KR101198449B1

KR101198449B1 - 가공성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 냉연 강판

Info

Publication number: KR101198449B1
Application number: KR1020100028668A
Authority: KR
Inventors: 미치타카 츠네자와; 유이치 후타무라; 마사아키 미우라
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2009-03-31
Filing date: 2010-03-30
Publication date: 2012-11-06
Also published as: JP2010236066A; KR20100109505A; JP5323563B2; EP2236638B1; EP2236638A1; CN101851727A; US20100247958A1; CN101851727B; US8349471B2

Abstract

본 발명의 고강도 냉연 강판은, 소정의 성분 조성을 만족하며, 조직은 페라이트의 모상 조직과, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트(마르텐사이트는 포함되어 있지 않아도 좋음)의 제 2 상 조직을 갖고, 전체 조직 중에서 차지하는 페라이트의 체적률을 Vf(%), 전체 조직 중에서 차지하는 잔류 오스테나이트의 체적률을 Vγ(%), 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도를 Cγ(질량%), 제 2 상 조직 사이의 최단 거리를 dis(㎛), 제 2 상 조직의 평균 입경을 dia(㎛)라고 했을 때, 하기 수학식 1 및 2를 만족한다.
[수학식 1]
(Vf×Vγ×Cγ×dis)/dia≥300
[수학식 2]
dis≥1.0㎛
이러한 구성에 의해, 약 550 내지 900MPa급의 고강도역에 있어서의 TS-El 균형의 향상 및 스프링백량의 저감이 달성되어 가공성 및 형상 동결성이 우수한 것이 된다.

Description

가공성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 냉연 강판{HIGH-STRENGTH COLD-ROLLED STEEL SHEET EXCELLENT IN WORKABILITY AND SHAPE FREEZING PROPERTY}

본 발명은 가공성 및 형상 동결성이 우수한 인장 강도 약 550 내지 900MPa 정도의 고강도 냉연 강판, 용융 아연 도금 강판, 및 합금화 용융 아연 도금 강판에 관한 것이다. 상세하게는, 우수한 가공성을 갖고, 저변형역에서의 스프링백(springback)량이 저감된 TRIP(TRansformation Induced Plasticity; 변태 유기 소성(變態誘起塑性)) 강판의 개량 기술에 관한 것이다. 본 발명의 고강도 냉연 강판은 용융 아연 도금 강판이나 합금화 용융 아연 도금 강판의 모재(소재)가 되는 고강도 강판으로서 유용하며, 예컨대 높은 가공성이 요구되는 자동차용 구조 부재(필러, 멤버, 리인포스먼트(reinforcement)류 등의 본체 골격 부재; 범퍼, 도어 가이드 바, 시트 부품, 발 밑 부품 등의 강도 부재)나 가전용 부재 등에 적합하게 이용된다.

자동차나 산업용 기계 등에서 프레스 성형하여 이용되는 강판에는, 충돌 안전성의 향상이나, 환경 문제 대책에 따르는 연료 소비율 향상·차체 경량화 등의 관점에서 높은 강도와 가공성(강도와 신도의 균형(balance))을 겸비하고 있을 것이 요구된다. 가공성이 우수한 고강도 강판으로서 TRIP 강판이 사용되고 있다. TRIP 강판은 오스테나이트 조직이 잔류하고 있고, 응력이나 변형에 의해 잔류 오스테나이트(γ_R)가 마르텐사이트로 유기 변태하여 큰 신도가 얻어지는 강판이다.

그런데, 충돌시의 에너지를 흡수하는 멤버 등의 자동차 구조 부재에는, 상기 특성 외에, 추가로 굴곡 가공이나 해트(hat) 굴곡 가공시의 형상 동결성도 우수할 것이 요구된다. 형상 동결성이란, 강판을 가공하면 가공 후의 스프링백에 의해 성형 형상이 변화되는 형상 불량을 동결(저지)시키는 특성을 의미한다.

그러나, 일반적으로 강판의 강도가 높아짐에 따라서 가공 후의 스프링백은 커져 형상 동결성이 저하된다는 문제가 있다. 특히 TRIP 강판에서는, 성형 후의 강판 내부에, 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태하는 부분과 변태하지 않는 부분이 불균일하게 발생하기 때문에, 큰 잔류 응력이 발생하여 스프링백이 커진다고 말해지고 있다.

그래서, TRIP 강판에 의한 양호한 가공성을 유지하면서 형상 동결성도 향상된 강판을 제공하기 위한 검토가 행해지고 있다.

예컨대, 일본 특허공개 평11-61326호에는, 자동차용 부재의 내충돌 안전성의 지표로서 강판의 가공 경화 지수(변형 5 내지 10%의 n값)가 유용하며, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경을 5㎛ 이하로 제어하면, 높은 강도와 신도(TS×El≥20000)가 확보되고, 또한 n값이 높은 TRIP 강판을 제공할 수 있는 것이 개시되어 있다.

일본 특허공개 2007-154283호에는, 페라이트상과 3% 이상의 오스테나이트상으로 주로 구성되고, 페라이트상 이외의 부분에 있어서 결정립의 애스펙트비 2.5 이하의 것의 비율을 제어함으로써, 높은 성형성을 유지한 채로, 종래보다도 성형 후의 잔류 응력이 저감되어 스프링백이 작은 고강도 강판이 개시되어 있다.

본 출원인도 예컨대 일본 특허공개 평11-350064호나 일본 특개 2004-218025호의 기술을 개시하고 있다. 이 중 전자에는, 페라이트와 마르텐사이트와 1 내지 5%의 잔류 오스테나이트의 3상으로 이루어지고, 마르텐사이트의 경도가 제어된 TRIP 강판이 개시되어 있다. 또한, 후자에는, 소려(燒戾) 마르텐사이트와 페라이트의 혼합 조직을 모상으로 하는 TRIP 강판으로서, 잔류 오스테나이트 중 2% 변형을 가함으로써 마르텐사이트로 변태하는 잔류 오스테나이트(잔류 오스테나이트 중의 C 농도가 낮아 불안정한 잔류 오스테나이트)의 양이 엄밀하게 제어된 TRIP 강판이 개시되어 있다.

본 발명의 목적은, 잔류 오스테나이트를 갖는 TRIP 강판으로서, 약 550 내지 900MPa급의 고강도역에 있어서의 TS-El 균형의 향상 및 스프링백량의 저감(특히 저변형역에서의 스프링백량의 저감)이 달성되어 가공성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 냉연 강판을 제공하는 것에 있다.

상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명에 따른 냉연 강판은, 강 중 성분은 C: 0.10% 이상 0.20% 이하(%는 질량%의 의미, 이하, 강 중 성분에 대하여 동일함), Si: 0.5% 이상 2.5% 이하, Mn: 0.5% 이상 2.5% 이하, Al: 0.01% 이상 0.10% 이하를 함유하며, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 조직은 페라이트의 모상 조직과, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트(마르텐사이트는 포함되어 있지 않아도 좋음)의 제 2 상 조직을 갖고, 전체 조직 중에서 차지하는 페라이트의 체적률을 Vf(%), 전체 조직 중에서 차지하는 잔류 오스테나이트의 체적률을 Vγ(%), 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도를 Cγ(질량%), 제 2 상 조직 사이의 최단 거리를 dis(㎛), 제 2 상 조직의 평균 입경을 dia(㎛)라고 했을 때, 하기 수학식 1 및 2를 만족한다.

바람직한 실시형태에 있어서, 전체 조직 중에서 차지하는 페라이트의 체적률 Vf(%): 60% 이상, 전체 조직 중에서 차지하는 잔류 오스테나이트의 체적률 Vγ(%): 5.0% 이상 20% 이하, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도 Cγ(질량%): 0.7% 이상, 제 2 상 조직의 평균 입경 dia(㎛): 5㎛ 이하이다.

본 발명에는, 상기 냉연 강판에 용융 아연 도금이 실시된 용융 아연 도금 강판도 포함된다.

또한, 본 발명에는, 상기 냉연 강판에 합금화 용융 아연 도금이 실시된 합금화 용융 아연 도금 강판도 포함된다.

본 발명에 의하면, 강 중 성분 및 조직이 적절히 제어되어 있기 때문에, TS-El 균형 및 형상 동결성의 쌍방이 우수한 고강도 냉연 강판을 제공할 수 있었다. 상게하게는, 본 발명에 의하면, 가공 초기 단계의 가공 경화 지수(변형 0.5 내지 1.0%의 n값)가 비교적 낮고, 가공 후기 단계의 가공 경화 지수(변형 5 내지 10%의 n값)가 비교적 높게 유지되도록 되기 때문에, 성형 후의 스프링백량이 작게 억제된다. 따라서, 본 발명의 고강도 냉연 강판은 멤버류 등과 같이 글곡 가공이나 해트 굴곡 가공시의 형상 동결성이 강하게 요구되는 자동차용 구조 부재 등의 소재로서 매우 유용하다.

도 1은 본 발명에서 규정하는 수학식 1과 TS×El 및 스프링백량의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 2는 본 발명에서 규정하는 수학식 3과 TS×El 및 스프링백량의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 3은 본 발명 강판을 제조하기 위한 열처리 패턴의 일부를 나타내는 개략도이다.
도 4는 실시예에서 조직의 측정에 이용한 격자 간격을 설명하는 도면이다.
도 5는 실시예에서 스프링백량의 측정에 이용한 3점 U 굴곡 시험의 개요를 설명하기 위한 도면이다.
도 6은 실시예에서 스프링백량을 측정하기 위한 설명도이다.

본 발명자들은 가공성(TS×El 균형)이 우수함과 동시에 형상 동결성도 양호한 TRIP 강판을 제공하기 위해 검토를 행하였다. 특히, 가공 초기의 저변형 하에서의 가공 경화 지수(변형 0.5 내지 1.0%의 n값)를 비교적 낮게 하고, 가공 중기부터 후기의 고변형 하에서의 가공 경화 지수(변형 5 내지 10%의 n값)를 비교적 높게 하여 양호한 가공성과 형상 동결성을 확보한다는 관점에서 검토를 행하였다. 이는, 종래에는 고변형 하에서의 n값의 향상을 중심으로 검토되어 있는 것이 많고 변형 초기의 n값에 관하여 충분히 고려되어 있지 않기 때문에, 프레스 가공시에서의 휨이나 비틀림에 대한 스프링백량을 유효하게 저감할 수 없다는 문제가 있기 때문이다.

그 결과, 가공의 초기부터 후기에 걸쳐 가공 경화 지수 n값을 적절히 제어하여 양호한 특성을 확보하고자 하면, TS×El 균형 향상에 유용한 공지된 파라미터를 개별적으로 제어하는 것만으로는 불충분하고, 가공성 등의 관점에서는 지금까지 주목되고 있지 않았던 「제 2 상 조직 사이의 최단 거리 dis」를 적절히 제어하는 것이 매우 중요한 것을 알았다.

이 점에 관하여 상세히 설명한다. 일반적으로 TS×El 균형을 높여 양호한 가공성을 확보하기 위해서는, 조직 중의 페라이트 체적률(Vf) 및 잔류 오스테나이트 체적률(Vγ)을 가능한 한 많게 하고, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도(Cγ)를 가능한 한 높게 하면 좋은 것은 알려져 있다. 또한, 잔류 오스테나이트의 입경을 작게 하여 미세화하면 좋은 것도 알려져 있다. 그러나, 상기 특성에 더하여 형상 동결성도 겸비한 TRIP 강판을 제공하기 위해서는, 이들의 제어만으로는 불충분한 것이 판명되었다. 예컨대 프레스 성형시의 비틀림이나 휨은 대략 0.5% 내지 2%의 낮은 변형역에서 발생하는데, 상술한 요건을 제어하는 것만으로는 저변형역에서의 변형 응력을 충분히 저감할 수 없어, 형상 동결성이 뒤떨어지는 것이 본 발명자들의 검토 결과에 의해 판명되었다.

그래서, 특히 저변형역에서의 변형 응력을 저감하여, 가공성과 형상 동결성의 양방이 우수한 TRIP 강판을 제공하기 위해 더욱 검토를 거듭해 왔다. 그 결과, 페라이트의 모상 조직과, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트(마르텐사이트는 포함되어 있지 않아도 좋음)의 제 2 상 조직을 갖는 TRIP 강판에 있어서, 전체 조직 중에서 차지하는 페라이트의 체적률을 Vf(%), 전체 조직 중에서 차지하는 잔류 오스테나이트의 체적률을 Vγ(%), 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도를 Cγ(질량%), 제 2 상 조직 사이의 최단 거리를 dis(㎛), 제 2 상 조직의 평균 입경을 dia(㎛)라고 했을 때, 하기 수학식 1 및 2를 만족하도록 제어하면, 변형 초기의 전위의 이동이 저지되는 일도 없기 때문에, 변형 초기의 변형 응력이 충분히 작게 억제되어 소기의 목적이 달성되는 것을 알아내고, 본 발명을 완성하였다.

[수학식 1]

(Vf×Vγ×Cγ×dis)/dia≥300

[수학식 2]

dis≥1.0㎛

본 명세서에서는, 설명의 편의상, 상기 수학식 1의 좌변[(Vf×Vγ×Cγ×dis)/dia]의 값을 특별히 P값이라고 부르는 경우가 있다.

여기서, 상기 수학식 1 및 2는 가공성 및 형상 동결성의 양 특성이 우수한 것을 나타내는 파라미터로서 매우 유용하다. 후기하는 실시예에 나타내는 바와 같이, 상기 수학식 1 및 2 중 어느 한쪽을 만족하여도 가공성 및 형상 동결성의 양방을 동시에 높일 수는 없고, 이들 식의 양방을 만족한 경우에만 원하는 특성이 발휘되는 것을 알았다.

참고를 위해, 도 1에, 상기 수학식 1과, 가공성의 지표인 TS×El 및 형상 동결성의 지표인 스프링백량의 관계를 그래프화하여 나타낸다. 이 도면은, 후기하는 실시예의 결과를 플롯팅하여 작성한 것이다. 도면 중, ○는 상기 수학식 1 및 2의 양방을 만족하는 본 발명예이며, △는 상기 수학식 1을 만족하지 않는 비교예이다. 도 1에 나타내는 바와 같이, 수학식 1은 TS×El 및 스프링백량의 양방에 대하여 매우 양호한 상관관계를 갖고 있고, P값=300을 경계로 하여 TS×El 및 스프링백량이 크게 변화되는 것을 이해할 수 있다.

여기서, 상기 수학식 2에서 규정하는 제 2 상 조직 사이의 최단 거리 dis는, 가공성 및 형상 동결성의 향상에 기여하는 신규한 지표로서 본 발명자들에 의해 특정된 것이며, 상기 수학식 1에 있어서 P값의 분자에도 포함되어 있다. 또한, 상기 수학식 1에서 규정하는 바와 같이, 본 발명에서는 가공성 및 형상 동결성의 향상에 기여하는(또는 기여하지 않는) 구성 요건의 각각을 개별적으로 제어하는 것이 아니라 전체적으로 제어한다.

이하, 각 식의 기술적 의의를 상세히 설명한다.

우선, 상기 수학식 1에 있어서, 분자[(Vf×Vγ×Cγ×dis)]를 구성하는 각 요건, 즉 전체 조직 중에서 차지하는 페라이트의 체적률 Vf(%), 전체 조직 중에서 차지하는 잔류 오스테나이트의 체적률 Vγ(%), 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도 Cγ(질량%), 및 제 2 상 조직 사이의 최단 거리 dis(㎛)는 모두 가공성 및 형상 동결성의 향상에 기여하는 양(+)의 구성 요건으로서 설정된 것이다. 즉, 본 발명자들의 검토 결과에 의하면, 탄소 농도 Cγ가 높은 잔류 오스테나이트의 체적률 Vγ가 높고, 페라이트 체적률 Vf가 높고, 제 2 상 조직을 구성하는 잔류 오스테나이트나 마르텐사이트의 최단 근접 거리의 평균 dis가 넓어지도록 제어하면, 특히 변형 초기의 연성을 담당하는 페라이트 중의 전위의 이동이나 2차 전위의 방출이 저해되는 일이 없기 때문에, 변형 초기의 변형 응력이 낮게 억제됨과 동시에, 가공 중기부터 후기에 걸쳐 높은 가공 경화가 지속되게 되는 것을 알았다.

한편, 상기 수학식 1에 있어서, 분모를 구성하는 파라미터인 제 2 상 조직의 평균 입경 dia는 가공성 및 형상 동결성의 향상에 기여하는 음(-)의 구성 요건으로서 설정된 것이다. 즉, 본 발명자들의 검토 결과에 의하면, 제 2 상 조직을 구성하는 잔류 오스테나이트나 마르텐사이트의 평균 입경이 큰 것은, 특히 변형 초기의 연성을 담당하는 페라이트 중의 전위의 이동을 방해하거나, 전위의 이동이 있더라도 국소적(한정적)이 되기 때문에, 변형 초기의 변형 응력을 낮게 억제할 수 없고, 가공 중기부터 가공 후기에 걸쳐 높은 가공 경화를 지속할 수 없는 것도 알았다.

상기 수학식 1은 상기 지견에 근거하여 본 발명자들에 의한 수많은 기초 실험에 따라서 설정된 것이며, 가공성 및 형상 동결성의 향상에 기여하는 양(+)의 구성 요건의 곱을 분자로, 음(-)의 구성 요건을 분모로 설정하고, 원하는 특성을 얻기 위한 수학식 1의 하한치(P값=300)를 특정한 것이다.

P값[(Vf×Vγ×Cγ×dis)/dia]은 클수록 좋고, 바람직하게는 400 이상이며, 보다 바람직하게는 500 이상이다. P값의 상한은 가공성과 형상 동결성의 향상의 관점에서는 특별히 한정되지 않고, P값을 구성하는 개개의 파라미터의 바람직한 범위에 근거하여 적의 적절히 설정되지만, 첨가 합금 원소 과다나 조직 미세화를 위한 공정 추가에 의한 비용 상승 등을 고려하면, 바람직하게는 1800이며, 보다 바람직하게는 1600이다.

다음으로, 상기 수학식 2의 기술적 의의에 관하여 설명한다.

본 발명자들의 검토 결과에 의하면, 가공성과 형상 동결성의 쌍방이 우수한 고강도 강판을 얻기 위해서는, 상기 수학식 1의 설정만으로는 불충분하고, P값을 구성하는 구성 요건 중 특히 제 2 상 조직 사이의 최단 거리 dis를 1.0㎛ 이상으로 제어하지 않으면, 가공시에 페라이트 사이끼리의 2차 전위의 방출이 감소하여, 원하는 특성이 얻어지지 않는 것이 판명되었다. 후기하는 실시예의 표 2B의 No. 52는, P값은 391로 상기 수학식 1을 만족하고 있지만, dis가 0.9㎛로 상기 수학식 2를 만족하지 않고 있기 때문에, TS×El 균형 및 형상 동결성의 지표인 스프링백량이 커졌다.

여기서, dis는, 주사형 전자 현미경(SEM) 사진에 의해 제 2 상 조직(잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트)을 동정(同定)하고, 페라이트의 모상 조직을 사이에 두고 인접하여 관찰되는 제 2 상 조직 사이의 거리를 측정했을 때, 그 거리가 가장 짧은 거리의 평균값이다. 즉, dis는 다음과 같이 하여 구해진다. 사진 내의 하나의 입자에 대하여, 그 입자와 그 입자로부터 가장 가까이 있는 별도의 입자의 거리를 구하고, 그 거리를 그 입자에 있어서의 "최단 거리"로 한다. 사진 내의 모든 입자에 대하여, 각각의 입자에 있어서의 "최단 거리"를 구한다. 그리고, 구해진 "최단 거리"의 평균값을 계산하고, 그 평균값을 dis로 한다. 「제 2 상 조직 사이의 거리」로서는, 잔류 오스테나이트 사이의 거리 및 마르텐사이트 사이의 거리 외에, 잔류 오스테나이트와 마르텐사이트 사이의 거리도 포함된다. 측정 방법의 상세는 후기하는 실시예의 난에서 상세히 기술한다.

dis의 하한은 1.0㎛이다. dis는 클수록 좋고, 바람직하게는 1.2㎛ 이상이며, 보다 바람직하게는 1.4㎛ 이상이다. 단, 잔류 γ량 저하에 의한 연성 악화를 고려하면, dis를 7.0㎛ 이하로 제어하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 6.0㎛ 이하이다.

이상, 본 발명을 가장 특징짓는 상기 수학식 1 및 2에 관하여 설명하였다.

본 명세서에 있어서 「고강도」란, 인장 강도가 약 550 내지 900MPa 정도인 것을 의미한다.

본 명세서에 있어서 「가공성이 우수하다」란, 강도 레벨에 따라서도 상이하지만, TS×El이 약 20000 이상(바람직하게는 약 22000 이상)인 것을 의미한다. 상세하게는, 강도가 550MPa급(550MPa 이상 780MPa 미만)인 강판에서는, 신도(El)가 약 30% 이상을 만족하고 있는 것이 바람직하다. 또한, 780MPa급(780MPa 이상 900MPa 미만)인 강판에서는, 신도(El)가 약 28% 이상을 만족하고 있는 것이 바람직하다.

본 명세서에 있어서 「형상 동결성이 우수하다」란, 후기하는 실시예에 기재된 U 굴곡 시험으로 스프링백량을 측정했을 때, 스프링백이 32° 이하인 것을 의미한다.

또한, 본 발명에서는, TS×El 균형과, 가공 초기부터 후기에 걸친 형상 동결성의 양방을 평가하기 위한 지표로서 하기 수학식 3을 규정하고 있다. 식 중에는, 저변형역에서의 가공 경화 지수[n값(0.5 내지 1.0%)] 및 고변형역에서의 가공 경화 지수[n값(5 내지 10%)]를 둘 다 포함하고 있고, 하기 수학식 3을 만족하는 것은 변형 초기의 n값이 비교적 낮고 변형 후기의 n값이 비교적 높아지는 것을 의미하고 있다.

참고를 위해, 도 2에, 상기 수학식 3과, 가공성의 지표인 TS×El 및 형상 동결성의 지표인 스프링백량의 관계를 그래프화하여 나타낸다. 이 도면은 후기하는 실시예의 결과를 플롯팅하여 작성한 것이다. 도면 중, ○는 상기 수학식 3을 만족하는 본 발명예이며, △는 상기 수학식 3을 만족하지 않는 비교예이다. 도 2에 나타내는 바와 같이, 수학식 3은 TS×El 및 스프링백량의 양방에 대하여 매우 양호한 상관관계를 갖고 있는 것을 알 수 있다.

본 발명에는, 냉연 강판뿐만 아니라 용융 아연 도금 강판(GI 강판)이나 합금화 용융 아연 도금 강판(GA 강판)도 포함된다. 이들 도금 처리를 실시함으로써 내식성이 향상된다.

이하, 본 발명 강판의 조직 및 강 중 성분을 설명한다.

(조직)

본 발명 강판은 페라이트의 모상 조직과, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트(마르텐사이트는 포함되어 있지 않아도 좋음)의 제 2 상 조직을 갖고 있다. 본 발명은 이러한 조직의 TRIP 강판에 있어서의 가공성 및 형상 동결성의 향상을 도모하는 것이다.

모상 조직: 페라이트

「모상」이란, 전체 조직 중에서 차지하는 비율이 반수 이상을 차지하는 것(주상)을 의미하고, 본 발명에서는 페라이트이다. 페라이트는 신도(El)의 향상에 기여함과 동시에, 전위의 이동이나 2차 전위의 방출에 의한 저변형역에서의 가공에 의한 스프링백량의 저감화, TS×El 균형의 향상에 유용한 조직이다. 본 발명에 있어서, 페라이트에는 폴리고날 페라이트(PF)와 베이니틱 페라이트(BF)의 양방이 포함된다. 본 발명에서는, 페라이트 중에서 차지하는 폴리고날 페라이트의 비율은 많을수록 좋고, 폴리고날 페라이트의 비율이 약 50% 이상(바람직하게는 약 70% 이상)인 「폴리고날 페라이트 주체의 페라이트」로 하는 것이 바람직하다.

또한, 전체 조직 중에서 차지하는 페라이트(PF+BF의 합계)의 체적률 Vf는 60% 이상인 것이 바람직하다. Vf가 60% 미만이면, 변형 초기의 단계에서 소량의 페라이트에 변형이 집중되어 버려 변형 중기 및 후기까지 높은 n값이 지속되지 않고, TS×El 균형이 저하되게 된다. Vf의 보다 바람직한 범위는 제 2 상 조직과의 균형에 따라서 적의 적절히 결정될 수 있지만, 대체로 65% 이상 90% 이하이며, 더 바람직하게는 70% 이상 85% 이하이다.

제 2 상 조직: 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트(마르텐사이트는 포함되어 있지 않아도 좋음)

「제 2 상 조직」이란, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트(마르텐사이트는 포함되어 있지 않아도 좋음)를 의미한다. 즉, 본 발명에서는 적어도 잔류 오스테나이트를 포함하고 있다. 잔류 오스테나이트는 신도의 향상에 유용하다. 나아가, 후기하는 바와 같이, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도 Cγ가 적절히 제어된 것이나, 잔류 오스테나이트를 포함하는 제 2 상 조직 사이의 최단 거리 dis 및 제 2 상 조직의 평균 입경 dia가 적절히 제어된 것은, 저변형역에서의 가공에 의한 스프링백량의 저감화나 TS×El 균형의 향상에도 기여한다.

여기서, 전체 조직 중에서 차지하는 잔류 오스테나이트의 체적률 Vγ는 5.0% 이상 20% 이하인 것이 바람직하다. Vγ가 5.0% 미만이면, 변형 중기부터 후기에 걸쳐 높은 n값이 유지되지 않고, TS×El의 균형이 저하된다. 보다 바람직한 Vγ는 7% 이상이다. 단, Vγ가 20%를 초과하면, 본 발명과 같이 강 중 C량의 상한이 0.20%인 강판에서는, 잔류 오스테나이트 중의 C 농도를 최대로도 0.5질량% 정도밖에 높일 수 없어, 안정한 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않는다. 그 때문에, 변형 초기에 잔류 오스테나이트로부터 마르텐사이트로 변태해 버려, TS×El의 균형이 저하되게 된다. 보다 바람직한 Vγ는 15% 이하이다.

잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도 Cγ는 0.7질량% 이상인 것이 바람직하다. Cγ가 0.7% 미만이면, 변형 초기에 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태해 버려, TS×El 균형이 저하되기 때문이다. TS×El 균형의 향상이라는 관점에서 보면, Cγ는 많을수록 좋고, 보다 바람직한 Cγ는 0.8질량% 이상이다. Cγ의 상한은 특별히 한정되지 않고, 강 중의 C량 등에 따라서 결정될 수 있지만, 대체로 1.5질량% 이하이다.

제 2 상 조직에는, 잔류 오스테나이트 외에 마르텐사이트가 추가로 포함되어 있어도 좋다. 즉, 제 2 상 조직은 잔류 오스테나이트만으로 구성되어 있어도 좋고, 잔류 오스테나이트와 마르텐사이트의 혼합 조직이어도 좋다. 상술한 바와 같이, 마르텐사이트를 포함하는 제 2 상 조직 사이의 최단 거리 dis 및 제 2 상 조직의 평균 입경 dia가 적절히 제어되어 있으면, TS×El 균형 및 형상 동결성이 향상되기 때문이다. 마르텐사이트를 추가로 포함하는 경우, 전체 조직 중에서 차지하는 마르텐사이트의 체적률 Vm은 대체로 30% 이하인 것이 바람직하다.

제 2 상 조직의 평균 입경 dia는 5㎛ 이하인 것이 바람직하다. dia가 5㎛를 초과하면, 가공시의 초기에 응력이 집중됨으로써 TS×El 균형과 변형 초기의 스프링백량이 저하되기 때문이다. dia는 작을수록 좋고, 예컨대 4㎛ 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, dia의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 과도한 미세화에 의한 제조 공정 추가 등의 비용 상승 등을 고려하면, 대체로 3㎛로 하는 것이 바람직하다.

여기서, dia는, 주사형 전자 현미경(SEM) 사진에 의해 제 2 상 조직(잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트)을 동정하고, 제 2상 입자 각각에 대하여 장직경과 단직경을 측정하여 그 평균값을 각 조직의 평균 입경으로 했을 때, SEM 사진에서 관찰되는 제 2 상 조직 모두의 평균 입경을 측정하고, 그 평균값을 산출한 것이다. 측정 방법의 상세는 후기하는 실시예의 난에서 상세히 기술한다.

본 발명 강판은 상기 모상 조직과 제 2 상 조직만으로 구성되어 있어도 좋고, 본 발명의 작용을 저해하지 않은 한도에서 다른 조직(잔부 조직)을 추가로 포함하고 있어도 좋다. 「다른 조직」으로서는, 예컨대 제조 과정에서 불가피적으로 생성되는 잔부 조직으로, 펄라이트나 베이나이트 등이 대표적으로 예시된다. 「다른 조직」의 함유량은 합계로 약 5체적% 이하인 것이 바람직하다. 펄라이트나 베이나이트의 조직 중에는 탄소가 많이 존재하여, TS×El 균형의 향상에 기여하는 잔류 오스테나이트량이 감소하거나, 또는 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도 Cγ가 감소하기 때문이다.

(강 중 성분)

다음으로, 본 발명 강판의 강 중 성분에 관하여 설명한다.

C: 0.10% 이상 0.20% 이하

C는 강판의 강도를 확보함과 동시에, 잔류 오스테나이트의 생성에 기여하는 원소이다. C량이 0.10% 미만이면, 상기 효과를 유효하게 발휘할 수 없다. 한편, C량이 0.20%를 초과하면, 용접성이 저하된다. 그래서 본 발명에서는 C량을 상기 범위로 정하였다. C량의 바람직한 하한은 0.12%이며, 바람직한 상한은 0.18%이다.

Si: 0.5% 이상 2.5% 이하

Si는 고용 강화 원소로서 알려져 있고, C 농도가 높은 잔류 오스테나이트의 생성에 유용한 원소이다. Si량이 0.5% 미만이면, 상기 작용을 유효하게 발휘할 수 없다. 한편, Si량이 2.5%를 초과하면, 상기 작용이 포화됨과 동시에 연성이 저하되게 된다. 그래서 본 발명에서는 Si량을 상기 범위로 정하였다. Si량의 바람직한 하한은 1.0%이며, 바람직한 상한은 2.0%이다.

Mn: 0.5% 이상 2.5% 이하

Mn은 오스테나이트 안정화 원소이며, C 농도가 높은 안정한 잔류 오스테나이트의 생성을 높여 TS×El 균형을 향상시키는 원소이다. 단, Mn량이 과잉이 되면, 강판 내의 페라이트량이 감소하여 연성 및 TS-El 균형이 저하된다. 그래서 본 발명에서는 Mn량을 상기 범위로 정하였다. Mn량의 바람직한 하한은 1.0%이며, 바람직한 상한은 2.0%이다.

Al: 0.01% 이상 0.10% 이하

Al은 탈산제로서 작용한다. 이러한 효과를 유효하게 발휘시키기 위해, 본 발명에서는 Al량의 하한을 0.01%로 하였다. 한편, Al량이 과잉이 되면, 산화물계개재물의 양이 증가하여 강판의 표면 성상이 저하되기 때문에, Al량의 상한을 0.10%로 하였다. Al량의 바람직한 하한은 0.02%이며, 바람직한 상한은 0.07%이다.

본 발명 강판은 상기 성분을 함유하며, 잔부가 철 및 불가피적 불순물이다. 불가피적 불순물로는, 제조 공정 등에서 불가피적으로 포함될 수 있는 원소(예컨대, P, N, S, O 등)를 들 수 있다.

본 발명 강판은 본 발명의 작용을 손상시키지 않는 범위에서, 더 한층의 특성 부여를 목적으로 하여, TRIP 강판에 통상 이용되는 상기 이외의 원소(허용 성분)를 포함하고 있어도 좋다. 구체적으로는, 강도 증가 등을 목적으로 하여, Ni를 약 0.5% 이하, V를 약 0.15% 이하, Mo를 약 0.5% 이하, Cr을 약 0.8% 이하, Cu를 약 0.5% 이하, Al을 약 2.0% 이하, B를 약 0.01% 이하 정도 함유하여도 좋다.

본 발명의 고강도 강판은 자동차 강판 등의 박(薄)강판으로서 유용하며, 판 두께는 0.8 내지 2.3mm 정도인 것이 바람직하다.

본 발명에는, 용융 아연 도금 강판이나 합금화 용융 아연 도금 강판의 도금 강판도 포함된다. 상기 도금 강판은 필름 라미네이트 등의 유기 피막이나, 인산염 처리 등의 화성 처리나, 도장 처리를 추가로 실시하여도 좋다. 특히 도장 전의 베이스 처리로서 화성 처리가 실시된 도금 강판이 적합하게 이용된다.

상기 도장 처리에 이용되는 도료에는, 공지된 수지, 예컨대 에폭시 수지, 불소 수지, 실리콘 아크릴 수지, 폴리우레탄 수지, 아크릴 수지, 폴리에스터 수지, 페놀 수지, 알키드 수지, 멜라민 수지 등을 사용할 수 있다. 내식성의 관점에서, 에폭시 수지, 불소 수지, 실리콘 아크릴 수지가 바람직하다. 상기 수지와 함께 경화제를 사용하여도 좋다. 또한 도료는 공지된 첨가제, 예컨대 착색용 안료, 커플링제, 레벨링제, 증감제, 산화방지제, 자외선 안정제, 난연제 등을 함유하고 있어도 좋다.

본 발명에 있어서 도료 형태에 특별히 한정은 없고, 모든 형태의 도료, 예컨대 용제계 도료, 수계 도료, 수분산형 도료, 분체 도료, 전착 도료 등을 사용할 수 있다. 또한 도장 방법에도 특별히 한정은 없고, 디핑법, 롤 코터법, 스프레이법, 커튼 플로우 코터법, 전착 도장법 등을 사용할 수 있다. 피복층(도금층, 유기 피막, 화성 처리 피막, 도막 등)의 두께는 용도에 따라 적절히 설정하면 좋다.

(제조 방법)

다음으로, 본 발명 강판을 제조하는 방법에 관하여 설명한다.

상기 요건을 만족하는 본 발명 강판을 제조하기 위해서는, 특히 열간 압연 후의 권취 온도(CT)와 냉간 압연 후의 소둔 공정을 적절히 제어하는 것이 중요하고, 이에 의해 상기 요건을 만족하는 TRIP 강판이 얻어진다.

이하, 본 발명을 특징짓는 공정을 순서대로 설명한다. 이 중 소둔 공정에 관해서는, 도 3에 열처리 패턴의 개요를 나타내고 있다.

열간 압연 후의 권취 온도(CT): 550℃ 이하

권취 온도 CT가 550℃를 초과하면, 열연판의 조직이 조대한 페라이트와 펄라이트가 되고, 소둔 후의 제 2 상 조직 등의 크기가 조대화되어, 소정의 조직이 얻어지기 어려워진다. 또한, 강판 표면의 스케일이 두꺼워져 산 세척성이 열화된다. 바람직한 권취 온도 CT는 약 500℃ 이하이다. 한편, CT의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 제조시의 과도한 냉각에 의한 생산성 악화 등을 고려하면 약 450℃인 것이 바람직하다.

냉연율: 20 내지 60%

냉연율이 20% 미만이 되면, 소정 두께의 강판을 얻기 위해 얇고 긴 열간 압연 강판이 필요하게 되어, 산 세척시의 생산성 등이 저하되게 된다. 한편, 냉연율이 60%를 초과하면, 소둔시(가열시)에 재결정이 저온에서 충분히 진행되고, 그 후의 2상역 온도에 있어서의 오스테나이트로의 역변태 개시의 핵이 감소하여, 소둔 후의 제 2 상 조직을 미세하게 분산시킬 수 없다. 바람직한 냉연율은 대체로 30% 이상 50% 이하이다.

소둔시의 가열 속도: 0.5 내지 5.0℃/초

소둔시의 평균 가열 속도가 0.5℃/초 미만이 되면, 생산성이 저하되는 외에, 소둔시에 재결정이 저온에서 충분히 진행되고, 그 후의 2상역 온도에 있어서의 오스테나이트로의 역변태 개시의 핵이 감소하여, 소둔 후의 제 2 상 조직을 미세하게 분산시킬 수 없다. 한편, 소둔시의 평균 가열 속도가 5.0℃/초를 초과하면, 가열 온도에 불균일이 생겨 소둔 후의 조직이 불균일해진다. 바람직한 평균 가열 속도는 대체로 1.0℃/초 이상 4.0℃/초 이하이다.

균열 온도(도 3 중, Ts): 840℃ 이상 Ac₃℃ 이하

균열 온도 Ts가 840℃ 미만이면, 2상역에서의 오스테나이트량이 저하되고 오스테나이트 중의 C 농도가 증가하기 때문에, 그 후의 냉각 과정에서 페라이트의 생성이 불충분해지고, 제 2 상 조직 사이의 최단 거리 dis가 좁아진다. 한편, 균열 온도 Ts가 Ac₃℃를 초과하면, 균열 종료시에 오스테나이트 단상이 되어 버리고, 소둔 후의 조직이 조대화된다. 바람직한 균열 온도 Ts는 대체로 850℃ 이상 880℃ 이하이다.

여기서, Ac₃ 온도는 하기 식에 근거하여 산출된다. 식 중 (%)는 각 원소의 함유량(질량%)이다. 이 식은 「레슬리 철강재료학」(마루젠주식회사 발행, 레슬리 윌리엄 씨(William C. Leslie)저, p 273)에 기재되어 있다.

Ac₃=910-203√(% C)-15.2(% Ni)+44.7(% Si)+104(% V)+31.5(% Mo)+13.1(% W)-30(% Mn)-11(% Cr)-20(% Cu)+700(% P)+400(% Al)+120(% As)+400(% Ti)

균열 시간(도 3 중, ts): 30초 이하

여기서, 균열 시간이란, 840℃ 이상의 온도역에서의 강판의 체재 시간을 의미한다. 균열 시간 ts가 30초를 초과하면, 소둔 후의 잔류 오스테나이트나 마르텐사이트가 조대화된다. 바람직한 균열 시간 ts는 대체로 25초 이하이다. 한편, 균열 시간 ts의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 소둔 후의 잔류 γ량 증가 등을 고려하면 대체로 20초로 제어하는 것이 바람직하다.

균열 온도 Ts로부터 오스템퍼링 온도 Ta까지의 평균 냉각 속도: 1 내지 20℃/초

균열 온도 Ts로부터의 평균 냉각 속도가 1℃/초 미만이면, 냉각 중에 TS×El 균형의 향상 등에 유해한 펄라이트가 생성된다. 한편, Ts 온도로부터의 냉각 속도가 20℃/초를 초과하면, 페라이트 체적률이 감소한다. 바람직한 평균 냉각 속도는 대체로 2℃/초 이상 15℃/초 이하이다.

한편, 상기 온도 범위에 관해서는, 후기하는 실시예에 나타내는 바와 같이, 평균 냉각 속도가 상이한 2단 냉각을 행하여도 좋다. 구체적으로는, 균열 온도 Ts로부터 약 600℃까지의 온도 범위를 약 1 내지 10℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 이어서 약 600℃로부터 약 390℃까지의 온도 범위를 약 3 내지 20℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각하여도 좋다.

오스템퍼링 온도 Ta: 300 내지 390℃

오스템퍼링 온도 Ta가 300℃ 미만이면, 냉각시에 마르텐사이트가 많이 생성 되는 외에, 베이나이트 변태가 지연되어, 소둔 후의 잔류 오스테나이트량이 적어진다. 한편, 오스템퍼링 온도 Ta가 390℃를 초과하면, 베이나이트 변태 개시가 되는 핵이 감소하여, 제 2 상 조직이 조대화된다. 바람직한 오스템퍼링 온도 Ta는 대체로 320℃ 이상 390℃ 이하이며, 보다 바람직하게는 340℃ 이상 390℃ 이하이다.

오스템퍼링 시간 ta: 30 내지 1000초

여기서, 오스템퍼링 시간이란, 300 내지 390℃의 온도역에서의 강판의 체재 시간을 의미한다. 오스템퍼링 시간 ta가 30초 미만이면, 베이나이트 변태의 시간이 짧아져 잔류 오스테나이트량이 감소한다. 한편, 오스템퍼링 시간 ta가 1000초를 초과하면 생산성이 저하된다. 바람직한 오스템퍼링 시간 ta는 대체로 35초 이상 500초 이하이며, 보다 바람직하게는 40초 이상 300초 이하이다.

오스템퍼링 후의 재가열시의 평균 가열 속도: 1 내지 20℃/초

재가열시의 평균 가열 속도가 1℃/초 미만이면 생산성이 저하되고, 20℃/초를 초과하면 온도 불균일에 의해 소둔 후의 조직이 불균일해져 제 2 상 조직 사이의 최단 거리 dis가 증가하게 된다. 바람직한 평균 가열 속도는 대체로 2℃/초 이상 15℃/초 이하이며, 보다 바람직하게는 3℃/초 이상 10℃/초 이하이다.

재가열 온도 Tr: 450 내지 550℃

재가열 온도 Tr이 450℃ 미만이면, 베이나이트 변태의 촉진이 불충분해져 잔류 오스테나이트량이 감소한다. 한편, 재가열 온도 Tr이 550℃를 초과하면, 미변태 오스테나이트가 페라이트와 시멘타이트로 분해되어, 소둔 후의 잔류 오스테나이트량이 감소한다. 바람직한 재가열 온도 Tr은 대체로 460℃ 이상 530℃ 이하이다.

재가열 시간 tr: 100초 이하

여기서, 재가열 시간이란, 450 내지 550℃의 온도역에서의 강판의 체재 시간을 의미한다. 450℃ 이상에 있어서의 재가열 시간 tr이 100초를 상회하면, 미변태 오스테나이트가 페라이트와 시멘타이트로 분해되어, 소둔 후의 잔류 오스테나이트량이 감소한다. 바람직한 재가열 시간 tr은 90초 이하이며, 보다 바람직하게는 80초 이하이다. 한편, 재가열 시간 tr의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 베이나이트 변태 촉진 등을 고려하면 대체로 20초인 것이 바람직하다.

재가열 후의 평균 냉각 속도: 1 내지 50℃/초

재가열 후의 평균 냉각 속도가 1℃/초 미만이면 생산성이 저하되고, 50℃/초를 초과하면 온도 불균일에 의해 소둔 후의 조직이 불균일해진다. 바람직한 평균 냉각 속도는 대체로 2℃/초 이상 40℃/초 이하이며, 보다 바람직하게는 3℃/초 이상 30℃/초 이하이다.

이상이 본 발명을 특징짓는 제조 공정이다. 본 발명에서는 특히, 열연 후의 권취 온도 CT와, 균열 공정(균열 온도 Ts와 균열 시간 ts)과, 오스템퍼링 공정(오스템퍼링 온도 Ta와 오스템퍼링 시간 ta)과, 오스템퍼링 후의 재가열 공정(재가열 온도 Tr과 재가열 시간 tr)을 엄밀하게 관리하는 것이 필요하며, 이들 중 어느 하나라도 본 발명의 요건을 벗어나면, 원하는 특성을 겸비한 강판이 얻어지기 어려운 결과가 되었다(후기하는 실시예를 참조).

상기 공정 이외의 공정, 예컨대 열간 압연이나 냉간 압연은 통상적 방법에 따라서 행하면 좋고, 원하는 강판이 얻어지도록 통상 이용되는 방법을 적의 적절히 제어하여 채용할 수 있다. 또한, 본 발명에는, 냉연 강판 외에 용융 아연 도금 강판이나 합금화 용융 아연 도금 강판도 포함되는데, 용융 아연 도금 및 합금화 용융 아연 도금의 방법을 한정하는 취지는 아니고, 통상 이용되는 방법을 이용할 수 있다.

이하, 본 발명의 바람직한 실시형태를 설명하지만, 이에 한정하는 취지는 아니다.

우선, 본 발명의 조성을 만족하는 용강을 전로나 전기로 등의 공지된 용제(溶製) 방법으로 용제하고, 연속 주조나 주조-분괴 압연에 의해 슬라브 등의 강편으로 한다.

다음으로, 상기 강편을 열간 압연한다. 상세하게는, 연속 주조 후에 직접 열간 압연을 행하여도 좋고, 또는 연속 주조나 주조-분괴 압연에 의해 제조하는 경우에는, 적당한 온도까지 일단 냉각한 후에 가열로에서 가열한 후, 열간 압연을 행하여도 좋다.

열간 압연시의 가열 온도는 약 1100℃ 이상(보다 바람직하게는 1150℃ 이상)으로 하는 것이 바람직하고, 이에 의해 강 중 성분이 오스테나이트 조직 중에 균일하게 고용(固溶)하기 쉬워진다. 열간 압연의 마무리 온도는 Ar₃점 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직한 마무리 온도는 Ar₃점+(30 내지 50)℃이다.

열간 압연 후, 상술한 바와 같이 소정의 권취 온도 CT에서 권취한 후, 필요에 따라 산 세척하고, 냉간 압연을 행한다. 다음으로, 연속 소둔 라인으로 상기와 같이 소둔→냉각을 행하면 원하는 고강도 강판이 얻어진다.

용융 아연 도금 강판이나 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조하기 위해서는, 상기 고강도 냉연 강판을 이용하여, 통상적 방법에 근거하여 용융 아연 도금 및 합금화 용융 아연 도금을 실시하면 좋다. 도금욕의 조건으로서는, 예컨대 도금욕의 온도를 약 400 내지 600℃(바람직하게는, 400 내지 500℃)의 온도 범위로 하는 것이 바람직하다. 추가로 합금화를 행하는 경우는 약 450 내지 600℃에서 약 2 내지 60초간 합금화하면 좋다.

용융 아연 도금 강판을 제조하는 경우에는, 상기 재가열을 행하기 전에 아연 도금욕에 침지하고, 재가열 공정에서 용융 아연 도금을 행하여도 좋다. 또한, 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조하는 경우에는, 그 후의 재가열 공정에서 합금화 처리를 행하여도 좋다. 가열 수단은 특별히 한정되지 않고, 관용되는 여러 가지의 방법(예컨대 가스 가열, 인덕션 히터 가열 등)을 이용할 수 있다.

[실시예]

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 하기 실시예에 제한되지 않고, 전·후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적절히 변경을 가하여 실시하는 것도 가능하며, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

실시예 1

표 1에 나타내는 성분 조성의 강종 A 내지 H(단위는 질량%이며, 잔부는 철 및 불가피적 불순물)를 용제한 후, 주조하여 슬라브를 얻었다. 이 슬라브를 1150℃로 가열하고, 마무리 온도 880℃에서 2.4mm 두께까지 열간 압연한 후, 30℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 표 2A 및 2B에 기재된 권취 온도(CT)로 권취하였다. 산 세척 후, 냉연율 50%로 1.2mm 두께까지 냉간 압연하였다. 이어서, 연속 소둔 라인을 모의할 수 있는 실험용 열처리 설비에 의해, 5℃/초의 평균 가열 속도로 표 2A 및 2B에 기재된 균열 온도(Ts)까지 가열하고, 그 온도에서 표 2A 및 2B에 기재된 시간(ts) 동안 유지하였다. 그 후, 3℃/초의 평균 냉각 속도로 600℃까지 냉각한 후, 10℃/초의 평균 냉각 속도로, 표 2A 및 2B에 기재된 오스템퍼링 온도(Ta)까지 냉각하고, 그 온도에서 오스템퍼링 시간(ta): 3 내지 1000초간 유지하는 오스템퍼링 처리를 행하였다. 그 후, 10℃/초의 평균 가열 속도로, 표 2A 및 2B에 기재된 재가열 온도(Tr)까지 가열하고, 표 2A 및 2B에 기재된 시간(tr) 동안 유지한 후, 10℃/초의 평균 냉각 속도로 실온까지 냉각하였다.

이렇게 하여 얻어진 각 냉연 강판에 대하여, 조직의 분율, dis 및 dia를 이하와 같이 하여 측정하였다.

2mm×20mm×20mm의 시험편을 잘라내어, 압연 방향과 평행한 단면(斷面)을 연마하고, 나이탈 부식을 행한 후, 판 두께 t의 t/4 위치에 있어서의 조직을 SEM 사진(배율 3000배)으로 관찰하였다. 관찰은 1시야당 약 15㎛×15㎛에 대하여 합계 10시야 행하였다.

상기 SEM 사진의 각 시야에 대하여, 도 4에 나타낸 1㎛ 간격의 격자를 이용하여 페라이트, 제 2 상 조직(잔류 오스테나이트 + 마르텐사이트), 및 기타의 조직(잔부 조직, 표 중 「기타」라고 기재)의 각 체적률을 점산법에 의해 측정하였다. 즉, 세로의 선과 가로의 선이 겹치는 점마다 조직을 판단하고, 각 조직의 점의 수를 시야 전체에 대하여 집계함으로써 각 조직의 비율을 구하였다. 동일한 조작을 합계 10시야에 대하여 행하고, 그 평균값를 상기 각 조직의 체적률로 하였다.

또한, 상기 SEM 사진에 근거하여, 상술한 방법에 의해 제 2 상 조직 사이의 최단 거리 dis(㎛), 및 제 2 상 조직의 평균 입경 dia(㎛)를 측정하였다.

한편, 잔류 오스테나이트의 체적률 Vγ는 포화 자화 측정법에 의해 측정하였다. 포화 자화 측정법의 상세는 일본 특허공개 2003-90825호 공보나 R&D 고베제강기보(Vol. 52, No. 3, Dec. 2002)에 기재되어 있다.

마르텐사이트의 체적률은 제 2 상 조직의 체적률로부터 잔류 오스테나이트의 체적률을 감하여 산출하였다.

또한, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도 Cγ(질량%)는 t/4 위치에 있어서의 시험편을 이용하여, Cu-Kα선에 의한 X선 해석으로 오스테나이트의 (200)면, (220)면, (311)면의 반사각으로부터 격자 상수(Å)를 구하고, 하기 식에 대입하여 구하였다.

Cγ=(격자 상수-3.572)/0.033

이렇게 하여 얻어진 Vf(체적%), Vγ(체적%), Cγ(질량%), dis(㎛), dia(㎛)에 근거하여 P값[(Vf×Vγ×Cγ×dis)/dia]을 산출하였다.

또한, 상기의 각 냉연 강판에 대하여, 기계적 특성 및 스프링백량을 이하와 같이 하여 측정하였다.

(기계적 특성의 측정)

상기 냉연 강판으로부터 JIS5호 시험편(표점 거리 50mm, 평행부 폭 25mm)을 채취하여 JIS Z 2241에 따라서 인장 강도(TS), 전체 신도(El), 및 가공 경화 지수(변형 0.5 내지 1.0%의 n값, 및 변형 5 내지 10%의 n값)를 측정하였다. 한편, 변형 0.5% 내지 파단 사이의 인장 속도는 10mm/분으로 일정하게 하였다. 이렇게 하여 얻어진 TS(MPa) 및 El(%)의 곱을 계산하여, 강도-연성 균형(TS×El)을 산출하였다. 본 실시예에서는, TS×El 균형이 20000 이상인 것을 가공성이 우수하다고 평가하였다.

(스프링백량의 측정)

저변형 영역에서의 스프링백량을 측정하기 위해, 도 5에 나타내는 3점 U 굴곡 시험을 행하였다. 구체적으로는, 펀치 선단 R 20mm, 펀치와 롤러 다이의 틈 1.2mm로 하여, 펀치 선단 R의 중심과 다이 선단 R의 중심이 일치하도록 U 굴곡 시험을 행하고, 10mm 압입된 시점에서 굴곡 시험을 종료하였다. 도 6에 나타내는 바와 같이, 스프링백 후(하중 제거 후의 탄성 회복을 한 상태)의 각도를 측정하여, 스프링백량으로 하였다.

본 실시예에서는, 이렇게 하여 얻어지는 스프링백량이 32.0° 이하인 것을 「형상 동결성이 우수하다」, 31.0° 이하인 것을 「형상 동결성이 매우 우수하다」고 평가하였다.

이들의 결과를 표 3A 및 3B에 정리하여 나타낸다.

[표 1]

[표 2A]

[표 2B]

[표 3A]

[표 3B]

표 2A, 2B, 3A 및 3B로부터 이하와 같이 고찰할 수 있다.

우선, No. 2, 3(강종 B를 사용), 4, 5(강종 C를 사용), 6 내지 8(강종 D를 사용), 9 내지 13, 16, 17, 22 내지 24, 29 내지 31, 34 내지 36, 41 내지 43(이상, 강종 E를 사용), 48, 49(강종 F를 사용)는 모두 본 발명의 요건을 만족하는 예이다. 이들은 모두, TS×El 균형은 20000을 초과하여 가공성이 우수함과 동시에, 스프링백량도 31° 이하로 형상 동결성이 매우 우수하다.

한편, No. 36, 42, 43(강종 E를 사용)은 본 발명의 요건을 만족하기 때문에 가공성 및 형상 동결성의 양방이 우수하지만, 이들은 모두 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도 Cγ가 본 발명의 바람직한 요건을 벗어나 있기 때문에 상기 예와 비교하여 스프링백량이 약간 커졌다.

이에 반하여, 본 발명에서 규정하는 어느 요건을 만족하지 않는 하기 예는 이하의 불량을 포함하고 있다.

No. 1은 C량이 적은 강종 A를 이용한 예이다. C량이 적기 때문에 잔류 오스테나이트 체적률 Vγ가 적어지고, TS×El 균형도 12000 정도로 낮아, 가공성이 저하되었다.

No. 14 및 15는 본 발명의 요건을 만족하는 강종 E를 이용하였지만 권취 온도 CT를 높게 하여 제조한 예이며, 수학식 1이 작아지고, 제 2 상 조직의 평균 입경 dia도 본 발명에서 규정하는 바람직한 범위를 초과하였다. 그 때문에, TS×El 균형이 저하되고, 스프링백량도 커졌다.

No. 18 및 19는 본 발명의 요건을 만족하는 강종 E를 이용하였지만 균열 온도 Ts를 낮게 하여 제조한 예이다. 표 2A 중, 「균열 시간 ts: -」란, 본 발명에서 규정하는 균열 온도에서 유지하지 않고 있기 때문에 「-」라고 기재한 것이며, No. 18은 780℃의 균열 온도에서 10초간 균열하고, No. 19는 830℃의 균열 온도에서 10초간 균열하였다. 이 중 No. 18은 수학식 1이 작고, 수학식 2(제 2 상 조직 사이의 최단 거리 dis)도 작아졌기 때문에, TS×El 균형 및 형상 동결성이 저하되었다. 또한, No. 19는 수학식 1이 작아져, TS×El 균형 및 형상 동결성이 저하되었다.

한편, No. 20 및 21은 본 발명의 요건을 만족하는 강종 E를 이용하고 균열 온도 Ts를 높게 하여 제조한 예이다. 이 중 No. 20은 수학식 1이 작아지고, 제 2 상 조직의 평균 입경 dia도 본 발명의 바람직한 범위를 초과하였기 때문에, TS×El 균형 및 형상 동결성이 저하되었다. 또한, No. 21은 수학식 1이 작아지는 외에, 제 2 상 조직의 평균 입경 dia, 페라이트 체적률 Vf, 및 잔류 오스테나이트 체적률 Vγ가 본 발명의 바람직한 범위를 벗어나기 때문에, TS×El 균형 및 형상 동결성이 저하되었다. 한편, No. 21은 한결같이 신도가 10%를 하회하였기(표에는 나타내지 않음) 때문에 가공 경화 지수 n값(5 내지 10%)을 측정할 수 없고, 그 때문에 수학식 3을 산출할 수 없었다.

No. 25 및 26은 본 발명의 요건을 만족하는 강종 E를 이용하였지만 오스템퍼링 온도 Ta를 낮게 하여 제조한 예이며, 수학식 1이 작아지고, dia가 본 발명의 바람직한 범위를 초과하였기 때문에, TS×El 균형 및 형상 동결성이 저하되었다. 한편, No. 25는 한결같이 신도가 10%를 하회하였기(표에는 나타내지 않음) 때문에 가공 경화 지수 n값(5 내지 10%)을 측정할 수 없고, 그 때문에 수학식 3을 산출할 수 없었다.

한편, No. 27 및 28은 본 발명의 요건을 만족하는 강종 E를 이용하고 오스템퍼링 온도 Ta를 높게 하여 제조한 예이며, 수학식 1이 작아지고, dia가 본 발명의 바람직한 범위를 초과하였기 때문에, TS×El 균형 및 형상 동결성이 저하되었다.

No. 32는 본 발명의 요건을 만족하는 강종 E를 이용하였지만 오스템퍼링 시간 ta를 짧게 하여 제조한 예이며, 수학식 1 및 수학식 2가 작아지는 외에, dia 및 Vf가 본 발명의 바람직한 범위를 벗어나 있어, TS×El 균형 및 형상 동결성이 저하되었다. 한편, No. 33은 본 발명의 요건을 만족하는 강종 E를 이용하고 오스템퍼링 시간 ta를 길게 하여 제조한 예이며, 수학식 1이 작아지고, dia 및 Vγ가 본 발명의 바람직한 범위를 벗어나 있어, TS×El 균형 및 형상 동결성이 저하되었다.

No. 37, 38은 본 발명의 요건을 만족하는 강종 E를 이용하였지만 재가열 온도 Tr을 낮게 하여 제조한 예이다. 이 중 No. 37은 수학식 1 및 수학식 2의 양방이 본 발명을 만족하지 않고, dia도 본 발명의 바람직한 범위를 벗어나기 때문에, TS×El 균형 및 형상 동결성이 저하되었다. No. 38은 수학식 1이 본 발명을 만족하지 않고, dia도 본 발명의 바람직한 범위를 벗어나기 때문에, TS×El 균형 및 형상 동결성이 저하되었다.

한편, No. 39, 40은 본 발명의 요건을 만족하는 강종 E를 이용하고 재가열 온도 Tr을 높게 하여 제조한 예이며, 수학식 1이 본 발명을 만족하지 않고, Vγ도 본 발명의 바람직한 범위를 벗어나기 때문에, TS×El 균형 및 형상 동결성이 저하되었다.

No. 44, 45는 본 발명의 요건을 만족하는 강종 E를 이용하였지만 재가열 시간 tr을 짧게 하여 제조한 예이다. 이 중 No. 44는 수학식 1 및 수학식 2의 양방이 본 발명을 만족하지 않고, Vf, Vγ, Cγ, dia도 본 발명의 바람직한 범위를 벗어나기 때문에, TS×El 균형 및 형상 동결성이 저하되었다. No. 45는 수학식 1이 본 발명을 만족하지 않고,, Vf, Vγ, Cγ, dia도 본 발명의 바람직한 범위를 벗어나기 때문에, TS×El 균형 및 형상 동결성이 저하되었다.

한편, No. 46, 47은 본 발명의 요건을 만족하는 강종 E를 이용하고 재가열 시간 tr을 길게 하여 제조한 예이며, 수학식 1이 본 발명을 만족하지 않고, Vγ도 본 발명의 바람직한 범위를 벗어나기 때문에, TS×El 균형 및 형상 동결성이 저하되었다.

No. 50은 Si량이 많은 강종 G를 이용하여 제조한 예이며, 수학식 1이 본 발명을 만족하지 않고, Vγ도 본 발명의 바람직한 범위를 벗어나기 때문에, TS×El 균형 및 형상 동결성이 저하되었다.

No. 51은 Mn량이 많은 강종 H를 이용하여 제조한 예이며, 수학식 1이 본 발명을 만족하지 않고, Vγ 및 dia도 본 발명의 바람직한 범위를 벗어나기 때문에, TS×El 균형 및 형상 동결성이 저하되었다. 한편, No. 51은 한결같이 신도가 10%를 하회하였기(표에는 나타내지 않음) 때문에 가공 경화 지수 n값(5 내지 10%)을 측정할 수 없고, 그 때문에 수학식 3을 산출할 수 없었다.

No. 52는 본 발명의 요건을 만족하는 강종 E를 이용하였지만 균열 온도 Ts를 낮게 하여 제조한 예이다. 표 2B 중, 「균열 시간 ts: -」란, 본 발명에서 규정하는 균열 온도에서 유지하지 않고 있기 때문에 「-」라고 기재한 것이며, 여기서는 800℃의 균열 온도에서 10초간 균열하였다. 그 때문에, No. 52에서는, 수학식 1은 본 발명을 만족하지만 수학식 2가 본 발명을 만족하지 않기 때문에, TS×El 균형 및 형상 동결성이 저하되었다.

한편, 본 실시예에서는 냉연 강판을 제조했지만, 용융 아연 도금 강판이나 합금화 용융 아연 도금 강판에 있어서도 상기와 동일한 경향이 인정되고, 본 발명의 요건을 만족하는 것은 가공성과 형상 동결성의 양방이 우수한 것을 확인할 수 있다.

Claims

강 중 성분은 C: 0.10% 이상 0.20% 이하(%는 질량%의 의미, 이하, 강 중 성분에 대하여 동일함), Si: 0.5% 이상 2.5% 이하, Mn: 0.5% 이상 2.5% 이하, Al: 0.01% 이상 0.10% 이하를 함유하며, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
조직은 페라이트의 모상 조직과, 잔류 오스테나이트만으로 구성되거나 잔류 오스테나이트와 마르텐사이트로 구성된 제 2 상 조직을 갖고,
전체 조직 중에서 차지하는 페라이트의 체적률을 Vf(%), 전체 조직 중에서 차지하는 잔류 오스테나이트의 체적률을 Vγ(%), 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도를 Cγ(질량%), 제 2 상 조직 사이의 최단 거리를 dis(㎛), 제 2 상 조직의 평균 입경을 dia(㎛)라고 했을 때, 하기 수학식 1 및 2를 만족하는
냉연 강판.
[수학식 1]
(Vf×Vγ×Cγ×dis)/dia≥300
[수학식 2]
dis≥1.0㎛
제 1 항에 있어서,
전체 조직 중에서 차지하는 페라이트의 체적률 Vf(%): 60% 이상, 전체 조직 중에서 차지하는 잔류 오스테나이트의 체적률 Vγ(%): 5.0% 이상 20% 이하, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도 Cγ(질량%): 0.7% 이상, 제 2 상 조직의 평균 입경 dia(㎛): 5㎛ 이하인, 냉연 강판.
제 1 항에 기재된 냉연 강판을 이용하여 얻어지는 용융 아연 도금 강판.
제 1 항에 기재된 냉연 강판을 이용하여 얻어지는 합금화 용융 아연 도금 강판.