KR20020093606A

KR20020093606A - 프레스 성형성과 변형 시효경화 특성이 우수한 고연성강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20020093606A
Application number: KR1020020031731A
Authority: KR
Inventors: 마쯔오까사이지; 시미즈데쯔오; 사까따게이; 후루끼미오사무
Original assignee: 가와사끼 세이데쓰 가부시키가이샤
Priority date: 2001-06-06
Filing date: 2002-06-05
Publication date: 2002-12-16
Also published as: US20050019601A1; EP1264911A3; AU4443502A; DE60214086D1; CN1396295A; KR100720875B1; ATE337416T1; US20030106622A1; CN1206383C; US20050016644A1; AU785150B2; CA2387322A1; US6818074B2; EP1264911B1; DE60214086T2; CA2387322C; EP1264911A2; ES2269558T3

Abstract

강판의 조성을 C, Si, Mn, P, S, Al, N 함유량을 적정범위로 하여 Cu:0.5∼3.0% 를 함유하는 조성으로 하고, 강판의 조직을 페라이트상 또는 페라이트상과 템퍼드된 (tempered) 마르텐사이트상을 주상으로 하여 체적율 1% 이상의 잔류 오스테나이트상을 함유하는 상을 제 2 상으로 하는 복합조직으로 한다. 또한 Cu 를 함유하는 대신에 Mo, Cr, W 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 2.0% 이하 함유하여도 된다. 이에 의해 우수한 프레스 성형성을 갖고, 또한 프레스 성형 후에 비교적 낮은 온도에서의 열처리에 의해 인장강도가 매우 크게 상승되어, ΔTS : 80 ㎫ 이상이 되는 변형 시효경화 특성이 우수한, 고연성 열연강판, 고연성 냉연강판 및 고연성 용융 아연 도금강판이 된다.

Description

프레스 성형성과 변형 시효경화 특성이 우수한 고연성 강판 및 그 제조방법 {HIGH-DUCTILITY STEEL SHEET EXCELLENT IN PRESS FORMABILITY AND STRAIN AGE HARDENABILITY, AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 주로 자동차용 강판에 관련된 것으로, 특히 연성, 연신 플랜지 가공성, 드로잉 가공성 등의 프레스 성형성이 양호하고, 또한 프레스 성형 후의 열처리에 의해 인장강도가 현저하게 증가하는, 매우 큰 변형 시효경화 특성을 갖는 고연성강판 및 그 제조방법에 관한 것이다. 본 발명에서의 강판은, 열연강판, 냉연강판, 용융아연 도금강판을 포함하는 것으로 한다. 또 본 발명에서 말하는 강판은, 강판 및 강대를 포함하는 것으로 한다.

근래 지구환경 보전의 문제로부터 배출가스 규제에 관련하여, 자동차의 차체중량의 경감이 매우 중요한 과제로 되고 있다. 최근, 차체중량의 경감을 위해, 자동차용 강판을 고강도화하여 강판 판두께를 저감시키는 것이 검토되고 있다.

강판을 소재로 하는 자동차의 차체용 부품의 대부분이 프레스가공에 의해 성형되기 때문에, 사용되는 강판에는 우수한 프레스 성형성을 갖을 것이 요구된다. 우수한 프레스 성형성을 갖는 강판이 되기 위해서는, 먼저 높은 연성을 확보하는 것이 중요하다. 또 연신 플랜지 성형이 많이 사용되는 경우도 있어, 사용되는 강판은, 높은 구멍 확장율 (hole expanding ratio) 을 갖는 것도 필요하게 된다. 그러나 일반적으로 강판을 고강도화하면 연성이 저하되고 구멍 확장율이 저하되어 프레스 성형성이 저하되는 경향이 있다. 이 때문에, 종래부터 높은 연성을 갖고, 프레스 성형성이 우수한 고강도강판이 요망되었다.

또 최근에는, 충돌시에 탑승자를 보호하기 위해, 자동차 차체의 안전성이 중시되고, 따라서 충돌시의 안전성의 기준이 되는 내충격특성의 향상이 요구되고 있다. 내충격특성의 향상에는, 완성차에서의 강도가 높을수록 유리해진다. 따라서, 자동차부품의 성형시에는 강도가 낮고, 높은 연성을 가져 프레스 성형성이 우수하고, 완성품이 된 시점에는 강도가 높아 내충격특성이 우수한 강판이 매우 크게 요구되었다.

이와 같은 요망에 대하여, 프레스 성형성과 고강도화를 양립시킨 강판이 개발되었다. 이 강판은, 프레스 가공후에 100∼200℃ 의 고온유지를 포함하는 도장 베이킹 처리를 실시하면 항복응력이 상승되는 도장 베이킹 경화형 강판이다. 이 강판에서는, 최종적으로 고용상태로 존재하는 C량 (고용 C량) 을 적정범위로 제어하여, 프레스 성형시에는 연질이면서 형상 동결성, 연성을 확보한다. 이 강판에서는, 프레스 성형후에 실시되는 도장 베이킹 처리시에, 잔존하는 고용 C 가 프레스 성형시에 도입된 전위에 고착되어, 전위의 이동을 방해하여 항복응력을 상승시킨다. 그러나, 도장 베이킹 경화형 자동차용 강판에서는, 항복응력은 상승시킬 수 있지만, 인장강도까지는 상승시킬 수 없었다.

또 일본특허공보 평5-24979 호에는, C : 0.08∼0.20%, Mn : 1.5∼3.5% 를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분조성을 갖고, 조직이 페라이트량 5% 이하의 균일한 베이나이트 또는 일부 마르텐사이트를 함유하는 베이나이트로 구성된 베이킹 경화성 고장력 냉연강판이 개시되어 있다. 일본 특허공보 평5-24979 호에 기재된 냉연강판은, 연속소둔후의 냉각과정에서 400∼200℃ 의 온도범위에서 급냉시키고, 그 후에 서냉시켜 제조된다. 이에 의해, 강판의 조직을 종래의 페라이트 주체의 조직에서 베이나이트 주체의 조직으로 하여, 종래에없었던 높은 베이킹 경화량을 얻고자 하는 것이다.

그러나 일본 특허공보 평5-24979 호에 기재된 강판에서는, 도장 베이킹후에 항복응력이 상승되어, 종래에 없었던 높은 베이킹 경화량이 얻어진다. 그러나 이 강판에서도 여전히 도장 베이킹후의 인장강도까지 상승시키기는 어려워, 내충격특성의 향상을 기대할 수 없다는 문제가 있었다.

한편으로 프레스 성형후에 열처리를 하여, 항복응력뿐만 아니라 인장강도도 상승시키려고 하는 열연강판이 몇가지 제안되어 있다.

예컨대 일본 특허공보 평8-23048 호에는, C : 0.02∼0.13%, Si : 2.0% 이하, Mn : 0.6∼2.5%, sol.Al : 0.10% 이하, N : 0.0080∼0.0250% 를 함유하는 강을, 1100℃ 이상으로 재가열하여, 850∼950℃ 에서 마무리 압연을 종료하는 열간압연을 실시한다. 이어서 15℃/s 이상의 냉각속도에서 150℃ 미만의 온도까지 냉각시켜 권취하고, 페라이트와 마르텐사이트를 주체로 하는 복합조직으로 하는, 열연강판의 제조방법이 제안되어 있다. 그러나 일본 특허공보 평8-23048 호에 기재된 기술로 제조된 강판에서는, 변형 시효경화에 의해 항복응력과 함께 인장강도가 증가하지만, 150℃ 미만의 매우 낮은 권취온도에서 감기때문에, 기계적 특성의 변동이 크다는 문제가 있었다. 또 프레스성형-도장 베이킹 처리 후의 항복응력의 증가량의 편차가 크고, 또한 구멍 확장률 (γ) 이 낮고, 연신 플랜지 가공성이 저하되어 프레스 성형성이 부족하다는 문제도 있었다.

또 일본 공개특허공보 평11-199975 호에는, C : 0.03∼0.20% 를 함유하고, Si, Mn, P, S, Al 을 적정량으로 한 후에, Cu : 0.2∼2.0% 와 B : 0.0002∼0.002%를 함유하고, 미세조직이 페라이트를 주상으로 하고, 마르텐사이트를 제 2 상으로 하는 복합조직으로, 페라이트상에서의 Cu 의 존재상태를 2 ㎚ 이하의 고용상태 및/또는 석출상태로 한, 피로특성이 우수한 가공용 열연강판이 제안되어 있다. 일본 공개특허공보 평11-199975 호에 기재된 강판은, Cu 와 B 를 복합첨가하고, 또한 Cu 의 존재상태를 2 ㎚ 이하로 극미세로 하여야만 비로소 피로한도비가 향상되는 것이다. 또한 이를 위해서는, Ar₃변태점 이상에서 열간 마무리 압연을 종료하고, 냉각과정의 Ar₃∼Ar₁변태점까지의 온도 영역에서 1∼10s 간 공냉하고, 그 후 20℃/s 이상의 냉각속도로 냉각시켜, 350℃ 이하의 온도에서 권취하는 것을 필수로 하고 있다. 이와 같이 권취온도를 350℃ 이하라는 저온으로 하면, 열연강판의 형상이 크게 흐트러지기 쉬워, 공업적으로 안정되게 제조하는 것이 어렵다는 문제가 있었다.

또한 자동차 부품은 적용부위에 따라서는 높은 내식성도 요구된다. 높은 내식성이 요구되는 부위에 적용되는 소재에는, 용융아연 도금강판이 적합하다. 따라서, 자동차 부품용으로서, 성형시에는 프레스 성형성이 우수하고, 성형후의 열처리에 의해 현저하게 경화되는 용융아연 도금강판이 요망되고 있다.

이와 같은 요망에 대하여, 예컨대 특허 제2802513 호에는, 열연판을 도금원판으로 하는 용융아연 도금강판의 제조방법이 제안되어 있다. 이 방법은, C : 0.05% 이하, Mn : 0.05∼0.5%, Al : 0.1% 이하, Cu : 0.8∼2.0% 를 함유하는 강슬래브를 귄취온도 : 530℃ 이하의 조건에서 열간압연을 실시한다. 이어서 530℃ 이하의 온도로 가열하여 강판 표면을 환원시킨 후, 용융아연 도금을 실시함으로써, 성형후의 열처리에 의한 현저한 경화가 얻어지는 것으로 되어 있다. 그러나, 이 방법으로 제조된 강판에서는, 성형후 열처리에 의해 현저한 경화를 얻기 위해서는, 열처리온도를 500℃ 이상의 고온으로 할 필요가 있어, 실용상 문제를 남기고 있었다.

또 일본 공개특허공보 평10-310824 호에는, 열연판 또는 냉연판을 도금원판으로 하고, 성형후의 열처리에 의해 강도상승을 기대할 수 있는 합금화 용융아연 도금강판의 제조방법이 제안되어 있다. 이 방법은, C : 0.01∼0.08% 를 함유하고, Si, Mn, P, S, Al, N 을 적정량으로 한 후에, Cr, W, Mo 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 0.05∼3.0% 함유하는 강을 열간압연한다. 또는 다시 냉간압연 또는 조질압연하여 소둔한다. 그 후, 용융아연 도금을 실시하고, 가열 합금화 처리를 실시하는 것이다. 이 강판은, 성형후, 200∼450℃ 의 온도영역에서 가열함으로써 인장강도의 상승이 얻어지는 것으로 된다. 그러나, 얻어진 강판은, 미세조직이, 페라이트 단상, 페라이트+펄라이트, 또는 페라이트+베이나이트 조직이기 때문에, 높은 연성과 낮은 항복강도를 얻을 수 없어, 프레스 성형성이 저하된다는 문제가 있었다.

본 발명은 상기한 바와 같이, 매우 강한 요구가 있음에도 불구하고, 이들의 특성을 만족하는 강판을 공업적으로 안정되게 제조하는 기술이 지금까지 없었던 것을 감안하여 이루어진 것이다. 본 발명은, 상기한 종래기술의 문제를 유리하게해결한다. 본 발명은 자동차용 강판으로서 적합한, 우수한 프레스 성형성을 갖고, 또한 프레스 성형후에, 비교적 낮은 온도에서의 열처리에 의해 인장강도가 매우 크게 상승되는 변형 시효경화 특성이 우수한 고연성 고장력 강판을 제안하는 것을 목적으로 한다. 또 본 발명은 이 고연성 고장력 강판을 안정되게 생산할 수 있는 제조방법을 제안하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 상기의 과제를 달성하기 위해, 변형 시효경화 특성에 미치는 강판조직과 합금원소의 영향에 대하여 예의 연구를 거듭하였다. 그 결과, ① 강판조직을 페라이트와 체적율 1% 이상의 잔류 오스테나이트를 함유하는 상과의 복합조직으로 하거나, ② 추가로, C 함유량을 저탄소 영역∼중탄소 영역으로 하여, 적정범위내의 Cu, 또는 Cu 대신에 Mo, Cr, W 중의 1종 또는 2종 이상을 함유시키거나, ③ 예비 변형량 5% 이상으로 한 예비 변형처리와 150℃ 이상 350℃ 이하의 비교적 낮은 온도의 열처리 후에, 항복응력이 증가함에 따라, 인장강도도 현저하게 증가하는 높은 변형 시효경화를 갖는 강판이 얻어지는 것을 발견하였다. 또 이 강판은, 이와 같은 높은 변형 시효경화 특성과 함께 양호한 연성, 높은 구멍 확장률을 갖고, 프레스 성형성이 우수한 강판이 되는 것을 발견하였다.

먼저 본 발명자들이 실시한 열연강판에 대한 기초적인 실험결과에 대하여 설명한다.

질량%로, C : 0.10%, Si : 1.4%, Mn : 1.5%, P : 0.01%, S : 0.005%, Al : 0.04%, N : 0.002% 를 함유하고, Cu 를 0.3%, 1.3% 로 변화시킨 조성을 갖는 시트 바를, 1250℃ 로 가열-균열하였다. 그 후, 마무리 압연 종료온도가 850℃가 되도록 3 패스 압연을 실시하여 판두께 2.0 ㎜ 로 하였다. 그 후, 냉각조건과 권취온도를 다양하게 변화시켜, 조직을 페라이트 단상에서, 페라이트를 주상으로 하여 잔류 오스테나이트를 함유하는 상을 제 2 상으로 하는 복합조직 (이하, 페라이트 + 잔류 오스테나이트의 복합조직이라고도 함) 을 갖는 열연판으로 하였다.

얻어진 열연판에 대하여, 인장시험을 실시하여 인장특성을 조사하였다. 또한 이들 열연판에서 채취한 시험편에 인장 예비 변형량 5% 의 예비 변형처리를 실시하고, 이어서 50∼350℃×20 min 의 열처리를 실시한 후, 인장시험을 실시하여 인장특성을 구하고, 변형 시효경화 특성을 평가하였다.

변형 시효경화 특성은, 열처리 전후의 인장강도 증가량 (ΔTS) 으로 평가하였다. ΔTS 는 열처리를 실시한 후의 인장강도 (TS_HT) 와, 열처리를 실시하지 않은 경우의 인장강도 (TS) 의 차이이다. 즉, ΔTS = (열처리 후의 인장강도 (TS_HT) - (예비 변형처리 전의 인장강도 (TS)) 이다. 또한 인장시험은 압연방향으로 채취한 JIS 5 호 인장시험편을 사용하여 실시하였다.

도 1 에, ΔTS 와 강판조직의 관계에 미치는 Cu 함유량의 영향을 나타낸다. 시험편에 인장 예비 변형량 5% 의 예비 변형처리를 실시하고, 이어서 250℃×20 min 의 열처리를 실시하였다. 열처리 전과 후의 TS 의 차이로부터 ΔTS 를 구하였다. 도 1 로부터, Cu 함유량이 1.3 질량% 인 경우에는, 강판조직을 페라이트 + 잔류 오스테나이트의 복합조직으로 함으로써, ΔTS : 80 ㎫ 이상의 높은 변형 시효경화 특성이 얻어지는 것을 알 수 있다. Cu 함유량이 0.3 질량% 인 경우에는, 강판조직에 관계없이, ΔTS : 80 ㎫ 미만으로, 높은 변형 시효경화 특성은 얻을 수 없다.

이와 같이 Cu 함유량을 적정범위로 하고, 조직을 페라이트를 주상으로 하고, 제 2 상을 잔류 오스테나이트를 함유하는 상으로 하는 복합조직으로 함으로써, 높은 변형 시효경화 특성을 갖는 열연강판을 제조할 수 있는 것을 알 수 있다.

도 2 에 ΔTS 와 예비 변형처리 후의 열처리온도의 관계에 미치는 Cu 함유량의 영향을 나타낸다. 강판의 미세조직은, 페라이트를 주상으로 하고, 제 2 상을 잔류 오스테나이트를 함유하는 상으로 하는 복합조직으로, 잔류 오스테나이트의 조직 분율은 조직 전체에 대한 체적율 8% 이었다.

도 2 로부터, ΔTS 는, 열처리온도가 상승됨과 동시에 증가하지만, 그 증가량은 Cu 함유량에 크게 의존한다. Cu 함유량이 1.3 질량% 인 경우에는, 열처리온도가 150℃ 이상이고 ΔTS : 80 ㎫ 이상의 높은 변형 시효경화 특성을 얻을 수 있는 것을 알 수 있다. Cu 함유량이 0.3 질량% 인 경우에는, 어느 열처리온도에서도 ΔTS : 80 ㎫ 미만으로, 높은 변형 시효경화 특성은 얻어지지 않는다.

또 조직을 페라이트 단상 조직 또는 페라이트 + 잔류 오스테나이트의 복합조직으로 하고, Cu 를 0.3 질량% 와 1.3 질량% 를 함유하는 열연판에 대하여, 구멍 확장시험을 실시하여 구멍 확장율 (λ) 을 구하였다. 구멍 확장시험은, 10 ㎜Φ의 펀치로 뚫어 시험편에 펀치구멍을 형성하였다. 그 후, 꼭지각 60도의 원추펀치를 사용하여, 버 (burr) 가 외측이 되도록 하고 판두께를 관통하는 균열이 발생할 때까지의 구멍 확장을 실시하였다. 구멍 확장율 (λ) 은, λ(%)={(d-d₀)/d₀}×100 으로 구하였다. 여기에서 d₀: 초기구멍직경, d : 균열 발생시의 내측 구멍직경이다.

Cu 함유량이 1.3 질량% 이고, 또한 조직이 페라이트+잔류 오스테나이트의 복합조직을 갖는 열연강판의 경우에는, 구멍 확장율이 약 140% 이고, 또 조직이 페라이트 단상인 경우에도, 구멍 확장율은 약 140% 이었다. 한편, Cu 함유량이 0.3% 인 경우에는, 조직이 페라이트 단상인 경우, 구멍 확장율은 120% 이었지만, 조직이 페라이트 + 잔류 오스테나이트의 복합조직을 갖는 경우에는, 구멍 확장율은 약 80% 로 낮았다.

이와 같이 조직을 페라이트 + 잔류 오스테나이트의 복합조직으로 하는 열연강판에서는, Cu 의 함유량이 많아지면, 구멍 확장율이 높아져 구멍 확장 성형성이 향상되는 것이 밝혀졌다. Cu 를 함유함으로써 구멍 확장 성형성이 높아지는 상세한 기구에 대해서는 현재까지는 명확하지 않지만, Cu 함유에 의해 페라이트와 잔류 오스테나이트 및 변형유기 변태된 마르텐사이트와의 경도차가 작아진 것때문으로 보인다.

또 본 발명의 열연강판에서는, 통상의 열처리 전후의 변형 응력증가량 측정시의 예비 변형량인 2% 보다도 많은 변형량에서의 예비 변형과, 150℃ 이상 350℃ 이하의 비교적 저온도 영역에서의 열처리에 의해, 강판 중에 극미세 Cu 가 석출된다. 본 발명자들의 검토에 의하면, 이 극미세 Cu 의 석출에 의해, 항복응력의 증가와 함께, 인장강도가 현저하게 증가하는 높은 변형 시효경화 특성이 얻어진 것으로 생각된다. 이와 같은 저온영역에서의 열처리에 의해 극미세 Cu 의 석출은, 지금까지 보고되어 있는 극저탄소강 또는 저탄소강에서는 전혀 확인되지 않았다. 저온영역에서의 열처리에 의해 극미세 Cu 가 석출되는 것에 대해서는, 현재까지, 그 이유는 명확해져 있지 않다. 그러나 다음과 같이 추정된다. 열간압연 종료후 급냉시켜, 620∼780℃ 의 온도영역에서의 등온 유지처리 또는 이 온도영역에서 부터의 서냉처리 중에, γ상에 Cu 가 다량으로 분배된다. 이것이 냉각후에도 계속되어 잔류 오스테나이트 중에 Cu 가 과포화로 고용된 상태로 된다. 그리고, 5% 이상의 예비 변형에 의해, 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변형유기 변태되고, 변형유기 변태된 마르텐사이트 중에, 그 후의 저온 열처리에 의해, 극미세로 Cu 가 석출된 것으로 생각된다.

다음으로 본 발명자들이 실시한 냉연강판에 대한 기초적인 실험결과에 대하여 설명한다.

질량%로, C : 0.10%, Si : 1.2%, Mn : 1.4%, P : 0.01%, S : 0.005%, Al : 0.03%, N : 0.002% 를 함유하고, Cu 를 0.3%, 1.3% 로 변화시킨 조성을 갖는 시트바에 대하여, 1250℃ 로 가열-균열 후, 마무리 압연 종료온도가 900℃ 가 되도록 3 패스 압연을 실시하여 판두께 4.0 ㎜ 의 열연판으로 하였다. 또한 마무리 압연 종료후, 코일 권취처리로서 600℃×1 h 의 보온 상당처리를 실시하였다. 계속하여 70% 의 냉간압연을 실시하여 판두께 1.2 ㎜ 의 냉연판으로 하였다. 이어서, 이들 냉연판에 700∼850℃ 범위의 온도로 가열하여 60s 간 균열하는 가열 균열처리를 실시하였다. 그 후, 400℃ 까지 냉각시켜 그 온도 (400℃) 에서 300s유지하는 체류처리를 포함하는 재결정 소둔을 실시하였다. 이 재결정 소둔에 의해, 조직이 페라이트 단상부터 페라이트 + 잔류 오스테나이트의 복합조직까지 변화된 각종 냉연강판이 얻어졌다.

얻어진 냉연강판에 대하여, 열연강판과 동일하게 인장시험을 실시하여 인장특성을 구하였다. 또 이들 냉연강판에서 채취한 시험편에 인장 예비 변형량 5% 의 예비 변형처리를 실시하고, 이어서 50∼350℃ ×20 min 의 열처리를 실시한 후, 인장시험을 실시하여 인장특성 (YS, TS) 을 구하였다.

변형 시효경화 특성은, 열연강판과 동일하게, 열처리 전후의 인장강도 증가량 (ΔTS) 으로 평가하였다.

도 3 에, ΔTS 와 재결정 소둔온도의 관계에 미치는 Cu 함유량의 영향을 나타낸다. 또한 ΔTS 는 얻어진 냉연판에서 채취한 시험편에, 인장 예비 변형량 5% 의 예비 변형처리를 실시하고, 이어서 250℃ ×20 min 의 열처리를 실시한 후, 인장시험을 실시하여 구하였다.

도 3 으로부터, Cu 함유량이 1.3 질량% 인 경우에는, 재결정 소둔온도를 750℃ 이상으로 하여 강판조직을 페라이트 + 잔류 오스테나이트 복합조직으로 함으로써, ΔTS : 80 ㎫ 이상의 높은 변형 시효경화 특성이 얻어지는 것을 알 수 있다. 또한 Cu 함유량이 0.3 질량% 인 경우에는, 어느 재결정 소둔온도에서도 ΔTS : 80 ㎫ 미만이고, 높은 변형 시효경화 특성은 얻어지지 않는다. 도 3 으로부터 Cu 함유량을 적정범위로 하고, 조직을 페라이트 + 잔류 오스테나이트 복합조직으로 함으로써, 높은 변형 시효경화 특성을 갖는 냉연강판을 제조하는 것이 가능한 것을알 수 있다.

도 4 에, ΔTS 와 예비 변형처리 후의 열처리온도의 관계에 미치는 Cu 함유량의 영향을 나타낸다. 강판은 냉연후, 페라이트(α) + 오스테나이트(γ) 의 2 상역인 800℃ 에서 유지시간 60s 의 소둔을 실시한 후, 유지온도 (800℃) 부터 30℃/s 의 냉각속도로 400℃ 까지 냉각시키고, 400℃ 에서 300s 의 체류처리를 실시한 것을 사용하였다. 이들 강판의 미세조직은, 페라이트와 잔류 오스테나이트 (제 2 상) 의 복합조직으로, 잔류 오스테나이트의 조직분율은 체적율로 4% 이었다.

도 4 로부터 ΔTS 는, 열처리온도가 상승됨과 동시에 증가하지만, 그 증가량은 Cu 함유량에 크게 의존한다. Cu 함유량이 1.3 질량% 인 경우에는, 열처리온도가 150℃ 이상이고 ΔTS : 80 ㎫ 이상의 높은 변형 시효경화 특성이 얻어지는 것을 알 수 있다. Cu 함유량이 0.3 질량% 인 경우에는, 어느 열처리온도에서도 ΔTS : 80 ㎫ 미만으로, 높은 변형 시효경화 특성은 얻어지지 않는다.

또 조직을 페라이트 + 잔류 오스테나이트의 복합조직으로 한, Cu 함유량이 0.3 질량% 와 1.3 질량% 의 냉연강판에 대하여, 열연강판과 동일하게, 구멍 확장시험을 실시하여 구멍 확장율 (λ) 을 구하였다.

Cu 함유량이 1.3% 인 냉연강판에서는, λ는 130%, Cu 함유량이 0.3% 인 냉연강판에서는 λ는 60% 이었다. Cu 함유량이 1.3 질량% 인 경우에는, 열연강판과 동일하게 냉연강판에서도 구멍 확장율이 높아져 구멍 확장 성형성이 향상되는 것으로 밝혀졌다. Cu 를 함유함으로써 구멍 확장 성형성이 높아지는 상세한 기구에 대해서는, 열연강판과 동일하게 냉연강판에서도 현재까지는 명확해져 있지 않다.냉연강판에 있어서도, Cu 함유에 의해 페라이트와 잔류 오스테나이트 및 변형유기 변태된 마르텐사이트의 경도차가 작아졌기 때문인 것으로 추정된다.

본 발명의 냉연강판에서는, 통상의 열처리 전후의 변형 응력 증가량 측정시의 예비 변형량인 2% 보다도 많은 변형량에서의 예비 변형과, 150℃ 이상 350℃ 이하라는 비교적 저온영역에서의 열처리에 의해, 강판 중에 극미세 Cu 가 석출된다. 본 발명자들의 검토에 의하면, 이 극미세 Cu 의 석출에 의해, 냉연강판에서도 열연강판과 동일하게 항복응력의 증가와 함께, 인장강도가 현저하게 증가하는 높은 변형 시효경화 특성이 얻어진 것으로 생각된다. 저온영역에서의 열처리에 의해 극미세 Cu 가 석출되는 것에 대해서는, 현재까지 그 이유는 명확해져 있지 않다. 그러나 다음과 같이 추정된다. α+γ의 2상 영역에서의 재결정 소둔 중에, γ상에 Cu 가 다량으로 분배된다. 그것이 냉각 후도 계속되어 마르텐사이트 중에 Cu 가 과포화로 고용된 상태로 되어, 5% 이상의 예비 변형의 부가와 저온 열처리에 의해, 극미세로 석출된 것으로 생각된다.

다음으로, 본 발명자들이 실시한 용융아연 도금강판에 대한 기초적인 실험결과에 대하여 설명한다.

질량%로, C : 0.08%, Si : 0.5%, Mn : 2.0%, P : 0.01%, S : 0.004%, Al : 0.04%, N : 0.002% 를 함유하고, Cu 를 0.3% 와 1.3% 로 함유하는 조성을 갖는 시트 바를 1250℃ 로 가열-균열하였다. 그 후, 마무리 압연 종료온도가 900℃ 가 되도록 3 패스 압연을 실시하여 판두께 4.0 ㎜ 의 열연판으로 하였다. 또한 마무리 압연 종료후, 코일 권취처리로서 600℃ ×1 h 의 보온 상당처리를 실시하였다. 계속해서 이들 열연판에 70% 의 냉간압연을 실시하여 판두께 1.2 ㎜ 의 냉연판으로 하였다. 이어서 이들의 냉연판에 900℃ 에서 가열-균열한 후, 30℃/s 의 냉각속도로 냉각시키는 1차 열처리를 실시하였다. 이 1차열처리 후의 강판조직은, 래스상 마르텐사이트 조직이었다. 이 1 차 열처리 후의 강판에, 여러 온도에서 2차 열처리를 실시한 후, 450∼500℃ 의 온도영역까지 급냉하였다. 이어서 용융아연 도금욕 (0.13 질량% Al-Zn 욕) 에 침지하여, 표면에 용융아연 도금층을 형성하는 용융아연 도금처리를 실시하였다. 또한 450∼550℃ 의 온도범위로 재가열하여, 용융아연 도금층의 합금화 처리 (도금층 중의 Fe 함유율 : 약 10%) 를 실시하였다.

얻어진 용융아연 도금강판에 대하여, 인장시험을 실시하여 인장특성을 조사하였다. 또 이들 용융아연 도금강판으로부터 시험편을 채취하여, 열연강판, 냉연강판과 동일하게, 시험편에 인장 예비 변형량 5% 의 예비 변형처리를 실시하였다. 이어서 50∼350℃ ×20 min 의 열처리를 실시하였다. 그 후 인장시험을 실시하여 인장특성을 구하였다. 열처리 전후의 인장강도 증가량 (ΔTS) 으로, 변형 시효경화 특성을 평가하였다.

도 5 에 ΔTS 와 2차 열처리 온도의 관계에 미치는 Cu 함유량의 영향을 나타낸다. 또한 ΔTS 는 얻어진 용융아연 도금강판에서 채취한 시험편에, 인장변형 5% 의 예비 변형처리를 실시하고, 이어서 250℃ ×20 min 의 열처리를 실시한 후 인장시험을 실시하여 구하였다.

도 5 로부터, Cu 함유량이 1.3 질량% 인 경우에는, 강판조직을 페라이트 +템퍼드(tempered) 마르텐사이트 + 잔류 오스테나이트의 복합조직으로 함으로써, ΔTS : 80 ㎫ 이상의 높은 변형 시효경화 특성이 얻어지는 것을 알 수 있다. 한편 Cu 함유량이 0.3 질량% 인 경우에는, 어느 2차 열처리 온도에서도 ΔTS : 80 ㎫ 미만으로 높은 변형 시효경화 특성은 얻을 수 없었다.

도 5 로부터, Cu 함유량을 적정 범위로 하고, 페라이트 + 템퍼드 마르텐사이트 + 잔류 오스테나이트를 함유하는 복합조직으로 함으로써, 높은 변형 시효경화 특성을 갖는 용융아연 도금강판을 제조할 수 있는 것을 알 수 있다.

도 6 에 ΔTS 와 예비 변형처리 후의 열처리온도의 관계에 미치는 Cu 함유량의 영향을 나타낸다. 또한 ΔTS 는 2차 열처리온도를 800℃ 로 한 합금화 용융아연 도금강판에서 채취한 시험편에, 인장 변형량 5% 의 예비 변형처리를 실시하고, 이어서 50 ∼ 350℃×20 min 의 열처리를 실시한 후, 인장시험을 실시하여 구하였다.

도 6 으로부터 ΔTS 는 예비 변형처리 후의 열처리 온도가 상승함과 동시에 증가하지만, 그 증가량은 Cu 함유량에 크게 의존한다. Cu 함유량이 1.3 질량% 인 경우에는, 열처리 온도가 150℃ 이상이고 ΔTS : 80 ㎫ 이상의 높은 변형 시효경화 특성이 얻어지는 것을 알 수 있다. 한편 Cu 함유량이 0.3 질량% 인 경우에는, 어느 열처리 온도에서도 ΔTS : 80 ㎫ 미만으로, 높은 변형 시효경화 특성은 얻을 수 없다.

본 발명의 용융아연 도금강판에서는, 통상의 열처리 전후의 변형 응력증가량 측정시의 예비 변형량인 2% 보다도 많은 변형량에서의 예비 변형과, 150℃ 이상350℃ 이하의 비교적 저온도 영역에서의 열처리에 의해, 강판 중에 극미세 Cu 가 석출된다. 본 발명자들의 검토에 의하면, 이 극미세 Cu 의 석출에 의해, 항복응력의 증가와 함께, 인장강도가 현저하게 증가하는 높은 변형 시효경화 특성이 얻어진 것으로 생각된다. 저온 영역에서의 열처리에 의해 극미세 Cu 가 석출되는 것에 대해서는, 현재까지 그 이유는 명확해져 있지 않다. 그러나 다음과 같이 추정된다. 페라이트 (α)+오스테나이트 (γ) 의 2 상 영역에서의 열처리 중에, γ상에 Cu 가 다량으로 분배되고, 그것이 냉각후에도 계속되어 잔류 오스테나이트 중에 Cu 가 과포화로 고용된 상태로 된다. 5% 이상의 예비 변형의 부가에 의해, 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트에 변형유기 변태되고, 변형유기 변태된 마르텐사이트 중에, 그 후의 저온 열처리에 의해, 극미세로 Cu 가 석출된 것으로 생각된다.

또 조직을 페라이트 + 템퍼드 마르텐사이트 + 잔류 오스테나이트의 복합조직으로 한 Cu 함유량이 0.3 질량% 와 1.3 질량% 의 용융아연 도금강판에 대하여, 열연강판, 냉연강판과 동일하게, 구멍 확장시험을 실시하여 구멍 확장율 (λ) 을 구하였다.

Cu 함유량이 1.3% 인 강판의 구멍 확장율 (λ) 은 120%, Cu 함유량이 0.3% 인 강판의 구멍 확장율 (λ) 은 50% 이고, Cu 함유량이 1.3% 인 경우에는 0.3% 인 경우에 비하여, 구멍 확장율이 높아져 구멍 확장 성형성이 향상되는 것으로 밝혀졌다.

Cu 함유에 의한 구멍 확장 성형성이 높아지는 상세한 기구에 대해서는, 열연강판, 냉연강판과 동일하게 현재까지 명확해지지는 않았지만, Cu 첨가에 의해 페라이트, 템퍼드 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 및 변형유기 변태된 마르텐사이트와의 경도차가 작아졌기 때문이 아닌가로 생각된다.

본 발명자들은 이상의 새로운 지식에 의거하여, 더욱 예의 연구를 거듭한 결과, 상기와 같은 현상은, Cu 를 함유하지 않은 강의 조성에 관해서도 일어날 수 있는 것을 발견하였다.

Mo, Cr, W 의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 조성의 강의 조직을, 페라이트상을 주상으로 하고, 잔류 오스테나이트를 함유하는 상을 제 2 상으로 하는 복합조직으로 하였다. 그 후, 예비 변형을 부가하여, 저온 영역에서 열처리를 실시함으로써, 변형유기된 마르텐사이트 중에 극미세 탄화물이 변형유기 석출되어, 인장강도가 상승되는 것을 발견하였다. 이 변형유기 저온 미세석출은, Mo, Cr, W 의 1종 또는 2종 이상에 첨가하고, Nb, Ti, V 의 1종 또는 2종 이상을 복합첨가함으로써, 보다 현저해지는 것도 밝혀졌다.

본 발명은 상기의 지식에 의거하여, 더욱 검토하여 완성된 것이다. 본 발명의 요지는 다음과 같다.

(1) 복합조직을 갖는 강판으로, 상기 복합조직이 페라이트상을 함유하는 상을 주상으로 하고, 체적율 1% 이상의 잔류 오스테나이트상을 함유하는 상을 제 2 상으로 하는 복합조직인 것을 특징으로 하는, 프레스 성형성이 우수하고 또한 ΔTS : 80 ㎫ 이상이 되는 변형 시효경화 특성이 우수한 고연성강판.

(2) (1) 에 있어서, 상기 강판이 열연강판이고, 상기 페라이트상을 함유하는상이 페라이트상인 것을 특징으로 하는 고연성강판.

(3) (2) 에 있어서, 상기 열연강판이 질량%로 C : 0.05∼0.20%, Si : 1.0∼3.0%, Mn : 3.0% 이하, P : 0.10% 이하, S : 0.02% 이하, Al : 0.30% 이하, N : 0.02% 이하, Cu : 0.5∼3.0% 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 것을 특징으로 하는 고연성강판.

(4) (3) 에 있어서, 상기 조성에 추가하여 질량%로 다음 A군∼C군

A군 : Ni : 2.0% 이하

B군 : Cr, Mo 중의 1종 또는 2종을 합계 2.0% 이하,

C군 : Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 0.2% 이하,

중의 1군 또는 2군 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고연성강판.

(5) (2) 에 있어서, 상기 열연강판이 질량%로, C : 0.05∼0.20%, Si : 1.0∼3.0%, Mn : 3.0% 이하, P : 0.10% 이하, S : 0.02% 이하, Al : 0.30% 이하, N : 0.02% 이하를 함유하고, 추가로 Mo : 0.05∼2.0%, Cr : 0.05∼2.0%, W : 0.05∼2.0% 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 2.0% 이하 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 것을 특징으로 하는 고연성강판.

(6) (5) 에 있어서, 상기 조성에 추가하여 질량%로 Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 2.0% 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 고연성강판.

(7) 질량%로, C : 0.20% 이하, Si : 1.0∼3.0%, Mn : 3.0% 이하, P : 0.10% 이하, S : 0.02% 이하, Al : 0.30% 이하, N : 0.02% 이하, Cu : 0.5∼3.0% 를 함유하는 조성을 갖는 강슬래브에, 열간압연을 실시하여 소정 판 두께의 열연판으로 하는데 있어서, 상기 열간압연을, 마무리 압연 종료온도가 780∼980℃ 인 열간압연으로 하고, 마무리 압연 종료후, 2초 이내에 50℃/s 이상의 냉각속도로 620∼780℃ 의 온도 영역까지 냉각시키고, 이 온도 영역에서 1∼10s 동안의 등온 유지처리 또는 냉각속도 : 20℃/s 이하의 서냉처리를 실시한 후, 이어서 다시 50℃/s 이상의 냉각속도로 300∼500℃ 까지 냉각시키고, 코일에 감는 것을 특징으로 하는, 프레스 성형성이 우수하고, 또한 ΔTS : 80 ㎫ 이상이 되는 변형 시효경화 특성이 우수한 고연성 열연강판의 제조방법.

(8) (7) 에 있어서, 상기 조성에 추가하여, 질량%로 다음의 A군∼C군

A군 : Ni : 2.0% 이하

B군 : Cr, Mo 중의 1종 또는 2종을 합계 2.0% 이하,

C군 : Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 0.2% 이하,

중의 1군 또는 2군 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고연성 강판의 제조방법.

(9) (7) 에 있어서, 상기 강슬래브 대신에, 질량%로 C : 0.05∼0.20%, Si : 1.0∼3.0%, Mn : 3.0% 이하, P : 0.10% 이하, S : 0.02% 이하, Al : 0.30% 이하, N : 0.02% 이하를 함유하고, 추가로 Mo : 0.05∼2.0%, Cr : 0.05∼2.0%, W : 0.05∼2.0% 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 2.0% 이하 함유하는 조성을 갖는 강슬래브로 하는 것을 특징으로 하는 고연성 열연강판의 제조방법.

(10) (9) 에 있어서, 상기 조성에 추가하여, 질량%로 Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 2.0% 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 고연성 강판의 제조방법.

(11) (7) 내지 (10) 중 어느 하나에 있어서, 상기 마무리 압연의 일부 또는 전부가 윤활 압연인 것을 특징으로 하는 고연성 열연강판의 제조방법.

(12) (1) 에 있어서, 상기 강판이 냉연강판으로, 상기 페라이트상을 함유하는 상이 페라이트상인 것을 특징으로 하는 고연성 강판.

(13) (12) 에 있어서, 상기 냉연강판이 질량%로 C : 0.20% 이하, Si : 2.0% 이하, Mn : 3.0% 이하, P : 0.1% 이하, S : 0.02% 이하, Al : 0.3% 이하, N : 0.02% 이하, Cu : 0.5∼3.0% 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 것을 특징으로 하는 고연성 강판.

(14) (13) 에 있어서, 상기 조성에 추가하여, 질량%로 다음의 A군∼C군

A군 : Ni : 2.0% 이하

B군 : Cr, Mo 중의 1종 또는 2종을 합계 2.0% 이하,

C군 : Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 0.2% 이하,

중의 1군 또는 2군 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고연성 강판.

(15) (12) 에 있어서, 상기 냉연강판이 질량%로 C : 0.20% 이하, Si : 2.0% 이하, Mn : 3.0% 이하, P : 0.1% 이하, S : 0.02% 이하, Al : 0.3% 이하, N : 0.02% 이하를 함유하고, 추가로 Mo : 0.05∼2.0%, Cr : 0.05∼2.0%, W : 0.05∼2.0% 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 합계 2.0% 이하 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 것을 특징으로 하는 고연성 강판.

(16) (15) 에 있어서, 상기 조성에 추가하여 질량%로 Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 2.0% 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 고연성 강판.

(17) 질량%로 C : 0.20% 이하, Si : 2.0% 이하, Mn : 3.0% 이하, P : 0.1% 이하, S : 0.02% 이하, Al : 0.3% 이하, N : 0.02% 이하, Cu : 0.5∼3.0% 를 함유하는 조성의 강슬래브를 소재로 하고, 이 소재에 열간압연을 실시하여 열연판으로 하는 열연공정과, 이 열연판에 냉간압연을 실시하여 냉연판으로 하는 냉연공정과, 이 냉연판에 재결정 소둔을 실시하여 냉연 소둔판으로 하는 재결정 소둔공정을 순차적으로 실시하는 냉연강판의 제조방법에 있어서, 상기 재결정 소둔을 Ac₁변태점∼Ac₃변태점의 온도범위의 페라이트 + 오스테나이트의 2상 영역에서 가열 균열처리를 실시한 후, 냉각시키고, 계속해서 300∼500℃ 의 온도 영역에서 30∼1200s 의 체류처리를 행하는 열처리를 하는 것을 특징으로 하는 프레스 성형성과 ΔTS : 80 ㎫ 이상이 되는 변형 시효경화 특성이 우수한 고연성 냉연강판의 제조방법.

(18) (17) 에 있어서, 상기 조성에 추가하여, 질량%로 다음의 A군∼C군

A군 : Ni : 2.0% 이하

B군 : Cr, Mo 중의 1종 또는 2종을 합계 2.0% 이하,

C군 : Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 0.2% 이하,

중의 1군 또는 2군 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고연성 냉연강판의 제조방법.

(19) (17) 에 있어서, 상기 조성의 강슬래브 대신에, 질량%로 C : 0.20% 이하, Si : 2.0% 이하, Mn : 3.0% 이하, P : 0.1% 이하, S : 0.02% 이하, Al : 0.3% 이하, N : 0.02% 이하를 함유하고, 추가로 Mo : 0.05∼2.0%, Cr : 0.05∼2.0%, W : 0.05∼2.0% 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 합계 2.0% 이하 함유하는 조성의 강슬래브로 하는 것을 특징으로 하는 고연성 냉연강판의 제조방법.

(20) (19) 에 있어서, 상기 조성에 추가하여, 질량%로 Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 2.0% 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 고연성 냉연강판의 제조방법.

(21) (17) 내지 (20) 중 어느 하나에 있어서, 상기 열간압연이 상기 소재의 가열온도를 900℃ 이상, 마무리 압연 종료온도를 700℃ 이상, 권취온도를 800℃ 이하로 하는 열간압연인 것을 특징으로 하는 고연성 냉연강판의 제조방법.

(22) (17) 내지 (21) 중 어느 하나에 있어서, 상기 열간압연의 일부 또는 전부가, 윤활 압연인 것을 특징으로 하는 고연성 냉연강판의 제조방법.

(23) (1) 내지 (6) 중 어느 하나에 기재된 고연성강판의 표면에, 용융아연 도금층 또는 합금화 용융아연 도금층을 형성하여 이루어지는 고연성 용융아연 도금강판.

(24) (12) 내지 (16) 중 어느 하나에 기재된 고연성 강판의 표면에, 용융아연 도금층 또는 합금화 용융아연 도금층을 형성하여 이루어지는 고연성 용융아연 도금강판.

(25) (1) 에 있어서, 상기 강판이 강판표면에 용융아연 도금층 또는 합금화 용융아연 도금층을 갖는 용융아연 도금강판으로, 상기 페라이트상을 함유하는 상이 페라이트상과 템퍼드 마르텐사이트상인 것을 특징으로 하는 고연성 강판.

(26) (25) 에 있어서, 상기 강판이 질량%로 C : 0.20% 이하, Si : 2.0% 이하, Mn : 3.0% 이하, P : 0.1% 이하, S : 0.02% 이하, Al : 0.3% 이하, N : 0.02% 이하, Cu : 0.5∼3.0% 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 것을 특징으로 하는 고연성 강판.

(27) (26) 에 있어서, 상기 조성에 추가하여, 질량%로 다음의 A군∼C군

A군 : Ni : 2.0% 이하

B군 : Cr, Mo 중의 1종 또는 2종을 합계 2.0% 이하,

C군 : Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 0.2% 이하,

(28) (25) 에서 상기 강판이 질량%로 C : 0.20% 이하, Si : 2.0% 이하, Mn : 3.0% 이하, P : 0.1% 이하, S : 0.02% 이하, Al : 0.3% 이하, N : 0.02% 이하를 함유하고, 추가로 Mo : 0.05∼2.0%, Cr : 0.05∼2.0%, W : 0.05∼2.0% 중에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 합계 2.0% 이하 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 것을 특징으로 하는 고연성 강판.

(29) (28) 에서 상기 조성에 추가하여, 질량%로 Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 2.0% 이하를 함유하는 것을 특징으로 하는 고연성 강판.

(30) 질량%로 C : 0.20% 이하, Si : 2.0% 이하, Mn : 3.0% 이하, P :0.1% 이하, S : 0.02% 이하, Al : 0.3% 이하, N : 0.02% 이하, Cu : 0.5∼3.0% 를 함유하는 조성을 갖는 강판에, Ac₁변태점 이상의 온도로 가열한 후 급냉시키는 1차 열처리 공정을 실시한 후, (Ac₁변태점)∼(Ac₃변태점) 범위의 온도로 가열하는 2차 열처리 공정을 실시하고, 이어서 강판표면에 용융아연 도금층을 형성하는 용융아연 도금처리공정을 실시하는 것을 특징으로 하는, 프레스 성형성이 우수하고, 또한 ΔTS : 80 ㎫ 이상이 되는 변형 시효경화 특성이 우수한 고연성 용융아연 도금강판의 제조방법.

(31) (30) 에 있어서, 상기 조성에 추가하여, 질량%로 다음의 A군∼C군

A군 : Ni : 2.0% 이하

B군 : Cr, Mo 중의 1종 또는 2종을 합계 2.0% 이하,

C군 : Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 0.2% 이하,

(32) (30) 에 있어서, 상기 강판 대신에, 질량%로 C : 0.20% 이하, Si : 2.0% 이하, Mn : 3.0% 이하, P : 0.1% 이하, S : 0.02% 이하, Al : 0.3% 이하, N : 0.02% 이하를 함유하고, 추가로 Mo : 0.05∼2.0%, Cr : 0.05∼2.0%, W : 0.05∼2.0% 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 합계 2.0% 이하 함유하는 조성을 갖는 강판으로 하는 것을 특징으로 하는 고연성 용융아연 도금강판의 제조방법.

(33) (32) 에 있어서, 상기 조성에 추가하여, 질량%로 Nb, Ti, V 중의 1종또는 2종 이상을 합계 2.0% 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 고연성 용융아연 도금강판의 제조방법.

(34) (30) 내지 (33) 중의 어느 하나에 있어서, 상기 1 차 열처리 공정과 상기 2차 열처리 공정 사이에, 강판을 산세하는 산세처리 공정을 실시하는 것을 특징으로 하는 고연성 용융아연 도금강판의 제조방법.

(35) (30) 내지 (34) 중 어느 하나에 있어서, 상기 용융아연 도금처리 공정에 있어서, 상기 용융아연 도금층의 합금화 처리를 실시하는 합금화 처리 공정을 실시하는 것을 특징으로 하는 고연성 용융아연 도금강판의 제조방법.

(36) (30) 내지 (35) 중 어느 하나에 있어서, 상기 강판이, 소재의 가열온도를 900℃ 이상, 마무리 압연 종료온도를 700℃ 이상, 권취온도를 800℃ 이하로 하는 열간압연에 의해 제조된 열연강판, 또는 이 열연강판에 냉간압연을 실시한 냉연강판인 것을 특징으로 하는 고인성 용융아연 도금강판의 제조방법.

(37) (36) 에 있어서, 상기 냉간압연이, 압하율 40% 이상인 것을 특징으로 하는 고인성 용융아연 도금강판의 제조방법.

도 1 은 열연강판에서의, 예비 변형-열처리 후의 ΔTS 와 강판조직의 관계에 미치는 Cu 함유량의 영향을 나타낸 그래프이다.

도 2 는 열연강판에서의 예비 변형-열처리 후의 ΔTS 와 열처리온도의 관계에 미치는 Cu 함유량의 영향을 나타낸 그래프이다.

도 3 은 열연강판에서의 예비 변형-열처리 후의 ΔTS 와 재결정온도의 관계에 미치는 Cu 함유량의 영향을 나타낸 그래프이다.

도 4 는 열연강판에서의 예비 변형-열처리 후의 ΔTS 와 열처리온도의 관계에 미치는 Cu 함유량의 영향을 나타낸 그래프이다.

도 5 는 용융아연 도금강판에서의 예비 변형-열처리 후의 ΔTS 와 2차 열처리온도의 관계에 미치는 Cu 함유량의 영향을 나타낸 그래프이다.

도 6 은 용융아연 도금강판에서의 예비 변형-열처리 후의 ΔTS 와 열처리온도의 관계에 미치는 Cu 함유량의 영향을 나타낸 그래프이다.

발명을 실시하기 위한 최선의 형태

본 발명의 강판은, 인장강도 TS : 440 ㎫ 이상의 고장력강판으로, 조직이 페라이트상을 함유하는 상을 주상으로 하고, 체적율 1% 이상의 잔류 오스테나이트상을 함유하는 상을 제 2 상으로 하는 복합조직을 갖고, 프레스 성형성이 우수하고, 또한 프레스 성형후의 비교적 낮은 온도에서의 열처리에 의해 인장강도가 현저하게상승되고, ΔTS : 80 ㎫ 이상이 되는 변형 시효경화 특성이 우수한 고연성 강판이다. 또한 본 발명에서 말하는 주상(主相)이란 체적율 50% 이상을 차지하는 조직을 말하는 것으로 한다.

또 본 발명에서 말하는 「고연성 강판」은, 강도 (TS) 와 연성 (El) 의 밸런스 (TS×El) 가 19000 ㎫ % 이상의 인장특성을 갖는 것을 의미한다.

또 본 발명에서 말하는 ΔTS 는, 인장 소성변형량 5% 이상의 예비 변형처리 후, 150∼350℃ 범위의 온도에서 유지시간 : 30s 이상의 열처리를 실시했을 때의, 열처리 전후의 인장강도 증가량이다. 즉 ΔTS = (열처리 후의 인장강도)-(예비 변형처리 전의 인장강도) 이다. 또한 본 발명의 강판은 열연강판, 냉연강판 및 용융아연 도금강판을 포함하는 것으로 한다.

상기의 조직을 갖는 강판 (열연강판, 냉연강판 및 용융아연 도금강판) 은, 모두 고연성을 가짐과 동시에, 프레스 성형성이 우수하고, 또한 변형 시효경화 특성이 우수한 강판이다.

본 발명에서 말하는 「매우 우수한 변형 시효경화 특성」또는 「변형 시효경화 특성이 우수한」이란, 인장 소성변형량 5% 이상의 예비 변형처리 후, 150∼350℃ 범위의 온도에서 유지시간 : 30s 이상의 열처리를 실시했을 때, 이 열처리 전후의 인장강도 증가량 (ΔTS) 이 80 ㎫ 이상이 되는 것을 의미한다. 또한 ΔTS = (열처리 후의 인장강도 (TS_HT))-(예비 변형처리 전의 인장강도 (TS)) 이다. 또한 바람직하게는 ΔTS 는 100 ㎫ 이상이다. 이 열처리에 의해 항복응력도 상승되고, ΔYS 가 80 ㎫ 이상이 되는 것은 말할 필요도 없다. 또한 ΔYS = (열처리 후의 항복응력 (YS_HT))-(예비 변형처리 전의 항복응력 (YS)) 이다.

변형 시효경화 특성을 규정하는 경우, 예비 변형 (변형량) 량은 중요한 인자이다. 본 발명자들은 자동차용 강판이 적용되는 변형양식을 상정하여, 예비 변형량이 그 후의 변형 시효경화 특성에 미치는 영향에 대하여 조사하였다. 그 결과, 극한 딥 드로잉가공 이외에는 대략 1축 상당 변형 (인장변형) 량으로 정리할 수 있는 것, 또 실제부품에서는, 이 1축 상당 변형량이 대략 5% 를 웃돌고 있는 것, 또 부품 강도가 예비 변형 5% 의 변형 시효처리 후에 얻어지는 강도와 양호하게 대응하는 것으로 밝혀졌다. 이와 같은 점에서 본 발명에서는 열처리의 예비 변형 (변형) 은 5% 이상의 인장 소성변형으로 하였다.

종래의 도장 베이킹 처리조건은, 170℃×20 min 이 표준으로 채용되고 있지만, 본 발명에서와 같이, 극미세 Cu 또는 미세 탄화물의 석출강화를 이용하는 경우에는, 열처리 온도는 150℃ 이상이 필요하게 된다. 한편 350℃ 를 초과하는 조건에서는 그 효과가 포화되고 반대로 약간 연화되는 경향을 나타낸다. 또 350℃ 를 초과하는 온도로 가열하면 열변형이나 템퍼 컬러의 발생 등이 현저해진다. 이와 같은 점에서, 본 발명에서는, 변형 시효경화를 위한 열처리온도는 150∼350℃ 로 하였다. 또한 열처리온도에서의 유지시간은 30s 이상으로 한다. 열처리의 유지시간에 대해서는, 150∼350℃ 에서는 대략 30s 정도 이상 유지하면, 거의 충분한 변형 시효경화가 달성된다. 보다 큰 안정된 변형 시효경화를 얻고자 하는 경우에는 60s 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 300s 이상이다.

예비 변형후의 열처리에서의 가열방법은, 특별히 한정되지 않지만, 통상의 도장 베이킹처리에서와 같이, 로에 의한 분위기 가열 이외에, 예컨대 유도가열, 무산화염, 레이저, 플라스마 등에 의한 가열 등이 모두 바람직하다. 또 강판온도를 높여 프레스하는, 소위 온간 프레스도 본 발명에서는 매우 유효한 방법이다.

다음으로 본 발명의 강판인, 열연강판, 냉연강판 및 용융아연 도금강판에 대하여 각각 설명한다.

(1) 열연강판

먼저 본 발명의 열연강판에 대하여 설명한다.

본 발명의 열연강판은, 조직이 페라이트상을 주상으로 하고, 전체 조직에 대하여 체적율 1% 이상의 잔류 오스테나이트상을 함유하는 상을 제 2 상으로 하는 복합조직을 갖는다. 상기한 바와 같이, 이와 같은 복합조직으로 함으로써, 높은 연성 (El) 과 높은 강도 연성 밸런스 (TS×El) 를 갖고, 우수한 프레스 성형성을 갖는 열연강판이 된다.

주상인 페라이트상은 체적율 50% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 페라이트상이 50% 미만에서는, 높은 연성을 확보하는 것이 곤란해져 프레스 성형성이 저하된다. 또 더욱 양호한 연성이 요구되는 경우에는, 페라이트상의 체적율은 80% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한 복합조직의 이점을 이용하기 위해, 페라이트상은 98% 이하로 하는 것이 바람직하다.

또 제 2 상으로서, 본 발명에서는, 잔류 오스테나이트상을 전체 조직에 대한 체적율 1% 이상 함유할 필요가 있다. 잔류 오스테나이트상이 1% 미만에서는, 높은 연성 (El) 을 얻을 수 없다. 보다 높은 연성 (El) 을 얻기 위해서는, 잔류 오스테나이트상은 2% 이상 함유하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 3% 이상이다.

또한 제 2 상은, 체적율 1% 이상의 잔류 오스테나이트상 단독으로 하여도, 또는 체적율 1% 이상의 잔류 오스테나이트상과, 부상(副相)으로서 그 이외의 펄라이트상, 베이나이트상, 마르텐사이트상 중 어느 하나와 혼합하는 상으로 하여도 되므로, 특별히 한정되지 않는다.

다음으로 본 발명의 열연강판의 조성의 한정이유에 대하여 설명한다. 또한 조성에서의 질량% 는 간단히 % 로 한다.

C : 0.05∼0.20%

C 는 강판의 강도를 증가시키고, 또한 페라이트와 잔류 오스테나이트의 복합조직의 형성을 촉진시키는 원소로, 본 발명에서는 복합조직 형성의 관점에서 0.05% 이상 함유할 필요가 있다. 한편 0.20% 를 초과하는 함유는, 강 중의 탄화물의 분율이 증가하여, 연성 나아가서는 프레스 성형성을 저하시킨다. 또한 보다 중요한 문제로서, C 함유량이 0.20% 를 초과하면, 스폿 용접성, 아크 용접성 등이 현저하게 저하된다. 따라서, 본 발명에서는 C 는 0.05∼0.20% 로 한정하였다. 또한 성형성의 관점에서는 0.18% 이하로 하는 것이 바람직하다.

Si : 1.0∼3.0%

Si 는 강판의 연성을 현저하게 저하시키지 않고, 강판을 고강도화시킬 수 있는 유용한 강화원소이다. 또 Si 는 잔류 오스테나이트상을 얻기 위해 필요한 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Si 는 1.0% 이상 함유할 필요가 있다. 또한 보다 바람직하게는 1.2% 이상이다. 한편 Si 함유량이 3.0% 를 초과하면, 프레스 성형성의 열화를 초래함과 동시에, 표면 성상이 악화된다. 따라서 Si 는 1.0∼3.0% 로 한정하였다.

Mn : 3.0% 이하

Mn 은 강을 강화시키는 작용이 있고, 또 S 에 의한 열간 균열을 방지하는 유효한 원소로, 함유하는 S 량에 맞춰 함유하는 것이 바람직하다. 이와 같은 효과는, 0.5% 이상의 함유에서 현저해진다. 한편 3.0% 를 초과하는 함유는, 프레스 성형성 및 용접성이 열화된다. 따라서 본 발명에서는 Mn 은 3.0% 이하로 한정하였다. 또한 보다 바람직하게는 1.0% 이상이다.

P : 0.10% 이하

P 는 강을 강화시키는 작용이 있고, 원하는 강도에 따라 필요량 함유할 수 있지만, 강도 증가의 관점에서는 0.005% 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편 0.10% 를 초과하여 함유하면 프레스 성형성이 열화된다. 따라서 P 는 0.10% 이하로 한정하였다. 또한 보다 우수한 프레스 성형성이 요구되는 경우에는, 0.08% 이하로 하는 것이 바람직하다.

S : 0.02% 이하

S 는 강판 중에서는 개재물로서 존재하여, 강판의 연성, 성형성, 특히 연신플랜지 성형성의 열화를 초래하는 원소이므로, 가능한 한 저감하는 것이 바람직하다. 0.02% 이하로 저감하면, 그다지 악영향을 주지 않게 되기 때문에, 본 발명에서는 S 는 0.02% 를 상한으로 하였다. 또한 보다 우수한 연신 플랜지 성형성이 요구되는 경우에는 S 는 0.010% 이하로 하는 것이 바람직하다.

Al : 0.30% 이하

Al 은 강의 탈산 원소로서 첨가되어, 강의 청정도를 향상시키는데에 유용한 원소이고, 또 잔류 오스테나이트의 형성에도 유효한 원소이다. 이와 같은 효과는 0.01% 이상의 함유에서 현저해지지만, 0.30% 를 초과하여 함유하여도 더 나은 효과를 얻을 수 없고, 반대로 프레스 성형성이 열화된다. 따라서 Al 은 0.30% 이하로 한정하였다. 또한 바람직하게는 0.10% 이하이다. 또 본 발명에서는 Al 탈산 이외의 탈산방법에 의한 용제방법을 배제하는 것이 아니고, 예컨대 Ti 탈산이나 Si 탈산을 실시하여도 되고, 이들의 탈산법에 의한 강판도 본 발명의 범위에 포함된다. 이 때, Ca 나 REM 등을 용강에 첨가하여도 본 발명의 강판의 특징은 조금도 저해되지 않는다.

N : 0.02% 이하

N 은 고용강화나 변형 시효경화에 의해 강판의 강도를 증가시키는 원소로, 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.0010% 이상 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.02% 를 초과하여 함유하여도, 강판 중에 질화물이 증가하여, 강판의 연성 나아가서는 프레스 성형성이 현저하게 열화된다. 따라서 N 은 0.02% 이하로 한정하였다. 또한 프레스 성형성의 향상이 더욱 요구되는 경우에는 0.01% 이하로하는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.0050% 미만이다.

Cu : 0.5∼3.0%

Cu 는 강판의 변형 시효경화 (예비 변형-열처리 후의 강도증가) 를 현저하게 증가시키는 원소로, 본 발명에서 가장 중요한 원소이다. Cu 함유량이 0.5% 미만에서는 설령 예비 변형-열처리조건을 변화시켜도, ΔTS : 80 ㎫ 이상의 인장강도의 증가는 얻을 수 없다. 한편 3.0% 를 초과하는 함유는, 효과가 포화되어 함유량에 알맞은 효과를 기대할 수 없어 경제적으로 불리해지는데다, 프레스 성형성의 열화를 초래하여, 강판의 표면 성상이 더욱 악화된다. 따라서 Cu 는 0.5∼3.0% 로 한정하였다. 또한 보다 큰 ΔTS 와 우수한 프레스 성형성을 양립시키기 위해서는, Cu 는 1.0∼2.5% 범위로 하는 것이 바람직하다.

또 본 발명의 열연강판에서는, Cu 를 함유하는 상기의 조성에 추가하여 질량%로 다음의 A군∼C군

A군 : Ni : 2.0% 이하

B군 : Cr, Mo 중의 1종 또는 2종을 합계 2.0% 이하,

C군 : Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 0.2% 이하,

중의 1군 또는 2군 이상을 함유하는 것이 바람직하다.

A군 : Ni : 2.0% 이하

A군 : Ni 는 Cu 첨가시에 강판표면에 발생하는 표면결함의 방지에 유효하고, 필요에 따라 함유할 수 있다. 함유하는 경우에는, 그 함유량은 Cu 함유량에 의존하고, 대략 Cu 함유량의 절반정도, 즉 Cu 함유량 (%) 의 30∼80% 정도로 하는 것이 바람직하다. 또한 2.0% 를 초과하여 함유하여도, 효과가 포화되어 함유량에 알맞은 효과를 기대할 수 없어 경제적으로 불래해지는데다, 반대로 프레스 성형성이 열화된다. 이와 같은 점에서 Ni 는 2.0% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.

B군 : Cr, Mo 중 1종 또는 2종을 합계 2.0% 이하

B군 : Cr, Mo 는 모두 Mn 과 동일하게 강판을 강화하는 작용을 갖고 있고, 필요에 따라 1종 또는 2종을 함유할 수 있다. 이와 같은 효과는 Cr 0.1% 이상, Mo 0.1% 이상 함유함으로써 현저해진다. 따라서 Cr : 0.1% 이상, Mo : 0.1% 이상 중 1종 또는 2종 함유하는 것이 바람직하다. 한편 Cr, Mo 중의 1종 또는 2종을 합계 2.0% 초과하여 함유하면, 프레스 성형성이 저하된다. 따라서 Cr, Mo 중의 1종 또는 2종을 합계 2.0% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.

C군 : Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 0.2% 이하

C군 : Nb, Ti, V 는 모두 탄화물 형성원소로, 탄화물의 미세분산에 의해 고강도화에 유효하게 작용하기 때문에, 필요에 따라 선택하여 함유할 수 있다. 이와 같은 효과는 각각 Nb : 0.01% 이상, Ti : 0.01% 이상, V : 0.01% 이상에서 유리하게 얻을 수 있다. 그러나 Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 0.2% 초과하여 함유하면, 프레스 성형성이 열화된다. 따라서 Nb, Ti, V 는 합계 0.2% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.

또 본 발명에서는 상기의 Cu 또는 추가로 상기의 A군∼C군 중의 1군 또는 2군 이상을 함유하는 대신에, Mo : 0.05∼2.0%, Cr : 0.05∼2.0%, W : 0.05∼2.0% 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 2.0% 이하, 또는 추가로 Nb, Ti, V 중의 1종 또는2종 이상을 합계 2.0% 이하 함유하여도 된다.

Mo : 0.05∼2.0%, Cr : 0.05∼2.0%, W : 0.05∼2.0% 중 1종 또는 2종 이상을 합계 2.0% 이하

Mo, Cr, W 는 강판의 변형 시효경화 (예비 변형-열처리 후의 강도증가) 를 현저하게 증가시키는 원소로, 본 발명에서 가장 중요한 원소이다. 즉 본 발명에서는 열연 강판조직을 페라이트를 주상으로 하고, 잔류 오스테나이트를 함유하는 상을 제 2 상으로 하는 복합조직으로 하고, 추가로 Mo, Cr, W 중의 1종 또는 2종 이상을 함유시킴으로써, 5% 이상의 예비 변형의 부가와 저온 열처리를 실시했을 때에, 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변형유기 변태되고, 변형유기 변태된 마르텐사이트 중에 미세 탄화물의 변형유기 저온석출이 일어나, ΔTS : 80 ㎫ 이상의 인장강도의 증가를 얻을 수 있다. 또한 이들 Mo, Cr, W 중의 1종 또는 2종 이상의 함유량이 각각 0.05% 미만에서는, 강판조직 및 예비 변형-열처리조건을 변화시켜도, ΔTS : 80 ㎫ 이상의 인장강도의 증가는 얻을 수 없다. 한편, Mo, Cr, W 중의 1종 또는 2종 이상의 함유량이, 각각 2.0% 를 초과하면, 효과가 포화되어 함유량에 알맞은 효과를 기대할 수 없어 경제적으로 불리해지는데다, 프레스 성형성의 열화를 초래한다. 따라서 Mo, Cr, W 는 각각 0.05∼2.0% 로 한정하는 것이 바람직하다. 또한 프레스 성형성의 관점에서, 복합하여 함유하여 경우에는, Mo, Cr, W 의 함유량의 합계를 2.0% 이하로 한정하는 것이 보다 바람직하다.

Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 2.0% 이하

Nb, Ti, V 는 모두 탄화물 형성원소로 필요에 따라 함유할 수 있다. Mo,Cr, W 중의 1종 또는 2종 이상에 추가로, 이들 Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 함유시키고, 다시 페라이트상을 주상으로 하고 잔류 오스테나이트를 함유하는 상을 제 2 상으로 하는 복합조직으로 함으로써, 변형유기 변태된 마르텐사이트 중에 미세 탄화물이 형성되고, 변형유기 저온석출이 유발되어, ΔTS : 80 ㎫ 이상의 인장강도의 증가를 얻을 수 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Nb, Ti, V 는 각각 Nb : 0.01% 이상, Ti : 0.01% 이상, V : 0.01% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 필요에 따라 1종 또는 2종 이상을 선택하여 함유할 수 있다. 그러나 Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계로 2.0% 초과하여 함유하면, 프레스 성형성이 열화된다. 따라서 Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 2.0% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.

또한 상기의 성분 이외에 Ca : 0.1% 이하, REM : 0.1% 이하 중의 1종 또는 2종을 함유하여도 된다. Ca, REM 은 모두 개재물의 형태 제어를 통하여 연신 플랜지성의 향상에 기여하는 원소이다. 그러나 Ca : 0.1%, REM : 0.1% 를 각각 초과하는 함유는 청정도를 저하시켜 연성을 오히려 저하시킨다.

상기의 성분 이외의 잔부는, Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진다. 불가피한 불순물로는, Sb : 0.01% 이하, Sn : 0.1% 이하, Zn : 0.01% 이하, Co : 0.1% 이하, Zr : 0.1% 이하, B : 0.1% 이하를 허용할 수 있다.

다음으로 본 발명의 열연강판의 제조방법에 대하여 설명한다.

본 발명의 열연강판은, 상기 범위내의 조성을 갖는 강슬래브를 소재로 하고, 이 소재에 열간압연을 실시하여 소정 판 두께의 열연판으로 한다.

사용하는 강슬래브는, 성분의 마크로 편석을 방지하기 위해 연속주조법으로 제조하는 것이 바람직하지만, 조괴법, 박슬래브 주조법으로 제조하여도 된다. 또 강슬래브를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각시키고, 그 후 재가열하는 종래법에 추가하여, 실온까지 냉각시키지 않고, 온편의 상태에서 가열로에 삽입하거나, 또는 약간의 보온을 실시한 후에 바로 압연하는 직송압연ㆍ직접압연 등의 에너지절약 프로세스도 문제없이 적용할 수 있다.

상기 소재 (강슬래브) 의 가열온도 SRT 는 특별히 한정할 필요는 없지만, 900℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

슬래브 가열온도 : 900℃ 이상

슬래브 가열온도는, 소재가 Cu 를 함유하는 조성의 경우에는, Cu 에서 기인되는 표면결함을 방지하기 위해 낮은 것이 바람직하다. 그러나 가열온도가 900℃ 미만에서는, 압연하중이 증대하고, 열간압연시의 트러블 발생의 위험이 증대한다. 또한 산화중량의 증가에 따른 스케일 로스의 증대 등의 면에서, 슬래브 가열온도는 1300℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한 슬래브 가열온도를 낮게 하고 또한 열간압연시의 트러블을 방지하는 관점에서, 시트바를 가열하는, 소위 시트바 히터를 활용하는 것이 유효한 방법인 것은 말할 필요도 없다.

가열된 강슬래브는 이어서 열간압연되어 열연판으로 된다. 본 발명에서는, 마무리 압연조건이 특히 중요하고, 열간압연에서는, 마무리 압연 종료온도 (FDT) 를 780∼980℃ 로 하는 것이 바람직하다.

FDT 가 780℃ 미만에서는 강판 중에 가공조직이 잔존하여 연성의 열화를 초래한다. 한편 FDT 가 980℃ 를 초과하면 조직이 조대화되고, 페라이트 변태의 지연에 기인하여 성형성의 저하를 초래한다. 따라서 FDT 는 780∼980℃ 로 하는 것이 바람직하다.

마무리 압연후, 강제 냉각처리를 실시하지만, 본 발명에서는 이 강제 냉각조건이 특히 중요하다. 본 발명에서는 마무리 압연 종료후, 2s 이내에 50℃/s 이상의 냉각속도로 620∼780℃ 까지 강제 냉각시키는 것이 바람직하다. 냉각 개시시간이 2s 를 초과하면 조직이 조대화되고, 페라이트 변태가 지연되어 프레스 성형성이 저하된다. 따라서 마무리 압연 종료후의 냉각 개시시간은 2s 이내로 한정하는 것이 바람직하다.

또 마무리 압연 종료후의 냉각속도가 50℃/s 미만에서는, 강제냉각 중에 페라이트 변태가 개시되어 버려, 그 후의 등온유지처리 또는 서냉처리에서의 페라이트 변태가 지연되고, 프레스 성형성의 저하로 이어진다. 따라서 냉각속도는 50℃/s 이상으로 한정하는 것이 바람직하다. 그러나 냉각속도가 300℃/s 를 초과하면 강판 형상의 악화가 우려되므로, 냉각속도의 상한은 300℃/s 로 하는 것이 바람직하다.

또 본 발명에서는 상기의 강제냉각에 의해, 620∼780℃ 의 온도 영역의 초석 페라이트 영역의 노즈 근방까지 냉각되는 것이 바람직하다. 강제냉각의 냉각 정지온도가 620℃ 미만에서는 초석 페라이트가 생성되지 않고 펄라이트가 생성된다는 문제가 있고, 한편 780℃ 를 초과하면, 초석 페라이트의 생성에 따르는 탄소의오스테나이트로의 농화가 저하된다는 문제가 있다. 또한 보다 바람직하게는 강제냉각의 냉각 정지온도는 650∼750℃ 이다.

620∼780℃ 의 온도 영역의 초석 페라이트 영역의 노즈 근방까지 강제냉각시킨 후, 이 온도 영역에서 1∼10s 동안의 등온유지처리 또는 냉각속도 : 20℃/s 이하의 서냉처리를 실시하는 것이 바람직하다.

상기의 온도 영역 (620∼780℃) 에서의 단시간의 등온유지처리 또는 상기의 온도영역에서의 단시간의 서냉처리에 의해, 원하는 양의 초석 페라이트를 얻을 수 있다.

또한 등온유지처리 또는 서냉처리는 페라이트 변태에 따른 탄소의 오스테나이트로의 농화를 위해, 620℃ 이상 750℃ 이하의 온도영역에서 실시하는 것이 보다 바람직하다.

또 등온유지처리의 유지시간 또는 서냉처리에 필요한 시간이 1s 미만에서는 탄소의 오스테나이트로의 농화가 불충분하고, 한편 10s 를 초과하면, 펄라이트 변태가 발생한다.

또 서냉처리의 냉각속도가 20℃/s 를 초과하면, 오스테나이트로의 탄소의 농화가 불충분하다는 문제가 있다.

등온유지처리 또는 서냉처리를 실시한 후, 다시 50℃/s 이상의 냉각속도로 300∼500℃ 까지 냉각시킨 후, 코일에 감는 것이 바람직하다. 즉 권취온도 CT 300∼500℃ 에서 코일에 감는 것이 바람직하다.

등온유지처리 또는 서냉처리 후, 300∼500℃ 까지 냉각시키지만, 이 때의 냉각속도도 50℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이것은 이 때의 냉각속도가 50℃/s 미만이면, 펄라이트 변태가 일어나 연성이 저하되기 때문이다. 또한 보다 바람직하게는 50∼200℃/s 이다.

또 권취온도 (CT) 가, 300℃ 미만에서는, 제 2 상이 마르텐사이트로 되고, 한편 500℃ 를 초과하면, 제 2 상이 펄라이트로 된다. 따라서 권취온도 (CT) 는 300∼500℃ 로 하는 것이 바람직하다.

또한 본 발명에서는, 열간압연시의 압연하중을 저감하기 위해 마무리 압연의 일부 또는 전부를 윤활 압연으로 하여도 된다. 윤활 압연으로 실시하는 것은, 강판형상의 균일화, 재질의 균일화의 관점에서도 유효하다. 또한 윤활 압연시의 마찰계수는 0.25∼0.10 범위로 하는 것이 바람직하다. 또 서로 전후(前後)하는 시트바끼리를 접합하고, 연속적으로 마무리 압연하는 연속압연 프로세스로 하는 것이 바람직하다. 연속압연 프로세스를 적용하는 것은, 열간압연의 조업안정성의 관점에서도 바람직하다.

열간압연후, 형상교정, 표면조도 등의 조정을 위해, 10% 이하의 조질압연을 실시하여도 된다.

또한 본 발명의 열연강판은, 가공용으로서 뿐만 아니라, 표면처리용 원판으로서도 적용할 수 있다. 표면처리로서는, 아연도금 (합금계를 포함), 주석도금, 법랑 등이 있다. 또 본 발명의 열연강판에는, 소둔 또는 아연도금후, 특수한 처리를 하여, 화성처리성, 용접성, 프레스 성형성 및 내식성 등을 개선할 수도 있다.

(2) 냉연강판

다음으로 본 발명의 냉연강판에 대하여 설명한다.

본 발명의 냉연강판은, 조직이 페라이트상을 주상으로 하고, 전체 조직에 대하여 체적율 1% 이상의 잔류 오스테나이트상을 함유하는 상을 제 2 상으로 하는 복합조직을 갖는다. 상기한 바와 같이, 이와 같은 복합조직으로 함으로써, 높은 연성 (El) 과 높은 강도 연성밸런스 (TS×El) 를 갖고, 우수한 프레스 성형성을 갖는 냉연강판이 된다.

주상인 페라이트상은, 체적율 50% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 페라이트상이 50% 미만에서는, 높은 연성을 확보하는 것이 곤란해져 프레스 성형성이 저하된다. 또 더욱 양호한 연성이 요구되는 경우에는, 페라이트상의 체적율은 80% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한 복합조직의 이점을 이용하기 위해, 페라이트상은 98% 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한 제 2 상은 체적율 1% 이상의 잔류 오스테나이트상 단독으로 하여도, 또는 체적율 1% 이상의 잔류 오스테나이트상과, 부상으로 그 이외의 펄라이트상, 베이나이트상, 마르텐사이트상 중 어느 하나와 혼합하는 상으로 하여도 되고, 특별히한정되지 않는다.

다음으로 본 발명의 냉연강판의 조성의 한정이유에 대하여 설명한다. 이하 조성에서의 질량% 는 간단히 % 로 기재한다.

C : 0.20% 이하

C 는 강판의 강도를 증가시키고, 또한 페라이트와 잔류 오스테나이트상의 복합조직의 형성을 촉진시키는 원소로, 본 발명에서는 잔류 오스테나이트상 형성의 관점에서 0.01% 이상 함유하는 것이 바람직하다. 또한 보다 바람직하게는 0.05% 이상이다. 한편 0.20% 를 초과하는 C 의 함유는, 강 중의 탄화물의 분율이 증가하여, 연성 나아가서는 프레스 성형성을 저하시킨다. 또한 보다 중요한 문제로서, C 함유량이 0.20% 를 초과하면, 스폿 용접성, 아크 용접성 등이 현저하게 저하된다. 따라서, 본 발명에서는 C 는 0.20% 이하로 한정하였다. 또한 성형성의 관점에서는 0.18% 이하로 하는 것이 바람직하다.

Si : 2.0% 이하

Si 는 강판의 연성을 현저하게 저하시키지 않고, 강판을 고강도화시킬 수 있는 유용한 강화원소이고, 또 잔류 오스테나이트상의 형성을 촉진시키는 원소로, 0.1% 이상 함유하는 것이 바람직하다. 그러나 그 함유량이 2.0% 를 초과하면, 프레스 성형성의 열화를 초래함과 동시에, 표면성상이 악화된다. 따라서 Si 는 2.0% 이하로 한정하였다.

Mn : 3.0% 이하

Mn 은 강을 강화시키는 작용이 있고, 또 S 에 의한 열간균열을 방지하는 유효한 원소로, 함유하는 S 량에 맞춰 함유하는 것이 바람직하다. 이와 같은 효과는, Mn : 0.5% 이상의 함유에서 현저해진다. 한편 3.0% 를 초과하는 Mn의 함유는, 프레스 성형성 및 용접성을 열화시킨다. 따라서 본 발명에서는 Mn 은 3.0% 이하로 한정하였다. 또한 보다 바람직하게는 1.0% 이상이다.

P : 0.10% 이하

P 는 강을 강화시키는 작용이 있고, 바람직하게는 0.005% 이상, 원하는 강도에 따라 함유할 수 있다. 그러나 P 는 과잉으로 함유하면 프레스 성형성을 열화시킨다. 따라서 P 는 0.10% 이하로 한정하였다. 또한 보다 우수한 프레스 성형성이 요구되는 경우에는, P 는 0.08% 이하로 하는 것이 바람직하다.

S : 0.02% 이하

S 는 강판 중에서는 개재물로서 존재하고, 강판의 연성, 성형성, 특히 연신 플랜지 성형성의 열화를 초래하는 원소로, 가능한 한 저감하는 것이 바람직하다. 그러나 S 를 0.02% 이하로 저감하면, 그다지 악영향을 주지 않게 되기 때문에, 본 발명에서는 S 는 0.02% 를 상한으로 하였다. 또한 보다 우수한 연신 플랜지 성형성이 요구되는 경우에는 S 는 0.010% 이하로 하는 것이 바람직하다.

Al : 0.30% 이하

Al 은 강의 탈산원소로서 첨가되고, 강의 청정도를 향상시키는데에 유용한 원소이며, 또 잔류 오스테나이트상의 형성에도 유효한 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Al 은 0.01% 이상 함유하는 것이 바람직하다. 그러나 0.30% 를 초과하여 Al 을 함유하여도 보다 더한 탈산효과는 얻을 수 없고, 반대로프레스 성형성이 열화된다. 따라서 Al 은 0.30% 이하로 한정하였다. 또한 본 발명에서는 Al 탈산 이외의 탈산방법에 의한 용제방법을 배제하는 것이 아니고, 예컨대 Ti 탈산이나 Si 탈산을 실시하여도 되고, 이들의 탈산법에 의한 강판도 본 발명의 범위에 포함된다. 이 때, Ca 나 REM 등을 용강에 첨가하여도 본 발명의 강판의 특징은 조금도 저해되지 않는다. Ca 나 REM 등을 함유하는 강판도 본 발명 범위에 포함되는 것은 물론이다.

N : 0.02% 이하

N 은 고용강화나 변형 시효경화로 강판의 강도를 증가시키는 원소로, 0.001% 이상 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.02% 를 초과하여 N 을 함유하면, 강판 중에 질화물이 증가하고, 이에 의해 강판의 연성 나아가서는 프레스 성형성이 현저하게 열화된다. 따라서 N 은 0.02% 이하로 한정하였다. 또한 보다 프레스 성형성의 향상이 요구되는 경우에는 0.01% 이하로 하는 것이 바람직하다.

Cu : 0.5∼3.0%

Cu 는 강판의 변형 시효경화 (예비 변형-열처리 후의 강도증가) 를 현저하게 증가시키는 원소로, 본 발명에서 가장 중요한 원소의 하나이다. Cu 함유량이 0.5% 미만에서는 설령 예비 변형-열처리조건을 변화시켜도, ΔTS : 80 ㎫ 이상의 인장강도의 증가는 얻을 수 없다. 따라서 본 발명에서는 Cu 는 0.5% 이상의 함유를 필요로 한다. 한편 3.0% 를 초과하는 함유는, 효과가 포화되어 함유량에 알맞은 효과를 기대할 수 없어 경제적으로 불리해지는데다, 프레스 성형성의 열화를 초래하여, 강판의 표면성상이 더욱 악화된다. 따라서 Cu 는 0.5∼3.0% 로한정하였다. 또한 보다 큰 ΔTS 와 우수한 프레스 성형성을 양립시키기 위해서는, Cu 는 1.0∼2.5% 범위로 하는 것이 바람직하다.

또 본 발명에서는, 상기의 Cu 를 함유하는 조성에 추가하여 질량%로 다음의 A군∼C군

A군 : Ni : 2.0% 이하

B군 : Cr, Mo 중의 1종 또는 2종을 합계 2.0% 이하,

C군 : Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 0.2% 이하,

중의 1군 또는 2군 이상을 함유하는 것이 바람직하다.

A군 : Ni : 2.0% 이하

A군 : Ni 는 Cu 첨가시에 강판표면에 발생하는 표면결함의 방지에 유효한 원소로 필요에 따라 함유할 수 있다. Ni 를 함유하는 경우에는, 그 함유량은 Cu 함유량에 의존하고, 대략 Cu 함유량의 절반정도, 구체적으로는 Cu 함유량의 30∼80% 정도로 하는 것이 바람직하다. 또한 2.0% 를 초과하여 Ni 를 함유하여도, 효과가 포화되어 함유량에 알맞은 효과를 기대할 수 없어 경제적으로 불리해지는데다, 반대로 프레스 성형성이 열화된다. 이와 같은 점에서 Ni 는 2.0% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.

B군 : Cr, Mo 중 1종 또는 2종을 합계 2.0% 이하

B군 : Cr, Mo 는 모두 Mn 과 동일하게 강판을 강화하는 작용을 갖고, 바람직하게는 Cr 은 0.1% 이상, Mo 는 0.1% 이상 필요에 따라 선택하여 함유할 수 있다. 한편 Cr, Mo 중의 1종 또는 2종을 합계 2.0% 를 초과하여 함유하면, 프레스 성형성이 저하된다. 따라서 B군:Cr, Mo 중의 1종 또는 2종을 합계 2.0% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.

C군 : Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 0.2% 이하

C군 : Nb, Ti, V 는 모두 탄화물 형성원소로, 탄화물의 미세분산에 의해 고강도화에 유효하게 작용한다. 따라서 바람직하게는 Nb 는 0.01% 이상, Ti 는 0.01% 이상, V 는 0.01% 이상, 필요에 따라 선택하여 함유할 수 있다. 그러나 Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 0.2% 를 초과하여 함유하면, 프레스 성형성이 열화된다. 따라서 Nb, Ti, V 는 합계 0.2% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.

또 본 발명에서는 상기의 Cu 를 함유하는 것 대신에, Mo:0.05∼2.0%, Cr:0.05∼2.0%, W:0.05∼2.0% 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 합계 2.0% 이하 함유하여도 된다.

Mo:0.05∼2.0%, Cr:0.05∼2.0%, W:0.05∼2.0% 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 합계 2.0% 이하

Mo, Cr, W 는 모두 Cu 와 동일하게, 본 발명에서 가장 중요한 원소이다. Mo, Cr, W 는 모두 Cu 와 동일하게 강판의 변형 시효경화를 현저하게 증가시키는 원소로, 선택하여 함유할 수 있다. 조직을 페라이트상과 잔류 오스테나이트상의 복합조직으로 한 후에, 이들 Mo, Cr, W 중의 1종 또는 2종 이상을 함유시킴으로써, 5% 이상의 예비 변형의 부가 (예비 변형) 와 저온 열처리 (열처리) 를 실시한 경우에, 잔류 오스테나이트가 변형유기 변태되어 마르텐사이트로 된다. 그리고이 마르텐사이트 중에 미세 탄화물이 변형유기 미세석출되어, ΔTS : 80 ㎫ 이상의 인장강도의 증가를 얻을 수 있다. 이들 원소의 함유량이 각각 0.05% 미만에서는, 예비 변형-열처리조건을 변화시켜도, ΔTS : 80 ㎫ 이상의 인장강도의 증가는 얻을 수 없다. 한편, 이들 원소의 함유량이 각각 2.0% 를 초과하여 함유하여도, 상기의 효과는 포화되고, 함유량에 알맞은 효과를 기대할 수 없어 경제적으로 불리해지는데다, 프레스 성형성의 열화를 초래한다. 따라서 Mo, Cr, W 는, Mo : 0.05∼2.0%, Cr : 0.05∼2.0%, W : 0.05∼2.0% 범위로 한정하였다. 또한 프레스 성형성의 관점에서, Mo, Cr, W 의 함유량의 합계는 2.0% 이하로 한정하였다.

또 본 발명에서는 Mo, Cr, W 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 추가로 Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 2.0% 이하 함유하는 것이 바람직하다.

Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 2.0% 이하

Nb, Ti, V 는 모두 탄화물 형성원소로, Mo, Cr, W 중의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 경우에 필요에 따라 함유할 수 있다. Mo, Cr, W 중의 1종 또는 2종이상으로 함유하고, 조직을 페라이트상과 잔류 오스테나이트상의 복합조직으로 하고, 추가로 이들 Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 함유시킴으로써, 예비 변형-열처리시에, 잔류 오스테나이트가 변형유기 변태되어 마르텐사이트가 된다. 그리고 이 마르텐사이트 중에 미세 탄화물이 변형유기 미세석출되어, ΔTS : 80 ㎫ 이상의 인장강도의 증가를 얻을 수 있다. 이와 같은 효과는, 바람직하게는 Nb: 0.01% 이상, Ti : 0.01% 이상, V : 0.01% 이상 중의 1종 또는 2종 이상의 함유로 현저해진다. 그러나 Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 2.0% 초과하여 함유하면, 프레스 성형성이 열화된다. 따라서 Nb, Ti, V 의 함유량은 합계 2.0% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.

또한 상기의 성분 이외에 특별히 한정되지는 않지만 B : 0.1% 이하, Zr : 0.1% 이하, Ca : 0.1% 이하, REM : 0.1% 이하 등을 함유하여도 아무런 문제는 없다.

상기의 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물이다. 불가피한 불순물로는, Sb : 0.01% 이하, Sn : 0.1% 이하, Zn : 0.01% 이하, Co : 0.1% 이하를 허용할 수 있다.

다음으로 본 발명의 냉연강판의 제조방법에 대하여 설명한다.

본 발명의 냉연강판은, 상기의 범위내의 조성을 갖는 강슬래브를 소재로 하고, 이 소재에 열간압연을 실시하여 열연판으로 하는 열연공정과, 이 열연판에 냉간압연을 실시하여 냉연판으로 하는 냉연공정과, 이 냉연판에 재결정 소둔을 실시하여 냉연소둔판으로 하는 재결정 소둔공정을 순차적으로 실시함으로써 제조된다.

사용하는 강슬래브는, 성분의 마크로 편석을 방지하기 위해 연속주조법으로 제조하는 것이 바람직하지만, 조괴법, 박슬래브 주조법으로 제조하여도 된다. 또 강슬래브를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각시키고, 그 후 재가열하는 종래법에 추가하여, 실온까지 냉각시키지 않고, 온편의 상태에서 가열로에 삽입하거나, 또는 약간의 보열을 실시한 후에 바로 압연하는 직송압연ㆍ직접압연 등의 에너지절약 프로세스도 문제없이 적용할 수 있다.

상기의 조성의 소재 (강슬래브) 를 가열하고, 열간압연을 실시하여 열연판으로 하는 열연공정을 실시한다. 열연공정은 원하는 판두께의 열연판을 제조할 수 있는 조건이면 통상적으로 공지된 조건이라면 특별히 문제는 없다. 또한 바람직한 열연조건은 다음과 같다.

슬래브 가열온도 : 900℃ 이상

슬래브 가열온도는 Cu 를 함유하는 조성의 경우에는, Cu 에서 기인하는 표면결함을 방지하기 위해 낮은 것이 바람직하다. 그러나 가열온도가 900℃ 미만에서는, 압연하중이 증대하고, 열간압연시의 트러블 발생의 위험이 증대한다. 또한 산화중량의 증가에 따른 스케일 로스의 증대 등의 면에서, 슬래브 가열온도는 1300℃ 로 하는 것이 바람직하다.

마무리 압연 종료온도 : 700℃ 이상

마무리 압연 종료온도 (FDT) 를 700℃ 이상으로 함으로써, 냉연 및 재결정 소둔후에 우수한 성형성이 얻어지는 균일한 열연 모판조직을 얻을 수 있다. 한편 마무리 압연 종료온도가 700℃ 미만에서는 열연 모판조직이 불균일해짐과 동시에, 열간압연시의 압연부하가 높아지고, 열간압연시의 트러블이 발생할 위험성이 증대된다. 이와 같은 점에서 열연공정의 FDT 는 700℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

권취온도 : 800℃ 이하

권취온도는 800℃ 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 200℃ 이상이다. 권취온도가 800℃ 를 초과하면, 스케일이 증가되어 스케일 로스에 의해 수율이 저하되는 경향이 있다. 또한 권취온도가 200℃ 미만이 되면, 강판형상이 현저하게 흐트러져, 실제의 사용에 있어서 문제점을 일으킬 위험성이 증대된다.

이와 같이, 본 발명의 열연공정에서는, 슬래브를 900℃ 이상으로 가열한 후, 마무리 압연 종료온도 : 700℃ 이상으로 하는 열간압연을 실시하고, 800℃ 이하 바람직하게는 200℃ 이상의 권취온도에서 권취 열연판으로 하는 것이 바람직하다.

또한 본 발명에서의 열연공정에서는, 열간압연시의 압연하중을 저감하기 위해 마무리 압연의 일부 또는 전부를 윤활압연으로 하여도 된다. 윤활압연을 실시하는 것은, 강판형상의 균일화, 재질의 균일화의 관점에서도 유효하다. 또한 윤활압연시의 마찰계수는 0.25∼0.10 범위로 하는 것이 바람직하다. 또 서로 전후하는 시트바끼리를 접합하고, 연속적으로 마무리 압연하는 연속압연 프로세스로 하는 것이 바람직하다. 연속압연 프로세스를 적용하는 것은, 열간압연의 조업안정성의 관점에서도 바람직하다.

이어서 열연판에 냉연공정을 실시한다. 냉연공정에서는 열연판에 냉간압연을 실시하여 냉연판으로 한다. 냉간압연조건은, 원하는 치수형상의 냉연판으로 할 수 있으면 되고, 특별히 한정되지 않지만, 냉간압연시의 압하율은 40% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 압하율이 40% 미만에서는 후공정인 재결정 소둔시에 재결정이 균일하게 쉽게 일어나지 않게 된다.

이어서 냉연판에 재결정 소둔을 실시하여 냉연소둔판으로 하는 재결정 소둔공정을 실시한다.

재결정 소둔은 연속 소둔라인에서 실시하는 것이 바람직하다. 본 발명에서는 재결정 소둔은 Ac₁변태점∼Ac₃변태점의 온도범위의 페라이트+오스테나이트의 2상 영역에서 가열 균열처리를 실시한 후, 냉각시키고, 계속해서 300∼500℃ 의 온도 영역에서 30∼1200s 체류시키는 체류처리를 실시하는 열처리로 한다.

재결정 소둔의 가열 균열처리온도는, Ac₁변태점∼Ac₃변태점의 온도범위의 페라이트 + 오스테나이트의 2상역에서 실시하는 것이 바람직하다. 가열 균열처리온도가 Ac₁변태점 미만에서는, 페라이트 단상으로 되고, 한편 Ac₃변태점을 초과하는 고온에서는 결정립이 조대화됨과 동시에, 오스테나이트 단상역으로 되어, 프레스 성형성이 현저하게 열화된다.

상기의 가열 균열처리를 실시한 후, 이 가열 균열처리온도로부터 냉각시키고, 계속해서 300∼500℃ 의 온도 영역에서 30∼1200s 의 체류처리를 실시한다. 이 가열균열처리와 그 후의 체류처리에 의해, 1% 이상의 잔류 오스테나이트상이 형성된다. 체류처리의 온도가 300℃ 미만에서는, 페라이트 + 마르텐사이트의 복합조직으로 되고, 한편 500℃ 를 초과하는 온도 영역에서는 페라이트 + 베이나이트 또는 펄라이트 조직으로 되며, 어느 경우도 잔류 오스테나이트를 얻기 어려워진다.

또 300∼500℃ 의 온도 영역에서의 체류처리시간이, 30s 미만에서는 잔류 오스테나이트를 얻을 수 없다. 한편 체류처리시간이 1200s 를 초과하면 잔류 오스테나이트를 얻을 수 없고 페라이트 + 베이나이트 조직이 된다. 따라서 300∼500℃ 의 온도 영역에서의 체류처리시간은 30∼1200s 로 하는 것이 바람직하다.

이와 같은 재결정 소둔에 의해, 페라이트상 + 잔류 오스테나이트상의 복합조직이 얻어지고, 고연성 특성과 함께 높은 ΔTS 가 얻어진다.

또 재결정 소둔공정후에, 형상교정, 표면조도 등의 조정을 위해, 10% 이하의 조질압연 공정을 추가하여도 된다.

또한 본 발명의 냉연강판은, 가공용 강판으로서뿐만 아니라, 가공용 표면처리강판의 원판으로서도 적용할 수 있다. 표면처리로는 아연도금 (합금계를 포함), 주석도금, 법랑 등이 있다. 또 본 발명의 냉연강판에는, 아연도금후, 화성처리성, 용접성, 프레스 성형성 및 내식성 등의 개선을 위해 특수한 처리가 실시되어도 된다.

(3) 용융아연 도금강판

다음으로 본 발명의 용융아연 도금강판에 대하여 설명한다.

본 발명의 용융아연 도금강판은, 조직이 페라이트상 및 템퍼드 마르텐사이트상으로 이루어지는 주상과, 체적율 1% 이상의 잔류 오스테나이트상을 함유하는 제 2 상의 복합조직을 갖는다.

또한 본 발명에서 말하는, 템퍼드 마르텐사이트상이란, 래스상의 마르텐사이트를 가열함으로써 생성되는 상을 말한다. 즉 템퍼드 마르텐사이트상은 가열 (템퍼드) 전의 래스상 마르텐사이트의 래스형태가 계속된 미세한 내부구조를 갖는 것이 특징이다. 한편 템퍼드 마르텐사이트상은 가열 (템퍼드) 에 의해 연질화하고, 마르텐사이트에 비하여 충분한 소성변형능을 갖고, 강판의 연성 향상에 유효한 상이다. 또한 래스상 마르텐사이트란, 전자현미경으로 관찰하면, 가늘고 긴 판형상의 마르텐사이트의 다발로 이루어져 있는 것을 말한다.

본 발명의 용융아연 도금강판에서는, 주상인 페라이트상 및 템퍼드 마르텐사이트상의 조직합계는 체적율 50% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 페라이트상 및 템퍼드 마르텐사이트상의 조직합계가 체적율 50% 미만에서는, 높은 연성을 확보하는 것이 곤란해져 프레스 성형성이 저하된다. 더욱 양호한 연성이 요구되는 경우에는, 주상인 페라이트상과 템퍼드 마르텐사이트상의 조직합계는 체적율 80% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한 복합조직의 이점을 이용하기 위해, 페라이트상과 템퍼드 마르텐사이트상의 조직합계는 98% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한 주상을 형성하는 페라이트상은 전체 조직에 대한 체적율 30% 이상, 템퍼드 마르텐사이트상은 전체 조직에 대한 체적율 20% 이상으로 히는 것이 바람직하다. 페라이트상의 체적율이 30% 미만 또는 템퍼드 마르텐사이트의 양이 20% 미만에서는, 현저한 연성 향상효과를 기대할 수 없다.

또 본 발명의 용융아연 도금강판에서는, 제 2 상으로서, 잔류 오스테나이트상을, 전체 조직에 대한 체적율 1% 이상 함유한다. 잔류 오스테나이트상이 1% 미만에서는, 높은 연성 (El) 을 얻을 수 없다. 또한 보다 높은 연성 (El) 을얻기 위해서는, 잔류 오스테나이트상은 2% 이상 함유하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 3% 이상이다. 또한 제 2 상은, 체적율 1% 이상의 잔류 오스테나이트상 단독으로 하거나 체적율 1% 이상의 잔류 오스테나이트상과, 부상으로서 그 이외의 펄라이트상, 베이나이트상, 마르텐사이트상 중의 어느 하나와 혼합하여도 되고, 특별히 한정되지 않는다.

다음으로 본 발명의 용융아연 도금강판의 조성의 한정이유에 대하여 설명한다.

C : 0.20% 이하

C 는 강판의 강도를 증가시키고, 또한 페라이트 및 템퍼드 마르텐사이트로 이루어지는 주상과 잔류 오스테나이트를 함유하는 제 2 상의 복합조직의 형성을 촉진시키는 원소이다. 본 발명에서는 복합조직형성의 관점에서 C 는 0.01% 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편 0.20% 를 초과하는 C 의 함유는, 강 중의 탄화물의 분율이 증가하여, 연성 나아가서는 프레스 성형성을 저하시킨다. 또한 보다 중요한 문제로서, C 함유량이 0.20% 를 초과하면, 스폿 용접성, 아크 용접성 등이 현저하게 저하된다. 따라서, 본 발명에서는 C 는 0.20% 이하로 한정하였다. 또한 성형성의 관점에서는 0.18% 이하로 하는 것이 바람직하다.

Si : 2.0% 이하

Si 는 강판의 연성을 현저하게 저하시키지 않고, 강판을 고강도화시킬 수 있는 유용한 강화원소이고, 또 잔류 오스테나이트를 얻기 위해 필요한 원소이다. 이와 같은 효과는 0.1% 이상 함유에서 현저해지기 때문에, Si 는 0.1% 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편 그 함유량이 2.0% 를 초과하면, 프레스 성형성의 열화를 초래함과 동시에, 도금성을 저하시킨다. 따라서 Si 는 2.0% 이하로 한정하였다.

Mn : 3.0% 이하

Mn 은 강을 강화시키는 작용이 있고, 또 S 에 의한 열간균열을 방지하는 유효한 원소로, 함유하는 S 량에 맞춰 함유하는 것이 바람직하다. 이와 같은 효과는 0.5% 이상의 함유에서 현저해진다. 한편 3.0% 를 초과하는 Mn 의 함유는, 프레스 성형성 및 용접성이 열화된다. 따라서 본 발명에서는 Mn 은 3.0% 이하로 한정하였다. 또한 보다 바람직하게는 1.0% 이상이다.

P : 0.10% 이하

P 는 강을 강화시키는 작용이 있고, 본 발명에서는 0.005% 이상 함유하는 것이 강도를 확보하는데에 바람직하다. 그러나 P 를 0.10% 를 초과하여 과잉으로 함유하면 프레스 성형성이 열화된다. 따라서 본 발명에서는 P 는 0.10% 이하로 한정하였다. 또한 보다 우수한 프레스 성형성이 요구되는 경우에는, P 는 0.08% 이하로 하는 것이 바람직하다.

S : 0.02% 이하

S 는 강판 중에서는 개재물로서 존재하고, 강판의 연성, 성형성, 특히 연신 플랜지 성형성의 열화를 초래하는 원소로, 가능한 한 저감하는 것이 바람직하다. S 를 0.02% 이하로 저감하면, 그다지 악영향을 주지 않게 되기 때문에, 본 발명에서는 S 는 0.02% 를 상한으로 하였다. 또한 보다 우수한 연신 플랜지 성형성이요구되는 경우에는 S 는 0.010% 이하로 하는 것이 바람직하다.

Al : 0.30% 이하

Al 은 강의 탈산원소로서 첨가되고, 강의 청정도를 향상시키는데에 유용한 원소이고, 또 잔류 오스테나이트상의 형성에도 유효한 원소이다. 본 발명에서는 Al 은 0.01% 이상 함유하는 것이 바람직하지만, 0.30% 를 초과하여 과잉으로 함유하여도 효과가 포화되어 함유량에 알맞은 효과를 얻을 수 없고, 반대로 프레스 성형성이 열화된다. 따라서 Al 은 0.30% 이하로 한정하였다. 또한 본 발명에서는 Al 탈산 이외의 탈산방법에 의한 용제방법을 배제하는 것이 아니고, 예컨대 Ti 탈산이나 Si 탈산을 실시하여도 되고, 이들의 탈산법에 의한 강판도 본 발명의 범위에 포함된다. 이 때, Ca 나 REM 등을 용강에 첨가하여도 본 발명 강판의 특징은 조금도 저해되지 않는다. Ca 나 REM 등을 함유하는 강판도 본 발명 범위에 포함되는 것은 물론이다.

N : 0.02% 이하

N 은 고용강화나 변형 시효경화로 강판의 강도를 증가시키는 원소로, 0.001% 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편 0.02% 를 초과하여 N 을 함유하면, 강판 중에 질화물이 증가하고, 이에 의해 강판의 연성 나아가서는 프레스 성형성이 현저하게 열화된다. 따라서 N 은 0.02% 이하로 한정하였다. 또한 프레스 성형성의 향상이 더욱 요구되는 경우에는 0.01% 이하로 하는 것이 바람직하다.

Cu : 0.5∼3.0%

Cu 는 강판의 변형 시효경화 (예비 변형-열처리 후의 강도증가) 를 현저하게증가시키는 원소로, 본 발명에서 가장 중요한 원소이다. Cu 함유량이 0.5% 미만에서는 설령 예비 변형-열처리조건을 변화시켜도, ΔTS : 80 ㎫ 이상의 인장강도의 증가는 얻을 수 없다. 따라서 본 발명에서는 Cu 는 0.5% 이상의 함유를 필요로 한다. 한편 3.0% 를 초과하는 Cu 의 함유는, 효과가 포화되어 함유량에 알맞은 효과를 기대할 수 없어 경제적으로 불리해지는데다, 게다가 프레스 성형성의 열화를 초래하여 강판의 표면성상이 악화된다. 따라서 Cu 는 0.5∼3.0% 로 한정하였다. 또한 보다 큰 ΔTS 와 우수한 프레스 성형성을 양립시키기 위해서는, Cu 는 1.0∼2.5% 범위로 하는 것이 바람직하다.

A군 : Ni : 2.0% 이하

B군 : Cr, Mo 중의 1종 또는 2종을 합계 2.0% 이하,

C군 : Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 0.2% 이하,

중의 1군 또는 2군 이상을 함유하는 것이 바람직하다.

A군 : Ni : 2.0% 이하

B군 : Cr, Mo 중 1종 또는 2종을 합계 2.0% 이하

B군 : Cr, Mo 는 모두 Mn 과 동일하게 강을 강화하는 작용을 갖고 있고, 필요에 따라 선택하여 함유할 수 있다. 그러나 Cr, Mo 중의 1종 또는 2종을 합계 2.0% 를 초과하여 함유하면, 프레스 성형성이 저하된다. 따라서 B군:Cr, Mo 중의 1종 또는 2종을 합계 2.0% 이하로 한정하는 것이 바람직하다. 또한 프레스성의 관점에서는 Cr 은 0.1% 이상, Mo 는 0.1% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

C군 : Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 0.2% 이하

C군 : Nb, Ti, V 는 모두 탄화물 형성원소로, 탄화물의 미세분산에 의해 고강도화에 유효하게 작용하고, 필요에 따라 선택하여 함유할 수 있다. 그러나 Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 0.2% 를 초과하여 함유하면, 프레스 성형성이 열화된다. 따라서 Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 0.2% 이하로 한정하는 것이 바람직하다. 또한 Nb 는 0.01% 이상, Ti 는 0.01% 이상, V 는 0.01% 이상으로 함으로써, 상기 효과를 유리하게 얻을 수 있다.

또 본 발명에서는 Cu 대신에, Mo : 0.05∼2.0%, Cr : 0.05∼2.0%, W : 0.05∼2.0% 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 합계 2.0% 이하 함유하여도 된다.

Mo : 0.05∼2.0%, Cr : 0.05∼2.0%, W : 0.05∼2.0% 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 합계 2.0% 이하

Mo, Cr, W 는 모두 Cu 와 동일하게, 본 발명에서 가장 중요한 원소로 선택하여 함유할 수 있다. Mo, Cr, W 는 모두 강판의 변형 시효경화 (예비 변형-열처리 후의 강도증가) 를 현저하게 증가시키는 원소이다. 이들 Mo, Cr, W 중의 1종 또는 2종 이상을 함유시키고, 추가로 페라이트상과 템퍼드 마르텐사이트상으로 이루어지는 주상과 잔류 오스테나이트상을 체적율 1% 이상 함유하는 제 2 상으로 이루어지는 복합조직으로 함으로써, 5% 이상의 예비 변형의 부가와 저온열처리 (예비 변형-열처리) 를 실시한 경우에, 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변형유기 변태된다. 그리고 또 변형유기 변태된 마르텐사이트 중에 미세 탄화물의 변형유기 저온 미세석출이 일어나, ΔTS : 80 ㎫ 이상의 인장강도의 증가를 얻을 수 있다. 이들 원소의 함유량이 각각 0.05% 미만에서는, 강판조직 및 예비 변형-열처리조건을 변화시켜도, ΔTS : 80 ㎫ 이상의 인장강도의 증가는 얻을 수 없다. 따라서 본 발명에서는 Mo, Cr, W 가 각각 0.05% 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, Mo, Cr, W 가 각각 2.0% 를 초과하여 함유하여도, 효과가 포화되어 함유량에 알맞은 효과를 기대할 수 없어 경제적으로 불리해지는데다, 프레스 성형성의 열화를 초래한다. 따라서 Mo, Cr, W 는 각각 0.05∼2.0% 로 한정하고, 또한 이들의 합계 함유량도 2.0% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.

또 상기의 Mo, Cr, W 중의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 조성에 추가하여 Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 2.0% 이하 함유하는 것이 바람직하다.

Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 2.0% 이하

Nb, Ti, V 는 모두 탄화물 형성원소로, Mo, Cr, W 중의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 경우에 필요에 따라 함유할 수 있다. 그러나 Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 2.0% 초과하여 함유하면, 프레스 성형성이 열화된다. 따라서 Nb, Ti, V 는 합계 2.0% 이하로 한정하는 것이 바람직하다. Mo, Cr, W 중의 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 추가로 이들 Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 함유한 후, 조직을 페라이트상과 템퍼드 마르텐사이트로 이루어지는 주상과 잔류 오스테나이트상을 함유하는 제 2 상의 복합조직으로 한다. 이에 의해, 예비 변형-열처리시에, 변형유기 변태된 마르텐사이트 중에 미세복합 탄화물이 형성되고, 변형유기 저온 미세석출이 유발되어 일어나, ΔTS : 80 ㎫ 이상의 인장강도의 증가를 얻을 수 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 각각 Nb 는 0.01% 이상, Ti 는 0.01% 이상, V 는 0.01% 이상 함유하는 것이 바람직하고, 1종 또는 2종 이상을 필요에 따라 선택하여 함유할 수 있다.

또한 상기의 성분 이외에 특별히 한정되지는 않지만 B : 0.1% 이하, Ca : 0.1% 이하, Zr : 0.1% 이하, REM : 0.1% 이하 등을 함유하여도 아무런 문제는 없다.

다음으로 본 발명의 용융아연 도금강판의 제조방법에 대하여 설명한다.

본 발명의 용융아연 도금강판은, 상기의 조성을 갖는 강판에, Ac₁변태점 이상의 온도로 가열한 후 급냉하는 1차 열처리 공정을 실시한 후, 연속 용융아연 도금을 실시하는 라인에서, (Ac₁변태점)∼(Ac₃변태점) 범위의, 페라이트 + 오스테나이트의 2상역의 온도로 가열하는 2차 열처리 공정과, 이어서 강판표면에 용융아연 도금층을 형성하는 용융아연 도금처리공정을 순서대로 실시함으로써 제조하는 것이 바람직하다.

또한 사용하는 강판은, 열연강판, 냉연강판 모두 바람직하다. 사용하는 강판의 적합한 제조방법에 대하여, 이하에 설명하지만, 본 발명에서는 이것에 한정되는 것이 아닌 것은 말할 필요도 없다.

먼저 사용하는 열연강판 (열연판) 의 적합한 제조방법에 대하여 설명한다.

사용하는 소재 (강슬래브) 는, 성분의 마크로 편석을 방지하기 위해 연속주조법으로 제조하는 것이 바람직하지만, 조괴법, 박슬래브 주조법으로 제조하여도 된다. 또 강슬래브를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각시키고, 그 후 다시 가열하는 종래법을 적용할 수 있다. 또는 실온까지 냉각시키지 않고, 온편의 상태에서 가열로에 삽입하는 직송압연을 적용할 수 있다. 또는 약간의 보열을 실시한 후에 바로 압연하는 직접압연 등의 에너지절약 프로세스도 문제없이 적용할 수 있다.

먼저 소재 (강슬래브) 를 가열하고, 열간압연을 실시하여 열연판으로 하는 열연공정을 실시한다. 열연공정은 원하는 판두께의 열연판을 제조할 수 있는 조건이면 통상적으로 공지된 조건으로 특별히 문제는 없다. 또한 바람직한 열연조건은 다음과 같다.

슬래브가열온도 : 900℃ 이상

슬래브 가열온도는 Cu 함유강의 경우에는, Cu 에서 기인하는 표면결함을 방지하기 위해 낮은 것이 바람직하다. 그러나 가열온도가 900℃ 미만에서는, 압연하중이 증대하고, 열간압연시의 트러블 발생의 위험이 증대한다. 또한 산화중량의 증가에 따른 스케일 로스의 증대 등의 면에서, 슬래브 가열온도는 1300℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한 슬래브 가열온도를 낮게 하고 열간압연시의 트러블을 방지하는 관점에서, 시트바를 가열하는, 소위 시트바 히터를 활용하는 것이 유효한 방법인 것은 말할 필요도 없다.

마무리 압연 종료온도 : 700℃ 이상

권취온도 : 800℃ 이하

권취온도 (CT) 는 800℃ 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 200℃ 이상이다. CT 가 800℃ 를 초과하면 스케일이 증가되어 스케일 로스에 의해 수율이 저하되는 경향이 있다. 또한 CT 가 200℃ 미만이 되면, 강판형상이 현저하게 흐트러져, 실제 사용에 있어서 문제점을 일으킬 위험성이 증대된다.

이와 같이, 본 발명에서 적합하게 사용할 수 있는 열연강판은, 슬래브를 900℃ 이상으로 가열한 후, 마무리 압연 종료온도 : 700℃ 이상으로 하는 열간압연을 실시하고, 800℃ 이하 바람직하게는 200℃ 이상의 권취온도에서 권취열연판으로 하는 것이 바람직하다.

또한 상기의 열연공정에서는, 열간압연시의 압연하중을 저감하기 위해 마무리 압연의 일부 또는 전부를 윤활압연으로 하여도 된다. 윤활압연을 실시하는 것은, 강판형상의 균일화, 재질의 균일화의 관점에서도 유효하다. 또한 윤활압연시의 마찰계수는 0.25∼0.10 범위로 하는 것이 바람직하다. 또 서로 전후하는 시트바끼리를 접합하고, 연속적으로 마무리 압연하는 연속압연 프로세스로 하는 것이 바람직하다. 연속압연 프로세스를 적용하는 것은, 열간압연의 조업안정성의 관점에서도 바람직하다.

또 스케일이 부착된 상태의 열연판에 열연판소둔을 실시하고, 강판표층에 내부 산화층을 형성시켜도 된다. 내부 산화층의 형성은, Si, Mn, P 등의 표면농화방지를 위해 용융아연 도금성을 향상시킨다.

상기 방법으로 제조된 열연판을, 도금원판으로 하여도 되지만, 또한 상기의 열연판에 냉연공정을 실시한 냉연판을 도금원판으로 사용하여도 된다.

냉연공정에서는, 열연판에 냉간압연을 실시한다. 냉간압연조건은, 원하는 치수형상의 냉연판으로 할 수 있으면 되고, 특별히 한정되지 않는다. 또한 냉간압연시의 압하율은 40% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 압하율이 40% 미만에서는, 후공정인 1차 열처리시에 재결정이 균일하게 일어나기 어려워진다.

본 발명에서는, 상기의 강판 (열연판 또는 냉연판) 에, 먼저, Ac₁변태점 이상의 온도로 가열한 후 급냉하는 1차 열처리 공정을 실시한다.

1차 열처리 공정에서의 가열은, Ac₁변태점 이상, 바람직하게는 (Ac₃변태점-50℃) 이상, 보다 바람직하게는 Ac₃변태점 이상이 온도로 유지하는 가열로 하는 것이 바람직하다. 가열후, Ms 점 이하의 온도까지 10℃/s 이상의 냉각속도로 강판을 급냉하는 것이 바람직하다. 이 1차 열처리 공정에 의해, 강판에는, 래스상 마르텐사이트가 생성된다. 본 발명에서는 이 1차 열처리 공정에 의해, 래스상 마르텐사이트를 형성시키는 것이 가장 중요한 점이다. 강판 중에 래스상 마르텐사이트가 형성되지 않으면, 그 후의 공정에서, 잔류 오스테나이트상을 함유하는 제 2 상을 형성시키는 것은 어렵다.

또한 도금원판으로서, 최종 열간압연이 (Ar₃변태점-50℃) 이상의 온도에서 실시된 열연강판을 사용하는 경우에는, 최종압연후의 냉각시에, Ms 점 이하의 온도까지 10℃/s 이상의 냉각속도로 급냉함으로써, 이 1차 열처리 공정을 대체할 수 있다.

상기의 1차 열처리 공정에 의해, 래스상 마르텐사이트를 생성시킨 강판은, 이어서 연속 용융아연 도금을 실시하는 라인에서, 추가로 Ac₁변태점∼Ac₃변태점의 온도 영역으로 가열, 유지하는 2차 열처리 공정이 실시된다. 이 2차 열처리 공정에 의해, 1차 열처리 공정에서 형성된 래스상 마르텐사이트를 템퍼드 마르텐사이트로 함과 동시에, 잔류 오스테나이트를 생성하기 위해 조직의 일부 재오스테나이트화가 도모된다.

2차 열처리 공정에서의 가열, 유지온도가 Ac₁변태점 미만에서는, 잔류 오스테나이트를 얻을 수 없다. 또 가열, 유지온도가 Ac₃변태점을 초과하면, 강판조직 전체가 재오스테나이트화되어, 템퍼드 마르텐사이트가 소실된다. 이와 같은 점에서, 2차 열처리에서의 가열, 유지온도는 Ac₁변태점∼Ac₃변태점의 온도범위의 온도로 하는 것이 바람직하다.

2차 열처리 공정에서 Ac₁변태점∼Ac₃변태점의 온도범위로 가열, 유지된 강판은, 이어서 잔류 오스테나이트형성의 관점에서, 이 가열, 유지온도로부터 5℃/s 이상의 냉각속도로, 500℃ 이하의 온도까지 냉각되는 것이 바람직하다. 이에 의해, 강판의 조직은, 페라이트상과 템퍼드 마르텐사이트상으로 이루어지는 주상과, 잔류 오스테나이트상을 함유하는 제 2 상의 복합조직으로 할 수 있다.

2차 열처리가 실시된 강판은, 계속해서 연속 용융아연 도금을 실시하는 라인에서, 용융아연 도금처리공정이 실시된다.

용융아연 도금처리는, 통상, 연속 용융아연 도금라인에서 실시되고 있는 처리조건 (아연욕 온도 : 450∼500℃) 이어도 되므로, 특별히 처리조건은 한정될 필요가 없다. 그러나 극단적으로 고온에서의 도금은, 도금특성이 열화되기 때문에 500℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, 450℃ 미만에서의 도금은 도금특성의 열화문제도 있다. 또한 잔류 오스테나이트 형성의 관점에서는, 용융아연도금처리의 온도 내지 300℃ 까지의 냉각속도를, 5℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또 도금처리 후, 필요에 따라 단위면적당 중량의 조정을 위해 와이핑을 실시하여도 된다.

또 용융아연 도금처리 후, 도금층의 합금화 처리를 실시하여도 된다. 합금화 처리는, 용융아연 도금처리 후, 450∼550℃ 의 온도 영역까지 재가열하여 실시하는 것이 바람직하다. 합금화 처리온도가 450℃ 미만에서는, 합금화의 진행이 느려 생산성이 저하된다. 한편 550℃ 를 초과하면, 도금특성이 열화됨과 동시에, 필요한 잔류 오스테나이트량의 확보가 곤란해져, 강판의 연성이 저하된다.

또한 합금화 처리 후는, 5℃/s 이상의 냉각속도로 300℃ 까지 냉각시키는 것이 바람직하다. 합금화 처리 후의 냉각속도가 극단적으로 작은 경우에는 필요한 잔류 오스테나이트의 확보가 곤란해진다.

또한 본 발명에서는, 1차 열처리 공정과 용융아연 도금공정 사이에, 1차 열처리 공정에서 강판표면에 형성된 강 중 성분의 표면농화층을 제거하는 산세처리를 실시하는 것이, 도금성 개선을 위해 바람직하다. 1차 열처리에 의해, 강판표면에는, 강 중 성분의 P 가 농화되고, 또 Si, Mn, Cr 등이 산화물로 농화되는, 표면농화층이 형성된다. 이 표면농화층을 산세처리에 의해 제거하고, 그 후의 연속 용융아연 도금라인에서 환원분위기 중에서 소둔을 실시하는 것이, 도금성의 개선에 유리해진다.

또 용융아연 도금처리 공정후, 또는 합금화 처리공정후에, 형상교정, 표면조도 등의 조정을 위해, 10% 이하의 조질압연공정을 추가하여도 된다.

또 본 발명 강판에는, 용융아연 도금후, Fe-P 도금 등의 특수한 처리를 실시하여, 화성처리성, 용접성, 프레스 성형성 및 내식성 등의 개선을 실시하여도 된다.

(실시예)

실시예 1

표 1 에 나타낸 조성의 용강을 전로에서 용제하고, 연속주조법으로 강슬래브로 하였다. 이어서 이들 강슬래브를 가열하고, 표 2 에 나타낸 조건에서 열간압연하여, 판 두께 2.0㎜ 의 열연강대 (열연판) 로 하고, 다시 압하율 : 1.0% 의 조질압연을 실시하였다.

얻어진 열연강대 (열연판) 에 대하여, 미시조직, 인장특성, 변형 시효경화 특성, 구멍 확장성을 구하였다. 또한 프레스 성형성은, 연신 El (연성), TS ×El 밸런스 및 구멍 확장율 (λ) 로부터 평가하였다. 시험방법은 다음과 같다.

(1) 미시조직

얻어진 열연판으로부터 시험편을 채취하고, 강판의 압연방향에 직교하는 단면 (C 단면) 에 대하여, 광학현미경 또는 주사형 전자현미경을 사용하여 미시조직을 관찰하였다. 강판 중의 페라이트상, 베이나이트상 및 마르텐사이트상에 대해서는, 배율 1000배의 단면 조직사진을 사용하여, 화상 해석장치에 의해 각 상의 조직분율을 구하고, 해당 상의 체적율로 하였다. 또 잔류 오스테나이트상에 대해서는, 강판을 판두께 방향의 중심면까지 연마하고, 판 두께 중심면에서의 회절 X선 강도측정에 의해 구하였다. 입사 X선에는 MoKα선을 사용하고, 페라이트상의 {110}, {200}, {211} 의 각 면의 회절 X선 강도에 대한, 잔류 오스테나이트상의 {200}, {220}, {311} 의 각 면의 회절 X선 강도비를 구하여, 이들의 평균값으로부터 잔류 오스테나이트의 체적율을 구하였다.

(2) 인장특성

얻어진 열연판으로부터 JIS 5호 인장시험편을 압연반향으로 채취하고, JIS Z 2241 의 규정에 준거하여 인장시험을 실시하고, 항복강도 (YS), 인장강도 (TS), 연신 (El) 을 구하였다.

(3) 변형 시효경화 특성

얻어진 열연판으로부터 JIS 5호 인장시험편을 압연방향으로 채취하고, 예비 변형 (인장 예비 변형) 으로서 5% 의 소성변형을 부여하고, 이어서 250℃ ×20 min 의 열처리를 실시한 후, 인장시험을 실시하고, 열처리 후의 인장특성 (항복응력 (YS_TH), 인장강도 (TS_HT)) 를 구하고, ΔYS = YS_TH- YS, ΔTS = TS_HT- TS 를 산출하였다. 또한 YS_TH, TS_HT는 예비 변형-열처리 후의 항복응력, 인장강도이고, YS, TS 는 열연판의 항복응력, 인장강도이다.

(4) 구멍 확장성

얻어진 열연판에서 채취한 시험편에 대하여, 일본 철강연맹규격 (JFS T 1001-1996) 에 준거하여 10㎜Φ펀치로 펀칭하여 펀치구멍을 형성한 후, 꼭지각 60°의 원추펀치를 사용하여, 버가 외측이 되도록 하고 판두께를 관통하는 균열이 발생할 때까지 구멍 확장을 실시하여 구멍 확장율 (λ) 을 구하였다. 또한 구멍 확장율 (λ) 은 λ(%) = {(d-d_O)/d_O} ×100 으로 구하였다. 또한 d_O: 초기구멍직경 (펀치직경), d : 균열발생시의 내측 구멍직경이다.

이들의 결과를 표 3 에 나타낸다.

본 발명예는 모두 높은 연신 (El) 과 높은 강도연성 밸런스 (TS×El) 를 갖고, 더욱 큰 구멍 확장율 (λ) 을 나타내고, 연신 플랜지 성형성이 우수하다. 또 본 발명예는, 모두 매우 큰 ΔTS 를 나타내고, 변형 시효경화 특성이 우수한 강판으로 되어 있다. 이에 대하여 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예에서는, 연신 (El) 이 낮거나 또는 구멍 확장율 (λ) 이 작거나, ΔTS 가 작고, 프레스 성형성, 변형 시효경화 특성이 저하된 강판으로 되어 있다.

(실시예 2)

표 4 에 나타낸 조성의 용강을 전로에서 용제하고, 연속주조법으로 강슬래브로 하였다. 이어서 이들 강슬래브를 가열하고, 표 5 에 나타낸 조건에서 열간압연하여, 판 두께 2.0㎜ 의 열연강대 (열연판) 로 하고, 다시 압하율 : 1.0% 의 조질압연을 실시하였다.

얻어진 열연강대 (열연판) 에 대하여, 실시예 1 과 동일한 방법으로 미시조직, 인장특성, 변형 시효경화 특성, 구멍 확장성을 구하였다. 또한 프레스 성형성은, 연신 El (연성), TS ×El 밸런스 및 구멍 확장율 (λ) 로 부터 평가하였다. 얻어진 결과를 표 6 에 나타낸다.

본 발명예는, 모두 높은 연신 (El) 과 높은 강도연성 밸런스 (TS ×El) 을 갖고, 프레스 성형성이 우수함과 동시에, 매우 큰 ΔTS 를 나타내고, 변형 시효경화 특성이 우수한 열연강판으로 되어 있다. 이에 대하여, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예에서는, 연신 (El) 이 낮거나 또는 ΔTS 가 작고, 프레스 성형성, 변형 시효경화 특성이 저하된 열연강판으로 되어 있다.

(실시예 3)

표 7 에 나타낸 조성의 용강을 전로에서 용제하고, 연속주조법으로 강슬래브로 하였다. 이어서 이들 슬래브를 1250℃ 로 가열한 후, 마무리 압연 종료온도 : 900℃, 권취온도 : 600℃ 로 하는 열간압연을 실시하는 열연공정에 의해, 판두께 4.0㎜ 의 열연강대 (열연판) 로 하였다. 계속해서 이들 열연강대 (열연판) 에 산세, 냉간압연을 실시하는 냉연공정에 의해, 판두께 1.2㎜ 의 냉연강대 (냉연판) 으로 하였다. 이어서, 이들 냉연강대 (냉연판) 에, 연속 소둔라인에서 표 8 에 나타낸 조건에서 가열 균열처리 및 이것에 계속되는 체류처리로 이루어지는 재결정 소둔을 실시하고, 냉연소둔판으로 하는 재결정 소둔공정을 실시하였다. 얻어진 냉연강대 (냉연소둔판) 에, 다시 연신율 : 0.8% 의 조질압연을 실시하였다.

얻어진 강대로부터 시험편을 채취하고, 실시예 1 과 동일하게, 미시조직, 인장특성, 변형 시효경화 특성, 구멍 확장성을 조사하였다. 또한 프레스 성형성은, 실시예 1 과 동일하게 연신 El (연성) 과 강도-연성밸런스 (TS ×El) 및 구멍 확장율로 부터 평가하였다.

(1) 미시조직

얻어진 강대로부터 시험편을 채취하고, 압연방향 단면 (L 단면) 에 대하여, 광학현미경 또는 주사형 전자현미경을 사용하여 미시조직을 관찰하였다. 강판 중의 페라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트의 함유율 (조직분율) 에 대해서는, 실시예 1 과 동일하게 배율 1000배의 단면 조직사진을 사용하여, 화상해석에 의해 각 조직의 조직분율을 구하고, 해당 상의 체적율로 하였다. 또 잔류 오스테나이트량은, 실시예 1 과 동일하게 강판을 판두께 방향의 중심면까지 연마하고, 판두께 중심면에서의 회절 X선 강도측정에 의해 구하였다. 사용한 입사 X선, 페라이트상의 각 면, 잔류 오스테나이트상의 각 면은 실시예 1 과 동일하게 하였다.

(2) 인장특성

얻어진 강대로부터 JIS 5 호 인장시험편을 압연방향에 직교하는 방향으로 채취하고, 실시예 1 과 동일하게 JIS Z 2241 의 규정에 준거하여 인장시험을 실시하여 항복강도 (YS), 인장강도 (TS), 연신 (El) 을 구하였다.

(3) 변형 시효경화 특성

얻어진 강대 (냉연소둔판) 로부터 JIS 5호 시험편을 압연방향에 직교하는 방향으로 채취하고, 실시예 1 과 동일하게 예비 변형 (인장 예비 변형) 으로서 5% 의 소성변형을 부여하였다. 이어서 250℃ ×20 min 의 열처리를 실시한 후, 인장시험을 실시하고, 열처리 후의 인장특성 (항복응력 (YS_HT), 인장강도 (TS_HT) 을 구하고, ΔYS = YS_HT- YS, ΔTS = TS_HT- TS 를 산출하였다. 또한 YS_HT, TS_HT는 예비 변형-열처리 후의 항복응력, 인장강도이고, YS, TS 는 강대 (냉연소둔판) 의 항복응력, 인장강도이다.

(4) 구멍 확장성

얻어진 강대로부터 채취한 시험편에, 일본 철강연맹의 규정 JFS T 1001-1996 에 준거하여 10㎜Φ펀치로 펀칭하여 펀치구멍을 형성한 후, 꼭지각 60°의 원추 펀치를 사용하여, 버가 외측이 되도록 하고 판두께를 관통하는 균열이 발생할 때까지 구멍 확장을 실시하여 실시예 1 과 동일하게 구멍 확장율 (λ) 을 구하였다.

이들의 결과를 표 9 에 나타낸다.

본 발명예는 모두 높은 연신 (El) 과 높은 강도-연성 밸런스 (TS ×El) 를 갖고, 더욱 큰 구멍 확장율 (λ) 을 나타내고, 연신 플랜지 성형성을 포함하는 프레스 성형성이 우수한 냉연강판이다. 또 본 발명예는, 매우 큰 ΔTS 를 나타내고, 변형 시효경화 특성이 우수한 강판으로 되어 있다. 이에 대하여 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예에서는, 연신 (El) 이 낮거나 TS ×El 가 낮거나, 구멍 확장율 (λ) 이 작거나, 또는 ΔTS 가 작고, 프레스 성형성, 변형 시효경화 특성이 저하된 냉연강판으로 되어 있다.

(실시예 4)

표 10 에 나타낸 조성의 용강을 전로에서 용제하고, 연속주조법으로 슬래브로 하였다. 이어서 이들 슬래브를 1250℃ 로 가열한 후, 마무리 압연 종료온도 : 900℃, 권취온도 : 600℃ 로 하는 열간압연을 실시하는 열연공정에 의해, 판두께 4.0㎜ 의 열연강대 (열연판) 로 하였다. 계속해서 이들 열연강대 (열연판) 에산세, 냉간압연을 실시하는 냉연공정에 의해, 판두께 1.2㎜ 의 냉연강대 (냉연판) 로 하였다. 이어서, 이들 냉연강대 (냉연판) 에, 연속소둔라인에서 표 11 에 나타낸 조건에서 가열 균열처리 및 이것에 계속되는 체류처리로 이루어지는 재결정 소둔을 실시하고, 냉연소둔판으로 하는 재결정 소둔공정을 실시하였다. 얻어진 강대 (냉연소둔판) 에, 다시 연신율 : 0.8% 의 조질압연을 실시하였다.

얻어진 강대로부터 시험편을 채취하고, 실시예 3 과 동일하게, 미시조직, 인장특성, 변형 시효경화특성, 구멍 확장성을 조사하였다.

이들 결과를 표 12 에 나타낸다.

본 발명예는, 모두 높은 연신 (El) 과 높은 강도-연성 밸런스 (TS ×El) 를 갖고, 더욱 큰 구멍 확장율 (λ) 을 나타내고, 연신 플랜지 성형성을 포함하는 프레스 성형성이 우수한 냉연강판으로 되어 있다. 또 본 발명예는, 매우 큰 ΔTS 를 나타내고, 변형 시효경화 특성이 우수한 강판으로 되어 있다. 이에 대하여 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예에서는, 연신 (El) 이 낮거나 TS ×El 가 낮거나, 구멍 확장율 (λ) 이 작거나, 또는 ΔTS 가 작고, 프레스 성형성, 변형 시효경화 특성이 저하된 강판으로 되어 있다.

(실시예 5)

표 13 에 나타낸 조성의 용강을 전로에서 용제하고, 연속주조법으로 슬래브로 하였다. 이어서 이들 슬래브를 표 14 에 나타낸 조건의 열간압연에 의해 열연강대 (열연판) 로 하였다.

이어서 이들 열연강대 (열연판) 를 산세한 후, 연속소둔라인 (CAL) 에서, 표14 에 나타내는 조건에서 1차 열처리 공정을 실시하고, 이어서 연속 용융아연 도금라인 (CGL) 에서, 표 14 에 나타내는 조건에서 2차 열처리 공정을 실시한 후, 강판표면에 용융아연 도금층을 형성하는 용융아연 도금처리를 실시하는 용융아연 도금처리공정을 실시하였다. 이어서 표 14 에 나타낸 조건에서 용융아연 도금층의 합금화 처리를 실시하는 합금화 처리공정을 실시하였다. 또한 일부의 강판은 용융아연 도금처리의 상태로 하였다.

또 상기의 열간압연에 의해 얻어진 열연강대 (열연판) 을, 다시 산세한 후, 표 14 에 나타낸 조건에서 냉연공정에 의해 냉연강대 (냉연판) 로 하였다. 이들 냉연강대 (냉연판) 를, 연속 소둔라인 (CAL) 에서, 표 14 에 나타낸 조건에서 1차 열처리 공정을 실시하였다. 계속해서 연속 용융아연 도금라인 (CGL) 에서, 표 14 에 나타내는 조건에서 2차 열처리 공정을 실시한 후, 용융아연 도금처리공정을 실시하였다. 이어서, 표 14 에 나타낸 조건에서 합금화 처리공정을 실시하였다. 또한 일부의 강판은 용융아연 도금처리의 상태로 하였다.

또한 1차 열처리 공정을 거친 일부의 강판에는, 연속 용융아연 도금라인 (CGL) 에서의 2차 열처리 공정에 앞서, 표 14 에 나타낸 산세처리를 실시하였다. 산세처리는 CGL 입측의 산세조에서 실시하였다.

또한 아연도금 욕온은 460∼480℃ 범위로 하고, 침지하는 강판의 온도는, 도금 욕온이상 (욕온 + 10℃) 이하로 하였다. 또 합금화 처리는 480∼540℃의 온도범위로 재가열하고, 그 온도로 15∼28s 동안 유지하였다. 또한 합금화 처리 후의 냉각속도는 10℃/s 로 하였다. 이들 도금강판에는, 다시 1.0% 의 조질압연을 실시하였다.

상기의 공정에서 얻어진 용융아연 도금강판 (강대) 에 대하여, 실시예 1 과 동일하게, 미시조직, 인장특성, 변형 시효경화 특성, 구멍 확장성을 구하였다. 또한 프레스 성형성은, 연신 El (연성) 및 구멍 확장율 (λ) 로 부터 평가하였다.

(1) 미시조직

강판의 미시조직은 강판의 압연방향 단면 (L 단면) 을 광학현미경 또는 주사형 전자현미경을 사용하여 관찰하였다. 페라이트상, 래스상 마르텐사이트상, 템퍼드 마르텐사이트상 및 마르텐사이트상의 조직분율에 대해서는, 실시예 1 과 동일하게 배율 1000배의 단면 조직사진을 사용하여, 화상해석에 의해 각 상의 조직분율을 구하고, 해당 상의 체적율로 하였다. 또 잔류 오스테나이트량은 실시예 1 과 동일하게 강판을 판두께 방향의 중심면까지 연마하고, 판두께 중심면에서의 회절 X선 강도측정에 의해 구하였다. 또 사용한 입사 X선, 페라이트상의 각 면, 잔류 오스테나이트상의 각 면은 실시예 1 과 동일하게 하였다.

(2) 인장특성

얻어진 강대로부터 JIS 5 호 인장시험편을 압연방향에 직교하는 방향으로 채취하고, JIS Z 2241 의 규정에 준거하여 인장시험을 실시하여 실시예 1 과 동일하개 항복강도 (YS), 인장강도 (TS), 연신 (El) 을 구하였다.

(3) 변형 시효경화 특성

얻어진 강대로부터 JIS 5호 인장시험편을 압연방향에 직교하는 방향으로 채취하고, 실시예 1 과 동일하게 예비 변형 (인장 예비 변형) 으로서 5% 의 소성변형을 가하였다. 이어서 250℃ ×20 min 의 열처리를 실시한 후, 인장시험을 실시하고, 열처리 후의 인장특성 (항복응력 (YS_HT), 인장강도 (TS_HT) 를 구하고, ΔYS = YS_HT- YS, ΔTS = TS_HT- TS 를 산출하였다. 또한 YS_HT, TS_HT는 예비 변형-열처리 후의 항복응력, 인장강도이고, YS, TS 는 강대의 항복응력, 인장강도이다.

(4) 구멍 확장성

얻어진 강대로부터 채취한 시험편에, 일본 철강연맹의 규정 JFS T 1001-1996에 준거하여 10㎜Φ펀치로 펀칭하여 펀치구멍을 형성한 후, 정각 60°의 원추펀치를 사용하여, 버가 외측이 되도록 하고 판두께를 관통하는 균열이 발생할 때까지 구멍 확장을 실시하여 실시예 1 과 동일하게 구멍 확장율 (λ) 을 구하였다.

이들의 결과를 표 15 에 나타낸다.

본 발명예는 모두 높은 연신 (El) 과 큰 구멍 확장율 (λ) 을 나타내고, 연신플랜지 성형성이 우수한 용융아연 도금강판으로 되어 있다. 또 본 발명예는, 모두 매우 큰 ΔTS 를 나타내고, 변형 시효경화특성이 우수한 강판으로 되어 있다. 이에 대하여 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예에서는, 연신 (El) 이 낮거나 또는 구멍 확장율 (λ) 이 작거나, ΔTS 가 작고, 프레스 성형성, 변형 시효경화특성이 저하된 강판으로 되어 있다.

(실시예 6)

표 16 에 나타낸 조성의 용강을 전로에서 용제하고, 연속주조법으로 슬래브로 하였다. 이어서 이들 슬래브를 1250℃ 로 가열한 후, 마무리 압연 종료온도: 900℃, 권취온도 : 600℃ 로 하는 열간압연을 실시하는 열연공정에 의해, 판두께 4.0㎜ 의 열연강대 (열연판) 로 하였다. 계속해서 이들 열연강대 (열연판) 에 산세, 냉간압연을 실시하는 냉연공정에 의해, 판두께 1.2 ㎜ 의 냉연강대 (냉연판) 로 하였다. 이어서, 이들 냉연강대 (냉연판) 에, 연속 소둔라인 (CAL) 에서 표 17 에 나타낸 조건에서 1차 열처리 공정을 실시하였다. 계속해서 연속 용융아연 도금라인 (CGL) 에서, 표 17 에 나타낸 조건에서 2차 열처리 공정을 실시하고, 이어서 용융아연 도금처리공정을 실시하고, 강판표면에 용융아연 도금층을 형성하였다. 또 표 17 에 나타낸 조건에서 합금화 처리공정을 실시하였다. 또한 합금화 처리 후의 냉각속도를 10℃/s 로 하였다. 또한 일부의 강대 (강판) 는 용융아연 도금처리의 상태로 하였다.

얻어진 용융아연 도금 강대로부터 시험편을 채취하고, 실시예 5 와 동일하게, 미시조직, 인장특성, 변형 시효경화 특성, 구멍 확장성을 조사하였다.

얻어진 결과를 표 18 에 나타낸다.

본 발명예는, 모두 높은 연신 (El) 과 높은 구멍 확장율 (λ) 을 나타내고, 프레스 성형성이 우수한 용융아연 도금강판으로 되어 있다. 또 본 발명예는, 모두 매우 큰 ΔTS 를 나타내고, 변형 시효경화 특성이 우수한 강판으로 되어 있다. 이에 대하여 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예에서는, 연신 (El) 이 낮거나 γ가 작거나, 또는 ΔTS 가 작고, 프레스 성형성, 변형 시효경화 특성이 저하된 강판으로 되어 있다.

본 발명에 의하면, 우수한 프레스 성형성을 유지하면서, 프레스 성형성의 열처리에 의해 인장강도가 현저하게 상승된 강판 (열연강판, 냉연강판, 용융아연 도금강판) 을 안정적으로 제조할 수 있게 되어, 산업상 훨씬 효과를 나타낸다. 본 발명의 강판을 자동차 부품용에 적용한 경우, 프레스 성형이 용이하고, 또한 완성후의 부품특성을 안정적으로 높게 할 수 있어, 자동차 차체의 경량화에 충분히 기여할 수 있는 효과도 있다.

Claims

복합조직을 갖는 강판으로, 상기 복합조직이 페라이트상을 함유하는 상을 주상으로 하고, 체적율로 1% 이상의 잔류 오스테나이트상을 함유하는 상을 제 2 상으로 하는 복합조직인 것을 특징으로 하는, 프레스 성형성이 우수하고 또한 ΔTS : 80 ㎫ 이상이 되는 변형 시효경화 특성이 우수한 고연성 강판.
제 1 항에 있어서, 상기 강판은 열연강판이고, 상기 페라이트상을 함유하는 상이 페라이트상인 것을 특징으로 하는 고연성 강판.
제 2 항에 있어서, 상기 열연강판이 질량%로,

C : 0.05∼0.20%, Si : 1.0∼3.0%,

Mn : 3.0% 이하, P : 0.10% 이하,

S : 0.02% 이하, Al : 0.30% 이하,

N : 0.02% 이하, Cu : 0.5∼3.0%

를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 것을 특징으로 하는 고연성 강판.
제 3 항에 있어서, 상기 조성에 추가하여 질량%로 다음 A군∼C군 중의 1군 또는 2군 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고연성 강판.

A군 : Ni : 2.0% 이하,

B군 : Cr, Mo 중의 1종 또는 2종을 합계 2.0% 이하,

C군 : Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 0.2% 이하.
제 2 항에 있어서, 상기 열연강판이 질량%로,

C : 0.05∼0.20%, Si : 1.0∼3.0%,

Mn : 3.0% 이하, P : 0.10% 이하,

S : 0.02% 이하, Al : 0.30% 이하,

N : 0.02% 이하

를 함유하고, 추가로 Mo : 0.05∼2.0%, Cr : 0.05∼2.0%, W : 0.05∼2.0% 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 2.0% 이하 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 것을 특징으로 하는 고연성 강판.
제 5 항에 있어서, 상기 조성에 추가하여 질량%로 Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 2.0% 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 고연성 강판.
질량%로,

C : 0.20% 이하, Si : 1.0∼3.0%,

Mn : 3.0% 이하, P : 0.10% 이하,

S : 0.02% 이하, Al : 0.30% 이하,

N : 0.02% 이하, Cu : 0.5∼3.0%

를 함유하는 조성을 갖는 강슬래브에, 열간압연을 실시하여 소정 판두께의 열연판으로 하는데 있어서, 상기 열간압연을, 마무리 압연 종료온도가 780∼980℃ 인 열간압연으로 하고, 마무리 압연 종료후, 2초 이내에 50℃/s 이상의 냉각속도로 620∼780℃ 의 온도 영역까지 냉각시키고, 이 온도 영역에서 1∼10s 동안의 등온유지처리 또는 냉각속도 : 20℃/s 이하의 서냉처리를 실시한 후, 이어서 다시 50℃/s 이상의 냉각속도로 300∼500℃ 까지 냉각시키고, 코일에 감는 것을 특징으로 하는, 프레스 성형성이 우수하고, 또한 ΔTS : 80 ㎫ 이상이 되는 변형 시효경화 특성이 우수한 고연성 열연강판의 제조방법.
제 7 항에 있어서, 상기 조성에 추가하여, 질량%로 다음의 A군∼C군 중의 1군 또는 2군 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고연성 강판의 제조방법.

A군 : Ni : 2.0% 이하,

B군 : Cr, Mo 중의 1종 또는 2종을 합계 2.0% 이하,

C군 : Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 0.2% 이하.
제 7 항에 있어서, 상기 강슬래브 대신에, 질량%로,

C : 0.05∼0.20%, Si : 1.0∼3.0%,

Mn : 3.0% 이하, P : 0.10% 이하,

S : 0.02% 이하, Al : 0.30% 이하,

N : 0.02% 이하

를 함유하고, 추가로 Mo : 0.05∼2.0%, Cr : 0.05∼2.0%, W : 0.05∼2.0% 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 2.0% 이하 함유하는 조성을 갖는 강슬래브로 하는 것을 특징으로 하는 고연성 열연강판의 제조방법.
제 9 항에 있어서, 상기 조성에 추가하여, 질량%로 Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 2.0% 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 고연성 열연강판의 제조방법.
제 7 항 내지 제 10 항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 마무리 압연의 일부 또는 전부가 윤활압연인 것을 특징으로 하는 고연성 열연강판의 제조방법.
제 1 항에 있어서, 상기 강판이 냉연강판으로, 상기 페라이트상을 함유하는 상이 페라이트상인 것을 특징으로 하는 고연성 강판.
제 12 항에 있어서, 상기 냉연강판이 질량%로,

C : 0.20% 이하, Si : 2.0% 이하,

Mn : 3.0% 이하, P : 0.1% 이하,

S : 0.02% 이하, Al : 0.3% 이하,

N : 0.02% 이하, Cu : 0.5∼3.0%

를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 것을 특징으로 하는 고연성 강판.
제 13 항에 있어서, 상기 조성에 추가하여, 질량%로 다음의 A군∼C군 중의 1군 또는 2군 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고연성 강판.

A군 : Ni : 2.0% 이하,

B군 : Cr, Mo 중의 1종 또는 2종을 합계 2.0% 이하,

C군 : Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 0.2% 이하.
제 12 항에 있어서, 상기 냉연강판이 질량%로,

C : 0.20% 이하, Si : 2.0% 이하,

Mn : 3.0% 이하, P : 0.1% 이하,

S : 0.02% 이하, Al : 0.3% 이하,

N : 0.02% 이하

를 함유하고, 추가로 Mo : 0.05∼2.0%, Cr : 0.05∼2.0%, W : 0.05∼2.0% 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 합계 2.0% 이하 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 것을 특징으로 하는 고연성 강판.
제 15 항에 있어서, 상기 조성에 추가하여 질량%로 Nb, Ti, V 중의 1종 또는2종 이상을 합계 2.0% 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 고연성강판.
질량%로,

C : 0.20% 이하, Si : 2.0% 이하,

Mn : 3.0% 이하, P : 0.1% 이하,

S : 0.02% 이하, Al : 0.3% 이하,

N : 0.02% 이하, Cu : 0.5∼3.0%

를 함유하는 조성의 강슬래브를 소재로 하고, 이 소재에 열간압연을 실시하여 열연판으로 하는 열연공정과, 이 열연판에 냉간압연을 실시하여 냉연판으로 하는 냉연공정과, 이 냉연판에 재결정 소둔을 실시하여 냉연소둔판으로 하는 재결정 소둔공정을 순차적으로 실시하는 냉연강판의 제조방법에 있어서, 상기 재결정 소둔을 Ac₁변태점∼Ac₃변태점의 온도범위의 페라이트 + 오스테나이트의 2상 영역에서 가열 균열처리를 실시한 후, 냉각시키고, 계속해서 300∼500℃ 의 온도 영역에서 30∼1200s 의 체류처리를 실시하는 열처리를 하는 것을 특징으로 하는 프레스 성형성과 ΔTS : 80 ㎫ 이상이 되는 변형 시효경화 특성이 우수한 고연성 냉연강판의 제조방법.
제 17 항에 있어서, 상기 조성에 추가하여, 질량%로 다음의 A군∼C군 중의 1군 또는 2군 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고연성 냉연강판의 제조방법.

A군 : Ni : 2.0% 이하,

B군 : Cr, Mo 중의 1종 또는 2종을 합계 2.0% 이하,

C군 : Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 0.2% 이하.
제 17 항에 있어서, 상기 조성의 강슬래브 대신에, 질량%로,

C : 0.20% 이하, Si : 2.0% 이하,

Mn : 3.0% 이하, P : 0.1% 이하,

S : 0.02% 이하, Al : 0.3% 이하,

N : 0.02% 이하

를 함유하고, 추가로,

Mo : 0.05∼2.0%, Cr : 0.05∼2.0%, W : 0.05∼2.0% 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 합계 2.0% 이하 함유하는 조성의 강슬래브로 하는 것을 특징으로 하는 고연성 냉연강판의 제조방법.
제 19 항에 있어서, 상기 조성에 추가하여, 질량%로 Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 2.0% 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 고연성 냉연강판의 제조방법.
제 17 항 내지 제 20 항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 열간압연이 상기 소재의 가열온도를 900℃ 이상, 마무리 압연 종료온도를 700℃ 이상, 권취온도를 800℃ 이하로 하는 열간압연인 것을 특징으로 하는 고연성 냉연강판의 제조방법.
제 17 항 내지 제 21 항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 열간압연의 일부 또는 전부가, 윤활압연인 것을 특징으로 하는 고연성 냉연강판의 제조방법.
제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 기재된 고연성 강판의 표면에, 용융아연 도금층 또는 합금화 용융아연 도금층을 형성하여 이루어지는 고연성 용융아연 도금강판.
제 12 항 내지 제 16 항 중 어느 한 항에 기재된 고연성강판의 표면에, 용융아연 도금층 또는 합금화 용융아연 도금층을 형성하여 이루어지는 고연성 용융아연 도금강판.
제 1 항에 있어서, 상기 강판이 강판표면에 용융아연 도금층 또는 합금화 용융아연 도금층을 갖는 용융아연 도금강판으로, 상기 페라이트상을 함유하는 상이 페라이트상과 템퍼드 마르텐사이트상인 것을 특징으로 하는 고연성강판.
제 25 항에 있어서, 상기 강판이 질량%로,

C : 0.20% 이하, Si : 2.0% 이하,

Mn : 3.0% 이하, P : 0.1% 이하,

S : 0.02% 이하, Al : 0.3% 이하,

N : 0.02% 이하, Cu : 0.5∼3.0%

를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 것을 특징으로 하는 고연성 강판.
제 26 항에 있어서, 상기 조성에 추가하여, 질량%로 다음의 A군∼C군 중의 1군 또는 2군 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고연성강판.

A군 : Ni : 2.0% 이하,

B군 : Cr, Mo 중의 1종 또는 2종을 합계 2.0% 이하,

C군 : Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 0.2% 이하.
제 25 항에 있어서, 상기 강판이 질량%로,

C : 0.20% 이하, Si : 2.0% 이하,

Mn : 3.0% 이하, P : 0.1% 이하,

S : 0.02% 이하, Al : 0.3% 이하,

N : 0.02% 이하

를 함유하고, 추가로, Mo : 0.05∼2.0%, Cr : 0.05∼2.0%, W : 0.05∼2.0% 중에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 합계 2.0% 이하 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 것을 특징으로 하는 고연성 강판.
제 28 항에 있어서, 상기 조성에 추가하여, 질량%로 Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 2.0% 이하를 함유하는 것을 특징으로 하는 고연성 강판.
질량%로,

C : 0.20% 이하, Si : 2.0% 이하,

Mn : 3.0% 이하, P : 0.1% 이하,

S : 0.02% 이하, Al : 0.3% 이하,

N : 0.02% 이하, Cu : 0.5∼3.0%

를 함유하는 조성을 갖는 강판에, Ac₁변태점 이상의 온도로 가열한 후 급냉시키는 1차 열처리 공정을 실시한 후, (Ac₁변태점)∼(Ac₃변태점) 범위의 온도로 가열하는 2차 열처리 공정을 실시하고, 이어서 강판표면에 용융아연 도금층을 형성하는 용융아연 도금처리공정을 실시하는 것을 특징으로 하는, 프레스 성형성이 우수하고, 또한 ΔTS : 80 ㎫ 이상이 되는 변형 시효경화 특성이 우수한 고연성 용융아연 도금강판의 제조방법.
제 30 항에 있어서, 상기 조성에 추가하여, 질량%로 다음의 A군∼C군 중의 1군 또는 2군 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고연성 냉연강판의 제조방법.

A군 : Ni : 2.0% 이하,

B군 : Cr, Mo 중의 1종 또는 2종을 합계 2.0% 이하,

C군 : Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 0.2% 이하.
제 30 항에 있어서, 상기 강판 대신에, 질량%로,

C : 0.20% 이하, Si : 2.0% 이하,

Mn : 3.0% 이하, P : 0.1% 이하,

S : 0.02% 이하, Al : 0.3% 이하,

N : 0.02% 이하

를 함유하고, 추가로, Mo : 0.05∼2.0%, Cr : 0.05∼2.0%, W : 0.05∼2.0% 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 합계 2.0% 이하 함유하는 조성을 갖는 강판으로 하는 것을 특징으로 하는 고연성 용융아연 도금강판의 제조방법.
제 32 항에 있어서, 상기 조성에 추가하여, 질량%로 Nb, Ti, V 중의 1종 또는 2종 이상을 합계 2.0% 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 고연성 용융아연 도금강판의 제조방법.
제 30 항 내지 제 33 항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 1 차 열처리 공정과 상기 2차 열처리 공정 사이에, 강판을 산세하는 산세처리 공정을 실시하는 것을 특징으로 하는 고연성 용융아연 도금강판의 제조방법.
제 30 항 내지 제 34 항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 용융아연 도금처리공정에 이어서, 상기 용융아연 도금층의 합금화 처리를 실시하는 합금화 처리공정을 실시하는 것을 특징으로 하는 고연성 용융아연 도금강판의 제조방법.
제 30 항 내지 제 35 항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강판이, 소재의 가열온도를 900℃ 이상, 마무리 압연 종료온도를 700℃ 이상, 권취온도를 800℃ 이하로 하는 열간압연에 의해 제조된 열연강판, 또는 이 열연강판에 냉간압연을 실시한 냉연강판인 것을 특징으로 하는 고연성 용융아연 도금강판의 제조방법.
제 36 항에 있어서, 상기 냉간압연이, 압하율 40% 이상인 것을 특징으로 하는 고연성 용융아연 도금강판의 제조방법.