KR20140117584A

KR20140117584A - 강판, 도금 강판 및 그들의 제조 방법

Info

Publication number: KR20140117584A
Application number: KR1020147023307A
Authority: KR
Inventors: 히로유키 다나카; 구니오 하야시; 도시오 오가와; 고오이치 고토오; 가즈아키 나카노
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2012-02-17
Filing date: 2013-02-07
Publication date: 2014-10-07
Also published as: US9719151B2; ES2607888T3; EP2816132A1; TW201337003A; EP2816132A4; BR112014020244B1; BR112014020244A2; CN104114731B; TWI475112B; JP5447741B1; BR112014020244A8; JPWO2013121963A1; US20150004433A1; MX2014009816A; IN2014DN06757A; CN104114731A; WO2013121963A1; EP2816132B1; MX355894B; PL2816132T3

Abstract

이 강판은, 질량％로, C:0.020％ 이상, 0.080％ 이하, Si:0.01％ 이상, 0.10％ 이하, Mn:0.80％ 이상, 1.80％ 이하, Al:0.10％ 초과, 0.40％ 미만을 함유하고, 또한, Nb:0.005％ 이상, 0.095％ 이하, Ti:0.005％ 이상, 0.095％ 이하의 양쪽을 합계로 0.030％ 이상, 0.100％ 이하 함유하고, 금속 조직이 페라이트와 베이나이트와 그 외의 상을 포함하고, 상기 페라이트의 면적률이 80％∼95％이고, 상기 베이나이트의 면적률이 5％∼20％이고, 상기 그 외의 상의 분율의 합계가 3％ 미만이고, 인장 강도가 590㎫ 이상이고, 상기 인장 강도에 대한 피로 강도로서의 피로 강도비가 0.45 이상이다.

Description

강판, 도금 강판 및 그들의 제조 방법 {STEEL SHEET, PLATED STEEL SHEET, METHOD FOR PRODUCING STEEL SHEET, AND METHOD FOR PRODUCING PLATED STEEL SHEET}

본 발명은 자동차용 강판의 용도, 특히 언더 보디 부품에 적합한, 피로 특성, 연성 및 구멍 확장성이 우수하고, 또한 충돌 특성도 우수한 고강도 강판, 도금 강판 및 그들의 제조 방법에 관한 것이다.

본원은, 2012년 2월 17일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2012-032591호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

최근, 자동차 메이커에서는, 2012년의 유럽의 CO₂ 배출 규제 강화, 2015년의 일본의 연비 규제 강화, 또한 유럽의 충돌 규제 강화 등에 대응하기 위해, 차체 경량화에 의한 연비 향상 및 충돌 안전성 향상을 목적으로, 사용 강재의 고강도화가 급속하게 진행되고 있다. 이와 같은 고강도 강판은 「하이텐」이라고 불리고, 주로 인장 강도가 440∼590㎫, 또한 최근에는 590㎫을 초과하는 박강판의 수주량이 해마다 증가 경향에 있다.

그중에서도, 섀시 프레임 등의 언더 보디 부품은, 그 적용 부위의 관점으로부터 우수한 피로 특성, 또한 그 부품 형상의 관점으로부터 우수한 연성 및 구멍 확장성이 요구된다. 한편, 언더 보디 부품은, 통상 판 두께가 두꺼운 2.0㎜ 이상의 열연 강판이 주류인데, 강성 확보를 위해 후육의 재료를 선정함으로써 품질을 보증해 오고 있어, 보디 부품 등에 비해 박육화 대응이 지연되어 있는 것이 현상황이다. 따라서, 언더 보디 부품의 박육화를 추진하는 데 있어서 부식에 의한 두께 감소 여유가 적어지므로, 현행의 열연 강판으로부터 방청성이 높은 용융 아연 도금 강판으로의 적용의 움직임이 진전되어 갈 것으로 예상된다.

일반적으로 피로 특성은, 피로 강도를 인장 강도로 제산한 피로 강도비가 0.45 이상이면 양호하게 된다. 또한, 인장 강도와 전연신율의 곱이 17000㎫·％ 이상이면 연성이 양호한 것으로 되고, 인장 강도가 590㎫급의 경우에는 구멍 확장율이 80％ 이상이면 구멍 확장성이 양호한 것으로 된다. 또한, 항복 강도를 인장 강도로 제산한 항복비가 0.80 이상이면 내충돌 특성이 양호한 것으로 된다.

일반적으로, 인장 강도가 증가하면, 항복 강도도 증가하기 때문에, 연성이 저하되고, 또한 신장 플랜지 성형성이 저하된다. 종래, 페라이트와 마르텐사이트의 2상을 함유하는 Dual Phase(DP) 강의 경우, 연성은 우수하지만, 연질상인 페라이트와 경질상인 마르텐사이트의 계면 근방에서의 국소적인 변형 집중에 의한 마이크로 크랙의 발생 및 진전이 일어나기 쉬워지기 때문에, 구멍 확장성에는 불리한 마이크로 조직 형태라고 생각되어 있다. 따라서, 구멍 확장성 향상에는 마이크로 조직간의 경도 차가 작을수록 유리하다고 생각되어 있고, 페라이트 또는 베이나이트 단상 강과 같은 균일한 조직을 갖는 강판이 우위에 있는 것으로 되어 있지만, 한편 연성은 저하되어 버리기 때문에, 종래는 연성과 구멍 확장성을 양립시키는 것이 곤란하였다.

한편, 일반적으로 인장 강도가 상승하면 피로 강도도 상승하는 경향이 있지만, 보다 고강도의 재료로 되면 피로 강도비가 저하되어 온다. 또한, 피로 강도비라 함은, 강판의 피로 강도를 인장 강도로 제산하여 구해진다. 강재의 피로 강도는, 일반적으로 강판 최표층이 경화되어 있을수록 향상되므로, 우수한 피로 특성을 얻기 위해서는 강판 최표층의 경화가 중요해진다.

지금까지, 구멍 확장성과 연성을 양립시킨 고강도 강판으로서, 예를 들어 특허문헌 1에서는 Al을 적극적으로 첨가하고, 또한 Nb, Ti 및 V과 같은 탄질화물 형성 원소를 적극적으로 첨가한 강판이 제안되어 있다. 그러나, 특허문헌 1에 있어서 제안되어 있는 강판은, Al을 0.4％ 이상으로 다량으로 첨가할 필요가 있어, 합금 비용이 들뿐만 아니라, 용접성을 열화시켜 버린다고 하는 과제가 있다. 또한, 피로 특성에 관한 기술이 없고, 내충돌 특성의 지표로 되는 항복비에 대해서도 개시되어 있지 않다.

또한, 특허문헌 2 및 3에서는, Nb 및 Ti을 적극적으로 첨가한 구멍 확장성이 우수한 고강도 강판이 제안되어 있다. 그러나, 특허문헌 2 및 3에 있어서 제안되어 있는 강판은, Si를 적극적으로 첨가하고 있기 때문에, 도금 습윤성이 열위라고 하는 과제가 있다. 또한, 피로 특성에 관한 기술이 없고, 내충돌 특성의 지표로 되는 항복비에 대해서도 개시되어 있지 않다.

또한, 특허문헌 4에서는, Nb 및 Ti을 적극적으로 첨가한 피로 특성과 구멍 확장성을 양립시킨 강판이 제안되어 있다. 그러나, 특허문헌 4에 있어서 제안되어 있는 강판은, IF강을 베이스로 하고 있어, 인장 강도가 590㎫ 이상인 고강도화는 곤란하다는 과제가 있다. 또한, 내충돌 특성의 지표로 되는 항복비에 대해서는 개시되어 있지 않다.

또한, 특허문헌 5에서는, 강 중의 개재물을 제어함으로써 피로 특성과 구멍 확장성을 양립시킨 고강도 강판이 제안되어 있다. 그러나, 특허문헌 5에 있어서 제안되어 있는 강판은, La 또는 Ce과 같은 레어 메탈의 첨가가 필수적이며, 합금 비용이 들뿐만 아니라, 내충돌 특성의 지표로 되는 항복비에 대해서는 개시되어 있지 않다.

또한, 특허문헌 6에서는, Nb, Ti, Mo 및 V과 같은 탄질화물 형성 원소를 적극적으로 첨가한 구멍 확장성이 우수한 강판이 제안되어 있다. 그러나, 특허문헌 6에 있어서 제안되어 있는 강판은, 페라이트의 비커스 경도가 0.3×TS＋10 이상이어야만 한다. 본 발명에 있어서 상정하고 있는 인장 강도는 590㎫급인 점에서, 페라이트의 비커스 경도를 적어도 187Hv 이상으로 할 필요가 있어, 다량의 합금화 원소(특히 C, Nb나 Ti 등의 탄질화물 형성 원소, Si 등의 페라이트 안정화 원소)를 첨가하여, 페라이트를 단단하게 할 필요가 있다고 상정되기 때문에, 합금 비용이 들뿐만 아니라, 내충돌 특성의 지표로 되는 항복비에 대해서는 개시되어 있지 않다.

일본 특허 공개 제2004-204326호 공보 일본 특허 공개 제2004-225109호 공보 일본 특허 공개 제2006-152341호 공보 일본 특허 공개 평7-090483호 공보 일본 특허 공개 제2009-299136호 공보 일본 특허 공개 제2006-161111호 공보

본 발명의 과제는, 피로 특성, 연성 및 구멍 확장성, 또한 충돌 특성도 우수한 고강도 강판, 도금 강판을, 안정적으로, 생산성을 저하시키는 일 없이 제공하는 것이다.

본 발명은 인장 강도가 590㎫ 이상인 고강도 강판, 도금 강판의 피로 특성의 향상 및 연성-구멍 확장성 밸런스의 향상이라고 하는 과제를 해결하기 위해 행한 검토에 의해 얻어진 지식이다. 즉, 합금 원소량, 특히 Al을 적극적으로 첨가하고, Nb와 Ti의 첨가량의 최적화에 의해, 마이크로 조직을 적정화하고, 또한 어닐링 공정에 있어서, 최고 가열 온도까지 가열 후에 적절한 온도까지 냉각하여 유지함으로써 페라이트 중의 시멘타이트의 형태를 치밀하게 제어한다. 그리고, 어닐링 후에 적절한 스킨패스 압연을 실시함으로써 표층을 경화시킴으로써, 종래에 비해 우수한 피로 특성, 연성 및 구멍 확장성을 갖고, 또한 우수한 충돌 특성을 갖는 강판을 제조할 수 있다고 하는 지식에 기초하여 이루어진 것이며, 그 요지는 이하와 같다. 또한, 본 기술이 대상으로 하는 강판의 인장 강도에는 본래, 상한이라고 하는 것은 없지만, 현실적으로는, 인장 강도가 980㎫을 상회하는 것은 어렵다.

(1) 본 발명의 제1 형태에 관한 강판은, 질량％로, C:0.020％ 이상, 0.080％ 이하, Si:0.01％ 이상, 0.10％ 이하, Mn:0.80％ 이상, 1.80％ 이하, Al:0.10％ 초과, 0.40％ 미만을 함유하고, P:0.0100％ 이하, S:0.0150％ 이하, N:0.0100％ 이하로 제한하고, 또한, Nb:0.005％ 이상, 0.095％ 이하, Ti:0.005％ 이상, 0.095％ 이하의 양쪽을 합계로 0.030％ 이상, 0.100％ 이하 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물을 포함하고, 금속 조직이 페라이트와 베이나이트와 그 외의 상을 포함하고, 상기 그 외의 상이, 펄라이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트를 포함하고, 상기 페라이트의 면적률이 80％∼95％이고, 상기 베이나이트의 면적률이 5％∼20％이고, 상기 그 외의 상의 분율의 합계가 3％ 미만이고, 상기 페라이트 중의 시멘타이트의 원 상당 직경이 0.003㎛ 이상, 0.300㎛ 이하이고, 상기 페라이트 중의 상기 시멘타이트의 개수 밀도가 0.02개/㎛² 이상, 0.10개/㎛² 이하이고, 인장 강도가 590㎫ 이상이고, 상기 인장 강도에 대한 피로 강도로서의 피로 강도비가 0.45 이상이다.

(2) 상기 (1)에 기재된 강판은, 질량％로, Mo:0.005％ 이상, 1.000％ 이하, W:0.005％ 이상, 1.000％ 이하, V:0.005％ 이상, 1.000％ 이하, B:0.0005％ 이상, 0.0100％ 이하, Ni:0.05％ 이상, 1.50％ 이하, Cu:0.05％ 이상, 1.50％ 이하, Cr:0.05％ 이상, 1.50％ 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유해도 된다.

(3) 본 발명의 제2 형태에 관한 도금 강판은, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 강판의 표면에 도금을 설치해도 된다.

(4) 본 발명의 제3 형태에 관한 강판의 제조 방법은, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 화학 성분을 갖는 강편을 열간 압연하는 데 있어서, 1150℃ 이상으로 가열하고, Ar₃℃ 이상의 온도에서 마무리 압연을 종료하고, 400℃ 이상, 600℃ 이하의 온도 영역에서 권취한 열연 강판을, 산세 후, 600℃ 이상, Ac₁℃ 이하의 온도 범위 내로 승온하고, 상기 열연 강판의 온도가 상기 온도 범위 내인 체류 시간을 10초 이상, 200초 이하로 하여 어닐링한 후, 350℃ 이상, 550℃ 이하까지 냉각하고, 상기 열연 강판의 온도가, 350℃ 이상, 550℃ 이하의 온도 범위 내인 체류 시간을 10초 이상, 500초 이하로 하여 유지한 후에 냉각해도 된다. 여기서, Ar₃℃ 및 Ac₁℃는, 이하의 수학식 1 및 수학식 2로부터 구한 Ar₃ 변태 온도 및 Ac₁ 변태 온도이다.

단, [] 표시된 원소는, 각각의 원소의 질량％에 의한 함유량을 나타낸다.

(5) 상기 (4)에 기재된 강판의 제조 방법은, 상기 강판에, 연신율이 0.4％ 이상, 2.0％ 이하의 스킨패스 압연을 실시해도 된다.

(6) 본 발명의 제4 형태에 관한 도금 강판의 제조 방법은, 상기 (4) 또는 (5)에 기재된 어닐링 후, 냉각하고, 유지한 후, 계속해서 도금을 실시한 후에 냉각해도 된다.

(7) 상기 (6)에 기재된 도금 강판의 제조 방법은, 상기 도금을 실시한 후에 450℃ 이상, 600℃ 이하의 온도 범위에서 10초 이상의 열처리를 행한 후에 냉각해도 된다.

본 발명에 의해, 인장 강도가 590㎫ 이상이며, 항복비가 높고, 피로 특성 및 연성-구멍 확장성 밸런스가 우수하고, 또한 우수한 충돌 특성을 가진 고강도 강판, 도금 강판의 제공이 가능해져, 산업상의 공헌이 극히 현저하다. 또한, 본 발명은 자동차용 언더 보디 부품의 판 두께를 감소시키는 것을 가능하게 하는 것이며, 자동차 차체의 경량화 등에 대한 공헌이 크다고 하는 극히 현저한 효과를 발휘하는 것이다.

도 1은 탄질화물 평균 원 상당 직경과 인장 강도와 전연신율의 곱의 관계를 나타내는 설명도이다.
도 2는 탄질화물 평균 원 상당 직경과 구멍 확장율 λ의 관계를 나타내는 설명도이다.
도 3은 탄질화물 평균 원 상당 직경과 항복비의 관계를 나타내는 설명도이다.
도 4는 탄질화물 평균 원 상당 직경과 피로 강도비의 관계를 나타내는 설명도이다.
도 5는 어닐링 후의 유지 온도와 페라이트 중의 시멘타이트 원 상당 직경의 관계를 나타내는 설명도이다.
도 6은 어닐링 후의 유지 온도와 페라이트 중의 시멘타이트 개수 밀도의 관계를 나타내는 설명도이다.
도 7은 페라이트 중의 시멘타이트 원 상당 직경과 구멍 확장율 λ의 관계를 나타내는 설명도이다.
도 8은 페라이트 중의 시멘타이트 개수 밀도와 구멍 확장율 λ의 관계를 나타내는 설명도이다.

이하, 본 발명에 대해 상세하게 설명한다.

먼저, 본 발명에 있어서의 강 성분의 한정 이유에 대해 설명한다.

C는, 인장 강도 및 항복 강도의 상승에 기여하는 원소이며, 목적으로 하는 강도 레벨에 따라 적당량을 첨가한다. 또한, 베이나이트를 얻기 위해서도 유효하다. C량은, 0.020％ 미만이면 목표의 인장 강도 및 항복 강도를 얻는 것이 곤란해지기 때문에, 하한을 0.020％로 한다. 한편, C량이 0.080％를 초과하면, 연성이나 구멍 확장성이나 용접성의 열화를 초래하기 때문에, 0.080％를 상한으로 한다. 또한, 인장 강도와 항복 강도를 안정적으로 확보하기 위해서는, C의 하한을 0.030％ 또는 0.040％로 해도 되고, C의 상한을, 0.070％ 또는 0.060％로 해도 된다.

Si는, 탈산 원소이며, Si량의 하한은 규정하지 않지만, 0.01％ 미만으로 하기 위해서는 제조 비용이 높아지기 때문에, 하한을 0.01％로 하는 것이 바람직하다. Si는 페라이트 안정화 원소이다. 또한, Si는, 용융 아연 도금을 실시할 때의 도금 습윤성의 저하 및 합금화 반응의 지연에 의한 생산성의 저하라고 하는 문제가 발생하는 경우가 있다. 그로 인해, Si량의 상한을 0.10％로 한다. 또한, 도금 습윤성의 저하 및 생산성의 저하라고 하는 문제를 적게 하기 위해서는, Si의 하한을 0.020％, 0.030％ 또는 0.040％로 해도 되고, Si의 상한을, 0.090％, 0.080％ 또는 0.070％로 해도 된다.

Mn은, 고용 강화에 기여하는 원소로서 강도를 증가시키는 작용이 있는 동시에, 베이나이트를 얻기 위해서도 유효하다. 그로 인해, Mn을 0.80％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 한편, Mn량이 1.80％를 초과하면, 구멍 확장성 및 용접성의 열화를 초래하기 때문에, 1.80％를 상한으로 한다. 또한, 베이나이트를 안정적으로 얻기 위해서는, Mn의 하한을 0.90％, 1.00％ 또는 1.10％로 해도 되고, Mn의 상한을 1.70％, 1.60％ 또는 1.50％로 해도 된다.

P은 불순물이며, 입계에 편석되기 때문에, 강판의 인성의 저하나 용접성의 열화를 초래한다. 또한, 용융 아연 도금 시에 합금화 반응이 극히 지연되어, 생산성이 저하된다. 이 관점으로부터, P량의 상한을 0.0100％로 한다. 하한은 특별히 한정되지 않지만, P은 저렴하게 강도를 높이는 원소이기 때문에, P량을 0.0050％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 인성과 용접성의 가일층의 향상을 위해, P의 상한을 0.0090％ 또는 0.0080％로 제한해도 된다.

S은 불순물이며, 그 함유량이 0.0150％를 초과하면, 열간 균열을 유발하거나, 가공성을 열화시키므로, S량의 상한을 0.0150％로 한다. 하한은 특별히 한정되지 않지만, S은 탈황 비용의 관점으로부터, S량을 0.0010％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 열간 균열의 가일층의 감소를 위해, S의 상한을 0.0100％ 또는 0.0050％로 제한해도 된다.

Al은, 본 발명에 있어서 극히 중요한 원소이다. Al은, Si와 마찬가지로 페라이트 안정화 원소이지만, 도금 습윤성을 저하시키는 일 없이, 페라이트의 생성을 촉진시킴으로써 연성을 확보하기 위한 중요한 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는, Al량을 0.10％ 초과 함유시킬 필요가 있다. 또한, Al을 과도하게 첨가해도, 상기한 효과는 포화될 뿐만 아니라, 과잉의 합금 비용의 증가를 초래할 뿐만 아니라, 용접성을 열화시키기 때문에, 그 상한을 0.40％ 미만으로 한다. 또한, 연성을 안정적으로 확보하기 위해서는, Al의 하한을 0.15％, 0.20％ 또는 0.25％로 해도 되고, Al의 상한을, 0.35％ 또는 0.30％로 해도 된다.

N는 불순물이며, N량이 0.0100％를 초과하면, 인성이나 연성의 열화, 강편의 균열의 발생이 현저해진다. 또한, N는, C와 마찬가지로 인장 강도 및 항복 강도의 상승에 유효하기 때문에, 상한을 0.0100％로 하여 적극적으로 첨가해도 된다.

또한, Nb 및 Ti은, 본 발명에 있어서 극히 중요한 원소이다. 이들 원소는, 탄질화물을 형성하고, 항복 강도를 높여 충돌 특성이 우수한 강판을 만들 때에 필요해진다. 이 원소는, 각각 석출 강화는 다르지만, Nb, Ti의 양쪽의 합계로 0.030％ 이상 함유함으로써, 도 1에 나타내는 바와 같이 인장 강도 TS와 전연신율 El의 곱이 우수하고, 또한 590㎫ 이상의 인장 강도가 얻어지고, 또한 도 2에 나타내는 바와 같이 우수한 구멍 확장성(구멍 확장율 λ)이 얻어진다. 또한, 도 3 및 4에 나타내는 바와 같이 충돌 특성의 지표로 되는 항복비도 0.80 이상, 피로 특성의 지표로 되는 피로 강도비도 0.45 이상을 얻을 수 있다. 피로 강도비는 높은 편이 바람직하지만, 현실에는 0.60을 상회하는 것은 어려우므로, 0.60이 사실상의 상한으로 된다. 또한, Nb 및 Ti은, 복합 첨가함으로써 단독 첨가의 경우보다도 보다 미세한 탄질화물이 얻어지고, 석출 강도를 증가시키기 위해, 그들 원소를 복합 첨가하는 것이 중요해진다. 또한, Nb, Ti의 양쪽의 합계의 상한을 0.100％로 한 것은, 그 이상 첨가해도 석출 강화에 한계가 있어, 실질적으로 강도 상승이 얻어지지 않을 뿐만 아니라, 도 1 및 2에 나타내는 바와 같이 연성 및 구멍 확장성이 저하되기 때문이다. 또한, 인장 강도와 전연신율의 곱과, 구멍 확장성과, 항복비와, 피로 강도비를 안정적으로 확보하기 위해서는, Nb, Ti의 양쪽의 합계의 하한을 0.032％, 0.035％ 또는 0.040％로 해도 되고, Nb, Ti의 양쪽의 합계의 상한을, 0.080％, 0.060％ 또는 0.050％로 해도 된다.

Nb, Ti 각각의 하한을 0.005％로 한 것은, 그것 미만으로는 탄질화물의 형성이 적어, 항복 강도를 높이는 효과가 나오기 어려운 동시에, 보다 미세한 탄질화물이 얻어지지 않기 때문이다. 또한, 구멍 확장성도 저하된다. 각각의 상한은 Nb, Ti 양쪽의 합계의 상한에 의한다.

Mo, W 및 V은, 모두 탄질화물을 형성하는 원소이며, 필요에 따라 1종 또는 2종 이상을 첨가해도 된다. 강도 향상의 효과를 얻기 위해서는, 각각, Mo:0.005％ 이상, W:0.005％ 이상, V:0.005％ 이상을 하한으로 하여 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, 과잉의 첨가는 합금 비용의 증가를 초래하기 때문에, 각각의 상한을, Mo:1.000％ 이하, W:1.000％ 이하, V:1.000％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

B, Ni, Cu 및 Cr은, 모두 켄칭성을 높이는 원소이며, 필요에 따라 1종 또는 2종 이상을 첨가해도 된다. 강도 향상의 효과를 얻기 위해서는, 각각, B:0.0005％ 이상, Ni:0.05％ 이상, Cu:0.05％ 이상, Cr:0.05％ 이상을 하한으로 하여 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, 과잉의 첨가는 합금 비용의 증가를 초래하기 때문에, 각각의 상한을, B:0.0100％ 이하, Ni:1.50％ 이하, Cu:1.50％ 이하, Cr:1.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

이상의 화학 성분을 함유하는 고강도 강판은, 철을 주성분으로 하는 잔량부가 본 발명의 특성을 저해하지 않는 범위에서, 제조 과정 등에서 불가피하게 혼입되는 불순물을 함유해도 된다.

이어서, 제조 방법의 한정 이유에 대해 설명한다.

상기 성분 조성을 갖는 강편을 1150℃ 이상의 온도로 가열한다. 강편은, 연속 주조 설비에서 제조한 직후의 슬래브이어도 되고, 전기로에서 제조한 것이어도 된다. 1150℃ 이상으로 규정하고 있는 이유는, 탄질화물 형성 원소와 탄소를, 강재 중에 충분히 분해 용해시키기 위해서이다. 이에 의해, 인장 강도, 인장 강도와 전연신율의 곱, 항복비, 피로 강도비가 양호해진다. 석출 탄질화물을 용해시키기 위해서는, 1200℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, 가열 온도를 1280℃ 초과로 하는 것은, 생산 비용상 바람직하지 않으므로, 이것을 상한으로 하는 것이 바람직하다.

열간 압연에 있어서의 마무리 온도는, Ar₃ 변태 온도 미만에서는, 표층에 있어서의 탄질화물의 석출이나 입경의 조대화가 진행되어, 표층 강도의 저하가 현저해지는 것에 의한 피로 특성의 열화를 방지하기 위해, 이것을 하한으로 한다. 마무리 온도의 상한은 특별히 설정하지 않지만, 실질적으로는 1050℃ 정도가 상한으로 된다.

여기서, Ar₃℃는, 이하의 수학식 1로부터 구한 Ar₃ 변태 온도이다.

[수학식 1]

마무리 압연 후의 권취 온도는, 본 발명에 있어서 극히 중요한 제조 조건이다. 본 발명에서는, 권취 온도를 600℃ 이하로 함으로써, 열연 강판의 단계에서의 탄질화물의 석출을 억제하는 것이 중요하고, 그때까지의 이력에 의해 본 발명의 특성이 저하되는 일은 없다. 권취 온도가 600℃ 초과에서는, 열연 강판에서의 탄질화물의 석출이 진행되어, 어닐링 후의 석출 강화가 충분히 얻어지지 않아, 인장 강도, 항복비, 피로 특성이 열화되기 때문에, 이것을 상한으로 한다. 또한, 권취 온도를 600℃ 이하로 함으로써, 베이나이트가 얻어지기 때문에, 강도 상승에도 유효하다. 또한, 권취 온도가 400℃ 미만으로 되면, 페라이트가 충분히 얻어지지 않아, 연성의 저하를 초래하고, 인장 강도와 전연신율의 곱이 저하되고, 구멍 확장성도 저하되어 버리기 때문에, 이것을 하한으로 한다.

본 발명의 강판은 열연 강판을 모재로 하는 것이기 때문에, 이 후, 통상법 산세하고, 탠덤 압연기 등에 의한 냉간 압연을 실시하는 일 없이 어닐링된다. 단, 연속 어닐링 설비 통판 시의 사행 등 회피를 위해, 형상 개선을 목적으로 하여 어닐링 전에 조질 압연(압하율 0.4∼10％ 정도)의 압연을 실시하는 것은 상관없다.

어닐링은, 가열 온도 및 가열 시간을 제어하기 위해, 연속 어닐링 설비에 의해 행하는 것이 바람직하다. 어닐링에 있어서의 최고 가열 온도는, 본 발명에 있어서 극히 중요한 제조 조건이다. 최고 가열 온도의 하한은 600℃로 하고, 상한은 Ac₁ 변태 온도로 한다. 최고 가열 온도가 600℃ 미만인 경우, 어닐링 중의 탄질화물의 석출이 불충분하고, 인장 강도 및 항복 강도의 저하, 또한 피로 강도의 저하를 초래해 버린다. 한편, 최고 가열 온도가 Ac₁ 변태 온도 초과로 되면, 탄질화물의 조대화 및 페라이트로부터 오스테나이트로의 변태가 일어나, 충분한 석출 강화가 얻어지지 않기 때문에, 이것을 상한으로 한다.

여기서, Ac₁℃는, 이하의 수학식 2로부터 구한 Ac₁ 변태 온도이다.

[수학식 2]

어닐링에 있어서의 최고 가열 온도에서의 체류 시간은, 본 발명에 있어서 극히 중요한 제조 조건이다. 600℃ 이상 Ac₁ 변태 온도 이하의 온도 범위에서의 강판의 체류 시간은 10∼200초로 한다. 이것은, 강판의 최고 가열 온도에서의 체류 시간이 10초 미만이면 탄질화물의 석출이 불충분해져, 충분한 석출 강화가 얻어지지 않고, 인장 강도 및 항복 강도의 저하, 또한 피로 강도의 저하를 초래해 버린다. 한편, 강판의 최고 가열 온도에서의 체류 시간이 길어지면, 생산성의 저하를 초래할 뿐만 아니라, 탄질화물의 조대화를 초래하여, 충분한 석출 강화가 얻어지지 않고, 인장 강도 및 항복 강도의 저하, 또한 피로 강도의 저하를 초래해 버리기 때문에, 200초를 상한으로 한다.

상기 어닐링 후에 350∼550℃까지 냉각하고, 강판의 온도가 상기 온도 범위 내인 체류 시간을 10∼500초로 하여 유지한다. 상기 온도 범위에서의 유지는 본 발명에 있어서 극히 중요하고, 상기 어닐링 후에 350∼550℃로 유지함으로써, 가능한 한 미세한 페라이트 중의 시멘타이트를 석출시킴으로써 구멍 확장성을 향상시킬 수 있다. 유지 온도가 550℃ 초과로 되면, 도 5에 나타내는 바와 같이 페라이트 중의 시멘타이트가 조대화되고, 도 6에 나타내는 바와 같이 페라이트 중의 시멘타이트 개수 밀도도 증가하므로, 도 7 및 8에 나타내는 바와 같이 구멍 확장성이 열화되기 때문에, 상한을 550℃로 한다. 또한, 유지 온도를 350℃ 미만으로 해도, 페라이트 중의 시멘타이트를 미세하게 석출시키는 효과가 희미해지기 때문에, 하한을 350℃로 한다. 또한, 상기 온도 범위 내의 체류 시간이 500초 초과로 되면, 페라이트 중의 시멘타이트가 조대화되고, 개수 밀도도 증가하고, 구멍 확장성이 열화되기 때문에, 상한을 500초로 한다. 또한, 상기 온도 범위 내의 체류 시간이 10초 미만으로 되면, 페라이트 중의 시멘타이트를 미세하게 석출시키는 효과가 충분히 얻어지지 않기 때문에, 하한을 10초로 한다. 전술한 유지 후, 강판을 상온까지 냉각한다.

또한, 어닐링 후의 냉각 속도는, 물 등, 냉매의 분사, 송풍, 미스트 등에 의한 강제 냉각에 의해, 적절히 제어하면 된다.

어닐링 후의 냉각 후, 용융 아연 도금 또는 합금화 용융 아연 도금을 실시하는 경우, 아연 도금의 조성은 특별히 한정되는 것은 아니고, Zn 외에, Fe, Al, Mn, Cr, Mg, Pb, Sn, Ni 등을 필요에 따라 첨가해도 상관없다. 또한, 도금은, 어닐링과 별도의 공정으로 행해도 되지만, 생산성의 관점으로부터, 어닐링과 냉각, 도금을 연속해서 행하는, 연속 어닐링-용융 아연 도금 라인에 의해 행하는 것이 바람직하다. 후술하는 합금화 처리를 행하지 않는 경우에는, 도금 후에 강판을 상온까지 냉각한다.

합금화 처리를 행하는 경우에는, 전술한 도금 후에 450∼600℃의 온도 범위에서 행하고, 그 후 강판을 상온까지 냉각하는 것이 바람직하다. 이것은, 450℃ 미만에서는 합금화가 충분히 진행되지 않고, 또한, 600℃ 초과에서는 과도하게 합금화가 진행되고, 도금층이 취화되어, 프레스 등의 가공에 의해 도금이 박리되는 등의 문제를 유발하는 경우가 있기 때문이다. 합금화 처리의 시간은, 10초 미만에서는 합금화가 충분히 진행되지 않는 경우가 있기 때문에, 10초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 합금화 처리의 시간의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 생산 효율의 관점으로부터 100초 이내로 하는 것이 바람직하다.

또한, 생산성의 관점으로부터, 연속 어닐링-용융 아연 도금 라인에 합금화 처리로를 연속해서 설치하고, 어닐링, 냉각, 도금 및 합금화 처리, 냉각을 연속해서 행하는 것이 바람직하다.

도금층은, 예시적으로 용융 아연 도금, 합금화 용융 아연 도금을 실시예에서 나타내었지만, 전기 아연 도금도 포함된다.

스킨패스 압연은, 본 발명에 있어서 극히 중요하다. 스킨패스 압연은, 형상 교정과 표면 성상 확보 때문만 아니라, 표층을 경화시킴으로써 피로 특성을 향상시키는 효과가 있기 때문에, 연신율 0.4∼2.0％의 범위에서 행하는 것이 바람직하다. 스킨패스 압연의 연신율의 하한을 0.4％로 한 이유는, 0.4％ 미만에서는 충분한 표면 조도의 개선과 표층만의 가공 경화가 얻어지지 않아, 피로 특성이 개선되지 않기 때문에, 이것을 하한으로 하였다. 한편, 2.0％ 초과의 스킨패스 압연을 행하면, 강판이 지나치게 가공 경화되어 프레스 성형성이 열화되기 때문에, 이것을 상한으로 한다.

이어서, 금속 조직에 대해 설명한다.

본 발명에 의해 얻어지는 강판의 마이크로 조직은, 주로 페라이트와 베이나이트를 포함한다. 페라이트의 면적률이 80％ 미만이면 베이나이트가 증가하고, 충분한 연성이 얻어지지 않기 때문에, 페라이트의 면적률의 하한을 80％ 이상으로 하였다. 페라이트의 면적률이 95％ 초과이면 인장 강도가 저하되기 때문에, 페라이트의 면적률의 상한을 95％ 이하로 하였다. 단, 페라이트 중의 시멘타이트는, 면적으로서는 환산하지 않는다.

베이나이트는, 고강도화에 기여하는 한편, 과잉으로 존재하면 연성의 저하를 초래하기 때문에, 하한을 5％, 상한을 20％로 한다.

또한, 그 외의 상으로서, 펄라이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트가 있고, 이들 분율(면적률 또는 체적률)의 합계가 3％ 이상이면 항복 강도가 저하되어 항복비를 0.80 이상으로 상승시키는 것이 곤란해지기 때문에, 펄라이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트의 분율의 합계는 3％ 미만으로 한다.

마이크로 조직은, 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취하고, 관찰면을 연마, 나이탈 에칭, 필요에 따라 레페라 에칭하고, 광학 현미경으로 관찰하면 된다. 또한, 마이크로 조직 관찰은, 강판의 임의의 위치로부터 채취한 샘플에 대해, 판 두께 방향의 1/4부를 1000배로 300×300㎛의 범위를 촬영하였다. 광학 현미경에 의해 얻어진 마이크로 조직 사진을 백색과 흑색으로 2치화함으로써 화상 해석을 행하고, 펄라이트, 베이나이트 또는 마르텐사이트 중 어느 1종 또는 2종 이상의 면적률의 합계량을, 페라이트 이외의 상의 면적률로서 구할 수 있다. 잔류 오스테나이트는, 광학 현미경으로는 마르텐사이트와의 구별이 곤란하지만, X선 회절법에 의해 잔류 오스테나이트의 체적률의 측정을 행할 수 있다. 또한, 마이크로 조직으로부터 구한 면적률은, 체적률과 동일하다.

페라이트 중의 시멘타이트의 형태는 본 발명에 있어서 극히 중요하다. 페라이트 중의 시멘타이트의 원 상당 직경이 0.300㎛ 초과로 되면, 구멍 확장 시험 시의 균열의 기점으로 될 가능성이 높아져, 구멍 확장성이 열화되기 때문에, 상한을 0.300㎛로 한다. 하한은, 측정 정밀도의 사정으로 인해, 0.003㎛로 한다. 또한, 상기 원 상당 직경의 페라이트 중의 시멘타이트의 개수 밀도가 0.10개/㎛² 초과로 되면, 페라이트 중의 시멘타이트는 구멍 확장 시험 시의 균열의 기점으로 될 수 있으므로, 구멍 확장성이 열화되기 때문에, 상한을 0.10개/㎛²로 한다. 페라이트 중의 시멘타이트의 개수 밀도를 0.02개/㎛²로 하는 것은 어렵기 때문에, 하한은 0.02개/㎛²로 한다. 또한, 페라이트 중의 시멘타이트의 원 상당 직경 및 개수 밀도는, 강판의 임의의 위치로부터 채취한 샘플에 대해, 판 두께 방향의 1/4부로부터 추출 레플리카 시료를 작성하고, 투과형 전자 현미경(TEM)을 사용하여 10000배로 10×10㎛의 범위에 있어서의 페라이트 중의 시멘타이트를 관찰하고, 100시야의 관찰 결과로부터 결정하였다. 카운트 방법은, 랜덤하게 100시야를 선택하였다.

각 기계 특성의 시험 방법을 이하에 나타낸다. 제조 후의 강판으로부터, 폭 방향(TD 방향이라 함)을 길이 방향으로 하여 JIS Z 2201의 5호 인장 시험편을 채취하고, JIS Z 2241에 준거하여 TD 방향의 인장 특성을 평가하였다. 또한, 피로 강도에 대해서는, JIS Z 2275에 준거하고, 섕크식 평면 굽힘 피로 시험기에서 평가하였다. 이때의 응력 부하는, 등진동이고 시험의 진동수는 30㎐로 하였다. 또한, 피로 강도비는 전술한 설명에 따라서, 평면 굽힘 피로 시험에 의해 10⁷ 사이클에서의 피로 강도를, 상기 인장 시험에 의해 측정되는 인장 강도로 제산한 값으로 하였다. 또한, 구멍 확장성은, 일본 철강 연맹 규격 JFST1001에 준거하여 평가하였다. 얻어진 각 강판을 100㎜×100㎜로 절단한 후, 클리어런스를 판 두께의 12％로, 직경 10㎜의 구멍을 펀칭한 후, 내경 75㎜의 다이스를 사용하여, 블랭크 홀더력 88.2kN으로 억제한 상태에서, 60°원추의 펀치를 구멍에 압입하여 균열 발생 한계에 있어서의 구멍 직경을 측정하고, 하기(수학식 3)로부터, 한계 구멍 확장율[％]을 구하고, 이 한계 구멍 확장율로부터 구멍 확장성을 평가하였다.

여기서, D_f는 균열 발생 시의 구멍 직경[㎜], D₀은 초기 구멍 직경[㎜]이다. 또한, 도금 밀착성의 평가는, JIS H 0401에 준거하여, 굽힘 시험에 의해 구부린 부분의 도금 피막의 표면 상태를 육안으로 평가하였다.

실시예

표 1에 나타내는 조성을 갖는 강을 용제하고, 주조하여 얻어진 강편을, 표 2-1, 표 2-2에 나타내는 조건으로 강판의 제조를 행하였다. 또한, 표 1의 [-]는, 성분의 분석값이 검출 한계 미만이었던 것을 의미한다. 또한, 표 1에는, Ar₃[℃]와 Ac₁[℃]의 계산값도 나타내었다.

제조 후의 강판으로부터, 폭 방향(TD 방향이라 함)을 길이 방향으로 하여 JIS Z 2201의 5호 인장 시험편을 채취하고, JIS Z 2241에 준거하여 TD 방향의 인장 특성을 평가하였다. 또한, 피로 강도에 대해서는, JIS Z 2275에 준거하고, 섕크식 평면 굽힘 피로 시험기로 평가하였다. 이때의 응력 부하는, 등진동이고 시험의 진동수는 30㎐로 하였다. 또한, 피로 강도비는 전술한 설명에 따라서, 평면 굽힘 피로 시험에 의해 10⁷ 사이클에서의 피로 강도를, 상기 인장 시험에 의해 측정되는 인장 강도로 제산한 값으로 하였다. 또한, 구멍 확장성은, 일본 철강 연맹 규격 JFST1001에 준거하여 평가하였다. 얻어진 각 강판을 100㎜×100㎜로 절단 후, 클리어런스를 판 두께의 12％로, 직경 10㎜의 구멍을 펀칭한 후, 내경 75㎜의 다이스를 사용하여, 블랭크 홀더력 88.2kN으로 억제한 상태에서, 60°원추의 펀치를 구멍에 압입하여 균열 발생 한계에 있어서의 구멍 직경을 측정하고, 하기(수학식 3)로부터, 한계 구멍 확장율[％]을 구하고, 이 한계 구멍 확장율로부터 구멍 확장성을 평가하였다.

[수학식 3]

강판의 판 두께 단면의 마이크로 조직 관찰은, 전술한 방법으로 관찰하고, 베이나이트의 면적률은, 페라이트 및 그 외의 상 이외의 상의 합계로서 구하였다.

결과를 표 3-1, 표 3-2에 나타내었다. 또한, 본 발명에 있어서, 피로 특성의 지표인 피로 강도비가 0.45 이상인 것을 양호라고 평가하였다. 또한, 연성의 지표인 인장 강도 TS[㎫]와 전연신율 El[％]의 곱, 즉 TS×El[㎫·％]이 17000[㎫·％] 이상인 것을 양호라고 평가하였다. 또한, 구멍 확장성의 지표인 구멍 확장율 λ[％]가 80％ 이상인 것을 양호라고 평가하였다. 또한, 충돌 특성의 지표인 항복비가 0.80 이상인 것을 양호라고 평가하였다.

그 결과는 표 3-1, 표 3-2에 나타내는 바와 같이, 본 발명의 화학 성분을 갖는 강을 적정한 조건으로 열연 및 어닐링함으로써, 피로 강도 및 충돌 특성이 우수하고, 연성-구멍 확장성 밸런스가 우수한 고강도 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판을 얻는 것이 가능하다.

한편, 강 No.M은 C량이 많기 때문에, 연성 및 구멍 확장성이 저하되어 있다.

또한, 강 No.N는 C량이 적기 때문에, 베이나이트의 면적률이 적어지고, 인장 강도가 저하되고, 항복비, 인장 강도와 전연신율의 곱이 저하되어 있다.

또한, 강 No.O는 Si량이 많기 때문에, 베이나이트의 면적률이 적어지고, 인장 강도가 저하되고, 인장 강도와 전연신율의 곱이 저하되어 있다.

또한, 강 No.P은 Mn량이 적기 때문에, 베이나이트의 면적률이 적어지고, 인장 강도가 저하되고, 인장 강도와 전연신율의 곱이 저하되어 있다.

또한, 강 No.Q는 Mn량이 많기 때문에, 베이나이트의 면적률이 많아지고, 인장 강도가 상승하지만 연성이 저하되어 인장 강도와 전연신율의 곱이 저하되고, 구멍 확장성도 저하되어 있다.

또한, 강 No.R은 Al량이 적기 때문에, 베이나이트의 면적률이 많아지고, 연성이 저하되어 인장 강도와 전연신율의 곱이 저하되고, 구멍 확장성도 저하되어 있다.

또한, 강 No.S는 Al량이 많기 때문에, 베이나이트의 면적률이 적어지고, 인장 강도가 저하되고, 인장 강도와 전연신율의 곱이 저하되어 있다.

또한, 강 No.T는 Ti＋Nb량이 적기 때문에, 인장 강도가 저하되고, 항복비, 인장 강도와 전연신율의 곱이 저하되고, 피로 강도비 및 구멍 확장성도 저하되어 있다.

또한, 강 No.U는 Ti량이 적기 때문에, 항복비 및 구멍 확장성이 저하되어 있다.

또한, 강 No.V는 Ti량이 많기 때문에, 연성이 저하되어 인장 강도와 전연신율의 곱이 저하되고, 구멍 확장성도 저하되어 있다.

또한, 강 No.W는 Nb량이 적기 때문에, 항복비 및 구멍 확장성이 저하되어 있다.

또한, 강 No.X는 Nb량이 많기 때문에, 연성이 저하되어 인장 강도와 전연신율의 곱이 저하되고, 구멍 확장성도 저하되어 있다.

또한, 강 No.Y는 Nb량이 첨가되어 있지 않기 때문에, 인장 강도, 항복비 및 피로 강도비가 저하되어 있다.

또한, 강 No.Z는 Ti＋Nb량이 많기 때문에, 연성이 저하되어 인장 강도와 전연신율의 곱이 저하되고, 구멍 확장성도 저하되어 있다.

또한, 강 No.AA는 Ti＋Nb량이 많기 때문에, 연성이 저하되어 인장 강도와 전연신율의 곱이 저하되고, 구멍 확장성도 저하되어 있다.

또한, 제조 No.3은, 열간 압연 시의 가열 온도가 낮아, 탄질화물에 의한 석출 강화가 적기 때문에, 인장 강도가 저하되어 인장 강도와 전연신율의 곱이 저하되고, 항복비 및 피로 강도비도 저하되어 있다.

또한, 제조 No.6은, 어닐링 공정에 있어서의 최고 가열 온도 후에 냉각한 후의 유지 온도가 낮아, 페라이트 중의 시멘타이트가 조대화되기 때문에, 구멍 확장성이 저하되어 있다.

또한, 제조 No.9는, 어닐링 공정에서의 최고 가열 온도 후에 냉각한 후의 체류 시간이 짧기 때문에, 페라이트 중의 시멘타이트가 조대화되어, 구멍 확장성이 저하되어 있다.

또한, 제조 No.12는, 열간 압연 시의 처리 온도가 낮고, 강판 표층부의 연화에 의해 피로 강도가 저하되어 있다.

또한, 제조 No.15는, 권취 온도가 높아, 탄질화물에 의한 석출 강화가 적기 때문에, 인장 강도, 항복비 및 피로 강도비가 저하되어 있다.

또한, 제조 No.18은, 권취 온도가 낮아, 베이나이트의 면적률이 증가하고, 연성이 저하되어 인장 강도와 전연신율의 곱이 저하되고, 구멍 확장성도 저하되어 있다.

또한, 제조 No.21은, 어닐링 시의 최고 가열 온도가 높아, 탄질화물에 의한 석출 강화가 적기 때문에, 인장 강도, 항복비 및 피로 강도비가 저하되어 있다.

또한, 제조 No.24는, 어닐링 시의 최고 가열 온도가 낮아, 탄질화물에 의한 석출 강화가 적기 때문에, 인장 강도, 항복비 및 피로 강도비가 저하되어 있다.

또한, 제조 No.27은, 어닐링 시의 최고 가열 온도에서의 체류 시간이 짧아, 탄질화물에 의한 석출 강화가 적기 때문에, 인장 강도, 항복비 및 피로 강도비가 저하되어 있다.

또한, 제조 No.30은, 어닐링 시의 최고 가열 온도에서의 체류 시간이 길어, 탄질화물에 의한 석출 강화가 적기 때문에, 인장 강도, 항복비 및 피로 강도비가 저하되어 있다.

또한, 제조 No.31은, 최고 가열 온도에서 유지하고 냉각 후의 유지 온도가 높아, 페라이트 중의 시멘타이트가 조대화되고, 개수 밀도도 증가하기 때문에, 구멍 확장성이 저하되어 있다.

또한, 제조 No.34는, 권취 온도가 높기 때문에 페라이트가 과대해지고, 인장 강도가 저하되어 있다.

또한, 제조 No.35는, 최고 가열 온도에서 유지하고 냉각 후의 등온 체류 시간이 길어, 시멘타이트가 조대화되고, 개수 밀도도 증가하기 때문에, 구멍 확장성이 저하되어 있다.

또한, 제조 No.38은, 권취 온도가 낮기 때문에 다량의 석출물이 발생하고, 구멍 확장률이 낮다.

[표 1]

[표 2-1]

[표 2-2]

[표 3-1]

[표 3-2]

본 발명에 따르면, 인장 강도가 590㎫ 이상이며, 항복비가 높고, 피로 특성 및 연성-구멍 확장성 밸런스가 우수하고, 또한 우수한 충돌 특성을 가진 고강도 강판, 도금 강판의 제공이 가능해져, 산업상의 공헌이 극히 현저하다. 또한, 본 발명은 자동차용 언더 보디 부품의 판 두께를 감소시키는 것을 가능하게 하는 것이며, 자동차 차체의 경량화 등에 대한 공헌이 크다고 하는 극히 현저한 효과를 발휘하는 것이다.

Claims

질량％로,
C:0.020％ 이상, 0.080％ 이하,
Si:0.01％ 이상, 0.10％ 이하,
Mn:0.80％ 이상, 1.80％ 이하,
Al:0.10％ 초과, 0.40％ 미만을 함유하고,
P:0.0100％ 이하,
S:0.0150％ 이하,
N:0.0100％ 이하로 제한하고, 또한,
Nb:0.005％ 이상, 0.095％ 이하, Ti:0.005％ 이상, 0.095％ 이하의 양쪽을 합계로 0.030％ 이상, 0.100％ 이하 함유하고,
잔량부가 철 및 불가피적 불순물을 포함하고,
금속 조직이 페라이트와 베이나이트와 그 외의 상을 포함하고,
상기 그 외의 상이, 펄라이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트를 포함하고,
상기 페라이트의 면적률이 80％∼95％이고,
상기 베이나이트의 면적률이 5％∼20％이고,
상기 그 외의 상의 분율의 합계가 3％ 미만이고,
상기 페라이트 중의 시멘타이트의 원 상당 직경이 0.003㎛ 이상, 0.300㎛ 이하이고,
상기 페라이트 중의 상기 시멘타이트의 개수 밀도가 0.02개/㎛² 이상, 0.10개/㎛² 이하이고,
인장 강도가 590㎫ 이상이고,
상기 인장 강도에 대한 피로 강도로서의 피로 강도비가 0.45 이상인 것을 특징으로 하는, 강판.
제1항에 있어서,
질량％로,
Mo:0.005％ 이상, 1.000％ 이하,
W:0.005％ 이상, 1.000％ 이하,
V:0.005％ 이상, 1.000％ 이하,
B:0.0005％ 이상, 0.0100％ 이하,
Ni:0.05％ 이상, 1.50％ 이하,
Cu:0.05％ 이상, 1.50％ 이하,
Cr:0.05％ 이상, 1.50％ 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 강판.
제1항 또는 제2항에 기재된 강판의 표면에 도금을 설치한 것을 특징으로 하는, 도금 강판.
제1항 또는 제2항에 기재된 화학 성분을 갖는 강편을 열간 압연하는 데 있어서, 1150℃ 이상으로 가열하고, Ar₃℃ 이상의 온도에서 마무리 압연을 종료하고, 400℃ 이상, 600℃ 이하의 온도 영역에서 권취한 열연 강판을, 산세 후, 600℃ 이상, Ac₁℃ 이하의 온도 범위 내로 승온하고, 상기 열연 강판의 온도가 상기 온도 범위 내인 체류 시간을 10초 이상, 200초 이하로 하여 어닐링한 후, 350℃ 이상, 550℃ 이하까지 냉각하고, 상기 열연 강판의 온도가, 350℃ 이상, 550℃ 이하의 온도 범위 내인 체류 시간을 10초 이상, 500초 이하로 하여 유지한 후에 냉각하는 것을 특징으로 하는, 강판의 제조 방법.
여기서, Ar₃℃ 및 Ac₁℃는, 이하의 수학식 1 및 수학식 2로부터 구한 Ar₃ 변태 온도 및 Ac₁ 변태 온도이다.
[수학식 1]

[수학식 2]

단, [] 표시된 원소는, 각각의 원소의 질량％에 의한 함유량을 나타낸다.
제4항에 있어서,
상기 강판에, 연신율이 0.4％ 이상, 2.0％ 이하의 스킨패스 압연을 실시하는 것을 특징으로 하는, 강판의 제조 방법.
제4항에 기재된 어닐링 후, 냉각하고, 유지한 후, 계속해서 도금을 실시한 후에 냉각하는 것을 특징으로 하는, 도금 강판의 제조 방법.
제5항에 기재된 어닐링 후, 냉각하고, 유지한 후, 계속해서 도금을 실시한 후에 냉각하는 것을 특징으로 하는, 도금 강판의 제조 방법.
제6항 또는 제7항에 있어서,
상기 도금을 실시한 후에 450℃ 이상, 600℃ 이하의 온도 범위에서 10초 이상의 열처리를 행한 후에 냉각하는 것을 특징으로 하는, 도금 강판의 제조 방법.