KR20230128081A

KR20230128081A - 고강도 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20230128081A
Application number: KR1020237025973A
Authority: KR
Inventors: 가즈키 엔도; 요시야스 가와사키; 유키 도지
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2021-02-10
Filing date: 2021-11-12
Publication date: 2023-09-01
Also published as: EP4253577A1; CN116806274A; MX2023008837A; JPWO2022172540A1; JP7078202B1

Abstract

980 MPa 이상의 TS 를 가지며, 또한, 우수한 연성, 구멍 확장성, 굽힘성과 내수소 굽힘 취화 특성을 갖는, 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 소정의 성분 조성을 갖고, 면적률로, 페라이트가 1 ％ 이상 40 ％ 이하, 프레시 마텐자이트가 1.0 ％ 미만이며, 베이나이트와 템퍼드 마텐자이트의 합이 40 ％ 이상 90 ％ 이하이며, 잔류 오스테나이트가 6 ％ 이상인 강 조직을 갖고, 잔류 오스테나이트 중의 평균 Mn 량 (질량％) 을 페라이트 중의 평균 Mn 량 (질량％) 으로 나눈 값이 1.1 이상이며, 또한, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량 (질량％) 을 페라이트 중의 평균 C 량 (질량％) 으로 나눈 값이 3.0 이상이고, 강 중 확산성 수소량이 0.3 질량ppm 이하인, 고강도 강판.

Description

고강도 강판 및 그 제조 방법

본 발명은, 자동차, 전기 등의 산업 분야에서 사용되는 부재로서 적합한, 성형성이 우수한 고강도 강판 및 제조 방법에 관한 것으로, 특히, 980 MPa 이상의 TS (인장 강도) 를 갖고, 강 중에 내재하는 수소량이 적은 내수소 굽힘 취화 특성이 우수한 고강도 강판을 얻고자 하는 것이다.

최근, 지구 환경 보전의 견지에서, 자동차의 연비 향상이 중요한 과제로 되어 있다. 이 때문에, 차체 재료의 고강도화에 의해 박육화를 도모하여, 차체 그 자체를 경량화하고자 하는 움직임이 활발해지고 있다. 한편, 강판의 고강도화가 성형성의 저하를 초래한다. 또한, 수소를 포함하는 환원성 분위기하에서의 어닐링에 수반되어, 강판 중에 수소가 침입하고, 이 강판에 내재하는 수소가 굽힘성 등의 성형성을 저하시킨다. 그 때문에, 고강도와 고성형성, 또한 내수소 취화 특성을 겸비하는 재료의 개발이 요망되고 있다.

고강도이면서 또한 고연성이 우수한 강판으로서, 잔류 오스테나이트의 가공 유기 (誘起) 변태를 이용한 고강도 강판이 제안되어 있다. 이와 같은 강판은, 잔류 오스테나이트를 가진 조직을 나타내고, 강판의 성형 시에는 잔류 오스테나이트에 의해 성형이 용이한 한편, 성형 후에는 잔류 오스테나이트가 마텐자이트화되기 때문에 고강도를 구비한 것이 된다.

예를 들어, 특허문헌 1 에서는, 인장 강도가 1000 MPa 이상이며, 전연신 (EL) 이 30 ％ 이상인 잔류 오스테나이트의 가공 유기 변태를 이용한 매우 높은 연성을 갖는 고강도 강판이 제안되어 있다. 이와 같은 강판은, C, Si, Mn 을 기본 성분으로 하는 강판을 오스테나이트화한 후에, 베이나이트 변태 온도역에서 ??칭하여 등온 유지하는, 이른바 오스템퍼 처리를 행함으로써 제조된다. 이 오스템퍼 처리에 의한 오스테나이트에 대한 C 의 농화에 의해 잔류 오스테나이트가 생성되지만, 다량의 잔류 오스테나이트를 얻기 위해서는 0.3 ％ 를 초과하는 다량의 C 첨가가 필요해진다. 그러나, 강 중의 C 농도가 높아지면 스폿 용접성이 저하되고, 특히 0.3 ％ 를 초과하는 C 농도에서는 그 저하가 현저하여, 자동차용 강판으로는 실용화가 곤란해진다. 또, 상기 특허문헌에서는, 고강도 박강판의 연성을 향상시키는 것을 주목적으로 하고 있기 때문에, 구멍 확장성에 대해서는 고려되어 있지 않다.

또 특허문헌 2 에서는, 3.0 질량％ 이상 7.0 질량％ 이하의 Mn 을 함유하는 강을 사용하여, 페라이트와 오스테나이트의 2 상역에서의 열처리를 실시하는 것을 개시하고 있다. 이 결과, 미변태 오스테나이트 중에 Mn 을 농화시킴으로써, 안정적인 잔류 오스테나이트를 형성시키며 전연신을 향상시키고 있다. 그러나, 열처리 시간이 짧고, Mn 의 확산 속도는 느리기 때문에, 연신 외에 구멍 확장성이나 굽힘성을 양립시키기 위해서는, Mn 의 농화가 불충분한 것으로 추찰된다.

또한 특허문헌 3 에서는, 0.50 질량％ 이상 12.00 질량％ 이하의 Mn 을 함유하는 강을 사용하여, 열연판에 페라이트와 오스테나이트의 2 상역에서 장시간 열처리를 실시하는 것을 개시하고 있다. 이 결과, 미변태 오스테나이트 중에 대한 Mn 농화를 촉진시킨 애스펙트비가 큰 잔류 오스테나이트를 형성시키며 균일 연신을 향상시키고 있다. 그러나, 구멍 확장성의 향상이나 굽힘성, 및 연신의 양립에 대해서는 검토되어 있지 않다.

또, 특허문헌 4 에는, 어닐링 후의 강판, 용융 아연 도금 강판, 또는 합금화 용융 아연 도금 강판을, 50 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 온도역 내에서 1800 초 이상 43200 초 이하 유지함으로써, 강 중 수소량을 저감시키는 방법이 개시되어 있다. 그러나, 강 중 수소량의 저감에 의한 굽힘성의 향상에 대해서는 검토되어 있지 않다.

일본 공개특허공보 소61-157625호 일본 공개특허공보 2003-138345호 일본 특허공보 제6123966호 국제 공개 제2019/188642호

본 발명은, 상기와 같은 현 상황을 감안하여 이루어진 것으로, 그 목적은, 980 MPa 이상의 TS (인장 강도) 를 가지며, 또한, 우수한 성형성과 강 중에 내재하는 수소량이 적은 내수소 굽힘 취화 특성을 갖는 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것에 있다. 여기에서 말하는 성형성이란, 연성과 구멍 확장성, 및 굽힘성을 나타낸다.

본 발명자들은, 상기한 과제를 해결하기 위해서, 우수한 성형성을 갖는 고강도 강판을 제조하기 위해, 강판의 성분 조성 및 제조 방법의 관점에서 예의 연구를 거듭한 바, 이하의 것을 알아내었다.

즉, 2.00 질량％ 이상 8.00 질량％ 이하의 Mn 을 함유하고, Ti 등의 그 밖의 합금 원소의 성분 조성을 적정하게 조정하고, 열간 압연 후, 필요에 따라 Ac₁ 변태점 이하의 온도역에서 1800 s 초과 유지하고, 필요에 따라 산세 처리를 실시하고, 냉간 압연한다. 그 후, Ac₃ 변태점 －50 ℃ 이상의 온도역에서 20 s 이상 1800 s 이하 유지 후, 마텐자이트 변태 개시 온도 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각시키고, 120 ℃ 이상 450 ℃ 이하의 범위 내의 재가열 온도까지 재가열한다. 그 후, 상기 재가열 온도에서 2 s 이상 1800 s 이하 유지 후, 실온까지 냉각시킴으로써, 계속되는 어닐링 공정에 있어서, 애스펙트비가 크고, 또한 Mn 과 C 가 현저하게 농화된 미세한 잔류 오스테나이트의 핵이 되는 C 가 농화된 필름상 오스테나이트를 생성시키는 것이 중요함을 알아내었다.

또, 상기 냉각 후, Ac₁ 변태점 －20 ℃ 이상의 온도역에서 20 s 이상 600 s 이하 유지 후, 마텐자이트 변태 개시 온도 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각시키고, 120 ℃ 이상 480 ℃ 이하의 범위 내의 재가열 온도까지 재가열한다. 그 후, 상기 재가열 온도에서 2 s 이상 600 s 이하 유지 후, 필요에 따라 도금 처리를 실시하고, 실온 이상 마텐자이트 변태 개시 온도 이하까지 냉각시킨다. 그 후, 추가로 50 ℃ 이상 400 ℃ 이하의 온도역 내에서 2 s 이상 유지함으로써, 수소를 효율적으로 탈리시켜 내수소 굽힘 취화 특성이 향상되는 것을 알아내었다. 상기와 같이 제조된 강판은, 면적률로 페라이트가 1 ％ 이상 40 ％ 이하, 프레시 마텐자이트가 1.0 ％ 미만이며, 베이나이트와 템퍼드 마텐자이트의 합이 40 ％ 이상 90 ％ 이하이며, 잔류 오스테나이트가 6 ％ 이상인 강 조직을 갖는다. 또한 당해 강 조직이, 잔류 오스테나이트 중의 평균 Mn 량 (질량％) 을 페라이트 중의 평균 Mn 량 (질량％) 으로 나눈 값이 1.1 이상이며, 또한, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량 (질량％) 을 페라이트 중의 평균 C 량 (질량％) 으로 나눈 값이 3.0 이상이고, 강 중 확산성 수소량이 0.3 질량ppm 이하인 것을 특징으로 하는 우수한 성형성과 내수소 굽힘 취화 특성을 갖는 고강도 강판의 제조가 가능해지는 것을 알 수 있었다.

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

[1] 질량％ 로, C : 0.030 ％ 이상 0.250 ％ 이하, Si : 0.01 ％ 이상 3.00 ％ 이하, Mn : 2.00 ％ 이상 8.00 ％ 이하, P : 0.100 ％ 이하, S : 0.0200 ％ 이하, N : 0.0100 ％ 이하, Al : 0.001 ％ 이상 2.000 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과, 면적률로, 페라이트가 1 ％ 이상 40 ％ 이하, 프레시 마텐자이트가 1.0 ％ 미만이며, 베이나이트와 템퍼드 마텐자이트의 합이 40 ％ 이상 90 ％ 이하이며, 잔류 오스테나이트가 6 ％ 이상인 강 조직을 갖고, 잔류 오스테나이트 중의 평균 Mn 량 (질량％) 을 페라이트 중의 평균 Mn 량 (질량％) 으로 나눈 값이 1.1 이상이며, 또한, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량 (질량％) 을 페라이트 중의 평균 C 량 (질량％) 으로 나눈 값이 3.0 이상이고, 강 중 확산성 수소량이 0.3 질량ppm 이하인, 고강도 강판.

[2] 상기 성분 조성이, 질량％ 로, Ti : 0.200 ％ 이하, Nb : 0.200 ％ 이하, V : 0.500 ％ 이하, W : 0.500 ％ 이하, B : 0.0050 ％ 이하, Ni : 1.000 ％ 이하, Cr : 1.000 ％ 이하, Mo : 1.000 ％ 이하, Cu : 1.000 ％ 이하, Sn : 0.200 ％ 이하, Sb : 0.200 ％ 이하, Ta : 0.100 ％ 이하, Zr : 0.200 ％ 이하, Ca : 0.0050 ％ 이하, Mg : 0.0050 ％ 이하, REM : 0.0050 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 추가로 함유하는, [1] 에 기재된 고강도 강판.

[3] 괴상 잔류 오스테나이트의 면적률을 전체 잔류 오스테나이트와 괴상 프레시 마텐자이트의 면적률로 나눈 값이 0.5 이하인, [1] 또는 [2] 에 기재된 고강도 강판.

[4] 표면에, 추가로 아연 도금층을 갖는, [1] ∼ [3] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판.

[5] 상기 아연 도금층이, 합금화 아연 도금층인, [4] 에 기재된 고강도 강판.

[6] [1] ∼ [3] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로서, [1], 또는 [2] 에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 가열하고, 마무리 압연 출측 온도를 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하에서 열간 압연하고, 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하에서 권취하고, 냉간 압연을 실시하고, 그 후, Ac₃ 변태점 －50 ℃ 이상의 온도역에서 20 s 이상 1800 s 이하 유지 후, 마텐자이트 변태 개시 온도 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각시키고, 120 ℃ 이상 450 ℃ 이하의 범위 내의 재가열 온도까지 재가열 후, 상기 재가열 온도에서 2 s 이상 1800 s 이하 유지 후, 실온까지 냉각시키고, 그 후, Ac₁ 변태점 －20 ℃ 이상의 온도역에서 20 s 이상 600 s 이하 유지 후, 마텐자이트 변태 개시 온도 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각시키고, 120 ℃ 이상 480 ℃ 이하의 범위 내의 재가열 온도까지 재가열 후, 상기 재가열 온도에서 2 s 이상 600 s 이하 유지 후, 실온 이상 마텐자이트 변태 개시 온도 이하까지 냉각시키고, 또한 50 ℃ 이상 400 ℃ 이하의 온도역 내에서 2 s 이상 유지하는, 고강도 강판의 제조 방법.

[7] 상기 120 ℃ 이상 480 ℃ 이하의 범위 내의 재가열 온도까지 재가열 후, 상기 재가열 온도에서 2 s 이상 600 s 이하 유지한 후, 또한, 상기 실온 이상 마텐자이트 변태 개시 온도 이하까지 냉각시키기 전에, 추가로 도금 처리를 실시하는, [6] 에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

[8] 상기 도금 처리에 있어서, 아연 도금 처리를 실시하는, [7] 에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

[9] 상기 아연 도금 처리에 계속해서, 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하에서 합금화 처리를 실시하는, [8] 에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

[10] 상기 권취 후, 냉간 압연 전에, Ac₁ 변태점 이하의 온도역에서 1800 s 초과 유지하는, [6] ∼ [9] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

본 발명에 따르면, 980 MPa 이상의 TS (인장 강도) 를 갖고, 도금 처리 후의 성형성, 특히 연성뿐만 아니라 구멍 확장성과 굽힘성이 우수한 고강도 강판이 얻어진다. 본 발명의 제조 방법에 의해 얻어진 고강도 강판을, 예를 들어, 자동차 구조 부재에 적용함으로써 차체 경량화에 따른 연비 개선을 도모할 수 있으며, 산업상 이용 가치는 매우 크다.

이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다. 또한, 성분 원소의 함유량을 나타내는 「％」는, 특별히 언급하지 않는 한 「질량％」를 의미한다.

(1) 본 발명에 있어서 강의 성분 조성을 상기의 범위로 한정한 이유에 대해서 설명한다.

C : 0.030 ％ 이상 0.250 ％ 이하

C 는, 마텐자이트 등의 저온 변태상을 생성시켜, 강도를 상승시키기 위해서 필요한 원소이다. 또, 잔류 오스테나이트의 안정성을 향상시키고, 강의 연성을 향상시키는 데에 유효한 원소이다. C 량이 0.030 ％ 미만에서는 페라이트가 과잉으로 생성되어, 원하는 강도가 얻어지지 않는다.

또, 충분한 잔류 오스테나이트의 면적률을 확보하는 것이 어렵고, 양호한 연성이 얻어지지 않는다. 한편, C 를, 0.250 ％ 를 초과하여 과잉으로 함유하면, 경질의 마텐자이트의 면적률이 과대해지고, 구멍 확장 시험 시에, 마텐자이트의 결정 입계에서의 마이크로 보이드가 증가하고, 또한, 균열의 전파가 진행되어 버리고, 구멍 확장성이 저하된다. 또, 용접부 및 열 영향부의 경화가 현저하고, 용접부의 기계적 특성이 저하되기 때문에, 스폿 용접성, 아크 용접성 등이 열화된다. 이러한 관점에서 C 량을, 0.030 ％ 이상 0.250 ％ 이하로 한다. 바람직한 하한치는 0.080 ％ 이상이다. 또, 바람직한 상한치는 0.200 ％ 이하이다.

Si : 0.01 ％ 이상 3.00 ％ 이하

Si 는, 페라이트의 가공 경화능을 향상시키기 때문에, 양호한 연성의 확보에 유효하다. Si 량이 0.01 ％ 에 미치지 못하면 그 함유 효과가 부족해지기 때문에, 하한을 0.01 ％ 로 하였다. 그러나, 3.00 ％ 를 초과하는 Si 의 과잉된 함유는, 강의 취화를 야기시키고, 연성을 확보하는 것이 곤란해질 뿐만 아니라 적 (赤) 스케일 등의 발생에 따른 표면 성상의 열화를 야기시킨다. 또한, 도금 품질의 저하를 초래한다. 그 때문에, Si 는 0.01 ％ 이상 3.00 ％ 이하로 한다. 바람직한 하한치는 0.20 ％ 이상이다. 또, 바람직한 상한치는 2.00 ％ 이하이며, 보다 바람직하게는 1.20 ％ 미만이다.

Mn : 2.00 ％ 이상 8.00 ％ 이하

Mn 은, 본 발명에 있어서 매우 중요한 원소이다. Mn 은, 잔류 오스테나이트를 안정화시키는 원소로, 양호한 연성의 확보에 유효하고, 또한, 고용 강화에 의해 강의 강도를 상승시키는 원소이다. 이와 같은 작용은, 강의 Mn 량이 2.00 ％ 이상에서 확인된다. 단, Mn 량이 8.00 ％ 를 초과하는 과잉된 함유는, Mn 편석에서 기인한 불균일한 밴드 형상 조직을 형성하고, 굽힘성을 열화시킨다. 이러한 관점에서 Mn 량을, 2.00 ％ 이상 8.00 ％ 이하로 한다. 바람직한 하한치는 2.30 ％ 이상, 보다 바람직하게는 2.50 ％ 이상이다. 또, 바람직한 상한치는 6.00 ％ 이하이며, 보다 바람직하게는 4.20 ％ 이하이다..

P : 0.100 ％ 이하

P 는, 고용 강화의 작용을 가지며, 원하는 강도에 따라 함유할 수 있는 원소이다. P 량이 0.100 ％ 를 초과하면, 용접성의 열화를 초래함과 함께, 아연 도금을 합금화 처리하는 경우에는, 합금화 속도를 저하시키고, 아연 도금의 품질을 저해시킨다. 하한치는 0 ％ 여도 되지만, 생산 비용 면에서 0.001 ％ 이상이 바람직하다. 따라서, P 량은 0.100 ％ 이하로 한다. 보다 바람직한 하한치는 0.005 ％ 이상이다. 또한, 바람직한 상한치는 0.050 ％ 이하로 한다.

S : 0.0200 ％ 이하

S 는, 입계에 편석되어 열간 가공 시에 강을 취화시킴과 함께, 황화물로서 존재하여 국부 변형능을 저하시킨다. 그 때문에, 그 양은 0.0200 ％ 이하, 바람직하게는 0.0100 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0050 ％ 이하로 할 필요가 있다. 하한치는 0 ％ 여도 되지만, 생산 비용 면에서 0.0001 ％ 이상이 바람직하다. 따라서, S 량은 0.0200 ％ 이하로 한다. 바람직한 상한치는 0.0100 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0050 ％ 이하로 한다.

N : 0.0100 ％ 이하

N 은, 강의 내시효성을 열화시키는 원소이다. 특히, N 량이 0.0100 ％ 를 초과하면, 내시효성의 열화가 현저해진다. 그 양은 적을수록 바람직하고, 하한치는 0 ％ 여도 되지만, 생산 비용 면에서 N 량은 0.0005 ％ 이상이 바람직하다. 따라서, N 량은 0.0100 ％ 이하로 한다. 보다 바람직한 하한치는 0.0010 ％ 이상으로 한다. 바람직한 상한치는 0.0070 ％ 이하로 한다.

Al : 0.001 ％ 이상 2.000 ％ 이하

Al 은, 페라이트와 오스테나이트의 2 상역을 확대시키고, 기계적 특성의 어닐링 온도 의존성의 저감, 요컨대, 재질 안정성에 유효한 원소이다. Al 의 함유량이 0.001 ％ 에 미치지 못하면 그 함유 효과가 부족해지므로, 하한을 0.001 ％ 로 하였다. 또, Al 은, 탈산제로서 작용하고, 강의 청정도에 유효한 원소이며, 탈산 공정에서 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 2.000 ％ 를 초과하는 다량의 함유는, 연속 주조 시의 강편 균열 발생의 위험성이 높아져, 제조성을 저하시킨다. 이러한 관점에서 Al 량을, 0.001 ％ 이상 2.000 ％ 이하로 한다. 바람직한 하한치는 0.200 ％ 이상이다. 또, 바람직한 상한치는 1.200 ％ 이하이다.

또, 상기 성분에 더하여, 질량％ 로 Ti : 0.200 ％ 이하, Nb : 0.200 ％ 이하, V : 0.500 ％ 이하, W : 0.500 ％ 이하, B : 0.0050 ％ 이하, Ni : 1.000 ％ 이하, Cr : 1.000 ％ 이하, Mo : 1.000 ％ 이하, Cu : 1.000 ％ 이하, Sn : 0.200 ％ 이하, Sb : 0.200 ％ 이하, Ta : 0.1000 ％ 이하, Zr : 0.200 ％ 이하, Ca : 0.0050 ％ 이하, Mg : 0.0050 ％ 이하, REM : 0.0050 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 함유시킬 수 있다.

Ti : 0.200 ％ 이하

Ti 는, 강의 석출 강화에 유효하고, 페라이트의 강도를 향상시킴으로써 경질 제 2 상 (마텐자이트 또는 잔류 오스테나이트) 과의 경도차를 저감시킬 수 있고, 보다 양호한 구멍 확장성을 확보할 수 있으므로, 필요에 따라 함유해도 된다. 그러나, 0.200 ％ 를 초과하면, 경질의 마텐자이트의 면적률이 과대해지고, 구멍 확장 시험 시에, 마텐자이트의 결정 입계에서의 마이크로 보이드가 증가하고, 또한, 균열의 전파가 진행되어 버리고, 구멍 확장성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, Ti 를 함유하는 경우에는, 그 함유량을 0.200 ％ 이하로 한다. 바람직한 하한치는 0.005 ％ 이상, 보다 바람직하게는 0.010 ％ 이상으로 한다. 바람직한 상한치는 0.100 ％ 이하로 한다.

Nb : 0.200 ％ 이하, V : 0.500 ％ 이하, W : 0.500 ％ 이하

Nb, V, W 는, 강의 석출 강화에 유효하고, Ti 함유의 효과와 마찬가지로, 페라이트의 강도를 향상시킴으로써, 경질 제 2 상 (마텐자이트 또는 잔류 오스테나이트) 과의 경도차를 저감시킬 수 있고, 보다 양호한 구멍 확장성을 확보할 수 있으므로, 필요에 따라 함유해도 된다. 그러나, Nb 는 0.200 ％, V, W 는 0.500 ％ 를 초과하면, 경질의 마텐자이트의 면적률이 과대해지고, 구멍 확장 시험 시에, 마텐자이트의 결정 입계에서의 마이크로 보이드가 증가하고, 또한, 균열의 전파가 진행되어 버리고, 구멍 확장성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, Nb 를 함유하는 경우에는, 그 함유량은 0.200 ％ 이하로 하고, 바람직한 하한치는 0.005 ％ 이상, 보다 바람직하게는 0.010 ％ 이상으로 한다. 바람직한 상한치는 0.100 ％ 이하로 한다. V, W 를 함유하는 경우에는, 그 함유량은 각각 0.500 ％ 이하로 하고, 바람직한 하한치 각각은 0.005 ％ 이상, 보다 바람직하게는 각각 0.010 ％ 이상으로 한다. 바람직한 상한치는 각각 0.300 ％ 이하로 한다.

B : 0.0050 ％ 이하

B 는, 오스테나이트 입계로부터의 페라이트의 생성 및 성장을 억제하는 작용을 갖고, 페라이트의 강도를 향상시킴으로써, 경질 제 2 상 (마텐자이트 또는 잔류 오스테나이트) 과의 경도차를 저감시킬 수 있고, 보다 양호한 구멍 확장성을 확보할 수 있으므로, 필요에 따라 함유해도 된다. 그러나, 0.0050 ％ 를 초과하면 성형성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, B 를 함유하는 경우에는, 그 함유량은 0.0050 ％ 이하로 한다. 바람직한 하한치는 0.0003 ％ 이상, 보다 바람직하게는 0.0005 ％ 이상으로 한다. 또, 바람직한 상한치는 0.0030 ％ 이하로 한다.

Ni : 1.000 ％ 이하

Ni 는, 잔류 오스테나이트를 안정화시키는 원소로, 보다 양호한 연성의 확보에 유효하고, 또한, 고용 강화에 의해 강의 강도를, 보다 상승시키는 원소이므로, 필요에 따라 함유해도 된다. 한편, 1.000 ％ 를 초과하여 함유하면, 경질의 마텐자이트의 면적률이 과대해지고, 구멍 확장 시험 시에, 마텐자이트의 결정 입계에서의 마이크로 보이드가 증가하고, 또한, 균열의 전파가 진행되어 버리고, 구멍 확장성이 저하된다. 따라서, Ni 를 함유하는 경우에는, 그 함유량은 1.000 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하로 한다.

Cr : 1.000 ％ 이하, Mo : 1.000 ％ 이하

Cr, Mo 는, 강도와 연성의 밸런스를 향상시키는 작용을 가지므로 필요에 따라 함유할 수 있다. 그러나, 각각 Cr : 1.000 ％, Mo : 1.000 ％ 를 초과하여 과잉으로 함유하면, 경질의 마텐자이트의 면적률이 과대해지고, 구멍 확장 시험 시에, 마텐자이트의 결정 입계에서의 마이크로 보이드가 증가하고, 또한, 균열의 전파가 진행되어 버리고, 구멍 확장성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, 이들 원소를 함유하는 경우에는, 그 양을 각각 Cr : 1.000 ％ 이하, Mo : 1.000 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 Cr : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Mo : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하로 한다.

Cu : 1.000 ％ 이하

Cu 는, 강의 강화에 유효한 원소로서, 본 발명에서 규정한 범위 내이면 필요에 따라 강의 강화에 사용해도 된다. 한편, 1.000 ％ 를 초과하여 함유하면, 경질의 마텐자이트의 면적률이 과대해지고, 구멍 확장 시험 시에, 마텐자이트의 결정 입계에서의 마이크로 보이드가 증가하고, 또한, 균열의 전파가 진행되어 버리고, 구멍 확장성이 저하된다. 따라서, Cu 를 함유하는 경우에는, 그 양을 1.000 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하로 한다.

Sn : 0.200 ％ 이하, Sb : 0.200 ％ 이하

Sn 및 Sb 는, 강판 표면의 질화나 산화에 의해 발생하는 강판 표층의 수십 ㎛ 정도 영역의 탈탄을 억제하는 관점에서, 필요에 따라 함유한다. 이와 같은 질화나 산화를 억제하여, 강판 표면에 있어서 마텐자이트의 면적률이 감소하는 것을 방지하고, 강도나 재질 안정성의 확보에 유효하므로, 필요에 따라 함유해도 된다. 한편으로, 이들 어느 원소에 대해서도, 0.200 ％ 를 초과하여 과잉으로 함유하면 인성의 저하를 초래한다. 따라서, Sn 및 Sb 를 함유하는 경우에는, 그 함유량은 각각 0.200 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하로 한다.

Ta : 0.100 ％ 이하

Ta 는, Ti 나 Nb 와 마찬가지로, 합금 탄화물이나 합금 탄질화물을 생성하여 고강도화에 기여한다. 게다가, Nb 탄화물이나 Nb 탄질화물에 일부 고용되어, (Nb, Ta) (C, N) 과 같은 복합 석출물을 생성함으로써 석출물의 조대화를 현저하게 억제하고, 석출 강화에 의한 강도로의 기여를 안정화시키는 효과가 있다고 생각된다. 이 때문에, 필요에 따라 Ta 를 함유해도 된다. 한편으로, Ta 를 과잉으로 첨가해도 석출물 안정화 효과가 포화되는데다, 합금 비용도 증가한다. 따라서, Ta 를 함유하는 경우에는, 그 함유량은 0.100 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하로 한다.

Zr : 0.200 ％ 이하

Zr 은, 황화물의 형상을 구상화 (球狀化) 하고, 굽힘성에 대한 황화물의 악영향을 개선하기 위해서 유효한 원소이므로, 필요에 따라 함유해도 된다. 그러나, 0.200 ％ 를 초과하는 과잉된 함유는, 개재물 등의 증가를 야기시키며 표면 및 내부 결함 등을 야기시킨다. 따라서, Zr 을 함유하는 경우에는, 그 함유량은 0.200 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하로 한다.

Ca : 0.0050 ％ 이하, Mg : 0.0050 ％ 이하, REM : 0.0050 ％ 이하

Ca, Mg, 및 REM 은, 황화물의 형상을 구상화하고, 구멍 확장성에 대한 황화물의 악영향을 개선하기 위해서 유효한 원소이므로, 필요에 따라 함유해도 된다. 그러나, 각각 0.0050 ％ 를 초과하는 과잉된 함유는, 개재물 등의 증가를 야기시키며 표면 및 내부 결함 등을 야기시킨다. 따라서, Ca, Mg, 및 REM 을 함유하는 경우에는, 그 함유량은 각각 0.0050 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하로 한다.

상기 성분 이외의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물이다.

(2) 다음으로, 강 조직에 대해서 설명한다.

페라이트의 면적률 : 1 ％ 이상 40 ％ 이하

충분한 연성을 확보하기 위해, 페라이트의 면적률을 1 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 또, 980 MPa 이상의 TS 확보를 위해, 연질의 페라이트의 면적률을 40 ％ 이하로 할 필요가 있다. 또한, 여기에서 말하는 페라이트란, 폴리고날 페라이트나 그래뉼러 페라이트나 어시큘러 페라이트를 가리키며, 비교적 연질이고 연성이 많은 페라이트를 말한다. 바람직하게는 3 ％ 이상 30 ％ 이하이다.

프레시 마텐자이트의 면적률 : 1.0 ％ 미만

프레시 마텐자이트는, 연질의 페라이트상과의 경도차가 크고, 그 때문에 펀칭 시에 그 경도차에서 기인하여 구멍 확장성을 열화시킨다. 따라서, 양호한 구멍 확장성의 확보를 위해, 프레시 마텐자이트의 면적률을 1.0 ％ 미만으로 할 필요가 있다.

베이나이트와 템퍼드 마텐자이트의 면적률의 합이 40 ％ ∼ 90 ％

베이나이트와 템퍼드 마텐자이트는, 구멍 확장성을 높이는 데에 유효한 조직이다. 베이나이트와 템퍼드 마텐자이트의 면적률의 합이 40 ％ 미만에서는, 양호한 구멍 확장성이 얻어지지 않는다. 이 때문에, 베이나이트와 템퍼드 마텐자이트의 면적률의 합은 40 ％ 이상일 필요가 있다. 한편, 베이나이트와 템퍼드 마텐자이트의 면적률의 합이 90 ％ 를 초과하면, 연성을 담당하는 원하는 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않기 때문에, 양호한 연성이 얻어지지 않는다. 따라서, 베이나이트와 템퍼드 마텐자이트의 면적률의 합은 90 ％ 이하일 필요가 있다. 바람직하게는 50 ％ 이상 85 ％ 이하이다.

또한, 페라이트, 프레시 마텐자이트, 템퍼드 마텐자이트 및 베이나이트의 면적률은, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면 (L 단면) 을 연마 후, 3vol.％ 나이탈로 부식시키고, 판 두께 1/4 위치 (강판 표면으로부터 깊이 방향에서 판 두께의 1/4 에 상당하는 위치) 에 대해서, SEM (주사형 전자 현미경) 을 사용하여 2000 배의 배율로 10 시야 관찰하고, 얻어진 조직 화상을 사용하며, Media Cybernetics 사의 Image-Pro 를 사용하여 각 조직 (페라이트, 프레시 마텐자이트, 템퍼드 마텐자이트, 베이나이트) 의 면적률을 10 시야분 산출하고, 그들의 값을 평균내어 구할 수 있다. 또, 상기 조직 화상에 있어서, 페라이트는 회색의 조직 (하지 (下地) 조직), 마텐자이트는 백색의 조직, 템퍼드 마텐자이트는 백색의 마텐자이트의 내부에 회색의 내부 구조, 베이나이트는 직선적인 입계를 많이 갖는 암회색을 갖는 조직을 나타내고 있다.

잔류 오스테나이트의 면적률 : 6 ％ 이상

충분한 연성을 확보하기 위해, 잔류 오스테나이트의 면적률을 6 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 8 ％ 이상이다. 보다 바람직하게는 10 ％ 이상이다.

또한, 잔류 오스테나이트의 면적률은, 강판을 판 두께 1/4 위치에서부터 0.1 ㎜ 의 면까지 연마 후, 화학 연마에 의해 추가로 0.1 ㎜ 연마하여 얻어진 판 두께 1/4 위치의 연마면에 대해서, X 선 회절 장치에서 Co Kα 선을 사용하여, fcc 철의 {200}, {220}, {311} 면, 및 bcc 철의 {200}, {211}, {220} 면의 회절 피크 각각의 적분 강도비를 측정하고, 얻어진 9 개의 적분 강도비를 평균화하여 구하였다.

잔류 오스테나이트 중의 평균 Mn 량 (질량％) 을 페라이트 중의 평균 Mn 량 (질량％) 으로 나눈 값 : 1.1 이상

잔류 오스테나이트 중의 평균 Mn 량 (질량％) 을 페라이트 중의 평균 Mn 량 (질량％) 으로 나눈 값이 1.1 이상인 것은, 본 발명에 있어서 매우 중요한 구성 안건이다. 양호한 연성을 확보하기 위해서는, Mn 이 농화된 안정적인 잔류 오스테나이트의 면적률이 높을 필요가 있다. 바람직하게는 1.2 이상이다.

애스펙트비가 2.0 이상인 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량 (질량％) 을 페라이트 중의 평균 C 량 (질량％) 으로 나눈 값이 3.0 이상

애스펙트비 (장축/단축) 가 2.0 이상인 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량 (질량％) 을 페라이트 중의 평균 C 량 (질량％) 으로 나눈 값이 3.0 이상인 것은 본 발명에 있어서 중요한 구성 안건이다. 양호한 굽힘성을 확보하기 위해서는, C 가 농화된 안정적인 잔류 오스테나이트의 면적률이 높을 필요가 있다. 바람직하게는 5.0 이상이다. 또한, 잔류 오스테나이트의 애스펙트비의 상한치는 특별히 규정되어 있지 않지만, 바람직하게는 20.0 이하여도 된다.

잔류 오스테나이트 및 페라이트 중의 C 및 Mn 량은, FE-EPMA (Field Emission-Electron Probe Micro Analyzer : 전계 방출형 전자 프로브 마이크로 애널라이저) 를 사용하여, 판 두께 1/4 위치에서의 압연 방향 단면의 각 상에 대한 Mn 의 분포 상태를 정량화하고, 30 개의 잔류 오스테나이트립 및 30 개의 페라이트립의 양 분석 결과의 평균치에 의해 구할 수 있다.

잔류 오스테나이트와 마텐자이트로부터 잔류 오스테나이트를 식별하기 위해서, SEM (Scanning Electron Microscope) 와 EBSD (Electron Backscattered Diffraction) 로 동일 시야를 관찰하였다. 이어서, EBSD 의 Phase Map 식별에 의해, SEM 이미지에 있어서의 잔류 오스테나이트를 특정하였다. 또한, 잔류 오스테나이트의 애스펙트비는, Photoshop elements 13 을 사용하여, 잔류 오스테나이트립에 외접하는 타원을 묘화하고, 그 장축 길이를 단축 길이로 나눔으로써 산출하였다.

강 중 확산성 수소량이 0.3 질량ppm 이하

양호한 내수소 굽힘 취화 특성을 확보하기 위해서는, 강 중 확산성 수소량은 0.3 질량ppm 이하로 하는 것이 중요하다. 바람직하게는 0.20 질량ppm 이하이다. 또한, 강 중 확산성 수소량의 하한은 특별히 규정되어 있지 않지만, 생산 기술상의 제약으로부터 강 중 확산성 수소량은 0.01 질량ppm 이상이 될 수 있다.

여기에서, 강 중 확산성 수소량의 측정 방법은, 이하와 같다. 제품 코일로부터 길이가 30 ㎜, 폭이 5 ㎜ 의 시험편을 채취한다. 용융 아연 도금 강판 또는 합금화 용융 아연 도금 강판의 경우, 시험편의 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 연삭 또는 알칼리에 의해 제거한다. 그 후, 시험편으로부터 방출되는 수소량을 승온 탈리 분석법 (Thermal Desorption Spectrometry : TDS) 에 의해 측정한다. 구체적으로는, 시험편을 실온에서부터 300 ℃ 까지 승온 속도 200 ℃/h 로 연속 가열한 후, 실온까지 냉각시키고, 실온에서부터 210 ℃ 까지 시험편으로부터 방출된 적산 수소량을 측정하여, 강 중 확산성 수소량으로 한다.

괴상 잔류 오스테나이트의 면적률을 전체 잔류 오스테나이트와 괴상 프레시 마텐자이트의 면적률로 나눈 값이 0.5 이하

괴상 잔류 오스테나이트는, 주위의 결정립으로부터의 구속에 의해 안정성이 높고, 그 때문에 펀칭 시에 마텐자이트 변태가 높은 변형역에서 발생하고, 주위의 입자와의 경도차가 증대하고, 구멍 확장성이 열화되는 경우가 있다. 따라서, 괴상 잔류 오스테나이트의 면적률을 전체 잔류 오스테나이트와 괴상 프레시 마텐자이트의 면적률로 나눈 값이 0.5 이하인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.4 이하이다. 또한, 괴상 잔류 오스테나이트는, 애스펙트비 2.0 미만의 오스테나이트를 말한다. 괴상 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경에 대해서 제한은 없지만, 예를 들어 3 ㎛ 이하의 평균 결정 입경이 생각될 수 있다. 이 평균 결정 입경에 대해서는 종래 공지된 방법으로, 예를 들어, 주사형 전자 현미경 (SEM) 으로 촬상된 괴상 잔류 오스테나이트의 조직 화상에 대하여 화상 해석을 행함으로써 구할 수 있다.

그 밖에, 잔류 오스테나이트 중의 평균 Mn 량 (질량％) 을 페라이트 중의 평균 Mn 량 (질량％) 으로 나눈 값에 잔류 오스테나이트의 평균 애스펙트비를 곱한 값이 3.0 이상인 것이 바람직하다. 양호한 연성을 확보하기 위해서는, 애스펙트비가 크고, 또한 Mn 이 농화된 안정적인 잔류 오스테나이트의 면적률이 높을 필요가 있다. 바람직하게는 4.0 이상이다. 또, 바람직한 상한치는 20.0 이하이다.

본 발명의 강 조직에는, 페라이트, 프레시 마텐자이트, 베이나이트, 템퍼드 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트 이외에, 펄라이트, 시멘타이트 등의 탄화물이, 면적률로 10 ％ 이하의 범위로 포함되어도, 본 발명의 효과가 저해되는 일은 없다.

상기 고강도 강판은, 추가로 아연 도금층을 갖고 있어도 된다. 아연 도금층은, 합금화 처리가 실시된 합금화 아연 도금층이어도 된다.

(3) 다음으로 제조 조건에 대해서 설명한다.

강 슬래브의 가열 온도

특별히 한정되지는 않지만, 슬래브의 가열 온도는 1100 ℃ 이상 1300 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 강 슬래브의 가열 단계에서 존재하고 있는 석출물은, 최종적으로 얻어지는 강판 내에서는 조대한 석출물로서 존재하고, 강도에 기여하지 않기 때문에, 주조 시에 석출된 Ti, Nb 계 석출물을 재용해시키는 것이 바람직하다. 그 때문에, 강 슬래브의 가열 온도는 1100 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또, 슬래브 표층의 기포, 편석 등의 결함을 스케일 오프하고, 강판 표면의 균열, 요철을 감소시켜, 평활한 강판 표면을 달성하는 관점에서도 강 슬래브의 가열 온도는 1100 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 강 슬래브의 가열 온도가 1300 ℃ 초과에서는, 산화량의 증가에 따라 스케일 로스가 증대하는 경우가 있기 때문에, 강 슬래브의 가열 온도는 1300 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1150 ℃ 이상 1250 ℃ 이하로 한다.

강 슬래브는, 매크로 편석을 방지하기 위해, 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하지만, 조괴법이나 박 (薄) 슬래브 주조법 등에 의해 제조하는 것도 가능하다. 또, 강 슬래브를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각시키고, 그 후 재차 가열하는 종래법에 더하여, 실온까지 냉각시키지 않고, 온편 (溫片) 인 상태로 가열로에 장입하거나, 혹은 약간의 보열 (保熱) 을 행한 후에 바로 압연하는 직송 압연 등의 에너지 절약 프로세스도 문제 없이 적용할 수 있다. 또, 슬래브는 통상의 조건에서 조 (粗) 압연에 의해 시트 바로 되지만, 가열 온도를 조금 낮춘 경우에는, 열간 압연 시의 트러블을 방지하는 관점에서, 마무리 압연 전에 바 히터 등을 사용하여 시트 바를 가열하는 것이 바람직하다.

열간 압연의 마무리 압연 출측 온도 : 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하

가열 후의 강 슬래브는, 조압연 및 마무리 압연에 의해 열간 압연되어 열연 강판이 된다. 이 때, 마무리 온도가 1000 ℃ 를 초과하면, 산화물 (스케일) 의 생성량이 급격히 증대하고, 지철과 산화물의 계면이 거칠어지고, 산세, 냉간 압연 후의 표면 품질이 열화되는 경향이 있다. 또, 산세 후에 열연 스케일을 제거하다 남은 것 등이 일부에 존재하면, 연성이나 구멍 확장성에 악영향을 미친다. 또한, 결정 입경이 과도하게 조대해져, 가공 시에 프레스품 표면 거칠어짐을 발생시키는 경우가 있다. 한편, 마무리 온도가 750 ℃ 미만에서는 압연 하중이 증대하고, 압연 부하가 커지는 것이나, 오스테나이트가 미재결정 상태에서의 압하율이 높아지고, 이상한 집합 조직이 발달하고, 최종 제품에서의 면내 이방성이 현저해지고, 재질의 균일성 (재질 안정성) 이 저해될 뿐만 아니라, 연성 그 자체도 저하된다. 따라서, 열간 압연의 마무리 압연 출측 온도를 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 800 ℃ 이상 950 ℃ 이하로 한다.

열간 압연 후의 권취 온도 : 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하

열간 압연 후의 권취 온도가 750 ℃ 를 초과하면, 열연판 조직의 페라이트의 결정 입경이 커지고, 최종 어닐링판의 원하는 강도 확보가 곤란해진다. 한편, 열간 압연 후의 권취 온도가 300 ℃ 미만에서는, 열연판 강도가 상승하여, 냉간 압연에 있어서의 압연 부하가 증대하거나, 판 형상의 불량이 발생하거나 하기 때문에, 생산성이 저하된다. 따라서, 열간 압연 후의 권취 온도를 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 400 ℃ 이상 650 ℃ 이하로 한다.

또한, 열연 시에 조압연판끼리를 접합하여 연속적으로 마무리 압연을 실시해도 된다. 또, 조압연판을 일단 권취해도 상관없다. 또, 열간 압연 시의 압연 하중을 저감시키기 위해서 마무리 압연의 일부 또는 전부를 윤활 압연으로 해도 된다. 윤활 압연을 실시하는 것은, 강판 형상의 균일화, 재질의 균일화의 관점에서도 유효하다. 또한, 윤활 압연 시의 마찰 계수는, 0.10 이상 0.25 이하로 하는 것이 바람직하다.

이와 같이 해서 제조된 열연 강판에, 필요에 따라 산세를 실시한다. 산세는 강판 표면의 산화물의 제거가 가능하므로, 최종 제품의 고강도 강판의 양호한 화성 처리성이나 도금 품질의 확보를 위해서 실시하는 것이 바람직하다. 또 산세를 실시하는 경우에는, 1 회의 산세를 실시해도 되고, 복수 회로 나누어 산세를 실시해도 된다.

냉간 압연

권취한 후, 필요에 따라 산세를 실시한 후, 냉간 압연을 실시한다. 냉연 압하율은 특별히 제한은 없지만, 5 ％ ∼ 60 ％ 가 바람직하다.

Ac₁ 변태점 이하의 온도역에서 1800 s 초과 유지

Ac₁ 변태점 이하의 온도역에서 1800 s 초과 유지하는 것은, 계속되는 냉간 압연을 실시하기 위한 강판을 연질화시킬 수 있으므로, 필요에 따라 실시한다. Ac₁ 변태점 이상의 온도역에서 유지하는 경우, 오스테나이트 중에 Mn 이 농화되고, 냉각 후, 경질의 마텐자이트와 잔류 오스테나이트가 생성되고, 강판의 연질화가 이루어지지 않는 경우가 있다. 또, 1800 s 이하에서 유지하는 경우, 열간 압연 후의 변형을 제거할 수 없고, 강판의 연질화가 이루어지지 않는 경우가 있다.

또한, 열처리 방법은 연속 어닐링이나 배치 어닐링 중 어느 어닐링 방법이어도 상관없다. 또, 상기 열처리 후, 실온까지 냉각시키지만, 그 냉각 방법 및 냉각 속도는 특별히 규정되지 않고, 배치 어닐링에 있어서의 노랭, 공랭 및 연속 어닐링에 있어서의 가스 제트 냉각, 미스트 냉각, 수랭 등의 어느 냉각이어도 상관없다. 또, 산세 처리를 실시하는 경우에는 통상적인 방법이어도 된다.

Ac₃ 변태점 －50 ℃ 이상의 온도역에서 20 s 이상 1800 s 이하 유지 (실시예의 냉연판 1 회째 어닐링 처리에 대응)

Ac₃ 변태점 －50 ℃ 미만의 온도역에서 유지하는 경우, 오스테나이트 중에 Mn 이 농화되고, 냉각 중에 마텐자이트 변태가 발생하지 않고, 애스펙트비가 큰 잔류 오스테나이트의 핵을 얻을 수 없다. 그 결과, 그 후의 어닐링 공정 (실시예의 냉연판 2 회째 어닐링 처리에 대응) 에 있어서, 잔류 오스테나이트가 입계로부터 형성되어 버리고, 애스펙트비가 작은 잔류 오스테나이트가 증가하고, 원하는 조직이 얻어지지 않는다. 20 s 미만에서 유지하는 경우, 충분한 재결정이 행해지지 않고, 원하는 조직이 얻어지지 않기 때문에, 구멍 확장성이 저하된다. 또, 그 후의 도금 품질 확보를 위한 Mn 표면 농화가 충분히 행해지지 않는다. 한편, 1800 s 를 초과하여 유지하는 경우, Mn 표면 농화가 과잉으로 되어 도금 품질이 열화될 뿐만 아니라, 어닐링 중의 오스테나이트립가 조대화됨으로써, 그 후의 냉각 과정에 있어서, 애스펙트비가 작은 잔류 오스테나이트의 핵이 남아 버리고, 원하는 조직이 얻어지지 않고, 연성, 구멍 확장성과 굽힘성이 저하된다.

마텐자이트 변태 개시 온도 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각

마텐자이트 변태 개시 온도 초과의 냉각 정지 온도의 경우, 변태되는 마텐자이트량이 적으면, 미변태 오스테나이트가 최종 냉각에서 전부 마텐자이트 변태되어 버리고, 애스펙트비가 큰 잔류 오스테나이트의 핵을 얻을 수 없다. 그 결과, 그 후의 어닐링 공정 (실시예의 냉연판 2 회째 어닐링 처리에 대응) 에 있어서, 잔류 오스테나이트가 입계로부터 형성되어 버리고, 애스펙트비가 작은 잔류 오스테나이트가 증가하고, 원하는 조직이 얻어지지 않는다. 바람직하게는 마텐자이트 변태 개시 온도 －250 ℃ 이상 마텐자이트 변태 개시 온도 －50 ℃ 이하이다.

120 ℃ 이상 450 ℃ 이하의 범위 내의 재가열 온도까지 재가열 후, 상기 재가열 온도에서 2 s 이상 1800 s 이하 유지 후, 실온까지 냉각

120 ℃ 미만의 재가열 온도의 경우, 그 후의 어닐링 공정에서 형성되는 잔류 오스테나이트 중에 C 가 농화되지 않고 원하는 조직이 얻어지지 않는다. 450 ℃ 초과의 재가열 온도의 경우, 애스펙트비가 큰 잔류 오스테나이트의 핵이 분해되고, 애스펙트비가 작은 잔류 오스테나이트가 증가하고, 원하는 조직이 얻어지지 않는다. 또, 2 s 미만에서 유지하는 경우도 마찬가지로, 애스펙트비가 큰 잔류 오스테나이트의 핵을 얻을 수 없고, 원하는 조직이 얻어지지 않는다.

또한, 1800 s 를 초과하여 유지하는 경우, 애스펙트비가 큰 잔류 오스테나이트의 핵이 분해되고, 애스펙트비가 작은 잔류 오스테나이트가 증가하고, 잔류 오스테나이트 중에 Mn 이 농화되지 않고 원하는 조직이 얻어지지 않는다.

당해 재가열 후에 소정의 시간 유지한 후, 일단 실온까지 냉각시킨다. 냉각 방법은 특별히 제한되지 않고, 공지된 방법이어도 된다.

Ac₁ 변태점 －20 ℃ 이상의 온도역에서 20 s 이상 600 s 이하 유지 (실시예의 냉연판 2 회째 어닐링 처리에 대응)

Ac₁ 변태점 －20 ℃ 이상의 온도역에서 20 s 이상 600 s 이하 유지하는 것은, 본 발명에 있어서 매우 중요한 발명 구성 요건이다. Ac₁ 변태점 －20 ℃ 미만의 온도역 및 20 s 미만에서 유지하는 경우, 어닐링 중의 오스테나이트의 양이 적고, 페라이트의 면적률이 많아지고, TS 의 확보가 곤란해진다. 또, 승온 중에 형성되는 탄화물이 용해되다가 남고, 충분한 면적률의 잔류 오스테나이트의 확보가 곤란해져, 연성이 저하된다.

바람직하게는 Ac₁ 변태점 이상이다. 보다 바람직하게는 Ac₁ 변태점 ＋20 ℃ 이상 Ac₃ 변태점 ＋50 ℃ 이하이다. 또한, 600 s 를 초과하여 유지하는 경우, 어닐링 중에 오스테나이트가 조대화되기 때문에, 오스테나이트 중에 대한 Mn 확산이 불충분해지고, 농화되지 않아, 연성 확보를 위한 충분한 면적률의 잔류 오스테나이트를 얻을 수 없다.

마텐자이트 변태 개시 온도 초과의 냉각 정지 온도의 경우, 변태되는 마텐자이트량이 적고, 그 후의 재가열에서 템퍼링하는 마텐자이트의 양이 적고, 원하는 템퍼드 마텐자이트량이 얻어지지 않는다. 바람직하게는 마텐자이트 변태 개시 온도 －250 ℃ 이상 마텐자이트 변태 개시 온도 －30 ℃ 이하이다.

120 ℃ 이상 480 ℃ 이하의 범위 내의 재가열 온도까지 재가열 후, 상기 재가열 온도에서 2 s 이상 600 s 이하 유지

120 ℃ 미만의 재가열의 경우, 프레시 마텐자이트가 템퍼링되지 않고, 원하는 조직이 얻어지지 않는다. 480 ℃ 초과의 재가열 온도의 경우, 베이나이트 변태가 지연되고, 원하는 조직이 얻어지지 않을 뿐만 아니라, 탄화물이 석출되고 오스테나이트의 안정화가 저하되어, 원하는 잔류 오스테나이트량이 얻어지지 않는다.

또, 2 s 미만에서 유지하는 경우, 프레시 마텐자이트가 템퍼링되지 않을 뿐만 아니라, 애스펙트비가 큰 γ 중에 C 가 농화되지 않고, 원하는 조직이 얻어지지 않는다. 한편, 600 s 초과 유지하는 경우, 베이나이트 변태 시에 탄화물이 석출되고, 잔류 오스테나이트 중의 C 량이 저하되고, 원하는 조직이 얻어지지 않는다.

도금 처리

얻어진 고강도 강판에 대하여, 필요에 따라 도금 처리를 실시한다. 용융 아연 도금 처리를 실시하는 경우에는, 상기 어닐링 처리를 실시한 강판을 440 ℃ 이상 500 ℃ 이하의 아연 도금욕 중에 침지시키고, 용융 아연 도금 처리를 실시하고, 그 후, 가스 와이핑 등에 의해 도금 부착량을 조정한다. 또한, 용융 아연 도금은 Al 량이 0.08 ％ 이상 0.30 ％ 이하인 아연 도금욕을 사용하는 것이 바람직하다.

용융 아연 도금의 합금화 처리를 실시할 때에는, 용융 아연 도금 처리 후에, 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역에서 아연 도금의 합금화 처리를 실시한다. 600 ℃ 를 초과하는 온도에서 합금화 처리를 실시하면, 미변태 오스테나이트가 펄라이트로 변태되고, 원하는 잔류 오스테나이트의 면적률을 확보할 수 없고, 연성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, 아연 도금의 합금화 처리를 실시할 때에는, 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역에서 아연 도금의 합금화 처리를 실시하는 것이 바람직하다.

실온 이상 마텐자이트 변태 개시 온도 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각

마텐자이트 변태 온도 온도 초과의 냉각 정지 온도의 경우, 그 후의 재가열시에 수소의 확산이 느린 오스테나이트가 많아지고, 충분히 강 중 확산성 수소량이 저하되지 않는다. 그 때문에, 마텐자이트 변태 개시 온도 이하까지 냉각시킬 필요가 있다. 바람직하게는 50 ℃ 이상 마텐자이트 변태 개시 온도 －30 ℃ 이하이다.

50 ℃ 이상 400 ℃ 이하의 온도역 내에서 2 s 이상 유지

마지막 열처리로서 50 ℃ 이상 400 ℃ 이하의 온도역 내에서 2 s 이상 유지하는 것은, 본 발명에 있어서 중요한 발명 구성 요건이다. 50 ℃ 미만의 온도역 내 또는 2 s 미만에서 유지하는 경우, 프레시 마텐자이트량이 과잉으로 생성되고, 또한 강 중 확산성 수소가 강판으로부터 방출되지 않기 때문에, 내수소 굽힘 취화 특성이 저하된다. 한편, 400 ℃ 초과의 온도역에서 유지하는 경우, 잔류 오스테나이트의 분해에 의해, 충분한 체적률의 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않고 강의 연성이 저하된다. 유지 시간의 상한은 특별히 규정되어 있지 않지만, 생산 기술상의 제약으로부터 43200 s 이하가 될 수 있다.

그 밖의 제조 방법의 조건은, 특별히 한정되지 않지만, 생산성의 관점에서, 상기 어닐링은, 연속 어닐링 설비에서 실시하는 것이 바람직하다. 또, 어닐링, 용융 아연 도금, 아연 도금의 합금화 처리 등의 일련의 처리는, 용융 아연 도금 라인인 CGL (Continuous Galvanizing Line) 에서 실시하는 것이 바람직하다.

또한, 상기 「고강도 강판」, 「고강도 용융 아연 도금 강판」에, 형상 교정이나 표면 조도의 조정 등을 목적으로 스킨 패스 압연을 실시할 수 있다. 스킨 패스 압연의 압하율은, 0.1 ％ 이상 2.0 ％ 이하의 범위가 바람직하다. 0.1 ％ 미만에서는 효과가 작고, 제어도 곤란하므로, 이것이 양호 범위의 하한이 된다. 또, 2.0 ％ 를 초과하면, 생산성이 현저하게 저하되므로, 이것을 양호 범위의 상한으로 한다. 또한, 스킨 패스 압연은, 온라인으로 실시해도 되고, 오프 라인으로 실시해도 된다. 또, 한 번에 목적하는 압하율의 스킨 패스를 실시해도 되고, 수 회로 나누어 실시해도 상관없다. 또, 수지나 유지 (油脂) 코팅 등의 각종 도장 처리를 실시할 수도 있다.

실시예

표 1 에 나타내는 성분 조성을 갖고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을 전로에서 용제하고, 연속 주조법으로 슬래브로 하였다. 얻어진 슬래브를 1250 ℃ 까지 재가열한 후, 표 2, 3 에 나타내는 조건에서 고강도 냉연 강판 (CR) 을 얻고, 또한, 아연 도금 처리를 실시하고, 용융 아연 도금 강판 (GI), 합금화 용융 아연 도금 강판 (GA) 을 얻었다. 또한, CR, GI, GA 의 판 두께는 1.0 ㎜ 이상 1.8 ㎜ 이하였다. 용융 아연 도금욕은, 용융 아연 도금 강판 (GI) 에서는, Al : 0.19 질량％ 함유 아연욕을 사용하고, 합금화 용융 아연 도금 강판 (GA) 에서는, Al : 0.14 질량％ 함유 아연욕을 사용하고, 욕온은 465 ℃ 로 하였다. 도금 부착량은 편면 당 45 g/㎡ (양면 도금) 로 하고, GA 는, 도금층 중의 Fe 농도를 9 질량％ 이상 12 질량％ 이하가 되도록 조정하였다. 얻어진 강판의 단면의 강 조직을 상기 서술한 방법으로 관찰하고, 인장 특성, 구멍 확장성, 굽힘성에 대해서 조사를 실시하고, 그 결과를 표 4 ∼ 6 에 나타냈다.

마텐자이트 변태 개시 온도, 및 Ac₁ 변태점과 Ac₃ 변태점은 이하의 식을 사용하여 구하였다.

마텐자이트 변태 개시 온도 (℃)

＝550－350×(％C)－40×(％Mn)－10×(％Cu)－17×(％Ni)－20×(％Cr)－10×(％Mo)－35×(％V)－5×(％W)＋30×(％Al)

Ac₁ 변태점 (℃)

＝751－16×(％C)＋11×(％Si)－28×(％Mn)－5.5×(％Cu)－16×(％Ni)＋13×(％Cr)＋3.4×(％Mo)

Ac₃ 변태점 (℃)

＝910－203√(％C)＋45×(％Si)－30×(％Mn)－20×(％Cu)－15×(％Ni)＋11×(％Cr)＋32×(％Mo)＋104×(％V)＋400×(％Ti)＋200×(％Al)

여기에서, (％C), (％Si), (％Mn), (％Ni), (％Cu), (％Cr), (％Mo), (％V), (％Ti), (％W), (％Al) 은, 각각의 원소의 함유량 (질량％) 이고, 함유하지 않는 경우에는 제로로 한다.

인장 시험은, 인장 방향이 강판의 압연 방향과 직각 방향이 되도록 샘플을 채취한 JIS 5 호 시험편을 사용하여, JIS Z 2241 (2011년) 에 준거하여 실시하고, TS (인장 강도), EL (전연신) 을 측정하였다. 기계적 특성은 하기의 경우를 양호로 판단하였다.

TS : 980 MPa 이상 1180 MPa 미만인 경우, EL ≥ 20 ％

TS : 1180 MPa 이상인 경우, EL ≥ 12 ％

구멍 확장성은, JIS Z 2256 (2010년) 에 준거하여 실시하였다. 얻어진 각 강판을 100 ㎜ × 100 ㎜ 로 절단 후, 클리어런스 12 ％ ± 1 ％ 에서 직경 10 ㎜ 의 구멍을 펀칭한 후, 내경 75 ㎜ 의 다이스를 사용하여 주름 누름력 9 ton 으로 누른 상태에서, 60°원뿔의 펀치를 구멍에 밀어 넣고 균열 발생 한계에 있어서의 구멍 직경을 측정하고, 하기 식으로부터 한계 구멍 확장률 λ (％) 을 구하고, 이 한계 구멍 확장률의 값으로부터 구멍 확장성을 평가하였다.

한계 구멍 확장률 λ (％) ＝ {(D_f―D₀)/D₀}×100

단, D_f 는 균열 발생 시의 구멍 직경 (㎜), D₀ 은 초기 구멍 직경 (㎜) 이다. 또한, 본 발명에서는, TS 범위마다 하기의 경우를 양호로 판단하였다.

TS : 980 MPa 이상 1180 MPa 미만인 경우, λ ≥ 15 ％

TS : 1180 MPa 이상인 경우, λ ≥ 25 ％

굽힘 시험은, 각 어닐링 강판으로부터 압연 방향이 굽힘축 (Bending direction) 이 되도록 폭 30 ㎜, 길이 100 ㎜ 의 굽힘 시험편을 채취하고, JIS Z 2248 (1996년) 의 V 블록법에 기초하여 측정을 실시하였다. 밀어넣기 속도 100 ㎜/초, 각 굽힘 반경에서 n＝3 의 시험을 실시하고, 굽힘부 외측에 대해서 실체 현미경으로 균열의 유무를 판정하고, 균열이 발생하지 않은 최소의 굽힘 반경을 한계 굽힘 반경 R 로 하였다. 또한, 본 발명에서는, 90°V 굽힘에서의 한계 굽힘 R/t ≤ 2.5 (t : 강판의 판 두께) 를 만족하는 경우를, 강판의 굽힘성이 양호로 판정하였다.

내수소 굽힘 취화 특성은 상기 굽힘 시험으로부터 다음과 같이 평가하였다. 상기에서 측정한 강판에 있어서의 R/t 를, 동일 강판의 강 중 수소량이 0.00 질량ppm 일 때의 (R/t)' 로 나눈 값이 1.4 미만일 때, 본 발명에서는 내수소 취화 특성이 양호로 판정하였다. 또한, (R/t)' 는, 동일 강판을 대기 중에 장시간 방치함으로써 내부의 강 중 수소를 저감시키고, 그 후, TDS (Thermal Desorption Spectrometry) 에 의해 강 중 수소량이 0.00 질량ppm 이 된 것을 확인하고 나서, 굽힘 시험을 실시함으로써 측정하였다.

본 발명예의 고강도 강판은, 모두 980 MPa 이상의 TS 를 가지며, 성형성이 우수한 고강도 강판이 얻어진다. 한편, 비교예에서는, TS, EL, λ, 굽힘성, 내수소 굽힘 취화 특성 중 적어도 하나의 특성이 열등하다.

본 발명에 따르면, 980 MPa 이상의 TS (인장 강도) 를 갖는 성형성과 내수소 굽힘 취화 특성이 우수한 고강도 강판이 얻어진다. 본 발명의 고강도 강판을, 예를 들어, 자동차 구조 부재에 적용함으로써 차체 경량화에 따른 연비 개선을 도모할 수 있으며, 산업상 이용 가치는 매우 크다.

Claims

질량％ 로,
C : 0.030 ％ 이상 0.250 ％ 이하,
Si : 0.01 ％ 이상 3.00 ％ 이하,
Mn : 2.00 ％ 이상 8.00 ％ 이하,
P : 0.100 ％ 이하,
S : 0.0200 ％ 이하,
N : 0.0100 ％ 이하,
Al : 0.001 ％ 이상 2.000 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
면적률로, 페라이트가 1 ％ 이상 40 ％ 이하, 프레시 마텐자이트가 1.0 ％ 미만이며, 베이나이트와 템퍼드 마텐자이트의 합이 40 ％ 이상 90 ％ 이하이며, 잔류 오스테나이트가 6 ％ 이상인 강 조직을 갖고,
잔류 오스테나이트 중의 평균 Mn 량 (질량％) 을 페라이트 중의 평균 Mn 량 (질량％) 으로 나눈 값이 1.1 이상이며, 또한, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량 (질량％) 을 페라이트 중의 평균 C 량 (질량％) 으로 나눈 값이 3.0 이상이고,
강 중 확산성 수소량이 0.3 질량ppm 이하인, 고강도 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 성분 조성이, 질량％ 로,
Ti : 0.200 ％ 이하, Nb : 0.200 ％ 이하,
V : 0.500 ％ 이하, W : 0.500 ％ 이하,
B : 0.0050 ％ 이하, Ni : 1.000 ％ 이하,
Cr : 1.000 ％ 이하, Mo : 1.000 ％ 이하,
Cu : 1.000 ％ 이하, Sn : 0.200 ％ 이하,
Sb : 0.200 ％ 이하, Ta : 0.100 ％ 이하,
Zr : 0.200 ％ 이하, Ca : 0.0050 ％ 이하,
Mg : 0.0050 ％ 이하, REM : 0.0050 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 추가로 함유하는, 고강도 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
괴상 잔류 오스테나이트의 면적률을 전체 잔류 오스테나이트와 괴상 프레시 마텐자이트의 면적률로 나눈 값이 0.5 이하인, 고강도 강판.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
표면에, 추가로 아연 도금층을 갖는, 고강도 강판.
제 4 항에 있어서,
상기 아연 도금층이, 합금화 아연 도금층인, 고강도 강판.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로서, 제 1 항, 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 가열하고, 마무리 압연 출측 온도를 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하에서 열간 압연하고, 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하에서 권취하고, 냉간 압연을 실시하고, 그 후, Ac₃ 변태점 －50 ℃ 이상의 온도역에서 20 s 이상 1800 s 이하 유지 후, 마텐자이트 변태 개시 온도 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각시키고, 120 ℃ 이상 450 ℃ 이하의 범위 내의 재가열 온도까지 재가열 후, 상기 재가열 온도에서 2 s 이상 1800 s 이하 유지 후, 실온까지 냉각시키고, 그 후, Ac₁ 변태점 －20 ℃ 이상의 온도역에서 20 s 이상 600 s 이하 유지 후, 마텐자이트 변태 개시 온도 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각시키고, 120 ℃ 이상 480 ℃ 이하의 범위 내의 재가열 온도까지 재가열 후, 상기 재가열 온도에서 2 s 이상 600 s 이하 유지 후, 실온 이상 마텐자이트 변태 개시 온도 이하까지 냉각시키고, 또한 50 ℃ 이상 400 ℃ 이하의 온도역 내에서 2 s 이상 유지하는, 고강도 강판의 제조 방법.
제 6 항에 있어서,
상기 120 ℃ 이상 480 ℃ 이하의 범위 내의 재가열 온도까지 재가열 후, 상기 재가열 온도에서 2 s 이상 600 s 이하 유지한 후, 또한, 상기 실온 이상 마텐자이트 변태 개시 온도 이하까지 냉각시키기 전에, 추가로 도금 처리를 실시하는, 고강도 강판의 제조 방법.
제 7 항에 있어서,
상기 도금 처리에 있어서, 아연 도금 처리를 실시하는, 고강도 강판의 제조 방법.
제 8 항에 있어서,
상기 아연 도금 처리에 계속해서, 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하에서 합금화 처리를 실시하는, 고강도 강판의 제조 방법.
제 6 항 내지 제 9 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 권취 후, 냉간 압연 전에, Ac₁ 변태점 이하의 온도역에서 1800 s 초과 유지하는, 고강도 강판의 제조 방법.