KR102566083B1

KR102566083B1 - 고강도 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR102566083B1
Application number: KR1020217028775A
Authority: KR
Inventors: 히데카즈 미나미; 유지 다나카; 다케시 요코타
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2019-03-11
Filing date: 2020-02-21
Publication date: 2023-08-10
Also published as: US20220195552A1; JPWO2020184154A1; JP6787535B1; EP3940094A4; CN113544302B; WO2020184154A1; CN113544302A; MX2021010854A; EP3940094A1; KR20210124418A

Abstract

연성, 신장 플랜지성, 굽힘성 및 내 LME 성이 우수하고, 높은 치수 정밀도로 부품을 제조하는 것이 가능한, 인장 강도 980 ㎫ 이상의 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것. C, Si, Mn, P, S, Al, N, Mo, Cr, Ca 및 Sb 를 함유함과 함께, [％ Si], [％ Mn], [％ P], [％ Mo] 및 [％ Cr] 이 소정의 관계를 만족하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 페라이트, 경질상, 잔류 오스테나이트를 갖고, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도가 0.55 ％ 이상 1.10 ％ 이하, 강판 중의 확산성 수소량이 0.80 질량 ppm 이하, 표층 연화 두께가 5 ㎛ 이상 150 ㎛ 이하, 및 고온 인장 시험 후의 강판 표층의 대응 입계 빈도가 0.45 이하인 강 조직을 갖고, 인장 강도가 980 ㎫ 이상인, 고강도 강판.

Description

고강도 강판 및 그 제조 방법

본 발명은, 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

차량의 경량화에 의한 CO₂ 배출량 삭감과, 차체의 고강도화에 의한 내충돌 성능의 향상의 양립을 목적으로, 자동차용 박강판을 고강도화한 후에 박판화하는 시도가 진행되고 있다. 예를 들어, 차체 강도의 증가를 목적으로 하여, 자동차 캐빈의 골격을 형성하는 주요한 구조 부품에, 인장 강도 (TS) 980 ㎫ 이상의 고강도 강판을 적용한 사례가 증가하고 있다.

자동차의 보강 부품 및 골격 구조 부품에 사용되는 고강도 강판에는, 우수한 성형성이 요구된다. 예를 들어, 크래쉬 박스 등의 부품은 타발 단면이나 굽힘 가공부를 갖기 때문에, 성형성의 관점에서는, 높은 연성, 신장 플랜지성, 및 굽힘성을 갖는 강판이 바람직하다.

또, 자동차의 보강 부품 및 골격 구조 부품에 사용되는 고강도 강판에는, 높은 치수 정밀도로 부품을 제조할 수 있는 것이 요구된다. 높은 치수 정밀도로 부품을 제조하기 위해서는, 강판의 항복비 (YR = 항복 강도 YS/인장 강도 TS) 를 일정 범위 내로 제어하는 것이 중요하다. 강판의 항복비 (YR) 를 일정 범위 내로 제어함으로써, 강판 성형 후의 스프링백을 억제하여, 성형시의 치수 정밀도를 높이는 것이 가능해진다. 또한, 강판의 항복비 (YR) 를 증가시킴으로써, 충돌시에 있어서의 부품의 충격 흡수 에너지를 상승시킬 수 있다.

자동차 부품에 대한 고강도 강판의 적용 비율을 증가시키기 위해서, 상기 서술한 특성을 종합적으로 만족하는 고강도 강판이 요구되고 있다.

종래, 자동차 부품에 대한 적용을 목적으로 하여 다양한 고강도 강판이 개발되고 있다. 예를 들어, 특허문헌 1 에 있어서는, 체적 분율로, 40 ％ 이상의 페라이트를 함유하고, 5 ％ 이상의 템퍼드 마텐자이트를 함유하고, 페라이트의 경도 (DHTF) 와 마텐자이트의 경도 (DHTM) 의 비 (DHTM/DHTF) 가 1.5 ∼ 3.0 이며, 잔부 조직이 페라이트 및 베이나이트 조직으로 이루어지는, 최대 인장 강도 (TS) 가 590 ㎫ 이상으로 구멍 확장성과 성형성이 우수한 고강도 강판과 그 제조 방법이 개시되어 있다.

특허문헌 2 에 있어서는, 강판의 표면으로부터의 깊이가 상기 강판 두께의 1/4 의 위치에 있어서, 체적 분율로, 템퍼드 마텐자이트 : 3.0 ％ 이상, 페라이트 : 4.0 ％ 이상, 또한 잔류 오스테나이트 : 5.0 ％ 이상으로 나타내는 조직을 갖고, 모재 중의 템퍼드 마텐자이트의 평균 경도는 5 GPa ∼ 10 GPa 이며, 모재 중의 템퍼드 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트의 일부 또는 전부는 M-A 를 형성하고 있고, 탈탄 페라이트층 중의 페라이트의 체적 분율은, 강판의 표면으로부터의 깊이가 강판의 두께의 1/4 의 위치에 있어서의 모재의 페라이트의 체적 분율의 120 ％ 이상이며, 탈탄 페라이트층 중의 페라이트의 평균 입경은 20 ㎛ 이하이며, 탈탄 페라이트층의 두께는 5 ㎛ ∼ 200 ㎛ 이며, 탈탄 페라이트층 중의 템퍼드 마텐자이트의 체적 분율은 1.0 체적％ 이상이며, 탈탄 페라이트층 중의 템퍼드 마텐자이트의 개수 밀도는 0.01 개/㎛² 이상이며, 탈탄 페라이트층 중의 템퍼드 마텐자이트의 평균 경도는 8 GPa 이하인, 높은 강도를 얻으면서, 신장 특성 및 굽힘성을 향상시킬 수 있는 도금 강판 및 그 제조 방법이 개시되어 있다.

나아가 최근에는, 고강도 아연 도금 강판을 스폿 용접할 때에, 도금층의 아연이 강판 표층의 결정 입계에 확산 침입하여, 액체 금속 취화 (LME : Liquid Metal Embrittlement) 를 일으켜, 입계 균열 (LME 균열) 이 발생하는 것이 확인되고 있다. LME 균열은, 아연 도금층을 갖지 않는 고강도 냉연 강판에 있어서도, 용접 상대가 아연 도금 강판이면 발생할 수 있기 때문에, 어느 고강도 강판에 있어서나 문제시되고 있다. 그 때문에, 고강도 강판의 골격 부품에 대한 적용시에는, 내 LME 특성이 우수한 고강도 강판이 요망되고 있다.

일본 공개특허공보 2007-302918호 국제 공개 제 2016/171237호

그러나, 특허문헌 1 에 있어서는, 굽힘성 및 내 LME 특성에 대해 검토되어 있지 않다. 또, 특허문헌 2 에 있어서는, 구멍 확장성 및 내 LME 특성에 대해 검토되어 있지 않다. 이와 같이, 강도, 연성, 신장 플랜지성, 굽힘성 및 내 LME 특성을 종합적으로 만족하고, 또한 높은 치수 정밀도로 부품을 제조하는 것이 가능한 강판은 존재하지 않는다.

본 발명은, 이러한 사정을 감안하여 이루어진 것으로, 연성, 신장 플랜지성, 굽힘성 및 내 LME 성이 우수하고, 높은 치수 정밀도로 부품을 제조하는 것이 가능한, 인장 강도 980 ㎫ 이상의 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

또한, 본 발명에 있어서, 높은 치수 정밀도로 부품을 제조하는 것이 가능하다 (성형시의 치수 정밀도가 높다) 란, YR 이 50 ％ 이상 80 ％ 이하인 것을 의미한다. 또한, YR 은 다음 식 (1) 로 구할 수 있다.

YR = YS/TS ··· (1)

또, 연성이 우수하다는 것은, 연성의 지표인 전체 신장 (El) 의 값이 20 ％ 이상인 것을 의미한다.

또, 신장 플랜지성이 우수하다는 것은, 신장 플랜지성의 지표인 구멍 확장률 (λ) 의 값이 20 ％ 이상인 것을 의미한다.

또, 굽힘성이 우수하다는 것은, 굽힘 각도를 90°로 하여 V 블록법에 의해 굽힘 시험을 실시하여, 굽힘 정점의 능선부를 40 배의 마이크로스코프로 관찰하고, 균열 길이가 200 ㎛ 이상인 균열이 인정되지 않게 되는 최소 굽힘 반경 (R) 을 판두께 (t) 로 나눈 값 (R/t) 이 2.0 이하인 것을 의미한다.

또, 내 LME 특성에 대해서는, 실시예에서 기재하는 고온 인장 시험 후의 시험편의 파단부를, 시험편의 인장 방향으로 평행한 판두께 단면 (L 단면) 이 관찰면이 되도록 절단하고, 판두께 단면을 관찰하여, 인장 파단 선단부로부터 400 ㎛ 떨어진 위치의 판두께 t 를 구한다. 그 판두께 t 를 다음 식 (2) 에 대입하여 구한 판두께 감소량이 0.20 이상인 경우, 내 LME 특성이 우수하다고 판단한다.

판두께 감소율 = (t₀- t)/t₀··· (2)

여기서, t₀ 은 인장 시험전의 절결 형성 인장 시험편의 초기 판두께, t 는 인장 파단 선단부로부터 파지부측으로 향해 400 ㎛ 떨어진 위치의 판두께이다. 예를 들어 도 1 에 나타내는 파단부의 L 단면에 있어서는, t 는 도시하는 바와 같이 정해진다.

또한, 판두께 감소율의 수치가 큰 경우, 즉, 인장 시험시에 굴곡이 크게 생긴 후에 파단되었을 경우, 내 LME 특성이 우수하다고 판단한다.

본 발명자들은, 상기한 과제를 달성하기 위해서, 예의 검토를 거듭한 결과, 이하의 지견을 얻었다.

(1) 연질상인 페라이트를 주체로 하는 조직으로 하고, 그 조직 중에, 경질상인 베이나이틱 페라이트, 베이나이트, 템퍼드 마텐자이트 및 ??칭 마텐자이트, 그리고 잔류 오스테나이트를 분산시킴으로써, 부재의 치수 정밀도, 및 연성이 우수한, 인장 강도 980 ㎫ 이상의 고강도 강판을 실현할 수 있다.

(2) 강판 중의 확산성 수소량을 0.80 질량 ppm 이하로 함으로써, 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판을 실현할 수 있다.

(3) Ca 의 함유량 및 강판 중의 확산성 수소량을 저감하고, 또한, 표층 연화 두께를 5 ㎛ 이상 150 ㎛ 이하로 제어함으로써, 굽힘성이 우수한 고강도 강판을 실현할 수 있다.

(4) 고온 인장 시험 후의 강판 표층의 대응 입계 빈도를 0.45 이하, 또한, 표층 연화 두께를 5 ㎛ 이상 150 ㎛ 이하로 제어함으로써, 내 LME 특성이 우수한 고강도 강판을 실현할 수 있다.

본 발명은 상기 지견에 기초하여 이루어진 것이다. 즉, 본 발명의 요지 구성은 이하와 같다.

[1] 질량％ 로,

C : 0.120 ％ 이상 0.250 ％ 이하,

Si : 0.80 ％ 이상 2.00 ％ 이하,

Mn : 1.50 ％ 이상 2.45 ％ 이하,

P : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하,

S : 0.0200 ％ 이하,

Al : 0.010 ％ 이상 1.000 ％ 이하,

N : 0.0100 ％ 이하,

Mo : 0.500 ％ 이하,

Cr : 0.300 ％ 이하,

Ca : 0.0200 ％ 이하 및

Sb : 0.200 ％ 이하를 함유함과 함께, 하기 (1) 식으로부터 구해지는 Mn_eq 가 2.40 ％ 이상 3.40 ％ 이하의 관계를 만족하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,

페라이트의 면적률이 15 ％ 이상 55 ％ 이하,

경질상의 면적률이 40 ％ 이상 85 ％ 이하,

잔류 오스테나이트의 체적률이 4 ％ 이상 20 ％ 이하,

상기 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도가 0.55 ％ 이상 1.10 ％ 이하,

강판 중의 확산성 수소량이 0.80 질량 ppm 이하,

표층 연화 두께가 5 ㎛ 이상 150 ㎛ 이하 및

고온 인장 시험 후의 강판 표층의 대응 입계 빈도가 0.45 이하인 강 조직을 갖고,

인장 강도가 980 ㎫ 이상인, 고강도 강판.

Mn_eq = 0.26 × [％ Si] ＋ [％ Mn] ＋ 3.5 × [% P] ＋ 2.68 × [％ Mo] ＋ 1.29 × [％ Cr] ··· (1)

또한, (1) 식 중의 [％ X] 는, 강 중의 원소 X 의 함유량 (질량％) 을 나타내고, 함유하지 않는 경우에는 0 으로 한다.

[2] 상기 잔류 오스테나이트의 평균 단축 길이가 2.0 ㎛ 이하인, 상기 [1] 에 기재된 고강도 강판.

[3] 상기 성분 조성은, 또한, 질량％ 로,

Ti : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하,

Nb : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하,

V : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하,

B : 0.0001 ％ 이상 0.0100 ％ 이하,

Cu : 0.01 ％ 이상 1.00 ％ 이하,

Ni : 0.01 ％ 이상 0.50 ％ 이하,

Sn : 0.001 ％ 이상 0.200 ％ 이하,

Ta : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하,

Mg : 0.0001 ％ 이상 0.0200 ％ 이하,

Zn : 0.001 ％ 이상 0.020 ％ 이하,

Co : 0.001 ％ 이상 0.020 ％ 이하,

Zr : 0.001 ％ 이상 0.020 ％ 이하 및

REM : 0.0001 ％ 이상 0.0200 ％ 이하로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종을 함유하는, 상기 [1] 또는 [2] 에 기재된 고강도 강판.

[4] 표면에 도금층을 갖는, 상기 [1] ∼ [3] 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

[5] 상기 [1] 또는 [3] 에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브에 열간 압연을 실시하여 열연판으로 하고,

이어서, 상기 열연판에 산세를 실시하고,

이어서, 상기 열연판에, 냉간 압연의 최종 패스의 압하율이 1 ％ 이상 5 ％ 이하이며, 그 최종 패스의 하나 전의 패스의 압하율이 5 ％ 이상 30 ％ 이하인 조건으로 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 하고,

이어서, 상기 냉연판을, 노점이 -35 ℃ 이상인 분위기중에서, 740 ℃ 이상 880 ℃ 이하의 가열 온도까지 가열하고, 이어서, 그 가열 온도로부터 500 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 10 ℃/s 이상이 되는 조건으로, 150 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하는 어닐링 공정을 실시하고,

이어서, 상기 냉연판을, (냉각 정지 온도 ＋ 50 ℃) 이상 500 ℃ 이하의 재가열 온도까지 재가열하고, 그 재가열 온도에서 10 s 이상 유지하는, 고강도 강판의 제조 방법.

[6] 상기 냉간 압연 후, 또한 상기 어닐링 공정 전에, 상기 냉연판을, 830 ℃ 이상의 가열 온도까지 가열하고, 그 가열 온도로부터 500 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 5 ℃/s 이상이 되는 조건으로 냉각하는 예비 어닐링 공정을 실시하는, 상기 [5] 에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

[7] 상기 예비 어닐링 공정 후, 상기 냉연판을 50 ℃ 이하까지 냉각하고, 0.05 ％ 이상 1.00 ％ 이하의 신장률로 압연하고, 그 후, 상기 어닐링 공정을 실시하는, 상기 [6] 에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 연성, 신장 플랜지성, 굽힘성 및 내 LME 성이 우수하고, 높은 치수 정밀도로 부품을 제조하는 것이 가능한, 인장 강도 980 ㎫ 이상의 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.

도 1 은, 판두께 감소량의 측정, 및 대응 입계 빈도의 관찰 위치에 대해 설명하기 위한 개략도이다.

이하, 본 발명의 실시형태에 대해 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시형태로 한정되지 않는다.

먼저, 강판의 성분 조성의 적정 범위 및 그 한정 이유에 대해 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서, 강판의 성분 원소의 함유량을 나타내는「％」는, 특별히 명기하지 않는 한「질량％」를 의미한다.

C : 0.120 ％ 이상 0.250 ％ 이하

C 는, 경질상인 베이나이틱 페라이트, 베이나이트, 템퍼드 마텐자이트 및 ??칭 마텐자이트, 그리고 잔류 오스테나이트를 소정량 생성시키고, TS 를 980 ㎫ 이상으로 하고, 또한 성형시에 우수한 치수 정밀도를 얻기 위해서 유효한 원소이다. C 의 함유량이 0.120 ％ 미만에서는, 경질상의 면적률이나 잔류 오스테나이트의 체적률이 감소하고, 또 페라이트의 면적률이 증가하고, TS 를 980 ㎫ 이상으로 하는 것이 곤란해지고, 또 연성도 저하된다. 한편, C 의 함유량이 0.250 ％ 를 초과하면, 경질상 중의 탄소 농도가 과도하게 증가하고, 경질상의 경도가 상승한 결과, 연질상인 페라이트와 경질상의 경도차가 커지기 때문에, 타발 후의 보이드의 생성량이 증가하고, 신장 플랜지성이 저하된다. 또, 굽힘성도 저하된다. 따라서, C 의 함유량은, 0.120 ％ 이상 0.250 ％ 이하로 한다. C 의 함유량은, 바람직하게는 0.140 ％ 이상, 보다 바람직하게는 0.150 ％ 이상으로 한다. 또, C 의 함유량은, 바람직하게는 0.230 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.220 ％ 이하로 한다.

Si : 0.80 ％ 이상 2.00 ％ 이하

Si 는, 어닐링 중의 탄화물 생성을 억제하고, 잔류 오스테나이트의 생성을 촉진함으로써, 잔류 오스테나이트의 체적률 및 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도에 영향을 미치는 원소이다. 또, Si 의 함유량을 저감함으로써, 강판 표층의 대응 입계 빈도를 저감하고, 내 LME 특성을 향상시킬 수 있다. Si 의 함유량이 0.80 ％ 미만에서는, 잔류 오스테나이트의 체적률이 감소하고, 연성이 저하된다. 한편, Si 의 함유량이 2.00 ％ 를 초과하면, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도가 과도하게 증가하고, 타발시에 잔류 오스테나이트로부터 생성되는 마텐자이트의 경도가 크게 상승한다. 그 결과, 구멍 확장시의 균열 진전이 촉진되어, 신장 플랜지성이 저하된다. 또, 굽힘성도 저하된다. 게다가 대응 입계 빈도가 증가하기 때문에, 내 LME 특성이 저하된다. 따라서, Si 의 함유량은, 0.80 ％ 이상 2.00 ％ 이하로 한다. Si 의 함유량은, 바람직하게는 0.90 ％ 이상, 보다 바람직하게는 1.00 ％ 이상으로 한다. 또, Si 의 함유량은, 바람직하게는 1.80 ％ 이하, 보다 바람직하게는 1.70 ％ 이하로 한다.

Mn : 1.50 ％ 이상 2.45 ％ 이하

Mn 은, 강의 중요한 기본 성분의 하나이며, 특히 본 발명에서는, 경질상의 면적률에 영향을 미치는 중요한 원소이다. Mn 의 함유량이 1.50 ％ 미만에서는, 경질상의 면적률이 감소하고, 또 페라이트의 면적률이 증가하여, TS 를 980 ㎫ 이상으로 하는 것이 곤란해진다. 한편, Mn 의 함유량이 2.45 ％ 를 초과하면, 경질상의 면적률이 증가하고, 성형시의 치수 정밀도 및 연성이 저하된다. 따라서, Mn 의 함유량은, 1.50 ％ 이상 2.45 ％ 이하로 한다. Mn 의 함유량은, 바람직하게는 1.70 ％ 이상, 보다 바람직하게는 1.80 ％ 이상으로 한다. 또, Mn 의 함유량은, 바람직하게는 2.40 ％ 이하, 보다 바람직하게는 2.30 ％ 이하로 한다.

P : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하

P 는, 고용 강화의 작용을 갖고, 강판의 강도를 상승시킬 수 있는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, P 의 함유량을 0.001 ％ 이상으로 한다. 한편, P 의 함유량이 0.100 ％ 를 초과하면, 구오스테나이트 입계에 편석하여 입계를 취화시키기 때문에, 타발 후의 보이드의 생성량이 증가하고, 신장 플랜지성이 저하된다. 또, 굽힘성도 저하된다. 따라서, P 의 함유량은, 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하로 한다. P 의 함유량은, 바람직하게는 0.002 ％ 이상, 보다 바람직하게는 0.003 ％ 이상으로 한다. 또, P 의 함유량은, 바람직하게는 0.050 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.030 ％ 이하로 한다.

S : 0.0200 ％ 이하

S 는, 강 중에서 황화물로서 존재하고, 함유량이 0.0200 ％ 를 초과하면, 강판의 극한 변형능을 저하시킨다. 그 결과, 타발 후의 보이드의 생성량이 증가하고, 신장 플랜지성이 저하된다. 또, 굽힘성도 저하된다. 그 때문에, S 의 함유량은 0.0200 ％ 이하로 한다. 또한, S 의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 생산기술 상에 제약이 있어, S 의 함유량은 0.0001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또, S 의 함유량은, 바람직하게는 0.0040 ％ 이하로 한다.

Al : 0.010 ％ 이상 1.000 ％ 이하

Al 은, 어닐링 중의 탄화물 생성을 억제하고, 또 잔류 오스테나이트의 생성을 촉진하고, 잔류 오스테나이트의 체적률, 및 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도에 영향을 미치는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Al 의 함유량을 0.010 ％ 이상으로 한다. 한편, Al 함유량이 1.000 ％ 를 초과하면, 페라이트가 다량으로 생성되어, 성형시의 치수 정밀도가 저하된다. 따라서, Al 의 함유량은, 0.010 ％ 이상 1.000 ％ 이하로 한다. Al 의 함유량은, 바람직하게는 0.015 ％ 이상, 보다 바람직하게는 0.020 ％ 이상으로 한다. 또, Al 의 함유량은, 바람직하게는 0.100 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.070 ％ 이하로 한다.

N : 0.0100 ％ 이하

N 은, 강 중에서 질화물로서 존재하고, 함유량이 0.0100 ％ 를 초과하면, 강판의 극한 변형능을 저하시킨다. 그 결과, 타발 후의 보이드의 생성량이 증가하고, 신장 플랜지성이 저하된다. 또, 굽힘성도 저하된다. 그 때문에, n 의 함유량은 0.0100 ％ 이하로 한다. 또한, n 의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 생산기술 상에 제약이 있어, n 의 함유량은 0.0005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또, n 의 함유량은, 바람직하게는 0.0050 ％ 이하로 한다.

Mo : 0.500 ％ 이하

Mo 는, ??칭성을 향상시키는 원소이며, 경질상을 생성시키기 위해서 유효한 원소이다. Mo 의 함유량이 0.500 ％ 를 초과하면, 경질상의 면적률이 증가하고, 성형시의 치수 정밀도 및 연성이 저하된다. 따라서, Mo 의 함유량은 0.500 ％ 이하로 한다. 또한, Mo 의 함유량의 하한은 0.000 ％ 여도 되지만, ??칭성을 크게 하고, TS 를 보다 바람직한 범위 내로 하는 관점에서, Mo 의 함유량은 0.010 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Mo 의 함유량은, 바람직하게는 0.300 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.100 ％ 이하로 한다. 또, Mo 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.030 ％ 이상으로 한다.

Cr : 0.300 ％ 이하

Cr 은, ??칭성을 향상시키는 원소이며, 경질상을 생성시키기 위해서 유효한 원소이다. Cr 의 함유량이 0.300 ％ 를 초과하면, 경질상의 면적률이 증가하고, 성형시의 치수 정밀도 및 연성이 저하된다. 따라서, Cr 의 함유량은 0.300 ％ 이하로 한다. 또한, Cr 의 함유량의 하한은 0.000 ％ 여도 되지만, ??칭성을 크게 하고, TS 를 보다 바람직한 범위 내로 하는 관점에서, Cr 의 함유량은 0.010 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또, Cr 의 함유량은, 바람직하게는 0.250 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.100 ％ 이하로 한다.

Ca : 0.0200 ％ 이하

Ca 는, 강 중에서 개재물로서 존재한다. Ca 의 함유량이 0.0200 ％ 를 초과하면, 강판 중에 확산성 수소를 함유하는 경우, 상기 개재물이 굽힘 시험시에 균열의 기점이 되기 때문에, 굽힘성이 저하된다. 그 때문에, Ca 의 함유량은 0.0200 ％ 이하로 한다. 또한, Ca 의 함유량의 하한은 0.0000 ％ 여도 되지만, 생산기술 상에 제약이 있어, Ca 의 함유량은 0.0001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또, Ca 의 함유량은, 바람직하게는 0.0020 ％ 이하로 한다.

Sb : 0.200 ％ 이하

본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. Sb 는, 어닐링 중의 강판 표면의 산화를 억제하고, 표층 연화 두께를 제어하기 위해서 유효한 원소이다. 또, Sb 는, 어닐링 중에 강판 표층의 질화를 억제함으로써, 강판 표층의 대응 입계 빈도를 저감할 수 있는 원소이다. Sb 의 함유량이 0.200 ％ 를 초과하면, 표층 연화부를 형성할 수 없기 때문에, 굽힘성 및 내 LME 특성이 저하된다. 그 때문에, Sb 의 함유량은 0.200 ％ 이하로 한다. 또한, Sb 의 함유량의 하한은 0.000 ％ 여도 되지만, 대응 입계 빈도를 저감하고, 보다 양호한 내 LME 특성을 얻기 위해서는, Sb 의 함유량은 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Sb 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.002 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.005 ％ 이상으로 한다. 또, Sb 의 함유량은, 바람직하게는 0.050 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.020 ％ 이하로 한다.

Mn_eq : 2.40 ％ 이상 3.40 ％ 이하

본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. Mn_eq 는, 경질상의 면적률을 제어하고, TS 를 980 ㎫ 이상으로 하고, 성형시에 우수한 치수 정밀도를 얻고, 또한 우수한 연성을 얻기 위해서 유효한 파라미터이다. Mn_eq 가 2.40 ％ 미만에서는, 경질상의 면적률이 감소하고, 또 페라이트의 면적률이 증가하여, TS 를 980 ㎫ 이상으로 하는 것이 곤란해진다. 한편, Mn_eq 가 3.40 ％ 를 초과하면, 경질상의 면적률이 증가하고, 또 페라이트의 면적률이 감소하여, 성형시의 치수 정밀도 및 연성이 저하된다. 따라서, Mn_eq 는 2.40 ％ 이상 3.40 ％ 이하로 한다. Mn_eq 는, 바람직하게는 2.50 ％ 이상, 보다 바람직하게는 2.55 ％ 이상으로 한다. 또, Mn_eq 는, 바람직하게는 3.30 ％ 이하, 보다 바람직하게는 3.20 ％ 이하로 한다.

여기서, Mn_eq 는, 다음 식 (1) 에 의해 산출한다.

Mn_eq = 0.26 × [％ Si] ＋ [％ Mn] ＋ 3.5 × [％ P] ＋ 2.68 × [％ Mo] ＋ 1.29 × [％ Cr] ··· (1)

[임의 성분]

본 발명의 고강도 강판은, 상기의 성분 조성에 더하여, 추가로, 질량％ 로, Ti : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하, Nb : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하, V : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하, B : 0.0001 ％ 이상 0.0100 ％ 이하, Cu : 0.01 ％ 이상 1.00 ％ 이하, Ni : 0.01 ％ 이상 0.50 ％ 이하, Sn : 0.001 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Ta : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하, Mg : 0.0001 ％ 이상 0.0200 ％ 이하, Zn : 0.001 ％ 이상 0.020 ％ 이하, Co : 0.001 ％ 이상 0.020 ％ 이하, Zr : 0.001 ％ 이상 0.020 ％ 이하 및 REM : 0.0001 ％ 이상 0.0200 ％ 이하로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종을, 단독으로, 또는 조합하여 함유하는 것이 바람직하다.

Ti, Nb 및 V 는, 열간 압연시 또는 어닐링시에, 미세한 탄화물, 질화물 또는 탄질화물을 형성함으로써, TS 를 상승시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ti, Nb 및 V 의 적어도 1 종의 함유량을, 각각 0.001 ％ 이상으로 한다. 한편, Ti, Nb 및 V 의 적어도 1 종의 함유량이, 각각 0.100 ％ 를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성되고, 강판 중에 확산성 수소를 함유하는 경우, 굽힘 시험시에 균열의 기점이 되기 때문에, 굽힘성이 저하된다. 따라서, Ti, Nb 및 V 의 적어도 1 종을 첨가하는 경우, 그들의 함유량은 각각 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하로 한다. Ti, Nb 및 V 의 적어도 1 종을 첨가하는 경우, 그들의 함유량은, 바람직하게는 각각 0.005 ％ 이상으로 한다. 또, Ti, Nb 및 V 의 적어도 1 종을 첨가하는 경우, 그들의 함유량은, 바람직하게는 각각 0.060 ％ 이하로 한다.

B 는, 오스테나이트 입계에 편석함으로써, ??칭성을 향상시킬 수 있는 원소이며, B 를 강 중에 첨가함으로써, 어닐링 냉각시의 페라이트의 생성 및 입성장을 억제하는 것이 가능하다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, B 의 함유량을 0.0001 ％ 이상으로 한다. 한편, B 의 함유량이 0.0100 ％ 를 초과하면, 열간 압연 중에 강판 내부에 균열이 생겨, 강판의 극한 변형능을 저하시키기 때문에, 타발 후의 총보이드수 밀도가 증가하여, 신장 플랜지성이 저하된다. 또, 굽힘성도 저하된다. 따라서, B 를 첨가하는 경우, 그 함유량은 0.0001 ％ 이상 0.0100 ％ 이하로 한다. B 를 첨가하는 경우, 그 함유량은, 바람직하게는 0.0002 ％ 이상으로 한다. 또, B 를 첨가하는 경우, 그 함유량은, 바람직하게는 0.0050 ％ 이하로 한다.

Cu 는, ??칭성을 크게 하는 원소이며, 경질상의 면적률을 보다 바람직한 범위 내로 하여, TS 를 보다 바람직한 범위 내로 하고, 또한 성형시의 치수 정밀도를 보다 향상시키기 위해서 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Cu 의 함유량을 0.01 ％ 이상으로 한다. 한편, Cu 의 함유량이 1.00 ％ 를 초과하면, 경질상의 면적률이 증가하여, 성형시의 치수 정밀도 및 연성이 저하된다. 또, 조대한 석출물이나 개재물이 증가하여, 강판 중에 확산성 수소를 함유하는 경우, 굽힘 시험시에 균열의 기점이 되기 때문에, 굽힘성이 저하된다. 따라서, Cu 를 첨가하는 경우, 그 함유량은 0.01 ％ 이상 1.00 ％ 이하로 한다. Cu 를 첨가하는 경우, 그 함유량은, 바람직하게는, 0.02 ％ 이상으로 한다. 또, Cu 를 첨가하는 경우, 그 함유량은, 바람직하게는 0.20 ％ 이하로 한다.

Ni 는, ??칭성을 크게 하는 원소이며, 경질상의 면적률을 보다 바람직한 범위 내로 하여, TS 를 보다 바람직한 범위 내로 하고, 또한 성형시의 치수 정밀도를 보다 향상시키기 위해서 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ni 의 함유량을 0.01 ％ 이상으로 한다. 한편, Ni 의 함유량이 0.50 ％ 를 초과하면, 경질상의 면적률이 증가하여, 성형시의 치수 정밀도 및 연성이 저하된다. 또, 조대한 석출물이나 개재물이 증가하여, 강판 중에 확산성 수소를 함유하는 경우, 굽힘 시험시에 균열의 기점이 되기 때문에, 굽힘성이 저하된다. 따라서, Ni 를 첨가하는 경우, 그 함유량은 0.01 ％ 이상 0.50 ％ 이하로 한다. Ni 를 첨가하는 경우, 그 함유량은, 바람직하게는, 0.02 ％ 이상으로 한다. 또, Ni 를 첨가하는 경우, 그 함유량은, 바람직하게는 0.20 ％ 이하로 한다.

Sn 은, 어닐링 중의 강판 표면의 산화를 억제하고, 표층 연화 두께를 보다 바람직하게 제어하기 위해서 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Sn 의 함유량은 0.001 ％ 이상으로 한다. 한편, Sn 의 함유량이 0.200 ％ 를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 증가하여, 강판 중에 확산성 수소를 함유하는 경우, 그 석출물이나 개재물이 굽힘 시험시에 균열의 기점이 되기 때문에, 굽힘성이 저하된다. 따라서, Sn 을 첨가하는 경우, 그 함유량은 0.001 ％ 이상 0.200 ％ 이하로 한다. Sn 을 첨가하는 경우, 그 함유량은, 바람직하게는 0.005 ％ 이상으로 한다. 또, Sn 을 첨가하는 경우, 그 함유량은, 바람직하게는 0.050 ％ 이하로 한다.

Ta 는, Ti, Nb 및 V 와 마찬가지로, 열간 압연시 또는 어닐링시에, 미세한 탄화물, 질화물 또는 탄질화물을 형성함으로써, TS 를 상승시킨다. 또한, Ta 에는, Nb 탄화물이나 Nb 탄질화물에 일부 고용하고, (Nb, Ta) (C, N) 과 같은 복합 석출물을 생성하여, 석출물의 조대화를 현저하게 억제하고, 석출 강화를 안정화 시킴으로써 강판의 강도를 향상시키는 효과가 있다고 생각된다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ta 의 함유량은 0.001 ％ 로 한다. 한편, Ta 의 함유량이 0.100 ％ 를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성되어, 강판 중에 확산성 수소를 함유하는 경우, 그 석출물이나 개재물이 굽힘 시험시에 균열의 기점이 되기 때문에, 굽힘성이 저하된다. 따라서, Ta 를 첨가하는 경우, 그 함유량은 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하로 한다. Ta 를 첨가하는 경우, 그 함유량은, 바람직하게는 0.005 ％ 이상으로 한다. 또, Ta 를 첨가하는 경우, 그 함유량은, 바람직하게는 0.020 ％ 이하로 한다.

Mg 는, 황화물이나 산화물 등의 개재물의 형상을 구상화하여, 강판의 극한 변형능을 향상시키고, 신장 플랜지성을 향상시키기 위해서 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Mg 의 함유량을 0.0001 ％ 이상으로 한다. 한편, Mg 의 함유량이 0.0200 ％ 를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성되어, 강판 중에 확산성 수소를 함유하는 경우, 그 석출물이나 개재물이 굽힘 시험시에 균열의 기점이 되기 때문에, 굽힘성이 저하된다. 따라서, Mg 를 첨가하는 경우, 그 함유량은 0.0001 ％ 이상 0.0200 ％ 이하로 한다. Mg 를 첨가하는 경우, 그 함유량은, 바람직하게는 0.0005 ％ 이상으로 한다. 또, Mg 를 첨가하는 경우, 그 함유량은, 바람직하게는 0.0050 ％ 이하로 한다.

Zn, Co 및 Zr 은, 모두 개재물의 형상을 구상화하고, 강판의 극한 변형능을 향상시키고, 신장 플랜지성을 향상시키기 위해서 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Zn, Co 및 Zr 의 1 종 또는 2 종 이상의 함유량은, 각각 0.001 ％ 이상으로 한다. 한편, Zn, Co 및 Zr 의 1 종 또는 2 종 이상의 함유량이 각각 0.020 ％ 를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성되어, 강판 중에 확산성 수소를 함유하는 경우, 그 석출물이나 개재물이 굽힘 시험시에 균열의 기점이 되기 때문에, 굽힘성이 저하된다. 따라서, Zn, Co 및 Zr 의 1 종 또는 2 종 이상을 첨가하는 경우, Zn, Co 및 Zr 의 1 종 또는 2 종 이상의 함유량은, 각각 0.0001 ％ 이상 0.020 ％ 이하로 한다. Zn, Co 및 Zr 의 1 종 또는 2 종 이상을 첨가하는 경우, Zn, Co 및 Zr 의 1 종 또는 2 종 이상의 함유량은, 각각 바람직하게는 0.002 ％ 이상으로 한다. 또, Zn, Co 및 Zr 의 1 종 또는 2 종 이상을 첨가하는 경우, Zn, Co 및 Zr 의 1 종 또는 2 종 이상의 함유량은, 각각 바람직하게는 0.010 ％ 이하로 한다.

REM 은, 개재물의 형상을 구상화하고, 강판의 극한 변형능을 향상시키고, 신장 플랜지성을 향상시키기 위해서 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, REM 의 함유량은, 0.0001 ％ 이상으로 한다. 한편, REM 의 함유량이 0.0200 ％ 를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성되어, 강판 중에 확산성 수소를 함유하는 경우, 그 석출물이나 개재물이 굽힘 시험시에 균열의 기점이 되기 때문에, 굽힘성이 저하된다. 따라서, REM 을 첨가하는 경우, 그 함유량은 0.0001 ％ 이상 0.0200 ％ 이하로 한다. REM 을 첨가하는 경우, 그 함유량은, 바람직하게는 0.0010 ％ 이상으로 한다. 또, REM 을 첨가하는 경우, 그 함유량은, 바람직하게는 0.0100 ％ 이하로 한다.

상기 서술한 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다. 또한, 상기 임의 성분에 대해, 함유량이 하한치 미만인 경우에는 본 발명의 효과를 저해하지 않기 때문에, 이들 임의 원소를 하한치 미만 포함하는 경우에는 불가피적 불순물로서 취급한다.

다음으로, 본 발명의 고강도 강판의 강 조직에 대해 설명한다.

페라이트의 면적률 : 15 ％ 이상 55 ％ 이하

연질상인 페라이트를 주체로 하는 조직으로 함으로써, YR 을 원하는 범위로 제어할 수 있기 때문에, 성형시에 우수한 치수 정밀도를 얻을 수 있고, 또한 우수한 연성을 얻을 수 있다. 또, 페라이트는 수소의 고용도가 낮기 때문에, 페라이트를 주체로 하는 조직으로 함으로써, 강판 중의 확산성 수소량을 저감할 수 있고, 그 결과, 타발 후의 보이드의 생성량이 감소하여, 신장 플랜지성이 향상된다. 또, 굽힘성도 향상된다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 페라이트의 면적률을 15 ％ 이상으로 한다. 한편, 페라이트의 면적률이 55 ％ 를 초과하면, TS 를 980 ㎫ 이상으로 하는 것이 곤란해진다. 따라서, 페라이트의 면적률은 15 ％ 이상 55 ％ 이하로 한다. 페라이트의 면적률은, 바람직하게는 19 ％ 이상, 보다 바람직하게는 22 ％ 이상으로 한다. 또, 페라이트의 면적률은, 바람직하게는 51 ％ 이하, 보다 바람직하게는 48 ％ 이하로 한다.

경질상의 면적률 : 40 ％ 이상 85 ％ 이하

경질상인 베이나이틱 페라이트, 베이나이트, 템퍼드 마텐자이트 및 ??칭 마텐자이트를, 합계로 40 ％ 이상 함유함으로써, TS 를 980 ㎫ 이상으로 하고, 또한 성형시에 우수한 치수 정밀도를 얻을 수 있다. 한편, 경질상의 면적률이 85 ％ 를 초과하면, 성형시의 치수 정밀도 및 연성이 저하된다. 또, 강판 중의 확산성 수소량이 증가하여, 신장 플랜지성이 저하된다. 또, 굽힘성도 저하된다. 따라서, 경질상의 면적률은 40 ％ 이상 85 ％ 이하로 한다. 경질상의 면적률은, 바람직하게는 45 ％ 이상, 보다 바람직하게는 49 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 52 ％ 이상으로 한다. 또, 경질상의 면적률은, 바람직하게는 81 ％ 이하, 보다 바람직하게는 78 ％ 이하로 한다.

여기서, 페라이트의 면적률 및 경질상의 면적률의 측정 방법은, 이하와 같다.

강판의 압연 방향으로 평행한 판두께 단면 (L 단면) 이 관찰면이 되도록 시료를 잘라낸 후, 관찰면을 다이아몬드 페이스트로 연마한다. 이어서, 알루미나를 사용하여 관찰면에 마무리 연마를 실시한다. 전자선 마이크로 애널라이저 (EPMA ; Electron Probe Micro Analyzer) 를 사용하여, 가속 전압을 7 ㎸, 측정 영역을 45 ㎛ ×45 ㎛ 로 하여, 관찰면의 4 시야에 대해 측정한다. 측정 후의 데이터를 표준 시료를 사용한 검량선법에 의해 탄소 농도로 변환한다. 4 시야의 데이터를 합계하고, 강 중의 탄소 농도를 [％ C] 로 하여, 0.5 × [％ C] 이하의 탄소 농도를 함유하는 영역을 페라이트, 0.5 × [％ C] 보다 크고 3.2 × [％ C] 보다 작은 탄소 농도를 함유하는 영역을 경질상이라고 정의함으로써, 각각의 면적률을 산출한다.

잔류 오스테나이트의 체적률 : 4 ％ 이상 20 ％ 이하

잔류 오스테나이트를 4 ％ 이상 함유함으로써, 우수한 연성을 얻을 수 있다. 한편, 잔류 오스테나이트의 체적률이 20 ％ 를 초과하면, 잔류 오스테나이트는 높은 수소 농도를 가지기 때문에, 타발시 또는 굽힘 시험시에 가공을 받아 마텐자이트 변태했을 때에, 마텐자이트 내부에서 보이드가 생긴다. 따라서, 타발 후의 보이드의 생성량이 증가하여, 신장 플랜지성이 저하된다. 또, 굽힘 시험시에 마텐자이트 내부에서 생기는 보이드가 균열의 기점이 되기 때문에, 굽힘성도 저하된다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 체적률은 4 ％ 이상 20 ％ 이하로 한다. 잔류 오스테나이트의 체적률은, 바람직하게는 5 ％ 이상, 보다 바람직하게는 6 ％ 이상으로 한다. 또, 잔류 오스테나이트의 체적률은, 바람직하게는 18 ％ 이하, 보다 바람직하게는 16 ％ 이하로 한다.

잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도 : 0.55 ％ 이상 1.10 ％ 이하

잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도를 0.55 ％ 이상으로 함으로써, 우수한 연성을 얻을 수 있고, 또한 성형시에 우수한 치수 정밀도를 얻을 수 있다. 한편, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도가 1.10 ％ 를 초과하면, 타발시에 잔류 오스테나이트로부터 생성되는 마텐자이트의 경도가 크게 상승하기 때문에, 구멍 확장시의 균열 진전이 촉진되어 신장 플랜지성이 저하된다. 또, 굽힘성도 저하된다. 따라서, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도는 0.55 ％ 이상 1.10 ％ 이하로 한다. 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도는, 바람직하게는 0.60 ％ 이상, 보다 바람직하게는 0.65 ％ 이상으로 한다. 또, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도는, 바람직하게는 1.00 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.95 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.90 ％ 이하로 한다.

여기서, 잔류 오스테나이트의 체적률의 측정 방법은, 이하와 같다. 강판을 판두께 방향 (깊이 방향) 으로 판두께의 1/4 까지 기계 연삭한 후, 옥살산에 의한 화학 연마를 행하여, 관찰면으로 한다. 그 관찰면을, X 선 회절법에 의해 관찰한다. 입사 X 선으로는, Co 의 Kα 선원을 사용하고, bcc 철의 (200), (211), (220) 각 면의 회절 강도에 대한 fcc 철 (오스테나이트) 의 (200), (220), (311) 각 면의 회절 강도의 비를 구하고, 이것을 잔류 오스테나이트의 체적률로 한다.

또, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도의 측정 방법은, 이하와 같다.

먼저 잔류 오스테나이트의 격자 정수 (定數) 를, 오스테나이트의 (220) 면의 회절 피크의 시프트량으로부터, 하기 식 (3) 에 의해 산출한다.

a = 1.79021√2/sinθ ··· (3)

얻어진 잔류 오스테나이트의 격자 정수 a, 및 강 전체에서 차지하는 원소 M 의 함유량 (질량％) 을, 하기 식 (4) 에 대입함으로써, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도 [％ C] 를 산출한다.

a = 3.578 ＋ 0.00095 [％ Mn] ＋ 0.022 [％ N] ＋ 0.0006 [％ Cr] ＋ 0.0031 [％ Mo] ＋ 0.0051 [％ Nb] ＋ 0.0039 [％ Ti] ＋ 0.0056 [％ Al] ＋ 0.033 [％ C] ··· (4)

여기서, a 는 잔류 오스테나이트의 격자 정수 (Å), θ 는 (220) 면의 회절 피크 각도를 2 로 나눈 값 (rad), [％ C] 는 잔류 오스테나이트 중의 C 의 질량％ 이다. [％ C] 이외의 [％ M] 은, 강 전체에서 차지하는 원소 M 의 함유량 (질량％) 이다.

잔류 오스테나이트의 평균 단축 길이 : 2.0 ㎛ 이하

상기 잔류 오스테나이트의 평균 단축 길이는, 2.0 ㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다. 잔류 오스테나이트의 평균 단축 길이를 2.0 ㎛ 이하로 함으로써, 타발 후의 보이드의 생성량을 감소하여, 신장 플랜지성을 보다 향상시킬 수 있다. 또한, 잔류 오스테나이트의 평균 단축 길이의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 잔류 오스테나이트의 평균 단축 길이가 0.2 ㎛ 미만이면, 인장 변형 후기의 시점이어도, 잔류 오스테나이트가 마텐자이트 변태하지 않기 때문에, 연성에 대한 기여가 작아진다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 평균 단축 길이는, 바람직하게는 0.2 ㎛ 이상으로 한다. 또, 잔류 오스테나이트의 평균 단축 길이는, 보다 바람직하게는 1.9 ㎛ 이하, 더욱 바람직하게는 1.6 ㎛ 이하, 1.0 ㎛ 이하로 한다.

여기서, 잔류 오스테나이트의 평균 단축 길이의 측정 방법은, 이하와 같다.

강판의 압연 방향으로 평행한 판두께 단면 (L단면) 이 관찰면이 되도록 시료를 잘라낸 후, 관찰면을 다이아몬드 페이스트로 연마한다. 그 후, 알루미나를 사용하여 관찰면에 마무리 연마를 실시한다. 이어서, 1 vol.％ 나이탈로 관찰면을 부식한다. 강판의 판두께 1/4 위치 (강판 표면으로부터 깊이 방향으로 판두께의 1/4 에 상당하는 위치) 에 대해, 주사 전자 현미경 (SEM ; Scanning Electron Microscope) 을 사용하여 5000 배의 배율로 3 시야 관찰한다. 얻어진 조직 화상을 Adobe Systems 사의 Adobe Photoshop 을 사용하여 해석하고, 잔류 오스테나이트의 단축 길이를 3 시야분 산출한다. 3 시야분의 잔류 오스테나이트의 단축 길이를 평균하여, 잔류 오스테나이트의 평균 단축 길이로 한다. 또한, 상기의 조직 화상에 있어서, 잔류 오스테나이트는 평균 결정 입경이 5.0 ㎛ 이하인 미세한 백색의 조직을 나타내고 있으므로, 식별 및 단축 길이의 측정이 가능하다.

또, 본 발명에 따른 강 조직에서는, 상기 서술한 페라이트, 베이나이틱 페라이트, 베이나이트, 템퍼드 마텐자이트, ??칭 마텐자이트, 및, 잔류 오스테나이트 이외에, 펄라이트, 시멘타이트 등의 탄화물이나 그 외 강판의 조직으로서 공지된 것이, 면적률로 3 ％ 이하의 범위이면, 포함되어 있어도, 본 발명의 효과가 손상되는 경우는 없다. 또한, 그 밖의 강판의 조직 (잔부 조직) 은, 예를 들어 SEM 관찰로 확인하여 판정하면 된다.

강판 중의 확산성 수소량 : 0.80 질량 ppm 이하

본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 본 발명자들은, 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판을 실현하고자, 예의 검토를 거듭한 결과, 강판 중의 확산성 수소량이, 신장 플랜지성, 및 굽힘성과 관련되어 있는 것을 알 수 있었다. 추가적인 검토의 결과, 강판 중의 확산성 수소량을 0.80 질량 ppm 이하로 저감함으로써, 우수한 신장 플랜지성, 및 굽힘성을 얻을 수 있는 것을 알아내어, 본 발명을 완성하기에 이르렀다. 또한, 강판 중의 확산성 수소량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 생산기술 상에 제약이 있어, 강판 중의 확산성 수소량은 0.01 질량 ppm 이상으로 하는 것이 바람직하다. 강판 중의 확산성 수소량은, 보다 바람직하게는, 0.05 질량 ppm 이상으로 한다. 또, 강판 중의 확산성 수소량은, 바람직하게는 0.60 질량 ppm 이하, 보다 바람직하게는 0.35 질량 ppm 이하로 한다. 또한, 확산성 수소량을 측정하는 강판은, 도금 처리전의 고강도 강판 외, 도금 처리 후 가공 전의 고강도 용융 아연 도금 강판의 모재 강판이어도 된다. 또, 도금 처리 후, 타발 가공, 신장 플랜지 성형, 및 굽힘 가공 등의 가공이 실시된 강판의 모재 강판이어도 되고, 나아가 가공 후의 강판을 용접하여 제조된 제품의 모재 강판 부분이어도 된다.

여기서, 강판 중의 확산성 수소량의 측정 방법은, 이하와 같다. 강판이 도금층을 갖지 않는 고강도 강판인 경우, 길이가 30 ㎜, 폭이 5 ㎜ 인 시험편을 채취한다. 또, 강판이 고강도 용융 아연 도금 강판인 경우, 길이가 30 ㎜, 폭이 5 ㎜ 인 시험편을 채취하고, 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 알칼리 제거한다. 그 후, 시험편으로부터 방출되는 수소량을 승온 탈리 분석법에 의해 측정한다. 구체적으로는, 실온으로부터 300 ℃ 까지를 승온 속도 200 ℃/h 로 연속 가열한 후, 실온까지 냉각하고, 실온으로부터 210 ℃ 까지 시험편으로부터 방출된 적산 수소량을 측정하여, 강판 중의 확산성 수소량으로 한다.

표층 연화 두께 : 5 ㎛ 이상 150 ㎛ 이하

판두께 1/4 위치와 비교하여, 강판의 표층부를 연화시킴으로써, 우수한 굽힘성 및 내 LME 특성을 얻을 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 표층 연화부의 두께 (표층 연화 두께) 를 5 ㎛ 이상으로 한다. 한편, TS 를 980 ㎫ 이상으로 하기 위해서, 표층 연화 두께는 150 ㎛ 이하로 한다. 따라서, 표층 연화 두께는 5 ㎛ 이상 150 ㎛ 이하로 한다. 표층 연화 두께는, 바람직하게는 10 ㎛ 이상, 보다 바람직하게는 15 ㎛ 이상으로 한다. 또, 표층 연화 두께는, 바람직하게는 110 ㎛ 이하, 보다 바람직하게는 80 ㎛ 이하로 한다.

여기서, 표층 연화 두께의 측정 방법은, 이하와 같다.

강판의 압연 방향으로 평행한 판두께 단면 (L 단면) 을 습식 연마에 의해 평활화한 후, 비커스 경도계를 사용하여, 하중 10 gf 로, 판두께 표면으로부터 판두께 방향 5 ㎛ 의 위치에서부터, 판두께 방향 100 ㎛ 의 위치까지, 5 ㎛ 간격으로 측정을 행한다. 그 다음에는 판두께 중심까지 20 ㎛ 간격으로 측정을 행한다. 경도가 판두께 1/4 위치의 경도에 비해 95 ％ 이하로 감소한 영역을 연화 영역으로 하고, 강판 표층으로부터 연화 영역까지의 판두께 방향의 두께를 표층 연화 두께라고 정의한다.

고온 인장 시험 후의 강판 표층의 대응 입계 빈도 : 0.45 이하

본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 고온 인장 시험 후의 강판 표층의 대응 입계 빈도를 0.45 이하로 저감함으로써, LME 균열이 우선적으로 진행하는 대응 입계의 수를 줄일 수 있어 우수한 내 LME 특성을 얻을 수 있다. 또한, 고온 인장 시험 후의 강판 표층의 대응 입계 빈도의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 고온 인장 시험 후의 강판 표층의 대응 입계 빈도는 0.05 이상인 것이 일반적이다. 고온 인장 시험 후의 강판 표층의 대응 입계 빈도는, 바람직하게는 0.15 이상으로 한다. 또, 고온 인장 시험 후의 강판 표층의 대응 입계 빈도는, 바람직하게는 0.40 이하, 보다 바람직하게는 0.35 이하로 한다.

여기서, 고온 인장 시험 후의 강판 표층의 대응 입계 빈도는, 이하와 같이 산출한다.

실시예에서 기재하는 고온 인장 시험 후의 시험편의 파단부를 포함하도록, 시험편의 인장 방향으로 평행한 판두께 단면 (L단면) 이 관찰면이 되도록, 절단에 의해 대응 입계 빈도 측정용 샘플을 채취한다. 이어서, 다이아몬드 페이스트 및 알루미나 페이스트를 사용한 버프 연마로, 대응 입계 빈도 측정용 샘플의 판두께 단면을 평활화한 후, 이온 밀링으로 가공층을 완전하게 제거한다. 이어서, 시험용 강이 냉연 강판인 경우에는 도금 강판과 접합시킨 측의 강판 표층에 대해, 시험용 강이 도금 강판인 경우에는 도금층측의 강판 표층에 대해, 결정 방위를, FE-SEM/EBSD (JSM7100F : 니혼 전자 주식회사 제조, OIM : 주식회사 TSL 제조) 로 측정한다. EBSD 측정은, 마텐자이트의 하부 조직을 결정 방위로 평가하기 위해서 충분한 측정 조건 (관찰 위치 : LME 균열 발생부 근방, 측정 시야 : 60 ㎛ (인장 방향) × 40 ㎛ (균열 진전 방향), 측정점 간격 : 40 ㎚) 으로 실시한다. 여기서, LME 균열 발생부 근방이란, 고온 인장 시험 후에 강판 표면에 생긴 복수의 균열 (LME 균열) 의 중간의 영역을 가리킨다. 도 1 의 예에 있어서는, 균열 a 와 b 의 중간의 영역 A 와 균열 b 와 c 의 중간의 영역 B 가, 각각 LME 균열 발생부 근방이다. 또한, 도 1 의 예와 같이 LME 균열 발생부 근방이 복수 존재하는 경우, 대응 입계 빈도의 관찰은, 어느 지점에서나 행해도 된다. 얻어진 EBSD 관찰 결과에 대해, 측정 시야 내에 있어서의 강판 표층의 전립계의 성격을 조사한다. 이어서, 측정 시야 내에 있어서의 강판 표층의 대응 입계의 관계를 갖는 입계의 수, 및 측정 시야 내에 있어서의 강판 표층의 입계의 총수로부터, 다음 식에 의해 강판 표층의 대응 입계 빈도를 산출한다.

[고온 인장 시험 후의 강판 표층의 대응 입계 빈도] = [측정 시야 내에 있어서의 강판 표층의 대응 입계의 관계를 갖는 입계의 수]/[측정 시야 내에 있어서의 강판 표층의 입계의 총수]

여기서, 대응 입계란, Σ23 이하의 저 ΣCSL (Coincident Site Lattice) 입계로 정의한다.

본 발명에 관련된 고강도 강판은, 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ 이상이다.

또한, TS 의 측정은, JIS Z 2241 에 준거하여, 이하와 같이 실시한다. 고강도 강판으로부터, 길이 방향이 강판의 압연 방향에 대해 직각이 되도록 JIS5호 시험편을 채취한다. 그 시험편을 사용하여, 크로스 헤드 변위 속도 Vc 가 1.67 × 10^-1 ㎜/s 인 조건에서 인장 시험을 실시하여, TS 를 측정한다.

본 발명에 관련된 고강도 강판은, 표면에 도금층을 갖고 있어도 된다. 도금층의 조성은 특별히 한정되지 않고, 일반적인 조성일 수 있다. 도금층은 어떠한 방법에 의해 형성되어 있어도 되고, 예를 들어, 용융 도금층, 또는 전기 도금층일 수 있다. 또, 도금층은 합금화되어 있어도 된다.

바람직하게는, 도금층은 용융 아연 도금층이다. 용융 아연 도금층의 조성은 특별히 한정되지 않는다. 일례에 있어서는, 도금층은, Fe : 20 질량％ 이하, Al : 0.001 질량％ 이상 1.0 질량％ 이하를 함유하고, 또한, Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, 및 REM 으로 이루어지는 군에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0 질량％ 이상 3.5 질량％ 이하 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는다. 도금층이 용융 아연 도금층인 경우에는 도금층 중의 Fe 함유량이 7 질량％ 미만이며, 합금화 용융 아연 도금층인 경우에는 도금층 중의 Fe 함유량은 7 ∼ 15 질량％, 보다 바람직하게는 8 ∼ 13 질량％ 이다.

또, 도금층으로는, 용융 아연-알루미늄-마그네슘 합금 도금 (Zn-Al-Mg 도금층) 도 바람직하다. Zn-Al-Mg 도금층의 조성은 특별히 한정되지 않지만, Al 을 1 질량％ 이상 22 질량％ 이하, Mg 를 0.1 질량％ 이상 10 질량％ 이하 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성으로 하는 것이 바람직하다. 또, Zn-Al-Mg 도금층은, Zn, Al, Mg 이외에, Si, Ni, Ce 및 La 로 이루어지는 군에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 1 질량％ 이하 함유해도 된다. 또, 도금층은 어떠한 금속을 주체로 하는 것이어도 되고, 예를 들어 Al 도금층 등이어도 된다.

도금의 부착량은 특별히 한정되지 않지만, 모재 강판 편면 당 도금 부착량을 20 ∼ 80 g/㎡ 로 하는 것이 바람직하다.

도금층은, 바람직하게는, 크랙을 갖는다. 도금층이 크랙을 가짐으로써, 모재 강판 중의 확산성 수소량을 보다 바람직한 범위까지 저감할 수 있다. 그 결과, 신장 플랜지성, 및 굽힘성을 향상시킬 수 있다.

여기서, 도금층이 크랙을 갖는지는, 이하와 같이 판정한다. 모재 강판 표면에 형성된 도금층에 대해, SEM 을 사용하여 1500 배의 배율로, 모재 강판의 표면 및 이면의 각 면에 대해 2 시야씩, 합계 4 시야 관찰하고, 10 ㎛ 이상의 길이를 갖는 크랙이 상기 4 시야 중 어느 것에 1 개 이상 존재하는 경우, 크랙을 갖는다고 판정한다.

또한, 본 발명에 관련된 고강도 강판의 판두께는 특별히 한정되지 않지만, 통상, 0.3 ㎜ 이상 2.8 ㎜ 이하이다.

다음으로, 본 발명의 일 실시형태에 관련된 고강도 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.

[실시형태 1]

처음에, 상기 서술한 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 제조한다. 먼저 강 소재를 용제하여 상기 성분 조성을 갖는 용강으로 한다. 용제 방법은 특별히 한정되지 않고, 전로 용제나 전기로 용제 등, 공지된 용제 방법이 모두 적합하다. 얻어진 용강을 굳혀 강 슬래브 (슬래브) 를 제조한다. 용강으로부터 강 슬래브를 제조하는 방법은 특별히 한정되지 않고, 연속 주조법, 조괴법 또는 박슬래브 주조법 등을 사용할 수 있다. 매크로 편석을 방지하기 위해, 강 슬래브는 연속 주조법에 의해 제조하는 것이 바람직하다.

이어서, 제조한 강 슬래브에 조압연 및 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하여 열연판으로 한다.

일례에 있어서는, 상기와 같이 제조한 강 슬래브를, 일단 실온까지 냉각하고, 그 후 슬래브 가열하고 나서 압연한다. 슬래브 가열 온도는, 탄화물의 용해나, 압연 하중의 저감의 관점에서, 1100 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또, 스케일 로스의 증대를 방지하기 위해, 슬래브 가열 온도는 1300 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 슬래브 가열 온도는, 가열시의 슬래브 표면의 온도를 기준으로 한다.

이 외, 열간 압연은, 에너지 절약 프로세스를 적용하여 행해도 된다. 에너지 절약 프로세스로는, 제조한 강 슬래브를 실온까지 냉각시키지 않고, 온편인 채로 가열로에 장입하고, 열간 압연하는 직송 압연, 또는 제조한 강 슬래브에 약간의 보열을 실시한 후에 즉시 압연하는 직접 압연 등을 들 수 있다.

이어서, 강 슬래브에 통상적인 조건으로 조압연을 실시하여, 시트 바로 한다. 그 시트 바에 대해, 마무리 압연을 실시하여, 열연판으로 한다. 또한, 슬래브의 가열 온도를 낮은 편으로 한 경우에는, 마무리 압연시의 트러블을 방지하는 관점에서, 마무리 압연전에 바 히터 등을 사용하여 시트 바를 가열하는 것이 바람직하다. 마무리 압연 온도는, 압연 부하를 저감하기 위해, 또, 오스테나이트의 미재결정 상태에서의 압하율이 높아지면, 압연 방향으로 신장한 이상 조직이 발달하고, 어닐링판의 가공성을 저하시킬 우려가 있기 때문에, Ar₃ 변태점 이상으로 하는 것이 바람직하다. 마무리 압연 후, 열연판을 권취하여 회수한다. 권취 온도는, 어닐링판의 성형성의 관점에서, 300 ℃ 이상 700 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 열연시에 조압연판 끼리를 접합하여 연속적으로 마무리 압연을 실시해도 된다. 또, 조압연판 (시트 바) 을 마무리 압연전에 일단 권취해도 된다. 또, 열간 압연시의 압연 하중을 저감하기 위해서, 마무리 압연의 일부 또는 전부를 윤활 압연으로 해도 된다. 윤활 압연을 실시하는 것은, 강판 형상의 균일화, 및 재질의 균일화의 관점에서도 유효하다. 또한, 윤활 압연시의 마찰 계수는, 0.10 이상 0.25 이하의 범위로 하는 것이 바람직하다.

이어서, 열연판에, 산세를 실시한다. 산세에 의해, 강판 표면의 산화물을 제거할 수 있기 때문에, 최종 제품의 고강도 강판에 있어서의 양호한 화성 처리성이나 도금 품질의 확보를 위해서 중요하다. 또한, 산세는, 1 회만 행해도 되고, 복수회로 나누어 행해도 된다.

이어서, 산세 후의 열연판에 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 한다. 본 실시형태에 있어서는, 탠덤식의 다스탠드 압연 또는 리버스 압연 등의, 2 패스 이상의 패스수를 필요로 하는 다패스 압연에 의해 냉간 압연을 실시한다. 이 때, 최종 패스의 압하율을 1 ％ 이상 5 ％ 이하로 하고, 또한 그 최종 패스의 하나 전의 패스의 압하율을 5 ％ 이상 30 ％ 이하로 하는 것이, 본 실시형태에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다.

또한, 열간 압연 후, 열처리 없이 냉간 압연을 실시해도 되고, 열처리를 실시한 후에 냉간 압연을 실시해도 된다. 또한, 열처리를 실시한 후에 냉간 압연을 실시하는 경우, 450 ℃ 이상 800 ℃ 이하의 유지 온도에서, 900 s 이상 36000 s 이하 유지하는 것이 바람직하다.

냉간 압연의 최종 패스의 압하율 : 1 ％ 이상 5 ％ 이하

본 실시형태에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 최종 패스의 압하율을 적정하게 제어하여, 강판 표층의 냉간 압연 조직을 제작하고, 이어서, 어닐링함으로써, 강판 표층의 대응 입계 빈도를 제어하여, 우수한 내 LME 특성을 얻을 수 있다. 냉간 압연의 최종 패스의 압하율이 1 ％ 미만에서는, 강판 표층의 냉간 압연 조직의 제작을 할 수 없어, 어닐링 후에 강판 표층의 대응 입계 빈도가 증가하고, 내 LME 특성이 저하된다. 한편, 냉간 압연의 최종 패스의 압하율이 5 ％ 를 초과하면, 냉간 압연시에 강판 표층의 가공 변형량이 커져, 어닐링 후에 강판 표층의 대응 입계 빈도가 증가하고, 내 LME 특성이 저하된다. 따라서, 냉간 압연의 최종 패스의 압하율은 1 ％ 이상 5 ％ 이하로 한다. 냉간 압연의 최종 패스의 압하율은, 바람직하게는 2 ％ 이상, 보다 바람직하게는 3 ％ 이상으로 한다. 또, 냉간 압연의 최종 패스의 압하율은, 바람직하게는, 4 ％ 이하로 한다.

최종 패스의 하나 전의 패스의 압하율 : 5 ％ 이상 30 ％ 이하

본 실시형태에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 최종 패스의 하나 전의 패스의 압하율을 적정하게 제어함으로써, 어닐링 후에 있어서의 경질상의 면적률을 적정하게 제어하고, TS 를 980 ㎫ 이상으로 하고, 또한 성형시에 우수한 치수 정밀도를 얻을 수 있어, 더욱 우수한 연성을 얻을 수 있다. 최종 패스의 하나 전의 패스의 압하율이 5 ％ 미만에서는, 경질상의 면적률이 저하되고, 또 페라이트의 면적률이 증가하고, TS 를 980 ㎫ 이상으로 하는 것이 곤란해진다. 한편, 최종 패스 전의 패스의 압하율이 30 ％ 를 초과하면, 어닐링 후에 있어서의 페라이트의 면적률이 감소하여, 성형시의 치수 정밀도 및 연성이 저하된다. 따라서, 최종 패스의 하나 전의 패스의 압하율은 5 ％ 이상 30 ％ 이하로 한다. 최종 패스의 하나 전의 패스의 압하율은, 바람직하게는 6 ％ 이상, 보다 바람직하게는 7 ％ 이상이다. 또, 최종 패스의 하나 전의 패스의 압하율은, 바람직하게는 28 ％ 이하, 보다 바람직하게는 25 ％ 이하이다.

또한, 냉간 압연의 누적 압하율은 특별히 규정하지 않지만, 경질상의 면적률을 바람직한 범위 내에 제어할 수 있고, TS 를 보다 바람직한 범위 내로 할 수 있는 점에서, 냉간 압연의 누적 압하율을 30 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 냉간 압연의 누적 압하율의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 성형시의 치수 정밀도를 향상시키기 위해서는, 80 ％ 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 70 ％ 이하로 한다. 따라서, 냉간 압연의 누적 압하율은 30 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 35 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 40 ％ 이상으로 한다. 또, 냉간 압연의 누적 압하율은, 바람직하게는 80 ％ 이하, 보다 바람직하게는 70 ％ 이하로 한다. 또한, 냉간 압연의 압연 패스의 횟수, 그리고, 최종 패스 및 최종 패스의 하나 전의 패스 이외의 패스의 압하율에 대해서는, 특별히 한정되지 않는다.

이어서, 상기와 같이 하여 얻어진 냉연판에, 어닐링을 실시한다. 어닐링은 1 회 행해도 되고, 2 회 행해도 된다. 이하에서는, 어닐링을 2 회 실시하는 경우의 1 회째의 어닐링 공정을, 예비 어닐링 공정이라고 칭하고, 어닐링을 2 회 실시하는 경우의 2 회째의 어닐링 공정, 및 어닐링을 1 회 실시하는 경우의 1 회째의 어닐링 공정을, 단순히 어닐링 공정이라고도 칭한다. 어닐링을 2 회 실시함으로써, 미세한 잔류 오스테나이트를 생성시킬 수 있어, 연성 및 신장 플랜지성을 향상시킬 수 있다. 먼저, 어닐링을 2 회 실시하는 경우의 예비 어닐링 공정에 대해 서술한다.

어닐링을 2 회 실시하는 경우, 예비 어닐링의 가열 온도, 즉, 상기 서술한 냉간 압연 후, 또한 후술하는 어닐링 공정 전의 가열 온도는, 830 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

예비 어닐링의 가열 온도 : 830 ℃ 이상

예비 어닐링의 가열 온도를 830 ℃ 이상으로 함으로써, 2 회째 어닐링 후의 조직에 있어서의 페라이트의 면적률 및 잔류 오스테나이트의 체적률을 보다 바람직한 범위 내로 제어하여, 연성을 향상시킬 수 있다. 또, ??칭 마텐자이트의 면적률을 보다 저감하여, 성형시의 치수 정밀도를 보다 향상시킬 수 있다. 또한, ??칭 마텐자이트의 면적률을 보다 저감하여, 강판 중의 확산성 수소량도 저감하고, 타발 후의 보이드의 생성량을 보다 바람직한 범위 내로 하여, 신장 플랜지성을 보다 향상시킨다. 또, 굽힘성도 보다 향상된다. 또한, 1 회째 어닐링의 가열 온도의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 성형시의 치수 정밀도를 향상시키기 위해서는, 950 ℃ 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 920 ℃ 이하로 한다. 또, 1 회째 어닐링의 가열 온도는, 보다 바람직하게는 850 ℃ 이상, 더욱 바람직하게는 870 ℃ 이상으로 한다.

또한, 예비 어닐링의 가열 처리의 보열 시간은, 특별히 한정은 하지 않지만 10 s 이상 1000 s 이하의 범위로 하는 것이 바람직하다.

이어서, 830 ℃ 이상의 가열 온도까지 가열한 냉연판을, 그 가열 온도로부터 500 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 5 ℃/s 이상이 되는 조건으로 냉각하는 것이 바람직하다.

830 ℃ 이상의 가열 온도로부터 500 ℃ 까지의 평균 냉각 속도 : 5 ℃/s 이상

830 ℃ 이상의 가열 온도로부터 500 ℃ 까지의 평균 냉각 속도를 5 ℃/s 이상으로 함으로써, 예비 어닐링의 냉각 중에 페라이트의 생성량을 억제하여, 어닐링 공정 후에 얻어지는 조직 중의 페라이트의 면적률을 보다 바람직한 범위 내로 하고, 또한 잔류 오스테나이트의 체적률을 보다 바람직한 범위 내로 제어할 수 있기 때문에, 연성을 보다 바람직한 범위 내로 할 수 있다. 또, ??칭 마텐자이트의 면적률을 보다 바람직한 범위 내로 할 수 있기 때문에, 성형시의 치수 정밀도를 보다 바람직한 범위 내로 할 수 있다. 또, ??칭 마텐자이트의 면적률을 보다 바람직한 범위 내로 함으로써, 강판 중의 확산성 수소량도 보다 바람직한 범위 내로 할 수 있기 때문에, 타발 후의 보이드의 생성량을 저감하고, 신장 플랜지성을 보다 향상시킬 수 있다. 또, 굽힘성도 보다 바람직한 범위 내로 할 수 있다. 또한, 830 ℃ 이상의 가열 온도로부터 500 ℃ 까지의 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 생산기술 상에 제약이 있어, 1000 ℃/s 이하인 것이 바람직하다. 또, 830 ℃ 이상의 가열 온도로부터 500 ℃ 까지의 평균 냉각 속도는, 보다 바람직하게는 8 ℃/s 이상으로 한다. 또한, 830 ℃ 이상의 가열 온도로부터의 냉각 방법은 특별히 한정되지 않고, 가스 제트 냉각, 미스트 냉각, 수랭, 및 공랭 등의 냉각 방법을 적용할 수 있다.

상기 500 ℃ 까지의 냉각 후, 500 ℃ 미만으로부터의 평균 냉각 속도, 냉각 정지 온도, 및 냉각 방법은 특별히 한정되지 않는다. 냉각 방법으로는, 가스 제트 냉각, 미스트 냉각, 수랭, 및 공랭 등을 적용할 수 있다. 또, 일례에 있어서는, 500 ℃ 미만으로부터, 450 ℃ 이하 실온 정도의 냉각 정지 온도까지 냉각할 수 있다. 500 ℃ 미만으로부터 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도는 일례에 있어서는 5 ℃/s 이상 1000 ℃/s 이하이다. 또한, 냉각 정지 온도가 450 ℃ 이하 150 ℃ 정도까지의 범위인 경우, 냉각 정지 온도에서 10 s 이상 1000 s 이하 보열한 후, 50 ℃ 이하 실온 정도의 온도까지 냉각해도 된다. 또, 상기 냉각 정지 온도가 250 ℃ 정도 이하 실온 정도까지의 범위인 경우, 냉각 정지 후, 냉각 정지 온도보다 높은 온도에서 10 s 이상 1000 s 이하 보열한 후, 50 ℃ 이하 실온 정도의 온도까지 냉각해도 된다.

바람직하게는, 상기 서술한 예비 어닐링 공정 후, 냉연판을 50 ℃ 이하까지 냉각한 후, 0.05 ％ 이상 1.00 ％ 이하의 신장률로 압연한다.

예비 어닐링 후, 50 ℃ 이하까지 냉각 후의 압연의 신장률 : 0.05 ％ 이상 1.00 ％ 이하

예비 어닐링 후에 50 ℃ 이하까지 냉각한 후에 압연을 실시함으로써, 어닐링 후의 강판 표층의 대응 입계 빈도를 저감하고, 내 LME 특성을 향상시킬 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 예비 어닐링 후에 50 ℃ 이하까지 냉각한 후의 압연의 신장률을 0.05 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 예비 어닐링 후에 50 ℃ 이하까지 냉각한 후에 있어서의 압연의 신장률이 1.00 ％ 를 초과하면, 어닐링 후의 페라이트 및 경질상의 입경이 감소하기 때문에, YR 이 증가하고, 성형시의 치수 정밀도가 저하된다. 그 때문에, 예비 어닐링 후에 50 ℃ 이하까지 냉각한 후의 압연의 신장률은 1.00 ％ 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.70 ％ 이하로 한다. 예비 어닐링 후에 50 ℃ 이하까지 냉각한 후의 압연의 신장률은, 보다 바람직하게는 0.10 ％ 이상으로 한다.

50 ℃ 이하까지의 냉각 후에 있어서의 압연은, 상기 서술한 예비 어닐링 공정을 행하기 위한 어닐링 장치와 연속한 장치 상에서 (온 라인으로) 행해도 되고, 예비 어닐링 공정을 행하기 위한 어닐링 장치와는 불연속인 장치 상에서 (오프 라인으로) 행해도 된다. 또, 1 회의 압연으로 목적하는 신장률을 달성해도 되고, 복수회의 압연을 실시하고, 합계로 0.05 ％ 이상 1.00 ％ 이하의 신장률을 달성해도 된다. 또한, 여기서 기재한 압연이란 일반적으로는 조질 압연을 가리키지만, 조질 압연과 동등한 신장률을 부여할 수 있으면, 레벨러에 의한 가공 등의 방법에 의한 압연이어도 된다.

다음으로, 어닐링을 2 회 실시하는 경우의 2 회째 어닐링 조건, 또는, 어닐링을 1 회만 실시하는 경우의 어닐링 조건에 대해 서술한다. 어닐링 공정에 있어서는, 냉연판을, 노점이 -35 ℃ 이상인 분위기중에서, 740 ℃ 이상 880 ℃ 이하의 가열 온도까지 가열하고, 그 가열 온도로부터 500 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 10 ℃/s 이상이 되는 조건으로, 150 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각한다.

먼저, 냉간 압연 후, 또는 나아가 예비 어닐링을 실시한 후의 냉연판을, 노점이 -35 ℃ 이상인 분위기중에서, 740 ℃ 이상 880 ℃ 이하까지 가열한다.

어닐링 공정의 가열 온도 : 740 ℃ 이상 880 ℃ 이하

어닐링 공정의 가열 온도가 740 ℃ 미만에서는, 페라이트와 오스테나이트의 2 상역에서의 가열 중에 있어서의 오스테나이트의 생성 비율이 불충분해지기 때문에, 어닐링 후의 경질상의 면적률 및 잔류 오스테나이트의 체적률이 감소하고, 또 페라이트의 면적률이 증가하고, TS 및 연성이 저하된다. 한편, 가열 온도가 900 ℃ 를 초과하면, 오스테나이트 단상역에서의 가열이 되기 때문에, 어닐링 후의 페라이트의 면적률이 감소하고, 또 경질상의 면적률이 증가하여, 성형시의 치수 정밀도, 및 연성이 저하된다. 따라서, 가열 온도는 740 ℃ 이상 880 ℃ 이하로 한다. 가열 온도는, 바람직하게는 760 ℃ 이상, 보다 바람직하게는 770 ℃ 이상, 더욱 바람직하게는 780 ℃ 이상으로 한다. 또, 가열 온도는, 바람직하게는 860 ℃ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 850 ℃ 이하로 한다.

또한, 상기 가열 온도에서의 유지 시간은 특별히 한정하지 않지만, 10 s 이상 600 s 이하로 하는 것이 바람직하다.

상기 가열 온도에서의 분위기의 노점 : -35 ℃ 이상

가열 온도에 있어서의 분위기의 노점을 -35 ℃ 이상으로 함으로써, 공기중의 수분을 통해 탈탄이 진행되고, 강판 표층부에 연화층을 형성할 수 있다. 그 결과, 우수한 굽힘성 및 내 LME 특성을 얻을 수 있다. 또한, 가열 온도역에 있어서의 노점의 상한은 특별히 규정하지 않지만, TS 를 바람직한 범위 내로 하기 위해서는 15 ℃ 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 5 ℃ 이하로 한다. 상기 가열 온도에 있어서의 노점은, 바람직하게는 -30 ℃ 이상, 보다 바람직하게는 -25 ℃ 이상으로 한다. 또한, 상기 가열 온도역의 온도는 강판의 표면 온도를 기준으로 한다. 즉, 강판의 표면 온도가 상기 가열 온도에 있는 경우에, 분위기의 노점을 상기 범위 내로 조정한다.

이어서, 냉연판을, 500 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 10 ℃/s 이상이 되는 조건으로, 150 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각한다.

가열 온도로부터 500 ℃ 까지의 평균 냉각 속도 : 10 ℃/s 이상

740 ℃ 이상 880 ℃ 이하까지의 상기 가열 온도로부터 500 ℃ 까지의 평균 냉각 속도를 10 ℃/s 이상으로 함으로써, 경질상 및 페라이트의 면적률을 원하는 범위 내로 제어할 수 있고, TS 를 980 ㎫ 이상으로 하고, 또한 성형시에 우수한 치수 정밀도를 얻을 수 있다. 또한, 가열 온도로부터 500 ℃ 까지의 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 가열 온도로부터 500 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 50 ℃/s 를 초과하면, 어닐링 후의 페라이트의 면적률이 감소한다. 그 때문에, 성형시의 치수 정밀도 및 연성을 향상시키는 관점에서는, 가열 온도로부터 500 ℃ 까지의 평균 냉각 속도의 상한은 50 ℃/s 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 35 ℃/s 이하로 한다. 또, 가열 온도로부터 500 ℃ 까지의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 12 ℃/s 이상, 보다 바람직하게는 15 ℃/s 이상, 더욱 바람직하게는 20 ℃/s 이상으로 한다.

어닐링 공정의 냉각 정지 온도 : 150 ℃ 이상 300 ℃ 이하

냉각 정지 온도를 마텐자이트 변태 개시 온도 이하까지 냉각함으로써, 후술하는 재가열 후의 보열 공정에서 생성하는 베이나이틱 페라이트의 면적률을 증가시켜, 잔류 오스테나이트의 체적률을 원하는 범위 내로 할 수 있다. 또, 냉각 정지 시점에서, 오스테나이트의 일부를 마텐자이트 변태시킴으로써, 강판 중의 확산성 수소량을 저감할 수 있어, 그 결과, 타발 후의 보이드의 생성량을 감소하여, 신장 플랜지성을 향상시킬 수 있다. 또, 우수한 굽힘성을 얻을 수도 있다. 냉각 정지 온도가 150 ℃ 미만에서는, 냉각 중에 존재하는 미변태 오스테나이트가, 냉각 정지 시점에서 거의 전량 마텐자이트로 변태하기 때문에, 베이나이틱 페라이트의 면적률이 감소하고, 잔류 오스테나이트의 체적률을 원하는 범위 내로 확보 할 수 없어, 연성이 저하된다. 또, 템퍼드 마텐자이트의 면적률이 증가하기 때문에, YR 이 증가하고, 성형시의 치수 정밀도가 저하된다. 또, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도를 원하는 범위 내로 할 수 없어, 연성 및 성형시의 치수 정밀도의 확보가 곤란해진다. 한편, 냉각 정지 온도가 300 ℃ 를 초과하면, 베이나이틱 페라이트의 면적률이 감소하고, 잔류 오스테나이트의 체적률이 원하는 범위 내로 되지 않아, 연성이 저하된다. 또, ??칭 마텐자이트의 면적률이 증가하기 때문에, YR 이 감소하고, 성형시의 치수 정밀도가 저하된다. 또, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도를 원하는 범위 내로 할 수 없어, 연성 및 성형시의 치수 정밀도의 확보가 곤란해진다. 또, ??칭 마텐자이트의 면적률의 증가에 수반하여, 강판 중의 확산성 수소량도 증가하기 때문에, 타발 후의 보이드의 생성량이 증가하여, 신장 플랜지성이 저하된다. 또, 굽힘성도 저하된다. 따라서, 냉각 정지 온도는 150 ℃ 이상 300 ℃ 이하로 한다. 냉각 정지 온도는, 바람직하게는 170 ℃ 이상, 보다 바람직하게는 180 ℃ 이상으로 한다. 또, 냉각 정지 온도는, 바람직하게는 270 ℃ 이하, 보다 바람직하게는 240 ℃ 이하로 한다.

또한, 상기 냉각에 있어서의, 500 ℃ 미만으로부터 상기 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도는, 특별히 한정되지 않지만, 통상 1 ℃/s 이상 50 ℃/s 이하이다.

이어서, 어닐링 공정 후의 냉연판을, (냉각 정지 온도 ＋ 50 ℃) 이상 500 ℃ 이하의 재가열 온도까지 재가열하고, 그 재가열 온도에서 10 s 이상 유지한다.

재가열 온도 : (냉각 정지 온도 ＋ 50 ℃) 이상 500 ℃ 이하

어닐링 공정 후에 냉각 정지 온도보다 높은 온도로 재가열함으로써, 냉각 정지시에 존재하는 마텐자이트를 템퍼링, 또한, 마텐자이트 중에 과포화로 고용한 C 를 오스테나이트로 확산시킴으로써, 실온에서 안정적인 오스테나이트, 즉 잔류 오스테나이트의 생성이 가능해진다. 재가열 온도가 (냉각 정지 온도 ＋ 50 ℃) 미만에서는, 베이나이트 변태의 노즈 위치보다 저온측이기 때문에, 베이나이틱 페라이트의 면적률이 감소하고, 잔류 오스테나이트의 체적률을 원하는 범위 내로 할 수 없어, 연성이 저하된다. 또, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도를 원하는 범위 내로 할 수 없어, 연성 및 성형시의 치수 정밀도의 확보가 곤란해진다. 또, 강판 중의 확산성 수소량의 저감이 곤란해져, 신장 플랜지성 및 굽힘성이 저하된다. 또, ??칭 마텐자이트의 면적률이 증가하기 때문에, YR 이 감소하고, 성형시의 치수 정밀도가 저하된다. 또, ??칭 마텐자이트의 면적률의 증가에 수반하여, 타발 후의 보이드의 생성량이 증가하여, 신장 플랜지성이 저하된다. 또, 굽힘성도 저하된다. 한편, 재가열 온도가 500 ℃ 를 초과하면, 베이나이트 변태의 노즈 위치보다 고온측이기 때문에, 베이나이틱 페라이트의 면적률이 감소하고, 잔류 오스테나이트의 체적률을 원하는 범위 내로 할 수 없어, 연성이 저하된다. 또, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도를 원하는 범위 내로 할 수 없어, 연성 및 성형시의 치수 정밀도의 확보가 곤란해진다. 또, ??칭 마텐자이트의 면적률이 증가하기 때문에, YR 이 감소하고, 성형시의 치수 정밀도가 저하된다. 또, ??칭 마텐자이트의 면적률의 증가에 수반하여, 타발 후의 보이드의 생성량이 증가하여, 신장 플랜지성이 저하된다. 또, 굽힘성도 저하된다. 따라서, 재가열 온도는 (냉각 정지 온도 ＋ 50 ℃) 이상 500 ℃ 이하로 한다. 재가열 온도는, 바람직하게는 (냉각 정지 온도 ＋ 80 ℃) 이상, 보다 바람직하게는 (냉각 정지 온도 ＋ 100 ℃) 이상으로 한다. 또, (2 회째 어닐링의) 재가열 온도는, 바람직하게는 450 ℃ 이하로 한다.

재가열 온도에서의 보열 시간 : 10 s 이상

재가열 온도에서 보열함으로써, 베이나이틱 페라이트의 면적률을 증가시켜, 잔류 오스테나이트의 체적률을 원하는 범위 내로 실현할 수 있다. 재가열 온도에서의 보열 시간이 10 s 미만인 경우, 베이나이틱 페라이트의 면적률이 감소하여, 잔류 오스테나이트의 체적률을 원하는 범위 내로 확보 할 수 없고, 연성이 저하된다. 또, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도를 원하는 범위 내로 할 수 없어, 연성 및 성형시의 치수 정밀도의 확보가 곤란해진다. 또, 강판 중의 확산성 수소량의 저감이 곤란해져, 신장 플랜지성 및 굽힘성이 저하된다. 또, ??칭 마텐자이트의 면적률이 증가하기 때문에, YR 이 감소하고, 성형시의 치수 정밀도가 저하된다. 또, ??칭 마텐자이트의 면적률의 증가에 수반하여, 타발 후의 보이드의 생성량이 증가하여, 신장 플랜지성이 저하된다. 또, 굽힘성도 저하된다. 따라서, 재가열 온도에서의 보열 시간은 10 s 이상으로 한다. 또한, 재가열 온도에서의 보열 시간의 상한은 특별히 한정하지 않지만, 생산기술 상에 제약이 있어, 1000 s 이하로 하는 것이 바람직하다. 재가열 온도에서의 보열 시간은, 바람직하게는 13 s 이상, 보다 바람직하게는 16 s 이상으로 한다. 또, 재가열 온도에서의 보열 시간은 바람직하게는 1000 s 이하, 보다 바람직하게는 200 s 이하로 한다.

재가열 온도에서 보열한 후의 평균 냉각 속도, 냉각 정지 온도, 및 냉각 방법은 특별히 한정되지 않는다. 냉각 방법으로는, 가스 제트 냉각, 미스트 냉각, 수랭, 및 공랭 등을 적용할 수 있다. 또, 강판 표면의 산화 방지의 관점에서, 재가열 온도에서 보열한 후, 50 ℃ 이하까지 냉각하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 실온 정도까지 냉각한다. 그 냉각의 평균 냉각 속도는 통상 1 ℃/s 이상 50 ℃/s 이하이다. 또한, 고강도 강판이 거래 대상이 되는 경우에는, 통상, 실온까지 냉각된 후, 거래 대상이 된다.

또, 상기의 고강도 강판에 조질 압연을 실시해도 된다. 조질 압연의 압하율은, 1.50 ％ 를 초과하면, 강의 항복 응력이 상승하여 성형시의 치수 정밀도가 저하되기 때문에, 1.50 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 조질 압연에서의 압하율의 하한은, 특별히 한정하지 않지만, 생산성의 관점에서 0.05 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또, 조질 압연은 상기 서술한 어닐링 공정을 행하기 위한 어닐링 장치와 연속한 장치 상에서 (온 라인으로) 행해도 되고, 어닐링 공정을 행하기 위한 어닐링 장치와는 불연속인 장치 상에서 (오프 라인으로) 행해도 된다. 또, 1 회의 압연으로 목적하는 압하율을 달성해도 되고, 복수회의 압연을 실시하여, 합계로 0.05 ％ 이상 1.00 ％ 이하의 압하율을 달성해도 된다. 또한, 여기서 기재한 압연이란 일반적으로는 조질 압연을 가리키지만, 조질 압연과 동등한 신장률을 부여할 수 있으면, 레벨러 등에 의한 압연이어도 된다.

또한, 오스테나이트의 단축 길이가 2.0 ㎛ 이하인 고강도 강판을 제작하기 위해서는, 상기 서술한 어닐링 공정의 냉각 정지 온도, 및 재가열 온도를 더욱 적정하게 조절하는 것이 유효하다. 구체적으로는, 어닐링 공정의 냉각 정지 온도를 160 ℃ 이상 250 ℃ 이하, 또한, 재가열 온도를 300 ℃ 이상 450 ℃ 이하로 함으로써, 오스테나이트의 단축 길이를 2.0 ㎛ 이하로 할 수 있다.

어닐링 공정 후에, 고강도 강판에 도금 처리를 실시해도 된다. 도금 금속의 종류는 특별히 한정되지 않고, 일례에 있어서는 아연이다. 아연 도금 처리로는, 용융 아연 도금 처리, 및 용융 아연 도금 처리 후에 합금화 처리를 실시하는 합금화 용융 아연 도금 처리를 예시할 수 있다. 또한, 어닐링과 용융 아연 도금 처리를 연속하여 실시할 수 있도록 구성된 장치를 사용하여 (1 라인으로) 어닐링과 용융 아연 도금 처리를 실시해도 된다. 그 외, 용융 아연-알루미늄-마그네슘 합금 도금 처리를 실시해도 된다.

또한, 용융 아연 도금 처리를 실시할 때에는, 고강도 강판을, 440 ℃ 이상 500 ℃ 이하의 아연 도금욕 중에 침지하여 용융 아연 도금 처리를 실시한 후, 가스 와이핑 등에 의해, 도금 부착량을 조정한다. 용융 아연 도금으로는 Al 함유량이 0.10 질량％ 이상 0.23 질량％ 이하이며, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성의 아연 도금욕을 사용하는 것이 바람직하다. 또, 아연 도금의 합금화 처리를 실시할 때에는, 용융 아연 도금 후에, 460 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역에서 아연 도금의 합금화 처리를 실시한다. 합금화 온도가 460 ℃ 미만에서는, Zn-Fe 합금화 속도가 과도하게 느려져 버려, 합금화가 현저하게 곤란해진다. 한편, 합금화 온도가 600 ℃ 를 초과하면, 미변태 오스테나이트가 펄라이트로 변태하여, TS 및 연성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, 아연 도금의 합금화 처리를 실시할 때에는, 460 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역에서 합금화 처리를 실시하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 470 ℃ 이상 560 ℃ 이하, 더욱 바람직하게는 470 ℃ 이상 530 ℃ 이하로 한다.

또, 용융 아연 도금 강판 (GI) 및 합금화 용융 아연 도금 강판 (GA) 의 도금 부착량은 편면 당 20 ∼ 80 g/㎡ (양면 도금) 로 하는 것이 바람직하다. 도금의 부착량은, 아연 도금 후에 가스 와이핑 등을 실시함으로써 조절하는 것이 가능하다.

또한, 상기에서는 용융 아연 도금의 경우를 중심으로 설명했지만, Zn 도금, Zn-Ni 전기 합금 도금, 또는, Al 도금 등의 도금층을 전기 도금에 의해 형성해도 된다. 일례에 있어서, 도금층은, 전기 아연 도금층이다. 전기 아연 도금층을 형성하는 경우, 도금액으로는, 예를 들어, Ni : 9 질량％ 이상 25 질량％ 이하를 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어지는 도금액을 사용할 수 있다. 또, 실온 이상 100 ℃ 이하의 도금욕을 사용하는 것이 바람직하다. 또한, 전기 아연 도금 강판 (EG) 의 도금 부착량은 편면 당 15 ∼ 100 g/㎡ (양면 도금) 로 하는 것이 바람직하다.

상기 서술한 바와 같이, 도금 처리를 실시한 고강도 강판을, 50 ℃ 이하까지 냉각한 후, 0.05 ％ 이상 1.00 ％ 이하의 신장률로 압연해도 된다. 50 ℃ 이하까지 냉각한 후에 실시하는 압연의 신장률을 0.05 ％ 이상으로 함으로써, 도금층에 크랙을 도입할 수 있다. 도금층에 크랙을 도입함으로써, 강판 중의 확산성 수소량을 저감할 수 있고, 그 결과, 신장 플랜지성을 보다 향상시킬 수 있다. 한편, 50 ℃ 이하까지의 냉각 후에 있어서의 압연의 신장률이 1.00 ％ 를 초과하면, YS 가 상승하고, 성형시의 치수 정밀도가 저하된다. 따라서, 50 ℃ 이하까지의 냉각 후에 있어서의 압연의 신장률은, 1.00 ％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.70 ％ 이하로 한다. 또, 50 ℃ 이하까지의 냉각 후에 있어서의 압연의 신장률은, 보다 바람직하게는 0.10 ％ 이상으로 한다.

50 ℃ 이하까지의 냉각 후에 있어서의 압연은, 상기 서술한 도금 처리를 행하기 위한 도금 장치와 연속한 장치 상에서 (온 라인으로) 행해도 되고, 도금 처리를 행하기 위한 도금 장치와는 불연속인 장치 상에서 (오프 라인으로) 행해도 된다. 또, 1 회의 압연으로 목적하는 신장률을 달성해도 되고, 복수회의 압연을 실시하여, 합계로 0.05 ％ 이상 1.00 ％ 이하의 신장률을 달성해도 된다. 또한, 여기서 기재한 압연이란 일반적으로는 조질 압연을 가리키지만, 조질 압연과 동등한 신장률을 부여할 수 있으면, 레벨러에 의한 가공 등의 방법에 의한 압연이어도 된다.

상기 서술한, 50 ℃ 이하까지의 냉각 후의 압연 후, 실온 이상 300 ℃ 이하의 온도역에서 보열해도 된다. 실온 이상 300 ℃ 이하의 온도역에서 보열함으로써, 강판 중의 확산성 수소량을 더욱 저감할 수 있고, 그 결과, 타발 후의 보이드의 생성량이 감소하여, 신장 플랜지성 및 굽힘성을 향상시킬 수 있다. 보열 시간은 통상 3 ∼ 7 일 정도이지만, 최장으로 6 개월 정도 보열해도 된다.

또한, 상기한 조건 이외의 제조 조건은, 통상적인 방법을 이용할 수 있다.

[실시형태 2]

이하에서는, 본 발명에 관련된 고강도 강판의 다른 실시형태에 관련된 제조 방법에 대해 설명한다. 본 발명에 관련된 고강도 강판은, 냉간 압연의 압하율을 1 ％ 이상 5 ％ 이하로 하고, 또한 최종 패스의 하나 전의 패스의 압하율을 5 ％ 이상 30 ％ 이하로 하는 대신에, 열간 압연 후의 열연판을 350 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 권취 온도로 권취하고, 그 후, 300 ℃ 이상의 온도역에서 5000 s 이상 체류시킨 후, 냉각함으로써 제조할 수도 있다.

즉, 본 실시형태에 관련된 고강도 강판의 제조 방법은,

상기 서술한 성분 조성을 갖는 강 슬래브에 열간 압연을 실시하여 열연판으로 하고,

이어서, 상기 열연판을 350 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 권취 온도에서 권취하고,

그 후, 300 ℃ 이상의 온도역에서 5000 s 이상 체류시킨 후, 냉각하고,

이어서, 상기 열연판에 산세를 실시하고,

이어서, 상기 열연판에, 냉간 압연의 누적 압하율이 30 ％ 이상 75 ％ 이하인 조건에서 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 하고,

이어서, 상기 냉연판을, 노점이 -35 ℃ 이상인 분위기중에서, 740 ℃ 이상 880 ℃ 이하의 가열 온도까지 가열하고, 이어서, 그 가열 온도로부터 500 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 10 ℃/s 이상이 되는 조건에서, 150 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하는, 어닐링 공정을 실시하고,

이어서, 상기 냉연판을, (냉각 정지 온도 ＋ 50 ℃) 이상 500 ℃ 이하의 재가열 온도까지 재가열하고, 그 재가열 온도에서 10 s 이상 유지하는, 고강도 강판의 제조 방법이다.

먼저, 상기 서술한 성분 조성을 갖는 강 슬래브에 열간 압연을 실시하여 열연판으로 한다. 열간 압연의 상세한 것에 대해서는, 실시형태 1 과 동일하다.

열간 압연 후의 권취 온도 : 350 ℃ 이상 600 ℃ 이하

마무리 압연 후, 열연판을 권취하여 회수한다. 이 때, 권취 온도를 350 ℃ 이상으로 함으로써, 열간 압연시에 생성한 산화 스케일에 C 가 확산하고, 즉, 강판 표층의 탈탄이 촉진되고, 어닐링판의 표층 연화 두께, 및, 강판 표층의 대응 입계 빈도를 원하는 범위 내로 제어할 수 있다. 그 결과, 우수한 굽힘성 및 내 LME 특성을 얻을 수 있다. 한편, 열간 압연 후의 권취 온도가 600 ℃ 를 초과하면, 어닐링판의 표층 연화 두께가 증대하여, 980 ㎫ 이상의 TS 를 실현하는 것이 곤란해진다. 따라서, 열간 압연 후의 권취 온도는 350 ℃ 이상 600 ℃ 이하로 한다. 강판의 판두께의 1/4 위치의 C 강도에 대한 강판의 표층의 C 강도의 비를 0.7 이하로 제어하는 관점에서는, 열간 압연 후의 권취 온도는, 바람직하게는 380 ℃ 이상, 보다 바람직하게는 410 ℃ 이상으로 한다. 또, 열간 압연 후의 권취 온도는, 바람직하게는 570 ℃ 이하, 보다 바람직하게는 550 ℃ 이하로 한다.

권취 후의 300 ℃ 이상의 온도역에서의 체류 시간 : 5000 s 이상

본 실시형태에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 열연판을 권취하여 열연 코일을 얻은 후, 그 열연 코일을, 300 ℃ 이상의 온도역에서, 체류 시간을 5000 s 이상으로 하여 체류시킨다. 또한, 체류 시간은, 열연판이 열연 코일이 된 시점으로부터 측정한다. 이로써, 열간 압연시에 생성한 산화 스케일에 C 가 확산하고, 즉, 강판 표층의 탈탄이 촉진되고, 어닐링판의 표층 연화 두께, 및, 강판 표층의 대응 입계 빈도를 원하는 범위 내로 제어할 수 있다. 그 결과, 우수한 굽힘성 및 내 LME 특성을 얻을 수 있다. 또한, 열연판을 권취한 후, 그 권취 온도로부터, 300 ℃ 이상의 온도역에서의 체류 시간이 5000 s 이상이 되도록 보온 또는 냉각해도 되고, 권취 온도로부터 일단 300 ℃ 미만까지 냉각시킨 후, 300 ℃ 이상까지 재가열하고, 300 ℃ 이상의 온도역에서 5000 s 이상 체류시켜도 된다. 한편, 권취 후의 300 ℃ 이상의 온도역에서의 체류 시간의 상한은 특별히 규정하지 않지만, TS 를 바람직한 범위 내로 하기 위해서는, 권취 후의 300 ℃ 이상의 온도역에서의 체류 시간은 100000 s 이하로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 권취 후의 300 ℃ 이상의 온도역에서의 체류 시간은 5000 s 이상으로 한다. 강판의 판두께의 1/4 위치의 C 강도에 대한 강판의 표층의 C 강도의 비를 0.7 이하로 제어하는 관점에서는, 권취 후의 300 ℃ 이상의 온도역에서의 체류 시간은, 바람직하게는 7000 s 이상, 보다 바람직하게는 9000 s 이상으로 한다. 또, 권취 후의 300 ℃ 이상의 온도역에서의 체류 시간은, 바람직하게는 80000 s 이하, 보다 바람직하게는 40000 s 이하로 한다. 또, 열연 코일을 체류시키는 온도는, 300 ℃ 이상의 온도역이면, 특별히 한정되지 않지만, 바람직하게는, 600 ℃ 이하로 한다. 또, 열연 코일을 체류시키는 온도는, 바람직하게는, 350 ℃ 이상으로 한다.

300 ℃ 이상의 온도역에서, 5000 s 이상 체류시킨 후, 열연판을 냉각한다. 이 때의 냉각 속도는, 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어, 0.001 ℃/s 이상 1 ℃/s 이하이다. 냉각 정지 온도는, 특별히 한정되지 않고, 예를 들어, 20 ℃ 이상 200 ℃ 이하로 하면 된다.

산세 전 또는 후에, 열연판에 열처리를 실시해도 된다. 산세 전 또는 후에, 열연판에 열처리를 실시함으로써, 강판 표층의 탈탄이 촉진되고, 어닐링판의 표층 연화 두께를 보다 바람직한 범위 내로 할 수 있다. 또, 강판의 판두께의 1/4 위치의 C 강도에 대한 강판의 표층의 C 강도의 비를, 원하는 범위 내로 제어할 수 있다. 또한, 산세 전 또는 후에 있어서의 열처리 조건은, 450 ℃ 이상 650 ℃ 이하의 온도역에서, 900 s 이상 유지하는 것이 바람직하다. 열처리의 유지 시간의 상한은, 특별히 규정하지 않지만, 바람직하게는 36000 s 이하 유지하는 것이 바람직하다.

이어서, 산세 후의 열연판, 또는 산세 후에 상기 열처리를 실시한 열연판 (열처리판) 에 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 한다. 본 실시형태에 있어서는, 탠덤식의 다스탠드 압연 또는 리버스 압연 등의, 2 패스 이상의 패스수를 필요로 하는 다패스 압연에 의해 냉간 압연을 실시한다.

냉간 압연의 누적 압하율 : 30 ％ 이상 75 ％ 이하

냉간 압연의 누적 압하율을 30 ％ 이상으로 함으로써, 페라이트의 면적률을 25 ％ 이하로 할 수 있다. 그 결과, YR 을 원하는 범위 내로 제어하고, 성형시에 우수한 치수 정밀도를 얻을 수 있다. 한편, 냉간 압연의 누적 압하율이 75 ％ 를 초과하면, 냉간 압연시에 강판 표층의 가공 변형량이 커져, 어닐링 후에 강판 표층의 대응 입계 빈도가 증가하고, 내 LME 특성이 저하된다. 따라서, 냉간 압연의 누적 압하율은 30 ％ 이상 75 ％ 이하로 한다. 냉간 압연의 누적 압하율은, 바람직하게는 40 ％ 이상, 보다 바람직하게는 45 ％ 이상으로 한다. 또, 냉간 압연의 누적 압하율은, 바람직하게는 70 ％ 이하, 보다 바람직하게는 65 ％ 이하로 한다.

본 실시형태에 있어서는, 상기 서술한 실시형태 1 과는 상이하고, 냉간 압연의 최종 패스의 압하율 및 최종 패스의 하나 전의 패스의 압하율은 특별히 한정되지 않지만, 실시형태 1 과 마찬가지로, 최종 패스의 압하율을 1 ％ 이상 5 ％ 이하로 하고, 또한 그 최종 패스의 하나 전의 패스의 압하율을 5 ％ 이상 30 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

냉간 압연의 최종 패스의 압하율 : 1 ％ 이상 5 ％ 이하

최종 패스의 압하율을 적정하게 제어하여, 강판 표층의 냉간 압연 조직을 제작하고, 이어서, 어닐링함으로써, 강판 표층의 대응 입계 빈도를 보다 바람직한 범위로 제어하여, 보다 우수한 내 LME 특성을 얻을 수 있다. 냉간 압연의 최종 패스의 압하율을 1 ％ 이상으로 함으로써, 강판 표층의 냉간 압연 조직을 바람직하게 제작하고, 어닐링 후의 강판 표층의 대응 입계 빈도를 보다 바람직한 범위로 제어하고, 보다 우수한 내 LME 특성을 얻을 수 있다. 또, 냉간 압연의 최종 패스의 압하율을 5 ％ 이하로 함으로써, 냉간 압연시의 강판 표층의 가공 변형량을 바람직한 범위 내로 하고, 어닐링 후의 강판 표층의 대응 입계 빈도를 보다 바람직한 범위로 제어하여, 보다 우수한 내 LME 특성을 얻을 수 있다. 따라서, 냉간 압연의 최종 패스의 압하율은 1 ％ 이상 5 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 냉간 압연의 최종 패스의 압하율은, 보다 바람직하게는 2 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 3 ％ 이상으로 한다. 또, 냉간 압연의 최종 패스의 압하율은, 보다 바람직하게는, 4 ％ 이하로 한다.

최종 패스의 하나 전의 패스의 압하율 : 5 ％ 이상 30 ％ 이하

최종 패스의 하나 전의 패스의 압하율을 적정하게 제어함으로써, 어닐링 후에 있어서의 경질상의 면적률을 보다 바람직한 범위 내로 제어하고, TS 를 보다 바람직한 범위 내로 하고, 또한 성형시에 보다 우수한 치수 정밀도를 얻을 수 있고, 나아가 보다 우수한 연성을 얻을 수 있다. 최종 패스의 하나 전의 패스의 압하율을 5 ％ 이상으로 함으로써, 경질상, 및 페라이트의 면적률을 보다 바람직한 범위 내로 하여, TS 를 보다 바람직한 범위 내로 할 수 있다. 또, 최종 패스 전의 패스의 압하율을 30 ％ 이하로 함으로써, 어닐링 후에 있어서의 페라이트의 면적률을 보다 바람직한 범위 내로 하고, 성형시에, 보다 우수한 치수 정밀도 및 연성을 얻을 수 있다. 따라서, 최종 패스의 하나 전의 패스의 압하율은 5 ％ 이상 30 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 최종 패스의 하나 전의 패스의 압하율은, 보다 바람직하게는 6 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 7 ％ 이상이다. 또, 최종 패스의 하나 전의 패스의 압하율은, 보다 바람직하게는 28 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 25 ％ 이하이다.

또한, 냉간 압연의 압연 패스의 횟수, 그리고, 최종 패스 및 최종 패스의 하나 전의 패스 이외의 패스의 압하율에 대해서는, 특별히 한정되지 않는다.

이어서, 상기와 같이 하여 얻어진 냉연판에, 어닐링을 실시한다. 이어서, 어닐링 후의 냉연판을 재가열하고, 재가열 온도에서 10 s 이상 유지하고, 본 실시형태에 관련된 고강도 강판을 얻는다. 어닐링 공정, 및 어닐링 후의 재가열의 상세한 것에 대하여는, 상기 서술한 실시형태 1 과 동일하기 때문에, 여기서는 설명을 생략한다.

실시예

표 1 에 나타내는 성분 조성을 갖고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강 소재를 전로에서 용제하고, 연속 주조법으로 강 슬래브로 하였다. 얻어진 강 슬래브를 1250 ℃ 로 가열하여, 조압연하였다. 이어서 마무리 압연 온도 900 ℃ 로 마무리 압연을 실시하고, 권취 온도 450 ℃ 에서 권취하여, 열연판으로 하였다. 그 열연판에 산세 처리를 실시한 후, 냉간 압연을 실시하였다. 냉간 압연의 최종 패스, 및 최종 패스의 하나 전의 패스의 압하율은, 표 2-1, 및 표 2-2 에 나타내는 바와 같이 하였다. 냉연 후의 냉연판의 판두께는, 1.2 ㎜ 로 하였다.

이어서, 표 2-1, 및 표 2-2 에 나타낸 조건으로 어닐링 처리를 실시하고, 냉연 강판 (CR) 을 얻었다. 또한, 예비 어닐링 공정에 있어서, 가열 온도에서의 유지 시간은, 140 ∼ 210 s 로 하였다. 또, 어닐링 공정에 있어서, 가열 온도에서의 유지 시간은, 50 ∼ 120 s 로 하였다. 예비 어닐링 공정에 있어서, 500 ℃ 미만으로부터의 평균 냉각 속도는, 3 ∼ 100 ℃/s 로 하였다. 어닐링 공정에 있어서, 500 ℃ 미만으로부터 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도는, 5 ∼ 25 ℃/s 로 하였다. 일부의 냉연판에 대해서는, 추가로 도금 처리를 실시하고, 용융 아연 도금 강판 (GI), 합금화 용융 아연 도금 강판 (GA), 및 전기 아연 도금 강판 (EG) 을 얻었다. 용융 아연 도금욕으로는, GI 를 제조하는 경우에는, Al : 0.20 질량％ 를 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어지는 아연욕을 사용하였다. 또, GA 를 제조하는 경우에는, Al : 0.14 질량％ 를 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어지는 아연욕을 사용하였다. 욕온은 GI, GA 어느 것을 제조하는 경우에나, 470 ℃ 로 하였다. 또, EG 를 제조하는 경우, 도금액으로는, Ni : 9 질량％ 이상 25 질량％ 이하를 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어지는 도금액을 사용하였다. 도금 부착량은, GI 를 제조하는 경우에는, 편면 당 45 ∼ 72 g/㎡ (양면 도금) 정도로 하고, GA 를 제조하는 경우에는, 편면 당 45 g/㎡ (양면 도금) 정도로 하였다. EG 를 제조하는 경우에는, 편면 당 60 g/㎡ (양면 도금) 정도로 하였다. GA 를 제조하는 경우의 합금화 처리는, 550 ℃ 정도에서 실시하였다. 또, Gi 의 도금층의 조성은, Fe : 0.1 ∼ 1.0 질량％, Al : 0.2 ∼ 1.0 질량％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 되어 있었다. Ga 의 도금층의 조성은, Fe : 7 ∼ 15 질량％, Al : 0.1 ∼ 1.0 질량％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 되어 있었다.

[표 1]

[표 2-1]

[표 2-2]

이상과 같이 하여 얻어진 냉연 강판 및 각 도금 강판을 시험용 강으로 하여 이하의 시험 방법에 따라, 인장 특성, 신장 플랜지성, 굽힘성 및 내 LME 특성을 평가하였다.

인장 시험은, JIS Z 2241 에 준거하여 실시하였다. 얻어진 강판으로부터, 길이 방향이 강판의 압연 방향에 대해 직각이 되도록 JIS5호 시험편을 채취하였다. 그 시험편을 사용하여, 크로스 헤드 변위 속도 Vc 가 1.67 × 10^-1 ㎜/s 인 조건에서 인장 시험을 실시하여, YS, TS 및 El 를 측정하였다. 또한, 본 발명에서는 TS : 980 ㎫ 이상을 합격이라고 판단하였다. 또, 성형시의 치수 정밀도의 지표인 YR 이 50 ％ 이상 80 ％ 이하인 경우, 성형시의 치수 정밀도가 양호하다고 판단하였다. 또한, YR 은 상기 서술한 식 (1) 에 기초하여 산출하였다. 또한, El 이 20 ％ 이상이면, 연성이 우수하다고 판단하였다.

신장 플랜지성은, 구멍 확장 시험에 의해 평가하였다. 구멍 확장 시험은, JIS Z 2256 에 준거하여 실시하였다. 얻어진 강판으로부터, 100 ㎜ × 100 ㎜ 의 샘플을 전단으로 채취하였다. 그 샘플에, 클리어런스를 12.5 ％ 로 하여 직경 10 ㎜ 의 구멍을 타발하였다. 내경 75 ㎜ 의 다이스를 사용하여, 구멍의 주위를 주름 누름력 9 ton (88.26 kN) 으로 누른 상태에서, 꼭지각 60°의 원뿔 펀치를 구멍에 밀어넣어 균열 발생 한계에 있어서의 구멍 직경을 측정하였다. 하기의 식으로부터, 한계 구멍 확장률 : λ (％) 을 구하고, 이 한계 구멍 확장률의 값으로부터 구멍 확장성을 평가하였다.

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

단, 상기 식에 있어서, D_f 는 균열 발생시의 구멍 직경 (㎜), D₀ 는 초기 구멍 직경 (㎜) 이다. 강판의 강도에 관계없이, λ 의 값이 20 ％ 이상인 경우에, 신장 플랜지성이 양호하다고 판단하였다.

굽힘 시험은, JIS Z 2248 에 준거하여 실시하였다. 얻어진 강판으로부터, 강판의 압연 방향에 대해 평행 방향이 굽힘 시험의 축방향이 되도록, 폭이 30 ㎜, 길이가 100 ㎜ 로 하는 단책상의 시험편을 채취하였다. 그 후, 압입 하중이 100 kN, 가압 시간을 5 s 로 하는 조건으로, 굽힘 각도를 90°로 하여 V 블록법에 의해 굽힘 시험을 실시하였다. 또한, 본 발명에서는, 90°V 굽힘 시험을 실시하고, 굽힘 정점의 능선부를 40 배의 마이크로스코프 (RH-2000 : 주식회사 하이록스 제조) 로 관찰하고, 균열 길이가 200 ㎛ 이상인 균열이 인정되지 않게 되었을 때의 굽힘 반경을 최소 굽힘 반경 (R) 으로 하였다. R 을 판두께 (t) 로 나눈 값 (R/t) 이 2.0 이하인 경우를, 굽힘 시험이 양호하다고 판단하였다.

내 LME 특성은, 고온 인장 시험에 의해 판단하였다. 이하에 설명하는 바와 같이, 시험용 강이 도금 강판인 경우에는, 도금층을 포함하도록 강판을 잘라내어 인장 시험편을 제작하고, 고온 인장 시험에 제공하였다. 한편, 시험용 강이 도금층을 갖지 않는 냉연 강판인 경우에는, 용접 상대가 도금 강판인 경우에 있어서의 내 LME 특성을 판단하기 위해서, 냉연 강판에 도금 강판을 겹쳐 스폿 용접하고, 인장 시험편을 제작하여, 고온 인장 시험에 제공하였다. 그리고, 인장 파단 후의 시험편에 있어서, 도금 강판과 접합시킨 측의 강판 표층에 대해 대응 입계 빈도를 구하였다.

먼저 시험용 강으로부터, 강판의 압연 방향에 대해 직각 방향이 고온 인장 시험의 인장 방향이 되도록, 폭이 105 ㎜, 길이가 25 ㎜ 인 단책상의 샘플을 채취하였다. 냉연 강판을 시험용 강으로 하는 경우에는, 얻어진 단책상의 샘플에, 동 사이즈로 전단한 판두께 0.6 ㎜ 의 270 ㎫ 급 GA 강판을 겹치고, 샘플의 양단에 스폿 용접을 실시함으로써 냉연 강판과 270 ㎫ 급 GA 강판을 접합하였다. 270 ㎫ 급 GA 강판과 접합한 냉연 강판, 및, 각 도금 강판 (GI, GA, EG) 에 대해, 폭이 99 ㎜, 길이가 20 ㎜ 가 되도록 단면 연삭하였다. 이어서, 숄더부의 반경이 20 ㎜, 평행부의 폭이 5 ㎜, 평행부의 길이가 20 ㎜ 가 되도록 가공하고, 나아가 도금층측의 평행부의 중앙에 반경이 2 ㎜ 인 노치를, 노치 간격이 3 ㎜ 가 되도록 가공 하고, 절결 형성 인장 시험편을 제작하였다. 또한, 전극과의 접촉성을 확보하는 관점에서, 절결 형성 인장 시험편의 판두께를 1.0 ㎜ 로 조정하였다. 시험용 강이 냉연 강판인 경우, 270 ㎫급 GA 강판과의 접합면을 남기면서 270 ㎫ 급 GA 강판을 0.55 ㎜ 연삭, 냉연 강판을 0.25 ㎜ 연삭하여, 인장 시험편의 판두께를 1.0 ㎜ 로 조정하였다. 시험용 강이 각 도금 강판인 경우에는, 편측 연삭에 의해 판두께를 1.0 ㎜ 로 조정하여, 편면에 도금층을 갖는 절결 형성 인장 시험편을 제작하였다. 얻어진 절결 형성 인장 시험편을 사용하여, 열간 가공 재현 장치 (서멕크마스타 Z) 를 사용하여, 고온 인장 시험을 실시하였다. 900 ℃ 까지 100 ℃/s 로 승온한 후, 바로 40 ℃/s 로 가스 냉각하고, 700 ℃ 에 도달 후, 즉시 50 ㎜/s 의 크로스 헤드 속도로 파단까지 인장 시험을 실시함으로써, LME 균열을 발생시켰다. 시험편 파단 후에는 100 ℃/s 로 200 ℃ 이하까지 가스 냉각하였다.

상기와 같이 고온 인장 시험에 제공한 시험편의 파단부에 대해, 시험편의 인장 방향으로 평행한 판두께 단면 (L 단면) 이 관찰면이 되도록, 절단에 의해 판두께 감소율 측정용 샘플을 채취하고, 상기 서술한 식 (2) 로 나타내는 판두께 감소율을 구하였다. 또한, 본 발명에서는, 판두께 감소율이 0.20 이상인 경우, 내 LME 특성이 우수하다고 판단하였다.

또, 전술한 방법에 따라서, 페라이트 및 경질상의 면적률, 잔류 오스테나이트의 체적률, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도, 강판 표층의 대응 입계 빈도, 강판 중의 확산성 수소량, 표층 연화 두께, 및, 잔류 오스테나이트의 단축 길이를 구하였다. 또, 잔부 조직에 대해서도 조직 관찰로 확인하였다. 또한, 도금층의 크랙의 유무에 대해 조사하였다.

결과를 표 3-1 및 표 3-2 에 나타낸다.

[표 3-1]

[표 3-2]

표 3-1 및 표 3-2 에 나타내는 바와 같이, 본 발명예에서는, TS 가 980 ㎫ 이상이며, 성형시의 치수 정밀도, 연성, 신장 플랜지성, 굽힘성 및 내 LME 특성이 우수하다. 한편, 비교예에서는, 인장 강도 (TS), 성형시의 치수 정밀도 (YR), 연성 (El), 신장 플랜지성 (λ), 굽힘성 (R/t) 및 내 LME 특성 (판두께 감소율) 의 어느 하나 이상이 열등하였다.

본 발명에 관련된 고강도 강판을, 예를 들어, 자동차 부품 등의 구조 부재에 적용함으로써 차체 경량화에 의한 연비 향상을 도모할 수 있다.

Claims

질량％ 로,
C : 0.120 ％ 이상 0.250 ％ 이하,
Si : 0.80 ％ 이상 2.00 ％ 이하,
Mn : 1.50 ％ 이상 2.45 ％ 이하,
P : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하,
S : 0.0200 ％ 이하,
Al : 0.010 ％ 이상 1.000 ％ 이하,
N : 0.0100 ％ 이하,
Mo : 0.500 ％ 이하,
Cr : 0.300 ％ 이하,
Ca : 0.0200 ％ 이하 및
Sb : 0.200 ％ 이하를 함유함과 함께, 하기 (1) 식으로부터 구해지는 Mn_eq 가 2.40 ％ 이상 3.40 ％ 이하의 관계를 만족하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
페라이트의 면적률이 15 ％ 이상 55 ％ 이하,
경질상의 면적률이 40 ％ 이상 85 ％ 이하,
잔류 오스테나이트의 체적률이 4 ％ 이상 20 ％ 이하,
상기 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도가 0.55 ％ 이상 1.10 ％ 이하,
강판 중의 확산성 수소량이 0.80 질량 ppm 이하,
표층 연화 두께가 5 ㎛ 이상 150 ㎛ 이하 및
고온 인장 시험 후의 강판 표층의 대응 입계 빈도가 0.45 이하인 강 조직을 갖고,
하기 (1a) 식으로부터 구해지는 YR 이 50 ％ 이상 80 ％ 이하이고,
연성의 지표인 전체 신장 (El) 의 값이 20 ％ 이상이고,
신장 플랜지성의 지표인 구멍 확장률 (λ) 의 값이 20 ％ 이상이고,
굽힘 각도를 90°로 하여 V 블록법에 의해 굽힘 시험을 실시하여, 굽힘 정점의 능선부를 40 배의 마이크로스코프로 관찰하고, 균열 길이가 200 ㎛ 이상인 균열이 인정되지 않게 되는 최소 굽힘 반경 (R) 을 판두께 (t) 로 나눈 값 (R/t) 이 2.0 이하이고,
고온 인장 시험 후의 시험편의 파단부를, 시험편의 인장 방향으로 평행한 판두께 단면 (L 단면) 이 관찰면이 되도록 절단하고, 판두께 단면을 관찰하여, 인장 파단 선단부로부터 400 ㎛ 떨어진 위치의 판두께 t 를 구하고, 그 판두께 t 를 하기 (1b) 식에 대입하여 구한 판두께 감소율이 0.20 이상이고,
인장 강도가 980 ㎫ 이상인, 고강도 강판.
Mn_eq = 0.26 × [％ Si] ＋ [％ Mn] ＋ 3.5 × [% P] ＋ 2.68 × [％ Mo] ＋ 1.29 × [％ Cr] ··· (1)
또한, (1) 식 중의 [％ X] 는, 강 중의 원소 X 의 함유량 (질량％) 을 나타내고, 함유하지 않는 경우에는 0 으로 한다.
YR = YS/TS ··· (1a)
판두께 감소율 = (t₀- t)/t₀··· (1b)
여기서, t₀ 은 인장 시험전의 절결 형성 인장 시험편의 초기 판두께, t 는 인장 파단 선단부로부터 파지부측으로 향해 400 ㎛ 떨어진 위치의 판두께이다.
제 1 항에 있어서,
상기 잔류 오스테나이트의 평균 단축 길이가 2.0 ㎛ 이하인, 고강도 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 성분 조성은, 또한, 질량％ 로,
Ti : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하,
Nb : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하,
V : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하,
B : 0.0001 ％ 이상 0.0100 ％ 이하,
Cu : 0.01 ％ 이상 1.00 ％ 이하,
Ni : 0.01 ％ 이상 0.50 ％ 이하,
Sn : 0.001 ％ 이상 0.200 ％ 이하,
Ta : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하,
Mg : 0.0001 ％ 이상 0.0200 ％ 이하,
Zn : 0.001 ％ 이상 0.020 ％ 이하,
Co : 0.001 ％ 이상 0.020 ％ 이하,
Zr : 0.001 ％ 이상 0.020 ％ 이하 및
REM : 0.0001 ％ 이상 0.0200 ％ 이하로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종을 함유하는, 고강도 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
표면에 도금층을 갖는, 고강도 강판.
제 3 항에 있어서,
표면에 도금층을 갖는, 고강도 강판.
제 1 항에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로서,
상기 성분 조성을 갖는 강 슬래브에 열간 압연을 실시하여 열연판으로 하고,
이어서, 상기 열연판에 산세를 실시하고,
이어서, 상기 열연판에, 냉간 압연의 최종 패스의 압하율이 1 ％ 이상 5 ％ 이하이며, 그 최종 패스의 하나 전의 패스의 압하율이 5 ％ 이상 30 ％ 이하인 조건으로 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 하고,
이어서, 상기 냉연판을, 노점이 -35 ℃ 이상인 분위기중에서, 740 ℃ 이상 880 ℃ 이하의 가열 온도까지 가열하고, 이어서, 그 가열 온도로부터 500 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 10 ℃/s 이상이 되는 조건으로, 150 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하는 어닐링 공정을 실시하고,
이어서, 상기 냉연판을, (냉각 정지 온도 ＋ 50 ℃) 이상 500 ℃ 이하의 재가열 온도까지 재가열하고, 그 재가열 온도에서 10 s 이상 유지하는, 고강도 강판의 제조 방법.
제 3 항에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로서,
상기 성분 조성을 갖는 강 슬래브에 열간 압연을 실시하여 열연판으로 하고,
이어서, 상기 열연판에 산세를 실시하고,
이어서, 상기 열연판에, 냉간 압연의 최종 패스의 압하율이 1 ％ 이상 5 ％ 이하이며, 그 최종 패스의 하나 전의 패스의 압하율이 5 ％ 이상 30 ％ 이하인 조건으로 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 하고,
이어서, 상기 냉연판을, 노점이 -35 ℃ 이상인 분위기중에서, 740 ℃ 이상 880 ℃ 이하의 가열 온도까지 가열하고, 이어서, 그 가열 온도로부터 500 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 10 ℃/s 이상이 되는 조건으로, 150 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하는 어닐링 공정을 실시하고,
이어서, 상기 냉연판을, (냉각 정지 온도 ＋ 50 ℃) 이상 500 ℃ 이하의 재가열 온도까지 재가열하고, 그 재가열 온도에서 10 s 이상 유지하는, 고강도 강판의 제조 방법.
제 6 항에 있어서,
상기 냉간 압연 후, 또한 상기 어닐링 공정 전에, 상기 냉연판을, 830 ℃ 이상의 가열 온도까지 가열하고, 그 가열 온도로부터 500 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 5 ℃/s 이상이 되는 조건으로 냉각하는 예비 어닐링 공정을 실시하는, 고강도 강판의 제조 방법.
제 7 항에 있어서,
상기 냉간 압연 후, 또한 상기 어닐링 공정 전에, 상기 냉연판을, 830 ℃ 이상의 가열 온도까지 가열하고, 그 가열 온도로부터 500 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 5 ℃/s 이상이 되는 조건으로 냉각하는 예비 어닐링 공정을 실시하는, 고강도 강판의 제조 방법.
제 8 항에 있어서,
상기 예비 어닐링 공정 후, 상기 냉연판을 50 ℃ 이하까지 냉각하고, 0.05 ％ 이상 1.00 ％ 이하의 신장률로 압연하고, 그 후, 상기 어닐링 공정을 실시하는, 고강도 강판의 제조 방법.
제 9 항에 있어서,
상기 예비 어닐링 공정 후, 상기 냉연판을 50 ℃ 이하까지 냉각하고, 0.05 ％ 이상 1.00 ％ 이하의 신장률로 압연하고, 그 후, 상기 어닐링 공정을 실시하는, 고강도 강판의 제조 방법.