KR20200093002A

KR20200093002A - 고강도 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20200093002A
Application number: KR1020207018283A
Authority: KR
Inventors: 히로시 하세가와; 히데카즈 미나미; 다츠야 나카가이토; 가나 사사키; 쇼지 다나카
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2017-12-27
Filing date: 2018-10-09
Publication date: 2020-08-04
Also published as: CN111527224B; EP3715493A1; EP3715493A4; JPWO2019130713A1; JP6562180B1; KR102416655B1; WO2019130713A1; CN111527224A; MX2020006763A; US11492677B2; US20210062282A1

Abstract

본 발명의 과제는, 강도와 가공성의 양립에 있어서 더욱 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다. 본 발명의 고강도 강판은, 특정한 성분 조성과, 면적률로, 하부 베이나이트, 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트를 합계로 40 ∼ 100 ％, 잔류 오스테나이트를 15 ％ 이하, 상부 베이나이트 및 페라이트를 합계로 0 ∼ 60 ％ 를 포함하는 강 조직을 갖고, 상기 강 조직에 있어서, 애스펙트비가 3 이상인 신전 페라이트상이 면적률로 1 ％ 이하, 강판 표면으로부터 50 ㎛ 까지의 영역에 있어서의 마텐자이트의 평균 결정 입경이 20 ㎛ 이하, 강판 표면으로부터 50 ㎛ 까지의 영역에 있어서의 단축 길이가 0.8 ㎛ 이하인 산화물이 1.0 × 10¹⁰ 개/㎡ 이상, 강판 표면으로부터 50 ㎛ 까지의 영역에 있어서의 단축 길이가 1 ㎛ 를 초과하는 조대 산화물이 1.0 × 10⁸ 개/㎡ 이하이고, 강판 내 트랩 수소량이 0.05 질량ppm 이상이다.

Description

고강도 강판 및 그 제조 방법

본 발명은, 강도와 가공성이 우수하고, 자동차용 부재에 바람직한, 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

자동차의 충돌 안전성 개선과 연비 향상의 관점에서 자동차용 부품에 사용되는 강판에 있어서는 고강도화가 요구되고 있다. 그러나, 강판의 고강도화는 일반적으로 가공성 (굽힘성) 의 저하를 초래하기 때문에, 강도와 가공성의 양방이 우수한 강판의 개발이 필요시되고 있다. 최근에는, 인장 강도 (이하, TS) 가 980 ㎫ 를 초과하는 고강도 강판의 적용이 확대되고 있지만 성형 난도가 높기 때문에, 멤버나 로커 부품 등과 같이 스트레이트 형상으로 굽힘 주체의 가공이 실시되는 경우가 많아, 굽힘성이 우수한 강판이 요구되고 있다. 이 때문에, 굽힘성이 우수한 고강도 강판의 개발이 많이 실시되고 있다. 예를 들어, 특허문헌 1 에서는 템퍼드 마텐자이트의 평균 결정립의 미세화에 의해 굽힘성이 우수한 강판에 관한 기술이 개시되어 있다. 또, 특허문헌 2 에서는 개재물이나 석출물의 양이나 형태를 제어함으로써 굽힘성이 우수한 강판에 관한 기술이 개시되어 있다.

국제 공개 제2016-113788호 국제 공개 제2015-198582호

그러나, 특허문헌 1 및 특허문헌 2 등의 종래 기술보다, 강도와 가공성의 양립에 있어서 더욱 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법이 요구되고 있다.

본 발명은 상기 과제를 해결하기 위해서 이루어진 것으로, 그 목적은, 강도와 가공성의 양립에 있어서 더욱 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것에 있다.

특허문헌 1 및 특허문헌 2 에서는 강 조직이나 강판 중의 개재물에만 주목하고 있고, 강 중에 트랩된 트랩 수소에 주목한 검토는 행해져 오지 않았지만, 본 발명자들은 상기 트랩 수소에 주목하여 이하와 같이, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

본 발명자들은, 상기한 과제를 달성하기 위해, 예의 연구를 거듭한 결과, 강판 조직을 최적화한 후 강판 내에 수소를 도입하고, 산화물에 트랩시켜 트랩 수소로 함으로써 굽힘성이 현격히 향상되는 것을 알아냈다.

즉, 특정한 성분 조성으로 조정함과 함께, 면적률로, 하부 베이나이트, 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트를 합계로 40 ∼ 100 ％, 잔류 오스테나이트를 15 ％ 이하, 상부 베이나이트 및 페라이트를 합계로 0 ∼ 60 ％ 를 포함하는 강 조직을 갖고, 이 강 조직에 있어서, 애스펙트비가 3 이상인 신전 (伸展) 페라이트상이 면적률로 1 ％ 이하, 강판 표면으로부터 50 ㎛ 까지의 영역에 있어서의 마텐자이트의 평균 결정 입경이 20 ㎛ 이하, 강판 표면으로부터 50 ㎛ 까지의 영역에 있어서의 단축 (短軸) 길이가 0.8 ㎛ 이하인 산화물이 1.0 × 10¹⁰ 개/㎡ 이상, 강판 표면으로부터 50 ㎛ 까지의 영역에 있어서의 단축 길이가 1.0 ㎛ 를 초과하는 조대 산화물이 1.0 × 10⁸ 개/㎡ 이하가 되도록 조정하고, 강판 내 트랩 수소량이 0.05 질량ppm 이상이 되도록 조정함으로써 고강도와 우수한 굽힘성을 발현한다.

본 발명에 있어서, 고강도란 TS 가 980 ㎫ 이상, 바람직하게는 1180 ㎫ 이상, 우수한 굽힘성이란 미소 균열이 관찰되지 않게 되는 최소 굽힘 반경 R 의 판두께 t 에 대한 비 (R/t) 가, TS 가 980 ㎫ 이상 1180 ㎫ 미만인 범위에서 1.5 이하, TS 가 1180 ㎫ 이상 1320 ㎫ 미만인 범위에서 2.5 이하, TS 가 1320 ㎫ 이상 1600 ㎫ 미만인 범위에서 3.5 이하, TS 가 1600 ㎫ 이상 2100 ㎫ 미만인 범위에서 5.0 이하로 한다.

또한, 본 발명에 있어서 미소 균열이란 균열 길이가 0.5 ㎜ 이상인 균열이다.

본 발명은 이와 같은 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 그 요지는 이하와 같다.

[1] 질량％ 로, C : 0.05 ∼ 0.40 ％, Si : 0.10 ∼ 3.0 ％, Mn : 1.5 ∼ 4.0 ％, P : 0.100 ％ 이하 (0 ％ 는 제외한다), S : 0.02 ％ 이하 (0 ％ 는 제외한다), Al : 0.010 ∼ 1.0 ％, N : 0.010 ％ 이하를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과, 면적률로, 하부 베이나이트, 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트를 합계로 40 ∼ 100 ％, 잔류 오스테나이트를 15 ％ 이하, 상부 베이나이트 및 페라이트를 합계로 0 ∼ 60 ％ 를 포함하는 강 조직을 갖고, 상기 강 조직에 있어서, 애스펙트비가 3 이상인 신전 페라이트상이 면적률로 1 ％ 이하, 강판 표면으로부터 50 ㎛ 까지의 영역에 있어서의 마텐자이트의 평균 결정 입경이 20 ㎛ 이하, 강판 표면으로부터 50 ㎛ 까지의 영역에 있어서의 단축 길이가 0.8 ㎛ 이하인 산화물이 1.0 × 10¹⁰ 개/㎡ 이상, 강판 표면으로부터 50 ㎛ 까지의 영역에 있어서의 단축 길이가 1.0 ㎛ 를 초과하는 조대 산화물이 1.0 × 10⁸ 개/㎡ 이하이고, 강판 내 트랩 수소량이 0.05 질량ppm 이상인 고강도 강판.

[2] 추가로 질량％ 로, Cr : 0.005 ∼ 2.0 ％, Ti : 0.005 ∼ 0.20 ％, Nb : 0.005 ∼ 0.20 ％, Mo : 0.005 ∼ 2.0 ％, V : 0.005 ∼ 2.0 ％, Ni : 0.005 ∼ 2.0 ％, Cu : 0.005 ∼ 2.0 ％, B : 0.0001 ∼ 0.0050 ％, Ca : 0.0001 ∼ 0.0050 ％, REM : 0.0001 ∼ 0.0050 ％, Sn : 0.01 ∼ 0.50 ％, Sb : 0.0010 ∼ 0.10 ％ 에서 선택되는 1 종 이상을 포함하는 [1] 에 기재된 고강도 강판.

[3] 표면에 1 이상의 층으로 구성되는 피막을 갖는 [1] 또는 [2] 에 기재된 고강도 강판.

[4] 표면에 아연 도금층을 갖는 [1] 또는 [2] 에 기재된 고강도 강판.

[5] 표면에 합금화 용융 아연 도금층을 갖는 [1] 또는 [2] 에 기재된 고강도 강판.

[6] [1] 또는 [2] 에 기재된 성분을 갖는 슬래브를 조압연 후 15 ㎫ 이상의 압력으로 디스케일링 처리하고, 800 ∼ 950 ℃ 에서 마무리 압연을 실시하고, 마무리 압연 후 냉각시켜 550 ℃ 이하에서 권취하는 열연 공정과, 상기 열연 공정에서 얻어진 열연판을, 730 ∼ 950 ℃ 로 가열하고, 이 온도역에서 수소 농도 1.0 ∼ 35.0 체적％ 또한 노점 -35 ∼ 15 ℃ 의 분위기 중에서 10 ∼ 1000 s 의 조건에서 유지하는 어닐링 공정과, 상기 어닐링 공정 후의 강판을, 그 후 600 ℃ 까지 평균 5 ℃/s 이상으로 냉각시키고, Ms 초과 600 ℃ 이하에서 냉각 정지시키고, Ms 초과 ∼ 600 ℃ 의 온도역에서 1000 s 이하 체류시키고, 그 체류 후 Ms ∼ 50 ℃ 의 온도역을 평균 냉각 속도가 1.0 ℃/s 이상인 조건에서 실온까지 냉각시키는 냉각 공정과, 상기 냉각 공정 후의 강판을, 0.05 ∼ 1 ％ 의 신장률로 압연하는 신장 압연 공정과, 상기 신장 압연 공정 후의 강판을, 하기의 식 (1) 을 만족하는 조건에서 시효 처리하는 시효 처리 공정을 갖는 고강도 강판의 제조 방법.

(273 ＋ T) × (20 ＋ log₁₀(t)) ≥ 6800 (1)

단, T 는 온도 (℃) 이며 200 ℃ 이하, t 는 시간 (hr) 이다.

[7] [1] 또는 [2] 에 기재된 성분을 갖는 슬래브를 조압연 후 15 ㎫ 이상의 압력으로 디스케일링 처리하고, 800 ∼ 950 ℃ 에서 마무리 압연을 실시하고, 마무리 압연 후 냉각시켜 550 ℃ 이하에서 권취하는 열연 공정과, 상기 열연 공정에서 얻어진 열연판을, 20 ％ 이상의 압하율로 냉간 압연하는 냉연 공정과, 상기 냉연 공정에서 얻어진 냉연판을, 730 ∼ 950 ℃ 로 가열하고, 이 온도역에서 수소 농도 1 ∼ 35 체적％ 또한 노점 -35 ∼ 15 ℃ 의 분위기 중에서 10 ∼ 1000 s 의 조건에서 유지하는 어닐링 공정과, 상기 어닐링 공정 후의 강판을, 그 후 600 ℃ 까지 평균 5 ℃/s 이상으로 냉각시키고, Ms 초과 600 ℃ 이하에서 냉각 정지시키고, Ms 초과 ∼ 600 ℃ 의 온도역에서 1000 s 이하 체류시키고, 그 체류 후 Ms ∼ 50 ℃ 의 온도역을 평균 냉각 속도가 1 ℃/s 이상인 조건에서 실온까지 냉각시키는 냉각 공정과, 상기 냉각 공정 후의 강판을, 0.05 ∼ 1 ％ 의 신장률로 압연하는 신장 압연 공정과, 상기 신장 압연 공정 후의 강판을, 하기의 식 (1) 을 만족하는 조건에서 시효 처리하는 시효 처리 공정을 갖는 고강도 강판의 제조 방법.

(273 ＋ T) × (20 ＋ log₁₀(t)) ≥ 6800 (1)

단, T 는 온도 (℃) 이며 200 ℃ 이하, t 는 시간 (hr) 이다.

[8] 상기 어닐링 공정 후의 어느 공정 중에 있어서 피막 부여 처리를 실시하는 [6] 또는 [7] 에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

[9] 상기 냉각 공정에 있어서, 아연 도금 처리를 실시하는 [6] 또는 [7] 에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

[10] 상기 아연 도금 처리 후에 추가로 합금화 처리를 실시하는 [9] 에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 굽힘성이 우수한 고강도 강판을 얻을 수 있고, 자동차 부품용 소재로서 바람직하다.

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

먼저, 본 발명의 고강도 강판의 성분 조성에 대해 설명한다. 이하의 설명에 있어서, 성분 원소의 함유량을 나타내는 「％」는, 특별히 언급하지 않는 한 「질량％」를 의미한다. 또, 본 발명에 있어서, 「∼」는, 그 전후에 기재되는 수치를 하한값 및 상한값으로서 포함하는 의미로 사용한다.

C : 0.05 ∼ 0.40 ％

C 는, 마텐자이트나 베이나이트 등을 생성시켜 TS 를 상승시키는 데에 유효한 원소이다. C 함유량이 0.05 ％ 미만에서는 이와 같은 효과가 충분히 얻어지지 않고, 980 ㎫ 이상의 TS 가 얻어지지 않는다. 그래서, C 함유량은 0.05 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.07 ％ 이상, 보다 바람직하게는 0.09 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.11 ％ 이상이다. 한편, C 함유량이 0.40 ％ 를 초과하면 마텐자이트가 경화되어 굽힘성의 열화가 현저해진다. 따라서, C 함유량은 0.40 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.37 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.35 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.32 ％ 이하로 한다.

Si : 0.10 ∼ 3.0 ％

Si 는, 강을 고용 강화하여 TS 를 상승시키는 데에 유효한 원소이다. 또, Si 를 포함하는 산화물은 수소의 트랩에 유효하다. Si 를 포함하는 산화물에 의한 상기 효과를 얻으려면 Si 함유량을 0.10 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.20 ％ 이상, 보다 바람직하게는 0.30 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.40 ％ 이상이다. Si 함유량이 3.0 ％ 를 초과하면 강이 취화되어 굽힘성의 열화가 현저해진다. 따라서, Si 함유량은 3.0 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 2.5 ％ 이하, 보다 바람직하게는 2.0 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 1.8 ％ 이하이다.

Mn : 1.5 ∼ 4.0 ％

Mn 은, 마텐자이트나 베이나이트 등을 생성시켜 TS 를 상승시키는 데에 유효한 원소이다. Mn 함유량이 1.5 ％ 미만에서는 이러한 효과가 충분히 얻어지지 않고, 980 ㎫ 이상의 TS 가 얻어지지 않는다. 그래서, Mn 함유량은 1.5 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는 1.8 ％ 이상, 보다 바람직하게는 2.0 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 2.2 ％ 이상이다. 한편, Mn 함유량이 4.0 ％ 를 초과하면 강이 취화되어 본 발명의 굽힘성이 얻어지지 않는다. 그래서, Mn 함유량은 4.0 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 3.8 ％ 이하, 보다 바람직하게는 3.6 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 3.4 ％ 이하로 한다.

P : 0.100 ％ 이하 (0 ％ 는 제외한다)

P 는, 입계를 취화시켜 굽힘성을 열화시키므로, 그 양은 최대한 저감시키는 것이 바람직하지만, 본 발명에서는 0.100 ％ 까지 허용할 수 있다. 바람직하게는 0.050 ％ 이하이다. 하한은 특별히 규정되지 않지만, 0.001 ％ 미만에서는 생산 능률의 저하를 초래하기 때문에, 생산 능률의 관점에서는 0.001 ％ 이상이 바람직하다.

S : 0.02 ％ 이하 (0 ％ 는 제외한다)

S 는, 개재물을 증가시켜 굽힘성을 열화시키므로, 그 함유량은 최대한 저감시키는 것이 바람직하지만, 본 발명에서는 S 함유량을 0.02 ％ 까지 허용할 수 있다. 바람직하게는 0.01 ％ 이하이다. 하한은 특별히 규정되지 않지만, 0.0005 ％ 미만에서는 생산 능률의 저하를 초래하기 때문에, 생산 능률의 관점에서는 0.0005 ％ 이상이 바람직하다.

Al : 0.010 ∼ 1.0 ％

Al 은, 탈산제로서 작용하고, 탈산 공정에서 첨가하는 것이 바람직하다. 그래서, Al 함유량을 0.010 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.015 ％ 이상이다. Al 을 다량으로 함유하면 연질의 페라이트상이 다량으로 생성되어 TS 의 저하를 초래한다. 본 발명에서는 1.0 ％ 까지 허용된다. 바람직하게는 0.50 ％ 이하로 한다.

N : 0.010 ％ 이하

N 이 0.010 ％ 를 초과하면 조대 질화물을 발생시켜 굽힘성이 열화된다. 따라서, N 은 0.010 ％ 이하로 한다. 하한은 특별히 규정되지 않지만, 0.0005 ％ 미만에서는 생산 능률의 저하를 초래하기 때문에, 생산 능률의 관점에서는 0.0005 ％ 이상이 바람직하다.

본 발명의 성분 조성은 하기의 원소를 임의 성분으로서 포함해도 된다.

Cr : 0.005 ∼ 2.0 ％, Ti : 0.005 ∼ 0.20 ％, Nb : 0.005 ∼ 0.20 ％, Mo : 0.005 ∼ 2.0 ％, V : 0.005 ∼ 2.0 ％, Ni : 0.005 ∼ 2.0 ％, Cu : 0.005 ∼ 2.0 ％, B : 0.0001 ∼ 0.0050 ％, Ca : 0.0001 ∼ 0.0050 ％, REM : 0.0001 ∼ 0.0050 ％, Sn : 0.01 ∼ 0.50 ％, Sb : 0.0010 ∼ 0.10 ％

Cr, Cu, Ni 는 마텐자이트나 베이나이트를 생성시키고, 고강도화에 유효한 원소이다. 이와 같은 효과를 얻으려면 각각 0.005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.010 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.050 ％ 이상이다. 한편, Cr, Cu, Ni 의 각각의 함유량이 2.0 ％ 를 초과하면, 잔류 오스테나이트가 다량으로 잔존하여 굽힘성이 약간 열화된다. 그래서, 이들 원소의 함유량은 2.0 ％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 1.5 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 1.0 ％ 이하이다.

Ti, Nb, V, Mo 는 탄화물을 형성함으로써 고강도화에 유효한 원소이다. 이와 같은 효과를 얻으려면 각각 0.005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.010 ％ 이상이다. 한편, 각각의 상한을 초과하면 탄화물이 조대화되고, 고용 탄소도 감소하기 때문에 강의 연화를 초래한다. 그래서, Ti 는 0.20 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.10 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다. 또, Nb 는 0.20 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.10 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다. 또, V 는 2.0 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1.0 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.5 ％ 이하이다. 또, Mo 는 2.0 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1.0 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.5 ％ 이하이다.

B 는 강판의 ??칭성을 높이고, 마텐자이트나 베이나이트를 생성시키고, 고강도화에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻으려면 0.0001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0005 ％ 이상이다. 한편, B 함유량이 0.0050 ％ 를 초과하면 개재물이 증가하여, 굽힘성이 약간 열화된다. 이 때문에, B 함유량은 0.0050 ％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0030 ％ 이하이다.

Ca, REM 은 개재물의 형태 제어에 의해 굽힘성의 향상에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻으려면 각각 0.0001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0005 ％ 이상이다. Ca, REM 의 함유량이 0.0050 ％ 를 초과하면, 개재물량이 증가하여 굽힘성이 약간 열화된다. 이 때문에, Ca, REM 의 함유량은, 모두 0.0050 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0030 ％ 이하이다.

Sn, Sb 는 탈탄, 탈질, 탈붕 등을 억제하여, 강의 강도 저하 억제에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻으려면 Sn 은 0.01 ％ 이상, Sb 는 0.0010 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Sn, Sb 의 함유량이 각각 상한을 초과하면 입계 취화에 의해 굽힘성이 약간 열화된다. 그래서, Sn 함유량은 0.50 ％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.10 ％ 이하이다. Sb 함유량은 0.10 ％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다.

잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다. 상기 임의 성분을 상기 하한값 미만으로 포함하는 경우, 그 임의 성분은 불가피적 불순물로서 포함되는 것으로 한다. 또, Zr, Mg, La, Ce, Bi, W, Pb 를 합계로 0.002 ％ 까지 불가피적 불순물로서 포함해도 된다.

하부 베이나이트, 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트의 합계 면적률 : 40 ∼ 100 ％

하부 베이나이트, 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트의 합계 면적률이 40 ％ 미만에서는 980 ㎫ 이상의 TS 가 얻어지지 않는다. 따라서, 상기 합계 면적률은 40 ∼ 100 ％, 바람직하게는 45 ∼ 100 ％, 보다 바람직하게는 50 ∼ 100 ％ 로 한다. 또한, 마텐자이트에는 ??치드 마텐자이트와 템퍼드 마텐자이트의 양방을 포함한다. 또, 하부 베이나이트란 방위가 정렬된 탄화물을 포함하는 베이나이트를 의미하고, 템퍼드 베이나이트를 포함하는 것으로 한다.

또, 강 조직 전체에 있어서의 마텐자이트의 면적률은, 30 ％ 이상이 바람직하다. 보다 바람직하게는 35 ％ 이상이다. 마텐자이트 면적률의 상한은, 99 ％ 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 97 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 95 ％ 이하이다.

잔류 오스테나이트의 면적률 : 15 ％ 이하

잔류 오스테나이트는 굽힘 가공시에 마텐자이트 변태되어 균열의 발생을 조장하고, 조직 전체에 대한 면적률이 15 ％ 를 초과하면 현저해진다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 면적률은 15 ％ 이하, 바람직하게는 10 ％ 이하, 보다 바람직하게는 8 ％ 이하로 한다. 잔류 오스테나이트의 면적률의 하한은 특별히 한정되지 않고, 0 ％ 여도 되지만, 1 ％ 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 2 ％ 이상이다.

상부 베이나이트 및 페라이트의 합계 면적률 : 0 ∼ 60 ％

상부 베이나이트 및 페라이트의 합계 면적률이 60 ％ 를 초과하면 980 ㎫ 이상의 TS 가 얻어지지 않는다. 따라서, 상부 베이나이트 및 페라이트의 합계 면적률은 0 ∼ 60 ％, 바람직하게는 0 ∼ 50 ％, 보다 바람직하게는 0 ∼ 45 ％ 로 한다. 특히 고강도 강에서는 적은 것이 굽힘성에 바람직하고, TS 가 1320 ㎫ 이상 1600 ㎫ 미만인 범위에서는 합계 면적률 10 ％ 이하, TS 가 1600 ㎫ 이상 2100 ㎫ 미만인 범위에서는 합계 면적률 3 ％ 이하가 바람직하다. 또, 상부 베이나이트란 방위가 정렬된 탄화물을 포함하지 않는 베이나이트를 의미한다.

애스펙트비가 3 이상인 신전 페라이트상의 면적률 : 1 ％ 이하

애스펙트비가 큰 신전 페라이트상은 굽힘 가공시의 균열을 조장하고, 굽힘성을 열화시킨다. 이와 같은 효과를 억제하려면, 애스펙트비가 3 이상인 신전 페라이트상을, 조직 전체에 대해 면적률로 1 ％ 이하로 할 필요가 있다. 따라서, 애스펙트비가 3 이상인 신전 페라이트상의 면적률은 1 ％ 이하로 한다.

그 밖의 조직

본 발명의 강 조직은, 그 밖의 조직을 합계 면적률로 5 ％ 이하 함유해도 된다. 그 밖의 조직으로는 펄라이트 등을 들 수 있다.

강판 표면으로부터 50 ㎛ 까지의 영역에 있어서의 마텐자이트의 평균 결정 입경 : 20 ㎛ 이하

굽힘 가공시에 미소 균열을 발생시키는 것은 강판 표면으로부터 50 ㎛ 까지의 영역 (표층이나 강판 표층이라고 하는 경우가 있다) 이 주체이며, 강판 표면으로부터 50 ㎛ 까지의 영역에 있어서의 마텐자이트의 평균 결정 입경을 20 ㎛ 이하로 함으로써 굽힘 가공시의 미소 균열이 억제되고, 본 발명의 굽힘성이 얻어진다. 따라서, 강판 표면으로부터 50 ㎛ 까지의 영역에 있어서의 마텐자이트의 평균 결정 입경은 20 ㎛ 이하로 한다. 하한에 대해서는 특별히 한정되지 않지만, 1 ㎛ 이상이 되는 경우가 많다.

본 발명에 있어서, 강판 표층의 산화물 분산과 트랩 수소는 매우 중요하고, 이것을 소정의 범위로 함으로써 우수한 굽힘성이 얻어진다. 이 메커니즘은 명확하지는 않지만, 강판 표층의 산화물에 수소가 트랩되면, 굽힘 가공시에 산화물과 지철 계면이 박리되어 미세한 보이드를 발생시키기 쉬워지고, 소성 완화됨으로써 매크로한 크랙이 발생하기 어려워지는 것 등이 추측된다.

강판 표면으로부터 50 ㎛ 까지의 영역에 있어서의 단축 길이가 0.8 ㎛ 이하인 산화물 : 1.0 × 10¹⁰ 개/㎡ 이상

강판 표면으로부터 50 ㎛ 까지의 영역에 있어서의 단축 길이가 1.0 ㎛ 를 초과하는 조대 산화물이 1.0 × 10⁸ 개/㎡ 이하

강판 표면으로부터 50 ㎛ 까지의 영역에 있어서의 단축 길이가 0.8 ㎛ 이하인 산화물이 1.0 × 10¹⁰ 개/㎡ 미만에서는 본 발명의 굽힘성이 얻어지지 않는다. 한편, 단축 길이가 1.0 ㎛ 를 초과하는 산화물이 1.0 × 10⁸ 개/㎡ 를 초과하면 굽힘성을 열화시킨다. 따라서, 강판 표면으로부터 50 ㎛ 까지의 영역에 있어서의 산화물은 1.0 × 10¹⁰ 개/㎡ 이상, 바람직하게는 100.0 × 10¹⁰ 개/㎡ 이상으로 하고, 단축 길이가 1.0 ㎛ 를 초과하는 산화물은 1.0 × 10⁸ 개/㎡ 이하, 보다 바람직하게는 1.0 × 10⁷ 개/㎡ 이하로 한다. 또한, 강판 표면에 피막을 갖는 경우에는 지철과 피막의 계면을 강판 표면으로 한다. 또, 본 발명에 있어서의 산화물은 주로 Fe, Si, Mn, Al, Mg, Ti 등의 단체 또는 복합 산화물이다. 상한에 대해서는 특별히 한정되지 않지만 500.0 × 10¹⁰ 개/㎡ 이하가 되는 경우가 많다. 또한, 강판 표면으로부터 50 ㎛ 까지의 영역에 있어서의 단축 길이가 0.8 ㎛ 초과 1.0 ㎛ 미만인 산화물은, 본 발명의 효과에 큰 영향을 주지 않는다.

강판 내 트랩 수소 : 0.05 질량ppm 이상

강판 내 트랩 수소량이 0.05 질량ppm 미만에서는 본 발명의 굽힘성이 얻어지지 않는다. 따라서, 강판 내 트랩 수소량은 0.05 질량ppm 이상, 바람직하게는 0.07 질량ppm 이상으로 한다. 또한, 본 발명에 있어서 트랩 수소란, 200 ℃/hr 로 승온 탈리시켰을 때에, 350 ℃ 이상에서 탈리되는 수소이다. 350 ∼ 600 ℃ 에서 탈리되는 수소를 0.05 질량ppm 이상으로 하는 것이 특히 바람직하고, 보다 바람직하게는 450 ∼ 600 ℃ 에서 탈리되는 수소를 0.05 질량ppm 이상으로 한다. 상한은 특별히 한정되지 않지만, 강판 내 트랩 수소가, 1.00 질량ppm 이하인 경우가 많다. 굽힘 가공 전에, 강판 내 트랩 수소량을 0.05 질량ppm 이상으로 하는 것이 필요한데, 굽힘 가공 후의 제품에 있어서, 비굽힘 가공부의 강판 내 트랩 수소가 0.05 질량ppm 이상이면, 굽힘 가공부의 강판 내 트랩 수소가 0.05 질량ppm 이상이었다고 간주할 수 있다.

본 발명에 있어서, 조직의 면적률은, 관찰 면적에서 차지하는 각 조직의 면적의 비율을 말하며, 이들 면적률은, 어닐링 후의 강판으로부터 샘플을 잘라내고, 압연 방향으로 평행한 판두께 단면을 연마 후, 3 ％ 나이탈로 부식시키고, 강판 표면 근방 및 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 300 ㎛ 위치를 SEM (주사형 전자 현미경) 으로 1500 배의 배율로 각각 3 시야 촬영하고, 얻어진 화상 데이터로부터 Media Cybernetics 사 제조의 Image-Pro 를 사용하여 각 조직의 면적률을 구하고, 시야의 평균 면적률을 각 조직의 면적률로 한다. 상기 화상 데이터에 있어서, 페라이트는 내부에 탄화물을 포함하지 않는 흑색, 상부 베이나이트는 내부에 방위가 정렬된 탄화물을 포함하지 않는 회색 또는 암회색, 잔류 오스테나이트는 백색 또는 명회색, 하부 베이나이트는 내부에 방위가 정렬된 탄화물을 포함하는 회색 또는 암회색, 마텐자이트는 백색 또는 내부에 복수의 방위를 갖는 탄화물을 포함하는 명회색 또는 회색 또는 암회색, 펄라이트는 흑색과 백색의 층상 조직으로서 구별된다. 또, 탄화물은, 백색의 점 또는 선상으로서 구별할 수 있다. 또한, 본 발명에서는 상기와 같이 템퍼링 상태에 의해 특징이 상이한 마텐자이트가 존재하지만, 이들 템퍼링 상태가 상이한 마텐자이트를 특별히 구별하지 않고 모두 마텐자이트로 하였다.

또, 상기와 같이, 페라이트는 내부에 탄화물을 포함하지 않는 흑색으로서 구별할 수 있으므로, 상기 화상 데이터로부터, 애스펙트비가 3 이상인 신전 페라이트상의 면적률도 도출할 수 있다.

잔류 오스테나이트상의 면적률은 최종 제조 공정 후의 강판을 판두께의 1/4 위치까지 연삭 후, 화학 연마에 의해 추가로 0.1 ㎜ 연마한 면에 대해, X 선 회절 장치로 Mo 의 Kα 선을 사용하고, fcc 철 (오스테나이트상) 의 (200) 면, (220) 면, (311) 면과, bcc 철 (페라이트상) 의 (200 면), (211) 면, (220) 면의 적분 반사 강도를 측정하고, bcc 철 (페라이트상) 의 각 면으로부터의 적분 반사 강도에 대한 fcc 철 (오스테나이트상) 각 면으로부터의 적분 반사 강도의 강도비로부터 체적률을 구하고, 그 체적률의 값을 면적률의 값으로 한다. 본 발명에서는, 잔류 오스테나이트상의 면적률은, 상기한 X 선 회절에 의한 방법에 의해 구하였다.

강판 표층의 산화물은 동 샘플을 0.05 ％ 나이탈로 부식시키고, 강판 표층으로부터 50 ㎛ 까지의 영역을 SEM 으로 5000 배의 배율로 랜덤하게 10 시야 촬영하고, 얻어진 화상 데이터로부터 Media Cybernetics 사 제조의 Image-Pro 를 사용하여, 단축 길이가 0.8 ㎛ 이하인 산화물의 개수와 단축 길이가 0.8 ㎛ 를 초과하는 산화물의 유무를 조사할 수 있다. 상기 화상 데이터에 있어서 산화물은 백색의 점 또는 선상으로서 구별할 수 있다. 또, 강판 표층의 마텐자이트의 평균 결정 입경도 상기 표층의 화상 데이터로부터 산출하였다. 구체적으로는, 화상 데이터로부터 마텐자이트의 면적을 구하고, 이 면적으로부터 구한 원 상당 직경을 마텐자이트의 결정 입경으로 하고, 개수 평균함으로써 마텐자이트의 평균 결정 입경을 산출하였다. 또한, 마텐자이트의 평균 결정 입경의 산출에 있어서, 마텐자이트의 입계는 구 오스테나이트 입계 또는 타조직과의 입계로 하고, 패킷 경계나 블록 경계는 포함하지 않는다.

상기 성분 조성, 강 조직 등을 갖는 본 발명은, 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ 이상이다. TS 의 상한은 특별히 한정되지 않지만 다른 특성과의 조화의 관점에서 2200 ㎫ 이하가 바람직하다. 또한, TS 의 측정 방법은, 실시예에 기재된 바와 같고, 압연 방향에 대해 직각 방향으로 JIS 5 호 인장 시험편 (JIS Z 2201) 을 채취하고, 변형 속도가 10^-3/s 로 하는 JIS Z 2241 (1998) 의 규정에 준거한 인장 시험을 실시하는 방법이다.

또, 본 발명은, 우수한 굽힘성을 갖는다. 구체적으로는, 하기 방법으로 구한 최소 굽힘 반경 R 의 판두께 t 에 대한 비 (R/t) 가, TS 가 980 ㎫ 이상 1180 ㎫ 미만인 범위에서 1.5 이하, TS 가 1180 ㎫ 이상 1320 ㎫ 미만인 범위에서 2.5 이하, TS 가 1320 ㎫ 이상 ∼ 1600 ㎫ 미만인 범위에서 3.5 이하, TS 가 1600 ㎫ 이상 2100 ㎫ 미만인 범위에서 5.0 이하이다.

(굽힘 반경의 측정 방법)

압연 방향에 대해 평행 방향을 굽힘 시험 축방향으로 하는, 폭이 30 ㎜, 길이가 100 ㎜ 인 단책형 (短冊形) 의 시험편을 채취하고, 굽힘 시험을 실시한다. 스트로크 속도가 50 ㎜/s, 압입 하중이 10 ton, 누름 유지 시간 5 초, 90˚V 굽힘 시험을 실시하고, 굽힘 정점의 능선부를 10 배의 확대경으로 관찰하고, 균열 길이가 0.5 ㎜ 이상인 균열이 관찰되지 않게 되는 최소 굽힘 반경을 구한다.

또, 본 발명의 고강도 강판은, 표면에 1 이상의 층으로 구성되는 피막을 가져도 된다. 피막으로는, 유기 피막, 무기 피막, 무기 유기 복합 피막 등을 예시할 수 있다. 피막을 가짐으로써, 내식성, 방청성, 내지연 파괴성, 의장성, 윤활성, 항균성 등의 효과가 있다.

또, 본 발명의 고강도 강판은, 표면에 도금층을 가져도 된다. 도금층으로는, 용융 아연 도금층, 전기 아연 도금층, 용융 알루미늄 도금층 등을 모두 예시할 수 있다. 또, 도금층은, 용융 아연 도금 후에 합금화 처리를 실시하여 이루어지는 합금화 용융 아연 도금층이어도 된다.

제조 방법

본 발명의 고강도 강판의 제조 방법은, 상기 성분 조성을 갖는 슬래브를 가열하고, 조압연 후, 15 ㎫ 이상의 압력으로 디스케일링 처리하고, 800 ∼ 950 ℃ 에서 마무리 압연을 실시하고, 마무리 압연 후 냉각시켜 550 ℃ 이하에서 권취 열연판을 얻는 열연 공정과, 필요에 따라 실시하는, 20 ％ 이상의 압하율로 냉간 압연을 실시하여 냉연판을 얻는 냉연 공정과, 730 ∼ 950 ℃ 로 가열하고, 이 온도역에서 수소 농도 1.0 ∼ 35.0 체적％ 또한 노점 -35 ∼ 15 ℃ 의 분위기 중에서 10 ∼ 1000 s 유지하는 어닐링 공정과, 그 후 600 ℃ 까지 평균 5 ℃/s 이상으로 냉각시키고, Ms 초과 ∼ 600 ℃ 에서 냉각 정지시키고, Ms 초과 ∼ 600 ℃ 의 온도역에서 1000 s 이하 체류시키고, 그 후 Ms ∼ 50 ℃ 의 온도역을 평균 1.0 ℃/s 이상으로 실온까지 냉각시키는 냉각 공정과, 그 후 0.05 ∼ 1 ％ 의 신장률로 압연을 실시하는 신장 압연 공정과, 이하의 식을 만족하는 조건에서 시효 처리를 실시하는 시효 처리 공정을 갖는다.

(273 ＋ T) × (20 ＋ log₁₀(t)) ≥ 6800, T ≤ 200

단, T 는 온도 (℃), t 는 시간 (hr) 이다.

디스케일링 압력 : 15 ㎫ 이상

디스케일링 압력이 15 ㎫ 미만이 되면, 스케일이 잔류하고, 권취 후의 냉각 중에 스케일로부터의 산소 공급에 의해 강판 표층에 조대 산화물이 생성되기 쉬워지고, 굽힘성을 열화시킨다. 따라서, 디스케일링 압력은 15 ㎫ 이상으로 한다. 상한은 특별히 한정되지 않지만 75 ㎫ 이하가 바람직하다.

마무리 압연 온도 : 800 ∼ 950 ℃

마무리 압연 온도가 800 ℃ 미만에서는 페라이트가 생성되어, 신전 페라이트가 열연판의 표층에 생성되고, 어닐링 후에도 잔류하여 애스펙트비 3 이상의 신전 페라이트립이 되어 굽힘성이 열화된다. 또, 950 ℃ 를 초과하면 표층에서의 마텐자이트의 평균 입자경이 커져 굽힘성이 열화된다. 따라서, 마무리 압연 온도는 800 ∼ 950 ℃ 로 한다. 하한에 대해 바람직하게는 830 ℃ 이상이다. 상한에 대해 바람직하게는 920 ℃ 이하이다.

권취 온도 : 550 ℃ 이하

권취 온도가 550 ℃ 를 초과하면 강판 표층에 단축 길이가 0.8 ㎛ 를 초과하는 산화물이 생성되어, 본 발명의 굽힘성이 얻어지지 않는다. 따라서, 권취 온도는 550 ℃ 이하, 바람직하게는 500 ℃ 이하로 한다. 하한은 특별히 규정되지 않지만, 형상 안정성 등의 관점에서 250 ℃ 이상이 바람직하다.

냉간 압하율 : 20 ％ 이상

냉간 압연은 필수는 아니다. 본 발명에서는 냉간 압연을 실시하는 경우에는, 압하율을 20 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 20 ％ 미만에서는 어닐링시에 조대한 신전 페라이트가 발생하여, 굽힘성이 열화된다. 따라서, 냉간 압연을 실시하는 경우에는 그 압하율을 20 ％ 이상, 바람직하게는 30 ％ 이상으로 한다. 상한은 특별히 규정되지 않지만, 형상 안정성 등의 관점에서는 90 ％ 이하가 바람직하다.

어닐링 온도 : 730 ∼ 950 ℃

어닐링은, 냉간 압연을 실시하지 않는 경우에는 열연 강판에 대해 실시하고, 냉간 압연을 실시하는 경우에는 냉연 강판에 대해 실시한다. 어닐링 온도가 730 ℃ 미만에서는 오스테나이트의 생성이 불충분해진다. 어닐링에 의해 생성된 오스테나이트는 베이나이트 변태나 마텐자이트 변태에 의해 최종 조직에 있어서의 마텐자이트 혹은 베이나이트가 되므로, 오스테나이트의 생성이 불충분해지면, 원하는 강 조직이 얻어지지 않게 된다. 한편, 950 ℃ 를 초과하면 조립 (粗粒) 을 발생시키고, 이 경우도 원하는 강 조직이 얻어지지 않는다. 따라서, 어닐링 온도는 730 ∼ 950 ℃ 로 한다. 하한에 대해 바람직하게는 750 ℃ 이상이다. 상한에 대해 바람직하게는 930 ℃ 이하이다.

어닐링 유지 시간 : 10 ∼ 1000 s

어닐링 유지 시간이 10 s 미만에서는, 오스테나이트의 생성이 불충분해지고, 원하는 강 조직, 또는 트랩 수소량이 얻어지지 않는다. 한편, 1000 s 를 초과하면 조립이 발생하여 본 발명의 마이크로 조직이 얻어지지 않는다. 따라서, 어닐링 유지 시간은 10 ∼ 1000 s 로 한다. 하한에 대해 바람직하게는 30 s 이상으로 한다. 상한에 대해 바람직하게는 500 s 이하로 한다. 또한, 본 발명에 있어서 어닐링 유지 시간이란 상기 어닐링 온도역에서의 체류 시간이며, 반드시 일정하게 유지할 필요는 없고, 730 ∼ 950 ℃ 의 범위에서의 가열, 냉각 상태도 포함한다.

730 ∼ 950 ℃ 의 온도역에 있어서의 분위기 중 수소 농도 : 1.0 ∼ 35.0 체적％

730 ∼ 950 ℃ 의 온도역에 있어서의 분위기 중 수소 농도가 1.0 체적％ 미만에서는, 원하는 트랩 수소량이 얻어지지 않는다. 한편, 35.0 체적％ 를 초과하면, 수소 취화에 의해 조업 중의 강판 파단의 리스크가 커진다. 따라서, 730 ∼ 950 ℃ 의 온도역에 있어서의 분위기 중의 수소 농도는 1.0 ∼ 35.0 체적％ 로 한다. 하한에 대해 바람직하게는 4.0 체적％ 이상이다. 상한에 대해 바람직하게는 32.0 체적％ 이하로 한다.

730 ∼ 950 ℃ 의 온도역에 있어서의 노점 : -35 ∼ 15 ℃

730 ∼ 950 ℃ 의 온도역에 있어서의 노점이 -35 ℃ 미만이 되면 내부 산화가 불충분해진다. 한편, 15 ℃ 를 초과하면, 픽업을 발생시켜 조업 안정성을 저해한다. 따라서, 730 ∼ 950 ℃ 의 온도역에 있어서의 노점은 -35 ∼ 15 ℃, 하한에 대해 바람직하게는 -30 ℃ 이상이다. 상한에 대해 바람직하게는 5 ℃ 이하이다.

어닐링 온도로부터 600 ℃ 까지의 평균 냉각 속도 : 5 ℃/s 이상

어닐링 온도로부터 600 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 5 ℃/s 미만에서는 폴리고날 페라이트가 과잉으로 생성되어 본 발명의 마이크로 조직이 얻어지지 않는다. 따라서, 어닐링 온도로부터 600 ℃ 까지의 평균 냉각 속도는 5 ℃/s 이상, 바람직하게는 8 ℃/s 이상으로 한다. 상한은 특별히 한정되지 않지만 1500 ℃/s 이하가 바람직하다.

냉각 정지 온도 : Ms 초과 600 ℃ 이하

냉각 정지 온도가 Ms 이하에서는 템퍼드 마텐자이트를 발생시켜, TS 의 저하나 굽힘성의 열화를 초래한다. 한편, 600 ℃ 를 초과하면 폴리고날 페라이트가 과잉으로 생성되어, 원하는 강 조직이 얻어지지 않는다. 따라서, 냉각 정지 온도는 Ms 초과 600 ℃ 이하로 한다. 하한에 대해 바람직하게는 440 ℃ 이상이다. 상한에 대해 바람직하게는 560 ℃ 이하로 한다.

Ms ∼ 600 ℃ 에서의 체류 시간 : 1000 s 이하

Ms ∼ 600 ℃ 에서의 체류 시간이 1000 s 를 초과하면, 페라이트 변태나 베이나이트 변태의 진행이 과잉이 되고, 혹은 펄라이트가 과잉으로 생성되어 원하는 강 조직이 얻어지지 않거나, 트랩 수소량이 적어져 굽힘성이 열화된다. 따라서, Ms ∼ 600 ℃ 에서의 체류 시간은 1000 s 이하, 바람직하게는 500 s 이하, 보다 바람직하게는 200 s 이하로 한다. 하한에 대해 바람직하게는 5 s 이상, 보다 바람직하게는 10 s 이상이다. 또한, 가열 후에 원하는 온도까지 가열 후에 체류시켜도 된다.

Ms ∼ 50 ℃ 의 온도역 : 1.0 ℃/s 이상

Ms ∼ 50 ℃ 의 온도역의 평균 냉각 속도가 1.0 ℃/s 미만이 되면 수소가 방산되어 원하는 트랩 수소량이 얻어지지 않게 된다. 따라서, Ms ∼ 50 ℃ 의 온도역의 평균 냉각 속도는 1.0 ℃/s 이상으로 한다. 상한에 대해서는 1500 ℃/s 이하가 바람직하다. 본 냉각의 냉각 정지 온도는 실온이다. 실온이란 15 ∼ 25 ℃ 를 의미한다.

신장 압연 (조질 압연) 의 신장률 : 0.05 ∼ 1 ％

신장 압연의 신장률이 0.05 ％ 미만에서는, 원하는 트랩 수소량이 얻어지지 않는다. 한편, 신장률이 1 ％ 를 초과하면 표층의 산화물이 박락 (剝落) 될 우려가 있다. 따라서, 신장 압연의 신장률은 0.05 ∼ 1 ％ 로 한다. 하한에 대해 바람직하게는 0.10 ％ 이상이다. 상한에 대해 바람직하게는 0.7 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.5 ％ 이하로 한다.

신장 압연 후의 시효 처리 : (273 ＋ T) × (20 ＋ log₁₀(t)) ≥ 6800, T ≤ 200 단, T 는 온도 (℃), t 는 시간 (hr)

신장 압연 후의 시효 처리 조건이 상기를 만족함으로써, 강 중 산화물에 수소가 트랩되어, 원하는 트랩 수소량이 얻어진다. 상기 조건을 벗어나면, 수소의 트랩 상태가 변화되어 본 발명의 굽힘성이 얻어지지 않는다. 따라서, 신장 압연 후의 시효 처리는 (273 ＋ T) × (20 ＋ log₁₀(t)) ≥ 6800, T ≤ 200 을 만족하는 것으로 한다. 단, T 는 온도 (℃), t 는 시간 (hr) 으로 한다.

그 밖의 제조 방법의 조건은, 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 이하의 조건에서 실시하는 것이 바람직하다.

슬래브는, 매크로 편석을 방지하기 위해, 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하지만, 조괴법, 박슬래브 주조법에 의해 제조할 수도 있다. 슬래브를 열간 압연하려면, 슬래브를 일단 실온까지 냉각시키고, 그 후 재가열하여 열간 압연을 실시해도 되고, 슬래브를 실온까지 냉각시키지 않고 가열로에 장입하여 열간 압연을 실시할 수도 있다. 혹은 약간의 보열을 실시한 후에 즉시 열간 압연하는 에너지 절약 프로세스도 적용할 수 있다. 슬래브를 가열하는 경우에는, 탄화물을 용해시키거나, 압연 하중의 증대를 방지하기 위해, 1100 ℃ 이상으로 가열하는 것이 바람직하다. 또, 스케일 로스의 증대를 방지하기 위해, 슬래브의 가열 온도는 1300 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 슬래브 온도는 슬래브 표면의 온도이다. 슬래브를 열간 압연할 때에는, 조압연 후의 조 (粗) 바를 가열할 수도 있다. 또, 조 바끼리를 접합하고, 마무리 압연을 연속적으로 실시하는, 이른바 연속 압연 프로세스를 적용할 수 있다. 또, 열간 압연에 있어서는 압연 하중의 저감이나 형상·재질의 균일화를 위해서, 마무리 압연의 전체 패스 혹은 일부의 패스로 마찰 계수가 0.10 ∼ 0.25 가 되는 윤활 압연을 실시하는 것이 바람직하다.

권취 후의 강판은, 스케일을 산세 등에 의해 제거한 후, 어닐링, 용융 아연 도금이 실시된다. 일부 열연판은 어닐링 전에 냉간 압연을 실시해도 된다.

또, 어닐링 공정 후의 어느 공정 중에 피막 부여 처리를 실시해도 된다. 피막 부여 처리로는 롤 코팅, 전착, 침지 등의 조건에서 실시하는 처리를 예시할 수 있다.

본 발명의 고강도 강판의 제조 방법이, 표면에 도금층을 갖는 고강도 강판의 제조 방법인 경우에는, 본 발명의 제조 방법은, 추가로 냉각 공정에 있어서 도금 처리를 실시한다.

도금 처리의 방법은, 형성하는 도금층에 따라, 통상적인 방법을 채용할 수 있다. 또, 용융 아연 도금 처리의 경우에는, 합금화 처리를 실시해도 된다.

실시예

이하, 본 발명을, 실시예에 기초하여 구체적으로 설명한다. 본 발명의 기술적 범위는 이하의 실시예로 한정되지 않는다.

표 1 에 나타내는 성분 조성의 강 (잔부는 Fe 및 불가피적 불순물) 을 실험실의 진공 용해로에 의해 용제하고, 압연하여 강 슬래브로 하였다. 이들 강 슬래브를 1200 ℃ 로 가열 후 조압연하고, 표 2-1 에 나타내는 조건에서 열간 압연을 실시하여 열연판 (HR) 으로 하였다. 이어서, 일부는 1.4 ㎜ 까지 냉간 압연하여 냉연판 (CR) 으로 하였다. 얻어진 열연판 및 냉연판을 어닐링에 제공하였다. 어닐링은 실험실에서 열처리 및 일부의 샘플에 대해서는 도금 처리 장치를 사용하여 표 2-1 및 표 2-2 에 나타내는 조건에서 실시하고, 냉연 강판 (CR), 용융 아연 도금 강판 (GI) 및 합금화 용융 아연 도금 강판 (GA) 1 ∼ 34 를 제조하였다. 용융 아연 도금 강판은 465 ℃ 의 도금욕 중에 침지하고, 부착량 35 ∼ 45 g/㎡ 의 도금층을 형성시키고, 합금화 아연 도금 강판은 도금층 형성 후 500 ∼ 600 ℃ 에서 1 ∼ 60 s 유지하는 합금화 처리를 실시함으로써 제조하였다. 도금 처리 후에는 8 ℃/s 로 실온까지 냉각시켰다.

얻어진 용융 아연 도금 강판, 합금화 용융 아연 도금 강판에 신장 압연 (조 질 압연) 및 시효 처리를 실시한 후, 이하의 시험 방법에 따라, 인장 특성, 굽힘성을 평가하였다. 결과를 표 3 에 나타낸다. 또한, 상기 서술한 방법으로 실시한 강 조직 (마이크로 조직) 의 관찰 결과, 특정 영역의 산화물의 관찰 결과도 표 3 에 나타냈다. 단, 조대 산화물에 관한 항목에 대해서는, 강판 표면으로부터 50 ㎛ 까지의 영역에 있어서의 단축 길이가 1.0 ㎛ 를 초과하는 조대 산화물이 1.0 × 10⁸ 개/㎡ 이하인 경우를 「무」, 강판 표면으로부터 50 ㎛ 까지의 영역에 있어서의 단축 길이가 1.0 ㎛ 를 초과하는 조대 산화물이 1.0 × 10⁸ 개/㎡ 초과인 경우를 「유」라고 표기하였다.

＜인장 시험＞

어닐링판으로부터 압연 방향에 대해 직각 방향으로 JIS 5 호 인장 시험편 (JIS Z 2201) 을 채취하고, 변형 속도가 10^-3/s 로 하는 JIS Z 2241 (1998) 의 규정에 준거한 인장 시험을 실시하고, TS 를 구하였다. 또한, 본 발명에서는 980 ㎫ 이상을 합격으로 하였다.

＜굽힘성＞

어닐링판으로부터 압연 방향에 대해 평행 방향을 굽힘 시험축 방향으로 하는, 폭이 30 ㎜, 길이가 100 ㎜ 인 단책형의 시험편을 채취하고, 굽힘 시험을 실시하였다. 스트로크 속도가 50 ㎜/s, 압입 하중이 10 ton, 누름 유지 시간 5 초, 90˚V 굽힘 시험을 실시하고, 굽힘 정점의 능선부를 10 배의 확대경으로 관찰하고, 균열 길이가 0.5 ㎜ 이상인 균열이 관찰되지 않게 되는 최소 굽힘 반경을 구하였다. 최소 굽힘 반경 R 의 판두께 t 에 대한 비 (R/t) 를 산출하고, 이 비 (R/t) 에 의해 굽힘성을 평가하였다.

＜트랩 수소량＞

어닐링판으로부터 길이가 30 ㎜, 폭이 5 ㎜ 인 시험편을 채취하고, 도금층을 알칼리 제거 후, 트랩 수소량 및 수소의 방출 피크의 측정을 실시하였다. 측정은 승온 탈리 분석법으로 하고, 승온 속도는 200 ℃/hr 로 하였다. 실온으로부터 800 ℃ 까지 연속 가열 후, 실온까지 냉각시키고, 다시 800 ℃ 까지 승온 속도 200 ℃/hr 로 가열하였다. 1 회째와 2 회째의 가열의 수소 방출의 차분을 수소 방출량으로 하고, 이 중 350 ∼ 600 ℃ 에서 검출된 수소를 트랩 수소로 하였다. 결과를 표 3 에 나타냈다.

[표 1]

[표 2-1]

[표 2-2]

[표 3]

발명예에서는, R/t 가, TS 가 980 ㎫ 이상 1180 ㎫ 미만인 범위에서 1.5 이하, TS 가 1180 ㎫ 이상 1320 ㎫ 미만인 범위에서 2.5 이하, TS 가 1320 ㎫ 이상 1600 ㎫ 미만인 범위에서 3.5 이하, TS 가 1600 ㎫ 이상 2100 ㎫ 미만인 범위에서 5.0 이하였다. 한편, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예는, 원하는 TS, 굽힘성 중 어느 것이 얻어지지 않는다.

산업상 이용가능성

본 발명의 고강도 강판을 자동차 부품 용도에 사용하면, 자동차의 충돌 안전성 개선과 연비 향상에 크게 기여할 수 있다.

Claims

질량％ 로,
C : 0.05 ∼ 0.40 ％,
Si : 0.10 ∼ 3.0 ％,
Mn : 1.5 ∼ 4.0 ％,
P : 0.100 ％ 이하 (0 ％ 는 제외한다),
S : 0.02 ％ 이하 (0 ％ 는 제외한다),
Al : 0.010 ∼ 1.0 ％,
N : 0.010 ％ 이하를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
면적률로, 하부 베이나이트, 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트를 합계로 40 ∼ 100 ％, 잔류 오스테나이트를 15 ％ 이하, 상부 베이나이트 및 페라이트를 합계로 0 ∼ 60 ％ 를 포함하는 강 조직을 갖고,
상기 강 조직에 있어서, 애스펙트비가 3 이상인 신전 페라이트상이 면적률로 1 ％ 이하, 강판 표면으로부터 50 ㎛ 까지의 영역에 있어서의 마텐자이트의 평균 결정 입경이 20 ㎛ 이하, 강판 표면으로부터 50 ㎛ 까지의 영역에 있어서의 단축 길이가 0.8 ㎛ 이하인 산화물이 1.0 × 10¹⁰ 개/㎡ 이상이고, 강판 표면으로부터 50 ㎛ 까지의 영역에 있어서의 단축 길이가 1.0 ㎛ 를 초과하는 조대 산화물이 1.0 × 10⁸ 개/㎡ 이하이고,
강판 내 트랩 수소량이 0.05 질량ppm 이상인 고강도 강판.
제 1 항에 있어서,
추가로 질량％ 로,
Cr : 0.005 ∼ 2.0 ％,
Ti : 0.005 ∼ 0.20 ％,
Nb : 0.005 ∼ 0.20 ％,
Mo : 0.005 ∼ 2.0 ％,
V : 0.005 ∼ 2.0 ％,
Ni : 0.005 ∼ 2.0 ％,
Cu : 0.005 ∼ 2.0 ％,
B : 0.0001 ∼ 0.0050 ％,
Ca : 0.0001 ∼ 0.0050 ％,
REM : 0.0001 ∼ 0.0050 ％,
Sn : 0.01 ∼ 0.50 ％,
Sb : 0.0010 ∼ 0.10 ％ 에서 선택되는 1 종 이상을 포함하는 고강도 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
표면에 1 이상의 층으로 구성되는 피막을 갖는 고강도 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
표면에 아연 도금층을 갖는 고강도 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
표면에 합금화 용융 아연 도금층을 갖는 고강도 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분을 갖는 슬래브를 조압연 후 15 ㎫ 이상의 압력으로 디스케일링 처리하고, 800 ∼ 950 ℃ 에서 마무리 압연을 실시하고, 마무리 압연 후 냉각시켜 550 ℃ 이하에서 권취하는 열연 공정과,
상기 열연 공정에서 얻어진 열연판을, 730 ∼ 950 ℃ 로 가열하고, 이 온도역에서 수소 농도 1.0 ∼ 35.0 체적％ 또한 노점 -35 ∼ 15 ℃ 의 분위기 중에서 10 ∼ 1000 s 의 조건에서 유지하는 어닐링 공정과,
상기 어닐링 공정 후의 강판을, 그 후 600 ℃ 까지 평균 5 ℃/s 이상으로 냉각시키고, Ms 초과 600 ℃ 이하에서 냉각 정지시키고, Ms 초과 ∼ 600 ℃ 의 온도역에서 1000 s 이하 체류시키고, 그 체류 후 Ms ∼ 50 ℃ 의 온도역을 평균 냉각 속도가 1.0 ℃/s 이상인 조건에서 실온까지 냉각시키는 냉각 공정과,
상기 냉각 공정 후의 강판을, 0.05 ∼ 1 ％ 의 신장률로 압연하는 신장 압연 공정과,
상기 신장 압연 공정 후의 강판을, 하기의 식 (1) 을 만족하는 조건에서 시효 처리하는 시효 처리 공정을 갖는 고강도 강판의 제조 방법.
(273 ＋ T) × (20 ＋ log₁₀(t)) ≥ 6800 (1)
단, T 는 온도 (℃) 이며 200 ℃ 이하, t 는 시간 (hr) 이다.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분을 갖는 슬래브를 조압연 후 15 ㎫ 이상의 압력으로 디스케일링 처리하고, 800 ∼ 950 ℃ 에서 마무리 압연을 실시하고, 마무리 압연 후 냉각시켜 550 ℃ 이하에서 권취하는 열연 공정과,
상기 열연 공정에서 얻어진 열연판을, 20 ％ 이상의 압하율로 냉간 압연하는 냉연 공정과,
상기 냉연 공정에서 얻어진 냉연판을, 730 ∼ 950 ℃ 로 가열하고, 이 온도역에서 수소 농도 1.0 ∼ 35.0 체적％ 또한 노점 -35 ∼ 15 ℃ 의 분위기 중에서 10 ∼ 1000 s 의 조건에서 유지하는 어닐링 공정과,
상기 어닐링 공정 후의 강판을, 그 후 600 ℃ 까지 평균 5 ℃/s 이상으로 냉각시키고, Ms 초과 600 ℃ 이하에서 냉각 정지시키고, Ms 초과 ∼ 600 ℃ 의 온도역에서 1000 s 이하 체류시키고, 그 체류 후 Ms ∼ 50 ℃ 의 온도역을 평균 냉각 속도가 1.0 ℃/s 이상인 조건에서 실온까지 냉각시키는 냉각 공정과,
상기 냉각 공정 후의 강판을, 0.05 ∼ 1 ％ 의 신장률로 압연하는 신장 압연 공정과,
상기 신장 압연 공정 후의 강판을, 하기의 식 (1) 을 만족하는 조건에서 시효 처리하는 시효 처리 공정을 갖는 고강도 강판의 제조 방법.
(273 ＋ T) × (20 ＋ log₁₀(t)) ≥ 6800 (1)
단, T 는 온도 (℃) 이며 200 ℃ 이하, t 는 시간 (hr) 이다.
제 6 항 또는 제 7 항에 있어서,
상기 어닐링 공정 후의 어느 공정 중에 있어서 피막 부여 처리를 실시하는 고강도 강판의 제조 방법.
제 6 항 또는 제 7 항에 있어서,
상기 냉각 공정에 있어서, 아연 도금 처리를 실시하는 고강도 강판의 제조 방법.
제 9 항에 있어서,
상기 아연 도금 처리 후에 추가로 합금화 처리를 실시하는 고강도 강판의 제조 방법.