KR101247862B1

KR101247862B1 - 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101247862B1
Application number: KR1020127005076A
Authority: KR
Inventors: 요시히코 오노; 겐지 다카하시; 가네하루 오쿠다; 쇼이치로 다이라; 미치타카 사쿠라이; 유스케 후시와키
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2009-07-28
Filing date: 2010-07-27
Publication date: 2013-03-26
Also published as: CA2768825C; US9039847B2; AU2010278044C1; MX346098B; AU2010278044B2; BR112012001991B1; CN102471852B; KR20120035948A; US20120180909A1; JP4811528B2; CN102471852A; EP2460903A4; EP2460903A1; BR112012001991A2; US9534269B2; MX2012001129A; WO2011013838A1; US20140102596A1; JP2011047038A; AU2010278044A1

Abstract

본 발명은, 자동차 등에 있어서 사용되는 프레스 성형용 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법을 제공한다. 본 발명의 냉연 강판은, 질량% 로, C：0.015 % 초과 0.10 % 미만, Si：0.40 % 미만, Mn：1.0 % 이상 1.9 % 이하, P：0.015 % 초과 0.05 % 이하, S：0.03 % 이하, sol.Al：0.01 % 이상 0.3 % 이하, N：0.005 % 이하, Cr：0.30 % 미만, B：0.005 % 이하, Mo：0.15 % 미만, V：0.4 % 이하, Ti：0.02 % 이하를 함유하고, 잔부 철 및 불가피 불순물로 이루어지고, 또한, 0.6[%Si]＋[%Cr]＋2[%Mo]＜0.35 를 만족하는 성분 조성으로서, 미크로 조직이, 체적률% 로, 페라이트와 3∼12 % 의 제 2 상을 갖는 복합 조직이고, 제 2 상으로서 1.0∼10 % 의 마르텐사이트와 1.0∼5.0 % 의 잔류 γ 를 함유하고, 추가로 제 2 상에 있어서의 마르텐사이트 및 잔류 γ 의 합계가 70 % 이상, 제 2 상에 있어서의 잔류 γ 의 비율이 30∼80 %, 제 2 상의 평균 입자 직경이 0.9∼5 ㎛ 인 고강도 냉연 강판이다.

Description

고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH COLD-ROLLED STEEL SHEET AND METHOD FOR PRODUCING SAME}

본 발명은, 자동차, 가전 등에 있어서 프레스 성형 공정을 거쳐 사용되는 프레스 성형용 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

종래, 후드, 문, 트렁크리드, 뒷문, 펜더 등의 내덴트성이 요구되는 자동차외판 패널에는, TS：340 ㎫ 클래스의 BH 강판 (베이킹 경화형 강판, 이후, 340BH 라고 부름) 이 적용되어 왔다.

340BH 는 C：0.01 질량% 미만의 극저 탄소강에 있어서 고용 C 량을 Nb, Ti 등의 탄질화물 형성 원소의 첨가에 의해 제어하고, Mn, P 로 고용 강화한 페라이트 단상 강 (綱) 이다. 최근, 차체 경량화 요구가 더욱 높아져, 340BH 가 적용되어 온 외판 패널을 더욱 고강도화하여 강판을 박육화하거나, 혹은 동일 판두께로 R/F (레인포스먼트：내측의 보강 부품) 을 삭감하거나, 나아가서는 베이킹 도장 공정을 저온, 단시간화하거나 하는 검토가 진행되고 있다.

그러나, 종래의 340BH 에 추가로 Mn, P 를 다량 첨가하여 고강도화를 도모하면, YP 의 증가에서 기인하여 프레스 성형품의 내 (耐) 면 변형성이 현저하게 열화된다. 여기서, 면 변형이란, 문의 노브부의 외주 등에 발생하기 쉬운 프레스 성형면의 미소한 주름, 굴곡상의 모양이다.

면 변형은 자동차의 외관 품질을 현저하게 저해하므로, 외판 패널에 적용되는 강판에는, 프레스품의 강도를 높이면서도, 프레스 성형 전의 항복 응력은 현상황의 340BH 에 가까운 낮은 YP 를 갖는 것이 요구된다.

또, 340BH 보다 고강도화한 강은 YP, TS, El 등의 재질 변동이 발생하기 쉬워, 면 변형이나 프레스 균열이 발생하기 쉬워진다. YP 가 높은 강판이어도 재질 변동이 작은 경우에는, 프레스형 (型) 형상을 조정하여 의장면의 면 변형을 저감시키는 것이 가능하지만, YP 나 TS 가 코일 내의 길이 방향 혹은 폭 방향, 나아가서는 코일마다 변동되면, 면 변형을 저감시키는 것은 매우 어려워진다. 프레스형을 코일마다 절삭하여 면형상을 조정하는 것은 양산시에는 불가능하여, 성형압 등의 프레스 조건을 조정해도 면 변형 억제 효과가 작기 때문이다. 따라서, 이와 같은 고강도 강판에는, YP 를 저감시킴과 함께, 코일 안이나 코일마다의 재질 변동도 동시에 작게 하는 것이 요망되고 있다.

또한 자동차용의 강판에는 우수한 내식성도 요구된다. 예를 들어, 문, 후드, 트렁크리드 등의 부품의 헴 (hem) 가공부나 스폿 용접 주변부는 강판끼리가 밀착하여 전착 도장시의 화성 피막이 부착되기 어렵기 때문에 녹이 생기기 쉽다. 특히, 물이 고이기 쉬워 장시간 습윤 분위기에 노출되는 후드 전방의 코너부나 문 하부의 코너부에서는 녹에 의한 구멍 뚫림이 자주 발생한다.

그 때문에, 최근, 차체의 방청 성능을 향상시켜, 내구멍뚫림 수명을 종래의 10 년에서 12 년으로 확대하는 검토가 차체 메이커에서 진행되어, 강판이 충분한 내식성을 구비하고 있는 것이 필요 불가결해지고 있다. 부재의 내식성을 향상시키는 관점에서는, 강판 그 자체의 내식성에 추가하여 화성 처리성을 향상시키는 것도 필요하다.

이와 같은 배경으로부터, 예를 들어, 특허문헌 1 에는, 중량% 로, C：0.10∼0.45 %, Si：00.5∼1.8 %, Mn：0.5∼3.0 %, sol.Al：0.01∼0.07 % 를 함유하는 강을 소둔 후 350∼500 ℃ 의 온도역에서 1∼30 분 유지함으로써, 잔류 γ 를 5∼10 % 이상 생성시켜 연성이 높은 냉연 강판을 얻는 기술이 개시되어 있다.

또, 특허문헌 2 에는, 중량비로, C：0.005∼0.15 %, Mn：0.3∼2.0 %, Cr：0.023∼0.8 % 를 함유하는 강의 소둔 후의 냉각 속도를 적정화하고, 주로 페라이트와 마르텐사이트로 이루어지는 복합 조직을 형성시킴으로써, 낮은 항복 응력 (YP), 높은 연성 (El), 높은 베이킹 경화성 (BH) 을 겸비한 고강도 강판을 얻는 방법이 개시되어 있다.

또한 특허문헌 3 에는, 질량% 로, C：0.01 % 초과 0.03 % 미만, Mn：0.5∼2.5 %, B：0.0025 % 이하를 함유하는 강에 Mo 를 0.02∼1.5 % 첨가하고, 추가로 sol.Al, N, B, Mn 량을 sol.Al≥9.7×N, B≥1.5×10⁴×(Mn²＋1) 이 되도록 제어하여 페라이트와 저온 변태 생성상으로 이루어지는 조직으로 하고, 베이킹 경화성과 상온 내시효성의 양자가 우수한 고강도 강판을 얻는 방법이 개시되어 있다.

특허문헌 4 에는, 질량% 로, C：0.2 % 이하, Mn：3.0 % 이하, N：0.0030∼0.0180 %, Cr：0.5∼0.9 %, Al：0.020 % 이하를 함유하는 강에 있어서 Cr 과 N 의 비를 25 이상으로 하고, 페라이트 면적율을 80 % 이상으로 함으로써 상온에서의 내시효성이 우수하고, 베이킹 경화성이 우수한 강판이 얻어지는 것이 개시되어 있다.

특허문헌 5 에는, 질량% 로, C：0.01 % 초과 0.08 % 미만, Mn：0.8 % 이상 1.7 % 미만, Cr：0.4 % 초과 2 % 이하를 함유하는 강의 Cr 과 Mn 의 조성비를 Cr/Mn≥0.34 로 하여 소둔시의 가열 속도를 3 ℃/s 미만으로 함으로써 항복 응력이 낮고, 소둔 온도에 대한 재질 변동이 작은 고강도 냉연 강판을 제조하는 방법이 개시되어 있다.

특허문헌 6 에는, 질량% 로, C：0.01 % 이상 0.040 % 미만, Mn：0.3∼1.6 %, Cr：0.5 % 이하, Mo：0.5 % 이하를 함유하는 강을 소둔 후 550∼750 ℃ 의 온도까지를 3∼20 ℃/s 의 냉각 속도로 냉각시키고, 200 ℃ 이하의 온도까지를 100 ℃/s 이상의 냉각 속도로 냉각시킴으로써, 베이킹 경화성이 우수한 강판을 얻는 방법이 개시되어 있다.

일본 특허공보 평6-35619호 일본 특허공보 소62-40405호 일본 특허공보 제3969350호 일본 특허공보 제4113036호 일본 공개특허공보 2009-35816호 일본 공개특허공보 2006-233294호

그러나, 특허문헌 1 에 기재된 강판은, 잔류 γ 를 생성시키기 위해서 Si 의 다량 첨가를 필요로 하고 있어 표면 품질이 열화되므로 외판으로서 사용하는 것은 곤란하였다. 또, 잔류 γ 를 생성시키기 위해 350∼500 ℃ 의 온도역에 장시간 유지할 필요가 있어, 베이나이트의 다량 생성에 의해 YP 가 현저하게 상승하여 내면 변형성이 열화되므로 외판 패널로는 사용할 수 없었다.

한편, 상기 특허문헌 2∼5 에 기재된 강판은, 모두 Mn, Cr, Mo 등의 성분 조성을 제어하여 미크로 조직을 페라이트와 마르텐사이트를 주체로 한 복합 조직 강으로 하고, 저 YP 화, 고연성화, 고 BH 화를 도모한 강이다.

그러나, 상기 특허문헌 1∼5 에 기재된 강판 중, Cr 이 다량으로 첨가된 강은 낮은 항복 응력을 나타내고, 재질 변동도 작지만, Cr 첨가량이 비교적 적은 강은 YP 가 높고, 나아가서는 재질 변동이 큰 것을 나타내는 결과가 얻어졌다.

즉, 마르텐사이트 등의 경질의 제 2 상을 강화 조직으로서 분산시키고 있는 복합 조직 강은, 종래의 Mn 이나 P 로 강화한 고용 강화강과 비교하여 본질적으로 재료 특성의 변동이 발생하기 쉽다. 예를 들어, 제 2 상의 체적률은, 강 중의 수 10 ppm 의 C 량의 변동이나, 20∼50 ℃ 의 소둔 온도의 변동에 의해 현저하게 변화되므로, 그 제 2 상분율의 변화의 영향을 받아 재질 변동이 변동하기 쉽다. 이 때문에 복합 조직 강판에 있어서 면 변형을 충분히 저감시키는 것은 용이하지 않았다.

또, Cr, Mo 그리고 Si 를 다량으로 첨가한 강은 화성 처리 후에 화성 결정이 균일 미세하게 생성되기 어려워, 화성 결정이 부착되어 있지 않은 스케 (화성 처리 후에 결정이 부착되지 않은 영역) 가 많이 확인되어, 화성 처리성이 불충분하다는 것이 밝혀졌다.

또한 본 발명자 등이 Cr 을 다량으로 첨가한 강판의 실부품에 있어서의 내식성을 상세하게 조사한 결과, 이들 강에서는, 후드나 문의 헴 가공부 혹은 스폿 용접부의 내식성이 충분하지 않고, Cr 을 0.40 % 첨가한 강에서는 구멍 뚫림 수명이 약 1 년 저하되고, Cr 을 0.60 % 첨가한 강에서는 구멍 뚫림 수명이 2.5 년 저하되는 것이 신규로 지견되었다. 요컨대, 종래, 평판의 대기 노출 환경에서는 Cr 은 내식성을 약간 향상시키는 작용이 있는 것으로 생각되고 있었지만, 강판 맞댐부와 같이 장시간 습윤 분위기에 노출되어, 부식 생성물이 축적되기 쉬운 환경에서는 반대로 내식성을 현저하게 열화시켜, 이와 같은 용도에 사용하는 강판에서는 Cr 을 대폭 저감시켜야 하는 것이 밝혀졌다.

또한, 특허문헌 6 에 기재된 수법은, 소둔 후에 100 ℃/s 이상의 급속 냉각을 필요로 하므로, 수랭 설비나 기수 냉각 설비가 없으면 적용하기 어렵고, 또, 수랭이나 기수 냉각을 실시한 판은 평탄도가 현저하게 저하되므로, 외판 패널로는 사용할 수 없다.

이와 같이, 복합 조직 강에 있어서, 종래의 저 YP 를 유지하면서, 추가로, 재질 안정성, 내식성 및 화성 처리성이 우수한 것은 지금까지 얻어지지 않아, 이들 특성을 동시에 구비한 것이 자동차 메이커로부터는 강하게 요망되고 있었다.

그래서, 본 발명은, 상기 과제를 해결하는 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 종래의, 항복 강도가 낮은 복합 조직 강판을 대상으로, 화성 처리성, 내식성을 개선하면서, 추가로 코일 안이나 코일 사이의 재질 변동을 저감시키기 위해 예의 검토를 실시하여 이하의 미크로 조직, 성분 조성에 관한 지견을 얻었다.

(1) 자동차용 외판으로서 적용하기에 충분한 화성 처리성은, Si, Cr, Mo 의 가중 당량식의 총량을 소정량으로 제어함으로써 얻어지고, 충분한 내식성은 Cr 함유량을 0.30 질량% 미만으로 저감시켜 P 를 적극적으로 활용함으로써 확보할 수 있다.

(2) YP 혹은 YR 을 저하시키면서, 코일 안이나 코일 사이의 YP 의 변동을 저감시기키 위해서는, 펄라이트 및 베이나이트의 생성을 억제하면서, 페라이트와 주로 마르텐사이트 및 잔류 γ 로 이루어지는 제 2 상을 구비한 복합 조직으로 하고, 제 2 상의 평균 입자 직경이 0.9∼5 ㎛ 가 되도록 제 2 상을 균일 조대 (粗大) 하게 분산시키고, 추가로 제 2 상에서 차지하는 잔류 γ 의 비율을 30∼80 % 로 제어하는 것이 유효하다.

(3) 상기의 강 조직은 Mn, Cr, Mo, V, B, P 를 함유하는 강의 담금질성 지표 (Mn 당량) 를 높임과 함께, P 에 의한 이하의 효과를 활용하여 Mn, Mo 의 함유량을 삭감하는 것, 그리고 소둔 후의 냉각 속도를 적정화함으로써 얻어진다.

가. 미량 첨가로도 큰 담금질성의 향상 효과

나. 제 2 상을 페라이트 입계의 3 중점에 균일하고 또한 조대하게 분산시키는 효과나 잔류 γ 를 잔존시키는 효과

다. 내식성을 향상시키는 효과

본 발명은, 이상의 지견을 기초로, 추가로 검토를 더하여 이루어진 것으로, 즉, 본 발명은,

1) 강 조성이, 질량% 로, C：0.015 % 초과 0.100 % 미만, Si：0.40 % 미만, Mn：1.0 % 이상 1.9 % 이하, P：0.015 % 초과 0.05 % 이하, S：0.03 % 이하, sol.Al：0.01 % 이상 0.3 % 이하, N：0.005 % 이하, Cr：0.30 % 미만, 추가로 Mo：0.15 % 미만, V：0.4 % 이하, Ti：0.02 % 이하, B：0.0050 % 이하를 함유하고, 하기 (1) 식을 만족시키고, 잔부 철 및 불가피 불순물로 이루어지고, 미크로 조직이, 체적률% 로, 페라이트와 3∼12 % 의 제 2 상을 갖는 복합 조직이고, 제 2 상으로서 1.0∼10 % 의 마르텐사이트와 1.0∼5.0 % 의 잔류 γ 를 함유하고, 추가로 제 2 상에 있어서의 마르텐사이트 및 잔류 γ 가 합계하여 70 % 이상, 제 2 상에 있어서의 잔류 γ 의 비율이 30∼80 %, 제 2 상의 평균 입자 직경이 0.9∼5 ㎛ 인 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판.

0.6[%Si]＋[%Cr]＋2[%Mo]＜0.35 (1)

단, [%A] 는 합금 원소 A 의 함유량 (질량%) 을 나타낸다

2) 추가로, 하기 (2), (3) 식을 만족시키는 것을 특징으로 하는 상기 1) 에 기재된 고강도 냉연 강판.

2.0 ≤[Mneq]≤ 2.8 (2)

[%Mn]＋3.3[%Mo]≤1.9 (3)

단, [%A] 는 합금 원소 A 의 함유량 (질량%) 이고, [Mneq]=[%Mn]＋1.3[%Cr]＋8[%P]＋150B^*＋2[%V]＋3.3[%Mo]B^*=[%B]＋[%Ti]/48×10.8×0.9＋[%sol.Al]/27×10.8×0.025

[%B]=0 일 때에는, B^*=0, B^*≥0.0022 일 때에는, B^*=0.0022

3) 추가로, 하기 (4) 식을 만족시키는 것을 특징으로 하는 상기 1) 또는 2)에 기재된 고강도 냉연 강판.

0.42≤12[%P]＋150B^*≤0.93 (4)

단, B^*=[%B]＋[%Ti]/48×10.8×1.9＋[%sol.Al]/27×10.8×0.025

[%B]=0 일 때에는 B^*=0, B^*≥0.0022 일 때에는 B^*=0.0022

또한, [%A] 는 합금 원소 A 의 함유량 (질량%) 을 나타낸다

4) 추가로, 하기 (5) 식을 만족시키는 것을 특징으로 하는 상기 1) 내지 3) 중 어느 하나에 기재된 고강도 냉연 강판.

0.49≤12[%P]＋150B^*≤0.93 (5)

단, B^*=[%B]＋[%Ti]/48×10.8×0.9＋[%sol.Al]/27×10.8×0.025

[%B]=0 일 때에는 B^*=0, B^*≥0.0022 일 때에는 B^*=0.0022

또한, [%A] 는 합금 원소 A 의 함유량 (질량%) 을 나타낸다

5) 추가로, 질량% 로, Nb：0.02 % 미만, W：0.15 % 이하, Zr：0.1 % 이하, Cu：0.5 % 이하, Ni：0.5 % 이하, Sn：0.2 % 이하, Sb：0.2 % 이하, Ca：0.01 % 이하, Ce：0.01 % 이하, La：0.01 % 이하, Mg：0.01 % 이하의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 1) 내지 4) 중 어느 하나에 기재된 고강도 냉연 강판.

6) 상기 1) 내지 5) 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 열간 압연 및 냉간 압연한 후, 750 ℃ 이상 830 ℃ 이하의 소둔 온도에서 소둔하고, 상기 소둔 온도로부터 480 ℃ 까지의 온도 범위는 3∼40 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 1 차 냉각시키고, 480 ℃ 로부터 하기 (6) 식에 의해 주어지는 Tc (℃) 까지의 온도 범위는 8∼80 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 2 차 냉각시키고, 추가로 상기 Tc (℃) 로부터 200 ℃ 까지의 온도 범위는 0.3∼30 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 3 차 냉각시키는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법.

Tc=435-40×[%Mn]-30×[%Cr]-30×[%V] (6)

단, [%A] 는 합금 원소 A 의 함유량 (질량%) 을 나타낸다

본 발명에 의하면, 자동차 부품의 고강도화, 박육화에 바람직한, 화성 처리성이나 내식성이 우수하고, YP 가 낮고, 나아가서는 재질 변동이 작은 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법을 얻을 수 있어 산업상 매우 유용하다.

도 1 은, YP 와 12P＋150B^* 의 관계를 나타내는 도면.
도 2 는, 소둔 온도에 대한 YP 의 변동량 (ΔYP) 과 12P＋150B^* 의 관계를 나타내는 도면.
도 3 은 각종 강판의 YP 와 YP 의 변동량 (ΔYP) 의 관계를 나타내는 도면.

본 발명에서는, 성분 조성과 미크로 조직을 규정한다.

1) 성분 조성 (설명에 있어서 % 는 질량% 로 함)

C：0.015 % 초과 0.100 % 미만

C 는 원하는 양의 제 2 상이나 마르텐사이트의 체적률을 확보하기 위해서 필요한 원소이다. C 량이 적으면 마르텐사이트가 형성되지 않게 되어, YP 가 현저하게 증가함과 함께 항복점 신장이 발생하여 외판에 대한 적용이 곤란해진다.

또, 소둔 온도가 변화되었을 때의 YP 의 변화도 커진다. 또한 복합 조직 강에 특장의 높은 BH 나 우수한 내시효성과 같은 모든 특성도 얻어지지 않게 된다.

소정량의 마르텐사이트의 체적률을 확보하여 충분히 낮은 YP 를 얻기 위해, C 량은 0.015 % 초과로 하여, 내시효성을 향상시키고, YP 나 YR 을 더욱 저감시키는 관점에서는 0.020 % 이상으로 하는 것이 바람직하다.

한편, C 량이 0.100 % 이상이 되면 제 2 상이나 마르텐사이트의 체적률이 지나치게 많아져 YP 가 증가되어, 소둔 온도나 강 조성이 변화되었 때의 재질 변동이 증대된다. 또, 용접성도 열화된다. 따라서, C 량은 0.100 % 미만, 보다 낮은 YP 를 얻으면서 재질 변동을 저감시키기 위해서는 C 량은 0.060 % 미만으로 하는 것이 바람직하고, 0.040 % 미만으로 하는 것이 더욱 바람직하다.

Si：0.40 % 미만

Si 는 미량 첨가함으로써 열간 압연에서의 스케일 생성을 지연시켜 표면 외관 품질을 개선하는 효과, 강판의 미크로 조직을 균일, 조대화하여 소둔 온도나 강 조성이 변동했을 때의 재질 변동을 저감시키는 효과 등이 있어, 이와 같은 관점에서 첨가한다.

그러나, 0.40 % 이상 첨가하면 스케일 모양의 발생에 의해 표면 외관 품질이 열화되어 외판 패널에 대한 적용이 어려워짐과 함께 YP 의 상승을 초래하므로, 0.40 % 미만으로 한다.

표면 품질을 향상시키고, YP 를 저감시키는 관점에서는 0.30 % 미만으로 하는 것이 바람직하고, 특히 깨끗한 표면 품질을 얻는 관점에서는 0.20 % 미만으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 또한 Si 는 후술하는 바와 같이, 화성 처리성을 열화시키므로, Cr 이나 Mo 와 함께 그 첨가량은 제어되어야 한다.

Mn：1.0 % 이상, 1.9 % 이하

Mn 은 담금질성을 높이고, 제 2 상 중의 마르텐사이트의 비율을 증가시키기 위해서 첨가된다. 그러나, 그 함유량이 1.9 % 를 초과하면, 소둔 과정에 있어서의 α→γ 변태 온도가 낮아져, 재결정 직후의 미세한 페라이트 입계 혹은 재결정 도중의 회복 입자의 계면에 γ 입자가 생성되므로, 페라이트 입자가 전신 (展伸) 되어 불균일해짐과 함께 제 2 상이 미세화되어 YP 가 상승한다.

또, 제 2 상이 미세화되어 제 2 상의 체적률 1 % 당의 YP, TS 의 변화량이 커져, 소둔 온도나 C 등의 강 조성의 변동이 생겨, 제 2 상의 분율이 변화되었을 때의 YP, TS 의 변동이 커져, 코일 안이나 코일마다의 재질 변동이 커진다.

한편, Mn 량이 지나치게 적으면 다른 원소를 다량으로 첨가해도 충분한 담금질성을 확보하기 곤란해지고, MnS 가 미세하게 다수 분산되어 내식성도 열화된다. 충분한 담금질성 그리고 내식성을 확보하기 위해서 적어도 1.0 % 이상 첨가할 필요가 있다.

추가로 내식성을 향상시키는 관점에서는 1.2 % 이상으로 하는 것이 바람직하고, 추가로 저 YP 화하여 재질 변동을 저감시키는 관점에서는 1.8 % 이하로 하는 것이 바람직하다.

P：0.015 % 초과 0.05 % 이하

P 는 본 발명에 있어서 우수한 내식성이나 화성 처리성을 확보하면서 제 2 상을 균일 조대화하면서 잔류 γ 를 생성시켜 코일 안이나 코일마다의 재질 변동을 저감시키는 중요한 원소이다. P 를 소정량 함유시키고 소둔 후에 적당한 완냉각을 실시하여 480 ℃ 이하의 온도역을 신속하게 냉각시킴으로써 조대한 잔류 γ 가 생성되어, 저 YR 화, 재질 변동의 저감에 기여하는 것이 신규로 지견되었다.

P 첨가에 의한 저 YR 화, 재질 변동의 저감, 내식성 및 화성 처리성의 개선 효과를 얻기 위해서는, 적어도 0.015 % 초과 첨가할 필요가 있다.

한편, 0.05 % 를 초과하여 첨가되면 담금질성 향상 효과나 조직의 균일화, 조대화 효과가 포화됨과 함께, 고용 강화량이 지나치게 커져 낮은 YP 가 얻어지지 않게 된다.

또, 주조시의 편석이 현저해져 프레스 후에 주름상의 결함이 발생하여 외판에 대한 적용이 곤란해진다. 또, 용접성도 열화되므로, 0.05 % 이하로 한다.

S：0.03 % 이하

S 는 적당량 함유시킴으로써 강판의 1 차 스케일의 박리성을 향상시켜, 표면 외관 품질을 향상시키는 작용이 있으므로, 함유시킬 수 있다. 그러나, 그 함유량이 많으면 강 중에 석출되는 MnS 가 지나치게 많아져 강판의 신장이나 신장 플랜지 성형성을 저하시킨다.

또, 슬래브를 열간 압연할 때에 열간 연성을 저하시켜, 표면 결함을 잘 발생시키게 하고, 나아가서는 내식성을 약간 저하시키기 때문에, 0.03 % 이하로 한다. 신장 플랜지 성형성이나 내식성을 향상시키는 관점에서는, 제조 비용이 허용하는 범위 내에서 저하시키는 것이 바람직하다.

sol.Al：0.01 % 이상 0.3 % 이하

Al 은 개재물을 저감시켜 외판 품질 레벨의 표면 품질을 확보하고, N 을 고정시켜 B 의 담금질성 향상 효과를 촉진할 목적에서 첨가한다. 개재물에서 기인하는 결함을 저감시켜 외판 품질 레벨의 표면 품질을 확보하기 위해서는 sol.Al 로서 0.01 % 이상 함유시키는 것이 필요하고, 0.015 % 이상 함유시키는 것이 바람직하다. N 을 고정시켜 B 의 담금질성을 향상시키는 관점에서는 0.04 % 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.

한편, 0.3 % 를 초과하여 함유시키면 주조시의 조대 AlN 의 석출에 의해 주조성을 열화시켜 표면 품질을 열화시키기 때문에 외판으로서의 사용이 곤란해진다. 따라서, sol.Al 은 0.3 % 이하로 한다. 또환 깨끗한 표면 품질을 확보하는 관점에서는 0.2 % 이하가 바람직하다.

N：0.005 % 이하

N 은 강 중에서 CrN, BN, AlN, TiN 등의 질화물을 형성하는 원소이고, CrN 이나 AlN 의 형성에 의해 페라이트 입자나 제 2 상을 미세화하여, YP 를 상승시킨다. 또, B 첨가 강에서는, BN 을 형성하여 B 첨가에 의한 저 YP 화의 효과를 소실시킨다.

N 함유량이 0.005 % 를 초과하면 YP 가 상승하고, B 첨가의 효과도 소실되므로, 0.005 % 이하로 한다. YP 를 저감시키는 관점에서는 0.004 % 이하로 하는 것이 바람직하다.

Cr：0.30 % 미만

Cr 은 본 발명에 있어서 중요한 원소이고, 재질 변동을 저감시키는 작용이 있는 반면, 헴 가공부의 내식성이나 화성 처리성을 열화시키는 작용이 있다. Cr 은 헴 가공부의 내식성이나 화성 처리성을 열화시키지 않도록 0.30 % 미만으로 하고, 내식성을 향상시키는 관점에서는 0.25 % 미만으로 하는 것이 바람직하다. Cr 은 이하에 나타내는 [Mneq] 를 적정화하고, 마르텐사이트를 생성시키는 관점에서 임의로 첨가할 수 있는 원소로, 하한은 규정하지 않지만 (Cr：0 % 를 함유함), 저 YP 화의 관점에서는 Cr 은 0.02 % 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 0.05 % 이상 첨가하는 것이 더욱 바람직하다.

Mo：0.15 % 미만 (0 을 포함함), V：0.4 % 이하 (0 을 포함함), Ti：0.02 % 이하 (0 을 포함함), B：0.0050 % 이하 (0 을 포함함)

Mo 는 담금질성을 향상시켜 펄라이트의 생성을 억제하여, 저 YR 화, 고 BH 화하는 관점에서 첨가한다. 그러나, 제 2 상 그리고 페라이트 입자을 미세화하는 작용이 강하여, 과잉으로 첨가되면 YP 를 현저하게 증가시켜, 재질 변동을 증가시킨다.

또, 매우 고가의 원소이며, 나아가서는 화성 처리성도 현저하게 열화시킨다. 따라서, YP 및 재질 변동의 저감, 저비용화, 화성 처리성 개선의 관점에서, 0.15 % 미만으로 한정한다 (0 % 를 포함함). 보다 더 저 YP 화하는 관점에서는 0.05 % 이하로 하는 것이 바람직하고, 또한 Mo 는 무첨가 (0.02 % 이하) 로 하는 것이 바람직하다.

V 는 담금질성을 향상시키는 원소로, YP 나 재질 변동에 미치는 영향은 작고, 표면 품질, 내식성, 화성 처리성을 열화시키는 작용도 작기 때문에, Mn, Mo, Cr 의 대체로서 활용할 수 있다. V 는 상기의 관점에서 0.002 % 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 0.01 % 이상 첨가하는 것이 더욱 바람직하다. 그러나, V 는 매우 고가여서 0.4 % 를 초과하여 첨가하면 현저하게 고비용이 되므로, 0.4 % 이하로 한다 (0 % 를 포함함).

Ti 는, N 을 고정시켜 B 의 담금질성을 향상시키는 효과, 내시효성을 향상시키는 효과나 주조성을 향상시키는 효과가 있고, 이와 같은 효과를 보조적으로 얻기 위해서 첨가한다.

그러나, 그 함유량이 많아지면 강 중에서 TiC 나 Ti (C, N) 등이 미세한 석출물을 형성하여 현저하게 YP 를 상승시킴과 함께, 소둔 후의 냉각 중에 TiC 를 생성하고 BH 를 감소시키는 작용이 있으므로, 첨가하는 경우에는 0.02 % 이하로 한다. Ti 의 함유량은 0 % 여도 되는데, TiN 의 석출에 의해 N 을 고정시켜 B 의 담금질성의 향상 효과를 발휘시키기 위해서는 0.002 % 이상으로 하는 것이 바람직하고, TiC 의 석출을 억제하여 낮은 YP 를 얻기 위해서는 0.010 % 이하로 하는 것이 바람직하다.

B 는 페라이트 입자이나 마르텐사이트를 균일, 조대화하는 작용, 담금질성을 향상시켜 펄라이트를 억제하는 작용이 있다. 이 때문에, 후술하는 소정량의 [Mneq] 를 확보하면서 Mn 를 B 로 치환함으로써 P 와 동일하게 저 YP 화하면서 재질 변동을 저감시키지만 0.005 % 를 초과하여 첨가하면 주조성이나 압연성이 현저하게 저하되기 때문에, 0.0050 % 이하로 한다 (0 % 를 포함함). 저 YP 화나 재질 변동 저감 효과를 발휘시키기 위해서는, 0.0002 % 이상 첨가하는 것이 좋고, 0.0010 % 초과 첨가하는 것이 더욱 좋다.

0.6[%Si]＋[%Cr]＋2[%Mo]：0.35 미만

단, [%A] 는 합금 원소 A 의 함유량 (질량%) 을 나타낸다.

본 파라미터식은, 화성 처리성의 지표가 되는 것으로, 화성 처리성을 향상시키고, 자동차 외판에 적용 가능하게 하기 위해 0.35 미만으로 규정한다. 0.35 이상인 경우, 강판 표면에 화성 결정이 부착되기 어려운 산화물 등이 형성되어, 화성 결정의 핵이 균일 미세하게 생성되지 않고 화성 결정이 부착되지 않는 스케가 많이 확인되고, 이와 같은 강판으로 화성 처리 후에 강판에 도달하는 크로스컷을 넣어 내식성을 평가해도 충분한 내식성이 얻어지지 않지만, 0.35 미만으로 제어한 강은 화성 결정이 균일 미세하게 생성되어, 크로스컷을 실시한 강판의 내식성도 양호하였다.

[Mneq]：2.0 이상 2.8 이하

[Mneq] (Mn 당량식) 는, 소둔 후에 완냉각이 실시되는 CAL 열이력에 있어서, Mn, Cr, Mo, V, B, P 등의 각종 원소의 담금질성 향상 효과의 지표이고, 미세한 펄라이트 혹은 베이나이트를 안정적으로 저감시키기 위해 2.0 이상 2.8 이하로 하는 것이 바람직하다.

[Mneq] 가 2.0 이상이고 소둔 후에 완냉각이 실시되는 CAL 열이력에 있어서도 펄라이트 그리고 베이나이트가 충분히 억제되어, 소둔 온도가 변동해도 재질 변동이 작게 억제된다. 또한 YP 를 저감시켜 재질 변동을 저감시키는 관점에서는 2.2 이상으로 하는 것이 바람직하고, 2.4 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.

한편, 2.8 을 초과하는 경우에는, 냉각 중의 γ→α 변태가 억제되어 γ 에 대한 C 의 농화가 불충분해져 소정량의 잔류 γ 의 체적률을 확보하기 곤란해짐과 함께, Mn, Mo, Cr, P 의 첨가량이 지나치게 많아져 충분히 낮은 YP, 우수한 내식성을 동시에 확보하는 것이 곤란해진다.

또한, 본 발명에서는, [Mneq]=[%Mn]＋1.3[%Cr]＋8[%P]＋150B^*＋2[%V]＋3.3[%Mo] 이고, B^*=[%B]＋[%Ti]/48×10.8×0.9＋[%sol.Al]/27×10.8×0.025 로 한다. 단, [%B]=0 인 경우에는 B^*=0, B^*≥0.0022 일 때에는 B^*=0.0022 로 한다.

B^* 는, B, Ti, Al 첨가에 의해 고용 B 를 잔존시켜 담금질성을 향상시키는 효과를 나타내는 지표이고, B 가 무첨가된 강에서는 B 첨가에 의한 효과는 얻어지지 않기 때문에 B^*=0 이다. 또, B^* 가 0.0022 이상인 경우, B 에 의한 담금질성의 향상 효과는 포화되므로, B^* 는 0.0022 로 한다.

[%Mn], [%Cr], [%P], [%B], [%V], [%Mo], [%Ti], [%sol.Al] 은, Mn, Cr, P, B, V, Mo, Ti, sol.Al 의 각각의 함유량을 나타낸다.

[%Mn]＋3.3[%Mo]≤1.9

본 파라미터식은 저 YP 화하면서 재질 변동을 저감시키기 위해, Mn 량, Mo 량을 규정하는 가중 당량식이다. 본 파라미터식이 1.9 를 초과하면 YP 가 상승하고, 재질 변동이 증가되므로 1.9 이하로 하는 것이 바람직하다.

0.42≤12[%P]＋150B^*≤0.93

본 파라미터식은, 제 2 상을 균일, 조대하게 분산시켜, 소정량의 잔류 γ 량을 확보하여 저 YP, 또한 재질 변동량을 작게 하기 위한, P 량, B 량을 규정하는 P 와 B^* 의 가중 당량식이다. 잔류 γ 의 생성량은 본 파라미터식의 증가에 수반되어 증가된다.

본 파라미터식이 0.42 미만에서는, YP 가 높고, 또한 재질 변동량이 크기 때문에 0.42 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 0.93 을 초과하면 P 를 0.05 % 를 초과하여 첨가하는 것이 필요하게 되므로, 재질 변동은 저감되지만 P 의 고용 강화가 지나치게 커져 충분히 낮은 YP 가 얻어지지 않게 되므로 0.93 이하로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.49 이상 0.93 이하로 한다.

도 1, 2 에, 재질 변동에 미치는 본 파라미터식의 효과를 나타낸다. 도 1 은, 소둔 후, 조질 압연을 실시한 강판 (P 첨가 강이고, ◆ 는 B：0.0002∼0.0005 %, ◇ 는 B：0.0009∼0.0014 %) 의 YP 와 본 파라미터식의 관계를 나타내는 도면, 도 2 는 도 1 에 사용한 강판의 재질 변동의 크기를 평가하기 위해, 각 강판의 냉연판을 이용하여 소둔 온도를 770∼820 ℃ 로 변화시켜 소둔 온도가 50 ℃ 변화되었을 때의 YP 의 변화량 ΔYP 와 본 파라미터식의 관계를 나타내는 도면이다.

도 1, 2 로부터, 12[%P]＋150B^* 가 0.42 이상이고 YP 가 낮아짐과 함께, 소둔 온도에 대한 YP 의 변동 ΔYP 가 현저하게 저감된다. 또한 12[%P]＋150B^* 가 0.49 이상이 되면, 낮은 YP 를 유지하면서 보다 더욱 재질 변동이 저감되는 것이 확인된다.

YP 는, Mn 주체의 강 (×) 이나 Mo 첨가한 강 (●) 과 동등하거나 낮고, Cr 첨가한 강 (○) 에 가까운 낮은 값을 나타낸다. 재질 변동 ΔYP 는 Mn 주체의 강이나 Mo 첨가 강보다 작고, Cr 첨가 강과 동등 혹은 더욱 작은 값을 나타낸다. 또한, 상기의 강은 모두 TS：446∼461 ㎫ 범위의 강도를 가지고 있다.

또한 도 3 에 이들 강의 YP 와 ΔYP 의 관계를 나타낸다. 또한, 도 3 에서는 본 발명 강을 ◆ 로 나타내고, Mn 주체의 강 (×), Mo 첨가한 강 (●), Cr 첨가한 강 (○) 이외의 비교 강을 ◇ 로 나타내었다. 도 3 으로부터, 본 발명 강은 YP, ΔYP 의 양 특성 모두 작게 억제되어 있는 것을 알 수 있다. Cr 첨가한 강 이외의 강은 YP 혹은 ΔYP 중 어느 하나, 혹은 양자가 높다.

도시한 결과는 이하의 요령에 의한 시험 결과이다.

공시강은, C：0.025 %, Si：0.01 %, Mn：1.5∼2.2 %, P：0.002∼0.065 %, S：0.003 %, sol.Al：0.06 %, Cr：0.10 %, N：0.003 %, B：0.0002∼0.0014 % 로서, [Mneq] 가 2.4 로 거의 일정해지도록 MN 의 첨가량과 P, B 의 첨가량을 균형잡힌 강으로 하고, 진공 용해에 의해 용제하였다.

비교 강으로서, C：0.015 또는 0.022 %, P：0.008 %, B：무첨가, Cr：무첨가로서 Mn：2.34 % 로 한 Mn 주체의 성분 강, P：0.008 %, B：무첨가로서 Mn：1.8 %, Cr：0.40 % 로 한 Cr 첨가한 성분 강, P：0.008 %, B：0.0008 % 로서 Mn：1.6 %, Cr：무첨가, Mo：0.17 % 로 한 Mo 첨가한 성분 강을 함께 용해시켰다.

얻어진 잉곳으로부터 27 ㎜ 두께의 슬래브를 잘라내어 1200 ℃ 로 가열 후, 마무리 압연 온도 87 ℃ 에서 2.8 ㎜ 까지 열간 압연하고, 압연 후 즉시 620 ℃ 까지 물스프레이 냉각을 실시하고, 그 후 블로어를 이용하여 4 ℃/sec 로 570 ℃ 까지 강제 공랭하고, 추가로 57 ℃ 에서 1 hr 유지의 권취 처리를 실시하였다.

얻어진 열연판을 0.75 ㎜ 까지 압연율 73 % 로 냉간 압연하였다. 얻어진 냉연판을 소둔할 때에, 680 ℃∼740 ℃ 의 온도 범위의 평균 가열 속도가 1.8 ℃/sec 가 되도록 가열하고, 그 후 775∼785 ℃×40 sec 의 균열 처리를 실시하여, 소둔 온도로부터 480 ℃ 까지를 평균 냉각 속도 10 ℃/sec 로 1 차 냉각시켰다. 그 후, 480 ℃ 에서 300 ℃ 까지를 급속 냉각시킴으로써, 480 ℃ 로부터 (6) 식으로 나타내는 Tc 까지의 평균 냉각 속도가 20 ℃/sec 가 되도록 냉각시켰다. 또한 Tc 로부터 200 ℃ 까지를 평균 냉각 속도 0.5∼1 ℃/sec 의 범위가 되도록 3 차 냉각시켰다. 그 후 실온까지 20 ℃/sec 로 냉각시켰다.

얻어진 소둔판에 0.1 % 의 신장율로 조질 압연을 실시하였다. 얻어진 강판으로부터 JIS 5 호 인장 시험편을 채취하고, 인장 시험 (JIS Z 2241 에 준거) 을 실시하였다.

이상이, 본 발명의 기본 성분 조성으로, 잔부는, 철 및 불가피 불순물이다. 추가로 원하는 특성을 향상시키는 경우, 이하의 Nb, W, Zr, Cu, Ni, Sn, Sb, Ca, Ce, La, Mg 중 적어도 1 종을 함유시킬 수 있다.

Nb：0.02 % 미만

Nb 는 조직을 세립화함과 함께 NbC, Nb (C, N) 을 석출시켜 강판을 강화시키는 작용이 있으므로, 고강도화의 관점에서 첨가할 수 있다. Nb 는 상기 관점에서 0.002 % 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 0.005 % 이상 첨가하는 것이 더욱 바람직하다. 그러나, 0.02 % 이상 첨가하면 YP 가 현저하게 상승하므로, 0.02 % 미만으로 하는 것이 바람직하다.

W：0.15 % 이하

W 는 담금질성 원소, 석출 강화 원소로서 활용할 수 있다. W 는 상기의 관점에서 0.002 % 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 0.005 % 이상 첨가하는 것이 더욱 바람직하다. 그러나, 그 첨가량이 지나치게 많으면 YP 의 상승을 초래하므로 0.15 % 이하로 하는 것이 바람직하다.

Zr：0.1 % 이하

Zr 도 동일하게 담금질성 원소, 석출 강화 원소로서 활용할 수 있다. Zr 은 상기의 관점에서 0.002 % 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 0.005 % 이상 첨가하는 것이 더욱 바람직하다. 그러나, 그 첨가량이 지나치게 많으면 YP 의 상승을 초래하므로 0.1 % 이하로 하는 것이 바람직하다.

Cu：0.5 % 이하

Cu 는 내식성을 향상시키므로, 내식성 향상의 관점에서 첨가하는 것이 바람직하다. 또, 스크랩을 원료로서 활용할 때에 혼입하는 원소이며, Cu 의 혼입을 허용함으로써 리사이클 자재를 원료 자재로서 활용할 수 있어, 제조 비용을 삭감할 수 있다.

내식성 향상의 관점에서는 0.01 % 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 0.03 % 이상 첨가하는 것이 더욱 바람직하다. 그러나, 그 함유량이 지나치게 많아지면 표면 결함의 원인이 되므로, 0.5 % 이하로 하는 것이 바람직하다.

Ni：0.5 % 이하

Ni 도 내식성을 향상시키는 작용이 있는 원소이다. 또, Ni 는 Cu 를 함유시키는 경우에 발생하기 쉬운 표면 결함을 저감시키는 작용이 있다. 따라서, 내식성을 향상시키면서 표면 품질을 개선하는 관점에서 Ni 를 첨가하는 경우에는 0.02 % 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, Ni 의 첨가량이 지나치게 많아지면 가열로 내에서의 스케일 생성이 불균일해져, 표면 결함의 원인이 됨과 함께, 현저하게 비용이 증가된다. 따라서, 첨가하는 경우에는 0.5 % 이하로 한다.

Sn：0.2 % 이하

SN 은 강판 표면의 질화, 산화, 혹은 산화에 의해 발생하는 강판 표층의 수십 미크론 영역의 탈탄이나 탈 B 를 억제하는 관점에서 첨가하는 것이 바람직하다. 이로써, 피로 특성, 내시효성, 표면 품질 등이 개선된다. 질화나 산화를 억제하는 관점에서 0.005 % 이상 첨가하는 것이 바람직하지만, 0.2 % 를 초과하면 YP 의 상승이나 인성의 열화를 초래하므로 0.2 % 이하로 함유시키는 것이 바람직하다.

Sb：0.2 % 이하

Sb 도 Sn 과 동일하게 강판 표면의 질화, 산화, 혹은 산화에 의해 발생하는 강판 표층의 수십 미크론 영역의 탈탄이나 탈 B 를 억제하는 관점에서 첨가하는 것이 바람직하다. 이와 같은 질화나 산화를 억제함으로써 강판 표층에 있어서 마르텐사이트의 생성량이 감소되는 것을 방지하거나, B 의 감소에 의해 담금질성이 저하되는 것을 방지하여, 피로 특성이나 내시효성을 개선한다. 질화나 산화를 억제하는 관점에서 0.005 % 이상 첨가하는 것이 바람직하지만, 0.2 % 를 초과하면 YP 의 상승이나 인성의 열화를 초래하므로, 0.2 % 이하로 함유시키는 것이 바람직하다.

Ca：0.01 % 이하

Ca 는 강 중의 S 를 CaS 로서 고정시키고, 나아가서는 부식 생성물 중의 pH 를 증가시켜, 헴 가공부나 스폿 용접부 주변의 내식성을 향상시키는 작용이 있다. 또, CaS 의 생성에 의해 신장 플랜지 성형성을 저하시키는 MnS 의 생성을 억제하고, 신장 플랜지 성형성을 향상시키는 작용이 있다. 이와 같은 관점에서 0.0005 % 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, Ca 는 용강 중에서 산화물로서 부상 (浮上) 분리하기 쉬워, 강 중에 다량으로 잔존시키기는 어렵기 때문에, 첨가하는 경우에는 0.01 % 이하로 한다.

Ce：0.01 % 이하

Ce 도 강 중의 S 를 고정시키고, 내식성이나 신장 플랜지 성형성을 향상시킬 목적에서 첨가할 수 있다. Ce 는 상기의 관점에서 0.0005 % 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 고가의 원소이므로 다량 첨가하면 비용 상승이 된다. 따라서, 0.01 % 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.

La：0.01 % 이하

La 도 강 중의 S 를 고정시키고, 내식성이나 신장 플랜지 성형성을 향상시킬 목적에서 첨가할 수 있다. La 는 상기의 관점에서 0.0005 % 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 고가의 원소이므로 다량 첨가하면 비용 상승이 된다. 따라서, 0.01 % 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.

Mg：0.01 % 이하

Mg 는 산화물을 미세 분산시켜, 조직을 균일화하는 관점에서 첨가할 수 있다. Mg 는 상기의 관점에서 0.0005 % 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 그 함유량이 많으면 표면 품질이 열화되므로, Mg 는 0.01 % 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.

2) 미크로 조직

미크로 조직은, 페라이트와 체적률이 3∼12 % 인 제 2 상을 갖는 복합 조직으로, 상기 제 2 상은 1.0∼10 % 의 체적률의 마르텐사이트와 1.0∼5.0 % 의 체적률의 잔류 γ 를 함유하는 것으로 한다. 제 2 상의 체적률이 변화되어도 재질 변동이 작게 억제되어, 코일 안이나 코일마다의 재질 변동이 작게 억제되도록, 페라이트 입자 그리고 제 2 상은 균일, 조대로 한다. 또, 제 2 상의 대부분은 페라이트 입자의 입자계끼리가 교차하는 입자의 3 중점으로 분산시킨다.

단, 펄라이트 혹은 베이나이트가 생성되고 있는 복합 조직 강판에서는 YP 가 높아지므로 펄라이트 혹은 베이나이트는 미크로 조직에 있어서 저감시킨다. 복합 조직 강에 있어서의 펄라이트나 베이나이트는, 1∼2 ㎛ 정도로 미세하고 마르텐사이트에 인접하여 생성되어 있으므로, 광학 현미경으로는 마르텐사이트와 식별하는 것은 어렵고, SEM 를 이용하여 3000 배 이상의 배율로 관찰함으로써 식별할 수 있다.

예를 들어, 종래의 0.03 % C-1.5 %Mn-0.5 % Cr 강의 조직을 상세하게 조사하면, 광학 현미경으로의 관찰이나 1000 배 정도의 배율에서의 SEM 으로의 관찰에서는 조대한 펄라이트만이 식별되고, 제 2 상의 체적률에서 차지하는 펄라이트 혹은 베이나이트의 체적률은 10 % 정도로 측정되지만, 4000 배의 SEM 관찰에 의해 상세하게 조사를 실시하면, 펄라이트 혹은 베이나이트의 제 2 상의 체적률에서 차지하는 비율은 30∼40 % 를 차지한다. 이와 같은 펄라이트 혹은 베이나이트를 억제함으로써 낮은 YP 를 동시에 얻을 수 있다.

또한 상기 제 2 상에 있어서의 마르텐사이트 및 잔류 γ 의 합계 체적률의 비율은 70 % 이상이고, 상기 제 2 상에 있어서의 잔류 γ 체적률의 비율을 30∼80 % 로 규정한다.

제 2 상의 체적률：3∼12 %

낮은 YP 를 얻으면서 높은 BH 나 우수한 내시효성을 얻기 위해서는, 제 2 상의 체적률을 3 % 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, 제 2 상의 체적률이 12 % 를 초과하면 YP 가 상승함과 함께 소둔 온도에 대한 재질 변동이 커진다.

따라서, 제 2 상의 체적률은 3∼12 % 의 범위로 한다. 또한 낮은 YP 를 얻으면서 재질 변동을 저감시키기 위해서는 제 2 상의 체적률은 10 % 이하로 하는 것이 바람직하고, 8 % 이하로 하는 것이 더욱 바람직하고, 6 % 이하로 하는 것이 보다 더 바람직하다.

마르텐사이트의 체적률：1.0∼10 %

낮은 YP 를 얻으면서 높은 BH 나 우수한 내시효성을 얻기 위해서는, 마르텐사이트의 체적률을 1.0 % 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, 마르텐사이트의 체적률이 10 % 를 초과하면 YP 가 상승함과 함께 소둔 온도에 대한 재질 변동이 커진다.

따라서, 마르텐사이트의 체적률은 1.0∼10 % 의 범위로 한다. 또한 낮은 YP 를 얻으면서 재질 변동을 저감시키기 위해서는 마르텐사이트의 체적률은 8 % 이하로 하는 것이 바람직하고 6 % 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

잔류 γ 의 체적률：1.0∼5.0 %

본 발명에 있어서 잔류 γ 는 중요한 조직이다. 요컨대, 본 발명에 있어서는, 강의 성분 조성 그리고 CAL 에 있어서의 냉각 속도가 적정화되어 있으므로, 잔류 γ 는 비교적 조대하게 생성되어 있다. 또, 잔류 γ 는 마르텐사이트나 베이나이트와 비교하면 연질이고, 마르텐사이트의 주위에 형성되는 담금질 변형도 갖고 있지 않다.

그 결과, 본 발명에서 얻어지는 잔류 γ 는 마르텐사이트나 베이나이트 등과 비교하여 YP 를 상승시키는 효과가 매우 작고, 그 체적률이 수 % 변화되어도 대부분 YP 에 변화는 발생하지 않는 것이 밝혀졌다.

한편, 잔류 γ 는 소성 변형을 가하면, 마르텐사이트로 변태하여 강도 상승을 가져온다. 이 때문에, 제 2 상 중의 잔류 γ 의 생성 비율이 많은 강은 동일 TS 레벨의 강과 비교하여 YR 이 낮고, 또한 강 조성이나 소둔 온도가 변동하여 제 2 상분율이 변화되어도 잔류 γ 의 생성 비율이 높은 강판에서는 YP 의 변동도 작게 억제되는 것이 밝혀졌다.

이와 같은 잔류 γ 의 효과를 얻기 위해서는 잔류 γ 의 체적률은 적어도 1.0 % 이상 필요하다. 한편, 잔류 γ 의 체적률이 5.0 % 를 초과하면 제 2 상 중의 마르텐사이트량을 충분히 확보할 수 없게 되어 YP 가 상승한다. 따라서, 잔류 γ 의 체적률은 1.0∼5.0 % 로 한다. 재질 변동을 저감시키는 관점에서는 잔류 γ 의 체적률은 2 % 이상으로 하는 것이 바람직하다.

제 2 상에서 차지하는 마르텐사이트 및 잔류 γ 의 합계의 체적률의 비율：70 % 이상

펄라이트나 베이나이트가 생성되면 YP 가 상승한다. 종래의 잔류 γ 를 활용한 강에는 베이나이트가 다량으로 생성되어 있어, YP 가 매우 높았지만, 베이나이트를 저감시키면서 잔류 γ 를 생성시킴으로써 YR 이 낮게 억제된다. 펄라이트 그리고 베이나이트를 충분히 억제하여 낮은 YP 를 확보하기 위해서는, 제 2 상에서 차지하는 마르텐사이트 및 잔류 γ 의 체적률의 비율을 70 % 이상으로 할 필요가 있다.

제 2 상에서 차지하는 잔류 γ 의 체적률의 비율：30∼80 %

상기 서술한 바와 같이, 제 2 상 중의 잔류 γ 의 생성 비율이 많은 강에서는, 그 체적률의 증가에 의해 YP 를 상승시키는 작용이 있는 마르텐사이트나 베이나이트의 함유 비율이 적기 때문에, 강 조성이나 소둔 온도가 변동하여 제 2 상분율이 변화되었 때의 YP 의 변동이 작게 억제된다.

이와 같은 효과는 제 2 상에서 차지하는 잔류 γ 의 체적률의 비율을 30 % 이상으로 제어함으로써 얻어진다. 한편, 제 2 상 중의 잔류 γ 의 체적률의 비율이 지나치게 많아지면, 저 YP 화에 필요한 마르텐사이트의 체적률이 지나치게 적어져, YP 의 상승이나 강 조성이나 소둔 온도가 변동했을 때의 YP 의 변동이 반대로 커진다.

따라서, 제 2 상에서 차지하는 잔류 γ 의 체적률의 비율은 30∼80 % 로 한다. 재질 변동을 더욱 저감시키는 관점에서 잔류 γ 의 체적률의 비율은 40 % 이상 70 % 이하로 하는 것이 바람직하다.

제 2 상의 평균 입자 직경：0.9∼5 ㎛

YP 를 저감시키면서, C 나 Mn 등의 강 조성이나 소둔 온도가 변동했을 때의 YP 의 변동을 저감시키기 위해서, 제 2 상의 평균 입자 직경은 0.9∼5 ㎛ 로 한다. 이로써 제 2 상분율 1 % 당의 YP 의 상승량이 억제되어 재질 변동이 억제된다. 한편, 제 2 상의 평균 입자 직경이 5 ㎛ 를 초과하면, 페라이트 입자의 개수에 대한 제 2 상의 개수가 지나치게 적어져 YP 를 저감시킬 수 없게 된다. 따라서, 제 2 상의 평균 입자 직경은 0.9∼5 ㎛ 로 한다.

이와 같은 조직 형태는, Mn, Mo, Cr, P, B 의 조성 범위를 적정화하고, 또한 소둔시의 냉각 조건을 적정화함으로써 얻어진다. 또한, 이들 조직 형태의 측정 방법은 이하와 같다.

제 2 상의 체적률은, 강판의 L 단면 (압연 방향으로 평행한 수직 단면) 을 연마 후 나이탈로 부식시켜, SEM 으로 4000 배의 배율로 10 시야 관찰하고, 촬영한 조직 사진을 화상 해석하여 제 2 상의 면적율을 측정함으로써 구하였다.

즉, 본 발명의 강판은 압연 방향, 압연 직각 방향의 조직 형태의 차가 작고, 모든 방향으로 측정한 제 2 상의 면적율은 거의 동일한 값을 나타냈으므로, 여기서는 L 단면에서 측정한 제 2 상의 면적율을 제 2 상의 체적률로 하였다.

조직 사진에서, 페라이트는 약간 검은 콘트라스트의 영역이고, 탄화물이 라멜라상 혹은 점열상으로 생성되어 있는 영역을 펄라이트 혹은 베이나이트로 하고, 흰 콘트라스트가 부여되어 있는 입자를 마르텐사이트 혹은 잔류 γ 로 하였다.

마르텐사이트 및 잔류 γ 의 체적률은, 이 흰 콘트라스트 영역의 면적율을 측정하여 구하였다. 또한, SEM 사진 상에서 확인되는 직경 0.4 ㎛ 이하의 미세한 점상 입자는, TEM 관찰로부터 주로 탄화물이고, 또, 이들 면적율은 매우 적기 때문에, 재질에 대부분 영향을 주지 않는 것으로 생각하고, 여기서는 0.4 ㎛ 이하의 입자 직경의 입자는 체적률의 평가로부터 제외하고, 주로 마르텐사이트와 잔류 γ 인 흰 콘트라스트의 입자와 펄라이트 및 베이나이트인 라멜라 혹은 점렬상의 탄화물을 포함하는 조직을 대상으로 하여 체적률을 구하였다. 제 2 상의 체적률은 이들 조직의 총량을 나타낸다.

또한, 연속 소둔 후의 냉각 과정에 있어서, 대략 350 ℃ 이하에서 마르텐사이트가 생성된 후에, 그 온도역의 냉각 속도가 느린 경우에는 생성된 마르텐사이트가 약간 템퍼링되는 경우가 있다. 이 약간 템퍼드 마르텐사이트는, 여기에서는 마르텐사이트로서 취급하였다. 또한, 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트의 식별은 이하에 의한다. 즉, 템퍼드 마르텐사이트 내의 탄화물은 베이나이트 내에 분산되어 있는 탄화물과 비교하여 매우 미세한 것으로, 개개의 마르텐사이트 입자, 베이나이트 입자의 내부에 분산되어 있는 탄화물의 평균 입자 직경을 측정함으로써 이들을 식별할 수 있다. 여기서는, 입자 내의 탄화물의 평균 입자 직경이 0.15 ㎛ 이하인 경우에는 템퍼링한 마르텐사이트로 하고, 0.15 ㎛ 를 초과하는 경우에는 베이나이트로 하였다.

잔류 γ 의 체적률은, 강판을 판두께 방향으로 1/4 두께 감소시킨 면에서, X 선원으로서 CoKα 선을 사용하여, 스캔 스피드 0.1°/min 로서 X 선 회절에 의해 α 의｛200｝,｛211｝,｛220｝면, γ 의｛200｝,｛220｝,｛311｝면의 적분 강도를 측정하고, 얻어진 각 면의 적분 강도로부터 각각의 조합에 대해 잔류 γ 의 체적률을 산출하여, 그 평균값으로 하였다.

마르텐사이트의 체적률은, 상기의 SEM 관찰에 의해 구해진 마르텐사이트 및 잔류 γ 의 체적률로부터 X 선 회절에 의해 구해진 잔류 γ 의 체적률을 뺌으로써 구하였다.

평균 입자 직경은 구상 입자인 경우에는 그 직경을 채용하였다. SEM 화면 상에서 타원형 입자인 경우에는, 그 장축 a 와 장축과 직각 방향의 단축 b 를 측정하여 (a×b)^0. ⁵ 를 그 상당 입자 직경으로 하였다. 직사각형 형상을 나타내고 있는 입자에 대해서도 여기서는 타원 형상의 입자와 동일하게 취급하여, 상기 식에 따라 장축과 단축을 측정하여 입자 직경을 구하였다.

또한, 제 2 상끼리가 인접하여 존재하고 있는 경우에는, 양자의 접촉 부분이 일단 입자와 동일한 폭이 되어 있는 것은 따로 따로 카운트하고, 입자의 폭보다 넓은 경우, 요컨대 어느 폭으로 접촉하고 있는 경우에는 하나의 입자로서 카운트하였다. 단, 제 2 상이 접하여 생성되어 있어도 제 2 상의 종류가 상이한 경우, 즉 마르텐사이트와 펄라이트가 인접하고 있는 경우나 마르텐사이트와 베이나이트가 인접하고 있는 경우에는, 다른 입자로서 평균 입자 직경을 각각 구하였다. 이하, 상기 미크로 조직을 구비한 강판의 바람직한 제조 조건에 대해 설명한다.

3) 제조 조건

상기 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 통상적인 방법에 의해, 열간 압연 및 냉간 압연한 후, 연속 소둔 라인 (CAL) 에 있어서 소둔 후, 1∼3 차 냉각을 실시한다.

열간 압연

열간 압연은, 통상적인 방법에 따라 실시하면 되고, 예를 들어, 슬래브 가열 온도는 1100∼1300 ℃, 마무리 압연 온도는 Ar₃ 변태점∼Ar₃ 변태점＋150 ℃, 권취 온도는 400∼720 ℃ 로 하면 된다. r 값의 면내 이방성을 저감시키는 관점, BH 를 향상시키는 관점에서는, 열연 후의 냉각 속도는 20 ℃/sec 이상으로 하는 것이 바람직하고, 권취 온도는 600 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

외판용의 깨끗한 표면 품질을 얻기 위해서는, 슬래브 가열 온도는 1250 ℃ 이하로 하여 강판 표면에 생성된 1 차, 2 차 스케일을 제거하기 위해서 디스케일링을 충분히 실시하고, 마무리 압연 온도를 900 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

냉간 압연

냉간 압연에서는, 압연율을 50∼85 % 로 하면 된다. r 값을 향상시켜 딥 드로잉을 향상시키는 관점에서는 압연율은 65∼73 % 로 하는 것이 바람직하고, r 값이나 YP 의 면내 이방성을 저감시키는 관점에서는, 압연율은 70∼85 % 로 하는 것이 바람직하다.

소둔

냉간 압연 후의 강판에는, CAL 에서 소둔이 실시된다. 저 YP 와 소둔 온도나 강 조성의 변동에 의한 재질 변동을 저감시키는 관점에서, 소둔시의 680∼750 ℃ 의 평균 가열 속도는 7 ℃/sec 이하로 하는 것이 바람직하다. 당해 가열 속도가 7 ℃/sec 를 초과하면 제 2 상이 불균일하게 미세 분산하게 되어, 제 2 상분율이 변화되었 때의 YP 나 TS 의 변화량이 커진다.

소둔 온도는 750 ℃ 이상 830 ℃ 이하로 한다. 750 ℃ 미만에서는 탄화물의 고용이 불충분해져, 안정적으로 제 2 상의 체적률을 확보할 수 없게 된다. 830 ℃ 초과에서는 펄라이트나 베이나이트가 생성되기 쉬워지거나 잔류 γ 의 생성량이 지나치게 많아져 충분히 낮은 YP 를 얻을 수 없게 된다.

균열 시간은 통상적인 연속 소둔에서 실시되는 750 ℃ 이상의 온도역에서 20 sec 이상 200 sec 이하로 하면 되고, 40 sec 이상 200 sec 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

소둔 온도로부터 480 ℃ 까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도 (1 차 냉각 속도)：3∼40 ℃/sec

냉각 중에 펄라이트가 생성되는 것을 억제하면서 γ 입자에 Mn 이나 C 를 농화시켜 소정량의 잔류 γ 의 체적률을 확보하고, 저 YP 화와 YP 의 변동의 저감을 도모하기 위해, 소둔 온도로부터 480 ℃ 까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도를 3∼40 ℃/sec 로 할 필요가 있다.

480 ℃ 로부터 Tc (℃) 까지의 범위의 평균 냉각 속도 (2 차 냉각 속도)

단, Tc=435-40×[%Mn]-30×[%Cr]-30×[%V]

([%A] 는 합금 원소 A 의 함유량 (질량%)：8∼80 ℃/sec

480 ℃∼Tc 의 온도역에서는, 미세하고 경질인 베이나이트가 생성되기 쉽고, 또한 Si 나 Al 를 다량으로 함유하고 있지 않는 본 강에서는 잔존하고 있는 γ 로부터 탄화물 생성을 수반하는 베이나이트가 생성됨으로써 잔류 γ 의 체적률이 감소한다. 이 때문에, YP 나 YP 의 변동이 증가된다.

따라서, 480 ℃ 이하의 온도에서는, 급랭 정지 온도를 Tc 이하의 온도로 하여, 480 ℃∼Tc 의 온도역이 8∼80 ℃/sec 의 평균 냉각 속도가 되도록 신속하게 냉각시킬 필요가 있다.

한편, 2 차 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도가 80 ℃/sec 를 초과하면 냉각 후의 판 형상의 평탄도가 악화되므로, 2 차 냉각 속도는 8∼80 ℃/sec 로 한다.

보다 더 베이나이트의 생성량을 저감시켜 잔류 γ 의 생성량을 증가시키는 관점에서는 480 ℃∼Tc 의 온도역은 10 ℃/sec 이상의 냉각 속도로 하는 것이 바람직하다.

Tc (℃) 로부터 200 ℃ 까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도 (3 차 냉각 속도)：0.3∼30 ℃/sec

Tc (℃) 로부터 200 ℃ 까지의 온도 범위를 평균 냉각 속도 0.3∼30 ℃/sec로 냉각시킴으로써, 페라이트 및 마르텐사이트 중에 과잉으로 잔존하는 고용 C 를 석출시켜 저 YP 화나 고연성화를 도모할 수 있다.

상기 서술한 제조 방법에 의해 제조된 고강도 냉연 강판은, 소둔 그대로의 상태에서 YPEl 은 0.5 % 미만이고, YP 도 충분히 낮기 때문에, 그대로 프레스 성형용 강판으로서 사용할 수 있다.

그러나, 표면 조도의 조정, 판 형상의 평탄화 등 프레스 성형성을 안정화시키는 관점에서 스킨 패스 압연을 실시해도 된다. 스킨 패스 압연을 실시함으로써 신장율 0.1 % 당 YP 는 약 5∼7 ㎫ 증가되므로, 저 YP, 고 El, 고 WH 화의 관점에서 스킨 패스 압연의 신장율은 0.1∼0.6 % 로 하는 것이 바람직하다.

실시예

표 1, 2 에 나타내는 조성의 강을 용제 후, 230 ㎜ 두께의 슬래브로 연속 주조하고, 1180∼1250 ℃ 로 가열 후, 820∼900 ℃ 범위의 마무리 압연 온도에서 열간 압연을 실시하였다. 그 후, 20∼40 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 640 ℃ 이하까지 냉각시켜, 권취 온도 CT：400∼630 ℃ 에서 감아 꺼냈다. 얻어진 열연판은 68∼78 % 의 압연율로 냉간 압연을 실시하여, 판 두께 0.8 ㎜ 의 냉연판으로 하였다.

얻어진 냉연판을, CAL 에 있어서, 가열 온도 680∼750 ℃ 의 평균 가열 속도가 0.9∼15 ℃/sec 가 되도록 가열하고, 소둔 온도 AT 로 40 sec 소둔하여, 표 3, 4, 5 에 나타내는 소둔 온도 AT 로부터 480 ℃ 까지의 1 차 냉각, 그 후, 480 ℃ 로부터 상기 (6) 식으로 나타내는 Tc 까지 2 차 냉각, 또한 Tc 로부터 200 ℃ 까지의 3차 냉각 후, 실온까지 10∼30 ℃/sec 의 냉각 속도로 냉각시켰다. 1∼3 차 냉각은 평균 냉각 속도로 규정하였다. 이 때의 480 ℃ 이하의 온도역에서의 급랭 정지 온도는 258∼425 ℃ 의 범위로 하였다.

얻어진 냉연 강판에 0.1 % 의 신장율의 조질 압연을 실시하고, 샘플 채취하여, 먼저 서술한 방법으로 제 2 상의 체적률, 마르텐사이트의 체적률, 잔류 γ 의 체적률, 제 2 상 체적률에 대한 마르텐사이트 및 잔류 γ 의 체적률의 비율 (제 2 상 중의 마르텐사이트 및 잔류 γ 의 비율), 제 2 상 체적률에 대한 잔류 γ 의 체적률의 비율 (제 2 상 중의 잔류 γ 의 비율), 제 2 상 평균 입자 직경을 조사하였다.

또, SEM 관찰에 의해 강 조직의 종별을 분리하였다. 또한 압연 방향과 직각 방향으로부터 JIS 5 호 시험편을 채취하여 인장 시험 (JIS Z 2241 에 준거) 을 실시하여, YP, TS 를 평가하였다.

또한 각 강에 대해 770∼820 ℃ 에서 소둔 온도를 변화시켰을 때의 YP 의 변화량 ΔYP 를 조사하였다.

또한 헴 가공부나 스폿 용접부 주변을 모의한 구조체에서 각 강판의 내식성을 평가하였다. 즉, 얻어진 강판을 2 장 중첩하여 스폿 용접하여 강판끼리가 밀착된 상태로 하고, 추가로 인산아연에 의한 화성 처리, 전착 도장을 한 후에 SAE J2334 부식 사이클 조건에서 부식 시험을 실시하였다.

전착 도장 막두께는 25 ㎛ 로 하였다. 30 사이클 경과 후의 부식 샘플에 대해 부식 생성물을 제거하고, 미리 측정해 둔 원판 두께로부터의 판 두께의 감소량을 구하여 부식 감량으로 하였다.

또, 판두께×75 ㎜×150 ㎜ 의 시험편에 인산아연에 의한 화성 처리, 전착 도장을 도장 막 두께 25 ㎛ 로서 실시하고, 커터 나이프로 시험편에 강판에 도달하는 깊이의 길이 100 ㎜ 의 절입을 2 개 넣어 50 ℃ 의 5 % NaCl 용액 중에 240 시간 침지한 후, 점착 테이프를 절입 위에 붙여 박리한 후의 도막의 박리 폭을 측정하였다.

이 때의 크로스컷 선의 양측에서 발생한 도막 박리의 편측의 박리 폭의 최대값이 2.5 ㎜ 이하인 강판을 화성 처리성 양호 (○ 으로 표기), 2.5 ㎜ 를 초과하는 강판을 화성 처리성 불량 (× 로 표기) 으로 판정하였다.

표 3, 4, 5 에 제조 조건 및 시험 결과를 나타낸다. 본 발명 강판 (강판 No.2, 3, 5, 6, 7, 11, 12, 14, 15, 16, 18, 19, 20, 21, 24∼35, 58∼65) 은, 종래의 Si, Mo, Cr 의 함유량이나 소둔 조건이 적정화되어 있지 않은 비교예의 강판 (강판 No.1, 4, 8, 9, 10, 13, 17, 22, 23, 36∼57) 과 비교하면, 강판 맞댐부의 부식 감량이 현저하게 저감되어 내식성이 향상되어 있고, 또한 화성 처리 후의 내식성도 양호하다.

또한 본 발명 강판 (강판 No.2, 3, 5, 6, 7, 11, 12, 14, 15, 16, 18, 19, 20, 21, 24∼35, 58∼65) 은, 첨가 원소의 함유량을 저감시키고 있음에도 불구하고 P, B 나 소둔 조건이 적정화되어 있고 강 조직도 적정화되고 있다. 본 발명 강판은, 종래의 강 조성이나 강 조직의 적정화되어 있지 않은 강과 비교하면 동일 TS 레벨의 강에서는 동등하거나 더욱 낮은 YP, 즉 낮은 YR 을 가지면서 재질 변동이 현저하게 저감되고 있다.

즉, 종래의 Cr 을 다량으로 첨가한 강 V, W, X 는 부식 감량이 0.44∼0.80 ㎜ 로 크다. 특히 Cr：0.60 % 의 강 W 는 구멍이 판을 관통하여 발생되고 있어 매우 내식성이 나쁘다. 이에 대하여, 본 발명 강의 부식 감량은 0.20∼0.38 ㎜ 으로 내식성이 대폭 향상되고 있다.

또한, 표에는 기재하지 않지만, 종래의 340 BH (이하, 종래 강) 에 대해서도 내식성의 평가를 함께 실시한 결과, 부식 감량은 0.33∼0.36 ㎜ 였다. 또한, 당해 종래 강의 화학 성분은, C：0.002 %, Si：0.01 %, Mn：0.4 %, P：0.05 %, S：0.008 %, Cr：0.04 %, sol.Al：0.06 %, Nb：0.01 %, N：0.0018 %, B：0.0008 % 이다.

본 발명 강은, 종래 강과 거의 동등의 내식성을 갖고, 특히, Cr 량을 0.25 % 미만으로 하면서 P 를 적극적으로 첨가한 강 C, F, I, J 나, 나아가서는 Cr 의 저감, P 의 다량 첨가에 추가하여, Ce, Ca, La 도 복합으로 첨가한 강 M, R, S 도 내식성이 양호하다. Cu, Ni 를 복합으로 첨가한 강 N 은 특히 내식성이 양호하다.

또한 0.6[%Si]＋[%Cr]＋2[%Mo] (표 중 A 로 표시) 가 0.35 이상인 강 V, W, Y, AD 는 도막의 박리량이 많아 화성 처리성이 불충분하지만, 본 식이 0.35 미만인 강은 화성 처리성이 양호하다.

내식성이나 화성 처리성의 관점에서 Cr 이나 Mo 를 저감시킨 강에 있어서도, Mn 당량 (표 중,[Mneq]) 을 적정화하여, Mn, Mo 의 첨가량을 적정화하고, 12[%P]＋150B^* (표 중 C 로 표시) 를 적정화하여, 소둔시의 냉각 조건을 적정화한 강은, 펄라이트나 베이나이트의 생성이 억제됨과 함께, 제 2 상 중의 잔류 γ 의 생성 비율이 증가하여 낮은 YP 를 유지하면서 소둔 온도나 강 조성이 변동했을 때의 재질 변동이 매우 작게 억제된다.

예를 들어, 강 A, B, C 는 12[%P]＋150B^* (표 중 C 로 표시) 를 0.42 이상으로 제어한 강이고, 그 중에서도 소둔 온도나 1, 2, 3 차 냉각 속도가 적정화되어 있는 것에서는, 제 2 상 중의 마르텐사이트 및 잔류 γ 의 비율이 70 % 이상이고 펄라이트나 베이나이트가 억제됨과 함께 제 2 상 평균 입자 직경이 0.9 ㎛ 이상이고 제 2 상 중의 잔류 γ 의 비율이 30 % 이상이 되어, 225 ㎫ 이하의 낮은 YP 와 20 ㎫ 이하의 ΔYP 를 가지고 있다.

또, 12[%P]＋150B^* (표 중 C 로 표시) 가 0.49 이상인 강 B, C 에서는 강 A 보다 더욱 ΔYP 가 저감되어 있다. 이들에서는 제 2 상 중의 잔류 γ 의 비율이 40 % 이상으로 높다.

또, 강 D, E 로부터, [Mneq]≥2.0 이고 제 2 상 중의 마르텐사이트 및 잔류 γ 의 비율이 증가하여 낮은 YP 와 작은 ΔYP 가 얻어지고, 강 B, D, E 를 비교함으로써, 12[%P]＋150B^* (표 중 C 로 표시) 를 본 발명 범위로 제어하면서 [Mneq] 를 증가시킴으로써 더욱 YP 는 저감되어 ΔYP 가 저감되는 것을 알 수 있다.

또, C 량을 순차 증가시킨 강 G, H, I, J 도, Mn, Mo 량이나 12[%P]＋150B^* (표 중 C 로 표시) 가 제어되어 있지 않은 종래 강과 비교하여 동일 강도 레벨에서는 동등하거나 보다 낮은 YP 를 유지하면서, 소둔 온도가 변동했을 때의 YP 의 변동량 ΔYP 가 작게 억제되어 있다.

본 발명 강은, 소둔 온도, 1 차, 2 차, 3 차 냉각 속도가 소정 범위에 있으면, 소정의 조직 형태가 얻어지고, 양호한 재질이 얻어지고 있다. 그 중에서도, 급랭 정지 온도를 충분히 낮게 하여 2 차 냉각 속도를 10 ℃/sec 이상으로 제어한 강판에서는, 베이나이트의 생성이 억제되어, 제 2 상 입자가 균일 조대하게 분산되어 있음과 함께 마르텐사이트나 잔류 γ 의 체적률이 증가되어, 보다 더 낮은 YP 가 얻어진다.

이에 대하여, [Mneq] 가 적정화되어 있지 않은 강 T, X, Y 는 YP 가 높아 ΔYP 도 크다. [Mneq] 가 적정화되어 있어도 12[%P]＋150B^* (표 중 C 로 표시) 가 적정화되어 있지 않은 강 U 는 YP 가 높아 ΔYP 가 크다. P 가 과잉으로 첨가된 강 AC 는 재질 변동은 작지만 YP 가 높다.

Mo 가 다량으로 첨가된 강 AD 는 YP 가 높다. Ti, C, N 이 적정화되지 않은 강 AE, AF, AG 는 모두 YP 가 높다.

강 조성이 적정화되어 있어도 소둔 온도나 냉각 조건이 적정화되어 있지 않은 강에서는 원하는 조직을 얻을 수 없고, YP 나 ΔYP 가 높다. 예를 들어, 480 ℃ 이하의 급속 냉각에 있어서의 급랭 정지 온도가 높고, 결과적으로 2 차 냉각 속도가 작은 강판 No.1, 10, 17, 22, 23 에서는 제 2 상 중의 마르텐사이트의 비율이 낮거나 혹은 마르텐사이트나 잔류 γ 의 생성량이 적어 YP 나 ΔYP 가 높다.

이와 같이, P 나 B 를 적극적으로 활용하면서 소둔 조건을 적정화하여 조직 형태나 조직종을 제어하는 것은 내식성이나 화성 처리성을 확보하면서 YP 나 재질 변동을 저감시키 데에 매우 유효하다.

Claims

강 조성이, 질량% 로, C:0.015 % 초과 0.100 % 미만, Si:0.40 % 미만 (0% 를 포함), Mn:1.0 % 이상 1.9 % 이하, P:0.015 % 초과 0.05 % 이하, S:0.03 % 이하 (0% 를 포함하지 않음), sol. Al:0.01 % 이상 0.3 % 이하, N:0.005 % 이하 (0% 를 포함하지 않음), Cr:0.30 % 미만 (0% 를 포함), B:0.0050 % 이하 (0% 를 포함), Mo:0.15 % 미만 (0% 를 포함), V:0.4 % 이하 (0% 를 포함), Ti:0.02 % 이하 (0% 를 포함) 를 함유하고, 추가로 하기 (1) 식을 만족시키고, 잔부 철 및 불가피 불순물로 이루어지고, 미크로 조직이, 체적률% 로, 페라이트와 3∼12 % 의 제 2 상을 갖는 복합 조직이고, 제 2 상으로서 1.0∼10 % 의 마르텐사이트와 1.0∼5.0 % 의 잔류 γ 를 함유하고, 추가로 제 2 상에 있어서의 마르텐사이트 및 잔류 γ 의 합계가 70 % 이상, 제 2 상에 있어서의 잔류 γ 의 비율이 30∼80 %, 제 2 상의 평균 입자 직경이 0.9∼5 ㎛ 인 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판.
0.6[%Si]+[%Cr]+2[%Mo]＜0.35 (1)
단, [%A] 는 합금 원소 A 의 함유량 (질량%) 을 나타냄
제 1 항에 있어서,
추가로, 하기 (2), (3) 식을 만족시키는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판.
2.0≤[Mneq]≤2.8 (2)
[%Mn]+3.3[%Mo]≤1.9 (3)
단, [%A] 는 합금 원소 A 의 함유량 (질량%) 이고, [Mneq]=[%Mn]+1.3[% Cr]+8[%P]+150B^*+2[%V]+3.3[%Mo]B^*=[%B]+[%Ti]/48×10.8×0.9+[%sol.Al]/27×10.8×0.025
[%B]=0 일 때에는 B^*=0, B^*≥0.0022 일 때에는 B^*=0.0022
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
추가로, 하기 (4) 식을 만족시키는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판.
0.42≤12[%P]+150B^*≤0.93 (4)
단, B^*=[%B]+[%Ti]/48×10.8×0.9+[%sol.Al]/27×10.8×0.025
[%B]=0 일 때에는 B^*=0, B^*≥0.0022 일 때에는 B^*=0.0022
또한, [%A] 는 합금 원소 A 의 함유량 (질량%) 을 나타냄
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
추가로, 하기 (5) 식을 만족시키는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판.
0.49≤12[%P]+150B^*≤0.93 (5)
단, B^*=[%B]+[%Ti]/48×10.8×0.9+[%sol.Al]/27×10.8×0.025
[%B]=0 일 때에는 B^*=0, B^*≥0.0022 일 때에는 B^*=0.0022
또한, [%A] 는 합금 원소 A 의 함유량 (질량%) 을 나타냄
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
추가로, 질량% 로, Nb:0.02 % 미만, W:0.15 % 이하, Zr:0.1 % 이하, Cu:0.5 % 이하, Ni:0.5 % 이하, Sn:0.2 % 이하, Sb:0.2 % 이하, Ca:0.01 % 이하, Ce:0.01 % 이하, La:0.01 % 이하, Mg:0.01 % 이하의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 열간 압연 및 냉간 압연한 후, 750 ℃ 이상 830 ℃ 이하의 소둔 온도에서 소둔하고, 상기 소둔 온도로부터 480 ℃ 까지의 온도 범위는 3∼40 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 1 차 냉각시키고, 480 ℃ 로부터 하기 (6) 식에 의해 주어지는 Tc (℃) 까지의 온도 범위는 8∼80 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 2 차 냉각시키고, 추가로 상기 Tc (℃) 로부터 200 ℃ 까지의 온도 범위는 0.3∼30 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 3 차 냉각시키는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
Tc=435-40×[%Mn]-30×[%Cr]-30×[%V] (6)
단, [%A] 는 합금 원소 A 의 함유량 (질량%) 을 나타냄