KR20210061370A

KR20210061370A - 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20210061370A
Application number: KR1020217010759A
Authority: KR
Inventors: 요시히코 오노; 가츠토시 다카시마; 쥰야 토바타; 요이치로 마츠이
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2018-10-18
Filing date: 2019-10-16
Publication date: 2021-05-27
Also published as: CN112912525A; JPWO2020080407A1; KR102514896B1; WO2020080407A1; US20210324492A1; CN112912525B; EP3845679A4; JP6777262B2; EP3845679A1; MX2021004413A

Abstract

강판 및 그 제조 방법을 제공한다. 본 발명은 특정의 성분 조성과, 면적율에서 페라이트:6∼90%, 상부 베이나이트, 프레시 마텐자이트, 템퍼링 마텐자이트, 하부 베이나이트, 잔류 γ의 1종 혹은 2종 이상으로 이루어지는 조직:10∼94%, 체적율에서 잔류 γ:3∼15%를 포함하고, C 농도가 0.6∼1.3%이고 인접 영역이 단축 폭:0.7∼10㎛, 애스펙트비>2.0이고 C 농도:0.07%이하의 상부 베이나이트인 영역의 합계 면적율:S_{C 농화}가 0.1∼5%이고, 원 상당 입자 직경이 1.5∼15㎛, 애스펙트비가 3이하인 프레시 마텐자이트 및/또는 원 상당 입자 직경이 1.5∼15㎛, 애스펙트비가 3이하인 잔류 γ입자의 합계 면적율:S_γBlock이 5%이하(0% 포함)이고, 표층의 구γ 입경이 2∼12㎛인 강 조직을 갖는 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 고강도 강판의 적용이 진행되고 있다. 그러나, 인장 강도(TS)가 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: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:El와 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 얻고자 하는 것이다.

또한, 특허문헌 5에는 저온에서 생성하는 베이나이트와 고온에서 생성하는 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 생성시켜 연성과 저온 인성이 우수한 강판을 얻고자 하는 것이다.

한편, 이러한 TRIP강에는 연성 향상의 관점에서 다량의 C, Si가 첨가되기 때문에, 용접부의 깨짐이 생기기 쉽다는 문제를 갖고 있다. 이 깨짐은 Zn 도금을 갖는 강판끼리, 혹은 Zn 도금을 갖는 강판과 도금 처리되어 있지 않은 냉연 강판을 스폿 용접한 경우에 Zn이 모재의 입계에 침입해서 용접 너깃의 근방에 균열을 발생시킨다고 하는 문제이다.

이러한 균열의 대책으로서, 예를 들면, 특허문헌 6에서는 판 조합인 강판의 조성을 특정 범위의 조성, 구체적으로는 질량%로, C:0.003∼0.01%, Mn:0.05∼0.5%, P:0.02%이하, sol.Al:0.1%이하, Ti:48×(N/14)∼48×{(N/14)+(S/32)}%, Nb:93 ×(C/12)∼0.1%, B:0.0005∼0.003%, N:0.01%이하, Ni:0.05%이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 조성으로 하는 것이 제안되어 있다.

특허문헌 1: 일본국 특허공고공보 평성6-35619호 특허문헌 2: 일본국 특허공보 제4411221호 특허문헌 3: 일본국 특허공보 제5463685호 특허문헌 4: 일본국 특허공보 제3881559호 특허문헌 5: 일본국 특허공보 제3854506호 특허문헌 6: 일본국 특허공개공보 평성10-195597호

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. 본 기술을 적용한 강판에서는 파단의 저항을 나타내는 균일한 변형량이 반드시 충분하지 않은 것이 명백하게 되었다. 이 균일한 변형량은 연성의 지표로 되는 El 중에서도 네킹이 생기기 시작할 때까지의 신장량을 나타내는 U.El로 나타나며, U.El를 더욱 증가시킬 필요가 있다.

특허문헌 4에 기재된 기술에서는 괴상의 마텐자이트를 저감하기 위해 다각형 페라이트의 생성량을 저감하고 있으며, 충분한 연성을 확보할 수 없다. 또, El를 향상시키기 위해 냉각 정지 온도를 비교적 높게 설정하고 있으며, 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 곤란하다.

이와 같이, 종래 기술에서는 충분히 높은 연성과 높은 신장 플랜지 성형성을 확보한 강판은 얻어지고 있지 않았다. 또, 특허문헌 1∼5에 기재된 강판에서는 C나 Si의 함유량이 많고, 용접부에 균열이 생긴다고 하는 문제가 해결되고 있지 않았다.

특허문헌 6에 기재된 기술에서는 C, Mn 등의 원소에 강한 제약이 마련되어 있고, 고강도와 고연성을 양립할 수는 없었다. 이와 같이, 우수한 성형성과 우수한 용접성을 양립하는 강판은 없었다.

본 발명은 이러한 문제를 해결하기 위해 이루어진 것으로, 590MPa이상의 인장 강도를 갖고, 높은 연성과 우수한 신장 플랜지 성형성과 우수한 내용접부 깨짐성을 실현하는 강판 및 그 제조 방법을 제공하고자 하는 것이다.

또한, 여기서 말하는 「강판」은 표면에 아연 도금 처리를 실시한 아연 도금 강판도 포함하는 것으로 한다.

본 발명자들은 높은 연성과 우수한 신장 플랜지 성형성과 우수한 내용접부 깨짐성을 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 고려된다. 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 부근까지 탄소가 농화된 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 경우는 (1)의 현상이 발생하는 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 대해, 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∼495℃)에서 13sec이상 200sec이하 유지하고, 고온역에서 생기는 베이나이트를 우선해서 생성시킨다. 이 중간 유지에 의해, 연성 향상에 기여하는 잔류 γ를 형성시킨다.

(ⅱ) 잔부의 미변태 γ영역에 있어서, 괴상 조직 형성의 원인으로 되는 T₀ 조성까지의 탄소의 농화가 생기기 전에 2차 냉각을 개시하고, Ms-50℃(본 성분 범위에서는 적어도 375℃이하)의 저온역까지 냉각한다. 이것에 의해, 미변태 γ영역을 마텐자이트 변태 혹은 하부 베이나이트 변태에 의해 분단하고, 괴상 조직을 충분히 저감한다.

(ⅲ) 그 후, 400℃ 부근으로 재가열·유지하고, 마텐자이트를 템퍼링 마텐자이트로 하는 동시에, 냉각 도중 유지로, C 농도가 0.6∼1.3%이고 인접 영역의 C 농도가 0.07%이하인 영역의 합계 면적율을 원하는 범위로 한다.

(ⅳ) 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 생기지 쉬워지고, 비드 장력을 약하게 하면 강판의 유입량이 많아져 플랜지부에서의 깨짐이 생기기 쉬워진다. 이들 양자의 깨짐을 회피하기 위해서는 연성의 지표의 균일한 신장(U.El)과 신장 플랜지 성형성의 지표의 λ를 590∼1180MPa급(TS:590∼1319MPa)에서는 (TS×U. El-7000)×λ≥140000으로 나타나는 범위로 제어하는 것이 중요하다. 더욱 부품을 한정하고, 부품 형상의 최적화를 실행하는 것에 의해 더욱 고강도의 1320MPa급을 적용하는 것도 가능하게 되지만, 1320MPa급(TS:1320MPa이상)을 적용하는 경우에 있어서도 (TS×U. El-7000) ×λ≥100000으로 나타나는 범위로 제어하는 것이 중요하다.

(v) 스폿 용접부의 균열은 C, Si의 함유량을 억제하고, Mn, Nb, Ti, B를 소정 범위로 제어하는 것, 표층의 결정 입경, 특히 소둔을 실시했을 때에 형성되는 결정립의 입경(구γ 입경)을 제어함으로써 대폭 개선한다.

이와 같이 상부 베이나이트 변태를 마텐자이트 변태 전에 활용하고, 잔부의 괴상 조직의 잔존량을 Q&P 처리에 의해 제어한다는 2단 냉각 처리를 실행함으로써, C 농도가 0.6∼1.3%이고 인접 영역의 C 농도가 0.07%이하인 영역의 합계 면적율을 원하는 범위로 할 수 있다. 그 결과, C나 Si를 소량으로 억제한 성분 강에 있어서도 높은 연성과 우수한 신장 플랜지 성형성을 양립한 강판을 얻을 수 있고, 그 결과, 용접부의 내균열성도 개선된 강판이 얻어진다.

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

[1] 질량%로, C:0.04∼0.22%, Si:0.4%이상 1.20%미만, Mn:2.3∼3.5%, P:0.02%이하, S:0.01%이하, sol.Al:1.0%미만, N:0.015%미만을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분 조성과, 면적율에서 페라이트:6∼90%, 상부 베이나이트, 프레시 마텐자이트, 템퍼링 마텐자이트, 하부 베이나이트, 잔류 γ의 1종 혹은 2종 이상으로 이루어지는 조직:10∼94%, 체적율에서 잔류 γ:3∼15%를 포함하고, C 농도가 0.6∼1.3%이고 인접 영역이 단축 폭:0.7∼10㎛, 애스펙트비>2.0이고 C 농도:0.07%이하의 상부 베이나이트인 영역의 합계 면적율:S_{C 농화}가 0.1∼5%이고, 원 상당 입자 직경이 1.5∼15㎛, 애스펙트비가 3이하인 프레시 마텐자이트 및/또는 원 상당 입자 직경이 1.5∼15㎛, 애스펙트비가 3이하인 잔류 γ입자의 합계 면적율:S_γBlock이 5%이하(0% 포함)이고, 표층의 구γ 입경이 2∼12㎛인 강 조직을 갖는 강판.

[2] 상기 성분 조성은 질량%로, Nb:0.002∼0.1%, Ti:0.002∼0.1%, B:0.0002∼0.01% 중에서 선택한 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 [1]에 기재된 강판.

[3] 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%, Zr:0.005∼0.2% 및 W:0.005∼0.2% 중에서 선택한 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 [1] 또는 [2]에 기재된 강판.

[4] 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 [3] 중의 어느 하나에 기재된 강판.

[5] 인장 강도는 590MPa이상 1600MPa이하인 [1] 내지 [4] 중의 어느 하나에 기재된 강판.

[6] 표면에 아연 도금층을 갖는 [1] 내지 [5] 중의 어느 하나에 기재된 강판.

[7] [1] 내지 [4] 중의 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 열간 압연하는 공정에서는 950∼1100℃의 온도 범위에서 40%이상의 누적 압하율로 압연하고, 마무리 압연 후, 평균 냉각 속도:5℃/s이상에서 520℃이하까지 냉각하여 권취 온도:350∼520℃에서 권취하고, 그 후, 냉간 압연율:40∼85%에서 냉간 압연한 후, 냉연 강판을, 780∼880℃의 소둔 온도에서 소둔하고, 다음에 750∼495℃의 온도 범위를 평균 냉각 속도:7.0∼2000℃/s로 냉각한 후, 495∼405℃의 온도 범위에서 13∼200sec 유지하고, 또한 405℃에서 (A)식으로 나타나는 냉각 정지 온도:Tsq까지의 온도 범위를 평균 냉각 속도:5.0∼80℃/s로 냉각하고, 또한 냉각 정지 온도에서 350℃까지의 온도 범위를 평균 가열 속도:2℃/s이상에서 가열을 실행하고, 350∼590℃의 온도 범위에서 20∼3000sec 유지한 후, 실온까지 냉각하는 강판의 제조 방법:

여기서, 냉각 정지 온도 Tsq(℃)는 Ms-50≥Tsq≥Ms-180…(A)이고,

마텐자이트 변태 개시 온도는 Ms=539-474×[%C]/(100-V_F)×100-30.4×[%Mn]×1.2-12.1×[%Cr]-7.5×[%Mo]-17.7×[%Ni]…(B)이다.

식 (B)에 있어서, [%C],[%Mn],[%Cr],[%Mo],[%Ni]는 C, Mn, Cr, Mo, Ni 각각의 함유량(질량%)을 나타내고, 포함하지 않는 경우에는 0으로 하고, V_F는 페라이트의 면적율(%)을 나타낸다.

본 발명에 따르면, 높은 연성과 우수한 신장 플랜지 성형성과 더 나아가서는 우수한 내용접부 깨짐성(우수한 용접부의 내균열 특성)을 구비한 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 본 발명의 제조 조건의 일예를 나타내는 도면이다.
도 4는 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:0.04∼0.22%

C는 템퍼링 마텐자이트의 면적율을 확보하여 소정의 강도를 확보하는 관점, 잔류 γ의 체적율을 확보하여 연성을 향상시키는 관점, C 농도가 0.6∼1.3%이고 인접 영역의 C 농도가 0.07%이하인 영역의 합계 면적율을 원하는 범위로 하는 관점에서 함유한다. C의 함유량이 0.04%미만에서는 강판의 강도, 강판의 연성을 충분히 확보할 수 없으므로, 그 하한은 0.04%이상으로 한다. 바람직하게는 0.06%이상, 더욱 바람직하게는 0.11%이상이다. 그 함유량이 0.22%를 넘으면 용접부의 내균열성이 열화한다. 이 때문에, C 함유량의 상한은 0.22%이하로 한다. 연성이나 스폿 용접부의 내균열성 향상의 관점에서는 C 함유량은 0.21%이하로 하는 것이 바람직하다. 스폿 용접부의 내균열 특성을 더욱 개선하는 관점에서는 C 함유량은 0.20%이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

Si:0.4%이상 1.20%미만

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 0.4%이상으로 한다. 연성 향상의 관점에서, Si 함유량은 0.5%이상이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.6%이상이다. Si의 함유량이 1.20%이상으로 되면, 스폿 용접부의 내균열 특성이 현저히 열화한다. 이 때문에, Si의 함유량은 1.20%미만으로 한다. 화성 처리성이나 소재 및 용접부의 인성 확보, 스폿 용접부의 균열 억제의 관점에서는 Si의 함유량은 1.0%미만으로 하는 것이 바람직하다. 스폿 용접부의 균열 억제의 관점에서는 Si의 함유량은 0.8%이하, 더 나아가서는 0.7%이하로 하는 것이 바람직하다.

Mn:2.3∼3.5%

Mn은 소정의 면적율의 템퍼링 마텐자이트 및/또는 베이나이트를 확보하여 강도를 확보하는 관점, α+γ의 2상역 소둔시에 γ중에 농화하여 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 관점, 스폿 용접부의 내균열 특성을 향상시키는 관점에서 중요한 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해, Mn의 함유량은 2.3%이상으로 한다.잔류 γ를 안정화시켜 연성을 향상시키는 관점, 스폿 용접부의 내균열 특성을 향상시키는 관점에서, Mn 함유량은 2.4%이상이 바람직하다. 더 나아가서는 Mn 함유량은 2.5%이상으로 하는 것이 한층 바람직하다. 더욱 바람직하게는 2.6%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 되고, 신장 플랜지 성형성도 열화된다. 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 열연에서의 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 관점에서는 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.

sol.Al:1.0%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 1.0%이상으로 되면, 소재의 강도가 극단적으로 저하하고, 화성 처리성에도 악영향을 미치므로, sol.Al은 1.0%미만으로 한다. 높은 강도를 얻기 위해 sol.Al은 0.20%미만으로 하는 것이 더욱 바람직하고, 0.10%이하로 하는 것이 가일층 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 소실시킬 폐해가 있다. N 함유량이 0.015%이상이 되면 표면 품질이 현저히 열화된다. 따라서, N의 함유량은 0.015%미만으로 한다. 또한, N을 포함하지 않아도 좋지만, N 함유량은 제조 코스트의 점에서 0.0001%이상이 바람직하다.

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

Nb:0.002∼0.1%

Nb는 미크로 조직을 미세화하여 스폿 용접부의 내결함 특성을 향상시키는 관점에서 첨가하는 것이 바람직하다. 또, 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 위해서는 Nb 함유량은 0.002%이상이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.004%이상, 가일층 바람직하게는 0.010%이상이다. 단, Nb를 다량으로 함유하면 석출 강화가 너무 강해지고 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.

Ti:0.002∼0.1%

Ti는 미크로 조직을 미세화하여 스폿 용접부의 내결함 특성을 향상시키는 관점에서 첨가하는 것이 바람직하다. 또, 강 중의 N을 TiN으로서 고정시키고, 열간 연성을 향상시키는 효과나 B의 담금질성 향상 효과를 발생시키는 작용이 있다. 이들 효과를 얻기 위해 Ti 함유량을 0.002%이상으로 하는 것이 바람직하다. N을 충분히 고정시키는 관점에서는 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 스폿 용접부의 내결함 특성을 향상시키는 관점에서 첨가하는 것이 바람직하다. 또, 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 관점에서는 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 현저하게 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 위해서는 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.

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 위해서는 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 위해서는 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, 내피로 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, 내지연 파괴 특성이 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, 고강도되는 동시에, 내피로 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, 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 미만으로 포함하는 경우, 하한값 미만으로 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:6∼90%

높은 연성을 확보하기 위해, 페라이트는 면적율에서 6%이상으로 한다. 더욱 바람직하게는 8%이상, 가일층 바람직하게는 11%이상이다. 한편, 소정의 강도를 얻기 위해 페라이트는 면적율에서 90%이하로 한다. 더욱 바람직하게는 50%이하, 가일층 바람직하게는 20%미만이고 더 나아가서는 15%미만으로 하는 것이 좋다. 여기서, 페라이트는 다각형인 페라이트를 가리킨다.

상부 베이나이트, 프레시 마텐자이트, 템퍼링 마텐자이트, 하부 베이나이트, 잔류 γ의 1종 혹은 2종 이상으로 이루어지는 조직:10∼94%

소정의 강도, 연성, 신장 플랜지 성형성을 확보하기 위해 이들 면적율의 합계는 10∼94%로 한다. 하한에 대해 더욱 바람직하게는 30%이상, 가일층 바람직하게는 50%초과이고, 더 나아가서는 80%초과로 하는 것이 좋다. 상한에 대해 더욱 바람직하게는 92%이하, 가일층 바람직하게는 89%이하이다. 상부 베이나이트, 프레시 마텐자이트, 템퍼링 마텐자이트, 하부 베이나이트, 잔류 γ의 면적율을 SEM 사진으로, 각 조직의 함유량은 다음의 범위에 있는 경우가 많다고 생각된다. 상부 베이나이트는 면적율에서 1∼20%이다. 프레시 마텐자이트는 면적율에서 0∼20%이다. 템퍼링 마텐자이트는 면적율에서 1∼80%이다. 하부 베이나이트는 면적율에서 0∼50%이다.

잔류 γ:3∼15%

높은 연성을 확보하기 위해, 강 조직 전체에 대해 잔류 γ는 체적율에서 3%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.

C 농도가 0.6∼1.3%이고, 인접 영역이 단축 폭:0.7∼10㎛, 애스펙트비>2.0이고 C 농도:0.07%이하의 상부 베이나이트인 영역의 합계 면적율이 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 높아진다. 이 C 농도가 0.6∼1.3%이며, 인접 영역의 C 농도가 0.07%이하인 영역은 잔류 γ이며, 플레이트 형상(SEM 사진에서는 봉 형상)의 형태이다. 여기서는 상기 잔류 γ를 플레이트 형상 γ로 한다. 플레이트 형상 γ의 C 농도가 높아지기 위해서는 인접 영역의 적어도 한쪽측이 단축 폭:0.7∼10㎛, 애스펙트비>2.0이고 C 농도:0.07%이하의 상부 베이나이트일 필요가 있다. 인접 영역이 페라이트에서는 플레이트 형상 γ로의 충분한 탄소의 공급이 생기지 않는다. 이것은 소둔시의 탄소의 농도가 페라이트 중에서는 적고, 탄소의 공급원으로 되기 어렵기 때문이다. 한편, 인접 영역이 베이나이트에서는 탄소의 공급이 충분히 생긴다. 이것은 베이나이트 변태 전의 탄소의 농도가 페라이트에 비해 높고, 탄소의 공급원으로서 작용하기 때문이다. 또, 450℃ 부근의 고온에서 베이나이트를 생성시킴으로써 베이나이트 중의 왜곡을 적게 하는 것이 가능하고, 그 결과, 탄소가 왜곡에 트랩되는 일 없이 γ로 이행한다. 또한, Si의 첨가량이 적은 본 발명 강에서는 400℃ 부근에서도 탄화물이 생성되기 쉬워지므로, 450℃ 부근의 고온에서의 베이나이트 변태가 불가결하다. 이와 같이 고온에서의 소정 시간의 유지에 의해, 탄소 농도가 낮은 베이나이트를 생성시키는 것이 가능하고, 거기에 인접해서 탄소 농도가 높은 영역(플레이트 형상 γ)을 생성시키는 것이 가능하다. 또한, 인접 영역이란 C 농도가 0.6∼1.3%이고, 인접 영역의 C 농도가 0.07%이하인 영역과 인접하는 영역을 의미한다.

원 상당 입자 직경이 1.5∼15㎛이고 애스펙트비가 3이하인 프레시 마텐자이트 및/또는 원 상당 입자 직경이 1.5∼15㎛이고 애스펙트비가 3이하인 잔류 γ입자의 합계 면적율:S_γBlock이 5%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 촉진하거나, γ 단상으로부터 급랭하여 베이나이트 변태를 촉진하고 있었다. 그러나, Mn 함유량을 저감하면 잔류 γ의 안정화 효과나 체적율 증가 효과가 소실되는 것에 의해서, 또 γ 단상으로부터 급랭하여 조직 전면을 베이나이트 변태시키면 페라이트가 생성되고 있지 않은 것에 의해서, 연성이 손상되고 있었다. 이에 반해, 본 발명에서는 Mn을 많이 포함하는 강판을 2상역 소둔한 경우에도 베이나이트 변태의 이용과 괴상 조직의 저감의 양자가 가능하다. 이 신장 플랜지 성형성에 악영향을 주는 괴상 조직은 원 상당 입자 직경이 1.5∼15㎛이고 애스펙트비가 3이하인 프레시 마텐자이트 및/또는 원 상당 입자 직경이 1.5∼15㎛이고 애스펙트비가 3이하인 잔류 γ입자이고, 그 합계 면적율:S_γBlock을 5%이하로 저감함으로써 우수한 신장 플랜지성 성형을 확보할 수 있다. 우수한 신장 플랜지성 성형을 확보하기 위해 S_γBlock은 4%미만으로 하는 것이 한층 바람직하다. 또, S_γBlock은 0%라도 좋다. 또한, 원 상당 입자 직경이 1.5∼15㎛이고 애스펙트비가 3이하인 프레시 마텐자이트, 원 상당 입자 직경이 1.5∼15㎛이고 애스펙트비가 3이하인 잔류 γ입자의 어느 한쪽만 포함하는 경우에는 그 포함되는 것의 면적율을 합계 면적율로 한다.

표층의 구γ 입경: 2∼12㎛

본원의 강판의 강 조직에 있어서, 강판의 표층의 구γ 입경은 2∼12㎛이다. 표층의 구γ 입경이 2∼12㎛인 것에 의해 스폿 용접부의 균열이 억제된다는 효과가 얻어진다. TS:780MPa이상의 고강도를 유지하여 스폿 용접부의 균열을 억제하는 관점에서 표층의 구γ 입경은 3㎛이상인 것이 바람직하고, 4㎛이상인 것이 더욱 바람직하다. 또, 마찬가지의 관점에서, 표층의 구γ 입경은 9㎛이하인 것이 바람직하고, 7㎛이하인 것이 더욱 바람직하다.

다음에 강 조직의 측정 방법에 대해 설명한다.

페라이트의 면적율의 측정은 압연 방향과 평행한 판 두께 방향 단면을 잘라내고, 경면 연마한 후, 3% 나이탈로 부식하고, 1/4 두께 위치에서 5000배로 SEM으로 10시야 관찰하는 방법으로 실행하였다. 페라이트는 내부에 거의 탄화물을 수반하지 않고, 비교적 등축인 다각형 페라이트를 대상으로 하였다. SEM에서는 가장 흑색으로 보이는 영역이다. 조직이 상부 베이나이트인지 페라이트인지 식별이 어려운 경우에는 애스펙트비≤2.0의 다각형인 형태의 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, 거기에 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 2에서 나타내는 파선의 위치에서 분할하고, 각각의 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 회절에 의해 구하였다. 입사 X선에는 Co-Kα선원을 이용하고, 페라이트의 (200),(211),(220)면과 오스테나이트의 (200),(220),(311)면의 강도비로부터 잔류 오스테나이트의 면적율을 계산하였다. 여기서, 잔류 γ는 랜덤으로 분포되어 있으므로, X선 회절에 의해 구한 잔류 γ의 체적율은 강 조직에 있어서의 잔류 γ의 면적율과 동등하게 된다.

C 농도가 0.6∼1.3%의 플레이트 형상 γ에 인접하는 상부 베이나이트의 사이즈(단축 폭, 애스펙트비), 원 상당 입자 직경이 1.5∼15㎛, 애스펙트비가 3이하인 프레시 마텐자이트 및/또는 원 상당 입자 직경이 1.5∼15㎛, 애스펙트비가 3이하인 잔류 γ입자(프레시 마텐자이트와 잔류 γ입자는 SEM 사진에서는 구별할 수 없으므로, 구별하지 않고 취급함)의 사이즈(원 상당 입자 직경, 애스펙트비)와 면적율은 페라이트와 마찬가지로 SEM 사진으로부터 측정하였다. 구체적으로는 상기와 마찬가지로, 애스펙트비는 도 2에 나타내는 바와 같이, 입자 길이가 가장 길어지는 장축 길이 a를 구하고, 거기에 수직인 방향에서 가장 입자를 길게 횡단할 때의 입자 길이를 단축 길이 b로 하고, a/b를 애스펙트비로 하였다. 원 상당 입자 직경(원 상당 입자 직경)은 SEM에 의해 각각의 면적율을 구하고, 원 상당 직경을 산출하고, 개개의 알갱이에 대해, 원 상당 입자 직경으로 하였다. C 농도가 0.6∼1.3%인 플레이트 형상 γ에 인접하는 상부 베이나이트의 사이즈는 후술하는 FE-EPMA에 의한 C 농도의 측정 영역과 동일 영역에서 측정하였다.

또, 표층의 구γ 입경은 JIS G 0551의 규정에 준거하여 측정하였다. 여기서, 표층은 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 방향 단면에 있어서, 강판의 표면으로부터 표면 아래 50㎛의 영역을 가리킨다. 표층의 구γ 입경은 강판 표면으로부터 표면 아래 50㎛까지의 판 두께 깊이 방향의 선분에 의해 절단법으로 측정하였다. 절단되는 결정립이 합계 60∼100개의 범위가 되도록 선분을 50㎛ 간격으로 복수 마련하여 계측하였다. 1개의 선분으로 결정립 10개에 미치지 않는 경우도 생길 수 있지만 여기서는 수치로서 채용하였다. γ+α의 2상 혼합역에서 소둔을 실행하기 위해, 소둔시의 결정 입계로서는 γ/γ 입계, γ/α 입계에 부가하여, α/α 입계도 일부 존재하지만, 여기서는 어느 입계도 대상으로 하며, 이들로 구성되는 입계의 입경을 구γ 입경으로 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 방향 단면의 판 두께 1/4 위치에 있어서 일본 전자제 전해 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 8㎛로 해서 미크로 조직의 평균적 정보를 얻기 위해 랜덤하게 20㎛이상 떨어진 25개소에 대해 C의 프로파일 데이터를 채취하였다. 단, 오염의 영향을 배제하기 위해, 각 라인 분석에 의해 얻어진 C의 평균값이 모재의 탄소량과 동등하게 되도록, 백그라운드분을 공제하였다. 즉, 측정된 탄소량의 평균값이 모재의 탄소량보다 많은 경우, 그 증가분은 오염으로 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 얻어지는 C 농도와 분석 길이의 관계를 나타내는 그래프의 일예를 도 4에 나타내었다. 도 4에 있어서 C 농도가 0.6∼1.3%이고, 인접 영역의 C 농도가 0.07%이하인 영역은 S_{C 농화-1}이다. 도 4에 나타내는 바와 같은 그래프를 25개소에서 도출하여, S_{C 농화-1}의 합계 면적율 S_{C 농화}를 얻는다. 또한, 인접 영역이란 C가 높은 영역의 저변에 닿는 영역이다. 여기서는 도 4 중의「*」를 부여한 조직의 형태에 대해서는 SEM 사진을 이용하여 판단한다.

상부 베이나이트, 프레시 마텐자이트, 템퍼링 마텐자이트, 하부 베이나이트, 잔류 γ를 SEM 사진으로 분리 평가한다. 일예를 도 1에 나타낸다. 상부 베이나이트(a)는 탄화물을 거의 포함하지 않는 단축 폭이 0.4㎛이상, 애스펙트비>2.0의 조직이다. 후술하는 탄화물(d)을 거의 포함하지 않거나, 탄화물의 동일 조직내의 평균 분포 밀도가 1.0개/㎛²미만인 것을 의미한다. 상부 베이나이트 혹은/및 페라이트에 인접해서 플레이트 형상의 잔류 γ(b)가 존재한다. 템퍼링 마텐자이트(c)는 조직 내부에 애스펙트비가 3이하이고 원 상당 입자 직경이 0.03∼0.3㎛의 미세한 탄화물(d)를 1㎛²당 2∼20개 포함하는 영역이다. 하부 베이나이트(e)는 조직의 내부에 입자 길이가 0.6㎛이상 15㎛이하, 애스펙트비가 4∼40의 필름 형상의 잔류 γ(f)를 포함하거나, 애스펙트비가 3이하이고 원 상당 입자 직경이 0.03∼0.3㎛의 미세한 탄화물(d)를 1㎛²당 0∼1.9개 포함하는 영역이다. 상기 필름 형상의 잔류 γ에는 탄화물이나 프레시 마텐자이트도 일부 포함된다. 베이나이트 변태 혹은 마텐자이트 변태가 충분히 진행하지 않았던 영역에서는 원 상당 입자 직경이 1.5∼15㎛이고 애스펙트비가 3이하인 괴상의 프레시 마텐자이트 또는 원 상당 입자 직경이 1.5∼15㎛이고 애스펙트비가 3이하인 괴상의 잔류 γ입자(g)가 잔존한다. 미변태 영역이 다각형 페라이트(h)이다.

본 발명의 강판은 인장 강도가 590MPa이상인 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 780MPa이상, 한층 바람직하게는 980MPa이상, 가일층 1180MPa이상이다. 인장 강도의 상한에 대해서는 다른 특성과의 양립의 관점에서 1600MPa이하가 바람직하고, 더욱 바람직하게는 1450MPa이하이다.

또, 복합 성형에 있어서의 성형성을 개선하는 관점에서, TS:590∼1319MPa에서 (TS×U.El-7000)×λ≥140000이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 (TS×U.El-7000)×λ≥160000, 가일층 바람직하게는 (TS×U.El-7000)×λ≥180000이다. 또, 상한은 특히 한정되지 않지만, 스폿 용접부의 내균열성과의 양립의 관점에서, (TS×U.El-7000)×λ≤400000이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 (TS×U.El-7000)×λ<290000이다. TS:1320MPa이상에서 (TS×U.El-7000)×λ≥100000이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 (TS×U.El-7000)×λ≥120000이다.

다음에, 본 발명의 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.

열간 압연

강 슬래브를 열간 압연하기 위해서는 슬래브를 가열 후 압연하는 방법, 연속 주조 후의 슬래브를 가열하지 않고 직접 압연하는 방법, 연속 주조 후의 슬래브에 단시간 가열 처리를 실시하여 압연하는 방법 등이 있다. 열간 압연 공정에서는 슬래브 가열 온도는 1100∼1300℃, 조직을 미세화하는 관점에서는 1100∼1240℃에서 가열하고, 균열 온도는 20∼300min으로 하는 것이 바람직하다. 그 후, 거친 압연과 마무리 압연을 실행하는 공정에서는 950∼1100℃의 온도 범위에서 40%이상의 누적 압하율로 압연하고, 마무리 압연 후, 평균 냉각 속도:5℃/s이상에서 520℃이하까지 냉각하여 권취 온도:350∼520℃에서 권취한다. 950∼1100℃의 온도 범위에서는 압연 후에 재결정이 진행하기 쉽고, 열간 압연 후의 조직의 미세화, 냉간 압연·소둔 후의 구γ립의 미세화에 기여한다. 그 효과를 얻기 위해서는 40%이상의 누적 압하를 실행할 필요가 있다. 950℃미만의 온도역에서의 압하율은 특히 규정하지 않지만, 이 온도역에서의 압하는 결정립의 미세화로는 이어지기 어렵고, 이방성을 크게 하는 작용이 있으므로, 누적 압하율에서 0∼60%로 하는 것이 바람직하고, 15∼50%로 하는 것이 더욱 바람직하다. 마무리 압연 온도는 특히 규정하지 않지만, 800∼970℃로 하는 것이 바람직하다. 이방성을 경감하고 λ를 향상시키는 관점에서는 마무리 압연 온도는 920∼970℃로 하는 것이 더욱 바람직하다. 권취 온도를 350∼520℃로 하는 것은 권취 후의 열연 강판에 펄라이트가 면적율에서 20%초과 생성하는 것을 억제하기 위해서이다. 펄라이트가 생성됨으로써 최종 제품의 결정립이 조대화되고, 용접부의 내균열 특성이 저하한다. Si를 1.20%미만으로 저감한 강에서는 펄라이트가 생성되기 쉬워지므로, 권취 온도는 400∼500℃로 해서 열연 강판에 생성되는 펄라이트의 면적율을 10%미만으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 권취 후의 코일 붕괴나 냉간 압연 후의 판 두께 변동을 억제하는 관점에서 마무리 압연 후의 런아웃 테이블상에서 550∼720℃에서 5∼20sec 유지하여 페라이트 및/혹은 상부 베이나이트를 1∼25% 생성시켜도 좋다.

열연 강판의 조직 비율은 페라이트 및/혹은 상부 베이나이트:0∼25%, 펄라이트:0∼20%, 잔부는 템퍼링 마텐자이트, 프레시 마텐자이트, 하부 베이나이트로 이루어지는 조직:55∼100%이다.

냉간 압연

냉간 압연에서는 냉간 압연율을 40∼85%로 한다. 이것에 의해 미세 조직이 얻어지고, 용접부의 내균열 특성이 향상한다. 높은 강도를 안정하게 확보하고, 이방성을 작게 하는 관점에서는 냉간 압연율은 45∼80%로 하는 것이 바람직하다. 또한, 압연 하중이 높은 경우에는 450∼730℃에서 연속 소둔 라인(CAL)이나 상자형 소둔로(BAF)에서 연질화의 소둔 처리를 하는 것이 가능하다.

소둔

소정의 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 열간 압연 및 냉간 압연한 후, 이하에 규정한 조건에서 소둔을 실시한다. 또한, 도 3은 제조 조건의 일예를 도시한 것이다. 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:780∼880

소정의 면적율의 템퍼링 마텐자이트 및/또는 베이나이트, 소정의 체적율의 잔류 γ를 확보하기 위해, 소둔 온도는 780∼880℃로 한다. 다각형인 페라이트를 6%이상 확보하기 위해, 소둔 온도는 성분에 따라 α+γ의 2상역 소둔으로 되도록 조정한다.

750∼495℃의 온도 범위를 평균 냉각 속도:7.0∼2000℃/s

소둔 후, 750∼495℃의 온도 범위를 평균 냉각 속도:7.0∼2000℃/s로 냉각한다. 평균 냉각 속도가 7.0℃/s보다 느리면, 과잉으로 페라이트가 생성되거나, 혹은 조대한 베이니틱 페라이트가 생성되는 것에 의해, 괴상 조직의 증대를 초래한다. 이 때문에, 7.0℃/s이상으로 한다. 더욱 바람직하게는 8.0℃/s이상이다. 한편, 평균 냉각 속도가 너무 빨라지면, 판 형상이 악화되므로, 2000℃/s이하로 한다. 바람직하게는 100℃/s이하이다. 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.

495∼405℃의 온도 범위에서 유지 시간:13∼200sec

이 온도역에서 소정 시간 유지함으로써, S_{C 농화}를 0.1∼5%로 할 수 있다. 연성의 향상에 기여하는 S_{C 농화}를 0.1∼5%로 하기 위해 이 온도역에서의 유지 시간은 13sec 이상으로 한다. S_{C 농화}를 0.2∼5%로 하고, 연성을 향상시키는 관점에서는 이 온도역에서의 유지 시간은 15sec 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, 유지 시간이 200sec를 넘어 유지해도 S_{C 농화}의 조정에 그다지 기여하지 않고, 200sec를 넘어 유지하면, 괴상의 미변태 γ로의 탄소 농화가 진행하고, 괴상 조직의 잔존량의 증가를 초래한다. 따라서, 495∼405℃의 온도 범위에서의 유지 시간은 13∼200sec로 한다. 신장 플랜지 성형성을 향상시키는 관점에서는 495∼405℃의 온도 범위에서의 유지 시간은 100sec 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 이 온도역에서의 유지는 이 온도 범위에서의 평균 냉각 속도를 6.9℃/s이하로 저감하는 것에 대응한다.

405℃에서 냉각 정지 온도:Tsq까지의 평균 냉각 속도:5.0∼80℃/s

또한, 405℃에서 (A)식으로 나타나는 냉각 정지 온도:Tsq까지의 온도 범위를 평균 냉각 속도:5.0∼80℃/s로 냉각한다. 이 온도역의 평균 냉각 속도가 느리면 C가 미변태 γ에 농축되고, 괴상 조직의 증가를 초래한다. 또, 탄화물 석출이 진행하여 C가 낭비되고, 연성의 저하를 초래한다. 괴상 조직의 저감에 의한 신장 플랜지 성형성의 향상, 탄화물 석출의 억제에 의한 연성의 향상의 관점에서, 이 온도역의 평균 냉각 속도는 7.0℃/s이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 냉각 속도가 80℃/s를 넘으면, 냉각 중의 마텐자이트나 하부 베이나이트에서 γ로의 C의 확산이 억제되고, 그 생성이 억제되며, 연성이 저하한다. 이 때문에, 이 온도역의 평균 냉각 속도는 5.0∼80℃/s로 한다. 냉각 중의 마텐자이트나 하부 베이나이트에서 γ로의 C의 확산을 촉진하는 관점에서는 이 온도역의 평균 냉각 속도는 15℃/s이하로 하는 것이 바람직하고, 10℃/s미만으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 320∼300℃초과의 온도 범위는 하부 베이나이트의 생성을 통해 연성을 향상시키는 작용이 있으므로, 이 온도역은 10℃/s미만으로 하는 것이 특히 바람직하다.

냉각 정지 온도 Tsq(℃)는 Ms-50≥Tsq≥Ms-180…(A)이고,

식 (B)에 있어서,[%C],[%Mn],[%Cr],[%Mo],[%Ni]는 C, Mn, Cr, Mo, Ni 각각의 함유량(질량%)을 나타내고, 포함하지 않는 경우에는 0으로 한다. V_F는 페라이트의 면적율(%)를 나타낸다.

냉각 정지 온도는 괴상 조직을 억제하는 관점, S_{C 농화}를 0.1∼5%로 하는 관점에서 상기 범위로 한다.

여기서, 750∼495℃의 평균 냉각 속도를 CR1, 495∼405℃의 평균 냉각 속도를 CR2, 405℃에서 냉각 정지 온도(Tsq)까지의 평균 냉각 속도를 CR3으로 하면, CR1>CR2, CR2<CR3의 관계로 하는 것이 바람직하다.

냉각 정지 온도에서 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 생성한 마텐자이트 혹은 하부 베이나이트를 핵에 350℃이상으로 재가열했을 때에 상부 베이나이트가 생성된다. 350℃까지의 평균 가열 속도가 느리면, 이들 효과가 얻어지지 않게 된다. 그 결과, 잔류 γ량이 감소되어 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∼590℃의 온도 범위에서 유지 시간:20∼3000sec

S_{C 농화}를 0.1∼5%로 하는 관점, 미변태 γ로서 괴상으로 분포되어 있는 영역을 베이나이트 변태에 의해 세분화하고, λ를 향상시키는 관점에서, 350∼590℃의 온도역에서 20∼3000sec 유지한다.

또, 350℃∼590℃의 유지 시간을 20∼3000sec로 함으로써, C 농도가 0.6∼1.3%이고, 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℃∼590℃에서 180sec 이상 유지하는 것이 바람직하다.

탄소 분배를 촉진하여 연성을 향상시키고, 괴상 조직을 저감하여 λ를 향상시키는 관점에서 유지 온도는 370∼500℃로 하는 것이 더욱 바람직하다.

또한, 350℃∼590℃의 온도 범위에서의 유지는 용융 아연 도금 처리를 겸해도 좋다. 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 590℃이하의 온도역에서 실시하는 것이 바람직하다.

그 후, 실온까지 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 레벨러에 의해 평탄화하는 것도 가능하다. 또한, 실온까지 냉각하는 과정에 있어서는 350∼50℃의 온도 범위를 0.1℃/s이상의 평균 냉각 속도로 냉각을 하는 것이 바람직하다.

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 생긴다. 저온 열처리에서 수소는 0.1ppm미만으로 저감하는 것이 가능하다. 또, 상기 도금을 실시하는 것도 가능하다. 전기 도금을 실시한 후에는 강 중의 수소를 저감하는 관점에서 상기의 저온 열처리를 실시하는 것이 바람직하다.

본 발명예에 따르면, 벌징 성형과 신장 플랜지 성형이 혼재하는 복잡한 형상의 부품의 성형성의 지표로서 중요한 (TS×U.El-7000)×λ≥140000을 TS:590∼1319MPa에서 만족시키는 것이 가능하고, (TS×U.El-7000)×λ≥100000을 TS:1320MPa이상에서 만족시키는 것이 가능하다.

실시예 1

표 1에 나타내는 성분 조성을 갖는 강을, 표 2-1에 나타내는 조건으로 처리하고, 본 발명의 강판과 비교예의 강판을 제조하였다. 강판의 판 두께는 1.4㎜로 하였다. 또한, 표 2-1에 나타내는 조건은 아연 도금 처리를 포함하고 있지 않다.

강 조직의 측정은 상기의 방법으로 실행하였다. 측정 결과를 표 2-2에 나타내었다.

얻어진 강판으로부터 압연 방향과 직각 방향이 인장축으로 되도록 JIS5호 인장 시험편을 채취하고, 인장 시험(JIS Z2241에 준거)을 실시하였다. TS와 U.El를 표 2-2에 나타내었다.

또, 신장 플랜지 성형성은 일본철강 연맹 규격 JFST1001의 규정에 준거한 구멍 확대 시험에 의해 평가하였다. 즉, 100㎜×100㎜ 스퀘어 사이즈의 샘플에 펀치 직경 10㎜, 다이스 직경 10.3㎜(클리어런스 11%)의 펀칭 공구를 이용하여 펀칭 후, 정각 60도의 원추 펀치를 이용하여, 펀칭 구멍 형성시에 발생한 버르가 외측이 되도록 하여, 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.

또한, 내용접부 깨짐성으로서, 스폿 용접부의 내깨짐 특성을 평가하기 위해, 1.4㎜의 판 두께의 강판으로부터 150㎜W×50㎜L 사이즈의 시험편을 1개 이용하고, 다른 1개는 590MPa급 용융 아연 도금 강판을 이용하여 저항 용접(스폿 용접)을 실시하였다. 2개의 강판을 중첩한 판 조합에 대해, 용접 건에 부착된 서보모터 가압식으로 단상 교류(50Hz)의 저항 용접기를 이용하여 판 조합을 3°기울인 상태에서 저항 스폿 용접하였다. 용접 조건은 가압력을 4.0kN, 홀드 타임을 0.2초로 하였다. 용접 전류와 용접 시간은 너깃 직경이 4√t mm(t:고강도 냉연 박 강판의 판 두께)가 되도록 조정하였다. 용접 후는 시험편을 반절하여, 단면을 광학 현미경으로 관찰하고, 0.20㎜이상의 균열이 보이지 않는 것을 내저항 용접 깨짐성이 양호하다고 하고,「○」로 평가하고, 0.20㎜이상의 균열이 보인 것을 내저항 용접 깨짐성이 뒤떨어진다고 하고,「×」로 평가하였다. 또한, 내용접부 깨짐성은 표 2-2에 있어서 「내저항 용접 깨짐성」으로 나타낸다.

본 발명예는 TS:590∼1319MPa에서는 (TS×U.El-7000)×λ≥140000을 만족시키고, TS:1320MPa이상에서는 (TS×U.El-7000)×λ≥100000을 만족시키는 것에 반해, 비교예는 모두 뒤떨어지고 있다. 또, 본원에 규정된 범위로 성분을 제어함으로써 스폿 용접부의 균열을 억제할 수 있다. 또한, 본 발명예에 있어서, Si의 함유량이 1.0%미만에서 균열 길이가 0.15㎜이하이며 특히 양호하며, Si의 함유량이 0.8%이하에서 균열 길이가 0.10㎜이하(0㎜ 포함)이며, 극히 양호하였다.

또, 750∼495℃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 5.0℃/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, 제품 폭×1500㎜ 길이의 컷 샘플을 채취하고, 수평의 평반(flat board)에 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]

No.1, 4, 9, 11, 13, 15, 22, 24, 27, 28의 본 발명예는 TS:780∼1319MPa이고 (TS×U.El-7000)×λ≥140000, TS:1320MPa이상에서 (TS×U.El-7000)×λ≥100000을 만족시키고, 용융부 균열이 0.20㎜이하로 억제되어 있는 것에 반해, 비교예는 어느 한 쪽이 뒤떨어져 있다.

실시예 2

표 3에 나타내는 성분 조성을 갖는 냉연 강판을, 표 4-1에 나타내는 소둔 조건으로 처리하고, 본 발명의 강판과 비교예의 강판을 제조하였다. 강판의 판 두께는 1.4㎜로 하였다.

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, 가스 와이핑 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.

얻어진 강판의 강 조직, 기계적 특성(TS, U.El, λ) 및 내용접부 깨짐성의 평가를 상기와 마찬가지의 방법으로 실행하고, 결과를 표 4-2에 나타내었다.

[표 3]

[표 4-1]

[표 4-2]

No.29, 30, 31의 본 발명예는 TS:780∼1319MPa에서 (TS×U.El-7000)×λ≥ 140000, TS:1320MPa이상에서 (TS×U.El-7000)×λ≥100000을 만족시키고, 용융부 균열이 0.20㎜이하로 억제되어 있는 것에 반해, 비교예는 어느 한 쪽이 뒤떨어져 있다.

[산업상의 이용 가능성]

본 발명은 극히 높은 연성, 우수한 신장 플랜지 성형성, 우수한 내용접부 결함 특성을 갖고, 자동차, 가전 등에 있어서 프레스 성형 공정을 거쳐 사용되는 프레스 성형용, 용접용에 바람직하게 적용할 수 있다.

Claims

질량%로,
C:0.04∼0.22%,
Si:0.4%이상 1.20%미만,
Mn:2.3∼3.5%,
P:0.02%이하,
S:0.01%이하,
sol.Al:1.0%미만,
N:0.015%미만을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
면적율에서 페라이트:6∼90%, 상부 베이나이트, 프레시 마텐자이트, 템퍼링 마텐자이트, 하부 베이나이트, 잔류 γ의 1종 혹은 2종 이상으로 이루어지는 조직:10∼94%, 체적율에서 잔류 γ:3∼15%를 포함하고, C 농도가 0.6∼1.3%이고 인접 영역이 단축 폭:0.7∼10㎛, 애스펙트비>2.0이고 C 농도:0.07%이하의 상부 베이나이트인 영역의 합계 면적율:S_{C 농화}가 0.1∼5%이고, 원 상당 입자 직경이 1.5∼15㎛, 애스펙트비가 3이하인 프레시 마텐자이트 및/또는 원 상당 입자 직경이 1.5∼15㎛, 애스펙트비가 3이하인 잔류 γ입자의 합계 면적율:S_γBlock이 5%이하(0% 포함)이고, 표층의 구γ 입경이 2∼12㎛인 강 조직을 갖는 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 성분 조성은 질량%로,
Nb:0.002∼0.1%,
Ti:0.002∼0.1%,
B:0.0002∼0.01% 중에서 선택한 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 강판.
제 1 항 또는 제 2 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%,
Zr:0.005∼0.2% 및
W:0.005∼0.2% 중에서 선택한 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 강판.
제 1 항 내지 제 3 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.
제 1 항 내지 제 4 항 중의 어느 한 항에 있어서,
인장 강도는 590MPa이상 1600MPa이하인 강판.
제 1 항 내지 제 5 항 중의 어느 한 항에 있어서,
표면에 아연 도금층을 갖는 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중의 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 열간 압연하는 공정에서는 950∼1100℃의 온도 범위에서 40%이상의 누적 압하율로 압연하고, 마무리 압연 후, 평균 냉각 속도:5℃/s이상에서 520℃이하까지 냉각하여 권취 온도:350∼520℃에서 권취하고, 그 후, 냉간 압연율:40∼85%에서 냉간 압연한 후,
냉연 강판을, 780∼880℃의 소둔 온도에서 소둔하고, 다음에 750∼495℃의 온도 범위를 평균 냉각 속도:7.0∼2000℃/s로 냉각한 후, 495∼405℃의 온도 범위에서 13∼200sec 유지하고, 또한 405℃에서 (A)식으로 나타나는 냉각 정지 온도:Tsq까지의 온도 범위를 평균 냉각 속도:5.0∼80℃/s로 냉각하고, 또한 냉각 정지 온도에서 350℃까지의 온도 범위를 평균 가열 속도:2℃/s이상에서 가열을 실행하고, 350∼590℃의 온도 범위에서 20∼3000sec 유지한 후, 실온까지 냉각하는 강판의 제조 방법:
여기서, 냉각 정지 온도 Tsq(℃)는 Ms-50≥Tsq≥Ms-180…(A)이고,
마텐자이트 변태 개시 온도는 Ms=539-474×[%C]/(100-V_F)×100-30.4×[%Mn]×1.2-12.1×[%Cr]-7.5×[%Mo]-17.7×[%Ni]…(B)이다.
식 (B)에 있어서, [%C],[%Mn],[%Cr],[%Mo],[%Ni]는 C, Mn, Cr, Mo, Ni 각각의 함유량(질량%)을 나타내고, 포함하지 않는 경우에는 0으로 하고, V_F는 페라이트의 면적율(%)을 나타낸다.