 있음으로써, 우수한 내식성을 갖고, 도료의 밀착성이 우수한 것이 된다.

(고강도 강판의 제조 방법)

이어서, 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다.

본 발명의 고강도 강판을 제조하기 위해서는, 우선, 상술한 화학 성분(조성)을 갖는 슬래브를 주조한다.

열간 압연에 제공하는 슬래브는, 연속 주조 슬래브나 박 슬래브 캐스터 등으로 제조한 것을 사용할 수 있다. 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법은, 주조 후에 즉시 열간 압연을 행하는 연속 주조-직접 압연(CC-DR)과 같은 프로세스에 적합하다.

열간 압연 공정에서, 슬래브 가열 온도는, 1050℃ 이상으로 할 필요가 있다. 슬래브 가열 온도가 과도하게 낮으면, 마무리 압연 온도가 Ar3 변태점을 하회해버려 페라이트 및 오스테나이트의 2상역 압연으로 되어, 열연판 조직이 불균질한 혼성 입자 조직으로 되어, 냉연 및 어닐링 공정을 거쳐도 불균질한 조직은 해소되지 않아, 연성이나 굽힘성이 떨어진다. 또한, 처리 압연 온도의 저하는, 과도한 압연 하중의 증가를 초래하여, 압연이 곤란해지거나, 압연 후의 강판의 형상 불량을 초래할 우려가 있으므로, 슬래브 가열 온도는 1050℃ 이상으로 할 필요가 있다. 슬래브 가열 온도의 상한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, 가열 온도를 과도하게 고온으로 하는 것은, 경제적으로 바람직하지 않으므로, 슬래브 가열 온도의 상한은 1350℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, Ar₃ 온도는 다음 식에 의해 계산한다.

Ar₃=901-325×C+33×Si-92×(Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2)+52×Al

상기 식에서, C, Si, Mn, Ni, Cr, Cu, Mo, Al은 각 원소의 함유량[질량%]이다.

열간 압연의 마무리 압연 온도는, 800℃ 또는 Ar3점이 높은 것을 하한으로 하고, 1000℃를 상한으로 한다. 마무리 압연 온도가 800℃ 미만이면, 처리 압연시의 압연 하중이 높아져서, 열간 압연이 곤란해지거나, 열간 압연 후에 얻어지는 열연 강판의 형상 불량을 초래할 우려가 있다. 또한, 처리 압연 온도가 Ar3점 미만이면, 열간 압연이 페라이트 및 오스테나이트의 2상역 압연으로 되어, 열연 강판의 조직이 불균질한 혼성 입자 조직으로 되는 경우가 있다.

한편, 처리 압연 온도의 상한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, 마무리 압연 온도를 과도하게 고온으로 했을 경우, 그 온도를 확보하기 위해 슬래브 가열 온도를 과도하게 고온으로 해야 한다. 이로부터, 마무리 압연 온도의 상한 온도는, 1000℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

열간 압연 후의 권취 공정 및 그 전후의 냉각 공정은, Mn을 분배시키기 위해 매우 중요하다. 권취 후의 완냉각 중의 마이크로 조직을 페라이트와 오스테나이트의 2상 조직으로 하여, 고온에서 장시간 처리함으로써, Mn을 페라이트로부터 오스테나이트로 확산시킴으로써 본 강판의 Mn 분배를 얻을 수 있다.

강판의 1/8 두께 내지 3/8 두께에서의 지철 중의 Mn 농도의 분포를 제어하기 위해서는, 강판을 권취했을 때에 1/8 두께 내지 3/8 두께에 있어서 오스테나이트의 체적 분율이 50% 이상일 필요가 있다. 1/8 두께 내지 3/8 두께에서의 오스테나이트의 체적 분율이 50% 미만에서는, 상 변태의 진행에 의해 권취 후 바로 오스테나이트가 소멸하기 때문에, Mn의 분배가 충분히 진행되지 않아, 본 강판의 Mn 농도 분포를 얻을 수 없다. Mn의 분배를 효과적으로 진행시키기 위해서, 오스테나이트의 체적 분율은 70% 이상인 것이 바람직하고, 80% 이상인 것이 더욱 바람직하다. 한편, 오스테나이트의 체적 분율이 100%이어도, 권취 후에 상 변태가 진행하여, 페라이트가 생성되어 Mn의 분배가 시작되기 때문에, 특별히 오스테나이트의 체적 분율에 상한은 두지 않는다.

강판을 권취할 때의 오스테나이트 분율을 높이기 위해서, 열간 압연 완료에서부터 권취할 때까지의 냉각 속도는 평균 10℃/초 이상으로 할 필요가 있다. 냉각 속도가 10℃/초 미만에서는, 냉각 중에 페라이트 변태가 진행하여, 권취시의 오스테나이트의 체적 분율이 50% 미만으로 될 가능성이 있다. 오스테나이트의 체적 분율을 높이기 위해서, 냉각 속도는 13℃/초 이상인 것이 바람직하고, 15℃/초 이상인 것이 더욱 바람직하다. 냉각 속도의 상한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, 냉각 속도를 200℃/초 초과로 하기 위해서는 특수한 설비가 필요해져, 제조 비용이 현저하게 상승하기 때문에, 200℃/초 이하로 하는 것이 바람직하다.

강판을 800℃를 초과하는 온도에서 권취하면, 강판 표면에 형성하는 산화물의 두께가 과도하게 증대하여, 산 세정성이 열화되기 때문에, 권취 온도는 750℃ 이하로 한다. 산 세정성을 높이기 위해서, 권취 온도는 720℃ 이하인 것이 바람직하고, 700℃ 이하인 것이 더욱 바람직하다. 한편, 권취 온도가 Bs점 미만이 되면 열연 강판의 강도가 과도하게 높아져, 냉간 압연이 곤란해지기 때문에, 권취 온도는 Bs점 이상으로 한다. 또한, 권취했을 때의 오스테나이트 분율을 높이기 위해서는 권취 온도는 500℃ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 550℃ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, 600℃ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.

또한, 제조 중에 오스테나이트의 체적 분율을 직접 측정하는 것은 곤란하기 때문에, 본 발명에서 권취시의 오스테나이트의 체적 분율을 결정함에 있어서는, 열간 압연 전의 슬래브로부터 작은 조각을 잘라내어, 그 작은 조각을 열간 압연의 최종 패스와 동일한 온도 및 압하율로 압연 또는 압축하고, 열간 압연에서부터 권취까지 동일한 냉각 속도로 냉각한 후에 즉시 수냉한 후, 작은 조각의 상 분율을 측정하여 켄칭 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 체적 분율의 합으로써 권취시의 오스테나이트의 체적 분율로 하였다.

권취 후의 강판의 냉각 공정은 Mn의 분배를 제어하기 위해 중요하다. 권취시의 오스테나이트 분율을 50% 이상으로 하여, 하기 수학식3을 만족하면서, 권취 온도에서부터 (권취 온도-100)℃까지를 20℃/시 이하의 속도로 냉각함으로써 본 발명의 Mn 분포를 얻을 수 있다. 수학식3은 페라이트와 오스테나이트의 사이에서의 Mn의 분배의 진행 정도를 표현하는 지표이며, 좌변의 값이 클수록 Mn의 분배가 진행하고 있음을 나타낸다. Mn의 분배를 보다 진행시키기 위해서는 좌변의 값을 2.5 이상으로 하는 것이 바람직하고, 4.0 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 좌변의 값의 상한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, 값을 50.0 초과로 하기 위해서는 장시간의 보열(保熱)이 필요해져, 제조 비용이 현저하게 상승하기 때문에, 50.0 이하로 하는 것이 바람직하다.

T_C: 권취 온도(℃), T: 강판 온도(℃)

t(T): 온도 T에서의 체류 시간(초)

페라이트와 오스테나이트의 사이에서의 Mn의 분배를 진행시키기 위해서는, 2상이 공존한 상태를 유지할 필요가 있다. 권취 온도에서부터 (권취 온도-100)℃까지의 냉각 속도가 20℃/시를 초과하면, 상 변태가 과도하게 진행되어, 강판 중의 오스테나이트가 소멸할 수 있기 때문에, 권취 온도에서부터 (권취 온도-100)℃까지의 냉각 속도를 20℃/시 이하로 한다. Mn의 분배를 진행시키기 위해서는, 권취 온도에서부터 (권취 온도-100)℃까지의 냉각 속도는 17℃/시 이하로 하는 것이 바람직하고, 15℃/시 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 냉각 속도의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, 냉각 속도를 1℃/시 미만으로 하기 위해서는 장시간의 보열이 필요해져, 제조 비용이 현저하게 상승하기 때문에, 1℃/시 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 수학식3 및 냉각 속도를 만족하는 범위에서, 권취 후에 강판을 재가열해도 상관없다.

이와 같이 하여 제조한 열연 강판에, 산 세정을 행한다. 산 세정은 강판 표면의 산화물의 제거가 가능한 점에서, 최종 제품의 냉연 고강도 강판의 화성성이나, 용융 아연 또는 합금화 용융 아연 도금 강판용의 냉연 강판의 용해 도금성 향상을 위해서는 중요하다. 또한, 산 세정은, 1회이어도 되고, 복수 회로 나누어 행해도 된다.

이어서, 산 세정한 열연 강판을 압하율 35 내지 80%로 냉간 압연하여, 연속 어닐링 라인 또는 연속 용융 아연 도금 라인을 통판시킨다. 압하율을 35% 이상으로 함으로써, 형상을 평탄하게 유지할 수 있어, 최종 제품의 연성이 향상된다.

신장 플랜지성을 높이기 위해서는, 다음 공정에서 Mn을 분배시킬 때, Mn 농도가 높은 영역과 낮은 영역을 미세하게 분산시키는 것이 바람직하다. 이것을 위해서는 냉간 압연에서의 압하율을 높여, 승온 중에 페라이트를 재결정시켜서, 입경을 세밀하게 하는 것이 효과적이다. 이러한 관점에서, 압하율은 40% 이상인 것이 바람직하고, 45% 이상인 것이 보다 바람직하다.

한편, 압하율이 80% 이하인 냉연은, 냉연 하중이 너무 커지지 않아, 냉연이 곤란해지지 않는다. 이로부터, 압하율 80% 이하를 상한으로 한다. 냉연 하중의 관점에서, 압하율은 75% 이하인 것이 바람직하다.

또한, 압연 패스의 횟수, 각 패스마다의 압하율에 대해서는 특별히 규정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘된다. 또한, 냉간 압연은 생략해도 된다.

이어서, 얻어진 냉연 강판을 연속 어닐링 라인에 통판시켜서 고강도 냉연 강판을 제조한다. 냉연 강판을 연속 어닐링 라인에 통판시키는 공정에서는, 도 5를 사용하여, 연속 어닐링 라인을 통판시킬 때의 강판의 온도 이력에 대해 상세하게 설명한다.

도 5는, 연속 어닐링 라인을 통판시킬 때의 냉연 강판의 온도 이력을 설명하기 위한 그래프이며, 냉연 강판의 온도와 시간의 관계를 나타낸 그래프이다. 또한, 도 5에서는 "페라이트 변태 온도 영역"으로서, (Ae 3점-50℃) 내지 Bs점의 범위를 나타내고, "베이나이트 변태 온도 영역"으로서 Bs점 내지 Ms점의 범위를 나타내고, "마르텐사이트 변태 온도 영역"으로서 Ms점 내지 실온을 나타내고 있다.

또한, Bs점은 다음 식에 의해 계산한다.

Bs점[℃]=820-290C/(1-VF)-37Si-90Mn-65Cr-50Ni+70Al

상기 식에서, VF는 페라이트의 체적 분율을 나타내고, C, Mn, Cr, Ni, Al, Si는 각각의 원소의 첨가량[질량%]이다.

또한, Ms점은 다음 식에 의해 계산한다.

Ms점[℃]=541-474C/(1-VF)-15Si-35Mn-17Cr-17Ni+19Al

상기 식에서, VF는 페라이트의 체적 분율을 나타내고, C, Si, Mn, Cr, Ni, Al은 각각의 원소의 첨가량[질량%]이다. 또한, 제조 중에 페라이트의 체적 분율을 직접 측정하는 것은 곤란하기 때문에, 본 발명에서 Ms점을 결정함에 있어서는, 연속 어닐링 라인에 통판시키기 전의 냉연 강판의 작은 조각을 잘라내어, 그 작은 조각을 연속 어닐링 라인에 통판시킨 경우와 동일한 온도 이력으로 어닐링하여, 작은 조각의 페라이트의 체적의 변화를 측정하고, 그 결과를 사용하여 산출한 수치를 페라이트의 체적 분율(VF)로 하고 있다.

도 5에 도시한 바와 같이, 냉연 강판을 연속 어닐링 라인에 통판시킬 때에는, 우선, 최고 가열 온도(T₁) 750℃ 내지 1000℃에서 어닐링하는 가열 공정을 행한다. 가열 공정에서의 최고 가열 온도(T₁)가 750℃ 미만에서는 오스테나이트의 양이 불충분해져서, 그 후의 냉각 중의 상 변태에서 충분한 양의 경질 조직을 확보할 수 없다. 이러한 점에서, 최고 가열 온도(T₁)는 770℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 최고 가열 온도(T₁)가 1000℃를 초과하면, 오스테나이트의 입경이 조대해져, 냉각 중에 변태가 진행되기 어려워지고, 특히 연질인 페라이트 조직을 충분히 얻는 것이 곤란해진다. 이러한 점에서 최고 가열 온도(T₁)는 900℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

이어서, 도 5에 도시한 바와 같이, 최고 가열 온도(T₁)로부터 페라이트 변태 온도 영역 이하까지 냉연 강판을 냉각하는 제1 냉각 공정을 행한다. 제1 냉각 공정에서는, 페라이트 변태 온도 영역에서 냉연 강판을 20초 내지 1000초 정류시킨다. 연질인 페라이트 조직을 충분히 생성시키기 위해서는, 제1 냉각 공정에서 페라이트 변태 온도 영역에서 20초 이상 정류시킬 필요가 있으며, 30초 이상 정류시키는 것이 바람직하고, 50초 이상의 정류시키는 것이 보다 바람직하다. 한편, 페라이트 변태 온도 영역에 정류시키는 시간이 1000초를 초과하면, 페라이트 변태가 과도하게 진행되어 미변태 오스테나이트가 줄어들어, 충분한 경질 조직을 얻을 수 없다.

또한, 제1 냉각 공정에서 페라이트 변태 온도 영역에서 20초 내지 1000초 정류시켜서 페라이트 변태시킨 후의 냉연 강판을, 도 5에 도시한 바와 같이, 제2 냉각 속도로 냉각하고, Ms점(마르텐사이트 변태 개시 온도) 이하, Ms점-120℃ 이상의 범위에서 정지하는 제2 냉각 공정을 행한다. 제2 냉각 공정을 행함으로써, 미변태 오스테나이트의 마르텐사이트 변태를 진행시킬 수 있다.

제2 냉각 공정을 정지하는 제2 냉각 정지 온도(T₂)가 Ms점을 초과하면, 마르텐사이트가 생성되지 않는다. 한편, 제2 냉각 정지 온도(T₂)가 Ms점-120℃ 미만이면, 미변태 오스테나이트의 대부분이 마르텐사이트가 되어, 그 이후의 공정에서 충분한 양의 베이나이트를 얻을 수 없다. 충분한 양의 미변태 오스테나이트를 남기기 위해서는, 제2 냉각 공정 정지 온도(T₂)는, Ms점-80℃ 이상인 것이 바람직하고, Ms점-60℃ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

또한, 제2 냉각 공정에서, 페라이트 변태 온도 영역에서부터 마르텐사이트 변태 온도 영역까지 제2 냉각 속도로 냉각할 때에는, 페라이트 변태 온도 영역과 마르텐사이트 변태 온도 영역의 사이의 온도 영역인 베이나이트 변태 온도 영역에서 베이나이트 변태가 과도하게 진행되는 것을 방지하는 것이 바람직하다. 이로 인해, 베이나이트 변태 온도 영역에서의 제2 냉각 속도는, 평균 10℃/초 이상으로 할 필요가 있고, 20℃/초 이상인 것이 바람직하고, 50℃/초 이상인 것이 보다 바람직하다.

또한, 도 5에 도시한 바와 같이, Ms점 이하, Ms점-120℃ 이상의 범위에서 정지하는 제2 냉각 공정을 행한 후, 마르텐사이트 변태를 더 진행시키기 위해서, Ms점 이하, 제2 냉각 정지 온도 이상의 범위에서 2초 내지 1000초 정류시키는 정류 공정을 행한다. 정류 공정에서는, 마르텐사이트 변태를 충분히 진행시키기 위해서, 2초 이상 정류시킬 필요가 있다. 정류 공정에서 정류시키는 시간이 1000초를 초과하면, 경질인 하부 베이나이트가 생성되고, 미변태 오스테나이트가 줄어들어, 페라이트에 가까운 경도를 가진 베이나이트를 얻을 수 없게 된다.

또한, 도 5에 도시한 바와 같이, 정류 공정에서 Ms점 이하, 제2 냉각 정지 온도 이상의 범위에서 정류시켜 마르텐사이트 변태를 진행시킨 후, 페라이트와 마르텐사이트의 사이의 경도를 갖는 베이나이트를 생성시키기 위해서, 강판을 재가열하는 재가열 공정을 행한다. 재가열 공정에서 재가열을 정지하는 온도(T₃)(재가열 정지 온도)는, 강판 중에서의 경도의 분포의 편차가 작은 것으로 하기 위해서, Bs점(베이나이트 변태 개시 온도(베이나이트 변태 온도 영역의 상한값))-100℃ 이상으로 한다.

강판 중에서의 경도의 분포의 편차를 보다 한층 작게 하기 위해서는, 페라이트와 경도차가 작은 연질의 베이나이트를 생성시키는 것이 바람직하다. 연질의 베이나이트를 생성시키기 위해서는, 가능한 한 고온에서 베이나이트 변태를 진행시키는 것이 바람직하다. 따라서, 재가열 정지 온도(T₃)는, Bs점-60℃ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 도 5에 도시한 바와 같이, Bs점 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.

재가열 공정에서, 베이나이트 변태 온도 영역에서의 승온 속도는, 평균 10℃/초 이상으로 할 필요가 있고, 20℃/초 이상인 것이 바람직하고, 40℃/초 이상인 것이 보다 바람직하다. 재가열 공정의 베이나이트 변태 온도 영역에서의 승온 속도가 작으면, 저온 영역의 단계에서 베이나이트 변태가 과도하게 진행되어지게 되기 때문에, 페라이트와 경도차가 큰 경질인 베이나이트가 생성되기 쉬워, 강판 중에서의 경도의 분포의 편차를 작게 할 수 있는 페라이트와 경도차가 작은 연질의 베이나이트가 생성되기 어렵다. 따라서, 재가열 공정에서, 베이나이트 변태 온도 영역에서의 승온 속도는, 큰 것이 바람직하다.

또한, 본 실시 형태에서는, 제2 냉각 공정 및 재가열 공정에서의 베이나이트 변태의 과도한 진행을 억제하기 위해서, 제2 냉각 공정에서 베이나이트 변태 온도 영역에 정류하는 시간과 재가열 공정에서 베이나이트 변태 영역에 정류하는 시간의 합계(합계 정류 시간)를 25초 이하로 하는 것이 바람직하고, 20초 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

또한, 도 5에 도시한 바와 같이, 재가열 공정 후, 재가열 정지 온도(T₃)에서부터 베이나이트 변태 온도 영역 미만까지 강판을 냉각하는 제3 냉각 공정을 행한다. 제3 냉각 공정에서는, 베이나이트 변태를 진행시키기 위해서, 베이나이트 변태 온도 영역에서 30초 이상 정류시킨다. 충분한 양의 베이나이트를 얻기 위해서는, 제3 냉각 공정에서 베이나이트 변태 온도 영역에서 60초 이상 정류시키는 것이 바람직하고, 120초 이상 정류시키는 것이 보다 바람직하다. 또한, 제3 냉각 공정에서, 베이나이트 변태 온도 영역에 정류시키는 시간의 상한은 특별히 설정하지 않지만, 2000초 이하인 것이 바람직하고, 1000초 이하인 것이 보다 바람직하다. 베이나이트 변태 온도 영역에 정류시키는 시간이 2000초 이하인 경우, 미변태의 오스테나이트의 베이나이트 변태가 완료하기 전에 실온까지 냉각하는 것이 가능해져서, 미변태의 오스테나이트를 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트로 함으로써, 고강도 냉연 강판의 항복 응력이나 연성을 더욱 향상시킬 수 있다.

또한, 도 5에 도시한 바와 같이, 제3 냉각 공정 후, 베이나이트 변태 온도 영역 미만의 온도에서부터 실온까지 강판을 냉각하는 제4 냉각 공정을 행한다. 제4 냉각 공정에서의 냉각 속도는 특별히 규정하지 않지만, 미변태의 오스테나이트를 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트로 하기 위해서는 평균 냉각 속도를 1℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하다.

이상의 공정에 의해, 높은 연성과 신장 플랜지성을 갖는 고강도 냉연 강판을 얻을 수 있다.

또한, 본 발명에서는, 상술한 방법에 의해 연속 어닐링 라인을 통판시킴으로써 얻어진 고강도 냉연 강판에, 아연 전기 도금을 실시함으로써, 고강도 아연 도금 강판으로 해도 된다.

또한, 본 발명에서는, 상기의 방법에 의해 얻어진 냉연 강판을 사용하여, 이하에 나타내는 방법에 의해 고강도 아연 도금 강판을 제조해도 된다.

즉, 재가열 공정에서, 냉연 강판을 아연 도금 욕에 침지하는 것 이외에는, 상술한 냉연 강판을 연속 어닐링 라인에 통판시킬 경우와 마찬가지로 하여, 고강도 아연 도금 강판을 제조할 수 있다.

이에 의해, 표면에 아연 도금층이 형성된 높은 연성과 신장 플랜지성을 갖는 고강도 아연 도금 강판을 얻을 수 있다.

또한, 재가열 공정에서, 냉연 강판을 아연 도금 욕에 침지할 경우, 재가열 공정에서의 재가열 정지 온도(T₃)를 460℃ 내지 600℃로 하여, 아연 도금 욕에 침지한 후의 냉연 강판을, 재가열 정지 온도(T₃)에서 2초 이상 정류시키는 합금화 처리를 실시함으로써, 표면의 도금층을 합금화시켜도 된다.

이러한 합금화 처리를 행함으로써, 아연 도금층이 합금화되어 이루어지는 Zn-Fe 합금이 표면에 형성되어, 표면에 합금화된 아연 도금층을 갖는 고강도 아연 도금 강판이 얻어진다.

또한, 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법은, 상기의 예에 한정되는 것이 아니라, 예를 들어 제3 냉각 공정의 베이나이트 변태 온도 영역에서, 강판을 아연 도금 욕에 침지하는 것 이외에는, 상술한 냉연 강판을 연속 어닐링 라인에 통판시키는 경우와 마찬가지의 공정을 행함으로써 고강도 아연 도금 강판을 제조해도 된다.

또한, 제3 냉각 공정의 베이나이트 변태 온도 영역에서, 강판을 아연 도금 욕에 침지할 경우, 아연 도금 욕에 침지한 후의 냉연 강판을, 460℃ 내지 600℃로 재 재가열하여 2초 이상 정류시키는 합금화 처리를 실시함으로써, 표면의 도금층을 합금화시켜도 된다.

이러한 합금화 처리를 행한 경우에도, 아연 도금층이 합금화되어 이루어지는 Zn-Fe 합금이 표면에 형성되어, 표면에 합금화된 아연 도금층을 갖는 고강도 아연 도금 강판이 얻어진다.

또한, 본 실시 형태에서는, 어닐링 후의 냉연 강판에, 형상 교정을 목적으로 한 압연을 실시해도 상관없다. 단, 어닐링 후의 압연율이 10%를 초과하면, 연질인 페라이트부가 가공 경화하여 연성이 대폭 열화되기 때문에, 압연율은 10% 미만으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명은 상기의 예에 한정되는 것이 아니다.

예를 들어, 본 발명의 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법에서는, 도금 밀착성을 향상시키기 위해서, 어닐링 전의 강판에 Ni, Cu, Co, Fe에서 선택되는 1종 또는 복수 종으로 이루어지는 도금을 실시해도 된다.

실시예

표 1 내지 2 및 19 내지 20에 나타내는 A 내지 AQ의 화학 성분을 갖는 슬래브를 주조하고, 표 3, 4, 21, 22, 29에 나타내는 조건(열연 슬래브 가열 온도, 마무리 압연 온도)에서 열간 압연하고, 표 3, 4, 21, 22, 29에 나타내는 조건(압연 후 냉각속도, 권취 온도, 권취 후 냉각속도)에서 권취하였다. 그리고, 산 세정한 후, 표 3, 21, 22에 나타내는 "압하율"로 냉간 압연하여 표 3, 21, 22에 나타내는 두께의 실험예 a 내지 실험예 bd 및 실험예 ca 내지 실험예 ds의 냉연 강판으로 하였다. 또한, 권취 후에 산 세정하여 냉간 압연을 하지 않은 상태로 해서, 표 29에 나타내는 두께의 실험예 dt 내지 실험예 dz의 열연 강판을 얻었다.

그 후, 실험예 a 내지 실험예 bd 및 실험예 ca 내지 실험예 ds의 냉연 강판 및 실험예 dt 내지 실험예 dz의 열연 강판을, 연속 어닐링 라인에 통판시켜서 실험예 1 내지 실험예 134의 강판을 제조하였다.

연속 어닐링 라인을 통판시킬 때에는, 표 5 내지 12, 23 내지 25, 30 내지 31에 나타내는 조건(가열 공정의 최고 가열 온도, 제1 냉각 공정의 페라이트 변태 온도 영역에서의 정류 시간, 제2 냉각 공정의 베이나이트 변태 온도 영역에서의 냉각 속도, 제2 냉각 공정의 정지 온도, 정류 공정의 정류 시간, 재가열 공정의 베이나이트 변태 온도 영역에서의 승온 속도 및 재가열 정지 온도, 제3 냉각 공정의 베이나이트 변태 온도 영역에서의 정류 시간, 제4 냉각 공정의 냉각 속도, 제2 냉각 공정에서 베이나이트 변태 온도 영역에 정류하는 시간과 재가열 공정에서 베이나이트 변태 영역에 정류하는 시간의 합계(합계 정류 시간))으로, 이하에 나타내는 방법에 의해, 실험예 1 내지 실험예 134의 고강도 냉연 강판을 얻었다.

즉, 실험예 a 내지 실험예 bd 및 실험예 ca 내지 실험예 ds의 냉연 강판 및 실험예 dt 내지 실험예 dz의 열연 강판을 어닐링하는 가열 공정과, 최고 가열 온도에서부터 페라이트 변태 온도 영역 이하까지 냉연 강판을 냉각하는 제1 냉각 공정과, 제1 냉각 공정 후의 냉연 강판을 냉각하는 제2 냉각 공정과, 제2 냉각 공정 후의 냉연 강판을 정류시키는 정류 공정과, 정류 공정 후의 냉연 강판을 재가열 정지 온도로 재가열하는 재가열 공정과, 재가열 공정 후의 냉연 강판을, 재가열 정지 온도에서부터 베이나이트 변태 온도 영역 미만까지 냉각하는 공정이며, 베이나이트 변태 온도 영역에서 30초 이상 정류시키는 제3 냉각 공정과, 베이나이트 변태 온도 영역 미만의 온도에서부터 실온까지 강판을 냉각하는 제4 냉각 공정을 행하였다.

이상의 공정에 의해, 실험예 1 내지 실험예 134의 고강도 냉연 강판 및 고강도 열연 강판을 얻었다.

그 후, 연속 어닐링 라인을 통판시킨 실험예의 일부, 즉 실험예 60 내지 63의 냉연 강판에 대해서, 이하에 나타내는 방법에 의해 아연 전기 도금을 실시하여, 실험예 60 내지 실험예 63의 전기 아연 도금 강판(EG)을 제조하였다.

우선, 연속 어닐링 라인을 통판시킨 강판에 대하여 도금의 전처리로서, 알칼리 탈지, 수세, 산 세정, 및 수세를 순서대로 실시하였다. 그 후, 전처리 후의 강판에 대하여 액 순환식의 전기 도금 장치를 사용하고, 도금 욕으로서 황산아연, 황산나트륨, 황산으로 이루어지는 것을 사용해서, 전류 밀도 100A/dm²로 소정의 도금 두께가 될 때까지 전해 처리하여, Zn 도금을 실시하였다.

또한, 실험예 64 내지 실험예 68의 냉연 강판에 대해서는, 연속 어닐링 라인을 통판할 때, 재가열 공정에서, 냉연 강판을 아연 도금 욕에 침지하여, 고강도 아연 도금 강판으로 하였다.

또한, 실험예 69 내지 실험예 73의 냉연 강판에 대해서는, 재가열 공정에서 아연 도금 욕에 침지한 후의 냉연 강판을, 표 11에 나타내는 "재가열 정지 온도(T₃)"에서 표 12에 나타내는 "정류 시간"으로 정류시키는 합금화 처리를 실시함으로써, 표면의 도금층을 합금화시켜서, 합금화된 아연 도금층을 갖는 고강도 아연 도금 강판으로 하였다.

또한, 실험예 74 내지 실험예 77의 냉연 강판에 대해서는, 연속 어닐링 라인을 통판할 때, 제3 냉각 공정에서, 냉연 강판을 아연 도금 욕에 침지하여, 고강도 아연 도금 강판으로 하였다.

또한, 실험예 78 내지 실험예 82의 냉연 강판에 대해서는, 제3 냉각 공정에서 아연 도금 욕에 침지한 후의 냉연 강판을, 표 12에 나타내는 "합금화 온도(Tg)"까지 재 재가열하고, 표 12에 나타내는 "정류 시간"으로 정류시키는 합금화 처리를 실시함으로써, 표면의 도금층을 합금화시켜서, 합금화된 아연 도금층을 갖는 고강도 아연 도금 강판으로 하였다.

또한, 실험예 130의 열연 강판에 대해서는, 연속 어닐링 라인을 통판시킨 강판을 아연 도금 욕에 침지한 후, 표 31에 나타내는 "합금화 온도(Tg)"까지 재 재가열하고, 표 31에 나타내는 "정류 시간"으로 정류시키는 합금화 처리를 실시함으로써, 표면의 도금층을 합금화시켜서, 합금화된 아연 도금층을 갖는 고강도 아연 도금 강판으로 하였다.

또한, 실험예 132의 열연 강판에 대해서는, 연속 어닐링 라인을 통판할 때, 재가열 공정에서, 열연 강판을 아연 도금 욕에 침지하여, 표 31에 나타내는 "합금화 온도(Tg)"까지 재 재가열하고, 표 31에 나타내는 "정류 시간"으로 정류시키는 합금화 처리를 실시함으로써, 표면의 도금층을 합금화시켜서, 합금화된 아연 도금층을 갖는 고강도 아연 도금 강판으로 하였다.

또한, 실험예 134의 열연 강판에 대해서는, 연속 어닐링 라인을 통판시킨 강판을 아연 도금 욕에 침지하여, 고강도 아연 도금 강판으로 하였다.

이와 같이 하여 얻어진 실험예 1 내지 실험예 134의 고강도 강판에 대해서, 마이크로 조직을 관찰하여, 페라이트(F), 베이니틱 페라이트(BF), 베이나이트(B), 템퍼링 마르텐사이트(TM), 프레쉬 마르텐사이트(M), 잔류 오스테나이트(잔류γ)의 체적 분율을, 이하에 나타내는 방법에 의해 구하였다. 또한, 표에서의 "B+BF"는, 페라이트와 베이니틱 페라이트의 합계 체적 분율이다.

잔류 오스테나이트의 체적 분율은, 강판의 판면에 평행하고 또한 1/4 두께의 면을 관찰 면으로 해서 X선 해석을 행하여, 면적 분율을 산출하고, 그것으로써 체적 분율로 하였다.

페라이트, 베이니틱 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 프레쉬 마르텐사이트의 체적 분율은, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰 면으로 해서 시료를 채취하고, 관찰 면을 연마, 나이탈 에칭하여, 판 두께의 1/4을 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께에 있어서, 1변 30㎛의 영역을 설정하여, FE-SEM으로 관찰하여 면적 분율을 측정하고, 그것으로써 체적 분율로 하였다.

그 결과를 표 13, 14, 17, 26, 32에 각각 나타낸다.

또한, 실험예 1 내지 실험예 134의 고강도 강판에 대해서, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 경면으로 마무리하고, 판 두께의 1/4을 중심으로 1/8 내지 3/8의 범위에서 EPMA 분석을 행하여, Mn량을 측정하였다. 측정은 프로브 직경을 0.5㎛로 하고, 1점당의 측정 시간을 20ms으로서 행하여, 면 분석으로 40000점에서 Mn량을 측정하였다. 그 결과를 표 15, 16, 18, 27, 28, 33에 나타낸다. 측정 결과로부터 개재물의 측정 결과를 제외한 뒤, Mn 농도의 최대값과 최소값을 각각 구하고, 구한 Mn 농도의 최대값과 최소값의 차를 산출하였다. 그 결과를 표 15, 16, 18, 27, 28, 33에 각각 나타낸다.

또한, 실험예 1 내지 실험예 134의 고강도 강판에 대하여, "경도의 측정값의 최대값과 최소값의 차를 100%로 해서 각 측정값을 환산하여 이루어지는 98%의 경도의 측정값(H98)에 대한 2%의 경도의 측정값(H2)의 비율(H98/H2), 2%의 경도의 측정값과 98%의 경도의 측정값의 사이에서의 첨도(K*), 평균 결정립 직경, 경도의 측정값의 최대값과 최소값의 차를 100%로 해서 각 측정값을 환산하고, 복수의 계급으로 구분하여 이루어지는 경도와, 각 계급에서의 측정값의 수의 관계를 나타내는 그래프에 있어서, 2%의 경도에서부터 98%의 경도까지의 범위를 10 등분으로 분할하여 이루어지는 각 분할 범위 내에서의 측정값의 수가, 모두 전체 측정값의 수의 2% 내지 30% 범위인지의 여부"에 대해 조사하였다. 그 결과를 표 15, 16, 18, 27, 28, 33에 나타낸다.

또한, 경도는, 베르코비치 타입의 3각뿔 압자를 구비한 다이내믹 미소 경도계를 사용하여, 압입 깊이 측정법으로, 압입 하중 1g중으로 측정하였다. 경도의 측정 위치는, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면에서의 판 두께의 1/4을 중심으로 1/8 내지 3/8의 범위로 하였다. 또한, 측정값의 수(압흔의 점수)는 100 내지 10000의 범위로 하고, 바람직하게는 1000 이상으로 하였다.

또한, 평균 결정립 직경은, EBSD(Electric BackScattering Diffraction)법을 사용하여 측정하였다. 결정립 직경의 관찰 면은, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면에서의 판 두께의 1/4을 중심으로 1/8 내지 3/8의 범위로 하였다. 그리고, 관찰 면의 bcc 결정 방위에 인접하는 측정점 간의 결정 방위차가 15도 이상이 되는 경계선을 결정립계라 간주하고, 결정립 직경을 측정하였다. 그리고, 얻어진 결정립계의 결과(맵)에 대하여 절단법을 적용함으로써 평균 결정립 직경을 산출하였다. 결과를 표 13, 14, 17, 26, 32에 각각 나타낸다.

또한, 실험예 1 내지 실험예 134의 고강도 강판으로부터 JIS Z 2201에 준거한 인장 시험편을 채취해서, 인장 시험을 JIS Z 2241에 준거해서 행하여, 인장 최대 강도(TS) 및 연성(EL)을 측정하였다. 그 결과를 표 15, 16, 18, 27, 28, 33에 나타낸다.

표 15, 16, 18, 27, 28, 33에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 실시예에서는, 98%의 경도의 측정값이 2%의 경도의 측정값의 1.5배 이상이며, 2%의 경도의 측정값과 98%의 경도의 측정값의 사이에서의 첨도(K*)가 -0.40 이하고, 평균 결정립 직경이 10㎛ 이하고, 인장 최대 강도(TS), 연성(EL), 신장 플랜지성(λ)이 우수한 것을 확인할 수 있었다.

이에 반해, 본 발명의 비교예인 실험예 9, 14, 17, 25, 30, 36, 39, 56 내지 59, 85, 86, 89, 90, 93, 94, 101, 102, 117, 120, 123은, 이하에 기재한 바와 같이, 인장 최대 강도(TS), 연성(EL), 신장 플랜지성(λ) 모두가 충분한 것은 아니었다. 특히, 실험예 102에서는, 베이나이트와 베이니틱 페라이트의 체적 분율의 합계가 50% 이상이 되고, K*값도 -0.4 이상이 되고, 즉 경도 분포가 정규 분포에 가까워져, 이로 인해, 경도비가 4.2에서도 연성이 낮았다.

실험예 9에서는, 연속 어닐링 라인의 제3 냉각 공정에서, 베이나이트 변태 온도 영역에서의 정류 시간이 짧아, 베이나이트 변태가 충분히 진행되지 않았다. 이 때문에 실험예 9에서는, 베이나이트 및 베이니틱 페라이트의 비율이 작고, 첨도(K*)가 -0.40을 초과하여, 경도 분포가 평탄이 아니라 "골"을 갖는 것으로 되었기 때문에, 신장 플랜지성(λ)이 낮아졌다.

또한, 실험예 14에서는, 냉간 압연 공정에서의 압하율이 하한을 하회하여, 강판의 평탄도가 열악해졌다. 또한, 압하율이 작기 때문에, 연속 어닐링 라인에 있어서 재결정이 진행되지 않아, 평균 결정립 직경이 조대해졌기 때문에, 신장 플랜지성(λ)이 낮아졌다.

또한, 실험예 17에서는, 제1 냉각 공정에서, 페라이트 변태 온도 영역에서의 정류 시간이 짧아, 페라이트 변태가 충분히 진행되지 않았다. 이로 인해, 실험예 17에서는, 연질인 페라이트의 비율이 작고, H98/H2이 하한을 하회하고 있어, 경질부와 연질부의 경도차가 작아, 연성(EL)이 열위였다.

또한, 실험예 25에서는, 페라이트 변태 온도 영역에서의 정류 시간이 길어, 페라이트 변태가 과도하게 진행되였다. 또한, 실험예 25에서는, 제2 냉각 공정에서, 냉각 종료 온도가 Ms점을 초과하고 있고, 템퍼링 마르텐사이트를 충분히 얻을 수 없었다. 이로 인해, 실험예 25에서는, 신장 플랜지성(λ)이 낮아졌다.

실험예 30에서는, 제2 냉각 공정에서, 냉각 종료 온도가 하한을 하회하고 있어, 제3 냉각 공정에서 베이나이트 변태를 진행시킬 수 없었다. 이로 인해, 실험예 30에서는, 베이나이트 및 베이니틱 페라이트의 비율이 작아, 경도 분포가 "골"을 갖기 때문에, 신장 플랜지성(λ)이 열위가 되었다.

실험예 36에서는 최고 가열 온도가 상한을 초과하고 있고, 또한 제2 냉각 공정에서의 냉각 종료 온도가 하한을 하회하였다. 이 때문에 실험예 36에서는, 템퍼링 마르텐사이트의 비율이 높아지고, 페라이트 등의 연질 조직이 없기 때문에, H98/H2이 하한을 하회하고, 경질부와 연질부의 경도차가 작아져, 연성(EL)이 열위였다.

실험예 39는, 제2 냉각 공정에서, 베이나이트 변태 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 작고, 동일 공정에서 베이나이트 변태가 과도하게 진행된 예이다. 실험예 39에서는, 템퍼링 마르텐사이트가 존재하지 않기 때문에, 인장 강도(TS)가 부족하였다.

실험예 56 내지 59는 강판의 화학 성분이 규정된 범위 밖이다.

보다 상세하게는, 실험예 56은, 강(W)에 있어서 C의 함유량이 본 특허에서 규정하는 하한을 하회하고 있다. 이로 인해, 실험예 56에서는, 연질 조직의 비율이 높고, 인장 강도(TS)가 부족하였다.

또한, 실험예 57은, 강(X)에 있어서 C의 함유량이 상한을 상회하고 있다. 이로 인해, 실험예 57에서는, 연질 조직의 비율이 낮고, 연성(EL)이 부족하였다.

실험예 58은, 강(Y)에 있어서 Si의 함유량이 하한을 하회하고 있다. 이로 인해, 실험예 58에서는, 템퍼링 마르텐사이트의 강도가 낮고, 인장 강도(TS)가 부족하였다.

또한, 실험예 59는, 강(Z)에 있어서 Mn의 함유량이 하한을 하회하고 있다. 이로 인해, 실험예 59에서는, 켄칭성이 대폭 저하하고, 경질 조직인 템퍼링 마르텐사이트 및 마르텐사이트를 얻을 수 없기 때문에, 인장 강도(TS)가 부족하였다.

또한, 실험예 85 및 실험예 102는, 열간 압연 완료에서부터 권취까지의 냉각 속도가 하한을 하회하였다. 이로 인해, 실험예 85 및 실험예 102에서는, 권취 전에 상 변태가 과도하게 진행되어, 강판 중의 오스테나이트의 대부분이 소멸하고, Mn의 분배가 진행되지 않아, 연속 어닐링 라인에 있어서 소정의 마이크로 조직이 얻어지지 않았다. 이로 인해, 첨도(K*)가 상한을 초과하고 있고, 신장 플랜지성(λ)이 부족하였다.

또한, 실험예 86은, 연속 어닐링 라인의 마르텐사이트 변태 온도 영역에서의 정류 공정에서, 정류 시간이 하한을 하회하였다. 이로 인해, 실험예 86에서는 템퍼링 마르텐사이트의 비율이 작고, 첨도(K*)가 -0.40을 초과하여, 경도 분포가 평탄이 아니라 "골"을 갖는 것으로 되었기 때문에, 신장 플랜지성(λ)이 낮아졌다.

또한, 실험예 89는, 권취 온도가 하한을 하회하였다. 이로 인해, 실험예 89에서는, Mn의 분배가 진행되지 않아, 연속 어닐링 라인에 있어서 소정의 마이크로 조직을 얻을 수 없었다. 이로 인해, 첨도(K*)가 상한을 초과하고 있고, 신장 플랜지성(λ)이 부족하였다.

또한, 실험예 90은, 연속 어닐링 라인의 재가열 공정에서의 재가열 정지 온도가 하한을 하회하였다. 이로 인해, 생성한 베이나이트 및 베이니틱 페라이트의 경도가 과도하게 높아져서, 페라이트와 베이나이트 및 베이니틱 페라이트의 경도차가 커지고, 첨도(K*)가 -0.40을 초과하여, 경도 분포가 "골"을 갖는 것으로 되고, 신장 플랜지성(λ)이 낮아졌다.

또한, 실험예 93은, 권취 후의 냉속이 상한을 상회하였다. 이로 인해, 실험예 93에서는, Mn의 분배가 진행되지 않아, 연속 어닐링 라인에 있어서 소정의 마이크로 조직을 얻을 수 없었다. 이로 인해, 첨도(K*)가 상한을 초과하고 있고, 신장 플랜지성(λ)이 부족하였다.

또한, 실험예 94는, 연속 어닐링 라인의 재가열 공정에서의 베이나이트 변태 온도 영역에서의 평균 승온 속도가 상한을 상회하였다. 이로 인해, 생성된 베이나이트 및 베이니틱 페라이트의 경도가 과도하게 높아져서, 페라이트와 베이나이트 및 베이니틱 페라이트의 경도차가 커지고, 첨도(K*)가 -0.40을 초과하여, 경도 분포가 "골"을 갖는 것으로 되고, 신장 플랜지성(λ)이 낮아졌다.

또한, 실험예 101은, 연속 어닐링 라인의 마르텐사이트 변태 온도 영역에서의 정류 공정에서, 정류시간이 상한을 상회하였다. 이로 인해, 경질인 하부 베이나이트가 생성되고, 비교적 연질인 베이나이트 및/또는 베이니틱 페라이트가 얻어지지 않고, 첨도(K*)가 -0.40을 초과하여, 경도 분포가 "골"을 갖는 것으로 되고, 신장 플랜지성(λ)이 낮아졌다.

또한, 실험예 117은, 연속 어닐링 라인의 최고 가열 온도가 상한을 초과하였다. 이로 인해, 실험예 117에서는, 연질인 페라이트가 얻어지지 않고, H98/H2이 하한을 하회하고, 경질부와 연질부의 경도차가 작아, 연성(EL)이 열위였다.

또한, 실험예 120은, 연속 어닐링 라인의 최고 가열 온도가 하한을 하회하였다. 이로 인해, 실험예 120에서는, 경질 조직이 적고, 강도(TS)가 열위였다.

또한, 실험예 123은, 연속 어닐링 라인의 제2 냉각 공정에서의 냉각 정지 온도가 상한을 초과하였다. 이로 인해, 실험예 123에서는, 템퍼링 마르텐사이트를 얻을 수 없었고, 첨도(K*)가 -0.40을 초과하여, 경도 분포가 "골"을 갖는 것으로 되고, 신장 플랜지성(λ)이 낮아졌다.

본 발명의 고강도 강판은, 소정의 화학 성분을 갖고, 98% 경도가 2% 경도의 1.5배 이상이며, 2% 경도와 98% 경도의 사이에서의 경도 분포의 첨도(K*)가 -0.40 이하고, 강판 조직에서의 평균 결정립 직경이 10㎛ 이하이므로, 인장 강도 900MPa 이상의 고강도를 확보하면서, 연성과 신장 플랜지성이 우수한 강판이 된다. 따라서, 가공성을 손상시키지 않고도 강판의 강도를 확보할 수 있는 등, 본 발명은 산업상의 공헌이 매우 현저하다.

Claims

질량%로,
C: 0.05 내지 0.4%,
Si: 0.1 내지 2.5%,
Mn: 1.0 내지 3.5%,
P: 0.001 내지 0.03%,
S: 0.0001 내지 0.01%,
Al: 0.001 내지 2.5%,
N: 0.0001 내지 0.01%,
O: 0.0001 내지 0.008%,
를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강이며,
강판 조직이, 체적 분율로 10 내지 50%의 페라이트 상과, 10 내지 50%의 템퍼링 마르텐사이트 상과, 잔량부 경질상으로 이루어지고,
강판의 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에서, 직경 1㎛ 이하의 측정 영역을 복수 설정하고, 상기 복수의 측정 영역에서의 경도의 측정값을 작은 순서대로 배열하여 경도 분포를 얻음과 함께, 경도의 측정값의 전체 수에 0.02를 곱한 수이며 상기 수가 소수를 포함하는 경우에는 이것을 올림해서 얻은 정수 N0.02를 구하여, 최소 경도의 측정값에서부터 N0.02번째로 큰 측정값의 경도를 2% 경도로 하고, 또한, 경도의 측정값의 전체 수에 0.98을 곱한 수이며 상기 수가 소수를 포함하는 경우에는 이것을 내림해서 얻은 정수 N0.98을 구하여, 최소 경도의 측정값에서부터 N0.98번째로 큰 측정값의 경도를 98% 경도로 했을 때, 상기 98% 경도가 상기 2% 경도의 1.5배 이상이며, 상기 2% 경도와 상기 98% 경도의 사이에서의 상기 경도 분포의 첨도(K*)가 -1.2 이상, -0.4 이하고, 상기 강판 조직에서의 평균 결정립 직경이 10㎛ 이하이고,
상기 첨도(K*)는, 하기 수학식 2에 의해 정의되는 것을 특징으로 하는, 연성과 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판.
[수학식 2]

[단, Hi는 상기 최소 경도의 측정값에서부터 i번째로 큰 측정점의 경도이고, H*는 상기 최소 경도에서부터 N0.02번째로 큰 측정점에서부터 N0.98번째로 큰 측정점까지의 평균 경도이며, s*는 상기 최소 경도에서부터 N0.02번째로 큰 측정점에서부터 N0.98번째로 큰 측정점까지의 표준 편차이다.]
제1항에 있어서,
또한, 질량%로,
Ti: 0.005 내지 0.09%,
Nb: 0.005 내지 0.09%,
B: 0.0001 내지 0.01%,
Cr: 0.01 내지 2.0%,
Ni: 0.01 내지 2.0%,
Cu: 0.01 내지 2.0%,
Mo: 0.01 내지 0.8%,
V: 0.005 내지 0.09%,
Ca, Ce, Mg, REM로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0001 내지 0.5%
의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 연성과 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
강판의 1/8 두께 내지 3/8 두께에서의 지철 중의 Mn 농도의 최대값과 최소값의 차가 질량%로 환산하여 0.4% 이상 3.5% 이하인 것을 특징으로 하는, 연성과 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 2% 경도에서부터 98% 경도까지의 구간을 10 등분하여 10개의 1/10 구간을 설정했을 때, 각 1/10 구간에서의 경도의 측정값의 수가, 전체 측정값의 수의 2 내지 30%의 범위에 있는 것을 특징으로 하는, 연성과 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 경질 상이, 체적 분율로 10 내지 45%의 베이니틱 페라이트 상 또는 베이나이트 상 중 어느 한쪽 또는 양쪽과, 10% 이하의 프레쉬 마르텐사이트 상인 것을 특징으로 하는, 연성과 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
강판 조직으로서, 또한, 2 내지 25%의 잔류 오스테나이트 상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 연성과 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판.
제1항 또는 제2항에 기재된 고강도 강판의 표면에 아연 도금층이 형성되어 이루어지는 것을 특징으로 하는, 연성과 신장 플랜지성이 우수한 고강도 아연 도금 강판.
제1항 또는 제2항에 기재된 화학 성분을 갖는 슬래브를, 직접 또는 일단 냉각한 후 1050℃ 이상으로 가열하여, 800℃ 또는 Ar3 변태점 중 높은 온도 이상에서 열간 압연하고, 압연 후의 압연재의 조직 중의 오스테나이트 상이 50 체적% 이상이 되도록 750℃ 이하의 온도 영역에서 권취하는 열간 압연 공정과,
상기 열간 압연 후의 강판을, 하기 수학식1을 만족하면서 권취 온도에서부터 (권취 온도-100)℃까지를 20℃/시 이하의 속도로 냉각하는 냉각 공정과,
상기 냉각 후의 강판을 연속 어닐링하는 공정을 구비하고,
상기 연속 어닐링하는 공정은,
상기 강판을 최고 가열 온도 750 내지 1000℃에서 어닐링하고,
계속해서, 상기 최고 가열 온도에서부터 페라이트 변태 온도 영역 이하까지 냉각함과 함께 페라이트 변태 온도 영역에서 20 내지 1000초 정류시키는 제1차 냉각을 행하고,
계속해서, 베이나이트 변태 온도 영역에서의 냉각 속도를 평균 10℃/초 이상으로 해서 냉각하여, 마르텐사이트 변태 개시 온도 이하, 마르텐사이트 변태 개시 온도-120℃ 이상의 범위에서 정지하는 제2차 냉각을 행하고,
계속해서, 제2차 냉각 후의 강판을, 마르텐사이트 변태 개시 온도 이하, 제2차 냉각 정지 온도 이상의 범위에서 2초 내지 1000초 정류하고,
계속해서, 베이나이트 변태 온도 영역에서의 승온 속도를 평균 10℃/sec 이상으로 해서, 베이나이트 변태 개시 온도-100℃ 이상의 재가열 정지 온도로 재가열하고,
계속해서, 상기 재가열 후의 강판을, 상기 재가열 정지 온도에서부터 베이나이트 변태 온도 영역 미만까지 냉각함과 함께 베이나이트 변태 온도 영역에서 30초 이상 정류시키는 제3차 냉각을 행하는
공정인 것을 특징으로 하는, 연성과 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
[수학식 1]

[단, 수학식1에서, t(T)는 상기 권취 후의 냉각 공정에서의 온도 T℃에서의 강판의 체류 시간(초)이다.]
제8항에 있어서,
상기 열간 압연 후의 권취 온도를 베이나이트 변태 개시 온도 이상 750℃ 이하로 하는 것을 특징으로 하는, 연성과 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
제8항에 있어서,
상기 냉각 공정과 상기 연속 어닐링 공정의 사이에, 산 세정하고나서 압하율 35 내지 80%의 압하율로 냉연하는 냉연 공정을 구비한 것을 특징으로 하는, 연성과 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
제8항에 있어서,
상기 제2차 냉각에서의 베이나이트 변태 온도 영역에 정류하는 시간과, 상기 재가열에서의 베이나이트 변태 영역에 정류하는 시간의 합계가 25초 이하인 것을 특징으로 하는, 연성과 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
제8항에 기재된 제조 방법으로 고강도 강판을 제조할 때의 상기 재가열에 있어서, 상기 강판을 아연 도금 욕에 침지하는 것을 특징으로 하는, 연성과 신장 플랜지성이 우수한 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.
제8항에 기재된 제조 방법으로 고강도 강판을 제조할 때의 상기 제3차 냉각의 베이나이트 변태 온도 영역에 있어서, 상기 강판을 아연 도금 욕에 침지하는 것을 특징으로 하는, 연성과 신장 플랜지성이 우수한 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.
제8항에 기재된 제조 방법으로 고강도 강판을 제조한 후, 아연 전기 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는, 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.
제8항에 기재된 제조 방법으로 고강도 강판을 제조한 후, 용융 아연 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는, 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.
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