KR101598307B1

KR101598307B1 - 내충격 특성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법, 고강도 아연 도금 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101598307B1
Application number: KR1020147003703A
Authority: KR
Inventors: 히로유키 가와타; 나오키 마루야마; 아키노부 무라사토; 아키노부 미나미; 하지메 하세가와; 치사토 와카바야시; 츠요시 오키
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2011-07-29
Filing date: 2012-07-27
Publication date: 2016-02-26
Also published as: RU2014107493A; MX2014000919A; US20140205855A1; RU2573154C2; CA2840816C; ES2755414T3; CN103717771B; CA2840816A1; EP2740812B1; JPWO2013018740A1; ZA201401401B; EP2740812A4; JP5240421B1; MX360333B; KR20140041838A; PL2740812T3; TW201313919A; WO2013018740A1; US10351937B2; CN103717771A

Abstract

소정의 함유량으로, C, Si, Mn, P, S, Al, Ti, N, O를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물을 포함하여 이루어지고, 판 두께의 1/4을 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서, 체적 분율로 1 내지 8%의 잔류 오스테나이트를 함유하고, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 종횡비가 2.0 이하이며, 또한 상기 잔류 오스테나이트 중의 고용 Mn량이 평균 Mn량의 1.1배 이상이며, 평균 입경 0.5㎛ 이하의 TiN 입자를 함유하고, 평균 입경 1㎛ 이상의 AlN 입자의 밀도가 1.0개/㎟ 이하인 강판 조직을 갖고, 인장 최대 강도가 900MPa 이상인 내충격 특성이 우수한 고강도 강판.

Description

내충격 특성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법, 고강도 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 {HIGH-STRENGTH STEEL SHEET HAVING SUPERIOR IMPACT RESISTANCE, METHOD FOR PRODUCING SAME, HIGH-STRENGTH GALVANIZED STEEL SHEET, AND METHOD FOR PRODUCING SAME}

본 발명은, 고강도 강판 및 그 제조 방법, 고강도 아연 도금 강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 특히 우수한 내충격 특성을 갖는 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 본 출원은, 2011년 7월 29일에 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2011-167661호를 기초로 하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

최근 들어, 자동차의 경량화를 도모하면서 충돌 안전성을 높이기 위해, 자동차에 사용되는 강판의 강도를 향상시키는 동시에 내충격 특성을 향상시키는 것이 요구되고 있다.

충돌 흡수 에너지가 큰 고강도 강판으로서, 특허 문헌 1에는, 중량%로, C : 0.05 내지 0.3%, Si : 2.0% 이하, Al : 0.01 내지 2.0%, Mn : 0.5 내지 4.0%, Ni : 0 내지 5.0%, P : 0.1% 이하, S : 0.1% 이하, N : 0.01% 이하, 잔량부는 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하여 이루어지고, 또한 1.5-3.0×C≤Si＋Al≤3.5-5.0×C 및 Mn＋(Ni/3)≥1.0(%)을 만족하는 화학 조성을 갖고, 또한 강판의 베이킹 경화량이 50MPa 이상인 고강도 강판이 기재되어 있다.

또한, 특허 문헌 2에는, 충돌 흡수성이 우수한 고장력 강판으로서, 식 VB≤(TSs/60)-1(TSs : 정적인 인장 시험에 있어서의 인장 강도(MPa))로 부여되는 체적률 VB의 베이나이트와, C 함유량이 1.2 질량% 이하이고 체적률이 5% 이상인 잔류 오스테나이트와, 잔량부가 페라이트를 포함하여 이루어지는 강 조직을 갖고, 정적인 인장 시험에 있어서의 항복비가 0.6 이상이고, 동적인 인장 시험에 있어서의 인장 강도와 정적인 인장 시험에 있어서의 인장 강도의 비 TSd/TSs가 식 TSd/TSs≥0.8＋(300/TSs)(TSd : 변형 속도 1000/s의 동적 인장 시험에 있어서의 인장 강도(MPa))로 부여되는 관계를 만족시키는 고정동비를 갖는 고연성 고장력 강판이 기재되어 있다.

또한, 특허 문헌 3에는, 충격 특성이 우수한 고강도 냉연 강판의 제조 방법으로서, C : 0.08 내지 0.18 질량%, Si : 1.00 내지 2.0 질량%, Mn : 1.5 내지 3.0 질량%, P : 0.03 질량% 이하, S : 0.005 질량% 이하, T.Al : 0.01 내지 0.1 질량%의 조성을 갖고, 식(Mn 편석도=(슬래브 중심부 Mn 농도-베이스 Mn 농도)/베이스 Mn 농도)으로 정의되는 Mn 편석도가 1.05 내지 1.10인 슬래브를 열간 압연하고, 다시 냉간 압연한 후, 연속 어닐링 라인에서 750 내지 870℃의 2상 영역 또는 단상 영역에서 유지 시간 60초 이상 가열하고, 그 후 720 내지 600℃의 온도 영역을 평균 냉각 속도 10℃/s 이하로 냉각한 후, 평균 냉각 속도 10℃/s 이상으로 350 내지 460℃까지 냉각하여 30초 내지 20분 유지한 후, 실온까지 냉각하여 폴리고널페라이트＋아시큘러페라이트＋베이나이트＋잔류 오스테나이트＋마르텐사이트의 5상 조직으로 하는 제조 방법이 기재되어 있다.

특허 문헌 4에는, 자동차용 강판으로 사용하는 강판으로서, 질량%로, C : 0.05 내지 0.25%, Si : 0.5% 이하, Mn : 1 내지 3%, P : 0.1% 이하, S : 0.01% 이하, Al : 0.1 내지 2%, N : 0.005% 미만을 함유하고, 또한 Si＋Al≥0.6%, (0.0006Al)%≤N≤0.0058%-(0.0026×Al)%, Al≤(1.25×C⁰ ^.5-0.57Si＋0.625Mn)%를 만족시키고, 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하여 이루어지는 합금화 용융 아연 도금 강판이 기재되어 있다.

특허 문헌 5에는, 에너지 흡수 특성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판으로서, C : 0.05 내지 0.20 질량%, Si : 0.3 내지 1.5 질량%, Mn : 1.0 내지 2.5 질량%, P : 0.1 질량% 이하를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하여 이루어지는 성분 조성과, 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트 중 1종류 또는 2종류를 합계 25 내지 50 체적%를 함유하고, 잔량부가 페라이트와 베이나이트를 포함하여 이루어지는 마이크로 조직을 갖는 강판을 기재로 하고, 그 양면에 합금화 용융 아연 도금이 실시되어 있는 것이 기재되어 있다.

특허 문헌 6에는, 표면 성상 및 충격 흡수성이 우수한 고연성형 고장력 냉연 강판으로서, 중량 비율로 C : 0.06 내지 0.25%, Si : 2.5% 이하, Mn : 0.5 내지 3.0%, P : 0.1% 이하, S : 0.03% 이하, Al : 0.1 내지 2.5%, Ti : 0.003 내지 0.08%, N : 0.01% 이하를 함유하는 동시에 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하여 이루어지고, 또한 Ti 함유량이 (48/14)N≤Ti≤(48/14)N＋(48/32)S＋0.01인 관계를 만족시키고 있고, 냉연-재결정 어닐링 후의 조직이 체적률로 5% 이상인 잔류 오스테나이트를 함유한 조직인 것이 기재되어 있다.

특허 문헌 7에는, 저온 인성이 우수한 고연성 고강도 강판으로서, 면적%로, 베이나이트가 60% 이상, 잔류 γ가 1 내지 20%, 잔량부 실질적으로 페라이트를 포함하여 이루어지는 조직을 갖고, 잔류 γ가 베이나이트 입자 내에 존재하는 것이 기재되어 있다.

[특허 문헌 1] : 일본 특허 공개 제2001-11565호 공보 [특허 문헌 2] : 일본 특허 공개 제2002-294400호 공보 [특허 문헌 3] : 일본 특허 공개 제2004-300452호 공보 [특허 문헌 4] : 일본 특허 공개 제2006-307327호 공보 [특허 문헌 5] : 일본 특허 공개 제2009-68039호 공보 [특허 문헌 6] : 일본 특허 공개 평10-130776호 공보 [특허 문헌 7] : 일본 특허 공개 평11-21653호 공보

그러나 종래의 기술에서는, 인장 최대 강도 900MPa 이상의 고강도를 갖는 강판에 있어서, 충분한 내충격 특성이 얻어지지 않아, 한층 더 내충격 특성을 향상시키는 것이 요구되고 있었다.

이상과 같은 상황을 감안하여, 본 발명은 우수한 내충격 특성을 갖는 고강도 강판 및 그 제조 방법, 내충격 특성이 우수한 고강도 강판의 표면에 아연 도금층이 형성되어 이루어지는 고강도 아연 도금 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.

본 발명자들은, 우수한 내충격 특성이 얻어지는 인장 최대 강도 900MPa 이상의 고강도 강판을 얻기 위해 예의 검토를 거듭하였다. 그 결과, 본 발명자들은, Al : 0.001 내지 0.050%, Ti : 0.0010 내지 0.0150%, N : 0.0001 내지 0.0050%를 함유하는 소정의 화학 성분을 갖고, 강판 조직이, 판 두께의 1/4을 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서, 체적 분율로 1 내지 8%의 잔류 오스테나이트를 함유하고, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 종횡비가 2.0 이하이며, 또한 상기 잔류 오스테나이트 중의 고용 Mn량이 평균 Mn량의 1.1배 이상이며, 평균 입경 0.5㎛ 이하의 TiN 입자를 함유하고, 입경 1㎛ 이상의 AlN 입자의 밀도가 1.0개/㎟ 이하인 강판으로 하면 되는 것을 발견하였다.

즉, 상기 고강도 강판은, Al, Ti, N을 상기 범위에서 함유하는 것이며, 평균 입경 0.5㎛ 이하의 미세한 TiN 입자가 생성됨으로써, 저온에서의 파괴 기점이 되는 평균 입경 1㎛ 이상의 AlN 입자의 생성이 억제되어 있는 것이므로, 입경 1㎛ 이상의 AlN 입자의 밀도가 1.0개/㎟ 이하의 적은 것으로 되어 있다. 이로 인해, 상기 고강도 강판은, AlN 입자가 기점이 되는 파괴가 방지된 것으로 되어 있다.

또한, 상기 고강도 강판에서는, 파괴 기점이 되는 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 1 내지 8%로 적고, 잔류 오스테나이트가, 평균 종횡비가 2.0 이하인 등방성이 우수한 안정된 형상을 갖고, 또한 잔류 오스테나이트 중의 고용 Mn량이 평균 Mn량의 1.1배 이상인 화학적으로 안정된 것으로 되어 있다. 따라서, 상기 고강도 강판은, 잔류 오스테나이트가 기점이 되는 파괴가 방지된 것으로 되어 있다.

이와 같이, 상기 고강도 강판에서는, AlN 입자가 기점이 되는 파괴 및 잔류 오스테나이트가 기점이 되는 파괴가 방지되어 있으므로, 우수한 내충격 특성이 얻어진다.

본 발명은 이러한 지식에 의거하여 완성시킨 것이며, 그 요지로 하는 바는 이하와 같다.

(1)

질량%로, C : 0.075 내지 0.300%, Si : 0.30 내지 2.50%, Mn : 1.30 내지 3.50%, P : 0.001 내지 0.050%, S : 0.0001 내지 0.0050%, Al : 0.001 내지 0.050%, Ti : 0.0010 내지 0.0150%, N : 0.0001 내지 0.0050%, O : 0.0001 내지 0.0030%를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물을 포함하여 이루어지고, 판 두께의 1/4을 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서, 체적 분율로 1 내지 8%의 잔류 오스테나이트를 함유하고, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 종횡비가 2.0 이하이며, 또한 상기 잔류 오스테나이트 중의 고용 Mn량이 평균 Mn량의 1.1배 이상이며, 평균 입경 0.5㎛ 이하의 TiN 입자를 함유하고, 입경 1㎛ 이상의 AlN 입자의 밀도가 1.0개/㎟ 이하인 강판 조직을 갖고, 인장 최대 강도가 900MPa 이상인 것을 특징으로 하는 내충격 특성이 우수한 고강도 강판.

(2)

상기 강판 조직이, 체적 분율로 10 내지 75% 이하인 페라이트와, 합계 10 내지 50%의 베이니틱 페라이트와 베이나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽과, 10 내지 50% 이하의 템퍼링 마르텐사이트를 함유하고,

펄라이트가 체적 분율로 5% 이하로 제한되고, 프레시 마르텐사이트가 체적 분율로 15% 이하로 제한되어 있는, (1)에 기재된 내충격 특성이 우수한 고강도 강판.

(3)

또한, 질량%로, Nb : 0.0010 내지 0.0150%, V : 0.010 내지 0.150%, B : 0.0001 내지 0.0100% 중 1종류 또는 2종류 이상을 함유하는, (1)에 기재된 내충격 특성이 우수한 고강도 강판.

(4)

또한, 질량%로, Cr : 0.01 내지 2.00%, Ni : 0.01 내지 2.00%, Cu : 0.01 내지 2.00%, Mo : 0.01 내지 1.00%, W : 0.01 내지 1.00% 중 1종류 또는 2종류 이상을 함유하는, (1)에 기재된 내충격 특성이 우수한 고강도 강판.

(5)

또한, Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, REM 중 1종류 또는 2종류 이상을 합계 0.0001 내지 0.5000 질량% 함유하는, (1)에 기재된 내충격 특성이 우수한 고강도 강판.

(6)

표면에 아연 도금층이 형성되어 있는, (1)에 기재된 내충격 특성이 우수한 고강도 아연 도금 강판.

(7)

상기 아연 도금층의 표면에, 인 산화물 및/또는 인을 함유하는 복합 산화물을 포함하여 이루어지는 피막이 형성되어 있는, (6)에 기재된 내충격 특성이 우수한 고강도 아연 도금 강판.

(8)

질량%로, C : 0.075 내지 0.300%, Si : 0.30 내지 2.50%, Mn : 1.30 내지 3.50%, P : 0.001 내지 0.050%, S : 0.0001 내지 0.0050%, Al : 0.001 내지 0.050%, Ti : 0.0010 내지 0.0150%, N : 0.0001 내지 0.0050%, O : 0.0001 내지 0.0030%를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물을 포함하여 이루어지는 슬래브를 1210℃ 이상으로 가열하고, 적어도 1100 내지 1000℃의 온도 범위에 있어서는, 하기 (식 1)을 만족시키는 조건으로 압하를 행하고, 800℃와 Ar₃ 변태점 중 높은 쪽의 온도 이상 970℃ 이하의 마무리 열연 온도에서 압하를 완료하고, 750℃ 이하의 온도 영역에서 권취하고, 15℃/시 이하의 평균 냉각 속도로 냉각하는 열간 압연 공정과, 상기 열간 압연 공정 후, 30 내지 75%의 압하율로 냉연하는 냉간 압연 공정과, 상기 냉간 압연 공정 후, 550 내지 700℃의 온도 범위를 10℃/초 이하의 평균 가열 속도로 가열하고, 최고 가열 온도를 (Ac₁ 변태점＋40) 내지 1000℃ 사이로 하고, 최고 가열 온도 내지 700℃의 온도 범위에 있어서 1.0 내지 10.0℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 700 내지 500℃의 온도 범위에 있어서 5.0 내지 200.0℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 350 내지 450℃의 온도 범위에서 30 내지 1000초 정류 처리시키는 어닐링을 행하는 연속 어닐링 공정을 구비하는, 내충격 특성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.

(식 1)에 있어서, i는 패스수, Ti는 i 패스째의 가공 온도, ti는 i 패스째로부터 i＋1 패스째까지의 경과 시간, εi는 i 패스째의 압하율을 나타낸다.

(9)

(8)에 기재된 제조 방법의 연속 어닐링 공정에 있어서, 정류 처리 후에 전기아연 도금을 실시하여 상기 강판의 표면에 아연 도금층을 형성하는, 내충격 특성이 우수한 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.

(10)

(8)에 기재된 제조 방법의 연속 어닐링 공정에 있어서, 700 내지 500℃의 온도 범위에 있어서의 냉각 후 350 내지 450℃의 온도 범위에서의 정류 처리 전 또는 상기 정류 처리 후에, 상기 강판을 아연 도금욕에 침지하여 상기 강판의 표면에 아연 도금층을 형성하는, 내충격 특성이 우수한 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.

(11)

상기 아연 도금욕에 침지한 후, 상기 강판을 460 내지 600℃까지 재가열하고, 2초 이상 유지하여 상기 아연 도금층을 합금화시키는, (10)에 기재된 내충격 특성이 우수한 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.

(12)

상기 아연 도금층을 형성한 후, 상기 아연 도금층의 표면에, 인 산화물과 인 중 어느 한쪽 또는 양쪽을 함유하는 복합 산화물을 포함하여 이루어지는 피막을 부여하는, (10)에 기재된 내충격 특성이 우수한 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.

(13)

상기 아연 도금층을 합금화시킨 후, 상기 합금화한 아연 도금층의 표면에, 인 산화물과 인 중 어느 한쪽 또는 양쪽을 함유하는 복합 산화물을 포함하여 이루어지는 피막을 부여하는, (11)에 기재된 내충격 특성이 우수한 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.

본 발명의 고강도 강판에서는, AlN 입자 및 잔류 오스테나이트가 파괴 기점이 되는 것이 방지되어 있으므로, 우수한 내충격 특성을 갖고, 인장 최대 강도가 900MPa 이상인 고강도 강판이 얻어진다. 또한, 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법에 의하면, 우수한 내충격 특성을 갖는 인장 최대 강도 900MPa 이상의 고강도 강판을 제공할 수 있다. 또한, 본 발명에 따르면, 내충격 특성이 우수한 고강도 강판의 표면에 아연 도금층이 형성되어 이루어지는 고강도 아연 도금 강판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.

(화학 성분)

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

본 발명의 고강도 강판은, C : 0.075 내지 0.300%, Si : 0.30 내지 2.50%, Mn : 1.30 내지 3.50%, P : 0.001 내지 0.050%, S : 0.0001 내지 0.0050%, Al : 0.001 내지 0.050%, Ti : 0.0010 내지 0.0150%, N : 0.0001 내지 0.0050%, O : 0.0001 내지 0.0030%를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물을 포함하여 이루어지는 것이다.

「C : 0.075 내지 0.300%」

C는, 고강도 강판의 강도를 높이기 위해 함유된다. 그러나 C의 함유량이 0.300%를 초과하면 용접성이 불충분해진다. 용접성의 관점에서, C의 함유량은 0.250% 이하인 것이 바람직하고, 0.220% 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, C의 함유량이 0.075% 미만이면 강도가 저하되어, 900MPa 이상의 인장 최대 강도를 확보할 수 없다. 강도를 높이기 위해, C의 함유량은 0.090% 이상인 것이 바람직하고, 0.100% 이상인 것이 보다 바람직하다.

「Si : 0.30 내지 2.50%」

Si는, 강판에 있어서의 철계 탄화물의 생성을 억제하고, 강도와 성형성을 높이기 위해 필요한 원소이다. 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 0.30% 미만에서는 어닐링 공정에 있어서 조대한 철계 탄화물이 다량으로 생성되어, 강도 및 성형성이 열화된다. 이러한 관점에서, Si의 하한값은 0.50% 이상인 것이 바람직하고, 0.70% 이상이 보다 바람직하다.

「Mn : 1.30 내지 3.50%」

Mn은, 강판의 강도를 높이기 위해 본 발명의 강판에 첨가된다. 그러나 Mn의 함유량이 3.50%를 초과하면 강판의 판 두께 중앙부에 조대한 Mn 농화부가 발생하고, 취화가 일어나기 쉬워져, 주조한 슬래브가 깨지는 등의 트러블이 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 1.30% 미만이면, 어닐링 후의 냉각 중에 연질인 조직이 다량으로 형성되므로, 900MPa 이상의 인장 최대 강도를 확보하는 것이 어려워진다. 이러한 점으로부터, Mn의 함유량을 1.30% 이상으로 할 필요가 있다. 강도를 높이기 위해, Mn의 함유량은 1.50% 이상인 것이 바람직하고, 1.70% 이상인 것이 보다 바람직하다.

「P : 0.001 내지 0.050%」

P은, 강판의 판 두께 중앙부에 편석하는 경향이 있고, 용접부를 취화시킨다. P의 함유량이 0.050%를 초과하면 용접부가 대폭 취화하므로, P의 함유량을 0.050% 이하로 한정하였다. P 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 0.0050%」

S은, 용접성 및 주조 시 및 열연 시의 제조성에 악영향을 미친다. 또한, Ti과 결부되어서 황화물을 생성하여, Ti이 질화물이 되는 것을 방해하여, 간접적으로 Al 질화물의 생성을 유발하므로, S 함유량의 상한값을 0.0050%로 하였다. 이러한 관점에서, S의 함유량은 0.035% 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.0025% 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. S 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, S 함유량을 0.0001% 미만으로 하는 것은 제조 비용의 대폭적인 증가를 수반하므로, 0.0001%를 하한값으로 한다.

「Al : 0.001% 내지 0.050%」

Al은, 다량으로 첨가하면 조대한 질화물을 형성하여, 저온에서의 교축값을 저하시키고, 내충격 특성을 저하시키므로, Al 함유량의 상한을 0.050%로 한다. 조대한 질화물의 생성을 피하기 위해, Al의 함유량은 0.035% 이하로 하는 것이 바람직하다. Al 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Al의 함유량을 0.001% 미만으로 하는 것은 제조 비용의 대폭적인 증가를 수반하므로, 0.001%를 하한값으로 한다. 또한, Al은 탈산재로서도 유효한 원소이며, 이러한 관점에서, Al의 함유량을 0.005% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.010% 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.

「N : 0.0001 내지 0.0050%」

N는, 저온에서의 파괴 기점이 되는 조대한 질화물을 형성하여, 내충격 특성을 저하시키므로, 첨가량을 억제할 필요가 있다. N의 함유량이 0.0050%를 초과하면, 이 영향이 현저해지므로, N 함유량의 범위를 0.0050% 이하로 하였다. 이러한 관점에서, N의 함유량은 0.0040% 이하인 것이 바람직하고, 0.0030% 이하인 것이 보다 바람직하다. N 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 0.0030%」

O는, 조대한 산화물을 형성하여, 저온에서의 파괴 기점을 발생시키므로, 함유량을 억제할 필요가 있다. O의 함유량이 0.0030%를 초과하면, 이 영향이 현저해지므로, O 함유량의 상한을 0.0030% 이하로 하였다. 이러한 관점에서, O의 함유량은 0.0020% 이하인 것이 바람직하며 0.0010% 이하인 것이 더욱 바람직하다. O 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, O의 함유량을 0.0001% 미만으로 하는 것은 제조 비용의 대폭적인 증가를 수반하므로, 0.0001%를 하한으로 한다.

「Ti : 0.0010 내지 0.0150%」

Ti은, 적당한 조건으로 열간 압연을 실시함으로써 미세한 질화물을 형성하여, 조대한 Al 질화물의 생성을 억제하는 원소이며, 저온에서의 파괴 기점을 감소시키고, 내충격 특성을 향상시킨다. 이 효과를 얻기 위해서는, Ti의 함유량을 0.0010% 이상으로 할 필요가 있고, Ti의 함유량을 0.0030% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.0050% 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, Ti의 함유량이 0.0150%를 초과하면, 미세한 탄질화물의 석출에 의해 강판 중에서 연질인 부위의 성형성이 열화되어, 도리어 저온에서의 교축값을 저하시킨다. 이로 인해, Ti의 함유량을 0.0150% 이하로 한다. 성형성의 관점에서, Ti의 함유량은 0.0120% 이하인 것이 바람직하고, 0.0100% 이하인 것이 보다 바람직하다.

본 발명의 고강도 강판은, 또한 필요에 따라서, 이하에 나타내는 원소를 함유하고 있어도 된다.

「Nb : 0.0010 내지 0.0150%」

Nb은, 적당한 조건으로 열간 압연을 실시함으로써 미세한 질화물을 형성하여, 조대한 Al 질화물의 생성을 억제하는 원소이며, 저온에서의 파괴 기점을 감소시킨다. 이 효과를 얻기 위해서는, Nb의 함유량을 0.0010% 이상으로 하는 것이 바람직하고, Nb의 함유량을 0.0030% 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.0050% 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, Nb의 함유량이 0.0150%를 초과하면, 미세한 탄질화물의 석출에 의해 강판 중에서 연질인 부위의 성형성이 열화되어, 도리어 저온에서의 교축값을 저하시키므로, Nb의 함유량은 0.0150% 이하인 것이 바람직하다. 성형성의 관점에서, Nb의 함유량은 0.0120% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.0100% 이하인 것이 더욱 바람직하다.

「V : 0.010 내지 0.150%」

V은, 적당한 조건으로 열간 압연을 실시함으로써 미세한 질화물을 형성하여, 조대한 Al 질화물의 생성을 억제하는 원소이며, 저온에서의 파괴 기점을 감소시킨다. 이 영향을 얻기 위해서는, V의 함유량을 0.010% 이상으로 할 필요가 있고, 함유량을 0.030% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.050% 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, V의 함유량이 0.150%를 초과하면, 미세한 탄질화물의 석출에 의해 강판 중에서 연질인 부위의 성형성이 열화되어, 도리어 저온에서의 교축값을 저하시키므로, V의 함유량은 0.150% 이하인 것이 바람직하다. 성형성의 관점에서, V의 함유량은 0.120% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.100% 이하인 것이 더욱 바람직하다.

「B : 0.0001 내지 0.0100%」

B는, 적당한 조건으로 열간 압연을 실시함으로써 미세한 질화물을 형성하여, 조대한 Al 질화물의 생성을 억제하는 원소이며, 저온에서의 파괴 기점을 감소시킨다. 이 효과를 얻기 위해서는, B의 함유량을 0.0001% 이상으로 하는 것이 바람직하고, B의 함유량을 0.0003% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.0005% 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 또한, B는 고온에서의 상변태를 억제하여, 고강도화에 유효한 원소이며, 나아가 첨가해도 되지만, B의 함유량이 0.0100%를 초과하면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하되므로, B의 함유량은 0.0100% 이하인 것이 바람직하다. 생산성의 관점에서, B의 함유량은 0.0050% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.0030% 이하인 것이 더욱 바람직하다.

「Cr : 0.01 내지 2.00%」

Cr은, 고온에서의 상변태를 억제하여, 고강도화에 유효한 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 첨가해도 된다. Cr의 함유량이 2.00%를 초과하면, 열간에서의 가공성이 손상되고, 생산성이 저하되므로, Cr의 함유량은 2.00% 이하인 것이 바람직하다. Cr 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Cr에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Cr의 함유량은 0.01% 이상인 것이 바람직하다.

「Ni : 0.01 내지 2.00%」

Ni은 고온에서의 상변태를 억제하여, 고강도화에 유효한 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 첨가해도 된다. Ni의 함유량이 2.00%를 초과하면, 용접성이 손상되므로, Ni의 함유량은 2.00% 이하인 것이 바람직하다. Ni 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Ni에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Ni의 함유량은 0.01% 이상인 것이 바람직하다.

「Cu : 0.01 내지 2.00%」

Cu는 미세한 입자로서 강 중에 존재함으로써 강도를 높이는 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 첨가할 수 있다. Cu의 함유량이 2.00%를 초과하면, 용접성이 손상되므로, Cu의 함유량은 2.00% 이하인 것이 바람직하다. Cu 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Cu에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Cu의 함유량은 0.01% 이상인 것이 바람직하다.

「Mo : 0.01 내지 1.00%」

Mo은 고온에서의 상변태를 억제하여, 고강도화에 유효한 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 첨가해도 된다. Mo의 함유량이 1.00%를 초과하면, 열간에서의 가공성이 손상되어, 생산성이 저하된다. 이러한 점으로부터, Mo의 함유량은 1.00% 이하인 것이 바람직하다. Mo 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Mo에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Mo의 함유량은 0.01% 이상인 것이 바람직하다.

「W : 0.01 내지 1.00%」

W은 고온에서의 상변태를 억제하여, 고강도화에 유효한 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 첨가해도 된다. W의 함유량이 1.00%를 초과하면, 열간에서의 가공성이 손상되어, 생산성이 저하되므로, W의 함유량은 1.00% 이하인 것이 바람직하다. W 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, W에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, W의 함유량은 0.01% 이상인 것이 바람직하다.

「Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, REM 중 1종류 또는 2종류 이상을 합계 0.0001 내지 0.5000%」

Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, REM은, 성형성의 개선에 유효한 원소이며, 1종류 또는 2종류 이상을 첨가할 수 있다. 그러나 Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, REM 중 1종류 또는 2종류 이상의 함유량의 합계가 0.5000%를 초과하면, 도리어 연성을 손상시킬 우려가 있다. 이로 인해, 각 원소의 함유량의 합계는 0.5000% 이하인 것이 바람직하다. Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, REM 중 1종류 또는 2종류 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, Zr, Hf, REM 중 1종류 또는 2종류 이상의 함유량의 합계가 0.0005% 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.0010% 이상인 것이 더욱 바람직하다.

또한, REM이란, Rare Earth Metal의 약자이며, 란타노이드 계열에 속한 원소를 가리킨다. 본 발명에 있어서, REM이나 Ce은 미슈 메탈에 의해 첨가되는 경우가 많고, La이나 Ce 외에 란타노이드 계열의 원소를 복합으로 함유하는 경우가 있다. 불가피 불순물로서, 이들 La이나 Ce 이외의 란타노이드 계열의 원소를 함유했다고 해도 본 발명의 효과는 발휘된다. 또한, 금속 La이나 Ce을 첨가했다고 해도 본 발명의 효과는 발휘된다.

(강판 조직)

본 발명의 고강도 강판의 조직을 규정한 이유는 이하와 같다.

「TiN 입자」

본 발명의 고강도 강판의 강판 조직은, 평균 입경 0.5㎛ 이하의 TiN 입자를 함유하는 것이다. 조대한 TiN 입자는 파괴 기점이 되지만, 평균 입경 0.5㎛ 이하의 미세한 TiN 입자는 파괴 기점으로서 작용하지 않는다. TiN 입자의 평균 입경은, TiN 입자가 파괴 기점이 되는 것을 효과적으로 방지하고, 고강도 강판의 내충격 특성을 더욱 향상시키기 위해, 0.3㎛ 이하인 것이 바람직하고, 0.1㎛ 이하인 것이 보다 바람직하다.

TiN 입자의 평균 입경은, 예를 들어 이하에 나타내는 방법에 의해 구해진다. 즉, 압연 방향에 평행한 판 두께 단면으로부터, 추출 레플리카법에 의해 TiN 입자를 함유하는 투과형 전자 현미경(TEM)용 샘플을 제작하여, 투과형 전자 현미경을 사용하여 TiN 입자를 10개 이상 관찰한다. 각 TiN 입자의 입경은, 화상 해석에 의해 얻어지는 TiN 입자의 투영 면적과 동등한 면적을 갖는 원의 지름으로 정해진다. 그리고 10개 이상의 TiN 입자에 대하여 입경을 측정하고, 그 평균값으로부터 TiN 입자의 평균 입경이 구해진다.

「AlN 입자」

또한, 본 발명의 고강도 강판의 강판 조직은, 입경 1㎛ 이상의 AlN 입자의 밀도가 1.0개/㎟ 이하다. 입경 1㎛ 이상의 조대한 AlN 입자는 파괴 기점이 된다. 본 발명의 고강도 강판의 강판 조직은, 입경 1㎛ 이상의 AlN 입자의 밀도가 1.0개/㎟ 이하이므로, AlN 입자가 기점이 되는 파괴가 방지된다. AlN 입자가 기점이 되는 파괴를 더 효과적으로 방지하기 위해, 입경 1㎛ 이상의 AlN 입자의 밀도는, 0.5개/㎟ 이하인 것이 바람직하고, 0.1개/㎟ 이하인 것이 더욱 바람직하다.

또한, 이들 TiN 입자의 평균 입경의 측정 및 입경 1㎛ 이상의 AlN 입자의 밀도 측정은, 입자가 적은 강판 최표면을 제외하고, 강판 중 어떠한 판 두께의 위치에 있어서 측정해도 상관없다. 예를 들어, 후술하는 잔류 오스테나이트나 페라이트 등과 마찬가지로, 강판을 대표하는 영역으로서 1/8 내지 3/8 두께의 위치에 있어서 측정하는 것이 바람직하다.

본 발명에 있어서, 입경 1㎛ 이상의 AlN 입자란, 원 상당 지름 d가 1㎛ 이상인 AlN 입자인 것을 의미한다. 원 상당 지름 d라 함은, 화상 해석에 의해 얻어지는 입자의 투영 면적 S와 동등한 면적을 갖는 원의 지름이며, 이하의 식에 의해 구해진다. d=√(4S/π)

본 발명에 있어서의 AlN 입자의 밀도는, 예를 들어 이하에 나타내는 방법에 의해 구해진다.

즉, 압연 방향에 평행한 판 두께 단면의 10.0㎟ 이상의 면적을, 전계 방사형 주사형 전자 현미경(FE-SEM : Field Emission Scanning Electron Microscope)을 사용하여 관찰하고, 1㎛ 이상의 AlN 입자의 개수를 세어, 밀도를 산출한다. 또한, AlN 입자의 성분은, FE-SEM에 병설한 에너지 분산형 X선 분광기를 사용하여 확인할 수 있다.

본 발명의 고강도 강판의 강판 조직은, 판 두께의 1/4을 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서, 체적 분율로 1 내지 8%의 잔류 오스테나이트를 함유하는 것이며, 잔류 오스테나이트의 평균 종횡비가 2.0 이하이며, 또한 잔류 오스테나이트 중의 고용 Mn량이 평균 Mn량의 1.1배 이상인 것이다.

또한, 강판 조직의 전체에 있어서, 체적 분율로 1 내지 8%의 잔류 오스테나이트를 함유하는 것이 바람직하다. 그러나 강판의 판 두께의 1/4을 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서의 금속 조직은, 강판 전체의 조직을 대표한다. 따라서, 강판의 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서, 체적 분율로 1 내지 8%의 잔류 오스테나이트를 함유하고 있으면, 실질적으로 강판의 조직 전체에 있어서, 체적 분율로 1 내지 8%의 잔류 오스테나이트를 함유하고 있다고 간주할 수 있다. 이로 인해, 본 발명에서는, 모재 강판의 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서의 잔류 오스테나이트의 체적 분율의 범위에 대하여 규정하였다.

또한, 본 발명의 고강도 강판의 강판 조직에서는, 판 두께의 1/4을 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서, 잔류 오스테나이트 외에, 체적 분율로, 10 내지 75% 이하의 페라이트와, 합계 10 내지 50%의 베이니틱 페라이트와 베이나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽과, 5 내지 50% 이하의 템퍼링 마르텐사이트를 함유하고, 펄라이트가 체적 분율로 5% 이하로 제한되고, 프레시 마르텐사이트가 체적 분율로 15% 이하로 제한되어 있는 것이 바람직하다. 본 발명의 고강도 강판이 이러한 강판 조직을 갖는 것인 경우, 보다 우수한 성형성을 갖는 것이 된다.

또한 마찬가지로, 이들 페라이트 등의 금속 조직이, 강판 조직의 전체에 있어서 소정의 범위인 것이 바람직하다. 그러나 강판의 판 두께의 1/4을 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서의 금속 조직은, 강판 전체의 조직을 대표한다. 따라서, 강판의 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서, 체적 분율로, 10 내지 75% 이하의 페라이트와, 합계 10 내지 50%의 베이니틱 페라이트와 베이나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽과, 5 내지 50% 이하의 템퍼링 마르텐사이트를 함유하고, 펄라이트가 체적 분율로 5% 이하로 제한되고, 프레시 마르텐사이트가 체적 분율로 15% 이하로 제한되어 있으면, 실질적으로 강판의 조직 전체에 있어서, 이들 페라이트 등의 금속 조직이 소정의 범위 내라고 간주할 수 있다. 이로 인해, 본 발명에서는, 강판의 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서, 이들 페라이트 등의 금속 조직의 체적 분율의 범위를 규정하였다.

「잔류 오스테나이트」

잔류 오스테나이트는, 강도 및 연성을 크게 향상시키기 위해, 잔류 오스테나이트를 저온에서의 교축값을 손상시키지 않는 범위에서 함유할 필요가 있다. 잔류 오스테나이트의 체적률이 1% 미만에서는, 강도 및 연성의 향상이 불충분하며, 이것을 하한으로 한다. 강도 및 성형성의 관점에서, 잔류 오스테나이트의 양은 1.5% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 2.0% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 잔류 오스테나이트는 파괴 기점이 되어 굽힘성을 크게 열화시키므로, 강판 조직에 체적 분율로 8% 이하로 제한할 필요가 있다. 굽힘성을 높이기 위해서는 잔류 오스테나이트의 체적 분율을 6% 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

또한, 잔류 오스테나이트가 기점이 되는 파괴를 방지하기 위해서는, 잔류 오스테나이트가 안정된 형상을 갖고, 또한 화학적으로 안정된 것으로 되어 있는 것이 바람직하다.

본 발명에 있어서는, 잔류 오스테나이트의 평균 종횡비가 2.0 이하로 되어 있고, 등방성이 우수한 안정된 형상을 갖고 있다. 잔류 오스테나이트의 형상을 보다 안정된 것으로 하기 위해, 잔류 오스테나이트의 평균 종횡비는, 1.8 이하인 것이 바람직하고, 1.6 이하인 것이 보다 바람직하다. 잔류 오스테나이트의 평균 종횡비의 하한은 1.0으로 한다. 평균 종횡비가 2.0을 초과하면, 저온에서 인장했을 때에 잔류 오스테나이트의 일부가 쉽게 마르텐사이트로 변태하여, 파괴 기점이 발생하고, 교축값이 열화된다.

본 발명에 있어서는, 잔류 오스테나이트 중의 고용 Mn량이 평균 Mn량의 1.1배 이상「(잔류 오스테나이트 중의 고용 Mn량/평균 Mn량)≥1.1」로 되어 있으며, 잔류 오스테나이트가 화학적으로 안정되어 있다. 잔류 오스테나이트를 화학적으로 보다 안정시키기 위해, 잔류 오스테나이트 중의 고용 Mn량은 평균 Mn량의 1.2배 이상인 것이 바람직하고, 1.3배 이상인 것이 보다 바람직하다. 상한은 특별히 설정하지 않지만, 2.0배 이상으로 하기 위해서는 특수한 설비가 필요하며, 2.0배를 실제 상한으로 한다.

「페라이트」

페라이트는, 저온에서의 교축값의 향상에 유효한 조직이며, 강판 조직에 체적 분율로 10 내지 75% 함유되어 있는 것이 바람직하다. 페라이트의 체적 분율이 10% 미만인 경우, 충분한 교축값이 얻어지지 않을 우려가 있다. 강판 조직에 함유되는 페라이트의 체적 분율은, 교축값의 관점에서 15% 이상 함유되는 것이 보다 바람직하고, 20% 이상 함유되는 것이 더욱 바람직하다. 한편, 페라이트는 연질인 조직이므로, 체적 분율이 75%를 초과하면 충분한 강도가 얻어지지 않는 경우가 있다. 강판의 인장 강도를 충분히 높이기 위해서는, 강판 조직에 함유되는 페라이트의 체적 분율을 65% 이하로 하는 것이 바람직하고, 50% 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

「펄라이트」

펄라이트가 많아지면, 연성이 열화된다. 이러한 점으로부터, 강판의 조직에 함유되는 펄라이트의 체적 분율은, 5% 이하로 제한되는 것이 바람직하고, 2% 이하인 것이 보다 바람직하다.

「베이니틱 페라이트, 베이나이트」

베이니틱 페라이트와 베이나이트는, 강도와 연성의 밸런스가 우수한 조직이며, 강판 조직에 체적 분율의 합계가 10 내지 50%인 베이니틱 페라이트와 베이나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽이 함유되어 있는 것이 바람직하다. 또한, 베이니틱 페라이트와 베이나이트는 연질인 페라이트와 경질인 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 중간 강도를 갖는 마이크로 조직이며, 신장 플랜지성의 관점에서 15% 이상 함유되는 것이 보다 바람직하고, 20% 이상 함유되는 것이 더욱 바람직하다. 한편, 베이니틱 페라이트와 베이나이트의 체적 분율이 합계 50%를 초과하면, 항복 응력이 과도하게 높아져, 형상 동결성이 열화되므로 바람직하지 않다. 또한, 베이니틱 페라이트 및 베이나이트는, 어느 한쪽만 함유해도 되고, 양쪽을 함유해도 된다.

「프레시 마르텐사이트」

프레시 마르텐사이트는, 인장 강도를 크게 향상시키지만, 한편 파괴 기점이 되어 저온에서의 교축값을 크게 열화시키므로, 강판 조직에 체적 분율 15% 이하로 제한되는 것이 바람직하다. 저온에서의 교축값을 높이기 위해서는 프레시 마르텐사이트의 체적 분율을 10% 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 5% 이하로 하는 것이 더욱 바람직한다.

「템퍼링 마르텐사이트」

템퍼링 마르텐사이트는, 인장 강도를 크게 향상시키는 조직이며, 강판 조직에 체적 분율로 50% 이하 함유되어 있어도 된다. 인장 강도의 관점에서, 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율은 10% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 강판 조직에 함유되는 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율이 50%를 초과하면, 항복 응력이 과도하게 높아져, 형상 동결성이 열화되므로 바람직하지 않다.

「기타」

본 발명의 고강도 강판의 강판 조직에는, 조대한 시멘타이트 등 상기 이외의 조직이 함유되어 있어도 된다. 그러나 강판 조직 중에 조대한 시멘타이트가 많아지면, 굽힘성이 열화된다. 이러한 점으로부터, 강판 조직에 함유되는 조대한 시멘타이트의 체적 분율은, 10% 이하인 것이 바람직하고, 5% 이하인 것이 보다 바람직하다.

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

잔류 오스테나이트의 체적 분율은, 강판의 판면에 평행한, 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있는 임의의 면에 있어서 X선 회절 시험을 행하고, 잔류 오스테나이트의 면적 분율을 산출하고, 그것을 가지고 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서의 체적 분율이라 간주할 수 있다.

또한, 1/8 두께 내지 3/8 두께 범위에 있어서의 마이크로 조직은 균질성이 높아, 충분히 넓은 영역을 측정하면, 1/8 두께 내지 3/8 두께의 어디에서 측정해도, 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위를 대표하는 마이크로 조직 분율이 얻어진다. 구체적으로는, 강판의 판면에 평행한 1/4 두께의 면에 있어서, 250000 평방㎛ 이상의 범위에서 X선 회절 시험을 행하는 것이 바람직하다.

또한, 잔류 오스테나이트를 제외한 마이크로 조직(페라이트, 베이니틱 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트, 펄라이트, 프레시 마르텐사이트)의 분율은, 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서 전자 현미경으로 관찰하여 측정할 수 있다. 구체적으로는 모재 강판의 판면에 수직 또한 압연 방향(압하 방향)에 평행한 면을 관찰면으로서 시료를 채취하여, 관찰면을 연마, 나이탈 에칭한다. 그리고 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 관찰하여 면적 분율을 측정한다. 이 경우, 예를 들어 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서, 서로 1㎜ 이상의 간격을 두고 설정한 3개 이상의 시야에 있어서 전자 현미경에 의한 관찰을 행한다. 그리고 관찰 면적의 합계가 5000 평방㎛ 이상의 범위에 있어서의 페라이트 등의 각 조직의 면적 분율을 산출하고, 그것을 가지고 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서의 각 조직의 체적 분율이라 간주할 수 있다.

페라이트는 괴상의 결정립이며, 내부에 긴 지름 100㎚ 이상의 철계 탄화물이 없는 영역이다. 또한, 페라이트의 체적 분율은, 최고 가열 온도에 있어서 잔존하는 페라이트와, 페라이트 변태 온도 영역에서 새롭게 생성한 페라이트의 체적 분율의 합이다.

베이니틱 페라이트는, 라스 형상의 결정립의 집합이며, 라스의 내부에 긴 지름 20㎚ 이상의 철계 탄화물을 함유하지 않는 것이다.

베이나이트는, 라스 형상의 결정립의 집합이며, 라스의 내부에 긴 지름 20㎚ 이상의 철계 탄화물을 복수 갖고, 나아가 그들 탄화물이 단일인 베어리언트, 즉 동일한 방향으로 신장한 철계 탄화물군에 속하는 것이다. 여기서, 동일한 방향으로 신장한 철계 탄화물군이란, 철계 탄화물군의 신장 방향의 차이가 5°이내인 것을 의미하고 있다.

템퍼링 마르텐사이트는, 라스 형상의 결정립의 집합이며, 라스의 내부에 긴 지름 20㎚ 이상의 철계 탄화물을 복수 갖고, 나아가 그들 탄화물이 복수의 밸리언트, 즉 다른 방향으로 신장한 복수의 철계 탄화물군에 속하는 것이다.

또한, FE-SEM을 사용하여 라스 형상 결정립 내부의 철계 탄화물을 관찰하고, 그 신장 방향을 조사함으로써, 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트는 쉽게 구별할 수 있다.

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

따라서, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율은, FE-SEM에 의해 관찰된 부식되고 있지 않은 영역의 면적 분율과, X선에 의해 측정한 잔류 오스테나이트의 면적 분율과의 차분으로서 구해진다.

(아연 도금층)

또한, 본 발명에 있어서는, 고강도 강판의 표면에, 아연 도금층이 형성되어 이루어지는 내충격 특성이 우수한 고강도 아연 도금 강판으로 할 수 있다. 아연 도금층은 합금화되어 있어도 된다. 고강도 강판의 표면에 아연 도금층이 형성되어 있는 경우, 우수한 내식성을 갖는 것이 된다. 또한, 고강도 강판의 표면에, 합금화한 아연 도금층이 형성되어 있는 경우, 우수한 내식성을 갖고, 도료의 밀착성이 우수한 것이 된다. 또한, 아연 도금층 또는 합금화 아연 도금층에는, 불순물로서 Al이 함유되어도 된다.

합금화 아연 도금층은, Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, Sr, I, Cs, REM 중 1종류 또는 2종류 이상을 함유해도 되고, 또는 그들이 혼입되어도 된다. 합금화 아연 도금층이, 상기 원소 중 1종류 또는 2종류 이상을 함유, 또는 혼입된 것이라도, 본 발명의 효과는 손상되지 않고, 그 함유량에 따라서는 내식성이나 가공성이 개선되는 등 바람직한 경우도 있다.

아연 도금층 또는 합금화 아연 도금층의 부착량에 대해서는 특별히 제약은 마련하지 않지만, 내식성의 관점에서 20g/㎡ 이상, 경제성의 관점에서 150g/㎡ 이하인 것이 바람직하다. 또한, 아연 도금층 또는 합금화 아연 도금층의 평균 두께는, 1.0㎛ 이상, 50㎛ 이하로 한다. 1.0㎛ 미만에서는 충분한 내식성이 얻어지지 않는다. 바람직하게는 2.0㎛ 이상으로 한다. 한편, 50.0㎛ 초과에서는 경제적이지 않고, 강판의 강도를 손상시키므로 바람직하지 않다. 원료 비용의 관점에서는, 아연 도금층 또는 합금화 아연 도금층의 두께는 얇을수록 바람직하고, 30.0㎛ 이하인 것이 바람직하다.

도금층의 평균 두께는, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 경면으로 마무리하여, FE-SEM을 사용하여 관찰하고, 강판의 표면과 이면에서 각각 5군데씩, 합계 10군데의 도금층 두께를 측정하고, 그 평균값을 가지고 도금층 두께로 한다.

또한, 합금화 처리를 할 경우, 합금화 아연 도금층의 철의 함유량은, 양호한 내(耐)플레이킹성을 확보하기 위해 8.0% 이상으로 하고, 9.0% 이상인 것이 바람직하다. 또한, 합금화 아연 도금층 중의 철의 함유량은, 양호한 내파우더링성을 확보하기 위해 12.0% 이하로 하고, 11.0% 이하인 것이 바람직하다.

또한, 본 발명에 있어서는, 상기 아연 도금층 또는 합금화한 아연 도금층의 표면에, 인 산화물 및/또는 인을 함유하는 복합 산화물을 포함하여 이루어지는 피막이 형성되어 있어도 된다. 인 산화물 및/또는 인을 함유하는 복합 산화물을 포함하여 이루어지는 피막은, 강판을 가공할 때에 윤활제로서 기능시킬 수 있어, 강판 표면에 형성한 아연 도금층을 보호할 수 있다.

(제조 방법)

이어서, 본 발명의 고강도 강판을 제조하는 방법에 대하여 상세하게 설명한다.

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

열간 압연에 제공하는 슬래브는, 연속 주조 슬래브나 얇은 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 공정)

열간 압연 공정에 있어서, 슬래브 가열 온도는 주조 시에 생성한 Ti계의 개재물을 충분히 용해시켜, 강 중에 Ti를 균등하게 고용시키기 위해 1210℃ 이상으로 할 필요가 있으며, 1225℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 슬래브 가열 온도가 과도하게 낮으면, 마무리 압연 온도가 Ar₃ 변태점을 하회해 버린다. 그 결과, 페라이트 및 오스테나이트의 2상 영역에서 압연이 행해져, 열연판 조직이 불균질한 혼립 조직이 되어, 냉간 압연 공정 및 연속 어닐링 공정을 거쳤다고 해도 불균질한 조직은 해소되지 않아, 연성이나 굽힘성이 떨어지는 강판이 된다. 또한, 슬래브 가열 온도의 저하는, 과도한 압연 하중의 증가를 초래하여, 압연이 곤란해지거나, 압연 후의 강판의 형상 불량을 초래하거나 할 우려가 있다. 슬래브 가열 온도의 상한은 특별히 정하지 않아도, 본 발명의 효과는 발휘되지만, 가열 온도를 과도하게 고온으로 하는 것은, 경제면에서 바람직하지 않으므로, 슬래브 가열 온도의 상한은 1350℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, Ar₃ 변태점은 다음 식에 의해 계산한다.

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

상기 식에 있어서, C, Si, Mn, Ni, Cr, Cu, Mo, Al은 각 원소의 함유량[질량%]이다. 함유하고 있지 않은 원소는, 0으로 하여 계산한다.

본 발명에 있어서는, 상기 슬래브 가열 온도로 가열한 후, 적어도 1100 내지 1000℃의 온도 범위에 있어서, 하기 (식 1)을 만족시키는 조건으로 압하를 실시한다. (식 1)에 있어서, i는 패스수, Ti는 i 패스째의 가공 온도, ti는 i 패스째로부터 i＋1 패스째까지의 경과 시간, εi는 i 패스째의 압하율을 나타낸다.

조대한 Ti 질화물이나 Al 질화물의 생성을 억제하여, 미세한 TiN 입자를 함유하는 강판을 제조하기 위해서는, 1100 내지 1000℃의 온도 범위에서의 열간 압연에 의해, 강 중에 Ti 질화물의 생성 사이트인 전위를 다량으로 도입할 필요가 있다. 그러나 1100 내지 1000℃의 온도 범위에서는, 가공에 의해 도입된 전위가, Fe 원자의 확산에 의해 쉽게 소멸된다. 이로 인해, 전위가 충분히 도입되는 만큼의 변형량이 얻어지는 가공(압하)을, 비교적 단시간에 연속하여 행할 필요가 있다. 즉, 패스수를 복수로 하고, 인접하는 패스 간에 있어서의 경과 시간을 단시간으로 하는 동시에, 각 패스에 있어서의 가공 온도 및 압하율을 적절하게 제어할 필요가 있다.

열간 압연 공정에서는, 가열로로부터 슬래브를 취출한 후, 850℃ 또는 Ar₃ 온도가 높은 쪽을 하한으로 하는 압연 완료 온도까지의 온도 영역에서 임의의 패스수의 압하를 행할 수 있다. 이 열간 압연 중, 1100℃로부터 1000℃의 범위에서 행해지는 압하는, 문제가 되는 TiN 및 AlN 입자의 분산 상태에 강하게 영향을 끼치므로, (식 1)을 이용하여 동일 온도 범위에서의 열연 조건을 규정한다.

1100℃ 초과의 온도 범위에서 실시되는 압하는, 변형 시에 도입된 전위가 즉시 소멸되므로, TiN의 석출 사이트로서 작용하지 않고, 문제가 되는 TiN 및 AlN 입자의 분산 상태에 영향을 미치지 않는다. 한편, 1000℃ 미만의 범위에서 압연을 실시할 때까지 조대한 TiN 및 AlN이 될 수 있는 입자의 핵 생성은 완료되어 있고, 이후(1000℃ 미만의 온도 범위)의 압연은 문제가 되는 TiN 및 AlN 입자의 분산 상태에 영향을 미치지 않는다.

일반적으로, 가열로로부터 취출하여, 압연 완료까지의 사이에 8 내지 25 패스의 압연을 실시한다. 1100℃ 내지 1000℃의 범위에서 실시하는 압하는 2 내지 10 패스이다. 당해 온도 범위에 있어서의 압하는, 판 두께는 200 내지 500㎜로부터 시작되어, 10 내지 50㎜까지 압연하는 것이 일반적이다. 판 폭은 일반적으로 500 내지 2000㎜이다. 또한, 강판의 온도는 표면의 온도이며, 그 측정 방법은 묻지 않지만, 예를 들어 열전대를 사용하여 직접 측정해도 상관없다.

(식 1)에 있어서, 구체적으로는, 예를 들어 패스수 i는, 2 내지 10의 범위, 바람직하게는 5 내지 8의 범위로 할 수 있다. i 패스째로부터 i＋1 패스째까지의 경과 시간은, 2 내지 300초의 범위, 바람직하게는 5 내지 180초의 범위, 더욱 바람직하게는 10 내지 120초의 범위로 할 수 있다.

또한, 1100 내지 1000℃의 온도 범위에서의 열간 압연에 있어서의 최초의 패스인 1 패스째의 가공 온도는, 1100 내지 1050℃의 범위, 바람직하게는 1090 내지 1065℃의 범위로 할 수 있다. i 패스째의 압하율은, 5 내지 50%의 범위, 바람직하게는 15 내지 35%의 범위로 할 수 있다.

(식 1)은 TiN 입자의 생성 거동을 나타내는 경험식이며, 입자 생성의 구동력을 나타내는 다항식의 항, 원자의 확산 계수를 나타내는 exp항과 시간 t의 곱으로 원자의 확산 거리를, 가공에 수반하여 도입되는 전위의 양을 변형량 ε으로 대표하여 나타내고, 그들을 곱한 것이다. (식 1)에서 나타내는 값이 1.0을 하회하면, TiN의 생성이 불충분해져, 고용 N이 1000℃까지 열간 압연한 시점까지 잔류하여, 조대한 AlN이 생성된다. 한편, (식 1)에서 나타내는 값이 5.0을 상회하면, TiN의 생성이 과도하게 활발해져, TiN의 조대화가 진행되어, 도리어 특성을 손상시키게 된다.

본 발명에 있어서는, 적어도 1100 내지 1000℃의 온도 범위에 있어서, 상기 (식 1)을 만족시키는 조건으로 압하를 행함으로써, 인접하는 복수의 패스 간에 있어서의 경과 시간이 비교적 단시간으로 제어되는 동시에, 각 패스에 있어서의 가공 온도 및 압하율이 적절하게 제어되므로, Ti 질화물의 생성 사이트인 전위를 강 중에 다량으로 도입할 수 있어, 강 중에 미세한 Ti 질화물을 생성시킬 수 있다. 또한, 1100℃ 초과의 온도 범위에서 실시되는 압하 및 1000℃ 미만의 온도 범위에서 실시되는 압하에 대해서는, 특별히 한정되지 않는다. 예를 들어, 1100℃ 초과의 온도 범위에서 상기 (식 1)을 만족시키는 조건으로 압하를 행해도 되고, 상기 (식 1)을 만족시키지 않는 조건으로 압하를 행해도 된다. 또는, 1100℃ 초과의 온도 범위에서는 압하를 행하지 않아도 된다. 마찬가지로, 1000℃ 미만의 온도 범위에서 상기 (식 1)을 만족시키는 조건으로 압하를 행해도 되고, 상기 (식 1)을 만족시키지 않는 조건으로 압하를 행해도 된다.

본 발명에 있어서는, 적어도 1100 내지 1000℃의 온도 범위에 있어서, 상기 (식 1)을 만족시키는 조건으로 열간 압연을 행한 후, 800℃와 Ar₃ 변태점 중 높은 쪽의 온도 이상 970℃ 이하의 마무리 열연 온도에서 완료하고, 750℃ 이하의 온도 영역에서 권취한다. 또한, 마무리 압연 후의 판 두께는, 예를 들어 2㎜ 내지 10㎜이다. 마무리 압연 온도가 800℃ 미만이면, 마무리 압연 시의 압연 하중이 높아져서, 열간 압연이 곤란해지거나, 열간 압연 후에 얻어지는 열연 강판의 형상 불량을 초래할 우려가 있다. 또한, 마무리 압연 온도가 Ar₃ 변태점 미만이면, 열간 압연이 페라이트 및 오스테나이트의 2상 영역 압연이 되어, 열연 강판의 조직이 불균질한 혼립 조직이 되는 경우가 있다. 한편, 마무리 압연 온도의 상한이 970℃ 이상이면, TiN의 생성이 불충분해져, 남은 N가 Al과 질화물을 생성할 가능성이 있다.

본 발명에서는, 열간 압연 공정에 있어서, 1100 내지 1000℃의 온도 범위에서 상기 (식 1)을 만족시키는 조건으로 열간 압연을 실시하고, 800℃와 Ar₃ 변태점 중 높은 쪽의 온도 이상 970℃ 이하의 마무리 열연 온도에서 완료되므로, 1100 내지 1000℃의 온도 범위에 있어서 조대한 Ti 질화물이 생성되는 것을 억제할 수 있는 동시에, 1000℃ 내지 마무리 열연 온도까지의 사이에 미세한 TiN 입자가 생성된다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 고강도 강판이 우수한 내충격 특성을 갖는 것이 된다.

열연 강판의 표면에 형성되는 산화물의 두께가 과도하게 증대하여, 산 세척성이 열화되는 것을 방지하기 위해, 권취 온도는 750℃ 이하로 한다. 산 세척성을 한층 더 높이기 위해, 권취 온도는 720℃ 이하인 것이 바람직하고, 700℃ 이하인 것이 더욱 바람직하다.

한편, 권취 온도가 500℃ 미만이 되면 열연 강판의 강도가 과도하게 높아져, 냉간 압연이 곤란해지므로, 권취 온도는 500℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 냉간 압연의 부하를 경감하기 위해, 권취 온도는 550℃ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 600℃ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.

이어서, 상기 온도 영역에서 권취한 열연 강판을 15℃/시 이하의 평균 냉각 속도로 냉각한다. 이에 의해, 강판 중에 고용하고 있는 Mn의 분배가 진행되어, 잔류 오스테나이트를 Mn의 농화한 영역에 선택적으로 잔류시킬 수 있고, 잔류 오스테나이트 중의 고용 Mn량을 증가시킬 수 있다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 고강도 강판이, 잔류 오스테나이트 중의 고용 Mn량이 평균 Mn량의 1.1배 이상인 것이 된다. 권취 후의 Mn의 분배는 고온일수록 진행되기 쉽다. 그로 인해, 특히 권취 온도로부터(권취 온도 -50℃)의 범위에 있어서, 강판의 냉각 속도를 15℃/시 이하로 할 필요가 있다.

이어서, 이와 같이 하여 제조한 열연 강판에, 산 세척을 행하는 것이 바람직하다. 산 세척은, 열연 강판의 표면 산화물을 제거하는 것이므로, 강판의 도금성 향상을 위해 중요하다. 또한, 산 세척은, 1회이어도 되고 복수회로 나누어 행해도 된다.

(냉간 압연 공정)

이어서, 산 세척 후의 열연 강판에 대하여, 잔류 오스테나이트를 등방성이 우수한 안정된 형상을 갖는 것으로 하기 위해, 30 내지 75%의 압하율로 냉연하는 냉간 압연 공정을 행한다. 압하율이 30% 미만이면, 잔류 오스테나이트의 형상을 안정된 것으로 할 수 없어, 최종적으로 얻어지는 고강도 강판이, 잔류 오스테나이트의 평균 종횡비가 2.0 이하인 것이 되지 않는다. 잔류 오스테나이트를 안정된 형상을 갖는 것으로 하기 위해, 냉간 압연 공정에서의 압하율은 40% 이상인 것이 바람직하고, 45% 이상인 것이 보다 바람직하다. 한편, 압하율이 75%를 초과하는 냉연에서는, 냉연 하중이 지나치게 커져서 냉연이 곤란해진다. 이러한 점으로부터, 압하율은 75% 이하인 것이 바람직하다. 냉연 하중의 관점에서, 압하율은 70% 이하인 것이 보다 바람직하다.

또한, 냉간 압연 공정에 있어서, 압연 패스의 횟수, 각 압연 패스마다 압하율에 대해서는 특별히 규정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘된다.

(연속 어닐링 공정)

이어서, 냉간 압연 공정 후에 얻어진 냉연 강판을, 연속 어닐링 라인에 통판 시켜서 연속 어닐링 공정을 행한다. 본 발명에 있어서의 연속 어닐링 공정에서는, 550 내지 700℃의 온도 범위를 10℃/초 이하의 평균 가열 속도로 가열하고, 최고 가열 온도를 (Ac₁ 변태점＋40) 내지 1000℃ 사이로 하고, 최고 가열 온도 내지 700℃의 온도 범위에 있어서 1.0 내지 10.0℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 700 내지 500℃의 온도 범위에 있어서 5.0 내지 200.0℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 350 내지 450℃의 온도 범위에서 30 내지 1000초 정류 처리시키는 어닐링을 행한다. 이에 의해, 본 발명의 고강도 강판이 얻어진다.

연속 어닐링 공정에 있어서, 550 내지 700℃의 온도 범위를 10℃/초 이하의 평균 가열 속도로 가열함으로써, 냉연 강판의 재결정이 충분히 진행되어, 잔류 오스테나이트의 형상이 보다 등방성이 우수한 안정된 것이 되어, 마지막으로 잔류하는 오스테나이트가 구 형상에 가까운 형상이 된다. 550 내지 700℃의 온도 범위에서의 평균 가열 속도가 10℃/초를 초과하면, 잔류 오스테나이트의 형상을 안정된 것으로 할 수 없게 된다.

또한, 연속 어닐링 공정에서의 최고 가열 온도가 (Ac₁ 변태점＋40)℃ 미만에서는, 강판 중에 조대한 철계 탄화물이 다수 녹아서 남아, 성형성이 현저하게 열화되므로, 최고 가열 온도를 (Ac₁ 변태점＋40)℃ 이상으로 한다. 성형성의 관점에서, 최고 가열 온도는 (Ac₁ 변태점＋50)℃ 이상으로 하는 것이 바람직하고, (Ac₁ 변태점＋60)℃ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, 최고 가열 온도가 1000℃를 초과하면, 원자의 확산이 촉진되어, Si, Mn, Al의 분배가 약해지므로, 최고 가열 온도를 1000℃ 이하로 한다. 잔류 오스테나이트 중의 Si, Mn, Al량을 제어하기 위해서는, 최고 가열 온도는 Ac₃ 변태점 온도 이하인 것이 바람직하다.

최고 가열 온도 내지 700℃의 온도 범위에 있어서, 평균 냉각 속도가 10.0℃/초를 초과하면 강판 중의 페라이트 분율이 불균일해지기 쉬워, 성형성이 열화되므로, 평균 냉각 속도의 상한을 10.0℃/초로 한다. 한편, 평균 냉각 속도가 1.0℃/초 미만에서는, 페라이트 및 펄라이트가 다량으로 생성되어, 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않으므로, 평균 냉각 속도의 하한을 1.0℃/초로 한다. 잔류 오스테나이트를 얻기 위해서는, 평균 냉각 속도를 2.0℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하고, 3.0℃/초 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.

700 내지 500℃의 온도 범위에 있어서, 평균 냉각 속도가 5.0℃/초 미만이 되면, 펄라이트 및 또는 철계 탄화물이 다량으로 생성되어, 잔류 오스테나이트가 남지 않으므로, 평균 냉각 속도의 하한을 5.0℃/초 이상으로 한다. 이러한 관점에서, 평균 냉각 속도는 7.0℃/초 이상인 것이 바람직하고, 8.0℃/초 이상인 것이 보다 바람직하다. 한편, 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, 평균 냉각 속도가 200℃/초를 초과하기 위해서는 특수한 설비가 필요해져, 비용의 관점에서 평균 냉각 속도의 상한을 200℃/초로 한다.

또한, 베이나이트 변태를 진행시켜 잔류 오스테나이트를 얻기 위해, 350 내지 450℃의 온도 범위에서 30 내지 1000초간 유지하는 정류 처리를 행한다. 정류 시간이 짧으면, 베이나이트 변태가 진행되지 않아, 잔류 오스테나이트에의 C의 농화가 불충분해져, 잔류 오스테나이트를 충분히 남길 수 없다. 이러한 관점에서, 정류 시간의 하한을 30초로 한다. 정류 시간은 40초 이상인 것이 바람직하고, 60초 이상인 것이 더욱 바람직하다. 한편, 정류 시간이 과도하게 길면, 철계 탄화물이 생성되어, C가 이 철계 탄화물로서 소비되어 버려, 잔류 오스테나이트가 충분히 얻어지지 않으므로, 정류 시간은 1000초 이하로 한다. 이러한 관점에서, 정류 시간은 800초 이하인 것이 바람직하고, 600초 이하인 것이 더욱 바람직하다.

또한, 본 발명에 있어서는, 상술한 제조 방법의 연속 어닐링 공정에 있어서, 상기 정류 처리 후에 전기 아연 도금을 실시하여, 강판의 표면에 아연 도금층을 형성함으로써, 고강도 아연 도금 강판으로 해도 된다.

또한, 본 발명에 있어서는, 상술한 제조 방법의 연속 어닐링 공정에 있어서, 700 내지 500℃의 온도 범위에 있어서의 냉각 후 350 내지 450℃의 온도 범위에서의 정류 처리 전 또는 정류 처리 후에, 강판을 아연 도금욕에 침지하여 상기 강판의 표면에 아연 도금층을 형성함으로써, 고강도 아연 도금 강판으로 해도 된다.

이에 의해, 표면에 아연 도금층이 형성된 내충격 특성이 우수한 고강도 아연 도금 강판이 얻어진다.

아연 도금욕으로서는, 특별히 한정되는 것은 아니며, 아연 도금욕 중에 Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, Sr, I, Cs, REM 중 1종류 또는 2종류 이상이 혼입되고 있어도 본 발명의 효과를 손상시키지 않고, 그 양에 따라서는 내식성이나 가공성이 개선되는 등 바람직한 경우도 있다. 또한, 아연 도금욕 중에 Al이 함유되어 있어도 된다. 이 경우, 욕 중의 Al 농도가 0.05% 이상, 0.15% 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 합금화 처리의 온도는, 480 내지 560℃인 것이 바람직하고, 합금화 처리의 체류 시간은, 15 내지 60초인 것이 바람직하다.

또한, 강판을 아연 도금욕에 침지한 후, 강판을 460℃ 내지 600℃까지 재가열하고, 2초 이상 유지하여 아연 도금층을 합금화시키는 합금화 처리를 실시해도 된다.

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

또한, 이들 고강도 아연 도금 강판의 아연 도금층 또는 합금화한 아연 도금층 표면에, 인 산화물 및/또는 인을 함유하는 복합 산화물을 포함하여 이루어지는 피막을 부여해도 상관없다.

본 실시 형태에 있어서는, 합금화 처리 후에, 200 내지 350℃의 온도에서 30 내지 1000초 체류시키는 것이 바람직하다. 이에 의해, 강판 조직이 템퍼링 마르텐사이트를 함유하는 것이 된다.

또한, 합금화 처리 후에, 200 내지 350℃의 온도에서 30 내지 1000초 체류시키는 대신에, 합금화 처리 후의 강판을 350℃ 이하까지 냉각하여 마르텐사이트를 생성시킨 후, 350℃ 이상, 550℃ 이하의 온도 범위까지 재가열하고, 2초 이상 체류 시킴으로써, 템퍼링 마르텐사이트를 생성시켜도 된다. 또한, 연속 어닐링 공정에서 500℃ 이하의 온도 영역까지 냉각된 강판을, 나아가 350℃ 이하까지 냉각하여 마르텐사이트를 생성시킨 후 재가열하고, 400 내지 500℃에서 체류시킴으로써도, 모재 강판 조직 중에 템퍼링 마르텐사이트가 생성된다.

또한, 본 발명은 상기 예에 한정되는 것은 아니다.

예를 들어, 도금 밀착성을 향상시키기 위해, 어닐링 전의 강판에 Ni, Cu, Co, Fe로부터 선택되는 1종류 또는 복수 종류로 이루어지는 도금을 실시해도 된다.

또한, 본 실시 형태에 있어서는, 어닐링 후의 강판에, 형상 교정을 목적으로 한 조질 압연을 해도 상관없다. 단, 어닐링 후의 압하율이 10%를 초과하면, 연질인 페라이트부가 가공 경화하여 연성이 대폭으로 열화되므로, 압하율은 10% 미만으로 하는 것이 바람직하다.

<실시예>

본 발명을, 실시예를 이용하여 더욱 상세하게 설명한다.

표 1 및 표 2에 나타내는 A 내지 AF의 화학 성분(조성)과 표 3에 나타내는 BA 내지 BC의 화학 성분(조성)을 갖는 슬래브를 주조하고, 주조 후 즉 표 4 내지 표 7에 나타내는 조건[슬래브 가열 온도, 압연 개시 온도, 1100 내지 1000℃의 온도 범위의 열간 압연에 있어서의 (식 1)의 값, 마무리 열연 온도]으로 열간 압연하여, 냉각하고, 표 4 내지 표 7에 나타내는 권취 온도에서 권취하고, 표 4 내지 표 7에 나타내는 평균 냉각 속도로 냉각하고, 산 세척을 하였다. 그 후, 표 4 내지 표 7에 나타내는 압하율에서의 냉간 압연을 실시하였다.

계속해서, 표 8 내지 표 11에 나타내는 조건으로 어닐링을 실시하여 실험예 1 내지 108, 201 내지 208의 강판으로 하였다. 어닐링 공정에 있어서는, 550 내지 700℃의 온도 범위를 표 6 내지 표 8에 나타내는 평균 가열 속도로 가열하고, 표 8 내지 표 11에 나타내는 최고 가열 온도까지 가열하고나서, 최고 가열 온도 내지 700℃의 온도 범위를 표 8 내지 표 11에 나타내는 평균 냉각 속도(냉각 속도 1)로 냉각하고, 700 내지 500℃의 온도 범위를 표 8 내지 표 11에 나타내는 평균 냉각 속도(냉각 속도 2)로 냉각하고, 350 내지 450℃의 온도 범위를 표 8 내지 표 11에 나타내는 시간으로 정류하는 정류 처리를 행하여, 그 후 실온까지 냉각하였다.

실온까지 냉각한 후, 실험예 6 내지 20, 실험예 70 내지 108에서는 0.15%의 냉간 압연을 실시하고, 실험예 23에서는 1.50%의 냉간 압연을 실시하고, 실험예 28에서는 1.00%의 냉간 압연을 실시하고, 실험예 31 내지 55에서는 0.25%의 냉간 압연을 실시하였다.

또한, 실험예 34, 44, 78, 81에는 어닐링 공정 후에 전기 도금 라인에 의해 전기 도금을 실시하고, 전기 아연 도금 강판으로 하였다.

실험예 19, 24, 84에서는, 냉각 속도 2에서 500℃까지 냉각한 후, 350 내지 450℃의 온도 범위로 냉각할 때까지의 동안에 아연 도금욕에 침지하고, 용융 아연 도금 강판으로 하였다.

또한, 실험예 29, 87에서는, 350 내지 450℃의 온도 범위에서의 정류 처리 후에, 아연 도금욕에 침지하고나서 실온까지 냉각하고, 용융 아연 도금 강판으로 하였다.

실험예 4, 14, 75에서는, 냉각 속도 2에서 500℃까지 냉각한 후, 350 내지 450℃의 온도 범위로 냉각할 때까지의 동안에 아연 도금욕에 침지하고, 나아가 표 8 내지 표 11에 나타내는 합금화 온도에서 30초 유지하여 합금화 처리를 실시하고, 합금화 용융 아연 도금 강판으로 하였다.

또한, 실험예 9, 58, 72에서는, 350 내지 450℃의 온도 범위에서의 정류 처리 후에 아연 도금욕에 침지하고, 나아가 표 8 내지 표 11에 나타내는 합금화 온도에서 30초 유지하여 합금화 처리를 실시하고, 합금화 용융 아연 도금 강판으로 하였다.

또한, 실험예 14 및 72에서는, 아연 도금층의 표면에 인을 함유하는 복합 산화물을 포함하여 이루어지는 피막을 부여하였다.

또한, 표 8 내지 표 11에 나타내는「CR」은 냉연 강판을 의미하고,「GA」는 합금화 용융 아연 도금 강판을 의미하고,「GI」는 용융 아연 도금 강판을 의미하고,「EG」는 전기 아연 도금 강판을 의미한다.

실험예 1 내지 108, 201 내지 208의 강판에 있어서의 1/8 두께로부터 3/8 두께 범위에 있어서의 마이크로 조직을 관찰하여 체적 분율을 측정하였다. 그 결과를, 표 12 내지 표 15에 나타낸다. 표 12 내지 표 15에 있어서「F」는 페라이트를 의미하고,「B」는 베이나이트를 의미하고,「BF」는 베이니틱 페라이트를 의미하고,「TM」은 템퍼링 마르텐사이트를 의미하고,「M」은 프레시 마르텐사이트를 의미하고,「잔류 γ」는 잔류 오스테나이트를 의미한다.

마이크로 조직 분율 중 잔류 오스테나이트량은, 판 두께 단면을 잘라내고, 경면으로 연마한 단면에 있어서 전계 방사형 주사형 전자 현미경(FE-SEM : Field Emission Scanning Electron Microscope)에 병설된 전자선 후방 산란(EBSD : Electron Back Scattaring Diffraction) 해석기에 의해 측정하고, 그 밖에는 경면으로 연마한 단면을 나이탈 에칭하고, FE-SEM을 사용하여 관찰해서 구하였다.

또한, 잔류 오스테나이트(γ)의 평균 종횡비(γ 종횡비)로서, 상술한 EBSD 해석기에 의해 얻어지는 잔류 오스테나이트의 맵에 있어서, 큰 쪽으로부터 20개의 잔류 오스테나이트의 종횡비를 측정한 결과와, 판 표면과 평행한 1/4 두께의 면을 관찰하는 시험편을 제작하여, 마찬가지로 EBSD 해석을 행하여 큰 쪽으로부터 20개의 잔류 오스테나이트의 종횡비를 측정한 결과를 아울러, 40개의 잔류 오스테나이트의 종횡비의 평균값을 구하였다.

또한, TiN 입자의 평균 입경(TiN 평균 크기)으로서, 마이크로 조직의 체적 분율을 관찰한 면으로부터, 추출 레플리카법에 의해 투과형 전자 현미경(TEM)용의 샘플을 제작하고, TEM으로 TiN 10개의 입경(원 상당 지름)을 측정하고, 그 평균값을 구하였다.

입경 1㎛ 이상의 AlN 입자의 밀도로서, 마이크로 조직의 체적 분율을 관찰한 면에 있어서, FE-SEM에 의해 10.0㎟ 범위의 개재물을 관찰하여, 원 상당 지름이 1.0㎛를 초과하는 개재물의 조성을 측정하고, AlN이라 확인된 개재물의 개수를 세어, 밀도를 구하였다.

평균 Mn량(WMn)에 대한 잔류 오스테나이트 중의 고용 Mn량(WMnγ)의 비(WMnγ/WMn)는 이하에 나타내는 방법에 의해 WMn과 WMnγ를 측정하여 구하였다.

즉, 마이크로 조직 분율을 구한 관찰면에 있어서, EBSD 해석과 동일한 범위에 있어서 EPMA 해석을 행하고, 얻어진 Mn 농도 맵으로부터 WMn을 구하고, 나아가 Mn 농도 맵과 잔류 오스테나이트 맵을 포개는 것으로, 잔류 오스테나이트에 있어서의 Mn 농도의 측정값만 추출하고, 그 평균값으로서 WMnγ를 얻었다.

표 16 내지 표 19에 실험예 1 내지 108, 201 내지 208의 강판의 특성을 이하에 나타내는 방법에 의해 평가한 결과를 나타낸다.

실험예 1 내지 108, 201 내지 208의 강판으로부터 JIS Z 2201에 준거한 인장 시험편을 채취하고, 인장 시험을 JIS Z 2241에 준거하여 행하여, 항복 응력「YS」, 인장 강도「TS」, 전연신율「EL」을 측정하였다.

또한, 플랜지성을 평가하는 구멍 확대 시험(JFST1001)을 행하여, 신장 플랜지성의 지표인 구멍 확대 한계값「λ」를 산출하였다.

또한, 동일한 인장 시험편을, 액체 질소를 첨가한 알코올 중에 침지하고, -60℃까지 식혀서, 취출하여 바로 인장 시험을 행하고, 파단부의 교축비(교축값)를 구하였다.

표 16 내지 표 19에 나타낸 바와 같이, 실험예 1 내지 108, 201 내지 208 중 본 발명의 실시예인 실험예는 모두, 인장 강도가 900MPa 이상이고, 또한 교축값의 결과가 20% 이상으로 높아, 내충격 특성이 우수한 것이었다.

이에 반해, 실험예 1 내지 108 중 비교예인 실험예는, 인장 강도가 900MPa 미만이거나 및/또는 교축값의 결과가 낮아, 고강도이고 또한 내충격 특성이 우수한 것은 아니었다.

또한, 실험예 14 및 72는, 아연 도금층의 표면에 인을 함유하는 복합 산화물을 포함하여 이루어지는 피막을 부여한 예이며, 양호한 특성이 얻어지고 있다.

실험예 5는, 열간 압연 전의 슬래브 가열 온도가 낮은 예이며, 조대한 TiN이 잔존하고, 저온에서의 교축값이 열위이다.

실험예 10은, (식 1)의 값이 큰 예이며, 조대한 TiN이 존재하고, 실험예 59는, (식 1)의 값이 작은 예이며, 조대한 AlN이 존재하고 있다. 실험예 10 및 실험예 59는, 저온에서의 교축값이 열위이다.

실험예 15는 열간 압연의 마무리 열연 온도가 낮은 예이며, 마이크로 조직이 일방향으로 신장한 불균질한 것이 되므로, 연성, 신장 플랜지성, 저온에서의 교축값이 열위이다.

실험예 20은 열간 압연 후에 권취가 높은 예이며, 마이크로 조직이 매우 조대한 것이 되므로, 연성, 신장 플랜지성, 저온에서의 교축값이 열위이다.

실험예 25는 권취 후의 평균 냉각 속도가 높아, WMnγ/WMn이 낮으며, 잔류 오스테나이트에의 Mn 농화가 불충분하며, 저온에서의 교축값이 열위이다.

실험예 30은 냉간 압연의 압하율이 작고, 잔류 오스테나이트의 종횡비(γ 종횡비)가 크기 때문에, 저온에서의 교축값이 열위이다.

실험예 35는 어닐링의 평균 가열 속도가 크고, 잔류 오스테나이트의 종횡비(γ 종횡비)가 크기 때문에, 저온에서의 교축값이 열위이다.

실험예 40은 어닐링에 있어서의 최고 가열 온도가 낮은 예이며, 파괴 기점이 되는 조대한 철계 탄화물을 다수 함유하므로, 연성, 신장 플랜지성 및 저온에서의 교축값이 열위이다.

실험예 45는 700℃까지의 냉각 속도가 과도하게 높아, 충분한 연질 조직이 얻어지지 않으므로, 연성 및 저온에서의 교축값이 열위이다.

실험예 50은, 냉각 속도 1이 과도하게 낮아, 조대한 탄화물이 생성되고, 경질 조직이 충분히 얻어지지 않아, 강도가 열위, 연성, 신장 플랜지성 및 저온에서의 교축값이 열위이다.

실험예 54는 350 내지 450℃에서의 정류 시간이 짧아, 잔류 오스테나이트가 적어, 연성 및 저온에서의 교축값이 열위이다.

실험예 55는 350 내지 450℃에서의 정류 시간이 길어, 잔류 오스테나이트가 적고, 또한 조대한 탄화물이 생성되어 있어, 연성 및 저온에서의 교축값이 열위이다.

실험예 60은 냉각 속도 2가 낮아, 조대한 탄화물이 생성되어, 연성, 신장 플랜지성, 저온에서의 교축값이 열위이다.

실험예 103 내지 108은 화학 성분이 소정의 범위를 일탈한 예이며, 모두 충분한 저온에서의 교축값이 얻어지지 않고 있다.

Claims

질량%로,
C : 0.075 내지 0.300%,
Si : 0.30 내지 2.50%,
Mn : 1.30 내지 3.50%,
P : 0.001 내지 0.050%,
S : 0.0001 내지 0.0050%,
Al : 0.001 내지 0.050%,
Ti : 0.0010 내지 0.0150%,
N : 0.0001 내지 0.0050%,
O : 0.0001 내지 0.0030%
를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물을 포함하여 이루어지고,
판 두께의 1/4을 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서, 체적 분율로 1 내지 8%의 잔류 오스테나이트를 함유하고, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 종횡비가 2.0 이하이며, 또한 상기 잔류 오스테나이트 중의 고용 Mn량이 평균 Mn량의 1.1배 이상이며,
평균 입경 0.5㎛ 이하의 TiN 입자를 함유하고, 입경 1㎛ 이상의 AlN 입자의 밀도가 1.0개/㎟ 이하인 강판 조직을 갖고,
인장 최대 강도가 900MPa 이상인 것을 특징으로 하는, 내충격 특성이 우수한 고강도 강판.
제1항에 있어서, 상기 강판 조직이 상기 모재 강판의 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서, 체적 분율로 10 내지 75% 이하의 페라이트와, 합계 10 내지 50%의 베이니틱 페라이트와 베이나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽과, 10 내지 50% 이하의 템퍼링 마르텐사이트를 함유하고,
펄라이트가 체적 분율로 5% 이하로 제한되고, 프레시 마르텐사이트가 체적 분율로 15% 이하로 제한되어 있는, 내충격 특성이 우수한 고강도 강판.
제1항에 있어서, 또한 Nb, V, B, Cr, Ni, Cu, Mo, W, Ca, Mg, Zr, Hf, REM 중 1종류 또는 2종류 이상을 함유하고,
각 원소의 함유량은, 질량%로,
Nb : 0.0010 내지 0.0150%,
V : 0.010 내지 0.150%,
B : 0.0001 내지 0.0100%,
Cr : 0.01 내지 2.00%,
Ni : 0.01 내지 2.00%,
Cu : 0.01 내지 2.00%,
Mo : 0.01 내지 1.00%,
W : 0.01 내지 1.00%,
Ca, Mg, Zr, Hf, REM : 합계 0.0001 내지 0.5000%인, 내충격 특성이 우수한 고강도 강판.
삭제
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제1항에 있어서, 표면에 아연 도금층이 형성되어 있는, 내충격 특성이 우수한 고강도 아연 도금 강판.
제6항에 있어서, 상기 아연 도금층의 표면에, 인 산화물과 인 중 어느 한쪽 또는 양쪽을 함유하는 복합 산화물을 포함하여 이루어지는 피막이 형성되어 있는, 내충격 특성이 우수한 고강도 아연 도금 강판.
질량%로,
C : 0.075 내지 0.300%,
Si : 0.30 내지 2.50%,
Mn : 1.30 내지 3.50%,
P : 0.001 내지 0.050%,
S : 0.0001 내지 0.0050%,
Al : 0.001 내지 0.050%,
Ti : 0.0010 내지 0.0150%,
N : 0.0001 내지 0.0050%,
O : 0.0001 내지 0.0030%
를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물을 포함하여 이루어지는 슬래브를 1210℃ 이상으로 가열하고, 적어도 1100 내지 1000℃의 온도 범위에 있어서는, 하기 (식 1)을 만족시키는 조건으로 압하를 행하고, 800℃와 Ar₃ 변태점 중 높은 쪽의 온도 이상 970℃ 이하의 마무리 열연 온도에서 압하를 완료하고, 750℃ 이하의 온도 영역에서 권취하여, 15℃/시 이하의 평균 냉각 속도로 냉각하는 열간 압연 공정과,
상기 열간 압연 공정 후, 30 내지 75%의 압하율로 냉연하는 냉간 압연 공정과,
상기 냉간 압연 공정 후, 550 내지 700℃의 온도 범위를 10℃/초 이하의 평균 가열 속도로 가열하고, 최고 가열 온도를 (Ac₁ 변태점＋40) 내지 1000℃ 사이로 하고, 최고 가열 온도 내지 700℃의 온도 범위에 있어서 1.0 내지 10.0℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 700 내지 500℃의 온도 범위에 있어서 5.0 내지 200.0℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 350 내지 450℃의 온도 범위에서 30 내지 1000초 정류 처리시키는 어닐링을 행하는 연속 어닐링 공정을 구비하는, 내충격 특성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
(수학식 1)

(식 1)에 있어서, i는 패스수, Ti는 i 패스째의 가공 온도, ti는 i 패스째로부터 i＋1 패스째까지의 경과 시간, εi는 i 패스째의 압하율을 나타낸다.
제8항에 기재된 제조 방법의 연속 어닐링 공정에 있어서, 정류 처리 후에 전기 아연 도금을 실시하여 상기 강판의 표면에 아연 도금층을 형성하는, 내충격 특성이 우수한 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.
제8항에 기재된 제조 방법의 연속 어닐링 공정에 있어서, 700 내지 500℃의 온도 범위에 있어서의 냉각 후 350 내지 450℃의 온도 범위에서의 정류 처리 전 또는 상기 정류 처리 후에, 상기 강판을 아연 도금욕에 침지하여 상기 강판의 표면에 아연 도금층을 형성하는, 내충격 특성이 우수한 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.
제10항에 있어서, 상기 아연 도금욕에 침지한 후, 상기 강판을 460 내지 600℃까지 재가열하고, 2초 이상 유지하여 상기 아연 도금층을 합금화시키는, 내충격 특성이 우수한 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.
제10항에 있어서, 상기 아연 도금층을 형성한 후, 상기 아연 도금층의 표면에, 인 산화물과 인 중 어느 한쪽 또는 양쪽을 함유하는 복합 산화물을 포함하여 이루어지는 피막을 부여하는, 내충격 특성이 우수한 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.
제11항에 있어서, 상기 아연 도금층을 합금화시킨 후, 상기 합금화한 아연 도금층의 표면에, 인 산화물과 인 중 어느 한쪽 또는 양쪽을 함유하는 복합 산화물을 포함하여 이루어지는 피막을 부여하는, 내충격 특성이 우수한 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.
제8항에 있어서, 상기 슬래브는, 또한 Nb, V, B, Cr, Ni, Cu, Mo, W, Ca, Mg, Zr, Hf, REM 중 1종류 또는 2종류 이상을 함유하고,
각 원소의 함유량은, 질량%로,
Nb : 0.0010 내지 0.0150%,
V : 0.010 내지 0.150%,
B : 0.0001 내지 0.0100%,
Cr : 0.01 내지 2.00%,
Ni : 0.01 내지 2.00%,
Cu : 0.01 내지 2.00%,
Mo : 0.01 내지 1.00%,
W : 0.01 내지 1.00%,
Ca, Mg, Zr, Hf, REM : 합계 0.0001 내지 0.5000%인, 내충격 특성이 우수한 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.