KR102177591B1

KR102177591B1 - 고강도 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR102177591B1
Application number: KR1020197002600A
Authority: KR
Inventors: 노리아키 고사카; 미치타카 사쿠라이; 요시카즈 스즈키; 요시마사 히메이
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2016-08-10
Filing date: 2017-08-10
Publication date: 2020-11-11
Also published as: KR20190022786A; EP3498876B1; US11186889B2; CN109642280B; JPWO2018030502A1; JP6384623B2; EP3498876A1; CN109642280A; US20200347473A1; EP3498876A4; MX2019001148A; WO2018030502A1

Abstract

인장 강도 : 980 ㎫ 이상을 갖고 또한 양호한 성형성을 갖는 고강도 강판을 제공한다. 특정한 성분 조성과, 페라이트상의 평균 입경이 1.5 ㎛ 이하, 페라이트상의 면적률이 2 ％ 이상 15 ％ 이하, 템퍼드 마텐자이트상의 면적률이 75 ％ 이상 96 ％ 이하, 단위 면적당의, 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상과 페라이트상의 계면 길이 및 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상과 템퍼드 마텐자이트상의 계면 길이의 합계치가 6.3 × 10⁸ ㎛/㎡ 이상 5.0 × 10¹¹ ㎛/㎡ 이하인 조직을 갖는 고강도 강판으로 한다.

Description

고강도 강판 및 그 제조 방법

본 발명은, 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 지구 환경 보전의 관점에서, CO₂ 배출량의 규제를 목적으로 하여 자동차 업계 전체에서 자동차의 연비 개선이 지향되고 있다. 자동차의 연비 개선에는, 사용 부품의 박육화에 의한 자동차의 경량화가 가장 유효하기 때문에, 최근, 자동차 부품용 소재로서의 고강도 강판의 사용량이 증가하고 있다.

한편, 강판의 성형성은 고강도화에 수반하여 악화되는 경향이 있다. 그 때문에, 고강도에 더하여, 성형성이 우수한 강판이 요망되고 있다. 연신성이 부족한 강판에서는 성형할 때에 균열 등의 문제로 인해 자동차 부품 등으로의 적용이 불가능하다. 자동차 부품 등을 경량화하는 데에는, 고강도와 연신성을 겸비한 강판 개발이 필수이며, 지금까지도 연신성에 주목한 고강도의 냉연 강판 및 용융 도금 강판에 대해, 여러 가지 기술이 제안되어 있다.

예를 들어, 특허문헌 1 에서는, mass％ 로, C : 0.03 ∼ 0.18 ％, Si : 0.01 ∼ 1.5 ％, Mn : 0.5 ∼ 3.0 ％, P : 0.001 ∼ 0.1 ％, S : 0.0001 ∼ 0.008 ％, Sol.Al : 0.01 ∼ 0.1 ％, N : 0.0001 ∼ 0.008 ％ 를 함유하고, 잔부가 실질적으로 Fe 로 이루어지고, 강판 표층 두께가 10 ∼ 100 ㎛ 이고 페라이트 체적률 90 ％ 이상인 연질층을 갖고, 중심부의 조직은 템퍼드 마텐자이트 체적률이 30 ∼ 80 ％ 이고, 페라이트상 중과 템퍼드 마텐자이트상 중의 Si 농도비를 규정함으로써, 가공성 및 도장 후 내식성이 우수한 고강도 냉연 강판이 얻어진다고 하고 있다.

특허문헌 2 에서는, 질량％ 로, C : 0.03 ∼ 0.30 ％, Si : 0.1 ∼ 3.0 ％, Mn : 0.1 ∼ 5.0 ％, P : 0.1 ％ 이하, S : 0.1 ％ 이하, N : 0.01 ％ 이하, Al : 0.01 ∼ 1.00 ％ 를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 경도 380 초과 450 Hv 이하의 템퍼드 마텐자이트가 면적률로 70 ％ 이상을 함유하고 잔부가 페라이트로 이루어지는 조직을 갖고, 상기 템퍼드 마텐자이트 중에 있어서의 세멘타이트 입자의 입도 분포를 규정함으로써, 연신율과 연신 플랜지성의 밸런스가 우수한 고강도 냉연 강판이 얻어진다고 하고 있다.

특허문헌 3 에서는, 질량％ 로, C : 0.05 ％ 이상 0.5 ％ 이하, Si : 0.01 ％ 이상 2.5 ％ 이하, Mn : 0.5 ％ 이상 3.5 ％ 이하, P : 0.003 ％ 이상 0.100 ％ 이하, S : 0.02 ％ 이하, Al : 0.010 ％ 이상 0.5 ％ 이하, B : 0.0002 ％ 이상 0.005 ％ 이하, Ti : 0.05 ％ 이하를 함유하고, 또한 Ti ＞ 4 N 을 만족시키고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과, 면적률로 60 ％ 이상 95 ％ 이하의 템퍼드 마텐자이트와, 면적률로 5 ％ 이상 20 ％ 이하의 평균 입경이 5 ㎛ 이하인 잔류 오스테나이트를 함유하고, 또한 상기 템퍼드 마텐자이트의 평균 입경이 5 ㎛ 이하인 조직을 갖는 것으로 함으로써, 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판이 얻어진다고 하고 있다.

특허문헌 4 에서는, 성분 조성으로서, 질량％ 로, C : 0.10 ％ 초과 ∼ 0.18 ％ 미만, Si : 0.01 ∼ 1.00 ％, Mn : 1.5 ∼ 4.0 ％, P : 0.100 ％ 이하, S : 0.020 ％ 이하, Al : 0.010 ∼ 0.500 ％, Cr : 0.010 ∼ 2.000 ％, Nb : 0.005 ∼ 0.100 ％, Ti : 0.005 ∼ 0.100 ％, B : 0.0005 ％ 초과 ∼ 0.0030 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 마이크로 조직이, 면적률 0 ∼ 10 ％ 의 페라이트, 면적률 15 ∼ 60 ％ 의 마텐자이트, 면적률 20 ∼ 50 ％ 의 템퍼드 마텐자이트, 면적률 20 ∼ 50 ％ 의 베이나이틱 페라이트로 이루어지고, 괴상 마텐자이트, 템퍼드 마텐자이트 및 베이나이틱 페라이트의 평균 결정 입경이 각각 15 ㎛ 이하, 베이나이틱 페라이트의 면적률에서 템퍼드 마텐자이트의 면적률을 뺀 값이 20 ％ 이하, 전체 마텐자이트의 면적률에서 차지하는 인접상이 마텐자이트만으로 이루어지는 마텐자이트의 면적률이 5 ％ 이하이고, 표층 조직 경도를 규정함으로써, 내충격성 및 굽힘 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판이 얻어진다고 하고 있다.

일본 공개특허공보 2005-256044호 일본 공개특허공보 2011-52295호 일본 공개특허공보 2012-31462호 일본 공개특허공보 2015-117403호

그러나, 특허문헌 1 에서 제안된 기술에서는, 강도나 굽힘성이 불충분한 경우가 있다. 또, 특허문헌 1 에서 제안된 기술에서는, 어닐링시에 냉각 속도가 상이한 2 단 냉각을 실시하는 것에 의해 목적으로 하는 조직을 얻고 있지만, 후단의 냉각에서는 수랭이 필요해진다. 자동차 부품 등은 부식 환경 하에서 사용되기 때문에, 도금 특성이 양호한 것이 바람직하지만, 강판 표면에 물이 부착된 상태에서는, 도금욕에 넣을 수 없기 때문에, 특허문헌 1 은 용융 도금 강판에는 적용할 수 없다.

특허문헌 2 에서 제안된 기술에서는, 확산 속도가 치환형 원소와 비교하여 현저하게 빠른 C 를 제어하고, 템퍼드 마텐자이트 중의 세멘타이트의 입성장을 제어할 필요가 있다고 생각되지만, 입도 분포를 제어하는 방법에 대해 개시되어 있지 않아, 실시는 불가능하다고 생각된다.

특허문헌 3 에서 제안된 기술에서는, 표층 및 중앙부의 표층 조직이 굽힘성에 대해 최적인 것은 아니다. 특히 잔류 오스테나이트상은 높은 연성을 갖는 조직이지만, 매우 엄격한 가공을 받는 판 두께 표층에서는 잔류 오스테나이트는 가공 유기 (誘起) 변태되기 쉽고, 변태 후의 마텐자이트상이 굽힘성에 악영향을 초래하는 경우가 있다.

특허문헌 4 에서 제안된 기술에서는, Nb 를 함유하여 Nb 탄질화물이 굽힘성에 악영향을 미치는 경우가 있다. 또, 베이나이틱 페라이트나 베이나이트는 연질인 bcc 구조를 갖는 철과 경질인 세멘타이트의 계면 길이를 증대시켜, 굽힘 가공시에 bcc 구조를 갖는 철과 세멘타이트의 계면 박리에서 기인한 미소 크랙이 발생할 가능성이 높아진다.

본 발명은 이러한 사정을 감안하여 이루어진 것으로, 인장 강도 : 980 ㎫ 이상을 갖고, 또한 양호한 성형성을 갖는 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은 상기 과제를 해결하기 위해서, 인장 강도 980 ㎫ 이상 또한 양호한 성형성을 겸비하는 고강도 강판의 요건에 대해 예의 검토하였다. 인장 강도 : 980 ㎫ 을 얻기 위해, 강도와 가공성의 쌍방이 우수한 템퍼드 마텐자이트상에 주목하였다. 그러나, 템퍼드 마텐자이트상에서도, 엄격한 굽힘 조건 하에 있어서는, 균열이나 국소적인 네킹과 같은 문제가 확인되었다. 그래서, 굽힘성을 개선하는 요건에 대해 추구한 결과, 마텐자이트 변태에 수반되는 변태 변형을 활용함으로써, 전위가 생성되기 때문인지, 굽힘 가공시의 응력 집중이 방해되어 변형이 분산되는 것을 지견하였다. 게다가, 특정한 성분 조성을 갖고, 특정 입경을 갖는 미세한 페라이트상을 특정량 존재시켜, 템퍼드 마텐자이트상의 면적률, 및 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상과 페라이트상 혹은 템퍼드 마텐자이트상의 계면 길이를 특정 범위로 하면, 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상에 의한 변태 변형 도입의 효과는 높아져, 인장 강도 980 ㎫ 이상 또한 양호한 성형성을 갖는 고강도 강판이 되는 것이 분명해졌다. 또, 그 고강도 강판은, 용융 도금의 도금성도 양호한 것이 분명해졌다.

본 발명은 상기의 지견에 기초하여 완성된 것으로, 그 요지는 다음과 같다.

[1] 질량％ 로, C : 0.07 ％ 이상 0.14 ％ 이하, Si : 0.65 ％ 이상 1.65 ％ 이하, Mn : 1.8 ％ 이상 2.6 ％ 이하, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Al : 0.08 ％ 이하, N : 0.0060 ％ 이하, Ti : 0.005 ％ 이상 0.030 ％ 이하, B : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하와, Cr : 0.01 ％ 이상 0.40 ％ 이하 및 Mo : 0.01 ％ 이상 0.50 ％ 이하에서 선택되는 1 종 또는 2 종을 함유하고, 하기 (1) 식을 만족시키고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 페라이트상의 평균 입경이 1.5 ㎛ 이하, 페라이트상의 면적률이 2 ％ 이상 15 ％ 이하, 템퍼드 마텐자이트상의 면적률이 75 ％ 이상 96 ％ 이하, 단위 면적당의, 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상과 페라이트상의 계면 길이 및 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상과 템퍼드 마텐자이트상의 계면 길이의 합계치가 6.3 × 10⁸ ㎛/㎡ 이상 5.0 × 10¹¹ ㎛/㎡ 이하인 고강도 강판.

여기서, [％M] (M = Cr, Mo, C) 은, 각각, 질량％ 에서의 각 원소의 함유량을 나타낸다.

[2] 상기 성분 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, V : 0.001 ％ 이상 0.3 ％ 이하, Cu : 0.001 ％ 이상 0.1 ％ 이하 및 Ni : 0.001 ％ 이상 0.2 ％ 이하에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 [1] 에 기재된 고강도 강판.

[3] 표면에 용융 도금층을 갖는 [1] 또는 [2] 에 기재된 고강도 강판.

[4] 상기 용융 도금층이, 질량％ 로, Fe : 5.0 ％ 이상 20.0 ％ 이하, Al : 0.001 ％ 이상 1.0 ％ 이하와, Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi 및 REM 에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 합계 0 ％ 이상 3.5 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 [3] 에 기재된 고강도 강판.

[5] 상기 용융 도금층이, 합금화 용융 도금층인 [3] 또는 [4] 에 기재된 고강도 강판.

[6] [1] 또는 [2] 에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를, 1100 ℃ 이상 1300 ℃ 이하에서 가열하고, 마무리 압연이 820 ℃ 이상인 열간 압연을 실시하고, 마무리 압연 종료 후 3 초 이내에 냉각을 개시하여 마무리 압연 온도로부터 700 ℃ 까지 평균 냉각 속도 30 ℃/s 이상 80 ℃/s 미만으로 냉각시킨 후, 권취 온도까지 평균 냉각 속도 10 ℃/s 이하로 냉각시키고, 권취 온도 580 ℃ 이상 680 ℃ 이하에서 권취하는 열간 압연 공정과, 상기 열간 압연 공정 후에, 냉간 압연을 실시하는 냉간 압연 공정과, 상기 냉간 압연 공정 후에, 500 ℃ 이상 (Ac₃ ― 120) ℃ 이하의 온도역의 평균 가열 속도가 4.5 ℃/s 이상으로 (Ac₃ ― 50) ℃ 이상 (Ac₃ ― 10) ℃ 이하까지 가열하고, (Ms ― 150) ℃ 이하까지 냉각시킨 후, 200 ℃ 이상 440 ℃ 이하의 온도역에서 15 초 이상 체류시키는 어닐링 공정을 갖는 고강도 강판의 제조 방법.

[7] 어닐링 공정 후에, 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하로 다시 가열하여 용융 도금 처리하는 용융 도금 공정을 갖는 [6] 에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

[8] 용융 도금 공정에 있어서, 용융 도금 처리 후 추가로 합금화 처리하는 [7] 에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

또한, 본 발명에 있어서, 「고강도」란 인장 강도 (TS) : 980 ㎫ 이상인 것을 의미한다. 또, 「고강도 강판」은, 냉연 강판, 또는 냉연 강판의 표면에 용융 도금층을 갖는 용융 도금 강판이다. 「용융 도금 강판」은, 용융 도금 강판뿐만 아니라, 합금화 용융 도금 강판도 포함한다.

본 발명의 고강도 강판은, 인장 강도 (TS) : 980 ㎫ 이상의 고강도와 우수한 성형성을 겸비한다. 따라서, 본 발명의 고강도 강판을 자동차 부품, 특히 자동차용 골격 부재에 적용하면, 자동차 부품의 추가적인 경량화를 실현할 수 있다. 또, 본 발명의 고강도 강판은 용융 도금의 도금성도 우수하기 때문에, 고강도와 우수한 성형성을 겸비하고 또한 부도금부의 발생이 억제된 용융 도금 강판으로 할 수 있다.

이하, 본 발명의 실시형태에 대해 설명한다.

＜고강도 강판의 성분 조성＞

본 발명의 고강도 강판의 성분 조성은, 질량％ 로, C : 0.07 ％ 이상 0.14 ％ 이하, Si : 0.65 ％ 이상 1.65 ％ 이하, Mn : 1.8 ％ 이상 2.6 ％ 이하, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Al : 0.08 ％ 이하, N : 0.0060 ％ 이하, Ti : 0.005 ％ 이상 0.030 ％ 이하, B : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하와, Cr : 0.01 ％ 이상 0.40 ％ 이하 및 Mo : 0.01 ％ 이상 0.50 ％ 이하에서 선택되는 1 종 또는 2 종을 함유하고, 하기 (1) 식을 만족시킨다.

이하에 각 성분 조성을 설명한다. 이하의 설명에 있어서, 성분의 함유량을 나타내는 「％」는 「질량％」를 의미한다.

C : 0.07 ％ 이상 0.14 ％ 이하

C 는, 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상 및 템퍼드 마텐자이트상의 형성, 및 그 강도에 관한 것이다. 인장 강도 : 980 ㎫ 이상을 얻으려면, 적어도 C 함유량을 0.07 ％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 한편, C 함유량이 0.14 ％ 를 상회하면, 조대한 세멘타이트를 형성하여, 굽힘성이 저하된다. 그 때문에, 본 발명에서는, C 함유량은 0.07 ％ 이상 0.14 ％ 이하이다. C 함유량의 하한에 대해, 바람직하게는 0.08 ％ 이상, 보다 바람직하게는 0.09 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.10 ％ 이상이다. C 함유량의 상한에 대해 바람직하게는 0.13 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.12 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.11 ％ 이하이다.

Si : 0.65 ％ 이상 1.65 ％ 이하

Si 는, 가공 경화능을 상승시켜 굽힘성의 향상에 기여하는 원소이다. Si 는 페라이트상 생성에도 관여하며, 본 발명의 고강도 강판은 제조할 때에 급속 가열에 의해 어닐링되지만, Si 가 0.65 ％ 를 하회하면 안정적으로 원하는 페라이트상의 면적률이 잘 얻어지지 않게 되어, 굽힘성이 낮아진다. 이상으로부터, 본 발명에서 요구하는 굽힘성을 얻으려면, Si 는 적어도 0.65 ％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 또, Si 가 1.65 ％ 를 상회하면, 도금성에 대한 악영향이 현재화된다. 따라서, 본 발명에서는, Si 함유량은, 1.65 ％ 이하이다. Si 함유량의 하한에 대해 바람직하게는 0.80 ％ 이상, 보다 바람직하게는 0.90 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 1.00 ％ 이상이다. Si 함유량의 상한에 대해 바람직하게는 1.60 ％ 이하, 보다 바람직하게는 1.50 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 1.40 ％ 이하이다.

Mn : 1.8 ％ 이상 2.6 ％ 이하

Mn 은, ??칭성을 높여 조대 페라이트상의 생성의 억제에 기여하는 원소이다. 본 발명에서 필요한 ??칭성을 얻으려면, Mn 은 1.8 ％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 한편, Mn 은 Ms 점을 저하시키기 때문에, Mn 량이 지나치게 많으면, 본 발명에서 규정하는 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상이 얻어지지 않는다. 또, Mn 은 마텐자이트 변태 개시 온도를 저하시키기 때문에, 본 발명의 고강도 강판을 제조할 때의 어닐링 공정에 있어서, 냉각 정지 온도 (Ms ― 150 ℃) 이하까지의 냉각에 있어서 매우 높은 냉각 속도가 필요해진다. 이와 같은 냉각 속도의 제어성이 나빠지는 관점에서, 굽힘성이 악화된다. 또, Mn 은 도금성을 저하시킨다. 이상으로부터, 본 발명에서는, Mn 함유량은 1.8 ％ 이상 2.6 ％ 이하이다. Mn 함유량의 하한에 대해 바람직하게는 1.9 ％ 이상, 보다 바람직하게는 2.0 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 2.1 ％ 이상이다. Mn 함유량의 상한에 대해 바람직하게는 2.5 ％ 이하, 보다 바람직하게는 2.4 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 2.3 ％ 이하이다.

P : 0.05 ％ 이하

P 는, 입계에 편석되어 굽힘성을 악화시키는 원소이다. 본 발명에서는, P 함유량은 0.05 ％ 이하까지 허용할 수 있다. P 함유량은, 0.05 ％ 이하, 바람직하게는 0.04 ％ 이하이다. P 함유량은, 최대한 저감시키는 편이 바람직하지만, 제조상, 0.002 ％ 는 불가피적으로 혼입되는 경우가 있다.

S : 0.005 ％ 이하

S 는, 강 중에서 조대한 MnS 를 형성하고, 이것이 열간 압연시에 신전 (伸展) 하여 쐐기상의 개재물이 됨으로써, 굽힘성에 악영향을 초래한다. 본 발명에서는, S 함유량은 0.005 ％ 까지 허용할 수 있다. S 함유량은, 0.005 ％ 이하, 바람직하게는 0.003 ％ 이하이다. S 함유량은, 최대한 저감시키는 편이 바람직하지만, 제조상, 0.0002 ％ 는 불가피적으로 혼입되는 경우가 있다.

Al : 0.08 ％ 이하

Al 을 제강의 단계에서 탈산제로서 첨가하는 경우, Al 함유량을 0.02 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.03 ％ 이상이다. 한편, Al 은 굽힘성을 악화시키는 산화물을 형성한다. 그 때문에, 본 발명에서는, Al 함유량은 0.08 ％ 이하이고, 바람직하게는 0.07 ％ 이하이다. 보다 바람직하게는 0.06 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다.

N : 0.0060 ％ 이하

N 은, Ti 나 B 와 결합하여 조대한 개재물을 형성함으로써 굽힘성에 악영향을 초래하고, ??칭성을 저하시켜, 미세 페라이트상의 형성을 방해하는 유해한 원소이다. 본 발명에서는, N 함유량은 0.0060 ％ 까지 허용할 수 있다. N 함유량은 바람직하게는 0.0050 ％ 이하이다. 보다 바람직하게는 0.0040 ％ 이하이다. N 함유량은, 최대한 저감시키는 편이 바람직하지만, 제조상, 0.0005 ％ 는 불가피적으로 혼입되는 경우가 있다.

Ti : 0.005 ％ 이상 0.030 ％ 이하

Ti 는 유해한 원소인 N 을 질화물로서 고정시키고, B 의 N 에 의한 ??칭성의 저하를 방지할 수 있는 원소이다. B 에 의한 ??칭성 저하를 억제하려면, 적어도 Ti 는 0.005 ％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 한편, Ti 가 0.030 ％ 를 상회하면, 조대한 Ti 를 함유하는 탄질화물에 의해 굽힘성이 저하된다. 그 때문에, 본 발명에서는, Ti 함유량은 0.005 ％ 이상 0.030 ％ 이하이다. 또한, Ti 함유량을 0.010 ％ 이상 0.028 ％ 이하로 하고, 그 밖의 조대 개재물을 형성할 수 있는 원소인 Nb 를 0.003 ％ 미만으로까지 제한하는 것이 바람직하다.

B : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하

B 는 ??칭성을 향상시켜, 미세 페라이트상 생성에 기여하는 원소이다. 이 효과를 얻으려면, 적어도 B 는 0.0002 ％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 한편, B 함유량이 0.0030 ％ 를 상회하면, 고용 B 에 의한 연성 저하의 악영향에 의해, 굽힘성이 저하된다. 그 때문에, 본 발명에서는, B 함유량은 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하이다. B 함유량의 하한에 대해 바람직하게는 0.0005 ％ 이상, 보다 바람직하게는 0.0006 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.0010 ％ 이상이다. B 함유량의 상한에 대해 바람직하게는 0.0025 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0020 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.0016 ％ 이하이다.

Cr : 0.01 ％ 이상 0.40 ％ 이하 및 Mo : 0.01 ％ 이상 0.50 ％ 이하에서 선택되는 1 종 또는 2 종

Cr 및 Mo 는 ??칭성을 향상시키는 원소이고, 미세 페라이트상 형성에 기여하는 원소이다. 이 효과를 얻으려면, Cr 을 0.01 ％ 이상 함유시키거나, Mo 를 0.01 ％ 이상 함유시키거나, 또는 Cr 및 Mo 를 각각 0.01 ％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 한편, Cr 이 0.40 ％ 를 초과하면 상기 효과가 포화되기 때문에, 상한을 0.40 ％ 로 하였다. 또, Cr 함유량이 0.40 ％ 를 상회하면 도금성이 저하되어, 양호한 도금성상을 갖는 강판이 잘 얻어지지 않게 되기 때문에, 도금성의 관점에서도 0.40 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, Mo 함유량이 0.50 ％ 를 상회하면, 변태점이 적절한 범위로부터 벗어나, 본 발명에서 규정하는 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상이 얻어지지 않게 된다. 따라서, 본 발명에서는, Cr 함유량은 0.40 ％ 이하, Mo 함유량은 0.50 ％ 이하이다. Cr 함유량의 하한에 대해 바람직하게는 0.02 ％ 이상, 보다 바람직하게는 0.03 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.04 ％ 이상이다. Cr 함유량의 상한에 대해 바람직하게는 0.35 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.30 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.20 ％ 이하이다. Mo 함유량의 하한에 대해 바람직하게는 0.02 ％ 이상, 보다 바람직하게는 0.05 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.10 ％ 이상이다. Mo 함유량의 상한에 대해 바람직하게는 0.43 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.40 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.30 ％ 이하이다.

(1) 식을 만족

Cr 및 Mo 는 어닐링시의 ??칭성 향상에 의한 조대 페라이트상 생성 억제 외에, 열간 압연 공정에서의 마무리 압연 종료 후의 냉각 과정에 있어서 오스테나이트 → 페라이트 변태시의 오스테나이트/페라이트 계면 이동을 방해하여, 열연 조직을 미세하게 하는 효과도 얻어진다. 열연 조직을 미세하게 함으로써, 열연판에서의 C 농도가 높은 부분을 많이 생성시켜 본 발명에서 규정하는 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트 조직이 얻어지지만, C 함유량이 많은 경우에는, C 농도가 높은 부분의 분포 밀도가 성겨져, 본 발명에서 규정하는 조직이 얻어지지 않는다. 이것을 억제하기 위해, (1) 식을 만족시키는 범위에서 Cr 및 Mo 를 함유시킬 필요가 있다. Mo 의 계수는, C 의 분포 밀도를 바꾸는 영향의 크기를 나타낸 것이다. (1) 식의 좌변의 바람직한 범위는, 2.1 이상이다. (1) 식의 상한은 없고, Cr 및 Mo 의 함유량 상한에 의해 결정된다.

이상이 본 발명의 고강도 강판의 성분 조성의 기본 구성이지만, 본 발명의 고강도 강판은, 추가로, 질량％ 로, V : 0.001 ％ 이상 0.3 ％ 이하, Cu : 0.001 ％ 이상 0.1 ％ 이하 및 Ni : 0.001 ％ 이상 0.2 ％ 이하에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유해도 된다.

V, Cu 및 Ni 는, 추가적인 고강도화에 기여하는 원소이다. 이것들을 함유함으로써, 강도 안정성이 개선된다. 이 효과를 얻으려면, V, Cu 및 Ni 는 각각 적어도 0.001 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, V 함유량이 0.3 ％, Cu 함유량이 0.1 ％, Ni 함유량이 0.2 ％ 를 상회하면 강판의 변태점이 변화되어, 본 발명에서 요구하는 조직이 잘 얻어지지 않게 된다. 바람직한 V 함유량은 0.01 ％ 이상 0.2 ％ 이하, 바람직한 Cu 함유량은 0.01 ％ 이상 0.08 ％ 이하, 바람직한 Ni 함유량은 0.01 ％ 이상 0.1 ％ 이하이다.

상기 성분 이외의 성분은, Fe 및 불가피적 불순물이다. 또한, 상기의 성분 조성에 있어서, 함유하지 않아도 되는 성분을 하한치 미만에서 함유하는 경우, 그 성분은 불가피적 불순물로서 함유되는 것으로 한다.

또, 본 발명의 고강도 강판은, 추가로 하기 식 (2) 식을 만족시키는 것이 바람직하다.

[％Cr] ≤ 0.215[％Si]² － 0.8[％Si] ＋ 0.747 (2)

여기서, [％M] (M = Cr, Si) 은, 각각, 질량％ 에서의 각 원소의 함유량을 나타낸다.

(2) 식을 만족

Si 와 Cr 의 양자를 함유하면, 상승 효과에 의해 도금성이 악화된다. 그 때문에, 도금성의 관점에서, Si 함유량에 대해 Cr 함유량 상한이 변화된다. (2) 식은, Si 를 변화시켰을 때의 도금성이 양호해지는 Cr 상한량의 관계를 근사식으로 한 것이다. (2) 식을 만족시키는 범위이면, 양호한 도금성을 갖는 강판이 얻어진다.

＜고강도 강판의 금속 조직＞

계속해서, 본 발명의 고강도 강판의 금속 조직 (강 조직) 에 대해 설명한다. 금속 조직은, 고강도 강판의 압연 방향과 평행한 단면을 주사 전자 현미경을 사용하여 조직 관찰함으로써 구해진다.

본 발명의 고강도 강판의 금속 조직은, 페라이트상의 평균 입경이 1.5 ㎛ 이하, 페라이트상의 면적률이 2 ％ 이상 15 ％ 이하, 템퍼드 마텐자이트상의 면적률이 75 ％ 이상 96 ％ 이하, 단위 면적당의, 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상과 페라이트상의 계면 길이 및 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상과 템퍼드 마텐자이트상의 계면 길이의 합계치가 6.3 × 10⁸ ㎛/㎡ 이상 5.0 × 10¹¹ ㎛/㎡ 이하이다.

페라이트상의 평균 입경이 1.5 ㎛ 이하, 페라이트상의 면적률이 2 ％ 이상 15 ％ 이하

페라이트상은 연성을 갖는 조직으로 굽힘성을 양호하게 하는 효과가 있다. 페라이트상이 전혀 없는 조직이면, 가공 경화능이나 연성이 부족하여, 굽힘 가공시에 연성 부족, 혹은 응력 집중의 발생에 의해 균열이 발생한다. 한편, 페라이트립이 조대하면, 미세한 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상의 생성을 저해하여, 오히려 굽힘성을 나쁘게 한다. 또, 지나치게 페라이트상이 많으면, 본 발명의 고강도 강판에 있어서의 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상 및 템퍼드 마텐자이트상에서는 인장 강도 980 ㎫ 이상이 잘 얻어지지 않게 된다. 따라서, 강도 및 굽힘성의 관점에서, 페라이트상의 평균 입경 및 면적률을 함께 제어할 필요가 있고, 본 발명에서는, 페라이트상의 평균 입경은 1.5 ㎛ 이하이고, 페라이트상의 면적률은 2 ％ 이상 15 ％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는, 페라이트상의 평균 입경은 1.2 ㎛ 이하, 페라이트상의 면적률은 2 ％ 이상 10 ％ 이하이다. 페라이트상의 평균 입경의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 페라이트상의 평균 입경은 0.1 ㎛ 이상이다.

템퍼드 마텐자이트상의 면적률이 75 ％ 이상 96 ％ 이하

템퍼드 마텐자이트상은, 결정립 내에 배향성을 갖는 미세한 철계 탄화물과 부식흔이 확인되는 조직이다. 철계 탄화물로는, 세멘타이트, η 탄화물, χ 탄화물, ε 탄화물 등을 들 수 있다. 이 템퍼드 마텐자이트상은 강도와 연성의 밸런스가 우수하여, 본 발명에서는 주로 템퍼드 마텐자이트상에 의해 강도를 얻고 있다. 템퍼드 마텐자이트상의 면적률이 75 ％ 를 하회하면, 인장 강도가 저하되는 경향이 있고, 페라이트상의 평균 입경이나 페라이트상의 면적률에 따라 다르기도 하지만 템퍼드 마텐자이트상의 면적률이 75 ％ 를 하회하면 인장 강도 980 ㎫ 을 하회하는 경우가 있다. 한편, 템퍼드 마텐자이트상의 면적률이 96 ％ 를 상회하면, 본 발명에서 요구하는 양호한 굽힘성은 얻어지지 않게 된다. 이상으로부터, 본 발명에서는, 템퍼드 마텐자이트상의 면적률은 75 ％ 이상 96 ％ 이하이다. 조직이 균일할수록 인장 특성의 편차가 작아지는 경향이 있는 점에서, 템퍼드 마텐자이트상의 면적률이 85 ％ 초과인 것이 보다 바람직하다. 더욱 바람직하게는 86 ％ 이상이다. 상한에 대해 바람직하게는 94 ％ 이하, 보다 바람직하게는 91 ％ 이하이다. 또한, 템퍼드 마텐자이트상은, 예를 들어 후술하는 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법에 있어서의 어닐링 공정에서의 가열 후의 급랭에 의해 생성된 마텐자이트상이, 200 ℃ 이상 440 ℃ 이하의 온도역에 체류 (유지) 되는 과정에서 변화함으로써 발생시킬 수 있다.

단위 면적당의, 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상과 페라이트상의 계면 길이 및 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상과 템퍼드 마텐자이트상의 계면 길이의 합계치가 6.3 × 10⁸ ㎛/㎡ 이상 5.0 × 10¹¹ ㎛/㎡ 이하

템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상은 입 내에 철계 탄화물이 확인되지 않고, 주사 전자 현미경으로 백색 콘트라스트로 관찰되는 조직이다. 단위 면적당의, 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상과 페라이트상의 계면 길이 및 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상과 템퍼드 마텐자이트상의 계면 길이의 합계치가, 6.3 × 10⁸ ㎛/㎡ 이상 5.0 × 10¹¹ ㎛/㎡ 이하이면, 양호한 굽힘성을 갖는 강판이 된다. 그 계면 길이가 6.3 × 10⁸ ㎛/㎡ 이상 5.0 × 10¹¹ ㎛/㎡ 이하이면, 강판 내부에 적당한 전위가 도입됨으로써, 굽힘 가공시의 응력 집중을 막아, 양호한 굽힘성이 얻어진 것으로 추측된다. 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상은, 상세하게는 후술하는 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법에 의해 얻어진다. 이 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상 생성시의 변태 변형에 의해 인접하는 조직에 전위가 도입된다. 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상의 인접 조직이 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상이면 전위 도입에 의한 굽힘성 향상 효과가 얻어지지 않는다. 그 때문에, 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상에 페라이트상 혹은 템퍼드 마텐자이트상이 인접하고 있는 영역이 있을 필요가 있고, 굽힘성 향상 효과를 얻으려면, 단위 면적당의, 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상과 페라이트상의 계면 길이 및 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상과 템퍼드 마텐자이트상의 계면 길이의 합계치가, 6.3 × 10⁸ ㎛/㎡ 이상일 필요가 있다. 한편, 그 계면 길이가 5.0 × 10¹¹ ㎛/㎡ 를 상회하면 과도하게 전위가 도입되게 되기 때문인지, 굽힘성이 저하된다. 단위 면적당의, 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상과 페라이트상의 계면 길이 및 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상과 템퍼드 마텐자이트상의 계면 길이의 합계치는, 하한에 대해 바람직하게는 8.0 × 10⁸ ㎛/㎡ 이상, 보다 바람직하게는 1.0 × 10¹⁰ ㎛/㎡ 이상이다. 상한에 대해 바람직하게는 4.6 × 10¹¹ ㎛/㎡ 이하이다. 보다 바람직하게는 20 × 10¹⁰ ㎛/㎡ 이하이다.

페라이트상, 템퍼드 마텐자이트상, 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상 이외에, 잔류 오스테나이트상 (잔류 γ) 이나 베이나이트상 (B) 을, 예를 들어 4 ％ 이하 정도 함유하고 있어도 된다. 또한, 본 발명에 있어서, 상기 계면 길이가 특정한 범위에 있으면, 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트의 면적률은 특별히 한정되지 않지만, 1 ∼ 5 ％ 인 경우가 많다.

＜용융 도금층＞

본 발명의 고강도 강판은, 표면에 용융 도금층을 갖는 것, 즉 용융 도금 강판이나 합금화 용융 도금 강판이어도 된다. 이하에 그 용융 도금층에 대해 설명한다. 본 발명에 있어서, 용융 도금층을 구성하는 성분은 특별히 한정되지 않고, 일반적인 성분이면 된다. 용융 도금층으로는, Zn 계 도금층이나 Al 계 도금층을 들 수 있다. Zn 계 도금으로는, 일반적인 용융 아연 도금 (GI), Zn-Ni 계 도금, Zn-Al 계 도금 등을 들 수 있다. 또, Al 계 도금으로는, Al-Si 계 도금 (예를 들어, 10 ∼ 20 mass％ 의 Si 를 함유하는 Al-Si 계 도금) 등을 예시할 수 있다. Zn 계 도금층으로는, 구체적으로는 예를 들어, 질량％ 로, Fe : 5.0 ∼ 20.0 ％, Al : 0.001 ％ ∼ 1.0 ％ 를 함유하고, 추가로 Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, REM 에서 선택하는 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0 ∼ 3.5 ％ 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어지는 용융 아연 도금층을 들 수 있다. 또, 용융 도금층은, 합금화된 합금화 용융 도금층이어도 된다. 합금화 용융 도금층으로는, 예를 들어, 합금화 용융 아연 도금 (GA) 층을 들 수 있다. 도금의 부착량도 임의이지만, 용접성의 관점에서는 편면당 120 g/㎡ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, 부착량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 통상적으로 30 g/㎡ 이상이다.

본 발명의 고강도 강판의 판 두께는 특별히 한정되지 않지만, 0.5 ㎜ 이상 2.6 ㎜ 이하인 것이 바람직하다. 고강도 강판이 도금층을 구비하는 경우, 판 두께는 도금층을 제외한 지철 강판의 판 두께이다.

＜고강도 강판의 제조 방법＞

다음으로, 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법에 대해 설명한다. 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법은, 열간 압연 공정과, 냉간 압연 공정과, 어닐링 공정을 갖는다. 구체적으로는, 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법은, 상기 성분 조성을 갖는 강 소재를, 1100 ℃ 이상 1300 ℃ 이하에서 가열하고, 마무리 압연이 820 ℃ 이상인 열간 압연을 실시하고, 마무리 압연 종료 후 3 초 이내에 냉각을 개시하여 마무리 압연 온도로부터 700 ℃ 까지 평균 냉각 속도 30 ℃/s 이상 80 ℃/s 미만으로 냉각시킨 후, 권취 온도까지 평균 냉각 속도 10 ℃/s 이하로 냉각시키고, 권취 온도 580 ℃ 이상 680 ℃ 이하에서 권취하는 열간 압연 공정과, 상기 열간 압연 공정 후에, 냉간 압연을 실시하는 냉간 압연 공정과, 상기 냉간 압연 공정 후에, 500 ℃ 이상 (Ac₃ ― 120) ℃ 이하의 온도역의 평균 가열 속도가 4.5 ℃/s 이상으로 (Ac₃ ― 50) ℃ 이상 (Ac₃ ― 10) ℃ 이하까지 가열하고, (Ms ― 150) ℃ 이하까지 냉각시킨 후, 200 ℃ 이상 440 ℃ 이하의 온도역에서 15 초 이상 체류시키는 어닐링 공정을 갖는다. 또, 표면에 용융 도금층을 갖는 고강도 강판을 제조하는 경우에는, 상기 어닐링 공정 후에, 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하로 다시 가열하여 용융 도금 처리하는 용융 도금 공정을 갖는다. 또한, 표면에 합금화 용융 도금층을 갖는 고강도 강판을 제조하는 경우에는, 용융 도금 공정에 있어서, 용융 도금 처리 후 추가로 합금화 처리한다. 이하, 각 공정에 대해 상세하게 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서, 온도는 특별히 언급하지 않는 한 강 소재나 강판의 표면 온도로 한다. 또, 평균 가열 속도는 ((가열 후의 표면 온도 ― 가열 전의 표면 온도)/가열 시간), 평균 냉각 속도는 ((냉각 전의 표면 온도 ― 냉각 후의 표면 온도)/냉각 시간) 으로 한다.

(열간 압연 공정)

열간 압연 공정은, 상기 성분 조성을 갖는 강 소재를, 1100 ℃ 이상 1300 ℃ 이하에서 가열하고, 마무리 압연이 820 ℃ 이상인 열간 압연을 실시하고, 마무리 압연 종료 후 3 초 이내에 냉각을 개시하여 마무리 압연 온도로부터 700 ℃ 까지 평균 냉각 속도 30 ℃/s 이상 80 ℃/s 미만으로 냉각시킨 후, 권취 온도까지 평균 냉각 속도 10 ℃/s 이하로 냉각시키고, 권취 온도 580 ℃ 이상 680 ℃ 이하에서 권취하는 공정이다.

상기 강 소재 제조를 위한 용제 방법은 특별히 한정되지 않고, 전로 (轉爐), 전기로 등, 공지된 용제 방법을 채용할 수 있다. 또, 진공 탈가스로에서 2 차 정련을 실시해도 된다. 그 후, 생산성이나 품질상의 문제로부터 연속 주조법에 의해 슬래브 (강 소재) 로 하는 것이 바람직하다. 또, 조괴-분괴 압연법, 박 슬래브 연주법 등, 공지된 주조 방법으로 슬래브로 해도 된다.

강 소재의 가열 온도 : 1100 ℃ 이상 1300 ℃ 이하

본 발명에 있어서는, 조 (粗) 압연에 앞서 강 소재를 가열하여, 강 소재의 강 조직을 실질적으로 균질한 오스테나이트상으로 할 필요가 있다. 또, 조대한 개재물의 생성을 억제하기 위해서는 가열 온도의 제어가 중요해진다. 가열 온도가 1100 ℃ 를 하회하면 원하는 마무리 완료 압연 온도를 얻을 수 없다. 한편, 가열 온도가 1300 ℃ 를 상회하면, 스케일 로스가 증대되어, 가열로의 노체에 대한 손상이 커진다. 그 때문에, 강 소재의 가열 온도는 1100 ℃ 이상 1300 ℃ 이하로 하는 것이 필요하다. 강 소재의 가열 온도의 하한에 대해, 바람직하게는 1120 ℃ 이상, 보다 바람직하게는 1150 ℃ 이상이다. 상한에 대해 바람직하게는 1280 ℃ 이하, 보다 바람직하게는 1260 ℃ 이하이다. 또한, 상기 가열 후의 조압연의 조압연 조건에 대해서는 특별히 한정되지 않는다.

마무리 압연 온도 : 820 ℃ 이상

조압연 후의 마무리 압연은, 820 ℃ 이상의 온도에서 실시한다. 마무리 압연 온도가 820 ℃ 를 하회하면, 압연 중에 오스테나이트 → 페라이트 변태가 개시되어 버려, 페라이트립이 입성장하기 때문에 본 발명에서 규정하는 강판 조직이 얻어지지 않게 된다. 그 때문에, 본 발명의 제조 방법에서는, 마무리 압연 온도는 820 ℃ 이상이다. 마무리 압연 온도는 바람직하게는 840 ℃ 이상이다. 마무리 압연 온도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 통상적으로 1000 ℃ 이하이다.

마무리 압연 종료 후 3 초 이내에 냉각을 개시하여 마무리 압연 온도로부터 700 ℃ 까지 평균 냉각 속도 30 ℃/s 이상 80 ℃/s 미만으로 냉각시킨 후, 권취 온도까지 평균 냉각 속도 10 ℃/s 이하로 냉각시키고, 권취 온도 580 ℃ 이상 680 ℃ 이하에서 권취한다.

열연 강판에서는, 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상의 계면 길이를 증대시켜 상기 특정 범위로 하기 위해서, 미세한 페라이트 조직을 갖는 조직을 만들 필요가 있다. 마무리 압연 종료 후, 마무리 압연 온도로부터 700 ℃ 까지 평균 냉각 속도 30 ℃/s 이상으로 실시하는 냉각의 냉각 개시까지의 시간이 3 초 (s) 를 상회하면, 고온에서 오스테나이트 → 페라이트 변태가 개시되어 버려, 미세한 페라이트 조직이 얻어지지 않게 된다. 그 냉각을 개시하고 나서 700 ℃ 까지는 동일하게 오스테나이트-페라이트립계 이동 속도가 빨라, 페라이트립이 조대화되기 쉬운 온도역이다. 그 때문에, 마무리 압연 온도로부터 700 ℃ 까지의 평균 냉각 속도는 30 ℃/s 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 냉각 속도가 80 ℃/s 이상으로 냉각시키면 냉각 정지 온도의 제어가 불안정해져, 후술하는 700 ℃ 이하에서의 C 확산이 촉진되지 않을 가능성이 있어, 원하는 강판 조직이 잘 얻어지지 않게 된다. 700 ℃ 이하에서는, 페라이트 계면 및 입계의 삼중점에 C 를 확산시켜 농도가 높은 부분을 형성하고, 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상의 형성을 촉진시킬 필요가 있다. 그 때문에, 700 ℃ 로부터 권취 온도까지의 평균 냉각 속도는 10 ℃/s 이하로 할 필요가 있다. 마무리 압연 종료 후, 0.1 초 이상 2.0 초 이내에, 마무리 압연 온도로부터 700 ℃ 까지 평균 냉각 속도 35 ℃ 이상 80 ℃/s 미만으로 냉각시킨 후 권취 온도까지 평균 냉각 속도 8 ℃/s 이하로 냉각시키는 것이 바람직하다. 또한, 마무리 압연 온도로부터 700 ℃ 까지 평균 냉각 속도 30 ℃/s 이상 80 ℃/s 미만으로 실시하는 냉각과, 그 후의 권취 온도까지 평균 냉각 속도 10 ℃/s 이하로 실시하는 냉각은 연속해서 실시해도 되지만, 마무리 압연 온도로부터 700 ℃ 까지 평균 냉각 속도 30 ℃/s 이상 80 ℃/s 미만으로 실시하는 냉각 후, 상기 C 농도의 분포의 관점에서, 680 ℃ 이상 700 ℃ 이하에서 3 초 이상 15 초 이하 동안 강제 냉각을 하지 않고 (즉, 특별 냉각 조작을 실시하지 않고) 체류시키고, 그 후 권취 온도까지 평균 냉각 속도 10 ℃/s 이하로 냉각시키는 것이 바람직하다. 또, 권취 온도까지의 상기 평균 냉각 속도의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 통상적으로 1 ℃/s 이상이다.

권취 온도가 580 ℃ 이상 680 ℃ 이하

권취에서는, 생성된 미세 페라이트 조직을 변화시키지 않고, 베이나이트상 등의 저온 변태상을 생성시키지 않는 것이 중요해진다. 580 ℃ 를 하회하면 베이나이트 변태가 개시될 가능성이 있어, 본 발명에서 규정하는 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트 조직이 얻어지지 않는다. 한편, 권취 온도가 680 ℃ 를 상회하면, 페라이트립이 입성장함으로써 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상과 페라이트상 및 템퍼드 마텐자이트상의 계면 길이가 저하된다. 이상으로부터, 권취 온도의 범위가 580 ℃ 이상 680 ℃ 이하일 필요가 있다. 하한에 대해 바람직하게는 600 ℃ 이상, 보다 바람직하게는 610 ℃ 이상이다. 상한에 대해 바람직하게는 660 ℃ 이하, 보다 바람직하게는 650 ℃ 이하이다.

(냉간 압연 공정)

냉간 압연 공정이란, 상기 열간 압연 공정 후에 열연판을 냉간 압연하는 공정이다. 원하는 판 두께를 얻기 위해, 열간 압연 공정 후의 열연판에 냉간 압연을 실시할 필요가 있다. 본 발명에 있어서, 냉간 압연 공정의 조건은 특별히 한정되지 않는다. 냉간 압연시의 판 형상의 관점에서, 냉간 압연의 압연율을 40 ∼ 80 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

(어닐링 공정)

어닐링 공정은, 냉간 압연 공정 후에, 500 ℃ 이상 (Ac₃ ― 120) ℃ 이하의 온도역의 평균 가열 속도가 4.5 ℃/s 이상으로 (Ac₃ ― 50) ℃ 이상 (Ac₃ ― 10) ℃ 이하까지 가열하고, (Ms ― 150) ℃ 이하까지 냉각시킨 후, 200 ℃ 이상 440 ℃ 이하의 온도역에서 15 초 이상 체류시키는 공정이다. 어닐링 공정은, 예를 들어 무산화형 혹은 직화형의 연속 어닐링 라인에서 실시되고, 용융 도금층을 형성하는 경우에는 무산화형 혹은 직화형의 연속 용융 도금 라인에서 실시된다.

500 ℃ 이상 (Ac₃ ― 120) ℃ 이하의 온도역의 평균 가열 속도가 4.5 ℃/s 이상

열간 압연 공정에 있어서 본 발명에서 규정하는 마텐자이트상을 얻기 위해서 미세 페라이트상으로 했지만, 이 미세 페라이트상으로 한 효과는, 어닐링 공정에서의 가열시에 회복이 진행되면 잃게 되어 버리기 때문에, 회복을 저해하면서 재결정, 혹은 페라이트 → 오스테나이트 변태를 진행시킬 필요가 있다. 회복은 500 ℃ 이상에서 진행되고, (Ac₃ ― 120) ℃ 이하에서 재결정 혹은 페라이트 → 오스테나이트 변태가 개시되기 때문에, 본 발명에 있어서는, 냉간 압연 공정 후에 (Ac₃ ― 50) ℃ 이상 (Ac₃ ― 10) ℃ 이하까지 가열할 때에, 500 ℃ 이상 (Ac₃ ― 120) ℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 가열 속도는 4.5 ℃/s 이상으로 할 필요가 있다. Ac₃ 이란, 가열시, 페라이트가 오스테나이트로의 변태를 완료하는 온도이다. 500 ℃ 이상 (Ac₃ ― 120) ℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 가열 속도는, 바람직하게는 5.0 ℃/s 이상이다. 또한, 냉간 압연 공정 후에 (Ac₃ ― 50) ℃ 이상 (Ac₃ ― 10) ℃ 이하까지 가열할 때에, 500 ℃ 미만이나, (Ac₃ ― 120) ℃ 보다 높은 온도에서의 가열 속도는, 특별히 한정되지 않는다. 또, 상기 평균 가열 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 통상적으로 50 ℃/s 이하이다.

가열 온도 (어닐링 온도) : (Ac₃ ― 50) ℃ 이상 (Ac₃ ― 10) ℃ 이하

가열 공정에서는, 페라이트상을 적당량 형성시킬 필요가 있다. 가열 온도가 (Ac₃ ― 50) ℃ 이상 (Ac₃ ― 10) ℃ 이하의 범위 외이면, 본 발명에서 규정하는 페라이트상의 면적률이 얻어지지 않게 된다. 가열 온도는, 바람직하게는 (Ac₃ ― 40) ℃ 이상 (Ac₃ ― 15) ℃ 이하이다. 또한, (Ac₃ ― 50) ℃ 이상 (Ac₃ ― 10) ℃ 이하에서의 체류 시간은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 300 초 이하, 바람직하게는 30 초 이상 300 초 이하이고, 보다 바람직하게는 50 초 이상 250 초 이하이다.

가열 후의 냉각 정지 온도 (냉각 종료 온도) : (Ms ― 150) ℃ 이하

가열 후의 냉각에서는, 조직의 대부분을 마텐자이트상으로 할 필요가 있다. 이 때에 마텐자이트상이 되지 않고, 오스테나이트인 채로 잔존시키면 최종적으로 조대한 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상 혹은 잔류 오스테나이트를 형성하여, 굽힘성을 저하시킨다. 상기 악영향을 회피하려면, (Ac₃ ― 50) ℃ 이상 (Ac₃ ― 10) ℃ 이하에서의 가열 후의 냉각 정지 온도는 (Ms ― 150) ℃ 이하로 할 필요가 있고, 즉, (Ac₃ ― 50) ℃ 이상 (Ac₃ ― 10) ℃ 이하에서의 가열 후에 (Ms ― 150) ℃ 이하까지 냉각시킬 필요가 있다. 또한, Ms 란, 냉각 동안에, 오스테나이트가 마텐자이트상으로 변태되기 시작하는 온도이다. 안정적으로 원하는 조직을 얻으려면, 가열 후의 냉각 정지 온도는, (Ms ― 170) ℃ 이하 (Ms ― 300) ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또, 본 발명에서는 Cr, Mo 및 B 에 의해 ??칭성을 상승시키고 있지만, (Ac₃ ― 50) ℃ 이상 (Ac₃ ― 10) ℃ 이하에서의 가열 종료시부터 페라이트상의 입성장의 우려가 있는 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도는 30 ℃/s 를 하회하면 페라이트립이 입성장할 우려가 있기 때문에, 상기 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도는 35 ℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하고, 40 ℃/s 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 상기 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만 통상적으로 70 ℃/s 이하이다. 또한, (Ms ― 150) ℃ 이하까지 냉각시킨 후, (Ms ― 150) ℃ 이하의 온도에서 예를 들어 7 s 이상 50 s 이하 체류시킨 후에, 200 ℃ 이상 440 ℃ 이하에서 15 s 이상 체류시키는 공정을 실시하는 것이 바람직하다.

200 ℃ 이상 440 ℃ 이하에서 15 s 이상 체류

(Ms ― 150) ℃ 이하까지 냉각시킴으로써 얻어진 마텐자이트상을 템퍼드 마텐자이트상으로 하기 위해, 200 ℃ 이상 440 ℃ 이하의 온도역에서 15 s 이상 체류 (유지) 시킬 필요가 있다. 또한, 200 ℃ 이상 440 ℃ 이하의 온도역에서 15 s 이상 체류 (유지) 시킴으로써, C 를 오스테나이트상으로 분배시켜, 국소적으로 Ms 점을 낮춰 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트 생성을 촉진시키는 효과도 있다. 냉각 정지 온도가 200 ℃ 미만이면, 200 ℃ 이상 440 ℃ 이하의 온도역까지 가열한다. 200 ℃ 이상 440 ℃ 이하의 온도역에서의 체류 온도 (유지 온도) 가 200 ℃ 미만에서는 마텐자이트상 중에 과포화로 함유되는 탄소의 확산이 느리기 때문에, 충분한 템퍼링 효과가 얻어지지 않아 굽힘성이 열화된다. 440 ℃ 를 상회하는 온도에서 체류시키면, 마텐자이트상이 과도하게 템퍼링되는 데다가, 오스테나이트가 분해되어 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트가 얻어지지 않게 되기 때문에, 본 발명에서 규정하는 고강도가 얻어지지 않는다. 또한, 체류 시간이 15 s 를 하회하면 충분히 템퍼드 마텐자이트상이 얻어지지 않기 때문에, 굽힘성이 저하된다. 바람직한 체류 조건은, 250 ℃ 이상 430 ℃ 이하에서 20 s 이상 유지하는 것이다. 또한, 체류 시간의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 통상적으로 100 초 이하이다.

(용융 도금 공정)

용융 도금 공정은, 어닐링 공정 후에, 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하로 다시 가열하여 용융 도금 처리하는 공정이다. 이로써, 용융 도금층을 갖는 고강도 강판, 즉, 용융 도금 강판이 얻어진다. 또, 용융 도금 공정에 있어서, 용융 도금 처리 후 추가로 합금화 처리함으로써, 합금화 용융 도금층을 갖는 고강도 강판, 즉, 합금화 용융 도금 강판이 얻어진다.

450 ℃ 이상 600 ℃ 이하로 재가열

용융 도금 강판을 얻으려면, 어닐링 공정 후의 강판을 도금욕에 침지시킬 필요가 있다. 도금욕의 성분 조성은, 제조하는 용융 도금층의 성분 조성과 동일하게 하면 된다. 용융 도금 강판의 외관 품질의 관점에서, 재가열 온도는 450 ℃ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 합금화 처리를 실시할 때, 과도하게 가열 온도를 상승시키면 강도가 저하되어, 원하는 인장 강도가 얻어지지 않게 된다. 본 발명에 있어서는 600 ℃ 까지는 허용할 수 있다. 따라서, 본 발명에 있어서는, 재가열 온도는 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하이다. 도금욕의 온도는 450 ℃ 이상 500 ℃ 미만 정도가 바람직하다. 또, 합금화 처리 온도는 500 ℃ 이상 600 ℃ 이하가 바람직하다.

또한, 도금층을 갖지 않는 냉연 강판을 제조하는 경우에는, 어닐링 공정에 있어서 200 ℃ 이상 440 ℃ 이하의 온도역에서 15 초 이상 체류시킨 후에, 실온까지 물 등을 사용하여 급랭시키는 것이 바람직하다. 또, 도금층을 표면에 갖는 냉연 강판을 제조하는 경우에는, 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하로 다시 가열하여 용융 도금 처리하는 용융 도금 공정을 실시한 후에, 실온까지 물 등을 사용하여 급랭시키는 것이 바람직하다. 실온이란 0 ℃ 이상 50 ℃ 이하이다. 또 급랭이란, 냉각 속도 20 ℃/s 이상의 냉각을 가리킨다.

실시예

표 1 에 나타내는 성분 조성을 갖고 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 두께 250 ㎜ 의 강 소재에, 표 2 에 나타내는 열연 조건으로 열간 압연 공정을 실시하여 열연판으로 하고, 냉간 압연율이 40 ％ 이상 80 ％ 이하인 냉간 압연 공정을 실시하여 판 두께 1.0 ∼ 2.0 ㎜ 의 냉연판으로 하고, 표 2 에 나타내는 조건의 어닐링 공정을 실시하여 강판을 얻었다. 그 후, 얻어진 강판에 용융 도금 처리를 실시하여 표면에 용융 아연 도금층을 형성하였다 (GI 재). 또, 용융 아연 도금층을 형성한 것 중 일부의 강판에 대해서는, 용융 도금층을 형성시킨 후, 표 2 에 기재하는 합금화 온도에서 합금화 처리를 실시하여 합금화 용융 아연 도금층을 형성하였다 (GA 재). 어닐링 공정까지의 강판은 직화형의 연속 어닐링 라인에서, 용융 도금층이나 합금화 용융 도금층을 형성한 것은 직화형의 연속 용융 도금 라인에서 제조하였다. 여기서, 직화형의 연속 용융 도금 라인에서 침지하는 도금욕 (도금 조성 : Zn－0.13 질량％ Al) 의 온도는 460 ℃ 이고, 도금 부착량은 GI 재 (용융 도금 강판), GA 재 (합금화 용융 도금 강판) 모두 편면당 45 ∼ 65 g/㎡ 로 하고, 도금층 중에 함유하는 Fe 량은 6 ∼ 14 질량％ 의 범위로 하였다. Ac₃ 점은 열팽창 측정 장치를 사용하여 가열 속도 6 ℃/s 로 얻어진 변태 팽창 곡선으로부터 얻었다. 또, Ms 점은, 열팽창 측정 장치를 사용하여, Ac₃ 점 이상으로 가열 후, Ac₃ 점으로부터 300 ℃ 까지의 냉각 속도가 30 ℃/s 로 얻어진 변태 곡선으로부터 얻었다.

또한, 열간 압연 공정에 있어서, 마무리 압연 온도로부터 700 ℃ 까지 평균 냉각 속도 30 ℃/s 이상으로 실시하는 냉각 후, 680 ℃ 이상 700 ℃ 이하의 온도역에서 표 2 의 열간 압연 공정의 「체류 시간」란에 기재한 시간 (5 ∼ 10 초간) 유지하고, 그 후 권취 온도까지 평균 냉각 속도 10 ℃/s 이하로 냉각시켰다.

또, 어닐링 공정에 있어서, (Ac₃ － 50) ℃ 이상 (Ac₃ ― 10) ℃ 이하까지 가열하는 공정의 평균 가열 속도에 대해, 500 ℃ 이상 (Ac₃ ― 120) ℃ 이하 사이에 대해서만 표 2 에 기재했지만, (Ac₃ － 50) ℃ 이상 (Ac₃ ― 10) ℃ 이하까지 가열시에는, 표 2 에 기재한 500 ℃ 이상 (Ac₃ ― 120) ℃ 이하 사이에서의 평균 가열 속도와 동일하게 하였다.

또, 어닐링 공정에 있어서, (Ac₃ － 50) ℃ 이상 (Ac₃ ― 10) ℃ 이하까지 가열한 후, (Ac₃ － 50) ℃ 이상 (Ac₃ ― 10) ℃ 이하의 온도에서 표 2 의 어닐링 공정의 「체류 시간」란에 기재한 시간 (51 ∼ 169 s) 유지 (체류) 하고, 그 후 (Ms ― 150) ℃ 이하까지 냉각시키는 공정을 실시하였다.

그리고, 어닐링 공정에 있어서, (Ms ― 150) ℃ 이하까지 냉각시킨 후, (Ms ― 150) ℃ 이하의 온도에서 표 2 의 열간 압연 공정의 「1 차 체류 시간」란에 기재한 시간 (8 ∼ 37 s) 유지 (체류) 하고, 그 후 200 ℃ 이상 440 ℃ 이하에서 15 s 이상 체류시키는 공정을 실시하였다.

또, 도금층을 갖지 않는 냉연 강판을 제조하는 경우에는, 어닐링 공정에 있어서 200 ℃ 이상 440 ℃ 이하의 온도역에서 15 초 이상 체류시킨 후에, 실온까지 물을 사용하여 급랭 (평균 냉각 속도 약 50 ℃/s) 시켰다. 용융 아연 도금층을 표면에 갖는 냉연 강판을 제조하는 경우에는, 도금욕에 침지한 후에, 실온까지 물을 사용하여 급랭 (평균 냉각 속도 약 50 ℃/s) 시켰다. 합금화 용융 아연 도금층을 표면에 갖는 냉연 강판을 제조하는 경우에는, 합금화 온도에서 합금화 처리를 실시한 후에, 실온까지 물을 사용하여 급랭 (평균 냉각 속도 약 50 ℃/s) 시켰다.

상기에 의해 얻어진 도금층을 갖지 않는 냉연 강판, 용융 도금 강판 혹은 합금화 용융 도금 강판으로부터 시험편을 채취하여, 이하의 수법으로 평가하였다.

(i) 조직 관찰

각 상의 면적률은 이하의 수법에 의해 평가하였다. 얻어진 강판으로부터, 압연 방향과 평행한 단면이 관찰면이 되도록 잘라내고, 그 단면을 1 ％ 나이탈로 부식 현출하여, 주사 전자 현미경으로 2000 배로 확대하여, 표면으로부터 판 두께 1/4 t 부까지의 영역 내를 10 시야분 촬영하였다. t 는 강판의 두께 (판 두께) 이다. 페라이트상은 입 내에 부식흔이나 철계 탄화물이 관찰되지 않는 형태를 갖는 조직이고, 템퍼드 마텐자이트상은 결정립 내에 배향성을 갖는 다수의 미세한 철계 탄화물 및 부식흔이 확인되는 조직이며, 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상은 입 내에 철계 탄화물이 확인되지 않고 주사 전자 현미경으로 백색 콘트라스트로 관찰되는 조직이다. 입계도 백색 콘트라스트로 관찰되기 때문에, 백색 콘트라스트로 관찰되는 조직 중, 선상의 조직 (장축의 길이/단축의 길이로 계산되는 애스펙트비가 10 이상) 은 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상으로부터 제외하였다. 페라이트상, 템퍼드 마텐자이트상 및 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상 이외의 조직은 "그 밖의 금속 조직" 으로서, 표 3 에 나타냈다. 또한, 표 3 의 "그 밖의 금속 조직" 란에 있어서, B 는 베이나이트, 잔류 γ 는 잔류 오스테나이트이다.

페라이트상의 평균 입경 (표 3 에 있어서 「페라이트 평균 입경」이라고 기재한다), 페라이트상의 면적률 (표 3 에 있어서 「페라이트 면적률」이라고 기재한다), 템퍼드 마텐자이트상의 면적률 (표 3 에 있어서 「템퍼드 마텐자이트 면적률」이라고 기재한다), 및 단위 면적당의, 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상과 페라이트상의 계면 길이 및 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상과 템퍼드 마텐자이트상의 계면 길이의 합계치 (표 3 에 있어서 「템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트 계면 길이」라고 기재한다) 는, 상기 주사 전자 현미경에 의한 관찰 결과를 화상 해석함으로써 구하였다. 화상 해석은, 화상 해석 소프트 (Image-Pro Plus ver.7.0, 주식회사 닛폰 로파 제조) 를 사용하여 실시하였다. 페라이트상의 면적률은, 각 관찰 시야에 있어서, 페라이트상 부분만을 추출하여, 관찰 시야 면적에 대해 페라이트상이 차지하는 면적률을 구하고, 10 시야에서의 면적률의 값을 평균함으로써 구하였다. 마찬가지로, 템퍼드 마텐자이트상의 면적률은, 각 관찰 시야에 있어서, 템퍼드 마텐자이트상 부분만을 추출하여, 관찰 시야 면적에 대해 템퍼드 마텐자이트상이 차지하는 면적률을 구하고, 10 시야의 면적률의 값을 평균함으로써 구하였다. 또, 페라이트상의 평균 입경은, 각 관찰 시야에 있어서, 각 페라이트 입자에 대해 그 면적에 상당하는 원 상당 직경을 구하고, 관찰 시야 내의 페라이트 입자의 원 상당 직경의 평균치를 구하여 이것을 각 관찰 시야에 있어서의 페라이트 입자의 원 상당 직경으로 하고, 10 시야의 페라이트 입자의 원 상당 직경의 값을 평균함으로써 구하였다. 「단위 면적당의, 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상과 페라이트상의 계면 길이 및 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상과 템퍼드 마텐자이트상의 계면 길이의 합계치」는, 각 관찰 시야에 있어서, 화상 해석에 의해 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상의 계면을 결정하고, 관찰 시야 내에 존재하는 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상과 페라이트상의 계면의 길이의 합계치, 및 관찰 시야 내에 존재하는 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상과 템퍼드 마텐자이트상의 계면의 길이의 합계치를 각각 구하여 양자의 합계치를 관찰 시야 면적으로 나눈 값을, 각 관찰 시야에 있어서의 단위 면적당의 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상과 페라이트상의 계면 길이 및 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상과 템퍼드 마텐자이트상의 계면 길이의 합계치로 하고, 10 시야의, 단위 면적당의 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상과 페라이트상의 계면 길이 및 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상과 템퍼드 마텐자이트상의 계면 길이의 합계치를 평균함으로써 구하였다.

(ii) 인장 시험

얻어진 강판으로부터 압연 방향에 대해 수직 방향으로 JIS5 호 인장 시험편을 제작하고, JIS Z 2241 (2011) 의 규정에 준거한 인장 시험을 5 회 실시하여, 평균적인 항복 강도 (YS), 인장 강도 (TS), 전체 연신율 (El) 을 구하였다. 인장 시험의 크로스 헤드 스피드는 10 ㎜/min 로 하였다. 표 3 에 있어서, 인장 강도 : 980 ㎫ 이상이 본 발명에서 요구하는 기계적 성질이다.

(iii) 굽힘 평가

얻어진 강판으로부터, 압연 방향에 대해 평행 방향을 굽힘 시험 축 방향으로 하는, 폭이 100 ㎜ 인 코일을, R/t (R : 굽힘 반경, t : 판 두께) 가 1.0 및 1.4 로 하는 롤 포밍을 실시한 후, 시험편을 육안으로 관찰하여, 균열의 유무를 조사하였다. 표 3 에 있어서, R/t = 1.0 의 롤 포밍을 실시한 후의 균열의 조사 결과가 「R/t = 1.0 에서의 굽힘성」이고, R/t = 1.4 의 롤 포밍을 실시한 후의 균열의 조사 결과가 「R/t = 1.4 에서의 굽힘성」이다. 균열이 확인된 경우에는 "○", 균열이 확인되지 않은 경우에는 "×" 로 하고, R/t 가 1.4 에서 균열이 발생하지 않으면 합격 (○) 으로 하였다.

(iv) 도금성 평가

얻어진 강판으로부터 폭 800 ㎜, 길이 500 ㎜ 의 평가에 제공하는 샘플을 10 장 채취하여, 강판 표면의 부도금의 유무를 육안 및 10 배의 루페를 사용하여 관찰하였다. 부도금 (도금이 형성되지 않은 영역) 이 관찰되지 않은 경우에는 "○" 로 하고, 부도금이 확인된 경우에는 "×" 로 하였다.

이상에 의해 얻어진 결과를 표 3 에 나타낸다.

본 발명예는 모두, 인장 강도 TS : 980 ㎫ 이상으로 양호한 굽힘성이 얻어진 것을 알 수 있다. 또, 특정 조건을 만족시키는 본 발명예는, 도금성도 양호하였다. 또한, 이들 본 발명예에서는, 표면에 용융 도금층을 갖는 용융 도금 강판에 대해 나타냈지만, 본 발명의 냉연 강판은 상기 본 발명의 용융 도금 강판과 마찬가지로 인장 강도 TS : 980 ㎫ 이상으로 양호한 굽힘성을 갖는다고 할 수 있어, 본 발명의 냉연 강판 및 용융 도금 강판의 양방 모두 예를 들어 자동차 부품으로서 바람직하게 사용할 수 있다.

한편, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예는 인장 강도 980 ㎫ 에 도달하고 있지 않거나, 굽힘성 평가에서 양호한 것이 얻어지지 않았다.

Claims

질량％ 로,
C : 0.07 ％ 이상 0.14 ％ 이하, Si : 0.65 ％ 이상 1.65 ％ 이하,
Mn : 1.8 ％ 이상 2.6 ％ 이하, P : 0.05 ％ 이하,
S : 0.005 ％ 이하, Al : 0.08 ％ 이하,
N : 0.0060 ％ 이하, Ti : 0.005 ％ 이상 0.030 ％ 이하,
B : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하와,
Cr : 0.01 ％ 이상 0.40 ％ 이하 및 Mo : 0.01 ％ 이상 0.50 ％ 이하에서 선택되는 1 종 또는 2 종을 함유하고, 하기 (1) 식을 만족시키고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
페라이트상의 평균 입경이 1.5 ㎛ 이하, 페라이트상의 면적률이 2 ％ 이상 15 ％ 이하, 템퍼드 마텐자이트상의 면적률이 75 ％ 이상 96 ％ 이하, 단위 면적당의, 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상과 페라이트상의 계면 길이 및 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상과 템퍼드 마텐자이트상의 계면 길이의 합계치가 6.3 × 10⁸ ㎛/㎡ 이상 5.0 × 10¹¹ ㎛/㎡ 이하인 고강도 강판.
[수학식 1]

여기서, [％M] (M = Cr, Mo, C) 은, 각각, 질량％ 에서의 각 원소의 함유량을 나타낸다.
제 1 항에 있어서,
상기 성분 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로,
V : 0.001 ％ 이상 0.3 ％ 이하,
Cu : 0.001 ％ 이상 0.1 ％ 이하,
및 Ni : 0.001 ％ 이상 0.2 ％ 이하에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 고강도 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
표면에 용융 도금층을 갖는 고강도 강판.
제 3 항에 있어서,
상기 용융 도금층이, 질량％ 로, Fe : 5.0 ％ 이상 20.0 ％ 이하, Al : 0.001 ％ 이상 1.0 ％ 이하와, Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi 및 REM 에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 합계 0 ％ 이상 3.5 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 고강도 강판.
제 3 항에 있어서,
상기 용융 도금층이, 합금화 용융 도금층인 고강도 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를, 1100 ℃ 이상 1300 ℃ 이하에서 가열하고, 마무리 압연이 820 ℃ 이상인 열간 압연을 실시하고, 마무리 압연 종료 후 3 초 이내에 냉각을 개시하여 마무리 압연 온도로부터 700 ℃ 까지 평균 냉각 속도 30 ℃/s 이상 80 ℃/s 미만으로 냉각시킨 후, 권취 온도까지 평균 냉각 속도 10 ℃/s 이하로 냉각시키고, 권취 온도 580 ℃ 이상 680 ℃ 이하에서 권취하는 열간 압연 공정과,
상기 열간 압연 공정 후에, 냉간 압연을 실시하는 냉간 압연 공정과,
상기 냉간 압연 공정 후에, 500 ℃ 이상 (Ac₃ ― 120) ℃ 이하의 온도역의 평균 가열 속도가 4.5 ℃/s 이상으로 (Ac₃ ― 50) ℃ 이상 (Ac₃ ― 10) ℃ 이하까지 가열하고, (Ms ― 150) ℃ 이하까지 냉각시킨 후, 200 ℃ 이상 440 ℃ 이하의 온도역에서 15 초 이상 체류시키는 어닐링 공정을 갖는,
페라이트상의 평균 입경이 1.5 ㎛ 이하, 페라이트상의 면적률이 2 ％ 이상 15 ％ 이하, 템퍼드 마텐자이트상의 면적률이 75 ％ 이상 96 ％ 이하, 단위 면적당의, 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상과 페라이트상의 계면 길이 및 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상과 템퍼드 마텐자이트상의 계면 길이의 합계치가 6.3 × 10⁸ ㎛/㎡ 이상 5.0 × 10¹¹ ㎛/㎡ 이하인 고강도 강판의 제조 방법.
제 6 항에 있어서,
어닐링 공정 후에, 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하로 다시 가열하여 용융 도금 처리하는 용융 도금 공정을 갖는 고강도 강판의 제조 방법.
제 7 항에 있어서,
용융 도금 공정에 있어서, 용융 도금 처리 후 추가로 합금화 처리하는 고강도 강판의 제조 방법.
제 4 항에 있어서,
상기 용융 도금층이, 합금화 용융 도금층인 고강도 강판.