KR101986596B1

KR101986596B1 - 고강도 강판

Info

Publication number: KR101986596B1
Application number: KR1020177023456A
Authority: KR
Inventors: 히데카즈 미나미; 신지로 가네코; 타케시 요코타; 카즈히로 세토
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2015-02-03
Filing date: 2016-01-27
Publication date: 2019-09-30
Also published as: WO2016125462A1; EP3255163A4; EP3255163B1; US20180179610A9; CN107250408B; JP6032299B2; US11035019B2; US20180016656A1; JP2016141858A; CN107250408A; EP3255163A1; KR20170107053A; MX2017009930A

Abstract

소정의 성분 조성을 갖고, 페라이트의 면적률을 20％ 이상, 마르텐사이트의 면적률을 5％ 이상, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률을 5％ 이상으로 하고, 상기 페라이트의 평균 결정 입경을 20.0㎛ 이하로 하고, 또한 상기 페라이트 및, 상기 템퍼링 마르텐사이트를 포함하는 상기 마르텐사이트에 있어서의 α-fiber에 대한 γ-fiber의 인버스 강도비를, 각각 1.00 이상으로 하는 마이크로 조직을 갖는 강판으로 한다.

Description

고강도 강판{HIGH-STRENGTH STEEL SHHET}

본 발명은, 주로 자동차 차체의 구조 부품에 제공하는데 적합한 고강도 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다. 특히, 본 발명은, 780㎫ 이상의 인장 강도(TS)와, 높은 강성(고 영률(high Young's modulus))을 갖고, 나아가 딥 드로잉성(deep drawability)이나 신장 플랜지성(stretch flangeability)이 우수한 고강도 강판을 얻고자 하는 것이다.

최근, 지구 환경 문제에의 관심의 고조를 받아, 자동차에서의 배(排)가스 규제가 요청되는 등, 자동차에 있어서의 차체의 경량화는 매우 중요한 과제가 되고 있다.

여기에서, 차체 경량화에는, 강판의 고강도화에 의해 강판의 판두께를 감소시키는 것(박육화(sheet metal thinning))이 유효한 방법이다. 최근에는, 강판의 고강도화가 현저하게 진행된 결과, TS가 780㎫ 이상이라도, 판두께가 2.0㎜를 하회하는 바와 같은 박강판을 적극적으로 적용하고자 하는 움직임이 있다. 그러나, 박육화에 의한 차체 강성의 저하도 동시에 문제가 되고 있어, 자동차의 구조 부품에 있어서의 강성의 더 한층의 향상이 과제가 되고 있다. 구조 부품의 강성은, 단면 형상이 동일하면, 강판의 판두께와 영률로 결정된다. 이 때문에, 경량화와 구조 부품의 강성을 양립시키기 위해서는, 강판의 영률을 높이는 것이 유효하다.

강판의 영률은, 강판의 집합 조직에 크게 지배되고, 체심 입방 격자인 철의 경우는, 원자의 조밀 방향인 <111> 방향으로 높고, 반대로 원자 밀도가 작은 ＜100＞ 방향으로 낮은 것이 알려져 있다. 여기에서, 결정 방위에 이방성(anisotropy)이 없는 통상의 철의 영률은 약 206㎬인 것이 알려져 있다. 또한, 결정 방위에 이방성을 갖게 하고, 특정 방향의 원자 밀도를 높임으로써, 그 방향의 영률을 높일 수 있다. 그러나, 자동차 차체의 강성을 생각하는 경우에는, 다양한 방향으로부터 하중이 가해지기 때문에, 특정 방향뿐만 아니라, 각 방향으로 높은 영률을 가질 필요가 있다.

다른 한편, 강판의 고강도화는 성형성의 저하를 초래한다. 그 때문에, 강판의 고강도화와 우수한 성형성을 양립시키는 것은 어렵고, 고강도와 우수한 성형성을 겸비하는 강판도 요망되고 있다.

이러한 요망에 대하여, 예를 들면, 특허문헌 1에는, 「질량％로, C:0.02∼0.15％, Si:0.3％ 이하, Mn:1.0∼3.5％, P:0.05％ 이하, S:0.01％ 이하, Al:1.0％ 이하, N:0.01％ 이하 및 Ti:0.1∼1.0％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 슬래브를, 열간 압연하고, 20∼85％의 압하율로 냉간 압연 후, 재결정 어닐링함으로써, 페라이트 단상의 마이크로 조직을 갖고, TS가 590㎫ 이상, 또한 압연 방향에 대하여 90° 방향의 영률이 230㎬ 이상, 압연 방향에 대하여 0°, 45°, 90° 방향의 평균 영률이 215㎬ 이상인 것을 특징으로 하는 강성이 우수한 고강도 박강판의 제조 방법」이 제안되어 있다.

특허문헌 2에는, 「질량％로, C:0.02∼0.15％, Si:1.5％ 이하, Mn:1.5∼4.0％, P:0.05％ 이하, S:0.01％ 이하, Al:1.5％ 이하, N:0.01％ 이하 및, Nb:0.02∼0.40％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 슬래브(slab)를, 열간 압연하고, 50％ 이상의 압하율로 냉간 압연한 후, 재결정 어닐링함으로써, 페라이트와 마르텐사이트의 혼합 조직을 갖고, TS가 590㎫ 이상, 또한 압연 방향에 대하여 직각 방향의 영률이 225㎬ 이상인 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고강성 고강도 강판의 제조 방법」이 제안되어 있다.

특허문헌 3에는, 「질량％로, C:0.010∼0.050％, Si:1.0％ 이하, Mn:1.0∼3.0％, P:0.005∼0.1％, S:0.01％ 이하, Al:0.005∼0.5％, N:0.01％ 이하 및, Nb:0.03∼0.3％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 슬래브를, 열간 압연 후에 냉간 압연하고, 재결정 어닐링함으로써, 페라이트상의 면적률이 50％ 이상 및, 마르텐사이트상의 면적률이 1％ 이상을 포함하는 강 조직을 갖고, 압연 직각 방향의 영률이 225㎬ 이상, 평균 r값이 1.3 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법」이 제안되어 있다.

특허문헌 4에는, 「질량％로, C:0.05∼0.15％, Si:1.5％ 이하, Mn:1.5∼3.0％, P:0.05％ 이하, S:0.01％ 이하, Al:0.5％ 이하, N:0.01％ 이하, Nb:0.02∼0.15％ 및 Ti:0.01∼0.15％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 슬래브를, 열간 압연하고, 40∼75％의 압하율로 냉간 압연 후, 재결정 어닐링함으로써, 페라이트상의 면적률이 50％ 이상인 마이크로 조직을 갖고, TS가 590㎫ 이상, TS×구멍 확장률(hole expanding ratio) λ와의 곱 TS×λ≥23000㎫·％, 또한 압연 방향에 대하여 직각 방향의 영률이 235㎬ 이상인 것을 특징으로 하는 구멍 확장성이 우수한 고강성 고강도 강판의 제조 방법」이 제안되어 있다.

일본공개특허공보 2007-092130호 일본공개특허공보 2006-183131호 일본공개특허공보 2005-120472호 일본공개특허공보 2008-240123호

그러나, 특허문헌 1에 기재된 기술에서는, 인장 강도 780㎫ 이상을 달성하기 위해서는, 예를 들면 그 실시예를 참조하면, V를 0.4질량％, W를 0.5질량％로, 고가의 원소를 첨가하는 것이 필요하다. 또한, 이 기술에 있어서 더욱 고강도화를 도모하기 위해서는, Cr이나 Mo 등의 고가의 원소의 활용이 더욱 필요불가결하기 때문에, 합금 비용이 증가한다고 하는 문제가 있었다.

특허문헌 2에 기재된 기술은, 강판의 한방향만의 영률을 높이는 데에는 유효하다. 그러나, 이 기술은, 각 방향으로 높은 영률을 갖는 강판이 필요해지는 자동차의 구조 부품의 강성 향상에는 적용할 수 없다.

특허문헌 3에 기재된 기술에서는, 강성과 가공성이 우수한 것을 개시하고 있고, 가공성 중에서도, 특히 딥 드로잉성이 우수한 것을 개시하고 있다. 그러나, 이 기술은, TS가 660㎫ 정도로 낮다.

특허문헌 4에 기재된 기술에서는, 강성과 가공성이 우수한 것을 개시하고 있고, 가공성 중에서도, 특히 구멍 확장성이 우수한 것을 개시하고 있다. 이 기술은, 압연 방향에 대하여 직각 방향의 영률만이 규정되어 있고, 강판의 한방향만의 영률을 높이는 데에는 유효하다고 생각된다. 그러나, 이 기술은 각 방향으로 높은 영률을 갖는 강판이 필요해지는 자동차의 구조 부품의 강성 향상에는 적용 할 수 없다.

또한, 특허문헌 1∼4에 기재된 기술은, 반드시 딥 드로잉성 및 신장 플랜지성(구멍 확장성)이 우수하다고 하는 점까지 고려되어 있지 않다.

본 발명은, 이러한 사정을 감안하여 개발된 것으로, 780㎫ 이상의 인장 강도(TS)와 고 영률을 갖고, 나아가, 가공성, 특히 딥 드로잉성 및 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

또한, 「고 영률」이란, 압연 방향 및 압연 방향에 대하여 45° 방향의 영률이 205㎬ 이상이고, 또한 압연 방향에 대하여 직각 방향의 영률이 220㎬ 이상인 것을 의미한다.

또한, 「딥 드로잉성이 우수하다」라는 것은, 평균 r값≥1.05인 것을 의미한다. 또한, 「신장 플랜지성(구멍 확장성)이 우수하다」는 것은, 한계 구멍 확장률:λ≥20％인 것을 의미한다.

또한, 본 발명의 고강도 강판은, 냉연 강판인 고강도 냉연 강판이나, 표면에 도금 피막을 갖는 도금 강판인 고강도 도금 강판, 표면에 아연 도금 피막을 갖는 아연 도금 강판인 고강도 아연 도금 강판 등을 포함하는 것으로 한다. 또한, 아연 도금 피막으로서는, 예를 들면, 용융 아연 도금 피막이나 합금화 용융 아연 도금 피막 등을 들 수 있다.

발명자들은, 780㎫ 이상의 TS와 고 영률을 갖고, 딥 드로잉성이나 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법에 대해서 예의 검토를 거듭한 결과, 이하의 것을 발견했다.

즉, Nb 및 V를 첨가하고, 그 외의 합금 원소의 성분 조성을 적정하게 제어한 강 슬래브를 가열하고, 다음으로 이 강 슬래브에 열간 압연을 실시한다. 이때, 열간 압연의 권취 온도(CT)를 비교적 고온화한다. 이에 따라, 첨가한 Nb 및 V의 석출 촉진 효과를 이용하여, 침입형 원소인 C 및 N의 대부분을 탄화물이나 질화물로서 석출시킴으로써, 고용 C 및 N을 최대한 저감하는 것이 중요한 것을 발견했다.

또한, 열간 압연 후의 냉간 압연 공정에서는, 압하율을 최대한 높게 하여, α-fiber(<110>축이 압연 방향에 평행한 섬유 집합 조직) 및 γ-fiber(<111>축이 압연면 법선 방향에 평행한 섬유 집합 조직)의 집합 조직을 발달시키는 것이 중요한 것을 아울러 발견했다.

이와 같이, 어닐링 처리전의 강판 조직을, 고용 C 및 N을 최대한 저감하고, 또한, α-fiber 및 γ-fiber의 집합 조직을 발달시킨 조직으로 함으로써, 그 후의 어닐링시에, 어닐링 온도를 제어하여 α-fiber 및 γ-fiber의 집합 조직, 특히 γ-fiber의 집합 조직을 발달시켜, 전체 방향의 영률을 향상시키는 것이 가능해진다. 또한, 페라이트, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 일정한 비율 이상 생성시킴으로써, 소망하는 강도를 확보하는 것이 가능해진다.

그 결과, 780㎫ 이상의 TS와 고 영률을 갖고, 딥 드로잉성이나 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판을 제조하는 것이 가능해지는 것을 발견했다.

본 발명은, 상기의 인식에 기초하여 이루어진 것이다.

즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.

1. 질량％로, C:0.060％ 이상 0.200％ 이하, Si:0.50％ 이상 2.20％ 이하, Mn:1.00％ 이상 3.00％ 이하, P:0.100％ 이하, S:0.0100％ 이하, Al:0.010％ 이상 2.500％ 이하, N:0.0100％ 이하, Nb:0.001％ 이상 0.200％ 이하 및, V:0.001％ 이상 0.200％ 이하를 함유함과 함께, 하기 (1)식으로부터 구해지는 C^*가 500≤C^*≤1300의 관계를 충족시키고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,

페라이트의 면적률이 20％ 이상, 마르텐사이트의 면적률이 5％ 이상, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률이 5％ 이상이고, 상기 페라이트의 평균 결정 입경이 20.0㎛ 이하이고, 또한 상기 페라이트 및, 상기 템퍼링 마르텐사이트를 포함하는 상기 마르텐사이트에 있어서의 α-fiber에 대한 γ-fiber의 인버스(inverse) 강도비가, 각각 1.00 이상인 마이크로 조직을 갖는 고강도 강판.

기

C^*＝(C－(12.0/92.9)×Nb－(12.0/50.9)×V)×10000 … (1)

또한, 식 중의 각 원소 기호는 각 원소(C, Nb 및 V)의 강판 중 함유량(질량 ％)을 나타내고, C^*의 단위는 질량ppm이다.

2. 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로, Cr:0.05％ 이상 1.00％ 이하, Mo:0.05％ 이상 1.00％ 이하, Ni:0.05％ 이상 1.00％ 이하 및, Cu:0.05％ 이상 1.00％ 이하 중으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유하는, 상기 1에 기재된 고강도 강판.

3. 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로, B:0.0003％ 이상 0.0050％ 이하를 함유하는, 상기 1 또는 2에 기재된 고강도 강판.

4. 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로, Ca:0.0010％ 이상 0.0050％ 이하, Mg:0.0005％ 이상 0.0100％ 이하 및, REM:0.0003％ 이상 0.0050％ 이하 중으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유하는, 상기 1∼3 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

5. 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로, Sn:0.0020％ 이상 0.2000％ 이하 및, Sb:0.0020％ 이상 0.2000％ 이하 중으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유하는, 상기 1∼4 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

6. 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로, Ta:0.0010％ 이상 0.1000％ 이하를 함유하고, Ta를 함유하는 경우에 하기 (2)식으로부터 구해지는 C^*가, 500≤C^*≤1300의 관계를 충족시키는, 상기 1∼5 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

기

C^*＝(C－(12.0/92.9)×Nb－(12.0/50.9)×V－(12.0/180.9)×Ta)×10000 … (2)

또한, 식 중의 각 원소 기호 (C, Nb, V 및 Ta)는 각 원소의 강판 중 함유량(질량％)을 나타내고, C^*의 단위는 질량ppm이다.

7. 상기 고강도 강판이 냉연 강판인, 상기 1∼6 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

8. 상기 고강도 강판의 표면에 도금 피막을 갖는, 상기 1∼6 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

9. 상기 도금 피막이 아연 도금 피막인, 상기 8에 기재된 고강도 강판.

10. 상기 1∼6 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판을 제조하는 방법으로서,

상기 1∼6 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 1150℃ 이상 1300℃ 이하의 온도역으로 가열하는, 강 슬래브의 가열 공정과,

상기 강 슬래브를 850℃ 이상 1000℃ 이하의 온도역의 마무리 온도로 열간 압연하여, 열연 강판으로 하는 열간 압연 공정과,

상기 열연 강판을 500℃ 이상 800℃ 이하의 온도역에서 권취하는, 권취 공정과,

상기 열연 강판을 40％ 이상의 냉연 압하율로 냉간 압연하여, 냉연 강판으로 하는 냉연 공정과,

상기 냉연 강판을 450℃ 이상 750℃ 이하의 온도역으로 가열하고, 당해 온도역에서 300s 이상 보존유지(retained)하는, 제1 열처리 공정과,

다음으로, 상기 냉연 강판을, 750℃ 이상 950℃ 이하로 가열 한 후, 적어도 500℃까지의 평균 냉각 속도를 10℃/s 이상으로 하여, 50℃ 이상 250℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하는, 제2 열처리 공정과,

다음으로, 상기 냉연 강판을, 250℃ 초과 600℃ 이하의 온도역까지 가열을 한 후, 당해 온도역에서 10s 이상 동안 보존유지하는 제3 열처리 공정,

을 구비하는, 고강도 강판의 제조 방법.

11. 상기 제3 열처리 공정 후의 냉연 강판에, 추가로, 도금 처리를 실시하는 공정을 구비하는, 상기 10에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

12. 상기 도금 처리가 융융 아연 도금 처리인, 상기 11에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

13. 상기 도금 처리가 용융 아연 도금 처리이고, 당해 용융 아연 도금 처리 후, 470℃ 이상 600℃ 이하의 온도역에서 용융 아연 도금의 합금화 처리를 실시하는 공정을 추가로 구비하는, 상기 11에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 780㎫ 이상의 TS와 고 영률을 갖고, 딥 드로잉성이나 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판을, 생산성 좋게 얻을 수 있다. 또한, 본 발명의 고강도 강판을, 예를 들면, 자동차 구조 부재에 적용함으로써, 차체 경량화에 의한 연비 개선을 도모할 수 있어, 산업상의 이용 가치는 매우 크다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다.

본 발명의 고강도 강판의 제조에 있어서는, Nb 및 V를 첨가하고, 그 외의 합금 원소의 성분 조성을 함께 적정하게 제어한 강 슬래브를 가열하고, 다음으로 이 강 슬래브에 열간 압연을 실시한다. 이때, 열간 압연의 권취 온도(CT)를 비교적 고온화한다. 이에 따라, 첨가한 Nb 및 V의 석출 촉진 효과를 이용하여, 침입형 원소인 C 및 N의 대부분을 탄화물이나 질화물로서 석출시킴으로써, 고용 C 및 N을 최대한 저감하는 것이 중요하다.

또한, 열간 압연 후의 냉간 압연 공정에서는, 압하율을 최대한 높게 하여, α-fiber(<110>축이 압연 방향에 평행한 섬유 집합 조직) 및 γ-fiber(<111>축이 압연면 법선 방향에 평행한 섬유 집합 조직)의 집합 조직을 발달시키는 것이 중요하다.

이와 같이 하여 얻어진 어닐링 처리 전의 강판 조직은, 고용 C 및 N을 최대한 저감하고, 또한, α-fiber 및 γ-fiber의 집합 조직을 발달시킨 조직으로 되어 있다. 이 때문에, 그 후의 어닐링에 의해, 어닐링 온도를 제어하여 α-fiber 및 γ-fiber의 집합 조직, 특히 γ-fiber의 집합 조직을 발달시켜, 전체 방향의 영률을 향상시킴과 함께, 페라이트, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 일정한 비율 이상 생성시킴으로써, 소망하는 강도를 확보하는 것이 가능해진다.

그 결과, 780㎫ 이상의 TS와 고 영률을 갖고, 딥 드로잉성이나 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판을 제조하는 것이 가능해지는 것이다.

여기에서, 이하, 본 발명의 고강도 강판 및 그의 제조 방법을, 그 성분 조성, 마이크로 조직 및, 제조 방법으로 나누어 상세하게 설명한다.

우선, 성분 조성에 대해서 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서, 강의 성분 원소의 함유량을 나타내는 「％」는, 특별히 명기하지 않는 한 「질량％」를 의미한다.

[C:0.060％ 이상 0.200％ 이하]

C는, Nb 및 V와 석출물을 형성함으로써, 열연시 및 어닐링시의 입자 성장을 제어하여, 고 영률화에 기여한다. 또한, C는, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트에 의한 조직 강화를 이용할 때에, 그 면적률이나 경도를 조정하기 위해서 불가결한 원소이다. C량이 0.060％ 미만에서는, 페라이트립이 조대화(coarsens)하고, 또한 필요한 면적률의 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 얻는 것이 곤란해짐과 함께, 마르텐사이트가 경화하지 않는다. 그 때문에, 충분한 강도가 얻어지지 않는다. 한편, C량이 0.200％를 초과하면, 그에 따라 Nb 및 V의 첨가량을 많게 할 필요가 있다. 그러나, 이 경우, 탄화물의 석출 효과가 포화함과 함께, 합금 비용이 증가한다. 따라서, C량은 0.060％ 이상 0.200％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.080％ 이상 0.130％ 이하로 한다.

[Si:0.50％ 이상 2.20％ 이하]

Si는, 본 발명에 있어서 중요한 원소의 하나이다. 페라이트 안정화 원소인 Si는, 페라이트 중에서 높은 고용 강화능을 갖는 원소로서, 페라이트 자신의 강도를 높임과 함께, 가공 경화능을 향상시켜, 페라이트 자신의 연성을 높인다. 또한, Si는, 어닐링시에 오스테나이트가 생성된 경우, 페라이트로부터 오스테나이트로 고용 C를 배출하여 페라이트를 청정화한다. 이에 따라, 강성 및 딥 드로잉성에 유리한 집합 조직을 갖는 페라이트를 어닐링 중에 걸쳐 유지할 수 있다. 또한, 어닐링시에 오스테나이트가 생성된 경우, Si는, 오스테나이트 중에 C를 농화시킴으로써 오스테나이트를 안정화시켜, 마르텐사이트 및, 베이나이트 등의 저온 변태상의 생성을 촉진한다. 이에 따라, 필요에 따라서 강의 강도를 높일 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Si량은 0.50％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Si량이 2.20％를 초과하면, 강판의 용접성을 열화시킨다. 또한, 열간 압연 전의 가열시에 슬래브 표면에서 파이어 라이트(fire light)의 생성을 촉진하여, 소위 적 스케일(red scale)로 불리는 열연 강판의 표면 결함의 발생을 조장시킨다. 또한, 냉연 강판으로서 사용되는 경우에는, 표면에 생성되는 Si 산화물이 화성 처리성을 열화시킨다. 더하여, 용융 아연 도금 강판으로 하는 경우에는, 표면에 생성되는 Si 산화물이 불(不)도금을 유발한다. 따라서, Si량은 0.50％ 이상 2.20％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.80％ 이상 2.10％ 이하로 한다.

[Mn:1.00％ 이상 3.00％ 이하]

Mn은, 어닐링시의 냉각 과정에 있어서, 퀀칭성을 높여, 마르텐사이트 및, 베이나이트 등의 저온 변태상의 생성을 촉진함으로써, 고강도화에 크게 기여한다. 또한, Mn은, 고용 강화 원소로서도 고강도화에 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Mn량을 1.00％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Mn량이 3.00％를 초과하면, 어닐링시의 냉각 과정에서 강성 및 딥 드로잉성의 향상에 필요한 페라이트의 생성이 현저하게 억제된다. 또한, 마르텐사이트 및, 베이나이트 등의 저온 변태상이 증가함으로써, 강이 극단적으로 고강도화하여, 가공성이 열화한다. 또한, 이러한 다량의 Mn은, 강판의 용접성도 열화시킨다. 따라서, Mn량은 1.00％ 이상 3.00％ 이하로 하고, 바람직하게는 1.50％ 이상 2.80％ 이하로 한다.

[P:0.100％ 이하]

P는, 고용 강화의 작용을 갖고, 소망하는 강도에 따라서 첨가할 수 있다. 또한, P는, 페라이트 변태를 촉진하기 때문에 복합 조직화에도 유효한 원소이다. 그러나, P량이 0.100％를 초과하면, 스폿 용접성(spot weldability)의 열화를 초래한다. 또한, 아연 도금의 합금화 처리를 실시하는 경우에는, 합금화 속도를 저하시켜, 도금성을 손상시킨다. 따라서, P량은 0.100％ 이하로 할 필요가 있다. P량은, 바람직하게는 0.001％ 이상 0.100％ 이하로 한다.

[S:0.0100％ 이하]

S는, 열간 압연시의 열간 균열(hot cracking)을 일으키는 요인이 되는 것 외에, 황화물로서 존재하여 국부 변형능을 저하시킨다. 이 때문에, S량은 최대한 저감할 필요가 있다. 따라서, S량은 0.0100％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.0050％ 이하로 억제하는 것이 좋다. 한편으로, S량을 0.0001％ 미만으로 억제하는 것으로 하면, 제조 비용이 증가한다. 이 때문에, S량은, 0.0001％를 하한값으로 하는 것이 바람직하다. 따라서, S량은 0.0100％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.0001％ 이상 0.0100％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0001％ 이상 0.0050％ 이하로 한다.

[Al:0.010％ 이상 2.500％ 이하]

Al은 강의 탈산 원소로서 유용하다. 이 때문에, Al량은 0.010％ 이상으로 할 필요가 있다. 또한, 페라이트 생성 원소인 Al은, 어닐링시의 냉각 과정에 있어서 페라이트 생성을 촉진하고, 오스테나이트 중에 C를 농화시킴으로써 오스테나이트를 안정화시켜, 마르텐사이트 및, 베이나이트 등의 저온 변태상의 생성을 촉진한다. 이에 따라, 필요에 따라서 강의 강도를 높일 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Al량은 0.020％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Al량이 2.500％를 초과하면, Ar₃ 변태점을 크게 상승시켜, 오스테나이트 단상역이 소실하고, 오스테나이트역에서 열간 압연을 종료할 수 없게 된다. 따라서, Al량은 0.010％ 이상 2.500％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.020％ 이상 2.500％ 이하로 한다.

[N:0.0100％ 이하]

N은, 강의 내시효성을 열화시키는 원소이다. 특히, N량이 0.0100％를 초과하면, 내시효성의 열화가 현저해진다. 따라서, N량은 0.0100％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.0060％ 이하로 억제하는 것이 좋다. 또한, 생산 기술상의 제약에 따라서는, N량의 하한값으로서 0.0005％ 정도를 허용해도 좋다.

본 발명에서는, 상기 성분 조성에 더하여, 영률의 향상에 유리한 방위가 발달한 페라이트를 얻기 위해, 추가로 Nb:0.001％ 이상 0.200％ 이하 및 V:0.001％ 이상 0.200％ 이하를 함유시킬 필요가 있다.

[Nb:0.001％ 이상 0.200％ 이하]

Nb는, 열간 압연시 혹은 어닐링시에 미세한 석출물을 형성하고, 어닐링시에 강성 및 딥 드로잉성의 향상에 유리한 방위가 발달한 페라이트를 생성시킨다. 또한, Nb는, 재결정립의 조대화를 억제하여, 강도의 향상에 유효하게 기여한다. 특히 Nb는 첨가량을 적절한 양으로 함으로써, 어닐링시에 역변태로 생성되는 오스테나이트상을 미세화하기 때문에, 어닐링 후의 마이크로 조직도 미세화하고, 강도를 상승시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Nb량을 0.001％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Nb량이 0.200％를 초과하면, 통상의 강 슬래브의 재가열시에 있어서 탄질화물을 전체 고용시킬 수 없어, 조대한 탄질화물이 남기 때문에, 고강도화나 재결정 억제의 효과가 얻어지지 않는다. 또한, 연속 주조된 강 슬래브를, 일단 냉각한 후 재가열을 행하는 공정을 거치는 일 없이, 그대로 열간 압연하는 경우에 있어서도 Nb량이 0.200％를 초과한 분의 재결정 억제 효과의 기여분은 작고, 합금 비용의 증가도 초래해 버린다. 따라서, Nb량은 0.001％ 이상 0.200％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.005％ 이상 0.200％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.010％ 이상 0.200％ 이하로 한다.

[V:0.001％ 이상 0.200％ 이하]

V는 C와 석출물을 형성하고, 어닐링시에 강성 및 딥 드로잉성의 향상에 유리한 방위가 발달된 페라이트를 생성시킨다. 또한, V는 재결정립의 조대화를 억제하여, 강도의 향상에 유효하게 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, V량을 0.001％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, V량이 0.200％를 초과하면, 통상의 강 슬래브의 재가열시에 있어서 탄질화물을 전체 고용시킬 수 없어, 조대한 탄질화물이 남기 때문에, 고강도화나 재결정 억제의 효과가 얻어지지 않는다. 또한, 연속 주조된 강 슬래브를, 일단 냉각한 후 재가열을 행하는 공정을 거치지 않고, 그대로 열간 압연하는 경우에 있어서도 V량이 0.200％를 초과한 분의 재결정 억제 효과의 기여분은 작고, 합금 비용의 증가도 초래해 버린다. 따라서, V량은 0.001％ 이상 0.200％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.005％ 이상 0.200％ 이하로 한다.

또한, 본 발명의 고강도 강판에서는, 상기한 C, Nb 및 V의 함유량을 이용하여, 이하의 (1)식으로부터 구해지는 C^*가 500≤C^*≤1300의 관계를 충족시킬 필요가 있다.

C^*＝(C－(12.0/92.9)×Nb－(12.0/50.9)×V)×10000 … (1)

또한, 식 중의 각 원소 기호 (C, Nb 및 V)는 각 원소의 강판 중 함유량(질량％)을 나타내고, C^*의 단위는 질량ppm이다.

즉, 잉여 C량을 나타내는 C^*를 500질량ppm 이상 1300질량ppm 이하의 범위로 제어함으로써, 냉간 압연 및 어닐링시에 강성 및 딥 드로잉성에 유리한 방위를 발달시킬 수 있고, 또한 강도를 확보할 수 있다. 이 때문에, 상기 (1)식으로부터 구해지는 C^*는, 500질량ppm 이상 1300질량ppm 이하로 한다.

또한, 강 중의 C는, Nb 및 V와 NbC, VC와 같은 석출물을 형성한다. 이 때문에, 강 중의 잉여 C량은, 이러한 석출을 고려하여, 상기한 (1)식으로 구할 수 있다.

본 발명의 고강도 강판은, 상기의 기본 성분에 더하여, 추가로, Cr:0.05％ 이상 1.00％ 이하, Mo:0.05％ 이상 1.00％ 이하, Ni:0.05％ 이상 1.00％ 이하 및, Cu:0.05％ 이상 1.00％ 이하 중으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소나, B:0.0003％ 이상 0.0050％ 이하나, Ca:0.0010％ 이상 0.0050％ 이하, Mg:0.0005％ 이상 0.0100％ 이하 및, REM:0.0003％ 이상 0.0050％ 이하 중으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소나, Sn:0.0020％ 이상 0.2000％ 이하 및 Sb:0.0020％ 이상 0.2000％ 이하 중으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소나, Ta:0.0010％ 이상 0.1000％ 이하를, 단독으로, 혹은 조합하여 함유할 수 있다.

Cr, Mo, Ni 및 Cu는, 고용 강화 원소로서의 역할뿐만 아니라, 어닐링시의 냉각 과정에 있어서, 오스테나이트를 안정화하고, 복합 조직화를 용이하게 한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Cr량, Mo량, Ni량 및 Cu량은, 각각 0.05％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Cr량, Mo량, Ni량 및 Cu량이, 각각 1.00％를 초과하면, 성형성이나 스폿 용접성이 저하한다. 따라서, Cr, Mo, Ni 및 Cu를 첨가하는 경우는, 그 양은 각각 0.05％ 이상 1.00％ 이하로 한다.

B는, 오스테나이트로부터의 펄라이트나 베이나이트의 생성을 억제하고, 오스테나이트를 안정화시켜 마르텐사이트의 생성을 촉진한다. 이 때문에, B는, 강도의 확보에 유효하다. 이 효과는, B량이 0.0003％ 이상에서 얻어진다. 한편으로, 0.0050％를 초과하여 B를 첨가해도 효과는 포화하는데다, 열간 압연시의 제조성을 저하시키는 요인이 된다. 따라서, B를 첨가하는 경우는, 그 양은 0.0003％ 이상 0.0050％ 이하로 한다.

Ca, Mg 및 REM은, 탈산에 이용하는 원소임과 함께, 황화물의 형상을 구 형상화(spheroidization)하여, 국부 연성으로의 황화물의 악영향을 개선하기 위해서 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, Ca량은 0.0010％ 이상, Mg량은 0.0005％ 이상, REM량은 0.0003％ 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, Ca량 및 REM량은, 각각 0.0050％, 또한, Mg량은 0.0100％를 초과하여 과잉으로 첨가하면, 개재물 등의 증가를 일으켜 표면 및 내부 결함 등을 일으킨다. 따라서, Ca, Mg 및 REM을 첨가하는 경우는, Ca량은 0.0010％ 이상 0.0050％ 이하, Mg량은 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하, REM량은 0.0003％ 이상 0.0050％ 이하로 한다.

Sn 및 Sb는, 강판 표면의 질화나 산화에 의해 발생하는 강판 표층의 수십 ㎛ 정도의 영역에 있어서의 탈탄을 억제하는 관점에서, 필요에 따라서 첨가한다. 이러한 질화나 산화를 억제하는 것에 수반하여, 강판 표면에 있어서 마르텐사이트의 생성량이 감소하는 것을 방지하고, 나아가서는 피로 특성이나 내시효성을 개선시킬 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Sn량 및 Sb량은 각각, 0.0020％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편으로, 이들 어느 원소에 대해서도, 0.2000％를 초과하여 과잉으로 첨가하면 인성의 저하를 초래한다. 따라서, Sn 및 Sb를 첨가하는 경우에는, 그 양은, 각각 0.0020％ 이상 0.2000％ 이하로 한다.

Ta는, Nb나 V와 동일하게, 합금 탄화물이나 합금 탄질화물을 생성하여 고강도화에 기여한다. 더하여, Ta는, Nb 탄화물이나 Nb 탄질화물에 일부 고용하고, (Nb, Ta)-(C, N)과 같은 복합 석출물을 생성함으로써 석출물의 조대화를 현저하게 억제하여, 석출 강화에 의한 강도에의 기여를 안정화시키는 효과가 있다고 생각된다. 이 때문에, Ta를 함유하는 것이 바람직하다. 여기에서, 전술의 석출물 안정화의 효과는, Ta의 함유량을 0.0010％ 이상으로 함으로써 얻어진다. 한편으로, Ta를 과잉으로 첨가해도 석출물 안정화 효과가 포화하는데다, 합금 비용도 증가한다. 따라서, Ta를 첨가하는 경우에는, 그 함유량은 0.0010％ 이상 0.1000％ 이하의 범위 내로 한다.

또한, Ta를 첨가하는 경우, 상기한 C, Nb, V 및 Ta의 함유량을 이용하여, 이하의 (2)식으로부터 구해지는 C^*가 500≤C^*≤1300의 관계를 충족시킬 필요가 있다.

C^*＝(C－(12.0/92.9)×Nb－(12.0/50.9)×V－(12.0/180.9)×Ta)×10000 … (2)

또한, 식 중의 각 원소 기호 (C, Nb, V 및 Ta)는 각 원소의 강판 중의 함유량(질량％)을 나타내고, C^*의 단위는 질량ppm이다.

즉, 잉여 C량을 나타내는 C^*를 500질량ppm 이상 1300질량ppm 이하의 범위로 제어함으로써, 냉간 압연 및 어닐링시에 강성 및 딥 드로잉성의 향상에 유리한 방위를 발달시킬 수 있고, 또한 강도를 확보할 수 있다. 이 때문에, 잉여 C량을 나타내는 C^*를, 500질량ppm 이상 1300질량ppm 이하로 한다.

또한, 강 중의 C는, Nb, V 및 Ta와 석출물을 형성한다. 이 때문에, Ta를 첨가하는 경우의 강 중의 잉여 C량은, 이러한 석출을 고려하여, 상기한 (2)식으로 구할 수 있다.

상기한 성분 이외의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다. 또한, 본 발명의 효과를 저해하지 않는 범위이면, 상기 이외의 다른 성분의 함유를 거부하는 것은 아니다. 단, 산소(O)에 대해서는, 비금속 개재물을 생성하여 강판 품질에 악영향을 미친다. 이 때문에, O량은, 0.003％ 이하로 억제하는 것이 바람직하다.

다음으로, 강판의 마이크로 조직에 대해서 설명한다.

[페라이트의 면적률:20％ 이상]

페라이트는, 강성 및 딥 드로잉성의 향상에 유리한 집합 조직의 발달 효과를 갖는다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 페라이트의 면적률은 20％ 이상으로 할 필요가 있다. 보다 양호한 강성 및 딥 드로잉성을 얻기 위해서는, 페라이트의 면적률은 30％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 여기에서 말하는 페라이트는, 소위 페라이트에 더하여, 탄화물의 석출을 포함하지 않는 베이니틱 페라이트, 폴리고날 페라이트 및 침상 페라이트를 포함한다. 또한, 특별히 한정할 필요는 없지만, 상기한 페라이트의 면적률이 80％를 초과하면 소망하는 인장 강도 TS를 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서, 페라이트의 면적률은 20％ 이상으로 하고, 바람직하게는 30％ 이상, 보다 바람직하게는 30％ 이상 80％ 이하로 한다.

[마르텐사이트의 면적률:5％ 이상]

강판의 마이크로 조직이 마르텐사이트를 함유함으로써, 강도 및 강도-신장 밸런스가 향상된다. 마르텐사이트의 면적률이 5％ 미만에서는, 필요한 TS, 구체적으로는 780㎫ 이상의 TS를 확보하는 것이 곤란하다. 따라서, 마르텐사이트의 면적률은 5％ 이상으로 할 필요가 있다. 또한, 마르텐사이트의 면적률의 상한은, 특별히 한정되지 않지만, 60％ 정도이다.

[템퍼링 마르텐사이트의 면적률:5％ 이상]

템퍼링 마르텐사이트란, 마르텐사이트를 Ac₁ 변태점 이하의 온도로 가열하여 얻어지는 전위 밀도가 높은 페라이트와 세멘타이트의 복합 조직으로, 강의 강화에 유효하게 작용한다. 또한, 템퍼링 마르텐사이트는, 잔류 오스테나이트나 마르텐사이트에 비해 구멍 확장성에의 악영향이 작고, 현저한 구멍 확장성의 저하없이 강도를 확보하는데 유효한 금속상이다. 또한, 템퍼링 마르텐사이트가 마르텐사이트와 공존함으로써, 마르텐사이트에 의한 신장 플랜지성의 저하도 억제된다. 템퍼링 마르텐사이트의 면적률이 5％ 미만에서는, 상기와 같은 효과를 충분히 얻을 수 없다. 또한, 특별히 한정할 필요는 없지만, 상기한 템퍼링 마르텐사이트의 면적률이 60％를 초과하면 소망하는 인장 강도 TS를 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률은 5％ 이상으로 하고, 바람직하게는 5％ 이상 60％ 이하로 한다.

또한, 페라이트, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적률은, 이하와 같이 하여 구할 수 있다.

강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면(L 단면)을 연마 후, 3vol.％ 나이탈(nital)로 부식하고, 판두께 1/4 위치(강판 표면으로부터 깊이 방향으로 판두께의 1/4에 상당하는 위치)에 대해서, SEM(Scanning　Electron　Microscope；주사 전자 현미경)을 이용하여 2000배의 배율로 3시야 관찰한다. 얻어진 조직 화상에서, Adobe Systems사의 Adobe　Photoshop을 이용하여, 구성 상(相)(페라이트, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트)의 면적률을 3시야분 산출하고, 그들 값을 평균하여, 페라이트, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적률을 각각 구할 수 있다.

또한, 상기의 조직 화상에 있어서, 페라이트는 회색의 조직(하지 조직(base microstructure), 마르텐사이트는 백색의 조직, 템퍼링 마르텐사이트는 회색의 하지에, 미세한 백색의 탄화물이 석출되어 있는 조직을 나타내고 있기 때문에, 식별 및 면적률의 측정이 가능하다.

[페라이트의 평균 결정 입경:20.0㎛ 이하]

페라이트의 평균 결정 입경이 20.0㎛를 초과하면, 고강도화를 도모할 수 없다. 따라서, 페라이트의 결정 입경을 미세화하여 강도의 향상을 도모하기 위해서, 페라이트의 평균 결정 입경은 20.0㎛ 이하로 한다. 또한, 페라이트의 평균 결정 입경의 하한은, 특별히 한정할 필요는 없지만, 1㎛ 미만에서는, 연성이 저하하는 경향이 있다. 이 때문에, 페라이트의 평균 결정 입경은 1㎛ 이상인 것이 바람직하다.

또한, 페라이트의 평균 결정 입경은, 전술의 Adobe Photoshop을 이용하여, 조직 화상 상에 그은 선분의 길이를 실제의 길이로 보정한 값을, 화상 상에 그은 선분이 통과하는 결정립의 수로 나눔으로써 산출했다.

또한, 본 발명의 고강도 강판의 마이크로 조직에서는, 상기한 페라이트, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계의 면적률을 90％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 마이크로 조직에는, 페라이트, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트 이외에, 베이나이트, 템퍼링 베이나이트, 펄라이트, 세멘타이트 등의 강판에 공지의 상이, 면적률로 10％ 이하의 범위로 포함되어도, 본 발명의 효과가 저해되는 일은 없다.

[페라이트 및, 템퍼링 마르텐사이트를 포함하는 마르텐사이트에 있어서의 α-fiber에 대한 γ-fiber의 인버스 강도비:각각 1.00 이상]

α-fiber란 <110>축이 압연 방향에 평행한 섬유 집합 조직이다. 또한, γ-fiber란 <111>축이 압연면의 법선 방향에 평행한 섬유 집합 조직이다. 체심 입방 금속에서는, 압연 변형에 의해 α-fiber 및 γ-fiber가 강하게 발달하고, 재결정에서도 그들에 속하는 집합 조직이 형성된다고 하는 특징이 있다.

강판의 강성 및 영률의 향상, 구체적으로는, 각 방향의 영률 및 평균 r값을 향상시키기 위해서는, 특히, 페라이트 및, 템퍼링 마르텐사이트를 포함하는 마르텐사이트에 있어서의 γ-fiber를 발달시켜, 강판의 1/4 판두께 위치에 있어서의 페라이트 및, 템퍼링 마르텐사이트를 포함하는 마르텐사이트에 있어서의 α-fiber에 대한 γ-fiber의 인버스(inverse) 강도비를, 1.00 이상으로 할 필요가 있다.

또한, 페라이트 및, 템퍼링 마르텐사이트를 포함하는 마르텐사이트에 있어서의 α-fiber에 대한 γ-fiber의 인버스 강도비의 상한은, 특별히 한정되지 않지만, 각각 3.00 정도이다.

여기에서, 페라이트 및, 템퍼링 마르텐사이트를 포함하는 마르텐사이트에 있어서의 α-fiber에 대한 γ-fiber의 인버스 강도비는, 다음과 같이 하여 산출할 수 있다.

우선, 시료가 되는 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면(L 단면)을 습식 연마 및 콜로이달 실리카 용액을 이용한 버프 연마에 의해 표면을 평활화한다. 그 후, 시료 표면을 0.1vol.％ 나이탈로 부식함으로써, 시료 표면의 요철을 최대한 저감하고, 또한, 가공 변질층을 완전하게 제거한다. 다음으로, 강판의 판두께 1/4 위치(강판 표면으로부터 깊이 방향으로 판두께의 1/4에 상당하는 위치)에 대해서, SEM－EBSD(Electron Back－Scatter　Diffraction; 전자선 후방 산란 회절)법을 이용하여 결정 방위를 측정한다. 얻어진 데이터를, AMETEK　EDAX사의 OIM　Analysis를 이용하여, 우선 하이라이트(highlight)의 그레인(grain) 기능에 의해 유사 방위의 인접 페라이트를 포함하는 마르텐사이트(템퍼링 마르텐사이트를 포함함)를 선택하고, 다음으로 차트 기능에 의해 마르텐사이트(템퍼링 마르텐사이트를 포함함)의 방위 정보만을 추출한다. 이에 따라, 각 상(페라이트, 템퍼링 마르텐사이트를 포함하는 마르텐사이트)의 집합 조직 정보를 독립적으로 평가하고, 각 상의 α-fiber 및 γ-fiber의 인버스 강도비를 구함으로써, 페라이트 및, 템퍼링 마르텐사이트를 포함하는 마르텐사이트에 있어서의 α-fiber에 대한 γ-fiber의 인버스 강도비를 각각 산출할 수 있다.

본 발명에서는, 상기 성분 조성의 강을 상기 마이크로 조직으로 제어함으로써, 고 영률을 갖고, 나아가, 딥 드로잉성 및 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판을 얻을 수 있다. 또한, 본 발명의 고강도 강판은, 냉연 강판으로 해도 좋고, 또한, 표면에 용융 아연 도금 피막이나 합금화 용융 아연 도금 피막, 전기 아연 도금 피막, Al 도금 피막 등의 공지 공용의 도금 피막을 갖는 도금 강판이라도 좋다.

다음으로, 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다.

우선, CR:냉연 강판(도금 없음)으로서 제조하는 경우는, 예를 들면 연속 주조법에 의해 얻어진 상기 성분 조성의 강 슬래브를 1150℃ 이상 1300℃ 이하의 온도역으로 가열하고(강 슬래브의 가열 공정), 다음으로 강 슬래브를 850℃ 이상 1000℃ 이하의 온도역의 마무리 온도로 열간 압연하여 열연 강판으로 하고(열간 압연 공정), 다음으로 열연 강판을 500℃ 이상 800℃ 이하의 온도역에서 권취하고(권취 공정), 필요에 따라서 산 세정 처리 후(산 세정 공정), 열연 강판을 40％ 이상의 냉연 압하율로 냉간 압연하여, 냉연 강판으로 하고, (냉간 압연 공정), 이 냉연 강판을, 추가로 450℃ 이상 750℃ 이하의 온도역으로 가열하고, 당해 온도역에서 300s 이상 보존유지하고(제1 열처리 공정), 다음으로 750℃ 이상 950℃ 이하로 가열하고, 다음으로, 500℃까지의 평균 냉각 속도가 10℃/s 이상의 조건으로, 50℃ 이상 250℃ 이하의 냉각 정지 온도역까지 냉각한 후(제2 열처리 공정), 250℃ 초과 600℃ 이하까지 가열하고, 당해 온도역에서 10s 이상 보존유지(제3 열처리 공정)한다.

또한, 도금 강판으로서 제조하는 경우에는, 상기와 같이 하여 얻은 강판(제3 열처리 공정 후의 냉연 강판)에, 추가로 도금 처리를 실시한다. 예를 들면, 상기와 같이 하여 얻은 강판에, 용융 아연 도금 처리를 실시함으로써, 고강도 용융 아연 도금 강판이 얻어진다. 용융 아연 도금을 실시한 후, 용융 아연 도금의 합금화 처리를 실시함으로써, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판이 얻어진다.

이하, 각 공정에 대해서 더욱 상세하게 설명한다.

[강 슬래브의 가열 공정]

주조된 강 슬래브를 가열하는 단계에서 존재하고 있는 Nb 및 V계의 석출물은, 그대로는 최종적으로 얻어지는 강판 내에 조대한 석출물로서 잔존하게 되어, 강도, 영률, 평균 r값 및 구멍 확장성과 같은 강판의 모든 특성의 향상에 기여하지 않는다. 이 때문에, 강 슬래브의 가열시에는, 주조시에 석출한 Nb 및 V계 석출물을 재용해시킬 필요가 있다. 이에 의한 모든 특성에의 기여는, 1150℃ 이상의 가열로 확인되고 있다. 또한, 슬래브 표층의 기포나 편석 등의 결함을 스케일 오프(scale off)하고, 균열이나 요철이 적은 평활한 강판 표면을 얻기 위해서도, 1150℃ 이상으로 가열하는 것이 좋다. 한편, 가열 온도가 1300℃를 초과하면 오스테나이트의 결정립의 조대화를 일으켜, 결과적으로, 최종 조직이 조대화하여 강도 및 연성의 저하를 초래한다. 따라서, 강 슬래브는 1150℃ 이상 1300℃ 이하의 온도역으로 가열한다. 즉, 슬래브 가열 온도는 1150℃ 이상 1300℃ 이하로 한다.

[열간 압연 공정]

열간 압연 공정은, 조압연(rough rolling) 및 마무리 압연(finish rolling)으로 이루어지고, 가열 후의 강 슬래브는, 이 조압연 및 마무리 압연을 거쳐 열연 강판으로 된다. 이 열간 압연의 마무리 온도가 1000℃를 초과하면, 산화물(열연 스케일)의 생성량이 급격하게 증가하고, 지철과 산화물의 계면이 거칠어지기 때문에, 후단의 산 세정 공정 후나 냉간 압연 공정 후의 표면 품질이 열화한다. 한편으로, 열간 압연의 마무리 온도가 850℃ 미만이 되면, 압연 하중이 증대하여 압연 부하가 커지는 것 외에, 오스테나이트의 미재결정 상태에서의 압하율의 상승이나 핵 생성된 페라이트가 존재한 상태에서의 압연에 의한 이상(abnormal) 집합 조직의 발달을 초래한다. 그 결과, 최종 제품에 있어서의 면 내 이방성이 커져, 재질의 균일성이 손상될 뿐만 아니라, 영률 및 평균 r값 그 자체의 저하를 초래한다. 따라서, 열간 압연의 마무리 온도는 850℃ 이상 1000℃ 이하로 하고, 바람직하게는 850℃ 이상 950℃ 이하로 한다.

또한, 강 슬래브는, 통상의 조건으로 조압연에 의해 시트 바(sheet bar)로 되지만, 가열 온도를 낮게 한 경우에는, 열간 압연시의 트러블을 방지하는 관점에서, 마무리 압연 전에 바 히터(bar heater) 등을 이용하여 시트 바를 가열하는 것이 바람직하다. 또한, 열간 압연시에 조압연판끼리를 접합하여 연속적으로 마무리 압연을 행해도 좋다. 또한, 조압연판을 일단 권취해도 상관없다. 또한, 열간 압연시의 압연 하중을 저감하기 위해 마무리 압연의 일부 또는 전부를 윤활 압연으로 해도 좋다. 윤활 압연을 행하는 것은, 강판 형상의 균일화, 재질의 균일화의 관점에서도 유효하다. 또한, 윤활 압연시의 마찰 계수는, 0.10 이상 0.25 이하로 하는 것이 바람직하다.

[권취 공정]

열간 압연 후의 열연 강판을 권취할 때의 권취 온도가 800℃를 초과하면, 페라이트립이 조대화하여, 냉간 압연에서의 방위의 집적이 방해된다. 또한, Nb나 V의 탄질화물이 조대화하여 어닐링시의 페라이트의 재결정을 억제하는 효과나, 오스테나이트립의 조대화를 억제하는 효과가 작아진다. 한편, 권취 온도가 500℃ 미만이 되면, 페라이트 외에 경질인 베이나이트나 마르텐사이트가 생성되게 된다. 이 경우, 재결정 어닐링시에 집합 조직의 발달을 저해하는 고용 C량이 증대하고, 또한, 냉간 압연시의 입자 내의 방위 분산이 커진다. 그 결과, 어닐링 후의 집합 조직이 α-fiber 및 γ-fiber, 특히 γ-fiber로 발달하지 않고, 영률 및 평균 r값이 향상하지 않는다. 따라서, 권취 온도는, 500℃ 이상 800℃ 이하로 한다. 즉, 열간 압연 후는 500℃ 이상 800℃ 이하의 온도역에서 열연 강판을 권취한다.

[산 세정 공정]

상기와 같이 하여 얻어진 열연 강판에 냉간 압연을 실시하는 경우에는, 바람직하게는 열연 강판 표면의 산화 스케일을 산 세정에 의해 제거한 후, 냉간 압연에 제공하여 소정의 판두께의 냉연 강판으로 한다. 산 세정에 의해 강판 표면의 산화물(스케일)의 제거가 가능한 점에서, 최종 제품의 고강도 강판의 양호한 화성 처리성이나 도금 품질의 확보를 위해서 행하는 것이 바람직하다. 또한, 산 세정은, 1회로 행해도 좋고, 복수회로 나누어 행해도 좋다.

[냉간 압연 공정]

열간 압연 공정 후에 냉간 압연을 행하고, 영률 및 평균 r값의 향상에 유효한 α-fiber 및 γ-fiber를 집적시킨다. 즉, 냉간 압연에 의해 α-fiber 및 γ-fiber를 발달시킴으로써, 그 후의 어닐링 공정 후의 조직에서도, α-fiber 및 γ-fiber, 특히 γ-fiber를 갖는 페라이트를 늘려, 영률 및 평균 r값을 높게 한다.

이러한 효과를 얻기 위해서는, 냉간 압연시의 냉연 압하율을 40％ 이상으로 할 필요가 있다. 또한, 영률 및 평균 r값을 향상시키는 관점에서는, 냉연 압하율을 50％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편으로, 냉연 압하율이 커지면, 압연 하중이 커져 제조가 곤란해진다. 이 때문에, 냉연 압하율을 80％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 냉연 압하율은 40％ 이상으로 하고, 바람직하게는 40％ 이상 80％ 이하, 보다 바람직하게는 50％ 이상 80％ 이하로 한다. 또한, 압연 패스의 회수, 패스마다의 냉연 압하율에 대해서는 특별히 규정하는 일 없이 본 발명의 효과는 발휘된다.

[제1 열처리(어닐링) 공정]

·제1 가열

제1 가열에서의 어닐링 온도(가열 온도)는, 중요한 제조 인자의 하나이다. 즉, 제1 가열에서의 어닐링 온도는 450℃ 이상 750℃ 이하로 하고, 페라이트의 집합 조직을 α-fiber 및 γ-fiber, 특히 γ-fiber에 집적시킬 필요가 있다. 제1 가열에서의 어닐링 온도가 낮은 경우에는 미재결정 조직이 많이 잔존하고, 페라이트의 재결정시에 형성하는 γ-fiber로의 집적이 어려워지고, 그 결과, 각 방향의 영률 및 평균 r값이 저하한다. 이 때문에, 어닐링 온도는 450℃ 이상으로 한다. 또한, 영률 및 평균 r값을 향상시키는 관점에서는, 어닐링 온도를 500℃ 이상, 보다 바람직하게는 550℃ 이상으로 한다. 한편, 어닐링 온도가 750℃를 초과하면, 어닐링 중에 생성된 오스테나이트의 체적률이 증가하고, α-fiber 및 γ-fiber, 특히 γ-fiber에 집적한 페라이트의 체적률이 감소하기 때문에, 각 방향의 영률 및 평균 r값이 저하한다.

또한, 제1 가열 및 보존유지 후에 냉각을 행하는 경우에는, 냉각시에 오스테나이트가 변태하여 생성되는 페라이트, 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트, 베이나이트, 템퍼링 베이나이트 혹은 펄라이트, 세멘타이트 등의 탄화물 등이, 제1 가열로 제어한 페라이트의 집합 조직과는 상이한 집합 조직을 갖는 것이 된다. 그 결과, α-fiber 및 γ-fiber, 특히 γ-fiber에 집적하는 것이 어려워진다. 따라서, 제1 가열에서의 어닐링 온도는 750℃ 이하로 한다. 즉, 제1 열처리 공정에서는, 450℃ 이상 750℃ 이하의 온도역으로 가열한다. 바람직하게는 500℃ 이상 750℃ 이하, 보다 바람직하게는 550℃ 이상 750℃ 이하의 온도역으로 가열한다.

·제1 가열 후의 보존유지

제1 가열 후의 보존유지에서의 유지 시간(holding time)은, 중요한 제조 인자의 하나이다. 즉, 제1 가열 후의 보존유지에서의 유지 시간은 300s 이상으로 하고, 페라이트의 집합 조직을 α-fiber 및 γ-fiber, 특히 γ-fiber에 집적시킬 필요가 있다. 상기한 450℃ 이상 750℃ 이하의 온도역에서의 유지 시간이 300s 미만이 되면, 미재결정 조직이 잔존함으로써, γ-fiber로의 집적이 어려워져, 각 방향의 영률 및 평균 r값이 저하한다. 이 때문에, 유지 시간은 300s 이상으로 한다. 또한, 특별히 한정할 필요는 없지만, 제1 가열 후의 보존유지에서의 유지 시간이 100000s를 초과하면, 재결정 페라이트립이 조대화하여, 소망하는 인장 강도 TS를 확보하는 것이 곤란해진다. 이 때문에, 유지 시간은 100000s 이하인 것이 바람직하다. 따라서, 유지 시간은 300s 이상으로 하고, 바람직하게는 300s 이상 100000s 이하, 보다 바람직하게는 300s 이상 36000s 이하, 더욱 바람직하게는 300s 이상 21600s 이하로 한다.

또한, 본 발명의 제조 방법에서는, 제1 가열과, 제1 가열 후의 보존유지를 합하여, 제1 열처리 공정이라고 한다.

또한, 열처리는, 연속 어닐링이나 배치 어닐링(batch annealing) 중 어떠한 어닐링 방법으로 행해도 상관없다. 또한, 상기의 보존유지 후, 냉각을 행하는 경우에는, 실온까지 냉각해도 좋고, 또한, 과시효대(overaging zone)를 통과시키는 처리를 실시해도 좋다. 또한, 냉각 방법 및 냉각 속도는 특별히 규정되지 않고, 배치 어닐링에 있어서의 노냉(furnace cooling), 공냉(air cooling) 및 연속 어닐링에 있어서의 가스젯 냉각(gas jet cooling), 미스트 냉각(mist cooling), 수냉(water cooling) 등의 어떠한 냉각이라도 상관없다. 또한, 산 세정은 일반적인 방법에 따르면 좋다. 또한, 특별히 한정할 필요는 없지만, 실온 또는 과시효대까지의 평균 냉각 속도가 80℃/s를 초과하면, 강판 형상이 악화될 가능성이 있기 때문에, 냉각을 행하는 경우에는, 평균 냉각 속도가 80℃/s 이하인 것이 바람직하다.

[제2 열처리(어닐링) 공정]

·제2 가열

제2 가열에서의 어닐링 온도(가열 온도)는, 본 발명에서 중요한 제조 인자의 하나이다. 즉, 제2 가열에서의 어닐링 온도는 750℃ 이상 950℃ 이하로 하고, 페라이트, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 일정한 비율 이상 생성시킬 필요가 있다. 제2 가열에서의 어닐링 온도가 750℃ 미만이 되면, 오스테나이트의 생성이 불충분해지는 결과, 가열 후의 냉각에서 충분한 양의 마르텐사이트가 얻어지지 않아 소망하는 인장 강도 TS를 확보하는 것이 곤란해진다. 또한, 미재결정 조직이 잔존해 버려, 연성을 저하시킨다. 따라서, 어닐링 온도는 750℃ 이상으로 한다. 또한, 제2 가열에서의 어닐링 온도가 950℃를 초과하면, 오스테나이트 단상역에서의 어닐링이 되고, 제2 가열 및 가열 후의 보존유지로 형성되는 페라이트의 집합 조직이 랜덤화하여, 최종적으로 얻어지는 강판의 영률 및 평균 r값이 저하한다. 따라서, 어닐링 온도는 950℃ 이하로 한다. 즉, 제2 열처리(어닐링) 공정에서는, 750℃ 이상 950℃ 이하의 온도역으로 가열한다. 바람직하게는 750℃ 이상 920℃ 이하, 보다 바람직하게는 750℃ 이상 890℃ 이하의 온도역으로 가열한다.

또한, 제1 가열에서의 어닐링 온도:750℃이고, 또한 제2 가열에서의 어닐링 온도:750℃로 하는 경우는, 제1 열처리 공정과 제2 열처리 공정을 연속한 처리로 해도 좋다.

·제2 가열 후의 냉각

상기한 제2 가열 후의 냉각시에 있어서, 500℃까지의 평균 냉각 속도가 10℃/s 미만이 되면, 미변태 오스테나이트가 펄라이트로 변태하여, 소망하는 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적률을 확보할 수 없어, 소망하는 인장 강도 TS를 확보하는 것이 곤란해진다. 또한, 특별히 한정할 필요는 없지만, 상기한 평균 냉각 속도가 200℃/s를 초과하면, 강판 형상의 악화나, 냉각 도달 온도의 제어가 곤란해질 가능성이 있다. 이 때문에, 상기한 평균 냉각 속도는 200℃/s 이하인 것이 바람직하다. 따라서, 제2 가열 후의 냉각에서의 500℃까지의 평균 냉각 속도는 10℃/s 이상으로 하고, 바람직하게는 10℃/s 이상 200℃/s 이하, 보다 바람직하게는 10℃/s 이상 80℃/s 이하로 한다.

또한, 상기 냉각 공정에서의 냉각 정지 온도는, 본 발명에서 중요한 제조 인자의 하나이다. 즉, 냉각 정지 온도를 50℃ 이상 250℃ 이하로 하여, 템퍼링 마르텐사이트를 일정한 비율 이상 생성시킬 필요가 있다. 냉각 정지시에는 오스테나이트의 일부가 마르텐사이트로 변태하고, 나머지는 미변태의 오스테나이트가 된다. 이로부터 가열한 후(추가로 필요에 따라서, 도금 처리 또는 도금·합금화 처리한 후), 실온까지 냉각함으로써, 마르텐사이트는 템퍼링 마르텐사이트가 되고, 미변태 오스테나이트는 마르텐사이트가 된다. 즉, 제2 가열 후의 냉각에서의 냉각 정지 온도가 낮을수록, 냉각 중에 생성되는 마르텐사이트량이 증가하고, 미변태 오스테나이트량이 감소한다. 이 때문에, 냉각 정지 온도의 제어에 의해, 최종적인 마르텐사이트와 템퍼링 마르텐사이트의 양(면적률 또는 체적률)을 제어할 수 있다.

여기에서, 냉각 정지 온도가 250℃를 초과하면, 냉각 정지시의 마르텐사이트 변태가 불충분하여 미변태 오스테나이트량이 많아진다. 그 결과, 최종적인 마르텐사이트가 과잉으로 생성되어, 구멍 확장성을 저하시킨다. 한편, 냉각 정지 온도가 50℃ 미만에서는, 냉각 중에 오스테나이트가 대부분 마르텐사이트로 변태한다. 그 결과, 그 후의 재가열(제3 가열)시에 템퍼링 마르텐사이트의 양이 증대하여, 소망하는 TS를 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서, 제2 가열 후의 냉각에서의 냉각 정지 온도는 50℃ 이상 250℃ 이하로 하고, 바람직하게는 50℃ 이상 200℃ 이하로 한다.

또한, 본 발명의 제조 방법에서는, 제2 가열과, 제2 가열 후의 냉각을 합하여, 제2 열처리 공정이라고 한다.

[제3 열처리(재가열) 공정]

·제3 가열

상기한 제2 열처리 공정 후에 행하는 제3 가열에서의 가열 온도가 250℃ 이하에서는 마르텐사이트의 템퍼링이 불충분해져, 구멍 확장성이 저하한다. 한편, 제3 가열에서의 가열 온도가 600℃를 초과하면, 제2 가열 후의 냉각 정지시에 잔존한 미변태 오스테나이트가 펄라이트로 변태하여, 소망하는 인장 강도 TS를 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서, 제3 가열에서의 가열 온도는 250℃ 초과 600℃ 이하로 한다.

·제3 가열 후의 보존유지

제3 가열 후의 보존유지시의 250℃ 초과 600℃ 이하의 온도역에서의 유지 시간이 10s 미만이 되면, 상기 제2 가열 후의 냉각으로 생성된 마르텐사이트가 충분히 템퍼링되지 않아, 구멍 확장성이 저하한다. 또한, 특별히 한정할 필요는 없지만, 제3 가열 후의 보존유지에서의 유지 시간이 600s를 초과하면, 제2 가열 후의 냉각 정지시에 잔존한 미변태 오스테나이트가 베이나이트로 변태하고, 마르텐사이트의 생성량이 감소하여, 소망하는 인장 강도 TS의 확보가 곤란해진다. 따라서, 제3 가열 후의 보존유지에서의 유지 시간은 10s 이상으로 하고, 바람직하게는 10s 이상 600s 이하로 한다.

또한, 본 발명의 제조 방법에서는, 제3 가열과, 제3 가열 후의 보존유지를 합하여, 제3 열처리 공정이라고 한다.

여기에서, 냉연 강판으로서 제조하는 경우에는, 상기의 제3 가열 후의 보존유지시에, 과시효대를 통과시키는 처리를 실시해도 좋다.

또한, 도금 강판으로서 제조하는 경우에는, 상기와 같이 하여 얻은 강판(제3 열처리 공정 후의 냉연 강판)에, 추가로, 도금 처리를 실시한다. 도금으로서는, 용융 아연 도금, 합금화 용융 아연 도금 및, 전기 아연 도금 등의 아연 도금이나, Al 도금 등을 들 수 있다. 여기에서, 용융 아연 도금 강판으로서 제조하는 경우에는, 예를 들면, 상기의 제3 열처리 공정 후의 냉연 강판을, 용융 아연 중에 통판시켜, 용융 아연 도금 처리를 행하면 좋다. 또한 합금화 용융 아연 도금 강판으로서 제조하는 경우에는, 용융 아연 도금 처리 후, 추가로 용융 아연 도금의 합금화 처리를 행하면 좋다.

이하, 용융 아연 도금 처리 및 합금화 처리에 대해서 설명한다.

[용융 아연 도금 처리]

용융 아연 도금을 실시하는 경우는, 420℃ 이상 550℃ 이하의 온도역에서 실시하는 것이 바람직하고, 예를 들면, 어닐링(제3 열처리 공정) 후의 냉각 중에 행할 수 있다. 용융 아연 도금욕은, GI(용융 아연 도금 강판)에서는, Al:0.15∼0.23 질량％를 함유하는 아연욕을 사용하고, GA(합금화 용융 아연 도금 강판)에서는, Al:0.12∼0.20질량％를 함유하는 아연욕을 사용하는 것이 바람직하다. 또한, 도금 부착량은 편면당 20∼70g/㎡(양면 도금)가 바람직하다. 또한, GA의 경우는, 후술하는 합금화 처리를 실시함으로써, 도금층 중의 Fe 농도를 7∼15질량％로 하는 것이 바람직하다.

[합금화 처리]

합금화 처리시의 합금화 처리 온도가 470℃ 미만이 되면, 합금화가 진행하지 않는다고 하는 문제가 발생한다. 한편으로, 합금화 처리 온도가 600℃를 초과하는 경우, 제2 가열 후의 냉각 정지시에 잔존한 미변태 오스테나이트가 펄라이트로 변태하여, 소망하는 강도를 확보할 수 없다. 따라서, 합금화 처리 온도는 470℃ 이상 600℃ 이하로 한다. 즉, 아연 도금의 합금화 처리는, 470℃ 이상 600℃ 이하의 온도역에서 실시한다.

이상 기술한 바와 같이, 본 발명의 제조 방법에서는, 제1 열처리 공정에서, 450℃ 이상 750℃ 이하의 온도역으로 가열 후, 보존유지함으로써, 미재결정 페라이트를 충분히 재결정시켜, 영률 및 평균 r값의 향상에 유리한 집합 조직, 특히 γ-fiber를 발달시킨다. 또한, 제1 열처리 공정에서, 페라이트의 집합 조직을 특히 γ-fiber로 높여 두면, 그 후의 제2 열처리 공정에 있어서, 페라이트＋오스테나이트 2상역에서의 어닐링에 의해 페라이트 소지(underlying ferrite) 중에 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 분산시켰다고 해도, 제1 열처리 공정에서 형성한 집합 조직이 크게 변화하는 일은 없다. 즉, 최종적으로 얻어지는 강판에 있어서도, 특히 γ-fiber로의 집적도가 높은 페라이트 및 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트가 형성되기 때문에, 영률 및 평균 r값을 저하시키는 일 없이, 효과적으로 강도를 향상시키는 것이 가능해진다.

또한, 상기와 같이 열처리, 나아가 도금 처리, 합금화 처리를 실시하고, 냉연 강판이나 용융 아연 도금 강판, 합금화 용융 아연 도금 강판 등으로 한 후, 스킨 패스 압연(skin pass rolling)을 실시해도 좋다. 상기한 열처리 및 도금 처리 후에 스킨 패스 압연을 실시하는 경우, 스킨 패스 압연의 신장률은, 0.1％ 이상 1.5％ 이하의 범위가 바람직하다. 스킨 패스 압연의 신장률이 0.1％ 미만에서는, 형상 교정의 효과가 작고, 제어도 곤란한 점에서, 이것이 양호 범위의 하한이 된다. 또한, 스킨 패스 압연의 신장률이 1.5％를 초과하면, 생산성이 현저하게 저하하기 때문에, 이를 양호 범위의 상한으로 한다. 또한, 스킨 패스 압연은, 인 라인(in-line)으로 행해도 좋고, 오프 라인(off-line)으로 행해도 좋다. 또한, 한번에 목적의 압하율의 스킨 패스를 행해도 좋고, 몇회로 나누어 행해도 상관없다.

(실시예)

다음으로, 실시예에 대해서 설명한다. 또한, 본 발명은 이들 실시예만에 한정되는 것은 아니다.

표 1에 나타내는 성분 조성을 갖고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을 전로(converter)에서 용제하고, 연속 주조법으로 강 슬래브로 했다. 얻어진 강 슬래브를 표 2에 나타내는 조건으로 열간 압연한 후, 얻어진 열연 강판을 권취하여, 산 세정했다. 다음으로, 표 2에 나타내는 조건으로 열연 강판을 냉간 압연하여 냉연 강판으로 한 후, 표 2에 나타내는 조건으로 열처리(제1∼3의 열처리 공정)를 행했다(CR:냉연 강판(도금 없음)). 일부의 것은, 추가로 제3 열처리 공정 후, 용융 아연 도금 처리를 실시했다(GI:용융 아연 도금 강판). 또한, 일부의 것은, 용융 아연 도금 처리를 실시한 후, 추가로, 합금화 처리를 실시했다(GA:합금화 용융 아연 도금 강판).

또한, 용융 아연 도금욕은, GI에서는 Al:0.18질량％를 함유하는 아연욕을 사용하고, GA에서는 Al:0.15질량％를 함유하는 아연욕을 사용하고, 욕온은 470℃로 했다. 도금 부착량은 편면당 45g/㎡(양면 도금)로 하고, GA는, 도금층 중의 Fe 농도를 9∼12질량％로 했다.

이상의 공정을 거쳐 얻어진 각 강판을 공시재로 하여, 기계적 특성을 평가했다. 기계적 특성은, 이하와 같이 하여, 인장 시험 및 영률 측정, 평균 r값 측정 및 구멍 확장 시험을 행하여, 각각의 공시재를 평가했다.

그 평가 결과를 표 3에 나타낸다. 또한, 공시재인 각 강판의 판두께를 표 3에 병기한다.

[인장 시험]

인장 시험은, 신장률 0.5％의 스킨 패스 압연(조질 압연)을 실시한 강판으로부터, 인장 방향이 강판의 압연 방향과 직각 방향이 되도록 채취한 JIS5호 시험편을 이용하여, JIS Z 2241(2011년)에 준거하여 행하고, 인장 강도 TS, 전체 신장 EL을 측정했다.

[영률 측정]

영률 측정은 강판의 압연 방향(L 방향), 강판의 압연 방향에 대하여 45°방향(D 방향), 강판의 압연 방향에 대하여 직각 방향(C 방향)의 3방향으로부터 10㎜×50㎜의 시험편을 잘라내고, 횡진동형의 공진 주파수 측정 장치를 이용하여, American Society to Testing Materials의 기준(C1259)에 따라 영률을 측정했다.

또한, 압연 방향(L 방향) 및 압연 방향에 대하여 45°방향(D 방향)의 영률이 205㎬ 이상이고, 또한 압연 방향에 대하여 직각 방향(C 방향)의 영률이 220㎬ 이상인 경우를 영률이 높다고 판정했다.

[평균 r값 측정]

평균 r값 측정은, 강판의 압연 방향(L 방향), 강판의 압연 방향에 대하여 45°방향(D 방향), 강판의 압연 방향에 대하여 직각 방향(C 방향)의 3방향으로부터 각각 채취한 JIS Z 2201(1998년)에 규정된 JIS5호 시험편을 이용하고, JIS Z 2254의 규정에 준거하여 각각의 소성 변형비 r_L, r_D, r_C를 구하고, 이하의 식에 의해 평균 r값을 산출했다.

평균 r값＝(r_L＋2r_D＋r_C)/4

또한, 평균 r값≥1.05인 경우를 평균 r값이 양호로 판정했다.

[구멍 확장 시험]

구멍 확장성은, JIS Z 2256(2010년)에 준거하여 행했다. 즉, 얻어진 각 강판을 100㎜×100㎜으로 절단 후, 클리어런스 12％±1％로 직경 10㎜의 구멍을 펀칭했다. 그 후, 내경 75㎜의 다이스를 이용하여 주름 누름힘(blank holding force) 9ton(88.26kN)으로 누른 상태에서, 60°원추의 펀치를 구멍에 밀어넣어 균열 발생 한계에 있어서의 구멍 직경을 측정했다. 그리고, 하기의 식으로부터, 한계 구멍 확장률:λ(％)를 구하고, 이 한계 구멍 확장률의 값으로부터 구멍 확장성을 평가했다.

한계 구멍 확장률:λ(％)＝{(D_f－D₀)/D₀}×100

단, D_f는 균열 발생시의 공경(㎜), D₀는 초기 공경(㎜)이다. 또한, 한계 구멍 확장률:λ≥20％인 경우를 구멍 확장성이 양호로 판정했다.

또한, 전술한 방법에 따라서, 페라이트의 면적률, 마르텐사이트의 면적률 및, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률, 또한, 강판의 판두께 1/4 위치에 있어서의 페라이트 및, 템퍼링 마르텐사이트를 포함하는 마르텐사이트에서의 α-fiber에 대한 γ-fiber의 인버스 강도비를 각각 구했다. 결과를 표 3에 나타낸다.

표 3에 나타내는 바와 같이, 발명예는 모두, 인장 강도 TS가 780㎫ 이상이고, 압연 방향 및 압연 방향에 대하여 45°방향의 영률은 각각 205㎬ 이상, 또한 압연 방향에 대하여 직각 방향의 영률은 220㎬ 이상으로 양호하고, 또한, 평균 r값이 1.05 이상, 또한 한계 구멍 확장률:λ가 20％ 이상인 우수한 딥 드로잉성 및 신장 플랜지성을 갖고 있어, 소망하는 기계적 특성이 얻어졌다. 한편, 비교예에서는, TS, 각 방향의 영률, 평균 r값 및 λ 중, 적어도 하나 이상의 특성이 뒤떨어져 있다.

이상, 본 발명의 실시의 형태에 대해서 설명했지만, 본 발명은, 본 실시의 형태에 의한 본 발명의 개시된 일부를 이루는 기술에 의해 한정되는 것은 아니다. 즉, 본 실시의 형태에 기초하여 통상의 기술자 등에 의해 이루어지는 다른 실시의 형태, 실시예 및 운용 기술 등은 모두 본 발명의 범주에 포함된다. 예를 들면, 상기한 제조 방법에 있어서의 일련의 열처리에 있어서는, 열이력 조건만 만족하면, 강판에 열처리를 실시하는 설비 등은 특별히 한정되는 것은 아니다.

또한, 본 발명은, 전기 아연 도금 강판 등의 강판에도 적용하여, 고강도 강판으로 할 수 있어, 동일한 효과를 기대할 수 있다.

(산업 상의 이용 가능성)

본 발명의 고강도 강판은, 예를 들면, 자동차 구조 부재에 적용함으로써 차체 경량화에 의한 연비 개선을 도모할 수 있어, 산업상의 이용 가치는 매우 크다.

Claims

질량％로, C:0.060％ 이상 0.200％ 이하, Si:0.50％ 이상 2.20％ 이하, Mn:1.00％ 이상 3.00％ 이하, P:0.100％ 이하, S:0.0100％ 이하, Al:0.010％ 이상 2.500％ 이하, N:0.0100％ 이하, Nb:0.001％ 이상 0.200％ 이하 및, V:0.001％ 이상 0.200％ 이하를 함유함과 함께, 하하기 (1)식으로부터 구해지는 C^*가 500≤C^*≤1300의 관계를 충족시키고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
페라이트의 면적률이 20％ 이상, 마르텐사이트의 면적률이 5％ 이상, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률이 5％ 이상이고, 상하기 페라이트, 상하기 마르텐사이트 및 상하기 템퍼링 마르텐사이트의 합계의 면적률이 90% 이상이고,
상하기 페라이트의 평균 결정 입경이 20.0㎛ 이하이고, 또한 상하기 페라이트 및, 상하기 템퍼링 마르텐사이트를 포함하는 상하기 마르텐사이트에 있어서의 α-fiber에 대한 γ-fiber의 인버스 강도비가, 각각 1.00 이상인 마이크로 조직을 갖는, 고강도 강판.
하기
C^*＝(C－(12.0/92.9)×Nb－(12.0/50.9)×V)×10000 … (1)
또한, 식 중의 각 원소 하기호는 각 원소(C, Nb 및 V)의 강판 중 함유량(질량 ％)을 나타내고, C^*의 단위는 질량ppm이다.
제1항에 있어서,
상기 성분 조성이, 추가로, 이하의 그룹 (A)~(D) 중의 1그룹 또는 2그룹 이상을 함유하는, 고강도 강판.
(A) 질량％로, Cr:0.05％ 이상 1.00％ 이하, Mo:0.05％ 이상 1.00％ 이하, Ni:0.05％ 이상 1.00％ 이하 및, Cu:0.05％ 이상 1.00％ 이하 중으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소
(B) 질량％로, B:0.0003％ 이상 0.0050％ 이하
(C) 질량％로, Ca:0.0010％ 이상 0.0050％ 이하, Mg:0.0005％ 이상 0.0100％ 이하 및, REM:0.0003％ 이상 0.0050％ 이하 중으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소
(D) 질량％로, Sn:0.0020％ 이상 0.2000％ 이하 및, Sb:0.0020％ 이상 0.2000％ 이하 중으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소
제1항에 있어서,
상하기 성분 조성이, 추가로, 질량％로, Ta:0.0010％ 이상 0.1000％ 이하를 함유하고, Ta를 함유하는 경우에 하하기 (2)식으로부터 구해지는 C^*가, 500≤C^*≤1300의 관계를 충족시키는, 고강도 강판.
하기
C^*＝(C－(12.0/92.9)×Nb－(12.0/50.9)×V－(12.0/180.9)×Ta)×10000 … (2)
또한, 식 중의 각 원소 하기호(C, Nb, V 및 Ta)는 각 원소의 강판 중 함유량(질량％)을 나타내고, C^*의 단위는 질량ppm이다.
제2항에 있어서,
상하기 성분 조성이, 추가로, 질량％로, Ta:0.0010％ 이상 0.1000％ 이하를 함유하고, Ta를 함유하는 경우에 하하기 (2)식으로부터 구해지는 C^*가, 500≤C^*≤1300의 관계를 충족시키는, 고강도 강판.
하기
C^*＝(C－(12.0/92.9)×Nb－(12.0/50.9)×V－(12.0/180.9)×Ta)×10000 … (2)
또한, 식 중의 각 원소 하기호(C, Nb, V 및 Ta)는 각 원소의 강판 중 함유량(질량％)을 나타내고, C^*의 단위는 질량ppm이다.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 고강도 강판이 냉연 강판인, 고강도 강판.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 고강도 강판의 표면에 도금 피막을 갖는, 고강도 강판.
제6항에 있어서,
상기 도금 피막이 아연 도금 피막인, 고강도 강판.
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