KR20180095668A

KR20180095668A - 고강도 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20180095668A
Application number: KR1020187020587A
Authority: KR
Inventors: 다카시 우에노; 히로시 하세가와; 요시마사 후나카와; 요시마사 히메이; 요시카즈 스즈키
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2016-01-22
Filing date: 2017-01-20
Publication date: 2018-08-27
Also published as: US10941476B2; MX2018008975A; US20190032186A1; WO2017126678A1; CN108474074B; JPWO2017126678A1; EP3406748B1; CN108474074A; JP6237962B1; EP3406748A4; EP3406748A1; KR102159872B1

Abstract

연성 및 저온 인성이 우수한 고강도 강판과 그 제조 방법을 제공한다. 질량％ 로, C : 0.05 ∼ 0.30 ％, Si : 0.5 ∼ 2.5 ％, Mn : 0.5 ∼ 3.5 ％, P : 0.003 ∼ 0.100 ％, S : 0.02 ％ 이하, Al : 0.010 ∼ 1.5 ％ 및 N : 0.01 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과, 면적률로 10 ∼ 70 ％ 의 페라이트상과, 30 ∼ 90 ％ 의 경질 제 2 상을 포함하고, 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면에 존재하는 평균 원상당경이 200 ㎚ 이하인 탄화물을 갖는 강 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 강판으로 한다.

Description

고강도 강판 및 그 제조 방법

본 발명은, 주로 자동차 분야에서 사용되는 부품용으로 바람직한, 가공성 및 저온 인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 지구 환경 보전의 견지로부터, 자동차의 연비 향상이 중요한 과제가 되고 있다. 이것에 수반하여, 차체 재료의 고강도화에 의해 박육화를 도모하고, 차체 그 자체를 경량화하고자 하는 움직임이 활발해지고 있다. 또, 상기 용도에 있어서는 방청성도 요구되므로, 상기 용도에 사용하는 강판으로서 고강도 강판의 수요가 높아지고 있다.

그러나, 강판의 고강도화는, 가공성 및 저온 인성의 양자의 저하를 초래한다. 이 때문에, 고강도, 고가공성 및 저온 인성을 겸비한 고강도 강판의 개발이 요구되고 있는 것이 현상황이다.

이와 같은 요구에 대해, 지금까지 페라이트상, 마텐자이트 2 상강 (DP 강) 이나 잔류 오스테나이트의 변태 유기 소성을 이용한 TRIP 강 등, 여러 가지의 복합 조직형 고강도 용융 아연 도금 강판이 개발되어 왔다.

예를 들어 특허문헌 1 에는, 질량％ 로, C : 0.05 ∼ 0.3 ％, Si : 0.01 ∼ 2.5 ％, Mn : 0.5 ∼ 3.5 ％, P : 0.003 ∼ 0.100 ％, S : 0.02 ％ 이하, Al : 0.010 ∼ 1.5 ％, 또한 Ti, Nb 및 V 에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 합계로 0.01 ∼ 0.2 ％ 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 또한 면적률로, 페라이트상을 20 ∼ 87 ％, 마텐자이트와 잔류 오스테나이트를 합계로 3 ∼ 10 ％, 템퍼드 마텐자이트를 10 ∼ 60 ％ 포함하고, 상기 마텐자이트와 잔류 오스테나이트와 템퍼드 마텐자이트로 이루어지는 제 2 상의 평균 결정 입경이 3 ㎛ 이하인 마이크로 조직을 갖고, 또한 845 ㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 가공성 및 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판이 제안되어 있다. 그러나, 이 기술로 제조한 강판의 저온 인성은 낮고, 실제로는 고강도 강판으로서의 사용은 제한된다.

특허문헌 2 에는, 저온 인성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판으로서, 질량％ 로, C : 0.075 ∼ 0.400 ％, Si : 0.01 ∼ 2.00 ％, Mn : 0.80 ∼ 3.50 ％, P : 0.0001 ∼ 0.100 ％, S : 0.0001 ∼ 0.0100 ％, Al : 0.001 ∼ 2.00 ％, O : 0.0001 ∼ 0.0100 ％, N : 0.0001 ∼ 0.0100 ％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 모재 강판의 표면에 용융 아연 도금층이 형성되어 있고, 상기 모재 강판은, 판두께의 표면으로부터 1/4 두께를 중심으로 한 1/8 두께 ∼ 3/8 두께의 범위에 있어서의 강판 조직의 잔류 오스테나이트상이 체적 분율로 5 ％ 이하이고, 페라이트상이 체적 분율로 60 ％ 이하이고, 베이나이트상과 베이나이틱 페라이트상과 프레시 마텐자이트상과 템퍼드 마텐자이트상의 합계가 체적 분율로 40 ％ 이상이고, 판두께의 표면으로부터 1/4 두께를 중심으로 한 1/8 두께 ∼ 3/8 두께의 범위에 있어서의 평균 유효 결정 입경이 5.0 ㎛ 이하이고, 최대 유효 결정 입경이 20 ㎛ 이하이고, 표층부에 두께 0.01 ㎛ ∼ 10.0 ㎛ 의 탈탄층이 형성되고, 상기 탈탄층에 분산된 산화물의 밀도가 1.0 × 10¹² ∼ 1.0 × 10¹⁶ 개/㎡ 이고, 상기 산화물의 평균 입자경이 500 ㎚ 이하인 것을 특징으로 하는 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판이 제안되어 있다. 그러나, 이 기술로 제조한 강판의 연성 (가공성) 은 낮고, 실제로는 고강도 강판으로서의 사용은 제한된다.

일본 공개특허공보 2009-102715호 WO2013/047755호 공보

이상과 같이, 고강도 강판에는 우수한 연성 (EL) 및 저온 인성이 요구되지만, 종래, 고강도 강판에는, 이것들을 모두 높은 레벨로 겸비하는 것은 존재하지 않는다.

본 발명은 상기 과제를 해결하기 위해서 이루어진 것으로, 그 목적은, 연성 및 저온 인성이 우수한 고강도 강판과 그 제조 방법을 제공하는 것에 있다.

본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해서 예의 연구를 거듭하였다. 그 결과, 합금 성분과 제조 조건을 최적화하고, 페라이트상과 경질 제 2 상 계면의 탄화물의 사이즈를 제어함으로써, 연성 및 저온 인성이 우수한 고강도 강판의 제조에 성공하였다. 그 요지는 이하와 같다.

[1] 질량％ 로, C : 0.05 ∼ 0.30 ％, Si : 0.5 ∼ 2.5 ％, Mn : 0.5 ∼ 3.5 ％, P : 0.003 ∼ 0.100 ％, S : 0.02 ％ 이하, Al : 0.010 ∼ 1.5 ％ 및 N : 0.01 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과, 면적률로 10 ∼ 70 ％ 의 페라이트상과, 30 ∼ 90 ％ 의 경질 제 2 상을 포함하고, 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면에 존재하는 평균 원상당경이 200 ㎚ 이하인 탄화물을 갖는 강 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.

[2] 상기 성분 조성은, 질량％ 로, 추가로 Cr : 0.005 ∼ 2.00 ％, Mo : 0.005 ∼ 2.00 ％, V : 0.005 ∼ 2.00 ％, Ni : 0.005 ∼ 2.00 ％, Cu : 0.005 ∼ 2.00 ％ 에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는 [1] 에 기재된 고강도 강판.

[3] 상기 성분 조성은, 질량％ 로, 추가로 Ti : 0.01 ∼ 0.20 ％, Nb : 0.01 ∼ 0.20 ％ 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는 [1] 또는 [2] 에 기재된 고강도 강판.

[4] 상기 성분 조성은, 질량％ 로, 추가로 B : 0.0002 ∼ 0.01 ％ 를 함유하는 것을 특징으로 하는 [1] ∼ [3] 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

[5] 상기 성분 조성은, 질량％ 로, 추가로 Sb : 0.001 ∼ 0.05 ％, Sn : 0.001 ∼ 0.05 ％ 에서 선택되는 1 종 또는 2 종의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는 [1] ∼ [4] 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

[6] 상기 경질 제 2 상은 베이나이트와 템퍼드 마텐자이트를 포함하고, 베이나이트와 템퍼드 마텐자이트를 면적률의 합계로 10 ∼ 90 ％ 포함하는 것을 특징으로 하는 [1] ∼ [5] 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

[7] 상기 경질 제 2 상은 ?치드 마텐자이트를 포함하고, 그 ?치드 마텐자이트를 면적률로 10 ％ 이하 포함하는 것을 특징으로 하는 [1] ∼ [6] 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

[8] 상기 경질 제 2 상은 잔류 오스테나이트를 포함하고, 그 잔류 오스테나이트를 면적률로 10 ％ 이하 포함하는 것을 특징으로 하는 [1] ∼ [7] 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

[9] 상기 경질 제 2 상은 펄라이트를 포함하고, 그 펄라이트를 면적률로 3 ％ 이하 포함하는 것을 특징으로 하는 [1] ∼ [8] 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

[10] 표면에 아연 도금층을 갖는 [1] ∼ [9] 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

[11] [1] ∼ [5] 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 슬래브를, Ar₃ 변태점 이상의 마무리 압연 온도에서 압연을 종료한 후, 20 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키고 550 ℃ 이하에서 권취하는 열연 공정과, 상기 열연 공정에서 얻은 열연 강판의 표면의 산화 스케일을 산세에 의해 제거하는 산세 공정과, 상기 산세 공정 후의 산세판에 냉간 압연을 실시하는 냉연 공정과, 상기 냉연 공정에서 얻은 냉연 강판을, 500 ℃ ∼ Ac₁ 변태점의 온도역을 10 ℃/s 이상의 평균 가열 속도로, 750 ∼ 900 ℃ 의 온도까지 가열하고, (Ms 점 - 100 ℃) 의 온도까지를 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 (Ms 점 - 100 ℃) 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각시키고, 상기 가열 및 상기 냉각에 있어서 750 ∼ 900 ℃ 의 온도역의 체류 시간을 10 초 이상으로 하고, 냉각 정지 온도가 150 ℃ 미만인 경우에는, (Ms 점 - 100 ℃) 이하의 온도까지의 냉각 후에 평균 가열 속도 30 ℃/s 이상으로, 150 ℃ 이상 350 ℃ 이하의 온도로 가열하고, 150 ℃ 이상 350 ℃ 이하의 온도역에서 10 초 이상 600 초 이하의 시간 체류시키고, 냉각 정지 온도가 150 ℃ 이상인 경우에는, (Ms 점 - 100 ℃) 이하의 온도까지의 냉각 후에 평균 가열 속도 30 ℃/s 이상으로, 150 ℃ 이상 350 ℃ 이하의 온도로 가열하고, 150 ℃ 이상 350 ℃ 이하의 온도역에 10 초 이상 600 초 이하의 시간 체류시키거나 또는 (Ms 점 - 100 ℃) 이하의 온도까지의 냉각 후에 150 ℃ 이상 350 ℃ 이하의 온도역에 10 초 이상 600 초 이하의 시간 체류시키는 어닐링 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.

[12] 상기 어닐링 공정 후에, 어닐링판을 평균 가열 속도가 30 ℃/s 이상인 조건으로, 용융 아연욕 침입 판온까지 가열하고, 용융 아연 도금을 실시하는 아연 도금 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 [11] 에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

[13] 상기 아연 도금 공정은, 상기 용융 아연 도금을 실시한 후, 평균 가열 속도가 30 ℃/s 이상으로, 500 ∼ 570 ℃ 의 온도역까지 가열하고, 이 온도역의 체류 시간이 30 초 이하로 하는 조건으로 합금화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 [12] 에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 연성 및 저온 인성이 우수한 고강도 강판이 얻어진다. 본 발명의 고강도 강판을 자동차 구조 부재에 적용함으로써, 자동차의 경량화와 충돌 안전성 향상의 양립이 가능해진다. 즉, 본 발명은, 자동차 차체의 고성능화에 크게 기여한다.

도 1 은 구멍 확장 변형시의 보이드의 발생 거동을 나타내는 모식도이다.
도 2 는 저온에 있어서의 변형시의 보이드의 발생 거동을 나타내는 모식도이다.
도 3 은 조직 사진의 일례이다.

이하, 본 발명의 실시형태에 대해 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시형태로 한정되지 않는다.

본 발명의 고강도 강판 (간단히 「강판」을 말하는 경우가 있다.) 에 대해 설명한다. 강판은 특정한 성분 조성과 강 조직을 갖는다. 성분 조성, 강 조직의 순서로 설명한다.

강판의 성분 조성은, 질량％ 로, C : 0.05 ∼ 0.30 ％, Si : 0.5 ∼ 2.5 ％, Mn : 0.5 ∼ 3.5 ％, P : 0.003 ∼ 0.100 ％, S : 0.02 ％ 이하, Al : 0.010 ∼ 1.5 ％ 및 N : 0.01 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다.

또, 상기 성분 조성은, 질량％ 로, 추가로 Cr : 0.005 ∼ 2.00 ％, Mo : 0.005 ∼ 2.00 ％, V : 0.005 ∼ 2.00 ％, Ni : 0.005 ∼ 2.00 ％, Cu : 0.005 ∼ 2.00 ％ 에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상의 원소를 함유해도 된다.

또, 상기 성분 조성은, 질량％ 로, 추가로 Ti : 0.01 ∼ 0.20 ％, Nb : 0.01 ∼ 0.20 ％ 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종의 원소를 함유해도 된다.

또, 상기 성분 조성은, 질량％ 로, 추가로 B : 0.0002 ∼ 0.01 ％ 를 함유해도 된다.

또, 상기 성분 조성은, 질량％ 로, 추가로 Sb : 0.001 ∼ 0.05 ％, Sn : 0.001 ∼ 0.05 ％ 에서 선택되는 1 종 또는 2 종의 원소를 함유해도 된다.

이하, 각 성분에 대해 설명한다. 성분의 설명에 있어서의 함유량을 나타내는 「％」는 「질량％」를 의미한다.

C : 0.05 ∼ 0.30 ％

C 는 오스테나이트를 안정화시키고 경질 제 2 상을 생성하기 쉽게 하기 위해, 인장 강도를 상승시킨다. 또, C 는 조직을 복합화하여 인장 강도와 연성의 밸런스를 향상시키기 위해서 필요한 원소이다. C 함유량이 0.05 ％ 미만에서는 제조 조건의 최적화를 도모했다고 해도 경질 제 2 상이 원하는 상태가 되지 않는다. 그 결과, 590 ㎫ 이상의 인장 강도를 얻을 수 없다. 한편, C 함유량이 0.30 ％ 를 초과하면, 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면의 탄화물 입자가 조대화되고, 저온 인성 나아가서는 구멍 확장률이 저하된다. 이상으로부터, C 함유량은 0.05 ％ 이상 0.30 ％ 이하로 한다. 하한에 대해 바람직한 C 함유량은 0.06 ％ 이상이다. 상한에 대해 바람직한 C 함유량은 0.15 ％ 이하이다.

Si : 0.5 ∼ 2.5 ％

Si 는 강의 인장 강도의 상승에 유효한 원소이다. 또, Si 는 페라이트 생성 원소이며 탄화물의 생성을 억제하므로, 연성 및 저온 인성 나아가서는 구멍 확장률을 향상시킨다. 이와 같은 효과는 Si 함유량이 0.5 ％ 이상에서 확인된다. 0.5 ％ 초과가 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.6 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.8 ％ 이상이다. 이다. 단, 과잉으로 Si 를 함유하면, 페라이트상의 과도한 고용 강화에 의해 연성이 저하된다. 이 때문에, Si 함유량은 2.5 ％ 이하로 한다. 상한에 대해 바람직한 Si 함유량은 2.2 ％ 이하이다.

Mn : 0.5 ∼ 3.5 ％

Mn 은 강의 인장 강도의 상승에 유효한 원소이며, 템퍼드 마텐자이트나 베이나이트 등의 경질 제 2 상의 생성을 촉진한다. 이와 같은 효과는 Mn 함유량이 0.5 ％ 이상에서 확인된다. 단, Mn 함유량이 3.5 ％ 를 초과하면, 페라이트분율이 10 ％ 를 밑돌고, 경질 제 2 상분율이 90 ％ 를 초과하므로 연성이 저하된다. 따라서, Mn 함유량은 0.5 ％ 이상 3.5 ％ 이하로 한다. 하한에 대해 바람직한 Mn 함유량은 1.5 ％ 이상이다. 상한에 대해 바람직한 Mn 함유량은 3.0 ％ 이하이다.

P : 0.003 ∼ 0.100 ％

P 는 강의 인장 강도의 상승에 유효한 원소인 데다가, 입계의 탄화물의 성장을 억제하고, 저온 인성 나아가서는 구멍 확장률을 향상시키는 효과가 있다. 이와 같은 효과는 P 함유량이 0.003 ％ 이상에서 확인된다. 그러나, P 함유량이 0.100 ％ 를 초과하면 입계 편석에 의해 취화를 일으키고, 저온 인성이 저하된다. 따라서, P 함유량은 0.003 ％ 이상 0.100 ％ 이하로 한다.

S : 0.02 ％ 이하

S 는 MnS 등의 개재물이 되어 구멍 확장률을 저하시키는 원인이 되는 데다가, 경질 제 2 상의 생성을 촉진하는 Mn 을 소비하고 경질 제 2 상분율을 저하시킨다. 이 때문에, S 함유량은, 최대한 낮은 것이 바람직하다. 이 때문에 S 를 포함하지 않아도 된다 (0 ％ 이어도 된다). 통상, 0.0001 ％ 이상 포함되는 경우가 많다. 바람직하게는 0.0002 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.0003 ％ 이상이다. S 함유량을 0.02 ％ 이하로 하면 경질 제 2 상이 30 ％ 이상이 되는 Mn 함유량을 확보할 수 있고, 590 ㎫ 이상의 인장 강도의 강을 얻을 수 있다. 따라서, S 함유량은 0.02 ％ 이하로 한다. S 함유량의 상한은, 보다 바람직하게는 0.01 ％ 이하이다.

Al : 0.010 ∼ 1.5 ％

Al 은 탈산제로서 작용하고 강의 청정도에 유효한 원소이며 연성이나 구멍 확장률을 향상시키므로, 탈산 공정에서 첨가하는 것이 바람직하다. 이와 같은 효과는 Al 함유량이 0.010 ％ 이상에서 확인된다. 한편, Al 을 다량으로 첨가하면 탈탄층이 증가하고 590 ㎫ 이상의 인장 강도를 얻을 수 없다. 따라서 Al 함유량의 상한은 1.5 ％ 로 한다.

N : 0.01 ％ 이하

N 은 질화물을 형성하고 연성이나 구멍 확장률을 저하시키는 원인이 되므로 최대한 낮은 것이 좋다. 이 때문에 N 을 포함하지 않아도 된다 (0 ％ 이어도 된다). 통상, 0.0001 ％ 이상 포함되는 경우가 많다. 또, N 함유량을 0.01 ％ 이하로 하면 조대한 질화물이 감소되고 구멍 확장률이 향상된다. 따라서 N 함유량은 0.01 ％ 이하로 한다.

잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다. 단, 이것들의 성분 원소에 더하여, 이하의 합금 원소를 필요에 따라 첨가할 수 있다. 또한, 이하의 임의 첨가 원소의 함유량이 하한값 미만인 경우, 이것들 성분은 본 발명의 효과를 저해하지 않으므로, 불가피적 불순물로서 포함되어 있는 것으로 취급한다.

Cr : 0.005 ∼ 2.00 ％, Mo : 0.005 ∼ 2.00 ％, V : 0.005 ∼ 2.00 ％, Ni : 0.005 ∼ 2.00 ％, Cu : 0.005 ∼ 2.00 ％ 에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상

Cr, Mo, V, Ni, Cu 는 어닐링 온도로부터의 냉각시에 페라이트상이나 펄라이트의 생성을 억제하고, 경질 제 2 상의 생성을 촉진하고 강의 인장 강도를 상승시킨다. 이와 같은 효과는 Cr, Mo, V, Ni, Cu 의 적어도 1 종의 함유량을 0.005 ％ 이상으로 함으로써 확인된다. 그러나, Cr, Mo, V, Ni, Cu 의 각각의 성분 함유량이 2.00 ％ 를 초과하면 그 효과는 포화된다. 또, 상기 성분 함유량이 2.00 ％ 를 초과하면 합금 탄화물을 형성하고 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면의 탄화물 평균 원상당경이 200 ㎚ 를 웃돌고 구멍 확장률과 저온 인성이 저하된다. 따라서, 이것들 성분을 첨가하는 경우에는, Cr, Mo, V, Ni, Cu 함유량은 각각 0.005 ％ 이상 2.00 ％ 이하로 한다. 하한에 대해 Cr 함유량의 바람직한 범위는 0.05 ％ 이상이다. 하한에 대해 Mo 함유량의 바람직한 범위는 0.02 ％ 이상이다. 하한에 대해 V 함유량의 바람직한 범위는 0.02 ％ 이상이다. 하한에 대해 Ni 함유량의 바람직한 범위는 0.05 ％ 이상이다. 하한에 대해 Cu 함유량의 바람직한 범위는 0.05 ％ 이상이다. 상한에 대해 Cr, Mo, V, Ni, Cu 함유량의 바람직한 범위는 0.50 ％ 이하이다.

Ti : 0.01 ∼ 0.20 ％, Nb : 0.01 ∼ 0.20 ％ 에서 선택되는 1 종 또는 2 종

Ti, Nb 는 탄화물을 형성하고, 강을 석출 강화에 의해 인장 강도를 상승시키는데 유효한 원소이다. 이와 같은 효과는 각각 함유량을 0.01 ％ 이상으로 함으로써 확인된다. 한편, Ti, Nb 의 함유량이 각각 0.20 ％ 를 초과하면 탄화물이 조대화되고 구멍 확장률이나 저온 인성이 저하된다. 따라서, 이것들 성분을 첨가하는 경우에는, Ti, Nb 의 함유량은 각각 0.01 ％ 이상 0.20 ％ 이하로 한다. 하한에 대해 Ti, Nb 의 함유량의 바람직한 범위는 0.02 ％ 이상이다. 상한에 대해 Ti, Nb 의 함유량의 바람직한 범위는 0.05 ％ 이하이다.

B : 0.0002 ∼ 0.01 ％

B 는 오스테나이트상 입계로부터의 페라이트상의 생성을 억제하고 강도를 상승시키는 작용을 갖는 데다가, 입계의 탄화물의 성장을 억제하고 구멍 확장률과 저온 인성을 향상시킨다. 그 효과는 B 함유량을 0.0002 ％ 이상으로 함으로써 얻어진다. 한편, B 함유량이 0.01 ％ 를 초과하면 구오스테나이트 입계에 Fe₂B 가 석출되므로 취화를 일으키고, 저온 인성을 열화시킨다. 따라서, B 를 첨가하는 경우에는, B 함유량은 0.0002 ％ 이상 0.01 ％ 이하로 한다. 하한에 대해 B 의 바람직한 범위는 0.0005 ％ 이상이다. 상한에 대해 B 의 바람직한 범위는 0.0050 ％ 이하이다.

Sb : 0.001 ∼ 0.05 ％, Sn : 0.001 ∼ 0.05 ％

Sb, Sn 은 입계의 탄화물의 성장을 억제하고, 저온 인성 나아가서는 구멍 확장률을 높인다. 그 효과는 0.001 ％ 이상에서 얻어진다. 한편, 이것들 원소의 함유량이 각각 0.05 ％ 를 초과하면 입계 편석에 의해 취화를 일으키고, 저온 인성이 열화된다. 따라서, Sb 나 Sn 을 첨가하는 경우에는, Sb, Sn 함유량은 각각 0.001 ％ 이상 0.05 ％ 이하로 한다. 하한에 대해 Sb, Sn 의 바람직한 범위는 0.015 ％ 이상이다. 상한에 대해 Sb, Sn 의 바람직한 범위는, 0.04 ％ 이하이다.

계속해서, 강판의 강 조직에 대해 설명한다. 강 조직은, 면적률로 10 ∼ 70 ％ 의 페라이트상과, 30 ∼ 90 ％ 의 경질 제 2 상을 포함하고, 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면에 존재하는 탄화물의 평균 원상당경이 200 ㎚ 이하이다.

페라이트상의 면적률 : 10 ∼ 70 ％

페라이트상의 면적률이 10 ％ 미만이면 연성이 저하되기 때문에 10 ％ 이상으로 한다. 페라이트상의 면적률이 70 ％ 를 초과하면 인장 강도가 저하되므로 70 ％ 이하로 한다. 하한에 대해 바람직한 페라이트량은 20 ％ 이상이다. 상한에 대해 바람직한 페라이트량은 60 ％ 이하이다. 상기 면적률은 실시예에 기재된 방법으로 측정한 값을 채용한다.

경질 제 2 상의 면적률 : 30 ∼ 90 ％

경질 제 2 상의 면적률이 30 ％ 미만이면 인장 강도가 저하되므로 30 ％ 이상으로 한다. 경질 제 2 상의 면적률이 90 ％ 를 초과하면 연성이 저하되므로 90 ％ 이하로 한다. 경질 제 2 상이란, 베이나이트, 템퍼드 마텐자이트, ?치드 마텐자이트, 잔류 오스테나이트, 펄라이트를 의미하고, 경질 제 2 상의 면적률은 이것들 상의 합계 면적률을 의미한다. 또, 경질 제 2 상과 페라이트상을 합계로 95 ％ 이상 포함하는 것이 바람직하다.

이하에, 경질 제 2 상의 바람직한 범위에 대해 설명한다. 이하의 경질 제 2 상이 이하의 상으로 구성되는 경우, 각각의 상의 조건에 의해 하기의 효과가 얻어진다. 또, 모든 조건을 만족하는 경우, 신장 플랜지성이 우수한 경향이 있다. 또한, 하기의 경질 제 2 상의 면적률은 조직 전체를 100 ％ 로 했을 때의 면적률이다.

베이나이트와 템퍼드 마텐자이트의 합계의 면적률 : 10 ∼ 90 ％

베이나이트와 템퍼드 마텐자이트는 강의 인장 강도를 상승시킨다. 또, 이것들의 조직은, ?치드 마텐자이트에 비해 페라이트상과의 경도차가 낮고 구멍 확장률에 대한 악영향이 작으며, 현저한 구멍 확장률의 저하 없이 인장 강도를 확보할 수 있는 유효한 상이다. 베이나이트와 템퍼드 마텐자이트의 면적률이 10 ％ 미만에서는 높은 인장 강도의 확보가 곤란해지는 경우가 있다. 한편, 90 ％ 를 초과하면 연성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, 베이나이트와 템퍼드 마텐자이트의 합계의 면적률은 10 ％ 이상 90 ％ 이하로 한다. 하한에 대해 보다 바람직한 합계 면적률은 15 ％ 이상이다. 더욱 바람직하게는 20 ％ 이상이다. 상한에 대해 보다 바람직한 합계 면적률은 80 ％ 이하이다. 더욱 바람직하게는 70 ％ 이하이다. 상기 면적률은 실시예에 기재된 방법으로 측정한 값을 채용한다.

?치드 마텐자이트의 면적률이 10 ％ 이하

?치드 마텐자이트는 강의 인장 강도의 상승에는 유효하게 작용한다. 그러나, ?치드 마텐자이트는, 페라이트상과의 경도차가 크기 때문에, 면적률이 10 ％ 를 초과하여 과잉으로 존재하면 보이드의 발생 사이트가 증가하고 구멍 확장률이 저하된다. 따라서, ?치드 마텐자이트의 면적률은 10 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 8 ％ 이하이다. ?치드 마텐자이트를 전혀 포함하지 않고 면적률이 0 ％ 이어도 본 발명의 효과에는 영향을 미치지 않아 문제 없다. 상기 면적률은 실시예에 기재된 방법으로 측정한 값을 채용한다.

잔류 오스테나이트의 면적률 : 10 ％ 이하

잔류 오스테나이트는 강의 인장 강도의 상승에 기여할 뿐만 아니라, 강의 연성 향상에 유효하게 작용한다. 이 효과를 얻기 위해서는 1 ％ 이상의 함유가 보다 바람직하다. 더욱 바람직하게는 2 ％ 이상이다. 그러나, 구멍 확장 시험의 타발시에, 단면 (端面) 근방의 잔류 오스테나이트는 변형으로 유기되어 마텐자이트로 변태되고, 그 마텐자이트와 페라이트상의 경도차가 크기 때문에, 면적률이 10 ％ 를 초과하여 과잉으로 존재하면 보이드의 발생 사이트가 증가하고 구멍 확장률을 저하시킨다. 따라서, 잔류 오스테나이트상의 면적률은 10 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 8 ％ 이하이다. 또, 구멍 확장률을 개선하는 관점에서는 잔류 오스테나이트의 면적률은 5 ％ 미만이 바람직하다. 잔류 오스테나이트를 전혀 포함하지 않고 면적률이 0 ％ 이어도 본 발명의 효과에는 영향을 미치지 않아 문제 없다. 상기 면적률은 실시예에 기재된 방법으로 측정한 체적률을 면적률로 간주하여 채용한다.

펄라이트의 면적률 : 3 ％ 이하

페라이트상, 베이나이트, 템퍼드 마텐자이트, ?치드 마텐자이트, 잔류 오스테나이트 이외의 상으로는, 펄라이트를 포함할 수 있다. 강판의 강 조직이 상기를 만족하면, 본 발명의 목적을 달성할 수 있다. 그러나 펄라이트의 면적률이 3 ％ 를 초과하여 과잉으로 존재하면, 보이드의 발생 사이트가 증가하고 구멍 확장률이 저하된다. 따라서, 펄라이트의 면적률은 3 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 1 ％ 이하이다. 펄라이트를 전혀 포함하지 않고 면적률이 0 ％ 이어도 본 발명의 효과에는 영향을 미치지 않아 문제 없다. 상기 면적률은 실시예에 기재된 방법으로 측정한 값을 채용한다.

페라이트상과 경질 제 2 상의 계면에 존재하는 탄화물 (세멘타이트) 의 평균 원상당경이 200 ㎚ 이하

페라이트상과 경질 제 2 상의 경도차가 클수록, 타발시나 구멍 확장시의 그것들의 변형능의 차 때문에 연질상과 경질상의 계면으로부터 보이드가 발생하고, 구멍 확장률은 저하된다고 생각된다. 따라서 경질 제 2 상인 마텐자이트나 베이나이트의 템퍼링에 의해 경도차를 저감시킴으로써 구멍 확장률을 향상시킬 수 있는 것이 알려져 있다. 그러나, 동일한 경도차이어도 템퍼링의 과정에서 석출된 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면에 조대한 탄화물이 있으면, 그곳에 응력이 집중하고, 도 1 에 나타내는 바와 같이 변형시의 보이드의 발생을 촉진하기 때문에, 구멍 확장률은 저하된다 (도 1(a)). 또, 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면에 존재하는 탄화물의 평균 원상당경을 200 ㎚ 이하로 함으로써 변형시의 응력 집중을 억제하고 구멍 확장률을 향상시킬 수 있다 (도 1(b)). 또한, 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면에 존재하는 탄화물의 평균 원상당경을 200 ㎚ 이하로 하는 것은 저온 인성을 향상시키는 효과도 있다. 저온에 있어서의 변형에서는, 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면에 존재하는 탄화물 입자는, 도 2 에 나타내는 바와 같이 페라이트상이나 경질 제 2 상의 계면에서 박리됨으로써, 페라이트상이나 경질 제 2 상의 벽개를 유발하고 취성 파괴를 촉진한다 (도 2(a)). 그래서, 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면에 존재하는 탄화물의 평균 원상당경을 200 ㎚ 이하로 함으로써, 탄화물 입자와 페라이트상이나 경질 제 2 상의 계면에서 박리가 억제되고 저온 인성이 향상된다 (도 2(b)). 따라서, 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면에 존재하는 탄화물의 원상당경은 짧을수록 구멍 확장률 및 저온 인성에 유효하게 작용하기 때문에 200 ㎚ 이하로 한다. 바람직하게는 상기 평균 원상당경은 100 ㎚ 이하이고, 탄화물이 존재하지 않는 것이 가장 바람직하다. 또, 탄화물은 세멘타이트와 같은 철계 탄화물뿐만 아니라, Cr, Mo, V, Ti, Nb 등의 합금 탄화물을 포함해도 된다. 상기 평균 원상당경은 실시예에 기재된 방법으로 측정한 값을 채용한다. 또한, 강판의 판면에 대해 평행하게 판두께 방향으로 1/4 t (전체 두께 t) 의 위치까지 기계 연마 후, 전해 연마로 강판 조직을 드러내고, C 증착막에 의해 표면의 요철을 전사시킨 추출 레플리카의 TEM (투과형 전자 현미경) 을 사용하여 촬영한 조직 사진에 있어서, 페라이트상과 경질 제 2 상의 사이에 존재하는 페라이트상과도 경질 제 2 상과도 콘트라스트가 상이한 띠상 부분이, 페라이트상의 경질 제 2 상의 계면이다 (도 3 참조). 전해 연마로 드러난 경질 제 2 상과 페라이트상은 강판 상에서 고저차가 있으므로, 그것들 사이의 경사진 부분이 계면이고, 추출 레플리카의 TEM 사진에서는 띠상 부분에 대응한다. 또 「계면에 존재한다」란, 상기 조직 사진에 있어서 띠상으로 보이는 계면에 탄화물이 적어도 접하고 있는 것을 의미한다.

상기 강판의 표면에 아연 도금층이 형성되어 있어도 된다. 계속해서, 아연 도금층에 대해 설명한다. 합금화 처리를 실시하지 않은 아연 도금 강판 (GI) 의 아연 도금층 중의 Fe ％ 는 3 질량％ 이하가 바람직하다. 합금화 처리를 실시하는 합금화 아연 도금 강판 (GA) 아연 도금층 중의 Fe ％ 는 7 ∼ 15 질량％ 가 바람직하다.

＜고강도 강판의 제조 방법＞

본 발명의 제조 방법은, 열연 공정과, 산세 공정과, 냉연 공정과, 어닐링 공정을 갖는다.

열연 공정이란, 상기 성분 조성을 갖는 슬래브를, Ar₃ 변태점 이상의 마무리 압연 온도에서 압연을 종료한 후, 20 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키고 550 ℃ 이하에서 권취하는 공정이다. 또한, Ar₃ 변태점은, 포마스터에 의해 측정하였다.

상기 성분 조성으로 조정한 강을 전로 등에서 용제하고, 연속 주조법 등으로 슬래브로 한다. 사용하는 슬래브는, 성분의 매크로 편석을 방지하기 위해서 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하다. 또, 사용하는 슬래브는 조괴법, 박슬래브 주조법으로 제조해도 된다. 또, 슬래브를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각시키고, 그 후 다시 가열하는 종래법에 더하여, 실온까지 냉각시키지 않고, 온편인 채로 가열로에 장입하거나, 혹은 약간의 보열을 행한 후에 즉시 압연하는 직송 압연·직접 압연 등의 에너지 절약 프로세스도 문제 없이 적용할 수 있다.

슬래브 가열 온도 : 1100 ℃ 이상 (적합 조건)

열연 공정에서 사용하는 슬래브를 가열해도 된다. 가열하는 경우, 슬래브 가열 온도는, 저온 가열이 에너지적으로는 바람직하다. 가열 온도가 1100 ℃ 미만에서는, 탄화물을 충분히 용해할 수 없고, 연속 어닐링 후에 있어서도 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면에 200 ㎚ 초과의 평균 원상당경의 탄화물이 잔존하고 구멍 확장률과 저온 인성을 저하시킨다. 또한 산화 중량의 증가에 따른 스케일 로스의 증대 등에서, 슬래브 가열 온도는 1300 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 슬래브 가열 온도를 낮게 해도 열간 압연시의 트러블을 방지하는 것 등의 관점에서, 시트 바를 가열하는, 이른바 시트 바 히터를 활용해도 된다.

마무리 압연 종료 온도 : Ar₃ 점 (Ar₃ 변태점) 이상

마무리 압연 종료 온도가 Ar₃ 점 미만에서는, 압연 중에 α 와 γ 가 생성되어, 그 후의 냉각 및 권취 처리시에 펄라이트가 발생한다. 그 펄라이트 중에 포함되는 세멘타이트가 나중의 어닐링 공정에 있어서의 750 ∼ 900 ℃ 의 온도역에서의 체류 후에도 녹지 않고 남는다. 그 결과 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면에 존재하는 세멘타이트의 입자 길이가 200 ㎚ 초과가 되어 구멍 확장률 및 저온 인성이 저하된다. 이 때문에, 마무리 압연 온도는 Ar₃ 점 이상으로 한다. 또한, 마무리 압연 종료 온도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 나중의 권취 온도까지의 냉각이 곤란해지므로 1000 ℃ 이하가 바람직하다. 여기서 Ar₃ 점이란 냉각시에 페라이트 변태가 개시되는 온도이다.

평균 냉각 속도 : 20 ℃/s 이상

마무리 압연 후의 평균 냉각 속도를 20 ℃/s 이상으로 함으로써 열연 강판의 조직은 베이나이트 주체로 균일한 조직이 되기 때문에 세멘타이트가 생성되기 어려워진다. 그 결과, 최종적으로, 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면의 탄화물의 평균 원상당경은 200 ㎚ 이하가 되고, 구멍 확장률과 저온 인성이 향상된다. 평균 냉각 속도가 20 ℃/s 를 밑돌면 강 중에 펄라이트가 발생하고, 그 펄라이트 중에 포함되는 세멘타이트가 나중의 750 ∼ 900 ℃ 의 온도역에서의 체류 후에도 녹지 않고 남는다. 그 결과 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면에 존재하는 탄화물의 평균 원상당경이 200 ㎚ 초과가 되어 구멍 확장률 및 저온 인성이 저하된다. 이 때문에 평균 냉각 속도는 20 ℃/s 이상으로 한다. 또한, 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 권취까지 550 ℃ 이하로 냉각시키는 것이 곤란해지므로 50 ℃/s 이하가 바람직하다.

권취 온도 : 550 ℃ 이하

권취 온도를 550 ℃ 이하로 함으로써 열연 강판의 조직은 베이나이트 주체로 균일한 조직이 되기 때문에 세멘타이트가 생성되기 어려워진다. 그 결과, 최종적으로, 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면의 탄화물의 평균 원상당경은 200 ㎚ 이하가 되어 구멍 확장률과 저온 인성이 향상된다. 권취 온도가 550 ℃ 를 초과하면 강 중에 펄라이트가 발생하고, 그 펄라이트 중에 포함되는 세멘타이트가 나중의 750 ∼ 900 ℃ 의 온도역에서의 체류 후에도 녹지 않고 남는다. 그 결과 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면에 존재하는 세멘타이트의 입자 길이가 200 ㎚ 초과가 되어 구멍 확장률 및 저온 인성이 저하된다. 이 때문에 권취 온도는 550 ℃ 이하로 한다. 권취 온도가 300 ℃ 미만이면 권취 온도의 제어가 어렵고 온도 불균일이 발생하기 쉬워지고, 그 결과, 냉간 압연성이 저하되는 것 등의 문제가 발생하는 경우가 있다. 따라서 권취 온도는 300 ℃ 이상이 바람직하다. 이 범위에서 권취 온도를 제어해도 열연 강판 중에 세멘타이트는 잔존할 가능성이 있지만, 잔존한 세멘타이트는 나중의 750 ∼ 900 ℃ 의 온도역에서의 체류에 의해 오스테나이트상 중에 용해시킬 수 있다.

또한, 본 발명에 있어서의 열간 압연에서는, 열간 압연시의 압연 하중을 저감시키기 위해서 마무리 압연의 일부 또는 전부를 윤활 압연으로 해도 된다. 윤활 압연을 실시하는 것은, 강판 형상의 균일화, 재질의 균일화의 관점에서도 유효하다. 윤활 압연시의 마찰 계수는 0.25 ∼ 0.10 의 범위로 하는 것이 바람직하다. 또, 서로 전후하는 시트 바끼리를 접합하고, 연속적으로 마무리 압연하는 연속 압연 프로세스로 하는 것이 바람직하다. 연속 압연 프로세스를 적용하는 것은, 열간 압연의 조업 안정성의 관점에서도 바람직하다.

이어서 산세 공정을 실시한다. 산세 공정이란, 열연 공정에서 얻은 열연 강판의 표면의 산화 스케일을 산세에 의해 제거하는 공정이다. 산세 조건은 특별히 한정되지 않고, 적절히 설정하면 된다.

이어서 냉연 공정을 실시한다. 냉연 공정이란, 산세 공정 후의 산세판에 냉간 압연을 실시하는 공정이다. 냉간 압연 조건은 특별히 한정되지 않고, 예를 들어 원하는 판두께 등의 관점에서 압하율 등의 조건을 결정하면 된다. 본 발명에서는, 냉간 압연의 압하율은 30 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

이어서 어닐링 공정을 실시한다. 어닐링 공정이란, 냉연 공정에서 얻은 냉연 강판을, 500 ℃ ∼ Ac₁ 변태점의 온도역을 10 ℃/s 이상의 평균 가열 속도로, 750 ∼ 900 ℃ 의 온도까지 가열하고, (Ms 점 - 100 ℃) 의 온도까지를 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 (Ms 점 - 100 ℃) 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각시키고, 상기 가열 및 상기 냉각에 있어서 750 ∼ 900 ℃ 의 온도역의 체류 시간을 10 초 이상으로 하고, 냉각 정지 온도가 150 ℃ 미만인 경우에는, (Ms 점 - 100 ℃) 이하의 온도까지의 냉각 후에 평균 가열 속도 30 ℃/s 이상으로, 150 ℃ 이상 350 ℃ 이하의 온도로 가열하고, 150 ℃ 이상 350 ℃ 이하의 온도역에서 10 초 이상 600 초 이하의 시간 체류시키고, 냉각 정지 온도가 150 ℃ 이상인 경우에는, (Ms 점 - 100 ℃) 이하의 온도까지의 냉각 후에 평균 가열 속도 30 ℃/s 이상으로, 150 ℃ 이상 350 ℃ 이하의 온도로 가열하고, 150 ℃ 이상 350 ℃ 이하의 온도역에 10 초 이상 600 초 이하의 시간 체류시키거나 또는 (Ms 점 - 100 ℃) 이하의 온도까지의 냉각 후에 150 ℃ 이상 350 ℃ 이하의 온도역에 10 초 이상 600 초 이하의 시간 체류시키는 공정이다. 또한, Ac₁ 변태점은 포마스터 시험에 의해 측정하였다.

500 ℃ ∼ Ac₁ 변태점의 온도역에 있어서의 평균 가열 속도 : 10 ℃/s 이상

본 발명의 강에 있어서의 재결정 온도역인 500 ℃ 로부터 Ac₁ 변태점의 온도역에 있어서 평균 가열 속도를 10 ℃/s 이상으로 함으로써, 가열 승온시의 페라이트 재결정이 억제되고, Ac₁ 변태점 이상에서 생성되는 γ (오스테나이트) 가 미세화되기 때문에, 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면이 증가한다. 이로써, 탄화물의 생성 사이트가 증가하고, 탄화물의 평균 원상당경이 200 ㎚ 이하가 되어 구멍 확장률과 저온 인성이 향상된다. 평균 가열 속도가 10 ℃/s 미만에서는, 가열 승온시에 페라이트상의 재결정의 진행이 이루어지고, Ac₁ 변태점 이상에서 생성되는 γ 가 조대화되어 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면이 감소함으로써 탄화물의 생성 사이트가 감소한다. 그 결과, 탄화물의 평균 원상당경이 200 ㎚ 를 초과하고 구멍 확장률과 저온 인성이 저하된다. 바람직한 평균 가열 속도는 20 ℃/s 이상이다. 또한, 상기 평균 가열 속도의 상한은 특별히 한정되지 않는다. 평균 가열 속도가 100 ℃/s 이상에서는 효과가 포화되는 데다가 비용 상승으로 이어지므로 100 ℃/s 이하가 바람직하다. 또, Ac₁ 이란 가열시에 오스테나이트가 생성되기 시작하는 온도이다.

가열 온도 : 750 ∼ 900 ℃

가열 온도가 750 ℃ 미만에서는, 어닐링시의 오스테나이트상의 생성이 불충분해지고, 어닐링 냉각 후에 충분한 양의 경질 제 2 상을 확보할 수 없게 되어 강도가 저하된다. 또, 가열 온도가 750 ℃ 미만에서는, 강 중에 잔존하는 세멘타이트를 오스테나이트상 중에 용해시킬 수 없고, 그 결과 페라이트상과 경질 제 2 상 계면의 세멘타이트의 평균 원상당경이 200 ㎚ 를 초과한다. 그 결과, 이 세멘타이트가 파괴의 기점이 되어 구멍 확장률 및 저온 인성이 저하된다. 한편, 가열 온도가 900 ℃ 를 초과하면, 페라이트상이 10 ％ 미만이 되어 연성이 저하된다. 따라서, 750 ∼ 900 ℃ 의 범위로 한다. 또한, Ac₁ 변태점으로부터 상기 가열 온도까지의 평균 가열 속도는 특별히 한정되지 않는다. 대략 5 ℃/s 이하이다.

(Ms 점 - 100 ℃) 의 온도까지가 평균 냉각 속도 : 10 ℃/s 이상

(Ms 점 - 100 ℃) 의 온도까지가 평균 냉각 속도가 10 ℃/s 미만에서는 페라이트상이나 펄라이트가 생성되고, 인장 강도, 연성 및 구멍 확장률이 저하된다. 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 규정되지 않지만, 평균 냉각 속도가 지나치게 빠르면 강판 형상이 악화되거나, 냉각 도달 온도의 제어가 곤란해지거나 하므로, 바람직하게는 200 ℃/s 이하로 한다. 또한, 냉각 개시 온도는, 특별히 한정되지 않고, 통상, 상기 가열 온도이지만 750 ℃ 부터 개시하면 문제가 없다.

냉각 정지 온도 : (Ms 점 - 100 ℃) 이하

냉각 정지시에는 오스테나이트상의 일부가 마텐자이트 및 베이나이트로 변태되고, 나머지는 미변태의 오스테나이트상이 된다. 그 후의 냉각 정지 온도 혹은 150 ℃ ∼ 350 ℃ 의 온도역에서의 체류, 또는 도금·합금화 처리 후, 실온까지의 냉각에 의해 마텐자이트는 템퍼드 마텐자이트가 되고, 베이나이트는 템퍼링되고, 미변태 오스테나이트상은 베이나이트, 잔류 오스테나이트 또는 ?치드 마텐자이트가 된다. 냉각 정지 온도가 낮고 Ms 점 (Ms 점 : 오스테나이트의 마텐자이트 변태가 개시되는 온도) 으로부터의 과랭도가 클수록, 냉각 중에 생성되는 마텐자이트량이 증가하고, 미변태 오스테나이트량이 감소한다. 이 때문에, 냉각 정지 온도의 제어는, 최종적인 ?치드 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트와, 베이나이트 및 템퍼드 마텐자이트의 면적률과 관계된다. 따라서, Ms 점과 냉각 정지 온도의 온도차가 중요하고, 냉각 정지 온도 제어의 지표로서 Ms 점을 사용하기로 한다. 냉각 정지 온도를 (Ms 점 - 100 ℃) 이하의 온도로 하면, 냉각시의 마텐자이트 변태가 충분히 진행되고, 최종적으로, 베이나이트와 템퍼드 마텐자이트의 면적률이 30 ∼ 90 ％ 가 되고, 구멍 확장률이 향상된다. 냉각 정지 온도가 (Ms 점 - 100 ℃) 보다 높은 온도에서는, 냉각 정지시의 마텐자이트 변태가 불충분하고 미변태 오스테나이트량이 많아지고, 최종적으로, ?치드 마텐자이트 또는 잔류 오스테나이트가 10 ％ 초과 생성되고, 구멍 확장률이 저하된다. 따라서 냉각 정지 온도는 (Ms 점 - 100 ℃) 이하의 온도로 한다. 냉각 정지 온도의 하한은 특별히 규정되지 않는다. 냉각 정지 온도가 (Ms 점 - 200 ℃) 를 밑돌면 냉각 중의 마텐자이트 변태가 거의 완료되어 최종적으로 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않고 TRIP 효과에 의한 연성의 향상을 기대할 수 없다. 이 때문에, 냉각 정지 온도는 (Ms 점 - 200 ℃) 이상이 바람직하다. 또한, Ms 점은, 어닐링으로부터의 냉각시의 강판의 체적 변화를 측정하고, 그 선팽창 계수의 변화로부터 구할 수 있다. Ms 점은 어닐링 온도와 냉각 속도에 의해 바뀌기 때문에, 각각의 수준마다 측정한다.

체류 시간 : 10 초 이상

상기 가열 및 냉각에 있어서, 750 ∼ 900 ℃ 의 체류 시간이 10 초 미만에서는, 어닐링시의 오스테나이트상의 생성이 불충분해지고, 어닐링 냉각 후에 충분한 양의 경질 제 2 상을 확보할 수 없게 된다. 또, 체류 시간이 10 초 미만에서는, 강 중에 잔존하는 세멘타이트를 오스테나이트상 중에 용해시킬 수 없고, 그 결과 페라이트상과 경질 제 2 상 계면의 세멘타이트의 평균 원상당경이 200 ㎚ 를 초과한다. 이 세멘타이트가 파괴의 기점이 되어 구멍 확장률 및 저온 인성이 저하된다. 따라서, 체류 시간은 10 초 이상으로 한다. 체류 시간의 상한은 특별히 규정되지 않지만, 600 초 이상의 체류는 효과가 포화되므로 체류 시간은 600 초 미만이 바람직하다.

상기 냉각 후의 제조 조건에 대해 냉각 정지 온도가 150 ℃ 미만인 경우와, 냉각 정지 온도가 150 ℃ 이상인 경우로 나누어 설명한다. 냉각 정지 온도가 150 ℃ 미만인 경우에는, (Ms 점 - 100 ℃) 이하의 온도까지의 냉각 후에 평균 가열 속도 30 ℃/s 이상으로, 150 ℃ 이상 350 ℃ 이하의 온도로 가열하고, 150 ℃ 이상 350 ℃ 이하의 온도역에서 10 초 이상 600 초 이하의 시간 체류시킨다. 냉각 정지 온도가 150 ℃ 이상인 경우에는, (Ms 점 - 100 ℃) 이하의 온도까지의 냉각 후에 평균 가열 속도 30 ℃/s 이상으로, 150 ℃ 이상 350 ℃ 이하의 온도로 가열하고, 150 ℃ 이상 350 ℃ 이하의 온도역에 10 초 이상 600 초 이하의 시간 체류시키거나 또는 (Ms 점 - 100 ℃) 이하의 온도까지의 냉각 후에 150 ℃ 이상 350 ℃ 이하의 온도역에 10 초 이상 600 초 이하의 시간 체류시킨다. 각 조건의 설명은 이하와 같다.

냉각 후의 평균 가열 속도 : 30 ℃/s 이상

중요한 것은 냉각 후에, 150 ℃ ∼ 350 ℃ 의 온도역에 일정 시간 체류시켜, 냉각시에 생성된 마텐자이트와 베이나이트를 템퍼링시키는 것이다. 재가열하는 경우에, 상기 온도역까지의 평균 가열 속도가 30 ℃/s 미만에서는, 가열 중에, 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면에 탄화물이 석출되고, 그 후의 체류에서 탄화물의 성장이 촉진되고, 최종적으로, 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면의 탄화물의 평균 원상당경이 200 ㎚ 를 초과하고, 구멍 확장성 및 저온 인성이 저하된다. 평균 가열 속도가 30 ℃/s 이상이면, 가열 중에는 계면의 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면에 탄화물이 석출되지 않고, 최종적으로, 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면의 탄화물의 평균 원상당경은 200 ㎚ 이하가 되어 구멍 확장률 및 저온 인성은 향상된다. 따라서, 냉각 정지 후의 재가열시의 평균 가열 속도는 30 ℃/s 이상으로 한다. 또, 평균 가열 속도의 상한은 특별히 한정되지 않고 재가열 온도를 150 ℃ ∼ 350 ℃ 의 온도역으로 제어하는 것이 곤란해지므로 200 ℃/s 이하가 바람직하다. 또한, 재가열을 실시하는지는 상기와 같이 임의이며, 냉각 정지 온도가 150 ∼ 350 ℃ 의 온도역인 경우에는, 재가열하지 않아도 상기 온도역에 체류되므로, 탄화물의 성장을 억제할 수 있고 구멍 확장성 및 저온 인성이 향상된다.

150 ∼ 350 ℃ 의 온도역에 체류

(Ms 점 - 100 ℃) 이하의 온도까지의 냉각 후, 150 ∼ 350 ℃ 의 온도역에서의 강판을 체류시킨다. 체류 또는 그 후의 도금·합금화 처리로, 냉각시에 생성된 마텐자이트는 템퍼드 마텐자이트가 되고, 베이나이트는 템퍼링되고, 미변태 γ 의 일부가 베이나이트 변태된다. 베이나이트 및 템퍼드 마텐자이트는, 페라이트상과의 경도차가 낮기 때문에 구멍 확장률이 향상된다. 또한 이 150 ∼ 350 ℃ 의 온도역에서의 체류 및 그 후의 도금·합금화에서는 템퍼링에 수반하여 탄화물이 석출된다. 온도역의 하한이 150 ℃ 미만이 되면, 마텐자이트의 템퍼링이 불충분하고 페라이트상과의 경도차가 높아지고 구멍 확장률이 저하된다. 한편, 상기 온도역의 상한이 350 ℃ 를 초과하면, 템퍼링에 수반하여 탄화물이 조대화되고, 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면의 탄화물의 평균 원상당경이 200 ㎚ 를 웃돌고 구멍 확장률과 저온 인성이 저하된다. 따라서 150 ∼ 350 ℃ 의 온도역에 체류시킨다. 또한, 본 조건의 기술적 의의는, 냉각 정지 온도가 150 ℃ 미만인 경우도 150 ℃ 이상인 경우도 동일하다.

150 ∼ 350 ℃ 의 온도역의 체류 시간 : 10 ∼ 600 초

체류 시간이 10 초 미만에서는 마텐자이트의 템퍼링이 불충분하고 페라이트상과의 경도차가 높아지고 구멍 확장률이 저하된다. 따라서, 신장 플랜지성의 관점에서는 체류 시간은 10 초 이상이 바람직하다. 한편 체류 시간이 600 초를 초과하면, 템퍼링에 수반하여 탄화물이 조대화되고, 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면의 탄화물의 평균 원상당경이 200 ㎚ 를 웃돌고 구멍 확장률과 저온 인성이 저하된다. 따라서 600 초 이하로 한다. 하한에 대해 바람직하게는 20 초 이상이다. 상한에 대해 바람직하게는 500 초 이하로 한다. 또한, 본 조건의 기술적 의의는, 냉각 정지 온도가 150 ℃ 미만인 경우도 150 ℃ 이상인 경우도 동일하다.

강판 표면에 아연 도금층을 형성하는 경우에는, 추가로 어닐링 공정 후에, 어닐링판을 평균 가열 속도가 30 ℃/s 이상인 조건으로, 용융 아연욕 침입 판온까지 가열하고, 용융 아연 도금을 실시하는 아연 도금 공정을 실시한다.

도금 처리에 대해서는, 하기의 평균 가열 속도 이외의 조건은 특별히 한정되지 않는다. 예를 들어, 아연 도금 강판 제조는 0.12 ∼ 0.22 질량％, 합금화 아연 도금 강판 제조시는 0.12 ∼ 0.17 질량％ 의 용해 Al 량의 도금욕에 (욕온 440 ∼ 500 ℃) 강판을 침입시켜 실시하고, 가스 와이핑 등으로 부착량을 조정한다. 또, 합금화 아연 도금 처리는, 부착량 조정 후, 하기의 평균 가열 속도로, 500 ∼ 570 ℃ 까지 가열하고, 30 초 이하 체류시킨다.

용융 아연욕 침입 판온까지의 평균 가열 속도를 30 ℃/s 이상

용융 아연욕 침입 판온 (통상 440 ∼ 500 ℃) 까지의 평균 가열 속도가 30 ℃/s 미만에서는, 가열 중에 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면에 탄화물이 석출되고, 그 후의 아연욕 침입시에 탄화물의 성장이 촉진되고, 최종적으로, 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면의 탄화물의 평균 원상당경이 200 ㎚ 를 초과하고, 구멍 확장성 및 저온 인성이 저하된다. 평균 가열 속도가 30 ℃/s 이상이면, 가열 중에는 계면의 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면에 탄화물이 석출되지 않고, 최종적인 조직의 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면의 탄화물의 평균 원상당경은 200 ㎚ 이하가 되고 구멍 확장률 및 저온 인성은 향상된다.

500 ∼ 570 ℃ 의 온도역까지의 평균 가열 속도를 30 ℃/s 이상

합금화 처리를 실시하는 경우, 합금화 처리의 가열 온도인 500 ∼ 570 ℃ 의 온도역까지의 평균 가열 속도가 30 ℃/s 미만에서는, 가열 중에 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면에 탄화물이 석출되고, 그 후의 합금화 처리시에 탄화물의 성장이 촉진되고, 최종적으로, 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면의 탄화물의 평균 원상당경이 200 ㎚ 를 초과하고, 구멍 확장성 및 저온 인성이 저하된다. 평균 가열 속도가 30 ℃/s 이상이면, 가열 중에는 계면의 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면에 탄화물이 석출되지 않고, 최종적인 조직의 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면의 탄화물의 평균 원상당경은 200 ㎚ 이하가 되고 구멍 확장률 및 저온 인성은 향상된다.

500 ∼ 570 ℃ 의 온도역의 체류 시간을 30 초 이하

500 ∼ 570 ℃ 의 온도역의 체류 시간이 30 초를 초과하면 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면의 탄화물의 평균 원상당경이 200 ㎚ 를 초과하고, 구멍 확장성 및 저온 인성이 저하된다. 따라서 체류 시간은 30 초 이하로 한다. 체류 시간의 하한은 특별히 한정되지 않고, 1 초 미만이면 합금화가 곤란하므로 1 초 이상이 바람직하다.

또한, 열처리 후의 냉연 강판, 아연 도금 강판 또는 합금화 아연 도금 강판에는, 형상 교정, 표면 조도 등의 조정을 위해 조질 압연을 추가해도 된다. 또, 수지 혹은 유지 코팅, 각종 도장 등의 처리를 실시해도 아무런 문제는 없다.

실시예

표 1 에 나타내는 성분 조성을 갖고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을 진공 용해로에서 용제 후, 분괴 압연하고 27 ㎜ 두께의 분괴 압연재를 얻었다. 얻어진 분괴 압연재를 판두께 3.0 ㎜ 두께까지 열간 압연하였다. 열간 압연의 조건은 슬래브 가열 온도를 1200 ℃ 로 하고, 표 2 에 나타내는 조건으로 열간 압연을 실시하였다. 이어서, 열연 강판을 산세한 후, 판두께 1.4 ㎜ 까지 냉간 압연하고, 냉연 강판을 제조하였다. 이어서, 상기에 의해 얻어진 냉연 강판에, 표 2 에 나타내는 조건으로 열처리를 실시하고, 고강도 강판 (CR) 을 얻었다. 이어서, 일부의 고강도 강판을 사용하여, 460 ℃ 에서 용융 아연 도금을 실시하고 아연 도금 강판 (GI) 으로 하였다. 또한 일부의 강판은 표 2 에 나타내는 열처리 (어닐링) 에 이어 460 ℃ 에서 용융 아연 도금을 실시한 후 합금화 처리는 520 ℃ 에서 실시하고 합금화 아연 도금 강판 (GA) 으로 하였다. 도금 부착량은 편면당 35 ∼ 45 g/㎡ 였다. 또한, 표 2 에 있어서 냉각 정지 온도와 냉각 정지 후 가열 온도가 동일한 것은, 냉각 정지 후에 체류시키는 실시예이다.

이상에 의해 얻어진 고강도 강판에 대해, 강 조직의 상분율, 인장 특성, 구멍 확장률 및 저온 인성을 조사하였다.

강 조직

얻어진 결과를 표 3 에 나타낸다. 또한, 본 발명에 있어서의 페라이트상, 베이나이트와 템퍼드 마텐자이트의 합계, ?치드 마텐자이트, 펄라이트의 면적률이란, 관찰 면적에 차지하는 각 상의 면적의 비율을 말한다. 상기 각 면적률은, 강판의 압연 방향으로 평행한 판두께 단면 (斷面) 을 연마 후, 1 ％ 나이타르로 부식하고, SEM (주사형 전자 현미경) 을 사용하여 판두께 방향으로 1/4 t (전체 두께 t) 의 위치를 3000 배로 촬영한 조직 사진을 사용하여, 15 × 15 의 격자 (2 ㎛ 간격) 에 의한 포인트 카운팅법에 의해 측정한다. 단, SEM 조직 사진에 있어서는, 베이나이트 또는 템퍼드 마텐자이트는 라스상의 조직이 드러난 조직이다. 또 ?치드 마텐자이트와 잔류 오스테나이트는 어느 쪽도 SEM 조직 사진에서는 하얗게 드러난 조직이며 구별할 수 없기 때문에 포인트 카운팅법에서는 합계의 분율을 측정한다. 잔류 오스테나이트의 체적률은, 판두께 1/4 면에 있어서의 bcc 철의 (200), (211), (220) 면의 X 선 회절 적분 강도에 대한 fcc 철의 (200), (220), (311) 면의 X 선 회절 적분 강도의 비율로 하였다 (체적률을 면적률로 간주한다). ?치드 마텐자이트의 면적률은 상기 포인트 카운팅법에 의해 측정한 마텐자이트와 잔류 오스테나이트의 합계의 면적률로부터 X 선 회절에 의해 측정한 잔류 오스테나이트의 체적률을 빼고 산출한다. 펄라이트는 SEM 조직 사진에 있어서 페라이트상과 세멘타이트가 교대로 겹친 층상의 조직이다. 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면에 존재하는 10 개의 탄화물의 원상당경을 측정하고 그 상가 평균을 산출하였다. 또한, 탄화물의 면적을 구하고, 그 면적에 상당하는 진원의 직경으로 환산하고, 이것을 탄화물의 원상당경으로 하였다. 도 3 에 본 발명에 의해 얻어지는 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면의 탄화물 입자의 추출 레플리카 샘플의 TEM 관찰 사진을 나타낸다.

인장 특성

인장 특성은, 인장 방향이 강판의 압연 방향과 직각 방향이 되도록 샘플 채취한 JIS 5 호 시험편을 사용하여, JIS Z 2241 에 준거한 인장 시험을 실시하고, TS (인장 강도), EL (전체 신장) 을 측정하였다. 또한, 구멍 확장률은 JIS Z 2256 에 준한 구멍 확장 시험을 실시하여 측정하였다.

저온 인성은 JIS Z 2242 에 준거한 샤르피 충격 시험을 실시하고, -40 ℃ 에서의 취성 파면율을 평가하였다. 샤르피 시험편은 판폭 방향을 길이로서 채취하고, 파면이 압연 방향과 평행이 되도록 하였다. 시험편은 판두께가 얇은 점에서, 1 장으로는 정확한 평가가 곤란하기 때문에, 7 장씩 간극이 없도록 겹쳐 비스 고정시킨 시험편을 사용하여, 소정의 형상으로 가공한 샤르피 시험편을 제조하였다. -40 ℃ 에서 샤르피 충격 시험을 실시하고, 취성 파면율은 파면을 사진 촬영하고 연성 파면과 취성 파면을 판별하여 측정하였다. 판별이 곤란한 경우에는 SEM 을 사용하여 파면을 관찰하고 취성 파면율을 산출하였다.

표 3 으로부터, 본 발명예의 강판은 590 ㎫ 이상의 TS 를 갖고, 590 ㎫ 이상 690 ㎫ 미만의 TS 의 강판에서는 27 ％ 이상의 El 을 갖고, 690 ㎫ 이상 780 ㎫ 미만의 TS 의 강판에서는 25 ％ 이상의 El 을 갖고, 780 ㎫ 이상 980 ㎫ 미만의 TS 의 강판에서는 19 ％ 이상의 El 을 갖고, 980 ㎫ 이상 1180 ㎫ 미만의 TS 의 강판에서는 15 ％ 이상의 El 을 갖고, 1180 ㎫ 이상의 TS 의 강판에서는 13 ％ 이상의 El 을 갖고, 취성 파면이 20 ％ 이하이고, 우수한 인장 강도, 연성 및 저온 인성을 나타내고 있다.

또, 경질 제 2 상이 바람직한 범위의 발명예는, 구멍 확장률이 50 ％ 이상이고, 신장 플랜지성이 우수하다. 후술하는 바와 같이, 경질 제 2 상이 바람직한 범위에 없는 No.8 은, 신장 플랜지성이 열등하다. 또한, 상기와 같이, 본 발명의 과제는 연성 및 저온 인성이 우수한 고강도 강판을 얻는 것이고, 신장 플랜지성이 우수한 것은 바람직한 효과이다.

한편, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예의 강판은, 어느 특성이 양호하지 않고, 인장 강도, 연성 및 저온 인성 중 어느 것이 열등하다.

No.3 은 열간 압연에서의 마무리 온도가 본 발명의 범위를 벗어나 Ar₃ 변태점 미만이고, 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면의 탄화물의 평균 원상당경이 본 발명의 범위를 벗어나 200 ㎚ 를 초과하고 있고, 취성 파면율이 20 ％ 를 초과하고, 저온 인성이 열등하다.

No.4 는 열간 압연에서의 권취 온도가 본 발명의 범위를 벗어나 550 ℃ 를 초과하고, 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면의 탄화물의 평균 원상당경이 본 발명의 범위를 벗어나 200 ㎚ 를 초과하고 있고, 취성 파면율이 20 ％ 를 초과하여, 저온 인성이 열등하다.

No.5 는 500 ℃ ∼ Ac₁ 변태점의 온도역의 평균 가열 속도가 본 발명의 범위를 벗어나 10 ℃/s 미만이고, 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면의 탄화물의 평균 원상당경이 본 발명의 범위를 벗어나 200 ㎚ 를 초과하고 있고, 취성 파면율이 20 ％ 를 초과하여, 저온 인성이 열등하다.

No.6 은 열간 압연에서의 평균 냉각 속도가 본 발명의 범위를 벗어나 20 ℃/s 미만이고, 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면의 탄화물의 평균 원상당경이 본 발명의 범위를 벗어나 200 ㎚ 를 초과하고 있고, 취성 파면율이 20 ％ 를 초과하게 되어, 저온 인성이 열등하다.

No.7 은 냉각 정지 후에 체류시킨 온도가 본 발명의 범위를 벗어나 350 ℃ 를 초과하고, 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면의 탄화물의 평균 원상당경이 본 발명의 범위를 벗어나 200 ㎚ 를 초과하고 있고, 취성 파면율이 20 ％ 를 초과하여, 저온 인성이 열등하다.

No.9 는 평균 냉각 속도가 본 발명의 범위를 벗어나 10 ℃/s 미만이고, 페라이트상과 경질 제 2 상의 면적률이 본 발명의 범위를 벗어나고 있고, TS 가 590 ㎫ 미만이 되고, 강도가 열등하고, 구멍 확장률이 50 ％ 미만이 되어, 신장 플랜지 성형성이 열등하다.

No.10 은 합금화 처리 온도역의 체류 시간이 본 발명의 범위를 벗어나 30 초를 초과하고, 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면의 탄화물의 평균 원상당경이 본 발명의 범위를 벗어나 200 ㎚ 를 초과하고 있고, 취성 파면율이 20 ％ 를 초과하여, 저온 인성이 열등하다.

No.13 은 750 ∼ 900 ℃ 의 온도역의 체류 시간이 본 발명의 범위를 벗어나 10 초 미만이고, 경질 제 2 상의 면적률이 본 발명의 범위를 벗어나 30 ％ 미만이며, TS 가 590 ㎫ 미만이 되어, 강도가 열등하다.

No.14 는 가열 온도가 본 발명의 범위를 벗어나 900 ℃ 를 초과하고, 페라이트상의 면적률이 본 발명의 범위를 벗어나 10 ％ 미만이며, 경질 제 2 상의 면적률이 본 발명의 범위를 벗어나 90 ％ 를 초과하고, El 이 19 ％ 미만이 되어, 연성이 열등하다.

No.15 는 용융 아연욕 침입 판온까지의 평균 가열 속도가 본 발명의 범위를 벗어나 30 ℃/s 미만이고, 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면의 탄화물의 평균 원상당경이 본 발명의 범위를 벗어나 200 ㎚ 를 초과하고 있고, 취성 파면율이 20 ％ 를 초과하여, 저온 인성이 열등하다.

No.18 은 냉각 정지 온도가 150 ℃ 이하이고 냉각 정지 후의 평균 가열 속도가 본 발명의 범위를 벗어나 30 ℃/s 미만이고, 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면의 탄화물의 평균 원상당경이 본 발명의 범위를 벗어나 200 ㎚ 를 초과하고 있고, 취성 파면율이 20 ％ 를 초과하여, 저온 인성이 열등하다.

No.19 는 냉각 정지 후 체류 시간이 본 발명의 범위를 벗어나 600 초를 초과하고, 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면의 탄화물의 평균 원상당경이 본 발명의 범위를 벗어나 200 ㎚ 를 초과하고 있고, 취성 파면율이 20 ％ 를 초과하여, 저온 인성이 열등하다.

No.22 는 가열 온도가 본 발명의 범위를 벗어나 750 ℃ 미만이고, 경질 제 2 상의 면적률이 본 발명의 범위를 벗어나 30 ％ 미만이며, 베이나이트와 템퍼드 마텐자이트의 합계의 면적률이 본 발명의 범위를 벗어나 10 ％ 미만이고, TS 가 590 ㎫ 미만이 되어, 강도가 열등하다.

No.25 는 합금화 처리까지의 평균 가열 속도가 본 발명의 범위를 벗어나 30 ℃/s 미만이고, 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면의 탄화물의 평균 원상당경이 본 발명의 범위를 벗어나 200 ㎚ 를 초과하고 있고, 취성 파면율이 20 ％ 를 초과하여, 저온 인성이 열등하다.

No.39 는 C 량이 본 발명의 범위를 벗어나 0.05 ％ 미만이고, 경질 제 2 상의 면적률이 본 발명의 범위를 벗어나 30 ％ 미만이며, TS 가 590 ㎫ 미만이 되어, 강도가 열등하다.

No.40 은 C 량이 본 발명의 범위를 벗어나 0.30 ％ 를 초과하고, 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면의 탄화물의 평균 원상당경이 본 발명의 범위를 벗어나 200 ㎚ 를 초과하고 있고, 취성 파면율이 20 ％ 를 초과하여, 저온 인성이 열등하다.

No.41 은 Mn 량이 본 발명의 범위를 벗어나 3.5 ％ 를 초과하고, 페라이트상의 면적률이 본 발명의 범위를 벗어나 10 ％ 미만이며, 경질 제 2 상의 면적률이 본 발명의 범위를 벗어나 90 ％ 를 초과하고, El 이 19 ％ 미만이 되어, 연성이 열등하다.

No.42 는 Mn 량이 본 발명의 범위를 벗어나 0.5 ％ 미만이고, TS 가 590 ㎫ 미만이 되어, 강도가 열등하다.

No.43 ∼ 47 은 특허문헌 1 의 실시예의 도금 강판 No.15 를 모의한 것이다. No.43 ∼ 47 은 본 발명의 범위를 벗어나 있고, 취성 파면율이 20 ％ 를 초과하여, 저온 인성이 열등하다. 한편 No.48 은 본 발명의 범위이고, 1180 ㎫ 이상의 TS 이며 13 ％ 이상의 El 을 갖고, 구멍 확장률은 50 ％ 이상, 취성 파면율이 20 ％ 이하, 우수한 인장 강도, 연성 및 저온 인성을 나타내고 있다.

Claims

질량％ 로,
C : 0.05 ∼ 0.30 ％,
Si : 0.5 ∼ 2.5 ％,
Mn : 0.5 ∼ 3.5 ％,
P : 0.003 ∼ 0.100 ％,
S : 0.02 ％ 이하,
Al : 0.010 ∼ 1.5 ％
및 N : 0.01 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
면적률로 10 ∼ 70 ％ 의 페라이트상과, 30 ∼ 90 ％ 의 경질 제 2 상을 포함하고, 페라이트상과 경질 제 2 상의 계면에 존재하는 평균 원상당경이 200 ㎚ 이하인 탄화물을 갖는 강 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 성분 조성은, 질량％ 로,
추가로 Cr : 0.005 ∼ 2.00 ％,
Mo : 0.005 ∼ 2.00 ％,
V : 0.005 ∼ 2.00 ％,
Ni : 0.005 ∼ 2.00 ％,
Cu : 0.005 ∼ 2.00 ％ 에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 성분 조성은, 질량％ 로,
추가로 Ti : 0.01 ∼ 0.20 ％,
Nb : 0.01 ∼ 0.20 ％ 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 성분 조성은, 질량％ 로,
추가로 B : 0.0002 ∼ 0.01 ％ 를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 성분 조성은, 질량％ 로,
추가로 Sb : 0.001 ∼ 0.05 ％,
Sn : 0.001 ∼ 0.05 ％ 에서 선택되는 1 종 또는 2 종의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 경질 제 2 상은 베이나이트와 템퍼드 마텐자이트를 포함하고, 베이나이트와 템퍼드 마텐자이트를 면적률의 합계로 10 ∼ 90 ％ 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 경질 제 2 상은 ?치드 마텐자이트를 포함하고, 그 ?치드 마텐자이트를 면적률로 10 ％ 이하 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 경질 제 2 상은 잔류 오스테나이트를 포함하고, 그 잔류 오스테나이트를 면적률로 10 ％ 이하 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 경질 제 2 상은 펄라이트를 포함하고, 그 펄라이트를 면적률로 3 ％ 이하 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항 내지 제 9 항 중 어느 한 항에 있어서,
표면에 아연 도금층을 갖는 고강도 강판.
제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 슬래브를, Ar₃ 변태점 이상의 마무리 압연 온도에서 압연을 종료한 후, 20 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키고 550 ℃ 이하에서 권취하는 열연 공정과,
상기 열연 공정에서 얻은 열연 강판의 표면의 산화 스케일을 산세에 의해 제거하는 산세 공정과,
상기 산세 공정 후의 산세판에 냉간 압연을 실시하는 냉연 공정과,
상기 냉연 공정에서 얻은 냉연 강판을, 500 ℃ ∼ Ac₁ 변태점의 온도역을 10 ℃/s 이상의 평균 가열 속도로, 750 ∼ 900 ℃ 의 온도까지 가열하고, (Ms 점 - 100 ℃) 의 온도까지를 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 (Ms 점 - 100 ℃) 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각시키고, 상기 가열 및 상기 냉각에 있어서 750 ∼ 900 ℃ 의 온도역의 체류 시간을 10 초 이상으로 하고, 냉각 정지 온도가 150 ℃ 미만인 경우에는, (Ms 점 - 100 ℃) 이하의 온도까지의 냉각 후에 평균 가열 속도 30 ℃/s 이상으로, 150 ℃ 이상 350 ℃ 이하의 온도로 가열하고, 150 ℃ 이상 350 ℃ 이하의 온도역에서 10 초 이상 600 초 이하의 시간 체류시키고, 냉각 정지 온도가 150 ℃ 이상인 경우에는, (Ms 점 - 100 ℃) 이하의 온도까지의 냉각 후에 평균 가열 속도 30 ℃/s 이상으로, 150 ℃ 이상 350 ℃ 이하의 온도로 가열하고, 150 ℃ 이상 350 ℃ 이하의 온도역에 10 초 이상 600 초 이하의 시간 체류시키거나 또는 (Ms 점 - 100 ℃) 이하의 온도까지의 냉각 후에 150 ℃ 이상 350 ℃ 이하의 온도역에 10 초 이상 600 초 이하의 시간 체류시키는 어닐링 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
제 11 항에 있어서,
상기 어닐링 공정 후에, 어닐링판을 평균 가열 속도가 30 ℃/s 이상인 조건으로, 용융 아연욕 침입 판온까지 가열하고, 용융 아연 도금을 실시하는 아연 도금 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
제 12 항에 있어서,
상기 아연 도금 공정은, 상기 용융 아연 도금을 실시한 후, 평균 가열 속도가 30 ℃/s 이상으로, 500 ∼ 570 ℃ 의 온도역까지 가열하고, 이 온도역의 체류 시간이 30 초 이하로 하는 조건으로 합금화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.