KR101424859B1

KR101424859B1 - 고강도 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101424859B1
Application number: KR1020117030813A
Authority: KR
Inventors: 고이치 나카가와; 다케시 요코타; 가즈히로 세토; 사토시 기노시로; 유지 다나카; 가츠미 야마다; 데츠야 메가; 가츠미 나카지마
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2009-07-10
Filing date: 2010-06-29
Publication date: 2014-08-01
Also published as: US9212411B2; CA2767439A1; EP2453032A1; BR112012000648A2; TW201107498A; EP2453032A4; TWI438285B; US20120107633A1; BR112012000648B1; JP5423191B2; WO2011004779A1; CA2767439C; KR20120023129A; JP2011017060A; CN102471844A

Abstract

가공 후의 연신 플랜지 특성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공한다. 성분 조성은, mass％ 로, C：0.08 ％ 이상 0.20 ％ 이하, Si：0.2 ％ 이상 1.0 ％ 이하, Mn：0.5 ％ 이상 2.5 ％ 이하, P：0.04 ％ 이하, S：0.005 ％ 이하, Al：0.05 ％ 이하, Ti：0.07 ％ 이상 0.20 ％ 이하, V：0.20 ％ 이상 0.80 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다. 그리고, 조직은 체적 점유율로 80 ％ 이상 98 ％ 이하의 페라이트상과 제 2 상이다. 또한, 크기가 20 ㎚ 미만인 석출물에 함유되는 Ti 와 V 의 합계량은 0.150 mass％ 이상이다. 상기 페라이트상의 경도 (HV_α) 와 상기 베이나이트상의 경도 (HV_S) 의 차 (HV_α - HV_S) 는, - 300 이상 300 이하이다.

Description

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

본 발명은, 가공 후의 연신 플랜지 특성이 우수한, 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ 이상인 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

자동차의 바퀴 부분이나 그 주변 부재, 또는 범퍼나 센터 필러와 같은 충돌 부재에는, 성형성 (주로 연신 및 연신 플랜지 특성) 이 필요해지기 때문에, 종래, 인장 강도 590 ㎫ 급 강이 사용되어 왔다. 그러나, 최근에는, 자동차의 환경 부하 저감이나 충격 특성 향상의 관점에서, 자동차용 강판의 고강도화가 추진되고 있어, 인장 강도가 980 ㎫ 급인 강의 사용이 검토되기 시작하였다. 일반적으로, 강판의 강도가 상승하는 데에 수반하여 가공성은 저하된다. 그 때문에, 현재, 고강도이고, 또한 고가공성을 갖는 강판에 대한 연구가 이루어지고 있다. 연신 및 연신 플랜지 특성을 향상시키는 기술로서, 예를 들어 이하를 들 수 있다.

특허문헌 1 에는, 실질적으로 페라이트 단상 조직이고, 평균 입경 10 ㎚ 미만인 Ti, Mo 및 V 를 함유하는 탄화물이 분산 석출됨과 함께, 그 Ti, Mo 및 V 를 함유하는 탄화물은, 원자％ 로 나타내는 Ti, Mo, V 가, V/(Ti ＋ Mo ＋ V) ≥ 0.3 을 만족시키는 평균 조성을 갖는, 인장 강도가 980 ㎫ 이상인 고장력 강판에 관한 기술이 개시되어 있다.

특허문헌 2 에는, 질량으로, C：0.08 ∼ 0.20 ％, Si：0.001 ％ 이상, 0.2 ％ 미만, Mn：1.0 ％ 초과 3.0 ％ 이하, Al：0.001 ∼ 0.5 ％, V：0.1 ％ 초과 0.5 ％ 이하, Ti：0.05 ％ 이상 0.2 ％ 미만 및 Nb：0.005 ％ ∼ 0.5 ％ 를 함유하고, 또한, 하기 식 (a), 식 (b), 식 (C) 를 만족시키고, 잔부 Fe 및 불순물로 이루어지는 강 조성과, 평균 입경 5 ㎛ 이하이고 경도가 250 Hv 이상인 페라이트를 70 체적％ 이상 함유하는 강 조직을 갖고, 880 ㎫ 이상의 강도와 항복비 0.80 이상을 갖는 고강도 열연 강판에 관한 기술이 개시되어 있다.

식 (a)：9(Ti/48 ＋ Nb/93) × C/12 ≤ 4.5 × 10^-5,

식 (b)：0.5 ％ ≤ (V/51 ＋ Ti/48 ＋ Nb/93) / (C/12) ≤ 1.5,

식 (c)：V ＋ Ti × 2 ＋ Nb × 1.4 ＋ C × 2 ＋ Mn × 0.1 ≥ 0.80

특허문헌 3 에는, 질량％ 로, C：0.05 ∼ 0.2 ％, Si：0.001 ∼ 3.0 ％, Mn：0.5 ∼ 3.0 ％, P：0.001 ∼ 0.2 ％, Al：0.001 ∼ 3 ％, V：0.1 ％ 를 초과 1.5 ％ 까지, 필요에 따라 Mo：0.05 ∼ 1.0 ％ 를 함유하고 잔부는 Fe 및 불순물로 이루어지고, 조직이 평균 입경 1 ∼ 5 ㎛ 의 페라이트를 주상으로 하고, 페라이트립 내에 평균 입경이 50 ㎚ 이하인 V 의 탄질화물이 존재하는 것을 특징으로 하는 열연 강판에 관한 기술이 개시되어 있다.

특허문헌 4 에는, 질량％ 로, C：0.04 ∼ 0.17 ％, Si：1.1 ％ 이하, Mn：1.6 ∼ 2.6 ％, P：0.05 ％ 이하, S：0.02 ％ 이하, Al：0.001 ∼ 0.05 ％, N：0.02 ％ 이하, V：0.11 ∼ 0.3 ％, Ti：0.07 ∼ 0.25 ％ 를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물의 강 조성을 갖고, 압연 직각 방향으로 880 ㎫ 이상의 인장 강도를 갖고, 항복비 0.8 이상을 갖는 고강도 강판에 관한 기술이 개시되어 있다.

특허문헌 5 에는, 질량％ 로, C：0.04 ∼ 0.20 ％, Si：0.001 ∼ 1.1 ％, Mn：0.8 ％ 초과, Ti：0.05 ％ 이상 0.15 ％ 미만, Nb：0 ∼ 0.05 ％ 를 함유하고, 또한, 하기 식 (d), 식 (e), 식 (f) 를 만족시키고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강 조성을 갖고, 880 ㎫ 이상의 강도와 항복비 0.80 이상을 갖는 고강도 열연 강판이 개시되어 있다.

식 (d)：(Ti/48 ＋ Nb/93) × C/12 ≤ 3.5 × 10^-5

식 (e)：0.4 ≤ (V/51 ＋ Ti/48 ＋ Nb/93) / (C/12) ≤ 2.0

식 (f)：V ＋ Ti × 2 ＋ Nb × 1.4 ＋ C × 2 ＋ Si × 0.2 ＋ Mn × 0.1 ≥ 0.7

특허문헌 6 에는, 실질적으로 페라이트 단상 조직이며, 페라이트 조직 중에 Ti, Mo 및 C 를 함유하는 석출물이 석출되어 이루어지고, 또한, 압연 방향으로 평행한 벡터에 수직인 단면의 판두께 1/4 ∼ 3/4 의 영역에 있어서의, 인접하는 각 결정립의 ＜110＞ 방위 콜로니의 면적율이 50 ％ 이하인, 인장 강도가 950 ㎫ 이상인 연신 플랜지성이 우수한 초고장력 강판에 관한 기술이 개시되어 있다.

특허문헌 7 에는, 질량％ 로 C：0.10 ∼ 0.25 ％, Si：1.5 ％ 이하, Mn：1.0 ∼ 3.0 ％, P：0.10 ％ 이하, S：0.005 ％ 이하, Al：0.01 ∼ 0.5 ％, N：0.010 ％ 이하 및 V：0.10 ∼ 1.0 ％ 를 함유하고, 또한 (10 Mn ＋ V)/C ≥ 50 을 만족시키고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성이 되고, 입경이 80 ㎚ 이하인 석출물에 대해 구한 V 를 함유하는 탄화물의 평균 입경이 30 ㎚ 이하인 것을 특징으로 하는 박강판에 관한 기술이 개시되어 있다.

특허문헌 8 에는, 질량％ 로 C：0.10 ∼ 0.25 ％, Si：1.5 ％ 이하, Mn：1.0 ∼ 3.0 ％, P：0.10 ％ 이하, S：0.005 ％ 이하, Al：0.01 ∼ 0.5 ％, N：0.010 ％ 이하 및 V：0.10 ∼ 1.0 ％ 를 함유하고, 또한 (10 Mn ＋ V)/C ≥ 50 을 만족시키고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성이고, 템퍼링 마르텐사이트상의 체적 점유율이 80 ％ 이상이고, 입경：20 ㎚ 이하인 V 를 함유하는 탄화물의 평균 입경이 10 ㎚ 이하인 것을 특징으로 하는 자동차용 부재에 관한 기술이 개시되어 있다.

특허문헌 9 에는, 강판의 표면에 용융 아연 도금층을 구비하는 아연 도금 강판에 있어서, 상기 강판의 화학 조성이, 질량％ 로, C：0.02 ％ 초과 0.2 ％ 이하, Si：0.01 ∼ 2.0 ％, Mn：0.1 ％ ∼ 3.0 ％, P：0.003 ∼ 0.10 ％, S：0.020 ％ 이하, Al：0.001 ∼ 1.0 ％, N：0.0004 ∼ 0.015 ％, Ti：0.03 ∼ 0.2 ％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물인 것과 함께, 상기 강판의 금속 조직이 페라이트를 면적율로 30 ∼ 95 ％ 함유하고, 잔부의 제 2 상이 마르텐사이트, 베이나이트, 펄라이트, 세멘타이트를 함유할 때의 마르텐사이트의 면적율은 0 ∼ 50 ％ 이며, 그리고, 상기 강판이 입경 2 ∼ 30 ㎚ 의 Ti 계 탄질화 석출물을 평균 입자간 거리 30 ∼ 300 ㎚ 로 함유하고, 또한 입경 3 ㎛ 이상의 정출계 TiN 을 평균 입자간 거리 50 ∼ 500 ㎛ 로 함유하는 고장력 용융 아연 도금 강판에 관한 기술이 개시되어 있다.

특허문헌 10 에는, 질량％ 로, C：0.01 ∼ 0.15 ％, Si：2.0 ％ 이하, Mn 0.5 ∼ 3.0 ％, P：0.1 ％ 이하, S：0.02 ％ 이하, Al：0.1 ％ 이하, N：0.02 ％ 이하, Cu：0.5 ∼ 3.0 ％ 를 함유하는 조성을 갖고, 또한 조직이 페라이트상을 주상으로 하고, 면적율로 2 ％ 이상의 마르텐사이트상을 함유하는 상을 제 2 상으로 하는 복합 조직인 박강판에, 입경이 10 ㎚ 이하인 미세 석출물을 생성시키는 변형 시효 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 박강판의 내피로 특성 개선 방법에 관한 기술이 개시되어 있다.

특허문헌 11 에는, 질량％ 로, C：0.18 ∼ 0.3 ％, Si：1.2 ％ 이하, Mn：1 ∼ 2.5 ％, P：0.02 ％ 이하, S：0.003 ％ 이하, Sol.Al : 0.01 ∼ 0.1 ％ 를 함유하고, 이것에 추가로, Nb：0.005 ∼ 0.030 ％, V：0.01 ∼ 0.10 ％, Ti：0.01 ∼ 0.10 ％ 중 어느 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0.005 ∼ 0.10 ％ 의 범위에서 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을, 마무리 온도 Ar3 점 이상에서 열연하고, 500 ∼ 650 ℃ 에서 귄취한 후, 산세, 냉간 압연을 계속하는, 연속 소둔에 의해 Ac3 ∼ ［Ac3 ＋ 70 ℃］로 가열하고 30 초 이상 균열한 후, 1 차 냉각에 의해 페라이트를 체적 점유율로 3 ∼ 20 ％ 석출시키고, 그 후 분류수 중에서 실온까지 급랭시키고, 120 ∼ 300 ℃ 의 온도에서 1 ∼ 15 분간의 과시효 처리를 실시하고, 마르텐사이트 체적 점유율이 80 ∼ 97 ％ 이고 잔부가 페라이트로 이루어지는 미세한 2 상 조직을 갖는, 인장 강도가 150 ∼ 200 kgf/㎟ 인 성형성 및 스트립 형상의 양호한 초고강도 냉연 강판의 제조 방법에 관한 기술이 개시되어 있다.

특허문헌 12 에는, 질량％ 로, C：0.0005 ∼ 0.3 ％, Si：0.001 ∼ 3.0 ％, Mn：0.01 ∼ 3.0 ％, Al：0.0001 ∼ 0.3 ％, S：0.0001 ∼ 0.1 ％, N：0.0010 ∼ 0.05 ％ 를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 페라이트를 면적율 최대의 상으로 하고, 고용 탄소：Sol.C 및 고용 질소：Sol.N 이 Sol.C/Sol.N：0.1 ∼ 100 을 만족시키고, 미리 변형을 5 ∼ 20 ％ 부가했을 때, 110 ∼ 200 ℃ 에서 1 ∼ 60 분의 베이킹 처리 후의 항복 강도 및 인장 강도의 상승량의 평균 또는 각각의 값이, 미리 변형을 부가하지 않는 베이킹 처리 전의 강판에 비해 50 ㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 미리 고 변형시에 있어서 높은 베이킹 경화능을 갖는 고강도 열연 강판에 관한 기술이 개시되어 있다.

일본 공개특허공보 2007-063668호 일본 공개특허공보 2006-161112호 일본 공개특허공보 2004-143518호 일본 공개특허공보 2004-360046호 일본 공개특허공보 2005-002406호 일본 공개특허공보 2005-232567호 일본 공개특허공보 2006-183138호 일본 공개특허공보 2006-183139호 일본 공개특허공보 2007-16319호 일본 공개특허공보 2003-105444호 일본 공개특허공보 평4-289120호 일본 공개특허공보 2003-96543호

그러나, 상기 서술한 종래 기술에는, 이하의 문제가 있다.

특허문헌 1 및 3 에 기재된 강은 Mo 를 함유하기 때문에 최근의 Mo 의 가격의 상승에 의해, 현저한 비용의 증가를 초래한다. 또한, 자동차 산업의 글로벌화가 진행되어, 자동차에 사용되는 강판은 외국의 어려운 부식 환경하에서 사용되게 되어, 강판에 대해 보다 높은 도장 후 내식성이 필요해지고 있다. 이에 대하여, Mo 의 첨가는 화성 결정의 생성 또는 성장을 저해하기 때문에, 강판의 도장 후 내식성을 저하시켜, 상기 요구에 대응할 수 없다. 따라서, 특허문헌 1 및 3 에 기재된 강은, 최근의 자동차 산업의 요구를 충분히 만족시키지 않는다.

한편, 최근의 프레스 기술의 진보에 의해, 드로우 (신축 및 늘림), 트림 (구멍 뚫기), 리스트라이크 (구멍 확장) 의 순서의 가공 공정이 채용된다. 이와 같은 가공 공정을 거쳐 성형되는 강판의 연신 플랜지 부위에는, 드로우, 트림 후, 즉 가공 후의 연신 플랜지 특성이 필요하게 된다. 그러나, 가공 후의 연신 플랜지 특성은, 최근 주목받는 특성이기 때문에, 특허문헌 1 ∼ 12 에 기재된 강에서는, 반드시 충분하지 않다.

강의 일반적인 강화 방법 중 하나로서 석출 강화가 있다. 석출 강화량은, 석출물의 입경에 반비례하고, 석출량의 제곱근에 비례하는 것이 알려져 있다. 예를 들어, 특허문헌 1 ∼ 12 에 개시되는 강판에 있어서는 Ti, V, Nb 등의 탄질화물 형성 원소가 첨가되고, 특히, 특허문헌 7, 9, 10 에서는 석출물의 사이즈에 관한 연구가 이루어졌다. 그러나, 석출물량은 반드시 충분하지 않고, 석출 효율이 나쁘기 때문에 고비용화되는 것이 문제가 되고 있다.

특허문헌 2, 5, 11 에 첨가되는 Nb 는, 열간 압연 후의 오스테나이트의 재결정을 억제하는 기능이 높다. 그 때문에, 강판에 미재결정립을 잔존시켜, 가공성을 저하시키는 문제가 있다. 또, 열간 압연시의 압연 하중을 증가시키는 문제가 있다.

본 발명은, 이러한 사정을 감안하여, 가공 후의 연신 플랜지 특성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자 등은, 가공 후의 연신 플랜지 특성이 우수하고, 인장 강도가 980 ㎫ 이상인 고강도 강판을 얻을 수 있도록 검토한 결과, 이하의 지견을 얻었다.

i) 고강도의 강판을 얻기 위해서는, 석출물을 미세화 (크기 20 ㎚ 미만) 하고, 미세한 석출물 (크기 20 ㎚ 미만) 의 비율을 높일 필요가 있다. 그리고, 미세한 그대로 유지할 수 있는 석출물로서 Ti-Mo 를 함유하는 것, 또는, Ti-V 를 함유하는 것을 들 수 있다. 합금 비용의 관점에서는 Ti 와 V 의 복합 석출이 유용하다.

ⅱ) 페라이트상과 제 2 상의 경도차가 - 300 이상 300 이하일 때, 가공 후의 연신 플랜지 특성은 향상된다. 또, 이 가공 후의 연신 플랜지 특성이 우수한 조직은, 제 1 단 냉각 정지 온도 T1 및 권취 온도 T2 를 최적 범위로 제어함으로써 얻어진다.

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

［1］성분 조성은, mass％ 로, C：0.08 ％ 이상 0.20 ％ 이하, Si：0.2 ％ 이상 1.0 ％ 이하, Mn：0.5 ％ 이상 2.5 ％ 이하, P：0.04 ％ 이하, S：0.005 ％ 이하, Al：0.05 ％ 이하, Ti：0.07 ％ 이상 0.20 ％ 이하, V：0.20 ％ 이상 0.80 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 금속 조직은, 체적 점유율로 80 ％ 이상 98 ％ 이하의 페라이트상과 제 2 상을 갖고, 크기가 20 ㎚ 미만인 석출물에 함유되는 Ti 량과 V 량의 합계량이 0.150 mass％ 이상이고, 상기 페라이트상의 경도 (HV_α) 와 상기 제 2 상의 경도 (HV_S) 의 차 (HV_α - HV_S) 가 - 300 이상 300 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.

［2］상기［1］에 있어서, 크기가 20 ㎚ 미만인 석출물에 함유되는 상기 Ti 량이 0.150 mass％ 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.

［3］상기［1］에 있어서, 크기가 20 ㎚ 미만인 석출물에 함유되는 상기 V 량이 0.550 mass％ 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.

［4］상기［1］∼［3］중 어느 하나에 있어서, mass％ 로, 추가로 Cr：0.01 ％ 이상 1.0 ％ 이하, W：0.005 ％ 이상 1.0 ％ 이하, Zr：0.0005 ％ 이상 0.05 ％ 이하 중 어느 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.

［5］mass％ 로, C：0.08 ％ 이상 0.20 ％ 이하, Si：0.2 ％ 이상 1.0 ％ 이하, Mn：0.5 ％ 이상 2.5 ％ 이하, P：0.04 ％ 이하, S：0.005 ％ 이하, Al：0.05 ％ 이하, Ti：0.07 ％ 이상 0.20 ％ 이하, V：0.20 ％ 이상 0.80 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 1150 ℃ 이상 1350 ℃ 이하의 온도로 가열한 후, 마무리 압연 온도를 850 ℃ 이상 1000 ℃ 이하로 하여 열간 압연을 실시하고, 이어서, 650 ℃ 이상 800 ℃ 미만의 온도까지, 평균 냉각 속도 30 ℃/s 이상으로 제 1 단 냉각시키고, 1 초 이상 5 초 미만의 시간에서 공랭시키고, 이어서, 냉각 속도 20 ℃/s 이상으로 제 2 단 냉각시키고, 200 ℃ 초과 550 ℃ 이하의 온도에서 권취하고, 식 (1) 을 만족시키는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.

T1 ≤ 0.06 × T2 ＋ 764 식 (1)

단, T1：제 1 단 냉각의 정지 온도 (℃), T2：권취 온도 (℃)

［6］상기［5］에 있어서, 성분 조성으로서, mass％ 로, 추가로 Cr：0.01 ％ 이상 1.0 ％ 이하, W：0.005 ％ 이상 1.0 ％ 이하, Zr：0.0005 ％ 이상 0.05 ％ 이하 중 어느 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.

또한, 본 명세서에 있어서, 강의 성분을 나타내는 ％ 는, 모두 mass％ 이다. 또, 본 발명에 있어서의 고강도 강판이란, 인장 강도 (이하, TS 라고 칭하는 경우도 있음) 가 980 ㎫ 이상의 강판이며, 열연 강판, 또한, 이들의 강판에 예를 들어 도금 처리 등의 표면 처리를 가한 표면 처리 강판도 대상으로 한다.

또한, 본 발명의 목표로 하는 특성은, 연신율 10 ％ 로 압연 후의 연신 플랜지 특성 (λ₁₀) ≥ 40 ％ 이다.

본 발명에 의하면, 가공 후의 연신 플랜지 특성이 우수하고, TS 가 980 ㎫ 이상인 고강도 강판이 얻어진다. 본 발명에서는, Mo 를 첨가하지 않아도 상기 효과가 얻어지기 때문에, 비용을 삭감할 수 있다. 본 발명의 고강도 강판을 자동차의 바퀴 부분이나 그 주변 부재나 트럭용 프레임, 내충돌 부재 등에 사용함으로써, 판두께 감소가 가능해져, 자동차의 환경 부하가 저감되어 충격 특성이 크게 향상되는 것이 기대된다.

도 1 은, 경도차 (HV_α - HV_S) 와 가공 후의 연신 플랜지 특성의 관계를 나타내는 도면이다.
도 2 는, 페라이트의 체적 점유율과 가공 후의 연신 플랜지 특성의 관계를 나타내는 도면이다.
도 3 은, 20 ㎚ 미만인 석출물에 함유되는 Ti 량과 V 량의 합계와 TS 의 관계를 나타내는 도면이다.
도 4 는, 20 ㎚ 미만인 석출물에 함유되는 Ti 량과 V 량의 관계를 나타내는 도면이다.

이하, 본 발명을 상세하게 설명한다.

본 발명의 고강도 강판은, 후술하는 성분 한정에 더하여, 금속 조직은, 체적 점유율로 80 ％ 이상 98 ％ 이하의 페라이트상과 제 2 상을 갖고, 크기가 20 ㎚ 미만인 석출물에 함유되는 Ti 량과 V 량의 합계량이 0.150 mass％ 이상이고, 페라이트상의 경도 (HV_α) 와 제 2 상의 경도 (HV_S) 의 차 (HV_α - HV_S) 가 - 300 이상 300 이하인 것을 특징으로 한다.

이와 같이, 본 발명에 있어서는, 성분 한정, 조직분율에 더하여, 20 ㎚ 미만인 석출물에 함유되는 Ti 량과 V 량 및 경도차 (HV_α - HV_S) 를 규정하는 것을 특징으로 한다. 이것은 본 발명에 있어서 가장 중요한 요건이며, 이와 같이 규정한 강판으로 함으로써 가공 후의 연신 플랜지 특성이 우수하고, TS 가 980 ㎫ 이상인 고강도 강판이 얻어진다.

다음으로, 본 발명의 상세를 실험 결과에 기초하여 설명한다.

가공 후의 연신 플랜지 특성 향상을 위해서는, 경도차 (HV_α - HV_S) 가 중요하다는 것을 검토한 결과로부터 알 수 있었다. 그래서, 경도차 (HV_α - HV_S) 와 가공 후의 연신 플랜지 특성에 대해 조사하였다. C：0.09 ∼ 0.185 mass％, Si：0.70 ∼ 0.88 mass％, Mn：1.00 ∼ 1.56 mass％, P：0.01 mass％, S：0.0015 mass％, Al：0.03 mass％, Ti：0.090 ∼ 0.178 mass％, V：0.225 ∼ 0.770 mass％ 를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 조성의 강을 전로 (轉爐) 에서 용제하고, 연속 주조에 의해 강 슬래브로 하였다. 이어서, 이들의 강 슬래브에 대하여, 슬래브 가열 온도：1250 ℃ 에서 가열하고, 마무리 온도：890 ∼ 950 ℃ 에서 열간 압연하였다. 이어서, 냉각 속도：55 ℃/s 로 635 ∼ 810 ℃ 까지 제 1 단 냉각을 실시하고, 2 ∼ 6 s 공랭하고, 냉각 속도：40 ℃/s 로 제 2 단 냉각을 실시하고, 250 ∼ 600 ℃ 에서 권취하여, 판두께 2.0 ㎜ 의 열연 강판을 제작하였다. 얻어진 열연 강판에 대하여, 페라이트상의 경도 (HV_α) 와 제 2 상의 경도 (HV_S) 의 차 (HV_α - HV_S) 를 측정함과 함께, 가공 후의 연신 플랜지 특성을 조사하였다.

또한, 페라이트상의 경도 (HV_α) 와 제 2 상의 경도 (HV_S) 의 차 (HV_α - HV_S) 는, 비커스 경도를 사용하였다. 비커스 경도 시험에 사용하는 시험기는, JIS B 7725 에 적합한 것을 사용하였다. 조직 관찰용 샘플을 1 장 채취하고, 압연 방향으로 평행한 단면에 대해 3 ％ 나이탈 용액에서 조직을 출현하고, 판두께 1/4 위치에서 시험 하중 3 g 으로 페라이트립 및 제 2 상에 각각 패임을 만들었다. 패임의 대각선 길이로부터 JIS Z 2244 에 있는 비커스 경도 산출식을 사용하여 경도를 산출하였다. 각각 30 개의 페라이트립 및 제 2 상의 경도를 측정하고, 각각의 평균값을 페라이트상의 경도 (HV_α) 및 제 2 상의 경도 (HV_S) 로 하여, 경도차 (HV_α - HV_S) 를 구하였다.

가공 후의 연신 플랜지 특성은, 구멍 확장 시험용 시험편을 3 장 채취하고, 신장율 10 ％ 로 압연 후, 철련 규격 JFST 1001 에 준해 구멍 확장 시험을 실시하고, 3 장의 평균으로부터 λ₁₀ 을 구하였다.

이상에 의해 얻어진 결과를 도 1 에 나타낸다. 도 1 로부터, 경도차 (HV_α - HV_S) 가 - 300 이상 300 이하 (부호 ○ 로 나타냄) 일 때에, 가공 후의 연신 플랜지 특성이 우수한 경향이 있고, 일부를 제외하고 가공 후의 연신 플랜지 특성이 대체로 40 ％ 이상이 되어 있는 것을 알 수 있다. 페라이트상에 비해 제 2 상이 딱딱한 경우, 석출 강화에 의해 페라이트상이 제 2 상에 비해 딱딱한 경우 중 어느 경우에 있어서도, 동일한 경향이다. 이와 같은 경향은, 상간 경도차가 저감된 것에 의해, 가공시의 보이드의 생성량이 적게 되었기 때문이라고 생각된다.

그러나, 이와 같이 경도차 (HV_α - HV_S) 가 - 300 이상 300 이하의 열연 강판인 경우에도, 40 ％ 이상의 가공 후의 연신 플랜지 특성이 얻어지지 않는 경우가 있다. 예를 들어, 도 1 에 있어서, 경도차 (HV_α - HV_S) 가 0 부근에서는, 가공 후의 연신 플랜지 특성이 30 ％ ∼ 40 ％ 의 열연 강판이 존재한다. 그래서, 이와 같은 가공 후의 연신 플랜지 특성이 열등한 재료를 관찰한 결과, 가공 후의 연신 플랜지 특성이 우수한 재료와 비교하여 페라이트의 체적 점유율이 극단적으로 낮거나, 극단적으로 높은 것이 분명해졌다. 그래서, 다음으로, 페라이트의 체적 점유율과 가공 후의 연신 플랜지 특성의 관계를 조사하였다.

상기 실험에서 제작한 열연 강판 중, 경도차 (HV_α - HV_S) 가 - 300 이상 300 이하인 열연 강판에 대하여, 조직분율로서 페라이트의 체적 점유율을 조사하였다. 또한, 페라이트의 체적 점유율은, 압연 방향으로 평행한 판두께 단면의 미크로 조직을 3 ％ 나이탈에서 출현하고, 주사형 전자 현미경 (SEM) 을 사용하여 1500 배로 판두께 1/4 위치를 관찰하고, 스미토모 금속 테크놀로지 주식회사 제조의 화상 처리 소프트 「입자 해석 Ⅱ」를 사용하여 페라이트의 면적율을 측정하여, 체적 점유율로 하였다.

얻어진 결과를 도 2 에 나타낸다. 도 2 로부터, 페라이트의 체적 점유율을 80 ％ 이상 98 ％ 이하 (부호 ○ 로 나타냄) 로 함으로써, 40 ％ 이상의 가공 후의 연신 플랜지 특성이 얻어지고 있는 것을 알 수 있다.

이상의 결과로부터, 우수한 가공 후의 연신 플랜지 특성을 얻기 위해서는, 페라이트상의 경도 (HV_α) 와 제 2 상의 경도차 (HV_α - HV_S) 뿐만이 아니고, 페라이트의 체적 점유율도 규정하는 것이 중요하고, 페라이트상의 경도 (HV_α) 와 제 2 상의 경도차 (HV_α - HV_S) 가 - 300 이상 300 이하, 또한, 페라이트의 체적 점유율을 80 ％ 이상 98 ％ 이하로 함으로써, 가공 후의 연신 플랜지 특성 40 ％ 이상이 확보되는 것을 알 수 있었다.

이와 같이, 경도차 (HV_α - HV_S) 와 페라이트의 체적 점유율을 규정함으로써 가공 후의 연신 플랜지 특성이 향상되는 이유는 이하와 같다고 생각된다. 페라이트의 체적 점유율이 98 ％ 초과에서는, 이유는 반드시 분명하지 않지만, 페라이트상과 페라이트상의 계면에도 보이드가 많이 생성되기 때문에, 가공 후의 연신 플랜지 특성이 향상되지 않는다고 생각된다. 또, 페라이트 체적 점유율이 80 ％ 미만에서는, 신전 (伸展) 된 제 2 상이 형성되기 쉽고, 페라이트상과 제 2 상의 계면에 발생하는 보이드가 가공시에 연결하기 쉬워지기 때문에, 가공 후의 연신 플랜지 특성이 향상되지 않는다고 생각된다.

본 발명에서는, 가공 후의 연신 플랜지 특성에 더하여, 또한 고강도 TS ≥ 980 을 과제로 한다. 그래서, 다음으로, 고강도로 하기 위한 수단을 검토하였다. 그 결과, 전술한 바와 같이, 고강도 강판을 얻기 위해서는, 석출물을 미세화 (크기 20 ㎚ 미만) 하고, 미세한 석출물 (크기 20 ㎚ 미만) 의 비율을 높일 필요가 있는 것을 알 수 있었다. 석출물의 크기가 20 ㎚ 이상에서는, 전위의 이동을 억제하는 효과가 작고, 페라이트를 충분히 경질화할 수 없기 때문에, 강도가 저하되는 경우가 있다. 따라서, 석출물의 크기는 20 ㎚ 미만으로 하는 것이 바람직하다. 이 20 ㎚ 미만의 미세한 석출물은, 강 중에 Ti, V 를 함유함으로써 달성된다. Ti 와 V 는, 각각 단독으로 또는 복합으로 탄화물을 형성한다. 이유는 분명하지 않지만, 이들 석출물은, 본 발명 범위의 권취 온도 내의 고온 장시간하에 있어서, 안정적으로 미세한 그대로 존재하는 것을 알 수 있었다.

본 발명의 고강도 강판에 있어서, Ti 및/또는 V 를 함유하는 석출물은, 주로 탄화물로서 페라이트 중에 석출되어 있다. 이것은, 페라이트에 있어서의 C 의 고용한이 오스테나이트의 고용한보다 작고, 과포화의 C 가 페라이트 중에 탄화물로서 석출되기 쉽기 때문이라고 생각된다. 이러한 석출물에 의해 연질의 페라이트가 경질화 (고강도화) 되어, 980 ㎫ 이상의 TS 가 얻어진다.

그래서, 상기 실험에서 제작한 열연 강판 중, 경도차 (HV_α - HV_S) 가 - 300 이상 300 이하이고, 또한, 페라이트의 체적 점유율이 80 ％ 이상 98 ％ 이하인 열연 강판에 대하여, 크기가 20 ㎚ 미만인 석출물에 함유되는 Ti 와 V 의 양에 대해 조사하였다.

도 3 에 20 ㎚ 미만인 석출물에 함유되는 Ti 량과 V 량의 합계와 TS 의 관계를 나타낸다. 도 4 에 20 ㎚ 미만인 석출물에 함유되는 Ti 량과 V 량의 관계를 나타낸다. 또한, 도 4 에 있어서는, 도 3 에 있어서 TS 가 980 ㎫ 이상 얻어지고 있는 데이터만을 인용하였다.

도 3 으로부터, 20 ㎚ 미만인 석출물에 함유되는 Ti 량과 V 량의 합계가 0.150 mass％ 이상일 때 (부호 ○ 로 나타냄), TS 가 980 ㎫ 이상이 되는 것을 알 수 있다. 20 ㎚ 미만인 석출물에 함유되는 Ti 량과 V 량의 합계량이 0.150 mass％ 미만인 경우에는, 석출물의 수 (數) 밀도가 작아져, 각 석출물의 간격이 넓어지기 때문에, 전위의 이동을 억제하는 효과가 작아져, 페라이트를 충분히 경질화할 수 없기 때문에, TS 가 980 ㎫ 이상의 강도를 얻을 수 없게 된다고 생각된다.

이상으로부터, 조직은, 체적 점유율로 80 ％ 이상 98 ％ 이하의 페라이트를 갖고, 크기가 20 ㎚ 미만인 석출물에 함유되는 Ti 량과 V 량의 합계량이 0.150 mass％ 이상이고, 페라이트상의 경도 (HV_α) 와 제 2 상의 경도 (HV_S) 의 차 (HV_α - HV_S) 가 - 300 이상 300 이하로 한다.

도 4 에 20 ㎚ 미만인 석출물에 함유되는 Ti 량과 V 량의 관계를 나타낸다. 도 3 과 도 4 의 결과로부터, 20 ㎚ 미만인 석출물에 함유되는 Ti 량과 V 량의 합계가 0.150 mass％ 이상이면, V 량이 0 mass％ 인 경우, 즉, Ti 와 V 의 복합 석출은 아니고 Ti 의 단독 석출이라도, 본 발명의 효과는 얻어지는 것을 알 수 있다. 동일하게, Ti 량이 0 mass％ 인 경우, 즉, V 의 단독 석출이어도, 본 발명의 효과는 얻어지는 것을 알 수 있다.

도 4 로부터, 크기가 20 ㎚ 미만인 석출물에 함유되는 V 량이 0 mass％ 인 경우에는, 크기가 20 ㎚ 미만인 석출물에 함유되는 Ti 량이 0.150 mass％ 이상이고, 크기가 20 ㎚ 미만인 석출물에 함유되는 Ti 량이 0 mass％ 인 경우에는, 크기가 20 ㎚ 미만인 석출물에 함유되는 V 량이 0.550 mass％ 이상인 것을 알 수 있다.

다음으로, 본 발명에 있어서의 강의 화학 성분 (성분 조성) 의 한정 이유에 대해 설명한다.

C：0.08 mass％ 이상 0.20 mass％ 이하

C 는, Ti 나 V 와 탄화물을 형성하여 페라이트 중에 석출됨으로써, 강판의 강도화에 기여하는 원소이다. TS 를 980 ㎫ 이상으로 하기 위해서는, C 량을 0.08 mass％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, C 량이 0.20 mass％ 를 초과하면 석출물의 조대화에 의해 연신 플랜지 특성이 저하된다. 이상으로부터, C 량은 0.08 mass％ 이상 0.20 mass％ 이하, 바람직하게는, 0.09 mass％ 이상 0.18 mass％ 이하로 한다.

Si：0.2 mass％ 이상 1.0 mass％ 이하

Si 는, 페라이트 변태의 촉진 및 고용 강화에 기여하는 원소이다. 그러기 위해, Si 는 0.2 mass％ 이상으로 한다. 단, 그 양이 1.0 mass％ 를 초과하면 강판 표면 성상이 현저하게 열화되고, 내식성이 저하되기 때문에, Si 의 상한은 1.0 mass％ 로 한다. 이상으로부터, Si 량은 0.2 mass％ 이상 1.0 mass％ 이하, 바람직하게는, 0.3 mass％ 이상 0.9 mass％ 이하로 한다.

Mn：0.5 mass％ 이상 2.5 mass％ 이하

Mn 은 고용 강화에 기여하는 원소이다. 그러나, 그 양이 0.5 mass％ 를 만족시키지 않으면 980 ㎫ 이상의 TS 가 얻어지지 않는다. 한편, 그 양이 2.5 mass％ 를 초과하면, 용접성을 현저하게 저하시킨다. 따라서, Mn 량은 0.5 mass％ 이상 2.5 mass％ 이하, 바람직하게는 0.5 mass％ 이상 2.0 mass％ 이하이다. 더욱 바람직하게는, 0.8 mass％ 이상 2.0 mass％ 이하로 한다.

P：0.04 mass％ 이하

P 는 구오스테나이트 입계에 편석되기 때문에, 저온 인성 열화와 가공성의 저하를 초래한다. 그 때문에, P 량은 최대한 저감시키는 것이 바람직하고, 0.04 mass％ 이하로 한다.

S：0.005 mass％ 이하

S 는 구오스테나이트 입계에 편석되거나, MnS 로서 다량으로 석출되면, 저온 인성을 저하시키거나, 또한 가공의 유무에 관계없이 연신 플랜지 특성을 현저하게 저하시킨다. 그 때문에, S 량은 최대한 저하되는 것이 바람직하고, 0.005 mass％ 이하로 한다.

Al：0.05 mass％ 이하

Al 은, 강의 탈산제로서 첨가되어 강의 청정도를 향상시키는데 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는 0.001 mass％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, 그 양이 0.05 mass％ 를 초과하면 개재물이 다량으로 발생하여, 강판의 흠집의 원인이 되기 때문에, Al 량은 0.05 mass％ 이하로 한다. 보다 바람직한 Al 량은 0.01 mass％ 이상 0.04 mass％ 이하이다.

Ti：0.07 mass％ 이상 0.20 mass％ 이하

Ti 는, 페라이트를 석출 강화하는 데에 있어서 매우 중요한 원소이다. 0.07 mass％ 미만에서는, 필요한 강도를 확보하는 것이 곤란하고, 0.20 mass％ 를 초과하면 그 효과는 포화하고, 비용 상승이 될 뿐이다. 따라서, Ti 량은 0.07 mass％ 이상 0.20 mass％ 이하, 바람직하게는 0.08 mass％ 이상 0.18 mass％ 이하로 한다.

V：0.20 mass％ 이상 0.80 mass％ 이하

V 는, 석출 강화 또는 고용 강화로서 강도의 향상에 기여하는 원소이며, 상기 Ti 와 함께 본 발명의 효과를 얻는 데에 있어서, 중요한 요건이 된다. 적당량을 Ti 와 함께 복합 함유함으로써, 입경 20 ㎚ 미만의 미세한 Ti-V 탄화물로서 석출되는 경향이 있고, 또한, Mo 와 같이 도장 후 내식성을 저하시키지 않는다. 또, Mo 에 비해 비용을 저감시킬 수 있다. V 량이 0.20 mass％ 미만에서는, 상기 함유 효과가 부족하다. 한편, V 량이 0.80 mass％ 초과에서는, 그 효과는 포화하고, 비용 상승이 될 뿐이다. 따라서, V 량은 0.20 mass％ 이상 0.80 mass％ 이하, 바람직하게는, 0.25 mass％ 이상 0.60 mass％ 이하로 한다.

이상의 함유 원소에서, 본 발명 강은 목적으로 하는 특성이 얻어지는데, 상기 함유 원소에 더하여, 이하의 이유에 의해, 추가로 Cr：0.01 mass％ 이상 1.0 mass％ 이하, W：0.005 mass％ 이상 1.0 mass％ 이하, Zr：0.0005 mass％ 이상 0.05 mass％ 이하 중 어느 1 종 또는 2 종 이상을 함유해도 된다.

Cr：0.01 mass％ 이상 1.0 mass％ 이하, W：0.005 mass％ 이상 1.0 mass％ 이하, Zr：0.0005 mass％ 이상 0.05 mass％ 이하

Cr, W 및 Zr 은, V 와 같이, 석출물을 형성하고, 혹은 고용 상태에서 페라이트를 강화하는 기능을 갖는다. Cr 량이 0.01 mass％ 미만, W 량이 0.005 mass％ 미만, 혹은 Zr 량이 0.0005 mass％ 미만에서는 고강도화에 거의 기여하지 않는다. 한편, Cr 량이 1.0 mass％ 초과, W 량이 1.0 mass％ 초과, 혹은 Zr 량이 0.05 mass％ 초과에서는 가공성이 열화된다. 따라서, Cr, W, Zr 중 어느 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 경우, 그 함유량은 Cr：0.01 mass％ 이상 1.0 mass％ 이하, W：0.005 mass％ 이상 1.0 mass％ 이하, Zr：0.0005 mass％ 이상 0.05 mass％ 이하로 한다. 바람직하게는 Cr：0.1 mass％ 이상 0.8 mass％ 이하, W：0.01 mass％ 이상 0.8 mass％ 이하, Zr：0.001 mass％ 이상 0.04 mass％ 이하이다.

또한, 상기 이외의 잔부는 Fe 및 불가피 불순물로 이루어진다. 불가피 불순물로서 예를 들어, O 는 비금속 개재물을 형성하여 품질에 악영향을 미치기 때문에, 0.003 mass％ 이하로 저감시키는 것이 바람직하다. 또, 본 발명에서는, 발명의 작용 효과를 저해하지 않는 미량 원소로서 Cu, Ni, Sn, Sb 를 0.1 mass％ 이하의 범위에서 함유해도 된다.

다음으로, 본 발명의 고강도 강판의 조직에 대해 설명한다.

80 ％ 이상 98 ％ 이하의 페라이트와 제 2 상

가공 후의 연신 플랜지 특성의 향상에는, 전위 밀도가 낮은 페라이트가 주상이 되고, 또, 제 2 상은, 강판 중에 섬 형상으로 분산한 형태를 취하는 것이 유효하다고 생각된다. 그리고, 전술한 바와 같이, 가공 후의 연신 플랜지 특성의 향상면에서, 페라이트의 체적 점유율은 80 ％ 이상 98 ％ 이하로 할 필요가 있다. 또, 전술한 실험 결과에 더하여, 페라이트의 체적 점유율이 80 ％ 미만인 경우에는, 페라이트상과 제 2 상의 계면에 발생하는 보이드가 가공시에 연결하기 쉬워져, 가공 후의 연신 플랜지 특성 (λ₁₀) 및 연신 (El) 이 저하되는 것이 생각된다. 한편, 페라이트의 체적 점유율이 98 ％ 를 초과하는 경우에는, 이유는 반드시 분명하지 않지만, 페라이트상과 페라이트상의 계면에도 많은 보이드가 생성되기 때문에, 역시, 가공 후의 연신 플랜지 특성이 향상되지 않는다고 생각된다. 이상으로부터, 페라이트의 체적 점유율은, 80 ％ 이상 98 ％ 이하, 바람직하게는, 85 ％ 이상 95 ％ 이하로 한다.

또, 제 2 상으로는, 베이나이트상 혹은 마르텐사이트상이 바람직하다. 그리고, 강판 중에 섬 형상으로 분산한 형태를 취하는 것이 연신 플랜지 특성면에서 유효하다.

제 2 상의 체적 점유율이 2 ％ 미만인 경우에는, 제 2 상이 적기 때문에 연신 플랜지 특성이 향상되지 않게 되는 경우가 있다. 한편, 20 ％ 를 초과하는 경우에는, 제 2 상이 과다가 되어, 강판이 변형될 때에, 제 2 상의 연결이 생기기 때문에, 가공 후의 연신 플랜지 특성 (λ₁₀) 및 연신 (El) 이 저하되는 경우가 있다. 따라서, 제 2 상의 체적 점유율을 2 ％ 이상 20 ％ 이하로 하면, 보다 바람직한 상태가 된다. 여기서, 페라이트, 제 2 상의 체적 점유율은, 압연 방향으로 평행한 판두께 단면의 미크로 조직을 3 ％ 나이탈에서 출현하고, 주사형 전자 현미경 (SEM) 을 사용하여 1500 배에서 판두께 1/4 위치를 관찰하고, 스미토모 금속 테크놀로지 주식회사 제조의 화상 처리 소프트 「입자 해석 Ⅱ」를 사용하여 페라이트 및 제 2 상의 면적율을 측정하여, 체적 점유율로 한다.

크기가 20 ㎚ 미만인 석출물에 함유되는 Ti 량과 V 량의 합계량이 0.150 mass％ 이상 (여기서 Ti 량과 V 량은, 강의 전체 조성의 합계를 100 mass％ 로 했을 경우의 농도로 함)

전술한 바와 같이, 크기가 20 ㎚ 미만인 석출물에 함유되는 Ti 량과 V 량의 합계량은 0.150 mass％ 이상으로 한다. 상한은 특별히 한정하지 않지만, Ti 량과 V 량의 합계량이 1.0 mass％ 를 초과하여 석출되면, 이유는 분명하지 않지만, 강판은 취성적으로 파괴되어, 목표의 특성을 얻을 수 없게 된다. 또한, 석출물 및/또는 개재물을, 통합하여 석출물 등으로 칭한다.

또, 크기가 20 ㎚ 미만인 석출물에 함유되는 Ti 량 및 V 량은, 이하의 방법에 의해 확인할 수 있다.

시료를 전해액 중에서 소정량 전해한 후, 시료편을 전해액으로부터 취출하여 분산성을 갖는 용액 중에 침지시킨다. 이어서, 이 용액 중에 함유되는 석출물을, 구멍 직경 20 ㎚ 의 필터를 사용하여 여과한다. 이 구멍 직경 20 ㎚ 의 필터를 여과액과 함께 통과한 석출물이 크기 20 ㎚ 미만이다. 이어서, 여과 후에 여과액에 대하여, 유도 결합 플라스마 (ICP) 발광 분광 분석법, ICP 질량 분석법 및 원자 흡광 분석법 등으로부터 적절히 선택하고 분석하여, 크기 20 ㎚ 미만에서의 석출물에 있어서의 양을 구한다.

페라이트상의 경도 (HV_α) 와 제 2 상의 경도 (HV_S) 의 차 (HV_α - HV_S) 가 - 300 이상 300 이하

전술한 바와 같이, 본 발명에서는, 페라이트상의 경도 (HV_α) 와 제 2 상의 경도 (HV_S) 의 차 (HV_α - HV_S) 는 - 300 이상 300 이하로 한다. 경도차가 - 300 미만 혹은 300 초과에서는, 강판이 가공되었을 때에 페라이트상과 제 2 상의 변형량의 차이가 커지기 때문에, 페라이트상과 제 2 상의 계면에 있어서의 크랙이 증대하여, 필요로 하는 가공 후의 연신 플랜지 특성이 얻어지지 않게 되었다. 경도차는, 그 절대값이 작은 편이 좋고, 바람직하게는 - 250 이상 250 이하이다.

다음으로, 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.

본 발명의 고강도 강판은, 예를 들어, 상기 화학 성분 범위로 조정된 강 슬래브를, 1150 ℃ 이상 1350 ℃ 이하의 온도로 가열한 후, 마무리 압연 온도를 850 ℃ 이상 1000 ℃ 이하로 하여 열간 압연을 실시하고, 이어서, 650 ℃ 이상 800 ℃ 미만의 온도까지, 평균 냉각 속도 30 ℃/s 이상으로 제 1 단 냉각시키고, 1 초 이상 5 초 미만의 시간에서 공랭시키고, 이어서, 냉각 속도 20 ℃/s 이상으로 제 2 단 냉각시키고, 200 ℃ 초과 550 ℃ 이하의 온도에서 권취하고, 식 (1) 을 만족시킴으로써 얻어진다.

T1 ≤ 0.06 × T2 ＋ 764 식 (1)

단, T1：제 1 단 냉각의 정지 온도 (℃), T2：권취 온도 (℃)

이들의 조건에 대해 이하에 상세하게 설명한다.

슬래브 가열 온도：1150 ℃ 이상 1350 ℃ 이하

Ti 혹은 V 등의 탄화물 형성 원소는, 강 슬래브 중에서는 대부분이 탄화물로서 존재하고 있다. 열간 압연 후에 페라이트 중에 목표대로 석출시키기 위해서는 열간 압연 전에 탄화물로서 석출되고 있는 석출물을 일단 용해시킬 필요가 있다. 그러기 위해서는 1150 ℃ 이상에서 가열할 필요가 있다. 한편, 1350 ℃ 를 초과하여 가열하면, 결정립 직경이 지나치게 조대해져, 가공 후의 연신 플랜지 특성, 연신 특성 모두 열화되기 때문에 1350 ℃ 이하로 한다. 이상으로부터, 슬래브 가열 온도는, 1150 ℃ 이상 1350 ℃ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 1170 ℃ 이상 1260 ℃ 이하이다.

열간 압연에 있어서의 마무리 압연 온도：850 ℃ 이상 1000 ℃ 이하

가공 후의 강 슬래브는, 열간 압연의 종료 온도인 마무리 압연 온도 850 ℃ ∼ 1000 ℃ 에서 열간 압연된다. 마무리 압연 온도가 850 ℃ 미만에서는, 페라이트 ＋ 오스테나이트의 영역에서 압연되고, 전신 (展伸) 된 페라이트 조직이 되기 때문에, 연신 플랜지 특성이나 연신 특성이 열화된다. 한편, 마무리 압연 온도가 1000 ℃ 를 초과하면, 페라이트립이 조대화되기 때문에, 980 ㎫ 의 TS 가 얻어지지 않는다. 따라서, 마무리 압연 온도 850 ℃ 이상 1000 ℃ 이하에서 마무리 압연을 실시한다.

보다 바람직하게는 870 ℃ 이상 960 ℃ 이하이다.

제 1 단 냉각：냉각 정지 온도 650 ℃ 이상 800 ℃ 미만의 온도까지 평균 냉각 속도 30 ℃/s 이상으로 냉각

열간 압연 후에는, 마무리 압연 온도로부터 냉각 온도 650 ℃ ∼ 800 ℃ 까지, 평균 냉각 속도 30 ℃/s 이상으로 냉각을 실시할 필요가 있다. 냉각 정지 온도가 800 ℃ 이상에서는, 핵 생성이 일어나기 어렵기 때문에 페라이트의 체적 비율이 80 ％ 이상이 되지 않고, Ti 및/또는 V 를 함유하는 석출물의 소정의 석출 상태가 얻어지지 않는다. 냉각 정지 온도가 650 ℃ 미만에서는, C, Ti 의 확산 속도가 저하되기 때문에, 페라이트의 체적률이 80 ％ 이상이 되지 않고, Ti 및/또는 V 를 함유하는 석출물의 소정의 석출 상태가 얻어지지 않는다. 따라서, 냉각 정지 온도는 650 ℃ 이상 800 ℃ 미만으로 한다. 또, 마무리 압연 온도로부터 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도가 30 ℃/s 미만에서는, 펄라이트가 생성되기 때문에 가공 후의 연신 플랜지 특성이나 연신 특성이 열화된다. 또한, 냉각 속도의 상한은, 특별히 한정하는 것은 아니지만, 상기의 냉각 정지 온도 범위 내에 정확하게 정지시키기 위해서는, 300 ℃/s 정도로 하는 것이 바람직하다.

제 1 단 냉각 후의 공랭：1 초 이상 5 초 미만

제 1 냉각 후, 1 초 이상 5 초 이하의 동안, 냉각을 정지시키고 공랭한다. 이 공랭하고 있는 시간이 1 초 미만에서는 페라이트의 체적 점유율이 80 ％ 이상이 되지 않고, 5 초를 초과하면 펄라이트가 생성되고, 연신 플랜지 특성이나 연신 특성이 열화된다. 또한, 공랭시의 냉각 속도는, 대개 15 ℃/s 이하이다.

제 2 단 냉각：평균 냉각 속도 20 ℃/s 이상으로 권취 온도 200 ℃ 초과 550 ℃ 이하까지 냉각

공랭 후에는, 권취 온도 200 ℃ 초과 550 ℃ 이하까지 평균 냉각 속도 20 ℃/s 이상으로 제 2 냉각을 실시한다. 이 때, 평균 냉각 속도가 20 ℃/s 미만에서는, 냉각 중에 펄라이트가 생성되기 때문에, 평균 냉각 속도는 20 ℃/s 이상, 바람직하게는 50 ℃/s 이상으로 한다. 또한, 냉각 속도의 상한은, 특별히 한정하는 것은 아니지만, 상기의 권취 온도 범위 내에 정확하게 정지시키기 위해서는, 300 ℃/s 정도로 하는 것이 바람직하다.

또, 권취 온도가 200 ℃ 이하에서는, 강판의 형상이 나빠진다. 한편, 550 ℃ 초과에서는, 펄라이트가 생성되어, 연신 플랜지 특성이 열화된다. 또한, 경도차가 300 초과가 되는 경우가 있다. 바람직하게는, 400 ℃ 이상 520 ℃ 이하이다.

T1 ≤ 0.06 × T2 ＋ 764

단, T1：제 1 단 냉각의 정지 온도 (℃), T2：권취 온도 (℃)

제 1 단 냉각 후의 공랭 중에, 페라이트에 대한 미세 석출이 생긴다. 이로 인해, 대부분의 페라이트상은 석출 강화된다. 석출 강화된 페라이트상의 경도는, 석출물이 생성되는 온도, 요컨대, 제 1 단 냉각 정지 온도에 영향을 받는다. 한편, 제 2 상의 경도는, 변태 온도, 요컨대, 권취 온도에 영향을 받는다. 다양한 연구의 결과에 의해, 제 1 단 냉각 정지 온도를 T1 (℃), 권취 온도를 T2 (℃) 로 하면 T1 ≤ 0.06 × T2 ＋ 764 를 만족시킬 때, 경도차가 - 300 이상 300 이하가 되는 것이 분명해졌다. T1＞0.06 × T2 ＋ 764 에서는, 페라이트상의 경도가 낮고, 또한, 제 2 상의 경도가 높기 때문에, 경도차가 - 300 미만이 된다.

이상에 의해, 가공 후의 연신 플랜지 특성이 우수한 고강도 강판이 얻어진다. 또한, 본 발명의 강판에는, 표면에 표면 처리나 표면 피복 처리를 가한 것을 함유한다. 특히, 본 발명의 강판에는 용융 아연계 도금 피막을 형성하여, 용융 아연 도금계 강판으로 한 것에 바람직하게 적용할 수 있다. 즉, 본 발명의 강판은 양호한 가공성을 갖는다는 점에서, 용융 아연계 도금 피막을 형성해도 양호한 가공성을 유지할 수 있다. 여기서, 용융 아연계 도금이란, 아연 및 아연을 주체로 한 (즉 약 90 ％ 이상을 함유하는) 용융 도금이고, 아연 이외에 Al, Cr 등의 합금 원소를 함유한 것도 함유한다. 또, 용융 아연계 도금을 실시한 상태에서도, 도금 후에 합금화 처리를 실시해도 상관없다.

또, 강의 용제 방법은 특별히 한정되지 않고, 공지된 용제 방법의 모두를 적응할 수 있다. 예를 들어, 용제 방법으로는, 전로, 전기로 등으로 용제하고, 진공 탈가스로에서 2 차 정련을 실시하는 방법이 바람직하다. 주조 방법은, 생산성, 품질상의 관점에서, 연속 주조 방법이 바람직하다. 또, 주조 후, 즉시, 또는 보열을 목적으로 하는 가열을 실시한 후에, 그대로 열간 압연을 실시하는 직송 압연을 실시해도, 본 발명의 효과에 영향은 없다. 또한, 조압연 후에, 마무리 압연 전에, 열연재를 가열해도 되고, 조압연 후에 압연재를 접합하여 실시하는 연속 열연을 실시해도 되고, 또한, 압연재의 가열재의 가열과 연속 압연을 동시에 실시해도, 본 발명의 효과는 저해되지 않는다.

실시예 1

표 1 에 나타내는 조성의 강을 전로에서 용제하고, 연속 주조에 의해 강 슬래브로 하였다. 이어서, 이들의 강 슬래브에 대하여, 표 2 및 표 3 에 나타내는 조건에서 가열, 열간 압연, 냉각, 권취를 실시하여 판두께 2.0 ㎜ 인 열연 강판을 제작하였다. 또한, 여기서, 표 2 및 표 3 에 나타내는 권취 온도는 강대의 폭 방향 중앙부의 권취 온도를 강대의 길이 방향에서 계측하고, 그것들을 평균한 값이다.

얻어진 열연 강판에 대하여, 이하에 나타내는 방법으로 20 ㎚ 미만인 석출물에 함유되는 Ti 량 및 V 량을 구하였다.

크기 20 ㎚ 미만인 석출물에 함유되는 Ti 량 및 V 량의 측정

상기에 의해 얻어진 열연 강판을 적당한 크기로 절단하여, 10 ％ AA 계 전해액 (10 vol％ 아세틸아세톤 - 1 mass％ 염화테트라메틸암모늄-메탄올) 중에서, 약 0.2 g 을 전류 밀도 20 ㎃/㎠ 로 정전류 전해하였다.

전해 후의, 표면에 석출물이 부착되어 있는 시료편을 전해액으로부터 취출하여, 헥사메탈린산나트륨 수용액 (500 ㎎/ℓ) (이하, SHMP 수용액으로 칭함) 중에 침지시키고, 초음파 진동을 부여하고, 석출물을 시료편으로부터 박리하여 SHMP 수용액 중으로 추출하였다. 이어서, 석출물을 함유하는 SHMP 수용액을, 구멍 직경 20 ㎚ 의 필터를 사용하여 여과하고, 여과 후의 여과액에 대해 ICP 발광 분광 분석 장치를 사용하여 분석하여, 여과액 중의 Ti 와 V 의 절대량을 측정하였다. 이어서, Ti 와 V 의 절대량을 전해 중량으로 나누어, 크기 20 ㎚ 미만인 석출물에 함유되는 Ti 량 및 V 량 (시료의 전체 조성을 100 질량％ 로 했을 경우의 질량％) 을 얻었다. 또한, 전해 중량은, 석출물 박리 후의 시료에 대해 중량을 측정하고, 전해 전의 시료 중량으로부터 뺌으로써 구하였다.

또, 코일 선단부로부터 30 m 의 위치에서 폭 방향 중앙으로부터, JIS5 호 인장 시험편 (압연 방향으로 평행 방향), 구멍 확장 시험편 및 조직 관찰용 샘플을 채취하고, 이하에 나타내는 방법으로 인장 강도：TS, 연신：El, 가공 후의 연신 플랜지 특성：λ₁₀ 및 경도차：HV_α - HV_S 를 구해 평가하였다.

인장 강도：TS, 연신：El

압연 방향을 인장 방향으로 하여 JIS5 호 시험편 3 개 채취하고, JIS Z 2241 에 준거한 방법으로 인장 시험을 실시하여, 인장 강도 (TS) 및 연신 (El) 를 구하였다.

가공 후의 연신 플랜지 특성：λ₁₀

구멍 확장 시험용 시험편을 3 장 채취하고, 연신율 10 ％ 로 압연 후, 철련 규격 JFST 1001 에 준해 구멍 확장 시험을 실시하고, 3 장의 평균으로부터 λ₁₀ 을 구하였다.

경도차：HV_α - HV_S

비커스 경도 시험에 사용하는 시험기는, JIS B 7725 에 적합한 것을 사용하였다. 조직 관찰용 샘플을 1 장 채취하고, 압연 방향으로 평행한 단면에 대해 3 ％ 나이탈 용액에서 조직을 출현하고, 판두께 1/4 위치에서 시험 하중 3 g 으로 페라이트립 및 제 2 상에 각각 패임을 만들었다.

패임의 대각선 길이로부터 JIS Z 2244 에 있는 비커스 경도 산출식을 사용하여 경도를 산출하였다. 각각 30 개의 페라이트립 및 제 2 상의 경도를 측정하여, 각각의 평균값을 페라이트상의 경도 (HV_α) 및 제 2 상의 경도 (HV_S) 로 하고, 경도차 (HV_α - HV_S) 를 구하였다.

또, 페라이트 및 제 2 상의 체적 점유율은, 압연 방향으로 평행한 판두께 단면의 미크로 조직을 3 ％ 나이탈에서 출현하고, 주사형 전자 현미경 (SEM) 을 사용하여 1500 배로 판두께 1/4 위치를 관찰하고, 스미토모 금속 테크놀로지 주식회사 제조의 화상 처리 소프트 「입자 해석 Ⅱ」를 사용하여 페라이트 및 제 2 상의 면적율을 측정하여, 체적 점유율로 하였다.

이상에 의해 얻어진 결과를 표 2 및 표 3 에 제조 조건과 함께 나타낸다.

표 2 로부터, 본 발명 예에서는, TS (강도) 가 980 ㎫ 이상, λ₁₀ 이 40 ％ 이상에서, 가공 후의 연신 플랜지 특성이 우수한 고강도 강판이 얻어졌다. 또, El (연신) 도 15 ％ 이상으로 충분한 특성을 나타내고 있다.

한편, 표 3 으로부터 비교예는, TS, λ₁₀ 중 어느 1 개 이상이 열화되어 있다.

실시예 2

표 4 에 나타내는 조성의 강을 전로에서 용제하고, 연속 주조에 의해 강 슬래브로 하였다. 이어서, 이들의 강 슬래브에 대하여, 표 5 에 나타내는 조건으로 가열, 열간 압연, 냉각, 권취를 실시하여, 판두께 2.0 ㎜ 인 열연 강판을 제작하였다. 또한, 여기서, 표 5 에 나타내는 권취 온도는 강대의 폭방향 중앙부의 권취 온도를 강대의 길이 방향으로 계측하여, 그것들을 평균한 값이다.

얻어진 열연 강판에 대하여, 실시예 1 과 동일한 방법으로 20 ㎚ 미만인 석출물에 함유되는 Ti 량 및 V 량을 구하였다. 또, 실시예 1 과 동일한 방법으로 인장 강도：TS, 연신：El, 가공 후의 연신 플랜지 특성：λ₁₀ 및 경도차：HV_α - HV_S 를 구해 평가하였다. 이상에 의해 얻어진 결과를 표 5 에 제조 조건과 함께 나타낸다.

표 5 로부터, 본 발명 예에서는, TS 가 980 ㎫ 이상, λ₁₀ 이 40 ％ 이상에서, 가공 후의 연신 플랜지 특성이 우수한 고강도 강판이 얻어졌다. 또한, 실시예 2 에 있어서의 Cr, W 나 Zr 을 함유한 강은, 실시예 1 에 있어서의 동일한 성분계로 이루어지는 강에 비하여, TS 가 향상되어 있는 것을 알 수 있다.

산업상 이용가능성

본 발명의 강판은 고강도이고, 또한, 우수한 가공 후의 연신 플랜지 특성을 갖기 때문에, 예를 들어, 자동차나 트럭용의 프레임 등, 연신 및 연신 플랜지 특성을 필요로 하는 부품으로서 최적이다.

Claims

성분 조성은, mass％ 로, C：0.08 ％ 이상 0.20 ％ 이하, Si：0.2 ％ 이상 1.0 ％ 이하, Mn：0.5 ％ 이상 2.5 ％ 이하, P：0.04 ％ 이하, S：0.005 ％ 이하, Al：0.05 ％ 이하, Ti：0.07 ％ 이상 0.20 ％ 이하, V：0.20 ％ 이상 0.80 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 금속 조직은, 체적 점유율로 80 ％ 이상 98 ％ 이하의 페라이트상과 제 2 상을 갖고, 크기가 20 ㎚ 미만인 석출물에 함유되는 V 량이 0.550 mass％ 이상이고, 상기 페라이트상의 경도 (HV_α) 와 상기 제 2 상의 경도 (HV_S) 의 차 (HV_α - HV_S) 가 - 300 이상 300 이하이고, 인장 강도가 980 ㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항에 있어서,
크기가 20 ㎚ 미만인 석출물에 함유되는 상기 Ti 량이 0.150 mass％ 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
삭제
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
mass％ 로, 추가로 Cr：0.01 ％ 이상 1.0 ％ 이하, W：0.005 ％ 이상 1.0 ％ 이하, Zr：0.0005 ％ 이상 0.05 ％ 이하 중 어느 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
mass％ 로, C：0.08 ％ 이상 0.20 ％ 이하, Si：0.2 ％ 이상 1.0 ％ 이하, Mn：0.5 ％ 이상 2.5 ％ 이하, P：0.04 ％ 이하, S：0.005 ％ 이하, Al：0.05 ％ 이하, Ti：0.07 ％ 이상 0.20 ％ 이하, V：0.20 ％ 이상 0.80 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 1150 ℃ 이상 1350 ℃ 이하의 온도로 가열한 후, 마무리 압연 온도를 850 ℃ 이상 1000 ℃ 이하로 하여 열간 압연을 실시하고, 이어서, 650 ℃ 이상 800 ℃ 미만의 온도까지, 평균 냉각 속도 30 ℃/s 이상으로 제 1 단 냉각시키고, 1 초 이상 5 초 미만의 시간에서 공랭시키고, 이어서, 냉각 속도 20 ℃/s 이상으로 제 2 단 냉각시키고, 200 ℃ 초과 550 ℃ 이하의 온도에서 권취하고, 식 (1) 을 만족하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
T1 ≤ 0.06 × T2 ＋ 764 식 (1)
단, T1：제 1 단 냉각의 정지 온도 (℃), T2：권취 온도 (℃)
제 5 항에 있어서,
성분 조성으로서, mass％ 로, 추가로 Cr：0.01 ％ 이상 1.0 ％ 이하, W：0.005 ％ 이상 1.0 ％ 이하, Zr：0.0005 ％ 이상 0.05 ％ 이하 중 어느 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.