KR20110042369A

KR20110042369A - 고강도 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20110042369A
Application number: KR1020117006084A
Authority: KR
Inventors: 히로시 마츠다; 요시마사 후나카와; 야스시 다나카
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2008-09-10
Filing date: 2009-09-08
Publication date: 2011-04-26
Also published as: CA2734978C; JP5365112B2; US20110162762A1; CN102149841B; CA2734978A1; EP2327810B1; WO2010030021A1; TW201020329A; TWI412609B; KR101341731B1; CN102149841A; JP2010065273A; EP2327810A1; EP2327810A4

Abstract

가공성이 우수한 인장 강도 (TS) 가 980 MPa 이상인 고강도 강판을 제공한다. 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 ％ 이하를 함유시키고, 또한 Si＋Al：0.7 ％ 이상을 만족하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성으로 하고, 강판 조직은, 하부 베이나이트 및 전체 마르텐사이트의 합계량의 강판 조직 전체에 대한 면적률을 10 ％ 이상 90 ％ 이하, 잔류 오스테나이트량을 5 ％ 이상 50 ％ 이하, 상부 베이나이트 중의 베이나이틱 페라이트의 강판 조직 전체에 대한 면적률을 5 ％ 이상으로 하고, 상기 하부 베이나이트 및 전체 마르텐사이트의 합계량 중 담금질 상태의 마르텐사이트를 75 ％ 이하, 폴리고날 페라이트의 강판 조직 전체에 대한 면적률을 10 ％ 이하 (0 ％ 를 포함) 로 하고, 또한 상기 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량을 0.70 ％ 이상으로 한다.

Description

고강도 강판 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH STEEL SHEET AND METHOD FOR PRODUCTION THEREOF}

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

최근, 지구 환경 보전의 견지에서, 자동차의 연비 향상이 중요한 과제가 되고 있다. 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 대해 마르텐사이트나 베이나이트 등의 경질상의 비율을 증가시킬 필요가 있다. 그러나, 경질상의 비율을 증가시키는 것에 의한 강판의 고강도화는 가공성의 저하를 초래하기 때문에, 고강도와 우수한 가공성을 겸비하는 강판의 개발이 요망되고 있다. 지금까지, 페라이트 마르텐사이트 이상강 (二相鋼) (DP 강) 이나 잔류 오스테나이트의 변태 야기 소성을 이용한 TRIP 강 등, 여러 가지의 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 폴리고날 페라이트가 많은 경우에는, 폴리고날 페라이트의 변형능이 강판의 가공성에 대해 지배적이며, 경질상의 가공성이 충분하지 않은 경우에 있어서도 연성 등의 가공성은 확보되었지만, 경질상의 비율이 많은 경우에는, 폴리고날 페라이트의 변형이 아니라 경질상의 변형능 자체가 강판의 성형성에 직접 영향을 미치게 되고, 경질상 자체의 가공성이 충분하지 않으면, 강판의 가공성의 열화가 현저해지기 때문이다.

이 때문에, 냉연 강판의 경우에는, 소둔 및 그 후의 냉각 과정에서 생성되는 폴리고날 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 필요하다. 따라서, 강판을 물 담금질한 후, 다시 승온시켜 고온 유지할 수 없는 통상적인 제조 설비를 사용하는 경우에는, 강판을 고강도 할 수는 있지만, 경질상인 마르텐사이트의 가공성을 향상시킬 수 없었다.

또, 마르텐사이트 이외를 경질상으로 하는 강판으로서, 주상을 폴리고날 페라이트, 경질상을 베이나이트나 펄라이트로 하고, 또한 이들 경질상인 베이나이트나 펄라이트에 탄화물을 생성시킨 강판이 있다. 이 강판은, 폴리고날 페라이트만으로 가공성을 향상시키는 것이 아니라, 경질상 중에 탄화물을 생성시킴으로써 경질상 자체의 가공성도 향상시키고, 특히, 신장 플랜지성의 향상을 도모하는 강판이다. 그러나, 주상을 폴리고날 페라이트로 하고 있는 이상, 인장 강도 (TS) 로 980 MPa 이상인 고강도화와 가공성의 양립을 도모하는 것은 곤란하다. 또, 경질상 중에 탄화물을 생성시키는 것에 의해 경질상 자체의 가공성을 향상시켜도, 폴리고날 페라이트의 가공성의 양호함에는 열등하기 때문에, 인장 강도 (TS) 로 980 MPa 이상의 고강도화를 도모하기 위해서 폴리고날 페라이트의 양을 저감시키면, 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, 소정 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, 소정 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 때에, 높은 변형역에서의 TRIP 효과를 발현하는 안정적인 잔류 오스테나이트의 양을 확보하는 것이 곤란하고, 굽힘성은 얻어지지만, 소성 불안정이 생기기까지의 연성이 낮아, 장출성이 열등하다.

특허문헌 2 에 기재된 강판은, 베이킹 경화성은 얻어지지만 인장 강도 (TS) 를 980 MPa 이상 혹은 나아가 1050 MPa 이상으로 고강도화하고자 해도, 베이나이트 혹은 나아가 페라이트를 주체로 하는 마르텐사이트를 최대한 억제한 조직이기 때문에, 강도의 확보 혹은 고강도화시에 있어서의 연성이나 신장 플랜지성 등의 가공성의 확보가 곤란하다.

특허문헌 3 에 기재된 강판은, 내충격성을 향상시키는 것을 주목적으로 하고 있고, 경도가 HV 250 이하인 베이나이트를 주상으로 하고, 구체적으로는 이것을 90 ％ 초과로 포함하는 조직이기 때문에, 인장 강도 (TS) 를 980 MPa 이상으로 하기는 어렵다.

본 발명은, 상기의 과제를 유리하게 해결하는 것으로, 가공성, 특히 연성과 신장 플랜지성이 우수한 인장 강도 (TS) 가 980 MPa 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 MPa·％ 이상, 또한 TS × λ 의 값이 25000 MPa·％ 를 만족하는 것이다. 단, TS 는, 인장 강도 (MPa), T.EL 은, 전체 신장 (％), λ 는, 한계 구멍 확대율 (％) 이다.

발명자들은, 상기의 과제를 해결하기 위하여, 강판의 성분 조성 및 미크로 조직에 대해 예의 검토를 거듭하였다. 그 결과, 하부 베이나이트 조직 및/또는 마르텐사이트 조직을 활용하여 고강도화를 도모함과 함께, 강판 중의 C 량을 0.17 ％ 이상으로 C 함유량을 많게 한 다음, 상부 베이나이트 변태를 활용함으로써, TRIP 효과를 얻는 데에 있어서 유리한 안정적인 잔류 오스테나이트를 확보할 수 있고, 또한 그 마르텐사이트의 일부를 템퍼링 마르텐사이트로 함으로써, 가공성, 특히 강도와 연성의 밸런스, 그리고 강도와 신장 플랜지성의 밸런스가 모두 우수한 인장 강도가 980 MPa 이상인 고강도 강판이 얻어지는 것을 알아내었다.

본 발명은, 상기의 지견에 입각하는 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 만족하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성이 되고,

강판 조직으로서 하부 베이나이트 및 전체 마르텐사이트의 합계량의 강판 조직 전체에 대한 면적률이 10 ％ 이상 90 ％ 이하, 잔류 오스테나이트량이 5 ％ 이상 50 ％ 이하, 상부 베이나이트 중의 베이나이틱 페라이트의 강판 조직 전체에 대한 면적률이 5 ％ 이상이고, 상기 하부 베이나이트 및 전체 마르텐사이트의 합계량 중 담금질 상태의 마르텐사이트가 75 ％ 이하, 폴리고날 페라이트의 강판 조직 전체에 대한 면적률이 10 ％ 이하 (0 ％ 를 포함) 를 만족하고, 또한 상기 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량이 0.70 ％ 이상으로서, 인장 강도가 980 MPa 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.

2. 상기 강판이 추가로 질량％ 로,

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 이상의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 1 에 기재된 고강도 강판.

3. 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 종의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 1 또는 2 에 기재된 고강도 강판.

4. 상기 강판이 추가로 질량％ 로,

B : 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하를 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 1 내지 3 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

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

6. 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 종의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 1 내지 5 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

7. 상기 1 내지 6 중 어느 한 항에 기재된 강판의 표면에, 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 구비하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.

8. 상기 1 내지 6 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성이 되는 강편을, 열간 압연하고, 냉간 압연에 의해 냉연 강판으로 하고, 이어서 그 냉연 강판을, 오스테나이트 단상역에서 15 초 이상 600 초 이하의 소둔을 한 후, 350 ℃ 이상 490 ℃ 이하의 제 1 온도역에서 정하는 냉각 정지 온도 : T ℃ 까지 냉각시킬 때에, 적어도 550 ℃ 까지는 평균 냉각 속도를 5 ℃/s 이상으로 제어하여 냉각시키고, 그 후, 그 제 1 온도역에서 15 초 이상 1000 초 이하 유지하고, 이어서, 200 ℃ 이상 350 ℃ 이하의 제 2 온도역에서 15 초 이상 1000 초 이하 유지하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.

9. 상기 냉각 정지 온도 : T ℃ 까지의 냉각시 혹은 상기 제 1 온도역에서, 용융 아연 도금 처리 또는 합금화 용융 아연 도금 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 상기 8 에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 가공성, 특히 연성과 신장 플랜지성이 우수한 인장 강도 (TS) 가 980 MPa 이상인 고강도 강판을 그 유리한 제조 방법과 함께 제공할 수 있어, 자동차, 전기 등의 산업 분야에서의 이용 가치는 매우 크고, 특히 자동차 차체의 경량화에 대해 매우 유용하다.

도 1 은 본 발명에 따르는 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.

하부 베이나이트 및 전체 마르텐사이트의 합계량의 면적률 : 10 ％ 이상 90 ％ 이하

하부 베이나이트 및 마르텐사이트는, 강판을 고강도화를 위해서 필요한 조직이다. 하부 베이나이트 및 전체 마르텐사이트의 합계량의 면적률이 10 ％ 미만에서는, 강판의 인장 강도 (TS) 가 980 MPa 를 만족하지 않는다. 한편, 하부 베이나이트와 전체 마르텐사이트의 합계량의 면적률이 90 ％ 를 초과하면, 상부 베이나이트가 적어져, 결과적으로 C 가 농화된 안정적인 잔류 오스테나이트가 확보되지 않기 때문에, 연성 등의 가공성이 저하되는 것이 문제가 된다. 따라서, 하부 베이나이트 및 전체 마르텐사이트의 합계량의 면적률은, 10 ％ 이상 90 ％ 이하로 하였다. 바람직하게는, 20 ％ 이상 80 ％ 이하의 범위이다. 보다 바람직하게는, 30 ％ 이상 70 ％ 이하의 범위이다.

하부 베이나이트 및 전체 마르텐사이트의 합계량 중, 담금질 상태의 마르텐사이트의 비율 : 75 ％ 이하

마르텐사이트 중, 담금질 상태의 마르텐사이트의 비율이, 강판 중에 존재하는 하부 베이나이트 및 전체 마르텐사이트의 합계량에 대해 75 ％ 를 초과하면, 인장 강도는 980 MPa 이상이 되지만, 신장 플랜지성이 열등하다. 담금질 상태의 마르텐사이트는 매우 경질이며, 담금질 상태의 마르텐사이트 자체의 변형능은 매우 낮기 때문에, 강판의 가공성 특히 신장 플랜지성을 현저하게 열화시킨다. 또, 담금질 상태의 마르텐사이트와 상부 베이나이트의 경도차는 현저하게 크기 때문에, 담금질 상태의 마르텐사이트의 양이 많으면, 담금질 상태의 마르텐사이트와 상부 베이나이트의 계면이 많아져, 타발 가공시 등에, 담금질 상태의 마르텐사이트와 상부 베이나이트의 계면에 미소한 보이드가 발생하고, 타발 가공 후에 실시하는 성장 플랜지 성형시에, 보이드가 연결되어 균열이 진전되기 쉬워지기 때문에, 신장 플랜지성이 열화된다. 따라서, 마르텐사이트 중 담금질 상태의 마르텐사이트의 비율은, 강판 중에 존재하는 하부 베이나이트 및 전체 마르텐사이트의 합계량에 대해 75 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 50 ％ 이하이다. 또한, 담금질 상태의 마르텐사이트는, 마르텐사이트 중에 탄화물이 관찰되지 않는 조직으로, SEM 에 의해 관찰할 수 있다.

잔류 오스테나이트량 : 5 ％ 이상 50 ％ 이하

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

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

여기서, 상부 베이나이트 중의 잔류 오스테나이트는, 상부 베이나이트 중의 베이나이틱 페라이트의 라스간에 형성되어 미세하게 분포하기 때문에, 조직 관찰에 의해 그 양 (면적률) 을 구하려면 고배율이며 대량의 측정이 필요하여, 정확하게 정량하기는 어렵다. 그러나, 그 베이나이틱 페라이트의 라스간에 형성되는 잔류 오스테나이트의 양은, 형성되는 베이나이틱 페라이트량에 어느 정도 알맞은 양이다. 그래서, 발명자들이 검토한 결과, 상부 베이나이트 중의 베이나이틱 페라이트의 면적률이 5 ％ 이상이고, 또한 종래부터 행해지고 있는 잔류 오스테나이트량을 측정하는 수법인 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 있어, 인장 강도 (TS) 가 980 MPa 이상이고, TS × T.El 이 20000 MPa·％ 이상을 달성할 수 있는 것을 알 수 있었다. 또한, 종래부터 행해지고 있는 잔류 오스테나이트량의 측정 수법으로 얻어진 잔류 오스테나이트량은, 잔류 오스테나이트의 강판 조직 전체에 대한 면적률과 동등한 것을 확인하였다.

잔류 오스테나이트량이 5 ％ 미만인 경우, 충분한 TRIP 효과가 얻어지지 않는다. 한편, 50 ％ 를 초과하면, TRIP 효과 발현 후에 생기는 경질인 마르텐사이트가 과대해져, 연성의 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 MPa ∼ 2.5 GPa 급의 고강도 강판에 있어서는, 잔류 오스테나이트 중의 C 량이 중요하다. 본 발명의 강판에서는, 상부 베이나이트 중의 베이나이틱 페라이트의 라스간에 형성되는 잔류 오스테나이트에 C 를 농화시킨다. 그 라스간의 잔류 오스테나이트 중에 농화되는 C 량을 정확하게 평가하는 것은 곤란하지만, 발명자들이 검토한 결과, 본 발명의 강판에 있어서는, 종래 행해지고 있는 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량 (잔류 오스테나이트 중의 C 량의 평균) 을 측정하는 방법인 X 선 회절 (XRD) 에서의 회절 피크의 시프트량으로부터 구하는 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량이 0.70 ％ 이상이면, 우수한 가공성이 얻어지는 것을 알 수 있었다.

잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량이 0.70 ％ 미만인 경우, 가공시에 있어서 낮은 변형역에서 마르텐사이트 변태가 생겨, 가공성을 향상시키는 높은 변형역에서의 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 과잉하게 안정적으로 되어, 가공 중에 마르텐사이트 변태가 생기지 않고, TRIP 효과가 발현하지 않음으로써, 연성이 저하된다. 따라서, 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량은 2.00 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1.50 ％ 이하이다.

상부 베이나이트 중의 베이나이틱 페라이트의 면적률 : 5 ％ 이상

상부 베이나이트 변태에 의한 베이나이틱 페라이트의 생성은, 미변태 오스테나이트 중의 C 를 농화시켜, 가공시에 높은 변형역에서 TRIP 효과를 발현하여 변형 분해능을 높이는 잔류 오스테나이트를 얻기 위해서 필요하다. 오스테나이트로부터 베이나이트로의 변태는, 대략 150 ∼ 550 ℃ 의 넓은 온도 범위에 걸쳐서 일어나고, 이 온도 범위 내에서 생성되는 베이나이트에는 여러 가지의 것이 존재한다. 종래 기술에서는, 이와 같은 여러 가지의 베이나이트를 단순히 베이나이트라고 규정하는 경우가 많았지만, 본 발명에서 목표로 하는 가공성을 얻기 위해서는, 베이나이트 조직을 명확하게 규정할 필요가 있기 때문에, 상부 베이나이트 및 하부 베이나이트를 다음과 같이 정의한다.

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

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

폴리고날 페라이트의 면적률 : 10 ％ 이하 (0 ％ 를 포함)

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

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

800 이다. 즉, 본 발명의 강판에 있어서, 담금질 상태의 마르텐사이트가 존재하지 않는 경우, 템퍼링 마르텐사이트 혹은 하부 베이나이트 또는 상부 베이나이트 중 한쪽이 가장 경질인 상이 되는데, 이들의 조직은, 모두 HV

800 이 되는 상이다. 또, 담금질 상태의 마르텐사이트가 존재하는 경우, 담금질 상태의 마르텐사이트가 가장 경질인 조직이 되는데, 본 발명의 강판에 있어서는, 담금질 상태의 마르텐사이트여도 경도는 HV

800 이 되고, HV > 800 이 되는 것과 같은 현저하게 단단한 마르텐사이트는 존재하지 않아, 양호한 신장 플랜지성을 확보할 수 있다.

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

이상이, 본 발명의 고강도 강판에 있어서의 강판 조직의 기본 구성인데, 필요에 따라 다음의 구성을 추가해도 된다.

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 확보하는 데에 필요 불가결한 원소이며, 마르텐사이트량의 확보 및 실온에서 오스테나이트를 잔류시키기 위해서 필요한 원소이다. C 량이 0.17 ％ 미만에서는, 강판의 강도와 가공성을 확보하기가 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 ％ 를 초과 0.48 ％ 이하의 범위이며, 더욱 바람직하게는 0.25 ％ 이상이다.

Si : 3.0 ％ 이하 (0 ％ 를 포함)

Si 는, 고용강화에 의해 강의 강도 향상에 기여하는 유용한 원소이다. 그러나, Si 량이 3.0 ％ 를 초과하면, 폴리고날 페라이트 및 베이나이틱 페라이트 중에 대한 고용량의 증가에 의한 가공성, 연성의 열화를 초래하고, 또한, 적스케일 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.

또, Si 는, 탄화물의 생성을 억제하고, 잔류 오스테나이트의 생성을 촉진시키는 데에 유용한 원소이기 때문에, Si 량은 0.5 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하지만, 탄화물의 생성을 Al 만으로 억제하는 경우에는, Si 는 첨가할 필요는 없고, 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 온도역에서 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 1.5 ％ 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 취화됨으로 인해 내충격성을 열화시켜, 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 하기 위해서는 대폭적인 비용 증가를 일으키기 때문에, 그 하한은 0.005 ％ 정도로 하는 것이 바람직하다.

S : 0.07 ％ 이하

S 는, MnS 를 생성하여 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 를 0.0005 ％ 미만으로 하기 위해서는 큰 제조 비용의 증가를 수반하기 때문에, 제조 비용 면에서는 그 하한은 0.0005 ％ 정도이다.

Al : 3.0 ％ 이하

Al 은, 강의 강화에 유용한 원소임과 함께, 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.

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

N : 0.010 ％ 이하

N 은, 강의 내시효성을 가장 크게 열화시키는 원소로서, 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 하기 위해서는 큰 제조 비용의 증가를 초래하기 때문에, 제조 비용 면에서는, 그 하한은 0.001 ％ 정도이다.

이상, 기본 성분에 대해 설명했는데, 본 발명에서는, 상기의 성분 범위를 만족하는 것 만으로는 불충분하며, 다음 식을 만족시킬 필요가 있다.

Si + Al

0.7 ％

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

또, 본 발명에서는 상기한 기본 성분의 이외에, 이하에 서술하는 성분을 적절히 함유시킬 수 있다.

Cr : 0.05 ％ 이상 5.0 ％ 이하, V : 0.005 ％ 이상 1.0 ％ 이하 및 Mo : 0.005 ％ 이상 0.5 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상

Cr, V 및 Mo 는 소둔 온도로부터의 냉각시에 펄라이트의 생성을 억제하는 작용을 갖는 원소이다. 그 효과는, Cr : 0.05 ％ 이상, V : 0.005 ％ 이상 및 Mo : 0.005 ％ 이상으로 얻어진다. 한편, Cr : 5.0 ％, V : 1.0 ％ 및 Mo : 0.5 ％ 를 초과하면, 경질인 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 ％ 이상으로 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 페라이트가 생성·성장하는 것을 억제하는 데에 유용한 원소이다. 그 효과는 0.0003 ％ 이상의 함유로 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. 또, 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 ％ 이상으로 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 구 형상화하여, 신장 플랜지성에 대한 황화물의 악영향을 개선하기 때문에 유용하다. 그 효과는, 각각의 함유량이 0.001 ％ 이상으로 얻어진다. 한편, 각각의 함유량이 0.005 ％ 를 초과하면, 개재물등의 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 해치지 않는 범위 내이면, 상기 이외의 성분의 함유를 막는 것은 아니다.

다음으로, 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.

상기의 적합 성분 조성으로 조정한 강편을 제조 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 온도역으로 가열한 후, 870 ℃ 이상 950 ℃ 이하의 온도역에서 열간 압연을 종료하고, 얻어진 열연 강판을 350 ℃ 이상 720 ℃ 이하의 온도역에서 권취한다. 이어서, 열연 강판을 산세 후, 40 ％ 이상 90 ％ 이하의 범위의 압하율로 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 한다.

또한, 본 발명에서는, 강판을 통상적인 제강, 주조, 열간 압연, 산세 및 냉간 압연의 각 공정을 거쳐 제조하는 경우를 상정하고 있지만, 예를 들어, 박 슬래브 주조나 스트립 주조 등에 의해 열간 압연 공정의 일부 또는 전부를 생략하여 제조해도 된다.

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

오스테나이트 단상역에서 15 초 이상 600 초 이하의 소둔을 한다. 본 발명의 강판은, 미변태 오스테나이트로부터, 350 ℃ 이상 490 ℃ 이하의 범위의 비교적 저온역에서 변태시키는 상부 베이나이트, 하부 베이나이트 및 마르텐사이트를 주상으로 하기 때문에, 폴리고날 페라이트가 최대한 적은 것이 바람직하고, 오스테나이트 단상역에서의 소둔이 필요하다. 소둔 온도에 관해서는, 오스테나이트 단상역이면 특별히 제한은 없지만, 소둔 온도가 1000 ℃ 를 초과하면 오스테나이트 입자의 성장이 현저하고, 이후의 냉각에 의해 발생하는 구성상의 조대화를 일으켜, 연성 등을 열화시킨다. 한편, 소둔 온도가 A₃ 점 (오스테나이트 변태점) 미만인 경우에는, 소둔 단계에서 이미 폴리고날 페라이트가 생성되어 있고, 냉각 중의 폴리고날 페라이트의 성장을 억제하기 위해서는 500 ℃ 이상의 온도역을 매우 급속히 냉각시킬 필요가 생긴다. 따라서, 소둔 온도는, A₃ 점 이상으로 하는 것이 필요하고, 1000 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

또, 소둔 시간이 15 초 미만인 경우에는, 오스테나이트에 대한 역변태가 충분히 진행되지 않는 경우나, 강판 중의 탄화물이 충분히 용해되지 않는 경우가 있다. 한편, 소둔 시간이 600 초를 초과하면, 다대한 에너지 소비에 수반하는 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 산출할 수 있다. 또한, [X ％] 는 강판의 성분 원소 X 의 질량％ 로 한다.

소둔 후의 냉연 강판은, 350 ℃ 이상 490 ℃ 이하의 제 1 온도역에서 정하는 냉각 정지 온도 : T ℃ 까지 냉각되지만, 적어도 550 ℃ 까지는, 평균 냉각 속도를 5 ℃/s 이상으로 제어하여 냉각된다. 평균 냉각 속도가 5 ℃/s 미만인 경우, 폴리고날 페라이트의 과잉인 생성, 성장이나, 펄라이트 등의 석출이 일어나, 원하는 강판 조직이 얻어지지 않는다. 따라서, 소둔 온도에서 제 1 온도역까지의 평균 냉각 속도는, 5 ℃/s 이상으로 한다. 바람직하게는, 10 ℃/s 이상이다. 평균 냉각 속도의 상한은, 냉각 정지 온도에 편차가 생기지 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.

550 ℃ 까지 냉각된 강판은, 냉각 정지 온도 : T ℃ 까지 계속해서 냉각된다. T ℃ 이상 550 ℃ 이하의 온도역에서 강판이 냉각되는 속도는, 그 제 1 유지 온도역에서의 유지 시간을 15 초 이상 1000 초 이하로 하는 것 이외에는 특별히 제한되지 않지만, 강판이 과도하게 느린 속도로 냉각된 경우에는, 미변태 오스테나이트로부터 탄화물이 생성됨으로써, 원하는 조직이 얻어지지 않게 될 가능성이 높다. 따라서, T ℃ 이상 550 ℃ 이하의 온도역에 있어서, 강판은, 평균적으로 1 ℃/s 이상의 속도로 냉각되는 것이 바람직하다.

냉각 정지 온도 : T ℃ 까지 냉각된 강판은, 350 ℃ 이상 490 ℃ 이하의 제 1 온도역에서 15 초 이상 1000 초 이하의 시간 유지된다. 제 1 온도역의 상한이 490 ℃ 을 초과하면, 미변태 오스테나이트로부터 탄화물이 석출되어, 원하는 조직이 얻어지지 않는다. 한편, 제 1 온도역의 하한이 350 ℃ 미만인 경우, 상부 베이나이트가 아니라, 하부 베이나이트가 생성되어, 오스테나이트 중에 대한 C 농화량이 적어지는 것이 문제가 된다. 따라서, 제 1 온도역의 범위는, 350 ℃ 이상 490 ℃ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는, 370 ℃ 이상 460 ℃ 이하의 범위이다.

또, 제 1 온도역에서의 유지 시간이 15 초 미만인 경우, 상부 베이나이트 변태량이 적어져, 미변태 오스테나이트 중에 대한 C 농화량이 적어지는 것이 문제가 된다. 한편, 제 1 온도역에서의 유지 시간이 1000 초를 초과하는 경우, 강판의 최종 조직으로서 잔류 오스테나이트가 되는 미변태 오스테나이트로부터 탄화물이 석출되어 C 농화된 안정적인 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않고, 그 결과, 원하는 가공성이 얻어지지 않는다. 따라서, 유지 시간은 15 초 이상 1000 초 이하로 한다. 바람직하게는, 30 초 이상 600 초 이하의 범위이다.

제 1 온도역에서의 유지가 종료된 강판은, 200 ℃ 이상 350 ℃ 이하의 제 2 온도역까지 임의의 속도로 냉각되어, 제 2 온도역에서 15 초 이상 1000 초 이하의 시간 유지된다. 제 2 온도역의 상한이 350 ℃ 를 초과하면, 하부 베이나이트 변태가 진행되지 않아, 결과적으로 담금질 상태의 마르텐사이트의 양이 많아지는 것이 문제가 된다. 한편, 제 2 온도역의 하한이 200 ℃ 미만인 경우도 동일하게 하부 베이나이트 변태가 진행되지 않아, 담금질 상태의 마르텐사이트의 양이 많아지는 것이 문제가 된다. 따라서, 제 2 온도역의 범위는, 200 ℃ 이상 350 ℃ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는, 250 ℃ 이상 340 ℃ 이하의 범위이다.

또, 유지 시간이 15 초 미만인 경우, 충분한 양의 하부 베이나이트를 얻을 수 없어, 원하는 가공성이 얻어지지 않는다. 한편, 유지 시간이 1000 초를 초과하면, 제 1 온도역에서 생성시킨 상부 베이나이트 중의 안정적인 잔류 오스테나이트로부터 탄화물이 석출되고, 그 결과, 원하는 가공성이 얻어지지 않는다. 따라서, 유지 시간은 15 초 이상 1000 초 이하의 범위로 한다. 바람직하게는, 30 초 이상 600 초 이하의 범위이다.

또한, 본 발명에 있어서의 일련의 열처리에서는, 상기 서술한 소정 온도 범위 내이면, 유지 온도는 일정할 필요는 없고, 소정 온도 범위 내에서 변동해도 본 발명의 취지를 해치지 않는다. 냉각 속도에 대해서도 동일하다. 또, 열이력만 만족하면, 강판은 어떠한 설비로 열처리가 실시되어도 상관없다. 또한, 열처리 후에, 형상 교정을 위해서 강판의 표면에 조질 압연을 실시하는 것이나 전기 도금 등의 표면 처리를 실시하는 것도 본 발명의 범위에 포함된다.

본 발명의 고강도 강판의 제조 방법에는, 나아가 용융 아연 도금 처리, 혹은 용융 아연 도금 처리에 다시 합금화 처리를 추가한 합금화 용융 아연 도금 처리를 추가할 수 있다. 용융 아연 도금 처리, 혹은 나아가 합금화 용융 아연 도금 처리는, 상기한 제 1 온도역까지의 냉각 중 혹은 제 1 온도역에서 실시해도 된다. 이 경우, 제 1 온도역에서의 유지 시간은, 용융 아연 도금 처리 혹은 합금화 아연 도금 처리의 제 1 온도역에 있어서의 처리 시간도 포함하여 15 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.

또, 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법에서는, 상기한 본 발명의 제조 방법에 따라, 열처리까지 완료된 고강도 강판을 제조한 후, 재차 용융 아연 도금 처리, 혹은 다시 합금화 용융 아연 도금 처리를 실시하는 것을 추가할 수 있다.

또, 본 발명의 제조 방법에 따라, 제 2 온도역에서의 유지 후에 계속해서, 용융 아연 도금 처리 혹은 합금화 용융 아연 도금 처리를 실시할 수 있다.

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

강판을 도금욕 중에 침입시켜, 가스 와이핑 등에 의해 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 양방이 얻어지지 않고, 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/㎡g 을 초과하여도 내식 효과는 포화하여, 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 일어나 외관 품질이 열화되거나, 도금층 중에 이른바 ζ 상이 생성되어 강판의 슬라이딩성이 열화되거나 한다. 한편, 도금층의 합금화도가 15 질량％ 를 초과하면, 경질이며 무른 Γ 상이 다량으로 형성되어, 도금 밀착성이 열화된다.

실시예

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

표 1 에 나타내는 성분 조성의 강을 용제하여 얻은 주물편을, 1200 ℃ 로 가열하고, 870 ℃ 에서 마무리 열간 압연한 열연 강판을 650 ℃ 에서 권취하고, 이어서 열연 강판을 산세 후, 65 ％ 의 압연률로 냉간 압연하여, 판 두께 : 1.2 ㎜ 의 냉연 강판으로 하였다. 얻어진 냉연 강판을, 표 2 에 나타내는 조건으로 열처리를 실시하였다. 또한, 표 2 중의 냉각 정지 온도 : T 란, 소둔 온도로부터 강판을 냉각시킬 때에, 강판의 냉각을 정지시키는 온도로 한다.

또, 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. 또, 합금화 용융 아연 도금 처리는, 단위 면적당 중량 (편면당) : 50 g/㎡ 로서 합금화도 (Fe 질량％ (Fe 함유량)) 가 9 질량％ 가 되도록 합금화 조건을 조정하여 양면 도금을 실시하였다. 또한, 용융 아연 도금 처리 및 합금화 용융 합금화 용융 아연 도금 처리는, 표 2 에 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, 이들의 처리 후에, 압연률 (신장률) : 0.3 ％ 의 조질 압연을 실시하였다.

주) 하선은 적정 범위외를 나타낸다

*1) 하선은 적정 범위외를 나타낸다

*2) CR: 도금 없음(냉연 강판) GI: 용융 아연 도금 강판

GA: 합금화 용융 아연 도금 강판

이렇게 하여 얻어진 강판의 여러 특성을 이하의 방법으로 평가하였다.

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

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

잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량은, X 선 회절 강도 측정에서의 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 (nm), [X ％] : 원소 X 의 질량％. 또한, C 이외의 원소의 질량％ 는, 강판 전체에 대한 질량％ 로 하였다.

인장 시험은, 강판의 압연 방향에 대해 수직인 방향으로부터 채취한 JIS 5 호 시험편을 이용하여, JIS Z 2241 에 준거하여 실시하였다. TS (인장 강도), T.El (전체 신장) 을 측정하고, 강도와 전체 신장의 곱 (TS × T.El) 을 산출하여, 강도와 가공성 (연성) 의 밸런스를 평가하였다. 또한, 본 발명에서는, TS × T.El

20000 MPa·％ 인 경우를 양호로 하였다.

신장 플랜지성은, 일본 철강 연맹 규격 JFST1001 에 준거하여 평가하였다. 얻어진 각 강판을 100 ㎜ × 100 ㎜ 로 절단 후, 클리어런스를 판 두께의 12 ％ 로 직경 : 10 ㎜ 의 구멍을 타발한 후, 내경 : 75 ㎜ 의 다이스를 이용하여, 주름 누름력 : 88.2 kN 으로 누른 상태에서, 60°원추의 펀치를 구멍에 밀어넣어 균열 발생 한계에 있어서의 구멍 직경을 측정하고, (1) 의 식으로부터, 한계 구멍 확대율 λ (％) 을 구하였다.

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

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

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

또한, 본 발명에서는, TS × λ

25000 MPa·％ 의 경우, 신장 플랜지성을 양호로 하였다.

또, 강판 조직 중에서 가장 경질인 조직의 경도를 다음에 서술하는 방법으로 판단하였다. 즉, 조직 관찰의 결과, 담금질 상태 마르텐사이트가 관찰되는 경우에는, 이들 담금질 상태 마르텐사이트를, 초마이크로 비커스에 의해, 하중 : 0.02 N 으로 10 점 측정하고, 그들의 평균치를 강판 조직 중에서 가장 경질인 조직의 경도로 하였다. 또한, 담금질 상태 마르텐사이트가 관찰되지 않은 경우에는, 전술한 바와 같이, 템퍼링 마르텐사이트, 상부 베이나이트 혹은 하부 베이나이트 중 어느 것의 조직이, 본 발명의 강판에 있어서 가장 경질인 상이 된다. 이들의 가장 경질인 상은, 본 발명의 강판의 경우, HV

800 이 되는 상이었다.

이상의 평가 결과를 표 3 에 나타낸다.

*1) 하선은 적정 범위외를 나타낸다

*2) αb: 상부 베이나이트 중의 베이나이틱 페라이트

LB: 하부 베이나이트 M: 마르텐사이트

α: 폴리고날 페라이트 γ: 잔류 오스테나이트

*3) X선 회절 강도 측정으로 구한 잔류 오스테나이트량을 강판 조직 전체에 대한 면적률로 했다.

동 표로부터 명백한 바와 같이, 본 발명의 강판은 모두, 인장 강도가 980 MPa 이상, 또한 TS × T.El 의 값이 20000 MPa·％ 이상 및 TS × λ

25000 MPa·％ 를 만족하기 때문에, 고강도와 우수한 가공성, 특히 우수한 신장 플랜지성을 겸비하고 있는 것을 확인할 수 있었다.

이에 대해, 시료 No.1 은, 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 적정 범위 외이기 때문에, 원하는 강판 조직이 얻어지지 않고, TS × λ

25000 MPa·％ 를 만족하지만, 인장 강도 (TS)

980 MPa 및 TS × T.EL

20000 MPa·％ 를 만족하지 않았다. 시료 No.2 는, 제 1 온도역에서의 유지 시간이 적정 범위 외이기 때문에, 시료 No.5 는, 소둔 온도가 A₃ 점 ℃ 미만이기 때문에, 시료 No.6 은, 냉각 정지 온도 : T 가 제 1 온도역 외이기 때문에, 시료 No.8 은, 제 2 온도역에서의 유지 온도가 적정 범위 외이기 때문에, 시료 No.11 은, 제 2 온도역에서의 유지 시간이 적정 범위 외이기 때문에, 원하는 강판 조직이 얻어지지 않고, 인장 강도 (TS)

980 MPa 는 만족하지만, TS × T.EL

20000 MPa·％ 및 TS × λ

25000 MPa·％ 의 어느 것을 만족하지 않았다. 시료 No.30 ∼ 34 는, 성분 조성이 적정 범위 외이기 때문에, 원하는 강판 조직이 얻어지지 않고, 인장 강도 (TS)

980 MPa, TS × T.EL

20000 MPa·％ 및 TS × λ

25000 MPa·％ 의 어느 하나 이상을 만족하지 않았다.

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 만족하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성으로 되고,
강판 조직으로서 하부 베이나이트 및 전체 마르텐사이트의 합계량의 강판 조직 전체에 대한 면적률이 10 ％ 이상 90 ％ 이하, 잔류 오스테나이트량이 5 ％ 이상 50 ％ 이하, 상부 베이나이트 중의 베이나이틱 페라이트의 강판 조직 전체에 대한 면적률이 5 ％ 이상이고, 상기 하부 베이나이트 및 전체 마르텐사이트의 합계량 중 담금질 상태의 마르텐사이트가 75 ％ 이하, 폴리고날 페라이트의 강판 조직 전체에 대한 면적률이 10 ％ 이하 (0 ％ 를 포함) 를 만족하고, 또한 상기 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량이 0.70 ％ 이상으로서, 인장 강도가 980 MPa 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 강판이 추가로 질량％ 로,
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 이상의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
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 종의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 강판이 추가로 질량％ 로,
B : 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
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 종의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 있어서,
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 종의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항 내지 제 6 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 6 항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성으로 되는 강편을, 열간 압연하고, 냉간 압연에 의해 냉연 강판으로 하고, 이어서 그 냉연 강판을, 오스테나이트 단상역에서 15 초 이상 600 초 이하의 소둔을 한 후, 350 ℃ 이상 490 ℃ 이하의 제 1 온도역에서 정하는 냉각 정지 온도 : T ℃ 까지 냉각시킬 때에, 적어도 550 ℃ 까지는 평균 냉각 속도를 5 ℃/s 이상으로 제어하여 냉각시키고, 그 후, 그 제 1 온도역에서 15 초 이상 1000 초 이하 유지하고, 이어서, 200 ℃ 이상 350 ℃ 이하의 제 2 온도역에서 15 초 이상 1000 초 이하 유지하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
제 8 항에 있어서,
상기 냉각 정지 온도 : T ℃ 까지의 냉각시 혹은 상기 제 1 온도역에서, 용융 아연 도금 처리 또는 합금화 용융 아연 도금 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.