KR20060018270A

KR20060018270A - 성형성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20060018270A
Application number: KR1020057024117A
Authority: KR
Inventors: 도시끼 노나까; 히로까즈 다니구찌; 마사아끼 미즈따니; 노부히로 후지따
Original assignee: 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
Priority date: 2003-06-19
Filing date: 2003-06-24
Publication date: 2006-02-28
Anticipated expiration: 2023-06-24
Also published as: ES2660402T3; EP1642990B1; RU2322518C2; CN100471972C; PL379099A1; AU2003243961A1; CA2529736A1; CA2529736C; PL204391B1; US7922835B2; EP1642990A1; KR100727496B1; RU2006101392A; US20110186185A1; US8262818B2; JP2005008961A; CN1788099A; WO2004113580A1; BR0318364B1; US20070095444A1

Abstract

본 발명은, 성형성과 화성 처리성 및 용융 아연 도금성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법을 공업적 규모로 실현하는 것으로, 질량 ％로, C : 0.03 내지 0.20 ％, Si : 0.005 내지 0.3 ％, Mn : 1.0 내지 3.1 ％, P : 0.001 내지 0.06 ％, S : 0.001 내지 0.01 ％, N : 0.0005 내지 0.01 ％, Al : 0.2 내지 1.2 ％, Mo ≤ 0.5 ％를 함유하고, 잔량부 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고, 또한 Si 및 Al의 질량 ％가, 하기 식 (1)을 만족하고, 금속 조직이 페라이트와 마르텐사이트를 함유하는 성형성과 화성 처리성 및 용융 아연 도금성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법이다.

(0.0012 × [TS 목적치] - 0.29 - [Si])/2.45 < Al < 1.5 - 3 × [Si] … 식 (1)

[TS 목적치]는 강판의 강도 설계치이고, 단위는 ㎫

성형성, 화성 처리성, 용융 아연 도금성, 고강도 강판, 페라이트, 마르텐사이트

Description

성형성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법 {HIGH STRENGTH STEEL PLATE EXCELLENT IN FORMABILITY AND METHOD FOR PRODUCTION THEREOF}

본 발명은 성형성과 화성 처리성 및 아연 도금성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 자동차의 연료 소비율 향상을 위해, 차체의 경량화가 보다 한층 요구되고 있다. 차체의 경량화를 위해서는 강도가 높은 강재를 사용하면 좋지만, 강도가 높을수록 프레스 성형이 곤란해진다. 이는, 일반적으로 강재의 강도가 높을수록 강재의 항복 응력이 증대되고, 또한 신장이 저하되기 때문이다.

이에 대해, 신장의 개선에 대해서는 잔류 오스테나이트의 가공 유기 변태를 이용한 강판(이하 TRIP강) 등이 발명되어 있고, 예를 들어 일본 특허 공개 소61-157625호 공보나 일본 특허 공개 평10-130776호 공보에 개시되어 있다.

그러나, 통상의 TRIP강판은 다량의 Si 첨가가 필수이며 강판 표면의 화성 처리성이나 용융 아연 도금성이 악화되기 때문에 적용 가능한 부재는 제한된다. 또한, 잔류 오스테나이트강에 있어서 고강도를 확보하기 위해서는 다량의 C 첨가가 필요하고, 너겟 균열 등의 용접상의 문제가 있다.

강판 표면의 화성 처리성이나 용융 아연 도금성에 관해서는, 잔류 오스테나 이트 TRIP강의 Si 저감을 목적으로 한 발명이 일본 특허 공개 평5-247586호 공보나 일본 특허 공개 제2000-345288호 공보에 개시되어 있지만, 본 발명에서는 화성 처리성이나 용융 아연 도금성과 연성의 향상은 바랄 수 있지만, 전술의 용접성의 개선은 바랄 수 없는 데다가, 인장 강도 980 ㎫ 이상의 TRIP강판에서는 매우 높은 항복 응력이 되기 때문에 프레스시 등에서의 형상 동결성이 악화된다는 문제점이 있었다. 또한, 인장 강도 980 ㎫ 이상의 고강도 강판에는 지연 파괴 발생의 우려가 있다. TRIP강판은 잔류 오스테나이트량이 많기 때문에, 가공시에 유기 변태하여 생성된 마르텐사이트상과 그 주위의 상과의 계면에 보이드 및 전위가 대부분 발생하고, 이러한 장소에 수소가 집적하여 지연 파괴가 발생한다는 문제점도 있다.

또한, 항복 응력을 저감시키는 기술로서, 일본 특허 공개 소57-155329호 공보에 개시되어 있는 바와 같은 페라이트를 포함하는 Dual Phase강(이하 DP강이라 함)이 종래부터 알려져 있지만, 재결정 소둔 후의 냉각 속도가 30 ℃/s 이상이 필요하고, 일반적인 용융 아연 도금 라인에서는 불충분한다. 또한, 강판의 대상이 인장 강도로 100 ㎏/㎟까지이며, 반드시 충분한 성형성을 갖는 고강도 강판은 실현하고 있지 않았다.

본 발명은, 전술한 바와 같은 종래 기술의 문제점을 해결하고, 성형성과 화성 처리성 및 아연 도금성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법을 공업적 규모로 실현하는 것을 과제로 한다.

본 발명자들은 성형성이 우수한 고강도 강판을 예의 검토한 결과, 강 성분의 최적화, 즉 Si 및 Al량과 TS[목적의 강도치]의 균형을 특정 범위로 하고, 특히 Al 첨가량을 조정함으로써, 항복 응력이 낮은 DP강에 있어서, 지금까지 이상의 신장을 확보할 수 있는 고강도 강판을 공업적으로 제조 가능하는 것을 발견하였다.

본 발명의 강판은 종래의 잔류 오스테나이트강과 동등하거나 그에 준하는 정도에 연성이 향상되고, 또한 Si를 저감함으로써 화성 처리성이나 용융 아연 도금성을 향상시키고, 또한 합금화 도금을 행해도 특성이 열화되는 것이 적은 고강도 강판을 실현하였다.

또한, 지연 파괴나 2차 가공 취성의 문제가 생기지 않도록, 불가피하게 포함되는 5 ％ 이하의 잔류 오스테나이트를 허용하고, 실질적으로 잔류 오스테나이트를 포함하지 않는 DP강으로 하였다.

본 발명의 고강도 강판은 590 ㎫로부터 1500 ㎫의 인장 강도를 실현할 수 있지만, 980 ㎫ 이상의 고강도 강판에 의해 현저한 효과를 발휘한다.

본 발명은, 이상과 같은 기술 사상에 근거하는 것이고, 그 요지는 이하와 같다.

(1) 질량 ％로,

C : 0.03 내지 0.20 ％,

Si : 0.005 내지 0.3 ％,

Mn : 1.0 내지 3.1 ％,

P : 0.001 내지 0.06 ％,

S : 0.001 내지 0.01 ％,

N : 0.0005 내지 0.01 ％,

Al : 0.2 내지 1.2 ％

Mo ≤ 0.5 ％를 함유하고, 잔량부 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고, 또한 Si, Mn, Al의 질량 ％와 목적의 강도치(TS)가, 하기 식 (1)을 만족하고, 또한 금속 조직이 페라이트와 마르텐사이트를 함유하는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 강판.

여기에, [TS 목적치]는 강판의 강도 설계치이고, 단위는 ㎫

[Si]는 Si의 질량 ％

(2) 또한, 질량 ％로, V : 0.01 내지 0.1 ％, Ti : 0.01 내지 0.1 ％, Nb : 0.005 내지 0.05 ％ 중 1 종류 또는 2 종류 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 성형성이 우수한 고강도 강판.

(3) 또한, 질량 ％로, B : 0.0005 내지 0.002 ％를 함유하고, 하기 식 (2)를 만족하는 것을 특징으로 하는 (1) 또는 (2)에 기재된 성형성이 우수한 고강도 강판.

500 × [B] + [Mn] + 0.2[Al] < 2.9 … 식 (2)

여기에 [B]는 B의 질량 ％, [Mn]은 Mn의 질량 ％, [Al]은 Al의 질량 ％

(4) 또한, 질량 ％로, Ca : 0.0005 내지 0.005 ％, REM : 0.0005 내지 0.005 ％ 중 1 종류 또는 2 종류를 함유하는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 성형성이 우수한 고강도 강판.

(5) (1) 내지 (4) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판이며, 페라이트 입자 중에서, 입경의 짧은 직경/긴 직경의 값이 0.2 이상의 것이 50 ％ 이상을 차지하는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 강판.

(6) (1) 내지 (5) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판이 열연 강판 또는 냉간 압연 강판인 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 강판.

(7) 강판에 아연 도금의 표면 처리를 실시한 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (6) 중 어느 한 항에 기재된 성형성이 우수한 고강도 강판.

(8) (1) 내지 (7) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판의 제조 방법이며, Ar₃점 이상의 마무리 온도로 열간 압연을 실시하고, 400 ℃ 내지 550 ℃로 권취하고, 이어서 통상의 산세 후 압하율을 30 내지 70 ％로서 일차 냉간 압연 후 연속 소둔 공정에서 재결정 소둔을 실시하고, 이어서 조질 압연을 실시한 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.

(9) (8)에 기재된 고강도 강판의 제조 방법이며, 소둔 공정에 있어서 Ac₁ 이상 Ac₃ + 100 ℃ 이하의 온도 영역으로 가열하고, 30초 이상 30분 이하 보유 지지한 후, 식 (3)을 충족시키는 X ℃/s 이상의 냉각 속도로 600 ℃ 이하의 온도 영역까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.

X ≥ (Ac₃ - 500)/10^a… 식 (3)

a = 0.6 [C] + 1.4 [Mn] + 3.7 [Mo] - 0.87

여기에, X는 냉각 속도이고, 단위는 ℃/s

Ac₃의 단위는 [C]는 C의 질량 ％, [Mn]은 Mn의 질량 ％, [Mo]은 Mo의 질량 ％

도1은 TS 목적치에 의한 Al과 Si의 범위를 나타내는 도면이다.

도2의 (a)는 Al : 0.4 ％인 경우의 화성 처리성이나 용융 아연 도금성과 Mn 및 B의 관계를 나타내는 도면이며, (b)는 Al : 1.2 ％인 경우의 화성 처리성이나 용융 아연 도금성과 Mn 및 B의 관계를 나타내는 도면이다.

도3은 연성을 확보할 수 있는 냉각 속도와 성분의 관계를 나타내는 도면이다.

이하에 본 발명의 실시 형태를 상세하게 설명한다.

우선, 본 발명의 고강도 강판의 성분 및 금속 조직의 한정 이유를 설명한다.

C는 강도 확보의 관점으로부터, 또한 마르텐사이트를 안정화하는 기본 원소로서 필수적인 성분이다. C가 0.03 ％ 미만으로서는 강도가 만족하지 않고, 또한 마르텐사이트상이 형성되지 않는다. 또한, 0.2 ％를 넘으면 강도가 지나치게 오르고, 연성이 부족해지는 것 외에 용접성의 열화를 초래하기 때문에 공업 재료로서 사용할 수 없다. 따라서, 본 발명에 있어서의 C의 범위는 0.03 내지 0.2 ％로 하 고, 바람직하게는 0.06 내지 0.15 ％이다.

Mn은 강도 확보의 관점에서 첨가가 필요하는 데다가, 탄화물의 생성을 지연시키는 원소이며 페라이트의 생성에 유효한 원소이다. Mn이 1.0 ％ 미만으로는 강도가 만족하지 않고, 또한 페라이트의 형성이 불충분해져 열화된다. 또한, Mn 첨가량이 3.1 ％를 넘으면, 켄칭성이 필요 이상으로 높아지기 때문에, 마르텐사이트가 대부분 생성하여 강도 상승을 초래함으로써, 제품의 변동이 커지는 것 외에, 연성이 부족해져 공업 재료로서 사용할 수 없다. 따라서, 본 발명에 있어서의 Mn의 범위는 1.0 내지 3.1 ％로 하였다.

Si는 강도 확보의 관점에서 첨가하는 데다가, 통상 연성의 확보를 위해 첨가되는 원소이지만, 0.3 ％를 초과되는 첨가에 의해, 화성 처리성이나 용융 아연 도금성이 열화된다. 따라서, 본 발명에 있어서의 Si의 범위는 0.3 ％ 이하로 하고, 또한 용융 아연 도금성을 중시하는 경우에는 0.1 ％ 이하가 바람직하다. 또한 Si는 탈산제나 켄칭성 향상을 위해 첨가되지만, 0.005 ％ 미만으로서는 탈산 효과가 충분하지 않기 때문에, 하한을 0.005 ％로 한다.

P은 강판의 강도를 올리는 원소로서 필요한 강도 레벨에 따라서 첨가한다. 그러나, 첨가량이 많으면 입계로 편석하기 위해 국부 연성을 열화시킨다. 또한, 용접성을 열화시킨다. 따라서, P 상한치는 0.06 ％로 한다. 하한을 0.001 ％로 한 것은, 이 이상 저감시키는 것은 제강 단계에서의 정련시의 비용 상승에 이어지기 때문이다.

S은 MnS를 생성함으로써 국부 연성 및 용접성을 열화시키는 원소이며, 강 중 에 존재하지 않는 쪽이 바람직한 원소이다. 따라서, 상한을 0.01 ％로 한다. 하한을 0.001 ％로 한 것은, P과 마찬가지로 이 이상 저감시키는 것은 제강 단계에서의 정련시의 비용 상승에 연결되기 때문이다.

Al은 본 발명에 있어서 가장 중요한 원소이다. Al은 첨가에 의해 페라이트의 생성을 촉진하여 연성 향상으로 유효하게 작용하는 것 외에, 다량 첨가에 의해서도 화성 처리성이나 용융 아연 도금성을 열화시키지 않는 원소이다. 또한, 탈산 원소로서도 작용한다. 연성을 향상시키기 위해서는 0.2 ％ 이상의 Al 첨가가 필요하다, 한편, Al을 과도하게 첨가해도 상기 효과는 포화하고, 오히려 강을 취화시키기 때문에, 그 상한을 1.2 ％로 하였다.

N는 불가피하게 포함되는 원소이지만, 그다지 다량으로 함유하는 경우에는 시효성을 열화시키는 것뿐만 아니라, AlN 석출량이 많아져 Al 첨가의 효과를 감소시키기 때문에, 0.01 ％ 이하의 함유가 바람직하다. 또한, 불필요하게 N를 저감하는 것은 제강 공정에서의 비용이 증대되므로 통상 0.0005 ％ 정도 이상으로 제어하는 것이 바람직하다.

고강도 강판으로 하기 위해서는 일반적으로 다량의 원소 첨가가 필요해져 페라이트 생성이 억제된다. 이로 인해, 조직의 페라이트 분률이 저감되고, 제2 상의 분률이 증가되므로, 특히 980 ㎫ 이상의 DP강에 있어서는 신장이 현저하게 저하된다. 이 개선을 위해, Si 첨가 및 Mn 저감이 대부분 이용되지만, 전자는 화성 처리성이나 용융 아연 도금성이 열화되는 것, 후자는 강도 확보가 곤란해지므로, 본 발명의 목적으로 하는 강판에 있어서는 이용할 수 없다. 그래서, 본 발명자들은 예 의 검토한 결과, Al의 효과를 발견하고, 식 (1)의 관계를 충족시키는 Al, Si, TS 균형을 가질 때, 충분한 페라이트 분률을 확보할 수 있어 우수한 신장을 확보할 수 있는 것을 발견하였다.

여기에, [TS 목적치]는 강판의 강도 설계치이고, 단위는 ㎫.

[Si]는 Si의 질량 ％이다.

도1에 나타낸 바와 같이, Al 첨가량이 (0.0012 × [TS 목적치] - 0.29 - [Si])/2.45 미만이 되면, 연성을 향상시키기 위해 충분하지 않고, 1.5 - 3 × [Si]를 넘어 버리면, 화성 처리성이나 용융 아연 도금성이 악화된다.

본 발명의 금속 조직이 페라이트와 마르텐사이트를 함유하는 것을 특징으로 하는 이유는, 이러한 조직을 취하는 경우에는 강도 연성 균형이 우수한 강판이 되기 때문이다. 여기서 말하는, 페라이트는 폴리고날페라이트, 베이네틱페라이트를 가리키고, 마르텐사이트는 통상의 켄칭에 의해 얻어지는 마르텐사이트 외, 600 ℃ 이하의 온도에 의해 템퍼링을 행한 마르텐사이트에 있어서도 효과는 변하지 않는다. 또한, 조직 중에 오스테나이트가 잔존되면 2차 가공 취성이나 지연 파괴 특성이 악화되기 때문에, 본 발명에서는 불가피하게 존재하는 3 ％ 이하의 잔류 오스테나이트를 허용하고, 실질적으로 잔류 오스테나이트를 포함하지 않는다.

Mo은 강도 확보와 켄칭성에 효과가 있는 원소이다. 과다의 Mo의 첨가는 DP에 있어서의 페라이트 생성을 억제하고, 연성의 열화를 초래하는 것 외에, 화성 처 리성이나 용융 아연 도금성을 열화시키는 경우가 있기 때문에, 상한을 0.5 ％로 하였다.

V, Ti, Nb은 강도 확보의 목적으로 V : 0.01 내지 0.1 ％, Ti : 0.01 내지 0.1 ％, Nb : 0.005 내지 0.05 ％의 범위로 첨가해도 좋다.

B는 켄칭성 확보와 BN에 의한 유효 Al의 증대를 목적으로서, B : 0.0005 내지 0.002 ％의 범위로 첨가해도 좋다. 페라이트 분률을 높게 함으로써 우수한 신장은 확보할 수 있지만, 층 형상 조직이 되어 국부 연성이 저하되는 경우가 있다. B를 첨가함으로써 이를 방지하는 것이 가능해지는 것을 발명자들은 발견하였다. 그러나, B의 산화물은 화성 처리나 용융 아연 도금성을 악화시킨다. 마찬가지로 Mn이나 Al도 첨가량이 많으면 화성 처리나 용융 아연 도금성을 악화시키는 것을 알았다. 그래서 검토한 결과, 도2의 (a), (b)에 나타낸 바와 같이 식 (2)의 관계를 충족시키는 B, Mn, Al을 가질 때, 충분한 화성 처리성이나 용융 아연 도금성을 얻는 것을 발견하였다.

500 × [B] + [Mn] + 0.2 [Al] < 2.9 … 식 (2)

Ca 및 REM은 개재물 제어 및 구멍 확대 개선의 목적으로, Ca : 0.0005 내지 0.005 ％, REM : 0.0005 내지 0.005 ％의 범위로 첨가해도 좋다.

불가피적 불순물로서, 예를 들어 Sn 등이 있지만 이들 원소를 0.01 질량 ％ 이하의 범위로 함유해도 본 발명의 효과를 손상시키는 것은 아니다.

다음에, 본 발명에 따른 고강도 강판을 얻기 위한 제조 방법에 있어서의 조 건의 한정 이유는 다음과 같다.

열간 압연에서는 페라이트 입자에 왜곡이 과도하게 가해져 가공성이 저하되는 것을 막기 위해 열간 압연을 Ar₃ 이상으로 행하고, 또한 지나치게 고온이라도 소둔 후의 재결정 입경 및 Mg의 복합 석출 또는 승출물(昇出物)이 필요 이상으로 조대화하기 때문에, 940 ℃ 이하가 바람직하다. 권취 온도에 관해서는, 고온으로 하면 재결정이나 입자 성장이 촉진되어 가공성의 향상이 요구되지만, 열간 압연시에 발생하는 스케일 생성도 촉진되어 산세성이 저하되는 점이나, 페라이트와 펄라이트가 층 형상으로 생성함으로써 C가 불균일하게 확산되기 때문에, 550 ℃ 이하로 한다. 한 쪽에서 저온으로 되어 버리면 경화하기 때문에, 냉간 압연시에서의 부하가 높아진다. 이로 인해, 400 ℃ 이상으로 한다.

산세 후의 냉간 압연은 압하율이 낮으면 강판의 형상 교정이 어렵게 되기 때문에 하한치를 30 ％로 한다. 또한, 70 ％를 넘는 압하율로 압연하면, 강판의 모서리부에 균열의 발생 및 형상의 어지러움 때문에 상한치를 70 ％로 한다.

소둔 공정에서는 Ac₁ 이상, Ac₃ + 100 ℃ 이하의 온도로 소둔한다. 이 미만에서는 조직이 불균일해진다. 한편, 이 이상의 온도에서는 오스테나이트의 조대화에 의해 페라이트 생성이 억제되기 때문에 신장의 열화를 초래한다. 또한, 경제적인 점으로부터 소둔 온도는 900 ℃ 이하가 바람직하다. 이 때, 층 형상의 조직을 해소하기 위해서 30초 이상의 보유 지지가 필요하지만, 30분을 넘어도 효과는 포화하여 생산성도 저하된다. 따라서, 30초 이상 30분 이하로 한다.

계속해서, 냉각 종료 온도를 600 ℃ 이하의 온도로 한다. 600 ℃를 넘으면 오스테나이트가 쉽게 잔류되고, 2차 가공성 및 지연 파괴의 문제가 쉽게 생기게 된다. 냉각 속도가 느린 경우, 냉각 중에 펄라이트가 생성된다. 펄라이트는 신장을 저하하기 때문에 생성을 회피하는 것이 필요하다. 도3에 나타낸 바와 같이, 식 (3)을 충족시킴으로써 신장을 확보하는 것을 발견하였다.

X ≥ (Ac₃ - 500)/10^a … 식 (3)

a = 0.6 [C] + 1.4 [Mn] + 3.7 [Mo] - 0.87

여기에, X는 냉각 속도이고, 단위는 ℃/s

Ac₃은 단위는 ℃

[C]는 C의 질량 ％, [Mn]은 Mn의 질량 ％, [Mo]은 Mo의 질량 ％

본 발명은, 이 열 처리 후 구멍 확대성 및 취성의 개선을 목적으로 한 600 ℃ 이하의 템퍼링 처리를 행해도 효과는 변하지 않는다.

<실시예>

표 1에 나타낸 성분 조성을 갖는 강을 진공 용해로에 의해 제조하고, 냉각 응고 후 1200 ℃까지 재가열하고, 880 ℃에 의해 마무리 압연을 행하고, 냉각 후 500 ℃에서 1 시간 보유 지지함으로써, 열연의 권취 열 처리를 재현하였다. 이렇게 얻어진 열연판을 연삭에 의해 스케일을 제거하여 60 ％의 냉간 압연하였다. 그 후 연속 소둔 시뮬레이터를 이용하고, 770 ℃ × 60초의 소둔을 행하고, 350 ℃까지 냉각한 후, 10 내지 600초 그 온도로 보유 지지한 후, 또한 실온까지 냉각하였 다.

인장 특성은 JIS5호 인장력 시험편의 L 방향 인장에 의해 평가하고, TS(㎫) × EL(％)의 곱이 16000 ㎫％ 이상을 양호로 하였다. 금속 조직은 광학 현미경으로 관찰하였다. 페라이트는 나이탈에칭, 마르텐사이트는 리펠라에칭에 의해 관찰하였다.

도금 성능은 용융 아연 도금 시뮬레이터에 의해, 상기와 같은 소둔 조건을 실시한 후 용융 아연 도금을 행하고, 눈으로 확인함으로써 도금의 부착 상황을 확인하고, 도금면 내 90 ％ 이상의 면적으로 균일하게 부착되어 있는 경우를 양호「○」, 부분적으로 결함이 있는 것을「×」라고 하였다. 화성 처리성은, 통상의 자동차용 약제인, 인산염 처리 약제(Bt 3080 : 일본 파카 라이징사제)를 이용하여 표준 수단에 의해 처리한 후, 화성 피막의 성상을 육안 및 주사형 전자 현미경에 의해 관찰하고, 강판 기초를 치밀하게 피복하고 있는 것을「○」, 화성 피막에 부분적으로 결함이 있는 것을「×」라 하였다.

표 2의 결과로부터 인정을 받도록, 본 발명에 따른 강판은 용융 아연 도금성이나 화성 처리성이 우수하고, 또한 모두 강도ㆍ연성 균형이 우수하는 고강도 강판을 제조할 수 있다.

한편, 표 2의 성분 범위가 본 발명의 범위로부터 떨어지는 비교예 및 Al의 범위가 식 (1)을 만족하지 않는 비교예(61, 62)는 강도ㆍ연성 균형을 나타내는 TS × EL의 값이 18000 ㎫％ 미만이거나 도금 평가 및 화성 처리 평가가 ×로 되어 있다. 또한, 식 (2)를 만족하지 않는 비교예(63, 64)는 도금 평가 및 화성 처리 평가가 ×로 되어 있다. 또한, 식 (3)을 만족하지 않는 냉각 속도로 제조한 비교예(65, 66)는 강도ㆍ연성 균형을 나타내는 TS × EL의 값이 18000 ㎫％ 미만이다.

[표 1]

[표 1 이어서]

[표 2]

[표 2 이어서]

본 발명에 따르면, Si, Al, Ts의 균형을 특정 범위로 하고, 특히 Al 첨가량을 조정함으로써, 항복 응력이 낮은 DP강에 있어서, 지금까지 이상의 신장을 확보할 수 있는 성형성이 우수한 용융 아연 도금 고강도 강판 및 그 제조 방법을 공업적 규모로 실현할 수 있다.

Claims

질량 ％로,

C : 0.03 내지 0.20 ％,

Si : 0.005 내지 0.3 ％,

Mn : 1.0 내지 3.1 ％,

P : 0.001 내지 0.06 ％,

S : 0.001 내지 0.01 ％,

N : 0.0005 내지 0.01 ％,

Al : 0.2 내지 1.2 ％,

Mo ≤ 0.5 ％를 함유하고, 잔량부 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고, 또한 Si 및 Al의 질량 ％와 목적의 강도치(TS)가, 하기 식 (1)을 만족하고, 또한 금속 조직이 페라이트와 마르텐사이트를 함유하는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 강판.

(0.0012 × [TS 목적치] - 0.29 - [Si])/2.45 < Al < 1.5 - 3 × [Si] … 식 (1)

여기에, [TS 목적치]는 강판의 강도 설계치이고, 단위는 ㎫

[Si]는 Si의 질량 ％
제1항에 있어서, 또한 질량 ％로,

V : 0.01 내지 0.1 ％,

Ti : 0.01 내지 0.1 ％,

Nb : 0.005 내지 0.05 ％ 중 1 종류 또는 2 종류 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 또한 질량 ％로, B : 0.0005 내지 0.002 ％를 함유하고, 하기 식 (2)를 만족하는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 강판.

500 × [B] + [Mn] + 0.2 [Al] < 2.9 … 식 (2)

여기에 [B]는 B의 질량 ％, [Mn]은 Mn의 질량 ％, [Al]은 Al의 질량 ％
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 또한 질량 ％로,

Ca : 0.0005 내지 0.005 ％,

REM : 0.0005 내지 0.005 ％ 중 1 종류 또는 2 종류를 함유하는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 강판.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 페라이트 입자 중에서 입경이 짧은 직경/긴 직경의 값이 0.2 이상의 것이 50 ％ 이상을 차지하는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 강판.
제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서, 고강도 강판이 열연 강판 또는 냉간 압연 강판인 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 강판.
제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 있어서, 강판에 아연 도금의 표면 처리를 실시한 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 강판.
제1항 내지 제7항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판의 제조 방법이며, Ar₃점 이상의 마무리 온도로 열간 압연을 실시하고, 400 ℃ 내지 550 ℃에서 권취하고, 이어서 통상의 산세 후 압하율을 30 내지 70 ％로서 1차 냉간 압연 후 연속 소둔 공정에서 재결정 소둔을 실시하고, 이어서 조질 압연을 실시한 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
제8항에 있어서, 소둔 공정에 있어서 Ac₁ 이상 Ac₃ + 100 ℃ 이하의 온도 영역으로 가열하고, 30초 이상 30분 이하 보유 지지한 후, 식 (3)을 충족시키는 X℃/s 이상의 냉각 속도로 600 ℃ 이하의 온도 영역까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.

X ≥ (Ac₃ - 500)/10^a… 식 (3)

a = 0.6 [C] + 1.4 [Mn] + 3.7 [Mo] - 0.87

여기에, X는 냉각 속도이고, 단위는 ℃/s

Ac₃은 단위는 ℃

[C]는 C의 질량 ％, [Mn]은 Mn의 질량 ％, [Mo]은 Mo의 질량 ％