KR102692691B1

KR102692691B1 - 고강도 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR102692691B1
Application number: KR1020217026793A
Authority: KR
Inventors: 가즈키 엔도; 요시야스 가와사키; 유키 도지; 요시마사 후나카와; 마이 아오야마
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2019-02-25
Filing date: 2019-12-10
Publication date: 2024-08-07
Also published as: CN113454244A; WO2020174805A1; JPWO2020174805A1; MX2021010031A; US20220186334A1; CN113454244B; JP6809647B1; EP3933054A1; KR20210118442A; EP3933054A4

Abstract

980 ㎫ 이상의 인장 강도를 가지며, 또한 우수한 성형성을 갖는 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 소정의 성분 조성을 가지며, 또한 제조 조건을 최적화한, 면적률로 페라이트가 35 ％ 이상 80 ％ 이하, ??치드 마텐자이트가 5 ％ 이상 35 ％ 이하, 템퍼드 마텐자이트가 0.1 ％ 이상 3.0 ％ 미만, 면적률로, 잔류 오스테나이트가 8 ％ 이상이고, 상기 페라이트의 평균 결정 입경이 6 ㎛ 이하, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 3 ㎛ 이하, 상기 잔류 오스테나이트 중의 평균 Mn 량을 상기 페라이트 중의 평균 Mn 량으로 나눈 값이 1.5 이상, 입경이 원 상당 직경으로 3 ㎛ 이상인 ??치드 마텐자이트와, 원 상당 직경 3 ㎛ 이상인 잔류 오스테나이트의 면적률의 합을, 전체 ??치드 마텐자이트와 전체 잔류 오스테나이트의 면적률의 합으로 나눈 값이 0.4 미만, 상이한 결정 방위를 갖는 3 개 이상의 페라이트와 접하는, 잔류 오스테나이트의 면적률을, 전체 잔류 오스테나이트의 면적률로 나눈 값이 0.6 미만인 강 조직을 갖는, 성형성이 우수한 고강도 강판.

Description

고강도 강판 및 그 제조 방법

본 발명은 자동차, 전기 등의 산업 분야에서 사용되는 부재로서 바람직한, 성형성이 우수한 고강도 강판 및 제조 방법에 관한 것으로서, 특히, 980 ㎫ 이상의 TS (인장 강도) 를 갖고, 연성뿐만 아니라, 구멍 확장성, 굽힘성도 우수한 고강도 강판을 얻고자 하는 것이다.

최근, 지구 환경의 보전 견지에서, 자동차의 연비 향상이 중요한 과제로 되어 있다. 이 때문에, 차체 재료의 고강도화에 의해서 박육화를 도모하여, 차체 자체를 경량화하고자 하는 움직임이 활발해지고 있지만, 강판의 고강도화는 성형성의 저하를 초래함하는 점에서, 고강도와 고성형성을 겸비하는 재료의 개발이 요망되고 있다.

고강도이면서 또한 고연성이 우수한 강판으로서, 잔류 오스테나이트의 가공 유기 변태를 이용한 고강도 강판이 제안되어 있다. 이와 같은 강판은, 잔류 오스테나이트를 가진 조직을 보이고, 강판의 성형시에는 잔류 오스테나이트에 의해서 성형이 용이한 한편, 성형 후에는 잔류 오스테나이트가 마텐자이트화하기 때문에 고강도를 구비한 것이 된다.

예를 들어, 특허 문헌 1 에서는, 0.2 ∼ 2.5 중량％ 의 Mn 을 함유하고, 인장 강도가 1000 ㎫ 이상이며, EL (전연신) 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 온도역으로 ??칭하여 등온 유지하는, 이른바 오스템퍼 처리를 행함으로써 제조된다. 이 오스템퍼 처리에 의한 오스테나이트에 대한 C 의 농화에 의해서 잔류 오스테나이트가 생성되는데, 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 강판으로서는 실용화가 곤란해진다. 또, 상기 특허 문헌에서는, 고강도 박강판의 연성을 향상시키는 것을 주목적으로 하기 때문에, 구멍 확장성이나 굽힘성에 대해서는 고려되어 있지 않다.

특허 문헌 2 에서는, 4 ∼ 6 중량％ 의 Mn 을 함유하는 강을 사용하여, 페라이트와 오스테나이트의 2 상역에서의 열처리를 실시함으로써, 높은 강도-연성 밸런스가 얻어지고 있다. 그러나, 특허 문헌 2 에서는, 미변태 오스테나이트 중에 대한 Mn 농화에 의한 연성의 향상에 대해서는 검토되어 있지 않아, 가공성의 개선의 여지가 있다.

또 특허 문헌 3 에서는, 3.0 ∼ 7.0 질량％ 의 Mn 을 함유하는 강을 사용하여, 페라이트와 오스테나이트의 2 상역에서의 열처리를 실시함으로써, 미변태 오스테나이트 중에 Mn 을 농화시킴으로써, 안정적인 잔류 오스테나이트를 형성시켜 전연신을 향상시키고 있다. 그러나, 열처리 시간이 짧고, Mn 의 확산 속도는 늦기 때문에, 농화가 불충분한 것으로 추찰된다.

또한, 특허 문헌 4 에서는, 0.50 ∼ 12.00 질량％ 의 Mn 을 함유하는 강을 사용하여, 열연판에 페라이트와 오스테나이트의 2 상역에서 장시간 열처리를 실시함으로써, 미변태 오스테나이트 중에 대한 Mn 농화를 촉진시킨 애스펙트비가 큰 잔류 오스테나이트를 형성시켜 균일 연신과, 구멍 확장성을 향상시키고 있다. 그러나, 상기 문헌은, 고강도 강판의 연성과 구멍 확장성의 향상에 대한 검토뿐으로, 잔류 오스테나이트나 마텐자이트로 이루어지는 제 2 상의 분산 상태 제어에 의한 구멍 확장성의 향상이나 굽힘성에 대해서는 검토되어 있지 않다.

(특허 문헌 1) 일본 공개특허공보 소61-157625호 (특허 문헌 2) 일본 공개특허공보 평1-259120호 (특허 문헌 3) 일본 공개특허공보 2003-138345호 (특허 문헌 4) 일본 특허공보 제6123966호

본 발명은 상기와 같은 현 상황을 감안하여 이루어진 것으로서, 그 목적은, 980 ㎫ 이상의 TS (인장 강도) 와, 우수한 성형성, 특히 우수한 연성뿐만 아니라 우수한 구멍 확장성과 굽힘성을 갖는 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것에 있다.

본 발명자들은 상기한 과제를 해결하기 위해서, 강판의 성분 조성 및 제조 방법의 관점에서 예의 연구를 거듭한 결과, 아래의 것을 알아내었다.

2.50 질량％ 이상 8.00 질량％ 이하의 Mn 을 함유하고, 필요에 따라서 Ti 등의 그 밖의 합금 원소의 성분 조성을 적정하게 조정하여, 열간 압연 후, 필요에 따라서, Ac₁ 변태점 이하의 온도역에서 1800 s 초과 유지하고, 필요에 따라서, 산세 처리를 실시하고, 냉간 압연한다. 그 후, Ac₃ 변태점 이상의 온도역에서 20 ∼ 1800 s 유지 후, 50 ℃ 이상 350 ℃ 이하까지 냉각시키고, 냉각 정지 온도에서 2 s ∼ 600 s 유지 후, 냉각시키고, 필요에 따라서, 산세 처리한다. 이어서, Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역에서 20 ∼ 1800 s 유지 후, 냉각시키고, 필요에 따라서, 산세 처리하고, 그 후, 바람직하게는 Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역에서 20 ∼ 1800 s 유지 후, 냉각시킨다. 그 결과, 강 조직이, 면적률로, 페라이트가 35 ％ 이상 80 ％ 이하, ??치드 마텐자이트가 5 ％ 이상 35 ％ 이하이고, 템퍼드 마텐자이트가 0.1 ％ 이상 3.0 ％ 미만이며, 면적률로, 잔류 오스테나이트가 8 ％ 이상이고, 또한 상기 페라이트의 평균 결정 입경이 6 ㎛ 이하, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 3 ㎛ 이하이고, 상기 잔류 오스테나이트 중의 평균 Mn 량 (질량％) 을 상기 페라이트 중의 평균 Mn 량 (질량％) 으로 나눈 값이 1.5 이상이고, 또한 입경이 원 상당 직경으로 3 ㎛ 이상인 ??치드 마텐자이트와, 원 상당 직경으로 3 ㎛ 이상인 잔류 오스테나이트의 면적률의 합을, 전체 ??치드 마텐자이트와 전체 잔류 오스테나이트의 면적률의 합으로 나눈 값이 0.4 미만이고, 상이한 결정 방위를 갖는 3 개 이상의 페라이트와 접하는, 잔류 오스테나이트의 면적률을, 전체 잔류 오스테나이트의 면적률로 나눈 값이 0.6 미만인, 우수한 성형성을 가진 고강도 강판의 제조가 가능해지는 것이 밝혀졌다.

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

[1] 질량％ 로, C : 0.030 ％ ∼ 0.250 ％, Si : 0.01 ％ ∼ 3.00 ％, Mn : 2.50 ％ ∼ 8.00 ％, P : 0.001 ％ ∼ 0.100 ％, S : 0.0001 ％ ∼ 0.0200 ％, N : 0.0005 ％ ∼ 0.0100 ％, Al : 0.001 ％ ∼ 2.000 ％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과, 면적률로, 페라이트가 35 ％ 이상 80 ％ 이하, ??치드 마텐자이트가 5 ％ 이상 35 ％ 이하이고, 템퍼드 마텐자이트가 0.1 ％ 이상 3.0 ％ 미만이며, 면적률로, 잔류 오스테나이트가 8 ％ 이상이고, 또한 상기 페라이트의 평균 결정 입경이 6 ㎛ 이하, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 3 ㎛ 이하이고, 상기 잔류 오스테나이트 중의 평균 Mn 량 (질량％) 을 상기 페라이트 중의 평균 Mn 량 (질량％) 으로 나눈 값이 1.5 이상이고, 또한 입경이 원 상당 직경으로 3 ㎛ 이상인 ??치드 마텐자이트와, 원 상당 직경으로 3 ㎛ 이상인 잔류 오스테나이트의 면적률의 합을, 전체 ??치드 마텐자이트와 전체 잔류 오스테나이트의 면적률의 합으로 나눈 값이 0.4 미만이고, 상이한 결정 방위를 갖는 3 개 이상의 페라이트와 접하는, 잔류 오스테나이트의 면적률을, 전체 잔류 오스테나이트의 면적률로 나눈 값이 0.6 미만인 강 조직을 갖는, 고강도 강판.

[2] 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％ 로, Ti : 0.005 ％ ∼ 0.200 ％, Nb : 0.005 ％ ∼ 0.200 ％, V : 0.005 ％ ∼ 0.500 ％, W : 0.005 ％ ∼ 0.500 ％, B : 0.0003 ％ ∼ 0.0050 ％, Ni : 0.005 ％ ∼ 1.000 ％, Cr : 0.005 ％ ∼ 1.000 ％, Mo : 0.005 ％ ∼ 1.000 ％, Cu : 0.005 ％ ∼ 1.000 ％, Sn : 0.002 ％ ∼ 0.200 ％, Sb : 0.002 ％ ∼ 0.200 ％, Ta : 0.001 ％ ∼ 0.100 ％, Ca : 0.0005 ％ ∼ 0.0050 ％, Mg : 0.0005 ％ ∼ 0.0050 ％, Zr : 0.0005 ％ ∼ 0.0050 ％, REM : 0.0005 ％ ∼ 0.0050 ％ 중에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 함유하는, [1] 에 기재된 고강도 강판.

[3] 표면에 아연 도금층을 갖는, [1] 또는 [2] 에 기재된 고강도 강판.

[4] 상기 아연 도금층이, 합금화 용융 아연 도금층인, [3] 에 기재된 고강도 강판.

[5] [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 실시하며, 그 후, Ac₃ 변태점 이상의 온도역에서 20 ∼ 1800 s 유지 후, 50 ℃ 이상 350 ℃ 이하의 범위 내의 냉각 정지 온도까지 냉각시키고, 상기 냉각 정지 온도에서 2 s ∼ 600 s 유지 후 냉각시키고, 그 후, Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역에서 20 ∼ 1800 s 유지 후, 냉각시키는, 고강도 강판의 제조 방법.

[6] [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 실시하며, 그 후, Ac₃ 변태점 이상의 온도역에서 20 ∼ 1800 s 유지 후, 50 ℃ 이상 350 ℃ 이하의 범위 내의 냉각 정지 온도까지 냉각시키고, 상기 냉각 정지 온도에서 2 s ∼ 600 s 유지 후 냉각시키고, 그 후, Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역에서 20 ∼ 1800 s 유지 후, 냉각시킨 후, 추가로 Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역에서 20 ∼ 1800 s 유지 후, 냉각시키는, 고강도 강판의 제조 방법.

[7] 권취 후, Ac₁ 변태점 이하의 온도역에서 1800 s 초과 유지하는, [5] 또는 [6] 에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

[8] 추가로 아연 도금 처리를 실시하는, [5] ∼ [7] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

[9] 상기 아연 도금 처리 후, 450 ℃ ∼ 600 ℃ 에서 합금화 처리를 실시하는, [8] 에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 980 ㎫ 이상의 TS (인장 강도) 를 갖고, 성형성, 특히 연성뿐만 아니라 구멍 확장성과 굽힘성이 우수한 고강도 강판이 얻어진다. 본 발명의 제조 방법에 의해서 얻어진 고강도 강판을, 예를 들어, 자동차 구조 부재에 적용함으로써 차체 경량화에 의한 연비 개선을 도모할 수 있어, 산업상의 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 상기한 범위로 한정한 이유에 대해서 설명한다.

C : 0.030 ％ 이상 0.250 ％ 이하

C 는, 마텐자이트를 생성시키고, 강도를 상승시키기 위해서 필요한 원소이다. 또, C 는, 잔류 오스테나이트의 안정성을 향상시키고, 강의 연성을 향상시키는 데 유효한 원소이다. C 함유량이 0.030 ％ 미만에서는 원하는 마텐자이트의 면적률을 확보하기가 어렵고, 원하는 강도가 얻어지지 않는다. 또, 충분한 잔류 오스테나이트의 면적률을 확보하기가 어렵고, 양호한 연성이 얻어지지 않는다. 한편, C 를, 0.250 ％ 를 초과하여 과잉으로 함유하면, 경질의 마텐자이트의 면적률이 과대해져, 구멍 확장 시험시에, 마텐자이트의 결정 입계에서의 마이크로보이드가 증가되고, 또한 균열의 전파가 진행되어 버려, 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. C 함유량은, 바람직하게는 0.080 ％ 이상이다. C 함유량은, 바람직하게는 0.200 ％ 이하이다. 이하, 경질의 마텐자이트란, ??치드 마텐자이트 (??칭된 상태의 마텐자이트) 를 가리킨다.

Si : 0.01 ％ 이상 3.00 ％ 이하

Si 는, 페라이트의 가공 경화능을 향상시키기 때문에, 양호한 연성의 확보에 유효하다. Si 량이 0.01 ％ 에 못 미치면 그 함유 효과가 부족해지기 때문에, 하한을 0.01 ％ 로 하였다. 그러나, 3.00 ％ 를 초과하는 Si 의 과잉된 함유는, 강의 취화를 일으킬 뿐만 아니라 적스케일 등의 발생에 의한 표면 성상의 열화를 야기한다. 또한, 화성 처리성 및, 도금 품질의 저하를 초래한다. 그 때문에, Si 함유량은 0.01 ％ 이상 3.00 ％ 이하로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 0.20 ％ 이상이다. Si 함유량은, 바람직하게는 2.00 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.70 ％ 미만이다.

Mn : 2.50 ％ 이상 8.00 ％ 이하

Mn 은, 본 발명에 있어서 매우 중요한 함유 원소이다. Mn 은, 잔류 오스테나이트를 안정화시키는 원소로서, 양호한 연성의 확보에 유효하고, 또한 고용 강화에 의해서 강의 강도를 상승시키는 원소이다. 이와 같은 작용은, 강의 Mn 함유량이 2.50 ％ 이상에서 확인된다. 단, Mn 함유량이 8.00 ％ 를 초과하는 과잉된 함유는, 화성 처리성 및 도금 품질을 악화시킨다. 이러한 관점에서 Mn 함유량을, 2.50 ％ 이상 8.00 ％ 이하로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 3.10 ％ 이상, 보다 바람직하게는 3.20 ％ 이상이다. Mn 함유량은, 바람직하게는 6.00 ％ 이하, 보다 바람직하게는 4.20 ％ 이하이다.

P : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하

P 는, 고용 강화의 작용을 갖고, 원하는 강도에 따라서 함유할 수 있는 원소이다. 또, P 는, 페라이트 변태를 촉진하기 때문에 복합 조직화에도 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, P 함유량을 0.001 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, P 함유량이 0.100 ％ 를 초과하면, 용접성의 열화를 초래함과 함께, 아연 도금을 합금화 처리하는 경우에는, 합금화 속도를 저하시켜, 아연 도금의 품질을 저해한다. 따라서, P 함유량은 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하로 한다. P 함유량은, 바람직하게는 0.005 ％ 이상으로 한다. P 함유량은, 바람직하게는 0.050 ％ 이하로 한다.

S : 0.0001 ％ 이상 0.0200 ％ 이하

S 는, 입계에 편석하여 열간 가공시에 강을 취화시킴과 함께, 황화물로서 존재하여 국부 변형능을 저하시킨다. 그 때문에, S 함유량은 0.0200 ％ 이하, 바람직하게는 0.0100 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0050 ％ 이하로 할 필요가 있다. 그러나, 생산 기술 상의 제약으로부터, S 함유량은 0.0001 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 따라서, S 함유량은 0.0001 이상 0.0200 ％ 이하로 한다. S 함유량은, 바람직하게는 0.0001 ％ 이상으로 한다. S 함유량은, 바람직하게는 0.0100 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0050 ％ 이하로 한다.

N : 0.0005 ％ 이상 0.0100 ％ 이하

N 은, 강의 내시효성을 열화시키는 원소이다. 특히, N 함유량이 0.0100 ％ 를 초과하면, 내시효성의 열화가 현저해진다. N 함유량은 적을수록 바람직하지만, 생산 기술 상의 제약으로부터, N 함유량은 0.0005 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 따라서, N 함유량은 0.0005 ％ 이상 0.0100 ％ 로 한다. N 함유량은, 바람직하게는 0.0010 ％ 이상으로 한다. N 함유량은, 바람직하게는 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 함유량이 0.001 ％ 에 못 미치면 그 함유 효과가 부족해지기 때문에, 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 주조시의 강편 크랙 발생의 위험성이 높아져, 제조성을 저하시킨다. 이러한 관점에서 Al 함유량은, 0.001 ％ 이상 2.000 ％ 이하로 한다. Al 함유량은, 바람직하게는 0.200 ％ 이상이다. Al 함유량은, 바람직하게는 1.200 ％ 이하이다.

또, 상기한 성분에 더하여, 질량％ 로 Ti : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Nb : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하, V : 0.005 ％ 이상 0.500 ％ 이하, W : 0.005 ％ 이상 0.500 ％ 이하, B : 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Ni : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Cr : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Mo : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Cu : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Sn : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Sb : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Ta : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하, Ca : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Mg : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Zr : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, REM (Rare Earth Metal 의 약칭) : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 임의로 함유시킬 수 있다.

상기 성분 이외의 성분은, Fe 및 불가피적 불순물이다. 또한, 상기 성분을 하한치 미만에서 함유하는 경우, 하한치 미만에서 함유되는 성분은 불가피적 불순물로서 함유되는 것으로 한다.

Ti : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하

Ti 는, 강의 석출 강화에 유효하고, 페라이트의 강도를 향상시킴으로써 경질 제 2 상 (마텐자이트 혹은 잔류 오스테나이트) 과의 경도차를 저감할 수 있고, 양호한 구멍 확장성을 확보할 수 있다. 그 효과는 0.005 ％ 이상에서 얻어진다. 그러나, 0.200 ％ 를 초과하면, 경질의 마텐자이트의 면적률이 과대해져, 구멍 확장 시험시에, 마텐자이트의 결정 입계에서의 마이크로보이드가 증가되고, 또한 균열의 전파가 진행되어 버려, 구멍 확장성 (타발(打拔)) 이 저하되는 경우가 있다. 따라서, Ti 를 함유하는 경우에는, 그 함유량을 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하로 한다. Ti 함유량은, 바람직하게는 0.010 ％ 이상으로 한다. Ti 함유량은, 바람직하게는 0.100 ％ 이하로 한다.

Nb : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하, V : 0.005 ％ 이상 0.500 ％ 이하, W : 0.005 ％ 이상 0.500 ％ 이하

Nb, V, W 는, 강의 석출 강화에 유효하고, 그 효과는 각각 0.005 ％ 이상에서 얻어진다. 또, Ti 함유의 효과와 마찬가지로, 페라이트의 강도를 향상시킴으로써, 경질 제 2 상 (마텐자이트 혹은 잔류 오스테나이트) 과의 경도차를 저감할 수 있고, 양호한 구멍 확장성을 확보할 수 있다. 그 효과는, Nb, V, W 의 각각이 0.005 ％ 이상에서 얻어진다. 그러나, Nb 는 0.200 ％, V, W 는 0.500 ％ 를 초과하면, 경질의 마텐자이트의 면적률이 과대해져, 구멍 확장 시험시에, 마텐자이트의 결정 입계에서의 마이크로보이드가 증가되고, 또한 균열의 전파가 진행되어 버려, 구멍 확장성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, Nb 를 함유하는 경우에는, 그 함유량은 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하로 한다. Nb 함유량은, 바람직하게는 0.010 ％ 이상으로 한다. Nb 함유량은, 바람직하게는 0.100 ％ 이하로 한다. V, W 를 함유하는 경우에는, 그 함유량은 0.005 ％ 이상 0.500 ％ 이하로 한다. V, W 함유량은, 바람직하게는 0.010 ％ 이상으로 한다. V, W 함유량은, 바람직하게는 0.300 ％ 이하로 한다.

B : 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하

B 는, 오스테나이트 입계로부터의 페라이트의 생성 및 성장을 억제하는 작용을 갖고, 페라이트의 강도를 향상시킴으로써, 경질 제 2 상 (마텐자이트 혹은 잔류 오스테나이트) 과의 경도차를 저감할 수 있고, 양호한 구멍 확장성을 확보할 수 있다. 그 효과는, 0.0003 ％ 이상에서 얻어진다. 그러나, 0.0050 ％ 를 초과하면 성형성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, B 를 함유하는 경우에는, 그 함유량은 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하로 한다. B 함유량은, 바람직하게는 0.0005 ％ 이상으로 한다. B 함유량은, 바람직하게는 0.0030 ％ 이하로 한다.

Ni : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하

Ni 는, 잔류 오스테나이트를 안정화시키는 원소로서, 양호한 연성의 확보에 유효하고, 또한, 고용 강화에 의해서 강의 강도를 상승시키는 원소이다. 그 효과는, 0.005 ％ 이상에서 얻어진다. 한편, 1.000 ％ 를 초과하여 함유하면, 경질의 마텐자이트의 면적률이 과대해져, 구멍 확장 시험시에, 마텐자이트의 결정 입계에서의 마이크로보이드가 증가되고, 또한 균열의 전파가 진행되어 버려, 구멍 확장성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, Ni 를 함유하는 경우에는, 그 함유량은, 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하로 한다. Ni 함유량은, 바람직하게는 0.010 ％ 이상으로 한다. Ni 함유량은, 바람직하게는 0.500 ％ 이하로 한다.

Cr : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Mo : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하

Cr, Mo 는, 강도와 연성의 밸런스를 향상시키는 작용을 갖기 때문에, 필요에 따라서 함유할 수 있다. 그 효과는, Cr : 0.005 ％ 이상, Mo : 0.005 ％ 이상에서 얻어진다. 그러나, 각각 Cr : 1.000 ％, Mo : 1.000 ％ 를 초과하여 과잉으로 함유하면, 경질의 마텐자이트의 면적률이 과대해져, 구멍 확장 시험시에, 마텐자이트의 결정 입계에서의 마이크로보이드가 증가되고, 또한 균열의 전파가 진행되어 버려, 구멍 확장성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, 이들 원소를 함유하는 경우에는, 그 양을 각각 Cr : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하, Mo : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하로 한다. Cr 함유량은, 바람직하게는 0.010 ％ 이상으로 한다. Cr 함유량은, 바람직하게는 0.500 ％ 이하로 한다. Mo 함유량은, 바람직하게는 0.010 ％ 이상으로 한다. Mo 함유량은, 바람직하게는 0.500 ％ 이하로 한다.

Cu : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하

Cu 는, 강의 강화에 유효한 원소이다. 그 효과는, 0.005 ％ 이상에서 얻어진다. 한편, 1.000 ％ 를 초과하여 함유하면, 경질의 마텐자이트의 면적률이 과대해져, 구멍 확장 시험시에, 마텐자이트의 결정 입계에서의 마이크로보이드가 증가되고, 또한 균열의 전파가 진행되어 버려, 구멍 확장성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, Cu 를 함유하는 경우에는, 그 양을 : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하로 한다. Cu 함유량은, 바람직하게는 0.010 ％ 이상으로 한다. Cu 함유량은, 바람직하게는 0.500 ％ 이하로 한다.

Sn : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하, Sb : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하

Sn 및 Sb 는, 강판 표면의 질화나 산화에 의해서 발생되는 강판 표층의 수십 ㎛ 정도의 영역의 탈탄을 억제하는 관점에서, 필요에 따라서 함유한다. Sn 을 0.002 ％ 이상, 혹은 Sb 를 0.002 ％ 이상 함유함으로써, 이와 같은 질화나 산화를 억제하여, 강판 표면에 있어서 마텐자이트의 면적률이 감소되는 것을 방지한다. 그 결과, 강도나 재질 안정성의 확보에 유효하다. 한편으로, 이들 어느 원소에 대해서도, 0.200 ％ 를 초과하여 과잉으로 함유하면, 인성의 저하를 초래한다. 따라서, Sn 및 Sb 를 함유하는 경우에는, 그 함유량은, 각각 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하로 한다. Sn 및 Sb 함유량은, 각각, 바람직하게는 0.004 ％ 이상으로 한다. Sn 및 Sb 함유량은, 각각, 바람직하게는 0.050 ％ 이하로 한다. 여기에서, 마텐자이트란 ??치드 마텐자이트를 나타낸다.

Ta : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하

Ta 는, Ti 나 Nb 와 마찬가지로, 합금 탄화물이나 합금 탄질화물을 생성하여 고강도화에 기여한다. 덧붙여, Nb 탄화물이나 Nb 탄질화물에 일부 고용하고, (Nb, Ta) (C, N) 과 같은 복합 석출물을 생성함으로써 석출물의 조대화를 현저하게 억제하여, 석출 강화에 의한 강도에 대한 기여를 안정화시키는 효과가 있다고 생각된다. 이 때문에, Ta 를 함유하는 것이 바람직하다. 여기에서, 전술한 석출물 안정화의 효과는, Ta 의 함유량을 0.001 ％ 이상으로 함으로써 얻어진다. 한편으로, Ta 를 과잉으로 함유해도 석출물 안정화 효과가 포화되는 데다, 합금 비용도 증가한다. 따라서, Ta 를 함유하는 경우에는, 그 함유량은, 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하로 한다. Ta 함유량은, 바람직하게는 0.005 ％ 이상으로 한다. Ta 함유량은, 바람직하게는 0.050 ％ 이하로 한다.

Ca : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Mg : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Zr : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, REM : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하

Ca, Mg, Zr 및 REM 은, 황화물의 형상을 구상화하고, 구멍 확장성에 대한 황화물의 악영향을 더욱 개선하기 위해서 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, 각각 0.0005 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, 각각 0.0050 ％ 를 초과하는 과잉된 함유는, 개재물 등의 증가를 일으켜 표면 및 내부 결함 등을 야기한다. 따라서, Ca, Mg, Zr 및 REM 을 함유하는 경우에는, 그 함유량은 각각 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하로 한다. Ca, Mg, Zr 및 REM 함유량은, 각각, 바람직하게는 0.0010 ％ 이상으로 한다. Ca, Mg, Zr 및 REM 함유량은, 각각, 바람직하게는 0.0040 ％ 이하로 한다.

(2) 다음으로, 마이크로 조직에 대해서 설명한다.

페라이트의 면적률 : 35 ％ 이상 80 ％ 이하

충분한 연성을 확보하기 위해서, 페라이트의 면적률을 35 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 또, 980 ㎫ 이상의 인장 강도 확보를 위해서, 연질의 페라이트의 면적률을 80 ％ 이하로 할 필요가 있다. 또한, 여기에서 말하는 페라이트란, 폴리고날 페라이트나 그래뉼러 페라이트나 어시큘러 페라이트를 가리키고, 비교적 연질이고 연성이 풍부한 페라이트이다. 페라이트의 면적률은, 바람직하게는 40 ％ 이상이다. 페라이트의 면적률은, 바람직하게는 75 ％ 이하이다.

??치드 마텐자이트의 면적률 : 5 ％ 이상 35 ％ 이하

980 ㎫ 이상의 TS 를 달성하기 위해서는, ??치드 마텐자이트의 면적률을 5 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 또, 양호한 연성의 확보를 위해서, ??치드 마텐자이트의 면적률을 35 ％ 이하로 할 필요가 있다. ??치드 마텐자이트의 면적률은 바람직하게는 5 ％ 이상이다. ??치드 마텐자이트의 면적률은, 바람직하게는 30 ％ 이하이다.

템퍼드 마텐자이트의 면적률 : 0.1 ％ 이상 3.0 ％ 미만

템퍼드 마텐자이트는 양호한 구멍 확장성을 확보하기 위해서 0.1 ％ 이상 필요하다. 또, 980 ㎫ 이상의 TS 를 달성하기 위해서는 템퍼드 마텐자이트의 면적률을 3.0 ％ 미만으로 할 필요가 있다. 템퍼드 마텐자이트의 면적률은 바람직하게는 0.1 ％ 이상이다. 템퍼드 마텐자이트의 면적률은, 바람직하게는 2.0 ％ 이하이다.

또한, 페라이트, ??치드 마텐자이트 및 템퍼드 마텐자이트의 면적률은, 강판의 압연 방향으로 평행한 판 두께 단면 (L 단면) 을 연마 후, 3 vol.％ 나이탈로 부식시키고, 판 두께 1/4 위치 (강판 표면으로부터 깊이 방향으로 판 두께의 1/4 에 상당하는 위치) 에 대해서, SEM (주사형 전자 현미경) 을 사용하여 2000 배의 배율로 10 시야 관찰하고, 얻어진 조직 화상을 이용하여, Media Cybernetics 사의 Image-Pro 를 사용하여 각 조직 (페라이트, ??치드 마텐자이트, 템퍼드 마텐자이트) 의 면적률을 10 시야분 산출하고, 그 값들을 평균하여 구할 수 있다. 또, 상기한 조직 화상에 있어서, 페라이트는 회색의 조직 (하지 (下地) 조직), ??치드 마텐자이트는 백색의 조직, 템퍼드 마텐자이트는 백색의 마텐자이트의 내부에 회색의 내부 구조를 갖는 조직을 보이고 있다.

잔류 오스테나이트의 면적률 : 8 ％ 이상

충분한 연성을 확보하기 위해서, 잔류 오스테나이트의 면적률을 8 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 12 ％ 이상이다.

또한, 잔류 오스테나이트의 면적률은, 강판을 판 두께 1/4 위치로부터 0.1 ㎜ 의 면까지 연마 후, 화학 연마에 의해서 추가로 0.1 ㎜ 연마한 면에 대해서, X 선 회절 장치로 CoKα선을 사용하여, fcc (Face Centered Cubic) 철의 (200), (220), (311) 면 및, bcc (Body Centered Cubic) 철의 (200), (211), (220) 면의 회절 피크의 각각의 적분 강도비를 측정하고, 얻어진 9 개의 적분 강도비를 평균화하여 체적률을 구하고, 체적률의 값을 면적률로서 사용하였다.

페라이트의 평균 결정 입경 : 6 ㎛ 이하

페라이트의 결정립의 미세화는, TS 의 향상에 기여한다. 그 때문에, 원하는 TS 를 확보하기 위해서, 페라이트의 평균 결정 입경을 6 ㎛ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 5 ㎛ 이하이다.

잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경 : 3 ㎛ 이하

잔류 오스테나이트의 결정립의 미세화는, 연성과 구멍 확장성의 향상에 기여한다. 그 때문에, 양호한 연성, 구멍 확장성을 확보하기 위해서는, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경을 3 ㎛ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 2.5 ㎛ 이하이다.

잔류 오스테나이트 중의 평균 Mn 량 (질량％) 을 페라이트 중의 평균 Mn 량 (질량％) 으로 나눈 값 : 1.5 이상

잔류 오스테나이트 중의 평균 Mn 량 (질량％) 을 페라이트 중의 평균 Mn 량 (질량％) 으로 나눈 값이 1.5 이상인 것은, 본 발명에 있어서 매우 중요한 구성 요건이다. 양호한 연성을 확보하기 위해서는, Mn 이 농화된 안정적인 잔류 오스테나이트의 면적이 높을 필요가 있다. 바람직하게는 2.0 이상이다.

잔류 오스테나이트 중의 Mn 량은, FE-EPMA (Field Emission-Electron Probe Micro Analyzer ; 전계 방출형 전자 프로브 마이크로 애널라이저) 를 사용하여, 판 두께 1/4 위치에 있어서의 압연 방향 단면의 각 상에 대한 Mn 의 분포 상태를 정량화하고, 측정 시야 내의 랜덤한 30 개의 잔류 오스테나이트립 및 30 개의 페라이트립의 Mn 량의 정량 분석 결과의 평균치에 의해서 구할 수 있다.

원 상당 직경으로 3 ㎛ 이상인 ??치드 마텐자이트와, 원 상당 직경으로 3 ㎛ 이상인 잔류 오스테나이트의 면적률의 합을, 전체 ??치드 마텐자이트와 전체 잔류 오스테나이트의 면적률의 합으로 나눈 값이 0.4 미만

원 상당 직경으로 3 ㎛ 이상인 ??치드 마텐자이트와, 원 상당 직경으로 3 ㎛ 이상인 잔류 오스테나이트의 면적률의 합을, 전체 ??치드 마텐자이트와 전체 잔류 오스테나이트의 면적률의 합으로 나눈 값이 0.4 미만인 것은, 본 발명에 있어서 중요한 구성 요건이다. ??치드 마텐자이트와 잔류 오스테나이트의 결정 입경의 미세화는 구멍 확장성의 향상에 기여한다. 양호한 구멍 확장성을 확보하기 위해서는, 고강도와 고연성을 얻기에 충분한 ??치드 마텐자이트와 잔류 오스테나이트의 면적률을 확보한 후, 미세한 ??치드 마텐자이트와 잔류 오스테나이트의 면적률을 많이 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.3 미만, 보다 바람직하게는 0.2 미만이다.

또한, 페라이트, 마텐자이트, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경은, 상기 서술한 Image-Pro 를 사용하여, 페라이트립, 마텐자이트립, 잔류 오스테나이트립의 각각의 면적을 구하여 원 상당 직경을 산출하고, 그 값들을 평균하여 구하였다. 마텐자이트와 잔류 오스테나이트는, EBSD (Electron Back Scattered Diffraction) 의 Phase Map 으로 식별하였다.

상이한 결정 방위를 갖는 3 개 이상의 페라이트와 접하는 잔류 오스테나이트의 면적률을, 전체 잔류 오스테나이트의 면적률로 나눈 값이 0.6 미만

상이한 결정 방위를 갖는 3 개 이상의 페라이트와 접하는, 요컨대, 페라이트 입계의 3 중점에 위치하는 잔류 오스테나이트의 면적률을, 전체 잔류 오스테나이트의 면적률로 나눈 값이 0.6 미만인 것은, 본 발명에 있어서 중요한 구성 요건이다. 잔류 오스테나이트에 접하는 상이한 결정 방위를 갖는 페라이트립의 수가 적으면, 구멍 확장 변형 및 굽힘 변형시의 응력 집중이 완화되기 때문에, 구멍 확장성과 굽힘성의 향상에 기여한다. 그 때문에, 양호한 구멍 확장성을 확보하기 위해서는, 상이한 결정 방위를 갖는 3 개 이상의 페라이트와 접하는 잔류 오스테나이트의 면적률은 낮을 필요가 있다. 바람직하게는 0.5 미만이다.

또한, 페라이트의 결정 방위는 EBSD (Electron Back Scattered Diffraction) 의 Inverse Pole Figure Map 으로 식별하였다. 또, 상이한 결정 방위를 갖는 페라이트란, EBSD 측정에서 취득할 수 있는 페라이트립의 오일러 각이 1 도 이상 상이한 경우를 의미한다. 또, 당해 상이한 결정 방위를 갖는 3 개 이상의 페라이트와 접하는 잔류 오스테나이트에 대해서는, EBSD 측정에 의해서 얻어지는 IPF 맵에 의해서 식별한다.

이 밖에, 괴상 오스테나이트의 면적률을, 라스상 오스테나이트와 괴상 오스테나이트의 면적률의 합으로 나눈 값은 0.6 미만이 바람직하다. 괴상 오스테나이트의 면적률이 지나치게 클 경우에는, 강의 구멍 확장성이 저하될 가능성이 있다. 그 때문에, 보다 양호한 구멍 확장성을 확보하기 위해서는, 괴상 오스테나이트의 면적률을 라스상 오스테나이트와 괴상 오스테나이트의 면적률의 합으로 나눈 값을 0.6 미만의 범위 내로 하는 것이 바람직하다. 괴상 오스테나이트의 면적률을, 라스상 오스테나이트와 괴상 오스테나이트의 면적률의 합으로 나눈 값은, 바람직하게는 0.4 미만의 범위 내로 한다. 여기에서 말하는 괴상 오스테나이트란, 장축과 단축의 애스펙트비가 2.0 미만인 것이고, 라스상 오스테나이트란, 장축과 단축의 애스펙트비가 2.0 이상인 것을 가리킨다. 또한, 잔류 오스테나이트의 애스펙트비는, Photoshop elements 13 을 사용하여, 잔류 오스테나이트립과 외접하는 타원을 묘화하고, 그 장축 길이를 단축 길이로 나눔으로써 산출하였다.

본 발명의 마이크로 조직에는, 페라이트, ??치드 마텐자이트, 템퍼드 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트 이외에, 베이나이트, 펄라이트, 시멘타이트 등의 탄화물의 합계가, 면적률로 10 ％ 이하의 범위에서 포함되어도, 본 발명의 효과가 손상되는 경우는 없다.

(3) 다음으로 제조 조건에 대해서 설명한다.

강 슬래브의 가열 온도

특별히 한정하지는 않지만, 강 슬래브의 가열 온도는 1100 ℃ 이상 1300 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 강 슬래브의 가열 단계에서 존재하는 석출물은, 최종적으로 얻어지는 강판 내에서는 조대한 석출물로서 존재하고, 강도에 기여하지 않기 때문에, 주조시에 석출된 Ti, Nb 계 석출물을 재용해시킬 수 있다. 또한, 강 슬래브 표층의 기포, 편석 등을 스케일 오프하여, 강판 표면의 균열, 요철을 보다 감소시키고, 보다 평활한 강판 표면을 달성하는 관점에서도, 강 슬래브의 가열 온도는 1100 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 산화량의 증가에 수반하는 스케일 로스를 줄이는 관점에서, 강 슬래브의 가열 온도는 1300 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 강 슬래브의 가열 온도는, 보다 바람직하게는 1150 ℃ 이상으로 한다. 강 슬래브의 가열 온도는, 보다 바람직하게는 1250 ℃ 이하로 한다.

강 슬래브는, 매크로 편석을 방지하기 위해서, 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하지만, 조괴법이나 박슬래브 주조법 등에 의해서 제조할 수도 있다. 또, 강 슬래브를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각시키고, 그 후 다시 가열하는 종래법에 더하여, 실온까지 냉각시키지 않고, 온편 (溫片) 인 채로 가열로에 장입하거나, 혹은 약간의 보열 (保熱) 을 행한 후에 즉시 압연하는 직송 압연·직접 압연 등의 에너지 절약 프로세스도 문제 없이 적용할 수 있다. 또, 강 슬래브는 통상적인 조건에서 조 (粗) 압연에 의해서 시트 바가 되지만, 가열 온도를 조금 낮춘 경우에는, 열간 압연시의 트러블을 방지하는 관점에서, 마무리 압연전에 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 의해서 열간 압연되어 열연 강판이 된다. 이 때, 마무리 온도가 1000 ℃ 를 초과하면, 산화물 (스케일)의 생성량이 급격하게 증대되어, 지철과 산화물의 계면이 거칠어지고, 산세, 냉간 압연 후의 표면 품질이 열화되는 경향이 있다. 또, 산세 후에 열연 스케일의 제거 잔류물 등이 일부에 존재하면, 연성이나 구멍 확장성에 악영향을 미친다. 또한, 결정 입경이 과도하게 조대해져, 가공시에 프레스품 표면 거침을 빌생시키는 경우가 있다. 한편, 마무리 온도가 750 ℃ 미만에서는 압연 하중이 증대되어, 압연 부하가 커지거나, 오스테나이트가 미재결정 상태에서의 압하율이 높아진다. 그 결과, 원하는 결정 입경이 얻어지지 않아, 이상한 집합 조직이 발달되고, 최종 제품에 있어서의 면내 이방성이 현저해져, 재질의 균일성 (재질 안정성) 이 손상될뿐만 아니라 연성 자체도 저하된다. 따라서, 열간 압연의 마무리 압연 출측 온도를 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하로 할 필요가 있다. 열간 압연의 마무리 압연 출측 온도는 바람직하게는 800 ℃ 이상으로 한다. 열간 압연의 마무리 압연 출측 온도는 바람직하게는 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 커져, 최종 어닐링판의 원하는 강도 확보가 곤란해진다. 한편, 열간 압연 후의 권취 온도가 300 ℃ 미만에서는, 열연판 강도가 상승하여, 냉간 압연에 있어서의 압연 부하가 증대되거나, 판 형상의 불량이 발생되거나 하기 때문에 생산성이 저하된다. 따라서, 열간 압연 후의 권취 온도를 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하로 할 필요가 있다. 열간 압연 후의 권취 온도는 바람직하게는 400 ℃ 이상으로 한다. 열간 압연 후의 권취 온도는 바람직하게는 650 ℃ 이하로 한다.

또한, 열연시에 조압연판끼리를 접합하여 연속적으로 마무리 압연을 행해도 된다. 또, 조압연판을 일단 권취해도 된다. 또, 열간 압연시의 압연 하중을 저감하기 위해서 마무리 압연의 일부 또는 전부를 윤활 압연으로 해도 된다. 윤활 압연을 행하는 것은, 강판 형상의 균일화, 재질의 균일화 관점에서도 바람직하다. 또한, 윤활 압연을 행할 경우, 윤활 압연시의 마찰 계수는 0.10 이상 0.25 이하로 하는 것이 바람직하다.

이와 같이 하여 제조된 열연 강판에, 임의로 산세를 행한다. 산세는 강판 표면의 산화물을 제거할 수 있게 되고, 화성 처리성이나 도금 품질을 보다 개선시키는 점에서, 행하는 것이 바람직하다. 열연 강판에 가열 유지를 행하는 경우, 강판 표면의 산화물을 제거하기 위해서, 가열 유지 후의 냉각 후에 1 회의 산세를 행해도 되고, 복수 회로 나누어 산세를 행해도 된다. 복수 회로 나누어 산세를 행하는 경우에는, 가열 유지 후의 냉각 후에 산세를 행하면, 보다 강판 표면의 산화물을 제거할 수 있기 때문에 바람직하다. 복수 회의 가열 유지를 행하는 경우에는, 각 가열 유지 후의 냉각 후에 산세를 행해도 된다.

Ac₁ 변태점 이하의 온도역에서 1800 s 초과 유지

Ac₁ 변태점 이하의 온도역에서, 1800 s 초과 유지하는 것은, 계속되는 냉간 압연을 행하기 위한 강판을 연질화시키기 때문에 바람직하다.

Ac₁ 변태점 이하의 온도역에서 유지하는 경우, 오스테나이트 중에 Mn 이 농화되고, 냉각 후, 경질의 마텐자이트와 잔류 오스테나이트가 생성된다. 그 결과, 원 상당 직경으로 3 ㎛ 이상인 ??치드 마텐자이트와, 원 상당 직경으로 3 ㎛ 이상인 잔류 오스테나이트의 면적률의 합을, 전체 ??치드 마텐자이트와 전체 잔류 오스테나이트의 면적률의 합으로 나눈 값이 0.30 미만인 적합 조건이 얻어진다. 또, 1800 s 미만에서 유지하는 경우, 열간 압연 후의 변형을 제거할 수 없어, 강판의 연질화가 이루어지지 않는 경우가 있다.

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

냉간 압연

얻어진 강판에 냉간 압연을 행한다. 냉간 압연율에 제한은 없지만, 15 ∼ 80 ％ 가 바람직하다. 이 범위에서 냉간 압연을 행함으로써, 충분히 재결정된 원하는 조직이 얻어지고, 연성이 향상된다.

Ac₃ 변태점 이상의 온도역에서 20 ∼ 1800 s 유지

Ac₃ 변태점 미만의 온도역 및 20 s 미만에서 유지하는 경우, 충분한 재결정이 행해지지 않아, 원하는 조직이 얻어지지 않기 때문에, λ (타발) 및 굽힘성이 저하된다. 또, 그 후의 도금 품질 확보를 위한 Mn 표면 농화가 충분히 이루어지지 않는다. 한편, 1800 s 를 초과하여 유지하는 경우, Mn 표면 농화가 포화된다.

50 ℃ 이상 350 ℃ 이하까지 냉각시키고, 그대로 냉각 정지 온도에서 2 s ∼ 600 s 유지

본 발명의 기술 사상은, 어닐링 전 조직에 얇은 필름상 오스테나이트 (페라이트와 접하는 경우가 적은 오스테나이트의 핵) 를 생성시킴으로써, 계속되는 어닐링 공정에서 당해 필름상 오스테나이트를 라스상 오스테나이트 (페라이트와 접하는 경우가 적은 오스테나이트) 로 하고, 당해 라스상 오스테나이트 중에 Mn 을 농화시킨다는 것이다. 50 ℃ 이상 350 ℃ 이하로 냉각·유지함으로써, 그 후의 어닐링에서 라스상 오스테나이트가 되는 필름상 오스테나이트를 생성시킨다. 50 ℃ 미만의 유지에서는 마텐자이트 변태가 완료되어 버리기 때문에, 필름상 오스테나이트가 남지 않아, 결과적으로 라스상 오스테나이트도 얻어지지 않게 된다. 또, 350 ℃ 초과의 유지에서는, 필름상 오스테나이트가 분해되어 버리기 때문에, 결과적으로 라스상 오스테나이트도 얻어지지 않게 된다. 따라서, 50 ℃ 미만 및 350 ℃ 초과의 온도역에서 유지하는 경우, 페라이트와 접하는 경우가 적어지는 잔류 오스테나이트를 얻을 수 없고, 그 후의 어닐링 공정에 있어서, 입계나 입계 3 중점 (重點) 으로부터 3 개 이상의 상이한 결정 방위를 갖는 잔류 오스테나이트가 많이 형성되어 버린다. 그 결과, 3 개 이상의 상이한 결정 방위를 갖는 페라이트에 접하는 잔류 오스테나이트가, 상기 서술한 3 개 이상의 상이한 결정 방위를 갖는 페라이트와 접하는 경우가 적어지는 잔류 오스테나이트에 대해서 증가되어, 원하는 조직이 얻어지지 않는다. 또, 2 s 미만에서 유지하는 경우도 마찬가지로, 페라이트에 접하는 경우가 적어지는 잔류 오스테나이트를 얻지 못하여, 원하는 조직이 얻어지지 않는다. 또한, 600 s 를 초과하여 유지하는 경우, 페라이트와 접하는 경우가 적어지는 잔류 오스테나이트가 분해되고, 마찬가지로 3 개 이상의 상이한 결정 방위를 갖는 페라이트에 접하는 잔류 오스테나이트가 증가되어, 원하는 조직이 얻어지지 않는다.

Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역에서 20 ∼ 1800 s 유지

Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역에서 20 ∼ 1800 s 유지하는 것은, 본 발명에 있어서 매우 중요한 발명의 구성 요건이다. Ac₁ 변태점 미만의 온도역 및 20 s 미만에서 유지하는 경우, 승온 중에 형성되는 탄화물이 완전히 용해되지 못하고 남아, 충분한 면적률의 마텐자이트와 잔류 오스테나이트의 확보가 곤란해지고, 강도가 저하된다. 또, Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 를 초과하는 온도역에서는 오스테나이트 중에 대한 Mn 농화가 포화되고, 충분한 면적률의 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않아 연성이 저하된다. 바람직하게는 Ac₁ 변태점 ＋ 100 ℃ 이하이다. 또한, 1800 s 를 초과하여 유지하는 경우, 마텐자이트가 증가되어, 고강도화, 또, 연성 확보를 위한 충분한 면적률의 잔류 오스테나이트를 얻을 수 없다.

또, Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역에서 20 ∼ 1800 s 유지한 후, 일단 냉각 정지 온도까지 냉각시키고, 다시 Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역에서 20 ∼ 1800 s 유지함으로써, 양호한 재질이 얻어진다. Ac₁ 변태점 미만, 20 초 미만의 유지인 경우, 충분한 면적률의 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않아, 연성이 저하된다. 한편, Ac₁ 변태점 초과, 1800 초 초과의 유지인 경우, 마텐자이트의 면적률이 과도하게 증가되어, 연성이 저하된다. 상기 일단 냉각 정지 온도에 대해서, 산세를 행하는 경우에는 200 ℃ 이하, 산세를 행하지 않는 경우에는, 200 ∼ 500 ℃ 의 온도 범위가 바람직하다. 또한, 상기 일단 냉각 정지 온도까지의 냉각 방법에 대해서는 특별히 한정되지 않지만, 공랭을 사용해도 된다.

아연 도금 처리

용융 아연 도금 처리를 실시하는 경우에는, 상기 어닐링 처리를 실시한 강판을 440 ℃ 이상 500 ℃ 이하의 아연 도금욕 중에 침지하고, 용융 아연 도금 처리를 실시하고, 그 후, 가스 와이핑 등에 의해서 도금 부착량을 조정한다. 또한, 아연 도금에는 Al 량이 0.08 ％ 이상 0.30 ％ 이하인 아연 도금욕을 사용하는 것이 바람직하다.

아연 도금의 합금화 처리를 실시하는 경우에는, 아연 도금 처리 후에, 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역에서 아연 도금의 합금화 처리를 실시한다. 600 ℃ 를 초과하는 온도에서 합금화 처리를 행하면, 미변태 오스테나이트가 펄라이트로 변태되어, 원하는 잔류 오스테나이트의 면적률을 확보할 수 없어, 연성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, 아연 도금의 합금화 처리를 행하는 경우에는, 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역에서 아연 도금의 합금화 처리를 실시하는 것이 바람직하다.

그 밖의 제조 방법의 조건은, 특별히 한정되지 않지만, 생산성의 관점에서, 상기한 어닐링 (가열 및 유지) 은, 연속 어닐링 설비로 행하는 것이 바람직하다. 또, 어닐링, 용융 아연 도금, 아연 도금의 합금화 처리 등의 일련의 처리는, 용융 아연 도금 라인인 CGL (Continuous Galvanizing Line) 로 행하는 것이 바람직하다.

또한, 상기한「고강도 강판」,「고강도 용융 아연 도금 강판」에, 형상 교정이나 표면 조도의 조정 등을 목적으로 스킨 패스 압연을 행할 수 있다. 스킨 패스 압연의 압하율은, 0.1 ％ 이상 2.0 ％ 이하의 범위가 바람직하다. 0.1 ％ 미만에서는 효과가 작고, 제어도 곤란한 점에서, 이것이 양호 범위의 하한이 된다. 또, 2.0 ％ 를 초과하면, 생산성이 현저하게 저하되기 때문에, 이것을 양호 범위의 상한으로 한다. 또한, 스킨 패스 압연은, 온라인으로 행해도 되고, 오프 라인으로 행해도 된다. 또, 단번에 목적으로 하는 압하율의 스킨 패스를 행해도 되고, 수 회로 나누어 행해도 된다. 또, 수지나 유지 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 강 슬래브로 하였다. 얻어진 강 슬래브를 1250 ℃ 까지 재가열한 후, 표 2, 3 에 나타내는 조건에서 열간 압연, 임의로 Ac₁ 변태점 이하에서 열처리, 냉간 압연, Ac₃ 변태점 이상에서 가열 유지 후에 냉각시키고, Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하에서 어닐링한 후, 고강도 냉연 강판 (CR) 을 얻었다. 또한, 아연 도금 처리를 실시하여, 용융 아연 도금 강판 (GI), 합금화 용융 아연 도금 강판 (GA) 을 얻었다. 또한, Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하 어닐링을 2 회 행한 경우에는, 1 회째의 어닐링 후에, 일단 실온까지 냉각 후, 2 회째의 어닐링을 행하였다. 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 편면당 45 g/㎡ (양면 도금) 로 하고, GA 는, 도금층 중의 Fe 농도를 9 질량％ 이상 12 질량％ 이하가 되도록 조정하였다.

얻어진 강판의 단면 마이크로 조직, 인장 특성, 구멍 확장성에 대해서 조사를 행하고, 그 결과를 표 4, 5, 6 에 나타내었다.

또한, Ac₁ 변태점과 Ac₃ 변태점은 하기 식을 사용하여 구하였다.

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), (％Al) 은, 각각의 원소의 함유량 (질량％) 이다.

인장 시험은, 인장 방향이 강판의 압연 방향과 직각 방향이 되도록 샘플을 채취한 JIS5 호 시험편을 사용하고, JISZ 2241 (2011년) 에 준거하여 행하여, TS (인장 강도), EL (전연신) 을 측정하였다.

본 발명에서는, 기계적 특성은 아래의 경우를 양호로 판단하였다.

TS : 980 ㎫ 이상 1080 ㎫ 미만의 경우, EL : 20 ％ 이상

TS : 1080 ㎫ 이상 1180 ㎫ 미만의 경우, EL : 16 ％ 이상

TS : 1180 ㎫ 이상 1270 ㎫ 미만의 경우, EL : 12 ％ 이상

단, 판 두께 : 1.0 ∼ 1.8 ㎜.

구멍 확장성은, JIS Z 2256 (2010년) 에 준거하여 행하였다. 얻어진 각 강판을 100 ㎜ × 100 ㎜ 로 절단 후, 클리어런스 12 ％ ± 1 ％ 이고 직경 10 ㎜ 의 구멍을 타발하거나, 또는 리머 가공에 의해서 직경 10 ㎜ 의 구멍으로 깎아서 넓힌 후, 내경 75 ㎜ 의 다이스를 사용하여 주름 가압력 9 ton 으로 억제한 상태에서, 60°원추의 펀치를 구멍에 밀어 넣고 균열 발생 한계에 있어서의 공경을 측정하고, 하기 식으로부터 한계 구멍 확장률 λ (％) 을 구하고, 이 한계 구멍 확장률의 값으로부터 구멍 확장성을 평가하였다.

여기에서, 리머 가공이란, 드릴에 의해서 가공된 내경을, 절단날부로 소정의 구멍 치수로 깎아서 넓히고, 추가로 가공면을 마진부로 문질러서 평탄하게 하면서 마무리하는 것이다.

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

단, D_f 는 균열 발생시의 공경 (㎜), D₀은 초기 공경 (㎜) 이다. 또한, 본 발명에서는, TS 범위마다 아래의 경우를 양호로 판단하였다.

TS : 980 ㎫ 이상 1080 ㎫ 미만의 경우, (타발) λ : 15 ％ 이상, (리머 가공) λ : 40 ％ 이상

TS : 1080 ㎫ 이상 1180 ㎫ 미만의 경우, (타발) λ : 12 ％ 이상, (리머 가공) λ : 35 ％ 이상

TS : 1180 ㎫ 이상 1270 ㎫ 미만의 경우, (타발) λ : 10 ％ 이상, (리머 가공) λ : 30 ％ 이상

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

화성 처리성은, 얻어진 냉연 강판에 대해서, 니혼 파카라이징사 제조의 화성 처리액 (펄본드 L3080 (등록상표)) 을 사용하여, 아래의 방법으로 화성 처리를 행함으로써 화성 피막을 형성하고, 화성 처리성을 평가하였다.

먼저, 얻어진 냉연 강판을, 니혼 파카라이징사 제조의 탈지액 파인클리너 (등록상표) 를 사용하여 탈지한 후, 수세하고, 다음으로, 니혼 파카라이징사 제조의 표면 조정액 프레팔렌 Z (등록상표) 를 사용하여 30 초간의 표면 조정을 행하였다. 표면 조정된 냉연 강판을, 43 ℃ 의 화성 처리액 (펄본드 L3080 (등록상표)) 에 120 초간 침지하고, 그 후, 수세하여, 온풍으로 건조시켰다. 이렇게 하여, 냉연 강판에 화성 처리를 실시하였다.

화성 처리 후의 냉연 강판의 표면에 대해서, SEM (주사형 전자 현미경) 을 사용하여 배율 500 배로 무작위로 5 시야를 관찰하였다. 화성 피막이 생성되지 않은 영역 (소위, 틈) 의 면적률 (％) 을 화상 처리에 의해서 구하고, 구한 면적률에 의해서 아래의 평가를 하였다.

평점 5 : 5 ％ 이하

평점 4 : 5 ％ 초과 10 ％ 이하

평점 3 : 10 ％ 초과 25 ％ 이하

평점 2 : 25 ％ 초과 40 ％ 이하

평점 1 : 40 ％ 초과

평점 4 또는 평점 5 이면 화성 처리성이 양호하다고 할 수 있다. 그 중에서도, 평점 5 인 것이 바람직하다.

도금성은, 외관에 의해서 평가하였다. 미도금, 합금화 불균일, 그 밖의 표면 품질을 손상시키는 결함 등의 외관 불량 없이, 적절한 표면 품질이 확보되어 있는 경우를 ○, 특히 색조의 불균일 등도 없이, 우수한 외관을 갖는 경우를 ◎, 일부 경미한 결함이 보이는 경우를 △, 많은 표면 결함이 보이는 경우를 × 로 판정하였다.

본 발명예의 고강도 강판은, 모두 980 ㎫ 이상의 TS 를 갖고, 성형성이 우수한 고강도 강판이 얻어진다. 한편, 비교예에서는, TS, EL, λ, 굽힘성, 화성 처리성, 도금성 중 적어도 하나의 특성이 열등하다.

산업상 이용가능성

본 발명에 의하면, 980 ㎫ 이상의 TS (인장 강도) 를 갖는 성형성이 우수한 고강도 강판이 얻어진다. 본 발명의 고강도 강판을, 예를 들어, 자동차 구조 부재에 적용함으로써 차체 경량화에 의한 연비 개선을 도모할 수 있어, 산업상의 이용 가치는 매우 크다.

Claims

질량％ 로,
C : 0.030 ％ ∼ 0.250 ％,
Si : 0.01 ％ ∼ 3.00 ％,
Mn : 3.20 ％ ∼ 8.00 ％,
P : 0.001 ％ ∼ 0.100 ％,
S : 0.0001 ％ ∼ 0.0200 ％,
N : 0.0005 ％ ∼ 0.0100 ％,
Al : 0.001 ％ ∼ 2.000 ％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
면적률로, 페라이트가 35 ％ 이상 80 ％ 이하, ??치드 마텐자이트가 5 ％ 이상 35 ％ 이하, 템퍼드 마텐자이트가 0.1 ％ 이상 3.0 ％ 미만이고, 면적률로, 잔류 오스테나이트가 8 ％ 이상이고, 또한 상기 페라이트의 평균 결정 입경이 6 ㎛ 이하, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 3 ㎛ 이하이고,
상기 잔류 오스테나이트 중의 평균 Mn 량 (질량％) 을 상기 페라이트 중의 평균 Mn 량 (질량％) 으로 나눈 값이 1.5 이상이고,
추가로, 입경이 원 상당 직경으로 3 ㎛ 이상인 ??치드 마텐자이트와, 원 상당 직경으로 3 ㎛ 이상인 잔류 오스테나이트의 면적률의 합을, 전체 ??치드 마텐자이트와 전체 잔류 오스테나이트의 면적률의 합으로 나눈 값이 0.3 미만이고,
상이한 결정 방위를 갖는 3 개 이상의 페라이트와 접하는, 잔류 오스테나이트의 면적률을, 전체 잔류 오스테나이트의 면적률로 나눈 값이 0.6 미만인 강 조직을 갖는, 고강도 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 성분 조성이, 추가로, 질량％ 로,
Ti : 0.005 ％ ∼ 0.200 ％,
Nb : 0.005 ％ ∼ 0.200 ％,
V : 0.005 ％ ∼ 0.500 ％,
W : 0.005 ％ ∼ 0.500 ％,
B : 0.0003 ％ ∼ 0.0050 ％,
Ni : 0.005 ％ ∼ 1.000 ％,
Cr : 0.005 ％ ∼ 1.000 ％,
Mo : 0.005 ％ ∼ 1.000 ％,
Cu : 0.005 ％ ∼ 1.000 ％,
Sn : 0.002 ％ ∼ 0.200 ％,
Sb : 0.002 ％ ∼ 0.200 ％,
Ta : 0.001 ％ ∼ 0.100 ％,
Ca : 0.0005 ％ ∼ 0.0050 ％,
Mg : 0.0005 ％ ∼ 0.0050 ％,
Zr : 0.0005 ％ ∼ 0.0050 ％,
REM : 0.0005 ％ ∼ 0.0050 ％ 중에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 함유하는, 고강도 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
표면에 아연 도금층을 갖는, 고강도 강판.
제 3 항에 있어서,
상기 아연 도금층이, 합금화 용융 아연 도금층인, 고강도 강판.
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, 그 후, Ac₁ 변태점 이하의 온도역에서 1800 s 초과 유지하고, 냉간 압연을 실시하며, 그 후, Ac₃ 변태점 이상의 온도역에서 20 ∼ 1800 s 유지 후, 50 ℃ 이상 350 ℃ 이하의 범위 내의 냉각 정지 온도까지 냉각시키고, 상기 냉각 정지 온도에서 2 s ∼ 600 s 유지 후 냉각시키고, 그 후, Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역에서 20 ∼ 1800 s 유지 후, 200 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각시키고, 산세하는, 고강도 강판의 제조 방법.
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, 그 후, Ac₁ 변태점 이하의 온도역에서 1800 s 초과 유지하고, 냉간 압연을 실시하며, 그 후, Ac₃ 변태점 이상의 온도역에서 20 ∼ 1800 s 유지 후, 50 ℃ 이상 350 ℃ 이하의 범위 내의 냉각 정지 온도까지 냉각시키고, 상기 냉각 정지 온도에서 2 s ∼ 600 s 유지 후 냉각시키고, 그 후, Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역에서 20 ∼ 1800 s 유지 후, 200 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각시키고, 산세한 후, 추가로 Ac₁ 변태점 이상 Ac₁ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 온도역에서 20 ∼ 1800 s 유지 후, 냉각시키는, 고강도 강판의 제조 방법.
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제 5 항에 있어서,
추가로 아연 도금 처리를 실시하는, 고강도 강판의 제조 방법.
제 6 항에 있어서,
추가로 아연 도금 처리를 실시하는, 고강도 강판의 제조 방법.
삭제
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제 9 항에 있어서,
상기 아연 도금 처리 후, 450 ℃ ∼ 600 ℃ 에서 합금화 처리를 실시하는, 고강도 강판의 제조 방법.
제 10 항에 있어서,
상기 아연 도금 처리 후, 450 ℃ ∼ 600 ℃ 에서 합금화 처리를 실시하는, 고강도 강판의 제조 방법.
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