KR101265427B1

KR101265427B1 - 가공성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 그의 제조방법

Info

Publication number: KR101265427B1
Application number: KR1020110008215A
Authority: KR
Inventors: 유이치 후타무라
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2010-01-29
Filing date: 2011-01-27
Publication date: 2013-05-16
Also published as: JP2011157583A; CN104630620A; US20110186189A1; CN102140608A; KR20110089077A; GB2477419B; JP5883211B2; GB2477419A; US8480819B2; GB201101451D0; GB2477419A8

Abstract

본 발명의 냉연 강판에 있어서는, 강판의 금속 조직을 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 템퍼드 마르텐사이트를 포함하는 혼합 조직으로 하고, 특히, 금속 조직을 주사형 전자 현미경으로 관찰했을 때, 베이나이트를, 인접하는 잔류 오스테나이트 및/또는 탄화물의 평균 간격이 1㎛ 이상인 고온역 생성 베이나이트와, 인접하는 잔류 오스테나이트 및/또는 탄화물의 평균 간격이 1㎛ 미만인 저온역 생성 베이나이트의 복합 조직으로 구성하고, 금속 조직 전체에 대한 상기 고온역 생성 베이나이트의 면적율을 a, 금속 조직 전체에 대한 상기 저온역 생성 베이나이트와 상기 템퍼드 마르텐사이트의 합계 면적율을 b로 했을 때, a: 20 내지 80%, b: 20 내지 80%, a+b: 70% 이상이다. 본 발명의 냉연 강판은, 신도(EL), 신장 플랜지성(λ) 및 굽힘성(R)이 모두 균형있게 개선되어, 가공성이 전반적으로 우수하고, 인장 강도가 980MPa 이상이다.

Description

가공성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 그의 제조방법{HIGH-STRENGTH COLD-ROLLED STEEL SHEET EXCELLENT IN WORKABILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 냉연 강판 및 그의 제조방법에 관한 것이며, 구체적으로는, 인장 강도 980MPa 이상의 고강도를 갖는 냉연 강판 및 그의 제조방법에 관한 것이다.

자동차 업계에서는, CO₂ 배출 규제 등, 지구 환경 문제에의 대응이 급선무가 되고 있다. 한편, 승객의 안전성 확보라는 관점에서, 자동차의 충돌 안전 기준이 강화되고, 승차 공간에서의 안전성을 충분히 확보할 수 있는 구조 설계가 진행되고 있다. 이러한 요구를 동시에 달성하기 위해서는, 자동차의 구조 부재로서 인장 강도 980MPa 이상의 고강도 강판(하이텐: High Tensile Strength Steel Sheets)을 사용하고, 이것을 더 박육화하여 차체를 경량화하는 것이 유효하다. 그러나, 일반적으로, 강판의 강도를 크게 하면, 가공성이 열화하기 때문에, 하이텐을 자동차 부재에 적용하기 위해서는, 가공성의 개선은 피할 수 없는 과제이다.

강도와 가공성을 겸비한 강판으로서는, TRIP(Transformation Induced Plasticity: 변태 유기 소성) 강판이 알려져 있다. TRIP 강판의 하나로서, 모상을 베이니틱 페라이트로 하고, 잔류 오스테나이트(이하, 잔류 γ로 표기하는 경우가 있음)를 포함하는 TBF 강판이 알려져 있다(일본 특허공개 제2005-240178호 공보, 동 제2006-274417호 공보, 동 제2007-321236호 공보, 동 제2007-321237호 공보). TBF 강판에서는, 경질의 베이니틱 페라이트에 의해 높은 강도를 얻을 수 있고, 베이니틱 페라이트의 경계에 존재하는 미세한 잔류 γ에 의해 양호한 신도(EL)와 신장 플랜지성(λ)을 얻을 수 있기 때문에, 고강도와 양호한 가공성을 양립할 수 있다.

그런데, CO₂ 배출 규제는, 최근 점점 엄격해지고 있어, 차체의 경량화가 한층 요구되고 있다. 그 때문에, 종래에는, 가공성이 양호한 저강도 강판을 사용하고 있었던 난성형 부재에 대해서도, 인장 강도가 980MPa 이상의 하이텐을 적용하는 것이 검토되고 있다. 구체적으로는, 차체의 골격 부재뿐만 아니라, 시트 부재 등에도 하이텐을 적극적으로 이용하는 것이 고려되고 있다.

자동차용 부재로서 사용되는 강판은, 전술한 바와 같이 높은 강도와 가공성을 겸비하고 있을 것이 요구되고 있다. 특히 최근, 적용량이 증가하고 있는 980MPa 이상의 고강도 강판에서는, 신도 이외에, 신장 플랜지성(구멍 확장성)이나 굽힘성 등 국소 변형능을 포함한, 가공성 전반의 추가적인 향상이 강하게 요구되고 있다.

본 발명은 상기와 같은 사정을 감안하여 이루어진 것으로서, 그 목적은, 신도(EL), 신장 플랜지성(λ) 및 굽힘성(R) 모두가 균형있게 개선된 가공성 전반이 우수한 인장 강도 980MPa 이상의 고강도 냉연 강판, 및 상기 고강도 냉연 강판을 제조하는 기술을 제공하는 것이다.

상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명에 따른 냉연 강판은, 질량%로, C: 0.10 내지 0.3%, Si: 1.0 내지 3.0%, Mn: 1.5 내지 3%, Al: 0.005 내지 0.2%를 함유하고, 또한 P: 0.1% 이하, S: 0.05% 이하를 만족하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 상기 강판의 금속 조직은, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite)를 포함하고,

(1) 금속 조직을 주사형 전자 현미경으로 관찰했을 때에,

베이나이트는, 인접하는 잔류 오스테나이트 및/또는 탄화물의 평균 간격이 1㎛ 이상인 고온역 생성 베이나이트와, 인접하는 잔류 오스테나이트 및/또는 탄화물의 평균 간격이 1㎛ 미만인 저온역 생성 베이나이트의 복합 조직으로 구성되어 있고, 금속 조직 전체에 대한 상기 고온역 생성 베이나이트의 면적율을 a, 금속 조직 전체에 대한 상기 저온역 생성 베이나이트와 상기 템퍼드 마르텐사이트의 합계 면적율을 b로 했을 때,

a: 20 내지 80%, b: 20 내지 80%, a+b: 70% 이상을 만족함과 아울러,

(2) 포화 자화법으로 측정한 잔류 오스테나이트의 부피율이, 금속 조직 전체에 대하여 3% 이상이다.

상기 금속 조직에 담금질 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트가 복합된 MA 혼합상이 존재하고 있는 경우에는, 전체 MA 혼합상의 개수에 대하여, 관찰 단면에서의 원 상당 직경 d가 3㎛ 초과를 만족하는 MA 혼합상의 개수 비율이 15% 미만인 것이 바람직하다.

구오스테나이트 입자의 평균 원 상당 직경 D는 20㎛ 이하인 것이 바람직하다.

상기 강판은, 추가로 다른 원소로서,

(a) Cr: 1% 이하 및/또는 Mo: 1% 이하,

(b) Ti: 0.15% 이하, Nb: 0.15% 이하 및 V: 0.15% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상,

(c) Cu: 1% 이하 및/또는 Ni: 1% 이하,

(d) B: 0.005% 이하,

(e) Ca: 0.01% 이하, Mg: 0.01% 이하 및 희토류 원소: 0.01% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 함유할 수도 있다.

상기 강판은, 표면에, 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 갖고 있을 수도 있다.

상기 냉연 강판은, Ac₃점 이상의 온도로 가열한 후, 50초 이상 균열(均熱)하는 공정과, 하기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도 T까지 평균 냉각 속도 15℃/초 이상으로 냉각하는 공정과, 하기 수학식 1을 만족하는 온도역에서 5 내지 100초간 유지하는 공정과, 하기 수학식 2를 만족하는 온도역에서 200초간 이상 유지하는 공정을 이 순서로 포함하는 것에 의해 제조할 수 있다.

[수학식 1]

400℃ ≤ T1(℃) ≤ 540℃

[수학식 2]

200℃ ≤ T2(℃) < 400℃

본 발명에 의하면, 냉연 강판의 금속 조직을, 베이나이트, 잔류 γ 및 템퍼드 마르텐사이트를 포함하는 조직으로 하고, 특히, 베이나이트로서, 잔류 γ와 탄화물의 존재 형태가 다른 2종류의 베이나이트이며, 400℃ 이상 540℃ 이하의 고온역에서 생성되는 베이나이트(이하, 고온역 생성 베이나이트라고 표기하는 경우가 있음)와, 200℃ 이상 400℃ 미만의 저온역에서 생성되는 베이나이트(이하, 저온역 생성 베이나이트라고 표기하는 경우가 있음)를 모두 생성시키고 있기 때문에, 980MPa 이상의 고강도역에서도 신도(EL), 신장 플랜지성(λ) 및 굽힘성(R)의 모든 점에서 우수한 양호한 가공성을 갖춘 고강도 냉연 강판을 실현할 수 있다. 또한, 본 발명에 의하면, 이러한 고강도와 양호한 가공성을 양립한 냉연 강판의 제조방법을 제공할 수 있다.

도 1은 인접하는 잔류 오스테나이트 및/또는 탄화물의 평균 간격의 일례를 나타내는 모식도이다.
도 2는 고온역 생성 베이나이트 및 저온역 생성 베이나이트 등(저온역 생성 베이나이트 + 템퍼드 마르텐사이트)의 분포 상태를 모식적으로 나타내는 도면이다.
도 3은 T1 온도역과 T2 온도역에서의 열 패턴의 일례를 나타내는 모식도이다.
도 4는 하기 표 2에 나타낸 No.2의 전자 현미경 사진(도면 대용 사진)이다.
도 5는 하기 표 2에 나타낸 No.4의 전자 현미경 사진(도면 대용 사진)이다.
도 6은 인장 강도(TS)×신도(EL)와 구멍 확장율(λ)의 관계를 나타내는 그래프이다.

본 발명자들은, 인장 강도 980MPa 이상의 고강도 냉연 강판에 대하여, 신도, 신장 플랜지성 및 굽힘성 모두를 높여, 가공성 전반을 개선하기 위한 검토를 거듭해 왔다. 그 결과,

(1) 냉연 강판의 금속 조직을, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 템퍼드 마르텐사이트를 포함하는 혼합 조직으로 하고, 특히, 베이나이트로서, 인접하는 잔류 γ끼리, 인접하는 탄화물끼리, 또는 인접하는 잔류 γ와 탄화물(이하, 잔류 γ 등이라고 부르는 경우가 있음)의 중심 위치간 거리의 평균 간격이 1㎛ 이상인 고온역 생성 베이나이트와, 잔류 γ 등의 중심 위치간 거리의 평균 간격이 1㎛ 미만인 저온역 생성 베이나이트의 2종류 베이나이트를 생성시키면, 신도, 신장 플랜지성 및 굽힘성 모두가 개선된 가공성 전반이 우수한 고강도 냉연 강판을 제공할 수 있는 것,

(2) 구체적으로는, 상기 금속 조직 중, 고온역 생성 베이나이트는, 냉연 강판의 가공성 중 신도(EL) 향상에 기여하고, 저온역 생성 베이나이트는, 냉연 강판의 가공성 중 신장 플랜지성(λ) 및 굽힘성(R)의 향상에 작용하는 것,

(3) 이러한 2종류 베이나이트를 포함하는 고강도 냉연 강판을 제조하기 위해서는, 소정 온도에서 가열한 후, 400℃ 이상 540℃ 이하의 온도역(이하, T1 온도역이라고 부르는 경우가 있음)의 임의의 온도 T까지를 평균 냉각 속도 15℃/초 이상으로 급냉하고, 이 T1 온도역에서 5 내지 100초간 유지하여 고온역 생성 베이나이트를 생성시킨 후, 200℃ 이상 400℃ 미만의 온도역(이하, T2 온도역이라고 부르는 경우가 있음)으로 냉각하여 이 T2 온도역에서 200초간 이상 유지하면 되는 것을 발견하여, 본 발명을 완성했다.

우선, 본 발명에 따른 냉연 강판을 특징짓는 금속 조직에 대하여 설명한다.

<금속 조직에 대하여>

본 발명에 따른 냉연 강판의 금속 조직은, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 템퍼드 마르텐사이트의 혼합 조직으로 구성되어 있다.

우선, 본 발명을 가장 특징짓는 베이나이트에 대하여 설명한다.

본 발명에 있어서, 베이나이트는, 전체 금속 조직에 대하여 70면적% 이상을 차지하는 주상(모상)이다. 베이나이트에는 베이니틱 페라이트도 포함된다. 베이나이트는 탄화물이 석출된 조직이며, 베이니틱 페라이트는 탄화물이 석출되지 않은 조직이다. 한편, 본 발명에서는, 베이나이트의 면적율에는, 후술하는 바와 같이, 템퍼드 마르텐사이트의 면적도 포함하고 있다.

그리고, 본 발명에서는, 베이나이트가, 고온역 생성 베이나이트와, 고온역 생성 베이나이트에 비해 강도가 높은 저온역 생성 베이나이트의 복합 조직으로 구성되어 있는 점에 특징이 있다. 본 발명에서는, 2종류의 베이나이트 조직으로 구성되어 있고, 이것에 의해, 양호한 신장 플랜지성이나 굽힘성을 확보한 데다가, 신도를 한층 높일 수 있어, 가공성 전반이 높아진다. 이것은, 강도 수준이 다른 베이나이트 조직을 복합화하는 것에 의해 불균일 변형이 생기기 때문에, 가공 경화능이 상승하는 것에 기인한다고 생각된다.

본 발명에서, 상기 고온역 생성 베이나이트란, Ac₃점 이상의 온도로 가열한 후의 냉각 과정에서, 400℃ 이상 540℃ 이하의 T1 온도역에서 생성되는 베이나이트 조직이며, 나이탈 부식된 강판 단면을 주사형 전자 현미경으로 관찰했을 때에, 잔류 γ 등의 평균 간격이 1㎛ 이상인 베이나이트를 의미한다.

한편, 본 발명에 있어서, 상기 저온역 생성 베이나이트란, Ac₃점 이상의 온도로 가열한 후의 냉각 과정에서, 200℃ 이상 400℃ 미만의 T2 온도역에서 생성되는 베이나이트 조직이며, 나이탈 부식된 강판 단면을 주사형 전자 현미경으로 관찰했을 때에, 잔류 γ 등의 평균 간격이 1㎛ 미만인 베이나이트를 의미한다. 한편, 상기 저온역 생성 베이나이트와 템퍼드 마르텐사이트는, 현미경 관찰로도 구별할 수 없기 때문에, 본 발명에서는, 저온역 생성 베이나이트와 템퍼드 마르텐사이트를 합쳐 「저온역 생성 베이나이트 등」이라고 부르는 경우가 있다.

여기서, 「잔류 γ 등의 평균 간격」이란, 강판 단면을 현미경 관찰했을 때, 인접하는 잔류 γ끼리의 중심 위치간 거리, 인접하는 탄화물끼리의 중심 위치간 거리, 또는 인접하는 잔류 γ와 탄화물의 중심 위치간 거리를 측정한 결과를 평균한 값이다. 상기 중심 위치간 거리란, 각 잔류 γ 또는 각 탄화물에 대하여 중심 위치를 구하여, 이 중심 위치끼리의 거리를 의미한다. 중심 위치는, 잔류 γ 또는 탄화물에 대하여 장직경과 단직경을 결정하여, 장직경과 단직경이 교차하는 위치로 한다. 단, 잔류 γ 또는 탄화물이 라스(RAS)의 경계상에 석출되는 경우는, 복수의 잔류 γ와 탄화물이 연속되어 그 형태는 바늘상 또는 판상이 되기 때문에, 중심 위치간 거리는, 잔류 오스테나이트 및/또는 탄화물끼리의 거리가 아니라, 도 1에 나타낸 바와 같이, 잔류 오스테나이트 및/또는 탄화물이 장직경 방향으로 연속되어 형성하는 선 간격(라스간 거리)을 중심 위치간 거리로 하면 된다.

본 발명에서는, 고온역 생성 베이나이트 및 저온역 생성 베이나이트 등을 포함하는 복합 베이나이트 조직으로 하는 것에 의해, 가공성 전반을 개선한 고강도 냉연 강판을 실현할 수 있다. 즉, 고온역 생성 베이나이트는, 저온역 생성 베이나이트 보다도 연질이기 때문에, 강판의 신도(EL)를 높이는데 작용하여, 가공성을 개선하는데 기여한다. 한편, 저온역 생성 베이나이트 등은, 탄화물 및 잔류 γ가 작고, 변형에 있어서 응력 집중이 경감되기 때문에, 강판의 신장 플랜지성(λ)이나 굽힘성(R)을 높이는 작용을 하여, 가공성을 개선하는데 기여한다. 그리고, 본 발명에서는, 이러한 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등을 복합화시키고 있기 때문에, 가공 경화능이 향상하고, 신도가 더 향상되어, 가공성이 개선된다.

본 발명에 있어서, 베이나이트를, 상기한 바와 같이 생성 온도역의 차이 및 잔류 γ 등의 평균 간격의 차이에 따라 「고온역 생성 베이나이트」와 「저온역 생성 베이나이트 등」으로 구별한 이유는, 일반적인 학술적 조직 분류에서는 베이나이트를 명료하게 구별하기 어렵기 때문이다. 예를 들면, 라스상의 베이나이트와 베이니틱 페라이트는, 변태 온도에 따라 상부 베이나이트와 하부 베이나이트로 분류되지만, 주사형 전자 현미경(SEM) 관찰에서는, Si를 많이 포함한 강종이면, 베이나이트 변태에 수반하는 탄화물의 석출이 억제되기 때문에, 마르텐사이트 조직도 포함하여 이들을 구별하는 것은 곤란하다. 그래서, 본 발명에서는, 베이나이트를 학술적인 조직 정의에 따라 분류하지 않고, 상기한 바와 같이 하여 구별한 것이다.

고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 분포 상태는 특별히 한정되지 않고, 구 γ 입자 내에 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 양쪽이 혼합하여 생성되어 있을 수도 있고, 구 γ 입자마다 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등이 각각 생성되어 있을 수도 있다.

고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 분포 상태를 모식적으로 나타내는 도면을 도 2에 나타낸다. 도 2(a)는, 구 γ 입자 내에 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 양쪽이 혼합하여 생성되어 있는 모양을 나타내고 있고, 도 2(b)는, 구 γ 입자마다 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등이 각각 생성되어 있는 모양을 나타내고 있다. 도 2 중에 나타낸 검은 동그라미는 MA 혼합상을 나타내고 있다. MA 혼합상에 관해서는 후술한다.

본 발명에서는, 금속 조직 전체에서 차지하는 고온역 생성 베이나이트의 면적율을 a로 하고, 금속 조직 전체에서 차지하는 저온역 생성 베이나이트와 템퍼드 마르텐사이트의 합계 면적율을 b로 했을 때, a 및 b는 모두 20 내지 80%를 만족하고 있을 것이 필요하다.

고온역 생성 베이나이트의 면적율 a, 또는 저온역 생성 베이나이트 등의 합계 면적율 b가 20%를 하회하거나 80%를 초과하면, 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 생성량의 밸런스가 나빠져, 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 복합화에 따른 효과가 발휘되지 않는다. 그 때문에, 신도, 신장 플랜지성 또는 굽힘성 중 어느 것인가의 특성이 열화하여, 가공성 전반을 개선할 수 없다. 따라서, 상기 면적율 a는 20 내지 80%로 하고, 바람직하게는 25 내지 75%, 보다 바람직하게는 30 내지 70%이다. 또한, 상기 합계 면적율 b는 20 내지 80%로 하고, 바람직하게는 25 내지 75%, 보다 바람직하게는 30 내지 70%이다.

상기 a와 상기 b의 관계는, 각각의 범위가 상기 범위를 만족하고 있으면 특별히 한정되지 않고, a>b, a<b, a=b의 모든 태양도 포함된다.

여기서, 저온역 생성 베이나이트의 면적율이 아니라, 저온역 생성 베이나이트와 템퍼드 마르텐사이트의 합계 면적율을 규정한 이유는, T2 온도역에서 규정 시간 이상 유지하는 것에 의해 생성되는 각각의 조직이, 특성에 미치는 영향이 같은 정도로 되기 때문이다.

고온역 생성 베이나이트와, 저온역 생성 베이나이트 등의 혼합 비율은, 냉연 강판에 요구되는 특성에 따라 정하면 좋다. 구체적으로는, 냉연 강판의 가공성 중 신장 플랜지성(λ)을 향상시키기 위해서는, 고온역 생성 베이나이트의 비율을 작게 하고, 저온역 생성 베이나이트 등의 비율을 크게 하면 좋다. 한편, 냉연 강판의 가공성 중 신도(EL)를 향상시키기 위해서는, 고온역 생성 베이나이트의 비율을 크게 하고, 저온역 생성 베이나이트 등의 비율을 작게 하면 좋다. 또한, 냉연 강판의 강도를 높이기 위해서는, 저온역 생성 베이나이트 등의 비율을 크게 하고, 고온역 생성 베이나이트의 비율을 작게 하면 좋다.

또한, 본 발명에서는, 금속 조직 전체에 대한 상기 면적율 a와 상기 합계 면적율 b의 합계(a+b)는, 70% 이상을 만족하고 있을 것이 필요하다. (a+b)가 70%를 하회하면, 980MPa 이상의 인장 강도를 확보할 수 없다. 따라서, (a+b)는 70% 이상, 바람직하게는 75% 이상, 보다 바람직하게는 80% 이상이다. (a+b)의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들면 95%이다.

본 발명의 냉연 강판은, 고온역 생성 베이나이트, 저온역 생성 베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트 이외에, 잔류 γ를 함유하고 있다.

잔류 γ는, 강판이 왜곡을 받아 변형할 때에 마르텐사이트로 변태하는 것에 의해 양호한 신도를 발휘함과 아울러, 변형부의 경화를 촉진하여, 왜곡의 집중을 막는 효과를 발휘하는 조직이다. 이러한 효과는, 일반적으로, TRIP 효과라고 불리고 있다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해, 금속 조직 전체에 대한 잔류 γ의 분율을 포화 자화법으로 측정했을 때, 상기 잔류 γ는 3부피% 이상 함유시킬 필요가 있다. 바람직하게는 5부피% 이상, 보다 바람직하게는 7부피% 이상이다. 그러나, 잔류 γ의 분율이 지나치게 높아지면, 후술하는 MA 혼합상이 생성되고, 이 MA 혼합상이 조대화하기 쉬워지기 때문에, 신장 플랜지성이나 굽힘성을 저하시켜 버린다. 따라서, 잔류 γ의 상한은 20부피% 정도이다.

잔류 γ는, 주로, 금속 조직의 라스 사이에 생성되어 있지만, 라스상 조직의 집합체(예를 들면, 블록이나 패킷)나 구 γ의 입계 상에, 후술하는 MA 혼합상의 일부로서 괴상으로 존재하는 경우도 있다.

본 발명에 따른 냉연 강판의 금속 조직은, 전술한 바와 같이, 베이나이트, 잔류 γ 및 템퍼드 마르텐사이트를 포함하는 것이며, 잔부의 금속 조직은 특별히 한정되지 않는다. 예를 들면, 담금질 마르텐사이트와 잔류 γ가 복합된 MA 혼합상이나, 연질인 폴리고날 페라이트, 또는 펄라이트 등이 존재하고 있을 수도 있다. 이들의 잔부 조직은, SEM 관찰했을 때에, 전체 금속 조직에 대한 비율로, 20면적% 이하로 억제되어 있는 것이 바람직하다.

여기서, MA 혼합상에 대하여 설명하면, MA 혼합상은, 담금질 마르텐사이트와 잔류 γ의 복합상으로서 일반적으로 알려져 있고, 최종 냉각 전까지는 미변태 오스테나이트로서 존재하고 있었던 조직의 일부가, 최종 냉각시에 마르텐사이트로 변태하고, 나머지는 오스테나이트 그대로 잔존하는 것에 의해 생성하는 조직이다. 이렇게 해서 생성하는 MA 혼합상은, 열처리(특히, 오스템퍼링 처리(austempering treatment))의 과정에서 탄소가 고농도로 농화하고, 더구나 일부가 마르텐사이트 조직으로 되어 있기 때문에, 매우 딱딱한 조직이다. 그 때문에, 베이나이트로 이루어지는 모상과 MA 혼합상의 경도 차이가 크고, 변형시에 응력이 집중하여 공극 발생의 기점이 되기 쉽기 때문에, MA 혼합상이 과잉으로 생성하면, 국소 변형능이 저하되어 신장 플랜지성이나 굽힘성이 저하된다.

본 발명의 냉연 강판은, 후술하는 바와 같이 비교적 고농도의 Si를 함유하기 때문에, MA 혼합상이 생성되기 쉬워진다. MA 혼합상이 존재하고 있는 경우에는, 그 면적율은, 광학 현미경 관찰했을 때에, 금속 조직 전체에 대하여 30% 이하인 것이 바람직하다.

또한, 상기 MA 혼합상 중, 관찰 단면에서의 원 상당 직경 d가 3㎛를 초과하는 MA 혼합상의 개수 비율은, 전체 MA 혼합상의 개수에 대하여 15% 미만(0%를 포함함)인 것이 바람직하다. MA 혼합상의 입경이 커질수록, 공극이 발생하기 쉬워지는 경향이 실험에 의해 밝혀졌기 때문에, MA 혼합상은 가능한 한 작은 것이 바람직하다. 관찰 단면에서의 원 상당 직경 d가 3㎛를 초과하는 MA 혼합상의 개수 비율은, 보다 바람직하게는 10% 미만이며, 더 바람직하게는 5% 미만이다. 한편, 원 상당 직경 d가 3㎛를 초과하는 MA 혼합상의 개수 비율은, 압연 방향에 평행한 단면 표면을 광학 현미경으로 관찰하여 산출하면 된다.

연질인 폴리고날 페라이트나 펄라이트가 존재하고 있는 경우에는, 이들 조직의 면적율의 합계는, 금속 조직 전체에 대하여 20% 이하인 것이 바람직하다.

상기의 금속 조직은, 다음 순서로 측정할 수 있다.

고온역 생성 베이나이트, 저온역 생성 베이나이트 등, MA 혼합상, 폴리고날 페라이트 및 펄라이트는, 강판의 압연 방향에 평행한 단면 중, 판 두께의 1/4 위치를 SEM에 의해 배율 3000배 정도로 관찰하면 식별할 수 있다. SEM 관찰에 의하면, 고온역 생성 베이나이트 및 저온역 생성 베이나이트 등은 주로 회색으로 관찰되고, 결정립 중에 백색 또는 회색의 잔류 γ 등이 분산되어 있는 조직으로서 관찰된다. 폴리고날 페라이트는, 결정립의 내부에 전술한 백색 또는 회색의 잔류 γ 등을 포함하지 않는 결정립으로서 관찰된다. 펄라이트는, 탄화물과 페라이트가 층상으로 된 조직으로서 관찰된다. 한편, MA 혼합상은 레페라 부식(repera eching)을 실시한 시료의 광학 현미경 관찰에 의해, 백색 조직으로서 관찰된다.

여기서, 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등이란, 강판의 압연 방향에 평행한 단면을 나이탈 부식하여, 판 두께의 1/4 위치를 SEM에 의해 배율 3000배 정도로 관찰하면 식별할 수 있다. 강판의 단면을 나이탈 부식하면, 탄화물과 잔류 γ는 모두 백색 또는 회색의 조직으로서 관찰되어, 양자를 구별하는 것은 곤란하다. 이들 중 탄화물(예를 들면, 세멘타이트)은, 저온역에서 생성될수록, 라스 사이보다도 라스 내에 석출되는 경향이 있기 때문에, 탄화물끼리의 간격이 넓은 경우는, 고온역에서 생성되었다고 생각할 수 있고, 탄화물끼리의 간격이 좁은 경우는, 저온역에서 생성되었다고 생각할 수 있다. 또한, 잔류 γ는, 보통 라스 사이에 생성되지만, 라스의 크기는, 조직의 생성 온도가 낮을수록 작아지기 때문에, 잔류 γ 끼리의 간격이 넓은 경우는, 고온역에서 생성되었다고 생각할 수 있고, 잔류 γ 끼리의 간격이 좁은 경우는, 저온역에서 생성되었다고 생각할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 나이탈 부식된 단면을 SEM 관찰하여, 관찰 시야 내에 백색 또는 회색으로서 관찰되는 조직에 착안하여, 인접하는 조직 사이의 중심 위치간 거리를 측정했을 때에, 이 평균값(평균 간격)이 1㎛ 이상인 조직을 고온역 생성 베이나이트, 평균 간격이 1㎛ 미만인 조직을 저온역 생성 베이나이트 등으로 한다. 한편, 상기 조직의 중심 위치간 거리는, 가장 인접하고 있는 조직에 대하여 측정하면 된다.

상기의 SEM 관찰에 의하면, 고온역 생성 베이나이트 및 저온역 생성 베이나이트 등에는, 잔류 γ나 탄화물도 포함되기 때문에, 잔류 오스테나이트도 포함된 면적율로서 산출된다.

한편, 잔류 γ에 관해서는, SEM 관찰에 의한 조직의 동정(同定)이 불가능하기 때문에, 포화 자화법에 의해 부피율을 측정한다. 이 부피율의 값은 그대로 면적율로 읽을 수 있다. 포화 자화법에 의한 상세한 측정 원리는 「R&D 고베제강기보, Vol.52, No.3, 2002년, p.43 내지 46」을 참조하면 된다.

이와 같이, 잔류 γ의 부피율(면적율)은 포화 자화법으로 측정하고 있는데 비해, 고온역 생성 베이나이트 및 저온역 생성 베이나이트 등의 면적율은 SEM 관찰로 잔류 γ를 포함해서 측정하고 있기 때문에, 이들의 합계는 100%를 초과하는 경우가 있다.

MA 혼합상에 관해서는, 강판의 압연 방향에 평행한 단면을 레페라 부식하여, 판 두께의 1/4 위치를 광학 현미경에 의해 배율 1000배 정도로 관찰하면 백색의 조직으로서 관찰할 수 있어, 다른 조직과 구별할 수 있다. 이 사진을 화상 해석하면, MA 혼합상의 면적율을 측정할 수 있다.

본 발명의 냉연 강판은, 구 γ 입자의 평균 원 상당 직경 D가 20㎛ 이하(0㎛를 포함하지 않음)인 것이 바람직하다. 구 γ 입자의 평균 원 상당 직경 D를 작게 하는 것에 의해, 신도, 신장 플랜지성, 굽힘성 모두를 더 향상시킬 수 있다. 즉, 본 발명의 냉연 강판의 금속 조직은, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 템퍼드 마르텐사이트의 혼합 조직으로 구성되어 있기 때문에, 변태 전의 오스테나이트 입경이 크면, 베이나이트 조직의 복합 단위의 크기가 커지고, 더구나 조직의 크기에 편차가 생김으로써 불균일한 변형이 생겨, 왜곡이 국소적으로 집중하여 가공성을 개선하기가 어려워진다. 그래서, 구 γ 입자의 평균 원 상당 직경 D를 20㎛ 이하로 제어하여, 수십㎛ 정도의 거시적인 불균일성을 저감하는 것이 유효하다. 구 γ 입자의 평균 원 상당 직경 D는, 보다 바람직하게는 15㎛ 이하, 더 바람직하게는 10㎛ 이하인 것이 좋다.

구 γ 입자의 평균 원 상당 직경 D는, SEM과 전자 후방 산란 회절(EBSP)을 조합한 SEM-EBSP법에 의해 측정할 수 있다. 구체적으로는, SEM-EBSP법에 의해, 관찰 시야 100㎛×100㎛ 정도의 범위를, O.1㎛ 스텝으로 결정 방위를 측정한 후, 인접하는 측정점의 결정 방위의 관계를 해석하는 것에 의해 구 γ 입계를 특정할 수 있다. 특정한 구 γ 입계에 기초하여, 비교법에 의해 구 γ 입자의 평균 원 상당 직경 D를 산출하면 된다. SEM-EBSP법에 의한 상세한 측정 원리에 관해서는 「Acta Materialia, 54, 2006년, P.1279 내지 1288」을 참조할 수 있다.

<성분 조성에 대하여>

다음으로, 본 발명에 따른 냉연 강판의 성분 조성에 대하여 설명한다.

본 발명의 냉연 강판은, C: 0.10 내지 0.3%, Si: 1.0 내지 3.0%, Mn: 1.5 내지 3%, Al: 0.005 내지 0.2%를 함유하고, P: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음), S: 0.05% 이하(0%를 포함하지 않음)를 만족하고 있다. 이러한 범위를 정한 이유는 다음과 같다.

C는, 강판의 강도를 높임과 아울러, 잔류 γ를 생성하기 위해 필요한 원소이다. 따라서 C량은 0.10% 이상, 바람직하게는 0.11% 이상, 보다 바람직하게는 0.13% 이상이다. 그러나, 지나치게 함유하면 용접성이 저하된다. 따라서, C량은 0.3% 이하, 바람직하게는 0.25% 이하, 보다 바람직하게는 0.20% 이하로 한다.

Si는, 고용 강화 원소로서 강판의 고강도화에 기여하는 외에, 후술하는 T1 온도역 및 T2 온도역에서의 유지 중에(오스템퍼링 처리 중에) 탄화물이 석출하는 것을 억제하여, 잔류 γ를 효과적으로 생성시키는데에 있어서 매우 중요한 원소이다. 따라서 Si량은 1.0% 이상, 바람직하게는 1.2% 이상, 보다 바람직하게는 1.4% 이상이다. 그러나, 지나치게 함유하면, 소둔에서의 가열·균열시에 γ 단상을 확보할 수 없어 페라이트가 잔존해 버리기 때문에, 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트의 생성이 억제된다. 또한, 강도가 지나치게 높아져 압연 부하가 증대하는 외에, 열간 압연시에 강판 표면에 Si 스케일을 발생하여 강판의 표면 성상을 악화시킨다. 따라서, Si량은 3.0% 이하, 바람직하게는 2.5% 이하, 보다 바람직하게는 2.0% 이하이다.

Mn은, 담금질성을 높여 냉각 중에 페라이트가 생성하는 것을 억제하여, 베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트를 얻기 위해 필요한 원소이다. 또한, Mn은, γ를 안정화시켜 잔류 γ를 생성하기 위해서도 유효하게 작용하는 원소이다. 이러한 작용을 발휘하기 위해, Mn량은 1.5% 이상, 바람직하게는 1.8% 이상, 보다 바람직하게는 2.0% 이상으로 한다. 그러나, 지나치게 함유하면, 고온역 생성 베이나이트의 생성이 현저하게 억제된다. 또한, 과잉 첨가는, 용접성의 열화나 편석에 의한 가공성의 열화를 초래한다. 따라서, Mn량은 3% 이하, 바람직하게는 2.8% 이하, 보다 바람직하게는 2.6% 이하로 한다.

Al은, Si와 마찬가지로, 후술하는 T1 온도역 및 T2 온도역에서의 유지 중에(오스템퍼링 처리 중에) 탄화물이 석출하는 것을 억제하여, 잔류 γ를 생성하는데 기여하는 원소이다. 또한, Al은, 탈산제로서 작용하는 원소이다. 따라서 Al량은, 0.005% 이상, 바람직하게는 0.01% 이상, 보다 바람직하게는 0.03% 이상이다. 그러나, 과잉으로 Al을 함유시키면, 강판의 용접성이 현저하게 열화하기 때문에, Al의 함유량은, 탈산을 목적으로 한 최저한의 첨가에 그칠 필요가 있다. 따라서 Al량은, 0.2% 이하, 바람직하게는 0.15% 이하, 보다 바람직하게는 0.1% 이하로 한다.

P는, 강판의 용접성을 열화시키는 원소이다. 따라서 P량은, 0.1% 이하, 바람직하게는 0.08% 이하, 보다 바람직하게는 0.05% 이하이다. P량은 가능한 한 적은 편이 좋지만, 0%로 하는 것은 공업적으로 곤란하다.

S는, P과 마찬가지로, 강판의 용접성을 열화시키는 원소이다. 또한, S는, 강판 중에 황화물계 개재물을 형성하고, 이것이 증대하면 가공성이 저하된다. 따라서, S량은 0.05% 이하, 바람직하게는 0.01% 이하, 보다 바람직하게는 0.005% 이하이다. S량은 가능한 한 적은 편이 좋지만, 0%로 하는 것은 공업적으로 곤란하다.

본 발명에 따른 냉연 강판은 상기 성분 조성을 만족하는 것이고, 잔부 성분은 실질적으로 철 및 불가피적 불순물이다. 불가피적 불순물로서는, 예를 들면, N이나 O, 불순 원소(예를 들면, Pb, Bi, Sb, Sn 등) 등이 포함된다. 불가피적 불순물 중, N량은 0.01% 이하(0%를 포함하지 않음), O량은 0.01% 이하(0%를 포함하지 않음)인 것이 바람직하다.

N은, 강판 중에 질화물을 석출시켜 강판의 강화에 기여하는 원소이지만, 지나치게 함유하면, 질화물이 다량으로 석출하여 신도(EL), 신장 플랜지성(X) 및 굽힘성(R)의 열화를 야기한다. 따라서, N량은 0.01% 이하인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.008% 이하, 더 바람직하게는 0.005% 이하이다.

O는, 지나치게 함유하면 신도(EL), 신장 플랜지성(λ) 및 굽힘성(R)의 저하를 초래하는 원소이다. 따라서, O량은 0.01% 이하인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.005% 이하, 더 바람직하게는 0.003% 이하이다.

본 발명의 강판은, 추가로 다른 원소로서,

(a) Cr: 1% 이하 및/또는 Mo: 1% 이하,

(b) Ti: 0.15% 이하, Nb: 0.15% 이하 및 V: 0.15% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소,

(c) Cu: 1% 이하 및/또는 Ni: 1% 이하,

(d) B: 0.005% 이하,

(e) Ca: 0.01% 이하, Mg: 0.01% 이하 및 희토류 원소: 0.01% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소 등을 함유할 수도 있다.

(a) Cr과 Mo는, Mn과 마찬가지로, 냉각 중에 페라이트가 생성하는 것을 억제하여, 베이나이트와 템퍼드 마르텐사이트를 얻기 위해 유효하게 작용하는 원소이다. 이들 원소는 단독으로 또는 병용하여 사용할 수 있다. 이러한 작용을 유효하게 발휘하기 위해서는, Cr과 Mo는, 각각 단독으로, 0.1% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.2% 이상이다. 그러나, Cr과 Mo의 함유량이, 각각 1%를 초과하면, 고온역 생성 베이나이트의 생성을 현저하게 억제한다. 또한, 지나친 첨가는 비용 증가를 초래한다. 따라서 Cr과 Mo는, 각각 1% 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.8% 이하, 더 바람직하게는 0.5% 이하이다. Cr과 Mo를 병용하는 경우는, 합계량을 1.5% 이하로 하는 것이 권장된다.

(b) Ti, Nb 및 V는, 강판 중에 탄화물이나 질화물 등의 석출물을 형성하여, 강판을 강화함과 아울러, 구 γ 입자를 미세화하는 작용을 하는 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Ti, Nb 및 V는, 각각 단독으로, 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.02% 이상이다. 그러나, 지나치게 함유하면, 입계에 탄화물이 석출하여, 강판의 신장 플랜지성이나 굽힘성이 열화한다. 따라서, Ti, Nb 및 V는, 각각 단독으로, 0.15% 이하인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.12% 이하, 더 바람직하게는 0.1% 이하이다. Ti, Nb 및 V는, 각각 단독으로 함유시킬 수도 있고, 임의로 선택되는 2종 이상을 함유시킬 수도 있다.

(c) Cu와 Ni는, γ를 안정화시키는 원소이며, 잔류 γ를 생성시키는데 유효하게 작용하는 원소이다. 이들 원소는 단독으로 또는 병용하여 사용할 수 있다. 이러한 작용을 발휘시키기 위해서는, Cu와 Ni는, 각각 단독으로 0.05% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 각각 단독으로 0.1% 이상이다. 그러나 Cu와 Ni는, 지나치게 함유하면 열간 가공성이 열화한다. 따라서 Cu와 Ni는, 각각 단독으로 1% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 각각 단독으로 0.8% 이하, 더 바람직하게는 각각 단독으로 0.5% 이하이다. 한편, Cu를 1%를 초과하여 함유시키면 열간 가공성이 열화하지만, Ni를 첨가하면 열간 가공성의 열화는 억제되기 때문에, Cu와 Ni를 병용하는 경우는, 고비용화를 초래하지만 1%를 초과하여 Cu를 첨가할 수도 있다.

(d) B는, Mn, Cr 및 Mo와 마찬가지로, 냉각 중에 페라이트가 생성하는 것을 억제하여, 베이나이트와 템퍼드 마르텐사이트를 생성시키는데 유효하게 작용하는 원소이다. 이러한 작용을 발휘시키기 위해서는, 0.0005% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 O.001% 이상이다. 그러나, 지나치게 함유하면, 붕소화물을 생성하여 연성을 열화시킨다. 또한, 지나치게 함유하면, Cr이나 Mo와 마찬가지로, 고온역 생성 베이나이트의 생성을 현저하게 억제한다. 따라서 B량은, 0.005% 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.004% 이하, 더 바람직하게는 0.003% 이하이다.

(e) Ca, Mg 및 희토류 원소(REM)는, 강판 중의 개재물을 미세 분산시키는데 작용하는 원소이다. 이러한 작용을 발휘시키기 위해서는, Ca, Mg 및 희토류 원소는, 각각 단독으로 0.0005% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.001% 이상이다. 그러나, 지나치게 함유하면, 주조성(鑄造性)이나 열간 가공성 등을 열화시켜, 제조하기 어려워진다. 또한, 과잉 첨가는 강판의 연성을 열화시키는 원인이 된다. 따라서, Ca, Mg 및 희토류 원소는, 각각 단독으로 O.01% 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.005% 이하, 더 바람직하게는 0.003% 이하이다.

상기 희토류 원소란, 란타노이드 원소(La부터 Lu까지의 15원소) 및 Sc(스칸듐)과 Y(이트륨)을 포함하는 의미이며, 이들 원소 중에서도 La, Ce 및 Y로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 La 및/또는 Ce를 함유시키는 것이 좋다.

이상, 본 발명에 따른 냉연 강판의 금속 조직과 성분 조성에 대하여 설명했다. 다음으로, 이 냉연 강판을 제조하는 방법에 대하여 설명한다.

상기 냉연 강판은,

상기 성분 조성을 만족하는 강판을 Ac₃점 이상의 온도로 가열한 후, 50초 이상 균열하는 공정과,

하기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도 T까지 평균 냉각 속도 15℃/초 이상으로 냉각하는 공정과,

하기 수학식 1을 만족하는 온도역에서 5 내지 100초간 유지하는 공정과,

하기 수학식 2를 만족하는 온도역에서 200초간 이상 유지하는 공정

을 이 순서로 포함하는 것에 의해 제조할 수 있다.

[수학식 1]

400℃ ≤ T1(℃) ≤ 540℃

[수학식 2]

200℃ ≤ T2(℃) < 400℃

이하, 본 발명의 냉연 강판을 제조하는 방법에 대하여, 순서에 따라 설명한다.

우선, Ac₃점 이상의 온도로 가열하기 전의 냉연 강판으로서, 슬래브를 통상적 방법에 따라 열간 압연하여, 얻어진 열연 강판을 냉간 압연한 것을 준비한다. 열간 압연은, 마무리 압연 온도를, 예를 들면 800℃ 이상, 권취 온도를, 예를 들면 700℃ 이하로 하면 좋다. 냉간 압연에서는, 냉간 압연율을, 예를 들면 10 내지 70%의 범위로 하여 압연하면 좋다.

냉간 압연하여 얻어진 냉연 강판은, 연속 소둔 라인에서, Ac₃점 이상의 온도로 가열하고, 이 온도역에서 50초간 이상 유지하여 균열하는 것에 의해 γ 단상으로 한다. 균열 온도가 Ac₃점의 온도를 하회하거나, Ac₃점 이상의 온도역에서의 균열 시간이 50초를 하회하면, 오스테나이트 중에 페라이트가 잔존하여, 상기 고온역 생성 베이나이트의 면적율 a와 상기 저온역 생성 베이나이트 등의 합계 면적율 b의 합계량(a+b)을 소정값 이상으로 확보할 수가 없다. 균열 온도는, 바람직하게는 Ac₃점+10℃ 이상이며, 보다 바람직하게는 Ac₃점+20℃ 이상이다. 그러나, 균열 온도를 지나치게 높여도 상기의 합계량은 크게 변화되지 않아, 경제적으로 쓸모가 없으므로, 상한은 예를 들면 1000℃이다. 한편, 균열 시간은, 바람직하게는 100초간 이상이다. 그러나, 균열 시간이 너무 길면, 오스테나이트 입경이 커져, 가공성이 나빠지는 경향이 있다. 따라서 균열 시간은, 500초간 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 냉연 강판을 Ac₃점 이상의 온도로 가열할 때의 평균 가열 속도는 1℃/초 이상이면 된다.

상기 Ac₃점은, 「레슬리 철강재료과학」(마루젠주식회사, 1985년 5월 31일 발행, P.273)에 기재되어 있는 하기 수학식 a로부터 산출할 수 있다. 하기 수학식 a에서, [ ]는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타내고 있고, 강판에 포함되지 않은 원소의 함유량은 0질량%로 하여 계산하면 된다.

[수학식 a]

Ac₃(℃) = 910-203×[C]^l/2+44.7×[Si]-30×[Mn]-11×[Cr]+31.5×[Mo]-20×[Cu]-15.2×[Ni]+400×[Ti]+104×[V]+700×[P]+400×[Al]

Ac₃점 이상의 온도로 가열하여 50초간 이상 유지하여 균열화 한 후는, 상기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도 T까지 평균 냉각 속도 15℃/초 이상으로 급냉한다. Ac₃점 이상의 온도역으로부터 상기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도 T까지의 범위를 급냉하는 것에 의해, 오스테나이트가 폴리고날 페라이트로 변태하는 것을 억제하고, 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 양쪽을 소정량씩 생성할 수 있다. 이 구간의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 20℃/초 이상이며, 보다 바람직하게는 25℃/초 이상이다. 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들면 100℃/초 정도이면 좋다.

상기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도 T까지 냉각한 후는, 상기 수학식 1을 만족하는 T1 온도역에서 5 내지 100초간 유지한 후, 상기 수학식 2를 만족하는 T2 온도역에서 200초간 이상 유지한다. T1 온도역과 T2 온도역에서 유지하는 시간을 각각 적절히 제어함으로써, 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등을 소정량씩 생성할 수 있다. 구체적으로는, T1 온도역에서 소정 시간 유지하는 것에 의해, 고온역 생성 베이나이트와 베이니틱 페라이트의 생성량을 제어할 수 있고, T2 온도역에서 소정 시간 유지하는 오스템퍼링 처리에 의해, 미변태 오스테나이트를 저온역 베이나이트, 베이니틱 페라이트, 또는 마르텐사이트로 변태시킴과 아울러, 탄소를 오스테나이트로 농화시켜 잔류 γ를 생성하여, 본 발명에서 규정하는 금속 조직을 생성시킬 수 있다.

또한, T1 온도역에서의 유지와, T2 온도역에서의 유지를 조합시키는 것에 의해, MA 혼합상의 생성을 억제할 수 있는 효과도 발휘된다. 이 메커니즘은, 다음과 같이 생각된다. 일반적으로, Si나 Al을 첨가하면, 탄화물의 석출이 억제되기 때문에, 오스템퍼링 처리에서는 베이나이트 변태와 아울러 탄소가 미변태 오스테나이트로 농화하는 현상이 보인다. 그 때문에, 오스템퍼링 처리를 실시하는 것에 의해, 잔류 γ를 많이 생성할 수 있다.

여기서, 탄소가 미변태 오스테나이트로 농화하는 현상에 대하여 설명한다. 탄소의 농화량은, 페라이트와 오스테나이트의 자유에너지가 같아지는 To선으로 표시되는 농도까지로 제한되기 때문에, 베이나이트 변태도 정지하는 것이 알려져 있다. 이 To선은, 온도가 높을수록 저탄소 농도측으로 되기 때문에, 오스템퍼링 처리를 비교적 고온에서 행하면, 처리 시간을 길게 해도 베이나이트 변태가 어느 정도의 지점에서 정지해 버린다. 이때, 미변태의 오스테나이트의 안정성은 낮기 때문에, 조대한 MA 혼합상이 생성된다.

그래서, 본 발명에서는, 상기 T1 온도역에서 유지한 후, 상기 T2 온도역에서 유지하는 것에 의해 미변태 오스테나이트에의 C 농도의 허용량을 많게 할 수 있기 때문에, 고온역보다도 저온역 쪽이, 베이나이트 변태가 진행하여, MA 혼합상이 작아진다. 또한, 상기 T1 온도역에서 유지하는 경우에 비해, 상기 T2 온도역에서 유지하는 경우는, 라스상 조직의 크기가 작아지기 때문에, MA 혼합상이 존재했다고 해도, MA 혼합상 자체도 세분화되어, MA 혼합상을 작게 할 수 있다. 또한, 본 발명에서는, T1 온도역에서 소정 시간 유지한 후, T2 온도역에서 유지하고 있기 때문에, T2 온도역에서의 유지를 시작한 시점에서, 이미 고온역 생성 베이나이트가 생성되어 있다. 따라서, T2 온도역에서는, 고온역 생성 베이나이트가 계기가 되어, 저온역 생성 베이나이트의 변태가 촉진되기 때문에, 오스템퍼링 처리 시간을 단축할 수 있다는 효과도 발휘된다.

한편, Ac₃점 이상의 온도역으로부터, 상기 T1 온도역에서의 유지를 하지 않고, 상기 수학식 2를 만족하는 임의의 온도까지 냉각하고, 이 수학식 2를 만족하는 T2 온도역에서만 유지한 경우(즉, 단순한 저온 유지의 오스템퍼링 처리)에도, 라스상 조직의 크기는 작아지기 때문에, MA 혼합상 자체는 작게 할 수 있다. 그러나, 이 경우는, 상기 T1 온도역에서 유지하지 않기 때문에, 고온역 생성 베이나이트가 거의 생성되지 않고, 또한 기지(基地)의 라스상 조직의 전위 밀도가 커져, 강도가 지나치게 높아져서 신도가 저하된다.

또한, 일본 특허공개 제2007-321237호 공보에는, Ac₃점+10℃ 이상의 온도로 가열한 후, 미세 폴리고날 페라이트가 생성되는 온도 이하(바람직하게는 650℃ 이하), 360℃ 이상의 온도역까지 급냉하고, 이 온도역에서 일정 온도로 유지하는 것에 의해, 미세 폴리고날 페라이트를 적극적으로 생성하는 기술이 개시되어 있다. 그러나, 이 문헌에는, 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트의 2종류의 베이나이트를 생성시킨다고 하는 기술적 사상은 개시되어 있지 않고, T1 온도역과 T2 온도역으로 나누어 각각 유지하는 것에 대해서는 기재되어 있지 않다.

본 발명에 있어서, 상기 수학식 1에서 규정하는 T1 온도역은, 구체적으로는, 400℃ 이상, 540℃ 이하로 한다. 이 온도역에서 소정 시간 유지하는 것에 의해, 고온역 생성 베이나이트와 베이니틱 페라이트를 생성시킬 수 있다. 즉, 540℃를 초과하는 온도역에서 유지하면, 연질인 폴리고날 페라이트나 유사 펄라이트가 생성되어, 원하는 특성을 얻을 수 없다. 따라서, T1 온도역의 상한은 540℃, 바람직하게는 520℃, 보다 바람직하게는 500℃이다. 한편, 400℃를 하회하면, 고온역 생성 베이나이트가 생성되지 않기 때문에, 가공성을 개선할 수 없다. 따라서, T1 온도역의 하한은 400℃, 바람직하게는 420℃이다.

상기 수학식 1을 만족하는 T1 온도역에서 유지하는 시간은, 5 내지 100초간으로 한다. 유지 시간이 100초를 초과하면, 고온역 생성 베이나이트가 지나치게 생성되기 때문에, 후술하는 바와 같이, 상기 T2 온도역에서 소정 시간 유지해도 저온역 생성 베이나이트 등의 생성량을 확보할 수 없다. 따라서, 고강도와 양호한 가공성을 양립시킬 수 없다. 또한, T1 온도역에서 장시간 유지하면, 탄소가 오스테나이트 중에 지나치게 농화되기 때문에, T2 온도역에서 오스템퍼링 처리해도 조대한 MA 혼합상이 생성되어 버린다. 따라서, 유지 시간은 100초 이하로 하고, 바람직하게는 90초 이하, 보다 바람직하게는 80초 이하이다. 그러나, T1 온도역에서의 유지 시간이 지나치게 짧으면 고온역 생성 베이나이트의 생성량이 적어지기 때문에, 가공성을 개선할 수 없다. 따라서, T1 온도역에서의 유지 시간은 5초 이상으로 하고, 바람직하게는 7초 이상, 보다 바람직하게는 10초 이상이다.

본 발명에 있어서, T1 온도역에서의 유지 시간이란, 강판의 표면 온도가, T1 온도역 상한에 도달한 시점부터 하한에 도달하기까지의 시간을 의미하고, 구체적으로는, 540℃에 도달한 시점부터 400℃에 도달하기까지의 시간이다.

상기 수학식 1을 만족하는 T1 온도역에서 유지하는 방법은, T1 온도역에서의 체류 시간이 5 내지 100초간이면 특별히 한정되지 않고, 예를 들면, 도 3의 (i) 내지 (iii)에 도시하는 열 패턴을 채용하면 된다. 단, 본 발명은 이것으로 한정하는 취지가 아니라, 본 발명의 요건을 만족하는 한, 상기 이외의 열 패턴을 적절하게 채용할 수 있다.

이 중에서, 도 3의 (i)은, Ac₃점 이상의 온도부터 상기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도 T까지 급냉한 후, 이 온도 T에서 소정 시간 항온 유지하는 예이며, 항온 유지 후, 상기 수학식 2를 만족하는 임의의 온도까지 냉각하고 있다. 도 3의 (i)에는, 1단계 항온 유지를 행한 경우에 대하여 나타내고 있지만 이것에 한정되지 않고, T1 온도역의 범위 내이면, 유지 온도가 다른 2단계 이상의 항온 유지를 행할 수도 있다.

도 3의 (ii)는, Ac₃점 이상의 온도부터 상기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도 T까지 급냉한 후, 냉각 속도를 변경하여, T1 온도역의 범위 내에서 소정 시간에 걸쳐 냉각한 후, 다시 냉각 속도를 변경하여 상기 수학식 2를 만족하는 임의의 온도까지 냉각하는 예이다. 도 3의 (ii)에는, T1 온도역의 범위 내에서 소정 시간에 걸쳐 냉각한 경우를 나타내고 있지만 이것에 한정되지 않고, T1 온도역의 범위 내이면, 소정 시간에 걸쳐 가열하는 공정을 포함하고 있을 수도 있고, 냉각과 가열을 적절하게 반복할 수도 있다. 또한, 도 3의 (ii)에 나타낸 바와 같이 1단 냉각이 아니라, 냉각 속도가 다른 2단 이상의 다단 냉각을 행할 수도 있다. 또한, 1단 가열이나, 2단 이상의 다단 가열을 행할 수도 있다(도시하지 않음).

도 3의 (iii)은, Ac₃점 이상의 온도부터 상기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도 T까지 급냉한 후, 냉각 속도를 변경하여, 상기 수학식 2를 만족하는 임의의 온도까지를, 같은 냉각 속도로 서냉하는 예이다. 이와 같이 서냉하는 경우에도, T1 온도역 내에서의 체류 시간은 5 내지 100초간으로 한다.

본 발명에 있어서, 상기 수학식 2에서 규정하는 T2 온도역은, 구체적으로는, 200℃ 이상 400℃ 미만으로 한다. 이 온도역에서 소정 시간 유지하는 것에 의해, 상기 T1 온도역에서 변태하지 않았던 미변태 오스테나이트를, 저온역 생성 베이나이트, 베이니틱 페라이트 또는 마르텐사이트로 변태시킬 수 있다. 또한, 충분한 유지 시간을 확보하는 것에 의해 베이나이트 변태가 진행하여, 최종적으로 잔류 γ가 생성되어, MA 혼합상도 세분화된다. 이 마르텐사이트는, 변태 직후는 담금질 마르텐사이트로서 존재하지만, T2 온도역에서 유지하고 있는 사이에 템퍼링되어, 템퍼드 마르텐사이트로서 잔류한다. 이 템퍼드 마르텐사이트는, 강판의 신도, 신장 플랜지성 또는 굽힘성의 어느 것에도 악영향을 미치지 않는다. 그러나, 400℃ 이상으로 유지하면, 조대한 MA 혼합상이 생성되기 때문에, 국소 변형능이 저하되어 신장 플랜지성이나 굽힘성을 개선할 수 없다. 따라서, T2 온도역은 400℃ 미만으로 한다. 바람직하게는 390℃ 이하, 보다 바람직하게는 380℃ 이하이다. 한편, 200℃를 하회하는 온도에서 유지해도 저온역 생성 베이나이트가 생성되지 않기 때문에, γ 중의 탄소 농도가 낮아져서, 잔류 γ량을 확보할 수 없고, 또한 담금질 마르텐사이트가 많이 생성되기 때문에, 강도가 높아져, 신도, 신장 플랜지성, 굽힘성의 밸런스가 나빠진다. 또한, γ 중의 탄소 농도가 낮아져서, 잔류 γ량을 확보할 수 없기 때문에, 신도를 높일 수 없다. 따라서, T2 온도역의 하한은 200℃로 한다. 바람직하게는 250℃이며, 보다 바람직하게는 280℃이다.

상기 수학식 2를 만족하는 T2 온도역에서 유지하는 시간은, 200초간 이상으로 한다. 유지 시간이 200초를 하회하면, 저온역 생성 베이나이트 등의 생성량이 적어지고, γ 중의 탄소 농도가 낮아져서, 잔류 γ량을 확보할 수 없고, 또한 담금질 마르텐사이트가 많이 생성되기 때문에, 강도가 높아져, 신도, 신장 플랜지성, 굽힘성의 밸런스가 나빠진다. 또한, 탄소의 농화가 촉진되지 않기 때문에, 잔류 γ의 생성량이 적어져, 신도를 개선할 수 없게 된다. 또한, 상기 T1 온도역에서 생성된 조대한 MA 혼합상을 미세화할 수 없기 때문에, 신장 플랜지성이나 굽힘성을 개선할 수 없다. 따라서, 유지 시간은 200초 이상으로 한다. 바람직하게는 250초 이상이며, 보다 바람직하게는 300초 이상이다. 유지 시간의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 장시간 유지하면 생산성이 저하되는 이외에, 농화된 탄소가 탄화물로서 석출하여 잔류 γ를 생성할 수 없어, 신도의 열화를 초래한다. 또한, 생산성이 저하된다. 따라서, 유지 시간의 상한은, 예를 들면 1800초로 하면 좋다.

본 발명에 있어서, T2 온도역에서의 유지 시간이란, 강판의 표면 온도가, T2 온도역 상한에 도달한 시점부터 하한에 도달하기까지의 시간을 의미하며, 구체적으로는, 400℃ 미만에 도달한 시점부터 200℃에 도달하기까지의 시간이다.

상기 수학식 2를 만족하는 T2 온도역에서 유지하는 방법은, T2 온도역에서의 체류 시간이 200초간 이상이 되면 특별히 한정되지 않고, 상기 T1 온도역 내에서의 열 패턴과 같이, 항온 유지할 수도 있고, T2 온도역 내에서 냉각 또는 가열할 수도 있다.

본 발명의 기술은, 특히, 판 두께가 3mm 이하인 박 강판에 적합하게 채용할 수 있다.

상기 냉연 강판의 표면에는, 용융 아연 도금층이나 합금화 용융 아연 도금층을 형성할 수도 있다. 용융 아연 도금층이나 합금화 용융 아연 도금층을 형성할 때의 조건은 특별히 한정되지 않고, 공지된 조건을 채용할 수 있다.

본 발명에 따른 냉연 강판은, 인장 강도가 980MPa 이상이고, 또한 가공성 전반에 걸쳐 양호하다. 이 냉연 강판은, 자동차의 구조 부품의 소재로서 적합하게 사용된다. 자동차의 구조 부품으로서는, 예를 들면, 프론트나 리어부 사이드 멤버나 크래쉬 박스 등의 정돌(正突) 부품을 비롯하여, 필러류 등의 보강재(예를 들면, 센터필러 리인포스먼트), 루프 레일의 보강재, 사이드 실링, 플로어 멤버, 킥(kick)부 등의 차체 구성 부품, 범퍼의 보강재나 도어 임팩트 빔 등의 내충격 흡수 부품, 시트 부품 등을 들 수 있다. 또한, 상기 냉연 강판은, 온간(溫間)에서의 가공성이 양호하기 때문에, 온간 성형용 소재로서도 적합하게 사용할 수 있다. 한편, 온간 가공이란, 50 내지 500℃ 정도의 온도 범위에서 성형하는 것을 의미한다.

[실시예]

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것이 아니라, 전·후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 물론 가능하고, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

하기 표 1에 나타내는 성분 조성의 강(잔부는 철 및 불가피적 불순물)을 진공 용제하여 실험용 슬래브를 제조했다. 하기 표 1에 나타낸 성분 조성과, 상기 수학식 a에 기초하여 Ac₃점을 산출하고, 결과를 하기 표 1에 함께 나타낸다. 한편, 산출한 Ac₃점의 온도는, 하기 표 2 내지 표 4에도 함께 나타내었다.

얻어진 실험용 슬래브를 열간 압연한 후에 냉간 압연하고, 이어서 연속 소둔하여 공시재를 제조했다. 구체적인 조건은 다음과 같다.

실험용 슬래브를 1250℃에서 30분간 가열 유지한 후, 압하율을 약 90%로 하고, 마무리 압연 온도가 920℃가 되도록 열간 압연하고, 이 온도부터 평균 냉각 속도 30℃/초로 권취 온도 500℃까지 냉각하여 권취했다. 권취한 후, 이 권취 온도(500℃)에서 30분간 유지하고, 이어서 실온까지 노냉(爐冷)하여 판 두께 2.6mm의 열연 강판을 제조했다.

얻어진 열연강판을 산세하여 표면 스케일을 제거하고 나서, 냉간 압연율 46%로 냉간 압연을 행하여, 판 두께 1.4mm의 냉연 강판을 제조했다.

얻어진 냉연 강판을, 하기 표 2 내지 표 4에 나타내는 온도(℃)로 가열하여, 하기 표 2 내지 표 4에 나타내는 시간 유지하여 균열한 후, 다음에 나타내는 4개 중 어느 하나의 패턴에 따라 냉각하고, 연속 소둔하여 공시재를 제조했다.

(냉각 패턴 i: 상기 도 3의 (i)에 대응)

균열 후, 하기 표 2 내지 표 4에 나타내는 평균 냉각 속도(℃/초)로 하기 표 2 내지 표 4에 나타내는 개시 온도 T(℃)로 냉각한 후, 이 개시 온도 T에서 하기 표 2 내지 표 4에 나타내는 시간(초: 스텝 시간) 유지하고, 이어서 하기 표 2 내지 표 4에 나타내는 T2 온도역에서의 개시 온도(℃)까지 냉각하여, 이 개시 온도로 유지했다. 하기 표 2 내지 표 4에는, T1 온도역에서의 체재 시간(초)과 T2 온도역에서의 체재 시간(초)을 나타낸다. 또한, T1 온도역에서 유지를 완료한 시점부터 T2 온도역에서의 개시 온도에 도달하기까지의 시간(초)을 나타내었다.

(냉각 패턴 ii: 상기 도 3의 (ii)에 대응)

균열 후, 하기 표 2 내지 표 4에 나타내는 평균 냉각 속도(℃/초)로 하기 표 2 내지 표 4에 나타내는 개시 온도 T(℃)로 냉각한 후, 하기 표 2 내지 표 4에 나타내는 종료 온도(℃)까지, 하기 표 2 내지 표 4에 나타내는 스텝 시간(초)에 걸쳐 냉각하고, 이어서 하기 표 2 내지 표 4에 나타내는 T2 온도역에서의 개시 온도(℃)까지 냉각하고, 이 개시 온도에서 하기 표 2 내지 표 4에 나타내는 시간(초) 유지했다. 하기 표 2 내지 표 4에는, T1 온도역에서의 체재 시간(초)과 T2 온도역에서의 체재 시간(초)을 나타낸다. 또한, T1 온도역에서 유지를 완료한 시점부터 T2 온도역에서의 개시 온도에 도달하기까지의 시간(초)을 나타내었다.

(냉각 패턴 iii: 상기 도 3의 (iii)에 대응)

균열 후, 하기 표 2 내지 표 4에 나타내는 평균 냉각 속도(℃/초)로 하기 표 2 내지 표 4에 나타내는 개시 온도 T(℃)로 냉각한 후, 하기 표 2 내지 표 4에 나타내는 T2 온도역에서의 개시 온도(℃)까지 냉각하여, 이 개시 온도로 유지했다. 하기 표 2 내지 표 4에는, T1 온도역에서의 체재 시간(초)과 T2 온도역에서의 체재 시간(초)을 나타낸다.

(냉각 패턴 iv)

균열 후, 하기 표 2 내지 표 4에 나타내는 T1 온도역에서의 개시 온도(℃) 또는 T2 온도역에서의 개시 온도(℃)까지 냉각하여, 어느 것인가의 개시 온도로 유지했다. 하기 표 2 내지 표 4에는, T1 온도역에서의 체재 시간(초)과 T2 온도역에서의 체재 시간(초)을 나타낸다.

한편, 표 2 내지 표 4에는, 도 3의 (i), (ii)에 나타낸 바와 같이, Ac₃점 이상의 온도부터 상기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도 T까지 냉각한 후, 항온 유지하거나, T1 온도역 내에서 냉각하고 나서 상기 수학식 2를 만족하는 임의의 온도까지 냉각하는 열 패턴을 「스텝 냉각」이라고 기재하고, 도 3의 (iii)에 나타낸 바와 같이, Ac₃점 이상의 온도부터 상기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도 T까지 냉각한 후, 냉각 속도를 변경하여, 상기 수학식 2를 만족하는 임의의 온도까지 냉각하는 열 패턴을 「서냉」이라고 기재한다.

얻어진 공시재에 대하여, 금속 조직의 관찰과 기계적 특성의 평가를 다음 순서로 행했다.

<금속 조직의 관찰>

금속 조직 중, 고온역 생성 베이나이트 및 저온역 생성 베이나이트 등(즉, 저온역 생성 베이나이트 + 템퍼드 마르텐사이트)의 면적율은 주사형 전자 현미경으로 관찰하여 산출하고, 잔류 γ의 부피율은 포화 자화법으로 측정했다.

[(1) 고온역 생성 베이나이트 및 저온역 생성 베이나이트 등의 면적율]

공시재의 압연 방향에 평행한 단면에 대하여, 표면을 연마하고, 추가로 전해 연마한 후, 나이탈 부식시켜, 판 두께의 1/4 위치를 SEM에서 배율 3000배로 5시야 관찰했다. 관찰 시야는 약 50㎛×50㎛로 했다.

다음으로, 관찰 시야 내에서, 백색 또는 회색으로서 관찰되는 잔류 γ와 탄화물의 평균 간격을 전술한 방법에 기초하여 측정했다. 이러한 평균 간격에 의해 구별되는 고온역 생성 베이나이트 및 저온역 생성 베이나이트 등의 면적율은, 점산법에 의해 측정했다.

하기 표 5, 표 6에, 고온역 생성 베이나이트의 면적율 a(%)와, 저온역 생성 베이나이트와 템퍼드 마르텐사이트의 합계 면적율 b(%)를 나타낸다. 또한, 상기 면적율 a와 합계 면적율 b의 합계(a+b)도 나타낸다.

[(2) 잔류 γ의 부피율]

금속 조직 중, 잔류 γ의 부피율은 포화 자화법으로 측정했다. 구체적으로는, 공시재의 포화 자화(I)와, 400℃에서 15시간 열 처리한 표준 시료의 포화 자화(Is)를 측정하여, 하기 수학식으로부터 잔류 γ의 부피율(Vγr)을 구했다. 포화 자화의 측정은, 리겐전자제 직류 자화 B-H 특성 자동 기록 장치 「model BHS-40」를 사용하고, 최대 인가 자화를 5000(Oe)로 하여 실온에서 측정했다.

Vγr = (1-I/Is)×100

또한, 잔류 γ와 담금질 마르텐사이트가 복합된 MA 혼합상 중, 전체 MA 혼합상의 개수에 대하여, 관찰 단면에서의 원 상당 직경 d가 3㎛를 초과하는 MA 혼합상의 개수 비율은 다음 순서로 측정했다. 공시재의 압연 방향에 평행한 단면의 표면을 연마하고, 광학 현미경을 사용하여 관찰 배율 1000배로 5시야에 대하여 관찰하여, MA 혼합상의 원 상당 직경 d를 측정했다. 관찰된 MA 혼합상의 개수에 대하여, 관찰 단면에서의 원 상당 직경 d가 3㎛를 초과하는 MA 혼합상의 개수 비율을 산출했다. 개수 비율이 15% 미만인 경우를 합격(○), 15% 이상인 경우를 불합격(×)으로 하여 평가 결과를 하기 표 5, 표 6에 나타낸다.

또한, 구 γ 입자의 평균 원 상당 직경 D는, SEM-EBSP법에 의해 0.1㎛ 스텝으로 관찰 시야 100㎛×100㎛ 영역의 결정 방향을 3시야에 대하여 측정한 후, 인접하는 측정점의 결정 방향의 관계를 해석하여 구 γ 입계를 특정하고, 이것에 기초하여 구 γ 입자의 평균 원 상당 직경 D를 비교법에 의해 산출했다. 한편, EBSP법에 의한 방향 해석 조건은 CI값 0.1 이상으로 했다.

도 4에, 하기 표 2에 나타낸 No.2(본 발명예)의 전자 현미경 사진(도면 대용 사진), 도 5에, 하기 표 2에 나타낸 No.4(비교예)의 전자 현미경 사진(도면 대용 사진)을 나타낸다.

도 4 중, 점선으로 둘러싼 영역은, 저온역 생성 베이나이트와 템퍼드 마르텐사이트의 복합 조직이며, 본 발명예에서는, 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 양쪽 조직이 생성되어 있음을 알 수 있다. 이에 비해, 도 5는, 상기와 같은 복합 조직의 형성은 보이지 않고, 단일의 베이나이트 조직으로 구성되어 있음을 알 수 있다.

<기계적 특성의 평가>

공시재의 기계적 특성은, 인장 강도(TS), 신도(EL), 구멍 확장율(λ), 한계굽힘 반경(R)에 기초하여 평가했다.

(1) 인장 강도(TS)와 신도(EL)는, 공시재로부터 잘라낸 JIS Z2201로 규정되는 5호 시험편을 사용하여, JIS Z2241에 기초하여 인장 시험을 행하여 측정했다. 시험편은, 공시재의 압연 방향에 대하여 수직인 방향이 길이 방향이 되도록 잘라내었다. 측정 결과를 하기 표 7, 표 8에 나타낸다.

(2) 구멍 확장율(λ)은, 철강 연맹 규격 JFST 1001에 기초하여 구멍 확장 시험을 행하여 측정했다. 측정 결과를 하기 표 7, 표 8에 나타낸다.

(3) 한계 굽힘 반경(R)은, V굽힘 시험을 하여 측정했다. 구체적으로는, JIS Z2204에서 규정되는 1호 시험편(판 두께: 1.4mm)을 공시재의 압연 방향에 대하여 수직인 방향이 길이 방향(굽힘 능선이 압연 방향과 일치)이 되도록 잘라내어, JIS Z2248에 준하여 V굽힘 시험을 행했다. 한편, 균열이 발생하지 않도록, 시험편의 길이 방향의 단면에는 기계 감삭을 한 다음 V굽힘 시험을 행했다.

다이와 펀치의 각도는 60°로 하고, 펀치의 선단 반경을 0.5mm 단위로 바꿔 굽힘 시험을 행하고, 균열이 발생하지 않고 굽힐 수 있는 펀치 선단 반경을 한계 굽힘 반경(R)으로 하여 구했다. 측정 결과를 하기 표 7, 표 8에 나타낸다. 한편, 균열 발생의 유무는 루페를 사용하여 관찰하고, 헤어크랙 발생 없음을 기준으로 하여 판정했다.

공시재의 기계적 특성은, 인장 강도(TS)에 대응한 신도(EL), 구멍 확장율(λ) 및 한계 굽힘 반경(R)의 기준에 따라 평가했다. 즉, 강판의 TS에 따라 요구되는 EL, λ, R은 다르기 때문에, TS 레벨에 대응하여 하기 기준에 따라 기계적 특성을 평가했다.

하기 평가 기준에 기초하여, EL, λ 및 R의 모든 특성을 만족하고 있는 경우를 합격(○), 어느 것인가의 특성이 기준값에 미치지 못하는 경우를 불합격(×)으로 하여, 평가 결과를 하기 표 7, 표 8에 나타낸다.

(1) 980MPa급의 경우

TS: 980MPa 이상, 1180MPa 미만

EL: 16% 이상

λ: 30% 이상

TS(MPa)×EL(%)×λ(%)/1000: 700 이상

R: 1.5mm 이하

(2) 1180MPa 급의 경우

TS: 1180MPa 이상, 1270MPa 미만

EL: 14% 이상

λ: 25% 이상

TS(MPa)×EL(%)×λ(%)/1000: 600 이상

R: 2.5mm 이하

(3) 1270MPa급의 경우

TS: 1270MPa 이상, 1370MPa 미만

EL: 12% 이상

λ: 20% 이상

TS(MPa)×EL(%)×λ(%)/1000: 500 이상

R: 3.5mm 이하

한편, 본 발명에서는, TS가 980MPa 이상인 것을 전제로 해두고, TS가 980MPa 미만인 경우는, EL, λ, R이 양호하더라도 대상 외로 취급한다.

하기 표 1 내지 표 8로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다.

하기 표 2 내지 표 4에 나타낸 No. 1 내지 67 중, No. 1, 5, 12, 31, 43 내지 47, 57 내지 59, 62, 63은, 본 발명에서 규정하는 상기 패턴 i로 냉각한 예이며, No. 6, 13, 14, 27, 28은 본 발명에서 규정하는 상기 패턴 iii으로 냉각한 예이며, No. 4, 11, 38은 본 발명의 요건을 벗어나는 상기 패턴 iv로 냉각한 예이며, 나머지는 본 발명에서 규정하는 상기 패턴 ii로 냉각한 예이다.

하기 표 7, 표 8에 있어서, 종합 평가에 ○가 부여되어 있는 예는, 모두 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하고 있는 냉연 강판이며, 각 TS에 따라 정해진 기계적 특성(EL, λ, R)의 기준값을 만족하고 있다. 따라서, 본 발명의 고강도 냉연 강판은 가공성 전반에 걸쳐 양호한 것을 알 수 있다.

한편, 종합 평가에 ×가 부여되어 있는 예는, 본 발명에서 규정하는 어느 것인가의 요건을 만족하지 않고 있는 냉연 강판이다. 구체적으로는 다음과 같다.

No. 3, No. 10 및 No. 47은, 가열, 균열 온도가 Ac₃점의 온도를 하회하여 지나치게 낮은 예이며, 2상역에서 소둔한 예이다. 그 결과, 페라이트 분율이 높아지고, 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 생성이 억제되고 있기 때문에, TS가 저하되었다.

No. 4 및 No. 11은, 균열 처리한 후, T1 온도역까지 냉각하여, 이 온도에서 유지한 예이다. T1 온도역에서만 유지하고 있기 때문에, T2 온도역에서의 유지 시간이 너무 짧아져, 저온역 생성 베이나이트 등이 거의 생성되어 있지 않고, 조대한 MA 혼합상이 많이 생성되어 있기 때문에, λ가 기준값보다 작아져서, 구멍 확장 성을 개선할 수 없었다.

No. 7은, T2 온도역에서의 유지 시간이 너무 짧기 때문에, 저온역 생성 베이나이트 등의 생성이 억제된 예이다. 따라서, EL이 기준값보다 작아져 있고 신도가 개선되어 있지 않다. 또한, R이 기준값보다 커져 있고 굽힘성도 개선되어 있지 않다. 또한, 조대한 MA 혼합상이 많이 생성되어 있기 때문에, λ는 기준값을 만족하지만, EL과 λ의 밸런스가 낮아져 있고, 굽힘성도 낮아졌다.

No. 14는, T1 온도역에서의 유지 시간이 지나치게 길기 때문에, 저온역 생성 베이나이트의 생성율이 낮고, 조대한 MA 혼합상이 많이 생성되어 있기 때문에, λ가 기준값보다 작아지고, 구멍 확장성이 개선되어 있지 않은 예이다. 또한, EL과 λ의 밸런스가 낮아졌다.

No. 15는, T2 온도역에서의 유지 시간이 지나치게 짧기 때문에, 저온역 생성 베이나이트 등의 생성이 억제되어 있는 예이다. 조대한 MA 혼합상이 많이 생성되어 있기 때문에, R이 기준값보다 커져 있고 굽힘성이 개선되어 있지 않았다. 또한, EL과 λ의 밸런스도 낮아졌다.

No. 28 및 No. 29는, T1 온도역에서의 유지 시간이 지나치게 짧은 예이며, 고온역 생성 베이나이트의 생성이 억제된 결과, EL이 작아지고, 가공성이 개선되어 있지 않았다.

No. 30은, T1에서의 체재 시간은 만족하고 있지만, 급냉 종점 온도(스텝 개시 온도)가 540℃를 상회하고 있기 때문에, 페라이트가 많이 생성되고, 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 생성이 억제되어 있기 때문에, TS가 저하되었다.

No. 31은, 균열한 후, T1 온도역에서 유지하지 않고, T2 온도역에서만 유지한 예이며, 고온역 생성 베이나이트의 생성이 억제되고, EL이 작아져서, 가공성을 개선할 수 없었다.

No. 34 및 No. 52는, 균열 후의 평균 냉각 속도가 지나치게 작은 예이며, 냉각 중에 페라이트 변태가 생겨버려, 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 생성이 억제된 결과, TS가 낮아져 있었다.

No. 35 및 No. 53은, 모두 T1 온도역에서의 유지 시간이 짧은 예이며, 고온역 생성 베이나이트의 생성량이 적기 때문에, EL이 작아졌다.

No. 36, No. 39, No. 54 및 No. 55는, T1 온도역에서의 유지 시간이 지나치게 긴 예이며, 저온역 생성 베이나이트 등의 생성이 억제되어 있었다. 그 때문에, 조대한 MA 혼합상이 많이 생성되어, λ가 작아졌다.

No. 38은, 균열 처리한 후, T2 온도역까지 냉각하여, 이 온도에서 유지한 예이다. T2 온도역에서만 유지하고 있기 때문에, 고온역 생성 베이나이트가 거의 생성되어 있지 않고, EL이 기준값보다 작아져서, 신도가 개선되어 있지 않았다.

No. 40은, T1 온도역에서만 유지한 예이며, T2 온도역에서 유지하지 않았다. 따라서, 저온역 생성 베이나이트 등의 생성이 억제되어, 조대한 MA 혼합상이 많이 생성되어 있기 때문에, λ가 작아졌다.

No. 41은, T2 온도역을 하회하는 온도에서 유지한 예이며, T2 온도역에서의 유지 시간이 지나치게 짧은 예이다. 그 때문에, 저온 생성 베이나이트의 생성이 억제되어 있고, EL이 작아져서 가공성을 개선할 수 없었다.

No. 44는, 균열 시간이 지나치게 짧은 예이며, 오스테나이트 단상화할 수 없기 때문에, 잔존하고 있는 페라이트와 냉각 중에 생성된 페라이트가 합계되는 결과, 페라이트의 생성량이 많아져서, 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 생성량이 적어졌다. 그 결과, TS가 저하되었다.

No. 64 내지 67은, 강판의 성분 조성이 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하지않는 예이며, 각 TS에 따른 기계적 특성(EL, λ, R)의 기준값을 만족하지 않고 있었다. 구체적으로는 다음과 같다.

No. 64는, C량이 지나치게 적은 예이며, TS가 980MPa 미만이 되어, 원하는 강도를 확보할 수 없었다.

No. 65는, Si량이 지나치게 많은 예이며, 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 생성이 억제되어 있기 때문에, TS가 980MPa 미만이 되어, 강도가 부족했다.

No. 66은, 980MPa급의 TS를 달성할 수 있는 예이지만, Si량이 지나치게 적기 때문에, 잔류 γ의 생성량을 확보할 수 없었다. 따라서, EL이 작아졌다.

No. 67은, Mn량이 지나치게 적은 예이며, 충분히 담금질되어 있지 않기 때문에, 냉각 중에 페라이트가 생성되고, 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 생성이 억제되어 있었다. 따라서, TS가 980MPa 미만이 되어, 강도가 부족했다.

이상의 결과로부터, 본 발명에 따르면, 가공성 전반을 개선한 고강도 냉연 강판을 제공할 수 있음을 알 수 있다.

다음으로, 상기 표 7, 표 8에 나타낸 인장 강도(TS)와 신도(EL)의 곱(TS×EL)을 산출하여, 곱한 값과 구멍 확장율(λ)의 관계를 도 6에 나타낸다. 도 6에 있어서, ●는 구 γ 입자의 평균 원 상당 직경 D가 20㎛ 이하인 결과, △는 구 γ 입자의 평균 원 상당 직경 D가 20㎛ 초과인 결과를 나타내고 있다.

도 6으로부터 분명한 것처럼, TS×EL의 값이 같은 경우에도, 구 γ 입자의 평균 원 상당 직경 D를 20㎛ 이하로 억제하는 것에 의해, 구멍 확장율(λ)을 크게 할 수 있어, 가공성을 개선할 수 있음을 알 수 있다.

Claims

질량%로,
C: 0.10 내지 0.3%,
Si: 1.0 내지 3.0%,
Mn: 1.5 내지 3%,
Al: 0.005 내지 0.2%를 함유하고, 또한
P: 0.1% 이하,
S: 0.05% 이하를 만족하고,
잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 냉연 강판으로서,
강판의 금속 조직은, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 템퍼드 마르텐사이트를 포함하고,
(1) 금속 조직을 주사형 전자 현미경으로 관찰했을 때에,
베이나이트는, 인접하는 잔류 오스테나이트끼리, 인접하는 탄화물끼리, 또는 인접하는 잔류 오스테나이트와 탄화물의 평균 간격이 1㎛ 이상인 고온역 생성 베이나이트와, 인접하는 잔류 오스테나이트끼리, 인접하는 탄화물끼리, 또는 인접하는 잔류 오스테나이트와 탄화물의 평균 간격이 1㎛ 미만인 저온역 생성 베이나이트의 복합 조직으로 구성되어 있고,
금속 조직 전체에 대한 상기 고온역 생성 베이나이트의 면적율을 a, 금속 조직 전체에 대한 상기 저온역 생성 베이나이트와 상기 템퍼드 마르텐사이트의 합계 면적율을 b로 했을 때,
a: 20 내지 80%, b: 20 내지 80%, a+b: 70% 이상을 만족함과 아울러,
(2) 포화 자화법으로 측정한 잔류 오스테나이트의 부피율이, 금속 조직 전체에 대하여 3% 이상인 것을 특징으로 하는 냉연 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 금속 조직에 담금질 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트가 복합된 MA 혼합상이 존재하고 있는 경우에는, 전체 MA 혼합상의 개수에 대하여, 관찰 단면에서의 원 상당 직경 d가 3㎛ 초과를 만족하는 MA 혼합상의 개수 비율이 15% 미만인 냉연 강판.
제 1 항에 있어서,
구오스테나이트 입자의 평균 원 상당 직경 D가 20㎛ 이하인 냉연 강판.
제 1 항에 있어서,
추가로 다른 원소로서,
Cr: 1% 이하 및 Mo: 1% 이하 중 적어도 한쪽을 함유하는 냉연 강판.
제 1 항에 있어서,
추가로 다른 원소로서,
Ti: 0.15% 이하, Nb: 0.15% 이하 및 V: 0.15% 이하로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 함유하는 냉연 강판.
제 1 항에 있어서,
추가로 다른 원소로서,
Cu: 1% 이하 및 Ni: 1% 이하 중 적어도 한쪽을 함유하는 냉연 강판.
제 1 항에 있어서,
추가로 다른 원소로서,
B: 0.005% 이하를 함유하는 냉연 강판.
제 1 항에 있어서,
추가로 다른 원소로서,
Ca: 0.01% 이하, Mg: 0.01% 이하 및 희토류 원소: 0.01% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 함유하는 냉연 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 냉연 강판의 표면에, 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 갖고 있는 냉연 강판.
제 1 항에 기재된 고강도 냉연 강판을 제조하는 방법으로서,
Ac₃점 이상의 온도로 가열한 후, 50초 이상 균열하는 공정;
하기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도 T까지 평균 냉각 속도 15℃/초 이상으로 냉각하는 공정;
하기 수학식 1을 만족하는 온도역에서 5 내지 100초간 유지하는 공정; 및
하기 수학식 2를 만족하는 온도역에서 200초간 이상 유지하는 공정
을 이 순서로 포함하는 방법:
[수학식 1]
400℃ ≤ T1(℃) ≤ 540℃
[수학식 2]
200℃ ≤ T2(℃) < 400℃