KR101915917B1

KR101915917B1 - 고강도 강판, 고강도 용융 아연 도금 강판, 고강도 용융 알루미늄 도금 강판 및 고강도 전기 아연 도금 강판, 그리고 그것들의 제조 방법

Info

Publication number: KR101915917B1
Application number: KR1020177014368A
Authority: KR
Inventors: 요시야스 가와사키; 히로시 마츠다; 다케시 요코타; 다카코 야마시타; 가즈히로 세토
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2014-10-30
Filing date: 2015-10-29
Publication date: 2018-11-06
Also published as: EP3214193B1; US20170327919A1; CN107075643A; EP3214193A1; US10550446B2; CN107075643B; MX2017005568A; JP6179675B2; WO2016067624A8; EP3214193A4; WO2016067624A1; KR20170074995A; JPWO2016067624A1

Abstract

소정의 성분 조성으로 이루어지고, 강 조직을, 면적률로, 폴리고날 페라이트 : 15 ％ 이상 55 ％ 이하, 미재결정 페라이트 : 8 ％ 이상 및 마텐자이트 : 15 ％ 이상 30 ％ 이하로 하고, 체적률로, 잔류 오스테나이트 : 12 ％ 이상으로 하고, 또한 상기 폴리고날 페라이트의 평균 결정 입경을 4 ㎛ 이하, 상기 마텐자이트의 평균 결정 입경을 2 ㎛ 이하, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경을 2 ㎛ 이하로 하고, 상기 잔류 오스테나이트 중의 Mn 량 (질량％) 을 상기 폴리고날 페라이트 중의 Mn 량 (질량％) 으로 나눈 값을 2.0 이상으로 함으로써, 980 ㎫ 이상의 TS 를 가짐과 함께, YR 이 68 ％ 이상인 성형성이 우수하고, 또한 높은 항복비를 갖는 고강도 강판을 얻는다.

Description

고강도 강판, 고강도 용융 아연 도금 강판, 고강도 용융 알루미늄 도금 강판 및 고강도 전기 아연 도금 강판, 그리고 그것들의 제조 방법{HIGH-STRENGTH STEEL SHEET, HIGH-STRENGTH HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET, HIGH-STRENGTH HOT-DIP ALUMINUM-COATED STEEL SHEET, AND HIGH-STRENGTH ELECTROGALVANIZED STEEL SHEET, AND METHODS FOR MANUFACTURING SAME}

본 발명은, 고강도 강판, 고강도 용융 아연 도금 강판, 고강도 용융 알루미늄 도금 강판 및 고강도 전기 아연 도금 강판, 그리고 그것들의 제조 방법에 관한 것이고, 특히 자동차, 전기 등의 산업 분야에서 사용되는 부재로서 바람직한, 성형성이 우수하고, 또한 높은 항복비를 갖는 강판을 얻는 것을 목적으로 한다.

최근, 지구 환경 보전의 견지로부터 자동차의 연비 향상이 중요한 과제가 되고 있다. 이 때문에, 차체 재료의 고강도화에 의해 박육화를 도모하여, 차체 그 자체를 경량화하고자 하는 움직임이 활발해지고 있다.

그러나, 일반적으로 강판의 고강도화는 성형성의 저하를 초래하므로, 고강도화를 도모하면 강판의 성형성이 저하하여, 성형 시의 균열 등의 문제를 일으킨다. 그 때문에, 단순하게는 강판의 박육화가 도모되지 않는다. 그래서, 고강도와 고성형성을 겸비하는 재료의 개발이 요망되고 있다. 또한, 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ 이상인 강판에는, 특히 이 고성형성에 추가로 충돌 흡수 에너지가 크다고 하는 특성이 요구되고 있다. 충돌 흡수 에너지 특성을 향상시키기 위해서는, 항복비 (YR) 를 높이는 것이 유효하다. 항복비가 높으면 낮은 변형량으로, 강판에 효율적으로 충돌 에너지를 흡수시킬 수 있기 때문이다.

예를 들어, 특허문헌 1 에는, 인장 강도가 1000 ㎫ 이상이고 전체 연신 (EL) 이 30 ％ 이상인, 잔류 오스테나이트의 가공 야기 변태를 이용한 매우 높은 연성을 갖는 고강도 강판이 제안되어 있다.

또, 특허문헌 2 에는, 고 Mn 강을 사용하여, 페라이트와 오스테나이트의 2 상역 (相域) 에서의 열처리를 실시함으로써, 강도와 연성의 밸런스가 우수한 고강도 강판이 제안되어 있다.

또한, 특허문헌 3 에는, 고 Mn 강으로 열연 후의 조직을 베이나이트나 마텐자이트를 포함하는 조직으로 하고, 또한 어닐링과 템퍼링을 실시함으로써 미세한 잔류 오스테나이트를 형성시킨 후, 템퍼드 베이나이트 혹은 템퍼드 마텐자이트를 포함하는 조직으로 함으로써 국부 연성을 개선하고 있는 고강도 강판이 제안되어 있다.

일본 공개특허공보 소61-157625호 일본 공개특허공보 평1-259120호 일본 공개특허공보 2003-138345호

여기서, 특허문헌 1 에 기재된 강판은, C, Si 및 Mn 을 기본 성분으로 하는 강판을 오스테나이트화한 후에, 베이나이트 변태 온도역에서 퀀칭하고 등온 유지하는, 이른바 오스템퍼 처리를 실시함으로써 제조된다. 그리고, 이 오스템퍼 처리를 실시할 때에, 오스테나이트에 대한 C 의 농화에 의해 잔류 오스테나이트가 생성된다.

그러나, 다량의 잔류 오스테나이트를 얻기 위해서는, 0.3 ％ 를 초과하는 다량의 C 가 필요로 되지만, 0.3 ％ 를 초과하는 C 농도에서는, 스폿 용접성의 저하가 현저하여, 자동차용 강판으로는 실용화가 곤란하다.

또한, 특허문헌 1 에 기재된 강판은, 연성을 향상시키는 것을 주목적으로 하고 있어, 구멍 확장성이나 굽힘성, 항복비에 대해서는 고려가 되어 있지 않다.

또, 특허문헌 2 나 3 에서는, 성형성의 관점에서 강판의 연성 향상에 대해서는 기술되어 있지만, 그 굽힘성이나 항복비에 대해서는 고려가 되어 있지 않다.

본 발명은, 상기 문제점에 주목하여 이루어진 것으로, 그 목적은, 980 ㎫ 이상의 TS 를 가짐과 함께, YR 이 68 ％ 이상인 성형성이 우수한 고강도 강판, 고강도 용융 아연 도금 강판, 고강도 용융 알루미늄 도금 강판 및 고강도 전기 아연 도금 강판, 그리고 그것들의 제조 방법을 제공하는 것에 있다.

발명자들은, 상기한 과제를 달성하여, 성형성이 우수하고, 또한 높은 항복비와 인장 강도를 갖는 고강도 강판을 제조하기 위해, 강판의 성분 조성 및 제조 방법의 관점에서 예의 연구를 거듭하였다. 그 결과, 강의 성분 조성 및 조직을 적정하게 조정함으로써, 연성 등의 성형성이 우수한 고항복비형의 고강도 강판의 제조가 가능해지는 것을 알 수 있었다.

즉, 강 성분을, Mn : 4.20 질량％ 초과 6.00 질량％ 이하의 범위로 하고, Ti 등의 기타 합금 원소의 첨가량을 적정하게 조정한 후, 열간 압연을 실시하여 열연판으로 한다. 이어서, 이 열연판을, 산세에 의해 스케일을 제거한 후, Ac₁ 변태점 ＋ 20 ℃ 이상, Ac₁ 변태점 ＋ 120 ℃ 이하의 온도역에서 600 s 이상 21600 s 이하 유지하고, 또한 압하율 30 ％ 이상으로 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 한다. 또한, 이 냉연판을, Ac₁ 변태점 이상, Ac₁ 변태점 ＋ 100 ℃ 이하의 온도역에서 20 ∼ 900 s 유지 후, 냉각한다.

이러한 공정을 거침으로써 상기 냉연판은, 면적률로, 폴리고날 페라이트를 15 ％ 이상 55 ％ 이하, 미재결정 페라이트를 8 ％ 이상, 마텐자이트를 15 ％ 이상 30 ％ 이하 갖고, 또한 상기 폴리고날 페라이트의 평균 결정 입경이 4 ㎛ 이하, 상기 마텐자이트의 평균 결정 입경이 2 ㎛ 이하, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 2 ㎛ 이하인 조직이 된다. 또한 상기 냉연판은, 상기 잔류 오스테나이트 중의 Mn 량 (질량％) 을 상기 폴리고날 페라이트 중의 Mn 량 (질량％) 으로 나눈 값이 2.0 이상으로 제어되어, Mn 으로 안정화시킨 잔류 오스테나이트의 체적률을 12 ％ 이상 확보할 수 있다.

본 발명은, 상기 지견에 기초하여 이루어진 것이다.

즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.

1. 성분 조성이, 질량％ 로, C : 0.030 ％ 이상 0.250 ％ 이하, Si : 0.01 ％ 이상 3.00 ％ 이하, Mn : 4.20 ％ 초과 6.00 ％ 이하, P : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하, S : 0.0001 ％ 이상 0.0200 ％ 이하, N : 0.0005 ％ 이상 0.0100 ％ 이하 및 Ti : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,

강 조직은, 면적률로, 폴리고날 페라이트가 15 ％ 이상 55 ％ 이하, 미재결정 페라이트가 8 ％ 이상 및 마텐자이트가 15 ％ 이상 30 ％ 이하이고, 체적률로, 잔류 오스테나이트가 12 ％ 이상이고,

또한, 상기 폴리고날 페라이트의 평균 결정 입경이 4 ㎛ 이하, 상기 마텐자이트의 평균 결정 입경이 2 ㎛ 이하, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 2 ㎛ 이하이고, 상기 잔류 오스테나이트 중의 Mn 량 (질량％) 을 상기 폴리고날 페라이트 중의 Mn 량 (질량％) 으로 나눈 값이 2.0 이상인 고강도 강판.

2. 상기 1 에 기재된 고강도 강판에, 추가로 질량％ 로, Al : 0.01 ％ 이상 2.00 ％ 이하, Nb : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하, B : 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Ni : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Cr : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, V : 0.005 ％ 이상 0.500 ％ 이하, Mo : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Cu : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Sn : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Sb : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Ta : 0.001 ％ 이상 0.010 ％ 이하, Ca : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Mg : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하 및 REM : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 함유하는 고강도 강판.

3. 상기 1 또는 2 에 기재된 고강도 강판에 있어서, 강 조직에, 추가로 hcp 구조를 갖는 ε 상이 면적률로 2 ％ 이상 포함되는 고강도 강판.

4. 상기 1 ∼ 3 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판에 있어서, 상기 잔류 오스테나이트 중의 C 량이, 상기 잔류 오스테나이트 중의 Mn 량과의 관계로, 다음 식

0.04 × [Mn 량] ＋ 0.056 - 0.180 ≤ [C 량] ≤ 0.04 × [Mn 량] ＋ 0.056 ＋ 0.180

[C 량] : 잔류 오스테나이트 중의 C 량 (질량％)

[Mn 량] : 잔류 오스테나이트 중의 Mn 량 (질량％)

을 만족하는 고강도 강판.

5. 상기 1 ∼ 4 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판에 있어서, 연신값으로 10 ％ 의 인장 가공을 부여한 후의 잔류 오스테나이트의 체적률을, 그 인장 가공 전의 잔류 오스테나이트 체적률로 나눈 값이 0.3 이상인 고강도 강판.

6. 상기 1 ∼ 5 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판이, 추가로 용융 아연 도금층을 구비하는 고강도 용융 아연 도금 강판.

7. 상기 1 ∼ 5 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판이, 추가로 용융 알루미늄 도금층을 구비하는 고강도 용융 알루미늄 도금 강판.

8. 상기 1 ∼ 5 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판이, 추가로 전기 아연 도금층을 구비하는 고강도 전기 아연 도금 강판.

9. 상기 1 ∼ 5 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로서,

상기 1 또는 2 에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 1100 ℃ 이상 1300 ℃ 이하로 가열하고, 마무리 압연 출측 (出側) 온도를 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하에서 열간 압연하고, 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하에서 권취하고, 이어서 산세에 의해 스케일을 제거하고, Ac₁ 변태점 ＋ 20 ℃ 이상, Ac₁ 변태점 ＋ 120 ℃ 이하의 온도역에서 600 s 이상 21600 s 이하 유지하고, 압하율 30 ％ 이상으로 냉간 압연하고, 그 후 Ac₁ 변태점 이상, Ac₁ 변태점 ＋ 100 ℃ 이하의 온도역에서 20 s 이상 900 s 이하 유지하고 냉각하는 고강도 강판의 제조 방법.

10. 상기 6 에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법으로서,

상기 1 또는 2 에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 1100 ℃ 이상 1300 ℃ 이하로 가열하고, 마무리 압연 출측 온도를 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하에서 열간 압연하고, 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하에서 권취하고, 이어서 산세에 의해 스케일을 제거하고, Ac₁ 변태점 ＋ 20 ℃ 이상, Ac₁ 변태점 ＋ 120 ℃ 이하의 온도역에서 600 s 이상 21600 s 이하 유지하고, 압하율 30 ％ 이상으로 냉간 압연하고, 그 후 Ac₁ 변태점 이상, Ac₁ 변태점 ＋ 100 ℃ 이하의 온도역에서 20 s 이상 900 s 이하 유지하고 냉각하고, 이어서 아연 도금 처리를 실시하거나, 혹은 아연 도금 처리를 실시한 후 추가로 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하에서 합금화 처리를 실시하는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

11. 상기 7 에 기재된 고강도 용융 알루미늄 도금 강판의 제조 방법으로서,

상기 1 또는 2 에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 1100 ℃ 이상 1300 ℃ 이하로 가열하고, 마무리 압연 출측 온도를 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하에서 열간 압연하고, 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하에서 권취하고, 이어서 산세에 의해 스케일을 제거하고, Ac₁ 변태점 ＋ 20 ℃ 이상, Ac₁ 변태점 ＋ 120 ℃ 이하의 온도역에서 600 s 이상 21600 s 이하 유지하고, 압하율 30 ％ 이상으로 냉간 압연하고, 그 후 Ac₁ 변태점 이상, Ac₁ 변태점 ＋ 100 ℃ 이하의 온도역에서 20 s 이상 900 s 이하 유지하고 냉각하고, 이어서 용융 알루미늄 도금 처리를 실시하는 고강도 용융 알루미늄 도금 강판의 제조 방법.

12. 상기 8 에 기재된 고강도 전기 아연 도금 강판의 제조 방법으로서,

상기 1 또는 2 에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 1100 ℃ 이상 1300 ℃ 이하로 가열하고, 마무리 압연 출측 온도를 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하에서 열간 압연하고, 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하에서 권취하고, 이어서 산세에 의해 스케일을 제거하고, Ac₁ 변태점 ＋ 20 ℃ 이상, Ac₁ 변태점 ＋ 120 ℃ 이하의 온도역에서 600 s 이상 21600 s 이하 유지하고, 압하율 30 ％ 이상으로 냉간 압연하고, 그 후 Ac₁ 변태점 이상, Ac₁ 변태점 ＋ 100 ℃ 이하의 온도역에서 20 s 이상 900 s 이하 유지하고 냉각하고, 이어서 전기 아연 도금 처리를 실시하는 고강도 전기 아연 도금 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 980 ㎫ 이상의 TS 로, YR 이 68 ％ 이상인 성형성이 우수한 고항복비형 고강도 강판이 얻어진다. 본 발명의 고강도 강판을, 예를 들어 자동차 구조 부재에 적용함으로써 차체 경량화에 의한 연비 개선을 도모할 수 있어 산업상의 이용 가치는 매우 크다.

도 1 은 인장 가공의 가공도와 잔류 오스테나이트량의 관계를 나타내는 도면이다.
도 2 는 연신값으로 10 ％ 의 인장 가공을 부여했을 때의 잔류 오스테나이트의 잔존하는 체적률을 가공 전의 잔류 오스테나이트 체적률로 나눈 값과, 강판의 연신의 관계를 나타내는 도면이다.

이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다.

먼저, 본 발명에 있어서, 강의 성분 조성을 본 발명의 범위로 한정한 이유에 대해 설명한다. 또한, 이하의 강이나 슬래브의 성분 조성에 관련된 ％ 표시는 질량％ 를 의미한다. 또, 강이나 슬래브의 성분 조성의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물이다.

C : 0.030 ％ 이상 0.250 ％ 이하

C 는, 마텐자이트 등의 저온 변태상을 생성시켜, 강도를 상승시키기 위해서 필요한 원소이다. 또, 잔류 오스테나이트의 안정성을 향상시키고, 강의 연성을 향상시키는 데에 유효한 원소이기도 하다. 여기에, C 량이 0.030 ％ 미만에서는 원하는 마텐자이트의 면적률을 확보하는 것이 어렵고, 원하는 강도가 얻어지지 않는다. 또, 충분한 잔류 오스테나이트의 체적률을 확보하는 것이 어렵고, 양호한 연성이 얻어지지 않는다. 한편, C 를, 0.250 ％ 를 초과하여 과잉으로 첨가하면, 경질인 마텐자이트의 면적률이 과대가 되어, 마텐자이트의 결정립계에서의 마이크로보이드가 증가하고, 굽힘 시험 및 구멍 확장 시험 시에 균열의 전파가 진행하기 쉬워져, 굽힘성이나 신장 플랜지성이 저하한다. 또, C 의 과잉의 첨가는, 용접부 및 열 영향부의 경화를 현저하게 하고, 용접부의 기계적 특성을 저하시키기 때문에, 스폿 용접성, 아크 용접성 등이 열화한다. 이들 관점에서 C 량은 0.030 ％ 이상 0.250 ％ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는, 0.080 ％ 이상 0.200 ％ 이하의 범위이다.

Si : 0.01 ％ 이상 3.00 ％ 이하

Si 는, 페라이트의 가공 경화능을 향상시키기 때문에, 양호한 연성의 확보에 유효한 원소이다. Si 량이 0.01 ％ 에 미치지 않으면 그 첨가 효과가 부족해지기 때문에, 하한을 0.01 ％ 로 한다. 한편, 3.00 ％ 를 초과하는 Si 의 과잉의 첨가는, 강의 취화를 일으킬 뿐만 아니라, 적색 스케일 등의 발생에 의한 표면 성상의 열화를 일으킨다. 이 때문에, Si 량은 0.01 ％ 이상 3.00 ％ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는, 0.20 ％ 이상 2.00 ％ 이하의 범위이다.

Mn : 4.20 ％ 초과 6.00 ％ 이하

Mn 은, 본 발명에 있어서 매우 중요한 원소이다. Mn 은, 잔류 오스테나이트를 안정화시키는 원소이고, 양호한 연성의 확보에 유효하다. 또한 Mn 은, 고용 강화에 의해 강의 강도를 상승시킬 수 있는 원소이기도 하다. 또, 잔류 오스테나이트 중의 Mn 농화에 의해, hcp 구조를 갖는 ε 상을 2 ％ 이상 확보할 수 있고, 나아가서는 잔류 오스테나이트를 체적률로 12 ％ 이상으로 다량으로 확보하는 것이 가능해진다. 이와 같은 효과는, 강 중의 Mn 량이 4.20 ％ 초과가 되고 비로소 보인다. 한편, Mn 량이 6.00 ％ 를 초과하는 과잉의 첨가는, 비용 상승의 요인이 된다. 이러한 관점에서, Mn 량은 4.20 ％ 초과 6.00 ％ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는, 4.80 ％ 이상 6.00 ％ 이하의 범위이다.

P : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하

P 는, 고용 강화의 작용을 갖고, 원하는 강도에 따라 첨가할 수 있는 원소이다. 또, 페라이트 변태를 촉진하여, 강판의 복합 조직화에도 유효한 원소이기도 하다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 강판 중의 P 량을 0.001 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, P 량이 0.100 ％ 를 초과하면, 용접성의 열화를 초래함과 함께, 아연 도금을 합금화 처리하는 경우에는 합금화 속도를 저하시켜, 아연 도금의 품질을 저해한다. 따라서, P 량은 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하, 바람직하게는 0.005 ％ 이상 0.050 ％ 이하의 범위로 한다.

S : 0.0001 ％ 이상 0.0200 ％ 이하

S 는, 입계에 편석하여 열간 가공 시에 강을 취화시킴과 함께, 황화물로서 존재하여, 강판의 국부 변형능을 저하시킨다. 그 때문에, S 량은 0.0200 ％ 이하, 바람직하게는 0.0100 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0050 ％ 이하로 한다. 그러나, 생산 기술상의 제약으로부터 S 량은 0.0001 ％ 이상으로 한다. 따라서, S 량은, 0.0001 ％ 이상 0.0200 ％ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는 0.0001 ％ 이상 0.0100 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0001 ％ 이상 0.0050 ％ 이하의 범위이다.

N : 0.0005 ％ 이상 0.0100 ％ 이하

N 은, 강의 내시효성을 열화시키는 원소이다. 특히, N 량이 0.0100 ％ 를 초과하면, 내시효성의 열화가 현저해진다. 따라서, N 량은 적을수록 바람직하지만, 생산 기술상의 제약으로부터 N 량은 0.0005 ％ 이상으로 한다. 이 때문에, N 량은 0.0005 ％ 이상 0.0100 ％ 이하, 바람직하게는 0.0010 ％ 이상 0.0070 ％ 이하의 범위로 한다.

Ti : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하

Ti 는, 본 발명에 있어서 매우 중요한 첨가 원소이다. Ti 는, 강의 석출 강화에 유효하고, 또 원하는 미재결정 페라이트의 면적률을 확보할 수 있으며, 강판의 고항복비화에 기여한다. 또한, 비교적 경질인 미재결정 페라이트를 활용함으로써, 경질 제 2 상 (마텐자이트 혹은 잔류 오스테나이트) 과의 경도차를 저감할 수 있고, 신장 플랜지성의 향상에도 기여한다. 그리고, 이들 효과는, Ti 량이 0.005 ％ 이상의 첨가로 얻어진다. 한편, 강판 중의 Ti 량이 0.200 ％ 를 초과하면, 경질인 마텐자이트의 면적률이 과대가 되어, 마텐자이트의 결정립계에서의 마이크로보이드가 증가하여, 굽힘 시험 및 구멍 확장 시험 시에 균열의 전파가 진행하기 쉬워져, 강판의 굽힘성이나 신장 플랜지성이 저하한다.

따라서, Ti 의 첨가는, 그 양을 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는 0.010 ％ 이상 0.100 ％ 이하의 범위이다.

Al : 0.01 ％ 이상 2.00 ％ 이하, Nb : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하, B : 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Ni : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Cr : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, V : 0.005 ％ 이상 0.500 ％ 이하, Mo : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Cu : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Sn : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Sb : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Ta : 0.001 ％ 이상 0.010 ％ 이하, Ca : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Mg : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하 및 REM : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 함유

Al 은, 페라이트와 오스테나이트의 2 상역을 확대시키고, 어닐링 온도 의존성의 저감, 요컨대 재질 안정성에 유효한 원소이다. 또, Al 은, 탈산제로서 작용하여, 강의 청정도 유지에 유효한 원소이기도 하다. 그러나, Al 량이 0.01 ％ 에 미치지 않으면 그 첨가 효과가 부족하기 때문에, 하한을 0.01 ％ 로 한다. 한편, 2.00 ％ 를 초과하는 다량의 첨가는, 연속 주조 시의 강편 균열 발생의 위험성이 높아지고, 제조성을 저하시킨다. 이러한 관점에서, 첨가하는 경우의 Al 량은, 0.01 ％ 이상 2.00 ％ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는, 0.20 ％ 이상 1.20 ％ 이하의 범위이다.

Nb 는, 강의 석출 강화에 유효하고, 그 첨가 효과는 0.005 ％ 이상에서 얻어진다. 또, Ti 첨가의 효과와 동일하게, 원하는 미재결정 페라이트의 면적률을 확보할 수 있고, 강판의 고항복비화에 기여한다. 또한, 비교적 경질인 미재결정 페라이트를 활용함으로써, 경질 제 2 상 (마텐자이트 혹은 잔류 오스테나이트) 과의 경도차를 저감할 수 있고, 신장 플랜지성의 향상에도 기여한다. 한편, Nb 량이 0.200 ％ 를 초과하면, 경질인 마텐자이트의 면적률이 과대가 되어, 마텐자이트의 결정립계에서의 마이크로보이드가 증가하고, 굽힘 시험 시 및 구멍 확장 시험 시에 균열의 전파가 진행하기 쉬워진다. 그 결과, 강판의 굽힘성이나 신장 플랜지성이 저하한다. 또, 비용 상승의 요인으로도 된다. 따라서, Nb 를 첨가하는 경우에는, 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는 0.010 ％ 이상 0.100 ％ 이하의 범위이다.

B 는, 오스테나이트 입계로부터의 페라이트의 생성 및 성장을 억제하는 작용을 갖고, 임기응변의 조직 제어가 가능하기 때문에, 필요에 따라 첨가할 수 있다. 그 첨가 효과는, 0.0003 ％ 이상에서 얻어진다. 한편으로, B 량이 0.0050 ％ 를 초과하면, 강판의 성형성이 저하한다. 따라서, B 를 첨가하는 경우에는 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는 0.0005 ％ 이상 0.0030 ％ 이하의 범위이다.

Ni 는, 잔류 오스테나이트를 안정화시키는 원소이고, 양호한 연성의 확보에 유효하고, 또한 고용 강화에 의해 강의 강도를 상승시키는 원소이다. 그 첨가 효과는, 0.005 ％ 이상에서 얻어진다. 한편, 1.000 ％ 를 초과하여 첨가하면, 경질인 마텐자이트의 면적률이 과대가 되어, 마텐자이트의 결정립계에서의 마이크로보이드가 증가하고, 굽힘 시험 및 구멍 확장 시험 시에 균열의 전파가 진행하기 쉬워진다. 그 결과, 강판의 굽힘성이나 신장 플랜지성이 저하한다. 또, 비용 상승의 요인으로도 된다. 따라서, Ni 를 첨가하는 경우에는, 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하의 범위로 한다.

Cr, V 및 Mo 는, 강도와 연성의 밸런스를 향상시키는 작용을 가지므로 필요에 따라 첨가할 수 있는 원소이다. 그 첨가 효과는, Cr : 0.005 ％ 이상, V : 0.005 ％ 이상 및 Mo : 0.005 ％ 이상에서 얻어진다. 한편, 각각 Cr : 1.000 ％, V : 0.500 ％ 및 Mo : 1.000 ％ 를 초과하여 과잉으로 첨가하면, 경질인 마텐자이트의 면적률이 과대가 되어, 마텐자이트의 결정립계에서의 마이크로보이드가 증가하고, 굽힘 시험 및 구멍 확장 시험 시에 균열의 전파가 진행하기 쉬워진다. 그 결과, 강판의 굽힘성이나 신장 플랜지성이 저하한다. 또, 비용 상승의 요인으로도 된다. 따라서, 이들 원소를 첨가하는 경우에는, 각각 Cr : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, V : 0.005 ％ 이상 0.500 ％ 이하 및 Mo : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하의 범위로 한다.

Cu 는, 강의 강화에 유효한 원소이고, 본 발명에서 규정한 범위 내이면 강의 강화에 사용하는 데에 지장없다. 그 첨가 효과는, 0.005 ％ 이상에서 얻어진다. 한편, 1.000 ％ 를 초과하여 첨가하면, 경질인 마텐자이트의 면적률이 과대가 되어, 마텐자이트의 결정립계에서의 마이크로보이드가 증가하고, 굽힘 시험 및 구멍 확장 시험 시에 균열의 전파가 진행하기 쉬워진다. 그 결과, 강판의 굽힘성이나 신장 플랜지성이 저하한다. 따라서, Cu 를 첨가하는 경우에는, 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하의 범위로 한다.

Sn, Sb 는, 강판 표면의 질화나 산화에 의해 생기는 강판 표층의 수십 ㎛ 정도의 두께 영역의 탈탄을 억제하는 관점에서, 필요에 따라 첨가한다. 이와 같이, 질화나 산화를 억제함으로써, 강판 표면에 있어서의 마텐자이트의 면적률이 감소하는 것을 방지하여, TS 나 재질 안정성을 확보하는 데에 유효하다. 한편으로, 0.200 ％ 를 초과하여 과잉으로 첨가하면 인성의 저하를 초래한다. 따라서, Sn, Sb 를 첨가하는 경우에는, 각각 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하의 범위로 한다.

Ta 는, Ti 나 Nb 와 동일하게, 합금 탄화물이나 합금 탄질화물을 생성하여 강의 고강도화에 기여한다. 또한, Nb 탄화물이나 Nb 탄질화물에 일부 고용하여, (Nb, Ta)(C, N) 과 같은 복합 석출물을 생성함으로써 석출물의 조대화를 효과적으로 억제하고, 석출 강화에 의한 강판의 강도 향상에 대한 기여를 안정화시키는 효과가 있다고 생각된다. 이 때문에, 본 발명에서는, Ta 를 함유하는 것이 바람직하다. 여기서, Ta 의 첨가 효과는, Ta 의 함유량을 0.001 ％ 이상으로 함으로써 얻어진다. 한편으로, Ta 를 과잉으로 첨가해도, 그 첨가 효과는 포화함과 아울러, 합금 비용도 증가한다. 따라서, Ta 를 첨가하는 경우에는, 0.001 ％ 이상 0.010 ％ 이하의 범위로 한다.

Ca, Mg 및 REM 은, 황화물의 형상을 구상화하고, 구멍 확장성 (신장 플랜지성) 에 대한 황화물의 악영향을 개선하기 위해서 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, 각각 0.0005 ％ 이상의 첨가가 필요하다. 한편, 각각 0.0050 ％ 를 초과하는 과잉의 첨가는, 개재물 등의 증가를 일으켜, 강판의 표면 및 내부 결함 등을 일으킨다. 따라서, Ca, Mg 및 REM 을 첨가하는 경우에는, 각각 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하의 범위로 한다.

다음으로, 마이크로 조직에 대해 설명한다.

폴리고날 페라이트의 면적률 : 15 ％ 이상 55 ％ 이하

충분한 연성을 확보하기 위해서, 본 발명에서는, 폴리고날 페라이트의 면적률을 15 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 980 ㎫ 이상의 강도를 확보하기 위해서는, 연질인 폴리고날 페라이트의 면적률을 55 ％ 이하로 억제할 필요가 있다. 바람직하게는, 면적률로 20 ％ 이상 50 ％ 이하의 범위이다. 또한, 본 발명에 있어서의 폴리고날 페라이트란, 비교적 연질이고 연성이 풍부한 페라이트이다.

미재결정 페라이트의 면적률 : 8 ％ 이상

미재결정 페라이트의 면적률이 8 ％ 이상인 것은, 본 발명에 있어서 매우 중요하다. 여기서, 미재결정 페라이트는, 강판의 강도 상승에 유효하지만, 강판의 현저한 연성의 저하를 초래하므로 일반적으로 저감시키는 경우가 많다.

그러나, 본 발명에서는, 폴리고날 페라이트와 잔류 오스테나이트에 의해 양호한 연성을 확보하고, 또한 비교적 경질인 미재결정 페라이트를 적극적으로 활용함으로써, 예를 들어 면적률로 30 ％ 를 초과하는 다량의 마텐자이트를 필요로 하는 일 없이, 소기한 강판의 TS 확보가 가능해지는 것이다.

또한, 본 발명에서는, 폴리고날 페라이트와 마텐자이트의 이상 계면량 (異相界面量) 을 저감하고 있으므로, 강판의 항복 강도 (YP) 나 YR 을 높이는 것이 가능해진다.

이상의 효과를 얻기 위해서는, 미재결정 페라이트의 면적률을 8 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 10 ％ 이상이다. 또한, 본 발명에 있어서의 미재결정 페라이트란, 입 내에 결정 방위차 15°미만의 변형을 포함하는 페라이트이고, 상기한 연성이 풍부한 폴리고날 페라이트보다 경질인 페라이트이다.

또한, 본 발명에 있어서 미재결정 페라이트의 면적률의 상한은, 특별히 제한 되지 않지만, 강판의 면내의 재질 이방성이 커질 가능성이 있기 때문에, 45 ％ 정도로 하는 것이 바람직하다.

마텐자이트의 면적률 : 15 ％ 이상 30 ％ 이하

980 ㎫ 이상의 TS 를 달성하기 위해서는, 마텐자이트의 면적률을 15 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 양호한 연성의 확보를 위해서는, 마텐자이트의 면적률을 30 ％ 이하로 제한할 필요가 있다.

여기서, 본 발명에 있어서 페라이트 (폴리고날 페라이트와 미재결정 페라이트) 와 마텐자이트의 면적률은, 이하와 같이 하여 구할 수 있다.

즉, 강판의 압연 방향에 평행인 판두께 단면 (斷面)(L 단면) 을 연마 후, 3 vol.％ 나이탈로 부식시키고, 판두께 1/4 위치 (강판 표면으로부터 깊이 방향으로 판두께의 1/4 에 상당하는 위치) 에 대해 SEM (주사형 전자현미경) 을 사용하여 2000 배의 배율로 10 시야 정도 관찰하여, 조직 화상을 얻는다. 이 얻어진 조직 화상을 사용하고, Media Cybernetics 사의 Image-Pro 를 사용하여 각 조직 (페라이트, 마텐자이트) 의 면적률을 10 시야분 산출하고, 그들의 면적률을 평균하여 구할 수 있다. 또, 상기 조직 화상에 있어서, 폴리고날 페라이트와 미재결정 페라이트는 회색의 조직 (하지 조직), 마텐자이트는 백색의 조직을 나타내고 있는 것에 의해 식별된다.

또, 본 발명에 있어서 폴리고날 페라이트와 미재결정 페라이트의 면적률은, 이하와 같이 하여 구할 수 있다.

즉, EBSD (Electron BackScatter Diffraction ; 전자선 후방 산란 회절법) 를 사용하여, 결정 방위차가 2°내지 15°미만인 저각 입계, 결정 방위차가 15°이상인 대각 입계를 식별한다. 그리고, 저각 입계를 입 내에 포함하는 페라이트를 미재결정 페라이트로 하여 IQ Map 을 작성한다. 다음으로, 작성한 IQ Map 으로부터 10 시야분을 추출한 후, 저각 입계와 대각 입계의 면적을 각각 구함으로써, 폴리고날 페라이트와 미재결정 페라이트의 면적을 각각 산출하고, 10 시야분의 폴리고날 페라이트와 미재결정 페라이트의 면적률을 구한다. 그리고, 그들의 면적률을 평균하여, 상기 폴리고날 페라이트와 미재결정 페라이트의 면적률을 구한다.

잔류 오스테나이트의 체적률 : 12 ％ 이상

본 발명에서는, 충분한 연성을 확보하기 위해서, 잔류 오스테나이트의 체적률을 12 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 14 ％ 이상이다.

또한, 본 발명에 있어서 잔류 오스테나이트의 체적률의 상한은, 특별히 제한 되지 않지만, 연성 향상에 대한 효과가 작은 C 나 Mn 등의, 성분 농화가 희박하고 불안정한 잔류 오스테나이트가 증가하기 때문에, 50 ％ 정도로 하는 것이 바람직하다.

또, 잔류 오스테나이트의 체적률은, 강판을 판두께 방향의 1/4 면 (강판 표면으로부터 깊이 방향으로 판두께의 1/4 에 상당하는 면) 까지 연마하고, 이 판두께 1/4 면의 회절 X 선 강도를 측정함으로써 구한다. 입사 X 선에는 MoKα 선을 사용하고, 잔류 오스테나이트의 {111}, {200}, {220}, {311} 면의 피크의 적분 강도의, 페라이트의 {110}, {200}, {211} 면의 피크의 적분 강도에 대한, 12 가지 모든 조합의 강도비를 구하고, 이들의 평균값을 잔류 오스테나이트의 체적률로 한다.

폴리고날 페라이트의 평균 결정 입경 : 4 ㎛ 이하

폴리고날 페라이트의 결정립의 미세화는, YP 나 TS 의 향상에 기여한다. 그 때문에, 높은 YP 및 높은 YR 과, 원하는 TS 를 확보하기 위해서는, 폴리고날 페라이트의 평균 결정 입경을 4 ㎛ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 3 ㎛ 이하로 한다.

또한, 본 발명에 있어서 폴리고날 페라이트의 평균 결정 입경의 하한은, 특별히 제한되지 않지만, 공업적으로는 0.2 ㎛ 정도로 하는 것이 바람직하다.

마텐자이트의 평균 결정 입경 : 2 ㎛ 이하

마텐자이트의 결정립의 미세화는, 굽힘성과 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 의 향상에 기여한다. 그 때문에, 고굽힘성, 고신장 플랜지성 (고구멍 확장성) 을 확보하기 위해서, 마텐자이트의 평균 결정 입경을 2 ㎛ 이하로 억제할 필요가 있다. 바람직하게는 1.5 ㎛ 이하이다.

또한, 본 발명에 있어서 마텐자이트의 평균 결정 입경의 하한은, 특별히 제한되지 않지만, 공업적으로는 0.05 ㎛ 정도로 하는 것이 바람직하다.

잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경 : 2 ㎛ 이하

잔류 오스테나이트의 결정립의 미세화는 연성의 향상이나 굽힘성과 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 의 향상에 기여한다. 그 때문에, 양호한 연성, 굽힘성, 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 을 확보하기 위해서는, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경을 2 ㎛ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 1.5 ㎛ 이하이다.

또한, 본 발명에 있어서 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경의 하한은, 특별히 제한되지 않지만, 공업적으로는 0.05 ㎛ 정도로 하는 것이 바람직하다.

또, 폴리고날 페라이트, 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경은, 상기 서술한 Image-Pro 를 사용하여, 폴리고날 페라이트립, 마텐자이트립 및 잔류 오스테나이트립의 각각의 면적을 구하고, 원 상당 직경을 산출하고, 그들의 값을 평균하여 구한다. 또한, 마텐자이트와 잔류 오스테나이트는, EBSD 의 Phase Map 으로 식별한다. 또한, 본 발명에 있어서 상기 평균 결정 입경을 구하는 경우에는, 모두 0.01 ㎛ 이상의 입경의 것을 측정한다. 0.01 ㎛ 미만의 것은, 본 발명에 영향을 주지 않기 때문이다.

잔류 오스테나이트 중의 Mn 량 (질량％) 을 폴리고날 페라이트 중의 Mn 량 (질량％) 으로 나눈 값 : 2.0 이상

잔류 오스테나이트 중의 Mn 량 (질량％) 을 폴리고날 페라이트 중의 Mn 량 (질량％) 으로 나눈 값을 2.0 이상으로 하는 것은, 본 발명에 있어서 매우 중요하다. 그렇다고 하는 것은, 양호한 연성을 확보하기 위해서는, Mn 이 농화한 안정적인 잔류 오스테나이트를 많게 할 필요가 있기 때문이다.

또한, 본 발명에 있어서 잔류 오스테나이트 중의 Mn 량 (질량％) 을 폴리고날 페라이트 중의 Mn 량 (질량％) 으로 나눈 값의 상한은, 제한되지 않지만, 신장 플랜지성을 확보하는 관점에서 16.0 정도로 하는 것이 바람직하다.

또, 잔류 오스테나이트 중의 Mn 량 (질량％) 과 폴리고날 페라이트 중의 Mn 량 (질량％) 은, 이하와 같이 하여 구할 수 있다.

즉, EPMA (Electron Probe Micro Analyzer ; 전자 프로브 마이크로 애널라이저) 를 사용하여, 판두께 1/4 위치에 있어서의 압연 방향 단면의 각 상에 대한 Mn 의 분포 상태를 정량화한다. 이어서, 30 개의 잔류 오스테나이트립과 30 개의 페라이트립의 Mn 량을 분석한다. 그리고 그 분석의 결과로부터 구해지는 Mn 량을 평균하여 구할 수 있다.

여기서, 본 발명의 마이크로 조직에는, 상기 서술한 폴리고날 페라이트나 마텐자이트 등 이외에 그래뉼라 페라이트, 어시큘러 페라이트, 베이나이틱 페라이트, 템퍼드 마텐자이트, 펄라이트 및 시멘타이트 등의 철강판에 통상 보이는 탄화물 (펄라이트 중의 시멘타이트를 제외한다) 이 있다. 이들 조직이 면적률로 10 ％ 이하의 범위이면, 포함되어 있어도 본 발명의 효과가 저해되는 일은 없다.

또, 본 발명에서는, 강 조직에 hcp 구조를 갖는 ε 상이 면적률로 2 ％ 이상 포함되는 것이 바람직하다. 여기서, hcp 구조를 갖는 ε 상을 다량으로 포함하는 강에는 취화의 위험성이 있다. 그러나, 본 발명과 같이 적당량의 hcp 구조를 갖는 ε 상을 페라이트 및 미재결정 페라이트의 입계 및 입 내에 미세 분산시키면, 양호한 강도와 연성의 밸런스를 확보하면서, 우수한 제진 성능을 나타낸다.

또한, hcp 구조를 갖는 ε 상과 마텐자이트와 잔류 오스테나이트는, EBSD 의 Phase Map 을 사용하여 식별할 수 있다. 또, 본 발명에 있어서 ε 상의 면적률의 상한은 제한되지 않지만, 취화의 염려가 있기 때문에 35 ％ 정도로 하는 것이 바람직하다.

또, 발명자들은, 강판에 프레스 성형이나 가공을 가했을 때의 강판 조직을 예의 조사하였다.

그 결과, 프레스 성형이나 가공을 가했을 때, 곧바로 마텐자이트 변태하여 버리는 것과, 가공량이 커질 때까지 잔류 오스테나이트로서 존재하고, 마지막에 마텐자이트 변태하여 TRIP 현상을 일으키는 것이 있는 것을 알아냈다. 그리고, 가공량이 커지고 나서 마텐자이트 변태하는 잔류 오스테나이트가 많으면, 특히 효과적으로 양호한 연신이 얻어지는 것이 구명되었다.

즉, 연신이 양호한 것과 저위인 것을 여러 가지 선택하고, 인장 가공의 가공도를 0 ∼ 20 ％ 까지 바꾸어 잔류 오스테나이트량을 측정한 바, 가공도와 잔류 오스테나이트량 간에는 도 1 에 나타내는 바와 같은 경향이 보였다. 여기에, 가공도란, 인장 방향이 강판의 압연 방향과 직각 방향이 되도록 샘플을 채취한 JIS 5 호 시험편을 사용하여 인장 시험을 실시하고, 그때의 연신률을 의미한다.

도 1 에 나타낸 바와 같이, 연신이 양호한 시료는, 가공도를 높였을 때의 잔류 오스테나이트의 감소 방식이 완만한 것을 알 수 있다.

그래서, TS 가 980 ㎫ 급이고, 연신값으로 10 ％ 의 인장 가공을 부여한 시료의 잔류 오스테나이트량을 측정하고, 이 값과 가공 전의 잔류 오스테나이트량의 비가, 강판의 전체 연신에 미치는 영향에 대해 조사하였다. 그 결과를 도 2 에 나타낸다.

도 2 에 나타낸 바와 같이, 연신값으로 10 ％ 의 인장 가공을 부여했을 때의 잔류 오스테나이트의 잔존하는 체적률을, 가공 전의 잔류 오스테나이트 체적률로 나눈 값이 0.3 이상의 범위이면 높은 연신이 얻어지고, 이 범위로부터 벗어나는 것은 연신이 저위인 것을 알 수 있다.

따라서, 본 발명에서는, 연신값으로 10 ％ 의 인장 가공을 부여한 후의 강 중에 잔존하는 잔류 오스테나이트의 체적률을, 인장 가공 전의 잔류 오스테나이트 체적률로 나눈 값으로 0.3 이상으로 하는 것이 바람직하다. 가공량이 커지고 나서 마텐자이트 변태하는 잔류 오스테나이트를 확보할 수 있기 때문이다.

또한, 상기 TRIP 현상은, 잔류 오스테나이트가 프레스 성형이나 가공 전에 존재하고 있는 것이 필수이지만, 잔류 오스테나이트는, 강의 조직에 포함되는 성분 원소에 의해 정해지는 Ms 점 (마텐자이트 변태 개시점) 이 15 ℃ 이하 정도로 낮은 경우에 잔존하는 상이다.

또, 본 발명에 있어서의 연신값으로 10 ％ 의 인장 가공을 부여하는 공정을 구체적으로 설명하면, 인장 방향이 강판의 압연 방향과 직각 방향이 되도록 샘플을 채취한 JIS 5 호 시험편을 사용하여 인장 시험을 실시하고, 그 연신율이 10 ％ 일 때에 시험을 중단하는 것이다.

또한, 잔류 오스테나이트의 체적률은, 기술한 방법으로 구할 수 있다.

또한, 상기 조건을 만족한 시료를 상세하게 조사한 바, 잔류 오스테나이트 중의 C 량과 Mn 량의 관계가,

[C 량] : 잔류 오스테나이트 중의 C 량 (질량％)

[Mn 량] : 잔류 오스테나이트 중의 Mn 량 (질량％)

을 만족하는 경우에, 가공을 가했을 때에 높은 가공 경화능을 나타내는 TRIP 현상을 일으켜 한층 양호한 연신을 나타내는 것을 알 수 있었다.

상기한 요건을 만족함으로써, 연성 향상의 주요인인 가공 야기 변태 (TRIP) 현상을, 강판의 가공 종반까지 단속적으로 발현시킬 수 있어, 이른바 안정적인 잔류 오스테나이트의 생성을 달성할 수 있다.

또, 잔류 오스테나이트 중의 C 량 (질량％) 은, 이하의 순서로 구할 수 있다.

즉, 상기 EPMA 를 사용하여, 판두께 1/4 위치에 있어서의 압연 방향 단면의 각 상에 대한 C 의 분포 상태를 정량화한다. 이어서, 30 개의 잔류 오스테나이트립의 C 량을 분석한다. 그리고 그 분석의 결과로부터 구해지는 C 량을 평균하여 구한다.

또한, 잔류 오스테나이트 중의 Mn 량 (질량％) 은, 상기 잔류 오스테나이트 중의 C 량과 동일한 순서로 구할 수 있다.

다음으로 제조 조건에 대해 설명한다.

강 슬래브의 가열 온도 : 1100 ℃ 이상 1300 ℃ 이하

강 슬래브 (또는 간단히 슬래브) 의 가열 단계에서 존재하고 있는 석출물은, 최종적으로 얻어지는 강판 내에서는 조대한 석출물로서 존재하고, 강도에 기여하지 않는다. 이 때문에, 주조 시에 석출한 Ti, Nb 계 석출물은, 재용해시킬 필요가 있다.

여기서, 강 슬래브의 가열 온도가 1100 ℃ 미만에서는, 탄화물의 충분한 고용이 곤란하여, 압연 하중의 증대에 의한 열간 압연 시의 트러블 발생의 위험이 증대하거나 하는 문제가 생긴다. 그 때문에, 강 슬래브의 가열 온도는 1100 ℃ 이상으로 할 필요가 있다.

또, 슬래브 표층의 기포, 편석 등의 결함을 스케일 오프하여, 강판 표면의 균열이나 요철을 감소시켜 평활한 강판 표면을 달성하는 관점에서도, 강 슬래브의 가열 온도는 1100 ℃ 이상으로 할 필요가 있다.

한편, 강 슬래브의 가열 온도가 1300 ℃ 초과에서는, 산화량의 증가에 수반하여 스케일 로스가 증대한다. 그 때문에, 강 슬래브의 가열 온도는 1300 ℃ 이하로 할 필요가 있다. 따라서, 슬래브의 가열 온도는 1100 ℃ 이상 1300 ℃ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는, 1150 ℃ 이상 1250 ℃ 이하의 범위이다.

강 슬래브는, 매크로 편석을 방지하기 위해 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하지만, 조괴법이나 박슬래브 주조법 등에 의해 제조할 수도 있다. 또, 본 발명에서는, 강 슬래브를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각하고, 그 후 재차 가열하는 종래법을 사용할 수 있다. 또한 본 발명에서는, 실온까지 냉각하지 않고, 온편 (溫片) 인 상태로 가열로에 장입하거나, 혹은 약간의 보열을 실시한 후에 즉시 압연하는 직송 압연·직접 압연 등의 에너지 절약 프로세스도 문제 없이 적용할 수 있다. 또한, 강 슬래브는, 통상적인 조건에서 조압연에 의해 시트 바가 되지만, 가열 온도를 낮게 한 경우에는, 열간 압연 시의 트러블을 방지하는 관점에서 마무리 압연 전에 바 히터 등을 사용하여 시트 바를 추가로 가열하는 것이 바람직하다.

열간 압연의 마무리 압연 출측 온도 : 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하

가열 후의 강 슬래브는, 조압연 및 마무리 압연에 의해 열간 압연되어 열연판이 된다. 이때, 마무리 온도가 1000 ℃ 를 초과하면, 산화물 (스케일) 의 생성량이 급격하게 증대하고, 지철과 산화물의 계면이 거칠어져, 산세, 냉간 압연을 실시한 후의, 강판의 표면 품질이 열화하는 경향이 있다. 또, 산세 후에 열연 스케일의 제거 잔류물 등이 일부에 존재하면, 강판의 연성이나 신장 플랜지성에 악영향을 미친다. 나아가서는, 결정 입경이 과도하게 조대해져, 가공 시에 프레스품의 표면 거칠어짐을 일으키는 경우가 있다. 한편, 마무리 온도가 750 ℃ 미만에서는, 압연 하중이 증대하고, 오스테나이트가 미재결정 상태에서의 압하율이 높아진다. 그 결과, 강판에 비정상인 집합 조직이 발달하고, 최종 제품에 있어서의 면내 이방성이 현저해져, 재질의 균일성 (재질 안정성) 이 저해될 뿐만 아니라, 강판의 연성 그 자체도 저하한다.

따라서, 본 발명은, 열간 압연의 마무리 압연 출측 온도를, 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 800 ℃ 이상 950 ℃ 이하의 범위이다.

열간 압연 후의 평균 권취 온도 : 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하

열간 압연 후의 평균 권취 온도가 750 ℃ 를 초과하면, 열연판 조직의 페라이트의 결정 입경이 커져, 최종 어닐링판의 원하는 강도 확보가 곤란해진다. 한편, 열간 압연 후의 평균 권취 온도가 300 ℃ 미만에서는, 열연판 강도가 상승하여, 냉간 압연에 있어서의 압연 부하가 증대하거나, 판 형상의 불량이 발생하거나 하기 때문에 생산성이 저하한다. 따라서, 열간 압연 후의 평균 권취 온도는 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 400 ℃ 이상 650 ℃ 이하의 범위이다.

또한, 본 발명에서는, 열연 시에 조압연판끼리를 접합하여 연속적으로 마무리 압연을 실시해도 된다. 또, 조압연판을 일단 권취해도 상관없다. 또한, 열간 압연 시의 압연 하중을 저감하기 위해서 마무리 압연의 일부 또는 전부를 윤활 압연으로 해도 된다. 윤활 압연을 실시하는 것은, 강판 형상의 균일화, 재질의 균일화의 관점에서도 유효하다. 또한, 윤활 압연 시의 마찰계수는, 0.10 이상 0.25 이하로 하는 것이 바람직하다.

이러한 공정을 거쳐 제조한 열연판에 산세를 실시한다. 산세는, 강판 표면의 산화물 제거가 가능한 점에서, 최종 제품의 고강도 강판의 양호한 화성 처리성이나 도금 품질의 확보를 위해서 중요하다. 또, 산세는, 1 회로 실시해도 되고, 복수회로 나누어 실시해도 된다.

열연판 어닐링 (열처리) : Ac₁ 변태점 ＋ 20 ℃ 이상, Ac₁ 변태점 ＋ 120 ℃ 이하의 온도역에서 600 s 이상 21600 s 이하 유지

Ac₁ 변태점 ＋ 20 ℃ 이상, Ac₁ 변태점 ＋ 120 ℃ 이하의 온도역에서 600 s 이상 21600 s 이하 유지하는 것은, 본 발명에 있어서 매우 중요하다.

열연판 어닐링의 어닐링 온도가, Ac₁ 변태점 ＋ 20 ℃ 미만이나, Ac₁ 변태점 ＋ 120 ℃ 초과인 경우, 또 유지 시간이 600 s 미만인 경우에는, 모두 오스테나이트 중에 대한 Mn 의 농화가 진행하지 않아, 최종 어닐링 후에 충분한 잔류 오스테나이트의 체적률의 확보가 곤란해져, 연성이 저하한다. 한편, 21600 s 를 초과하여 유지하면, 오스테나이트 중에 대한 Mn 의 농화가 포화하여, 최종 어닐링 후의 연성에 대한 효능대가 작아질 뿐만 아니라, 비용 상승의 요인으로도 된다.

따라서, 본 발명의 열연판 어닐링 (열처리) 은, Ac₁ 변태점 ＋ 20 ℃ 이상, Ac₁ 변태점 ＋ 120 ℃ 이하의 온도역에서, 600 s 이상 21600 s 이하의 시간 유지하는 것으로 한다.

또한, 상기 열처리 방법은, 연속 어닐링이나 배치 어닐링 중 어느 어닐링 방법이라도 상관없다. 또, 상기 열처리 후 실온까지 냉각하지만, 그 냉각 방법 및 냉각 속도는 특별히 규정되지 않고, 배치 어닐링에 있어서의 노랭, 공랭 및 연속 어닐링에 있어서의 가스 제트 냉각, 미스트 냉각 및 수랭 등 어떤 냉각이라도 상관없다. 또, 산세는 통상적인 방법에 따르면 된다.

냉간 압연의 압하율 : 30 ％ 이상

본 발명의 냉간 압연에서는, 압하율을 30 ％ 이상으로 한다. 30 ％ 이상의 압하율로 냉간 압연을 실시함으로써, 열처리 시에 오스테나이트가 미세하게 생성된다. 그 결과, 강판 중에 미세한 잔류 오스테나이트 및 마텐자이트가 얻어지고, 강도-연성 밸런스가 향상된다. 또, 강판의 굽힘성과 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 도 향상된다.

또한, 본 발명에 있어서, 냉간 압연의 압하율의 상한은, 특별히 제한되지 않지만, 냉간 압연의 하중이 과도하게 가해지는 것을 방지하는 관점에서, 85 ％ 정도로 하는 것이 바람직하다.

냉연판 어닐링 (열처리) : Ac₁ 변태점 이상, Ac₁ 변태점 ＋ 100 ℃ 이하의 온도역에서 20 ∼ 900 s 유지

Ac₁ 변태점 이상, Ac₁ 변태점 ＋ 100 ℃ 이하의 온도역에서 20 ∼ 900 s 유지하는 것은, 본 발명에 있어서 매우 중요하다. 냉연판의 어닐링 온도가, Ac₁ 변태점 미만이나, Ac₁ 변태점 ＋ 100 ℃ 초과인 경우, 또 유지 시간이 20 s 미만인 경우에는, 모두 오스테나이트 중에 대한 Mn 의 농화가 진행하지 않아, 충분한 잔류 오스테나이트의 체적률의 확보가 곤란해져, 연성이 저하한다. 한편, 900 s 를 초과하여 유지하는 경우에는, 미재결정 페라이트의 면적률이 저하하고, 페라이트와 경질 제 2 상 (마텐자이트 및 잔류 오스테나이트) 의 이상 계면량이 증가하여, YP 가 저하함과 함께, YR 도 저하한다.

용융 아연 도금 처리를 실시하는 것

본 발명에 있어서 용융 아연 도금 처리를 실시할 때는, 상기한 냉연판 어닐링 (열처리) 을 실시한 강판을, 440 ℃ 이상 500 ℃ 이하의 아연 도금욕 중에 침지하여, 용융 아연 도금 처리를 실시한다. 그 후, 가스 와이핑 등에 의해, 강판 표면의 도금 부착량을 조정한다. 또한, 용융 아연 도금은, Al 량이 0.10 질량％ 이상 0.22 질량％ 이하인 아연 도금욕을 사용하는 것이 바람직하다.

또한, 용융 아연 도금의 합금화 처리를 실시할 때는, 상기 용융 아연 도금 처리 후에, 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역에서 아연 도금의 합금화 처리를 실시할 수 있다. 여기서, 600 ℃ 를 초과하는 온도에서 합금화 처리를 실시하면, 미변태 오스테나이트가 펄라이트로 변태하여, 원하는 잔류 오스테나이트의 체적률을 확보할 수 없고, 연성이 저하한다. 한편, 합금화 처리 온도가 450 ℃ 에 미치지 않으면 합금화가 진행하지 않아, 합금층의 생성이 곤란해진다. 따라서, 아연 도금의 합금화 처리를 실시할 때는, 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역에서 처리를 실시한다.

그 밖의 제조 방법의 조건은, 특별히 한정되지 않지만, 생산성의 관점에서 상기 어닐링, 용융 아연 도금, 아연 도금의 합금화 처리 등의 일련의 처리는, 용융 아연 도금 라인인 CGL (Continuous Galvanizing Line) 에서 실시하는 것이 바람직하다.

또, 용융 알루미늄 도금 처리를 실시할 때는, 상기 어닐링 처리를 실시한 강판을 660 ∼ 730 ℃ 의 알루미늄 도금욕 중에 침지하여, 용융 알루미늄 도금 처리를 실시한다. 그 후, 가스 와이핑 등에 의해 도금 부착량을 조정한다. 또, 알루미늄 도금욕 온도가, Ac₁ 변태점 이상, Ac₁ 변태점 ＋ 100 ℃ 이하의 온도역에 적합한 조성을 갖는 강판은, 용융 알루미늄 도금 처리에 의해 더욱 미세하고 안정적인 잔류 오스테나이트가 생성되기 때문에, 추가적인 연성의 향상이 가능해지므로 바람직하다.

또한, 본 발명에서는, 전기 아연 도금 처리를 실시해도 된다. 그때의 전기 아연 도금 처리는, 조건은 특별히 한정되지 않지만, 피막 두께가 5 ㎛ 내지 15 ㎛ 의 범위가 되도록 전기 아연 도금 처리의 조건을 조정하는 것이 바람직하다.

여기서 본 발명에서는, 상기 「고강도 강판」, 「고강도 용융 아연 도금 강판」, 「고강도 용융 알루미늄 도금 강판」 및 「고강도 전기 아연 도금 강판」에, 형상 교정이나 표면 조도의 조정 등을 실시할 것을 목적으로 스킨 패스 압연을 실시할 수 있다. 스킨 패스 압연의 압하율은, 0.1 ％ 이상 2.0 ％ 이하의 범위가 바람직하다.

스킨 패스 압연의 압하율이 0.1 ％ 미만에서는, 스킨 패스 압연의 효과가 작고, 제어도 곤란하므로, 0.1 ％ 가 적합 범위의 하한이 된다. 한편, 스킨 패스 압연의 압하율이 2.0 ％ 를 초과하면, 강판의 생산성이 현저하게 저하하므로, 2.0 ％ 를 적합 범위의 상한으로 한다.

또한, 스킨 패스 압연은, 온라인으로 실시해도 되고, 오프라인으로 실시해도 된다. 또, 한번에 목적의 압하율의 스킨 패스를 실시해도 되고, 수회로 나누어 실시해도 상관없다.

또한, 본 발명에 따른 「고강도 강판」, 「고강도 용융 아연 도금 강판」, 「고강도 용융 알루미늄 도금 강판」 및 「고강도 전기 아연 도금 강판」은, 수지나 유지를 사용한 코팅 등의 각종 도장 처리를 실시할 수도 있다.

실시예

표 1 에 나타내는 성분 조성을 갖고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을, 전로에서 용제하고, 연속 주조법으로 슬래브로 하였다. 얻어진 슬래브를, 표 2 에 나타내는 조건으로 이하의 여러 가지 강판으로 하였다.

즉, 열간 압연 후, Ac₁ 변태점 ＋ 20 ℃ 이상, Ac₁ 변태점 ＋ 120 ℃ 이하에서 어닐링을 실시하고, 냉간 압연 후, Ac₁ 변태점 이상, Ac₁ 변태점 ＋ 100 ℃ 이하에서 어닐링을 실시하였다. 그 후, 고강도 냉연 강판 (CR) 을 얻고, 또한 아연 도금 처리를 실시하여, 용융 아연 도금 강판 (GI), 합금화 용융 아연 도금 강판 (GA), 용융 알루미늄 도금 강판 (Al) 및 전기 아연 도금 강판 (EG) 등을 얻었다.

또한, 용융 아연 도금욕으로서, 용융 아연 도금 강판 (GI) 에서는, Al : 0.19 질량％ 함유 아연욕을, 또 합금화 용융 아연 도금 강판 (GA) 에서는, Al : 0.14 질량％ 함유 아연욕을 사용하였다. 또 모두, 욕온은 465 ℃, 도금 부착량은 편면당 45 g/㎡ (양면 도금) 로 하였다. 또한 GA 에서는, 도금층 중의 Fe 농도를 9 질량％ 이상 12 질량％ 이하가 되도록 조정하였다. 용융 알루미늄 도금 강판용의 용융 알루미늄 도금욕의 욕온은 700 ℃ 로 하였다.

이렇게 하여 얻어진 강판의, 단면 마이크로 조직, 인장 특성, 구멍 확장성 및 굽힘성 등에 대해 각각 조사를 실시하고, 그 결과를 표 3 및 4 에 나타냈다.

Ac₁ 변태점은 이하의 식을 사용하여 구하였다.

Ac₁ 변태점 (℃)

= 751 - 16 × (％C) ＋ 11 × (％Si) - 28 × (％Mn) - 5.5 × (％Cu) - 16 × (％Ni) ＋ 13 × (％Cr) ＋ 3.4 × (％Mo)

여기서, (％C), (％Si), (％Mn), (％Ni), (％Cu), (％Cr) 및 (％Mo) 는, 각각의 원소의 강 중 함유량 (질량％) 이다.

인장 시험은, 인장 방향이 강판의 압연 방향과 직각 방향이 되도록 샘플을 채취한 JIS 5 호 시험편을 사용하여, JIS Z 2241 (2011년) 에 준거해 실시하고, YP, YR, TS 및 EL 을 측정하였다. 또한, YR 은, YP 를 TS 로 나누고, 백분율로 나타낸 값이다. 또한, 본 발명에서는, YR ≥ 68 ％ 의 경우이고, 또한 TS × EL ≥ 22000 ㎫·％ 의 경우를 양호라고 판단하였다. 또, TS : 980 ㎫ 급에서는 EL ≥ 26 ％, TS : 1180 ㎫ 급에서는 EL ≥ 22 ％, TS : 1470 ㎫ 급에서는 EL ≥ 18 ％ 의 경우를 각각 양호라고 판단하였다. 또한, 본 실시예에서, TS : 980 ㎫ 급은, TS 가 980 ㎫ 이상 1180 ㎫ 미만의 강판이고, TS : 1180 ㎫ 급은, TS 가 1180 ㎫ 이상 1470 ㎫ 미만의 강판이고, TS : 1470 ㎫ 급은, TS 가 1470 ㎫ 이상 1760 ㎫ 미만의 강판이다.

굽힘 시험은, JIS Z 2248 (1996년) 의 V 블록법에 근거하여 측정을 실시하였다. 굽힘부 외측에 대해 실체현미경으로 균열의 유무를 판정하고, 균열이 발생하지 않은 최소의 굽힘 반경을 한계 굽힘 반경 R 로 하였다. 또한, 본 발명에서는, 90°V 굽힘에서의 한계 굽힘 R/t ≤ 2.0 (t : 강판의 판두께) 을 만족하는 경우를, 강판의 굽힘성이 양호라고 판정하였다.

구멍 확장성은, JIS Z 2256 (2010년) 에 준거하여 실시하였다. 얻어진 각 강판을 100 ㎜ × 100 ㎜ 로 절단 후, 클리어런스 12 ％±1 ％ 로 직경 10 ㎜ 의 구멍을 타발하였다. 이어서, 내경 75 ㎜ 의 다이스를 사용하여 블랭크 홀딩력 9 ton (88.26 kN) 으로 억제한 상태에서, 60°원추의 펀치를 구멍에 압입하여 균열 발생 한계에 있어서의 구멍 직경을 측정하였다. 또한, 하기 식으로부터 한계 구멍 확장률 λ (％) 를 구하고, 이 한계 구멍 확장률의 값으로부터 구멍 확장성을 평가하였다.

한계 구멍 확장률 λ (％) = {(D_f - D₀)/D₀} × 100

단, D_f 는 균열 발생 시의 구멍 직경 (㎜), D₀ 은 초기 구멍 직경 (㎜) 이다. 또한, 본 발명에서는, TS : 980 ㎫ 급에서는 λ ≥ 20 ％, TS : 1180 ㎫ 급에서는 λ ≥ 15 ％, TS : 1470 ㎫ 급에서는 λ ≥ 10 ％ 의 경우를 각각 양호라고 판단하였다.

열간 압연의 통판성이, 열간 압연의 마무리 온도가 낮아, 오스테나이트가 미재결정 상태에서의 압하율이 높아지거나, 혹은 오스테나이트와 페라이트의 2 상역에서의 압연으로 되는 경우 등에는, 압연 하중의 증대에 의한 열간 압연 시의 판 형상의 불량 등의 트러블 발생의 위험이 증대하는 경우라고 의제하고, 이 경우를 불량이라고 판단하였다.

또, 동일하게 냉간 압연의 통판성이, 열간 압연의 권취 온도가 낮아, 열연판의 강 조직이 베이나이트나 마텐자이트 등의 저온 변태상이 주체가 되는 경우 등에는, 압연 하중의 증대에 의한 냉간 압연 시의 판 형상의 불량 등의 트러블 발생의 위험이 증대하는 경우라고 의제하고, 이 경우를 불량이라고 판단하였다.

최종 어닐링판의 표면 성상은, 슬래브 표층의 기포, 편석 등의 결함을 스케일 오프할 수 없어, 강판 표면의 균열, 요철이 증대하여, 평활한 강판 표면이 얻어지지 않는 경우를 불량이라고 판단하였다. 또, 최종 어닐링판의 표면 성상은, 산화물 (스케일) 의 생성량이 급격하게 증대하여, 지철과 산화물의 계면이 거칠어지고, 산세, 냉간 압연 후의 표면 품질이 열화하는 경우나 산세 후에 열연 스케일의 제거 잔류물 등이 일부에 존재하는 경우도 불량이라고 판단하였다.

생산성은, (1) 열연판의 형상 불량이 발생하고, (2) 다음 공정으로 진행하기 위해서 열연판의 형상 교정이 필요할 때나, (3) 어닐링 처리의 유지 시간이 길 때 등의 리드 타임 비용을 평가하였다. 그리고, (1) ∼ (3) 중 어느 것에도 해당하지 않는 경우를 「양호」, (1) ∼ (3) 중 어느 것에 해당하는 경우를 「불량」이라고 판단하였다.

인장 가공으로서, 10 ％ 부여했을 때의 잔류 오스테나이트의 잔존하는 체적률을, 가공 (10 ％ 부여) 전의 잔류 오스테나이트 체적률로 나눈 값을 구하였다. 또한, 잔류 오스테나이트 체적률은, 기술한 방법에 따라 측정하였다.

측정 결과를, 표 3 에 병기한다.

잔류 오스테나이트 중의 C 량 (질량％) 과 잔류 오스테나이트 중의 Mn 량 (질량％) 을 기술한 방법에 따라 측정하였다.

측정 결과를, 표 3 에 병기한다.

이상의 결과로부터, 본 발명에 따름으로써 모두 980 ㎫ 이상의 TS 를 가짐과 함께, YR 이 68 ％ 이상인 성형성이 우수하고, 또한 높은 항복비를 갖는 고강도 강판이 얻어지고 있는 것을 알 수 있다. 한편, 비교예에서는, YR, TS, EL, λ 및 R/t 중 적어도 하나의 특성이 열등하다. 또한, ε 상이 면적률로 2 ％ 이상 포함되면, 강판의 일단 양호한 강도와 연성의 밸런스가 보인다.

산업상 이용가능성

본 발명에 의하면, 모두 980 ㎫ 이상의 TS 를 가짐과 함께, YR 이 68 ％ 이상 있고, 또한 TS × EL ≥ 22000 ㎫·％ 의 성형성이 우수하고, 또한 높은 항복비를 갖는 고강도 강판의 제조가 가능해진다. 본 발명의 고강도 강판을, 예를 들어 자동차 구조 부재에 적용함으로써, 차체 경량화에 의한 연비 개선을 도모할 수 있어 산업상의 이용 가치는 매우 크다.

Claims

성분 조성이, 질량％ 로, C : 0.030 ％ 이상 0.250 ％ 이하, Si : 0.01 ％ 이상 3.00 ％ 이하, Mn : 4.20 ％ 초과 6.00 ％ 이하, P : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하, S : 0.0001 ％ 이상 0.0200 ％ 이하, N : 0.0005 ％ 이상 0.0100 ％ 이하 및 Ti : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
강 조직은, 면적률로, 폴리고날 페라이트가 15 ％ 이상 55 ％ 이하, 미재결정 페라이트가 8 ％ 이상 및 마텐자이트가 15 ％ 이상 30 ％ 이하이고, 체적률로, 잔류 오스테나이트가 12 ％ 이상이고, 잔부가 면적률로 10 ％ 이하이고,
또한, 상기 폴리고날 페라이트의 평균 결정 입경이 4 ㎛ 이하, 상기 마텐자이트의 평균 결정 입경이 2 ㎛ 이하, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 2 ㎛ 이하이고, 상기 잔류 오스테나이트 중의 Mn 량 (질량％) 을 상기 폴리고날 페라이트 중의 Mn 량 (질량％) 으로 나눈 값이 2.0 이상인 고강도 강판.
제 1 항에 있어서,
추가로 질량％ 로, Al : 0.01 ％ 이상 2.00 ％ 이하, Nb : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하, B : 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Ni : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Cr : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, V : 0.005 ％ 이상 0.500 ％ 이하, Mo : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Cu : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Sn : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Sb : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Ta : 0.001 ％ 이상 0.010 ％ 이하, Ca : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Mg : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하 및 REM : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 함유하는 고강도 강판.
제 1 항에 있어서,
강 조직에, 추가로 hcp 구조를 갖는 ε 상이 면적률로 2 ％ 이상 포함되는 고강도 강판.
제 2 항에 있어서,
강 조직에, 추가로 hcp 구조를 갖는 ε 상이 면적률로 2 ％ 이상 포함되는 고강도 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 잔류 오스테나이트 중의 C 량이, 상기 잔류 오스테나이트 중의 Mn 량과의 관계로, 다음 식
0.04 × [Mn 량] ＋ 0.056 - 0.180 ≤ [C 량] ≤ 0.04 × [Mn 량] ＋ 0.056 ＋ 0.180
[C 량] : 잔류 오스테나이트 중의 C 량 (질량％)
[Mn 량] : 잔류 오스테나이트 중의 Mn 량 (질량％)
을 만족하는 고강도 강판.
제 2 항에 있어서,
상기 잔류 오스테나이트 중의 C 량이, 상기 잔류 오스테나이트 중의 Mn 량과의 관계로, 다음 식
0.04 × [Mn 량] ＋ 0.056 - 0.180 ≤ [C 량] ≤ 0.04 × [Mn 량] ＋ 0.056 ＋ 0.180
[C 량] : 잔류 오스테나이트 중의 C 량 (질량％)
[Mn 량] : 잔류 오스테나이트 중의 Mn 량 (질량％)
을 만족하는 고강도 강판.
제 3 항에 있어서,
상기 잔류 오스테나이트 중의 C 량이, 상기 잔류 오스테나이트 중의 Mn 량과의 관계로, 다음 식
0.04 × [Mn 량] ＋ 0.056 - 0.180 ≤ [C 량] ≤ 0.04 × [Mn 량] ＋ 0.056 ＋ 0.180
[C 량] : 잔류 오스테나이트 중의 C 량 (질량％)
[Mn 량] : 잔류 오스테나이트 중의 Mn 량 (질량％)
을 만족하는 고강도 강판.
제 4 항에 있어서,
상기 잔류 오스테나이트 중의 C 량이, 상기 잔류 오스테나이트 중의 Mn 량과의 관계로, 다음 식
0.04 × [Mn 량] ＋ 0.056 - 0.180 ≤ [C 량] ≤ 0.04 × [Mn 량] ＋ 0.056 ＋ 0.180
[C 량] : 잔류 오스테나이트 중의 C 량 (질량％)
[Mn 량] : 잔류 오스테나이트 중의 Mn 량 (질량％)
을 만족하는 고강도 강판.
제 1 항에 있어서,
연신값으로 10 ％ 의 인장 가공을 부여한 후의 잔류 오스테나이트의 체적률을, 그 인장 가공 전의 잔류 오스테나이트 체적률로 나눈 값이 0.3 이상인 고강도 강판.
제 2 항에 있어서,
연신값으로 10 ％ 의 인장 가공을 부여한 후의 잔류 오스테나이트의 체적률을, 그 인장 가공 전의 잔류 오스테나이트 체적률로 나눈 값이 0.3 이상인 고강도 강판.
제 3 항에 있어서,
연신값으로 10 ％ 의 인장 가공을 부여한 후의 잔류 오스테나이트의 체적률을, 그 인장 가공 전의 잔류 오스테나이트 체적률로 나눈 값이 0.3 이상인 고강도 강판.
제 4 항에 있어서,
연신값으로 10 ％ 의 인장 가공을 부여한 후의 잔류 오스테나이트의 체적률을, 그 인장 가공 전의 잔류 오스테나이트 체적률로 나눈 값이 0.3 이상인 고강도 강판.
제 5 항에 있어서,
연신값으로 10 ％ 의 인장 가공을 부여한 후의 잔류 오스테나이트의 체적률을, 그 인장 가공 전의 잔류 오스테나이트 체적률로 나눈 값이 0.3 이상인 고강도 강판.
제 6 항에 있어서,
연신값으로 10 ％ 의 인장 가공을 부여한 후의 잔류 오스테나이트의 체적률을, 그 인장 가공 전의 잔류 오스테나이트 체적률로 나눈 값이 0.3 이상인 고강도 강판.
제 7 항에 있어서,
연신값으로 10 ％ 의 인장 가공을 부여한 후의 잔류 오스테나이트의 체적률을, 그 인장 가공 전의 잔류 오스테나이트 체적률로 나눈 값이 0.3 이상인 고강도 강판.
제 8 항에 있어서,
연신값으로 10 ％ 의 인장 가공을 부여한 후의 잔류 오스테나이트의 체적률을, 그 인장 가공 전의 잔류 오스테나이트 체적률로 나눈 값이 0.3 이상인 고강도 강판.
제 1 항 내지 제 16 항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판이, 추가로 용융 아연 도금층을 구비하는 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 내지 제 16 항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판이, 추가로 용융 알루미늄 도금층을 구비하는 고강도 용융 알루미늄 도금 강판.
제 1 항 내지 제 16 항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판이, 추가로 전기 아연 도금층을 구비하는 고강도 전기 아연 도금 강판.
제 1 항 내지 제 16 항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로서,
질량％ 로, C : 0.030 ％ 이상 0.250 ％ 이하, Si : 0.01 ％ 이상 3.00 ％ 이하, Mn : 4.20 ％ 초과 6.00 ％ 이하, P : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하, S : 0.0001 ％ 이상 0.0200 ％ 이하, N : 0.0005 ％ 이상 0.0100 ％ 이하 및 Ti : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성, 또는
질량％ 로, C : 0.030 ％ 이상 0.250 ％ 이하, Si : 0.01 ％ 이상 3.00 ％ 이하, Mn : 4.20 ％ 초과 6.00 ％ 이하, P : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하, S : 0.0001 ％ 이상 0.0200 ％ 이하, N : 0.0005 ％ 이상 0.0100 ％ 이하 및 Ti : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하를 함유함과 함께,
추가로, 질량％ 로, Al : 0.01 ％ 이상 2.00 ％ 이하, Nb : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하, B : 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Ni : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Cr : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, V : 0.005 ％ 이상 0.500 ％ 이하, Mo : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Cu : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Sn : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Sb : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Ta : 0.001 ％ 이상 0.010 ％ 이하, Ca : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Mg : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하 및 REM : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성
을 갖는 강 슬래브를, 1100 ℃ 이상 1300 ℃ 이하로 가열하고, 마무리 압연 출측 온도를 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하에서 열간 압연하고, 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하에서 권취하고, 이어서 산세에 의해 스케일을 제거하고, Ac₁ 변태점 ＋ 20 ℃ 이상, Ac₁ 변태점 ＋ 120 ℃ 이하의 온도역에서 600 s 이상 21600 s 이하 유지하고, 압하율 30 ％ 이상으로 냉간 압연하고, 그 후 Ac₁ 변태점 이상, Ac₁ 변태점 ＋ 100 ℃ 이하의 온도역에서 20 s 이상 900 s 이하 유지하고 냉각하는 고강도 강판의 제조 방법.
제 17 항에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법으로서,
질량％ 로, C : 0.030 ％ 이상 0.250 ％ 이하, Si : 0.01 ％ 이상 3.00 ％ 이하, Mn : 4.20 ％ 초과 6.00 ％ 이하, P : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하, S : 0.0001 ％ 이상 0.0200 ％ 이하, N : 0.0005 ％ 이상 0.0100 ％ 이하 및 Ti : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성, 또는
질량％ 로, C : 0.030 ％ 이상 0.250 ％ 이하, Si : 0.01 ％ 이상 3.00 ％ 이하, Mn : 4.20 ％ 초과 6.00 ％ 이하, P : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하, S : 0.0001 ％ 이상 0.0200 ％ 이하, N : 0.0005 ％ 이상 0.0100 ％ 이하 및 Ti : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하를 함유함과 함께,
추가로, 질량％ 로, Al : 0.01 ％ 이상 2.00 ％ 이하, Nb : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하, B : 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Ni : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Cr : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, V : 0.005 ％ 이상 0.500 ％ 이하, Mo : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Cu : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Sn : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Sb : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Ta : 0.001 ％ 이상 0.010 ％ 이하, Ca : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Mg : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하 및 REM : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성
을 갖는 강 슬래브를, 1100 ℃ 이상 1300 ℃ 이하로 가열하고, 마무리 압연 출측 온도를 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하에서 열간 압연하고, 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하에서 권취하고, 이어서 산세에 의해 스케일을 제거하고, Ac₁ 변태점 ＋ 20 ℃ 이상, Ac₁ 변태점 ＋ 120 ℃ 이하의 온도역에서 600 s 이상 21600 s 이하 유지하고, 압하율 30 ％ 이상으로 냉간 압연하고, 그 후 Ac₁ 변태점 이상, Ac₁ 변태점 ＋ 100 ℃ 이하의 온도역에서 20 s 이상 900 s 이하 유지하고 냉각하고, 이어서 아연 도금 처리를 실시하거나, 혹은 아연 도금 처리를 실시한 후 추가로 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하에서 합금화 처리를 실시하는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
제 18 항에 기재된 고강도 용융 알루미늄 도금 강판의 제조 방법으로서,
질량％ 로, C : 0.030 ％ 이상 0.250 ％ 이하, Si : 0.01 ％ 이상 3.00 ％ 이하, Mn : 4.20 ％ 초과 6.00 ％ 이하, P : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하, S : 0.0001 ％ 이상 0.0200 ％ 이하, N : 0.0005 ％ 이상 0.0100 ％ 이하 및 Ti : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성, 또는
질량％ 로, C : 0.030 ％ 이상 0.250 ％ 이하, Si : 0.01 ％ 이상 3.00 ％ 이하, Mn : 4.20 ％ 초과 6.00 ％ 이하, P : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하, S : 0.0001 ％ 이상 0.0200 ％ 이하, N : 0.0005 ％ 이상 0.0100 ％ 이하 및 Ti : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하를 함유함과 함께,
추가로, 질량％ 로, Al : 0.01 ％ 이상 2.00 ％ 이하, Nb : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하, B : 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Ni : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Cr : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, V : 0.005 ％ 이상 0.500 ％ 이하, Mo : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Cu : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Sn : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Sb : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Ta : 0.001 ％ 이상 0.010 ％ 이하, Ca : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Mg : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하 및 REM : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성
을 갖는 강 슬래브를, 1100 ℃ 이상 1300 ℃ 이하로 가열하고, 마무리 압연 출측 온도를 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하에서 열간 압연하고, 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하에서 권취하고, 이어서 산세에 의해 스케일을 제거하고, Ac₁ 변태점 ＋ 20 ℃ 이상, Ac₁ 변태점 ＋ 120 ℃ 이하의 온도역에서 600 s 이상 21600 s 이하 유지하고, 압하율 30 ％ 이상으로 냉간 압연하고, 그 후 Ac₁ 변태점 이상, Ac₁ 변태점 ＋ 100 ℃ 이하의 온도역에서 20 s 이상 900 s 이하 유지하고 냉각하고, 이어서 용융 알루미늄 도금 처리를 실시하는 고강도 용융 알루미늄 도금 강판의 제조 방법.
제 19 항에 기재된 고강도 전기 아연 도금 강판의 제조 방법으로서,
질량％ 로, C : 0.030 ％ 이상 0.250 ％ 이하, Si : 0.01 ％ 이상 3.00 ％ 이하, Mn : 4.20 ％ 초과 6.00 ％ 이하, P : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하, S : 0.0001 ％ 이상 0.0200 ％ 이하, N : 0.0005 ％ 이상 0.0100 ％ 이하 및 Ti : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성, 또는
질량％ 로, C : 0.030 ％ 이상 0.250 ％ 이하, Si : 0.01 ％ 이상 3.00 ％ 이하, Mn : 4.20 ％ 초과 6.00 ％ 이하, P : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하, S : 0.0001 ％ 이상 0.0200 ％ 이하, N : 0.0005 ％ 이상 0.0100 ％ 이하 및 Ti : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하를 함유함과 함께,
추가로, 질량％ 로, Al : 0.01 ％ 이상 2.00 ％ 이하, Nb : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하, B : 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Ni : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Cr : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, V : 0.005 ％ 이상 0.500 ％ 이하, Mo : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Cu : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Sn : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Sb : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Ta : 0.001 ％ 이상 0.010 ％ 이하, Ca : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Mg : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하 및 REM : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성
을 갖는 강 슬래브를, 1100 ℃ 이상 1300 ℃ 이하로 가열하고, 마무리 압연 출측 온도를 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하에서 열간 압연하고, 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하에서 권취하고, 이어서 산세에 의해 스케일을 제거하고, Ac₁ 변태점 ＋ 20 ℃ 이상, Ac₁ 변태점 ＋ 120 ℃ 이하의 온도역에서 600 s 이상 21600 s 이하 유지하고, 압하율 30 ％ 이상으로 냉간 압연하고, 그 후 Ac₁ 변태점 이상, Ac₁ 변태점 ＋ 100 ℃ 이하의 온도역에서 20 s 이상 900 s 이하 유지하고 냉각하고, 이어서 전기 아연 도금 처리를 실시하는 고강도 전기 아연 도금 강판의 제조 방법.