KR20140026628A

KR20140026628A - 성형성이 우수한 고강도 강판, 고강도 아연 도금 강판 및 그들의 제조 방법

Info

Publication number: KR20140026628A
Application number: KR20147001802A
Authority: KR
Inventors: 히로유키 가와타; 나오키 마루야마; 아키노부 무라사토; 아키노부 미나미; 다케시 야스이; 유우지 야마구치; 나츠코 스기우라
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2011-07-29
Filing date: 2012-07-27
Publication date: 2014-03-05
Also published as: TWI494447B; BR112014002198B1; WO2013018722A1; EP2738276A4; MX357839B; US9896751B2; JP5252142B1; BR112014002198A2; CN103717774B; US20140162088A1; CN103717774A; EP2738276B1; EP2738276A1; ES2733452T3; RU2557862C1; PL2738276T3; CA2843179C; KR101624057B1; ZA201401305B; CA2843179A1

Abstract

인장 최대 강도 900㎫ 이상의 고강도를 확보하면서 우수한 연성과 신장 플랜지성이 얻어지는, 성형성이 우수한 고강도 강판, 고강도 아연 도금 강판이며, 소정의 성분 조성을 갖고, 강판 조직이, 체적 분율로 1∼20％의 잔류 오스테나이트 상을 포함하고, 잔류 오스테나이트 상의 마르텐사이트 변태점이 -60℃ 이하이다.

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 강판에 대한 고강도화의 요구가 높아지고 있고, 특히, 충돌 안전성 등의 향상 등을 목적으로 하여, 인장 최대 응력이 900㎫ 이상인 고강도 강판도 사용되고 있다. 이러한 고강도 강판은, 연강판과 마찬가지로 프레스 가공에 의해 대량으로 또한 저렴하게 성형되어, 부재로서 제공된다.

그러나, 최근, 고강도 강판이 급속하게 고강도화된 것에 수반하여, 특히 인장 최대 응력이 900㎫ 이상인 고강도 강판에 있어서 성형성이 부족하여, 신장 플랜지 가공으로 대표되는, 국소 변형을 수반하는 가공이 곤란하다고 하는 문제가 발생하였다. 이로 인해, 인장 최대 응력이 높은 고강도 강판에 있어서도, 충분한 가공성을 실현하는 것이 요구되고 있다.

특허문헌 1에는, 고강도 강판의 굽힘성을 향상시키는 기술로서, 베이나이트나 템퍼링 마르텐사이트를 주체로 하는 마이크로 조직을 갖는 강판에 있어서, 강에 포함되는 Si량을 질량％로 0.6％ 이하로 하고, 소정의 베이나이트 변태 온도보다도 50℃ 이상 낮은 온도까지 냉각하여 오스테나이트로부터 베이나이트나 마르텐사이트로의 변태를 촉진시킴으로써, 조직에 포함되는, 마르텐사이트 변태점이 -196℃ 이상인 잔류 오스테나이트의 체적률을 2％ 이하로 함으로써 얻어지는, 인장 강도가 780∼1470㎫이고, 형상이 양호하고 우수한 굽힘성을 갖는 강판이 개시되어 있다.

특허문헌 2에는, 고강도 강판의 성형성을 향상시키는 기술로서, 열간 압연을 실시한 강판을 500℃ 이하까지 냉각하여 권취한 후, 550∼700℃까지 재가열하고, 이어서 냉연 공정과 연속 어닐링 공정을 순차 실시함으로써, 잔류 오스테나이트를 포함하고, 또한 저온 변태상을 포함하는 제2상의 평균 입경이 미세해져, 잔류 오스테나이트량, 잔류 오스테나이트의 고용 C량, 평균 입경이 소정의 관계식을 만족시킴으로써, 연성 및 신장 플랜지성을 높이는 방법이 개시되어 있다.

특허문헌 3에는, 고강도 강판의 신장 플랜지성을 향상시키는 기술로서, 강판 내부의 경도의 표준 편차를 작게 하여, 강판 전역에서 동등한 경도를 갖게 한 강판이 개시되어 있다.

특허문헌 4에는, 고강도 강판의 신장 플랜지성을 향상시키는 기술로서, 경질 부위의 경도를 열처리에 의해 저하시켜, 연질부와의 경도차를 작게 한 강판이 개시되어 있다.

특허문헌 5에는, 고강도 강판의 신장 플랜지성을 향상시키는 기술로서, 경질 부위를 비교적 연질인 베이나이트로 함으로써 연질부와의 경도차를 작게 한 강판이 개시되어 있다.

특허문헌 6에는, 고강도 강판의 신장 플랜지성을 향상시키는 기술로서, 면적률로 40∼70％의 템퍼링 마르텐사이트와 잔량부가 페라이트로 이루어지는 조직을 갖는 강판에 있어서, 강판의 두께 방향 단면에 있어서의 Mn 농도의 상한값과 하한값의 비를 작게 한 강판이 개시되어 있다.

일본 특허 공개 평10-280090호 공보 일본 특허 공개 제2003-183775호 공보 일본 특허 공개 제2008-266779호 공보 일본 특허 공개 제2007-302918호 공보 일본 특허 공개 제2004-263270호 공보 일본 특허 공개 제2010-65307호 공보

특허문헌 1에 기재된 고강도 강판에서는, 강판 조직 중에 있어서, 연성을 향상시키는 페라이트 및 잔류 오스테나이트가 적어, 충분한 연성이 얻어지지 않는다고 하는 문제가 있다.

특허문헌 2에 기재된 고강도 강판의 제조 방법은, 대규모의 재가열 장치를 필요로 하므로, 제조 비용이 증대된다고 하는 문제가 있다.

특허문헌 3∼6에 기재된 기술에서도, 인장 최대 강도가 900㎫ 이상인 고강도 강판에 있어서의 가공성은 불충분하다.

본 발명은 상기한 문제에 비추어 이루어진 것이며, 인장 최대 강도 900㎫ 이상의 고강도를 확보하면서 우수한 연성과 신장 플랜지성이 얻어지는, 성형성이 우수한 고강도 강판, 고강도 아연 도금 강판 및 그들의 제조 방법의 제공을 과제로 한다.

본 발명자들은, 고강도 강판에 있어서, 우수한 연성과 신장 플랜지성이 얻어지기 위한 강판 조직, 제조 방법에 대해 예의 검토하였다. 그 결과, 강 성분을 적정 범위로 하고, 또한 냉간 압연 후의 어닐링 조건을 적정화함으로써, 강판 조직에 있어서의 잔류 오스테나이트 상의 비율을 소정 범위로 하면서, 잔류 오스테나이트 상의 마르텐사이트 변태 개시 온도를 저하시킬 수 있고, 이러한 조건에서 고강도 강판을 제조하고, 강판 조직 중에 있어서의 잔류 오스테나이트 상의 비율과, 마르텐사이트 변태점을 적정 범위로 제어함으로써, 900㎫ 이상의 인장 최대 강도를 확보하면서, 연성과 신장 플랜지성(구멍 확장성)이 향상되어, 우수한 성형성이 얻어지는 것을 발견하였다.

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

(1) 질량％로, C:0.075∼0.300％, Si:0.70∼2.50％, Mn:1.30∼3.50％, P:0.001∼0.030％, S:0.0001∼0.0100％, Al:0.005∼1.500％, 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％, Cu:0.01∼2.00％, Mo:0.01∼1.00％, V:0.005∼0.150％, Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, REM 중 1종 또는 2종 이상:합계로 0.0001∼0.5000％의 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강이고, 강판의 조직이, 체적 분율로 2∼20％의 잔류 오스테나이트 상을 포함하고, 상기 잔류 오스테나이트 상의 마르텐사이트 변태점이 -60℃ 이하인 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 강판.

(2) 상기 잔류 오스테나이트 상의 -198℃에서 마르텐사이트 변태되는 비율이, 체적 분율로, 전 잔류 오스테나이트 상의 2％ 이하인 것을 특징으로 하는 상기 (1)의 성형성이 우수한 고강도 강판.

(3) 상기 잔류 오스테나이트 상의 마르텐사이트 변태점이 -198℃ 이하인 것을 특징으로 하는 상기 (1) 또는 (2)의 성형성이 우수한 고강도 강판.

(4) 강판의 조직이, 체적 분율로, 페라이트 상;10∼75％, 베이니틱 페라이트 상 및/또는 베이나이트 상:10∼50％, 템퍼링 마르텐사이트 상:10∼50％ 및 프레쉬 마르텐사이트 상:10％ 이하를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 상기 (1)∼(3) 중 어느 하나의 성형성이 우수한 고강도 강판.

(5) 상기 (1)∼(4) 중 어느 하나의 고강도 강판의 표면에 아연 도금층이 형성되어 이루어지는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 아연 도금 강판.

(6) 질량％로, C:0.075∼0.300％, Si:0.70∼2.50％, Mn:1.30∼3.50％, P:0.001∼0.030％, S:0.0001∼0.0100％, Al:0.005∼1.500％, 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％, Cu:0.01∼2.00％, Mo:0.01∼1.00％, V:0.005∼0.150％, Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, REM 중 1종 또는 2종 이상:합계로 0.0001∼0.5000％의 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 슬래브를, 직접 또는 일단 냉각한 후에 1050℃ 이상으로 가열하고, Ar₃점 이상에서 압연을 완료하여 강판으로 하고, 500∼750℃의 온도에서 권취하는 열간 압연 공정과, 권취한 강판을, 산세 후에 압하율 35∼75％의 압하율로 냉연하는 냉연 공정과, 상기 냉연 공정 후의 강판을, 최고 가열 온도 740∼1000℃까지 가열한 후, 상기 최고 가열 온도∼700℃까지의 평균 냉각 속도를 1.0∼10.0℃/초, 700∼500℃의 평균 냉각 속도를 5.0∼200℃/초로 하여 냉각하고, 이어서 350∼450℃에서 30∼1000초 체류시키고, 그 후, 실온까지 냉각하고, 또한 상기 최고 가열 온도로부터 실온까지 냉각하는 동안에, Bs점 혹은 500℃ 미만으로부터 500℃ 이상으로의 재가열을 적어도 1회 이상, Ms점 혹은 350℃ 미만으로부터 350℃ 이상으로의 재가열을 적어도 1회 이상 실시하는 어닐링 공정을 구비하는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.

(7) 상기 (6)의 고강도 강판의 제조 방법으로 고강도 강판을 제조한 후, 아연 전기 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.

(8) 상기 (6)의 고강도 강판의 제조 방법에 있어서, 상기 어닐링 공정에서 상기 최고 가열 온도로부터 실온까지의 사이에서 냉각할 때, 상기 냉연 공정 후의 강판을 아연욕에 침지함으로써, 용융 아연 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.

(9) 상기 (6)의 고강도 강판의 제조 방법에 있어서, 상기 어닐링 공정 후에, 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 (8) 또는 (9)의 성형성이 우수한 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.

본 발명에 따르면, 900㎫ 이상의 인장 최대 강도를 확보하면서, 우수한 성형성이 얻어지는 고강도 강판을 실현할 수 있다.

도 1a는 본 발명의 제조 방법의 어닐링 처리에 있어서의 냉각 패턴의 일례를 나타내는 도면이다.
도 1b는 본 발명의 제조 방법의 어닐링 처리에 있어서의 냉각 패턴의 다른 일례를 나타내는 도면이다.
도 2는 본 발명의 실시예에 대해 설명하는 도면으로, 인장 강도 TS와 전연신율 EL의 관계를 나타내는 도면이다.
도 3은 본 발명의 실시예에 대해 설명하는 도면으로, 인장 강도 TS와 구멍 확장율 λ의 관계를 나타내는 그래프이다.

이하, 본 발명의 실시 형태인 성형성이 우수한 고강도 강판, 고강도 아연 도금 강판 및 그들의 제조 방법에 대해 설명한다. 또한, 이하의 실시 형태는, 본 발명의 취지를 보다 잘 이해시키기 위해 상세하게 설명하는 것이므로, 특별히 지정이 없는 한 본 발명을 한정하는 것은 아니다.

또한, 이하의 설명에 있어서는, 강판 제조 중의 온도 저하의 과정에서 오스테나이트(γ철)가 마르텐사이트로 변태되는 개시 온도를 Ms점, 제조된 본 발명의 고강도 강판의 조직 중의 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되는 개시 온도를 Ms_r점이라 기재한다.

우선, 본 발명의 고강도 강판의 조직에 대해 설명한다.

본 발명의 고강도 강판의 강판 조직은, 2∼20％의 잔류 오스테나이트 상을 갖고, 잔류 오스테나이트 상의 Ms_r점은 -60℃ 이하이다. 이러한, 본 발명의 고강도 강판의 강판 조직 중에 포함되는 잔류 오스테나이트 상은, 복수회의 심냉 처리에 대해서도 안정적이다.

잔류 오스테나이트 상 이외의 조직은, 인장 최대 강도 900㎫ 이상의 강도를 확보할 수 있으면 되고, 특별히 한정되지 않지만, 강판 조직 중에 있어서의 체적 분율로, 페라이트 상:10∼75％, 베이니틱 페라이트 상 및/또는 베이나이트 상:10∼50％, 템퍼링 마르텐사이트 상:10∼50％, 프레쉬 마르텐사이트 상:10％ 이하를 갖는 것이 바람직하다. 이러한 강판 조직을 가짐으로써, 보다 우수한 성형성을 갖는 고강도 강판으로 된다.

강판의 조직에 포함될 수 있는 각 상에 대해 설명한다.

[잔류 오스테나이트 상]

잔류 오스테나이트 상은, 강도 및 연성을 크게 향상시키는 한편, 일반적으로는 파괴의 기점으로 되어 신장 플랜지성을 크게 떨어뜨린다고 하는 특성이 있다.

본 강판의 조직에 있어서는, 후술하는 2회의 재가열에 의해, 잔류 오스테나이트 상 중에 존재하고 있었던 마르텐사이트 변태의 개시 사이트로 될 수 있는 결함이 이미 소비되어 있고, 청정도가 높은 오스테나이트 상만이 선택적으로 잔류하고 있다. 그 결과, 매우 안정된 잔류 오스테나이트 상이 얻어진다. 이러한 잔류 오스테나이트 상은, 변형에 수반하여 서서히 마르텐사이트 변태를 진행시키므로, 파괴의 기점으로 되기 어려워, 신장 플랜지성의 열화가 극히 작다고 하는 특성이 있다.

상술한 바와 같은 안정성의 지표로서, 잔류 오스테나이트 상의 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms_r점)를 들 수 있다. 청정도가 높은 오스테나이트 상이 잔류한 안정된 잔류 오스테나이트는, 액체 질소에의 1시간의 침지, 이른바 심냉 처리를 실시해도 잔류 오스테나이트량이 변화되지 않고, Ms_r점은 액체 질소 온도(-198℃) 이하로, 매우 안정된다. 또한, 일반적으로, 심냉 처리를 반복하여 실시함으로써 잔류 오스테나이트는 서서히 감소하지만, 본 발명에 관한 고강도 강판에 있어서는, 5회의 심냉 처리에 대해서도 잔류 오스테나이트는 감소하지 않고, 극히 안정된다.

본 발명의 강판, Ms_r점이 -60℃ 이하인 잔류 오스테나이트 상이, 체적 분율로 2％ 이상 존재함으로써, 강도 및 연성이 크게 향상되고, 또한 신장 플랜지성의 열화가 극히 적은 고강도 강판이 얻어진다.

강도 및 연성의 관점에서, 강판 조직 중에 있어서의 잔류 오스테나이트 상의 체적 분율을 4％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 6％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, 강판 조직 중에 있어서의 잔류 오스테나이트 상의 체적 분율을 20％ 초과로 하기 위해서는, C나 Mn과 같은 원소를 적량 이상으로 첨가할 필요가 있어, 용접성이 손상되므로, 잔류 오스테나이트 상은 20％를 상한으로 한다.

본 발명에 있어서는, 잔류 오스테나이트 상이 -198℃에서 마르텐사이트 변태되는 비율을, 체적 분율로 2％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 이에 의해, 보다 안정된 잔류 오스테나이트 상이 얻어지므로, 연성과 신장 플랜지성이 현저하게 향상되어, 우수한 성형성이 얻어진다.

또한, 강판 조직 중에 있어서의 잔류 오스테나이트의 Ms_r점이 -198℃ 이하이면, 더욱 안정된 잔류 오스테나이트 상으로 되어, 연성과 신장 플랜지성이 더욱 현저하게 향상되어, 우수한 성형성이 얻어지므로 바람직하다.

잔류 오스테나이트 상의 체적 분율은, 강판의 판면과 평행하고, 또한 1/4 두께의 면을 관찰면으로 하여 X선 해석을 행하여, 면적 분율을 산출하고, 그것을 체적 분율이라 간주한다. 단, 1/4 두께의 면은, 심냉 처리 후에 다시 모재에 연삭 가공 및 화학 연마를 실시하여, 경면으로 마무리하는 것으로 한다.

또한, 측정 오차를 고려하여, 이하에 나타내는 관계식을 만족시킨 시점에서 잔류 오스테나이트 상이 마르텐사이트 변태된 것이라 간주한다.

Vγ(n)/Vγ(0)＜0.90

여기서, n은 심냉 처리의 횟수, Vγ(n)은 n회째의 심냉 처리 후의 잔류 오스테나이트 분율, Vγ(0)는 모재 중의 잔류 오스테나이트 분율을, 각각 나타낸다.

[페라이트 상]

페라이트 상은, 연성의 향상에 유효한 조직이며, 강판 조직 중에 있어서 체적 분율로 10∼75％ 포함되어 있는 것이 바람직하다. 강판 조직 중의 페라이트 상의 체적 분율이 10％ 미만인 경우, 충분한 연성이 얻어지지 않을 우려가 있다. 강판 조직 중에 포함되는 페라이트 상의 체적 분율은, 연성의 관점에서 15％ 이상 포함되는 것이 보다 바람직하고, 20％ 이상 포함되는 것이 더욱 바람직하다. 페라이트 상은 연질인 조직이므로, 체적 분율이 75％를 초과하면 충분한 강도가 얻어지지 않는 경우가 있다. 강판의 인장 강도를 충분히 높이기 위해서는, 강판 조직 중에 포함되는 페라이트 상의 체적 분율을 65％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 50％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

[베이니틱 페라이트 상 및/또는 베이나이트 상]

베이니틱 페라이트 상 및/또는 베이나이트 상은, 강도와 연성의 밸런스가 우수한 조직이며, 강판 조직 중에 체적 분율로 10∼50％ 포함되어 있는 것이 바람직하다. 베이니틱 페라이트 상 및/또는 베이나이트는, 연질인 페라이트 상과 경질인 마르텐사이트 상, 템퍼링 마르텐사이트 상 및 잔류 오스테나이트 상의 중간의 강도를 갖는 마이크로 조직이며, 신장 플랜지성의 관점에서 15％ 이상 포함되는 것이 보다 바람직하고, 20％ 이상 포함되는 것이 더욱 바람직하다. 베이니틱 페라이트 상 및/또는 베이나이트의 체적 분율이 50％를 초과하면, 항복 응력이 과도하게 높아져, 형상 동결성이 떨어지므로 바람직하지 않다.

[템퍼링 마르텐사이트 상]

템퍼링 마르텐사이트 상은, 인장 강도를 크게 향상시키는 조직으로, 강판 조직에 체적 분율로 50％ 이하 포함되어 있어도 된다. 인장 강도의 관점에서, 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율은 10％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 강판 조직에 포함되는 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율이 50％를 초과하면, 항복 응력이 과도하게 높아져, 형상 동결성이 떨어지므로 바람직하지 않다.

[프레쉬 마르텐사이트 상]

프레쉬 마르텐사이트 상은, 인장 강도를 크게 향상시키는 효과가 있다. 그러나, 파괴의 기점으로 되어 신장 플랜지성을 크게 떨어뜨리므로, 강판 조직 중에 있어서의 체적 분율로 15％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 신장 플랜지성을 높이기 위해서는, 강판 조직 중에 있어서의 프레쉬 마르텐사이트 상의 체적 분율을 10％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 5％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

[기타]

본 발명의 고강도 강판의 강판 조직에는, 펄라이트 상 및/또는 조대한 시멘타이트 상 등, 상기 이외의 조직이 더 포함되어 있어도 된다. 그러나, 고강도 강판의 강판 조직 중에 펄라이트 상 및/또는 조대한 시멘타이트 상이 많아지면, 굽힘성이 떨어진다고 하는 문제가 발생한다. 이것으로부터, 강판 조직 중에 포함되는 펄라이트 상 및/또는 조대한 시멘타이트 상의 체적 분율은, 합계로 10％ 이하인 것이 바람직하고, 5％ 이하인 것이 보다 바람직하다.

본 발명의 고강도 강판의 강판 조직에 포함되는 각 조직의 체적 분율은, 예를 들어 이하에 나타내는 방법에 의해 측정할 수 있다.

본 발명의 고강도 강판의 강판 조직에 포함되는 페라이트 상, 베이니틱 페라이트 상, 베이나이트 상, 템퍼링 마르텐사이트 상 및 프레쉬 마르텐사이트 상의 체적 분율의 측정에 있어서는, 우선, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취한다. 그리고, 이 시료의 관찰면을 연마, 나이탈 에칭하고, 판 두께의 1/8∼3/8 두께의 범위를, 전계 방사형 주사형 전자 현미경(FE-SEM : Field Emission Scanning Electron Microscope)으로 관찰하여 면적 분율을 측정하고, 그것을 체적 분율이라 간주한다.

다음에, 본 발명의 고강도 강판의 성분 조성에 대해 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서는, 특별히 지정이 없는 한, 「％」는 「질량％」를 나타내는 것으로 한다.

C:0.075∼0.300％

C는, 잔류 오스테나이트 상을 얻기 위해 필요한 원소로, 우수한 성형성과 고강도를 양립시키기 위해 함유된다. C의 함유량이 0.300％를 초과하면, 용접성이 불충분해진다. 용접성의 관점에서는, C의 함유량은 0.250％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.220％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. C의 함유량이 0.075％ 미만이면 충분한 양의 잔류 오스테나이트 상을 얻는 것이 곤란해져, 강도 및 성형성이 저하된다. 강도 및 성형성의 관점에서는, C의 함유량은 0.090％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.100％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

Si:0.70∼2.50％

Si는, 강판에 있어서의 철계 탄화물의 생성을 억제함으로써 잔류 오스테나이트 상을 얻기 쉽게 하는 원소로, 강도와 성형성을 높이기 위해 필요한 원소이다. Si의 함유량이 2.50％를 초과하면 강판이 취화되고, 연성이 떨어진다. 연성의 관점에서는, Si의 함유량은 2.20％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 2.00％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. Si의 함유량이 0.70％ 미만에서는 어닐링 후에 실온까지 냉각하는 동안에 철계 탄화물이 생성되어, 충분히 잔류 오스테나이트 상이 얻어지지 않아, 강도 및 성형성이 떨어진다. 강도 및 성형성의 관점에서는, Si의 하한값은 0.90％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 1.00％ 이상이 더욱 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 일어나기 쉬워져, 주조한 슬래브가 깨지는 등의 문제가 일어나기 쉽다. 또한, Mn의 함유량이 3.50％를 초과하면, 용접성도 떨어진다고 하는 문제가 있다. 따라서, Mn의 함유량은 3.50％ 이하로 할 필요가 있다. 용접성의 관점에서는, Mn의 함유량은 3.20％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 3.00％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. Mn의 함유량이 1.30％ 미만이면 어닐링 후의 냉각 중에 연질인 조직이 다량으로 형성되므로, 900㎫ 이상의 인장 최대 강도를 확보하는 것이 어려워진다. 따라서, Mn의 함유량을 1.30％ 이상으로 할 필요가 있다. 또한, 강판의 강도를 높이기 위해, Mn의 함유량은 1.50％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 1.70％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

P:0.001∼0.030％

P는, 강판의 판 두께 중앙부에 편석되는 경향이 있어, 용접부를 취화시키는 특성이 있다. P의 함유량이 0.030％를 초과하면 용접부가 대폭 취화되므로, P의 함유량은 0.030％ 이하로 제한한다. P의 함유량의 하한은, 특별히 정하는 일 없이 본 발명의 효과는 발휘되지만, P의 함유량을 0.001％ 미만으로 하면 제조 비용이 대폭 증가하므로, 0.001％를 하한으로 한다.

S:0.0001∼0.0100％

S는, 용접성 및 주조시 및 열연시의 제조성에 악영향을 미친다. 따라서, S의 함유량의 상한값은 0.0100％ 이하로 한다. 또한, S는 Mn과 결부되어 조대한 MnS를 형성하여 연성이나 신장 플랜지성을 저하시키므로, 0.0050％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.0025％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. S의 함유량의 하한은, 특별히 정하는 일 없이 본 발명의 효과는 발휘되지만, S의 함유량을 0.0001％ 미만으로 하면 제조 비용이 대폭 증가하므로, 0.0001％를 하한으로 한다.

Al:0.005∼1.500％

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

N:0.0001∼0.0100％

N은, 조대한 질화물을 형성하여, 연성 및 신장 플랜지성을 떨어뜨리므로, 첨가량을 억제할 필요가 있다. N의 함유량이 0.0100％를 초과하면, 이 경향이 현저해지므로, N 함유량의 상한은 0.0100％로 한다. N은 용접시의 블로우 홀 발생의 원인으로 되므로, 보다 적은 편이 바람직하다. N의 함유량의 하한은, 특별히 정하는 일 없이 본 발명의 효과는 발휘되지만, N의 함유량을 0.0001％ 미만으로 하면, 제조 비용이 대폭 증가하므로, 0.0001％를 하한으로 한다.

O:0.0001∼0.0100％

O는, 산화물을 형성하여, 연성 및 신장 플랜지성을 떨어뜨리므로, 함유량을 억제할 필요가 있다. O의 함유량이 0.0100％를 초과하면, 신장 플랜지성의 열화가 현저해지므로, O 함유량의 상한은 0.0100％ 이하로 한다. O의 함유량은 0.0080％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.0060％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. O의 함유량의 하한은, 특별히 정하는 일 없이 본 발명의 효과는 발휘되지만, O의 함유량을0.0001％ 미만으로 하면, 제조 비용이 대폭 증가하므로, 0.0001％를 하한으로 한다.

본 발명의 고강도 강판은, 필요에 따라서 이하에 나타내는 원소를 더 함유해도 된다.

Ti:0.005∼0.150％

Ti는, 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 미립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 강판의 강도 상승에 기여하는 원소이다. Ti의 함유량이 0.150％를 초과하면, 탄질화물의 석출이 많아져 성형성이 떨어지므로, 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 함유량은 0.005％ 이상으로 할 필요가 있다. 강판의 고강도화에는, Ti의 함유량은 0.010％ 이상인 것이 바람직하고, 0.015％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

Nb:0.005∼0.150％

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

V:0.005∼0.150％

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

B:0.0001∼0.0100％

B는, 고온에서의 상 변태를 억제하여, 고강도화에 유효한 원소로, 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 바람직하고, 0.0030％ 이하인 것이 보다 바람직하다. B에 의한 고강도화를 충분히 얻기 위해서는, B의 함유량을 0.0001％ 이상으로 할 필요가 있다. 강판을 효과적으로 고강도화하기 위해서는, B의 함유량이 0.0003％ 이상인 것이 바람직하고, 0.0005％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

Mo:0.01∼1.00％

Mo는, 고온에서의 상 변태를 억제하여, 고강도화에 유효한 원소로, 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 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, 그 함유량이 0.01％ 이상일 필요가 있다.

W:0.01∼1.00％

W는, 고온에서의 상 변태를 억제하여, 고강도화에 유효한 원소로, 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, 함유량이 0.01％ 이상일 필요가 있다.

Cr:0.01∼2.00％

Cr은, 고온에서의 상 변태를 억제하여, 고강도화에 유효한 원소로, 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, 그 함유량이 0.01％ 이상일 필요가 있다.

Ni:0.01∼2.00％

Ni는, 고온에서의 상 변태를 억제하여, 고강도화에 유효한 원소로, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 첨가해도 된다. Ni의 함유량이 2.00％를 초과하면, 용접성이 손상되므로, Ni의 함유량은 2.00％ 이하로 한다. Ni에 의한 고강도화를 충분히 얻기 위해서는, 그 함유량이 0.01％ 이상일 필요가 있다.

Cu:0.01∼2.00％

Cu는, 미세한 입자로서 강 중에 존재함으로써 강도를 높이는 원소로, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 첨가할 수 있다. Cu의 함유량이 2.00％를 초과하면, 용접성이 손상되므로, 그 함유량은 2.00％ 이하로 한다. Cu에 의한 고강도화를 충분히 얻기 위해서는, 그 함유량이 0.01％ 이상일 필요가 있다.

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

Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, REM은, 성형성의 개선에 유효한 원소로, 1종 또는 2종 이상을 첨가할 수 있다. Ca, Ce, Mg, Zr, Hf 및 REM 중 1종 또는 2종 이상의 함유량이 합계로 0.5000％를 초과하면, 오히려 연성을 손상시킬 우려가 있으므로, 각 원소의 함유량의 합계는 0.5000％ 이하로 한다. 강판의 성형성을 개선하는 효과를 충분히 얻기 위해서는, 각 원소의 함유량의 합계가 0.0001％ 이상일 필요가 있다. 성형성의 관점에서는, 각 원소의 함유량의 합계는, 0.0005％ 이상인 것이 바람직하고, 0.0010％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 여기서, REM이라 함은, Rare Earth Metal의 약자로, 란타노이드 계열에 속하는 원소를 가리킨다. 본 발명에 있어서, REM이나 Ce는 미슈 메탈로 첨가되는 경우가 많고, La나 Ce 외에 란타노이드 계열의 원소를 복합으로 함유하는 경우가 있다. 또한, 불가피 불순물로서, 이들 La나 Ce 외의 란타노이드 계열의 원소를 포함한 경우라도 본 발명의 효과는 발휘된다. 또한, 금속 La나 Ce를 첨가한 경우라도, 본 발명의 효과는 발휘된다.

이상, 본 발명의 성분 조성에 대해 설명하였지만, 본 발명의 강판의 특성을 손상시키지 않는 범위이면, 예를 들어 원료에 기인하는 불순물로서, 필수인 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.

다음에, 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 슬래브로서는, 예를 들어 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 사용하는 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 상 및 오스테나이트 상의 2상역 압연으로 되므로, 열연판 조직이 불균질한 혼립 조직으로 되어, 냉연 및 어닐링 공정을 거쳤다고 해도 불균질한 조직이 해소되지 않아, 연성이나 굽힘성이 떨어진다. 또한, 마무리 압연 온도가 저하되면, 압연 하중이 증가하여, 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, 이하의 식에 의해 계산할 수 있다.

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

열간 압연의 마무리 압연 온도는, 800℃ 또는 Ar₃점 중 높은 쪽을 하한으로 하고, 1000℃를 상한으로 한다. 마무리 압연 온도가 800℃ 미만이면, 마무리 압연시의 압연 하중이 높아져, 압연이 곤란해지거나, 압연 후에 얻어지는 열연 강판의 형상 불량을 초래할 우려가 있다. 마무리 압연 온도가 Ar₃점 미만이면 열간 압연이 페라이트 상 및 오스테나이트 상의 2상역 압연으로 되어, 열연 강판의 조직이 불균질한 혼립 조직으로 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 해야만 하게 된다. 따라서, 마무리 압연 온도의 상한 온도는, 1000℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

압연 후의 강판은, 500∼750℃에서 권취한다. 강판을 750℃를 초과하는 온도에서 권취하면, 강판 표면에 형성되는 산화물의 두께가 과도하게 증대되어, 산세성이 떨어진다. 산세성을 높이기 위해서는, 권취 온도는 720℃ 이하인 것이 바람직하고, 700℃ 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.

이와 같이 하여 제조한 열연 강판에, 산세 처리를 실시한다. 산세에 의해, 강판 표면의 산화물을 제거하는 것이 가능하고, 최종 제품의 냉연 고강도 강판의 화성성이나, 용융 아연 또는 합금화 용융 아연 도금 강판용의 냉연 강판의 용해 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 곤란하고, 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.

다음에, 얻어진 열연 강판 또는 냉연 강판에, 이하의 어닐링 처리를 실시한다.

우선, 압연 후의 강판을 740∼1000℃의 범위의 최고 가열 온도까지 가열한다. 최고 가열 온도가 740℃ 미만에서는, 오스테나이트 상의 양이 불충분해져, 그 후의 냉각 중의 상 변태에 있어서 충분한 양의 경질 조직을 확보하는 것이 곤란해진다. 최고 가열 온도가 1000℃를 초과하면, 오스테나이트 상의 입경이 조대해져, 냉각 중에 변태가 진행되기 어려워지고, 특히 연질인 페라이트 조직을 충분히 얻는 것이 곤란해진다.

최고 가열 온도까지의 가열은, (최고 가열 온도－20)℃∼최고 가열 온도의 사이, 즉, 가열시의 마지막 20℃ 사이의 가열 속도를 0.1∼0.8℃/초로 하는 것이 바람직하다. 최고 가열 온도까지의 20℃의 사이의 가열 속도를 상기한 범위로 하여 서가열(徐加熱)을 행함으로써, 오스테나이트 상으로의 역변태의 진행 속도가 느려져, 초기 오스테나이트 상 중의 결함이 적어진다는 효과가 얻어진다.

최고 가열 온도까지 가열하였을 때의 체류 시간은, 최고 가열 온도 등에 따라서 적절하게 결정할 수 있어 특별히 한정되지 않지만, 10초 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 40∼540초이다.

계속해서, 최고 가열 온도∼700℃ 사이의 평균 냉각 속도를 1.0∼10.0℃/초로 하여 1차 냉각을 행한다. 이 1차 냉각에 의해, 페라이트 변태, 베이니틱 페라이트 및/또는 베이나이트로의 변태를 적절하게 진행하면서, Ms점까지 미변태 오스테나이트 상을 잔류시켜, 그 전부, 혹은 일부를 마르텐사이트로 변태시킬 수 있다.

상기한 냉각 온도 범위에 있어서의 평균 냉각 속도가 1.0℃/초 미만이면 냉각 중에 펄라이트 변태가 진행되어 미변태 오스테나이트 상이 감소하여, 충분한 경질 조직이 얻어지지 않고, 그 결과, 인장 최대 강도 900㎫ 이상의 강도를 확보할 수 없는 경우가 있다. 평균 냉각 속도가 10.0℃/초를 초과하면, 연질인 페라이트 조직을 충분히 생성시킬 수 없는 경우가 있다.

가열 직후부터, 강판 온도가 700℃에 이르는 동안의 페라이트 변태 온도 영역에서의 체류 시간은, 특별히 제한하지 않지만, 바람직하게는 20∼1000초이다. 연질인 페라이트 상을 충분히 생성시키기 위해서는, 어닐링 직후부터 강판 온도가 700℃에 이르는 동안의 페라이트 변태 온도 영역에 있어서 20초 이상 정류시킬 필요가 있고, 또한 30초 이상 정류시키는 것이 바람직하고, 50초 이상 정류시키는 것이 보다 바람직하다. 페라이트 변태 온도 영역에 정류시키는 시간이 1000초를 초과하면, 페라이트 변태가 과도하게 진행되어 미변태 오스테나이트가 감소하여, 충분한 경질 조직이 얻어지지 않는다.

또한, 상기한 1차 냉각 후, 700∼500℃의 평균 냉각 속도를 5.0∼200℃/초로 하여 2차 냉각을 행한다. 이 2차 냉각에 의해, 어닐링 후의 오스테나이트로부터 페라이트로의 변태를 확실하게 진행한다. 700℃를 초과하는 온도 영역으로부터, 1차 냉각과 마찬가지인 1℃/초∼10.0℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각을 행한 경우에는, 페라이트 상의 생성이 불충분해져, 고강도 강판의 연성을 확보할 수 없다.

본 발명의 제조 방법에서는, 상기한 2단계의 냉각 처리를 실시한 강판을, 350∼450℃의 온도 범위에서, 30∼1000초의 시간 체류시킨다. 이때의 체류 온도가 350℃ 미만이면, 미세한 철계 탄화물이 생성되어 오스테나이트 상으로의 C의 농화가 진행되지 않아, 불안정한 오스테나이트 상으로 된다. 체류 온도가 450℃를 초과하면, 오스테나이트 상에 있어서의 C의 고용 한도가 낮아져, C가 소량으로 포화되므로, C의 농화가 진행되지 않아, 불안정한 오스테나이트 상으로 된다.

체류 시간이 30초 미만이면 베이나이트 변태가 충분히 진행되지 않아, 베이나이트 상으로부터 오스테나이트 상으로의 C(탄소)의 토출량이 적고, 오스테나이트 상으로의 C의 농화가 불충분해져, 불안정한 오스테나이트 상으로 된다. 체류 시간이 1000초를 초과하면, 조대한 철계 탄화물의 생성이 개시되어, 오스테나이트 중의 C 농도가 오히려 저하되므로, 불안정한 오스테나이트 상으로 된다.

또한, 본 발명의 어닐링 공정에 있어서는, 도 1a에 나타내는 바와 같이, 최고 가열 온도로부터 실온까지 냉각할 때에 Bs점(베이나이트 변태 개시 개시 온도) 혹은 500℃ 미만으로부터 500℃ 이상으로의 재가열을 적어도 1회 이상 행하고, 또한 Ms점 혹은 350℃ 미만으로부터 350℃ 이상으로의 재가열을 적어도 1회 이상 행한다. 이러한 2종류의 조건의 재가열 처리를 행함으로써, 미변태 잔류 오스테나이트 상 중에서, 내부에 결함을 갖고, 다른 조직으로 변태되기 쉬운 오스테나이트 상, 즉, 불안정한 오스테나이트 상을 우선적으로 변태시켜, 베이나이트 상, 베이니틱 페라이트 상 혹은 템퍼링 마르텐사이트 상으로 할 수 있다.

또한, 예를 들어 도 1b에 나타내는 바와 같이, Ms점 혹은 350℃ 미만까지 냉각한 후 500℃ 이상으로의 재가열을 한 경우라도, Ms점 혹은 350℃ 미만으로부터 350℃ 이상으로의 재가열 및 Bs점 혹은 500℃ 미만으로부터 500℃ 이상으로의 재가열을 각각 행한 것으로 하고, 이러한 패턴의 재가열 처리를 실시해도 된다.

또한, Ms점 혹은 350℃ 미만으로부터 350℃ 이상으로의 재가열과, Bs점 혹은 500℃ 미만으로부터 500℃ 이상으로의 재가열의 사이에, 전술한 350∼450℃의 온도 범위에서의 체류를 행해도 된다.

Bs점(베이나이트 변태 개시 온도)은, 이하의 식에 의해 계산할 수 있다.

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

Ms점(마르텐사이트 변태 개시 온도)은 이하의 식에 의해 계산할 수 있다.

상기 식에 있어서, VF는 페라이트의 체적 분율이고, C, Si, Mn, Cr, Ni, Al은 각각의 원소의 첨가량(질량％)이다.

또한, 고강도 강판의 제조 중에 페라이트 상의 체적 분율을 직접 측정하는 것은 곤란하므로, 본 발명에 있어서는, 연속 어닐링 라인에 통판시키기 전의 냉연 강판의 소편을 잘라내고, 그 소편을 연속 어닐링 라인에 통판시킨 경우와 동일한 온도 이력으로 어닐링하여, 소편의 페라이트 상의 체적의 변화를 측정하고, 그 결과를 이용하여 산출한 수치를, 페라이트의 체적 분율 VF로 하고 있다. 이 측정은, 동일 조건에서 강판을 제조하는 경우는, 최초의 1회의 측정의 결과를 이용해도 되고, 매회 측정할 필요는 없다. 제조 조건을 크게 변경하는 경우는, 다시 측정을 행한다. 물론, 실제로 제조한 강판의 마이크로 조직을 관찰하여, 다음 회 이후의 제조로 피드백해도 상관없다.

상술한 Bs점 혹은 500℃ 미만으로부터 500℃ 이상으로의 재가열에 있어서, 개시 온도를 Bs점 혹은 500℃ 미만으로 한 것은, 오스테나이트 중의 결함을 소비하는 베이나이트 핵을 생성시키기 위함이다. 재가열 온도를 500℃ 이상으로 한 것은, 변태 핵을 불활성화하여, 고온 영역에서 과도하게 변태가 진행됨으로써 유발되는 철계 탄화물의 생성을 피하기 위함이다.

Ms점 혹은 350℃ 미만으로부터 350℃ 이상으로의 재가열에 있어서, 개시 온도를 Ms점 혹은 350℃ 미만으로 한 것은, 오스테나이트 중의 결함을 소비하는 마르텐사이트 핵을 생성시키기 위함이다. 재가열 온도를 350℃ 이상으로 한 것은, 오스테나이트 상으로의 C 농화를 방해하는 미세한 철계 탄화물이, 350℃ 미만에서 방치함으로써, 마르텐사이트 및/또는 베이나이트 중에 생성되는 것을 피하기 위함이다.

상술한 바와 같은, 2단계의 서로 다른 온도 영역에서의 재가열을 행함으로써 잔류 오스테나이트 상의 안정성이 비약적으로 높아지는 이유에 대해서는, 충분히 명확하게는 되어 있지 않지만, 베이나이트 핵과 마르텐사이트 핵이, 각각 다른 종류의 결함을 소비하고 있기 때문이라고 추정된다.

이상의 공정에 의해, 잔류 오스테나이트 상 중에 존재하는 마르텐사이트 변태의 개시 사이트로 될 수 있는 결함이 소비되고, 청정도가 높은 오스테나이트 상만이 선택적으로 잔류하여, 매우 안정된 잔류 오스테나이트 상이 얻어진다. 그 결과, 높은 연성과 신장 플랜지성을 갖고, 성형성이 우수한 고강도 강판이 얻어진다.

어닐링 후의 강판에, 형상 교정을 목적으로 하여, 0.03∼0.80％ 정도의 냉간 압연을 실시해도 상관없다. 이때, 어닐링 후의 냉간 압연율이 지나치게 높아지면, 연질인 페라이트 상이 가공 경화되어 연성이 대폭 열화되는 경우가 있으므로, 압연율은 상기한 범위로 하는 것이 바람직하다.

어닐링 후의 강판에 아연 전기 도금을 실시하여, 고강도 아연 도금 강판으로 해도 된다. 또한, 어닐링 후의 강판에 용융 아연 도금을 실시하여, 고강도 아연 도금 강판으로 해도 된다. 이러한 경우에는, 예를 들어 어닐링 공정에서 최고 가열 온도로부터 실온까지의 사이, 예를 들어 500℃까지 냉각하고, 다시 재가열을 실시한 후, 아연욕에 침지함으로써 용융 아연 도금을 실시할 수 있다.

또한, 상기 어닐링 처리 중의 2차 냉각과 350∼450℃에서의 체류의 사이, 또는 350∼450℃에서의 체류 후에, 강판을 아연 도금욕에 침지하여, 고강도 아연 도금 강판을 제조할 수 있다.

용융 아연 도금 처리를 실시한 후, 다시 470∼650℃의 온도로, 강판 표면의 도금층의 합금화 처리를 실시해도 된다. 이러한 합금화 처리를 행함으로써, 아연 도금층이 합금화되어 이루어지는 Zn-Fe 합금이 표면에 형성되어, 방청성이 우수한 고강도 아연 도금 강판이 얻어진다.

이 합금화 처리의 가열을, 상술한 Bs점 혹은 500℃ 미만으로부터 500℃ 이상으로의 재가열이나, Ms점 혹은 350℃ 미만으로부터 350℃ 이상으로의 재가열로 대신할 수도 있다.

도금 처리를 실시하는 데 있어서, 도금 밀착성을 향상시키기 위해, 예를 들어 어닐링 공정 전의 강판에, Ni, Cu, Co, Fe로부터 선택되는 1종 혹은 복수종으로 이루어지는 도금을 미리 실시해도 된다. 이 방법으로 도금 처리를 실시함으로써, 표면에 아연 도금층이 형성된, 높은 연성과 신장 플랜지성을 갖고, 성형성이 우수한 고강도 아연 도금 강판이 얻어진다.

표면에 아연 도금층이 형성된 고강도 강판에, P 산화물 및/또는 P를 더 포함하는 복합 산화물로 이루어지는 피막을 형성해도 된다.

실시예

이하, 본 발명의 성형성이 우수한 고강도 강판, 고강도 아연 도금 강판 및 그들의 제조 방법을, 실시예를 이용하여 보다 구체적으로 설명한다. 본 발명은 물론 하기 실시예에 한정되는 것은 아니며, 본 발명의 취지에 적합한 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 가능하고, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함되는 것이다.

표 1, 표 2에 나타내는 A∼AG의 화학 성분(조성)을 갖는 슬래브를 주조하고, 주조 후, 즉시 표 3∼표 5에 나타내는 조건에서 열간 압연, 냉각, 권취하고, 산세를 실시하였다. 그 후, 실험예 5, 14, 19, 24, 29, 34, 39, 44, 49, 54, 59, 98, 102, 119는 열연 강판 상태로 하고, 다른 실험예는 산세 후, 표 3∼표 6에 기재된 조건에 의한 냉간 압연을 실시하였다. 그 후, 표 7∼표 14에 나타내는 조건으로 어닐링 공정을 실시하여 실험예 1∼127의 강판으로 하였다.

어닐링 공정에 있어서는, 우선, (최고 가열 온도－20℃)∼최고 가열 온도 사이의 평균 가열 속도를 표 7∼표 10에 기재된 평균 가열 속도로 하고, 표 7∼표 10에 기재된 최고 가열 온도까지 가열하였다. 계속해서, 최고 가열 온도로부터 700℃까지의 제1 냉각 공정(1차 냉각)에 있어서, 표 7∼표 10에 기재된 평균 냉각 속도로 냉각하고, 다시 700℃로부터 500℃까지의 제2 냉각 공정(2차 냉각)에 있어서, 표 7∼표 10에 기재된 평균 냉각 속도로 냉각하였다.

그 후, Bs점 혹은 480℃ 이하로부터 500℃ 이상으로의 재가열을 1∼3회 실시하고(재가열 공정 1, 2, 4), 다시 Ms점 혹은 350℃ 이하로부터 350℃ 이상으로의 재가열을 1 또는 2회 실시하였다(재가열 공정 3, 5).

재가열 공정 3 후, 300∼450℃의 범위에서, 표 11∼표 14에 기재된 시간만큼 정류하고, 재가열 공정 4, 5를 거쳐서 실온까지 냉각하였다.

실온까지 냉각한 후, 실험예 6∼49에서는, 0.15％의 냉간 압연을 실시하고, 실험예 60∼83에서는 0.30％의 냉간 압연을 실시하고, 실험예 89에서는, 1.50％의 냉간 압연을 실시하고, 실험예 93에서는, 1.00％의 냉간 압연을 실시하고, 실험예 96∼118, 120∼127에서는, 0.25％의 냉간 압연을 실시하였다.

각 실험예의 강종은, 표 중에, 냉간 압연 강판(CR), 열간 압연 강판(HR), 아연 도금 강판(EG), 용융 아연 도금 강판(GI), 합금화 용융 아연 도금 강판(GA), 열간 압연 합금화 용융 아연 도금 강판(HR-GA)으로 나타냈다(이하에 나타내는 각 표에 있어서도 동일함).

실험예 13, 23, 33, 91, 95, 107, 114는, 어닐링 공정 후에 전기 도금 처리를 행하고, 아연 도금 강판(EG)으로 한 예이다.

실험예 4, 18, 43, 83, 87은, 제2 냉각 공정 후, 350∼450℃의 범위에서의 정류 처리까지의 사이에 아연 도금욕에 침지하여, 용융 아연 도금 강판(GI)으로 한 예이다.

실험예 48, 53, 58, 98, 103은, 300∼450℃의 범위에서의 정류 처리 후, 아연 도금욕에 침지하고 나서 실온까지 냉각하여, 용융 아연 도금 강판(GI)으로 한 예이다.

실험예 3, 5, 9, 34, 38, 44, 49, 67, 86, 90, 94, 99, 102, 110은, 제2 냉각 공정 후, 350∼450℃의 범위에서 정류할 때까지의 사이에 아연 도금욕에 침지하고, 다시 기재된 온도에서 합금화 처리를 실시하여, 합금화 용융 아연 도금 강판(GA)으로 한 예이다.

실험예 22, 24, 54, 59, 63, 71, 75, 79, 121, 123, 125, 127은, 300∼450℃의 범위에서의 정류 처리 후, 아연 도금 욕에 침지하고, 다시 기재된 온도에서 합금화 처리를 실시하여, 합금화 용융 아연 도금 강판(GA)으로 한 예이다.

실험예 9, 63 및 90은 도금층의 표면에, 또한 P계 복합 산화물로 이루어지는 피막을 부여한 예이다.

표 15∼표 18은 실험예 1∼127의 강판에 있어서의 마이크로 조직의 해석 결과이다. 마이크로 조직 분율 중, 잔류 오스테나이트(잔류γ)량은 판면과 평행한 1/4 두께의 면에 있어서 X선 회절을 행하여 측정하였다. 그 외에는, 1/8 두께로부터 3/8 두께의 범위에 있어서의 마이크로 조직의 분율을 측정한 결과로, 압연 방향과 평행한 판 두께 단면을 잘라내고, 경면으로 연마한 단면을 나이탈 에칭한 후, 전계 방사형 주사형 전자 현미경(FE-SEM : Field emission scanning electron microscope)을 사용하여 관찰하여 구하였다.

표 19∼표 22는 심냉 처리 시험 후의 잔류 오스테나이트 분율 및 잔류 오스테나이트 중의 고용 C량의 측정 결과로, 판면과 평행한 1/4 두께의 면에 있어서 X선 회절을 행하여 측정하였다. Ms_r점의 측정은, 액체 질소(-198℃) 및 액체 질소를 사용하여 냉각한 에탄올을 0℃로부터 -100℃까지 20℃ 간격으로 준비하고, 각각의 온도로 1시간 유지한 후에 잔류 오스테나이트 분율을 측정하여, 오스테나이트 분율이 감소하는 최대의 온도를 잔류 오스테나이트 상의 Ms_r점으로 하였다.

액체 질소에의 침지 처리는, 액체 질소 중에 1시간 이상 침지한 후에 취출하고, 대기 중에 방치하여 실온에 이르기까지를 1회로 하여 센다. 잔류 오스테나이트 분율의 측정은 1회째, 3회째, 10회째를 각각 종료한 시점에서 측정하고, 잔류 오스테나이트 분율이 바뀌지 않은 것을 「○」, 잔류 오스테나이트 분율이 감소한 것을 「×」로 하여 평가하였다.

표 23∼표 26은, 실험예 1∼127의 강판의 특성 평가이다. 이때, 실험예 1∼127의 강판으로부터 JIS Z 2201에 준거한 인장 시험편을 채취하고, JIS Z 2241에 준거하여 인장 시험을 행하여, 항복 강도(YS), 인장 강도(TS), 전연신율(EL)을 측정하였다.

도 2에 인장 강도(TS)와 전연신율(EL)의 관계, 도 3에 인장 강도(TS)와 신장 플랜지성의 지표로 되는 구멍 확장률(λ)의 관계를 나타낸다. 본 발명의 강판은, 모두 TS≥900㎫, TS×EL≥17000㎫·％, TS×λ≥24000㎫·％를 전부 만족시키고 있다. 비교예의 강판에는, 이들 전부를 만족시키는 강판은 없다.

실험예 115는 열간 압연의 완료 온도가 낮은 예로, 마이크로 조직이 일 방향으로 신장된 불균질한 것으로 되므로, 연성, 신장 플랜지성이 떨어진다.

실험예 12, 17, 106, 111은, 가열 공정에 있어서의 (최고 가열 온도－20℃)로부터의 가열 속도가 크고, 잔류 오스테나이트 상이 불안정해져, 신장 플랜지성이 떨어진다.

실험예 28은 어닐링 공정에 있어서의 최고 가열 온도가 높은 예로, 연질 조직이 충분히 생성되지 않아, 연성이 떨어진다.

실험예 32는 어닐링 공정에 있어서의 최고 가열 온도가 낮은 예로, 파괴의 기점으로 되는 조대한 철계 탄화물을 다수 포함하므로, 연성, 신장 플랜지성이 떨어진다.

실험예 37은 제1 냉각 공정(1차 냉각)의 평균 냉각 속도가 높은 예로, 연질 조직이 충분히 생성되지 않아, 연성 및 신장 플랜지성이 떨어진다.

실험예 42는 제1 냉각 공정(1차 냉각)의 평균 냉각 속도가 낮은 예로, 조대한 철계 탄화물이 생성되어, 신장 플랜지성이 떨어진다.

실험예 47은 제2 냉각 공정(2차 냉각)에 있어서의 냉각 속도가 낮아, 조대한 철계 탄화물이 생성되어, 신장 플랜지성이 떨어진다.

실험예 52는 재가열 처리를 실시하지 않은 예로, 잔류 오스테나이트 상이 불안정하여, 신장 플랜지성이 떨어진다.

실험예 57, 66, 82는, Bs점 혹은 480℃ 이하로부터 500℃ 이상으로의 재가열만을 실시한 예로, 잔류 오스테나이트 상이 불안정하여, 신장 플랜지성이 떨어진다.

실험예 62, 70은, Ms점 혹은 350℃ 이하로부터 350℃ 이상으로의 재가열만을 실시한 예로, 잔류 오스테나이트가 불안정하여, 신장 플랜지성이 떨어진다.

실험예 74는 300∼450℃의 범위에 있어서의 정류 처리의 시간이 짧아, 잔류 오스테나이트에의 탄소의 농화가 진행되지 않고, 잔류 오스테나이트 상이 불안정하여, 신장 플랜지성이 떨어진다.

다음에, 실험예 78은 300∼450℃의 범위에 있어서의 정류 처리의 시간이 길어, 철계 탄화물이 생성되고, 잔류 오스테나이트 중의 고용 C량이 저하되어, 잔류 오스테나이트 상이 불안정해져, 신장 플랜지성이 떨어진다.

다음에, 실험예 116∼118은 성분 조성이 소정의 범위를 벗어난 예로, 모두 충분한 특성이 얻어져 있지 않다.

이상 설명한 실시예의 결과로부터, 본 발명의 성형성이 우수한 고강도 강판, 고강도 아연 도금 강판 및 그들의 제조 방법에 의해, 인장 최대 강도 900㎫ 이상의 고강도를 확보하면서 우수한 연성과 신장 플랜지성이 얻어져, 충분히 높은 성형성을 갖는 고강도 강판이 얻어지는 것이 명확해졌다.

본 발명에 따르면, 예를 들어 강판을 프레스 가공 등에 의해 성형하여 얻어지는 부재 등의 용도에 있어서, 인장 최대 강도 900㎫ 이상의 고강도를 확보하면서, 우수한 연성과 신장 플랜지성이 얻어져, 우수한 강도 및 성형성이 동시에 얻어진다. 이에 의해, 예를 들어 특히, 자동차용 부재 등의 분야에 본 발명을 적용함으로써, 특히 자동차 분야에 적용함으로써, 차체의 강도 증강에 수반되는 안전성의 향상이나, 부재 가공시의 성형성의 향상 등의 장점을 충분히 발휘할 수 있어, 그 사회적 공헌은 헤아릴 수 없다.

Claims

질량％로,
C:0.075∼0.300％,
Si:0.70∼2.50％,
Mn:1.30∼3.50％,
P:0.001∼0.030％,
S:0.0001∼0.0100％,
Al:0.005∼1.500％,
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％,
Cu:0.01∼2.00％,
Mo:0.01∼1.00％,
V:0.005∼0.150％,
Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, REM 중 1종 또는 2종 이상:합계로 0.0001∼0.5000％
중 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강이고,
강판의 조직이, 체적 분율로 2∼20％의 잔류 오스테나이트 상을 포함하고,
상기 잔류 오스테나이트 상의 마르텐사이트 변태점이 -60℃ 이하인 것을 특징으로 하는, 성형성이 우수한 고강도 강판.
제1항에 있어서, 상기 잔류 오스테나이트 상의 -198℃에서 마르텐사이트 변태되는 비율이, 체적 분율로, 전 잔류 오스테나이트 상의 2％ 이하인 것을 특징으로 하는, 성형성이 우수한 고강도 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 잔류 오스테나이트 상의 마르텐사이트 변태점이 -198℃ 이하인 것을 특징으로 하는, 성형성이 우수한 고강도 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
강판의 조직이, 체적 분율로,
페라이트 상:10∼75％,
베이니틱 페라이트 상 및/또는 베이나이트 상:10∼50％,
템퍼링 마르텐사이트 상:10∼50％, 및
프레쉬 마르텐사이트 상:10％ 이하
를 더 포함하는 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:0.70∼2.50％,
Mn:1.30∼3.50％,
P:0.001∼0.030％,
S:0.0001∼0.0100％,
Al:0.005∼1.500％,
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％,
Cu:0.01∼2.00％,
Mo:0.01∼1.00％,
V:0.005∼0.150％,
Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, REM 중 1종 또는 2종 이상:합계로 0.0001∼0.5000％
중 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 슬래브를, 직접 또는 일단 냉각한 후에 1050℃ 이상으로 가열하고, Ar₃점 이상에서 압연을 완료하여 강판으로 하고, 500∼750℃의 온도에서 권취하는 열간 압연 공정과,
권취한 강판을, 산세 후에 압하율 35∼75％의 압하율로 냉연하는 냉연 공정과,
상기 냉연 공정 후의 강판을, 최고 가열 온도 740∼1000℃까지 가열한 후, 상기 최고 가열 온도∼700℃까지의 평균 냉각 속도를 1.0∼10.0℃/초, 700∼500℃의 평균 냉각 속도를 5.0∼200℃/초로 하여 냉각하고, 이어서, 350∼450℃에서 30∼1000초 체류시키고, 그 후, 실온까지 냉각하고, 또한 상기 최고 가열 온도로부터 실온까지 냉각하는 동안에, Bs점 혹은 500℃ 미만으로부터 500℃ 이상으로의 재가열을 적어도 1회 이상, Ms점 혹은 350℃ 미만으로부터 350℃ 이상으로의 재가열을 적어도 1회 이상 실시하는 어닐링 공정
을 구비하는 것을 특징으로 하는, 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
제6항에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로 고강도 강판을 제조한 후, 아연 전기 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는, 성형성이 우수한 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.
제6항에 기재된 고강도 강판의 제조 방법에서, 상기 어닐링 공정에서 상기 최고 가열 온도로부터 실온까지의 사이에서 냉각할 때, 상기 냉연 공정 후의 강판을 아연욕에 침지함으로써, 용융 아연 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는, 성형성이 우수한 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.
제6항에 기재된 고강도 강판의 제조 방법에서, 상기 어닐링 공정 후에, 용융 아연 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는, 성형성이 우수한 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.
제8항 또는 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.