KR20100020433A

KR20100020433A - 가공성이 우수한 고강도 강판

Info

Publication number: KR20100020433A
Application number: KR1020090073672A
Authority: KR
Inventors: 세이코 와타나베
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2008-08-12
Filing date: 2009-08-11
Publication date: 2010-02-22
Also published as: CN101649415B; US8128762B2; EP2157203A1; DE602009000620D1; JP5421026B2; EP2157203B1; CN101649415A; KR101129298B1; ATE496150T1; US20100037995A1; JP2010065316A

Abstract

소정의 성분 조성을 만족시키고, 조직은, 페라이트의 모상 조직과, 베이나이트 및 마르텐사이트의 제 2 상 조직을 갖고, 전 조직 중에 차지하는 비율이, 페라이트: 50 내지 86면적%, 베이나이트: 10 내지 30면적%, 마르텐사이트: 4 내지 20면적%임과 동시에, (베이나이트 면적률)>(마르텐사이트 면적률)의 관계를 만족시키고, 페라이트의 평균 입경이 2.0 내지 5.0㎛이며, 또한 페라이트의 평균 경도(Hv)/강판의 인장 강도(MPa)≥0.25를 만족하는 고강도 강판이다. 이 강판은, 590 내지 780MPa급의 고강도역에 있어서의, TS-EL 밸런스, 및 TS-λ 밸런스의 쌍방이 우수하다.

Description

가공성이 우수한 고강도 강판{HIGH-STRENGTH STEEL SHEET SUPERIOR IN FORMABILITY}

본 발명은, 신도나 신장 플랜지성 등의 가공성이 높아진, 인장 강도가 590 내지 780MPa급의 고강도 강판에 관한 것이다. 본 발명의 고강도 강판은, 용융아연도금 강판이나 합금화 용융아연도금 강판의 모재(소재)로 되는 고강도 강판으로서 유용하며, 예컨대, 높은 가공성이 요구되는 자동차용 구조 부재(예컨대, 필러, 멤버, 리인포스(reinforcement)류 등의 보디 골격 부재; 범퍼, 도어 가드 바, 시트 부품, 바퀴부분 부품 등의 강도 부재)나 가전용 부재 등에 적합하게 사용된다.

충돌 안전성이나 지구 환경 보호(연비 향상)의 관점에서, 자동차용 등에 사용되는 부재는, 고강도 및 고연성(신도)뿐만 아니라, 신장 플랜지성도 우수한 것이 요구되고 있다. 구체적으로는, 가공성의 지표로서, 강도와 신도의 밸런스(이하, 「TS-EL 밸런스」 또는 「TS× EL」이라고 부르는 경우가 있음), 및 강도와 신장 플랜지성의 밸런스(이하, 「TS-λ 밸런스」 또는 「TS×λ」라고 부르는 경우가 있 음)의 쌍방이 우수한 고강도 강판의 제공이 요망되고 있다.

가공성이 우수한 고강도 강판으로서, 페라이트를 모상(주상)으로 하여, 마르텐사이트나 베이나이트 등의 오스테나이트 저온변태생성상을 제 2 상 조직으로서 포함하는 복합 조직 강판이 알려져 있다. 제 2 상 조직의 구성은 여러 가지이며, 예컨대 일본 특허공개 2006-342373호에는, 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 또는 그들의 혼합물을 포함하는, 강도-연성 밸런스 등이 우수한 고장력 용융아연도금 강판이 개시되어 있고, 일본 특허공개 2007-009317호에는, 마르텐사이트, 베이나이트, 펄라이트의 오스테나이트 저온변태상을 포함하는, 신장 플랜지성이 우수한 고강도 냉연 강판이 개시되어 있다. 또한, 일본 특허공개 2003-193188호에는, 제 2 상 조직으로서 베이나이트 또는 펄라이트를 주로 포함하는 고장력 합금화 용융아연도금 강판이 개시되어 있다. 또한, 일본 특허공개 2004-211126호에는, 통상의 마르텐사이트 조직이 아니라, 템퍼링된 템퍼링 마르텐사이트를 제 2 상 조직에 포함하는 신장 플랜지성 등의 가공성이 우수한 용융아연도금 강판이 개시되어 있다.

본 발명의 목적은, 페라이트를 주상으로 하고, 베이나이트 및 마르텐사이트의 저온변태생성상을 제 2 상 조직으로서 포함하는 복합 조직 강판으로서, 590 내지 780MPa급의 고강도역에 있어서의, TS-EL 밸런스, 및 TS-λ 밸런스의 쌍방이 우 수한 고강도 복합 조직 강판 및 그 제조방법을 제공하는 것에 있다.

상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명에 따른 강판은, C: 0.03 내지 0.13%(질량%의 의미. 이하, 화학 성분 조성에 있어서 같음), Si: 0.02 내지 0.8%, Mn: 1.0 내지 2.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.01 내지 0.1%, N: 0.01% 이하, 및 Ti: 0.004 내지 0.1% 및 Nb: 0.004 내지 0.07% 중 적어도 한쪽을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물이고, 조직은, 페라이트의 모상 조직과, 베이나이트 및 마르텐사이트의 제 2 상 조직을 갖고, 전 조직 중에 차지하는 비율이, 페라이트: 50 내지 86면적%, 베이나이트: 10 내지 30면적%, 마르텐사이트: 4 내지 20면적%임과 동시에, (베이나이트 면적률)>(마르텐사이트 면적률)의 관계를 만족시키고, 상기 페라이트의 평균 입경이 2.0 내지 5.0㎛이며, 또한 페라이트의 평균 경도(Hv)/강판의 인장 강도(MPa)≥0.25를 만족한다.

본 발명의 고강도 강판은, 추가로 (a) Cr: 0.01 내지 1% 및 Mo: 0.01 내지0.5% 중 적어도 한쪽, (b) B: 0.0001 내지 0.003%, (c) Ca: 0.0005 내지 0.003%를 함유하고 있더라도 좋다.

또한, 본 발명의 고강도 강판에는, 냉연 강판 외에, 용융아연도금이 실시된 용융아연도금 강판, 합금화 용융아연도금이 실시된 합금화 용융아연도금이 포함된다.

또한, 상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명 강판의 제조방법은, 상기의 성 분 조성을 만족시키는 냉간 압연판을 준비하는 공정과, 평균 승온 속도 5℃/s 이상으로 Ac₃점 이상의 온도역(T1)까지 가열하고, 상기 온도역(T1)에서 10 내지 300초 유지한 후, 상기 온도역(T1)으로부터 400 내지 600℃의 온도역(T2)까지 2℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 400 내지 600℃의 온도역(T2)에서 유지한 후, 냉각하는 소둔 공정을 포함하고, 상기 소둔 공정에서의 400 내지 600℃의 온도역에서의 체재 시간(t3)이 40 내지 400초이다.

본 발명의 고강도 강판은, 강중 성분 및 조직이 적절히 제어되어 있기 때문에, TS-EL 밸런스 및 TS-λ 밸런스의 쌍방이 우수하다. 본 발명 강판은, 성형이 곤란한 개소에도 적용 가능하고, 자동차용 구조 부재로서 유용하다.

본 발명은, 페라이트를 모상으로서 포함하고, 마르텐사이트(M)나 베이나이트(B) 등의 경질상(저온변태상)을 제 2 상 조직으로서 포함하는 590 내지 780MPa급의 복합 조직 강판의 가공성 개선 기술에 관한 것이다.

구체적으로는, 조직에 대하여, 특히 제 2 상 조직의 구성 및 비율의 제어와, 모상 조직의 경도 제어(상세하게는, 페라이트의 평균 경도를, 강판의 인장 강도에 대하여 소정 이상으로 제어하고, 모상인 페라이트의 평균 경도와, 제 2 상 조직인 베이나이트 및 마르텐사이트의 평균 경도와의 차이를 종래보다도 작게 한다)와, 모상 조직의 미세화(페라이트의 평균 입경 제어)를 적절히 행하고 있고, 강중 성분에 관해서도, Ti/Nb를 적극적으로 첨가하고 있기 때문에, 종래의 복합 조직 강판과 같은 정도 또는 그 이상으로 높은, TS-EL 밸런스 및 TS-λ 밸런스를 갖는 고강도 강판을 얻을 수 있다.

본 명세서에 있어서 「가공성이 우수한 고강도 강판」이란, 인장 강도가 590 내지 780MPa급의 고강도 강판에 있어서의, TS-EL 밸런스 및 TS-λ 밸런스가 우수한 것을 의미한다. 구체적으로는, 상기의 고강도역에 있어서, 인장 강도(TS)×신도(EL)≥17000을 만족하고, 또한, 인장 강도(TS)×구멍확장률(λ)≥60000을 만족하는 것이다. 상세하게는, 강도가 590MPa급(590MPa 이상 780MPa 미만)의 강판으로서는, 신도(EL)가 약 25% 이상, 신장 플랜지성(λ)이 약 85% 이상을 만족하고 있는 것이 바람직하다. 또한, 780MPa급(780MPa 이상 980MPa 미만)의 강판으로서는, 신도(EL)가 약 19% 이상, 신장 플랜지성(λ)이 약 65% 이상을 만족하고 있는 것이 바람직하다.

본 발명 강판에는, 냉연 강판뿐만 아니라, 용융아연도금 강판(GI 강판)이나 합금화 용융아연도금 강판(GA 강판)도 포함된다. 이들 도금 처리를 실시하는 것에 의해 내식성이 향상된다.

(강중 성분)

우선, 본 발명의 강중 성분에 대하여 설명한다.

[C: 0.03 내지 0.13%]

C는, 강판의 강도를 확보하는 동시에, 저온변태생성상(베이나이트, 마르텐사이트)의 생성에 기여하는 원소이다. C량이 0.03% 미만으로는, 상기 효과를 유효하게 발휘할 수 없다. 한편, C량이 0.13%를 초과하면 연성이나 용접성이 저하된다. 그래서, 본 발명에서는 C량을 0.03 내지 0.13%로 정했다. C량의 바람직한 하한은 0.05%이며, 바람직한 상한은 0.12%이다.

[Si: 0.02 내지 0.8%]

Si는, 고용 강화 원소로서 알려져 있고, 또한, 연성의 향상에 유용한 원소이다. Si량이 0.02% 미만으로는, 상기 효과를 유효하게 발휘할 수 없다. 한편, Si량이 0.8%를 초과하면 표층에 산화층이 형성되어, 부도금(不鍍金)의 원인이 된다. 또한, Si량이 지나치게 되면, 페라이트 변태 촉진에 의해서 베이나이트 변태가 지연되어, 신장 플랜지성이 저하된다. 그래서, 본 발명에서는, Si량을 0.02 내지 0.8%로 정했다. Si량의 바람직한 하한은 0.03%이며, 바람직한 상한은 0.65%이다.

[Mn: 1.0 내지 2.5%]

Mn은 오스테나이트 안정화 원소이며, 저온변태생성상의 생성에 기여할 뿐만 아니라, 페라이트의 경도의 향상에도 기여하는 원소이다. 한편, Mn량이 과잉으로 되면, 강판 내의 페라이트량이 감소하고, 또한 마르텐사이트량이 증가하기 때문에, TS-EL 밸런스가 저하된다. 그래서, 본 발명에서는, Mn량을 1.0 내지 2.5%로 했다. Mn량의 바람직한 하한은 1.5%이며, 바람직한 상한은 2.3%이다.

[P: 0.03% 이하」

P는 강판 중에 불가피하게 혼입되는 원소이다. P가 과잉으로 되면, 부도금 이나 용접성의 저하를 초래한다. 그래서 P량의 상한을 0.03%로 했다. P량의 바람직한 상한은 0.02%이다.

[S: 0.01% 이하]

S는, 강판 중에 불가피하게 혼입되는 원소이다. S는 열연시에서의 열간 균열의 원인이 되는 외에, 강판 중에 MnS 등의 개재물을 형성하기 쉬워, 신장 플랜지성의 저하를 초래하기 때문에, S량의 상한을 0.01%로 했다. S량은 적을 수록 좋고, 그 바람직한 상한은 0.005%이다.

[Al: 0.01 내지 0.1%]

Al은, 탈산제로서 작용한다. 이러한 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서, 본 발명에서는, Al량의 하한을 0.01%로 했다. 한편, Al량이 과잉으로 되면, 강의 청정도가 악화되기 때문에, Al량의 상한을 0.1%로 했다. Al량의 바람직한 하한은 0.02%이며, 바람직한 상한은 0.07%이다.

[N: 0.01% 이하]

N은, 과잉으로 첨가되면 변형(strain) 시효에 의해 연성이 열화하기 때문에, N량의 상한을 0.01%로 했다. N량의 바람직한 상한은 0.005%이다.

[Ti: 0.004 내지 0.1% 및/또는 Nb: 0.004 내지 0.07%]

Ti와 Nb는, 본 발명을 가장 특징짓는 강중 성분이며, 후기하는 실시예에 나타낸 바와 같이, 이들 원소의 함유량이 적절히 제어되어 있지 않은 것은, 소망으로 하는 TS×EL, TS×λ의 기계적 특성이 얻어지지 않는다. 또한, 페라이트 입경의 증대를 초래하는 경우도 있다.

상세하게는, Ti 및 Nb는, 어느 것이나, C나 N과 결합하여 탄화물이나 질화물을 형성하여, 소둔시에 이들 석출물의 핀 고정(pinning) 효과에 의해서 페라이트립(粒) 성장이 억제되어, 페라이트 조직의 미세화가 촉진되어 상기의 기계적 특성이 향상된다. 한편, Ti 및 Nb의 양이 과잉으로 되면 상기 효과가 포화하여, 역으로, 조대한 탄화물이나 질화물이 형성되어 신장 플랜지성이 저하된다. 그래서, 본 발명에서는, Ti량을 0.004 내지 0.1%, Nb량을 0.004 내지 0.07%로 정했다. Ti량의 바람직한 하한은 0.01%이며, 바람직한 상한은 0.08%이다. Nb량의 바람직한 하한은 0.009%이며, 바람직한 상한은 0.05%이다. 본 발명에서는, Ti와 Nb의 어느 한쪽을 함유하더라도 좋고, 양쪽을 병용하더라도 상관없지만, 어떻든 간에, 상기 함유량의 범위를 만족하는 것이 필요하다.

본 발명 강판의 성분 조성은 상기와 같으며, 잔부는 철 및 불가피적 불순물이지만, 상기 특성을 저해하지 않는 범위로, 다른 원소(허용 성분)을 포함하고 있더라도 좋고, 이러한 강판도 본 발명의 범위에 포함된다.

예컨대, 본 발명에서는, 더욱 TS-EL 밸런스, TS-λ 밸런스의 향상을 목표로 하여, 필요에 따라 선택 원소로서, (a) Cr: 0.01 내지 1% 및/또는 Mo: 0.01 내지 0.5%, (b) B: 0.0001 내지 0.003%, (c) Ca: 0.0005 내지 0.003% 등을 함유시키는 것도 유효하다. 이하, 이들 선택분에 대하여 설명한다.

[Cr: 0.01 내지 1% 및/또는 Mo: 0.01 내지 0.5%]

Cr 및 Mo는, 어느 것이나 오스테나이트 안정화 원소이며, 저온변태생성상의 생성을 높여, 주로 강도 향상에 기여한다. 한편, Cr량이 과잉으로 되면, TS-λ 밸 런스가 저하될 뿐만 아니라, 표면 성상이 악화한다. 또한, Mo량이 과잉으로 되면, 비용의 상승뿐만 아니라 연성의 저하를 초래한다. 그래서, 본 발명에서는, Cr량을 0.01 내지 1%, Mo량을 0.01 내지 0.5%로 하는 것이 바람직하다. Cr량의 보다 바람직한 하한은 0.1%이며, 더욱 바람직한 상한은 0.5%이다. Mo량의 보다 바람직한 하한은 0.1%이며, 더욱 바람직한 상한은 0.3%이다.

[B: 0.0001 내지 0.003%]

B는, 담금질성을 높여, 고강도화에 유효한 저온변태생성상을 생성하는 작용을 갖는다. 그래서 B량의 바람직한 하한을 0.0001%로 했다. 한편, B량이 과잉으로 되면 연성의 저하를 초래한다. 그래서 B량의 바람직한 상한을 0.003%로 했다. B량의 보다 바람직한 하한은 0.001%이며, 보다 바람직한 상한은 0.002%이다.

[Ca: 0.0005 내지 0.003%]

Ca는 MnS 등의 황화물계 개재물의 형태 제어에 유효한 원소이지만, 과잉으로 첨가하면 비용 상승을 초래한다. 그래서, 본 발명에서는, 바람직한 Ca량을 0.0005 내지 0.003%라고 정했다. Ca량의 보다 바람직한 하한은 0.001%, 보다 바람직한 상한은 0.002%이다.

본 발명의 고강도 강판은, 자동차 강판 등의 박강판으로서 유용하며, 판 두께는, 0.8 내지 2.3mm 정도인 것이 바람직하다.

(조직)

다음으로 본 발명을 가장 특징짓는 조직에 대하여 설명한다.

상술한 바와 같이, 본 발명 강판은, 페라이트를 모상으로 하고, 마르텐사이 트 및 베이나이트의 저온변태생성상을 제 2 상으로서 포함하는 복합 조직 강판이다. 「모상」이란, 전 조직 중에 차지하는 비율이 반수 이상을 차지하는 것(주상)을 의미하고, 본 발명에서는 페라이트이다. 또한, 「제 2 상 조직」이란, 상기의 모상을 제외한 나머지 상(제 2 상 조직을 구성하는 조직의 합계는, 반수에 차지 않음)을 의미하며, 본 발명에서는 베이나이트 및 마르텐사이트를 의미한다. 본 발명 강판은, 마르텐사이트 분율보다 베이나이트 분율쪽이 많고, 마르텐사이트의 비율도 4면적% 이상으로 많아, 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트의 3상 조직(TriPhase) 강판으로 위치지어진다.

상세하게는, 전 조직에 차지하는 페라이트의 분율이 50 내지 86면적%, 베이나이트 분율이 10 내지 30면적%, 마르텐사이트 분율이 4 내지 20면적%이며, 또한 (베이나이트 분율)>(마르텐사이트 분율)이며, 또한, 페라이트의 평균 입경이 2.0 내지 5.0㎛, 페라이트의 평균 경도(Hv)/강판의 인장 강도(MPa)≥0.25의 요건을 만족하고 있다.

모상 조직: 페라이트 분율: 50 내지 86면적%

본 발명에 있어서의 페라이트란, 폴리고날 페라이트, 즉, 전위 밀도가 적은 페라이트를 의미한다. 페라이트는 신장 특성의 향상에 기여하는 조직으로서 중요하고, 신장 특성을 확보하기 위해서는 50면적% 이상 필요하다. 한편, 페라이트 분율이 86면적%를 초과하면 강도 저하를 초래한다. 그래서 페라이트 분율을 50 내지 86면적%로 정했다. 페라이트 분율의 바람직한 범위는, 60 내지 80면적%이다.

베이나이트 분율: 10 내지 30면적%

베이나이트는, 변형시에 페라이트와 함께 변형하여, 보이드(void)의 발생을 억제할 수 있기 때문에, 신장 플랜지성의 향상에 매우 유용하다. 그래서 베이나이트 분율을 10면적% 이상으로 했다. 한편, 베이나이트 분율이 과잉으로 되면 연성이 열화되기 때문에, 상한을 30면적%로 정했다. 베이나이트 분율의 바람직한 하한은 15면적%이며, 바람직한 상한은 26면적%이다.

마르텐사이트 분율: 4 내지 20면적%

마르텐사이트는, 소정의 강도와 신장 플랜지성을 확보하기 위해서, 소정 범위 내로 제어하는 것이 필요하다. 상세하게는, 마르텐사이트는 강도를 향상시키는 것에 의해, TS-EL 밸런스의 향상에 기여하는 조직이며, 마르텐사이트의 하한은, 4면적%로 했다. 한편, 마르텐사이트 분율이 과잉으로 되면, 신도 및 신장 플랜지성을 저하시킨다. 마르텐사이트는 경질이기 때문에, 가공시에 거의 변형을 따르지 않고, 마르텐사이트 근방에 보이드를 형성하고, 이 보이드가 균열을 촉진시켜, 신장 플랜지성의 저하를 초래한다고 생각된다. 그래서 본 발명에서는, 마르텐사이트 분율의 상한을 20면적%로 정했다. 마르텐사이트 분율의 바람직한 하한은 5면적%이며, 바람직한 상한은 18면적%이다.

본 발명에 있어서의 마르텐사이트는, 일본 특허공개 2004-211126호에 기재된 템퍼링 마르텐사이트와는 달리, 후에 설명하듯이, 유지 온도 T2에서의 유지 후, 또는 용융아연도금, 또는 합금화 후에 냉각함으로써 생성되는 마르텐사이트이다. 이렇게 하여 얻어지는 마르텐사이트는, 전위 밀도가 많은 경질 조직인 점에서, 일본 특허공개 2004-211126호에 기재된 템퍼링 마르텐사이트와는 차이가 있다. 이들 조 직은, 예컨대, 투과형 전자현미경(TEM) 관찰 등에 의해서 명료하게 구별된다.

(베이나이트 분율)>(마르텐사이트 분율)

상술한 바와 같이, 본 발명에서는, 마르텐사이트와 베이나이트의 비율을 각각 개별로 제어할 뿐 아니라, 마르텐사이트와의 관계로 베이나이트의 비율을 적절히 제어하는 것이 중요하고, 이것에 의해, 신장 플랜지 균열의 진행을 지연시킬 수 있다. 본 발명에서는, 베이나이트 분율(B)과 마르텐사이트 분율(M)의 차이(B-M)를, 신장 플랜지성을 높여 우수한 TS-λ 밸런스를 확보하기 위한 지표로서 이용하고 있고, 원하는 특성을 발휘시키기 위해서는, B>M의 관계를 만족시킨다, 즉, B-M>0의 관계를 만족시킬 필요가 있다. (B-M)는 클 수록 우수한 특성이 얻어진다. 바람직한 (B-M)의 값은 2면적% 이상이다.

본 발명 강판은, 페라이트, 베이나이트, 및 마르텐사이트만으로 이루어지고 있더라도 좋지만, 본 발명의 작용을 저해하지 않는 한도에 있어서, 다른 조직을 추가로 포함하고 있더라도 좋다. 「다른 조직」이란, 예컨대, 제조 과정에서 불가피하게 생성되는 조직이며, 유사 펄라이트, 잔류 오스테나이트 등을 들 수 있다. 「다른 조직」의 합계 함유량은, 약 3면적% 이하인 것이 바람직하다.

페라이트의 평균 입경이 2.0 내지 5.0㎛

페라이트의 평균 입경은, 후기하는 실시예에 나타낸 바와 같이, TS-EL 밸런스 및 TS-λ 밸런스의 향상에 영향을 미치고 있다. 상세하게는, 페라이트의 평균 입경이 2.0㎛ 미만이면 TS-EL 밸런스가 저하된다. 또한 항복비가 과도하게 상승하여, 프레스 성형시에 스프링백(spring back)이 증대하여, 치수 정밀도 불량 등의 문제가 생긴다. 한편, 페라이트의 평균 입경이 5.0㎛를 초과하면 TS-EL 밸런스 및 TS-λ 밸런스가 저하된다. 그래서 페라이트의 평균 입경을 2.0 내지 5.0㎛로 했다. 페라이트의 평균 입경의 바람직한 상한은 4.0㎛이다.

페라이트의 평균 경도(Hv)/강판의 인장 강도(MPa)≥0.25

페라이트의 평균 경도와 강판의 인장 강도의 비는, TS-λ 밸런스의 향상에 기여하는 중요한 요건이다. 복합 조직 강판에 있어서, 페라이트 경도를 강판 강도에 대하여 일정 이상의 경도로 하는 것에 의해, 제 2 상과의 경도 차이를 저감시키는 것이 가능하다. 바람직한 페라이트의 평균 경도는, 590MPa급의 강판으로서는 160Hv 이상이며, 780MPa급의 강판으로서는 200Hv 이상이다. 상기한 바와 같이 페라이트를 딱딱하게 하면, 강판의 인장 강도의 향상에도 유효하다.

TS-λ 밸런스의 향상이라는 관점에서는, 페라이트의 경도는 클 수록 좋지만, TS-EL 밸런스 등을 고려하면, 페라이트의 평균 경도(Hv)/강판의 인장 강도(MPa)의 값은 0.30 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.28 이하이다.

상기와 같이, 본 발명의 페라이트는 미세하고 또한 고경도로 제어되어 있기 때문에, 페라이트와 마르텐사이트의 경도 차이에 기인하는 보이드의 발생도 억제할 수 있다. 또한, 마르텐사이트 분율이 베이나이트 분율보다도 적게 제어되어 있기 때문에, 상기 보이드가 발생했다고 해도, TS-λ 밸런스에의 영향은 작고, 오히려 마르텐사이트에 의한 강도 향상 효과에 의한 TS-EL 밸런스에의 기여 쪽이 크다.

(제조방법)

다음으로 상술한 본 발명 강판을 제조하는 방법에 대하여 설명한다.

상기 요건을 만족하는 본 발명 강판을 제조하기 위해서는, 특히, 냉간 압연 후의 소둔 공정을 적절히 제어하는 것이 유효하다. 상세하게는, 냉연 후, 「균열→냉각→400 내지 600℃의 온도역에서의 유지→냉각」이라고 하는 일련의 소둔 공정(도금이나 합금화를 포함)을 행하여 소정의 고강도 강판을 제조하는 데 임하여, 균열(T1)까지의 평균 승온 속도(HR), 균열 조건[균열 온도(T1) 및 균열 시간(tl)], 균열 후 유지 온도(T2)까지의 냉각 속도(CR)를 제어하는 동시에, 400 내지 600℃에서의 온도역에서의 체재 시간(t3)을 소정 범위 내로 제어하는 것이 중요하고, 이것에 의해, 모상 조직 및 제 2 상 조직의 비율이 적절하게 제어되고, 또한, 경도가 높은 페라이트나 미세한 페라이트가 확보되는 결과, 소망으로 하는 기계적 특성이 우수한 강판이 얻어진다(후기하는 실시예를 참조).

이하, 도 1을 참조하면서, 본 발명의 제조방법을 특징짓는 소둔 공정을 자세히 설명한다. 도 1에는, 강판의 종류에 따라, 냉연 강판을 제조하는 경우의 히트 패턴[도 1(a)], 용융아연도금 강판(GI)을 제조하는 경우의 히트 패턴[도 1(b)], 및 합금화 용융아연도금 강판(GA)을 제조하는 경우의 히트 패턴[도 1(c)]을 나타내었지만, GI나 GA의 경우는 냉연 강판에 대하여 도금이나 합금화의 공정이 부가될 뿐이고, 어느 쪽의 강판에 있어서도, 소둔 공정에서 제어해야 할 상기의 각 요건(HR, T1, t1, T2, CR, t3)은 같다.

이하, 본 발명을 특징짓는 소둔 공정을, 순서를 따라 설명한다.

(1) 5℃/s 이상의 평균 승온 속도(HR)로 Ac ₃ 점 이상의 온도역(T1)까지 가열

우선, 상기의 성분 조성을 만족시키는 냉간 압연판을, 5℃/s 이상의 평균 승온 속도(도 1 중, HR)로 Ac₃점 이상의 균열 온도역(도 1중, T 1)까지 승온(가열)한다. 후기하는 실시예에서 실증했듯이, HR은, 페라이트의 평균 경도 제어에 중요한 영향을 미치고 있고, HR가 5℃/s 미만이 되면, NbC이나 TiC 등의 석출물에 의한 석출 경화에 의한 페라이트 경도 향상 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 이것은, 가열 중에 NbC나 TiC 등의 석출물이 조대화하여, 오스테나이트역에서의 소둔 중에 재고용하는 Nb량이나 Ti량이 감소하기 때문에, 냉각 과정에서 페라이트 조직에 석출하는 상기의 석출물이 감소하기 때문이라고 추찰된다. 또한, HR가 5℃/s 미만이 되면, 2상역 소둔 중에 페라이트 중의 Mn이 오스테나이트 중에 확산하기 쉽게 되기 때문에, 페라이트가 연화되어, 충분한 페라이트 경도를 확보하기 어렵게 된다. 그래서, 본 발명에서는, 평균 승온 속도 HR을 5℃/s 이상으로 했다. 바람직한 평균 승온 속도는 10℃/s 이상이며, 보다 바람직하게는 12℃/s 이상이다. 평균 승온 속도의 상한은 특별히 제한되지 않지만, 조업상, 대체로 20℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 가열 온도(균열 온도) T1은, 페라이트 입경이나 페라이트 경도에 영향을 미치는 요건이며, T1이 Ac₃점 미만이면, NbC 등의 석출물이나 Mn이 가열 중에 충분히 재고용되지 않기 때문에, 석출 경화에 의한 페라이트 경도의 상승 효과가 유효하게 발휘되지 않고, TS-λ 밸런스가 저하된다. 또한, T1이 Ac₃점 미만이면, 강판 중에 가공 조직이 남아 페라이트 입경이 작게 되어, 항복 강도가 과도 하게 상 승하여, TS-EL 밸런스도 저하된다. 그래서, 본 발명에서는, 균열 온도 T1을 Ac₃점 이상으로 했다. 균열 온도의 바람직한 하한은 Ac₃점+30℃ 이다. 균열 온도의 상한은 특별히 제한되지 않지만, 조업상, 대체로 950℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

한편, 본 발명에 있어서, Ac₃점은 아래 식에 따라서 산출했다.

Ac₃점(℃)=910-203[C]^0.5+44.7[Si]+31.5[Mo]-30[Mn]-11[Cr]+700[P]+400[Al]+400[Ti]

식중, [(원소명)]은 각 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다.

(2) Ac ₃ 점 이상의 온도역(T1)에서 10 내지 300초 균열 유지(t1)

상기한 바와 같이 승온을 실시하여 Ac₃점 이상의 온도역에 도달하면, 상기 온도역에서 소정 시간 균열 유지한다(도 1 중, t1). 여기서, 「상기 온도역」이란, Ac₃점 이상의 온도역을 의미하고, 이 요건을 만족하는 한, 반드시 같은 온도로 유지(등온 유지)할 필요는 없다. 본 발명에 있어서, 균열 유지 시간 t1은, 페라이트 경도 등에 영향을 미치는 요건이며, t1이 10초 미만이면, NbC나 Mn 등이 충분히 재고용되지 않기 때문에, TS-λ 밸런스가 저하된다. 그래서, 본 발명에서는, 균열 유지 시간 t1을 10초 이상으로 했다. 바람직한 균열 유지 시간은, 30초 이상이며, 보다 바람직하게는 40초 이상이다. 한편, 균열 유지 시간 t1의 상한은, 주로 생산성이나 제조 효율 등을 고려하여 정한 것이며, t1이 300초를 초과하면, 과도하게 생산 라인을 길게 하거나 생산 속도를 과도하게 느리게 한다는 설계 변경의 부하를 초래하기 때문에, 본 발명에서는, 균열 유지 시간의 상한을 300초로 했다. 균열 유지 시간의 바람직한 상한은, 200초이다.

(3) 균열 온도역(T1)으로부터 400 내지 600℃(T2)까지의 온도역(T1→T2)을 평균 냉각 속도 2℃/s 이상(CR)으로 냉각

상기의 조건으로 균열을 실시한 후, 균열 온도역 T1로부터, 400 내지 600℃의 온도역(도 1 중, T2)까지의 범위(T1→T2)를, 평균 냉각 속도 2℃/s 이상(도 1중, CR)으로 냉각한다. 평균 냉각 속도 CR은, 페라이트나 펄라이트의 생성을 억제하여, 베이나이트 및 마르텐사이트의 제 2 상 조직을 얻기 위해서 제어되는 요건 이며, CR이 2℃/s 미만이면, 페라이트량이 지나치게 많아짐에 더하여, 펄라이트가 생성되어, 원하는 제 2 상 조직이 얻어지지 않는다. 또한, CR이 너무 늦으면, 생산성의 저하나 설비상의 문제가 생기기 때문에, 본 발명에서는, 평균 냉각 속도 CR을 2℃/s 이상으로 했다. 바람직한 평균 냉각 속도의 하한은 5℃/s이다. 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 제한되지 않지만, 조업상, 대체로 25℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.

(4) 400 내지 600℃의 온도역(T2)에서 유지한 후, 냉각

상기한 바와 같이 T2의 온도역까지 냉각을 실시한 후, 400 내지 600℃의 온도역 T2에서 소정 시간 유지(도 1 중, t2)한 후, 실온까지 냉각한다. 유지 온도 T2에 관해서는, 반드시 같은 온도로 유지할(등온 유지) 필요는 없다. T2에서의 유지시간 t2에 관해서는, 후기(5)에서 상술한다. T2로부터 실온까지(T2→실온)의 평 균 냉각 속도는 대강 3℃/s 이상이 바람직하고, 이것에 의해, 소망으로 하는 마르텐사이트량을 확보할 수 있다. 냉각 방법은 통상적 방법에 의해서 행하면 되고, 예컨대, 가스 제트 냉각 등을 들 수 있다.

(5) 400 내지 600℃의 온도역에서의 체재 시간(t3)을 40 내지 400초의 범위 내로 제어

본 발명에서는, 상기 T2에서의 등온 유지 시간 t2를 포함하여, 400 내지 600℃의 온도역에서의 체재 시간(도 1 중, t3)을 적절히 제어하는 것이 매우 중요하고, 이것에 의해, 저온변태상인 베이나이트(B) 및 마르텐사이트(M)를, 본 발명에서 규정하는 비율(B>M≥4면적%이며, B: 10 내지 30면적%, M: 4 내지 20면적%)로 확보할 수 있다. 베이나이트는, 상기 400 내지 600℃의 온도역에서 변태하는 저온변태상이고, 상기 온도역을 통과(경유)하는 시간에 의해서 베이나이트나 마르텐사이트의 점적률이 변화되기 때문이다.

여기서, 「400 내지 600℃의 온도역에서의 체재 시간 t3」이란, 결국, 400 내지 600℃의 온도역을 통과하는 합계 시간을 의미하고, T2에서의 유지 시간 t2 이외에, 냉각 또는 가열 과정에서, 상기의 온도역(400 내지 600℃)에 체류하는 모든 시간을 뜻하고 있다.

이하, 강판의 종류에 따라, 「t3」의 산출 방법을 구체적으로 설명한다.

예컨대, 냉연 강판의 경우는, 「t3」은, 도 1(a)에 나타낸 바와 같이, 600℃→T2의 온도역에서의 체재 시간과, T2에서의 유지시간 t2와, T2→400℃의 온도역에서의 체재 시간으로 나타내어진다. 예컨대, 후기하는 실시예의 표 2의 No. 6은, 냉연 강판의 제조예이지만, No. 6에서의 「t3」의 산출 방법은, 이하와 같고, (a)와 (b)와 (c)의 합계 시간(395초)이 「t3」으로 된다.

(a) 600℃→T2(=480℃)의 체재 시간: 10.9초

(상기 온도역에서의 평균 냉각 속도 CR은 11℃/s)

(b) T2(=480℃)에서의 유지 시간 t2: 380초

(c) T2(=480℃)→400℃의 체재 시간: 4초

(상기 온도역에서의 평균 냉각 속도는 20℃/s)

또한, 용융아연도금 강판(GI)의 경우는, T2에서의 등온 유지 후에, 즉시 도금욕에 침지되는 일이 많기 때문에, 이 경우는, 「t3」의 산출 방법은, 상기의 냉연 강판의 경우와 마찬가지이다. 한편, GI에서는, T2의 등온 유지 후에, 필요에 따라 소정 온도까지 냉각을 실시하고 나서 도금욕에 침지하는 것도 있지만, 그 경우는, 상기 냉각의 조건에 따라, 상기의 온도역(400 내지 600℃)에서의 체류 시간이 가산되게 된다. 예컨대, 후기하는 실시예의 표 2의 No. 7은, GI의 제조예이지만, No. 7에서의 「t3」의 산출 방법은, 이하와 같고, (a)와 (b)와 (c)의 합계 시간(76초)이 「t3」으로 된다.

(a) 600℃→T2(=430℃)의 체재 시간: 24.2초

(상기 온도역에서의 평균 냉각 속도 CR은 7℃/s)

(b) T2(=430℃)에서의 유지 시간 t2: 50초

(c) T2(=430℃)→400℃의 체재 시간: 1.5초

(상기 온도역에서의 평균 냉각 속도는 20℃/s)

한편, 합금화 용융아연도금 강판(GA)의 경우는, T2에서의 등온 유지 후에, 즉시 도금욕에 침지하여 합금화를 위한 가열(예컨대, 약 500 내지 600℃에서 약 2 내지 60초간)을 실시하는 일이 많기 때문에, 이 경우는, 「t3」의 산출 방법은, 상기의 냉각 강판의 산출 방법에 있어서, 합금화 조건에 따르는 체류 시간이 가산되게 된다. 예컨대, 후기하는 실시예의 표 2의 No. 1은, GA의 제조예이지만, No. 1에서의 「t3」의 산출 방법은, 이하와 같고, (a)와 (b)와 (c)와 (d)의 합계 시간(115초)이 「t3」으로 된다.

(a) 600℃→T2(=440℃)의 체재 시간: 12.3초

(상기 온도역에서의 평균 냉각 속도 CR은 13℃/s)

(b) T2(=440℃)에서의 유지 시간 t2: 75초

(c) 합금화에 따르는 시간: 20초

(d) 합금화 온도(=550℃)→400℃의 체재 시간: 7.5초

(상기 온도역에서의 평균 냉각 속도는 20℃/s)

이렇게 하여 산출되는 「t3」은, 상술한 바와 같이, 원하는 조직(특히, 베이나이트>마르텐사이트의 분율)을 확보하기 위해서 매우 중요하고, 400 내지 600℃ 에서의 체재시간 t3을 적절히 제어함으로써 원하는 면적 비율의 강판이 얻어진다. 이 온도역(약 400 내지 600℃)은, 용융아연도금이나 합금화 용융아연도금의 온도역과 거의 중복되기 때문에, 베이나이트나 마르텐사이트 등의 분율은, 도금이나 합금화의 영향을 받는다. 따라서, 용융아연도금 강판이나 합금화 용융아연도금 강판을 제조하는 경우에는, 도금이나 합금화에 소비되는 시간이나 가산한 전체의 체재 시 간 t3을 제어하는 것으로 한 나름이다. 후기하는 실시예로 실증했듯이, 도금이나 합금화의 유무에 관계없이, 체재 시간 t3이 40 내지 400초의 범위 내로 제어되어 있으면, 베이나이트 변태가 촉진되어, 소정 비율의 베이나이트 및 마르텐사이트가 생성된다. 이에 대하여, 체재 시간 t3이 40초 미만이 되면, 베이나이트 변태가 충분히 진행하지 않고, 소정의 베이나이트 분율을 확보할 수 없기 때문에, TS×λ가 저하된다. 한편, 체재 시간 t3이 400초를 초과하면, 베이나이트 분율이 과잉으로 되어 마르텐사이트 분율이 저하되어, TS-EL 밸런스가 저하된다. 바람직한 체재 시간 t3은, 50 내지 380초이다.

한편, T2에서의 바람직한 유지 시간 t2는, 도금이나 합금화의 유무에 관계없이, 대체로 20 내지 350초이며, 보다 바람직한 유지 시간은, 대체로 30 내지 300초이다.

한편, 본 발명에서는, 상기의 체재 시간 t3을 제외하고는, 도금이나 합금화의 조건을 한정하는 취지는 없고, 통상 사용되는 조건을 적절히 채용할 수 있다. 도금욕의 조건으로서는, 예컨대, 도금욕의 온도를 약 400 내지 600℃(바람직하게는, 400 내지 500℃)의 온도 범위로 하는 것이 바람직하다. 추가로 합금화를 행하는 경우는 약 500 내지 600℃에서 약 2 내지 60초간 합금화하면 바람직하다. 합금화 처리를 하는 경우의 가열 수단은 특별히 한정되지 않고, 관용의 여러 가지 방법(예컨대, 가스 가열이나 인덕션 히터 가열 등)을 채용할 수 있다.

이상, 본 발명을 특징짓는 소둔 공정에 대하여 설명했다.

본 발명의 제조방법은, 상기한 바와 같이, 냉간 압연 후의 소둔 공정을 적절 히 제어하는 것이 중요하고, 그 밖의 공정, 예컨대, 열간 압연, 권취, 냉간 압연, 용융아연도금·합금화 용융아연도금(상기의 체재 시간을 제외한 도금이나 합금화의 조건) 등은 통상적 방법에 따라서 하면 되고, 소망으로 하는 복합 조직 강판이 얻어지도록, 통상 사용되는 방법을 채용할 수 있다.

이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태를 설명하지만, 이것으로 한정하는 취지는 아니다.

우선, 상기 성분 조성을 만족하는 강 슬래브를 약 1200℃ 이상으로 가열하고, 약 Ar3점 이상의 온도로 열간 압연을 실시한 후, 약 400 내지 650℃의 온도까지 냉각하여 권취하고, 필요에 따라 산세(酸洗)하고, 이어서 냉간 압연을 실시한 후, 상기의 소둔 공정을 행한다.

여기서, 열간 압연시의 가열 온도는, 약 1200℃ 이상(보다 바람직하게는 1250℃ 이상)으로 하는 것이 바람직하고, 이에 의해, 강중 성분이 오스테나이트 조직 중에 균일하게 고용하기 쉽게 된다. 열간 압연의 마무리 온도는, Ar3점 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직한 마무리 온도는 Ar3점+(30 내지 50)℃이다. 권취 온도는, 최대로도 약 650℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 권취 온도가 상기 온도를 넘어 높아지면, 스케일 흠집 등의 발생에 의해서 표면 성상이 악화한다. 단, 권취 온도가 지나치게 낮게 되면, 강도가 과도하게 증가하여 냉간 압연이 곤란하게 되기 때문에, 하한을 약 400℃로 하는 것이 바람직하다.

상기와 같이 하여 열간 압연을 실시한 후, 필요에 따라 산세한 후, 냉간 압연을 행한다. 냉연율은 20 내지 60%의 범위로 행하는 것이 바람직하다. 후속의 소둔 공정에서, 조직을 미세화하기 위해서는, 열연 강판에 충분한 변형을 부여하는 것이 유효하고, 그것을 위해서는, 냉연율을 20% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 30% 이상이다. 한편, 설비에의 부담 등을 고려하면, 냉연율은 약 65% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 냉연율은 약 60% 이하이다.

실시예

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 물론 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것은 아니고, 전·후기의 취지에 적합할 수 있는 범위로 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 물론 가능하고, 그들은 어느 것이나 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

표 1에 나타내는 조성의 강을 용제한 후, 주조하여 강괴를 수득했다. 상기 강괴를 1250℃로 가열하고, 마무리 온도 880 내지 900℃에서 열간 압연을 행하고, 냉각하고 550℃에서 30분간 노냉하여, 열연 강판을 얻었다(두께: 2.8mm). 다음으로 이 열연 강판을 산세한 후, 냉연을 행하여, 두께 1.6mm의 강판을 수득했다. 그 후 표 2에 나타내는 조건으로 소둔을 행했다. 유지 온도로부터 실온까지의 평균 냉각 속도는 20℃/s였다.

또한, 용융아연도금 강판(표 중, GI)에 관해서는, 표 2에 나타내는 유지 온도 T2에서의 유지 후, 온도가 450℃로 조정된 도금욕에 침지하고, 합금화 용융아연도금 강판(표중, GA)에 관해서는, 상기 용융아연도금 후, 550℃에서 20초간 합금화 처리를 행했다. 용융아연도금 후, 또는 합금화 후의 실온까지의 평균 냉각 속도는 20℃/s였다.

상기와 같이 하여 수득된 각 강판에 대하여, 조직의 분율, 페라이트의 평균 입경 및 페라이트의 평균 경도, 및 기계적 특성을 하기의 요령으로 측정했다.

[조직의 분율]

1.6mm×20mm×20mm의 시험편을 잘라내어, 압연 방향과 평행한 단면을 연마하고, 레페라(Lepera) 부식을 행한 후, t/4 위치를 측정 대상으로 삼았다.

각 조직의 분율에 관해서는, 광학 현미경에 의해, 약 80㎛×60㎛의 측정 영역을 배율 1000배로 관찰하여 화상 해석을 행했다. 측정은 임의의 5시야에 대하여 행하여, 수득된 각 조직의 비율(면적률)의 평균치를 산출했다.

[페라이트 입경]

상기의 조직 분율과 같은 측정 영역에서, 화상 해석 장치에 의해, 개개의 페라이트립의 원상당 직경을 구하여, 그 평균치를 페라이트 입경으로 정의했다.

[페라이트의 경도]

1.6mm×20mm×20mm의 시험편을 잘라내어, JIS Z2242(비커스 경도 시험-시험 방법)에 따라서, 압연 방향과 평행한 단면의 t/4 위치 부근에 존재하는 페라이트에 대하여, 하중 1g에서 페라이트의 경도를 측정했다. 측정은 20점 행하여, 최대치 및 최소치를 제외하는 18점의 측정 결과의 평균치를 산출했다.

[인장 강도, 신도, 항복 강도]

강판의 압연 직각 방향에서 JIS 5호 시험편을 채취하여, JIS Z2241에 따라서 인장 강도(TS), 및 전 신도(EL)를 측정했다. 또한 항복 강도(YS)도 측정했다. 본 실시예에서는, 인장 강도(TS)×신도(EL)≥17000을 합격으로 했다.

[신장 플랜지성]

일본 철강연맹 규격 JFST1001에 준거하여, 시험편을 채취하고, 초기 구멍 직경 d_i=10mmφ의 타발(打拔) 구멍 가공을 행한 후, 꼭지각 60°의 원추 펀치를 눌러 넣어 상기 타발 구멍을 넓혔다. 그리고, 타발 구멍 부분에 생긴 크랙이 판 두께를 관통한 때의 구멍 직경 d_b를 구하여, 다음 수식에 의해서 한계 구멍확장률 λ(%)(본 명세서에서는, 「구멍확장률 λ」라고 기재하는 경우가 있음)를 산출했다. 본 실시예에서는, 인장 강도(TS)×한계 구멍확장률 λ(%)≥60000을 합격으로 했다.

한계 구멍확장률 λ(%)={(d_b-d_i)/d_i}×100

이들의 결과를 표 3에 나타낸다. 표 3 중, GI는 용융아연도금 강판을, GA는 합금화 용융아연도금 강판을 각각 의미한다.

강판 No. 1 내지 12는, 성분 조성 및 소둔 조건이 함께 적절히 제어되어 있기 때문에, 페라이트 입경, 페라이트 경도/강판의 인장 강도, 및 조직 분율 등이 본 발명의 요건을 만족시키는 것으로 되어, TS× EL 및 TS×λ의 쌍방이 우수하다.

이에 대하여, 강판 No. 13 내지 21은, 소둔 조건이 본 발명의 요건을 만족시키지 않는 예이며, 강판 No. 22 내지 29는 성분 조성이 본 발명의 요건을 만족시키지 않는 예이다.

강판 No. 13, 15, 20은, 균열 온도(T1)까지의 평균 승온 속도(HR)가 늦기 때문에, 페라이트 경도가 저하되어, 페라이트와 제 2 상 조직의 경도 차이가 커졌기 때문에, TS×λ가 저하된 예이다.

강판 No. 14는, 균열 온도(T1)가 낮아, 조직 내에 가공 조직이 남았기 때문에 페라이트 입경이 작게 되어, 과도하게 항복 강도가 상승하여 TS× EL이 저하된 예이다. 또한, Mn이나 Nb의 재고용이 충분히 이루어질 수 없었기 때문에, TS×λ도 저하되어 있다.

강판 No. 16은, 균열 시간(t1)이 짧았기 때문에, 오스테나이트화가 충분히 진행하지 않고, Mn이나 Nb의 재고용이 충분히 이루어질 수 없었던 결과, 페라이트 경도가 저하되어, 페라이트와 제 2 상 조직의 경도 차이가 커져, TS×λ가 저하되어 있다.

강판 No. 17은, 400 내지 600℃의 온도역에서의 체재 시간(t3)이 짧기 때문에 베이나이트 변태가 충분히 진행하지 않아, B(베이나이트 면적률)>M(마르텐사이트 면적률)의 요건을 만족시킬 수 없고, TS×λ가 저하된 예이다.

강판 No. 18은, 유지 온도(T2)가 높기 때문에 베이나이트 변태가 충분히 진행하지 않고, B<M이 되어, TS×λ가 저하된 예이다.

강판 No. 19는, 유지 온도(T2)가 낮기 때문에 베이나이트 변태가 충분히 진행하지 않고, 베이나이트 분율이 저하됨과 함께 B<M이 되어, TS×λ가 저하된 예이다.

강판 No. 21은, 400 내지 600℃의 온도역에서의 체재 시간(t3)이 길었기 때문에, 마르텐사이트가 충분히 얻어지지 않고, TS× EL이 저하된 예이다.

강판 No. 22는, Si량이 많은 강종 H를 이용했기 때문에, 베이나이트 변태가 억제되어, 베이나이트 분율이 저하된 결과, TS×λ가 저하된 예이다.

강판 No. 23, 25는, Ti 또는 Nb가 많았던 예이며, Ti나 Nb의 조대한 탄질화물이 형성되었기 때문에, 빠른 시기에 파단이 일어나 TS×λ가 저하되어 있다.

강판 No. 24, 26은, Ti 또는 Nb가 적었던 예이며, Ti나 Nb의 탄화물이 충분히 형성되지 않아 핀 고정 효과가 발휘되지 않았기 때문에, 페라이트가 조대하게 되어 TS×λ가 저하되어 있다.

강판 No. 27은, C가 많았던 예이며, 베이나이트 분율이 많아졌기 때문에 TS× EL이 저하되어 있다.

강판 No. 28은, Mn이 많았던 예이며, 페라이트 분율이 감소하여, 마르텐사이트 분율이 과잉이 되었기 때문에, TS× EL이 저하되어 있다.

강판 No. 29는, C가 적었던 예이며, 모재 강도가 저하되어 페라이트 경도가 저하되고, 또한 베이나이트 및 마르텐사이트의 생성이 촉진되지 않아, 페라이트 분율이 많아져, TS× EL 및 TS×λ이 저하되어 있다.

[도 1] 도 1(a)은, 본원발명의 냉연 강판을 제조하는 경우의 히트 패턴을 나타내는 개략도이며, 도 1(b), (c)는 각각 용융아연도금 강판, 합금화 용융아연도금 강판을 제조하는 경우의 히트 패턴을 나타내는 개략도이다.

Claims

C: 0.03 내지 0.13%(질량%의 의미. 이하, 화학 성분 조성에 있어서 같음),

Si: 0.02 내지 0.8%,

Mn: 1.0 내지 2.5%,

P: 0.03% 이하,

S: 0.01% 이하,

Al: 0.01 내지 0.1%,

N: 0.01% 이하, 및

Ti: 0.004 내지 0.1% 및 Nb: 0.004 내지 0.07% 중 적어도 한쪽,

을 함유하고,

잔부가 철 및 불가피 불순물이고,

조직은, 페라이트의 모상 조직과, 베이나이트 및 마르텐사이트의 제 2 상 조직을 갖고, 전 조직 중에 차지하는 비율이, 페라이트: 50 내지 86면적%, 베이나이트: 10 내지 30면적%, 마르텐사이트: 4 내지 20면적%임과 동시에, (베이나이트 면적률)>(마르텐사이트 면적률)의 관계를 만족시키고,

상기 페라이트의 평균 입경이 2.0 내지 5.0㎛이며, 또한 페라이트의 평균 경도(Hv)/강판의 인장 강도(MPa)≥0.25를 만족하는 강판.
제 1 항에 있어서,

추가로, Cr: 0.01 내지 1% 및 Mo: 0.01 내지 0.5% 중 적어도 한쪽을 함유하는 강판.
제 1 항에 있어서,

추가로, B: 0.0001 내지 0.003%를 함유하는 강판.
제 1 항에 있어서,

추가로, Ca: 0.0005 내지 0.003%를 함유하는 강판.
제 1 항에 있어서,

용융아연도금이 실시된 것인 강판.
제 1 항에 있어서,

합금화 용융아연도금이 실시된 것인 강판.
제 1 항에 기재된 강판을 제조하는 방법으로서,

C: 0.03 내지 0.13%, Si: 0.02 내지 0.8%, Mn: 1.0 내지 2.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.01 내지 0.1%, N: 0.01% 이하, 및 Ti: 0.004 내지 0.1% 및 Nb: 0.004 내지 0.07% 중 적어도 한쪽을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물인 성분 조성을 만족시키는 냉간 압연판을 준비하는 공정; 및

평균 승온 속도 5℃/s 이상으로 Ac₃점 이상의 온도역(T1)까지 가열하고, 상기 온도역(T1)에서 10 내지 300초 유지한 후, 상기 온도역(T1)으로부터 400 내지 600℃의 온도역(T2)까지를 2℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 400 내지 600℃의 온도역(T2)에서 유지한 후, 냉각하는 소둔 공정을 포함하고,

상기 소둔 공정에서의 400 내지 600℃의 온도역에서의 체재 시간(t3)은 40 내지 400초인, 강판의 제조방법.