KR20170107555A - 고강도 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

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KR20170107555A
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미치타카 사쿠라이
요시카즈 스즈키
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Abstract

질량%로, C:0.09%이상 0.17%이하, Si:0.6%이상 1.7%이하, Mn:3.5%이하, P:0.03%이하, S:0.005%이하, Al:0.08%이하, N:0.006%이하, Ti:0.05%이하, B:0.0002%이상 0.0030%이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 면적율에서, 페라이트상 20%미만(0% 포함), 템퍼링 마텐자이트상 75%이상(100% 포함), 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상 10%이하(0% 포함), 잔류 오스테나이트상 5%미만(0% 포함)을 포함하는 강판 조직을 갖고, 상기 템퍼링 마텐자이트상의 비커스 경도가 280이상 340이하이고, 인장 강도가 950MPa이상 1120MPa이하인 고강도 강판.

Description

고강도 강판 및 그 제조 방법
본 발명은 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 본 발명의 고강도 강판은 자동차용 부재의 용도에 유용하다.
근래, 지구 환경 보전의 관점에서, CO2 배출량의 규제를 목적으로 해서 자동차 업계 전체에서 자동차의 연비 개선이 지향되고 있다. 자동차의 연비 개선에는 사용 부품의 박육화에 의한 자동차의 경량화가 가장 유효하기 때문에, 근래, 자동차 부품용 소재로서의 고강도 강판의 사용량이 증가하고 있다.
한편, 강판의 성형성은 고강도화에 수반하여 악화되는 경향에 있다. 그 때문에, 고강도에 부가해서, 성형성이 우수한 강판이 요망되고 있다. 신장 플랜지성이 부족한 강판에서는 플랜지 성형이 필요한 하부 부품 등에의 적용이 불가능하다. 자동차 부품 등을 경량화하기 위해서는 고강도와 신장 플랜지성을 겸비한 강판 개발이 필수이며, 지금까지도 신장 플랜지성에 주목한 고강도의 냉연강판 및 용융 도금 강판에 대해, 다양한 기술이 제안되고 있다.
예를 들면, 특허문헌 1에서는 강판 조성을 질량%로 C:0.05∼0.3%, Si:0.6초과∼2.0%, Mn:0.50∼3.50%를 포함하고, 조직이 페라이트상을 면적율에서 20%이상, 템퍼링 마텐자이트상과 템퍼링 베이나이트상과 베이나이트상을 합계 면적율에서 10%이상 포함하고, 또한, 페라이트상과 템퍼링 마텐자이트상과 템퍼링 베이나이트상과 베이나이트상의 합계 면적율이 90%이상의 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판이 얻이진다고 하고 있다.
특허문헌 2에서는 강판 조성을 질량%로, C:0.05∼0.5%, Si:0.01∼2.5%, Mn:0.5∼3.5%를 포함하고, 조직으로서 면적율 0∼10%의 페라이트상, 면적율 0∼10%의 마텐자이트상, 면적율 60∼95%의 템퍼링 마텐자이트상과, X선 회절법에서 구한 비율로 5∼20%의 잔류 오스테나이트상을 함유시킴으로써 TS가 1200MPa이상, 구멍 확대율이 50%이상의 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판이 얻어진다고 하고 있다.
특허문헌 1: 일본국 특허공개공보 제2008-266778호 특허문헌 2: 일본국 특허공개공보 제2009-209450호
그러나, 특허문헌 1에서 제안된 기술에서는 연질의 페라이트상을 많이 포함하기 때문에 인장 강도가 900MPa이상의 강판을 얻는 것은 곤란하다. 인장 강도가 950MPa이상의 강판이라도 페라이트상 생성에 의한 조직간의 경도 차가 커지기 때문에, 양호한 구멍 확대율을 안정하게 얻는 것이 곤란하다.
또, 특허문헌 2에서 제안된 기술에서는 템퍼링 마텐자이트상의 경도 및 잔류 오스테나이트상의 생성량의 제어가 부적절하여 양호한 구멍 확대율을 얻을 수 없다. 특히, 특허문헌 2의 실시예에서 나타나는 도금 강판 No.25, 26은 양호한 전체 신장율은 얻어지지만, 템퍼링 마텐자이트상의 경도가 과도하게 높은데다, 잔류 오스테나이트상을 많이 포함하기 때문에, 펀칭 가공시에 보이드가 생성된다. 해당 보이드가 원인으로 되며, 본 발명에서 요구하는 구멍 확대율을 얻을 수 없다.
본 발명은 이러한 사정을 감안하여 이루어진 것으로서, 인장 강도:950MPa이상 1120MPa이하를 갖고, 신장 플랜지성도 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
인장 강도 950MPa이상 1120MPa이하 또한 양호한 신장 플랜지성을 갖는 고강도 강판의 요건에 대해 예의 검토한 결과, 강판의 조직은 템퍼링 마텐자이트를 주상(강판 조직의 면적율에서 75%이상)으로 한 조직일 필요가 있으며, 해당 템퍼링 마텐자이트상은 적절한 경도를 가질 필요가 있는 것을 알 수 있었다. 또한, 본 발명의 고강도 강판을 얻기 위해서는 템퍼링 마텐자이트상의 경도와 연성을 변화시키는 템퍼링 조건을 제어하는 것이 바람직하다. 본 발명을 완성함에 있어, 본 발명자들이 지견한 요건은 이하와 같다.
(1) 강판의 제조 공정에 있어서 원소 편재를 가능한 한 억제하는 것이 바람직하다. 강판의 제조 공정에 있어서 원소의 편재가 있으면, 페라이트상이나 잔류 오스테나이트상이 생성되는 원인으로 될 우려가 있으며, 템퍼링 마텐자이트상의 경도가 불균일할 우려가 있다. 본 발명자들은 원소 편재의 요인의 하나는 열간압연시의 페라이트 변태 및 소둔 공정시의 Ac1 변태점을 넘는 가열에서의 원소의 확산 부족인 것을 지견하였다. 강에 있어서 원소를 충분히 확산시키는 관점에서, 열연강판의 권취 온도는 베이나이트 변태시키는 온도로 하는 것이 바람직하다. 다음에, 소둔에 의해 얻어지는 역변태 오스테나이트상에 있어서의 고용 원소(C, Mn, Si)의 분배, 농도 분포 및 편석과 같은 원소의 편재를 가능한 한 억제하는 것이 바람직하다. 따라서, 소둔 공정에 있어서 고온에서의 가열을 충분히 실행하는 것이 바람직하다.
(2) 소둔 공정에서의 균열 후, 급랭할 때에는 페라이트 변태를 억제하고, 마텐자이트 변태를 충분히 완료시키는 것이 바람직하다. 이 관점에서, 합금 원소의 제어와, 냉각 속도, 냉각 정지 온도를 제어하는 것이 바람직하다.
(3) 생성된 마텐자이트상을 템퍼링하는 조건에 있어서, 가열 온도와 시간을 제어하는 것이 바람직하다. 실제의 제조 프로세스에서는 등온 유지된다고는 할 수 없기 때문에, 강판 온도의 변화에 의한 영향을 고려하여 템퍼링 마텐자이트상의 경도를 제어하는 것이 바람직하다.
본 발명은 상기의 지견에 의거하여 완성된 것이며, 그 요지는 다음과 같다.
[1] 질량%로, C:0.09%이상 0.17%이하, Si:0.6%이상 1.7%이하, Mn:3.5%이하, P:0.03%이하, S:0.005%이하, Al:0.08%이하, N:0.006%이하, Ti:0.05%이하, B:0.0002%이상 0.0030%이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 면적율에서, 페라이트상 20%미만(0% 포함), 템퍼링 마텐자이트상 75%이상(100% 포함), 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상 10%이하(0% 포함), 잔류 오스테나이트상 5%미만(0% 포함)을 포함하는 강판 조직을 갖고, 상기 템퍼링 마텐자이트상의 비커스 경도는 280이상 340이하이고, 인장 강도는 950MPa이상 1120MPa이하인 고강도 강판.
[2] 상기 성분 조성에 부가해서, 질량%로, V:0.01%이상 0.1%이하, Mo:0.01%이상 0.2%이하에서 선택되는 1종 이상을 더 함유하는 [1]에 기재된 고강도 강판.
[3] 상기 성분 조성에 부가해서, 질량%로, REM, Sn, Sb, Mg, Ca에서 선택되는 1종 이상을 합계 0.1%이하 더 함유하는 [1] 또는 [2]에 기재된 고강도 강판.
[4] 상기 고강도 강판은 용융 도금 강판 또는 합금화 용융 도금 강판인 [1] 내지 [3] 중의 어느 하나에 기재된 고강도 강판.
[5] [1] 내지 [3] 중의 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를, 1100℃이상 1350℃이하로 하고, 거친 압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간압연을 실시하고, 상기 마무리 압연의 종료 온도 800℃이상에서 마무리 압연 종료 후, 권취 온도 580℃이하에서 권취하는 열간압연 공정과, 다음에, 냉간압연을 실시하는 냉간압연 공정과, 다음에, (Ac1 변태점+10)℃∼(Ac3 변태점-20)℃의 온도역을 평균 가열 속도 2.0℃/s이하에서 가열하고, 또한 (Ac1 변태점+10)℃∼(Ac3 변태점-20)℃의 온도역에서 60초 이상 유지하고, (Ac3 변태점-20)℃이상의 온도역에서 120초 이상 유지하고, (Ac3 변태점-20)℃∼Ms 변태점의 온도역을 평균 냉각 속도 20℃/s이상에서 냉각하고, 또한 (Ms 변태점-200)℃를 하회하는 온도까지 냉각하는 소둔 공정과, 다음에, 400∼600℃의 온도역에서 500℃ 상당의 가열을 60초 이상으로 되는 조건에서 재가열하는 템퍼링 공정을 갖는 고강도 강판의 제조 방법.
[6] 용융 도금 처리를 실시하는 용융 도금 공정을 더 갖는 [5]에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.
[7] 합금화 처리를 실시하는 합금화 공정을 더 갖는 [6]에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.
또한, 본 발명에 있어서, 고강도는 인장 강도(TS) 950MPa이상 1120MPa이하인 것을 의미한다. 또, 본 발명에 있어서, 고강도 강판은 냉연강판 또는 용융 도금 강판이다. “용융 도금 강판”은 용융 도금 강판뿐만 아니라, 합금화 용융 도금 강판도 포함한다. 용융 도금 강판과 합금화 용융 도금 강판을 구별하여 설명하는 것이 필요한 경우에는 이들 강판을 구별하여 기재한다.
본 발명에 따르면, 인장 강도:950MPa이상 1120MPa이하의 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판이 얻어진다. 본 발명의 고강도 강판은 자동차의 구조 부재 등의 용도에 바람직하다. 또, 본 발명의 고강도 강판은 자동차 부품의 경량화나 그 신뢰성을 향상시키는 등, 그 효과는 현저하다.
이하에, 본 발명의 실시형태를 상세하게 설명한다. 우선, 본 발명의 성분 조성의 한정 이유에 대해 설명한다. 또한, 이하의 성분 조성을 나타내는 %는 특히 단정하지 않는 한 질량%를 의미하는 것으로 한다.
C:0.09%이상 0.17%이하
C는 마텐자이트상의 경도를 상승시키며, 페라이트 변태를 억제하는 담금질성을 갖는다. C함유량이 0.09%를 하회하면 페라이트상의 면적율이 20%이상으로 되고, 템퍼링 마텐자이트상의 경도가 부족하기 때문에, 인장 강도 950MPa이상의 강판이 얻어지지 않는다. 한편, C함유량이 0.17%를 상회하면 마텐자이트 변태점(Ms 변태점)이 과도하게 저하하기 때문에, 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상이나 잔류 오스테나이트상의 생성이 증대하고, 신장 플랜지성의 저하가 현재화된다. 그 때문에, C함유량은 0.09%이상 0.17%이하로 한다. C함유량의 하한측은 0.10%이상이 바람직하다. C함유량의 상한측은 0.16%이하가 바람직하다.
Si:0.6%이상 1.7%이하
Si는 고용 강화에 의해 고강도화에 기여하는 원소이다. 인장 강도:950MPa이상을 얻기 위해서는 Si함유량은 0.6%이상일 필요가 있다. 한편, Si는 페라이트 변태의 잠복기를 단시간화시켜 페라이트 변태를 촉진시키는 악영향이 있다. 페라이트상 생성을 억제하는 관점에서, Si함유량은 1.7%이하로 한다. Si함유량의 하한측은 0.8%이상이 바람직하다. Si함유량의 상한측은 1.6%이하가 바람직하다.
Mn:3.5%이하
Mn함유량이 3.5%를 상회하면 주조성에의 악영향이 현재화되고, 제조가 곤란하게 되기 때문에 Mn함유량의 상한을 3.5%로 한다. 바람직하게는 3.3%이하이다. 한편, Mn은 고용 강화에 의해 고강도화에 기여하는데다, Ac3 변태점을 저하시켜 강판 조직의 균질화를 촉진하거나, 페라이트 변태 개시를 지연시키는 효과가 있다. 이 관점에서 Mn함유량은 2.5%이상이 바람직하다. 더욱 바람직한 Mn함유량은 2.6%이상이다.
P:0.03%이하
P는 입계에 편석해서 펀칭성을 저하시키고, 신장 플랜지성에 악영향을 초래하는 원소이다. 따라서, P는 극력 저감하는 것이 바람직하다. 본 발명에서는 상기 문제를 회피하기 위해, P함유량을 0.03%이하로 한다. P함유량은 바람직하게는 0.02%이하이며, 0%라도 좋다. 또한, 용제 코스트의 면에서는 P함유량은 0.0005%이상이 바람직하다.
S:0.005%이하
S는 강 중에서 MnS 등의 개재물로서 존재한다. 이 개재물은 열간압연 및 냉간압연에 의해 압연 방향과 평행 방향으로 신장 전개한 형태로 된다. 이러한 형태이면, 보이드 생성의 기점으로 되기 쉬워지고 신장 플랜지성에 악영향을 미친다. 따라서, 본 발명에서는 S함유량을 극력 저감하는 것이 바람직하며, 0.005%이하로 한다. S함유량은 바람직하게는 0.003%이하이며, 0%라도 좋다. 또한, 용제 코스트의 면에서는 S함유량은 0.0001%이상이 바람직하다.
Al:0.08%이하
Al을 제강의 단계에서 탈산제로서 첨가하는 경우, 강판 중에 0.02%이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, Al함유량이 0.08%를 넘으면 알루미나 등의 개재물에 의해 신장 플랜지성으로의 악영향이 현재화된다. 따라서, Al함유량은 0.08%이하로 한다. Al함유량은 바람하게는 0.07%이하이다.
N:0.006%이하
N은 시효의 원인으로 되는 원소이다. 시효에 의해서 신장 플랜지성은 저하하기 때문에, N함유량은 극력 저감하는 것이 바람직하며, 상한을 0.006%로 한다. N함유량은 바람직하게는 0.005%이하이며, 0%라도 좋다. 또한, 용제 코스트의 면에서는 N함유량은 0.0002%이상이 바람직하다.
Ti:0.05%이하
0.05%를 상회하는 양의 Ti를 함유시키면 조대한 Ti 탄화물이 생성되며, 신장 플랜지성 저하의 요인으로 된다. 이상으로부터, Ti함유량은 0.05%이하로 한다. 바람직하게는 0.04%이하이다. 고용 N은 강판 중에서 확산되기 쉬우며 시효의 원인으로 된다. 시효에 의해서 신장 플랜지성은 저하하기 때문에, 고용 N량을 저감할 필요가 있다. Ti는 제강의 단계에서 N과 결합하여 질화물을 형성하기 때문에, 시효의 악영향을 제거할 수 있다. N은 불가피하게 혼입되는 원소이기 때문에, Ti는 0.005%이상 함유시키는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 Ti함유량은 0.01%이상이다.
B:0.0002%이상 0.0030%이하
B는 페라이트 변태 개시를 현저히 지연시키는 효과가 있으며, 본 발명에 필수의 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 B를 0.0002%이상 함유시킬 필요가 있다. 바람직하게는 0.0005%이상이다. 한편, 0.0030%를 상회하는 함유는 상기 효과가 포화할 뿐만 아니라, 가공성 저하의 요인으로 되기 때문에, B함유량의 상한을 0.0030%로 한다. 바람직한 B함유량은 0.0025%이하이다.
이상이 본 발명에 있어서의 기본 조성이다. 상기한 기본 조성에 부가하여, 이하의 원소를 더 함유해도 좋다.
V:0.01%이상 0.1%이하, Mo:0.01%이상 0.2%이하에서 선택되는 1종 이상
V는 마텐자이트상의 템퍼링 과정에서 탄화물로서 석출되고, 강판 강도를 상승시키는 효과가 있는 원소이다. Mo는 마텐자이트상의 템퍼링 연화 저항을 상승시키며, V와 마찬가지로 강판 강도를 상승시키는 효과가 있다. 이들 효과를 얻기 위해서는 각 원소를 함유하는 경우에는 적어도 0.01%이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, V를 함유하는 경우에는 0.1%, Mo를 함유하는 경우에는 0.2%를 넘는 함유에 의해 신장 플랜지성이 저하할 우려가 있기 때문에, V 및 Mo의 상한량은 각각 0.1%, 0.2%가 바람직하다. V함유량의 하한측은 0.02%이상이 더욱 바람직하다. V함유량의 상한측은 0.08%이하가 더욱 바람직하다. Mo함유량의 하한측은 0.02%이상이 더욱 바람직하다. Mo함유량의 상한측은 0.15%이하가 더욱 바람직하다. V 및 Mo 양 원소를 함유하는 경우, 함유량의 합계가 0.15%이하인 것이 바람직하다.
REM, Sn, Sb, Mg, Ca에서 선택되는 1종 이상을 합계 0.1%이하
REM, Sn, Sb, Mg, Ca에서 선택되는 1종 이상을 합계 0.1%를 넘어 함유하면 가공성이 저하하고, 신장 플랜지성 저하의 원인으로 될 우려가 있다. 이 때문에, REM, Sn, Sb, Mg, Ca에서 선택되는 1종 이상을 함유하는 경우에는 함유량 상한을 0.1%로 하는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.05%이하이다. 한편, 이들 원소는 개재물을 구형상화시키거나 강판의 표면 성상을 개선시킴으로써, 신장 플랜지성 향상에 기여하는 원소이다. 개재물은 더욱 구형인 쪽이 개재물 주위에서의 응력 집중이 저감하기 때문에, 보이드가 발생하기 어려워진다. 또, 강판의 표면 성상이 양호한 쪽이 강판 표면에서 발생하는 균열의 발생 확률이 저하하기 때문에, 신장 플랜지성은 향상한다. 상기 효과를 얻기 위해서는 REM, Sn, Sb, Mg, Ca의 어느 1종 이상을 함유하는 경우에는 0.0005%이상 함유시키는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.001%이상이다.
상기 이외의 성분은 Fe 및 불가피한 불순물이다.
다음에, 본 발명의 강판 조직을 설명한다. 본 발명은 템퍼링 마텐자이트상을 주상으로 한 강판 조직을 갖는다. 주상인 템퍼링 마텐자이트상은 면적율에서 75%이상이다. 따라서, 본 발명의 강판 조직은 템퍼링 마텐자이트상 단상으로 해도 좋다. 또, 본 발명의 강판 조직은 템퍼링 마텐자이트상 이외에, 페라이트상, 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상, 잔류 오스테나이트상 등을 포함해도 좋다.
페라이트상의 면적율: 20%미만(0% 포함)
페라이트상은 템퍼링 마텐자이트상에 비해 연질인 조직이다. 페라이트상을 20%이상 함유한 경우, 템퍼링 마텐자이트상과 페라이트상의 조직간의 경도 차에 기인하는 신장 플랜지성 저하의 영향을 무시할 수 없게 된다. 또, 소둔 공정의 고온하에 있어서의 원소의 용해도는 페라이트상과 오스테나이트상에서 다르기 때문에, 원소의 편재를 조장시키는 원인으로 된다. 본 발명에 있어서, 페라이트상의 면적율은 20%미만으로 할 필요가 있다. 페라이트상의 면적율은 바람직하게는 15%이하이며, 0%까지 저감하는 것이 더욱 바람직하다.
템퍼링 마텐자이트상의 면적율: 75%이상(100% 포함)
템퍼링 마텐자이트상은 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상보다 신장 플랜지성이 양호하며, 페라이트상보다 강도가 높다. 그 때문에, 템퍼링 마텐자이트상을 활용해서 고강도와 양호한 신장 플랜지성을 동시에 얻을 수 있다. 본 발명에서 요구하는 인장 강도 950MPa이상을 얻기 위해서는 적어도 템퍼링 마텐자이트상은 75%이상으로 할 필요가 있다. 양호한 신장 플랜지성이 더욱 안정적으로 얻어지는 템퍼링 마텐자이트상의 면적율은 85%이상이다.
템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상의 면적율: 10%이하(0% 포함)
템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상은 입내 및 입계에 탄화물이 석출되어 있지 않은 조직이다. 한편, 템퍼링 마텐자이트상은 탄화물이 석출하는 조직이며, 탄화물 유무에 의해서 식별한다. 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상은 매우 고경도이기 때문에 조직간의 경도 차의 원인으로 되며, 신장 플랜지성 저하의 원인으로 된다. 따라서, 가능한 한 저감하는 것이 바람직하며, 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상의 면적율은 10%이하로 할 필요가 있다. 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상의 면적율은 바람직하게는 5%이하이며, 0%까지 저감하는 것이 더욱 바람직하다.
잔류 오스테나이트상의 면적율: 5%미만(0% 포함)
잔류 오스테나이트상은 펀칭 가공시에 왜곡 유기 변태하여 경도가 높은 조직으로 변화한다. 그 때문에, 펀칭 가공시에서의 보이드 생성의 원인으로 되며, 신장 플랜지성에 악영향을 초래한다. 따라서, 잔류 오스테나이트상의 면적율은 5%미만으로 할 필요가 있다. 잔류 오스테나이트상의 면적율은 바람직하게는 4%이하이다.
그 밖의 조직으로서는 베이나이트상이나 펄라이트상 등을 들 수 있다. 이들 조직이 생성된 경우, 템퍼링 마텐자이트상과의 혼재 조직으로 되기 때문에, 조직간의 경도 차가 커진다. 조직간의 경도 차를 더욱 작게 하기 위해, 베이나이트상이나 펄라이트상 등의 페라이트상, 템퍼링 마텐자이트상, 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상 및 잔류 오스테나이트상 이외의 면적율은 합계 3%이하로 하는 것이 바람직하며, 0%로 하는 것이 더욱 바람직하다. 본 발명에 있어서, 템퍼링 마텐자이트상과 베이나이트상은 조직 관찰에 의한 구별이 매우 곤란하다. 그 때문에, 변태 팽창 곡선으로부터 베이나이트 변태의 유무와 변태율로부터 구하면 좋다. 후술하는 제조 방법에서 베이나이트 변태가 생기는 것은 소둔 공정에서의 균열 후의 냉각 과정이다. 냉각 과정에서의 변태 팽창의 유무에 의해 베이나이트 변태의 유무를 판단한다. 변태 팽창이 보인 경우에는 Ms 변태점+10℃에서 실온까지 급랭하고, 마텐자이트상 면적율과 페라이트상 면적율 및 베이나이트상 면적율의 각각을 확인하면 좋다.
본 발명의 강판 조직의 면적율은 후술하는 실시예에 기재된 방법에 의해 구한다.
상기 템퍼링 마텐자이트상의 비커스 경도는 280이상 340이하이다. 템퍼링 마텐자이트상의 비커스 경도가 280을 하회하는 경우에는 인장 강도: 950MPa이상을 안정적으로 얻을 수 없게 된다. 한편, 템퍼링 마텐자이트상의 비커스 경도가 340을 상회하면 신장 플랜지성의 저하가 현재화된다. 이 때문에, 템퍼링 마텐자이트상의 비커스 경도의 범위는 280이상 340이하로 한다.
본 발명에 있어서 인장 강도는 950MPa이상 1120MPa이하이다. 양호한 신장 플랜지성이 구해지는 부재에서는 인장 강도: 950MPa이상의 것이 증가하고 있다. 본 발명에서는 인장 강도는 950MPa이상으로 설계하였다. 한편, 인장 강도: 1120MPa를 상회하는 강판은 본 발명에서 얻는 것이 어려우머, 얻어졌다고 해도 신장 플랜지성이 본 발명에서 구하는 범위내는 아니다. 이상으로부터, 인장 강도의 범위는 950MPa이상 1120MPa이하로 한다.
본 발명에 있어서, 템퍼링 마텐자이트상의 비커스 경도 및 강판의 인장 강도는 후술하는 실시예에 기재된 방법에 의해 구한다.
본 발명의 고강도 강판은 냉연강판 또는 용융 도금 강판이다. 용융 도금 강판의 제조에 있어서, 용융 도금층은 적절히 공지의 방법에 의해 형성 가능하다. 용융 도금 강판으로서, 예를 들면 용융 도금 강판, 합금화 용융 도금 강판 등이 있다. 바람직한 용융 도금 강판은 용융 아연 도금 강판이다. 용융 도금 강판의 도금층은 합금화된 것이어도 좋다. 적절한 공지의 방법에 의해, 용융 도금층을 합금화할 수 있다.
본 발명의 고강도 강판의 판 두께는 특히 한정되지 않지만, 1.0∼2.0mm인 것이 바람직하다. 고강도 강판이 도금층을 구비하는 경우, 판 두께는 도금층을 제외한 지철 강판의 판 두께이다.
다음에, 본 발명의 제조 방법에 대해 설명한다. 본 발명의 고강도 강판은 이하의 제조 방법에 의해 제조되는 것이 바람직하다.
본 발명의 고강도 강판은 상기한 성분 조성의 강 소재(강 슬래브)를 1100℃이상 1350℃이하로 하고, 거친 압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간압연을 실시하고, 상기 마무리 압연의 종료 온도 800℃이상에서 마무리 압연 종료 후 권취 온도 580℃이하에서 권취하는 열간압연 공정과, 다음에, 냉간압연을 실시하는 냉간압연 공정과, 다음에, (Ac1 변태점+10)℃∼(Ac3 변태점-20)℃의 온도역을 평균 가열 속도 2.0℃/s이하에서 가열하고, 또한 (Ac1 변태점+10)℃∼(Ac3 변태점-20)℃의 온도역에서 60초 이상 유지하고, (Ac3 변태점-20)℃이상의 온도역에서 120초 이상 유지하고, (Ac3 변태점-20)℃∼Ms 변태점의 온도역을 평균 냉각 속도 20℃/s이상에서 냉각하고, 또한 (Ms 변태점-200)℃를 하회하는 온도까지 냉각하는 소둔 공정과, 다음에, 400∼600℃의 온도역에서 500℃ 상당의 가열을 60초 이상으로 되는 조건에서 재가열하는 템퍼링 공정을 갖는 고강도 강판의 제조 방법에 의해 제조하는 것이 바람직하다.
본 발명에 있어서, 강의 용제 방법은 특히 한정되지 않으며, 전로, 전기로 등, 공지의 용제 방법을 채용할 수 있다. 또, 진공 탈가스로에서 2차 정련을 실행해도 좋다. 그 후, 생산성이나 품질상의 문제로부터 연속 주조법에 의해 강 소재인 슬래브로 하는 것이 바람직하지만, 조괴-분괴 압연법, 얇은 슬래브 연주법 등, 공지의 주조 방법으로 슬래브로 해도 좋다.
(열간압연 공정)
이하 설명하는 열간압연 공정에 있어서, 온도는 강 소재 또는 강판의 표면 온도이다.
강 소재의 온도: 1100℃이상 1350℃이하
상기와 같이 얻어진 강 소재에, 거친 압연 및 마무리 압연을 실시한다. 본 발명에 있어서는 거친 압연에 앞서 강 소재를 1100℃이상 1350℃이하로 해서 실질적으로 강 소재 전체에 걸쳐 균질의 오스테나이트상으로 한다. 강 소재의 온도가 1100℃를 하회하면 마무리 압연 온도 800℃이상에서 열간압연을 완료시킬 수 없다. 한편, 강 소재의 온도가 1350℃를 상회하면, 스케일이 물려 들어가, 열연강판의 표면 성상이 악화된다. 그 때문에, 강 소재의 온도는 1100℃이상 1350℃이하로 하였다. 강 소재의 온도는 바람직하게는 1150℃이상 1300℃이하이다. 강 소재에 열간압연을 실시할 때에, 통상은 강 소재를 가열 후에 열간압연이 이루어진다. 단, 주조 후의 강 소재가 1100℃이상 1350℃이하의 온도역에 있는 경우에는 강 소재를 가열하는 일 없이 직송 압연해도 좋다. 또한, 거친 압연 조건에 대해서는 특히 한정되지 않는다.
마무리 압연의 종료 온도: 800℃이상
마무리 압연의 종료 온도가 800℃를 하회하면, 마무리 압연 중에 페라이트 변태가 개시하여 페라이트립이 신장 전개된 조직으로 되는데다, 부분적으로 페라이트립이 성장한 혼립 조직으로 되기 때문에, 열연강판에서 실질적으로 베이나이트 단상 조직이 얻어지지 않게 된다. 따라서, 마무리 압연의 종료 온도는 800℃이상으로 한다. 바람직하게는 마무리 압연의 종료 온도는 840℃이상이다. 열연강판에서는 스케일에 의한 탈탄 등의 영향에 의해, 강판의 표층부(표면에서 50㎛까지의 거리)에서는 판 두께 중앙부와 조직이 다른 경우가 있다. 본 발명에서 “실질적으로 베이나이트 단상 조직”은 판 두께 방향 1/4위치에서 3/4위치까지의 범위에서 베이나이트상의 면적율이 90%이상이면 좋다.
마무리 압연 종료 후, 통상은 강제 냉각에 의해 권취 온도 바로 위까지 냉각한다. 마무리 압연 종료 후, 강제 냉각을 개시하기까지의 시간은 5초 이내로 하는 것이 바람직하다. 5초를 상회하면 페라이트 변태가 개시하고, 실질적으로 베이나이트 단상 조직이 얻어지지 않게 되는 경우가 있다. 강제 냉각에 의한 냉각 속도는 마무리 압연의 종료 온도에서 580℃까지의 평균 냉각 속도로 20℃/s이상으로 하는 것이 바람직하다. 20℃/s를 하회하면 페라이트 변태가 개시할 우려가 있다.
권취 온도: 580℃이하
실질적으로 베이나이트 단상을 얻기 위해 권취 온도는 580℃이하로 한다. 베이나이트 변태가 아닌 마텐자이트 변태라도 원소의 편재성에 의한 악영향은 나타나지 않지만, 강판 강도가 높아지고 냉간압연의 공정에서의 제조성이 악화된다. 그 때문에, 권취 온도는 Ms 변태점 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 본 발명에 있어서 Ms 변태점은 후술하는 실시예에 기재된 방법으로, 가공 포머스터(Formaster)에 의한 변태 팽창 곡선과 얻어진 샘플의 조직으로부터 결정한다.
(냉간압연 공정)
본 발명의 냉간압연 공정의 조건은 특히 한정되지 않는다. 냉간압연시의 판형상의 관점에서, 냉간압연의 압연비율을 40∼75%로 하는 것이 바람직하다.
(소둔 공정)
(Ac1 변태점+10)℃∼(Ac3 변태점-20)℃의 온도역을 평균 가열 속도 2.0℃/s 이하에서 가열하고, 이 온도역에서 60초 이상 유지
소둔 공정에서의 가열에서 역변태(페라이트 →오스테나이트 변태)를 충분히 진행시키고, 또한 원소를 확산시킬 필요가 있다. 그 때문에, 역변태시의 강판 온도와 시간을 제어할 필요가 있다. Ac1 변태점 및 Ac3 변태점은 평형 상태에 가까운 측정으로 얻어지는 변태점이다. 그 때문에, 실제의 연속 소둔 라인 혹은 연속 도금 라인에서 역변태 거동을 제어하기 위해서는 (Ac1 변태점+10)℃이상에서 제어한다. 한편, 역변태가 완료하기 위해서는 Ac3 변태점 이상의 가열이 필요하지만, 본 발명에서의 페라이트상의 면적율 20%미만의 강판 조직을 얻기 위해, (Ac3 변태점-20)℃이하에서 제어한다. 바람직한 페라이트상의 면적율을 얻는 관점에서, (Ac3 변태점-10)℃이하에서 제어해도 좋다. 단시간 유지에서는 역변태는 충분히 진행하지 않으며, 조직 제어가 곤란하게 되기 때문에, 유지(체류) 시간의 관리도 필요하다. 원하는 강판 조직을 얻기 위해, (Ac1 변태점+10)℃∼(Ac3 변태점-20)℃의 온도역에 있어서 60초 이상 유지한다. 해당 유지 시간은 바람직하게는 80초 이상이다. 한편, 해당 유지 시간은 바람직하게는 230초 이하이다.
(Ac1 변태점+10)℃∼(Ac3 변태점-20)℃의 온도역에 있어서의 평균 가열 속도는 2.0℃/s이하로 한다. 이것은 소둔 공정에서의 가열에 의해 역변태를 충분히 촉진시키면서, 원소를 확산시키기 위함이다. 해당 평균 가열 속도는 바람직하게는 1.5℃/s이하이다. 본 발명에 있어서, 가열 속도 및 냉각 속도의 단위에 있어서의 「s」는 초를 의미한다.
(Ac3 변태점-20)℃이상의 온도역에서 120초 이상 유지
역변태를 충분히 촉진시키고, 페라이트상의 면적율을 저감하고, 원소의 편재성을 완화하기 위해, 강판 온도(Ac3 변태점-20)℃이상에서 120초 이상 유지하는 균열 처리를 실행한다. 바람직한 조건은 강판 온도는 (Ac3 변태점-10)℃이상, 유지 시간은 150초 이상이다. 균열 처리에 있어서의 강판 온도의 상한은 과도하게 소둔로를 고온으로 한 경우, 열에 의한 노체에의 손상이 커지는 관점에서 920℃이하가 바람직하다.
(Ac3 변태점-20)℃∼Ms 변태점의 온도역을 평균 냉각 속도 20℃/s이상에서 냉각
마텐자이트 변태를 우세하게 진행시키기 위해, 강판 온도(Ac3 변태점-20)℃에서 Ms 변태점까지 평균 냉각 속도 20℃/s이상에서 냉각시킨다. 바람직한 해당 평균 냉각 속도는 30℃/s이상이다. 한편, 해당 평균 냉각 속도는 강판내의 온도 변동을 억제할 수 있고, 조업상의 관리를 용이하게 하는 관점에서 150℃/s이하가 바람직하다.
또한, (Ms 변태점-200)℃를 하회하는 온도까지 냉각
소둔 공정에서는 또한 (Ms 변태점-200)℃를 하회하는 온도까지 냉각한다. 냉각 종료 온도가 (Ms 변태점-200)℃이상의 온도에서는 마텐자이트 변태가 완료하지 않는 오스테나이트상이 잔존하고, 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상이나 잔류 오스테나이트상의 증가의 원인으로 된다. 소둔 공정에 있어서, Ms 변태점 미만의 온도역에 있어서의 냉각 속도는 특히 한정되지 않는다. 바람직하게는 상기한 균열 처리 후의 냉각에 계속해서, Ms 변태점∼(Ms 변태점-200)℃의 온도역을 평균 냉각 속도 20∼30℃/s에서 냉각한다.
(템퍼링 공정)
400∼600℃의 온도역에서 500℃ 상당의 가열 시간을 60초 이상으로 되는 조건에서 재가열
본 발명에서는 합금 원소의 제어에 부가하여, 생성된 마텐자이트상의 템퍼링 조건을 제어하는 것에 의해, 강판 강도를 제어한다. 템퍼링 마텐자이트상의 경도는 가열 시간과 강판 온도에 지배된다. 그 때문에, 템퍼링 파라미터를 이용해서 500℃ 상당의 시간으로 제어하면, 안정하게 템퍼링 마텐자이트상의 경도를 제어할 수 있다. 마텐자이트상의 경도와 연성은 배반 관계에 있으며, 경도가 저하하면 연성은 상승한다. 따라서, 원하는 경도로 제어된 템퍼링 마텐자이트상의 연성은 본 발명에서 구하는 것으로 된다. 템퍼링 마텐자이트상의 비커스 경도를 280이상 340이하로 하기 위해, 400∼600℃의 온도역에서 500℃ 상당의 가열 시간을 60초 이상으로 한다. 과도한 연화를 방지하기 위해서는 가열 시간을 150초 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 실제의 프로세스에 있어서는 연속적으로 온도가 변화한다. 그 때문에, 500℃ 상당의 가열 시간을 구하기 위해서는 1초 피치로 온도를 측정하고, 그 온도에서 500℃ 상당의 가열 시간을 (1)식을 이용해서 구한다. T는 측정 온도(℃)이며, ti는 1초 피치로 측정한 온도(T)로부터 구한 500℃ 상당의 가열 시간(s)이며, tTotal은 (1)식으로부터 구한 500℃ 상당의 가열 시간(s)의 적산값이다. n은 1초 피치로 온도를 측정한 회수를 의미한다.
[식 1]
Figure pct00001
(용융 도금 공정)
제조하는 강판이 용융 도금 강판인 경우, 상기 템퍼링 공정 후 연속 도금 라인에서 용융 도금 공정을 실행한다. 용융 도금 공정에서는 조성이 Fe:5.0∼20.0%, Al:0.001%∼1.0%를 함유하고, Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, REM에서 선택하는 1종 또는 2종 이상을 합계 0∼3.5% 더 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피한 불순물로 하는 온도 460℃의 도금욕에 침지함으로써 강판에 도금층을 부여하는 것이 바람직하다. 또, 합금화 처리는 용융 도금 공정 후 500∼600℃로 가열함으로써 도금층을 합금화하는 것이 바람직하다.
용융 아연 도금 공정에 대해 또한 설명한다. 도금 조성이 Zn-0.13질량%Al이고, 온도가 460℃인 도금욕에 강판을 침지함으로써 강판에 도금층을 부여하는 것이 바람직하다. 또, 합금화 처리는 용융 도금 공정 후 500∼600℃로 가열함으로써 도금층을 합금화하는 것이 바람직하다.
실시예
표 1에 나타내는 성분 조성을 갖는 두께 250mm의 강 소재를, 표 2에 나타내는 열간압연 공정 조건(거친 압연의 조건은 생략)으로 열연강판으로 하고, 압연율이 40%이상 65%이하의 냉간압연을 실시하여 판 두께 1.0∼2.0mm로 하고, 표 2에 나타내는 소둔 공정 조건으로 연속 소둔 라인 혹은 연속 용융 도금 라인에서 처리하고, 다음에 표 2에 나타내는 템퍼링 공정 조건에서 템퍼링을 실행하고, 냉연강판을 얻었다. 또한, 표 2의 열간압연 공정의 평균 냉각 속도는 마무리 압연의 종료 온도에서 580℃까지 평균 냉각 속도이다. 또, 소둔 공정에 있어서의 Ms 변태점∼(Ms 변태점-200)℃의 온도역에 있어서도, 균열 후의 평균 냉각 속도*4에 나타난 평균 냉각 속도를 유지하고, 그 후, 표 2의 냉각 정지 온도까지 냉각하였다. Ac1점 및 Ac3점은 열팽창 측정 장치를 이용하여 평균 가열 속도 3℃/s에서 얻어진 변태 팽창 곡선으로부터 얻었다. Ms 변태점은 열팽창 측정 장치를 이용하여 Ac3점 이상으로 가열 후, Ac3점에서 300℃까지의 평균 냉각 속도가 60℃/s에서 얻어진 변태 팽창 곡선으로부터 얻었다.
GI재 또는 GA재로 하는 경우에는 템퍼링 후의 냉연강판에, 또한 용융 도금 공정(GA재의 경우에는 또한 합금화 공정)을 거쳐 용융 도금 강판으로 하였다. 표면에 도금층을 구비하지 않은 “나재”는 연속 소둔 라인에서 제조하고, 용융 아연 도금층을 구비한 “GI재” 혹은 합금화 용융 아연 도금층을 구비한 “GA재”는 연속 용융 도금 라인에서 제조하며, 제조 조건은 표 2에 나타내는 바와 같다. 연속 용융 도금 라인에서 침지하는 도금욕(도금 조성: Zn-0.13mass%Al)의 온도는 460℃이며, 도금 부착량은 GI재, GA재 모두 편면당 45∼65g/㎡로 하였다.
상기에 의해 얻어진 냉연강판 혹은 용융 도금 강판으로부터 시험편을 채취하고, 이하의 방법으로 평가하였다.
(i) 조직 관찰
각 상의 면적율은 이하의 방법에 의해 평가하였다. 냉연강판 혹은 용융 도금 강판으로부터, 압연 방향에 평행한 단면이 관찰면으로 되도록 잘라내고, 1%나이탈로 부식 출현하고, 주사형 광학 현미경으로 2000배로 확대하여 판 두께 중심부의 조직을 10시야분 촬영하였다. 페라이트상은 입내에 부식 흔적이나 시멘타이트가 관찰되지 않은 형태를 갖는 조직이며, 템퍼링 마텐자이트는 입내에 부식 흔적이나 시멘타이트가 보이는 조직이며, 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상은 입내에 시멘타이트가 보이지 않고, 페라이트상보다 밝은 콘트라스트로 관찰되는 조직이다. 이들 상에 대해 화상 해석에 의해 관찰 시야에 대한 면적율의 평균을 구하였다. 베이나이트상, 펄라이트 등이 포함되는 경우에는 페라이트상, 템퍼링 마텐자이트상, 및 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상 이외의 상으로부터 분리하고, 관찰 시야에 대한 면적율을 구하면 좋다.
(ii) X선 측정
냉연강판 혹은 용융 도금 강판의 지철 강판을 판 두께 방향에 대해 1/4 위치까지 연삭 가공하고, 200㎛이상 화학 연마를 실시한 판면의 X선 회절 강도에 의해 잔류 오스테나이트상의 체적율을 정량하였다. 입사선원은 MoKα선을 이용하며, (200)α, (211)α, (200)γ, (220)γ, (311)γ의 피크로부터 측정하였다. 얻어진 잔류 오스테나이트상의 체적율의 값은 강판 조직의 면적율의 값으로 하였다.
(iii) 인장 시험
냉연강판 혹은 용융 도금 강판으로부터 압연 방향에 대해 수직 방향으로 JIS5호 인장 시험편을 제작하고, JIS Z 2241(2011)의 규정에 준거한 인장 시험을 5회 실행하고, 평균의 항복 강도(YS), 인장 강도(TS), 전체 신장(El)을 구하였다. 인장 시험의 크로스 헤드 스피드는 10mm/min으로 하였다.
인장 강도(TS)는 950MPa이상 1120MPa이하, 항복 강도(YS)는 750MPa이상, 전체 신장(El)는 14%이상을 각각 합격으로 하였다.
(iv) 비커스 경도 시험
템퍼링 마텐자이트상을 대상으로, 비커스 경도 시험기를 이용하여 시험력 3gf의 측정을 10회 반복하였다. 비커스 경도의 도출시에는 움푹 패임의 2개의 대각선 길이(d1, d2(㎛))를 주사형 전자현미경에 의해 계측하고, (3)식에 대입하는 것에 의해 구하였다. 이 때, 누름 흔적이 페라이트를 타고 넘는 것은 제외하였다. 측정한 경도의 평균값이 280이상 340이하이면 합격으로 하였다.
[식 2]
Figure pct00002
(v) 구멍 확대 시험
JIS Z 2256에 준거하여, 100W×100L mm의 샘플 중앙에 클리어런스 12%로 한 직경 10mm의 펀칭 가공을 실행하고, 정각 60°의 원추대의 펀치로 시험을 합계 5회 실행하였다. 식 (4)에서 나타나는 구멍 확대율(λ)%의 5회의 측정에 대한 평균값을 구하였다. 구멍 확대율 75%이상을 합격으로 하였다.
(구멍 확대율) =(시험 후 구멍 직경-초기 구멍 직경(=10mm))/(초기 구멍 직경)×100…(4)
이상에 의해 얻어진 결과를 표 3에 나타낸다.
표 1에 있어서 「Others」란에는 바람직한 함유 원소의 함유량을 기재하고 있다. 표 1에 있어서, 나타난 원소 이외의 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물이다.
[표 1]
Figure pct00003
[표 2]
Figure pct00004
[표 3]
Figure pct00005
본 발명예는 모두 인장 강도 TS: 950MPa이상 1120MPa이하의 고강도이며 또한 신장 플랜지성이 우수하였다. 본 발명예는 또한, 항복 강도, 전체 신장이 우수한 강판이었다. 본 발명예는 고강도이면서 성형성도 우수한 강판이었다. 한편, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예는 특히 원하는 페라이트상 면적율 혹은 템퍼링 마텐자이트상 면적이 얻어지고 있지 않았던 비교예는 강도가 950MPa에 달하고 있지 않거나, 신장 플랜지성이 뒤떨어지고 있었다. 또, 템퍼링 마텐자이트의 경도가 본 발명 범위에서 어긋나는 비교예는 전체 신장이나 신장 플랜지성이 뒤떨어지고 있었다.

Claims (7)

  1. 질량%로, C:0.09%이상 0.17%이하, Si:0.6%이상 1.7%이하, Mn:3.5%이하,　P:0.03%이하, S:0.005%이하, Al:0.08%이하, N:0.006%이하, Ti:0.05%이하, B:0.0002%이상 0.0030%이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
    면적율에서, 페라이트상 20%미만(0% 포함), 템퍼링 마텐자이트상 75%이상(100% 포함), 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상 10%이하(0% 포함), 잔류 오스테나이트상 5%미만(0% 포함)을 포함하는 강판 조직을 갖고,
    상기 템퍼링 마텐자이트상의 비커스 경도는 280이상 340이하이고, 인장 강도는 950MPa이상 1120MPa이하인 고강도 강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 성분 조성에 부가해서, 질량%로, V:0.01%이상 0.1%이하, Mo:0.01%이상 0.2%이하에서 선택되는 1종 이상을 더 함유하는 고강도 강판.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    상기 성분 조성에 부가해서, 질량%로, REM, Sn, Sb, Mg, Ca에서 선택되는 1종 이상을 합계 0.1%이하 더 함유하는 고강도 강판.
  4. 제 1 항 내지 제 3 항 중의 어느 한 항에 있어서,
    상기 고강도 강판은 용융 도금 강판 또는 합금화 용융 도금 강판인 고강도 강판.
  5. 제 1 항 내지 제 3 항 중의 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를, 1100℃이상 1350℃이하로 하고, 거친 압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간압연을 실시하고, 상기 마무리 압연의 종료 온도 800℃이상에서 마무리 압연 종료 후, 권취 온도 580℃이하에서 권취하는 열간압연 공정과,
    다음에, 냉간압연을 실시하는 냉간압연 공정과,
    다음에, (Ac1 변태점+10)℃∼(Ac3 변태점-20)℃의 온도역을 평균 가열 속도 2.0℃/s이하에서 가열하고, 또한 (Ac1 변태점+10)℃∼(Ac3 변태점-20)℃의 온도역에서 60초 이상 유지하고, (Ac3 변태점-20)℃이상의 온도역에서 120초 이상 유지하고, (Ac3 변태점-20)℃∼Ms 변태점의 온도역을 평균 냉각 속도 20℃/s이상에서 냉각하고, 또한 (Ms 변태점-200)℃를 하회하는 온도까지 냉각하는 소둔 공정과,
    다음에, 400∼600℃의 온도역에서 500℃ 상당의 가열을 60초 이상으로 되는 조건에서 재가열하는 템퍼링 공정을 갖는 고강도 강판의 제조 방법.
  6. 제 5 항에 있어서,
    용융 도금 처리를 실시하는 용융 도금 공정을 더 갖는 고강도 강판의 제조 방법.
  7. 제 6 항에 있어서,
    합금화 처리를 실시하는 합금화 공정을 더 갖는 고강도 강판의 제조 방법.
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