KR102225998B1

KR102225998B1 - 고강도 강판 및 그의 제조 방법

Info

Publication number: KR102225998B1
Application number: KR1020197023741A
Authority: KR
Inventors: 히데카즈 미나미; 후사에 시이모리; 신지로 가네코; 타카시 고바야시; 유지 다나카
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2017-02-13
Filing date: 2018-02-09
Publication date: 2021-03-09
Also published as: WO2018147400A1; EP3581670A4; EP3581670B1; CN110312813B; CN110312813A; JP6384641B1; KR20190107089A; EP3581670A1; JPWO2018147400A1; MX2019009599A; US20200040420A1; US11408044B2

Abstract

인장 강도가 1180㎫ 이상을 갖는 고강도 강판 및 그의 제조 방법을 제공한다. 고강도 강판은, 소정의 성분 조성을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다. 강 조직은, 템퍼링 마르텐사이트가 면적률로 75.0％ 이상, 퀀칭 마르텐사이트가 면적률로 1.0％ 이상 20.0％ 이하, 잔류 오스테나이트가 면적률로 5.0％ 이상 20.0％ 이하이고, 템퍼링 마르텐사이트에 대한 퀀칭 마르텐사이트의 경도비가 1.5 이상 3.0 이하이고, 템퍼링 마르텐사이트에서의 평균 KAM값에 대한, 템퍼링 마르텐사이트와 퀀칭 마르텐사이트의 이상 계면 근방에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트측에서의 최대 KAM값의 비가 1.5 이상 30.0 이하이고, 구 오스테나이트립의 판두께 방향의 입경에 대한 압연 방향의 입경의 비의 평균값이 2.0 이하이다.

Description

고강도 강판 및 그의 제조 방법

본 발명은, 주로 자동차의 구조 부재에 적합한 고강도 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 환경 문제의 고조로부터 CO₂ 배출 규제가 엄격화되고 있고, 자동차 분야에 있어서는 연비 향상을 목적으로 한 차체의 경량화가 과제로 되어 있다. 그 때문에 자동차 부품으로의 고강도 강판의 적용에 의한 박육화가 진행되고 있고, 특히 인장 강도(TS)로 1180㎫ 이상의 고강도 강판의 적용이 진행되고 있다.

자동차의 구조용 부재나 보강용 부재에 사용되는 고강도 강판에는, 가공성이 우수한 것이 요구된다. 특히, 복잡한 형상을 갖는 부품에 이용되는 고강도 강판에는, 연성(이하, 신장(elongation)이라고 칭하는 경우도 있음) 또는 신장 플랜지성(stretch-flangeability)(이하, 구멍 확장성(hole expansion formability)이라고 칭하는 경우도 있음)과 같은 특성이 우수할 뿐만 아니라, 연성과 신장 플랜지성의 양쪽이 우수한 것이 요구된다. 또한, 구조용 부재나 보강용 부재 등의 자동차용 부품에는, 우수한 충돌 흡수 에너지 특성이 요구되고 있다. 자동차용 부품의 충돌 흡수 에너지 특성을 향상시키기 위해서는, 소재인 강판의 항복비(YR＝YS/TS)를 제어하는 것이 유효하다. 고강도 강판의 항복비(YR)를 제어함으로써, 강판 성형 후의 스프링 백(springback)을 억제하고, 또한, 충돌시의 충돌 흡수 에너지를 상승시키는 것이 가능해진다.

또한, 강판은, 고강도화 및 박육화에 의해 형상 동결성(shape fixability)이 현저하게 저하하는데, 이에 대응하기 위해, 프레스 성형시에 있어서의 이형(離型) 후의 형상 변화를 예측하고, 형상 변화량을 예상한 금형을 설계하는 것이 널리 행해지고 있다. 그러나, 강판의 YS가 크게 변화한 경우, 형상 변화를 일정한 예상량으로 한 형상 변화량은, 목표와의 어긋남이 커져 버려, 형상 불량을 유발한다. 그리고, 이 형상 불량이 된 강판은, 프레스 성형 후에, 한개 한개의 형상을 판금 가공하는 등의 수정이 필요해져, 양산 효율을 현저하게 저하시키게 된다. 그 때문에, 강판의 YS의 편차는 가능한 한 작게 하는 것이 요구되고 있다.

이들 요구에 대하여, 예를 들면, 특허문헌 1에는, 질량％로, C: 0.12∼0.22％, Si: 0.8∼1.8％, Mn: 1.8∼2.8％, P: 0.020％ 이하, S: 0.0040％ 이하, Al: 0.005∼0.08％, N: 0.008％ 이하, Ti: 0.001∼0.040％, B: 0.0001∼0.0020％ 및 Ca: 0.0001∼0.0020％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 페라이트상과 베이나이트상의 합계 면적 비율이 50∼70％이며 평균 결정 입경이 1∼3㎛이고, 템퍼링 마르텐사이트상의 면적 비율이 25∼45％이며 평균 결정 입경이 1∼3㎛이고, 잔류 오스테나이트상의 면적 비율이 2∼10％인 조직을 갖고, 인장 강도가 1180㎫ 이상이고, 우수한 신장, 신장 플랜지성 및 굽힘성을 갖는 고강도 강판이 개시되어 있다.

특허문헌 2에는, 질량％로, C: 0.15∼0.27％, Si: 0.8∼2.4％, Mn: 2.3∼3.5％, P: 0.08％ 이하, S: 0.005％ 이하, Al: 0.01∼0.08％, N: 0.010％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 페라이트의 평균 결정 입경이 5㎛ 이하, 페라이트의 체적 분율이 3∼20％, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 5∼20％, 마르텐사이트의 체적 분율이 5∼20％이고, 잔부에 베이나이트 및/또는 템퍼링 마르텐사이트를 포함하고, 또한, 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면 내 2000㎛²당에 있어서의 결정 입경이 2㎛ 이하인 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트, 혹은 이들의 혼합상의 합계의 개수가 150개 이상인 마이크로 조직을 갖고, 인장 강도가 1180㎫ 이상이고, 높은 항복비를 확보하면서, 우수한 신장 및 신장 플랜지성을 갖는 고강도 강판이 개시되어 있다.

특허문헌 3에는, 질량％로, C: 0.120％ 이상 0.180％ 이하, Si: 0.01％ 이상 1.00％ 이하, Mn: 2.20％ 이상 3.50％ 이하, P: 0.001％ 이상 0.050％ 이하, S: 0.010％ 이하, sol.Al: 0.005％ 이상 0.100％ 이하, N: 0.0001％ 이상 0.0060％ 이하, Nb: 0.010％ 이상 0.100％ 이하, Ti: 0.010％ 이상 0.100％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 페라이트의 면적률이 10％ 이상 60％ 이하, 마르텐사이트의 면적률이 40％ 이상 90％ 이하인 조직을 갖고, 인장 강도가 1180㎫ 이상이고, 표면 외관이 우수하고, 또한 재질의 어닐링 온도 의존성이 작고, 또한 신장 플랜지성을 개선한 고강도 용융 아연 도금 강판이 개시되어 있다.

특허문헌 4에는, 질량％로, C: 0.13∼0.25％, Si: 1.2∼2.2％, Mn: 2.0∼3.2％, P: 0.08％ 이하, S: 0.005％ 이하, Al: 0.01∼0.08％, N: 0.008％ 이하, Ti: 0.055∼0.130％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 평균 결정 입경이 2㎛ 이하의 페라이트를 체적 분율로 2∼15％, 평균 결정 입경이 0.3∼2.0㎛의 잔류 오스테나이트를 체적 분율로 5∼20％, 평균 결정 입경이 2㎛ 이하의 마르텐사이트를 체적 분율로 10％ 이하(0％ 포함함)를 갖고, 잔부에 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 갖고, 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경이 5㎛ 이하인 조직을 갖고, 인장 강도가 1180㎫ 이상이고, 신장, 구멍 확장성, 내지연 파괴 특성이 우수하고, 고항복비를 갖는 고강도 냉연 강판이 개시되어 있다.

일본공개특허공보 2014-80665호 일본공개특허공보 2015-34327호 일본특허공보 제5884210호 일본특허공보 제5896086호

그러나, 특허문헌 1∼4에 기재된 기술에서는, 가공성 중에서도, 특히 신장, 신장 플랜지성, 굽힘성에 대해서 개선된 것을 개시하고 있지만, 어느 문헌에서도 항복 응력(YS)의 면 내 이방성에 대해서는 고려되어 있지 않다.

특허문헌 1에 기재된 기술에서는, 표 1∼3에 개시되는 바와 같이, 인장 강도가 1180㎫ 이상이고, 충분한 연성 및 신장 플랜지성을 확보하면, 어닐링을 3회 행할 필요가 있다. 특허문헌 2에 기재된 기술에서는, 연성과 신장 플랜지성을 양립하기 위해 페라이트를 체적률로 3∼20％ 함유할 필요가 있지만, 냉간 압연 후에 어닐링을 2회 행할 필요가 있다. 특허문헌 3에 기재된 기술에서는, 1180㎫ 이상의 인장 강도와 TS×El의 밸런스가 불충분하다. 특허문헌 4에 기재된 기술에서는, 1180㎫ 이상의 인장 강도에서, 연성과 신장 플랜지성을 양립하기 위해 페라이트의 평균 결정 입경을 2㎛ 이하로 할 필요가 있어, 고가의 Ti를 함유할 필요가 있다.

본 발명은 이러한 사정을 감안하여, 특히 1180㎫ 이상의 인장 강도(TS)를 갖고, 연성뿐만 아니라 신장 플랜지성에도 우수하고, 또한, 항복 응력(YS)의 제어성 및 면 내 이방성이 우수한 고강도 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 상기 과제를 달성하기 위해, 1180㎫ 이상의 인장 강도를 갖고, 연성뿐만 아니라 신장 플랜지성이 우수하고, 또한, 항복 응력(YS)의 제어성 및 면 내 이방성이 우수한 고강도 강판 및 그의 제조 방법을 얻기 위해 예의 검토를 거듭한 결과, 이하의 것을 발견했다.

(1) 잔류 오스테나이트를 함유함으로써, 연성이 향상되는 것, (2) 템퍼링 마르텐사이트를 주체로 하는 강 조직으로 함으로써, 신장 플랜지성이 향상하는 것, (3) 퀀칭 마르텐사이트와 템퍼링 마르텐사이트의 경도비 및, 템퍼링 마르텐사이트에서의 평균 KAM값에 대한, 템퍼링 마르텐사이트와 퀀칭 마르텐사이트의 이상(heterophase) 계면 근방에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트측에서의 최대 KAM값의 비를 제어함으로써, 항복 응력(YS)의 제어성이 향상되는 것, 즉, YR을 광범위하게 제어하는 것이 가능한 것, (4) 구(舊) 오스테나이트립의 판두께 방향의 입경에 대한 압연 방향의 입경의 비를 제어함으로써, 항복 응력(YS)의 면 내 이방성을 저감할 수 있는 것을 인식했다.

본 발명은 이상의 인식에 기초하여 이루어진 것으로, 이하를 요지로 하는 것이다.

[1] 성분 조성은, 질량％로, C: 0.08％ 이상 0.35％ 이하, Si: 0.50％ 이상 2.50％ 이하, Mn: 2.00％ 이상 3.50％ 이하, P: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, S: 0.0200％ 이하, Al: 0.010％ 이상 1.000％ 이하, N: 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 강 조직은, 템퍼링 마르텐사이트가 면적률로 75.0％ 이상, 퀀칭 마르텐사이트가 면적률로 1.0％ 이상 20.0％ 이하, 잔류 오스테나이트가 면적률로 5.0％ 이상 20.0％ 이하이고, 템퍼링 마르텐사이트에 대한 퀀칭 마르텐사이트의 경도비가 1.5 이상 3.0 이하이고, 템퍼링 마르텐사이트에서의 평균 KAM값에 대한, 템퍼링 마르텐사이트와 퀀칭 마르텐사이트의 이상 계면 근방에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트측에서의 최대 KAM값의 비가 1.5 이상 30.0 이하이고, 구 오스테나이트립의 판두께 방향의 입경에 대한 압연 방향의 입경의 비의 평균값이 2.0 이하인 고강도 강판.

[2] 상기 강 조직은, 추가로, 면적률로 10.0％ 이하의 베이나이트를 갖고, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 0.2㎛ 이상 5.0㎛ 이하인 [1]에 기재된 고강도 강판.

[3] 상기 성분 조성에 더하여, 질량％로, Ti: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, Nb: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, V: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, B: 0.0001％ 이상 0.0100％ 이하, Mo: 0.01％ 이상 0.50％ 이하, Cr: 0.01％ 이상 1.00％ 이하, Cu: 0.01％ 이상 1.00％ 이하, Ni: 0.01％ 이상 0.50％ 이하, As: 0.001％ 이상 0.500％ 이하, Sb: 0.001％ 이상 0.200％ 이하, Sn: 0.001％ 이상 0.200％ 이하, Ta: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, Ca: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하, Mg: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하, Zn: 0.001％ 이상 0.020％ 이하, Co: 0.001％ 이상 0.020％ 이하, Zr: 0.001％ 이상 0.020％ 이하, REM: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1종을 함유하는 [1] 또는 [2]에 기재된 고강도 강판.

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

[5] [1]∼[3] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로서, 강 소재를 가열하고, 이어서, 마무리 압연 입측 온도: 1020℃ 이상 1180℃ 이하, 마무리 압연 출측 온도: 800℃ 이상 1000℃ 이하로 하는 열간 압연을 행하고, 이어서, 권취 온도: 600℃ 이하에서 권취하고, 이어서, 냉간 압연을 행하고, 이어서, (1)식으로 정의되는 온도를 T1 온도(℃), (2)식으로 정의되는 온도를 T2 온도(℃)로 할 때, 가열 온도: T1 온도 이상에서 10s 이상 보열(retaining heat)한 후, 냉각 정지 온도: 220℃ 이상((220℃＋T2 온도)/2) 이하까지 냉각한 후, 당해 냉각 정지 온도에서 재가열 온도: A 이상 560℃ 이하(A: (T2 온도＋20℃)≤A≤530℃를 충족하는 임의의 온도(℃))까지, 평균 가열 속도: 10℃/s 이상으로 재가열한 후, 보존 유지 온도(A): (T2 온도＋20℃) 이상 530℃ 이하에서 10s 이상 보존 유지의 어닐링을 행하는 고강도 강판의 제조 방법.

T1 온도(℃)＝960－203×[％C]^1/2＋45×[％Si]－30×[％Mn]＋150×[％Al]－20×[％Cu]＋11×[％Cr]＋400×[％Ti] …(1)

또한, [％X]는, 강 중의 성분 원소 X의 함유량(질량％)을 나타내고, 함유하지 않는 경우는 0으로 한다.

T2 온도(℃)＝560－566×[％C]－150×[％C]×[％Mn]－7.5×[％Si]＋15×[％Cr]－67.6×[％C]×[％Cr]　…(2)

[6] 상기 열간 압연은, 마무리 압연의 최종 패스의 1패스 전의 패스의 압하율이 15％ 이상 25％ 이하인 [5]에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

[7] 상기 권취 후, 권취 온도로부터 200℃ 이하로 냉각하고, 그 후 가열하여 450℃ 이상 650℃ 이하의 온도역에서 900s 이상 보존 유지하는 열처리를 한 후, 상기 냉간 압연을 행하는 [5] 또는 [6]에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

[8] 상기 어닐링의 후에, 도금 처리를 실시하는 [5]∼[7] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

또한, 본 발명에 있어서, 고강도 강판이란, 인장 강도(TS)가 1180㎫ 이상인 강판으로, 냉연 강판, 도금 처리, 합금화 도금 처리 등 표면 처리를 냉연 강판에 실시한 강판을 포함하는 것이다. 또한, 본 발명에 있어서, 연성, 즉 El(전체 신장)이 우수하다는 것은, TS×El의 값이 16500㎫·％ 이상인 것을 의미한다. 또한, 본 발명에 있어서, 신장 플랜지성이 우수하다는 것은, 신장 플랜지성의 지표인 구멍 확장률(λ)의 값이 30％ 이상인 것을 의미한다. 또한, 본 발명에 있어서, 항복 응력(YS)의 제어성이 우수하다는 것은, YS의 제어성의 지표인 항복비(YR)의 값이 65％ 이상 95％ 이하인 것을 의미한다. 또한, YR은, 다음의 (3)식으로 구해진다.

YR＝YS/TS …(3)

또한, 본 발명에 있어서, 항복 응력(YS)의 면 내 이방성이 우수하다는 것은, YS의 면 내 이방성의 지표인 │ΔYS│의 값이 50㎫ 이하인 것을 의미한다. 또한, │ΔYS│는, 다음의 (4)식으로 구해진다.

│ΔYS│＝(YS_L－2×YS_D＋YS_C)/2 …(4)

단, YS_L, YS_D 및 YS_C란, 각각, 강판의 압연 방향(L 방향), 강판의 압연 방향에 대하여 45°방향(D 방향), 강판의 압연 방향에 대하여 직각 방향(C 방향)의 3방향으로부터 채취한 JIS5호 시험편을 이용하여, JIS Z 2241(2011년)의 규정에 준거하여, 크로스 헤드 속도(cross-head speed) 10㎜/분으로 인장 시험을 행하여 측정한 YS의 값이다.

본 발명에 의하면, 1180㎫ 이상의 인장 강도를 갖고, 연성뿐만 아니라 신장 플랜지성이 우수하고, 또한, 항복 응력의 제어성 및 면 내 이방성이 우수한 고강도 강판이 얻어진다. 그리고, 본 발명의 제조 방법에 의해 얻어진 고강도 강판을, 예를 들면, 자동차 구조 부재에 적용함으로써, 자동차의 차체 경량화에 의한 연비 향상에 크게 기여하여, 산업상의 이용 가치는 매우 크다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

이하, 본 발명에 대해서 상세하게 설명한다.

우선, 본 발명의 고강도 강판의 성분 조성과, 그 한정 이유에 대해서 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서, 강의 성분 조성을 나타내는 ％는, 특별히 명기하지 않는 한 「질량％」를 의미한다.

C: 0.08％ 이상 0.35％ 이하

C는, 강의 중요한 기본 성분의 하나이다. 특히 본 발명에서는, C는, 어닐링 후의 템퍼링 마르텐사이트와 퀀칭 마르텐사이트의 분율(면적률) 및, 잔류 오스테나이트의 분율(면적률)에 영향을 주는 중요한 원소이다. 그리고, 얻어지는 강판의 강도 등의 기계적 특성은, 이 템퍼링 마르텐사이트 및 퀀칭 마르텐사이트의 분율(면적률), 경도 및, 그들 주위에 도입되는 변형에 따라 크게 좌우된다. 또한, 연성은, 잔류 오스테나이트의 분율(면적률)에 따라 크게 좌우된다. C 함유량이 0.08％ 미만에서는, 템퍼링 마르텐사이트의 경도가 감소하여, 소망하는 강도의 확보가 곤란해진다. 또한, 잔류 오스테나이트의 분율이 감소하여, 강판의 연성이 저하한다. 또한, 퀀칭 마르텐사이트와 템퍼링 마르텐사이트의 경도비를 제어할 수 없어, YS의 제어성의 지표인 YR을 소망하는 범위로 제어할 수 없다. 한편, C 함유량이 0.35％를 초과하면, 퀀칭 마르텐사이트의 경도가 증대하여, YS의 제어성의 지표인 YR가 감소하고, 동시에, λ가 감소한다. 따라서, C 함유량은, 0.08％ 이상 0.35％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.12％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.30％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.15％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 0.26％ 이하로 한다. 더욱 바람직하게는 0.16％ 이상으로 한다. 더욱 바람직하게는 0.23％ 이하로 한다.

Si: 0.50％ 이상 2.50％ 이하

Si는, 탄화물의 생성을 억제하고, 잔류 오스테나이트의 생성을 촉진함으로써, 강판의 연성을 향상시키는데 중요한 원소이다. 또한, Si는, 잔류 오스테나이트가 분해되어 탄화물의 생성을 억제하는데에도 유효하다. Si 함유량이 0.50％ 미만에서는, 소망하는 잔류 오스테나이트의 분율을 확보할 수 없어, 강판의 연성이 저하한다. 또한, 소망하는 퀀칭 마르텐사이트의 분율을 확보할 수 없어, YS의 제어성의 지표인 YR을 소망하는 범위로 제어할 수 없다. 한편, Si 함유량이 2.50％를 초과하면, 퀀칭 마르텐사이트의 경도가 증대하여, YS의 제어성의 지표인 YR이 감소하고, 동시에, λ가 감소한다. 따라서, Si 함유량은 0.50％ 이상 2.50％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.80％ 이상으로 한다. 바람직하게는 2.00％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 1.00％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 1.80％ 이하로 한다. 더욱 바람직하게는 1.20％ 이상으로 한다. 더욱 바람직하게는 1.70％ 이하로 한다.

Mn: 2.00％ 이상 3.50％ 이하

Mn은, 강판의 강도 확보를 위해 유효하다. 또한, Mn은, 어닐링시의 냉각 과정에서의 펄라이트나 베이나이트의 생성을 억제하는 작용이 있어, 오스테나이트로부터 마르텐사이트로의 변태를 용이하게 한다. Mn 함유량이 2.00％ 미만에서는, 어닐링시의 냉각 과정에서 페라이트, 펄라이트 또는 베이나이트가 생성하여, 소망하는 템퍼링 마르텐사이트 및 퀀칭 마르텐사이트의 분율을 확보할 수 없어, TS가 저하한다. 한편, Mn 함유량이 3.50％를 초과하면, 판두께 방향의 Mn 편석이 현저하게 되어, 어닐링시에 압연 방향으로 신장한 오스테나이트가 생성된다. 그 결과, 어닐링 후의 구 오스테나이트립의 평균 애스펙트비(구 오스테나이트립의 판두께 방향의 입경에 대한 압연 방향의 입경의 비의 평균)가 증대하여, YS의 면 내 이방성의 지표인 │ΔYS│가 증대한다. 또한, 주조성의 저하를 일으킨다. 또한, 스폿 용접성 및 도금성을 해친다. 따라서, Mn 함유량은 2.00％ 이상 3.50％ 이하로 한다. 바람직하게는 2.30％ 이상으로 한다. 바람직하게는 3.20％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 2.50％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 3.00％ 이하로 한다.

P: 0.001％ 이상 0.100％ 이하

P는, 고용 강화의 작용을 갖고, 소망하는 강도에 따라서 함유할 수 있는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, P 함유량을 0.001％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, P 함유량이 0.100％를 초과하면, 구 오스테나이트 입계에 편석하여 입계를 취화시키기 때문에, 국부 신장이 저하하여, 전체 신장(연성)이 저하한다. 또한, 신장 플랜지성도 저하한다. 또한, 용접성의 열화를 초래한다. 또한, 용융 아연 도금을 합금화 처리하는 경우에는, 합금화 속도를 대폭적으로 지연시켜 도금의 품질을 해친다. 따라서, P 함유량은 0.001％ 이상 0.100％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.005％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.050％ 이하로 한다.

S: 0.0200％ 이하

S는, 입계에 편석하여 열간 압연시에 강을 취화시킴과 함께, 황화물로서 존재하여 국부 변형능이 저하하여, 연성이 저하한다. 또한, 신장 플랜지성도 저하한다. 그 때문에, S 함유량은 0.0200％ 이하로 할 필요가 있다. 따라서, S 함유량은 0.0200％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0050％ 이하로 한다. 또한, S 함유량의 하한에 특별히 한정은 없지만, 생산 기술상의 제약에서는, S 함유량은 0.0001％ 이상이 바람직하다.

Al: 0.010％ 이상 1.000％ 이하

Al은, 어닐링시의 냉각 공정에서의 탄화물의 생성을 억제하여, 마르텐사이트의 생성을 촉진할 수 있는 원소로, 강판의 강도 확보를 위해 유효하다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Al 함유량을 0.010％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Al 함유량이 1.000％를 초과하면, 강판 중의 개재물이 많아져, 국부 변형능이 저하하여, 연성이 저하한다. 따라서, Al 함유량은 0.010％ 이상 1.000％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.020％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.500％ 이하로 한다.

N: 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하

N은, Al과 결합하여 AlN을 형성한다. 또한, N은, B가 함유된 경우에는 BN을 형성한다. N 함유량이 많으면 조대한(coarse) 질화물이 다량으로 생기기 때문에, 국부 변형능이 저하하여, 연성이 저하한다. 또한, 신장 플랜지성도 저하한다. 따라서, N함유량은 0.0100％ 이하로 한다. 한편, 생산 기술상의 제약으로부터, N 함유량은 0.0005％ 이상으로 할 필요가 있다. 따라서, N 함유량은 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0010％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.0070％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.0015％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 0.0050％ 이하로 한다.

잔부는 철(Fe) 및 불가피적 불순물이다. 단, 본 발명의 효과를 해치지 않는 범위에 있어서는, O를 0.0100％ 이하 함유하는 것을 거부하는 것은 아니다.

이상의 필수 원소로 본 발명의 강판은 목적으로 하는 특성이 얻어지지만, 상기의 필수 원소에 더하여, 필요에 따라 하기의 원소를 함유할 수 있다.

Ti: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, Nb: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, V: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, B: 0.0001％ 이상 0.0100％ 이하, Mo: 0.01％ 이상 0.50％ 이하, Cr: 0.01％ 이상 1.00％ 이하, Cu: 0.01％ 이상 1.00％ 이하, Ni: 0.01％ 이상 0.50％ 이하, As: 0.001％ 이상 0.500％ 이하, Sb: 0.001％ 이상 0.200％ 이하, Sn: 0.001％ 이상 0.200％ 이하, Ta: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, Ca: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하, Mg: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하, Zn: 0.001％ 이상 0.020％ 이하, Co: 0.001％ 이상 0.020％ 이하, Zr: 0.001％ 이상 0.020％ 이하, REM: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하로부터 선택되는 적어도 1종

Ti, Nb, V는, 열간 압연시 혹은 어닐링시에, 미세한 탄화물, 질화물 혹은 탄질화물을 형성함으로써, 강판의 강도를 상승시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ti, Nb, V의 함유량은, 각각 0.001％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Ti, Nb, V의 함유량이, 각각 0.100％를 초과하면, 모상인 템퍼링 마르텐사이트의 하부 조직 혹은 구 오스테나이트 입계에 조대한 탄화물, 질화물 혹은 탄질화물이 다량으로 석출되어, 국부 변형능이 저하하고, 연성이 저하한다. 또한, 신장 플랜지성도 저하한다. 따라서, Ti, Nb, V를 함유하는 경우, 그의 함유량은, 각각 0.001％ 이상 0.100％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, Ti, Nb, V의 함유량은, 각각 0.005％ 이상 0.050％ 이하로 한다.

B는, 마르텐사이트 변태 개시 온도를 저하시키는 일 없이, 퀀칭성(hardenability)을 향상시킬 수 있는 원소로, 어닐링시의 냉각 과정에서의 펄라이트나 베이나이트의 생성을 억제하여, 오스테나이트로부터 마르텐사이트로의 변태를 용이하게 하는 것이 가능하다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, B 함유량은, 0.0001％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, B 함유량이 0.0100％를 초과하면, 열간 압연 중에 강판 내부에 균열이 발생하기 때문에, 연성이 크게 저하한다. 또한, 신장 플랜지성도 저하한다. 따라서, B를 함유하는 경우, 그 함유량은 0.0001％ 이상 0.0100％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0003％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 0.0050％ 이하로 한다. 더욱 바람직하게는 0.0005％ 이상으로 한다. 더욱 바람직하게는 0.0030 이하로 한다.

Mo는, 퀀칭성을 향상시킬 수 있는 원소이다. 또한, 템퍼링 마르텐사이트 및 퀀칭 마르텐사이트를 생성하는데 유효한 원소이다. 이러한 효과는, Mo 함유량을 0.01％ 이상으로 함으로써 얻어진다. 한편, Mo 함유량이 0.50％를 초과하여 함유해도 더 한층의 효과는 얻기 어렵다. 게다가, 개재물 등의 증가를 일으켜 강판의 표면이나 내부에 결함 등을 일으켜, 연성을 크게 저하시킨다. 따라서, Mo를 함유하는 경우, 그 함유량은 0.01％ 이상 0.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.02％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 0.35％ 이하로 한다. 더욱 바람직하게는 0.03％ 이상으로 한다. 더욱 바람직하게는 0.25％ 이하로 한다.

Cr, Cu는, 고용 강화 원소로서의 역할뿐만 아니라, 어닐링시의 냉각 과정이나, 냉연 강판에 대한 가열 및 냉각 처리시의 냉각 과정에 있어서, 오스테나이트를 안정화하여, 템퍼링 마르텐사이트 및 퀀칭 마르텐사이트의 생성을 용이하게 한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Cr, Cu의 함유량은, 각각 0.01％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Cr, Cu의 함유량이 1.00％를 초과하면, 열간 압연 중에 표층 균열을 일으킬 우려가 있는데다, 개재물 등의 증가를 일으켜 강판의 표면이나 내부에 결함 등을 일으켜, 연성이 크게 저하한다. 또한, 신장 플랜지성도 저하한다. 따라서, Cr, Cu를 함유하는 경우, 그 함유량은, 각각 0.01％ 이상 1.00％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.05％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 0.80％ 이하로 한다.

Ni는, 고용 강화 및 변태 강화에 의해 고강도화에 기여하는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, Ni는 0.01％ 이상의 함유가 필요하다. 한편, Ni를 과잉으로 함유하면, 열간 압연 중에 표층 균열을 일으킬 우려가 있는데다, 개재물 등의 증가를 일으켜 강판의 표면이나 내부에 결함 등을 일으켜, 연성이 크게 저하한다. 또한, 신장 플랜지성도 저하한다. 따라서, Ni를 함유하는 경우, 그 함유량은 0.01％ 이상 0.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.05％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 0.40％ 이하로 한다.

As는, 내식성 향상에 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, As는 0.001％ 이상의 함유가 필요하다. 한편, As를 과잉으로 함유한 경우, 적열 취성(hot shortness)이 촉진되는데다, 개재물 등의 증가를 일으켜 강판의 표면이나 내부에 결함 등을 일으켜, 연성이 크게 저하한다. 또한, 신장 플랜지성도 저하한다. 따라서, As를 함유하는 경우, 그 함유량은 0.001％ 이상 0.500％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.003％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 0.300％ 이하로 한다.

Sb, Sn은, 강판 표면의 질화나 산화에 의해 발생하는, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 수십 ㎛ 정도의 영역에 있어서의 탈탄을 억제하는 관점에서, 필요에 따라서 함유할 수 있다. 이러한 질화나 산화를 억제하면, 강판 표면에 있어서의 마르텐사이트의 생성량이 감소하는 것을 방지하여, 강판의 강도의 확보에 유효하다. 이 효과를 얻기 위해서는, Sb, Sn의 함유량은, 각각 0.001％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편으로, Sb, Sn은, 각각 0.200％를 초과하여 과잉으로 함유하면 연성의 저하를 초래한다. 따라서, Sb, Sn을 함유하는 경우, 그 함유량은, 각각 0.001％ 이상 0.200％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.002％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 0.150％ 이하로 한다.

Ta는, Ti나 Nb와 마찬가지로, 합금 탄화물이나 합금 탄질화물을 생성하여 고강도화에 기여하는 원소이다. 더하여, Ta에는, Nb 탄화물이나 Nb 탄질화물에 일부 고용하고, (Nb, Ta)(C, N)과 같은 복합 석출물을 생성하여, 석출물의 조대화를 현저하게 억제하여, 석출 강화에 의한 강판의 강도 향상으로의 기여율을 안정화시키는 효과가 있다고 생각된다. 그 때문에, 필요에 따라서 Ta를 함유하는 것이 바람직하다. 전술의 석출물 안정화의 효과는, Ta의 함유량을 0.001％ 이상으로 함으로써 얻어진다. 한편, Ta를 과잉으로 함유해도, 석출물 안정화의 효과가 포화하는데다, 개재물 등의 증가를 일으켜 강판의 표면이나 내부에 결함 등을 일으켜, 연성이 크게 저하한다. 또한, 신장 플랜지성도 저하한다. 따라서, Ta를 함유하는 경우, 그 함유량은 0.001％ 이상 0.100％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.002％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 0.080％ 이하로 한다.

Ca, Mg는, 탈산에 이용하는 원소임과 함께, 황화물의 형상을 구상화(spheroidizing)하여, 연성, 특히 국부 연성으로의 황화물의 악영향을 개선하기 위해 유효한 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해서는, Ca, Mg의 함유량은, 각각 0.0001％ 이상의 함유가 필요하다. 한편, Ca, Mg는, 각각 0.0200％를 초과하여 함유하면, 개재물 등의 증가를 일으켜 강판의 표면이나 내부에 결함 등을 일으켜, 연성이 크게 저하한다. 또한, 신장 플랜지성도 저하한다. 따라서, Ca, Mg를 함유하는 경우, 그 함유량은, 각각 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0002％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 0.0100％ 이하로 한다.

Zn, Co, Zr은, 모두 황화물의 형상을 구상화하여, 국부 연성 및 신장 플랜지성으로의 황화물의 악영향을 개선하기 위해 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, Zn, Co, Zr의 함유량은, 각각 0.001％ 이상의 함유가 필요하다. 한편, Zn, Co, Zr은, 각각 0.020％를 초과하면, 개재물 등이 증가하여, 표면이나 내부에 결함 등을 일으키기 때문에, 연성이 저하한다. 또한, 신장 플랜지성도 저하한다. 따라서, Zn, Co, Zr을 함유하는 경우, 그 함유량은 각각 0.001％ 이상 0.020％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.002％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 0.015％ 이하로 한다.

REM은, 고강도화 및 내식성의 향상에 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, REM의 함유량을, 0.0001％ 이상으로 하는 것이 필요하다. 그러나, REM의 함유량이, 0.0200％를 초과하면, 개재물 등이 증가하여, 강판의 표면이나 내부에 결함 등을 일으키기 때문에, 연성이 저하한다. 또한, 신장 플랜지성도 저하한다. 따라서, REM을 함유하는 경우, 그 함유량은 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0005％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 0.0150％ 이하로 한다.

다음으로, 본 발명의 고강도 강판의 중요한 요건인, 강 조직에 대해서 설명한다.

템퍼링 마르텐사이트의 면적률: 75.0％ 이상

본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명의 구성 요건이다. 템퍼링 마르텐사이트를 주상으로 하는 것은, 본 발명에서 목적으로 하는 소망하는 강도(인장 강도)를 확보하면서, 소망하는 구멍 확장성을 확보하기 위해 유효하다. 또한, 템퍼링 마르텐사이트에 퀀칭 마르텐사이트를 인접시킬 수 있고, 이에 따라, YR의 제어가 가능하다. 이들 효과를 얻기 위해서는, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률을 75.0％ 이상으로 할 필요가 있다. 또한, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률의 상한은, 특별히 한정하지 않지만, 퀀칭 마르텐사이트의 면적률 및 잔류 오스테나이트의 면적률의 확보를 위해, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률은 94.0％ 이하가 바람직하다. 따라서, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률은 75.0％ 이상으로 한다. 바람직하게는 76.0％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 78.0％ 이상으로 한다. 바람직하게는 94.0％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 92.0％ 이하로 한다. 더욱 바람직하게는 90.0％ 이하로 한다. 또한, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률은, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.

퀀칭 마르텐사이트의 면적률: 1.0％ 이상 20.0％ 이하

본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명의 구성 요건이다. 템퍼링 마르텐사이트에 퀀칭 마르텐사이트를 인접시킴으로써, 소망하는 구멍 확장성을 확보하면서, YR의 제어가 가능하다. 이 효과를 얻기 위해서는, 퀀칭 마르텐사이트의 면적률을 1.0％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 퀀칭 마르텐사이트의 면적률이 20.0％를 초과하면, 잔류 오스테나이트의 면적률이 감소해 버려, 연성이 저하한다. 또한, 신장 플랜지성도 저하한다. 따라서, 퀀칭 마르텐사이트의 면적률은 1.0％ 이상 20.0％ 이하로 한다. 바람직하게는 1.0％ 이상 15.0％ 이하로 한다. 또한, 퀀칭 마르텐사이트의 면적률은, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.

베이나이트의 면적률: 10.0％ 이하(적합 조건)

베이나이트의 생성은, 미변태 오스테나이트 중에 C를 농화시켜, 가공시에 고변형역에서 TRIP 효과를 발현하는 잔류 오스테나이트를 얻기 위해 유효하다. 이 때문에, 베이나이트의 면적률은 10.0％ 이하가 바람직하다. 또한, YR의 제어를 위해 필요한 퀀칭 마르텐사이트의 면적률을 확보할 필요가 있는 점에서, 베이나이트의 면적률은 8.0％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 단, 베이나이트의 면적률이 0％라도, 본 발명의 효과는 얻어진다. 또한, 베이나이트의 면적률은, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.

잔류 오스테나이트의 면적률: 5.0％ 이상 20.0％ 이하

본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명의 구성 요건이다. 양호한 연성 및, 인장 강도와 연성의 밸런스를 확보하기 위해서는, 잔류 오스테나이트의 면적률을 5.0％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 잔류 오스테나이트의 면적률이 20.0％를 초과하면, 잔류 오스테나이트의 입경이 증대하여, 구멍 확장성이 저하한다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 면적률은 5.0％ 이상 20.0％ 이하로 한다. 바람직하게는 6.0％ 이상으로 한다. 바람직하게는 18.0％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 7.0％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 16.0％ 이하로 한다. 또한, 잔류 오스테나이트의 면적률은, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.

잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경: 0.2㎛ 이상 5.0㎛ 이하(적합 조건)

양호한 연성 및, 인장 강도와 연성의 밸런스를 확보하는 것이 가능한 잔류 오스테나이트는, 펀칭 가공시에 퀀칭 마르텐사이트로 변태함으로써, 템퍼링 마르텐사이트 혹은 베이나이트와의 계면에 크랙이 발생하여, 구멍 확장성이 저하한다. 이 문제는 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경을 5.0㎛ 이하까지 작게 함으로써 개선할 수 있다. 또한, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 5.0㎛를 초과하면, 인장 변형시의 가공 경화 초기의 시점에서, 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트 변태해 버려, 연성이 저하한다. 한편, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 0.2㎛ 미만에서는, 인장 변형시의 가공 경화 후기의 시점이라도, 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트 변태하지 않기 때문에, 연성으로의 기여가 작아, 소망하는 El를 확보하는 것이 곤란하다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경은 0.2㎛ 이상 5.0㎛ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.3㎛ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 2.0㎛ 이하로 한다. 또한, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경은, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.

템퍼링 마르텐사이트에 대한 퀀칭 마르텐사이트의 경도비: 1.5 이상 3.0 이하

본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명의 구성 요건이다. YS의 제어성의 지표인 YR을 광범위에 걸쳐 제어하기 위해서는, 주상인 템퍼링 마르텐사이트의 경도와, 그에 인접하는 경질인 퀀칭 마르텐사이트의 경도를, 적정하게 제어하는 것이 유효하다. 이에 따라, 인장 변형 중의 템퍼링 마르텐사이트와 퀀칭 마르텐사이트의 양 상간에 발생하는 내부 응력 분배를 제어할 수 있어, YR을 제어하는 것이 가능하다. 템퍼링 마르텐사이트에 대한 퀀칭 마르텐사이트의 경도비가 1.5 미만에서는, 템퍼링 마르텐사이트와 퀀칭 마르텐사이트의 경도차에 기인하여 발생하는 내부 응력의 분배가 충분하지 않아, YR이 증대해 버린다. 한편, 템퍼링 마르텐사이트에 대한 퀀칭 마르텐사이트의 경도비가 3.0을 초과하면, 템퍼링 마르텐사이트와 퀀칭 마르텐사이트의 경도차에 기인하여 발생하는 내부 응력의 분배가 증대하여, YR이 감소해 버린다. 또한, 신장 플랜지성도 저하한다. 따라서, 템퍼링 마르텐사이트에 대한 퀀칭 마르텐사이트의 경도비는 1.5 이상 3.0 이하로 한다. 바람직하게는 1.5 이상 2.8 이하로 한다. 또한, 템퍼링 마르텐사이트에 대한 퀀칭 마르텐사이트의 경도비는, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.

템퍼링 마르텐사이트에서의 평균 KAM값에 대한, 템퍼링 마르텐사이트와 퀀칭 마르텐사이트의 이상 계면 근방에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트측에서의 최대 KAM값의 비: 1.5 이상 30.0 이하

본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명의 구성 요건이다. YS의 제어성의 지표인 YR을 광범위에 걸쳐 제어하기 위해서는, 주상인 템퍼링 마르텐사이트의 평균 KAM값과, 템퍼링 마르텐사이트와 퀀칭 마르텐사이트의 이상 계면 근방에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트측에서의 최대 KAM값을, 적정하게 제어하는 것이 유효하다. 이에 따라, 인장 변형 중의 템퍼링 마르텐사이트와 퀀칭 마르텐사이트의 양 상간에 발생하는 소성 변형 분배를 제어할 수 있어, YR을 제어하는 것이 가능하다. 템퍼링 마르텐사이트에서의 평균 KAM값에 대한, 템퍼링 마르텐사이트와 퀀칭 마르텐사이트의 이상 계면 근방에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트측에서의 최대 KAM값의 비가 1.5 미만에서는, 템퍼링 마르텐사이트와 퀀칭 마르텐사이트의 양 상간에서의 소성 변형의 차이가 작기 때문에, YR이 증대해 버린다. 한편, 템퍼링 마르텐사이트에서의 평균 KAM값에 대한, 템퍼링 마르텐사이트와 퀀칭 마르텐사이트의 이상 계면 근방에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트측에서의 최대 KAM값의 비가 30.0을 초과하면, 템퍼링 마르텐사이트와 퀀칭 마르텐사이트의 양 상간에서의 소성 변형의 차이가 크기 때문에, YR이 감소해 버린다. 따라서, 템퍼링 마르텐사이트에서의 평균 KAM값에 대한, 템퍼링 마르텐사이트와 퀀칭 마르텐사이트의 이상 계면 근방에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트측에서의 최대 KAM값의 비는, 1.5 이상 30.0 이하로 한다. 바람직하게는 1.6 이상으로 한다. 바람직하게는 25.0 이하로 한다. 보다 바람직하게는 1.6 이상 20.0 이하로 한다. 또한, 템퍼링 마르텐사이트의 평균 KAM값, 템퍼링 마르텐사이트와 퀀칭 마르텐사이트의 이상 계면 근방에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트측에서의 최대 KAM값은, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.

구 오스테나이트립의 판두께 방향의 입경에 대한 압연 방향의 입경의 비: 평균으로 2.0 이하

본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명의 구성 요건이다. YS의 면 내 이방성을 제어하기 위해서는, 구 오스테나이트립의 판두께 방향의 입경에 대한 압연 방향의 입경의 비(구 오스테나이트립의 애스펙트비)를, 적정하게 제어하는 것이 유효하다. 구 오스테나이트립을 등축에 가까운 형상으로 함으로써, 인장 방향에 의한 YS의 변화를 협소화하는 것이 가능해진다. 이 효과를 얻기 위해서는, 구 오스테나이트립의 판두께 방향의 입경에 대한 압연 방향의 입경의 비를 평균으로 2.0 이하로 할 필요가 있다. 또한, 구 오스테나이트립의 판두께 방향의 입경에 대한 압연 방향의 입경의 비의 하한은, 특별히 한정되지 않지만, YS의 면 내 이방성을 제어하기 위해서는 평균으로 0.5 이상으로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 구 오스테나이트립의 판두께 방향의 입경에 대한 압연 방향의 입경의 비는 평균으로 2.0 이하로 한다. 바람직하게는 0.5 이상으로 한다. 또한, 구 오스테나이트립의 각 방향의 입경은, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.

또한, 본 발명에 따르는 강 조직에서는, 상기한 템퍼링 마르텐사이트, 퀀칭 마르텐사이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 이외에, 페라이트, 펄라이트, 시멘타이트 등의 탄화물이나 그 외 강판의 조직으로서 공지의 것이, 그들 합계의 면적률로, 3.0％ 이하의 범위이면, 포함되어 있어도, 본 발명의 효과를 해치는 일은 없다.

다음으로, 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다.

본 발명의 고강도 강판은, 상기한 성분 조성을 갖는 강 소재를 가열하고, 이어서, 마무리 압연 입측 온도: 1020℃ 이상 1180℃ 이하, 마무리 압연 출측 온도: 800℃ 이상 1000℃ 이하로 하는 열간 압연을 행하고, 이어서, 권취 온도: 600℃ 이하에서 권취하고, 이어서, 냉간 압연을 행하고, 이어서, 후술의 (1)식으로 정의되는 온도를 T1 온도(℃), (2)식으로 정의되는 온도를 T2 온도(℃)로 할 때, 가열 온도: T1 온도 이상에서 10s 이상 보열(이하, 보존 유지라고도 함)한 후, 냉각 정지 온도: 220℃ 이상((220℃＋T2 온도)/2) 이하까지 냉각한 후, 당해 냉각 정지 온도로부터 재가열 온도: A 이상 560℃ 이하(A:(T2 온도＋20℃)≤A≤530℃를 충족시키는 임의의 온도)까지, 평균 가열 속도: 10℃/s 이상으로 재가열한 후, 보존 유지 온도(A): (T2 온도＋20℃) 이상 530℃ 이하에서 10s 이상 보존 유지의 어닐링을 행함으로써 얻어진다. 이상에 의해 얻어진 고강도 강판에, 도금 처리를 실시할 수 있다.

이하, 상세하게 설명한다. 또한, 설명에 있어서, 온도에 관한 「℃」표시는, 강판의 표면 온도를 의미하는 것으로 한다. 본 발명에 있어서, 고강도 강판의 판두께는 특별히 한정되지 않지만, 통상, 0.3㎜ 이상 2.8㎜ 이하의 고강도 강판에 적합하다.

본 발명에 있어서, 강 소재(강 슬래브;steel slab)의 용제 방법은 특별히 한정되지 않고, 전로(converter)나 전기로(electric furnace) 등, 공지의 용제 방법의 어느 것이나 적합하다. 주조 방법도 특별히 한정은 되지 않지만, 연속 주조 방법이 적합하다. 또한, 강 슬래브(슬래브)는, 매크로 편석을 방지하기 위해, 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하지만, 조괴법(ingot-making process)이나 박 슬래브 주조법(thin slab casting process) 등에 의해 제조해도 좋다.

또한, 본 발명에서는, 강 슬래브를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각하고, 그 후 재차 가열하는 종래법에 더하여, 실온까지 냉각하지 않고, 온편인 채로 가열로에 장입하거나, 혹은, 약간의 보열을 행한 후에 즉각 압연하는 직송 압연·직접 압연 등의 에너지 절약 프로세스도 문제없이 적용할 수 있다. 또한, 슬래브를 열간 압연하는데 있어서는, 가열로에서 슬래브를 1100℃ 이상 1300℃ 이하로 재가열한 후에 열간 압연해도 좋고, 1100℃ 이상 1300℃ 이하의 가열로에서 단시간 가열한 후에 열간 압연에 제공해도 좋다. 또한, 슬래브는 통상의 조건에서 조압연(rough rolling)에 의해 시트 바(sheet bar)로 되지만, 가열 온도를 낮게 한 경우는, 열간 압연시의 트러블을 방지하는 관점에서, 마무리 압연 전에 바 히터(bar heater) 등을 이용하여 시트 바를 가열하는 것이 바람직하다.

상기와 같이 하여 얻어진 강 소재에, 열간 압연을 실시한다. 이 열간 압연은, 조압연과 마무리 압연에 의한 압연이라도, 조압연을 생략한 마무리 압연만의 압연으로 해도 좋지만, 어느쪽이든, 마무리 압연 입측 온도 및 마무리 압연 출측 온도를 제어하는 것이 중요하다.

[마무리 압연 입측 온도: 1020℃ 이상 1180℃ 이하]

가열 후의 강 슬래브는, 조압연 및 마무리 압연에 의해 열간 압연되어 열연 강판이 된다. 이 때, 마무리 압연 입측 온도가 1180℃를 초과하면, 산화물(스케일;scale)의 생성량이 급격하게 증대하여, 지철과 산화물의 계면이 거칠어져, 디스케일링(descalability)시나, 산 세정시의 스케일 박리성이 저하하고, 어닐링 후의 강판의 표면 품질이 열화한다. 또한, 산 세정 후에 열연 스케일이 제거되지 않은 나머지 등이 강판 표면의 일부에 존재하면, 연성 및 구멍 확장성에 악영향을 미친다. 또한, 마무리 압연의 출측에 있어서, 오스테나이트의 미재결정 상태에서의 압하율이 작아져, 오스테나이트의 결정 입경이 과도하게 조대하게 되는 점에서, 어닐링시에 구 오스테나이트 입경을 제어할 수 없어, 최종 제품에 있어서의 YS의 면 내 이방성이 커진다. 한편, 마무리 압연 입측 온도가 1020℃ 미만에서는, 마무리 압연 출측 온도가 저하되어 버려, 열간 압연 중의 압연 하중이 증대하여 압연 부하가 커진다. 또한, 오스테나이트의 미재결정 상태에서의 압하율이 높아져, 압연 방향으로 신장한 이상(abnormal) 조직이 발달하여, 최종 제품에 있어서의 YS의 면 내 이방성이 현저하게 커져, 재질의 균일성이나 재질 안정성이 손상된다. 또한, 연성 및 구멍 확장성의 저하를 초래한다. 따라서, 열간 압연의 마무리 압연 입측 온도는 1020℃ 이상 1180℃ 이하로 한다. 바람직하게는 1020℃ 이상 1160℃ 이하로 한다.

[마무리 압연의 최종 패스의 1패스 전의 패스의 압하율: 15％ 이상 25％ 이하](적합 조건)

본 발명에서는, 마무리 압연의 최종 패스의 1패스 전의 패스의 압하율을, 15％ 이상 25％ 이하로 함으로써, 강도 및, YS의 면 내 이방성을 보다 적정하게 제어할 수 있다. 최종 패스의 1패스 전의 패스의 압하율이 15％ 미만에서는, 최종 패스의 1패스 전의 패스로 압연했다고 해도, 압연 후의 오스테나이트립이 매우 조대하게 될 우려가 있다. 이 때문에, 비록 최종 패스에서 압연했다고 해도, 최종 패스 후의 냉각 중에 생성되는 상의 입경이 불균일하게 되는, 소위 혼립 조직이 되어 버리는 경우가 있다. 그 결과, 어닐링시에 구 오스테나이트 입경을 제어할 수 없어, 최종 제품판에 있어서의 YS의 면 내 이방성이 커질 우려가 있다. 한편, 최종 패스의 1패스 전의 패스의 압하율이 25％를 초과하면, 최종 패스를 거쳐 생성된 열간 압연시의 오스테나이트의 결정 입경이 미세화하여, 냉간 압연 및 그 후의 어닐링을 거쳐 생성된 최종 제품판의 결정 입경이 미세하게 된 결과, 강도, 특히 항복 강도가 상승하여, YR이 증가할 우려가 있다. 또한, 템퍼링 마르텐사이트의 결정 입경이 작아지면, 템퍼링 마르텐사이트와 퀀칭 마르텐사이트의 양 상간에서의 소성 변형의 차이가 작아지는 점에서, YR이 증대할 우려가 있다. 따라서, 마무리 압연의 최종 패스의 1패스 전의 패스의 압하율은, 15％ 이상 25％ 이하로 한다.

[마무리 압연의 최종 패스의 압하율: 5％ 이상 15％ 이하](적합 조건)

또한 본 발명에서는, 마무리 압연의 최종 패스의 1패스 전의 패스의 압하율을 적정하게 제어한 후에, 추가로 마무리 압연의 최종 패스의 압하율을 제어함으로써, 강도 및, YS의 면 내 이방성을 보다 적정하게 제어할 수 있기 때문에, 마무리 압연의 최종 패스의 압하율을 제어하는 것이 바람직하다. 마무리 압연의 최종 패스의 압하율이 5％ 미만에서는, 최종 패스 후의 냉각 중에 생성되는 상의 입경이 불균일하게 되는, 소위 혼립 조직이 되어 버린다. 그 결과, 어닐링시에 구 오스테나이트 입경을 제어할 수 없어, 최종 제품판에 있어서의 YS의 면 내 이방성이 커질 우려가 있다. 한편, 마무리 압연의 최종 패스의 압하율이 15％를 초과하면, 열간 압연시의 오스테나이트의 결정 입경이 미세화하여, 냉간 압연 및 그 후의 어닐링을 거쳐 생성된 최종 제품판의 결정 입경이 미세하게 된 결과, 강도, 특히 항복 강도가 상승하여, YR이 증가할 우려가 있다. 또한, 템퍼링 마르텐사이트의 결정 입경이 작아지면, 템퍼링 마르텐사이트와 퀀칭 마르텐사이트의 양 상간에서의 소성 변형의 차이가 작아지는 점에서, YR이 증대할 우려가 있다. 따라서, 마무리 압연의 최종 패스의 압하율은 5％ 이상 15％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 마무리 압연의 최종 패스의 압하율은 6％ 이상 14％ 이하로 한다.

[마무리 압연 출측 온도: 800℃ 이상 1000℃ 이하]

가열 후의 강 슬래브는, 조압연 및 마무리 압연에 의해 열간 압연되어 열연 강판이 된다. 이 때, 마무리 압연 출측 온도가 1000℃를 초과하면, 산화물(스케일)의 생성량이 급격하게 증대하여, 지철과 산화물의 계면이 거칠어져, 산 세정, 냉간 압연 후의 강판의 표면 품질이 열화한다. 또한, 산 세정 후에 열연 스케일이 제거되지 않은 나머지 등이 강판 표면의 일부에 존재하면, 연성 및 구멍 확장성에 악영향을 미친다. 또한, 마무리 압연의 출측에 있어서, 오스테나이트의 미재결정 상태에서의 압하율이 작아져, 오스테나이트의 결정 입경이 과도하게 조대하게 되는 점에서, 어닐링시에 구 오스테나이트 입경을 제어할 수 없어, 최종 제품에 있어서의 YS의 면 내 이방성이 커진다. 한편, 마무리 압연 출측 온도가 800℃ 미만에서는 압연 하중이 증대하여, 압연 부하가 커진다. 또한, 오스테나이트의 미재결정 상태에서의 압하율이 높아져, 압연 방향으로 신장한 이상 조직이 발달하여, 최종 제품에 있어서의 YS의 면 내 이방성이 현저하게 커져, 재질의 균일성이나 재질 안정성이 손상된다. 또한, 연성 및 구멍 확장성의 저하를 초래한다. 따라서, 열간 압연의 마무리 압연 출측 온도는 800℃ 이상 1000℃ 이하로 한다. 바람직하게는 820℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 950℃ 이하로 한다.

또한, 상기와 같이, 이 열간 압연은, 조압연과 마무리 압연에 의한 압연이라도, 조압연을 생략한 마무리 압연만의 압연으로 해도 좋다.

[권취 온도: 600℃ 이하]

열간 압연 후의 권취 온도가 600℃를 초과하면, 열연판(열연 강판)의 강 조직이 페라이트 및 펄라이트가 되어, 어닐링 중의 오스테나이트의 역변태가 펄라이트로부터 우선적으로 발생하기 때문에, 구 오스테나이트립의 입경이 불균일해지고, 최종 제품에 있어서의 YS의 면 내 이방성이 증대한다. 또한, 권취 온도의 하한은, 특별히 한정되지 않지만, 열간 압연 후의 권취 온도가 300℃ 미만에서는, 열연판 강도가 상승하고, 냉간 압연에 있어서의 압연 부하가 증대하여, 생산성이 저하한다. 또한, 마르텐사이트를 주체로 하는 경질의 열연 강판에 냉간 압연을 실시하면, 마르텐사이트의 구 오스테나이트 입계에 따른 미소한 내부 균열(취성 균열)이 발생하기 쉬워, 최종 어닐링판의 연성 및 신장 플랜지성이 저하할 우려가 있다. 따라서, 권취 온도는 600℃ 이하로 한다. 바람직하게는 300℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 590℃ 이하로 한다.

또한, 열간 압연시에 조압연판끼리를 접합하여 연속적으로 마무리 압연을 행해도 좋다. 또한, 조압연판을 일단 권취해도 상관없다. 또한, 열간 압연시의 압연 하중을 저감하기 위해 마무리 압연의 일부 또는 전부를 윤활 압연으로 해도 좋다. 윤활 압연을 행하는 것은, 강판 형상의 균일화, 재질의 균일화의 관점에서도 유효하다. 또한, 윤활 압연을 행하는 경우, 윤활 압연시의 마찰 계수는, 0.10 이상 0.25 이하의 범위로 하는 것이 바람직하다.

이와 같이 하여 제조한 열연 강판에, 산 세정을 행할 수 있다. 산 세정의 방법은 특별히 한정되지 않는다. 예를 들면, 염산 산 세정이나 황산 산 세정을 들 수 있다. 산 세정은, 강판 표면의 산화물의 제거가 가능한 점에서, 최종 제품의 고강도 강판에 있어서의 양호한 화성 처리성이나 도금 품질의 확보를 위해 유효하다. 또한, 산 세정을 행하는 경우, 산 세정은 1회라도 좋고, 복수회로 나누어도 좋다.

상기와 같이 하여 얻어진 열간 압연 후의 산 세정 처리판에 냉간 압연을 행한다. 냉간 압연을 실시할 때, 열간 압연 후 산 세정 처리판인 채로 냉간 압연을 실시해도 좋고, 열처리를 실시한 후에 냉간 압연을 실시해도 좋다. 또한, 열처리는 다음의 조건으로 행할 수 있다.

[열연 강판의 열처리: 권취 온도로부터 200℃ 이하로 냉각하고, 그 후 가열하여 450℃ 이상 650℃ 이하의 열처리 온도역에서, 900s 이상 보존 유지](적합 조건)

권취 후, 권취 온도로부터 200℃ 이하로 냉각하고, 그 후 가열함으로써, 최종 조직에서의 퀀칭 마르텐사이트의 면적률을 적정하게 제어할 수 있기 때문에, 소망하는 YR 및 구멍 확장성을 확보할 수 있다. 이 권취 온도로부터의 냉각 온도가 200℃를 초과한 채로 450℃ 이상 650℃ 이하의 열처리를 하면, 최종 조직에서의 퀀칭 마르텐사이트가 증가한 결과, YR이 감소하는데다, 소망하는 구멍 확정성의 확보가 곤란해질 우려가 있다.

열처리 온도역이 450℃ 미만 또는 열처리 온도역에서의 보존 유지 시간이 900s 미만인 경우, 열간 압연 후의 템퍼링이 불충분하기 때문에, 그 후의 냉간 압연에 있어서의 압연 부하가 증대하여, 소망하는 판두께까지 압연할 수 없을 우려가 있다. 또한, 템퍼링이 조직 내에서 불균일하게 발생하기 때문에, 냉간 압연 후의 어닐링 중에 있어서 오스테나이트의 역변태가 불균일하게 발생하고, 이에 따라, 구 오스테나이트립의 입경이 불균일하게 되어, 최종 제품에 있어서의 YS의 면 내 이방성이 증대할 우려가 있다. 한편, 열처리 온도역이 650℃를 초과하는 경우는, 페라이트 및, 마르텐사이트 또는 펄라이트가 불균일한 조직이 되어, 냉간 압연 후의 어닐링 중에 있어서 오스테나이트의 역변태가 불균일하게 발생한다. 이 때문에, 구 오스테나이트립의 입경이 불균일하게 되어, 역시, 최종 제품에 있어서의 YS의 면 내 이방성이 증대할 우려가 있다. 따라서, 열연 강판의 산 세정 처리 후의 열처리 온도역은 450℃ 이상 650℃ 이하의 온도역으로 하고, 당해 온도역에서의 보존 유지 시간은 900s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보존 유지 시간의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 생산성의 관점에서, 36000s 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 34000s 이하로 한다.

냉간 압연의 조건은, 특별히 한정하지 않는다. 예를 들면, 냉간 압연에 있어서의 누적의 압하율은, 생산성의 관점에서, 30∼80％ 정도로 하는 것이 적합하다. 또한, 압연 패스의 횟수, 각 패스의 압하율에 대해서는, 특별히 한정되는 일 없이 본 발명의 효과를 얻을 수 있다.

얻어진 냉연 강판에, 이하의 어닐링(열처리)을 행한다.

[가열 온도: T1 온도 이상]

어닐링 공정에서의 가열 온도가, T1 온도 미만인 경우, 페라이트와 오스테나이트의 2상역(two-phase region)에서의 어닐링 처리가 되어, 최종 조직에 페라이트(폴리고날 페라이트)를 함유하기 때문에, 소망하는 구멍 확장성의 확보가 곤란해진다. 또한, YS가 저하하기 때문에, YR이 감소한다. 또한, 어닐링 공정에서의 가열 온도의 상한은, 특별히 한정되지 않지만, 가열 온도가 950℃를 초과하면, 어닐링 중의 오스테나이트의 결정립이 조대화하여, 최종적으로 미세한 잔류 오스테나이트가 생성되지 않고, 소망하는 연성 또한 신장 플랜지성(구멍 확장성)의 확보가 곤란해질 우려가 있다. 따라서, 어닐링 공정에서의 가열 온도는 T1 온도 이상으로 한다. 바람직하게는 T1 온도 이상 950℃ 이하로 한다.

여기에서, T1 온도(℃)는, 다음식에 의해 산출할 수 있다.

T1 온도(℃)＝960－203×[％C]^1/2＋45×[％Si]－30×[％Mn]＋150×[％Al]－20×[％Cu]＋11×[％Cr]＋400×[％Ti]…(1)

또한, 가열 온도까지의 평균 가열 속도는, 특별히 한정되지 않지만, 통상 0.5℃/s 이상 50.0℃/s 이하가 바람직하다.

[가열 온도에서의 보존 유지 시간: 10s 이상]

어닐링 공정에서의 보존 유지 시간이 10s 미만인 경우, 오스테나이트의 역변태가 충분히 진행되지 않은 채 냉각하기 때문에, 구 오스테나이트립이 압연 방향으로 신장한 조직이 되어, YS의 면 내 이방성이 증대한다. 또한, 어닐링 중에 페라이트가 잔존한 경우, 냉각 중에 페라이트가 성장하여, 최종 조직에 페라이트(폴리고날 페라이트)를 함유하기 때문에, YR이 감소하고, 또한, 소망하는 구멍 확장성의 확보가 곤란해진다. 또한, 어닐링 공정에 있어서의 가열 온도에서의 보존 유지 시간의 상한은, 특별히 한정되지 않지만, 생산성의 관점에서 600s 이하가 바람직하다. 따라서, 가열 온도에서의 보존 유지 시간은 10s 이상으로 한다. 바람직하게는 30s 이상으로 한다. 바람직하게는 600s 이하로 한다.

[냉각 정지 온도: 220℃ 이상 ((220℃＋T2 온도)/2) 이하]

냉각 정지 온도가 220℃ 미만에서는, 냉각 중에 존재하고 있던 오스테나이트의 대부분이 마르텐사이트로 변태하고, 이어지는 재가열로 템퍼링 마르텐사이트가 된다. 그 때문에, 구성상 중에 퀀칭 마르텐사이트를 함유할 수 없게 되기 때문에, YR이 증가하고, YS의 제어성이 곤란하게 된다. 한편, 냉각 정지 온도가 ((220℃＋T2 온도)/2)를 초과하면, 냉각 중에 존재하고 있던 오스테나이트의 대부분이 마르텐사이트로 변태하지 않고 재가열되어 버려, 최종 조직에서의 퀀칭 마르텐사이트가 증가한다. 그 결과, YR이 감소하고, 또한, 소망하는 구멍 확장성의 확보가 곤란하게 된다. 따라서, 냉각 정지 온도는, 220℃ 이상 ((220℃＋T2 온도)/2) 이하로 한다. 바람직하게는 240℃ 이상으로 한다. 단, ((220℃＋T2 온도)/2)가 250℃ 이하인 경우에는, 냉각 정지 온도 220℃ 이상 250℃ 이하의 범위에 있어서, 적정한 마르텐사이트량을 얻을 수 있다. 그 때문에, ((220℃＋T2 온도)/2)가 250℃ 이하일 때에는, 냉각 정지 온도를 220℃ 이상 250℃ 이하로 한다. 여기에서, T2 온도(℃)는, 다음식에 의해 산출할 수 있다.

상기 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도는, 특별히 한정되지 않지만, 통상 5℃/s 이상 100℃/s 이하이다.

[재가열 온도: A 이상 560℃ 이하(단, A는 보존 유지 온도이고, (T2 온도＋20℃)≤A≤530℃를 충족시키는 임의의 온도(℃)이다.)]

본 발명에 있어서, 매우 중요한 제어 인자이다. 냉각시에 존재하는 마르텐사이트 및 오스테나이트를 재가열하는 점에서, 마르텐사이트를 템퍼링하고, 또한, 마르텐사이트 중에 과포화로 고용한 C를 오스테나이트로 확산시킴으로써, 실온에서 안정된 오스테나이트의 생성이 가능해진다. 이 효과를 얻기 위해서는, 어닐링 공정에서의 재가열 온도를 후술하는 보존 유지 온도 이상으로 할 필요가 있다. 재가열 온도가 보존 유지 온도 미만에서는, 재가열시에 존재하는 미변태 오스테나이트에 C가 농화되지 않고, 그 후의 보존 유지 중에 베이나이트가 생성되는 점에서, YS가 상승하고, YR이 증가한다.

한편, 재가열 온도가 560℃를 초과하면, 오스테나이트가 펄라이트로 분해되기 때문에, 잔류 오스테나이트가 생성하지 않고, YR이 증가하고, 연성이 저하한다. 따라서, 재가열 온도는, 후술하는 보존 유지 온도 A 이상 560℃ 이하로 한다. 바람직하게는 보존 유지 온도 A 이상 530℃ 이하로 한다.

또한, 재가열 온도는, 후술하는 보존 유지 온도 A 이상의 온도이다. 재가열 후에 보존 유지를 했을 때, 마르텐사이트가 퀀칭되는 것과 동시에, 냉각 정지시에 존재하는 오스테나이트 중에 C가 농화한다. 재가열 온도를 보존 유지 온도 A 이상으로 함으로써, 그 오스테나이트 중으로의 C 농화가 촉진되고, 그 후의 재가열 중에 있어서의 베이나이트 변태가 지연된다. 그 결과, 소망하는 분율의 퀀칭 마르텐사이트를 생성할 수 있게 되어, YR의 제어가 가능해진다. 따라서, 상기 재가열 온도는, 400∼560℃가 바람직하다. 보다 바람직하게는 430℃ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 520℃ 이하로 한다. 더욱 바람직하게는 440℃ 이상으로 한다. 더욱 바람직하게는 500℃ 이하로 한다.

[냉각 정지 온도에서 재가열 온도까지의 평균 가열 속도: 10℃/s 이상]

본 발명에 있어서, 매우 중요한 제어 인자이다. 냉각 정지 온도 이상 재가열 온도 이하에서의 평균 가열 속도가 10℃/s 미만에서는, 재가열 중에 베이나이트가 생성되고, 최종 조직에서의 퀀칭 마르텐사이트가 감소한다. 그 결과, YR이 증가한다. 또한, 냉각 정지 온도 이상 재가열 온도 이하에서의 평균 가열 속도의 상한은, 특별히 한정하지 않지만, 생산성의 관점에서 200℃/s 이하가 바람직하다. 따라서, 어닐링 공정에 있어서의 냉각 정지 온도 이상 재가열 온도 이하에서의 평균 가열 속도는, 10℃/s 이상으로 한다. 바람직하게는 10℃/s 이상 200℃/s 이하로 한다. 보다 바람직하게는 10℃/s 이상 100℃/s 이하로 한다.

[보존 유지 온도(A): (T2 온도＋20℃) 이상 530℃ 이하]

본 발명에 있어서, 매우 중요한 제어 인자이다. 재가열시에 존재하는 마르텐사이트를 충분히 템퍼링함으로써, 소망하는 구멍 확장성을 확보할 수 있다. 또한, 템퍼링 마르텐사이트의 경도와 퀀칭 마르텐사이트의 경도를 제어함으로써, YS의 제어성의 지표인 YR을 제어하는 것이 가능해진다. 이 효과를 얻기 위해서는, 보존 유지 온도를 (T2 온도＋20℃) 이상으로 할 필요가 있다. 보존 유지 온도가 (T2 온도＋20℃) 미만에서는, 재가열시에 존재하는 마르텐사이트가 충분히 템퍼링되지 않고, TS가 상승하여, 결과적으로 연성이 저하한다. 또한, 템퍼링 마르텐사이트의 경도와 퀀칭 마르텐사이트의 경도의 차이가 작아지기 때문에, YR이 증가한다. 한편, 보존 유지 온도가 530℃를 초과하면, 마르텐사이트의 템퍼링이 촉진되어, 소망하는 강도의 확보가 곤란해진다. 또한, 오스테나이트의 펄라이트로의 분해가 발생한 경우, YR이 증가하여, 연성이 저하할 우려가 있다. 따라서, 어닐링 공정에서의 보존 유지 온도(A)는 (T2 온도＋20℃) 이상 530℃ 이하로 한다. 바람직하게는 (T2 온도＋20℃) 이상 500℃ 이하로 한다.

[보존 유지 온도에서의 보존 유지 시간: 10s 이상]

어닐링 공정에 있어서의 보존 유지 온도에서의 보존 유지 시간이 10s 미만인 경우, 재가열시에 존재하는 마르텐사이트의 템퍼링이 충분히 진행되지 않은 채로 냉각되기 때문에, 퀀칭 마르텐사이트와 템퍼링 마르텐사이트의 경도의 차이가 작아져, YR이 증가한다. 또한, 보존 유지 온도에서의 보존 유지 시간의 상한은, 특별히 한정되지 않지만, 생산성의 관점에서 1000s 이하가 바람직하다. 따라서, 보존 유지 온도에서의 보존 유지 시간은 10s 이상으로 한다. 바람직하게는 10s 이상 1000s 이하로 한다. 보다 바람직하게는 10s 이상 700s 이하로 한다.

어닐링 공정에 있어서의 보존 유지 온도에서 보존 유지 후의 냉각은, 특별히 규정할 필요가 없고, 임의의 방법에 의해 소망하는 온도로 냉각해도 좋다. 또한, 강판 표면의 산화 방지의 관점에서, 상기 소망하는 온도는, 실온 정도가 바람직하다. 당해 냉각의 평균 냉각 속도는 1∼50℃/s가 바람직하다.

이상에 의해, 본 발명의 고강도 강판이 제조된다.

얻어진 본 발명의 고강도 강판은, 아연계 도금 처리나 도금욕의 조성에 따라 재질에 영향을 미치지 않고, 본 발명의 효과는 얻어졌다. 이 때문에, 후술하는 도금 처리를 실시하여, 도금 강판을 얻을 수 있다.

또한, 얻어진 본 발명의 고강도 강판에 조질 압연(스킨 패스 압연)을 실시할 수 있다. 조질 압연을 실시하는 경우, 스킨 패스 압연에서의 압하율은, 2.0％를 초과하면, 강의 항복 응력이 상승하여 YR가 증가하는 점에서, 2.0％ 이하로 하는 것이 적합하다. 또한, 스킨 패스 압연에서의 압하율의 하한은, 특별히 한정되지 않지만, 생산성의 관점에서 0.1％ 이상이 바람직하다.

또한, 박강판이 제품이 되는 경우에는, 통상, 실온까지 냉각된 후, 제품이 된다.

[도금 처리](적합 조건)

본 발명의 도금 강판의 제조 방법은, 냉연 강판(박강판)에 도금을 실시하는 방법이다. 도금 처리로서, 용융 아연 도금 처리, 용융 아연 도금 후에 합금화를 행하는 처리를 예시할 수 있다. 또한, 어닐링과 아연 도금을 1라인으로 연속하여 행해도 좋다. 그 외, Zn-Ni 합금 도금 등의 전기 도금에 의해, 도금층을 형성해도 좋다. 또한, 용융 아연-알루미늄-마그네슘 합금 도금을 실시해도 좋다. 또한, 아연 도금의 경우를 중심으로 설명했지만, Zn 도금, Al 도금 등의 도금 금속의 종류는 특별히 한정되지 않는다.

예를 들면, 용융 아연 도금 처리를 실시하는 경우에는, 박강판을, 440℃ 이상 500℃ 이하의 아연 도금욕 중에 침지하여 용융 아연 도금 처리를 실시한 후, 가스 와이핑 등에 의해, 도금 부착량을 조정한다. 440℃ 미만에서는 아연이 용융하지 않는 경우가 있다. 한편, 500℃를 초과하면 도금의 합금화가 과잉으로 진행되는 경우가 있다. 용융 아연 도금은, Al량이 0.10질량％ 이상 0.23질량％ 이하인 아연 도금욕을 이용하는 것이 바람직하다. Al량이 0.10질량％ 미만에서는 도금시에 단단하여 깨지기 쉬운 Fe-Zn 합금층이 도금층/지철 계면에 생성되기 때문에, 도금 밀착성이 저하하거나, 외관 얼룩이 발생하는 경우가 있다. Al량이 0.23질량％ 초과에서는 도금욕 침지 직후에 Fe-Al 합금층이 도금층/지철 계면에 두껍게 형성되기 때문에, Fe-Zn 합금층 형성의 장벽이 되어, 합금화 온도가 상승하여, 연성이 저하하는 경우가 있다. 또한, 도금 부착량은, 편면당 20∼80g/㎡가 바람직하다. 또한, 양면 도금으로 한다.

또한, 아연 도금의 합금화 처리를 실시하는 경우에는, 용융 아연 도금 처리 후에, 470℃ 이상 600℃ 이하의 온도역에서 아연 도금의 합금화 처리를 실시한다. 470℃ 미만에서는, Zn-Fe 합금화 속도가 과도하게 느려져 버려, 생산성이 손상된다. 한편, 600℃를 초과하는 온도에서 합금화 처리를 행하면, 미변태 오스테나이트가 펄라이트로 변태하여, TS가 저하하는 경우가 있다. 따라서, 아연 도금의 합금화 처리를 행할 때는, 470℃ 이상 600℃ 이하의 온도역에서 합금화 처리를 실시하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 470℃ 이상 560℃ 이하의 온도역으로 한다. 합금화 용융 아연 도금 강판(GA)은, 상기의 합금화 처리를 실시함으로써, 도금층 중의 Fe 농도를 7∼15질량％로 하는 것이 바람직하다.

예를 들면, 전기 아연 도금 처리를 실시하는 경우에는, 실온 이상 100℃ 이하의 도금욕을 이용하는 것이 바람직하다. 편면당의 도금 부착량은, 20∼80g/㎡가 바람직하다.

그 외의 제조 방법의 조건은, 특별히 한정되지 않지만, 생산성의 관점에서, 상기의 어닐링, 용융 아연 도금, 아연 도금의 합금화 처리 등의 일련의 처리는, 용융 아연 도금 라인인 CGL(Continuous Galvanizing Line)로 행하는 것이 바람직하다. 용융 아연 도금 후는, 도금의 단위 면적당 중량을 조정하기 위해, 와이핑이 가능하다. 또한, 상기한 조건 이외의 도금 등의 조건은, 용융 아연 도금의 통상적인 방법에 의할 수 있다.

[조질 압연](적합 조건)

조질 압연을 행하는 경우에는, 도금 처리 후의 스킨 패스 압연에서의 압하율은, 0.1％ 이상 2.0％ 이하의 범위가 바람직하다. 스킨 패스 압연에서의 압하율은 0.1％ 미만에서는 효과가 작고, 제어도 곤란한 점에서, 이것이 양호 범위의 하한이 된다. 또한, 스킨 패스 압연에서의 압하율은 2.0％를 초과하면, 생산성이 현저하게 저하하고, 또한, YR이 증가하기 때문에, 이것을 양호 범위의 상한으로 한다. 스킨 패스 압연은, 온라인에서 행해도 좋고, 오프라인에서 행해도 좋다. 또한, 한번에 목적하는 압하율의 스킨 패스를 행해도 좋고, 수회로 나누어 행해도 상관없다.

실시예

이하, 본 발명의 고강도 강판 및 그의 제조 방법의 작용·효과에 대해서, 실시예를 이용하여 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시예에 한정되지 않는다.

표 1-1, 표 1-2에 나타내는 성분 조성을 갖고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을 전로로 용제하여, 연속 주조법으로 강 슬래브로 했다. 얻어진 강 슬래브를 1250℃로 가열하여, 표 2-1, 표 2-2에 나타내는 조건으로 열간 압연 후, 열연 강판을 권취하고, 이어서 열연 강판에 산 세정 처리를 실시하여, 표 2-1, 표 2-2에 나타내는 No.1∼20, 22, 23, 25, 27, 29, 30, 32∼37, 39, 41∼63, 65∼70에 대해서는, 표 2-1, 표 2-2에 나타내는 조건으로 열연판 열처리를 실시했다.

이어서, 압하율: 50％로 냉간 압연하여, 판두께: 1.2㎜의 냉연 강판으로 했다. 얻어진 냉연 강판을, 표 2-1, 표 2-2에 나타내는 조건으로 어닐링 처리를 실시하여, 고강도 냉연 강판(CR)을 얻었다. 또한, 어닐링 처리에서는, 가열 온도까지의 평균 가열 속도: 1∼10℃/s로 하고, 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도: 5∼30℃/s로 하고, 보존 유지 온도로 보존 유지 후의 냉각에 있어서의 냉각 정지 온도: 실온, 당해 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도: 1∼10℃/s로 했다.

또한, 일부의 고강도 냉연 강판(박강판)에 대하여 도금 처리를 실시하여, 용융 아연 도금 강판(GI), 합금화 용융 아연 도금 강판(GA), 전기 아연 도금 강판(EG)을 얻었다. 용융 아연 도금욕은, GI에서는, Al: 0.14∼0.19질량％ 함유 아연욕을 사용하고, 또한 GA에서는, Al: 0.14질량％ 함유 아연욕을 사용하고, 욕온은 각각 470℃로 했다. 또한, 도금 부착량은, GI에서는, 편면당 45∼72g/㎡ 정도로 하고, 또한 GA에서는, 편면당 45g/㎡ 정도로 하고, GI, GA의 어느 것이나 양면 도금으로 했다. 또한, GA에 대해서는, 도금층 중의 Fe 농도를 9질량％ 이상 12질량％ 이하로 했다. EG에서는, 도금층 중의 Ni 함유량이 9질량％ 이상 25질량％ 이하인 Zn-Ni 합금 도금층으로 했다.

또한, 표 1-1, 표 1-2에 나타내는 T1 온도(℃)는, 이하의 (1)식을 이용하여 구했다.

또한, 표 1-1, 표 1-2에 나타내는 T2 온도(℃)는, 이하의 (2)식을 이용하여 구했다.

T2 온도(℃)＝560－566×[％C]－150×[％C]×[％Mn]－7.5×[％Si]＋15×[％Cr]－67.6×[％C]×[％Cr]…(2)

여기에서, [％X]는, 강 중의 성분 원소 X의 함유량(질량％)을 나타내고, 성분 원소 X를 함유하지 않는 경우는, [％X]를 0으로 하여 계산한다.

(표 1-1)

(표 1-2)

(표 2-1)

(표 2-2)

이상과 같이 하여 얻어진 고강도 냉연 강판 및 고강도 도금 강판을 공시강으로 하여, 기계적 특성을 평가했다. 기계적 특성은, 이하에 나타내는, 강판의 구성 조직의 정량 평가, 인장 시험을 행하여 평가했다. 얻어진 결과를 표 3-1, 표 3-2에 나타낸다.

강판의 조직 전체에 차지하는 각 조직의 면적률

템퍼링 마르텐사이트, 퀀칭 마르텐사이트, 베이나이트의 면적률의 측정 방법은, 이하와 같다. 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면이 관찰면이 되도록 시료를 잘라낸 후, 관찰면을 다이아몬드 페이스트를 이용하여 경면 연마하고, 그 후, 콜로이달 실리카를 이용하여 마무리 연마를 실시하고, 추가로, 3vol.％ 나이탈로 에칭하여 조직을 현출시킨다. 가속 전압이 1kV의 조건에서, InLens 검출기에 의한 SEM(Scanning Electron Microscope；주사 전자 현미경)을 이용하여, 5000배의 배율로, 17㎛×23㎛의 시야 범위에서 3시야 관찰하고, 얻어진 조직 화상을, Adobe Systems사의 Adobe Photoshop을 이용하여, 각 구성 조직(템퍼링 마르텐사이트, 퀀칭 마르텐사이트, 베이나이트)의 면적을 측정 면적으로 나눈 면적률을 3시야분 산출하고, 그들 값을 평균하여 각 조직의 면적률로서 구했다. 또한, 상기의 조직 화상에 있어서, 템퍼링 마르텐사이트는 오목부의 기지 조직으로 미세한 탄화물을 포함하는 조직이고, 퀀칭 마르텐사이트는 볼록부이고 또한 조직 내부가 미세한 요철을 가진 조직이고, 베이나이트는 오목부이고 조직 내부가 평탄한 조직이다. 또한, 여기에서 구한 템퍼링 마르텐사이트의 면적률을 TM의 면적률, 퀀칭 마르텐사이트의 면적률을 FM의 면적률, 베이나이트의 면적률을 B의 면적률로 하여, 각각 표 3-1, 표 3-2에 나타낸다.

잔류 오스테나이트의 면적률

잔류 오스테나이트의 면적률은, 강판을 판두께 방향으로 판두께의 1/4까지 연삭·연마하여, X선 회절 측정에 의해 구했다. 입사 X선에는, Co-Kα를 이용하여, 페라이트의 (200), (211) 각 면의 적분 강도법에 의한 회절 강도에 대한 오스테나이트의 (200), (220), (311) 각 면의 적분 강도법에 의한 회절 강도의 강도비로부터 잔류 오스테나이트량을 계산했다. 또한, 여기에서 구한 잔류 오스테나이트량을, RA의 면적률로 하여 표 3-1, 표 3-2에 나타낸다.

잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경

잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경의 측정 방법은, 이하와 같다. 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면이 관찰면이 되도록 시료를 잘라낸 후, 관찰면을 다이아몬드 페이스트로 경면 연마하고, 그 후, 콜로이달 실리카를 이용하여 마무리 연마를 실시하고, 추가로, 3vol.％ 나이탈로 에칭하여 조직을 현출시킨다. 가속 전압이 1kV의 조건에서, InLens 검출기에 의한 SEM을 이용하여, 5000배의 배율로, 17㎛×23㎛의 시야 범위에서 3시야 관찰하고, 얻어진 조직 화상을, Adobe Systems사의 Adobe Photoshop을 이용하여, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경을 3시야분 산출하고, 그들 값을 평균하여 구할 수 있다. 또한, 상기의 조직 화상에 있어서, 잔류 오스테나이트는 볼록부이고 또한 조직 내부가 평탄한 조직이다. 또한, 여기에서 구한 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경을, RA의 평균 결정 입경으로 하여 표 3-1, 표 3-2에 나타낸다.

템퍼링 마르텐사이트에 대한 퀀칭 마르텐사이트의 경도비

템퍼링 마르텐사이트에 대한 퀀칭 마르텐사이트의 경도비는, 강판의 압연면을 연삭 후, 경면 연마를 한 후, 과염소산 알코올로 전해 연마를 한 판두께 1/4 위치(강판 표면으로부터 깊이 방향으로 판두께의 1/4에 상당하는 위치)에 대해서, 나노인덴테이션 장치(Hysitron사 제조　TI-950 TriboIndenter)를 이용하여, 하중 250μN의 조건에서, 템퍼링 마르텐사이트 및 퀀칭 마르텐사이트의 경도를 5점 측정하고, 각각의 조직의 평균 경도를 구했다. 여기에서 구한 각 조직의 평균 경도로부터 경도비를 산출했다. 또한, 여기에서 구한 템퍼링 마르텐사이트의 평균 경도에 대한 퀀칭 마르텐사이트의 평균 경도의 비를, TM에 대한 FM의 경도비로서 표 3-1, 표 3-2에 나타낸다.

KAM값

강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면(L 단면)을 습식 연마 및 콜로이달 실리카 용액을 이용한 버프 연마에 의해 표면을 평활화한 후, 0.1vol.％ 나이탈로 부식함으로써, 시료 표면의 요철을 최대한 저감하고, 또한, 가공 변질층을 완전히 제거하고, 이어서, 판두께 1/4 위치(강판 표면으로부터 깊이 방향으로 판두께의 1/4에 상당하는 위치)에 대해서, SEM-EBSD(Electron Back-Scatter Diffraction; 전자선 후방 산란 회절)법을 이용하여, 스텝 사이즈 0.05㎛의 조건으로 결정 방위를 측정했다. 다음으로, AMETEK EDAX사의 OIM Analysis를 이용하여, 상기 결정 방위의 원데이터(original data)를 Grain Dilation법(Grain Tolerance Angle: 5, Minimum Grain Size: 2)을 이용하여 클린 업 처리를 1회 처리한 후, CI(Confidence Index)＞0.1, GS(Grain Size)＞0.2 및, IQ＞200을 문턱값으로 설정하여, KAM값을 구했다. 여기에서, KAM(Kernel Average Misorientation)값이란 측정한 픽셀과 그의 제1 근접의 픽셀의 사이의 평균 방위차를 수치화한 것이다.

템퍼링 마르텐사이트의 평균 KAM값

템퍼링 마르텐사이트의 평균 KAM값은, 퀀칭 마르텐사이트에 인접하는 템퍼링 마르텐사이트 내에서 갖는 KAM값을 평균화함으로써 구했다.

템퍼링 마르텐사이트와 퀀칭 마르텐사이트의 이상 계면 근방에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트측에서의 최대 KAM값

템퍼링 마르텐사이트와 퀀칭 마르텐사이트의 이상 계면 근방에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트측에서의 최대 KAM값이란, 템퍼링 마르텐사이트와 그에 인접하는 퀀칭 마르텐사이트의 이상 계면으로부터 템퍼링 마르텐사이트측으로 0.2㎛ 이내의 범위에 있어서의 KAM값의 최대값이다.

상기에 의해, 템퍼링 마르텐사이트에서의 평균 KAM값과, 템퍼링 마르텐사이트와 퀀칭 마르텐사이트의 이상 계면 근방에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트측에서의 최대 KAM값을 구하고, 그의 비를, 템퍼링 마르텐사이트에서의 평균 KAM값에 대한, 템퍼링 마르텐사이트와 퀀칭 마르텐사이트의 이상 계면 근방에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트측에서의 최대 KAM값의 비로 했다. 그 값을 표 3-1, 표 3-2에 나타낸다.

구 오스테나이트립의 입경

구 오스테나이트립의 입경은, 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면이 관찰면이 되도록 시료를 잘라낸 후, 관찰면을 다이아몬드 페이스트로 경면 연마하고, 그 후, 피크르산 포화 수용액에, 술폰산, 옥살산 및 염화 제1철을 가한 부식액으로 에칭하여, 구 오스테나이트 입계를 현출시켰다. 광학 현미경을 이용하여, 400배의 배율로, 169㎛×225㎛의 시야 범위에서 3시야 관찰하고, 얻어진 조직 화상을, Adobe Systems사의 Adobe Photoshop을 이용하여, 구 오스테나이트립의 판두께 방향의 입경에 대한 압연 방향의 입경의 비를 3시야분 산출하고, 그들의 값을 평균하여 구할 수 있다. 또한, 여기에서 구한 구 오스테나이트립의 판두께 방향의 입경에 대한 압연 방향의 입경의 비(애스펙트비)를, 구 A립의 판두께 방향의 입경에 대한 압연 방향의 입경의 비로서 표 3-1, 표 3-2에 나타낸다.

기계 특성

기계 특성(인장 강도 TS, 항복 응력 YS, 전체 신장 El)의 측정 방법은, 이하와 같다. 인장 시험은, 인장 시험편의 길이가, 강판의 압연 방향(L 방향), 강판의 압연 방향에 대하여 45°방향(D 방향), 강판의 압연 방향에 대하여 직각 방향(C 방향)의 3방향이 되도록 샘플을 채취한 JIS5호 시험편을 이용하여, JIS Z 2241(2011년)에 준거하여 행하고, YS(항복 응력), TS(인장 강도) 및 El(전체 신장)을 측정했다. 인장 강도와 전체 신장의 곱(TS×El)을 산출하여, 강도와 가공성(연성)의 밸런스를 평가했다. 또한, 본 발명에서는, 연성 즉 El(전체 신장)이 우수하다는 것은, TS×El의 값이 16500㎫·％ 이상인 경우를 양호로 판단했다. 또한, YS의 제어성이 우수하다는 것은, YS의 제어성의 지표인 항복비: YR＝(YS/TS)×100의 값이 65％ 이상 95％ 이하인 경우를 양호로 판단했다. 또한, YS의 면 내 이방성이 우수하다는 것은, YS의 면 내 이방성의 지표인 │ΔYS│의 값이 50㎫ 이하인 경우를 양호로 판단했다. 또한, 표 3-1, 표 3-2에 나타내는 YS, TS 및 El은, C 방향의 시험편의 측정 결과를 나타냈다. │ΔYS│는 전술의 계산 방법으로 산출했다.

구멍 확장 시험은, JIS Z 2256(2010년)에 준거하여 행했다. 얻어진 각 강판을 100㎜×100㎜로 절단 후, 클리어런스 12％±1％로 직경 10㎜의 구멍을 천공한 후, 내경 75㎜의 다이스를 이용하여 주름 누름력(blank-holding pressure) 9ton(88.26kN)으로 억제한 상태에서, 꼭지각 60°의 원추 펀치를 구멍에 밀어넣어 균열 발생 한계에 있어서의 구멍 직경을 측정하고, 하기의 식으로부터, 한계 구멍 확장률: λ(％)를 구하고, 이 한계 구멍 확장률의 값으로부터 구멍 확장성을 평가했다.

한계 구멍 확장률: λ(％)＝｛(D_f－D₀)/D₀｝×100

단, D_f는 균열 발생시의 공경(㎜), D₀은 초기 공경(㎜)이다. 또한, 본 발명에서는, 신장 플랜지성이 우수하다는 것은, 신장 플랜지성의 지표인 λ의 값이 강판의 강도에 관계없이 30％ 이상인 경우를 양호로 판단했다.

또한, 잔부 조직에 대해서도 일반적인 방법으로 확인하여, 표 3-1, 표 3-2에 나타냈다.

(표 3-1)

(표 3-2)

표 3-1, 표 3-2로부터 명백한 바와 같이, 본 발명예에서는, TS가 1180㎫ 이상이고, 또한 TS×El의 값이 16500㎫·％ 이상, λ의 값이 30％ 이상, YR의 값이 65％ 이상 95％ 이하,│ΔYS│의 값이 50㎫ 이하이고, 연성, 신장 플랜지성, 항복 응력의 제어성, 항복 응력의 면 내 이방성이 우수한 고강도 강판이 얻어지는 것을 알 수 있다. 이에 대하여, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예의 강판에서는, 실시예로부터도 명백한 바와 같이, 인장 강도, 연성, 신장 플랜지성, 항복 응력의 제어성, 항복 응력의 면 내 이방성 중 어느 1개 이상에서 목표 성능을 만족할 수 없다.

이상, 본 발명의 실시 형태에 대해서 설명했지만, 본 발명은, 본 실시 형태에 의한 본 발명의 개시된 일부를 이루는 기술에 의해 한정되는 것은 아니다. 즉, 본 실시 형태에 기초하여 통상의 기술자 등에 의해 이루어지는 다른 실시 형태, 실시예 및 운용 기술 등은 모두 본 발명의 범주에 포함된다. 예를 들면, 상기한 제조 방법에 있어서의 일련의 열처리에 있어서는, 열이력 조건만 만족하면, 강판에 열처리를 실시하는 설비 등은 특별히 한정되는 것은 아니다.

Claims

성분 조성은, 질량％로,
C: 0.08％ 이상 0.35％ 이하,
Si: 0.50％ 이상 2.50％ 이하,
Mn: 2.00％ 이상 3.50％ 이하,
P: 0.001％ 이상 0.100％ 이하,
S: 0.0200％ 이하,
Al: 0.010％ 이상 1.000％ 이하,
N: 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
강 조직은,
템퍼링 마르텐사이트가 면적률로 75.0％ 이상,
퀀칭 마르텐사이트가 면적률로 1.0％ 이상 20.0％ 이하,
베이나이트가 면적률로 10.0% 이하,
잔류 오스테나이트가 면적률로 5.0％ 이상 20.0％ 이하이고,
템퍼링 마르텐사이트, 퀀칭 마르텐사이트, 베이나이트, 및 잔류 오스테나이트 이외의 조직이 합계 면적률로 3.0% 이하이고,
템퍼링 마르텐사이트에 대한 퀀칭 마르텐사이트의 경도비가 1.5 이상 3.0 이하이고,
템퍼링 마르텐사이트에서의 평균 KAM값에 대한, 템퍼링 마르텐사이트와 퀀칭 마르텐사이트의 이상 계면 근방에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트측에서의 최대 KAM값의 비가 1.5 이상 30.0 이하이고,
구 오스테나이트립의 판두께 방향의 입경에 대한 압연 방향의 입경의 비의 평균값이 2.0 이하인 고강도 강판.
제1항에 있어서,
상기 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 0.2㎛ 이상 5.0㎛ 이하인 고강도 강판.
제1항에 있어서,
상기 성분 조성에 더하여, 질량％로,
Ti: 0.001％ 이상 0.100％ 이하,
Nb: 0.001％ 이상 0.100％ 이하,
V: 0.001％ 이상 0.100％ 이하,
B: 0.0001％ 이상 0.0100％ 이하,
Mo: 0.01％ 이상 0.50％ 이하,
Cr: 0.01％ 이상 1.00％ 이하,
Cu: 0.01％ 이상 1.00％ 이하,
Ni: 0.01％ 이상 0.50％ 이하,
As: 0.001％ 이상 0.500％ 이하,
Sb: 0.001％ 이상 0.200％ 이하,
Sn: 0.001％ 이상 0.200％ 이하,
Ta: 0.001％ 이상 0.100％ 이하,
Ca: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하,
Mg: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하,
Zn: 0.001％ 이상 0.020％ 이하,
Co: 0.001％ 이상 0.020％ 이하,
Zr: 0.001％ 이상 0.020％ 이하,
REM: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하
중에서 선택되는 적어도 1종을 함유하는 고강도 강판.
제2항에 있어서,
상기 성분 조성에 더하여, 질량％로,
Ti: 0.001％ 이상 0.100％ 이하,
Nb: 0.001％ 이상 0.100％ 이하,
V: 0.001％ 이상 0.100％ 이하,
B: 0.0001％ 이상 0.0100％ 이하,
Mo: 0.01％ 이상 0.50％ 이하,
Cr: 0.01％ 이상 1.00％ 이하,
Cu: 0.01％ 이상 1.00％ 이하,
Ni: 0.01％ 이상 0.50％ 이하,
As: 0.001％ 이상 0.500％ 이하,
Sb: 0.001％ 이상 0.200％ 이하,
Sn: 0.001％ 이상 0.200％ 이하,
Ta: 0.001％ 이상 0.100％ 이하,
Ca: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하,
Mg: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하,
Zn: 0.001％ 이상 0.020％ 이하,
Co: 0.001％ 이상 0.020％ 이하,
Zr: 0.001％ 이상 0.020％ 이하,
REM: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하
중에서 선택되는 적어도 1종을 함유하는 고강도 강판.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
강판 표면에 도금층을 갖는 고강도 강판.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로서,
강 소재를 가열하고,
이어서, 마무리 압연 입측 온도: 1020℃ 이상 1180℃ 이하, 마무리 압연 출측 온도: 800℃ 이상 1000℃ 이하로 하는 열간 압연을 행하고,
이어서, 권취 온도: 600℃ 이하에서 권취하고,
이어서, 냉간 압연을 행하고,
이어서, (1)식으로 정의되는 온도를 T1 온도(℃), (2)식으로 정의되는 온도를 T2 온도(℃)로 할 때,
가열 온도: T1 온도 이상 950℃ 이하에서 10s 이상 보열한 후,
냉각 정지 온도: 220℃ 이상 ((220℃＋T2 온도)/2) 이하까지 냉각한 후,
당해 냉각 정지 온도에서 재가열 온도: A 이상 560℃ 이하(A: (T2 온도＋20℃)≤A≤530℃를 충족하는 임의의 온도(℃))까지, 평균 가열 속도: 10℃/s 이상으로 재가열한 후,
보존 유지 온도(A): (T2 온도＋20℃) 이상 530℃ 이하에서 10s 이상 보존 유지의 어닐링을 행하는 고강도 강판의 제조 방법.
T1 온도(℃)＝960－203×[％C]^1/2＋45×[％Si]－30×[％Mn]＋150×[％Al]－20×[％Cu]＋11×[％Cr]＋400×[％Ti] …(1)
또한, [％X]는, 강 중의 성분 원소 X의 함유량(질량％)을 나타내고, 함유하지 않는 경우는 0으로 한다.
T2 온도(℃)＝560－566×[％C]－150×[％C]×[％Mn]－7.5×[％Si]＋15×[％Cr]－67.6×[％C]×[％Cr]　…(2)
또한, [％X]는, 강 중의 성분 원소 X의 함유량(질량％)을 나타내고, 함유하지 않는 경우는 0으로 한다.
제6항에 있어서,
상기 열간 압연은, 마무리 압연의 최종 패스의 1패스 전의 패스의 압하율이 15％ 이상 25％ 이하인 고강도 강판의 제조 방법.
제6항에 있어서,
상기 권취 후, 권취 온도로부터 200℃ 이하로 냉각하고, 그 후 가열하여 450℃ 이상 650℃ 이하의 온도역에서 900s 이상 보존 유지하는 열처리를 한 후, 상기 냉간 압연을 행하는 고강도 강판의 제조 방법.
제7항에 있어서,
상기 권취 후, 권취 온도로부터 200℃ 이하로 냉각하고, 그 후 가열하여 450℃ 이상 650℃ 이하의 온도역에서 900s 이상 보존 유지하는 열처리를 한 후, 상기 냉간 압연을 행하는 고강도 강판의 제조 방법.
제6항에 있어서,
상기 어닐링의 후에, 도금 처리를 실시하는 고강도 강판의 제조 방법.
제7항에 있어서,
상기 어닐링의 후에, 도금 처리를 실시하는 고강도 강판의 제조 방법.
제8항에 있어서,
상기 어닐링의 후에, 도금 처리를 실시하는 고강도 강판의 제조 방법.
제9항에 있어서,
상기 어닐링의 후에, 도금 처리를 실시하는 고강도 강판의 제조 방법.