KR20110039395A

KR20110039395A - 고강도 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20110039395A
Application number: KR1020117005469A
Authority: KR
Inventors: 히로시 마츠다; 요시마사 후나카와; 야스시 다나카
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2008-09-10
Filing date: 2009-09-04
Publication date: 2011-04-15
Also published as: CA2734976A1; WO2010029983A1; JP2010090475A; CN102149840B; MX2011002559A; TWI412605B; CN102149840A; US20110146852A1; US9121087B2; TW201016862A; KR101340758B1; EP2325346A1; EP2325346A4; JP5418047B2; EP2325346B1

Abstract

연성 및 신장 플랜지성이 우수한 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ 이상인 고강도 강판을 제공한다. C : 0.17 ∼ 0.73 ％ 이하, Si : 3.0 ％ 이하, Mn : 0.5 ∼ 3.0 ％ 이하, P : 0.1 ％ 이하, S : 0.07 ％ 이하, Al : 3.0 ％ 이하, N : 0.010 ％ 이하 및 Si ＋ Al : 0.7 ％ 이상으로 하고, 마르텐사이트의 강판 조직 전체에 대한 면적률을 10 ∼ 90 ％, 잔류 오스테나이트량을 5 ∼ 50 ％, 상부 베이나이트 중의 베이나이트계 페라이트의 강판 조직 전체에 대한 면적률을 5 ％ 이상으로 하고, 상기 마르텐사이트 중 25 ％ 이상을 템퍼드 마르텐사이트로 하고, 상기 마르텐사이트의 강판 조직 전체에 대한 면적률, 상기 잔류 오스테나이트량 및 상기 상부 베이나이트 중의 베이나이트계 페라이트의 강판 조직 전체에 대한 면적률의 합계를 65 ％ 이상, 다각형 페라이트의 강판 조직 전체에 대한 면적률을 10 ％ 이하 (0 ％ 를 포함함) 로 하고, 또한 상기 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량을 0.70 ％ 이상으로 한다.

Description

고강도 강판 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH STEEL PLATE AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}

본 발명은, 자동차, 전기 기기 등의 산업 분야에서 사용되는 가공성, 특히 연성과 신장 플랜지성이 우수한 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ 이상인 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 지구 환경 보전의 견지에서 자동차의 연비 향상이 중요한 과제가 되었다. 이 때문에, 차체 재료의 고강도화에 의해 차체 부품의 박육화를 도모하여, 차체 그 자체를 경량화하고자 하는 움직임이 활발하다.

일반적으로 강판의 고강도화를 도모하기 위해서는, 강판의 조직 전체에 대하여 마르텐사이트나 베이나이트 등의 경질상의 비율을 증가시킬 필요가 있다. 그러나, 경질상의 비율을 증가시키는 것에 의한 강판의 고강도화는 가공성 저하를 초래하므로, 고강도와 우수한 가공성을 겸비하는 강판의 개발이 요망되고 있다. 지금까지 페라이트-마르텐사이트 2 상 강 (DP 강) 이나 잔류 오스테나이트의 변태 야기 소성을 이용한 TRIP 강 등, 다양한 복합 조직 강판이 개발되어 왔다.

복합 조직 강판에 있어서 경질상의 비율을 증가시킨 경우, 강판의 가공성은 경질상의 가공성의 영향을 강하게 받게 된다. 이것은, 경질상의 비율이 적고 연질인 다각형 페라이트가 많은 경우에는, 다각형 페라이트의 변형능이 강판의 가공성에 대하여 지배적이어서, 경질상의 가공성이 충분하지 않은 경우에도 연성 등의 가공성은 확보된 반면, 경질상의 비율이 많은 경우에는, 다각형 페라이트의 변형능이 아니라 경질상의 변형능 자체가 강판의 성형성에 직접 영향을 주게 되기 때문이다.

이 때문에, 냉연 강판의 경우에는, 소둔 및 그 이후의 냉각 과정에서 생성되는 다각형 페라이트의 양을 조정하는 열처리를 실시한 후, 강판을 물 담금질하여 마르텐사이트를 생성시키고, 다시 강판을 승온시켜 고온 유지함으로써 마르텐사이트를 템퍼링하여, 경질상인 마르텐사이트 중에 탄화물을 생성시켜, 마르텐사이트의 가공성을 향상시켜 왔다. 그러나, 이와 같은 마르텐사이트의 담금질·템퍼링에는, 예를 들어, 물 담금질 기능을 갖는 연속 소둔 설비와 같은 특별한 제조 설비가 필요해진다. 따라서, 강판을 물 담금질한 후, 다시 승온시켜 고온 유지할 수 없는 통상적인 제조 설비의 경우에는, 강판을 고강도화할 수는 있지만, 경질상인 마르텐사이트의 가공성을 향상시킬 수는 없었다.

또한, 마르텐사이트 이외의 것을 경질상으로 하는 강판으로서, 주상 (主相) 을 다각형 페라이트, 경질상을 베이나이트나 펄라이트로 하고, 또한 이러한 경질상인 베이나이트나 펄라이트에 탄화물을 생성시킨 강판이 있다. 이 강판은, 다각형 페라이트만으로 가공성을 향상시키는 것이 아니라, 경질상 중에 탄화물을 생성시킴으로써 경질상 자체의 가공성도 향상시키고, 특히 신장 플랜지성의 향상을 도모하는 강판이다. 그러나, 주상을 다각형 페라이트로 하고 있는 이상, 인장 강도 (TS) 로 980 ㎫ 이상의 고강도화와 가공성의 양립을 도모하기는 곤란하다. 또한, 경질상 중에 탄화물을 생성시킴으로써 경질상 자체의 가공성을 향상시켜도, 다각형 페라이트의 가공성의 양호함은 떨어지기 때문에, 인장 강도 (TS) 로 980 ㎫ 이상의 고강도화를 도모하기 위해 다각형 페라이트의 양을 저감시킨 경우에는, 충분한 가공성을 얻을 수 없게 된다.

특허문헌 1 에는, 합금 성분을 규정하여, 강 조직을 잔류 오스테나이트를 갖는 미세하고 균일한 베이나이트로 함으로써, 굽힘 가공성 및 충격 특성이 우수한 고장력 강판이 제안되어 있다.

특허문헌 2 에는, 소정의 합금 성분을 규정하여, 강 조직을 잔류 오스테나이트를 갖는 베이나이트로 하고, 또한 베이나이트 중의 잔류 오스테나이트량을 규정함으로써, 베이킹 경화성이 우수한 복합 조직 강판이 제안되어 있다.

특허문헌 3 에는, 소정의 합금 성분을 규정하여, 강 조직을 잔류 오스테나이트를 갖는 베이나이트를 면적률로 90 ％ 이상, 베이나이트 중의 잔류 오스테나이트량을 1 ％ 이상 15 ％ 이하로 하고, 또한 베이나이트의 경도 (HV) 를 규정함으로써, 내충격성이 우수한 복합 조직 강판이 제안되어 있다.

일본 공개특허공보 평4-235253호 일본 공개특허공보 2004-76114호 일본 공개특허공보 평11-256273호

그러나, 상기 서술한 강판에는 이하에 서술하는 과제가 있다.

특허문헌 1 에 기재되는 성분 조성에서는, 강판에 변형을 부여했을 때, 고변형 영역에서의 TRIP 효과를 발현하는 안정적인 잔류 오스테나이트의 양을 확보하기 곤란하여, 굽힘성은 얻어지지만, 소성 불안정이 발생할 때까지의 연성이 낮아, 연장성이 떨어진다.

특허문헌 2 에 기재된 강판은, 베이킹 경화성은 얻어지지만 인장 강도 (TS) 를 980 ㎫ 이상 혹은 추가로 1050 ㎫ 이상으로 고강도화하려고 하면, 베이나이트 혹은 추가로 페라이트를 주체로서 함유하고, 마르텐사이트를 최대한 억제한 조직이기 때문에, 강도의 확보 혹은 고강도화시에 있어서의 연성이나 신장 플랜지성 등의 가공성 확보가 곤란하다.

특허문헌 3 에 기재된 강판은, 내충격성을 향상시키는 것을 주목적으로 하고 있으며, 경도가 HV250 이하인 베이나이트를 주상으로 하고, 구체적으로는 이것을 90 ％ 초과로 함유하는 조직이기 때문에, 인장 강도 (TS) 를 980 ㎫ 이상으로 하기는 어렵다.

본 발명은 상기의 과제를 유리하게 해결하는 것으로, 가공성, 특히 연성과 신장 플랜지성이 우수한 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ 이상인 고강도 강판을, 그 유리한 제조 방법과 함께 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명의 고강도 강판에는, 강판의 표면에 용융 아연 도금 또는 합금화 용융 아연 도금을 실시한 강판을 포함하는 것으로 한다.

또한, 본 발명에 있어서 가공성이 우수하다는 것은, TS × T.EL 의 값이 20000 ㎫·％ 이상, 또한 TS × λ 의 값이 25000 ㎫·％ 이상인 것을 의미한다. 단, TS 는 인장 강도 (㎫), T.EL 은 전체 연신율 (％), λ 는 한계 구멍 확대율 (％) 이다.

발명자들은, 상기의 과제를 해결하기 위해, 강판의 성분 조성 및 미크로 조직에 대해 예의 검토를 거듭하였다. 그 결과, 마르텐사이트 조직을 활용하여 고강도화를 도모함과 함께, 강판 중의 C 량을 0.17 ％ 이상으로 C 함유량을 다량으로 한 후, 상부 베이나이트 변태를 활용함으로써, TRIP 효과를 얻는데 있어서 필요한 잔류 오스테나이트를 안정적으로 확보할 수 있고, 게다가 마르텐사이트의 일부를 템퍼드 마르텐사이트로 함으로써, 가공성, 특히 강도와 연성의 밸런스, 그리고 강도와 신장 플랜지성의 밸런스가 모두 우수하고, 나아가 인장 강도가 980 ㎫ 이상인 고강도 강판이 얻어지는 것을 알아냈다.

또한, 발명자들은, 상기의 과제를 해결하기 위해, 마르텐사이트의 양과 그 템퍼링 상태, 그리고 잔류 오스테나이트의 양과 그 안정성에 대해 상세하게 검토하였다. 그 결과, 오스테나이트 단상 영역에서 소둔한 강판을 급냉시킬 때, 마르텐사이트 변태 개시 온도 Ms 점에서부터의 과냉도를 제어하면서 일부 마르텐사이트를 생성시킨 후, 탄화물의 생성을 억제한 상태에서의 상부 베이나이트 변태를 활용함으로써, 잔류 오스테나이트의 안정화가 더욱 촉진되고, 고강도화에 있어서의 연성의 추가적인 향상과 신장 플랜지성의 양립이 가능한 것을 알아냈다.

본 발명은 상기의 지견에 입각한 것으로, 그 요지 구성은 다음과 같다.

1. 질량％ 로

C : 0.17 ％ 이상 0.73 ％ 이하,

Si : 3.0 ％ 이하,

Mn : 0.5 ％ 이상 3.0 ％ 이하,

P : 0.1 ％ 이하,

S : 0.07 ％ 이하,

Al : 3.0 ％ 이하, 및

N : 0.010 ％ 이하

를 함유하고, 또한 Si ＋ Al 이 0.7 ％ 이상을 만족시키고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성으로 이루어지고,

강판 조직으로서, 마르텐사이트의 강판 조직 전체에 대한 면적률이 10 ％ 이상 90 ％ 이하, 잔류 오스테나이트량이 5 ％ 이상 50 ％ 이하, 상부 베이나이트 중의 베이나이트계 페라이트의 강판 조직 전체에 대한 면적률이 5 ％ 이상이고, 상기 마르텐사이트 중 25 ％ 이상이 템퍼드 마르텐사이트이고, 상기 마르텐사이트의 강판 조직 전체에 대한 면적률, 상기 잔류 오스테나이트량 및 상기 상부 베이나이트 중의 베이나이트계 페라이트의 강판 조직 전체에 대한 면적률의 합계가 65 ％ 이상, 다각형 페라이트의 강판 조직 전체에 대한 면적률이 10 ％ 이하 (0 ％ 를 포함함) 를 만족시키고, 또한 상기 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량이 0.70 ％ 이상이며, 인장 강도가 980 ㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.

2. 상기 템퍼드 마르텐사이트 중에, 5 ㎚ 이상 0.5 ㎛ 이하의 철계 탄화물이 1 ㎟ 당 5 × 10⁴ 개 이상 석출되어 있는 것을 특징으로 하는 상기 1 에 기재된 고강도 강판.

3. 질량％ 로, C : 0.17 ％ 이상 0.3 ％ 미만의 범위이며, 추가로

Cr : 0.05 ％ 이상 5.0 ％ 이하,

V : 0.005 ％ 이상 1.0 ％ 이하, 및

Mo : 0.005 ％ 이상 0.5 ％ 이하

중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 1 또는 2 에 기재된 고강도 강판.

4. 상기 강판이 추가로, 질량％ 로,

Ti : 0.01 ％ 이상 0.1 ％ 이하, 및

Nb : 0.01 ％ 이상 0.1 ％ 이하

중에서 선택한 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 1 내지 3 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

5. 상기 강판이 추가로, 질량％ 로,

B : 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하

를 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 1 내지 4 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

6. 상기 강판이 추가로, 질량％ 로,

Ni : 0.05 ％ 이상 2.0 ％ 이하, 및

Cu : 0.05 ％ 이상 2.0 ％ 이하

중에서 선택한 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 1 내지 5 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

7. 상기 강판이 추가로, 질량％ 로,

Ca : 0.001 ％ 이상 0.005 ％ 이하, 및

REM : 0.001 ％ 이상 0.005 ％ 이하

중에서 선택한 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 1 내지 6 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

8. 상기 1 내지 7 중 어느 한 항에 기재된 강판의 표면에, 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 구비하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.

9. 상기 1 내지 7 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성이 되는 강편 (鋼片) 을, 열간 압연 후, 냉간 압연에 의해 냉연 강판으로 하고, 이어서 그 냉연 강판을, 오스테나이트 단상 영역에서 15 초 이상 600 초 이하의 소둔을 한 후, 50 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 제 1 온도 영역까지 평균 냉각 속도 : 8 ℃/s 이상으로 냉각시키고, 그 후, 350 ℃ 이상 490 ℃ 이하의 제 2 온도 영역으로 승온시키고, 그 제 2 온도 영역에서 5 초 이상 1000 초 이하 유지하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.

10. 마르텐사이트 변태 개시 온도 Ms 점 ℃ 를 지표로 하여, 상기 제 1 온도 영역을 Ms － 100 ℃ 이상 Ms 미만으로 하고, 상기 제 2 온도 영역에서 5 초 이상 600 초 이하 유지하는 것을 특징으로 하는 상기 9 에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

11. 상기 제 2 온도 영역으로의 승온 중 또는 상기 제 2 온도 영역에서의 유지 중에, 용융 아연 도금 처리 또는 합금화 용융 아연 도금 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 상기 9 또는 10 에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 가공성, 특히 연성과 신장 플랜지성이 우수하고, 게다가 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ 이상인 고강도 강판을 얻을 수 있으므로, 자동차, 전기 기기 등의 산업 분야에서의 이용 가치는 매우 크고, 특히 자동차 차체의 경량화에 대하여 매우 유용하다.

도 1 은 본 발명에 따른 제조 방법에 있어서의 열처리의 온도 패턴을 나타낸 도면이다.

이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다.

먼저, 본 발명에 있어서, 강판 조직을 상기와 같이 한정한 이유에 대해 서술한다. 이하, 면적률은 강판 조직 전체에 대한 면적률로 한다.

마르텐사이트의 면적률 : 10 ％ 이상 90 ％ 이하

마르텐사이트는 경질상이며, 강판을 고강도화하기 위해 필요한 조직이다. 마르텐사이트의 면적률이 10 ％ 미만에서는, 강판의 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ 를 만족시키지 않는다. 한편, 마르텐사이트의 면적률이 90 ％ 를 초과하면, 상부 베이나이트가 적어지고, 그 결과, C 가 농화된 안정적인 잔류 오스테나이트량을 확보할 수 없기 때문에, 연성 등의 가공성이 저하되는 것이 문제가 된다. 따라서, 마르텐사이트의 면적률은 10 ％ 이상 90 ％ 이하로 한다. 또한, 바람직하게는 15 ％ 이상 90 ％ 이하, 보다 바람직하게는 15 ％ 이상 85 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 75 ％ 이하이다.

마르텐사이트 중, 템퍼드 마르텐사이트의 비율 : 25 ％ 이상

마르텐사이트 중, 템퍼드 마르텐사이트의 비율이 강판 중에 존재하는 전체 마르텐사이트에 대하여 25 ％ 미만인 경우, 인장 강도는 980 ㎫ 이상이 되지만, 신장 플랜지성이 떨어진다. 매우 경질이고 변형능이 낮은 담금질 상태의 마르텐사이트를 템퍼링함으로써, 마르텐사이트 자체의 변형능을 개선하고, 가공성 특히 신장 플랜지성을 향상시켜, TS × λ 의 값을 25000 ㎫·％ 이상으로 할 수 있다. 또한, 담금질 상태의 마르텐사이트와 상부 베이나이트의 경도차는 현저하게 크기 때문에, 템퍼드 마르텐사이트의 양이 적고, 담금질 상태의 마르텐사이트의 양이 많으면, 담금질 상태의 마르텐사이트와 상부 베이나이트의 계면이 많아져, 타발 가공시 등에 담금질 상태의 마르텐사이트와 상부 베이나이트의 계면에 미소한 보이드가 발생하여, 타발 가공 후에 실시하는 신장 플랜지 성형시에 보이드가 연결되어 균열이 진전되기 쉬워지기 때문에, 신장 플랜지성이 더욱 열화된다. 따라서, 마르텐사이트 중 템퍼드 마르텐사이트 비율은, 강판 중에 존재하는 전체 마르텐사이트에 대하여 25 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는 35 ％ 이상이다. 또한, 여기서 템퍼드 마르텐사이트는, SEM 관찰 등에 의해 마르텐사이트 중에 미세한 탄화물이 석출된 조직으로서 관찰되어, 마르텐사이트 내부에 이와 같은 탄화물이 확인되지 않는 담금질 상태의 마르텐사이트와는 명료하게 구별할 수 있다.

잔류 오스테나이트량 : 5 ％ 이상 50 ％ 이하

잔류 오스테나이트는, 가공시에 TRIP 효과에 의해 마르텐사이트 변태시켜, 변형 분산능을 높임으로써 연성을 향상시킨다.

본 발명의 강판에서는, 상부 베이나이트 변태를 활용하여, 특히 탄소 농화량을 높인 잔류 오스테나이트를 상부 베이나이트 중에 형성시킨다. 그 결과, 가공시에 고변형 영역에서도 TRIP 효과를 발현할 수 있는 잔류 오스테나이트를 얻을 수 있다. 이와 같은 잔류 오스테나이트와 마르텐사이트를 병존시켜 활용함으로써, 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ 이상인 고강도 영역에서도 양호한 가공성이 얻어지고, 구체적으로는 TS × T.EL 의 값을 20000 ㎫·％ 이상으로 할 수 있어, 강도와 연성의 밸런스가 우수한 강판을 얻을 수 있다.

여기서, 상부 베이나이트 중의 잔류 오스테나이트는, 상부 베이나이트 중의 베이나이트계 페라이트의 라스 (lath) 사이에 형성되고, 미세하게 분포되기 때문에, 조직 관찰에 의해 그 양 (면적률) 을 구하려면 고배율로 대량의 측정이 필요하고, 정확하게 정량하기는 어렵다. 그러나, 그 베이나이트계 페라이트의 라스 사이에 형성되는 잔류 오스테나이트의 양은, 형성되는 베이나이트계 페라이트량에 어느 정도 걸맞은 양이다. 그래서, 발명자들이 검토한 결과, 상부 베이나이트 중의 베이나이트계 페라이트의 면적률이 5 ％ 이상이고, 또한 종래부터 실시되고 있는 잔류 오스테나이트량을 측정하는 방법인 X 선 회절 (XRD) 에 의한 강도 측정, 구체적으로는 페라이트와 오스테나이트의 X 선 회절 강도비로부터 구해지는 잔류 오스테나이트량이 5 ％ 이상이면, 충분한 TRIP 효과를 얻을 수 있으며, 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ 이상이고, TS × T.EL 을 20000 ㎫·％ 이상 달성할 수 있는 것을 알 수 있었다. 또한, 종래부터 실시되고 있는 잔류 오스테나이트량의 측정 방법으로 얻어진 잔류 오스테나이트량은, 잔류 오스테나이트의 강판 조직 전체에 대한 면적률과 동등함을 확인하였다.

잔류 오스테나이트량이 5 ％ 미만인 경우, 충분한 TRIP 효과가 얻어지지 않는다. 한편 50 ％ 를 초과하면, TRIP 효과 발현 후에 생성되는 경질 마르텐사이트가 과대해져, 인성 (靭性) 의 열화 등이 문제가 된다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 양은 5 ％ 이상 50 ％ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는 5 ％ 초과, 보다 바람직하게는 10 ％ 이상 45 ％ 이하의 범위이다. 더욱 바람직하게는 15 ％ 이상 40 ％ 이하의 범위이다.

잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량 : 0.70 ％ 이상

TRIP 효과를 활용하여 우수한 가공성을 얻기 위해서는, 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ ∼ 2.5 ㎬ 급인 고강도 강판에 있어서는, 잔류 오스테나이트 중의 C 량이 중요하다. 본 발명의 강판에서는, 상부 베이나이트 중의 베이나이트계 페라이트의 라스 사이에 형성되는 잔류 오스테나이트에 C 를 농화시킨다. 그 라스 사이의 잔류 오스테나이트 중에 농화되는 C 량을 정확하게 평가하기는 곤란하지만, 발명자들이 검토한 결과, 본 발명의 강판에 있어서는, 종래 실시되고 있는 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량 (잔류 오스테나이트 중의 C 량의 평균) 을 측정하는 방법인 X 선 회절 (XRD) 에 의한 회절 피크의 시프트량으로부터 구하는 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량이 0.70 ％ 이상이면, 우수한 가공성이 얻어짐을 알 수 있었다.

잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량이 0.70 ％ 미만인 경우, 가공시에 있어서 저변형역에서 마르텐사이트 변태가 발생하여, 가공성을 향상시키는 고변형 영역에서의 TRIP 효과가 얻어지지 않는다. 따라서, 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량은 0.70 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.90 ％ 이상이다. 한편, 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량이 2.00 ％ 를 초과하면, 잔류 오스테나이트가 과잉으로 안정되어, 가공 중에 마르텐사이트 변태가 발생하지 않아, TRIP 효과가 발현되지 않음으로써, 연성이 저하된다. 따라서, 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량은 2.00 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1.50 ％ 이하이다.

상부 베이나이트 중의 베이나이트계 페라이트의 면적률 : 5 ％ 이상

상부 베이나이트 변태에 의한 베이나이트계 페라이트의 생성은, 미변태 오스테나이트 중의 C 를 농화시켜, 가공시에 고변형 영역에서 TRIP 효과를 발현하여 변형 분해능을 높이는 잔류 오스테나이트를 얻기 위해 필요하다. 오스테나이트에서 베이나이트로의 변태는, 대략 150 ∼ 550 ℃ 의 넓은 온도 범위에 걸쳐 일어나고, 이 온도 범위 내에서 생성되는 베이나이트에는 다양한 것이 존재한다. 종래 기술에서는 이와 같은 다양한 베이나이트를 간단히 베이나이트로 규정하는 경우가 많았지만, 본 발명에서 목표로 하는 가공성을 얻기 위해서는 베이나이트 조직을 명확하게 규정할 필요가 있으므로, 상부 베이나이트 및 하부 베이나이트를 다음과 같이 정의한다.

상부 베이나이트는, 라스 형상의 베이나이트계 페라이트와, 베이나이트계 페라이트 사이에 존재하는 잔류 오스테나이트 및/또는 탄화물로 이루어지고, 라스 형상의 베이나이트계 페라이트 중에 규칙적으로 정렬된 미세한 탄화물이 존재하지 않는 것이 특징이다. 한편, 하부 베이나이트는, 라스 형상의 베이나이트계 페라이트와, 베이나이트계 페라이트 사이에 존재하는 잔류 오스테나이트 및/또는 탄화물로 이루어지는 것은 상부 베이나이트와 공통되지만, 하부 베이나이트에서는, 라스 형상의 베이나이트계 페라이트 중에 규칙적으로 정렬된 미세한 탄화물이 존재하는 것이 특징이다.

요컨대, 상부 베이나이트와 하부 베이나이트는, 베이나이트계 페라이트 중에 있어서의 규칙적으로 정렬된 미세한 탄화물의 유무에 의해 구별된다. 이와 같은 베이나이트계 페라이트 중에 있어서의 탄화물의 생성 상태의 차이는, 잔류 오스테나이트 중에 대한 C 의 농화에 큰 영향을 준다. 요컨대, 상부 베이나이트의 베이나이트계 페라이트의 면적률이 5 ％ 미만인 경우, 베이나이트 변태를 진행시킨 경우에도 C 는 베이나이트계 페라이트 중에 탄화물로서 생성되는 양이 많아지고, 결과적으로 라스 사이에 존재하는 잔류 오스테나이트 중에 대한 C 농화량이 감소하여, 가공시에 고변형 영역에서 TRIP 효과를 발현하는 잔류 오스테나이트량이 감소하는 것이 문제가 된다. 따라서, 상부 베이나이트 중의 베이나이트계 페라이트의 면적률은, 강판 조직 전체에 대한 면적률로 5 ％ 이상 필요하다. 한편, 상부 베이나이트의 베이나이트계 페라이트의 강판 조직 전체에 대한 면적률이 85 ％ 를 초과하면, 강도의 확보가 곤란해지는 경우가 있기 때문에, 85 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 67 ％ 이하이다.

마르텐사이트의 면적률, 잔류 오스테나이트량 및 상부 베이나이트 중의 베이나이트계 페라이트의 면적률의 합계 : 65 ％ 이상

마르텐사이트의 면적률, 잔류 오스테나이트량 및 상부 베이나이트 중의 베이나이트계 페라이트의 면적률 각각을 상기한 범위에서 만족시키는 것만으로는 불충분하고, 마르텐사이트의 면적률, 잔류 오스테나이트량 및 상부 베이나이트 중의 베이나이트계 페라이트의 면적률의 합계가 65 ％ 이상일 필요가 있다. 65 ％ 미만인 경우, 강도 부족이나 가공성의 저하 또는 그 양방을 발생시킨다. 바람직하게는 70 ％ 이상, 보다 바람직하게는 80 ％ 이상이다.

템퍼드 마르텐사이트 중의 탄화물 : 5 ㎚ 이상 0.5 ㎛ 이하의 철계 탄화물이 1 ㎟ 당 5 × 10⁴ 개 이상

앞서 서술한 바와 같이, 템퍼드 마르텐사이트는 그 내부에 미세한 탄화물이 석출되어 있는 점에서, 이러한 탄화물의 석출이 관찰되지 않는 담금질 상태의 마르텐사이트와 구별되고, 본 발명에 있어서는 마르텐사이트의 일부를 템퍼드 마르텐사이트로 함으로써, 980 ㎫ 이상의 인장 강도을 확보하면서 가공성, 특히 강도와 연성의 밸런스, 그리고 강도와 신장 플랜지성의 밸런스를 도모하고 있다. 그러나, 템퍼드 마르텐사이트 중에 석출된 상기 탄화물의 종류, 입경이 적절하지 않은 경우나, 상기 탄화물의 석출량이 불충분한 경우, 템퍼드 마르텐사이트 유래의 유리한 효과가 얻어지지 않는 경우가 있다. 구체적으로는, 5 ㎚ 이상 0.5 ㎛ 이하의 철계 탄화물이 1 ㎟ 당 5 × 10⁴ 개 미만인 경우, 인장 강도는 980 ㎫ 이상이 되지만, 신장 플랜지성 및 가공성이 떨어지는 경향을 볼 수 있다. 따라서, 템퍼드 마르텐사이트 중의 철계 탄화물은 5 ㎚ 이상 0.5 ㎛ 이하의 철계 탄화물이 1 ㎟ 당 5 × 10⁴ 개 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 철계 탄화물은 주로 Fe₃C 인데, 그 밖에 ε 탄화물 등이 함유되는 경우도 있다. 또한, 철계 탄화물의 크기가 5 ㎚ 미만 및 0.5 ㎛ 초과인 것을 판단의 대상으로 하지 않는 것은, 강판의 가공성 향상에 기여하지 않기 때문이다.

다각형 페라이트의 면적률 : 10 ％ 이하 (0 ％ 를 포함함)

다각형 페라이트의 면적률이 10 ％ 를 초과하면, 인장 강도 (TS) : 980 ㎫ 이상을 만족시키기 곤란해짐과 동시에, 가공시에 경질 조직 내에 혼재된 연질 다각형 페라이트에 변형이 집중됨으로써 가공시에 용이하게 균열이 발생하고, 결과적으로 원하는 가공성을 얻을 수 없다. 여기서, 다각형 페라이트의 면적률이 10 ％ 이하이면, 다각형 페라이트가 존재해도 경질상 중에 소량의 다각형 페라이트가 고립 분산된 상태가 되어, 변형의 집중을 억제할 수 있고, 가공성의 열화를 피할 수 있다. 따라서, 다각형 페라이트의 면적률은 10 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 5 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 3 ％ 이하이고, 0 ％ 여도 된다.

또한, 본 발명의 강판인 경우, 강판 조직 중에서 가장 경질인 조직의 경도는 HV

800 이다. 즉, 본 발명의 강판에 있어서, 담금질 상태의 마르텐사이트가 존재하는 경우, 담금질 상태의 마르텐사이트가 가장 경질인 조직이 되는데, 본 발명의 강판에 있어서는, 담금질 상태의 마르텐사이트여도 경도는 HV

800 이 되어, HV ＞ 800 이 되는 현저하게 단단한 마르텐사이트는 존재하지 않아, 양호한 신장 플랜지성을 확보할 수 있다. 또한, 담금질 상태의 마르텐사이트가 존재하지 않는 경우, 템퍼드 마르텐사이트, 상부 베이나이트 혹은 추가로 하부 베이나이트가 존재하는 경우에는, 하부 베이나이트도 포함하는 어느 조직이 가장 경질인 상이 되는데, 이들 조직은 모두 HV

800 이 되는 상이다.

본 발명의 강판에는, 잔부 조직으로서, 펄라이트나 비드만스태튼 페라이트, 하부 베이나이트를 포함해도 상관없다. 그 경우, 잔부 조직의 허용 함유량은, 면적률로 20 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 10 ％ 이하이다.

다음으로, 본 발명에 있어서, 강판의 성분 조성을 상기와 같이 한정한 이유에 대해 서술한다. 또한, 이하의 성분 조성을 나타내는 ％ 는 질량％ 를 의미하는 것으로 한다.

C : 0.17 ％ 이상 0.73 ％ 이하

C 는 강판의 고강도화 및 안정적인 잔류 오스테나이트량을 확보하는데 필요 불가결한 원소이며, 마르텐사이트량의 확보 및 실온에서 오스테나이트를 잔류시키기 위해 필요한 원소이다. C 량이 0.17 ％ 미만에서는, 강판의 강도와 가공성을 확보하기 어렵다. 한편, C 량이 0.73 ％ 를 초과하면, 용접부 및 열 영향부의 경화가 현저하여 용접성이 열화된다. 따라서, C 량은 0.17 ％ 이상 0.73 ％ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는 0.20 ％ 초과 0.48 ％ 이하의 범위이고, 더욱 바람직하게는 0.25 ％ 이상이다.

Si : 3.0 ％ 이하 (0 ％ 를 포함함)

Si 는 고용 강화에 의해 강의 강도 향상에 기여하는 유용한 원소이다. 그러나, Si 량이 3.0 ％ 를 초과하면, 다각형 페라이트 및 베이나이트계 페라이트 중에 대한 고용량의 증가에 의한 가공성, 인성의 열화를 초래하고, 또 적색 스케일 등의 발생에 의한 표면 성상의 열화나, 용융 도금을 실시하는 경우에는, 도금 부착성 및 밀착성의 열화를 일으킨다. 따라서, Si 량은 3.0 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 2.6 ％ 이하이다. 더욱 바람직하게는 2.2 ％ 이하이다.

또한, Si 는 탄화물의 생성을 억제하고, 잔류 오스테나이트의 생성을 촉진시키는데 유용한 원소인 점에서, Si 량은 0.5 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하지만, 탄화물의 생성을 Al 만으로 억제하는 경우에는 Si 는 첨가할 필요가 없어, Si 량은 0 ％ 여도 된다.

Mn : 0.5 ％ 이상 3.0 ％ 이하

Mn 은 강의 강화에 유효한 원소이다. Mn 량이 0.5 ％ 미만에서는, 소둔 후의 냉각 중에 베이나이트나 마르텐사이트가 생성되는 온도보다 높은 온도 영역에서 탄화물이 석출되기 때문에, 강의 강화에 기여하는 경질상의 양을 확보할 수 없다. 한편, Mn 량이 3.0 ％ 를 초과하면, 주조성의 열화 등을 일으킨다. 따라서, Mn 량은 0.5 ％ 이상 3.0 ％ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는 1.0 ％ 이상 2.5 ％ 이하의 범위로 한다.

P : 0.1 ％ 이하

P 는 강의 강화에 유용한 원소이지만, P 량이 0.1 ％ 를 초과하면, 입계 편석에 의해 취화됨으로써 내충격성을 열화시키고, 강판에 합금화 용융 아연 도금을 실시하는 경우에는 합금화 속도를 대폭 지연시킨다. 따라서, P 량은 0.1 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다. 또한, P 량은 저감시키는 것이 바람직하지만, 0.005 ％ 미만으로 하기에는 대폭적인 비용 증가를 일으키기 때문에, 그 하한은 0.005 ％ 정도로 하는 것이 바람직하다.

S : 0.07 ％ 이하

S 는 MnS 를 생성시켜 개재물이 되어, 내충격성의 열화나 용접부의 메탈 플로우를 따른 균열의 원인이 되기 때문에, S 량을 최대한 저감시키는 것이 바람직하다. 그러나, S 량을 과도하게 저감시키는 것은 제조 비용의 증가를 초래하기 때문에, S 량은 0.07 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.05 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.01 ％ 이하이다. 또한, S 는 0.0005 ％ 미만으로 하기에는 큰 제조 비용의 증가를 수반하기 때문에, 제조 비용의 면에서는 그 하한은 0.0005 ％ 정도이다.

Al : 3.0 ％ 이하

Al 은 제강 공정에서 탈산제로서 첨가되는 유용한 원소이다. Al 량이 3.0 ％ 를 초과하면, 강판 중의 개재물이 많아져 연성을 열화시킨다. 따라서, Al 량은 3.0 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 2.0 ％ 이하이다.

또한, Al 은 탄화물의 생성을 억제하고, 잔류 오스테나이트의 생성을 촉진시키는데 유용한 원소이며, 또 탈산 효과를 얻기 위해 Al 량은 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.005 ％ 이상으로 한다. 또한, 본 발명에 있어서의 Al 량은, 탈산 후에 강판 중에 함유되는 Al 량으로 한다.

N : 0.010 ％ 이하

N 은 강의 내시효성을 가장 크게 열화시키는 원소로, 최대한 저감시키는 것이 바람직하다. N 량이 0.010 ％ 를 초과하면 내시효성의 열화가 현저해지기 때문에, N 량은 0.010 ％ 이하로 한다. 또한, N 을 0.001 ％ 미만으로 하기에는 큰 제조 비용의 증가를 초래하기 때문에, 제조 비용의 면에서는 그 하한은 0.001 ％ 정도이다.

이상, 기본 성분에 대해 설명하였지만, 본 발명에서는 상기의 성분 범위를 만족시키는 것만으로는 불충분하고, 하기 식을 만족시킬 필요가 있다.

Si ＋ Al : 0.7 ％ 이상

Si 및 Al 은 모두 상기한 바와 같이 탄화물의 생성을 억제하고, 잔류 오스테나이트의 생성을 촉진시키는데 유용한 원소이다. 탄화물 생성의 억제는 Si 또는 Al 을 단독으로 함유시켜도 효과가 있지만, Si 량과 Al 량의 합계로 0.7 ％ 이상을 만족시킬 필요가 있다. 또한, 상기 식에 있어서의 Al 량은, 탈산 후에 강판 중에 함유되는 Al 량으로 한다.

또한, 본 발명에서는 상기한 기본 성분 외에 이하에 서술하는 성분을 적절히 함유시킬 수 있다.

C : 0.17 ％ 이상 0.3 ％ 미만의 경우에 있어서, Cr : 0.05 ％ 이상 5.0 ％ 이하, V : 0.005 ％ 이상 1.0 ％ 이하, Mo : 0.005 ％ 이상 0.5 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상

고강도 강판의 용도에 따라서는, 용접성을 확보하면서 고강도화가 필요한 경우, 혹은 신장 플랜지성을 중시할 필요가 있는 경우가 상정되는데, C 함유량이 증가함에 따라 신장 플랜지성이나 용접성은 열화된다. 한편, 신장 플랜지성이나 용접성을 확보하기 위해 단순히 C 함유량을 저감시키면 강판의 강도가 저하되기 때문에, 강판의 용도에 걸맞은 강도를 확보하기 곤란해지는 경우가 있다. 그래서, 이러한 문제를 해결하기 위해 본 발명자들이 강판의 성분 조성에 대해 검토한 결과, C 함유량을 0.3 ％ 미만으로 저감시킴으로써 양호한 신장 플랜지성이나 용접성이 얻어지는 것을 확인하였다. 또한, C 함유량의 저감에 수반하여 강판 강도도 저하되는데, 소둔 온도로부터의 냉각시에 펄라이트의 생성을 억제하는 작용을 갖는 원소인 Cr, V, Mo 중 어느 것을 소정량 함유시킴으로써, 강판 강도의 향상 효과가 얻어지는 것을 확인하였다. 상기 효과는 Cr : 0.05 ％ 이상, V : 0.005 ％ 이상 및 Mo : 0.005 ％ 이상에서 얻어진다. 한편, Cr : 5.0 ％, V : 1.0 ％ 및 Mo : 0.5 ％ 를 초과하면, 경질 마르텐사이트의 양이 과대해져, 필요 이상으로 고강도가 된다. 따라서, Cr, V 및 Mo 를 함유시키는 경우에는, Cr : 0.05 ％ 이상 5.0 ％ 이하, V : 0.005 ％ 이상 1.0 ％ 이하 및 Mo : 0.005 ％ 이상 0.5 ％ 이하의 범위로 한다.

Ti : 0.01 ％ 이상 0.1 ％ 이하, Nb : 0.01 ％ 이상 0.1 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종

Ti 및 Nb 는 강의 석출 강화에 유용하고, 그 효과는 각각의 함유량이 0.01 ％ 이상에서 얻어진다. 한편, 각각의 함유량이 0.1 ％ 를 초과하면 가공성 및 형상 동결성이 저하된다. 따라서, Ti 및 Nb 를 함유시키는 경우에는, Ti : 0.01 ％ 이상 0.1 ％ 이하 및 Nb : 0.01 ％ 이상 0.1 ％ 이하의 범위로 한다.

B : 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하

B 는 오스테나이트 입계로부터 다각형 페라이트가 생성·성장하는 것을 억제하는데 유용한 원소이다. 그 효과는 0.0003 ％ 이상의 함유에서 얻어진다. 한편, 함유량이 0.0050 ％ 를 초과하면 가공성이 저하된다. 따라서, B 를 함유시키는 경우에는, B : 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하의 범위로 한다.

Ni : 0.05 ％ 이상 2.0 ％ 이하 및 Cu : 0.05 ％ 이상 2.0 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종

Ni 및 Cu 는 강의 강화에 유효한 원소이다. 또한, 강판에 용융 아연 도금 또는 합금화 용융 아연 도금을 실시하는 경우에는, 강판 표층부의 내부 산화를 촉진시켜 도금 밀착성을 향상시킨다. 이들의 효과는, 각각의 함유량이 0.05 ％ 이상에서 얻어진다. 한편, 각각의 함유량이 2.0 ％ 를 초과하면 강판의 가공성을 저하시킨다. 따라서, Ni 및 Cu 를 함유시키는 경우에는, Ni : 0.05 ％ 이상 2.0 ％ 이하 및 Cu : 0.05 ％ 이상 2.0 ％ 이하의 범위로 한다.

Ca : 0.001 ％ 이상 0.005 ％ 이하 및 REM : 0.001 ％ 이상 0.005 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종

Ca 및 REM 은 황화물의 형상을 구상화하고, 신장 플랜지성에 대한 황화물의 악영향을 개선하기 위해 유용하다. 그 효과는, 각각의 함유량이 0.001 ％ 이상에서 얻어진다. 한편, 각각의 함유량이 0.005 ％ 를 초과하면 개재물 등의 증가를 초래하여, 표면 결함 및 내부 결함 등을 일으킨다. 따라서, Ca 및 REM 을 함유시키는 경우에는, Ca : 0.001 ％ 이상 0.005 ％ 이하 및 REM : 0.001 ％ 이상 0.005 ％ 이하의 범위로 한다.

본 발명의 강판에 있어서, 상기 이외의 성분은 Fe 및 불가피적 불순물이다. 단, 본 발명의 효과를 저해하지 않는 범위 내이면, 상기 이외의 성분의 함유를 저지하는 것은 아니다.

다음으로, 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.

상기의 바람직한 성분 조성으로 조정한 강편을 제조한 후, 열간 압연하고, 이어서 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 한다. 본 발명에 있어서, 이들 처리에 특별히 제한은 없고, 통상적인 방법에 따라 실시하면 된다.

바람직한 제조 조건은 다음과 같다. 강편을 1000 ℃ 이상 1300 ℃ 이하의 온도 영역으로 가열한 후, 870 ℃ 이상 950 ℃ 이하의 온도 영역에서 열간 압연을 종료시키고, 얻어진 열연 강판을 350 ℃ 이상 720 ℃ 이하의 온도 영역에서 권취한다. 이어서, 열연 강판을 산 세정 후, 40 ％ 이상 90 ％ 이하의 범위의 압하율로 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 한다.

또한, 본 발명에서는, 강판을 통상적인 제강, 주조, 열간 압연, 산 세정 및 냉간 압연의 각 공정을 거쳐 제조하는 경우를 상정하고 있는데, 예를 들어, 얇은 슬래브 주조나 스트립 주조 등에 의해 열간 압연 공정의 일부 또는 전부를 생략하고 제조해도 된다.

얻어진 냉연 강판에 도 1 에 나타내는 열처리를 실시한다. 이하, 도 1 을 참조하면서 설명한다.

오스테나이트 단상 영역에서 15 초 이상 600 초 이하의 소둔을 한다. 본 발명의 강판은, 상부 베이나이트나 마르텐사이트와 같은 미변태 오스테나이트로부터 변태시켜서 얻는 저온 변태상을 주상으로 하는 것으로, 다각형 페라이트는 최대한 적은 것이 바람직하고, 이 때문에 오스테나이트 단상 영역에서의 소둔이 필요하다. 소둔 온도에 관해서는, 오스테나이트 단상 영역이면 특별히 제한은 없지만, 소둔 온도가 1000 ℃ 를 초과하면 오스테나이트 입자의 성장이 현저하여, 이후의 냉각에 의해 생성되는 구성상 (構成相) 의 조대화를 일으켜, 인성 등을 열화시킨다. 한편, 소둔 온도가 A₃ 점 (오스테나이트 변태점) 미만인 경우에는, 소둔 단계에서 이미 다각형 페라이트가 생성되어 있어, 냉각 중의 다각형 페라이트의 성장을 억제하기 위해서는 500 ℃ 이상의 온도 영역을 매우 급속히 냉각시킬 필요가 생긴다. 따라서, 소둔 온도는, A₃ 점 (오스테나이트 변태점) 이상으로 할 필요가 있고, 1000 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 소둔 시간이 15 초 미만인 경우에는, 오스테나이트로의 역변태가 충분히 진행되지 않는 경우나, 강판 중의 탄화물이 충분히 용해되지 않는 경우가 있다. 한편, 소둔 시간이 600 초를 초과하면, 막대한 에너지 소비에 수반되는 비용 증가를 초래한다. 따라서, 소둔 시간은 15 초 이상 600 초 이하의 범위로 한다. 바람직하게는 60 초 이상 500 초 이하의 범위이다. 여기서, A₃ 점은,

A₃ 점 (℃) ＝ 910 － 203 × [C％]^1/2 ＋ 44.7 × [Si％] － 30 × [Mn％] ＋ 700 × [P％] ＋ 130 × [Al％] － 15.2 × [Ni％] － 11 × [Cr％] － 20 × [Cu％] ＋ 31.5 × [Mo％] ＋ 104 × [V％] ＋ 400 × [Ti％]

에 의해 근사적으로 산출할 수 있다. 단, [X％] 는 강판의 성분 원소 X 의 질량％ 로 한다.

소둔 후의 냉연 강판은, 50 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 제 1 온도 영역까지 평균 냉각 속도를 8 ℃/s 이상으로 제어하며 냉각된다. 이 냉각은, Ms 점 미만까지 냉각시킴으로써 오스테나이트의 일부를 마르텐사이트 변태시키는 것이다. 여기서, 제 1 온도 영역의 하한이 50 ℃ 미만에서는, 미변태 오스테나이트가 이 시점에서 거의 전부 마르텐사이트화되기 때문에, 상부 베이나이트 (베이나이트계 페라이트나 잔류 오스테나이트) 량을 확보할 수 없다. 한편, 제 1 온도 영역의 상한이 300 ℃ 를 초과하면, 적정량의 템퍼드 마르텐사이트량을 확보할 수 없게 된다. 따라서, 제 1 온도 영역의 범위는 50 ℃ 이상 300 ℃ 이하로 한다. 바람직하게는 80 ℃ 이상 300 ℃ 이하, 보다 바람직하게는 120 ℃ 이상 300 ℃ 이하이다. 또한, 평균 냉각 속도가 8 ℃/s 미만인 경우, 다각형 페라이트의 과잉 생성, 성장이나, 펄라이트 등의 석출이 발생하여, 원하는 강판 조직을 얻을 수 없다. 따라서, 소둔 온도에서 제 1 온도 영역까지의 평균 냉각 속도는 8 ℃/s 이상으로 한다. 바람직하게는, 10 ℃/s 이상이다. 평균 냉각 속도의 상한은, 냉각 정지 온도에 편차가 발생하지 않는 한 특별히 한정되지 않지만, 일반적인 설비에서는, 평균 냉각 속도가 100 ℃/s 를 초과하면, 강판의 길이 방향 및 판 폭 방향에서의 조직의 편차가 현저하게 커지기 때문에, 100 ℃/s 이하가 바람직하다. 따라서, 평균 냉각 속도는 10 ℃/s 이상 100 ℃/s 이하의 범위가 바람직하다. 또한, 본 발명에 있어서는 냉각 정지 후의 승온 공정은 특별히 규정하고 있지 않지만, 탄화물의 생성을 포함하는 하부 베이나이트 변태 등의 본 발명의 효과에 대하여 불리한 변태 거동이 발생하는 경우에는, 냉각 정지 온도로 유지하지 않고 바로 후술하는 제 2 온도 영역까지 승온시키는 것이 바람직하다. 그 때문에, 본 발명의 냉각 수단으로는, 가스 냉각이나 오일 냉각, 저융점 액체 금속 냉각 등이 추천된다.

또한 발명자들은, 마르텐사이트의 템퍼링 상태와 잔류 오스테나이트의 관계를 상세하게 연구하였다. 그 결과, 오스테나이트 단상 영역에서 소둔된 강판을 급냉시킬 때, 마르텐사이트 변태 개시 온도 Ms 점을 지표로 하여, Ms 점으로부터의 과냉도를 제어하면서 일부 마르텐사이트를 생성시킨 후, 탄화물의 생성을 억제한 상태에서의 상부 베이나이트 변태를 활용함으로써, 잔류 오스테나이트의 안정화가 더욱 촉진되고, 동시에 제 1 온도 영역에서 생성시킨 마르텐사이트를 템퍼링함으로써 고강도화에 있어서의 연성의 추가적인 향상과 신장 플랜지성의 양립이 가능함을 알아냈다. 구체적으로는, 제 1 온도 영역을 Ms － 100 ℃ 이상 Ms 미만으로 제어함으로써 과냉도를 이용한 상기 효과가 얻어진다. 또한, 소둔 후의 강판을 Ms － 100 ℃ 미만까지 냉각시키면, 미변태 오스테나이트의 대부분이 마르텐사이트화되어, 상부 베이나이트 (베이나이트계 페라이트나 잔류 오스테나이트) 량을 확보할 수 없게 될 우려가 있다. 또한, Ms 점이 저하됨에 따라, 소둔 후의 강판을 제 1 온도 영역까지 냉각시키는 과정에 있어서 잘 과냉각되지 않게 되어, 현 상황의 냉각 설비로는 냉각 속도의 확보가 어려워지는 경우가 있기 때문에, 과냉도를 이용한 상기 효과를 충분히 발현하는데 있어서는, 예를 들어 Ms 점이 100 ℃ 이상인 것이 바람직하다. 상기 효과가 얻어지는 이유는 확실치 않지만, Ms 점으로부터의 과냉도를 최적으로 제어한 상태에서 마르텐사이트를 생성시킨 경우, 마르텐사이트 변태, 그리고 그 이후의 승온·유지에 의한 베이나이트 생성 온도 영역 (후술하는 제 2 온도 영역) 에 있어서의 마르텐사이트의 템퍼링에 의해, 미변태 오스테나이트에 적당한 압축 응력이 부여되고, 잔류 오스테나이트의 안정화가 보다 더 촉진되어, 제 1 온도 영역에서 생성시킨 후 제 2 온도 영역에서 템퍼링함으로써 가공성을 확보한 템퍼드 마르텐사이트와 함께, 가공시의 변형 거동이 최적화되기 때문인 것으로 생각된다.

또한, 50 ℃ 이상 Ms － 50 ℃ 이하의 범위까지 냉각시키는 경우에 있어서는, Ms ＋ 20 ℃ 에서 Ms － 50 ℃ 까지의 평균 냉각 속도를 8 ℃/s 이상 50 ℃/s 이하로 규제하는 것이, 판 형상의 안정화를 도모하는데 있어서는 바람직하다. 평균 냉각 속도가 50 ℃/s 를 초과하는 경우, 마르텐사이트 변태가 급속히 진행된다. 여기서, 냉각 정지 온도가 강판 내에서 차이가 없으면 최종적인 마르텐사이트 변태량은 강판 내에서 불규칙하지 않다. 그러나, 통상적으로 강판이 급냉되어 강판 내 (특히 폭 방향) 에 온도차가 발생함에 따라, 마르텐사이트 변태의 개시 시간도 강판 내에서 불규칙해진다. 그 때문에, 마르텐사이트 변태가 급속히 진행되는 경우, 상기 온도차가 미소해도, 마르텐사이트 변태 개시 시간의 편차에서 기인하여, 강판 내에 발생하는 변형, 응력에 큰 차이가 발생하고, 결과적으로 형상이 열화된다. 이상의 이유에 의해, 평균 냉각 속도는 50 ℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 45 ℃/s 이하로 한다.

상기 서술한 Ms 점은 실험식 등에 의해 근사적으로 구할 수도 있지만, 포마스터 시험 등에 의한 실측에 의해 결정하는 것이 바람직하다.

제 1 온도 영역까지 냉각된 강판은, 350 ∼ 490 ℃ 의 제 2 온도 영역까지 승온되고, 제 2 온도 영역에서 5 초 이상 1000 초 이하의 시간 유지된다. 또한, 본 발명에 있어서는, 제 1 온도 영역까지 냉각된 강판을, 냉각 정지 온도로 유지하지 않고 바로 승온시키는 것이, 탄화물의 생성을 포함하는 하부 베이나이트 변태 등의 본 발명에 대하여 불리한 변태 거동을 억제하는데 있어서 바람직하다. 제 2 온도 영역에서는, 소둔 온도에서 제 1 온도 영역까지의 냉각에 의해 생성된 마르텐사이트를 템퍼링하여, 미변태 오스테나이트를 상부 베이나이트로 변태시킨다. 제 2 온도 영역의 상한이 490 ℃ 를 초과하면, 미변태 오스테나이트로부터 탄화물이 석출되어, 원하는 조직이 얻어지지 않는다. 한편, 제 2 온도 영역의 하한이 350 ℃ 미만인 경우, 상부 베이나이트가 아니라, 하부 베이나이트가 생성되고, 오스테나이트 중에 대한 C 농화량이 적어지는 것이 문제가 된다. 따라서, 제 2 온도 영역의 범위는 350 ℃ 이상 490 ℃ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는 370 ℃ 이상 460 ℃ 이하의 범위이다.

또한, 제 2 온도 영역에서의 유지 시간이 5 초 미만인 경우, 마르텐사이트의 템퍼링이나 상부 베이나이트 변태가 불충분해져, 원하는 강판 조직으로 할 수 없고, 그 결과, 얻어지는 강판의 가공성은 떨어진다. 한편, 제 2 온도 영역에서의 유지 시간이 1000 초를 초과하는 경우, 강판의 최종 조직으로서 잔류 오스테나이트가 되는 미변태 오스테나이트로부터 탄화물이 석출되어 C 농화된 안정적인 잔류 오스테나이트를 얻을 수 없고, 그 결과, 원하는 강도와 연성 또는 그 양방이 얻어지지 않는다. 따라서, 유지 시간은 5 초 이상 1000 초 이하로 한다. 바람직하게는 15 초 이상 600 초 이하의 범위이다. 더욱 바람직하게는 40 초 이상 400 초 이하이다.

또한, 본 발명에 있어서의 일련의 열처리에서는, 상기 서술한 소정의 온도 범위 내이면, 유지 온도는 일정할 필요는 없고, 소정의 온도 범위 내에서 변동시켜도 본 발명의 취지를 해치지 않는다. 냉각 속도에 대해서도 동일하다. 또한, 열 이력만 만족시키면, 강판은 어떠한 설비에 의해 열처리를 실시해도 상관없다. 또한, 열처리 후에 형상 교정을 위해 강판의 표면에 조질 압연을 실시하는 것이나 전기 도금 등의 표면 처리를 실시하는 것도 본 발명의 범위에 포함된다.

본 발명의 고강도 강판의 제조 방법에는, 또한, 용융 아연 도금, 혹은 용융 아연 도금 후에 추가로 합금화 처리를 더한 합금화 용융 아연 도금을 부가할 수 있다.

용융 아연 도금이나 합금화 용융 아연 도금은, 제 1 온도 영역에서 제 2 온도 영역으로의 승온 중, 제 2 온도 영역 유지 중, 제 2 온도 영역 유지 후 중 어디여도 상관없지만, 어느 경우에 있어서도 제 2 온도 영역에서의 유지 조건이 본 발명의 규정을 만족시킬 필요가 있어, 제 2 온도 영역에서의 유지 시간은, 용융 아연 도금 처리 혹은 합금화 아연 도금 처리의 처리 시간도 포함하여 5 초 이상 1000 초 이하로 한다. 또한, 그 용융 아연 도금 처리 혹은 합금화 용융 아연 도금 처리는, 연속 용융 아연 도금 라인에서 실시하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법에서는, 상기한 본 발명의 제조 방법에 따라, 열처리까지 완료시킨 고강도 강판을 제조한 후, 다시 용융 아연 도금 처리, 혹은 추가로 합금화 처리를 실시하는 것을 부가할 수 있다.

강판에 용융 아연 도금 처리 또는 합금화 용융 아연 도금 처리를 실시하는 방법은 다음과 같다.

강판을 도금욕 중에 침입시키고, 가스 와이핑 등으로 부착량을 조정한다. 도금욕 중의 용해 Al 량은, 용융 아연 도금 처리의 경우에는 0.12 ％ 이상 0.22 ％ 이하의 범위, 합금화 용융 아연 도금 처리의 경우에는 0.08 ％ 이상 0.18 ％ 이하의 범위로 하는 것이 바람직하다.

처리 온도는, 용융 아연 도금 처리의 경우, 도금욕의 온도는 통상적인 450 ℃ 이상 500 ℃ 이하의 범위이면 되고, 추가로 합금화 처리를 실시하는 경우, 합금화시의 온도는 550 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 합금화 온도가 550 ℃ 를 초과하는 경우, 미변태 오스테나이트로부터 탄화물이 석출되거나, 경우에 따라서는 펄라이트가 생성되기 때문에, 강도나 가공성 또는 그 양방을 얻을 수 없고, 또 도금층의 파우더링성도 열화된다. 한편, 합금화시의 온도가 450 ℃ 미만에서는 합금화가 진행되지 않는 경우가 있기 때문에, 450 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

도금 부착량은 편면당 20 g/㎡ 이상 150 g/㎡ 이하의 범위로 하는 것이 바람직하다. 도금 부착량이 20 g/㎡ 미만에서는 내식성이 부족하고, 한편 150 g/㎡ 를 초과해도 내식 효과는 포화되고, 비용 상승을 초래할 뿐이다.

도금층의 합금화도 (Fe 질량％ (Fe 함유량)) 는 7 질량％ 이상 15 질량％ 이하의 범위가 바람직하다. 도금층의 합금화도가 7 질량％ 미만에서는, 합금화 불균일이 발생하여 외관 품질이 열화되거나, 도금층 중에 이른바 ζ 상이 생성되어 강판의 슬라이딩성이 열화되거나 한다. 한편, 도금층의 합금화도가 15 질량％ 를 초과하면, 경질이어서 부서지기 쉬운 Γ 상이 다량으로 형성되어, 도금 밀착성이 열화된다.

실시예

이하, 본 발명을 실시예에 의해 더욱 상세하게 설명하는데, 하기 실시예는 본 발명을 한정하는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 요지 구성의 범위 내에서 구성을 변경하는 것은, 본 발명의 범위에 포함되는 것으로 한다.

(실시예 1)

표 1 에 나타내는 성분 조성의 강을 용제하여 얻은 주편 (鑄片) 을 1200 ℃ 로 가열하고, 870 ℃ 에서 마무리 열간 압연한 열연 강판을 650 ℃ 에서 권취하고, 이어서 열연 강판을 산 세정한 후, 65 ％ 의 압연율 (압하율) 로 냉간 압연하여, 판두께 : 1.2 ㎜ 의 냉연 강판으로 하였다. 얻어진 냉연 강판을 표 2 에 나타내는 조건에서 열처리를 실시하였다. 또한, 표 2 중의 냉각 정지 온도 : T 란, 소둔 온도에서부터 강판을 냉각시킬 때, 강판의 냉각을 정지시키는 온도로 한다.

또한, 일부의 냉연 강판에 대해서는, 용융 아연 도금 처리 혹은 합금화 용융 아연 도금 처리를 실시하였다. 여기서, 용융 아연 도금 처리는, 도금욕 온도 : 463 ℃, 단위 면적당 중량 (편면당) : 50 g/㎡ 가 되도록 양면 도금을 실시하였다. 또한, 합금화 용융 아연 도금 처리는, 동일하게 도금욕 온도 : 463 ℃, 단위 면적당 중량 (편면당) : 50 g/㎡ 로 하고 합금화도 (Fe 질량％ (Fe 함유량)) 가 9 질량％ 가 되도록 합금화 온도 : 550 ℃ 이하에서 합금화 조건을 조정하여 양면 도금을 실시하였다. 또한, 용융 아연 도금 처리 및 합금화 용융 아연 도금 처리는, 표 2 중에 나타내는 T ℃ 까지 일단 냉각시킨 후에 실시하였다.

얻어진 강판에 도금 처리를 실시하지 않는 경우에는 열처리 후에, 용융 아연 도금 처리 혹은 합금화 용융 아연 도금 처리를 실시하는 경우에는 이들 처리의 후에, 압연율 (신장률) : 0.3 ％ 의 조질 압연을 실시하였다.

이렇게 하여 얻어진 강판의 여러 특성을 이하의 방법으로 평가하였다.

각 강판으로부터 시료를 잘라내어 연마하고, 압연 방향에 평행한 면을 주사형 전자 현미경 (SEM) 을 사용하여 3000 배로 10 시야 조직 관찰하고, 각 상의 면적률을 측정하여, 각 결정 입자의 상 구조를 동정하였다.

잔류 오스테나이트량은, 강판을 판두께 방향으로 판두께의 1/4 까지 연삭·연마하고, X 선 회절 강도 측정에 의해 구하였다. 입사 X 선에는 Co-Kα 를 사용하고, 페라이트의 (200), (211), (220) 각 면의 회절 강도에 대한 오스테나이트의 (200), (220), (311) 각 면의 강도비로부터 잔류 오스테나이트량을 계산하였다.

잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량은, X 선 회절 강도 측정에 의한 오스테나이트의 (200), (220), (311) 각 면의 강도 피크로부터 격자 상수를 구하고, 다음의 계산식으로부터 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량 (질량％) 을 구하였다.

a₀ ＝ 0.3580 ＋ 0.0033 × [C％] ＋ 0.00095 × [Mn％] ＋ 0.0056 × [Al％] ＋ 0.022 × [N％]

단, a₀ : 격자 상수 (㎚), [X％] : 원소 X 의 질량％. 또한, C 이외의 원소의 질량％ 는 강판 전체에 대한 질량％ 로 하였다.

인장 시험은, 강판의 압연 방향에 대하여 수직인 방향에서 채취한 JIS 5 호 시험편을 사용하여, JIS Z 2241 에 준거하여 실시하였다. TS (인장 강도), T.EL (전체 연신율) 을 측정하고, 강도와 전체 연신율의 곱 (TS × T.EL) 을 산출하여, 강도와 가공성 (연성) 의 밸런스를 평가하였다. 또한, 본 발명에서는 TS × T.EL

20000 (㎫·％) 인 경우를 양호로 하였다.

신장 플랜지성은, 일본 철강 연맹 규격 JFS T 1001 에 준거하여 평가하였다. 얻어진 각 강판을 100 ㎜ × 100 ㎜ 로 절단한 후, 클리어런스를 판두께의 12 ％ 로 직경 : 10 ㎜ 의 구멍을 타발한 후, 내경 : 75 ㎜ 의 다이를 사용하여, 주름 누름력 : 88.2 kN 으로 누른 상태에서, 60 °원뿔의 펀치를 구멍에 압입하여 균열 발생 한계에 있어서의 구멍 직경을 측정하고, (1) 의 식으로부터 한계 구멍 확대율 λ (％) 를 구하였다.

한계 구멍 확대율 λ (％) ＝ {(D_f － D₀)/D₀} × 100 … (1)

단, D_f 는 균열 발생시의 구멍 직경 (㎜), D₀ 은 초기 구멍 직경 (㎜) 으로 한다.

이와 같이 하여 측정한 λ 를 사용하여 강도와 한계 구멍 확대율의 곱 (TS × λ) 을 산출하여, 강도와 신장 플랜지성의 밸런스를 평가하였다.

또한, 본 발명에서는 TS × λ

25000 (㎫·％) 인 경우, 신장 플랜지성을 양호로 하였다.

또한, 강판 조직 중에서 가장 경질인 조직의 경도를 다음으로 서술하는 방법으로 판단하였다. 즉, 조직 관찰의 결과, 담금질 상태 마르텐사이트가 관찰되는 경우에는, 이들 담금질 상태 마르텐사이트를 초 (超) 마이크로 비커스로, 하중 : 0.02 N 으로 10 점 측정하고, 그것들의 평균값을 강판 조직 중에서 가장 경질인 조직의 경도로 하였다. 또한, 담금질 상태 마르텐사이트가 확인되지 않는 경우에는, 전술한 바와 같이, 템퍼드 마르텐사이트, 상부 베이나이트 혹은 하부 베이나이트 중 어느 한 조직이 본 발명의 강판에 있어서 가장 경질인 상이 된다. 이들 중 가장 경질인 상은 본 발명 강판의 경우, HV

800 이 되는 상이었다.

또한, 각 강판으로부터 잘라낸 시험편을 10000 ∼ 30000 배의 범위에서 SEM 관찰한 결과, 본 발명의 강판에서는, 템퍼드 마르텐사이트 중에 5 ㎚ 이상 0.5 ㎛ 이하의 철계 탄화물이 1 ㎟ 당 5 × 10⁴ 개 이상 석출되어 있는 것이 확인되었다.

이상의 평가 결과를 표 3 에 나타낸다.

동일 표로부터 알 수 있는 바와 같이, 본 발명의 강판은 모두 인장 강도가 980 ㎫ 이상, 또한 TS × T.EL 의 값이 20000 ㎫·％ 이상 및 TS × λ 의 값이 25000 ㎫·％ 이상을 만족시키므로, 고강도와 우수한 가공성, 특히 우수한 신장 플랜지성을 겸비하고 있음을 확인할 수 있었다.

그 반면, 시료 No.1 은 제 1 온도 영역까지의 평균 냉각 속도가 적정 범위 외이므로, 원하는 강판 조직이 얻어지지 않았으며, TS × λ 의 값은 25000 ㎫·％ 이상을 만족시키고, 신장 플랜지성이 우수하지만, 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ 에 도달하지 않고, TS × T.EL 의 값도 20000 ㎫·％ 미만이었다. 시료 No.2, 3 및 7 은 냉각 정지 온도 : T 가 제 1 온도 영역의 범위 외이므로, 원하는 강판 조직이 얻어지지 않았으며, 인장 강도 (TS) 는 980 ㎫ 이상을 만족시키지만, TS × T.EL

20000 ㎫·％ 및 TS × λ

25000 ㎫·％ 중 어느 것을 만족시키지 않았다. 시료 No.5 는 소둔 온도가 A₃ 변태점 미만이므로, 시료 No.11 은 제 2 온도 영역의 유지 온도가 적정 범위 외이므로, 원하는 강판 조직이 얻어지지 않았으며, 인장 강도 (TS)

980 ㎫ 를 만족시키지만, TS × T.EL

20000 ㎫·％ 및 TS × λ

25000 ㎫·％ 의 양방을 만족시키지 않았다. 시료 No.31 ∼ 34 는 성분 조성이 본 발명의 적정 범위 외이므로, 원하는 강판 조직이 얻어지지 않았으며, 인장 강도 (TS)

980 ㎫, TS × T.EL

20000 ㎫·％ 및 TS × λ

25000 ㎫·％ 중 어느 1 개 이상을 만족시키지 않았다.

(실시예 2)

표 4 에 나타내는 강종 a, b, c, d, e 의 강을 용제하여 얻은 주편을 1200 ℃ 로 가열하고, 870 ℃ 에서 마무리 압연한 열연 강판을 650 ℃ 에서 권취하고, 이어서 열연 강판을 산 세정한 후, 65 ％ 의 압연율 (압하율) 로 냉간 압연하여, 판두께 : 1.2 ㎜ 의 냉연 강판으로 하였다. 얻어진 냉연 강판을 표 5 에 나타내는 조건에서 열처리를 실시하였다. 또한, 열처리 후의 강판에 압연율 (신장률) : 0.5 ％ 의 조질 압연을 실시하였다. 또한, 표 4 중의 A₃ 점은 상기의 식에 의해 구한 것이고, 표 5 중의 Ms 점은 포마스터 시험에 의해 측정된 각 강종의 마르텐사이트 변태 개시 온도이다. 또한, 표 5 중, 발명예 1 은 제 1 온도 영역 (냉각 정지 온도) 을 Ms － 100 ℃ 미만으로 한 발명예이고, 발명예 2 는 제 1 온도 영역 (냉각 정지 온도) 을 Ms － 100 ℃ 이상 Ms 미만으로 한 발명예이다.

이렇게 하여 얻어진 강판의 조직, 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량, TS (인장 강도), T.EL (전체 연신율), 신장 플랜지성을 실시예 1 과 동일한 방법으로 평가하였다.

또한, 각 강판으로부터 잘라낸 시험편을 10000 ∼ 30000 배의 범위에서 SEM 관찰하여, 템퍼드 마르텐사이트 중의 철계 탄화물의 생성 상황을 확인하였다. 이상의 평가 결과를 표 6 및 표 7 에 나타낸다.

표 6 및 표 7 에 나타내는 강판은 모두 본 발명에 해당하고, 인장 강도가 980 ㎫ 이상, 또한 TS × T.EL 의 값이 20000 ㎫·％ 이상 및 TS × λ 의 값이 25000 ㎫·％ 이상을 만족시키므로, 고강도와 우수한 가공성, 특히 우수한 신장 플랜지성을 겸비하고 있음을 확인할 수 있었다. 또한, 제 1 온도 영역 (냉각 정지 온도) 을 Ms － 100 ℃ 이상 Ms 미만으로 한 시료 No.35, 36, 39, 40, 42, 43 (발명예 2) 에서는, 제 1 온도 영역 (냉각 정지 온도) 을 Ms － 100 ℃ 미만으로 한 시료 No.37, 38, 41 (발명예 1) 보다 신장 플랜지성은 다소 떨어지지만, TS × T.EL 의 값이 25000 ㎫·％ 이상이 되어, 강도와 연성의 밸런스가 매우 양호하다는 것을 확인할 수 있었다.

산업상 이용가능성

본 발명에 따라, 강판 중의 C 량을 0.17 ％ 이상으로 C 함유량을 다량으로 한 후, 마르텐사이트, 템퍼드 마르텐사이트 및 상부 베이나이트 중의 베이나이트계 페라이트의 강판 조직 전체에 대한 면적률, 잔류 오스테나이트량, 그리고 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량을 규정함으로써, 가공성, 특히 연성과 신장 플랜지성이 우수하고, 게다가 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ 이상인 고강도 강판을 얻을 수 있다.

Claims

질량％ 로
C : 0.17 ％ 이상 0.73 ％ 이하,
Si : 3.0 ％ 이하,
Mn : 0.5 ％ 이상 3.0 ％ 이하,
P : 0.1 ％ 이하,
S : 0.07 ％ 이하,
Al : 3.0 ％ 이하 및
N : 0.010 ％ 이하
를 함유하고, 또한 Si ＋ Al 이 0.7 ％ 이상을 만족시키고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성으로 이루어지고,
강판 조직으로서, 마르텐사이트의 강판 조직 전체에 대한 면적률이 10 ％ 이상 90 ％ 이하, 잔류 오스테나이트량이 5 ％ 이상 50 ％ 이하, 상부 베이나이트 중의 베이나이트계 페라이트의 강판 조직 전체에 대한 면적률이 5 ％ 이상이고, 상기 마르텐사이트 중 25 ％ 이상이 템퍼드 마르텐사이트이고, 상기 마르텐사이트의 강판 조직 전체에 대한 면적률, 상기 잔류 오스테나이트량 및 상기 상부 베이나이트 중의 베이나이트계 페라이트의 강판 조직 전체에 대한 면적률의 합계가 65 ％ 이상, 다각형 페라이트의 강판 조직 전체에 대한 면적률이 10 ％ 이하 (0 ％ 를 포함함) 를 만족시키고, 또한 상기 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량이 0.70 ％ 이상이며, 인장 강도가 980 ㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 템퍼드 마르텐사이트 중에, 5 ㎚ 이상 0.5 ㎛ 이하의 철계 탄화물이 1 mm² 당 5 × 10⁴ 개 이상 석출되어 있는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
질량％ 로, C : 0.17 ％ 이상 0.3 ％ 미만의 범위이며, 추가로
Cr : 0.05 ％ 이상 5.0 ％ 이하,
V : 0.005 ％ 이상 1.0 ％ 이하, 및
Mo : 0.005 ％ 이상 0.5 ％ 이하
중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 강판은 추가로, 질량％ 로,
Ti : 0.01 ％ 이상 0.1 ％ 이하, 및
Nb : 0.01 ％ 이상 0.1 ％ 이하
중에서 선택한 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 강판은 추가로, 질량％ 로,
B : 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하
를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 강판은 추가로, 질량％ 로,
Ni : 0.05 ％ 이상 2.0 ％ 이하, 및
Cu : 0.05 ％ 이상 2.0 ％ 이하
중에서 선택한 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 강판은 추가로, 질량％ 로,
Ca : 0.001 ％ 이상 0.005 ％ 이하, 및
REM : 0.001 ％ 이상 0.005 ％ 이하
중에서 선택한 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 기재된 강판의 표면에, 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 구비하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성이 되는 강편 (鋼片) 을, 열간 압연 후, 냉간 압연에 의해 냉연 강판으로 하고, 이어서 그 냉연 강판을, 오스테나이트 단상 영역에서 15 초 이상 600 초 이하의 소둔을 한 후, 50 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 제 1 온도 영역까지 평균 냉각 속도 : 8 ℃/s 이상으로 냉각시키고, 그 후, 350 ℃ 이상 490 ℃ 이하의 제 2 온도 영역으로 승온시키고, 그 제 2 온도 영역에서 5 초 이상 1000 초 이하 유지하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
제 9 항에 있어서,
마르텐사이트 변태 개시 온도 Ms 점 ℃ 를 지표로 하여, 상기 제 1 온도 영역을 Ms － 100 ℃ 이상 Ms 미만으로 하고, 상기 제 2 온도 영역에서 5 초 이상 600 초 이하 유지하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
제 9 항 또는 제 10 항에 있어서,
상기 제 2 온도 영역으로의 승온 중 또는 상기 제 2 온도 영역에서의 유지 중에, 용융 아연 도금 처리 또는 합금화 용융 아연 도금 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.