KR100595946B1 - 변형 시효 경화특성이 우수한 고장력 냉연 강판 및 그제조 방법 - Google Patents

변형 시효 경화특성이 우수한 고장력 냉연 강판 및 그제조 방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 성형성, 내충격 특성, 변형 시효 경화특성이 우수한 고장력 냉연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다. 구체적인 수단은 우선, 질량% 로, C : 0.15 % 이하, Al : 0.02 % 이하, N : 0.0050 ~ 0.0250 % 를 함유하고, 또한 N/Al 을 0.3 이상으로 조정하며, 고용 상태의 N 을 0.0010 % 이상 함유하는 조성의 슬래브를 마무리 압연 출구측 온도 800 ℃ 이상에서 열간 압연 후, 권취온도 750 ℃ 이하에서 권취하여 열연판으로 한다. 이어서 상기 열연판에 냉간 압연을 실시한 후, 재결정 온도 이상 900 ℃ 이하의 온도에서 유지 시간 : 10 ~ 120 초 로 하는 연속 소둔과, 500 ℃ 이하의 온도 영역까지 냉각 속도 : 10 ~ 300 ℃/s 에서 냉각하는 1 차 냉각과, 더욱 필요에 따라 1 차 냉각 정지 온도 이하 350 ℃ 이상의 온도 영역에서의 체류 시간을 300 초 이하로 하는 2 차 냉각를 실시한다. 평균 결정 입경 10 ㎛ 이하의 페라이트상을 면적율로 50 % 이상 함유하고 추가로 필요에 따라 제 2 상으로서 마르텐사이트상을 면적율로 3 % 이상 함유하는 조직을 갖는 강판을 얻는다.

Description

변형 시효 경화특성이 우수한 고장력 냉연 강판 및 그 제조 방법 {HIGH TENSILE COLD-ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT STRAIN AGING HARDENING PROPERTIES}
본 발명은 주로 자동차 차체용으로서 바람직한 고가공성 고장력 냉연 강판에 관한 것으로, 특히 인장강도 (TS) 440 ㎫ 이상에서 변형 시효 경화특성이 우수한 고장력 냉연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 본 발명의 고장력 냉연 강판은 가벼운 휨 가공이나 롤 포밍에 의해 파이프로 성형되는 비교적 가벼운 가공에 제공되는 것으로부터 비교적 심한 드로잉 성형 (heavy drawing) 에 제공되는 것까지, 광범위한 용도에 적합한 것이다. 또한, 본 발명에서의 강판은 강대를 함유하는 것으로 한다.
또한, 본 발명에서「변형 시효 경화특성이 우수한」이란, 인장 변형 5 % 의 사전 변형 후, 170 ℃ 의 온도로 20 분 유지하는 조건으로 시효 처리한 후, 이 시효 처리 전후의 변형 응력 증가량 (BH 량이라고 함 ; BH 량 = 시효 처리 후의 항복응력 - 시효 처리 전의 사전 변형 응력) 이 80 ㎫ 이상이고, 또한 변형 시효 처리 (상기 사전 변형 + 상기 시효 처리) 전후의 인장강도 증가량 (△TS 라고 함 ; △TS = 시효 처리 후의 인장강도 - 사전 변형 전의 인장강도) 이 40 ㎫ 이상인 것을 의미한다.
종래의 지구 환경 문제로부터의 배기 가스 규제에 관련하여, 자동차에서의 차체 중량의 경감은 매우 중요한 과제가 되고 있다. 자동차의 차체를 가볍게 하기 위해서는, 다량으로 사용되고 있는 강판의 강도를 증가시켜, 즉 고장력 강판을 적용하여, 사용하는 강판을 얇게 하는 것이 유효하다.
그러나, 얇은 두께의 고장력 강판을 사용한 자동차 부품에서도, 그 역할에 따라 부과되는 성능이 필요 충분하게 발휘되지 않으면 안된다. 이러한 성능으로서는, 예컨대 휨, 비틀림 변형에 대한 정적 강도, 내피로성, 내충격 특성 등이 있다. 따라서, 자동차 부품에 적용되는 고장력 강판은 성형 가공 후에 이러한 특성도 우수할 필요가 있다.
또한, 자동차 부품을 만드는 과정에서는, 강판에 대해서 프레스 성형이 실시되지만, 강판의 강도가 너무 높으면
① 형상 동결성이 저하된다,
② 연성이 저하하기 때문에 성형시에 크랙이나 네킹 등의 문제를 일으킨다,
라는 문제가 발생하고, 자동차 차체에 대한 고장력 강판의 적용 확대를 저지하고 있었다.
이를 타개하기 위한 수법으로서, 예컨대 외판 패널용 냉연 강판으로는, 극저탄소강을 소재로 하고, 최종적으로 고용 (固溶) 상태에서 잔존하는 C 량을 적정 범위로 제어한 강판이 알려져 있다. 이러한 종류의 강판은 프레스 성형시에는 연질로 유지되고 형상 동결성, 연성을 확보하며, 프레스 성형 후에 실시되는 170 ℃ ×20 min 정도의 도장 베이킹 공정에서 일어나는 변형 시효 경화 현상을 이용한 항복응력의 상승을 얻어, 내덴트성 (dent resistance) 을 확보하고자 하는 것이다. 이러한 종류의 강판에서는, 프레스 성형시에는 C 가 강 안에 고용되어 연질이고, 한편 프레스 성형 후에는 도장 베이킹 공정으로 프레스 성형시에 도입된 전위에 고용 C 가 고착되어 항복응력이 상승한다.
그러나, 이러한 종류의 강판에서는, 표면 결함이 되는 스트레처 스트레인의 발생을 방지하는 관점에서, 변형 시효 경화에 의한 항복응력 상승량은 낮게 억제되고 있다. 이 때문에, 실제로 부품의 경량화에 기여하는 바는 작아진다.
즉, 부품의 경량화에는 단순히 변형 시효에 의해 항복응력만 상승하는 것이 아니라, 강도 특성의 상승이 필요하다. 바꾸어 말하면, 변형 시효 후의 인장강도의 상승에 의해 부품의 강도 상승이 도모되는 것이 요구되고 있다.
한편, 외관이 그다지 문제가 되지 않는 용도에 대해서는, 고용 N 을 사용하여 베이킹 경화량을 더욱 증가시킨 강판이나, 조직을 페라이트나 마르텐사이트로 구성되는 복합 조직으로 하는 것으로 베이킹 경화성을 보다 한층 향상시킨 강판이 제안되고 있다.
예컨대, 일본 공개특허공보 소60-52528호에는, C : 0.02 ~ 0.15 %, Mn : 0.8 ~ 3.5 %, P : 0.02 ~ 0.15 %, Al : 0.10 % 이하, N : 0.005 ~ 0.025 % 를 함유하는 강을 550 ℃ 이하의 온도에서 권취하는 열간 압연과, 냉연 후의 소둔을 제어 냉각 열처리로 하는 연성 및 스폿 용접성 모두가 양호한 고강도 박강판의 제조 방법이 개시되어 있다. 일본 공개특허공보 소60-52528호에 기재된 기술로 제조된 강판 은, 페라이트와 마르텐사이트를 주체로 하는 저온 변태 생성물상으로 구성되는 혼합 조직을 가지고 연성이 우수함과 동시에, 적극적으로 첨가된 N 에 의한 도장 베이킹시의 변형 시효를 이용하여 고강도를 얻고자 하는 것이다.
그러나, 일본 공개특허공보 소60-52528호에 기재된 기술로는, 변형 시효 경화에 의한 항복응력 (YS) 의 증가량은 크지만, 인장강도 (TS) 의 증가량이 적고, 또한 항복응력 (YS) 의 증가량도 크게 흐트러지는 등, 기계적 성질의 변동도 크기 때문에, 현재 상태에서 요망되고 있는 자동차 부품의 경량화에 기여할 수 있을 만큼의 강판의 박육화를 기대할 수 없다.
또한, 일본 특허공보 평5-24979호에는 C : 0.08 ~ 0.20 %, Mn : 1.5 ~ 3.5 % 를 함유하는 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 구성되는 성분 조성을 갖고, 조직이 페라이트량 5 % 이하인 균일한 베이나이트 혹은 일부 마르텐사이트를 함유하는 베이나이트로 구성된 베이킹 경화성 고장력 냉연 박강판이 개시되어 있다. 일본 특허공보 평5-24979호에 기재된 냉연 강판은 연속 소둔 후의 냉각 과정에서 400 ~ 200 ℃ 의 온도 범위를 급냉으로 하고, 그 후를 서냉으로 함으로써, 조직을 베이나이트 주체의 조직으로 하여 종래에 없던 높은 베이킹 경화량을 얻고자 하는 것이다.
그러나, 일본 특허공보 평5-24979호에 기재된 강판으로는, 도장 베이킹 후에 항복 강도가 상승하여 종래에 없던 높은 베이킹 경화량이 얻어지지만, 인장강도까지는 상승시킬 수 없고, 강도 부재에 적용한 경우, 성형 후의 내피로 특성, 내충격 특성의 향상을 기대할 수 없다. 이 때문에, 내피로 특성, 내충격성 등이 크게 요구되는 용도에 대한 적용이 불가능하다는 문제가 남아 있었다.
프레스 성형 후에 열처리를 실시하고, 항복응력뿐만 아니라 인장강도도 상승시키고자 하는 강판이, 열연 강판이기는 하지만 제안되고 있다.
예컨대, 일본 특허공보 평8-23048호에는, 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 재가열하고, 850 ~ 900 ℃ 에서 마무리 압연을 종료하는 열간 압연을 실시하며, 이어서 15 ℃/s 이상의 냉각 속도에서 150 ℃ 미만의 온도까지 냉각하여 권취하고, 페라이트와 마르텐사이트를 주체로 하는 복합 조직으로 하는, 열연 강판의 제조 방법이 제안되어 있다. 그러나, 일본 특허공보 평8-23048호에 기재된 기술로 제조된 강판에서는, 변형 시효 경화에 의해 항복응력과 함께 인장강도가 증가하지만, 150 ℃ 미만이라는 매우 낮은 권취온도에서 권취하기 때문에, 기계적 특성의 변동이 크다는 문제가 있었다. 또한, 프레스 성형 - 도포 베이킹 처리 후의 항복응력의 증가량의 편차가 크고, 또한 구멍 확장률 (hole expanding ratio; λ) 이 낮고, 신장 플랜지 가공성이 저하하여 프레스 성형성이 부족하다는 문제도 있었다.
또한, 비교적 높은 항복응력을 갖는 고장력 강판으로서는, Ti, Nb, V 등의 탄질화물 형성 원소를 첨가하고, 이들의 미세한 석출물에 의해 강화되는, 소위 석출 강화강이 있지만, 열연 권취 후에 충분하게 보열하는 공정을 거치는 열연 강판은 여하튼, 냉연 강판에 있어서는 단시간의 연속 소둔 공정에서는 충분한 석출을 진행시키는 것을 곤란하고, 높은 항복비 (인장강도에 대한 항복응력의 비율 : YS/TS) 를 갖는 강판을 제조하는 것은 곤란하였다. 특히, 용접성을 고려하여 저 C 화 하고자 하면, C 량이 낮은 영역에서는 석출물 그 자체의 양이 감소하기 때문인지, 고항복비를 얻는 것이 한층 더 어려워진다는 문제도 있었다.
또한, 상기한 종래의 강판에서는, 단순한 인장 시험에 의한 도장 베이킹 처리 후의 강도 평가에서는 우수하지만, 실제 프레스 조건에 따라서 소성 변형시켰을 때의 강도에 큰 편차가 존재하고, 신뢰성이 요구되는 부품에 적용하기 위해서는 반드시 충분하다고는 말할 수 없었던 것이다.
본 발명은 상기한 종래 기술의 한계를 극복하고, 높은 성형성과 안정된 품질 특성을 가지며, 자동차 부품으로 성형한 후에 자동차 부품으로서 충분한 강도가 얻어져 자동차 차체의 경량화에 충분하게 기여할 수 있는, 변형 시효 경화특성이 우수한 고장력 냉연 강판 및 이들 강판을 공업적으로 저렴하게, 또한 형상을 변형시키지 않고 제조할 수 있는 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 본 발명에서의 변형 시효 경화특성은 인장 변형 5 % 의 사전 변형 후, 170 ℃ 의 온도로 20 분 유지하는 시효 조건에서, BH 량이 80 ㎫ 이상, △TS 가 40 ㎫ 이상을 목표로 한다.
또한, 특히 비교적 작은 변형이 부여되는 부품에 대해서도 유리하게 적용할 수 있기 때문에, 원판 상태에서의 항복응력을 높여 부품 강도의 안정화를 꾀하기 위해서 항복비 0.7 이상의 고항복비형 고장력 냉연 강판으로 하는 것도 본 발명의 목적으로 한다.
본 발명자들은 상기 과제를 달성하기 위해서, 조성 및 제조 조건을 다양하게 변화시켜 강판을 제조하고, 많은 재질 평가 실험을 실시하였다. 그 결과, 고가공성이 요구되는 분야에서는 종래 그다지 적극적으로 이용되지 않던 N 을 강화 원소로 하고, 이 강화 원소의 작용에 의해 발현되는 큰 변형 시효 경화 현상을 유리하게 활용함으로써, 성형성의 향상과 성형 후의 고강도화를 용이하게 양립시킬 수 있는 것을 발견하였다.
또한, 본 발명자들은 N 에 의한 변형 시효 경화 현상을 유리하게 활용하기 위해서는, N 에 의한 변형 시효 경화 현상을 자동차의 도장 베이킹 조건, 혹은 더욱 적극적으로 성형 후의 열처리 조건과 유리하게 결합시킬 필요가 있고, 그 때문에 열연 조건이나 냉연, 냉연 소둔 조건을 적정화하여, 강판의 미시 조직과 고용 N 량을 어떤 범위로 제어하는 것이 유효하다는 것을 발견하였다. 또한, N 에 의한 변형 시효 경화 현상을 안정적으로 발현시키기 위해서는, 조성 면에서 특히 Al 함유량을 N 함유량에 따라 제어하는 것이 중요하다는 것도 발견하였다. 또한, 본 발명자들은 강판의 미시 조직을, 페라이트를 주요 상으로 하고 평균 입경을 10 ㎛ 이하로 함으로써, 종래 문제였던 실온 시효 열화의 문제도 없이 N 을 충분하게 활용할 수 있는 것을 발견하였다.
또한, 본 발명자들은 강판의 미시 조직을 페라이트를 주요 상으로 하고, 제 2 상으로서 마르텐사이트상을 면적율로 3 % 이상 함유하는 조직으로 함으로써 저항복비를 달성할 수 있고, 연성, 가공성이 향상됨과 동시에, N 에 의해 발현되는 변형 시효 경화 현상을 유리하게 이용하여 가공 후의 강도가 증가하며, 부품 특성으 로서의 내충격 특성을 개선할 수 있는 것을 발견하였다.
즉, 본 발명자들은 N 을 강화 원소로서 사용하고, Al 함유량을 N 함유량에 따라 적정한 범위로 제어함과 동시에, 열연 조건이나 냉연, 냉연 소둔 조건을 적정화하여 미시 조직과 고용 N 을 최적화함으로써, 종래의 고용 강화형 C-Mn 계 강판, 석출 강화형 강판에 비교하여 훨씬 우수한 성형성과, 상기한 종래의 강판에 없는 변형 시효 경화특성을 갖는 강판이 얻어지는 것을 발견한 것이다.
또한, 추가로 본 발명자들은 N 을 강화 원소로서 사용하고, Al 함유량을 N 함유량에 따라 적정한 범위로 제어함과 동시에, 열연 조건이나 냉연, 냉연 소둔 조건을 적정화하여 미시 조직과 고용 N (고용 상태의 N), 석출 Nb (석출 상태의 Nb) 를 최적화함으로써, 종래의 고용 강화형 C-Mn 계 강판, 석출 강화형 강판에 비교하여 훨씬 우수한 성형성과, 0.7 이상으로 고위 (高位) 에 달하는 항복비와, 상기한 종래의 강판에 없는 변형 시효 경화특성을 갖는 강판이 얻어지는 것을 발견한 것이다.
여기서, 주요 상은 페라이트이고, 잔부는 펄라이트 주체의 조직으로 하지만, 면적율 2 % 이하의 베이나이트 혹은 마르텐사이트는 허용된다. 또한, 페라이트상을 석출 강화하기 위해서는, 후술하는 방법으로 분석되는 석출 Nb 량이 0.005 % 이상인 것이 바람직하다.
또한, 본 발명의 강판은, 단순한 인장 시험에 의한 도장 베이킹 처리 후의 강도가 종래의 강판보다도 높고, 또한 실제 프레스 조건에 따라 소성 변형시켰을 때의 강도의 편차가 작아 안정된 부품 강도 특성이 얻어진다. 예컨대, 변형이 크게 가해져 판 두께가 감소한 부분은, 다른 부분보다 경화대가 크고 (판 두께) ×(강도) 라는 적재 하중 능력으로 평가하면 균일화하는 방향이며, 부품으로서의 강도는 안정되는 것이다.
본 발명은 상기한 발견에 의거하고, 더욱 검토를 거듭하여 완성된 것이다.
즉, 제 1 본 발명에서는, 질량% 로, C : 0.15 % 이하, Si : 2.0 % 이하, Mn : 3.0 % 이하, P : 0.08 % 이하, S : 0.02 % 이하, Al : 0.02 % 이하, N : 0.0050 ~ 0.0250 % 를 함유하고, 또한 N/Al 이 0.3 이상, 고용 상태의 N 을 0.0010 % 이상 함유하며, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 구성되는 조성과, 평균 결정 입경 10 ㎛ 이하의 페라이트상을 면적율로 50 % 이상 함유하는 조직을 갖는 것을 특징으로 하는, 인장강도 440 ㎫ 이상에서 변형 시효 경화특성이 우수한, 바람직하게는 판 두께 3.2 mm 이하의 고장력 냉연 강판으로서, 또한 제 1 본 발명에서는, 상기 조성에 부가하여 추가로, 질량% 로, 다음의 a 군 ~ d 군 :
a 군 : Cu, Ni, Cr, Mo 중의 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 1.0 % 이하,
b 군 : Nb, Ti, V 중의 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0.1 % 이하,
c 군 : B 를 0.0030 % 이하,
d 군 : Ca, REM 중의 1 종 또는 2 종을 합계로 0.0010 ~ 0.010 % 의 1 군 또는 2 군 이상을 함유하는 것이 바람직하다.
또한, 제 1 본 발명에서는, 상기한 고장력 냉연 강판에 전기 도금 또는 용융 도금을 실시해도 된다.
또한, 제 2 본 발명에서는, 질량% 로, C : 0.15 % 이하, Si : 2.0 % 이하, Mn : 3.0 % 이하, P : 0.08 % 이하, S : 0.02 % 이하, Al : 0.02 % 이하, N : 0.0050 ~ 0.0250 % 를 함유하고, 또한 N/Al 이 0.3 이상인 조성을 갖는 강 슬래브를 슬래브 가열 온도 : 1000 ℃ 이상으로 가열하고 조압연하여 시트바아로 하며, 상기 시트바아에 마무리 압연 출구측 온도 : 800 ℃ 이상으로 하는 마무리 압연을 실시하고, 마무리 압연 후, 바람직하게는 0.5 초 이내에 냉각을 개시하여 냉각 속도 : 40 ℃/s 이상에서 급냉하며, 권취온도 : 650 ℃ 이하에서 권취하여 열연판으로 하는 열간 압연 공정과, 상기 열연판에 산 세정 및 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 하는 냉간 압연 공정과, 상기 냉연판에 재결정 온도 이상 900 ℃ 이하의 온도에서 유지 시간 : 10 ~ 60 초 로 하는 소둔을 실시하고, 이어서 500 ℃ 이하의 온도 영역까지 냉각 속도 : 10 ~ 300 ℃/s 에서 냉각하는 1 차 냉각과, 이어서 상기 1 차 냉각의 정지 온도 이하 400 ℃ 이상의 온도 영역에서의 체류 시간을 300 초 이하로 하는 2 차 냉각을 실시하는 냉연판 소둔 공정을 순차적으로 실시하는 것을 특징으로 하는, 인장강도 440 ㎫ 이상에서 변형 시효 경화특성이 우수한 고장력 냉연 강판의 제조 방법이고, 또한 제 2 본 발명에서는, 상기 냉연판 소둔 공정에 이어서 또한, 신장율 : 1.0 ~ 15 % 의 조질 압연 또는 레벨러 가공을 실시하는 것이 바람직하다.
또한, 제 2 본 발명에서는, 상기 조압연과 상기 마무리 압연 사이에서, 인접하는 시트바아끼리를 접합하는 것이 바람직하다. 또한, 제 2 본 발명에서는, 상기 조압연과 상기 마무리 압연 사이에서, 상기 시트바아의 폭 단부를 가열하는 시트바아 에지 히터, 상기 시트바아의 길이 단부를 가열하는 시트바아 히터 중의 하나 또는 모두를 사용하는 것이 바람직하다.
제 3 본 발명에서는, 질량% 로, C : 0.15 % 이하, Si : 2.0 % 이하, Mn : 3.0 % 이하, P : 0.08 % 이하, S : 0.02 % 이하, Al : 0.02 % 이하, N : 0.0050 ~ 0.025 %, Nb : 0.007 ~ 0.04 % 를 함유하고, 또한 N/Al 이 0.3 이상, 고용 상태의 N 을 0.0010 % 이상 함유하며, 추가로 석출 상태의 Nb 를 0.005 % 이상 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 구성되는 조성과, 평균 결정 입경 10 ㎛ 이하인 페라이트상을 면적율로 50 % 이상 함유하며, 잔부는 펄라이트 주체가 되는 조직을 갖는 것을 특징으로 하는, 인장강도 440 ㎫ 이상, 항복비 0.7 이상에서 변형 시효 경화특성이 우수한, 바람직하게는 판 두께 3.2 mm 이하의 고항복비형 고장력 냉연 강판이고, 또한, 제 3 본 발명에서는, 상기 조성에 부가하여 추가로, 질량% 로, 다음의 a 군 ~ d 군 :
a 군 : Cu, Ni, Cr, Mo 중의 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 1.0 % 이하,
b 군 : Ti, V 중의 1 종 또는 2 종을 합계로 0.1 % 이하,
c 군 : B 를 0.0030 % 이하,
d 군 : Ca, REM 중의 1 종 또는 2 종을 합계로 0.0010 ~ 0.010 % 의 1 군 또는 2 군 이상을 함유하는 것이 바람직하다.
또한, 제 4 본 발명에서는, 질량% 로, C : 0.15 % 이하, Si : 2.0 % 이하, Mn : 3.0 % 이하, P : 0.08 % 이하, S : 0.02 % 이하, Al : 0.02 % 이하, N : 0.0050 ~ 0.025 %, Nb : 0.007 ~ 0.04 % 를 함유하고, 또한 N/Al 이 0.3 이상인 조성을 갖는 강 슬래브를, 슬래브 가열 온도 : 1100 ℃ 이상으로 가열하고, 조압연하 여 시트바아로 하며, 상기 시트바아에 마무리 압연 최종 패스의 압하율 : 25 % 이상, 마무리 압연 출구측 온도 : 800 ℃ 이상으로 하는 마무리 압연을 실시하고, 마무리 압연 후, 바람직하게는 0.5 초 이내에 냉각을 개시하여 냉각 속도 : 40 ℃/s 이상에서 급냉하며, 권취온도 : 650 ℃ 이하에서 권취하여 열연판으로 하는 열간 압연 공정과, 상기 열연판에 산 세정 및 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 하는 냉간 압연 공정과, 상기 냉연판에 재결정 온도 이상 900 ℃ 이하의 온도에서 유지 시간 : 10 ~ 90 초 로 하는 소둔을 실시하고, 이어서, 600 ℃ 이하의 온도 영역까지 냉각 속도 : 70 ℃/s 이하에서 냉각하는 냉연판 소둔 공정을 순차적으로 실시하는 것을 특징으로 하는 인장강도 440 ㎫ 이상, 항복비 0.7 이상에서 변형 시효 경화특성이 우수한 고장력 냉연 강판의 제조 방법이고, 또 제 4 본 발명에서는, 상기 냉연판 소둔 공정에 이어서 추가로, 신장율 : 1.5 ~ 15 % 의 조질 압연 또는 레벨러 가공을 실시하는 것이 바람직하다.
제 4 본 발명에서는, 상기 조압연과 상기 마무리 압연 사이에서, 인접하는 시트바아 끼리를 접합하는 것이 바람직하다. 또, 제 4 본 발명에서는, 상기 조압연과 상기 마무리 압연 사이에서, 상기 시트바아의 폭 단부를 가열하는 시트바아 에지 히터, 상기 시트바아의 길이 단부를 가열하는 시트바아 히터 중의 하나 또는 모두를 사용하는 것이 바람직하다.
제 5 본 발명에서는, 질량% 로, C : 0.15 % 이하, Mn : 3.0 % 이하, S : 0.02 % 이하, Al : 0.02 % 이하, N : 0.0050 ~ 0.0250 % 를 함유하고, 추가로 Mo : 0.05 ~ 1.0 %, Cr : 0.05 ~ 1.0 % 중의 1 종 또는 2 종을 함유하며, 또한, N/Al 이 0.3 이상, 고용 상태인 N 을 0.0010 % 이상 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 구성되는 조성과, 평균 결정 입경 10 ㎛ 이하인 페라이트상을 면적율로 50 % 이상 함유하고, 추가로 마르텐사이트상을 면적율로 3 % 이상 함유하는 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 변형 시효 경화특성, 가공성, 내충격 특성이 우수한 인장강도 440 ㎫ 이상의, 바람직하게는 판 두께 3.2 mm 이하의 고장력 냉연 강판이고, 또, 제 5 본 발명에서는, 상기 조성에 부가하여 추가로, 질량% 로, 다음의 e 군 ~ h 군의 1 군 또는 2 군 이상을 함유하는 것이 바람직하다.
e 군 : Si : 0.05 ~ 1.5 %, P : 0.03 ~ 0.15 %, B : 0.0003 ~ 0.01 % 중의 1 종 또는 2 종 이상,
f 군 : Nb : 0.01 ~ 0.1 %, Ti : 0.01 ~ 0.2 %, V : 0.01 ~ 0.2 % 중의 1 종 또는 2 종 이상,
g 군 : Cu : 0.05 ~ 1.5 %, Ni : 0.05 ~ 1.5 % 중의 1 종 또는 2 종,
h 군 : Ca, REM 중의 1 종 또는 2 종을 합계로 0.0010 ~ 0.010 %.
또한, 제 6 본 발명에서는, 질량% 로, C : 0.15 % 이하, Mn : 3.0 % 이하, S : 0.02 % 이하, Al : 0.02 % 이하, N : 0.0050 ~ 0.0250 % 를 함유하고, 추가로 Mo : 0.05 ~ 1.0 %, Cr : 0.05 ~ 1.0 % 중의 1 종 또는 2 종을 함유하며, 또한 N/Al 이 0.3 이상이고, 혹은 추가로 다음의 e 군 ~ h 군 :
e 군 : Si : 0.05 ~ 1.5 %, P : 0.03 ~ 0.15 %, B : 0.0003 ~ 0.01 % 중의 1 종 또는 2 종 이상,
f 군 : Nb : 0.01 ~ 0.1 %, Ti : 0.01 ~ 0.2 %, V : 0.01 ~ 0.2 % 중의 1 종 또는 2 종 이상,
g 군 : Cu : 0.05 ~ 1.5 %, Ni : 0.05 ~ 1.5 % 중의 1 종 또는 2 종,
h 군 : Ca, REM 중의 1 종 또는 2 종을 합계로 0.0010 ~ 0.010 %
중의 1 군 또는 2 군 이상을 함유하는 조성을 갖는 강 슬래브를, 슬래브 가열 온도 : 1000 ℃ 이상으로 가열하고, 조압연하여 시트바아로 하며, 상기 시트바아에 마무리 압연 출구측 온도 : 800 ℃ 이상으로 하는 마무리 압연을 실시하고, 권취온도 : 750 ℃ 이하에서 권취하여 열연판으로 하는 열간 압연 공정과, 상기 열연판에 산 세정 및 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 하는 냉간 압연 공정과, 상기 냉연판에 (Ac1 변태점) ~ (Ac3 변태점) 의 온도에서 유지 시간 : 10 ~ 120 초 로 하는 소둔을 실시하고, 이어서 600 ~ 300 ℃ 사이의 평균 냉각 속도를 다음의 (1) 또는 (2) 식,
B < 0.0003 % 인 경우
log CR = - 1.73〔Mn + 2.67Mo + 1.3Cr + 0.26Si + 3.5P + 0.05Cu + 0.05Ni〕+ 3.95 ……(1)
B ≥0.0003 % 인 경우
log CR = - 1.73〔Mn + 2.67Mo + 1.3Cr + 0.26Si + 3.5P + 0.05Cu + 0.05Ni〕+ 3.40 ……(2)
(여기에, CR : 냉각 속도 (℃/s), Mn, Mo, Cr, Si, P, Cu, Ni : 각 원소 함유량 (질량%))
에서 정의되는 임계 냉각 속도 (CR) 이상으로 하여 냉각을 실시하는 냉연판 소둔 공정을 순차적으로 실시하는 것을 특징으로 하는 변형 시효 경화성, 가공성, 내충격 특성이 우수하며, 인장강도 : 440 ㎫ 이상을 갖는 고장력 냉연 강판의 제조 방법이고, 또, 제 6 본 발명에서는, 상기 마무리 압연 후, 0.5 초 이내에 냉각을 개시하고, 냉각 속도 : 40 ℃/s 이상에서 급냉하여 상기 권취를 실시하는 것이 바람직하다. 또한, 제 6 본 발명에서는, 상기 냉연 강판 소둔 공정에 이어서 추가로, 신장율 : 1.0 ~ 15 % 의 조질 압연 또는 레벨러 가공을 실시하는 것이 바람직하다.
우선, 본 발명 강판의 조성 한정 이유에 대해서 설명한다. 또한, 질량% 는 이하, 간단히 % 라고 한다.
C : 0.15 % 이하
C 는 강판의 강도를 증가시키는 원소로서, 또한 본 발명의 중요한 구성 요건인 페라이트의 평균 입경 10 ㎛ 이하를 달성하기 위해, 또한 원하는 강도를 확보한다는 관점에서 0.005 % 이상 함유하는 것이 바람직하지만, 0.15 % 를 초과하면 강판 중의 탄화물 분율이 과대해지고, 연성이 현저하게 저하하여 성형성이 열화되며, 또한, 스폿 용접성, 아크 용접성 등이 현저하게 저하한다. 이러한 성형성 및 용접성의 관점에서 C 는 0.15 % 이하로 한정하였다. 한편, 바람직하게는 0.10 % 이하, 더욱 양호한 연성이 요구되는 용도에서는 0.08 % 이하로 하는 것이 바람직하다. 가장 양호한 연성이 요구되는 용도에서는, 0.05 % 이하로 하는 것이 바람직하다.
Si : 2.0 % 이하
Si 는 강의 연성을 현저하게 저하시키지 않는 강판을 고강도화시킬 수 있는 유용한 원소로서, 0.1 % 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, Si 는 열간 압연시에 변태점을 크게 상승시켜 품질, 형상의 확보를 곤란하게 하거나, 혹은 또한 표면 성상, 화성처리성 등 강판 표면의 미려성에 악영향을 주는 원소로서, 본 발명에서는 2.0 % 이하로 한정하였다. Si 가 2.0 % 이하이면, 병합 첨가하는 Mn 의 양을 조정하는 것으로 변태점의 현저한 상승을 억제할 수 있고, 양호한 표면 성상도 확보할 수 있다. 또한, 인장강도 TS 500 ㎫ 초급 고장력 강판에서 고연성을 확보하기 위해서는, 강도와 연성의 밸런스의 관점에서 Si 를 0.3 % 이상 함유하는 것이 보다 바람직하다.
Mn : 3.0 % 이하
Mn 은 S 에 의한 열간 크랙을 방지하는 유효한 원소로서, 함유하는 S 량에 따라 첨가하는 것이 바람직하며, 또한 Mn 은 본 발명의 중요한 구성 요건인 결정 입자의 미세화에 대해서 큰 효과가 있고, 적극적으로 첨가하여 재질 개선에 이용하는 것이 바람직하다. 또한, Mn 은 담금질성 (hardenability) 을 향상시키는 원소로서, 제 2 상으로서 마르텐사이트상을 안정적으로 형성한다는 관점에서는 적극적으로 첨가하는 것이 바람직하다. S 를 안정적으로 고정하는 관점 및 마르텐사이트상의 형성이라는 관점에서는, Mn 은 0.2 % 이상 함유하는 것이 바람직하다.
또한, Mn 은 강판 강도를 증가시키는 원소로서, TS 500 ㎫ 를 초과하는 강도 요구에 대해서는, 1.2 % 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 강도를 안정적 으로 확보하는 관점에서 보다 바람직하게는 1.5 % 이상이다. Mn 함유량을 이 레벨까지 높이면, 열연 조건을 포함하여 제조 조건의 변동에 대한 강판의 기계적 성질, 및 변형 시효 경화특성의 편차가 작아져 품질 안정성에 효과적이다.
또한, Mn 은 열간 압연시에 변태점을 내리는 기능이 있고, Si 와 함께 함유함으로써, Si 함유에 의한 변태점의 상승을 상쇄할 수 있다. 특히, 판 두께가 얇은 제품에서는, 변태점의 변동에 의해 품질ㆍ형상이 민감하게 변화하기 때문에, Mn 과 Si 의 함유량을 엄밀하게 밸런스시키는 것이 중요해진다. 이러한 이유로 Mn/Si 는 3.0 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
한편, Mn 을 3.0 % 를 초과하여 다량으로 함유하면, 강판의 열간 변형 저항이 증가하는 경향이 생기고, 스폿 용접성 및 용접부의 성형성이 열화하는 경향이 생기며, 또한, 페라이트의 생성이 억제되기 때문에, 연성이 현저하게 저하하는 경향이 생긴다. 이 때문에, Mn 은 3.0 % 이하로 한정하였다. 또한, 양호한 내식성과 성형성이 요구되는 용도에서는, Mn 은 2.5 % 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 양호한 내식성과 성형성이 요구되는 용도에서는, Mn 은 1.5 % 이하로 하는 것이 바람직하다.
P : 0.08 % 이하
P 는 강의 고용 강화 원소로서 유용한 원소이지만, 과잉으로 함유하면 강을 취화 (脆化) 시키고, 또한 강판의 신장 플랜지 가공성을 저하시킨다. 또한, P 는 강 중에서 편석하는 경향이 강하기 때문에 이에 기인한 용접부의 취화를 초래한다. 이 때문에, P 는 0.08 % 이하로 한정하였다. 또한, 신장 플랜지 가공 성이나 용접부 인성이 특히 중요시되는 경우는, 0.04 % 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 용접부 인성의 관점에서 0.02 % 이하이다.
S : 0.02 % 이하
S 는 강판 중에서는 개재물로서 존재하고, 강판의 연성, 나아가서는 내식성의 열화를 초래하는 원소이며, 본 발명에서는 S 는 0.02 % 이하로 한정하였다. 한편, 특히 양호한 가공성이 요구되는 용도에 있어서는, 0.015 % 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 신장 플랜지성의 요구 레벨이 높은 경우는, S 는 0.008 % 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 변형 시효 경화특성을 안정적으로 고레벨로 유지하기 위해서는, 상세한 기구는 불명확하지만, S 를 0.008 % 이하까지 저감하는 것이 바람직하다.
Al : 0.02 % 이하
Al 은 탈산제로서 작용하고, 강의 청정도를 향상시키기 위해서 유효한 원소이고, 또한 강판의 조직을 미세화하는 원소이기도 하며, 본 발명에서는 0.001 % 이상의 함유가 요구된다. 한편, 과잉의 Al 함유는 강판 표면 성상을 악화시키고, 또한 본 발명의 중요한 구성 요건인 고용 상태의 N 을 감소시켜, 변형 시효 경화 현상에 기여하는 고용 N 의 부족을 일으키며, 제조 조건이 흐트러진 경우 본 발명의 특징인 변형 시효 경화특성에 편차가 생기기 쉬워진다. 이 때문에, 본 발명에서는 Al 함유량은 0.02 % 이하로 낮게 한정하였다. 또한, 재질 안정성의 관점에서는, Al 은 0.015 % 이하로 하는 것이 바람직하다.
N : 0.0050 ~ 0.0250 %
N 은 고용 강화와 변형 시효 경화에 의해 강판의 강도를 증가시키는 원소이고, 본 발명에서 가장 중요한 원소이다. 또한, N 에는 강의 변태점을 내리는 기능도 있고, N 의 함유는 박판에서 변태점을 크게 하회한 압연이 기피되는 상황 하에서의 조업 안정화에도 유용하다. 본 발명에서는, 적량의 N 을 함유하고 제조 조건을 제어함으로써, 냉연 제품 혹은 도금 제품에서 필요 충분한 양의 고용 상태의 N 을 확보하며, 이에 따라 고용 강화와 변형 시효 경화에서의 강도 (YS, TS) 상승 효과가 충분하게 발휘되고, TS 440 ㎫ 이상, 베이킹 경화량 (BH 량) 80 ㎫ 이상, 변형 시효 처리 전후에서의 인장 강도의 증가량 △TS 40 ㎫ 이상이라는 본 발명 강판의 기계적 성질 요건을 안정적으로 만족시킬 수 있다.
N 이 0.0050 % 미만에서는, 상기의 강도 상승 효과가 안정적으로 나타나기 어렵다. 한편, N 이 0.0250 % 를 초과하면, 강판의 내부 결함 발생율이 높아짐과 동시에, 연속 주조시의 슬래브 크랙 등이 다발하게 된다. 이 때문에, N 은 0.0050 ~ 0.0250 % 의 범위로 하였다. 또한, 제조 공정 전체를 고려한 재질의 안정성ㆍ수율 향상의 관점에서는, N 은 0.070 ~ 0.0170 % 의 범위로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 본 발명 범위 내의 N 량이면, 스폿 용접, 아크 용접 등의 용접성에 대한 악영향은 전혀 없다.
고용 상태의 N : 0.0010 % 이상
냉연 제품에서 충분한 강도가 확보되고, 또한, N 에 의한 변형 시효 경화가 충분하게 발휘되기 위해서는, 강 중에 고용 상태의 N (고용 N 이라고도 함) 이 0.0010 % 이상의 양 (농도) 으로 존재할 필요가 있다.
여기서, 고용 N 량은 강 중의 전체 N 량으로부터 석출 N 량을 빼내어 구하는 것으로 한다. 또한, 석출 N 량의 분석법으로서는, 본 발명자들이 여러 가지 분석법을 비교 검토한 결과에 의하면, 정전위 전해법을 사용한 전해 추출 분석법에 의해 구하는 것이 유효하다. 또한, 추출 분석에 사용하는 지철을 용해하는 방법으로서, 산 분해법, 할로겐법 및 전해법이 있다. 이 중에서, 전해법은 탄화물, 질화물 등의 매우 불안정한 석출물을 분해시키지 않고, 안정적으로 지철만을 용해할 수 있다. 전해액으로서는 아세틸ㆍ아세톤계를 사용하여 정전위로 전해한다. 본 발명에서는 정전위 전해법을 사용하여 석출 N 량을 측정한 결과가, 실제 부품 강도와 가장 좋은 대응을 나타내었다.
이러한 점으로부터, 본 발명에서는 정전위 전해법에 의해 추출한 잔류물을 화학 분해하여 잔류물 중의 N 량을 구하고, 이것을 석출 N 량으로 한다.
또한, 높은 BH 량, △TS 를 얻기 위해서는, 고용 N 량은 0.0020 % 이상, 더욱 높은 값을 얻기 위해서는, 0.0030 % 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한 높은 BH 량, △TS 를 얻기 위해서는, 고용 N 량은 0.0050 % 이상으로 하는 것이 바람직하다.
N/Al (N 함유량과 Al 함유량의 비) : 0.3 이상
제품 상태에서, 고용 N 을 0.0010 % 이상 안정시켜 잔류시키기 위해서는, N 을 강력하게 고정하는 원소인 Al 의 양을 제한할 필요가 있다. 본 발명의 조성 범위 내의 N 함유량과 Al 함유량의 조합을 광범위하게 변화시킨 강판에 대해서 검토한 결과, 냉연 제품 및 도금 제품에서의 고용 N 을 0.0010 % 이상으로 하기 위해 서는, Al 량을 0.02 % 이하로 낮게 한정한 경우, N/Al 을 0.3 이상으로 하는 것이 필요한 것을 알 수 있었다. 즉, Al 함유량은 (N 함유량)/0.3 이하로 제한된다.
본 발명에서는, 상기한 조성에 부가하여 추가로, 다음의 a 군 ~ d 군의 1 군 또는 2 군 이상을 함유하는 것이 바람직하다.
a 군 : Cu, Ni, Cr, Mo 중의 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 1.0 % 이하,
b 군 : Nb, Ti, V 중의 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0.1 % 이하,
c 군 : B 를 0.0030 % 이하,
d 군 : Ca, REM 중의 1 종 또는 2 종을 합계로 0.0010 ~ 0.010 %,
a 군의 원소 : Cu, Ni, Cr, Mo 는 모두 강판의 강도 상승에 기여하는 원소이고, 필요에 따라 선택하여 단독 또는 복합하여 함유할 수 있다. 그러나, 함유량이 너무 많으면 열간 변형 저항이 증가하고, 혹은 화성처리성이나 광의의 표면 처리 특성이 악화되며, 용접부가 경화하여 용접부 성형성이 열화한다. 이 때문에, a 군의 원소는 합계로 1.0 % 이하로 하는 것이 바람직하다.
특히, Mo : 0.05 ~ 1.0 %, Cr : 0.05 ~ 1.0 % 중 1 종 또는 2 종을 함유시키는 이유.
Mo, Cr 은 모두 강판의 강도 상승에 기여하고, 또한 강의 담금질성을 향상시키며, 제 2 상으로서 마르텐사이트상을 생성시키기 쉽게 하는 원소이고, 마르텐사이트상을 적극적으로 얻고 싶은 경우에 단독 또는 복합하여 함유한다. 특히, Mo, Cr 은 마르텐사이트상을 미세하게 분산하는 작용을 갖고, 항복 강도를 저하시켜 저항복비를 용이하게 실현시킨다는 효과를 갖는다. 이러한 효과는, Mo, Cr 모두 0.05 % 이상의 함유에서 인정된다. 한편, Mo 를 1.0 % 초과하여 함유하면, 가공성, 표면 처리성이 저하되고 제조 비용이 상승하여 경제적으로 불리해진다. 또한, Cr 을 1.0 % 초과하여 함유하면, 도금 웨트성이 저하한다. 이 때문에, Mo 는 0.05 ~ 1.0 %, Cr 은 0.05 ~ 1.0 % 로 한정하였다.
b 군의 원소 : Nb, Ti, V 는 모두 결정 입자의 미세화ㆍ균일화에 기여하는 원소이고, 필요에 따라 선택하여 단독 또는 복합하여 함유할 수 있다. 그러나, 함유량이 너무 많으면, 열간 변형 저항이 증가하고, 화성처리성이나 광의의 표면 처리 특성이 악화된다. 이 때문에, b 군의 원소는 합계로 0.1 % 이하로 하는 것이 바람직하다.
특히, Nb : 0.007 ~ 0.04 % 를 함유시키는 이유.
Nb 는 본 발명에서는 결정 입자를 현저하게 미세화하여 YS 를 상승시켜 항복비 (YR = YS/TS) 를 0.7 이상으로 향상시킴과 동시에, N 에 의한 큰 변형 시효 경화를 발현시키는 중요한 원소의 하나이고, 이 효과를 얻기 위해서 0.007 % 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 본 발명에서는 고용 N 의 필요량을 확보하기 위해서, 다른 질화물 형성 원소와 함께 고려하면 Nb 량은 0.04 % 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
석출 상태의 Nb : 0.005 % 이상
본 발명의 Nb 첨가에서는, Nb 의 강 중에서의 존재 상태도 중요하다. 즉, 석출 상태로 존재하는 Nb (석출 Nb 라고도 함) 가 일정량 존재하는 것이, 안정된 변형 시효 경화특성을 얻고, 또한 항복비를 0.7 이상으로 하기 위해서 바람직하 다. 본 발명 범위의 Nb 첨가량이면, 적어도 0.005 % 이상의 석출 Nb 가 존재하는 것이 필요하다. Nb 의 정량은 아세틸ㆍ아세톤계의 용매를 사용한 전해 추출법에 의해 용해하여 추출하는 것으로 한다. 여러 가지 용해법이 있지만, 본 방법에서 얻은 값이 강의 변형 시효 경화특성과 가장 좋은 상관을 나타내는 것이 그 이유이다. 본 발명의 범위에서는, Nb 는 N 보다도 C 와 보다 결부되어 있는 것으로 추정되고 있지만, 상세한 것은 불명확하다.
c 군의 원소 : B 는 강의 담금질성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이고, 페라이트상 이외의 저온 변태상의 분율을 증가시켜 강의 강도를 증가시키는 목적으로 필요에 따라 함유할 수 있다. 그러나, 양이 너무 많으면, 열간 변형능이 저하하고, BN 을 생성하는 것으로 고용 N 을 저감시킨다. 이 때문에, B 는 0.0030 % 이하로 하는 것이 바람직하다.
d 군의 원소 : Ca, REM 은 모두 개재물의 형태 제어에 도움이 되는 원소이고, 특히 신장 플랜지 성형성의 요구가 있는 경우에는, 단독 또는 복합하여 함유하는 것이 바람직하다. 그 경우, d 군의 원소의 합계로, 0.0010 % 미만에서는 개재물의 형태 제어 효과가 부족하고, 한편 0.010 % 를 초과하면 표면 결함의 발생이 두드러지게 된다. 이 때문에, d 군의 원소는 합계로 0.0010 ~ 0.010 % 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다.
본 발명에서는 상기 조성에 상기한 a 군 ~ d 군 대신에 다음의 e 군 ~ h 군의 1 군 또는 2 군 이상을 함유시켜도 된다.
e 군 : Cu, Ni, Cr, Mo 중의 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 1.0 % 이하,
f 군 : Ti, V 중의 1 종 또는 2 종을 합계로 0.1 % 이하,
g 군 : B 를 0.0030 % 이하,
h 군 : Ca, REM 중의 1 종 또는 2 종을 합계로 0.0010 ~ 0.010 %,
e 군의 원소 : Cu, Ni, Cr, Mo 는 모두 강판의 큰 연성의 저하를 초래하지 않고 강도 상승에 기여하는 원소이며, 이 효과는 각각 Cu : 0.01 % 이상, Ni : 0.01 % 이상, Cr : 0.01 % 이상, Mo : 0.01 % 이상에서 인정되고, 필요에 따라 선택하여 단독 또는 복합하여 함유할 수 있다. 그러나, 함유량이 너무 많으면 열간 변형 저항이 증가하고, 혹은 화성처리성이나 광의의 표면 처리 특성이 악화하며, 용접부가 경화하여 용접부 성형성이 열화한다. 이 때문에, e 군의 원소는 합계로 1.0 % 이하로 하는 것이 바람직하다.
f 군의 원소 : Ti, V 는 모두 결정 입자의 미세화ㆍ균일화에 기여하는 원소이고, 이 효과는 Ti : 0.002 % 이상, V : 0.002 % 이상에서 인정되며, 필요에 따라 선택하여 단독 또는 복합하여 함유할 수 있다. 그러나, 함유량이 너무 많으면, 열간 변형 저항이 증가하고, 화성처리성이나 광의의 표면 처리 특성이 악화한다. 이 때문에, f 군의 원소는 합계로 0.1 % 이하로 하는 것이 바람직하다.
g 군의 원소 : B 는 담금질성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이고, 페라이트상 이외의 저온 변태상의 분율을 증가시키며, 강의 강도를 증가시키는 목적에서 필요에 따라 함유할 수 있다. 이 효과는 B : 0.0002 % 이상의 첨가에서 인정된다. 그러나, 양이 너무 많으면 열간 변형능이 저하하고, BN 을 생성하는 것으로 고용 N 을 저감시킨다. 이 때문에, B 는 0.0030 % 이하로 하는 것이 바람직 하다.
h 군의 원소 : Ca, REM 은 모두 개재물의 형태 제어에 도움이 되는 원소이고, 특히 신장 플랜지 성형성의 요구가 있는 경우에는, 단독 또는 복합하여 함유하는 것이 바람직하다. 그 경우, h 군의 원소의 합계로 0.0010 % 미만에서는 개재물의 형태 제어 효과가 부족하고, 한편 0.010 % 를 초과하면 표면 결함의 발생이 두드러지게 된다. 이 때문에, h 군의 원소는 합계로 0.0010 ~ 0.010 % 의 범위로 하는 것이 바람직하다.
다음에, 본 발명 강판의 조직에 대해서 설명한다.
페라이트상의 면적율 : 50 % 이상
본 발명의 냉연 강판은 고도의 가공성이 요구되는 자동차용 강판 등의 용도를 목적으로 하고 있고, 연성을 확보하기 위해서 페라이트상을 면적율로 50 % 이상 함유하는 조직으로 한다. 페라이트상의 면적율이 50 % 미만에서는, 고도의 가공성이 요구되는 자동차용 강판으로서 필요한 연성을 확보하는 것이 곤란해진다. 또한, 추가로 양호한 연성이 요구되는 경우는, 페라이트상의 면적율은 75 % 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 본 발명에서 말하는 페라이트는 통상의 의미의 페라이트 (폴리고날 페라이트 (polygonal ferrite)) 뿐만 아니라, 탄화물을 함유하지 않는 베이니틱 페라이트 (bainitic ferrite), 아시큘러 페라이트 (acicular ferrite) 도 함유하는 것으로 한다.
또한, 페라이트상 이외의 상은 특별히 한정되지 않지만, 강도를 높이는 관점에서는 베이나이트, 마르텐사이트의 단상 혹은 혼합상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 본 출원의 성분 범위 및 제조 방법에서는, 잔류 오스테나이트가 3 % 미만 형성 출현하는 경우도 있다.
YS 를 상승시켜 항복비 (YR = YS/TS) 를 0.7 이상으로 향상시킴과 동시에, N 에 의한 큰 변형 시효 경화를 발현시키기 위해서는 페라이트상 이외의 상 (제 2 상) 은 본 발명에서는 펄라이트를 주체로 하는 조직, 즉 펄라이트 단상으로 구성되는 조직, 혹은 면적율로 2 % 이하의 베이나이트 혹은 마르텐사이트를 함유하고 잔부는 펄라이트로 구성되는 조직으로 하는 것이 바람직하다.
한편, 마르텐사이트상을 미세하게 분산시키고, 항복 강도를 저하시켜 저항복비를 용이하게 실현시키는 본 발명 강판의 조성은, 페라이트상을 주요 상으로 하고, 제 2 상으로서 마르텐사이트상을 함유하는 미시 조직이다. 또한, 페라이트상의 면적율이 97 % 를 초과하면, 복합 조직으로서의 효과를 기대할 수 없게 된다.
마르텐사이트상의 면적율 : 3 % 이상
제 2 상으로서의 마르텐사이트상은, 주요 상인 페라이트상의 주로서 입계에 분산되어 존재한다. 마르텐사이트는 경질상이고, 조직 강화에 의해 강판 강도를 증가시키는 작용을 갖는다. 또한, 변태시에 가동 전위의 발생을 수반하기 때문에, 연성 향상이나 강판의 항복비를 저하시키는 작용을 갖는다. 이들 효과는 마르텐사이트가 3 % 이상 존재했을 때에 현저해진다. 또한, 30 % 를 초과하여 존재하면 연성의 저하라는 문제가 있다. 이 때문에, 제 2 상으로서의 마르텐사이트는 3 % 이상 30 % 이하, 바람직하게는 20 % 이하로 한다. 또한, 제 2 상으로서는, 이러한 양의 마르텐사이트 이외에, 베이나이트를 10 % 이하 함유해도 전혀 문제는 없다.
페라이트상의 평균 결정 입경 : 10 ㎛ 이하
본 발명에서는, 결정 입경으로서, 단면 조직 사진으로부터 ASTM 에 규정된 구적법에 의해 산출한 값과, 단면 조직 사진으로부터 ASTM 에 규정된 절단법에 의해 구한 공칭 입경 (예컨대, 우메모토 등 : 열처리, 24 (1984), 334 참조) 중, 어느 하나 큰 쪽을 채용한다.
본 발명의 냉연 강판은 제품으로서 소정량의 고용 N 을 확보하고 있지만, 본 발명자들의 실험ㆍ검토 결과에 의하면, 고용 N 량을 일정하게 유지해도 페라이트상의 평균 결정 입경이 10 ㎛ 를 초과하면 변형 시효 경화특성에 큰 편차가 생기는 것이 판명되었다. 또한, 실온에서 보관한 경우의 기계적 특성의 열화도 현저해진다. 이 상세한 기구는 현재는 불명확하지만, 변형 시효 경화특성의 편차의 원인의 하나가 결정 입경이고, 결정 입계에 대한 합금 원소의 편석과 석출, 나아가서 이들에 미치는 가공, 열처리의 영향에 관계하는 것으로 추정된다. 따라서, 변형 시효 경화특성의 안정화를 도모하기 위해서는, 페라이트상의 평균 결정 입경을 10 ㎛ 이하로 할 필요가 있다. 또한, BH 량 및 △TS 량의 한층 더한 증가를 안정적으로 얻기 위해서는, 페라이트의 평균 결정 입경은 8 ㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다.
상기한 조성과 조직을 갖는 본 발명의 냉연 강판은, 인장강도 (TS) 가 440 ㎫ 이상에서 변형 시효 경화특성이 우수한 냉연 강판이고, 가공성, 내충격 특성이 우수한 냉연 강판이다.
TS 가 440 ㎫ 를 하회하는 강판으로는, 구조 부재적인 요소를 갖는 부재에 넓게 적용할 수 없다. 또한, 추가로 적용 범위를 넓히기 위해서는 TS 는 500 ㎫ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
본 발명에서, 「변형 시효 경화특성이 우수한」이란, 상기한 바와 같이 인장 변형 5 % 의 사전 변형 후, 170 ℃ 의 온도로 20 분 유지하는 조건으로 시효 처리했을 때, 이 시효 처리 전후의 변형 응력 증가량 (BH 량이라 함 ; BH 량 = 시효 처리 후의 항복응력 - 시효 처리 전의 사전 변형 응력) 이 80 ㎫ 이상이고, 또한 변형 시효 처리 (상기 사전 변형 + 상기 시효 처리) 전후의 인장강도 증가량 (△TS 이라 함 ; △TS = 시효 처리 후의 인장강도 - 사전 변형 전의 인장강도) 이 40 ㎫ 이상인 것을 의미한다.
변형 시효 경화특성을 규정하는 경우, 사전 변형량이 중요한 인자가 된다. 본 발명자들은, 자동차용 강판에 적용되는 변형 양식을 상정하여 변형 시효 경화특성에 미치는 사전 변형량의 영향에 대해서 조사하고, 그 결과 ① 상기 변형 양식에서의 변형 응력은, 매우 깊은 드로잉 가공의 경우를 제외하고, 대체로 1 축 상당 변형 (인장 변형) 량으로 정리할 수 있는 것, ② 실제 부품에서는 이 1 축 상당 변형량이 대체로 5 % 를 상회하고 있는 것, ③ 부품 강도가 사전 변형 5 % 의 변형 시효 처리 후에 얻어지는 강도 (YS 및 TS) 와 자주 대응하는 것을 밝혀내었다. 이 발견을 기초로, 본 발명에서는 변형 시효 처리의 사전 변형을 인장 변형 5 % 로 정하였다.
종래의 도장 베이킹 처리 조건은 170 ℃ ×20 min 가 표준으로서 채용되고 있다. 또한, 다량의 고용 N 을 함유하는 본 발명 강판에 5 % 이상의 변형이 부가되는 경우는, 보다 완화된 (저온측의) 처리로도 경화가 달성되고, 바꾸어 말하면, 시효 조건을 보다 폭넓게 취하는 것이 가능하다. 또한, 일반적으로 경화량을 확보하기 위해서는 과도한 시효로 연화시키지 않는 한, 보다 고온에서, 보다 장시간 유지하는 것이 유리하다.
구체적으로 설명하면, 본 발명 강판에서는 사전 변형 후에 경화가 현저해지는 가열 온도의 하한은 대체로 100 ℃ 이다. 한편, 가열 온도가 300 ℃ 를 초과하면 경화가 한계점에 도달하게 되고, 400 ℃ 에서는 반대로 점점 연화하는 경향이 나타나는 것 외에, 열 변형이나 탬퍼 칼라의 발생이 두드러지게 된다. 또한, 유지 시간에 대해서는 가열 온도 200 ℃ 정도일 때 대체로 30 초 정도 이상으로 하면 대략 충분한 경화가 달성된다. 또한, 큰 안정된 경화를 얻기 위해서는 유지 시간 60 초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, 20 분을 초과하는 유지에서는, 한층 더한 경화를 바랄 수 없을 뿐만 아니라, 생산 효율도 현저하게 저하하여 실용면에서는 불리하다.
이상으로부터, 본 발명에서는 시효 처리 조건으로서 종래의 도장 베이킹 처리 조건의 가열 온도인 170 ℃, 유지 시간을 20 분으로 평가한다고 정하였다. 종래의 도장 베이킹형 강판으로는, 충분한 경화가 달성되지 않는 저온 가열ㆍ단시간 유지의 시효 처리 조건 하에서도, 본 발명 강판으로는 큰 경화가 안정적으로 달성된다. 또한, 가열의 방법은 특별히 제한되지 않고, 통상의 도장 베이킹에 채용되고 있는 로에 의한 분위기 가열 외에, 예컨대 유도 가열이나 무산화염, 레이 저, 플라즈마 등에 의한 가열 등의 어느 하나라도 바람직하게 사용할 수 있다.
자동차용 부품 강도는 외부로부터의 복잡한 응력 부하에 저항할 수 있을 필요가 있고, 게다가 소재 강판에서는 작은 변형 영역에서의 강도 특성뿐만 아니라 큰 변형 영역에서의 강도 특성도 중요해진다. 본 발명자들은 이 점에 감안하여, 자동차 부품의 소재가 될만한 본 발명 강판의 BH 량을 80 ㎫ 이상으로 함과 동시에, △TS 량을 40 ㎫ 이상으로 한다. 또한, 보다 바람직하게는, BH 량 100 ㎫ 이상, △TS 50 ㎫ 이상으로 한다. BH 량과 △TS 량을 보다 크게 하기 위해서는, 시효 처리시의 가열 온도를 보다 고온측에, 및/또는 유지 시간을 보다 장시간측에 설정하면 된다.
또한, 본 발명 강판은 성형 가공되지 않은 상태에서는, 실온에서 1 년 정도의 장시간 방치되어도 시효 열화 (YS 가 증가하고 또한 E1 (신장) 이 감소하는 현상) 는 일어나지 않는다는 종래에 없는 이점이 갖추어져 있다.
그런데, 본 발명의 효과는 제품 판 두께가 비교적 두꺼운 경우에도 발휘될 수 있지만, 제품 판 두께가 3.2 mm 를 초과하는 경우에는 냉연판 소둔 공정에서 필요 충분한 냉각 속도를 확보할 수 없고, 연속 소둔시에 변형 시효가 생겨 제품으로서 목표로 하는 변형 시효 경화특성이 얻기 어려워진다. 따라서, 본 발명 강판의 판 두께는 3.2 mm 이하로 하는 것이 바람직하다.
또한, 본 발명에서는 상기한 본 발명 냉연 강판의 표면에 전기 도금 또는 용융 도금을 실시해도 전혀 문제는 없다. 이들 도금 강판도, 도금 전과 동일한 정도의 TS, BH 량, △TS 량을 나타낸다. 도금의 종류로서는, 전기 아연 도금, 용융 아연 도금, 합금화 용융 아연 도금, 전기 주석 도금, 전기 크롬 도금, 전기 니켈 도금 등, 어느 하나라도 바람직하게 적용할 수 있다.
다음에, 본 발명 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다.
본 발명 강판은, 기본적으로 상기한 범위 내의 조성을 갖는 강 슬래브를 가열 후 조압연하여 시트바아로 하고, 상기 시트바아에 마무리 압연을 실시하며, 마무리 압연 후 냉각하고 권취하여 열연판으로 하는 열간 압연 공정과, 상기 열연판에 산 세정 및 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 하는 냉간 압연 공정과, 상기 냉연판에 연속 소둔을 실시하는 냉연판 소둔 공정을 순차적으로 실시함으로써 제조된다.
본 발명의 제조 방법에서 사용하는 슬래브는, 성분의 거시적인 편석을 방지하기 위해서 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하지만, 조괴법 (造塊法), 박형 슬래브 연속 주조법으로 제조해도 된다. 또한, 슬래브를 제조 후 일단 실온까지 냉각하여 재차 가열하는 통상 프로세스 외에, 냉각하지 않고 온편 (溫片) 인 채로 가열로에 삽입한 후 압연하는 직송 압연, 혹은 약간의 보열을 실시한 후에 바로 압연하는 직접 압연 등의 에너지 절감 프로세스도 문제없이 적용할 수 있다. 특히, 고용 상태의 N 을 유효하게 확보하기 위해서는, N 의 석출이 지연되는 직송 압연은 유용한 기술의 하나이다.
우선, 열간 압연 공정 조건의 한정 이유에 대해서 설명한다.
슬래브 가열 온도 : 1000 ℃ 이상
슬래브 가열 온도는 초기 상태로서 필요 충분한 고용 N 량을 확보하고, 제품 에서의 고용 N 량의 목표값 (0.0010 % 이상) 을 만족하기 위해서, 1000 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 1100 ℃ 이상으로 하여 탄질화물의 용체화를 촉진시킨 쪽이 고용 N 을 확보하기 쉽고, 재질의 균일성의 확보의 면에서도 바람직하다. 또한, 산화 중량의 증가에 따른 손실의 증대를 피하는 관점에서, 슬래브 가열 온도는 1280 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
상기한 조건으로 가열된 슬래브는, 조압연에 의해 시트바아가 된다. 또한, 조압연의 조건은 특히 규정할 필요는 없고, 통상 공지의 조건에 따라 실시하면 된다. 그러나, 고용 N 의 확보라는 관점에서는 가능한한 단시간에서의 처리로 하는 것이 바람직하다.
이어서, 시트바아를 마무리 압연하여 열연판으로 한다.
또한, 본 발명에서는 조압연과 마무리 압연 사이에서, 인접하는 시트바아끼리를 접합하고, 연속적으로 마무리 압연하는 것이 바람직하다. 접합 수단으로서는, 압접법, 레이저 용접법, 전자빔 용접법 등을 사용하는 것이 바람직하다.
이에 따라, 마무리 압연 및 그 후의 냉각에서 형상의 흐트러짐을 일으키기 쉬운 비정상부 (피처리재의 선단부 및 후단부) 의 존재 비율이 감소하고, 안정 압연 길이 (동일 조건에서 압연할 수 있는 연속 길이) 및 안정 냉각 길이 (장력을 가한 채로 냉각할 수 있는 연속 길이) 가 연장되며, 제품의 형상ㆍ치수 정밀도 및 수율이 향상된다. 또한, 종래의 시트바아마다의 단발 압연에서는 통판성이나 맞물림성 등의 문제에 의해 실시가 어려웠던 박판ㆍ광폭에 대한 윤활 압연을 용이하게 실시할 수 있게 되고, 압연 하중 및 롤 면압이 저감하여 롤의 수명이 연장된다.
또한, 본 발명에서는 조압연과 마무리 압연 사이에서, 시트바아의 폭 단부를 가열하는 시트바아 에지 히터, 시트바아의 길이 단부를 가열하는 시트바아 히터의 어느 하나 또는 모두를 사용하여, 시트바아의 폭 방향 및 길이 방향의 온도 분포를 균일화하는 것이 바람직하다. 이에 따라, 강판 내의 재질 편차는 더욱 작게 할 수 있다. 시트바아 에지 히터, 시트바아 히터는 유도 가열 방식의 것으로 하는 것이 바람직하다.
사용 순서는 우선, 시트바아 에지 히터에 의해 폭 방향의 온도차를 보상하는 것이 바람직하다. 이 때의 가열량은 강 조성 등에도 의하지만, 마무리 압연 출구측에서의 폭 방향 온도 분포가 대체로 20 ℃ 이하가 되도록 설정하는 것이 바람직하다. 이어서, 시트바아 히터에 의해 길이 방향의 온도차를 보상한다. 이 때의 가열량은 길이 단부 온도가 중앙부 온도보다도 20 ~ 40 ℃ 정도 높아지도록 설정하는 것이 바람직하다.
마무리 압연 최종 패스의 압하율 : 25 % 이상
마무리 압연의 최종 패스는 강판의 미시 조직을 지배하는 중요한 인자의 하나이다. 이 패스에서 압하율 25 % 이상의 압하를 실시하는 것으로, 충분하게 변형이 축적된 미재결정 오스테나이트의 상태로부터 페라이트 변태시킬 수 있고, 이에 따라 열연 모판의 현저한 조직 미세화가 달성된다. 이것을 소재로 하여, 냉연, 소둔을 실시하는 것으로 최종적으로 목표로 하는 평균 입경 10 ㎛ 이하의 페라이트 조직을 얻을 수 있다. 또한, 마무리 압연 최종 패스의 압하율을 25 % 이상으로 하는 것으로 냉연 소둔 후의 조직의 미세화뿐만 아니라, 균일화가 달성된 다. 즉, 페라이트상의 입도 분포는 편차가 없는 것이 되고, 분산상도 미세화하여 균일하게 존재하는 형태를 취한다. 이에 따라, 구멍 확장성 등도 개선된다는 이점이 있다.
마무리 압연 출구측 온도 : 800 ℃ 이상
마무리 압연 출구측 온도 FDT 는 강판의 조직을 균일하고 또한 미세하게 하기 위해서 800 ℃ 이상으로 한다. FDT 가 800 ℃ 를 하회하면 조직이 불균일해지고, 일부에 가공조직이 잔류하거나 한다. 이러한 가공조직의 잔류는 권취온도를 고온으로 함으로써 회피할 수 있다. 그러나, 권취온도를 고온으로 하면, 조대 결정 입자가 발생하고, 또한 고용 N 량도 크게 저하하기 때문에, 목표의 인장강도인 TS 440 ㎫ 이상을 얻는 것이 곤란해진다. 또한, 기계적 성질을 더욱 개선시키기 위해서는, FDT 는 820 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 마무리 압연 후는 결정 입자의 미세화와 고용 N 량의 확보를 위해서 조기에 강판을 냉각하는 것이 바람직하다.
마무리 압연 후의 냉각 : 마무리 압연 종료 후 0.5 초 이내에 냉각을 개시, 냉각 속도 40 ℃/s 이상의 냉각
본 발명에서는, 마무리 압연 종료 후 바로 (0.5 초 이내에) 냉각을 개시하고, 냉각 중의 평균 냉각 속도를 40 ℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이 조건을 만족시킴으로써 AlN 이 석출하는 고온 영역을 급냉할 수 있고, 고용 상태의 N 을 유효하게 확보할 수 있다. 이 냉각 개시 시간 또는 냉각 속도는 상기 조건을 만족하지 않는 경우에는, 입자 성장이 너무 진행하여 결정 입경의 미세화가 달성되기 어렵고, 압연에서 도입된 변형 에너지에 의한 AlN 의 석출이 너무 진행하여 고용 N 량이 결핍될 우려가 증대한다. 또한, 재질ㆍ형상의 균일성을 확보하는 관점에서는 냉각 속도는 300 ℃/s 이하로 억제하는 것이 바람직하다.
권취온도 : 750 ℃ 이하
권취온도 (CT) 의 저하에 따라서 강판 강도가 증가하는 경향을 나타낸다. 목표의 인장강도 TS 440 ㎫ 이상을 확보하기 위해서는, CT 는 750 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하고, 650 ℃ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 또한, CT 가 200 ℃ 미만에서는 강판 형상이 흩뜨러지기 쉬워지고, 실제 조업상, 문제점을 일으킬 위험성이 높으며, 재질의 균일성이 저하하는 경향을 나타낸다. 이 때문에, CT 는 200 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 재질의 균일성이 보다 요구되는 경우에는, CT 는 300 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 열연판 조직으로서는 페라이트 + 펄라이트 (세멘타이트) 의 쪽이 바람직하기 때문에, 권취온도는 600 ℃ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 페라이트 + 펄라이트상의 쪽이 2 상 사이의 경도차가 제 2 상을 마르텐사이트나 베이나이트로 하는 경우보다도 작기 때문에 균일하게 냉연되기 때문이다.
또한, 본 발명에서는 마무리 압연에서, 열간 압연 하중을 저감하기 위해서, 윤활 압연을 실시해도 된다. 윤활 압연을 실시함으로써, 열연판의 형상ㆍ재질이 보다 균일화된다는 효과가 있다. 또한, 윤활 압연시의 마찰 계수는 0.25 ~ 0.10 의 범위로 하는 것이 바람직하다. 또한, 윤활 압연과 연속 압연을 조합함으로써 더욱 열간 압연의 조업이 안정된다.
상기한 열간 압연 공정을 실시한 열연판은, 이어서 냉간 압연 공정에 의해 산 세정 및 냉간 압연이 실시되어 냉연판이 된다.
산 세정의 조건은 통상 공지의 조건일 수 있고, 특별히 한정되지 않는다. 또한, 열연판의 스케일이 매우 얇은 경우에는, 산 세정을 실시하지 않고 바로 냉간 압연을 실시해도 된다.
또한, 냉간 압연 조건은 통상 공지의 조건일 수 있고, 특별히 한정되지 않는다. 또한, 조직의 균일성 확보라는 관점에서 냉간 압하율은 40 % 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이어서, 냉연판은 연속 소둔에 의한 냉연판 소둔 공정이 실시된다.
연속 소둔 온도 : 재결정 온도 이상이고 900 ℃ 이하
연속 소둔의 소둔 온도는 재결정 온도 이상으로 하였다.
연속 소둔 온도가 재결정 온도 미만에서는 재결정이 완료하지 않고, 강도는 목표를 만족하는 것이지만 연성이 낮으며, 그 때문에 성형성이 저하하여 자동차용 강판으로서는 적용할 수 없다. 또한, 성형성을 보다 한층 향상시키기 위해서는, 연속 소둔 온도는 700 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 연속 소둔 온도가 900 ℃ 를 초과하면, AlN 등의 질화물이 석출되고, 제품인 강판의 고용 N 량이 부족하다. 이 때문에, 연속 소둔 온도는 재결정 온도 이상이고 900 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한 특히 높은 항복비를 지향하는 경우는, 조직 조대화의 방지, 석출 진행에 의한 고용 N 손실의 저감이라는 관점에서 소둔 온도는 850 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
제 6 본 발명에서는, 소둔 온도를 (Ac1 변태점) ~ (Ac3 변태점) 으로 하는 것이 바람직하다. 소둔은 생산성의 관점에서 연속 소둔으로 하는 것이 바람직하다. 소둔 처리에서는 (Ac1 변태점) ~ (Ac3 변태점) 의 온도로 가열한다. 이 온도 영역으로 가열함으로써, 오스테나이트 (γ) 상과 페라이트 (α) 상의 2 상이 되어 γ상에 C 가 농화하고, 냉각 중에 γ상이 마르텐사이트상으로 변태하며 제 2 상을 형성하여 α+ 마르텐사이트의 복합 조직이 된다. 이에 따라, 연성, 가공성이 향상하고 저항복비가 실현된다.
한편, 소둔 온도 Ac1 변태점 미만에서는 페라이트 + 펄라이트 조직이 되고, Ac 3 변태점 초과에서는 γ상에 대한 합금 원소 농화가 불충분해지며, 연성이 점점 저하하여 항복비가 점점 상승하지만, 변형 시효 특성은 고위로 유지된다.
연속 소둔 온도에서의 유지 시간 : 10 ~ 120 초
연속 소둔 온도에서의 유지 시간은 조직의 미세화, 원하는 것 이상의 고용 N 량을 확보하는 관점에서, 가능한 한 단시간으로 하는 것이 바람직하지만, 조업의 안정성에서는 10 초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 유지 시간이 120 초 를 초과하면, 조직의 미세화, 고용 N 량의 확보가 곤란해진다. 이 때문에, 연속 소둔 온도에서의 유지 시간은 10 ~ 120 초 의 범위로 하는 것이 바람직하다. 연속 소둔 온도에서의 유지 시간은 10 ~ 90 초 의 범위로 하는 것이 보다 바람직하고, 10 ~ 60 초 의 범위로 하는 것이 더욱 바람직하다.
제 2 본 발명에서, 1 차 냉각은 500 ℃ 이하의 온도 영역까지 냉각 속도를 10 ~ 30 ℃/s 로 한다. 연속 소둔에서의 균열 (soaking) 후의 냉각은 조직의 미세화, 고용 N 량의 확보의 관점에서 중요하고, 본 발명에서는 1 차 냉각으로서 500 ℃ 이하의 온도 영역까지 10 ~ 300 ℃/s 의 냉각 속도로 연속 냉각한다. 냉각 속도가 10 ℃/s 미만에서는, 균일하고 미세한 조직과 원하는 양 이상의 고용 N 의 확보가 곤란해진다. 한편, 냉각 속도가 300 ℃/s 을 초과하면, 강판의 폭 방향에서의 재질의 균일성이 부족하다. 10 ~ 300 ℃/s 의 냉각 속도로 냉각했을 때의 냉각 정지 온도가 500 ℃ 초과의 온도에서는 조직의 미세화를 달성할 수 없다.
2 차 냉각 조건은 1 차 냉각의 냉각 정지 온도 이하 400 ℃ 이상의 온도 영역에서의 체류 시간을 300 초 이하로 하는 것이다. 1 차 냉각 후의 2 차 냉각이 변형 시효 경화특성의 관점에서 중요해진다. 상세한 기구에 대해서는, 현재는 불명확하지만, 2 차 냉각의 조건에 의해 고용 C, N 량이 변화하여 변형 시효 특성에 영향을 미치고 있는 것으로 추정 관찰된다. 본 발명에서는, 1 차 냉각에 이어서 냉각을 계속하여, 1 차 냉각의 정지 온도 이하 400 ℃ 이상의 온도 영역에서의 체류 시간을 300 초 이하로 하는 냉각을 실시하는 것이 바람직하다. 본 발명에서는 연속 소둔 후의, 소위 과시효 처리를 실시해도 되지만, 과시효 처리를 실시하면 변형 시효 경화특성이 저하한다. 따라서, 본 발명에서는 연속 소둔로의 과시효대를 통판시키는 경우에는, 과시효대의 온도를 매우 낮은 온도로 하여 실시하는 것이 바람직하다.
제 4 본 발명에서는 소둔 온도로 유지 후의 냉각 (1 차 냉각) 은 600 ℃ 이하의 온도 영역까지의 냉각 속도 70 ℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다. 연속 소둔에서의 균열 후의 냉각은 조직의 미세화, 고용 N 량의 확보의 관점에서 중요하고, 본 발명에서는 600 ℃ 이하의 온도 영역까지 70 ℃/s 이하의 냉각 속도로 연속적으로 냉각한다. 냉각 속도가 70 ℃/s 을 초과하면 항복비가 저하하고, 또한 강판의 폭 방향에서의 재질의 균일성이 부족하다. 또한 바람직하게는 냉각 속도는 TS, YS 의 확보를 위해 5 ℃/s 이상으로 한다. 이러한 냉각 속도에서 냉각했을 때의 냉각 정지 온도가 600 ℃ 초과의 온도에서는 베이킹 경화성이 저하하여 바람직하지 않다.
상기 1 차 냉각을 끝낸 후는 소정의 온도 범위로 유지하는 소위 과시효 처리를 실시해도 되고, 특별히 실시하지 않아도 된다. 단, 재질 특히 연성을 더욱 좋게 하는 관점에서는, 고용 C 를 가능한한 줄여 상온 시효 경화를 작게 하고, 변형 시효 경화특성에 대한 고용 N 의 영향력을 더욱 현재화 (顯在化) 시키는 것이 바람직하며, 그러기 위해서는 350 ~ 450 ℃ 의 온도 범위에서의 120 초 이하의 시간을 유지한다는 과시효 처리를 실시하는 것이 바람직하다.
제 6 본 발명에서는, 소둔의 균열 온도까지의 가열은 적어도 600 ℃ ~ (Ac1 변태점) 사이를 5 ℃/s 이상의 가열 속도로 하는 것이 바람직하다. 5 ℃/s 미만에서는 고용 N 량의 확보의 면에서 문제가 있다. 보다 바람직하게는 5 ~ 30 ℃/s 이다.
균열 후의 냉각 : 600 ~ 300 ℃ 사이의 평균 냉각 속도를 임계 냉각 속도 (CR) 이상
소둔에서의 균열 후의 냉각은, 조직의 미세화, 고용 N 량의 확보 및 마르텐 사이트 형성의 관점에서 중요하고, 본 발명에서는 600 ~ 300 ℃ 사이의 평균 냉각 속도를 합금 원소량에 따라 식 (1) 또는 (2) 식,
B < 0.0003 % 인 경우
log CR = - 1.73〔Mn + 2.67Mo + 1.3Cr + 0.26Si + 3.5P + 0.05Cu + 0.05Ni〕+ 3.95 ……(1)
B ≥0.0003 % 인 경우
log CR = - 1.73〔Mn + 2.67Mo + 1.3Cr + 0.26Si + 3.5P + 0.05Cu + 0.05Ni〕+ 3.40 ……(2)
(여기에, CR : 냉각 속도 (℃/s), Mn, Mo, Cr, Si, P, Cu, Ni : 각 원소 함유량 (질량%))
로 정의되는 임계 냉각 속도 (CR) 이상으로 하여 냉각을 실시한다. 또한, (1), (2) 식에서는 함유하지 않는 원소에 대해서는 0 으로 하여 계산하는 것으로 한다.
합금 원소량에 따라, (1) 또는 (2) 식 중 어느 하나의 임계 냉각 속도 (CR) 이상의 평균 냉각 속도로 냉각함으로써, 냉각 중에서의 펄라이트의 석출을 방지할 수 있다. 상기 각 식으로 정의되는 CR (℃/s) 미만의 냉각 속도에서 냉각하면, 제 2 상을 마르텐사이트 M (일부 베이나이트 B 를 함유하는 경우도 있음) 으로 하는 것이 곤란해지고, 제품판의 조직을 α+ M (+B) 으로 구성되는 복합 조직으로 할 수는 없다. 또한, 평균 냉각 속도가 300 ℃/s 를 초과하면, 강판의 폭 방향에서의 재질 균일성이 부족하다. 이 때문에, 소둔 후의 냉각은 600 ~ 300 ℃ 사이의 평균 냉각 속도가 (1) 또는 (2) 식으로 정의되는 CR 이상, 바람직하게는 300 ℃/s 이하로 한다. 또한, 300 ℃ 미만의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도는 5 ℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다.
또한, 본 발명에서는 냉연판 소둔 공정에 이어서 추가로, 신장률 : 1.0 ~ 15 % 의 조질 압연 또는 레벨러 가공을 실시해도 된다. 냉연판 소둔 공정 후에 조질 압연 또는 레벨러 가공을 실시함으로써, BH 량, △TS 량이라는 변형 시효 경화특성을 안정적으로 향상시킬 수 있다. 조질 압연 또는 레벨러 가공에서의 신장률은 합계로 1.0 % 이상으로 하는 것이 바람직하다. 신장률이 1.0 % 미만에서는 변형 시효 경화특성의 향상이 적고, 한편 신장률이 15 % 를 초과하면 강판의 연성이 저하한다. 또한, 본 발명자들은 조질 압연과 레벨러 가공에서는 그 가공 양식이 상이하지만, 강판의 변형 시효 경화특성에 대한 효과에는 큰 차이가 없는 것을 확인하고 있다.
실시예 1
표 1 에 나타내는 조성의 용강을 컨버터로 용제하고, 연속 주조법으로 슬래브로 하였다. 이들 슬래브를 표 2 에 나타내는 조건으로 가열하고, 조압연하여 표 2 에 나타내는 두께의 시트바아로 하며, 이어서 표 2 에 나타내는 조건의 마무리 압연을 실시하는 열간 압연 공정에 의해 열연판으로 하였다. 또한, 일부에 대해서는 마무리 압연으로 윤활 압연을 실시하였다.
이들 열연판을 산 세정 및 표 2 에 나타내는 조건의 냉간 압연으로 구성되는 냉간 압연 공정에 의해 냉연판으로 하였다. 이어서, 냉연판에 표 2 에 나타내 는 조건으로 연속 소둔로에 의한 연속 소둔을 실시하였다. 일부에 대해서, 냉연판 소둔 공정에 이어서 조질 압연을 실시하였다. 또한, 연속 소둔의 소둔 온도는 모두 재결정 온도 이상이었다.
얻어진 냉연 소둔판에 대해서, 고용 N 량, 미시 조직, 인장 특성, 변형 시효 경화특성, 내피로 특성 및 내충격 특성을 조사하였다.
(1) 고용 N 량의 조사
고용 N 량은 화학 분석에 의해 구한 강 중의 전체 N 량으로부터 석출 N 량을 빼내어 구하였다. 석출 N 량은 상기한 정전위 전해법을 사용한 분석법에 의해 구하였다.
(2) 미시 조직
각 냉연 소둔판으로부터 시험편을 채취하고, 압연 방향에 직교하는 단면 (C 단면) 에 대해서, 광학 현미경 혹은 주사형 전자 현미경을 사용하여 미시 조직을 촬상하고, 화상 해석 장치를 사용하여 주요 상인 페라이트의 조직 분율 및 제 2 상의 종류를 구하였다. 또한, 주요 상인 페라이트의 결정 입경은 압연 방향에 직교하는 단면 (C 단면) 에 대한 조직 사진으로부터 ASTM 에 규정된 구적법에 의해 산출한 값 또는 ASTM 에 규정된 절단법에 의해 구한 공칭 입경 중, 어느 하나 큰 쪽을 채용하였다.
(3) 인장 특성
각 냉연 소둔판에서 JIS 5 호 시험편을 압연 방향으로 채취하고, JIS Z 2241 의 규정에 준거하여 변형 속도 ; 3 ×10-3 /s 로 인장 시험을 실시하여 항복 강도 (YS), 인장강도 (TS), 신장률 (E1) 을 구하였다.
(4) 변형 시효 경화특성
각 냉연 소둔판으로부터 JIS 5 호 시험편을 압연 방향으로 채취하고, 사전 변형으로서 여기에서는 5 % 의 인장 사전 변형을 부여하며, 이어서 170 ℃ ×20 min 의 도장 베이킹 처리 상당의 열처리를 실시한 후, 변형 속도 : 3 ×10-3 /s 로 인장 시험을 실시하고, 사전 변형-도장 베이킹 처리 후의 인장 특성 (항복응력 (YSBH), 인장강도 (TS)) 을 구하여 BH 량 = YSBH - YS5%, △TS = TSBH - TS 를 산출하였다. 또한, YS5% 는 제품판을 5 % 사전 변형했을 때의 변형 응력이고, YSBH,TS BH 는 사전 변형-도장 베이킹 처리 후의 항복응력, 인장강도이며, TS 는 제품판의 인장강도이다.
(5) 내피로 특성
각 냉연 소둔판으로부터 피로 시험편을 압연 방향으로 채취하고, JIS Z 2273 의 규정에 준거하여 최소 응력 : 0 ㎫ 로 하는 인장 피로 시험을 실시하여 피로 한도 (반복수 : 107 회)σFL 를 구하였다. 또한, 사전 변형으로서 5 % 의 인장 사전 변형을 부여하고, 이어서 170 ℃ ×20 min 의 도장 베이킹 처리 상당의 열처리를 실시한 후, 동일한 피로 시험을 실시하여 피로 한도 (σFL)BH 를 구하고, 사전 변형-도장 베이킹 처리에 의한 내피로 특성의 향상대 ((σFL)BH - σFL) 를 평가하 였다.
(6) 내충격 특성
각 냉연 소둔판으로부터 충격 시험편을 압연 방향으로 채취하고, 「Journal of the Society of Materials Science Japan, 10 (1998), p1058」에 기재된 고속 인장 시험 방법에 준거하여 변형 속도 ; 2 ×10-3 /s 로 고속 인장 시험을 실시하고, 응력-변형 곡선을 측정하였다. 얻어진 응력-변형 곡선을 사용하여 응력을 변형 0 ~ 30 % 의 범위로 적분하여 흡수 에너지 (E) 를 구하였다. 또한, 사전 변형으로서 5 % 의 인장 사전 변형을 부여하고, 이어서 170 ℃ ×20 min 의 도장 베이킹 처리 상당의 열처리를 실시한 후, 동일한 충격 시험을 실시하여 흡수 에너지 (EBH) 를 구하며, 사전 변형-도장 베이킹 처리에 의한 내충격 특성의 향상대 (EBH/E) 를 평가하였다.
또한, No. 11, No. 13 의 강판 표면에 용융 아연 도금을 실시하여 도금 강판으로 하고, 동일하게 각종 특성을 평가하였다.
이들 결과를 표 3 에 나타낸다.
본 발명예에서는, 모두 우수한 연성과, 우수한 변형 시효 경화특성을 가지고, 훨씬 높은 BH 량, △TS 를 나타내며, 또한 변형 시효 처리에 의한 내피로 특성, 내충격 특성의 향상대도 크다.
또한, No. 11, No. 13 의 강판 표면에 용융 아연 도금을 실시한 도금 강판의 특성은, 도금전의 특성과 거의 변화는 없었다. 아연 도금 처리는 용융 아연 도 금 욕에 강판을 침지하여 실시하고, 침지한 강판을 끌어올린 후 가스 와이핑에 의해 단위면적당 중량을 조정하였다. 도금 처리의 조건은 판 온도 : 475 ℃, 도금 욕 : 0.13 % Al-Zn, 욕 온도 : 475 ℃, 침지 시간 : 3 초, 단위면적당 중량 : 45 g/m2 으로 하였다.
실시예 2
표 4 에 나타내는 조성이 되는 강을 실시예 1 과 동일한 방법으로 슬래브로 하고, 상기 슬래브를 표 5 에 나타내는 조건으로 가열하며, 조압연하여 25 mm 두께의 시트바아로 하고, 이어서 표 5 에 나타내는 조건의 마무리 압연을 실시하는 열간 압연 공정에 의해 열연판으로 하였다. 또한, 조압연 후에 마무리 압연 입구측에서 인접하는 시트바아끼리를 용융 압착법으로 접합하여 연속 압연하였다. 또한, 시트바아의 폭 단부, 길이 방향 단부를 유도 가열 방식의 시트바아 에지 히터, 시트바아 히터를 사용하여 시트바아의 온도를 조절하였다.
이들 열압연을 산 세정 및 표 5 에 나타내는 조건의 냉간 압연으로 구성되는 냉간 압연 공정에 의해 1.6 mm 두께의 냉연판으로 하였다. 이어서, 이들 냉연판에 표 5 에 나타내는 조건으로 연속 소둔로에 의한 연속 소둔을 실시하였다. 또한, 연속 소둔의 소둔 온도는 모두 재결정 온도 이상으로 하였다.
얻어진 냉연 소둔판에 대해서, 실시예 1 과 동일하게 (1) 고용 N 량, (2) 미시 조직, (3) 인장 특성, (4) 변형 시효 경화특성, (5) 내피로 특성 및 (6) 내충격 특성을 조사하였다.
이들의 결과를 표 6 에 나타낸다.
본 발명예는, 모두 우수한 변형 시효 경화특성을 갖고, 제조 조건의 변동에도 상관없이 안정하게 훨씬 높은 BH 량, △TS 를 나타내고, 또한 변형 시효 처리에 의한 내피로 특성, 내충격 특성의 향상대도 크다. 또한, 본 발명예에서는, 연속 압연과 시트바아의 길이 방향, 폭 방향 온도 조정을 실시함으로써, 제품 강판의 판 두께 정밀도 및 형상이 향상되었다. 또한, 본 발명예에서는, 강판 No.1 과 비교예인 강판 No.5 에 대해서, 시효 조건을 여러 가지 변경하여 변형 시효 경화특성을 조사하였다. 그 결과를 표 7 에 나타낸다. 또한, 시험 방법은 실시예 1 과 동일하게 하고, 시효 온도, 시효 시간만을 변경하였다.
본 발명예인 강판 No.1 에서는 표준 시효 조건인 170 ℃ ×20 min 의 시효 처리로 BH 량 115 ㎫, △TS 60 ㎫ 이라는 값을 얻었지만, 표 7 에 나타내는 바와 같은 광범위한 시효 처리 조건으로도 BH 량 80 ㎫ 이상, △TS 40 ㎫ 이상을 만족할 수 있었다. 한편, 비교예에서는 100 ~ 300 ℃ 까지의 범위로 시효 온도를 변화시켜도 본 발명예에서와 같은 큰 BH 량, △TS 를 나타내는 경우는 없었다.
즉, 본 발명의 강판은 광범위한 시효 처리 조건으로도 높은 BH 량, △TS 를 확보할 수 있다.
실시예 3
표 8 에 나타내는 조성의 용강을 컨버터로 용제하고, 연속 주조법으로 슬래브로 하였다. 이들 슬래브를 표 9 에 나타내는 조건으로 가열하고, 조압연하여 표 9 에 나타내는 두께의 시트바아로 하며, 이어서 표 9 에 나타내는 조건의 마무 리 압연을 실시하는 열간 압연 공정에 의해 열연판으로 하였다. 또한, 일부에 대해서는 마무리 압연으로 윤활 압연을 실시하였다.
이들 열연판을 산 세정 및 표 9 에 나타내는 조건의 냉간 압연으로 구성되는 냉간 압연 공정에 의해 냉연판으로 하였다. 이어서, 이들 냉연판에 표 9 에 나타내는 조건으로 연속 소둔로에 의한 연속 소둔을 실시하였다. 또한, 냉연판 소둔 공정에 이어서 조질 압연을 실시하였다. 또한, 연속 소둔의 소둔 온도는 모두 재결정 온도 이상이었다.
얻어진 냉연 소둔판에 대해서, 실시예 1 과 동일하게 (1) 고용 N 량, (2) 미시 조직, (3) 인장 특성, (4) 변형 시효 경화특성을 조사하였다. 조사 결과를 표 10 에 나타낸다.
또한, No.7 의 강 (강판 No. 9) 에 대해서는 강판 표면에 용융 아연 도금을 실시하고 도금 강판으로 한 것도 제조하여, 동일하게 각종 특성을 평가하였다. 아연 도금 처리는 용융 아연 도금 욕에 강판을 침지하여 실시하고, 침지한 강판을 끌어올린 후 가스 와이핑에 의해 단위면적당 중량을 조정하였다. 도금 처리의 조건은 판 온도 : 475 ℃, 도금 욕 : 0.13 % Al-Zn, 욕 온도 : 475 ℃, 침지 시간 : 3 초, 단위면적당 중량 : 45 g/m2 로 하였다. 또한, 연속 도금 라인에서의 소둔 조건은 연속 소둔 라인과 동등하게 하였다.
본 발명예에서는, 모두 우수한 연성과, 높은 항복비와, 우수한 변형 시효 경화특성을 갖고, 훨씬 높은 BH 량, △TS 를 나타내었다.
또한, No.7 의 강 (강판 No.9) 에 대해서 용융 아연 도금을 실시한 도금 강판의 인장 특성은 도금하지 않은 인장 특성과 비교하여 점점 TS 가 저하하는 경향을 나타내지만, 강도와 신장률의 밸런스를 생각하면 거의 동등한 특성이 얻어진다.
실시예 4
표 11 에 나타내는 조성이 되는 강을 실시예 3 과 동일한 방법으로 슬래브로 하고, 상기 슬래브를 표 12 에 나타내는 조건으로 가열하며, 조압연하여 25 mm 두께의 시트바아로 하고, 이어서 표 12 에 나타내는 조건의 마무리 압연을 실시하는 열간 압연 공정에 의해 열연판으로 하였다. 또한, 조압연 후에 마무리 압연 입구측에서 인접하는 시트바아끼리를 용융 압접법으로 접합하여 연속 압연하였다. 또한, 시트바아의 폭 단부, 길이 방향 단부를 유도 가열 방식의 시트바아 에지 히터, 시트바아 히터를 사용하여 시트바아의 온도를 조절하였다.
이들 열연판을 산 세정 및 표 12 에 나타내는 조건의 냉간 압연으로 구성되는 냉간 압연 공정에 의해 1.2 ~ 1.4 mm 두께의 냉연판으로 하였다. 이어서, 이들 냉연판에 표 12 에 나타내는 조건으로 연속 소둔로에 의한 연속 소둔을 실시하였다. 또한, 연속 소둔의 소둔 온도는 모두 재결정 온도 이상으로 하였다.
얻어진 냉연 소둔판에 대해서 실시예 1 과 동일하게 (1) 고용 N 량, (2) 미시 조직, (3) 인장 특성, (4) 변형 시효 경화특성을 조사하였다.
이들의 결과를 표 13 에 나타낸다.
본 발명예는, 모두 우수한 연성과, 높은 항복비와, 우수한 변형 시효 경화특성을 갖고, 제조 조건의 변동에도 상관없이, 안정하게 훨씬 높은 BH 량, △TS 를 나타내었다. 또한, 본 발명예에서는, 연속 압연과 시트바아의 길이 방향, 폭 방향 온도 조정을 실시함으로써, 제품 강판의 판 두께 정밀도 및 형상이 향상되었다.
또한, 본 발명예인 강판 No.1 과 비교예인 강판 No.10 에 대해서 시효 조건을 여러 가지 변경하여 변형 시효 경화특성을 조사하였다. 그 결과를 표 14 에 나타낸다. 또한, 시험 방법은 실시예 3 과 동일하게 하고, 시효 온도, 시효 시간만을 변경하였다.
본 발명예 (강판 No.1) 에서는, 표준의 시효 조건인 170 ℃ ×20 min 의 시효 처리로 BH 량 90 ㎫, △TS 50 ㎫ 이라는 값을 얻었지만, 표 14 에 나타내는 바와 같은 광범위한 시효 처리 조건에서도 BH 량 80 ㎫ 이상, △TS 40 ㎫ 이상을 만족할 수 있었다. 한편, 비교예 (강판 No.10) 에서는 100 ~ 300 ℃ 까지의 범위에서 시효 온도를 변화시켜도, 본 발명예에서와 같은 큰 BH 량, △TS 를 나타내는 것은 없었다.
즉, 본 발명의 강판은 광범위의 시효 처리 조건에서도 높은 BH 량, △TS 를 확보할 수 있다.
실시예 5
표 15 에 나타내는 조성의 용강을 컨버터로 용제하고, 연속 주조법으로 슬래브로 하였다. 이들 슬래브를 표 16 에 나타내는 조건으로 가열하고, 조압연하여 표 16 에 나타내는 두께의 시트바아로 하며, 이어서 표 16 에 나타내는 조건의 마무리 압연을 실시하는 열간 압연 공정에 의해 열연판으로 하였다. 또한, 일 부에 대해서는 (강판 No.2, No.3), 마무리 압연에서 윤활 압연을 실시하였다. 또한, 일부에 대해서는 조압연 후에 마무리 압연 입구측에서 인접하는 시트바아끼리를 용융 압접법으로 접합하여 연속 압연하였다. 또한, 시트바아의 폭 단부, 길이 방향 단부를 유도 가열 방식의 시트바아 에지 히터, 시트바아 히터를 사용하여 시트바아 온도를 조절하였다.
이들 열연판을 산 세정 및 표 16 에 나타내는 조건의 냉간 압연으로 구성되는 냉간 압연 공정에 의해 냉연판으로 하였다. 이어서, 이들 냉연판에 표 16 에 나타내는 조건으로 연속 소둔로에 의한 소둔 (연속 소둔) 을 실시하고, 소둔 후 추가로 표 16 에 나타내는 조건으로 냉각하는 냉연판 소둔 공정을 실시하였다. 일부에 대해서 냉연판 소둔 공정에 이어서 조질 아연을 실시하였다. 얻어진 냉연 소둔판에 대해서 실시예 1 과 동일하게 (1) 고용 N 량, (2) 미시 조직, (3) 인장 특성, (4) 변형 시효 경화특성, (5) 내충격 특성을 조사하였다. 추가로 (6) 성형성에 대해서도 조사하였다.
(6) 성형성
성형성의 지표로서 r 값을 구하였다.
각 냉연 소둔판의 냉연 방향 (L 방향), 압연 방향에 대해서 45°방향 (D 방향), 압연 방향에 대해서 90°방향 (C 방향) 으로부터, JIS 13B 호 시험편을 채취하였다. 이들 시험편에 15 % 의 단축 인장 사전 변형을 부여했을 때의 각 시험편의 폭 변형과 판 두께 변형을 구하고, 폭 변형과 판 두께 변형의 비,
r = ln (w/wo) / ln(t/to)
(여기서, wo,to 는 시험 전의 시험편의 폭 및 판 두께이고, w, t 는 시험 후의 시험편의 폭 및 판 두께이다)
로부터 각 방향의 r 값을 구하고, 다음 식,
r평균 = (rL + 2rD + rc) / 4
에 의해 평균 r 값 r평균 을 구하였다. 여기서, rL 은 압연 방향 (L 방향) 의 r 값이고, rD 는 압연 방향 (L 방향) 에 대해서 45°방향 (D 방향)의 r 값이며, rC 는 압연 방향 (L 방향) 에 대해서 90°방향 (C 방향) 의 r 값이다.
이들 결과를 표 17 에 나타낸다.
본 발명예에서는, 모두 우수한 연성과 낮은 항복비를 나타내고, 추가로 우수한 변형 시효 경화특성을 가지며, 훨씬 높은 BH 량, △TS 을 나타내고, 또한 변형 시효 처리에 의한 내충격 특성의 향상대도 크다.
본 발명에 의하면, 사전 변형-도장 베이킹 처리에 의해 항복응력이 80 ㎫ 이상 및 인장강도가 40 ㎫ 이상으로, 함께 증가하는 높은 변형 시효 경화특성과 높은 성형성을 갖는 고장력 냉연 강판을 저렴하고 또한 형상을 흩뜨러트리지 않게 제조할 수 있어 산업상 현격한 효과를 나타낸다. 또한 본 발명의 고장력 냉연 강판을 자동차 부품에 적용한 경우, 도장 베이킹 처리 등에 의해 항복응력과 함께 인장강도도 증가하여 안정된 높은 부품 특성을 얻을 수 있으며, 사용하는 강판의 판 두께, 예컨대 2.0 mm 내지 1.6 mm 로 저감하는 것을 가능하게 하여 자동차 차체를 경 량화할 수 있다는 효과도 있다.
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Figure 112001027430168-pct00002
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Claims (17)

  1. 질량% 로,
    C : 0.15 % 이하,
    Si : 2.0 % 이하,
    Mn : 3.0 % 이하,
    P : 0.08 % 이하,
    S : 0.02 % 이하,
    Al : 0.02 % 이하,
    N : 0.0050 ~ 0.0250 %
    를 포함하고, 또한 N/Al 이 0.3 이상, 고용 (固溶) 상태인 N 을 0.0010 % 이상 함유하며, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 구성되는 조성으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 변형 시효 경화 특성이 우수한 고장력 냉연 강판.
  2. 질량% 로,
    C : 0.15 % 이하,
    Si : 2.0 % 이하,
    Mn : 3.0 % 이하,
    P : 0.08 % 이하,
    S : 0.02 % 이하,
    Al : 0.02 % 이하,
    N : 0.0050 ~ 0.0250 %
    를 포함하고, 또한 N/Al 이 0.3 이상, 고용 상태인 N 을 0.0010 % 이상 함유하며, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 구성되는 조성과,
    평균 결정 입경 10 ㎛ 이하의 페라이트상을 면적율로 50 % 이상 함유하는 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 인장 강도 440 MPa 이상에서 변형 시효 경화 특성이 우수한 고장력 냉연 강판.
  3. 제 2 항에 있어서, 추가로, 질량% 로 하기 a 군 ~ d 군 :
    a 군 : Cu, Ni, Cr, Mo 중의 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 1.0 % 이하,
    b 군 : Nb, Ti, V 중의 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0.1 % 이하,
    c 군 : B 를 0.0030 % 이하,
    d 군 : Ca, REM 중의 1 종 또는 2 종을 합계로 0.0010 ~ 0.010 %,
    중의 1 군 또는 2 군 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고장력 냉연 강판.
  4. 제 2 항 또는 제 3 항에 있어서, 상기 고장력 냉연 강판이 판 두께 3.2 mm 이하인 것을 특징으로 하는 고장력 냉연 강판.
  5. 제 2 항 또는 제 3 항에 있어서, 전기 도금 또는 용융 도금을 실시하여 이루어지는 것을 특징으로 하는 고장력 냉연 강판.
  6. 질량% 로,
    C : 0.15 % 이하,
    Si : 2.0 % 이하,
    Mn : 3.0 % 이하,
    P : 0.08 % 이하,
    S : 0.02 % 이하,
    Al : 0.02 % 이하,
    N : 0.0050 ~ 0.0250 %
    를 함유하고, 또한 N/Al 이 0.3 이상인 조성을 갖는 강 슬래브를 슬래브 가열 온도 : 1000 ℃ 이상으로 가열하고 조압연하여 시트 바아로 하며,
    상기 시트 바아에 마무리 압연 출구측 온도 : 800 ℃ 이상으로 하는 마무리 압연을 실시하고, 권취 온도 : 650 ℃ 이하에서 권취하여 열연판으로 하는 열간 압연 공정과,
    상기 열연판에 산 세정 및 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 하는 냉간 압연 공정과,
    상기 냉연판에 재결정 온도 이상 900 ℃ 이하의 온도에서 유지 시간 : 10 ~ 60 초 로 하는 소둔을 실시하고,
    이어서 500 ℃ 이하의 온도 영역까지 냉각 속도 : 10 ~ 300 ℃/s 로 냉각하는 1 차 냉각과, 이어서 상기 1 차 냉각의 정지 온도 이하 400 ℃ 이상의 온도 영 역에서의 체류 시간을 300 초 이하로 하는 2 차 냉각을 실시하는 냉연판 소둔 공정을 순차적으로 실시하는 것을 특징으로 하는 인장 강도 440 MPa 이상에서 변형 시효 경화 특성이 우수한 고장력 냉연 강판의 제조 방법.
  7. 제 6 항에 있어서, 상기 마무리 압연 후, 0.5 초 이내에 냉각을 개시하고 냉각 속도 40 ℃/s 이상에서 급냉시켜 상기 권취를 실시하는 것을 특징으로 하는 고장력 냉연 강판의 제조 방법.
  8. 제 6 항 또는 제 7 항에 있어서, 상기 냉연판 소둔 공정에 이어서 또한, 신장율 : 1.0 ~ 15 % 의 조질 압연 또는 레벨러 가공을 실시하는 것을 특징으로 하는 고장력 냉연 강판의 제조 방법.
  9. 제 6 항 또는 제 7 항에 있어서, 상기 조압연과 상기 마무리 압연 사이에서 인접한 시트 바아 끼리를 접합하는 것을 특징으로 하는 고장력 냉연 강판의 제조 방법.
  10. 제 6 항 또는 제 7 항에 있어서, 상기 조압연과 상기 마무리 압연 사이에서, 상기 시트 바아의 폭 단부를 가열하는 시트 바아 에지 히터, 상기 시트 바아의 길이 단부를 가열하는 시트 바아 히터 중의 하나 또는 모두를 사용하는 것을 특징으로 하는 고장력 냉연 강판의 제조 방법.
  11. 질량% 로,
    C : 0.15 % 이하,
    Si : 2.0 % 이하,
    Mn : 3.0 % 이하,
    P : 0.08 % 이하,
    S : 0.02 % 이하,
    Al : 0.02 % 이하,
    N : 0.0050 ~ 0.025 %,
    Nb : 0.007 ~ 0.04 %
    를 함유하고, 또한 N/Al 이 0.3 이상, 고용 상태인 N 을 0.0010 % 이상 함유하며, 추가로
    석출 상태인 Nb 를 0.005 % 이상 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 구성되는 조성과,
    평균 결정 입경 10 ㎛ 이하의 페라이트상을 면적율로 50 % 이상 함유하며, 잔부는 펄라이트 주체가 되는 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 인장 강도 440 MPa 이상, 항복비 0.7 이상에서 변형 시효 경화 특성이 우수한 고항복비형 고장력 냉연 강판.
  12. 제 11 항에 있어서, 추가로, 질량% 로 하기 a 군 ~ d 군 :
    a 군 : Cu, Ni, Cr, Mo 중의 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 1.0 % 이하,
    b 군 : Ti, V 중의 1 종 또는 2 종을 합계로 0.1 % 이하,
    c 군 : B 를 0.0030 % 이하,
    d 군 : Ca, REM 중의 1 종 또는 2 종을 합계로 0.0010 ~ 0.010 %,
    중의 1 군 또는 2 군 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 고장력 냉연 강판.
  13. 질량% 로,
    C : 0.15 % 이하,
    Si : 2.0 % 이하,
    Mn : 3.0 % 이하,
    P : 0.08 % 이하,
    S : 0.02 % 이하,
    Al : 0.02 % 이하,
    N : 0.0050 ~ 0.025 %,
    Nb : 0.007 ~ 0.04 %
    를 함유하고, 또한 N/Al 이 0.3 이상인 조성을 갖는 강 슬래브를 슬래브 가열 온도 : 1100 ℃ 이상으로 가열하고, 조압연하여 시트 바아로 하며,
    상기 시트 바아에 마무리 압연 최종 패스의 압하율 : 25 % 이상, 마무리 압연 출구측 온도 : 800 ℃ 이상으로 하는 마무리 압연을 실시하고,
    권취 온도 : 650 ℃ 이하에서 권취하여 열연판으로 하는 열간 압연 공정과,
    상기 열연판에 산 세정 및 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 하는 냉간 압연 공정과,
    상기 냉연판에 재결정 온도 이상 900 ℃ 이하의 온도에서 유지 시간 : 10 ~ 90 초 로 하는 소둔을 실시하며,
    이어서, 600 ℃ 이하의 온도 영역까지 냉각 속도 : 70 ℃/s 이하에서 냉각하는 냉연판 소둔 공정을 순차적으로 실시하는 것을 특징으로 하는 인장 강도 440 MPa 이상, 항복비 0.7 이상에서 변형 시효 경화 특성이 우수한 고항복비형 고장력 냉연 강판의 제조 방법.
  14. 질량% 로,
    C : 0.15 % 이하,
    Mn : 3.0 % 이하,
    S : 0.02 % 이하,
    Al : 0.02 % 이하,
    N : 0.0050 ~ 0.0250 %
    를 함유하고, 추가로
    Mo : 0.05 ~ 1.0 %, Cr : 0.05 ~ 1.0 % 중의 1 종 또는 2 종을 함유하고, 또한, N/Al 이 0.3 이상, 고용 상태인 N 을 0.0010 % 이상 함유하며, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 구성된 조성과,
    평균 결정 입경 10 ㎛ 이하의 페라이트상을 면적율로 50 % 이상 함유하고, 추가로 마르텐사이트상을 면적율로 3 % 이상 함유하는 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 변형 시효 경화 특성, 가공성, 내충격 특성이 우수한 인장 강도 440 MPa 이상의 고장력 냉연 강판.
  15. 제 14 항에 있어서, 추가로, 질량% 로 하기 e 군 ~ h 군 :
    e 군 : Si : 0.05 ~ 1.5 %, P : 0.03 ~ 0.15 %, B : 0.0003 ~ 0.01 % 중의 1 종 또는 2 종 이상,
    f 군 : Nb : 0.01 ~ 0.1 %, Ti : 0.01 ~ 0.2 %, V : 0.01 ~ 0.2 % 중의 1 종 또는 2 종 이상,
    g 군 : Cu : 0.05 ~ 1.5 %, Ni : 0.05 ~ 1.5 % 중의 1 종 또는 2 종,
    h 군 : Ca, REM 중의 1 종 또는 2 종을 합계로 0.0010 ~ 0.010 %,
    중의 1 군 또는 2 군 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 고장력 냉연 강판.
  16. 질량% 로,
    C : 0.15 % 이하,
    Mn : 3.0 % 이하,
    S : 0.02 % 이하,
    Al : 0.02 % 이하,
    N : 0.0050 ~ 0.0250 %
    를 함유하고, 추가로
    Mo : 0.05 ~ 1.0 %, Cr : 0.05 ~ 1.0 % 중의 1 종 또는 2 종을 함유하며,
    또한 N/Al 이 0.3 이상이고,
    혹은 추가로 하기 e 군 ~ h 군 :
    e 군 : Si : 0.05 ~ 1.5 %, P : 0.03 ~ 0.15 %, B : 0.0003 ~ 0.01 % 중의 1 종 또는 2 종 이상,
    f 군 : Nb : 0.01 ~ 0.1 %, Ti : 0.01 ~ 0.2 %, V : 0.01 ~ 0.2 % 중의 1 종 또는 2 종 이상,
    g 군 : Cu : 0.05 ~ 1.5 %, Ni : 0.05 ~ 1.5 % 중의 1 종 또는 2 종,
    h 군 : Ca, REM 중의 1 종 또는 2 종을 합계로 0.0010 ~ 0.010 %,
    중에서 선택된 1 군 또는 2 군 이상을 포함하는 조성의 강 슬래브를 슬래브 가열 온도 : 1000 ℃ 이상으로 가열하고, 조압연하여 시트 바아로 하며,
    상기 시트 바아에 마무리 압연 출구측 온도 : 800 ℃ 이상으로 하는 마무리 압연을 실시하고,
    권취 온도 : 750 ℃ 이하에서 권취하여 열연판으로 하는 열간 압연 공정과,
    상기 열연판에 산 세정 및 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 하는 냉간 압연 공정과,
    상기 냉연판에 (Ac1 변태점) ~ (Ac3 변태점) 의 온도에서 유지 시간 : 10 ~ 120 초 로 하는 소둔을 실시하고,
    이어서 600 ~ 300 ℃ 사이의 평균 냉각 속도를
    하기 (1) 또는 (2) 식 즉,
    B < 0.0003 % 인 경우
    log CR = - 1.73〔Mn + 2.67Mo + 1.3Cr + 0.26Si + 3.5P + 0.05Cu + 0.05Ni〕+ 3.95 ……(1)
    B ≥0.0003 % 인 경우
    log CR = - 1.73〔Mn + 2.67Mo + 1.3Cr + 0.26Si + 3.5P + 0.05Cu + 0.05Ni〕+ 3.40 ……(2)
    (여기에, CR : 냉각 속도 (℃/s)
    Mn, Mo, Cr, Si, P, Cu, Ni : 각 원소 함유량 (질량%)),
    으로 정의되는 임계 냉각 속도 CR 이상으로 하여 냉각을 실시하는 냉연판 소둔 공정을 순차적으로 실시하는 것을 특징으로 하는 변형 시효 경화성, 가공성, 내충격 특성이 우수하며, 인장 강도 : 440 MPa 이상을 갖는 고장력 냉연 강판의 제조 방법.
  17. 제 16 항에 있어서, 상기 마무리 압연 후, 0.5 초 이내에 냉각을 개시하고, 냉각 속도 : 40 ℃/s 이상에서 급냉하여 상기 권취를 실시하는 것을 특징으로 하는 고장력 냉연 강판의 제조 방법.
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