KR20140099544A

KR20140099544A - 고강도 박강판 및 그의 제조 방법

Info

Publication number: KR20140099544A
Application number: KR1020147018635A
Authority: KR
Inventors: 슈사쿠 다카기; 신지로 가네코
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2011-12-26
Filing date: 2012-12-26
Publication date: 2014-08-12
Also published as: WO2013099235A1; EP2799568A4; CN104011242A; JP5413546B2; CN104011242B; TW201337000A; EP2799568A1; WO2013099235A8; US20140342184A1; TWI510641B; JPWO2013099235A1

Abstract

본 발명에 따라, 소정의 강판 성분 조성으로 이루어지고, 강판 조직 중, 페라이트상(相)의 평균 결정입경을 10㎛ 이하, 페라이트상의 체적률을 30％ 이상 70％ 이하로 하고, 또한 마르텐사이트상과 잔류 오스테나이트상의 체적률을 합계로 10％ 이하 함유시켜, 추가로 인접하는 각 이상(異相) 간의 나노 경도의 차가 4㎬ 이내인 인접상의 비율을 90％ 이상으로 함으로써, 인장 강도(TS)가 980㎫ 이상의 높은 값을 갖고, 또한 강판 전체에 걸쳐 안정적으로 굽힘성이 우수한 고강도 박강판을 얻을 수 있다.

Description

고강도 박강판 및 그의 제조 방법{HIGH-STRENGTH STEEL SHEET AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}

본 발명은, 자동차 부품 등으로 성형할 때에 적합한, 굽힘성이 우수하고, 또한 인장 강도(TS)가 980㎫ 이상인 고강도 박강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.

또한, 본 발명에 있어서의 고강도 박강판에는, 용융 아연 도금 강판 등의 도금을 행한 강판을 포함한다. 또한, 용융 아연 도금 강판은, 아연 도금 후에 합금화 열처리를 행한, 소위 합금화 용융 아연 도금 강판을 포함하는 것이다.

자동차 부품 등에 이용되는 고강도 박강판은, 그 용도의 특징상, 고강도에 더하여, 가공성이 우수한 것이 요구되고 있다. 또한, 최근에는, 차체 경량화에 의한 연비 향상 및 충돌 안전성 확보의 관점에서, 고강도의 강판이 자동차 차체에 요구되어, 그 적용이 확대되고 있다.

그러나, 일반적으로, 강판이 고강도화하는 것에 수반하여, 가공성은 저하되는 경향이 있다. 그 때문에, 고강도 강판을 자동차 부품 등에 적용할 때의 첫번째 과제로서는, 프레스 성형시에 강판이 파단되어 버리는 것이다. 특히, 980㎫ 이상의 고강도 강에서는, 굽힘 성형으로 가공되는 부품이 많기 때문에, 굽힘 성형성이 특히 중요해진다.

상기한 요구에 부응하기 위해, 예를 들면, 특허문헌 1∼4에는, 강판 표층부로부터 10㎛의 범위를 연질화함으로써, 강판의 굽힘 특성을 향상시키는 기술이 개시되어 있다.

또한, 특허문헌 5에는, 페라이트 분율을 60％ 이상으로 한 조건에서, 페라이트상(相)의 나노 단단함(nano-hardness) Hnf와 저온 변태상(變態相)의 나노 단단함 Hnm의 경도비 Hnm/Hnf를 3.0 이상, 또한 페라이트 분율이 20∼50％인 경우는, 상기의 경도비를 2.0 이하로 함으로써, 강판의 굽힘성을 개선하는 기술이 개시되어 있다. 또한, 나노 단단함을 이 이후 나노 경도(nano-hardness degree)라고 칭하는 경우도 있다.

또한, 특허문헌 6에는, 가공성 및 용접성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 기술이 개시되어 있다.

일본공개특허공보 평2-175839호 일본공개특허공보 평5-195149호 일본공개특허공보 평10-130782호 일본공개특허공보 2005-273002호 일본공개특허공보 2009-167467호 일본공개특허공보 2008-280608호

그러나, 특허문헌 1∼4에 기재된 기술은, 강판의 피로 특성의 저하가 예상될 뿐만 아니라, 연질상의 안정적인 생성에도 문제가 있다고 생각할 수 있다. 또한, 특허문헌 5에 기재된 기술에서는, 제조시의 성분 및 어닐링 조건에 따라서, 페라이트 분율이 변화하기 때문에, 제조 중에 페라이트 분율을 파악하는 것이 필요해진다. 또한, 그 페라이트 분율에 따라서, 강판 조직의 경질상과 연질상의 경도비를 강판 전체에 걸쳐 소정값으로 컨트롤하는 것은 매우 곤란하다. 따라서, 특허문헌 5에 기재된 기술은, 제조 수율이 저하될 우려가 높아, 고비용이 될 가능성이 높다. 또한, 특허문헌 6에 기재된 기술에서는, 고강도 강의 자동차 차체로의 적용을 더욱 진행시켜 박강판으로 했을 때에, 그 굽힘 특성이 충분하다고는 말할 수 없었다.

여기에서, 종래의 굽힘성의 평가는, 시험편의 n수를 3개 정도로 하여, 갈라짐(crack)이 발생하지 않는 최소의 굽힘 반경을 구하고, 한계 굽힘 반경이라고 규정하고 있었다. 그러나, n수를 증가시키면, 한계 굽힘 반경 이상이라도 갈라짐이 발생하는 일이 있었다. 또한, 프레스 성형 부품은 수십㎝ 이상의 길이로 성형을 하기 때문에, 강판 전체가 굽힘성이 우수할 필요가 있다.

따라서, 강판 전체의 굽힘성 평가를 위해서는, 종래보다도 다수의 시험편으로 평가한 한계 굽힘 반경을 측정할 필요가 있다.

본 발명은, 상기의 현상을 감안하여 개발된 것으로서, 인장 강도(TS)가 980㎫ 이상인 높은 값을 갖고, 또한 강판 전체에 걸쳐 안정적인 굽힘성이 우수한 고강도 박강판을, 그 제조 방법과 함께 제안하는 것을 목적으로 한다.

그리고, 발명자들은, 상기한 과제를 해결하기 위해 예의 연구를 거듭했다. 그 결과, 인접하는 상의 나노 경도차를 규정한 조직으로 함으로써, 강판 전체에 걸쳐 안정적으로 양호한 굽힘성이 얻어진다는 인식을 얻었다.

본 발명은 상기의 인식에 입각하는 것이다.

즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.

1. 질량％로, C: 0.05∼0.3％, Si: 0.01∼2％, Mn: 1.0∼3.5％, P: 0.040％ 이하, S: 0.0050％ 이하, Al: 0.001∼1％ 및 N: 0.0060％ 이하를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피 불순물의 성분 조성으로 이루어지고, 강판 조직 중, 페라이트상의 평균 결정입경이 10㎛ 이하이고, 페라이트상의 체적률이 30％ 이상 70％ 이하이고, 또한 마르텐사이트상과 잔류 오스테나이트상의 체적률이 합계로 10％ 이하이고, 또한, 인접하는 각 이상(異相) 간의 나노 경도의 차가 4㎬ 이내인 인접상(隣接相)의 비율이 90％ 이상인 고강도 박강판.

2. 상기 성분 조성에 더하여, 추가로, 질량％로, Cr: 2.0％ 이하, Mo: 0.50％ 이하, Ni: 1.0％ 이하, Cu: 1.0％ 이하 및 B: 0.02％ 이하 중으로부터 선택한 1종 또는 2종 이상을 함유하는 상기 1에 기재된 초고강도 박강판.

3. 상기 성분 조성에 더하여, 추가로, 질량％로, Ti: 0.10％ 이하, Nb: 0.10％ 이하 및 V: 0.10％ 이하 중으로부터 선택한 1종 또는 2종 이상을 함유하는 상기 1 또는 2에 기재된 고강도 박강판.

4. 상기 성분 조성에 더하여, 추가로, 질량％로, Ca: 0.01％ 이하 및 REM: 0.01％ 이하 중으로부터 선택한 1종 또는 2종을 함유하는 상기 1∼3 중 어느 하나에 기재된 고강도 박강판.

5. 강판 표면에 용융 아연 도금층을 갖는 상기 1∼4 중 어느 하나에 기재된 고강도 박강판.

6. 상기 1∼4 중 어느 하나에 기재된 성분으로 이루어지는 강 슬래브를, 열간 압연 후, 코일에 권취하고, 이어서 냉간 압연 후, 어닐링을 행하는 일련의 공정으로 이루어지는 박강판의 제조 방법으로서,

상기 열간 압연을, 슬래브 가열 온도: 1000∼1300℃, 열간 마무리 압연 온도: 850∼950℃의 조건으로 행하고, 이어서 열간 마무리 압연 온도에서 (열간 마무리 압연 온도 －100℃)까지의 온도역을 평균 냉각 속도: 5∼200℃/초로 냉각하고, 400∼650℃의 온도에서 코일에 권취한 후, 냉간 압연을 행하고, 이어서 730∼900℃까지 가열하고, 이 어닐링 온도역에 10∼500초 유지한 후, 500℃까지 1∼50℃/초의 평균 냉각 속도로 제어 냉각하고, 추가로 300℃ 이하까지 냉각한 후, 600℃ 이하로 재가열하고, 하기식 (1)로 정의되는 템퍼링 파라미터 λ가 13000 이상이 되는 조건에서 템퍼링을 행하는 고강도 박강판의 제조 방법.

　　　　　　　　　　　　　　　　　기

λ＝(T＋273)×(log(t)＋20)……(1)

단, T: 재가열 온도(℃), t: 재가열 온도에서의 유지 시간(초)

7. 상기 6에 기재된 고강도 박강판의 제조 방법에 있어서, 상기 500℃까지 1∼50℃/초의 평균 냉각 속도로 제어 냉각하고, 추가로 300℃ 이하까지 냉각하는 것을 대신하여, 500℃까지 1∼50℃/초의 평균 냉각 속도로 제어 냉각하고, 이어서 용융 아연 도금 처리, 혹은 추가로 합금화 처리를 행한 후, 300℃ 이하까지 냉각하는 고강도 박강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 굽힘성이 우수한 고강도 박강판을 제조할 수 있기 때문에, 특히, 굽힘 성형성이 요구되는 자동차 부품용의 강판으로서 적합한 고강도 박강판을 얻을 수 있다.

또한, 본 발명에 있어서, 고강도란, 인장 강도(이하, TS라고 함)가 980㎫ 이상을 의미한다. 또한, 굽힘성이 우수하다는 것은, 90°V굽힘에서의 한계 굽힘 반경을, 강판의 폭: 900㎜분에 상당하는 시험편 30개(각 시험편의 폭: 30㎜)로 평가했을 때에, 모든 시험편이 한계 굽힘 반경≤1.5t(t: 판두께)의 관계를 만족하는 것을 의미한다.

도 1은 인접상 간의 경도차를 구하는 요령을 나타낸 개략도이다.
도 2는 인접상 간의 경도차를 구하는 요령을 나타낸 다른 개략도이다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다.

인접하는 각 이상(異相) 간의 나노 경도의 차가 4㎬ 이내가 되는 인접상의 비율이 90％ 이상

우선, 본 발명에 있어서, 인접하는 각 이상(이하, 단순히 인접상이라고 함) 간의 나노 경도의 차를 한정한 이유에 대해서 설명한다.

임의의 상과 그 인접상과의 나노 경도의 차가 큰 경우, 당해 2상 간에 있어서의 소성 변형능의 차로부터 보이드(void;결함)가 발생하기 쉬워지는 것은 종래 인식에 의해 예측 가능하다. 그러나, 어느 정도의 경도의 차에서 보이드가 발생하기 쉬워지는지의 정량 평가는 행해지지 않았다.

발명자들은, 상기 정량 평가에 대해서 예의 검토했다. 그 결과, 당해 2상 간의 나노 경도의 차가 4㎬ 초과가 된 경우에, 당해 2상 간에서 보이드가 발생할 확률이 매우 높은 것이 분명해졌다. 그러나, 시험편의 갈라짐, 즉 강판에 있어서의 파단은, 상기의 보이드가 연결되어 처음으로 발생하기 때문에, 단순히 인접상과의 나노 경도의 차를 4㎬ 초과가 불가라고 규정한 것 만으로는, 그 제어는 현실적이지 않다.

그래서, 발명자들은, 인접상 간의 나노 경도의 차가 4㎬ 초과인 상의 존재 비율이 몇인 경우에, 상기한 보이드의 연결이 발생하는지를 더욱 예의 검토했다. 그 결과, 인접상 간의 나노 경도의 차가 4㎬ 초과인 상의 비율이, 임의의 상에 대한 인접상 중의 경계 길이의 비율로 10％를 초과한 경우에, 상 간에 균열이 발생하는 것이 분명해졌다. 여기에서 말하는 경계 길이의 도출 방법은 이하와 같다.

우선, 나노 인덴테이션(nano-indentation) 시험에 의해, 표층으로부터 50∼500㎛의 사이의 소정 범위의 나노 경도를 측정한다. 측정 간격으로서는, 2∼3㎛ 간격으로 하는 것이 바람직하고, 측정점은 50점 이상 필요하지만, 300점 이상 측정하는 것이 바람직하다. 예를 들면, 강판 표면으로부터 50∼500㎛의 사이에서, 판두께 방향으로 2∼3㎛ 간격으로 20점분, 이것과 직교하는 방향으로 20점분의 영역 내에서, 바둑판 눈 형상으로 측정하여, 400점 측정한다.

다음으로, 인접하는 측정점에서의 경도차를 계산하고, 인접상 간의 경도차가 4㎬ 이내인 부분의 경계 길이를 구하여, 측정부의 경계 길이에 대한 비율을 계산한다. 상 간의 경계는 여기에서는, 측정점 간의 중앙에 직선 형상으로 존재한다고 생각한다. 또한, 동일 조직의 입 내에 복수점 측정한 경우는, 평균값을 구하여 그 상의 나노 경도라고 정의한다.

도 1 및 도 2에, 인접상 간의 경도차를 구하는 요령을 나타낸 개략도를 나타낸다. 또한, 도 1에 나타낸 데이터는 이하에 나타내는 실시예의 시험 No.1의, 또한 도 2에 나타낸 데이터는 No.20의 시험 결과를 참조한 것이다.

이와 같이 하여, 본 발명에서는, 인접상과의 나노 경도의 차가 4㎬ 이내가 되는 비율을 구하여, 그 비율을 90％ 이상으로 규정함으로써, 기대한 성능의 박강판을 얻을 수 있는 것이다.

본 발명에 있어서의 나노 경도의 측정 방법은, 종래 공지의 측정 방법이면 좋아, 예를 들면, 일본공개특허공보 2006-52458호에 기재된 방법 등을 이용할 수 있다. 또한, Hysitron사 제조 TRIBO SCOPE 등을 이용할 수 있다.

구체적으로는, 이하에 서술하는 측정 개소를, 강판의 폭을 900㎜인 경우에, 시험편 30개(각 시험편의 폭: 30㎜)를 채취하여, 시험편 마다에 이하 서술하는 측정 개소 중의 3개소를, 10㎜×10㎜의 범위에서 선택하고, 당해 개소에 있어서의 조직을 특정한다. 이어서, 특정된 각 상의 나노 경도를 상기한 나노 경도계를 이용하여 측정하고, 그 결과를 이용하여 인접하는 각 상 간에서의 나노 경도의 차를 구한다.

또한, 본 발명의 강판은, 판두께 방향에서 단단함의 변화가 없고 균질이기 때문에, 본 발명에 있어서의 나노 경도의 측정 개소는, 굽힘 성형에 영향을 미치기 쉬운 강판 표면 근방으로 하여, 표면으로부터 50∼500㎛의 사이의 영역에서 측정하여, 강판의 나노 경도를 대표했다.

다음으로, 본 발명에 있어서, 강판의 성분 조성을 전술의 범위로 한정한 이유에 대해서 설명한다. 또한, 성분 조성에 관한 「％」표시는 특별히 언급하지 않는 한 질량％를 의미하는 것으로 한다.

C: 0.05∼0.3％

C는, 조직의 경도를 상승시키기 위해 유용한 원소로서, 980㎫ 이상의 TS를 얻으려면 0.05％ 이상의 C가 필요하다. 한편, C량이 0.3％를 초과하면 스폿 용접성이 현저하게 열화되기 때문에, 0.3％ 이하로 한정한다. 보다 바람직하게는 0.2％ 미만이다. 또한, 980㎫ 이상의 TS를 안정적으로 확보하는 관점에서, 바람직한 C량은 0.08％ 이상이다.

Si: 0.01∼2％

Si는, 고용 강화 및 가공 경화능의 증가에 의해 강도 향상에 기여하는 원소이다. 그 효과는 0.01％ 이상의 함유로 발현된다. 한편, 함유량이 2％를 초과하면, 강판 표면에 산화물로서 농화하여, 냉연 강판의 화성 처리 불량이나 아연 도금 강판의 불도금의 원인이 된다. 그 때문에, Si량은 0.01∼2％로 한정한다. 또한, Si는 경질상 생성 후의 연질화를 저해하기 때문에, 낮은 쪽이 바람직하여, 1.5％ 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.5％ 이하이다.

Mn: 1.0∼3.5％

Mn은, 강도 향상에 유효하게 기여하고, 이 효과는 1.0％ 이상 함유함으로써 인정된다. 한편, 3.5％를 초과하여 과도하게 함유하면, Mn의 편석 등에 기인하여 부분적으로 변태점이 상이한 조직이 되어, 페라이트상과 마르텐사이트상이 밴드 형상으로 존재하는 불균일한 조직이 된다. 그 결과, 강판의 굽힘성(이하, 단순히 굽힘성이라고 함)이 저하될 뿐만 아니라, 강판 표면에 산화물로서 농화함으로써, 화성 처리 불량이나 불도금의 원인도 된다. 그 때문에, Mn량은 3.5％ 이하로 한정한다. 바람직하게는 3.0％ 이하이다. 또한, 강도를 안정적으로 확보하는 관점에서는 1.5％ 이상이 바람직하다.

P: 0.040％ 이하

P는, 강도 향상에 기여하는 원소이지만, 그 반면 용접성을 열화시키는 원소이기도 하다. P량이 0.040％를 초과하면, 용접성을 열화시키는 영향이 현저하게 나타난다. 한편, P량의 하한에 특별히 제한은 없지만, 과도한 P저감은 제강 공정에 있어서의 제조 비용의 증가를 수반한다. 따라서, 바람직하게는 0.001％ 이상이다. 또한, 바람직한 상한은 0.025％이고, 보다 바람직하게는 0.015％ 이하이다.

S: 0.0050％ 이하

S는, 증가하면 열간 적열 취성의 원인이 되고, 또한 개재물 MnS를 형성하여, 냉간 압연 후에 판 형상의 개재물이 됨으로써, 재료의 극한 변형능을 저하시켜, 신장 플랜지성 등의 성형성을 저하시킨다. 그 때문에, S량은 최대한 적은 편이 바람직하지만 0.0050％까지는 허용할 수 있다. 한편, 과도한 저감은, 제강 공정에 있어서의 탈(脫)황 비용의 증가를 수반한다. 그 때문에, 0.0001％ 이상이 바람직하다. 또한, 바람직한 상한은 0.0030％이다.

Al: 0.001∼1％

Al은, 제강 공정에 있어서 탈산제로서 유효하고, 또한 굽힘성을 저하시키는 비(非)금속 개재물을 슬러그 중에 분리하는 점에서도 유용한 원소이다. 또한, Al은, 어닐링시에, 도금성을 저해하는 표층의 Mn, Si계 산화물의 형성을 억제하고, 도금 표면 외관을 향상시키는 효과가 있다. 이 효과를 얻으려면 0.001％ 이상의 첨가가 필요하다. 한편, 1％를 초과하여 첨가하면, 강 성분 비용의 증대를 초래할 뿐만 아니라, 용접성을 저하시킨다. 그 때문에, Al량은 0.001∼1％의 범위로 한정한다. 바람직하게는 0.01∼0.06％의 범위이다.

N: 0.0060％ 이하

조직 강화강에 있어서, 재료 특성에 미치는 N의 영향은 그다지 크지는 않고, 0.0060％ 이하이면 본 발명의 효과를 손상시키지 않는다. 한편, 페라이트의 청정화에 의한 연성 향상의 관점에서도 N량은 적은 편이 바람직하지만, 제강상의 비용도 증대하기 때문에, 하한은 0.0001％ 정도가 바람직하다.

본 발명에서는, 상기한 기본 성분에 더하여, 이하에 서술하는 임의 성분을 적절히 첨가할 수 있다.

Cr: 2.0％ 이하

Cr은, 강의 퀀칭 강화에 유효한 원소로서, 오스테나이트의 퀀칭성을 향상시켜, 고강도를 용이하게 얻는 것이 가능해지는 것에 더하여, 경질상을 균일 미세하게 분산시키는 것에 의한 성형성의 향상에도 유효하게 기여한다. 이들 효과를 얻기 위해서는, 0.01％ 이상의 첨가가 바람직하다. 한편, 2.0％를 초과하면 이들 효과는 포화하고, 오히려, 표면 품질을 현저하게 열화시킨다. 그 때문에, Cr을 첨가하는 경우는 2.0％ 이하로 하고, 0.01∼2.0％의 범위가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.2∼1.0％의 범위이다.

Mo: 0.50％ 이하

Mo는, 강의 퀀칭 강화에 유효한 원소로서, 저탄소 성분계에서 강도를 확보하기 쉽고, 용접성도 향상시킨다. 이들 효과를 얻기 위해서는, 0.01％ 이상의 첨가가 바람직하다. 한편, Mo량이 0.50％를 초과하면, 이들 효과는 포화하고, 비용 상승의 요인이 된다. 그 때문에, Mo를 첨가하는 경우는 0.50％ 이하로 하고, 0.01∼0.50％의 범위가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.01∼0.35％의 범위이다.

Ni: 1.0％ 이하

Ni는, 강의 퀀칭 강화에 유효한 원소로서, 저탄소 성분계로 강도를 확보하기 쉽고, 또한 용접성을 향상시킨다. 이들 효과를 얻기 위해서는, 0.01％ 이상의 첨가가 바람직하다. 한편, Ni량이 1.0％를 초과하면, 이들 효과는 포화하고, 비용 상승의 요인이 된다. 그 때문에, Ni를 첨가하는 경우는 1.0％ 이하로 하고, 0.01∼1.0％의 범위가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.01∼0.5％의 범위이다.

Cu: 1.0％ 이하

Cu는, 강의 퀀칭 강화에 유효한 원소로서, 저탄소 성분계로 강도를 확보하기 쉽고, 또한 용접성을 향상시킨다. 이들 효과를 얻기 위해서는, 0.01％ 이상의 첨가가 바람직하다. 한편, Cu량이 1.0％를 초과하면, 이들 효과는 포화하고, 비용 상승의 요인이 된다. 그 때문에, Cu를 첨가하는 경우는 1.0％ 이하로 하고, 0.01∼1.0％의 범위가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.01∼0.5％의 범위이다.

B: 0.02％ 이하

B는, 퀀칭성을 높이고, 어닐링 냉각 과정에서 일어나는 페라이트의 생성을 억제하고, 소망하는 마르텐사이트량을 얻는 데에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는, B량은 0.0001％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, B량이 0.02％를 초과하면 상기의 효과는 포화한다. 그 때문에, B를 첨가하는 경우는 0.02％ 이하로 하고, 0.0001∼0.02％가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0005∼0.0030％의 범위이다.

Ti: 0.10％ 이하

Ti는, 강 중에서 C 또는 N과 미세 탄화물이나 미세 질화물을 형성함으로써, 열연판의 조직 및 어닐링 후의 강판 조직의 세립화나 석출 강화에 유효하게 작용한다. 특히, 조직의 세립화는 강판의 굽힘 및 신장의 향상에 연결된다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.010％ 이상의 Ti의 첨가가 바람직하다. 그러나, Ti량이, 0.10％를 초과하면, 상기 효과가 포화할 뿐만 아니라, 페라이트 중에 과도하게, 미세 탄화물이나 미세 질화물의 석출물이 생성되고, 페라이트의 연성을 저하시킬 우려가 있다. 따라서, Ti를 첨가하는 경우는 0.10％ 이하로 하고, 0.010∼0.10％의 범위가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.010∼0.060％의 범위이다.

Nb: 0.10％ 이하

Nb는, 고용 강화 또는 석출 강화에 의해 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 또한, 페라이트립 및 베이나이트, 마르텐사이트 영역의 입의 미세화에 기여하여, 굽힘성 및 신장을 개선시킨다. 이러한 효과는, Nb의 첨가량을 0.010％ 이상으로 함으로써 보다 간편하게 얻어진다. 그러나, 0.10％를 초과하여 과도하게 함유되면, 열연판이 경질화되어, 열간 압연, 냉간 압연시의 압연 하중의 증대를 초래할 뿐만 아니라, 페라이트의 연성을 저하시켜, 굽힘성이 열화된다. 따라서, Nb를 첨가하는 경우는 0.10％ 이하로 하고, 0.010∼0.10％의 범위가 바람직하다. 또한, 강도 및 가공성의 관점에서는, Nb량을 0.030∼0.070％의 범위로 하는 것이 보다 바람직하다.

V: 0.10％ 이하

V는, 강 중에서 C 또는 N과 미세 탄화물이나 미세 질화물을 형성함으로써, 열연판 조직 및 어닐링 후의 강판 조직의 세립화 및 석출 강화의 부여에 유효하게 작용한다. 특히 조직의 세립화는 강판의 굽힘 및 신장의 향상에 연결된다. 이들 효과를 얻기 위해서는, 0.001％ 이상의 V의 첨가가 바람직하다. 그러나, V량이, 0.10％를 초과하면 효과가 포화할 뿐만 아니라, 페라이트 중에 과도하게 석출물이 생성되어, 페라이트의 연성을 저하시킨다. 따라서, V를 첨가하는 경우는 0.10％ 이하로 하고, 0.001∼0.10％의 범위가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.010∼0.060％의 범위이다.

Ca: 0.01％ 이하

Ca는, MnS 등 황화물의 형상 제어에 의해 굽힘성을 향상시키는 효과가 있고, 이 효과를 얻기 위해서는, 0.0001％ 이상의 첨가가 바람직하다. 한편, 다량으로 함유시켜도 그 효과는 포화하는 경향이 있다. 따라서, Ca를 함유시키는 경우, 0.01％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.0001∼0.01％의 범위이고, 보다 바람직하게는 0.0001∼0.0050％의 범위이고, 더욱 바람직하게는 0.0001∼0.0020％의 범위이다.

REM: 0.01％ 이하

REM은, MnS 등 황화물의 형상 제어에 의해 굽힘성을 향상시키는 효과가 있지만, 다량으로 함유시켜도 그 효과는 포화하는 경향이 있다. 따라서, REM을 함유시키는 경우, 0.01％ 이하로 하고, 0.0001％∼0.01％의 범위가 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.0001％∼0.0020％의 범위이다.

본 발명의 강판은, 소망하는 굽힘성 및 용접성을 얻는 데에 있어서, 상기한 성분 조성 외에, 잔부는 Fe 및 불가피 불순물의 조성으로 이루어지지만, 필요에 따라서 이하의 원소를 적절히 함유시킬 수 있다.

도금성을 크게 변화시키는 일 없이, 강판 표층의 결정을 정립(整粒)하는 작용을 갖는 Sb를 0.0001∼0.1％의 범위로 함유시킬 수 있다.

또한, 석출물을 형성하는 Zr, Mg 등은 함유량이 최대한 적은 편이 바람직하고, 적극적으로 첨가할 필요는 없지만, 각각 0.020％ 미만, 보다 바람직하게는 0.002％ 미만의 범위에서 함유할 수 있다.

다음으로, 본 발명에 있어서의, 강 조직의 한정 범위 및 한정 이유에 대해서 설명한다.

페라이트상의 평균 결정 입경이 10㎛ 이하이고, 또한 체적률이 30％ 이상 70％ 이하

결정 입경이 10㎛를 초과하는 조대한 페라이트상에는 변형이 극도로 집중되기 때문에, 페라이트상의 평균 입경이 10㎛를 초과하면 강판의 굽힘성이 저하된다. 또한 페라이트상의 체적률이 30％ 미만인 경우, 인접상과의 나노 경도의 차가 4㎬ 이내가 되는 비율을 90％ 이상으로 했다고 해도, 페라이트상 부분으로의 변형의 집중이 크기 때문에, 소정의 굽힘성이 얻어지지 않는다. 한편, 페라이트상의 체적률이 70％를 초과하면 TS가 980㎫를 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서, 페라이트상의 평균 결정 입경을 10㎛ 이하로 하고, 또한 페라이트상의 체적률을 30％ 이상 70％ 이하로 한다. 바람직하게는 페라이트상의 평균 결정 입경이 5㎛ 이하이고, 다른 한편 페라이트상의 체적률은 40％ 이상이 바람직하다.

또한, 본 발명에 있어서, 강판 조직에 있어서의 각 상의 체적률이란, 강판 조직 전체에 대한 당해 상의 체적 비율을 말한다.

마르텐사이트상과 잔류 오스테나이트상의 합계의 체적률이 10％ 이하

마르텐사이트상은 극도로 경질로서, 체적률의 증가와 함께 굽힘성이 저하된다. 또한, 잔류 오스테나이트상은, 마르텐사이트상보다는 연질이기는 하지만, 굽힘 변형 중에 마르텐사이트상으로 변태해 버리기 때문에, 역시 굽힘성을 저하시키게 된다. 따라서, 본 발명에서는, 이 양자의 합계를 체적률로 10％ 이하로 함으로써, 소정의 굽힘성을 달성할 수 있다. 바람직하게는 5％ 이하이고, 보다 바람직하게는 3％ 이하이고, 0％라도 좋다. 또한, 본 발명에서 마르텐사이트상이란, 템퍼링되어 있지 않은 경질인 마르텐사이트상을 의미하고, SEM 관찰에 의해 특정할 수 있다.

본 발명에 있어서, 강판 조직에 있어서의 마르텐사이트상과 잔류 오스테나이트상의 결정 입경은, 특별히 한정되지 않지만, 미세한 편이 바람직하고, 모두 5㎛ 정도 이하가 바람직하다.

본 발명에 있어서, 상기한 페라이트상, 마르텐사이트상 및 잔류 오스테나이트상 이외에서 함유될 가능성이 있는 상은, 템퍼링 마르텐사이트상, 베이나이트상, 펄라이트상 및 시멘타이트상 등을 들 수 있고, 이들 상기한 페라이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 이외의 상은, 합계로 30∼70％ 함유할 수 있다.

또한, 본 발명의 고강도 박강판은, 강판 표면에 용융 아연 도금층 등의 도금층을 갖는 용융 아연 도금 강판 등의 도금 강판으로 해도 좋다.

다음으로, 본 발명의 제조 방법에 대해서 설명한다.

우선, 전술한 적합 성분 조성으로 조제한 용강으로부터, 연속 주조법 또는 조괴-분괴법으로 슬래브를 제조한다. 이어서, 얻어진 슬래브를, 냉각 후, 재가열한 후, 혹은 주조 후 가열 처리를 거치지 않고 그대로, 열간 압연을 행한다. 그때, 슬래브 가열 온도를 1000∼1300℃로 하여, 열연판을 균일 조직화하고, 또한 신장이나 신장 플랜지성 등의 가공성을 향상시키기 위해 마무리 압연 온도를 850∼950℃로 하여, 페라이트상과 펄라이트상의 2상으로 이루어지는 밴드 형상 조직의 생성을 억제함으로써 열연판을 균일 조직화한다.

또한, 열간 마무리 압연 온도∼(열간 마무리 압연 온도 －100℃) 사이의 평균 냉각 속도를 5∼200℃/초의 범위로 하고, 표면 성상 및 냉간 압연성을 향상시키기 위해, 코일에 권취하는 귄취 온도를 400∼650℃로 하여, 열간 압연을 종료하고, 산세 후, 냉간 압연에 의해 소망하는 판두께로 한다. 그때의 냉연 압하율은, 페라이트상의 재결정 촉진에 의해 굽힘성을 향상시키기 위해 30％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 본 발명에 있어서의 강판의 판두께는, 0.6∼3.6㎜ 정도의 범위로 한다.

또한, 본 발명에 따른 냉연 강판을 제조하는 경우에는, 상기한 공정에 이어서, 730∼900℃의 어닐링 온도까지 가열하고, 이 어닐링 온도역에 10∼500초 유지한 후, 500℃까지 1∼50℃/초의 평균 냉각 속도로 제어 냉각하고, 추가로 300℃ 이하까지 냉각한 후, 재가열하여 600℃ 이하로 하고, 이하의 식 (1)로 정의되는 템퍼링 파라미터 λ가 13000 이상이 되는 조건에서 템퍼링한다.

λ＝(T＋273)×(log(t)＋20)……(1)

단, T: 재가열 온도(℃), t: 재가열 온도에서의 유지 시간(초)

본 발명에서는, 강판 표면에 용융 아연 도금층을 갖는, 소위 용융 아연 도금 강판을 포함하지만, 이 용융 아연 도금 강판을 제조하는 경우에는, 상기한 공정에 이어서, 통상 공지의 방법에 의한 용융 아연 도금을 행해도 좋다.

이 경우, 상기 평균 냉각 속도에 의한 제어 냉각을 500℃까지 행하고, 이어서 용융 아연 도금 처리, 혹은 필요에 따라서 추가로 합금화 처리를 행한 후, 300℃ 이하가 될 때까지 냉각하고, 그 후, 600℃ 이하의 범위로 재가열하여, 상기 템퍼링 파라미터 λ가 13000 이상이 되는 조건에서 템퍼링 공정으로 하는 것이 가장 적합하다.

이와 같이 하여 소망하는 고강도 용융 아연 도금 강판이 얻어지지만, 템퍼링 후의 강판에 추가로 스킨 패스 압연을 행해도 좋다.

다음으로, 전술한 제조 조건의 한정 범위 및 한정 이유를 구체적으로 설명한다.

슬래브 가열 온도: 1000∼1300℃

슬래브 가열 온도가 1000℃에 충족되지 못하면, 열연 중의 스케일 오프에 의해 발생하는, 슬래브 표층의 기포나, 편석 등의 결함, 강판 표면의 균열, 나아가서는 표면 요철(凹凸) 등을 저감하는 효과가 작아져 버린다. 한편, 가열 온도가 1300℃를 초과하면, 상기 효과는 포화하고, 고비용이 된다. 따라서, 슬래브 가열 온도는 1000∼1300℃의 범위로 한정한다.

마무리 압연 온도: 850∼950℃

열간 압연에 있어서의 마무리 압연 온도를, 850℃ 이상으로 함으로써, 굽힘성을 향상시킬 수 있다. 즉, 마무리 압연 온도가 850℃ 미만인 경우, 열간 압연 후의 강판은, 결정이 전신된(deformed by extension) 가공 조직이 되지만, 주편(cast piece) 내에서 오스테나이트 안정화 원소인 Mn이 편석되기 쉬워져, 그 편석 영역의 Ar₃ 변태점이 저하되어 버린다.

이와 같이 Ar₃ 변태 온도가 저하되면, 미재결정 온도역과 압연 종료 온도가 동일한 온도역이 되어 버려, 결과적으로, 열간 압연 후의 조직 중에 미재결정의 오스테나이트가 생성되어 버린다고 생각할 수 있다. 이와 같이 미재결정의 오스테나이트를 포함하는 불균일한 조직이 된 경우에는, 재료를 가공할 때에 균일한 변형이 저해되어, 우수한 굽힘성을 얻는 것은 매우 곤란해진다.

한편, 마무리 압연 온도가 950℃를 초과한 경우에는, 산화물(열연 스케일)의 생성량이 급격하게 증대하여, 지철과 산화물의 계면이 거칠어져 버린다. 그 결과, 산세나 냉간 압연 후의 표면 품질이 열화되게 된다. 또한, 산세 후에 상기 열연 스케일의 잔류물 등이 일부에 존재하면, 저항 스폿 용접성에 악영향을 미치게 된다. 또한, 결정 입경이 과도하게 조대해지고, 프레스했을 때의 표면 거칠기가 발생하는 원인도 된다. 따라서, 마무리 압연 온도는 850∼950℃, 바람직하게는 880℃∼930℃의 범위로 한다.

마무리 압연 온도에서 (마무리 압연 온도 －100℃)까지의 평균 냉각 속도: 5∼200℃/초

마무리 압연 직후의 고온역 [이하, 마무리 압연 온도∼(마무리 압연 온도 －100℃)의 온도역을 말함]에 있어서, 그 냉각 속도가 5℃/초를 충족하지 못하면, 열연 후에, 재결정이나 입성장이 발생하여, 열연판 조직의 결정 입경이 조대해짐과 함께, 페라이트와 펄라이트가 층 형상으로 형성된 소위 밴드 형상 조직이 된다. 어닐링 전에 이러한 밴드 형상 조직이 된 경우는, 성분의 농도 불균일이 발생한 상태에서 열처리되기 때문에, 어닐링 공정 중의 열처리에서는, 농도 불균일로부터 발생하는 조직의 불균일을 해소하는 것이 곤란해지고, 굽힘성이 저하된다. 이 때문에, 상기 고온역에 있어서의 평균 냉각 속도는 5℃/초 이상으로 한다. 한편, 상기 고온역에 있어서의 평균 냉각 속도가 200℃/초를 초과해도, 효과는 포화되는 경향이 있기 때문에, 당해 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도는 5∼200℃/초의 범위로 한다.

권취 온도: 400∼650℃

권취 온도는, 650℃를 초과하면, 열연 스케일의 두께가 증가하고, 산세 및 냉간 압연 후의 표면이 거칠어져, 요철이 형성될 뿐만 아니라, 페라이트 입경이 조대화하기 때문에 굽힘성의 저하를 초래한다. 또한, 산세 후에 열연 스케일이 잔존하면 저항 스폿 용접성에 악영향을 미친다. 한편, 권취 온도가 400℃ 미만에서는 열연판 강도가 상승하고, 냉간 압연에 있어서의 압연 부하가 증대하여, 생산성이 저하되어 버린다. 따라서, 권취 온도는 400∼650℃의 범위로 한다.

어닐링 온도: 730∼900℃, 유지 시간: 10∼500초

어닐링 온도가 730℃보다 낮은 경우, 어닐링시에 오스테나이트가 충분히 생성되지 않기 때문에, 강판의 강도 확보를 할 수 없다. 한편, 어닐링 온도가 900℃보다 높은 경우, 가열 중에 오스테나이트가 조대화(coarsening)하고, 그 후의 냉각 과정에서 생성되는 페라이트상의 양이 감소하여, 굽힘성이 저하되고, 따라서, 어닐링 온도는 730∼900℃의 범위로 한다.

또한, 당해 어닐링의 유지 온도역에 있어서의 유지 시간이 10초 미만인 경우, 어닐링 중의 오스테나이트상의 생성이 적어져, 강판의 강도 확보가 곤란해진다. 한편, 장시간 어닐링에 의해 결정립은 성장하고 조대화되는 경향이 있고, 상기의 어닐링 온도역에 있어서의 유지 시간이 500초를 초과해도 효과가 포화되어 고비용이 된다. 따라서, 유지 시간은 10∼500초의 범위로 한다. 바람직한 유지 시간은 20∼200초의 범위이다.

어닐링 온도에서 500℃까지의 평균 냉각 속도: 1∼50℃/초 (냉연 강판을 제조하는 경우)

어닐링 후, 500℃까지의 평균 냉각 속도는, 페라이트상의 체적분율 제어를 행하고, TS: 980㎫급 이상의 강도를 확보하는 데에 중요한 역할을 담당하고 있다. 본 발명에서는, 어닐링 후의 냉각 속도를 제어한 냉각을 제어 냉각이라고 한다. 이 제어 냉각의 평균 냉각 속도가 1℃/초보다 늦으면, 냉각 과정 중에 생성되는 페라이트상의 양이 많아지고 펄라이트도 증가하여, TS의 확보를 할 수 없다. 한편, 평균 냉각 속도가 50℃/초를 초과하면, 강판 전체의 균일한 냉각이 곤란해져, 굽힘성의 불균형이 발생하기 쉽다. 따라서, 1∼50℃/초로 한다. 평균 냉각 속도의 바람직한 범위는 5∼30℃/초이다.

또한, 이 경우의 냉각은, 가스 냉각이 바람직하지만, 로냉, 미스트 냉각, 롤 냉각, 수냉 등을 이용하여 혹은 조합하여 행하는 것도 가능하다.

어닐링 온도에서 500℃까지의 범위를 1∼50℃/초의 평균 냉각 속도로 제어 냉각하고, 이어서 용융 아연 도금 처리, 혹은 추가로 합금화 처리를 행함(용융 아연 도금 강판을 제조하는 경우)

어닐링 후, 500℃까지의 범위의 평균 냉각 속도는, 전술한 냉연 강판을 제조하는 경우와 동일하지만, 그 경우의 제어 냉각은, 도금성 확보의 관점에서 가스 냉각이 바람직하다.

상기 냉각을 정지한 후에, 일반적인 용융 아연 도금 처리를 행하여 용융 아연 도금으로 한다. 혹은, 필요에 따라서, 상기의 용융 아연 도금 처리 후, 유도 가열 장치 등을 이용하여 재가열을 행하는 합금화 처리를 행하여, 합금화 용융 아연 도금 강판으로 한다. 또한, 용융 아연 도금 처리를 행할 때의 처리 조건은, 상법에 따르면 좋고, 예를 들면 도금욕온은 450℃∼460℃ 정도이고, 합금화 처리의 온도는, 예를 들면 500℃ 정도이다.

여기에서, 용융 아연 도금의 부착량은, 한쪽 면당 20∼150g/㎡ 정도로 하는 것이 바람직하다. 즉, 도금 부착량이 20g/㎡ 미만에서는, 내식성의 확보가 곤란하고, 한편 150g/㎡를 초과하면, 내식 효과는 포화하여, 오히려 비용 상승이 되기 때문이다.

300℃ 이하까지 냉각 후, 600℃ 이하로 재가열하여, 템퍼링 파라미터 λ가 13000 이상이 되는 조건에서 템퍼링

상기 어닐링 후의 제어 냉각을 포함하는 냉각 중, 300℃를 초과하는 온도역까지는, 강판 중에 미(未)변태의 오스테나이트가 많이 남아 있기 때문에, 오스테나이트가 페라이트와 시멘타이트로 분해되기 쉽고, 재가열에 의해 TS: 980㎫의 확보가 곤란해진다. 따라서, 상기 어닐링 후에는 300℃ 이하까지 냉각한다. 바람직하게는 50℃ 이하까지 냉각하고, 오스테나이트를 최대한 저감한 상태로 재가열을 한다.

또한, 어닐링 후의 냉각을 300℃ 이하로 한 경우라도, 전술한 템퍼링 파라미터 λ(이하, 단순히 λ라고 기재함)가 작으면, 냉각 후에 다량의 마르텐사이트가 잔존할 가능성이 있다.

상기 냉각 후의 재가열은, 경질인 마르텐사이트 또는 베이나이트가 소정의 경도까지 연화하도록 재가열을 행하지만, 600℃를 초과하여 가열해도 효과가 포화하여 고비용이 된다. 또한 용융 아연 도금 강판의 경우는, 아연과 철의 합금화가 과도하게 진행되기 때문에, 프레스 성형시에 도금 박리를 발생시키기 쉬워진다. 그 때문에, 재가열은 600℃ 이하로 한다. 재가열의 최저 온도는 특별히 규정하지 않지만, 냉각 정지 온도 초과라도, 지나치게 저온인 경우, 유지 시간이 장대해져 생산성을 저하시킨다. 따라서, 350℃ 정도 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 상기한 λ가 13000 미만인 조건에서는, 경질상의 연화가 불충분하기 때문에, 충분한 굽힘 특성이 얻어지지 않는다. 즉, λ가 큰 조건일수록 경질상은 연화되기 때문에, 굽힘성이 향상되기 때문이다. 바람직하게는 14000 이상, 보다 바람직하게는 15000 이상이다. 또한, λ의 상한은, TS 확보의 관점에서 17000 정도가 바람직하다.

또한, 연속 어닐링 후, 최종적으로 얻어진 강판에, 형상 교정이나 표면 조도 조정의 목적으로 조질 압연을 행해도 상관없지만, 과도하게 스킨 패스 압연을 행하면 과다하게 변형이 도입되어 결정립이 전신된 압연 가공 조직이 되어, 굽힘성이 저하되는 경우가 있기 때문에, 스킨 패스 압연의 압하율은 0.1∼1.5％ 정도의 범위로 하는 것이 바람직하다.

실시예 1

표 1에 나타내는 성분 조성이 되는 강을 용제하여, 슬래브로 한 후, 표 2에 나타내는 여러 가지 조건으로 열간 압연, 산세, 압하율: 50％의 냉간 압연, 연속 어닐링 혹은 추가로 도금 처리를 각각 행하여, 판두께가 1.4㎜인 강판을 제작했다. 도금 처리는, 한쪽 면당 도금 부착량이 45g/㎡인 용융 아연 도금 강판 또는 합금화 용융 아연 도금 강판으로 했다. 또한, 도금욕온은 460℃, 합금화 처리 온도는 500℃로 했다.

상기의 얻어진 여러 가지 강판에 대해서, 이하에 나타내는 재료 시험을 행하여, 재료 특성을 조사했다.

얻어진 결과를 표 3에 나타낸다. 또한, 표 3에 나타내는 페라이트상, 마르텐사이트상 및 잔류 오스테나이트상 이외의 상은, 베이나이트 혹은 템퍼링 마르텐사이트였다.

또한, 재료 시험 및 재료 특성의 평가법은 다음과 같다.

(1) 강판의 조직

본 발명의 강판은, 판두께 방향으로 균질하기 때문에, 강판의 압연 방향으로, 평행한 단면에 1000∼3000배의 범위의 배율로, 강판 표층부의 SEM 사진을 촬영하고, 강판 표면 또는 강판과 아연 도금과의 계면으로부터 강판 내층측으로 50∼200㎛ 정도의 영역에서, 강판 조직의 관찰을 행하고, 이 관찰 결과로부터 구한 페라이트, 혹은 템퍼링되어 있지 않은 마르텐사이트(이후 단순히 마르텐사이트라고 기재함)의 체적률로, 강판에 있어서의 체적률을 대표했다. 즉, 페라이트 및 마르텐사이트의 체적분율은, 배율: 1000배∼3000배의 단면 조직 사진을 이용하여, 페라이트 및 마르텐사이트를 육안 판정에 의해 특정하고, 화상 해석에 의해, 페라이트 및 마르텐사이트의 점유 면적을 구하고, 이것을 페라이트상의 체적분율로 했다.

또한, 잔류 오스테나이트량은, 강판 표면으로부터 상기 단면 방향으로 0.1㎜ 위치까지 연삭한 후, 화학 연마에 의해 추가로 0.1㎜ 연마한 면에 대해서, X선 회절 장치로 Mo의 Kα선을 이용하여, fcc철의 (200), (220), (311)면과 bcc철의 (200), (211), (220)면의 적분 강도를 측정하고, 이들로부터 잔류 오스테나이트의 체적분율을 구하여, 잔류 오스테나이트의 체적분율로 했다. 또한, 관찰 시야 중의 페라이트상에 대해, 평균 결정입경을 구하고 표 3 중에 결정입경으로서 기재했다.

(2) 인장 특성

C방향, 즉 압연 방향과 90°의 방향을 길이 방향(인장 방향)으로 하는 JIS Z 2201에 기재된 5호 시험편을 이용하여, JIS Z 2241에 준거한 인장 시험을 행하고, 내력(YP), TS 및 신장(El)을 각각 평가했다.

(3) 한계 굽힘 반경

JIS Z2248의 V블록법에 기초하여 측정을 실시했다. 굽힘부의 외측을 육안으로 확인하여 균열의 유무를 판정하고, 균열이 발생하고 있지 않는 최소의 굽힘 반경을 한계 굽힘 반경으로 했다. 시험편 폭은 30㎜로 하고, 1강종당 30개의 시험을 행했다. 시험편은 길이: 100㎜, 폭: 32㎜의 직사각형으로 전단한 것을, 폭: 30㎜까지 한쪽 1㎜씩 기계 연삭하여 제작했다. 시험편의 길이 방향은 C방향으로 하고, 시험편은 강판의 폭방향으로 연속적으로 채취했다. 또한, 시험편 30매를 C방향에 직각인 방향으로 1열로는 채취할 수 없기 때문에, 수 열에 걸쳐 채취했다. 또한, 30개 모두에서 갈라짐이 발생하지 않았던 최소의 굽힘 반경을 한계 굽힘 반경이라고 정의하고, 한계 굽힘 반경≤1.5t(t: 판두께)의 관계를 만족하는 경우를 굽힘 특성이 양호하다고 판정했다.

(4) 나노 경도

나노 인덴테이션 시험은 Hysitron사 제조 Tribo Scope를 이용하여, 하중: 1000μN, 2∼3㎛ 간격으로, 강판 표면으로부터 50∼500㎛의 사이에서 나노 경도를 측정했다. 측정점은, 50점∼400점으로 했다. 측정한 경도로부터 인접하는 측정점에서의 경도차를 계산하고, 인접상 간의 경도차가 4㎬ 이내인 부분의 경계 길이를 구하여, 측정부의 경계 길이에 대한 비율을 계산했다. 상 간의 경계는 여기에서는, 측정점 간의 중앙에 직선 형상으로 존재한다고 했다.

표 3에 나타낸 바와 같이, 발명예에 따른 강판은, 그 전부가, TS≥980㎫를 만족함과 함께, 한계 굽힘 반경/판두께≤1.5의 관계를 만족하는 굽힘성이 우수한 고강도 박강판으로 되어 있는 것을 알 수 있다.

본 발명의 초고강도 박강판은, 높은 인장 강도 및 높은 굽힘성을 갖기 때문에, 자동차 부품을 시작으로, 건축 및 가전 분야 등 굽힘 성형되는 부품을 필요로 하는 분야에 있어서 적합하게 사용할 수 있다.

Claims

질량％로, C: 0.05∼0.3％, Si: 0.01∼2％, Mn: 1.0∼3.5％, P: 0.040％ 이하, S: 0.0050％ 이하, Al: 0.001∼1％ 및 N: 0.0060％ 이하를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피 불순물의 성분 조성으로 이루어지고, 강판 조직 중, 페라이트상(相)의 평균 결정입경이 10㎛ 이하이고, 페라이트상의 체적률이 30％ 이상 70％ 이하이고, 또한 마르텐사이트상과 잔류 오스테나이트상의 체적률이 합계로 10％ 이하이고, 또한, 인접하는 각 이상(異相) 간의 나노 경도의 차가 4㎬ 이내인 인접상의 비율이 90％ 이상인 고강도 박강판.
제1항에 있어서,
상기 성분 조성에 더하여, 추가로, 질량％로, Cr: 2.0％ 이하, Mo: 0.50％ 이하, Ni: 1.0％ 이하, Cu: 1.0％ 이하 및 B: 0.02％ 이하 중으로부터 선택한 1종 또는 2종 이상을 함유하는 고강도 박강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 성분 조성에 더하여, 추가로, 질량％로, Ti: 0.10％ 이하, Nb: 0.10％ 이하 및 V: 0.10％ 이하 중으로부터 선택한 1종 또는 2종 이상을 함유하는 고강도 박강판.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 성분 조성에 더하여, 추가로, 질량％로, Ca: 0.01％ 이하 및 REM: 0.01％ 이하 중으로부터 선택한 1종 또는 2종을 함유하는 고강도 박강판.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
강판 표면에 용융 아연 도금층을 갖는 고강도 박강판.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 성분으로 이루어지는 강 슬래브를, 열간 압연 후, 코일에 권취하고, 이어서 냉간 압연 후, 어닐링을 행하는 일련의 공정으로 이루어지는 박강판의 제조 방법으로서,
상기 열간 압연을, 슬래브 가열 온도: 1000∼1300℃, 열간 마무리 압연 온도: 850∼950℃의 조건으로 행하고, 이어서 열간 마무리 압연 온도에서 (열간 마무리 압연 온도 －100℃)까지의 온도역을 평균 냉각 속도: 5∼200℃/초로 냉각하고, 400∼650℃의 온도에서 코일에 권취한 후, 냉간 압연을 행하고, 이어서 730∼900℃까지 가열하고, 이 어닐링 온도역에 10∼500초 유지한 후, 500℃까지 1∼50℃/초의 평균 냉각 속도로 제어 냉각하고, 추가로 300℃ 이하까지 냉각한 후, 600℃ 이하로 재가열하고, 하기식 (1)로 정의되는 템퍼링 파라미터 λ가 13000 이상이 되는 조건에서 템퍼링을 행하는 고강도 박강판의 제조 방법.
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　기
λ＝(T＋273)×(log(t)＋20)……(1)
단, T: 재가열 온도(℃), t: 재가열 온도에서의 유지 시간(초)
제6항에 기재된 고강도 박강판의 제조 방법에 있어서, 상기 500℃까지 1∼50℃/초의 평균 냉각 속도로 제어 냉각하고, 추가로 300℃ 이하까지 냉각하는 것을 대신하여, 500℃까지 1∼50℃/초의 평균 냉각 속도로 제어 냉각하고, 이어서 용융 아연 도금 처리, 혹은 추가로 합금화 처리를 행한 후, 300℃ 이하까지 냉각하는 고강도 박강판의 제조 방법.