KR20140026625A

KR20140026625A - 성형성이 우수한 고강도 강판, 고강도 아연 도금 강판 및 그들의 제조 방법

Info

Publication number: KR20140026625A
Application number: KR1020147001742A
Authority: KR
Inventors: 히로유키 가와타; 나오키 마루야마; 아키노부 무라사토; 아키노부 미나미; 마사후미 아즈마; 다쿠야 구와야마; 시게루 요네무라
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2011-07-29
Filing date: 2012-07-27
Publication date: 2014-03-05
Also published as: EP2738275A1; EP2738275A4; EP2738275B1; WO2013018723A1; JP5310963B2; TW201309814A; US9694561B2; CN103703156A; BR112014001589B1; CA2843180C; MX352397B; MX2014001115A; JPWO2013018723A1; KR101601566B1; CA2843180A1; RU2556253C1; TWI494448B; CN103703156B; US20140170440A1; ZA201401304B

Abstract

인장 최대 강도 900㎫ 이상의 고강도를 확보하면서, 우수한 성형성을 갖는 고강도 강판이며, 소정의 성분 조성을 갖고, 강판 조직이, 페라이트상과 마르텐사이트상을 포함하고, bcc철과 비정합인 Cu 입자의 비율이, Cu 입자 전체에 대해 15％ 이상이며, 페라이트상 중의 Cu 입자 밀도가, 1.0×10¹⁸개/㎥ 이상이며, 페라이트상 중의 Cu 입자의 평균 입경이, 2.0㎚ 이상인 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 강판.

Description

성형성이 우수한 고강도 강판, 고강도 아연 도금 강판 및 그들의 제조 방법{HIGH-STRENGTH ZINC-PLATED STEEL SHEET AND HIGH-STRENGTH STEEL SHEET HAVING SUPERIOR MOLDABILITY, AND METHOD FOR PRODUCING EACH}

본 발명은, 성형성이 우수한 고강도 강판, 고강도 아연 도금 강판 및 그들의 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 자동차 등에 사용되는 강판의 고강도화에 대한 요구가 높아지고 있어, 충돌 안전성 등의 향상 등을 목적으로 하여, 인장 최대 응력 900㎫ 이상의 고강도 강판도 사용되고 있다. 이 고강도 강판은, 연강판과 마찬가지로 프레스 가공에 의해 대량이며 또한 저렴하게 성형되어, 부재로서 제공된다.

그러나, 최근, 고강도 강판이 급속하게 고강도화된 것에 수반하여, 특히 인장 최대 응력이 900㎫ 이상인 고강도 강판에 있어서 성형성이 부족하고, 신장 플랜지 가공으로 대표되는, 국소 변형을 수반하는 가공이 곤란하다고 하는 문제가 발생하였다. 또한, 강재에 고속의 인장력이 작용한 경우, 파괴 모드가 연성 파괴로부터 취성 파괴로 되기 쉬운 문제가 있었다.

종래부터, 강재를 강화하는 기술의 일례로서, Cu를 미세하게 석출시켜 경화한 고강도 강재가 알려져 있다. 특허문헌 1에는, C, Si, P, S, Al, N, Cu를 소정의 질량％의 범위 함유하고, Mn:0.1∼3.0％, Cr:0.1∼3.0％ 중 1종 또는 2종을 포함하고, (Mn＋Cr)/Cu를 0.2 이상으로 하고, 잔류부 철 및 불가피적 불순물로 구성하고, 평균 페라이트 결정립경을 3㎛ 이상, 페라이트 면적률을 60％ 이상으로 한 Cu 석출 경화형 고강도 강재가 개시되어 있다.

또한, 성형성과 구멍 확장성을 양립시킨 고강도 강판의 일례로서, 특허문헌 2에는, C, Si, Cu, Mn을 소정의 질량％ 함유하고, 적절하게, Al, Ni, Mo, Cr, V, B, Ti, Nb, Ca, Mg 중 적어도 1종 이상을 더 함유하고, 또한, 페라이트상의 경도가 Hv로 150 이상, 240 이하인 동시에, 강 조직 중의 잔류 오스테나이트의 체적률이 2∼20％이며, 인장 강도 600∼800㎫을 나타내는 성형성 및 구멍 확장성이 우수한 고강도 강판이 개시되어 있다.

특허문헌 3에는, 피로 특성이 우수한 가공용 고강도 냉연 강판의 일례로서, C:0.05∼0.30％, Cu:0.2∼2.0％, B:2∼20ppm을 포함하는 마이크로 조직이, 체적률이 5％ 이상, 25％ 이하인 잔류 오스테나이트, 및 페라이트, 베이나이트로 구성되는 강판이며, 페라이트상에서의 Cu의 존재 상태는, Cu 단독으로 구성되는 입자의 크기가 2㎚ 이하인 고용 상태 및/또는 석출 상태인 피로 특성이 우수한 가공용 고강도 냉연 강판이 개시되어 있다.

특허문헌 4에는, 피로 특성이 우수한 복합 조직 고강도 냉연 강판의 일례로서, C:0.03∼0.20％, Cu:0.2∼2.0％, B:2∼20ppm을 포함하는 페라이트-마르텐사이트 복합 조직 강판이며, 페라이트상에서의 Cu의 존재 상태는, Cu 단독으로 구성되는 입자의 크기가 2㎚ 이하인 고용 상태 및/또는 석출 상태인 것을 특징으로 하는 피로 특성이 우수한 복합 조직 고강도 냉연 강판이 개시되어 있다.

특허문헌 5에는, 내지연 파괴 특성이 우수한 초고강도 강판의 일례로서, 중량％로, C:0.08∼0.30, Si:1.0 미만, Mn:1.5∼3.0, S:0.010 이하, P:0.03∼0.15, Cu:0.10∼1.00 및 Ni:0.10∼4.00을 포함하고, 잔류부 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트 또는 베이나이트 조직 중 어느 1종 이상을 체적률로 40％ 이상 포함하고, 강도가 1180㎫ 이상인 초고강도 강판이 개시되어 있다.

특허문헌 6에는, 프레스 성형성과 내식성이 우수한 고강도 강판의 일례로서, C:0.08∼0.20％, Si:0.8∼2.0％, Mn:0.7∼2.5％, P:0.02∼0.15％, S:0.010％ 이하, Al:0.01∼0.10％, Cu:0.05∼1.0％, Ni:1.0％ 이하의 요건을 만족하고, 잔류부가 철 및 불가피 불순물인 동시에, 하기 식 「0.4≤(10P＋Si)/(10C＋Mn＋Cu＋0.5Ni)≤1.6」[식 중의 원소 기호는 각각의 함유량(％)을 나타냄]의 관계를 만족하는 강판이며, 또한 상기 강판의 잔류 오스테나이트가 3∼10％이며, 인장 강도 610∼760㎫을 나타내는 프레스 성형성 및 내식성이 우수한 고강도 강판이 개시되어 있다.

특허문헌 7에는, 고장력 박강판의 일례로서, 박강판을, C:0.05∼0.3％, Si:2％ 이하, Mn:0.05∼4.0％, P:0.1％ 이하, S:0.1％ 이하, Cu:0.1∼2％이며 또한 Si(％)/5 이상, Al:0.1∼2％, N:0.01％ 이하, Ni:Cu(％)/3 이상(Cu가 0.5％ 이하일 때에는 포함되지 않아도 됨)이며, 또한 「Si(％)＋Al(％)≥0.5」, 「Mn(％)＋Ni(％)≥0.5」를 만족하는 성분 조성이며, 또한 체적률로 5％ 이상의 잔류 오스테나이트를 포함한 조직을 갖고, 인장 강도 650∼800㎫을 나타내는 고장력 강판이 개시되어 있다.

일본 특허 출원 공개 제2004-100018호 공보 일본 특허 출원 공개 제2001-355044호 공보 일본 특허 출원 공개 평11-279690호 공보 일본 특허 출원 공개 평11-199973호 공보 일본 특허 출원 공개 평08-311601호 공보 일본 특허 출원 공개 평08-199288호 공보 일본 특허 출원 공개 평05-271857호 공보

종래의 고강도 강판은, 열간 압연, 산세 및 냉간 압연을 실시한 후, 소정의 조건하에서 연속 어닐링을 실시하고, 강판 조직 중에 소정의 결정질상을 소정의 비율로 석출시킴으로써 고강도와 높은 가공성의 양립을 도모하고 있다.

그러나, 첨가 원소의 함유율이 낮은 저합금강에서는 어닐링 처리 시의 상 변태에 진행이 빨라지므로, 소정의 결정질상을 소정의 비율로 석출시킬 수 있는 조업 범위의 폭이 좁아지고, 그 결과, 고강도 강판의 재질이 안정되지 않고, 품질이 변동된다.

또한, 종래의 인장 강도 900㎫ 이상의 고강도 강판은, 가공성이 불충분하며, 신장 플랜지성을 향상시키는 등, 가공성을 향상시키는 것이 요망되고 있었다.

본 발명은 이러한 사정을 고려하여 이루어진 것이며, 인장 강도 900㎫ 이상의 고강도 강판에 있어서, 신장 플랜지성을 향상시켜 국부 변형능을 향상시키는 동시에, 고속의 인장이 작용한 경우의 인장력의 향상을 이룰 수 있었던 고강도 강판 및 그 제조 방법의 제공을 과제로 한다.

본 발명자들은, 고강도 강판에 있어서, 신장 플랜지성의 향상, 및 고속의 인장이 작용한 경우의 인장력의 향상을 양립시키기 위한 강판 조직, 제조 방법에 대해 예의 검토하였다. 그 결과, 강판 중에 Cu를 효율적으로 석출시킴으로써, 신장 플랜지성의 향상, 및 고속의 인장이 작용한 경우의 인장력의 향상의 양립이 가능한 것을 알 수 있었다. 그리고, 그러한 조직을 형성하기 위해서는, 강판의 어닐링 중에, 강판에 변형을 부여하면 되는 것을 발견하였다.

본 발명은, 상기한 지식에 기초하여, 더욱 검토를 진행시킨 결과 이루어진 것이며, 그 요지는 이하와 같다.

(1)질량％로, C:0.075∼0.300％, Si:0.30∼2.50％, Mn:1.30∼3.50％, P:0.001∼0.030％, S:0.0001∼0.0100％, Al:0.005∼1.500％, Cu:0.15∼2.00％, N:0.0001∼0.0100％, O:0.0001∼0.0100％를 함유하고, 선택 원소로서, Ti:0.005∼0.150％, Nb:0.005∼0.150％, B:0.0001∼0.0100％, Cr:0.01∼2.00％, Ni:0.01∼2.00％, Mo:0.01∼1.00％, W:0.01∼1.00％, V:0.005∼0.150％, Ca, Ce, Mg, REM의 1종 또는 2종 이상:합계로 0.0001∼0.50％를 함유하고, 잔류부가 철 및 불가피적 불순물을 포함하는 강판이며, 상기 강판 조직이, 페라이트상과 마르텐사이트상을 포함하고, bcc철과 비정합인 Cu 입자의 비율이, Cu 입자 전체에 대해 15％ 이상이며, 페라이트상 중의 Cu 입자 밀도가, 1.0×10¹⁸개/㎥ 이상이며, 페라이트상 중의 Cu 입자의 평균 입경이, 2.0㎚ 이상인 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 강판.

(2)상기 고강도 강판의 1/8 두께∼3/8 두께의 범위의 조직이, 체적분율로, 페라이트상:10∼75％, 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상:50％ 이하, 템퍼링 마르텐사이트상:50％ 이하, 프레시 마르텐사이트상:15％ 이하, 잔류 오스테나이트상:20％ 이하를 갖는 것을 특징으로 하는 상기 (1)의 성형성이 우수한 고강도 강판.

(3)상기 (1) 또는 (2)의 고강도 강판의 표면에 아연 도금층이 형성되어 이루어지는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 아연 도금 강판.

(4)질량％로, C:0.075∼0.300％, Si:0.30∼2.50％, Mn:1.30∼3.50％, P:0.001∼0.030％, S:0.0001∼0.0100％, Al:0.005∼1.500％, Cu:0.15∼2.00％, N:0.0001∼0.0100％, O:0.0001∼0.0100％를 함유하고, 선택 원소로서, Ti:0.005∼0.150％, Nb:0.005∼0.150％, B:0.0001∼0.0100％, Cr:0.01∼2.00％, Ni:0.01∼2.00％, Mo:0.01∼1.00％, W:0.01∼1.00％, V:0.005∼0.150％, Ca, Ce, Mg, REM의 1종 또는 2종 이상:합계로 0.0001∼0.50％를 함유하고, 잔류부가 철 및 불가피적 불순물을 포함하는 슬래브를, 직접 또는 일단부 냉각한 후 1050℃ 이상으로 가열하고, 800℃와 Ar3 변태점 중 높은 쪽의 온도를 하한으로 하여 압연을 실시하고, 500∼700℃에서 권취하는 열간 압연 공정과, 권취된 강판을 550∼700℃에서의 평균 가열 속도를 1.0∼10.0℃/초로 하여, 최고 가열 온도 740∼1000℃까지 가열하고, 그 후, 최고 가열 온도∼700℃ 사이의 평균 냉각 속도를 1.0∼10.0℃/초로 하여 냉각하고, 또한, 최고 가열 온도∼700℃의 사이에, 강판에 변형을 부여하고, 700℃∼Bs점 또는 500℃까지의 냉각 속도를 5.0∼200.0℃/초로 하여 냉각하는 어닐링 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.

(5)상기 열간 압연 공정 후, 상기 어닐링 공정 전에, 권취된 강판을 산세하고, 그 후, 압하율 35∼75％의 압하율로 압연을 실시하는 냉간 압연 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 상기 (5)의 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.

(6)상기 어닐링 공정 중의 강판에의 변형의 부여는, 강판에 5∼50㎫의 장력을 가하면서, 최외주의 인장 변형량이 0.0007∼0.0910으로 되는 범위에서, 1회 이상의 굽힘 가공을 실시함으로써 행해지는 것을 특징으로 하는 상기 (4) 또는 (5)의 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.

(7)상기 굽힘 가공은, 롤 직경 800㎜ 이하의 롤에 강판을 가압함으로써 실시하는 것을 특징으로 하는 상기 (6)의 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.

(8)상기 (4)∼(7) 중 어느 하나의 고강도 강판의 제조 방법으로 고강도 강판을 제조한 후, 아연 전기 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.

(9)상기 (4)∼(8) 중 어느 하나의 고강도 강판의 제조 방법에 있어서, Bs점 또는 500℃까지의 냉각 후, 용융 아연 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.

(10)상기 용융 아연 도금을 실시한 후에, 470∼650℃의 온도에서 합금화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 상기 (9)의 성형성이 우수한 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.

본 발명에 따르면, 인장 최대 강도 900㎫ 이상의 고강도를 확보하면서, 신장 플랜지성 등의 성형성이 우수하고, 고속 인장 특성이 우수한 고강도 강판을 제공할 수 있다. 또한, 인장 최대 강도 900㎫ 이상의 고강도를 확보하면서, 신장 플랜지성 등의 성형성이 우수하고, 고속 인장 특성이 우수한 고강도 아연 도금 강판을 제공할 수 있다.

우선, 본 발명의 고강도 강판의 조직에 대해 설명한다. 본 발명의 고강도 강판의 조직은, 인장 최대 강도 900㎫ 이상의 강도를 확보할 수 있으면 되고, 특별히 한정되지 않는다.

예를 들면, 마르텐사이트 단상 조직, 마르텐사이트 및 베이나이트로 이루어지는 복상 조직, 페라이트 및 마르텐사이트로 이루어지는 복상 조직, 페라이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 복상 조직으로 대표되는, 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트를 단독 또는 복합으로 포함하는 조직 중 어느 것이어도 된다. 또는, 이들 조직에 펄라이트 조직을 함유하는 조직이어도 된다.

고강도 강판의 조직에 포함되는 페라이트상은, 석출 강화한 페라이트, 가공 상태의 미재결정 페라이트, 혹은, 전위의 일부가 회복된 페라이트 중 어느 것이어도 된다.

본 발명의 고강도 강판의 강판 조직은, 판 두께의 1/4을 중심으로 한 1/8∼3/8 두께의 범위에서, 체적분율로, 페라이트상:10∼75％, 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상:50％ 이하, 템퍼링 마르텐사이트상:50％ 이하, 프레시 마르텐사이트상:15％ 이하, 잔류 오스테나이트상:20％ 이하를 갖는 것이 바람직하다. 고강도 강판이 이러한 강판 조직을 갖는 것인 경우, 보다 우수한 성형성을 갖는 고강도 강판으로 된다.

여기서 1/8∼3/8 두께의 범위의 조직으로 하고 있는 것은, 이 범위의 조직은 강판 전체의 조직을 대표하는 것이라고 생각해도 되고, 1/8∼3/8 두께의 범위에서 상기한 바와 같은 강판 조직이면, 강판 전체가 상기한 바와 같은 조직이라고 판단할 수 있기 때문이다.

강판의 조직에 포함될 수 있는 각 상에 대해 설명한다.

[페라이트상]

페라이트상은, 연성의 향상에 유효한 조직이며, 강판 조직에 체적분율로 10∼75％ 포함되어 있는 것이 바람직하다. 페라이트상의 체적분율은, 연성의 관점에서는 15％ 이상 포함되는 것이 보다 바람직하고, 20％ 이상 포함되는 것이 더욱 바람직하다. 페라이트상은 연질인 조직이므로, 강판의 인장 강도를 충분히 높이기 위해서는, 강판 조직에 포함되는 페라이트상의 체적분율을 65％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 50％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

[베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상]

베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상은, 강도와 연성의 밸런스가 우수한 조직이며, 강판 조직에 체적분율로 10∼50％ 포함되어 있는 것이 바람직하다. 또한, 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상은 연질인 페라이트와 경질인 마르텐사이트상, 템퍼링 마르텐사이트상 및 잔류 오스테나이트상의 중간의 강도를 갖는 마이크로 조직이며, 신장 플랜지성의 관점에서 15％ 이상 포함되는 것이 보다 바람직하고, 20％ 이상 포함되는 것이 더욱 바람직하다. 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상의 체적분율이 높아지면 항복 응력이 높아지므로, 형상 동결성의 관점에서는, 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상의 체적분율은 50％ 이하가 바람직하다.

[템퍼링 마르텐사이트상]

템퍼링 마르텐사이트상은, 인장 강도를 크게 향상시키는 조직이다. 인장 강도의 관점에서, 템퍼링 마르텐사이트상의 체적분율은 10％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 강판 조직에 포함되는 템퍼링 마르텐사이트상의 체적분율이 높아지면 항복 응력이 높아지므로, 형상 동결성의 관점에서는, 템퍼링 마르텐사이트상의 체적분율은 50％ 이하가 바람직하다.

[프레시 마르텐사이트상]

프레시 마르텐사이트상은, 인장 강도를 크게 향상시킨다. 한편, 파괴의 기점으로 되어 신장 플랜지성을 열화시키는 경우가 있으므로, 체적분율로 15％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 신장 플랜지성을 높이기 위해서는, 프레시 마르텐사이트상의 체적분율을 10％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 5％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

[잔류 오스테나이트상]

잔류 오스테나이트상은, 강도 및 연성을 크게 향상시킨다. 한편, 파괴의 기점으로 되어 신장 플랜지성을 열화시키는 경우가 있으므로, 체적분율로 20％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 신장 플랜지성을 높이기 위해서는, 잔류 오스테나이트상의 체적분율을 15％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 강도 및 연성을 향상시키는 효과를 얻기 위해서는, 잔류 오스테나이트상의 체적분율이 3％ 이상인 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 5％ 이상이다.

[기타]

본 발명의 고강도 강판의 강판 조직에는, 펄라이트 및/또는 조대한 시멘타이트 등 상기 이외의 조직이 포함되어 있어도 된다. 그러나, 고강도 강판의 강판 조직 중에 펄라이트 및/또는 조대한 시멘타이트가 많아지면, 굽힘성이 열화된다. 따라서, 강판 조직에 포함되는 펄라이트 및/또는 조대한 시멘타이트의 체적분율은, 합계로 10％ 이하인 것이 바람직하고, 5％ 이하인 것이 보다 바람직하다.

본 발명의 고강도 강판의 강판 조직에 포함되는 각 조직의 체적분율은, 예를 들면, 이하에 개시하는 방법에 의해 측정할 수 있다.

잔류 오스테나이트상의 체적분율은, 강판의 판면에 평행하며 또한 1/4 두께의 면을 관찰면으로 하여 X선 해석을 행하고, 면적분율을 산출하고, 그 값을 체적분율로 간주한다.

본 발명의 고강도 강판의 강판 조직에 포함되는 페라이트상, 베이니틱 페라이트상, 베이나이트상, 템퍼링 마르텐사이트상 및 프레시 마르텐사이트상의 체적분율은, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취하고, 관찰면을 연마, 나이탈 에칭하고, 판 두께의 1/4을 중심으로 한 1/8 두께∼3/8 두께의 범위를 전계 방사형 주사형 전자 현미경(FE-SEM:Field Emission Scanning Electron Microscope)으로 관찰하여 면적분율을 측정하고, 그 값을 체적분율로 간주한다.

다음으로, 본 발명의 고강도 강판의 마이크로 조직에 대해 설명한다.

본 발명의 고강도 강판의 마이크로 조직은, Cu 입자의 밀도≥1.0×10¹⁸개/㎥, Cu 입자의 평균 입경 2.0㎚ 이상, Cu 입자와 주위의 bcc철 사이가 비정합인 Cu 입자가 전체 Cu 입자 중 15％ 이상인 것이 필요하다.

bcc철이라 함은, 결정 구조가 체심 입방 격자인 페라이트, 베이나이트 및 베이니틱 페라이트의 총칭을 말한다. Cu 입자가 bcc철과 정합이면 강도를 크게 향상시킨다. bcc철과 정합이 아닌 Cu 입자는, bcc철에 있어서의 전위 하부 조직의 발달을 저해하고, 이에 수반하여 대왜곡 변형 시의 전위의 집적이 발생하기 어려워져, 공공의 발생이 억제되고, 결과적으로 신장 플랜지 성형성이 향상된다.

Cu 입자의 밀도는 5.0×10¹⁸개/㎥ 이상이 바람직하고, 1.0×10¹⁹개/㎥ 이상이 더욱 바람직하다.

미세한 Cu 입자는 bcc철과 정합성을 유지하기 쉽고, 신장 플랜지성에의 기여가 작으므로, Cu 입자의 평균 입경의 하한은 2.0㎚ 이상으로 한다. Cu 입자의 평균 입경은, 4.0㎚ 이상이 보다 바람직하고, 더욱 바람직하게는 6.0㎚ 이상이다.

bcc철과 비정합인 Cu 입자의 개수가 15％ 미만에서는, 신장 플랜지성의 향상이 불충분해진다. 따라서, Cu 입자의 개수는 15％ 이상일 필요가 있고, 바람직하게는 25％ 이상, 더욱 바람직하게는 35％ 이상으로 한다.

Cu 입자 평균 입경, 정합성 및 밀도의 평가는 이하와 같이 행할 수 있다.

강판의 1/4 두께로부터 샘플을 잘라내고, 고분해능 투과형 전자 현미경(HRTEM:High Resolution Transmission Electron Microscopy)을 사용하여 관찰을 행한다. 전자 에너지 손실 분광법(EELS:Electron Energy-Loss Spectroscopy)에 의해 조성을 확인한 Cu 입자에 있어서, 입경 및 bcc철과의 정합성의 유무를 조사한다. 입자의 사이즈는 20개 이상의 입자의 입경의 평균으로 한다. 또한, 관찰한 입자의 개수에 차지하는 bcc철과 비정합인 석출물의 비율을 구한다.

Cu 입자 밀도는, 평균 입경에 따라, 2개의 방법으로 측정한다. 평균 입경이 3㎚ 미만인 경우, 3차원 아톰 프로브(3D-AP:3 Dimensional Atom Probe)를 이용하고, 강판의 1/4 두께로부터 샘플을 잘라내고, 시험한다. 20개 이상의 Cu 입자가 얻어질 때까지, 혹은 측정 체적이 50000㎚³를 초과할 때까지 시험을 행하고, 측정 체적으로 입자 개수를 나눔으로써 얻어진다. 한편, 평균 입경이 3㎚ 이상인 경우, 10000㎚²∼1㎛²의 시야에 있어서 Cu 입자의 개수를 측정하고, 수렴 전자 회절법(CBED:Convergent-Beam Electron Diffraction)에 의해 시험편 관찰부의 막 두께를 측정하고, 관찰 면적과 곱하여 관찰 체적을 구하고, Cu 입자의 개수를 관찰 체적에 의해 나눔으로써 Cu 입자 밀도를 구한다.

Cu 입자의 조성, 입자 직경, 정합성의 측정 수단은 상기한 방법에 한정되는 것은 아니다. 예를 들면 전해 방사형 투과형 전자 현미경(FE-TEM:Field-Emission Transmission Elictron Microscopy) 등을 사용하여 관찰을 행해도 된다.

다음으로, 본 발명의 고강도 강판의 성분 조성에 대해 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서의 「％」는, 「질량％」를 나타내는 것으로 한다.

C:0.075∼0.300％

C는, 고강도 강판의 강도를 높이기 위해 함유된다. C의 함유량이 0.300％를 초과하면 용접성이 불충분해진다. 용접성의 관점에서, C의 함유량은 0.250％ 이하인 것이 바람직하고, 0.220％ 이하인 것이 보다 바람직하다. C의 함유량이 0.075％ 미만이면 강도가 저하되고, 900㎫ 이상의 인장 최대 강도를 확보할 수 없다. 강도를 높이기 위해, C의 함유량은 0.090％ 이상인 것이 바람직하고, 0.100％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

Si:0.30∼2.50％

Si는, 강판에 있어서의 철계 탄화물의 생성을 억제하고, 강도와 성형성을 높이기 위해 필요한 원소이다. Si의 함유량이 2.50％를 초과하면 강판이 취화되고, 연성이 열화된다. 연성의 관점에서, Si의 함유량은 2.20％ 이하인 것이 바람직하고, 2.00％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, Si의 함유량이 0.30％ 미만에서는, 어닐링 공정에 있어서 조대한 철계 탄화물이 다량으로 생성되고, 강도 및 성형성이 열화된다. 이 관점에서, Si의 하한값은 0.50％ 이상인 것이 바람직하고, 0.70％ 이상이 보다 바람직하다.

Mn:1.30∼3.50％

Mn은, 강판의 강도를 높이기 위해 첨가된다. Mn의 함유량이 3.50％를 초과하면, 강판의 판 두께 중앙부에 조대한 Mn 농화부가 발생하고, 취화가 발생하기 쉬워져, 주조한 슬래브가 깨지는 등의 트러블이 발생하기 쉽다. 또한, Mn의 함유량이 3.50％를 초과하면 용접성도 열화된다. 따라서, Mn의 함유량은, 3.50％ 이하로 할 필요가 있다. 용접성의 관점에서, Mn의 함유량은 3.20％ 이하인 것이 바람직하고, 3.00％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, Mn의 함유량이 1.30％ 미만이면, 어닐링 후의 냉각 중에 연질인 조직이 다량으로 형성되므로, 900㎫ 이상의 인장 최대 강도를 확보하는 것이 어려워지므로, Mn의 함유량을 1.30％ 이상으로 할 필요가 있다. 강도를 높이기 위해, Mn의 함유량은 1.50％ 이상인 것이 바람직하고, 1.70％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

P:0.001∼0.030％

P는 강판의 판 두께 중앙부에 편석하는 경향이 있고, 용접부를 취화시킨다. P의 함유량이 0.030％를 초과하면 용접부가 대폭으로 취화되므로, P의 함유량은 0.030％ 이하로 제한한다. P의 함유량의 하한은, 특별히 정하는 일 없이 본 발명의 효과는 발휘된다. 그러나, P의 함유량을 0.001％ 미만으로 하면 제조 비용이 대폭으로 증가하므로, 0.001％를 하한값으로 한다.

S:0.0001∼0.0100％

S는, 용접성, 및 주조 시 및 열연 시의 제조성에 악영향을 미친다. 따라서, S의 함유량의 상한값을 0.0100％ 이하로 한다. S는 Mn과 결부되어 조대한 MnS를 형성하여 연성이나 신장 플랜지성을 저하시키므로, 0.0050％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.0025％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. S의 함유량의 하한은, 특별히 정하는 일 없이 본 발명의 효과는 발휘된다. 그러나, S의 함유량을 0.0001％ 미만으로 하면 제조 비용이 대폭으로 증가하므로, 0.0001％를 하한값으로 한다.

Al:0.005∼1.500％

Al은 철계 탄화물의 생성을 억제하여 강판의 강도 및 성형성을 높인다. Al의 함유량이 1.500％를 초과하면 용접성이 악화되므로, Al의 함유량의 상한은 1.500％로 한다. 용접성의 관점에서는, Al의 함유량은 1.200％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.900％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. Al은 탈산재로서도 유효한 원소이지만, Al의 함유량이 0.005％ 미만에서는 탈산재로서의 효과가 충분히 얻어지지 않으므로, Al의 함유량의 하한은 0.005％ 이상으로 한다. 탈산의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Al량은 0.010％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

N:0.0001∼0.0100％

N은, 조대한 질화물을 형성하고, 연성 및 신장 플랜지성을 열화시키므로, 함유량을 억제할 필요가 있다. N의 함유량이 0.0100％를 초과하면, 이 경향이 현저해지므로, N 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. 또한, N은, 용접 시의 블로우 홀 발생의 원인이 되므로, 함유량은 적은 쪽이 좋다. N의 함유량의 하한은, 특별히 정하는 일 없이 본 발명의 효과는 발휘된다. 그러나, N의 함유량을 0.0001％ 미만으로 하면, 제조 비용이 대폭으로 증가하므로, 0.0001％를 하한값으로 한다.

O:0.0001∼0.0100％

O는, 산화물을 형성하고, 연성 및 신장 플랜지성을 열화시키므로, 함유량을 억제할 필요가 있다. O의 함유량이 0.0100％를 초과하면, 신장 플랜지성의 열화가 현저해지므로, O 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. O의 함유량은 0.0080％ 이하인 것이 바람직하고, 0.0060％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. O의 함유량의 하한은, 특별히 정하는 일 없이 본 발명의 효과는 발휘된다. 그러나, O의 함유량을 0.0001％ 미만으로 하면 제조 비용이 대폭으로 증가하므로, 0.0001％를 하한으로 한다.

Cu:0.15∼2.00％

Cu는, 본 발명에 있어서의 중요한 원소이다. Cu는 미세한 입자로서 강 중에 존재한다. 주변의 bcc상에 대해 정합 혹은 반정합인 Cu 입자는, 특히 강판의 강도를 높인다. 주변의 bcc철에 대해 비정합인 Cu 입자는, 특히 강판 내부에 있어서의 전위 하부 조직의 발달을 억제함으로써, 성형성을 높인다. 본 발명에 있어서는, Cu 입자의 효과를 충분히 얻기 위해, Cu의 함유량을 0.15％ 이상으로 할 필요가 있다. Cu의 함유량은 0.30％ 이상인 것이 바람직하고, 0.40％ 이상인 것이 더욱 바람직하다. 한편, Cu의 함유량이 2.00％를 초과하면, 용접성이 손상되므로, Cu의 함유량은 2.00％ 이하로 한다. 용접성의 관점에서는, Cu의 함유량은 1.80％ 이하인 것이 바람직하고, 1.50％ 이하인 것이 더욱 바람직하다.

본 발명의 고강도 강판에 있어서는, 필요에 따라, 이하에 개시하는 원소를 더 포함하고 있어도 된다.

Ni:0.01∼2.00％

Ni는, 고온 영역에 있어서 Cu 첨가에 기인하여 발생하는 취화를 억제하기 위해, 생산성 향상을 목적으로 하여 적극적으로 첨가해도 상관없다. 이 효과를 얻기 위해서는, Ni의 함유량을 0.01％ 이상으로 할 필요가 있고, 0.05％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.10％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직한 Ni의 함유량이 2.00％를 초과하면, 용접성이 손상되므로, Ni의 함유량은 2.00％ 이하로 한다.

Ti:0.005∼0.150％

Ti는, 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 세립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 강판의 강도 상승에 기여하는 원소이다. Ti의 함유량이 0.150％를 초과하면, 탄질화물의 석출이 많아져 성형성이 열화되므로, Ti의 함유량은 0.150％ 이하로 한다. 성형성의 관점에서는, Ti의 함유량은 0.100％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.070％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. Ti에 의한 강도 상승 효과를 충분히 얻기 위해서는 Ti의 함유량을 0.005％ 이상으로 할 필요가 있다. 강판의 고강도화에는, Ti의 함유량은 0.010％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.015％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

Nb:0.005∼0.150％

Nb는, 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 세립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 강판의 강도 상승에 기여하는 원소이다. Nb의 함유량이 0.150％를 초과하면, 탄질화물의 석출이 많아져 성형성이 열화되므로, Nb의 함유량은 0.150％ 이하로 한다. 성형성의 관점에서는, Nb의 함유량을 0.100％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.060％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. Nb에 의한 강도 상승 효과를 충분히 얻기 위해서는 Nb의 함유량을 0.005％ 이상으로 할 필요가 있다. 강판의 고강도화에는, Nb의 함유량은 0.010％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.015％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

V:0.005∼0.150％

V는, 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 세립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 강판의 강도 상승에 기여하는 원소이다. V의 함유량이 0.150％를 초과하면, 탄질화물의 석출이 많아져 성형성이 열화되므로, V의 함유량은 0.150％ 이하로 한다. V에 의한 강도 상승 효과를 충분히 얻기 위해서는 V의 함유량을 0.005％ 이상으로 할 필요가 있다.

B:0.0001∼0.0100％

B는 고온에서의 상 변태를 억제하고, 고강도화에 유효한 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 첨가해도 된다. B의 함유량이 0.0100％를 초과하면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하되므로, B의 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. 생산성의 관점에서는, B의 함유량은 0.0050％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.0030％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. B에 의한 고강도화를 충분히 얻기 위해서는, B의 함유량을 0.0001％ 이상으로 할 필요가 있다. 고강도화에는, B의 함유량이 0.0003％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.0005％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

Mo:0.01∼1.00％

Mo는 고온에서의 상 변태를 억제하고, 고강도화에 유효한 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 첨가해도 된다. Mo의 함유량이 1.00％를 초과하면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하되므로, Mo의 함유량은 1.00％ 이하로 한다. Mo에 의한 고강도화를 충분히 얻기 위해서는, Mo의 함유량은 0.01％ 이상으로 할 필요가 있다.

W:0.01∼1.00％

W는 고온에서의 상 변태를 억제하고, 고강도화에 유효한 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 첨가해도 된다. W의 함유량이 1.00％를 초과하면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하되므로, W의 함유량은 1.00％ 이하로 한다. W에 의한 고강도화를 충분히 얻기 위해서는, W의 함유량은 0.01％ 이상으로 할 필요가 있다.

Cr:0.01∼2.00％

Cr은 고온에서의 상 변태를 억제하고, 고강도화에 유효한 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 첨가해도 된다. Cr의 함유량이 2.00％를 초과하면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하되므로, Cr의 함유량은 2.00％ 이하로 한다. Cr에 의한 고강도화를 충분히 얻기 위해서는, Cr의 함유량은 0.01％ 이상으로 할 필요가 있다.

Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, REM의 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0001∼0.5000％

Ca, Ce, Mg, REM은, 성형성의 개선에 유효한 원소이며, 1종 또는 2종 이상을 첨가할 수 있다. Ca, Ce, Mg 및 REM으로부터 선택한 1종 또는 2종 이상의 함유량의 합계가 0.5000％를 초과하면, 연성을 손상할 우려가 있으므로, 각 원소의 함유량의 합계를 0.5000％ 이하로 한다. 강판의 성형성을 개선하는 효과를 충분히 얻기 위해서는, 각 원소의 함유량의 합계를 0.0001％ 이상으로 할 필요가 있다. 성형성의 관점에서는, 각 원소의 함유량의 합계는 0.0005％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.0010％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

REM이라 함은, Rare Earth Metal의 약자를 말하며, 란타노이드 계열에 속하는 원소를 가리킨다. 본 발명에 있어서, REM이나 Ce는 미슈 메탈에 의해 첨가되는 경우가 많고, La나 Ce 이외에 란타노이드 계열의 원소를 복합으로 함유하는 경우가 있다. 불가피 불순물로서, 이들 La나 Ce 이외의 란타노이드 계열의 원소를 포함하였다고 해도 본 발명의 효과는 발휘된다. 또한, 금속 La나 Ce를 첨가하였다고 해도 본 발명의 효과는 발휘된다.

이상, 본 발명의 성분 조성에 대해 설명하였지만, 본 발명의 강판의 특성을 손상하지 않는 범위이면, 예를 들면 원료에 기인하는 불순물로서, 필수의 첨가 원소 이외의 원소를 함유해도 상관없다.

본 발명의 고강도 강판은, 표면에 아연 도금층이나 합금화한 아연 도금층이 형성된, 고강도 아연 도금 강판으로 할 수도 있다. 고강도 강판의 표면에 아연 도금층을 형성함으로써, 우수한 내식성을 갖는 강판으로 된다. 또한, 고강도 강판의 표면에, 합금화한 아연 도금층이 형성되어 있음으로써, 우수한 내식성을 갖고, 도료의 밀착성이 우수한 강판으로 된다.

다음으로, 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법에 대해 이하에 설명한다.

본 발명의 고강도 강판을 제조하기 위해서는, 우선, 상술한 성분 조성을 갖는 슬래브를 주조한다. 열간 압연에 제공하는 슬래브는, 연속 주조 슬래브나 박 슬래브 캐스터 등으로 제조한 것을 사용할 수 있다. 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법에는, 주조 후에 즉시 열간 압연을 행하는 연속 주조-직접 압연(CC-DR)과 같은 프로세스를 이용하는 것이 적합하다.

열간 압연 공정에 있어서의 슬래브 가열 온도는, 1050℃ 이상으로 할 필요가 있다. 슬래브 가열 온도가 낮으면, 마무리 압연 온도가 Ar₃점을 하회한다. 그 결과, 페라이트 및 오스테나이트의 2상 영역 압연으로 되므로, 열연판 조직이 불균질한 혼립 조직으로 되고, 냉연 및 어닐링 공정을 거쳤다고 해도 불균질한 조직이 해소되지 않고, 연성이나 굽힘성이 열화된다. 또한, 마무리 압연 온도가 저하되면, 압연 하중이 증가하고, 압연이 곤란해지거나, 압연 후의 강판의 형상 불량을 초래할 우려가 있다. 슬래브 가열 온도의 상한은 특별히 정하는 일 없이, 본 발명의 효과는 발휘되지만, 가열 온도를 과도하게 고온으로 하는 것은, 경제상 바람직하지 않으므로, 슬래브 가열 온도의 상한은 1350℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Ar₃점은, 다음 식에 의해 계산할 수 있다.

Ar₃(℃)＝901－325×C＋33×Si－92×(Mn＋Ni/2＋Cr/2＋Cu/2＋Mo/2)＋52×Al

상기 식에 있어서, C, Si, Mn, Ni, Cr, Cu, Mo, Al은, 각 원소의 함유량(질량％)이다.

열간 압연의 마무리 압연 온도는, 800℃ 또는 Ar₃점의 높은 쪽을 하한으로 하고, 1000℃를 상한으로 한다. 마무리 압연 온도가 800℃ 미만이면, 마무리 압연 시의 압연 하중이 높아지고, 압연이 곤란해지거나, 압연 후에 얻어지는 열연 강판의 형상 불량을 초래할 우려가 있다. 마무리 압연 온도가 Ar₃점 미만이면, 열간 압연이 페라이트상 및 오스테나이트상의 2상 영역 압연으로 되어, 열연 강판의 조직이 불균질한 혼립 조직이 되는 경우가 있다.

마무리 압연 온도의 상한은 특별히 정하는 일 없이, 본 발명의 효과는 발휘되지만, 마무리 압연 온도를 과도하게 고온으로 하면, 그 온도를 확보하기 위해 슬래브 가열 온도를 과도하게 고온으로 하지 않으면 안 되게 된다. 따라서, 마무리 압연 온도의 상한 온도는, 1000℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

압연 후의 강판은, 500∼700℃에서 권취한다. 강판을 700℃를 초과하는 온도에서 권취하면, 강판 표면에 형성되는 산화물의 두께가 과도하게 증대하고, 산세성이 열화된다. 산세성을 높이기 위해서는, 권취 온도는 680℃ 이하인 것이 바람직하고, 660℃ 이하인 것이 보다 바람직하다. 권취 온도가 500℃ 미만으로 되면, 열연 강판의 강도가 과도하게 높아져, 냉간 압연이 곤란해진다. 냉간 압연의 부하의 경감의 관점에서는, 권취 온도는 550℃ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 600℃ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.

권취 후의 강판은, 냉각 속도 25℃/시 이하로 냉각하는 것이 바람직하다. Cu의 석출을 진행시키기 위해서이다.

이와 같이 하여 제조한 열연 강판에, 산세 처리를 실시한다. 산세에 의해, 강판 표면의 산화물을 제거하는 것이 가능하며, 최종 제품의 냉연 고강도 강판의 화성성이나, 용융 아연 혹은 합금화 용융 아연 도금 강판용의 냉연 강판의 용융 도금성을 향상시키는 점에서 중요하다. 산세는, 1회만의 처리여도 되고, 복수회로 나누어 처리를 실시해도 된다.

산세 후의 강판은, 그대로 어닐링 공정에 제공해도 상관없지만, 압하율 35∼75％로 냉간 압연을 실시함으로써, 판 두께 정밀도가 높고 우수한 형상을 갖는 강판이 얻어진다. 압하율이 35％ 미만에서는, 형상을 평탄하게 유지하는 것이 곤란하며, 최종 제품의 연성이 열악해지므로, 압하율은 35％ 이상으로 한다. 압하율이 75％를 초과하면, 냉연 하중이 지나치게 커져 냉연이 곤란해진다. 이것으로부터, 압하율의 상한은 75％로 한다. 압연 패스의 횟수, 각 패스마다의 압하율에 대해서는, 특별히 규정하는 일 없이 본 발명의 효과는 발휘된다.

다음으로, 얻어진 열연 강판 혹은 냉연 강판에 어닐링 처리를 실시한다.

우선, 550∼700℃에서의 평균 가열 속도를 1.0∼10.0℃/초, 바람직하게는 2.0∼5.0℃/초로 하고, 최고 가열 온도까지 가열한다. 최고 가열 온도는 740∼1000℃로 한다. 이 처리에 의해, 상술한 열간 압연 공정에서 생성한 Cu 석출물의 결정 구조를 fcc(면심 입방 격자)로 한다. 이 시점에서 fcc로 한 Cu 석출물의 일부는 가열 공정에서 오스테나이트 및/또는 페라이트 중에 용융 잔류하고, 그 후의 냉각 공정에 있어서도 fcc 구조를 유지하므로, bcc철과 비정합인 Cu 석출물로서 활용할 수 있다.

최고 가열 온도가 740℃ 미만에서는, 강판 중에 조대한 철계 탄화물이 용융 잔류하고, 파괴의 기점으로서 작용하므로, 성형성이 현저하게 열화된다. 용융 잔류의 철계 탄화물을 줄이기 위해, 최고 가열 온도는 760℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 최고 가열 온도가 1000℃를 초과하면, Cu 입자가 가열 중에 용해되고, bcc철과 비정합인 Cu 입자가 적어지므로, 신장 플랜지성이 열화된다. bcc철과 비정합인 Cu 입자를 많이 남기기 위해, 최고 가열 온도는 970℃ 이하로 하는 것이 바람직하고, 950℃ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

계속해서, 최고 가열 온도∼700℃ 사이의 평균 냉각 속도를 1.0∼10.0℃/초로 하여 냉각하고, 또한, 최고 가열 온도∼700℃의 온도 영역에 있어서, 강판에 변형을 부여한다. 변형을 부여하는 방법으로서는, 예를 들면, 5∼50㎫의 장력을 가하면서, 최외주의 인장 변형량이 0.0007 이상 0.0910 이하로 되는 범위에서, 1회 이상의 굽힘 가공을 실시하는 방법을 이용할 수 있다. 이에 의해, 새롭게, 주변의 bcc상에 대해 정합 혹은 반정합인 Cu 석출물의 핵 생성을 진행시킬 수 있다. 굽힘 가공을 실시한 강판은, 펴도 된다.

강판에 가하는 장력이 5㎫ 미만에서는, Cu 입자의 석출이 충분히 촉진되지 않는 경우가 있다. Cu 입자의 석출을 촉진하고, 보다 성형성을 높이기 위해, 장력을 10㎫ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, 15㎫ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 장력이 50㎫을 초과하면, 강판이 소성 변형될 가능성이 있고, 형상을 유지할 수 없을 가능성이 있다.

변형량이 0.0007 미만에서는 충분히 핵 생성이 진행되지 않고, 성형성이 열화되기 쉽다. 성형성의 관점에서는, 변형량은 0.0010 이상인 것이 바람직하다. 변형량이 0.0910을 초과하면 형상을 유지할 수 없으므로, 변형량은 0.0910 이하로 하는 것이 바람직하다. 강판의 형상을 유지하기 위해서는, 변형량은 0.0500 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.0250 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

강판의 두께는 0.6㎜ 이상 10.0㎜ 이하가 바람직하다. 두께가 0.6㎜ 미만에서는 강판의 형상을 유지할 수 없는 경우가 있다. 두께가 10.0㎜를 초과하면 강판 내부의 온도를 제어하는 것이 곤란해진다.

굽힘 가공은, 예를 들면, 장력을 가하면서 롤에 가압함으로써 실시할 수 있다. 롤의 직경은, 충분한 변형량을 얻기 위해, 800㎜ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 직경이 50㎜ 미만인 롤을 사용하면 설비의 보수 비용이 커지므로, 롤의 직경은 50㎜ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

그 후, 700℃∼Bs점(베이나이트 변태 개시 온도) 또는 500℃까지, 냉각 속도 5.0∼200.0℃/초로 냉각한다. Bs점보다 아래의 온도에서는, 베이나이트 혹은 베이니틱 페라이트의 생성이 시작되므로, 냉각 속도를 느리게 해도 상관없다. Bs점보다 높은 온도라도, 500℃ 이하에서는 페라이트는 거의 성장하지 않으므로, 냉각 속도를 느리게 해도 상관없다. Bs점은 하기의 식으로 계산할 수 있다.

Bs(℃)＝820－290C/(1－VF)－37Si－90Mn－65Cr－50Ni＋70Al

상기 식에 있어서, VF는 페라이트의 체적분율이며, C, Mn, Cr, Ni, Al, Si는, 각각의 원소의 첨가량(질량％)이다.

또한, 고강도 강판의 제조 중에 페라이트상의 체적분율을 직접 측정하는 것은 곤란하므로, 본 발명에 있어서는, 연속 어닐링 라인에 통판(通板)시키기 전의 냉연 강판의 소편을 잘라내고, 그 소편을 연속 어닐링 라인에 통판시킨 경우와 동일한 온도 이력에서 어닐링하여, 소편의 페라이트의 체적의 변화를 측정하고, 그 결과를 이용하여 산출한 수치를 페라이트의 체적분율 VF로 한다. 이 측정은, 동일한 조건에서 강판을 제조하는 경우에는, 최초의 1회의 측정의 결과를 이용해도 되고, 매회 측정할 필요는 없다. 제조 조건을 크게 변경하는 경우에는, 다시 측정을 행한다. 물론, 실제로 제조한 강판의 마이크로 조직을 관찰하고, 다음회 이후의 제조에 피드백해도 상관없다.

어닐링 후의 강판은, 250∼500℃에 있어서, 60∼1000초 체류시키고, 경질 조직을 생성시킨 후 실온까지 냉각한다. 실온까지 냉각한 후, 형상 교정을 목적으로 하여 0.05∼3.00％의 냉간 압연을 실시해도 상관없다.

어닐링 후의 강판에 전기 도금을 실시하고, 도금 강판으로 해도 된다. 또한, 최고 가열 온도로부터 실온까지 냉각하는 동안, 예를 들면 500℃까지 냉각한 후나 정류 처리 후 등에 아연 도금욕에 침지하고 용융 아연 도금 강판으로 해도 된다. 아연 도금욕에 강판을 침지 후, 470∼650℃의 범위에서 합금화 처리를 실시해도 된다. 또한, P 산화물 및/또는 P를 포함하는 복합 산화물을 포함하는 피막을 형성해도 된다.

실시예

표 1, 표 2에 나타내는 A∼AL의 화학 성분(조성)을 갖는 슬래브를 주조하고, 주조 후 즉시 표 3∼표 5에 나타내는 조건에서 열간 압연, 냉각, 권취, 산세를 실시하였다. 실험예 4, 9, 14, 19, 25, 29, 87, 90은 열연 강판인 상태로 하고, 다른 실험예는 산세 후, 표 3∼표 6에 기재된 조건에 의한 냉간 압연을 실시하였다. 그 후, 표 7∼표 10에 나타내는 조건에서 어닐링을 실시하여 실험예 1∼114의 강판으로 하였다.

또한, 실험예 102는, Cu량의 상한을 상회한 예이며, 열간 압연 후에 행하는 용접성 시험의 결과가 열악하였으므로, 이후의 시험을 중단하였다.

가열 공정에 있어서는, 550∼700℃의 사이를 표 7∼표 10에 기재된 평균 가열 속도로, 표 7∼표 10에 기재된 최고 가열 온도까지 가열하였다.

그 후, 최고 가열 온도로부터 700℃까지의 제1 냉각 공정에 있어서, 표 7∼표 10에 기재된 평균 냉각 속도로 냉각하였다. 최고 가열 온도로부터 700℃까지의 온도 영역에 있어서는, 표 7∼표 10에 기재된 장력을 부여하면서, 실험예 1∼20에서는, 반경 600㎜의 롤을 사용하고, 최대 인장 변형량이 0.0020인 6회의 굽힘 가공을 실시하였다. 마찬가지로, 실험예 21∼39에서는, 반경 450㎜의 롤을 사용하고, 최대 인장 변형량이 0.0055인 2회의 굽힘 가공을 실시하고, 실험예 41∼75에서는, 반경 730㎜의 롤을 사용하고, 최대 인장 변형량이 0.0010인 7회의 굽힘 가공을 실시하고, 실험예 76∼114에서는 반경 500㎜의 롤을 사용하고, 최대 인장 변형량이 0.0040인 5회의 굽힘 가공을 실시하였다. 굽힘 가공을 실시할 때의 강판의 판 두께는, 실험예 1∼20에서는 1.2㎜, 실험예 21∼39에서는 2.5㎜, 실험예 41∼75에서는 0.7㎜, 실험예 76∼114에서는 2.0㎜로 하였다.

700℃로부터 500℃ 또는 Bs점까지의 제2 냉각 공정에 있어서는 표 7∼표 10에 기재된 평균 냉각 속도로 냉각하고, 그 후 250∼500℃의 범위까지 더 냉각하고, 표 7∼표 10에 기재된 시간만큼 정류한 후, 실온까지 냉각하였다.

실온까지 냉각한 후, 실험예 6∼20, 70∼114에서는 0.15％의 냉간 압연을 실시하고, 실험예 22에서는 1.50％의 냉간 압연을 실시하고, 실험예 28에서는 1.00％의 냉간 압연을 실시하고, 실험예 31∼54에서는 0.25％의 냉간 압연을 실시하였다.

실험예 29, 33, 43, 60, 69는, 어닐링 공정 후에 전기 도금 처리를 행하고, 아연 도금 강판(EG)으로 한 예이다.

실험예 13, 54, 57, 63, 75, 78은, 제2 냉각 공정에서 500℃ 또는 Bs점까지 냉각한 후, 250∼500℃의 범위에서 정류할 때까지의 사이에 아연 도금욕에 침지하고, 용융 아연 도금 강판(GI)으로 한 예이다.

실험예 18, 21, 81, 84는, 250∼500℃의 범위에서 정류 후에 아연 도금욕에 침지하고 나서 실온까지 냉각하고, 용융 아연 도금 강판(GI)으로 한 예이다.

실험예 3, 8, 14, 25, 93, 96은, 제2 냉각 공정에서 500℃ 또는 Bs점까지 냉각한 후, 250∼500℃의 범위에서 정류할 때까지의 사이에 아연 도금욕에 침지하고, 또한 기재된 온도에서 합금화 처리를 실시하고, 합금화 용융 아연 도금 강판(GA)으로 한 예이다.

실험예 38, 48, 51, 66, 72, 87, 90은, 250∼500℃의 범위에서 정류 후에 아연 도금욕에 침지하고, 또한 기재된 온도에서 합금화 처리를 실시하고, 합금화 용융 아연 도금 강판(GA)으로 한 예이다. 실험예 38 및 72는, 또한 도금층의 표면에 P계 복합 산화물을 포함하는 피막을 부여한 예이다.

표 11∼표 14는, 실험예 1∼114의 강판의 1/8 두께로부터 3/8 두께의 범위에 있어서의 마이크로 조직의 분율을 측정한 결과이다. 마이크로 조직 분율 중, 잔류 오스테나이트(잔류 γ)량은 X선 회절에 의해 측정하고, 그 외에는, 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 잘라내고, 경면으로 연마한 단면을 나이탈 에치하고, 전계 방사형 주사형 전자 현미경(FE-SEM:field emission scanning electron microscope)을 사용하여 관찰하여 구하였다.

표 15∼표 18은 Cu 석출물의 관찰 결과이다.

강판의 1/4 두께로부터 잘라낸 샘플에 대해, 고분해능 투과형 전자 현미경(HRTEM)을 사용하여 Cu 석출물의 관찰을 행하였다. 전자 에너지 손실 분광법(EELS)에 의해 조성을 확인한 Cu 입자에 있어서, 입경 및 bcc철과의 정합성의 유무를 조사하였다. 입자의 사이즈는 25개의 입자의 입경의 평균으로 하였다. 또한, 관찰한 입자의 개수에 차지하는 bcc철과 비정합인 석출물의 비율을 구하였다.

금회의 실험예에서는, 석출물의 평균 사이즈가 3㎚ 이하인 시험편은 없었으므로, 평균 입경이 3㎚ 이상인 경우로서, 10000㎚²∼1㎛²의 시야에 있어서 Cu 입자의 개수를 측정하고, 수렴 전자 회절법(CBED)에 의해 시험편 관찰부의 막 두께를 측정하고, 관찰 면적과 곱하여 관찰 체적를 구하고, Cu 입자의 개수를 관찰 체적에 의해 나눔으로써 Cu 입자 밀도를 구하였다.

표 19∼표 22는, 실험예 1∼114의 강판의 특성 평가 결과이다. 실험예 1∼114의 강판으로부터 JIS Z 2201에 준거한 인장 시험편을 채취하고, 인장 시험을 JIS Z 2241에 준거하여 행하고, 항복 강도(YS), 인장 강도(TS), 전연신율(EL), 구멍 확장율(λ)을 측정하였다.

실험예 5는, 열간 압연의 완료 온도가 낮은 예이며, 마이크로 조직이 한 방향으로 신장한 불균질한 것으로 되므로, 연성, 신장 플랜지성이 떨어진다.

실험예 10은, 권취 후의 냉각 속도가 높고, 열간 압연 공정에서의 Cu 입자의 석출이 불충분하며, bcc철과 비정합인 Cu 입자의 비율이 적고, 신장 플랜지성이 떨어진다.

실험예 15는, 가열 속도가 크고, Cu 입자의 성장이 불충분하며, bcc철과 비정합인 Cu 입자의 비율이 적고, 신장 플랜지성이 떨어진다.

실험예 20은, 어닐링 공정에 있어서의 최고 가열 온도가 낮은 예이며, 파괴의 기점으로 되는 조대한 철계 탄화물을 다수 포함하므로, 연성, 신장 플랜지성이 떨어진다.

실험예 23은, 어닐링 공정에 있어서의 최고 가열 온도가 높은 예이며, Cu 입자가 가열 중에 한번 고용되고, bcc철과 비정합인 Cu 입자가 적으므로, 신장 플랜지성이 떨어진다.

실험예 30은, 제1 냉각 공정의 평균 냉각 속도가 높은 예이며, Cu 입자의 석출이 불충분하며, 또한, 연질 조직의 성장이 불충분하므로, 연성 및 신장 플랜지성이 떨어진다.

실험예 34는, 제1 냉각 공정의 평균 냉각 속도가 낮은 예이며, 조대한 철계 탄화물이 생성되고, 신장 플랜지성이 떨어진다.

실험예 35는, 제1 냉각 공정에 있어서의 장력이 없는 예이며, Cu의 석출이 불충분하며, 신장 플랜지성이 떨어진다.

실험예 39는, 제2 냉각 공정에 있어서의 냉각 속도가 낮고, 조대한 철계 탄화물이 생성되고, 신장 플랜지성이 떨어진다.

실험예 40은, 제1 냉각 공정에 있어서의 굽힘 가공을 실시하지 않는 예이며, Cu의 석출이 불충분하며, 신장 플랜지성이 떨어진다.

실험예 44는, 250∼500℃에서의 정류 시간이 길고, 과잉으로 철계 탄화물이 생성되고, 신장 플랜지성이 떨어진다.

실험예 45는, 250∼500℃에서의 정류 시간이 짧고, 마르텐사이트가 과잉으로 생성되고, 신장 플랜지성이 떨어진다.

실험예 97∼100은, 성분 조성이 소정의 범위를 일탈한 예이며, 모두 충분한 특성이 얻어져 있지 않다.

실험예 101은, Cu량의 하한을 하회한 예이며, Cu 입자 밀도가 낮고, 신장 플랜지성이 떨어진다.

Claims

질량％로,
C:0.075∼0.300％,
Si:0.30∼2.50％,
Mn:1.30∼3.50％,
P:0.001∼0.030％,
S:0.0001∼0.0100％,
Al:0.005∼1.500％,
Cu:0.15∼2.00％,
N:0.0001∼0.0100％,
O:0.0001∼0.0100％
를 함유하고, 선택 원소로서,
Ti:0.005∼0.150％,
Nb:0.005∼0.150％,
B:0.0001∼0.0100％,
Cr:0.01∼2.00％,
Ni:0.01∼2.00％,
Mo:0.01∼1.00％,
W:0.01∼1.00％,
V:0.005∼0.150％,
Ca, Ce, Mg, REM의 1종 또는 2종 이상:합계로 0.0001∼0.50％
를 함유하고, 잔류부가 철 및 불가피적 불순물을 포함하는 강판이며,
상기 강판 조직이, 페라이트상과 마르텐사이트상을 포함하고,
bcc철과 비정합인 Cu 입자의 비율이, Cu 입자 전체에 대해 15％ 이상이며,
페라이트상 중의 Cu 입자 밀도가, 1.0×10¹⁸개/㎥ 이상이며,
페라이트상 중의 Cu 입자의 평균 입경이, 2.0㎚ 이상인 것을 특징으로 하는, 성형성이 우수한 고강도 강판.
제1항에 있어서, 상기 고강도 강판의 1/8 두께∼3/8 두께의 범위의 조직이, 체적분율로,
페라이트상:10∼75％,
베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상:50％ 이하,
템퍼링 마르텐사이트상:50％ 이하,
프레시 마르텐사이트상:15％ 이하,
잔류 오스테나이트상:20％ 이하
를 갖는 것을 특징으로 하는, 성형성이 우수한 고강도 강판.
제1항 또는 제2항에 기재된 고강도 강판의 표면에 아연 도금층이 형성되어 이루어지는 것을 특징으로 하는, 성형성이 우수한 고강도 아연 도금 강판.
질량％로,
C:0.075∼0.300％,
Si:0.30∼2.50％,
Mn:1.30∼3.50％,
P:0.001∼0.030％,
S:0.0001∼0.0100％,
Al:0.005∼1.500％,
Cu:0.15∼2.00％,
N:0.0001∼0.0100％,
O:0.0001∼0.0100％
를 함유하고, 선택 원소로서,
Ti:0.005∼0.150％,
Nb:0.005∼0.150％,
B:0.0001∼0.0100％,
Cr:0.01∼2.00％,
Ni:0.01∼2.00％,
Mo:0.01∼1.00％,
W:0.01∼1.00％,
V:0.005∼0.150％,
Ca, Ce, Mg, REM의 1종 또는 2종 이상:합계로 0.0001∼0.50％
를 함유하고, 잔류부가 철 및 불가피적 불순물을 포함하는 슬래브를, 직접 또는 일단부 냉각한 후 1050℃ 이상으로 가열하고, 800℃와 Ar3 변태점 중 높은 쪽의 온도를 하한으로 하여 압연을 실시하고, 500∼700℃에서 권취하는 열간 압연 공정과,
권취된 강판을 550∼700℃에서의 평균 가열 속도를 1.0∼10.0℃/초로 하여, 최고 가열 온도 740∼1000℃까지 가열하고, 그 후, 최고 가열 온도∼700℃ 사이의 평균 냉각 속도를 1.0∼10.0℃/초로 하여 냉각하고, 또한, 최고 가열 온도∼700℃의 사이에, 강판에 변형을 부여하고, 700℃∼Bs점 또는 500℃까지의 냉각 속도를 5.0∼200.0℃/초로 하여 냉각하는 어닐링 공정
을 갖는 것을 특징으로 하는, 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
제4항에 있어서, 상기 열간 압연 공정 후, 상기 어닐링 공정 전에,
권취된 강판을 산세하고, 그 후, 압하율 35∼75％의 압하율로 압연을 실시하는 냉간 압연 공정
을 갖는 것을 특징으로 하는, 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
제4항 또는 제5항에 있어서, 상기 어닐링 공정 중의 강판에의 변형의 부여는,
강판에 5∼50㎫의 장력을 가하면서, 최외주의 인장 변형량이 0.0007∼0.0910으로 되는 범위에서, 1회 이상의 굽힘 가공을 실시함으로써 행해지는 것을 특징으로 하는, 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
제6항에 있어서, 상기 굽힘 가공은, 롤 직경 800㎜ 이하의 롤에 강판을 가압함으로써 실시하는 것을 특징으로 하는, 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
제4항 또는 제5항에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로 고강도 강판을 제조한 후, 아연 전기 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는, 성형성이 우수한 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.
제4항 또는 제5항에 기재된 고강도 강판의 제조 방법에 있어서, Bs점 또는 500℃까지의 냉각 후, 용융 아연 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는, 성형성이 우수한 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.
제9항에 있어서, 상기 용융 아연 도금을 실시한 후에, 470∼650℃의 온도에서 합금화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는, 성형성이 우수한 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.