KR20220047846A - 고강도 강판 및 그의 제조 방법 - Google Patents

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KR20220047846A
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다다오 무라타
무네아키 이케다
도시오 무라카미
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가부시키가이샤 고베 세이코쇼
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Abstract

본 발명은, 자동차 부품을 비롯한 각종 용도로 사용 가능한 고강도 강판으로서, 충돌 안전성이나 성형성이 우수한 고강도 강판과, 그의 제조 방법을 제공하는 것이다. 본 발명의 일 국면에 따른 고강도 강판은, 소정의 화학 성분 조성을 만족하고, 면적 비율로, 페라이트 분율: 0∼10%, MA 분율: 0∼30%, 페라이트 및 MA 이외의 경질상: 70∼100%이고, 체적 비율로, 잔류 오스테나이트 분율: 5∼30%인 금속 조직을 갖고, bcc 구조 및 bct 구조를 갖는 결정립을 면적 0.05μm2의 영역의 집합으로 한 경우에, EBSD법에 의해 해석했을 때의 IQ의 변형도를, 소정의 관계식으로 나타냈을 때, 이 변형도가 -1.2∼-0.3이 되는 고강도 강판이다.

Description

고강도 강판 및 그의 제조 방법
본 발명은, 자동차 부품을 비롯한 각종 용도에 적용되는 고강도 강판에 관한 것이다.
자동차 부품 등에 제공되는 강판에는, 승객 보호를 위한 충돌 안전성 확보와, 환경 부하의 저감을 위한 연비 개선을 향한 차체 경량화를 함께 실현하기 위해서, 강도의 향상이 요구되고 있다. 충돌 안전성에 대한 영향이 큰 기계적 특성으로서, 예를 들면, 인장 강도, 항복 강도 등을 들 수 있다.
그 한편으로, 복잡한 형상의 부품용의 부재로서 강판을 적용하기 위해서, 우수한 성형성도 요구되고 있다. 성형성에 대한 기여가 큰 기계적 특성으로서, 예를 들면, 연성(延性), 구멍 확장성 및 굽힘성 등을 들 수 있다. 그러나, 충돌 안전성의 향상 및 성형성의 향상의 양립은 곤란하다.
지금까지 충돌 안전성의 향상 또는 성형성의 향상에 관한 기술은, 각각 다른 기술로서 제안되어 있다(특허문헌 1, 2). 그러나, 지금까지 제안되어 있는 이들 기술에 의해서도, 충돌 안전성의 향상 및 성형성의 향상의 양립은 곤란한 상황이다. 이는, 충돌 안전성을 향상시키는 요건으로서, 강판의 고강도화(예를 들면, 인장 강도의 향상)를 필요로 하지만, 성형성을 향상시키는 요건(예를 들면, 연성이나 구멍 확장성)과는 상반되기 때문이라고 생각된다.
자동차 충돌 시에 승객을 보호한다는 관점에서는, 충돌에 의해 변형된 차체와 승객의 접촉을 막는 것이 중요하다. 본 발명자들은, 충돌 시의 변형 초기에 있어서의 하중(초기 변형에 필요로 하는 하중)을 높임으로써, 부품의 변형량을 저감하여, 충돌 시에 있어서의 차체와 승객의 접촉을 억제하는 것이 가능하다고 생각했다. 이러한 착상에 기초하여, 본 발명자들은, 자동차용 부품을 비롯한 각종 용도에 있어서, 성형성에 더하여, 초기 변형에 필요로 하는 하중이 높은 고강도 강판에 대하여 다양한 각도로부터 검토했다.
상기와 같은 특징을 갖는 고강도 강판의 요구 특성으로서, 구체적으로는, 하기의 요건 (1)∼(5)를 들 수 있다.
(1) 인장 강도 TS(tensile strength): 780MPa 이상
(2) 인장 강도 TS에 대한 항복 강도 YS(yield strength)의 비율(YS/TS)로 표시되는 항복비 YR(yield ratio): 0.70 이상
(3) 인장 강도 TS×전체 신도 EL(elongation): 13000MPa·% 이상
(4) 인장 강도 TS×구멍 확장률 λ: 40000MPa·% 이상
(5) 독일 자동차 공업회(VDA)의 굽힘 시험에 있어서, 시험편을 굽힘 각도 10°로 변형시키는 하중/판두께: 3.0kN/mm 이상
본 발명은, 상기와 같은 사정을 감안하여 이루어진 것으로, 그 목적은, 요구 특성 모두 높은 레벨에 있어, 충돌 안전성 및 성형성 모두 우수한 고강도 강판, 및 그와 같은 고강도 강판을 제조하기 위한 유용한 방법을 제공하는 것에 있다.
일본 특허 제5610102호 공보 일본 특허 제5589893호 공보
본 발명의 일 태양에 따른 고강도 강판은,
질량%로,
C: 0.10∼0.35%,
Si+Al: 0.5∼3.0%,
Mn: 1.0∼3.0%,
P: 0% 초과 0.05% 이하, 및
S: 0% 초과 0.01% 이하
를 각각 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물이며,
면적 비율로, 페라이트 분율: 0∼10%, MA 분율: 0∼30%, 페라이트 및 MA 이외의 경질상: 70∼100%이고,
체적 비율로, 잔류 오스테나이트 분율: 5∼30%인 금속 조직을 갖고,
bcc 구조 및 bct 구조를 갖는 결정립을 면적 0.05μm2의 영역의 집합으로 한 경우에, EBSD법에 의해 해석했을 때의 IQ의 변형도를, 하기 식(1)로 나타냈을 때, 이 변형도가 -1.2∼-0.3인 것을 특징으로 한다.
Figure pct00001
식(1)에 있어서의 각 변수는, 이하를 나타낸다.
n: bcc 구조 및 bct 구조를 갖는 면적 0.05μm2의 영역의 총수
s: 면적 0.05μm2의 영역의 IQ의 표준 편차
xi: 면적 0.05μm2의 영역 i의 IQ
xave: bcc 구조 및 bct 구조를 갖는 면적 0.05μm2의 영역의 평균 IQ
본 발명의 다른 태양으로서 고강도 강판의 제조 방법도 포함되고, 이 제조 방법은,
상기와 같은 고강도 강판의 제조 방법으로서, 상기와 같은 화학 성분 조성을 갖는 강 소재를 가열한 후, 열간 압연하고, 상기 열간 압연 종료 후에 냉각하여 권취하고, 이어서 산세·냉간 압연을 실시한 후,
강의 Ac3 변태점 이상, 950℃ 이하의 온도(T1)로 가열하고, 해당 온도역에서 5초 이상 1800초 이하의 시간(t1) 유지하여 오스테나이트화하는 공정과,
700℃ 이상의 급랭 개시 온도(T2)로부터 10℃/초 이상의 평균 냉각 속도(CR2)로 300℃ 이상 500℃ 이하의 온도역의 냉각 정지 온도(T3a)까지 냉각하는 공정과,
300℃ 이상 500℃ 이하의 온도역에서, 평균 냉각 속도 10℃/초 이하로 10초 이상 300초 미만의 시간(t3) 체류하는 공정과,
300℃ 이상의 체류 종점 온도(T3b)로부터 100℃ 이상 300℃ 이하의 온도역의 냉각 정지 온도(T4)까지 10℃/초 이상의 평균 냉각 속도(CR3)로 냉각하는 공정과,
상기 냉각 정지 온도(T4)로부터, 300℃ 이상 500℃ 이하의 온도역에서, 하기의 요건을 만족하는 재가열 온도(T5)까지 가열하고, 해당 재가열 온도(T5)의 온도역에서 350초 이상 1800초 이하의 시간(t5) 유지하는 공정,
재가열 온도(T5): 상기 냉각 정지 온도(T3a)와 체류 종점 온도(T3b)의 평균 온도의 차가 50℃ 이하이다.
를 이 순서로 포함하는 것을 특징으로 한다.
상기의 본 발명의 목적, 특징 및 이점은, 이하의 상세한 기재와 첨부 도면으로부터 분명해질 것이다.
[도 1] 도 1은, 원판에 대해서 행하는 열처리 패턴의 일례를 나타내는 모식도이다.
본 발명자들은, 우수한 충돌 안전성과 성형성을 양립시키는 고강도 강판을 실현하는 조직에 대하여 예의 검토했다. 그 결과, bcc 구조 및 bct 구조를 갖는 주요한 조직인 비교적 연질인 베이니틱 페라이트 및 베이나이트와, 경질인 프레시 마텐자이트 및 템퍼링 마텐자이트에 대하여, 결정립을 면적 0.05μm2의 영역의 집합으로 한 경우에, EBSD법에 의해 해석했을 때의 IQ의 분포 상태를 적절히 규정하는 것에 의해, 우수한 충돌 안전성 및 성형성을 양립시킬 수 있는 고강도 강판이 얻어지는 것을 발견하여, 본 발명을 완성했다.
본 발명에 의하면, 우수한 충돌 안전성 및 성형성을 양립시키는 고강도 강판, 및 이러한 고강도 강판을 제조하기 위한 유용한 방법을 제공할 수 있다.
[고강도 강판]
본 실시형태의 고강도 강판에 있어서, 화학 성분 조성을 규정한 이유는, 하기와 같다. 한편, 하기의 화학 성분 조성에 있어서, % 표시는 모두 질량%를 의미한다.
[C: 0.10∼0.35%]
C는, 잔류 오스테나이트 등의 원하는 조직을 얻어, (인장 강도 TS×전체 신도 EL) 등의 특성을 높게 확보하기 위해서 유효한 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, C량은 0.10% 이상으로 할 필요가 있다. C량은, 바람직하게는 0.13% 이상이며, 보다 바람직하게는 0.15% 이상, 더 바람직하게는 0.18% 이상이다. 그러나, C량이 과잉이 되어 0.35%를 초과하면, MA(Martensite-Austenite constituent) 및 잔류 오스테나이트가 조대해져, 딥 드로잉성, 구멍 확장률 λ로 평가되는 구멍 확장성 모두 저하된다. 또한 C량이 과잉이 되면, 용접성에도 악영향이 생긴다. 따라서, C량은 0.35% 이하로 할 필요가 있고, 바람직하게는 0.33% 이하, 보다 바람직하게는 0.30% 이하이다.
[Si+Al: 0.5∼3.0%]
Si와 Al은, 모두 시멘타이트의 석출을 억제하여, 잔류 오스테나이트의 형성을 촉진하는 작용을 갖는다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Si와 Al의 합계량(Si+Al)은, 0.5% 이상으로 할 필요가 있다. Si+Al은, 바람직하게는 0.7% 이상, 보다 바람직하게는 1.0% 이상이다. 그러나, Si+Al이 3.0%를 초과하여 과잉이 되면, 템퍼링 마텐자이트나 베이나이트를 확보할 수 없게 됨과 함께, MA 및 잔류 오스테나이트가 조대해진다. 따라서, Si+Al은, 3.0% 이하로 할 필요가 있다. Si+Al은, 바람직하게는 2.5% 이하이고, 보다 바람직하게는 2.0% 이하이다. 한편, Si와 Al 중, Al에 대해서는, 탈산 원소로서 기능하는 정도의 첨가량, 즉 0.1% 미만이어도 된다. 혹은, 시멘타이트의 형성을 억제하여, 잔류 오스테나이트량을 증가시키는 것 등을 목적으로 해서, 예를 들면 Al을 0.6% 이상으로 많이 함유시켜도 된다.
[Mn: 1.0∼3.0%]
Mn은, 페라이트의 형성을 억제하여, 페라이트 이외의 템퍼링 마텐자이트나 베이나이트 등의 확보에 필요한 원소이다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Mn량을 1.0% 이상으로 한다. Mn량은, 바람직하게는 1.5% 이상, 보다 바람직하게는 1.7% 이상이다. 그러나, Mn량이 과잉이 되어 3.0%를 초과하면, 제조 과정에서 베이나이트 변태가 억제되어, 비교적 연질인 베이나이트가 충분히 얻어지지 않고, 그 결과, 높은 전체 신도 EL을 확보할 수 없다. 따라서, Mn량은 3.0% 이하로 할 필요가 있고, 바람직하게는 2.7% 이하이며, 보다 바람직하게는 2.5% 이하이다.
[P: 0% 초과 0.05% 이하]
P는, 불가피적으로 혼입되어 오는 불순물이다. P량이 과잉이 되어 0.05%를 초과하면, 전체 신도 EL 및 구멍 확장률 λ가 저하된다. 따라서, P량은 0.05% 이하로 할 필요가 있다. P량은, 바람직하게는 0.03% 이하이다. 한편, P량을 0%로 하는 것은 공업 생산상 불가능하고, 대략 0.001% 이상을 함유한다.
[S: 0% 초과 0.01% 이하]
S는, 불가피적으로 혼입되어 오는 불순물이다. S량이 과잉이 되어 0.01%를 초과하면, MnS 등의 황화물계 개재물이 형성되고, 이 개재물이 균열의 기점이 되어, 구멍 확장성이 저하된다. 따라서, S량은 0.01% 이하로 할 필요가 있다. S량은, 바람직하게는 0.005% 이하이다. 한편, S량을 0%로 하는 것은 공업 생산상 불가능하고, 대략 0.0005% 이상을 함유한다.
본 실시형태의 고강도 강판에서 규정하는 화학 성분 조성은 상기와 같고, 잔부는 철, 및 상기 P, S 이외의 불가피 불순물이다. 이 불가피 불순물로서는, 원료, 자재, 제조 설비 등의 상황에 따라 도입되는 원소, 예를 들면 As, Sb, Sn 등의 미량 원소의 혼입이 허용된다. 한편, 예를 들면 상기한 P 및 S와 같이, 통상, 함유량이 적을수록 바람직한 불순물이지만, 그 이외에, 그 조성 범위에 대하여 하기와 같이 별도 규정하고 있는 원소가 있다. 이 때문에, 잔부를 구성하는 「불가피 불순물」이라고 하는 경우는, 별도 그 조성 범위가 규정되어 있는 원소를 제외한 개념을 의미한다. 또한, 불순물로서는 N도 있지만, 그 양은 하기와 같이 하는 것이 바람직하다.
[N: 0.01% 이하]
N은, 강 중에 혼입되어 오는 불순물이고, 이 N의 양이 과잉이 되면, 조대한 질화물을 형성하여, 굽힘성 및 구멍 확장성을 열화시키거나, 용접 시의 블로홀의 발생의 원인이 되거나 한다. 이 때문에, N은, P나 S와 마찬가지로 적으면 적을수록 바람직하고, N량은 0.01% 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, N량의 저감에는 비용이 들고, 0.0005% 미만까지 저감하려고 하면, 비용이 현저하게 증대된다. 이 때문에, N량의 하한은 0.0005% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
본 발명의 바람직한 실시형태로서, 본 실시형태의 고강도 강판에는, 상기 원소에 더하여, 필요에 따라 추가로, (a) Ti: 0% 초과 0.2% 이하, Nb: 0% 초과 0.2% 이하 및 V: 0% 초과 0.5% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종, (b) Ni: 0% 초과 2% 이하, Cr: 0% 초과 2% 이하 및 Mo: 0% 초과 0.5% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종, (c) B: 0% 초과 0.005% 이하, (d) Mg: 0% 초과 0.04% 이하, REM: 0% 초과 0.04% 이하 및 Ca: 0% 초과 0.04% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종 등을 함유하는 것도 유효하고, 함유시키는 원소의 종류에 따라서 고강도 강판의 특성이 추가로 개선된다.
[Ti: 0% 초과 0.2% 이하, Nb: 0% 초과 0.2% 이하 및 V: 0% 초과 0.5% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종]
Ti는, 석출 강화 및 조직 미세화의 효과를 발휘시키는 원소이며, 강판의 강도 향상에 기여한다. 따라서, Ti가 함유되어 있어도 된다. 이러한 효과는 그 함유량이 증가함에 따라 증대되지만, 그 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, Ti량은 0.01% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.02% 이상이다. 그러나, Ti량이 0.2%를 초과하여 과잉이 되면, Ti의 탄질화물이 과잉으로 석출되어 강판의 성형성이 저하된다. 따라서, Ti량은 0.2% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.10% 이하이며, 더 바람직하게는 0.06% 이하이다.
Nb는, Ti와 마찬가지로, 석출 강화 및 조직 미세화의 효과를 발휘시키는 원소이며, 강판의 강도 향상에 기여한다. 따라서, Nb가 함유되어 있어도 된다. 이러한 효과는 그 함유량이 증가함에 따라 증대되지만, 그 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, Nb량은 0.005% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.010% 이상이다. 그러나, Nb량이 0.2%를 초과하여 과잉이 되면, Nb의 탄질화물이 과잉으로 석출되어 강판의 성형성이 저하된다. 따라서, Nb량은 0.2% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.10% 이하이며, 더 바람직하게는 0.06% 이하이다.
V는, Ti 및 Nb와 마찬가지로, 석출 강화 및 조직 미세화의 효과를 발휘시키는 원소이며, 강판의 강도 향상에 기여한다. 따라서, V가 함유되어 있어도 된다. 이러한 효과는 그 함유량이 증가함에 따라 증대되지만, 그 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, V량은 0.01% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.02% 이상이다. 그러나, V량이 0.5%를 초과하여 과잉이 되면, V의 탄질화물이 과잉으로 석출되어 강판의 성형성이 저하된다. 따라서, V량은 0.125% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.30% 이하이며, 더 바람직하게는 0.10% 이하이다.
한편, Ti, Nb 및 V는, 각각 단독으로 함유시켜도 되고, 2종 또는 3종을 병용하여 함유시켜도 된다.
[Ni: 0% 초과 2% 이하, Cr: 0% 초과 2% 이하 및 Mo: 0% 초과 0.5% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종]
Ni는, 강판의 강도 상승에 기여함과 함께, 잔류 오스테나이트를 안정화하여, 원하는 잔류 오스테나이트량을 확보하기 위해서 유효한 원소이다. 따라서, Ni가 함유되어 있어도 된다. 이러한 효과는 그 함유량이 증가함에 따라 증대되지만, 그 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, Ni량은 0.001% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.01% 이상이다. 그러나, Ni량이 2%를 초과하여 과잉이 되면, 열간 압연 시의 제조성이 저하된다. 따라서, Ni량은 2% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 1.0% 이하이다.
Cr은, Ni와 마찬가지로, 강판의 강도 상승에 기여함과 함께, 잔류 오스테나이트를 안정화하여, 원하는 잔류 오스테나이트량을 확보하기 위해서 유효한 원소이다. 따라서, Cr이 함유되어 있어도 된다. 이러한 효과는 그 함유량이 증가함에 따라 증대되지만, 그 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, Cr량은 0.001% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.01% 이상이다. 그러나, Cr량이 2%를 초과하여 과잉이 되면, 열간 압연 시의 제조성이 저하된다. 따라서, Cr량은 2% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 1.0% 이하이다.
Mo는, Ni 및 Cr과 마찬가지로, 강판의 강도 상승에 기여함과 함께, 잔류 오스테나이트를 안정화하여, 원하는 잔류 오스테나이트량을 확보하기 위해서 유효한 원소이다. 따라서, Mo가 함유되어 있어도 된다. 이러한 효과는 그 함유량이 증가함에 따라 증대되지만, 그 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, Mo량은 0.001% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.01% 이상이다. 그러나, Mo량이 0.5%를 초과하여 과잉이 되면, 열간 압연 시의 제조성이 저하된다. 따라서, Mo량은 0.5% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.20% 이하이다.
한편, Ni, Cr 및 Mo는, 각각 단독으로 함유시켜도 되고, 2종 또는 3종을 병용하여 함유시켜도 된다.
[B: 0% 초과 0.005% 이하]
B는, 담금질성을 높임으로써, 페라이트 변태를 억제하기 위해서 유효한 원소이다. 따라서, B가 함유되어 있어도 된다. 이러한 효과는 그 함유량이 증가함에 따라 증대되지만, 그 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, B량은 0.0001% 이상인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.0010% 이상이다. 그러나, B량이 0.005%를 초과하여 과잉이 되면, 열간 압연의 제조성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, B량은 0.005% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.0030% 이하이다.
[Mg: 0% 초과 0.04% 이하, REM: 0% 초과 0.04% 이하 및 Ca: 0% 초과 0.04% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종]
Mg, REM(희토류 원소) 및 Ca는, 미세한 산화물 또는 황화물을 형성하여, 조대한 산화물 또는 황화물에 의한 구멍 확장성의 저하를 억제한다. 따라서, Mg, REM 혹은 Ca는, 이들의 임의의 조합으로 함유되어 있어도 된다. 이러한 효과는 그들의 함유량이 증가함에 따라 증대되지만, 그 효과를 충분히 얻기 위해서는, Mg량, REM량 및 Ca량은, 모두 0.0005% 이상인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.0010% 이상이다. 그러나, Mg량, REM량 또는 Ca량이 0.04%를 초과하여 과잉이 되면, 산화물 또는 황화물이 조대화됨으로써 구멍 확장성이 저하된다. 따라서, Mg량, REM량 및 Ca량은 모두 0.04% 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.010% 이하이다. 한편, REM은, Sc, Y 외, La(원자 번호 57)로부터 Lu(원자 번호 71)까지의 란타노이드 계열 희토류 원소의 합계 17종류의 원소를 포함하고, REM량은 이들 17종류의 원소의 합계량을 의미한다.
다음으로, 본 실시형태의 고강도 강판의 금속 조직에 대하여 설명한다. 하기의 면적 비율 및 체적 비율은, 각각 전체 금속 조직에서 차지하는 비율이다.
[면적 비율로, 페라이트 분율: 0∼10면적%]
페라이트는, 일반적으로 가공성이 우수하지만, 강도가 낮다는 문제를 갖는다. 그 결과, 페라이트량이 많으면 항복비 YR이 저하된다. 이 때문에, 페라이트 분율을, 면적 비율로 0∼10면적%로 했다. 페라이트 분율의 상한은, 바람직하게는 5면적% 이하이며, 보다 바람직하게는 3면적% 이하이다. 한편, 페라이트 분율은, 나이탈 에칭한 강판을, 주사형 전자 현미경(SEM: Scanning Electron Microscope)으로 관찰하여, 탄화물을 함유하지 않는 흑색부를 점산법으로 측정하는 것에 의해 구할 수 있다.
[면적 비율로, MA 분율: 0∼30면적%]
MA는, 프레시 마텐자이트와 잔류 오스테나이트의 복합 조직이다. MA에는, 잔류 오스테나이트가 함유되기 때문에, MA량을 증가시키는 것은 전체 신도 EL로 표시되는 가공성의 향상에 유효하다. 그러나, MA 중에는 매우 경질인 프레시 마텐자이트도 함유되기 때문에, MA 분율이 증가함으로써 구멍 확장률 λ가 저하된다. 이 때문에, MA 분율을, 면적 비율로 0∼30면적%로 했다. MA 분율의 하한은, 바람직하게는 3면적% 이상이며, 보다 바람직하게는 5면적% 이상이다. MA 분율의 상한은, 바람직하게는 25면적% 이하이며, 보다 바람직하게는 20면적% 이하이다. 한편, MA 분율은, 나이탈 에칭한 강판을 SEM으로 관찰하여, 탄화물을 함유하지 않는 회색부를 점산법으로 측정하는 것에 의해 구할 수 있다.
[면적 비율로, 페라이트 및 MA 이외의 경질상: 70∼100면적%]
경질상은, 원하는 인장 강도 TS 및 항복비 YR을 확보하기 위해서 중요한 조직이다. 본 실시형태의 고강도 강판에서는, 경질상으로서, 예를 들면 베이니틱 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마텐자이트, 프레시 마텐자이트 등을 함유해도 된다. 본 실시형태의 고강도 강판에서는, 원하는 인장 강도 TS 및 항복비 YR을 확보하기 위해, 페라이트 및 MA 이외의 경질상의 면적 비율을 70∼100면적%로 했다. 페라이트 및 MA 이외의 경질상의 면적 비율은, 75면적% 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 80면적% 이상이다. 한편, 페라이트 및 MA 이외의 경질상의 면적 비율은, 상기의 페라이트 및 MA를 제외한 부위의 면적 비율로서 구할 수 있다.
[체적 비율로, 잔류 오스테나이트 분율: 5∼30체적%]
잔류 오스테나이트는, 프레스 가공 등에 있어서 마텐자이트로 변태되는 TRIP(transformetion induced plasticity) 현상을 일으켜, 큰 전체 신도 EL을 얻을 수 있다. 형성되는 마텐자이트는 높은 경도를 갖기 때문에, 인장 강도 TS×전체 신도 EL(이하, TS×EL로 약기하는 경우가 있다)을 높게 할 수 있다. 또한 잔류 오스테나이트의 항복비는 낮기 때문에, 원하는 고항복비를 확보하기 위해서는, 잔류 오스테나이트는 과잉으로 도입하지 않도록 하는 것이 필요하다. 이 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적 비율은, 5∼30체적%로 했다. 잔류 오스테나이트 분율은, 바람직하게는 7체적% 이상이며, 20체적% 이하이다.
한편, 잔류 오스테나이트 분율은, 예를 들면, X선 회절에 의해 측정할 수 있다. 이 방법에서는, 예를 들면, 강판 표면으로부터 당해 강판의 두께의 1/4까지의 부분을 기계 연마 및 화학 연마에 의해 제거하고, 특성 X선으로서 Co·Kα선을 이용할 수 있다. 그리고, 체심 입방 격자(bcc: body-centered cubic lattice)상과, 체심 정방 격자(bct: body centered tetragonal lattice) 및 면심 입방 격자(fcc: face centered cubic lattice)의 회절 피크의 적분 강도비로부터, 잔류 오스테나이트의 체적 분율을 측정할 수 있다.
[bcc 구조 및 bct 구조를 갖는 결정립을 면적 0.05μm2의 영역의 집합으로 한 경우에, EBSD법에 의해 해석했을 때의 IQ의 변형도를 하기 식(1)로 나타냈을 때, 이 변형도가 -1.2∼-0.3이다]
Figure pct00002
식(1)에 있어서의 각 변수는, 이하를 나타낸다.
n: bcc 구조 및 bct 구조를 갖는 면적 0.05μm2의 영역의 총수
s: 면적 0.05μm2의 영역의 IQ의 표준 편차
xi: 면적 0.05μm2의 영역 i의 IQ
xave: bcc 구조 및 bct 구조를 갖는 면적 0.05μm2의 영역의 평균 IQ
상기 식(1)은, 실험 결과에 기초하여, 해석·규정한 파라미터식이다.
본 실시형태의 고강도 강판에 있어서, 베이니틱 페라이트, 베이나이트와 템퍼링 마텐자이트 등의 bcc 구조 및 bct 구조를 갖는 금속 조직은 혹사(酷似)하여, 일의적으로 정의하는 것은 곤란하다. 그 때문에, SEM을 이용한 결정 해석 수법인 EBSD(Electron Back Scatter Diffraction patterns)법을 이용하여, bcc 구조 및 bct 구조를 갖는 결정립의 IQ(Image Quality)를 해석했다.
IQ는, EBSD 패턴의 선예도를 나타내고 있고, 결정 중의 전위량에 영향을 받는 것이 일반적으로 알려져 있다. 구체적으로는, IQ가 작을수록, 결정 중에 전위가 많이 존재하는 경향이 있다. 본 실시형태의 고강도 강판에 있어서는, IQ로서, 각 측정점의 IQ가 아니라, 측정점간의 결정 방위차가 3° 이상인 경계로 둘러싸인 영역을 결정립으로 정의하고, bcc 구조 및 bct 구조를 갖는 결정립마다의 평균 IQ를 채용하고 있다.
한편, IQ의 해석에 있어서는, CI＜0.1의 측정점은 신뢰성이 부족하다고 생각되어, 해석으로부터 제외했다. 상기 CI(Confidence Index)란, 각 측정점에서 검출된 EBSD 패턴이, 지정된 결정계(철의 경우는 bcc 혹은 fcc)의 데이터베이스와 얼마나 일치하는지를 나타내는 지표로, 데이터의 신뢰도를 나타내는 것이다.
비교적 연질인 베이니틱 페라이트 및 베이나이트와, 경질인 프레시 마텐자이트 및 템퍼링 마텐자이트는, bcc 구조 및 bct 구조를 갖는 주요한 조직이다. 상기 식(1)은, bcc 구조 및 bct 구조를 갖는 결정립을, 결정립과 동일한 IQ를 갖는 면적 0.05μm2의 영역의 집합으로 한 경우에, EBSD법에 의해 해석했을 때의 IQ의 변형도를 나타낸다. 상기 식(1)에 의하면, 베이니틱 페라이트 및 베이나이트와, 프레시 마텐자이트 및 템퍼링 마텐자이트에 대하여, 면적과 IQ의 관계를 분명히 할 수 있다.
결정립의 면적은 반드시 0.05μm2의 정수배로는 되지 않는다. 그 때문에, 결정립의 면적을 0.05μm2로 나눈 값의 소수점 첫째자리를 반올림한 값을, 결정립에 내포되는 면적 0.05μm2의 영역의 수로 간주했다. 그리고, 본 발명자들의 검토의 결과, bcc 구조 및 bct 구조를 갖는 결정립에 있어서의 면적 0.05μm2의 영역의 집합에 대하여, 식(1)로 계산되는 IQ의 변형도를 -1.2∼-0.3으로 제어함으로써, 우수한 충돌 안전성과 성형성을 양립시킬 수 있는 것이 판명되었다.
본 실시형태의 고강도 강판이 우수한 충돌 안전성 및 성형성을 나타내는 이유에 대해서는, 그 모두를 해명한 것은 아니지만, 아마 다음과 같이 생각할 수 있었다. 즉, bcc 구조 및 bct 구조를 갖는 조직의 면적과, IQ의 분포 상태를 적절히 제어함으로써, 경도가 상이한 조직으로 이루어지는 복합 조직 강판에 있어서, 연질 조직에 의한 성형성 향상 효과를 활용하면서, 변형 초기에 있어서의 연질 조직으로의 변형의 집중을 억제할 수 있다고 추측된다.
IQ의 변형도가 -1.2를 하회하면, 원하는 분포 상태에 비해, IQ가 높은 연질인 조직의 비율이 높아, 평균 IQ가 상대적으로 높은 것을 의미하고 있다. 이때, 연질 조직이 증대됨으로써, VDA 굽힘 시험의 굽힘 각도 10°에 있어서의 하중/판두께가 저하되어, 원하는 충돌 안전성이 얻어지지 않는다. 또한, 조직간의 경도차가 커서, 구멍 확장 시험에서 균열 기점이 되는 개소가 증가함으로써, 인장 강도 TS×구멍 확장률 λ(이하, TS×λ로 약기하는 경우가 있다)가 40000MPa·% 이상을 확보할 수 있다.
IQ의 변형도가 -0.3을 상회하면, 원하는 분포 상태에 비해, IQ가 상대적으로 낮은 경질인 조직의 비율이 높은 것을 나타내고 있다. 이때, 연질 조직의 비율이 감소함으로써, 성형성, 특히 전체 신도 EL이 저하되어, 원하는 TS×EL이 얻어지지 않는다.
본 실시형태의 고강도 강판은, (1) 인장 강도 TS, (2) 항복비 YR, (3) TS×EL, (4) TS×λ, (5) 독일 자동차 공업회(VDA)의 굽힘 시험에 있어서, 시험편을 굽힘 각도 10°로 변형시키는 하중/판두께 등의 특성이 모두 높은 레벨에 있다. 다음으로, 본 실시형태의 고강도 강판에 있어서의 이들 특성에 대하여 설명한다.
(1) 인장 강도 TS: 780MPa 이상
본 실시형태의 고강도 강판은, 인장 강도 TS가 780MPa 이상인 것이 바람직하다. 인장 강도 TS는, 보다 바람직하게는 880MPa 이상이며, 더 바람직하게는 980MPa 이상이다. 인장 강도 TS는 높을수록 바람직하지만, 본 실시형태의 고강도 강판의 화학 성분 조성이나 제조 조건을 고려하면, 인장 강도 TS의 상한은 대략 1600MPa 이하이다.
(2) 항복비 YR: 0.70 이상
본 실시형태의 고강도 강판에 있어서, 인장 강도 TS에 대한 항복 강도 YS의 비율(YS/TS)로 표시되는 항복비 YR은 0.70 이상인 것이 바람직하다. 이에 의해, 전술한 높은 인장 강도 TS와 맞물려, 높은 항복 강도를 실현할 수 있다. 그 결과, 부하를 걸었을 때의 변형을 억제하여, 충돌 안전성을 높일 수 있다. 항복비 YR은, 보다 바람직하게는 0.75 이상이며, 더 바람직하게는 0.80 이상이다. 충돌 안전성의 관점에서는, 항복비 YR은 높을수록 바람직하지만, 본 실시형태의 고강도 강판의 화학 성분 조성이나 제조 조건을 고려하면, 항복비 YR의 상한은 대략 0.95 이하이다.
(3) TS×EL: 13000MPa·% 이상
본 실시형태의 고강도 강판은, TS×EL이 13000MPa·% 이상인 것이 바람직하다. 13000MPa·% 이상의 TS×EL을 가짐으로써, 우수한 강도와 우수한 프레스 성형성 등을 양립시킬 수 있다. TS×EL은, 보다 바람직하게는 14000MPa·% 이상이며, 더 바람직하게는 15000MPa·% 이상이다. TS×EL은 높을수록 바람직하지만, 본 실시형태의 고강도 강판의 화학 성분 조성이나 제조 조건을 고려하면, TS×EL의 상한은 대략 25000MPa·% 이하이다.
(4) TS×λ: 40000MPa·% 이상
본 실시형태의 고강도 강판은, TS×λ가 40000MPa·% 이상인 것이 바람직하다. 40000MPa·% 이상의 TS×λ를 가짐으로써, 우수한 강도와 우수한 프레스 성형성 등을 양립시킬 수 있다. TS×λ는, 보다 바람직하게는 50000MPa·% 이상이며, 더 바람직하게는 60000MPa·% 이상이다. TS×λ는 높을수록 바람직하지만, 본 실시형태의 고강도 강판의 화학 성분 조성이나 제조 조건을 고려하면, TS×λ의 상한은 대략 150000MPa·% 이하이다.
(5) 독일 자동차 공업회(VDA)의 굽힘 시험에 있어서, 시험편을 굽힘 각도 10°로 변형시키는 하중/판두께: 3.0kN/mm 이상
본 실시형태의 고강도 강판은, VDA의 굽힘 시험에 있어서, 시험편을 굽힘 각도 10°로 변형시키는 하중/판두께의 값이, 3.0kN/mm 이상인 것이 바람직하다. VDA의 굽힘 시험에 있어서, 시험편을 굽힘 각도 10°로 변형시키는 하중/판두께의 값이, 3.0kN/mm 이상임으로써, 충돌 등에 있어서의 강판의 변형량을 저감하여, 충돌 안전성을 높일 수 있다. 상기 하중/판두께의 값은, 보다 바람직하게는 3.1kN/mm 이상이며, 더 바람직하게는 3.2kN/mm 이상이다. 하중/판두께의 값은, 높을수록 바람직하지만, 본 실시형태의 고강도 강판의 화학 성분 조성이나 제조 조건을 고려하면, VDA의 굽힘 시험에 있어서, 시험편을 굽힘 각도 10°로 변형시키는 하중/판두께의 값의 상한은, 대략 5.0kN/mm 이하이다.
[제조 방법]
본 실시형태의 고강도 강판을 제조하기 위해서는, 하기의 수순을 따르면 된다. 본 발명자들은, 소정의 화학 성분 조성을 갖는 원판에 대해, 하기에 상세히 기술하는 열처리를 행하는 것에 의해, 전술한 원하는 강 조직을 갖고, 그 결과, 전술한 원하는 기계적 특성을 갖는 고강도 강판이 얻어지는 것을 발견했다.
한편, 열처리를 실시하는 원판으로서, 강 소재를 열간 압연하여 얻어지는 열연 강판이나, 추가로 산세, 냉간 압연하여 얻어지는 냉연 강판을 들 수 있지만, 상기 열간 압연이나 산세, 냉간 압연의 조건은 특별히 한정되지 않는다.
원판에 대해서 행하는 열처리 패턴의 일례를, 모식적으로 도 1에 나타낸다.
[공정 A: 강판을 Ac3 변태점 이상, 950℃ 이하의 온도(T1)로 가열하고, 해당 온도역에서 5초 이상 1800초 이하의 시간(t1) 유지하여 오스테나이트화하는 공정]
도 1에 있어서의 공정 A에서는, 강판을 Ac3 변태점 이상, 950℃ 이하의 온도(T1)(가열 온도(T1))로 가열하고, 해당 온도역에서 5초 이상 1800초 이하의 시간(t1)(유지 시간(t1)) 유지한다. 이에 의해, 강판 조직을 충분히 오스테나이트로 역변태시킬 수 있다.
강판을 Ac3 변태점 이상, 950℃ 이하의 가열 온도(T1)로 가열할 때의 평균 가열 속도(HR1)(도 1의 [1])는, 특별히 한정되지 않고, 임의의 평균 가열 속도(HR1)로 승온하면 된다. 예를 들면, 실온으로부터 상기 가열 온도(T1)까지, 평균 가열 속도(HR1)를 1℃/초 이상 100℃/초 이하로 해서 승온하는 것을 들 수 있다.
가열 온도(T1)(도 1의 [2])가 Ac3 변태점을 하회하면, 오스테나이트로의 역변태가 불충분해지고, 페라이트가 잔존함으로써, 항복비 YR이 저하된다. 따라서, 가열 온도(T1)는 Ac3 변태점 이상으로 하는 것이 좋고, 바람직하게는 Ac3 변태점+5℃ 이상, 보다 바람직하게는 Ac3 변태점+10℃ 이상이다. 가열 온도(T1)가 950℃를 상회하면, 강판 조직의 결정립이 조대화되어, 구멍 확장률 λ가 저하될 우려가 있기 때문에, 가열 온도(T1)는 950℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
가열 온도(T1)에서의 유지 시간(t1)(도 1의 [2])이 5초를 하회하면, 오스테나이트로의 역변태가 불충분해지고, 페라이트가 잔존함으로써, 항복비 YR이 저하된다. 따라서, 유지 시간(t1)은 5초 이상으로 하는 것이 좋고, 바람직하게는 10초 이상이며, 보다 바람직하게는 20초 이상이다.
유지 시간(t1)이 1800초를 상회하면, 생산성이 저하되는 것에 더하여, 강판 조직의 결정립이 조대화됨으로써 구멍 확장률 λ 등의 강판 특성의 저하도 생길 우려가 있다. 그 때문에, 유지 시간(t1)은 1800초 이하로 하는 것이 좋고, 바람직하게는 1500초 이하이며, 보다 바람직하게는 1000초 이하이다.
[공정 B: 700℃ 이상의 급랭 개시 온도(T2)로부터 10℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 300℃ 이상 500℃ 이하의 온도역의 냉각 정지 온도(T3a)까지 냉각하는 공정]
도 1에 있어서의 공정 B에서는, 상기 공정 A에서 가열, 유지한 강판을 700℃ 이상의 급랭 개시 온도(T2)로부터 10℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 300℃ 이상 500℃ 이하의 냉각 정지 온도(T3a)까지 냉각한다. 이에 의해, 냉각 과정에 있어서의 페라이트의 석출을 억제할 수 있다.
본 실시형태의 제조 방법에서는, 가열 온도(T1)로부터 급랭 개시 온도(T2)까지의 평균 냉각 속도(CR1)(도 1의 [3])는 특별히 한정되지 않는다. 상기 평균 냉각 속도(CR1)로서, 예를 들면 0.1℃/초 이상 5℃/초 이하로 냉각하는 것을 들 수 있다.
급랭 개시 온도(T2)가 700℃를 하회하면, 페라이트가 석출되어, 항복비 YR이 저하된다. 따라서, 급랭 개시 온도(T2)는 700℃ 이상으로 하는 것이 좋고, 바람직하게는 750℃ 이상이며, 보다 바람직하게는 800℃ 이상이다. 급랭 개시 온도(T2)의 상한은 특별히 한정되지 않고, 공정 A의 가열 온도(T1) 이하이면 된다.
급랭 개시 온도(T2)로부터 냉각 정지 온도(T3a)까지의 평균 냉각 속도(CR2)(도 1의 [4])가 10℃/초를 하회하면, 냉각 중에 페라이트가 석출되어, 항복비 YR이 저하된다. 따라서, 평균 냉각 속도(CR2)는 10℃/초 이상으로 하는 것이 좋고, 바람직하게는 15℃/초 이상이며, 보다 바람직하게는 20℃/초 이상이다. 평균 냉각 속도(CR2)의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들면 100℃/초 이하이면 된다.
냉각 정지 온도(T3a)는, 상기 급랭의 종점이 되는 온도이고, 또한 후술하는 공정 C에 있어서의 체류 개시 온도이기도 하다. 이 냉각 정지 온도(T3a)가 300℃를 하회하면, 후의 공정에 있어서 석출되는 베이나이트가 과도하게 경질이 되는 것에 더하여, 탄소 농화부의 형성이 충분히 진행되지 않아 잔류 오스테나이트도 감소하여, 원하는 TS×EL이 얻어지지 않는다. 따라서, 냉각 정지 온도(T3a)는 300℃ 이상으로 하는 것이 좋고, 바람직하게는 320℃ 이상이며, 보다 바람직하게는 340℃ 이상이다.
냉각 정지 온도(T3a)가 500℃를 상회하면, 후의 공정에 있어서 석출되는 베이나이트가 과도하게 연질이 되어, 원하는 항복비 YR이 얻어지지 않는다. 또한, 탄소 농화부가 조대화됨으로써, 조대한 잔류 오스테나이트 및 MA가 형성되어, TS×λ도 저하된다. 따라서, 냉각 정지 온도(T3a)는 500℃ 이하로 하는 것이 좋고, 바람직하게는 480℃ 이하이며, 보다 바람직하게는 460℃ 이하이다.
[공정 C: 300℃ 이상 500℃ 이하의 온도역에서, 평균 냉각 속도 10℃/초 이하로 10초 이상 300초 미만의 시간(t3) 체류하는 공정]
도 1에 있어서의 공정 C에서는, 상기 공정 B에서 냉각한 강판을, 300℃ 이상 500℃ 이하의 온도역에 있어서, 평균 냉각 속도 10℃/초 이하로 10초 이상 300초 미만의 시간(t3)(체류 시간(t3): 도 1의 [5]) 체류한다. 이에 의해, 부분적으로 베이나이트를 형성시킨다. 이 베이나이트는 오스테나이트보다도 탄소의 고용한이 낮기 때문에, 고용한을 초과한 탄소를 내뱉는다. 그 결과, 베이나이트 주위에 탄소가 농화된 오스테나이트의 영역이 형성된다. 이 영역이, 후술하는 공정 D에서의 냉각, 및 공정 E에서의 재가열을 거쳐, 잔류 오스테나이트가 된다. 이 잔류 오스테나이트에 의해, TS×EL을 높일 수 있다.
이 공정 C에서 체류할 때의 온도(체류 온도)가 300℃를 하회하면, 전술한 대로, 석출되는 베이나이트가 과도하게 경질이 되는 것에 더하여, 탄소 농화부의 형성이 충분히 진행되지 않아 잔류 오스테나이트도 감소하여, 원하는 TS×EL이 얻어지지 않는다. 따라서, 체류 온도는 300℃ 이상으로 하는 것이 좋고, 바람직하게는 320℃ 이상이며, 보다 바람직하게는 340℃ 이상이다.
체류 온도가 500℃를 상회하면, 석출되는 베이나이트가 과도하게 연질이 되어, 원하는 항복비 YR이 얻어지지 않는다. 또한, 탄소 농화부가 조대화됨으로써, 조대한 잔류 오스테나이트 및 MA가 형성되어, TS×λ도 저하된다. 따라서, 체류 온도는 500℃ 이하로 하는 것이 좋고, 바람직하게는 480℃ 이하이며, 보다 바람직하게는 460℃ 이하이다.
공정 C에서의 평균 냉각 속도가 10℃/초를 상회하면, 충분한 베이나이트 변태가 일어나지 않고, 그 결과, 충분한 탄소 농화 영역이 형성되지 않아, 잔류 오스테나이트가 감소하여 원하는 TS×EL이 얻어지지 않는다. 따라서, 공정 C에 있어서의 평균 냉각 속도는 10℃/초 이하로 하는 것이 좋고, 바람직하게는 7℃/초 이하이며, 보다 바람직하게는 3℃/초 이하이다. 혹은, 0℃/초, 즉 일정 온도로 유지해도 된다. 상기 온도 범위 내에서는, 냉각 속도를 변화시켜도 되고, 냉각과 일정 온도에서의 유지를 조합해도 된다. 또한, 공정 C의 체류에 있어서, 베이나이트 변태에 수반하는 발열 등에 의해, 300℃ 이상 500℃ 이하의 온도 내에서 강판 온도가 승온해도 된다.
체류 시간(t3)이 10초를 하회하면, 충분한 베이나이트 변태가 일어나지 않고, 그 결과, 충분한 탄소 농화 영역이 형성되지 않아, 잔류 오스테나이트가 감소하여 원하는 TS×EL을 얻을 수 없다. 따라서, 300℃ 이상 500℃ 이하에서의 체류 시간(t3)은, 10초 이상으로 하는 것이 좋고, 바람직하게는 20초 이상이며, 보다 바람직하게는 30초 이상이다.
그러나, 체류 시간(t3)이 300초 이상이 되면, 공정 C에 있어서의 베이나이트 변태가 과도하게 진행된다. 이 경우, 탄소 농화부가 지나치게 커져, 소둔 후의 강판 조직에 있어서의 잔류 오스테나이트 및 MA가 조대화된다. 그 결과, 구멍 확장률 λ가 저하되어, 원하는 TS×λ가 얻어지지 않는다. 따라서, 300℃ 이상 500℃ 이하에서의 체류 시간(t3)은, 300초 미만으로 하는 것이 좋고, 바람직하게는 200초 이하이며, 보다 바람직하게는 100초 이하이다.
[공정 D: 체류 종점 온도(T3b)로부터 100℃ 이상 300℃ 이하의 온도역에서의 냉각 정지 온도(T4)까지의 평균 냉각 속도를 10℃/초 이상으로 해서 냉각하는 공정]
도 1에 있어서의 공정 D에서는, 공정 C에서 체류시킨 강판을, 300℃ 이상의 체류 종점 온도(T3b)(공정 D에 있어서의 냉각 개시 온도에 상당)로부터, 100℃ 이상 300℃ 이하의 온도역에서의 냉각 정지 온도(T4)까지의 평균 냉각 속도(CR3)(도 1의 [6])를 10℃/초 이상으로 해서 냉각한다. 이에 의해, 미변태 오스테나이트의 일부를 마텐자이트 변태시킴과 함께, 마텐자이트로 변태되지 않는 미변태 오스테나이트를 미세화할 수 있다. 그 결과, 미세한 잔류 오스테나이트 및 MA가 얻어진다. 또한, 형성된 마텐자이트가 후술하는 공정을 거쳐 템퍼링 마텐자이트가 됨으로써, 항복비 YR 및 충돌 안전성을 높일 수도 있다.
평균 냉각 속도(CR3)가 10℃/초를 하회하면, 냉각 중에 탄소 농화 영역이 필요 이상으로 넓어져, MA가 조대해지기 때문에 TS×λ가 저하된다. 따라서, 평균 냉각 속도(CR3)는 10℃/초 이상으로 하는 것이 좋고, 바람직하게는 15℃/초 이상이며, 보다 바람직하게는 20℃/초 이상이다. 한편, 평균 냉각 속도(CR3)의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들면 100℃/초 이하이면 된다.
냉각 정지 온도(T4)(도 1의 [7])가 300℃를 상회하면, 충분한 마텐자이트 변태가 생기지 않기 때문에, 소둔 후의 강판 조직에 있어서의 MA가 조대화되어, 원하는 TS×λ가 얻어지지 않는다. 동시에, 소둔 후의 강판 조직 중에 충분한 양의 템퍼링 마텐자이트를 도입할 수도 없어, 항복비 YR도 저하된다. 따라서, 냉각 정지 온도(T4)는 300℃ 이하로 하는 것이 좋고, 바람직하게는 280℃ 이하이며, 보다 바람직하게는 260℃ 이하이다.
냉각 정지 온도(T4)가 100℃를 하회하면, 마텐자이트 변태가 과도하게 진행되기 때문에, 소둔 후의 강판 조직에 원하는 잔류 오스테나이트량을 확보할 수 없다. 그 결과, 전체 신도 EL이 저하되어, 원하는 TS×EL이 얻어지지 않는다. 따라서, 냉각 정지 온도(T4)는 100℃ 이상으로 하는 것이 좋고, 바람직하게는 120℃ 이상이며, 보다 바람직하게는 140℃ 이상이다.
이 공정 D에 있어서, 냉각 정지 후는, 도 1의 [7]에 나타내는 바와 같이, 상기 냉각 정지 온도(T4)에서 유지해도 되지만, 유지하지 않고서, 후술하는 재가열하는 공정을 추가로 행하는 것이 바람직하다. 상기 냉각 정지 온도(T4)에서 유지하는 경우는, 유지 시간(t4)을 1초 이상 600초 이하로 하는 것이 바람직하다. 이 냉각 정지 온도(T4)에서의 유지 시간(t4)이 길더라도, 특성은 거의 영향을 받지 않지만, 600초를 초과하면 생산성이 저하된다.
[공정 E: 상기 냉각 정지 온도(T4)로부터, 300℃ 이상 500℃ 이하의 온도역에서의 재가열 온도(T5)까지 가열하고, 재가열 온도(T5)의 온도역에 있어서 350초 이상 1800초 이하의 시간(t5) 유지하는 공정]
도 1에 있어서의 공정 E에서는, 공정 D에서 냉각한 강판을, 300℃ 이상 500℃ 이하에서, 하기의 요건을 만족하는 재가열 온도(T5)까지 가열하고, 재가열 온도(T5)의 온도역에 있어서 350초 이상 1800초 이하의 시간(유지 시간(t5)) 유지한다(도 1의 [9]). 이 재가열 온도(T5)는, 공정 B에 있어서의 냉각 정지 온도(T3a)(공정 C에 있어서의 체류 개시 온도에도 상당)와 체류 종점 온도(T3b)의 평균 온도[(T3a-T3b)/2]의 차가 50℃ 이하라는 요건을 만족시킬 필요가 있다.
이 공정 E에 의해, 미변태 오스테나이트의 일부가 베이나이트 변태됨과 동시에, 공정 D에서 석출된 마텐자이트가 템퍼링된다. 이에 의해, bcc 구조 및 bct 구조를 갖는 조직의 IQ의 변형도를 원하는 값으로 제어할 수 있다. 동시에, 베이나이트 및 마텐자이트 중의 탄소가 배출되고 주위의 오스테나이트로의 탄소 농화가 촉진되어, 오스테나이트를 안정화시킬 수 있다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 잔류 오스테나이트량을 증대시킬 수 있다.
재가열 온도(T5)까지의 가열 속도(HR2)(도 1의 [8])는 특별히 한정되지 않고, 예를 들면 1℃/초 이상 50℃/초 이하를 들 수 있다.
재가열 온도(T5)가 300℃를 하회하면, 마텐자이트를 충분히 템퍼링할 수 없어, IQ의 변형도가 -0.3을 상회하여, 원하는 TS×EL이 얻어지지 않는다. 따라서, 재가열 온도(T5)는 300℃ 이상으로 하는 것이 좋고, 바람직하게는 320℃ 이상이며, 보다 바람직하게는 340℃ 이상이다.
재가열 온도(T5)가 500℃를 상회하면, 탄소가 시멘타이트로서 석출되어, 충분한 양의 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없게 된다. 그 결과, 전체 신도 EL이 저하되어, 원하는 TS×EL이 얻어지지 않는다. 따라서, 재가열 온도(T5)는 500℃ 이하로 하는 것이 좋고, 바람직하게는 480℃ 이하, 보다 바람직하게는 460℃ 이하이다.
재가열 온도(T5)가, 냉각 정지 온도(T3a)와 체류 종점 온도(T3b)의 평균 온도의 차가 50℃보다도 고온이 되면, 이 공정 E에서 석출되는 베이나이트가 과도하게 연질이 되어, IQ의 변형도가 -1.2를 하회한다. 그 결과, 원하는 충돌 안전성이 얻어지지 않는다.
재가열 온도(T5)가, 냉각 정지 온도(T3a)와 체류 종점 온도(T3b)의 평균 온도의 차가 50℃보다도 저온이 되면, 공정 C에서 석출되는 베이나이트와 공정 E에서 석출되는 베이나이트 및 템퍼링 마텐자이트의 경도차가 커져, 구멍 확장률 λ가 저하된다. 이 때문에, 재가열 온도(T5)는, 냉각 정지 온도(T3a)와 체류 종점 온도(T3b)의 평균 온도의 차가 50℃ 이하인 것이 좋고, 바람직하게는 40℃ 이하이며, 보다 바람직하게는 30℃ 이하이다.
이 공정 E에서의 재가열 후의 유지 시간(t5)(도 1의 [9])이 350초를 하회하면, 마텐자이트 등의 경질 조직에 대하여 원하는 템퍼링 상태가 얻어지지 않아, bcc 구조 및 bct 구조를 갖는 결정립의 IQ의 변형도가 -1.2를 하회한다. 그 결과, 원하는 충돌 안전성이 얻어지지 않는다. 따라서, 재가열 후의 유지 시간(t5)은 350초 이상으로 하는 것이 좋고, 바람직하게는 380초 이상이며, 보다 바람직하게는 400초 이상이다. 재가열 후의 유지 시간(t5)이 1800초를 상회하면, 기계적 특성에는 거의 영향을 미치지 않지만, 생산성의 저하가 생긴다. 따라서, 유지 시간(t5)은 1800초 이하로 하는 것이 좋고, 바람직하게는 1200초 이하이며, 보다 바람직하게는 600초 이하이다.
재가열 온도(T5)에서 유지한 후는 냉각되지만, 이때의 평균 냉각 속도(CR4)(도 1의 [10])는 특별히 한정되지 않고, 예를 들면, 평균 냉각 속도(CR4)는 1℃/초 이상 50℃/초 이하를 들 수 있다.
본 실시형태의 고강도 강판에서는, 강판에 전기 도금 처리, 증착 도금 처리 등의 도금 처리를 행해도 되고, 도금 처리 후에 합금화 처리를 추가로 행해도 된다. 강판에, 유기 피막의 형성, 필름 라미네이트, 유기 염류 처리, 무기 염류 처리, 논크로뮴 처리 등의 표면 처리를 행해도 된다.
도금 처리로서 강판에 용융 아연 도금 처리를 행하는 경우, 예를 들면, 강판의 온도를 아연 도금욕의 온도보다 40℃ 낮은 온도 이상, 또한 아연 도금욕의 온도보다 50℃ 높은 온도 이하의 온도로 가열 또는 냉각하여, 아연 도금욕 중을 통판한다. 이 용융 아연 도금 처리에 의해, 표면에 용융 아연 도금층을 구비한 강판, 즉 용융 아연 도금 강판이 얻어진다.
용융 아연 도금 처리 후에 합금화 처리를 행하는 경우, 예를 들면, 용융 아연 도금 강판을 460℃ 이상 600℃ 이하의 온도로 가열한다. 가열 온도가 460℃ 미만이면, 합금화가 부족한 경우가 있다. 가열 온도가 600℃ 초과이면, 합금화가 과잉이 되어, 내식성이 열화되는 경우가 있다. 합금화 처리에 의해, 표면에 합금화 용융 아연 도금층을 갖는 강판, 즉 합금화 용융 아연 도금 강판이 얻어진다.
한편, 상기 실시형태는, 모두 본 발명을 실시함에 있어서의 구체예를 나타낸 것에 지나지 않고, 이들에 의해 본 발명의 기술적 범위가 한정적으로 해석되어서는 안 되는 것이다. 즉, 본 발명은 그 기술 사상, 또는 그 주요한 특징으로부터 일탈하는 일 없이, 다양한 형태로 실시할 수 있다.
본 명세서는, 전술한 바와 같이 다양한 태양의 기술을 개시하고 있지만, 그 중 주된 기술을 이하에 정리한다.
본 발명의 일 태양에 따른 고강도 강판은,
질량%로,
C: 0.10∼0.35%,
Si+Al: 0.5∼3.0%,
Mn: 1.0∼3.0%,
P: 0% 초과 0.05% 이하, 및
S: 0% 초과 0.01% 이하
를 각각 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물이며,
면적 비율로, 페라이트 분율: 0∼10%, MA 분율: 0∼30%, 페라이트 및 MA 이외의 경질상: 70∼100%이고,
체적 비율로, 잔류 오스테나이트 분율: 5∼30%인 금속 조직을 갖고,
bcc 구조 및 bct 구조를 갖는 결정립을 면적 0.05μm2의 영역의 집합으로 한 경우에, EBSD법에 의해 해석했을 때의 IQ의 변형도를, 하기 식(1)로 나타냈을 때, 이 변형도가 -1.2∼-0.3인 것을 특징으로 한다.
Figure pct00003
식(1)에 있어서의 각 변수는, 이하를 나타낸다.
n: bcc 구조 및 bct 구조를 갖는 면적 0.05μm2의 영역의 총수
s: 면적 0.05μm2의 영역의 IQ의 표준 편차
xi: 면적 0.05μm2의 영역 i의 IQ
xave: bcc 구조 및 bct 구조를 갖는 면적 0.05μm2의 영역의 평균 IQ
이와 같은 구성에 의해, 충돌 안전성 및 성형성 모두 우수한 고강도 강판을 제공할 수 있다.
본 발명의 바람직한 실시형태로서, 상기 고강도 강판에는, 필요에 따라 추가로, (a) Ti: 0% 초과 0.2% 이하, Nb: 0% 초과 0.2% 이하 및 V: 0% 초과 0.5% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종, (b) Ni: 0% 초과 2% 이하, Cr: 0% 초과 2% 이하 및 Mo: 0% 초과 0.5% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종, (c) B: 0% 초과 0.005% 이하, (d) Mg: 0% 초과 0.04% 이하, REM: 0% 초과 0.04% 이하 및 Ca: 0% 초과 0.04% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종 등을 함유하는 것도 유효하고, 함유시키는 원소의 종류에 따라서 고강도 강판의 특성이 추가로 개선된다.
본 발명의 다른 바람직한 실시형태로서, 강판 표면에 도금층을 갖는 고강도 강판도 포함된다.
본 발명의 다른 태양으로서 고강도 강판의 제조 방법도 포함되고, 이 제조 방법은, 상기와 같은 화학 성분 조성을 갖는 강 소재를 가열한 후, 열간 압연하고, 상기 열간 압연 종료 후에 냉각하여 권취하고, 이어서 산세·냉간 압연을 실시한 후,
강의 Ac3 변태점 이상, 950℃ 이하의 온도(T1)로 가열하고, 해당 온도역에서 5초 이상 1800초 이하의 시간(t1) 유지하여 오스테나이트화하는 공정과,
700℃ 이상의 급랭 개시 온도(T2)로부터 10℃/초 이상의 평균 냉각 속도(CR2)로 300℃ 이상 500℃ 이하의 온도역의 냉각 정지 온도(T3a)까지 냉각하는 공정과,
300℃ 이상 500℃ 이하의 온도역에서, 평균 냉각 속도 10℃/초 이하로 10초 이상 300초 미만의 시간(t3) 체류하는 공정과,
300℃ 이상의 체류 종점 온도(T3b)로부터 100℃ 이상 300℃ 이하의 온도역의 냉각 정지 온도(T4)까지 10℃/초 이상의 평균 냉각 속도(CR3)로 냉각하는 공정과,
상기 냉각 정지 온도(T4)로부터, 300℃ 이상 500℃ 이하의 온도역에서, 하기의 요건을 만족하는 재가열 온도(T5)까지 가열하고, 해당 재가열 온도(T5)의 온도역에 있어서 350초 이상 1800초 이하의 시간(t5) 유지하는 공정,
재가열 온도(T5): 상기 냉각 정지 온도(T3a)와 체류 종점 온도(T3b)의 평균 온도의 차가 50℃ 이하이다.
를 이 순서로 포함하는 것을 특징으로 한다.
이러한 구성에 의해, 상기한 바와 같은 우수한 충돌 안전성 및 성형성을 양립시키는 고강도 강판을 제조할 수 있다.
상기와 같은 강판 표면에 도금층을 갖는 고강도 강판을 제조하는 경우에는, 상기의 제조 방법에 있어서, 추가로 강판 표면에 도금층을 입히는 공정을 갖도록 하면 된다.
이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 원래 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것은 아니고, 상기, 후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당하게 변경을 가하여 실시하는 것도 물론 가능하고, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.
실시예
하기 표 1에 나타낸 화학 성분 조성(잔부: 철, 및 P, S 이외의 불가피 불순물)을 갖는 주조재(강종 A∼E)를 진공 용제로 제조한 후, 이 주조재를 열간 압연으로 판두께 30mm로 하고, 열간 압연을 더 실시했다. 하기 표 1에 나타낸 각 강종의 Ac3 변태점은, 「레슬리 철강 재료학: 1985년, William C. Leslie」의 제273페이지에 기재된 VII-20식을 참조한 하기 식(2)에 의해 계산한 값이다. 또한 표 1 중, 「-」의 난은 첨가하고 있지 않은 것, 또는 측정 한계 미만인 것을 의미한다.
Ac3 변태점(℃) = 910-203×[C]1/2-15.2×[Ni]+44.7×[Si]+104×[V]+31.5×[Mo]-30×[Mn]-11×[Cr]+700×[P]+400×[Al]+400×[Ti]···식(2)
단, 상기 [C], [Ni], [Si], [V], [Mo], [Mn], [Cr], [P], [Al] 및 [Ti]는, 각각 C, Ni, Si, V, Mo, Mn, Cr, P, Al 및 Ti의 강판 중의 질량%를 의미하고, 포함되지 않는 원소는 「0질량%」로서 산출된다.
Figure pct00004
상기 열간 압연에서는, 1250℃로 공시재를 가열한 후, 다단 압연으로 판두께 2.6mm로 압연했다. 이때, 열간 압연의 종료 온도는 920℃로 했다. 그 후, 600℃까지 30℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 600℃로 가열한 노(爐)에 삽입 후, 30분 유지하고, 그 후, 노냉하여 열연 강판을 얻었다. 이 열연 강판에 대해, 산세를 실시하여 표면의 스케일을 제거한 후, 냉간 압연을 실시하여 두께 1.4mm의 냉연 강판을 원판으로서 얻었다.
얻어진 원판에 대해, 하기 표 2(도 1에 나타낸 공정 A∼C) 및 표 3(도 1에 나타낸 공정 D∼E)에 나타내는 열처리를 행하여 샘플을 얻었다. 한편, 표 2, 3의 시험 No. 1에서는, 공정 E의 재가열 유지 후에, 도금욕에의 침지에 상당하는 460℃에서의 유지와 합금화 노에 상당하는 500℃에서의 유지로 이루어지는 합금화 용융 아연 도금을 모의한 열처리를 실시했다. 또한 표 2, 3에 있어서, 평균 냉각 속도(CR1, CR2, CR3)는, 가열 속도와 구별하기 위해, 마이너스 표시로 했다.
Figure pct00005
Figure pct00006
얻어진 샘플의 판두께/4 위치에 있어서의 금속 조직 및 IQ의 변형도를, 전술한 수법으로 측정함으로써 구했다. 그 결과를, 하기 표 4에 나타낸다.
또한 얻어진 샘플을 이용하여, 하기의 각 방법에 의해, 인장 시험, 구멍 확장 시험, VDA 굽힘 시험을 행하여, 강판의 기계적 특성을 측정했다. 그 결과를 하기 표 5에 나타낸다.
[인장 시험]
상기 샘플로부터, 강판의 압연 방향에 수직한 방향이 길이 방향이 되도록, JIS 5호 인장 시험편을 강판으로부터 채취하고, JIS Z 2241:2011에 규정된 방법에 따라 측정하여, 항복 강도 YP, 인장 강도 TS 및 전체 신도 EL을 측정했다.
[구멍 확장 시험]
상기 샘플을, JFS T1001에서 규정되는 구멍 확장 시험에 제공하여, 구멍 확장률 λ를 측정했다.
[VDA 굽힘 시험]
독일 자동차 공업회에서 규정된 VDA 기준(VDA238-100)에 기초하여, 이하의 조건에서 굽힘 시험을 행하고, 굽힘 시험에서 측정되는 최대 하중 시의 변위를 VDA 기준의 각도로 변환하여, 굽힘 각도를 구했다. 그리고, 굽힘 각도 10°에 있어서의 하중을 평가했다.
(측정 조건)
시험 방법: 롤 지지, 펀치 압입
롤 직경: φ30mm
펀치 형상: 선단 R=0.4mm
롤간 거리: 2.9mm
펀치 압입 속도: 20mm/분
시험편 치수: 60mm×60mm
굽힘 방향: 압연 방향에 대해서 직각 방향
시험기: SHIMADZU AUTOGRAPH(최대 하중: 20kN)
Figure pct00007
Figure pct00008
이들 결과로부터, 다음과 같이 고찰할 수 있다. 우선 시험 No. 1∼4, 모두 본 실시형태의 고강도 강판에서 규정하는 화학 성분 조성을 만족하고(표 1의 강종 A∼D), 또한 본 실시형태의 제조 방법에서 규정하는 제조 조건에서 제조하여 원하는 강 조직이 얻어졌기 때문에, 높은 인장 강도 TS, 항복비 YR과 성형성(TS×EL, TS×λ)에 더하여, 우수한 충돌 안전성(VDA 굽힘 시험의 굽힘 각도 10°에 있어서의 하중/판두께)을 나타내고 있다.
이에 비해, 시험 No. 5∼7은, 본 실시형태의 제조 방법에서 규정하는 제조 조건을 만족시키지 않기 때문에, 원하는 강 조직이 얻어지지 않고, 그 결과, 기계적 특성 중 어느 것이 뒤떨어지는 결과가 되었다.
구체적으로는, 시험 No. 5는, 공정 E에 있어서의 유지 시간(t5)이 원하는 조건보다 단시간이고, IQ의 변형도가 원하는 값보다 낮아진 예이다. 그 결과, TS×λ 및 충돌 안전성에 대하여, 원하는 기계적 특성이 얻어지고 있지 않다.
시험 No. 6은, 공정 A에 있어서의 가열 온도가 저온(Ac3 변태점 미만)이며, 또한 공정 C를 포함하지 않는 예이다. 공정 C를 포함하지 않는 것에 의해, 연질인 베이나이트가 석출되지 않고, 그 대신에 상기 공정 A에서 다량의 페라이트(IQ가 높은 조직)가 석출되어, IQ의 평균치가 상승하고, IQ의 변형도가 저하되어 있다. 그 결과, 페라이트량 및 IQ의 변형도가 원하는 범위를 벗어남으로써, 항복비 YR, TS×λ 및 충돌 안전성이 저하되어, 원하는 기계적 특성이 얻어지고 있지 않다.
시험 No. 7은, 공정 C를 포함하지 않기 때문에, 연질인 베이나이트가 석출되지 않고, 그 대신에 공정 D에서 보다 경질인 마텐자이트(IQ의 낮은 조직)가 증가하고 있을 것이 예상된다. 그 결과, 시험 No. 6과는 반대로 IQ의 변형도가 원하는 값보다 높아져, TS×EL이 저하되고 있다.
이 출원은, 2019년 9월 17일에 출원된 일본 특허출원 특원2019-168392를 기초로 하는 것이고, 그 내용은, 본원에 포함되는 것이다.
본 발명을 표현하기 위해서, 전술에 있어서 구체예 등을 참조하면서 실시형태를 통하여 본 발명을 적절하게 충분히 설명했지만, 당업자이면 전술한 실시형태를 변경 및/또는 개량하는 것은 용이하게 할 수 있는 것으로 인식해야 한다. 따라서, 당업자가 실시하는 변경 형태 또는 개량 형태가, 청구의 범위에 기재된 청구항의 권리 범위를 이탈하는 수준의 것이 아닌 한, 당해 변경 형태 또는 당해 개량 형태는, 당해 청구항의 권리 범위에 포괄된다고 해석된다.
본 발명은, 고강도 강판 및 그의 제조 방법에 관한 기술 분야에 있어서, 광범위한 산업상의 이용가능성을 갖는다.

Claims (8)

  1. 질량%로,
    C: 0.10∼0.35%,
    Si+Al: 0.5∼3.0%,
    Mn: 1.0∼3.0%,
    P: 0% 초과 0.05% 이하, 및
    S: 0% 초과 0.01% 이하
    를 각각 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물이며,
    면적 비율로, 페라이트 분율: 0∼10%, MA 분율: 0∼30%, 페라이트 및 MA 이외의 경질상: 70∼100%이고,
    체적 비율로, 잔류 오스테나이트 분율: 5∼30%인 금속 조직을 갖고,
    bcc 구조 및 bct 구조를 갖는 결정립을 면적 0.05μm2의 영역의 집합으로 한 경우에, EBSD법에 의해 해석했을 때의 IQ의 변형도를, 하기 식(1)로 나타냈을 때, 이 변형도가 -1.2∼-0.3인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
    Figure pct00009

    식(1)에 있어서의 각 변수는, 이하를 나타낸다.
    n: bcc 구조 및 bct 구조를 갖는 면적 0.05μm2의 영역의 총수
    s: 면적 0.05μm2의 영역의 IQ의 표준 편차
    xi: 면적 0.05μm2의 영역 i의 IQ
    xave: bcc 구조 및 bct 구조를 갖는 면적 0.05μm2의 영역의 평균 IQ
  2. 제 1 항에 있어서,
    추가로, Ti: 0% 초과 0.2% 이하, Nb: 0% 초과 0.2% 이하 및 V: 0% 초과 0.5% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 함유하는 고강도 강판.
  3. 제 1 항에 있어서,
    추가로, Ni: 0% 초과 2% 이하, Cr: 0% 초과 2% 이하 및 Mo: 0% 초과 0.5% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 함유하는 고강도 강판.
  4. 제 1 항에 있어서,
    추가로, B: 0% 초과 0.005% 이하를 함유하는 고강도 강판.
  5. 제 1 항에 있어서,
    추가로, Mg: 0% 초과 0.04% 이하, REM: 0% 초과 0.04% 이하 및 Ca: 0% 초과 0.04% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 함유하는 고강도 강판.
  6. 제 1 항에 있어서,
    강판 표면에 도금층을 갖는 고강도 강판.
  7. 제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로서,
    제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 기재된 화학 성분 조성을 갖는 강 소재를 가열한 후, 열간 압연하고, 상기 열간 압연 종료 후에 냉각하여 권취하고, 이어서 산세·냉간 압연을 실시한 후,
    강의 Ac3 변태점 이상, 950℃ 이하의 온도(T1)로 가열하고, 해당 온도역에서 5초 이상 1800초 이하의 시간(t1) 유지하여 오스테나이트화하는 공정과,
    700℃ 이상의 급랭 개시 온도(T2)로부터 10℃/초 이상의 평균 냉각 속도(CR2)로 300℃ 이상 500℃ 이하의 온도역의 냉각 정지 온도(T3a)까지 냉각하는 공정과,
    300℃ 이상 500℃ 이하의 온도역에서, 평균 냉각 속도 10℃/초 이하로 10초 이상 300초 미만의 시간(t3) 체류하는 공정과,
    300℃ 이상의 체류 종점 온도(T3b)로부터 100℃ 이상 300℃ 이하의 온도역의 냉각 정지 온도(T4)까지 10℃/초 이상의 평균 냉각 속도(CR3)로 냉각하는 공정과,
    상기 냉각 정지 온도(T4)로부터, 300℃ 이상 500℃ 이하의 온도역에서, 하기의 요건을 만족하는 재가열 온도(T5)까지 가열하고, 해당 재가열 온도(T5)의 온도역에 있어서 350초 이상 1800초 이하의 시간(t5) 유지하는 공정,
    재가열 온도(T5): 상기 냉각 정지 온도(T3a)와 체류 종점 온도(T3b)의 평균 온도의 차가 50℃ 이하이다.
    를 이 순서로 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
  8. 제 7 항에 있어서,
    제 6 항에 기재된 고강도 강판을 제조하는 방법으로서, 추가로 강판 표면에 도금층을 입히는 공정을 갖는 제조 방법.
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