KR20150119332A

KR20150119332A - 고강도 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20150119332A
Application number: KR1020157025312A
Authority: KR
Inventors: 히데타카 가와베; 다케시 요코타; 레이코 스기하라; 가즈노리 다하라
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2013-03-28
Filing date: 2014-03-26
Publication date: 2015-10-23
Anticipated expiration: 2034-03-26
Also published as: US10260133B2; JP5862591B2; WO2014156142A1; EP2980243A4; EP2980243A1; JP2014189868A; MX375092B; EP2980243B1; KR101740843B1; CN105189804A; MX2015013516A; CN105189804B; US20160083819A1

Abstract

고가의 합금 원소를 적극적으로 함유하지 않은 성분계에 있어서, 우수한 연신율, 신장 플랜지성, 굽힘성을 갖는 가공성이 우수한 인장 강도 (TS) 900 ㎫ 이상의 고강도 강판을 얻는다. 질량％ 로, C : 0.15 ∼ 0.40 ％, Si : 1.0 ∼ 2.0 ％, Mn : 1.5 ∼ 2.5 ％, P : 0.020 ％ 이하, S : 0.0040 ％ 이하, Al : 0.01 ∼ 0.1 ％, N : 0.01 ％ 이하 및 Ca : 0.0020 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 조직 전체에 대한 면적 비율로, 페라이트상과 베이나이트상의 합계가 40 ∼ 70 ％, 마텐자이트상이 20 ∼ 50 ％, 잔류 오스테나이트상이 10 ∼ 30 ％ 인 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 강판으로 한다.

Description

고강도 강판 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH STEEL SHEET AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}

본 발명은, 자동차 부품 등에 사용하기에 바람직한 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 고가의 Ti, Nb, V, Cu, Ni, Cr, Mo 등의 원소를 적극적으로 첨가시키지 않고, 인장 강도 (TS) : 900 ㎫ 이상을 달성하는 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 또, 본 발명의 고강도 강판은, 강판의 표면에 아연계 도금 피막을 형성한 것을 포함하는 것으로 한다.

자동차용 부재는 복잡 형상인 것이 많고, 가공성의 지표인 연신율, 신장 플랜지성, 굽힘성이 우수한 재료가 필요하게 된다. 여기서, TS 900 ㎫ 급 이상으로 고강도화하는 경우, 강도 확보의 관점에서 Ti, Nb, V, Cu, Ni, Cr, Mo 등의 매우 고가의 희소 원소를 적극적으로 첨가하는 경우가 있다. 또한, 조직 중에 잔류 오스테나이트상을 생성시키고, 왜곡 유기 (誘起) 변태에 의한 TRIP 효과를 이용함으로써, 고강도를 확보한 후에 높은 연신율을 얻는 기술로서, 특허문헌 1, 특허문헌 2 와 같은 기술이 알려져 있다.

특허문헌 1 에는, 소정의 성분 조성을 갖고, 템퍼드 마텐자이트 (tempered martensite) 혹은 템퍼드 베이나이트 (tempered bainite), 또는 추가로 페라이트를 각각 소정의 점적률로 갖는 조직을 모상 조직으로 하고, 제 2 상 조직으로서 라스상 잔류 오스테나이트의 비율이 70 ％ 이상인 잔류 오스테나이트를 갖는, 신장 플랜지성이 우수한 강판에 관한 기술이 제안되어 있다. 특허문헌 1 에서는, 이러한 강판의 제조 방법으로서, 템퍼드 마텐자이트 또는 템퍼드 베이나이트를 모상으로 하는 경우, 열간 압연 공정, 냉간 압연 공정을 거친 강판을, A₃ 점 이상 (γ 역) 으로부터 Ms 점 이하로 급속 냉각시켜 얻어진 마텐자이트상 (?칭 마텐자이트상) 을, 또는 A₃ 점 이상 (γ 역) 으로부터 Ms 점 이상 Bs 점 이하로 급속 냉각시켜 얻어진 베이나이트상 (?칭 베이나이트상) 을, A₁ 점 이상 (약 700 ℃ 이상) A₃ 점 이하의 온도에서 가열 유지 후, 소정 온도까지 냉각시켜 소정 시간 유지하고, 모상 조직을 템퍼링함과 함께, 원하는 제 2 상 조직을 얻는 것이 기재된다. 또한, 템퍼드 마텐자이트와 페라이트 (α) 의 혼합 조직, 또는 템퍼드 베이나이트와 페라이트 (α) 의 혼합 조직을 모상으로 하는 경우, 열간 압연 공정, 냉간 압연 공정을 거친 강판을, A₁ 점 이상 A₃ 점 이하 또는 A₃ 점 이상으로부터 Ms 점 이하로 급속 냉각시켜 얻어진 마텐자이트상과 페라이트의 혼합 조직 (?칭 마텐자이트상 + α) 을, 또는 Ms 점 이상 Bs 점 이하로 급속 냉각시켜 얻어진 베이나이트상 (?칭 베이나이트상 + α) 을, A₁ 점 이상 (약 700 ℃ 이상), A₃ 점 이하의 온도에서 가열 유지 후, 소정 온도까지 냉각시켜 소정 시간 유지하는 것이 기재되어 있다.

특허문헌 2 에는, 소정의 성분 조성을 갖고, 2 ∼ 20 ％ 의 잔류 오스테나이트상을 포함하고, "베이나이트상과 상이한 전위 밀도가 높은 베이니틱·페라이트 (BF) 상" 을 주상으로 하는 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판에 관한 기술이 개시되어 있다. 이 기술에서는, BF 를 모상으로 하는 TRIP 강판에 대해서, 미세한 잔류 오스테나이트의 비율을 60 ％ 이상으로 함으로써 신장 플랜지성을 향상시키는 것이 제안되어 있다.

특허문헌 3 에는, 3 ∼ 30 ％ 의 잔류 오스테나이트상을 포함하고 페라이트 또는 베이나이트 또는 템퍼드 마텐자이트를 주체로 하는 금속 조직을 갖는, 연신율 및 구멍 확장성 (신장 플랜지성) 이 우수한 고강도 박강판에 관한 기술이 개시되어 있다. 이 기술에서는, 베이나이트 변태 또는 마텐자이트의 템퍼링에 의해 오스테나이트상에 대한 C 농화를 촉진한 후의 냉각 조건의 제어에 의해, 오스테나이트상 중의 C 의 농도 구배를 제어하여, 잔류 오스테나이트상의 안정성을 높여, 구멍 확장성을 열화시키지 않고 TRIP 효과를 효과적으로 작용시키는 것이 제안되어 있다.

일본 공개특허공보 2004-91924호 일본 공개특허공보 2008-7854호 일본 공개특허공보 2011-195956호

TS 900 ㎫ 급 이상의 고강도 강판에서는, TS, 연신율, 신장 플랜지성에 추가하여, 양호한 굽힘 특성도 요구되는데, 특허문헌 1 ∼ 3 의 기술에서는, 양호한 굽힘 특성에 관한 지견은 없다.

또한, 특허문헌 1 에 기재된 기술의 경우에는, 특허문헌 1 의 표 2, 표 3 에 개시된 바와 같이, TS 900 ㎫ 이상을 확보하고자 하면, 0.45 ％ 이상의 C 를 첨가할 필요가 있고, 스폿 용접성에 있어서 충분한 이음매 강도가 얻어지지 않을 우려가 있다. 특허문헌 2 에 기재된 기술의 경우에는, 연신율이 충분하다고는 할 수 없고, 우수한 강도-연신율 밸런스를 얻는 것이 곤란하다. 또한, 특허문헌 3 에 기재된 기술은, 잔류 오스테나이트상에 착안하여, 잔류 오스테나이트상의 체적분율 및 C 농도를 제어함으로써 높은 연신율을 달성하고자 하는 것이다. 그러나, 잔류 오스테나이트상은 균일 연신율에 기여하지만, 국부 연신율에 대한 기여가 작아, 연신율 (전체 연신율 : El) 특성 향상이 더욱 요구되고 있었다.

본 발명은, 고가의 합금 원소인, Ti, Nb, V, Cu, Ni, Cr, Mo 등을 적극적으로 함유하지 않은 성분계에 있어서, 상기 문제를 해결하여, 우수한 연신율, 신장 플랜지성, 굽힘성을 갖는, 가공성이 우수한 인장 강도 (TS) 900 ㎫ 이상의 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해, 예의 연구하였다. 그 결과, 하기의 a) 및 b) 에 의해, 상기한 바와 같은 고가의 희소 금속의 함유량이 낮아도, 연신율, 신장 플랜지성, 굽힘성이 매우 우수한 인장 강도가 900 ㎫ 이상인 강판이 얻어지는 것을 알아냈다.

a) 용접성, 성형성의 관점에서 C 함유량을 0.40 ％ 이하로 하는 것.

b) 금속 조직을 페라이트상과 베이나이트상, 마텐자이트상 및 잔류 오스테나이트상으로 하고, 이들 상의 면적 비율을 소정의 범위로 제어하는 것.

본 발명은 상기 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 그 요지는 하기와 같다.

(1) 질량％ 로,

C : 0.15 ∼ 0.40 ％,

Si : 1.0 ∼ 2.0 ％,

Mn : 1.5 ∼ 2.5 ％,

P : 0.020 ％ 이하,

S : 0.0040 ％ 이하,

Al : 0.01 ∼ 0.1 ％,

N : 0.01 ％ 이하 및

Ca : 0.0020 ％ 이하

를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 조직 전체에 대한 면적 비율로, 페라이트상과 베이나이트상의 합계가 40 ∼ 70 ％, 마텐자이트상이 20 ∼ 50 ％, 잔류 오스테나이트상이 10 ∼ 30 ％ 인 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.

(2) 상기 (1) 의 강판의 표면에 아연계 도금 피막을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.

(3) 상기 (1) 에 기재된 성분 조성으로 이루어지는 강 슬래브를, 열간 압연하고, 산세를 실시한 후, 400 ∼ 750 ℃ 의 온도역으로 가열하는 제 1 열처리를 실시하고, 이어서 냉간 압연을 실시하고, 이어서 800 ∼ 950 ℃ 의 온도역으로 가열하는 제 2 열처리를 실시하고, 이어서 700 ∼ 850 ℃ 의 온도역으로 가열하고, 그 가열 후, 냉각 속도 : 10 ∼ 80 ℃/초로 300 ∼ 500 ℃ 의 온도역까지 냉각시키고, 그 온도역에서 100 ∼ 1000 초 유지하는 제 3 열처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.

(4) 상기 (3) 의 제조 방법에 있어서, 제 3 열처리 후에 아연계 도금 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 상기한 바와 같은 고가의 원소를 적극적으로 첨가하지 않고, 연신율, 신장 플랜지성 및 굽힘성이 우수한 인장 강도가 900 ㎫ 이상인 고강도 강판을 얻을 수 있다. 그리고, 본 발명에 의해 얻어지는 고강도 강판은, 엄격한 형상으로 프레스 성형되는 자동차 부품으로서 바람직하다.

본 발명자들은, 고강도 강판의 연신율, 신장 플랜지성, 굽힘성의 향상에 관하여 예의 검토하였다. 그 결과, Ti, Nb, V, Cu, Ni, Cr, Mo 를 함유하지 않은 성분 조성이어도, 강 조직을, 페라이트상과 베이나이트상의 합계 조직 전체에 대한 면적 비율이 40 ∼ 70 ％, 마텐자이트상의 조직 전체에 대한 면적 비율이 20 ∼ 50 ％ 이고, 잔류 오스테나이트상의 조직 전체에 대한 면적 비율이 10 ∼ 30 ％ 인 조직으로 함으로써, 연신율, 신장 플랜지성, 굽힘성의 향상이 현저해지는 것을 알아냈다.

이하, 연신율, 신장 플랜지성, 굽힘성이 우수한 인장 강도가 900 ㎫ 이상인 고강도 강판을 얻기 위한 강의 화학 성분과, 조직의 한정 범위 및 한정 이유를 상세하게 설명한다. 또, 강판 중의 원소의 함유량의 단위는 모두 질량％ 인데, 이하, 특별히 언급하지 않는 한, 간단히 ％ 로 나타낸다.

먼저, 본 발명에 있어서의 강의 화학 성분 (조성) 의 한정 범위 및 한정 이유는 이하와 같다.

C : 0.15 ∼ 0.40 ％

C 는 오스테나이트 안정화 원소이고, 잔류 오스테나이트상의 생성에 영향을 주어 균일 연신율의 향상에 기여하고, 또한, 마텐자이트상의 면적 비율, 경도에 영향을 주어, 고강도화에 기여하는 원소이다. C 량이 0.15 ％ 미만에서는 페라이트상이 과도하게 생성되고, 인장 강도의 확보가 곤란해지고, 또한 원하는 잔류 오스테나이트량이 얻어지지 않고, 우수한 연신율의 확보가 곤란해진다. 이 때문에, C 량은 0.15 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는, C 량은 0.18 ％ 이상이다. 한편, C 량이 0.40 ％ 를 초과하면 용접성이 현저히 열화되고, 또한 마텐자이트상이 과도하게 경질화되어, 우수한 연신율 및 굽힘성의 확보가 곤란해진다. 이 때문에, C 량은 0.40 ％ 이하로 한다. 바람직하게는, C 량은 0.24 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.22 ％ 이하이다. 따라서 C 량은 0.15 ％ 이상 0.40 ％ 이하의 범위로 한다. 용접성의 관점에서 바람직하게는 0.18 ％ 이상 0.24 ％ 이하의 범위이다. 보다 바람직한 범위는 0.18 ％ 이상 0.22 ％ 이하의 범위이다.

Si : 1.0 ∼ 2.0 ％

Si 는 잔류 오스테나이트의 생성에 영향을 주어, 균일 연신율의 향상에 기여하고, 또한, 고용 강화에 의해 고강도화에 기여한다. Si 량이 1.0 ％ 미만에서는, 원하는 잔류 오스테나이트상의 확보가 곤란해진다. 이 때문에, Si 량은 1.0 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는, Si 량은 1.2 ％ 이상이다. 한편, Si 량이 2.0 ％ 를 초과해도, 잔류 오스테나이트량에 대한 영향은 작다. 또한 Si 량이 2.0 ％ 를 초과하면 표면에 농화되는 Si 량이 증가하고, 화성 처리성 불량이나 불도금이 발생한다. 이 때문에, Si 량은 2.0 ％ 이하로 한다. 바람직하게는, Si 량은 1.8 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 1.6 ％ 이하이다. 따라서 Si 량은 1.0 ％ 이상 2.0 ％ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는 1.2 ％ 이상 1.8 ％ 이하, 보다 바람직하게는 1.2 ％ 이상 1.6 ％ 이하의 범위이다.

Mn : 1.5 ∼ 2.5 ％

Mn 은 오스테나이트 안정화 원소이고, 마텐자이트상을 원하는 양 생성시켜 고강도화에 기여하는 원소이다. 상기 작용을 얻기 위해서는 Mn 량은 1.5 ％ 이상으로 하는 것이 필요하다. 바람직하게는, Mn 량은 1.8 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 Mn 량은 2.0 ％ 이상이다. 한편, Mn 량이 2.5 ％ 를 초과하면 ?칭성이 과도하게 커지고, 원하는 페라이트상과 베이나이트상이 얻어지지 않고, 마텐자이트상의 면적 비율이 증가하고, 과도하게 경질화되어 우수한 연신율 및 굽힘성의 확보가 곤란해진다. 이 때문에, Mn 량은 2.5 ％ 이하로 한다. 바람직하게는, Mn 량은 2.4 ％ 이하이다. 따라서 Mn 량은 1.5 ％ 이상 2.5 ％ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는 1.8 ％ 이상 2.4 ％ 이하, 보다 바람직하게는 2.0 ％ 이상 2.4 ％ 이하의 범위이다.

P : 0.020 ％ 이하

P 는 용접성에 악영향을 미치기 때문에, 최대한 적은 것이 바람직하다. 특히 P 량이 0.020 ％ 를 초과하면 용접성의 열화가 현저해지지만, 0.020 ％ 까지는 허용할 수 있다. 따라서 P 량의 범위는 0.020 ％ 이하로 한다. 바람직하게는, P 량은 0.010 ％ 미만이다. 또, 과도하게 저감시키면 제강 공정에서의 생산 능률이 저하되고, 고비용이 되므로, P 량의 하한은 0.001 ％ 정도로 하는 것이 바람직하고, P 량의 범위는, 0.001 ％ 이상 0.020 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 용접성을 고려하면, P 량은 0.001 ％ 이상 0.010 ％ 미만의 범위로 하는 것이 보다 바람직하다.

S : 0.0040 ％ 이하

S 는 개재물로서 강 중에 존재하고, 개재물 균열의 기점이 되기 때문에, S 량은 최대한 적은 것이 바람직하다. 특히 S 량이 0.0040 ％ 를 초과하면 신장 플랜지성의 저하가 현저해지지만, 0.0040 ％ 까지는 허용할 수 있다. 따라서 S 량의 범위는 0.0040 ％ 이하로 한다. 바람직하게는, S 량은 0.0020 ％ 이하이다. 한편, 과도한 저감은 공업적으로 곤란하고, 제강 공정에서의 탈황 비용의 증가, 생산성의 저하를 수반하므로, S 량의 하한은 0.0001 ％ 정도로 하는 것이 바람직하고, S 량의 범위는, 0.0001 ％ 이상 0.0040 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0001 ％ 이상 0.0020 ％ 이하의 범위이다.

Al : 0.01 ∼ 0.1 ％

Al 은, 강의 탈산제로서 첨가되고, 0.01 ％ 이상의 첨가가 필요하다. 바람직하게는, Al 량은 0.02 ％ 이상이다. 한편, 0.1 ％ 를 초과하여 첨가하면, 알루미나 등의 강판 표층부에 있어서의 개재물이 증가하여 굽힘성이 저하된다. 이 때문에, Al 량은 0.1 ％ 이하로 한다. 바람직하게는, Al 량은 0.08 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는, Al 량은 0.06 ％ 이하이다. 따라서, Al 량은 0.01 ％ 이상 0.1 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.02 ％ 이상 0.08 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.02 ％ 이상 0.06 ％ 이하의 범위이다.

N : 0.01 ％ 이하

N 은 시효성에 영향을 미치는 원소이고, N 량은 낮은 것이 바람직하다. 특히 N 량이 0.01 ％ 를 초과하면 왜곡 시효가 현저해지므로, N 량의 범위는 0.01 ％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 N 량은 0.0060 ％ 이하이다. 한편, 과도한 저감은 제강 공정에 있어서의 탈질 비용의 증가를 수반하고, 생산성의 저하를 수반하므로 N 량의 하한은 0.0001 ％ 정도로 하는 것이 바람직하다. 따라서 N 량의 바람직한 범위는 0.0001 ％ 이상 0.01 ％ 이하이고, 보다 바람직한 범위는, 0.0001 ％ 이상 0.0060 ％ 이하이다.

Ca : 0.0020 ％ 이하

강판 표층에 Ca 개재물이 존재하면, 굽힘 성형시에, 개재물이 점상의 극미세 균열의 기점이 되고, 우수한 굽힘성의 확보가 곤란해지므로 최대한 낮은 것이 바람직하지만, Ca 의 함유량을 0.0020 ％ 까지는 허용할 수 있다. 따라서 Ca 량은 0.0020 ％ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는, Ca 량은 0.0005 ％ 미만이다. 한편, 과도한 저감은 공업적으로 곤란하고 비용의 증가를 수반하므로, Ca 량의 하한은 0.0001 ％ 정도로 하는 것이 바람직하고, Ca 량의 범위는 0.0001 ％ 이상 0.0020 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0001 ％ 이상 0.0005 ％ 미만의 범위이다.

또, 본 발명의 강판에 있어서, 상기 이외의 성분은 Fe 및 불가피 불순물이다. 단, 본 발명의 효과를 저해하지 않는 범위 내이면, 상기 이외의 성분을 저지하는 것은 아니다.

고가의 합금 원소를 적극적으로 함유하지 않는다는 본 발명의 목적으로부터는, Ti, Nb, V, Cu, Ni, Cr, Mo 는 함유하지 않는 것이 바람직하다.

다음으로, 본 발명에 있어서 중요한 요건의 하나인 강의 조직의 한정 범위 및 한정 이유에 대해서 상세하게 설명한다.

페라이트상과 베이나이트상의 합계 조직 전체에 대한 면적 비율 : 40 ∼ 70 ％

세멘타이트와 페라이트상으로 구성되는 베이나이트상 및 페라이트상은, 마텐자이트상보다 연질이다. 연신율 및 굽힘성에 기여하고, 원하는 연신율 및 굽힘성을 얻기 위해서, 조직 전체에 대한 면적 비율로, 베이나이트상과 페라이트상의 합계 면적 비율은 40 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 페라이트상과 베이나이트상의 합계가 40 ％ 에 미치지 않는 경우, 경질의 마텐자이트상의 면적 비율이 증가하고, 과도하게 고강도화되어 낮은 연신율밖에 얻어지지 않고, 굽힘성도 나빠지고, 원하는 연신율, 굽힘성이 얻어지지 않게 된다. 바람직하게는, 페라이트상과 베이나이트상의 합계 면적 비율은 45 ％ 이상이다. 한편, 페라이트상과 베이나이트상의 합계 면적 비율이 70 ％ 를 초과하면, 강도 900 ㎫ 이상의 확보가 곤란해지고, 또한, 연신율에 기여하는 잔류 오스테나이트상을 소정량 확보하는 것이 곤란해진다. 이 때문에, 페라이트상과 베이나이트상의 합계 면적 비율은 70 ％ 이하로 한다. 바람직하게는, 페라이트상과 베이나이트상의 합계 면적 비율은 65 ％ 이하이다. 따라서, 페라이트상과 베이나이트상의 합계 면적 비율은 40 ％ 이상 70 ％ 이하의 범위로 한다. 보다 바람직한 범위는 45 ％ 이상 65 ％ 이하이다.

마텐자이트상의 조직 전체에 대한 면적 비율 : 20 ∼ 50 ％

전위 밀도가 높고 경질인 마텐자이트상은, 전위 밀도가 낮은 템퍼링된 연질의 마텐자이트상과는 명확히 구별된다. 경질의 마텐자이트상은 강도에 크게 기여하고, 900 ㎫ 이상의 TS 를 확보하기 위해서, 마텐자이트상의 면적 비율은 20 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 마텐자이트상의 면적 비율이 과도하게 많은 경우에는 과도하게 고강도화되고, 연신율이 저하되기 때문에, 마텐자이트상의 면적 비율은 50 ％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는, 마텐자이트상의 면적 비율은 40 ％ 이하이다. 상기한 바와 같이, 마텐자이트상을 조직 전체에 대한 면적 비율로 20 ％ 이상 50 ％ 이하의 범위 내에서 함유하는 조직으로 함으로써, 양호한 연신율이 얻어진다. 바람직하게는 20 ％ 이상 40 ％ 이하의 범위이다.

잔류 오스테나이트상의 조직 전체에 대한 면적 비율 : 10 ∼ 30 ％

잔류 오스테나이트상은 왜곡 유기 변태 (strain induced transformation), 즉 재료가 변형되는 경우에 왜곡된 부분이 마텐자이트상으로 변태됨으로써 변형부가 경질화되고, 왜곡의 집중을 방지함으로써 균일 연신율을 향상시키는 효과가 있다. 높은 균일 연신율을 얻기 위해서는, 면적 비율로 10 ％ 이상의 잔류 오스테나이트상을 함유시키는 것이 필요하다. 그러나 잔류 오스테나이트상은 C 농도가 높고 경질이기 때문에, 강판 중에 30 ％ 를 초과하여 과도하게 존재하면 국소적으로 경질인 부분이 존재하게 되고, 국부 연신율을 저해하는 요인이 되어 우수한 연신율 (전체 연신율), 굽힘성을 확보하는 것이 곤란해진다. 이 때문에, 잔류 오스테나이트상의 면적률은 30 ％ 이하로 한다. 바람직하게는, 잔류 오스테나이트상의 면적률은 20 ％ 이하이다. 따라서, 잔류 오스테나이트상의 면적 비율은 10 ％ 이상 30 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 10 ％ 이상 20 ％ 이하의 범위이다.

또, 상기에서 규정한 것 이외의 잔부 조직에 관해서는, 불가피하게 생성되는 세멘타이트 등의 조직을, 합계 면적 비율로 5 ％ 정도 이하이면 본 발명의 효과를 저해하는 것은 아니므로, 함유해도 된다.

또한, 본 발명의 고강도 강판은 표면에 아연계 도금 피막을 형성하고, 표면에 아연계 도금 피막을 갖는 고강도 강판 (아연계 도금 강판) 으로 하는 것도 가능하다. 본 발명의 재질에 미치는 도금의 영향은 작고, 아연계 도금 피막을 형성하기 전의 고강도 강판과 동등한 인장 강도, 연신율 등을 확보할 수 있다. 여기서 아연계 도금이란, 아연을 70 질량％ 이상 함유하는 도금이고, 도금의 종류는 자동차용 강판에 사용되는 Zn 도금, Zn-Ni 도금 등 아연계 도금이 바람직하다. 또한, 부착량은 편면당 3 ∼ 80 g/㎡ 정도로 하는 것이 바람직하다.

다음으로 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다.

상기한 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 열간 압연하고, 산세를 실시한 후, 400 ∼ 750 ℃ 의 온도역으로 가열하는 제 1 열처리를 실시하고, 이어서 냉간 압연을 실시하고, 이어서 800 ∼ 950 ℃ 의 온도역으로 가열하는 제 2 열처리를 실시하고, 이어서 700 ∼ 850 ℃ 의 온도역으로 가열하고, 그 가열 후, 냉각 속도 : 10 ∼ 80 ℃/초로 300 ∼ 500 ℃ 의 온도역까지 냉각시키고, 그 온도역에서 100 ∼ 1000 초 유지하는 제 3 열처리를 실시함으로써 본 발명의 목적으로 하는 고강도 강판이 얻어진다. 또한, 제 3 열처리 후의 강판에 스킨 패스 압연 (temper rolling) 을 실시해도 된다.

이하, 제조 조건의 한정 범위 및 한정 이유를 상세하게 설명한다.

본 발명에 있어서, 강 슬래브의 제조에는 특별히 제한은 없고, 박슬래브 주조, 조괴, 연속 주조법 등, 통상적인 방법에 따라서 실시하면 된다. 예를 들어 상기 성분 조성 범위로 조정한 강을 진공 용해로나 전로 등에서 용제한 후, 주조하여 얻을 수 있다. 본 발명에 있어서는, 강 슬래브는, 연속 주조 슬래브, 조괴-분괴 슬래브 등을 사용할 수 있다. 특히 편석을 경감시키기 위해서는 연속 주조법으로 제조한 슬래브를 사용하는 것이 바람직하다.

열간 압연에 관해서도 특별히 제한은 없고, 통상적인 방법에 따라서 실시하면 된다. 또, 열간 압연시의 가열 온도는, 1100 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 스케일 생성의 경감, 연료 원단위의 저감의 관점에서, 가열 온도의 상한은 1300 ℃ 정도로 하는 것이 바람직하다. 또한, 열간 압연의 마무리 온도 (마무리 압연 출측 온도) 는, 페라이트와 펄라이트 등의 층상 조직의 생성을 회피하기 위해, 850 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 스케일 생성의 경감, 결정 입경 조대화의 억제에 의한 조직의 미세 균일화의 관점에서는, 열간 압연의 마무리 온도의 상한은 950 ℃ 정도로 하는 것이 바람직하다. 열간 압연 종료 후의 권취 온도는 냉간 압연성, 표면 성상의 관점에서, 400 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 또한, 600 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 권취 온도는, 400 ∼ 600 ℃ 로 하는 것이 바람직하다.

권취 후의 강판에는, 통상적인 방법에 따라서 산세를 실시한다. 산세의 조건에 대해서도 특별히 제한은 없고, 염산으로의 산세 등, 종래 공지된 방법에 따라서 실시하면 된다.

산세 후의 강판에는, 제 1 열처리 (제 1 회째의 열처리), 이어서 냉간 압연 공정을 거쳐, 제 2 열처리 (제 2 회째의 열처리), 이어서 제 3 열처리 (제 3 회째의 열처리) 를 실시한다. 또, 냉간 압연에 관해서는 특별히 제한은 없고, 종래 공지된 방법에 따라서 실시하면 된다. 또한, 냉간 압연의 압하율은, 특별히 한정되는 것은 아니지만, 30 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 또한, 60 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 냉간 압연의 압연율은, 30 ％ ∼ 60 ％ 정도로 하는 것이 바람직하다.

제 1 열처리의 열처리 온도 : 400 ∼ 750 ℃

상기 열간 압연 후에 실시하는 제 1 열처리는, 열연 조직을 해소하고, 페라이트상과 세멘타이트로 구성되는 균일한 조직으로 함으로써, 열연 조직에 기인하는 C, Mn 등의 원소의 편재를 해소하고, 그 후의 제 2, 제 3 열처리 후에 원하는 조직을 얻기 위해서 중요하다. 제 1 열처리의 열처리 온도가 400 ℃ 에 미치지 않는 경우, 열연 후의 템퍼링이 불충분하고, 열연 후의 조직의 영향을 제거할 수 없다. 이 때문에, 그 열처리 온도가 400 ℃ 에 미치지 않는 경우, C, Mn 원소의 편재에 기인하여, 제 2 열처리, 제 3 열처리 후에도, 원래 C 원소가 많은 영역의 ?칭성이 높아지고, 원하는 페라이트상과 베이나이트상이 얻어지지 않고, 충분한 연신율 및 굽힘성이 얻어지지 않는다. 또한 열처리 온도가 400 ℃ 에 미치지 않는 경우, 열연판의 연질화가 충분하지 않고, 경질의 열연판을 냉간 압연하게 되므로, 냉간 압연의 부하가 증대되고, 고비용이 된다. 따라서, 제 1 열처리의 열처리 온도는 400 ℃ 이상으로 한다. 바람직하게는, 제 1 열처리의 열처리 온도는 450 ℃ 이상이다. 보다 바람직하게는, 제 1 열처리의 열처리 온도는 500 ℃ 이상이다. 한편, 750 ℃ 를 초과하여 열처리하면, 열처리 후에 페라이트상에 추가하여, 조대 또한 경질의 마텐자이트상이 과도하게 존재하고, 제 3 열처리 후의 조직이 불균일해지고, 또한 마텐자이트상의 면적 비율이 증가한다. 이 때문에, 제 3 열처리 후의 강판이 과도하게 고강도화되어, 연신율 및 굽힘성이 현저히 저하된다. 따라서, 제 1 열처리의 열처리 온도는 750 ℃ 이하로 한다. 바람직하게는, 제 1 열처리의 열처리 온도는 700 ℃ 이하이고, 보다 바람직하게는 650 ℃ 이하이다. 따라서 냉간 압연 전에 매우 균일한 조직으로 하기 위해서, 열연판에 실시하는 제 1 열처리에는 최적의 온도 범위가 존재하고, 제 1 열처리에서는 400 ∼ 750 ℃ 의 온도역으로 가열한다. 즉 제 1 열처리의 열처리 온도는 400 ℃ 이상 750 ℃ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는 450 ℃ 이상 700 ℃ 이하의 범위, 보다 바람직하게는 450 ℃ 이상 650 ℃ 이하의 범위이다.

제 2 열처리의 열처리 온도 : 800 ∼ 950 ℃

냉간 압연 후의 냉연판에는, 제 2 열처리 (어닐링) 가 실시된다. 이 때, 열처리 온도가 800 ℃ 보다 낮은 경우에는, 열처리 중의 오스테나이트 분율이 적고, 오스테나이트 중에 대한 C 분배가 진행되고, 또한 열처리 온도가 낮으므로, 열처리 중의 오스테나이트 입경은 조대화되지 않는다. 즉, 그 열처리 중에는 C 농도가 높은 오스테나이트가 미세 분산된 상태가 된다. 따라서 제 2 열처리의 열처리 온도가 800 ℃ 미만인 경우, 제 2 열처리 후의 강판에는 C 농도가 높은 영역이 점재하게 된다. 이러한 강판에 제 3 열처리를 실시하면, 제 3 열처리 후에 원래 C 농도가 높은 영역이 우선적으로 마텐자이트상이 되기 때문에 마텐자이트상의 면적 비율이 많아지고, 연신율 및 굽힘성의 저하를 초래한다. 따라서, 제 2 열처리의 열처리 온도는 800 ℃ 이상으로 한다. 바람직하게는, 제 2 열처리의 열처리 온도는 840 ℃ 이상이다. 한편, 제 2 열처리의 열처리 온도 즉 어닐링 온도가 950 ℃ 를 초과하여 오스테나이트 단상의 온도역까지 가열하면, 오스테나이트 입경이 과도하게 조대화된다. 이 때문에, 최종적으로 얻어지는 결정립도 과도하게 조대화되고, 페라이트상의 핵 생성 사이트인 입계가 감소한다. 이러한 강판에 제 3 열처리를 실시하면, 제 3 열처리에 있어서 페라이트상의 생성이 억제되고, 마텐자이트상의 면적 비율이 증가하고, 연신율 및 굽힘성의 저하를 초래한다. 따라서, 제 2 열처리의 열처리 온도는 950 ℃ 이하로 한다. 바람직하게는, 제 2 열처리의 열처리 온도는 940 ℃ 이하이다. 따라서, 제 2 열처리에서는 800 ∼ 950 ℃ 로 가열하는, 즉 제 2 열처리의 열처리 온도 (어닐링 온도) 는 800 ℃ 이상 950 ℃ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 840 ℃ 이상 940 ℃ 이하의 범위이다.

또, 특별히 규정되는 것은 아니지만, 다음으로 실시하는 제 3 열처리 후에 페라이트상, 베이나이트상, 마텐자이트상, 잔류 오스테나이트상을 양호한 밸런스로 얻기 위해서, 어닐링 후의 냉각 속도는 10 ℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하고, 80 ℃/초 이하로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 어닐링 후의 냉각 속도는 10 ∼ 80 ℃/초로 하는 것이 바람직하다. 또한, 냉각 수단은, 가스 냉각이 바람직하지만, 특별히 규정할 필요는 없고, 공랭, 미스트 냉각, 롤 냉각, 수랭 등, 종래 실시되고 있는 냉각 수단을 사용하여 조합하여 실시하는 것이 가능하다. 또한, 특별히 한정되는 것은 아니지만, 생산성의 관점에서 제 2 열처리는, 연속 어닐링로에서 실시하는 것이 바람직하다. 또, 특별히 규정되는 것은 아니지만, 베이나이트 변태를 촉진시키고, 원하는 잔류 오스테나이트상을 생성시키고, 연신율 및 굽힘성을 양호한 밸런스로 얻기 위해서는, 어닐링 후의 냉각에 있어서의 냉각 정지 온도는, 300 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 500 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 어닐링 후의 냉각에 있어서의 냉각 정지 온도는, 300 ∼ 500 ℃ 의 범위가 바람직하다. 또한, 오스테나이트상에 대한 C 농화를 진행시키고, 원하는 잔류 오스테나이트량을 얻기 위해서는, 그 냉각 정지 온도역에서, 100 초 이상 유지하는 것이 바람직하고, 1000 초 이하의 유지로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 그 냉각 정지 온도역에 100 ∼ 1000 초의 범위 유지하는 것이 바람직하다.

상기한 제 2 열처리 후 (어닐링 후) 의 강판에는, 700 ∼ 850 ℃ 의 온도역으로 가열하고, 그 가열 후, 냉각 속도 : 10 ∼ 80 ℃/초로 300 ∼ 500 ℃ 의 온도역까지 냉각시키고, 그 온도역에서 100 ∼ 1000 초 유지하는 제 3 열처리를 실시한다.

제 3 열처리의 열처리 온도 : 700 ∼ 850 ℃

제 3 열처리의 열처리 온도가 700 ℃ 보다 낮은 경우에는, 열처리 중의 페라이트상의 면적 비율이 과도하게 많아지고, 900 ㎫ 이상의 TS 의 확보가 곤란해진다. 따라서, 제 3 열처리의 열처리 온도는 700 ℃ 이상으로 한다. 바람직하게는, 제 3 열처리의 열처리 온도는 740 ℃ 이상이다. 한편, 열처리 온도가 850 ℃ 를 초과하면, 열처리 중의 오스테나이트상의 면적 비율이 증가하고, 냉각 유지 후의 강판의 페라이트상의 면적 비율이 적고, 마텐자이트상의 면적 비율이 커진다. 이 때문에, 열처리 온도가 850 ℃ 를 초과하면, 최종적으로 마텐자이트상의 면적 비율이 50 ％ 를 초과하고, 연신율 및 굽힘성의 확보가 곤란해진다. 따라서, 제 3 열처리의 열처리 온도는 850 ℃ 이하로 한다. 바람직하게는, 제 3 열처리의 열처리 온도는 820 ℃ 이하이다. 따라서, 제 3 열처리에서는 700 ∼ 850 ℃ 로 가열하는, 즉 제 3 열처리의 열처리 온도는 700 ℃ 이상 850 ℃ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 740 ℃ 이상 820 ℃ 이하의 범위이다.

냉각 속도 : 10 ∼ 80 ℃/초

제 3 열처리에 있어서, 상기한 열처리 온도로 가열한 후의 냉각 속도는, 원하는 상의 면적 비율을 얻기 위해서 중요하다. 냉각 속도가 10 ℃/초 미만인 경우, 과도하게 페라이트상이 생성되고, 과도하게 연질화되기 때문에, 900 ㎫ 이상의 TS 의 확보가 곤란해진다. 따라서, 냉각 속도는 10 ℃/초 이상으로 한다. 바람직하게는 15 ℃/초 이상이다. 한편, 80 ℃/초를 초과하면, 반대로 과도하게 마텐자이트상이 생성되고, 과도하게 경질화되기 때문에, 연신율이 저하된다. 따라서, 냉각 속도는 80 ℃/초 이하로 한다. 바람직하게는, 냉각 속도는 60 ℃/초 이하이고, 보다 바람직하게는 40 ℃/초 이하이다. 따라서 냉각 속도는 10 ∼ 80 ℃/초의 범위로 한다. 바람직하게는 10 ℃/초 이상 60 ℃/초 이하, 보다 바람직하게는 10 ℃/초 이상 40 ℃/초의 범위이다. 또, 여기서 냉각 속도는, 열처리 온도로부터 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도이다. 또한, 냉각 수단으로는 가스 냉각이 바람직하지만, 특별히 한정되는 것은 아니고, 노냉, 미스트 냉각, 롤 냉각, 수랭 등을 사용하여 조합하여 실시하는 것이 가능하다.

냉각 정지 온도 : 300 ∼ 500 ℃

냉각 정지 온도가 300 ℃ 미만인 경우, 잔류 오스테나이트상의 생성이 억제되고, 과도하게 마텐자이트상이 생성되기 때문에, 최종적으로 얻어지는 강판의 강도가 지나치게 높아지고, 연신율 및 굽힘성의 확보가 곤란해진다. 따라서, 냉각 정지 온도는 300 ℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 320 ℃ 이상이다. 한편, 500 ℃ 를 초과하는 경우, 베이나이트 변태는 지연되고, 잔류 오스테나이트상의 생성은 억제되고, 최종적으로 얻어지는 강판에 있어서, 우수한 연신율 및 굽힘성을 얻는 것이 곤란해진다. 따라서, 냉각 정지 온도는 500 ℃ 이하로 한다. 바람직하게는 450 ℃ 이하이다. 페라이트상, 베이나이트상을 주체로 하고, 마텐자이트상 및 잔류 오스테나이트상의 존재 비율을 제어하여, TS 900 ㎫ 이상의 강도를 확보함과 함께 우수한 연신율, 신장 플랜지성 및 굽힘성을 얻기 위해서는, 상기 냉각 속도로 300 ∼ 500 ℃ 의 온도역까지 냉각시킨다. 즉 냉각 정지 온도를 300 ℃ 이상 500 ℃ 이하의 범위로 한다. 보다 바람직하게는 300 ℃ 이상 450 ℃ 이하의 범위이다.

300 ∼ 500 ℃ 에서의 유지 시간 : 100 초 이상 1000 초 이하

냉각 정지 후, 오스테나이트상에 대한 C 농화를 진행시키고, 원하는 잔류 오스테나이트량을 얻기 위해서, 300 ∼ 500 ℃ 의 온도역으로 100 ∼ 1000 초 유지하는, 이른바 과시효 처리를 실시한다. 유지 시간이 100 초 미만에서는, 오스테나이트상에 대한 C 농화가 진행되는 시간이 불충분해지고, 최종적으로 원하는 잔류 오스테나이트 면적 비율을 얻는 것이 곤란해지고, 또한 과도하게 마텐자이트상이 생성된다. 이 때문에, 유지 시간이 100 초 미만에서는, 강판이 고강도화되어 연신율 및 굽힘성이 저하된다. 따라서, 유지 시간은 100 초 이상으로 한다. 바람직하게는, 유지 시간은 150 초 이상이다. 한편, 1000 초를 초과하여 체류해도 잔류 오스테나이트량은 증가하지 않고, 연신율의 현저한 향상은 관찰되지 않는다. 따라서, 유지 시간은 1000 초 이하로 한다. 바람직하게는, 유지 시간은 800 초 이하이다. 따라서, 유지 시간 (과시효 처리 시간) 은 100 초 이상 1000 초 이하의 범위로 한다. 보다 바람직하게는 150 초 이상 800 초 이하의 범위이다. 상기 시간 유지 후에는, 특별히 한정되는 것은 아니지만, 공랭 또는 가스 냉각 등의 통상적인 방법에 의해 상온까지 냉각시키면 된다. 또한, 특별히 한정되는 것은 아니지만, 제 3 열처리는, 생산성을 위해, 연속 어닐링로에서 실시하는 것이 바람직하다.

상기한 제 3 열처리 후의 고강도 강판에, 추가로 강판의 표면에 아연계 도금 피막을 형성하는 아연계 도금 처리를 실시해도 된다. 도금 방법은 통상적인 방법에 따르면 된다. 예를 들어, 아연계 도금 강판을 제조하는 경우에는, 어닐링 후에 연속적으로 연속식 전기 아연계 도금 라인에서 아연계 도금을 실시하는 것이 가능하다.

실시예 1

표 1 에 나타내는 성분 조성을 갖는 강을 용제하여 슬래브로 하고, 가열 온도 1200 ℃, 마무리 압연 출측 온도 880 ℃, 권취 온도 480 ℃ 의 열간 압연을 실시하고, 염산 산세하고, 계속해서 표 2 에 나타내는 조건에서 1 회째의 열처리 (제 1 열처리) 를 실시하였다. 그 후, 압하율 40 ％ ∼ 50 ％ 로 냉간 압연하고, 표 2 에 나타내는 조건에서 2 회째의 열처리 (제 2 열처리) 및 3 회째의 열처리 (제 3 열처리) 를 실시하고, 판두께 1.0 ㎜ 의 냉연 강판을 제조하였다. 또한, 3 회째의 열처리 후의 일부의 강판에, 아연계 도금인 Ni 함유량 12 질량％ 의 Zn-Ni 합금 도금을 편면당의 겉보기 중량을 20 g/㎡ 로 하여 양면 도금하고, 아연계 전기 도금 강판을 제조하였다. 얻어진 냉연 강판 및 전기 도금 강판에 대해서, 하기에 나타내는 바와 같이, 재료 특성 (강판의 조직, 인장 특성, 신장 플랜지성, 굽힘성) 을 조사하였다. 얻어진 결과를 표 3 에 나타낸다.

강판의 조직

조직 전체에 차지하는 각 상의 면적 비율은, 압연 방향 단면 또한 판두께 1/4 면 위치를 광학 현미경으로 관찰함으로써 구하였다. 배율 1000 배의 단면 조직 사진을 사용하여, 화상 해석에 의해 임의로 설정한 100 ㎛ × 100 ㎛ 사방의 정방형 영역 내에 존재하는 점유 면적을 구하였다. 또, 관찰은 N = 5 (관찰 시야 5 지점) 에서 실시하였다. 또한, 조직 관찰시에는, 3 vol.％ 피크랄과 3 vol.％ 피로아황산소다의 혼합액으로 에칭하였다. 그리고, 그 조직 관찰에 있어서 관찰되는 흑색 영역이, 페라이트상 (폴리고날페라이트상) 또는 베이나이트상이라고 하여, 페라이트상과 베이나이트상의 합계 면적 비율을 구하였다. 또한, 그 흑색 영역 이외의 잔부 영역이, 마텐자이트상과 잔류 오스테나이트상이라고 하여, 마텐자이트상과 잔류 오스테나이트상의 합계 면적 비율을 구하였다. 또한, 별도 잔류 오스테나이트량을 X 선 회절에 의해 측정하였다. 그리고, 마텐자이트상과 잔류 오스테나이트상의 면적 비율의 합계로부터 잔류 오스테나이트상의 면적 비율을 빼는 것에 의해, 마텐자이트상의 면적 비율을 구하였다. 잔류 오스테나이트 면적 비율은 Mo 의 Kα 선을 사용하여 X 선 회절법에 의해 구하였다. 즉, 강판의 판두께 1/4 부근의 면을 측정면으로 하는 시험편을 사용하고, 오스테나이트상의 (211) 및 (220) 면과 페라이트상의 (200), (220) 면의 피크 강도로부터 잔류 오스테나이트상의 체적률을 산출하고, 이것을 면적 비율로 하였다.

인장 특성 (인장 강도, 연신율)

압연 방향과 90°의 방향을 길이 방향 (인장 방향) 으로 하는 JIS Z 2201 에 기재된 5 호 시험편을 사용하고, JIS Z 2241 에 준거한 인장 시험을 실시하고 항복 강도 (YP), 인장 강도 (TS) 및 전체 연신율 (El) 을 조사하였다. 결과를 표 3 에 나타낸다. 또, 연신율은 TS-El 밸런스로 평가하고, 평가 기준은 TS × El ≥ 27000 ㎫·％ 를 연신율이 양호하다고 하고, 또한 TS × El ≥ 28000 ㎫·％ 가 보다 연신율이 우수하다고 평가하였다.

신장 플랜지성

일본 철강 연맹 규격 JFST1001 에 기초하여, 구멍 확장률의 측정을 실시하였다. 즉, 초기 직경 d₀ = 10 ㎜ 의 구멍을 타발하고, 60°의 원추 펀치를 상승시켜 구멍을 확장시켰을 때, 균열이 판두께 방향으로 관통한 시점에서 펀치 상승을 멈추고, 균열 관통 후의 타발 구멍경 d 를 측정하고, 구멍 확장률 (％) = ((d-d₀)/d₀) × 100 으로서 산출하였다. 동일 번호의 강판에 대해서 3 회 시험을 실시하고, 구멍 확장률의 평균값 (λ) 을 구하였다. 또, 신장 플랜지성은 TS-λ 밸런스로 평가하고, 평가 기준은 TS × λ ≥ 30000 ㎫·％ 를 신장 플랜지성이 양호하다고 하였다.

굽힘성

얻어진 판두께 t = 1.0 ㎜ 의 강판을 사용하고, 굽힘부의 능선과 압연 방향이 평행이 되도록 굽힘 시험편을 채취하였다. 여기서, 굽힘 시험편의 사이즈는 40 ㎜ × 100 ㎜ 로 하고, 압연 직각 방향을 굽힘 시험편의 길이로 하였다. 채취한 굽힘 시험편을 사용하고, 선단 굽힘 반경 R = 2.0 ㎜ 의 금형을 사용하여, 하사점에서의 가압 하중 29.4 kN 의 90°V 굽힘을 실시하고, 굽힘 정점에서 균열의 유무를 육안 판정하고, 균열 발생이 없는 경우, 양호한 굽힘성이라고 하였다.

표 3 으로부터, 본 발명예에서는, TS × El ≥ 27000 ㎫·％, TS × λ ≥ 30000 ㎫·％ 를 만족함과 함께, 굽힘 반경비 (R/t) = 2 로 하는 90°V 굽힘에서 균열 없이, 연신율, 신장 플랜지성, 굽힘성 모두 우수한 인장 강도가 900 ㎫ 이상인 고강도 강판이 얻어지고 있는 것을 알 수 있다.

한편, C 량이 본 발명 범위를 초과하는 No.6 은 연신율이 낮다. 또한, 본 발명의 범위를 벗어나 제 1 열처리의 열처리 온도가 낮은 No.7, 제 1 열처리의 열처리 온도가 높은 No.8, 제 3 열처리의 열처리 온도가 높은 No.12, 제 3 열처리에 있어서의 열처리 후의 냉각 속도가 빠른 No.14 는 페라이트상과 베이나이트상의 합계 조직 전체에 대한 면적 비율이 적고, 연신율이 낮고, 굽힘성도 나쁘다. 제 2 열처리의 열처리 온도가 낮은 No.9, 제 2 열처리의 열처리 온도가 높은 No.10 은 페라이트상과 베이나이트상의 합계 조직 전체에 대한 면적 비율이 적고, 마텐자이트상의 면적 비율이 많고, 연신율이 낮고, 굽힘성도 나쁘다. 제 3 열처리의 열처리 온도가 낮은 No.11, 제 3 열처리에 있어서의 열처리 후의 냉각 속도가 느린 No.13 은 페라이트상과 베이나이트의 합계 조직 전체에 대한 면적 비율이 많고, TS 가 900 ㎫ 에 미치지 않는다. 제 3 열처리에 있어서의 냉각 정지 온도가 낮은 No.15, 제 3 열처리에 있어서의 냉각 정지 온도가 높은 No.16, 제 3 열처리에 있어서의 유지 시간 (과시효 시간) 이 짧은 No.17 은 잔류 오스테나이트상의 면적 비율이 적고, 연신율이 낮다. 제 3 열처리에 있어서의 유지 시간 (과시효 시간) 이 긴 No.18 은 마텐자이트상의 면적 비율이 적고, TS 가 900 ㎫ 에 미치지 않는다.

산업상 이용가능성

본 발명에 따름으로써, 강판 중의 Nb, V, Cu, Ni, Cr, Mo 등 고가의 원소를 적극적으로 첨가하지 않고, 저가이고 또한 우수한 연신율, 신장 플랜지성, 굽힘성을 갖는 인장 강도 (TS) : 900 ㎫ 이상의 고강도 강판을 얻을 수 있다. 또한, 본 발명의 고강도 강판은, 자동차 부품 이외에도, 건축 및 가전 분야 등 엄격한 치수 정밀도, 가공성이 필요시되는 용도에도 바람직하다.

Claims

질량％ 로,
C : 0.15 ∼ 0.40 ％,
Si : 1.0 ∼ 2.0 ％,
Mn : 1.5 ∼ 2.5 ％,
P : 0.020 ％ 이하,
S : 0.0040 ％ 이하,
Al : 0.01 ∼ 0.1 ％,
N : 0.01 ％ 이하 및
Ca : 0.0020 ％ 이하
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 조직 전체에 대한 면적 비율로, 페라이트상과 베이나이트상의 합계가 40 ∼ 70 ％, 마텐자이트상이 20 ∼ 50 ％, 잔류 오스테나이트상이 10 ∼ 30 ％ 인 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항에 있어서,
표면에 아연계 도금 피막을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항에 기재된 성분 조성으로 이루어지는 강 슬래브를, 열간 압연하고, 산세를 실시한 후, 400 ∼ 750 ℃ 의 온도역으로 가열하는 제 1 열처리를 실시하고, 이어서 냉간 압연을 실시하고, 이어서 800 ∼ 950 ℃ 의 온도역으로 가열하는 제 2 열처리를 실시하고, 이어서 700 ∼ 850 ℃ 의 온도역으로 가열하고, 그 가열 후, 냉각 속도 : 10 ∼ 80 ℃/초로 300 ∼ 500 ℃ 의 온도역까지 냉각시키고, 그 온도역에서 100 ∼ 1000 초 유지하는 제 3 열처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
제 3 항에 있어서,
상기 제 3 열처리 후에 아연계 도금 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.