KR20120120440A

KR20120120440A - 고강도 강판의 제조 방법

Info

Publication number: KR20120120440A
Application number: KR1020127024188A
Authority: KR
Inventors: 히로시 마츠다; 요시마사 후나카와; 야스시 다나카
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2010-03-09
Filing date: 2011-02-28
Publication date: 2012-11-01
Also published as: EP2546368B1; WO2011111332A1; EP2546368A4; EP2546368A1; CN102884209B; JP2011184757A; JP5333298B2; CN102884209A; KR101422556B1; US20130133786A1

Abstract

본 발명에 따라, C 를 소정량 함유하는 강판을, 오스테나이트 단상역 또는 (오스테나이트 ＋ 페라이트) 2 상역으로 가열 후, 마텐자이트 변태 개시 온도 Ms 미만 Ms - 150 ℃ 이상의 온도역으로 냉각시키고, 미변태 오스테나이트의 일부를 마텐자이트 변태시킨 후, 승온하여 마텐자이트의 템퍼링을 실시하는 것에 의한 고강도 강판의 제조시에, 상기 강판의 판폭 방향에 걸친 최냉 부위를, 목표로 하는 냉각 정지 온도에서부터 (냉각 정지 온도 ＋ 15 ℃) 의 온도역에, 15 초 이상 100 초 이하의 시간 유지함으로써, 가공성이 우수하고 또한 그 기계적 특성의 안정성이 우수한 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ 이상인 고강도 강판을 얻을 수 있다.

Description

고강도 강판의 제조 방법{METHOD FOR PRODUCING HIGH-STRENGTH STEEL SHEET}

본 발명은, 자동차, 전기 등의 산업 분야에서 사용되는 가공성, 특히 연성과 연신 플랜지성이 우수한 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ 이상인 고강도 강판의 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 마텐자이트나 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-마텐자이트 2 상 강 (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. 즉, 경질상의 비율이 적고 연질인 폴리고날 페라이트가 많은 경우에는, 폴리고날 페라이트의 변형능이 강판의 가공성에 대해 지배적이 되어, 경질상의 가공성이 충분하지 않은 경우라 하더라도 연성 등의 가공성은 확보된다. 그러나, 경질상의 비율이 많으면, 폴리고날 페라이트의 변형이 아니라 경질상 자체의 변형능이 강판의 가공성에 직접 영향을 미치기 때문에, 경질상 자체의 가공성이 충분하지 않은 경우에는, 강판의 가공성이 크게 열화되어 버린다.

이 때문에, 냉연 강판의 경우에는, 어닐링 및 그 이후의 냉각 과정에서 생성되는 폴리고날 페라이트의 양을 조정하는 열 처리를 실시하고, 강판을 워터 퀀칭(water-quenching)하여 마텐자이트를 생성시킨다. 이어서, 강판을 승온하여 고온 유지함으로써, 마텐자이트를 템퍼링하고, 경질상인 마텐자이트 중에 탄화물을 생성시켜, 마텐자이트의 가공성을 향상시켜 왔다.

그러나, 통상적인 연속 어닐링 워터 퀀칭 설비의 경우에는, 퀀칭 후의 강판 온도는 필연적으로 수온 근방이 되기 때문에, 미변태 오스테나이트 대부분이 마텐자이트 변태되어 버린다. 그 때문에, 잔류 오스테나이트나 그 밖의 저온 변태 조직의 활용이 곤란하다. 또, 경질 조직의 가공성의 향상은 어디까지나 마텐자이트의 템퍼링에 의한 효과에 한정되어, 결과적으로 강판의 가공성 향상도 한정된 것으로 되어 있었다.

또한, 마텐자이트 이외를 경질상으로 하는 강판으로서, 주상(主相)을 폴리고날 페라이트, 경질상을 베이나이트나 펄라이트로 하고, 또한 경질상인 베이나이트나 펄라이트에 탄화물을 생성시킨 강판이 있다. 이 강판은, 폴리고날 페라이트만으로 가공성을 향상시키는 것이 아니라, 경질상 중에 탄화물을 생성시킴으로써, 경질상 자체의 가공성을 향상시키고, 특히, 연신 플랜지성의 향상을 도모하기 위한 강판이다.

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

또, 특허문헌 2 에는, 소정의 합금 성분을 규정하고, 강 조직을, 베이나이트를 주체로 하고, 또한 잔류 오스테나이트량을 규정함으로써, 베이킹 경화성이 우수한 복합 조직 강판이 제안되어 있다.

또한, 특허문헌 3 에는, 소정의 합금 성분을 규정하고, 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 각각 이하에 서술하는 과제가 있다.

특허문헌 1 에 기재되는 성분 조성에서는, 강판에 변형을 부여했을 때에, 고변형역에서 TRIP 효과를 발현시키는 안정적인 잔류 오스테나이트의 양을 확보하는 것이 곤란하고, 굽힘성이 얻어지기는 하지만, 소성 불안정이 발생할 때까지의 연성이 낮고, 전성(展性)이 열등하다.

특허문헌 2 에 기재된 강판은, 베이킹 경화성이 얻어지기는 하지만 인장 강도 (TS) 를 980 ㎫ 이상 혹은 1050 ㎫ 이상으로 고강도화하려고 해도, 베이나이트 혹은 페라이트를 주체로 하는 마텐자이트를 최대한 억제한 조직이다. 그 때문에, 강도의 확보 혹은 강도를 높인 경우의 연성이나 연신 플랜지성 등, 가공성의 확보가 어렵다.

특허문헌 3 에 기재된 강판은, 내충격성을 향상시키는 것을 주목적으로 하고 있으며, 경도가 Hv：250 이하의 베이나이트를 주상으로 하고, 구체적으로는 베이나이트를 90 ％ 초과의 비율로 포함하는 조직이기 때문에, 980 ㎫ 이상의 강도 확보가 어렵다.

이에, 프레스 가공에 의해 성형되는 자동차 부품 중, 비교적 형상이 복잡한 구조 부품인 멤버류나 센터 필러 이너 등의 구조 부품에는 980 ㎫ 이상의 인장 강도 (TS) 가 요구되고 있으며, 또한, 앞으로 1180 ㎫ 급 이상의 인장 강도 (TS) 가 요구될 것으로 예상된다.

또, 자동차 충돌시에 변형을 억제하는 도어 임펙트 빔이나 범퍼 리인포스 등, 특히 강도가 요구되는 부품의 소재로서 사용되는 강판에서는, 1180 ㎫ 급 이상의 인장 강도가 요구되고 있으며, 또한, 앞으로 1470 ㎫ 급 이상의 인장 강도가 요구될 것으로 생각되고 있다.

이와 같이, 강판의 고강도화에 대한 요구의 고조과 함께, 여러 가지 강판이 개발되고 있지만, 고강도 강판에서의 안정적인 성형성을 확보하기 위해서는, 기계적 특성의 안정성이 매우 중요해진다. 예를 들어, 저온역에서 미변태 오스테나이트로부터 변태되는 경질 조직을 활용하여, 경질 조직으로서 마텐자이트 등의 각 조직을 단일로 포함하지 않고, 여러 가지의 경질 조직을 포함하는 복합 조직을 갖는 고강도 강판이 개발되고 있다. 그러나, 특히 이와 같은 복합 조직의 경우에는, 각 경질 조직의 분율을 고정밀도로 제어하는 것이 강판의 기계적 특성의 안정성에 매우 중요하긴 하지만, 그 정밀도의 제어는 여전히 충분하다고는 할 수 없었다.

즉, 강판에, 마무리 어닐링 등의 가열 처리를 실시할 때, 강판 내의 판온(板溫)에는 편차가 발생하기 쉽다. 따라서, 그 후에 소정량의 마텐자이트를 생성시키기 위해, 강판을 목표로 하는 온도까지 급랭시켰다고 하더라도, 상기와 같은 판온의 편차에서 기인하여, 강판 전체에 걸쳐 동일 비율의 마텐자이트가 되는 것은 아니고, 마텐자이트의 생성 비율이 불균일한 것이다. 그 결과, 강판의 기계적 특성에 편차가 생긴 것이다.

본 발명은, 상기한 과제를 유리하게 해결하는 것으로서, 가공성, 특히 연성과 연신 플랜지성이 우수하고, 게다가 이러한 기계적 특성의 안정성이 우수한 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ 이상인 고강도 강판의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

구체적으로는, 미변태 오스테나이트의 일부를 템퍼드 마텐자이트로 하고, 나머지 미변태 오스테나이트를 베이나이트나 잔류 오스테나이트 등의 조직으로 함으로써, 고강도와 가공성을 양립시키는 고강도 강판을 제조하는 것이다. 또, 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, 인장 강도와 전체 연신율의 곱, 즉 TS × T.EL 의 값이 20000 ㎫ㆍ％ 이상, 또한 인장 강도와 한계 구멍 확장률의 곱, 즉 TS × λ 의 값이 25000 ㎫ㆍ％ 이상을 만족시키는 것으로 한다. 또, 기계적 특성의 안정성이 우수하다는 것은, 판폭 방향의 TS 및 T.EL 의 표준 편차 σ 가 각각 10 ㎫ 이하 및 2.0 ％ 이하인 것을 의미한다.

강판에 원하는 조직, 예를 들어 일정 비율의 마텐자이트를 생성시키고자 하는 경우에는, 그것에 알맞은 온도를 목표 온도로 하여 냉각 처리를 실시한다. 그러나, 강판을 가열 처리한 경우에는, 판온에 온도 불균일이 발생하기 쉽다는 것은 전술한 바와 같다. 따라서, 이와 같은 온도 불균일이 있는 강판을 냉각시킨 경우, 도 1(a) 에 나타내는 바와 같이, 강판 내에서 가장 온도가 낮은 점 (최냉 부위) 이, 목표 온도에 도달했을 때에는, 강판 내에서 가장 온도가 높은 점 (최열 부위) 은, 아직 최냉 부위 정도로는 마텐자이트가 충분히 생성되지 않는 영역으로, 따라서, 강 조직에 편차가 발생한다. 한편, 도 1(b) 에 나타내는 바와 같이, 최열 부위점이 목표 온도에 도달했을 때에는, 최냉 부위에서는, 조직의 마텐자이트화가 지나치게 진행되는 것이 되어, 강 조직의 편차를 일으킨다.

이와 같이, 강판 내의 판온에 편차가 발생하고 있으면, 그것에서 기인하여 강 조성의 불균일, 나아가서는 기계적 특성의 편차를 피할 수 없다.

그래서, 발명자들은, 목표 온도에서의 열 처리 조건을, 도 1(c) 에 나타내는 바와 같이, 최냉 부위를 기준으로 하여, 이 최냉 부위를 목표 온도까지 냉각시킨다. 그 후, 이 목표 온도 바로 위 역(域)에, 강판을 일정 시간 유지함으로써, 강판의 조직이 균일화되고, 그 결과, 강판의 강도 등의 기계적 특성의 편차를 저감시킬 수 있다는 것을 알아냈다.

본 발명은 상기 지견에 입각하는 것이다.

즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.

1. C 를 0.10 질량％ 이상 함유하는 강판을, 오스테나이트 단상역 또는 (오스테나이트 ＋ 페라이트) 2 상역으로 가열 후, 마텐자이트 변태 개시 온도 Ms 를 지표로 하여, Ms 미만, Ms - 150 ℃ 이상의 온도역에 목표로 하는 냉각 정지 온도를 정하여 냉각시키고, 미변태 오스테나이트의 일부를 마텐자이트 변태시킨 후, 승온하여 마텐자이트의 템퍼링을 실시하는 것에 의한 고강도 강판의 제조시에, 상기 강판의 판폭 방향에 걸친 최냉 부위를, 목표로 하는 냉각 정지 온도에서부터 (냉각 정지 온도 ＋ 15 ℃) 의 온도역에, 15 초 이상 100 초 이하의 시간 유지하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.

2. 상기 오스테나이트 단상역 또는 (오스테나이트 ＋ 페라이트) 2 상역으로 가열 후, 상기 냉각 정지까지의 동안, 혹은 상기 템퍼링 공정 또는 그 이후의 공정에 있어서, 용융 아연 도금 처리 또는 합금화 용융 아연 도금 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 상기 1 에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

3. 상기 강판이, 질량％ 로,

C：0.10 ％ 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, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 성분 조성으로 이루어지는 강판인 것을 특징으로 하는 상기 1 또는 2 에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

4. 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 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 3 에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

5. 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 3 또는 4 에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

6. 상기 강판이 추가로, 질량％ 로,

B：0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하

를 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 3 내지 5 중 어느 1 항에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

7. 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 3 내지 6 중 어느 1 항에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

8. 상기 성분 조성이 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 3 내지 7 중 어느 1 항에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 가공성이 우수하고, 또한 기계적 특성의 안정성도 우수한 고강도 강판을 제공할 수 있기 때문에, 강판의 두께를 억제함으로써 경량화를 도모할 수 있다. 그 결과, 자동차 차체를 효과적으로 경량화할 수 있다.

도 1 의 (a) ? (c) 는, 강판을 가열, 급랭 처리하여, 일정 비율의 마텐자이트를 생성시키는 열 처리의 온도 패턴을 나타낸 도면이다.
도 2 는, 본 발명에 따른 제조 방법의 열 처리의 온도 패턴을 나타낸 도면이다.

이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다.

본 발명에 따른 고강도 강판은, C 를 0.10 질량％ (이하, 강판 성분을 나타내는 경우에는, 간단히 ％ 로 나타낸다) 이상 함유하는 성분 조성으로 조정한 강편을, 열간 압연하고, 이어서 필요에 따라 냉간 압연하는 공정에 의해 제작하여 소재 강판으로 하는데, 이들 공정에 있어서 특별히 제한은 없어, 통상적인 방법에 따라 실시하면 된다.

본 발명에 있어서, C 는, 적어도 0.10 ％ 를 필요로 한다고 하는 것은, 강판의 고강도화 및 필요 불가결한 원소이고, 마텐자이트량의 확보 및 실온에서 오스테나이트를 잔류시키기 위해 필요한 원소이기 때문이다.

여기에, 대표적인 제조 조건을 나타내면, 다음과 같다.

먼저, 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 ％ 이하 범위의 압하율로 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판 (소재 강판) 으로 한다.

또한, 본 발명에 사용하는 소재 강판을 제조하려면, 예를 들어, 박(薄)슬래브 주조나 스트립 주조 등에 의해 열간 압연 공정의 일부 또는 전부를 생략할 수 있다.

이렇게 하여 얻어진 소재 강판을, 본 발명에 따라, 이하의 공정으로 고강도 강판으로 한다.

도 2 에, 본 발명에 따른 제조 방법의 열 처리의 온도 패턴의 일례를 나타낸다.

동 도면에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서는, 강판을, 오스테나이트 단상역 또는 (오스테나이트 ＋ 페라이트) 2 상역으로 가열하여 어닐링한다. 어닐링 온도에 관해서는, (오스테나이트 ＋ 페라이트) 2 상역에 이르는 이상의 온도이면 특별히 한정은 없지만, 어닐링 온도가 1000 ℃ 를 초과하면 오스테나이트립의 성장이 현저하고, 이후의 냉각에 의해 생기는 강판을 구성하는 각 조직의 입경의 조대화를 일으켜 인성 등을 열화시킨다. 따라서, 어닐링 온도는 1000 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

또, 어닐링 시간이 15 초에 미치지 않으면, 어닐링 전부터 강판 내에 존재하는 탄화물의 용해 및 강판 조직의 오스테나이트로의 역변태가 충분히 진행되지 않는 경우가 있다. 한편, 어닐링 시간이 600 초를 초과하면, 과잉 에너지 소비에 의한 처리 비용의 증가를 초래한다. 따라서, 어닐링 시간은 15 초 이상 600 초 이하의 범위가 바람직하다.

상기 어닐링 후의 강판을, 도 2 에 나타낸 바와 같이, Ms 미만, Ms - 150 ℃ 이상의 제 1 온도역으로 냉각시킨다. 이 때, 제 1 온도역의 범위 내에 목표로 하는 냉각 정지 온도：T1 (이하, T1 이라고 한다) 을 설정한다.

상기의 냉각은, 강판을, Ms 미만까지 냉각시킴으로써 오스테나이트의 일부를 마텐자이트 변태시키는 것이다. 여기서, 제 1 온도역의 하한이 Ms - 150 ℃ 미만으로 된 경우, 미변태 오스테나이트가, 이 시점에서 거의 모두 마텐자이트화되어 버린다. 그 때문에, 잔류 오스테나이트 등 가공성의 향상에 유효한 조직을 활용할 수 없게 된다.

한편, 제 1 온도역의 상한이 Ms 점 이상으로 된 경우, 냉각의 정지시에 있어서, 강판에 마텐자이트는 생성되어 있지 않아, 이후의 승온 과정에서 생기는 템퍼드 마텐자이트량을 확보할 수 없게 된다. 따라서, T1 을 설정하기 위한 제 1 온도역의 온도 범위는, Ms 미만, Ms - 150 ℃ 이상의 범위로 한다.

또한, 본 발명에서는, 상기 제 1 온도역에 도달할 때까지의 강판의 냉각 속도는 특별히 규정하지 않지만, 평균 냉각 속도가 3 ℃/s 에 미치지 않으면, 폴리고날 페라이트의 과잉 생성이나 성장, 또, 펄라이트 등이 석출되어, 원하는 강판 조직이 얻어지지 않을 우려가 있다. 따라서, 어닐링 온도에서부터 제 1 온도역까지의 평균 냉각 속도는, 3 ℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또, 본 발명에 있어서 특히 중요한 것은, 도 2 의 해칭 부분에 나타낸 바와 같이, 냉각에 의해 미변태 오스테나이트의 일부를 마텐자이트 변태시킴에 있어서, 판폭 방향에 있어서의 최냉 부위의 온도를, 제 1 온도역 내로서, 또한, 목표로 하는 냉각 정지 온도 T1 에 대해, T1 ? T1 ＋ 15 ℃ 의 온도역으로 유지하는 것이다. 왜냐하면, 최냉 부위의 온도가, T1 ℃ 미만이 되면, 미변태 오스테나이트가, 목표 온도인 T1 에 알맞은 마텐자이트량에 대해 과잉으로 마텐자이트화되어 버리는 지점이 생긴다. 따라서, 강판을 소정 시간 유지해도, 마텐자이트량의 편차를 해소할 수 없어, 원하는 특성을 안정적으로 얻을 수 없기 때문이다. 한편, 최냉 부위의 온도가 T1 ＋ 15 ℃ 를 초과하면, 목표 온도인 T1 에 알맞은 마텐자이트량에 대해, 마텐자이트가 충분히 생성되지 않는 지점이 생긴다. 따라서, 이후의 승온 과정에서 생기는 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 템퍼드 마텐자이트량에 편차가 발생하여 원하는 특성을 안정적으로 얻을 수 없게 되기 때문이다.

본 발명에 있어서, 상기 최냉 부위의 온도를, T1 ? T1 ＋ 15 ℃ 의 온도역에, 15 초 이상 100 초 이하의 시간 유지할 필요가 있다. 왜냐하면, 유지 시간이 15 초 미만인 경우, 최냉 부위 이외의 판온의 추종이 불충분해져, 원하는 강판 조직이 되지 않는 지점이 생겨, 얻어진 강판의 가공성에 편차가 발생하기 때문이다. 한편, 유지 시간이 100 초를 초과하는 경우에는, 상기 판온의 추종 효과가 포화되어 처리 시간을 늘리게 되게 될 뿐이기 때문이다.

본 발명에 있어서의 최냉 부위란, 강판의 판폭 방향에 있어서의 가장 판온이 낮은 지점이다. 또, 최냉 부위의 지점은, 통상적으로, 강판의 에지부가 되는 경우가 많다. 그러나, 제조 라인의 특성에 따라서는 그 밖의 부위가 되는 경우도 있다. 이 경우에는, 강판을 시험 통판함으로써, 미리 최냉 부위의 지점을 조사하여, 그 지점의 판온을 제어하면 된다.

또한, 최냉 부위의 실온도를 측정하기 위해서는, 강판 온도의 판폭 방향 전체에 걸쳐 온도 분포를 확인할 수 있는 온도계를 구비하고 있는 설비가 바람직하다. 그러나, 구비하고 있지 않는 설비에서도, 상기 서술한 바와 같이, 시험 통판을 실시했을 때에 구한 최냉 부위의 지점의 온도를 측정하여 제어함으로써, 본 발명에 따른 열 처리 조건으로 제어할 수 있다.

또, 본 발명에 있어서, 유지 중의 판온을, T1 ? T1 ＋ 15 ℃ 의 온도역으로 유지하려면, 예를 들어, 판폭 방향을 수 블록으로 분할하고, 각각의 블록에서 판온을 피드백 제어하는 것이 유효하다.

이상, 본 발명에서는, 강판의 최냉 부위를 소정 시간, 소정 온도로 함으로써, 고강도 강판에 있어서의, 강판 내의 인장 강도 등의 기계적 특성의 편차를 대폭 저감시킬 수 있다.

그 이유는 명확하지는 않지만, 강판의 판두께 방향이나 통판 속도 폭 방향에 대한 온도의 편차 등으로 인해 강판 내의 온도가 Ms 점으로부터 과냉되어, 예를 들어 강판 내에서의 마텐자이트의 생성량에 편차가 발생하였다고 하더라도, 상기한 처리를 실시함으로써, 강판 내에서의 마텐자이트의 생성량을 안정시킬 수 있다. 그 결과로서, 강판 전체에서 마텐자이트 변태량이 균일화되어, 강판의 기계적 특성의 안정화를 도모할 수 있는 것으로 발명자들은 생각하고 있다.

다음으로, 도 2 에 나타낸 바와 같이, 상기의 제 1 온도역에서 유지 처리 후, 통상적인 방법에 따라 승온하여 마텐자이트의 템퍼링 처리를 실시한다.

이러한 처리의 온도역에 한정은 없지만, 마텐자이트의 템퍼링 효율을 생각했을 경우, 200 ℃ 이상인 것이 바람직하다. 또, 냉각 정지 온도가 200 ℃ 이상인 경우에는, 그 온도역에서 유지함으로써, 상기한 승온을 생략하는 것도 가능하다. 또, 승온 온도의 상한은 570 ℃ 를 초과하면, 미변태 오스테나이트로부터 탄화물이 석출되어, 원하는 조직이 얻어지지 않을 우려가 있기 때문에, 570 ℃ 이하가 바람직하다.

또, 승온 후의 유지 시간에 대해서도 특별히 한정은 없지만, 유지 시간이 5 초 미만인 경우, 마텐자이트의 템퍼링 등이 불충분해져, 원하는 강판 조직으로 할 수 없어, 얻어진 강판의 가공성이 열등한 경우가 있다. 한편, 유지 시간이 1000 초를 초과하는 경우에는, 예를 들어 강판의 최종 조직으로서 잔류 오스테나이트가 되는 미변태 오스테나이트로부터 탄화물이 석출되어 C 농화된 안정적인 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않기 때문에, 원하는 강도와 연성 또는 그 양방이 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, 유지 시간은 5 초 이상 1000 초 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명에 있어서, 상기 서술한 가열 처리나 템퍼링 처리에서는, 소정의 온도 범위 내이면, 유지 온도는 한 점에 고정시킬 필요는 없어, 소정 온도 범위 내이면 변동되어도 본 발명의 취지를 저해하는 경우는 없다. 냉각 속도에 대해서도 마찬가지로, 속도가 변동되어도 상관없다. 또, 상기한 열 이력을 만족시킬 수 있으면, 어떠한 설비로 열 처리를 실시해도 상관없다. 또한, 본 발명에서는, 열 처리 후에, 형상 교정을 위해 강판의 표면에 조질 압연을 실시하는 것이나 전기 도금 등의 표면 처리를 실시하는 것도 가능하다.

본 발명의 고강도 강판의 제조 방법에는, 추가로, 용융 아연 도금 처리, 혹은 용융 아연 도금 처리에 추가로 합금화 처리를 가한 합금화 용융 아연 도금 처리를 더할 수 있다. 상기한 마텐자이트의 템퍼링 처리의 온도역에서, 용융 아연 도금 처리, 혹은 합금화 용융 아연 도금 처리를 실시하는 경우, 상기 온도역에서의 유지 시간은, 용융 아연 도금 처리 혹은 합금화 아연 도금 처리의 처리 시간도 포함하여 5 초 이상 1000 초 이하의 범위로 하는 경우가 바람직하다.

또한, 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, 열 처리까지 종료시킨 고강도 강판에, 다시 용융 아연 도금 처리, 혹은 추가로 합금화 처리를 실시하는 것도 가능하다.

본 발명에 있어서의 강판에 용융 아연 도금 처리 또는 합금화 용융 아연 도금 처리를 실시하는 순서는, 다음과 같다.

먼저, 강판을 도금욕 중에 침입시키고, 가스 와이핑 등으로 부착량을 조정한다. 이 때, 도금욕 중의 용해 Al 량은, 용융 아연 도금 처리에 있어서는 0.12 ％ 이상 0.22 ％ 이하의 범위, 합금화 용융 아연 도금 처리에 있어서는 0.08 ％ 이상 0.18 ％ 이하의 범위로 하는 것이 바람직하다. 또, 용융 아연 도금 처리의 경우, 도금욕의 온도는 통상의 450 ℃ 이상 500 ℃ 이하의 범위이면 되고, 추가로 합금화 처리를 실시하는 경우에는, 합금화시의 온도는 570 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

여기에서, 합금화 온도가 570 ℃ 를 초과하는 경우, 미변태 오스테나이트로부터 탄화물이 석출되거나, 경우에 따라서는 펄라이트가 생성되기 때문에, 강도나 가공성 또는 그 양방이 얻어지지 않고, 또한 도금층의 파우더링성도 열화될 우려가 있다. 한편, 합금화시의 온도가 450 ℃ 미만에서는 합금화가 진행되지 않는 경우가 있기 때문에, 450 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

본 발명에 있어서, 강판에 아연 도금 등의 도금을 실시할 때에는, 도금 부착량을 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 포화되어, 비용 상승을 초래할 뿐이다.

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

이상이, 본 발명의 고강도 강판의 제조에 있어서의 조건의 기본 구성이다.

다음으로, 본 발명의 제조 방법의 소재로서 바람직한 강판의 성분 조성에 대하여 서술한다.

C：0.10 ％ 이상 0.73 ％ 이하

전술한 바와 같이, 본 발명에서는, 적어도 0.10 ％ 의 C 를 필요로 한다.

그러나, C 량이 0.73 ％ 를 초과하면, 용접부 및 열 영향부의 경화가 현저해져 용접성이 열화되기 쉬워진다. 따라서, 상한값은 0.73 ％ 로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 0.15 ％ 를 초과하고 0.48 ％ 이하의 범위이다.

Si：3.0 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다)

Si 는, 고용 강화에 의해 강의 강도 향상에 기여하는 유용한 원소이다. 그러나, Si 량이 3.0 ％ 를 초과하면, 폴리고날 페라이트 및 베이나이틱 페라이트 중으로의 고용량이 증가하여, 가공성, 인성의 열화를 초래한다. 또, 용융 도금을 실시하는 경우에는, Si 량이 3.0 ％ 를 초과하면, 도금 부착성 및 밀착성의 열화를 일으킨다. 따라서, Si 량은 3.0 ％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 2.6 ％ 이하이다. 더욱 바람직하게는 2.2 ％ 이하이다.

또, Si 는, 탄화물의 생성을 억제하고, 잔류 오스테나이트의 생성을 촉진시키는 데에 유용한 원소라는 점에서, Si 량은 0.5 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하지만, 탄화물의 생성을 Al 만으로 억제하는 경우에는, Si 는 첨가할 필요는 없어, Si 량은 0 ％ 여도 된다.

Mn：0.5 ％ 이상 3.0 ％ 이하

Mn 은, 강의 강화에 유효한 원소이다. Mn 량이 0.5 ％ 미만에서는, 어닐링 후의 냉각 중에, 베이나이트나 마텐자이트가 생성되는 온도보다 높은 온도역에서 탄화물이 석출되기 때문에, 강의 강화에 기여하는 경질상의 양을 확보할 수 없다. 한편, Mn 량이 3.0 ％ 를 초과하면, 주조성이 열화될 우려가 있다. 따라서, Mn 량은 0.5 ％ 이상 3.0 ％ 이하의 범위가 바람직하다. 보다 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 취화되어 내충격성을 열화시킨다. 또, 강판에 합금화 용융 아연 도금을 실시하는 경우에는, 합금화 속도를 지연시켜 버린다. 따라서, P 량은 0.1 ％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다.

또한, P 량은, 최대한 저감시키는 것이 바람직하지만, 0.005 ％ 미만으로 하기 위해서는 대폭적인 정제 비용의 증가를 일으키기 때문에, 그 하한은 0.005 ％ 정도로 한다.

S：0.07 ％ 이하

S 는, MnS 를 생성하여 개재물이 되고, 내충격성의 열화나 용접부의 메탈 플로우를 따른 균열의 원인이 되기 때문에, 최대한 저감시키는 것이 바람직하다. 그러나, S 량을 과도하게 저감시키는 것은, 제조 비용의 증가를 초래하기 때문에, S 량은 0.07 ％ 정도까지는 허용된다. 바람직하게는 0.05 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.01 ％ 이하이다. 또한, S 는 0.0005 ％ 미만으로 하려면 큰 비용의 증가를 수반하기 때문에, 그 하한은 0.0005 ％ 정도로 한다.

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.

또, Al 은, 탄화물의 생성을 억제하고, 잔류 오스테나이트의 생성을 촉진시키는 데에 유용한 원소이다. 그 효과를 발현시키기 위해, Al 량은 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.005 ％ 이상으로 한다.

또한, 본 발명에 있어서의 Al 량이란, 탈산 후에 강판 중에 함유하는 Al 량을 의미한다.

N：0.010 ％ 이하

N 은, 강의 내시효성을 가장 크게 열화시키는 원소로서, 최대한 저감시키는 것이 바람직하지만, 0.010 ％ 정도까지는 허용된다. 또한, N 을 0.001 ％ 미만으로 하려면 큰 제조 비용의 증가를 초래하기 때문에, 그 하한은 0.001 ％ 정도로 한다.

또, 본 발명에서는, 상기한 C 이외의 임의 성분 외에, 추가로 이하에 서술하는 성분을 적절히 함유시킬 수 있다.

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

Cr, V 및 Mo 는 어닐링 온도로부터의 냉각시에 펄라이트의 생성을 억제하는 작용을 갖는 원소이다. 그 효과는, Cr：0.05 ％ 이상, V：0.005 ％ 이상 및 Mo：0.005 ％ 이상의 첨가로 얻어진다. 한편, Cr：5.0 ％, V：1.0 ％ 및 Mo：0.5 ％ 를 각각 초과하면, 경질인 마텐자이트의 양이 과대해져, 고강도가 되고, 그것에 수반하여 파손되기 쉬워진다. 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 페라이트가 생성ㆍ성장하는 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 향상시키는 효과도 갖고 있다. 이들 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, 연신 플랜지성에 대한 황화물의 악영향을 개선하기 위해 유용하다. 그 효과는, 각각의 함유량이 0.001 ％ 이상으로 한 경우에 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 거부하는 것은 아니다.

실시예

(실시예 1)

이하, 본 발명을 실시예에 의해 더욱 상세하게 설명하지만, 이하의 실시예는 본 발명을 한정하는 것은 아니다. 또, 본 발명의 범위 내에서 구성을 변경해도, 본 발명의 효력을 발현시키는 것은 말할 필요도 없다.

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 압연율 (압하율) 로 냉간 압연하여, 판두께：1.2 ㎜ 의 냉연 강판으로 하였다. 얻어진 냉연 강판을, 표 2 에 나타내는 조건에서 열 처리를 실시하였다.

또한, 열 처리 온도 (어닐링 처리 온도) 는, 시료 No.4 를 제외하고, 모두 오스테나이트 단상역 또는 (오스테나이트 ＋ 페라이트) 2 상역의 온도로 하였다.

또, 일부의 냉연 강판에 대해서는, 템퍼링 처리 중 또는 그 후에, 용융 아연 도금 처리 혹은 합금화 용융 아연 도금 처리를 실시하였다. 여기서, 용융 아연 도금 처리는, 도금욕 온도：463 ℃, 겉보기 중량 (편면당)：50 g/㎡ 가 되도록 양면 도금을 실시하였다. 또, 합금화 용융 아연 도금 처리는, 마찬가지로 도금욕 온도：463 ℃, 겉보기 중량 (편면당)：50 g/㎡ 로 하여 합금화도 (Fe ％ (Fe 함유량)) 가 9 ％ 가 되도록 합금화 온도：550 ℃ 이하에서 합금화 조건을 조정하여 양면 도금을 실시하였다.

도금 처리를 실시하지 않는 강판에는 열 처리 후 직접, 또, 용융 아연 도금 처리 혹은 합금화 용융 아연 도금 처리를 실시한 강판에는 이들 처리 후에, 각각 압연율 (신장율)：0.3 ％ 의 조질 압연을 실시하였다.

이렇게 하여 얻어진 강판의 제특성을 이하의 방법으로 평가하였다.

인장 시험은, 강판의 압연 방향에 대해 수직인 방향으로부터 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, TS × T.EL ≥ 20000 (㎫ㆍ％) 이면, 강도-연신율의 밸런스가 양호하다고 할 수 있다.

연신 플랜지성은, 일본 철강 연맹 규격 JFS T1001 에 준거하여 평가하였다. 얻어진 각 강판을 100 ㎜ × 100 ㎜ 로 절단하였다. 그 후, 강판의 클리어런스를 판두께의 12 ％ 에서 직경：10 ㎜ 의 구멍을 타발(打拔)하고, 내경：75 ㎜ 의 다이스를 사용하여, 주름 누름력：88.2 kN 으로 누른 상태에서, 60°원추의 펀치를 구멍에 밀어넣어 균열 발생 한계에 있어서의 구멍 직경을 측정하였다. 그리고, 이하의 (1) 의 식으로부터, 한계 구멍 확장률 λ (％) 를 구함으로써 연신 플랜지성을 평가하였다.

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

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

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

또한, TS × λ ≥ 25000 (㎫ㆍ％) 이면, 연신 플랜지성은 양호하다고 할 수 있다.

이상의 측정 결과를, 각각 표 3 에 나타낸다.

동일 표로부터 분명한 바와 같이, 본 발명에 따른 제조 방법이 되는 강판은, 그 모두 인장 강도가 980 ㎫ 이상, 또한 TS × T.EL 의 값이 20000 ㎫ㆍ％ 이상 및 TS × λ 의 값이 25000 ㎫ㆍ％ 이상을 만족시키고, 고강도와 우수한 가공성, 특히 우수한 연신 플랜지성을 겸비하고 있는 것을 확인할 수 있었다.

이에 비해, 시료 No.4 는, 어닐링 온도가 (오스테나이트 ＋ 페라이트) 2 상역까지 가열되어 있지 않기 때문에, 원하는 강판 조직이 얻어지지 않고, TS × λ 의 값은 25000 ㎫ㆍ％ 이상을 만족시키고, 연신 플랜지성이 우수하기는 하지만, 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ 에 이르지 않고, TS × T.EL 의 값도 20000 ㎫ㆍ％ 미만이었다.

시료 No.2 및 3 은 T1 이 제 1 온도역의 범위 밖이기 때문에, 원하는 강판 조직이 얻어지지 않고, 인장 강도 (TS) 는 980 ㎫ 이상을 만족시키기는 하지만, TS × T.EL ≥ 20000 ㎫ㆍ％ 및 TS × λ ≥ 25000 ㎫ㆍ％ 중 어느 것도 만족시키지 않았다.

시료 No.6 은, 최냉부의 온도가 유지 중에 목표 온도를 하회하여 적정 범위 밖의 온도가 되어, 원하는 강판 조직이 얻어지지 않고, 인장 강도 (TS) ≥ 980 ㎫ 를 만족시키기는 하지만, TS × T.EL ≥ 20000 ㎫ㆍ％ 를 만족시키지 않았다.

시료 No.7 은, C 함유량이 본 발명의 적정 범위 밖이기 때문에, 원하는 강판 조직이 얻어지지 않고, 원하는 특성을 얻을 수 없었다.

(실시예 2)

추가로, 표 1 의 강종 A 를 사용하여, 표 4 에 나타내는 조건으로 열 처리하였다. 각각의 경우에 있어서의 기계적 특성 및 그 편차에 대하여 조사한 결과를 표 5 에 나타낸다. 또한, 강판의 기계적 특성의 편차는, 압연 방향 길이：1000 ㎜ 의 범위 내로부터 압연 방향 길이 40 ㎜ × 폭 250 ㎜ 로 절단한 재료를, 양 최에지부에서부터 강판 중앙부에 걸쳐 평가부가 폭 방향으로 균등하게 분산되도록 20 장 채취하여, JIS 5 호 시험편으로 가공 후, 인장 시험을 실시하였다. 인장 강도 및 T.EL 의 표준 편차 σ 가 각각 10 ㎫ 이하 및 2.0 ％ 이하인 경우를 양호하다고 판단하였다.

표 5 에 나타낸 바와 같이, 본 발명에 따른 조건에서 열 처리한 시료 No.18, 22 는 인장 강도 및 T.EL 의 표준 편차 σ 가 모두 10 ㎫ 이하 및 2.0 ％ 이하이고, 기계적 특성이 안정적이다. 이에 비해, 최냉 부위의 온도가 T1 ? T1 + 15 ℃ 를 벗어나 있는 시료 No.19 및 최냉 부위의 유지 시간이 15 ? 100 s 를 벗어나 있는 시료 No.20, 21 은 편차가 크고, 인장 강도의 표준 편차 σ 가 10 ㎫ 를 초과하거나, 혹은 또한 T.EL 의 표준 편차 σ 가 2.0 ％ 를 초과하고 있는 것을 알 수 있다.

또, 표 3 에 나타낸 발명예에 대하여, 상기와 마찬가지로 기계적 특성의 편차를 확인하였지만, 인장 강도 및 T.EL 의 표준 편차 σ 는 모두 10 ㎫ 이하 및 2.0 ％ 이하이고, 기계적 특성이 안정적인 것을 확인하였다.

산업상 이용가능성

본 발명에 따른 고강도 강판은, 가공성 및 인장 강도 (TS) 가 우수하고, 또한 기계적 특성의 안정성도 우수하기 때문에, 자동차, 전기 등의 산업 분야에서의 이용 가치는 매우 크고, 특히, 자동차 차체의 경량화에 공헌한다.

Claims

C 를 0.10 질량％ 이상 함유하는 강판을, 오스테나이트 단상역 또는 (오스테나이트 ＋ 페라이트) 2 상역으로 가열 후, 마텐자이트 변태 개시 온도 Ms 를 지표로 하여, Ms 미만, Ms - 150 ℃ 이상의 온도역에 목표로 하는 냉각 정지 온도를 정하여 냉각시키고, 미변태 오스테나이트의 일부를 마텐자이트 변태시킨 후, 승온하여 마텐자이트의 템퍼링을 실시하는 것에 의한 고강도 강판의 제조시에, 상기 강판의 판폭 방향에 걸친 최냉 부위를, 목표로 하는 냉각 정지 온도에서부터 (냉각 정지 온도 ＋ 15 ℃) 의 온도역에, 15 초 이상 100 초 이하의 시간 유지하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
제 1 항에 있어서,
상기 오스테나이트 단상역 또는 (오스테나이트 ＋ 페라이트) 2 상역으로 가열 후, 상기 냉각 정지까지의 동안, 혹은 상기 템퍼링 공정 또는 그 이후의 공정에 있어서, 용융 아연 도금 처리 또는 합금화 용융 아연 도금 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 강판이, 질량％ 로,
C：0.10 ％ 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, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 성분 조성으로 이루어지는 강판인 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
제 3 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 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
제 3 항 또는 제 4 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 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
제 3 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 강판이 추가로, 질량％ 로,
B：0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하
를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
제 3 항 내지 제 6 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 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
제 3 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 성분 조성이 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 강판의 제조 방법.