KR20210093992A - 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판, 및 그 제조 방법 - Google Patents

성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판, 및 그 제조 방법 Download PDF

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히로유키 가와타
에이사쿠 사쿠라다
고이치 사노
다카후미 요코야마
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닛폰세이테츠 가부시키가이샤
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Abstract

성분 조성이, 질량％로, C: 0.05 내지 0.30％, Si: 2.50％ 이하, Mn: 0.50 내지 3.50％, P: 0.100％ 이하, S: 0.0100％ 이하, Al: 0.001 내지 2.500％, N: 0.0150％ 이하, O: 0.0050％ 이하, 잔부: Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강판에 있어서, 강판 표면으로부터 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께) 영역의 마이크로 조직이, 체적％로, 바늘상 페라이트(3): 20％ 이상, 마르텐사이트(4): 10％ 이상을 포함하고, 괴상 페라이트: 20％ 이하, 잔류 오스테나이트: 2.0％ 이하로 제한되고, 또한 상기 마르텐사이트가 하기 식 (A)를 만족시키는 것을 특징으로 하는, 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판.
Figure pct00075

Description

성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판, 및 그 제조 방법
본 발명은, 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판, 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
근년, 자동차에는, 차체를 경량화하여 연비를 높이고, 탄산 가스의 배출량을 저감시키기 위해서, 또한 충돌 시에 충돌 에너지를 흡수하여, 탑승자의 보호·안전을 확보하기 위해서, 고강도 강판이 많이 사용되고 있다.　그러나, 일반적으로 강판을 고강도화하면, 성형성(연성, 구멍 확장성 등)이 저하되고, 복잡한 형상으로의 가공이 곤란해지므로, 강도와 성형성(연성, 구멍 확장성 등)의 양립을 도모하는 것은 간단하지는 않고, 지금까지 각종 기술이 제안되어 있다.
예를 들어, 특허문헌 1에는, 인장 강도가 780MPa 이상인 고강도 강판에 있어서, 강판 조직을 점적률로, 페라이트: 5 내지 50％, 잔류 오스테나이트: 3％ 이하, 잔부: 마르텐사이트(평균 애스펙트비: 1.5 이상)로서, 강도-신장 밸런스 및 강도-신장 플랜지 밸런스를 개선하는 기술이 개시되어 있다.
특허문헌 2에는, 고장력 용융 아연 도금 강판에 있어서, 평균 결정 입경이 10㎛ 이하인 페라이트, 20체적％ 이상의 마르텐사이트, 및 기타 제2 상을 포함하는 복합 조직을 형성하고, 내식성과 내2차 가공 취성을 개선하는 기술이 개시되어 있다.
특허문헌 3 및 8에는, 강판의 금속 조직을 페라이트(연질 조직)와 베이나이트(경질 조직)의 복합 조직으로 하여, 고강도이면서도 높은 신장을 확보하는 기술이 개시되어 있다.
특허문헌 4에는, 고강도 강판에 있어서, 점적률로, 페라이트가 5 내지 30％, 마르텐사이트가 50 내지 95％이며, 페라이트의 평균 입경이 원 상당 직경으로 3㎛ 이하, 마르텐사이트의 평균 입경이 원 상당 직경으로 6㎛ 이하인 복합 조직을 형성하여, 신장 및 신장 플랜지성을 개선하는 기술이 개시되어 있다.
특허문헌 5에는, 오스테나이트로부터 페라이트로의 변태 중의 상 계면에서, 주로 입계 확산으로 발생하는 석출 현상(상간 계면 석출)에 의해 석출 분포를 제어하여 석출시킨 석출 강화 페라이트를 주상으로 하여, 강도와 신장의 양립을 도모하는 기술이 개시되어 있다.
특허문헌 6에는, 강판 조직을 페라이트 단상 조직으로 하고, 페라이트를 미세 탄화물로 강화하여, 강도와 신장을 양립시키는 기술이 개시되어 있다.
특허문헌 7에는, 고강도 박강판에 있어서, 페라이트상, 베이나이트상, 및 마르텐사이트상과 오스테나이트 입자의 계면에서 필요한 C 농도를 갖는 오스테나이트 입자를 50％ 이상으로 하여, 신장과 구멍 확장성을 확보하는 기술이 개시되어 있다.
근년, 자동차를 경량화하기 위해서, 인장 강도가 590 내지 1470MPa급인 고강도강이 일부의 부품에서 사용되고 있지만, 인장 강도가 590MPa 이상인 고강도강을 자동차용 강판으로서 보다 많은 부품에 사용하여, 한층 더 경량화를 달성하기 위해서는, 성형성(연성, 구멍 확장성 등)-강도 밸런스를 높일 뿐만 아니라, 성형성과 각종 특성(인성, 용접성 등)의 밸런스도, 동시에 높일 필요가 있다.
일본 특허 공개 제2004-238679호 공보 일본 특허 공개 제2004-323958호 공보 일본 특허 공개 제2006-274318호 공보 일본 특허 공개 제2008-297609호 공보 일본 특허 공개 제2011-225941호 공보 일본 특허 공개 제2012-026032호 공보 일본 특허 공개 제2011-195956호 공보 일본 특허 공개 제2013-181208호 공보
본 발명은, 인장 강도가 590MPa 이상인 고강도 강판에 있어서, 성형성-강도 밸런스의 향상에 더하여, 성형성-각종 특성(인성, 용접성) 밸런스의 향상이 요구되고 있는 것을 감안하여, 인장 강도가 590MPa 이상인 고강도강(아연 도금 강판, 아연 합금 도금 강판, 합금화 아연 도금 강판, 합금화 아연 합금 도금 강판을 포함함)에 있어서, 성형성-강도-각종 특성(인성, 용접성) 밸런스의 향상을 도모하는 것을 과제로 하고, 해당 과제를 해결하는 고강도 강판, 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은 상기 과제를 해결하는 방법에 대하여 예의 연구하였다.　그 결과, (i) 소재 강판(열처리용 강판)의 마이크로 조직을 라스(lath) 조직으로 함과 함께, 마이크로 조직에 있어서 Mn 농화 조직의 생성을 억제하고, 필요한 열처리를 실시하면, 열처리 후의 강판에 있어서, 우수한 성형성-강도-각종 특성 밸런스를 얻을 수 있는 것을 발견하였다.
본 발명은 상기 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 그 요지는 이하와 같다.
[1] 성분 조성이, 질량％로,
C: 0.05 내지 0.30％,
Si: 2.50％ 이하,
Mn: 0.50 내지 3.50％,
P: 0.100％ 이하,
S: 0.0100％ 이하,
Al: 0.001 내지 2.000％,
N: 0.0150％ 이하,
O: 0.0050％ 이하,
잔부: Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강판에 있어서,
강판 표면으로부터 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께) 영역의 마이크로 조직이, 체적％로,
바늘상 페라이트: 20％ 이상,
마르텐사이트: 10％ 이상
을 포함하고,
괴상 페라이트: 20％ 이하,
잔류 오스테나이트: 2.0％ 이하
상기 전체 조직에 또한 베이나이트 및 베이니틱 페라이트를 추가한 조직 이외의 조직: 5％ 이하
로 제한되고,
또한, 상기 마르텐사이트가 하기 식 (A)를 만족시키는
것을 특징으로 하는, 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판.
Figure pct00001
여기서, di는 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께) 영역의 마이크로 조직에 있어서 i번째로 큰 섬상(島狀) 마르텐사이트의 원 상당 직경[㎛]이며, ai는 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께) 영역의 마이크로 조직에 있어서 i번째로 큰 섬상 마르텐사이트의 애스펙트비이다.
[2] 상기 성분 조성이, Fe의 일부 대신에, 또한 질량％로,
Ti: 0.30％ 이하,
Nb: 0.10％ 이하,
V: 1.00％ 이하
중 1종 또는 2종 이상을 포함하는
것을 특징으로 하는, 본 발명의 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판.
[3] 상기 성분 조성이, Fe의 일부 대신에, 또한 질량％로,
Cr: 2.00％ 이하,
Ni: 2.00％ 이하,
Cu: 2.00％ 이하,
Mo: 1.00％ 이하,
W: 1.00％ 이하,
B: 0.0100％ 이하,
Sn: 1.00％ 이하,
Sb: 0.20％ 이하
중 1종 또는 2종 이상을 포함하는
것을 특징으로 하는, 본 발명의 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판.
[4] 상기 성분 조성이, Fe의 일부 대신에, 또한 질량％로, Ca, Ce, Mg, Zr, La, Hf, REM 중 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0100％ 이하 포함하는 것을 특징으로 하는, 본 발명의 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판.
[5] 상기 마이크로 조직의 마르텐사이트가, 체적％로, 평균 직경 1.0㎛ 이하의 미세 탄화물이 석출된 템퍼링 마르텐사이트를 전체 마르텐사이트에 대하여 30％ 이상 포함하는 것을 특징으로 하는, 본 발명의 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판.
[6] 상기 고강도 강판의 편면 또는 양면에, 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는, 본 발명의 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판.
[7] 상기 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층이 합금화 도금층인 것을 특징으로 하는, 본 발명의 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판.
[8] 본 발명에 기재된 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판을 제조하는 제조 방법이며,
[1] 내지 [4] 중 어느 하나에 기재된 성분 조성의 강편을 열간 압연에 제공하고, 850℃로부터 1050℃에서 열간 압연을 완료하여 열간 압연 후의 강판으로 하고,
상기 열간 압연 후의 강판을, 850℃로부터 550℃까지, 평균 냉각 속도 30℃/초 이상으로 냉각시키고, 하기 식으로 정의하는 베이나이트 변태 개시 온도 Bs점 이하의 온도에서 권취하고,
Bs점으로부터 (Bs점-80)℃까지, 하기 식 (1)을 만족시키는 조건에서 냉각시켜 열연 강판으로 하고,
상기 열연 강판에 압하율 10％ 이하의 냉간 압연을 실시하거나, 실시하지 않거나 하여, 열처리용 강판을 제조하고,
상기 열처리용 강판을, (Ac1+25)℃로부터 Ac3점의 온도로, 700℃로부터 최고 가열 온도 또는 (Ac3-20)℃ 중 어느 낮은 온도를 종점으로 하는 온도역에 있어서의 경과 시간을 10 분할하여 계산하는 하기 식 (3)을 만족시키는 조건에서 가열하고, 최고 가열 온도-10℃로부터 최고 가열 온도의 온도역으로 150초 이하 유지하고,
가열 유지 온도로부터, 700℃로부터 550℃의 온도역의 평균 냉각 속도를 25℃/초 이상으로 하여 냉각시키고,
550℃ 또는 Bs점 중 어느 낮은 쪽을 기점으로 하여 300℃까지의 온도역에 있어서의 체류 시간을 10 분할하여 계산하는 하기 식 (4) 및 식 (5)를 만족시키는 범위로 제한하여 냉각시키는 것을 특징으로 하는, 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
Figure pct00002
Figure pct00003
Bs: Bs점(℃)
WM: 각 원소의 조성(질량％)
Δt(n): 열간 압연 후의 냉각으로부터 권취를 거쳐서 400℃까지 냉각시키는 동안에 있어서의 (Bs-10×(n-1))℃로부터 (Bs-10×n)℃까지의 경과 시간(초)
Figure pct00004
Δt: 경과 시간의 10분의 1(초)
WM: 각 원소종의 조성(질량％)
fγ(n): n번째의 구간에 있어서의 평균 역변태율
T(n): n번째의 구간에 있어서의 평균 온도(℃)
Figure pct00005
Figure pct00006
Δt: 경과 시간의 10분의 1(초)
Bs: Bs점(℃)
T(n): 각 스텝에 있어서의 평균 온도(℃)
WM: 각 원소종의 조성(질량％)
[9] 본 발명의 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판을 제조하는 제조 방법이며,
[1] 내지 [4] 중 어느 하나에 기재된 성분 조성의 강편을 열간 압연에 제공하고, 850℃로부터 1050℃에서 열간 압연을 완료하여 열간 압연 후의 강판으로 하고,
상기 열간 압연 후의 강판을, 850℃로부터 550℃까지, 평균 냉각 속도 30℃/초 이상으로 냉각시키고, 하기 식으로 정의하는 베이나이트 변태 개시 온도 Bs점 이하의 온도에서 권취하고,
Bs점으로부터 (Bs점-80)℃까지, 하기 식 (1)을 만족시키는 조건에서 냉각시켜 열연 강판을 제조하고,
상기 열연 강판에 제1 냉간 압연을 실시하거나, 실시하지 않거나 하여, 중간 열처리용 강판을 제조하고,
상기 중간 열처리용 강판을, (Ac3-20)℃ 이상의 온도로, 700℃로부터 (Ac3-20)℃의 온도역에 있어서의 경과 시간을 10 분할하여 계산하는 하기 식 (2)를 만족시키는 조건에서 가열하고,
이어서, 가열 온도로부터, 700℃로부터 550℃의 온도역의 평균 냉각 속도를 30℃/초 이상으로 하고, Bs점으로부터 (Bs-80)℃의 온도역의 평균 냉각 속도를 20℃/초 이상으로 하여 냉각시키고, (Bs-80)℃로부터 Ms점에 있어서의 체류 시간을 1000초 이하로 하고, Ms점으로부터 (Ms-50)℃에 있어서의 평균 냉각 속도를 100℃/초 이하로 제한하여 냉각시켜 중간 열처리 강판으로 하고,
상기 냉각된 중간 열처리 강판에 압하율 10％ 이하의 제2 냉간 압연을 실시하거나, 실시하지 않고, 열처리용 강판을 제조하고,
상기 열처리용 강판을, (Ac1+25)℃로부터 Ac3점의 온도로, 700℃로부터 최고 가열 온도 또는 (Ac3-20)℃ 중 어느 낮은 온도를 종점으로 하는 온도역에 있어서의 경과 시간을 10 분할하여 계산하는 하기 식 (3)을 만족시키는 조건에서 가열하고, 최고 가열 온도-10℃로부터 최고 가열 온도의 온도역으로 150초 이하 유지하고,
가열 유지 온도로부터, 700℃로부터 550℃의 온도역의 평균 냉각 속도를 25℃/초 이상으로 하여 냉각시키고, 550℃ 또는 Bs점 중 어느 낮은 쪽을 기점으로 하여 300℃까지의 온도역에 있어서의 체류 시간을 10 분할하여 계산하는 하기 식 (4) 및 식 (5)를 만족시키는 범위로 제한하여 냉각시키는 것을 특징으로 하는, 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
Figure pct00007
Figure pct00008
Bs: Bs점(℃)
WM: 각 원소의 조성(질량％)
Δt(n): 열간 압연 후의 냉각으로부터 권취를 거쳐서 400℃까지 냉각시키는 동안에 있어서의 (Bs-10×(n-1))℃로부터 (Bs-10×n)℃까지의 경과 시간(초)
Figure pct00009
Figure pct00010
Δt: 경과 시간의 10분의 1(초)
fγ(n): n번째의 구간에 있어서의 평균 역변태율
T(n): n번째의 구간에 있어서의 평균 온도(℃)
Figure pct00011
Δt: 경과 시간의 10분의 1(초)
WM: 각 원소종의 조성(질량％)
fγ(n): n번째의 구간에 있어서의 평균 역변태율
T(n): n번째의 구간에 있어서의 평균 온도(℃)
Figure pct00012
Figure pct00013
Δt: 경과 시간의 10분의 1(초)
Bs: Bs점(℃)
T(n): 각 스텝에 있어서의 평균 온도(℃)
WM: 각 원소종의 조성(질량％)
[10] 상기 제1 냉간 압연은 압하율 80％ 이하인 것을 특징으로 하는, 본 발명의 열처리용 강판의 제조 방법.
[11] 상기 제1 냉간 압연은 압하율 10％ 초과의 냉간 압연을 실시하는 것을 특징으로 하는, 본 발명의 열처리용 강판의 제조 방법.
[12] 상기 열처리용 강판을, 550℃ 또는 Bs점 중 어느 낮은 쪽을 기점으로 하여 300℃까지의 온도역에 있어서의 체류 시간을 10 분할하여 계산하는 상기 식 (4) 및 식 (5)를 만족시키는 범위로 제한하여 냉각시킨 후의 강판을 200℃로부터 600℃로 가열하는 템퍼링 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는, 본 발명의 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
[13] 상기 템퍼링 처리에 앞서 압하율 2.0％ 이하의 조질 압연을 실시하는 것을 특징으로 하는, 본 발명의 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
[14] 본 발명의 제조 방법에 있어서, 550℃로부터 300℃에서의 체류 중에 아연을 주성분으로 하는 도금욕에 침지시키고, 강판의 편면 또는 양면에, 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 형성하는
것을 특징으로 하는, 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
[15] 본 발명의 제조 방법에 있어서, 550℃로부터 300℃에 체류시키고, 실온까지 냉각시킨 후, 강판의 편면 또는 양면에, 전기 도금으로 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 형성하는
것을 특징으로 하는, 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
[16] 본 발명의 제조 방법에 있어서, 템퍼링 처리 중에 아연을 주성분으로 하는 도금욕에 침지시키고, 강판의 편면 또는 양면에, 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 형성하는
것을 특징으로 하는, 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
[17] 본 발명의 제조 방법에 있어서, 템퍼링 처리를 행하고, 실온까지 냉각시킨 후, 강판의 편면 또는 양면에, 전기 도금으로 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 형성하는
것을 특징으로 하는, 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
[18] 본 발명의 제조 방법에 있어서, 도금욕에 침지 후, 계속해서 300℃로부터 550℃에 체류하는 동안, 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 450℃로부터 550℃로 가열하고, 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층에 합금화 처리를 실시하는
것을 특징으로 하는, 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
[19] 본 발명의 제조 방법에 있어서, 템퍼링 처리에 있어서의 도금층 또는 아연 합금 도금층의 가열 온도를 450℃로부터 550℃로 하고, 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층에 합금화 처리를 실시하는
것을 특징으로 하는, 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
본 발명에 따르면, 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판을 제공할 수 있다.
도 1은 일반적인 고강도 강판의 조직 구조를 나타내는 모식도.
도 2는 본 발명의 고강도 강판의 조직 구조를 나타내는 모식도.
본 발명의 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판을 제조하는 데는, 이하의 열처리용 강판(이하 「강판 a」라고 하는 경우가 있다.)을 제조하고, 이 열처리용 강판을 열처리하면 바람직하다.　이 열처리용 강판은, 성분 조성이, 질량％로,
C: 0.05 내지 0.30％,
Si: 2.50％ 이하,
Mn: 0.50 내지 3.50％,
P: 0.100％ 이하,
S: 0.010％ 이하,
Al: 0.001 내지 2.000％,
N: 0.0150％ 이하,
O: 0.0050％ 이하,
잔부: Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한
강판 표면으로부터 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께) 영역의 마이크로 조직이, 체적％로,
마르텐사이트 또는 템퍼링 마르텐사이트, 베이나이트 및 베이니틱 페라이트 중 1종 또는 2종 이상을 포함하는 라스 조직: 80％ 이상,
Mn을 (강판의 Mn％)×1.50 이상 함유하는 Mn 농화 조직: 2.0％ 이하,
조대 괴상 잔류 오스테나이트: 2.0％ 이하
를 포함한다.
본 발명의 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판(이하 「본 발명 강판 A」라고 하는 경우가 있다.)은, 성분 조성이, 질량％로,
C: 0.05 내지 0.30％,
Si: 2.50％ 이하,
Mn: 0.50 내지 3.50％,
P: 0.100％ 이하,
S: 0.010％ 이하,
Al: 0.010 내지 2.000％,
N: 0.0015％ 이하,
O: 0.0050％ 이하,
잔부: Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한
강판 표면으로부터 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께) 영역의 마이크로 조직이, 체적％로,
바늘상 페라이트: 20％ 이상,
마르텐사이트: 10％ 이상을 포함하고,
괴상 페라이트: 20％ 이하,
잔류 오스테나이트: 2.0％ 이하,
상기 전체 조직에 또한 베이나이트 및 베이니틱 페라이트를 추가한 조직 이외의 조직: 5％ 이하
로 각각 제한되고,
또한, 상기 마르텐사이트가 하기 식 (A)를 만족시키는
것을 특징으로 한다.
Figure pct00014
여기서, di는 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께) 영역의 마이크로 조직에 있어서 i번째로 큰 섬상 마르텐사이트의 원 상당 직경[㎛]이며, ai는 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께) 영역의 마이크로 조직에 있어서 i번째로 큰 섬상 마르텐사이트의 애스펙트비이다.
본 발명의 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판(이하 「본 발명 강판 A1」이라고 하는 경우가 있다.)은,
본 발명 강판 A의 편면 또는 양면에, 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 갖는
것을 특징으로 한다.
본 발명의 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판(이하 「본 발명 강판 A2」라고 하는 경우가 있다.)은,
본 발명 강판 A1의 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층이 합금화 도금층인
것을 특징으로 한다.
상기 열처리용 강판(강판 a)의 제조 방법(이하 「제조 방법 a1」이라고 하는 경우가 있다.)은,
상기 강판 a의 성분 조성의 강편을 열간 압연에 제공하고, 850℃로부터 1050℃에서 열간 압연을 완료하여 열간 압연 후의 강판으로 하고,
열간 압연 후의 강판을, 850℃로부터 550℃까지, 하기 식으로 정의하는 베이나이트 변태 개시 온도: Bs점 이하의 온도에서 권취하고,
Bs점으로부터 (Bs점-80℃)까지, 하기 식 (1)을 만족시키는 조건에서 냉각시켜 열연 강판으로 하고,
상기 열연 강판에 압하율 10％ 이하의 냉간 압연을 실시하거나, 실시하지 않거나 하여 제조할 수 있다.
Figure pct00015
Figure pct00016
상기 식 (1)에 있어서, Bs는 Bs점(℃), WM은 각 원소종의 조성(질량％), Δt(n)는 열간 압연 후의 냉각으로부터 권취를 거쳐서 400℃까지 냉각시키는 동안에 있어서의 (Bs-10×(n-1))℃로부터 (Bs-10×n)℃까지의 경과 시간(초)이다.
또한, 상기 열처리용 강판(강판 a)은, 제조 방법 a1의 공정에 의해 제조된 열연 강판을 열연 강판으로 하여, 이하의 제조 방법(이하 「제조 방법 a2」라고 하는 경우가 있다.)에 의해서도 제조할 수 있다.
즉, 제조 방법 a1의 공정에 의해 열연 강판을 제조하고, 열연 강판에 제1 냉간 압연을 실시하거나, 실시하지 않거나 하여, 중간 열처리용 강판을 제조하고,
상기 강판 a의 성분 조성의 중간 열처리용 강판을, (Ac3-20)℃ 이상의 온도로, 700℃로부터 (Ac3-20)℃의 온도역에 있어서의 경과 시간을 10 분할하여 계산하는 하기 식 (2)를 만족시키는 조건에서 가열하고, 이어서
가열 온도로부터, 700℃로부터 550℃의 온도역의 평균 냉각 속도를 30℃/초 이상으로 하고, Bs점으로부터 (Bs-80)℃의 온도역의 평균 냉각 속도를 20℃/초 이상으로 하여 냉각시키고, (Bs-80)℃로부터 Ms점에 있어서의 체류 시간을 1000초 이하로 하고, Ms점으로부터 (Ms-50)℃에 있어서의 평균 냉각 속도를 100℃/초 이하로 제한하여 냉각시키고,
상기 냉각된 중간 열처리 강판에 압하율 10％ 이하의 제2 냉간 압연을 실시하거나, 제2 냉간 압연을 실시하지 않는
것을 특징으로 한다.
Figure pct00017
Figure pct00018
상기 식 (2)는 가열 공정에서의 700℃로부터 (Ac3-20)℃의 온도역에 있어서의 경과 시간을 10 분할하여 계산하는 식이다.　Δt는 경과 시간의 10분의 1(초), fγ(n)는 n번째의 구간에 있어서의 평균 역변태율, T(n)는 n번째의 구간에 있어서의 평균 온도(℃)이다.
본 발명의 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법(이하 「본 발명 제조 방법 A」라고 하는 경우가 있다.)은, 본 발명 강판 A를 제조하는 제조 방법이며,
강판 a(열처리용 강판)를 (Ac1+25)℃로부터 Ac3점의 온도로, 700℃로부터 최고 가열 온도 또는 (Ac3-20)℃ 중 어느 낮은 온도를 종점으로 하는 온도역에 있어서의 경과 시간을 10 분할하여 계산하는 하기 식 (3)을 만족시키는 조건에서 가열하고, 최고 가열 온도-10℃로부터 최고 가열 온도의 온도역으로 150초 이하 유지하고,
가열 유지 온도로부터, 700℃로부터 550℃의 온도역의 평균 냉각 속도를 25℃/초 이상으로 하여 냉각시키고, 550℃ 또는 Bs점 중 어느 낮은 쪽을 기점으로 하여 300℃까지의 온도역에 있어서의 체류 시간을 10 분할하여 계산하는 하기 식 (4) 및 식 (5)를 만족시키는 범위로 제한하는
것을 특징으로 한다.
Figure pct00019
상기 식 (3)은 가열 공정에서의 700℃로부터 최고 가열 온도 또는 (Ac3-20)℃ 중 어느 낮은 온도를 종점으로 하는 온도역에 있어서의 경과 시간을 10 분할하여 계산하는 식이다.　Δt는 경과 시간의 10분의 1(초), WM은 각 원소종의 조성(질량％), fγ(n)는 n번째의 구간에 있어서의 평균 역변태율, T(n)는 n번째의 구간에 있어서의 평균 온도(℃)이다.
Figure pct00020
Figure pct00021
상기 식 (4) 및 식 (5)는 550℃ 또는 Bs점 중 어느 낮은 쪽을 기점으로 하여 300℃까지의 온도역에 있어서의 체류 시간을 10 분할하여 계산하는 식이다.　Δt는 경과 시간의 10분의 1(초), Bs는 Bs점(℃), T(n)는 각 스텝에 있어서의 평균 온도(℃), WM은 각 원소종의 조성(질량％)이다.
본 발명의 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법(이하 「본 발명 제조 방법 A1a」라고 하는 경우가 있다.)은, 본 발명 강판 A1을 제조하는 제조 방법이며,
본 발명 제조 방법 A로 제조한 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판을, 아연을 주성분으로 하는 도금욕에 침지시키고, 해당 고강도 강판의 편면 또는 양면에, 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 형성하는
것을 특징으로 한다.
본 발명의 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법(이하 「본 발명 제조 방법 A1b」라고 하는 경우가 있다.)은, 본 발명 강판 A1을 제조하는 제조 방법이며,
본 발명 제조 방법 A로 제조한 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판의 편면 또는 양면에, 전기 도금으로 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 형성하는
것을 특징으로 한다.
본 발명의 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법(이하 「본 발명 제조 방법 A2」라고 하는 경우가 있다.)은, 본 발명 강판 A2를 제조하는 제조 방법이며,
본 발명 강판 A1의 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 450℃로부터 550℃로 가열하고, 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층에 합금화 처리를 실시하는
것을 특징으로 한다.
이하, 강판 a와 그 제조 방법(제조 방법 a1, a2), 및 본 발명 강판 A, A1 및 A2와, 그것들의 제조 방법(본 발명 제조 방법 A, A1a, A1b 및 A2)에 대하여, 순차로 설명한다.
최초에, 강판 a 및 본 발명 강판 A, A1, A2(이하 「본 발명 강판」이라고 총칭하는 경우가 있다.)의 성분 조성의 한정 이유에 대하여 설명한다.　이하, 성분 조성에 관한 ％는 질량％를 의미한다.
<성분 조성>
C: 0.05 내지 0.30％
C는 강도와 성형성의 향상에 기여하는 원소이다.　C가 0.05％ 미만이면, 첨가 효과가 충분히 얻어지지 않으므로, C는 0.05％ 이상으로 한다.　바람직하게는 0.07％ 이상, 보다 바람직하게는 0.10％ 이상이다.
한편, C가 0.30％를 초과하면, 용접성이 저하되므로, C는 0.30％ 이하로 한다.　양호한 스폿 용접성을 확보하는 점에서, 0.25％ 이하가 바람직하고, 0.20％ 이하가 보다 바람직하다.
Si: 2.50％ 이하
Si는 철계 탄화물을 미세화하고, 강도와 성형성의 향상에 기여하는 원소이지만, 강을 취화하는 원소이기도 하다.　Si가 2.50％를 초과하면, 주조 슬래브가 취화되어 깨지기 쉬워지고, 또한 용접성이 저하되므로, Si는 2.50％ 이하로 한다.　내충격성을 확보하는 점에서, 2.20％ 이하가 바람직하고, 2.00％ 이하가 보다 바람직하다.
하한은 0％를 포함하지만, 0.01％ 미만으로 저감시키면, 베이나이트 변태 시, 조대한 철계 탄화물이 생성되고, 강도 및 성형성이 저하되므로, Si는 0.005％ 이상이 바람직하다.　보다 바람직하게는 0.010％ 이상이다.
Mn: 0.50 내지 3.50％
Mn은 ??칭성을 높이고, 강도의 향상에 기여하는 원소이다.　Mn이 0.50％ 미만이면, 열처리의 냉각 과정에서 연질 조직이 생성되고, 필요한 강도를 확보하는 것이 어려워지므로, Mn은 0.50％ 이상으로 한다.　바람직하게는 0.80％ 이상, 보다 바람직하게는 1.00％ 이상이다.
한편, Mn이 5.00％를 초과하면, 주조 슬래브의 중앙부에 Mn이 농화되고, 주조 슬래브가 취화되어 깨지기 쉬워지고, 또한 강판의 마이크로 조직 Mn 농화 조직이 생성되고, 기계 특성이 저하되므로, Mn은 5.00％ 이하로 한다.　양호한 기계 특성과 스폿 용접성을 확보하는 점에서, 3.50％ 이하가 바람직하고, 3.00％ 이하가 보다 바람직하다.
P: 0.100％ 이하
P는 강을 취화하고, 또한 스폿 용접으로 발생하는 용융부를 취화하는 원소이다.　P가 0.100％를 초과하면, 주조 슬래브가 취화되어 깨지기 쉬워지므로, P는 0.100％ 이하로 한다.　스폿 용접부의 강도를 확보하는 점에서, 0.040％ 이하가 바람직하고, 0.020％ 이하가 보다 바람직하다.
하한은 0％를 포함하지만, P를 0.0001％ 미만으로 저감시키면, 제조 비용이 대폭 상승하므로, 실용 강판상, 0.0001％가 실질적인 하한이다.
S: 0.0100％ 이하
S는 MnS를 형성하고, 연성, 구멍 확장성, 신장 플랜지성 및 굽힘성 등의 성형성을 소외하는 원소이다.　S가 0.0100％를 초과하면, 성형성이 현저하게 저하되므로, S는 0.010％ 이하로 한다.　또한, S는 스폿 용접부의 강도를 낮추므로, 양호한 스폿 용접성을 확보하는 점에서, 0.007％ 이하가 바람직하고, 0.005％ 이하가 보다 바람직하다.
하한은 0％를 포함하지만, 0.0001％ 미만으로 저감시키면, 제조 비용이 대폭 상승하므로, 실용 강판상, 0.0001％가 실질적인 하한이다.
Al: 0.001 내지 2.000％
Al은 탈산재로서 기능하지만, 한편으로 강을 취화하고, 또한 스폿 용접성을 저해하는 원소이기도 하다.　Al이 0.001％ 미만이면, 탈산 효과가 충분히 얻어지지 않으므로, Al은 0.001％ 이상으로 한다.　바람직하게는 0.100％ 이상, 보다 바람직하게는 0.200％ 이상이다.
한편, Al이 2.000％를 초과하면, 조대한 산화물이 생성되고, 주조 슬래브가 깨지기 쉬워지므로, Al은 2.000％ 이하로 한다.　양호한 스폿 용접성을 확보하는 점에서, 1.500％ 이하가 바람직하다.
N: 0.0150％ 이하
N은 질화물을 형성하고, 연성, 구멍 확장성, 신장 플랜지성 및 굽힘성 등의 성형성을 저해하는 원소이며, 또한 용접 시, 블로 홀 발생의 원인이 되어, 용접성을 저해하는 원소이다.　N이 0.0150％를 초과하면, 성형성과 용접성이 저하되므로, N은 0.0150％ 이하로 한다.　바람직하게는 0.0100％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0060％ 이하이다.
하한은 0％를 포함하지만, N을 0.0001％ 미만으로 저감시키면, 제조 비용이 대폭 상승하므로, 실용 강판상, 0.0001％가 실질적인 하한이다.
O: 0.0050％ 이하
O는 산화물을 형성하고, 연성, 구멍 확장성, 신장 플랜지성 및 굽힘성 등의 성형성을 저해하는 원소이다.　O가 0.0050％를 초과하면, 성형성이 현저하게 저하되므로, O는 0.0050％ 이하로 한다.　바람직하게는 0.0030％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0020％ 이하이다.
하한은 0％를 포함하지만, O를 0.0001％ 미만으로 저감시키면, 제조 비용이 대폭 상승하므로, 실용 강판상, 0.0001％가 실질적인 하한이다.
강판 a 및 본 발명 강판의 성분 조성은, 상기 원소 외에도, 특성 향상을 위하여, 이하의 원소를 포함해도 된다.
Ti: 0.30％ 이하
Ti는 석출물에 의한 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 세립화 강화 및 재결정의 억제에 의한 전위 강화에 의해, 강판 강도의 향상에 기여하는 원소이다.　Ti가 0.30％를 초과하면, 탄질화물이 다량으로 석출되고, 성형성이 저하되므로, Ti는 0.30％ 이하가 바람직하다.　보다 바람직하게는 0.150％ 이하이다.
하한은 0％를 포함하지만, Ti의 강도 향상 효과를 충분히 얻기 위해서는, 0.001％ 이상이 바람직하고, 0.010％ 이상이 보다 바람직하다.
Nb: 0.10％ 이하
Nb는 석출물에 의한 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 세립화 강화 및 재결정의 억제에 의한 전위 강화에 의해, 강판 강도의 향상에 기여하는 원소이다.　Nb가 0.10％를 초과하면, 탄질화물이 다량으로 석출되고, 성형성이 저하되므로, Nb는 0.10％ 이하가 바람직하다.　보다 바람직하게는 0.06％ 이하이다.
하한은 0％를 포함하지만, Nb의 강도 향상 효과를 충분히 얻기 위해서는, 0.001％ 이상이 바람직하고, 0.005％ 이상이 보다 바람직하다.
V: 1.00％ 이하
V는 석출물에 의한 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 세립화 강화 및 재결정의 억제에 의한 전위 강화에 의해, 강판 강도의 향상에 기여하는 원소이다.　V가 1.00％를 초과하면, 탄질화물이 다량으로 석출되고, 성형성이 저하되므로, V는 1.00％ 이하가 바람직하다.　보다 바람직하게는 0.50％ 이하이다.
하한은 0％를 포함하지만, V의 강도 향상 효과를 충분히 얻기 위해서는, 0.001％ 이상이 바람직하고, 0.010％ 이상이 보다 바람직하다.
Cr: 2.00％ 이하
Cr은 ??칭성을 높이고, 강판 강도의 향상에 기여하는 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부를 대신할 수 있는 원소이다.　Cr이 2.00％를 초과하면, 열간 가공성이 저하되어 생산성이 저하되므로, Cr은 2.00％ 이하가 바람직하다.　보다 바람직하게는 1.20％ 이하이다.
하한은 0％를 포함하지만, Cr의 강도 향상 효과를 충분히 얻기 위해서는, 0.01％ 이상이 바람직하고, 0.10％ 이상이 보다 바람직하다.
Ni: 2.00％
Ni는 고온에서의 상변태를 억제하고, 강판 강도의 향상에 기여하는 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부를 대신할 수 있는 원소이다.　Ni가 2.00％를 초과하면, 용접성이 저하되므로, Ni는 2.00％ 이하가 바람직하다.　보다 바람직하게는 1.20％ 이하이다.
하한은 0％를 포함하지만, Ni의 강도 향상 효과를 충분히 얻기 위해서는, 0.01％ 이상이 바람직하고, 0.10％ 이상이 보다 바람직하다.
Cu: 2.00％ 이하
Cu는 미세한 입자로 강 중에 존재하고, 강판 강도의 향상에 기여하는 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부를 대신할 수 있는 원소이다.　Cu가 2.00％를 초과하면, 용접성이 저하되므로, Cu는 2.00％ 이하가 바람직하다.　보다 바람직하게는 1.20％ 이하이다.
하한은 0％를 포함하지만, Cu의 강도 향상 효과를 충분히 얻기 위해서는, 0.01％ 이상이 바람직하고, 0.10％ 이상이 보다 바람직하다.
Mo: 1.00％ 이하
Mo는 고온에서의 상변태를 억제하고, 강판 강도의 향상에 기여하는 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부를 대신할 수 있는 원소이다.　Mo가 1.00％를 초과하면, 열간 가공성이 저하되어 생산성이 저하되므로, Mo는 1.00％ 이하가 바람직하다.　보다 바람직하게는 0.50％ 이하이다.
하한은 0％를 포함하지만, Mo의 강도 향상 효과를 충분히 얻기 위해, 0.01％ 이상이 바람직하고, 0.05％ 이상이 보다 바람직하다.
W: 1.00％ 이하
W는 고온에서의 상변태를 억제하고, 강판 강도의 향상에 기여하는 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부를 대신할 수 있는 원소이다.　W가 1.00％를 초과하면, 열간 가공성이 저하되어 생산성이 저하되므로, W는 1.00％ 이하가 바람직하다.　보다 바람직하게는 0.70％ 이하이다.
하한은 0％를 포함하지만, W의 강도 향상 효과를 충분히 얻기 위해서는, 0.01％ 이상이 바람직하고, 0.10％ 이상이 보다 바람직하다.
B: 0.0100％ 이하
B는 고온에서의 상변태를 억제하고, 강판 강도의 향상에 기여하는 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부를 대신할 수 있는 원소이다.　B가 0.0100％를 초과하면, 열간 가공성이 저하되어 생산성이 저하되므로, B는 0.0100％ 이하가 바람직하다.　보다 바람직하게는 0.005％ 이하이다.
하한은 0％를 포함하지만, B의 강도 향상 효과를 충분히 얻기 위해서는, 0.0001％ 이상이 바람직하고, 0.0005％ 이상이 보다 바람직하다.
Sn: 1.00％ 이하
Sn은 결정립의 조대화를 억제하고, 강판 강도의 향상에 기여하는 원소이다.　Sn이 1.00％를 초과하면, 강판이 취화되고, 압연 시에 파단되는 경우가 있으므로, Sn은 1.00％ 이하가 바람직하다.　보다 바람직하게는 0.50％ 이하이다.
하한은 0％를 포함하지만, Sn의 첨가 효과를 충분히 얻기 위해서는, 0.001％ 이상이 바람직하고, 0.010％ 이상이 보다 바람직하다.
Sb: 0.20％ 이하
Sb는 결정립의 조대화를 억제하고, 강판 강도의 향상에 기여하는 원소이다.　Sb가 0.20％를 초과하면, 강판이 취화되고, 압연 시에 파단되는 경우가 있으므로, Sb는 0.20％ 이하가 바람직하다.　보다 바람직하게는 0.10％ 이하이다.
하한은 0％를 포함하지만, Sb의 첨가 효과를 충분히 얻기 위해서는, 0.001％ 이상이 바람직하고, 0.005％ 이상이 보다 바람직하다.
강판 a 및 본 발명 강판의 성분 조성은, 필요에 따라서 Ca, Ce, Mg, Zr, La, Hf, REM 중 1종 또는 2종 이상을 포함해도 된다.
Ca, Ce, Mg, Zr, La, Hf, REM 중 1종 또는 2종 이상은, 합계로 0.0100％ 이하이다.
Ca, Ce, Mg, Zr, La, Hf, REM은 성형성의 향상에 기여하는 원소이다.　Ca, Ce, Mg, Zr, La, Hf, REM 중 1종 또는 2종 이상의 합계가 0.0100％를 초과하면, 연성이 저하될 우려가 있고, 상기 원소는 합계로 0.0100％ 이하가 바람직하다.　보다 바람직하게는 0.0070％ 이하이다.
Ca, Ce, Mg, Zr, La, Hf, REM 중 1종 또는 2종 이상의 합계 하한은 0％를 포함하지만, 성형성 향상 효과를 충분히 얻기 위해서는, 합계로 0.0001％ 이상이 바람직하고, 0.0010％ 이상이 보다 바람직하다.
또한, REM(Rare Earth Metal)은 란타노이드 계열에 속하는 원소를 의미한다.　REM이나 Ce는, 많은 경우, 미슈 메탈의 형태로 첨가하지만, La, Ce 이외에도, 란타노이드 계열의 원소를 불가피하게 함유하고 있어도 된다.
강판 a 및 본 발명 강판의 성분 조성에 있어서, 상기 원소를 제외한 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다.　불가피적 불순물은, 강 원료로부터 및/또는 제강 과정에서 불가피하게 혼입되는 원소이다.　또한, 불순물로서, H, Na, Cl, Sc, Co, Zn, Ga, Ge, As, Se, Y, Zr, Tc, Ru, Rh, Pd, Ag, Cd, In, Sn, Sb, Te, Cs, Ta, Re, Os, Ir, Pt, Au, Pb를, 합계로 0.010％ 이하 포함해도 된다.
이어서, 강판 a 및 본 발명 강판의 마이크로 조직에 대하여 설명한다.
<일반적인 고강도 강판의 조직 구조와 본 발명 강판 A의 조직 구조의 상이>
일반적인 고강도 강판은, 주조 후의 강판이 열간 압연 공정의 냉각 과정 및 그 후의 열처리에 있어서 Mn의 편석이 진행된다.
그 조직 구조는, 도 1에 도시한 바와 같이, 괴상 페라이트(1) 중에 Mn 편석에 의해 발생한 조대 괴상의 마르텐사이트(2)가 발생한 상태가 되어, 충분한 성형성을 확보할 수 없다.　이 때문에, 일반적인 고강도 강판에서는, 조직 중의 잔류하는 오스테나이트를 이용함으로써, 성형성을 향상시키고 있다.
이에 비해, 본 발명 강판 A는, 열간 압연 공정에서의 냉각 과정, 냉간 압연 공정에서의 열처리 과정, 열처리 공정에서의 승온 과정을 제어함으로써, 일반적인 고강도 강판과는 다른 조직을, Mn 편석부를 발생시키지 않고, 형성하는 점이 다르다.
그 조직 구조는, 도 2에 도시한 바와 같이, 바늘상 페라이트(3)의 조직을 생성시키고, 그 사이에 이것과 동 방향으로 신장시킨 마르텐사이트 영역(4)을 생성시킨 조직이며, Mn 편석에서 유래하는 조대 괴상의 마르텐사이트는 적다.　이에 의해, 조대 경질 조직의 생성을 방지하고, 잔류 오스테나이트를 사용하지 않고, 성형성 및 강도의 밸런스를 확보하고 있다.
<마이크로 조직을 규정하는 영역>
강판 표면으로부터 1/4t(t: 판 두께)를 중심으로 하는, 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께) 영역의 마이크로 조직은, 강판 전체의 마이크로 조직을 대표하는 것이며, 강판 전체의 기계 특성(성형성, 강도, 연성, 인성, 구멍 확장성 등)과 대응한다.　본 발명 강판 A, A1 및 A2(이하 「본 발명 강판 A」라고 총칭한다.)에 있어서는, 강판 표면으로부터 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께) 영역의 마이크로 조직을 규정한다.
그리고, 본 발명 강판 A에 있어서, 강판 표면으로부터 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께) 영역의 마이크로 조직을, 열처리에 의해, 필요한 마이크로 조직으로 하기 위해서, 본 발명 강판 A의 재료인 강판 a에 있어서, 동일하게 강판 표면으로부터 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께) 영역의 마이크로 조직을 규정한다.
먼저, 강판 a의, 강판 표면으로부터 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께) 영역의 마이크로 조직(이하 「마이크로 조직 a」라고 하는 경우가 있다.)에 대하여 설명한다.　마이크로 조직에 관한 ％는 체적％를 의미한다.
<마이크로 조직 a>
마르텐사이트 또는 템퍼링 마르텐사이트, 베이나이트 및 베이니틱 페라이트 중 1종 또는 2종 이상을 포함하는 라스 조직: 80％ 이상
마이크로 조직 a는, 마르텐사이트 또는 템퍼링 마르텐사이트, 베이나이트 및 베이니틱 페라이트 중 1종 또는 2종 이상을 포함하는 라스 조직을 80％ 이상 포함하는 조직으로 한다.　이 라스 조직이 80％ 미만이면, 강판 a에 필요한 열처리를 실시해도, 본 발명 강판 A에 있어서, 필요한 마이크로 조직을 얻을 수 없고, 성형성-강도 밸런스가 우수한 기계 특성을 얻을 수 없으므로, 상기 라스 조직은 80％ 이상으로 한다.　바람직하게는 90％ 이상이며, 100％이라도 상관없다.
라스 조직의 분율은, 본 발명 강판 A 및 강판 a로부터, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로 하는 시험편을 채취하고, 시험편의 관찰면을 연마한 후, 경면으로 연마하고, 판 두께의 표면으로부터 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께)의 영역에 있어서, 1 이상의 시야에서, 합계로 2.0×10-8m2 이상의 면적을 전계 방사형 주사형 전자 현미경(FE-SEM: Field Emission Scanning Electron Microscope)을 사용한 후방 전자선 회절 해석(EBSD: Electron Back Scattering diffraction)에 의해 면적 분율을 구함으로써 얻어진다.
이것은 라스 조직이 내부에 갖는 방위차에 의한 것이며, 구체적으로는 측정 스텝을 0.2㎛로 하고, KAM법(Kernel Average Misorientation)에 의해 각 측정점 주변에 있어서의 국소 방위차를 맵화하고, 15×15로 자른 메쉬를 사용하여 포인트 카운팅법에 의해 면적을 구한다.
또한, EBSD에 의한 해석에서는 각 측정점의 결정 구조를 얻을 수 있기 때문에, 잔류 오스테나이트의 분포 및 형태의 평가도 FE-SEM을 사용한 EBSD 해석법에 의해 행한다.
구체적으로는, 본 발명 강판 A 및 강판 a로부터, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로 하는 시험편을 채취하고, 시험편의 관찰면을 연마한 후, 전해 연마에 의해 변형 영향층을 제거하고, 판 두께의 표면으로부터 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께)의 영역에 있어서, 1 이상의 시야에서, 합계로 2.0×10-8m2 이상의 면적을 측정 스텝 0.2㎛로 하여 EBSD 해석을 행한다.
측정 후의 데이터로부터 잔류 오스테나이트맵을 작성하고, 원 상당 직경이 2.0㎛ 초과 또한 애스펙트비가 2.5 미만인 잔류 오스테나이트를 추출하여 면적 분율을 구한다.
마이크로 조직 a가 라스 조직이면, 열처리에 의해, 라스 경계에, 동일한 결정 방위의 페라이트에 둘러싸인 미세한 오스테나이트가 생성되고, 라스 경계에 따라서 성장한다.　열처리 중에 라스 경계에 따라서 성장한, 1 방향으로 신장된 오스테나이트는, 열처리 후에 1 방향으로 신장된 마르텐사이트가 되어, 가공 경화에 크게 기여한다.
강판 a의 라스 조직은, 열연 조건을 적절하게 조정하여 형성한다.　라스 조직의 형성에 대하여는 후술한다.
마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트, 베이나이트 및 베이니틱 페라이트의 개개의 체적％는, 강판의 성분 조성, 열연 조건, 냉각 조건에서 변동되므로, 특별히 한정되지는 않지만, 바람직한 체적％에 대하여 설명한다.
마르텐사이트는 후술하는 열처리용 강판의 열처리에 의해 템퍼링 마르텐사이트가 되고, 열처리 전에 형성된 기존의 템퍼링 마르텐사이트와 아울러, 본 발명 강판 A의 성형성-강도 밸런스의 향상에 기여한다.　한편, 라스마루텐사이트는 매우 미세하기 때문에, 마르텐사이트가 증가하면 1 방향으로 신장된 마르텐사이트가 페라이트 입계에 존재하는 비율이 증가하고, 성형성이 도리어 열화되는 경우가 있다.　이 때문에, 라스 조직 중의 마르텐사이트의 체적％는 80％ 이하가 바람직하고, 50％ 이하가 보다 바람직하다.
템퍼링 마르텐사이트는, 본 발명 강판 A의 성형성-강도 밸런스의 향상에 크게 기여하는 조직이지만, 템퍼링 마르텐사이트 중에 조대한 탄화물이 생성되고, 그 후의 열처리 중에 등방적인 오스테나이트가 되는 경우가 있다.　이 때문에, 라스 조직 중의 템퍼링 마르텐사이트의 체적％는 80％ 이하가 바람직하다.
베이나이트 및 베이니틱 페라이트는, 성형성-강도 밸런스가 우수한 조직이지만, 베이나이트 중에 조대한 탄화물이 생성되고, 그 후의 열처리 중에 등방적인 오스테나이트가 되는 경우가 있다.　이 때문에, 라스 조직 중의 베이나이트의 체적 분율은 50％ 이하가 바람직하고, 20％ 이하가 더욱 바람직하다.
마이크로 조직 a에 있어서, 기타 조직(펄라이트, 시멘타이트, 괴상 페라이트, 잔류 오스테나이트 등)은 20％ 미만으로 한다.
괴상 페라이트는 결정립 내에 오스테나이트의 핵 생성 사이트를 갖지 않으므로, 열처리 후의 마이크로 조직에 있어서, 오스테나이트를 포함하지 않는 페라이트가 되고, 강도의 향상에 기여하지 않는다.
또한, 괴상 페라이트는, 모상 오스테나이트와 특정한 결정 방위 관계를 갖지 않는 경우가 있고, 괴상 페라이트가 증가하면, 열처리 중에 괴상 페라이트와 모상 오스테나이트의 경계에, 모상 오스테나이트와 결정 방위가 크게 다른 오스테나이트가 생성되는 경우가 있다.　페라이트의 주변에 새롭게 생성된, 결정 방위가 다른 오스테나이트는 등방적으로 성장하므로, 기계 특성의 향상에 기여하지 않는다.
강판 a에 있어서의 잔류 오스테나이트는, 열처리 시에 일부가 등방화되기 때문에, 기계 특성의 향상에 기여하지 않는다.　또한, 펄라이트와 시멘타이트는, 열처리 중에 오스테나이트로 변태되고, 등방적으로 성장하므로, 기계 특성의 향상에 기여하지 않는다.　그 때문에, 기타 조직(펄라이트, 시멘타이트, 괴상 페라이트, 잔류 오스테나이트 등)은 20％ 미만으로 한다.　바람직하게는 10％ 미만이다.
특히, 조대하며 등방적인 잔류 오스테나이트는, 당해 열처리용 강판의 열처리에 있어서, 가열에 의해 성장하고, 조대하며 등방적인 오스테나이트가 되고, 그 후의 냉각에 있어서 조대하며 등방적인 섬상 마르텐사이트가 되기 때문에, 인성이 열화된다.
이 때문에, 원 상당 직경이 2.0㎛ 초과, 또한 장축과 단축의 비인 애스펙트비가 2.5 미만인 조대 괴상 잔류 오스테나이트의 체적 분율은 2.0％ 이하로 제한한다.　당해 잔류 오스테나이트는 적을수록 좋고, 1.5％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.0％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하고, 0.0％여도 상관없다.
Mn을 (강판 a의 Mn％)×1.50 이상 함유하는 Mn 농화 조직: 2.0％ 이하
마이크로 조직에 있어서 Mn이 농화된 영역은, 그 부위가 라스 조직이어도, 열처리용 강판의 열처리에 있어서 가열 중에 우선적으로 오스테나이트로 역변태되고, 그 후의 냉각에 있어서 변태가 진행되기 어렵기 때문에, 잔류 오스테나이트가 생성되기 쉽다.　Mn이 (강판 a의 Mn％)×1.50 미만이면, 잔류 오스테나이트는 생성되기 어려우므로, Mn 농화의 기준을 (강판 a의 Mn％)×1.50으로 한다.
마이크로 조직 a에 있어서, Mn을 (강판 a의 Mn％)×1.50 이상 함유하는 Mn 농화 조직이 2.0％를 초과하면, 본 발명 강판 A의 마이크로 조직에 있어서, 잔류 오스테나이트의 체적％가 2.0％를 초과하므로, 마이크로 조직 a에 있어서의 Mn 농화 조직은 2.0％ 이하로 억제한다.　바람직하게는 1.5％ 이하, 보다 바람직하게는 1.0％ 이하이다.
이어서, 강판 a를 열처리하여 얻어지는 본 발명 강판 A의, 강판 표면으로부터 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께) 영역의 마이크로 조직(이하 「마이크로 조직 A」라고 하는 경우가 있다.)에 대하여 설명한다.　마이크로 조직에 관한 ％는 체적％를 의미한다.
<마이크로 조직 A>
마이크로 조직 A는 바늘상 페라이트 및 마르텐사이트(템퍼링 마르텐사이트를 포함함)를 주체로 하고, 괴상 페라이트를 20％ 이하(0％를 포함함), 잔류 오스테나이트를 2.0％ 이하(0％를 포함함)로 제한한 조직이다.
바늘상 페라이트: 20％ 이상
마이크로 조직 a(마르텐사이트 또는 템퍼링 마르텐사이트, 베이나이트 및 베이니틱 페라이트 중 1종 또는 2종 이상: 80％ 이상)의 라스 조직에, 필요한 가열 처리를 실시하면, 라스상 페라이트가 합체되어 바늘상이 되고, 그 결정립계에, 1 방향으로 신장된 오스테나이트 입자가 생성된다.
또한, 소정의 조건에서 냉각 처리를 실시하면, 1 방향으로 신장된 오스테나이트는 1 방향으로 신장된 마르텐사이트 영역이 되고, 마이크로 조직 A의 성형성-강도 밸런스가 향상된다.
바늘상 페라이트의 체적 분율이 20％ 미만이면, 충분한 효과가 얻어지지 않고, 등방적인 마르텐사이트 영역이 현저하게 증가하고, 마이크로 조직 A의 성형성-강도 밸런스가 열화되므로, 바늘상 페라이트의 체적 분율은 20％ 이상으로 한다.　성형성-강도 밸런스를 특히 높이기 위해서는, 바늘상 페라이트의 체적 분율을 30％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
한편, 바늘상 페라이트의 체적 분율이 90％를 초과하면, 마르텐사이트의 체적 분율이 감소하고, 후술하는 바와 같이 마르텐사이트의 체적 분율을 10％ 이상으로 할 수 없어, 강도가 크게 저하되므로, 바늘상 페라이트의 체적 분율은 90％ 이하이다.　고강도화를 위해서는, 바늘상 페라이트의 체적 분율을 저감시키고, 마르텐사이트의 체적 분율을 높이는 것이 바람직하고, 이 관점에서, 바늘상 페라이트의 분율은 75％ 이하가 바람직하다.　보다 바람직하게는 60％ 이하이다.
마르텐사이트: 10％ 이상
마르텐사이트는 강판 강도를 높이는 조직이다.　마르텐사이트가 10％ 미만이면, 성형성-강도 밸런스에 있어서, 필요한 강판 강도를 확보할 수 없으므로, 마르텐사이트는 10％ 이상으로 한다.　바람직하게는 20％ 이상이다.
한편, 마르텐사이트의 체적 분율이 80％를 초과하면, 상술한 바와 같이 바늘상 페라이트의 분율을 20％ 이상으로 할 수 없고, 그 구속이 약해져서 마르텐사이트 영역의 형태가 등방적이 되므로, 마르텐사이트의 체적 분율은 80％ 이하로 한다.　형성-강도 밸런스를 특히 높이기 위해서는, 바늘상 페라이트의 체적 분율을 50％ 이하로 제한하는 것이 보다 바람직하다.　보다 바람직하게는 35％ 이하이다.
마르텐사이트에서 차지하는 미세 탄화물이 석출된 템퍼링 마르텐사이트: 30％ 이상
마르텐사이트가 미세 탄화물을 포함하는 템퍼링 마르텐사이트인 경우, 마르텐사이트의 내파괴 특성은 크게 높아지고, 또한 충분한 강도를 겸비하므로, 성형성-강도 밸런스가 향상된다.　이 효과를 얻기 위해서, 미세 탄화물을 포함하는 템퍼링 마르텐사이트가 마르텐사이트에서 차지하는 비율을 30％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.　이 템퍼링 마르텐사이트의 비율은 클수록 바람직하고, 50％ 이상이 더욱 바람직하고, 100％이라도 상관없다.
한편, 과도하게 템퍼링을 진행시키고, 마르텐사이트 중의 탄화물의 평균 직경이 1.0㎛를 초과하면, 탄화물이 파괴의 전파 경로로서 작용하여, 오히려 내파괴 특성이 열화된다.
탄화물의 평균 직경이 1.0㎛ 이하이면 내파괴 인성은 열화되지 않고, 본 발명의 효과가 발휘된다.　탄화물이 크게 이루어지면 강도가 저하되기 때문에, 강도와 인성을 양립시키기 위해서는 탄화물의 평균 직경은 0.5㎛ 이하인 것이 바람직하다.　탄화물이 없어도 본 발명의 효과는 얻어지지만, 인성의 관점에서는 마르텐사이트 중에 미소한 탄화물이 포함되어 있는 것이 바람직하다.
상기 마르텐사이트는, 강판 a를 소정의 조건에서 가열하고, 라스상 조직으로부터 1 방향으로 신장된 오스테나이트를 생성시키고, 그 후에 소정의 조건에서 냉각시켜 당해 오스테나이트를 마르텐사이트 변태시킴으로써 얻어지는 것이며, 바늘상 페라이트에 의해 분단되어, 1 방향으로 신장된 섬상 조직이 된다.　1 방향으로 신장되어 있는 점에서, 변형의 집중이 완만해지고, 국소적인 파괴가 일어나기 어려워짐으로써, 성형성이 개선된다.
한편, 조대하면서 등방적인 섬상 마르텐사이트는, 변형을 가함으로써 용이하게 균열되기 때문에, 그 밀도가 크면 충격 시의 취성 파괴가 발생하기 쉬워져, 연성 취성 천이 온도가 크게 상승하고, 인성이 열화된다.
인성의 열화를 피하기 위해서, 섬상 마르텐사이트의 사이즈 및 형태는 다음 식 (A)를 만족시킬 필요가 있다.
Figure pct00022
여기서, di는 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께) 영역의 마이크로 조직에 있어서 i번째로 큰 섬상 마르텐사이트의 원 상당 직경[㎛]이며, ai는 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께) 영역의 마이크로 조직에 있어서 i번째로 큰 섬상 마르텐사이트의 애스펙트비이다.　이 식은 파괴의 발생 및 전파의 초기 단계에 있어서, 균열이 우선적으로 발생하는 섬상 마르텐사이트에 대하여, 그 국소적인 파괴의 발생과 서로의 균열의 연결 리스크를 평가하는 것이다.　초기에 균열이 발생하는 것은 조대한 섬상 마르텐사이트에 한정되는 점에서, 그 리스크는 상대적으로 큰 섬상 마르텐사이트에 대하여만 평가하면 된다.　구체적으로는, 본 발명에 있어서의 마이크로 조직의 관찰에 있어서, 5번째로 큰 섬상 마르텐사이트까지, 리스크를 평가하면 된다.
섬상 마르텐사이트의 크기가 클수록, 또한 애스펙트비가 작은, 즉 등축일수록 좌항의 값은 커지고, 인성이 열화되고, 10.0을 초과하면 소정의 특성이 발휘되지 않는다.
또한, 조대한 섬상 마르텐사이트의 밀도가 증가하면, 2번째 이후의 섬상 마르텐사이트의 사이즈가 커지고, 식 (A)의 좌변의 값이 상승하기 때문에, 취성 파괴가 발생하기 쉬워진다.
식 (A)의 값이 작을수록, 국소적인 균열의 발생 및 연결은 일어나기 어려워지기 때문에, 연성 취성 천이 온도는 저하되고, 인성이 개선되기 때문에 바람직하다.　식 (A)의 좌변은 7.5 이하가 바람직하고, 5.0 이하가 보다 바람직하다.
또한, 1번째로 큰 섬상 마르텐사이트의 원 상당 직경이 1.0㎛ 이하인 경우, 모든 di가 1.0 이하가 되고, 또한 애스펙트비인 ai는 반드시 1.0 이상인 점에서, 식 (A)의 좌변은 반드시 5.0 이하가 되기 때문에, 1번째로 큰 섬상 마르텐사이트의 원 상당 직경이 1.0㎛ 이하인 경우에는 식 (A)의 평가는 생략해도 상관없다.
괴상 페라이트: 20％ 이하
괴상 페라이트는 바늘상 페라이트와 경합하는 조직이다.　괴상 페라이트가 증가할수록 바늘상 페라이트가 감소하므로, 괴상 페라이트의 체적 분율은 20％ 이하로 제한한다.　괴상 페라이트의 체적 분율은 적은 쪽이 바람직하고, 0％라도 상관없다.
잔류 오스테나이트: 2.0％ 이하
잔류 오스테나이트는, 충격을 받으면 매우 경질의 마르텐사이트로 변태되고, 취성 파괴의 전파 경로로서 강하게 작용한다.　잔류 오스테나이트가 2.0％를 초과하면, 취성 파괴 시의 흡수 에너지가 현저하게 저하되고, 파괴의 진전을 충분히 억제할 수 없고, 인성이 크게 열화되므로, 잔류 오스테나이트는 2.0％ 이하로 한다.　이 점이, 마이크로 조직 A의 특징이다.　잔류 오스테나이트의 체적％는 바람직하게는 1.6％ 이하, 보다 바람직하게는 1.2％ 이하이고, 0.0％라도 상관없다.
잔부: 불가피적 생성상
마이크로 조직 A의 잔부는 베이나이트, 베이니틱 페라이트 및/또는 불가피적 생성상이다.　베이나이트 및 베이니틱 페라이트는, 강도와 성형성의 밸런스가 우수한 조직이며, 바늘상 페라이트와 마르텐사이트가 충분한 양 확보되어 있는 범위에 있어서, 마이크로 조직에 포함되어 있어도 상관없다.
베이나이트와 베이니틱 페라이트의 체적 분율의 합계가 60％를 초과하면, 바늘상 페라이트 및/또는 마르텐사이트의 분율이 충분히 얻어지지 않는 경우가 있고, 베이나이트와 베이니틱 페라이트의 체적 분율의 합계는 60％ 이하가 바람직하다.
마이크로 조직 A의 잔부 조직에 있어서의 불가피적 생성상은, 펄라이트, 시멘타이트 등이다.　펄라이트 및/또는 시멘타이트의 양이 많아지면, 연성이 저하되고, 성형성-강도 밸런스가 저하되므로, 상기 전체 조직 이외의 조직(펄라이트 및/또는 시멘타이트 등)의 체적 분율은 5％ 이하가 바람직하다.
마이크로 조직 A를, 상기 형태의 페라이트를 주체로 하고, 마르텐사이트가 10％ 이상, 잔류 오스테나이트가 2％ 이하인 조직으로 함으로써, 우수한 인성과, 우수한 성형성-강도 밸런스를 확보할 수 있다.　그 때문에, 마이크로 조직 A의 연성-취성 천이 온도는 -40℃ 이하에 달하고, 또한 연성-취성 천이 후의 흡수 에너지가, 연성-취성 천이 전의 흡수 에너지×0.15 이상이 된다.
상기 성분 조성에 있어서, 마이크로 조직 A를 갖는 본 발명 강판 A의 스폿 용접부에 있어서는, 십자 이음 강도가 인장 전단 강도×0.25 이상을 달성할 수 있다.　이것은, 용접점의 열 영향부에 있어서, 마이크로 조직의 형태가 바늘상 페라이트 및 마르텐사이트 영역의 형태를 이어받으므로, 열 영향부의 내파괴 특성이 향상되었기 때문이라고 추정하고 있다.
여기서, 조직의 체적 분율(체적％)의 결정 방법에 대하여 설명한다.
본 발명 강판 A 및 열처리용 강판(강판 a)으로부터, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로 하는 시험편을 채취한다.　시험편의 관찰면을 연마한 후, 나이탈 에칭하고, 판 두께의 표면으로부터 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께)의 영역에 있어서, 1 이상의 시야에서, 합계로 2.0×10-9m2 이상의 면적을 전계 방사형 주사형 전자 현미경(FE-SEM: Field Emission Scanning Electron Microscope)에서 관찰하고, 각 조직의 면적 분율(면적％)을 해석한다.
경험적으로, 면적 분율(면적％)≒체적 분율(체적％)인 것을 알고 있으므로, 면적 분율을 가지고 체적 분율로 한다.　또한, 마이크로 조직 A에 있어서의 바늘상 페라이트란, FE-SEM에 있어서의 관찰에 있어서, 결정립의 긴 직경과 짧은 직경의 비인 애스펙트비가 3.0 이상인 페라이트를 가리킨다.　또한, 괴상 페라이트란, 마찬가지로 애스펙트비가 3.0 미만인 페라이트를 가리킨다.
본 발명 강판 A의 마이크로 조직 중의 잔류 오스테나이트의 체적 분율은, X선 회절법에 의해 해석한다.　상기 시험편의 판 두께 표면으로부터 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께)의 영역에 있어서, 강판면에 평행한 면을 경면으로 마무리하고, X선 회절법에 의해 FCC철의 면적 분율을 해석한다.　그 면적 분율을 가지고 잔류 오스테나이트의 체적 분율로 한다.
템퍼링 마르텐사이트에 포함되는 탄화물의 직경은 FE-SEM에 의한 조직 분율의 측정과 동일한 시야에 있어서 행한다.　1 이상의 시야에 있어서, 합계로 1.0×10-10m2 이상의 면적의 템퍼링 마르텐사이트를 배율 20,000배로 관찰하고, 임의의 30개의 탄화물에 있어서 원 상당 직경을 측정하고, 그 단순 평균을 가지고 당해 재료에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트 중의 탄화물의 평균 직경이라고 간주한다.
또한, 배율 20,000배로는 검지할 수 없는 미세한 탄화물은, 당해 탄화물이 취성 파괴의 전파 경로로서는 작용하지 않는 점에서, 평균 직경의 도출에 있어서는 무시한다.　구체적으로는, 원 상당 직경으로 0.1㎛ 미만이라고 판단되는 탄화물은 탄화물의 평균 직경을 구할 때에는 무시한다.
본 발명 강판 A는, 강판의 편면 또는 양면에, 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 갖는 강판(본 발명 강판 A1)이어도 되고, 또한 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층에 합금화 처리를 실시한 합금화 도금층을 갖는 강판(본 발명 강판 A2)이어도 된다.　이하, 설명한다.
아연 도금층 및 아연 합금 도금층
본 발명 강판 A의 편면 또는 양면에 형성하는 도금층은, 아연 도금층, 또는 아연을 주성분으로 하는 아연 합금 도금층이 바람직하다.　아연 합금 도금층은 합금 성분으로서, Ni를 포함하는 것이 바람직하다.
아연 도금층 및 아연 합금 도금층은 용융 도금법 또는 전기 도금법으로 형성한다.　아연 도금층의 Al량이 증가하면, 강판 표면과 아연 도금층의 밀착성이 저하되므로, 아연 도금층의 Al량은 0.5질량％ 이하가 바람직하다.　아연 도금층이 용융 아연 도금층인 경우, 강판 표면과 아연 도금층의 밀착성을 높이기 위해서, 용융 아연 도금층의 Fe량은 3.0질량％ 이하가 바람직하다.
아연 도금층이 전기 아연 도금층인 경우, 도금층의 Fe량은, 내식성의 향상의 점에서, 0.5질량％ 이하가 바람직하다.
아연 도금층 및 아연 합금 도금층은, Ag, B, Be, Bi, Ca, Cd, Co, Cr, Cs, Cu, Ge, Hf, Zr, I, K, La, Li, Mg, Mn, Mo, Na, Nb, Ni, Pb, Rb, Sb, Si, Sn, Sr, Ta, Ti, V, W, Zr, REM 중 1종 또는 2종 이상을, 내식성이나 성형성을 저해하지 않는 범위에서 함유해도 된다.　특히 Ni, Al, Mg는 내식성의 향상에 유효하다.
합금화 도금층
아연 도금층 또는 아연 합금 도금층에 합금화 처리를 실시하여, 강판 표면에 합금화 도금층을 형성한다.　용융 아연 도금층 또는 용융 아연 합금 도금층에 합금화 처리를 실시하는 경우, 강판 표면과 합금화 도금층의 밀착성의 향상의 점에서, 용융 아연 도금층 또는 용융 아연 합금 도금층의 Fe량을 7.0 내지 13.0질량％로 하는 것이 바람직하다.
본 발명 강판 A의 판 두께는, 특히 특정한 판 두께 범위에 한정되지는 않지만, 범용성이나 제조성을 고려하면, 0.4 내지 5.0mm가 바람직하다.　판 두께가 0.4mm 미만이면, 강판 형상을 평탄하게 유지하는 것이 어려워지고, 치수·형상 정밀도가 저하되므로, 판 두께는 0.4mm 이상이 바람직하다.　보다 바람직하게는 0.8mm 이상이다.
한편, 판 두께가 5.0mm를 초과하면, 제조 과정에서, 가열 조건 및 냉각 조건의 제어가 곤란해지고, 판 두께 방향에 있어서 균질한 마이크로 조직이 얻어지지 않는 경우가 있으므로, 판 두께는 5.0mm 이하가 바람직하다.　보다 바람직하게는 4.5mm 이하이다.
이어서, 강판 a의 제조 방법 a1과 a2, 및 본 발명 제조 방법 A, A1a, A1b 및 A2에 대하여 설명한다.
최초에, 본 발명 강판 A의 재료가 되는 열처리용 강판(강판 a)의 제조 방법 a1 및 제조 방법 a2에 대하여 설명한다.
제조 방법 a1은,
강판 a의 성분 조성의 강편을 열간 압연에 제공하고, 850℃로부터 1050℃에서 열간 압연을 완료하여 열간 압연 후의 강판으로 하고,
열간 압연 후의 강판을, 850℃로부터 550℃까지의 사이를, 평균 냉각 속도 30℃/초 이상으로 냉각시키고, 하기 식으로 정의하는 베이나이트 변태 개시점: Bs점 이하의 온도에서 권취하고,
Bs점으로부터 (Bs점-80℃)까지, 하기 식 (1)을 만족시키는 조건에서 냉각시켜 열연 강판으로 하고,
상기 열연 강판에 압하율 10％ 이하의 냉간 압연을 실시하거나, 실시하지 않거나 하여, 열처리용 강판을 제조하는 것이다.
Figure pct00023
Figure pct00024
상기 식 (1)에 있어서, Bs는 Bs점(℃), WM은 각 원소종의 성분 조성(질량％), Δt(n)는 열간 압연 후의 냉각으로부터 권취를 거쳐서 400℃까지 냉각시키는 동안에 있어서의 (Bs-10×(n-1))℃로부터 (Bs-10×n)℃까지의 경과 시간(초)이다.
제조 방법 a2는, 상기 제조 방법 a1의 열연 강판 제조 공정과 마찬가지의 공정에 의해 제조된 열연 강판에, 제1 냉간 압연을 실시하거나, 실시하지 않거나 하여, 중간 열처리용 강판을 제조하고,
강판 a의 성분 조성의 중간 열처리용 강판을, (Ac3-20)℃ 이상의 온도로, 700℃로부터 (Ac3-20)℃의 온도역에 있어서의 경과 시간을 10 분할하여 계산하는 하기 식 (2)를 만족시키는 평균 가열 속도로 가열하고, 이어서
가열 온도로부터, 700℃로부터 550℃의 온도역의 평균 냉각 속도를 30℃/초 이상으로 하여 냉각시키고, Bs점으로부터 (Bs-80)℃의 온도역의 평균 냉각 속도를 20℃/초 이상으로 하여 냉각시키고, (Bs-80)℃로부터 Ms점에 있어서의 체류 시간을 1000초 이하로 하고, Ms점으로부터 (Ms-50)℃에 있어서의 평균 냉각 속도를 100℃/초 이하로 제한하여 냉각시키고(이하 「중간 열처리」라고도 한다.), 냉각된 중간 열처리 강판에 압하율 10％ 이하의 제2 냉간 압연을 실시하거나, 제2 냉간 압연을 실시하지 않거나 하여, 열처리용 강판을 제조하는 것이다.
Figure pct00025
Figure pct00026
상기 식 (2)는 가열 공정에서의 700℃로부터 (Ac3-20)℃의 온도역에 있어서의 경과 시간을 10 분할하여 계산하는 식이다.　Δt는 경과 시간의 10분의 1(초), fγ(n)는 n번째의 구간에 있어서의 평균 역변태율, T(n)는 n번째의 구간에 있어서의 평균 온도(℃)이다.
제조 방법 a1의 공정 조건에 대하여 설명한다.
열간 압연
강판 a의 성분 조성의 용강을, 연속 주조나 박 슬래브 주조 등의 통상법에 따라서 주조하고, 열간 압연에 제공하는 강편을 제조한다.　강편을 일단 상온까지 냉각시킨 후, 열간 압연에 제공할 때, 가열 온도는 1080℃로부터 1300℃가 바람직하다.
가열 온도가 1080℃ 미만이면, 주조에서 기인하는 조대한 개재물이 용해되지 않고, 열간 압연 후의 공정에서, 열연 강판이 파단될 우려가 있으므로, 가열 온도는 1080℃ 이상이 바람직하다.　보다 바람직하게는 1150℃ 이상이다.
가열 온도가 1300℃를 초과하면, 다량의 열에너지가 필요해지므로, 1300℃ 이하가 바람직하다.　보다 바람직하게는 1230℃ 이하이다.　또한, 상기 용강을 주조 후, 1080℃로부터 1300℃의 온도역에 있는 강편을, 직접 열간 압연에 제공해도 된다.
열간 압연 완료 온도: 850℃로부터 1050℃
열간 압연은 850℃로부터 1050℃에서 완료된다.　열간 압연 완료 온도가 850℃ 미만이면, 압연 반력이 증대되고, 형상·판 두께의 치수 정밀도를 안정되게 확보하는 것이 곤란해지므로, 열간 압연 완료 온도는 850℃ 이상으로 한다.　바람직하게는 870℃ 이상이다.
한편, 열간 압연 완료 온도가 1050℃를 초과하면, 강판 가열 장치가 필요해지고, 압연 비용이 상승하므로, 열간 압연 완료 온도는 1050℃ 이하로 한다.　바람직하게는 1000℃ 이하이다.
850℃로부터 550℃까지의 평균 냉각 속도: 30℃/초 이상
열간 압연 완료 후의 열간 압연 후의 강판을, 850℃로부터 평균 냉각 속도 30℃/초 이상으로 550℃ 이하까지 냉각시킨다.　평균 냉각 속도가 30℃/초 미만인 경우, 페라이트 변태가 진행되고, 괴상의 페라이트가 생성되어 강판 a에 있어서 라스 조직이 충분히 얻어지지 않기 때문에, 열간 압연 완료 후의 열간 압연 후의 강판은, 850℃로부터 550℃까지의 평균 냉각 속도를 30℃/초 이상으로 한다.　본 발명 강판 A에 있어서의 괴상 페라이트를 저감시키기 위해서, 850℃로부터 550℃까지의 평균 냉각 속도는 40℃/초 이상이 바람직하다.
권취 온도: Bs점 이하
850℃로부터 550℃까지의 평균 냉각 속도 30℃/초 이상으로 550℃ 이하까지 냉각시킨 열간 압연 후의 강판을, 하기 식으로 정의하는 베이나이트 변태 개시 온도: Bs점(℃) 이하에서 권취한다.
Figure pct00027
열간 압연 후의 강판을, Bs점(℃)보다 높은 온도에서 권취하면, 권취 중에 페라이트 변태가 과도하게 진행되고, 마이크로 조직 중에, 괴상의 페라이트가 생성되어 라스 조직이 얻어지지 않고, 또한 Mn 농화 조직이 2.0체적％를 초과하여 생성된다.　권취 온도는 (Bs점-80)℃ 이하가 바람직하다.
Bs점으로부터 (Bs점-80℃)에 있어서의 온도 이력: 식 (1)
열간 압연 후의 냉각으로부터 권취를 거쳐서 냉각시키는 동안에 있어서, 특히 Bs점으로부터 (Bs점-80)℃의 온도역에 있어서는 베이나이트 변태가 일부의 오스테나이트 입계로 국소적으로 진행되기 쉽고, 또한 400℃ 이상의 온도역에서는 Mn 원자의 확산도 진행되기 쉽기 때문에, 변태가 완료된 영역으로부터 미변태 오스테나이트로의 열연 강판에 있어서의 Mn의 농화가 진행되기 쉽다.
이 열연 강판에 있어서 베이나이트 변태가 국소적으로 진행되기 때문에, Mn이 농화된 미변태 오스테나이트도 국재화되고, Mn의 농화부의 일부는 조대한 괴상의 잔류 오스테나이트가 된다.
하기 식 (1)은 당해 온도역에 있어서의 Mn의 농화 경향을 나타내고, 베이나이트 변태의 진행 속도, Mn의 농화 속도, 베이나이트의 편재 정도를 경험적으로 고려하는 식이다.　식 (1)의 좌변이 1.50을 초과하는 경우, 열연 강판에 있어서의 상변태가 국소적으로 과도하게 진행되고, 미변태의 오스테나이트로의 Mn 농화가 과도하게 진행되고, 열연 강판은 많은 Mn 농화부 및 조대한 괴상의 잔류 오스테나이트를 갖는 것이 된다.
또한, 이 때문에, Bs점으로부터 (Bs점-80)℃의 온도역에 있어서의 식 (1)의 값을 1.50 이하로 제한한다.　식 (1)의 값이 작을수록 Mn 농화는 진행되기 어렵고, 식 (1)의 값을 1.20 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.00 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.　(Bs점-80)℃를 하회하는 온도역에서는, 베이나이트 변태의 진행 속도가 Mn의 농화 속도에 비해 충분히 빠르고, Mn의 미변태부로의 농화를 무시할 수 있다.　또한, 베이나이트 변태도 다수의 오스테나이트 입계로부터 개시되기 때문에, 열연 강판에 있어서, 미변태 오스테나이트의 국재화도 진행되지 않는다.
Bs점으로부터 (Bs점-80℃) 사이의 온도에서, 권취가 행해지는 경우도 있다.　그 때의 온도 측정은 하기와 같이 행한다.
권취 전의 온도는, 판면의 연직 방향으로부터 강판의 중앙부의 판 표면에 있어서 측정한다.　측정에는 방사 온도계를 사용한다.　권취 후의 온도 이력은, 코일에 권취한 링 형상의 원주 방향 단면에 있어서, 그 중앙부의 점을 대표점으로 한다.　이 대표점에 있어서의 온도 이력을 사용한다.
코일을 권취할 때에 당해 대표점에 대응하는 위치에 접촉식 온도계(열전대)를 도입하여, 직접 측정한다.
혹은, 전열 계산을 행하여 당해 대표점에 있어서의 권취 후의 코일의 온도 이력을 구해도 된다.　이 경우, 측정에는 방사 온도계 및/또는 접촉식 온도계를 사용하여, 코일의 측면 및/또는 표면에 있어서의 온도 이력을 측정한다.
Figure pct00028
상기 식 (1)은, 열간 압연 후의 냉각으로부터 권취를 거쳐서 냉각시키는 동안에 있어서의 Bs점으로부터 (Bs점-80)℃의 온도역에 있어서 계산을 행하고, Bs는 Bs점(℃), WM은 각 원소종의 조성(질량％), Δt(n)는 (Bs-10×(n-1))℃로부터 (Bs-10×n)℃까지의 경과 시간(초)이다.　n은 1로부터 8까지 계산을 행하지만, 400℃ 이하의 온도역에 있어서는 Mn의 확산 속도가 작고, Mn의 농화가 진행되지 않는 점에서, (Bs-10×n)℃가 400℃를 하회하는 경우에는 이후의 n에 대하여는 총합에 포함하지 않는 것으로 한다.　예를 들어, Bs가 455℃인 경우, 식 (1)은 n=1로부터 n=6까지의 총합으로 한다.
Bs점으로부터 (Bs점-80)℃의 온도역에 있어서의 냉각 속도가 빠를수록 식 (1)의 값은 작아지고, Mn의 농화는 억제된다.　단, 코일에 권취한 상태에서 급속하게 냉각시키면, 강판의 형상이 무너져, 강판의 조질이나 산세가 곤란해지기 때문에, 코일에 권취 이후의 평균 냉각 속도는 10℃/초 이하로 하는 것이 바람직하다.　강판의 형상 관점에서는, 식 (1)을 만족시킬 수 있는 범위라면, 권취 후의 코일은 방랭시키는 것이 바람직하다.
특히, Bs점으로부터 (Bs점-80)℃의 온도역에 있어서의 냉각 과정에 있어서, 상기 식 (1)을 만족시키지 않는 경우, 일부의 오스테나이트 입계로부터, 국소적으로 베이나이트 변태가 시작되고, 강판 a에 괴상의 미변태 오스테나이트가 남고, 괴상의 잔류 오스테나이트가 된다.　상기 온도역에 있어서의 상기 식 (1)의 값을 1.20 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.00 이하가 더욱 바람직하다.
열연 강판의 템퍼링
권취한 열연 강판은 고강도이기 때문에, 최종 열처리 전의 절단 공정에서의 생산성을 높이기 위해서, 해당 열연 강판에 적당한 온도, 시간의 템퍼링 처리를 실시해도 된다.
제조 방법 a1에 있어서는, 상기 열연 강판에, 압하율 10％ 이하의 냉간 압연을 실시하여 열처리용 강판으로 해도 된다.　단, 냉간 압연의 압하율이 10％를 초과하면, 라스상 조직의 입계가 과잉으로 변형된다.　여기서 강판을 가열하면, 라스상 조직의 일부가 가열 중에 재결정되고, 괴상의 페라이트가 되기 때문에, 열처리에 의해 바늘상 페라이트를 얻을 수 없다.
제조 방법 a2의 공정 조건에 대하여 설명한다.
또한 냉간 압연과 열처리를 실시하는 열연 강판
제조 방법 a2는, 제조 방법 a1의 열연 강판 제조 공정과 마찬가지의 공정에 의해 제조된 열연 강판에, 냉간 압연(이하, 「제1 냉간 압연」이라고 하는 경우가 있다.)을 실시하거나, 실시하지 않거나 하여 중간 열처리용 강판을 제조하고, 냉간 압연에 의한 조직에의 영향을 억제하는 열처리(이하, 「중간 열처리」라고 하는 경우가 있다.)를 실시하고, 필요에 따라서 또한 압하율 10％ 이하의 냉간 압연(이하, 「제2 냉간 압연」이라고 하는 경우가 있다.) 등을 실시하여, 강판 a를 제조하는 방법이다. 제1 냉간 압연과 중간 열처리를 실시하는 열연 강판은, 강판 a의 성분 조성을 갖고, 제조 방법 a1의 열연 강판 제조 공정과 마찬가지의 공정을 따라서 제조한 열연 강판이면 된다.　하기 중간 열처리를 실시하는 점에서, 제1 냉간 압연에 대하여, 압하율을 10％ 초과로 하는 것이 가능해진다.
열연 강판에, 중간 열처리 전에, 1회 이상의 산세를 실시해도 된다.　산세에서, 열연 강판 표면의 산화물을 제거하여 청정화하면, 강판의 도금성이 향상된다.
산세 후의 열연 강판을, 중간 열처리 전에 제1 냉간 압연을 실시하거나, 실시하지 않거나 하여, 중간 열처리용 강판으로 한다. 제1 냉간 압연에 의해, 강판의 형상·치수 정밀도가 향상된다.　단, 압하율의 합계가 85％를 초과하면, 강판의 연성이 저하되고, 냉간 압연 중에, 강판이 파단될 우려가 있으므로, 압하율의 합계는 80％ 이하가 바람직하다.　보다 바람직하게는 75％ 이하이다.
라스상 조직에 10％ 초과의 냉간 압연을 실시하면, 라스상 조직의 입계가 과잉으로 변형된다.　여기서 강판을 가열하면, 라스상 조직의 일부가 가열 중에 재결정되고, 괴상의 페라이트가 되기 때문에, 열처리에 의해 바늘상 페라이트를 얻을 수 없다.　필요한 판 두께 및/또는 형상의 강판을 얻기 위해서 10％ 초과의 냉간 압연을 실시하는 경우, 바늘상 페라이트를 얻기 위한 열처리에 앞서, 다시 라스상 조직을 얻기 위한 열처리가 필요해진다.
압하율의 합계가 0.05％ 미만이면, 강판의 형상·치수 정밀도는 향상되지 않고, 이후의 가열 처리 및 냉각 처리 중, 강판 온도가 불균일해져, 연성이 저하됨과 함께, 강판의 외관이 손상되므로, 압하율의 합계는 0.05％ 이상이 바람직하다.　보다 바람직하게는 0.10％ 이상이다.　후의 열처리 공정에서, 재결정에 의해 조직의 미세화를 도모하는 점에서, 압하율의 합계는 20％ 이상이 바람직하다.　상기와 같이 냉간 압연의 압하율이 10％ 이하인 경우에는, 그 후, 이하의 열처리를 행해도 행하지 않아도 되고, 그 경우에는 상기 제조 방법 a1과 동등한 제조 방법이 된다.
열연 강판을 냉간 압연할 때, 압연 전, 또는 압연 패스간에서, 강판을 가열해도 된다.　이 가열로, 강판이 연질화되고, 압연 중의 압연 반력이 저감되며, 강판의 형상·치수 정밀도가 향상된다.　단, 가열 온도는 700℃ 이하가 바람직하다.　가열 온도가 700℃를 초과하면, 마이크로 조직의 일부가 괴상의 오스테나이트가 되고, Mn 편석이 진행되어, 조대한 괴상 Mn 농화 영역이 생성된다.　그 때문에, 강판 a의 조직이 소정의 조직으로부터 벗어나고, 열처리용 강판으로서 적절한 조직이 되지 않는다.
이 괴상 Mn 농화 영역은, 미변태의 오스테나이트가 되고, 소성 공정에 있어서도 괴상인 채로 잔존하고, 강판에 괴상이며 조대한 경질 조직이 생성되어, 연성이 저하된다.　또한, 가열 온도가 300℃ 미만이면, 충분한 연질화 효과를 얻지 못하므로, 가열 온도는 300℃ 이상이 바람직하다.　또한, 상기 산세는 상기 가열의 전과 후 중 언제 행해도 된다.
강판 가열 온도: (Ac3-20)℃ 이상
가열 속도 한정 온도역: 700℃로부터 (Ac3-20)℃
상기 온도역의 가열: 하기 식 (2)
냉연 강판(열연 강판에서도 가능)을 (Ac3-20)℃ 이상으로 가열한다.　강판 가열 온도가 (Ac3-20)℃ 미만이면, 가열 중에 조대한 페라이트가 잔존하고, 그 후의 냉각 시에 등방적으로 성장하여 괴상 페라이트를 형성하고, 본 발명의 고강도 강판 기계 특성이 크게 저하되므로, 강판 가열 온도는 (Ac3-20)℃ 이상으로 한다.　바람직하게는 (Ac3-15)℃ 이상, 보다 바람직하게는 (Ac3+5)℃ 이상이다.
또한, 본 발명에 있어서의 Ac3 및 후술하는 Ac1은, 각종 열처리 전의 강판으로부터 소편을 잘라내고, 강판 표면의 산화층을 연삭 내지 염산 산세에 의해 제거한 후, 10-1MPa 이하의 진공 환경 하에서 가열 속도 10℃/초로 1200℃까지 가열하고, 레이저 변위계를 사용하여 가열 중의 체적 변화 거동을 측정함으로써 얻어진다.
강판 가열 온도의 상한은 특별히 정하지 않지만, 결정립의 조대화 억제, 가열 비용의 저감의 점에서, 1050℃를 상한으로 하고, 1000℃ 이하가 바람직하다.
처리 시간에 대하여는, (최고 가열 온도-10)℃로부터 최고 가열 온도의 구간에 있어서의 체재 시간은 짧으면 되고, 1초 미만이라도 상관없지만, 가열 직후에 냉각시키면 강판 내부에 온도 불균일이 발생하여 강판의 형상이 악화되는 경우가 있고, 1초 이상으로 하는 것이 바람직하다.
한편, 이 온도 구간에 있어서의 체재 시간이 과잉으로 길어지면, 조직이 조대화되고, 최종 제품의 인성이 열화되는 경우가 있다.　이 관점에서 체재 시간은 10000초 이하로 하는 것이 바람직하다.　체재 시간을 길게 하는 것은 열처리 비용을 증대시키기 때문에, 체재 시간은 1000초 이하로 하는 것이 바람직하다.
강판(중간 열처리용 강판)을 가열할 때, 700℃로부터 (Ac3-20)℃의 온도역은, 하기 식 (2)를 만족시키는 조건에서 가열한다.　이 가열에 의해, 강판 a의 마이크로 조직을 라스 조직으로 하기 위한 소지 조직을 형성할 수 있다.
하기 식 (2)를 만족시키지 않는 경우, 가열 중에 Mn 편석이 진행되고, 조대한 괴상 Mn 농화 영역이 생성되어, 열처리 후의 기계 특성이 저하된다.　가열 조건은, 하기 식 (2)를 만족시킬 필요가 있다.　하기 식 (2)의 값을 0.8 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Figure pct00029
상기 식 (2)는, 가열 공정에서의 700℃로부터 (Ac3-20)℃의 온도역에 있어서의 경과 시간을 10 분할하여 계산하는 식이다.　Δt는 경과 시간의 10분의 1(초), fγ(n)는 n번째의 구간에 있어서의 평균 역변태율, T(n)는 n번째의 구간에 있어서의 평균 온도(℃)이다.
상기 식 (2)는, 페라이트로 대표되는 BCC상과 오스테나이트로 대표되는 FCC상이 공존하는 영역에 있어서의 Mn 농화 거동을 나타내는 식이다.　좌변의 값이 클수록, Mn이 농화된다.　가열 중의 역변태율 fγ(n)는, 열처리 전의 재료로부터 소편을 잘라내고, 사전에 가열 처리 시험을 행하여 가열 중의 체적 팽창 거동을 측정함으로써 얻을 수 있다.
700℃로부터 550℃에 있어서의 평균 냉각 속도: 30℃/초 이상
중간 열처리용 강판(냉연 강판 또는 열연 강판)을 (Ac3-20)℃ 이상의 온도로 가열한 후, 700℃로부터 550℃의 온도역의 평균 냉각 속도를 30℃/초 이상으로 하여 냉각시킨다.　평균 냉각 속도가 30℃/초 미만이면, 페라이트 변태가 진행되고, 조대한 괴상 페라이트가 생성되어 강판 a에 있어서 라스 조직이 얻어지지 않는다.　평균 냉각 속도는 40℃/초 이상이 바람직하다.　냉각 속도의 상한을 특별히 설정하지 않고 원하는 열처리용 강판은 얻어지지만, 비용의 관점에서는 200℃/초 이하가 바람직하다.
Bs점으로부터 (Bs-80)℃에 있어서의 평균 냉각 속도: 20℃/초 이상
제조 방법 a2에 있어서의 냉각 공정은, 제조 방법 a1에 있어서의 냉각 공정과 비교하여, 모상의 입경이 미세하고, Bs점 이하에서의 변태가 진행되기 쉽다.　변태에 요하는 시간이 짧기 때문에, Mn 농화는 일어나기 어려워지지만, 한편으로 당해 온도역에 있어서의 변태는 본 열처리에 있어서도 국소적으로 진행되기 때문에, 괴상의 미변태 오스테나이트는 남기 쉬워진다.　후자의 관점에서, 제조 방법 a2에 있어서의 Bs점 이하에서의 냉각 속도는, 제조 방법 a1과 비교하여, 허용도가 작다.
Bs점으로부터 (Bs-80)℃의 온도역에 있어서의 냉각 과정에 있어서, 평균 냉각 속도가 20℃/초 미만인 경우, 일부의 오스테나이트 입계로부터, 국소적으로 베이나이트 변태가 시작되고, 괴상의 미변태 오스테나이트가 남고, 괴상의 잔류 오스테나이트가 된다.　이 때문에, 상기 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도를 20℃/초 이상으로 한다.　평균 냉각 속도는 30℃/초 이상이 바람직하다.　냉각 속도의 상한을 특별히 설정하지 않고 원하는 열처리용 강판은 얻어지지만, 비용의 관점에서, 200℃/초 이하가 바람직하다.
(Bs-80)℃로부터 Ms점에 있어서의 체류 시간: 1000초 이하
제조 방법 a2는, 제조 방법 a1과 비교하여, 모상의 입경이 미세하고, Bs점 이하에서의 변태가 진행되기 쉬우므로, (Bs-80)℃로부터 Ms점에 있어서의 체류 시간이 길면, 국소적인 베이나이트 변태가 진행되고, 괴상의 미변태 오스테나이트가 남고, 괴상의 잔류 오스테나이트가 되는 경우가 있다.　여기에서 말하는 체류 시간은, 재가열·등온 유지 등에 의해, (Bs-80)℃로부터 Ms점의 온도 범위 내로 유지되는 시간도 포함한다.
이 때문에, 상기 온도역에 있어서의 체류 시간을 1000초 이하로 제한한다.　체류 시간은 500초 이하가 바람직하고, 200초 이하가 더욱 바람직하다.　체류 시간은 짧을수록 바람직하지만, 1초 미만으로 하기 위해서는 매우 큰 냉각 속도를 요하므로, 비용의 관점에서 1초 이상이 바람직하다.
Ms점으로부터 (Ms-50)℃에 있어서의 평균 냉각 속도: 100℃/초 이하
제조 방법 a2에서는, 제조 방법 a1에 비해, 냉각 속도가 빠르고, Ms점 도달 시점에서 잔존하고 있는 미변태 영역이 많으므로, Ms점으로부터 (Ms-50)℃에서의 냉각 속도가 과도하게 빠르면, 괴상의 미변태 오스테나이트가 잔존할 가능성이 있다.
Ms점으로부터 (Ms-50)℃에서의 마르텐사이트 변태를 충분히 진척시키고, 미변태 오스테나이트를 저감시키기 위해서, Ms점으로부터 (Ms-50)℃에 있어서의 평균 냉각 속도를 100℃/초 이하로 제한한다.　상기 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도는 70℃/초 이하가 바람직하고, 40℃/초 이하가 더욱 바람직하다.
이 범위 내로 평균 냉각 속도를 제어함으로써, 미변태 오스테나이트를 충분히 마르텐사이트로 변태시켜, 그 분율을 저감시킬 수 있다.　이 때문에, 조대 괴상의 잔류 오스테나이트 발생을 저감시킬 수 있다.
상기 온도역에 있어서의 냉각 속도는 늦을수록 바람직하지만, 0.1℃/초 미만으로 하기 위해서는 오히려 대규모 가열 장치가 필요해지므로, 비용의 관점에서 0.1℃/초 이상이 바람직하다.
Figure pct00030
제조 방법 a2에 있어서는, 상기 중간 열처리의 냉각 후 중간 열처리 강판에, 압하율 10％ 이하의 제2 냉간 압연을 실시해도 되고, 냉각 후의 중간 열처리 강판에 산세를 실시해도 되고, 냉각 후의 중간 열처리 강판에, 탄화물로의 Mn 농화가 진행되지 않는 범위에서 템퍼링 처리를 실시해도 된다.
또한, 제1 냉간 압연을 실시하지 않고 상기 중간 열처리와 동일한 열처리를 실시한 후, 압하율 10％ 이하의 제2 냉간 압연을 실시해도 되고, 상기 중간 열처리와 동일한 열처리를 실시한 후의 열연 강판에 산세를 실시해도 되고, 상기 중간 열처리와 동일한 열처리를 실시한 후의 열연 강판에, 탄화물로의 Mn 농화가 진행되지 않는 범위에서 템퍼링 처리를 실시해도 된다.
단, 제2 냉간 압연 후에는, 상기와 같은 중간 열처리를 실시하지 않으므로, 제2 냉간 압연의 압하율이 10％를 초과하면, 제1 냉간 압연의 경우와 마찬가지로, 라스상 조직의 입계가 과잉으로 변형된다.　여기서 강판을 가열하면, 라스상 조직의 일부가 가열 중에 재결정되고, 괴상의 페라이트가 되기 때문에, 열처리에 의해 바늘상 페라이트를 얻을 수 없다.
이어서, 본 발명 제조 방법 A, 본 발명 제조 방법 A1a, 본 발명 제조 방법 A1b 및 본 발명 제조 방법 A2에 대하여 설명한다.
본 발명 제조 방법 A는, 상기 본 발명의 a1, a2의 방법으로 제조한 열처리용 강판(강판 a)을 사용하여 본 발명 강판 A를 제조하는 제조 방법이며,
상기와 같이 제조한 열처리용 강판인 강판 a를, (Ac1+25)℃로부터 Ac3점의 온도로, 700℃로부터 최고 가열 온도 또는 (Ac3-20)℃ 중 어느 낮은 온도를 종점으로 하는 온도역에 있어서의 경과 시간을 10 분할하여 계산하는 하기 식 (3)을 만족시키는 조건에서 가열하고, 최고 가열 온도-10℃로부터 최고 가열 온도의 온도역으로 150초 이하 유지하고,
가열 유지 온도로부터, 700℃로부터 550℃ 사이의 평균 냉각 속도를 25℃/초 이상으로 하여 냉각시키고, 550℃ 또는 Bs점 중 어느 낮은 쪽을 기점으로 하여 300℃까지의 온도역에 있어서의 체류 시간을 10 분할하여 계산하는 하기 식 (4) 및 식 (5)를 만족시키는 범위로 제한하는(이하 「최종 열처리」라고도 한다.)
것을 특징으로 한다.
본 발명 제조 방법 A1a는, 본 발명 강판 A1을 제조하는 제조 방법이며,
본 발명 제조 방법 A로 제조한 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판을, 아연을 주성분으로 하는 도금욕에 침지시키고, 해당 고강도 강판의 편면 또는 양면에, 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 형성하는
것을 특징으로 한다.
본 발명 제조 방법 A1b는, 본 발명 강판 A1을 제조하는 제조 방법이며,
본 발명 제조 방법 A로 제조한 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판의 편면 또는 양면에, 전기 도금으로 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 형성하는
것을 특징으로 한다.
본 발명 제조 방법 A2는, 본 발명 강판 A2를 제조하는 제조 방법이며,
본 발명 강판 A1의 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 450℃로부터 550℃로 가열하고, 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층에 합금화 처리를 실시하는
것을 특징으로 한다.
본 발명 제조 방법 A의 공정 조건에 대하여 설명한다.
강판 가열 온도: (Ac1+25)℃로부터 Ac3점
가열 속도 한정 온도역: 700℃로부터 (Ac3-20)℃
가열 조건: 하기 식 (3)
강판 a를 (Ac1+25)℃로부터 Ac3점으로 가열한다.　가열 시, 700℃로부터 (Ac3-20)℃의 온도역에 있어서, 평균 가열 속도 1℃/초 이상, 또는 하기 식 (3)을 만족시키는 가열 조건으로 한다.
강판 가열 온도가 (Ac1+25)℃ 미만이면, 강판 중의 시멘타이트가 녹고 남아, 기계 특성이 저하될 우려가 있고, 강판 가열 온도는 (Ac1+25)℃ 이상으로 한다.　바람직하게는 (Ac1+40)℃ 이상이다.
한편, 강판 가열 온도의 상한은 Ac3점 이하로 한다.　강판 가열 온도가 Ac3점을 초과하면, 강판 a의 라스 조직을 이어받지 않고, 바늘상 페라이트를 얻는 것이 곤란해진다.　또한, 바늘상 페라이트가 얻어지지 않기 때문에, 마르텐사이트의 형상은 괴상이며 조대한 섬상 마르텐사이트가 된다.
이 때문에, 강판 가열 온도가 Ac3점을 초과하면, 본 발명의 강판에 요구되는 특성을 달성할 수 없다.　또한, 강판 가열 온도가 Ac3점 근방에 달하면, 마이크로 조직의 대부분이 오스테나이트가 되고, 라스 조직이 소멸되기 때문에, 강판 a의 라스 조직을 이어받고, 기계 특성을 한층 높이기 위해서, 강판 가열 온도는 (Ac3-10)℃ 이하로 하는 것이 바람직하고, (Ac3-20)℃ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
700℃로부터 (Ac3-20)℃의 온도역에 있어서의 가열 과정의 온도 이력이, 하기 식 (3)을 만족시키지 않으면, 본 발명 강판 A의 마이크로 조직에 있어서, 조대한 괴상의 마르텐사이트가 다수 생성되고, 식 (A)를 만족시키지 않게 되고, 인성이 열화되기 때문에, 가열 과정에 있어서의 온도 이력이 하기 식 (3)을 만족시키는 가열 조건으로 한다.
조대한 괴상의 마르텐사이트의 양을 저감시키고, 인성을 충분히 향상시키기 위해서는, 하기 식 (3)의 좌변의 값을 1.5 이하로 제한하는 것이, 더욱 바람직하다.
Figure pct00031
상기 식 (3)은, 가열 공정에서의 700℃로부터 최고 가열 온도 또는 (Ac3-20)℃ 중 어느 낮은 온도를 종점으로 하는 온도역에 있어서의 경과 시간을 10 분할하여 계산하는 식이다.　Δt는 경과 시간의 10분의 1(초), WM은 각 원소종의 조성(질량％), fγ(n)는 n번째의 구간에 있어서의 평균 역변태율, T(n)는 n번째의 구간에 있어서의 평균 온도(℃)이다.
식 (3)은 역변태에 수반하여 발생하는 등방적인 오스테나이트 입자의 발생 빈도, 안정화 거동, 그리고 성장 속도를 고려한 경험식이다.　식 (3) 중, 화학 조성을 포함하는 항은 등방적인 오스테나이트 입자의 발생 빈도를 나타내고, 이 항이 클수록, 등방적인 오스테나이트 입자가 많이 발생한다.　발생한 등방적인 오스테나이트가 화학적으로 불안정하면, 그 후의 열처리에 있어서 다른 바늘상 오스테나이트에 잠식되거나, 혹은 마르텐사이트 이외의 상으로 변태되기 때문에, 조대한 등방 마르텐사이트의 발생은 억제되어, 인성은 손상되지 않는다.　한편, 가열 중에 합금 원소의 등방적인 오스테나이트로의 농화가 진전되면, 화학적으로 안정화되어 저온까지 미변태인채로 잔존하고, 냉각 중에 마르텐사이트로 변태되어 인성이 손상된다.
fγ(n)로 나타나는 역변태율이 작을수록, 합금 원소의 분배에 제공되는 구동력은 높아지고, 또한 고온일수록 원자의 확산이 활발하며 합금 원소의 분배하는 속도는 빨라진다.
등방적인 오스테나이트의 성장은, 특히 역변태율이 큰 영역에서 구동력이 높아지지만, 한편, 역변태율이 작은 영역일수록 주위의 바늘상 오스테나이트에 영향받지 않고 성장할 수 있다.
이상의 관점에서, 화학 조성, 역변태율, 온도 및 시간을 포함하는 식의 계수 및 지수를 정리한 경험식이 식 (3)이며, 식 (3)의 값이 작을수록 등방적으로 조대한 마르텐사이트의 발생은 억제된다.
가열 유지 온도역: 최고 가열 온도-10℃로부터 최고 가열 온도
가열 유지 시간: 150초 이하
강판 a를 상기 조건에서 가열하여, 최고 가열 온도-10℃로부터 최고 가열 온도의 온도역의 온도로, 150초 이하 유지한다.　가열 유지 시간이 150초를 초과하면, 마이크로 조직이 오스테나이트가 되고, 라스 조직이 소멸될 우려가 있으므로, 가열 유지 시간은 150초 이하로 한다.　바람직하게는 120초 이하이다.
냉각 속도 한정 온도역: 700℃로부터 550℃
평균 냉각 속도: 25℃/초 이상
평균 냉각 속도가 25℃/초 미만이면, 바늘상 페라이트가 과도하게 성장하여 괴상 페라이트가 되고, 바늘상 페라이트 분율이 과도하게 저하된다.　또한, 바늘상 페라이트의 성장에 더하여, 새로운 괴상 페라이트도 생성되기 때문에, 괴상 페라이트 분율이 상승한다.
이 때문에, 700℃로부터 550℃의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도는 25℃/초 이상으로 한다.　바람직하게는 35℃/초 이상이며, 40℃/초 이상이 더욱 바람직하다.
평균 냉각 속도의 상한은 특별히 정하지 않지만, 냉각 속도를 과도하게 높이는 것은 특수한 설비나 냉매를 요하기 때문에 고비용이 되고, 또한 냉각 정지 온도의 제어가 곤란해지기 때문에, 200℃/초 이하에 머물게 하는 것이 바람직하다.
550℃ 또는 Bs점 중 어느 낮은 쪽을 기점으로 하여 300℃까지의 온도역에 있어서의 체류 시간을 10 분할하여 계산한다: 하기 식 (4) 및 식 (5)
700℃로부터 550℃의 온도역을 평균 냉각 속도 25℃/초 이상으로 냉각시킨 강판 a를, 550℃ 또는 Bs점 중 어느 낮은 쪽을 기점으로 하여 300℃까지의 온도역에 있어서의 체류 시간을 10 분할하여 계산하는 하기 식 (4) 및 식 (5)를 만족시키는 범위로 제한한다.
하기 식 (4) 및 식 (5)를 만족시키지 않으면, 베이나이트 변태 및/또는 펄라이트 변태가 과도하게 진행되고, 미변태의 오스테나이트가 소비되므로, 충분한 양의 마르텐사이트가 얻어지지 않는다.　이 때문에, 하기 식 (4)의 좌변을 1.0 이하로 제한한다.
고강도화의 관점으로부터 미변태 오스테나이트를 충분히 얻기 위해서는, 하기 식 (4)의 좌변을 0.8 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.6 이하가 더욱 바람직하다.
하기 식 (4)를 만족시킨 경우에도, 하기 식 (5)를 만족시키지 않는 경우에는, 미변태의 오스테나이트로 과도하게 C가 농화되고, 잔류 오스테나이트가 생성될 우려가 있다.　하기 식 (5)의 좌변을 1.0 이하로 제한함으로써 미변태 오스테나이트로의 C의 농화를 제한하고, 이후의 냉각 공정에 있어서, 그 대부분을 마르텐사이트로 변태시킬 수 있다.　잔류 오스테나이트를 저감시키기 위해서, 하기 식 (5)의 좌변은 0.8 이하가 바람직하고, 0.6 이하가 더욱 바람직하다.
Figure pct00032
Figure pct00033
상기 식 (4) 및 식 (5)는, 550℃ 또는 Bs점 중 어느 낮은 쪽을 기점으로 하여 300℃까지의 온도역에 있어서의 체류 시간을 10 분할하여 계산하는 식이다.　Δt는 경과 시간의 10분의 1(초), Bs는 Bs점(℃), T(n)는 각 스텝에 있어서의 평균 온도(℃), WM은 각 원소종의 조성(질량％)이다.
식 (4)는 당해 온도역에 있어서의 베이나이트 변태의 진행 정도를 평가하는 지표이며, 식 (4)를 만족시키지 않는 경우에는 베이나이트 변태가 과잉으로 진행된다.　식 (4)에 있어서의 Bs로부터의 과냉도를 포함하는 항은 베이나이트 변태의 구동력을 나타내고, 온도가 낮아질수록 커진다.　한편, 지수 함수항은 열활성화 기구에 의한 베이나이트 변태의 진행 속도를 나타내고, 온도가 높아질수록 커진다.
식 (5)는 당해 온도역에 있어서의 미변태 오스테나이트로의 탄화물의 생성 거동을 나타내는 지표이며, 식 (5)를 만족시키지 않는 경우에는 미변태 오스테나이트로 펄라이트 및/또는 철계 탄화물이 다량으로 생성되고, 미변태 오스테나이트가 과잉으로 소비되고, 충분한 양의 마르텐사이트가 얻어지지 않는다. 미변태 오스테나이트에는 베이나이트 변태에 수반하여 탄소가 농화되고, 탄화물이 생성되기 쉬워지기 때문에, 식 (4)와 공통되는 Bs 및 온도를 포함하는 항이 커지면 식 (5)의 좌변은 커지고, 탄화물의 생성 리스크는 높아진다.　식 (4)와 공통되지 않은 지수 함수항은 열활성화 기구에 의한 탄화물의 생성 속도를 나타내고, 온도가 높을수록 커진다.　기타 화학 조성 및 온도를 포함하는 항은 탄화물의 생성 구동력을 나타내는 항이며, 온도가 낮아질수록 커지고, 혹은 탄화물의 생성을 억제하는 원소(Si, Al, Cr, Mo)를 첨가함으로써 작아진다.
식 (4) 및 식 (5)의 양쪽을 만족시키는 경우, 충분한 양의 미변태 오스테나이트가 당해 온도역의 체류 후까지 잔존하며, 또한 미변태 오스테나이트 중의 고용 탄소량이 적정한 범위에 머물기 때문에, 그 후의 냉각에 의해 충분한 양의 마르텐사이트를 얻을 수 있다.
300℃로부터 실온에 있어서의 평균 냉각 속도가 과도하게 작으면, 부분적으로 생성된 마르텐사이트로부터 미변태의 오스테나이트로 C가 분배되고, 오스테나이트가 존재하는 경우가 있다.　이 관점에서, 상기 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도는 0.1℃/초 이상이 바람직하고, 0.5℃/초 이상이 더욱 바람직하다.
본 발명 제조 방법 A에 있어서는, 권취한 강판에, 압하율 2.0％ 이하의 스킨 패스 압연을 실시해도 된다.　권취한 강판에, 압하율 2.0％ 이하의 스킨 패스 압연을 실시함으로써, 강판의 재질, 형상·치수 정밀도를 높일 수 있다.
또한, 본 발명 제조 방법 A에 있어서는, 권취한 강판을 200℃로부터 600℃로 가열하여 템퍼링을 해도 된다.　이 템퍼링으로, 마르텐사이트의 인성을 높일 수 있다.　템퍼링 온도가 200℃ 미만이면, 마르텐사이트의 인성이 충분히 향상되지 않으므로, 템퍼링 온도는 200℃ 이상이 바람직하고, 300℃ 이상이 보다 바람직하다.
한편, 템퍼링 온도가 600℃를 초과하면, 오스테나이트가 탄화물로 분해되고, 라스 조직이 소멸될 우려가 있으므로, 템퍼링 온도는 600℃ 이하가 바람직하고, 550℃ 이하가 보다 바람직하다.　템퍼링 시간은 특별히 특정한 범위에 한정되지는 않는다.　강판의 성분 조성, 지금까지의 열 이력에 따라서 적절히 설정하면 된다.
템퍼링 처리 시간이 과잉으로 길어지면, 템퍼링 마르텐사이트 중에 조대한 탄화물이 생성되어 취화하는 템퍼링 취화 현상이 일어나는 경우가 있기 때문에, 처리 시간은 10000초 이하로 하는 것이 바람직하다.　취화를 피하기 위해서는 3600초 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 1000초 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.
처리 시간이 과도하게 짧으면, 강판의 내부에 온도 불균일이 발생하고, 강판의 형상이 악화되는 경우가 있기 때문에, 처리 시간은 1초 이상이 바람직하다.　템퍼링 처리에 의한 인성 개선 효과를 충분히 얻기 위해서는 처리 시간을 3초 이상으로 하는 것이 바람직하고, 6초 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.
또한, 본 발명 제조 방법 A에 있어서는, 스킨 패스 압연 후, 템퍼링을 해도 되고, 반대로 템퍼링 후, 스킨 패스 압연을 실시해도 된다.　혹은, 템퍼링 전 및 후에 스킨 패스 압연을 실시해도 된다.
아연 도금층과 아연 합금 도금층
본 발명 제조 방법 A1a와 본 발명 제조 방법 A1b에 의해, 본 발명 강판 A의 편면 또는 양면에, 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 형성한다.　도금법은 용융 도금법 또는 전기 도금법이 바람직하다.
본 발명 제조 방법 A1a의 공정 조건에 대하여 설명한다.
본 발명 제조 방법 A1a는, 본 발명 강판 A를, 아연을 주성분으로 하는 도금욕에 침지시키고, 본 발명 강판 A의 편면 또는 양면에, 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 형성한다.
<도금욕의 온도>
도금욕의 온도는 450℃로부터 470℃가 바람직하다.　도금욕의 온도가 450℃ 미만이면, 도금액의 점도가 상승하여, 도금층의 두께를 정확하게 제어하는 것이 곤란해지고, 강판의 외관이 손상되므로, 도금욕의 온도는 450℃ 이상이 바람직하다.　한편, 도금욕의 온도가 470℃를 초과하면, 도금욕으로부터 다량의 흄이 발생하고, 작업 환경이 악화되어, 작업의 안전성이 저하되므로, 도금욕의 온도는 470℃ 이하가 바람직하다.
도금욕에 침지하는 본 발명 강판 A의 온도는 400℃로부터 530℃가 바람직하다.　강판 온도가 400℃ 미만이면, 도금욕의 온도를 450℃ 이상으로 안정적으로 유지하기 위해서, 다량의 열량을 필요로 하여, 도금 비용이 상승하므로, 강판 온도는 400℃ 이상이 바람직하다.　보다 바람직하게는 430℃ 이상이다.
한편, 강판 온도가 530℃를 초과하면, 도금욕의 온도를 470℃ 이하로 안정적으로 유지하기 위해서, 다량의 방열이 필요해져, 도금 비용이 상승하므로, 강판 온도는 530℃ 이하가 바람직하다.　보다 바람직하게는 500℃ 이하이다.
<도금욕의 조성>
도금욕은 아연을 주체로 하는 도금욕이며, 도금욕의 전체 Al량으로부터 전체 Fe량을 뺀 유효 Al량이 0.01 내지 0.30질량％인 도금욕이 바람직하다.　아연 도금욕의 유효 Al량이 0.01질량％ 미만이면, 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층 중으로의 Fe의 침입이 과도하게 진행되고, 도금 밀착성이 저하되므로, 아연 도금욕의 유효 Al량은 0.01질량％ 이상이 바람직하다.　보다 바람직하게는 0.04％ 이상이다.
한편, 아연 도금욕의 유효 Al량이 0.30질량％를 초과하면, 지철과, 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층의 계면에, Al계 산화물이 과잉으로 생성되고, 도금 밀착성이 현저하게 저하되므로, 아연 도금욕의 유효 Al량은 0.30질량％ 이하가 바람직하다.　Al계 산화물은, 후의 합금화 처리에 있어서, Fe 원자 및 Zn 원자의 이동을 방해하여, 합금상의 형성을 저해하므로, 도금욕의 유효 Al량은 0.20질량％ 이하가 보다 바람직하다.
도금욕은, 도금층의 내식성이나 가공성의 향상을 목적으로 하여, Ag, B, Be, Bi, Ca, Cd, Co, Cr, Cs, Cu, Ge, Hf, Zr, I, K, La, Li, Mg, Mn, Mo, Na, Nb, Ni, Pb, Rb, Sb, Si, Sn, Sr, Ta, Ti, V, W, Zr, REM 중 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.
또한, 도금 부착량은, 강판을 도금욕으로부터 인상한 후, 강판 표면에 질소를 주체로 하는 고압 가스를 분사하여, 과잉의 도금액을 제거하여 조제한다.
본 발명 제조 방법 A1b의 공정 조건에 대하여 설명한다.
본 발명 제조 방법 A1b는, 본 발명 강판 A의 편면 또는 양면에, 전기 도금으로 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 형성한다.
<전기 도금>
통상적인 전기 도금 조건에서, 본 발명 강판 A의 강판의 편면 또는 양면에, 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 형성한다.
아연 도금층 또는 아연 합금 도금층의 합금화
본 발명 제조 방법 A2는, 본 발명 제조 방법 A1a 또는 본 발명 제조 방법 A1b로, 본 발명 강판 A의 편면 또는 양면에 형성한 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을, 450℃로부터 550℃로 가열하여 합금화하는 것이 바람직하다.　가열 시간은 2 내지 100초가 바람직하다.
가열 온도가 450℃ 미만, 또는 가열 시간이 2초 미만이면, 합금화가 충분히 진행되지 않고, 도금 밀착성이 향상되지 않으므로, 가열 시간은 450℃ 이상, 가열 시간은 2초 이상이 바람직하다.
한편, 가열 온도가 550℃를 초과하거나, 또는 가열 시간이 100초를 초과하면, 합금화가 과도하게 진행되어, 도금 밀착성이 저하되므로, 가열 온도는 550℃ 이하, 가열 시간은 100초 이하가 바람직하다.
실시예
이어서, 본 발명의 실시예에 대하여 설명하지만, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 조건예이다.　본 발명은 이러한 조건예에 한정되는 것은 아니다.　본 발명은 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한, 다양한 조건을 채용할 수 있다.
(실시예 1: 열처리용 강판의 제조)
표 1 및 표 2에 나타내는 성분 조성의 용강을 주조하여 강편을 제조하였다.　이어서, 강편에, 표 3 내지 표 4에 나타내는 조건에서 열간 압연을 실시하였다.
Figure pct00034
Figure pct00035
Figure pct00036
Figure pct00037
열연 강판은, 또한 표 5 내지 표 9에 나타내는 조건에서 처리를 행하여, 열처리용 강판으로 하였다.
표 5 내지 표 9에서 「제조 방법 A로」라고 기재된 실시예는, 제조 방법 a1(중간 열처리를 실시하지 않음)로 제조한 실시예이다.　그리고, 냉간 압연율 2가 「-」인 열연 강판은, 그대로 열처리용 강판으로서 채용하였다.　예를 들어, 열연판 10은 그대로 열처리용 강판 10으로서 채용하였다.　또한, 표 5 내지 표 9에서 「제조 방법 A로」라고 기재되고, 냉간 압연율 2에 수치가 기입되어 있는 강판은, 열연 강판에 냉간 압연율 2의 압하율로 냉간 압연을 행하여, 열처리용 강판으로서 채용하였다.
한편, 표 5 내지 표 9에서 중간 열처리 조건이 기재된 실시예는, 제조 방법 a2(중간 열처리를 실시한다)로 제조한 실시예이다.　냉간 압연율 1은 제1 냉간 압연의 압연율이며, 냉간 압연율 2는 제2 냉간 압연의 압연율이다.　각각의 압연율이 「-」인 경우, 당해 냉간 압연을 행하고 있지 않다.
Figure pct00038
Figure pct00039
Figure pct00040
Figure pct00041
Figure pct00042
표 10 내지 표 14에, 얻어진 열처리용 강판의 마이크로 조직을 나타낸다.　마이크로 조직에 있어서, M은 마르텐사이트, 템퍼링 M은 템퍼링 마르텐사이트, B는 베이나이트, BF는 베이니틱 페라이트, 괴상 α는 괴상 페라이트, 잔류 γ는 잔류 오스테나이트를 의미한다.
Figure pct00043
Figure pct00044
Figure pct00045
Figure pct00046
Figure pct00047
(실시예 2: 고강도 강판의 제조)
표 10 내지 표 14에 나타내는 열처리용 강판에, 표 15 내지 표 20에 나타내는 조건에서 열처리(최종 열처리)를 실시함으로써, 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판을 얻을 수 있었다.
Figure pct00048
Figure pct00049
Figure pct00050
Figure pct00051
Figure pct00052
Figure pct00053
일부의 열처리용 강판에는, 표 15 내지 표 20에 나타내는 열처리에 더하여, 표 21에 나타내는 조건에서 도금 처리를 실시하였다.　또한, 표 21 중, GA는 합금화 용융 아연 도금 강판, GI는 비합금화 용융 아연 도금 강판, EG는 전기 도금 강판을 의미한다.
Figure pct00054
표 22 내지 표 27에, 얻어진 고강도 강판의 마이크로 조직, 및 얻어진 고강도 강판의 특성을 나타낸다.　마이크로 조직에 있어서, 바늘상 α는 바늘상 페라이트, 괴상 α는 괴상 페라이트, M은 마르텐사이트, 템퍼링 M은 템퍼링 마르텐사이트, B는 베이나이트, BF는 베이니틱 페라이트, 잔류 γ는 잔류 오스테나이트를 의미한다.
Figure pct00055
Figure pct00056
Figure pct00057
Figure pct00058
Figure pct00059
Figure pct00060
강도 및 성형성을 평가하기 위해서, 인장 시험 및 구멍 확장 시험을 행한다.　인장 시험은 JIS Z 2241을 따라서 행하였다.　시험편은 JIS Z 2201에 기재된 5호 시험편으로 하고, 인장축을 강판의 폭 방향으로 하여 행하였다.　구멍 확장 시험은 JIS Z 2256을 따라서 행하였다.　TS가 590MPa 이상인 고강도 강판에 있어서, 인장 최대 강도 TS(MPa), 전체 신율 El(％), 구멍 확장성 λ(％)로 이루어지는 하기 식 (6)이 성립하는 경우, 성형성-강도 밸런스가 우수한 강판이라고 판정하였다.
Figure pct00061
또한, 인장 시험 및 구멍 확장 시험에서, 충분한 강도 및 성형성-강도 밸런스가 얻어지지 않는 강판에서는, 이후의 샤르피 시험 및 스폿 용접 조인트 평가 시험은 행하지 않는 것으로 하였다.
인성을 평가하기 위해서, 샤르피 충격 시험을 행하였다.　강판의 판 두께가 2.5mm 미만인 경우, 시험편으로서, 강판을 판 두께의 합계가 5.0mm를 초과할 때까지 적층하여 볼트에 의해 체결하고, 2mm 깊이의 V 노치를 부여한 적층 샤르피 시험편을 사용하였다.　그 이외의 조건은, JIS Z 2242를 따라서 행하였다.
취성 파면율이 50％ 이상이 되는 연성-취성 천이 온도 TTR이 -40℃ 이하이며, 또한 취성 천이 후의 충격 흡수 에너지 EB와 실온에서의 충격 흡수 에너지 ERT의 비, EB/ERT가 0.15 이상이 되는 경우, 인성이 우수한 강판이라고 판정하였다.　여기서, 연성-취성 천이 온도 TTR은, 취성 파면율이 50％가 되었을 때의 온도이다.　취성 천이 후의 충격 흡수 에너지 EB는, 충격 시험 온도의 저하에 대하여, 흡수 에너지가 단조롭게 될 때까지 완전히 떨어졌을 때의 것을 말한다.
용접성을 평가하기 위해서, 스폿 용접 조인트의 전단 시험 및 십자 인장 시험을 행하였다.　전단 시험은 JIS Z 3136을 따라서 행하고, 십자 인장 시험은 JIS Z 3137을 따라서 행하였다.　평가하는 조인트는 대상의 강판을 2매 겹쳐, 용융부의 직경이 판 두께의 평방근의 4.0배가 되도록 용접 전류를 조절하고, 스폿 용접을 행하여 제작하였다.　전단 시험에 있어서의 조인트 강도 ET와 십자 인장 시험에 있어서의 조인트 강도 EC의 비 EC/ET가 0.35 이상이 되는 경우, 용접성이 우수한 강판이라고 판정하였다.
열처리용 강판 1c, 1d, 1f, 2a, 3d, 5a, 9c, 18a, 24b, 25b, 27b, 30c, 32d, 47c, 50b, 53 내지 62, 65, 66, 67, 68은, 본 발명의 강판 A를 제조하기 위한 요건을 만족시키지 않는 열처리용 강판의 예이며, 이들 열처리용 강판을 열처리한 실험예 6, 7, 10, 24, 36, 45, 63, 66, 70, 78, 85, 123, 131, 137 내지 146, 149 내지 154는, 충분한 특성을 얻어지지 않았다.
열처리용 강판 65 내지 68은, 850℃로부터 550℃까지, 평균 냉각 속도가 낮은 예이며, 열연 강판의 마이크로 조직에 있어서의 라스상 조직이 적으며, 또한 괴상 페라이트를 포함한다.　이 때문에, 본 강판에 열처리를 실시하는 실험예 149 내지 152에서는, 바늘상 페라이트가 충분히 얻어지지 않고, 괴상 페라이트가 다량으로 존재하기 때문에, 강도-성형성 밸런스, 인성 및 용접성이 열위가 되었다.
열처리용 강판 5a, 50b는, 열간 압연 후의 권취 온도가 과도하게 높은 예이며, 열연 강판의 마이크로 조직에 있어서의 라스상 조직이 적으며, 또한 넓은 Mn 농화 영역을 포함한다.　이 때문에, 본 강판에 열처리를 실시하는 실험예 24, 131에서는, 바늘상 페라이트가 충분히 얻어지지 않고, 잔류 오스테나이트가 2％ 초과 존재하며, 또한 조대한 괴상의 섬상 마르텐사이트가 다수 존재하기 때문에, 강도-성형성 밸런스, 인성 및 용접성이 열위가 되었다.
열처리용 강판 9c, 32d는, 열간 압연 후의 Bs점으로부터 (Bs-80)℃의 온도역에 있어서의 강판의 온도 변화가 식 (1)을 만족시키지 않는 예이며, 열연 강판의 마이크로 조직은 넓은 Mn 농화 영역을 포함하고, 또한 조대한 괴상의 잔류 오스테나이트를 가졌다.　이 때문에, 본 강판에 열처리를 실시하는 실험예 36, 85에서는, 과잉의 잔류 오스테나이트를 포함하는 강판이 얻어지고, 인성이 열위가 되었다.
열처리용 강판 2a는, 열간 압연 후의 권취 온도가 과도하게 높은 예이며, 열연 강판의 마이크로 조직이 라스 조직을 포함하지 않으며, 또한 넓은 Mn 농화 영역을 포함한다.　이 때문에, 본 강판에 열처리를 실시하는 실험예 10에서는, 바늘상 페라이트가 얻어지지 않고, 또한 잔류 오스테나이트를 많이 포함하는 조직이 얻어지고, 강도-성형성 밸런스, 인성 및 용접성이 열위가 되었다.
열처리용 강판 1c는, 열연 강판에 열처리를 실시하여 강판 a를 제조함에 있어서, 가열 과정에 있어서의 700℃로부터 (Ac3-20)℃의 온도역에서의 강판 온도 이력이 식 (2)를 만족시키지 않는 예이며, 강판 중에 과잉의 Mn 농화 영역이 형성되었다.　이 때문에, 본 강판에 열처리를 실시하는 실험예 6에서는, 과잉의 잔류 오스테나이트를 포함하는 강판이 얻어지고, 인성이 열위가 되었다.
열처리용 강판 1d, 24b는, 열연 강판에 10％ 초과의 압하율로 냉간 압연을 실시하여 제조한 중간 열처리용 강판에 중간 열처리를 실시하여 강판 a를 제조함에 있어서, 최고 가열 온도가 과도하게 낮은 예이며, 충분한 라스상 조직이 얻어지지 않았다.　이 때문에, 본 강판에 열처리를 실시하는 실험예 7, 63에서는, 충분한 바늘상 페라이트가 얻어지지 않고, 강도-성형성 밸런스 및 용접성이 열화됨과 함께, 바늘상 페라이트의 감소에 수반하여 조대한 괴상의 마르텐사이트도 증가하기 때문에, 인성도 열화되었다.
열처리용 강판 30c는, 열연 강판에 10％ 초과의 압하율로 냉간 압연을 실시하여 제조한 중간 열처리용 강판에 중간 열처리를 실시하여 강판 a를 제조함에 있어서, 700℃로부터 550℃에서의 냉각 속도가 과도하게 작은 예이며, 충분한 라스상 조직이 얻어지지 않았다.　이 때문에, 본 강판에 열처리를 실시하는 실험예 78에서는, 충분한 바늘상 페라이트가 얻어지지 않고, 강도-성형성 밸런스 및 용접성이 열화됨과 함께, 바늘상 페라이트의 감소에 수반하여 조대한 괴상의 마르텐사이트도 증가하기 때문에, 인성도 열화되었다.
열처리용 강판 25b, 47c는, 열연 강판에 10％ 초과의 압하율로 냉간 압연을 실시하여 제조한 중간 열처리용 강판에 중간 열처리를 실시하여 강판 a를 제조함에 있어서, Bs점으로부터 (Bs점-80)℃에서의 냉각 속도가 과도하게 작은 예이며, 열연 강판의 마이크로 조직은 조대한 괴상의 잔류 오스테나이트를 가졌다.　이 때문에, 본 강판에 열처리를 실시하는 실험예 66, 123에서는, 조대한 괴상의 마르텐사이트가 다수 생성되고, 인성이 열위가 되었다.
열처리용 강판 27b는, 열연 강판에 10％ 초과의 압하율로 냉간 압연을 실시하여 제조한 중간 열처리용 강판에 중간 열처리를 실시하여 강판 a를 제조함에 있어서, (Bs점-80)℃로부터 Ms점에 있어서의 체류 시간이 과도하게 긴 예이며, 열연 강판의 마이크로 조직은 조대한 괴상의 잔류 오스테나이트를 가졌다.　이 때문에, 본 강판에 열처리를 실시하는 실험예 70에서는, 조대한 괴상의 마르텐사이트가 다수 생성되고, 인성이 열위가 되었다.
열처리용 강판 18a는, 열연 강판에 10％ 초과의 압하율로 냉간 압연을 실시하여 제조한 중간 열처리용 강판에 중간 열처리를 실시하여 강판 a를 제조함에 있어서, Ms점으로부터 (Ms점-50)℃에서의 냉각 속도가 과도하게 빠른 예이며, 열연 강판의 마이크로 조직은 조대한 괴상의 잔류 오스테나이트를 가졌다.　이 때문에, 본 강판에 열처리를 실시하는 실험예 70에서는, 조대한 괴상의 마르텐사이트가 다수 생성되고, 인성이 열위가 되었다.
열처리용 강판 1f, 3d는, 열연 강판에 냉간 압연을 실시하여 강판 a를 제조함에 있어서, 10％ 초과의 압하율로 냉간 압연을 실시하고 있음에도 불구하고, 냉간 압연 후에 중간 열처리를 실시하지 않았기 때문에, 충분한 라스상 조직이 얻어지지 않았다.　이 때문에, 본 강판에 열처리를 실시하는 실험예 153, 154에서는, 충분한 바늘상 페라이트가 얻어지지 않고, 강도-성형성 밸런스 및 용접성이 열화됨과 함께, 용접성이 열위가 되었다.
실험예 2, 4, 5, 17, 19, 21, 50, 52, 60, 62, 89, 92, 126은, 소정의 합금 조직이 된 열처리용 강판(강판 a)을 사용하였지만, 열처리 조건이 본 발명의 범위 밖이기 때문에, 충분한 특성을 얻을 수 없는 예이다.
실험예 2는, 열처리용 강판 1a를 열처리함에 있어서, 가열 과정에 있어서의 온도 이력이 식 (3)을 만족시키지 않는 예이며, 조대한 괴상의 마르텐사이트가 많고, 식 (A)를 만족시키지 않는 강판이 되어, 인성이 열위가 되었다.
실험예 4는 열처리용 강판 1b, 실시예 50은 열처리용 강판 19a를 열처리함에 있어서, 가열 과정에 있어서의 최고 가열 온도가 과도하게 낮은 예이며, 다량의 시멘타이트가 녹고 남아, 충분한 강도-성형성 밸런스가 얻어지지 않았다.
실험예 5는 열처리용 강판 1b, 실시예 92는 열처리용 강판 35a를 열처리함에 있어서, 가열 과정에 있어서의 최고 가열 온도가 과도하게 높은 예이며, 바늘상 페라이트가 얻어지지 않고, 강도-성형성 밸런스 및 용접성이 열화됨과 함께, 바늘상 페라이트의 감소에 수반하여 조대한 괴상의 마르텐사이트도 증가하기 때문에, 인성도 열화되었다.
실험예 52는, 열처리용 강판 19b를 열처리함에 있어서, 가열 과정에 있어서의 최고 가열 온도에서의 유지 시간이 과도하게 긴 예이며, 충분한 양의 바늘상 페라이트가 얻어지지 않고, 강도-성형성 밸런스 및 용접성이 열화됨과 함께, 바늘상 페라이트의 감소에 수반하여 조대한 괴상의 마르텐사이트도 증가하기 때문에, 인성도 열화되었다.
실험예 19는 열처리용 강판 3b, 실험예 62는 열처리용 강판 24a, 실험예 89는 열처리용 강판 34a를 열처리함에 있어서, 냉각 과정에 있어서의 700℃로부터 550℃에 있어서의 평균 냉각 속도가 과도하게 늦은 예이며, 바늘상 페라이트가 감소하기 때문에, 강도-성형성 밸런스 및 용접성이 열화되었다.
실험예 21은 열처리용 강판 3c, 실험예 60은 열처리용 강판 23을 열처리함에 있어서, 냉각 과정에 있어서 식 (4)를 만족시키지 않는 예이며, 베이나이트 변태가 과잉으로 진행되어 미변태 오스테나이트 중에 탄소가 농화되고, 열처리 후의 강판에 잔류 오스테나이트가 다량으로 존재하기 때문에, 인성이 열화되었다.
실험예 17은 열처리용 강판 3a, 실험예 126은 열처리용 강판 48a를 열처리함에 있어서, 냉각 과정에 있어서 식 (5)를 만족시키지 않는 예이며, 펄라이트가 과잉으로 생성되어 충분한 양의 마르텐사이트가 얻어지지 않아, 강도가 크게 열화되었다.
표 22 내지 표 29에 특성을 나타내는 강판에 있어서, 상기 비교예를 제외한 강판은, 본 발명의 조건에 합치하는 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판이다.
특히, 실험예 1, 3, 8, 16, 30, 32, 41, 42, 46, 56, 57, 67, 71, 77, 88, 93, 94, 98, 100, 102, 103, 109, 113, 114, 117, 119, 122, 129, 132 및 136은, 열처리용 강판에 적정한 열처리를 실시하고, 마르텐사이트 변태시킨 후, 템퍼링 처리를 실시하여 마르텐사이트를 강인한 템퍼링 마르텐사이트로서 특성을 크게 개선한 예이다.
실험예 31, 99 및 116은, 열처리 후의 고강도 강판에 전기 도금을 실시한 예이다.　실험예 119는, 템퍼링 처리 후의 강판에 전기 도금을 실시한 예이다.　실험예 93 및 103은, 열처리 후의 강판에 전기 도금을 실시한 후, 템퍼링 처리를 실시한 예이다.
실험예 9, 32, 55는, 열처리 공정에 있어서, 550℃로부터 300℃ 사이에 체류한 직후에 아연욕에 침지시키고, 그 후, 실온까지 냉각시켜 얻어진 고강도 용융 아연 도금 강판이다.　특히, 실험예 32는, 실온까지 냉각시킨 후에, 또한 템퍼링 처리를 실시한 예이다.
실험예 20, 91, 102 및 118은, 열처리 공정에 있어서, 700℃로부터 550℃까지 냉각시킨 후, 550℃로부터 300℃ 사이에 체류하기 직전에 아연욕에 침지하여 얻어진 고강도 용융 아연 도금 강판이다.　특히, 실험예 102는, 실온까지 냉각시킨 후에, 또한 템퍼링 처리를 실시한 예이다.
실험예 3, 54 및 121은, 열처리 공정에 있어서, 550℃로부터 300℃ 사이에 체류한 직후에, 아연욕에 침지시키고, 또한 가열하여 합금화 처리를 실시하고, 그 후, 실온까지 냉각시켜 얻어진 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판이다.　특히, 실험예 3은, 실온까지 냉각시킨 후에, 또한 템퍼링 처리를 실시한 예이다.
실험예 72, 75, 94 및 125는, 열처리 공정에 있어서, 700℃로부터 550℃까지 냉각시킨 후, 550℃로부터 300℃ 사이에 체류하기 직전에 아연욕에 침지시키고, 또한 가열하여 합금화 처리를 실시하여 얻어진 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판이다.　특히, 실험예 94는, 실온까지 냉각시킨 후에, 또한 템퍼링 처리를 실시한 예이다.
실험예 87, 100 및 106은, 열처리 공정에 있어서, 550℃로부터 300℃ 사이에 체류하는 동안에 아연욕에 침지시키고, 또한 가열하여 합금화 처리를 실시하여 얻어진 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판이다.　특히, 실험예 100은, 실온까지 냉각시킨 후에, 또한 템퍼링 처리를 실시한 예이다.
실험예 67 및 132는, 템퍼링 처리의 가열 중에 아연욕에 침지시키고, 그 후, 합금화 처리와 템퍼링 처리를 동시에 행하여 얻어진 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판이다.
전술한 바와 같이, 본 발명에 따르면, 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판을 제공할 수 있다.　본 발명의 고강도 강판은, 자동차의 대폭적인 경량화에 적합한 강판이므로, 본 발명은 강판 제조 산업 및 자동차 산업에 있어서 이용 가능성이 높은 것이다.
1: 괴상 페라이트
2: 마르텐사이트
3: 바늘상 페라이트
4: 마르텐사이트 영역.

Claims (19)

  1. 성분 조성이, 질량％로,
    C: 0.05 내지 0.30％,
    Si: 2.50％ 이하,
    Mn: 0.50 내지 3.50％,
    P: 0.100％ 이하,
    S: 0.0100％ 이하,
    Al: 0.001 내지 2.000％,
    N: 0.0150％ 이하,
    O: 0.0050％ 이하,
    잔부: Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강판에 있어서,
    강판 표면으로부터 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께) 영역의 마이크로 조직이, 체적％로,
    바늘상 페라이트: 20％ 이상,
    마르텐사이트: 10％ 이상
    을 포함하고,
    괴상 페라이트: 20％ 이하,
    잔류 오스테나이트: 2.0％ 이하,
    상기 전체 조직에 또한 베이나이트 및 베이니틱 페라이트를 추가한 조직 이외의 조직: 5％ 이하
    로 제한되고,
    또한, 상기 마르텐사이트가 하기 식 (A)를 만족시키는
    것을 특징으로 하는, 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판.
    Figure pct00062

    여기서, di는 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께) 영역의 마이크로 조직에 있어서 i번째로 큰 섬상 마르텐사이트의 원 상당 직경[㎛]이며, ai는 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께) 영역의 마이크로 조직에 있어서 i번째로 큰 섬상 마르텐사이트의 애스펙트비이다.
  2. 제1항에 있어서, 상기 성분 조성이, Fe의 일부 대신에, 또한 질량％로,
    Ti: 0.30％ 이하,
    Nb: 0.10％ 이하,
    V: 1.00％ 이하
    중 1종 또는 2종 이상을 포함하는
    것을 특징으로 하는, 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 성분 조성이, Fe의 일부 대신에, 또한 질량％로,
    Cr: 2.00％ 이하,
    Ni: 2.00％ 이하,
    Cu: 2.00％ 이하,
    Mo: 1.00％ 이하,
    W: 1.00％ 이하,
    B: 0.0100％ 이하,
    Sn: 1.00％ 이하,
    Sb: 0.20％ 이하
    중 1종 또는 2종 이상을 포함하는
    것을 특징으로 하는, 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 성분 조성이, Fe의 일부 대신에, 또한 질량％로, Ca, Ce, Mg, Zr, La, Hf, REM 중 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0100％ 이하 포함하는 것을 특징으로 하는, 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 마이크로 조직의 마르텐사이트가, 체적％로, 평균 직경 1.0㎛ 이하의 미세 탄화물이 석출된 템퍼링 마르텐사이트를 전체 마르텐사이트에 대하여 30％ 이상 포함하는 것을 특징으로 하는, 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판.
  6. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 고강도 강판의 편면 또는 양면에, 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는, 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판.
  7. 제6항에 있어서, 상기 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층이 합금화 도금층인 것을 특징으로 하는, 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판.
  8. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판을 제조하는 제조 방법이며,
    제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성의 강편을 열간 압연에 제공하고, 850℃로부터 1050℃에서 열간 압연을 완료하여 열간 압연 후의 강판으로 하고,
    상기 열간 압연 후의 강판을, 850℃로부터 550℃까지, 평균 냉각 속도 30℃/초 이상으로 냉각시키고, 하기 식으로 정의하는 베이나이트 변태 개시 온도 Bs점 이하의 온도에서 권취하고,
    Bs점으로부터 (Bs점-80)℃까지, 하기 식 (1)을 만족시키는 조건에서 냉각시켜 열연 강판으로 하고,
    상기 열연 강판에 압하율 10％ 이하의 냉간 압연을 실시하거나, 실시하지 않거나 하여, 열처리용 강판을 제조하고,
    상기 열처리용 강판을, (Ac1+25)℃로부터 Ac3점의 온도로, 700℃로부터 최고 가열 온도 또는 (Ac3-20)℃ 중 어느 낮은 온도를 종점으로 하는 온도역에 있어서의 경과 시간을 10 분할하여 계산하는 하기 식 (3)을 만족시키는 조건에서 가열하고, 최고 가열 온도-10℃로부터 최고 가열 온도의 온도역으로 150초 이하 유지하고,
    가열 유지 온도로부터, 700℃로부터 550℃의 온도역의 평균 냉각 속도를 25℃/초 이상으로 하여 냉각시키고,
    550℃ 또는 Bs점 중 어느 낮은 쪽을 기점으로 하여 300℃까지의 온도역에 있어서의 체류 시간을 10 분할하여 계산하는 하기 식 (4) 및 식 (5)를 만족시키는 범위로 제한하여 냉각시키는 것을 특징으로 하는, 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
    Figure pct00063

    Figure pct00064

    Bs: Bs점(℃)
    WM: 각 원소의 조성(질량％)
    Δt(n): 열간 압연 후의 냉각으로부터 권취를 거쳐서 400℃까지 냉각시키는 동안에 있어서의 (Bs-10×(n-1))℃로부터 (Bs-10×n)℃까지의 경과 시간(초)
    Figure pct00065

    Δt: 경과 시간의 10분의 1(초)
    WM: 각 원소종의 조성(질량％)
    fγ(n): n번째의 구간에 있어서의 평균 역변태율
    T(n): n번째의 구간에 있어서의 평균 온도(℃)
    Figure pct00066

    Figure pct00067

    Δt: 경과 시간의 10분의 1(초)
    Bs: Bs점(℃)
    T(n): 각 스텝에 있어서의 평균 온도(℃)
    WM: 각 원소종의 조성(질량％)
  9. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판을 제조하는 제조 방법이며,
    제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성의 강편을 열간 압연에 제공하고, 850℃로부터 1050℃에서 열간 압연을 완료하여 열간 압연 후의 강판으로 하고,
    상기 열간 압연 후의 강판을, 850℃로부터 550℃까지, 평균 냉각 속도 30℃/초 이상으로 냉각시키고, 하기 식으로 정의하는 베이나이트 변태 개시 온도 Bs점 이하의 온도에서 권취하고,
    Bs점으로부터 (Bs점-80)℃까지, 하기 식 (1)을 만족시키는 조건에서 냉각시켜 열연 강판을 제조하고,
    상기 열연 강판에 제1 냉간 압연을 실시하거나, 실시하지 않거나 하여, 중간 열처리용 강판을 제조하고,
    상기 중간 열처리용 강판을, (Ac3-20)℃ 이상의 온도로, 700℃로부터 (Ac3-20)℃의 온도역에 있어서의 경과 시간을 10 분할하여 계산하는 하기 식 (2)를 만족시키는 조건에서 가열하고,
    이어서, 가열 온도로부터, 700℃로부터 550℃의 온도역의 평균 냉각 속도를 30℃/초 이상으로 하고, Bs점으로부터 (Bs-80)℃의 온도역의 평균 냉각 속도를 20℃/초 이상으로 하여 냉각시키고, (Bs-80)℃로부터 Ms점에 있어서의 체류 시간을 1000초 이하로 하고, Ms점으로부터 (Ms-50)℃에 있어서의 평균 냉각 속도를 100℃/초 이하로 제한하여 냉각시켜 중간 열처리 강판으로 하고,
    상기 냉각된 중간 열처리 강판에 압하율 10％ 이하의 제2 냉간 압연을 실시하거나, 실시하지 않거나 하여, 열처리용 강판을 제조하고,
    상기 열처리용 강판을, (Ac1+25)℃로부터 Ac3점의 온도로, 700℃로부터 최고 가열 온도 또는 (Ac3-20)℃ 중 어느 낮은 온도를 종점으로 하는 온도역에 있어서의 경과 시간을 10 분할하여 계산하는 하기 식 (3)을 만족시키는 조건에서 가열하고, 최고 가열 온도-10℃로부터 최고 가열 온도의 온도역으로 150초 이하 유지하고,
    가열 유지 온도로부터, 700℃로부터 550℃의 온도역의 평균 냉각 속도를 25℃/초 이상으로 하여 냉각시키고, 550℃ 또는 Bs점 중 어느 낮은 쪽을 기점으로 하여 300℃까지의 온도역에 있어서의 체류 시간을 10 분할하여 계산하는 하기 식 (4) 및 식 (5)를 만족시키는 범위로 제한하여 냉각시키는 것을 특징으로 하는, 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
    Figure pct00068

    Figure pct00069

    Bs: Bs점(℃)
    WM: 각 원소의 조성(질량％)
    Δt(n): 열간 압연 후의 냉각으로부터 권취를 거쳐서 400℃까지 냉각시키는 동안에 있어서의 (Bs-10×(n-1))℃로부터 (Bs-10×n)℃까지의 경과 시간(초)
    Figure pct00070

    Figure pct00071

    Δt: 경과 시간의 10분의 1(초)
    fγ(n): n번째의 구간에 있어서의 평균 역변태율
    T(n): n번째의 구간에 있어서의 평균 온도(℃)
    Figure pct00072

    Δt: 경과 시간의 10분의 1(초)
    WM: 각 원소종의 조성(질량％)
    fγ(n): n번째의 구간에 있어서의 평균 역변태율
    T(n): n번째의 구간에 있어서의 평균 온도(℃)
    Figure pct00073

    Figure pct00074

    Δt: 경과 시간의 10분의 1(초)
    Bs: Bs점(℃)
    T(n): 각 스텝에 있어서의 평균 온도(℃)
    WM: 각 원소종의 조성(질량％)
  10. 제9항에 있어서, 상기 제1 냉간 압연은 압하율 80％ 이하인 것을 특징으로 하는, 열처리용 강판의 제조 방법.
  11. 제9항 또는 제10항에 있어서, 상기 제1 냉간 압연은 압하율 10％ 초과의 냉간 압연을 실시하는 것을 특징으로 하는, 열처리용 강판의 제조 방법.
  12. 제8항 내지 제11항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 열처리용 강판을, 550℃ 또는 Bs점 중 어느 낮은 쪽을 기점으로 하여 300℃까지의 온도역에 있어서의 체류 시간을 10 분할하여 계산하는 상기 식 (4) 및 식 (5)를 만족시키는 범위로 제한하여 냉각시킨 후의 강판을 200℃로부터 600℃로 가열하는 템퍼링 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는, 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
  13. 제12항에 있어서, 상기 템퍼링 처리에 앞서 압하율 2.0％ 이하의 조질 압연을 실시하는 것을 특징으로 하는, 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
  14. 제6항에 기재된 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판을 제조하는 제조 방법이며,
    제8항 내지 제13항 중 어느 한 항에 기재된 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법에 있어서, 550 내지 300℃에서의 체류 중에 아연을 주성분으로 하는 도금욕에 침지시키고, 강판의 편면 또는 양면에, 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 형성하는
    것을 특징으로 하는, 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
  15. 제6항에 기재된 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판을 제조하는 제조 방법이며,
    제8항 내지 제13항 중 어느 한 항에 기재된 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법에 있어서, 550℃로부터 300℃에 체류시키고, 실온까지 냉각시킨 후, 강판의 편면 또는 양면에, 전기 도금으로 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 형성하는
    것을 특징으로 하는, 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
  16. 제6항에 기재된 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판을 제조하는 제조 방법이며,
    제12항 또는 제13항에 기재된 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법에 있어서, 템퍼링 처리 중에 아연을 주성분으로 하는 도금욕에 침지시키고, 강판의 편면 또는 양면에, 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 형성하는
    것을 특징으로 하는, 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
  17. 제6항에 기재된 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판을 제조하는 제조 방법이며,
    제12항 또는 제13항에 기재된 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법에 있어서, 템퍼링 처리를 행하고, 실온까지 냉각시킨 후, 강판의 편면 또는 양면에, 전기 도금으로 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 형성하는
    것을 특징으로 하는, 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
  18. 제7항에 기재된 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판을 제조하는 제조 방법이며,
    제17항에 기재된 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법에 있어서, 도금욕에 침지 후, 계속해서 300℃로부터 550℃에 체류하는 동안, 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 450℃로부터 550℃로 가열하고, 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층에 합금화 처리를 실시하는
    것을 특징으로 하는, 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
  19. 제7항에 기재된 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판을 제조하는 제조 방법이며,
    제15항, 제16항 및 제18항 중 어느 한 항에 기재된 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법에 있어서, 템퍼링 처리에 있어서의 도금층 또는 아연 합금 도금층의 가열 온도를 450℃로부터 550℃로 하고, 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층에 합금화 처리를 실시하는
    것을 특징으로 하는, 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
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