KR101561358B1

KR101561358B1 - 딥 드로잉성 및 베이킹 경화성이 우수한 고강도 냉연 강판과 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101561358B1
Application number: KR1020137009954A
Authority: KR
Inventors: 히데유키 기무라; 야스노부 나가타키
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2010-11-05
Filing date: 2011-10-28
Publication date: 2015-10-16
Also published as: CN103201403A; CA2814193C; CA2814193A1; KR20130055021A; CN103201403B; TWI473887B; MX350226B; US20130213529A1; JP5825481B2; MX2013005011A; TW201239105A; EP2636762A1; EP2636762A4; JP2012112039A; EP2636762B1; BR112013011013A2; WO2012060294A1

Abstract

본 발명은, mass％ 로, C：0.010 ∼ 0.06 ％, Si：0.5 ％ 초과 1.5 ％ 이하, Mn：1.0 ∼ 3.0 ％, Nb：0.010 ∼ 0.090 ％, Ti：0.015 ∼ 0.15 ％ 를 함유하고, 또한 (Nb/93)/(C/12)＜0.20 및 고용 C 량이 0.005 ∼ 0.025 ％ 를 만족시키는 성분 조성의 강 소재를 열간 압연하고, 냉간 압연한 후, 700 ∼ 800 ℃ 의 온도를 평균 승온 속도 3 ℃/s 미만으로 하여 800 ∼ 900 ℃ 의 온도로 가열하고, 균열 후, 상기 균열 온도에서부터 500 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 5 ℃/s 이상으로 냉각시키는 어닐링을 실시하여, 면적률로 70 ％ 이상의 페라이트상과 3 ％ 이상의 마텐자이트상을 포함하는 조직으로 함으로써, 인장 강도가 440 ㎫ 이상, 평균 r 값이 1.20 이상이고 베이킹 경화량이 40 ㎫ 이상인 딥 드로잉성과 베이킹 경화성이 우수한 고강도 냉연 강판을 얻는 것이다.

Description

딥 드로잉성 및 베이킹 경화성이 우수한 고강도 냉연 강판과 그 제조 방법 {HIGH-STRENGTH COLD ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT DEEP DRAWABILITY AND BAKE HARDENABILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은, 자동차 차체의 외판 등에 사용하기에 바람직한, 인장 강도 (TS) 가 440 ㎫ 이상이고, 평균 r 값이 1.20 이상임과 함께, BH 량이 40 ㎫ 이상인, 딥 드로잉성 및 베이킹 경화성이 우수한 고강도 냉연 강판과 그 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 지구 환경을 보호하는 관점에서, 자동차의 연비를 개선하고, CO₂ 의 배출량을 삭감시키기 위해, 자동차 차체의 경량화가 강력하게 요구되고 있다. 그와 동시에, 충돌시에 있어서의 탑승자의 안전을 확보하는 관점에서, 자동차 차체 강도의 향상도 강력하게 요구되고 있다. 상기 요구에 부응하기 위해서는, 자동차 차체의 경량화와 고강도화를 동시에 만족시킬 필요가 있고, 그러기 위해서는 자동차 차체의 소재가 되는 강판의 판두께를 강성이 문제가 되지 않는 범위에서 박육화함과 함께, 강판 강도를 높여 주는 것이 유효하다. 그래서, 최근에는 상기 목적을 달성하기 위해, 고강도 강판의 자동차 부재에 대한 적용이 적극적으로 이루어지고 있다.

일반적으로, 자동차 차체의 경량화 효과는, 강판 강도가 높을수록 향수 (享受) 할 수 있다. 그 때문에, 요즈음에는 인장 강도가 440 ㎫ 이상인 고강도 강판을 자동차 차체에 사용하는 경향이 있다. 한편, 자동차 차체를 구성하는 부재 대부분은, 프레스 가공에 의해 성형되고 있기 때문에, 그 소재가 되는 강판에는, 성형성이 우수한 것도 필요해진다. 즉, 자동차 차체의 경량화와 고강도화를 달성하기 위해서는, 인장 강도가 440 ㎫ 이상이고 또한 딥 드로잉성도 우수한, 구체적으로는, 딥 드로잉성의 지표인 랭크포드값 (r 값) 이 평균 r 값으로 1.2 이상인 고강도 강판이 요구되게 되었다.

또한, 자동차 차체의 외판 패널에는 내덴트성도 요구되기 때문에, 도장 베이킹 후의 강도가 높은 것이 바람직하고, 그러기 위해서는 베이킹 경화성 (BH 성) 이 우수한 것도 필요해진다. 그러나, 종래의 BH 성을 높인 강판은, 고용 C 를 많이 함유하기 때문에, 통상적인 연강판과 비교하여 성형성, 특히 딥 드로잉성이 열등한 경향이 있다. 따라서, 자동차 차체의 경량화와 안전성 향상의 양방을 실현하려면, 자동차 차체에 사용되는 강판은, 고강도이고 딥 드로잉성이 우수한 것에 더하여, 추가로 베이킹 경화성도 우수한 것이 필요해진다.

고 r 값과 고강도를 실현시키는 기술로는, 극저 탄소강에 Ti 나 Nb 를 첨가하여 고용 C 나 고용 N 을 고정시킨 IF (Interstitial free) 강을 베이스로 하고, 이것에 Si 나 Mn, P 등의 고용 강화 원소를 첨가하는 방법이 있다. 예를 들어, 특허문헌 1 에는, C：0.002 ∼ 0.015 ％, Nb：C×3 ∼ (C×8＋0.020) ％, Si：1.2 ％ 이하, Mn：0.04 ∼ 0.8 ％, P：0.03 ∼ 0.10 ％ 의 성분 조성을 갖는, 인장 강도가 35 ∼ 45 kgf/㎟ 급 (340 ∼ 440 ㎫ 급) 인 비시효성을 갖는 성형성이 우수한 고장력 냉연 강판이 개시되어 있다. 그러나, 이와 같은 극저 탄소강 소재의 경우, 인장 강도를 440 ㎫ 이상으로 하기 위해서는, 다량의 합금 원소의 첨가가 필요해지기 때문에, r 값이 저하되거나, 표면 성상이나 도금성의 악화를 초래하거나 한다는 문제가 있다. 또, Ti 나 Nb 로 고용 C 나 고용 N 을 고정시키기 때문에, 2 차 가공 취성이 현재화되거나, 내덴트성의 확보에 유효한 BH 성이 얻어지지 않게 된다는 문제도 있다.

상기의 고용 강화 원소를 첨가하는 방법 이외의 강판 강도를 높이는 방법으로는, 조직 강화를 이용하는 방법이 있다. 예를 들어, 연질의 페라이트상과 경질의 마텐자이트상으로 이루어지는 복합 조직 강판 (DP 강판) 은, 일반적으로, 연성이 양호하고, 우수한 강도-연성 밸런스를 가짐과 함께, 저항복비라는 특장 (特長) 을 갖추고 있다. 그러나, 복합 조직 강판은, 우수한 성형성을 갖는 반면, r 값이 낮기 때문에 딥 드로잉성이 열등하다는 문제가 있다. 이것은, 결정 방위학적으로 r 값에 기여하지 않는 마텐자이트상이 존재하는 것에 더하여, 마텐자이트상 형성에 필요한 고용 C 가, 고 r 값화에 유효한 {111} 재결정 집합 조직의 생성을 저해하기 때문인 것으로 여겨지고 있다.

이와 같은 복합 조직 강판의 r 값을 개선하는 기술로는, 예를 들어, 특허문헌 2 에는, C：0.05 ∼ 0.15 ％, Si：1.50 ％ 이하, Mn：0.30 ∼ 1.50 ％, P：0.030 ％ 이하, S：0.030 ％ 이하, sol.Al：0.020 ∼ 0.070 ％, N：0.0020 ∼ 0.0080 ％ 를 함유하는 강 소재에 소정 조건의 열간 압연과 냉간 압연을 실시한 후, 재결정 온도 ∼ Ac₃ 변태점의 온도에서 박스 어닐링을 실시하여 AlN 을 석출시켜 {111} 집적도를 높이고, 이어서 조질 압연하고, 추가로 700 ∼ 800 ℃ 로 가열 균열 (均熱) 하고, 퀀칭 (quenching) 하며, 200 ∼ 500 ℃ 에서 템퍼링을 실시하는 연속 어닐링을 실시함으로써, r 값이 1.3 이상이고, 강도가 40 ∼ 60 kgf/㎟ 인 복합 조직 강판을 얻는 기술이 제안되어 있다.

또, 특허문헌 3 에는, C：0.20 ％ 이하, Si：1.0 ％ 이하, Mn：0.8 ∼ 2.5 ％, sol.Al：0.01 ∼ 0.20 ％, N：0.0015 ∼ 0.0150 ％, P：0.10 ％ 이하를 함유하는 강 소재를 열간 압연하고, 냉간 압연한 후, 650 ∼ 800 ℃ 의 온도역에서 박스 어닐링을 실시하여, r 값에 바람직한 재결정 집합 조직을 형성함과 함께, 오스테나이트상에 C, Mn 원자를 편석시키고, 이어서, 600 ℃ 이상으로 가열 냉각시키는 연속 어닐링을 실시함으로써, 페라이트-마텐자이트 복합 조직으로 이루어지는 딥 드로잉성과 형상성이 우수한 강판을 얻는 기술이 제안되어 있다.

또, 특허문헌 4 에는, 질량％ 로, C：0.03 ∼ 0.25 ％, Si：0.001 ∼ 3.0 ％, Mn：0.01 ∼ 3.0 ％, P：0.001 ∼ 0.06 ％, S：0.05 ％ 이하, N：0.001 ∼ 0.030 ％, Al：0.005 ∼ 0.3 ％ 를 함유하는 강 소재를 열간 압연하고, 압하율 30 ％ 이상 95 ％ 미만의 냉간 압연을 실시한 강판에, 평균 가열 속도 4 ∼ 200 ℃/hr 로 600 ∼ 800 ℃ 의 최고 도달 온도까지 가열하는 어닐링을 실시하여 Al 과 N 의 클러스터나 석출물을 형성시켜 원하는 집합 조직으로 하고, 추가로, Ac₁ 변태점 이상 1050 ℃ 이하의 페라이트-오스테나이트 2 상역으로 가열하고, 냉각시킴으로써, 베이나이트, 마텐자이트, 오스테나이트 중 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 3 ∼ 100 ％ 함유하는 조직으로 이루어지는, 딥 드로잉성이 우수한 강판을 얻는 기술이 제안되어 있다.

그러나, 상기 특허문헌 2 ∼ 4 에 제안된 기술은, Al 과 N 의 클러스터나 석출물의 형성에 의해 집합 조직을 발달시켜 r 값을 높이기 위한 어닐링 공정과, 원하는 조직을 형성하기 위한 열 처리 공정을 필요로 한다. 게다가, 상기 어닐링 공정은, 박스 어닐링을 기본으로 하고, 균열 유지 시간도 1 시간 이상이기 때문에, 장시간을 필요로 한다. 즉, 특허문헌 2 ∼ 4 의 기술은, 어닐링 처리 시간이 긴 데다가, 공정수가 많아 생산성이 떨어진다. 또, 코일 상태로 고온 장시간의 어닐링을 실시하기 때문에, 강판끼리 밀착을 일으키거나, 템퍼 컬러가 발생하거나 한다는 품질상의 문제나, 어닐링로의 로체 (爐體) 나 이너 커버의 수명이 저하되는 등, 제조 설비상의 문제도 있다.

복합 조직 강판의 r 값을 개선하는 다른 기술로는, 예를 들어, 특허문헌 5 에는, 중량％ 로, C：0.003 ∼ 0.03 ％, Si：0.2 ∼ 1 ％, Mn：0.3 ∼ 1.5 ％, Al：0.01 ∼ 0.07 ％, Ti：0.02 ∼ 0.2 ％ 를 함유하고, (유효 Ti)/(C＋N) 의 원자 농도비를 0.4 ∼ 0.8 로 한 강 소재를 열간 압연하고, 냉간 압연한 후, Ac₁ 변태점 이상 900 ℃ 이하의 온도에서 30 초 ∼ 10 분간 가열 후, 평균 냉각 속도 30 ℃/s 이상으로 냉각시키는 연속 어닐링을 실시하여, 페라이트 중에 소정량의 제 2 상 (마텐자이트 및/또는 베이나이트) 이 분산된 복합 조직 강판으로 하는 제조 방법이 제안되어 있다.

이 특허문헌 5 에 의하면, 중량％ 로, C：0.012 ％, Si：0.32 ％, Mn：0.53 ％, P：0.03 ％, Al：0.03 ％, Ti：0.051 ％ 의 조성을 갖는 강 소재를 열간 압연하고, 냉간 압연한 후, 페라이트-오스테나이트 2 상역인 870 ℃ 에서 2 분 어닐링 후, 평균 냉각 속도 100 ℃/s 로 급속 냉각시키는 연속 어닐링을 실시함으로써, r 값이 1.61 이고, 인장 강도가 482 ㎫ 인 복합 조직 강판이 얻어진다고 되어 있다.

그러나, 상기 특허문헌 5 의 기술은, 100 ℃/s 의 냉각 속도를 확보하기 위해, 강력한 냉각 능력을 구비한 워터 퀀칭 설비가 필요해져, 설비 비용이 늘어난다는 문제가 있다. 또, 워터 퀀칭을 실시한 강판은, 형상성이나 표면 처리성이 열등하다는 문제도 있다. 또한, 특허문헌 5 의 기술로 얻어지는 강판은, 인장 강도가 500 ㎫ 에 이르지 않아, 인장 강도 500 ㎫ 이상, 또한 590 ㎫ 이상이라고 하는 고강도 강판의 제조에는 대응하기가 어렵다는 문제도 있다.

또, 특허문헌 6 에는, 질량％ 로, C：0.01 ∼ 0.08 ％, Si：2.0 ％ 이하, Mn：3.0 ％ 이하, Al：0.005 ∼ 0.20 ％, N：0.02 ％ 이하, V：0.01 ∼ 0.5 ％ 를 함유하고, 또한 V 와 C 가 소정의 관계를 만족시켜 함유하는 강 소재를 열간 압연하고, 냉간 압연하고, 계속해서 Ac₁ ∼ Ac₃ 변태점의 온도역에서 연속 어닐링 (재결정 어닐링) 함으로써, 주상인 페라이트상과 면적률 1 ％ 이상의 마텐자이트상을 포함하는 조직을 갖는, 딥 드로잉성이 우수한 복합 조직형의 고장력 냉연 강판을 제조하는 기술이 제안되어 있다.

이 기술은, V 와 C 의 함유량을 적정화하고, 재결정 어닐링 전에, 강 중의 C 를 V 계 탄화물로서 석출시켜 고용 C 를 최대한 저감시킴으로써 고 r 값을 도모하고, 계속되는 재결정 어닐링에서는, 페라이트-오스테나이트 2 상역으로 가열하고, V 계 탄화물을 용해시켜 오스테나이트 중에 C 를 농화시키고, 그 후의 냉각 과정에서 마텐자이트를 생성시켜 고강도화를 도모하고 있는 것에 특징이 있다.

그러나, 이 특허문헌 6 의 기술은, 페라이트-오스테나이트 2 상역에서 V 계 탄화물을 용해시키고 있는데, V 계 탄화물의 용해 속도에 편차가 발생하기 때문에, 재결정 어닐링 공정에서의 어닐링 온도나 어닐링 시간을 고정밀도로 관리할 필요가 있고, 품질 특성의 안정성 면에서 문제를 남기고 있다.

또, 특허문헌 7 에는, 질량％ 로, C：0.010 ∼ 0.050 ％, Si：1.0 ％ 이하, Mn：1.0 ∼ 3.0 ％, P：0.005 ∼ 0.1 ％, S：0.01 ％ 이하, Al：0.005 ∼ 0.5 ％, N：0.01 ％ 이하, Nb：0.01 ∼ 0.3 ％ 를 함유하고, 또한 Nb 와 C 가 (Nb/93)/(C/12)：0.2 ∼ 0.7 을 만족시키도록 함유한 강 소재를 열간 압연하고, 냉간 압연한 후, 800 ∼ 950 ℃ 의 페라이트-오스테나이트 2 상역 온도로 가열하고, 상기 어닐링 온도에서부터 500 ℃ 까지의 온도역을 평균 냉각 속도 5 ℃/s 이상으로 냉각시키는 어닐링을 실시하는 고강도 강판의 제조 방법이 제안되어 있다.

이 특허문헌 7 의 기술은, Nb 첨가에 의해 열연판 조직의 미세화를 도모함과 함께, Nb 와 C 의 함유량을 (Nb/93)/(C/12)：0.2 ∼ 0.7 이 되도록 제어하고, 열간 압연시의 강 중의 C 의 일부를 NbC 로서 석출시켜 어닐링 전의 고용 C 를 저감시킴으로써, 어닐링시에 있어서의 입계로부터의 {111} 재결정립의 발생을 촉진시켜, 고 r 값화를 도모하는 한편, NbC 로서 고정되지 않은 고용 C 에 의해, 어닐링 후의 냉각시에 마텐자이트를 생성시켜 고강도화를 도모하는 것에 특징이 있다. 이 특허문헌 7 에 의하면, 면적률 50 ％ 이상의 페라이트상과 면적률 1 ％ 이상의 마텐자이트상을 포함하는 조직을 갖는, 평균 r 값이 1.2 이상인 고강도 강판을 제조할 수 있다고 되어 있다.

그러나, Nb 를 적극적으로 이용하는 특허문헌 7 의 기술에는, 다음에 열거하는 바와 같은 여러 가지의 문제가 있다. 먼저, Nb 는 매우 고가의 원소로, 원료 비용면에서 불리하다. 또, Nb 는 오스테나이트의 재결정을 현저히 지연시키기 때문에, 열간 압연시의 부하가 높아진다는 문제가 있다. 또한, 열연판 중에 석출된 NbC 는, 냉간 압연시의 변형 저항도 높이기 때문에, 특허문헌 7 의 실시예에 개시되어 있는 바와 같은 높은 압하율 (65 ％) 로 냉간 압연을 실시하는 경우에는, 압연 부하가 커져, 트러블 발생의 위험성이 높아짐과 함께, 생산성의 저하나 제조 가능한 강판 폭의 제약이 생기는 등, 강판을 안정적으로 생산하는 데에 있어서의 문제점을 많이 안고 있다.

일본 공개특허공보 소56-139654호 일본 특허공보 소55-10650호 일본 공개특허공보 소55-100934호 일본 공개특허공보 2003-64444호 일본 특허공보 평01-35900호 일본 공개특허공보 2002-226941호 일본 공개특허공보 2005-120467호

상기에 설명한 바와 같이, 딥 드로잉성이 우수한 연강판의 고강도화를 도모하려면, 종래의 고용 강화를 이용하는 기술에서는, 다량 혹은 과잉의 합금 원소의 첨가가 필요하여, r 값이나 BH 성의 면뿐만 아니라, 원료 비용면에서도 문제가 있다. 또, 조직 강화를 이용하여 고강도화하는 기술에서는, 장시간의 어닐링을 필요로 하거나, 원하는 조직을 형성시키기 위해 어닐링 후에 다른 열 처리를 실시할 필요가 있거나, 고속 냉각 설비를 필요로 하거나 하는 등, 제조상의 문제가 있다. 또, VC 나 NbC 의 석출을 이용하는 기술에서는, 비교적 양호한 가공 특성을 갖는 고강도 강판이 얻어지긴 하지만, 품질 안정성이나 생산성 나아가서는 비용면에서도 개선의 여지가 남아 있다.

본 발명은, 상기 종래 기술이 안고 있는 문제점을 감안하여 이루어진 것으로, 그 목적은, 자동차용 강판 등에 사용하기에 바람직한, 인장 강도 (TS) 가 440 ㎫ 이상인 고강도를 가지면서도, 평균 r 값이 1.20 이상이고 또한 베이킹 경화량 (BH 량) 이 40 ㎫ 이상인 특성을 겸비하는, 딥 드로잉성과 베이킹 경화성이 우수한 고강도 냉연 강판을 제공함과 함께, 그 유리한 제조 방법을 제안하는 것에 있다. 또한, 본 발명의 고강도 냉연 강판에는, 인장 강도가 440 ㎫ 이상인 것 외에, 인장 강도가 500 ㎫ 이상, 나아가서는 590 ㎫ 이상인 것도 포함된다.

발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해, 고강도화 수단이, 강판의 딥 드로잉성이나 베이킹 경화성 및 공업적 생산성에 미치는 각종 영향에 대하여 예의 검토하였다. 그 결과, C：0.010 ∼ 0.06 mass％, N：0.01 mass％ 이하, Nb：0.010 ∼ 0.090 mass％, Ti：0.015 ∼ 0.15 mass％, S：0.01 mass％ 이하를 함유하고, 또한 Nb 와 C 가 (Nb/93)/(C/12)：0.20 미만의 관계를 만족시켜 함유하고, 또한 Nb, Ti 에 의해 고정되지 않은 고용 C 의 양 (C*) 을 소정 범위로 조정한 성분 조성을 갖는 소재를 사용하여 냉연 강판을 제조한 경우에는, 면적률로 70 ％ 이상의 페라이트상과 면적률로 3 ％ 이상의 마텐자이트상을 포함하는 강판 조직을 가져, 평균 r 값이 1.20 이상, BH 량이 40 ㎫ 이상이고, 인장 강도 (TS) 가 440 ㎫ 이상인, 딥 드로잉성 및 베이킹 경화성이 함께 우수한 고강도 냉연 강판을 제조할 수 있다는 것을 지견 (知見) 하여, 본 발명을 개발하였다.

즉, 본 발명은, C：0.010 ∼ 0.06 mass％, Si：0.5 mass％ 초과 1.5 mass％ 이하, Mn：1.0 ∼ 3.0 mass％, P：0.005 ∼ 0.1 mass％, S：0.01 mass％ 이하, sol.Al：0.005 ∼ 0.5 mass％, N：0.01 mass％ 이하, Nb：0.010 ∼ 0.090 mass％, Ti：0.015 ∼ 0.15 mass％ 를 함유하고, 또한 C, Nb, Ti, N 및 S 가 하기 (1) 식 및 (2) 식 ;

(Nb/93)/(C/12)＜0.20 … (1)

0.005≤C*≤0.025 … (2)

여기서, C*=C-(12/93)Nb-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S} 이고, 상기 각 식 중의 원소 기호는 각 원소의 함유량 (mass％) 을 나타낸다.

을 만족시켜 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 가지며, 면적률로 70 ％ 이상의 페라이트상과 3 ％ 이상의 마텐자이트상을 포함하는 조직으로 이루어지고, 인장 강도가 440 ㎫ 이상, 평균 r 값이 1.20 이상이고, BH 량이 40 ㎫ 이상인 딥 드로잉성 및 베이킹 경화성이 우수한 고강도 냉연 강판이다.

본 발명의 고강도 냉연 강판은, 상기 성분 조성에 더하여 추가로, Mo, Cr 및 V 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0.5 mass％ 이하 함유하는 것을 특징으로 한다.

또, 본 발명의 고강도 냉연 강판은, 상기 성분 조성에 더하여 추가로, Cu：0.3 mass％ 이하, Ni：0.3 mass％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 한다.

또, 본 발명의 고강도 냉연 강판은, 상기 성분 조성에 더하여 추가로, Sn：0.2 mass％ 이하 및 Sb：0.2 mass％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 한다.

또, 본 발명의 고강도 냉연 강판은, 상기 성분 조성에 더하여 추가로, Ta：0.005 ∼ 0.1 mass％ 를 함유하고, 또한 C, Nb, Ta, Ti, N 및 S 가, 상기 (2) 식 대신에 하기 (3) 식 ;

0.005≤C*≤0.025 … (3)

여기서, C*=C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S} 이고, 상기 각 식 중의 원소 기호는 각 원소의 함유량 (mass％) 을 나타낸다.

을 만족시켜 함유하는 것을 특징으로 한다.

또, 본 발명은, C：0.010 ∼ 0.06 mass％, Si：0.5 mass％ 초과 1.5 mass％ 이하, Mn：1.0 ∼ 3.0 mass％, P：0.005 ∼ 0.1 mass％, S：0.01 mass％ 이하, sol.Al：0.005 ∼ 0.5 mass％, N：0.01 mass％ 이하, Nb：0.010 ∼ 0.090 mass％, Ti：0.015 ∼ 0.15 mass％ 를 함유하고, 또한 C, Nb, Ti, N 및 S 가 하기 (1) 식 및 (2) 식 ;

(Nb/93)/(C/12)＜0.20 … (1)

0.005≤C*≤0.025 … (2)

을 만족시켜 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 강 소재를 열간 압연하고, 냉간 압연하고, 어닐링하여 고강도 냉연 강판을 제조하는 방법에 있어서, 상기 어닐링을, 700 ∼ 800 ℃ 의 온도 범위를 평균 승온 속도 3 ℃/s 미만으로 하여 800 ∼ 900 ℃ 의 어닐링 온도로 가열한 후, 상기 어닐링 온도에서부터 500 ℃ 이하의 냉각 정지 온도 Tc 까지를 평균 냉각 속도 5 ℃/s 이상으로 냉각시키는 조건에서 실시하는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성 및 베이킹 경화성이 우수한 고강도 냉연 강판의 제조 방법을 제안한다.

본 발명의 제조 방법에 있어서의 강 소재는, 상기 성분 조성에 더하여 추가로, Mo, Cr 및 V 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0.5 mass％ 이하 함유하는 것을 특징으로 한다.

또, 본 발명의 제조 방법에 있어서의 강 소재는, 상기 성분 조성에 더하여 추가로, Cu：0.3 mass％ 이하, Ni：0.3 mass％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 한다.

또, 본 발명의 제조 방법에 있어서의 강 소재는, 상기 성분 조성에 더하여 추가로, Sn：0.2 mass％ 이하 및 Sb：0.2 mass％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 한다.

또, 본 발명의 제조 방법에 있어서의 강 소재는, 상기 성분 조성에 더하여 추가로, Ta：0.005 ∼ 0.1 mass％ 를 함유하고, 또한 C, Nb, Ta, Ti, N 및 S 가, 상기 (2) 식 대신에 하기 (3) 식 ;

0.005≤C*≤0.025 … (3)

을 만족시켜 함유하는 것을 특징으로 한다.

또, 본 발명의 제조 방법은, 상기 열간 압연의 마무리 압연에 있어서의 최종 패스의 압하율을 10 ％ 이상, 상기 최종 패스의 전(前) 패스의 압하율을 15 ％ 이상으로 하는 것을 특징으로 한다.

또, 본 발명의 제조 방법은, 상기 열간 압연의 마무리 압연 종료 후, 3 초 이내에 냉각을 개시하여, 평균 냉각 속도 40 ℃/s 이상으로 720 ℃ 이하의 온도역까지 냉각시키고, 500 ∼ 700 ℃ 의 온도에서 권취한 후, 압연율 50 ％ 이상으로 냉간 압연하는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 의하면, C 의 함유량을 0.010 ∼ 0.06 mass％ 의 범위로 한 다음에, Nb 의 첨가량을 C 함유량과의 관계로 (Nb/93)/(C/12)：0.20 미만으로 제한하여, 종래의 극저 탄소 IF 강과 같이 딥 드로잉성에 악영향을 미치는 고용 C 의 저감을 철저히 하지 않고, 또한 Nb 및 Ti 에 의해 고정되지 않는 고용 C 량 (C*) 을 소정 범위로 제어함으로써, 인장 강도 (TS) 가 440 ㎫ 이상이고 또한 평균 r 값이 1.20 이상, BH 량이 40 ㎫ 이상인, 딥 드로잉성, 베이킹 경화성이 함께 우수한 고강도 냉연 강판을 안정적으로 제조하는 것이 가능해진다.

또한, 본 발명에 의하면, 고가의 Nb 를 최대한 저감시키고, Ti 를 적극적으로 이용함으로써, 인장 강도가 440 ㎫ 이상뿐만 아니라, 500 ㎫ 이상, 나아가서는 590 ㎫ 이상인 고강도 강판으로도, 평균 r 값이 1.20 이상이고, BH 량이 40 ㎫ 이상인, 딥 드로잉성과 베이킹 경화성이 우수한 고강도 강판을 저렴하고 또한 안정적으로 제조하는 것이 가능해진다.

따라서, 본 발명의 고강도 냉연 강판을 자동차 부품에 적용한 경우에는, 지금까지 프레스 성형이 곤란했던 부재의 고강도화가 가능해지기 때문에, 자동차 차체의 충돌 안전성이나 경량화에 크게 기여할 수 있다.

먼저, 본 발명의 기본적인 기술 사상에 대하여 설명한다.

일반적으로, 딥 드로잉용 냉연 강판을 고 r 값화하는, 즉 {111} 재결정 집합 조직을 발달시키려면, 냉간 압연 전 및 재결정 어닐링 전의 고용 C 량을 최대한 저감시키는 것과, 열연판 조직을 미세화하는 것이 유효한 것으로 여겨지고 있다. 그 때문에, 전술한 종래 기술의 복합 조직 강판 (DP 강판) 에서는, 마텐자이트의 생성에 다량의 고용 C 가 필요해지기 때문에, {111} 재결정 집합 조직이 발달하지 않아, r 값이 낮다는 결점을 갖고 있었다.

그러나, 발명자들은, {111} 재결정 집합 조직의 발달과, 마텐자이트의 생성을 가능하게 하는 절묘한 고용 C 량의 범위가 존재하는 것을 새로 알아냈다. 즉, 본 발명은, C 의 함유량을, 종래의 저탄소강을 소재로 한 DP 강판보다 낮고, 또한 종래의 극저 탄소 강판보다 많은, C：0.010 ∼ 0.06 mass％ 의 범위로 제어하는 것에 더하여, 이 C 함유량에 맞춰 Nb 와 Ti 를 적정량 첨가하여, 적정량의 고용 C 량을 확보함으로써, 어닐링시에 있어서의 {111} 재결정 집합 조직의 발달을 촉진시켜 r 값을 높임과 함께, 어닐링 후의 냉각시에 적정량의 마텐자이트를 생성시켜 고강도화를 달성하고, 나아가서는, 어닐링 후에도 높은 베이킹 경화량 (BH 량) 을 확보할 수 있다는 것을 새로 알아냈다.

또, Nb 는, 재결정을 지연시키는 효과가 있기 때문에, 열연판 조직을 미세화하는 데에 유효하다. 또한, Nb 는, 높은 탄화물 형성능을 가져, 열연 후의 권취 단계에서, 강 중에 NbC 로서 석출되기 때문에, 냉간 압연 전 및 재결정 어닐링 전의 고용 C 량을 저감시킬 수 있다. 그러나, Nb 는 고가의 원소이며, 제조성 (압연성) 을 악화시키는 원소이기도 하다. 그래서, 본 발명에서는, Nb 의 첨가량은, 열연판 조직의 미세화에 필요한 최저한의 양으로 제한하고, 고용 C 의 저감에는, Nb 와 마찬가지로 높은 탄화물 형성능을 갖는 Ti 를 활용하기로 하였다. 즉, 본 발명에서는, Nb 를 C 함유량과의 관계로, (Nb/93)/(C/12)：0.20 미만을 만족시키도록 첨가함과 함께, Nb 나 Ti 에 의해 고정되지 않은 고용 C 량 (C*) 을 0.005 ∼ 0.025 mass％ 의 범위로 제어하고 있다.

종래, 이와 같은 고용 C 의 존재는, {111} 재결정 집합 조직의 발달을 저해하는 것으로 여겨져 왔지만, 본 발명에서는, 모든 C 를 NbC 혹은 TiC 로서 고정시키지 않고, 마텐자이트의 형성에 필요한 고용 C 를 존재시킨 다음에, 고 r 값을 달성하고 있다. 이와 같은 효과가 얻어지는 이유는, 현시점에서는 명확하게는 되어 있지 않지만, 고용 C 량을 상기 범위로 한 경우에는, 고용 C 에 의한 {111} 재결정 집합 조직의 형성에 미치는 부정적인 효과보다, 열연판의 미세화 효과에 더하여, 매트릭스 중에 미세한 NbC 나 TiC 가 석출되고, 냉간 압연시에 이 석출물 근방에 변형이 축적되어 {111} 재결정립의 발생이 촉진되는 긍정적인 효과가 커지기 때문인 것으로 생각된다.

즉, 본 발명은, 강의 성분 조성을 적정 범위로 제어함으로써, 고용 C 량 (C*) 을 0.005 ∼ 0.025 mass％ 의 범위로 제어하고, 따라서, 고 r 값화, 고 BH 화와 복합 조직화에 의한 고강도화를 실현하고 있는 것에 하나의 특징이 있다. 또, 본 발명은, (Nb/93)/(C/12) 를 0.20 미만으로 억제하고, 그 대체로서 Ti 를 적극적으로 활용함으로써, 열간 압연이나 냉간 압연의 부하를 증대시키는 고가의 Nb 의 첨가량을 대폭 삭감하고, 따라서, 원료 비용의 상승이나 생산성의 저하를 초래하지 않고, 고 r 값 또한 고 BH 성을 갖는 고강도 냉연 강판을 공업적으로 안정되게 제조할 수 있게 한 것에 두 번째 특징이 있다.

또, 본 발명은, Nb 에 의한 열연판 조직의 미세화 효과에 더하여, 열간 압연에서의 마무리 압연에 있어서의 최종 패스의 압하율 및 최종 패스의 전 패스의 압하율을 적정 범위로 제어하고, 또한 마무리 압연 후의 냉각 조건을 적정 범위로 제어한 경우에는, 열연판의 결정립의 미세화가 보다 현저하게 진행되어, 냉간 압연, 어닐링 후의 조직도 미세화되는 것, 그리고, 이 어닐링 후 조직의 미세화는, 입계 면적을 증대시키고, 베이킹 경화성을 높이는 입계 편석된 C 량도 증대되기 때문에, 높은 베이킹 경화량 (BH 량) 을 얻는 것이 가능해지는 것도 알아냈다.

본 발명은, 상기의 신규 지견에 더욱 검토를 부가하여 이루어진 것이다.

다음으로, 본 발명의 고강도 냉연 강판의 성분 조성에 대하여 설명한다.

C：0.010 ∼ 0.06 mass％

C 는, 강을 고용 강화시키고, 또한 페라이트를 주상으로 하고, 마텐자이트를 함유하는 제 2 상을 포함하는 복합 조직의 생성을 촉진시켜 고강도화를 달성하는 데에 필요한 중요 원소이다. C 함유량이 0.010 mass％ 미만에서는, 충분한 양의 마텐자이트를 확보하는 것이 곤란해져, 본 발명이 원하는 440 ㎫ 이상의 인장 강도가 얻어지지 않게 된다. 한편, C 함유량이 0.06 mass％ 를 초과하면, 생성되는 마텐자이트량이 증가하여, 원하는 평균 r 값 (1.20 이상) 이 얻어지지 않게 된다. 따라서, 본 발명에서는, C 는 0.010 ∼ 0.06 mass％ 의 범위로 한다. 바람직하게는 0.020 ∼ 0.045 mass％ 의 범위이다.

Si：0.5 mass％ 초과 1.5 mass％ 이하

Si 는, 페라이트 변태를 촉진시키고, 미변태 오스테나이트 중의 C 함유량을 높여, 페라이트와 마텐자이트로 이루어지는 복합 조직을 생성하기 쉽게 하는 것 외에, 고용 강화능도 우수한 원소이다. 그래서, 본 발명에서는, 440 ㎫ 이상의 인장 강도를 확보하기 위해, Si 는 0.5 mass％ 초과하여 첨가한다. 한편, Si 첨가량이 1.5 mass％ 를 초과하면, 강판 표면에 Si 계 산화물이 형성되어, 제품 강판의 화성 처리성이나 도장 밀착성, 도장 후 내식성을 저하시키게 된다. 따라서, 본 발명에서는, Si 는 0.5 mass％ 초과 1.5 mass％ 이하로 한다. 또한, 인장 강도를 500 ㎫ 이상으로 하려면, Si 함유량은 0.8 mass％ 초과가 바람직하고, 또한 인장 강도를 590 ㎫ 이상으로 하려면, Si 함유량은 1.0 mass％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Mn：1.0 ∼ 3.0 mass％

Mn 은, 강의 퀀칭성을 향상시키고, 마텐자이트의 생성을 촉진시키는 원소이기 때문에, 고강도화를 도모하는 데에 있어서 유효한 원소이다. Mn 의 함유량이 1.0 mass％ 미만에서는, 원하는 양의 마텐자이트의 생성이 곤란해져, 440 ㎫ 이상의 인장 강도를 확보하지 못하게 될 우려가 있다. 한편, Mn 함유량이 3.0 mass％ 를 초과하면, 원료 비용의 상승을 초래함과 함께, r 값 및 용접성이 저하되게 된다. 따라서, Mn 의 함유량은 1.0 ∼ 3.0 mass％ 의 범위로 한다. 또한, Mn 은, 인장 강도를 500 ㎫ 이상으로 하려면 1.2 mass％ 이상, 590 ㎫ 이상으로 하려면 1.5 mass％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다.

P：0.005 ∼ 0.1 mass％

P 는, 고용 강화능이 높아, 강의 고강도화에 유효한 원소이다. 그러나, P 의 함유량이 0.005 mass％ 미만에서는, 그 효과가 충분하지 않고, 오히려 제강 공정에서의 탈린 (脫燐) 이 필요해져, 제조 비용의 상승을 초래한다. 한편, P 의 함유량이 0.1 mass％ 를 초과하면, P 가 입계에 편석되어, 내 2 차 가공 취성이나 용접성의 저하를 초래한다. 또, P 가 입계에 편석되면, 고 BH 화에 기여하는 입계에 편석되는 C 량이 저하되기 때문에, 원하는 BH 량을 확보하지 못할 우려가 있다. 따라서, P 의 함유량은, 0.005 ∼ 0.1 mass％ 의 범위로 한다. 또한, BH 량을 확실하게 확보하는 데에 있어서는, P 는 0.08 mass％ 이하가 바람직하고, 0.05 mass％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

S：0.01 mass％ 이하

S 는, 열간 취성을 일으키는 원인이 되는 것 외에, 강 중에 황화물계 개재물로서 존재하여, 강판의 가공성을 저하시키는 유해한 원소이다. 따라서, S 는 최대한 저감시키는 것이 바람직하여, 본 발명에서는, S 는 0.01 mass％ 를 상한으로 한다. 바람직하게는 0.008 mass％ 이하이다.

sol.Al：0.005 ∼ 0.5 mass％

Al 은, 탈산제로서 첨가되는 원소이지만, 고용 강화능을 갖기 때문에, 고강도화에 유효하게 작용한다. 그러나, sol.Al 로서의 Al 함유량이 0.005 mass％ 미만에서는, 상기 효과가 얻어지지 않는다. 한편, sol.Al 로서의 Al 함유량이 0.5 mass％ 를 초과하면, 원료 비용의 상승을 초래함과 함께, 강판의 표면 결함을 유발하는 원인이 되기도 한다. 따라서, sol.Al 로서의 Al 의 함유량은 0.005 ∼ 0.5 mass％ 의 범위로 한다. 바람직하게는 0.005 ∼ 0.1 mass％ 이다.

N：0.01 mass％ 이하

N 은, 함유량이 0.01 mass％ 를 초과하면, 강 중에 과잉의 질화물이 생성되는 것에서 기인하여, 연성이나 인성의 저하 외에, 강판의 표면 성상의 악화도 초래한다. 따라서, N 은 0.01 mass％ 이하로 한다.

Nb：0.010 ∼ 0.090 mass％

Nb 는, 열연판 조직을 미세화함과 함께, 열연판 중에 NbC 로서 석출되어 강 중에 존재하는 고용 C 의 일부를 고정시키는 작용을 가지며, 이들 작용에 의해 고 r 값화에 기여하는, 본 발명에 있어서는 매우 중요한 원소이다. 또, Nb 첨가에 의한 열연판 조직의 미세화는, 냉연, 어닐링 후의 강판 조직을 미세화하고, 입계 면적을 증대시키기 때문에, 입계로의 C 편석량을 증대시키고, BH 량을 높이는 효과도 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Nb 를 0.010 mass％ 이상 첨가할 필요가 있다. 한편, 0.090 mass％ 를 초과하는 과잉 첨가는, 원료 비용의 상승을 초래할 뿐만 아니라, 열간 압연이나 냉간 압연에 있어서의 압연 부하를 높이기 때문에, 안정적인 제조를 곤란하게 한다. 또, 후술하는 바와 같이, 본 발명에 있어서는, 어닐링 후의 냉각 과정에서 마텐자이트를 생성시키기 위해 소정량의 고용 C 를 필요로 하지만, Nb 의 과잉 첨가는, 강 중의 C 전부를 NbC 로서 고정시켜 버리기 때문에, 마텐자이트의 생성을 저해하게 된다. 따라서, Nb 의 첨가량은 0.010 ∼ 0.090 mass％ 의 범위로 한다. 바람직하게는 0.010 ∼ 0.075 mass％, 더욱 바람직하게는 0.010 ∼ 0.05 mass％ 의 범위이다.

Ti：0.015 ∼ 0.15 mass％

Ti 는, Nb 와 마찬가지로, C 를 고정시켜, TiC 로서 열연판 중에 석출시킴으로써, 고 r 값화에 기여하는, 본 발명에 있어서의 중요 원소이다. 또, Ti 는, Nb 에 비해 효과는 작지만, 열연판 조직을 미세화하는 작용도 갖기 때문에, 냉연, 어닐링 후의 강판 조직의 미세화와 입계 면적의 증대를 통해 입계로의 C 편석량을 증대시키기 때문에, BH 량을 높이는 효과도 갖는다. 이와 같은 효과를 발현시키려면, Ti 를 0.015 mass％ 이상 첨가할 필요가 있다. 한편, 0.15 mass％ 를 초과하는 과잉 첨가는, 원료 비용의 상승을 초래함과 함께, 냉간 압연시의 변형 저항을 높이기 때문에, 안정적인 제조를 곤란하게 한다. 또, 과잉의 Ti 첨가는, Nb 와 마찬가지로, 고용 C 를 저감시켜, 어닐링 후의 냉각 과정에 있어서의 마텐자이트의 생성을 저해한다. 따라서, Ti 의 첨가량은 0.015 ∼ 0.15 mass％ 의 범위로 한다.

본 발명의 고강도 냉연 강판은, 상기 성분 조성을 만족시키는 것에 더하여 추가로, C, Nb, Ti, N 및 S 가 하기의 (1) 식 및 (2) 식을 만족시켜 함유하는 것이 필요하다.

(Nb/93)/(C/12)＜0.20 … (1)

0.005≤C*≤0.025 … (2)

여기서, C*=C-(12/93)Nb-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S} 이고, 상기 식 중의 원소 기호는 각 원소의 함유량 (mass％) 을 나타낸다. 단, Ti-(48/14)N-(48/32)S≤0 인 경우에는, Ti-(48/14)N-(48/32)S=0 으로 한다.

Nb 는, Ti 에 비해 고가의 원소인 것 외에, 열간 압연의 압연 부하를 증대시켜, 제조 안정성을 저해하는 원인 중 하나가 되고 있다. 또, 후술하는 바와 같이, 본 발명에서는, 어닐링 후의 냉각 과정에서 마텐자이트를 생성시키기 위해, Nb 나 Ti 에 의해 고정되지 않은 고용 C 의 양 (C*) 을 소정량 확보할 필요가 있다. 그 때문에, 본 발명에 있어서는, 원료 비용, 제조 안정성, 강판 조직 및 강판 특성의 관점에서, (Nb/93)/(C/12) 및 C* 를 적정 범위로 제어할 필요가 있다. 따라서, 상기 (Nb/93)/(C/12) 및 C* 를 규정하는 (1) 식 및 (2) 식은, 본 발명에 있어서는 가장 중요한 지표이다.

(Nb/93)/(C/12) 는, C 에 대한 Nb 의 원자비로, 이 값이 0.20 이상이면, NbC 의 석출량이 증대되어 열간 압연시의 부하가 증대될 뿐만 아니라, 고가의 Nb 첨가량이 많아지기 때문에, 원료 비용면에서도 불리해진다. 따라서, (Nb/93)/(C/12) 는 0.20 미만으로 한다.

또, C* 는, Nb 나 Ti 에 의해 고정되지 않은 고용 C 량을 의미하고, 이 값이 0.005 mass％ 미만에서는, 소정의 마텐자이트량을 확보하지 못해, 인장 강도 440 ㎫ 이상을 달성하기가 어려워진다. 한편, C* 가 0.025 mass％ 를 초과하면, 고 r 값화에 유효한 페라이트상의 {111} 재결정 집합 조직의 형성을 저해하여, 양호한 딥 드로잉성이 얻어지지 않게 될 뿐만 아니라, 마텐자이트상의 증가에 수반하여, 원하는 BH 량이 얻어지지 않게 될 우려가 있다. 따라서, C* 는 0.005 ∼ 0.025 mass％ 의 범위로 한다. 또한, BH 량을 50 ㎫ 이상으로 하려면, C* 를 0.020 mass％ 이하로 하는 것이 바람직하고, BH 량을 60 ㎫ 이상으로 하려면, C* 를 0.015 mass％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

본 발명의 고강도 냉연 강판은, 상기 기본 조성에 더하여 추가로, 요구되는 특성에 따라, Mo, Cr 및 V 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상 및/또는 Cu 및 Ni 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종을 첨가할 수 있다.

Mo, Cr 및 V 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상：합계로 0.5 mass％ 이하

Mo, Cr 및 V 는, 고가의 원소이지만, Mn 과 마찬가지로, 퀀칭성을 향상시키는 원소이며, 마텐자이트를 안정적으로 생성시키는 데에 유효한 원소이다. 이와 같은 효과는, 상기 성분의 합계 첨가량이 0.1 mass％ 이상에서 현저하게 발현되기 때문에, 0.1 mass％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, Mo, Cr 및 V 의 합계 첨가량이 0.5 mass％ 를 초과하면, 상기 효과가 포화될 뿐만 아니라, 원료 비용의 상승을 초래한다. 따라서, 이들 원소를 첨가하는 경우에는, 합계로 0.5 mass％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Cu：0.3 mass％ 이하 및 Ni：0.3 mass％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종

Cu 는, 열간 압연시에 균열을 일으켜, 표면 흠집의 발생 원인이 되는 유해 원소이다. 그러나, 본 발명의 냉연 강판에서는, Cu 에 의한 강판 특성에 대한 악영향은 작기 때문에, 0.3 mass％ 이하의 함유량이면 허용할 수 있다. 이로써, 스크랩 등을 사용하여, 리사이클 원료의 활용이 가능해지기 때문에 원료 비용의 저감을 도모할 수 있다.

Ni 는, Cu 와 마찬가지로, 강판 특성에 미치는 영향은 작지만, Cu 첨가에 의한 표면 흠집의 발생을 방지하는 효과가 있다. 상기 효과는, Cu 함유량의 1/2 이상 첨가함으로써 발현시킬 수 있다. 그러나, Ni 의 첨가량이 과잉이 되면, 스케일의 불균일 생성에서 기인한 다른 표면 결함의 발생을 조장하기 때문에, Ni 첨가량의 상한은 0.3 mass％ 로 하는 것이 바람직하다.

본 발명의 고강도 냉연 강판은, 상기 성분에 더하여 추가로, Sn 및 Sb 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 및/또는 Ta 를 첨가할 수 있다.

Sn：0.2 mass％ 이하, Sb：0.2 mass％ 이하

Sn 이나 Sb 는, 강판 표면의 질화나 산화 혹은 산화에 의해 발생하는 강판 표면 수십 ㎛ 영역의 탈탄을 억제하기 위해 첨가할 수 있다. 이와 같은 질화나 산화, 탈탄이 억제됨으로써, 강판 표면에 있어서의 마텐자이트 생성량의 감소가 억제되어, 피로 특성이나 표면 품질이 개선된다. 상기 효과를 얻기 위해서는, Sn 및/또는 Sb 는, 각각 0.005 mass％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.2 mass％ 를 초과하여 첨가하는 것은, 인성의 열화를 초래할 우려가 있기 때문에, 첨가하는 경우에는, 각각 0.2 mass％ 를 상한으로 하는 것이 바람직하다.

Ta：0.005 ∼ 0.1 mass％

Ta 는, Nb 나 Ti 와 마찬가지로, 열연판 중에 TaC 로서 석출되어, C 를 고정시키는 작용을 갖기 때문에, 고 r 값화에 기여하는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, 0.005 mass％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.1 mass％ 를 초과하여 첨가하는 것은, 원료 비용의 증가뿐만 아니라, Nb 나 Ti 와 마찬가지로, 어닐링 후의 냉각 과정에 있어서의 마텐자이트의 형성을 저해하거나, 열연판 중에 석출된 TaC 가, 냉간 압연시의 변형 저항을 높여, 제조성을 악화시키거나 한다. 따라서, Ta 를 첨가하는 경우에는, 0.005 ∼ 0.1 mass％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다.

또한, Ta 를 첨가하는 경우, C, Nb, Ta, Ti, N 및 S 는, 전술한 (2) 식 대신에, 하기 (3) 식；

0.005≤C*≤0.025 … (3)

을 만족시켜 함유하는 것이 바람직하다.

상기 (3) 식 중의 C* 가, 0.005 미만에서는, 소정의 마텐자이트량을 확보하지 못해, 440 ㎫ 이상의 인장 강도를 얻기가 어려워진다. 한편, C* 가 0.025 를 초과하면, 고 r 값화에 유효한 페라이트상의 {111} 재결정 집합 조직의 형성을 저해하기 때문에, 양호한 딥 드로잉성이 얻어지지 않게 될 뿐만 아니라, 마텐자이트상의 증가에 수반하여, 원하는 BH 량을 확보하지 못하게 될 우려가 있다. 또한, BH 량：50 ㎫ 이상으로 하려면, C* 는 0.020 이하로 하는 것이 바람직하고, 또 BH 량：60 ㎫ 이상으로 하려면, C* 는 0.015 이하로 하는 것이 바람직하다.

본 발명의 냉연 강판은, 상기 성분 이외의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다. 단, 본 발명의 효과를 저해하지 않는 범위이면, 그 밖의 성분을 함유하는 것을 마다하는 것은 아니다. 단, 산소 (O) 는, 비금속 개재물을 형성하여 강판 품질에 악영향을 미치기 때문에, 그 함유량은 0.003 mass％ 이하로 저감시키는 것이 바람직하다.

다음으로, 본 발명의 고강도 냉연 강판의 강 조직 (미크로 조직) 에 대하여 설명한다.

본 발명의 고강도 냉연 강판은, 강판 강도와 프레스 성형성 (특히 딥 드로잉성), 베이킹 경화성을 함께 만족시키기 위해, 강판 조직 전체에 대해, 면적률로 70 ％ 이상의 페라이트상과, 면적률로 3 ％ 이상의 마텐자이트상을 포함하는 강판 조직을 갖는 것일 필요가 있다. 또한, 본 발명의 고강도 냉연 강판은, 페라이트상과 마텐자이트상 이외의 잔부 조직으로서, 펄라이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 탄화물 등을 함유하는 경우가 있지만, 이들은 합계 면적률로 5 ％ 이하이면 허용할 수 있다.

＜페라이트상：면적률로 70 ％ 이상＞

페라이트상은, 강판의 프레스 성형성, 특히 딥 드로잉성을 확보하는 데에 필요한 연질상으로, 본 발명에 있어서는, 페라이트상의 {111} 재결정 집합 조직을 발달시킴으로써, 고 r 값화를 도모하고 있다. 페라이트상의 면적률이 70 ％ 미만에서는, 평균 r 값 1.20 이상을 달성하기가 어려워, 양호한 딥 드로잉성을 얻을 수 없다. 또, 베이킹 경화성은, 페라이트 중의 고용 C 량과 상관이 있어, 페라이트상의 면적률이 70 ％ 미만에서는, BH 량 40 ㎫ 이상을 달성하기가 어려워진다. 따라서, 페라이트상은, 면적률로 70 ％ 이상으로 한다. 또한, 평균 r 값 및 BH 량을 보다 높이기 위해서는, 페라이트상의 면적률은 80 ％ 이상이 바람직하다. 한편, 페라이트상의 면적률이 97 ％ 를 초과하면, 강판 강도가 저하되어, 인장 강도 440 ㎫ 이상을 확보하기가 어려워진다. 또한, 본 발명에 있어서의 「페라이트」에는, 폴리고널 페라이트 외에, 오스테나이트로부터 변태한 전위 밀도가 높은 베이나이틱 페라이트도 포함된다.

＜마텐자이트상：면적률로 3 ％ 이상＞

마텐자이트상은, 본 발명의 냉연 강판의 강도를 확보하는 데에 필요한 경질상이다. 마텐자이트상의 면적률이 3 ％ 미만에서는, 강판 강도가 저하되어, 인장 강도 440 ㎫ 이상을 확보하기가 어려워지기 때문에, 마텐자이트상의 면적률은 3 ％ 이상으로 한다. 또한, 인장 강도를 500 ㎫ 이상 혹은 590 ㎫ 이상으로 하려면, 마텐자이트상은, 면적률로 5 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 마텐자이트상의 면적률이 30 ％ 를 초과하면, r 값 및 BH 성을 향상시키는 페라이트상의 면적률이 저하되어, 양호한 딥 드로잉성이나 베이킹 경화성을 확보하기가 어려워진다. 따라서, 마텐자이트상의 면적률은 30 ％ 이하로 하고, 20 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

다음으로, 본 발명의 고강도 냉연 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다.

본 발명의 고강도 냉연 강판은, 상기 서술한 화학 성분 조성으로 조정한 강을 전로 등으로 용제하고, 연속 주조 등으로 강 소재 (강 슬래브) 로 하는 제강 공정, 상기 강 슬래브를 조(粗)압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연에 의해 열연판으로 하는 열간 압연 공정, 상기 열연판을 냉간 압연하여 냉연판으로 하는 냉간 압연 공정, 상기 냉연판을 어닐링하여 소정의 강도와 딥 드로잉성, 베이킹 경화성을 얻는 어닐링 공정을 순차적으로 거침으로써 제조된다.

(제강 공정)

본 발명의 제조 방법에 있어서는, 강의 용제 방법은, 예를 들어, 전로나 전기로 등으로 얻은 용강을 진공 탈가스 처리 등의 2 차 정련하여 소정의 성분 조성으로 하는 공지된 용제 프로세스를 채용할 수 있으며, 특별히 제한은 없다. 또, 용강을 슬래브로 하는 방법은, 편석 등의 문제로 연속 주조법을 사용하는 것이 바람직하지만, 조괴-분괴 압연법이나 박슬래브 연주법 (連鑄法) 등의 방법으로 강 슬래브로 해도 된다.

(열간 압연 공정)

＜슬래브 재가열＞

상기와 같이 하여 얻은 강 슬래브는, 그 후, 재가열하여, 열간 압연하는 것이 바람직하다. 상기 강 슬래브의 재가열 온도는, TiC 등의 석출물을 조대화시킴으로써, {111} 재결정 집합 조직을 발달시켜, 딥 드로잉성을 개선하는 관점에서는 낮은 편이 바람직하다. 그러나, 가열 온도가 1000 ℃ 미만에서는, 열간 압연에 있어서의 압연 부하가 증대되어, 압연 트러블을 발생시킬 우려가 있기 때문에, 슬래브 가열 온도는 1000 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 가열 온도의 상한은, 산화에 의한 스케일 로스의 증대를 억제하는 관점에서, 1300 ℃ 정도로 하는 것이 바람직하다. 또한, 강 슬래브를 열간 압연함에 있어서는, 슬래브를 가열로에 장입 (裝入) 하여 소정 온도로 재가열하고 나서 압연하는 것이 일반적이지만, 연속 주조 후의 슬래브가 소정 온도 이상인 경우에는, 슬래브를 재가열하지 않고 그대로 압연 (직송 압연) 하거나, 고온 상태인 채로 가열로에 장입하여 재가열의 일부를 생략하는 방법 (온편 (溫片) 장입) 을 채용하거나 해도 된다.

＜조압연＞

상기 조건에서 재가열한 강 슬래브는, 조압연하여 시트 바로 한다. 여기서, 조압연의 조건은, 통상적인 방법에 따라 실시하면 되어, 특별히 규정하지 않는다. 또한, 슬래브 가열 온도를 낮게 한 경우에는, 소정의 열연 온도를 확보하거나, 혹은, 압연 트러블을 방지하는 관점에서, 시트 바 히터를 활용하여 시트 바의 승온을 도모해도 되는 것은 말할 필요도 없다.

＜마무리 압연＞

상기 조압연 후의 시트 바는, 그 후, 마무리 압연하여 열연판으로 하는데, 본 발명에 있어서는, 상기 마무리 압연의 최종 패스 및 최종 패스의 전 패스의 압하율을 적정 범위로 제어하는 것이 바람직하다. 즉, 마무리 압연의 최종 패스의 압하율은, 10 ％ 이상으로 하여 구(舊)오스테나이트 입자 내에 전단대를 다수 도입하여, 페라이트 변태의 핵 생성 사이트를 증대시켜 열연판 조직의 미세화를 도모하는 것이 바람직하다. 이 열연판 조직의 미세화는, 냉연 후의 어닐링시에 있어서의 {111} 재결정 집합 조직의 우선 핵 생성 사이트를 증대시키기 때문에, r 값의 향상에 유효할 뿐만 아니라, 어닐링 후의 강판 조직을 미세화하여, 입계 면적을 증대시켜 입계 편석 C 량을 증대시키기 때문에, 베이킹 경화성을 높이는 데에도 유효하다. 한편, 최종 패스 압하율이 10 ％ 미만에서는, 페라이트 입자가 조대화되기 때문에, 상기의 고 r 값화나 고 BH 화의 효과가 얻어지지 않을 우려가 있다. 따라서, 최종 패스의 압하율은 10 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하지만, 13 ％ 이상이면 보다 바람직하다.

또한, 고 r 값화나 고 BH 화의 효과를 보다 높이기 위해서는, 상기 최종 패스의 압하율 제어에 더하여, 최종 패스의 전 패스의 압하율을 15 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이 최종 패스의 전 패스의 압하율 제어에 의해, 변형 누적 효과가 보다 높아져 구오스테나이트 입자 내에 전단대가 다수 도입되기 때문에, 페라이트 변태의 핵 생성 사이트가 더욱 증대되어 열연판 조직이 보다 미세화되어, r 값 및 BH 성이 더욱 향상된다. 최종 패스의 전 패스의 압하율이 15 ％ 미만에서는, 열연판 조직의 미세화 효과가 불충분해져, 상기의 r 값이나 BH 성의 향상 효과가 충분히 얻어지지 않을 우려가 있다. 따라서, 최종 패스의 전 패스의 압하율은 15 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 18 ％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.

또한, 상기 최종 패스 및 최종 패스의 전 패스의 2 패스의 압하율의 상한은, 압연 부하의 관점에서, 각각 40 ％ 미만으로 하는 것이 바람직하다.

또, 최종 패스 및 최종 패스의 전 패스에 있어서의 압연 온도에 대해서는, 특별히 제한할 필요는 없지만, 최종 패스의 압연 온도는, 800 ℃ 이상이 바람직하고, 830 ℃ 이상이 보다 바람직하다. 또, 최종 패스의 전 패스의 압연 온도는 980 ℃ 이하가 바람직하고, 950 ℃ 이하가 보다 바람직하다.

최종 패스의 압연 온도가 800 ℃ 미만에서는, 미재결정 오스테나이트로부터 페라이트로의 변태가 많아져, 냉연 어닐링 후의 강판 조직이 열연판 조직의 영향을 받아 압연 방향으로 신장된 불균일한 조직이 되어, 가공성이 저하되게 된다.

또, 최종 패스의 전 패스의 압연 온도가 980 ℃ 를 초과하면, 회복에 의해 변형의 누적 효과가 불충분해지기 때문에, 열연판 조직이 미세화되기 어려워져, 고 r 값화, 고 BH 화의 효과가 얻어지지 않게 될 우려가 있기 때문이다.

＜열간 압연 후의 냉각 조건 및 권취 온도＞

상기 열간 압연을 종료한 열연판은, 결정립 미세화에 의한 r 값 향상, BH 성 향상을 도모하는 관점에서, 마무리 압연 종료 후, 3 초 이내에 냉각을 개시하여, 평균 냉각 속도 40 ℃/s 이상으로 720 ℃ 이하의 온도역까지 냉각시키고, 500 ∼ 700 ℃ 의 온도에서 코일에 감는 것이 바람직하다.

냉각을 개시할 때까지의 시간이 3 초를 초과하거나, 평균 냉각 속도가 40 ℃/s 미만, 혹은, 냉각 정지 온도가 720 ℃ 보다 높은 경우에는, 열연판 조직이 조대해져, r 값이나 BH 성의 향상 효과가 얻어지지 않는 경우가 있다.

또, 권취 온도가 700 ℃ 를 초과하면, 열연판 조직이 조대화되어, 강도의 저하가 염려됨과 함께, 냉연 어닐링 후의 고 r 값화나 고 BH 화를 저해할 우려가 있다. 한편, 권취 온도가 500 ℃ 미만에서는, NbC 나 TiC 의 석출이 곤란해져, 고용 C 가 증가하기 때문에, 역시 고 r 값화에 불리해진다.

(냉간 압연 공정)

상기 열간 압연한 강판은, 그 후, 통상적인 방법에 따라, 산세하고, 냉간 압연하여 냉연판으로 한다. 이 때의 냉간 압연에 있어서의 압하율은, 50 ∼ 90 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하지만, 고 r 값화를 도모하는 위해서는, 냉연 압하율은 조금 높게 설정하는 것이 보다 바람직하다. 압하율이 50 ％ 미만에서는, 페라이트상의 {111} 재결정 집합 조직이 충분히 발달하지 않아, 우수한 딥 드로잉성이 얻어지지 않을 우려가 있다. 한편, 압하율이 90 ％ 를 초과하면, 냉간 압연에 있어서의 부하가 증대되어, 통판 트러블이 발생할 우려가 있기 때문이다.

(어닐링 공정)

상기 냉간 압연한 강판은, 그 후, 어닐링하여, 원하는 강도와 딥 드로잉성, 베이킹 경화성을 부여한다. 그러기 위해서는, 상기 어닐링을, 이하에 설명하는 바와 같이, 700 ∼ 800 ℃ 의 온도 범위의 평균 승온 속도를 3 ℃/s 미만으로 하여 800 ∼ 900 ℃ 의 어닐링 온도까지 가열하고, 균열한 후, 상기 어닐링 온도 (균열 온도) 에서부터 500 ℃ 이하의 냉각 정지 온도 Tc 까지, 평균 냉각 속도 5 ℃/s 이상으로 냉각시키는 것이 필요하다. 상기 조건을 만족시키는 어닐링 방법으로는, 연속 어닐링이 바람직하고 적합하다.

＜평균 승온 속도＞

본 발명에서는, 열연판의 단계에서, TiC 나 NbC 를 강 중에 석출시키고 있기 때문에, 냉간 압연 후의 강판의 재결정 온도는, 비교적 고온으로 되어 있다. 이 때문에, 냉연판을 가열할 때에는, 재결정을 촉진시켜, 고 r 값화에 유효한 {111} 재결정 집합 조직을 발달시키는 관점에서, 700 ∼ 800 ℃ 의 온도 범위를 평균 승온 속도 3 ℃/s 미만의 저속으로 가열할 필요가 있다. 평균 승온 속도가 3 ℃/s 이상에서는, {111} 재결정 집합 조직의 발달이 불충분해져, 고 r 값화가 곤란해질 우려가 있다. 또한, 생산성을 높이는 관점에서, 평균 승온 속도는 0.5 ℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다.

＜어닐링 온도＞

본 발명의 강판의 어닐링 후의 강판 조직을, 원하는 면적률의 페라이트상과 마텐자이트상을 포함하는 복합 조직으로 하기 위해서는, 어닐링 온도 (균열 온도) 는, 페라이트상과 오스테나이트상의 2 상역의 온도로 할 필요가 있다. 이 때문에, 본 발명에서는, 어닐링 온도를 800 ∼ 900 ℃ 의 온도 범위로 한다. 어닐링 온도가 800 ℃ 미만에서는, 어닐링 후의 냉각 후에 원하는 마텐자이트량이 얻어지지 않는 데다가, 어닐링 중에 재결정이 충분히 완료되지 않기 때문에, 페라이트상의 {111} 재결정 집합 조직이 발달하지 않아, 평균 r 값 1.20 이상을 확보하지 못할 우려가 있다. 한편, 어닐링 온도가 900 ℃ 를 초과하면, 페라이트 중의 고용 C 량이 감소하여, 40 ㎫ 이상의 BH 량을 확보하지 못할 우려가 있다. 또, 어닐링 온도가 900 ℃ 를 초과하면, 그 후의 냉각 조건에 따라서는, 제 2 상 (마텐자이트상, 베이나이트상, 펄라이트상) 이 필요 이상으로 증가하여 원하는 면적률의 페라이트상이 얻어지지 않아, 양호한 r 값이 얻어지지 않게 될 우려가 있다. 또, 생산성의 저하나 에너지 비용의 증가를 초래한다는 문제도 있다. 따라서, 어닐링 온도는 800 ∼ 900 ℃ 의 범위로 하지만, 바람직하게는 820 ∼ 880 ℃ 의 범위이다.

또한, 어닐링에 있어서의 균열 유지 시간은, 오스테나이트에 대한 C 등의 원소의 농화를 충분히 진행시키는 관점, 및 페라이트상의 {111} 재결정 집합 조직의 발달을 충분히 촉진시키는 관점에서, 15 초 (s) 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 균열 유지 시간이 300 초 (s) 를 초과하면, 결정립이 조대화되어, 높은 BH 량이 얻어지지 않게 될 뿐만 아니라, 강도의 저하나 강판 표면 성상의 열화 등, 강판의 제특성에 악영향을 미칠 우려가 있다. 따라서, 어닐링에서의 균열 유지 시간은, 15 ∼ 300 초 (s) 의 범위로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 15 ∼ 200 초 (s) 의 범위이다.

＜냉각 속도＞

상기 어닐링으로 재결정이 완료된 강판은, 그 후, 어닐링 온도 (균열 온도) 에서부터 평균 냉각 속도 5 ℃/s 이상으로 500 ℃ 이하의 냉각 정지 온도 Tc 까지 냉각시키는 것이 필요하다. 평균 냉각 속도가 5 ℃/s 미만에서는, 강판 조직 전체에 대한 면적률로 3 ％ 이상의 마텐자이트상을 확보하기가 어려워져, 원하는 강도 (인장 강도 440 ㎫ 이상) 가 얻어지지 않을 우려가 있다. 또, 냉각 정지 온도가 500 ℃ 를 초과하는 경우에는, 역시 면적률로 3 ％ 이상의 마텐자이트상을 확보하지 못할 우려가 있다. 또한, 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 8 ℃/s 이상, 보다 바람직하게는 10 ℃/s 이상이고, 또한 냉각 정지 온도 Tc 는, 바람직하게는 400 ∼ 450 ℃ 의 범위이다. 또한, 평균 냉각 속도가 100 ℃/s 를 초과하면, 수랭 등의 특별한 설비가 필요해져, 제조 비용의 증가를 초래하거나, 강판 형상의 악화를 초래하거나 할 우려가 있기 때문에, 평균 냉각 속도의 상한은, 100 ℃/s 정도로 하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명에 있어서는, 냉각 정지 온도 Tc 이후의 냉각 조건에 대해서는 특별히 한정하지 않지만, 마텐자이트상의 템퍼링을 적당히 진행시켜, 연성이나 인성을 회복하는 관점에서, 냉각 정지 온도 Tc 에서부터 200 ℃ 까지의 온도역을 평균 냉각 속도 0.2 ∼ 10 ℃/s 로 냉각시키는 것이 바람직하다. 즉, 상기 온도역의 평균 냉각 속도가 0.2 ℃/s 미만이면, 마텐자이트상의 템퍼링이 과도하게 진행되어, 원하는 강도가 얻어지지 않을 우려가 있다. 한편, 상기 온도역의 평균 냉각 속도가 10 ℃/s 를 초과하면, 마텐자이트상의 템퍼링이 충분히 진행되지 않아, 연성이나 인성의 회복 효과를 그다지 기대할 수 없기 때문이다. 보다 바람직한 평균 냉각 속도는 0.5 ∼ 6 ℃/s 의 범위이다.

상기와 같이 하여 제조된 본 발명의 냉연 강판은, 그 후, 형상 교정이나 표면 조도 조정 등의 목적으로, 조질 압연이나 레벨러 가공 등을 실시해도 된다. 또한, 조질 압연을 실시하는 경우에는, 연신율은 0.3 ∼ 1.5 ％ 정도로 하는 것이 바람직하다.

실시예 1

표 1 에 나타내는 성분 조성을 갖는 A ∼ V 의 강을, 전로, 진공 탈가스 처리 등을 거치는 공지된 제련 프로세스로 용제하고, 연속 주조하여 두께가 260 ㎜ 인 강 슬래브로 하였다. 이들 강 슬래브를 1220 ℃ 로 가열 후, 열간 압연하여, 판두께가 3.8 ㎜ 인 열연판으로 하였다. 또한, 상기 열간 압연의 마무리 압연에 있어서의 최종 패스 및 최종 패스의 전 패스의 압연 온도 및 압하율, 마무리 압연 종료 후의 냉각 개시부터 720 ℃ 까지의 평균 냉각 속도 및 권취 온도는 표 2 에 나타내는 바와 같이 하고, 마무리 압연 종료 후부터 냉각을 개시할 때까지의 시간은 3 초 이내로 하였다.

이어서, 상기 열연판을 산세하고, 표 2 에 나타내는 조건에서 냉간 압연하여 판두께 1.2 ㎜ 의 냉연판으로 한 후, 표 2 에 나타내는 조건에서 연속 어닐링한 후, 연신율 0.5 ％ 의 조질 압연을 실시하여, 냉연 강판 (제품) 으로 하였다.

상기와 같이 하여 얻은 각 냉연 강판으로부터 샘플재를 채취하고, 하기의 방법으로 조직 관찰, 인장 시험을 실시하여, 강판 조직의 특정, 페라이트상 및 마텐자이트상의 면적률, 인장 강도, 연신율, 평균 r 값 및 베이킹 경화량 (BH 량) 을 측정하였다.

＜조직 관찰＞

상기 샘플재로부터 조직 관찰용 시험편을 채취하여, L 단면 (압연 방향과 평행한 수직 단면) 을 기계적으로 연마하고, 나이탈로 부식시킨 후, 주사형 전자 현미경 (SEM) 을 사용하여 배율 2000 배로 촬영한 조직 사진 (SEM 사진) 으로부터 강판 조직의 특정과 페라이트상 및 마텐자이트상의 면적률을 측정하였다. 또한, 상기 조직 사진으로부터의 강판 조직의 특정은, 페라이트는 약간 검은 콘트라스트의 영역, 펄라이트는 탄화물이 라멜라상으로 생성되어 있는 영역, 베이나이트는 탄화물이 점열상으로 생성되어 있는 영역으로 하고, 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트 (잔류 γ) 는 흰 콘트라스트로 되어 있는 입자로 하였다. 또한, 상기 시험편에, 250 ℃×4 hr 의 템퍼링 처리를 실시한 후, 동일하게 하여 조직 사진을 얻어, 탄화물이 라멜라상으로 생성되어 있는 영역을 열 처리 전에 펄라이트, 탄화물이 점열상으로 생성되어 있는 영역을 열 처리 전에 베이나이트 혹은 마텐자이트였던 영역으로 하여 다시 그 면적률을 구하고, 흰 콘트라스트인 채로 잔존하고 있는 미립자를 잔류 γ 로서 측정하고, 템퍼링 처리 전의 흰 콘트라스트로 되어 있는 입자 (마텐자이트 및 잔류 오스테나이트) 의 면적률의 차로부터, 마텐자이트상의 면적률을 구하였다. 또한, 각각의 상의 면적률은, 투명한 OHP 시트에 각 상마다 층을 달리하여 착색시켜, 화상에 도입 후, 2 값화를 실시하여, 화상 해석 소프트 (마이크로소프트사 제조 Digital Image-Pro Plus ver.4.0) 로 면적률을 구하였다.

＜인장 시험, 베이킹 경화량 (BH 량) 의 측정＞

상기 샘플재로부터 압연 방향에 대해 90°방향 (C 방향) 을 인장 방향으로 하는 JIS 5 호 인장 시험편 (JIS Z 2201) 을 채취하고, JIS Z 2241 의 규정에 준거하여 인장 시험을 실시하여, 인장 강도 (TS), 전체 연신율 (El) 을 측정하였다.

또, 베이킹 경화량 (BH 량) 은, 2 ％ 의 인장 예비 변형을 부여 후, 170 ℃×20 분의 도장 베이킹 조건에 상당하는 열 처리를 실시한 후, 다시 인장 시험을 실시하고, 열 처리 후의 상(上)항복점에서 예비 변형 부여시의 공칭 응력을 뺀 값을 구하여, 이것을 BH 량으로 하였다.

＜평균 r 값의 측정＞

상기 샘플재로부터 압연 방향에 대해 0°방향 (L 방향), 45°방향 (D 방향) 및 90°방향 (C 방향) 을 인장 방향으로 하는 JIS 5 호 인장 시험편을 채취하여, 그들 시험편에 10 ％ 의 단축 인장 변형을 부여했을 때의 각 시험편의 폭 방향 진(眞)변형과 두께 방향 진변형을 측정하고, 이들 측정값으로부터, JIS Z 2254 의 규정에 준거하여 평균 r 값 (평균 소성 변형비) 을 산출하였다.

상기 측정의 결과를 표 3 에 나타냈다.

No.3 ∼ 13 및 16 ∼ 22 의 강판은, 강 성분 조성 및 제조 조건이 본 발명에 적합한 발명으로, 인장 강도 (TS) 가 440 ㎫ 이상, 평균 r 값이 1.20 이상이고, BH 량이 40 ㎫ 이상인 특성을 갖고 있어, 강도와 딥 드로잉성, 베이킹 경화성을 함께 만족시키는 냉연 강판으로 되어 있다. 그 중에서도, 고용 C 량 (C*) 이 0.020 mass％ 이하인 No.8, 12, 13 및 22 의 강판은, 모두 BH 량이 50 ㎫ 이상이고, 또한 C* 가 0.015 ％ 이하인 No.3 ∼ 7 및 16 ∼ 20 의 강판은, BH 량이 60 ㎫ 이상으로 매우 높은 베이킹 경화량을 갖고 있다.

이에 반해, 비교예의 No.1 의 강판은, C, Si 함유량 및 C* 가, 또한 비교예의 No.2 의 강판은, Mn 함유량이 본 발명의 범위를 벗어나 있기 때문에, 원하는 마텐자이트량이 얻어지지 않아, 인장 강도가 440 ㎫ 를 하회하고 있다. 또, 비교예의 No.14, 15 의 강판은, C* 가 본 발명의 범위를 초과하고 있기 때문에, 고 r 값화, 고 BH 화에 유효한 페라이트상의 면적률이 낮고, 평균 r 값이 1.20 을 하회하고, BH 량도 40 ㎫ 를 하회하고 있다.

실시예 2

표 1 에 기재된 강 D, G 및 L 의 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 1220 ℃ 로 가열 후, 열간 압연하여 판두께 3.8 ㎜ 의 열연판으로 하였다. 또한, 열간 압연에 있어서의 마무리 압연 조건, 냉각 조건, 권취 온도에 대해서는 표 4 에 나타냈다. 또, 마무리 압연 종료부터 냉각 개시까지의 시간은 3 초 이내로 하였다. 이어서, 상기 열연판을 산세하고, 표 4 에 나타낸 조건에서 냉간 압연하여 판두께 1.2 ㎜ 의 냉연판으로 한 후, 마찬가지로 표 4 에 나타낸 조건에서 연속 어닐링하고, 연신율 0.5 ％ 의 조질 압연을 실시하여 냉연 강판 (제품) 으로 하였다.

상기와 같이 하여 얻은 냉연 강판으로부터, 실시예 1 과 동일하게 하여, 시험편을 채취하고, 조직 관찰, 인장 시험을 실시하여, 페라이트, 마텐자이트 등의 면적률, 인장 강도, 연신율, 평균 r 값 및 베이킹 경화량을 측정하였다.

상기 측정의 결과를 표 5 에 나타낸다. 이 표로부터, 본 발명의 제조 조건을 만족시키는 No.23 ∼ 29, 31, 32, 35, 36, 38 및 39 의 발명예의 강판은, 인장 강도 (TS) 가 440 ㎫ 이상, 평균 r 값이 1.20 이상이고 또한 BH 량이 40 ㎫ 이상으로, 강도와 딥 드로잉성, 베이킹 경화성을 함께 만족시키는 강판으로 되어 있다. 그 중에서도, 열연판의 조직 미세화에 의한 고 r 값화, 고 BH 화를 도모할 목적으로 마무리 압연 종료 후의 평균 냉각 속도를 40 ℃/s 이상으로 한 No.25, 26 및 29 의 강판은, 마무리 압연 종료 후의 평균 냉각 속도를 40 ℃/s 미만으로 한 다른 강판보다 높은 평균 r 값, BH 량이 얻어지고 있다.

이에 반해, 비교예의 No.30 의 강판은, 마무리 압연에 있어서의 최종 패스 압하율 및 최종 패스의 전 패스의 압하율이 본 발명의 범위를 하회하기 때문에, 열연판의 조직 미세화에 의한 고 r 값화, 고 BH 화의 효과가 얻어지지 않아, 평균 r 값이 1.20 미만, BH 량이 40 ㎫ 미만으로 되어 있다.

또, 비교예의 No.33 의 강판은, 어닐링 온도가 본 발명의 범위를 하회하기 때문에, 원하는 마텐자이트량이 얻어지지 않아, 인장 강도가 440 ㎫ 를 하회하고 있는 데다가, 재결정이 완료되지 않았기 때문에, 고 r 값화에 유효한 {111} 재결정 집합 조직의 발달이 불충분해져, 평균 r 값이 1.20 미만으로 되어 있다.

또, 비교예의 No.34 의 강판은, 어닐링 온도가 본 발명의 범위를 초과하여 오스테나이트 단상역에서의 어닐링이 되었기 때문에, 그 후의 냉각 과정에서 고 r 값화, 고 BH 화에 유효한 페라이트상이 생성되지 않고, 평균 r 값이 1.20 미만, BH 량이 40 ㎫ 미만으로 되어 있다.

또, 비교예의 No.37 의 강판은, 어닐링 온도에서부터 냉각 정지 온도 Tc 까지의 평균 냉각 속도가 본 발명의 범위를 하회하기 때문에, 원하는 마텐자이트량이 얻어지지 않아, 인장 강도가 440 ㎫ 를 하회하고 있다. 또한, 비교예의 No.40 의 강판은, 어닐링 가열시의 700 ∼ 800 ℃ 에 있어서의 평균 승온 속도가 본 발명의 범위를 초과하고 있기 때문에, 페라이트상의 {111} 재결정 집합 조직의 발달이 불충분해져, 역시 평균 r 값이 1.20 미만으로 되어 있다.

산업상 이용가능성

본 발명의 고강도 냉연 강판의 용도는, 자동차용 부재에 한정되는 것은 아니고, 고강도이고 또한 딥 드로잉성이나 베이킹 경화성이 요구되는 다른 용도이면 바람직하게 사용할 수 있다. 따라서, 가전 부품이나 강관 등의 소재로서도 바람직하다.

Claims

C：0.010 ∼ 0.06 mass％, Si：1.0 mass％ 초과 1.5 mass％ 이하, Mn：1.0 ∼ 3.0 mass％, P：0.005 ∼ 0.1 mass％, S：0.01 mass％ 이하, sol.Al：0.005 ∼ 0.5 mass％, N：0.01 mass％ 이하, Nb：0.010 ∼ 0.090 mass％, Ti：0.015 ∼ 0.15 mass％ 를 함유하고, 또한 C, Nb, Ti, N 및 S 가 하기 (1) 식 및 (2) 식을 만족시켜 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 가지며, 면적률로 70 ％ 이상의 페라이트상과 3 ％ 이상의 마텐자이트상을 포함하는 조직으로 이루어지고, 인장 강도가 440 ㎫ 이상, 평균 r 값이 1.20 이상이고, BH 량이 40 ㎫ 이상인 딥 드로잉성 및 베이킹 경화성이 우수한 고강도 냉연 강판.
하기
(Nb/93)/(C/12)＜0.20 … (1)
0.005≤C*≤0.025 … (2)
여기서, C*=C-(12/93)Nb-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S} 이고, 상기 각 식 중의 원소 기호는 각 원소의 함유량 (mass％) 을 나타낸다.
제 1 항에 있어서,
상기 성분 조성에 더하여 추가로, Mo, Cr 및 V 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0.5 mass％ 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 성분 조성에 더하여 추가로, Cu：0.3 mass％ 이하, Ni：0.3 mass％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 성분 조성에 더하여 추가로, Sn：0.2 mass％ 이하 및 Sb：0.2 mass％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 성분 조성에 더하여 추가로, Ta：0.005 ∼ 0.1 mass％ 를 함유하고, 또한 C, Nb, Ta, Ti, N 및 S 가, 상기 (2) 식 대신에 하기 (3) 식을 만족시켜 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판.
0.005≤C*≤0.025 … (3)
여기서, C*=C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S} 이고, 상기 각 식 중의 원소 기호는 각 원소의 함유량 (mass％) 을 나타낸다.
C：0.010 ∼ 0.06 mass％, Si：1.0 mass％ 초과 1.5 mass％ 이하, Mn：1.0 ∼ 3.0 mass％, P：0.005 ∼ 0.1 mass％, S：0.01 mass％ 이하, sol.Al：0.005 ∼ 0.5 mass％, N：0.01 mass％ 이하, Nb：0.010 ∼ 0.090 mass％, Ti：0.015 ∼ 0.15 mass％ 를 함유하고, 또한 C, Nb, Ti, N 및 S 가 하기 (1) 식 및 (2) 식을 만족시켜 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 강 소재를 열간 압연하고, 냉간 압연하고, 어닐링하여 고강도 냉연 강판을 제조하는 방법에 있어서, 상기 어닐링을, 700 ∼ 800 ℃ 의 온도 범위를 평균 승온 속도 3 ℃/s 미만으로 하여 800 ∼ 900 ℃ 의 어닐링 온도로 가열한 후, 상기 어닐링 온도에서부터 500 ℃ 이하의 냉각 정지 온도 Tc 까지를 평균 냉각 속도 5 ℃/s 이상으로 냉각시키는 조건에서 실시하고,
상기 열간 압연의 마무리 압연에 있어서의 최종 패스의 압하율을 10 ％ 이상, 상기 최종 패스의 전 패스의 압하율을 15 ％ 이상으로 하고,
상기 열간 압연의 마무리 압연 종료 후, 3 초 이내에 냉각을 개시하여, 평균 냉각 속도 40 ℃/s 이상으로 720 ℃ 이하의 온도역까지 냉각시키는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성 및 베이킹 경화성이 우수한 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
하기
(Nb/93)/(C/12)＜0.20 … (1)
0.005≤C*≤0.025 … (2)
여기서, C*=C-(12/93)Nb-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S} 이고, 상기 각 식 중의 원소 기호는 각 원소의 함유량 (mass％) 을 나타낸다.
제 6 항에 있어서,
상기 성분 조성에 더하여 추가로, Mo, Cr 및 V 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0.5 mass％ 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
제 6 항 또는 제 7 항에 있어서,
상기 성분 조성에 더하여 추가로, Cu：0.3 mass％ 이하, Ni：0.3 mass％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
제 6 항 또는 제 7 항에 있어서,
상기 성분 조성에 더하여 추가로, Sn：0.2 mass％ 이하 및 Sb：0.2 mass％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
제 6 항 또는 제 7 항에 있어서,
상기 성분 조성에 더하여 추가로, Ta：0.005 ∼ 0.1 mass％ 를 함유하고, 또한 C, Nb, Ta, Ti, N 및 S 가, 상기 (2) 식 대신에 하기 (3) 식을 만족시켜 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
0.005≤C*≤0.025 … (3)
여기서, C*=C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S} 이고, 상기 각 식 중의 원소 기호는 각 원소의 함유량 (mass％) 을 나타낸다.
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