KR100760593B1

KR100760593B1 - 심인발성이 뛰어난 고강도 강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR100760593B1
Application number: KR1020067001268A
Authority: KR
Inventors: 히로미 요시다; 카네하루 오쿠다; 토시아키 우라베; 요시히로 호소야
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2003-09-26
Filing date: 2004-09-17
Publication date: 2007-09-20
Also published as: US20060191612A1; EP1666622A1; CA2530834C; WO2005031022A1; EP1666622A4; EP1666622B1; KR20060030909A; JP4635525B2; JP2005120467A; CN102517493B; CN102517493A; US7686896B2; CA2530834A1

Abstract

자동차용 강판 등의 용도에 유용한, 인장강도(TS)가 440MPa 이상의 고강도이면서도 높은 r값(평균 r값≥1.2)을 갖는다. 심인발성이 뛰어난 고강도 강판 및 그 제조방법을 제공한다. 질량%로, C: 0.010∼0.050%, Si: 1.0% 이하, Mn: 1.0∼3.0%, P: 0.005∼0.1%, S: 0.01% 이하, A1: 0.005∼0.5%, N: 0.01% 이하, Nb: 0.01∼0.3%를 함유하고, 또한, 강 중의 Nb 및 C의 함유량이, (Nb/93)/(C/12)=0.2∼0.7인 관계를 만족시키고, 나머지는 실질적으로 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분조성을 가짐과 아울러, 면적율로 50% 이상의 페라이트 상과, 면적율로 1% 이상의 마르텐사이트 상을 포함하는 강조직을 갖고, 평균 r값이 1.2 이상인 것을 특징으로 한다.

고강도 강판, 심인발성, TS, Deep Drawability, 자동차 부품

Description

심인발성이 뛰어난 고강도 강판 및 그 제조방법{HIGH-STRENGTH STEEL SHEET HAVING EXCELLENT DEEP DRAWABILITY AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME}

본 발명은 자동차용 강판 등의 용도에 유용한, 인장강도(TS)가 440MPa 이상의 고강도이면서도 높은 r값(평균 r값≥1.2)을 갖는, 심인발성(Deep Drawability)이 뛰어난 고강도 강판 및 그 제조방법을 제안하고자 하는 것이다.

최근, 지구 환경보전의 관점에서, CO₂의 배출량을 규제하기 위하여, 자동차의 연비(연료 소비율)개선이 요구되고 있다. 아울러, 충돌시에 탑승원의 안전을 확보하기 위하여, 자동차 차체의 충돌특성을 중심으로 한 안전성 향상도 요구되고 있다. 이와 같이, 자동차 차체의 경량화와 강화의 양쪽이 적극적으로 진행되고 있다.

자동차 차체의 경량화와 강화를 동시에 충족시키기 위해서는 강성(强性)에 문제가 되지 않는 범위에서 부품소재를 고강도화하여, 판두께를 줄이는 것에 의한 경량화가 효과적이라고 말해지고 있으며, 최근에는 고장력(高張力) 강판이 자동차부품에 적극적으로 사용되고 있다.

경량화 효과는 사용하는 강판이 고강도일수록 커지기 때문에, 자동차업계에 서는 예컨대, 내판(內板) 및 외판(外板)용의 패널(Panel)용 재료로서 인장강도(TS) 440MPa 이상인 강판을 사용하는 동향에 있다.

한편, 강판을 소재로 하는 자동차 부품의 대부분은 프레스 가공에 의해 성형되기 때문에, 자동차용 강판은 뛰어난 프레스 성형성을 갖고 있는 것이 필요하게 된다. 그러나, 고강도 강판은 통상의 연강판(軟鋼板)에 비교하여 성형성, 특히 심인발성이 크게 떨어지기 때문에, 자동차의 경량화를 진척시키기 위한 과제로서, TS≥440MPa, 더 바람직하게는 TS≥500MPa, 더욱 더 바람직하게는 TS≥590MPa이고, 또한 양호한 심인발 성형성을 겸비하는 강판의 요구가 높아지고 있고, 심인발성의 평가 지표인 랭크포드 값(Lankford Value, 이하 「r값」으로 한다.)으로, 평균 r값≥1.2으로 하는 높은 r값의 고강도 강판이 요구되고 있다.

높은 r값을 가지면서 고강도화하는 수단으로서는 극저탄소강(低炭素鋼)을 사용하고, 강(鋼) 중에 고용(固溶)하는 탄소나 질소를 고착하는 양의 Ti나 Nb를 첨가하고, IF(Interstitia1 atom free)화한 강을 베이스(Base)로 하여, 이것에 Si, Mn, P 등의 고용강화 원소를 첨가하는 방법이 있고, 예컨대, 특허문헌1에 개시되어 있는 방법이 있다.

특허문헌1은 C: 0.002∼0.015%, Nb: C%×3∼C%×8+0.020%, Si: 1.2% 이하, Mn:0.04∼0.8%, P: 0.03∼0.10%인 조성을 갖는, 인장강도 35∼45kg/㎟급(340∼440MPa급)의 비시효성(非時效性)을 갖는 성형성이 뛰어난 고장력 냉연강판에 관한 기술이며, 구체적으로는 0.008% C-0.54% Si-0.5% Mn-0.067% P-0.043% Nb인 극저탄소강(極低炭素鋼)을 소재로 하여, 열간압연-냉간압연-재결정 소둔을 행함으로써, TS=46kgf/㎟(450MPa), 평균 r값=1.7인 비시효성 고장력 냉연강판을 제조할 수 있다는 것이 개시되어 있다.

그러나, 이러한 극저탄소강을 소재로 하여 고용강화 원소를 첨가하는 기술에서는, 인장강도가 440MPa 이상 또는 500MPa 이상이나 590MPa 이상으로 한 고강도의 강판을 제조하고자 하면, 합금원소 첨가량이 많아지고, 표면 외관상의 문제나, 도금성의 악화(劣化), 2차 가공취성(加工脆性)의 현재화(顯在化) 등의 문제가 발생됨을 알 수 있었다. 또한, 다량으로 고용강화 성분을 첨가하면, r값이 악화하므로, 고강도화를 도모할수록 r값의 레벨(Level)은 낮아지는 문제가 있었다. 또한, C양을 상기인용문헌1에 구체적으로 개시되어 있는 바와 같은 C: 0.010% 미만인 극저탄소 영역까지 낮추기 위해서는 제강공정으로 진공 탈(脫)가스를 행하지 않으면 안되고, 즉, 이는 제조과정에서 CO₂를 다량으로 발생시키게 되어, 지구 환경보전의 관점에서도 바람직한 기술이라고 말하기 어렵다.

강판의 고강도화의 방법으로서, 전술한 바와 같은 고용강화법 이외에 조직 강화법이 있다. 예컨대, 연질의 페라이트 상(Ferrite Phase)과 경질의 마르텐사이트 상(Martensite Phase)으로 이루어지는 복합조직 강판인 DP(Dua1-Phase) 강판이 있다. DP 강판은 일반적으로 연성에 대하여는 대략 양호하고, 뛰어난 강도-연성 밸런스(TS×E1)를 갖고, 그리고 항복비가 낮다는 특징, 즉, 인장강도에 비해 항복응력이 낮고, 프레스 성형시의 형상 동결성(凍結性)이 뛰어나다는 특징이 있지만, r값이 낮아 심인발성이 뒤떨어진다. 이는 마르텐사이트 형성에 필수적인 고용 C가 높은 r값화에 유효한 {111}재결정 집합조직의 형성을 저해하기 때문이라고 말해지고 있다.

이러한 복합조직 강판의 r값을 개선하는 시도로서, 예컨대, 특허문헌2 또는 특허문헌3의 기술이 있다.

특허문헌2에는 냉간압연 후, 재결정 온도∼Ac₃ 변태점의 온도에서 상자(Box)소둔을 행하고, 그 후, 복합조직으로 하기 위하여 700∼800℃로 가열한 후, 담금질 템퍼링(Tempering)을 행하는 방법이 개시되어 있다. 그러나, 이 방법에서는 연속소둔시에 담금질 템퍼링을 행하기 때문에, 제조비용이 문제가 된다. 또한, 상자소둔은 연속소둔에 비교하여 처리시간이나 효율의 면에서 뒤떨어진다.

특허문헌3의 기술은 높은 r값을 얻기 위하여 냉간압연 후, 먼저 상자소둔을 행하고, 이때의 온도를 페라이트(α)-오스테나이트(γ)의 2상(相) 영역으로 하고 그 후, 연속소둔을 행하는 것이다. 이 기술에서는 상자소둔의 균열시에 α상으로부터 γ상으로 Mn을 농화(濃化)시킨다. 이 Mn 농화 상(相)은, 그 후의 연속소둔시에 우선적으로 γ상으로 되어, 가스 제트(Gas Jet)정도의 냉각속도에서도 혼합조직을 얻을 수 있는 것이다. 그러나, 이 방법에서는 Mn 농화를 위해 비교적 고온에서 장시간의 상자소둔이 필요하여, 공정수가 많고 제조비용의 관점에서 경제성이 뒤떨어질 뿐만 아니라, 강판간의 밀착의 다발(多發), 템퍼 칼라(Temper Color)의 발생 및 로체(爐體) 인너 커버(Inner Cover) 수명저하 등 제조 공정상 많은 문제가 있다.

또한, 특허문헌4에는 C: 0.003∼0.03%, Si: O.2∼1%, Mn: 0.3∼1.5%, Ti: 0.02∼0.2%(다만, (유효 Ti)/(C+N)의 원자 농도비를 0.4∼0.8)함유하는 강을, 열간압연하고, 냉간압연한 후, 소정온도로 가열한 후 급냉하는 연속소둔을 실시하는 것을 특징으로 하는 심인발성 및 형상 동결성(凍結性)이 뛰어난 복합조직형 고장력 냉연강판의 제조방법이 개시되고 있고, 구체적으로는 질량%로, 0.012% C-0.32% Si- 0.53% Mn-0.03% P-0.051% Ti의 조성의 강을 냉간압연 후α-γ의 2상 영역인 870℃로 가열한 후, 100℃／s의 평균 냉각속도로 냉각함으로써, r값=1.61, TS=482MPa의 복합조직형 냉연강판이 제조가능하다는 요지가 개시되어 있다. 그러나, 100℃／s라는 높은 냉각속도를 얻기 위해서는 물 담금질 설비가 필요하게 되는 것 이외에, 물 담금질한 강판은 표면 처리성의 문제가 현저하게 나타나기 때문에, 제조설비상 및 재질상의 문제가 있다.

또한, 특허문헌5에는 C함유량과의 관계에서 V함유량의 적정화를 도모함으로써 복합조직 강판의 r값을 개선하는 기술이 개시되어 있다. 이는 재결정 소둔 이전에는 강 중의 C를 V계 탄화물로서 석출시켜서 고용 C양을 극도로 저감시켜서 높은 r값을 도모하고, 계속하여 α-γ의 2상 영역에서 가열함으로써, V계 탄화물을 용해시켜서 γ 중에 C를 농화시켜서 그 후의 냉각과정에서 마르텐사이트(Martensite) 상을 생성시키는 것이다. 그러나, V의 첨가는 고가이기 때문에 비용의 상승을 초래하는 것, 또한 열연판 중에 석출한 VC는 냉간압연시의 변형저항을 높히기 때문에, 예컨대 실시예에 개시되어 있는 바와 같은 압하율(壓下率) 70%에서의 냉간압연은 롤(Roll)에 대한 부하를 크게 하여 고장발생의 위험성을 증대시킴과 아울러, 생산성의 저하가 염려되는 등의 제조상의 문제가 있다.

또한, 심인발성이 뛰어난 고강도 강판 및 그 제조방법의 기술로서, 특허문헌6의 기술이 있다. 이 기술은 소정의 C양을 함유하고, 평균 r값이 1.3 이상, 또한 조직 중에 베이나이트(Bainite), 마르텐사이트, 오스테나이트 중 1종류 이상을 합계로 3% 이상 갖는 고강도 강판을 얻는 것이며, 그 제조방법은 냉간압연의 압하율을 30∼95%로 하고, 이어서 Al과 N의 클러스터(Cluster)나 석출물을 형성함으로써 집합조직을 발달시켜서 r값을 높히기 위한 소둔과, 계속하여 조직 중에 베이나이트, 마르텐사이트, 오스테나이트 중 1종류 이상을 합계로 3% 이상 갖도록 하기 위한 열처리를 행하는 것을 특징으로 하는 것이다. 이 방법에서는 냉간압연 후, 양호한 r값을 얻기 위한 소둔과, 조직을 만들기 위한 열처리를 각각 필요로 하고 있고, 또한, 소둔공정에서는 상자소둔을 기본으로 하여 그 유지시간이 1시간 이상이라는 장시간 유지를 필요로 하고 있어, 공정적(시간적)으로 생산성이 나쁘다는 문제가 있다. 또한, 얻어지는 조직의 제2 상 분률(分率)이 비교적 높기 때문에, 뛰어난 강도연성 밸런스를 안정적으로 확보하는 것은 어렵다.

특허문헌1 : 일본 특개소56-139654호 공보

특허문헌2 : 일본 특공소55-10650호 공보

특허문헌3 : 일본 특개소55-100934호 공보

특허문헌4 : 일본 특공평1-35900호 공보

특허문헌5 : 일본 특개2002-226941호 공보

특허문헌6 : 일본 특개2003-64444호 공보

발명의 개시

심인발성이 뛰어난 (연(軟))강판을 고강도화함에 있어, 종래 검토되어온 고용강화에 의한 고강도화의 방법에는 다량의 또는 과잉의 합금성분의 첨가가 필요하고, 이는 비용적으로도 공정적으로도, 또한 r값의 향상 그 자체에도 과제를 안고 있는 것이었다.

또한, 조직강화를 이용한 방법에서는, 2회 소둔(가열)법이나 고속냉각 설비를 필요로 하기 때문에, 제조공정상의 문제가 있고, 또한, VC를 활용한 방법도 개시되어 있지만, 고가의 V의 첨가는 비용의 상승을 초래하는 것 이외에, VC의 석출은 압연시의 변형저항을 높게 하기 때문에, 이것도 또한 안정한 제조를 곤란하게 하는 것이었다.

본 발명은 이러한 종래기술의 문제점을 유리하게 해결한, TS≥440MPa이면서도 평균 r값≥1.2를 갖는 심인발성이 뛰어난 고강도 강판 및 그 제조방법을 제안하는 것을 목적으로 하되, TS≥500MPa, 나아가서는 TS≥590MPa라는 고강도이면서도 평균 r값≥1.2라는 높은 r값을 갖는 심인발성이 뛰어난 고강도 강판 및 그 제조방법을 제안하는 것을 목적으로 한다.

본 발명은 상기와 같은 과제를 해결하기 위해 예의검토를 하였던 바, 특별한 또는 과잉의 합금성분이나 설비를 이용하는 일이 없이, 0.010∼0.050질량%라는 C함유량의 범위에서, 이 C함유량과의 관계에서 Nb함유량을 규제함으로써, 평균 r값이 1.2 이상으로 심인발성이 뛰어나고, 또한 페라이트 상과, 마르텐사이트 상을 포함하는 강조직을 갖는 고강도 강판을 얻는 것에 성공하였다.

즉, 본 발명의 요지는 아래와 같다.

(1)질량%로,

C: 0.010∼0.050%

Si: 1.0% 이하

Mn: 1.0∼3.0%

P: 0.005∼0.1%

S: 0.01% 이하

A1: 0.005∼0.5%

N: 0.01% 이하

Nb: 0.01∼0.3%를 함유하고, 또한, 강 중의 Nb 및 C의 함유량이,

(Nb/93)/(C/12)=0.2∼0.5(식 중의 Nb, C는 각각의 원소의 함유량(질량%))으로 되는 관계를 만족시키고, 나머지는 실질적으로 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분조성을 가짐과 아울러, 면적율로 50% 이상의 페라이트 상과, 면적율로 1% 이상의 마르텐사이트 상을 포함하는 강조직을 갖고, 평균 r값이 1.2 이상인 것을 특징으로 하는 심인발성이 뛰어난 고강도 강판.

(2)상기 강판은 강판 1/4 판두께 위치에서의 판면(板面))에 평행한 (222)면, (200)면, (110)면 및 (310)면의 각 X선회절 적분 강도비가,

P₍₂₂₂₎/{P₍₂₀₀₎+P₍₁₁₀₎+P₍₃₁₀₎}≥ 1.5(식 중의 P₍₂₂₂₎, P₍₂₀₀₎, P₍₁₁₀₎ 및 P₍₃₁₀₎은, 각각 강판 1/4 판두께 위치에서의 판면에 평행한 (222)면, (200)면, (110)면 및 (310)면의 각 X선회절 적분 강도비)로 되는 관계를 만족시키는 것을 특징으로 하는 상기 (1)에 기재한 심인발성이 뛰어난 고강도 강판.

(3)상기 조성에 더하여, Mo, Cr, Cu 및 Ni 중 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.5질량% 이하 더 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 또는 (2)에 기재한 심인발성이 뛰어난 고강도 강판.

(4)상기 조성에 더하여, Ti: 0.1질량% 이하를 더 함유하고, 또한, 강 중의 Ti, S 및 N의 함유량이 (Ti/48)/{(S/32)+(N/14)}≤2.0(식 중의 Ti, S, N은 각각의 원소의 함유량(질량%))으로 되는 관계를 만족시키는 것을 특징으로 하는 상기 (1), (2) 또는 (3)에 기재한 심인발성이 뛰어난 고강도 강판.

(5)표면에 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 상기 (1)∼ (4) 중 어느 하나에 기재한 심인발성이 뛰어난 고강도 강판.

(6)질량%로,

C: 0.010∼0.050%

Si: 1.O% 이하

Mn: 1.0∼3.O%

P: 0.005∼0.1%

S: 0.01% 이하

A1: 0.005∼0.5%

N: 0.01% 이하

Nb: 0.01∼0.3%를 함유하고, 또한, 강 중의 Nb 및 C의 함유량이 (Nb/93)/(C/12)=0.2∼0.5(식 중의 Nb, C는 각각의 원소의 함유량(질량%))으로되는 관계를 만족시키는 조성으로 되는 강 슬래브를 열간압연에서 마무리 압연 출측(出側)온도: 800℃ 이상으로 하는 마무리 압연을 실시하고, 권취(卷取)온도: 400∼720℃로 권취하여, 열연판으로 하는 열간압연공정과, 그 열연판에 냉간압연을 실시하여, 냉간압연판으로 하는 냉간압연공정과, 그 냉간압연판에 소둔온도: 800∼950℃로 소둔을 행하고, 이어서 소둔온도로부터 500℃까지의 온도영역의 평균 냉각속도: 5℃／s이상으로서 냉각하는 냉간압연판 소둔공정을 갖는 것을 특징으로 하는 심인발성이 뛰어난 고강도 강판의 제조방법.

(7)질량%로,

C: 0.010∼0.050%

Si: 1.0% 이하

Mn: 1.0∼3.0%

P: 0.005∼0.1%

S: 0.01% 이하

A1: 0.005∼0.5%

N: 0.01% 이하

Nb: 0.01∼0.3%를 함유하고, 또한, 강 중의 Nb 및 C의 함유량이 (Nb/93)/(C/12)=0.2∼0.5(식 중의 Nb, C는 각각의 원소의 함유량(질량%))로 되는 관계를 만족시키는 조성으로 되는 강 슬래브를 열간압연하여, 평균 결정입경이 8㎛ 이하인 열연판으로 하는 열간압연공정과, 그 열연판에 냉간압연을 실시하여, 냉간압연판으로 하는 냉간압연공정과, 그 냉간압연판에, 소둔온도: 800∼950℃로 소둔을 행하고, 이어서 소둔온도로부터 500℃까지의 온도영역의 평균 냉각속도: 5℃／s이상으로서 냉각하는 냉간압연판 소둔공정을 갖는 것을 특징으로 하는 심인발성이 뛰어난 고강도 강판의 제조방법.

(8)강 슬래브가 상기 조성에 더하여, Mo, Cr, Cu 및 Ni 중 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.5질량% 이하를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (6) 또는 (7)에 기재한 심인발성이 뛰어난 고강도 강판의 제조방법.

(9)강 슬래브가 상기 조성에 더하여, Ti:0.1질량% 이하를 더 함유하고, 또한, 강 중의 Ti, S 및 N의 함유량이 (Ti/48)/{(S/32)+ (N/14)}≤2.0(식 중의 Ti, S, N은 각각의 원소의 함유량(질량%))으로 되는 관계를 만족시키는 것을 특징으로 하는 상기 (6), (7) 또는 (8)에 기재한 심인발성이 뛰어난 고강도 강판의 제조방법.

(10)상기 냉간압연판 소둔공정 후의 강판표면에 도금층을 형성하는 도금처리 공정을 더 갖는 것을 특징으로 하는 상기 (6)∼ (9) 중 어느 하나에 기재한 심인발성이 뛰어난 고강도 강판의 제조방법.

본 발명은 C함유량이 0.010∼0.050질량%의 범위에 있어서, 종래의 극저탄소 IF강과 같이 심인발성에 악영향을 미치는 고용 C의 저감을 철저하게 하지 않고, 마르텐사이트 형성에 필요한 정도의 고용 C를 잔존시킨 상태하임에도 불구하고, 심인발 성형성에 바람직한 집합조직을 발달시켜서 평균 r값≥1.2를 확보하여 양호한 심인발성을 가짐과 아울러, 강 조직을 페라이트 상과, 마르텐사이트 상을 포함하는 제2 상을 갖는 복합조직으로 함으로써, TS440MPa 이상, 더 바람직하게는 TS500MPa 이상, 더욱 더 바람직하게는 TS590MPa 이상의 고강도화를 달성한 것이다.

이 이유에 대하여는 반드시 명확하지 않지만, 다음과 같이 생각된다.

종래 연강판에 있어서는 냉간압연 및 재결정 전의 고용 C를 극도로 저감하는 것이나 열연판 조직을 미세화하는 것 등이 {111}재결정 집합조직을 발달시켜서, 높은 r값화하기 위한 유효한 수단으로 되어 왔다. 한편, 전술한 바와 같은 DP강판에서는 마르텐사이트 형성에 필요한 고용 C를 필요로 하기 때문에, 모상(母相)의 재결정 집합조직이 발달하지 않고 r값이 낮았다. 그러나, 본 발명에서는 모상인 페라이트 상의 {111}재결정 집합조직의 발달과, 마르텐사이트 상의 형성의 양쪽을 가능하게 하는 절묘한 바람직한 성분범위가 존재하는 것을 새롭게 찾아냈다. 즉, 종래의 DP강판(저탄소강 레벨)보다 C양을 줄이면서, 극저탄소강보다는 C양이 많은, 0.010∼0.050질량%의 C함유량으로 하고, 이 C함유량에 맞춰서 적절한 Nb첨가를 행함으로써, {111}재결정 집합조직을 비롯한 심인발 성형성에 바람직한 집합조직의 발달과, 마르텐사이트 상의 형성의 양쪽을 동시에 달성할 수 있는 것을 새롭게 찾아냈다.

종래부터 알려져 있는 바와 같이, Nb는 재결정 지연효과가 있기 때문에, 열간압연시의 마무리온도를 적절하게 제어함으로써 열연판 조직을 미세화하는 것이 가능하고, 또한 강 중에 있어서 Nb는 높은 탄화물 형성능(形性能)을 갖고 있다.

본 발명에서는, 특히, 열연 마무리온도를 Ar3 변태점 바로 위의 적정한 범위로 하여 열연판 조직을 미세화하는 이외에, 열간압연 후의 코일 권취온도도 적정하게 설정함으로써, 열연판 중에 NbC를 석출시켜, 냉간압연 전 및 재결정 전의 고용 C의 저감을 도모하고 있다.

여기에서, Nb함유량과 C함유량이 (Nb/93)/(C/12)=0.2∼0.7을 만족시키도록 설정함으로써, 굳이 NbC로서 석출하지 않는 C를 존재시키고 있다.

종래 이러한 C의 존재가 {111}재결정 집합조직의 발달을 저해한다고 되어 왔지만, 본 발명에서는 전체 C함유량을 NbC로서 석출 고정하지 않고, 마르텐사이트 상의 형성에 필요한 고용 C가 존재하면서도 높은 r값화를 달성할 수 있다.

이 이유는 확실하지 않지만, 본 발명 범위에 있어서는 고용 C의 존재에 의한 {111}재결정 집합조직 형성에 대한 부정적인 요인보다, 열연판 조직을 미세화하는 긍정적인 요인쪽이 크기 때문이라고 생각된다. 또한, NbC의 석출은 {111}재결정 집합조직의 형성을 방해한다고 하는 고용 C의 석출 고정 뿐만 아니라 시멘타이트(Cementite)의 석출을 억압하는 효과도 있다. 특히 입계(粒界)가 거친 시멘타이트는 r값을 저하시키지만, Nb는 입자 내에 비교하여 입계의 확산이 빠르므로, 입계가 거친 시멘타이트가 석출하는 것을 저해하는 효과가 있다고 생각된다. 또한, 냉간압연시에는 입자 내(매트릭스(Matrix) 중)에 미세하게 석출한 NbC의 존재에 의해 매트릭스가 경질화(硬質化)하고, 매트릭스에 비교하여 상대적으로 연질(軟質)로 되는 입계 근방에 비틀림이 축적되기 쉬워져, 입계로부터의 {111}재결정입자의 발생을 촉진하는 효과도 추측된다. 특히, 매트릭스 중에 NbC를 석출시키는 것의 효과는 종래의 극저탄소강 정도의 C함유량에서는 유효하지 않고, 본 발명의 C함유량의 적정범위(0.010∼0.050질량%)에 있어서 비로서 그 효과를 발휘하는 것이라고 추측되어, 이 C함유량의 적정범위를 찾아낸 것이 본 발명의 기술사상의 기반으로 되어 있다.

그리고, NbC 이외의 C, 그 존재 형태는 아마도 시멘타이트계 탄화물 또는 고용 C이라고 추측되지만, 이들 NbC로서 고정되지 않은 C의 존재에 의해, 소둔공정에서의 냉각시에 마르텐사이트 상을 형성가능하게 하여 고강도화에도 성공한 것이다.

본 발명의 제조방법에 따르면, 종래기술에 대하여, 제강공정에 있어서는 극저탄소강으로 하기 위한 탈가스 공정이 불필요하고, 또한 고용강화를 이용하기 위한 과잉의 합금원소의 첨가도 불필요하여 비용적으로도 유리하다. 또한, 합금비용 및 압연부하를 향상시키는 V와 같은 특별한 원소의 첨가도 필요 없다.

도 1은 제작한 각종의 본 발명 강판과 비교 강판에 대하여, 평균 r값과 P₍₂₂₂₎/{P₍₂₀₀₎+P₍₁₁₀₎+P₍₃₁₀₎}의 값을 산출하고, 이들 산출한 값에 근거하여 도시한 도면이다.

도 2(a)는 열연판을 나이탈(Nital)액에 침지하여 표면을 부식시켰을 때의 광학현미경 사진으로서, 본 발명의 적정범위를 충족시키지 않는 비교예이다.

도 2(b)는 열연판을 나이탈액에 침지하여 표면을 부식시켰을 때의 광학현미경 사진으로서, 본 발명의 적정 범위를 충족시키지 않는 비교예이다.

도 3(a)는 열연판을 나이탈액에 침지하여 표면을 부식시켰을 때의 광학현미 경 사진으로서, 본 발명의 적정범위를 충족시키는 본 발명 예이다.

도 3(b)는 열연판을 나이탈액에 침지하여 표면을 부식시켰을 때의 광학현미경 사진으로서, 본 발명의 적정범위를 충족시키는 본 발명 예이다.

발명을 실시하기 위한 최선의 형태

이하에 본 발명을 상세하게 설명한다.

한편, 원소의 함유량의 단위는 모두 「질량%」이지만, 이하, 특별히 단정하지 않는 한, 간단히「%」로 나타낸다.

먼저, 본 발명의 고강도 강판의 성분조성을 한정한 이유에 대하여 설명한다.

C: 0.010∼0.050%

C는 이후에 설명하는 Nb와 함께 본 발명에서의 중요한 원소이다. C는 고강도화에 유효하며, 페라이트 상을 주상(主相)으로 하고 마르텐사이트 상을 포함하는 제2 상을 갖는 복합조직의 형성을 촉진한다. C함유량이 0.010% 미만에서는 마르텐사이트 상의 형성이 곤란하게 되어, 본 발명에서는 복합조직 형성의 관점에서, C를 0.010% 이상 함유할 필요가 있다. 바람직하게는 0.015% 이상으로 한다. 특히, TS500MPa 이상으로 한 고강도를 얻기 위해서는 복합조직을 형성함과 아울러 고용강화 원소인 Si, Mn, P 등으로 조정하는 것도 물론 가능하지만, 복합조직 강판인 본 발명 강의 특징을 살리는 관점에서, 주로 C양으로 조정하는 것이 가장 바람직하다. 그 경우, C양을 0.020% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 또한 TS590MPa 이상을 얻기 위해서는 0.025% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 그때의 Nb와의 관계는

(Nb/93)/(C/12)=0.2∼0.7

더 바람직하게는

(Nb/93)/(C/12)=0.2∼0.5

를 만족하는 것이 바람직하다.

그러나, 0.050%를 초과하는 C의 함유는 종래의 저탄소강판과 마찬가지로, 집합조직의 발달을 방해하여, 양호한 r값을 얻을 수 없으므로, C의 상한은 0.050%로 한다.

Si: 1.0% 이하

Si는 페라이트 변태를 촉진시키고, 미변태 오스테나이트 중의 C함유량을 상승시켜서 페라이트 상과 마르텐사이트 상의 복합조직을 형성시키기 쉽게 하는 것 이외에, 고용강화의 효과가 있다. 상기 효과를 얻기 위해서는 Si는 0.01% 이상 함유하는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.05% 이상으로 한다. 한편, Si를 1.0%를 초과하여 함유하면, 열간압연시에 적색 스케일(Red Scale)이라고 불리워지는 표면결함이 발생하여, 강판으로 하였을 때의 표면외관을 나쁘게 하기 때문에, 1.O% 이하로 한다.

또한, 용융아연 도금(합금화를 포함함)을 실시하는 경우에는 도금의 습윤성(Wettability)을 나쁘게 하여 도금 불균일성(Nonuniformity)의 발생을 초래하고, 도금품질이 악화되므로, 용융아연 도금을 실시하는 경우, Si함유량은 줄이는 것이 바람직하고, 0.7% 이하로 하는 것이 바람직하다.

Mn: 1.0∼3.0%

Mn 은 고강도화에 유효함과 아울러, 마르텐사이트 상을 얻을 수 있는 임계 냉각속도를 낮게 하는 작용이 있어, 소둔 후의 냉각시에 마르텐사이트 상의 형성을 재촉하기 때문에, 요구되는 강도 레벨 및 소둔 후의 냉각속도에 따라 함유하는 것이 바람직하고, 또한, Mn은 S에 의한 열간 균열을 방지하는데도 유효한 원소이기도 한다. 이러한 관점에서, Mn은 1.0% 이상 함유할 필요가 있고, 바람직하게는 1.2% 이상으로 한다. 한편, 3.0%를 초과하는 과도한 Mn을 함유하는 것은 r값 및 용접성을 악화시키므로, Mn함유량의 상한은 3.0%로 한다.

P: 0.005∼0.1%

P는 고용강화의 효과가 있는 원소이다. 그러나, P함유량이 0.005% 미만에서는 그 효과가 나타나지 않을 뿐만 아니라, 제강공정에 있어서 탈인(脫燐) 비용의 상승을 초래한다. 따라서, P는 0.005% 이상 함유하는 것으로 하고, 바람직하게는 0.01% 이상 함유한다. 한편, 0.1%를 초과하는 과잉의 P의 함유는 P가 입계에 편석(便析)하여, 내(耐)２차가공취성 및 용접성을 악화시킨다. 또한, 용융아연 도금강판으로 할 때는 용융아연 도금후의 합금화 처리시에, 도금층과 강판의 계면에서의 강판으로부터 도금층으로의 Fe의 확산을 억제하여, 합금화 처리성을 악화시킨다. 그 때문에, 고온에서의 합금화 처리가 필요하게 되어, 얻어지는 도금층은 파우더링(Powdering), 칩핑(Chipping) 등의 도금박리가 생기기 쉬운 것으로 된다. 따라서, P함유량의 상한은 0.1%로 한다.

S: 0.01% 이하

S는 불순물이며, 열간 균열의 원인이 되는 것 이외에, 강 중에서 개재물(介在物)로서 존재하여 강판의 제(諸)특성을 악화시키므로, 가능한 한 줄일 필요가 있다. 구체적으로는 S함유량은 0.01%까지는 허용할 수 있기 때문에, 0.01% 이하로 한다.

A1: 0.005∼0.5%

A1은 강의 고용강화, 탈산(脫酸)원소로서 유용한 것 이외에, 불순물로서 존재하는 고용 N을 고정하여 내상온시효성(耐常溫時效性)을 향상시키는 작용이 있다. 또한, Al은 페라이트 생성 원소로서, α-γ 2상 영역의 온도조정 성분으로서도 유용하다. 이러한 작용을 발휘시키기 위해서는 A1함유량은 0.005% 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 0.5%를 초과하는 A1의 함유는 고합금 비용을 초래하고, 또한 표면결함을 유발하므로, A1함유량의 상한을 0.5%로 한다. 더 바람직하게는 0.1% 이하이다.

N: 0.01% 이하

N은 내상온시효성을 악화시키는 원소이며, 가능한 한 줄이는 것이 바람직한 원소이다. N 함유량이 많아지면 내상온시효성이 악화하고, 고용 N을 고정하기 위해 다량의 Ti나 A1첨가가 필요하게 되므로, 가능한 한 줄이는 것이 바람직하지만, N 함유량은 0.01%정도까지는 허용할 수 때문에, N함유량의 상한을 0.01%로 한다.

Nb: 0.01∼0.3%, 또한 (Nb/93)/(C/12)=0.2∼0.7

Nb는 본 발명에 있어서 가장 중요한 원소이며, 열연판 조직의 미세화 및 열연판 중에 NbC로서 C를 석출 고정시키는 작용을 갖고, 높은 r값화에 기여하는 원소 이다. 이러한 관점에서 Nb는 0.01% 이상 함유할 필요가 있다. 한편, 본 발명에서는 소둔 후의 냉각과정에서 마르텐사이트 상을 형성시키기 위한 고용 C를 필요로 하지만, 0.3%를 초과하는 과잉의 Nb함유는 이를 방해하게 되므로, Nb함유량의 상한을 0.3%로 한다.

또한, Nb함유의 효과를 발휘하기 위해서는, 특히 Nb함유량(질량%)과 C함유량(질량%)이 (Nb/93)/(C/12)=0.2∼0.7(다만, 식 중의 Nb, C는 각각의 원소의 함유량)의 범위를 만족하도록 Nb와 C를 함유시키는 것이 필요하다. 한편 여기에서 (Nb/93)/(C/12)는 Nb와 C의 원자 농도비를 나타내고 있다. (Nb/93)/(C/12)가 0.2 미만에서는 Nb에 의한 열연판 미세화 효과가 낮아짐과 아울러, 특히 C함유량이 높은 범위에서는 고용 C의 존재량이 많아져, 높은 r값화에 유효한 재결정 집합조직의 형성을 저해한다. 또한, (Nb/93)/(C/12)가 0.7을 초과하면, 마르텐사이트 상을 형성하는 데에 필요한 C양을 강 중에 존재시키는 것을 방해하므로, 최종적으로 마르텐사이트 상을 포함하는 제2 상을 갖는 조직을 얻을 수 없다.

따라서, Nb함유량을 0.01∼0.3%로 하고, 또한 Nb함유량과 C함유량이 (Nb/93)/(C/12)=0.2∼0.7을 만족하도록 Nb와 C를 함유시키는 것으로 한다. 한편, 더 바람직하게는 (Nb/93)/(C/12)=0.2∼0.5를 만족하도록 Nb와 C를 함유시킨다.

이상이 본 발명의 고강도 강판의 기본조성이다.

한편, 본 발명에서는 상기한 조성에 더하여 아래에 나타내는 Mo, Cr, Cu 및 Ni 중 1종 또는 2종 이상, 및/또는 Ti를 더 함유시켜도 좋다.

Mo, Cr, Cu 및 Ni 중 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.5% 이하

Mo, Cr, Cu 및 Ni는 Mn과 같이 마르텐사이트 상을 얻을 수 있는 임계 냉각속도를 낮게 하는 작용을 갖고, 소둔 후의 냉각시에 마르텐사이트 상의 형성을 재촉하는 원소이며, 강도 레벨 향상에 효과가 있다. 그러나, 이들 1종 또는 2종 이상의 원소의 합계로 0.5%를 초과하는 과잉의 첨가는 그 효과가 포화할 뿐만 아니라, 고가인 성분에 의한 비용의 상승을 초래하므로, 이들 1종 또는 2종의 원소의 합계 함유량의 상한은 0.5%로 하는 것이 바람직하다.

Ti: 0.1% 이하, 또한 강 중의 Ti와 S와 N의 함유량이 (Ti/48)/{(S/32) +(N/14)}≤2.O

Ti는 A1과 동등 또는 A1이상으로 고용 N의 석출 고정에 효과가 있는 원소이며, 이 효과를 얻기 위해서는 0.005% 이상 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.1%를 초과하는 과잉의 첨가는 비용의 상승을 초래할 뿐만 아니라, TiC의 형성에 의해 마르텐사이트 상의 형성에 필요한 고용 C를 강 중에 잔류시키는 것을 방해한다. 따라서, Ti함유량은 0.1% 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, Ti는 강 중에서 S 및 N과 우선적으로 결합하고, 이어서 C와 결합한다. 강 중에서의 개재물의 형성 등에 의한 Ti의 수율 저하를 고려하면, (Ti/48)/{(S/32)+ (N/14)}가 2.0를 초과하는 Ti첨가량에서는 S, N을 고정하는 Ti첨가의 효과는 포화하고, 오히려 TiC의 형성을 촉진하여 강 중에 고용 C를 잔류시키키는 것을 방해하는 폐해가 커진다. 따라서, Ti함유량은 강 중에서 우선적으로 결합하는 S 및 N의 함유량과의 관계에서, (Ti/48)/{(S/32)+(N/14)}≤2.0을 만족하는 것이 바람직하다. 한편, 여기에서 그 관계식 중의 Ti, S, N은 각각의 원소의 함유 량(질량%)이다.

본 발명에서는 상기한 성분 이외의 나머지는 실질적으로 철 및 불가피적 불순물의 조성으로 하는 것이 바람직하다.

한편, 통상의 강 조성 범위 내이면, B, Ca, REM 등을 함유하여도 아무런 문제는 없다. 예컨대, B는 강의 담금질성을 향상시키는 작용을 가지는 원소이며, 필요에 따라 함유할 수 있다. 그러나, B함유량이 0.003%를 초과하면 그 효과가 포화하기 때문에, 0.003% 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, Ca 및 REM은 황화물계 개재물의 형태를 제어하는 작용을 가지고, 이에 의해, 강판의 제특성의 악화를 방지한다. 이러한 효과는 Ca 및 REM 중에서 선택된 1종 또는 2종의 함유량이 합계로 0.01%를 초과하면 포화하는 경향이 있으므로, 이것 이하로 하는 것이 바람직하다.

한편, 그 밖의 불가피적 불순물로서는, 예컨대, Sb, Sn, Zn, Co 등을 들 수 있고, 이들의 함유량의 허용범위로서는 Sb: 0.01% 이하, Sn: 0.1 % 이하, Zn: 0.01% 이하, Co: 0.1% 이하의 범위이다.

그리고, 본 발명의 고강도 강판은 상기 강 조성을 갖는 것에 더하여, 면적율로 50% 이상의 페라이트 상과, 면적율로 1% 이상의 마르텐사이트 상을 포함하는 강조직을 갖고, 평균 r값이 1.2 이상인 것이 필요하다.

(1)면적율로 50% 이상의 페라이트 상과, 면적율로 1% 이상의 마르텐사이트 상을 포함하는 강조직을 갖는 것

본 발명의 고강도 강판은 양호한 심인발성을 갖고, 인장강도≥440MPa인 강판 으로 하기 위하여, 면적율로 50% 이상의 페라이트 상과, 면적율로 1% 이상의 마르텐사이트 상을 포함하는 강조직을 갖는 강판, 소위 복합조직 강판인 것이 필요하다. 특히, 본 발명에서는 50% 이상의 면적율을 차지하는 페라이트 상을, 심인발 성형성에 바람직한 집합조직이 발달한 조직으로 함으로써, 평균 r값≥1.2를 달성할 수 있다. 페라이트 상이 적어지고, 면적율로 50% 미만이 되면, 양호한 심인발성을 확보하는 것이 곤란하게 되어, 프레스 성형성이 저하하는 경향이 있다. 한편, 페라이트 상은 면적율로 70% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 또한, 복합조직의 이점을 이용하기 위하여, 페라이트 상은 면적율로 99% 이하로 하는 것이 바람직하다.

여기에서, 「페라이트 상」이란, 폴리고날(Polygonal) 페라이트 상 이외에, 오스테나이트 상으로부터 변태한 전위밀도가 높은 베이니트릭 페라이트(Bainitic Ferrite) 상을 포함한다.

또한, 본 발명에서는 마르텐사이트 상이 존재하는 것이 필요하며, 마르텐사이트 상을 면적율로 1% 이상 함유할 필요가 있다. 마르텐사이트 상이 1% 미만에서는 TS≥440MPa를 확보하는 것이 곤란하게 되어, 양호한 강도 연성 밸런스를 얻는 것이 어렵다. 한편, 마르텐사이트 상은 3% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

아울러, 상기한 페라이트 상, 마르텐사이트 상 이외에, 펄라이트(Pearlite) 상, 베이나이트 상 또는 잔류 오스테나이트(γ) 상 등을 포함한 조직으로 하여도 좋다. 한편, 상기한 페라이트 상과 마르텐사이트 상의 효과를 충분히 얻기 위해서는, 페라이트 상의 면적율과 마르텐사이트 상의 면적율의 합계를 80% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

(2)평균 r값이 1.2 이상인 것 본 발명의 고강도 강판은 상기 성분조성 및 강조직을 만족함과 아울러, 평균 r값이 1.2 이상을 만족하는 것이다.

여기에서, 「평균 r값」이란, JIS Z 2254로 구해지는 평균 소성 변형률(Strain Ratio)을 의미하고, 이하의 식으로부터 산출되는 값이다.

평균 r값=(r₀+2r₄₅+r₉₀)/4

한편, r₀, r₄₅ 및 r₉₀은 시험편을 판면의 압연방향에 대하여, 각각 0° 45°및 90°방향으로 채취하여 측정한 소성 변형률이다.

본 발명의 고강도 강판은 상기 성분, 강 마이크로(Micro) 조직 및 특성을 만족함과 아울러, 집합조직으로서, 강판 1/4 판두께 위치에서의 X선회절에 의해 구해진, 판면에 평행한 (222)면, (200)면, (110)면 및 (310)면의 각 적분 강도비 P₍₂₂₂₎, P₍₂₀₀₎, P₍₁₁₀₎, P₍₃₁₀₎이 P₍₂₂₂₎/{P₍₂₀₀₎+P₍₁₁₀₎+P₍₃₁₀₎}≥1.5를 만족하는 것이 바람직하고, 더 바람직하게는 P₍₂₂₂₎/{P₍₂₀₀₎+P₍₁₁₀₎+P₍₃₁₀₎}≥ 2.0으로 한다.

도 1은 제작한 각종의 본 발명 강판과 비교 강판에 대하여, r값과 P₍₂₂₂₎/{P₍₂₀₀₎+P₍₁₁₀₎+P₍₃₁₀₎}의 값을 산출하고, 이들 산출한 값에 근거하여 도시하였을 때의 것이다.

종래, 판면이 {111}면에 평행한 집합조직을 갖는 경우는 r값이 높지만, {110}면이나 {100}면에 평행한 집합조직에서는 r값이 낮은 것이 알려져 있다.

본 발명 강판에서의 r값과 집합조직의 상관관계에 대하여 예의연구를 하였던 바, 상세한 것은 아직 명확하지 않지만, (310)면은 적으면서도 {100}, {110}면과 마찬가지로, r값을 저하시키는 집합조직이며, 이것을 줄이는 것이 높은 r값화에 기여하는 것을 찾아냈다. 이는, 상세한 것은 명확하지 않지만, Nb첨가에 의해 열연시의 미재결정γ영역에서의 압하율이 높은 것이거나, 전술한 미세한 NbC의 석출, 및 NbC로서 석출 고정되지 않는 C의 존재 등이 (310)면 저감에 기여하고 있다고 생각된다.

한편, {111}집합조직이란, 강판면 수직방향으로 결정의 ＜111＞방향이 향하고 있다는 것을 말한다. 결정학 및 Bragg의 반사조건으로부터, 체심입방(體心立方) 구조인 α-Fe의 경우, {111}면의 회절로서는 (111)면에서는 일어나지 않고, (222)면에서 일어나기 때문에, X선회절 적분 강도비로서는 (222)면의 값(P₍₂₂₂₎)을 이용하였다. (222)면은 강판 판면 수직방향으로는 [222]방향이 향하고 있으므로, 실질적으로 ＜111＞방향과 같은 방향이다. 따라서 (222)면의 강도비가 높은 것은 {111}집합조직이 발달하고 있는 것에 대응한다. {100}면에 대하여도 같은 이유로부터, (200)면의 값(P₍₂₀₀₎)을 이용하였다.

여기에서, X선회절 적분 강도비란, 무방향성(無方向性) 표준시료(불규칙 시료)의 X선회절 적분 강도를 기준으로 하였을 때의 상대적인 강도이다. X선회절은 각도 분산형, 에너지 분산형의 어느 것으로도 좋고, X선원(源)은 특성 X선이라도 백색 X선이라도 좋다. 측정면은 α-Fe의 주요 회절면인 (110)에서 (420)까지의 7면으로부터 10면을 측정하는 것이 바람직하다. 또한, 강판 1/4 판두께 위치란, 구 체적으로는 강판표면으로부터 측정하여, 강판의 판두께의 1/8∼3/8의 범위를 나타내고, X 선회절은 이 범위의 임의의 면에서 행하면 좋다.

본 발명의 고강도 강판은 냉연강판 이외에, 상기 도금 또는 용융아연 도금 등의 표면처리를 실시하여 도금층을 갖는 강판, 소위 도금강판 등도 포함하는 것이다. 여기에서, 「도금」이란, 순(純)아연 도금 이외에, 아연을 주성분으로 하여 합금원소를 첨가한 아연계 합금 도금, 또는 순A1도금 이외에, Al을 주성분으로 하여 합금원소를 첨가한 A1계합금 도금 등, 종래부터 강판 표면에 실시되고 있는 도금층도 포함한다.

이어서, 본 발명의 고강도 강판의 바람직한 제조방법에 대하여 설명한다.

본 발명의 제조방법에서 사용되는 강 슬래브의 조성은 상술한 강판의 조성과 같으므로, 강 슬래브의 한정이유의 기재는 생략한다.

본 발명의 고강도 강판은 상기한 범위 내의 조성을 갖는 강 슬래브를 소재로 하고, 그 소재에 열간압연을 실시하여 열연판으로 하는 열간압연공정과, 그 열연판에 냉간압연을 실시하여 냉간압연판으로 하는 냉간압연공정과, 그 냉간압연판에 재결정과 복합조직화를 달성하는 냉간압연판 소둔공정을 순차적으로 거치게 함으로써 제조할 수 있다.

본 발명에서는 먼저, 강 슬래브를 열간압연에서 마무리 압연 출측 온도를 800℃ 이상으로 하는 마무리 압연을 실시하고, 권취온도: 400∼720℃로 권취하여, 열연판으로 한다(열간압연공정).

본 발명의 제조방법에서 사용하는 강 슬래브는 성분의 마이크로 편석을 방지 하기 위해 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하지만, 조괴법(造塊法)이나 얇은 슬래브 주조법으로 제조하여도 좋다. 또한, 강 슬래브를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각하고, 그 후, 다시 가열하는 종래법에 더하여, 냉각하지 않고 그 온도인 채로 가열로에 장입하여, 열간압연 하는 직송압연(直送壓延), 혹은 약간의 보열(保熱)을 한 후에 곧바로 열간압연하는 직송압연·직접압연(直接壓延) 등의 에너지 절감 프로세스도 문제없이 적용할 수 있다.

슬래브 가열온도는 석출물을 조대화시킴으로써, {111}재결정 집합조직을 발달시켜서 심인발성을 개선하기 때문에, 낮은 쪽이 바람직하다. 그러나, 가열온도가 1000℃ 미만에서는 압연하중이 증대하고, 열간압연시에서의 고장발생의 위험성이 증대하므로, 슬래브 가열온도는 1000℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 산화 중량의 증가에 수반하는 스케일 로스(Scale Loss)의 증대 등으로부터, 슬래브 가열온도의 상한은 1300℃로 하는 것이 적합하다.

상기 조건으로 가열된 강 슬래브에 조압연(粗壓延) 및 마무리 압연을 행하는 열간압연을 실시한다. 여기에서, 강 슬래브는 조압연에 의해 시트 바(Sheet Bar)로 된다. 한편, 조압연의 조건은 특별히 규정할 필요는 없고, 통상법을 따라 행하면 좋다. 또한, 슬래브 가열온도를 낮게 하고, 또한 열간압연시의 고장을 방지하는 관점에서는 시트 바를 가열하는, 소위 시트 바 히터를 활용하는 것이 바람직하다.

이어서, 시트 바를 마무리 압연하여 열연판으로 한다. 이때, 마무리 압연 출측 온도(FT)는 800℃ 이상으로 한다. 이것은 냉간압연 및 소둔 후에 뛰어난 심 인발성을 얻을 수 있는 미세한 열연판 조직을 얻기 위해서이다. FT가 800℃ 미만에서는 열간압연시의 부하가 높아짐과 아울러, 열연판 조직에 가공회복(페라이트 입자)조직이 잔류하기 쉬워지고, 이는 냉간압연 소둔 후에 {111}집합조직의 발달을 방해한다. 따라서, FT는 800℃ 이상으로 한다. 한편, FT가 980℃를 초과하면, 조직이 조대화하고, 이것도 또한 냉간압연 소둔 후의 {111}재결정 집합조직의 형성 및 발달을 방해하는 경향이 있으므로, 높은 r값을 얻는 관점에서, FT의 상한을 980℃로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 Ar3 변태점 바로 위인 미재결정γ영역에서의 압하율을 가능한 한 높임으로써, 냉간압연 소둔 후에 높은 r값화로 바람직한 집합조직을 형성시킬 수 있다.

또한, 열간압연시의 압연하중을 저감하기 위하여, 마무리 압연의 일부 또는 전부의 패스(Pass) 사이에서 윤활압연으로 하여도 좋다. 윤활압연을 행하는 것은 강판형상의 균일화나 재질의 균질화의 관점에서 유효하다. 윤활압연시의 마찰계수는 0.10∼0.25의 범위로 하는 것이 바람직하다. 또한, 앞의 시트 바의 후단(後端)과 뒤의 시트 바의 선단(先端)을 차례대로 접합하여, 연속적으로 마무리 압연하는 연속압연 프로세스로 하는 것도 바람직하다. 연속압연 프로세스를 적용하는 것은, 열간압연의 조업 안정성의 관점에서도 바람직하다.

코일 권취온도(CT)는 400∼720℃의 범위로 한다. 이 온도범위가 열연판 중에 NbC를 석출시키는 데에 적정한 온도범위이다. CT가 720℃를 초과하면, 결정입자가 조대화하하여, 강도저하를 초래함과 아울러 냉간압연 소둔 후의 높은 r값화를 방해하게 된다. 또한, CT가 400℃ 미만으로 되면, NbC의 석출이 일어나기 어려워 져, 높은 r값화에 불리하게 된다. 한편, CT는 바람직하게는 550∼680℃로 한다

상기 열간압연공정을 실시함으로써, 평균 결정입경이 8㎛ 이하인 열연강판으로 할 수 있다. 즉, 본 발명의 고강도 강판은 상기한 범위 내의 조성을 갖고, 평균 결정입경이 8㎛ 이하인 열연판을 소재로 하고, 그 열연판에 냉간압연을 실시하여 냉간압연판으로 하는 냉간압연공정과, 그 냉간압연판에 재결정과 복합조직화를 달성하는 냉간압연판 소둔공정을 순차적으로 거침으로써 제조할 수 있다.

열연판의 조직이 평균 결정입경으로 8㎛ 이하인 것

종래 연강판에 있어서는, 열연판의 결정입경을 미세화할 수록, r값을 높히는 효과가 있는 것이 알려져 있다.

도 2(a), 도 2(b) 및 도 3(a), 도 3(b)은 나이탈 부식시킨 열연강판의 광학현미경 사진이다. 나이탈액은 3% 초산알콜용액(3% HNO₃-C₂H₅0H)이며, 10∼15s 부식하였다.

여기에서, 도 2(a)는 0.033% C로서 Nb무첨가이며, 열연판의 평균 결정입경: 8.9㎛, 냉간압연 소둔하여 얻어진 강판의 평균 r값: 0.9, 도 2(b)는 0.035% C-0.015% Nb{(Nb/93)/(C/12)}=0.06}이며, 열연판의 평균 결정입경: 5.9㎛, 냉간압연 소둔하여 얻어진 강판의 평균 r값: 1.0, 도 3(a)는 0.035% C-0.083% Nb{(Nb/93)/(C/12)}=0.31}이며, 열연판의 평균 결정입경: 5.6㎛, 냉간압연 소둔하여 얻어진 강판의 평균 r값: 1.3, 도 3(b)는 0.035% C-0.072% Nb {(Nb/93)/(C/12)}=0.27}이며, 열연판의 평균 결정입경: 2.8㎛, 냉간압연 소둔하여 얻어진 강판의 평균 r값: 1.5이며, 도 3(a) 및 도 3(b)가 본 발명의 성분조성의 열연강판이다. 한편, 제조조건 이외는 이후에 설명하는 표 1 및 표 2에 상술한다.

도 2(a)는 성분적으로 본 발명 강을 벗어나는 Nb무첨가 강으로, 열연판의 평균 결정입경이 8㎛ 이상으로 되어 있고, r 값도 낮다. 도 2(b)는 Nb첨가에 의해 열연판 조직이 미세화되어 있지만, Nb/C의 비(比)가 본 발명의 범위에서 벗어나기 때문에, 효과가 발휘되지 않고, r값이 낮다. 도 3(a) 및 도 3(b)는 본 발명 강이며, 열연판 조직이 미세화하고, 높은 r값화하고 있다.

열연판 조직은 Nb첨가에 의해, 입계로서는 나이탈액에 의해 통상과 같이 깊게 부식되는 선(1)과 함께, 부식이 얕은 선(2)도 존재하도록 된다.

본 발명에서는 입경을 측정할 때, 상기 선(1)과 선(2)를 입계로 하여 결정입경을 측정하였다.

결정입경은 일반적으로 경사각이 15°이상을, 소위, 대(大)경사각 입계, 경사각 15°미만을, 소위 소(小)경사각 입계로 불려지는 일이 많다. 상기 부식이 얕은 선(2)을 EBSP(Electron Back Scatter Diffraction Pattern) 해석하였던 바, 이 부식이 얕은 선(2)은 경사각이 150°미만의, 소위, 소경사각 입계임을 알았다. 본 발명에 있어서는 열연판 중에 이 경사각 15°미만의, 소위, 소경사각 입계, 즉 상기 선(2)이 다수 존재하는 것이 특징적이며, 이 상기 선(1) 및 선(2)의 양쪽을 입계로 하여 입경을 측정한 결과, 그 평균 결정입경이 8㎛ 초과하여서는 본 발명의 고강도 강판의 높은 r값화으로의 효과가 나타나지 않고, 평균 결정입경을 8㎛ 이하로 미세화함으로써, 평균 r값 1.2 이상이라는 높은 r값화에 효과가 나타나는 것을 알았다. 따라서 열연판의 평균 결정입경은 8㎛ 이하로 한다.

한편, 본 발명 강의 조직을 EBSP 해석하였던 바, 상기 선(1)과 선(2)을 입계로 하여 결정입경을 측정한다는 것은 5°이상의 경사각을 가지는 결정입자 경계를 입계로 보아 입경측정하는 것에 상당하는 것임을 확인하였다.

이것으로부터, 상세한 것은 확실하지 않지만, 본 발명에서의 입계로부터의 심인발 성형성에 바람직한 재결정 핵발생의 촉진에는 5°이상의 경사각이 유효하다는 것이 추측된다.

한편, 결정입경의 측정방법으로서는 압연방향에 평행한 판두께 단면(L단면)에 대하여 광학현미경을 사용하여 미시(微視)조직을 촬상(撮像)하고, JIS G 0552 또는 ASTM에 준한 절단법에 의해 시료면상에서의 결정입자의 평균의 절편길이 1(㎛)을 구하고, (ASTM) 공칭(公稱) 입경 d_n=1.13×1로서 평균 결정입경을 구하면 좋고, 이 밖에 EBSP 등의 장치를 이용하여 구하여도 좋다.

한편, 본 발명에서는 상기 평균 입경의 절편길이는 압연방향에 평행한 판두께 단면에 대하여, 광학현미경으로 미시조직을 촬상하고, JIS G O552에 준한 절단법에 의해 구하였다. 즉, 촬상한 미시조직 사진을 이용하여, JIS G O552에 준하여 압연방향 및 이에 수직방향에 대하여 각각 일정 길이의 선분으로 절단되는 페라이트 결정입자의 수를 측정하고, 선분의 길이를 그 선분으로 절단되는 페라이트 결정입자의 수로 나눈 값을 각각의 방향의 절편길이로서 구하고, 이들의 평균(상가(相加)평균)값을 여기에서의 결정입자의 평균의 절편길이 1(㎛)로 하였다.

또한, 본 발명 강은 열연판 단계에 있어서, 전체 C함유량 중 15% 이상을 NbC로서 석출 고정하고 있는 것이 바람직하다. 즉, 열연판 단계에 있어서, NbC로서 석출 고정되는 C양이 강 중의 전체 C양에 차지하는 비율을 15% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

NbC로서 석출 고정되는 C양이 강 중의 전체 C양에 차지하는 비율(이하, 간단히「석출 고정되는 C양의 비율」이라 함.)이란, 열연판을 화학분석(추출 분석)하여 얻어지는 석출 Nb양으로부터 다음식으로 산출되는 값이다.

[C]_fix = 100×12×([Nb^*]／93)/[C]_total

여기서, 강 중에 Ti를 함유하지 않는 경우, Nb는 NbN을 형성하기 때문에,

[Nb^*] = [Nb]-(93[N]/14), [Nb^*]＞0

한편, 강 중에 Ti를 함유하는 경우, N은 우선적으로 TiN을 형성하므로

[Nb^*] = [Nb]-(93[N^*]／14)

한편, 식 중,

[N^*] = [N]-(14[Ti^*]/48), [N^*]＞0

[Ti^*] = [Ti]-(48[S]/32), [Ti^*]＞0

[C]_fix는 석출 고정되는 C양의 비율(%),

[C]_total은 강 중의 전체 C함유량(질량%),

[Nb], [N], [Ti], [s]는 각각 석출 Nb, 석출 N, 석출 Ti, 석출 S양(질량%)이다.

전술한 바와 같이 냉간압연 및 재결정 전의 단계에서 고용 C를 저감하는 것은 높은 r값화를 위해 유효함과 아울러, 석출한 NbC의 존재에 의해 높은 r값화가 촉진된다. 본 발명에서는 NbC로서 석출 고정되는 C양이 강 중의 전체 C함유량의 15% 이상에서 그 효과가 나타난다. 한편, 전체의 C함유량에 차지하는 석출 고정되는 C양의 비율의 상한은 전술한 Nb의 적정범위의 상한(Nb/93)/(C/12)=0.7 이내의 Nb함유량이면 문제 없고, 높은 r값화와 소둔 후의 마르텐사이트 상의 형성이 양립된다.

이어서, 그 열연판에 냉간압연을 실시하여 냉간압연판으로 한다(냉간압연공정).

여기에서, 열연판은 스케일을 제거하기 위하여 냉간압연 전에 산세(酸洗)를 행하는 것이 바람직하다. 산세는 통상의 조건에서 행하면 좋다. 냉간압연 조건은 소망의 치수형상의 냉간압연판으로 할 수 있으면 좋고, 특별히 한정되지 않지만, 냉간압연시의 압하율은 적어도 40% 이상으로 하는 것이 바람직하며, 더 바람직하게는 50% 이상으로 한다. 높은 r값화에는 고 냉연 압하율이 일반적으로 유효하며, 압하율이 40% 미만에서는 {111}재결정 집합조직이 발달하기 어려워, 뛰어난 심인발성을 얻는 것이 곤란하게 된다. 한편, 본 발명에서는 냉간 압하율을 90%까지의 범위에서 높게 할 수록 r값이 상승하지만, 90%를 초과하면 그 효과가 포화할 뿐만 아니라, 냉간압연시의 롤에 대한 부하도 높아지기 때문에, 상한을 90%로 하는 것이 바람직하다.

다음에, 상기 냉간압연판에 소둔온도: 800℃ 이상 950℃ 이하로 소둔을 행하고, 이어서 소둔온도로부터 500℃까지의 온도영역의 평균 냉각속도: 5℃／s이상으로서 냉각한다(냉간압연판 소둔공정).

상기 소둔은 본 발명에 필요로 하는 냉각속도를 확보하기 위하여, 연속소둔 라인 또는 연속 용융아연 도금 라인으로 행하는 연속소둔으로 하는 것이 바람직하고, 800∼950℃의 온도영역에서 행할 필요가 있다. 본 발명에 있어서는, 소둔시의 최고 도달온도인 소둔온도를, 800℃ 이상으로 함으로써, α-γ 2상 영역, 즉, 냉각 후에 페라이트 상과 마르텐사이트 상을 포함하는 조직을 얻을 수 있는 온도 이상,또한 재결정 온도 이상으로 할 수 있다. 소둔온도가 800℃ 미만에서는 냉각 후에 충분한 마르텐사이트 상의 형성이 되지 않거나, 또는 재결정이 완료되지 않아 페라이트 상의 집합조직을 조정할 수 없게 되어 r값화를 도모할 수 없기 때문에, 소둔온도는 800℃ 이상으로 한다. 한편, 950℃를 초과하는 고온에서는 재결정 입자가 현저하게 조대화(粗大化)하여, 특성이 현저하게 악화되기 때문에, 소둔온도는 950℃ 이하로 한다.

또한, 상기 소둔시의 온도상승속도, 특히 300℃에서 700℃까지의 온도상승속도는 본 발명 강판의 경우, 1℃／s 미만이면, 재결정 전에 회복에 의해 변형 에너지가 해방됨으로써, 재결정의 구동력을 감소시키는 경향에 있으므로, 300℃에서 700℃까지의 평균으로 1℃／s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 온도상승속도의 상한은 특별히 규정할 필요는 없고, 현재의 설비에서는 300℃에서 700℃까지 의 평균의 온도상승속도의 상한은 대략 50℃／s정도이다. 700℃에서부터 소둔온도까지는 재결정 집합조직 형성의 관점에서, 바람직하게는 0.1℃／s 이상으로 온도상승시킨다. 한편, 700℃에서부터 소둔 균열온도(소둔 도달온도)까지를 20℃／s 이상으로 온도상승시키면, 미(未)재결정부에서의 변태, 또는 미재결정인채로 변태가 진행하기 쉽고, 집합조직 형성의 점에서 불리해지기 쉽기 때문에, 20℃／s 이하의 온도상승속도로 가열하는 것이 바람직하다.

상기 소둔 후의 냉각속도는 마르텐사이트 상의 형성의 관점에서, 소둔온도에서부터 500℃까지의 온도영역의 평균 냉각속도를 5℃／s 이상으로서 냉각할 필요가 있다. 그 온도영역의 평균 냉각속도가 5℃／s 미만이면, 마르텐사이트 상이 형성되기 어려워 페라이트 단상조직으로 되어 조직강화가 부족하게 된다.

본 발명에서는 마르텐사이트 상을 포함하는 제2 상의 존재가 필수적이므로, 500℃까지의 평균 냉각속도가 임계 냉각속도이상인 것이 필요하고, 이를 달성하기 위해서는 5℃／s 이상으로 함으로써 만족된다. 500℃ 미만의 냉각에 대하여는 특별히 한정하지 않지만, 계속하여, 바람직하게는 300℃까지 5℃／s 이상의 평균 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하고, 과(過)시효처리를 실시하는 경우는 과시효처리 온도까지를 평균 냉각속도가 5℃／s 이상으로 되도록 하는 것이 바람직하다.

한편, 상기 냉각속도는 마르텐사이트 상 형성의 관점에서, 상한은 특별히 규정할 필요는 없고, 롤 냉각이나 가스 제트 냉각 이외에, 물담금질 설비 등을 이용하여 냉각하여도 좋다.

또한, 상기 냉간압연판 소둔공정 후에 전기(電氣) 도금처리, 또는 용융 도금 처리등의 표면처리를 실시하여, 강판 표면에 도금층을 형성하여도 좋다.

예컨대, 도금처리로서, 자동차용 강판에 많이 사용되는 용융아연 도금처리를 행할 때는 상기 소둔을 연속 용융아연 도금 라인에서 행하고, 소둔 후의 냉각에 이어서 용융아연 도금욕(淘金浴)에 침지하여, 표면에 용융아연 도금층을 형성하면 좋고, 이 경우, 용융아연 도금욕으로부터 나온 후, 300℃까지의 평균 냉각온도가 5℃／s 이상으로 되도록 냉각하는 것이 바람직하다. 또한, 용융아연 도금욕에 침지한 후 합금화 처리를 더 행하여, 합금화 용융아연 도금 강판을 제조하여도 좋다. 이 경우, 합금화 처리한 후의 냉각에 있어서, 300℃까지의 평균 냉각속도가 5℃／s 이상으로 되도록 냉각하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 용융아연 도금욕으로부터 나온 후, 또는 합금화 처리 후의 냉각에 대하여도, 마르텐사이트 상 형성의 관점에서, 냉각속도의 상한은 특별히 규정할 필요는 없고, 롤 냉각이나 가스 제트 냉각 이외에, 물담금질 설비 등을 이용하여 냉각하여도 좋다.

또한, 상기 소둔 후의 냉각까지를 소둔 라인에서 행하여, 일단 실온까지 냉각한 후, 별도 용융아연 도금 라인에서 용융아연 도금을 실시하고, 또는 합금화 처리를 더 행하여도 좋다.

여기에서, 도금층은 순아연 도금이나 아연계 합금 도금에 한정되지 않고, A1도금이나 A1계 합금 도금 등, 종래, 강판 표면에 실시되고 있는 각종 도금층으로 하는 것도 물론 가능하다.

또한, 상기한 바와 같이 제조한 냉연강판(냉간압연 소둔판이라고도 함) 또는 도금 강판에는 형상교정, 표면조도(表面粗度) 등의 조정의 목적으로 조질(調質)압 연 또는 레벨러(Levelar) 가공을 실시하여도 좋다. 조질압연 또는 레벨러 가공의 연신율은 합계로 0.2∼15%의 범위 내인 것이 바람직하다. 0.2% 미만에서는 형상교정, 조도조정의 소기의 목적을 달성할 수 없는 우려가 있고, 한편, 15%를 초과하면, 현저한 연성저하를 초래하는 경향이 있기 때문에 바람직하지 않다. 한편, 조질압연과 레벨러 가공에서는 가공형식이 다르지만, 그 효과는 양쪽에서 큰 차이가 없다는 것을 확인하고 있다. 조질압연, 레벨러 가공은 도금처리 후에서도 유효하다.

실시예

다음에, 본 발명의 실시예에 대하여 설명한다.

표 1에 나타내는 조성의 용강(溶鋼)을 전로(轉爐)에서 용제(溶製)하여, 연속 주조법으로 슬래브로 하였다. 이들 강 슬래브를 1250℃로 가열하여 조압연하여 시트 바로 하고, 이어서 표 2에 나타내는 조건의 마무리 압연을 실시하는 열간압연공정에 의해 열연판으로 하였다. 이들의 열연판을 산세한 후 압하율 65%의 냉간압연을 실시하는 냉간압연공정에 의해 판두께 1.2mm인 냉간압연판으로 하였다. 계속하여, 이들 냉간압연판에 연속소둔 라인에서, 표 2에 나타내는 조건으로 연속소둔을 행하였다. 그 다음에, 얻어진 냉간압연 소둔판에 연신율 0.5% 의 조질압연을 실시하여, 각종 특성을 평가하였다. 한편, N0.2 및 9의 강판은 연속 용융아연 도금 라인에서 냉간압연판 소둔공정을 실시하고, 그 후 계속하여 같은 라인에서 용융아연 도금(도금욕 온도: 480℃)을 실시하여 용융아연 도금 강판으로 하고, 마찬가지로 조질압연을 실시하여 각종 특성을 평가하였다. 한편, 여기에서 강판 N0.25가, 전 술한 도 2(a), 강판 N0.26이 도 2(b), 강판 N0.27이 도 3(a), 그리고 강판 N0.28 이 도 3(b)이다.

얻어진 각 냉간압연 소둔판 및 용융아연 도금 강판의, 미시조직, 인장특성 및 r값에 대하여 조사한 결과를 표 2에 나타낸다. 또한, 열간압연공정 후의 열연판에 대하여, NbC로서 석출 고정되는 C양의 비율과 미시조직(결정입경)에 대하여 조사하였다. 조사방법은 아래와 같다.

(i)열연판 중의 NbC로서 석출 고정되는 C양의 비율

전술한 바와 같이 추출 분석에 의해 석출 Nb, 석출 Ti, 석출 N, 석출 S양을 정량하여, 아래식으로부터 구하였다.

[C]_fix = 100×12×([Nb^*]／93)/[C]_total

여기서, 강 중에 Ti를 함유하지 않는 경우,

[Nb^*] = [Nb]-(93[N]/14), [Nb^*]＞0

Ti를 함유하는 경우,

[Nb^*] = [Nb]-(93[N^*]／14)

한편, 식 중,

[N^*] = [N]-(14[Ti^*]/48), [N^*]＞0

[Ti^*] = [Ti]-(48[S]/32), [Ti^*]＞0

[C]_fix는 석출 고정되는 C양의 비율(%),

[C]_total은 강 중의 전체 C함유량(질량%),

한편, 추출 분석의 방법은 10% 말레인산(Maleic Acid)계 전해액을 사용하여 전해추출한 잔류물을 알칼리 융해하여, 융성물(融成物)을 산용해한 후, ICP 발광분광법으로 정량하였다.

(ii)열연판의 결정입경

나이탈 부식한 압연방향에 평행한 판두께 단면(L단면)을 광학현미경으로 촬상하고, JIS G O552에 준한 절단법에 의해, 전술한 바와 같이 평균 결정입자의 절편길이 1(㎛)를 구하고, (ASTM) 공칭 입경 d_n =1.13×1로서 표기하였다. 입계로서는 전술한 바와 같이 나이탈액에 의해 부식되고, 통상과 같이 깊게 부식되는 선 및 부식이 얕은 선의 양쪽을 입계로 하여 카운트(Count)하였다. 또한, 이와 같이 하여 측정한 평균 결정입경의 값은 경사각 5°이상의 결정입자 경계를 결정입계로 간주하여 측정한 값에 상당하는 것을 EBSP 해석에 의해 확인하였다. 여기서 나이탈액은 3% 초산알콜용액(3% HNO₃-C₂H₅0H)을 사용하고, 10∼15초간 부식하였다.

(iii)냉간압연 소둔판의 미시조직

각 냉간압연 소둔판으로부터 시험편을 채취하고, 압연방향에 평행한 판두께 단면(L단면)에 대하여, 광학현미경 또는 주사형 전자현미경을 이용하여 400∼10000 배로 미시조직을 촬상하여 상의 종류를 관찰함과 아울러, 1000∼3000배의 상으로부터 주(主)상인 페라이트 상의 면적율과 제2 상의 면적율을 구하였다.

(iv)인장특성

얻어진 각 냉간압연 소둔판으로부터 압연방향에 대하여 90°방향(C방향)으로 JIS 5호 인장시험편을 채취하여, JIS Z 2241의 규정에 준거하여 크로스 헤드(Cross Head) 속도 10mm/min으로 인장시험을 행하고, 항복응력(YS), 인장강도(TS) 및 신장(E1)을 구하였다.

(v)평균 r값

얻어진 각 냉간압연 소둔판의 압연방향(L방향), 압연방향에 대하여 45°방향(D방향), 압연방향에 대하여 90°방향(C방향)으로부터 JIS 5호 인장시험편을 채취하였다. 이들의 시험편에 10%의 단축(單軸) 인장 변형(Tensil Strain)을 부여하였을 때의 각 시험편의 폭변형과 판두께 변형을 측정하고, 이들의 측정값을 이용하여, JIS Z 2254의 규정에 준거하여 평균 r값(평균 소성 변형률)을 아래의 식으로부터 산출하여, 이것을 r값으로 하였다.

평균 r값 = (r₀+2r₄₅+r₉₀)/4

한편 r₀, r₄₅ 및 r₉₀은 시험편을 판면의 압연방향에 대하여, 각각 0°, 45°및 90°방향으로 채취하여 측정한 소성 변형률이다.

(vi)집합조직

얻어진 각 냉간압연 소둔판의 강판 1/4 판두께 위치에서, 백색 X선을 이용한 에너지 분산형 X선회절을 하였다. 측정면은 α-Fe의 주요 회절면인 (110)면, (200)면, (211)면, (220)면, (310)면, (222)면, (321)면, (400)면, (411)면, (420)면의 합계 10면에 대하여 측정하고, 무방향성 표준시료와의 상대 강도비에서 각 면의 X선회절 적분 강도비를 구하고, 구해진 (222)면, (200)면, (110)면 및 (310)면의 X선회절 적분 강도비 P₍₂₂₂₎, P₍₂₀₀₎, P₍₁₁₀₎ 및 P₍₃₁₀₎을 하기식의 우변(右邊) 각 항에 대입하여 좌변(左邊) 항 A를 산출하였다.

A = P₍₂₂₂₎/ {P₍₂₀₀₎+P₍₁₁₀₎+P₍₃₁₀₎}

표 2에 나타내는 조사결과로부터 명백한 바와 같이, 본 발명 예에서는 모두 TS440MPa 이상이고, 또한, 평균 r값이 1.2 이상으로 심인발성이 뛰어나다. 이에 대하여, 본 발명의 범위를 벗어나는 조건에서 제조한 비교예에서는 강도가 부족하거나, 또는 r값이 1.2 미만으로 심인발성이 뒤떨어지고 있다.

본 발명에 따르면, TS440MPa 이상, 또는 강도가 높은 TS500MPa 이상이거나 TS590MPa 이상이라도, 평균 r값이 1.2 이상으로 심인발성이 뛰어난 고강도 강판을 염가로 하면서도 안정하게 제조하는 것이 가능하게 되어, 산업상 각별한 효과를 발휘한다. 예컨대, 본 발명의 고강도 강판을 자동차 부품에 적용한 경우, 지금까지 프레스 성형이 곤란하였던 부위도 고강도화가 가능하게 되며, 자동차 차체의 충돌 안전성이나 경량화에 충분히 기여할 수 있는 효과가 있다. 또한, 자동차 부품에 한정되지 않고, 가전부품이나 파이프용 소재로서도 적용가능하다.

Claims

질량%로,

C: 0.010∼0.050%

Si: 1.0% 이하

Mn: 1.0∼3.0%

P: 0.005∼0.1%

S: 0.01% 이하

A1: 0.005∼0.5%

N: 0.01% 이하

Nb: 0.01∼0.3%를 함유하고, 또한, 강 중의 Nb 및 C의 함유량이,

(Nb/93)/(C/12)=0.2∼0.5(식 중의 Nb, C는 각각의 원소의 함유량(질량%))으로 되는 관계를 만족시키고, 나머지는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분조성을 가짐과 아울러, 면적율로 50% 이상의 페라이트 상과, 면적율로 1% 이상의 마르텐사이트 상을 포함하는 강조직을 갖고, 평균 r값이 1.2 이상인 것을 특징으로 하는 심인발성이 뛰어난 고강도 강판.
제1항에 있어서,

상기 강판은 강판 1/4 판두께 위치에서의 판면(板面))에 평행한 (222)면, (200)면, (110)면 및 (310)면의 각 X선회절 적분 강도비가,

P₍₂₂₂₎/{P₍₂₀₀₎+P₍₁₁₀₎+P₍₃₁₀₎}≥ 1.5(식 중의 P₍₂₂₂₎, P₍₂₀₀₎, P₍₁₁₀₎ 및 P₍₃₁₀₎은, 각각 강판 1/4 판두께 위치에서의 판면에 평행한 (222)면, (200)면, (110)면 및 (310)면의 각 X선회절 적분 강도비)로 되는 관계를 만족시키는 것을 특징으로 하는 심인발성이 뛰어난 고강도 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,

상기 조성에 더하여, Mo, Cr, Cu 및 Ni 중 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.5질량% 이하 더 함유하는 것을 특징으로 하는 심인발성이 뛰어난 고강도 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,

상기 조성에 더하여, Ti: 0.1질량% 이하를 더 함유하고, 또한, 강 중의 Ti, S 및 N의 함유량이 (Ti/48)/{(S/32)+(N/14)}≤2.0(식 중의 Ti, S, N은 각각의 원소의 함유량(질량%))으로 되는 관계를 만족시키는 것을 특징으로 하는 심인발성이 뛰어난 고강도 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,

표면에 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 심인발성이 뛰어난 고강도 강판.
질량%로,

C: 0.010∼0.050%

Si: 1.O% 이하

Mn: 1.0∼3.O%

P: 0.005∼0.1%

S: 0.01% 이하

A1: 0.005∼0.5%

N: 0.01% 이하

Nb: 0.01∼0.3%를 함유하고, 또한, 강 중의 Nb 및 C의 함유량이 (Nb/93)/(C/12)=0.2∼0.5(식 중의 Nb, C는 각각의 원소의 함유량(질량%))으로되는 관계를 만족시키고, 나머지는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성으로 되는 강 슬래브를 열간압연에서 마무리 압연 출측(出側)온도: 800℃ 이상으로 하는 마무리 압연을 실시하고, 권취(卷取)온도: 400∼720℃로 권취하여, 열연판으로 하는 열간압연공정과, 그 열연판에 냉간압연을 실시하여, 냉간압연판으로 하는 냉간압연공정과, 그 냉간압연판에 소둔온도: 800∼950℃로 소둔을 행하고, 이어서 소둔온도로부터 500℃까지의 온도영역의 평균 냉각속도: 5℃／s이상으로서 냉각하는 냉간압연판 소둔공정을 갖는 것을 특징으로 하는 심인발성이 뛰어난 고강도 강판의 제조방법.
질량%로,

C: 0.010∼0.050%

Si: 1.0% 이하

Mn: 1.0∼3.0%

P: 0.005∼0.1%

S: 0.01% 이하

A1: 0.005∼0.5%

N: 0.01% 이하

Nb: 0.01∼0.3%를 함유하고, 또한, 강 중의 Nb 및 C의 함유량이 (Nb/93)/(C/12)=0.2∼0.5(식 중의 Nb, C는 각각의 원소의 함유량(질량%))로 되는 관계를 만족시키고, 나머지는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성으로 되는 강 슬래브를 열간압연하여, 평균 결정입경이 8㎛ 이하인 열연판으로 하는 열간압연공정과, 그 열연판에 냉간압연을 실시하여, 냉간압연판으로 하는 냉간압연공정과, 그 냉간압연판에, 소둔온도: 800∼950℃로 소둔을 행하고, 이어서 소둔온도로부터 500℃까지의 온도영역의 평균 냉각속도: 5℃／s이상으로서 냉각하는 냉간압연판 소둔공정을 갖는 것을 특징으로 하는 심인발성이 뛰어난 고강도 강판의 제조방법.
제6항 또는 제7항에 있어서,

강 슬래브가 상기 조성에 더하여, Mo, Cr, Cu 및 Ni 중 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.5질량% 이하를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 심인발성이 뛰어난 고강도 강판의 제조방법.
제6항 또는 제7항에 있어서,

강 슬래브가 상기 조성에 더하여, Ti:0.1질량% 이하를 더 함유하고, 또한, 강 중의 Ti, S 및 N의 함유량이 (Ti/48)/{(S/32)+ (N/14)}≤2.0(식 중의 Ti, S, N은 각각의 원소의 함유량(질량%))으로 되는 관계를 만족시키는 것을 특징으로 하는 심인발성이 뛰어난 고강도 강판의 제조방법.
제6항 또는 제7항에 있어서,

상기 냉간압연판 소둔공정 후의 강판표면에 도금층을 형성하는 도금처리 공정을 더 갖는 것을 특징으로 하는 심인발성이 뛰어난 고강도 강판의 제조방법.