KR100949694B1 - 초미세입자 조직을 갖는 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

강성분중에서, 특히 C, Si, Mn, Ni, Ti 및 Nb 가 하기 (1), (2), (3)식:

637.5 + 4930 {Ti^* + (48/93)ㆍ[%Nb]} 〉A₁ …(1)

A₃〈 860 …(2)

[%Mn] + [%Ni] 〉1.3 …(3)

(단, Ti^* = [%Ti] - (48/32)ㆍ[%S] - (48/14)ㆍ[%N], A₁:계산식에 의해 구한 A₁ 변태점의 예측값 (℃), A₃:계산식에 의해 구한 A₃ 변태점의 예측값 (℃))

을 각각 만족하는 범위에서 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물의 조성이 되며, 페라이트상의 분율이 65vol% 이상이고, 또한 페라이트의 평균결정입경이 3.5㎛ 이하의 강조직으로 한다. 이에 의해 초미세입자 조직을 갖고, 기계적 특성중에서도 강도-신장도 밸런스 및 인성이 우수한 고장력 냉연강판을 제공한다.

Description

초미세입자 조직을 갖는 냉연강판 및 그 제조방법 {COLD ROLLED STEEL SHEET HAVING ULTRAFINE GRAIN STRUCTURE AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME}

도 1 은 A₁ = 700℃, A₃ = 855℃ 로 조정한 강조성에 있어서, Ti, Nb 첨가량을 다양하게 변경한 경우의 Ti, Nb 첨가량과 재결정온도의 관계를 나타낸 도면이다.

도 2 는 637.5 + 4930 {Ti+ (48/93)ㆍ[%Nb]} 〉A₁ 의 조건하에서, A₃ 을 다양하게 변화시킨 경우에서의 A₃ 과 재결정온도 Tre 의 관계를 나타낸 도면이다.

본 발명은 자동차나 가전, 나아가서는 기계구조용 강으로서의 용도에 사용하기에 적합한 냉연강판에 관한 것으로, 특히 초미세입자 조직을 갖고, 강도, 연성, 인성 및 강도-연성 밸런스 등이 우수하며, 또한 신장 플랜지성도 우수한 고장력 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

자동차용, 가전용 및 기계구조용 강판으로 사용되는 강재에는 강도, 가공성 및 인성과 같은 기계적 성질이 우수한 것이 요구된다. 이와 같은 기계적 성질 을 총합적으로 향상시키는 수단으로는 조직을 미세화하는 것이 유효한 점에서, 지금까지도 미세조직을 얻기 위한 제조방법이 많이 제안되어 왔다.

또 최근 고장력강에 대해서는 고기능 특성과 함께 저비용을 양립시킬 수 있는 고장력강판의 개발로 목표가 이행되고 있다. 또한 자동차용 강판에서는 충돌시의 탑승자의 보호면에서 고강도화에 추가하여 내충격성도 우수한 것이 요구되고 있다.

또한 강판을 소재로 하는 자동차용 부품은, 그 대부분이 프레스가공에 의해 성형되기 때문에, 자동차부품용 강판으로서는 우수한 프레스성형이 요구된다. 추가로 자동차 차체의 강도를 확보하기 위한 골격부재인 멤퍼나 린포스 등을 구성하는 부품에서는, 신장 플랜지 변형 (stretch flange formation) 을 많이 사용한 부품성형이 실시되는 경우가 많다. 따라서 이와 같은 용도에 사용되는 자동차 부품용 강판에 대해서는, 고강도화와 동시에 양호한 신장 플랜지성 (stretch flangeability) 을 갖는 것도 크게 요구된다.

이와 같은 정세하에서 고장력화에 따른 연성, 인성 및 내구성 또는 신장 플랜지성 등의 열화를 억제하는 목적에서 고장력강의 조직의 미세화가 중요한 과제가 되고 있다.

조직의 미세화 수단으로는 종래부터 대압하압연법 (large-reducing rolling), 제어압연법 및 제어냉각법 등이 알려져 있다. 대압하압연법에 대해서는 예컨대 일본 공개특허공보 소53-123823호 및 일본 특허공보 평5-65564호로 대표되는 제안이 있다. 이들 제안에서의 조직의 미세화 기구의 요점은 오스테나 이트입자에 대압하를 가하여, γ-α변형유기변태 (strain induced transformation) 를 촉진시키는 것에 있다.

또 제어압연법 및 제어냉각법을 적용한 예로는 Nb 나 Ti 를 함유시킨 석출강화형강판 (precipitation strengthened steel sheet) 이 있다. 이와 같은 강판은 Nb, Ti 의 석출강화작용을 이용하여 고장력화를 도모함과 동시에, 저온마무리압연을 실시하고, Nb, Ti 가 갖는 오스테나이트입자의 재결정억제작용을 이용하여, 미재결정변형 오스테나이트입자로부터의 γ-α변형유기변태에 의해 페라이트 결정입자를 미세화하는 것이다.

이 외에 일본 공개특허공보 평2-301540호에는 소재강에 대해 적어도 일부가 페라이트로 이루어지는 강조직으로 해 두고, 이것에 소성가공을 부가하면서 변태점 (Ac₁점) 이상의 온도영역으로 승온하거나, 이 승온에 계속해서 Ac₁점 이상의 온도영역에 일정시간 유지하여, 조직의 일부 또는 전부를 일단 오스테나이트로 역변태시킨 후, 초미세 오스테나이트입자를 출현시키고, 그 후 냉각하여 평균결정입경이 5㎛ 이하의 등방적 페라이트 결정입자를 주체로 하는 조직으로 하는 것이 기재되어 있다.

이상과 같은 기술은 전부 열연 프로세스에서 결정입자를 미세화하는 기술, 즉 열연판의 미세입자화를 목표로 한 기술이다.

열연강판에 비하여 판두께가 얇고, 판두께 정밀도나 표면성상이 엄격한 용도, 또는 표면에 아연이나 주석 등의 도금을 실시하는 용도에 적용되는 냉연강판에 대해서는, 통상의 냉간압연-소둔 프로세스에서 결정입자를 미세화하는 기술은 거의 볼 수 없다.

또 가공성이 우수한 고강도 강판으로는 페라이트와 마르텐사이트의 복합조직으로 이루어지는 2상조직강판 (듀얼 페이즈 강판) 이 대표적이다.

또한 최근에는 잔류 오스테나이트에 기인하는 변태유기소성 (Transformation Induced Plasticity) 을 이용한 고연성강판도 실용화의 단계에 이르렀다.

그러나 이와 같은 조직강화강판은 높은 신장도는 갖지만, 경질 마르텐사이트 (잔류 오스테나이트도 가공중에 마르텐사이트로 변태됨) 를 주강화인자로 하는 점에서, 모상 페라이트와의 경도차가 큰 것에 기인하여 가공중에 보이드가 발생하기 쉽고, 국부 신장도 (local elongation) 가 낮기 때문에, 신장 플랜지성이 떨어진다는 문제가 있었다.

본 발명은 상기 현상을 감안하여 개발된 것으로, 자동차용, 가전용 및 기계구조용 강판으로 사용되는 냉연강판에 대해, 그 초미세입자화함으로써 강도, 연성, 인성 및 강도-연성 밸런스 또는 더욱 신장 플랜지성의 향상도 도모한, 초미세입자 조직을 갖는 냉연강판 및 그 유리한 제조방법을 제안한다.

발명자들은 냉연강판에 대해 초미세입자화를 달성하기 위해 예의연구를 거듭한 결과, 합금원소를 적정하게 조정하여 강판의 재결정온도와 A₁ 및 A₃ 변태온도를 제어한 후에, 냉연후의 재결정 소둔온도 및 그 후의 냉각속도를 적정화함으로써, 평균결정입경이 3.5㎛ 이하의 초미세입자 조직이 얻어지는 것, 또 더욱 제 2 상을 최적화함으로써 신장 플랜지성을 현저하게 향상시킬 수 있는 지견을 얻었다.

본 발명은 상기의 지견에 입각한 것이다.

즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.

1. 질량% 로,

C : 0.03∼0.16%,

Si : 2.0% 이하,

Mn : 3.0% 이하 및, Ni : 3.0% 이하 중의 1종 이상,

Ti : 0.2% 이하 및, Nb : 0.2% 이하 중의 1종 이상,

Al : 0.01∼0.1%,

P : 0.1% 이하,

S : 0.02% 이하 및,

N : 0.005% 이하

이고, 또한 C, Si, Mn, Ni, Ti 및 Nb 가 하기 (1), (2), (3) 식:

637.5 + 4930 {Ti^* + (48/93)ㆍ[%Nb]} 〉A₁ …(1)

A₃〈 860 …(2)

[%Mn] + [%Ni] 〉1.3 …(3)

(단, Ti^* = [%Ti] - (48/32)ㆍ[%S] - (48/14)ㆍ[%N]

A₁ = 727 + 14[%Si] - 28.4[%Mn] - 21.6[%Ni]

A₃ = 920 + 612.8[%C]² - 507.7[%C] + 9.8[%Si]³

- 9.5[%Si]² + 68.5[%Si] + 2[%Mn]² - 38[%Mn]

+ 2.8[%Ni]² - 38.6[%Ni] + 102[%Ti] + 51.7[%Nb]

각 식에서 [%M]은 M 원소의 함유량 (질량%))

을 각각 만족하는 범위에서 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물의 조성이 되며, 페라이트상의 분율이 65vol% 이상이고, 또한 페라이트의 평균결정입경이 3.5㎛ 이하인 강조직을 갖는 것을 특징으로 하는 초미세입자 조직을 갖는 냉연강판.

2. 상기 1 에 있어서, 강조직이 페라이트상의 분율이 65vol% 이상이고, 또한 페라이트의 평균결정입경이 3.5㎛ 이하이고, 또한 페라이트상 이외의 잔부 조직에 대해, 베이나이트상 이외의 조직분율을 조직전체에 대한 분율로 3vol% 미만으로 제한한 것을 특징으로 하는 초미세입자 조직을 갖는 냉연강판.

3. 상기 1 또는 2 에 있어서, 강조성이, 질량% 로 추가로,

Mo:1.0% 이하 및,

Cr:1.0% 이하

중에서 선택한 1종 또는 2종을 함유하는 것을 특징으로 하는 초미세입자 조직을 갖는 냉연강판.

4. 상기 1, 2 또는 3 에 있어서, 강조성이, 질량% 로 추가로,

Ca, REM 및 B 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 합계 0.005% 이하를 함유하는 조성이 되는 것을 특징으로 하는 초미세입자 조직을 갖는 냉연강판.

5. 질량% 로,

C : 0.03∼0.16%,

Si : 2.0% 이하,

Mn : 3.0% 이하 및, Ni : 3.0% 이하 중의 1종 이상,

Ti : 0.2% 이하 및, Nb : 0.2% 이하 중의 1종 이상,

Al : 0.01∼0.1%,

P : 0.1% 이하,

S : 0.02% 이하 및,

N : 0.005% 이하

이고, 또한 C, Si, Mn, Ni, Ti 및 Nb 가 하기 (1), (2), (3) 식:

637.5 + 4930 {Ti^* + (48/93)ㆍ[%Nb]} 〉A₁ …(1)

A₃〈 860 …(2)

[%Mn] + [%Ni] 〉1.3 …(3)

(단, Ti^* = [%Ti] - (48/32)ㆍ[%S] - (48/14)ㆍ[%N] …(4)

A₁ = 727 + 14[%Si] - 28.4[%Mn] - 21.6[%Ni] …(5)

A₃ = 920 + 612.8[%C]² - 507.7[%C] + 9.8[%Si]³

- 9.5[%Si]² + 68.5[%Si] + 2[%Mn]² - 38[%Mn]

+ 2.8[%Ni]² - 38.6[%Ni] + 102[%Ti] + 51.7[%Nb] …(6)

각 식에서 [%M]은 M 원소의 함유량 (질량%))

을 각각 만족하는 범위에서 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물의 조성이 되는 강소재를, 1200℃ 이상으로 가열한 후, 열간압연하고, 이어서 냉간압연후, 상기 (6) 식으로 구해지는 온도 A₃(℃) 이상, (A₃ + 30)(℃) 이하에서 재결정소둔을 실시하고, 그 후 적어도 600℃ 까지 5℃/s 이상의 속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는 초미세입자 조직을 갖는 냉연강판의 제조방법.

6. 상기 5 에 있어서, 재결정소둔후, 적어도 600℃ 까지 5℃/s 이상의 속도로 냉각한 후, 다시 500℃ 내지 350℃까지의 냉각시간을 30초 이상 400초 이하로 하는 것을 특징으로 하는 초미세입자 조직을 갖는 냉연강판의 제조방법.

7. 상기 5 또는 6 에 있어서, 강소재가, 질량% 로 추가로,

Mo:1.0% 이하 및,

Cr:1.0% 이하

중에서 선택한 1종 또는 2종을 함유하는 조성이 되는 것을 특징으로 하는 초미세입자 조직을 갖는 냉연강판의 제조방법.

8. 상기 5, 6 또는 7 에 있어서, 강소재가, 질량% 로 추가로,

Ca, REM 및 B 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 합계 0.005% 이하를 함유하는 조성이 되는 것을 특징으로 하는 초미세입자 조직을 갖는 냉연강판의 제조방법.

발명의 실시형태

이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다.

먼저, 본 발명에서 강의 성분조성을 상기 범위로 한정한 이유에 대해 설명한다. 또한 성분에 관한「%」표시는 특별한 기재가 없는 한 질량% 를 의미하는 것으로 한다.

C : 0.03∼0.16%

C 는 저렴한 강화성분일 뿐만 아니라, 퍼얼라이트나 베이나이트 등의 저온변태상을 생성시키는 데에도 유용한 원소이다. 그러나 함유량이 0.03% 미만이면 그 첨가효과가 부족하고, 한편 0.16% 를 초과하여 함유시키면 연성이나 용접성이 열화되기 때문에, C 는 0.03∼0.16% 범위로 한정하였다.

Si : 2.0% 이하

Si 는 고용강화성분으로서 강도-신장 밸런스를 개선하면서 강도를 향상시키는데 유효하게 기여하는데, 과잉 첨가는 연성이나 표면성상, 용접성을 열화시키므로, Si 는 2.0% 이하에서 함유시키는 것으로 하였다. 또한 바람직하게는 0.01∼0.6% 범위이다.

Mn : 3.0% 이하 및/또는 Ni : 3.0% 이하

Mn 및 Ni 는 모두 오스테나이트 안정화원소이고, A₁, A₃ 변태점을 저하시키는 작용을 통해 결정입자의 미세화에 기여하고, 또 제 2 상의 형성을 진전시키는 작용을 통해 강도-연성 밸런스를 높이는 작용을 갖는다. 그러나 다량의 첨가는 강을 경질화시켜 오히려 강도-연성 밸런스를 열화시키므로, 적어도 일방을 3.0% 이하에서 함유시키는 것으로 하였다.

또한 Mn 은 유해한 고용 S 를 MnS 로 하여 무해화하는 작용도 함께 가지므로, 0.1% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 또 Ni 는 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하다.

Ti : 0.2% 이하 및/또는 Nb : 0.2% 이하

Ti, Nb 를 첨가함으로써, TiC 나 NbC 등이 석출되고, 강판의 재결정온도가 상승되는 효과가 있다. 이를 위해서는 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그리고 이들은 각각 단독으로 첨가해도 복합하여 첨가해도 되지만, 모두 0.2% 를 초과하여 첨가해도 효과가 포화될 뿐만 아니라, 석출물이 너무 많아 페라이트의 연성 저하를 초래하므로, 모두 0.2% 이하에서 함유시키는 것으로 하였다.

Al : 0.01∼0.1%

Al 은 탈산제로서 작용하고, 강의 청정도에 유효한 원소로, 탈산 공정에서 첨가하는 것이 바람직하다. 여기에 Al량이 0.01% 미만이면 그 첨가효과가 부족하고, 한편 0.1% 를 초과하면 효과는 포화되어 오히려 제조비용의 상승을 초래하므로, Al 은 0.01∼0.1% 범위로 한정하였다.

P : 0.1% 이하

P 는 연성이 큰 저하를 초래하지 않고 저렴하게 고강도화를 달성하는 데에 유효한 원소이지만, 한편으로 다량의 함유는 가공성이나 인성의 저하를 초래하므로, P 는 0.1% 이하에서 함유시키는 것으로 하였다. 또한 가공성이나 인성에 대한 요구가 엄격한 경우에는, P 는 저감시키는 것이 바람직하므로, 이 경우에는 0.02% 이하로 하는 것이 바람직하다. 하한은 특별히 정할 필요는 없지만, 제강 비용을 고려할 필요가 있는 경우에는 P 는 0.0001% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

S : 0.02% 이하

S 는 열연시에서의 열간균열의 원인이 될 뿐만 아니라, 강판중에 MnS 등의 개재물로서 존재하여 연성이나 신장 플랜지성의 열화를 초래하므로, 최대한 저감하는 것이 바람직하지만, 0.02% 까지는 허용할 수 있으므로, 본 발명에서는 0.02% 이하로 하였다. 한편, 제강 비용을 고려할 필요가 있는 경우에는 S 는 0.0001% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

N : 0.005% 이하

질소는 시효열화를 초래하는 것 외에, 항복 신장의 발생을 초래하는 점에서, 0.005% 이하로 억제하는 것으로 하였다. 한편, 제강 비용을 고려할 필요가 있는 경우에는 N 은 0.00001% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

이상 기본 구성에 대해 설명하였는데, 본 발명에서는 이 이외에도 이하에 서술하는 원소를 적절히 함유시킬 수 있다.

Mo : 1.0% 이하 및 Cr : 1.0% 이하중에서 선택한 1종 또는 2종

Mo, Cr 은 모두 강화성분으로서 필요에 따라 함유시킬 수 있으나, 다량의 첨가는 오히려 강도-연성 밸런스를 열화시키므로, 각각 1.0% 이하에서 함유시키는 것이 바람직하다. 또한 상기 작용을 충분히 발휘시키기 위해서는, Mo, Cr 은 각각 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하다.

Ca, REM 및 B 중에서 선택한 1종 또는 2종 이상을 합계 0.005% 이하

Ca, REM, B 는 모두 황화물의 형태 제어나 입계 강도의 상승을 통해 가공성을 개선하는 효과를 갖고 있고, 필요에 따라 함유시킬 수 있다. 그러나 과잉 함유는 제강 프로세스에서의 용강중의 개재물 (inclusions in the molten steel during refining process) 발생의 우려가 있기 때문에, 합계 0.005% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한 상기 작용을 충분히 발휘시키기 위해서는, Ca, REM, B중에서 선택한 어느 하나 1종 또는 2종 이상을 0.0005% 이상 함유시키는 것이 바람직하다.

이상 적정한 성분 조성범위에 대해 설명하였으나, 본 발명에서는 각 성분이 상기 조성범위를 단순히 만족하는 것만으로는 불충분하고, C, Si, Mn, Ni, Ti 및 Nb 에 대해서는 하기 (1), (2), (3) 식:

637.5 + 4930 {Ti^* + (48/93)ㆍ[%Nb]} 〉A₁ …(1)

A₃〈 860 …(2)

[%Mn] + [%Ni] 〉1.3 …(3)

(단, Ti^* = [%Ti] - (48/32)ㆍ[%S] - (48/14)ㆍ[%N] …(4)

A₁ = 727 + 14[%Si] - 28.4[%Mn] - 21.6[%Ni] …(5)

A₃ = 920 + 612.8[%C]² - 507.7[%C] + 9.8[%Si]³

- 9.5[%Si]² + 68.5[%Si] + 2[%Mn]² - 38[%Mn]

+ 2.8[%Ni]² - 38.6[%Ni] + 102[%Ti] + 51.7[%Nb] …(6)

또, [%M]은 M 원소의 함유량 (질량%))

을 각각 만족하는 범위에서 함유시킬 필요가 있다.

또한 상기 A₁, A₃ 은 각각 강의 Ac₁ 변태점온도 (℃), Ac₃ 변태점온도 (℃) 의 예측온도로, 발명자들의 상세한 실험으로부터 도출된 성분회귀식이다. 이 예측값온도 (℃) 는 2℃/s 이상, 20℃/s 이하의 승온속도로 가열할 때에 적용하여 특히 바람직하다.

이하 상기 (1), (2), (3) 식의 한정이유를 순서대로 설명한다.

(1) 식은 Ti, Nb 의 첨가량을 규정하는 조건으로, 이하의 지견에 의거한다.

일반적으로 Ti, Nb 를 첨가하면 TiC 나 NbC 등이 석출되고, 강판의 재결정온도가 상승되는 효과가 있는 것으로 알려져 있다. 따라서 Ti, Nb 첨가량과 재결정온도 Tre 의 관계에 대해 상세하게 조사한 결과, Ti, Nb 를 소정량 이상 첨가하면, 재결정온도는 상기 (6) 식으로 산출되는 A₃ 과 등가로 되는 것이 판명되었다.

도 1 에 A₁ = 700℃, A₃ = 855℃ 로 조정한 강조성에 있어서, Ti, Nb 첨가량을 다양하게 변경한 경우의 Ti, Nb 첨가량과 재결정온도와의 관계에 대해 조사한 결과를 나타낸다. 또한 여기에서 재결정온도 Tre 는 가열온도를 다양하게 변화시켜 연속소둔을 실험실적으로 실시하여, 경도를 측정함과 동시에 조직을 관찰함으로써 결정하였다.

동 도면에 의하면 637.5 + 4930 {Ti^* + (48/93)ㆍ[%Nb]}가 700℃, 즉 A₁ 을 초과하면, 재결정온도 Tre 는 855℃ 근방, 즉 A₃ 근방에 급상승되어 포화되는 것을 알 수 있다.

다음에 도 2 에 637.5 + 4930 {Ti^* + (48/93)ㆍ[%Nb]} 〉A₁ 의 조건하에서 A₃ (C, Si, Mn, Ni 등을 변화시킴으로써 변동) 을 다양하게 변화시킨 경우에서의 A₃ 과 재결정온도 Tre 와의 관계에 대하여 조사한 결과를 나타낸다.

동 도면에 나타낸 바와 같이 637.5 + 4930 {Ti^* + (48/93)ㆍ[%Nb]} 〉A₁ 의 조건하에서는 재결정온도 Tre 는 A₃ 과 등가로 되어 있다.

이 이유에 대해서는 반드시 명확하지는 않지만 이하와 같이 생각된다.

즉, Ti, Nb 가 첨가되고, 이들의 미세탄질화물 (C or N-compounds and complex compounds with them) 의 핀 고정력 (pinning force) 에 의해 재결정온도 가 상승되고, A₁ 이하의 페라이트 (α) 역에서 재결정할 수 없게 된 경우, 미재결정의 가공 α(deformed α:이하 동일하게 α나 γ등의 뒤에, 상:phase 이나 입자:grain 등이 붙어 있지 않은 말은 그대로 α나 γ의 상태로 해놓기 바람) 의 상태 (페라이트 + 오스테나이트(γ)) 2상역 온도로 되어, 고전위밀도부, 불균일변형부 등의 우선핵생성 사이트에 있어서, 가공α로부터의 재결정 α핵생성과 α→ γ변태핵생성의 경합이 발생한다. 이 때 γ변태의 구동력의 것이 크기 때문에, 재결정 α핵생성보다 우선하여 γ핵이 잇달아 생성되어 우선핵생성 사이트를 점유한다.

이 γ변태에서의 원자재배열로 변형 (전위) 은 소비되고, 전위밀도가 낮은 가공 α만 잔류되어, 가공 α의 재결정은 점점 곤란해진다. A₃ 을 초과하고, γ단상역으로 되어 비로소 변형이 완전히 해소되고, 외관상 재결정이 완료된다. 이것이 재결정온도가 A₃ 에 일치하고, 포화되는 기구로 생각된다.

또한 이 때의 α→γ변태는, 가공 α (우선핵생성사이트가 많음) 으로부터 핵생성되게 되므로, 재결정이 완료된 고온에서의 γ입자는 미세화된다. 따라서 소둔중의 고온 γ입자의 미세화를 위해 재결정온도를 A₃ 로 하는 것은 유효하므로, 본 발명에서는 식 (1) 을 만족하는 Ti, Nb 를 첨가하기로 한 것이다.

다음으로 (2) 식은 A₃ 을 규정하는 조건이다.

전술한 바와 같이 (1) 식을 만족하는 경우에는 A₃ 은 실질적으로 재결정온도 로 되기 때문에, A₃ 이상의 온도에서 재결정소둔을 실시할 필요가 있다. 여기에 A₃ 이 860℃ 이상인 경우, 재결정소둔온도를 보다 고온에서 실시할 필요가 생기고, γ입자의 성장이 심해져 평균결정입경:3.5㎛ 이하의 미세입자는 얻을 수 없었다. 따라서 A₃〈 860℃ 를 만족시킬 필요가 있다. 또한 바람직하게는 A₃ ≤830℃ 이다.

다음으로 (3) 식은 Mn 이나 Ni, 즉 오스테나이트 안정화원소의 첨가량을 규정하는 조건이다.

오스테나이트 안정화원소의 증대에 의해, CCT도에서의 페라이트 스타트선이 저온측으로 시프트됨으로써, 소둔후의 냉각과정에서의 γ→α변태시의 과냉도가 증대하여 α가 미세핵을 생성함으로써 α결정입자가 미세화된다. 여기에 평균결정입경:3.5㎛ 이하의 미세입자를 얻기 위해서는, 전술한 (1), (2) 식에 추가하여 [%Mn] + [%Ni] 〉1.3(%) 로 할 필요가 있었다.

또한 [%Mn] + [%Ni] 〉1.3(%) 만 만족하면 Mn 이나 Ni 는 단독첨가나 복합첨가 어느 것이어도 된다. 보다 바람직하게는 [%Mn] + [%Ni] ≥1.5(%), 더욱 바람직하게는 [%Mn] + [%Ni] ≥2.0(%) 범위이다.

다음으로 강조직에 대해 설명한다.

본 발명에서는 강조직은 페라이트상의 조직분율을 체적율로 65% 이상으로 함과 동시에 페라이트의 평균결정입경을 3.5㎛ 이하로 한다.

이것은 본 발명에서 목적으로 한 강도, 연성, 인성 및 강도-신장 밸런스가 우수한 냉연강판으로 하기 위해서는, 미세 페라이트를 주체로 하는 강조직으로 할 필요가 있고, 특히 평균결정입경이 3.5㎛ 이하의 미세 페라이트상의 조직분율을 65vol% 이상으로 하는 것이 중요하기 때문이다.

여기에 페라이트의 평균결정입경이 3.5㎛ 를 초과하면 강도-신장 밸런스가 열화됨과 동시에, 인성이 저하되고, 또 연질 페라이트의 조직분율이 65vol% 미만이면 연성이 현저하게 저하되어 가공성이 부족해진다.

또 페라이트 이외의 제 2 상 조직으로는 마르텐사이트, 베이나이트, 퍼얼라이트 등을 취할 수 있다.

여기에 신장 플랜지성이 요구되는 경우, 강조직은, 페라이트 단상조직이어도 되지만, 페라이트 이외의 제 2 상이 존재하는 경우에는, 이 잔부 조직으로는, 모상 페라이트 (ferrite matrix) 와의 경도차가 크면 가공시에 보이드의 생성 사이트로 되기 쉽기 때문에, 경도차가 작은 베이나이트 조직으로 하는 것이 바람직하다.

페라이트 및 베이나이트 이외의 마르텐사이트나 퍼얼라이트 등의 상이 다량으로 존재하면, 페라이트상과의 경도차가 커지거나 또는 그 상 자체가 신장 플랜지성에 악영향을 주어 양호한 신장 플랜지성을 얻을 수 없게 되지만, 이들의 상이 체적분율로 3% 미만이면 허용할 수 있다.

따라서 특히 신장 플랜지성을 양호하게 하는 경우에는, 강조직을 페라이트상의 분율이 65vol% 이상이고, 또한 페라이트의 평균결정입경이 3.5㎛ 이하이며, 또한 페라이트상 이외의 잔부조직에 대해서는 베이나이트상 이외의 조직분율을 조직전체에 대한 분율로 3vol% 미만으로 제한한 조직으로 한다.

다음으로 제조 조건에 대해 설명한다.

상기 바람직한 성분조성으로 조정한 강을 전로 등에서 용제하고, 연속주조법 등에 의해 슬래브로 한다. 이 강소재를 고온상태에서 또는 냉각한 후, 1200℃ 이상으로 가열한 후, 열간압연을 실시하고, 이어서 냉간압연후, 온도 A₃(℃) 이상, (A₃ + 30)(℃) 이하에서 재결정소둔을 실시하고, 그 후 적어도 600℃ 까지 5℃/s 이상의 속도로 냉각한다.

상기 공정에서 슬래브의 가열온도가 1200℃ 미만에서는, TiC 등이 충분히 고용되지 않고 조대화되고, 나중의 재결정소둔공정에서의 재결정온도상승효과 및 결정입자성장억지효과가 불충분해지기 때문에, 슬래브의 가열온도는 1200℃ 이상으로 하였다.

또 본 발명에서 열간마무리압연 출측온도는 특별히 한정되지 않지만, Ar₃ 변태점 미만에서는 압연중에 α와 γ가 발생하여 강판에 밴드형상 조직이 생성되기 쉬워지고, 이와 같은 밴드형상 조직은 냉간압연후나 소둔후에도 잔류되어, 재료특성에 이방성을 발생시키는 원인이 되는 경우가 있으므로, 마무리압연종료온도는 Ar₃ 변태점 이상으로 하는 것이 바람직하다.

열연종료후의 권취온도도 특별히 한정되지 않지만, 500℃ 미만 또는 650℃ 초과에서는 질소에 의한 시효열화를 억제하기 위한 AlN 의 석출이 불충분하고, 재료특성이 떨어지게 된다. 또 강판의 조직을 균일화하고, 그 결정입경을 가능한한 미세하고 균일화하기 위해서도, 코일의 권취온도는 500℃ 이상, 650℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

이어서 바람직하게는 열연강판표면의 산화스케일을 산세에 의해 제거한 후, 냉간압연을 거쳐 소정 판두께의 냉연강판으로 한다. 여기에 산세조건이나 냉간압연조건은 특별히 제한되지 않고, 통상적인 방법에 따르면 된다.

또한 냉간압연시의 압하율은, 재결정소둔시의 핵생성 사이트를 늘려, 결정입자의 미세화를 촉진시킨다는 관점에서 40% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 한편 압하율을 너무 올리면 강판의 가공경화에 의해 조업이 곤란해지므로, 압하율의 상한은 90% 이하 정도로 하는 것이 바람직하다.

이어서 얻어진 냉연강판을 전술한 (6) 식에 나타낸 온도 A₃(℃) 이상, (A₃ + 30)(℃) 이하로 가열하여 재결정소둔을 실시한다.

전술한 바와 같이 성분을 조정한 본 발명의 강소재에서는 A₃ 이 재결정온도와 등가로 되어 있으므로, A₃ 미만의 온도에서는 재결정이 불충분해진다. 한편 (A₃ + 30)(℃) 를 초과하는 온도에서는 소둔중의 γ입자의 성장이 심해져 미세화에 부적절하다. 이 재결정소둔은 연속소둔라인에서 실시하는 것이 바람직하고, 연속소둔하는 경우의 소둔시간은 재결정이 발생하는 10초 내지 120초 정도로 하는 것이 바람직하다. 이것은 10초 보다 단시간에서는 재결정이 불충분하고, 압연방향으로 신장된 상태의 조직이 잔존하기 때문에, 충분한 연성을 확보할 수 없는 경우가 있고, 한편 120초보다 장시간에서는 γ결정입자의 조대화를 초래하여, 원하는 강도를 얻을 수 없는 경우가 있기 때문이다.

계속해서 소둔온도부터 적어도 600℃ 까지 냉각속도:5℃/s 이상의 조건에서 냉각한다. 또한 여기에서 냉각속도는 소둔온도부터 600℃ 까지의 평균냉각속도이다. 여기에 상기 냉각속도가 5℃/s 미만에서는, 냉각중의 γ→α변태시의 과냉도가 작고, 결정입경이 조대화된다. 따라서 소둔온도부터 600℃ 까지의 냉각속도는 5℃/s 이상으로 할 필요가 있다.

또 상기 제어냉각처리의 종점온도를 600℃ 로 한 것은, 결정입자의 미세화에는 γ→α변태가 개시되는 600℃ 까지가 강하게 영향을 주기 때문이다. 또한 600℃ 미만의 온도영역에서는 적절히 냉각속도를 조정하여, 제 2 상 (마르텐사이트, 베이나이트, 퍼얼라이트 등) 을 분리해 만들 수 있다.

특히 신장 플랜지성이 요구되는 경우, 제 2 상은 베이나이트로 하는 것이 바람직하다. 이를 위해서는, 상기의 냉각에 이어서 500℃ 내지 350℃ 까지의 온도영역에서의 냉각시간, 즉 500℃ 내지 350℃ 까지의 체류시간을 30초 이상 400초 이하로 하는 것이 중요하다. 상기 냉각시간이 30초 미만에서는, 제 2 상이 마르텐사이트로 되기 쉽고, 마르텐사이트의 조직분율이 3vol% 이상으로 되어 페라이트와 제 2 상과의 연성ㆍ강도차가 커지기 때문에, 신장 플랜지성의 열화를 초래한다. 한편, 냉각시간이 400초를 초과하면, 결정입자가 조대화되는 경향이 있음과 동시에, 제 2 상이 약한 퍼얼라이트로 되기 쉽고, 퍼얼라이트분율이 3vol% 이상으로 되어 역시 신장 플랜지성이 열화된다.

이렇게 하여 상기 제조방법으로 함으로써 초미세입자 조직을 갖고, 강도-연성 밸런스 및 인성 또는 더욱 신장 플랜지성이 우수한 냉연강판을 얻을 수 있는 것 이다.

실시예

표 1 에 나타낸 성분 조성이 되는 슬래브를, 표 2 에 나타낸 조건에서 슬래브 가열후, 통상적인 방법에 따라 열간압연하여 4.0㎜ 두께의 열연판으로 하였다. 이 열연판을 산세한 후, 냉간압연 (압하율:60%) 하여 1.6㎜ 두께의 냉연판으로 한 후, 연속소둔라인에서 동일하게 표 2 에 나타낸 조건하에서 재결정소둔을 실시하여 제품판으로 하였다.

이렇게 하여 얻어진 제품판의 조직, 인장특성, 신장 플랜지성 및 인성에 대해 조사한 결과를 표 3 에 병기한다.

또한 조직은 강판의 압연방향단면에 대해, 광학현미경 또는 전자현미경을 사용하여 관찰하고, 페라이트의 평균결정입경을 구함과 동시에, 각 조직의 면적율을 구하여 이것을 체적율로 하였다. 여기서 사용된 결정 입도는 입자편이 JIS 0522 에 규정된 선형 전단법에 의해서 측정되어 나타내어지는 공치입도인 것이 바람직하다. 이 경우에, 입계의 에칭은 알코올에서 약 5% 질산을 사용하여 약 15초동안 행해지는 것이 바람직하다. 평균 결정 입도는 광학현미경 또는 주사 전자현미경 (SEM) 을 사용하여, 크기가 1000 내지 6000 인 5 이상의 자기장에서 종단면으로 강판을 관찰하고 나서, 상기 선형 전단법에 의해서 얻어진 각각의 결정 입도를 평균함으로써 측정된다.

인장특성 (인장강도 TS, 신장도 EL) 은 강판의 압연방향으로부터 채취한 JIS 5호 시험편을 사용한 인장시험에 의해 측정하였다.

신장 플랜지성은 하기의 구멍 확장 시험에 의해 평가하였다. 즉, 일본철강연맹규격 JFST1001 에 준하여 채취한 시험편에 10㎜Φ(D₀) 의 펀칭 구멍을 가공한 후, 정각(頂角):60°의 원추 펀치로 펴서 넓히는 가공을 실시하여 균열이 판두께를 관통한 직후의 구멍직경 D(㎜)를 구하고 다음 식

λ= {(D - D₀)/D₀} ×100%

으로 얻어지는 구멍확장율 λ로 평가하였다.

인성은 2mmV 노치 샤르피 시험편을 사용하여, JIS Z 2242 에 규정된 방법으로 연성-취성 천이온도 vTrs(℃) 를 측정하였다.

표 3 에 나타낸 바와 같이 발명예는 모두 페라이트상의 조직분율이 65vol% 이상임과 동시에, 페라이트의 평균결정입경이 3.1㎛ 이하와, 3.5㎛ 이하를 만족하여 미세하고, 특히 Ni, Mn량을 증량하여 A₃ 을 많이 저하시킨 G강을 사용한 강판 No.15, 16 은 평균결정입경이 0.9㎛ 로 초미세입자로 되어 있다.

또 발명예는 모두 TS ×EL 이 17000㎫ㆍ% 이상으로, 강도-연성 밸런스가 우수하고, 또한 연성-취성 천이온도도 -140℃ 미만으로 인성이 우수한 것을 알 수 있다.

또한 페라이트상 이외의 잔부 조직에 대해, 베이나이트상 이외의 조직분율을 조직전체에 대한 분율로 3vol% 미만으로 제한함으로써, 구멍확장가공성이 개선되고, 강도-구멍확장 밸런스 (TS ×λ) 가 50000㎫ㆍ% 초과로 매우 향상되었다.

이에 대해 No.10 은 슬래브의 가열온도가 낮았기 때문에, TiC 가 조대화되고, 재결정온도상승효과가 억제되어 강판의 결정입경 미세화효과를 얻을 수 없어 결정입경이 커졌다. TS ×EL값도 작아지고 있다.

No.11 은 소둔온도가 본 발명의 적정온도 (846℃) 를 크게 초과하였기 때문에, 결정입자 성장이 심하여 TS ×EL값이 떨어지고 있다.

No.12 는 소둔온도가 본 발명의 하한 (816℃) 에 미달되었기 때문에, 재결정이 완료되지 않고, 가공조직이 잔류되었기 때문에, TS ×EL값이 떨어져 있고, 연성-취성 천이온도도 상승되고 있다.

No.13 은 소둔후의 냉각속도가 느리기 때문에, 결정입자가 조대화되어 강도 가 저하되고, TS ×EL값의 열화를 초래하였다.

No.23 은 재결정온도가 A₁ 미만이기 때문에 재결정소둔에 의한 γ입자의 미세화효과를 얻을 수 없어 조대 입자로 되었기 때문에 충분한 강도를 얻을 수 없었다.

No.24 는 A₃ 이 860℃ 이상이기 때문에, 고온소둔이 필요하게 되고, 그 결과 결정입자가 성장하여, TS ×EL값이 떨어지고 있다.

No.25 는 (Ni + Mn)량이 적기 때문에, 소둔후 냉각과정에서의 γ-α변태시의 과냉도가 작아, α가 미세핵을 생성할 수 없었기 때문에 결정입자가 조대화되었다.

또한 이 실시예에서는 냉연강판에 대해 주로 설명하였으나, 본 발명은 재결정소둔후에 아연이나 주석 등의 도금을 실시한 도금강판에 대해서도, 동일하게 적용할 수 있는 것은 말할 필요도 없다.

이와 같이 하여, 본 발명에 의하면 초미세입자 조직을 갖고, 기계적 특성중에서도 강도-신장도 밸런스 및 인성, 나아가서는 신장 플랜지성이 우수한 고장력 냉연강판을, 제조설비의 대폭적인 개조를 수반하지 않고 안정적으로 제조할 수 있어 산업상 매우 유용하다.

Claims (10)

1. 삭제
2. 삭제
3. 삭제
4. 삭제
5. 삭제
6. 질량% 로,

   C : 0.03∼0.16%,

   Si : 0.01∼2.0%,

   Mn: 0.1∼3.0% 및, Ni: 0.01∼3.0% 중의 1종 이상,

   Ti: 0.01∼0.2% 및, Nb: 0.01∼0.2% 중의 1종 이상,

   Al : 0.01∼0.1%,

   P : 0.1% 이하,

   S : 0.02% 이하 및,

   N : 0.005% 이하

   이고, 또한 C, Si, Mn, Ni, Ti 및 Nb 가 하기 (1), (2), (3) 식:

   637.5 + 4930 {Ti^* + (48/93)ㆍ[%Nb]} 〉A₁ …(1)

   A₃〈 860 …(2)

   [%Mn] + [%Ni] 〉1.3 …(3)

   (단, Ti^* = [%Ti] - (48/32)ㆍ[%S] - (48/14)ㆍ[%N] …(4)

   A₁ = 727 + 14[%Si] - 28.4[%Mn] - 21.6[%Ni] …(5)

   A₃ = 920 + 612.8[%C]² - 507.7[%C] + 9.8[%Si]³

   - 9.5[%Si]² + 68.5[%Si] + 2[%Mn]² - 38[%Mn]

   + 2.8[%Ni]² - 38.6[%Ni] + 102[%Ti] + 51.7[%Nb] …(6)

   각 식에서 [%M]은 M 원소의 함유량 (질량%))

   을 각각 만족하는 범위에서 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물의 조성이 되는 강소재를, 1200℃ 이상으로 가열한 후, 열간압연하고, 이어서 냉간압연후, 상기 (6) 식으로 구해지는 온도 A₃(℃) 이상, (A₃ + 30)(℃) 이하에서 재결정소둔을 실시하고, 그 후 적어도 600℃ 까지 5℃/s 이상의 속도로 냉각한 후, 다시 500℃ 부터 350℃ 까지의 냉각시간을 30초 이상 400초 이하로 하는 것을 특징으로 하는 초미세입자 조직을 갖는 냉연강판의 제조방법.
7. 삭제
8. 제 6 항에 있어서, 강소재가, 질량% 로 추가로,

   Mo : 1.0% 이하 및,

   Cr : 1.0% 이하

   중에서 선택한 1종 또는 2종을 함유하는 조성이 되는 것을 특징으로 하는 초미세입자 조직을 갖는 냉연강판의 제조방법.
9. 제 6 항에 있어서, 강소재가, 질량% 로 추가로,

   Ca, REM 및 B 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 합계 0.005% 이하를 함유하는 조성이 되는 것을 특징으로 하는 초미세입자 조직을 갖는 냉연강판의 제조방법.
10. 제 8 항에 있어서, 강소재가, 질량% 로 추가로,

    Ca, REM 및 B 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 합계 0.005% 이하를 함유하는 조성이 되는 것을 특징으로 하는 초미세입자 조직을 갖는 냉연강판의 제조방법.

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