KR101225321B1

KR101225321B1 - 고강도 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101225321B1
Application number: KR1020107017843A
Authority: KR
Inventors: 히로시 마츠다; 레이코 미즈노; 요시마사 후나카와; 야스시 다나카; 다츠야 나카가이토; 사이지 마츠오카
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2008-01-31
Filing date: 2009-01-29
Publication date: 2013-01-22
Also published as: CN101932746A; JP5365217B2; EP2246456B9; WO2009096596A1; US20110030854A1; CA2713181A1; CN101932746B; EP2246456B1; KR20100101697A; MX2010008227A; JP2009203550A; CA2713181C; EP2246456A1; EP2246456A4

Abstract

높은 강도와 우수한 성형성을 양립할 수 있는 인장 강도가 900 ㎫ 이상인 고강도 강판을 제공한다. 질량% 로, C : 0.1 % 이상 0.3 % 이하, Si : 2.0 % 이하, Mn : 0.5 % 이상 3.0 % 이하, P : 0.1 % 이하, S : 0.07 % 이하, Al : 1.0 % 이하 및 N : 0.008 % 이하를 함유시키고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성으로 하고, 강 조직은, 면적률로, 페라이트를 5 % 이상 80 % 이하, 오토템퍼드 마르텐사이트를 15 % 이상 가짐과 함께, 베이나이트가 10 % 이하, 잔류 오스테나이트가 5 % 이하, 담금질 상태의 마르텐사이트가 40 % 이하로 하고, 그 오토템퍼드 마르텐사이트의 평균 경도가 HV

700, 또한 그 오토템퍼드 마르텐사이트 중에 있어서의 5 ㎚ 이상 0.5 ㎛ 이하의 철계 탄화물의 평균 석출 개수를 1 ㎟ 당 5×10⁴ 개 이상으로 한다.

Description

고강도 강판 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH STEEL SHEET AND PROCESS FOR PRODUCTION THEROF}

본 발명은, 자동차, 전기 등의 산업 분야에서 사용되는 성형성이 우수한 인장 강도가 900 ㎫ 이상인 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 또한, 본 발명의 고강도 강판에는, 강판의 표면에 용융 아연 도금 또는 합금화 용융 아연 도금을 실시한 것을 포함하는 것으로 한다.

최근, 지구 환경 보전의 견지에서 자동차의 연비 향상이 중요한 과제가 되고 있다. 이 때문에, 차체 재료의 고강도화에 더욱 박육화를 도모하여 차체 자체를 경량화하려는 움직임이 활발하다. 그러나, 강판의 고강도화는 성형 가공성의 저하를 초래하기 때문에, 고강도와 고가공성을 겸비한 재료의 개발이 요망되고 있다. 이와 같은 요구에 대해, 지금까지 페라이트-마르텐사이트 2 상 강 (DP 강) 이나 잔류 오스테나이트의 변태 유기 소성을 이용한 TRIP 강 등, 다양한 복합 조직 강판이 개발되어 왔다.

예를 들어, DP 강에 대해, 특허문헌 1 에는, 성분 조성과 열간 압연 및 소둔조건을 규정함으로써, 표면 성상과 굽힘 가공성이 우수한 인장 강도 : 588 ∼ 882 ㎫ 의 저항복비 고장력 강판 및 그 제조 방법, 특허문헌 2 에는, 소정의 성분 조성의 강을 열간 압연, 냉간 압연 및 소둔 조건을 규정함으로써, 굽힘성이 우수한 고장력 냉연 강판의 제조 방법이 제안되어 있다. 또, 특허문헌 3 에는, 마르텐사이트 분율과 그 입경 및 기계적 특성을 규정함으로써 충돌 안전성과 성형성이 우수한 강판 및 그 제조 방법, 특허문헌 4 에는, 성분 조성과 마르텐사이트 분율 및 그 입경을 규정함으로써 신장 플랜지성과 내충돌 특성이 우수한 고강도 강판, 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판과 그 제조 방법, 특허문헌 5 에는, 성분 조성과 페라이트 입경과 그 집합 조직 및 마르텐사이트 분율을 규정함으로써, 신장 플랜지성이나 형상 동결성과 내충돌 특성이 우수한 고강도 강판, 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판과 그 제조 방법, 특허문헌 6 에는, 성분 조성과 마르텐사이트량 제조 방법을 규정함으로써, 우수한 기계적 성질을 갖는 고강도 강판 및 그 제조 방법이 제안되어 있다. 또한, 특허문헌 7 및 8 에는, 성분 조성과 용융 아연 도금 라인에서의 제조 조건을 규정함으로써 신장 플랜지성이나 굽힘성이 우수한 고강도 용융 아연 강판이나 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법 및 설비가 제안되어 있다.

경질 제 2 상에 마르텐사이트 이외를 포함하는 조직도 갖는 강판으로는, 특허문헌 9 에는, 경질 제 2 상을 마르텐사이트 및/또는 베이나이트로 하여 성분과 입경, 경도비 등을 규정함으로써 피로 특성이 우수한 강판, 특허문헌 10 에는, 제 2 상을 베이나이트 또는 펄라이트를 주체로 하여 성분 조성과 그 경도비를 규정함으로써, 신장 플랜지성이 우수한 강판이 제안되어 있다. 특허문헌 11 에는, 경질 제 2 상으로서 베이나이트와 마르텐사이트로 이루어지는 구멍 확장성이 우수한 고강도 고연성 용융 아연 도금 강판과 그 제조 방법, 특허문헌 12 에는, 경질 제 2 상에 베이나이트와 마르텐사이트를 함께 함유하고, 각 구성 상(相)의 분율, 입경과 경도 및 경질 상 전체의 평균 자유 행정을 규정함으로써, 피로 특성이 우수한 복합 조직 강판, 특허문헌 13 에는, 성분 조성과 잔류 오스테나이트량을 규정함으로써, 연성 및 구멍 확장성이 우수한 고장력 강판, 특허문헌 14 에는, 베이나이트와 잔류 오스테나이트 및/또는 마르텐사이트를 포함하는 강판으로 성분 조성과 각 상의 분율 등을 규정함으로써 가공성이 우수한 고강도 복합 조직 냉연 강판이 제안되어 있다. 또, 특허문헌 15 에는, 페라이트 중의 경질 제 2 상 입자의 분포 상태와 그 중에서 템퍼링 마르텐사이트와 베이나이트로 이루어지는 입자의 존재 비율을 규정함으로써, 가공성이 우수한 고강도 강판과 그 제조 방법이 제안되어 있다. 또한, 베이나이트 주체의 조직으로서, 특허문헌 16 에는, 성분 조성과 제조 공정을 규정함으로써, 인장 강도가 1180 ㎫ 이상인 내지연 파괴성이 우수한 초고장력 냉연 강판 및 그 제조 방법, 특허문헌 17 에는, 성분 조성과 제조 방법을 규정함으로써 인장 강도가 980 ㎫ 이상인 굽힘성이 우수한 초고장력 냉연 강판 및 그 제조 방법, 특허문헌 18 에는, 템퍼링 마르텐사이트 중의 철계 탄화물의 개수를 일정 수량으로 제한함으로써 수소 취화를 방지하는 인장 강도가 980 ㎫ 이상인 초고강도 박육 강판과 그 제조 방법이 제안되어 있다.

그러나, 상기 서술한 발명은 다음에 기술하는 과제가 있다. 특허문헌 1 ∼ 7, 9 ∼ 10 및 12 ∼ 14 는, 인장 강도 : 900 ㎫ 미만의 강판에 대한 발명으로, 추가적인 고강도화를 진행시키면 가공성을 확보할 수 없는 경우가 많다. 또, 특허문헌 1 에서는, 단상역에서 소둔하고, 그 후의 냉각은 6 ∼ 20 ℃/초로 400 ℃ 까지 냉각하는 것이 규정되어 있지만, 용융 아연 도금 강판의 경우, 도금 밀착성을 고려할 필요가 있고, 또 400 ℃ 까지의 냉각은 도금 욕온 이하까지 냉각되기 때문에, 도금 전에 승온시킬 필요가 있어, 도금욕 전에 승온 설비를 갖추지 않은 연속 용융 아연 도금 라인에서는 제조할 수 없다. 또한, 특허문헌 7 및 8 에서는, 용융 아연 도금 라인 내에서의 열처리 중에 템퍼링 마르텐사이트를 생성시킬 필요가 있기 때문에, Ms 점 이하까지의 냉각 후에 재가열하는 설비가 필요하다. 특허문헌 11 에서는, 경질 제 2 상의 상 구성을 베이나이트 및 마르텐사이트로서 그 분율을 규정하고 있는데, 규정 범위에서는 특성의 편차가 크고, 또한 편차를 억제하기 위해서는, 조업 조건의 정밀 제어가 필요하다. 특허문헌 15 에 있어서도, 베이나이트 변태 전에 마르텐사이트를 생성시키기 위해서 Ms 점 이하까지 냉각하기 때문에, 재가열하는 설비가 필요하고, 또 안정적인 특성을 얻기 위해서는 조업 조건의 정밀 제어가 필수가 되기 때문에, 설비·조업면에서 고비용이 발생한다. 특허문헌 16 및 17 에서는, 베이나이트를 주체로 한 조직으로 하기 위해서 소둔 후에 베이나이트 생성 온도역에서 유지할 필요가 있어, 연성의 확보가 곤란하고, 용융 아연 도금 강판의 경우에는 도금 욕온 이상으로 재가열할 필요가 생긴다. 특허문헌 18 에서는, 단순히 강판의 수소 취화의 개선이 나타나 있을 뿐, 굽힘 가공성에 대한 약간의 검토를 제외하면, 가공성에 대해서는 거의 고려되어 있지 않다.

일반적으로, 강판의 고강도화를 도모하기 위해서는, 전체 조직에 대한 경질 제 2 상의 비율을 증가시킬 필요가 있는데, 경질 제 2 상의 비율을 증가시킨 경우, 강판의 가공성은 경질 제 2 상의 가공성의 영향을 강하게 받게 된다. 이것은, 경질 제 2 상의 비율이 적은 경우에는, 모상인 페라이트 자신이 변형됨으로써, 경질 제 2 상의 가공성이 충분하지 않은 경우에도 최저한의 가공성은 확보되었지만, 경질 제 2 상의 비율이 많은 경우에는, 페라이트의 변형이 아니고 경질 제 2 상의 변형능 자체가 강판의 성형성에 직접 영향을 미치게 되어, 그 가공성이 충분하지 않은 경우에는, 성형성의 열화가 현저해지기 때문이다.

이 때문에, 예를 들어, 냉연 강판의 경우에는, 물담금질 기능을 갖는 연속 소둔 설비로 페라이트와 경질 제 2 상의 분율을 조정하여 물담금질에 의해 마르텐사이트를 생성시킨 후, 승온·유지하여 마르텐사이트를 템퍼링함으로써, 경질 제 2 상의 가공성을 향상시켜 왔다.

그러나, 이와 같은 마르텐사이트를 생성시킨 후에, 승온이나 고온 유지에 의해 템퍼링하는 것이 불가능한 설비의 경우에는, 강도의 확보는 가능하지만, 마르텐사이트 등 경질 제 2 상의 가공성의 확보가 곤란하였다.

마르텐사이트 이외의 경질 상의 활용에 의한 신장 플랜지성의 확보를 목적으로, 페라이트를 모상으로 하고, 경질 제 2 상에 탄화물을 포함하는 베이나이트나 펄라이트로 함으로써, 경질 제 2 상의 가공성을 확보하여, 신장 플랜지성의 확보를 도모해 왔지만, 이 경우에는 충분한 연성을 확보할 수 없었다.

또, 베이나이트를 활용하는 경우에는 베이나이트 생성역에서의 온도와 유지 시간의 편차에 의해 특성이 크게 변화되는 것이 문제였다. 또, 제 2 상을 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트 (잔류 오스테나이트를 포함하는 베이나이트도 포함한다) 로 한 경우에도, 연성과 동시에 신장 플랜지성을 확보하기 위해서, 예를 들어, 제 2 상 조직을 마르텐사이트와 베이나이트의 혼재 조직으로 하는 등의 검토가 이루어져 왔다.

그러나, 제 2 상을 다양한 상의 혼재 조직으로 하고, 또한 그 분율 등을 고정밀도로 제어하기 위해서는, 열처리 조건의 정밀한 제어가 필요하여, 제조 안정성 등에 문제를 일으키는 경우가 많았다.

일본 특허공보 제1853389호 일본 특허공보 제3610883호 일본 공개특허공보 평11-61327호 일본 공개특허공보2003-213369호 일본 공개특허공보2003-213370호 일본 공표특허공보2003-505604호 일본 공개특허공보 평6-93340호 일본 공개특허공보 평6-108152호 일본 공개특허공보 평7-11383호 일본 공개특허공보 평10-60593호 일본 공개특허공보2005-281854호 일본 특허공보 제3231204호 일본 공개특허공보2001-207234호 일본 공개특허공보 평7-207413호 일본 공개특허공보2005-264328호 일본 특허공보 제2616350호 일본 특허공보 제2621744호 일본 특허공보 제2826058호

본 발명은, 상기 과제를 유리하게 해결하는 것으로, 강도나 성형성 등의 특성에 편차가 생기기 쉬운 베이나이트의 생성을 최소한으로 하여, 고강도화와 우수한 성형성을 양립할 수 있는 인장 강도가 900 ㎫ 이상인 고강도 강판을, 그 유리한 제조 방법과 함께 공급하는 것을 목적으로 한다.

또한, 성형성에 대해서는, TS×T.EL 및 신장 플랜지성의 지표인 λ 값으로 평가하는 것으로 하고, 본 발명에서는, TS×T.El

1450O ㎫·%, λ

15 % 를 목표 특성으로 한다.

상기 과제를 해결하기 위하여, 발명자들은 마르텐사이트의 생성 과정, 특히 강 판의 냉각 조건이 마르텐사이트에 미치는 영향에 대해 연구를 실시하였다.

그 결과, 냉간 압연 후의 열처리 조건을 최적으로 제어하면, 마르텐사이트 변태와 동시에, 변태 후의 마르텐사이트가 템퍼링되고, 이 처리에 의해 생성되는 오토템퍼드 마르텐사이트를 소정의 비율로 제어하고, 또 오토템퍼드 마르텐사이트 내의 철계 탄화물의 분포 상태를 적절히 제어함으로써, 본 발명에서 목표로 하는 우수한 성형성과 인장 강도 : 900 ㎫ 이상의 고강도를 겸비한 고강도 강판이 얻어진다는 지견을 얻었다.

본 발명은, 상기 지견에 기초하여, 추가로 검토를 거듭하여 완성된 것으로, 그 요지 구성은, 다음과 같다.

1. 질량% 로,

C : 0.1 % 이상 0.3 % 이하,

Si : 2.0 % 이하,

Mn : 0.5 % 이상 3.0 % 이하,

P : 0.1 % 이하,

S : 0.07 % 이하,

Al : 1.0 % 이하 및

N : 0.008 % 이하

를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 강 조직으로서 면적률로, 페라이트를 5 % 이상 80 % 이하, 오토템퍼드 마르텐사이트를 15 % 이상 가짐과 함께, 베이나이트가 10 % 이하, 잔류 오스테나이트가 5 % 이하, 담금질 상태의 마르텐사이트가 40 % 이하이며, 그 오토템퍼드 마르텐사이트의 평균 경도가 HV

700 이며, 또한 그 오토템퍼드 마르텐사이트 중에 있어서의 5 ㎚ 이상 0.5 ㎛ 이하의 철계 탄화물의 평균 석출 개수가 1 ㎟ 당 5×10⁴ 개 이상이며, 인장 강도가 900 ㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.

2. 상기 강판이 추가로, 질량% 로,

Cr : 0.05 % 이상 5.0 % 이하,

V : 0.005 % 이상 1.0 % 이하 및

Mo : 0.005 % 이상 0.5 % 이하

중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 1 에 기재된 고강도 강판.

3. 상기 강판이 추가로, 질량% 로,

Ti : 0.01 % 이상 0.1 % 이하,

Nb : 0.01 % 이상 0.1 % 이하,

B : 0.0003 % 이상 0.0050 % 이하,

Ni : 0.05 % 이상 2.0 % 이하 및

Cu : 0.05 % 이상 2.0 % 이하

중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 1 또는 2 에 기재된 고강도 강판.

4. 상기 강판이 추가로, 질량% 로,

Ca : 0.001 % 이상 0.005 % 이하 및

REM : 0.001 % 이상 0.005 % 이하

중에서 선택되는 1 종 또는 2 종의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 1 내지 3 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판.

5. 상기 오토템퍼드 마르텐사이트 중, 0.1 ㎛ 이상 0.5 ㎛ 이하의 철계 탄화물의 석출 개수가 1 ㎟ 당 5×10² 개 이하인 오토템퍼드 마르텐사이트의 비율이, 상기 오토템퍼드 마르텐사이트 전체에 대해 면적률로 3 % 이상인 것을 특징으로 하는 상기 1 내지 5 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판.

6. 상기 강판의 표면에, 용융 아연 도금층을 구비하는 것을 특징으로 하는 상기 1 내지 5 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판.

7. 상기 강판의 표면에, 합금화 용융 아연 도금층을 구비하는 것을 특징으로 하는 상기 1 내지 5 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판.

8. 상기 1 내지 4 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성이 되는 강편을, 열간 압연 후, 냉간 압연에 의해 냉연 강판으로 하고, 이어서 그 냉연 강판을, 700 ℃ 이상 950 ℃ 이하의 제 1 온도역에서 15 초 이상 600 초 이하의 소둔을 실시한 후, 그 제 1 온도역으로부터 420 ℃ 까지의 제 2 온도역에 있어서의 냉각 조건을, 그 제 1 온도역으로부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도를 3 ℃/초 이상, 550 ℃ 에서 420 ℃ 까지의 냉각에 필요한 시간을 600 초 이하로 하고, 250 ℃ 이상 420 ℃ 이하의 제 3 온도역을 50 ℃/초 이하의 속도로 냉각하고, 그 제 3 온도역 내에 있어서 마르텐사이트 변태를 일으키게 함과 동시에, 변태 후의 마르텐사이트를 템퍼링하는 오토템퍼 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.

9. 상기 250 ℃ 이상 420 ℃ 이하의 제 3 온도역에 있어서 50 ℃/초 이하의 냉각 속도로 강판을 냉각할 때, 적어도 (Ms 점 －50) ℃ 이하의 온도역을 1.0 ℃/초 이상 50℃/초 이하의 속도로 냉각하고, 그 제 3 온도역 내에 있어서 마르텐사이트 변태를 일으키게 함과 동시에, 변태 후의 마르텐사이트를 템퍼링하는 오토템퍼 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 상기 8 에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

10. 상기 강편에 있어서, 마르텐사이트 변태 개시점 Ms 가 하기 (1) 식으로 나타내지는 M 으로 근사되고, 그 M 이 300 ℃ 이상인 것을 특징으로 하는 상기 8 또는 9 에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

기

M(℃) =540-361×{[C%]/(1-[α%]/100)}-6×[Si%]-40×[Mn%]＋30×[A1%]

-20×[Cr%]-35×[V%]-10×[Mo%]-17×[Ni%]-10×[Cu%] … (1)

단, [X%] 는 강편의 성분 원소 X 의 질량%, [α%] 는 폴리고날 페라이트의 면적률 (%) 로 한다.

본 발명에 의하면, 적정량의 오토템퍼드 마르텐사이트를 강판 중에 함유시키고, 또한 그 오토템퍼드 마르텐사이트 내의 탄화물의 분포 상태를 적절히 제어함으로써, 고강도화와 우수한 가공성을 양립하여, 연성이 우수한 인장 강도 : 900 ㎫ 이상의 고강도 강판을 얻을 수 있다. 따라서, 특히 자동차 차체의 경량화에 크게 기여한다.

또, 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법에서는, 담금질 후의 강판의 재가열을 요하지 않기 때문에, 특별한 제조 설비를 필요로 하지 않고, 나아가서는 용융 아연 도금, 혹은 합금화 용융 아연 도금 프로세스에도 용이하게 적용할 수 있기 때문에, 공정 생략 및 비용 저감에 공헌한다.

도 1 은, 통상적인 템퍼링 마르텐사이트를 얻는, 담금질·템퍼링 공정을 나타낸 모식도이다.
도 2 는, 본 발명에 따라, 오토템퍼드 마르텐사이트를 얻는 오토템퍼 처리 공정을 나타낸 모식도이다.

발명을 실시하기 위한 최선의 형태

이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다.

우선, 본 발명에 있어서, 강판의 조직을 상기와 같이 한정한 이유에 대해 서술한다.

페라이트 면적률 : 5 % 이상 80 % 이하

가공성과 인장 강도 : 900 ㎫ 이상을 양립하기 위해서는, 페라이트와 이하에서 서술하는 경질 상과의 비율이 중요하여, 페라이트 면적률은 5 % 이상 80 % 이하로 할 필요가 있다. 페라이트의 면적률이 5 % 미만인 경우, 연성을 확보할 수 없다. 한편, 페라이트 면적률이 80 % 를 초과하면, 경질 상의 면적률을 확보할 수 없어 강도 부족이 된다. 바람직한 페라이트 면적률은, 10 % 이상 65 % 이하 의 범위이다.

오토템퍼드 마르텐사이트의 면적률 : 15 % 이상

본 발명에 있어서, 오토템퍼드 마르텐사이트란, 종래와 같이 담금질·템퍼링 처리에 의해 얻어지는 이른바 템퍼링 마르텐사이트가 아니고, 오토템퍼 처리에 의해 마르텐사이트 변태와 그 템퍼링을 동시에 진행시킴으로써 얻어지는 조직을 의미한다. 그 조직은, 통상적인 담금질·템퍼링 처리와 같이, 담금질에 의한 마르텐사이트 변태 완료 후에 승온시켜 템퍼링함으로써 생성되는 균일하게 템퍼링된 조직이 아니고, Ms 점 이하의 영역에서의 냉각 과정을 제어하고, 마르텐사이트 변태와 그 템퍼링을 단계적으로 진행하여 템퍼링 상황이 상이한 마르텐사이트를 혼재시킨 조직이다.

이 오토템퍼 마르텐사이트는, 고강도화를 위한 경질 상이다. 오토템퍼드 마르텐사이트의 면적률이 15 % 미만인 경우, 강도 확보와 페라이트의 가공 경화 촉진을 할 수 없기 때문에, 오토템퍼드 마르텐사이트의 면적률은 15 % 이상 필요하다. 바람직하게는 30 % 이상이다.

본 발명에 있어서, 강판 조직은, 상기한 범위의 페라이트 및 오토템퍼드 마르텐사이트로 이루어지는 것으로 하는 것이 바람직하다. 또, 이들 조직을 형성하는 데에 있어서, 베이나이트, 잔류 오스테나이트, 담금질 상태의 마르텐사이트와 같은 그 밖의 상이 형성되는 경우가 있는데, 이하에 서술하는 허용 범위 내라면, 이들의 상이 형성되어 있어도 문제는 없다. 이하, 이들의 허용 범위에 대해 서술한다.

베이나이트의 면적률 : 10 % 이하 (단 0 % 를 포함한다)

베이나이트는 고강도화에 기여하는 경질 상이지만, 그 생성 온도역에 따라 특성이 크게 변화하여 재질의 편차를 증가시키는 경우가 있기 때문에, 강 조직 중에 최대한 함유시키지 않는 것이 바람직하지만, 10 % 까지는 허용할 수 있다. 바람직하게는 5 % 이하이다.

잔류 오스테나이트 면적률 : 5 % 이하 (단 0 % 를 포함한다)

잔류 오스테나이트는 가공시에 변태되어 경질인 마르텐사이트가 되어, 신장 플랜지성을 저하시킨다. 이 때문에, 강 조직 중에 최대한 적은 것이 바람직하지만, 5 % 까지는 허용할 수 있다. 바람직하게는 3 % 이하이다.

담금질 상태의 마르텐사이트의 면적률 : 40 % 이하 (단 0 % 를 포함한다)

담금질 상태의 마르텐사이트는, 가공성이 현저하게 떨어지기 때문에, 강 조직 중에서 최대한 적은 것이 바람직하지만, 40 % 까지는 허용할 수 있다. 바람직하게는, 30 % 이하이다. 또한, 담금질 상태의 마르텐사이트는, 주사형 전자 현미경 (SEM) 이나 투과형 전자 현미경 (TEM) 에 의한 관찰에서 탄화물이 관찰되지 않는 것에 의해 오토템퍼드 마르텐사이트와 구별할 수 있다.

오토템퍼드 마르텐사이트의 평균 경도 : HV

700

오토템퍼드 마르텐사이트의 평균 경도가 700 < HV 인 경우, 신장 플랜지성이 현저하게 열화되기 때문에 HV

700 으로 한다. 바람직하게는 HV

630 이다.

오토템퍼드 마르텐사이트 중의 철계 탄화물 :

크기 : 5 ㎚ 이상 0.5 ㎛ 이하, 평균 석출 개수 : 1 ㎟ 당 5×10⁴ 개 이상

오토템퍼드 마르텐사이트는, 본 발명의 방법으로 열처리 (오토템퍼 처리) 된 마르텐사이트인데, 오토템퍼드 마르텐사이트의 평균 경도가 HV

700 인 경우에도 오토템퍼 처리가 부적절한 경우에는 가공성이 저하된다. 오토템퍼 처리의 정도는, 오토템퍼드 마르텐사이트 중의 철계 탄화물의 생성 상황 (분포 상태) 에 의해 확인할 수 있다. 이 철계 탄화물 중, 그 크기가 5 ㎚ 이상 0.5 ㎛ 이하인 것의 평균 석출 개수가 1 ㎟ 당 5×10⁴ 개 이상일 때, 원하는 오토템퍼 처리가 실시되어 있는 것으로 판단할 수 있다. 철계 탄화물의 크기가 5 ㎚ 미만인 것을 판단의 대상으로 하지 않는 것은, 오토템퍼드 마르텐사이트의 가공성에는 영향을 미치지 않기 때문이다. 한편, 0.5 ㎛ 를 초과하는 크기의 철계 탄화물은, 오토템퍼드 마르텐사이트의 강도를 저하시키는 경우는 있지만, 가공성에는 영향이 경미하기 때문에, 판단의 대상으로 하지 않는다. 철계 탄화물의 개수가 1㎟ 당 5×10⁴개 미만인 경우에는, 가공성, 특히 신장 플랜지성의 향상 효과가 얻어지지 않기 때문에, 오토템퍼 처리가 부적절하다고 판단된다. 철계 탄화물의 바람직한 개수는, 1 ㎟ 당 1×10⁵ 개 이상 1×10⁶ 개 이하의 범위이며, 보다 바람직하게는 4×10⁵ 개 이상 1×10⁶ 개 이하의 범위이다. 또한, 여기서 말하는 철계 탄화물이란, 주로 Fe₃C 이지만, 그 외 ε 탄화물 등이 함유되는 경우도 있다.

탄화물의 생성 상황을 확인하기 위해서는, 경면 연마한 샘플을 SEM (주사형 전자 현미경) 또는 TEM (투과형 전자 현미경) 관찰하는 것이 유효하다. 탄화물의 동정은, 예를 들어, 단면 연마 샘플의 SEM-EDS (에너지 분산형 X 선 분석), EPMA (전자선 마이크로 애널라이저), FE-AES (전계 방사형-오제 전자 분광) 등으로 실시할 수 있다.

또, 본 발명의 강판에서는, 상기 오토템퍼드 마르텐사이트에 있어서, 이 오토템퍼드 마르텐사이트 중에 석출되는 철계 탄화물의 크기 및 개수를 더욱 한정한 오토템퍼드 마르텐사이트의 양을 적절히 이하와 같이 할 수 있다.

0.1 ㎛ 이상 0.5 ㎛ 이하의 철계 탄화물의 석출 개수가 1 ㎟ 당 5×10² 개 이하인 오토템퍼드 마르텐사이트 : 오토템퍼드 마르텐사이트 전체에 대해 면적률로 3 % 이상

오토템퍼드 마르텐사이트 중, 0.1 ㎛ 이상 0.5 ㎛ 이하의 철계 탄화물의 석출 개수가 1 ㎟ 당 5×10² 개 이하인 것의 비율을 높임으로써, 연성은 더욱 향상된다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.1 ㎛ 이상 0.5 ㎛ 이하의 철계 탄화물의 석출 개수가 1 ㎟ 당 5×10² 개 이하인 오토템퍼드 마르텐사이트의 비율을, 오토템퍼드 마르텐사이트 전체에 대한 면적률로 3 % 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 0.1 ㎛ 이상 0.5 ㎛ 이하의 철계 탄화물의 석출 개수가 1 ㎟ 당 5×10² 개 이하인 오토템퍼드 마르텐사이트가, 강판 중에 다량으로 존재하면 가공성을 현저하게 열화시키기 때문에, 이러한 오토템퍼드 마르텐사이트의 비율은, 오토템퍼드 마르텐사이트 전체에 대한 면적률로 40 % 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 30 % 이하이다.

또, 0.1 ㎛ 이상 0.5 ㎛ 이하의 철계 탄화물의 석출 개수가 1㎟ 당 5×10² 개 이하인 오토템퍼드 마르텐사이트의 비율을, 오토템퍼드 마르텐사이트 전체에 대한 면적률로 3 % 이상으로 한 경우, 오토템퍼드 마르텐사이트 중에 포함되는 철계 탄화물에 있어서는 미세한 철계 탄화물이 많아지기 때문에, 오토템퍼드 마르텐사이트 전체의 철계 탄화물의 평균 석출 개수는 증가한다. 따라서, 오토템퍼드 마르텐사이트 중에 있어서의 5 ㎚ 이상 0.5 ㎛ 이하의 철계 탄화물의 평균 석출 개수는, 1 ㎟ 당 1×10⁵ 개 이상 5×10⁶ 개 이하의 범위로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, 4×10⁵ 개 이상 5×10⁶ 개 이하의 범위이다.

상기한 바와 같이 연성이 더욱 향상되는 상세한 이유는 분명하지는 않지만, 다음과 같이 생각된다. 0.1 ㎛ 이상 0.5 ㎛ 이하의 비교적 큰 철계 탄화물의 석출 개수가 1 ㎟ 당 5×10² 개 이하인 오토템퍼드 마르텐사이트의 비율을, 오토템퍼드 마르텐사이트 전체에 대한 면적률로 3 % 이상 존재시킨 경우, 오토템퍼드 마르텐사이트 조직은, 비교적 큰 철계 탄화물을 많이 포함하는 부분과, 비교적 큰 철계 탄화물이 적은 부분이 혼재하는 조직이 된다. 비교적 큰 철계 탄화물이 적은 부분은, 미세한 철계 탄화물을 많이 포함하기 때문에 경질인 오토템퍼드 마르텐사이트로 되어 있다. 한편, 비교적 큰 철계 탄화물을 많이 포함하는 부분은, 연질인 오토템퍼드 마르텐사이트로 되어 있다. 이 경질인 오토템퍼드 마르텐사이트를 연질인 오토템퍼드 마르텐사이트에 둘러싸인 상태로 존재시킴으로써, 오토템퍼드 마르텐사이트 내에서의 경도 차에 의해 발생하는 신장 플랜지성의 열화를 억제할 수 있고, 또한 연질인 오토템퍼드 마르텐사이트 중에 경질인 마르텐사이트를 분산하여 존재시킴으로써, 가공 경화능이 높아져 연성이 향상되는 것으로 생각된다.

다음으로, 본 발명의 강판에 있어서, 성분 조성을 상기 범위로 설정한 이유에 대해 서술한다. 또한, 이하의 성분 조성을 나타내는 % 는 질량% 를 의미하는 것으로 한다.

C : 0.1 % 이상 0.3 % 이하

C 는 강판의 고강도화에 필요 불가결한 원소로, C 량이 0.1 % 미만에서는, 강판의 강도 확보와 연성이나 신장 플랜지성 등의 가공성과의 양립이 곤란하다. 한편, C 량이 0.3 % 를 초과하면 용접부 및 열 영향부의 경화가 현저하여 용접성이 열화된다. 그래서, 본 발명에서는, C 량은 0.1 % 이상 0.3 % 이하의 범위로 한다. 바람직하게는 0.12 % 이상 0.23 % 이하의 범위이다.

Si : 2.0 % 이하

Si 는 페라이트의 고용 강화에 유효한 원소로, 연성 확보와 페라이트의 경도 확보를 위해서는 0.1 % 이상 함유시키는 것이 바람직하지만, Si 의 과잉 첨가는, 적(赤)스케일 등의 발생에 의해 표면 성상의 열화나, 도금 부착·밀착성의 열화를 일으킨다. 따라서, Si 량은 2.0 % 이하로 한다. 바람직하게는, 1.6 % 이하이다.

Mn : 0.5 % 이상 3.0 % 이하

Mn 은, 강의 강화에 유효한 원소이다. 또, 오스테나이트를 안정화시키는 원소로, 경질 상의 면적률 확보에 필요한 원소이다. 이를 위해서는, Mn 은 0.5 % 이상의 첨가가 필요하다. 한편, Mn 이 3.0 % 를 초과하여 과잉으로 첨가되면, 주조성의 열화 등을 일으킨다. 따라서, Mn 량을 0.5 % 이상 3.0 % 이하로 한다. 바람직하게는 1.5 % 이상 2.5 % 이하의 범위이다.

P : 0.1 % 이하

P 는, 입계 편석에 의해 취화를 일으켜 내충격성을 열화시키지만, 0.1 % 까지는 허용할 수 있다. 또, 합금화 용융 아연 도금을 실시하는 경우, 0.1 % 를 초과하는 P 량은, 합금화 속도를 대폭 지연시킨다. 따라서, P 량을 0.1 % 이하로 한다. 바람직하게는 0.05 % 이하이다.

S : 0.07 % 이하

S 는, MnS 등의 개재물로 되어, 내충격성의 열화나 용접부의 메탈 플로우를 따른 균열의 원인이 되므로 최대한 저감시키는 것이 바람직하지만, 제조 비용의 관점에서 0.07 % 까지는 허용된다. 바람직한 S 량은 0.04 % 이하이다.

Al : 1.0 % 이하

A1 은, 페라이트 생성 원소로, 제조시에 있어서의 페라이트 생성량을 컨트롤하는 데에 유효한 원소이다. 그러나, A1 의 과잉 함유는 제강시에 있어서의 슬래브 품질을 열화시킨다. 따라서, A1 량은 1.0 % 이하로 한다. 바람직하게는, 0.5 % 이하이다. 또한, A1 의 함유가 지나치게 적은 경우에는, 탈산이 곤란해지는 경우가 있으므로, Al 량은 0.01 % 이상이 바람직하다.

N : 0.008 % 이하

N 은, 강의 내시효성을 가장 크게 열화시키는 원소로, 적을수록 바람직하고, 0.008 % 를 초과하면 내시효성의 열화가 현저해진다. 따라서, N 량은 0.008 % 이하로 한다. 바람직하게는 0.006 % 이하이다.

또, 본 발명의 강판에서는, 상기한 기본 성분 외에, 이하에 서술하는 성분을 필요에 따라 적절히 함유시킬 수 있다.

Cr : 0.05 % 이상 5.0 % 이하, V : 0.005 % 이상 1.0 % 이하 및 Mo : 0.005 % 이상 0.5 % 이하 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상

Cr, V 및 Mo 는, 소둔 온도로부터의 냉각시에 펄라이트의 생성을 억제하는 작용을 가지므로 필요에 따라 첨가할 수 있다. 그 효과는, Cr : 0.05 % 이상, V : 0.005 % 이상, Mo : 0.005 % 이상에서 얻어진다. 한편, Cr : 5.0 %, V : 1.0 %, Mo : 0.5 % 를 초과하여 과잉으로 첨가하면, 경질 상의 면적률이 과대해지는 것에 의한 필요 이상의 강도 상승 등을 초래한다. 따라서, 이들 원소를 함유시키는 경우에는, Cr : 0.005 % 이상 5.0 % 이하, V : 0.005 % 이상 1.0 % 이하, Mo : 0.005 % 이상 0.5 % 이하의 범위로 하는 것이 바람직하다.

또, Ti, Nb, B, Ni 및 Cu 에 대해서는, 이들 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유시킬 수 있는데, 그 함유 범위의 한정 이유는 다음과 같다.

Ti : 0.01 % 이상 0.1 % 이하 및 Nb : 0.01 % 이상 0.1 % 이하

Ti 및 Nb 는, 강의 석출 강화에 유효하며, 그 효과는 각각 0.01 % 이상에서 얻어지는 한편, 0.1 % 를 초과하면 가공성 및 형상 동결성이 저하된다. 따라서, Ti 및 Nb 의 함유량은, 각각 0.01 % 이상 0.1 % 이하의 범위로 하는 것이 바람직하다.

B : 0.0003 % 이상 0.0050 % 이하

B 는, 오스테나이트 입계로부터의 페라이트의 생성·성장을 억제하는 작용을 가지므로 필요에 따라 함유시킬 수 있다. 그 효과는, 0.0003 % 이상에서 얻어지는 한편, 0.0050 % 를 초과하면 가공성이 저하된다. 따라서, B 를 함유시키는 경우에는, 0.0003 % 이상 0.0050 % 이하의 범위로 하는 것이 바람직하다. 또한, B 를 함유시킬 때에는, 상기 효과를 얻는 데에 있어서 BN 의 생성을 억제하는 것이 바람직하고, 이로 인해 Ti 를 복합 함유시키는 것이 바람직하다.

Ni : 0.05 % 이상 2.0 % 이하 및 Cu : 0.05 % 이상 2.0 % 이하

Ni 및 Cu 는, 용융 아연 도금을 실시하는 경우에는 내부 산화를 촉진시켜, 도금 밀착성을 향상시킨다. 그 효과는, 각각 0.05 % 이상에서 얻어진다. 한편, 2.0 % 를 초과하는 함유는, 강판의 가공성을 저하시킨다. 또, Ni 및 Cu 는, 강의 강화에 유효한 원소이다. 따라서, Ni 및 Cu 의 함유에 대해서는, 각각 0.05 % 이상 2.0 % 이하의 범위로 하는 것이 바람직하다.

Ca : 0.001 % 이상 0.005 % 이하 및 REM : 0.001 % 이상 0.005 % 이하 중에서 선택한 1 종 또는 2 종

Ca 및 REM 은, 황화물의 형상을 구상화하고, 신장 플랜지성에 대한 황화물의 악영향을 개선시키기 위해서 유효한 원소이다. 그 효과는, 각각 0.001 % 이상에서 얻어진다. 한편, 0.005 % 를 초과하는 함유는, 개재물 등의 증가를 초래하여 표면 및 내부 결함 등도 일으킨다. 따라서, Ca, REM 을 함유시키는 경우에는, 0.001 % 이상 0.005 % 이하의 범위로 하는 것이 바람직하다.

본 발명의 강판에 있어서, 상기 이외의 성분은 Fe 및 불가피적 불순물이다. 단, 본 발명의 효과를 손상시키지 않는 범위 내라면, 상기 이외의 성분 함유를 제한하지 않는다.

또, 후술하는 바와 같이, 본 발명 강판의 성분 조성은, 폴리고날 페라이트의 면적률과의 관계식인 M

300 ℃ 를 만족하고 있는 것이, 안정적인 생산상 바람직하고, 즉 제조 조건의 편차에 의한 특성 편차를 억제하는 데에 있어서 바람직하다.

또, 본 발명에 있어서는, 강판 표면에 용융 아연 도금층 혹은 합금화 용융 아연 도금층을 갖추도록 해도 된다.

다음으로, 본 발명 강판의 바람직한 제조 방법 및 조건의 한정 이유에 대해 설명한다.

먼저, 상기의 바람직한 성분 조성으로 조정한 강편을 제조 후, 열간 압연하고, 이어서 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 한다. 본 발명에 있어서, 이들 처리에 특별히 제한은 없고, 통상적인 방법에 따라 실시하면 된다.

여기에, 바람직한 제조 조건은 다음과 같다. 강편을, 1100 ℃ 이상 1300 ℃ 이하로 가열한 후, 870 ℃ 이상 950 ℃ 이하의 온도에서 마무리 열간 압연, 즉 열간 압연 종료 온도를 870 ℃ 이상 950 ℃ 이하로 하고, 얻어진 열연 강판을 350 ℃ 이상 720 ℃ 이하의 온도에서 권취한다. 이어서, 열연 강판을 산세정 후, 40 % 이상 90 % 이하의 압하율로 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 한다.

또한, 열연 강판은, 통상적인 제강, 주조 및 열간 압연의 각 공정을 거쳐 제조하는 경우를 상정하고 있지만, 예를 들어 얇은 주조 등에 의해 열간 압연 공정의 일부 혹은 전부를 생략하고 제조해도 된다.

얻어진 냉연 강판을, 700 ℃ 이상 950 ℃ 이하의 제 1 온도역, 구체적으로는 오스테나이트 단상역, 혹은 오스테나이트상과 페라이트상의 2 상역에서, 15 초 이상 600 초 이하의 소둔을 실시한다. 소둔 온도가 700 ℃ 미만인 경우나, 소둔 시간이 15 초 미만인 경우에는, 강판 중의 탄화물이 충분히 용해되지 않거나, 페라이트의 재결정이 완료되지 않아 목표로 하는 연성이나 신장 플랜지성이 얻어지지 않는 경우가 있다. 한편, 소둔 온도가 950 ℃ 를 초과하는 경우에는, 오스테나이트 입자의 성장이 현저하고, 나중의 냉각에 의해 발생하는 구성 상의 조대화를 일으켜, 연성이나 신장 플랜지성을 열화시키는 경우가 있다. 또, 600 초를 초과하는 소둔은, 다대한 에너지 소비에 동반되는 비용 증가를 초래한다. 이 때문에, 소둔 온도 및 소둔 시간은 각각, 700 ℃ 이상 950 ℃ 이하, 15 초 이상 600 초 이하의 범위로 한다. 바람직한 소둔 온도 및 소둔 시간은 각각, 760 ℃ 이상 920 ℃ 이하, 30 초 이상 400 초 이하이다.

소둔 후의 냉연 강판을, 제 1 온도역으로부터 420 ℃ 까지의 제 2 온도역에 있어서, 제 1 온도역으로부터 550 ℃ 까지는 3 ℃/초 이상의 속도로 냉각하고, 550 ℃ 에서 420 ℃ 까지의 냉각에 필요로 하는 시간을 600 초 이하로 하여 냉각한다. 그 후, 250 ℃ 이상 420 ℃ 이하의 제 3 온도역을 50 ℃/초 이하의 속도로 냉각한다.

제 1 온도역으로부터 420 ℃ 까지의 제 2 온도역의 냉각 조건은, 목적으로 하는 페라이트 및 오토템퍼드 마르텐사이트상 이외의 상의 석출을 억제하기 위해서 중요하다. 이 중 제 1 온도역으로부터 550 ℃ 까지의 온도역은, 펄라이트 변태가 일어나기 쉬운 온도역이다. 제 1 온도역으로부터, 즉 제 1 온도역의 하한 온도인 700 ℃ 에서 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 3 ℃/초 미만인 경우에는 펄라이트 등이 석출되어, 목표로 하는 조직이 얻어지지 않는 경우가 있기 때문에, 3 ℃/초 이상의 냉각 속도가 필요하다. 바람직하게는, 5 ℃/초 이상이다. 한편, 냉각 속도의 상한은 특별히 규정되어 있지 않지만, 200 ℃/초 이상의 냉각 속도를 얻기 위해서는, 특별한 냉각 설비가 필요하기 때문에, 200 ℃/초 이하가 바람직하다.

550 ℃ 에서 420 ℃ 까지의 온도역은, 장시간 유지함으로써 베이나이트 변태가 진행되는 온도역이다. 520 ℃ 에서 420 ℃ 까지의 냉각에 필요로 하는 시간이 600 초를 초과하는 경우, 베이나이트 변태 등이 진행되어, 목표로 하는 조직이 얻어지지 않는 경우가 있다. 이 때문에 550 ℃ 내지 420 ℃ 까지의 냉각에 필요로 하는 시간은 600 초 이하로 한다. 또한, 보다 바람직한 시간은, 400 초 이하이다.

이 제 2 온도역에서의 처리 후, 제 3 온도역으로 안내된다. 그리고, 이 제 3 온도역에 있어서, 마르텐사이트 변태를 일으키게 함과 동시에, 변태 후의 마르텐사이트를 템퍼링하는 오토템퍼 처리를 실시하여, 그 내부에 있어서의 탄화물의 석출 상황을 최적으로 제어한 오토템퍼드 마르텐사이트를 얻는 것이 본 발명의 최대의 특징이다.

통상적인 마르텐사이트는, 소둔 후에 수랭 등으로 담금질함으로써 얻어진다. 이 마르텐사이트는 경질 상으로, 강판의 고강도화에 기여하지만 가공성이 떨어진다. 그래서, 이 마르텐사이트를 가공성이 좋은 템퍼링 마르텐사이트로 하기 위해서, 담금질한 강판을 재차 가열하여 템퍼링을 실시하는 것이 통상 이루어지고 있다. 이상의 공정을 모식적으로 나타낸 것이 도 1 이다. 이와 같은 통상적인 담금질·템퍼링 처리에서는, 담금질에 의해 마르텐사이트 변태를 완료시킨 후에, 승온시켜 템퍼링 처리함으로써 균일하게 템퍼링된 조직이 된다.

이에 대해, 오토템퍼 처리는, 도 2 에 나타내는 바와 같은, 제 3 온도역을 일정한 범위의 속도로 냉각하는 처리를 말하며, 담금질 및 재가열에 의한 템퍼링을 수반하지 않는, 매우 생산성이 높은 방법이다. 이 오토템퍼 처리에 의해 얻어지는 오토템퍼드 마르텐사이트를 포함하는 강판은, 도 1 에 나타낸 담금질·재가열에 의한 템퍼링을 실시한 강판과 동등 혹은 그 이상의 강도와 가공성을 갖는다. 또, 오토템퍼 처리는, 제 3 온도역에 있어서, 연속 냉각 (단계적인 냉각·유지를 포함한다) 을 실시함으로써, 마르텐사이트 변태와 그 템퍼링을 연속적·단계적으로 진행할 수 있어, 템퍼링 상태가 상이한 마르텐사이트가 혼재하는 조직을 얻는 것이 가능하다. 템퍼링 상태가 상이한 마르텐사이트는, 강도나 가공성 등의 특성이 상이하지만, 템퍼링 상태가 상이한 마르텐사이트의 양을 오토템퍼 처리에 의해 최적으로 제어함으로써, 강판 전체적으로 원하는 특성을 얻을 수 있다. 또한, 오토템퍼 처리는, 모든 마르텐사이트 변태를 완료시키는 저온역까지의 급랭을 수반하지 않기 때문에, 강판 내의 잔류 응력도 작아, 판 형상이 우수한 강판이 얻어지는 것도 유리한 점이다.

본 발명에 있어서, 제 3 온도역은 250 ℃ 이상 420 ℃ 이하이다. 420 ℃ 초과의 온도역에서는, 전술한 바와 같이 베이나이트 변태가 일어나기 쉬운 한편, 250 ℃ 미만의 온도역에서는, 오토템퍼에 장시간을 필요로 하기 때문에, 연속 소둔 라인이나 연속 용융 아연 도금 라인에서의 처리에서는 오토템퍼의 진행이 불충분해진다. 이 제 3 온도역에 있어서, 마르텐사이트 변태를 일으키게 함과 동시에, 변태 후의 마르텐사이트를 템퍼링하여, 오토템퍼드 마르텐사이트로 하기 위해서는, 제 3 온도역에서의 강판의 냉각 속도를 50 ℃/초 이하로 할 필요가 있다. 냉각 속도가 50 ℃/초를 초과하는 경우, 오토템퍼의 진행이 불충분해져 마르텐사이트의 가공성이 확보되지 않는 경우가 있다. 한편, 냉각 속도가 0.1 ℃/초 미만인 경우에는, 베이나이트 변태가 진행되거나 오토템퍼가 과도하게 진행되거나 함으로써, 강도를 확보할 수 없는 경우가 있기 때문에, 냉각 속도는 0.1 ℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또, 본 발명 강판의 제조 방법에서는, 필요에 따라 이하의 구성을 적절히 추가할 수 있다.

250 ℃ 이상 420 ℃ 이하의 제 3 온도역에 있어서 50 ℃/초 이하의 냉각 속도로 강판을 냉각할 때, 적어도 (Ms 점 －50) ℃ 이하의 온도역을 1.0 ℃/초 이상 50 ℃/초 이하의 범위의 냉각 속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 이것은, 제 3 온도역에 있어서, 오토템퍼드 마르텐사이트 중의 탄화물의 석출 상황을 더욱 적정하게 제어하여, 0.1 ㎛ 이상 0.5 ㎛ 이하의 철계 탄화물의 석출 개수가 1 ㎟ 당 5×10² 개 이하인 오토템퍼드 마르텐사이트의 비율을 오토템퍼드 마르텐사이트 전체에 대한 면적률로 3 % 이상으로 하기 위해서이다. 냉각 속도가 50 ℃/초를 초과하는 경우에는, 오토템퍼의 진행이 불충분해져 원하는 오토템퍼드 마르텐사이트가 얻어지지 않아, 마르텐사이트의 가공성이 확보되지 않는 경우가 있다. 한편, 냉각 속도가 1.0 ℃/초 미만인 경우에는, 0.1 ㎛ 이상 0.5 ㎛ 이하의 철계 탄화물의 석출 개수가 1 ㎟ 당 5×10² 개 이하인 오토템퍼드 마르텐사이트의 비율을 오토템퍼드 마르텐사이트 전체에 대한 면적률로 3 % 이상으로 할 수 없어, 원하는 연성이나 강도가 얻어지지 않기 때문에, 냉각 속도는 1.0 ℃/초 이상으로 한다. 또한, 여기서 Ms 점은, 통상 이루어지고 있는 바와 같이, 냉각시의 열팽창 측정이나 전기 저항 측정에 의해 구할 수 있다. 또, 후술하는 Ms 점의 근사식 (1) 에 의해 구해지는 M 을 이용해도 된다.

또한, 본 발명 강판의 제조 방법에서는, 하기 (1) 식으로 나타내는 M 이 300 ℃ 이상인 경우에 안정적으로 오토템퍼 처리를 실시할 수 있다.

M (℃)=540-361×{[C%]/(1-[α%]/100)}-6×[Si%]-40×[Mn%]＋30×[A1%]

-20×[Cr%]-35×[V%]-10×[Mo%]-17×[Ni%]-10×[Cu%] … (1)

단, [X%] 는 합금 원소 X 의 질량%, [α%] 는 폴리고날 페라이트의 면적률 (%) 로 한다.

상기 기재 식 (1) 로 나타내는 M 은, 경험적으로 구해지는 마르텐사이트 변태가 개시되는 Ms 점의 근사식으로, 이 M 은 마르텐사이트로부터의 철계 탄화물의 석출 거동과 크게 관계되어 있는 것으로 생각된다. 따라서, M 은, 5 ㎚ 이상 0.5 ㎛ 이하의 철계 탄화물을 1 ㎟ 당 5×10⁴ 개 이상 포함하는 오토템퍼드 마르텐사이트를 안정적으로 얻을 수 있는 지표로서 사용할 수 있다. M 이 300 ℃ 미만이라도 오토템퍼드 마르텐사이트는 얻어지지만, 마르텐사이트 변태와 오토템퍼가 진행되는 온도가 저온으로 되기 때문에, 이들의 진행이 늦어지기 쉽고, 원하는 오토템퍼드 마르텐사이트를 얻기 위해서 M

300 ℃ 의 경우에 비해, 냉각 속도를 늦추거나 또는 장시간의 저온 유지가 필요해져 제조 효율을 현저하게 악화시킬 우려가 있으므로, M 은 300 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 폴리고날 페라이트의 면적률은, 예를 들어, 1000 ∼ 3000 배의 SEM 사진의 화상 처리·해석에 의해 측정된다. 폴리고날 페라이트는, 상기한 조건에서의 소둔·냉각 후의 강판에 있어서 관찰되는 것이다. 상기 M 을 300 ℃ 이상으로 하기 위해서는, 원하는 성분 조성의 냉연 강판을 제조 후, 폴리고날 페라이트의 면적률을 구하고, 강판의 성분 조성으로부터 구해지는 합금 원소의 함유량과 함께 상기 (1) 식으로부터 M 값을 구하면 된다. M 이 300 ℃ 미만이 되는 경우에는, 폴리고날 페라이트의 면적률이 보다 작아지도록, 예를 들어, 제 1 온도역의 소둔 온도를 보다 고온으로 하고, 제 1 온도역으로부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도를 보다 빠르게 하는 등 적절히 열처리 조건을 조정하여 원하는 M 이 얻어지도록 하면 되고, 또 (1) 식 중의 성분 조성의 함유량을 조정해도 된다.

또, 본 발명의 강판에는, 용융 아연 도금 및 합금화 용융 아연 도금을 실시할 수 있다. 용융 아연 도금 및 합금화 용융 아연 도금 처리는, 상기한 조건에서의 소둔·냉각 조건을 만족시키고, 연속 용융 아연 도금 라인에서 실시하는 것이 바람직하다. 여기서 용융 아연 도금 처리, 합금화 처리는, 420 ℃ 이상 550 ℃ 이하의 온도역에서 실시하는 것이 바람직하고, 이 경우, 용융 아연 도금 처리 혹은 추가로 합금화 처리 시간을 포함하여, 550 ℃ 에서 420 ℃ 까지의 냉각에 필요로 하는 시간, 즉 420 ℃ 이상 550 ℃ 이하의 온도역에서의 유지 시간을 600 초 이하로 하면 된다.

용융 아연 도금 및 합금화 용융 아연 도금 방법은 이하와 같다. 우선, 강판을 도금욕 중에 침입시켜, 가스 와이핑 등으로 부착량을 조정한다. 도금욕 중의 용해 A1 량으로는, 용융 아연 도금의 경우에는 0.12 % 이상 0.22 % 이하의 범위, 합금화 용융 아연 도금의 경우에는 0.08 % 이상 0.18 % 이하의 범위로 한다.

또, 용융 아연 도금의 경우에는, 도금욕의 온도로는, 450 ℃ 이상 500 ℃ 이하의 범위이면 되고, 추가로 합금화 처리를 실시하여 합금화 용융 아연 도금으로 하는 경우에는, 합금화시의 온도는 450 ℃ 이상 550 ℃ 이하의 범위가 바람직하다. 합금화의 온도가 550 ℃ 를 초과하면, 미변태 오스테나이트로부터 탄화물이 과잉으로 석출되거나, 경우에 따라서는 펄라이트화됨으로써, 원하는 강도나 연성이 얻어지지 않는 경우가 있다. 또, 파우더링성도 열화된다. 한편, 합금화시의 온도가 450 ℃ 미만인 경우에는, 합금화가 진행되지 않는다.

도금 부착량은 편면 당 20 ∼ 150 g/㎡ 로 하는 것이 바람직하다. 도금 부착량이 20 g/㎡ 미만인 경우, 내식성이 열화된다. 한편, 도금 부착량이 150 g/㎡ 를 초과해도 내식 효과는 포화되어 비용 상승을 초래할 뿐이다. 또, 합금화도는, 도금층 중의 Fe 함유량으로 7 ∼ 15 질량% 로 하는 것이 바람직하다. 합금화도가 7 질량% 미만에서는, 합금화 불균일이 발생하여 외관성이 열화되거나, 이른바 ζ 상이 생성되어 슬라이딩성이 열화되거나 한다. 한편, 합금화도가 15 질량% 를 초과하면 경질이며 취약한 Γ 상이 다량으로 형성되어 도금 밀착성이 열화된다.

또한, 본 발명에 있어서, 제 1 온도역이나 제 2 온도역 등에 있어서의 유지 온도는 반드시 일정할 필요는 없으며, 규정 범위 내라면 변동되어도 본 발명의 취지를 손상시키지 않는다. 냉각 속도에 대해서도 마찬가지이다. 또, 열이력만 만족하면, 강판은 어떠한 설비로 소둔 및 오토템퍼 처리를 실시해도 상관없다. 또한, 오토템퍼 처리 후에, 형상 교정을 위해 본 발명의 강판에 조질 압연을 하는 경우도 본 발명의 범위에 포함된다.

실시예

실시예 1

이하, 본 발명을 실시예에 의해 추가로 설명하지만, 하기의 실시예는 본 발명을 한정하는 것은 아니다. 또, 본 발명의 요지 구성의 범위 내에서 구성을 변경하는 것은, 본 발명의 범위에 포함되는 것으로 한다.

표 1 에 나타내는 성분 조성이 되는 강편을, 1250 ℃ 로 가열한 후, 880 ℃ 에서 마무리 열간 압연한 열연 강판을 600 ℃ 에서 권취하고, 이어서 열연 강판을 산세정 후, 65 % 의 압연율로 냉간 압연하여, 판두께 : 1.2 mm 의 냉연 강판으로 하였다. 얻어진 냉연 강판을, 표 2 에 나타내는 조건으로 열처리를 실시하였다. 동 표 중의 어느 샘플도 담금질은 실시하지 않았다. 또한, 표 2 중의 유지 시간은, 표 2 중의 유지 온도에서의 유지 시간이며, 표 중의 어느 조건도 700 ℃ 이상 950 ℃ 이하의 제 1 온도역에서의 소둔 시간은 600 초 이하였다.

용융 아연 도금은, 도금욕의 온도 : 463 ℃, 단위 면적당 중량 (편면 당) : 50 g/㎡ (양면 도금) 의 조건으로 실시하였다. 또, 합금화 용융 아연 도금은, 추가로 도금층 중의 Fe % (철 함유량) 가 9 질량% 가 되는 조건으로 합금화 처리를 실시하였다. 얻어진 강판은, 도금 유무에 관계없이 압연율 (신장률) : 0.3 % 의 조질 압연을 실시하였다.

주) 하선은 적정 범위외를 표시함

*1) 하선은 적정 범위외를 표시함

*2) CR: 도금 없음(냉연 강판), GI: 용융 아연도금, GA: 함금화

용융아연 도금

이렇게 하여 얻어진 강판의 여러 특성을 이하의 방법으로 평가하였다.

강판의 조직을 조사하기 위해, 각 강판으로부터 2 개의 시료를 잘라내어, 한쪽은 그대로 연마, 다른쪽은 200 ℃×2 시간의 열처리를 실시한 후에 연마하였다. 연마면은, 압연 방향으로 평행한 판두께 방향 단면으로 하였다. 연마면을 주사형 전자 현미경 (SEM) 을 이용하여 3000 배로 강 조직 관찰함으로써, 각 상의 면적률을 측정하여, 각 결정립의 상 구조를 동정하였다. 관찰은 10 시야 실시하고, 면적률은 10 시야의 평균값으로 하였다. 오토템퍼드 마르텐사이트, 폴리고날 페라이트 및 베이나이트는 그대로 연마한 샘플로 면적률을 구하였다. 담금질 상태의 마르텐사이트 (템퍼링되어 있지 않은 마르텐사이트) 와 잔류 오스테나이트는, 200 ℃×2 시간의 열처리를 실시한 샘플을 이용하여 면적률을 구하였다. 200 ℃×2 시간의 열처리를 실시한 시료를 준비한 것은, SEM 관찰시에 템퍼링되어 있지 않은 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트를 구별하기 위해서이다. SEM 관찰에서는, 템퍼링되어 있지 않은 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 구별이 곤란하다. 마르텐사이트가 템퍼링되면 마르텐사이트 중에 철계 탄화물을 생성하는데, 이 철계 탄화물의 존재에 의해 잔류 오스테나이트와의 구별이 가능해진다. 200 ℃×2 시간의 열처리는, 마르텐사이트 이외에 영향을 미치지 않아, 요컨대 각 상의 면적률을 변화시키지 않고, 마르텐사이트를 템퍼링할 수 있어, 그 결과, 생성된 철계 탄화물에 의해 잔류 오스테나이트와의 구별이 가능해지는 것이다. 또한, 그대로 연마한 시료와 200 ℃×2 시간의 열처리를 한 시료의 양방을 SEM 관찰하여 비교한 결과, 마르텐사이트 이외의 상에 변화가 없었음은 확인된 상태이다.

다음으로, 오토템퍼드 마르텐사이트 중의 철계 탄화물의 크기와 개수를 SEM 관찰에 의해 실시하였다. 시료는, 상기 조직 관찰한 것과 동일한데, 200 ℃×2 시간의 열처리를 실시하지 않은 것을 관찰한 것은 말할 필요도 없다. 철계 탄화물의 석출 상태와 크기에 따라, 10000 ∼ 30000 배의 범위에서 관찰하였다. 철계 탄화물의 크기는, 개개의 석출물의 장경과 단경의 평균값으로 평가하고, 그 크기가 5 ㎚ 이상 0.5 ㎛ 이하인 것의 개수를 세어 오토템퍼드 마르텐사이트 1 ㎟ 당 개수를 구하였다. 관찰은 5 ∼ 20 시야에서 실시하고, 각 샘플에 있어서의 전체 시야 개수의 합계로부터 평균값을 산출하여 각 샘플의 철계 탄화물의 개수 (오토템퍼드 마르텐사이트 1 ㎟ 당 개수) 로 하였다.

오토템퍼드 마르텐사이트의 경도 HV 는, 초마이크로 비커스에 의해 하중 : 0.02 N 으로 측정하고, 그 후, SEM 으로 압흔을 확인함으로써 철계 탄화물이 석출되어 있는 오토템퍼드 마르텐사이트의 조직을 확인한 다음, 10 점 이상의 측정값의 평균값으로 하였다.

강도는, 강판의 압연 방향에 대해 평행한 방향에서 JIS5 호 시험편을 잘라내어, 인장 시험을 JIS Z 2241 에 준거하여 실시하였다. 인장 강도 (TS), 항복 강도 (YS) 및 전체 신장 (T.El) 을 측정하여, 강도와 신장의 밸런스를 평가하는 인장 강도와 전체 신장의 곱 (TS×T.El) 을 산출하였다. 또한, 본 발명에서는, TS×T.E1

14500 (㎫·%) 의 경우를 양호로 판정하였다.

신장 플랜지성은, 일본 철강 연맹 규격 JFST1001 에 준거하여 평가하였다. 얻어진 각 강판을 100 mm×100 mm 로 절단 후, 클리어런스 : 판두께의 12 % 로 직경 10 mm 의 구멍을 펀칭한 후, 내경 75 mm 의 다이스를 이용하여, 주름 누름력 : 88.2 kN 으로 억제한 상태에서, 60°원추의 펀치를 구멍에 밀어넣어 균열 발생 한계에 있어서의 구멍 직경을 측정하고, (2) 의 식으로부터, 한계 구멍 확장률 (%) 을 구하고, 이 한계 구멍 확장률의 값으로부터 신장 플랜지성을 평가하였다. 또한, 본 발명에서는, λ

15 % 를 양호로 하였다.

한계 구멍 확장률 λ(%)={(D_f-D_O)/D_O}×100 … (2)

단, D_f 는 균열 발생시의 구멍 직경 (mm), D_O 은 초기 구멍 직경 (mm) 으로 한다.

이상의 평가 결과를 표 3 에 나타낸다.

*1) 철계 탄화물의 크기는 5nm 이상 0.5㎛ 이하로 한다

*2) 하선은 적정 범위외를 표시함

동 표에서 분명한 바와 같이, 본 발명의 강판은 인장 강도 : 900 ㎫ 이상이며, 또 TS×T.E1

14500 (㎫·%) 및 신장 플랜지성을 나타내는 λ 의 값도 15 % 이상인 점에서, 고강도와 양호한 가공성을 양립하고 있음을 확인할 수 있다. 또한, 발명예 중, M 이 300 ℃ 이상인 것은, 특히 신장 플랜지성, 특히 고강도화를 도모한 경우에도 신장 플랜지성이 열화되지 않는 점에서 우수하다.

한편, 샘플 No. 6 및 7 은, 마르텐사이트의 경도가 700 < HV 이며, 또한 마르텐사이트 중의 철계 탄화물의 개수가 1 ㎟ 당 5×10⁴개 미만 혹은 철계 탄화물을 포함하지 않기 때문에, 인장 강도 : 900 ㎫ 이상은 만족하지만, λ 의 값이 15 % 미만으로 가공성이 떨어진다. 이것은, 샘플 No. 6 및 7 의 제 3 온도역 내 냉각 속도가 고속으로, 50 ℃/초의 조건을 만족시키지 않기 때문이다. 샘플 No. 3 및 8 은, 마르텐사이트의 경도는 HV

700 을 만족하지만, 마르텐사이트 중의 철계 탄화물 개수가 1 ㎟ 당 5×10⁴ 개 미만이기 때문에, 인장 강도 : 900 ㎫ 은 만족하지만, λ 의 값이 15 % 미만으로 가공성이 떨어진다. 이것은, 샘플 No. 3, 8 의 제 3 온도역에서의 냉각 속도가 55 ℃/초로, 50 ℃/초 이하의 조건을 만족시키지 않기 때문이다. 특히 No. 8 의 샘플에서는, 비교적 고 C 이기 때문에, TS×T.EL 도 14500 ㎫·% 이하로 되었다.

이상으로부터, 마르텐사이트의 경도가 HV

700 이고, 또한 마르텐사이트 중의 철계 탄화물 개수가 1 ㎟ 당 5×10⁴ 개 이상인 오토템퍼 처리가 충분히 실시된 오토템퍼드 마르텐사이트를 포함하는 본 발명의 강판은, 고강도화와 가공성을 양립하고 있음을 확인할 수 있다.

실시예 2

오토템퍼드 마르텐사이트 중에 있어서의 철계 탄화물의 분포 상태의 적절한 제어에 의한 추가적인 연성 향상의 효과를 확인하기 위해, 제 3 온도역에 있어서 250 ℃ 이상 (Ms 점 －50) ℃ 이하의 온도역의 냉각 속도를 표 4 에 나타내는 바와 같이 변화시킨 것 이외는, 표 2 에 나타낸 샘플과 동일한 방법으로 샘플을 제작하였다. 또한, 표 4 중, 샘플 No. 9, 11, 13, 14 및 26 은, 표 2 에 나타낸 동일한 샘플 No. 와 동일한 샘플에 대해, 250 ℃ 이상 (Ms 점 －50 ℃) 이하의 온도역을 명확하게 한 것이다. 또한, Ms 점으로는 M (℃) 을 사용하였다.

*1) CR: 도금 없음(냉연 강판), GI: 용융 아연도금, GA: 함금화

용융아연 도금

이렇게 하여 얻어진 강판의 여러 특성을 실시예 1 과 동일한 방법으로 평가하였다. 또한, 오토템퍼드 마르텐사이트 중, 0.1 ㎛ 이상 0.5 ㎛ 이하의 철계 탄화물의 석출 개수가 1 ㎟ 당 5×10² 개 이하인 오토템퍼드 마르텐사이트의 양은, 다음의 방법에 의해 구하였다.

전술한 바와 같이, 200 ℃×2 시간의 열처리를 실시하지 않은 샘플을 10000 ∼ 30000 배의 범위에서 SEM 관찰하여, 철계 탄화물의 크기를, 개개의 석출물의 장경과 단경의 평균값으로 평가하고, 그 크기가 0.1 ㎛ 이상 0.5 ㎛ 이하인 오토템퍼드 마르텐사이트의 면적률을 측정하였다. 관찰은 5 ∼ 20 시야에서 실시하였다. 결과를 표 5 에 나타낸다.

표 5 로부터, 250 ℃ 이상 (Ms 점 －50) ℃ 이하의 온도역에서의 냉각 속도를 1.0 ℃/초 이상 50 ℃/초 이하의 범위로 한 샘플 No. 11, 26, 27, 29 및 30 은, 오토템퍼드 마르텐사이트 중의 철계 탄화물의 분포 상태가 적절히 제어되고 TS×T.EL

17000 ㎫·% 를 나타내어 연성이 향상되고 있음을 확인할 수 있다.

Claims

질량% 로,
C : 0.1 % 이상 0.3 % 이하,
Si : 0.1 % 이상 2.0 % 이하,
Mn : 0.5 % 이상 3.0 % 이하,
P : 0.1 % 이하,
S : 0.07 % 이하,
Al : 0.01 % 이상 1.0 % 이하 및
N : 0.008 % 이하
를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 강 조직으로서 면적률로, 페라이트를 5 % 이상 80 % 이하, 오토템퍼드 마르텐사이트를 15 % 이상 가짐과 함께, 베이나이트가 10 % 이하, 잔류 오스테나이트가 5 % 이하, 담금질 상태의 마르텐사이트가 40 % 이하이며, 그 오토템퍼트 마르텐사이트의 평균 경도가 HV
700 이며, 또한 그 오토템퍼드 마르텐사이트 중에 있어서의 5 ㎚ 이상 0.5 ㎛ 이하의 철계 탄화물의 평균 석출 개수가 1 ㎟ 당 5×10⁴ 개 이상이며, 인장 강도가 900 ㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 강판이 추가로, 질량% 로,
Cr : 0.05 % 이상 5.0 % 이하,
V : 0.005 % 이상 1.0 % 이하 및
Mo : 0.005 % 이상 0.5 % 이하
중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 강판이 추가로, 질량% 로,
Ti : 0.01 % 이상 0.1 % 이하,
Nb : 0.01 % 이상 0.1 % 이하,
B : 0.0003 % 이상 0.0050 % 이하,
Ni : 0.05 % 이상 2.0 % 이하 및
Cu : 0.05 % 이상 2.0 % 이하
중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 강판이 추가로, 질량% 로,
Ca : 0.001 % 이상 0.005 % 이하 및
REM : 0.001 % 이상 0.005 % 이하
중에서 선택되는 1 종 또는 2 종의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 오토템퍼드 마르텐사이트 중, 0.1 ㎛ 이상 0.5 ㎛ 이하의 철계 탄화물의 석출 개수가 1 ㎟ 당 5×10² 개 이하인 오토템퍼드 마르텐사이트의 비율이, 상기 오토템퍼드 마르텐사이트 전체에 대해 면적률로 3 % 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 강판의 표면에, 용융 아연 도금층을 갖추는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 강판의 표면에, 합금화 용융 아연 도금층을 갖추는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항에 기재된 성분 조성이 되는 강편을, 열간 압연 후, 냉간 압연에 의해 냉연 강판으로 하고, 이어서 그 냉연 강판을, 700 ℃ 이상 950 ℃ 이하의 제 1 온도역에서 15 초 이상 600 초 이하의 소둔을 실시한 후, 그 제 1 온도역으로부터 420 ℃ 까지의 제 2 온도역에 있어서의 냉각 조건을, 그 제 1 온도역으로부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도를 3 ℃/초 이상, 550 ℃ 에서 420 ℃ 까지의 냉각에 필요로 하는 시간을 600 초 이하로 하고, 250 ℃ 이상 420 ℃ 이하의 제 3 온도역을 50 ℃/초 이하의 속도로 냉각하고, 그 제 3 온도역 내에 있어서 마르텐사이트 변태를 일으킴과 동시에, 변태 후의 마르텐사이트를 템퍼링하는 오토템퍼 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
제 8 항에 있어서,
상기 250 ℃ 이상 420 ℃ 이하의 제 3 온도역에 있어서 50 ℃/초 이하의 냉각 속도로 강판을 냉각할 때, 적어도 (Ms 점－50) ℃ 이하의 온도역을 1.0 ℃/초 이상 50℃/초 이하의 속도로 냉각하고, 그 제 3 온도역 내에 있어서 마르텐사이트 변태를 일으킴과 동시에, 변태 후의 마르텐사이트를 템퍼링하는 오토템퍼 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
제 8 항 또는 제 9 항에 있어서,
상기 강편에 있어서, 마르텐사이트 변태 개시점 Ms 가 하기 (1) 식으로 나타내지는 M 으로 근사화되고, 그 M 이 300 ℃ 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
기
M(℃)=540-361×{[C%]/(1-[α%]/100)}-6×[Si%]-40×[Mn%]＋30×[A1%]
-20×[Cr%]-35×[V%]-10×[Mo%]-17×[Ni%]-10×[Cu%] … (1)
단, [X%] 는 강편의 성분 원소 X 의 질량%, [α%] 는 폴리고날 페라이트의 면적률 (%) 로 한다.