KR101515730B1

KR101515730B1 - 신장 플랜지성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101515730B1
Application number: KR1020137005549A
Authority: KR
Inventors: 히데타카 가와베; 마사노리 니시자와; 가즈히로 세토
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2010-09-06
Filing date: 2011-09-05
Publication date: 2015-04-27
Also published as: JP5126399B2; CN103080357B; EP2615191A1; KR20130058044A; TW201219579A; TWI429761B; EP2615191B1; US20130160907A1; EP2615191A4; CN103080357A; WO2012033210A1; JP2012077377A

Abstract

본 발명은 mass% 로, C : 0.050∼0.090 %, Si : 0.05 % 이하, Mn : 1.5∼2.0 %, P : 0.030 % 이하, S : 0.0050 % 이하, Al : 0.005∼0.1 %, N : 0.01 % 이하, Ti : 0.005∼0.050 %, Nb : 0.020∼0.080 % 를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과, 체적% 로, 50∼77 % 의 페라이트상과, 20∼50 % 의 베이나이트상과, 2∼10 % 의 마텐자이트상과, 1∼5 % 의 잔류 오스테나이트상으로 이루어지는 조직을 갖고, 인장 강도 TS : 590 ㎫ 이상의 고강도와, 강도-신장 밸런스 TS×El 이 16000 ㎫% 이상, 강도-구멍 확장률 밸런스 TS×λ 가 40000 ㎫% 이상을 만족하는, 신장 플랜지성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.

Description

신장 플랜지성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법{HIGH STRENGTH COLD ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT STRETCH FLANGEABILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은, 복잡한 형상으로 프레스 성형되는 자동차 부품 등에 사용하기에 바람직한, 고강도 냉연 강판에 관한 것으로, 특히 신장 플랜지성의 향상에 관한 것이다. 여기서 말하는 「고강도 강판」이란, 인장 강도 : 590 ㎫ 이상의 고강도를 갖는 강판을 말하는 것으로 한다. 또한, 여기서 말하는 「강판」에는, 강판, 강대를 포함하는 것으로 한다.

최근, 지구 환경의 보전이라는 관점에서 자동차의 연비 향상이 요구되고, 자동차 차체의 경량화가 진행되고 있다. 또한, 승무원의 안전성 확보라는 관점에서 자동차의 충돌 안전성 향상이 요구되고 있다. 이러한 요구를 감안하여, 자동차 차체에 대한 고강도 강판의 적용이 확대되고 있다.

그러나, 사용하는 강판의 고강도화에 따라, 프레스 성형성이 저하된다. 특히 신장 플랜지성이 크게 저하되는 경향이 있다. 이 때문에, 프레스 성형성, 특히 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판이 요구되고 있다.

이러한 요구에 대하여, 예를 들어 특허문헌 1 에는, 「신장 플랜지성이 우수한 고강도 냉연 강판의 제조 방법」이 기재되어 있다. 특허문헌 1 에 기재된 기술은, C : 0.04 % 이상 0.20 % 미만, Si : 1.50 % 이하, Mn : 0.50∼2.00 %, P : 0.10 % 이하, S : 0.005 % 이하, Cr : 2.00 % 이하를 포함하고, 또는 추가로 Ca, Ti, Nb, REM, Ni 중 1 종 이상을 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강판을 냉간 압연한 후, 어닐링을 2 상역 (相域) 에서 실시하고, 650 ℃ 와 펄라이트 변태가 정지하는 온도 T 사이의 온도에 10 초 이상 체재시키도록 냉각시키고, T 에서 450 ℃ 까지의 체재 시간을 5 초 이하로 하도록 냉각시키는 신장 플랜지성이 우수한 고강도 냉연 강판의 제조 방법이다. 특허문헌 1 에 기재된 기술에서는, 이상 조직의 발생을 억제함으로써, 우수한 신장 플랜지성을 갖는 강판을 제조할 수 있다고 되어 있다.

또, 특허문헌 2 에는, 「신장 및 신장 플랜지성이 우수한 복합 조직 강판」이 기재되어 있다. 특허문헌 2 에 기재된 강판은, 질량% 로, C : 0.02∼0.12 %, Si+Al : 0.5∼2.0 %, Mn : 1.0∼2.0 % 를 함유하는 조성과, 조직 점적률로, 폴리고날페라이트가 80 % 이상, 잔류 오스테나이트가 1∼7 %, 잔부가 베이나이트 및/또는 마텐자이트로 이루어지고, 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트인 제 2 상 조직이, 애스펙트비가 1 : 3 이하이고 평균 입경이 0.5 ㎛ 이상인 괴상의 제 2 상 조직이 750 ㎛² 중에 15 개 이하인 복합 조직을 갖는다. 특허문헌 2 에 기재된 기술에서는, 제 2 상 조직의 형태 제어에 의해, 실온에서의 신장 및 신장 플랜지성이 향상된다고 되어 있다.

그러나, 특허문헌 1 에 기재된 기술에서는, 화성 처리성에 악영향을 미치는 Cr 을 다량으로 필수 함유한다고 되어 있고, 또한, C 함유량도 높고, 화성 처리성, 스폿 용접성에 문제를 남겼다. 또한, 특허문헌 2 에 기재된 기술에서는, 화성 처리성, 스폿 용접성을 저하시키는 Si, Al 을 다량으로 함유하고 있고, 화성 처리성, 스폿 용접성이 낮다는 문제가 있다.

또, 특허문헌 3 에는, 「신장 및 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법」이 기재되어 있다. 특허문헌 3 에 기재된 기술은, C : 0.05∼0.3 %, Si : 0.01∼3 %, Mn : 0.5∼3.0 %, Al : 0.01∼0.1 % 를 포함하고, Ti, Nb, V, Zr 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0.01∼1 % 포함하는 조성과, 마텐자이트 및/또는 베이나이트의 합계의 점적률이 90 % 이상이고, 구 (舊) 오스테나이트 입경이 원상당 직경으로 20 ㎛ 이하인 강판을 소재 강판으로 하여, (Ac₃점-100 ℃)∼Ac₃ 점의 온도 범위에 1∼2400 초의 시간, 가열 유지한 후, 10 ℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 Ms 점 이하까지 냉각시키고, 계속해서 300∼550 ℃ 의 온도 범위에 60∼1200 초의 시간 재가열 유지하는 것을 특징으로 하는, 인장 강도가 590 ㎫ 이상이고 신장 및 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법이다. 특허문헌 3 에 기재된 기술에 의하면, 5∼30 % 의 페라이트상과 50∼95 % 의 마텐자이트상을 포함하고, 페라이트상의 평균 입경이 원상당 직경으로 3 ㎛ 이하, 마텐자이트상의 평균 입경이 원상당 직경이 6 미크론 이하인 조직의 강판을 제조할 수 있다고 되어 있다. 페라이트상과 마텐자이트상의 점적률 및 평균 입경을 적절히 제어함으로써, 신장 및 신장 플랜지성이 향상된다고 되어 있다.

그러나, 특허문헌 3 에 기재된 기술에서는, Si 를 다량으로 함유하고 있고, 또한 C 함유량도 높고, 화성 처리성, 스폿 용접성이 저하되어 있다는 문제가 있다. 또한, 특허문헌 3 에 기재된 기술에서는, 냉각 후에 승온 재가열 공정을 필요로 하고 있고, 제조 비용이 고등할 우려가 있다.

이와 같이, 강판의 고강도화에는, C, Si 등의 합금 원소의 다량 첨가를 수반하는 경우가 많고, 이러한 경우에는 프레스 성형성의 저하와 함께, 화성 처리성이나 스폿 용접성의 저하를 수반한다. 그래서, 신장 플랜지성 등의 프레스 성형성의 향상과 함께, 자동차 차체용으로서 요구되는 화성 처리성, 스폿 용접성을 확보하기 위해, 특히 C 량 및 Si 량을 적정 범위로 조정하는 것도 요구되고 있다.

이러한 요구에 대하여, 예를 들어 특허문헌 4 에는, 「화성 처리성과 신장 플랜지성이 우수한 고강도 냉연 강판의 제조 방법」이 기재되어 있다. 특허문헌 4 에 기재된 기술은, 표층부와 그 밖의 내부를 상이한 조성으로 하는 강 슬래브를, 열간 압연하고, 그 후 냉연하여 연속 어닐링 라인에서, 800 ℃ 이상으로 가열 후, 30 ℃/초 이상의 냉각 속도로 350∼500 ℃ 까지 냉각시키고, 그 온도역에서 40 초 이상 유지하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법이다. 표층부의 성분은, C : 0.20 % 이하, Si : 0.04 % 이하, Mn : 0.1∼3.0 %, P : 0.025 % 이하, S : 0.005 % 이하, Al : 0.01∼0.1 % 를 포함하고, 또는 추가로 Ca, REM, Zr 중 1 종 이상을 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 그 밖의 내부의 성분은, C : 0.04∼0.20 %, Si : 0.5∼2.0 %, Mn : 0.5∼3.0 %, 또한 C, Si, Mn 이 특정한 관계식을 만족하고, P : 0.025 % 이하, S : 0.005 % 이하, Al : 0.01∼0.1 % 를 포함하고, 또는 추가로 Ca, REM, Zr 중 1 종 이상을 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다고 되어 있다.

또한, 특허문헌 5 에는, 「가공성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법」이 기재되어 있다. 특허문헌 5 에 기재된 기술은, C : 0.03∼0.13 %, Si : 0.02∼0.8 %, Mn : 1.0∼2.5 %, Al : 0.01∼0.1 %, N : 0.01 % 이하, Ti : 0.004∼0.1 % 및/또는 Nb : 0.004∼0.07 % 를 포함하는 조성을 갖는 냉연 강판에, 평균 승온 속도 5 ℃/s 이상으로 Ac3 변태점 이상의 온도역까지 가열하고, 그 온도역에서 10∼300 초 유지한 후, 당해 온도역으로부터 2 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 400∼600 ℃ 의 온도역까지 냉각시키고, 그 온도역에서 40∼400 초의 범위 내에서 유지한 후 냉각시키는 어닐링 공정을 실시하고, 고강도 강판을 얻는 고강도 강판의 제조 방법이다. 특허문헌 5 에 기재된 기술에 의하면, 면적% 로, 페라이트 : 50∼86 %, 베이나이트 : 10∼30 %, 마텐자이트 : 4∼20 % 이고, 베이나이트 면적률이 마텐자이트 면적률보다 많고, 또한 모상인 페라이트의 평균 입경이 2.0∼5.0 ㎛ 이고, 제 2 상으로서, 베이나이트와 마텐자이트를 갖는 조직을 갖고, TS-El 밸런스, TS-λ 밸런스가 우수하고, 가공성이 우수한, 590∼780 ㎫ 급의 고강도 강판이 얻어진다고 되어 있다.

또한, 특허문헌 6 에는, 「신장과 신장 플랜지성의 밸런스가 우수한 고강도 냉연 강판의 제조 방법」이 기재되어 있다. 특허문헌 6 에 기재된 기술에서는, C : 0.05∼0.30 %, Si : 3.0 % 이하, Mn : 0.1∼5.0 %, Al : 0.001∼0.10 % 를 포함하고, Nb : 0.02∼0.40 %, Ti : 0.01∼0.20 %, V : 0.01∼0.20 % 의 1 종 또는 2 종 이상을, (Nb/96+Ti/51+V/48)×48 이 0.01∼0.20 % 를 만족하도록 포함하는 강재를, 마무리 압연 종료 온도 : 900 ℃ 이상, 550 ℃ 까지의 냉각 시간 : (마무리 압연 종료 온도-550 ℃)/20 s 이하, 권취 온도 : 500 ℃ 이하로 하는 열간 압연을 실시한 후, 냉간 압연율 : 20∼80 % 로 하는 냉간 압연을 실시하고, 600 ℃∼Ac1 의 온도역을 특정 관계를 만족하는 승온 속도로, (8×Ac1+2×Ac3)/10∼1000 ℃ 의 범위의 온도까지 가열하고, 그 온도에서 3600 s 이하 유지한 후, Ms 점 이하의 온도까지 50 ℃/s 이상의 냉각 속도로 급랭시키거나, 600 ℃ 까지의 온도까지 서랭시킨 후, Ms 점 이하의 온도까지 50 ℃/s 이하의 냉각 속도로 냉각시키는 어닐링을 실시하고, 추가로 템퍼링한다. 이것에 의해, 연질상으로서 면적률로 10∼80 % 의 페라이트를 포함하고, 추가로 잔류 오스테나이트, 마텐자이트, 및 그것들의 혼합 조직을 면적률로 5 % 미만으로서 포함하고, 잔부가, 템퍼드 마텐자이트 및/또는 템퍼드 베이나이트로 이루어지는 경질상으로 이루어지는 조직을 갖고, 페라이트 중의 변형량을 최대한 적게 하고, 경질상의 변형능을 높일 수 있는 조직으로 함으로써, 신장과 신장 플랜지성의 밸런스가 우수한, 인장 강도 780 ㎫ 이상의 고강도 냉연 강판이 얻어진다고 되어 있다.

또한, 특허문헌 7 에는, 780 ㎫ 이상의 높은 인장 강도와 2.0 ㎜ 이상의 두꺼운 판두께를 가지면서 양호한 신장 및 굽힘성을 갖는 「냉연 강판의 제조 방법」이 기재되어 있다. 특허문헌 7 에 기재된 기술은, C : 0.08∼0.20 %, Si : 1.0 % 이하, Mn : 1.8∼3.0 %, sol.Al : 0.005∼0.5 %, N : 0.01 % 이하, Ti : 0.02∼0.2 % 를 포함하는 조성의 열연 강판에, 압하율 30∼60 % 의 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 하고, 그 냉연 강판을, Ac3∼(Ac3+50 ℃) 의 온도역에 240 초간 이내 체류시키고, 1∼10 ℃/초의 평균 냉각 속도로 680∼750 ℃ 의 온도역까지 냉각시키고, 추가로 20∼50 ℃/초의 평균 냉각 속도로 400 ℃ 이하까지 냉각시키는 냉연 강판의 제조 방법이다. 이것에 의해, 체적률로, 페라이트 10 % 이상, 베이나이트 20∼70 %, 잔류 오스테나이트 3∼20 % 및 마텐자이트 0∼20 % 로 이루어지고, 평균 입경이, 페라이트로 10 ㎛ 이하, 베이나이트로 10 ㎛ 이하, 마텐자이트로 3 ㎛ 이하인 조직을 갖고, 780 ㎫ 이상의 높은 인장 강도 TS 와 2.0 ㎜ 이상의 두꺼운 판두께를 가지면서, TS×El 이 14000 ㎫·% 이상이고, 또한 최소 굽힘 반경이 1.5 t 이하인 우수한 굽힘 특성을 갖는 냉연 강판이 된다고 되어 있다.

일본 공개특허공보 평09-41040호 일본 공개특허공보 2006-176807호 일본 공개특허공보 2008-297609호 일본 공개특허공보 평05-78752호 일본 공개특허공보 2010-65316호 일본 공개특허공보 2010-255091호 일본 공개특허공보 2010-59452호

그러나, 특허문헌 4 에 기재된 기술에서는, 표층과 그것 이외의 내부에서 조성을 바꾼 강 슬래브를 사용하는 것이 요구되고, 이러한 강 슬래브로 하기 위해 특수한 클래드 기술 등을 구사할 필요가 있어, 제조 비용의 고등을 초래한다는 문제가 있다.

또한, 특허문헌 5 에 기재된 기술에서는, 베이나이트 분율이 낮고 우수한 굽힘 특성을 안정적으로 확보할 수 없다는 문제를 남겼다. 또한, 어닐링시의 승온 속도가 빠르기 때문에, 조직의 안정성이 부족하다는 문제도 있다.

또한, 특허문헌 6 에 기재된 기술에서는, Si 함유량이 높은 조성의 강판을 지향하고 있고, 또한 C 함유량이 높고, 화성 처리성, 용접성에 문제를 남겼다. 또한, 특허문헌 6 에 기재된 기술에서는, 승온 재가열 공정을 필요로 하여, 제조 공정이 복잡해지고, 제조 비용이 고등한다는 우려가 있다.

또한, 특허문헌 7 에 기재된 기술에서는, C, Mn, Ti 함유량이 높고, 용접성이 저하된다는 문제가 있다. 또한, Mn 함유량이 높으므로, 신장 플랜지성에 악영향을 미치는 Mn 밴드가 잔존하고, 또한 개재물의 구상화가 불충분하기 때문에, 신장 플랜지성이 저하된다는 문제를 남겼다.

본 발명은, 이러한 종래 기술의 문제를 유리하게 해결하고, 특수한 클래드 기술을 사용하지도 않고, 또한 C, Si 등의 합금 원소를 다량 함유하지 않고, 신장 플랜지성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 본 발명에서는, 화성 처리성에 악영향을 미치는 Si, Cr 을 함유하지 않고, 또한 스폿 용접성에 악영향을 미치는 C, Si, Al 을 다량 함유하지 않고, 또한 고가의 합금 원소인 Ni, Cu, Mo 등을 함유하지 않는 성분계에서, 인장 강도 : 590 ㎫ 이상의 고강도를 유지하면서, 신장 플랜지성의 향상을 목적으로 한다.

또, 여기서 말하는 「신장 플랜지성이 우수한」이란, 인장 강도 TS 와 신장 El 의 곱, 강도-신장 밸런스 TS×El 이 16000 ㎫% 이상, 인장 강도 TS 와 구멍 확장률 λ 의 곱, 강도-구멍 확장률 밸런스 TS×λ 가 40000 ㎫% 이상을 만족하는 경우를 말하는 것으로 한다.

본 발명자들은, 상기한 목적을 달성하기 위해, 신장 플랜지성에 미치는 금속 조직의 영향에 관해서 예의 연구하였다. 그 결과, 냉연판의 어닐링시의 가열·냉각 조건을 연구하고, 페라이트, 베이나이트, 마텐자이트, 잔류 오스테나이트의 조직 분율을 엄밀히 조정함으로써, C, Si 등의 합금 원소 함유량이 적은 성분계에서도, 인장 강도 : 590 ㎫ 이상의 고강도를 유지하면서, 우수한 신장 플랜지성을 갖는 냉연 강판을 제조할 수 있는 것을 알아냈다. 원하는 조직 분율을 갖는 조직을 확보하기 위해서는, 특히, 냉연판의 어닐링시에, 가열을 2 단계 가열, 냉각을 2 단계 냉각으로 하는 것, 특히 후반의 냉각을 전반의 냉각에 비해 완랭 (緩冷) 으로 하고, 또한 후반의 냉각 시간을 총 냉각 시간의 0.2∼0.8 로 하는 것이 중요한 것을 알아냈다.

본 발명은, 이러한 지견에 기초하여, 더욱 검토를 가하여 완성된 것이다. 즉, 본 발명의 요지는 다음과 같다.

(1) mass% 로, C : 0.050∼0.090 %, Si : 0.05 % 이하, Mn : 1.5∼2.0 %, P : 0.030 % 이하, S : 0.0050 % 이하, Al : 0.005∼0.1 %, N : 0.01 % 이하, Ti : 0.005∼0.050 %, Nb : 0.020∼0.080 % 를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과, 체적% 로, 50∼77 % 의 페라이트상과, 20∼50 % 의 베이나이트상과, 2∼10 % 의 마텐자이트상과, 1∼5 % 의 잔류 오스테나이트상으로 이루어지는 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 신장 플랜지성이 우수한 고강도 냉연 강판.

(2) (1) 에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, mass% 로, Ca : 0.0001∼0.0050 % 를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판.

(3) 강 소재에, 열연 공정과, 냉연 공정과, 어닐링 공정을 순차 실시하여, 냉연 강판으로 함에 있어서, 상기 강 소재를, mass% 로, C : 0.050∼0.090 %, Si : 0.05 % 이하, Mn : 1.5∼2.0 %, P : 0.030 % 이하, S : 0.0050 % 이하, Al : 0.005∼0.1 %, N : 0.01 % 이하, Ti : 0.005∼0.050 %, Nb : 0.020∼0.080 % 를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성의 강 소재로 하고, 상기 어닐링 공정을, 최고 도달 온도 : 800∼900 ℃ 로 하고 2 단계의 가열과 2 단계의 냉각을 갖는 공정으로 하고, 상기 2 단계의 가열이, 50 ℃ 로부터 평균 승온 속도 : 0.5∼5.0 ℃/s 로, (최고 도달 온도-50 ℃)∼(최고 도달 온도-10 ℃) 의 온도역의 제 1 단의 가열 도달 온도까지 가열하는 제 1 단의 가열과, 그 온도역으로부터 상기 최고 도달 온도까지의 승온 시간을 30∼150 s 로 하는 제 2 단의 가열로 이루어지고, 상기 2 단계의 냉각이, 상기 최고 도달 온도로부터, 평균 냉각 속도 : 10∼40 ℃/s 의 제 1 단 냉각 속도로 냉각시키는 제 1 단 냉각과, 계속해서, 평균 냉각 속도 : (0.2∼0.8)×제 1 단 냉각 속도의 냉각 속도로, 400∼500 ℃ 의 온도역의 냉각 정지 온도까지, 제 1 단 냉각과 제 2 단 냉각의 총 냉각 시간의 0.2∼0.8 의 냉각 시간으로 냉각시키는 제 2 단 냉각으로 이루어지고, 상기 제 2 단 냉각 종료 후, 400 ℃∼500 ℃ 의 온도역에서 100∼1000 s 체류시키는 것을 특징으로 하는 신장 플랜지성이 우수한 고강도 냉연 강판의 제조 방법.

(4) (3) 에 있어서, 상기 강 소재가, 상기 조성에 더하여 추가로, mass% 로, Ca : 0.0001∼0.0050 % 를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 인장 강도 TS : 590 ㎫ 이상의 고강도와, 강도-신장 밸런스 TS×El 이 16000 ㎫% 이상, 강도-구멍 확장률 밸런스 TS×λ 가 40000 ㎫% 이상을 만족하는, 우수한 신장 플랜지성을 갖고, 복잡한 형상으로 프레스 성형되는 자동차 부품용으로서 바람직한, 고강도 냉연 강판을 안정적으로, 또한 저가로 제조할 수 있고, 산업상 각별한 효과를 발휘한다.

먼저, 본 발명 냉연 강판의 조성 한정 이유에 관해서 설명한다. 이하, 특별히 언급하지 않는 한 mass% 는, 간단히 % 로 기재한다.

C : 0.050∼0.090 %

C 는, 강 중에 고용되어 또는 탄화물로서 석출되어, 강의 강도를 증가시키는 원소이고, 또 ?칭성의 증가를 통해, 저온 변태상인 베이나이트상이나 마텐자이트상을 형성하기 쉽게 하고, 조직 강화에 의해, 강판의 강도 증가에 기여한다. 이러한 작용을 이용하여, 인장 강도 TS 590 ㎫ 이상을 확보하기 위해서는, 0.050 % 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.090 % 를 초과하는 함유는, 스폿 용접성에 악영향을 미침과 함께, 마텐자이트상이 과도하게 경질화되기 때문에, 신장 플랜지성을 저하시킨다. 이러한 점에서, C 는 0.050∼0.090 % 의 범위로 한정하였다. 또 바람직하게는 0.060∼0.080 % 이다.

Si : 0.05 % 이하

Si 는, 다량으로 함유하면 경질화되고, 가공성이 저하된다. 또한, Si 를 다량으로 함유하면, 특히 어닐링시에 Si 산화물을 생성하고, 화성 처리성을 저해하는 등의 악영향을 미친다. 이러한 점에서, Si 는, 본 발명에서는 불순물로서, 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하고, 0.05 % 이하로 한정하였다.

Mn : 1.5∼2.0 %

Mn 은, 고용되어 강의 강도를 증가시킴과 함께, ?칭성의 향상을 통하여 강의 강도 증가에 기여하는 원소이다. 이러한 작용은, 1.5 % 이상의 함유로 현저해진다. 한편, 2.0 % 를 초과하는 과도한 함유는, ?칭성이 향상되어 저온 변태상의 생성량이 지나치게 증가하기 때문에, 강판의 과도한 경질화가 진행되고, 원하는 페라이트상 분율을 확보하는 것이 어려워지고, 프레스 성형성이 저하된다. 이 때문에, Mn 은 1.5∼2.0 % 의 범위로 한정하였다. 또, 바람직하게는 1.6∼1.9 % 이다.

P : 0.030 % 이하

P 는, 입계에 편석되어, 연성이나 인성을 저하시키는 악영향을 미친다. 또한, P 는, 스폿 용접성을 저하시킨다. 이 때문에, P 는 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하지만, 과도한 저감은 탈인을 위한 정련 시간이 길어지고, 생산 능률이 저하되고, 제조 비용의 고등을 초래하므로, 0.001 % 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 0.030 % 를 초과하는 함유는, 스폿 용접성의 현저한 저하를 초래한다. 이 때문에, P 는 0.030 % 이하로 한정하였다. 또, 바람직하게는 0.001 % 이상 0.020 % 미만이다.

S : 0.0050 % 이하

S 는, 강 중에서는 대부분이 개재물로서 존재하여 강도에 거의 기여하지 않을 뿐만 아니라, 조대한 MnS 를 형성하고, 연성, 특히 신장 플랜지 성형시에 갈라짐의 기점이 되어 신장 플랜지성을 저하시키기 때문에, 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하다. 그러나, 과도한 저감은 제강 공정에서의 탈황 시간이 길어지고, 생산 능률이 저하되고, 제조 비용의 고등을 초래하므로, 0.0001 % 이상으로 하는 것이 바람직하다. 0.0050 % 를 초과하여 함유하면, 신장 플랜지성이 현저히 저하되므로, S 는 0.0050 % 이하로 한정하였다. 또, 바람직하게는 0.0001∼0.0030 % 이다.

Al : 0.005∼0.1 %

Al 은, 탈산제로서 작용하는 원소이고, 이 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.005 % 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.1 % 를 초과하여 함유하면, 플래시 버트 용접 등의 용접성을 저하시킴과 함께, Al 첨가 효과가 포화되고, 다량 첨가 때문에 제조 비용이 고등한다. 이 때문에, Al 은 0.005∼0.1 % 의 범위로 한정하였다. 또, 바람직하게는 0.02∼0.06 % 이다.

N : 0.01 % 이하

N 은, 본 발명에서는 불순물이지만, 고용 N 으로서 내시효성을 저하시키는 경우도 있어, 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하지만, 과도한 저감은 정련 시간이 길어지고, 제조 비용의 고등을 초래하므로, 경제성의 관점에서는 0.0020 % 정도 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 0.01 % 를 초과하는 함유는, 슬래브 갈라짐, 슬래브 내부 결함 등의 발생 경향이 강해지고, 표면 흠집이 발생할 우려가 있다. 이 때문에, N 은 0.01 % 이하로 한정하였다. 또, 바람직하게는 0.0050 % 이하이다.

Ti : 0.005∼0.050 %

Ti 는, 탄질화물을 형성하고, 슬래브 가열시 등의 오스테나이트 입자의 조대화를 억제하는 작용을 갖는 원소이고, 열연판 조직, 어닐링 후의 강판 조직의 미세화, 균일화에 유효하게 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.005 % 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.050 % 를 초과하는 함유는, 석출물이 페라이트상 중에 과도하게 생성되고, 페라이트상의 연성을 저하시킨다. 또한 Ti 의 더욱 과도한 함유는, 열연판을 과도하게 경화시키고, 열간 압연시나 냉간 압연시의 압연 부하를 증대시킨다. 이 때문에, Ti 는 0.005∼0.050 % 의 범위로 한정하였다. 또, 바람직하게는 0.010∼0.0040 % 이다.

Nb : 0.020∼0.080 %

Nb 는, 강 중에 고용되어 고용 강화에 의해, 또는 탄질화물을 형성하여 석출 강화에 의해 강판의 강도 증가에 기여하는 원소이고, 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.020 % 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.080 % 를 초과하는 과도한 함유는, 석출물이 페라이트상 중에 과도하게 생성되고, 페라이트상의 연성을 저하시킴과 함께, 열연판을 과도하게 경화시키고, 열간 압연시나 냉간 압연시의 압연 부하를 증대시킨다. 이 때문에, Nb 는 0.020∼0.08 % 의 범위로 한정하였다. 또, 바람직하게는 0.030∼0.050 % 이다.

이와 같이, Ti 는, 오스테나이트 입자의 조대화를 억제함으로써, 열연판 조직, 어닐링 후의 강판 조직의 미세화, 균일화에 기여하고, 한편, Nb 는, 강 중에 고용되어 고용 강화에 의해, 또는 탄질화물을 형성하여 석출 강화에 의해 강판의 강도 증가에 기여한다. 본 발명에서는, 이러한 작용을 갖는 Ti 와 Nb 를 복합하여 함유시킨다. 또, 복합하여 함유하는 데에 있어서, 본 발명에서는, Nb 의 함유량을 Ti 의 함유량보다 많게 하는 것이 바람직하다.

Ti 와 Nb 를 복합하여 함유할 때, Nb 함유량을 Ti 함유량보다 많게 함으로써, Ti 단독, 또는 Ti 와 Nb 의 복합 함유이기는 하지만 Nb 함유량을 Ti 함유량보다 적게 한 경우에 비해, 결정립이 균일, 미세한 조직이 얻어진다. 이 때문에, 굽힘 특성이 향상된다. 이러한 효과는, (Nb 함유량) 과 (Ti 함유량) 의 비, Nb/Ti 를 1.5 이상으로 함으로써 현저해진다. 또, Nb/Ti 는, 바람직하게는 1.8 이상, 5.0 이하이다.

Nb, Ti 는, 열간 압연의 가열 단계에서 일부 재용해되지만, 그 후의 조 (粗) 압연, 마무리 압연, 또한 권취 단계에서, Ti 계 탄질화물로서, 또는 Nb 계 탄질화물로서 석출된다. Ti 계 탄질화물은 고온에서, 한편, Nb 계 탄질화물은, Ti 계 탄질화물보다 낮은 온도에서 석출된다. 그 때문에, Ti 계 탄질화물은 고온에서 체류하는 시간이 길고, 입자 성장하여 조대화되는 경향이 된다. 한편, Nb 계 탄질화물은, 석출 온도가 Ti 계 탄질화물보다 저온이기 때문에, 미세하고, 비교적 치밀한 분포가 된다. 미세한 탄질화물은, 결정립의 핀고정 효과를 갖고, 어닐링시에, 냉연 조직의 회복, 재결정, 입자 성장을 지체시켜, 최종적으로 얻어지는 강판의 조직을 균일 미세한 조직으로 할 수 있다. Ti 와 Nb 를 복합 함유시킴으로써, 이러한 균일 미세한 조직으로 할 수 있고, 강판의 굽힘 특성이 현저히 향상된다.

상기한 성분이 기본 성분이지만, 본 발명에서는, 필요에 따라, 기본 성분에 더하여 추가로 Ca : 0.0001∼0.0050 % 를 함유해도 된다.

Ca : 0.0001∼0.0050 %

Ca 는, 개재물의 형태 제어에 유효하게 기여하는 원소이고, 예를 들어 냉간 압연 공정에서 전신 (展伸) 되어 판상 개재물이 되는 MnS 를 구상 개재물인 CaS 로, 어닐링 공정 전까지 개재물의 형태를 제어하여, 연성, 신장 플랜지성을 향상시킨다. 이러한 효과는 0.0001 % 이상의 함유로 확인되지만, 0.0050 % 를 초과하여 함유해도, 효과가 포화되어 함유량에 알맞은 효과를 기대할 수 없게 된다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, Ca 는 0.0001∼0.0050 % 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또, 보다 바람직하게는 0.0005∼0.0020 % 이다.

상기한 성분 이외의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다.

다음으로, 본 발명 냉연 강판의 조직 한정 이유에 관해서 설명한다.

본 발명 냉연 강판은, 체적% 로, 50∼77 % 의 페라이트상과, 20∼50 % 의 베이나이트상과, 2∼10 % 의 마텐자이트상과, 1∼5 % 의 잔류 오스테나이트상으로 이루어지는 조직을 갖는다.

페라이트상 : 50∼77 %

페라이트상은, 연질이고 냉연 강판의 연성 (신장) 에 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 페라이트상의 체적 분율을 50 % 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 77 % 를 초과하는 다량의 함유는, 원하는 고강도 (TS : 590 ㎫ 이상) 를 확보할 수 없게 된다. 이 때문에, 페라이트상의 체적 분율은 50∼77 % 의 범위로 한정하였다. 또, 바람직하게는 50∼65 % 이고, 보다 바람직하게는 50∼60 % 이다. 또한, 페라이트상의 결정 입경이 지나치게 크면, 저온 변태상이 국재되고, 불균일 변형의 원인이 되어, 우수한 성형성을 확보하는 것이 곤란해진다. 한편, 페라이트상의 결정 입경이 미세해지면, 저온 변태상과 페라이트가 인접하고, 페라이트상의 변형이 저해되어, 우수한 성형성을 확보하기 어려워진다. 그 때문에, 페라이트상의 평균 결정 입경은 1∼10 ㎛ 의 범위로 하는 것이 바람직하다.

베이나이트상 : 20∼50 %

베이나이트상은, 저온 변태상의 하나이고, 원하는 고강도를 확보하기 위해, 본 발명에서는 20 % 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 50 % 를 초과하는 과도한 함유는, 강판이 과도하게 경질화되어 성형성이 저하된다. 이 때문에, 베이나이트상의 체적 분율은 20∼50 % 의 범위로 한정하였다. 또, 바람직하게는 30∼50 %, 보다 바람직하게는 30 % 초과 50 % 이하, 더욱 바람직하게는 35∼45 % 이다. 또한, 베이나이트상의 평균 결정 입경이 10 ㎛ 를 초과하여 커지면, 조직이 불균일 조직이 되어, 성형시에 불균일한 변형을 발생시키고, 우수한 성형성을 확보하는 것이 곤란해진다. 한편, 베이나이트상의 평균 결정 입경이 1 ㎛ 미만으로 미세해지면, 가공시의 변형능에 미치는 베이나이트상의 기여가 커지고, 페라이트상의 변형이 저해되어, 우수한 성형성을 확보하기 어려워진다. 그 때문에, 베이나이트상의 평균 결정 입경은 1∼10 ㎛ 의 범위로 하는 것이 바람직하다.

또, 베이나이트상과 마텐자이트상의 비율도 중요해진다. 베이나이트상은, 마텐자이트상보다 연질이고, 페라이트상과의 강도차 (경도차) 가 마텐자이트상보다 작고, 성형시에 강판 전체가 균일하게 변형되므로, 특히 신장 플랜지성의 향상이라는 관점에서는 마텐자이트상보다 유리해진다. 이 때문에, 본 발명에서는, 저온 변태상은, 베이나이트상을 주체로 하고, 마텐자이트상은 소량의 함유에 그친다. 이것에 의해, 원하는 고강도를 확보하면서, 신장 플랜지성 등의 우수한 성형성을 확보할 수 있다. 또, 본 발명에 있어서의 저온 변태상은, 베이나이트상, 마텐자이트상을 의미한다.

또한, 베이나이트상은, 굽힘 가공성의 향상에도 유효하게 기여한다. 페라이트상에 더하여, 소정량의 베이나이트상을 분산시켜 존재시키는 조직으로 함으로써, 굽힘 변형이 국소적으로 집중하지 않고, 균일하게 변형시킬 수 있게 된다. 이를 위해서는, 베이나이트상을 20 % 이상, 바람직하게는 30 % 를 초과하여 분산시키는 것이 바람직하다. 그렇다는 것은, 베이나이트상이 20 % 미만, 또는 30 % 이하로 적은 경우에는, 연질인 페라이트상과 경질 마텐자이트상 및 잔류 오스테나이트상의 조직 분율이 많아지고, 굽힘 성형시에, 연질상과 경질상의 계면에 변형이 집중하여, 갈라짐이 발생하는 경우가 있다. 중간적인 단단함을 갖는 베이나이트상이 소정량 존재함으로써, 굽힘 성형시에 국소적으로 변형이 집중하지 않고, 변형이 분산되므로, 균일한 변형을 할 수 있게 되기 때문이다.

마텐자이트상 : 2∼10 %

마텐자이트상은, 저온 변태상으로서 경질이고, 강판의 강도 증가에 크게 기여한다. 그러나, 타발 전단 가공시에, 마텐자이트상과 페라이트상의 경도차에서 기인하여 마텐자이트상과 페라이트상의 계면에서 보이드가 다수 발생하고, 프레스 성형 과정에서 그들 보이드가 연결되어, 균열이 되고 더욱 그 균열이 신전 (伸展) 되어 갈라짐에 이른다. 이 때문에, 다량의 마텐자이트상의 존재는, 신장 플랜지성을 저하시키게 된다. 마텐자이트상의 체적 분율이 10 % 를 초과하여 커지면, 강도가 지나치게 높아지고, 연성이 현저히 저하됨과 함께, 마텐자이트상과 페라이트상의 계면이 증가하고, 우수한 신장 플랜지성의 확보가 어려워진다. 한편, 마텐자이트상의 체적 분율이 2 % 미만으로 적어지면, 조직 중의 분산이 거칠어지므로 신장 플랜지성에 대한 영향은 적어지지만, 원하는 고강도를 안정적으로 확보할 수 없게 된다. 이러한 점에서, 마텐자이트상의 체적 분율은, 2∼10 % 의 범위로 한정하였다. 또, 바람직하게는 4∼8 % 이다.

또, 마텐자이트상의 평균 결정 입경은 0.5∼5.0 ㎛ 의 범위로 하는 것이 바람직하다. 마텐자이트상의 평균 결정 입경이 0.5 ㎛ 미만에서는, 연질인 페라이트상 중에 경질인 마텐자이트상이 미세 분산된 조직이 되기 때문에, 큰 경도차에서 기인하여, 변형이 불균일해지고, 우수한 성형성을 확보하는 것이 어려워진다. 또한, 마텐자이트상의 평균 결정 입경이 5.0 ㎛ 를 초과하여 조대해지면, 마텐자이트상이 편재되어 조직이 불균일해지므로, 변형이 불균일해지고, 우수한 성형성을 확보하는 것이 어려워진다. 이 때문에, 마텐자이트상의 평균 결정 입경은 0.5∼5.0 ㎛ 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다.

잔류 오스테나이트상 : 1∼5 %

잔류 오스테나이트상은, 성형 가공시에 변형 유기 변태를 개재하여 연성 (균일 신장) 의 향상에 기여한다. 그러나, 잔류 오스테나이트상에는, C 가 농화되어 경질로 되어 있고, 페라이트상과의 경도차가 커져 있다. 이 때문에, 잔류 오스테나이트상의 존재는 신장 플랜지성을 저하시키는 요인이 된다. 잔류 오스테나이트상이 5 % 를 초과하여 많아지면, 페라이트상과의 경도차에서 기인하여, 타발 전단 가공시에, 잔류 오스테나이트상과 페라이트상의 계면에서 보이드가 다수 발생하고, 프레스 성형 과정에서 그들 보이드가 연결되어, 균열이 되고 더욱 그 균열이 신전되어 갈라짐에 이른다. 한편, 잔류 오스테나이트상의 체적 분율이 1 % 미만으로 적어지면, 조직 중의 분산이 거칠어지므로, 신장 플랜지성에 대한 영향은 적어지지만, 연성의 향상이 적다. 이러한 점에서, 잔류 오스테나이트상의 체적 분율은 1∼5 % 의 범위로 한정하였다. 또, 바람직하게는 1∼3 % 이다.

상기한 상 이외의 잔부는, 불가피적으로 생성되는 시멘타이트상이다. 불가피적으로 생성되는 시멘타이트상은, 체적 분율로 3 % 미만이면, 본 발명의 효과에 영향은 없다.

또, 페라이트상, 베이나이트상, 마텐자이트상 등의 평균 결정 입경은, 광학 현미경 (배율 : 200∼1000 배) 으로 5 시야 이상 관찰하고, 조직을 동정한 후, JIS 법에 준거한 절단법이나 화상 해석에 의해 산출하면 된다.

다음으로, 본 발명 냉연 강판의 바람직한 제조 방법에 관해서 설명한다.

상기한 조성의 강 소재에, 열연 공정과, 냉연 공정과, 어닐링 공정과, 또는 추가로 조질 압연 공정을 순차 실시하여 냉연 강판으로 한다.

강 소재의 제조 방법은 특별히 한정할 필요는 없고, 상기한 조성의 용강을, 전로법 (轉爐法), 전로법 (電爐法) 등의 상용의 용제 방법으로 용제하고, 연속 주조법 등의, 상용의 주조 방법으로 슬래브 등의 강 소재로 하는 것이 바람직하다. 강 소재의 주조 방법은, 성분의 매크로한 편석을 방지하기 위해 위속 주조법으로 하는 것이 바람직하지만, 조괴법 (造塊法), 박슬래브 주조법에 따라도 아무런 문제는 없다.

얻어진 강 소재는 이어서, 열연 공정이 실시되지만, 열간 압연을 위한 가열은, 일단 실온까지 냉각시키고, 그 후 재가열하는 방법에 더하여, 실온까지 냉각시키지 않고, 온편 (溫片) 그대로 가열로에 장입하거나, 또는 약간의 보열을 실시한 후에 바로 압연하는 직송 압연·직접 압연 등의 에너지 절약 프로세스도 문제 없이 적용할 수 있다.

열연 공정은, 상기한 조성의 강 소재를, 가열하거나 또는 가열하지 않고, 조압연, 마무리 압연으로 이루어지는, 상용의 열간 압연을 실시하고, 소정의 치수 형상의 열연판으로 하고, 이어서 권취하는 공정으로 하는 것이 바람직하다. 본 발명에서는, 소정의 치수 형상의 열연판으로 할 수 있으면 되고, 특히 열간 압연 조건을 한정할 필요는 없지만, 하기의 조건으로 하는 것이 바람직하다.

강 소재의 가열 온도는 1150 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 가열 온도가 1150 ℃ 미만에서는, 열간 압연의 압연 부하가 커진다. 또, 가열 온도의 상한은 특별히 한정할 필요는 없지만, 결정립 조대화, 산화에 의한 스케일 로스 등의 관점에서 1300 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 가열된 강 소재는, 조압연되어 소정 치수 형상의 시트 바가 되지만, 조압연의 조건에 관해서는, 소정 치수 형상의 시트 바로 할 수 있으면 되고, 특별히 한정할 필요는 없다. 이어서, 시트 바에, 마무리 압연을 실시하여 열연판으로 한다. 마무리 압연에 있어서의 마무리 압연 종료 온도는 880 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 마무리 압연 종료 온도가 880 ℃ 미만에서는, 결정립이 전신되고, 냉연 강판의 가공성이 저하된다. 이 때문에, 본 발명의 강 조성 범위이면, 마무리 압연에 있어서의 마무리 압연 종료 온도는 880 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 마무리 압연 종료 온도의 상한은 특별히 한정할 필요는 없지만, 지나치게 높아지면, 결정립이 조대화되고, 냉연판의 가공성이 저하된다는 문제가 있기 때문에, 대략 950 ℃ 정도 이하로 하는 것이 바람직하다. 얻어진 열연판은, 이어서 코일상으로 권취된다. 권취까지의 냉각 속도는, 특별히 규정할 필요는 없고, 공랭 이상의 냉각 속도가 있으면 충분하다. 또, 필요에 따라, 강제 냉각, 예를 들어 50 ℃/s 이상의 급랭을 실시해도 된다. 또한, 권취 온도는 450∼650 ℃ 로 하는 것이 바람직하다. 권취 온도가 450 ℃ 미만에서는 열연판이 경질화되고, 냉간 압연 부하가 증대되고, 냉연 압하율의 확보가 곤란해진다. 한편, 650 ℃ 를 초과하면, 권취 후의 냉각 속도가 코일 내의 길이 방향, 폭 방향에서 편차를 발생시키고, 조직이 불균일해지고, 냉간 압연 후의 형상 불량을 발생시키기 쉽다.

열연판은 이어서, 산세 처리가 실시된 후, 냉연 공정이 실시된다. 냉연 공정에서는, 열연판에, 소정의 냉연 압하율로 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 하는, 상용의 냉간 압연을 실시하는 것이 바람직하다. 본 발명에서는, 냉연 공정의 조건은 특별히 한정할 필요는 없지만, 냉연 압하율은, 열연판과 제품판의 판두께에 따라 결정하는 것이 바람직하다. 통상, 냉연 압하율 : 30 % 이상이면, 가공성, 판두께 정밀도에 있어서 특별히 문제는 없다. 한편, 냉연 압하율이 70 % 를 초과하면, 냉간 압연기에 대한 부하가 지나치게 커져, 조업이 곤란해진다.

냉연판은 이어서, 어닐링 공정이 실시된다. 본 발명에 있어서의 어닐링 공정은, 2 단계의 가열과, 2 단계의 냉각을 갖는 공정으로 한다. 가열에 있어서의 최고 도달 온도는 800∼900 ℃ 로 하고, 그 후, 2 단계의 냉각을 실시한다.

최고 도달 온도가 800 ℃ 미만에서는, 가열시의 α→γ 변태량이 적고, 따라서, 최고 도달 온도에 도달했을 때의 조직이 페라이트가 많은 페라이트+오스테나이트 2 상 조직이 되므로, 최종적으로 얻어지는 강판 조직이 페라이트상의 조직 분율이 지나치게 많아져, 원하는 고강도를 확보할 수 없게 된다. 한편, 최고 도달 온도가 900 ℃ 를 초과하면, 오스테나이트 (γ) 단상이 되고, γ 결정립이 조대화되므로, 그 후의 냉각시에 생성되는 페라이트상의 조직 분율이 적어져 가공성이 저하됨과 함께, 생성되는 페라이트상이나 저온 변태상의 결정 입경이 조대해지기 쉬워, 신장 플랜지성이 저하된다. 이러한 점에서, 최고 도달 온도는 800∼900 ℃ 의 범위의 온도로 한정하였다.

2 단계의 가열은, 제 1 단의 가열과, 그것에 계속되는 제 2 단의 가열로 이루어진다. 가열 과정은, 페라이트상이나 베이나이트상의 조직 분율을 조정하는 데에 있어서 중요해진다. 제 1 단의 가열은, 냉연판을, 적어도 50 ℃ 로부터 (최고 도달 온도-50 ℃)∼(최고 도달 온도-10 ℃) 의 온도역의 제 1 단의 가열 도달 온도까지를, 평균 승온 속도 : 0.5∼5.0 ℃/s 로 가열하는 처리로 한다. 또, 50 ℃ 까지의 가열 조건은 특별히 한정할 필요는 없고, 통상적인 방법에 따라서 적절히 실시하면 된다. 제 1 단의 가열에 있어서의 승온 속도가 0.5 ℃/s 미만에서는, 승온 속도가 지나치게 느려 오스테나이트 입자의 조대화가 진행되므로, 냉각시에 오스테나이트 입자의 조대화에서 기인하여 γ→α 변태가 지연되고, 생성되는 페라이트상의 조직 분율이 감소하고, 경질화되어 가공성이 저하된다. 한편, 제 1 단의 가열에 있어서의 승온 속도가 5.0 ℃/s 를 초과하여 빨라지면, 생성되는 오스테나이트 입자가 미세화되고, 최종적으로 얻어지는 페라이트상의 조직 분율이 높아져, 원하는 고강도의 확보가 어려워진다. 이 때문에, 제 1 단의 가열에 있어서의 승온 속도는, 평균으로 0.5∼5.0 ℃/s 의 범위로 한정하였다. 또, 바람직하게는 1.5∼3.5 ℃/s 이다.

또한, 제 1 단의 가열 도달 온도가, (최고 도달 온도-50 ℃) 미만에서는, 최고 도달 온도까지의 제 2 단의 가열이 급속 가열이 되고, 원하는 조직 분율을 안정적으로 확보하는 것이 곤란해진다. 한편, 제 1 단의 가열 도달 온도가, (최고 도달 온도-10 ℃) 를 초과하여 높아지면, 최고 도달 온도까지의 제 2 단의 가열이 서 (徐) 가열이 되고, 고온역에서의 체류 시간이 길어져 결정립이 지나치게 조대화되어, 가공성이 저하된다. 이러한 점에서, 제 1 단의 가열 도달 온도는, (최고 도달 온도-50 ℃)∼(최고 도달 온도-10 ℃) 의 온도역의 온도로 한정하였다.

제 2 단의 가열은, 제 1 단의 가열 도달 온도로부터 최고 도달 온도까지의 승온 시간이 30∼150 s 가 되도록 가열하는 처리로 한다. 제 1 단의 가열 도달 온도로부터 최고 도달 온도까지의 승온 시간이 30 s 미만에서는, 최고 도달 온도까지의 가열이 지나치게 급속해져, α→γ 변태가 느리고, 최종적으로 최고 도달 온도에 도달했을 때에 페라이트상의 조직 분율이 높아져, 원하는 고강도를 확보할 수 없게 된다. 또, C, Mn 등의 합금 원소의 확산이 불충분해지고, 그 결과, 불균일한 조직이 되고, 가공성이 저하된다. 한편, 150 s 를 초과하여 길어지면 결정 입경이 조대화되고, 가공성이 저하되기 쉽다. 이러한 점에서, 제 2 단의 가열의 승온 시간은 30∼150 s 의 범위로 조정하는 것으로 하였다.

제 2 단의 가열이 종료된 후, 즉시 냉각을 실시한다.

가열 후의 냉각은, 2 단계의 냉각으로 한다. 냉각은, 연질인 페라이트상과 경질인 베이나이트상의 조직 분율을 조정하고, 인장 강도 TS : 590 ㎫ 이상의 고강도와 우수한 가공성을 겸비시키기 위해 중요하다. 이 때문에, 냉각은, 원하는 금속 조직을 확보할 수 있도록, 냉각 패턴, 즉 냉각 속도, 냉각 시간을 엄밀히 조정할 필요가 있다. 2 단계의 냉각은, 제 1 단 냉각과 그것에 계속되는, 제 1 단 냉각으로부터 완랭의 제 2 단 냉각으로 이루어진다. 제 1 단 냉각과 제 2 단 냉각은 페라이트상과 베이나이트상의 조직 분율을 조정하기 위해 중요해진다.

제 1 단 냉각은, 최고 도달 온도로부터, 평균 냉각 속도 : 10∼40 ℃/s 의 냉각 속도 (제 1 단 냉각 속도) 로 냉각시키는 처리로 한다. 제 1 단 냉각 속도가 10 ℃/s 미만에서는, 연질인 페라이트상의 조직 분율이 높아지고, 원하는 고강도를 확보하는 것이 어려워진다. 한편, 제 1 단 냉각 속도가 40 ℃/s 를 초과하는 급속한 냉각이 되면, 페라이트상의 생성량이 적어지고, 강판은 경질화되어 가공성이 저하된다.

또한, 제 2 단 냉각은, 제 1 단 냉각에 계속해서, 바로 제 1 단 냉각 속도에 의존하고, (0.2∼0.8)×(제 1 단 냉각 속도) 의 제 2 단 냉각 속도로, 400∼500 ℃ 의 제 2 단 냉각 정지 온도까지 냉각시키는 처리로 한다.

제 2 단 냉각 속도가 0.2×(제 1 단 냉각 속도) 미만에서는, 냉각이 지나치게 느려 연질인 페라이트상의 생성이 촉진되고, 베이나이트상의 조직 분율이 낮아지고, 원하는 고강도를 확보할 수 없게 된다. 한편, 0.8×(제 1 단 냉각 속도) 를 초과하면, 냉각이 지나치게 빨라 베이나이트 변태 개시부터 종료까지 체류하는 시간이 짧아지고, 베이나이트상의 조직 분율이 낮아지고, 원하는 고강도를 확보할 수 없게 된다. 이 때문에, 제 2 단 냉각 속도를 0.2∼0.8×(제 1 단 냉각 속도) 의 범위로 한정하였다. 본 발명에서는, 원하는 페라이트상과 베이나이트상의 분율을 확보하기 위해, 제 1 단 냉각과 제 2 단 냉각의 냉각 시간을 배분한다.

즉, 제 2 단 냉각의 냉각 시간은, 제 1 단 냉각과 제 2 단 냉각의 냉각 시간의 합계인 총 냉각 시간의 0.2∼0.8 의 냉각 시간으로 한다. 즉, 제 2 단 냉각 시간은 (0.2∼0.8)×총 냉각 시간으로 한다. 제 2 단 냉각의 냉각 시간이 총 냉각 시간의 0.2 미만에서는, 제 1 단 냉각 속도에서의 냉각 시간이 길어지고, 페라이트상의 생성량이 감소하고, 베이나이트상의 조직 분율이 지나치게 많아지고, 강판은 경질화되어 원하는 신장 플랜지성을 확보할 수 없게 된다. 한편, 총 냉각 시간의 0.8 을 초과하여 길어지면, 제 2 단 냉각의 냉각 시간이 지나치게 길어지고, 페라이트 변태 개시부터 종료까지의 경과 시간이 길고, 페라이트상의 생성량이 많아지고, 원하는 고강도를 확보할 수 없게 된다. 이 때문에, 제 2 단 냉각의 냉각 시간을 총 냉각 시간의 0.2∼0.8 로 한정하였다.

또한, 제 2 단 냉각에 있어서의 냉각 정지 온도가 400 ℃ 미만에서는, 경질인 마텐자이트상 주체의 조직이 되고, 강판은 과도하게 경질화되고, 신장 플랜지성이 저하된다. 한편, 제 2 단 냉각의 냉각 정지 온도가 500 ℃ 를 초과하면, 베이나이트상 주체의 조직이 되어 페라이트상의 조직 분율이 저하되고, 강판은 경질화되고, 또한 펄라이트상이 생성되고, 우수한 가공성의 확보가 곤란해진다. 이 때문에, 제 2 단 냉각의 냉각 정지 온도는 400∼500 ℃ 의 범위로 한정하였다.

냉각을 종료한 후, 즉 제 2 단 냉각을 정지한 후, 본 발명에서는, 400∼500 ℃ 의 영역에서, 100∼1000 s 동안 체류시킨다. 냉각 정지 후의 체류 시간의 조정은, 베이나이트상의 조직 분율을 조정하기 위해 중요하다. 체류 시간이 100 s 미만에서는, 오스테나이트로부터 베이나이트로의 변태가 불충분하고, 미변태 오스테나이트가 마텐자이트상으로 변태되기 때문에, 마텐자이트상의 조직 분율이 증가하고, 강판은 경질화되어 가공성이 저하된다. 한편, 체류 시간이 1000 s 를 초과하여 장시간이 되면, 베이나이트상의 조직 분율이 증가하고, 원하는 우수한 가공성을 확보하는 것이 어려워진다. 이 때문에, 냉각 정지 후의 체류 시간은 100∼1000 s 로 한정하였다. 상기한 체류 후, 계속해서 냉각을 실시하지만, 그 조건은 특별히 한정할 필요는 없고, 제조 설비 등에 따라 적절히 실시하면 된다.

어닐링 공정 후, 냉연 어닐링판에, 형상 교정이나 표면 조도 조정을 목적으로 한, 조질 압연 공정을 추가로 실시해도 된다. 과도한 조질 압연은, 결정립을 전신시켜 압연 가공 조직으로 하기 때문에, 연성이 저하되고, 가공성이 저하되므로, 조질 압연 공정은, 신장률 : 0.05∼0.5 % 의 조질 압연을 실시하는 공정으로 하는 것이 바람직하다.

[실시예]

이하에, 실시예에 기초하여 더욱 본 발명에 관해서 상세하게 설명한다.

표 1 에 나타내는 조성의 용강을, 전로에서 용제하고, 연속 주조법으로 슬래브 (강 소재) 로 하였다. 이들 강 소재 (슬래브) 를 출발 소재로 하고, 1200 ℃ 로 가열한 후, 마무리 압연 종료 온도 : 900 ℃, 권취 온도 : 600 ℃ 로 하는 열간 압연을 실시하여 열연판으로 하는 열연 공정을 실시하였다. 이어서, 그 열연판에 염산 산세를 실시한 후, 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 하는 냉연 공정과, 그것에 계속해서, 표 2 에 나타내는 조건의 2 단계의 가열, 2 단계의 냉각을 갖는 어닐링 처리를 실시하는 어닐링 공정을 실시하고, 판두께 : 1.4 ㎜ 의 냉연 어닐링판을 얻었다.

얻어진 냉연 강판 (냉연 어닐링판) 으로부터, 시험편을 채취하고, 조직 관찰 시험, 인장 시험, 구멍 확장 시험, 굽힘 시험을 실시하였다. 시험 방법은 다음과 같이 하였다.

(1) 조직 관찰 시험

얻어진 냉연 강판으로부터 조직 관찰용 시험편을 채취하고, 압연 방향 단면을 연마하고, 부식 (나이탈액) 시켜, 판두께의 1/4 의 위치에 대해서, 광학 현미경 (배율 : 1000 배) 또는 주사형 전자 현미경 (배율 : 3000 배) 으로 시야수 : 5 시야 이상을 관찰하고, 촬상하였다. 얻어진 조직 사진으로부터, 조직의 동정을 실시함과 함께, 각 상의 입경, 조직 분율 (체적%) 을 구하였다.

페라이트상의 평균 결정 입경은, JIS G0552 에 규정된 방법에 준거하여 절단법으로 구하였다. 또한, 베이나이트상, 마텐자이트상에 대해서도 동일하게 실시하였다.

또한, 배율 : 1000 배의 조직 사진을 사용하여, 화상 해석 장치로 임의로 설정한 조직 사진 상의 100×100 ㎜ 의 정방형 영역 내에 존재하는 각 상의 점유 면적을 구하고, 각 상의 조직 분율 (체적%) 로 환산하였다. 오스테나이트상으로부터의 저온 변태상인 베이나이트상, 마텐자이트상의 구별은, 배율 : 3000 배의 조직 사진을 사용하여, 페라이트상 이외의 저온 변태상에 있어서, 탄화물이 관찰되는 상을 베이나이트상으로 하고, 탄화물이 관찰되지 않고 평활한 상으로서 관찰된 것을 마텐자이트상 또는 잔류 오스테나이트상으로 하였다. 또, 잔류 오스테나이트량은 X 선 회절에 의해 구하였다. 그리고, 페라이트상, 베이나이트상, 잔류 오스테나이트상 이외의 나머지를 마텐자이트상의 조직 분율로 하였다.

(2) 인장 시험

얻어진 냉연 강판으로부터, 압연 방향과 직각 방향이 인장 방향이 되도록, JIS Z2201 의 규정에 준거하여 JIS 5 호 인장 시험편을 채취하고, JIS Z2241 의 규정에 준거하여 인장 시험을 실시하고, 인장 특성 (항복 강도 YS, 인장 강도 TS, 신장 El) 을 구하였다.

(3) 구멍 확장 시험

얻어진 냉연 강판으로부터 시험편 (크기 : 100×100 ㎜) 을 채취하고, 일본 철강 연맹 규격 JFST1001 의 규정에 기초하여, 구멍 확장 시험을 실시하였다. 시험편에 초기 직경 d₀ : 10 ㎜Φ 의 구멍을 타발하고, 그 구멍에 정각 : 60°의 원추 펀치를 삽입하여 상승시키고, 그 구멍을 눌러 확대하고, 균열이 판두께를 관통한 시점에서, 원추 펀치의 상승을 정지시키고, 균열 관통 후의 타발 구멍의 직경 d 를 측정하고, 구멍 확장률 λ(%) 를 구하였다. 구멍 확장률 λ 는, 다음 식으로 산출하였다.

λ(%)={(d-d₀)/d₀}×100

또, 동일 강판에 대해서, 시험은 3 회 실시하고, 그 평균값을 그 강판의 구멍 확장률 λ 로 하였다.

(4) 굽힘 시험

얻어진 냉연 강판으로부터 굽힘 시험편 (크기 : 40×50 ㎜) 을 채취하고, 선단 굽힘 반경 R=1.0 ㎜ 에서 90°V 굽힘을 실시하고, 굽힘 정점에서의 갈라짐의 유무를 육안 관찰하고, 굽힘성을 평가하였다.

얻어진 결과를 표 3 에 나타낸다.

[표 1]

[표 2]

[표 2](계속)

[표 3]

본 발명예는 모두, 인장 강도 TS : 590 ㎫ 이상의 고강도와, 또한 강도-신장 밸런스 TS×El 이 16000 ㎫% 이상, 강도-구멍 확장률 밸런스 TS×λ 가 40000 ㎫% 이상을 만족하는, 우수한 신장 플랜지성을 가짐과 함께, 엄격한 굽힘에도 견딜 수 있는 우수한 굽힘성을 갖는 고강도 냉연 강판으로 되어 있다. 한편, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예는, 강도가 부족하지만, 신장 El 이 낮거나, TS×El 이 16000 ㎫% 미만이 되어, 신장 플랜지성이 저하되어 있다. 또한, 인장 강도 TS : 590 ㎫ 이상을 만족하는 비교예에서는, 구멍 확장률이 낮고, TS×λ 가 40000 ㎫% 미만으로 되어 있다.

조성이 본 발명 범위를 벗어나는 비교예 (강판 No.8, No.9) 는, 페라이트상이 적어 원하는 조직을 확보할 수 없고, 신장 El 이 낮고, 신장 플랜지성, 굽힘 가공성이 저하되어 있다.

어닐링 공정에서의 승온 속도가 느리고 본 발명 범위를 벗어나는 비교예 (강판 No.10), 최고 도달 온도가 높고 본 발명 범위를 벗어나는 비교예 (강판 No.13), 제 2 단 가열의 승온 시간이 길고 본 발명 범위를 벗어나는 비교예 (강판 No.15), 제 1 단 냉각의 냉각 속도가 빠르고 본 발명 범위를 벗어나는 비교예 (강판 No.17), 제 2 단 냉각의 냉각 속도가 크고 본 발명 범위를 벗어나는 비교예 (강판 No.19), 제 2 단 냉각의 냉각 시간이 짧고 본 발명 범위를 벗어나는 비교예 (강판 No.20), 제 2 단 냉각 정지 온도가 높고 본 발명 범위를 벗어나는 비교예 (강판 No.23), 체류 시간이 본 발명 범위를 벗어나는 비교예 (강판 No.24, No.25) 는 모두 페라이트상의 조직 분율이 적고, 신장 플랜지성이 저하되어 있다. 또한, 체류 시간이 길고 본 발명 범위를 벗어나는 비교예 (강판 No.25) 는, 베이나이트상의 조직 분율이 본 발명의 범위를 벗어나고, 신장 플랜지성이 저하되어 있다.

또, 어닐링 공정에서의 승온 속도가 빠르고 본 발명 범위를 벗어나는 비교예 (강판 No.11), 최고 도달 온도가 낮고 본 발명 범위를 벗어나는 비교예 (강판 No.12), 제 2 단 가열의 승온 시간이 짧고 본 발명 범위를 벗어나는 비교예 (강판 No.14), 제 1 단 냉각의 냉각 속도가 느리고 본 발명 범위를 벗어나는 비교예 (강판 No.16), 제 2 단 냉각 속도가 느리고 본 발명 범위를 벗어나는 비교예 (강판 No.18), 제 2 단 냉각의 냉각 시간이 길고 본 발명 범위를 벗어나는 비교예 (강판 No.21) 는 모두 페라이트상의 조직 분율이 지나치게 많고, 베이나이트상, 또는 마텐자이트상의 조직 분율이 적고, 원하는 고강도를 확보할 수 없었다. 제 2 단 냉각 정지 온도가 낮고 본 발명 범위를 벗어나는 비교예 (강판 No.22) 는 마텐자이트상의 조직 분율이 본 발명의 범위를 벗어나고, 신장 플랜지성이 저하되어 있다.

Claims

mass% 로,
C : 0.050∼0.090 %, Si : 0.05 % 이하,
Mn : 1.5∼2.0 %, P : 0.030 % 이하,
S : 0.0050 % 이하, Al : 0.005∼0.1 %,
N : 0.01 % 이하, Ti : 0.005∼0.050 %,
Nb : 0.020∼0.080 %
를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과, 체적% 로, 50∼59 % 의 페라이트상과, 20∼45 % 의 베이나이트상과, 2∼10 % 의 마텐자이트상과, 1∼5 % 의 잔류 오스테나이트상으로 이루어지는 조직을 갖고,
베이나이트상의 평균 결정 입경은 1 ~ 10 ㎛ 인 것을 특징으로 하는 신장 플랜지성이 우수한 고강도 냉연 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, mass% 로, Ca : 0.0001∼0.0050 % 를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판.
강 소재에, 열연 공정과, 냉연 공정과, 어닐링 공정을 순차 실시하여, 냉연 강판으로 함에 있어서, 상기 강 소재를, mass% 로,
C : 0.050∼0.090 %, Si : 0.05 % 이하,
Mn : 1.5∼2.0 %, P : 0.030 % 이하,
S : 0.0050 % 이하, Al : 0.005∼0.1 %,
N : 0.01 % 이하, Ti : 0.005∼0.050 %,
Nb : 0.020∼0.080 %
를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성의 강 소재로 하고,
상기 어닐링 공정을, 최고 도달 온도 : 800∼900 ℃ 로 하고 2 단계의 가열과 2 단계의 냉각을 갖는 공정으로 하고, 상기 2 단계의 가열이, 50 ℃ 로부터 평균 승온 속도 : 0.5∼5.0 ℃/s 로, (최고 도달 온도-50 ℃)∼(최고 도달 온도-10 ℃) 의 온도역의 제 1 단의 가열 도달 온도까지 가열하는 제 1 단의 가열과, 그 온도역으로부터 상기 최고 도달 온도까지의 승온 시간을 30∼150 s 로 하는 제 2 단의 가열로 이루어지고, 상기 2 단계의 냉각이, 상기 최고 도달 온도로부터, 평균 냉각 속도 : 10∼40 ℃/s 의 제 1 단 냉각 속도로 냉각시키는 제 1 단의 냉각과, 계속해서, 평균 냉각 속도 : (0.2∼0.8)×제 1 단 냉각 속도의 냉각 속도로, 400∼500 ℃ 의 온도역의 냉각 정지 온도까지, 제 1 단의 냉각과 제 2 단의 냉각의 총 냉각 시간의 0.2∼0.8 의 냉각 시간으로 냉각시키는 제 2 단의 냉각으로 이루어지고, 상기 제 2 단의 냉각 종료 후, 400 ℃∼500 ℃ 의 온도역에서 100∼1000 s 체류시키는 것을 특징으로 하는 신장 플랜지성이 우수한 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
제 3 항에 있어서,
상기 강 소재가, 상기 조성에 더하여 추가로, mass% 로, Ca : 0.0001∼0.0050 % 를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법.