KR102385480B1

KR102385480B1 - 고강도 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR102385480B1
Application number: KR1020207028073A
Authority: KR
Inventors: 요시야스 가와사키; 가즈키 엔도; 유키 도지; 요시마사 후나카와; 사토시 마에다; 마이 아오야마
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2018-03-30
Filing date: 2019-03-20
Publication date: 2022-04-12
Also published as: US11643700B2; KR20200124739A; JP6705561B2; EP3778975A4; CN111936657A; CN111936657B; US20210108282A1; EP3778975A1; MX2020010313A; JPWO2019188643A1; WO2019188643A1

Abstract

강 조직은, 면적률로, 페라이트가 60.0 ％ 이상 90.0 ％ 미만, 미재결정 페라이트가 0 ％ 이상 5.0 ％ 미만, 마텐자이트가 2.0 ％ 이상 25.0 ％ 이하, 탄화물이 0 ％ 이상 5.0 ％ 이하, 베이나이트가 0 ％ 이상 3.0 ％ 이하이고, 체적률로 잔류 오스테나이트가 7.0 ％ 초과이고, 100 ㎛ × 100 ㎛ 의 단면 시야에 있어서, 결정 방위가 상이한 잔류 오스테나이트와 인접하고 있지 않은 잔류 오스테나이트의 개수를 전체 잔류 오스테나이트의 개수로 나눈 값이 0.80 미만이고, 페라이트의 평균 결정 입경이 6.0 ㎛ 이하, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 3.0 ㎛ 이하이고, 잔류 오스테나이트 중의 Mn 의 평균 함유량을 강 중의 Mn 의 평균 함유량으로 나눈 값이 1.50 이상이다.

Description

고강도 강판 및 그 제조 방법

본 발명은, 자동차 분야에서 사용되는 골격 부재나 에너지 흡수 부재에 적용하기에 바람직한 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 특히, 690 MPa 이상 980 MPa 미만의 인장 강도 (TS) 를 갖고, 성형성뿐만 아니라 압궤 특성도 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 지구 환경 보전의 견지로부터, 자동차의 연비 향상이 중요한 과제로 되어 있다. 이 때문에, 차체 재료의 고강도화에 의해 차체 재료의 박육화를 도모하고, 차체 그 자체를 경량화하고자 하는 움직임이 활발이 이루어지고 있다. 그러나, 차체 재료의 하나인 강판의 고강도화는 성형성 (연성, 딥드로잉성, 구멍 확장성) 의 저하를 초래하는 점에서, 고강도와 높은 성형성을 겸비하는 강판의 개발이 요망되고 있다. 또, 자동차의 충돌 안전성 향상에 대한 사회적 요구도 보다 한층 높아지고 있다. 그 때문에, 고강도와 높은 성형성에 더하여, 주행 중에 충돌한 경우의 내충격 특성도 우수한 강판의 개발이 요망되고 있다.

여기서, 고강도 또한 고연성의 강판으로서, 잔류 오스테나이트의 가공 유기 (誘起) 변태를 이용한 고강도 강판이 제안되어 있다. 이 고강도 강판은, 잔류 오스테나이트를 가진 조직을 나타내고, 성형시에는 잔류 오스테나이트에 의해 성형이 용이한 한편, 성형 후에는 잔류 오스테나이트가 마텐자이트로 변태되기 때문에, 고강도를 구비한 것이 된다. 예를 들어, 특허문헌 1 에는, 인장 강도가 1000 MPa 이상이고, 전연신 (EL) 이 30 ％ 이상인 잔류 오스테나이트의 가공 유기 변태를 이용한 매우 높은 연성을 갖는 고강도 강판이 기재되어 있다. 또, 특허문헌 2 에는, 고 Mn 강을 사용하여, 페라이트와 오스테나이트의 2 상역에서의 열 처리를 실시함으로써, 높은 강도-연성 밸런스를 실현하는 발명이 기재되어 있다. 또, 특허문헌 3 에는, 고 Mn 강으로 열간 압연 후 조직을 베이나이트나 마텐자이트를 함유하는 조직으로 하고, 어닐링과 템퍼링에 의해 미세한 잔류 오스테나이트를 형성시키고, 또한, 템퍼드 베이나이트 혹은 템퍼드 마텐자이트를 함유하는 조직으로 함으로써 국부 연성을 개선하는 발명이 기재되어 있다. 또한, 특허문헌 4 에는, 중 Mn 강을 사용하여, 페라이트와 오스테나이트의 2 상역에서의 열 처리를 실시하는 것에 의해, 오스테나이트 중으로 Mn 을 농화시킴으로써, 안정적인 잔류 오스테나이트를 형성시키고 전연신을 향상시키는 발명이 기재되어 있다.

일본 공개특허공보 소61-157625호 일본 공개특허공보 평1-259120호 일본 공개특허공보 2003-138345호 일본 특허공보 제6179674호

특허문헌 1 에 기재된 고강도 강판은, C, Si, Mn 을 기본 성분으로 하는 강판을 오스테나이트화한 후에, 베이나이트 변태 온도역 내에 ??칭하여 등온 유지하는, 이른바 오스템퍼 처리를 실시함으로써 제조된다. 이 오스템퍼 처리에 의한 오스테나이트로의 C 의 농화로 인해 잔류 오스테나이트가 생성되는데, 다량의 잔류 오스테나이트를 얻기 위해서는 함유량이 0.3 ％ 를 초과하는 다량의 C 첨가가 필요해진다. 그러나, 강 중의 C 량이 많아지면 스폿 용접성이 저하되고, 특히 함유량이 0.3 ％ 를 초과하는 C 량에서는 그 저하가 현저해진다. 이 때문에, 특허문헌 1 에 기재된 고강도 강판을 자동차용 강판으로서 실용화하는 것은 곤란하다. 또, 특허문헌 1 에 기재된 발명은, 고강도 강판의 연성을 향상시키는 것을 주목적으로 하고 있기 때문에, 딥드로잉성, 구멍 확장성, 및 압궤 특성에 대해서는 고려하고 있지 않다.

또, 특허문헌 2 에 기재된 발명은, 미변태 오스테나이트 중으로의 Mn 농화에 의한 연성의 향상은 검토하고 있지 않고, 성형성에 개선의 여지가 있다. 또, 특허문헌 3 에 기재된 강판은, 고온에서 템퍼링된 베이나이트 혹은 마텐자이트를 많이 함유하는 조직이기 때문에, 강도 확보가 어렵고, 또, 국부 연성을 개선하기 위해 잔류 오스테나이트량이 제한되어, 전연신도 불충분하다. 또한, 특허문헌 4 에 기재된 발명에서는, 열 처리 시간이 짧은 경우, 오스테나이트 중으로의 Mn 의 확산 속도가 느리기 때문에, Mn 의 농화가 불충분할 것으로 생각된다.

본 발명은, 상기 과제를 감안하여 이루어진 것으로, 그 목적은, 690 MPa 이상 980 MPa 미만의 인장 강도를 가지며, 또한, 우수한 성형성과 압궤 특성을 가진 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것에 있다.

본 발명의 발명자들은, 상기한 과제를 달성하고, 우수한 성형성 (연성, 딥드로잉성, 구멍 확장성) 과 압궤 특성을 가진 고강도 강판을 제조하기 위해 강판의 성분 조성 및 제조 방법의 관점에서 예의 연구를 거듭한 결과, 이하를 지견하였다. 즉, 본 발명의 발명자들은, 2.00 질량％ 이상 3.10 질량％ 미만의 Mn 을 함유하고, Ti 등의 그 밖의 합금 원소의 성분 조성을 적정하게 조정하여, 소정의 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 재가열 후, 마무리 압연 출측 온도를 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하의 온도역 내에서 열간 압연하고, 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하의 온도역 내에서 권취하고, 이어서, 산세 처리를 실시하고, Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 21600 초 초과 259200 초 이하 유지 후, 550 ℃ 부터 400 ℃ 까지의 온도역 내를 -5 ℃/시간 이상 -200 ℃/시간 이하의 평균 냉각 속도로 냉각시켜, 냉간 압연하고, 그 후, Ac₁ 변태점 ＋ 30 ℃ 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 130 ℃ 이하의 온도역 내에서 20 초 이상 900 초 이하 유지 후, 실온까지 냉각시키고, 산세 처리하고, 그 후, 400 ℃ 부터 Ac₁ 변태점까지의 온도역 내를 0.5 ℃/초 이상 50 ℃/초 이하의 평균 승온 속도로 승온하고, Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 20 초 이상 900 초 이하 유지 후, 실온까지 냉각시키고, 또한, 50 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 온도역 내에서 1800 초 이상 259200 초 이하 유지 후, 실온까지 냉각시킴으로써, 면적률로, 페라이트가 60.0 ％ 이상 90.0 ％ 미만, 미재결정 페라이트가 0 ％ 이상 5.0 ％ 미만, 마텐자이트가 2.0 ％ 이상 25.0 ％ 이하, 탄화물이 0 ％ 이상 5.0 ％ 이하, 베이나이트가 0 ％ 이상 3.0 ％ 이하이고, 체적률로 잔류 오스테나이트가 7.0 ％ 초과이고, 또한, 100 ㎛ × 100 ㎛ 의 단면 시야에 있어서, 결정 방위가 상이한 잔류 오스테나이트와 인접하고 있지 않은 잔류 오스테나이트의 개수를 전체 잔류 오스테나이트의 개수로 나눈 값이 0.80 이상이고, 또한, 페라이트의 평균 결정 입경이 6.0 ㎛ 이하, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 3.0 ㎛ 이하이고, 잔류 오스테나이트 중의 Mn 의 평균 함유량 (질량％) 을 강 중의 Mn 의 평균 함유량 (질량％) 으로 나눈 값이 1.50 이상인 고강도 강판의 제조가 가능해지는 것을 지견하였다.

본 발명은 이상의 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 그 요지는 이하와 같다.

본 발명에 관련된 고강도 강판은, 성분 조성은, 질량％ 로, C : 0.030 ％ 이상 0.250 ％ 이하, Si : 0.01 ％ 이상 2.00 ％ 이하, Mn : 2.00 ％ 이상 3.10 ％ 미만, P : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하, S : 0.0001 ％ 이상 0.0200 ％ 이하, N : 0.0005 ％ 이상 0.0100 ％ 이하, Al : 0.001 ％ 이상 1.200 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 강 조직은, 면적률로, 페라이트가 60.0 ％ 이상 90.0 ％ 미만, 미재결정 페라이트가 0 ％ 이상 5.0 ％ 미만, 마텐자이트가 2.0 ％ 이상 25.0 ％ 이하, 탄화물이 0 ％ 이상 5.0 ％ 이하, 베이나이트가 0 ％ 이상 3.0 ％ 이하이고, 체적률로 잔류 오스테나이트가 7.0 ％ 초과이고, 또한, 100 ㎛ × 100 ㎛ 의 단면 시야에 있어서, 결정 방위가 상이한 잔류 오스테나이트와 인접하고 있지 않은 잔류 오스테나이트의 개수를 전체 잔류 오스테나이트의 개수로 나눈 값이 0.80 미만이고, 또한, 상기 페라이트의 평균 결정 입경이 6.0 ㎛ 이하, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 3.0 ㎛ 이하이고, 상기 잔류 오스테나이트 중의 Mn 의 평균 함유량 (질량％) 을 강 중의 Mn 의 평균 함유량 (질량％) 으로 나눈 값이 1.50 이상인 것을 특징으로 한다.

본 발명에 관련된 고강도 강판은, 상기 발명에 있어서, 성분 조성이, 추가로, 질량％ 로, Ti : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Nb : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하, V : 0.005 ％ 이상 0.500 ％ 이하, W : 0.0005 ％ 이상 0.500 ％ 이하, B : 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Cr : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Ni : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Mo : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Cu : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Sn : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Sb : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Ta : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하, Zr : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Ca : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Mg : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, REM : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 관련된 고강도 강판은, 상기 발명에 있어서, 강 중 확산성 수소가 0.50 질량ppm 이하인 것을 특징으로 한다.

본 발명에 관련된 고강도 강판의 제조 방법은, 본 발명에 관련된 고강도 강판의 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 재가열 후, 마무리 압연 출측 온도를 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하의 온도역 내에서 열간 압연하고, 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하의 온도역 내에서 권취하고, 이어서, 산세 처리를 실시하고, Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 21600 초 초과 259200 초 이하 유지 후, 550 ℃ 부터 400 ℃ 까지의 온도역 내를 5 ℃/시간 이상 200 ℃/시간 이하의 평균 냉각 속도로 냉각시켜, 냉간 압연하고, 그 후, Ac₁ 변태점 ＋ 30 ℃ 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 130 ℃ 이하의 온도역 내에서 20 초 이상 900 초 이하 유지 후, 실온까지 냉각시키고, 산세 처리하고, 그 후, 400 ℃ 부터 Ac₁ 변태점까지의 온도역 내를 0.5 ℃/초 이상 50 ℃/초 이하의 평균 승온 속도로 승온하고, Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 20 초 이상 900 초 이하 유지 후, 실온까지 냉각시키고, 또한, 50 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 온도역 내에서 1800 초 이상 259200 초 이하 유지 후, 실온까지 냉각시키는 스텝을 포함하는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 관련된 고강도 강판의 제조 방법은, 본 발명에 관련된 고강도 강판의 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 재가열 후, 마무리 압연 출측 온도를 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하의 온도역 내에서 열간 압연하고, 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하의 온도역 내에서 권취하고, 이어서, 산세 처리를 실시하고, Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 21600 초 초과 259200 초 이하 유지 후, 550 ℃ 부터 400 ℃ 까지의 온도역 내를 5 ℃/시간 이상 200 ℃/시간 이하의 평균 냉각 속도로 냉각시켜, 냉간 압연하고, 그 후, Ac₁ 변태점 ＋ 30 ℃ 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 130 ℃ 이하의 온도역 내에서 20 초 이상 900 초 이하 유지 후, 실온까지 냉각시키고, 산세 처리하고, 그 후, 400 ℃ 부터 Ac₁ 변태점까지의 온도역 내를 0.5 ℃/초 이상 50 ℃/초 이하의 평균 승온 속도로 승온하고, Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 20 초 이상 900 초 이하 유지 후, 냉각시키고, 아연 도금 처리를 실시하고, 또한, 50 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 온도역 내에서 1800 초 이상 259200 초 이하 유지 후, 실온까지 냉각시키는 스텝을 포함하는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 관련된 고강도 강판의 제조 방법은, 본 발명에 관련된 고강도 강판의 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 재가열 후, 마무리 압연 출측 온도를 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하의 온도역 내에서 열간 압연하고, 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하의 온도역 내에서 권취하고, 이어서, 산세 처리를 실시하고, Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 21600 초 초과 259200 초 이하 유지 후, 550 ℃ 부터 400 ℃ 까지의 온도역 내를 5 ℃/시간 이상 200 ℃/시간 이하의 평균 냉각 속도로 냉각시켜, 냉간 압연하고, 그 후, Ac₁ 변태점 ＋ 30 ℃ 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 130 ℃ 이하의 온도역 내에서 20 초 이상 900 초 이하 유지 후, 실온까지 냉각시키고, 산세 처리하고, 그 후, 400 ℃ 부터 Ac₁ 변태점까지의 온도역 내를 0.5 ℃/초 이상 50 ℃/초 이하의 평균 승온 속도로 승온하고, Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 20 초 이상 900 초 이하 유지 후, 냉각시키고, 아연 도금 처리를 실시하고, 또한, 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역 내에서 합금화 처리를 실시하고, 또한, 50 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 온도역에서 1800 초 이상 259200 초 이하 유지 후, 실온까지 냉각시키는 스텝을 포함하는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 관련된 고강도 강판의 제조 방법은, 본 발명에 관련된 고강도 강판의 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 재가열 후, 마무리 압연 출측 온도를 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하의 온도역 내에서 열간 압연하고, 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하의 온도역 내에서 권취하고, 이어서, 산세 처리를 실시하고, Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 21600 초 초과 259200 초 이하 유지 후, 550 ℃ 부터 400 ℃ 까지의 온도역 내를 5 ℃/시간 이상 200 ℃/시간 이하의 평균 냉각 속도로 냉각시켜, 냉간 압연하고, 그 후, Ac₁ 변태점 ＋ 30 ℃ 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 130 ℃ 이하의 온도역 내에서 20 초 이상 900 초 이하 유지 후, 실온까지 냉각시키고, 산세 처리하고, 그 후, 400 ℃ 부터 Ac₁ 변태점까지의 온도역 내를 0.5 ℃/초 이상 50 ℃/초 이하의 평균 승온 속도로 승온하고, Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 20 초 이상 900 초 이하 유지 후, 실온까지 냉각시키는 스텝을 포함하는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 관련된 고강도 강판의 제조 방법은, 본 발명에 관련된 고강도 강판의 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 재가열 후, 마무리 압연 출측 온도를 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하의 온도역 내에서 열간 압연하고, 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하의 온도역 내에서 권취하고, 이어서, 산세 처리를 실시하고, Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 21600 초 초과 259200 초 이하 유지 후, 550 ℃ 부터 400 ℃ 까지의 온도역 내를 5 ℃/시간 이상 200 ℃/시간 이하의 평균 냉각 속도로 냉각시켜, 냉간 압연하고, 그 후, Ac₁ 변태점 ＋ 30 ℃ 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 130 ℃ 이하의 온도역 내에서 20 초 이상 900 초 이하 유지 후, 실온까지 냉각시키고, 산세 처리하고, 그 후, 400 ℃ 부터 Ac₁ 변태점까지의 온도역 내를 0.5 ℃/초 이상 50 ℃/초 이하의 평균 승온 속도로 승온하고, Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 20 초 이상 900 초 이하 유지 후, 냉각시키고, 아연 도금 처리를 실시하고, 실온까지 냉각시키는 스텝을 포함하는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 관련된 고강도 강판의 제조 방법은, 본 발명에 관련된 고강도 강판의 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 재가열 후, 마무리 압연 출측 온도를 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하의 온도역 내에서 열간 압연하고, 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하의 온도역 내에서 권취하고, 이어서, 산세 처리를 실시하고, Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 21600 초 초과 259200 초 이하 유지 후, 550 ℃ 부터 400 ℃ 까지의 온도역 내를 5 ℃/시간 이상 200 ℃/시간 이하의 평균 냉각 속도로 냉각시켜, 냉간 압연하고, 그 후, Ac₁ 변태점 ＋ 30 ℃ 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 130 ℃ 이하의 온도역 내에서 20 초 이상 900 초 이하 유지 후, 실온까지 냉각시키고, 산세 처리하고, 그 후, 400 ℃ 부터 Ac₁ 변태점까지의 온도역 내를 0.5 ℃/초 이상 50 ℃/초 이하의 평균 승온 속도로 승온하고, Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 20 초 이상 900 초 이하 유지 후, 냉각시키고, 아연 도금 처리를 실시하고, 또한, 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역 내에서 합금화 처리를 실시하고, 실온까지 냉각시키는 스텝을 포함하는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 관련된 고강도 강판 및 그 제조 방법에 의하면, 690 MPa 이상 980 MPa 미만의 인장 강도를 갖고, 성형성뿐만 아니라, 압궤 특성도 우수한 고강도 강판이 얻어진다.

도 1 은, 본 발명예의 강 조직을 나타내는 SEM 사진도이다.

이하, 본 발명에 관련된 고강도 강판 및 그 제조 방법에 대해 설명한다.

(1) 먼저, 본 발명에 관련된 고강도 강판에 있어서, 강의 성분 조성을 상기의 범위로 한정한 이유에 대해 설명한다.

〔C : 0.030 ％ 이상 0.250 ％ 이하〕

C 는, 마텐자이트 등의 저온 변태상을 생성시켜, 강의 인장 강도를 상승시키기 위해 필요한 원소이다. 또, C 는, 잔류 오스테나이트의 안정성을 향상시키고, 강의 연성을 향상시키는 데 유효한 원소이다. C 의 함유량이 0.030 ％ 미만인 경우, 원하는 마텐자이트의 면적률을 확보하기가 어렵고, 원하는 인장 강도 가 얻어지지 않는다. 또, 충분한 잔류 오스테나이트의 체적률을 확보하기가 어렵고, 양호한 연성이 얻어지지 않는다. 한편, 함유량 0.250 ％ 를 초과하여 C 를 과잉으로 첨가하면, 경질인 마텐자이트의 면적률이 과대해지고, 강의 연성이 저하될 뿐만 아니라, 구멍 확장 시험시에, 마텐자이트의 결정립계에서의 마이크로보이드가 증가하고, 또한, 균열의 전파가 진행되어 버려, 강의 구멍 확장성이 저하된다. 또, 용접부 및 열 영향부의 경화가 현저하고, 용접부의 기계적 특성이 저하되기 때문에, 스폿 용접성이나 아크 용접성 등이 열화된다. 이러한 관점에서, C 의 함유량은, 0.030 ％ 이상 0.250 ％ 이하, 바람직하게는 0.080 ％ 이상 0.200 ％ 이하의 범위 내로 한다.

〔Si : 0.01 ％ 이상 2.00 ％ 이하〕

Si 는, 페라이트의 고용 강화에 의해 강의 인장 강도를 상승시키기 위해 필요한 원소이다. 또, Si 는, 페라이트의 가공 경화능을 향상시키기 때문에, 양호한 연성의 확보에 유효하다. Si 의 함유량이 0.01 ％ 에 못 미치면 그 첨가 효과가 부족해지기 때문에, Si 의 함유량의 하한을 0.01 ％ 로 하였다. 그러나, 함유량이 2.00 ％ 를 초과하는 Si 의 과잉의 첨가는, 도금 품질의 저하를 야기한다. 그 때문에, Si 의 함유량은, 0.01 ％ 이상 2.00 ％ 이하, 바람직하게는 0.10 ％ 이상 0.75 ％ 이하의 범위 내로 한다.

〔Mn : 2.00 ％ 이상 3.10 ％ 미만〕

Mn 은, 본 발명에 있어서 매우 중요한 첨가 원소이다. Mn 은, 마텐자이트의 면적률을 확보하고, 잔류 오스테나이트를 안정화시키는 원소로, 양호한 강도, 연성과 딥드로잉성의 확보에 유효하고, 또한, 고용 강화에 의해 강의 인장 강도를 상승시키는 원소이다. 이와 같은 작용은, Mn 의 함유량이 2.00 ％ 이상에서 확인된다. 단, 함유량이 3.10 ％ 이상인 Mn 의 과잉의 첨가는, 도금 품질을 악화시킨다. 이러한 관점에서, Mn 의 함유량은, 2.00 ％ 이상 3.10 ％ 미만, 바람직하게는 2.40 ％ 이상 3.00 ％ 이하의 범위 내로 한다.

〔P : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하〕

P 는, 고용 강화의 작용을 갖고, 원하는 인장 강도에 따라 첨가할 수 있는 원소이다. 또, P 는, 페라이트 변태를 촉진시키기 때문에 복합 조직화에도 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, P 의 함유량을 0.001 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, P 의 함유량이 0.100 ％ 를 초과하면, 용접성의 열화를 초래함과 함께, 용융 아연 도금을 합금화 처리하는 경우에는, 합금화 속도를 저하시키고, 용융 아연 도금의 품질을 손상시킨다. 따라서, P 의 함유량은, 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하, 바람직하게는 0.005 ％ 이상 0.050 ％ 이하의 범위 내로 한다.

〔S : 0.0001 ％ 이상 0.0200 ％ 이하〕

S 는, 입계에 편석되어 열간 가공시에 강을 취화시킴과 함께, 황화물로서 존재하여 강의 국부 연성이나 구멍 확장성을 저하시킨다. 그 때문에, S 의 함유량은, 0.0200 ％ 이하, 바람직하게는 0.0100 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0050 ％ 이하로 할 필요가 있다. 그러나, 생산 기술상의 제약으로부터, S 의 함유량은 0.0001 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 따라서, S 의 함유량은, 0.0001 ％ 이상 0.0200 ％ 이하, 바람직하게는 0.0001 ％ 이상 0.0100 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0001 ％ 이상 0.0050 ％ 이하의 범위 내로 한다.

〔N : 0.0005 ％ 이상 0.0100 ％ 이하〕

N 은, 강의 내시효성을 열화시키는 원소이다. 특히, N 의 함유량이 0.0100 ％ 를 초과하면, 내시효성의 열화가 현저해진다. N 의 함유량은 적을수록 바람직하지만, 생산 기술상의 제약으로부터, N 의 함유량은 0.0005 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 따라서, N 의 함유량은, 0.0005 ％ 이상 0.0100 ％ 이하, 바람직하게는 0.0010 ％ 이상 0.0070 ％ 이하의 범위 내로 한다.

〔Al : 0.001 ％ 이상 1.200 ％ 이하〕

Al 은, 페라이트와 오스테나이트의 2 상역을 확대시키고, 기계적 특성의 어닐링 온도 의존성의 저감, 요컨대, 재질 안정성에 유효한 원소이다. Al 의 함유량이 0.001 ％ 에 못 미치면 그 첨가 효과가 부족해지므로, 하한을 0.001 ％ 로 하였다. 또, Al 은, 탈산제로서 작용하고, 강의 청정도에 유효한 원소로, 탈산 공정에서 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 함유량이 1.200 ％ 를 초과하는 Al 의 다량의 첨가는, 연속 주조시의 강편 균열 발생의 위험성이 높아지고, 제조성을 저하시킨다. 이러한 관점에서, Al 의 함유량은, 0.001 ％ 이상 1.200 ％ 이하, 바람직하게는 0.020 ％ 이상 1.000 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.030 ％ 이상 0.800 ％ 이하의 범위 내로 한다.

또, 상기의 성분에 더하여, 질량％ 로, Ti : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Nb : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하, V : 0.005 ％ 이상 0.500 ％ 이하, W : 0.0005 ％ 이상 0.500 ％ 이하, B : 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Ni : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Cr : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Mo : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Cu : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Sn : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Sb : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Ta : 0.001 ％ 이상 0.1000 ％ 이하, Ca : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Mg : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, REM : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 함유시키고, 잔부를 Fe 및 불가피적 불순물로 할 수 있다.

〔Ti : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하〕

Ti 는, 본 발명에 있어서 매우 중요한 첨가 원소이다. Ti 는, 강의 석출 강화에 유효하고, 페라이트의 강도를 향상시킴으로써 경질 제 2 상 (마텐자이트 혹은 잔류 오스테나이트) 과의 경도차를 저감시킬 수 있고, 양호한 구멍 확장성을 확보 가능하다. 또, 페라이트나 잔류 오스테나이트의 결정립을 미세화하고, 양호한 피로 특성이 얻어진다. 그 효과는 0.002 ％ 이상의 함유량에 의해 얻어진다. 그러나, 함유량이 0.200 ％ 를 초과하면, 경질인 마텐자이트의 면적률이 과대해져, 구멍 확장 시험시에, 마텐자이트의 결정립계에서의 마이크로보이드가 증가하고, 또한, 균열의 전파가 진행되어 버려, 강의 구멍 확장성이 저하된다. 따라서, Ti 를 첨가하는 경우에는, Ti 의 함유량은, 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하, 바람직하게는 0.005 ％ 이상 0.100 ％ 이하의 범위 내로 한다.

〔Nb : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하, V : 0.005 ％ 이상 0.500 ％ 이하, W : 0.005 ％ 이상 0.500 ％ 이하〕

Nb, V, W 는, 강의 석출 강화에 유효하고, 그 효과는 각각 0.005 ％ 이상의 함유량에 의해 얻어진다. 또, 페라이트의 강도를 향상시킴으로써 경질 제 2 상 (마텐자이트 혹은 잔류 오스테나이트) 과의 경도차를 저감시킬 수 있고, 양호한 구멍 확장성을 확보 가능하다. 또, 페라이트나 잔류 오스테나이트의 결정립을 미세화하고, 양호한 피로 특성이 얻어진다. 그 효과는, Nb, W, V 모두 0.005 ％ 이상의 함유량에 의해 얻어진다. 그러나, Nb 는 함유량 0.200 ％, V, W 는 함유량 0.500 ％ 를 초과하면, 경질인 마텐자이트의 면적률이 과대해져, 구멍 확장 시험시에, 마텐자이트의 결정립계에서의 마이크로보이드가 증가하고, 또한, 균열의 전파가 진행되어 버려, 강의 구멍 확장성이 저하된다. 따라서, Nb 를 첨가하는 경우에는, Nb 의 함유량은 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하, 바람직하게는 0.010 ％ 이상 0.100 ％ 이하의 범위 내로 한다. 또, V, W 를 첨가하는 경우에는, V, W 의 함유량은 모두 0.005 ％ 이상 0.500 ％ 이하, 바람직하게는 0.010 ％ 이상 0.100 ％ 이하의 범위 내로 한다.

〔B : 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하〕

B 는, 오스테나이트립계로부터의 페라이트의 생성 및 성장을 억제하고, 페라이트의 결정립 미세화 효과에 의해 강의 구멍 확장성과 피로 특성을 향상시킨다. 그 효과는, 0.0003 ％ 이상의 함유량에 의해 얻어진다. 그러나, B 의 함유량이 0.0050 ％ 를 초과하면 강의 연성이 저하된다. 따라서, B 를 첨가하는 경우, B 의 함유량은, 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, 바람직하게는 0.0005 ％ 이상 0.0030 ％ 이하의 범위 내로 한다.

〔Ni : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하〕

Ni 는, 잔류 오스테나이트를 안정화시키는 원소로, 양호한 연성과 딥드로잉성의 확보에 유효하고, 또한, 고용 강화에 의해 강의 강도를 상승시키는 원소이다. 그 효과는, 0.005 ％ 이상의 함유량에 의해 얻어진다. 한편, 함유량 1.000 ％ 를 초과하여 첨가하면, 경질인 마텐자이트의 면적률이 과대해져, 구멍 확장 시험시에, 마텐자이트의 결정립계에서의 마이크로보이드가 증가하고, 또한, 균열의 전파가 진행되어 버려, 강의 구멍 확장성이 저하된다. 따라서, Ni 를 첨가하는 경우에는, Ni 의 함유량은, 0.005 ％ 이상 1.00 ％ 이하의 범위 내로 한다.

〔Cr : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Mo : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하〕

Cr, Mo 는, 강의 강도와 연성의 밸런스를 향상시키는 작용을 가지므로 필요에 따라 첨가할 수 있다. 그 효과는, 그 함유량이 각각 0.005 ％ 이상에서 얻어진다. 그러나, 함유량 1.000 ％ 를 초과하여 과잉으로 첨가하면, 경질인 마텐자이트의 면적률이 과대해져, 구멍 확장 시험시에, 마텐자이트의 결정립계에서의 마이크로보이드가 증가하고, 또한, 균열의 전파가 진행되어 버려, 강의 구멍 확장성이 저하된다. 따라서, 이들 원소를 첨가하는 경우에는, 그 함유량은 각각, 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하의 범위 내로 한다.

〔Cu : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하〕

Cu 는, 강의 강화에 유효한 원소로, 본 발명에서 규정한 범위 내이면 강의 강화에 사용해도 지장없다. 그 효과는, 0.005 ％ 이상의 함유량에 의해 얻어진다. 한편, 함유량 1.000 ％ 를 초과하여 첨가하면, 경질인 마텐자이트의 면적률이 과대해져, 구멍 확장 시험시에, 마텐자이트의 결정립계에서의 마이크로보이드가 증가하고, 또한, 균열의 전파가 진행되어 버려, 강의 구멍 확장성이 저하된다. 따라서, Cu 를 첨가하는 경우에는, Cu 의 함유량은, 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하의 범위 내로 한다.

〔Sn : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Sb : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하〕

Sn 및 Sb 는, 강판 표면의 질화나 산화에 의해 생기는 강판 표층의 수십 ㎛ 정도의 영역의 탈탄을 억제하는 관점에서, 필요에 따라 첨가한다. 이와 같은 질화나 산화를 억제함으로써, 강판 표면에 있어서 마텐자이트의 면적률이 감소하는 것을 억제할 수 있으므로, 강의 강도나 재질 안정성의 확보에 유효하다. 한편, 이들 어느 원소에 대해서도, 함유량 0.200 ％ 를 초과하여 과잉으로 첨가하면 강의 인성의 저하를 초래한다. 따라서, Sn 및 Sb 를 첨가하는 경우에는, 그 함유량은 각각 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하의 범위 내로 한다.

〔Ta : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하〕

Ta 는, Ti 나 Nb 와 마찬가지로, 합금 탄화물이나 합금 탄질화물을 생성하여 강의 고강도화에 기여한다. 또한, Ta 는, Nb 탄화물이나 Nb 탄질화물에 일부 고용되어, (Nb, Ta)(C, N) 과 같은 복합 석출물을 생성함으로써 석출물의 조대화를 현저하게 억제하고, 석출 강화에 의한 강의 강도에 대한 기여를 안정화시키는 효과가 있는 것으로 생각된다. 이 때문에, Ta 를 함유하는 것이 바람직하다. 여기서, 전술한 석출물 안정화의 효과는, Ta 의 함유량을 0.001 ％ 이상으로 함으로써 얻어진다. 한편, Ta 를 과잉으로 첨가해도 석출물 안정화 효과가 포화되는 데다가, 합금 비용도 증가한다. 따라서, Ta 를 첨가하는 경우에는, Ta 의 함유량은 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하의 범위 내로 한다.

〔Ca : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Mg : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Zr : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, REM : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하〕

Ca, Mg, Zr 및 REM 은, 황화물의 형상을 구상 (球狀) 화하고, 강의 구멍 확장성에 대한 황화물의 악영향을 개선하기 위해 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, 각각 0.0005 ％ 이상의 함유량이 필요하다. 그러나, 각각 함유량이 0.0050 ％ 를 초과하는 과잉의 첨가는, 개재물 등의 증가를 야기하여, 표면 및 내부 결함 등을 야기한다. 따라서, Ca, Mg, Zr 및 REM 을 첨가하는 경우에는, 그 함유량은 각각 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하의 범위 내로 한다.

(2) 다음으로, 본 발명에 관련된 고강도 강판의 마이크로 조직에 대해 설명한다.

〔페라이트의 면적률 : 60.0 ％ 이상 90.0 ％ 미만〕

양호한 연성을 확보하기 위해, 페라이트의 면적률을 60.0 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 또, 690 MPa 이상의 인장 강도를 확보하기 위해, 연질인 페라이트의 면적률을 90.0 ％ 이하로 할 필요가 있다. 페라이트의 면적률은, 바람직하게는 70 ％ 이상 85 ％ 이하의 범위 내로 한다.

〔미재결정 페라이트의 면적률 : 0 ％ 이상 5.0 ％ 미만〕

양호한 딥드로잉성을 확보하기 위해, 미재결정 페라이트의 면적률은 5.0 ％ 미만으로 할 필요가 있다. 또한, 미재결정 페라이트의 면적률은 가능한 한 적은 편이 좋다.

〔마텐자이트의 면적률 : 2.0 ％ 이상 25.0 ％ 이하〕

690 MPa 이상의 인장 강도를 확보하기 위해, 경질인 마텐자이트의 면적률을 2.0 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 또, 양호한 연성을 확보하기 위해, 경질인 마텐자이트의 면적률을 25.0 ％ 이하로 할 필요가 있다. 마텐자이트의 면적률은, 바람직하게는 3.0 ％ 이상 20.0 ％ 이하의 범위 내이다.

〔세멘타이트 등의 탄화물의 면적률 : 0 ％ 이상 5.0 ％ 이하〕

충분한 체적률의 마텐자이트와 잔류 오스테나이트의 확보가 곤란해져, 인장 강도가 저하될 뿐만 아니라, 양호한 구멍 확장성의 확보가 곤란해지기 때문에, 세멘타이트 등의 탄화물의 면적률은 5.0 ％ 이하로 할 필요가 있다. 또한, 세멘타이트 등의 탄화물의 면적률은 가능한 한 적은 편이 좋다. 세멘타이트 등의 탄화물의 면적률은, 바람직하게는 3.0 ％ 이하의 범위 내이다.

〔베이나이트의 면적률 : 0 ％ 이상 3.0 ％ 이하〕

충분한 체적률의 마텐자이트와 잔류 오스테나이트의 확보가 곤란해져, 인장 강도가 저하되기 때문에, 베이나이트의 면적률은 3.0 ％ 이하로 할 필요가 있다. 또한, 베이나이트의 면적률은 가능한 한 적은 편이 좋다. 또, 페라이트, 마텐자이트, 세멘타이트 등의 탄화물 및 베이나이트의 면적률은, 강판의 압연 방향과 평행한 판 두께 단면 (L 단면) 을 연마 후, 3 vol.％ 나이탈로 부식시키고, 판 두께 1/4 의 위치 (강판 표면으로부터 깊이 방향으로 판 두께의 1/4 에 상당하는 위치) 에 대해, SEM (주사형 전자 현미경) 을 사용하여 2000 배의 배율로, 60 ㎛ × 45 ㎛ 의 범위의 시야를 10 시야 관찰하고, 얻어진 조직 화상을 사용하여, Media Cybernetics 사의 Image-Pro 를 사용하여 각 조직 (페라이트, 마텐자이트, 세멘타이트 등의 탄화물 및 베이나이트) 의 면적률을 10 시야분 산출하고, 그것들의 값을 평균하여 구할 수 있다. 또, 상기의 조직 화상에 있어서, 페라이트는 회색의 조직 (하지 조직), 마텐자이트는 백색의 조직, 세멘타이트 등의 탄화물은 미세하고 새하얀 조직, 베이나이트는 회색을 하지로 하고, 내부 구조를 갖는 조직을 나타내고 있다. 또, 상기의 조직 화상 (SEM 사진) 과 동일한 시야를 후방 산란 전자 회절 (Electron Back-Scattered Diffraction : EBSD) 법으로 측정하여, 결정 방위차가 2 도 이상 15 도 미만인 경계를 아립계로 하고, 페라이트 중 아립계를 함유하는 것을 미재결정 페라이트로서 구별하였다.

〔잔류 오스테나이트의 체적률 : 7 ％ 이상〕

양호한 연성과 딥드로잉성을 확보하기 위해, 잔류 오스테나이트의 체적률을 7 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 잔류 오스테나이트의 체적률은, 바람직하게는 12 ％ 이상이다.

〔페라이트의 평균 결정 입경 : 6 ㎛ 이하〕

페라이트 결정립의 미세화는, 강의 구멍 확장성의 향상에 기여한다. 그 때문에, 양호한 구멍 확장성을 확보하기 위해, 페라이트의 평균 결정 입경을 6 ㎛ 이하로 할 필요가 있다. 페라이트의 평균 결정 입경은, 바람직하게는 5 ㎛ 이하이다.

〔잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경 : 3 ㎛ 이하〕

잔류 오스테나이트 결정립의 미세화는, 강의 연성 및 구멍 확장성의 향상에 기여한다. 그 때문에, 양호한 연성, 구멍 확장성, 및 압궤 특성을 확보하기 위해서는, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경을 3 ㎛ 이하로 할 필요가 있다. 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경은, 바람직하게는 2.5 ㎛ 이하이다. 또한, 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경은, 상기 서술한 Image-Pro 를 사용하여, 페라이트립 및 잔류 오스테나이트립의 각각의 면적을 구하고, 원 상당 직경을 산출하고, 그것들의 값을 평균하여 구할 수 있다. 잔류 오스테나이트와 마텐자이트는, EBSD (Electron BackScattered Diffraction) 의 PhaseMap 에 의해 식별하였다.

〔100 ㎛ × 100 ㎛ 의 단면 시야에 있어서, 결정 방위가 상이한 잔류 오스테나이트와 인접하고 있지 않은 잔류 오스테나이트의 개수를 전체 잔류 오스테나이트의 개수로 나눈 값 : 0.80 미만〕

결정 방위가 상이한 잔류 오스테나이트와 인접하고 있지 않은 잔류 오스테나이트의 개수가 적을 때, 강의 압궤 특성의 향상에 기여한다. 그 때문에, 결정 방위가 상이한 잔류 오스테나이트와 인접하고 있지 않은 잔류 오스테나이트의 개수를 전체 잔류 오스테나이트의 개수로 나눈 값을 0.80 미만으로 할 필요가 있다. 결정 방위가 상이한 잔류 오스테나이트와 인접하고 있지 않은 잔류 오스테나이트의 개수를 전체 잔류 오스테나이트의 개수로 나눈 값은, 바람직하게는 0.70 이하이다. 또한, 잔류 오스테나이트의 결정 방위의 식별에는, EBSD 의 IPF (Inverse Pole Figure) Map 을 사용하였다. 또, 15°이상의 방위차를 갖는 대각 입계를 결정 방위가 상이한 잔류 오스테나이트의 결정립계로 판단하였다.

〔잔류 오스테나이트 중의 Mn 의 평균 함유량 (질량％) 을 강 중의 Mn 의 평균 함유량 (질량％) 으로 나눈 값 : 1.50 이상〕

잔류 오스테나이트 중의 Mn 의 평균 함유량 (질량％) 을 강 중의 Mn 의 평균 함유량 (질량％) 으로 나눈 값이 1.50 이상인 것은, 본 발명에 있어서 매우 중요한 구성 요건이다. 양호한 연성과 딥드로잉성을 확보하기 위해서는, Mn 이 농화된 안정적인 잔류 오스테나이트의 체적률이 많을 필요가 있다. 잔류 오스테나이트 중의 Mn 의 평균 함유량 (질량％) 을 강 중의 Mn 의 평균 함유량 (질량％) 으로 나눈 값은, 바람직하게는 1.70 이상이다. 또한, 잔류 오스테나이트 중의 Mn 의 평균 함유량은, FE-EPMA (Field Emission-Electron Probe Micro Analyzer ; 전계 방출형 전자 프로브 마이크로 애널라이저) 를 사용하여, 판 두께 1/4 의 위치에 있어서의 압연 방향 단면의 각 상에 대한 Mn 의 분포 상태를 정량화하고, 30 개의 잔류 오스테나이트립 및 30 개의 페라이트립의 Mn 량 분석 결과의 평균치에 의해 구할 수 있다.

〔강 중 확산성 수소량 : 0.50 질량ppm 이하〕

양호한 구멍 확장성을 확보하기 위해서는, 강 중 확산성 수소량이 0.50 질량ppm 이하인 것이 바람직하다. 강 중 확산성 수소량은, 보다 바람직하게는 0.30 질량ppm 이하의 범위 내이다. 어닐링판으로부터 길이가 30 mm, 폭이 5 mm 인 시험편을 채취하고, 도금층을 연삭 제거 후, 강 중의 확산성 수소량 및 확산성 수소의 방출 피크를 측정하였다. 방출 피크는 승온 탈리 분석법 (Thermal Desorption Spectrometry ; TDS) 으로 측정하고, 승온 속도는 200 ℃/hr 로 하였다. 또한, 300 ℃ 이하에서 검출된 수소를 확산성 수소로 하였다.

본 발명에 관련된 고강도 강판의 마이크로 조직에는, 페라이트, 미재결정 페라이트, 마텐자이트, 세멘타이트 등의 탄화물, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 이외에, 템퍼드 마텐자이트, 템퍼드 베이나이트, 펄라이트가 면적률로 8 ％ 이하의 범위에서 함유되어도, 본 발명의 효과가 저해되는 경우는 없다.

(3) 다음으로, 본 발명에 관련된 고강도 강판의 제조 조건에 대해 설명한다.

〔강 슬래브의 가열 온도〕

특별히 한정은 하지 않지만, 강 슬래브의 가열 온도는 1100 ℃ 이상 1300 ℃ 이하의 온도역 내로 하는 것이 바람직하다. 강 슬래브의 가열 단계에서 존재하고 있는 석출물은, 최종적으로 얻어지는 강판 내에서는 조대한 석출물로서 존재하고, 강의 강도에 기여하지 않기 때문에, 주조시에 석출된 Ti, Nb 계 석출물을 재용해시킬 필요가 있다. 강 슬래브의 가열 온도가 1100 ℃ 미만에서는, 탄화물의 충분한 고용이 곤란하고, 압연 하중의 증대로 인한 열간 압연시의 트러블 발생의 위험이 증대하는 등의 문제가 생긴다. 그 때문에, 강 슬래브의 가열 온도는 1100 ℃ 이상으로 할 필요가 있다. 또, 슬래브 표층의 기포, 편석 등의 결함을 스케일 오프하고, 강판 표면의 균열, 요철을 감소시키고, 평활한 강판 표면을 달성하는 관점에서도 강 슬래브의 가열 온도는 1100 ℃ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 강 슬래브의 가열 온도가 1300 ℃ 초과에서는, 산화량의 증가에 수반하여 스케일 로스가 증대되기 때문에, 강 슬래브의 가열 온도는 1300 ℃ 이하로 할 필요가 있다. 강 슬래브의 가열 온도는, 보다 바람직하게는 1150 ℃ 이상 1250 ℃ 이하의 온도역 내로 한다.

강 슬래브는, 매크로 편석을 방지하기 위해, 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하지만, 조괴법이나 박 슬래브 주조법 등에 의해 제조할 수도 있다. 또, 강 슬래브를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각시키고, 그 후 다시 가열하는 종래법에 더하여, 실온까지 냉각시키지 않고, 온편 (溫片) 인 채로 가열로에 장입하거나, 혹은 약간의 보열 (保熱) 을 실시한 후에 즉시 압연하는 직송 압연이나 직접 압연 등의 에너지 절약 프로세스도 문제없이 적용할 수 있다. 또, 강 슬래브는 통상의 조건에서 조 (粗) 압연에 의해 시트 바로 되지만, 가열 온도를 낮게 한 경우에는, 열간 압연시의 트러블을 방지하는 관점에서, 마무리 압연 전에 바 히터 등을 사용하여 시트 바를 가열하는 것이 바람직하다.

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

가열 후의 강 슬래브는, 조압연 및 마무리 압연에 의해 열간 압연되어 열연 강판이 된다. 이 때, 마무리 압연 출측 온도가 1000 ℃ 를 초과하면, 산화물 (스케일) 의 생성량이 급격하게 증대되어, 지철과 산화물의 계면이 거칠어지고, 산세, 냉간 압연 후의 표면 품질 (도금 품질) 이 열화되는 경향이 있다. 또, 산세 후에 열연 스케일의 제거 잔류물 등이 일부에 존재하면, 강의 연성이나 구멍 확장성에 악영향을 미친다. 또한, 결정 입경이 과도하게 조대해져, 가공시에 프레스품 표면 거침을 발생시키는 경우가 있다. 한편, 마무리 압연 출측 온도가 750 ℃ 미만인 경우, 압연 하중이 증대되고, 압연 부하가 커진다. 또, 오스테나이트가 미재결정 상태에서의 압하율이 높아지고, 미재결정 페라이트의 면적률이 증가하고, 이상 집합 조직이 발달하고, 최종 제품에 있어서의 면내 이방성이 현저해지고, 재질의 균일성 (재질 안정성) 이 저해될 뿐만 아니라, 강의 연성이나 딥드로잉성이나 압궤 특성도 저하된다. 따라서, 열간 압연의 마무리 압연 출측 온도는, 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하의 온도역 내로 할 필요가 있다. 열간 압연의 마무리 압연 출측 온도는, 바람직하게는 800 ℃ 이상 950 ℃ 이하의 온도역 내로 한다.

〔열간 압연 후의 코일 내 평균 권취 온도 : 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하〕

열간 압연 후의 코일 내 평균 권취 온도란, 열간 압연 코일 전체 길이의 권취 온도의 평균치이다. 열간 압연 후의 코일 내 평균 권취 온도가 750 ℃ 를 초과하면, 열연 강판 조직의 페라이트의 결정 입경이 커지고, 최종 어닐링판의 양호한 구멍 확장성의 확보가 곤란해진다. 또, 최종재의 화성 처리성 및 도금성이 저하된다. 한편, 열간 압연 후의 코일 내 평균 권취 온도가 300 ℃ 미만인 경우, 열연 강판 강도가 상승하고, 냉간 압연에 있어서의 압연 부하가 증대하거나, 판 형상의 불량이 발생하거나 하기 때문에, 생산성이 저하된다. 따라서, 열간 압연 후의 코일 내 평균 권취 온도는, 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하의 온도역 내로 할 필요가 있다. 열간 압연 후의 코일 내 평균 권취 온도는, 바람직하게는 400 ℃ 이상 650 ℃ 이하의 온도역 내로 한다. 또한, 열연시에 조압연 강판끼리를 접합하여 연속적으로 마무리 압연을 실시해도 된다. 또, 조압연 강판을 일단 권취해도 상관없다. 또, 열간 압연시의 압연 하중을 저감시키기 위해 마무리 압연의 일부 또는 전부를 윤활 압연으로 해도 된다. 윤활 압연을 실시하는 것은, 강판 형상 및 재질의 균일화의 관점에서도 유효하다. 또한, 윤활 압연시의 마찰 계수는, 0.10 이상 0.25 이하의 범위 내로 하는 것이 바람직하다. 이와 같이 하여 제조한 열연 강판에, 산세를 실시한다. 산세는 강판 표면의 산화물의 제거가 가능한 점에서, 최종 제품인 고강도 강판의 양호한 화성 처리성이나 도금 품질의 확보를 위해 중요하다. 또, 1 회의 산세를 실시해도 되고, 복수 회로 나누어 산세를 실시해도 된다.

〔1 회째 열 처리 : Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 21600 초 초과 259200 초 이하 유지〕

Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 21600 초 초과 유지하는 것은, 본 발명에 있어서 매우 중요한 발명 구성 요건이다. Ac₁ 변태점 미만의 온도역, Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 를 초과하는 온도역, 및 21600 초 이하에서 유지하는 경우, 오스테나이트 중으로의 Mn 의 농화가 충분히 진행되지 않아, 최종 어닐링 후에 충분한 잔류 오스테나이트의 체적률의 확보가 곤란해지고, 강의 연성이나 딥드로잉성이 저하된다. 또한, 1 회째 열 처리 온도는 Ac₁ 변태점 ＋ 30 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 130 ℃ 이하의 온도역 내에 있는 것이 바람직하다. 또, 유지 시간은 259200 초 이하가 바람직하고, 초과하여 유지하는 경우, 오스테나이트 중으로의 Mn 의 농화가 포화되어, 최종 어닐링 후의 연성 및 딥드로잉성에 대한 효능치가 작아질 뿐만 아니라, 비용 상승으로 이어질 가능성이 있다.

〔1 회째 열 처리 후의 550 ℃ 부터 400 ℃ 까지의 온도역 내의 평균 냉각 속도 : 5 ℃/시간 이상 200 ℃/시간 이하〕

1 회째 열 처리 중에 Mn 이 농화된 오스테나이트에 있어서도, 장시간 유지에 의해 조대화된 오스테나이트는 550 ℃ 부터 400 ℃ 까지의 온도역 내의 평균 냉각 속도가 200 ℃/시간 초과인 경우, 펄라이트 변태를 억제해 버린다. 이 펄라이트는, 냉간 압연 후의 열 처리에 의해 미세한 페라이트 및 미세한 잔류 오스테나이트가 되기 때문에, 강의 연성 및 구멍 확장성을 향상시킨다. 또, 이 펄라이트가 많은 경우, 최종 조직의 결정 방위가 상이한 잔류 오스테나이트와 인접하고 있지 않은 잔류 오스테나이트의 개수를 감소시키기 때문에, 압궤 특성을 향상시킨다. 550 ℃ 부터 400 ℃ 까지의 온도역 내의 평균 냉각 속도가 5 ℃/시간 미만인 경우, 페라이트 및 오스테나이트의 결정 입경이 커져, 강의 연성 및 구멍 확장성이 저하된다. 550 ℃ 부터 400 ℃ 까지의 온도역 내의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 10 ℃/시간 이상 170 ℃/시간 이하의 범위 내로 한다. 평균 냉각 속도는, 550 ℃ 부터 400 ℃ 까지의 온도 강하량 150 ℃ 를, 150 ℃ 온도 강하에 필요로 한 시간으로 나눈 값이다. 상기 열간 압연 후, 열 처리된 강판은, 필요에 따라, 통상의 방법에 따라, 산세 처리를 실시하고, 냉간 압연하여 냉연 강판으로 한다. 특별히 한정은 하지 않지만, 냉간 압연의 압하율은, 30 ％ 이상 85 ％ 이하의 범위 내에 있는 것이 바람직하다. 압하율이 30 ％ 미만에서는, 페라이트의 {111} 재결정 집합 조직이 충분히 발달되지 않아, 양호한 딥드로잉성이 얻어지지 않을 가능성이 있다. 한편, 압하율이 85 ％ 를 초과하면, 냉간 압연에 있어서의 부하가 증대되고, 통판 (通板) 트러블이 발생할 가능성이 있다.

〔2 회째 열 처리 : Ac₁ 변태점 ＋ 30 ℃ 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 130 ℃ 이하의 온도역 내에서 20 초 이상 900 초 이하 유지〕

Ac₁ 변태점 미만의 온도역 및 20 초 미만으로 유지하는 경우, 재결정이 충분히 진행되지 않아, 미재결정 페라이트가 잔존할 가능성이 높기 때문에, 강의 연성이 낮아지는 경우가 있다. 한편, 900 초를 초과하여 유지하는 경우, 재결정이 완료되기 때문에, 최종 어닐링 후의 연성에 대한 효능치가 작아진다. 2 회째 열 처리가 종료된 강판은, 실온까지 냉각된 후, 산세 처리된다.

〔2 회째 열 처리 후의 400 ℃ 부터 Ac₁ 변태점까지의 온도역 내의 평균 승온 속도 : 0.5 ℃/초 이상 50 ℃/초 이하〕

2 회째 열 처리 후의 400 ℃ 부터 Ac₁ 변태점까지의 온도역 내의 평균 승온 속도가 0.5 ℃/초 미만인 경우, 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 조대해져, 충분한 연성 및 구멍 확장성이 얻어지지 않는다. 한편, 2 회째 열 처리 후의 400 ℃ 부터 Ac₁ 변태점까지의 온도역 내의 평균 승온 속도가 50 ℃/초 초과인 경우, 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경의 미세화 정도는 포화된다.

〔3 회째 열 처리 : Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역에서 20 초 이상 900 초 이하 유지〕

Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 20 초 이상 900 초 이하 유지하는 것은, 본 발명에 있어서 매우 중요한 발명 구성 요건이다. Ac₁ 변태점 미만의 온도역 및 20 초 미만으로 유지하는 경우, 승온 중에 형성되는 탄화물이 다 녹지 않고 남아, 충분한 체적률의 마텐자이트와 잔류 오스테나이트의 확보가 곤란해지고, 강의 강도가 저하된다. 또, Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 를 초과하는 온도역에서는, 마텐자이트의 면적률이 과대하고, 페라이트의 면적률 및 잔류 오스테나이트의 체적 분율의 확보가 곤란해지는 것에 더하여, 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 조대해져, 충분한 연성 및 구멍 확장성을 얻을 수 없다. 또, 화성 처리성 및 도금성도 저하된다. 유지하는 온도역은, 바람직하게는 Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 130 ℃ 이하의 범위 내이다. 또한 900 초를 초과하여 유지하는 경우, 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 조대해져, 충분한 연성 및 구멍 확장성이 얻어지지 않는다. 또, 화성 처리성 및 도금성도 저하된다.

〔도금 처리를 실시하는 것〕

용융 아연 도금 처리를 실시할 때에는, 어닐링 처리를 실시한 강판을 440 ℃ 이상 500 ℃ 이하의 온도역 내의 용융 아연 도금욕 중에 침지하여, 용융 아연 도금 처리를 실시하고, 그 후, 가스 와이핑 등에 의해, 도금 부착량을 조정한다. 또한, 용융 아연 도금욕으로는, Al 의 함유량이 0.08 ％ 이상 0.18 ％ 이하의 범위 내에 있는 용융 아연 도금욕을 사용하는 것이 바람직하다. 용융 아연 도금의 합금화 처리를 실시할 때에는, 용융 아연 도금 처리 후에, 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역 내에서 용융 아연 도금의 합금화 처리를 실시한다. 600 ℃ 를 초과하는 온도에서 합금화 처리를 실시하면, 미변태 오스테나이트가 펄라이트로 변태되고, 원하는 잔류 오스테나이트의 체적률을 확보할 수 없어, 강의 연성과 딥드로잉성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, 용융 아연 도금의 합금화 처리를 실시할 때에는, 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역 내에서 용융 아연 도금의 합금화 처리를 실시하는 것이 바람직하다.

또한, 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조할 때에는, 도금 직전의 열 처리보다 전 (예를 들어 열간 압연 권취 후와 1 회째의 열 처리 사이, 도금 직전의 열 처리 (3 회째의 열 처리) 와 그 하나 전의 열 처리 (2 회째의 열 처리) 사이) 에, 산세 처리를 실시함으로써, 최종적으로 양호한 도금 품질이 얻어진다. 이것은, 도금 처리 직전의 표면에 산화물이 존재하는 것이 억제되어, 그 산화물에 의한 미도금이 억제되기 때문이다. 더욱 상세하게 서술하면, 열 처리시에 산화 용이 원소 (Mn, Cr, Si 등) 가 강판 표면에 산화물을 만들어 농화되기 때문에, 열 처리 후의 강판 표면 (산화물 바로 아래) 에 산화 용이 원소의 결핍층이 형성되고, 그 후의 산세 처리로 산화 용이 원소에 의한 산화물을 제거하면, 강판 표면에는 산화 용이 원소의 결핍층이 나타나고, 그 후의 3 회째 열 처리시에 산화 용이 원소의 표면 산화가 억제되기 때문이다.

〔4 회째 열 처리 : 50 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 온도역 내에서 1800 초 이상 259200 초 이하 유지〕

필요에 따라, 마지막 열 처리로서 4 회째의 열 처리를 실시한다. 용융 아연 도금 처리 또는 합금화 용융 아연 도금 처리를 실시한 경우에는, 그 도금 처리를 실시한 후에 이 4 회째의 열 처리를 실시한다. 50 ℃ 미만의 온도역 또는 1800 초 미만으로 유지하는 경우, 강 중 확산성 수소가 강판으로부터 방출되지 않기 때문에, 강의 구멍 확장성이 저하될 가능성이 있다. 한편, 300 ℃ 초과의 온도역 또는 259200 초 초과 유지하는 경우, 잔류 오스테나이트의 분해에 의해 충분한 체적률의 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않아, 강의 연성이 저하된다.

그 밖의 제조 방법의 조건은, 특별히 한정하지 않지만, 생산성의 관점에서, 상기의 어닐링은, 연속 어닐링 설비에서 실시하는 것이 바람직하다. 또, 어닐링, 용융 아연 도금, 용융 아연 도금의 합금화 처리 등의 일련의 처리는, 용융 아연 도금 라인인 CGL (Continuous Galvanizing Line) 에서 실시하는 것이 바람직하다. 또한, 상기의 「고강도 용융 아연 도금 강판」에, 형상 교정이나 표면 조도의 조정 등을 목적으로 스킨 패스 압연을 실시할 수 있다. 스킨 패스 압연의 압하율은, 0.1 ％ 이상 2.0 ％ 이하의 범위 내로 하는 것이 바람직하다. 0.1 ％ 미만의 압하율로는 효과가 작고, 제어도 곤란한 점에서, 이것이 양호 범위의 하한이 된다. 또, 압하율이 2.0 ％ 를 초과하면, 생산성이 현저하게 저하되므로, 이것을 양호 범위의 상한으로 한다. 또한, 스킨 패스 압연은, 온라인으로 실시해도 되고, 오프라인으로 실시해도 된다. 또, 한 번에 목적으로 하는 압하율의 스킨 패스를 실시해도 되고, 수 회로 나누어 실시해도 상관없다. 또, 수지나 유지 코팅 등의 각종 도장 처리를 실시하는 것도 가능하다.

실시예

표 1 에 나타내는 성분 조성을 갖고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을 전로에서 용제 (溶製) 하고, 연속 주조법으로 강 슬래브로 하였다. 얻어진 강 슬래브를 표 2 에 나타내는 조건으로 열간 압연, 산세, 1 회째 열 처리, 냉간 압연, 각 조건으로 어닐링한 후, 고강도 냉연 강판 (CR) 을 얻고, 또한, 용융 아연 도금 처리를 실시하여, 용융 아연 도금 강판 (GI), 합금화 용융 아연 도금 강판 (GA) 을 얻었다. 용융 아연 도금욕은, 용융 아연 도금 강판 (GI) 에서는, Al : 0.19 질량％ 함유 아연욕을 사용하고, 합금화 용융 아연 도금 강판 (GA) 에서는, Al : 0.14 질량％ 함유 아연욕을 사용하고, 욕온은 465 ℃ 로 하였다. 도금 부착량은 편면당 45 g/㎡ (양면 도금) 로 하고, GA 는, 도금층 중의 Fe 농도를 9 질량％ 이상 12 질량％ 이하의 범위 내가 되도록 조정하였다. 얻어진 강판의 단면 마이크로 조직, 인장 특성, 딥드로잉성, 구멍 확장성, 압궤 특성, 화성 처리성, 및 도금성을 평가하였다. 평가 결과를 이하의 표 3 에 나타낸다.

Ac₁ 변태점과 Ac₃ 변태점은 이하의 식을 사용하여 구하였다.

Ac₁ 변태점 (℃)

＝ 751 － 16 × (％C) ＋ 11 × (％Si) － 28 × (％Mn) － 5.5 × (％Cu)

－ 16 × (％Ni) ＋ 13 × (％Cr) ＋ 3.4 × (％Mo)

Ac₃ 변태점 (℃)

＝ 910 － 203√(％C) ＋ 45 × (％Si) － 30 × (％Mn) － 20 × (％Cu)

－ 15 × (％Ni) ＋ 11 × (％Cr) ＋ 32 × (％Mo) ＋ 104 × (％V) ＋ 400

× (％Ti) ＋ 200 × (％Al)

여기서, (％C), (％Si), (％Mn), (％Ni), (％Cu), (％Cr), (％Mo), (％V), (％Ti), (％Al) 은, 각각의 원소의 함유량 (질량％) 이다.

인장 시험은, 인장 방향이 강판의 압연 방향과 직각 방향이 되도록 샘플을 채취한 JIS 5 호 시험편을 사용하여, JIS Z 2241 (2011년) 에 준거하여 실시하고, TS (인장 강도), EL (전연신) 을 측정하였다. 또, 기계적 특성은 하기의 경우를 양호로 판단하였다.

·TS 690 MPa 이상 780 MPa 미만 EL ≥ 27 ％

·TS 780 MPa 이상 880 MPa 미만 EL ≥ 24 ％

·TS 880 MPa 이상 980 MPa 미만 EL ≥ 21 ％

딥드로잉 시험은, 원통 드로잉 시험을 실시하고, 한계 드로잉비 (LDR) 에 의해 딥드로잉성을 평가하였다. 원통 딥드로잉 시험에는, 직경 33 mmφ 의 원통 펀치를 사용하고, 예를 들어 판 두께 1.2 mm 재에서는 다이스 직경이 36.6 mm 인 금형을 사용하였다 (그 밖의 판 두께인 경우에는 후술). 시험은, 1.5 ton (14.71 kN) 의 주름 가압력으로 실시하였다. 도금 상태 등에 따라 표면의 슬라이딩 상태가 변하기 때문에, 표면의 슬라이딩 상태가 시험에 영향을 미치지 않도록, 샘플과 다이스 사이에 폴리에틸렌 시트를 두고 고윤활 조건에서 시험을 실시하였다. 블랭크 직경을 1 mm 피치로 변화시켜, 파단되지 않고 드로잉된 블랭크 직경 D 와 펀치 직경 d 의 비 (D/d) 를 LDR 로 하였다. 또한, LDR ≥ 2.00 인 경우에, 딥드로잉성이 양호한 것으로 판정하였다. 또, 딥드로잉 성형 시험 (원통 드로잉 시험) 에 사용한 금형의 다이스 직경은, 강판의 판 두께마다 다음과 같이 하였다.

·판 두께 0.8 mm 재···금형의 다이스 직경 : 35.4 mm

·판 두께 1.0 mm 재···금형의 다이스 직경 : 36.0 mm

·판 두께 1.2 mm 재···금형의 다이스 직경 : 36.6 mm

·판 두께 1.4 mm 재···금형의 다이스 직경 : 37.2 mm

·판 두께 1.6 mm 재···금형의 다이스 직경 : 37.8 mm

·판 두께 1.8 mm 재···금형의 다이스 직경 : 38.4 mm

·판 두께 2.0 mm 재···금형의 다이스 직경 : 39.0 mm

·판 두께 2.3 mm 재···금형의 다이스 직경 : 39.9 mm

구멍 확장성은, JIS Z 2256 (2010년) 에 준거하여 실시하였다. 얻어진 각 강판을 100 mm × 100 mm 로 절단 후, 클리어런스 12 ％ ± 1 ％ 이고 직경 10 mm 의 구멍을 타발 (打拔) 하거나, 또는 리머 가공에 의해 직경 10 mm 의 구멍으로 넓혀 깎은 후, 내경 75 mm 의 다이스를 사용하여 주름 가압력 9 ton 으로 누른 상태에서, 60°원추의 펀치를 구멍에 밀어넣어 균열 발생 한계에 있어서의 구멍 직경을 측정하고, 하기의 식으로부터, 한계 구멍 확장률 λ (％) 를 구하고, 이 한계 구멍 확장률의 값으로부터 구멍 확장성을 평가하였다. 또한, 리머 가공이란, 드릴에 의해 가공된 내경을, 절삭날부로 소정의 구멍 치수로 넓혀 깎고, 추가로 가공면을 마진부로 뭉개면서 마무리를 실시하는 것이다.

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

단, D_f 는 균열 발생시의 구멍 직경 (mm), D₀ 은 초기 구멍 직경 (mm) 이다. 또한, 본 발명에서는, TS 범위마다 하기의 경우를 양호로 판단하였다.

·TS 690 MPa 이상 780 MPa 미만 (타발)λ ≥ 25 ％, (리머 가공)λ ≥ 45 ％

·TS 780 MPa 이상 880 MPa 미만 (타발)λ ≥ 20 ％, (리머 가공)λ ≥ 40 ％

·TS 880 MPa 이상 980 MPa 미만 (타발)λ ≥ 15 ％, (리머 가공)λ ≥ 35 ％

압궤 특성은, 이하에 나타내는 바와 같이 축 압궤 시험을 실시하고, 그 변형 상황으로 판정하였다. 즉, 먼저, 굽힘 가공에 의해 햇형의 단면 형상으로 성형하고, 동일한 종류의 강판을 배판 (背板) 으로 하여 스폿 용접에 의해 접합하였다. 다음으로, 축 방향으로 시속 60 km 상당의 속도로 100 kgf 의 추를 충돌시켜, 압궤하였다. 그 후, 부재의 변형 상황을 육안으로 관찰하고, 균열 없이 주름상자상으로 찌부러지는 경우를 ◎, 균열 없지만 주름상자상이 약간 찌그러진 경우를 ○, 약간 균열이 발생하고 주름상자상도 약간 찌그러진 경우를 △, 균열이 발생하고, 주름상자상으로 찌부러지지 않는 경우를 × 로 판정하였다.

화성 처리성은, 얻어진 냉연 강판에 대해, 니혼 파커라이징사 제조의 화성 처리액 (펄본드 L3080 (등록상표)) 을 사용하여 하기 방법으로 화성 처리를 실시함으로써 화성 피막을 형성하고, 화성 처리성을 평가하였다. 먼저, 얻어진 냉연 강판을, 니혼 파커라이징사 제조의 탈지액 파인클리너 (등록상표) 를 사용하여 탈지한 후, 수세하고, 다음으로, 니혼 파커라이징사 제조의 표면 조정액 프레팔렌 Z (등록상표) 를 사용하여 30 초간의 표면 조정을 실시하였다. 표면 조정한 냉연 강판을, 43 ℃ 의 화성 처리액 (펄본드 L3080) 에 120 초간 침지하고, 그 후, 수세하고, 온풍으로 건조시켰다. 이렇게 하여, 냉연 강판에 화성 처리를 실시하였다. 화성 처리 후의 냉연 강판의 표면에 대해, SEM 을 사용하여 배율 500 배로 무작위로 5 시야를 관찰하였다. 화성 피막이 생성되어 있지 않은 영역 (틈) 의 면적률 [％] 을 화상 처리에 의해 구하고, 구한 면적률에 의해 이하의 평가를 하였다. 평점 4 또는 평점 5 이면 화성 처리성이 양호하다고 할 수 있다. 그 중에서도, 평점 5 인 것이 바람직하다.

평점 5 : 5 ％ 이하

평점 4 : 5 ％ 초과 10 ％ 이하

평점 3 : 10 ％ 초과 25 ％ 이하

평점 2 : 25 ％ 초과 40 ％ 이하

평점 1 : 40 ％ 초과

도금성은, 외관에 의해 평가하였다. 미도금, 합금화 불균일, 그 밖의 표면 품질을 저해하는 결함 등의 외관 불량이 없고, 적절한 표면 품질이 확보되어 있는 경우를 ○, 일부 경미한 결함이 관찰되는 경우를 △, 많은 표면 결함이 관찰된 경우를 × 로 판정하였다.

본 발명예의 강판은, 모두 690 MPa 이상 980 MPa 미만의 TS 를 갖고, 성형성 (연성, 딥드로잉성, 구멍 확장성) 뿐만 아니라, 압궤 특성도 우수하였다. 또한, 도 1 은, 본 발명예 20 의 강 조직을 나타내는 SEM 사진도이다. 이에 대하여, 비교예에서는, TS, EL, LDR, λ, 압궤 형태 및 화성 처리성 또는 도금 품질의 적어도 하나의 특성이 열등하였다.

산업상 이용가능성

본 발명에 의하면, 690 MPa 이상 980 MPa 미만의 TS (인장 강도) 를 가지며, 또한 우수한 성형성과 압궤 특성을 가진 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.

Claims

성분 조성은, 질량％ 로, C : 0.030 ％ 이상 0.250 ％ 이하, Si : 0.01 ％ 이상 2.00 ％ 이하, Mn : 2.00 ％ 이상 3.10 ％ 미만, P : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하, S : 0.0001 ％ 이상 0.0200 ％ 이하, N : 0.0005 ％ 이상 0.0100 ％ 이하, Al : 0.001 ％ 이상 1.200 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
강 조직은, 면적률로, 페라이트가 60.0 ％ 이상 90.0 ％ 미만, 미재결정 페라이트가 0 ％ 이상 5.0 ％ 미만, 마텐자이트가 2.0 ％ 이상 25.0 ％ 이하, 탄화물이 0 ％ 이상 5.0 ％ 이하, 베이나이트가 0 ％ 이상 3.0 ％ 이하이고, 체적률로 잔류 오스테나이트가 7.0 ％ 초과이고, 또한, 100 ㎛ × 100 ㎛ 의 단면 시야에 있어서, 결정 방위가 상이한 잔류 오스테나이트와 인접하고 있지 않은 잔류 오스테나이트의 개수를 전체 잔류 오스테나이트의 개수로 나눈 값이 0.80 미만이고, 또한, 상기 페라이트의 평균 결정 입경이 6.0 ㎛ 이하, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 3.0 ㎛ 이하이고, 상기 잔류 오스테나이트 중의 Mn 의 평균 함유량 (질량％) 을 강 중의 Mn 의 평균 함유량 (질량％) 으로 나눈 값이 1.50 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항에 있어서,
성분 조성이, 추가로, 질량％ 로, Ti : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Nb : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하, V : 0.005 ％ 이상 0.500 ％ 이하, W : 0.0005 ％ 이상 0.500 ％ 이하, B : 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Cr : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Ni : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Mo : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Cu : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Sn : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Sb : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Ta : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하, Zr : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Ca : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Mg : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, REM : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항에 있어서,
강 중 확산성 수소가 0.50 질량ppm 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 2 항에 있어서,
강 중 확산성 수소가 0.50 질량ppm 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로서, 상기 고강도 강판의 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 재가열 후, 마무리 압연 출측 온도를 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하의 온도역 내에서 열간 압연하고, 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하의 온도역 내에서 권취하고, 이어서, 산세 처리를 실시하고, Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 21600 초 초과 259200 초 이하 유지 후, 550 ℃ 부터 400 ℃ 까지의 온도역 내를 5 ℃/시간 이상 200 ℃/시간 이하의 평균 냉각 속도로 냉각시켜, 냉간 압연하고, 그 후, Ac₁ 변태점 ＋ 30 ℃ 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 130 ℃ 이하의 온도역 내에서 20 초 이상 900 초 이하 유지 후, 실온까지 냉각시키고, 산세 처리하고, 그 후, 400 ℃ 부터 Ac₁ 변태점까지의 온도역 내를 0.5 ℃/초 이상 50 ℃/초 이하의 평균 승온 속도로 승온하고, Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 20 초 이상 900 초 이하 유지 후, 실온까지 냉각시키고, 또한, 50 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 온도역 내에서 1800 초 이상 259200 초 이하 유지 후, 실온까지 냉각시키는 스텝을 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로서, 상기 고강도 강판의 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 재가열 후, 마무리 압연 출측 온도를 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하의 온도역 내에서 열간 압연하고, 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하의 온도역 내에서 권취하고, 이어서, 산세 처리를 실시하고, Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 21600 초 초과 259200 초 이하 유지 후, 550 ℃ 부터 400 ℃ 까지의 온도역 내를 5 ℃/시간 이상 200 ℃/시간 이하의 평균 냉각 속도로 냉각시켜, 냉간 압연하고, 그 후, Ac₁ 변태점 ＋ 30 ℃ 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 130 ℃ 이하의 온도역 내에서 20 초 이상 900 초 이하 유지 후, 실온까지 냉각시키고, 산세 처리하고, 그 후, 400 ℃ 부터 Ac₁ 변태점까지의 온도역 내를 0.5 ℃/초 이상 50 ℃/초 이하의 평균 승온 속도로 승온하고, Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 20 초 이상 900 초 이하 유지 후, 냉각시키고, 아연 도금 처리를 실시하고, 또한, 50 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 온도역 내에서 1800 초 이상 259200 초 이하 유지 후, 실온까지 냉각시키는 스텝을 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로서, 상기 고강도 강판의 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 재가열 후, 마무리 압연 출측 온도를 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하의 온도역 내에서 열간 압연하고, 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하의 온도역 내에서 권취하고, 이어서, 산세 처리를 실시하고, Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 21600 초 초과 259200 초 이하 유지 후, 550 ℃ 부터 400 ℃ 까지의 온도역 내를 5 ℃/시간 이상 200 ℃/시간 이하의 평균 냉각 속도로 냉각시켜, 냉간 압연하고, 그 후, Ac₁ 변태점 ＋ 30 ℃ 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 130 ℃ 이하의 온도역 내에서 20 초 이상 900 초 이하 유지 후, 실온까지 냉각시키고, 산세 처리하고, 그 후, 400 ℃ 부터 Ac₁ 변태점까지의 온도역 내를 0.5 ℃/초 이상 50 ℃/초 이하의 평균 승온 속도로 승온하고, Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 20 초 이상 900 초 이하 유지 후, 냉각시키고, 아연 도금 처리를 실시하고, 또한, 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역 내에서 합금화 처리를 실시하고, 또한, 50 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 온도역 내에서 1800 초 이상 259200 초 이하 유지 후, 실온까지 냉각시키는 스텝을 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로서, 상기 고강도 강판의 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 재가열 후, 마무리 압연 출측 온도를 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하의 온도역 내에서 열간 압연하고, 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하의 온도역 내에서 권취하고, 이어서, 산세 처리를 실시하고, Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 21600 초 초과 259200 초 이하 유지 후, 550 ℃ 부터 400 ℃ 까지의 온도역 내를 5 ℃/시간 이상 200 ℃/시간 이하의 평균 냉각 속도로 냉각시켜, 냉간 압연하고, 그 후, Ac₁ 변태점 ＋ 30 ℃ 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 130 ℃ 이하의 온도역 내에서 20 초 이상 900 초 이하 유지 후, 실온까지 냉각시키고, 산세 처리하고, 그 후, 400 ℃ 부터 Ac₁ 변태점까지의 온도역 내를 0.5 ℃/초 이상 50 ℃/초 이하의 평균 승온 속도로 승온하고, Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 20 초 이상 900 초 이하 유지 후, 실온까지 냉각시키는 스텝을 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로서, 상기 고강도 강판의 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 재가열 후, 마무리 압연 출측 온도를 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하의 온도역 내에서 열간 압연하고, 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하의 온도역 내에서 권취하고, 이어서, 산세 처리를 실시하고, Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 21600 초 초과 259200 초 이하 유지 후, 550 ℃ 부터 400 ℃ 까지의 온도역 내를 5 ℃/시간 이상 200 ℃/시간 이하의 평균 냉각 속도로 냉각시켜, 냉간 압연하고, 그 후, Ac₁ 변태점 ＋ 30 ℃ 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 130 ℃ 이하의 온도역 내에서 20 초 이상 900 초 이하 유지 후, 실온까지 냉각시키고, 산세 처리하고, 그 후, 400 ℃ 부터 Ac₁ 변태점까지의 온도역 내를 0.5 ℃/초 이상 50 ℃/초 이하의 평균 승온 속도로 승온하고, Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 20 초 이상 900 초 이하 유지 후, 냉각시키고, 아연 도금 처리를 실시하고, 실온까지 냉각시키는 스텝을 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로서, 상기 고강도 강판의 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 재가열 후, 마무리 압연 출측 온도를 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하의 온도역 내에서 열간 압연하고, 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하의 온도역 내에서 권취하고, 이어서, 산세 처리를 실시하고, Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 21600 초 초과 259200 초 이하 유지 후, 550 ℃ 부터 400 ℃ 까지의 온도역 내를 5 ℃/시간 이상 200 ℃/시간 이하의 평균 냉각 속도로 냉각시켜, 냉간 압연하고, 그 후, Ac₁ 변태점 ＋ 30 ℃ 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 130 ℃ 이하의 온도역 내에서 20 초 이상 900 초 이하 유지 후, 실온까지 냉각시키고, 산세 처리하고, 그 후, 400 ℃ 부터 Ac₁ 변태점까지의 온도역 내를 0.5 ℃/초 이상 50 ℃/초 이하의 평균 승온 속도로 승온하고, Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역 내에서 20 초 이상 900 초 이하 유지 후, 냉각시키고, 아연 도금 처리를 실시하고, 또한, 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역 내에서 합금화 처리를 실시하고, 실온까지 냉각시키는 스텝을 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.