KR20210059748A - 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

Abstract

강판 및 그 제조 방법을 제공한다. 본 발명은 특정의 성분 조성과, 강 조직은 면적율에서 페라이트:5%이하, 상부 베이나이트, 프레시 마텐자이트, 템퍼링 마텐자이트, 하부 베이나이트, 잔류 γ의 1종 혹은 2종 이상으로 이루어지는 조직:95∼100%, 체적율에서 잔류 γ:4∼15%를 포함하고, 입자 폭이 0.25∼0.60㎛, 입자 길이가 1.0∼15㎛, 애스펙트비가 3.1∼25인 잔류 γ_UB의 면적율:S_γUB가 0.2∼7.0%이고, 입자 폭이 0.08∼0.24㎛, 입자 길이가 0.6∼15㎛, 애스펙트비가 4∼40인 잔류 γ_LB의 분포 개수:N_γLB가 100㎛²당 10∼120개이고, 원 상당 입자 직경이 0.4∼1.0㎛, 애스펙트비가 3이하인 프레시 마텐자이트 및/또는 원 상당 입자 직경이 0.4∼1.0㎛, 애스펙트비가 3이하인 잔류 γ입자의 합계 면적율:S_γFine이 0.4∼5.0%이고, 원 상당 입자 직경이 1.2∼20㎛, 애스펙트비가 3이하인 프레시 마텐자이트 및/또는 원 상당 입자 직경이 1.2∼20㎛, 애스펙트비가 3이하인 잔류 γ입자의 합계 면적율:S_γBlock이 4%이하(0% 포함)인 강판으로 한다.

Description

강판 및 그 제조 방법

본 발명은 자동차, 가전 등에 있어서 프레스 성형 공정을 거쳐 사용되는 프레스 성형용에 바람직하게 적용할 수 있는 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

근래, 자동차 차체 경량화 요구의 가일층의 고조로부터, 자동차의 골격 부품이나 시트 부품에의 980∼1180MPa급 고강도 강판의 적용이 진행되고 있다. 그러나, 980∼1180MPa급의 고강도 강판을 자동차 부품에 적용한 경우, 연성의 저하나 신장 플랜지 성형성의 저하에 기인하여 프레스 깨짐이 생기기 쉬워진다. 이 때문에, 이들 고강도 강판에는 종래에 비해 성형성이 우수한 것이 요망된다.

이러한 배경에서, 강판의 연성을 향상시키는 기술로서, 강판의 미크로 조직 중에 잔류 γ를 분산시킨 TRIP강이 개발되고 있다.

예를 들면, 특허문헌 1에는 C:0.10∼0.45%, S:0.5∼1.8%, Mn:0.5∼3.0%를 포함하는 강을 소둔 후에 350∼500℃에서 1∼30min 유지하여 잔류 γ를 생성시킴으로써 TS(인장 강도):80kgf/㎟이상에서 TS×El≥2500kgf/㎟·%의 높은 연성을 갖는 강판이 얻어지는 것이 개시되어 있다.

특허문헌 2에는 C:0.10∼0.25%, Si:1.0∼2.0%, Mn:1.5∼3.0%를 함유하는 강을 소둔 후에 10℃/s이상에서 450∼300℃까지 냉각하고, 180∼600초 유지하고, 점적율에서 잔류 오스테나이트를 5%이상, 베이니틱 페라이트를 60%이상, 다각형 페라이트를 20%이하로 제어함으로써, 연성:El과 신장 플랜지 성형성:λ가 우수한 강판이 얻어지는 것이 개시되어 있다.

특허문헌 3에는 특정의 성분 조성을 갖는 강판을 소둔 후 150∼350℃의 온도역까지 냉각하고, 그 후 400℃ 부근으로 재가열하여 유지함으로써, 페라이트, 템퍼링 마텐자이트, 잔류 오스테나이트를 포함하는 조직이 얻어지고, 높은 연성 및 높은 신장 플랜지 성형성을 강판에 부여할 수 있는 것이 개시되어 있다. 이것은 냉각 과정에서 한 번 마텐자이트 변태 개시 온도(Ms점)∼마텐자이트 변태 완료 온도(Mf점) 사이의 온도역까지 냉각하고, 그 후 재가열 유지하여 잔류 γ를 안정화시키는 소위 Q&P;Quenching & Partitioning(담금질과 마텐자이트에서 오스테나이트에의 탄소의 분배)라는 원리를 이용한 것이다. 근래, 이 원리의 이용으로 높은 연성과 높은 신장 플랜지 성형성을 갖는 고강도 강의 개발이 진행되고 있다.

특허문헌 4에는 상기의 Q&P 처리를 개량한 방법이 개시되어 있다. 즉, 특정의 성분 조성을 갖는 강을, 다각형 페라이트를 5%이하로 하기 위해 Ae3-10℃이상의 온도에서 소둔하고, 그 후, Ms-10℃∼Ms-100℃의 비교적 고온에서 냉각을 정지시킴으로써, 400℃ 부근으로 재가열했을 때에 상부 베이나이트를 생성시켜 높은 연성과 높은 신장 플랜지 성형성을 얻고록 하는 것이다.

또한, 특허문헌 5에는 저온에서 생성되는 베이나이트와 고온에서 생성되는 베이나이트를 활용하고, 연성과 저온 인성이 우수한 강판을 얻는 방법이 개시되어 있다. 즉, C:0.10∼0.5%를 함유하는 강을 소둔 후, 10℃/s이상의 냉각 속도로 150∼400℃까지 냉각하고, 그 온도역에서 10∼200sec 유지함으로써 저온역의 베이나이트를 생성시키고, 400℃초과 540℃이하의 온도역으로 재가열하여 50sec이상 유지함으로써 고온역의 베이나이트를 생성시키고 연성과 저온 인성이 우수한 강판을 얻고록 하는 것이다.

특허문헌 1: 일본국 특허공개공보 평성6-35619호 특허문헌 2: 일본국 특허공보 제4411221호 특허문헌 3: 일본국 특허공보 제5463685호 특허문헌 4: 일본국 특허공보 제3881559호 특허문헌 5: 일본국 특허공보 제3854506호

그러나, 특허문헌 1에 기재된 종래의 TRIP강은 El는 우수하지만, 신장 플랜지 성형성이 매우 낮다는 문제를 갖고 있었다.

특허문헌 2에 기재된 기술에서는 미크로 조직으로서 주로 베이니틱 페라이트를 활용하고 있고, 페라이트를 적게 억제하고 있으므로, 신장 플랜지 성형성은 우수하지만 연성은 반드시 높지 않다. 이 때문에, 난성형 부품에의 적응을 고려하면, 가일층의 연성의 개선이 요구되고 있었다.

특허문헌 3에 기재된 기술에서는 종래의 TRIP강이나 베이니틱 페라이트를 활용한 강에 비하면, 비교적 높은 연성과 높은 신장 플랜지 성형성을 실현하고 있다.그러나, 센터필러 등의 난성형 부품에서의 성형에 있어서는 파단이 보이며, 가일층의 연성의 향상이 필요하게 되고 있었다. 연성 중에서도 플랜지 단면 등에서 국소적으로 변형이 가해진 경우의 연성의 지표인 국부 연성(L.El)이 종래의 TRIP강에서는 열화하는 경향이 보이고, 그 개선이 필요하였다.

특허문헌 4에 기재된 기술에서는 괴상의 마텐자이트를 저감하기 위해 다각형 페라이트의 생성량을 저감하고 있고, 충분한 연성을 확보할 수 없다. 또, El를 향상시키기 위해 냉각 정지 온도를 비교적 높게 설정하고 있고, 냉각 정지시에 미변태 γ가 많이 잔존하므로, 괴상의 마텐자이트가 잔존하기 쉽다.

특허문헌 5에 기재된 기술에서는 연성을 향상시키기 위해, 저온역 변태 베이나이트와 고온역 변태 베이나이트를 활용하지만, 저온에서 변태하는 베이나이트는 연성 향상에 대한 기여가 작고, 고온에서 생성되는 베이나이트를 이용하는 경우에는 괴상 조직이 잔존하기 쉽다. 이 때문에, 높은 연성과 높은 신장 플랜지 성형성을 동시에 부여하는 것은 어렵다.

이와 같이, 종래 기술에서는 충분히 높은 연성과 높은 신장 플랜지 성형성을 확보한 강판은 얻어지고 있지 않았다.

본 발명은 이러한 문제를 해결하기 위해 이루어진 것으로, 780∼1450MPa급의 인장 강도를 갖느 경우에도 극히 높은 연성과 우수한 신장 플랜지 성형성을 갖는 강판 및 그 제조 방법을 제공하고자 하는 것이다.

또한, 여기서 말하는 강판은 표면에 아연 도금 처리를 실시한 아연 도금 강판도 포함하는 것으로 한다.

본 발명자들은 극히 높은 연성과 우수한 신장 플랜지 성형성을 구비시키는 수단에 대해 예의 검토를 하고, 이하의 결론을 얻었다.

우선, 종래, (1) 오스템퍼 처리를 실시한 TRIP강에서 신장 플랜지 성형성이 불충분했던 원인, (2) Q&P를 이용한 강에서 연성이 불충분했던 원인을 검토하였다. (1)의 원인은 다음과 같다고 생각된다. 오스템퍼를 실시한 TRIP강에서는 400℃부근의 오스템퍼시에 탄소가 베이나이트에서 미변태 오스테나이트로 확산되고, bcc상과 fcc상의 자유 에너지가 동등하게 되는 T₀ 조성에 오스테나이트 중의 탄소량이 근접한 시점에서 베이나이트 변태가 정체한다. 이 변태의 정체에 의해, T₀ 조성 부근까지밖에 탄소가 농화되지 않는 경질의 마텐자이트나 잔류 γ로 구성되는 괴상 조직이 잔존한다. (2)의 원인은 다음과 같다고 생각된다. Q&P를 이용한 강에서는 냉각 정지 온도를 충분히 저하시킴으로써 괴상 조직은 저감할 수 있지만, 마텐자이트 중에서의 탄화물의 석출이나 탄소의 안정화에 의해, 오스테나이트상에의 탄소의 공급이 저해되고, 잔류 γ의 안정화가 충분히 실행되지 않는다.

Q&P 프로세스의 최종 템퍼 과정에서 상부 베이나이트를 많이 생성시키고자 하는 경우도 마찬가지로 (1)의 현상이 생기는 것이 불가피하다. 즉, 종래 제안된 열처리 방법에서는 상부 베이나이트 변태에 인접해서 생성되는 안정한 잔류 γ의 이용과, 괴상 조직의 저감을 양립하는 것은 곤란하다. 이 때문에, 종래 기술에서는 임의의 일정한 연성과 신장 플랜지 특성의 범위로부터의 탈각이 곤란하다.

이에 반해, 상부 베이나이트에 인접해서 생기는 안정한 잔류 γ의 이용과, 괴상 조직의 저감을 양립하고, 상기의 기술에 의한 특성 범위를 넘는 특성을 부여할 수 있는 열처리 기술을 새로이 발견하였다. 그것은 이하의 골자에 따른다.

(i) 소둔 후, 냉각하는 과정에서, 탄화물 석출을 거의 수반하지 않는 상부 베이나이트의 변태 노즈의 450℃ 부근(405℃이상 490℃이하)에서 10sec이상 200sec이하 유지하고, 고온역에서 생기는 베이나이트를 생성시킨다. 이 고온역에서의 중간 유지에 의해, 최종 조직에 있어서 연성 향상에 공헌하는 플레이트 형상(단면 조직에서는 봉 형상)의 잔류 γ_UB와, 플레이트 형상의 잔류 γ_UB로의 탄소의 공급에 불가결한 왜곡이 적은 베이나이트를 플레이트 형상의 잔류 γ_UB에 인접해서 생성시킨다.

(ⅱ) 잔부의 미변태 γ영역에 있어서, 괴상 조직 형성의 원인으로 되는 T₀ 조성까지의 탄소의 농화가 생기기 전에 2차 냉각을 개시하고, 310℃까지 10℃/s이상의 냉각 속도로 신속하게 냉각한다.

(ⅲ) 계속해서, 310℃에서 220℃이상 255℃미만의 범위의 냉각 정지 온도까지 냉각하여 잔부의 미변태 γ영역을 마텐자이트 변태 혹은 하부 베이나이트 변태에 의해 분단하고, 괴상 조직을 저감한다.

(ⅳ) 이 냉각 과정에서, 310℃에서 255℃까지의 저온역을 20℃/s미만에서 서냉각하여 제 2 유지를 실행함으로써, 하부 베이나이트를 생성시켜 잔부 γ를 극히 미세하게 분단하는 동시에 탄소 분배를 발생시켜 연성 향상, 특히 국부 연성 향상에 기여하는 필름 형상의 잔류 γ_LB(단면 조직에서는 바늘 형상)를 생성시킨다.

(v) 또, 냉각 정지 온도를 220℃이상 255℃미만(220℃이상 254℃이하)으로 함으로써, λ나 국부 연성의 저하를 억제하여 연성의 향상에 기여하는 원 상당 직경이 0.4∼1.0㎛미만의 미세한 마텐자이트 혹은 잔류 γ를 분산시킨다. 또한, 국부 연성을 열화시키는 작용의 강한 괴상의 마텐자이트 혹은 γ를 저감한다.

(ⅵ) 그 후, 400℃ 부근으로 재가열·유지하고, 마텐자이트를 템퍼링 마텐자이트로 하는 동시에, 냉각 도중의 유지로 상부 베이나이트에 인접해서 생성시킨 플레이트 형상의 잔류 γ_UB, 2차 냉각 중에 생성한 마텐자이트나 하부 베이나이트에 인접해서 잔존하는 필름 형상의 잔류 γ_LB에 탄소를 분배시키고, 플레이트 형상 및 필름 형상의 2종류의 잔류 γ를 안정화시킨다.

(ⅶ) 벌징 성형과 신장 플랜지 성형이 하나의 부품내에서 함께 존재하는 바와 같은 복합 성형의 경우, 프레스의 비드 장력을 증가시키면 강판의 유입이 억제되어 벌징 성형 부분에서 깨짐이 생기기 쉬워지고, 비드 장력을 약하게 하면 강판의 유입량이 많아져 플랜지부에서의 깨짐이 생기기 쉬워진다. 이들 양자의 깨짐을 회피하기 위해서는 연성의 지표의 El를 TS×El≥17000MPa%, 더욱 바람직하게는 TS×El≥18000MPa%, 가일층 바람직하게는 TS×El≥19000MPa%로 하고, 또한 신장 플랜지 성형성의 지표의 λ를, TS:780∼1319MPa에서 λ≥50%이상, 더욱 바람직하게는 λ≥55%이상, TS:1320∼1450MPa에서 λ≥40%이상, 가일층 바람직하게는 λ≥45%이상, 확보함으로써 플랜지 단면에 엄격한 성형이 실행되는 부품에 있어서도 성형의 안정성은 현격히 향상한다.

이와 같이 상부 베이나이트 변태를 마텐자이트 변태 전에 활용하고, 잔부의 괴상 조직의 잔존량을 Q&P 처리에 의해 제어한다는 2단 냉각 처리를 실행하는 것과, 그 도중의 310∼255℃의 범위에서 완냉각하여 탄소 분배를 발생시킴으로써, 지금까지 곤란했던 안정한 잔류 γ의 이용과 괴상 조직의 저감의 양립이 가능하게 된다. 그 결과, 극히 높은 연성과 극히 우수한 신장 플랜지 성형성을 양립한 강판을 얻을 수 있다. 또한, 본 발명에 의하면, 고강도화하는 것도 가능하다. 여기서, 「높은 연성과 극히 우수한 신장 플랜지 성형성을 양립한」것은 TS×El≥17000MPa%, TS:780∼1319MPa에서 λ≥50%이상, TS:1320∼1450MPa에서 λ≥40%이상을 가리키며,「고강도화」는 TS≥780MPa를 가리킨다.

본 발명은 이상의 지견에 의거하여 이루어진 것으로, 구체적으로는 이하의 것을 제공한다.

[1] 질량%로, C:0.06∼0.25%, Si:0.6∼2.5%, Mn:2.3∼3.5%, P:0.02%이하, S:0.01%이하, sol.Al:0.50%미만, N:0.015%미만을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분 조성과, 강 조직은 면적율에서 페라이트:5%이하, 상부 베이나이트, 프레시 마텐자이트, 템퍼링 마텐자이트, 하부 베이나이트, 잔류 γ의 1종 혹은 2종 이상으로 이루어지는 조직:95∼100%, 체적율에서 잔류 γ:4∼15%를 포함하고, 입자 폭이 0.25∼0.60㎛, 입자 길이가 1.0∼15㎛, 애스펙트비가 3.1∼25인 잔류 γ_UB의 면적율:S_γUB가 0.2∼7.0%이고, 입자 폭이 0.08∼0.24㎛, 입자 길이가 0.6∼15㎛, 애스펙트비가 4∼40인 잔류 γ_LB의 분포 개수:N_γLB가 100㎛²당 10∼120개이고, 원 상당 입자 직경이 0.4∼1.0㎛, 애스펙트비가 3이하인 프레시 마텐자이트 및/또는 원 상당 입자 직경이 0.4∼1.0㎛, 애스펙트비가 3이하인 잔류 γ입자의 합계 면적율:S_γFine이 0.4∼5.0%이고, 원 상당 입자 직경이 1.2∼20㎛, 애스펙트비가 3이하인 프레시 마텐자이트 및/또는 원 상당 입자 직경이 1.2∼20㎛, 애스펙트비가 3이하인 잔류 γ입자의 합계 면적율:S_γBlock이 4%이하(0% 포함)인 강판.

[2] 질량%로, C:0.06∼0.25%, Si:0.6∼2.5%, Mn:2.3∼3.5%, P:0.02%이하, S:0.01%이하,sol.Al:0.50%미만, N:0.015%미만을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분 조성과, 강 조직은 면적율에서 페라이트:5%이하, 상부 베이나이트, 프레시 마텐자이트, 템퍼링 마텐자이트, 하부 베이나이트, 잔류 γ의 1종 혹은 2종 이상으로 이루어지는 조직:95∼100%, 체적율에서 잔류 γ:4∼15%를 포함하고, 입자 폭이 0.25∼0.60㎛, 입자 길이가 1.5∼15㎛, 애스펙트비가 4∼25인 잔류 γ_UB의 면적율:S_γUB가 0.2∼7.0%이고, 입자 폭이 0.08∼0.24㎛, 입자 길이가 0.6∼15㎛, 애스펙트비가 4∼40인 잔류 γ_LB의 분포 개수:N_γLB가 100㎛²당 10∼120개이고, 원 상당 입자 직경이 0.4∼1.0㎛, 애스펙트비가 3이하인 프레시 마텐자이트 및/또는 원 상당 입자 직경이 0.4∼1.0㎛, 애스펙트비가 3이하인 잔류 γ입자의 합계 면적율:S_γFine이 0.4∼5.0%이고, 원 상당 입자 직경이 1.2∼20㎛, 애스펙트비가 3이하인 프레시 마텐자이트 및/또는 원 상당 입자 직경이 1.2∼20㎛, 애스펙트비가 3이하인 잔류 γ입자의 합계 면적율:S_γBlock이 4%이하(0% 포함)인 강판.

[3] 상기 잔류 γ_UB에 인접하는 페라이트 혹은 상부 베이나이트의 면적율:S_UB와 S_γUB의 비가 S_UB/S_γUB≥3.5를 만족시키는 [1] 또는 [2]에 기재된 강판.

[4] 상기 조직에 있어서, C 농도가 0.6∼1.3%이고, 인접 영역의 C 농도가 0.07%이하인 영역의 합계 면적율:S_{C 농화}가 0.1∼5%인 [1] 내지 [3] 중의 어느 하나에 기재된 강판.

[5] C 농도가 0.6∼1.3%이고, 인접 영역의 C 농도가 0.07%이하인 상기 영역은 잔류 γ인 [4]에 기재된 강판.

[6] C 농도가 0.6∼1.3%이고, 인접 영역의 C 농도가 0.07%이하인 상기 영역은 잔류 γ_UB 입자인 [5]에 기재된 강판.

[7] 상기 인접 영역은 상부 베이나이트를 포함하는 [3] 내지 [6] 중의 어느 하나에 기재된 강판.

[8] 상기 성분 조성은 질량%로, Ti:0.002∼0.1%, B:0.0002∼0.01% 중에서 선택한 1종 또는 2종을 더 함유하는 [1] 내지 [7] 중의 어느 하나에 기재된 강판.

[9] 상기 성분 조성은 질량%로, Cu:0.005∼1%, Ni:0.01∼1%, Cr:0.01∼1.0%, Mo:0.01∼0.5%, V:0.003∼0.5%, Nb:0.002∼0.1%, Zr:0.005∼0.2% 및 W:0.005∼0.2% 중에서 선택한 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 [1] 내지 [8] 중의 어느 하나에 기재된 강판.

[10] 상기 성분 조성은 질량%로, Ca:0.0002∼0.0040%, Ce:0.0002∼0.0040%, La:0.0002∼0.0040%, Mg:0.0002∼0.0030%, Sb:0.002∼0.1% 및 Sn:0.002∼0.1% 중에서 선택한 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 [1] 내지 [9] 중의 어느 하나에 기재된 강판.

[11] 인장 강도는 780MPa이상 1450MPa이하인 [1] 내지 [10] 중의 어느 하나에 기재된 강판.

[12] 표면에 아연 도금층을 갖는 [1] 내지 [11] 중의 어느 하나에 기재된 강판.

[13] [1]. [2], [8] 내지 [10] 중의 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 열간 압연 및 냉간 압연한 후, 냉연 강판을, 810∼900℃의 소둔 온도에서 소둔하고, 다음에 810∼700℃의 온도 범위를 평균 냉각 속도:1∼2000℃/s로 냉각하고, 또한 700∼490℃의 온도 범위를 평균 냉각 속도:10∼2000℃/s로 냉각한 후, 490∼405℃의 온도 범위에서 10∼200sec 유지하고, 또한 405∼310℃의 온도 범위를 평균 냉각 속도:10∼100℃/s로 냉각한 후, 310∼255℃의 온도 범위를 평균 냉각 속도:0.4℃/s이상 20℃/s미만으로 냉각하고, 또한, 255℃에서 254∼220℃의 범위의 냉각 정지 온도:Tsq까지의 온도 범위를 평균 냉각 속도:2℃/s이상 30℃/s미만의 냉각 속도로 냉각하고, Tsq에서 350℃까지의 온도 범위를 평균 가열 속도:2℃/s이상으로 가열하고, 350∼550℃에서 20∼3000sec 유지한 후, 350∼50℃이하의 온도까지 0.1℃/s이상의 평균 냉각 속도로 냉각하는 강판의 제조 방법.

본 발명에 따르면, 극히 높은 연성과 극히 우수한 신장 플랜지 성형성을 양립한 강판을 얻을 수 있다. 또한, 본 발명에 따르면, 고강도화하는 것도 가능하다.

도 1은 SEM 화상의 일예를 나타내는 도면이다.
도 2는 애스펙트비, 입자 폭, 입자 길이를 설명하기 위한 도면이다.
도 3은 C 농도와 분석 길이의 관계를 나타내는 그래프의 일예를 나타내는 도면이다.

이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시형태에 한정되지 않는다.

본 발명의 강판은 특정의 성분 조성과 특정의 강 조직을 갖는다. 그래서, 성분 조성, 강 조직의 순으로 본 발명의 강판을 설명한다.

본 발명의 강판은 하기의 성분을 포함한다. 하기의 설명에 있어서, 성분의 함유량의 단위인 「%」는 「질량%」를 의미한다.

C:0.06∼0.25%

C는 템퍼링 마텐자이트의 면적율을 확보하여 소정의 강도를 확보하는 관점, 잔류 γ의 체적율을 확보하여 연성을 향상시키는 관점, 잔류 γ 중에 농화하여 잔류 γ를 안정화시켜 연성을 향상시키는 관점에서 함유한다. C의 함유량이 0.06%미만에서는 강판의 강도, 강판의 연성을 충분히 확보할 수 없으므로, 그 하한은 0.06%로 한다. 바람직하게는 0.09%이상, 더욱 바람직하게는 0.11%이상이다. 그 함유량이 0.25%를 넘으면 냉각 도중의 중간 유지에 있어서의 상부 베이나이트 변태가 지연되어 소정량의 상부 베이나이트 변태에 인접해서 생성되는 플레이트 형상의 잔류 γ_UB를 형성하는 것이 곤란하게 된다. 그 결과, 연성이 저하한다. 또, 괴상의 마텐자이트 혹은 괴상의 잔류 γ가 증가하여, 신장 플랜지 성형성이 열화한다. 또한, 강판의 스폿 용접성, 구부림성, 구멍 확대성과 같은 제반 특성이 현저히 열화한다. 이 때문에, C 함유량의 상한은 0.25%로 한다. 연성이나 스폿 용접성 향상의 관점에서 C 함유량은 0.22%이하로 하는 것이 바람직하다. 연성 및 스폿 용접성을 가일층 개선하는 관점에서 C 함유량은 0.20%이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

Si:0.6∼2.5%

Si는 페라이트를 강화하여 강도를 상승시키는 관점, 마텐자이트나 베이나이트 중의 탄화물 생성을 억제하고, 잔류 γ의 안정성을 향상시켜 연성을 향상시키는 관점에서 함유한다. 탄화물의 생성을 억제하여 연성을 향상시키는 관점에서, Si 함유량은 0.6%이상으로 한다. 연성 향상의 관점에서, Si 함유량은 0.8%이상이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 1.1%이상이다. Si의 함유량이 2.5%를 넘으면 압연 하중이 극단적으로 높아지고, 박판의 제조가 곤란하게 된다. 또, 화성 처리성이나 용접부의 인성이 열화한다. 이 때문에, Si의 함유량은 2.5%이하로 한다. 화성 처리성이나 소재 및 용접부의 인성 확보의 관점에서 Si의 함유량은 2.0%미만으로 하는 것이 바람직하다. 용접부의 인성 확보의 관점에서는 Si의 함유량은 1.8%이하, 더 나아가서는 1.5%이하로 하는 것이 바람직하다.

Mn:2.3∼3.5%

Mn은 소정의 면적율의 템퍼링 마텐자이트 및/또는 베이나이트를 확보하여 강도를 확보하는 관점, 잔류 γ의 Ms점의 저하에 의해 잔류 γ를 안정화시켜 연성을 개선하는 관점, Si와 마찬가지로 베이나이트 중의 탄화물의 생성을 억제하여 연성을 향상시키는 관점, 잔류 γ의 체적율을 증가시켜 연성을 향상시키는 관점에서 중요한 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해, Mn의 함유량은 2.3%이상으로 한다. 종래의 열처리 방법 중에서, 최종 공정에서 베이나이트 변태를 활용하는 방법에서는 Mn을 2.3%이상 함유하면, 경질의 마텐자이트나 잔류 γ로 이루어지는 괴상 조직이 다량으로 잔존하여 신장 플랜지 성형성이 저하하고 있었다. 그러나, 본 발명에서는 후술하는 열처리 방법의 채용에 의해 얻어지는 조직을 가지므로, Mn을 다량으로 함유해도 괴상 조직을 저감하는 것이 가능하고, Mn 함유에 의한 잔류 γ의 안정화 작용이나 체적율 증가 작용을 누릴 수 있다. 잔류 γ를 안정화시켜 연성을 향상시키는 관점에서는 Mn 함유량은 2.5%이상이 바람직하다. 바람직하게는 2.6%이상, 더욱 바람직하게는 2.7%이상이다. Mn의 함유량이 3.5%를 넘으면 베이나이트 변태가 현저히 지연되므로 높은 연성을 확보하는 것이 곤란하게 된다. 또, Mn의 함유량이 3.5%를 넘으면, 괴상의 조대 γ나 괴상의 조대 마텐자이트의 생성을 억제하는 것은 곤란하게 되며, 신장 플랜지 성형성도 열화한다. 따라서, Mn 함유량은 3.5%이하로 한다. 베이나이트 변태를 촉진하여 높은 연성을 확보하는 관점에서 Mn 함유량은 3.2%이하로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 3.1%이하이다.

P:0.02%이하

P는 강을 강화하는 원소이지만, 그 함유량이 많으면 스폿 용접성을 열화시킨다. 따라서, P는 0.02%이하로 한다. 스폿 용접성을 개선하는 관점에서 P는 0.01%이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, P를 포함하지 않아도 좋지만, P 함유량은 제조 코스트의 관점에서 0.001%이상이 바람직하다.

S:0.01%이하

S는 열간 압연에서의 스케일 박리성을 개선하는 효과, 소둔시의 질화를 억제하는 효과가 있지만, 스폿 용접성, 구부림성, 구멍 확대성에 대해 큰 악영향을 갖는 원소이다. 이들 악영향을 저감시키기 위해 적어도 S는 0.01%이하로 한다. 본 발명에서는 C, Si, Mn의 함유량이 매우 높으므로 스폿 용접성이 악화되기 쉽고, 스폿 용접성을 개선하는 관점에서 S는 0.0020%이하로 하는 것이 바람직하고, 또한 0.0010%미만으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 또한, S를 포함하지 않아도 좋지만, S 함유량은 제조 코스트의 관점에서 0.0001%이상이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.0005%이상이다.

sol.Al:0.50%미만

Al은 탈산을 위해, 혹은 Si의 대체로서 잔류 γ를 안정화하는 목적에서 함유한다. sol.Al의 하한은 특히 규정하지 않지만, 안정하게 탈산을 실행하기 위해서는 0.01%이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, sol.Al이 0.50%이상으로 되면, 소재의 강도가 극단적으로 저하하고, 화성 처리성에도 악영향을 미치므로, sol.Al은 0.50%미만으로 한다. 높은 강도를 얻기 위해 sol.Al은 0.20%미만으로 하는 것이 더욱 바람직하고, 0.10%이하로 하는 것이 한층 바람직하다.

N:0.015%미만

N은 강 중에서 BN, AlN, TiN 등의 질화물을 형성하는 원소이며, 강의 열간 연성을 저하시키고, 표면 품질을 저하시키는 원소이다. 또, B를 함유하는 강에서는 BN의 형성을 통해 B의 효과를 소실시키는 폐해가 있다. N 함유량이 0.015%이상이 되면 표면 품질이 현저히 열화한다. 따라서, N의 함유량은 0.015%미만으로 한다. 바람직하게는 0.010%이하이다. 또한, N을 포함하지 않아도 좋지만, N 함유량은 제조 코스트의 점에서 0.0001%이상이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.001%이상이다.

본 발명의 강판의 성분 조성은 상기 성분에 부가하여, 이하의 임의 원소를 적절히 함유할 수 있다.

Ti:0.002∼0.1%

Ti는 강 중의 N을 TiN으로서 고정시키고, 열간 연성을 향상시키는 효과나 B의 담금질성 향상 효과를 발생시키는 작용이 있다. 또, TiC의 석출에 의해 조직을 미세화하는 효과가 있다. 이들 효과를 얻기 위해 Ti 함유량을 0.002%이상으로 하는 것이 바람직하다. N을 충분히 고정시키는 관점에서 Ti 함유량은 0.008%이상이 더욱 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.010%이상이다. 한편, Ti 함유량이 0.1%를 넘으면 압연 부하의 증대, 석출 강화량의 증가에 의한 연성의 저하를 초래하므로, Ti 함유량은 0.1%이하로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.05%이하이다. 높은 연성을 확보하기 위해 Ti는 0.03%이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

B:0.0002∼0.01%

B는 강의 담금질성을 향상시키는 원소이며, 소정의 면적율의 템퍼링 마텐자이트 및/또는 베이나이트를 생성시키기 쉬운 이점을 갖는다. 또, 고용 B의 잔존에 의해 내지연 파괴 특성은 향상한다. 이러한 B의 효과를 얻기 위해서는 B 함유량을 0.0002%이상으로 하는 것이 바람직하다. 또, B 함유량은 0.0005%이상이 더욱 바람직하다. 가일층 바람직하게는 0.0010%이상이다. 한편, B 함유량이 0.01%를 넘으면, 그 효과가 포화할 뿐만 아니라, 열간 연성의 현저한 저하를 초래하고 표면 결함을 발생시킨다. 따라서, B 함유량은 0.01%이하가 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.0050%이하이다. 가일층 바람직하게는 0.0030%이하이다.

Cu:0.005∼1%

Cu는 자동차의 사용 환경에서의 내식성을 향상시킨다. 또, Cu의 부식 생성물이 강판 표면을 피복하여 강판에의 수소 침입을 억제하는 효과가 있다. Cu는 스크랩을 원료로서 활용할 때에 혼입되는 원소이며, Cu의 혼입을 허용함으로써 리사이클 자재를 원료 자재로서 활용할 수 있고, 제조 코스트를 저감할 수 있다. 이러한 관점에서 Cu는 0.005%이상 함유시키는 것이 바람직하고, 또한 내지연 파괴 특성 향상의 관점에서 Cu는 0.05%이상 함유시키는 것이 더욱 바람직하다. 가일층 바람직하게는 0.10%이상이다. 그러나, Cu 함유량이 너무 많아지면 표면 결함의 발생을 초래하므로, Cu 함유량은 1%이하로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.4%이하, 가일층 바람직하게는 0.2%이하이다.

Ni:0.01∼1%

Ni도, Cu와 마찬가지로, 내식성을 향상시키는 작용이 있는 원소이다. 또, Ni는 Cu를 함유시키는 경우에 생기기 쉽고, 표면 결함의 발생을 억제하는 작용이 있다. 이 때문에, Ni는 0.01%이상 함유시키는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.04%이상, 가일층 바람직하게는 0.06%이상이다. 그러나, Ni 함유량이 너무 많아지면, 가열로내에서의 스케일 생성이 불균일하게 되고, 오히려 표면 결함을 발생시키는 원인이 된다. 또, 코스트 증가도 초래한다. 이 때문에, Ni 함유량은 1%이하로 한다. 더욱 바람직하게는 0.4%이하, 가일층 바람직하게는 0.2%이하이다.

Cr:0.01∼1.0%

Cr은 강의 담금질성을 향상시키는 효과, 마텐자이트나 상부/하부 베이나이트 중의 탄화물 생성을 억제하는 효과로부터 함유할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 Cr 함유량은 0.01%이상이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.03%이상, 가일층 바람직하게는 0.06%이상이다. 단, Cr을 과잉으로 함유하면 내공식성이 열화하므로 Cr 함유량은 1.0%이하로 한다. 더욱 바람직하게는 0.8%이하, 가일층 바람직하게는 0.4%이하이다.

Mo:0.01∼0.5%

Mo는 강의 담금질성을 향상시키는 효과, 마텐자이트나 상부/하부 베이나이트 중의 탄화물 생성을 억제하는 효과로부터 함유할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 Mo 함유량은 0.01%이상이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.03%이상, 가일층 바람직하게는 0.06%이상이다. 단, Mo는 냉연 강판의 화성 처리성을 현저히 열화시키므로, 그 함유량은 0.5%이하로 하는 것이 바람직하다. 화성 처리성 향상의 관점에서 Mo는 0.15%이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

V:0.003∼0.5%

V는 강의 담금질성을 향상시키는 효과, 마텐자이트나 상부/하부 베이나이트 중의 탄화물 생성을 억제하는 효과, 조직을 미세화하는 효과, 탄화물을 석출시키고 내지연 파괴 특성을 개선하는 효과로부터 함유할 수 있다. 그 효과를 얻기 위해 V 함유량은 0.003%이상이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.005%이상, 가일층 바람직하게는 0.010%이상이다. 단, V를 다량으로 함유하면 주조성이 현저히 열화하므로 V 함유량은 0.5%이하가 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.3%이하, 가일층 바람직하게는 0.1%이하이다.

Nb:0.002∼0.1%

Nb는 강 조직을 미세화하고 고강도화하는 효과, 세립화를 통해 베이나이트 변태를 촉진하는 효과, 구부림성을 개선하는 효과, 내지연 파괴 특성을 향상시키는 효과로부터 함유할 수 있다. 그 효과를 얻기 위해 Nb 함유량은 0.002%이상이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.004%이상, 가일층 바람직하게는 0.010%이상이다. 단, Nb를 다량으로 함유하면 석출 강화가 너무 강해져 연성이 저하한다. 또, 압연 하중의 증대, 주조성의 열화를 초래한다. 이 때문에, Nb 함유량은 0.1%이하가 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.05%이하, 가일층 바람직하게는 0.03%이하이다.

Zr:0.005∼0.2%

Zr은 강의 담금질성의 향상 효과, 베이나이트 중의 탄화물 생성을 억제하는 효과, 조직을 미세화하는 효과, 탄화물을 석출시키고 내지연 파괴 특성을 개선시키는 효과로부터 함유할 수 있다. 그러한 효과를 얻기 위해 Zr 함유량은 0.005%이상이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.008%이상, 가일층 바람직하게는 0.010%이상이다. 단, Zr을 다량으로 함유하면, 열간 압연 전의 슬래브 가열시에 미고용으로 잔존하는 ZrN이나 ZrS와 같은 조대한 석출물이 증가하고, 내지연 파괴 특성이 열화한다. 이 때문에, Zr 함유량은 0.2%이하가 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.15%이하, 가일층 바람직하게는 0.08%이하이다.

W:0.005∼0.2%

W는 강의 담금질성의 향상 효과, 베이나이트 중의 탄화물 생성을 억제하는 효과, 조직을 미세화하는 효과, 탄화물을 석출시키고 내지연 파괴 특성을 개선하는 효과로부터 함유할 수 있다. 그러한 효과를 얻기 위해 W 함유량은 0.005%이상이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.008%이상, 가일층 바람직하게는 0.010%이상이다. 단, W를 다량으로 함유시키면, 열간 압연 전의 슬래브 가열시에 미고용으로 잔존하는 WN이나 WS와 같은 조대한 석출물이 증가하고, 내지연 파괴 특성이 열화한다. 이 때문에, W 함유량은 0.2%이하가 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.15%이하, 가일층 바람직하게는 0.08%이하이다.

Ca:0.0002∼0.0040%

Ca는 S를 CaS로서 고정시키고, 구부림성의 개선이나 내지연 파괴 특성의 개선에 기여한다. 이 때문에, Ca 함유량은 0.0002%이상으로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.0005%이상, 가일층 바람직하게는 0.0010%이상이다. 단, Ca는 다량으로 첨가하면 표면 품질이나 구부림성을 열화시키므로, Ca 함유량은 0.0040%이하로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.0035%이하, 가일층 바람직하게는 0.0020%이하이다.

Ce:0.0002∼0.0040%

Ce도, Ca와 마찬가지로, S를 고정시키고, 구부림성의 개선이나 내지연 파괴 특성의 개선에 기여한다. 이 때문에, Ce 함유량은 0.0002%이상으로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.0004%이상, 가일층 바람직하게는 0.0006%이상이다. 단, Ce를 다량으로 첨가하면 표면 품질이나 구부림성이 열화하므로, Ce 함유량은 0.0040%이하로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.0035%이하, 가일층 바람직하게는 0.0020%이하이다.

La:0.0002∼0.0040%

La도, Ca와 마찬가지로, S를 고정시키고, 구부림성의 개선이나 내지연 파괴 특성의 개선에 기여한다. 이 때문에, La 함유량은 0.0002%이상으로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.0004%이상, 가일층 바람직하게는 0.0006%이상이다. 단, La를 다량으로 첨가하면 표면 품질이나 구부림성이 열화하므로, La 함유량은 0.0040%이하로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.0035%이하, 가일층 바람직하게는 0.0020%이하이다.

Mg:0.0002∼0.0030%

Mg는 MgO로서 O를 고정시키고, 내지연 파괴 특성의 개선에 기여한다. 이 때문에, Mg 함유량은 0.0002%이상으로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.0004%이상, 가일층 바람직하게는 0.0006%이상이다. 단, Mg를 다량으로 첨가하면 표면 품질이나 구부림성이 열화하므로, Mg 함유량은 0.0030%이하로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.0025%이하, 가일층 바람직하게는 0.0010%이하이다.

Sb:0.002∼0.1%

Sb는 강판 표층부의 산화나 질화를 억제하고, 그것에 의한 C나 B의 표층에 있어서의 함유량의 저감을 억제한다. 또, C나 B의 함유량의 상기 저감이 억제됨으로써, 강판 표층부의 페라이트 생성을 억제하고, 고강도화되는 동시에, 내지연 파괴 특성이 개선된다. 이러한 관점에서, Sb 함유량은 0.002%이상이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.004%이상, 가일층 바람직하게는 0.006%이상이다. 단, Sb 함유량이 0.1%를 넘으면, 주조성이 열화되고, 또, 구γ 입계에 편석하여, 전단 단면의 내지연 파괴 특성은 열화한다. 이 때문에, Sb 함유량은 0.1%이하가 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.04%이하, 가일층 바람직하게는 0.03%이하이다.

Sn:0.002∼0.1%

Sn은 강판 표층부의 산화나 질화를 억제하고, 그것에 의한 C나 B의 표층에 있어서의 함유량의 저감을 억제한다. 또, C나 B의 함유량의 상기 저감이 억제됨으로써, 강판 표층부의 페라이트 생성을 억제하고, 고강도화되는 동시에, 내지연 파괴 특성이 개선된다. 이러한 관점에서, Sn 함유량은 0.002%이상이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.004%이상, 가일층 바람직하게는 0.006%이상이다. 단, Sn 함유량이 0.1%를 넘으면, 주조성이 열화한다. 또, 구γ 입계에 Sn이 편석되어, 전단 단면의 내지연 파괴 특성이 열화한다. 이 때문에, Sn 함유량은 0.1%이하가 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.04%이하, 가일층 바람직하게는 0.03%이하이다.

상기 임의 성분을 하한값 미만에서 포함하는 경우, 하한값 미만에서 포함되는 임의 원소는 본 발명의 효과를 해치지 않는다. 본 실시형태에 관한 강판은 상기 성분 조성을 함유하고, 상기 성분 조성 이외의 잔부는 Fe(철) 및 불가피한 불순물을 포함한다. 상기 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물인 것이 바람직하다.

다음에, 본 발명의 강판의 강 조직에 대해, 설명한다.

페라이트: 5%이하

높은 λ를 확보하기 위해, 페라이트는 면적율에서 5%이하로 한다. 더욱 바람직하게는 4%이하, 가일층 바람직하게는 2%이하이다. 여기서, 페라이트는 다각형인 페라이트를 가리킨다.

상부 베이나이트, 프레시 마텐자이트, 템퍼링 마텐자이트, 하부 베이나이트, 잔류 γ의 1종 혹은 2종 이상으로 이루어지는 조직:95∼100%

소정의 강도, 연성, 신장 플랜지 성형성을 확보하기 위해, 다각형 페라이트 이외인 잔부의, 상부 베이나이트, 프레시 마텐자이트, 템퍼링 마텐자이트, 하부 베이나이트, 잔류 γ의 합계 면적율은 95∼100%로 한다. 하한에 대해 더욱 바람직하게는 96%이상, 가일층 바람직하게는 98%이상이다. 상부 베이나이트, 프레시 마텐자이트, 템퍼링 마텐자이트, 하부 베이나이트, 잔류 γ의 면적율을 SEM 사진으로 관찰하였다. 각 조직의 함유량은 다음의 범위에 있는 경우가 많다고 생각된다. 상부 베이나이트는 면적율에서 1∼30%이다. 프레시 마텐자이트는 면적율에서 0∼20%이다. 템퍼링 마텐자이트는 면적율에서 3∼40%이다. 하부 베이나이트는 면적율에서 5∼70%이다.

잔류 γ:4∼15%

높은 연성을 확보하기 위해, 강 조직 전체에 대해 잔류 γ는 체적율에서 4%이상으로 한다. 더욱 바람직하게는 5%이상, 가일층 바람직하게는 7%이상이다. 이 잔류 γ량에는 상부 베이나이트에 인접해서 생성되는 잔류 γ와 마텐자이트나 하부 베이나이트에 인접해서 생성되는 잔류 γ의 양자를 포함한다. 잔류 γ의 양이 너무 증가하면 강도 저하, 신장 플랜지 성형성의 저하, 내지연 파괴 특성의 열화를 초래한다. 따라서, 잔류 γ의 체적율은 15%이하로 한다. 더욱 바람직하게는 13%이하이며, 또, 「체적율」은 「면적율」로 간주할 수 있다.

입자 폭이 0.25∼0.60㎛, 입자 길이가 1.0∼15㎛, 애스펙트비가 3.1∼25인 잔류 γ_UB의 면적율:S_γUB가 0.2∼7.0%

후술하는 제조 방법에 있어서, 냉각 과정의 490∼405℃의 중간 온도역에서 유지함으로써, 탄화물을 거의 포함하지 않는 상부 베이나이트(베이니틱 페라이트)에 인접해서 생성되는 플레이트 형상의 잔류 γ_UB를 얻을 수 있다. 입자 폭이 0.25∼0.60㎛, 입자 길이가 1.0∼15㎛, 애스펙트비가 3.1∼25인 잔류 γ_UB를 생성시킴으로써, 그 생성량이 미량이어도 연성이 향상한다. 그 효과는 잔류 γ_UB의 면적율:S_γUB가 0.2%이상 확보됨으로써 얻어진다. 따라서 S_γUB는 0.2%이상으로 한다. S_γUB를 0.3%이상으로 함으로써, 연성은 현저히 상승하므로, S_γUB는 0.3%이상으로 하는 것이 가일층 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.4%이상이다. 더욱 높은 연성을 확보하기 위해, 잔류 γ_UB의 형태는 입자 폭이 0.25∼0.60㎛, 입자 길이가 1.5∼15㎛, 애스펙트비가 4∼25인 것이 바람직하다. 여기서 주의해야 할 점은 입자 폭, 입자 길이, 애스펙트비가 동일한 강 조직이어도 C 농화량이 적은 경우에는 프레시 마텐자이트로 되고, 연성의 향상에 대한 기여가 현저히 작을 뿐만 아니라 신장 플랜지 성형성을 현저히 열화시킨다. 이 조직은 소위 MA로 칭해지는 조직의 하나이며, 본 규정의 조직은 C가 현저히 농화된 안정한 γ이며 이 MA와는 달리 구별해야 한다. 이 때문에, 후술하는 바와 같이 본 조직은 EBSD에서 fcc 구조인 것을 확인한 것만을 대상으로 한다. 또, 이 플레이트 형상의 잔류 γ_UB가 너무 많아지면, 탄소의 소비량이 너무 많아져, 대폭적인 강도 저하가 발생한다. 또, 신장 플랜지 성형성의 저하나 내지연 파괴 특성의 열화를 초래한다. 따라서, S_γUB는 7.0%이하로 한다. 더욱 바람직하게는 5.0%이하, 가일층 바람직하게는 4.0%이하이다. 또한, 상기 면적율은 강 조직 전체에 있어서의 면적율을 의미한다. 또한, 잔류 γ_UB의 면적율은 EBSD를 이용하여 페이즈 맵 데이터를 얻고, fcc 구조의 조직을 대상으로 측정하며, 다른 금속상(bcc계)으로부터 구별할 수 있다.

잔류 γ_UB에 인접하는 페라이트 혹은 상부 베이나이트의 면적율:S_UB와 S_γUB의 비가 S_UB/S_γUB≥3.5

잔류 γ_UB의 연성 향상 효과는 잔류 γ_UB에 인접해서 생성되는 페라이트 혹은 상부 베이나이트와의 면적 비율을 제어함으로써 향상시킬 수 있다. 높은 연성을 확보하기 위해 S_UB/S_γUB는 3.5이상으로 하는 것이 바람직하다. 연성 향상의 관점에서, 더욱 바람직한 S_UB/S_γUB의 범위는 4.0이상이다. 상한은 특히 규정하지 않지만, 본 열 이력의 경우, 15이하가 바람직하다.

입자 폭이 0.08∼0.24㎛, 입자 길이가 0.6∼15㎛, 애스펙트비가 4∼40인 잔류 γ_LB의 분포 개수:N_γLB가 100㎛²당 10∼120개

후술하는 제조 방법에 있어서, 냉각 과정의 310∼255℃의 온도 범위에서 냉각 속도를 느리게 하는 제 2 중간 유지를 마련함으로써, 마텐자이트와 하부 베이나이트에 인접해서 생성되는 필름 형상의 잔류 γ_LB(잔류 γ_LB 입자로 하는 경우도 있음)를 얻을 수 있다. 이 필름 형상의 잔류 γ_LB 입자는 입자 폭이 0.08∼0.24㎛, 입자 길이가 0.6∼15㎛, 애스펙트비가 4∼40의 입자이다. 이 입자는 주로 잔류 γ로 이루어지지만, 일부에 탄화물이나 마텐자이트도 포함한다. 여기서는 SEM 사진에 있어서의 형태로 필름 형상의 잔류 γ_LB 입자를 식별하였다. 연성 향상의 관점에서 잔류 γ_LB 입자의 분포 개수:N_γLB는 100㎛²당 10개 이상으로 한다. 연성 향상의 관점에서 N_γLB는 100㎛²당 20개 이상인 것이 바람직하고, 30개 이상인 것이 더욱 바람직하다. N_γLB는 100㎛²당 120개 초과로 되면 너무 경질화되어 연성이 저하하므로, N_γLB는 100㎛²당 120개 이하로 한다. 연성 향상의 관점에서 N_γLB는 100㎛²당 100개 이하인 것이 바람직하고, 80개 이하인 것이 더욱 바람직하다.

상기와 같이, 입자 폭이 0.25㎛이상의 것이 플레이트 형상이다. 또, 입자 폭이 0.24㎛이하의 것이 필름 형상이라고 한다.

원 상당 입자 직경이 0.4∼1.0㎛, 애스펙트비가 3이하인 프레시 마텐자이트 및/또는 원 상당 입자 직경이 0.4∼1.0㎛, 애스펙트비가 3이하인 잔류 γ입자의 합계 면적율:S_γFine이 0.4∼5.0%

원 상당 입자 직경이 0.4∼1.0㎛, 애스펙트비가 3이하인 미세한 프레시 마텐자이트나 잔류 γ입자(잔류 γ라고 하는 경우도 있음)는 λ나 L.El을 저하시키는 작용이 작고, El을 증가시키는 작용이 크다. 따라서, 원 상당 입자 직경이 0.4∼1.0㎛, 애스펙트비가 3이하인 프레시 마텐자이트와 잔류 γ입자의 합계 면적율:S_γFine은 0.4%이상으로 한다. 연성 향상의 관점에서 S_γFine은 0.7%이상으로 하는 것이 바람직하다. S_γFine이 너무 증가하면, λ를 저하시키는 요인이 되므로, 이들 면적율은 5.0%이하로 한다. λ 향상의 관점에서 이들 합계 면적율은 4.0%이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

원 상당 입자 직경이 1.2∼20㎛이고 애스펙트비가 3이하인 프레시 마텐자이트 및/또는 원 상당 입자 직경이 1.2∼20㎛, 애스펙트비가 3이하인 잔류 γ입자의 합계 면적율:S_γBlock이 4%이하

종래, 최종 템퍼 공정에서 베이나이트 변태를 많이 발생시키고자 하는 경우, 괴상의 마텐자이트 혹은 괴상의 잔류 γ가 많이 잔존한다. 그래서, 종래, 이것을 방지하기 위해, Mn을 2%이하로 저감하여 베이나이트 변태를 촉진하는 방법이 이용되고 있었다. 그러나, Mn 함유량을 저감하면 잔류 γ의 안정화 효과나 체적율 증가 효과가 소실되는 것에 의해서 연성이 손상되고 있었다. 이에 대해, Mn을 많이 포함하는 강판에 적절한 냉각 처리를 실시하는 본 발명에서는 베이나이트 변태의 이용과 괴상 조직의 저감의 양자가 가능하다. 이 신장 플랜지 성형성에 악영향을 미치는 괴상 조직은 원 상당 입자 직경이 1.2∼20㎛이고 애스펙트비가 3이하인 프레시 마텐자이트 및 원 상당 입자 직경이 1.2∼20㎛이고 애스펙트비가 3이하인 잔류 γ입자이고, 그 합계 면적율:S_γBlock을 4%이하로 저감함으로써 우수한 신장 플랜지성 성형이나 국부 연성을 확보할 수 있다. 우수한 신장 플랜지성 성형 및 국부 연성을 확보하기 위해 S_γBlock은 3%이하로 하는 것이 한층 바람직하다. 또, S_γBlock은 0%라도 좋다. 또한, 원 상당 입자 직경이 1.2∼20㎛이고 애스펙트비가 3이하인 프레시 마텐자이트, 원 상당 입자 직경이 1.2∼20㎛이고 애스펙트비가 3이하인 잔류 γ입자의 어느 한쪽만을 포함하는 경우에는 그 포함되는 것의 면적율을 합계 면적율로 한다.

C 농도가 0.6∼1.3%이고, 인접 영역의 C 농도가 0.07%이하인 영역의 합계 면적율:S_{C 농화}가 0.1∼5%

주위보다 C 농도가 높은 영역의 면적율을 조정함으로써, 연성을 향상시킬 수 있다. 구체적으로는 C 농도가 0.6∼1.3%이고, 인접 영역의 C 농도가 0.07%이하인 영역의 합계 면적율:S_{C 농화}를 0.1∼5%로 함으로써 연성이 높여진다. 또한, 인접 영역은 C 농도가 0.6∼1.3%이며, C 농도가 0.07%이하인 영역과 인접하는 영역을 의미한다.

연성 향상의 관점에서는 C 농도가 0.6∼1.3%이고, 인접 영역의 C 농도가 0.07%이하인 영역은 잔류 γ인 것이 바람직하고, 잔류 γ_UB 입자(잔류 γ_UB라고 하는 경우도 있음)인 것이 더욱 바람직하다. 또, 인접 영역의 일부 또는 전부는 상부 베이나이트를 포함하는 것이 바람직하다. 그래서, C 농도가 0.6∼1.3%이고, 인접 영역의 C 농도가 0.07%이하인 영역이 잔류 γ_UB이며, 인접 영역이 상부 베이나이트인 경우에 대해 이하 설명한다. 또한, 상기 영역이 잔류 γ_UB이고, 인접 영역이 상부 베이나이트인 경우의 S_{C 농화}를 S_γUB*로 표기한다.

상부 베이나이트에 인접해서 생성되는 잔류 γ_UB에서는 그 입자의 적어도 한쪽측의 C량이 매우 낮다는 경향을 갖는다. 즉, 405∼490℃의 고온에서 생긴 베이나이트(베이니틱 페라이트)로부터는 C의 오스테나이트에의 이탈이 용이하게 진행되고, C가 플레이트 형상의 잔류 γ_UB에 효율적으로 농화된다. 그 결과, 플레이트 형상의 잔류 γ_UB의 C량은 0.6∼1.3%로 되고, 연성의 향상에 기여한다. 또, 그 주위의 상부 베이나이트의 영역에서는 C량은 0.07%이하로 저하한다. 연성을 더욱 향상시키기 위해서는 이러한 C의 분포 상태를 갖는 잔류 γ의 영역 S_γUB*를 면적율에서 0.1∼5% 확보하는 것이 바람직하다. S_γUB*를 0.2%이상으로 함으로써 연성은 현저히 증가하므로, S_γUB*는 0.2%이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 상한에 대해 더욱 바람직하게는 4%이하, 가일층 바람직하게는 3%이하이다.

다음에, 강 조직의 측정 방법에 대해 설명한다.

페라이트의 면적율의 측정은 압연 방향과 평행한 판 두께 단면을 잘라내고, 경면 연마한 후, 3% 나이탈로 부식하고, 1/4 두께 위치에서 SEM으로 5000배로 10시야 관찰하는 방법으로 실행하였다. 페라이트는 내부에 거의 탄화물을 수반하지 않고, 비교적 등축인 다각형 페라이트를 대상으로 하였다. SEM에서는 가장 흑색으로 보이는 영역이다. 플레이트 형상의 잔류 γ_UB의 양측의 조직이 상부 베이나이트인지 페라이트인지 식별이 어려운 경우에는 애스펙트비≤2.0의 다각형의 형태인 페라이트의 영역을 페라이트로 하고, 애스펙트비>2.0의 영역을 상부 베이나이트(베이니틱 페라이트)로 분류하고 면적율을 산출하였다. 여기서, 애스펙트비는 도 2에 나타내는 바와 같이, 입자 길이가 가장 길어지는 장축 길이 a를 구하고, 그것에 수직인 방향에서 가장 입자를 길게 횡단할 때의 입자 길이를 단축 길이 b로 하고, a/b를 애스펙트비로 하였다. 또, 복수의 입자가 서로 접해 있는 경우에는 개개의 입자가 접해 있는 영역에서 대략 균등하게 분할되도록 도 2에 나타내는 파선의 위치에서 분할하고, 개개의 입자의 사이즈를 측정한다.

상부 베이나이트, 프레시 마텐자이트, 템퍼링 마텐자이트, 하부 베이나이트, 잔류 γ의 1종 혹은 2종 이상으로 이루어지는 조직의 면적율은 페라이트와 마찬가지의 방법으로 측정하였다. 해당 면적율은 상기의 페라이트 이외의 영역의 면적율이다. 여기서, 탄화물의 면적율은 매우 적으므로, 상기의 면적율에 포함시켰다.

잔류 γ의 체적율은 표층으로부터 1/4 두께 위치를 화학 연마하고, X선 회절로 구하였다. 입사 X선에는 Co-Kα선원을 이용하고, 페라이트의 (200),(211),(220)면과 오스테나이트의 (200),(220),(311)면의 강도비로부터 잔류 오스테나이트의 면적율을 계산하였다. 여기서, 잔류 γ는 랜덤하게 분포되어 있으므로, X선 회절로 구한 잔류 γ의 체적율은 강 조직에 있어서의 잔류 γ의 면적율과 동등하게 된다.

상부 베이나이트에 인접해서 생성되는 플레이트 형상의 잔류 γ_UB의 형상과 면적율은 판 두께 1/4 깊이 위치의 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 전해 연마하고, EBSD를 이용하여 페이즈 맵 데이터를 얻고, fcc 구조의 조직을 대상으로 측정하였다. 측정 영역은 30㎛×30㎛로 해서 서로 50㎛이상 떨어진 10시야에 대해 측정하였다. 상술한 입자 사이즈, 애스펙트비의 측정 방법을 채용하여 입자 길이(장축 길이), 입자 폭(단축 길이), 애스펙트비를 구하였다. 입자 폭이 0.25∼0.60㎛, 입자 길이가 1.0∼15㎛, 애스펙트비가 3.1∼25, 또는 입자 폭이 0.25∼0.60㎛, 입자 길이가 1.5∼15㎛, 애스펙트비가 4∼25에 일치하는 γ립에 대해, 그 면적율을 S_γUB로서 구하였다. 또, 동일 시야에 대해 3% 나이탈로 에칭을 실행하고, 플레이트 형상의 잔류 γ_UB의 한쪽측 혹은 양측에 인접해서 존재하는 페라이트 혹은 베이나이트의 합계 면적율:S_UB를 구하였다.

입자 폭이 0.08∼0.24㎛, 입자 길이가 0.6∼15㎛, 애스펙트비가 4∼40인 잔류 γ_LB의 분포 개수, 원 상당 입자 직경이 1.2∼20㎛이고 애스펙트비가 3이하인 프레시 마텐자이트, 원 상당 입자 직경이 1.2∼20㎛이고 애스펙트비가 3이하인 잔류 γ입자의 면적율, 원 상당 입자 직경이 0.4∼1.0㎛이고 애스펙트비가 3이하인 프레시 마텐자이트, 원 상당 입자 직경이 0.4∼1.0㎛이고 애스펙트비가 3이하인 잔류 γ입자의 형태(길이, 애스펙트비), 면적율도 마찬가지로 SEM 사진으로부터 구하였다.

또한, 잔류 γ의 체적율은 강판 전체에 대한 체적율, S_γUB, S_γFine, S_γBlock은 미크로 조직 전체 영역에 대한 면적율, N_γLB는 상부 베이나이트, 프레시 마텐자이트, 템퍼링 마텐자이트, 하부 베이나이트, 잔류 γ로 이루어지는 영역(페라이트 이외)에 있어서의 분포 개수의 밀도를 나타낸다.

또, 원 상당 입자 직경(원 상당 입자 직경)은 SEM으로 개개의 입자를 관찰하고, 그 면적율을 구하고, 원 상당 직경을 산출하고, 원 상당 입자 직경으로 하였다.

C 농도가 0.6∼1.3%이고, 인접 영역의 C 농도가 0.07%이하인 영역의 C 농도(질량%) 및 그 인접 영역의 C 농도(질량%)의 측정은 압연 방향에 평행한 판 두께 단면의 판 두께 1/4 위치에 있어서 일본 전자제 전계 방출형 전자선 마이크로 아날라이저(FE-EPMA) JXA-8500F를 이용하여, 가속 전압 6kV, 조사 전류 7×10^-8A, 빔 직경을 최소로 해서 선 분석으로 실시하였다. 분석 길이는 6㎛로 해서 미크로 조직의 평균적 정보를 얻기 위해 랜덤하게 10㎛이상 떨어진 20개소에 대해 C의 프로파일 데이터를 채취하였다. 단, 오염의 영향을 배제하기 위해, 각 라인 분석에서 얻어진 C의 평균값이 모재의 탄소량과 동등하게 되도록, 백그라운드분을 공제하였다. 즉, 측정된 탄소량의 평균값이 모재의 탄소량보다 많은 경우, 그 증가분은 오염이라고 생각하고, 각 위치에서의 분석값에서 그 증가분을 일률 공제한 값을 각 위치에서의 진정한 C량으로 하였다. C 농도가 0.07%이하인 영역을 인접해서 갖고, C:0.6∼1.3%의 영역의 합계 면적율 S_{C 농화}는 C 피크의 저변 부분의 C량이 0.07%이하로 되어 있는 영역에 대해, 상기 영역의 분포 상태가 랜덤인 것을 가정하여, 선 분석 결과에 있어서의 C:0.6∼1.3%의 영역의 비율을 그 면적율로 하였다. 또한, 상기 측정에서 얻어진 C 농도와 분석 길이의 관계를 나타내는 그래프의 일예를 도 3에 나타내었다. 도 3에 있어서 C 농도가 0.6∼1.3%이고, 인접 영역의 C 농도가 0.07%이하인 영역은 S_{C 농화-1}이다. 도 3에 나타내는 바와 같은 그래프를 30개소에서 도출하여, S_{C 농화-1}의 합계 면적율 S_{C 농화}를 얻는다. 여기서는 도 3 중의 「*」를 부여한 조직(플레이트 형상의 잔류 γ, 필름 형상의 잔류 γ)의 형태에 대해서는 SEM 사진을 이용하여 판단한다.

또한, 상기의 플레이트 형상의 잔류 γ_UB의 C 농화량은 상기한 분석 방법에 의해 계측 가능하기 때문에, 특성 평가에 있어서는 C 농화량이 0.6∼1.3%인 경우에는 그 C 농화량을 갖는 금속 상은 플레이트 형상의 잔류 γ_UB로 평가해도 좋다.

또, SEM 사진의 일예를 도 1에 나타내었다.

도 1의 관찰에 이용한 강판은 0.18%C-1.5%Si-2.8%Mn강을 γ 단상으로 되는 840℃에서 소둔 후, 810∼700℃를 20℃/s로 냉각하고, 또한 700∼490℃를 20℃/s로 냉각하고, 490∼450℃를 20℃/s로 냉각한 후, 450℃에서 30sec 등온 유지한 후, 450∼310℃를 15℃/s로 냉각하고, 그 후 310℃에서 255℃까지 5℃/s로 냉각하고, 또한 255℃에서 245℃까지 6℃/s로 냉각하고, 245℃에서 350℃까지 8℃/s로 가열하여 400℃에서 1080sec 유지하고, 그 후 350∼50℃이하의 온도까지 15℃/s로 냉각하여 얻었다. 압연 방향의 수직 단면의 1/4 두께 위치를 연마 후 3% 나이탈로 부식하여 SEM에 의해 관찰하였다.

상부 베이나이트, 프레시 마텐자이트, 템퍼링 마텐자이트, 하부 베이나이트, 잔류 γ를 SEM 사진으로 분리 평가한다. 상부 베이나이트(a)는 탄화물을 거의 포함하지 않고, 내부에 줄무늬 형상의 왜곡(라스 계면)이 거의 보이지 않고 페라이트와 대략 동일한 흑색의 단축 폭이 0.4㎛이상인 조직이다. 상부 베이나이트 혹은 페라이트에 인접해서 입자 폭이 0.25∼0.60㎛, 입자 길이가 1.0∼15㎛, 애스펙트비가 3.1∼25인 플레이트 형상의 잔류 γ(b)가 존재한다. 템퍼링 마텐자이트(c)는 조직 내부에 애스펙트비가 4이하이고 원 상당 직경에서 0.03∼0.3㎛의 미세한 탄화물을 1㎛²당 2.0∼20개 포함하는 영역이다. 하부 베이나이트(d)는 조직의 내부에 입자 폭이 0.08∼0.24㎛, 입자 길이가 0.6㎛이상 15㎛, 애스펙트비가 4∼40인 필름 형상의 잔류 γ(e)를 1㎛²당 0.1∼4개 포함하거나 애스펙트비가 4이하이고 원 상당 직경에서 0.03∼0.3㎛의 미세한 탄화물을 1㎛²당 0.2∼1.9개 포함하는 영역이다. 템퍼링 마텐자이트나 하부 베이나이트 내부에는 내부에 줄무늬 형상의 왜곡(라스 계면)이 보이고, 페라이트나 상부 베이나이트에 비하면 약간 회색을 띤 색으로 된다. 베이나이트 변태 혹은 마텐자이트 변태가 충분히 진행하지 않았던 영역에서는 원 상당 입자 직경이 1.2∼20㎛이고 애스펙트비가 3이하인 프레시 마텐자이트 또는 잔류 γ입자가 잔존한다. 또, 원 상당 입자 직경이 0.4∼1.0㎛이고 애스펙트비가 3이하인 프레시 마텐자이트 또는 잔류 γ입자(f)가 잔존한다. 탄화물이 거의 생성되어 있지 않고, 애스펙트비가 2.0이하의 흑색 영역이 다각형 페라이트(g)이다.

본 발명의 강판은 인장 강도가 780MPa이상인 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 980MPa이상이다. 인장 강도의 상한에 대해서는 다른 특성과의 양립의 관점에서 1450MPa이하가 바람직하고, 더욱 바람직하게는 1400MPa이하이다.

본 발명의 강판에서는 구멍 확대율 λ는 TS:780∼1319MPa에서 λ≥50%이상, 바람직하게는 55%이상, TS:1320∼1450MPa에서 λ≥40%이상, 바람직하게는 45%이상 확보함으로써 성형의 안정성은 현격히 향상한다.

다음에, 본 발명의 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.

열간 압연

강 슬래브를 열간 압연하기 위해서는 슬래브를 가열 후 압연하는 방법, 연속 주조 후의 슬래브를 가열하는 일 없이 직접 압연하는 방법, 연속 주조 후의 슬래브에 단시간 가열 처리를 실시하여 압연하는 방법 등이 있다. 열간 압연은 상법에 따라 실시하면 좋고, 예를 들면, 슬래브 가열 온도는 1100∼1300℃, 균열 온도는 20∼300min, 마무리 압연 온도는 Ar₃ 변태점∼Ar₃ 변태점+200℃, 권취 온도는 400∼720℃로 하면 좋다. 권취 온도는 판 두께 변동을 억제하고 높은 강도를 안정하게 확보하는 관점에서는 430∼530℃로 하는 것이 바람직하다.

냉간 압연

냉간 압연에서는 압연율을 30∼85%로 하면 좋다. 높은 강도를 안정하게 확보하고, 이방성을 작게 하는 관점에서는 압연율은 45∼85%로 하는 것이 바람직하다. 또한, 압연 하중이 높은 경우에는 450∼730℃에서 CAL(연속 소둔 라인), BAF(상자 소둔로)에 있어서 연질화의 소둔 처리를 하는 것이 가능하다.

소둔

소정의 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 열간 압연 및 냉간 압연한 후, 이하에 규정한 조건에서 소둔을 실시한다. 소둔 설비는 특히 한정되지 않지만, 생산성, 및 원하는 가열 속도 및 냉각 속도를 확보하는 관점에서, 연속 소둔 라인(CAL) 또는 연속 용융 아연 도금 라인(CGL)에서 실시하는 것이 바람직하다.

소둔 온도:810∼900℃

소정의 면적율의 템퍼링 마텐자이트 및/또는 베이나이트, 소정의 체적율의 잔류 γ를 확보하기 위해, 소둔 온도는 810∼900℃로 한다. 다각형의 페라이트를 5%이하로 하기 위해, 소둔 온도는 γ 단상역 소둔으로 되도록 조정한다. 바람직하게는 815℃이상이며, 바람직하게는 880℃이하이다.

810∼700℃의 온도 범위의 평균 냉각 속도:1∼2000℃/s

소둔 후, 810∼700℃의 온도 범위를 평균 냉각 속도:1∼2000℃/s로 냉각한다. 평균 냉각 속도가 1℃/s보다 느리면, 페라이트가 다량으로 생성되고, 강도 저하, λ의 저하를 초래한다. 더욱 바람직하게는 3℃/s이상이다. 한편, 평균 냉각 속도가 너무 빨라지면, 판 형상이 악화되므로, 2000℃/s이하로 한다. 바람직하게는 100℃/s이하, 더욱 바람직하게는 30℃/s미만이다.

700∼490℃의 온도 범위의 평균 냉각 속도:10∼2000℃/s

700∼490℃의 온도 범위는 10℃/s이상에서 냉각한다. 평균 냉각 속도가 10℃/s보다 느리면, 페라이트가 다량으로 생성되고, 강도 저하, λ의 저하를 초래한다. 더욱 바람직하게는 15℃/s이상이다. 한편, 평균 냉각 속도가 너무 빨라지면, 판 형상이 악화되므로, 2000℃/s이하로 한다. 바람직하게는 10065℃/s이하, 더욱 바람직하게는 30℃/s미만이다. 또, 29℃/s이하로 함으로써, 판 형상을 양호한 레벨(후술하는 실시예에 기재된 판 뒤틀림을 15㎜이하)로 할 수 있기 때문에 바람직하다. 더 나아가서는 상기 평균 냉각 속도를 14℃/s이하로 함으로써 판 형상을 더욱 양호한 레벨(후술하는 실시예에 기재된 판 뒤틀림을 10㎜이하)로 할 수 있기 때문에 더욱 바람직하다.

490∼405℃의 온도 범위에서 유지 시간:10∼200sec

이 온도역에서 소정 시간 유지함으로써, 탄화물 석출을 거의 발생시키지 않는 상부 베이나이트를 생성시키는 것이 가능하고, 거기에 인접해서 C의 농화량이 높은 플레이트 형상의 잔류 γ_UB를 생성시킬 수 있다. 또, 이 온도역에서의 유지에 의해 양 조직의 면적율의 비 S_UB/S_γUB를 소정 범위로 제어할 수 있다. 이들 관점에서 490∼405℃의 온도 범위에서 10sec이상 유지한다. 플레이트 형상의 잔류 γ_UB를 생성시키고, 연성을 향상시키는 관점에서는 이 온도역에서의 유지 시간은 14sec 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, 유지 시간이 200sec를 넘어 유지해도 플레이트 형상의 잔류 γ_UB의 생성은 정체되며, 200sec를 넘어 유지하면, 괴상의 미변태 γ로의 탄소 농화가 진행하고, 괴상 조직의 잔존량의 증가를 초래한다. 따라서, 490∼405℃의 온도 범위에서 유지 시간은 10∼200sec로 한다. 신장 플랜지 성형성을 향상시키는 관점에서는 490∼405℃의 온도 범위에서의 유지 시간은 40sec 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 이 온도역에서의 유지는 이 온도 범위에서의 평균 냉각 속도를 9℃/s이하로 저감하는 것에 대응한다. 연성 향상의 관점에서는 유지하는 온도역은 410℃이상이 바람직하고, 420℃이상이 더욱 바람직하다. 또, 470℃이하가 바람직하고, 460℃이하가 더욱 바람직하다.

405∼310℃의 온도 범위의 평균 냉각 속도:10∼100℃/s

405∼490℃에서 유지한 후, 탄소의 γ로의 농화가 너무 진행하지 않도록 신속하게 310℃까지 냉각시킬 필요가 있다. 310℃보다 높은 온도에서 체류하면, 탄소가 괴상의 미변태 γ에 농화되어, 계속되는 냉각 공정이나 템퍼링 공정에서의 베이나이트 변태가 억제되고, 괴상의 마텐자이트 혹은 잔류 γ의 양이 증대한다. 그 결과, λ가 저하한다. λ를 향상시키는 관점에서 405∼310℃의 온도 범위의 평균 냉각 속도는 10℃/s이상으로 한다. 더욱 바람직하게는 12℃/s이상, 가일층 바람직하게는 15℃/s이상이다. 이 온도 범위의 냉각 속도가 너무 커지면, 판 형상이 열화하므로, 이 온도 범위의 냉각 속도는 100℃/s이하로 한다. 더욱 바람직하게는 30℃/s미만, 가일층 바람직하게는 20℃/s미만이다.

310∼255℃의 온도 범위의 평균 냉각 속도:0.4℃/s이상 20℃/s미만

310℃에서 255℃의 범위를 완만하게 냉각하여 제 2 유지를 실행한다. 이것에 의해, 마텐자이트나 하부 베이나이트의 생성과 동시에 탄소를 인접한 γ에 농화시킬 수 있어, 마텐자이트나 하부 베이나이트에 인접해서 생성되는 필름 형상의 잔류 γ_LB를 생성시킨다. 이것에 의해 연성이 향상한다. 또, 저온에서 유지함으로써 괴상 조직을 저감하고, 원 상당 입자 직경이 0.4∼1.0㎛의 미세한 마텐자이트 혹은 잔류 γ를 형성시킨다. 연성 향상의 관점에서는 이 온도 범위의 평균 냉각 속도는 0.4℃/s이상 20℃/s미만으로 한다. 필름 형상의 잔류 γ_LB의 생성량을 높게 하여 연성을 향상시키는 관점에서는 이 온도 범위의 평균 냉각 속도는 15℃/s미만으로 하는 것이 바람직하고, 10℃/s미만으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 7℃/s이하로 하는 것이 특히 바람직하다.

또한, 냉각 속도를 저하시키는 효과가 가장 큰 것은 310℃∼301℃의 범위이며, 이 온도 범위를 상기의 냉각 속도의 범위, 바람직한 냉각 속도의 범위, 더욱 바람직한 냉각 속도의 범위로 하는 것이 특히 중요하다.

255℃에서 254∼220℃의 범위의 냉각 정지 온도 Tsq까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도:2℃/s이상 30℃/s미만

또한, 255℃에서 220℃이상 254℃이하의 범위의 냉각 정지 온도:Tsq까지의 온도 범위를 신속하게 냉각하여 괴상 조직을 더욱 저감한다. 이 온도 범위는 탄화물이 석출되어 잔류 γ로의 탄소의 농화를 저해하는 작용이 있으므로, 신속하게 냉각시킬 필요가 있다. 연성의 저하를 방지하고, 괴상 조직을 저감하여 λ를 향상시키는 관점에서는 이 온도 범위의 평균 냉각 속도는 2℃/s이상 30℃/s미만으로 할 필요가 있다. 탄화물의 생성을 억제하는 관점에서는 이 온도 범위의 평균 냉각 속도는 3℃/s이상으로 하는 것이 바람직하고, 5/℃이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 이 온도 범위의 냉각 속도가 너무 빠르면 베이나이트 생성 중의 탄소의 분배가 불충분하게 되고, 필름 형상의 잔류 γ_LB가 적어지고 연성이 저하하는 동시에, 제 2 상이 경질화되어 λ가 저하한다. 따라서, 이 온도 범위의 냉각 속도는 15℃/s이하로 하는 것이 바람직하고, 10℃/s미만으로 하는 것이 더욱 바람직하다.

냉각 정지 온도 Tsq:220℃이상 254℃이하

원 상당 입자 직경이 0.4∼1.0㎛, 애스펙트비가 3이하인 미세한 프레시 마텐자이트 또는 미세한 잔류 γ를 분산시켜 높은 연성을 확보하기 위해, 잔류 γ량을 확보하기 위해서는 냉각 정지 온도:Tsq는 220℃이상 254℃이하의 범위로 할 필요가 있다. 냉각 정지 온도가 220℃미만이 되면 미세한 마텐자이트나 미세한 잔류 γ가 감소하는 것에 부가하여, 약간의 유지 시간이라도 220℃미만에서는 마텐자이트나 하부 베이나이트 내부에서의 탄화물 석출이 생겨 잔류 γ로의 탄소의 분배가 억제된다. 따라서, 냉각 정지 온도는 220℃이상으로 한다. 더욱 바람직하게는 230℃이상이다. 냉각 정지 온도가 254℃초과에서는 괴상 조직이 잔존하여 안정하게 높은 λ를 얻을 수 없게 된다. 이 때문에, 냉각 정지 온도는 254℃이하로 한다. 더욱 바람직하게는 250℃이하이다.

냉각 정지 온도 Tsq에서 350℃까지의 온도 범위의 평균 가열 속도:2℃/s이상

또한 냉각 정지 온도에서 350℃까지의 온도 범위를 단시간에 가열함으로써 탄화물 석출을 억제하여 높은 연성을 확보할 수 있다. 또, 냉각하여 생성된 마텐자이트 혹은 하부 베이나이트를 핵으로 350℃이상으로 재가열했을 때에 상부 베이나이트가 생성된다. 350℃까지의 평균 가열 속도가 늦으면, 이들 효과가 얻어지지 않게 된다. 그 결과, 잔류 γ량이 감소하여 연성이 저하한다. 이 때문에, 냉각 정지 온도에서 350℃까지의 온도 범위의 평균 가열 속도는 2℃/s이상으로 한다. 탄화물 석출을 억제하는 관점, 재가열시에 상부 베이나이트를 생성시키는 관점에서는 평균 가열 속도는 5℃/s이상으로 하는 것이 바람직하고, 10℃/s이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 상기 평균 가열 속도의 상한은 특히 한정되지 않지만 50℃/s이하가 바람직하고, 더욱 바람직하게는 30℃/s이하이다.

350∼550℃의 유지 시간:20∼3000sec

중간 유지에 의해 생성된 플레이트 형상의 잔류 γ_UB나 마텐자이트나 하부 베이나이트에 인접해서 생성된 필름 형상의 잔류 γ_LB에 C를 분배시켜 이들을 안정화시키는 관점, 미변태 γ로서 괴상으로 분포되어 있는 영역을 베이나이트 변태에 의해 세분화하고, λ를 향상시키는 관점에서, 350∼550℃의 온도역에서 20∼3000sec 유지한다.

또, 350∼550℃의 유지 시간을 60∼3000sec로 함으로써, C 농도가 0.6∼1.3%이며, 인접 영역의 C 농도가 0.07%이하인 영역의 합계 면적율 S_{C 농화}가 0.1∼5%로 되고, 연성이 더욱 개선된다.

베이나이트 변태에 의한 미변태 γ의 세분화 효과를 활용하고, λ를 향상시키는 관점에서는 350∼550℃에서 180sec 이상 유지하는 것이 바람직하다. 이 유지에 의해, C 농도가 0.6∼1.3%이고, 인접 영역의 C 농도가 0.07%이하인 영역의 합계 면적율 S_{C 농화}가 0.2∼5%로 되고, 연성이 더욱 개선된다. 더욱 바람직하게는 1500sec 이하, 가일층 바람직하게는 1200sec 이하이다.

또한, 350℃∼550℃의 온도 범위에서의 유지는 용융 아연 도금 처리를 겸해도 된다. 용융 아연 도금 처리를 실시하는 경우에는 440℃이상 500℃이하의 아연 도금욕 중에 강판을 침지하고, 용융 아연 도금 처리를 실시하고, 그 후, 가스와이핑 등에 의해서, 도금 부착량을 조정하는 것이 바람직하다. 용융 아연 도금은 Al량이 0.10%이상 0.22%이하인 아연 도금욕을 이용하는 것이 바람직하다. 또, 용융 아연 도금 처리 후에 아연 도금의 합금화 처리를 실시할 수 있다. 아연 도금의 합금화 처리를 실시하는 경우에는 470℃이상 550℃이하의 온도역에서 실시하는 것이 바람직하다.

그 후, 350∼50℃이하의 온도까지 0.1℃/s이상의 평균 냉각 속도로 냉각을 실행하고, 표면 조도의 조정, 판 형상의 평탄화 등 프레스 성형성을 안정화시키는 관점이나 YS를 상승시키는 관점에서 강판에 스킨 패스 압연을 실시할 수 있다. 스킨 패스 신장율은 0.1∼0.5%로 하는 것이 바람직하다. 또, 판 형상은 레벨러로 평탄화하는 것도 가능하다. 더욱 바람직하게는 5℃/s이상이며, 바람직하게는 100℃/s이하이다.

신장 플랜지 성형성을 개선하는 관점에서 상기의 열처리 후, 혹은 스킨 패스 압연 후에 100∼300℃에서 30sec∼10일의 저온 열처리를 실시하는 것도 가능하다. 이 처리에 의해 최종 냉각시 혹은 스킨 패스 압연시에 생성된 마텐자이트의 템퍼링이나 소둔시에 강판에 침입한 수소의 강판으로부터의 이탈이 발생한다. 저온 열처리에서 수소는 0.1ppm미만으로 저감하는 것이 가능하다. 또, 전기 도금을 실시하는 것도 가능하다. 전기 도금을 실시한 후에는 강 중의 수소를 저감하는 관점에서 상기의 저온 열처리를 실시하는 것이 바람직하다.

본 발명예에 따르면, TS×El≥17000MPa%, 더욱 바람직하게는 TS×El≥ 18000MPa%, 가일층 바람직하게는 TS×El≥19000MPa%, TS:780∼1319MPa에서 λ≥50%이상, 더욱 바람직하게는 λ≥55%이상, TS:1320∼1450MPa에서 λ≥40%이상, 가일층 바람직하게는 λ≥45%이상의 극히 성형성이 우수한 강판을 얻을 수 있다. 또, 본 발명강에서는 780∼1179MPa급에서 6.0%이상, 1180∼1450MPa급에서 5.0%이상이 높은 국부 연성(L.El)을 나타낸다.

실시예 1

표 1에 나타내는 성분 조성을 갖는 판 두께 1.2㎜의 냉연 강판을, 표 2-1에 나타내는 소둔 조건으로 처리하고, 본 발명의 강판과 비교예의 강판을 제조하였다.

또한, 일부의 강판(냉연 강판)은 또한 용융 아연 도금 처리를 실시하고, 용융 아연 도금 강판(GI)으로 하였다. 여기서는 440℃이상 500℃이하의 아연 도금욕 중에 강판을 침지하여 용융 아연 도금 처리를 실시하고, 그 후, 가스와이핑 등에 의해서, 도금 부착량을 조정하였다. 용융 아연 도금은 Al량이 0.10%이상 0.22%이하인 아연 도금욕을 이용하였다. 또한 일부의 용융 아연 도금 강판에는 상기 용융 아연 도금 처리 후에 아연 도금의 합금화 처리를 실시하고, 합금화 용융 아연 도금 강판(GA)으로 하였다. 여기서는 470℃이상 550℃이하의 온도역에서 아연 도금의 합금화 처리를 실시하였다. 또, 일부의 강판(냉연 강판)은 전기 도금을 실시하고, 전기 아연 도금 강판(EG)으로 하였다.

강 조직의 측정은 상기의 방법으로 실행하였다. 측정 결과를 표 2-2에 나타내었다. 또한, 상부 베이나이트에 인접하여 생성되는 플레이트 형상의 잔류 γ_UB의 면적율은 입자 폭이 0.25∼0.60㎛, 입자 길이가 1.5∼15㎛, 애스펙트비가 4∼25에 일치하는 γ립에 대해, 그 면적율을 S_γUB로서 구하였다.

얻어진 강판으로부터 JIS5호 인장 시험편을 채취하고, 인장 시험(JIS Z2241에 준거)을 실시하였다. TS와 El, L.El를 표 2-2에 나타내었다.

또, 신장 플랜지 성형성은 일본 철강연맹 규격 JFST1001의 규정에 준거한 구멍 확대 시험에 의해 평가하였다. 즉, 100㎜×100㎜스퀘어 사이즈의 샘플에 펀치 직경 10㎜, 다이스 직경 10.3㎜(클리어런스 13%)의 펀칭 공구를 이용하여 펀칭 후, 정각 60도의 원추 펀치를 이용하여, 펀칭 구멍 형성시에 발생한 버르가 외측이 되도록 해서, 판 두께를 관통하는 깨짐이 발생할 때까지 구멍 확대를 실행하였다. 이 때의 d₀:초기 구멍 직경(㎜), d:깨짐 발생시의 구멍 직경(㎜)으로서, 구멍 확대율 λ(%)={(d-d₀)/d₀}×100으로서 구하였다.

No.1, 7, 8, 9, 10, 14, 15, 16, 20, 21, 24, 27, 29, 30, 32, 33의 본 발명예는 TS×El≥17000MPa%, 1180MPa급에서 50%이상의 구멍 확대성(λ)을 만족시키는 것에 반해, 비교예는 어느 한쪽이 뒤떨어져 있다.

또, 700∼490℃의 온도 범위의 평균 냉각 속도가 15℃/s이상 29℃/s이하의 발명예에 있어서, 하기의 방법으로 측정한 판 뒤틀림이 11∼15㎜로 양호한 레벨이었다. 또, 상기 평균 냉각 속도가 5℃/s이상 14℃/s이하의 발명예에 있어서는 하기의 방법으로 측정한 판 뒤틀림이 10㎜이하로 더욱 양호한 레벨이었다. 또한, 판 형상을 평가하기 위한 상기 판 뒤틀림은 소둔 후의 강판보다, 1500㎜ 길이의 컷 샘플을 채취하고, 수평의 평반에 있어서, 상기 샘플을 두었을 때의 4변의 뒤틀림 높이의 최대값(단위 ㎜)을 측정하는 방법으로 평가하였다. 또한, 컷 샘플의 긴쪽 방향의 절단을 할 때의 전단기의 날의 클리어런스는 4%(관리 범위의 상한은 10%)에서 실행하고 있다.

[표 1]

[표 2-1]

[표 2-2]

실시예 2

표 1에 나타내는 성분 조성을 갖는 판 두께 1.2㎜의 냉연 강판을, 표 3-1에 나타내는 소둔 조건으로 처리하고, 본 발명의 강판과 비교예의 강판을 제조하였다. 얻어진 강판의 강 조직의 측정과 기계적 특성의 평가를 상기와 마찬가지의 방법으로 실행시하고, 결과를 표 3-2에 나타내었다. 또한, 상부 베이나이트에 인접해서 생성되는 플레이트 형상의 잔류 γ_UB의 면적율은 입자 폭이 0.25∼0.60㎛, 입자 길이가 1.0∼15㎛, 애스펙트비가 3.1∼25에 일치하는 γ립에 대해, 그 면적율을 S_γUB로서 구하였다.

No.1, 2, 3, 4, 5, 9의 본 발명예는 TS×El≥17000MPa%, 1180MPa급에서 50%이상의 구멍 확대성(λ)을 만족시키는 것에 반해, 비교예는 어느 한 쪽이 뒤떨어지져 있다.

[표 3-1]

[표 3-2]

[산업상의 이용 가능성]

본 발명은 극히 높은 연성과 우수한 신장 플랜지 성형성을 갖고, 자동차, 가전 등에 있어서 프레스 성형 공정을 거쳐 사용되는 프레스 성형용에 바람직하게 적용할 수 있다.

Claims (13)

1. 질량%로,
   C:0.06∼0.25%,
   Si:0.6∼2.5%,
   Mn:2.3∼3.5%,
   P:0.02%이하,
   S:0.01%이하,
   sol.Al:0.50%미만,
   N:0.015%미만을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
   강 조직은 면적율에서 페라이트:5%이하, 상부 베이나이트, 프레시 마텐자이트, 템퍼링 마텐자이트, 하부 베이나이트, 잔류 γ의 1종 혹은 2종 이상으로 이루어지는 조직:95∼100%, 체적율에서 잔류 γ:4∼15%를 포함하고,
   입자 폭이 0.25∼0.60㎛, 입자 길이가 1.0∼15㎛, 애스펙트비가 3.1∼25인 잔류 γ_UB의 면적율:S_γUB가 0.2∼7.0%이고,
   입자 폭이 0.08∼0.24㎛, 입자 길이가 0.6∼15㎛, 애스펙트비가 4∼40인 잔류 γ_LB의 분포 개수:N_γLB가 100㎛²당 10∼120개이고,
   원 상당 입자 직경이 0.4∼1.0㎛, 애스펙트비가 3이하인 프레시 마텐자이트 및/또는 원 상당 입자 직경이 0.4∼1.0㎛, 애스펙트비가 3이하인 잔류 γ입자의 합계 면적율:S_γFine이 0.4∼5.0%이고,
   원 상당 입자 직경이 1.2∼20㎛, 애스펙트비가 3이하인 프레시 마텐자이트 및/또는 원 상당 입자 직경이 1.2∼20㎛, 애스펙트비가 3이하인 잔류 γ입자의 합계 면적율:S_γBlock이 4%이하(0% 포함)인 강판.
2. 질량%로,
   C:0.06∼0.25%,
   Si:0.6∼2.5%,
   Mn:2.3∼3.5%,
   P:0.02%이하,
   S:0.01%이하,
   sol.Al:0.50%미만,
   N:0.015%미만을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
   강 조직은 면적율에서 페라이트:5%이하, 상부 베이나이트, 프레시 마텐자이트, 템퍼링 마텐자이트, 하부 베이나이트, 잔류 γ의 1종 혹은 2종 이상으로 이루어지는 조직:95∼100%, 체적율에서 잔류 γ:4∼15%를 포함하고,
   입자 폭이 0.25∼0.60㎛, 입자 길이가 1.5∼15㎛, 애스펙트비가 4∼25인 잔류 γ_UB의 면적율:S_γUB가 0.2∼7.0%이고,
   입자 폭이 0.08∼0.24㎛, 입자 길이가 0.6∼15㎛, 애스펙트비가 4∼40인 잔류 γ_LB의 분포 개수:N_γLB가 100㎛²당 10∼120개이고,
   원 상당 입자 직경이 0.4∼1.0㎛, 애스펙트비가 3이하인 프레시 마텐자이트 및/또는 원 상당 입자 직경이 0.4∼1.0㎛, 애스펙트비가 3이하인 잔류 γ입자의 합계 면적율:S_γFine이 0.4∼5.0%이고,
   원 상당 입자 직경이 1.2∼20㎛, 애스펙트비가 3이하인 프레시 마텐자이트 및/또는 원 상당 입자 직경이 1.2∼20㎛, 애스펙트비가 3이하인 잔류 γ입자의 합계 면적율:S_γBlock이 4%이하(0% 포함)인 강판.
3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
   상기 잔류 γ_UB에 인접하는 페라이트 혹은 상부 베이나이트의 면적율:S_UB와 S_γUB의 비가 S_UB/S_γUB≥3.5를 만족시키는 강판.
4. 제 1 항 내지 제 3 항 중의 어느 한 항에 있어서,
   상기 조직에 있어서, C 농도가 0.6∼1.3%이고, 인접 영역의 C 농도가 0.07%이하인 영역의 합계 면적율:S_{C 농화}가 0.1∼5%인 강판.
5. 제 4 항에 있어서,
   C 농도가 0.6∼1.3%이고, 인접 영역의 C 농도가 0.07%이하인 상기 영역은 잔류 γ인 강판.
6. 제 5 항에 있어서,
   C 농도가 0.6∼1.3%이고, 인접 영역의 C 농도가 0.07%이하인 상기 영역은 잔류 γ_UB 입자인 강판.
7. 제 3 항 내지 제 6 항 중의 어느 한 항에 있어서,
   상기 인접 영역은 상부 베이나이트를 포함하는 강판.
8. 제 1 항 내지 제 7 항 중의 어느 한 항에 있어서,
   상기 성분 조성은 질량%로,
   Ti:0.002∼0.1%,
   B:0.0002∼0.01% 중에서 선택한 1종 또는 2종을 더 함유하는 강판.
9. 제 1 항 내지 제 8 항 중의 어느 한 항에 있어서,
   상기 성분 조성은 질량%로,
   Cu:0.005∼1%,
   Ni:0.01∼1%,
   Cr:0.01∼1.0%,
   Mo:0.01∼0.5%,
   V:0.003∼0.5%,
   Nb:0.002∼0.1%,
   Zr:0.005∼0.2% 및
   W:0.005∼0.2% 중에서 선택한 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 강판.
10. 제 1 항 내지 제 9 항 중의 어느 한 항에 있어서,
    상기 성분 조성은 질량%로,
    Ca:0.0002∼0.0040%,
    Ce:0.0002∼0.0040%,
    La:0.0002∼0.0040%,
    Mg:0.0002∼0.0030%,
    Sb:0.002∼0.1% 및
    Sn:0.002∼0.1% 중에서 선택한 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 강판.
11. 제 1 항 내지 제 10 항 중의 어느 한 항에 있어서,
    인장 강도는 780MPa이상 1450MPa이하인 강판.
12. 제 1 항 내지 제 11 항 중의 어느 한 항에 있어서,
    표면에 아연 도금층을 갖는 강판.
13. 제 1 항. 제 2 항, 제 8 항 내지 제 10 항 중의 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 열간 압연 및 냉간 압연한 후, 냉연 강판을, 810∼900℃의 소둔 온도에서 소둔하고,
    다음에 810∼700℃의 온도 범위를 평균 냉각 속도:1∼2000℃/s로 냉각하고, 또한 700∼490℃의 온도 범위를 평균 냉각 속도:10∼2000℃/s로 냉각한 후,
    490∼405℃의 온도 범위에서 10∼200sec 유지하고,
    또한 405∼310℃의 온도 범위를 평균 냉각 속도:10∼100℃/s로 냉각한 후,
    310∼255℃의 온도 범위를 평균 냉각 속도:0.4℃/s이상 20℃/s미만으로 냉각하고,
    또한, 255℃에서 254∼220℃의 범위의 냉각 정지 온도:Tsq까지의 온도 범위를 평균 냉각 속도:2℃/s이상 30℃/s미만의 냉각 속도로 냉각하고,
    Tsq에서 350℃까지의 온도 범위를 평균 가열 속도:2℃/s이상으로 가열하고, 350∼550℃에서 20∼3000sec 유지한 후, 350∼50℃이하의 온도까지 0.1℃/s이상의 평균 냉각 속도로 냉각하는 강판의 제조 방법.

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