KR20190045277A

KR20190045277A - 고강도 강판 및 그의 제조 방법

Info

Publication number: KR20190045277A
Application number: KR1020197009226A
Authority: KR
Inventors: 히데카즈 미나미; 신지로 가네코
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2016-08-31
Filing date: 2017-08-29
Publication date: 2019-05-02
Also published as: WO2018043473A1; JP2018035399A; US20190203316A1; EP3508600A1; US20220002832A1; CN109642288A; EP3508600B1; KR102239637B1; CN109642288B; EP3508600A4; MX2019002331A; US11578381B2; JP6315044B2

Abstract

780㎫ 이상의 TS를 갖고, 연성뿐만 아니라 신장 플랜지성이 우수하고, 추가로 TS의 면 내 이방성이 우수한 고강도 강판을 제공한다.
성분 조성을, 질량％로, C: 0.08％ 이상 0.35％ 이하, Si: 0.50％ 이상 2.50％ 이하, Mn: 1.50％ 이상 3.00％ 이하, P: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, S: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하 및 N: 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성으로 하고, 또한 강 조직을, 면적률로, 페라이트가 20％ 이상 50％ 이하, 상부 베이나이트가 5％ 이상 45％ 이하, 마르텐사이트가 1％ 이상 20％ 이하이고, 또한 체적률로, 잔류 오스테나이트가 5％ 이상, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 2㎛ 이하로 하고, 추가로 강판의 집합 조직을, α-fiber에 대한 γ-fiber의 인버스 강도비가 3.0 이하인 마이크로 조직으로 한다.

Description

고강도 강판 및 그의 제조 방법

본 발명은, 주로 자동차의 구조 부재에 적합한 성형성이 우수한 고강도 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것으로, 특히, 780㎫ 이상의 인장 강도(TS)를 갖고, 연성뿐만 아니라 신장 플랜지성(stretch flangeability)이 우수하고, 추가로 TS의 면 내 이방성이 우수한 고강도 강판을 얻고자 하는 것이다.

최근, 충돌 시에 있어서의 탑승자의 안전성 확보나 차체 경량화에 의한 연비 개선을 목적으로 하여, TS를 780㎫ 이상으로 하면서도 판두께는 얇은 고강도 강판을, 자동차 구조 부재에 적용하는 움직임이 적극적으로 진행되고 있다. 덧붙여, 최근에는, 980㎫급, 1180㎫급의 TS를 갖는 매우 강도가 높은 고강도 강판의 적용도 검토되고 있다.

그러나, 일반적으로 강판의 고강도화는 성형성의 저하를 초래하기 때문에, 고강도와 우수한 성형성을 양립시키는 것은 어려워, 고강도와 우수한 성형성을 겸비하는 강판이 요망되고 있었다.

또한, 강판은, 강판의 고강도화, 박육화(thickness reduction)에 의해, 형상 동결성이 현저하게 저하한다. 그래서, 이에 대응하기 위해, 프레스 성형 시에, 이형(release from the press mold) 후의 형상 변화를 미리 예측하여, 형상 변화량을 예상한 금형을 설계하는 것이 널리 행해지고 있다.

그러나, 강판의 TS가 크게 변화한 경우, 형상 변화를 일정한 예상량으로 한 형상 변화량은, 목표와의 어긋남이 커져 버려, 형상 불량을 유발한다. 그리고, 이 형상 불량이 된 강판은, 프레스 성형 후에, 한 개 한 개의 형상을 판금 가공하는 등의 수정이 필요해지기 때문에, 양산 효율을 현저하게 저하시키게 된다. 그 때문에, 강판의 TS의 불균일은 가능한 한 작게 하는 것이 요구되고 있다.

상기의 요구에 부응하는 것으로서, 예를 들면 특허문헌 1에는, 질량％로, C: 0.15∼0.40％, Si: 1.0∼2.0％, Mn: 1.5∼2.5％, P: 0.020％ 이하, S: 0.0040％ 이하, Al: 0.01∼0.1％, N: 0.01％ 이하 및 Ca: 0.0020％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 조직 전체에 대한 면적 비율로, 페라이트상과 베이나이트상의 합계가 40∼70％, 마르텐사이트상이 20∼50％, 잔류 오스테나이트상이 10∼30％인 조직으로 함으로써, 인장 강도 900㎫ 이상이고, 또한 우수한 신장(elongation), 신장 플랜지성, 굽힘성(bendability)을 부여한 고강도 강판이 개시되어 있다.

또한, 특허문헌 2에는, 질량％로, C: 0.10％ 이상 0.59％ 이하, Si: 3.0％ 이하, Mn: 0.5％ 이상 3.0％ 이하, P: 0.1％ 이하, S: 0.07％ 이하, Al: 3.0％ 이하 및 N: 0.010％ 이하를 함유하고, 또한 [Si％]＋[Al％]([X％]는 원소 X의 질량％)가 0.7％ 이상을 만족하고, 잔부는 Fe 및 불가피 불순물의 조성으로 이루어지는 강 성분을 갖고, 강판 조직을, 강판 조직 전체에 대한 면적률로, 마르텐사이트의 면적률을 5∼70％, 잔류 오스테나이트의 양을 5∼40％, 상부 베이나이트 중의 베이니틱 페라이트의 면적률을 5％ 이상으로 하고, 또한 상기 마르텐사이트의 면적률과, 상기 잔류 오스테나이트의 면적률과, 상기 베이니틱 페라이트의 면적률의 합계를 40％ 이상으로 하고, 상기 마르텐사이트 중 25％ 이상을 템퍼링 마르텐사이트로 하고, 폴리고널 페라이트의 강판 조직 전체에 대한 면적률을 10％ 초과 50％ 미만으로, 또한 그 평균 입경을 8㎛ 이하로 하여, 인접하는 폴리고널 페라이트립(polygonal ferrite grain)으로 이루어지는 일군(一群)의 페라이트립을 폴리고널 페라이트립군으로 했을 때, 그 평균 직경을 15㎛ 이하, 추가로 상기 잔류 오스테나이트 중의 평균 C량을 0.70질량％ 이상인 조직으로 함으로써, 연성 및 신장 플랜지성이 우수하고, 또한 인장 강도가 780∼1400㎫인 고강도 강판이 개시되어 있다.

또한, 특허문헌 3에는, 질량％로, C: 0.10∼0.5％, Si: 1.0∼3.0％, Mn: 1.5∼3％, Al: 0.005∼1.0％, P: 0％ 초과 0.1％ 이하 및, S: 0％ 초과 0.05％ 이하를 만족하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 강판으로서, 당해 강판의 금속 조직은, 폴리고널 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트 및, 잔류 오스테나이트를 포함하고, 상기 폴리고널 페라이트의 면적률 a가 금속 조직 전체에 대하여 10∼50％이고, 상기 베이나이트는, 인접하는 잔류 오스테나이트끼리, 인접하는 탄화물끼리, 인접하는 잔류 오스테나이트와 탄화물의 중심 위치 간 거리의 평균 간격이 1㎛ 이상인 고온역 생성 베이나이트와, 인접하는 잔류 오스테나이트끼리, 인접하는 탄화물끼리, 인접하는 잔류 오스테나이트와 탄화물의 중심 위치 간 거리의 평균 간격이 1㎛ 미만인 저온역 생성 베이나이트의 복합 조직으로 구성되어 있고, 상기 고온역 생성 베이나이트의 면적률이 금속 조직 전체에 대하여 0％ 초과 80％ 이하, 상기 저온역 생성 베이나이트와 상기 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적률이 금속 조직 전체에 대하여 0％ 초과 80％ 이하를 만족하고, 포화 자화법(saturation magnetization)으로 측정한 잔류 오스테나이트의 체적률이 금속 조직 전체에 대하여 5％ 이상인 조직을 갖고, 인장 강도가 780㎫ 이상인 고강도 강판에 대해서, 양호한 연성을 가짐과 함께, 저온 인성이 우수한 특성을 갖는 고강도 강판이 개시되어 있다.

일본공개특허공보 2014-189868호 일본특허공보 제5454745호 일본특허공보 제5728115호

그러나, 특허문헌 1∼3에 기재된 고강도 강판은, 가공성 중, 신장, 신장 플랜지성 및 굽힘성이 우수한 것을 개시하고 있지만, 모두 TS의 면 내 이방성에 대해서는 고려되어 있지 않다.

본 발명은, 이러한 사정을 감안하여 개발된 것으로, 상부 베이나이트 조직을 적극적으로 활용하여, 적정량의 잔류 오스테나이트를 미세하게 분산시킴으로써, 780㎫ 이상의 TS를 가지면서, 연성뿐만 아니라 신장 플랜지성이 우수하고, 추가로 TS의 면 내 이방성이 우수한 고강도 강판을, 그 유리한 제조 방법과 함께 제공하는 것을 목적으로 한다.

또한, 본 발명에 있어서, 연성 즉 El(전체 신장)이 우수하다는 것은, TS×El의 값이 19000㎫·％ 이상을 의미한다.

또한, 신장 플랜지성이 우수하다는 것은, 신장 플랜지성의 지표인 λ의 값이 강판의 강도에 관계없이 20％ 이상인 것을 의미한다.

또한, TS의 면 내 이방성이 우수하다는 것은, TS의 면 내 이방성의 지표인 │ΔTS│의 값이 50㎫ 이하인 것을 의미한다. 또한, │ΔTS│는 다음식 (1)로 구해진다.

│ΔTS│＝(TS_L－2×TS_D＋TS_C)/2····(1)

단, TS_L, TS_D 및 TS_C란, 각각 강판의 압연 방향(L 방향), 강판의 압연 방향에 대하여 45°방향(D 방향), 강판의 압연 방향에 대하여 직각 방향(C 방향)의 3방향으로부터 채취한 JIS5호 시험편을 이용하여, JIS Z 2241(2011년)의 규정에 준거하여, 크로스 헤드 속도(crosshead speed) 10㎜/분으로 인장 시험을 행하여 측정한 TS의 값이다.

발명자들은, 780㎫ 이상의 TS를 갖고, 연성뿐만 아니라 신장 플랜지성이 우수하고, 추가로 TS의 면 내 이방성이 우수한 고강도 강판을 개발하기 위해, 예의 검토를 거듭한 결과, 이하의 점을 발견했다.

(1) 성분 조성을 적정하게 조정한 슬래브(slab)를, 가열 후, 열간 압연하고, 필요에 따라서 열연판 어닐링을 실시하여 열연판을 연질화시킨 후, 냉간 압연하고, 얻어진 냉연판을 가열하여 오스테나이트 단상역에서의 1회째의 어닐링 후에 제어 냉각을 행하고, 페라이트 변태 및 펄라이트 변태를 억제하여, 2회째 어닐링 전(前)의 조직을 마르텐사이트 단상 조직(single phase), 혹은 베이나이트 단상 조직, 혹은 마르텐사이트와 베이나이트가 혼재된 조직을 주체로 함으로써, 최종 어닐링 후의 조직에 미세한 잔류 오스테나이트를 적정량 포함시키는 것이 가능하다.

(2) 또한, 페라이트＋오스테나이트 2상역에서의 2회째의 어닐링 후의 냉각 과정에서, 상부 베이나이트 생성 온도 미만까지 냉각하고, 또한 냉각 과정에서의 냉각 속도를, 후단역과 비교하여, 전단역에서 증대하는 제어를 행함으로써, 냉각 중의 페라이트 변태 및 펄라이트 변태를 억제하면서, 그 후의 상부 베이나이트 변태의 과냉도(undercooling)를 적정하게 제어할 수 있다. 그 결과, 그 후에 상부 베이나이트 생성 온도역까지 재가열함으로써, 상부 베이나이트 변태의 구동력을 증대시켜, 상부 베이나이트 조직을 효과적으로 생성시키는 것이 가능하다.

이와 같이, 2회째 어닐링 전의 조직을 마르텐사이트 단상 조직, 혹은 베이나이트 단상 조직, 혹은 마르텐사이트와 베이나이트가 혼재된 조직을 주체로 하고, 그 후의 2회째 어닐링 후의 냉각 과정에서 냉각 속도를 적정하게 제어하여, 상부 베이나이트 변태의 과냉도를 적정하게 제어함으로써, 상부 베이나이트 조직의 적극적인 활용을 가능하게 하면서, 동시에, 잔류 오스테나이트의 미세 분산화를 도모하는 것이 가능해진다.

그 결과, 780㎫ 이상의 TS를 가지면서, 연성뿐만 아니라 신장 플랜지성이 우수하고, 추가로 TS의 면 내 이방성이 우수한 고강도 강판의 제조가 가능해진다.

본 발명은, 상기 인식에 기초하여 완성된 것이다.

즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.

1. 성분 조성이, 질량％로,

C: 0.08％ 이상 0.35％ 이하,

Si: 0.50％ 이상 2.50％ 이하,

Mn: 1.50％ 이상 3.00％ 이하,

P: 0.001％ 이상 0.100％ 이하,

S: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하 및

N: 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,

강 조직이, 면적률로,

페라이트가 20％ 이상 50％ 이하,

상부 베이나이트가 5％ 이상 45％ 이하,

마르텐사이트가 1％ 이상 20％ 이하이고,

체적률로, 잔류 오스테나이트가 5％ 이상, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 2㎛ 이하이고,

또한, 강판의 집합 조직이, α-fiber에 대한 γ-fiber의 인버스 강도비(inverse intensity ratio)로 3.0 이하의 마이크로 조직을 갖는

것을 특징으로 하는 고강도 강판.

2. 상기 1에 기재된 고강도 강판에, 추가로, 질량％로,

Al: 0.01％ 이상 1.00％ 이하,

Ti: 0.005％ 이상 0.100％ 이하,

Nb: 0.005％ 이상 0.100％ 이하,

V: 0.005％ 이상 0.100％ 이하,

B: 0.0001％ 이상 0.0050％ 이하,

Cr: 0.05％ 이상 1.00％ 이하,

Cu: 0.05％ 이상 1.00％ 이하,

Sb: 0.0020％ 이상 0.2000％ 이하,

Sn: 0.0020％ 이상 0.2000％ 이하,

Ta: 0.0010％ 이상 0.1000％ 이하,

Ca: 0.0003％ 이상 0.0050％ 이하,

Mg: 0.0003％ 이상 0.0050％ 이하 및

REM: 0.0003％ 이상 0.0050％ 이하

중으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.

3. 상기 1 또는 2에 기재된 고강도 강판을 제조하는 방법으로서,

상기 1 또는 2에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 1100℃ 이상 1300℃ 이하로 가열하고, 마무리 압연 출측 온도를 800℃ 이상 1000℃ 이하에서 열간 압연하고, 권취 온도를 300℃ 이상 700℃ 이하에서 권취하여, 산 세정 처리 후, 그대로, 혹은 450℃ 이상 800℃ 이하의 온도역에서 900s 이상 36000s 이하의 시간 유지(holding)한 후, 30％ 이상의 압하율로 냉간 압연을 실시하고, 이어서 얻어진 냉연판을, T₁ 온도 이상 950℃ 이하에서 1회째의 어닐링 처리를 실시한 후, 적어도 (T₂ 온도＋100℃)까지를 평균 냉각 속도: 5℃/s 이상의 조건으로 냉각한 후, 실온까지 냉각하고,

이어서, 740℃ 이상 T₁ 온도 이하의 온도역까지 재가열하여 2회째의 어닐링 처리를 실시하고, 추가로 1차 냉각으로서 8℃/s 이상의 제1 평균 냉각 속도로 T₂ 온도 이상 (T₂ 온도＋150℃) 이하까지 냉각한 후, 2차 냉각으로서 3℃/s 이상의 제2 평균 냉각 속도로 냉각 정지 온도: 150℃ 이상 (T₂ 온도－10℃) 이하까지 냉각하고, 그때, 2회째의 어닐링 처리 후의 평균 냉각 속도는, 2차 냉각과 비교하여 1차 냉각의 쪽을 크게 하고, 추가로 (T₂ 온도－50℃) 이상 (T₂ 온도＋50℃) 이하의 재가열 온도역까지 재가열하고, 또한 재가열 온도는 (냉각 정지 온도＋5℃) 이상으로 하고, 당해 재가열 온도역에서 10s 이상의 시간 유지하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.

기

T₁ 온도(℃)＝946－203×[％C]^1/2＋45×[％Si]－30×[％Mn]＋150×[％Al]－20×[％Cu]＋11×[％Cr]＋400×[％Ti]

T₂ 온도(℃)＝740－490×[％C]－100×[％Mn]－70×[％Cr]

단, [％X]는, 강판의 성분 원소 X의 질량％로 하고, 함유하지 않는 성분 원소에 대해서는 영(zero)으로 한다.

4. 상기 1 또는 2에 기재된 고강도 강판의 표면에, 아연 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 아연 도금 강판.

본 발명에 의하면, 780㎫ 이상의 TS를 갖고, 연성뿐만 아니라 신장 플랜지성이 우수하고, 추가로 TS의 면 내 이방성이 우수한 고강도 강판을 효과적으로 얻을 수 있다.

따라서, 본 발명에 의해 얻어진 고강도 강판을, 예를 들면 자동차 구조 부재에 적용함으로써 차체 경량화에 의한 연비 개선을 도모할 수 있어, 산업상의 이용 가치는 매우 크다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다.

우선, 본 발명에 있어서, 고강도 강판의 성분 조성을 상기의 범위로 한정한 이유에 대해서 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서, 강의 성분 원소의 함유량을 나타내는 「％」는, 특별히 명기하지 않는 한 「질량％」를 의미한다.

[C: 0.08％ 이상 0.35％ 이하]

C는, 강판의 고강도화 및 안정된 잔류 오스테나이트량을 확보하는 데에 필요 불가결한 원소로서, 마르텐사이트량의 확보 및 실온에서 오스테나이트를 잔류시키기 위해 필요한 원소이다.

C량이 0.08％ 미만에서는, 강판의 강도와 가공성을 확보하는 것이 어렵다. 한편, C량이 0.35％를 초과하면, 강판의 취화(brittle)나 지연 파괴(delayed fracture)의 우려가 생기고, 또한, 용접부 및 열 영향부의 경화가 현저하고 용접성이 열화한다. 따라서, C량은 0.08％ 이상 0.35％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.12％ 이상 0.30％ 이하, 보다 바람직하게는 0.15％ 이상 0.26％ 이하이다.

[Si: 0.50％ 이상 2.50％ 이하]

Si는, 탄화물의 생성을 억제하고, 잔류 오스테나이트의 생성을 촉진함으로써, 강판의 연성을 향상시키는 데에 유용한 원소이다. 또한, 잔류 오스테나이트가 분해하는 것에 의한 탄화물의 생성을 억제하는 데에도 유효하다. 또한, 페라이트 중에서 높은 고용 강화능을 갖기 때문에, 강의 강도 향상에 기여한다. 또한, 페라이트에 고용한(dissolved) Si는, 가공 경화능을 향상시켜, 페라이트 자신의 연성을 높이는 효과가 있다.

이러한 효과를 얻으려면, Si량을 0.50％ 이상 함유할 필요가 있다. 한편, Si량이 2.50％를 초과하면, 페라이트 중으로의 고용량의 증가에 의한 가공성, 인성의 열화를 초래하고, 또한 적 스케일(red scale) 등의 발생에 의한 표면 성상(surface characteristics)의 열화나, 용융 도금을 실시하는 경우에는, 도금 부착성 및 밀착성의 열화를 일으킨다. 따라서, Si량은 0.50％ 이상 2.50％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.80％ 이상 2.00％ 이하, 보다 바람직하게는 1.00％ 이상 1.80％ 이하, 더욱 바람직하게는 1.20％ 이상 1.80％ 이하이다.

[Mn: 1.50％ 이상 3.00％ 이하]

Mn은, 강판의 강도 확보를 위해 유효하다. 또한, 퀀칭성(hardenability)을 향상시켜 복합 조직화를 용이하게 한다. 동시에, Mn은, 냉각 과정에서의 펄라이트나 베이나이트의 생성을 억제하는 작용이 있어, 오스테나이트로부터 마르텐사이트로의 변태를 용이하게 한다. 이러한 효과를 얻으려면, Mn량을 1.50％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Mn량이 3.00％를 초과하면, 판두께 방향의 Mn 편석이 현저해져, 재질 안정성의 저하를 초래한다. 또한, 주조성(castability)의 열화 등을 일으킨다. 따라서, Mn량은 1.50％ 이상 3.00％ 이하로 한다. 바람직하게는 1.50％ 이상 2.70％ 이하, 보다 바람직하게는 1.80％ 이상 2.40％ 이하이다.

[P: 0.001％ 이상 0.100％ 이하]

P는, 고용 강화의 작용을 갖고, 소망하는 강도에 따라서 첨가할 수 있는 원소이다. 또한, 페라이트 변태를 촉진하기 때문에 복합 조직화에도 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, P량을 0.001％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, P량이 0.100％를 초과하면, 용접성의 열화를 초래함과 함께, 아연 도금을 합금화 처리하는 경우에는, 합금화 속도를 대폭으로 지연시켜 아연 도금의 품질을 손상시킨다. 또한, 입계 편석(grain boundary segregation)에 의해 취화함으로써 내충격성을 열화시킨다. 따라서, P량은 0.001％ 이상 0.100％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.005％ 이상 0.050％ 이하이다.

[S: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하]

S는, 입계에 편석하여 열간 가공 시에 강을 취화시킴과 함께, 황화물로서 존재하여 국부 변형능을 저하시킨다. 그 때문에, 강 중 함유량은 0.0200％ 이하로 할 필요가 있다. 한편, 생산 기술상의 제약으로부터는, S량을 0.0001％ 이상으로 할 필요가 있다. 따라서, S량은 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0001％ 이상 0.0050％ 이하이다.

[N: 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하]

N은, 강의 내시효성을 가장 크게 열화시키는 원소이다. 특히, N량이 0.0100％를 초과하면, 내시효성의 열화가 현저해지기 때문에, 그 양은 적을수록 바람직하지만, 생산 기술상의 제약으로부터, N량은 0.0005％ 이상으로 할 필요가 있다. 따라서, N량은 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0005％ 이상 0.0070％ 이하이다.

본 발명의 고강도 강판은, 상기의 기본 성분에 더하여, 필요에 따라서, Al, Ti, Nb, V, B, Cr, Cu, Sb, Sn, Ta, Ca, Mg 및 REM 중으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를, 단독 또는 복합하여 함유시킬 수 있다. 또한, 강판의 성분 조성의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물이다.

[Al: 0.01％ 이상 1.00％ 이하]

Al은, 탄화물의 생성을 억제하고, 잔류 오스테나이트의 생성을 촉진하는 데에 유효한 원소이다. 또한, 제강 공정에서 탈산제로서 첨가되는 원소이다. 이러한 효과를 얻으려면, Al량을 0.01％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Al량이 1.00％를 초과하면, 강판 중의 개재물이 많아져 연성을 열화시킨다. 따라서, Al량은 0.01％ 이상 1.00％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.03％ 이상 0.50％ 이하이다.

Ti: 0.005％ 이상 0.100％ 이하, Nb: 0.005％ 이상 0.100％ 이하, V: 0.005％ 이상 0.100％ 이하

Ti, Nb 및 V는, 열간 압연 시 혹은 어닐링 시에 미세한 석출물을 형성하여 강도를 상승시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ti, Nb 및 V는, 각각 0.005％ 이상 첨가할 필요가 있다. 한편, Ti, Nb 및 V량이, 각각 0.100％를 초과하면, 성형성이 저하한다. 따라서, Ti, Nb 및 V를 첨가하는 경우, 그들의 함유량은 각각 0.005％ 이상 0.100％ 이하로 한다.

B: 0.0001％ 이상 0.0050％ 이하

B는, 강의 강화에 유효한 원소로서, 그 첨가 효과는, 0.0001％ 이상에서 얻어진다. 한편, B는 0.0050％를 초과하여 과잉으로 첨가하면, 마르텐사이트의 면적률이 과대해져, 현저한 강도 상승에 의한 연성의 저하의 우려가 생긴다. 따라서, B량은 0.0001％ 이상 0.0050％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0005％ 이상 0.0030％ 이하이다.

Cr: 0.05％ 이상 1.00％ 이하, Cu: 0.05％ 이상 1.00％ 이하

Cr 및 Cu는, 고용 강화 원소로서의 역할뿐만 아니라, 어닐링 시의 냉각 과정에 있어서, 오스테나이트를 안정화하여, 복합 조직화를 용이하게 한다. 이러한 효과를 얻으려면, Cr량 및 Cu량은, 각각 0.05％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Cr량도, Cu량도 1.00％를 초과하면, 강판의 성형성이 저하한다. 따라서, Cr 및 Cu를 첨가하는 경우, 그들의 함유량은 각각 0.05％ 이상 1.00％ 이하로 한다.

Sb: 0.0020％ 이상 0.2000％ 이하, Sn: 0.0020％ 이상 0.2000％ 이하

Sb 및 Sn은, 강판 표면의 질화나 산화에 의해 발생하는 강판 표층의 수십㎛ 정도의 영역의 탈탄을 억제하는 관점에서, 필요에 따라서 첨가한다. 이러한 질화나 산화를 억제하면, 강판 표면에 있어서의 마르텐사이트의 생성량이 감소하는 것을 방지하여, 강판의 강도나 재질 안정성의 확보에 유효하다. 한편으로, 이들 중 어느 원소에 대해서는, 0.2000％를 초과하여 과잉으로 첨가하면 인성의 저하를 초래한다. 따라서, Sb 및 Sn을 첨가하는 경우, 그들의 함유량은, 각각 0.0020％ 이상 0.2000％ 이하의 범위 내로 한다.

Ta: 0.0010％ 이상 0.1000％ 이하

Ta는, Ti나 Nb와 동일하게, 합금 탄화물이나 합금 탄질화물을 생성하여 고강도화에 기여한다. 덧붙여, Nb 탄화물이나 Nb 탄질화물에 일부 고용하고, (Nb, Ta)(C, N)과 같은 복합 석출물을 생성하여, 석출물의 조대화(coarsening)를 현저하게 억제하고, 석출 강화에 의한 강판의 강도 향상으로의 기여율을 안정화시키는 효과가 있다고 생각된다. 그 때문에, Ta를 함유하는 것이 바람직하다.

여기에서, 전술의 석출물 안정화의 효과는, Ta의 함유량을 0.0010％ 이상으로 함으로써 얻어지는 한편으로, Ta를 과잉으로 첨가해도, 석출물 안정화 효과가 포화하는 데다가, 합금 비용이 증가한다. 따라서, Ta를 첨가하는 경우, 그의 함유량은 0.0010％ 이상 0.1000％ 이하의 범위 내로 한다.

Ca: 0.0003％ 이상 0.0050％ 이하, Mg: 0.0003％ 이상 0.0050％ 이하 및 REM: 0.0003％ 이상 0.0050％ 이하

Ca, Mg 및 REM은, 탈산에 이용하는 원소임과 함께, 황화물의 형상을 구상화(spheroidization)하여, 국부 연성 및 신장 플랜지성으로의 황화물의 악영향을 개선하기 위해 유효한 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해서는, 각각 0.0003％ 이상의 첨가가 필요하다. 그러나, Ca, Mg 및 REM은, 0.0050％를 초과하여 과잉으로 첨가하면, 개재물 등의 증가를 일으켜 표면이나 내부에 결함 등을 일으킨다. 따라서, Ca, Mg 및 REM을 첨가하는 경우, 그들의 함유량은 각각 0.0003％ 이상 0.0050％ 이하로 한다.

다음으로, 본 발명의 고강도 강판의 마이크로 조직에 대해서 설명한다.

[페라이트의 면적률: 20％ 이상 50％ 이하]

본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 본 발명의 고강도 강판은, 연성이 풍부한 연질인 페라이트 중에, 주로 연성을 담당하는 잔류 오스테나이트와 강도를 담당하는 상부 베이나이트를 분산시킨 복합 조직으로 이루어진다. 또한, 충분한 연성 및 강도와 연성의 밸런스를 확보하기 위해, 2회째의 어닐링 및 냉각 과정에 생성되는 페라이트의 면적률을 20％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 강도 확보를 위해, 페라이트의 면적률은 50％ 이하로 할 필요가 있다.

또한, 본 발명에 의해 얻어지는 페라이트의 평균 결정 입경은 5∼8㎛ 정도이다.

[상부 베이나이트의 면적률: 5％ 이상 45％ 이하]

본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다.

베이나이트의 생성은, 미변태 오스테나이트 중의 C를 농화시켜, 가공 시에 고(高)변형역에서 TRIP 효과를 발현할 수 있는 잔류 오스테나이트를 얻기 위해 필요하다. 또한, 고강도 및 고연성을 양립하기 위해서는, 잔류 오스테나이트의 생성량을 증대하는 것이 유효하고, 하부 베이나이트와 비교하여, 상부 베이나이트의 쪽이 고연성화에 보다 유리하다.

이하에, 베이나이트, 특히 상부 베이나이트에 대해서 설명한다. 오스테나이트로부터 베이나이트로의 변태는, 대략 150∼550℃의 넓은 온도 범위에 걸쳐 일어나고, 이 온도 범위 내에서 생성되는 베이나이트에는 여러 가지의 것이 존재한다. 종래 기술에서는, 이러한 여러 가지의 베이나이트를 단지 베이나이트라고 규정하는 경우가 많았지만, 본 발명에서 목표로 하는 가공성을 얻기 위해서는, 베이나이트 조직을 엄밀하게 규정할 필요가 있는 점에서, 상부 베이나이트와 하부 베이나이트로 나누어 규정한다.

여기에서, 상부 베이나이트 및 하부 베이나이트는 다음과 같이 정의한다.

상부 베이나이트는, 라스(lath) 형상의 베이니틱 페라이트와, 베이니틱 페라이트의 사이에 존재하는 잔류 오스테나이트 및/또는 탄화물로 이루어지고, 라스 형상의 베이니틱 페라이트 중에 규칙적으로 나열된 미세한 탄화물이 존재하지 않는 것이 특징이다. 한편, 하부 베이나이트는, 라스 형상의 베이니틱 페라이트와, 베이니틱 페라이트의 사이에 존재하는 잔류 오스테나이트 및/또는 탄화물로 이루어지는 것은, 상부 베이나이트와 공통되지만, 하부 베이나이트에서는, 라스 형상의 베이니틱 페라이트 중에 규칙적으로 나열된 미세한 탄화물이 존재하는 것이 특징이다.

즉, 상부 베이나이트와 하부 베이나이트는, 베이니틱 페라이트 중에 있어서의 규칙적으로 나열된 미세한 탄화물의 유무에 의해 구별된다. 이러한 베이니틱 페라이트 중에 있어서의 탄화물의 생성 상태의 차이는, 잔류 오스테나이트 중으로의 C의 농화 및, 베이나이트의 경도에 큰 영향을 준다.

본 발명에 있어서, 상부 베이나이트의 면적률이 5％ 미만인 경우는, 2회째 어닐링 후의 유지 과정에 있어서, 상부 베이나이트 변태에 의한 오스테나이트로의 C 농화가 충분히 진행되지 않기 때문에, 가공 시에 고변형역에서 TRIP 효과를 발현하는 잔류 오스테나이트량이 감소한다. 또한, 2회째 어닐링 후의 유지 과정에서의 미변태 오스테나이트의 분율이 상승하고, 냉각 후의 마르텐사이트의 분율이 상승하기 때문에, TS는 상승하기는 하지만, 연성 및 신장 플랜지성이 저하한다. 그 때문에, 상부 베이나이트의 면적률은, 강판 조직 전체에 대한 면적률로 5％ 이상이 필요하다. 한편, 상부 베이나이트의 면적률이 45％를 초과하면, 연성에 유리한 페라이트의 분율이 저하하기 때문에, TS는 상승하기는 하지만 El은 감소하는 점에서, 45％ 이하로 한다. 따라서, 상부 베이나이트는, 면적률로 5％ 이상 45％ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는 6％ 이상 40％ 이하, 보다 바람직하게는 7％ 이상 35％ 이하의 범위이다.

[마르텐사이트의 면적률: 1％ 이상 20％ 이하]

본 발명에서는, 강판의 강도 확보를 위해, 면적률로 1％ 이상의 마르텐사이트를 필요로 한다. 한편, 양호한 연성을 확보하기 위해서는, 면적률로 마르텐사이트를 20％ 이하로 할 필요가 있다. 또한, 보다 양호한 연성 및 신장 플랜지성을 확보하기 위해서는, 마르텐사이트의 면적률은 15％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 페라이트, 상부 베이나이트 및 마르텐사이트의 면적률은, 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면(L 단면)을 연마 후, 1vol.％ 나이탈(nital)로 부식하고, 판두께 1/4 위치(강판 표면으로부터 깊이 방향에서 판두께의 1/4에 상당하는 위치)에 대해서, SEM(Scanning Electron Microscope; 주사 전자 현미경)을 이용하여 3000배의 배율로 3시야 관찰하고, 얻어진 조직 화상을, Adobe Systems사의 Adobe Photoshop을 이용하여, 구성 상(phase)(페라이트, 상부 베이나이트 및 마르텐사이트)의 면적률을 3시야분 산출하고, 그들 값을 평균내어 구할 수 있다. 또한, 상기의 조직 화상에 있어서, 페라이트는 회색의 조직(기지 조직(matrix)), 마르텐사이트는 백색, 또한 상부 베이나이트는 회색의 하지(base)에 일부 백색의 조직이 혼재된 조직을 나타내고 있다.

[잔류 오스테나이트의 체적률: 5％ 이상]

본 발명에서는, 양호한 연성 및 강도와 연성의 밸런스를 확보하기 위해, 잔류 오스테나이트의 양은 체적률로 5％ 이상으로 할 필요가 있다. 보다 양호한 연성 및 강도와 연성의 밸런스를 확보하기 위해서는, 잔류 오스테나이트의 양은 체적률로 8％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 10％ 이상이다. 또한, 잔류 오스테나이트량의 상한은 체적률로 25％로 하는 것이 바람직하다.

또한, 잔류 오스테나이트의 체적률은, 강판을 판두께 방향으로 판두께의 1/4까지 연삭·연마하고, X선 회절 강도 측정에 의해 구했다. 입사 X선에는, Co-Kα를 이용하여, 페라이트의 (200), (211) 각 면의 회절 강도에 대한 오스테나이트의 (200), (220), (311) 각 면의 강도비로부터 잔류 오스테나이트량을 계산했다.

[잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경: 2㎛ 이하]

잔류 오스테나이트의 결정립의 미세화는, 강판의 연성 및 재질 안정성의 향상에 기여한다. 그 때문에, 양호한 연성 및 재질 안정성을 확보하기 위해서는, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경을 2㎛ 이하로 할 필요가 있다. 보다 양호한 연성 및 재질 안정성을 확보하기 위해서는, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경을 1.5㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명에서는, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경을, TEM(투과형 전자 현미경)을 이용하여 15000배의 배율로 20시야 관찰하고, 얻어진 조직 화상을 이용하여, Media Cybernetics사의 Image-Pro를 이용하여 각각의 잔류 오스테나이트 결정립의 면적을 구하여, 원 상당 직경을 산출하고, 그들 값을 평균내어 구할 수 있다. 또한, 측정 대상으로 하는 잔류 오스테나이트 결정립의 하한은, 측정 한계의 관점에서 원 상당 직경으로 10㎚로 한다.

또한, 본 발명에 따르는 마이크로 조직에서는, 상기한 페라이트, 상부 베이나이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 이외에, 템퍼링 마르텐사이트, 하부 베이나이트, 펄라이트, 시멘타이트 등의 탄화물이나 그 외 강판의 조직으로서 공지의 것이 포함되는 경우가 있지만, 이들의 비율이 면적률로 5％ 이하이면, 본 발명의 효과를 해치는 일은 없다.

다음으로, 강판의 집합 조직에 대해서 설명한다.

[α-fiber에 대한 γ-fiber의 인버스 강도비: 3.0 이하]

α-fiber란 <110>축이 압연 방향에 평행한 섬유 집합 조직이고, 또한, γ-fiber란 <111>축이 압연면의 법선 방향에 평행한 섬유 집합 조직이다. 체심 입방 금속에서는, 압연 변형에 의해 α-fiber 및 γ-fiber가 강하게 발달하고, 재결정 어닐링 후도 이들 집합 조직이 잔존한다는 특징이 있다.

본 발명에 있어서, 강판의 집합 조직의 α-fiber에 대한 γ-fiber의 인버스 강도비가 3.0을 초과하면, 강판의 특정 방향으로 집합 조직이 배향하여, 기계적 특성의 면 내 이방성, 특히 TS의 면 내 이방성이 커진다. 따라서, 강판의 집합 조직의 α-fiber에 대한 γ-fiber의 인버스 강도비는 3.0 이하로 하고, 바람직하게는 2.5 이하로 한다.

또한, α-fiber에 대한 γ-fiber의 인버스 강도비의 하한에 대해서는 특별히 제한은 없지만 0.5 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 종래의 일반적인 제조 방법으로 얻어지는 고강도 강판에서는, α-fiber에 대한 γ-fiber의 인버스 강도비는 3.0∼4.0 정도였지만, 본 발명에 따라 1회째의 어닐링에 있어서 오스테나이트 단상역에서 어닐링을 실시함으로써, 이 인버스 강도비를 적합하게 저감할 수 있다.

또한, α-fiber에 대한 γ-fiber의 인버스 강도비는, 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면(L 단면)을 습식 연마(wet polishing) 및 콜로이달 실리카 용액을 이용한 버프 연마(buffing)에 의해 표면을 평활화한 후, 0.1vol.％ 나이탈로 부식함으로써, 시료 표면의 요철을 최대한 저감하고, 또한 가공 변질층을 완전하게 제거하고, 이어서 판두께 1/4 위치(강판 표면으로부터 깊이 방향에서 판두께의 1/4에 상당하는 위치)에 대해서, SEM-EBSD(Electron Back-Scatter Diffraction; 전자선 후방 산란 회절)법을 이용하여 결정 방위를 측정하고, 얻어진 데이터를, AMETEK EDAX사의 OIM Analysis를 이용하여, α-fiber 및 γ-fiber의 인버스 강도를 각각 구함으로써, 산출할 수 있다.

다음으로, 제조 방법에 대해서 설명한다.

본 발명의 고강도 강판은, 다음에 서술하는 공정에 의해 얻을 수 있다.

전술한 소정의 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 1100℃ 이상 1300℃ 이하로 가열하고, 마무리 압연 출측 온도를 800℃ 이상 1000℃ 이하에서 열간 압연하고, 권취 온도를 300℃ 이상 700℃ 이하로 하여 권취한다. 이어서, 산 세정 처리 후, 그대로, 혹은 450℃ 이상 800℃ 이하의 온도역에서 900s 이상 36000s 이하의 시간 유지한 후, 압하율: 30％ 이상으로 냉간 압연한다. 이어서, 얻어진 냉연판을, T₁ 온도 이상 950℃ 이하의 온도역에서 1회째의 어닐링 처리를 실시한 후, 적어도 (T₂ 온도＋100℃)까지를 평균 냉각 속도: 5℃/s 이상의 조건으로 냉각한 후, 실온까지 냉각한다. 이어서, 740℃ 이상 T₁ 온도 이하의 온도역까지 재가열하여 2회째의 어닐링 처리를 실시하고, 추가로 1차 냉각으로서 8℃/s 이상의 제1 평균 냉각 속도로 T₂ 온도 이상 (T₂ 온도＋150℃) 이하까지 냉각한다. 이어서, 2차 냉각으로서 3℃/s 이상의 제2 평균 냉각 속도로 냉각 정지 온도: 150℃ 이상 (T₂ 온도－10℃) 이하까지 냉각하고, 그때, 2회째의 어닐링 처리 후의 평균 냉각 속도는, 2차 냉각과 비교하여 1차 냉각의 쪽을 크게 한다. 추가로, (T₂ 온도－50℃) 이상 (T₂ 온도＋50℃) 이하의 재가열 온도역까지 재가열하고, 또한 재가열 온도는 (냉각 정지 온도＋5℃) 이상으로 하고, 당해 재가열 온도역에서 10s 이상의 시간 유지한다.

또한, 본 발명의 고강도 아연 도금 강판은, 전술한 고강도 강판에, 공지 공용의 아연 도금 처리를 실시함으로써 제조할 수 있다.

이하, 각 제조 공정에 대해서 설명한다.

본 발명에서는, 전술한 소정의 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 1100℃ 이상 1300℃ 이하로 가열하고, 마무리 압연 출측 온도를 800℃ 이상 1000℃ 이하에서 열간 압연하고, 권취 온도를 300℃ 이상 700℃ 이하로 하여 권취한다.

[강 슬래브의 가열 온도: 1100℃ 이상 1300℃ 이하]

강 슬래브의 가열 단계에서 존재하고 있는 석출물은, 최종적으로 얻어지는 강판 내에서는 조대한 석출물로서 존재하고, 강도에 기여하지 않기 때문에, 주조 시에 석출된 석출물을 재용해시킬 필요가 있다.

여기에서, 강 슬래브의 가열 온도가 1100℃ 미만에서는, 석출물의 충분한 용해가 곤란하여, 압연 하중의 증대에 의한 열간 압연 시의 트러블 발생의 위험이 증대하는 등의 문제가 발생한다. 또한, 슬래브 표층의 기포, 편석 등의 결함을 스케일 오프(scale-off)하고, 강판 표면의 균열, 요철을 감소시켜, 평활한 강판 표면을 달성할 필요성도 있다. 또한, 주조 시에 생성된 석출물이 재용해되지 않고, 조대한 석출물로서 남는 경우, 연성 및 신장 플랜지성이 저하하는 문제도 발생한다. 게다가, 효과적으로 잔류 오스테나이트를 생성할 수 없어, 연성이 저하할 우려가 있다. 따라서, 강 슬래브의 가열 온도는 1100℃ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 강 슬래브의 가열 온도가 1300℃ 초과에서는, 산화량의 증가에 수반하여 스케일 로스가 증대해 버린다. 그 때문에, 강 슬래브의 가열 온도는 1300℃ 이하로 할 필요가 있다.

따라서, 슬래브의 가열 온도는 1100℃ 이상 1300℃ 이하로 한다. 바람직하게는 1150℃ 이상 1280℃ 이하, 더욱 바람직하게는 1150℃ 이상 1250℃ 이하이다.

[마무리 압연 출측 온도: 800℃ 이상 1000℃ 이하]

가열 후의 강 슬래브는, 조압연 및 마무리 압연에 의해 열간 압연되어 열연 강판이 된다. 이때, 마무리 압연 출측 온도가 1000℃를 초과하면, 산화물(스케일)의 생성량이 급격하게 증대하고, 지철과 산화물의 계면이 거칠어져, 산 세정, 냉간 압연 후의 표면 품질이 열화하는 경향이 있고, 또한, 산 세정 후에 열연 스케일의 잔사 등이 일부에 존재하면, 연성이나 신장 플랜지성에 악영향을 미친다. 또한, 결정 입경이 과도하게 조대해져, 가공 시에 프레스품(pressed part) 표면 거칠어짐을 발생시키는 경우가 있다.

한편, 마무리 압연 출측 온도가 800℃ 미만에서는 압연 하중이 증대하여, 압연 부하가 커지는 것이나, 오스테나이트가 미재결정 상태에서의 압하율이 높아져, 이상인(abnormal) 집합 조직이 발달하고, 최종 제품에 있어서의 면 내 이방성이 현저해져, 재질의 균일성이나 재질 안정성이 손상될 뿐만 아니라, 연성 그 자체도 저하한다.

따라서, 열간 압연의 마무리 압연 출측 온도를 800℃ 이상 1000℃ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 820℃ 이상 950℃ 이하의 범위이다.

또한, 강 슬래브는, 매크로 편석을 방지하기 위해, 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하지만, 조괴법(ingot casting)이나 박 슬래브 주조법(thin slab casting) 등에 의해 제조하는 것도 가능하다. 또한, 강 슬래브를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각하고, 그 후 재차 가열하는 종래법에 더하여, 실온까지 냉각하지 않고, 온편인 채로 가열로(heating furnace)에 장입하거나, 혹은, 약간의 보열을 행한 후에 즉시 압연하는 직송 압연·직접 압연 등의 에너지 절약 프로세스도 문제없이 적용할 수 있다. 또한, 슬래브는 통상의 조건에서 조압연에 의해 시트 바(sheet bar)로 되지만, 가열 온도를 낮게 한 경우는, 열간 압연 시의 트러블을 방지하는 관점에서, 마무리 압연 전에 바 히터(bar heater) 등을 이용하여 시트 바를 가열하는 것이 바람직하다.

[열간 압연 후의 권취 온도: 300℃ 이상 700℃ 이하]

열간 압연 후의 권취 온도가 700℃를 초과하면, 열연판 조직의 페라이트의 결정 입경이 커져, 최종 어닐링판의 소망하는 강도 및 연성의 확보가 곤란해진다. 한편, 열간 압연 후의 권취 온도가 300℃ 미만에서는, 열연판 강도가 상승하고, 냉간 압연에 있어서의 압연 부하가 증대하여, 생산성이 저하한다. 또한, 마르텐사이트를 주체로 하는 경질인 열연판에 냉간 압연을 실시하면, 마르텐사이트의 구(舊)오스테나이트립계에 따른 미소한 내부 균열(취성 균열(embrittlement cracking))이 발생하기 쉽고, 또한 최종 어닐링판의 입경이 미세화하여 경질상 분율이 증대하기 때문에, 최종 어닐링판의 연성 및 신장 플랜지성이 저하한다. 따라서, 열간 압연 후의 권취 온도를 300℃ 이상 700℃ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 400℃ 이상 650℃ 이하, 보다 바람직하게는 400℃ 이상 600℃ 이하이다.

또한, 열연 시에 조압연판끼리를 접합하여 연속적으로 마무리 압연을 행해도 좋다. 또한, 조압연판을 일단 권취해도 상관없다. 또한, 열간 압연 시의 압연 하중을 저감하기 위해 마무리 압연의 일부 또는 전부를 윤활 압연(lubrication rolling)으로 해도 좋다. 윤활 압연을 행하는 것은, 강판 형상의 균일화, 재질의 균일화의 관점에서도 유효하다. 또한, 윤활 압연 시의 마찰 계수는, 0.10 이상 0.25 이하의 범위로 하는 것이 바람직하다.

이와 같이 하여 제조한 열연 강판에, 산 세정을 행한다. 산 세정은 강판 표면의 산화물의 제거가 가능한 점에서, 최종 제품의 고강도 강판에 있어서의 양호한 화성 처리성이나 도금 품질의 확보를 위해 중요하다. 또한 산 세정은, 1회라도 좋고, 복수회로 나누어도 좋다.

상기의 산 세정 처리 후, 그대로, 혹은 450℃ 이상 800℃ 이하의 온도역에서 900s 이상 36000s 이하의 시간 유지한 후, 압하율: 30％ 이상으로 냉간 압연을 실시한다.

이어서, T₁ 온도 이상 950℃ 이하의 온도역에서 1회째의 어닐링 처리를 실시한 후, 적어도 (T₂ 온도＋100℃)까지 평균 냉각 속도: 5℃/s 이상의 조건으로 냉각한 후, 실온까지 냉각한다.

[열연판 산 세정 처리 후의 열처리 온도역과 유지 시간: 450℃ 이상 800℃ 이하의 온도역에서 900s 이상 36000s 이하의 시간 유지]

열처리 온도역이 450℃ 미만 또는 열처리 유지 시간이 900s 미만인 경우, 열연 후의 템퍼링이 불충분하기 때문에, 그 후의 냉간 압연 시에 페라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트가 혼재된 불균일한 조직이 되고, 이러한 열연판 조직의 영향을 받아, 균일 미세화가 불충분하게 된다. 그 결과, 최종 어닐링판의 조직에 있어서, 조대한 마르텐사이트의 비율이 증가하여, 불균일한 조직이 되고, 최종 어닐링판의 연성, 신장 플랜지성 및 재질 안정성(면 내 이방성)이 저하하는 경우가 있다.

한편, 열처리 유지 시간이 36000s 초과인 경우는, 생산성에 악영향을 미치는 경우가 있다. 또한, 열처리 온도역이 800℃를 초과하는 경우는, 페라이트와 마르텐사이트 또는 펄라이트의 불균일 또한 경질화한 조대한 2상 조직이 되어, 냉간 압연 전에 불균일한 조직이 되고, 최종 어닐링판의 조대한 마르텐사이트의 비율이 증가하여, 역시 최종 어닐링판의 연성, 신장 플랜지성 및 재질 안정성이 저하하는 경우가 있다.

따라서, 열연판 산 세정 처리 후의 열처리 온도역은 450℃ 이상 800℃ 이하로 하고, 유지 시간은 900s 이상 36000s 이하로 할 필요가 있다.

[냉간 압연 시의 압하율: 30％ 이상]

냉간 압연 시의 압하율이 30％에 미치지 않는 경우에는, 이어지는 어닐링 시에 있어서, 오스테나이트로의 역변태의 핵이 되는 입계나 전위의 단위 체적당의 총수가 감소하여, 전술한 최종의 마이크로 조직을 얻는 것이 곤란해진다. 그리고, 마이크로 조직에 불균일이 발생하면, 강판의 연성 및 면 내 이방성은 저하한다. 따라서, 냉간 압연 시의 압하율은 30％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 35％ 이상, 보다 바람직하게는 40％ 이상이다. 또한, 압연 패스의 횟수, 각 패스마다의 압하율에 대해서는, 특별히 한정되는 일 없이 본 발명의 효과를 얻을 수 있다. 또한, 상기 압하율의 상한에 특별히 한정은 없지만, 공업상 80％ 정도로 하는 것이 바람직하다.

[1회째의 어닐링 처리의 온도역: T₁ 온도 이상 950℃ 이하]

1회째의 어닐링 온도역이 T₁ 온도 미만인 경우, 이 열처리는 페라이트와 오스테나이트의 2상역에서의 열처리가 되기 때문에, 최종 조직에 페라이트와 오스테나이트의 2상역에서 생성된 페라이트(폴리고널 페라이트)를 많이 포함하고, 미세한 잔류 오스테나이트가 소망량 생성되지 않아, 양호한 강도와 연성의 밸런스의 확보가 곤란해진다. 한편, 1회째의 어닐링 온도가 950℃를 초과한 경우, 어닐링 중의 오스테나이트의 결정립이 조대화하여, 최종적으로 미세한 잔류 오스테나이트가 생성되지 않아, 역시 양호한 강도와 연성의 밸런스의 확보가 곤란해져, 생산성이 저하한다. 여기에서, T₁ 온도란 Ac₃점을 의미한다.

또한, 1회째의 어닐링 처리의 유지 시간은, 특별히 한정은 하지 않지만 10s 이상 1000s 이하의 범위가 바람직하다.

[1회째의 어닐링 처리 후의 (T₂ 온도＋100℃)까지의 평균 냉각 속도: 5℃/s 이상]

1회째의 어닐링 처리 후의 (T₂ 온도＋100℃)까지의 평균 냉각 속도가 5℃/s 미만에서는, 냉각 중에 페라이트 및 펄라이트가 생성되기 때문에, 2회째의 어닐링 전(前) 조직에 있어서, 마르텐사이트 단상 조직, 혹은 베이나이트 단상 조직, 혹은 마르텐사이트와 베이나이트가 혼재된 조직이 얻어지지 않고, 최종적으로 미세한 잔류 오스테나이트가 소망량 생성되지 않기 때문에, 양호한 강도와 연성의 밸런스의 확보가 곤란해진다. 또한, 강판의 재질 안정성이 손상되게도 된다. 여기에서, T₂ 온도란 상부 베이나이트 변태 개시 온도를 의미한다.

따라서, 1회째의 어닐링 처리 후의 (T₂ 온도＋100℃)까지의 평균 냉각 속도는 5℃/s 이상으로 하고, 바람직하게는 8℃/s 이상, 보다 바람직하게는 10℃/s 이상, 더욱 바람직하게는 15℃/s 이상으로 한다. 또한, 상기 평균 냉각 속도의 상한에 특별히 한정은 없지만, 공업적으로 가능한 것은, 80℃/s 정도까지이다.

또한, (T₂ 온도＋100℃)보다 저온역에서의 평균 냉각 속도에 대해서는 특별히 제한은 없고, 실온까지 냉각한다. 또한, 과시효대(overaging zone)를 통과시키는 처리를 실시해도 좋다. 또한, 그 온도역에서의 냉각 방법은 특별히 규정하지 않고, 가스 제트 냉각(gas jet cooling), 미스트 냉각(mist cooling), 수랭, 공랭 등 중 어느 냉각이라도 상관없다. 또한, 산 세정은 통상적인 방법에 따르면 좋다. 또한, 특별히 한정할 필요는 없지만, 실온 또는 과시효대까지의 평균 냉각 속도가 80℃/s를 초과하면, 강판 형상이 악화될 가능성이 있기 때문에, 평균 냉각 속도가 80℃/s 이하인 것이 바람직하다.

이상 서술한 1회째의 어닐링 처리 및, 그 후의 냉각 처리를 실시함으로써, 2회째의 어닐링 처리 전의 조직을, 마르텐사이트 단상 조직 혹은 베이나이트 단상 조직 혹은 마르텐사이트와 베이나이트가 혼재된 조직을 주체로 함으로써, 후술하는 2회째의 어닐링 후의 냉각, 재가열 및 유지 과정에 있어서, 상부 베이나이트를 효과적으로 생성시킬 수 있다. 이에 따라, 미세한 잔류 오스테나이트의 적정량의 확보가 가능해져, 양호한 연성의 확보가 가능하게 된다.

즉, 상기한 1회째의 어닐링 처리 및, 그 후의 냉각 처리에 의해 생성되는, 마르텐사이트 단상 조직 혹은 베이나이트 단상 조직 혹은 마르텐사이트와 베이나이트의 혼재 조직은 미세한 조직을 형성하는 점에서, 그 후에 형성되는 잔류 오스테나이트도 미세한 조직이 되는 것이다. 여기에서, 본 발명에 의해 얻어지는 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경은 0.1∼1.5㎛ 정도이다.

[2회째의 어닐링 처리의 온도역: 740℃ 이상 T₁ 온도 이하]

2회째의 어닐링 온도에 있어서의 가열 온도가 740℃ 미만인 경우는, 어닐링 중에 충분한 양의 오스테나이트를 확보할 수 없고, 최종적으로 소망하는 마르텐사이트의 면적률과 잔류 오스테나이트의 체적률이 확보되지 않기 때문에, 본 발명에서 소망하는 강도의 확보와, 양호한 강도와 연성의 밸런스의 확보가 곤란해진다. 한편, 2회째의 어닐링 온도가 T₁ 온도를 초과한 경우는, 오스테나이트 단상의 온도역이 되기 때문에, 최종적으로 미세한 잔류 오스테나이트가 소망량 생성되지 않아, 역시 양호한 강도와 연성의 밸런스의 확보가 곤란해진다. 또한, 2회째의 어닐링 처리의 유지 시간은, 특별히 한정은 하지 않지만, 10s 이상 1000s 이하가 바람직하다.

[2회째의 어닐링 처리 후의 T₂ 온도 이상 (T₂ 온도＋150℃) 이하까지의 1차 냉각의 제1 평균 냉각 속도: 8℃/s 이상]

본 발명에 있어서, 매우 중요한 제어 인자이다. 2회째의 어닐링 처리 후의 T₂ 온도 이상 (T₂ 온도＋150℃) 이하까지의 1차 냉각의 제1 평균 냉각 속도를 8℃/s 이상으로 함으로써, 그 후의 냉각 및 재가열 후의 유지 공정에서 생성되는 상부 베이나이트 변태의 구동력을 상승시킬 수 있다. 여기에서, 2회째의 어닐링 처리 후의 T₂ 온도 이상 (T₂ 온도＋150℃) 이하까지의 1차 냉각의 제1 평균 냉각 속도가 8℃/s 미만에서는, 냉각 중에 페라이트의 조대화 및 펄라이트의 생성이 발생하기 때문에, 최종적으로 미세한 잔류 오스테나이트가 소망량 생성되지 않고, 또한 잔류 오스테나이트 중의 C량도 감소하기 때문에, 양호한 강도와 연성의 밸런스의 확보가 곤란해진다. 또한, 강판의 재질 안정성이 손상되게도 된다. 따라서, 2회째의 어닐링 처리 후의 T₂ 온도 이상 (T₂ 온도＋150℃) 이하까지의 1차 냉각의 제1 평균 냉각 속도는, 8℃/s 이상으로 한다. 바람직하게는 10℃/s 이상, 보다 바람직하게는 15℃/s 이상, 더욱 바람직하게는 20℃/s 이상이다. 또한, 상기 평균 냉각 속도의 상한에 특별히 한정은 없지만, 공업적으로 가능한 것은, 80℃/s 정도까지이다.

[2회째의 어닐링 처리 후의 150℃ 이상 (T₂ 온도－10℃) 이하까지의 2차 냉각의 제2 평균 냉각 속도: 3℃/s 이상]

2회째의 어닐링 처리 후의 150℃ 이상 (T₂ 온도－10℃) 이하까지의 2차 냉각의 제2 평균 냉각 속도가 3℃/s 미만에서는, 냉각 중에 페라이트의 조대화 및, 베이나이트나 펄라이트의 생성이 발생하기 때문에, 최종적으로 미세한 잔류 오스테나이트가 소망량 생성되지 않아, 양호한 강도와 연성의 밸런스의 확보가 곤란해진다. 또한, 강판의 재질 안정성이 손상되게도 된다. 따라서, 2회째의 어닐링 처리 후의 150℃ 이상 (T₂ 온도－10℃) 이하까지의 2차 냉각의 제2 평균 냉각 속도는, 3℃/s 이상으로 한다. 바람직하게는 5℃/s 이상, 보다 바람직하게는 10℃/s 이상, 더욱 바람직하게는 15℃/s 이상이다. 또한, 상기 평균 냉각 속도의 상한에 특별히 한정은 없지만, 공업적으로 가능한 것은, 80℃/s 정도까지이다.

[2회째의 어닐링 처리 후의 평균 냉각 속도: 제2 평균 냉각 속도와 비교하여 제1 평균 냉각 속도가 크다]

본 발명에 있어서, 매우 중요한 제어 인자이다. 2회째의 어닐링 처리 후의 평균 냉각 속도에 대해서, 제1 평균 냉각 속도가 제2 평균 냉각 속도 이하인 경우, 그 후의 냉각 및 재가열 후의 유지 공정에서의 상부 베이나이트 변태의 구동력을 충분히 확보할 수 없어, 소망하는 상부 베이나이트 및 잔류 오스테나이트량을 확보할 수 없다. 따라서, 2회째의 어닐링 처리 후의 평균 냉각 속도는 제2 평균 냉각 속도와 비교하여 제1 평균 냉각 속도가 큰 것으로 한다. 또한, 상기의 제1 평균 냉각 속도와 제2 평균 냉각 속도의 차의 상한에 대해서, 특별히 한정은 없지만, 공업적으로 가능한 것은, 50℃/s 이하까지이다.

[2회째의 어닐링 처리 후의 냉각 정지 온도: 150℃ 이상 (T₂ 온도－10℃) 이하]

본 발명에 있어서, 매우 중요한 제어 인자이다. 이 냉각은, (T₂ 온도－10℃) 이하까지 냉각함으로써, 재가열 후의 유지 공정에서 생성되는 상부 베이나이트 변태의 과냉도를 상승시키는 것이다. 여기에서, 2회째의 어닐링 처리 후의 냉각 정지 온도의 하한이 150℃ 미만에서는, 미변태 오스테나이트가, 이 시점에서 거의 모두 마르텐사이트화하기 때문에, 소망하는 상부 베이나이트 및 잔류 오스테나이트량을 확보할 수 없다. 한편, 2회째의 어닐링 처리 후의 냉각 정지 온도의 상한이 (T₂ 온도－10℃)를 초과하면, 상부 베이나이트량 및 잔류 오스테나이트량이 본 발명의 규정량을 확보할 수 없게 된다. 따라서, 2회째의 어닐링 처리 후의 냉각 정지 온도는, 150℃ 이상 (T₂ 온도－10℃) 이하로 한다.

[재가열 온도: (T₂ 온도－50℃) 이상 (T₂ 온도＋50℃) 이하]

본 발명에 있어서, 매우 중요한 제어 인자이다. 재가열 온도가 (T₂ 온도＋50℃)를 초과하면, 재가열 후의 유지 중에 애시큘러 페라이트가 우선적으로 생성되기 때문에, 소망하는 상부 베이나이트 및 잔류 오스테나이트량의 확보가 곤란해진다. 한편, (T₂ 온도－50℃) 미만에서는, 하부 베이나이트가 우선적으로 생성되기 때문에, 소망하는 상부 베이나이트 및 잔류 오스테나이트량을 확보할 수 없다. 따라서, 재가열 온도는 (T₂ 온도－50℃) 이상 (T₂ 온도＋50℃) 이하로 한다. 바람직하게는 (T₂ 온도－40℃) 이상 (T₂ 온도＋40℃) 이하이다.

[재가열 온도: (2회째의 어닐링 처리 후의 냉각 정지 온도＋5℃) 이상]

재가열 온도가 (냉각 정지 온도＋5℃) 미만에서는, 상부 베이나이트 변태의 구동력을 확보할 수 없어, 소망하는 상부 베이나이트 및 잔류 오스테나이트량을 확보할 수 없다. 따라서, 재가열 온도는 (냉각 정지 온도＋5℃) 이상으로 한다. 또한, 상기 재가열 온도와 냉각 정지 온도의 온도차에 구체적인 상한은 없고, 재가열 온도가 상한 온도인 (T₂ 온도＋50℃) 이하이면 좋다.

[재가열 온도역에서의 유지 시간: 10s 이상]

상기 재가열 온도역에서의 유지 시간이 10s 미만에서는, 오스테나이트로의 C 농화가 진행되는 시간이 불충분해져, 최종적으로 소망하는 잔류 오스테나이트의 체적률의 확보가 곤란하게 된다. 따라서, 상기 재가열 온도역에서의 유지 시간은 10s 이상으로 한다. 한편, 1000s를 초과하여 체류된 경우, 잔류 오스테나이트의 체적률은 증가하지 않고, 연성의 현저한 향상은 확인되지 않고 포화 경향이 되기 때문에, 상기 재가열 온도역에서의 유지 시간은 1000s 이하로 하는 것이 바람직하다.

유지 후의 냉각은 특별히 규정할 필요가 없고, 임의의 방법에 의해 소망하는 온도로 냉각해도 좋다. 또한, 상기 소망하는 온도는, 실온 정도가 바람직하다.

[아연 도금 처리]

용융 아연 도금 처리를 실시할 때는, 상기 어닐링 처리를 실시한 강판을, 440℃ 이상 500℃ 이하의 아연 도금욕 중에 침지하여 용융 아연 도금 처리를 실시한 후, 가스 와이핑(gas wiping) 등에 의해, 도금 부착량을 조정한다. 용융 아연 도금은 Al량이 0.10질량％ 이상 0.23질량％ 이하인 아연 도금욕을 이용하는 것이 바람직하다. 또한, 아연 도금의 합금화 처리를 실시할 때는, 용융 아연 도금 처리 후에, 470℃ 이상 600℃ 이하의 온도역에서 아연 도금의 합금화 처리를 실시한다. 600℃를 초과하는 온도에서 합금화 처리를 행하면, 미변태 오스테나이트가 펄라이트로 변태하고, 소망하는 잔류 오스테나이트의 체적률을 확보할 수 없어, El이 저하하는 경우가 있다. 따라서, 아연 도금의 합금화 처리를 행할 때는, 470℃ 이상 600℃ 이하의 온도역에서 아연 도금의 합금화 처리를 실시하는 것이 바람직하다. 또한, 전기 아연 도금 처리를 실시해도 좋다. 또한, 도금 부착량은 편면당 20∼80g/㎡(양면 도금)가 바람직하고, 합금화 용융 아연 도금 강판(GA)은, 합금화 처리를 실시함으로써 도금층 중의 Fe 농도를 7∼15질량％로 하는 것이 바람직하다.

열처리 후의 스킨 패스 압연(skin pass rolling)의 압하율은, 0.1％ 이상 2.0％ 이하의 범위가 바람직하다. 0.1％ 미만에서는 효과가 작고, 제어도 곤란한 점에서, 이것이 양호 범위의 하한이 된다. 또한, 2.0％를 초과하면, 생산성이 현저하게 저하하기 때문에, 이것을 양호 범위의 상한으로 한다.

스킨 패스 압연은, 온라인에서 행해도 좋고, 오프라인에서 행해도 좋다. 또한, 한 번에 목적의 압하율의 스킨 패스를 행해도 좋고, 수회로 나누어서 행해도 상관없다. 그 외의 제조 방법의 조건은, 특별히 한정하지 않지만, 생산성의 관점에서, 상기의 어닐링, 용융 아연 도금, 아연 도금의 합금화 처리 등의 일련의 처리는, 용융 아연 도금 라인인 CGL(Continuous Galvanizing Line)에서 행하는 것이 바람직하다. 용융 아연 도금 후는, 도금의 중량을 조정하기 위해, 와이핑이 가능하다. 또한, 상기한 조건 이외의 도금 등의 조건은, 용융 아연 도금의 통상적인 방법에 따를 수 있다.

실시예

(실시예 1)

표 1에 나타내는 성분 조성을 갖고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을 전로(converter)에서 용제하고, 연속 주조법으로 슬래브로 했다. 얻어진 슬래브를, 표 2에 나타낸 조건으로 가열하여 열간 압연 후, 산 세정 처리를 실시하고, 표 2에 나타낸 No.1∼11, 13∼26, 28, 30, 32, 33, 35∼40, 42, 44는 열연판 열처리를 실시하고, 추가로, 그 중에서, No.32, 33, 35∼40, 42, 44는 열연판 열처리 후에 산 세정 처리를 실시했다.

이어서, 표 2에 나타낸 조건으로 냉간 압연한 후, 표 3에 나타낸 조건으로 2회의 어닐링 처리를 실시하여, 고강도 냉연 강판(CR)을 얻었다.

추가로, 일부의 고강도 냉연 강판(CR)에 아연 도금 처리를 실시하고, 용융 아연 도금 강판(GI), 합금화 용융 아연 도금 강판(GA), 전기 아연 도금 강판(EG) 등을 얻었다. 용융 아연 도금욕은, GI에서는, Al: 0.14질량％ 또는 0.19질량％ 함유 아연욕을 사용하고, 또한, GA에서는, Al: 0.14질량％ 함유 아연욕을 사용하고, 욕온은 470℃로 했다. 도금 부착량은, GI에서는, 편면당 72g/㎡ 또는 45g/㎡(양면 도금)로 하고, 또한, GA에서는, 편면당 45g/㎡(양면 도금)로 했다. 또한, GA는, 도금층 중의 Fe 농도를 9질량％ 이상 12질량％ 이하로 했다.

또한, T₁ 온도(℃)는, 이하의 식을 이용하여 구했다.

또한, T₂ 온도(℃)는,

T₂ 온도(℃)＝740－490×[％C]－100×[％Mn]－70×[％Cr]

에 의해 산출할 수 있다. 또한, [％X]는 강판의 성분 원소 X의 질량％로 하고, 함유하지 않는 성분 원소에 대해서는 영(zero)으로 한다.

또한, T₁ 온도는 Ac₃점, T₂ 온도는 상부 베이나이트 변태 개시 온도를 의미한다.

이상과 같이 하여 얻어진 고강도 냉연 강판(CR), 용융 아연 도금 강판(GI), 합금화 용융 아연 도금 강판(GA), 전기 아연 도금 강판(EG)을 공시강(steel under test)으로 하여, 기계적 특성을 평가했다. 기계적 특성은, 이하와 같이 인장 시험 및 구멍 확장 시험을 행하여 평가했다.

인장 시험은, 인장 시험편의 길이가, 강판의 압연 방향(L 방향), 강판의 압연 방향에 대하여 45°방향(D 방향), 강판의 압연 방향에 대하여 직각 방향(C 방향)의 3방향이 되도록 샘플을 채취한 JIS5호 시험편을 이용하여, JIS Z 2241(2011년)에 준거하여 행하고, TS(인장 강도) 및 El(전체 신장)을 측정했다. 또한, 본 발명에서, 연성 즉 El이 우수하다는 것은, TS×El의 값이 19000㎫·％ 이상인 경우를 양호라고 판단했다. 또한, TS의 면 내 이방성이 우수하다는 것은, TS의 면 내 이방성의 지표인 │ΔTS│의 값이 50㎫ 이하인 경우를 양호라고 판단했다.

구멍 확장 시험은, JIS Z 2256(2010년)에 준거하여 행했다. 얻어진 각 강판을 100㎜×100㎜로 절단 후, 클리어런스 12％±1％로 직경 10㎜의 구멍을 펀칭한 후, 내경 75㎜의 다이스를 이용하여 주름 누름력(blank holding force) 9ton(88.26kN)으로 억제한 상태에서, 60°원추의 펀치를 구멍에 밀어넣어 균열 발생 한계에 있어서의 구멍 직경을 측정하고, 하기의 식으로부터, 한계 구멍 확장률: λ(％)를 구하고, 이 한계 구멍 확장률의 값으로부터 구멍 확장성을 평가했다.

한계 구멍 확장률: λ(％)＝{(D_f－D₀)/D₀}×100

단, D_f는 균열 발생 시의 구멍 지름(mm), D₀은 초기 구멍 지름(mm)이다. 또한, 본 발명에서는, 신장 플랜지성의 지표인 한계 구멍 확장률: λ의 값이 강판의 강도에 관계없이 20％ 이상인 경우를 양호라고 판단했다.

또한, 전술한 방법에 따라, 페라이트(F), 상부 베이나이트(UB) 및 마르텐사이트(M)의 면적률, 잔류 오스테나이트(RA)의 체적률과 평균 결정 입경, 나아가서는 강판의 판두께 1/4 위치에 있어서의 α-fiber에 대한 γ-fiber의 인버스 강도비를 구했다.

이렇게 하여 얻어진 각 강판의 강판 조직에 대해서 조사한 결과를 표 4에 나타낸다. 또한, 각 강판의 기계적 특성에 대한 측정 결과를 표 5에 나타낸다.

표 5에 나타내는 바와 같이, 본 발명예에서는, TS가 780㎫ 이상이고, 연성과 신장 플랜지성이 우수하고, 높은 강도와 연성의 밸런스를 갖고, 또한, TS의 면 내 이방성도 우수하다. 한편, 비교예에서는, 강도, 연성, 신장 플랜지성, 강도와 연성의 밸런스, TS의 면 내 이방성 중 어느 하나 이상이 뒤떨어져 있다.

이상, 본 발명의 실시 형태에 대해서 설명했지만, 본 발명은, 본 실시 형태에 의한 본 발명의 개시의 일부를 이루는 서술에 의해 한정되는 것은 아니다. 즉, 본 실시 형태에 기초하여 통상의 기술자들에 의해 이루어지는 다른 실시 형태, 실시예 및 운용 기술 등은 모두 본 발명의 범주에 포함된다. 예를 들면, 상기한 제조 방법에 있어서의 일련의 열처리에 있어서는, 열이력 조건만 만족하면, 강판에 열처리를 실시하는 설비 등은 특별히 한정되는 것은 아니다.

(산업상의 이용 가능성)

본 발명에 의하면, 780㎫ 이상의 TS를 갖고, 연성뿐만 아니라 신장 플랜지성이 우수하고, 추가로, TS의 면 내 이방성이 우수한 고강도 강판의 제조가 가능하게 된다. 또한, 본 발명의 제조 방법에 따라 얻어진 고강도 강판을, 예를 들면, 자동차 구조 부재에 적용함으로써 차체 경량화에 의한 연비 개선을 도모할 수 있어, 산업상의 이용 가치는 매우 크다.

Claims

성분 조성이, 질량％로,
C: 0.08％ 이상 0.35％ 이하,
Si: 0.50％ 이상 2.50％ 이하,
Mn: 1.50％ 이상 3.00％ 이하,
P: 0.001％ 이상 0.100％ 이하,
S: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하 및
N: 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
강 조직이, 면적률로,
페라이트가 20％ 이상 50％ 이하,
상부 베이나이트가 5％ 이상 45％ 이하,
마르텐사이트가 1％ 이상 20％ 이하이고,
체적률로, 잔류 오스테나이트가 5％ 이상, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 2㎛ 이하이고,
또한, 강판의 집합 조직이, α-fiber에 대한 γ-fiber의 인버스 강도비로 3.0 이하의 마이크로 조직을 갖는
것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제1항에 기재된 고강도 강판에, 추가로, 질량％로,
Al: 0.01％ 이상 1.00％ 이하,
Ti: 0.005％ 이상 0.100％ 이하,
Nb: 0.005％ 이상 0.100％ 이하,
V: 0.005％ 이상 0.100％ 이하,
B: 0.0001％ 이상 0.0050％ 이하,
Cr: 0.05％ 이상 1.00％ 이하,
Cu: 0.05％ 이상 1.00％ 이하,
Sb: 0.0020％ 이상 0.2000％ 이하,
Sn: 0.0020％ 이상 0.2000％ 이하,
Ta: 0.0010％ 이상 0.1000％ 이하,
Ca: 0.0003％ 이상 0.0050％ 이하,
Mg: 0.0003％ 이상 0.0050％ 이하 및
REM: 0.0003％ 이상 0.0050％ 이하
중으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제1항 또는 제2항에 기재된 고강도 강판을 제조하는 방법으로서,
제1항 또는 제2항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 1100℃ 이상 1300℃ 이하로 가열하고, 마무리 압연 출측 온도를 800℃ 이상 1000℃ 이하에서 열간 압연하고, 권취 온도를 300℃ 이상 700℃ 이하에서 권취하고, 산 세정 처리 후, 그대로, 혹은 450℃ 이상 800℃ 이하의 온도역에서 900s 이상 36000s 이하의 시간 유지한 후, 30％ 이상의 압하율로 냉간 압연을 실시하고, 이어서 얻어진 냉연판을, T₁ 온도 이상 950℃ 이하에서 1회째의 어닐링 처리를 실시한 후, 적어도 (T₂ 온도＋100℃)까지를 평균 냉각 속도: 5℃/s 이상의 조건으로 냉각한 후, 실온까지 냉각하고,
이어서, 740℃ 이상 T₁ 온도 이하의 온도역까지 재가열하여 2회째의 어닐링 처리를 실시하고, 추가로 1차 냉각으로서 8℃/s 이상의 제1 평균 냉각 속도로 T₂ 온도 이상 (T₂ 온도＋150℃) 이하까지 냉각한 후, 2차 냉각으로서 3℃/s 이상의 제2 평균 냉각 속도로 냉각 정지 온도: 150℃ 이상 (T₂ 온도－10℃) 이하까지 냉각하고, 그때, 2회째의 어닐링 처리 후의 평균 냉각 속도는, 2차 냉각과 비교하여 1차 냉각의 쪽을 크게 하고, 추가로 (T₂ 온도－50℃) 이상 (T₂ 온도＋50℃) 이하의 재가열 온도역까지 재가열하고, 또한 재가열 온도는 (냉각 정지 온도＋5℃) 이상으로 하고, 당해 재가열 온도역에서 10s 이상의 시간 유지하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
기
T₁ 온도(℃)＝946－203×[％C]^1/2＋45×[％Si]－30×[％Mn]＋150×[％Al]－20×[％Cu]＋11×[％Cr]＋400×[％Ti]
T₂ 온도(℃)＝740－490×[％C]－100×[％Mn]－70×[％Cr]
단, [％X]는 강판의 성분 원소 X의 질량％로 하고, 함유하지 않는 성분 원소에 대해서는 영으로 한다.
제1항 또는 제2항에 기재된 고강도 강판의 표면에, 아연 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 아연 도금 강판.