KR102291787B1

KR102291787B1 - 고강도 강판

Info

Publication number: KR102291787B1
Application number: KR1020197021818A
Authority: KR
Inventors: 가츠야 나카노; 유야 스즈키; 겐키 아부카와; 구니오 하야시
Original assignee: 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Priority date: 2017-02-20
Filing date: 2018-02-20
Publication date: 2021-08-23
Also published as: JP6443593B1; JPWO2018151331A1; WO2018151331A1; CN110168125B; EP3584344A1; TWI659111B; US20200232060A1; MX2019009598A; US11261505B2; BR112019016766A2; EP3584344A4; TW201835348A; CN110168125A; KR20190102032A

Abstract

판 두께 중심부와, 해당 판 두께 중심부의 편측 또는 양측에 배치된 표층 연화부를 포함하는 인장 강도가 800㎫ 이상인 고강도 강판이며, 각 표층 연화부가 10㎛ 초과로부터 판 두께의 30％ 이하의 두께를 갖고, 상기 표층 연화부의 평균 비커스 경도가 판 두께 1/2 위치의 평균 비커스 경도의 0.60배 이하이고, 상기 표층 연화부의 나노 경도의 표준 편차가 0.8 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 강판이 제공된다.

Description

고강도 강판

본 발명은 고강도 강판, 보다 상세하게는 인장 강도가 800㎫ 이상, 바람직하게는 1100㎫ 이상인 고강도 강판에 관한 것이다.

근년, 환경 보전으로 연결되는 연비 향상의 관점에서, 자동차용 강판의 고강도화가 강하게 요구되고 있다. 일반적으로, 초고강도 냉연 강판에서는, 드로잉 성형이나 스트레치 성형 등의 연강판에서 적용되는 성형 방법은 적용할 수 없고, 성형 방법으로서는 굽힘 성형이 주체로 된다. 따라서, 자동차의 구조 부품으로서 초고강도 냉연 강판을 사용하는 경우, 양호한 굽힘성이 중요한 선정 기준이 된다.

그런데, 강판의 굽힘 가공에 있어서는, 굽힘 외주 표층부의 원주 방향으로 큰 인장 응력이 가해지고, 한편, 굽힘 내주 표층부에는 큰 압축 응력이 가해지기 때문에, 초고강도 냉연 강판의 굽힘성에는 표층부의 상태가 크게 영향을 미친다. 그래서, 표층에 연질층을 가짐으로써, 굽힘 가공 시에 강판 표면에 발생하는 인장 응력, 압축 응력을 완화하여, 굽힘성을 개선하는 것이 알려져 있다. 이와 같은 표층에 연질층을 갖는 고강도 강판에 관해서는, 특허문헌 1 내지 3에 이하와 같은 강판 및 그것들의 제조 방법이 개시되어 있다.

먼저, 특허문헌 1에서는, 강판과 도금층의 계면으로부터 강판측을 향해 순서대로, Si 및/또는 Mn의 산화물을 포함하는 내부 산화층과, 상기 내부 산화층을 포함하는 연질층과, 마르텐사이트와 베이나이트를 주체로 하는 조직으로 구성되는 경질층을 갖고, 상기 연질층의 평균 깊이 T가 20㎛ 이상, 및 상기 내부 산화층의 평균 깊이 t가 4㎛ 이상, 상기 T 미만을 만족시키는 것을 특징으로 하는 고강도 도금 강판 및 그 제조 방법이 기재되어 있다.

이어서, 특허문헌 2에서는, 강판 표면으로부터 100㎛ 위치의 비커스 경도로부터, 강판 표면으로부터 깊이 20㎛ 위치의 비커스 경도를 뺀 값(ΔHv)이 30 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법이 기재되어 있다.

이어서, 특허문헌 3에서는, 표층으로부터 판 두께 방향으로 5㎛ 위치의 비커스 경도가 판 두께 방향의 1/2 위치의 경도의 80％ 이하이고, 표층으로부터 판 두께 방향으로 15㎛ 위치의 경도가 판 두께 방향의 1/2 위치의 비커스 경도의 90％ 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법이 기재되어 있다.

그러나, 특허문헌 1 내지 3의 어느 것에 있어서도, 연질층의 경도의 변동에 대해서는 충분한 검토가 이루어져 있지 않다. 예를 들어, 특허문헌 1에서는, 연질층이 내부 산화층을 갖는 것이 기재되어 있지만, 이 경우, 연질층 내에서 산화물과 그 이외의 조직 사이에서 경도에 변동이 발생할 것이 추정된다. 연질층의 경도에 변동이 있으면, 이와 같은 연질층을 갖는 강판에 있어서 충분한 굽힘성을 달성할 수 없는 경우가 있다. 또한, 특허문헌 1 내지 3의 어느 것에 있어서도, 표층의 연질층과 내부의 경질층 사이의 천이대에 있어서의 경도의 경사를 제어하는 것에 대해서는 언급되어 있지 않다.

일본 특허 공개 제2015-34334호 공보 일본 특허 공개 제2015-117403호 공보 국제 공개 제2016/013145호

본 발명은, 상기한 종래 기술이 갖는 문제를 유리하게 해결하여, 자동차 부품용 소재로서 적합한, 굽힘 가공성을 갖는 고강도 강판을 제공할 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 초고강도 강판의 굽힘성에 관련되는 문제를 해결하기 위해, 예의 검토를 행하였다. 먼저, 본 발명자들은 종래의 지견을 참고로 하여, 표층에 연질층을 갖는 강판을 제조하고, 굽힘성을 조사했다. 표층에 연질층을 갖는 강판은 모두 굽힘성의 개선이 보였다. 이때, 연질층의 평균 경도를 더 낮추는 것과 연질층 두께를 더 두껍게 하는 것은, 대략 굽힘이 개선되는 방향임을 알 수 있었다. 그러나, 본 발명자들은 더 상세한 조사를 계속한 결과, 다종다양한 방법으로 표층의 연질화를 행한 경우, 단순히 표층의 연질층의 평균 경도나 연질층의 두께를 조정한 것만으로는, 강판의 굽힘성이 충분히 개선되지 않음을 알게 되었다.

그래서, 본 발명자들은 더 상세한 검토를 행하였다. 그 결과, 어떤 특징을 갖는 강판을 모재의 편면 또는 양면에 용접하고, 특정한 조건에서 열간 압연 또는 어닐링함으로써 얻어지는 복층 강판이 가장 굽힘성을 개선할 수 있음을 알 수 있었다. 그리고, 상기한 방법으로 굽힘성이 개선되는 최대의 이유는, 연질층에서의 마이크로한 경도 변동을 억제하는 것임을 밝히게 되었다. 이 효과는 매우 현저하고, 연질층의 경도 변동이 큰 경우와 비교하여, 연질층의 평균 경도가 높아도, 또한 연질층의 두께가 작아도 충분한 굽힘성의 개선이 얻어졌다. 이에 의해, 연질층에 의한 인장 강도의 열화를 최소로 하여, 종래에 없던 인장 강도, 구체적으로는 800㎫ 이상, 바람직하게는 1100㎫ 이상의 인장 강도와 굽힘성의 양립이 가능하게 되었다. 이 효과의 메커니즘은 완전히 밝혀지지는 않았으나, 이하를 고려해 볼 수 있다. 연질층에 있어서 경도가 변동을 갖는 경우는, 연질층 내에서 복수의 조직(페라이트, 펄라이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트) 및/또는 산화물을 갖는 경우가 많다. 이들 기계 특성이 다른 제2 상(또는 제2 조직)은, 굽힘 가공 시에 변형이나 응력이 집중되는 원인이 되고, 보이드가 생성됨으로써 균열의 기점으로 될 가능성이 있다. 그래서, 연질층의 경도 변동을 억제함으로써, 굽힘성을 향상시킬 수 있었다고 생각된다. 또한, 본 발명자들은, 표층의 연질층에서의 마이크로한 경도 변동을 억제하는 것에 더하여, 당해 표층의 연질층으로부터 내부의 경질층으로 천이하는 영역(이하, 천이대라고 칭함)에 있어서의, 판 두께 방향의 경도의 경사를 작게 하는 것을 동시에 만족시킴으로써 굽힘성이 더 향상된다는 것을 알아내었다. 연질층과 경질층의 천이대의 경도의 경사가 급할 때는, 연질층과 경질층의 소성 변형량이 크게 괴리되어, 천이대에서 파단이 발생할 가능성이 높아진다. 이 점에서, 연질층에서의 마이크로한 경도 변동을 억제하는 것에 더하여, 연질층과 경질층의 천이대에 있어서의, 판 두께 방향의 경도의 경사를 작게 하는 것을 동시에 만족시킴으로써 굽힘성이 더 향상된 것이라고 생각된다.

또한, 표층 연화부 이외(이하, 경질층이라고 칭함)의 경도의 변동은 굽힘성에 영향을 미치지 않았다. 이 점에서, 종래, 굽힘성에 불리하다고 여겨지고 있던, 연성이 우수한 DP강 및 TRIP(변태 유기 소성: Transformation Induced Plasticity)강 등을 경질층에 사용할 수 있어, 인장 강도와 굽힘성에 더하여 추가로 연성을 양립 가능한 점이, 본 발명의 우수한 점의 하나이다.

또한, 자동차용 부재는, 복잡한 형상으로 가공되기 때문에, 절결을 포함하는 경우가 있다. 절결을 갖는 경우, 변형 시에 절결부에 응력이 집중하고, 절결이 없는 경우와 비교하여 낮은 응력에서 파단에 이른다는 것이 알려져 있다. 또한, 강판 표면의 부식 등에 의해 형성되는 공식도 동일한 절결 효과를 발현한다는 것이 알려져 있다. 이와 같은 절결 효과는, 자동차의 충돌 시와 같은 높은 변형 속도 하에서는 특히 현저해지고, 자동차의 안전 설계상 피하고 싶은 현상이다. 본 발명자들은, 본 발명에 관한 고강도 강판에 포함되는 표층의 연질층의 조직은, 절결이 존재했다고 해도, 절결 효과를 억제할 수 있음을 추가로 알아내었다. 이것은, 표층의 연질층의 마이크로한 경도 변동이 경감됨으로써, 절결부에 응력이 집중되었다고 해도 파괴의 기점으로 되기 어렵고, 또한 이와 같은 표층의 연질층을 포함하는 강판은 변형되기 쉽고, 절결을 둔화시키기 때문이라고 생각된다.

이와 같이 하여 얻어진 본 발명의 요지는 이하와 같다.

(1) 판 두께 중심부와, 해당 판 두께 중심부의 편측 또는 양측에 배치된 표층 연화부를 포함하는 인장 강도가 800㎫ 이상인 고강도 강판이며, 각 표층 연화부가 10㎛ 초과로부터 판 두께의 30％ 이하의 두께를 갖고, 상기 표층 연화부의 평균 비커스 경도가 판 두께 1/2 위치의 평균 비커스 경도의 0.60배 이하이고, 상기 표층 연화부의 나노 경도의 표준 편차가 0.8 이하인 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.

(2) 상기 판 두께 중심부와 각 표층 연화부 사이에서 그들에 인접하여 형성된 경도 천이대를 더 포함하고, 해당 경도 천이대의 판 두께 방향의 평균 경도 변화가 5000(ΔHv/㎜) 이하인 것을 특징으로 하는, 상기 (1)에 기재된 고강도 강판.

(3) 상기 판 두께 중심부가 잔류 오스테나이트를 면적 분율로 10％ 이상 포함하는 것을 특징으로 하는, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 고강도 강판.

(4) 상기 판 두께 중심부가, 질량％로,

C: 0.05 내지 0.8％,

Si: 0.01 내지 2.50％,

Mn: 0.010 내지 8.0％,

P: 0.1％ 이하,

S: 0.05％ 이하,

Al: 0 내지 3％, 및

N: 0.01％ 이하를 함유하고,

잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는, 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

(5) 상기 판 두께 중심부가, 질량％로,

Cr: 0.01 내지 3％,

Mo: 0.01 내지 1％, 및

B: 0.0001％ 내지 0.01％

로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 상기 (4)에 기재된 고강도 강판.

(6) 상기 판 두께 중심부가, 질량％로,

Ti: 0.01 내지 0.2％,

Nb: 0.01 내지 0.2％, 및

V: 0.01 내지 0.2％

로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 상기 (4) 또는 (5)에 기재된 고강도 강판.

(7) 상기 판 두께 중심부가, 질량％로,

Cu: 0.01 내지 1％, 및

Ni: 0.01 내지 1％

로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 상기 (4) 내지 (6) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

(8) 상기 표층 연화부의 C양이 상기 판 두께 중심부의 C양의 0.9배 이하인 것을 특징으로 하는, 상기 (4) 내지 (7) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

(9) 상기 표층 연화부의 Mn양, Cr양 및 Mo양의 총합이 상기 판 두께 중심부의 Mn양, Cr양 및 Mo양의 총합의 0.9배 이하인 것을 특징으로 하는, 상기 (5) 내지 (8) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

(10) 상기 표층 연화부의 B양이 상기 판 두께 중심부의 B양의 0.9배 이하인 것을 특징으로 하는, 상기 (5) 내지 (9) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

(11) 상기 표층 연화부의 Cu양 및 Ni양의 총합이 상기 판 두께 중심부의 Cu양 및 Ni양의 총합의 0.9배 이하인 것을 특징으로 하는, 상기 (7) 내지 (10) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

(12) 상기 표층 연화부의 표면에, 용융 아연 도금층, 합금화 용융 아연 도금층 또는 전기 아연 도금층을 더 포함하는 것을 특징으로 하는, 상기 (1) 내지 (11) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

본 발명의 고강도 강판은, 자동차 부품용 소재로서 적합한, 우수한 굽힘 가공성을 갖는다. 따라서, 본 발명의 고강도 강판은, 자동차 부품용 소재로서 바람직하게 이용할 수 있다. 또한, 당해 고강도 강판의 판 두께 중심부와 표층 연화부 사이에 판 두께 방향의 평균 경도 변화가 5000(ΔHv/㎜) 이하인 경도 천이대를 포함하는 경우에는, 굽힘 가공성을 더 향상시킬 수 있다. 또한, 판 두께 중심부가 잔류 오스테나이트를 면적 분율로 10％ 이상 포함하는 경우에는, 굽힘 가공성의 향상에 더하여 연성도 향상시키는 것이 가능하다. 또한, 본 발명의 고강도 강판에 의하면, 졀결 효과를 억제할 수 있다.

도 1은 본 발명의 바람직한 실시 형태에 관한 고강도 강판에 관한 경도 분포의 일례를 도시한다.
도 2는 본 발명의 고강도 강판을 제조할 때의 C원자의 확산을 설명하는 모식도이다.
도 3은 본 발명의 고강도 강판을 제조하는 방법에 있어서 사용되는 조압연에 관한 압연 패스 후의 전위 밀도 변화를 도시하는 그래프이다.

이하, 본 발명의 실시 형태에 대하여 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시 형태에 한정되지 않는다.

본 발명에 의한 강판은 10㎛ 초과로부터 판 두께의 30％ 이하의 두께를 갖는 표층 연화부의 평균 비커스 경도, 보다 구체적으로는 표층 연화부 전체의 평균 비커스 경도가 판 두께 1/2 위치의 평균 비커스 경도의 0.60배 이하일 필요가 있다. 표층 연화부의 두께가 10㎛ 이하이면 충분한 굽힘성의 개선이 얻어지지 않고, 30％보다 크면 인장 강도의 열화가 현저해진다. 표층 연화부의 두께는, 보다 바람직하게는 판 두께의 20％ 이하, 더욱 바람직하게는 10％ 이하이다.

본 발명에 있어서, 「표층 연화부의 평균 비커스 경도」는, 이하와 같이 하여 결정된다. 먼저, 판 두께의 1/2 위치로부터 표면을 향해 판 두께 방향으로 일정한 간격(예를 들어, 판 두께의 5％마다. 필요에 따라 1％나 0.5％마다)으로, 어느 판 두께 방향 위치에서의 비커스 경도를 압입 하중 100g중으로 측정하고, 이어서 그 위치로부터 판 두께 수직 방향이고 압연 방향에 평행인 선 위에 마찬가지로 압입 하중 100g중으로 합계 3점 이상, 예를 들어 5점 또는 10점의 비커스 경도를 측정하고, 그것들의 평균값을 그 판 두께 방향 위치에서의 평균 비커스 경도라고 한다. 또한, 판 두께 방향 및 압연 방향으로 배열하는 각 측정점의 간격은, 가능한 경우에는 압흔의 4배 이상의 거리로 하는 것이 바람직하다. 본 명세서에 있어서 「압흔의 4배 이상의 거리」란, 비커스 경도의 측정 시에 다이아몬드 압자에 의해 발생한 압흔의 직사각 형상 개구에 있어서의 대각선의 길이의 4배 이상의 거리를 의미하는 것이다. 어느 판 두께 방향 위치에서의 평균 비커스 경도가, 마찬가지로 측정한 판 두께 1/2 위치에서의 평균 비커스 경도의 0.6배 이하로 되었을 때, 그 위치보다 표면측을 표층 연화부라고 정의한다. 이와 같이 하여 정의된 표층 연화부 내에서 랜덤하게 10점의 비커스 경도를 측정하고, 그것들의 평균값을 산출함으로써 표층 연화부의 평균 비커스 경도가 결정된다. 표층 연화부의 평균 비커스 경도는, 판 두께 1/2 위치의 평균 비커스 경도의 0.60배 이하에서 더 굽힘성이 향상된다. 더욱 바람직하게는 0.40배 이하, 더욱 바람직하게는 0.30배 이하이다.

표층 연화부의 나노 경도의 표준 편차가 0.8 이하일 필요가 있다. 이것은, 전술한 바와 같이, 표층 연화부의 경도 변동을 억제함으로써, 굽힘성이 현저하게 향상되기 때문이다. 표준 편차가 0.8보다 크면이 효과가 불충분하다. 그 관점에서, 표준 편차는 0.6 이하가 보다 바람직하고, 0.4 이하가 더욱 바람직하다. 표준 편차의 하한은 지정하지 않지만, 0.05 이하로 하는 것은 기술적으로 곤란하다. 굽힘성에 영향을 미치는 것은, 특히 표층 연화부의 판 두께 수직 방향에서의 마이크로한 경도 변동이고, 표층 연화부 내에서 판 두께 방향으로 완만한 경도의 경사를 갖고 있어도 본 발명의 효과는 저해되지 않는다. 그래서, 나노 경도의 표준 편차는, 어느 판 두께 방향 위치에서 판 두께 방향에 수직인 위치에 있어서 측정할 필요가 있다. 본 발명에 있어서, 「표층 연화부의 나노 경도의 표준 편차」란, 위에서 정의한 표층 연화부의 두께의 1/2 위치에서 판 두께 방향에 수직, 또한 압연 방향에 평행인 선 위에 Hysitron사의 tribo-900을 사용하여, 베르코비치 형상의 다이아몬드 압자에 의해 80㎚의 압입 깊이의 조건에서, 3㎛의 간격을 두고, 총 100개소의 나노 경도를 측정하고, 얻어진 나노 경도의 히스토그램으로부터 구한 표준 편차를 말하는 것이다.

고강도 강판의 굽힘성을 더욱 향상시키기 위해서는, 경도 천이대의 판 두께 방향의 평균 경도 변화가 5000(ΔHv/㎜) 이하인 것이 바람직하다. 본 발명에 있어서 「경도 천이대」는, 이하와 같이 정의된다. 먼저, 판 두께의 1/2 위치로부터 표면을 향해 판 두께 방향으로 일정한 간격(예를 들어, 판 두께의 5％마다. 필요에 따라 1％나 0.5％마다)으로, 어느 판 두께 방향 위치에서의 비커스 경도를 압입 하중 100g중으로 측정하고, 이어서 그 위치로부터 판 두께 수직 방향이고 압연 방향에 평행인 선 위에 마찬가지로 압입 하중 100g중으로 합계 3점 이상, 예를 들어 5점 또는 10점의 비커스 경도를 측정하고, 그것들의 평균값을 그 판 두께 방향 위치에서의 평균 비커스 경도라고 한다. 또한, 판 두께 방향 및 압연 방향으로 배열하는 각 측정점의 간격은, 가능한 경우에는 압흔의 4배 이상의 거리로 하는 것이 바람직하다. 어느 판 두께 방향 위치에서의 평균 비커스 경도가, 마찬가지로 측정한 판 두께 1/2 위치에서의 평균 비커스 경도의 0.9배 이하로 되었을 때, 그 위치로부터 앞서 정의한 표층 연화부까지의 영역이 경도 천이대로서 정의된다.

경도 천이대의 판 두께 방향의 평균 경도 변화(ΔHv/㎜)는 이하의 식으로 정의된다.

평균 경도 변화(ΔHv/㎜)＝(경도 천이대의 비커스 경도의 최대 평균 경도)－(경도 천이대의 비커스 경도의 최소 평균 경도)/경도 천이대의 두께

여기서, 경도 천이대의 비커스 경도의 최대 평균 경도란, 경도 천이대 내의 각 판 두께 방향 위치에서의 평균 비커스 경도 중, 가장 큰 값이고, 경도 천이대의 비커스 경도의 최소 평균 경도란, 경도 천이대 내의 각 판 두께 방향 위치에서의 평균 비커스 경도 중, 가장 작은 값이다.

경도 천이대의 판 두께 방향의 평균 경도 변화가 5000(ΔHv/㎜)보다도 크면 굽힘성이 저하되는 경우가 있다. 바람직하게는 4000(ΔHv/㎜) 이하, 보다 바람직하게는 3000(ΔHv/㎜) 이하, 가장 바람직하게는 2000(ΔHv/㎜) 이하이다. 경도 천이대의 두께는 규정하지 않는다. 그러나, 경도 천이대가 판 두께에서 차지하는 비율이 크면 인장 강도가 저하된다는 점에서, 경도 천이대는 편면에서 판 두께의 20％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 10％ 이하이다.

도 1에 본 발명의 바람직한 실시 형태에 관한 고강도 강판에 관한 경도 분포의 일례를 도시한다. 판 두께 1㎜의 강판의 표면으로부터 판 두께 1/2 위치까지의 경도 분포를 나타낸다. 횡축은 판 두께 방향의 위치(㎜)이고, 표면에서는 0㎜, 판 두께 1/2 위치에서는 0.5㎜이다. 종축은 각판 두께 방향 위치에서의 비커스 경도의 5점 평균을 나타낸다. 판 두께 1/2 위치의 비커스 경도는 430Hv이고, 그 0.6배 이하로 된 점보다도 표면측이 표층 연화부, 0.9배 이하로 된 점과 표층 연화부 사이의 범위가 경도 천이대로 된다.

고강도 강판의 연성을 향상시키기 위해서는, 판 두께 중심부는 잔류 오스테나이트를 면적 분율로 10％ 이상 포함하는 것이 바람직하다. 이것은, 잔류 오스테나이트의 변태 야기 소성에 의해 연성이 향상되기 때문에, 잔류 오스테나이트의 면적 분율 10％ 이상에서, 15％ 이상의 연성이 얻어진다. 이 잔류 오스테나이트의 효과를 사용하면, 연질의 페라이트를 포함하지 않는 경우라도, 15％ 이상의 연성을 확보할 수 있는 점에서, 판 두께 중심부의 고강도화를 진행시킬 수 있고, 고강도와 고연성의 양립이 가능해진다. 또한, 여기서 말하는 연성이란, 강판으로부터 압연 방향에 직각으로 일본 공업 규격 JIS5호 시험편을 채취하고, JIS Z2241에 준거하여 인장 시험을 행하여 얻어지는 전체 연신율을 가리킨다.

계속해서, 본 발명의 효과를 얻기 위해 바람직한 판 두께 중심부의 화학 조성에 대하여 설명한다. 또한, 원소의 함유량에 관한 「％」는 특별히 언급이 없는 한 「질량％」를 의미한다. 또한, 판 두께 중심부에 있어서 표층 연화부와의 경계 부근에서는 표층 연화부와의 합금 원소의 확산에 의해 화학 조성이 경계로부터 충분히 이격된 위치와 다른 경우가 있다. 예를 들어, 본 발명의 고강도 강판이 상기한 경도 천이대를 포함할 때는, 판 두께 중심부에 있어서 당해 경도 천이대와의 경계 부근과 그 경계로부터 충분히 이격된 위치는 화학 조성이 다른 경우가 있다. 그와 같은 경우는, 판 두께 1/2 위치 부근에서 측정되는 화학 조성을 이하에 정한다.

「C: 0.05 내지 0.8％」

C는, 강판의 강도를 높이는 것으로, 고강도 강판의 강도를 높이기 위해 첨가된다. 그러나, C의 함유량이 0.8％를 초과하면 인성이 불충분해진다. 또한, C의 함유량이 0.05％ 미만이면 강도가 불충분해진다. C의 함유량은 0.6％ 이하의 범위인 것이 바람직하고, 0.5％ 이하의 범위인 것이 보다 바람직하다.

「Si: 0.01 내지 2.50％」

Si는, 페라이트 안정화 원소이고, Ac3 변태점을 증가시킨다는 점에서, 넓은 어닐링 온도에서 다량의 페라이트를 형성시키는 것이 가능하고, 조직 제어성 향상의 관점에서 첨가된다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Si양을 0.01％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 연성 확보의 관점에서는, Si의 함유량이 0.30％ 미만이면 조대한 철계 탄화물이 다량으로 생성되어, 내부 마이크로 조직의 잔류 오스테나이트 조직 분율을 10％ 이상으로 할 수 없어, 연신율이 저하되어 버리는 경우가 있다. 이 관점에서, Si의 하한값은 0.30％ 이상인 것이 바람직하고, 0.50％ 이상이 보다 바람직하다. 또한, Si는, 판 두께 중심부에 있어서의 철계 탄화물의 조대화를 억제하고, 강도와 성형성을 높이기 위해 필요한 원소이기도 하다. 또한, 고용 강화 원소로서, 강판의 고강도화에 기여하기 위해 첨가할 필요가 있다. 이들의 관점에서, Si의 하한값은 1％ 이상인 것이 바람직하고, 1.2％ 이상이 보다 바람직하다. 그러나, Si의 함유량이 2.50％를 초과하면 판 두께 중심부가 취화되어, 연성이 열화되기 때문에, 상한을 2.50％로 한다. 연성 확보의 관점에서, Si의 함유량은 2.20％ 이하인 것이 바람직하고, 2.00％ 이하인 것이 보다 바람직하다.

「Mn: 0.010 내지 8.0％」

Mn은, 고강도 강판의 강도를 높이기 위해 첨가된다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Mn양을 0.010％ 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, Mn의 함유량이 8.0％를 초과하면 Mn의 편석에 기인한 강판 표층의 경도 분포가 커진다. 그 관점에서, 바람직하게는 5.0％ 이하, 더 바람직하게는 4.0％ 이하, 보다 더 바람직하게는 3.0％ 이하이다.

「P: 0.1％ 이하」

P는, 강판의 판 두께 중앙부에 편석되는 경향이 있고, 용접부를 취화시킨다. 0.1％를 초과하면 용접부의 취화가 현저해지기 때문에, 그 적정 범위를 0.1％ 이하로 한정했다. P의 함유량의 하한은 규정하지 않지만, 0.001％ 미만으로 하는 것은 경제적으로 불리하다.

「S: 0.05％ 이하」

S는, 용접성, 그리고 주조 시 및 열연 시의 제조성에 악영향을 미친다. 이 점에서, 그 상한값을 0.05％ 이하로 했다. S의 함유량의 하한은 규정하지 않지만, 0.0001％ 미만으로 하는 것은 경제적으로 불리하다.

「Al: 0 내지 3％」

Al은, 탈산제로서 작용하고, 탈산 공정에서 첨가하는 것이 바람직하다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Al양을 0.01％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Al양이 3％를 초과하면, 연속 주조 시의 슬래브 균열의 위험성이 높아진다.

「N: 0.01％ 이하」

N은, 조대한 질화물을 형성하고, 굽힘성을 열화시키는 점에서, 첨가량을 억제할 필요가 있다. 이것은, N이 0.01％를 초과하면, 이 경향이 현저해지는 점에서, N 함유량의 범위를 0.01％ 이하로 했다. 또한, N은 용접 시의 블로우홀 발생의 원인이 되는 점에서 적은 편이 좋다. N의 함유량의 하한값은, 특별히 한정되는 일 없이 본 발명의 효과는 발휘되지만, N의 함유량을 0.0005％ 미만으로 하는 것은, 제조 비용의 대폭적인 증가를 초래하는 점에서, 이것이 실질적인 하한값이다.

「Cr: 0.01 내지 3％, Mo: 0.01 내지 1％, 및 B: 0.0001 내지 0.01％로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종」

Cr, Mo 및 B는, 강도의 향상에 기여하는 원소이고, Mn의 일부 대신에 사용할 수 있다. Cr, Mo 및 B는, 1종 또는 2종 이상을, 각각 0.01％ 이상, 0.01％ 이상 및 0.0001％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 각 원소의 함유량이 지나치게 많으면, 산세성이나 용접성, 열간 가공성 등이 열화되는 경우가 있기 때문에, Cr, Mo 및 B의 함유량은 각각 3％ 이하, 1％ 이하 및 0.01％ 이하인 것이 바람직하다.

「Ti: 0.01 내지 0.2％, Nb: 0.01 내지 0.2％, 및 V: 0.01 내지 0.2％로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종」

Ti, Nb 및 V는 강화 원소이다. 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 미립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 강판의 강도 상승에 기여한다. 이 목적으로 첨가할 때는 0.01％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 각각 함유량이 0.2％를 초과하면, 탄질화물의 석출이 많아져 성형성이 열화된다.

「Cu: 0.01 내지 1％, 및 Ni: 0.01 내지 1％로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종」

Cu 및 Ni는, 강도의 향상에 기여하는 원소이고, Mn의 일부 대신에 사용할 수 있다. Cu 및 Ni는, 1종 또는 2종을, 각각 0.01％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 각 원소의 함유량이 지나치게 많으면, 산세성이나 용접성, 열간 가공성 등이 열화되는 경우가 있기 때문에, Cu 및 Ni의 함유량은 1.0％ 이하인 것이 바람직하다.

또한, 판 두께 중심부에는 이하의 원소를 의도적 또는 불가피하게 첨가해도 본 발명의 효과를 저해하지 않는다. 즉, O: 0.001 내지 0.02％, W: 0.001 내지 0.1％, Ta: 0.001 내지 0.1％, Sn: 0.001 내지 0.05％, Sb: 0.001 내지 0.05％, As: 0.001 내지 0.05％, Mg: 0.0001 내지 0.05％, Ca: 0.001 내지 0.05％, Zr: 0.001 내지 0.05％, 그리고 Y: 0.001 내지 0.05％, La: 0.001 내지 0.05％, 및 Ce: 0.001 내지 0.05％ 등의 REM(희토류 금속: Rare-Earth Metal)이다.

본 발명에 있어서의 강판은 표층 연화부와 판 두께 중심부에서 화학 조성이 다른 경우가 있다. 이와 같은 경우, 표층 연화부에 있어서의 바람직한 화학 조성은 이하와 같다.

「C: 판 두께 중심부의 C양의 0.9배 이하 또한 0.72％ 이하」

C는, 강판의 강도를 높이는 것이고, 고강도 강판의 강도를 높이기 위해 첨가된다. 표층 연화부의 C양이 판 두께 중심부의 C양의 0.9배 이하가 바람직하다. 표층 연화부의 경도를 판 두께 중심부의 경도보다 낮추기 위해서이다. 0.9배보다 크면, 표층 연화부의 평균 비커스 경도가 판 두께 1/2 위치의 평균 비커스 경도의 0.60배 이하로는 되지 않는 경우가 있다. 보다 바람직하게는 표층 연화부의 C양은 판 두께 중심부의 C양의 0.7배 이하, 보다 더욱 바람직하게는 0.5배 이하, 가장 바람직하게는 0.3배 이하이다. 표층 연화부의 C양이 판 두께 중심부의 C양의 0.9배인 경우, 판 두께 중심부의 바람직한 C의 함유량은 0.8％ 이하이기 때문에, 표층 연화부의 바람직한 C의 함유량은 0.72％ 이하로 된다. 바람직하게는 0.5％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.3％ 이하, 가장 바람직하게는 0.1％ 이하이다. C양의 하한은 특별히 규정하지 않는다. 공업용의 극저 C강을 사용하는 경우, 0.001％ 정도가 실질적인 하한이지만, 고용 C양이라는 관점에서는, Ti나 Nb 등을 사용하여 고용 C를 완전히 배제한, Interstitial Free강을 사용해도 된다.

「Si: 0.01 내지 2.5％」

Si는, 페라이트 안정화 원소이고, Ac3 변태점을 증가시킨다는 점에서, 넓은 어닐링 온도에서 다량의 페라이트를 형성시키는 것이 가능하고, 조직 제어성 향상의 관점에서 첨가된다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Si양을 0.01％ 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, 2.5％보다 많은 첨가는 인성을 열화시키기 때문에, 2.5％ 이하로 한다.

「Mn: 0.01 내지 8.0％」

Mn은, 고강도 강판의 강도를 높이기 위해 첨가된다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Mn양을 0.01％ 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, Mn의 함유량이 8.0％를 초과하면 Mn의 편석에 기인한 강판 표층의 경도 분포가 커진다. 그 관점에서, 바람직하게는 5％ 이하, 더욱 바람직하게는 3％ 이하이다.

또한, 표층 연화부의 Mn양, Cr양 및 Mo양의 총합이 판 두께 중심부의 Mn양, Cr양 및 Mo양의 총합의 0.9배 이하인 것이 바람직하다. 이것은 후술하지만, 표층 연화부는 조직의 대부분을 재결정 페라이트, 미재결정 페라이트, 변태 페라이트라고 하고, 또한 미재결정 페라이트의 분율을 저감시킴으로써 경도 변동을 저감시키고 있다. ??칭성을 향상시키는 Mn양, Cr양 및 Mo양의 총합이 판 두께 중심부의 Mn양, Cr양 및 Mo양의 총합의 0.9배보다도 크면 저온 변태 조직이 발생하기 쉽고, 경도의 변동의 원인이 된다. 보다 바람직하게는 0.7배 이하, 보다 더욱 바람직하게는 0.5배 이하, 가장 바람직하게는 0.3배 이하이다. 각각의 하한값은 규정하지 않는다.

「P: 0.1％ 이하」

P는 용접부를 취화시킨다. 0.1％를 초과하면 용접부의 취화가 현저해지기 때문에, 그 적정 범위를 0.1％ 이하로 한정했다. P의 함유량의 하한은 규정하지 않지만, 0.001％ 미만으로 하는 것은 경제적으로 불리하다.

「S: 0.05％ 이하」

「Al: 0 내지 3％」

「N: 0.01％ 이하」

N은, 조대한 질화물을 형성하고, 굽힘성을 열화시키는 점에서, 첨가량을 억제할 필요가 있다. 이것은, N이 0.01％를 초과하면, 이 경향이 현저해지는 점에서, N 함유량의 범위를 0.01％ 이하로 했다. 또한, N은 용접 시의 블로우홀 발생의 원인이 된다는 점에서 적은 편이 좋다. N의 함유량의 하한값은, 특별히 정하는 일 없이 본 발명의 효과는 발휘되지만, N의 함유량을 0.0005％ 미만으로 하는 것은, 제조 비용의 대폭적인 증가를 초래하는 점에서, 이것이 실질적인 하한값이다.

Cr, Mo 및 B는, 강도의 향상에 기여하는 원소이고, Mn의 일부 대신에 사용할 수 있다. Cr, Mo 및 B는, 1종 또는 2종 이상을, 각각 0.01％ 이상, 0.01％ 이상 및 0.0001％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 각 원소의 함유량이 지나치게 많으면, 산세성이나 용접성, 열간 가공성 등이 열화되는 경우가 있기 때문에, Cr, Mo 및 B의 함유량은 각각 3％ 이하, 1％ 이하 및 0.01％ 이하인 것이 바람직하다. 또한, Cr과 Mo는 Mn과의 총합에 바람직한 범위가 있고, 상기한 바와 같다.

또한, 표층 연화부의 B양이 판 두께 중심부의 B양의 0.9배 이하가 바람직하다. ??칭성을 향상시키는 B양이 판 두께 중심부의 B양의 0.9배보다도 크면 저온 변태 조직이 발생하기 쉽고, 경도의 변동의 원인이 된다. 보다 바람직하게는 0.7배 이하, 보다 더욱 바람직하게는 0.5배 이하, 가장 바람직하게는 0.3배 이하이다. 각각의 하한값은 규정하지 않는다.

또한, 표층 연화부의 Cu양 및 Ni양의 총합이 판 두께 중심부의 Cu양 및 Ni양의 총합의 0.9배 이하로 하는 것이 바람직하다. ??칭성을 향상시키는 Cu양 및 Ni양의 총합이 판 두께 중심부의 Cu양 및 Ni양의 총합의 0.9배보다도 크면 저온 변태 조직이 발생하기 쉽고, 경도의 변동의 원인이 된다. 보다 바람직하게는 0.7배 이하, 보다 더욱 바람직하게는 0.5배 이하, 가장 바람직하게는 0.3배 이하이다. 각각의 하한값은 규정하지 않는다.

또한, 표층 연화부에는 이하의 원소를 의도적 또는 불가피하게 첨가해도 본 발명의 효과를 저해하지 않는다. 즉, O: 0.001 내지 0.02％, W: 0.001 내지 0.1％, Ta: 0.001 내지 0.1％, Sn: 0.001 내지 0.05％, Sb: 0.001 내지 0.05％, As: 0.001 내지 0.05％, Mg: 0.0001 내지 0.05％, Ca: 0.001 내지 0.05％, Zr: 0.001 내지 0.05％, 그리고 Y: 0.001 내지 0.05％, La: 0.001 내지 0.05％, 및 Ce: 0.001 내지 0.05％ 등의 REM(희토류 금속: Rare-Earth Metal)이다.

본 발명의 효과, 즉 우수한 굽힘 가공성 및/또는 연성은, 표층 연화부의 표면에 용융 아연 도금, 합금화 용융 아연 도금, 전기 아연 도금을 실시한 경우도 마찬가지로 달성하는 것이 가능하다.

이어서, 본 발명의 고강도 강판을 얻기 위한 제법의 형태를 설명한다. 이하의 설명은, 본 발명의 고강도 강판을 얻기 위한 제법의 단순한 예시를 의도하는 것이며, 본 발명의 고강도 강판을 이하에 설명하는 두 강판을 적층한 복층 강판으로 한정하는 것을 의도하는 것은 아니다. 예를 들어, 단층 강판을 탈탄 처리하여 그 표층 부분을 연화시킴으로써, 표층 연화부가 판 두께 중심부로 이루어지는 고강도 강판을 제조하는 것도 가능하다.

상기한 판 두께 중심부의 성분을 만족시키는 표면을 탈지한 모재 강판의 편면 또는 양면에, 표층용 강판을 적층한다.

상기한 적층체(복층 강판)에 열연·냉연, 연속 어닐링, 연속 용융 도금 등을 실시함으로써, 본 발명에 의한 고강도 강판, 보다 구체적으로는 열연 강판, 냉연 강판, 도금 강판을 얻을 수 있다.

예를 들어, 본 발명에 포함되는 고강도 강판 중 열연 강판을 제조하는 방법은, 위에서 설명한 화학 조성을 갖는 판 두께 중심부를 구성하는 모재 강판의 편면 또는 양면에, 마찬가지로 위에서 설명한 화학 조성을 갖는 표층 연화부를 구성하는 표층용 강판을 적층하여 복층 강판을 형성하는 공정,

상기 복층 강판을 가열 온도 1100℃ 이상 1350℃ 이하, 바람직하게는 1150℃ 초과 1350℃ 이하에서 가열하고, 이어서 열간 압연하는 열간 압연 공정이며, 상기 열간 압연 공정이 조압연 및 마무리 온도 800 내지 980℃에서의 마무리 압연을 포함하고, 상기 조압연이 조압연 온도: 1100℃ 이상, 1패스당의 판 두께 감소율: 5％ 이상 50％ 미만, 및 패스간 시간: 3초 이상의 조건 하에서 2회 이상 행해지는 열간 압연 공정, 그리고

열간 압연된 복층 강판을 냉각 과정에 있어서 700℃ 내지 500℃의 온도에서 3초 이상 유지하고, 이어서 권취 온도 600℃ 이하에서 권취하는 공정

을 포함하는 것을 특징으로 하고 있다.

모재 강판과 표층용 강판 사이에서 원소를 확산시켜, 양자 사이에 판 두께 방향의 평균 경도 변화가 5000(ΔHv/㎜) 이하인 경도 천이대를 형성시키는 경우에는, 상기 열간 압연 공정에 있어서 복층 강판을 가열 온도 1100℃ 이상 1350℃ 이하에서 2시간 이상 가열하는 것이 바람직하고, 1150℃ 초과 1350℃ 이하에서 2시간 이상 가열하는 것이 보다 바람직하다.

고강도 강판에 있어서의 판 두께 중심부의 잔류 오스테나이트를 면적 분율로 10％ 이상으로 하여 당해 고강도 강판의 연성을 향상시키기 위해서는, 권취 온도는, 모재 강판의 마르텐사이트 변태 개시 온도 Ms 이상 베이나이트 변태 개시 온도 Bs 이하의 온도인 것이 바람직하다.

여기서,

Bs(℃)＝820－290C/(1－Sf)－37Si－90Mn－65Cr－50Ni＋70Al

Ms(℃)＝541－474C/(1－Sf)－15Si－35Mn－17Cr－17Ni＋19Al

여기서, C, Si, Mn, Cr, Ni 및 Al은 상기 모재 강판의 각 원소의 함유량[질량％]이고, Sf는 상기 모재 강판의 페라이트의 면적 분율이다.

각 공정에 대하여 더 상세하게 설명하면, 열연 강판을 얻는 경우, 먼저, 상기한 방법으로 제작한 복층 강판을, 가열 온도 1100℃ 이상, 바람직하게는 1150℃ 초과 1350℃ 이하에서 가열한다. 주조에 기인하는 결정 방위의 이방성을 억제하기 위해, 슬래브의 가열 온도를 1100℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 슬래브의 가열 온도는 1350℃를 초과하여 가열하기 위해서는 다량의 에너지를 투입할 필요가 있어 제조 비용의 대폭적인 증가를 초래하는 점에서, 1350℃ 이하로 한다. 또한, 표층 연화부의 나노 경도의 표준 편차를 0.8 이하로 제어하기 위해서는, 또한 경도 천이대가 존재하는 경우에 그것에 완만한 경도의 변화를 부여하기 위해서는, 합금 원소, 특히 C원자의 농도가 완만하게 분포하도록 제어할 필요가 있다. C농도의 분포는 C원자의 확산에 의해 얻어지고, C원자의 확산 빈도는 고온일수록 증가한다. 따라서, C농도를 제어하기 위해서는, 열연 가열부터 조압연에 있어서의 제어가 중요해진다. 열연 가열에서는, C원자의 확산을 촉진하기 위해, 가열 온도를 고온화할 필요가 있고, 바람직하게는 1100℃ 이상 1350℃ 이하, 보다 바람직하게는 1150℃ 초과 1350℃ 이하이다. 열연 가열에서는, 도 2에 도시하는 (i) 및 (ii)의 변화가 발생한다. (i)은 판 두께 중심부로부터 표층 연화부로의 C원자의 확산이고, (ii)는 표층 연화부로부터 외부로 탈리하는 C의 탈탄 반응이다. 이 (i)과 (ii)의 C원자의 확산과 이탈 반응의 균형에 의해 C농도에 분포가 발생한다. 1100℃ 미만이면, (i)의 반응이 부족하기 때문에, 바람직한 C농도 분포가 얻어지지 않는다. 한편, 1350℃ 초과이면, (ii)의 반응이 과도하게 발생하기 때문에, 마찬가지로 바람직한 농도 분포가 얻어지지 않는다.

또한, 열연 가열 온도의 조절에 의해 바람직한 C농도 분포로 제어한 후에, 더욱 최적의 C농도 분포를 얻기 위해서는, 조압연에서의 패스 제어가 매우 중요해진다. 조압연은, 조압연 온도: 1100℃ 이상, 1패스당의 판 두께 감소율: 5％ 이상 50％ 미만, 및 패스간 시간: 3초 이상의 조건 하에서 2회 이상 행해진다. 이것은, 조압연에서 도입되는 변형에 의해, 도 2 중의 (i)의 C원자의 확산을 촉진하기 위해서이다. 가령, 열연 가열에서 C농도를 바람직한 상태로 제어한 슬래브를 통상의 방법으로 조압연 및 마무리 압연하면, C원자가 표층 연화부 내에서 충분히 확산되지 못한 채로 판 두께가 감소하게 된다. 따라서, 200㎜를 초과하는 두께를 갖는 슬래브로부터, 두께 수㎜의 열연 강판을 통상의 방법의 열연으로 제조하면, 표층 연화부에서 C농도가 급격하게 변화되는 강판으로 되어, 완만한 경도 변화가 얻어지지 않게 된다. 이것을 해결하기 위해 알아낸 방법이 상기한 조압연의 패스 제어이다. C원자의 확산은 온도뿐만 아니라 변형(전위 밀도)의 영향을 크게 받는다. 특히, 격자 확산에 비해, 전위 확산에서는 10배 이상으로 확산 빈도가 높아지기 때문에, 전위 밀도를 남기면서, 압연에 의해 판 두께를 얇게 하는 고안이 필요해진다. 도 3의 곡선 1은 조압연의 1패스당의 판 두께 감소율이 작은 경우의, 압연 패스 후의 전위 밀도 변화를 나타내고 있고, 장시간에 걸쳐서 변형이 잔존하고 있음을 알 수 있다. 이와 같이 장시간에 걸쳐서 변형을 표층 연화부에 잔존시킴으로써, 표층 연화부 내의 C원자의 확산이 충분히 일어나, 최적의 C농도 분포를 얻는 것이 가능해진다. 한편, 곡선 2는 판 두께 감소율이 큰 경우의 전위 밀도의 변화이고, 압연에 의해 도입되는 변형량이 높아지면, 회복이 촉진되기 쉬워져, 전위 밀도가 급격하게 저하된다. 이 때문에, 최적의 C농도 분포를 얻기 위해서는, 곡선 2와 같은 전위 밀도의 변화를 발생시키지 않는 것이 필요하다. 이러한 관점에서, 1패스당의 판 두께 감소율의 상한이 50％ 미만으로 된다. 또한, 표층 연화부에서의 C원자의 확산을 촉진하기 위해, 어떤 양의 전위 밀도와 유지 시간의 확보가 필요해지기 때문에, 판 두께 감소율의 하한이 5％로 되고, 패스간 시간으로서 3초 이상의 확보가 필요해진다.

또한, 경도 천이대를 형성시키는 경우에는, 슬래브의 가열 시간은 2시간 이상으로 한다. 이것은 슬래브 가열 중에 모재 강판과 표층용 강판 사이에서 원소를 확산시켜, 양자 사이에 형성시키는 경도 천이대의 평균 경도 변화를 작게 하기 위해서이다. 가열 시간이 2시간보다 짧으면 경도 천이대의 평균 경도 변화는 충분히 작아지지 않는다. 가열 시간의 상한은 규정하지 않지만, 8시간 이상의 가열은 많은 가열 에너지를 필요로 해, 비용면에서 바람직하지 않다.

슬래브를 가열한 후, 열간 압연을 행한다. 열간 압연의 완료 온도(마무리 온도)가 800℃ 미만이면, 압연 반력이 높아지고, 지정의 판 두께를 안정적으로 얻는 것이 곤란해진다. 이 때문에, 열간 압연의 완료 온도는 800℃ 이상으로 한다. 한편, 열간 압연의 완료 온도를 980℃ 초과로 하기 위해서는, 슬래브의 가열 종료로부터 열간 압연의 완료까지의 공정에 있어서 강판을 가열하는 장치가 필요해지고, 높은 비용이 필요해지기 때문에, 열간 압연의 완료 온도를 980℃ 이하로 한다.

그 후, 냉각 과정에 있어서, 700℃ 내지 500℃ 사이의 온도에서 3초 이상 유지한다. 이것은 본 발명에 있어서 중요한 조건이고, 표층의 연질층만을 페라이트 변태시켜, 경도의 변동을 저감시키기 위해 필요한 공정이다. 온도 700℃ 이상이면 페라이트 변태가 지연되기 때문에, 표층을 페라이트로 할 수 없다. 500℃ 이하이면 표층의 일부가 저온 변태 조직으로 된다. 페라이트와 저온 변태 조직의 복수의 조직을 가지면 표층의 경도의 변동 원인이 되기 때문에, 유지 온도는 500℃ 이상으로 한다. 유지 시간은 3초 이상으로 한다. 표층의 페라이트 변태를 충분히 진행시키기 위해, 3초 이상 유지할 필요가 있다. 바람직하게는 유지 시간은 5초 이상이고, 보다 바람직하게는 10초 이상이다.

권취 온도는 600℃ 이하로 한다. 이것은, 모재 강판에 저온 변태 조직을 생성시켜 고강도강으로 하기 위해서이다. 바람직하게는 500℃ 이하, 보다 바람직하게는 400℃ 이하이다. 이와 같이, 모재 강판과 표층용 강판의 변태의 타이밍을 바꿈으로써, 표층에 경도 변동이 작은 조직을 얻는 것이 본 발명의 특징의 하나이다. 또한, 고강도 강판에 있어서의 판 두께 중심부의 잔류 오스테나이트를 면적 분율로 10％ 이상으로 하여 당해 고강도 강판의 연성을 향상시키기 위해서는, 권취 온도는 모재 강판의 베이나이트 변태 온도 영역의 온도, 즉 모재 강판의 마르텐사이트 변태 개시 온도 Ms 이상 베이나이트 변태 개시 온도 Bs 이하의 온도로 한다. 이것은, 모재 강판에 베이나이트 혹은 마르텐사이트를 생성시켜 고강도강으로 하고, 또한 잔류 오스테나이트를 안정화시키기 위해서이다. 이와 같이, 모재 강판과 표층용 강판의 변태의 타이밍을 바꿈으로써, 표층에 경도 변동이 작은 조직을 얻는 것이 본 발명의 특징의 하나이다. 또한, 본 발명에 있어서, 마르텐사이트 변태 개시 온도 Ms 및 베이나이트 변태 개시 온도 Bs는 이하의 식에 의해 산출된다.

Bs(℃)＝820－290C/(1－Sf)－37Si－90Mn－65Cr－50Ni＋70Al

Ms(℃)＝541－474C/(1－Sf)－15Si－35Mn－17Cr－17Ni＋19Al

여기서, C, Si, Mn, Cr, Ni 및 Al은 모재 강판의 각 원소의 함유량[질량％]이고, Sf는 모재 강판의 페라이트의 면적 분율이다.

또한, 강판의 제조 중의 페라이트의 면적 분율을 구하는 것은 곤란하기 때문에, 본 발명에서는, Bs 및 Ms의 산출에 있어서, 어닐링 공정에 들어가기 전의 냉연판을 채취하여 어닐링 공정과 동일한 온도 이력으로 어닐링하여, 구한 페라이트의 면적 분율이 사용된다.

이어서, 본 발명에 포함되는 고강도 강판 중 냉연 강판을 얻는 방법을 설명한다. 당해 냉연 강판을 제조하는 방법은,

위에서 설명한 화학 조성을 갖는 판 두께 중심부를 구성하는 모재 강판의 편면 또는 양면에, 마찬가지로 위에서 설명한 화학 조성을 갖는 표층 연화부를 구성하는 표층용 강판을 적층하여 복층 강판을 형성하는 공정,

상기 복층 강판을 가열 온도 1100℃ 이상 1350℃ 이하, 바람직하게는 1150℃ 초과 1350℃ 이하에서 가열하고, 이어서 열간 압연 및 냉간 압연하는 공정이며, 상기 열간 압연이 조압연 및 마무리 온도 800 내지 980℃에서의 마무리 압연을 포함하고, 상기 조압연이 조압연 온도: 1100℃ 이상, 1패스당의 판 두께 감소율: 5％ 이상 50％ 미만, 및 패스간 시간: 3초 이상의 조건 하에서 2회 이상 행해지는 공정, 그리고

압연된 복층 강판을 상기 모재 강판의 Ac3점－50℃ 이상 또한 700℃ 이상, 900℃ 이하의 온도에서 5초 이상 유지하고, 이어서 750℃ 내지 550℃ 이하까지 평균 냉각 속도 100℃/s 이하로 냉각하는 공정

을 포함하는 것을 특징으로 하고 있다.

여기서,

여기서, C, Si, Mn, P, Cu, Ni, Cr, Mo, Ti, V 및 Al은 각 원소의 함유량[질량％]이다.

또한, 모재 강판과 표층용 강판 사이에서 원소를 확산시켜, 양자 사이에 판 두께 방향의 평균 경도 변화가 5000(ΔHv/㎜) 이하의 경도 천이대를 형성시키는 경우에는, 상기 복층 강판을 가열 온도 1100℃ 이상 1350℃ 이하 또는 1150℃ 초과 1350℃ 이하에서 2시간 이상 가열하고, 이어서 열간 압연 및 냉간 압연하는 것이 바람직하다.

또한, 고강도 강판에 있어서의 판 두께 중심부의 잔류 오스테나이트를 면적 분율로 10％ 이상으로 하여 당해 고강도 강판의 연성을 향상시키기 위해서는, 위에서 규정되는 냉간 압연 후의 공정 대신에, 압연된 복층 강판을 연속 어닐링 라인에 통판하여 어닐링하는 것이 바람직하고, 당해 연속 어닐링 라인에서의 어닐링은, 먼저, 상기 복층 강판을 700℃ 이상, 900℃ 이하의 가열 온도에서 5초 이상 유지하는 것,

이어서, 임의 선택으로, 상기 복층 강판을 상기 가열 온도로부터 상기 모재 강판의 Bs점 이상 Ac3점－20℃ 미만의 예비 냉각 정지 온도까지 5초 이상 400초 미만 정류하도록 예비 냉각하는 것,

이어서, 상기 복층 강판을 상기 모재 강판의 Ms－100℃ 이상 Bs 미만의 냉각 정지 온도까지 10℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하는 것, 및

이어서, 상기 복층 강판을 상기 모재 강판의 Ms－100℃ 이상의 온도 영역에서 30초 이상 600초 이하 정류시키는 것

을 포함하는 것이 바람직하다.

여기서, C, Si, Mn, P, Cu, Ni, Cr, Mo, Ti, V 및 Al은 상기 모재 강판의 각 원소의 함유량[질량％]이고, Sf는 상기 모재 강판의 페라이트의 면적 분율이다.

각 공정에 대하여 더 상세하게 설명하면 먼저, 상기한 방법으로 제작한 복층 강판을, 열연 강판을 제조하는 방법에 있어서 설명한 바와 같이 가열 온도 1100℃ 이상 1350℃ 이하 또는 1150℃ 초과 1350℃ 이하에서 가열하고, 이어서 열간 압연하고, 예를 들어 권취 온도 20℃ 이상 700℃ 이하에서 권취된다. 이어서, 이와 같이 하여 제조한 열연 강판의 산세를 행한다. 산세는, 열연 강판의 표면의 산화물을 제거하는 것이고, 1회여도 되고, 복수회로 나누어 행해도 된다. 경도 천이대를 형성시키는 경우에는, 먼저, 복층 강판을 가열 온도 1100℃ 이상 1350℃ 이하 또는 1150℃ 초과 1350℃ 이하에서 2시간 이상 가열하는 것이 바람직하다. 이것은 가열 중에 모재 강판과 표층용 강판 사이에서 원소를 확산시켜, 양자 사이에 형성시키는 경도 천이대의 평균 경도 변화를 작게 하기 위해서이다. 가열 시간이 2시간보다 짧으면 경도 천이대의 평균 경도 변화는 충분히 작아지지 않는다. 이어서, 이와 같이 하여 제조한 열연 강판의 산세를 행한다. 산세는, 열연 강판의 표면의 산화물을 제거하는 것이고, 1회여도 되고, 복수회로 나누어 행해도 된다.

냉간 압연에서는, 압하율의 합계가 85％를 초과하면, 모재 강판의 연성이 상실되고, 냉간 압연 중에 모재 강판이 파단될 위험성이 높아지기 때문에, 압하율의 합계는 85％ 이하가 바람직하다. 한편, 어닐링 공정에 있어서의 연질층의 재결정을 충분히 진행시키기 위해서는, 압하율의 합계를 20％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 30％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 냉연 전에 냉연 하중을 저하시킬 목적으로, 700℃ 이하의 온도에서 어닐링해도 된다.

계속해서 어닐링에 대하여 설명하지만, 먼저 본 발명에서는 상기와 같이 연질층은 경질층과 비교하여, ??칭성이 낮은 성분계이기 때문에, 어닐링 시에 저온 변태 조직이 생성되는 일은 거의 없고, 어닐링 후의 조직은 일단 오스테나이트 변태된 부분은 변태 페라이트, 오스테나이트 변태되지 않은 부분은 재결정 페라이트 또는 미재결정 페라이트로 된다. 이 중에서 경도의 변동의 주요인이 되는 것은 경도가 큰 미재결정 페라이트이기 때문에, 이하의 설명에서는 미재결정 페라이트를 감소시키는 것이 발명의 포인트가 된다.

어닐링에서는 모재 강판의 Ac3점－50℃ 이상 또한 700℃ 이상, 900℃ 이하까지 가열하여, 5초 이상 유지한다. 모재 강판의 Ac3점－50℃ 이상으로 하는 이유는, 모재 강판을 페라이트와 오스테나이트의 2상 영역 또는 오스테나이트 단상 영역으로 가열함으로써, 그 후의 열처리에 의해 변태 조직을 얻고, 필요한 강도를 얻기 위해서이다. 이것보다 저온도에서는 강도가 현저하게 저하된다. 700℃ 이상으로 하는 이유는, 연화층의 재결정을 충분히 진행시켜 미재결정 분율을 저하시키고, 경도의 변동을 저하시키기 위해서이다. 700℃보다 낮은 온도에서는 연화층의 경도 변동이 커진다. 900℃ 이상으로 가열하면, 경질층의 구γ 입경이 조대화되고, 인성이 열화되는 점에서 바람직하지 않다. 가열 온도에서 5초 이상 유지할 필요가 있다. 유지 시간이 5초 이하이면, 모재 강판의 오스테나이트 변태의 진행이 불충분해져, 강도의 저하가 현저해진다. 또한, 연화층의 재결정이 불충분해지고, 표층의 경도의 변동도 커진다. 이들의 관점에서, 유지 시간은 10초 이상이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 20초 이상이다.

계속해서 냉각에서는, 750℃부터 550℃ 이하까지 평균 냉각 속도 100℃/s 이하로 냉각한다. 평균 냉각 속도의 하한값은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 2.5℃/s여도 된다. 평균 냉각 속도의 하한값을 2.5℃/s로 하는 이유는, 모재 강판에서 페라이트 변태가 발생하고, 모재 강판이 연화되는 것을 억제하기 위해서이다. 2.5℃/s보다 평균 냉각 속도가 느린 경우, 강도가 현저하게 저하된다. 보다 바람직하게는 5℃/s 이상, 더욱 바람직하게는 10℃/s 이상, 더욱 바람직하게는 20℃/s 이상이다. 750℃ 이상이면 페라이트 변태가 현저하게 발생하기 어렵기 때문에, 냉각 속도는 제한하지 않는다. 550℃ 이하의 온도에서는, 저온 변태 조직이 얻어지기 때문에, 냉각 속도를 제한하지 않는다. 100℃/s보다 빠른 속도로 냉각하면 표층에도 저온 변태 조직이 발생하여, 경도의 변동의 원인이 되기 때문에, 100℃/s 이하로 냉각시킨다. 더욱 바람직하게는 50℃/s 이하이다. 더욱 바람직하게는 20℃/s 이하이다.

550℃ 이하에서는, 실온까지 일정한 냉각 속도로 냉각시켜도 되고, 200℃ 내지 550℃ 정도의 온도에서 유지함으로써, 베이나이트 변태를 진행시키거나, 마르텐사이트를 템퍼링하거나 해도 된다. 단, 300℃ 내지 550℃에서 장시간 유지하면, 강도가 저하될 가능성이 있기 때문에, 그 온도에서 유지하는 경우는 유지 시간 600초 이하가 바람직하다.

고강도 강판에 있어서의 판 두께 중심부의 잔류 오스테나이트를 면적 분율로 10％ 이상으로 하여 당해 고강도 강판의 연성을 향상시키기 위해서는, 위에서 설명되는 어닐링 및 냉각 대신에, 이하의 어닐링 및 냉각을 실시하는 것이 바람직하다. 먼저, 어닐링에서는 700℃ 이상 900℃ 이하까지 가열하고, 5초 이상 유지한다. 700℃ 이상으로 하는 이유는, 연화층의 재결정을 충분히 진행시켜 미재결정 분율을 저하시키고, 경도의 변동을 저하시키기 위해서이다. 700℃보다 낮은 온도에서는 연화층의 경도 변동이 커진다. 900℃ 이상으로 가열하면, 경질층의 구γ 입경이 조대화되어, 인성이 열화되는 점에서 바람직하지 않다. 가열 온도에서 5초 이상 유지할 필요가 있다. 유지 시간이 5초 이하이면, 모재 강판의 오스테나이트 변태의 진행이 불충분해져, 강도의 저하가 현저해진다. 또한, 연화층의 재결정이 불충분해지고, 표층의 경도 변동도 커진다. 이들의 관점에서, 유지 시간은 10초 이상이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 20초 이상이다.

어닐링은, 예를 들어 압연된 복층 강판을 연속 어닐링 라인에 통판함으로써 행해진다. 여기서, 연속 어닐링 라인에서의 어닐링은, 먼저, 복층 강판을 700℃ 이상, 900℃ 이하의 가열 온도에서 5초 이상 유지하는 것, 이어서, 임의 선택으로, 복층 강판을 당해 가열 온도로부터 모재 강판의 Bs점 이상 Ac3점－20℃ 미만의 예비 냉각 정지 온도까지 5초 이상 400초 미만 정류하도록 예비 냉각하는 것을 포함한다. 이와 같은 예비 냉각 공정은, 필요에 따라 행하면 되고, 당해 예비 냉각 공정 없이 이후의 냉각 공정을 행해도 된다.

임의 선택의 예비 냉각 공정에 이어서, 연속 어닐링 라인에서의 어닐링은, 복층 강판을 모재 강판의 Ms－100℃ 이상 Bs 미만의 냉각 정지 온도까지 10℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하는 것, 및 이어서, 복층 강판을 모재 강판의 Ms－100℃ 이상의 온도 영역, 보다 바람직하게는 300℃ 이상 500℃ 이하의 온도 영역에서 30초 이상 600초 이하 정류시키는 것을 포함한다. 이 정류 중에는 필요에 따라 가열 및 냉각을 복수회 임의로 행해도 된다. 잔류 오스테나이트의 안정화를 위해, 이 정류 시간이 중요하다. 필요 정류 시간이 30초 미만이면, 10％ 이상의 잔류 오스테나이트를 얻는 것이 곤란하다. 한편, 600초 이상이면, 조직 전체의 연질화가 진행됨으로써 충분한 강도를 얻는 것이 곤란해진다. 또한, 본 발명에 있어서, Ac3, Bs 및 Ms는 이하의 식에 의해 산출된다.

여기서, C, Si, Mn, P, Cu, Ni, Cr, Mo, Ti, V 및 Al은 모재 강판의 각 원소의 함유량[질량％]이고, Sf는 모재 강판의 페라이트의 면적 분율이다.

그 후, 용융 아연 도금을 실시하는 경우는 도금욕 온도는 종래부터 적용되고 있는 조건이어도 되고, 예를 들어 440℃ 내지 550℃ 등의 조건을 적용할 수 있다. 또한, 용융 아연 도금을 실시한 후, 가열 합금화 처리하고, 합금화 용융 아연 도금 강판을 제작하는 경우의 합금화의 가열 온도로서는 종래부터 적용되고 있는 조건이어도 되고, 예를 들어 400℃ 내지 600℃ 등의 조건을 적용할 수 있다. 합금화의 가열 방식은 특별히 한정되는 것은 아니고, 연소 가스에 의한 직접 가열이나, 유도 가열, 직접 통전 가열 등, 종래부터의 용융 도금 설비에 따른 가열 방식을 사용할 수 있다.

합금화 처리 후, 강판은 200℃ 이하로 냉각되고, 필요에 따라 조질 압연이 실시된다.

전기 아연 도금 강판을 제조하는 경우는, 예를 들어 도금의 전처리로서, 알칼리 탈지, 수세, 산세, 그리고 수세를 실시하고, 그 후, 전처리 후의 강판에 대하여, 액 순환식의 전기 도금 장치를 사용하고, 도금욕으로서 황산아연, 황산나트륨, 황산으로 이루어지는 것을 사용하여, 전류 밀도 100A/dm2 정도로 소정의 도금 두께로 될 때까지 전해 처리하는 방법이 있다.

마지막으로 표층용 강판에 대하여, 바람직한 성분을 기재한다. 본 발명에 있어서의 강판은, 표층 연화부와 판 두께 중심부에서 화학 조성이 다른 경우가 있다. 이와 같은 경우, 표층 연화부를 구성하는 표층용 강판에 있어서의 바람직한 화학 조성은 이하와 같다.

표층용 강판의 C양이 모재 강판의 C양의 0.9배 이하가 바람직하다. 표층용 강판의 경도를 모재 강판의 경도보다 낮추기 위해서이다. 0.9배보다 크면, 최종적으로 얻어지는 고강도 강판에 있어서 표층 연화부의 평균 비커스 경도가 판 두께 1/2 위치의 평균 비커스 경도의 0.60배 이하로는 되지 않는 경우가 있다. 보다 바람직하게는 표층용 강판의 C양은 모재 강판의 C양의 0.7배 이하, 보다 더욱 바람직하게는 0.5배 이하, 가장 바람직하게는 0.3배 이하이다.

표층용 강판의 Mn양, Cr양 및 Mo양의 총합이 모재 강판의 Mn양, Cr양 및 Mo양의 총합의 0.9배 이하가 바람직하다. ??칭성을 향상시키는 Mn양, Cr양 및 Mo양의 총합이 모재 강판의 Mn양, Cr양 및 Mo양의 총합의 0.9배보다도 크면 저온 변태 조직이 발생하기 쉽고, 경도의 변동의 원인이 된다. 보다 바람직하게는 0.7배 이하, 보다 더욱 바람직하게는 0.5배 이하, 가장 바람직하게는 0.3배 이하이다.

표층용 강판의 B양이 모재 강판의 B양의 0.9배 이하가 바람직하다. ??칭성을 향상시키는 B양이 모재 강판의 0.9배보다도 크면 저온 변태 조직이 발생하기 쉽고, 경도의 변동의 원인이 된다. 보다 바람직하게는 0.7배 이하, 보다 더욱 바람직하게는 0.5배 이하, 가장 바람직하게는 0.3배 이하이다.

표층용 강판의 Cu양 및 Ni양의 총합이 모재 강판의 Cu양 및 Ni양의 총합의 0.9배 이하로 하는 것이 바람직하다. ??칭성을 향상시키는 Cu양 및 Ni양의 총합이 모재 강판의 Cu양 및 Ni양의 총합의 0.9배보다도 크면 저온 변태 조직이 발생하기 쉽고, 경도의 변동의 원인이 된다. 보다 바람직하게는 0.7배 이하, 보다 더욱 바람직하게는 0.5배 이하, 가장 바람직하게는 0.3배 이하이다.

표층용 강판은, 상기한 원소 이외에, Si, P, S, Al, N, Cr, B, Ti, Nb, V, Cu, Ni, O, W, Ta, Sn, Sb, As, Mg, Ca, Y, Zr, La, Ce를 갖고 있어도 된다. 상기 원소의 바람직한 조성 범위는 판 두께 중심부의 바람직한 범위와 마찬가지이다.

계속해서, 본 발명에 관한 강 조직의 동정 방법을 설명한다. 강 조직은, 강판의 압연 방향 및 두께 방향에 평행인 단면 및/또는 압연 방향에 수직인 단면을 500배 내지 10000배의 배율로 관찰함으로써 동정할 수 있다. 예를 들어, 강판을 잘라낸 후, 기계 연마에 의해 표면을 경면으로 마무리한 후, 나이탈 시약을 사용하여 강 조직을 현출한다. 그 후, 표면으로부터의 깊이가 당해 강판의 두께의 1/2 정도인 영역의 강 조직을 주사형 전자 현미경(SEM: scanning electron microscope)을 사용하여 관찰한다. 이에 의해 모재 강판의 페라이트의 면적 분율을 측정할 수 있다. 또한, 본 발명에 있어서, 판 두께 중심부의 잔류 오스테나이트의 면적 분율은 X선 측정에 의해 이하와 같이 하여 결정된다. 먼저, 강판의 표면으로부터 당해 강판의 두께의 1/2까지의 부분을 기계 연마 및 화학 연마에 의해 제거하고, 당해 화학 연마한 면에 대하여 특성 X선으로서 MoKα선을 사용함으로써 측정을 행한다. 그리고, 체심 입방 격자(bcc)상의 (200) 및 (211), 그리고 면심 입방 격자(fcc)상의 (200), (220) 및 (311)의 회절 피크의 적분 강도비로부터, 다음의 식을 사용하여 판 두께 중심부의 잔류 오스테나이트의 면적 분율을 산출한다.

Sγ＝(I_200f＋I_220f＋I_311f)/(I_200b＋I_211b)×100

(Sγ는 판 두께 중심부의 잔류 오스테나이트의 면적 분율이고, I_200f, I_220f 및 I_311f는, 각각 fcc상의 (200), (220) 및 (311)의 회절 피크의 강도를 나타내고, I_200b 및 I_211b는, 각각 bcc상의 (200) 및 (211)의 회절 피크의 강도를 나타낸다.)

실시예

본 실시예에서는, 얻어진 각 제품에 대하여, 비커스 경도 시험, 나노 경도 시험, 인장 시험, V굽힘 시험 및 절결 감수성 시험을 실시했다.

평균 비커스 경도는, 이하와 같이 하여 결정했다. 먼저, 판 두께의 1/2 위치로부터 표면을 향해 판 두께 방향으로 판 두께의 5％ 간격으로, 어느 판 두께 방향 위치에서의 비커스 경도를 압입 하중 100g중으로 측정하고, 이어서 그 위치로부터 판 두께 수직 방향으로 압연 방향에 평행인 선 위에 마찬가지로 압입 하중 100g중으로 합계 5점의 비커스 경도를 측정하고, 그것들의 평균값을 그 판 두께 방향 위치에서의 평균 비커스 경도로 했다. 또한, 판 두께 방향 및 압연 방향으로 배열하는 각 측정점의 간격은 압흔의 4배 이상의 거리로 했다. 어느 판 두께 방향 위치에서의 평균 비커스 경도가, 마찬가지로 측정한 판 두께 1/2 위치에서의 평균 비커스 경도의 0.6배 이하로 되었을 때, 그 위치보다 표면측을 표층 연화부라고 정의했다. 표층 연화부 전체의 평균 비커스 경도는, 이와 같이 하여 정의한 표층 연화부 내에서 랜덤하게 10점의 비커스 경도를 측정하고, 그것들의 평균으로서 구해졌다.

또한, 본 명세서 내에 규정하는 방법으로 표층 연화부의 두께를 구하고, 판 두께에 대한 비율을 결정했다. 마찬가지로, 본 명세서 내에 규정하는 방법으로 경도 천이대의 판 두께 방향의 평균 경도 변화의 값을 결정했다.

표층 연화부의 나노 경도는 표면으로부터 표층 연화부 두께의 1/2 위치에서, 나노 경도를 판 두께 수직 방향으로 100점 측정하고, 그 값들의 표준 편차를 표층 연화부의 나노 경도의 표준 편차로 했다.

인장 강도 TS 및 연신율(％)은, 압연 방향과 직각 방향으로 장축을 취하여 JIS Z 2201에 기재된 5호 시험편을 제작하고, JIS Z 2241에 따라 측정을 행하였다.

또한, 한계 굽힘 반지름 R은, 압연 방향에 대하여 수직인 방향이 긴 변 방향(굽힘 능선이 압연 방향과 일치)으로 되도록 JIS Z2204에 기재된 1호 시험편을 작성하고, JIS Z2248에 준하여 V굽힘 시험을 행하였다. 표층 연화부를 편면에만 갖는 샘플에 대해서는, 표층 연화부를 갖는 면이 굽힘 외측으로 되도록 구부렸다. 다이와 펀치의 각도는 60°로 하고, 펀치의 선단 반지름을 0.5㎜ 단위로 바꾸어 굽힘 시험을 행하고, 균열이 발생하지 않고 구부릴 수 있는 펀치 선단 반지름을 한계 굽힘 반지름 R로서 구했다.

절결 감수성은 이하와 같이 구했다. 먼저, 인장 시험과 마찬가지로 JIS Z2201에 기재된 6호 시험편을 제작하고, 평행부의 중심부에 깊이 50㎛의 절결을 도입한다. 크로스 헤드 속도를 100㎜/분 및 0.1㎜/분으로 하여 인장 시험을 행한다. 크로스 헤드 속도를 100㎜/분으로 하여 인장했을 때의 인장 강도(σ고속)와, 크로스 헤드 속도를 0.1㎜/분으로 하여 인장했을 때의 인장 강도(σ저속)의 비(σ고속/σ저속)를 절결 감수성의 지표로 한다. σ고속/σ저속이 1.0 초과로 되면 절결 감수성이 낮아, 절결 효과를 완화할 수 있다고 판단할 수 있다. 한편, σ고속/σ저속은 1.0으로 되면 절결 감수성이 높아, 인장 속도에 구애되지 않고 용이하게 파단된다고 판단할 수 있다.

[실시예 A]

표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 판 두께 20㎜의 연속 주조 슬래브(모재 강판)에 대하여, 표면을 연삭하여 표면 산화물을 제거한 후, 그 편면 또는 양면에 표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 표층용 강판을 아크 용접으로 적층했다. 판 두께에 대한 표층용 강판의 두께의 비율은 표 1의 「표층 연화부(편측)의 비율(％)」에 나타낸 바와 같다. 이것을 표 2에 나타내는 가열 온도, 마무리 온도, 권취 온도의 조건 하에서 열연하여, 적층 열연 강판을 얻었다. 열연 강판을 제품으로 하는 공시재의 경우, 열연의 700℃ 내지 500℃에서의 유지 시간을 표 2에 나타내는 값으로 의도적으로 제어했다. 냉연 강판을 제품으로 할 경우, 그 후, 산세, 50％의 냉연을 행하고, 표 2에 나타내는 조건에서 어닐링을 행하였다.

또한, 얻어진 제품에 대하여, 표층으로부터 판 두께의 2％의 위치의 화학 조성과 판 두께 1/2 위치의 화학 조성을 실측한바, 각각 표 1에 나타내는 모재 강판, 및 표층용 강판의 화학 조성과 거의 변화가 없었다.

[표 1-1]

[표 1-2]

[표 2-1]

[표 2-2]

[표 2-3]

[표 2-4]

표 2를 참조하면, 예를 들어 비교예 4, 6, 7 및 10의 강판에서는, 표층 연화부의 평균 비커스 경도가 판 두께 1/2 위치의 평균 비커스 경도의 0.60배 이하의 요건을 만족시키기는 하지만, 표층 연화부의 나노 경도의 표준 편차는 0.9이고, 즉 0.8 이하의 요건을 만족시키고 있지 않음을 알 수 있다. 그 결과로서, 이들 비교예의 강판에서는, 한계 굽힘 반지름 R은 2.5㎜ 또는 2㎜였다. 이것과는 대조적으로, 상기한 두 요건을 만족시키는 본 발명의 실시예에 있어서의 강판에서는, 한계 굽힘 반지름 R은 2㎜ 미만, 특히 1.5㎜ 또는 1㎜였다. 그래서, 표층 연화부의 경도의 변동을 소정의 범위 내로 억제함으로써, 단순히 판 두께 중심부에 그것보다도 유연한 표층 연화부를 조합한 강판과 비교하여 강판의 굽힘성을 현저하게 개선할 수 있음을 알 수 있었다.

또한, 비교예 4의 열연 강판을 참조하면, 열간 압연 후의 냉각 과정에 있어서 700℃ 내지 500℃에서의 유지 시간을 1초로 한 경우에는, 표층 연화부의 나노 경도의 표준 편차는 0.9이고, 한계 굽힘 반지름 R은 2㎜였다. 이것과는 대조적으로, 유지 시간을 20초로 한 것 이외는 비교예 4와 마찬가지로 하여 제작된 실시예 3의 열연 강판에서는, 표층 연화부의 나노 경도의 표준 편차는 0.5이고, 한계 굽힘 반지름 R은 1㎜였다.

또한, 실시예 5의 냉연 강판을 참조하면, Ac3점－50℃ 이상 또한 700℃ 이상 900℃ 이하의 온도 및 5초 이상의 요건을 만족시키도록, 어닐링 시의 온도 및 유지 시간을 적절하게 선택함으로써, 표층 연화부의 경도의 변동을 억제하고(표층 연화부의 나노 경도의 표준 편차: 0.5), 그 결과로서 냉연 강판의 굽힘성을 현저하게 개선할 수 있음을 알 수 있었다(한계 굽힘 반지름 R은 1㎜). 한편, 상기한 요건을 만족시키지 않는 비교예 6 및 7의 냉연 강판에서는, 표층 연화부의 나노 경도의 표준 편차는 0.9이고, 한계 굽힘 반지름 R은 2㎜였다.

또한, 실시예 9의 냉연 강판에서는, 어닐링 시의 평균 냉각 속도가 2℃/s이고, 인장 강도는 1500㎫였다. 한편, 동일한 강종 b를 사용한 실시예 8의 냉연 강판에서는, 당해 평균 냉각 속도를 20℃/s로 제어함으로써, 1670㎫의 보다 높은 인장 강도를 달성할 수 있었다.

또한, 열간 압연에 있어서 조압연을 조압연 온도: 1100℃ 이상, 1패스당의 판 두께 감소율: 5％ 이상 50％ 미만, 및 패스간 시간: 3초 이상의 조건 하에서 2회 이상 실시하는 일 없이 제조된 강판에서는, 한계 굽힘 반지름 R이 높고, 충분한 굽힘 가공성을 달성할 수 없었다. 또한, 본 발명의 실시예에 관한 모든 강판에 있어서 σ고속/σ저속의 값이 1.0 초과이고, 그래서 절결 효과를 억제할 수 있었다.

[실시예 B: 경도 천이대의 형성]

표 3에 나타내는 화학 조성을 갖는 판 두께 20㎜의 연속 주조 슬래브(모재 강판)에 대하여, 표면을 연삭하여 표면 산화물을 제거한 후, 그 편면 또는 양면에 표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 표층용 강판을 아크 용접으로 적층했다. 판 두께에 대한 표층용 강판의 두께의 비율은, 표 3의 「표층용 강판(편측)의 비율(％)」에 나타내는 바와 같다. 이것을 표 4에 나타내는 가열 온도, 가열 시간, 마무리 온도, 권취 온도의 조건 하에서 열연하여, 적층 열연 강판을 얻었다. 열연 강판을 제품으로 하는 공시재의 경우, 열연의 700℃ 내지 500℃에서의 유지 시간을 표 4에 나타내는 값으로 의도적으로 제어했다. 냉연 강판을 제품으로 하는 경우, 그 후, 산세, 50％의 냉연을 행하고, 표 4에 나타내는 조건에서 어닐링을 행하였다.

또한, 얻어진 제품에 대하여, 표층으로부터 판 두께의 2％의 위치의 화학 조성과 판 두께 1/2 위치의 화학 조성을 실측한바, 각각 표 3에 나타내는 모재 강판, 및 표층용 강판의 화학 조성과 거의 변화가 없었다.

[표 3-1]

[표 3-2]

[표 4-1]

[표 4-2]

[표 4-3]

[표 4-4]

표 4를 참조하면, 예를 들어 비교예 104, 106, 107 및 111의 강판에서는, 표층 연화부의 평균 비커스 경도가 판 두께 1/2 위치의 평균 비커스 경도의 0.60배 이하의 요건을 만족시키고, 또한 경도 천이대의 판 두께 방향의 평균 경도 변화가 5000(ΔHv/㎜) 이하인 요건을 만족시키기는 하지만, 표층 연화부의 나노 경도의 표준 편차는 0.9이고, 즉 0.8 이하의 요건을 만족시키고 있지 않음을 알 수 있다. 그 결과로서, 이들 비교예의 강판에서는, 한계 굽힘 반지름 R은 2.5㎜ 또는 2㎜였다. 한편, 실시예 112에서는, 표층 연화부의 평균 비커스 경도가 판 두께 1/2 위치의 평균 비커스 경도의 0.60배 이하의 요건을 만족시키고, 또한 표층 연화부의 나노 경도의 표준 편차가 0.8 이하인 요건을 만족시키기는 하지만, 경도 천이대의 판 두께 방향의 평균 경도 변화가 5633(ΔHv/㎜)이고, 즉 5000(ΔHv/㎜)을 초과하고 있음을 알 수 있다. 그 결과로서, 실시예 112의 강판에서는, 한계 굽힘 반지름 R은 1.5㎜였다. 이것과는 대조적으로, 「표층 연화부의 평균 비커스 경도가 판 두께 1/2 위치의 평균 비커스 경도의 0.60배 이하」 및 「표층 연화부의 나노 경도의 표준 편차가 0.8 이하」의 두 요건을 만족시키고 또한 「경도 천이대의 판 두께 방향의 평균 경도 변화가 5000(ΔHv/㎜) 이하」인 실시예의 강판에서는, 한계 굽힘 반지름 R은 1㎜였다. 그래서, 표층 연화부의 경도의 변동 및 경도 천이대의 판 두께 방향의 평균 경도 변화의 양쪽을 특정한 범위 내로 제어함으로써, 단순히 판 두께 중심부에 그것보다도 유연한 표층 연화부 등을 조합한 강판이며, 표층 연화부의 경도의 변동 및 경도 천이대의 판 두께 방향의 평균 경도 변화의 한쪽밖에 특정한 범위 내로 제어되어 있지 않은 강판과 비교하여 강판의 굽힘성을 현저하게 개선할 수 있음을 알 수 있었다.

또한, 비교예 104의 열연 강판을 참조하면, 열간 압연 후의 냉각 과정에 있어서 700℃ 내지 500℃에서의 유지 시간을 1초로 한 경우에는, 표층 연화부의 나노 경도의 표준 편차는 0.9이고, 한계 굽힘 반지름 R은 2㎜였다. 이것과는 대조적으로, 유지 시간을 30초 및 권취 온도를 300℃로 한 것 이외는 비교예 104와 마찬가지로 하여 제작된 실시예 103의 열연 강판에서는, 표층 연화부의 나노 경도의 표준 편차는 0.5이고, 한계 굽힘 반지름 R은 1㎜였다.

또한, 실시예 105의 냉연 강판을 참조하면, Ac3점－50℃ 이상 또한 700℃ 이상 900℃ 이하의 온도 및 5초 이상 유지의 요건을 만족시키도록, 어닐링 시의 온도 및 유지 시간을 적절하게 선택함으로써, 표층 연화부의 경도의 변동을 억제하고(표층 연화부의 나노 경도의 표준 편차: 0.5), 그 결과로서 냉연 강판의 굽힘성을 현저하게 개선할 수 있음을 알 수 있었다(한계 굽힘 반지름 R은 1㎜). 한편, 상기한 요건을 만족시키지 않는 비교예 106 및 107의 냉연 강판에서는, 표층 연화부의 나노 경도의 표준 편차는 0.9이고, 한계 굽힘 반지름 R은 2㎜였다.

또한, 실시예 109의 냉연 강판에서는, 어닐링 시의 평균 냉각 속도가 2℃/s이고, 인장 강도는 1470㎫이었다. 한편, 동일한 강종 b'을 사용한 실시예 108의 냉연 강판에서는, 당해 평균 냉각 속도를 10℃/s로 제어함으로써, 1650㎫의 더 높은 인장 강도를 달성할 수 있었다.

또한, 열간 압연에 있어서 조압연을 조압연 온도: 1100℃ 이상, 1패스당의 판 두께 감소율: 5％ 이상 50％ 미만, 및 패스간 시간: 3초 이상의 조건 하에서 2회 이상 실시하는 일 없이 제조된 강판에서는, 한계 굽힘 반지름 R이 높아, 충분한 굽힘 가공성을 달성할 수 없었다. 또한, 본 발명의 실시예에 관한 모든 강판에 있어서 σ고속/σ저속의 값이 1.0 초과이고, 그래서 절결 효과를 억제할 수 있었다.

[실시예 C: 잔류 오스테나이트를 면적 분율로 10％ 이상 포함하는 판 두께 중심부의 형성]

표 5에 나타내는 화학 조성을 갖는 판 두께 20㎜의 연속 주조 슬래브(모재 강판)에 대하여, 표면을 연삭하여 표면 산화물을 제거한 후, 그 편면 또는 양면에 표 5에 나타내는 화학 조성을 갖는 표층용 강판을 아크 용접으로 적층했다. 이것을 표 6에 나타내는 가열 온도, 마무리 온도, 권취 온도의 조건 하에서 열연하여, 적층 열연 강판을 얻었다. 열연 강판을 제품으로 하는 공시재의 경우, 열연의 700℃ 내지 500℃에서의 유지 시간을 표 6에 나타내는 값으로 의도적으로 제어했다. 냉연 강판을 제품으로 하는 경우, 그 후, 산세하고, 표 6에 나타내는 냉연율로 냉연을 행하고, 다시 표 6에 나타내는 조건 하에서 어닐링을 행하였다.

또한, 얻어진 제품에 대하여, 표층으로부터 판 두께의 2％의 위치의 화학 조성과 판 두께 1/2 위치의 화학 조성을 실측한바, 각각 표 5에 나타내는 모재 강판, 및 표층용 강판의 화학 조성과 거의 변화가 없었다.

[표 5-1]

[표 5-2]

[표 5-3]

[표 5-4]

[표 6-1]

[표 6-2]

[표 6-3]

[표 6-4]

[표 6-5]

[표 6-6]

인장 강도가 800㎫ 이상이고, 한계 굽힘 반지름 R이 2㎜ 미만인 경우를 굽힘성이 우수한 고강도 강판으로서 평가했다(표 6 중의 실시예). 또한 연신율이 15％ 이상인 경우를 굽힘성 및 연성이 우수한 고강도 강판으로서 평가했다(표 6 중의 실시예 201 내지 241). 한편, 「인장 강도가 800㎫ 이상」 및 「한계 굽힘 반지름 R이 2㎜ 미만」의 성능 중, 어느 하나라도 만족시키지 않는 경우는, 비교예라고 했다.

[실시예 D: 경도 천이대 및 잔류 오스테나이트를 면적 분율로 10％ 이상 포함하는 판 두께 중심부의 형성]

표 7에 나타내는 화학 조성을 갖는 판 두께 20㎜의 연속 주조 슬래브(모재 강판)에 대하여, 표면을 연삭하여 표면 산화물을 제거한 후, 그 편면 또는 양면에 표 7에 나타내는 화학 조성을 갖는 표층용 강판을 아크 용접으로 적층했다. 이것을 표 8에 나타내는 가열 온도, 가열 시간, 마무리 온도, 권취 온도의 조건 하에서 열연하여, 적층 열연 강판을 얻었다. 열연 강판을 제품으로 하는 공시재의 경우, 열연의 700℃ 내지 500℃에서의 유지 시간을 표 8에 나타내는 값으로 의도적으로 제어했다. 냉연 강판을 제품으로 할 경우, 그 후, 산세하고, 표 8에 나타내는 냉연율로 냉연을 행하고, 다시 표 8에 나타내는 조건 하에서 어닐링을 행하였다.

또한, 얻어진 제품에 대하여, 표층으로부터 판 두께의 2％의 위치의 화학 조성과 판 두께 1/2 위치의 화학 조성을 실측한바, 각각 표 7에 나타내는 모재 강판, 및 표층용 강판의 화학 조성과 거의 변화가 없었다.

[표 7-1]

[표 7-2]

[표 7-3]

[표 7-4]

[표 8-1]

[표 8-2]

[표 8-3]

[표 8-4]

[표 8-5]

[표 8-6]

인장 강도가 800㎫ 이상이고, 한계 굽힘 반지름 R이 2㎜ 미만인 경우를 굽힘성이 우수한 고강도 강판으로서 평가했다(표 8 중의 실시예). 특히, 실시예 353 및 356에서는, 표층 연화부의 평균 비커스 경도가 판 두께 1/2 위치의 평균 비커스 경도의 0.60배 이하인 요건을 만족시키고, 또한 표층 연화부의 나노 경도의 표준 편차가 0.8 이하인 요건을 만족시키기는 하지만, 경도 천이대의 판 두께 방향의 평균 경도 변화가 5000(ΔHv/㎜)을 초과하고 있음을 알 수 있다. 그 결과로서, 실시예 353 및 356의 강판에서는, 한계 굽힘 반지름 R은 1.5㎜였다. 이것과는 대조적으로, 「표층 연화부의 평균 비커스 경도가 판 두께 1/2 위치의 평균 비커스 경도의 0.60배 이하」 및 「표층 연화부의 나노 경도의 표준 편차가 0.8 이하」인 두 요건을 만족시키고 또한 「경도 천이대의 판 두께 방향의 평균 경도 변화가 5000(ΔHv/㎜) 이하」인 실시예의 강판에서는, 한계 굽힘 반지름 R은 1㎜였다. 또한, 판 두께 중심부가 잔류 오스테나이트를 면적 분율로 10％ 이상 포함하는 경우에는, 연신율이 15％ 이상으로 되고, 굽힘성에 더하여, 연성도 우수한 고강도 강판을 얻을 수 있었다(표 8 중의 실시예 301 내지 341). 한편, 「인장 강도가 800㎫ 이상」 및 「한계 굽힘 반지름 R이 2㎜ 미만」의 성능 중, 어느 하나라도 만족시키지 않은 경우는, 비교예라고 했다.

또한, 열간 압연에 있어서 조압연을 조압연 온도: 1100℃ 이상, 1패스당의 판 두께 감소율: 5％ 이상 50％ 미만, 및 패스간 시간: 3초 이상의 조건 하에서 2회 이상 실시하는 일 없이 제조된 강판에서는, 한계 굽힘 반지름 R이 높아, 충분한 굽힘 가공성을 달성할 수 없었다. 또한, 본 발명의 실시예에 관한 모든 강판에 있어서 σ고속/σ저속의 값이 1.0 초과이고, 그 때문에 절결 효과를 억제할 수 있었다.

Claims

판 두께 중심부와, 해당 판 두께 중심부의 편측 또는 양측에 배치된 표층 연화부를 포함하는 인장 강도가 800㎫ 이상인 고강도 강판이며, 각 표층 연화부가 10㎛ 초과로부터 판 두께의 30％ 이하의 두께를 갖고, 상기 표층 연화부의 평균 비커스 경도가 판 두께 1/2 위치의 평균 비커스 경도의 0.60배 이하이고, 상기 표층 연화부의 나노 경도의 표준 편차가 0.8 이하이고, 상기 판 두께 중심부가, 질량％로,
C: 0.05 내지 0.8％,
Si: 0.01 내지 2.50％,
Mn: 0.010 내지 8.0％,
P: 0.1％ 이하,
S: 0.05％ 이하,
Al: 0 내지 3％, 및
N: 0.01％ 이하를 함유하고,
잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
제1항에 있어서, 상기 판 두께 중심부와 각 표층 연화부 사이에서 그들에 인접하여 형성된 경도 천이대를 더 포함하고, 해당 경도 천이대의 판 두께 방향의 평균 경도 변화가 5000(ΔHv/㎜) 이하인 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
제1항에 있어서, 상기 판 두께 중심부가 잔류 오스테나이트를 면적 분율로 10％ 이상 포함하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
제2항에 있어서, 상기 판 두께 중심부가 잔류 오스테나이트를 면적 분율로 10％ 이상 포함하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 판 두께 중심부가, 질량％로,
Cr: 0.01 내지 3％,
Mo: 0.01 내지 1％,
B: 0.0001％ 내지 0.01％
Ti: 0.01 내지 0.2％,
Nb: 0.01 내지 0.2％,
V: 0.01 내지 0.2％
Cu: 0.01 내지 1％,
Ni: 0.01 내지 1％, 및
REM: 0.001 내지 0.05%
로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
제1항에 있어서, 상기 표층 연화부의 C양이 상기 판 두께 중심부의 C양의 0.9배 이하인 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
제5항에 있어서, 상기 표층 연화부의 C양이 상기 판 두께 중심부의 C양의 0.9배 이하인 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
제5항에 있어서, 상기 표층 연화부의 Mn양, Cr양 및 Mo양의 총합이 상기 판 두께 중심부의 Mn양, Cr양 및 Mo양의 총합의 0.9배 이하인 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
제5항에 있어서, 상기 표층 연화부의 B양이 상기 판 두께 중심부의 B양의 0.9배 이하인 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
제5항에 있어서, 상기 표층 연화부의 Cu양 및 Ni양의 총합이 상기 판 두께 중심부의 Cu양 및 Ni양의 총합의 0.9배 이하인 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 표층 연화부의 표면에, 용융 아연 도금층, 합금화 용융 아연 도금층 또는 전기 아연 도금층을 더 포함하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
제3항 또는 제4항에 있어서, 상기 표층 연화부의 표면에, 용융 아연 도금층, 합금화 용융 아연 도금층 또는 전기 아연 도금층을 더 포함하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
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