KR20160127120A

KR20160127120A - 연성, 신장 플랜지성 및 용접성이 우수한 고강도 냉연 강판, 고강도 용융 아연도금 강판, 및 고강도 합금화 용융 아연도금 강판

Info

Publication number: KR20160127120A
Application number: KR1020167026937A
Authority: KR
Inventors: 미치타카 쓰네자와; 미치하루 나카야
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2014-03-31
Filing date: 2015-03-19
Publication date: 2016-11-02
Also published as: JP2015200013A; US10570473B2; US20170183751A1; CN106103775A; MX2016012797A; CN106103775B; WO2015151826A1; KR101831094B1

Abstract

인장 강도 980MPa 이상이고 0.2% 내력 700MPa 미만(바람직하게는 500MPa 이상)의 영역에 있어서, 연성, 신장 플랜지성에 더하여 용접성이 우수한 고강도 냉연 강판을 제공한다. 본 발명의 고강도 냉연 강판은, 화학 성분 조성이 적절히 조정되어 있고, 강판의 판두께의 1/4 위치에 있어서 하기 금속 조직의 면적률이, 템퍼링 마텐자이트: 10면적% 이상 30면적% 미만, 베이나이트: 70면적% 초과, 템퍼링 마텐자이트와 베이나이트의 합계: 90면적% 이상, 페라이트: 0면적% 이상 5면적% 이하, 및 잔류 오스테나이트: 0면적% 이상 4면적% 이하를 만족시킴과 더불어, 연성, 신장 플랜지성 및 용접성이 우수하며, 인장 강도가 980MPa 이상이고 0.2% 내력이 700MPa 미만을 만족한다.

Description

연성, 신장 플랜지성 및 용접성이 우수한 고강도 냉연 강판, 고강도 용융 아연도금 강판, 및 고강도 합금화 용융 아연도금 강판{HIGH-STRENGTH COLD-ROLLED STEEL SHEET, HIGH-STRENGTH HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET, AND HIGH-STRENGTH HOT-DIP GALVANNEALED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT DUCTILITY, STRETCH-FLANGEABILITY, AND WELDABILITY}

본 발명은, 연성, 신장 플랜지성 및 용접성이 우수한 인장 강도가 980MPa 이상이고 0.2% 내력이 700MPa 미만인 고강도 냉연 강판, 고강도 용융 아연도금 강판, 또는 고강도 합금화 용융 아연도금 강판에 관한 것이다. 이하에서는, 이들 강판을 통틀어, 간단히 고강도 강판이라고 부르는 경우가 있다.

근년, 자동차용 강판이나 수송 기계용 강판 등의 부재의 고강도화에 수반하여, 연성, 신장 플랜지성과 같은 가공성이 저하되고 있어, 복잡 형상의 부재를 프레스 성형하는 것은 곤란했다. 따라서, 고강도 강판이더라도, 상기 가공성이 우수한 기술의 제공이 요구되고 있다. 또한, 자동차용 강판 등은, 스폿 용접에 의해 상기 부재를 내장하여 제조하는 것이 주류여서, 용접성이 우수할 것도 요구된다. 일반적으로 고강도 강판의 용접부의 품질로서, 동일한 강판끼리를 스폿 용접하고, 박리 방향으로 십자 인장 시험을 행하여 얻어지는 십자 인장 강도[CTS(Cross Tension Test)]가 채용되고 있다.

상기 요구 특성 중, 고강도 강판의 가공성 향상 기술로서, 하기 특허문헌이 제안되어 있다.

특허문헌 1에서는, 특히 B를 함유시킴과 더불어, Ti 함유량과 N 함유량의 비율을 적절히 조정한 뒤에, 강 조직을 템퍼링 마텐자이트 주체로 하고, 잔류 오스테나이트, 또는 더욱이 페라이트 및 마텐자이트를 원하는 면적률로 하고 있다. 그 결과, 강판의 고강도화와 성형성(신도 및 신장 플랜지성)의 향상을 양립시킬 수 있다는 것이 나타나 있다. 그 중, 잔류 오스테나이트를 5면적% 이상 함유시키는 것에 의해, 전체 신도(EL)가 확보된다는 것이 나타나 있다. 그러나, 특허문헌 1은, 고강도화 및 상기 성형성에 대해 검토되어 있는 것에 머물러, 용접성에 대해서는 고려되어 있지 않다.

특허문헌 2에서는, 마텐자이트의 체적률을 증가시키지 않고서 마텐자이트 조직의 강도를 높이고, 연성 확보에 기여하는 페라이트 체적의 감소를 최소한으로 억제하여, 페라이트의 체적률을 50% 이상으로 제어하고 있다. 그 결과, 연성과 내지연파괴 특성을 확보할 수 있음과 더불어, 인장 최대 강도 900MPa 이상의 높은 강도를 확보할 수 있는 고강도 냉연 강판 및 고강도 아연도금 강판이 나타나 있다. 그러나, 상기 특허문헌 1과 마찬가지로, 용접성에 대해서는 검토되어 있지 않다.

일본 특허공개 2012-31462호 공보 일본 특허공개 2011-111671호 공보

전술한 바와 같이, 상기 특허문헌 1 및 2에서는, 인장 강도, 연성, 신장 플랜지성에 대해 검토되어 있지만, 어느 것도 용접성에 대해서는 검토되어 있지 않다.

본 발명은 상기 사정에 비추어 이루어진 것으로, 그 목적은, 인장 강도 980MPa 이상이고 0.2% 내력 700MPa 미만(바람직하게는 500MPa 이상)의 고강도 영역에 있어서, 연성, 신장 플랜지성에 더하여 용접성이 우수한 고강도 강판을 제공하는 것에 있다.

상기 목적을 달성할 수 있었던 본 발명의 인장 강도가 980MPa 이상이고 0.2% 내력이 700MPa 미만인 고강도 냉연 강판은, 질량%로, C: 0.07∼0.15%, Si: 1.1∼1.6%, Mn: 2.0∼2.8%, P: 0% 초과 0.015% 이하, S: 0% 초과 0.005% 이하, Al: 0.015∼0.06%, Ti: 0.010∼0.03%, 및 B: 0.0010∼0.004%를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물이며, 강판의 판두께의 1/4 위치에 있어서 하기 금속 조직의 면적률이, 템퍼링 마텐자이트: 10면적% 이상 30면적% 미만, 베이나이트: 70면적% 초과, 템퍼링 마텐자이트와 베이나이트의 합계: 90면적% 이상, 페라이트: 0면적% 이상 5면적% 이하, 및 잔류 오스테나이트: 0면적% 이상 4면적% 이하를 만족한다는 점에 요지를 갖는다.

본 발명의 바람직한 실시형태에 있어서, 상기 고강도 냉연 강판은, Cu: 0% 초과 0.3% 이하, Ni: 0% 초과 0.3% 이하, Cr: 0% 초과 0.3% 이하, Mo: 0% 초과 0.3% 이하, V: 0% 초과 0.3% 이하, 및 Nb: 0% 초과 0.03% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 추가로 함유해도 된다.

본 발명의 바람직한 실시형태에 있어서, 상기 고강도 냉연 강판은, Ca: 0% 초과 0.005% 이하를 추가로 함유해도 된다.

본 발명의 바람직한 실시형태에 있어서, 상기 고강도 냉연 강판은, 상기 강판의 최표층부로부터 판두께 방향 20μm의 표층 부위에 있어서 하기 금속 조직의 면적률이, 페라이트: 80면적% 이상, 및 마텐자이트와 베이나이트의 합계 면적률: 0면적% 이상 20면적% 이하를 만족하는 것이어도 된다.

본 발명에는, 상기 고강도 냉연 강판의 표면에 아연도금층을 갖는 고강도 용융 아연도금 강판, 및 상기 고강도 냉연 강판의 표면에 합금화 아연도금층을 갖는 고강도 합금화 용융 아연도금 강판도 포함된다.

본 발명에 의하면, 강 중 성분 및 조직이 적절히 제어되어 있기 때문에, 연성, 신장 플랜지성 및 용접성이 우수한 인장 강도 980MPa 이상이고 0.2% 내력 700MPa 미만(바람직하게는 500MPa 이상)의 고강도를 갖는 냉연 강판, 용융 아연도금 강판, 및 합금화 용융 아연도금 강판을 제공할 수 있다.

도 1은, 실시예에 있어서의 열간 압연 후의 열처리 조건을 나타내는 개략도이다.
도 2는, 실시예에 있어서, 나이탈 부식 후의 SEM 관찰에서 흑색에 가까운 회색의 부분이 존재했을 때의 마텐자이트를 설명하는 개략 모식도이다.
도 3은, 실시예에 있어서, 나이탈 부식 후의 SEM 관찰에서 흑색에 가까운 회색의 부분이 존재했을 때의 베이나이트를 설명하는 개략 모식도이다.
도 4는, 실시예에 있어서, EBSD 측정에 있어서의 IQ의 히스토그램을 나타내는 도면이다.

본 발명자들은, 인장 강도가 980MPa 이상이고 0.2% 내력이 700MPa 미만(바람직하게는 500MPa 이상)인 고강도 강판이더라도, 연성 및 신장 플랜지성(이하에서는, 가공성이라고 부르는 경우가 있음)이 우수함과 더불어 용접성도 개선된 고강도 강판을 제공하기 위해, 특히 강 중 성분 및 금속 조직에 주목하여 예의 검토를 거듭해 왔다. 그 결과, 강 중 성분에 대해서는, 용접성을 확보하기 위해서 C량을 낮게 적절히 제어하는 것이 유효하다는 것을 발견했다. 그리고 이와 같은 저C량이더라도, 우수한 가공성을 확보하기 위해서는, 강판의 판두께 t의 최표층부로부터 1/4의 부위(이하, t/4부라고 부르는 경우가 있음)에 있어서 하기 금속 조직의 면적률을, 템퍼링 마텐자이트: 10면적% 이상 30면적% 미만, 베이나이트: 70면적% 초과, 템퍼링 마텐자이트와 베이나이트의 합계: 90면적% 이상, 페라이트: 0면적% 이상 5면적% 이하, 및 잔류 오스테나이트: 0면적% 이상 4면적% 이하로 제어하면 된다는 것을 밝혀냈다.

또, 본 발명자들은, 바람직하게는 양호한 굽힘 가공성을 확보하기 위해서는, 강판의 최표층부로부터 판두께 방향 20μm의 표층 부위에 있어서 하기 금속 조직의 면적률을, 페라이트: 80면적% 이상, 및 마텐자이트와 베이나이트의 합계 면적률: 0면적% 이상 20면적% 이하로 제어하면 된다는 것을 발견하여, 본 발명을 완성했다.

한편, 마텐자이트에 대해 본 발명에서는, 강판의 t/4부에서는 템퍼링 마텐자이트의 비율을 규정하고, 표층부에서는 템퍼링 마텐자이트를 포함하는 마텐자이트의 비율을 규정했다. 이는, 표층부에는 담금질된 그대로 마텐자이트가 남아 있기 때문에, 이것도 포함하도록 규정할 필요가 있지만, t/4부에서는 담금질된 그대로 마텐자이트는 모두 템퍼링되어 템퍼링 마텐자이트가 되기 때문에, 담금질된 그대로 마텐자이트를 고려할 필요가 없기 때문이다.

본 명세서에 있어서 고강도란, 인장 강도가 980MPa 이상이고 0.2% 내력이 700MPa 미만을 의미한다. 한편, 인장 강도의 상한 및 0.2% 내력의 하한은 본 발명의 요건을 만족하는 한 특별히 한정되지 않고, 예를 들면, 인장 강도가 1370MPa 정도, 0.2% 내력이 500MPa 정도인 것도 본 명세서에 있어서의 고강도에 포함된다.

우선, 본 발명을 가장 특징짓는 금속 조직에 대해 상세를 설명한다. 각 금속 조직의 면적률은, 페라이트, 베이나이트 및 마텐자이트에 대해서는 점산법, 잔류 오스테나이트에 대해서는 X선 회절법에 의해 측정했다. 한편, 페라이트의 유무는, 상기 점산법에 더하여, EBSD(Electron Back Scatter Diffraction, 전자선 후방 산란 회절상) 패턴의 선명도에 기초하는 IQ(Image Quality, 이미지 퀄리티)에 의해서도 확인했다. 이들 측정 방법의 상세는 후술하는 실시예의 란에서 설명한다.

(1) 강판의 판두께의 1/4 위치에 있어서의 금속 조직

본 발명의 강판의 판두께를 t로 했을 때, 최표층부로부터 1/4의 부위에 있어서의 금속 조직은, 원하는 강도(인장 강도 및 0.2% 내력) 및 가공성(연성 및 신장 플랜지성)을 양립시키기 위해서 중요하다.

[템퍼링 마텐자이트: 10면적% 이상 30면적% 미만]

템퍼링 마텐자이트는 강도의 확보에 중요한 조직이다. 템퍼링 마텐자이트가 10면적% 미만이면 인장 강도가 저하되고, 바람직한 0.2% 내력의 하한도 달성할 수 없게 될 우려가 있다. 이와 같은 효과를 발휘시키기 위해서, 템퍼링 마텐자이트의 면적률의 하한은 10면적% 이상으로 한다. 바람직하게는 15면적% 이상, 보다 바람직하게는 17면적% 이상이다. 그러나, 템퍼링 마텐자이트의 면적률이 지나치게 커지면, 0.2% 내력이 700MPa 이상이 되어 버린다. 또, 상대적으로 베이나이트의 면적률이 감소하여, 연성, 신장 플랜지성이 저하되는 경우가 있다. 그 때문에, 템퍼링 마텐자이트의 면적률의 상한은 30면적% 미만으로 한다. 바람직하게는 25면적% 이하, 보다 바람직하게는 23면적% 이하이다.

[베이나이트: 70면적% 초과]

베이나이트는 템퍼링 마텐자이트보다 연성이 우수한 조직이고, 연성, 더욱이 신장 플랜지성의 향상에 기여한다. 베이나이트가 70면적% 이하이면 연성이 저하된다. 그 때문에, 베이나이트의 면적률의 하한을 70면적% 초과로 한다. 바람직하게는 75면적% 이상, 보다 바람직하게는 77면적% 이상이다. 그러나, 베이나이트의 면적률이 지나치게 커지면, 상대적으로 템퍼링 마텐자이트의 면적률이 감소하여, 인장 강도가 저하되고, 바람직한 0.2% 내력의 하한도 달성할 수 없게 될 우려가 있다. 그 때문에, 베이나이트의 면적률의 상한은, 바람직하게는 90면적% 이하, 보다 바람직하게는 85면적% 이하이다.

[템퍼링 마텐자이트와 베이나이트의 합계: 90면적% 이상]

템퍼링 마텐자이트와 베이나이트의 합계가 90면적% 미만이면, 인장 강도 및 신장 플랜지성이 저하되고, 바람직한 0.2% 내력의 하한도 달성할 수 없게 될 우려가 있다. 그 때문에, 템퍼링 마텐자이트와 베이나이트의 합계 면적률의 하한을 90면적% 이상으로 한다. 바람직하게는 95면적% 이상, 보다 바람직하게는 98면적% 이상이다. 가장 바람직하게는 100면적%이다.

[페라이트: 0면적% 이상 5면적% 이하]

페라이트는 연성을 향상시키는 조직이지만, 신장 플랜지성을 저하시키는 조직이기도 하다. 상세하게는, 페라이트의 면적률이 커지면, 마이크로 조직간의 경도차 변동부가 커져, 타발(打拔) 가공 시의 마이크로 크랙이 발생하기 쉬워져 신장 플랜지성이 저하된다. 또, 페라이트의 면적률이 커지면, 인장 강도가 저하되고, 바람직한 0.2% 내력의 하한도 달성할 수 없게 될 우려가 있다. 그 때문에, 페라이트의 면적률의 상한을 5면적% 이하로 한다. 바람직하게는 3면적% 이하, 보다 바람직하게는 1면적% 이하로 한다. 가장 바람직하게는 0면적%이다.

[잔류 오스테나이트: 0면적% 이상 4면적% 이하]

잔류 오스테나이트는 신장 플랜지성을 저하시키는 조직이다. 상세하게는, 잔류 오스테나이트는, 구멍 넓힘 시험에서의 타발 가공을 했을 때에, 경질인 마텐자이트로 변태되고, 그 결과, 조직간의 경도차가 증가하여, 마이크로 크랙이 발생하기 쉬워져 신장 플랜지성이 저하된다. 잔류 오스테나이트의 면적률이 커지면, 인장 강도 및 신장 플랜지성이 저하되고, 바람직한 0.2% 내력의 하한도 달성할 수 없게 될 우려가 있다. 그 때문에, 잔류 오스테나이트의 면적률의 상한을 4면적% 이하로 한다. 바람직하게는 2면적% 이하, 보다 바람직하게는 1면적% 이하로 한다. 가장 바람직하게는 0면적%이다.

강판의 t/4부에 있어서의 금속 조직은 상기한 대로이고, 본 발명의 강판은 상기 금속 조직만으로 구성되어 있어도 된다. 단, 제법상, 불가피적으로 포함될 수 있는 잔부 조직을 예를 들면 3면적% 이하의 범위로 포함하고 있어도 된다. 이와 같은 잔부 조직으로서, 예를 들면, 펄라이트 등을 들 수 있다.

(2) 강판의 최표층부로부터 판두께 방향 20μm의 표층 부위에 있어서의 금속 조직

또, 강판의 최표층부로부터 판두께 방향 20μm의 표층 부위(이하에서는, 간단히 표층부라고 부르는 경우가 있음)에 있어서의 강판 내부의 금속 조직은, 상기 특성에 더하여 추가로 굽힘 가공성을 향상시키기 위해서 중요하다.

[페라이트: 바람직하게는 80면적% 이상]

굽힘 변형 시의 표층의 최대 인장 왜곡 발생부인 표층부의 조직에 대해, 연성이 높은 페라이트의 면적률을 많게 함으로써, 표층부의 국부 신도, 즉 네킹을 억제할 수 있어, 굽힘 가공성을 향상시킬 수 있다. 이와 같은 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서, 페라이트의 면적률의 하한은, 바람직하게는 80면적% 이상, 보다 바람직하게는 85면적% 이상, 더 바람직하게는 90면적% 이상으로 한다. 가장 바람직하게는 100면적%이다.

[마텐자이트와 베이나이트의 합계 면적률: 바람직하게는 0면적% 이상 20면적% 이하]

마텐자이트와 베이나이트의 합계 면적률이 커지면, 페라이트의 면적률이 작아져, 굽힘 가공성이 저하된다. 그 때문에 상기 합계 면적률의 상한은, 바람직하게는 20면적% 이하, 보다 바람직하게는 15면적% 이하, 더 바람직하게는 10면적% 이하로 한다. 가장 바람직하게는 0면적%이다.

강판의 표층부에 있어서의 금속 조직은 상기한 대로이고, 본 발명의 강판은 상기 금속 조직만으로 구성되어 있어도 된다. 단, 제법상, 불가피적으로 포함될 수 있는 잔부 조직을 예를 들면 3면적% 이하의 범위로 포함하고 있어도 된다. 이와 같은 잔부 조직으로서, 예를 들면, 펄라이트 등을 들 수 있다.

또 본 발명에서는, 상기와 같이 금속 조직을 제어하는 것에 더하여, 강판 중의 화학 성분을 하기와 같이 제어할 필요가 있다.

[C: 0.07∼0.15%]

C는 강판의 강도를 확보하기 위해서 필요한 원소이며, C량이 부족하면, 인장 강도가 저하되고, 바람직한 0.2% 내력의 하한도 달성할 수 없게 될 우려가 있다. 그 때문에 C량의 하한을 0.07% 이상으로 한다. C량의 하한은, 바람직하게는 0.08% 이상이다. 그러나, C량이 과잉이 되면, 용접성의 지표인 십자 인장 강도(CTS)가 저하되기 때문에, C량의 상한을 0.15% 이하로 한다. C량의 상한은, 바람직하게는 0.13% 이하이다.

[Si: 1.1∼1.6%]

Si는 고용 강화 원소로서 알려져 있고, 연성의 저하를 억제하면서 인장 강도를 향상시키는 것에 유효하게 작용하는 원소이다. 또, 굽힘 가공성을 향상시키는 원소이기도 하다. 이와 같은 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서, Si량의 하한을 1.1% 이상으로 한다. Si량의 하한은, 바람직하게는 1.2% 이상이다. 그러나, 과잉으로 첨가해도 상기 효과가 포화되어 소용없기 때문에, Si량의 상한을 1.6% 이하로 한다. Si량의 상한은, 바람직하게는 1.55% 이하이다.

[Mn: 2.0∼2.8%]

Mn은 담금질성을 향상시켜 강판의 고강도화에 기여하는 원소이다. 이와 같은 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서, Mn량의 하한을 2.0% 이상으로 한다. Mn량의 하한은, 바람직하게는 2.1% 이상으로 한다. 그러나, Mn량이 과잉이 되면, 가공성이 열화되는 경우가 있기 때문에, Mn량의 상한을 2.8% 이하로 한다. Mn량의 상한은, 바람직하게는 2.6% 이하이다.

[P: 0% 초과 0.015% 이하]

P는 불가피적으로 함유되는 원소이고, 입계에 편석되어 입계 취화를 조장하는 원소이며, 구멍 넓힘성을 열화시키기 때문에, P량은 가능한 한 저감할 것이 추천된다. 그 때문에, P량의 상한은 0.015% 이하로 한다. P량의 상한은, 바람직하게는 0.013% 이하이다. 한편, P는 강 중에 불가피적으로 포함되는 불순물이고, 그의 양을 0%로 하는 것은 공업 생산상 불가능하다.

[S: 0% 초과 0.005% 이하]

S도 P와 마찬가지로 불가피적으로 함유되는 원소이고, 개재물을 생성하여 가공성을 열화시키기 때문에, S량은 가능한 한 저감할 것이 추천된다. 그 때문에, S량의 상한은 0.005% 이하로 한다. S량의 상한은, 바람직하게는 0.003% 이하, 보다 바람직하게는 0.002% 이하이다. 한편, S는 강 중에 불가피적으로 포함되는 불순물이고, 그의 양을 0%로 하는 것은 공업 생산상 불가능하다.

[Al: 0.015∼0.06%]

Al은 탈산제로서 작용하는 원소이다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Al량의 하한을 0.015% 이상으로 한다. Al량의 하한은, 바람직하게는 0.025% 이상이다. 그러나, Al량이 과잉이 되면, 강판 중에 알루미나 등의 개재물이 많이 생성되어, 가공성을 열화시키는 경우가 있기 때문에, Al량의 상한을 0.06% 이하로 한다. Al량의 상한은, 바람직하게는 0.050% 이하이다.

[Ti: 0.010∼0.03%]

Ti는 탄화물이나 질화물을 형성하여 강도를 향상시키는 원소이다. 또한, B의 담금질성을 유효하게 활용하기 위한 원소이기도 하다. 상세하게는, Ti 질화물 형성에 의해 강 중 N을 저감하고, B 질화물의 형성을 억제하여, B가 고용 상태가 되어, 유효하게 담금질성을 발휘할 수 있다. 이와 같이, Ti는 담금질성을 향상시키는 것에 의해 강판의 고강도화에 기여한다. 이와 같은 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서, Ti량의 하한을 0.010% 이상으로 한다. Ti량의 하한은, 바람직하게는 0.015% 이상이다. 그러나, Ti량이 과잉이 되면, Ti 탄화물이나 Ti 질화물이 과잉이 되어, 연성, 신장 플랜지성 및 굽힘 가공성을 열화시키기 때문에, Ti량의 상한을 0.03% 이하로 한다. Ti량의 상한은, 바람직하게는 0.025% 이하이다.

[B: 0.0010∼0.004%]

B는 담금질성을 향상시켜 강판의 고강도화에 기여하는 원소이다. 이와 같은 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서, B량의 하한을 0.0010% 이상으로 한다. B량의 하한은, 바람직하게는 0.0020% 이상이다. 그러나, B량이 과잉이 되면, 그의 효과가 포화되고, 비용이 증가할 뿐이기 때문에, B량의 상한을 0.004% 이하로 한다. B량의 상한은, 바람직하게는 0.0035% 이하이다.

본 발명의 강판은 상기 성분 조성을 만족하고, 잔부는 철 및 불가피 불순물이다.

또 본 발명에서는, 이하의 선택 성분을 함유해도 된다.

[Cu: 0% 초과 0.3% 이하, Ni: 0% 초과 0.3% 이하, Cr: 0% 초과 0.3% 이하, Mo: 0% 초과 0.3% 이하, V: 0% 초과 0.3% 이하, 및 Nb: 0% 초과 0.03% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상]

Cu, Ni, Cr, Mo, V, 및 Nb는 모두 강도 향상에 유효한 원소이다. 이들 원소는 각각 단독으로 또는 적절히 조합하여 함유시켜도 된다.

[Cu: 0% 초과 0.3% 이하]

Cu는 더욱이 강판의 내식성 향상에 유효한 원소이고, 필요에 따라서 첨가해도 된다. 이와 같은 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서, Cu량의 하한을, 바람직하게는 0.03% 이상, 보다 바람직하게는 0.05% 이상으로 한다. 그러나, Cu량이 과잉이 되면, 그의 효과가 포화되고, 비용이 증가할 뿐이다. 그 때문에, Cu량의 상한은, 바람직하게는 0.3% 이하, 보다 바람직하게는 0.2% 이하이다.

[Ni: 0% 초과 0.3% 이하]

Ni는 더욱이 강판의 내식성 향상에 유효한 원소이고, 필요에 따라서 첨가해도 된다. 이와 같은 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서, Ni량의 하한을, 바람직하게는 0.03% 이상, 보다 바람직하게는 0.05% 이상으로 한다. 그러나, Ni량이 과잉이 되면, 그의 효과가 포화되고, 비용이 증가할 뿐이다. 그 때문에, Ni량의 상한은, 바람직하게는 0.3% 이하, 보다 바람직하게는 0.2% 이하이다.

[Cr: 0% 초과 0.3% 이하]

Cr은 더욱이 고온으로부터의 냉각 중에 생성되는 페라이트를 억제하는 원소이고, 필요에 따라서 첨가해도 된다. 이와 같은 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서, Cr량의 하한을, 바람직하게는 0.03% 이상, 보다 바람직하게는 0.05% 이상으로 한다. 그러나, Cr량이 과잉이 되면, 그의 효과가 포화되고, 비용이 증가할 뿐이다. 그 때문에, Cr량의 상한은, 바람직하게는 0.3% 이하, 보다 바람직하게는 0.2% 이하이다.

[Mo: 0% 초과 0.3% 이하]

Mo는 더욱이 고온으로부터의 냉각 중에 생성되는 페라이트를 억제하는 원소이고, 필요에 따라서 첨가해도 된다. 이와 같은 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서, Mo량의 하한을, 바람직하게는 0.03% 이상, 보다 바람직하게는 0.05% 이상으로 한다. 그러나, Mo량이 과잉이 되면, 그의 효과가 포화되고, 비용이 증가할 뿐이다. 그 때문에, Mo량의 상한은, 바람직하게는 0.3% 이하, 보다 바람직하게는 0.2% 이하이다.

[V: 0% 초과 0.3% 이하]

V는 더욱이 조직을 미세화하여 강도와 인성을 향상시키는 원소이고, 필요에 따라서 첨가해도 된다. 이와 같은 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서, V량의 하한은, 바람직하게는 0.03% 이상, 보다 바람직하게는 0.05% 이상이다. 그러나, V량이 과잉이 되면, 그의 효과가 포화되고, 비용이 증가할 뿐이다. 그 때문에, V량의 상한은, 바람직하게는 0.3% 이하, 보다 바람직하게는 0.2% 이하이다.

[Nb: 0% 초과 0.03% 이하]

Nb는 더욱이 조직을 미세화하여 강도와 인성을 향상시키는 원소이고, 필요에 따라서 첨가해도 된다. 이와 같은 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서, Nb량의 하한을, 바람직하게는 0.003% 이상, 보다 바람직하게는 0.005% 이상으로 한다. 그러나, Nb량이 과잉이 되면, 가공성을 열화시킨다. 그 때문에, Nb량의 상한은, 바람직하게는 0.03% 이하, 보다 바람직하게는 0.02% 이하이다.

[Ca: 0% 초과 0.005% 이하]

Ca는 강 중의 황화물을 구상화하여, 신장 플랜지성을 높이는 것에 유효한 원소이다. 이와 같은 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서, Ca량의 하한을, 바람직하게는 0.0005% 이상, 보다 바람직하게는 0.001% 이상으로 한다. 그러나, Ca량이 과잉이 되면, 그의 효과가 포화되고, 비용이 증가할 뿐이다. 그 때문에, Ca량의 상한은, 바람직하게는 0.005% 이하, 보다 바람직하게는 0.003% 이하이다.

본 발명의 강판은 인장 강도 980MPa 이상이고 0.2% 내력 700MPa 미만(바람직하게는 500MPa 이상)의 영역에 있어서, 연성, 신장 플랜지성 및 용접성 모두가 우수하다.

다음으로, 본 발명 강판을 제조하는 방법에 대해 설명한다.

상기 요건을 만족하는 본 발명 강판은, 열간 압연, 냉간 압연 및 소둔(균열(均熱) 및 냉각)의 공정에 있어서, 특히 냉간 압연 후의 소둔 공정을 적절히 제어하여 제조한다는 점에 특징이 있다. 이하, 본 발명을 특징짓는 공정을 열간 압연, 냉간 압연, 그 후의 소둔의 순서로 설명한다.

열간 압연의 바람직한 조건은, 예를 들면 이하와 같다.

열간 압연 전의 가열 온도가 낮으면, 오스테나이트 중으로의, TiC 등의 탄화물의 고용이 저하될 우려가 있기 때문에, 열간 압연 전의 가열 온도의 하한은, 바람직하게는 1200℃ 이상, 보다 바람직하게는 1250℃ 이상이다. 열간 압연 전의 가열 온도가 높으면 비용 상승이 되기 때문에, 열간 압연 전의 가열 온도의 상한은, 바람직하게는 1350℃ 이하, 보다 바람직하게는 1300℃ 이하이다.

열간 압연의 마무리 압연 온도가 낮으면, 오스테나이트 단상역에서 압연할 수 없고, 마이크로 조직을 균질화할 수 없을 우려가 있기 때문에, 마무리 압연 온도는, 바람직하게는 850℃ 이상, 보다 바람직하게는 870℃ 이상이다. 마무리 압연 온도가 높으면 조직이 조대화될 우려가 있기 때문에, 바람직하게는 980℃ 이하, 보다 바람직하게는 950℃ 이하이다.

열간 압연의 마무리 압연으로부터 권취까지의 평균 냉각 속도는, 생산성을 고려하여, 바람직하게는 10℃/s 이상, 보다 바람직하게는 20℃/s 이상이다. 한편, 평균 냉각 속도가 빠르면 설비 비용이 높아지기 때문에, 바람직하게는 100℃/s 이하, 보다 바람직하게는 50℃/s 이하이다.

이하에서는, 열간 압연 후의 공정의 바람직한 조건에 대해 설명한다.

[열간 압연 후의 권취 온도 CT: 바람직하게는 660℃ 이상]

열간 압연 후의 권취 온도 CT가 660℃ 미만이 되면, 열연판의 표층이 탈탄되거나, 또는 표층의 고용 Mn, Cr의 감소에 의해, 소둔판의 표층에도 원소 농도 분포가 형성되고, 표층의 페라이트가 증가하여, 굽힘 가공성이 개선된다. 그 때문에, CT의 하한을, 바람직하게는 660℃ 이상, 보다 바람직하게는 670℃ 이상으로 한다. 한편, CT가 지나치게 높아지면 스케일 제거를 위한 산세(酸洗)성이 열화된다. 그 때문에, CT의 상한은, 바람직하게는 800℃ 이하, 보다 바람직하게는 750℃ 이하이다.

[냉연율: 바람직하게는 20% 이상 60% 이하]

열간 압연 강판은 스케일 제거를 위해서 산세를 실시하여, 냉간 압연에 제공한다. 냉간 압연의 냉연율이 20% 미만이 되면, 소정 두께의 강판을 얻기 위해서 열간 압연 공정에서 판두께를 얇게 하지 않으면 안되고, 열간 압연 공정에서 얇게 하면 강판 길이가 길어지기 때문에, 산세에 시간이 걸려, 생산성이 저하된다. 그 때문에, 냉연율의 하한을, 바람직하게는 20% 이상, 보다 바람직하게는 25% 이상으로 한다. 한편, 냉연율이 60%를 초과하면, 높은 냉간 압연기의 능력이 필요해진다. 그 때문에, 냉연율의 상한은, 바람직하게는 60% 이하, 보다 바람직하게는 55% 이하, 더 바람직하게는 50% 이하이다.

[소둔 시의 평균 가열 속도: 바람직하게는 1℃/s 이상 20℃/s 이하]

상기 냉간 압연 후의 소둔 시의 평균 가열 속도가 1℃/s 미만이 되면, 생산성이 악화된다. 그 때문에, 상기 평균 가열 속도의 하한을, 바람직하게는 1℃/s 이상, 보다 바람직하게는 3℃/s 이상, 더 바람직하게는 5℃/s 이상으로 한다. 한편, 상기 평균 가열 속도가 20℃/s를 초과하면, 강판 온도를 제어하기 어려워지고, 설비 비용도 증가한다. 그 때문에, 상기 평균 가열 속도의 상한은, 바람직하게는 20℃/s 이하, 보다 바람직하게는 18℃/s 이하, 더 바람직하게는 15℃/s 이하이다.

[소둔 시의 균열 온도 T1: Ac3점 이상 Ac3점+25℃ 미만]

상기 냉간 압연 후의 소둔 시의 균열 온도 T1이 Ac3점 미만이 되면, 페라이트가 증가하여, 강도의 확보가 어려워진다. 그 때문에, T1의 하한은 Ac3점 이상, 바람직하게는 Ac3점+5℃ 이상으로 한다. 한편, 상기 T1이 Ac3점+25℃ 이상이 되면, 템퍼링 마텐자이트가 증가하고, 베이나이트가 감소하여, 0.2% 내력이 700MPa 이상이 된다. 그 때문에, T1의 상한은 Ac3점+25℃ 미만, 바람직하게는 Ac3점+20℃ 이하이다.

여기에서, 상기 Ac3점 온도는 아래 식에 기초해서 산출된다. 식 중 (%)는 각 원소의 함유량(질량%)이다. 이 식은, 「레슬리 철강 재료학」(마루젠주식회사 발행, William C. Leslie저, p. 273)에 기재되어 있다.

Ac3 = 910-203√(%C)-15.2(%Ni)+44.7(%Si)+104(%V)+31.5(%Mo)+13.1(%W)-30(%Mn)-11(%Cr)-20(%Cu)+700(%P)+400(%Al)+120(%As)+400(%Ti)

[균열 시간: 바람직하게는 1s 이상 100s 이하]

상기 균열 온도 T1에서의 균열 시간이 1s 미만이 되면, 상기 균열의 효과를 충분히 발휘할 수 없다. 그 때문에, 상기 균열 시간의 하한은, 바람직하게는 1s 이상, 보다 바람직하게는 10s 이상으로 한다. 한편, 상기 균열 시간이 100s를 초과하면, 생산성이 악화된다. 그 때문에, 상기 균열 시간의 상한은, 바람직하게는 100s 이하, 보다 바람직하게는 80s 이하이다.

다음으로, 상기 균열 후에 실온까지 냉각한다. 실온까지 냉각함에 있어서는, 냉각 조건을 이하의 (1) 및 (2)와 같이 2단계로 나누어 제어한다.

(1) 균열 온도 T1로부터 냉각 정지 유지 온도 T2까지의 1차 냉각 공정에 대해

[냉각 정지 유지 온도 T2: 460℃ 이상 550℃ 이하]

우선, 균열 온도 T1로부터 냉각 정지 온도(460℃ 이상 550℃ 이하)까지 냉각한 후, 당해 냉각 정지 온도에서 소정 시간(후기하는 t2) 유지한다. 본 명세서에서는, 냉각 정지 온도에서 유지하기 때문에, 냉각 정지 온도와 유지 온도를 통틀어 냉각 정지 유지 온도 T2라고 부르는 경우가 있다. 냉각 정지 유지 온도 T2가 460℃ 미만이 되면, 잔류 오스테나이트가 증가하여, 신장 플랜지성이 열화된다. 그 때문에, T2의 하한은 460℃ 이상, 바람직하게는 480℃ 이상으로 한다. 한편, 550℃를 초과하면, 베이나이트가 감소하여, 가공성이 열화된다. 그 때문에, T2의 상한은 550℃ 이하, 바람직하게는 520℃ 이하이다.

[평균 냉각 속도: 바람직하게는 1℃/s 이상 50℃/s 이하]

상기 균열 온도로부터 상기 냉각 정지 유지 온도 T2까지의 평균 냉각 속도가 1℃/s 미만이 되면, 생산성이 악화된다. 그 때문에, 상기 평균 냉각 속도의 하한은, 바람직하게는 1℃/s 이상, 보다 바람직하게는 5℃/s 이상으로 한다. 한편, 상기 평균 냉각 속도가 50℃/s를 초과하면, 강판 온도를 제어하기 어려워져, 설비 비용이 증가한다. 그 때문에, 상기 평균 냉각 속도의 상한은, 바람직하게는 50℃/s 이하, 보다 바람직하게는 40℃/s 이하, 더 바람직하게는 30℃/s 이하이다.

[냉각 정지 유지 시간 t2: 20s 이상 100s 이하]

냉각 정지 유지 온도 T2에서의 유지 시간을 t2로 했을 때, 상기 t2가 20s 미만이 되면, 베이나이트가 감소하여, 가공성이 열화된다. 그 때문에, t2의 하한은 20s 이상, 바람직하게는 25s 이상으로 한다. 한편, 상기 t2가 100s를 초과하면, 템퍼링 마텐자이트가 감소하여, 강도를 달성하기 어려워진다. 그 때문에, t2의 상한은 100s 이하, 바람직하게는 80s 이하이다.

(2) 상기 냉각 정지 유지 온도 T2로부터 실온까지의 2차 냉각 공정에 대해

[평균 냉각 속도: 바람직하게는 1℃/s 이상 20℃/s 이하]

다음으로, 냉각 정지 유지 온도 T2로부터 실온까지 냉각한다. 이 2차 냉각 공정에 있어서의 평균 냉각 속도가 1℃/s 미만이 되면, 생산성이 열화된다. 그 때문에, 2차 냉각 공정에 있어서의 평균 냉각 속도의 하한은, 바람직하게는 1℃/s 이상, 보다 바람직하게는 3℃/s 이상으로 한다. 한편, 상기 평균 냉각 속도가 20℃/s를 초과하면, 설비 비용이 증가한다. 그 때문에, 상기 평균 냉각 속도의 상한은, 바람직하게는 20℃/s 이하, 보다 바람직하게는 15℃/s 이하, 더 바람직하게는 10℃/s 이하이다.

본 발명에는, 고강도 냉연 강판의 표면에 아연도금층을 갖는 고강도 용융 아연도금 강판, 및 고강도 냉연 강판의 표면에 합금화 아연도금층을 갖는 고강도 합금화 용융 아연도금 강판도 포함된다. 본 발명의 고강도 용융 아연도금 강판은, 상기 냉각 정지 유지 온도 T2의 공정, 또는 상기 냉각 정지 유지 온도 T2로부터 실온까지의 2차 냉각 공정에 있어서, 통상의 방법에 의해 아연도금을 행하여 제조할 수 있다. 또한, 본 발명의 고강도 합금화 용융 아연도금 강판은, 상기와 같이 해서 아연도금을 행한 후, 통상의 방법에 의해 합금화 처리를 행하는 것에 의해 제조할 수 있다.

본원은 2014년 3월 31일에 출원된 일본 특허출원 제2014-073442호 및 2015년 1월 29일에 출원된 일본 특허출원 제2015-015867호에 기초하는 우선권의 이익을 주장하는 것이다. 2014년 3월 31일에 출원된 일본 특허출원 제2014-073442호 및 2015년 1월 29일에 출원된 일본 특허출원 제2015-015867호의 명세서의 전체 내용이 본원에 참고를 위해 원용된다.

실시예

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 하기 실시예에 의해 제한되지 않고, 전·후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 변경을 가하여 실시하는 것도 가능하며, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 함유된다.

하기 표 1에 나타내는 성분 조성의 강괴를 진공 용제했다. 그 후, 1250℃까지 가열하고, 판두께 2.8mm까지 열간 압연을 실시했다. 마무리 압연 온도는 900℃, 열간 압연의 마무리 압연으로부터 권취까지의 평균 냉각 속도는 20℃/s, 권취 온도 CT는 하기 표 2 및 표 3에 나타내는 온도로 행했다. 이어서 얻어진 열간 압연 강판을 산세한 후, 판두께 2.0mm까지 냉간 압연했다. 그 후, 도 1, 표 2 및 표 3에 나타내는 조건에서 열처리를 행했다. 또, 신장률 0.2%의 조질 압연을 실시했다. 한편, 표 1 중, 「-」는 0%를 의미한다.

이와 같이 해서 얻어진 각 냉연 강판에 대해, 조직의 분율 및 각종 특성을 이하와 같이 해서 측정했다.

[조직의 분율]

본 실시예에서는, 강판의 t/4부에 존재하는 마텐자이트, 베이나이트, 페라이트, 잔류 오스테나이트의 분율, 및 강판의 최표층부로부터 20μm 위치(표층부)에 존재하는 마텐자이트, 베이나이트, 페라이트의 분율을 이하와 같이 해서 측정했다. 본 실시예의 제조 방법에 의하면, 각 영역에 있어서, 상기 이외의 조직이 존재할 가능성은 극히 낮기 때문에, 상기 이외의 조직은 측정하고 있지 않다. 그래서, 강판의 t/4부에서는 마텐자이트, 베이나이트, 페라이트, 잔류 오스테나이트의 합계가 100면적%, 강판의 표층부에서는 마텐자이트, 베이나이트, 페라이트의 합계가 100면적%가 되도록 산출했다.

한편, 마텐자이트에 대해서는, 전술한 바와 같이 본 발명에서는 강판의 존재 위치에 따라 마텐자이트의 상세를 구별하고 있고, 강판의 t/4부에 존재하는 것은 템퍼링 마텐자이트라고 판단했다. 한편, 강판의 표층부에 존재하는 것은 템퍼링 마텐자이트와 담금질 마텐자이트의 양방을 포함하는 마텐자이트라고 판단했다. 이 「조직의 분율」의 란에서는, 이들을 구별하지 않고 간단히 「마텐자이트」라고 표기한다.

상세하게는, 잔류 오스테나이트는, 상기 강판으로부터 2mm×20mm×20mm의 시험편을 잘라내어, 판두께의 t/4부까지 연삭한 후, 화학 연마하고 나서 X선 회절법에 의해 잔류 오스테나이트량을 측정했다(ISIJ Int. Vol. 33.(1933), No. 7, P. 776). 본 실시예에 있어서, 각 영역에 포함될 수 있는 상기 조직 중 잔류 오스테나이트만 X선 회절법으로 측정하고, 그 이외의 페라이트 등의 조직은 후술하는 바와 같이 나이탈 부식 후에 점산법으로 측정했다. 그 이유는, 나이탈 부식을 행하면, 잔류 오스테나이트와 시멘타이트 등의 탄화물은 모두, 백색 또는 회색의 조직으로서 관찰되어, 양자를 구별할 수 없기 때문이다.

또한, 페라이트, 베이나이트, 마텐자이트는 이하와 같이 점산법에 의해 측정했다.

우선, 상기 강판으로부터 2mm×20mm×20mm의 시험편을 잘라내어, 압연 방향과 평행한 단면을 연마하고, 나이탈 부식을 실시한 후, 판두께 t의 1/4부 및 표층부의 각 조직을 SEM(Scanning Electron Microscope) 사진(배율 3000배)으로 관찰했다. 관찰은, 1시야당 20μm×20μm에 대해, 2μm 간격의 격자를 이용하여 행하고, 입자의 색이나 사이즈 등에 기초해서 페라이트, 베이나이트, 마텐자이트를 구별하고, 각 면적률을 측정했다. 측정은 합계 5시야에 대해 행하고, 그 평균값을 구했다.

상세하게는, 나이탈 부식 후의 SEM 사진에 있어서, (i) 백색으로 보이는 조직은 마텐자이트, 잔류 오스테나이트 또는 시멘타이트이고, (ii) 흑색으로 보이는 조직은 베이나이트 또는 페라이트이다.

상기 (i)에 있어서, 본 실시예에서는, 사이즈가 약 5μm² 이상인 것을 마텐자이트라고 판단했다.

또한, 상기 (ii)에 있어서, 흑색으로 보이는 조직의 내부를 관찰했을 때, 흑색 조직 내에 존재하는 백색 또는 회색의 부분(대부분 시멘타이트라고 생각됨)이 3개 미만인 것을 페라이트, 3개 이상인 것을 베이나이트라고 판단했다.

기본적으로는 상기 (i) 및 (ii)의 방법에 의해 각 조직을 구별할 수는 있지만, 조직이 흑색에 가까운 회색인 경우, 마텐자이트와 베이나이트를 구별하기 어려운 경우가 있다. 그 경우에는 도 2 및 도 3에 나타내는 바와 같이, 흑색에 가까운 회색의 조직의 내부를 관찰하고, 당해 내부에 존재하는 백색 또는 회색의 부분(이하, 백색 부분이라고 기재함)에 주목하여, 그의 사이즈 또는 개수에 의해 이들을 구별하기로 했다.

상세하게는, 도 2에 나타내는 바와 같이, 흑색에 가까운 회색부의 내부에 존재하는 백색 부분이 미세하게 다수 존재하고 있는 것을 마텐자이트로 했다. 구체적으로는, 인접하는 백색 부분과 백색 부분에 대해, 백색 부분의 중심 위치간 거리를 측정했을 때, 당해 거리가 가장 짧은 거리(최근접 거리)가 0.5μm 미만인 것을 마텐자이트로 했다.

한편, 도 3에 나타내는 바와 같이, 흑색에 가까운 회색부의 내부에 존재하는 백색 부분이 성기게 소수 존재하고 있는 것을 베이나이트로 했다. 구체적으로는, 상기 백색 부분이 3개 이상 존재하고 있고, 마텐자이트와 마찬가지로 해서 인접하는 백색 부분의 최근접 거리를 측정했을 때, 0.5μm 이상인 것을 베이나이트라고 판단했다.

이상, 상술한 바와 같이, 본 실시예에서는, 잔류 오스테나이트와 그 이외의 조직(페라이트, 베이나이트, 마텐자이트)을 상이한 방법으로 측정하고 있기 때문에, 이들 조직의 합계는 반드시 100면적%가 되지는 않는다. 그래서, 페라이트, 베이나이트, 마텐자이트의 각 면적 분율을 결정함에 있어서는, 전체 조직의 합계가 100면적%가 되도록 조정을 행했다. 구체적으로는, 100%로부터, X선 회절법으로 측정된 잔류 오스테나이트의 분율을 뺄셈해서 얻어진 수치에, 점산법으로 측정된 페라이트, 베이나이트, 마텐자이트의 각 분율을 다시 비례 배분하여, 최종적으로 페라이트, 베이나이트, 마텐자이트의 각 분율을 결정했다.

또 본 발명에서는, 페라이트의 유무를 EBSD 패턴의 선명도에 기초하는 IQ를 이용하여 확인했다. 우선, 상기 지표를 채용한 이유에 대해 설명한다.

전술한 대로 본 발명의 강판은, 템퍼링 마텐자이트와 베이나이트를 주체로 하고, 페라이트의 비율이 저감된 것으로, 페라이트는 제로인(존재하지 않는) 것이 가장 바람직하다. 전술한 점산법에 의해 페라이트의 분율을 측정할 수 있지만, 페라이트와 그 이외의 베이나이트 등의 조직을 반드시 명확하게 식별하는 것이 곤란한 경우가 있다. 그 때문에, 본 실시예에서는, 점산법에 더하여, 페라이트의 존재의 유무를 IQ에 기초해서 평가하기로 했다.

여기에서 IQ란 전술한 대로, EBSD 패턴의 선명도이다. 또한, IQ는 결정 중의 변형량에 영향을 받는다는 것이 알려져 있어, IQ가 작을수록 결정 중에 변형이 많이 존재하는 경향이 있다. 따라서, 고전위밀도의 마텐자이트는 결정 구조의 흐트러짐을 포함하기 때문에 IQ값이 저하되고, 페라이트는 저전위밀도이기 때문에, IQ값이 높아지는 경향이 있다. 그 때문에, 종래에는, IQ값의 절대값을 지표로 해서, 예를 들면 IQ값이 4000 이상인 조직을 페라이트로 판정하는 방법 등이 제안되어 있다. 그러나, 본 발명자들의 검토 결과에 의하면, IQ의 절대값에 기초하는 방법은, 조직 관찰을 위한 연마 조건이나 검출기 등의 영향을 받기 쉬워, IQ의 절대값이 변동되기 쉽다는 것을 알 수 있었다.

그래서 본 발명자들은, 본 발명의 요건을 만족하는 강판(페라이트 없음)과 페라이트가 많은 강판을 준비하여, IQ와 페라이트의 유무의 관계를 상세하게 검토했다. 그 결과, 페라이트의 유무를 판정함에 있어서는, IQmin(IQ 전체 데이터의 최소값) 및 IQmax(IQ 전체 데이터의 최대값)를 이용하여 상대화하는 것이 유효하고, IQ의 전체 측정점수에 대한, 일정 이상의 IQ를 만족하는 측정점수의 비율은 페라이트의 유무와 상관이 있다는 것을 밝혀냈다. 구체적으로는, 페라이트(F)의 IQ값[IQ(F)]을 하기 식(1)에 기초해서 산출하고, IQ가 하기 식(1) 이상인 측정점수의 합계를 전체 측정점수로 나누어 100을 곱한 값이 5% 이하인 경우, 페라이트가 존재하지 않는다고 판정할 수 있다는 것을 밝혀냈다.

IQ(F) = 0.91×(IQmax-IQmin)+IQmin ···(1)

식 중, IQmin은 IQ 전체 데이터의 최소값, IQmax는 IQ 전체 데이터의 최대값을 각각 의미한다.

여기에서 IQ값의 측정은 이하와 같이 해서 행했다. 우선, 강판의 판두께를 t로 했을 때, t/4 부위에 있어서의 압연 방향에 평행한 단면을 기계 연마한 시료를 준비했다. 이어서, 이 시료를 텍셈래버러토리즈사제 OIM 시스템에 세팅하여 70° 경사시킨 상태로, 100μm×100μm의 영역을 측정 시야로 했다. 이어서, 가속 전압: 20kV, 1스텝: 0.25μm에서 18만점의 EBSD 측정을 행하여, 체심 정방 격자(BCT: Body Centered Tetragonal)를 포함하는 체심 입방 격자(BCC: Body Centered Cubic) 결정의 IQ값을 측정했다. 여기에서 체심 정방 격자는, C 원자가 체심 입방 격자 내의 특정 침입형 위치에 고용됨으로써 격자가 일방향으로 신장된 것으로, 구조 자체는 체심 입방 격자와 동등해서 EBSD로도 이들 격자를 구별할 수는 없다. 그래서 본 실시예에서는, 체심 입방 격자의 측정에는 체심 정방 격자를 포함하는 것으로 했다.

참고를 위해, 도 4에, 상기 방법에 의해 얻어지는 IQ의 히스토그램의 일례를 나타낸다. 도 4 중, 가로축[(IQ(F)-IQmin)/(IQmax-IQmin)×100]은 상기 식(1)을 이하와 같이 변형한 식(1A)의 좌변이고, 세로축은 빈도(측정점수의 합계)이다. 전체 측정점수에 대한, 도 4의 가로축의 값이 91% 이상인 영역을, 도 4의 우측란에 화살표로 나타내고 있다. 즉, 이 화살표로 표시되는 영역은 상기 식(1) 이상의 영역이다. 해당 영역의 측정점수의 합계를 전체 측정점수로 나누어 100을 곱한 값이 5% 이하인 것은, 페라이트가 존재하지 않는다는 것을 의미하고 있다.

(IQ(F)-IQmin)/(IQmax-IQmin)×100≥91 ···(1A)

[인장 특성]

인장 강도(TS), 0.2% 내력(YS), 및 연성의 지표로서 신도(El)에 대해서는, 상기 냉연 강판의 압연 방향과 수직 방향이 시험편의 긴 쪽이 되도록, JIS 5호 시험편(표점 거리 50mm, 평행부 폭 25mm)을 채취하고, JIS Z 2241에 따라 시험했다. 이하에서는 신도(El)를 연성(El)이라고 기재한다. 또, 신장 플랜지성(λ)에 대해서는, 상기 냉연 강판으로부터 2mm×90mm×90mm의 시험편을 채취하고, JIS Z 2256에 따라 시험했다.

[용접성]

용접성의 평가로서, JIS Z 3137에 따라, 상기 냉연 강판으로부터 시험편을 채취하고, 동일한 강판끼리를 스폿 용접하여, 십자 인장 강도(CTS)를 측정했다. 상세하게는, 전극으로서 선단 지름 8mmφ의 돔 라디우스형 Cu-Cr 전극을 이용하고, 용접 시간은 20사이클/60Hz, 가압력은 400kgf로 하고, 전류값을 변화시켜 용접 지름(JIS Z 3137 참조) 6mm가 되는 조건의 CTS를 측정했다.

[굽힘 가공성]

굽힘 가공성(R/t)은, 압연 방향과 수직 방향이 시험편의 긴 쪽이 되도록, 상기 냉연 강판으로부터 2mm×40mm×100mm의 시험편을 채취하고, JIS Z 2248의 V 블록법에 따라 시험을 행하여, 깨짐이나 균열(龜裂)이 발생하지 않는 최소 굽힘 반경 R을 측정했다. 한편, 굽힘 방향은 시험편 긴 쪽 방향이다. 굽힘 시험에 의해 판명된 R을 공칭 판두께 2mm로 나눈 값을 R/t로 했다.

(i) 인장 강도가 980MPa 이상 1180MPa 미만이고 0.2% 내력이 500MPa 이상 700MPa 미만인 강판에 대해, 연성(El)은 15% 이상, 신장 플랜지성(λ)에 대해서는 15% 이상을 합격으로 했다. 굽힘 가공성(R/t)에 대해서는 2.5 이하를 양호로 했다. 용접성은 CTS가 20000N 이상을 합격으로 했다. 각 영역에 있어서, El, λ, CTS는 높을수록 좋고, R/t는 작을수록 좋다.

(ii) 한편, 인장 강도가 1180MPa 이상 1370MPa 이하이고 0.2% 내력이 600MPa 이상 700MPa 미만인 강판에 대해서는, 연성(El)은 12% 이상, 신장 플랜지성(λ)에 대해서는 15% 이상을 합격으로 했다. 굽힘 가공성(R/t)에 대해서는 2.5 이하를 양호로 했다. 용접성은 CTS가 20000N 이상을 합격으로 했다. 각 영역에 있어서, El, λ, CTS는 높을수록 좋고, R/t는 작을수록 좋다. 이들의 결과를 표 4 및 표 5에 나타낸다.

표 4 및 표 5로부터, 이하와 같이 고찰할 수 있다. 표 4의 시험 No. 1∼15는, 각각, 본 발명의 조성을 만족하는 표 1의 강종 1∼12를 이용하고, 표 2의 시험 No. 1∼15의 본 발명의 바람직한 열처리 조건에서 제조한 본 발명예이다. 이들은, 판두께 내부(t/4)의 템퍼링 마텐자이트와 베이나이트의 합계 면적률, 템퍼링 마텐자이트의 면적률, 베이나이트의 면적률, 페라이트의 면적률 및 잔류 오스테나이트의 면적률 모두, 본 발명의 요건을 만족하고 있다. 그 때문에, 인장 강도가 980MPa 이상이고 0.2% 내력이 700MPa 미만(바람직하게는 500MPa 이상)이며, 연성(El), 신장 플랜지성(λ) 및 용접성(CTS)이 우수한 것이 얻어지고 있다.

그 중, 시험 No. 1∼12, 15는, 본 발명의 조성 및 t/4부의 조직을 만족하고, 또한 표층부의 바람직한 조직을 만족하는 예이다. 한편, 시험 No. 13, 14는, 본 발명의 조성 및 t/4부의 조직을 만족하지만, CT(℃)를 낮게 했기 때문에, 표층부의 마텐자이트 및 베이나이트의 합계 면적률이 바람직한 범위보다 커지고, 또 페라이트의 면적률이 바람직한 범위보다 작아진 예이다. 상기 시험 No. 1∼12, 15와 상기 시험 No. 13, 14를 대비하면, 시험 No. 1∼12, 15쪽이, 시험 No. 13, 14에 비해 굽힘 가공성(R/t)이 우수했다. 특히 시험 No. 1, 15와 시험 No. 13, 14는, 동일한 조성의 강종 1을 이용하고 있는 것으로부터, 굽힘 가공성(R/t)의 향상에는, 표층부의 마텐자이트 및 베이나이트의 합계 면적률을 작게 하고, 페라이트의 면적률을 크게 하는 것이 유효하다는 것을 알 수 있다.

이에 반해, 본 발명의 어느 요건을 만족하지 않는 하기의 예는 원하는 특성이 얻어지지 않는다는 것이 확인되었다.

표 4의 시험 No. 16∼23은, 본 발명의 조성을 만족하지 않는 표 1의 강종 13∼20을 이용하고, 표 2의 시험 No. 16∼23의 열처리 조건에서 제조한 예이다.

시험 No. 16은, C량이 적은 표 1의 강종 13을 이용한 예이며, 베이나이트는 생성되지 않아, 템퍼링 마텐자이트와 베이나이트의 합계 면적률이 작아졌다. 그 결과, 인장 강도(TS)가 낮아졌다. 또한, 페라이트의 면적률이 커지고, 베이나이트는 생성되지 않았지만, 템퍼링 마텐자이트의 면적률은 확보할 수 있었기 때문에, 신장 플랜지성(λ)은 저하되지 않았다. 또한, 베이나이트의 면적률은 작아졌지만, 페라이트의 면적률이 커져 연성(El)은 저하되지 않았다.

시험 No. 17은, C량이 많은 표 1의 강종 14를 이용하고, T1(℃)을 높게 해서 제조한 예이며, 베이나이트는 생성되지 않고 템퍼링 마텐자이트만 생성되었기 때문에, 인장 강도(TS) 및 0.2% 내력(YS)이 현저하게 높아졌다. 그 결과, 연성(El), 신장 플랜지성(λ)이 낮아졌다. 또한, C량이 많아졌기 때문에, 용접성(CTS)도 낮아졌다. 또, 인장 강도(TS) 및 0.2% 내력(YS)이 현저하게 높아졌기 때문에, 표층부는 본 발명의 바람직한 조직을 만족하고 있었지만, 굽힘 가공성(R/t)이 저하되었다.

시험 No. 18은, Si량이 적은 표 1의 강종 15를 이용한 예이며, 인장 강도(TS)가 낮아졌다. 또, Si량이 적기 때문에, 표층부는 본 발명의 바람직한 조직을 만족하고 있었지만, 굽힘 가공성(R/t)이 저하되었다.

시험 No. 19는, Mn량이 적고, P량이 많은 표 1의 강종 16을 이용한 예이며, 인장 강도(TS)가 낮아졌다.

시험 No. 20은, Mn량이 많은 표 1의 강종 17을 이용하고, T1(℃)을 높게 해서 제조한 예이며, 베이나이트는 생성되지 않고 템퍼링 마텐자이트만 생성되었기 때문에, 인장 강도(TS) 및 0.2% 내력(YS)이 현저하게 높아졌다. 그 결과, 연성(El) 및 신장 플랜지성(λ)이 낮아졌다. 또, 인장 강도(TS) 및 0.2% 내력(YS)이 현저하게 높아졌기 때문에, 표층부는 본 발명의 바람직한 조직을 만족하고 있었지만, 굽힘 가공성(R/t)이 저하되었다.

시험 No. 21은, Ti량이 적은 표 1의 강종 18을 이용한 예이며, 템퍼링 마텐자이트의 면적률이 커졌지만, 베이나이트의 면적률은 작아졌기 때문에, 템퍼링 마텐자이트와 베이나이트의 합계 면적률이 작아졌다. 그 결과, 인장 강도(TS)와 신장 플랜지성(λ)이 저하되었다. 또한, 베이나이트의 면적률은 작아졌지만, 페라이트의 면적률이 커졌기 때문에, 연성(El)은 저하되지 않았다.

시험 No. 22는, Ti량이 많은 표 1의 강종 19를 이용하고, T1(℃)을 높게 해서 제조한 예이며, 템퍼링 마텐자이트의 면적률이 커지고, 베이나이트의 면적률이 작아졌기 때문에, 인장 강도(TS) 및 0.2% 내력(YS)이 현저하게 높아졌다. 그 결과, 연성(El) 및 신장 플랜지성(λ)이 낮아졌다. 또, 인장 강도(TS) 및 0.2% 내력(YS)이 현저하게 높아졌기 때문에, 표층부는 본 발명의 바람직한 조직을 만족하고 있었지만, 굽힘 가공성(R/t)이 저하되었다.

시험 No. 23은, B량이 적은 표 1의 강종 20을 이용한 예이며, 페라이트의 면적률은 커지고, 베이나이트의 면적률이 작아져, 템퍼링 마텐자이트와 베이나이트의 합계 면적률이 작아졌기 때문에, 인장 강도(TS) 및 신장 플랜지성(λ)이 낮아졌다.

표 5의 시험 No. 24∼43은, 본 발명의 조성을 만족하는 표 1의 강종 1∼12를 이용하고, 표 3의 시험 No. 24∼43의 열처리 조건에서 제조한 예이다. 그 중 표 5의 시험 No. 24∼28은, 본 발명의 조성을 만족하는 표 1의 강종 1을 이용하고, 표 3의 시험 No. 24∼28의 열처리 조건에서 제조한 예이다.

시험 No. 24는, 본 발명의 조성을 만족하는 표 1의 강종 1을 이용한 예이며, T2(℃)가 낮아, 잔류 오스테나이트(γ)의 면적률이 커지고, 그 결과, 인장 강도(TS) 및 신장 플랜지성(λ)이 낮아졌다.

시험 No. 25는, 본 발명의 조성을 만족하는 표 1의 강종 1을 이용한 예이며, T1(℃)이 높고, t2(초)가 짧기 때문에, 템퍼링 마텐자이트의 면적률이 커지고, 베이나이트의 면적률이 작아졌다. 그 결과, 0.2% 내력(YS)이 높아지고, 연성(El)이 낮아졌다.

시험 No. 26은, 본 발명의 조성을 만족하는 표 1의 강종 1을 이용한 예이며, T1(℃)이 낮기 때문에, 템퍼링 마텐자이트의 면적률이 커졌지만, 베이나이트는 생성되지 않았기 때문에, 템퍼링 마텐자이트와 베이나이트의 합계 면적률이 작아졌다. 그 결과, 인장 강도(TS)와 신장 플랜지성(λ)이 저하되었다. 또한, 베이나이트는 생성되지 않았지만, 페라이트의 면적률이 커졌기 때문에, 연성(El)은 저하되지 않았다.

시험 No. 27은, 본 발명의 조성을 만족하는 표 1의 강종 1을 이용한 예이며, T2(℃)가 높아, 템퍼링 마텐자이트의 면적률이 커지고, 베이나이트의 면적률이 작아져, 그 결과, 0.2% 내력(YS)이 높아지고, 연성(El)이 낮아졌다.

시험 No. 28은, 본 발명의 조성을 만족하는 표 1의 강종 1을 이용한 예이며, t2(초)가 길어, 템퍼링 마텐자이트의 합계 면적률이 작아지고, 그 결과, 인장 강도(TS)가 저하되었다. 베이나이트의 면적률은 확보되어 있었기 때문에, 신장 플랜지성(λ)은 낮아지지 않았다.

표 5의 시험 No. 29∼43은, 본 발명의 조성을 만족하는 표 1의 강종 1∼12를 이용한 예이고, 표 3의 시험 No. 29∼43의 열처리 조건에서 제조한 예이며, T1(℃)이 높기 때문에, 베이나이트의 면적률이 작아지고, 템퍼링 마텐자이트의 면적률이 커졌기 때문에, 0.2% 내력(YS)이 높아졌다.

그 중, 시험 No. 31, 32, 35, 36 및 38은, 본 발명의 조성을 만족하는 표 1의 강종 3, 4, 7, 8, 10을 이용하고, 표 3의 시험 No. 31, 32, 35, 36 및 38의 열처리 조건에서 제조한 예이며, 인장 강도(TS)가 높아지고, 연성(El)이 낮아졌다.

그 중, 시험 No. 41 및 42는, 본 발명의 조성을 만족하는 표 1의 강종 1을 이용하고, 표 3의 시험 No. 41 및 42의 열처리 조건에서 제조한 예이다. 시험 No. 41 및 42는, CT(℃)가 낮기 때문에, 표층부의 템퍼링 마텐자이트와 베이나이트의 합계 면적률이 커지고, 페라이트의 면적률이 작아져, 그 결과, 굽힘 가공성이 저하되었다.

Claims

질량%로,
C: 0.07∼0.15%,
Si: 1.1∼1.6%,
Mn: 2.0∼2.8%,
P: 0% 초과 0.015% 이하,
S: 0% 초과 0.005% 이하,
Al: 0.015∼0.06%,
Ti: 0.010∼0.03%, 및
B: 0.0010∼0.004%
를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물이며,
강판의 판두께의 1/4 위치에 있어서 하기 금속 조직의 면적률이,
템퍼링 마텐자이트: 10면적% 이상 30면적% 미만,
베이나이트: 70면적% 초과,
템퍼링 마텐자이트와 베이나이트의 합계: 90면적% 이상,
페라이트: 0면적% 이상 5면적% 이하, 및
잔류 오스테나이트: 0면적% 이상 4면적% 이하를 만족하는 인장 강도가 980MPa 이상이고 0.2% 내력이 700MPa 미만인 고강도 냉연 강판.
제 1 항에 있어서,
질량%로,
Cu: 0% 초과 0.3% 이하,
Ni: 0% 초과 0.3% 이하,
Cr: 0% 초과 0.3% 이하,
Mo: 0% 초과 0.3% 이하,
V : 0% 초과 0.3% 이하, 및
Nb: 0% 초과 0.03% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 추가로 함유하는 고강도 냉연 강판.
제 1 항에 있어서,
질량%로, Ca: 0% 초과 0.005% 이하를 추가로 함유하는 고강도 냉연 강판.
제 2 항에 있어서,
질량%로, Ca: 0% 초과 0.005% 이하를 추가로 함유하는 고강도 냉연 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 강판의 최표층부로부터 판두께 방향 20μm의 표층 부위에 있어서 하기 금속 조직의 면적률이,
페라이트: 80면적% 이상, 및
마텐자이트와 베이나이트의 합계 면적률: 0면적% 이상 20면적% 이하를 만족하는 고강도 냉연 강판.
제 2 항에 있어서,
상기 강판의 최표층부로부터 판두께 방향 20μm의 표층 부위에 있어서 하기 금속 조직의 면적률이,
페라이트: 80면적% 이상, 및
마텐자이트와 베이나이트의 합계 면적률: 0면적% 이상 20면적% 이하를 만족하는 고강도 냉연 강판.
제 3 항에 있어서,
상기 강판의 최표층부로부터 판두께 방향 20μm의 표층 부위에 있어서 하기 금속 조직의 면적률이,
페라이트: 80면적% 이상, 및
마텐자이트와 베이나이트의 합계 면적률: 0면적% 이상 20면적% 이하를 만족하는 고강도 냉연 강판.
제 4 항에 있어서,
상기 강판의 최표층부로부터 판두께 방향 20μm의 표층 부위에 있어서 하기 금속 조직의 면적률이,
페라이트: 80면적% 이상, 및
마텐자이트와 베이나이트의 합계 면적률: 0면적% 이상 20면적% 이하를 만족하는 고강도 냉연 강판.
제 1 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 냉연 강판의 표면에 아연도금층을 갖는 고강도 용융 아연도금 강판.
제 1 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 냉연 강판의 표면에 합금화 아연도금층을 갖는 고강도 합금화 용융 아연도금 강판.