KR20240011760A

KR20240011760A - 고강도 강판, 고강도 도금 강판 및 그것들의 제조 방법 그리고 부재

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Publication number: KR20240011760A
Application number: KR1020237043864A
Authority: KR
Inventors: 히데카즈 미나미; 유스케 와다; 유키 도지; 다케시 니시야마; 미치토시 사에키
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2021-07-09
Filing date: 2022-05-31
Publication date: 2024-01-26
Also published as: WO2023281939A1; JP7239078B1; CN117529570A; JPWO2023281939A1; EP4361303A1

Abstract

본 발명은, 신장 플랜지성, 굽힘성 및 내 LME 특성이 우수하고, 또, 치수 정밀도가 높은 부품을 제조 가능한 고강도 강판을 제공한다. 본 발명의 고강도 강판은, C, Si, Mn, P, S, Al, N, Nb, Ti 및 B 를 소정량으로 함유하고, [％Si]/[％Mn] 을 0.10 이상 0.60 이하로 하고, 프리 Ti 량을 0.001 질량％ 이상으로 한, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 강판 표층에 있어서의 Nb 의 고용량 및 100 ㎚ 이하의 석출량의 합계를 0.002 질량％ 이상으로 하고, 판두께 1/4 위치에 있어서, 마텐자이트의 면적률을 78 ％ 이상, 페라이트의 면적률을 10 ％ 이하, 잔류 오스테나이트의 체적률을 10.0 ％ 미만, 구 오스테나이트립의 판두께 방향의 입경에 대한 압연 방향의 입경의 비를 2.0 이하로 하고, 판두께 200 ㎛ 위치에 있어서의 판폭 방향의 1500 ㎛ 당의 경도 변동 빈도를 20 회 이하로 한, 강 조직을 갖고, 또한, 인장 강도를 1180 ㎫ 이상으로 한 강판이다.

Description

고강도 강판, 고강도 도금 강판 및 그것들의 제조 방법 그리고 부재

본 개시는, 고강도 강판, 고강도 도금 강판 및 그것들의 제조 방법 그리고 부재에 관한 것이다.

차량의 경량화에 의한 CO₂ 배출량 삭감과 차체의 경량화에 의한 내충돌 성능 향상의 양립을 목적으로, 자동차용 박강판의 고강도화가 진행되고 있고, 새로운 법 규제의 도입도 잇따르고 있다. 그 때문에, 차체 강도의 증가를 목적으로 하여, 자동차 캐빈의 골격을 형성하는 주요한 구조 부품에서는, 인장 강도 (TS) 로 1180 ㎫ 급 이상의 고강도 강판의 적용 사례가 증가하고 있다.

자동차의 보강 부품이나 골격 구조 부품에 사용되는 고강도 강판에는, 우수한 성형성을 가질 것이 요구된다. 또한, 성형 후의 부품에는 치수 정밀도가 우수할 것이 요구된다. 예를 들어, 크래시 박스 등의 부품에서는 타발 단면 (端面) 이나 굽힘 가공부를 갖기 때문에, 성형성의 관점에서는 높은 신장 플랜지성이나 굽힘성을 갖는 강판이 바람직하다. 또, 부품의 퍼포먼스의 관점에서는, 강판의 항복비 (YR ＝ 항복 강도 YS/인장 강도 TS) 를 증가시킴으로써, 충돌시에 있어서의 충격 흡수 에너지의 상승이 실현된다. 또한, 부품의 치수 정밀도의 관점에서는, 강판의 항복비 (YR) 를 일정 범위로 제어함으로써, 강판 성형 후의 스프링 백을 억제하여, 부품의 치수 정밀도를 제어하는 것이 가능해진다. 자동차 부품에 대한 고강도 강판의 적용 비율을 증가시키려면, 이들 특성을 종합적으로 만족할 것이 요망되고 있다.

또한 최근 들어서, 고강도 아연 도금 강판을 스폿 용접할 때에, 도금층의 아연이 강판 표층의 결정립계에 확산 침입하여, 액체 금속 취화 (LME : Liquid Metal Embrittlement) 가 일어나고, 입계 균열 (LME 균열) 이 발생하는 것이 확인되고 있다. LME 균열은, 아연 도금층을 갖지 않는 고강도 강판에 있어서도, 용접 상대가 아연 도금 강판이면 발생할 수 있기 때문에, 어느 고강도 강판에 있어서도 문제시되고 있다. 그 때문에, 고강도 강판의 골격 부품에 대한 적용시에는, 내 LME 특성이 우수한 고강도 강판이 요망되고 있다.

이들 요구에 대하여, 예를 들어, 특허문헌 1 에서는, 연성, 신장 플랜지성, 굽힘성 및 내 LME 특성이 우수하고, 높은 치수 정밀도로 부품을 제조하는 것이 가능한, 인장 강도가 980 ㎫ 이상인 고강도 강판이 제공되고 있다.

국제공개 제2020/184154호 명세서

특허문헌 1 에 기재된 고강도 강판은, 강도, 연성, 신장 플랜지성, 굽힘성 및 내 LME 특성을 종합적으로 만족하고, 또한 높은 치수 정밀도로 부품을 제조하는 것이 가능하다. 그러나, 특허문헌 1 에 기재된 고강도 강판은, TS 가 980 ㎫ 급이어서, 강도에 추가적인 개선의 여지가 있었다.

본 개시는, 이러한 사정을 감안하여 개발된 것으로서, 신장 플랜지성, 굽힘성 및 내 LME 특성이 우수하고, 또한 높은 치수 정밀도로 부품을 제조하는 것이 가능한 1180 ㎫ 이상의 고강도 강판을 얻음과 함께, 그 고강도 강판의 유리한 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

또한, 본 개시에 있어서, 높은 치수 정밀도로 부품을 제조하는 것이 가능하다 (성형시의 치수 정밀도가 높다) 는 것은, 항복비 (YR) 가 65 ％ 이상 90 ％ 이하인 것을 의미한다. 또한, YR 은 다음 식 (2) 로 구해진다.

YR ＝ YS/TS × 100 ‥‥ (2)

또, 신장 플랜지성이 우수하다는 것은, 신장 플랜지성의 지표인 구멍 확장률 (λ) 의 값이 25 ％ 이상으로 한다.

굽힘성은 굽힘 시험의 합격률로 평가하며, 굽힘 반경 (R) 을 판두께 (t) 로 나눈 값 R/t 가 5 이하가 되는 최대의 R 에 있어서, 5 샘플의 굽힘 시험을 실시하고, 이어서, 굽힘 정점의 능선부에 있어서의 균열 발생 유무의 평가를 실시하여, 5 샘플 모두 균열되지 않는 경우, 요컨대, 합격률 100 ％ 의 경우만, 굽힘성이 우수한 것으로 판단한다.

또, 내 LME 특성에 대해서는, 실시예에서 기재하는 고온 인장 시험 후의 시험편의 파단부를, 시험편의 인장 방향에 평행한 판두께 단면 (L 단면) 이 관찰면이 되도록 절단하고, 판두께 단면을 관찰하여, 인장 파단 선단부로부터 400 ㎛ 떨어진 위치의 판두께 t 를 구한다. 그 판두께 t 를 다음 식 (3) 에 대입하여 구한 판두께 감소량이 0.20 이상인 경우, 내 LME 특성이 우수한 것으로 판단한다.

판두께 감소율 ＝ (t₀ － t)/t₀ … (3)

여기서, t₀ 은 고온 인장 시험 전의 절결이 형성된 인장 시험편의 초기 판두께, t 는 고온 인장 시험 후의 인장 파단 선단부로부터 그립부측을 향하여 400 ㎛ 떨어진 위치의 판두께이다. 예를 들어 도 1 에 나타내는 파단부의 L 단면에 있어서는, t 는 도시하는 바와 같이 정해진다.

또한, 판두께 감소율의 수치가 큰 경우, 즉, 고온 인장 시험시에 잘록부가 크게 발생한 후에 파단된 경우, 내 LME 특성이 우수한 것으로 판단한다.

본 발명자들은, 상기한 과제를 달성하기 위해, 예의 검토를 거듭한 결과, 이하의 지견을 얻었다.

(1) 마텐자이트 (??칭 마텐자이트 및 템퍼드 마텐자이트) 를 주체로 하는 조직으로 함으로써, 신장 플랜지성을 25 ％ 이상으로 실현할 수 있다.

(2) 구 오스테나이트립의 판두께 방향의 입경에 대한 압연 방향의 입경의 비의 평균값을 2.0 이하로 함으로써, 부품의 치수 정밀도의 지표인 YR 을 65 ％ 이상 90 ％ 이하로 실현할 수 있다.

(3) [％Si]/[％Mn] 이 0.10 이상 0.60 이하의 관계를 만족하고, 또한 판두께 200 ㎛ 위치에 있어서의 판폭 방향의 1500 ㎛ 당의 경도 변동 빈도를 20 회 이하로 함으로써, 양호한 굽힘성을 실현할 수 있다.

(4) [％Si]/[％Mn] 이 0.10 이상 0.60 이하의 관계를 만족하고, 또한 판두께 표층에 있어서, Nb 의 고용량 및 100 ㎚ 이하의 석출량의 합계를 0.0020 ％ 이상으로 함으로써, 양호한 내 LME 특성을 실현할 수 있다.

본 개시는, 상기 지견에 기초하여 이루어진 것이다. 즉, 본 개시의 요지 구성은 이하와 같다.

[1] 질량％ 로,

C : 0.090 ％ 이상 0.390 ％ 이하,

Si : 0.01 ％ 이상 2.50 ％ 이하,

Mn : 2.00 ％ 이상 4.00 ％ 이하,

P : 0.100 ％ 이하,

S : 0.0200 ％ 이하,

Al : 0.100 ％ 이하,

N : 0.0100 ％ 이하,

Nb : 0.002 ％ 이상 0.100 ％ 이하,

Ti : 0.005 ％ 이상 0.100 ％ 이하 및

B : 0.0002 ％ 이상 0.0100 ％ 이하를 함유함과 함께,

[％Si]/[％Mn] 이 0.10 이상 0.60 이하의 관계를 만족하고,

하기 (1) 식으로부터 구해지는 프리 Ti 량이 0.001 질량％ 이상인 관계를 만족하고,

잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,

강판 표층에 있어서, Nb 의 고용량 및 100 ㎚ 이하의 석출량의 합계가 0.002 질량％ 이상이고,

판두께 1/4 위치에 있어서,

마텐자이트의 면적률이 78 ％ 이상,

페라이트의 면적률이 10 ％ 이하,

잔류 오스테나이트의 체적률이 10.0 ％ 미만,

구 오스테나이트립의 판두께 방향의 입경에 대한 압연 방향의 입경의 비의 평균값이 2.0 이하이고,

판두께 200 ㎛ 위치에 있어서의 판폭 방향의 1500 ㎛ 당의 경도 변동 빈도가 20 회 이하인, 강 조직을 갖고,

인장 강도가 1180 ㎫ 이상인, 고강도 강판.

프리 Ti 량 (％) ＝ [％Ti] － (47.9/14.0) × [％N] － (47.9/32.1) × [％S] … (1)

또한, (1) 식 중의 [％X] 는, 강 중의 원소 X 의 함유량 (질량％) 을 나타내고, 함유하지 않는 경우에는 0 으로 한다.

[2] 상기 강 조직은, 또한, 표층 연화 두께가 10 ㎛ 이상 100 ㎛ 이하인, 상기 [1] 에 기재된 고강도 강판.

[3] 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％ 로,

O : 0.0100 ％ 이하,

V : 0.200 ％ 이하,

Ta : 0.10 ％ 이하,

W : 0.10 ％ 이하,

Cr : 1.00 ％ 이하,

Mo : 1.00 ％ 이하,

Ni : 1.00 ％ 이하,

Co : 0.010 ％ 이하,

Cu : 1.00 ％ 이하,

Sn : 0.200 ％ 이하,

Sb : 0.200 ％ 이하,

Ca : 0.0100 ％ 이하,

Mg : 0.0100 ％ 이하,

REM : 0.0100 ％ 이하,

Zr : 0.100 ％ 이하,

Te : 0.100 ％ 이하,

Hf : 0.10 ％ 이하 및

Bi : 0.200 ％ 이하로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 함유하는, 상기 [1] 또는 [2] 에 기재된 고강도 강판.

[4] 상기 [1] ∼ [3] 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판의 적어도 편면에 도금층을 갖는, 고강도 도금 강판.

[5] 상기 [1] 또는 [3] 에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 1150 ℃ 이상의 슬래브 가열 온도에서 100 분 이상 보열 (保熱) 하고,

이어서, 상기 강 슬래브에, 조 (粗) 압연 종료 온도를 1050 ℃ 이상, 또한 마무리 압연 개시 온도를 1000 ℃ 이상으로 하는 열간 압연을 실시하여 열연판으로 하고,

이어서, 상기 열연판에 산세를 실시하고,

이어서, 상기 열연판에, 누적 압하율을 20 ％ 이상 75 ％ 이하로 하여 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 하고,

이어서, 상기 냉연판에 대하여, 250 ℃ 이상 700 ℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 가열 속도가 10 ℃/s 이상, 또한 750 ℃ 에서 가열 온도까지의 체류 시간이 40 s 이상이 되는 조건에서, 820 ℃ 이상의 상기 가열 온도까지 가열하고, 250 ℃ 이상 400 ℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도를 1.0 ℃/s 이상으로 하여, 150 ℃ 이하까지 냉각시키는 어닐링 공정을 실시하여, 고강도 강판을 얻는, 고강도 강판의 제조 방법.

[6] 상기 가열 온도에 있어서의 분위기의 산소 농도가 2 체적ppm 이상 30 체적ppm 이하, 또한 분위기의 노점이 -35 ℃ 이상인, 상기 [5] 에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

[7] 상기 [5] 또는 [6] 에 기재된 어닐링 공정 후, 상기 고강도 강판의 적어도 편면에 도금 처리를 실시하여 고강도 도금 강판을 얻는, 도금 공정을 실시하는, 고강도 도금 강판의 제조 방법.

[8] 상기 [1] ∼ [3] 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판을 적어도 일부에 사용하여 이루어지는, 부재.

[9] 상기 [4] 에 기재된 고강도 도금 강판을 적어도 일부에 사용하여 이루어지는, 부재.

[10] 자동차의 골격 구조 부품용, 또는 자동차의 보강 부품용인, 상기 [8] 또는 [9] 에 기재된 부재.

본 개시에 의하면, 신장 플랜지성, 굽힘성 및 내 LME 특성이 우수하고, 또한 높은 치수 정밀도로 부품을 제조하는 것이 가능한 1180 ㎫ 이상의 고강도 강판 그리고 부재를 제공할 수 있다.

도 1 은, 판두께 감소량의 측정에 대해 설명하기 위한 개략도이다.
도 2 는, 경도 변동 빈도의 측정에 대해 설명하기 위한 도면이다.

이하, 본 개시의 실시형태에 대해 설명한다. 또한, 본 개시는 이하의 실시형태에 한정되지 않는다.

먼저, 강판의 성분 조성의 적정 범위 및 그 한정 이유에 대해 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서, 강판의 성분 원소의 함유량을 나타내는「％」는, 특별히 명기하지 않는 한「질량％」를 의미한다. 「ppm」은, 특별히 명기하지 않는 한,「질량ppm」을 의미한다. 또 본 명세서 중에 있어서,「∼」를 사용하여 나타내는 수치 범위는,「∼」의 전후에 기재되는 수치를 하한값 및 상한값으로서 포함하는 범위를 의미한다.

[C : 0.090 ％ 이상 0.390 ％ 이하]

C 는, 강의 중요한 기본 성분 중 하나이며, 특히 본 개시에서는, 마텐자이트, 페라이트의 면적률 및 잔류 오스테나이트의 체적률에 영향을 미치는 중요한 원소이다. C 의 함유량이 0.090 ％ 미만에서는, 마텐자이트의 면적률이 감소하고, 또한 페라이트의 면적률이 증가하여, 1180 ㎫ 이상의 TS 를 실현하는 것이 곤란해진다. 한편, C 의 함유량이 0.390 ％ 를 초과하면, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도가 과도하게 증가하여, 타발시에 잔류 오스테나이트로부터 생성되는 마텐자이트의 경도가 크게 상승한다. 그 결과, 구멍 확장시의 균열 진전이 촉진되고, λ 가 감소한다. 또, 굽힘성도 저하된다. 따라서, C 의 함유량은, 0.090 ％ 이상 0.390 ％ 이하로 한다. C 의 함유량은, 바람직하게는 0.100 ％ 이상으로 한다. C 의 함유량은, 바람직하게는 0.360 ％ 이하로 한다. C 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.110 ％ 이상으로 한다. C 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.350 ％ 이하로 한다.

[Si : 0.01 ％ 이상 2.50 ％ 이하]

Si 는, 강의 중요한 기본 성분 중 하나이며, 특히 본 개시에서는, 어닐링 중의 탄화물 생성을 억제하고, 잔류 오스테나이트의 생성을 촉진시키는 점에서, 잔류 오스테나이트의 체적률에 영향을 미치는 원소이다. 또, Si 는 400 ℃ 이하에서 큰 템퍼링 연화 저항을 나타내는 점에서, 판두께 200 ㎛ 위치에 있어서의 판폭 방향의 1500 ㎛ 당의 경도 변동 빈도에 영향을 미치는 원소이다. Si 의 함유량이 0.01 ％ 미만에서는, 판폭 방향의 마텐자이트의 경도 분포를 불균일하게 해 버리기 때문에, 판두께 200 ㎛ 위치에 있어서의 판폭 방향의 1500 ㎛ 당의 경도 변동 빈도가 20 회를 초과해 버리고, 굽힘성이 저하된다. 한편, Si 의 함유량이 2.50 ％ 를 초과하면, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도가 과도하게 증가하여, 타발시에 잔류 오스테나이트로부터 변태되는 마텐자이트의 경도가 크게 상승하기 때문에, 타발 및 구멍 확장시의 보이드의 생성이 증가해 버리고, λ 가 감소한다. 또, 굽힘성도 저하된다. 또한, 내 LME 특성도 저하된다. 따라서, Si 의 함유량은, 0.01 ％ 이상 2.50 ％ 이하로 한다. Si 의 함유량은, 바람직하게는 0.10 ％ 이상으로 한다. Si 의 함유량은, 바람직하게는 2.00 ％ 이하로 한다. Si 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.15 ％ 이상으로 한다. Si 의 함유량은, 보다 바람직하게는 1.50 ％ 이하로 한다.

[Mn : 2.00 ％ 이상 4.00 ％ 이하]

Mn 은, 강의 중요한 기본 성분 중 하나이며, 특히 본 개시에서는, 마텐자이트의 면적률에 영향을 미치는 중요한 원소이다. Mn 의 함유량이 2.00 ％ 미만에서는, 마텐자이트의 면적률이 감소하고, 또한 페라이트의 면적률이 증가하여, 1180 ㎫ 이상의 TS 를 실현하는 것이 곤란해진다. 한편, Mn 의 함유량이 4.00 ％ 를 초과하면, 판폭 방향의 마텐자이트의 경도 분포를 불균일하게 해 버리기 때문에 판두께 200 ㎛ 위치에 있어서의 판폭 방향의 1500 ㎛ 당의 경도 변동 빈도가 20 회를 초과해 버리고, 굽힘성이 저하된다. 따라서, Mn 의 함유량은, 2.00 ％ 이상 4.00 ％ 이하로 한다. Mn 의 함유량은, 바람직하게는 2.20 ％ 이상으로 한다. Mn 의 함유량은, 바람직하게는 3.80 ％ 이하로 한다. Mn 의 함유량은, 보다 바람직하게는 2.50 ％ 이상으로 한다. Mn 의 함유량은, 보다 바람직하게는 3.60 ％ 이하로 한다.

[P : 0.100 ％ 이하]

P 가 과잉이 되면, 구 오스테나이트립계에 편석되어 입계를 취화시키고, 강판의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, λ 가 저하된다. 또, 굽힘성도 저하된다. 그 때문에, P 의 함유량은 0.100 ％ 이하로 할 필요가 있다. 또한, P 의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, P 는 고용 강화 원소이고, 강판의 강도를 상승시킬 수 있는 점에서, 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 따라서, P 의 함유량은, 0.100 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.001 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.070 ％ 이하로 한다.

[S : 0.0200 ％ 이하]

S 는, 황화물로서 존재하고, 강의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, λ 가 저하된다. 또, 굽힘성도 저하된다. 그 때문에, S 의 함유량은 0.0200 ％ 이하로 할 필요가 있다. 또한, S 의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 생산 기술상의 제약에서, S 의 함유량은 0.0001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 따라서, S 의 함유량은 0.0200 ％ 이하로 한다. S 의 함유량은, 바람직하게는 0.0001 ％ 이상으로 한다. S 의 함유량은, 바람직하게는 0.0050 ％ 이하로 한다.

[Al : 0.100 ％ 이하]

Al 가 과잉이 되면, A₃ 변태점이 상승하고, 마이크로 조직 중에 다량의 페라이트를 포함해 버리기 때문에, 원하는 YR 을 실현하는 것이 곤란해진다. 그 때문에, Al 의 함유량은 0.100 ％ 이하로 할 필요가 있다. 또한, Al 의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 연속 어닐링 중의 탄화물 생성을 억제하고, 잔류 오스테나이트의 생성을 촉진시키는 점에서, Al 의 함유량은 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 따라서, Al 의 함유량은 0.100 ％ 이하로 한다. Al 의 함유량은 바람직하게는 0.001 ％ 이상으로 한다. Al 의 함유량은 바람직하게는 0.050 ％ 이하로 한다.

[N : 0.0100 ％ 이하]

N 은, 질화물로서 존재하고, 강판의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, λ 가 저하된다. 또, 굽힘성도 저하된다. 그 때문에, N 의 함유량은 0.0100 ％ 이하로 할 필요가 있다. 또한, N 의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 생산 기술상의 제약에서, N 의 함유량은 0.0005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 따라서, N 의 함유량은 0.0100 ％ 이하로 한다. N 의 함유량은, 바람직하게는 0.0005 ％ 이상으로 한다. N 의 함유량은, 바람직하게는 0.0050 ％ 이하로 한다.

[Nb : 0.002 ％ 이상 0.100 ％ 이하]

Nb 는, 열간 압연시 혹은 어닐링시에 미세한 탄화물, 질화물 혹은 탄질화물을 형성함으로써, 강판의 강도를 상승시킨다. 또, Nb 를 첨가함으로써, 판두께 표층에 있어서의 Nb 의 고용량 및 100 ㎚ 이하의 석출량의 합계량을 증가시키고, 양호한 내 LME 특성을 실현할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Nb 의 함유량을 0.002 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Nb 의 함유량이 0.100 ％ 를 초과하면, 탄화물, 질화물 혹은 탄질화물이 조대해지고, 또 양이 증대되기 때문에, 굽힘성이 저하된다. 따라서, Nb 의 함유량은, 0.002 ％ 이상 0.100 ％ 이하로 한다. Nb 의 함유량은, 바람직하게는 0.003 ％ 이상으로 한다. Nb 의 함유량은, 바람직하게는 0.060 ％ 이하로 한다. Nb 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.004 ％ 이상으로 한다. Nb 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.030 ％ 이하로 한다.

[Ti : 0.005 ％ 이상 0.100 ％ 이하]

Ti 는, 열간 압연시 혹은 어닐링시에 미세한 탄화물, 질화물 혹은 탄질화물을 형성함으로써, 강판의 강도를 상승시킨다. 또, Ti 를 첨가함으로써, 판두께 표층에 있어서의 Nb 의 고용량 및 100 ㎚ 이하의 Nb 석출량의 합계를 증가시키고, 양호한 내 LME 특성을 실현할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ti 의 함유량을 0.005 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Ti 의 함유량이 0.100 ％ 를 초과하면, 탄화물, 질화물 혹은 탄질화물이 조대해지고, 또 이것들의 양이 증대되기 때문에, 굽힘성이 저하된다. 따라서, Ti 의 함유량은, 0.005 ％ 이상 0.100 ％ 이하로 한다. Ti 의 함유량은, 바람직하게는 0.008 ％ 이상으로 한다. Ti 의 함유량은, 바람직하게는 0.060 ％ 이하로 한다. Ti 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.010 ％ 이상으로 한다. Ti 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.030 ％ 이하로 한다.

[B : 0.0002 ％ 이상 0.0100 ％ 이하]

B 는, 마텐자이트 변태 개시 온도를 저하시키지 않고, ??칭성을 향상시킬 수 있는 원소이며, 어닐링시의 냉각 과정에서의 페라이트의 생성을 억제하는 것이 가능하다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, B 의 함유량을 0.0002 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, B 의 함유량이 0.0100 ％ 를 초과하면, 열간 압연 중에 강판 내부에 균열이 발생하고, 강판의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, λ 가 저하된다. 또, 굽힘성도 저하된다. 따라서, B 를 첨가하는 경우, 그 함유량은 0.0002 ％ 이상 0.0100 ％ 이하로 한다. B 의 함유량은, 바람직하게는 0.0003 ％ 이상으로 한다. B 의 함유량은, 바람직하게는 0.0050 ％ 이하로 한다. B 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0004 ％ 이상으로 한다. B 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0040 ％ 이하로 한다.

[[％Si]/[％Mn] : 0.10 이상 0.60 이하]

본 개시에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. [％Si]/[％Mn] 을 원하는 범위로 제어함으로써, 양호한 굽힘성 및 내 LME 특성을 실현할 수 있다. [％Si]/[％Mn] 이 0.10 미만에서는, 판폭 방향의 마텐자이트의 경도 분포를 불균일하게 해 버리기 때문에, 판두께 200 ㎛ 위치에 있어서의 판폭 방향의 1500 ㎛ 당의 경도 변동 빈도가 20 회를 초과해 버리고, 굽힘성이 저하된다. 한편, [％Si]/[％Mn] 이 0.60 을 초과하면, 내 LME 특성이 저하된다. 따라서, [％Si]/[％Mn] 은 0.10 이상 0.60 이하로 한다. [％Si]/[％Mn] 은, 바람직하게는 0.12 이상으로 한다. [％Si]/[％Mn] 은, 바람직하게는 0.50 이하로 한다. [％Si]/[％Mn] 은, 보다 바람직하게는 0.13 이상으로 한다. [％Si]/[％Mn] 은, 보다 바람직하게는 0.40 이하로 한다.

[프리 Ti 량 ＝ [％Ti] － (47.9/14.0) × [％N] － (47.9/32.1) × [％S] : 0.001 ％ 이상] … (1)

상기 (1) 식으로부터 구해지는 프리 Ti 량을 일정 이상으로 함으로써, 판두께 표층에 있어서의 Nb 의 고용량 및 100 ㎚ 이하의 석출량의 합계가 증가하고, 양호한 내 LME 특성을 실현할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해, 프리 Ti 량을 0.001 ％ 이상으로 한다. 또한, 프리 Ti 량의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 탄화물, 질화물 혹은 탄질화물이 조대해지고, 또 그것들의 양이 증대되기 때문에, 굽힘성이 저하되는 점에서, 프리 Ti 량은 0.040 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 프리 Ti 량은 0.001 ％ 이상으로 한다. 프리 Ti 량은, 바람직하게는 0.002 ％ 이상으로 한다. 프리 Ti 량은, 바람직하게는 0.040 ％ 이하로 한다.

본 발명의 일 실시형태에 따른 고강도 강판은, 상기 원소를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하는 성분 조성을 갖는다. 또, 바람직하게는, 본 발명의 일 실시형태에 따른 고강도 강판은, 상기 원소를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는다. 여기서, 불가피적 불순물로는, Zn, Pb 및 As 를 들 수 있다. 이들 불순물은 합계로 0.100 ％ 이하이면, 함유되는 것이 허용된다.

본 개시의 고강도 강판의 성분 조성은, 상기 필수 성분에 더하여, 추가로, 질량％ 로, O : 0.0100 ％ 이하, V : 0.200 ％ 이하, Ta : 0.10 ％ 이하, W : 0.10 ％ 이하, Cr : 1.00 ％ 이하, Mo : 1.00 ％ 이하, Ni : 1.00 ％ 이하, Co : 0.010 ％ 이하, Cu : 1.00 ％ 이하, Sn : 0.200 ％ 이하, Sb : 0.200 ％ 이하, Ca : 0.0100 ％ 이하, Mg : 0.0100 ％ 이하, REM : 0.0100 ％ 이하, Zr : 0.100 ％ 이하, Te : 0.100 ％ 이하, Hf : 0.10 ％ 이하 및 Bi : 0.200 ％ 이하에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를, 단독으로, 혹은 조합하여 함유할 수 있다.

[O : 0.0100 ％ 이하]

O 는, 산화물로서 존재하고, 강판의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, O 의 함유량이 0.0100 ％ 초과이면 λ 가 저하된다. 또, 굽힘성도 저하된다. 그 때문에, O 의 함유량은 0.0100 ％ 이하로 한다. 또한, O 의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 생산 기술상의 제약에서, O 의 함유량은 0.0001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 첨가하는 경우, O 의 함유량은 0.0100 ％ 이하로 한다. O 의 함유량은 바람직하게는 0.0001 ％ 이상으로 한다. O 의 함유량은 바람직하게는 0.0050 ％ 이하로 한다.

[V : 0.200 ％ 이하]

V 는, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성되고, 강판의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, V 의 함유량이 0.200 ％ 초과이면 λ 가 저하된다. 또, 굽힘성도 저하된다. 그 때문에, V 의 함유량은 0.200 ％ 이하로 한다. 또한, V 의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, V 의 함유량을 0.001 ％ 이상으로 함으로써, 열간 압연시 혹은 연속 어닐링시에 미세한 탄화물, 질화물 혹은 탄질화물을 형성함으로써, 강판의 강도를 상승시킨다. 또, V 를 첨가함으로써, 어닐링시의 승온 과정에서의 재결정 온도가 상승하고, 구 오스테나이트립의 판두께 방향의 입경에 대한 압연 방향의 입경의 비의 평균값을 저하시키는 점에서, YR 을 원하는 범위로 제어할 수 있다. 이 점에서, V 의 함유량은 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 첨가하는 경우, V 의 함유량은 0.200 ％ 이하로 한다. V 의 함유량은 바람직하게는 0.001 ％ 이상으로 한다. V 의 함유량은 바람직하게는 0.100 ％ 이하로 한다.

[Ta : 0.10 ％ 이하]

[W : 0.10 ％ 이하]

Ta 및 W 의 함유량이 각각 0.10 ％ 초과이면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성되고, 강판의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, λ 가 저하된다. 또, 굽힘성도 저하된다. 그 때문에, Ta 및 W 의 함유량은 각각 0.10 ％ 이하로 한다. 또한, Ta 및 W 의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 열간 압연시 혹은 연속 어닐링시에 미세한 탄화물, 질화물 혹은 탄질화물을 형성함으로써, 강판의 강도를 상승시키는 점에서, Ta 및 W 의 함유량은 각각 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 첨가하는 경우, Ta 및 W 의 함유량은 각각 0.10 ％ 이하로 한다. Ta 및 W 의 함유량은, 바람직하게는 각각 0.01 ％ 이상으로 한다. Ta 및 W 의 함유량은, 바람직하게는 각각 0.08 ％ 이하로 한다.

[Cr : 1.00 ％ 이하]

[Mo : 1.00 ％ 이하]

[Ni : 1.00 ％ 이하]

Cr, Mo 및 Ni 가 각각 1.00 ％ 초과이면, 조대한 석출물이나 개재물이 증가하고, 강판의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, λ 가 저하된다. 또, 굽힘성도 저하된다. 그 때문에, Cr, Mo 및 Ni 의 함유량은 각각 1.00 ％ 이하로 한다. 또한, Cr, Mo 및 Ni 의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 이것들은 ??칭성을 향상시키는 원소인 점에서, Cr, Mo 및 Ni 의 함유량은 각각 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 첨가하는 경우, Cr, Mo 및 Ni 의 함유량은 각각 1.00 ％ 이하로 한다. Cr, Mo 및 Ni 의 함유량은, 바람직하게는 0.01 ％ 이상으로 한다. Cr, Mo 및 Ni 의 함유량은, 바람직하게는 0.80 ％ 이하로 한다.

[Co : 0.010 ％ 이하]

Co 의 함유량이 0.010 ％ 초과이면, 조대한 석출물이나 개재물이 증가하고, 강판의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, λ 가 저하된다. 또, 굽힘성도 저하된다. 그 때문에, Co 의 함유량은 0.010 ％ 이하로 한다. 또한, Co 의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, Co 는 ??칭성을 향상시키는 원소인 점에서, Co 의 함유량은 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 첨가하는 경우, Co 의 함유량은 0.010 ％ 이하로 한다. Co 의 함유량은, 바람직하게는 0.001 ％ 이상으로 한다. Co 의 함유량은, 바람직하게는 0.008 ％ 이하로 한다.

[Cu : 1.00 ％ 이하]

Cu 의 함유량이 1.00 ％ 초과이면, 조대한 석출물이나 개재물이 증가하고, 강판의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, λ 가 저하된다. 또, 굽힘성도 저하된다. 그 때문에, Cu 의 함유량은 1.00 ％ 이하로 한다. 또한, Cu 의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, Cu 는 ??칭성을 향상시키는 원소인 점에서, Cu 의 함유량은 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 첨가하는 경우, Cu 의 함유량은 1.00 ％ 이하로 한다. Cu 의 함유량은, 바람직하게는 0.01 ％ 이상으로 한다. Cu 의 함유량은, 바람직하게는 0.80 ％ 이하로 한다.

[Sn : 0.200 ％ 이하]

Sn 의 함유량이 0.200 ％ 초과이면, 주조시 혹은 열간 압연시에 있어서 강판 내부에 균열을 생성하고, 강판의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, λ 가 저하된다. 또, 굽힘성도 저하된다. 그 때문에, Sn 의 함유량은 0.200 ％ 이하로 한다. 또한, Sn 의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, Sn 은 ??칭성을 향상시키는 원소인 점에서, Sn 의 함유량은 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 첨가하는 경우, Sn 의 함유량은 0.200 ％ 이하로 한다. Sn 의 함유량은, 바람직하게는 0.001 ％ 이상으로 한다. Sn 의 함유량은, 바람직하게는 0.100 ％ 이하로 한다.

[Sb : 0.200 ％ 이하]

Sb 의 함유량이 0.200 ％ 초과이면, 조대한 석출물이나 개재물이 증가하고, 강판의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, λ 가 저하된다. 또, 굽힘성도 저하된다. 그 때문에, Sb 의 함유량은 0.200 ％ 이하로 한다. 또한, Sb 의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, Sb 는 표층 연화 두께를 제어하고, 강도 조정을 가능하게 하는 원소인 점에서, Sb 의 함유량은 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 첨가하는 경우, Sb 의 함유량은 0.200 ％ 이하로 한다. Sb 의 함유량은, 바람직하게는 0.001 ％ 이상으로 한다. Sb 의 함유량은, 바람직하게는 0.100 ％ 이하로 한다.

[Ca : 0.0100 ％ 이하]

[Mg : 0.0100 ％ 이하]

[REM : 0.0100 ％ 이하]

Ca, Mg 및 REM 의 함유량이 각각 0.0100 ％ 초과이면, 조대한 석출물이나 개재물이 증가하고, 강판의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, λ 가 저하된다. 또, 굽힘성도 저하된다. 그 때문에, Ca, Mg 및 REM 의 함유량은 각각 0.0100 ％ 이하로 한다. 또한, Ca, Mg 및 REM 의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 이들 원소는 질화물이나 황화물의 형상을 구상화하고, 강판의 극한 변형능을 향상시키는 원소인 점에서, Ca, Mg 및 REM 의 함유량은 각각 0.0005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 첨가하는 경우, Ca, Mg 및 REM 의 함유량은 각각 0.0100 ％ 이하로 한다. Ca, Mg 및 REM 의 함유량은, 바람직하게는 0.0005 ％ 이상으로 한다. Ca, Mg 및 REM 의 함유량은, 바람직하게는 0.0050 ％ 이하로 한다.

[Zr : 0.100 ％ 이하]

[Te : 0.100 ％ 이하]

Zr 및 Te 가 각각 0.100 ％ 초과이면, 조대한 석출물이나 개재물이 증가하고, 강판의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, λ 가 저하된다. 또, 굽힘성도 저하된다. 그 때문에, Zr 및 Te 의 함유량은 각각 0.100 ％ 이하로 할 필요가 있다. 또한, Zr 및 Te 의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 질화물이나 황화물의 형상을 구상화하고, 강판의 극한 변형능을 향상시키는 원소인 점에서, Zr 및 Te 의 함유량은 각각 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 첨가하는 경우, Zr 및 Te 의 함유량은 0.100 ％ 이하로 한다. Zr 및 Te 의 함유량은, 바람직하게는 각각 0.001 ％ 이상으로 한다. Zr 및 Te 의 함유량은, 바람직하게는 각각 0.080 ％ 이하로 한다.

[Hf : 0.10 ％ 이하]

Hf 의 함유량이 0.10 ％ 초과이면, 조대한 석출물이나 개재물이 증가하고, 강판의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, λ 가 저하된다. 또, 굽힘성도 저하된다. 그 때문에, Hf 의 함유량은 0.10 ％ 이하로 한다. 또한, Hf 의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 질화물이나 황화물의 형상을 구상화하고, 강판의 극한 변형능을 향상시키는 원소인 점에서, Hf 의 함유량은 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 첨가하는 경우, Hf 의 함유량은 0.10 ％ 이하로 한다. Hf 의 함유량은, 바람직하게는 0.01 ％ 이상으로 한다. Hf 의 함유량은, 바람직하게는 0.08 ％ 이하로 한다.

[Bi : 0.200 ％ 이하]

Bi 의 함유량이 0.200 ％ 초과이면, 조대한 석출물이나 개재물이 증가하고, 강판의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, λ 가 저하된다. 또, 굽힘성도 저하된다. 그 때문에, Bi 의 함유량은 0.200 ％ 이하로 한다. 또한, Bi 의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, Bi 는 편석을 경감시키는 원소인 점에서, Bi 의 함유량은 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 첨가하는 경우, Bi 의 함유량은 0.200 ％ 이하로 한다. Bi 의 함유량은, 바람직하게는 0.001 ％ 이상으로 한다. Bi 의 함유량은, 바람직하게는 0.100 ％ 이하로 한다.

또한, 상기한 O, V, Ta, W, Cr, Mo, Ni, Co, Cu, Sn, Sb, Ca, Mg, REM, Zr, Te, Hf 및 Bi 에 대해, 각 함유량이 바람직한 하한값 미만인 경우에는 본 발명의 효과를 저해하지 않기 때문에, 불가피적 불순물로서 포함하는 것으로 한다.

다음으로, 강판의 강 조직에 대해 설명한다.

[마텐자이트의 면적률 : 78 ％ 이상]

마텐자이트를 주상으로 함으로써, 1180 ㎫ 이상의 TS 를 실현하는 것이 가능해진다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 마텐자이트의 면적률을 78 ％ 이상으로 한다. 또한, 마텐자이트의 면적률이 100 ％ 여도 본 개시의 효과는 얻어지지만, 연성을 향상시키는 위해서는, 99 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 마텐자이트의 면적률은 78 ％ 이상으로 한다. 마텐자이트의 면적률은, 바람직하게는 79 ％ 이상으로 한다. 마텐자이트의 면적률은, 바람직하게는 99 ％ 이하로 한다. 마텐자이트의 면적률은, 보다 바람직하게는 80 ％ 이상으로 한다. 마텐자이트의 면적률은, 보다 바람직하게는 98 ％ 이하로 한다. 마텐자이트의 면적률은, 더욱 바람직하게는 82 ％ 이상으로 한다. 마텐자이트의 면적률은, 더욱 바람직하게는 97 ％ 이하로 한다. 또한, 마텐자이트는 ??칭 마텐자이트, 템퍼드 마텐자이트 및 베이나이트로 정의할 수도 있다. 또한, 마텐자이트의 면적률의 관찰 위치는, 후술하는 바와 같이, 강판의 판두께의 1/4 위치로 한다.

[페라이트의 면적률 : 10 ％ 이하]

페라이트의 면적률을 10 ％ 이하로 함으로써, TS 및 YR 을 원하는 범위로 제어할 수 있다. 또, λ 나 굽힘성도 향상시킬 수 있다. 또한, 페라이트의 면적률이 0 ％ 여도 본 개시의 효과는 얻어지지만, 연성을 향상시키는 위해서는, 페라이트의 면적률을 1 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 페라이트의 면적률은 10 ％ 이하로 한다. 페라이트의 면적률은 바람직하게는 1 ％ 이상으로 한다. 페라이트의 면적률은 바람직하게는 8 ％ 이하로 한다. 페라이트의 면적률은 보다 바람직하게는 2 ％ 이상으로 한다. 또한, 페라이트는 베이나이틱 페라이트로 정의할 수도 있다. 또한, 페라이트의 면적률의 관찰 위치는, 후술하는 바와 같이, 강판의 판두께의 1/4 위치로 한다.

여기서, 마텐자이트 (??칭 마텐자이트, 템퍼드 마텐자이트 및 베이나이트), 그리고 페라이트 (베이나이틱 페라이트) 의 면적률의 측정 방법은, 이하와 같다.

강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면 (L 단면) 이 관찰면이 되도록 시료를 잘라낸 후, 관찰면을 다이아몬드 페이스트를 사용하여 경면 연마하고, 그 후, 콜로이달 실리카를 사용하여 마무리 연마를 실시하고, 또한, 3 vol.％ 나이탈로 에칭하여 조직을 현출시킨다. 가속 전압이 1 ㎸ 인 조건에서, InLens 검출기를 구비하는 SEM (Scanning Electron Microscope ; 주사 전자 현미경) 을 사용하여, 강판의 판두께의 1/4 위치를 관찰 위치로 하고, 5000 배의 배율로, 17 ㎛ × 23 ㎛ 의 시야 범위에서 3 시야 관찰한다. 얻어진 조직 화상을, Adobe Systems 사의 Adobe Photoshop 을 사용하여, 각 구성 조직 (페라이트 (베이나이틱 페라이트), 마텐자이트 (템퍼드 마텐자이트, 베이나이트, 및 ??칭 마텐자이트)) 의 면적을 측정 면적으로 나눈 면적률을 3 시야분 산출하고, 그들 값을 평균하여 각 조직의 면적률로 한다. 또, 상기 조직 화상에 있어서, 페라이트 (베이나이틱 페라이트) 는 오목부의 조직이고 탄화물을 포함하지 않는 평탄한 조직, 템퍼드 마텐자이트 및 베이나이트는 오목부의 조직이고 미세한 탄화물을 포함하는 조직, ??칭 마텐자이트는 볼록부이고 또한 조직 내부가 미세한 요철을 가진 조직이며, 서로 식별 가능하다. 또한, ??칭 마텐자이트, 템퍼드 마텐자이트 및 베이나이트는, 마텐자이트의 면적률로서 합계의 면적률을 구하는 점에서, 서로 식별 가능하지 않아도 된다.

[잔류 오스테나이트의 체적률 : 10.0 ％ 미만]

잔류 오스테나이트의 체적률이 10.0 ％ 이상인 경우, 원하는 YR 을 실현하는 것이 곤란해진다. 또, 타발시에 잔류 오스테나이트로부터 변태되는 마텐자이트의 양이 증가하기 때문에, 타발 및 구멍 확장시의 보이드의 생성이 증가해 버리고, λ 가 감소한다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 체적률은 10.0 ％ 미만으로 한다. 잔류 오스테나이트의 체적률은, 바람직하게는 0.5 ％ 이상으로 한다. 잔류 오스테나이트의 체적률은, 바람직하게는 8.0 ％ 이하로 한다. 잔류 오스테나이트의 체적률은, 보다 바람직하게는 1.0 ％ 이상으로 한다. 잔류 오스테나이트의 체적률은, 보다 바람직하게는 6.0 ％ 이하로 한다.

여기서, 잔류 오스테나이트의 체적률의 측정 방법은, 이하와 같다.

강판 표층으로부터 판두께 1/4 위치 (강판 표면으로부터 깊이 방향에서 판두께의 1/4 에 상당하는 위치) 가 관찰면이 되도록, 연삭 후, 화학 연마에 의해 추가로 0.1 ㎜ 연마하였다. 그 면에 대해, X 선 회절 장치에 의해, Co 의 Kα 선원을 사용하여, fcc 철 (오스테나이트) 의 (200) 면, (220) 면, (311) 면과, bcc 철의 (200) 면, (211) 면, (220) 면의 적분 반사 강도를 측정하고, bcc 철의 각 면으로부터의 적분 반사 강도에 대한 fcc 철 (오스테나이트) 의 각 면으로부터의 적분 반사 강도의 강도비로부터 오스테나이트의 체적률을 구하고, 이것을 잔류 오스테나이트의 체적률로 하였다.

[구 오스테나이트립의 판두께 방향의 입경에 대한 압연 방향의 입경의 비의 평균값 : 2.0 이하]

본 개시에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 구 오스테나이트립의 판두께 방향의 입경에 대한 압연 방향의 입경의 비의 평균값을 저하시킴으로써, 즉 구 오스테나이트립을 등축에 가까운 형상으로 함으로써, YR 을 원하는 범위로 제어할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 구 오스테나이트립의 판두께 방향의 입경에 대한 압연 방향의 입경의 비의 평균값을 2.0 이하로 할 필요가 있다. 또한, 구 오스테나이트립의 판두께 방향의 입경에 대한 압연 방향의 입경의 비의 하한은 특별히 한정하지 않지만, YR 을 원하는 범위로 제어하기 위해서는, 0.5 이상으로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 구 오스테나이트립의 판두께 방향의 입경에 대한 압연 방향의 입경의 비의 평균값은 2.0 이하로 한다. 구 오스테나이트립의 판두께 방향의 입경에 대한 압연 방향의 입경의 비의 평균값은, 바람직하게는 0.5 이상으로 한다. 구 오스테나이트립의 판두께 방향의 입경에 대한 압연 방향의 입경의 비의 평균값은 바람직하게는 1.9 이하로 한다.

여기서, 구 오스테나이트립의 판두께 방향의 입경에 대한 압연 방향의 입경의 비의 평균값의 측정 방법은, 이하와 같다. 강판에 대하여, 600 ℃ 에서 10 분간의 열처리를 실시한 후, 얻어진 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면이 관찰면이 되도록 시료를 잘라낸다. 이어서, 관찰면을 다이아몬드 페이스트로 경면 연마한다. 그 후, 피크르산 포화 수용액에, 술폰산, 옥살산 및 염화 제일철을 첨가한 부식액으로 관찰면을 추가로 에칭하여, 구 오스테나이트립계를 현출시킨다. 광학 현미경을 사용하여, 400 배의 배율로, 169 ㎛ × 225 ㎛ 의 시야 범위에서 관찰면을 3 시야 관찰하여, 조직 화상을 얻는다. 얻어진 조직 화상을, Adobe Systems 사의 Adobe Photoshop 을 사용하여, 구 오스테나이트립의 판두께 방향의 입경에 대한 압연 방향의 입경의 비를 3 시야분 산출하고, 그들 값의 평균값을 구하여, 이것을 구 오스테나이트립의 판두께 방향의 입경에 대한 압연 방향의 입경의 비 (애스펙트비) 의 평균값으로 한다.

[판두께 표층에 있어서의 Nb 의 고용량 및 100 ㎚ 이하의 석출량의 합계 : 0.002 질량％ 이상]

본 개시에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 어닐링 후에 있어서 고용된 Nb, 및 100 ㎚ 이하의 사이즈로 석출된 Nb 는, LME 시험시의 승온 과정에 있어서 용해되어 고용 상태가 된다. 요컨대, 판두께 표층에 있어서의 Nb 의 고용량 및 100 ㎚ 이하의 Nb 석출량의 합계를 증가시킴으로써, LME 시험시의 승온 과정에서 판두께 표층의 Nb 의 고용량을 증가시킬 수 있다. 그 결과, LME 시험시의 승온 과정에서 생성되는 오스테나이트의 입계에 Nb 가 편석되고, Zn 의 강판에 대한 침입을 억제하기 때문에, 양호한 내 LME 특성을 실현할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 판두께 표층에 있어서의 Nb 의 고용량 및 100 ㎚ 이하의 석출량의 합계를 0.002 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 또한, 판두께 표층에 있어서의 Nb 의 고용량 및 100 ㎚ 이하의 석출량의 합계의 상한은 특별히 규정하지 않고, Nb 의 함유량 이하일 수 있다. 따라서, 판두께 표층에 있어서의 Nb 의 고용량 및 100 ㎚ 이하의 석출량의 합계는 0.002 ％ 이상으로 한다. 판두께 표층에 있어서의 Nb 의 고용량 및 100 ㎚ 이하의 석출량의 합계는, 바람직하게는 0.003 ％ 이상으로 한다. 판두께 표층에 있어서의 Nb 의 고용량 및 100 ㎚ 이하의 석출량의 합계는, 바람직하게는 Nb 의 함유량 이하로 한다.

여기서, 판두께 표층에 있어서의 Nb 의 고용량 및 100 ㎚ 이하의 Nb 석출량의 합계의 측정 방법은, 이하와 같다. 강판 표면이 분석면이 되도록, 시료 조정은 표면의 오염물을 떨어뜨리기만 하고, 요컨대, 표면 연마 없이 시료로 한다. 그 시료에 대해, 10 ％ 아세틸아세톤을 전해액으로 하여 전해 추출 후, 전해액을 채취하여, 참고문헌 1 에 기재된 마이크로얼로이의 강 중 고용 성분 정량법으로, Nb 의 고용량과 석출량을 분석한다. 시료를 비수 용매계 전해액 중에서 일정 시간 전해시킨 후, 전해액을 채취하여, 고용 성분 분석용 샘플로 한다. 또, 전해 추출 후의 시료를 전해액으로부터 취출하여 메탄올을 넣은 비커로 옮기고, 초음파 교반한다. 교반 후, 메탄올을 공경 100 ㎚ 의 여과지에 의해 여과하여, 필터를 통과한 여과액을 100 ㎚ 이하의 석출물을 포함하는 석출물 분석용 샘플로 한다. 고용 성분 분석용 샘플에 대해, ICP 발광 분석법에 의해 Nb 고용량을 결정한다. 또, 석출물 분석용 샘플에 대해, 여과액을 건고시킨 후, 질산, 과염소산 및 황산을 첨가하여 황산 백연 (白煙) 이 나올 때까지 가열 용해시키고, 방랭 후, 염산을 첨가하고 나서 순수로 일정량으로 희석시켜 용액을 조제하고, ICP 발광 분석법에 의해 100 ㎚ 이하의 Nb 석출량을 결정한다. 또한, 도금 강판의 경우에는, 시료의 용융 아연 도금층을 알칼리 제거한 후, 상기 분석을 실시한다.

[참고문헌 1] 키노시로 사토시, 이시다 토모하루, 이노세 타다오, 후지모토 쿄코 : 철과 강, 99 (2013), 362.

[판두께 200 ㎛ 위치의 판면에 있어서의 판폭 방향의 1500 ㎛ 당의 경도 변동 빈도 : 20 회 이하]

본 개시에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 강판 표층으로부터 판두께 200 ㎛ 위치의 판면에 있어서의 판폭 방향의 1500 ㎛ 당의 경도 변동 빈도를 저감시킴으로써, 원하는 굽힘성을 실현할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 판두께 200 ㎛ 위치의 판면에 있어서의 판폭 방향의 1500 ㎛ 당의 경도 변동 빈도를 20 회 이하로 할 필요가 있다. 또한, 강판 표층으로부터 판두께 200 ㎛ 위치의 판면에 있어서의 판폭 방향의 1500 ㎛ 당의 경도 변동 빈도의 하한은 특별히 한정하지 않지만, 경도 변동 빈도는 낮을수록 바람직하고, 0 회/㎜ 여도 본 개시의 효과는 얻어진다. 따라서, 판두께 200 ㎛ 위치의 판면에 있어서의 판폭 방향의 1500 ㎛ 당의 경도 변동 빈도는 20 회 이하로 한다. 판두께 200 ㎛ 위치의 판면에 있어서의 판폭 방향의 1500 ㎛ 당의 경도 변동 빈도는, 바람직하게는 0 회 이상으로 한다. 판두께 200 ㎛ 위치의 판면에 있어서의 판폭 방향의 1500 ㎛ 당의 경도 변동 빈도는, 바람직하게는 10 회 이하로 한다.

여기서, 판두께 200 ㎛ 위치에 있어서의 판폭 방향의 1500 ㎛ 당의 경도 변동 빈도의 측정 방법은, 이하와 같다. 판두께 200 ㎛ 위치 (강판 표면으로부터 깊이 방향에서 200 ㎛ 에 상당하는 위치) 가 관찰면이 되도록, 강판 표면을 연삭한 후, 관찰면을 다이아몬드 페이스트를 사용하여 경면 연마한다. 경면 연마 후의 관찰면에 대해, 비커스 경도계를 사용하여, 하중 50 gf 의 조건에서, 15 ㎛ 간격으로, 판폭 방향을 따라 100 점의 비커스 경도를 측정한다. 또한, 측정 위치는 판폭 중앙으로 한다. 얻어진 결과로부터, 판두께 200 ㎛ 위치에 있어서의 비커스 경도계로 판폭 방향으로 측정한 경도 분포를 작성한다. 그 경도 분포에 있어서, 먼저 {(경도의 최대값 Hv_max) － (경도의 최소값 Hv_min)}/2 의 값을 계산한다. {(경도의 최대값 Hv_max) － (경도의 최소값 Hv_min)}/2 의 값을 기준의 변동량으로 하여 경도가 기준의 변동량 이상으로 상하로 변동한 경우를 1 회로 하고, 경도를 측정한 영역 (길이 1500 ㎛) 에서의 경도 변동의 횟수를 측정한다. 예를 들어, 도 2(a) 에 나타내는 바와 같이, 판폭 방향 1500 ㎛ 의 범위 내에서 경도 분포 곡선이 (Hv_max － Hv_min)/2 이상으로 상하로 변동하는 횟수 (도면 중의 굵은선부) 가 2 회이면, 경도 변동 빈도는 판폭 방향 1500 ㎛ 당 2 회로 한다. 또 예를 들어, 도 2(b) 에 나타내는 바와 같이, 판폭 방향 1500 ㎛ 의 범위 내에서 경도 분포 곡선이 (Hv_max － Hv_min)/2 이상으로 상하로 변동하는 횟수 (도면 중의 굵은선부) 가 5 회이면, 경도 변동 빈도는 판폭 방향 1500 ㎛ 당 5 회로 한다.

[표층 연화 두께 : 10 ㎛ 이상 100 ㎛ 이하]

판두께 1/4 위치와 비교하여, 강판의 표층부를 연화시킴으로써, 굽힘성을 보다 향상시킬 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 표층 연화 두께를 10 ㎛ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 표층 연화 두께의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 특히 양호한 TS 를 얻는 데에 있어서, 표층 연화 두께는 100 ㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 표층 연화 두께는 10 ㎛ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 또 100 ㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다. 표층 연화 두께는, 보다 바람직하게는 12 ㎛ 이상으로 한다. 표층 연화 두께는, 보다 바람직하게는 80 ㎛ 이하로 한다. 표층 연화 두께는, 더욱 바람직하게는 15 ㎛ 이상으로 한다. 표층 연화 두께는, 더욱 바람직하게는 60 ㎛ 이하로 한다.

여기서, 표층 연화 두께는, 이하와 같이 하여 측정한다.

즉, 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면 (L 단면) 에 대해, 습식 연마에 의해, 표면의 평활화를 실시한다. 이어서, 비커스 경도계를 사용하여, 하중 5 gf 의 조건에서, 강판 표면으로부터 깊이 10 ㎛ 의 위치에서 판두께 중심 위치까지, 판두께 (깊이) 방향으로 5 ㎛ 간격으로 경도 측정을 실시한다. 그리고, 강판의 판두께 1/4 위치에서 얻어진 경도를 기준 경도로 하고, 강판의 판두께 1/4 위치보다 표면측에 있어서 기준 경도 × 0.85 가 되는 깊이 위치를 특정한다. 그리고, 강판의 표면에서 기준 경도 × 0.85 가 되는 깊이 위치까지의 거리 (깊이) 를 측정하고, 그 측정값을 표층 연화 두께로 한다.

또, 본 개시에 따른 강 조직에서는, 상기 서술한 마텐자이트 (??칭 마텐자이트, 템퍼드 마텐자이트, 베이나이트), 페라이트 및 잔류 오스테나이트 이외에, 펄라이트, 시멘타이트나 준안정 탄화물 (엡실론 (ε) 탄화물, 에타 (η) 탄화물, 카이 (χ) 탄화물 등) 등의 탄화물, 그리고 그 밖의 강판의 조직으로서 공지된 것이, 면적률로 3 ％ 이하의 범위이면, 포함되어 있어도, 본 개시의 효과가 저해되지는 않는다.

[고강도 강판]

고강도 강판의 성분 조성 및 강 조직은 상기와 같다. 또, 고강도 강판의 판두께는 특별히 한정되지 않지만, 통상적으로, 0.3 ㎜ 이상이고, 또 2.8 ㎜ 이하이다.

[도금 강판]

본 개시의 도금 강판은, 본 개시의 고강도 강판의 적어도 편면 상에 도금층을 구비하는 도금 강판이다. 도금층의 종류는 특별히 한정되지 않으며, 예를 들어, 용융 도금층, 전기 도금층 중 어느 것이어도 된다. 또, 도금층은 합금화된 도금층이어도 된다. 도금층은 아연 도금층이 바람직하다. 아연 도금층은 Al 이나 Mg 를 함유해도 된다. 또, 용융 아연-알루미늄-마그네슘 합금 도금 (Zn-Al-Mg 도금층) 도 바람직하다. 이 경우, Al 함유량을 1 질량％ 이상 22 질량％ 이하, Mg 함유량을 0.1 질량％ 이상 10 질량％ 이하로 하고 잔부는 Zn 으로 하는 것이 바람직하다. 또, Zn-Al-Mg 도금층의 경우, Zn, Al, Mg 이외에, Si, Ni, Ce 및 La 에서 선택되는 1 종 이상을 합계로 1 질량％ 이하 함유해도 된다. 또한, 도금 금속은 특별히 한정되지 않기 때문에, 상기와 같은 Zn 도금 이외에, Al 도금 등이어도 된다.

또, 도금층의 조성도 특별히 한정되지 않고, 일반적인 것이면 된다. 예를 들어, 용융 아연 도금층이나 합금화 용융 아연 도금층의 경우, 일반적으로는, Fe : 20 질량％ 이하, Al : 0.001 질량％ 이상 1.0 질량％ 이하를 함유하고, 추가로, Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, REM 에서 선택하는 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0 질량％ 이상 3.5 질량％ 이하 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성이다. 본 개시에서는, 편면당의 도금 부착량이 20 ∼ 80 g/㎡ 인 용융 아연 도금층, 이것이 추가로 합금화된 합금화 용융 아연 도금층을 갖는 것이 바람직하다. 또, 도금층이 용융 아연 도금층인 경우에는 도금층 중의 Fe 함유량이 7 질량％ 미만이고, 합금화 용융 아연 도금층인 경우에는 도금층 중의 Fe 함유량은 7 ∼ 20 질량％ 일 수 있다.

다음으로, 본 개시의 고강도 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.

먼저, 상기 서술한 성분 조성을 갖는 강 소재를 용제하여 강 슬래브를 제조한다. 본 개시에 있어서, 강 소재의 용제 방법은 특별히 한정되지 않고, 전로나 전기로 등, 공지된 용제 방법 모두가 적합하다. 또, 강 슬래브 (슬래브) 는, 매크로 편석을 방지하기 위해, 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하지만, 조괴법이나 박슬래브 주조법 등에 의해 제조하는 것도 가능하다. 또, 강 슬래브를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각시키고, 그 후 다시 가열하는 종래법에 추가하여, 실온까지 냉각시키지 않고, 온편 (溫片) 인 채로 가열로에 장입하거나, 혹은, 약간의 보열을 실시한 후에 즉시 압연하는 직송 압연·직접 압연 등의 에너지 절약 프로세스도 문제없이 적용할 수 있다.

이어서, 강 슬래브를 1150 ℃ 이상의 슬래브 가열 온도에서 100 분 이상 보열한다.

[슬래브 가열 온도 : 1150 ℃ 이상]

본 개시에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 슬래브 가열 온도를 1150 ℃ 이상으로 높게 함으로써, 연속 주조시에 생성된 탄화물, 질화물 혹은 탄질화물을 용해시키고, Nb 의 고용량 및 100 ㎚ 이하의 Nb 석출량의 합계를 증가시킬 수 있다. 또, 슬래브 가열 온도를 높게 함으로써, 슬래브의 편석부에 있어서의 원소의 국소 농화가 저감되고, 판두께 200 ㎛ 위치에 있어서의 판폭 방향의 1500 ㎛ 당의 경도 변동 빈도를 20 회 이하로 할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해, 슬래브 가열 온도를 1150 ℃ 이상으로 한다. 또한, 슬래브 가열 온도의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 어닐링 후의 표층 연화 두께의 증가를 바람직하게 방지하고, TS 를 보다 바람직한 범위 내로 하기 위해, 1300 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 슬래브 가열 온도는 1150 ℃ 이상으로 한다. 슬래브 가열 온도는 바람직하게는 1180 ℃ 이상으로 한다. 슬래브 가열 온도는 바람직하게는 1300 ℃ 이하로 한다. 또한, 슬래브 가열 온도는 슬래브 가열시의 강 슬래브의 표면의 온도로 한다.

[슬래브 가열 시간 : 100 분 이상]

본 개시에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 슬래브 가열 시간을 길게 함으로써, 연속 주조시에 생성된 탄화물, 질화물 혹은 탄질화물을 용해시키고, Nb 의 고용량 및 100 ㎚ 이하의 Nb 석출량의 합계를 증가시킬 수 있다. 또, 슬래브 가열 시간을 길게 함으로써, 슬래브의 편석부에 있어서의 원소의 국소 농화가 저감되고, 판두께 200 ㎛ 위치에 있어서의 판폭 방향의 1500 ㎛ 당의 경도 변동 빈도를 20 회 이하로 할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해, 슬래브 가열 시간을 100 분 이상으로 한다. 또한, 슬래브 가열 시간의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 어닐링 후의 표층 연화 두께의 증가를 바람직하게 방지하고, TS 를 보다 바람직한 범위 내로 하기 위해, 600 분 이하로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 슬래브 가열 시간은 100 분 이상으로 한다. 슬래브 가열 시간은 바람직하게는 120 분 이상으로 한다. 슬래브 가열 시간은 바람직하게는 600 분 이하로 한다.

또한, 슬래브는 통상적인 조건에서 조압연에 의해 시트 바로 되지만, 슬래브 가열 온도를 낮게 한 경우에는, 열간 압연시의 트러블을 방지하는 관점에서, 마무리 압연 전에 바 히터 등을 사용하여 시트 바를 가열하는 것이 바람직하다.

[조압연 종료 온도 : 1050 ℃ 이상]

본 개시에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 조압연 종료 온도를 높게 함으로써, 슬래브의 편석부에 있어서의 원소의 국소 농화가 저감되고, 판두께 200 ㎛ 위치에 있어서의 판폭 방향의 1500 ㎛ 당의 경도 변동 빈도를 20 회 이하로 할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해, 조압연 종료 온도를 1050 ℃ 이상으로 한다. 또한, 조압연 종료 온도의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 어닐링 후에 구 오스테나이트립의 입경을 보다 균일하게 하기 위해, 조압연 종료 온도는 1200 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 조압연 종료 온도는 1050 ℃ 이상으로 한다. 조압연 종료 온도는 바람직하게는 1080 ℃ 이상으로 한다. 조압연 종료 온도는 바람직하게는 1200 ℃ 이하로 한다. 또한, 조압연 종료 온도는 조압연 종료시의 강판 표면의 온도로 한다.

[마무리 압연 개시 온도 : 1000 ℃ 이상]

본 개시에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 마무리 압연 개시 온도를 상승시킴으로써, 슬래브의 편석부에 있어서의 원소의 국소 농화가 저감되고, 판두께 200 ㎛ 위치에 있어서의 판폭 방향의 1500 ㎛ 당의 경도 변동 빈도를 20 회 이하로 할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해, 마무리 압연 개시 온도를 1000 ℃ 이상으로 한다. 또한, 마무리 압연 개시 온도의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 어닐링 후의 구 오스테나이트립의 입경을 보다 균일하게 하기 위해, 1180 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 마무리 압연 개시 온도는 1000 ℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 1020 ℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 1180 ℃ 이하로 한다. 또한, 마무리 압연 개시 온도는 마무리 압연 개시시의 강판 표면의 온도로 한다.

마무리 압연은, 압연 부하의 증대나, 오스테나이트의 미재결정 상태에서의 압하율이 높아지고, 압연 방향으로 신장된 이상 조직이 발달한 결과, 어닐링판의 가공성을 저하시키는 경우가 있기 때문에, Ar₃ 변태점 이상의 마무리 압연 온도에서 실시하는 것이 바람직하다. 또, 열간 압연 후의 권취 온도는, 어닐링 후의 가공성을 보다 양호하게 하기 위해, 300 ℃ 이상에서 실시하는 것이 바람직하고, 또 700 ℃ 이하에서 실시하는 것이 바람직하다.

또한, 열연시에 조압연판끼리를 접합시켜 연속적으로 마무리 압연을 실시해도 된다. 또, 조압연판을 일단 권취해도 상관없다. 또, 열간 압연시의 압연 하중을 저감시키기 위해 마무리 압연의 일부 또는 전부를 윤활 압연으로 해도 된다. 윤활 압연을 실시하는 것은, 강판 형상의 균일화, 재질의 균일화의 관점에서도 유효하다. 또한, 윤활 압연시의 마찰 계수는, 0.10 이상으로 하는 것이 바람직하고, 또 0.25 이하로 하는 것이 바람직하다.

이와 같이 하여 제조한 열연 강판에, 산세를 실시한다. 산세는 강판 표면의 산화물의 제거가 가능한 점에서, 최종 제품의 고강도 강판에 있어서의 양호한 화성 처리성이나 도금 품질의 확보를 위해 중요하다. 또, 산세는, 1 회여도 되고, 복수 회로 나눠도 된다.

이어서, 산세 후의 열연판, 또는 산세 후에 임의로 열처리를 실시한 열연판 (열연 어닐링판) 에 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 한다. 변형이 균일하게 효율적으로 도입되고, 균일한 조직이 얻어지는 점에서, 탠덤식의 다 (多) 스탠드 압연 또는 리버스 압연 등의, 2 패스 이상의 패스수를 필요로 하는 다패스 압연에 의해 냉간 압연을 실시하는 것이 바람직하다.

또한, 강판 표층에 가공 변형을 도입하고, 어닐링시에 판두께 표층에 있어서의 Nb 의 고용량 및 100 ㎚ 이하의 석출량의 합계량을 증가시킬 목적으로, 냉간 압연 전의 굽힘 및 굽힘 복원 가공을 각각 1 회 이상 실시하는 것이 바람직하다. 냉간 압연 전의 굽힘 및 굽힘 복원 가공의 각각의 횟수는 특별히 규정하지 않지만, 2 회 이상 실시하는 것이 바람직하고, 3 회 이상 실시하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 냉간 압연 전의 굽힘 및 굽힘 복원 가공은 일반적으로 롤 직경으로서 300 ∼ 1500 ㎜ 의 롤을 사용하여 실시한다.

[냉간 압연의 누적 압하율 : 20 ％ 이상 75 ％ 이하]

냉간 압연의 누적 압하율을 20 ％ 이상으로 함으로써, 페라이트의 면적률을 10 ％ 미만으로 할 수 있다. 또, 냉간 압연의 누적 압하율을 증가시킴으로써, 전단대가 다량으로 도입되고, 가열시의 오스테나이트 입경을 등축에 가까운 형상으로 할 수 있다. 그 결과, YR 을 원하는 범위로 제어할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해, 냉간 압연의 누적 압하율을 20 ％ 이상으로 한다. 한편, 냉간 압연의 누적 압하율이 75 ％ 를 초과하면, 어닐링시에 생성되는 오스테나이트의 입경이 미세해지고, 어닐링 후의 잔류 오스테나이트의 양이 증가하는 점에서, 원하는 YR 을 실현할 수 없다. 따라서, 냉간 압연의 누적 압하율은 20 ％ 이상 75 ％ 이하로 한다. 냉간 압연의 누적 압하율은, 바람직하게는 25 ％ 이상으로 한다. 냉간 압연의 누적 압하율은, 바람직하게는 70 ％ 이하로 한다. 냉간 압연의 누적 압하율은, 보다 바람직하게는 27 ％ 이상으로 한다. 냉간 압연의 누적 압하율은, 보다 바람직하게는 60 ％ 이하로 한다.

상기와 같이 하여 얻어진 냉연판에, 어닐링 공정을 실시한다. 어닐링 조건은 이하와 같다.

[250 ℃ 이상 700 ℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 가열 속도 : 10 ℃/s 이상]

250 ℃ 이상 700 ℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 가열 속도를 상승시킴으로써, 가열 중에 생성되는 오스테나이트의 입경을 균일하게, 즉 가열시의 오스테나이트 입경을 등축에 가까운 형상으로 할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 250 ℃ 이상 700 ℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 가열 속도를 10 ℃/s 이상으로 할 필요가 있다. 또한, 250 ℃ 이상 700 ℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 가열 속도의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 생산성의 관점에서 50 ℃/s 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 40 ℃/s 이하로 한다. 따라서, 250 ℃ 이상 700 ℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 가열 속도는 10 ℃/s 이상으로 한다. 250 ℃ 이상 700 ℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 가열 속도는, 바람직하게는 12 ℃/s 이상으로 한다. 250 ℃ 이상 700 ℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 가열 속도는, 바람직하게는 50 ℃/s 이하로 한다. 250 ℃ 이상 700 ℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 가열 속도는, 보다 바람직하게는 14 ℃/s 이상으로 한다. 250 ℃ 이상 700 ℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 가열 속도는, 보다 바람직하게는 40 ℃/s 이하로 한다. 또한, 평균 가열 속도는, 강판 표면의 온도를 기준으로 하여 측정한다.

[가열 온도 : 820 ℃ 이상]

가열 온도 (어닐링 온도) 가 820 ℃ 미만에서는, 페라이트 및 오스테나이트의 2 상역에서의 어닐링 처리가 되어, 어닐링 후에 다량의 페라이트를 함유하기 때문에, 원하는 TS, YP, λ 및 굽힘성을 실현하는 것이 곤란해진다. 또한, 가열 온도의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 가열 온도가 상승하면, 어닐링 후의 표층 연화 두께가 증가하고, TS 가 저하되는 점에서, 950 ℃ 이하가 바람직하다. 따라서, 가열 온도는 820 ℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 850 ℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 950 ℃ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 870 ℃ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 920 ℃ 이하로 한다. 또한, 가열 온도는, 강판 표면의 온도를 기준으로 하여 측정한다.

[750 ℃ 이상 가열 온도까지의 체류 시간 : 40 s 이상]

본 개시에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 750 ℃ 이상 가열 온도까지의 체류 시간을 증가시킴으로써, 탄화물, 질화물 혹은 탄질화물을 용해시키고, 판두께 표층의 Nb 의 고용량 및 100 ㎚ 이하의 석출량의 합계량을 증가시킬 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해, 750 ℃ 이상 상기 가열 온도까지의 체류 시간을 40 s 이상으로 한다. 또한, 750 ℃ 이상 가열 온도까지의 체류 시간의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 표층 연화 두께를 바람직한 두께로 하여, TS 를 보다 바람직하게 하기 위해, 400 s 이하가 바람직하다. 따라서, 750 ℃ 이상 상기 가열 온도까지의 체류 시간은 40 s 이상으로 한다. 750 ℃ 이상 상기 가열 온도까지의 체류 시간은 바람직하게는 45 s 이상으로 한다. 750 ℃ 이상 상기 가열 온도까지의 체류 시간은 바람직하게는 400 s 이하로 한다. 750 ℃ 이상 상기 가열 온도까지의 체류 시간은 보다 바람직하게는 50 s 이상으로 한다. 750 ℃ 이상 상기 가열 온도까지의 체류 시간은 보다 바람직하게는 300 s 이하로 한다.

또한, 상기 가열 온도에서의 보열 시간은 특별히 한정하지 않지만, 10 s 이상 600 s 이하로 하는 것이 바람직하다.

[가열 온도에 있어서의 분위기의 산소 농도 : 2 체적ppm 이상 30 체적ppm 이하 (적합 조건)]

어닐링시, 가열 온도에 있어서의 산소 농도를 상승시킴으로써, 공기 중의 산소를 통하여 탈탄이 진행되고, 강판 표층부에 연화층을 형성할 수 있고, 그 결과, 보다 바람직한 굽힘성을 실현할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 가열 온도에 있어서의 산소 농도를 2 체적ppm 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 가열 온도에 있어서의 산소 농도의 증가에 수반하여, 어닐링 후의 표층 연화 두께가 증가하고, TS 가 저하되는 점에서, 가열 온도에 있어서의 산소 농도는 30 체적ppm 이하로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 가열 온도에 있어서의 산소 농도는 2 체적ppm 이상 30 체적ppm 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 4 체적ppm 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 28 체적ppm 이하로 한다. 더욱 바람직하게는 5 체적ppm 이상으로 한다. 더욱 바람직하게는 25 체적ppm 이하로 한다. 또한, 상기 가열 온도의 온도는 강판 표면 온도를 기준으로 한다. 즉, 강판 표면 온도가 상기 가열 온도에 있는 경우, 산소 농도를 상기 범위로 조정한다.

[가열 온도에 있어서의 분위기의 노점 : -35 ℃ 이상 (적합 조건)]

어닐링시, 가열 온도에 있어서의 분위기의 노점을 상승시킴으로써, 공기 중의 수분을 통하여 탈탄이 진행되고, 강판 표층부에 연화층을 형성할 수 있고, 그 결과, 보다 바람직한 굽힘성을 실현할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 가열 온도에 있어서의 노점을 -35 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 가열 온도에 있어서의 노점의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 어닐링 후의 표층 연화 두께의 증가를 바람직하게 방지하고, TS 를 보다 바람직한 범위로 하기 위해, 가열 온도에 있어서의 노점은 15 ℃ 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 5 ℃ 이하로 한다. 따라서, 상기 가열 온도에 있어서의 분위기의 노점은 -35 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 가열 온도에 있어서의 분위기의 노점은, 보다 바람직하게는 -30 ℃ 이상으로 한다. 가열 온도에 있어서의 분위기의 노점은, 보다 바람직하게는 15 ℃ 이하로 한다. 가열 온도에 있어서의 분위기의 노점은, 더욱 바람직하게는 -25 ℃ 이상으로 한다. 가열 온도에 있어서의 분위기의 노점은, 더욱 바람직하게는 5 ℃ 이하로 한다. 또한, 상기 가열 온도의 온도는 강판 표면 온도를 기준으로 한다. 즉, 강판 표면 온도가 상기 가열 온도에 있는 경우, 노점을 상기 범위로 조정한다.

또, 가열 온도 이하 400 ℃ 이상에 있어서의 평균 냉각 속도는 특별히 한정하지 않지만, 5 ℃/s 이상 30 ℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.

[250 ℃ 이상 400 ℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도 : 1.0 ℃/s 이상]

본 개시에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 250 ℃ 이상 400 ℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도를 증가시킴으로써, 마텐자이트의 자기 템퍼링을 억제하고, 판두께 200 ㎛ 위치에 있어서의 판폭 방향의 1500 ㎛ 당의 경도 변동 빈도를 20 회 이하로 할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해, 250 ℃ 이상 400 ℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도는 1.0 ℃/s 이상으로 한다. 또한, 250 ℃ 이상 400 ℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 생산성의 관점에서 100.0 ℃/s 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 80.0 ℃/s 이하로 한다. 따라서, 250 ℃ 이상 400 ℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도는 1.0 ℃/s 이상으로 한다. 250 ℃ 이상 400 ℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 2.0 ℃/s 이상으로 한다. 250 ℃ 이상 400 ℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 100.0 ℃/s 이하로 한다. 250 ℃ 이상 400 ℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도는, 보다 바람직하게는 3.0 ℃/s 이상으로 한다. 250 ℃ 이상 400 ℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 80.0 ℃/s 이하로 한다. 또한, 평균 냉각 속도는, 강판 표면의 온도를 기준으로 하여 측정한다.

[냉각 정지 온도 : 150 ℃ 이하]

냉각 정지 온도가 150 ℃ 를 초과하면, 마텐자이트의 자기 템퍼링이 촉진되고, 강판 표층으로부터 판두께 200 ㎛ 위치의 판면에 있어서의 판폭 방향의 1500 ㎛ 당의 경도 변동 빈도를 원하는 범위로 실현할 수 없다. 그 결과, 원하는 굽힘성을 실현하는 것이 곤란해진다. 또한, 냉각 정지 온도의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 생산성의 관점에서 실온 이상으로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 냉각 정지 온도는 150 ℃ 이하로 한다. 바람직하게는 100 ℃ 이하로 한다. 또한, 평균 정지 속도는, 강판 표면의 온도를 기준으로 하여 측정한다.

또한, 250 ℃ 이하 상기 냉각 정지 온도까지의 냉각 속도는 특별히 규정하지 않지만, TS 를 보다 상승시키기 위해서는, 아연 도금 처리, 혹은 추가로 아연 도금 합금화 처리를 실시한 후부터 상기 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도는 2 ℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 5 ℃/s 이상으로 한다. 한편, 생산 기술상의 제약에서, 아연 도금 처리, 혹은 추가로 아연 도금 합금화 처리를 실시한 후부터 상기 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도는, 50 ℃/s 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 40 ℃/s 이하로 한다.

또한, 냉연 강판을, 상기 냉각 정지 온도에서 실온까지 냉각시켜도 된다. 냉각 정지 온도에서 실온까지의 냉각 속도는 특별히 한정되지 않고, 임의의 방법에 의해 실온까지 냉각시킬 수 있다. 냉각 방법으로는, 가스 제트 냉각, 미스트 냉각, 수랭, 및 공랭 등을 적용할 수 있다.

상기 서술한 바와 같이, 어닐링을 실시한 고강도 강판을, 상기 냉각 정지 온도까지 냉각시킨 후, 0.05 ％ 이상 1.00 ％ 이하의 신장률로 압연해도 된다. 상기 냉각 정지 온도까지 냉각시킨 후에 실시하는 압연의 신장률을 0.05 ％ 이상으로 함으로써, YR 을 원하는 범위로 제어할 수 있다. 또, 상기 냉각 정지 온도까지 냉각시킨 후에 있어서의 압연의 신장률을 1.00 ％ 이하로 함으로써, 잔류 오스테나이트의 체적률을 보다 바람직한 범위 내로 하고, YR 및 λ 를 보다 바람직한 범위로 할 수 있다. 따라서, 상기 냉각 정지 온도까지 냉각시킨 후에 있어서의 압연의 신장률은, 0.05 ％ 이상 1.00 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.10 ％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 0.50 ％ 이하로 한다.

상기 냉각 정지 온도까지 냉각시킨 후에 있어서의 압연은, 상기 서술한 연속 어닐링 장치와 연속된 장치 상에서 (온라인으로) 실시해도 되고, 상기 서술한 연속 어닐링 장치와는 불연속인 장치 상에 의해 (오프라인으로) 실시해도 된다. 또, 1 회의 압연으로 목적으로 하는 신장률을 달성해도 되고, 복수 회의 압연을 실시하여, 합계로 0.05 ％ 이상 1.00 ％ 이하의 신장률을 달성해도 된다. 또한, 여기서 기재한 압연이란 일반적으로는 조질 압연을 가리키지만, 조질 압연과 동등한 신장률을 부여할 수 있으면, 텐션 레벨러 등에 의한 가공의 방법이어도 상관없다.

상기 냉각 정지 온도까지의 냉각 후, 혹은 상기 냉각 정지 온도까지의 냉각 후에 추가로 압연한 후, 고강도 강판에 템퍼링 처리를 실시해도 된다. 템퍼링 온도를 400 ℃ 이하로 함으로써, 잔류 오스테나이트의 체적률을 보다 바람직한 범위 내로 할 수 있다. 따라서, 템퍼링 처리를 실시하는 경우에는 템퍼링 온도는 400 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 350 ℃ 이하로 한다.

또한, 상기 템퍼링 온도에서 실온까지의 냉각 속도는 특별히 한정되지 않고, 임의의 방법에 의해 실온까지 냉각시킬 수 있다. 냉각 방법으로는, 가스 제트 냉각, 미스트 냉각, 수랭, 및 공랭 등을 적용할 수 있다.

또한, 고강도 강판이 거래 대상이 되는 경우에는, 통상적으로, 실온까지 냉각된 후, 거래 대상이 된다.

[도금 강판의 제조 방법]

상기와 같이 제조한 고강도 강판에, 도금 처리를 실시하여 도금 강판을 얻을 수 있다. 예를 들어, 도금 처리로는, 용융 아연 도금 처리, 용융 아연 도금 후에 합금화를 실시하는 처리를 예시할 수 있다. 또, 어닐링과 아연 도금을 1 라인으로 연속해서 실시해도 된다. 그 밖에, Zn-Ni 전기 합금 도금 등의 전기 도금에 의해, 도금층을 형성해도 되고, 용융 아연-알루미늄-마그네슘 합금 도금을 실시해도 된다. 또한, 상기에서는 아연 도금의 경우를 중심으로 설명하였지만, Zn 도금, Al 도금 등의 도금 금속의 종류는 특별히 한정되지 않는다.

또한, 용융 아연 도금 처리를 실시할 때에는, 고강도 강판을, 440 ℃ 이상 500 ℃ 이하의 아연 도금욕 중에 침지시켜 용융 아연 도금 처리를 실시한 후, 가스와이핑 등에 의해, 도금 부착량을 조정한다. 용융 아연 도금은 Al 량이 0.10 질량％ 이상 0.23 질량％ 이하인 아연 도금욕을 사용하는 것이 바람직하다. 또, 아연 도금의 합금화 처리를 실시할 때에는, 용융 아연 도금 후, 470 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역에서 아연 도금의 합금화 처리를 실시한다. 470 ℃ 미만에서는, Zn-Fe 합금화 속도가 과도하게 느려져 버려, 생산성이 저해된다. 한편, 600 ℃ 를 초과하는 온도에서 합금화 처리를 실시하면, 미변태 오스테나이트가 펄라이트로 변태되고, TS 가 저하되는 경우가 있다. 따라서, 아연 도금의 합금화 처리를 실시할 때에는, 470 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역에서 합금화 처리를 실시하는 것이 바람직하고, 470 ℃ 이상 560 ℃ 이하의 온도역에서 합금화 처리를 실시하는 것이 보다 바람직하다. 또, 전기 아연 도금 처리를 실시해도 된다. 또, 도금 부착량은 편면당 20 ∼ 80 g/㎡ (양면 도금) 가 바람직하고, 합금화 용융 아연 도금 강판 (GA) 은, 하기의 합금화 처리를 실시함으로써 도금층 중의 Fe 농도를 7 ∼ 15 질량％ 로 하는 것이 바람직하다.

도금 처리 후에 강판에 스킨 패스 압연을 실시해도 된다. 도금 처리 후의 스킨 패스 압연에서의 압하율은, YR 을 원하는 범위로 제어하는 관점에서, 0.05 ％ 이상이 바람직하다. 또한, 스킨 패스 압연에서의 압하율의 상한은 특별히 한정하지 않지만, 생산성의 관점에서 1.50 ％ 이하가 바람직하다. 스킨 패스 압연은, 온라인으로 실시해도 되고, 오프라인으로 실시해도 된다. 또, 한 번에 목적으로 하는 압하율의 스킨 패스를 실시해도 되고, 수 회로 나눠 실시해도 상관없다.

그 밖의 제조 방법의 조건은, 특별히 한정하지 않지만, 생산성의 관점에서, 상기 어닐링, 용융 아연 도금, 아연 도금의 합금화 처리 등의 일련의 처리는, 용융 아연 도금 라인인 CGL (Continuous Galvanizing Line) 에서 실시하는 것이 바람직하다. 용융 아연 도금 후에는, 도금의 겉보기 중량을 조정하기 위해, 와이핑이 가능하다. 또한, 상기한 조건 이외의 도금 등의 조건은, 용융 아연 도금의 통상적인 방법에 의할 수 있다.

또한, 고강도 도금 강판이 거래 대상이 되는 경우에는, 통상적으로, 실온까지 냉각된 후, 거래 대상이 된다.

또한, 상기한 조건 이외의 제조 조건은, 통상적인 방법에 의할 수 있다.

[부재]

상기 서술한 고강도 강 또는 고강도 도금 강판을 적어도 일부에 사용하여 이루어지는 부재를 제공할 수 있다. 상기 서술한 고강도 강 또는 고강도 도금 강판을, 일례에 있어서는 프레스 가공에 의해 목적으로 하는 형상으로 성형하여, 자동차 부품으로 할 수 있다. 또한, 자동차 부품은, 본 실시형태에 관련된 고강도 강판 또는 고강도 도금 강판 이외의 강판을, 소재로서 포함하고 있어도 된다. 본 실시형태에 의하면, TS 가 1180 ㎫ 이상이고, 부품의 치수 정밀도, 신장 플랜지성, 굽힘성 및 내 LME 특성을 겸비한 고강도 강판을 제공할 수 있다. 그 때문에, 차체의 경량화에 기여하는 자동차 부품으로서 바람직하다. 본 고강도 강 또는 고강도 도금 강판은, 자동차 부품 중에서도, 특히, 골격 구조 부품 또는 보강 부품으로서 사용되는 부재 전반에 있어서 바람직하게 사용할 수 있다.

실시예

표 1 에 나타내는 성분 조성을 갖고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을 전로에서 용제하고, 연속 주조법으로 슬래브로 하였다. 얻어진 슬래브를 재가열하여, 열간 압연 후에 산세 처리를 실시한 후, 냉간 압연을 실시하였다. 열간 압연 및 냉간 압연의 조건은, 표 2-1, 2-2 에 나타내는 바와 같이 하였다. 또한, 권취 온도는 500 ℃, 가열 온도역에서의 보열 시간은 100 s, 가열 온도 이하 400 ℃ 이상에 있어서의 평균 냉각 속도는 20 ℃/s 로 하였다.

이어서, 표 2-1, 2-2 에 나타낸 조건에서 어닐링 처리를 실시하여, 고강도 강판 (CR) 을 얻었다. 또한, 일부의 박강판에 도금 처리를 실시하여, 용융 아연 도금 강판 (GI), 합금화 용융 아연 도금 강판 (GA), 및 전기 아연 도금 강판 (EG) 을 얻었다. 용융 아연 도금욕은, GI 에서는, Al : 0.14 ∼ 0.19 질량％ 함유 아연욕을 사용하고, 또, GA 에서는, Al : 0.14 질량％ 함유 아연욕을 사용하고, 욕온은 470 ℃ 로 하였다. 도금 부착량은, GI 에서는, 편면당 45 ∼ 72 g/㎡ (양면 도금) 정도로 하고, 또, GA 에서는, 편면당 45 g/㎡ (양면 도금) 정도로 한다. 또, GA 는, 도금층 중의 Fe 농도를 9 질량％ 이상 12 질량％ 이하로 하였다. 도금층을 Zn-Ni 도금층으로 하는 EG 에서는, 도금층 중의 Ni 함유량을 9 질량％ 이상 25 질량％ 이하로 하였다.

[표 1]

[표 2-1]

[표 2-2]

이상과 같이 하여 얻어진 고강도 강판 및 고강도 도금 강판을 공시강으로 하여, 이하의 시험 방법에 따라서, 인장 특성, 신장 플랜지성, 굽힘성 및 내 LME 특성을 평가하였다. 그 결과를 표 3-1, 3-2 에 나타낸다.

[인장 시험]

인장 시험은, JIS Z 2241 에 준거하여 실시하였다. 얻어진 강판으로부터, 강판의 압연 방향에 대하여 직각 방향이 되도록 JIS 5 호 시험편을 채취하고, 크로스 헤드 속도가 1.67 × 10^-1 ㎜/s 의 조건에서 인장 시험을 실시하여, YS, TS 및 El 을 측정하였다. 또한, 본 개시에서는, TS 로 1180 ㎫ 이상을 합격으로 판단하였다. 또, 부품의 치수 정밀도가 우수하다는 것은, 부품의 치수 정밀도의 지표인 항복비 (YR) 가 65 ％ 이상 90 ％ 이하인 경우를 양호로 판단하였다. 또한, YR 은 상기 서술한 식 (2) 에 기재된 계산 방법으로 산출하였다.

[구멍 확장 시험]

구멍 확장 시험은, JIS Z 2256 에 준거하여 실시하였다. 얻어진 강판으로부터, 100 ㎜ × 100 ㎜ 로 전단 후, 클리어런스 12.5 ％ 로 직경 10 ㎜ 의 구멍을 타발한 후, 내경 75 ㎜ 의 다이스를 사용하여 주름 가압력 9 ton (88.26 kN) 으로 누른 상태에서, 정각 (頂角) 60°의 원뿔 펀치를 구멍에 압입하여 균열 발생 한계에 있어서의 공경을 측정하고, 하기의 식으로부터, 한계 구멍 확장률 : λ (％) 를 구하고, 이 한계 구멍 확장률의 값으로부터 구멍 확장성을 평가하였다.

한계 구멍 확장률 : λ (％) ＝ {(D_f － D₀)/D₀} × 100

단, D_f 는 균열 발생시의 공경 (㎜), D₀ 은 초기 공경 (㎜) 이다. 또한, 본 개시에서는, 신장 플랜지성의 지표인 구멍 확장률 (λ) 의 값이 강판의 강도에 관계없이 25 ％ 이상인 경우를, 신장 플랜지성이 양호로 판단하였다.

[굽힘 시험]

굽힘 시험은, JIS Z 2248 에 준거하여 실시하였다. 얻어진 강판으로부터, 강판의 압연 방향에 대하여 평행 방향이 굽힘 시험의 축 방향이 되도록, 폭이 30 ㎜, 길이가 100 ㎜ 인 단책상 (短冊狀) 의 시험편을 채취하였다. 그 후, 압입 하중이 100 kN, 가압 유지 시간을 5 초로 하는 조건에서, 90°V 굽힘 시험을 실시하였다. 또한, 본 개시에서는, 굽힘성은 굽힘 시험의 합격률로 평가하고, 굽힘 반경 (R) 을 판두께 (t) 로 나눈 값 R/t 가 5 이하가 되는 최대의 R (예를 들어, 판두께가 1.2 ㎜ 인 경우, 굽힘 반경은 6.0 ㎜) 에 있어서, 5 샘플의 굽힘 시험을 실시하고, 이어서, 굽힘 정점의 능선부에 있어서의 균열 발생 유무의 평가를 실시하여, 5 샘플 모두 균열되지 않는 경우를, 굽힘성이「우 (優)」로 판단하였다. 또, 5 샘플 중 1 개 이상의 샘플에서 200 ㎛ 미만의 미소 균열이 발생하는 경우를, 굽힘성이「양 (良)」으로 판단하였다. 또한, 5 샘플 중 1 개 이상의 샘플에서 200 ㎛ 이상의 미소 균열이 발생하는 경우를, 굽힘성이「열 (劣)」로 판단하였다. 여기서, 균열 발생 유무는, 굽힘 정점의 능선부를 디지털 마이크로스코프 (RH-2000 : 주식회사 하이록스 제조) 를 사용하여, 40 배의 배율로 측정함으로써 평가하였다.

[내 LME 특성]

내 LME 특성은, 고온 인장 시험에 의해 판단하였다. 고강도 강판 (CR), 및 각 도금 강판 (GI, GA, EG) 에 대해, 강판의 압연 방향에 대하여 직각 방향이 고온 인장 시험의 인장 방향이 되도록, 폭이 105 ㎜, 길이가 25 ㎜ 인 단책상의 샘플을 채취하였다. 그 후, 폭이 99 ㎜, 길이가 20 ㎜ 가 되도록 샘플의 단면을 연삭하였다. 이어서, 숄더부의 반경이 20 ㎜, 평행부의 폭이 5 ㎜, 평행부의 길이가 20 ㎜ 인 인장 시험편을 제조하였다. 또한, 노치 반경이 2 ㎜, 노치 선단 간의 거리가 3 ㎜ 인 노치를 인장 시험편의 평행부의 중앙에 부여하여, 절결이 형성된 인장 시험편을 얻었다. 또한, 전극과의 접촉성을 확보하는 관점에서, 강판의 편측을 연삭하여, 판두께를 1.0 ㎜ 로 조정하였다. 얻어진 절결이 형성된 인장 시험편을 사용하여, 열간 가공 재현 장치 (서멕 마스터 Z) 를 사용하여, 고온 인장 시험을 실시하였다. 900 ℃ 까지 100 ℃/s 로 승온시킨 후, 바로 40 ℃/s 로 가스 냉각시키고, 700 ℃ 에 도달 후, 즉시 50 ㎜/s 의 크로스 헤드 속도로 파단까지 인장 시험을 실시하였다. 시험편 파단 후에는 100 ℃/s 로 200 ℃ 이하까지 가스 냉각시켰다.

상기와 같이 고온 인장 시험에 제공한 시험편의 파단부에 대해, 시험편의 인장 방향에 평행한 판두께 단면 (L 단면) 이 관찰면이 되도록, 절단에 의해 판두께 감소율 측정용 샘플을 채취하고, 상기 서술한 식 (3) 으로 나타내는 판두께 감소율을 구하였다. 또한, 본 개시에서는, 판두께 감소율이 0.20 이상인 경우, 내 LME 특성이 우수한 것으로 판단하였다.

또, 전술한 방법에 따라서, 마텐자이트 및 페라이트의 면적률, 잔류 오스테나이트의 체적률, 구 오스테나이트립의 판두께 방향의 입경에 대한 압연 방향의 입경의 비의 평균값, 강판 표층으로부터 판두께 200 ㎛ 위치의 판면에 있어서의 판폭 방향의 1500 ㎛ 당의 경도 변동 빈도, 및 표층 연화 두께를 구하였다. 또, 잔부 조직에 대해, 이하에 기재된 방법으로 관찰하였다. 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면 (L 단면) 이 관찰면이 되도록 시료를 잘라낸 후, 관찰면을 다이아몬드 페이스트를 사용하여 경면 연마하고, 그 후, 콜로이달 실리카를 사용하여 마무리 연마를 실시하고, 또한, 3 vol.％ 나이탈로 에칭하여 조직을 현출시켰다. 가속 전압이 15 ㎸ 인 조건에서, SEM (Scanning Electron Microscope ; 주사 전자 현미경) 을 사용하여, 강판의 판두께의 1/4 위치를 관찰 위치로 하고, 5000 배의 배율로, 17 ㎛ × 23 ㎛ 의 시야 범위에서 3 시야 관찰한다. 얻어진 조직 화상으로부터 잔부 조직으로서 시멘타이트를 식별하였다.

[표 3-1]

[표 3-2]

표 3-1, 3-2 에 나타내는 바와 같이, 본 발명예에서는, TS 가 1180 ㎫ 이상이고, 부품의 치수 정밀도, 신장 플랜지성, 굽힘성 및 내 LME 특성이 모두 우수하다. 한편, 비교예에서는, 강도 (TS), 부품의 치수 정밀도 (YR), 신장 플랜지성 (λ), 굽힘성 및 내 LME 특성 중 어느 1 개 이상이 떨어졌다.

이상, 본 개시의 실시형태에 대해 설명하였지만, 본 개시는, 이러한 실시형태에 한정되는 것은 아니다. 즉, 본 실시형태에 기초하여 당업자 등에 의해 이루어지는 다른 실시형태, 실시예 및 운용 기술 등은 전부 본 개시의 범주에 포함된다. 예를 들어, 상기한 제조 방법에 있어서의 일련의 열처리에 있어서는, 열 이력 조건만 만족하면, 강판에 열처리를 실시하는 설비 등은 특별히 한정되는 것은 아니다.

본 개시에 관련된 고강도 강판을, 예를 들어, 자동차 부품 등의 구조 부재에 적용함으로써, 차체 경량화에 의한 연비 향상을 도모할 수 있다.

Claims

질량％ 로,
C : 0.090 ％ 이상 0.390 ％ 이하,
Si : 0.01 ％ 이상 2.50 ％ 이하,
Mn : 2.00 ％ 이상 4.00 ％ 이하,
P : 0.100 ％ 이하,
S : 0.0200 ％ 이하,
Al : 0.100 ％ 이하,
N : 0.0100 ％ 이하,
Nb : 0.002 ％ 이상 0.100 ％ 이하,
Ti : 0.005 ％ 이상 0.100 ％ 이하 및
B : 0.0002 ％ 이상 0.0100 ％ 이하를 함유함과 함께,
[％Si]/[％Mn] 이 0.10 이상 0.60 이하의 관계를 만족하고,
하기 (1) 식으로부터 구해지는 프리 Ti 량이 0.001 질량％ 이상인 관계를 만족하고,
잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
강판 표층에 있어서, Nb 의 고용량 및 100 ㎚ 이하의 석출량의 합계가 0.002 질량％ 이상이고,
판두께 1/4 위치에 있어서,
마텐자이트의 면적률이 78 ％ 이상,
페라이트의 면적률이 10 ％ 이하,
잔류 오스테나이트의 체적률이 10.0 ％ 미만,
구 오스테나이트립의 판두께 방향의 입경에 대한 압연 방향의 입경의 비의 평균값이 2.0 이하이고,
판두께 200 ㎛ 위치에 있어서의 판폭 방향의 1500 ㎛ 당의 경도 변동 빈도가 20 회 이하인, 강 조직을 갖고,
인장 강도가 1180 ㎫ 이상인, 고강도 강판.
프리 Ti 량 (％) ＝ [％Ti] － (47.9/14.0) × [％N] － (47.9/32.1) × [％S] … (1)
또한, (1) 식 중의 [％X] 는, 강 중의 원소 X 의 함유량 (질량％) 을 나타내고, 함유하지 않는 경우에는 0 으로 한다.
제 1 항에 있어서,
상기 강 조직은, 또한, 표층 연화 두께가 10 ㎛ 이상 100 ㎛ 이하인, 고강도 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 성분 조성은, 추가로, 질량％ 로,
O : 0.0100 ％ 이하,
V : 0.200 ％ 이하,
Ta : 0.10 ％ 이하,
W : 0.10 ％ 이하,
Cr : 1.00 ％ 이하,
Mo : 1.00 ％ 이하,
Ni : 1.00 ％ 이하,
Co : 0.010 ％ 이하,
Cu : 1.00 ％ 이하,
Sn : 0.200 ％ 이하,
Sb : 0.200 ％ 이하,
Ca : 0.0100 ％ 이하,
Mg : 0.0100 ％ 이하,
REM : 0.0100 ％ 이하,
Zr : 0.100 ％ 이하,
Te : 0.100 ％ 이하,
Hf : 0.10 ％ 이하 및
Bi : 0.200 ％ 이하로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 함유하는, 고강도 강판.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판의 적어도 편면에 도금층을 갖는, 고강도 도금 강판.
제 1 항 또는 제 3 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 1150 ℃ 이상의 슬래브 가열 온도에서 100 분 이상 보열하고,
이어서, 상기 강 슬래브에, 조압연 종료 온도를 1050 ℃ 이상, 또한 마무리 압연 개시 온도를 1000 ℃ 이상으로 하는 열간 압연을 실시하여 열연판으로 하고,
이어서, 상기 열연판에 산세를 실시하고,
이어서, 상기 열연판에, 누적 압하율을 20 ％ 이상 75 ％ 이하로 하여 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 하고,
이어서, 상기 냉연판에 대하여, 250 ℃ 이상 700 ℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 가열 속도가 10 ℃/s 이상, 또한 750 ℃ 에서 가열 온도까지의 체류 시간이 40 s 이상이 되는 조건에서, 820 ℃ 이상의 상기 가열 온도까지 가열하고, 250 ℃ 이상 400 ℃ 이하의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도를 1.0 ℃/s 이상으로 하여, 150 ℃ 이하까지 냉각시키는 어닐링 공정을 실시하여, 고강도 강판을 얻는, 고강도 강판의 제조 방법.
제 5 항에 있어서,
상기 가열 온도에 있어서의 분위기의 산소 농도가 2 체적ppm 이상 30 체적ppm 이하, 또한 분위기의 노점이 -35 ℃ 이상인, 고강도 강판의 제조 방법.
제 5 항 또는 제 6 항에 기재된 어닐링 공정 후, 상기 고강도 강판의 적어도 편면에 도금 처리를 실시하여 고강도 도금 강판을 얻는, 도금 공정을 실시하는, 고강도 도금 강판의 제조 방법.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판을 적어도 일부에 사용하여 이루어지는, 부재.
제 4 항에 기재된 고강도 도금 강판을 적어도 일부에 사용하여 이루어지는, 부재.
제 8 항 또는 제 9 항에 있어서,
자동차의 골격 구조 부품용, 또는 자동차의 보강 부품용인, 부재.