KR101521342B1

KR101521342B1 - 가공성이 우수한 고항복비 고강도 강판

Info

Publication number: KR101521342B1
Application number: KR1020130033443A
Authority: KR
Inventors: 가즈유키 하마다; 다츠야 아사이
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2012-03-30
Filing date: 2013-03-28
Publication date: 2015-05-18
Also published as: JP2013213232A; US9611524B2; KR20130111402A; CN103361577B; JP5860333B2; US20130273391A1; IN2013CH01379A; CN103361577A

Abstract

본 발명의 강판은, 인장 강도가 980MPa 이상이고, 고항복비를 나타내며, 또한 가공성(구체적으로는, 강도-연성 균형)이 우수하다. 그 강판은, C: 0.06% 이상, 0.12% 미만, Si: 0.2% 이하, Mn: 2.0∼3.5%, Ti, Nb 및 V로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소: 합계로 0.01∼0.15%, B: 0.0003∼0.005%, P: 0.05% 이하, S: 0.05% 이하, Al: 0.005∼0.1%, 및 N: 0.015% 이하를 만족시키고, 잔부가 철 및 불가피 불순물이고, 금속 조직 전체에 대하여, 페라이트: 5% 초과, 15% 이하, 마르텐사이트: 25∼55%, 베이나이트 및 뜨임 마르텐사이트: 합계로 30% 이상, 70% 미만이며, 또한, 페라이트의 평균 결정 입경: 3.0㎛ 이하를 만족시킨다.

Description

가공성이 우수한 고항복비 고강도 강판{HIGH-YIELD-RATIO HIGH-STRENGTH STEEL SHEET HAVING EXCELLENT WORKABILITY}

본 발명은, 가공성이 우수한 고항복비 고강도의 강판(냉간 압연 강판, 용융 아연 도금 강판, 및 합금화 용융 아연 도금 강판)에 관한 것이고, 특히 가공성을 저하시키지 않고 항복비를 높인 인장 강도가 980MPa 이상인 고강도 강판에 관한 것이다.

본 발명의 강판은, 예컨대, 높은 가공성과 함께 높은 항복비가 요구되는 자동차용 구조 부재(예컨대, 사이드 실, 필러, 멤버, 리인포스먼트류 등의 바디 골격 부재; 범퍼, 도어 가드바, 시트 부품, 차륜 지지 부품 등의 강도 부재)나 가전용 부재 등에 적합하게 사용된다.

최근, 지구 환경 문제에 관한 의식의 고양 때문에, 각 자동차 제조사에서는 연비 향상을 목적으로 하여 차체의 경량화가 진행되고 있다. 또한, 승객의 안전성의 관점에서는 자동차의 충돌 안전 기준이 강화되어, 충격에 대한 부재의 내구성도 요구되고 있다. 그 때문에, 최근의 자동차에서는 고강도 강판의 사용 비율이 한층 더 상승되고 있고, 예컨대, 방청성이 요구되는 차체 골격 부재나 리인포스먼트 부재 등에서는, 고강도의 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판(이하, 도금 강판으로 대표시키는 경우가 있다.)이 적극적으로 적용되고 있다.

상기 강판에는, 스폿 용접성이 우수하고, 양호한 가공성과 함께, 충돌시의 에너지 흡수능이 요구되어, 항복 강도, 즉 항복비가 높을 것도 요구된다.

스폿 용접성 향상의 관점에서는 C량의 저감이 유효하고, 예컨대 일본 특허 공개 2007-231369호에는, C량을 0.1% 미만으로 현저히 저감한 강판이 사용되고 있다. 그러나 C량을 저감하면, 연성 등의 가공성이 우수하지만 저항복 강도로 되기 때문에, 고항복 강도와 가공성을 양립시킬 수는 없다고 하는 문제가 있다.

또한, 일본 특허공개 2002-322539호에는, 0.10% 미만의 C를 포함하고, 페라이트 단상 조직의 매트릭스와, 이 매트릭스 중에 분산된 입경이 10nm 미만인 미세 석출물로 실질적으로 이루어지고, 550MPa 이상의 인장 강도를 갖는 프레스 성형성이 우수한 박강판이 개시되어 있다. 그러나 이 특허공보의 실시예에 의하면, 상기 박강판의 인장 강도는, 기껏 810∼856MPa 정도이며, 980MPa 이상의 고강도 강판이더라도 고항복 강도를 가지며, 또한 우수한 가공성을 겸비시키는 것까지는 개시되어 있지 않다.

한편, 고강도와 가공성을 겸비한 강판으로서, 높은 신도를 갖는 페라이트와 고강도를 발휘하는 마르텐사이트를 주체로 하는 복합 조직 강판(DP 강판)을 들 수 있다. 그러나, DP 강판에서는 저항복비밖에 얻어지지 않고, 고항복비와 높은 가공성을 양립시킬 수는 없다. 예컨대, 상기 DP 강판으로서, 일본 특허공개 1980-122820호 및 일본 특허공개 2001-220641호에는, 강도-연성 균형 등이 우수한 고강도 용융 아연 강판이 개시되어 있지만, 이들 방법에서는, 용융 아연 도금 후 또는 합금화 처리 후의 냉각 과정에서 마르텐사이트를 생성시키고 있고, 마르텐사이트 변태시에 페라이트 중에 가동 전위(可動轉位)가 도입되기 때문에, 항복 강도가 낮게 된다.

일본 특허공개 2002-322539호 일본 특허공개 2002-322539호 일본 특허공개 1980-122820호 일본 특허공개 2001-220641호

본 발명은 상기 사정에 비추어 이루어진 것으로, 그 목적은, 인장 강도가 980MPa 이상이고, 고항복비를 나타내며, 또한 가공성(구체적으로는, 강도-연성 균형)이 우수한 강판을 제공하는 것에 있다.

상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명에 따른 강판은, C: 0.06%(질량%의 의미. 이하, 화학 성분 조성에 대하여 같다.) 이상, 0.12% 미만, Si: 0.2% 이하, Mn: 2.0∼3.5%, Ti, Nb 및 V로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소: 합계로 0.01∼0.15%, B: 0.0003∼0.005%, P: 0.05% 이하, S: 0.05% 이하, Al: 0.005∼0.1% 이하, 및 N: 0.015% 이하를 만족시키고, 잔부가 철 및 불가피 불순물이고, 금속 조직 전체에 대하여, 페라이트: 5% 초과, 15% 이하, 마르텐사이트: 25∼55%, 베이나이트 및 뜨임[燒戾] 마르텐사이트: 합계로 30% 이상, 70% 미만이며, 페라이트의 평균 결정 입경: 3.0㎛ 이하를 만족시키고, 또한 인장 강도가 980MPa 이상이다.

상기 강판은, 추가로, 다른 원소로서, Cr 및 Mo로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소: 합계로 1.0% 이하(0%를 포함하지 않는다)를 함유할 수도 있다. 상기 강판의 표면에는, 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 갖고 있어도 좋고, 본 발명에는, 고항복비 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고항복비 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판도 포함된다.

본 발명에 의하면, 금속 조직의 기본 구성을 페라이트, 마르텐사이트, 베이나이트 및 뜨임 마르텐사이트로 하고, 페라이트의 면적률, 마르텐사이트의 면적률, 베이나이트 및 뜨임 마르텐사이트의 합계 면적률을 각각 적절히 제어함과 더불어, 페라이트의 평균 결정 입경을 적절히 제어하고 있기 때문에, 인장 강도가 980MPa 이상이고, 고항복비(항복강도/인장 강도×100=68% 이상)를 가지며, 또한 가공성(인장 강도× 전체 신도=10.0GPa·% 이상)이 우수한 강판이 얻어진다.

도 1은 본 발명의 강판을 제조하는 경우의 히트 패턴을 나타내는 개략도이다.
도 2는 본 발명의 강판을 제조하는 경우의 히트 패턴의 변형예를 나타내는 개략도이다.

본 발명은, 스폿 용접성 향상의 관점에서, C량을 0.12% 미만의 저 C 범위로 하는 것을 전제로 한 뒤에, 980MPa 이상의 고강도를 갖고, 또한 고항복비 및 고가공성의 모든 특성을 겸비한 강판에 관한 것이다. 상기 구성 요건에 도달한 경위의 개요는 이하와 같다.

전술한 바와 같이, 스폿 용접성 향상의 관점에서는 C량의 저감이 요망되지만, 이러한 저 C 함유 강판에 있어서, 980MPa 이상의 고강도를 갖고, 더구나 고항복 강도와 양호한 가공성을 양립시킨 강판은 개시되어 있지 않다. 한편, 강도와 가공성을 겸비한 강판으로서, 페라이트와 마르텐사이트를 주체로 하는 DP 강판을 들 수 있지만, DP 강판은, 마르텐사이트 변태시에 페라이트 중에 가동 전위가 도입되기 때문에, 저항복 강도로 되어 버린다.

그래서 본 발명자들은, C량이 0.12% 미만인 저 C 강판에 있어서, 종래의 DP 강판에 있어서의 페라이트와 마르텐사이트의 일부를 베이나이트와 뜨임 마르텐사이트로 치환하여, 페라이트, 마르텐사이트, 베이나이트 및 뜨임 마르텐사이트의 혼합 조직으로 하는 것에 의해, 고항복비를 달성하는 것을 기본적 사상으로 했다.

단, 페라이트와 마르텐사이트를 주체로 하는 DP 강판에 대하여, 베이나이트 및 뜨임 마르텐사이트의 도입에 의해 페라이트가 상대적으로 감소됨으로써 연성(전체 신도)이 저하되기 쉽고, 또한 마르텐사이트가 상대적으로 감소됨으로써 강도가 저하되기 쉽게 된다. 또한, 금속 조직 전체에 대한 페라이트의 분율이 지나치게 낮으면 강도-연성 균형이 저하되어 가공성이 나빠지고, 페라이트의 분율이 지나치게 많으면 고강도 및 고항복비를 달성하기 어렵게 된다.

또한, 금속 조직 전체에 대한 마르텐사이트의 분율이 지나치게 낮으면 강도가 저하되기 쉽게 되고, 마르텐사이트의 분율이 많아지면 가공성(강도-연성 균형)이 저하된다.

그래서, 고강도, 고항복비 및 고가공성의 모든 특성을 달성할 수 있도록, 본 발명자들이, 페라이트의 면적률, 마르텐사이트의 면적률, 베이나이트 및 뜨임 마르텐사이트의 합계 면적률에 대하여 예의 연구를 행한 결과, 이들 조직의 분율에 대하여 최적 범위를 결정하여, 고항복비를 갖고, 또한 고강도와 고가공성을 확보하는 것에 성공했다.

게다가, 페라이트의 평균 결정 입경을 미세화함으로써, 가공성(강도-연성 균형)을 한층 더 향상시켜, 본 발명을 완성했다.

본 명세서에 있어서, 「가공성이 우수한」이란, 인장 강도 980MPa 이상의 고강도역에 있어서, 강도-연성 균형이 우수한 것을 의미한다. 구체적으로는, 상기의 고강도역에 있어서, 인장 강도(TS: 단위는 MPa)×전체 신도(EL: 단위는 %)가 10.0×10³MPa·%(=10.0GPa·%)이상을 만족시키는 것을 말한다. TS×EL은, 10.5GPa·% 이상인 것이 바람직하다.

또한, 본 명세서에 있어서, 「고항복비」란, 「항복 강도(YS)/인장 강도(TS)×100」으로 표시되는 항복비(YR)가 68% 이상인 것을 말한다. YR은 70% 이상인 것이 바람직하다.

본 발명의 강판에는, 냉연 강판, 용융 아연 도금 강판(GI 강판) 및 합금화 용융 아연 도금 강판(GA 강판)이 포함된다. 본 명세서에서는, 이들 중, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판을 통틀어 간단히 「도금 강판」으로 대표시키는 경우가 있다.

이하, 본 발명에 따른 강판의 구성 요건을 설명한다.

처음에, 본 발명을 특징적이게 하는 조직에 대하여 상술한다. 본 발명의 강판은, 금속 조직이, 페라이트, 마르텐사이트, 베이나이트 및 뜨임 마르텐사이트를 함유하고, 추가로, 페라이트, 마르텐사이트, 베이나이트 및 뜨임 마르텐사이트를 제외하는 잔부 조직을 갖고 있더라도 좋다. 단, 베이나이트 및 뜨임 마르텐사이트는, 후술하는 바와 같이 주사형 전자 현미경 관찰로는 구별할 수 없다. 본 발명의 강판은, 이하에 상술하는 각 조직의 분율을 만족하는 한, (a) 페라이트, 마르텐사이트, 베이나이트 및 뜨임 마르텐사이트로 구성되어 있더라도 좋고, (b) 이들에, 페라이트, 마르텐사이트, 베이나이트 및 뜨임 마르텐사이트 이외의 잔부 조직을 추가로 갖고 있더라도 좋으며, 어느 쪽의 태양도 본 발명의 범위에 포함된다.

[페라이트 분율: 5면적% 초과, 15면적% 이하]

페라이트는, 강판의 신장 특성 향상에 기여하는 조직이며, 금속 조직 전체에 대한 페라이트 분율이 5면적% 이하에서는, 강판의 신도가 저하되어, 강도-연성 균형이 나빠진다. 따라서 금속 조직 전체에 대한 페라이트 분율은 5면적% 초과, 바람직하게는 6면적% 이상, 보다 바람직하게는 7면적% 이상으로 한다. 그러나 금속 조직 전체에 대한 페라이트 분율이 15면적%을 초과하면, 강판의 인장 강도 및 항복비가 저하된다. 따라서 금속 조직 전체에 대한 페라이트 분율은 15면적% 이하, 바람직하게는 14면적% 이하, 보다 바람직하게는 13면적% 이하로 한다.

[마르텐사이트 분율: 25∼55면적%]

마르텐사이트는 고강도의 확보에 필요한 조직이며, 본 발명에서는 금속 조직 전체에 대한 마르텐사이트 분율을 25면적% 이상으로 한다. 바람직하게는 27면적% 이상, 보다 바람직하게는 30면적% 이상으로 한다. 그러나 마르텐사이트가 지나치게 많아지면 신도가 저하되어, 가공성(강도-연성 균형)이 나빠진다. 또한, 베이나이트 및 뜨임 마르텐사이트의 합계 분율이 지나치게 적어지는 경우가 있어, 고항복비 향상 작용이 유효하게 발휘되지 않는 경우가 있다. 따라서 금속 조직 전체에 대한 마르텐사이트 분율은 55면적% 이하, 바람직하게는 52면적% 이하, 보다 바람직하게는 49면적% 이하로 한다.

[베이나이트 및 뜨임 마르텐사이트의 합계 분율: 30면적% 이상, 70면적% 미만]

베이나이트 및 뜨임 마르텐사이트는, 항복비의 향상에 기여하는 조직이다. 따라서 금속 조직 전체에 대한 베이나이트 및 뜨임 마르텐사이트의 합계 분율은, 30면적% 이상, 바람직하게는 33면적% 이상, 보다 바람직하게는 36면적% 이상으로 한다. 금속 조직 전체에 대한 베이나이트 및 뜨임 마르텐사이트의 합계 분율의 상한은, 전술한 페라이트에 의한 상기 작용, 및 마르텐사이트에 의한 상기 작용을 발휘시키기 위해서, 70면적% 미만으로 한다. 금속 조직 전체에 대한 베이나이트 및 뜨임 마르텐사이트의 합계 분율은, 금속 조직의 구성에 따라 적절히 제어하면 되지만, 바람직하게는 67면적% 이하, 보다 바람직하게는 64면적% 이하로 한다.

한편, 베이나이트와 뜨임 마르텐사이트는, 모두 페라이트 중에 탄화물이 석출된 조직을 나타내고 있어, 주사형 전자 현미경 관찰로 구별하는 것은 곤란하기 때문에, 본 발명에서는 베이나이트와 뜨임 마르텐사이트를 통틀어 합계량으로 규정하고 있다.

본 발명에 있어서, 마르텐사이트량과, 베이나이트 및 뜨임 마르텐사이트 합계량은, 어느 쪽이 많더라도 좋고, 본 발명에서 규정하는 각 조직의 분율을 만족하는 한, 마르텐사이트>베이나이트+뜨임 마르텐사이트, 마르텐사이트=베이나이트+뜨임 마르텐사이트, 마르텐사이트<베이나이트+뜨임 마르텐사이트의 어느 쪽의 태양도 포함될 수 있다. 단, 강도-신도 균형 등을 고려하면, 마르텐사이트<베이나이트+뜨임 마르텐사이트의 태양이 바람직하다.

[잔부 조직의 분율: 5면적% 이하(0면적%을 포함한다)]

본 발명의 강판은, 상기한 바와 같이, 페라이트, 마르텐사이트, 베이나이트 및 뜨임 마르텐사이트로만 구성되어 있더라도 좋지만, 본 발명의 작용을 저해하지 않는 한도에 있어서, 예컨대 제조 과정 등에서 불가피하게 생성되는 조직(잔부 조직)을 포함하고 있더라도 좋다. 상기 잔부 조직으로서는, 예컨대 펄라이트, 잔류 오스테나이트 등을 들 수 있다. 금속 조직 전체에 대한 상기 잔부 조직의 분율은 합계로 5면적% 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 3면적% 이하이며, 가장 바람직하게는 0면적%이다.

상기 금속 조직의 동정(同定) 및 분율의 측정은, 후술하는 실시예에 나타내는 방법으로 행하면 된다.

[페라이트의 평균 결정 입경: 3.0㎛ 이하]

본 발명에서는, 각 조직의 분율이 상기 요건을 만족하는 것에 더하여, 페라이트의 평균 결정 입경을 3.0㎛ 이하로 한다. 여기서 페라이트의 결정립이란, 구(舊)오스테나이트 입계(粒界)에 상당한다고 생각되는 대경각(大傾角) 입계로 둘러싸인 결정립을 의미한다. 페라이트의 결정립을 미세화하는 것에 의해, 강도-연성 균형이 한층 더 향상되게 된다. 상기 작용은, 페라이트의 평균 결정 입경이 작아질수록 유효하게 발휘되기 때문에, 3.0㎛ 이하, 바람직하게는 2.8㎛ 이하, 보다 바람직하게는 2.6㎛ 이하로 한다. 한편, 그 하한은, 상기 작용과의 관계로서는 한정되지 않지만, 본 발명의 성분 조성이나 제조방법 등을 고려하면, 대체로 1㎛ 이상인 것이 바람직하다.

페라이트의 평균 결정 입경은, 후술하는 실시예에 나타내는 방법으로 측정할 수 있다.

이상, 본 발명에 따른 강판의 금속 조직에 대하여 상술했다.

본 발명에서는, 상기 금속 조직으로 하는 것에 의한 우수한 특성(고강도, 고항복비 및 고가공성)을 충분히 발휘시킴과 더불어, 스폿 용접성이나 도금 밀착성 등의 다른 특성도 발휘시키기 위해서는, 강판의 화학 성분 조성을 하기와 같이 제어할 필요가 있다.

이하, 강판의 성분 조성에 대하여 상술한다.

[C: 0.06% 이상, 0.12% 미만]

C는 강판의 강도를 확보하기 위해서 필요한 원소이다. C량이 부족하면 페라이트가 많이 생성되어 버릴뿐만 아니라, 베이나이트나 마르텐사이트도 연질화되기 때문에, 고강도를 달성하기 어렵게 된다. 그래서 본 발명에서는, C량을 0.06% 이상이라고 정했다. 바람직하게는 0.07% 이상, 보다 바람직하게는 0.080% 이상이다. 한편, C가 과잉으로 포함되면 스폿 용접성이 저하되기 때문에, C량의 상한은 0.12% 미만으로 한다. 바람직하게는 0.110% 이하, 보다 바람직하게는 0.100% 이하이다.

[Si: 0.2% 이하]

Si는, 페라이트의 고용 강화에 유효한 원소이지만, 스폿 용접성이나 도금 밀착성을 저하시키는 원소이기도 하기 때문에, 본 발명에서는 최대한 적은 편이 좋다. 따라서 Si 량의 상한은 0.2%로 한다. 바람직하게는 0.15% 이하, 보다 바람직하게는 0.10% 이하이다.

[Mn: 2.0∼3.5%]

Mn은, 담금질[燒入]성을 향상시켜 고강도 확보에 기여하는 원소이다. Mn량이 부족하면 페라이트가 과잉으로 생성되어, 고강도나 고항복비를 달성하기 어렵게 된다. 그래서 본 발명에서는 Mn을 2.0% 이상 함유시킨다. 바람직하게는 2.3% 이상이며, 보다 바람직하게는 2.5% 이상이다. 한편, Mn이 과잉으로 포함되면, 페라이트의 생성량을 확보할 수 없어, 강도-연성 균형이 나빠진다. 또한, Mn량이 지나치게 많아지면 스폿 용접성이 저하되기 쉽게 된다. 따라서 Mn량의 상한은 3.5%로 한다. Mn량은, 바람직하게는 3.2% 이하이며, 보다 바람직하게는 2.90% 이하이다.

[Ti, Nb 및 V로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소: 합계로 0.01∼0.15%]

Ti, Nb 및 V는, 탄질화물의 석출에 의한 핀 고정 효과에 의해, 가열시의 오스테나이트 결정립을 미세화시킴으로써, 오스테나이트로부터의 변태 조직인 페라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트의 조직을 미세화하여, 강도-연성 균형 향상에 기여하는 원소이다. 또한, 오스테나이트 결정립의 미세화에 의해, 페라이트 변태의 각 생성 사이트가 증가하여, 페라이트 변태를 촉진할 수 있다. 이들 원소는, 단독으로 첨가하더라도 좋고, 2종 이상을 병용하더라도 좋다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, 합계량(단독으로 함유하는 경우는 단독의 함유량, 이하, 같음)의 하한은 0.01%로 한다. 바람직하게는 0.02% 이상, 보다 바람직하게는 0.05% 이상으로 한다. 그러나, 상기 합계량이 지나치게 많아지면, 페라이트가 과잉으로 생성되어, 고강도 및 고항복비를 달성하기 어렵게 된다. 또한, 상기 합계량이 지나치게 많아지면, 열간 압연 및 냉간 압연시에, 변형 저항이 증대하여, 생산성이 저하될 우려가 있다는 것, 비용이 상승된다는 것, 과잉으로 함유시키더라도 상기 효과는 포화된다는 것 등을 고려하여, 합계량을 0.15% 이하로 한다. 바람직하게는 0.12% 이하이다.

[B: 0.0003∼0.005%]

B는, 담금질성을 향상시켜 페라이트/베이나이트 변태를 억제하여, 마르텐사이트의 생성량을 확보하여 강판을 고강도화하는 데 기여하는 원소이다. 또한, 페라이트의 생성을 억제하여, 다량의 페라이트 생성에 의한 인장 강도 및 항복비의 저하를 억제하는 작용도 갖고 있다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해, B량은 0.0003% 이상으로 한다. 바람직하게는 0.0005% 이상이다. 그러나 B량이 과잉이 되면, 열간 변형 저항이 증대하여, 생산성이 저하될 우려가 있다. 또한, 과잉으로 함유시키더라도 B 첨가에 의한 담금질성 향상 효과는 포화되어, 비용이 높아진다. 따라서 B량은 0.005% 이하로 한다. 바람직하게는 0.0035% 이하이다.

[P: 0.05% 이하]

P는, 페라이트의 고용 강화에 유효한 원소이지만, 스폿 용접성이나 도금 밀착성을 저하시키는 원소이기도 하기 때문에, 최대한 적은 편이 좋다. 따라서 P량의 상한은 0.05%로 한다. 바람직하게는 0.03% 이하, 보다 바람직하게는 0.02% 이하이다. 한편, P량을 0%로 하는 것은 공업적으로 곤란하다.

[S: 0.05% 이하]

S는 불가피 불순물 원소이며, 가공성이나 스폿 용접성을 확보하는 관점에서 최대한 적은 편이 좋다. 따라서 S량의 상한은 0.05% 이하로 한다. 바람직하게는 0.02% 이하, 보다 바람직하게는 0.01% 이하이다. S량은 될 수 있는 한 적은 편이 좋지만, 0%로 하는 것은 공업적으로 곤란하다.

[Al: 0.005∼0.1%]

Al은, 탈산 작용을 갖는 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, 0.005% 이상 함유시키는 것이 필요하다. 보다 바람직하게는 0.01% 이상이다. 그러나, Al을 과잉으로 첨가하더라도 그 효과는 포화되기 때문에, 상한은 0.1%로 한다. 바람직하게는 0.08% 이하, 보다 바람직하게는 0.06% 이하이다.

[N: 0.015% 이하]

N은, 불가피 불순물 원소이며, 다량으로 포함되면 인성이나 연성(신도)을 열화시키는 경향이 있기 때문에, N량의 상한은 0.015%로 한다. 바람직하게는 0.01% 이하, 보다 바람직하게는 0.005% 이하이다. N량은 될 수 있는 한 적은 편이 좋지만, 0%로 하는 것은 공업적으로 곤란하다.

본 발명에 사용되는 강의 기본 성분은 상기와 같으며, 잔부는 철 및 불가피 불순물이다. 원료, 자재, 제조 설비 등의 상황에 따라서 혼입되는 상기 불가피 불순물로서는, 상기 S나 N 외에, O나 트램프(Tramp) 원소(Sn, Zn, Pb, As, Sb, Bi 등) 등을 들 수 있다.

본 발명에 사용되는 강은, 필요에 따라, 이하의 임의 원소(선택 성분)를 추가로 함유하고 있더라도 좋다.

[Cr 및 Mo로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소: 합계로 1.0% 이하(0%를 포함하지 않는다)]

Cr 및 Mo는, 모두 담금질성을 향상시켜 고강도 확보에 기여하는 원소이다. 본 발명에서는, 이들 원소를 단독으로 첨가하더라도 좋고, 병용하더라도 좋다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, 합계량(단독으로 포함할 때는 단독의 양, 이하, 같음)의 하한은 O.04% 이상인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.07% 이상, 더욱 바람직하게는 0.10% 이상이다. 그러나, Cr 및 Mo가 과잉으로 포함되면 연성(신도)이 열화되기 때문에, 합계량의 상한은 1.0% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.8% 이하, 더욱 바람직하게는 0.6% 이하이다.

본 발명의 강판을 제조하기 위해서는, 특히 냉간 압연 후의 풀림[燒鈍] 조건을 적절히 제어하는 것이 유효하다. 본 발명의 강판은, 예컨대, 상기 성분 조성을 갖는 강을 준비하는 공정과, 열간 압연 및 냉간 압연 후, Ac₃점∼(Ac₃점+150℃)의 온도로 5∼200초간 유지하는 균열 공정과, 평균 냉각 속도: 3∼30℃/초로 냉각하는 냉각 공정과, (Ms점-50℃)∼(Ms점+50℃)의 온도로 15∼600초간 유지하는 저온 유지공정을 이 순서로 행하는 것에 의해 제조할 수 있다. 여기서, Ac₃점은, 강판을 가열했을 때의 오스테나이트로의 변태 완료 온도를 의미하며, Ms점은, 마르텐사이트 변태 개시 온도를 의미한다. 이하, 상기 강판을 제조할 수 있는 방법에 대하여 순서를 따라 설명한다.

우선, 상기 성분 조성을 갖는 강을 준비한다.

다음으로 통상적 방법에 기초하여, 열간 압연 및 냉간 압연을 행한다. 열간 압연에 관해서는, 예컨대, 마무리 압연 온도: 약 Ac₃점 이상, 권취 온도: 대체로 400∼700℃로 할 수 있다. 열간 압연 후는, 필요에 따라 산세(酸洗)하고, 예컨대, 냉간 압연율: 대체로 35∼80%의 냉간 압연을 행한다.

다음으로 냉간 압연 후의 풀림 공정에 대하여, 도 1 및 도 2을 참조하면서 상술한다. 도 1은, 상기 균열 공정 및 저온 유지 공정을, 일정한 온도에서 행하는 히트 패턴을 나타내는 도면이며, 도 2는, 상기 균열 공정 및 저온 유지 공정을, 본 발명에서 추장하는 범위로 변화시켜 행하는 히트 패턴을 나타내는 도면이다.

풀림 공정에서는, 우선, 실온으로부터 Ac₃점∼(Ac₃점+150℃)의 온도역까지 가열한다. 이하, 이 온도역에 있어서의 임의의 온도를 균열 온도 T1이라고 하는 경우가 있다.

실온으로부터 상기 균열 온도 T1의 평균 가열 속도는 특별히 한정되지 않고, 통상 사용되는 범위를 적절히 제어하면 된다. 본 발명에서는, 생산성 등을 고려하여, 실온으로부터 상기 균열 온도 T1을 평균 가열 속도 1℃/초 이상으로 가열하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 2℃/초 이상이다. 실온으로부터 상기 균열 온도 T1의 평균 가열 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 예컨대, 50℃/초 정도이다.

[균열 공정]

균열 공정에서는, Ac₃점∼(Ac₃점+150℃)의 온도역(균열 온도 T1)으로 5∼200초(이하, 균열 시간 t1이라고 하는 경우가 있다.) 균열하는 것이 바람직하다. 균열 온도 T1이 Ac₃점을 하회하면, 오스테나이트 변태가 불충분해져, 페라이트가 많이 잔존하여 베이나이트 및 뜨임 마르텐사이트의 생성량을 확보할 수 없는 경우가 있어, 소망하는 금속 조직을 확보하기 곤란해진다. 따라서 균열 온도 T1은 Ac₃점 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 (Ac₃점+10℃) 이상이다. 한편, 균열 온도 T1이 (Ac₃점+150℃)를 상회하면, 오스테나이트의 입(粒) 성장이 촉진되어 조직이 조대화되어, 페라이트 변태의 핵 생성 사이트가 감소하는 경우가 있다. 그 때문에 페라이트 변태가 억제되어, 페라이트의 생성량을 확보할 수 없어, 강도-연성 균형이 저하되는 경우가 있다. 따라서 균열 온도 T1은 (Ac₃점+150℃) 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 (Ac₃점+100℃) 이하이다.

균열 시간 t1이 5초 미만에서는, 오스테나이트 변태가 불충분해져, 페라이트가 많이 잔존하여 소망하는 조직을 확보하기 곤란해져, 고강도와 고항복비를 달성할 수 없는 경우가 있다. 따라서 균열 시간 t1은 5초 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 20초 이상이다. 그러나, 균열 시간 t1이 지나치게 길면, 오스테나이트의 입 성장이 촉진되어, 상기한 바와 같이 조직이 조대화되어 강도-연성 균형이 저하되기 쉽게 된다. 또한, 균열 시간 t1이 지나치게 길면, 생산성이 저하된다. 따라서 균열 시간 t1은 200초 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 150초 이하이다.

한편, 균열 온도 T1은 일정 온도일 필요는 없고, Ac₃점∼(Ac₃점+150℃)의 온도역(T1 온도역)에서의 균열 시간 t1이 5∼200초간 확보되는 한, 도 2에 나타낸 바와 같이 변화시키더라도 좋다. 구체적으로는, 예컨대 도 2에 실선으로 나타낸 바와 같이, Ac₃점∼(Ac₃점+150℃)의 온도역(T1 온도역)까지 단숨에 승온시킨 후, 이 온도로 5∼200초간 등온 유지하더라도 좋고, 도 2에 점선으로 나타낸 바와 같이, Ac₃점∼(Ac₃점+150℃)의 온도역(T1 온도역)에 도달 후, 이 온도역 내에서 추가로 승온시키더라도 좋고, 역으로, 추가로 강온시키더라도 좋으며, 결국, 상기 T1 온도역에서의 균열 시간 t1이 소정 시간 확보되는 태양이면, 모두 본 발명의 범위에 포함되고, 어느 경우에도 소망하는 특성을 달성할 수 있다.

[냉각 공정]

냉각 공정에서는, 상기 균열 온도 T1로부터, (Ms점-50℃)∼(Ms점+50℃)의 온도역까지의 범위를 평균 냉각 속도(CR1) 3∼30℃/초로 냉각하는 것이 바람직하다. 이하, (Ms점-50℃)∼(Ms점+50℃)의 온도역에 있어서의 임의의 온도를 저온 유지 온도 T2라고 하는 경우가 있다. 상기 평균 냉각 속도 CR1을, 예컨대 3℃/초 이상으로 하는 것에 의해, 상기 페라이트 분율을 만족시키도록 페라이트를 생성시킬 수 있다. 평균 냉각 속도 CR1이 3℃/초를 하회하면, 페라이트 변태가 진행되어, 페라이트 분율이 지나치게 많아져 고강도 및 고항복비의 확보가 어렵게 된다. 상기 평균 냉각 속도 CR1은, 보다 바람직하게는 5℃/초 이상이다. 그러나 상기 평균 냉각 속도 CR1이 지나치게 커지면 페라이트 변태가 거의 일어나지 않아, 페라이트량을 확보하기 곤란해진다. 따라서 상기 평균 냉각 속도 CR1은 30℃/초 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 25℃/초 이하, 더욱 바람직하게는 20℃/초 이하로 한다.

한편, 상기 균열 온도 T1로부터, (Ms점-50℃)∼(Ms점+50℃)의 온도역(T2 온도역)까지의 냉각은, 반드시 일정 속도로 냉각할 필요는 없고, 다단계로 나누어 냉각해도 좋다. 결국, 균열 온도 T1로부터 저온 유지 온도 T2까지의 온도 범위에 있어서의 평균 냉각 속도 CR1이 3∼30℃/초의 범위 내에 있으면 된다. 예컨대, 상기 온도 범위의 냉각을, 평균 냉각 속도가 다른 2단계 냉각으로 하여, 균열 온도 T1로부터 중간 온도(예컨대, 500∼700℃)까지의 냉각 속도와, 중간 온도로부터 저온 유지 온도 T2까지의 냉각 속도를 바꾸더라도 좋다.

[저온 유지 공정]

저온 유지 공정에서는, (Ms점-50℃)∼(Ms점+50℃)의 온도역(T2 온도역)으로 15∼600초(이하, 저온 유지 시간 t2라고 하는 경우가 있다.) 유지하는 것이 바람직하다. 이 온도역으로 소정 시간 유지하는 것에 의해, 베이나이트 및 뜨임 마르텐사이트를 소정 분율로 확보할 수 있다. 상기 저온 유지 온도 T2가 (Ms점+50℃)를 초과하면, 베이나이트 변태가 일어나기 어렵게 되어, 마르텐사이트의 분율이 많아진다. 따라서 상기 저온 유지 온도 T2는, (Ms점+50℃) 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 (Ms점+40℃) 이하이다. 그러나 상기 저온 유지 온도 T2가 (Ms점-50℃)를 하회하면, 베이나이트 변태의 진행이 불충분하고, 역시 마르텐사이트의 분율이 많아져, 강도-연성 균형이 나빠지는 경우가 있다. 따라서 상기 저온 유지 온도 T2는, (Ms점-50℃) 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 (Ms점-40℃) 이상이다.

상기 저온 유지 시간 t2가 15초를 하회하면 베이나이트 변태가 충분히 일어나지 않기 때문에, 마르텐사이트의 분율이 많아져, 고항복비를 달성할 수 없고, 강도-신도 균형도 나빠지는 경우가 있다. 따라서 상기 저온 유지 시간 t2는 15초 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 20초 이상, 더욱 바람직하게는 25초 이상으로 한다. 그러나, 상기 저온 유지 시간 t2가 600초를 넘어도 베이나이트 변태는 그 이상 진행되지 않아 생산성이 저하된다. 따라서 상기 저온 유지 시간 t2는 600초 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 500초 이하, 더욱 바람직하게는 450초 이하이다.

한편, 상기 저온 유지 온도 T2는 일정 온도일 필요는 없고, 균열 온도 T1로부터의 냉각시에, (Ms점-50℃)∼(Ms점+50℃)의 온도역(T2 온도역)에서의 저온 유지 시간이 15∼600초간 확보되어 있는 한, 도 2에 나타낸 바와 같이 변화시키더라도 좋다. 구체적으로는, 예컨대 도 2에 실선으로 나타낸 바와 같이, 균열 온도 T1로부터 저온 유지 온도역 T2까지 단숨에 냉각시킨 후, 이 온도로 등온 유지하더라도 좋고, 도 2에 점선으로 나타낸 바와 같이, 저온 유지 온도 T2에 도달 후, 이 온도역 내에서 추가로 냉각시키더라도 좋고, 또는, 이 온도역 내에서 추가로 승온시키더라도 좋으며, 결국, 상기 T2 온도역에서의 저온 유지 시간 t2가 소정 시간 확보되는 태양이면, 모두 본 발명의 범위에 포함되고, 어느 경우에도 소망하는 특성을 달성할 수 있다.

저온 유지 공정 후는, 이어서, (Ms점-50℃)∼(Ms점+50℃)의 온도역(T2 온도역)으로부터, 실온까지의 온도역을 냉각하는 것에 의해, 본 발명에 따른 고강도 강판(냉연 강판)을 제조할 수 있다.

상기 T2 온도역에 있어서의 저온 유지 온도 T2로부터 실온까지의 온도역까지의 평균 냉각 속도 CR2는 특별히 한정되지 않고, 통상 사용되는 범위를 적절히 제어하면 된다. 본 발명에서는, 상기 온도역을, 평균 냉각 속도(CR2) 1℃/초 이상으로 냉각하는 것이 바람직하다. 상기 평균 냉각 속도 CR2가 1℃/초 미만이 되면, 생산성이 저하되는 것 외에, 마르텐사이트의 오스템퍼(자기 뜨임)에 의해 마르텐사이트가 연하게 되어 버려, TS가 저하될 우려가 있기 때문이다. 상기 평균 냉각 속도 CR2는, 보다 바람직하게는 3℃/초 이상이다.

상기 평균 냉각 속도 CR2의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 예컨대 100℃/초 정도로 하는 것이 바람직하다.

한편, 상기 평균 냉각 속도 CR2는, 상기 T2 온도역에 있어서의 저온 유지 온도 T2로부터 실온까지의 온도역에 있어서 제어하면 되고, 이 저온 유지 온도 T2란, 상기 도 2에 점선으로 나타낸 바와 같이, T2 온도역 내에서 냉각시키거나, 승온시켰을 때에는, 냉각 또는 승온시킨 후의 온도(T2 종료 온도)를 의미한다.

실온까지 냉각하여 수득된 상기 고강도 강판(냉연 강판)의 표면에는, 용융 아연 도금층이나 합금화 용융 아연 도금층이 형성되어 있더라도 좋다.

용융 아연 도금층이나 합금화 용융 아연 도금층을 형성할 때의 조건은 특별히 한정되지 않고, 통상적 방법의 용융 아연 도금 처리, 또한 통상적 방법의 합금화 처리를 채용할 수 있고, 이것에 의해, 본 발명의 용융 아연 도금 강판(GI 강판)및 합금화 용융 아연 도금 강판(GA 강판)이 얻어진다. 구체적으로는, 상기 도 1에 있어서, 저온 유지 공정 도중, 저온 유지 공정과 그 후의 2차 냉각 공정의 사이, 2차 냉각 공정의 도중 등, 이들 공정(또는 공정 사이)에서 용융 아연 도금 처리, 또는 추가로 합금화 처리를 실시하는 것에 의해, 소망으로 하는 도금 강판이 얻어진다.

한편, 저온 유지 공정의 도중에 용융 아연 도금 처리나 합금화 처리를 행하는 경우는, 당해 처리의 전후에서 실시되는 T2 온도역에서의 유지 시간의 합계가 15∼600초를 만족하도록 제어할 필요가 있다.

용융 아연 도금 처리, 및 합금화 처리의 조건은 특별히 한정되지 않고, 통상, 사용되는 조건을 채용할 수 있다. 예컨대, 용융 아연 도금 강판을 제조하는 경우, 온도가 약 430∼500℃로 조정된 도금욕에 침지시켜 용융 아연 도금을 실시하고, 그 후, 냉각하는 것을 들 수 있다. 또한, 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조하는 경우에는, 상기 용융 아연 도금 후, 500∼750℃ 정도의 온도까지 가열한 후, 합금화를 행하고, 냉각하는 것을 들 수 있다.

실시예

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 하기 실시예에 의해 제한되지 않고, 전·후기의 취지에 적합할 수 있는 범위로 변경을 가하여 실시하는 것도 가능하고, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

하기 표 1에 나타내는 성분 조성의 강(잔부는 철 및 불가피 불순물)을 용제하고, 2.4mm 두께까지 열간 압연했다. 마무리 압연 온도는 880℃, 권취 온도는 600℃로 했다.

이어서, 수득된 열간 압연 강판을 산세한 후, 1.2mm 두께까지 냉간 압연하여 냉연 강판을 제조했다(냉간 압연율: 50%).

다음으로 수득된 냉연 강판에 다음 수순으로 풀림 처리를 실시했다. 즉, 실온(27℃)부터 하기 표 2에 나타내는 균열 온도 T1(℃)까지 평균 가열 속도 HR(℃/초)로 가열한 후, 균열 온도 T1(℃)로 하기 표 2에 나타내는 시간 t1(초)을 유지했다. 유지 후, 균열 온도 T1(℃)부터 하기 표 2에 나타내는 저온 유지 개시 온도 T2(℃)까지 평균 냉각 속도 CR1(℃/초)로 냉각하고, 이 저온 유지 개시 온도 T2로 등온 유지하거나(T2 개시 온도=T2 종료 온도), 저온 유지 종료 온도 T2까지 냉각하거나(T2 개시 온도>T2 종료 온도), 저온 유지 종료 온도 T2까지 가열했다(T2 개시 온도<T2 종료 온도). 저온 유지 후, T2 종료 온도로부터 실온(27℃)까지 하기 표 2에 나타내는 평균 냉각 속도 CR2(℃/초)로 냉각했다.

한편, 하기 표 2의 No. 31에 관해서는, 도금 연속 풀림 라인에서 하기 표 2에 나타내는 풀림 조건에 따라 풀림 처리를 행하여 냉연 강판(표 2 중, CR로 표기)을 제조했다.

하기 표 2의 No. 1∼29에 관해서는, 도금 연속 풀림 라인에서 하기 표 2에 나타내는 풀림 조건에 따라 풀림 처리를 행한 후, 도금욕 온도 450℃에서 용융 아연 도금을 행하여 용융 아연 도금 강판(표 2 중, GI로 표기)을 제조했다.

하기 표 2의 No. 30에 관해서는, 도금 연속 풀림 라인에서 하기 표 2에 나타내는 풀림 조건에 따라 풀림 처리를 행한 후, 도금욕 온도 450℃에서 용융 아연 도금을 행하고, 이어서 550℃에서 합금화 처리를 행하여 합금화 용융 아연 도금 강판(표 2 중, GA로 표기)을 제조했다.

하기 표 2에는, 하기 표 1에 나타낸 성분 조성, 및 레슬리 철강 재료학(고다 시게야스(幸田成康) 감역, 마루젠주식회사, 1985년 발행, p.273(Ac₃점) 또는 p.231(Ms점))에 개시되어 있는 Ac₃점의 계산식 및 Ms점의 계산식에 따라서, Ac₃점의 온도 및 Ms점의 온도를 산출하여 나타내었다. 하기 식 중, []은 각 원소의 함유량(질량%)을 나타내고 있고, 당해 원소를 강 중에 포함할 때는, 당해 원소=0질량%로 하여 계산한다. 하기 표 2에는, Ac₃점+150℃, Ms점-50℃, Ms점+50℃의 값도 산출하여 함께 나타내었다.

Ac₃점=910-203×[C]^1/2-15.2×[Ni]+44.7×[Si]+104×[V]+31.5×[Mo]+13.1×[W]-30×[Mn]-11×[Cr]-20×[Cu]+700×[P]+400×[Al]+120×[As]+400×[Ti]

Ms점=561-474×[C]-33×[Mn]-17×[Ni]-17×[Cr]-21×[Mo]

상기와 같이 하여 수득된 각 강판(CR, GI, GA)에 대하여, 이하와 같이 하여 금속 조직 관찰을 행함과 더불어, 이하와 같이 하여 인장 시험을 행하여, 기계적 특성을 측정했다.

[금속 조직 관찰(마이크로 조직 관찰)]

상기 각 강판(CR, GI, GA)의 압연 방향에 수직한 단면의 t/4(t: 판 두께) 위치를 관찰하기 위해, 나이탈로 에칭하여 조직을 현출시켜, 주사형 전자 현미경(SEM)으로 조직을 관찰했다. 구체적으로는, 페라이트 및 마르텐사이트의 면적률(하기 표 3에서는, 각각 VF, VM으로 약기)은, 조직의 결정 입경의 크기에 응한 배율(1,000배, 1,500배, 3,000배 중 어느 하나)의 단면 조직 사진을 이용한 화상 해석에 의해 측정하여, 5시야의 평균을 요구했다. 시야 크기는, 관찰 배율 1,000배로서는 75㎛×75㎛, 관찰 배율 1,500배로서는 50㎛×50㎛, 관찰 배율 3,000배로서는 25㎛×25㎛이다.

본 실시예에서는, 펄라이트 등의 잔부 조직은 관찰되지 않기 때문에, 베이나이트 및 뜨임 마르텐사이트의 합계 면적률(후기하는 표 3에서는, VB+VTM으로 약기)은, 전체 조직(100면적%)으로부터, 상기한 바와 같이 하여 측정된 페라이트(VF) 및 마르텐사이트(VM)의 면적률을 뺄셈하여 산출했다.

한편, 베이나이트와 뜨임 마르텐사이트는, 모두 페라이트 중에 탄화물이 석출한 조직을 나타내고 있어, SEM 사진에 근거하여 양 조직을 구별하는 것은 곤란하기 때문에 합계 면적률로 나타내었다.

또한, 페라이트의 평균 결정 입경(후기하는 표 3에서는, dF로 약기)은, JIS G0552에 규정된 「강의 페라이트 결정 입도 시험 방법」에 준거한 절단법에 의해 페라이트의 평균 결정 입도를 측정하여, 평균 결정 입경 dF를 구했다.

이들의 측정 결과를 하기 표 3에 나타낸다.

[기계적 특성의 측정]

상기 각 강판(CR, GI, GA)으로부터, 압연 방향을 긴 방향으로 하는, JIS Z2201의 5호 시험편을 채취하여, JIS Z2241에 따라서 항복 강도(YS), 인장 강도(TS), 전체 신도(EL)를 측정했다. 이들 값으로부터, 항복비[YR=(YS/TS)×100] 및 TS×EL의 값을 산출했다.

본 실시예에서는, TS가 980MPa 이상인 경우를 고강도라고 평가하고, YR이 68% 이상인 경우를 고항복비라고 평가하고, TS×EL이 10.0GPa·% 이상인 경우를 강도와 신도의 균형(강도-연성 균형)이 우수하다고 평가했다.

하기 표 1∼3으로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다. 우선, 하기 표 3의 No. 1∼7, 21∼31은, 본 발명에서 규정하는 성분 조성을 만족하는 하기 표 1의 강종 A∼G, M∼T를 이용하여, 본 발명에서 추장하는 방법에 따라서 제조한 예이며, 모두 인장 강도가 980MPa 이상이고, 68% 이상의 고항복비를 나타내고, 또한, TS×EL이 10.0GPa·% 이상으로, 양호한 특성을 갖고 있다.

이것에 대하여, 본 발명에서 규정하는 어느 하나의 요건을 만족하지 않는 것은, 소망하는 특성이 얻어지지 않았다. 우선, 하기 표 3의 No. 8∼15는, 본 발명에서 규정하는 성분 조성을 만족하는 하기 표 1의 강종 A, C, D를 이용했지만, 제조 조건이 본 발명에서 추장하는 요건을 만족하지 않기 때문에, 소망하는 특성이 얻어지지 않은 것이다.

이들 중 하기 표 3의 No. 8은, 균열 온도 T1이 너무 낮기 때문에, 페라이트가 과잉으로 생성되어, 소망으로 하는 고강도 및 고항복비를 달성할 수 없었다. 또한, 페라이트가 과잉으로 생성되었기 때문에, 베이나이트와 뜨임 마르텐사이트의 합계량이 적어져, 고항복비를 달성할 수 없었다. 한편, 하기 표 3의 No. 9는, 균열 온도 T1이 지나치게 높기 때문에, 페라이트가 생성되지 않아, 강도-연성 균형이 저하되었다.

하기 표 3의 No. 10은, 균열 시간 t1이 지나치게 짧기 때문에, 페라이트가 과잉으로 생성되어, 소망으로 하는 고강도 및 고항복비를 달성할 수 없었다. 또한, 페라이트가 과잉으로 생성되었기 때문에, 베이나이트와 뜨임 마르텐사이트의 합계량이 적어지고, 고항복비를 달성할 수 없었다.

하기 표 3의 No. 11은, 균열 후의 1차 냉각 속도 CR1이 지나치게 작기 때문에, 페라이트가 과잉으로 생성되어, 소망으로 하는 고강도 및 고항복비를 달성할 수 없었다. 하기 표 3의 No. 12는, 균열 후의 1차 냉각 속도 CR1이 지나치게 크기 때문에, 페라이트의 생성량을 확보할 수 없어, 강도-연성 균형이 저하되었다.

하기 표 3의 No. 13은, 저온 유지 온도 T2가 지나치게 낮은 예이며, 마르텐사이트가 과잉으로 생성되어, 강도-연성 균형이 저하되었다. 하기 표 3의 No. 14는, 저온 유지 온도 T2가 지나치게 높은 예이며, 마르텐사이트가 과잉으로 생성되어, 강도-연성 균형이 저하되었다. 또한, 페라이트가 과잉으로 생성되었기 때문에, 베이나이트와 뜨임 마르텐사이트의 합계량이 적어지고, 고항복비를 달성할 수 없었다.

하기 표 3의 No. 15는, 저온 유지 시간 t2가 지나치게 짧기 때문에, 마르텐사이트가 과잉으로 생성되어, 강도-연성 균형이 저하되었다. 또한, 마르텐사이트가 과잉으로 생성되었기 때문에, 베이나이트와 뜨임 마르텐사이트의 합계량이 적어지고, 고항복비를 달성할 수 없었다.

하기 표 3의 No. 16∼20은, 본 발명에서 규정하는 성분 조성을 만족하지 않는 강을 이용하여 제조했기 때문에, 소망하는 특성이 얻어지지 않은 것이다. 이들 중 하기 표 3의 No. 16은, C량이 적은 하기 표 1의 강종 H를 이용했기 때문에, 강도가 980MPa에 달하지 않았다. 하기 표 3의 No. 17은, Mn량이 적은 하기 표 1의 강종 I를 이용했기 때문에, 페라이트가 과잉으로 생성되어, 고강도 및 고항복비를 달성할 수 없었다.

하기 표 3의 No. 18은, Ti, Nb, V로 이루어지는 군으로부터 선택되는 원소를 포함하지 않는 하기 표 1의 강종 J를 이용했기 때문에, 페라이트의 평균 결정 입경이 커져, 강도-연성 균형이 저하되었다. 하기 표 3의 No. 19는, Ti량이 많은 하기 표 1의 강종 K를 이용했기 때문에, 페라이트가 과잉으로 생성되어, 고강도 및 고항복비를 달성할 수 없었다. 하기 표 3의 No. 20은, B를 포함하지 않는 하기 표 1의 강종 L을 이용했기 때문에, 페라이트가 과잉으로 생성되어, 고강도 및 고항복비를 달성할 수 없었다.

하기 표 3의 No. 6, 7, 21, 23∼29는, 고강도 및 고항복비를 갖고, 또한 강도-연성 균형이 우수하다. 이들 결과로부터, 저온 유지 중의 온도를 본 발명에서 추장하는 온도 범위 내에서 변화(가열 또는 냉각)시킨 경우에도, 소망으로 하는 특성을 달성할 수 있음을 확인할 수 있었다.

상기 실시예의 결과로부터, 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 강판(CR, GI, GA)은, 양호한 특성을 겸비하고 있음을 확인할 수 있었다.

Claims

C: 0.06%(질량%의 의미. 이하, 화학 성분 조성에 대하여 같다.) 이상, 0.12% 미만,
Si: 0.2% 이하,
Mn: 2.0∼3.5%,
Ti, Nb 및 V로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소: 합계로 0.01∼0.15%,
B: 0.0003∼0.005%,
P: 0.05% 이하,
S: 0.05% 이하,
Al: 0.005∼0.1%, 및
N: 0.015% 이하를 만족시키고,
잔부가 철 및 불가피 불순물이고,
금속 조직 전체에 대하여,
페라이트: 5% 초과, 15% 이하,
마르텐사이트: 25∼55%,
베이나이트 및 뜨임 마르텐사이트: 합계로 30% 이상, 70% 미만이며, 또한,
페라이트의 평균 결정 입경: 3.0㎛ 이하를 만족시키고,
인장 강도가 980MPa 이상인 강판.
제 1 항에 있어서,
추가로, 다른 원소로서, Cr 및 Mo로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소: 합계로 1.0% 이하(0%를 포함하지 않는다)를 함유하는 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 강판의 표면에, 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 갖고 있는 강판.