KR101753510B1 - 고강도 고영률 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

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Abstract

TS 780MPa 이상, 압연 방향 및 압연 방향에 대해서 45°방향의 탄성률이 205GPa 이상, 압연 방향에 대해서 직각 방향의 탄성률이 220GPa 이상, 평균 r값이 1.05 이상이고, 한계 수축비(LDR)가 2.03 이상인 고강도 고영률의 강판을 제공한다. 질량%로, C:0.060~0.150%, Si:0.50~2.20%, Mn:1.00%~3.00%, Nb:0.001~0.200%, V:0.001~0.200%를 함유하고 C, Nb 및 V의 함유량에 의하여, 소정의 식에서 구해지는 고용 C배출량(C*)이 아래의 (1) 식을 만족하고, 페라이트 면적율이 20% 이상, 마르텐사이트의 면적율이 5% 이상, 페라이트 평균 결정 입경이 20.0μm 이하, 페라이트 및 마르텐사이트에서의 α-fiber에 대한 γ-fiber의 인버스 강도비가 각각 1.00 이상인, 마이크로 조직을 가진 고강도 고영률 강판;
500≤C*≤1300 …(1), 여기서 C*단위는 질량ppm이다.

Description

고강도 고영률 강판 및 그 제조 방법{HIGH STRENGTH STEEL SHEET HAVING HIGH YOUNG'S MODULUS AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 주로 자동차 차체의 구조 부품에 제공하기에 적합한 고강도 고영률 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
최근, 지구 환경 문제에의 관심의 고조됨에 따라, 자동차의 배기 가스 규제가 요청되는 등, 자동차의 차체 경량화는 매우 중요한 과제가 되고 있다. 차체 경량화에는, 강판의 고강도화에 의한 강판의 판 두께를 감소시키는 것(박육화)이 효과적인 방법이다. 최근에는, 강판의 고강도화가 현저하게 진행된 결과, 인장 강도(TS)가 780MPa 이상이며, 판 두께가 2.0mm를 밑도는 것과 같은 박강판을 적극적으로 적용하려는 움직임이 있다. 그러나, 박육화에 의한 차체 강성의 저하가 문제가 되고 있어, 자동차의 구조 부품의 강성을 향상시키는 것이 필요하게 되고 있다. 구조 부품의 강성은, 단면 형상이 같다면 강판의 판 두께와 영률로 결정되므로, 경량화와 구조 부품의 강성을 양립시키려면, 강판의 영률을 높이는 것이 효과적이다.
영률은, 강판의 집합 조직에 크게 지배되고, 체심 입방 격자인 철의 경우는, 원자 밀도가 높은 <111> 방향으로 높고, 반대로 원자 밀도가 낮은 <100> 방향으로는 낮은 것으로 알려져 있다. 결정(結晶) 방위에 이방성(異方性)이 없는 통상적인 철의 영률은 약 206GPa인 것으로 알려져 있다. 또한, 결정 방위에 이방성을 갖고, 특정 방향의 원자 밀도를 높임으로써, 그 방향의 영률을 높일 수 있다. 그러나, 자동차 차체의 강성을 고려하는 경우에는, 다양한 방향에서 하중이 가해지기 때문에, 특정 방향만이 아니라 각 방향에서 높은 영률을 가진 강판이 요구된다.
이런 요청에 대해서, 예를 들면, 특허문헌 1에는 질량%로 C:0.02~0.15%, Si:0.3%이하, Mn:1.0~3.5%, P:0.05%이하, S:0.01%이하, Al:1.0%이하, N:0.01%이하 및 Ti:0.1~1.0%를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 슬래브를, 열간 압연하고, 20~85%의 압하율로 냉간 압연한 후, 재결정 소둔함으로써, 페라이트 단상의 마이크로 조직을 가지는 TS가 590MPa 이상이고, 압연 방향에 대해서 90° 방향의 영률이 230GPa 이상, 압연 방향에 대해서 0°, 45°, 90°방향의 평균 영률이 215GPa 이상인 것을 특징으로 하는 강성에 우수한 고강도 박강판의 제조 방법이 제안되어 있다.
특허문헌 2에는, 질량%로 C:0.02~0.15%, Si:1.5%이하, Mn:1.5~4.0%, P:0.05%이하, S:0.01%이하, Al:1.5%이하, N:0.01%이하 및 Nb:0.02~0.40%를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 슬래브를, 열간 압연하고, 50% 이상의 압하율로 냉간 압연한 후, 재결정 소둔함으로써, 페라이트와 마르텐사이트의 혼합 조직을 가지는 TS가 590MPa 이상이고, 압연 방향에 대해서 직각 방향의 영률이 225GPa 이상인 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고강성 고강도 강판의 제조 방법이 제안되어 있다.
특허문헌 1 : 일본 특개 2007-092130호 공보
특허문헌 2 : 일본 특개 2006-183131호 공보
그러나, 특허문헌 1에 기재된 기술에는, 인장 강도 780MPa 이상을 달성하려면, 예를 들어, 그 실시예를 참조하면, V:0.4질량% 및 W:0.5질량%의 것의 첨가가 필요하다. 또한, 더 나은 고강도화를 꾀하려면, Cr과 Mo 등의 고가의 원소의 활용이 필수 불가결하므로, 합금 비용이 증가한다는 문제가 있었다. 특허문헌 2에 기재된 기술은, 강판의 한 방향만의 영률을 높이는 데는 효과적이다. 그러나, 각 방향으로 높은 영률을 가진 강판이 필요한 자동차의 구조 부품의 강성 향상에는 적용할 수 없다.
본 발명은, 인장 강도가 780MPa 이상, 압연 방향 및 압연 방향에 대해서 45°방향의 영률이 205GPa 이상이고, 또한, 압연 방향에 대해서 직각 방향의 영률이 220GPa 이상을 가지며, 또한, 양호한 딥 드로잉성도 구비한 고강도 고영률 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 또한, 본 발명의 고강도 고영률 강판은, 냉연 강판인 소위 고강도 고영률 냉연 강판이거나, 표면에 도금 피막을 가진 도금 강판인 소위 고강도 고영률 도금 강판이거나, 표면에 용융 아연 도금 피막을 가진 용융 아연 도금 강판인 소위 고강도 고영률 용융 아연 도금 강판이거나, 표면에 합금화 용융 아연 도금 피막을 가진 합금화 용융 아연 도금 강판인 소위 고강도 고영률 합금화 용융 아연 도금 강판 등을 포함하는 것이다.
본 발명자들은, 인장 강도가 780MPa 이상의 고강도 강판의 고영률화 및 딥 드로잉성 향상에 대해서 예의 연구를 거듭한 결과, 아래의 것을 찾아냈다.
Nb 및 V를 첨가하고, 기타 합금 원소의 성분 조성을 적정하게 제어한 강을 이용하여, 열간 압연 후, 고온에서 권취하는 것으로 고용 C를 남기면서, Nb 및 V를 탄화물로 석출시키는 것에 의해, 그 후의 냉간 압연에서 α-fiber 및 γ-fiber의 집합 조직을 발달시킬 수 있다. 또한, 소둔시에 석출물과 소둔 온도를 제어하여 α-fiber 및 γ-fiber의 집합 조직을 발달시키는 것에 의해, 모든 방향의 영률을 향상시키는 것과 동시에, 고용 C를 이용하여 페라이트 및 마르텐사이트를 일정 비율 이상 생성시킴으로써, 소망하는 강도를 확보할 수 있다. 또한, 양호한 딥 드로잉성도 구비한 고강도 고영률 강판의 제조가 가능하다는 것을 찾아냈다.
본 발명은, 이상의 지식에 의해서 이루어진 것으로, 아래를 요지로 하는 것이다.
[1] 질량%로 C:0.060%이상 0.150%이하, Si:0.50%이상 2.20%이하, Mn:1.00%이상 3.00%이하, P:0.100%이하, S:0.0100%이하, Al:0.010%이상 2.500%이하, N:0.0100%이하, Nb:0.001%이상 0.200%이하 및 V:0.001%이상 0.200%이하를 함유하고, C, Nb 및 V의 함유량이 아래의 (1) 식을 만족하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분 조성을 가지며, 페라이트 면적율이 20% 이상, 마르텐사이트의 면적율이 5% 이상이며, 상기 페라이트의 평균 결정 입경이 20.0μm 이하, 상기 페라이트 및 상기 마르텐사이트에서의 α-fiber에 대한 γ-fiber의 인버스 강도비가 각각 1.00 이상인 마이크로 조직을 가지는 것을 특징으로 하는 고강도 고영률 강판.
500≤C*≤1300 …(1)
여기서, C*=(C-(12.0/92.9)×Nb-(12.0/50.9)×V)×10000이며, 식 중의 각 원소 기호는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타내며, C*단위는 질량 ppm이다.
[2] 또한, 평균 r값이, 1.05 이상이고, 또한, 한계 수축비(Limiting Drawing Ratio, LDR)가 2.03 이상인 것을 특징으로 하는 상기 [1]에 기재된 고강도 고영률 강판.
[3] 또한, 질량%로, Cr:0.05%이상 1.00%이하, Mo:0.05%이상 1.00%이하, Ni:0.05%이상 1.00%이하 및 Cu:0.05%이상 1.00%이하 중에서 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 [1] 또는 [2]의 어느 하나에 기재된 고강도 고영률 강판.
[4] 또한, 질량%로, B:0.0003%이상 0.0050%이하를 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 [1] ~ [3]중의 어느 하나에 기재된 고강도 고영률 강판.
[5] 또한, 질량%로, Ca:0.0010%이상 0.0050%이하, Mg:0.0005%이상 0.0100%이하 및 REM:0.0003%이상 0.0050%이하 중에서 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 [1] ~ [4]의 어느 하나에 기재된 고강도 고영률 강판.
[6] 또한, 질량%로, Ta:0.0010%이상 0.1000%이하로 함유하고, C, Nb, V 및 Ta의 함유량이 상기의 (1) 식에 대신하여, 아래의 (2) 식을 만족하는 것을 특징으로 하는 상기 [1] ~ [5]중의 어느 하나에 기재된 고강도 고영률 강판.
500≤C*≤1300 …(2)
여기서, C*={C-(12.0/92.9)×Nb-(12.0/50.9)×V-(12.0/180.9)×Ta}×10000이며, 식 중의 각 원소 기호는 각 원소의 함유량(질량%)을 말하며, C*단위는 질량 ppm이다.
[7] 또한, 질량%로, Sn:0.0020%이상 0.2000%이하, Sb:0.0020%이상 0.2000%이하 중에서 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 [1] ~ [6]중의 어느 하나에 기재된 고강도 고영률 강판.
[8] 상기 고강도 고영률 강판이, 냉연 강판인 것을 특징으로 하는 상기 [1] ~ [7]중의 어느 하나 기재된 고강도 고영률 강판.
[9] 상기 고강도 고영률 강판이, 표면에 도금 피막을 가진 도금 강판인 것을 특징으로 하는 상기 [1] ~ [7]중의 어느 하나에 기재된 고강도 고영률 강판.
[10] 상기 도금 피막이, 용융 아연 도금 피막이며, 상기 도금 강판이, 용융 아연 도금 강판인 것을 특징으로 하는 상기 [9]에 기재된 고강도 고영률 강판.
[11] 상기 도금 피막이, 합금화 용융 아연 도금 피막이며, 상기 도금 강판이 합금화 용융 아연 도금 강판인 것을 특징으로 하는 상기 [9]에 기재된 고강도 고영률 강판.
[12] 상기 [1] ~ [7]중의 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강판 슬래브를 1150℃ 이상 1300℃ 이하의 온도 영역에서 가열하고, 이어서 850℃ 이상 1000℃ 이하의 온도 영역의 마무리 온도에서 열간 압연하고, 500℃ 이상 800℃ 이하의 온도 영역에서 권취한 후, 40% 이상의 냉연 압하율로 냉간 압연하는 공정을 거쳐서 얻은 냉연판을 450℃ 이상 800℃ 이하의 온도 영역에서 가열하고, 그 온도 영역에서 300s 이상 유지하고, 이어서 750℃ 이상 950℃ 이하로 가열하고, 그 후 300℃ 이상 700℃ 이하의 온도 영역에서 평균 냉각 속도 3℃/s 이상으로 냉각한 냉연 강판으로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 고영률 강판의 제조 방법.
[13] 상기 [1] ~ [7]중의 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강판 슬래브를 1150℃ 이상 1300℃ 이하의 온도 영역에서 가열하고, 이어서 850℃ 이상 1000℃ 이하의 온도 영역의 마무리 온도에서 열간 압연하고, 500℃ 이상 800℃ 이하의 온도 영역에서 권취한 후, 40% 이상의 냉연 압하율로 냉간 압연하는 공정을 거쳐서 얻은 냉연판을 450℃ 이상 800℃ 이하의 온도 영역에서 가열하고, 그 온도 영역에서 300s 이상 유지하고, 이어서 750℃ 이상 950℃ 이하로 가열하고, 이어서 550℃ 이상 700℃ 이하의 온도 영역에서 평균 냉각 속도 3℃/s 이상으로 냉각한 후, 용융 아연 도금을 하여 용융 아연 도금 강판으로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 고영률 강판의 제조 방법.
[14] 상기 [1] ~ [7]중의 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강판 슬래브를 1150℃ 이상 1300℃ 이하의 온도 영역에서 가열하고, 이어서 850℃ 이상 1000℃ 이하의 온도 영역의 마무리 온도에서 열간 압연하고, 500℃ 이상 800℃ 이하의 온도 영역에서 권취한 후, 40% 이상의 냉연 압하율로 냉간 압연하는 공정을 거쳐서 얻은 냉연판을 450℃ 이상 800℃ 이하의 온도 영역에서 가열하고, 그 온도 영역에서 300s 이상 유지하고, 이어서, 750℃ 이상 950℃ 이하로 가열하고, 이어서 550℃ 이상 700℃ 이하의 온도 영역에서 평균 냉각 속도 3℃/s 이상으로 냉각한 후, 용융 아연 도금을 하고, 그 후 470℃ 이상 600℃ 이하의 온도 영역에서 아연 도금의 합금화 처리를 하여 합금화 용융 아연 도금 강판으로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 고영률 강판의 제조 방법.
본 발명에 의해, 인장 강도가 780MPa 이상, 압연 방향 및 압연 방향에 대해서 45°방향의 영률이 205GPa 이상이고, 압연 방향에 대해서 직각 방향의 영률이 220GPa 이상, 평균 r값이 1.05 이상이고, 또한 한계 수축비(Limiting Drawing Ratio, LDR)가 2.03 이상인 고강도 고영률 강판을 얻을 수 있다. 본 발명의 고강도 고영률 강판을, 예컨대 자동차 차체의 구조 부품에 적용함으로써, 차체 경량화에 의한 연비 개선을 도모할 수 있다.
아래에서, 본 발명의 고강도 고영률 강판 및 그 제조 방법을 그 성분 조성, 마이크로 조직 및 제조 방법으로 나누어 상세히 설명한다.
우선, 성분 조성에 대해서 설명한다. 아래의 설명에서 강의 성분 원소 함유량을 나타내는 "%"은 특별히 명기하지 않는 한, "질량%"를 의미한다.
[C:0.060%이상 0.150%이하]
C는 Nb 및 V와 석출물(탄화물)을 형성함으로써, 소둔시의 입자 성장을 제어하고, 고영률화에 기여하는 동시에, 마르텐사이트에 의한 조직 강화를 이용할 때에, 그 면적율과 경도를 조정하기 위한 불가결한 원소이다. C량이 0.060% 미만에서는 페라이트 입경이 조대화하고, 또한, 필요한 면적율의 마르텐사이트를 얻기 힘들게 되며, 또한, 마르텐사이트가 경화하지 않기 때문에, 충분한 강도를 얻을 수 없다. 한편, C량이 0.150%를 넘으면, 그에 따른 Nb 및 V의 첨가량을 많이 할 필요가 있으며, 그렇게 하면, 탄화물의 효과가 포화하는 동시에, 합금 코스트가 증가한다. 따라서, C량은 0.060%이상 0.150%이하로 하고, 바람직하게는 0.080%이상 0.130%이하로 한다.
[Si:0.50%이상 2.20%이하]
Si는 본 발명에서 중요한 원소의 하나이다. 페라이트 안정화 원소인 Si는, 소둔시의 냉각 과정에서 페라이트 변태를 촉진하는 것으로, 영률, 평균 r값 및 LDR을 향상시키고, 또한, 오스테나이트 중에 C를 농화시키는 것으로 오스테나이트를 안정화시키고, 저온 변태상의 생성을 촉진할 수 있으므로, 필요에 따라 강의 강도를 높일 수 있다. 또한, 페라이트에 고용한 Si는, 가공 경화 능력을 향상시켜, 페라이트 자신의 연성을 높인다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Si량은 0.50%이상으로 할 필요가 있다. 한편, Si량이 2.20%를 넘으면, 강판의 용접성을 떨어뜨리며, 또한 열간 압연 전의 가열시에 슬래브 표면에 훼이알라이트(Fayalite)의 생성을 촉진하는 소위 적(赤)스케일로 불리는 열연 강판의 표면 결함의 발생을 조장시킨다. 그리고, 냉연 강판으로 사용되는 경우에는, 표면에 생성하는 Si산화물이 화성 처리성을 떨어뜨린다. 또한, 용융 아연 도금 강판으로 사용되는 경우에는, 표면에 생성하는 Si산화물이 비 도금을 유발한다. 따라서, Si량은 0.50%이상 2.20%이하로 하고, 바람직하게는 0.80%이상 2.10%이하로 한다.
[Mn:1.00%이상 3.00%이하]
Mn은, 소둔시의 냉각 과정에서, 담금질성을 높이고, 저온 변태상의 생성을 촉진함으로서 고강도화에 크게 기여하고, 또한, 고용 강화 원소로서도 고강도화에 기여한다. 이러한 효과를 얻으려면, Mn량을 1.00%이상으로 할 필요가 있다. 한편 Mn량이 3.00%를 초과하면, 소둔시의 냉각 과정에서 영률, 평균 r값 및 LDR의 향상에 필요한 페라이트 생성이 현저하게 억제되고, 또한 저온 변태상이 증가하여 강이 극단적으로 고강도화하여, 가공성이 떨어진다. 또한, 이와 같은 다량의 Mn은 강판의 용접성도 떨어뜨린다. 따라서, Mn량은 1.00%이상 3.00%이하로 하고, 바람직하게는 1.50%이상 2.80%이하로 한다.
[P:0.100%이하]
P는, 고용 강화 작용을 가지며, 소망하는 강도에 따라 첨가할 수 있고, 또한 페라이트 변태를 촉진하기 위한 복합 조직화에도 유효한 원소이다. 그러나, 0.100%를 초과하여 함유하면, 스폿 용접성의 열화를 초래한다. 그리고, 아연 도금의 합금화 처리를 하는 경우에는, 합금화 속도를 떨어뜨려, 도금성을 해친다. 따라서, P량은 0.100%이하로 할 필요가 있다. P량은 바람직하게는 0.001%이상 0.100%이하로 한다.
[S:0.0100%이하]
S는 열간 압연시의 열간 균열을 일으키는 요인이 되고, 또한 황화물로서 존재하여 국부 변형 능력을 저하시키므로, 그 함유량은 최대한 저감하는 것이 바람직하다. 따라서, S의 함유량은 0.0100%이하로 하고, 바람직하게는 0.0050%이하로 억제하는 것이 좋다. 한편, S의 함유량을 0.0001%미만으로 억제하는 것으로 하면, 제조 비용이 증가한다. 그래서 S는 0.0001%를 하한값으로 하는 것이 바람직하다. 따라서, S량은 0.0100%이하로 하고, 바람직하게는 0.0001%이상 0.0100%이하, 더 바람직하게는 0.0001%이상 0.0050%이하로 한다.
[Al:0.010%이상 2.500%이하]
Al은 강의 탈산 원소로서 유용하기 때문에, Al량은 0.010%이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 페라이트 생성 원소인 Al은 소둔시의 냉각 과정에서 페라이트 생성을 촉진하고, 오스테나이트 중에 C를 농화시키기는 것으로 오스테나이트를 안정화시키고, 저온 변태상의 생성을 촉진하므로, 필요에 따라서 강의 강도를 높일 수 있다. 이러한 효과를 얻으려면 Al량은 0.020%이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 2.500%를 초과하여 함유되면, Ar3 변태점을 크게 상승시켜 오스테나이트 단상역이 소실되어, 오스테나이트역에서 열간 압연을 종료할 수 없게 된다. 따라서, Al량은 0.010%이상 2.500%이하로 하고, 바람직하게는 0.020%이상 2.500%이하로 한다.
[N:0.0100%이하]
N은 강의 내시효성을 떨어뜨리는 원소이다. 특히, N의 함유량이 0.0100%를 초과하면, 내시효성의 열화가 현저하게 된다. 따라서, N의 함유량은 0.0100%이하로 하고, 바람직하게는 0.0060%이하로 억제하는 것이 좋다. 또한, 생산 기술상의 제약에 따라서는, 0.0005%정도를 하한값으로 하는 N의 함유량을 허용해도 된다.
[Nb:0.001%이상 0.200%이하]
Nb는 본 발명에서 중요한 원소의 하나이다. Nb는 열간 압연시, 또는 소둔시에 미세한 석출물을 형성하여, 소둔시에 영률, 평균 r값 및 LDR의 향상에 유리한 방위가 발달한 페라이트를 생성시키고, 또한 재결정립의 조대화를 억제하여, 강도 향상에 효과적으로 기여한다. 특히, Nb는 첨가량을 적절한 양으로 하는 것으로, 소둔시에 역변태로 생성하는 오스테나이트상을 미세화하기 때문에, 소둔 후의 마이크로 조직도 미세화하고, 강도를 상승시킨다. 이러한 효과를 얻으려면, Nb량을 0.001%이상으로 할 필요가 있다. 한편 Nb량이 0.200%를 초과하면 통상의 슬래브 재가열 시에 탄질화물을 모두 고용할 수 없어, 조대한 탄질화물이 남기 때문에, 고강도화나 재결정 억제의 효과를 얻을 수 없다. 또한, 연속 주조된 슬래브를, 일단 냉각한 후, 재가열하는 공정을 거치지 않고, 그대로 열간 압연하는 경우에도, Nb량이 0.200%를 초과한 만큼의 재결정 억제 효과의 기여 부분이 작으므로, 합금 비용의 증가를 초래한다. 따라서, Nb량은 0.001%이상 0.200%이하로 하고, 바람직하게는 0.005%이상 0.200%이하로 한다.
[V:0.001%이상 0.200%이하]
V는, 본 발명에서 중요한 원소의 하나이다. V는 C와 석출물을 형성하여, 소둔시에 영률, 평균 r값 및 LDR의 향상에 유리한 방위가 발달한 페라이트를 생성시키고, 또한 재결정립의 조대화를 억제하여, 강도 향상에 효과적으로 기여한다. 이러한 작용을 가지려면, V량을 0.001%이상으로 할 필요가 있다. 한편, V량이 0.200%를 초과하면 통상의 슬래브 재가열 시에 탄질화물을 모두 고용시킬 수 없어, 조대한 탄질화물이 남기 때문에, 고강도화나 재결정 억제의 효과를 얻을 수 없다. 또한, 연속 주조된 슬래브를, 일단 냉각한 후 재가열하는 공정을 거치지 않고, 그대로 열간 압연하는 경우에도, V량이 0.200%를 초과한 만큼의 재결정 억제 효과의 기여 부분이 작으므로, 합금 비용의 증가를 초래한다. 따라서, V량은 0.001%이상 0.200%이하로 하고, 바람직하게는 0.005%이상 0.200%이하로 한다.
또한, 본 발명은, 상기 C, Nb 및 V의 함유량이 아래의 (1) 식의 관계를 만족할 필요가 있다.
500≤C*≤1300 …(1)
여기서 C*=(C-(12.0/92.9)×Nb-(12.0/50.9)×V)×10000이며, 식 중 각 원소 기호는 각 원소의 함유량(질량%)을 말하며, C*단위는 질량ppm이다.
본 발명에서는, 고용 C량을 500질량ppm 이상 1300질량ppm 이하의 범위로 제어함으로써, 냉간 압연 및 소둔시에 영률, 평균 r값 및 LDR의 향상에 유리한 방위를 발달시킬 수 있으며, 또한 강도를 확보할 수 있다. 따라서, 고용 C량을 나타내는 C*를 상기 (1) 식처럼 500질량ppm 이상 1300질량ppm 이하로 한다. 또한 강 중의 C는, Nb 및 V와 NbC, VC와 같은 석출물을 형성한다. 따라서, 강 중의 고용 C량은 이런 석출을 고려하여, 상기 C*에서 구할 수 있다.
본 발명의 고강도 고영률 강판은, 상기 성분 조성 외에, Cr:0.05%이상 1.00%이하, Mo:0.05%이상 1.00%이하, Ni:0.05%이상 1.00%이하 및 Cu:0.05%이상 1.00%이하 중에서 선택되는 적어도 1종의 원소와, B:0.0003%이상 0.0050%이하, Ca:0.0010%이상 0.0050%이하, Mg:0.0005%이상 0.0100%이하 및 REM:0.0003%이상 0.0050%이하 중에서 선택되는 적어도 1종의 원소와, Ta:0.0010%이상 0.1000%이하, Sn:0.0020%이상 0.2000%이하 및 Sb:0.0020%이상 0.2000%이하 중에서 선택되는 적어도 1종의 원소를 단독으로 또는 조합하여 함유되는 것이 바람직하다.
Cr, Mo, Ni, Cu는, 고용 강화 원소로서 역할뿐만 아니라, 소둔시의 냉각 과정에서, 오스테나이트를 안정화하고, 복합 조직화를 용이하게 한다. 이러한 효과를 얻으려면, Cr량, Mo량, Ni량, Cu량은 각각 0.05%이상으로 할 필요가 있다. 한편, Cr량, Mo량, Ni량, Cu량이 각각 1.00%를 초과하면, 성형성이나, 스폿 용접성이 저하한다. 따라서, Cr, Mo, Ni, Cu를 첨가하는 경우에는, 그 함유량은 각각 0.05%이상 1.00%이하로 한다.
B는 오스테나이트로부터의 펄라이트나 베이나이트의 생성을 억제하고, 오스테나이트를 안정시켜 마르텐사이트의 생성을 촉진하므로, 강도의 확보에 효과적이다. 이 효과는, B의 함량이 0.0003%이상에서 얻을 수 있다. 한편, 0.0050%를 초과하여 B를 첨가해도 효과는 포화하고, 열간 압연시의 생산성을 저하시키는 요인이 된다. 따라서, B를 첨가하는 경우에는 그 함유량은 0.0003%이상 0.0050%이하로 한다.
Ca, Mg 및 REM은 탈산에 이용하는 원소인 동시에, 황화물의 형상을 구상화하고, 국부 연성에 대한 황화물의 악영향을 개선하기 위한 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, Ca량은 0.0010%이상, Mg량은 0.0005%이상, REM량은 0.0003%이상으로 할 필요가 있다. 그러나, Ca량 및 REM량은 각각 0.0050%, Mg량은 0.0100%를 초과하여 과잉 첨가하면, 개재물 등의 증가를 일으켜 표면 및 내부 결함 등을 일으킨다. 따라서, Ca, Mg, REM을 첨가하는 경우에는, Ca량은 0.0010%이상 0.0050%이하, Mg량은 0.0005%이상 0.0100%이하, REM량은 0.0003%이상 0.0050%이하로 한다.
Ta는, Nb, V와 마찬가지로, 합금 탄화물이나 합금 탄질화물을 생성하여 고강도화에 기여한다. 또한, Nb탄화물이나 Nb탄질화물에 일부 고용하여, (Nb, Ta)-(C, N)와 같은 복합 석출물을 생성하는 것에 의해서 석출물의 조대화를 현저하게 억제하고, 석출 강화에 의한 강도에의 기여를 안정화시키는 효과가 있다고 생각된다. 따라서, Ta를 함유하는 것이 바람직하다. 여기서, 상기한 석출물 안정화 효과는 Ta의 함유량을 0.0010%이상으로 하는 것에 의하여 얻을 수 있다. 한편, Ta를 과잉으로 첨가해도 석출물 안정화 효과가 포화되며, 합금 비용도 증가한다. 따라서, Ta를 첨가하는 경우에는 그 함유량은 0.0010%이상 0.1000%이하의 범위 내로 한다.
또한, Ta를 첨가할 경우, 본 발명은 상기한 C, Nb, V 및 Ta의 함량이 상기의 (1) 식에 대신해서, 아래의 (2) 식을 만족할 필요가 있다.
500≤C*≤1300 …(2)
여기서 C*=(C-(12.0/92.9)×Nb-(12.0/50.9)×V-(12.0/180.9)×Ta)×10000이며, 식 중의 각 원소 기호는 각 원소의 함유량(질량%)을 말하며, C*단위는 질량ppm이다.
본 발명은, 고용 C량을 500질량ppm 이상 1300질량ppm 이하의 범위로 제어함으로써, 냉간 압연 및 소둔시에 영률, 평균 r값 및 LDR의 향상에 유리한 방위를 발달시킬 수 있으며, 또한 강도를 확보할 수 있다. 이 때문에 고용 C량을 나타내는 C*를 상기의 (2) 식과 같이, 500질량ppm 이상 1300질량ppm 이하로 한다. 또한, 상기한 것처럼 강 중의 C는 Nb, V 및 Ta과 석출물을 형성한다. 따라서, 강 중의 고용 C량은 이와 같은 석출을 고려하여, 상기한 C*에서 구할 수 있다.
Sn 및 Sb는, 강판 표면의 질화나, 산화에 의해서 발생하는 강판 표층의 수십 μm 정도 영역에서의 탈탄을 억제한다는 관점에서, 필요에 따라 첨가한다. 이러한 질화나, 산화를 억제하는 것에 따른 Sn 및 Sb는, 강판 표면에서 마르텐사이트의 생성량이 감소하는 것을 방지하고, 피로 특성이나 내시효성을 개선시킬 수 있다. 이러한 효과를 얻으려면, Sn량, Sb량은 각각 0.0020%이상을 필요로 한다. 한편, 이들 어느 원소에 대해서도, 0.2000%를 초과하여 과잉 첨가하면 인성의 저하를 초래한다. 그러므로 Sn, Sb를 첨가하는 경우에는, 그 함유량은 각각 0.0020%이상 0.2000%이하의 범위 내로 한다.
이상에 함유량을 나타낸 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진다. 또한, 본 발명의 효과를 해치지 않는 범위라면, 상기 이외의 다른 성분의 함유를 거부하는 것은 아니다. 다만, 산소(O)에 대해서는, 비금속 개재물을 생성하여 강판 품질에 악영향을 미치기 때문에, 그 함유량은 0.003%이하로 억제하는 것이 바람직하다.
다음으로 마이크로 조직에 대해서 설명한다.
[페라이트 면적율:20%이상]
페라이트는 영률, 평균 r값 및 LDR의 향상에 유리한 집합 조직의 발달 효과를 가진다. 이러한 효과를 얻으려면, 페라이트 면적율은 20%이상으로 할 필요가 있다. 보다 양호한 영률, 평균 r값 및 LDR을 얻으려면, 페라이트 면적율은 30%이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편 여기서 말하는 페라이트는, 소위 페라이트에 더하여, 탄화물의 석출을 포함하지 않는 베이니틱(bainitic) 페라이트, 폴리고날(polygonal) 페라이트, 아시큘라(asicular) 페라이트를 포함한다.
[마르텐사이트의 면적율:5%이상]
마르텐사이트를 함유함으로써, 강도 및 강도-신장 균형이 향상된다. 마르텐사이트의 면적율이 5%미만에서는, 필요한 인장 강도(TS), 구체적으로는 780MPa 이상의 인장 강도(TS)를 확보하기 힘들다. 따라서, 마르텐사이트의 면적율은 5%이상으로 할 필요가 있다.
또한, 페라이트와 마르텐사이트의 면적율은, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면(L단면)을 연마한 후, 3vol.% 나이탈(nital)로 부식하고, 판 두께 1/4위치(강판 표면에서 깊이 방향으로 판 두께의 1/4에 해당하는 위치)에 대해서, SEM(Scanning Electron Microscope;주사 전자 현미경)을 이용하여 2000배의 배율로 3 시야 관찰하여, 얻어진 조직 화상을, Adobe Systems사의 Adobe Photoshop을 이용하여, 각 조직(페라이트 및 마르텐사이트)의 면적율을 3 시야분 산출하고, 이들 값을 평균하여 구할 수 있다. 또한, 상기의 조직 화상에서 페라이트는 회색의 조직(기초 조직), 마르텐사이트는 백색의 조직을 보이고 있다.
[페라이트의 평균 결정 입경:20.0μm 이하]
페라이트의 평균 결정 입경이 20.0μm을 초과하면, 고강도화가 이루어지지 않는다. 따라서, 페라이트의 결정 입경을 미세화하고, 강도 향상을 도모하기 위해서, 페라이트 평균 결정 입경은 20.0μm 이하로 한다. 또한, 특별히 제한할 필요는 없지만, 페라이트 평균 결정 입경이 1μm 미만에서는, 연성이 저하하는 경향에 있으므로, 페라이트 평균 결정 입경은 1μm 이상인 것으로 하는 것이 바람직하다.
또한, 페라이트 평균 결정 입경은 상기 Adobe Photoshop을 이용하여, 화상상에 그은 선분의 길이를 실제 길이로 보정한 값을, 화상상에 그은 선분이 지나는 결정립의 수로 나누는 방식으로 산출했다.
또한, 본 발명의 마이크로 조직에서는, 상기 페라이트와 마르텐사이트의 합계의 면적율을 90%이상으로 하는 것이 바람직하다. 본 발명의 마이크로 조직에는 페라이트와 마르텐사이트 외에, 템퍼드 마르텐사이트, 베이나이트, 템퍼드 베이나이트, 펄라이트, 세멘타이트 등의 탄화물 등이 면적율로 10%이하의 범위에서 포함되더라도, 본 발명의 효과가 손상되지는 않는다.
[페라이트 및 마르텐사이트에서의 α-fiber에 대한 γ-fiber의 인버스 강도비 : 각각 1.00이상]
α-fiber는 <110> 축이 압연 방향에 평행한 섬유 집합 조직이며, 또한, γ-fiber는 <111> 축이 압연면 법선 방향에 평행한 섬유 집합 조직이다. 체심 입방 금속에서는, 압연 변형에 의해 α-fiber 및 γ-fiber가 강하게 발달하고, 재결정에서도 이에 속하는 집합 조직이 형성된다는 특징이 있다.
페라이트 및 마르텐사이트에서의 γ-fiber를 발달시킴으로써, 각 방향의 영률, 평균 r값 및 LDR을 향상시킬 수 있으므로, 강판의 1/4 판 두께에서의 페라이트 및 마르텐사이트에서의 α-fiber에 대한 γ-fiber의 인버스 강도비를 1.00이상으로 할 필요가 있다. 여기서, 페라이트 및 마르텐사이트에서의 α-fiber에 대한 γ-fiber의 인버스 강도비는, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면(L단면)을 연마한 후, 판 두께 1/4위치(강판 표면에서 깊이 방향으로 판 두께의 1/4에 해당하는 위치)에 대해서 SEM-EBSD(Electron Back-Scatter Diffraction;전자선 후방 산란 회절)법을 이용하여 결정 방위를 측정하여 얻어진 데이터를, AMETEK EDAX사의 OIM Analysis를 이용하여, 각 조직(페라이트 및 마르텐사이트)으로 분리하고, 각 조직의 α-fiber 및 γ-fiber의 인버스 강도비를 구하여 산출했다.
본 발명은, 상기 성분 조성의 강을 상기 마이크로 조직으로 제어함으로써, 고강도 고영률 강판을 얻을 수 있다. 또한, 본 발명의 고강도 고영률 강판은, 냉연 강판으로 해도 되고, 또한 표면에 용융 아연 도금 피막이나, 합금화 용융 아연 도금 피막이나, 전기 아연 도금 피막, Al도금 피막 등의 도금 피막을 가진 도금 강판으로 해도 되며, 또한 열연 강판으로 해도 된다.
이상에서 이루어지는 본 발명의 고강도 고영률 강판은 아래의 특성을 가지고 있다.
[압연 방향 및 압연 방향에 대해서 45° 방향의 영률이 205GPa이상이고, 압연 방향에 대해서 직각 방향의 영률이 220GPa이상]
TS 780MPa이상의 고강도 강판의 적용에 의해 판 두께를 감소시킬 경우, 구조 부품의 강성이 저하한다. 그러므로 경량화와 구조 부품의 강성을 양립시키기 위해, 본 발명의 영률을 압연 방향 및 압연 방향에 대해서 45°방향은 205GPa이상이고, 압연 방향에 대해서 직각 방향은 220GPa이상으로 한정한다. 바람직하게는 압연 방향 및 압연 방향에 대해서 45°방향은 208GPa이상이고, 압연 방향에 대해서 직각 방향은 223GPa이상이다. 보다 바람직하게는 압연 방향 및 압연 방향에 대해서 45°방향은 210GPa이상이고, 압연 방향에 대해서 직각 방향은 225GPa이상이다.
[평균 r값:1.05이상]
TS가 780MPa이상의 고강도 강판은, 연강판에 비해서 프레스 성형성, 특히 딥 드로잉성이 크게 저하한다. 따라서, 내,외판 패널이나 샤시 등의 드로잉 성형 주체의 부재에 대응하기 위해, 본 발명예의 평균 r값을 1.05이상으로 한정하고, 바람직하게는 1.07이상 더 바람직하게는 1.10이상으로 한다.
[한계 수축비(LDR):2.03이상]
TS가 780MPa이상의 고강도 강판은, 연강판에 비해서 프레스 성형성, 특히 딥 드로잉성이 크게 저하한다. 따라서, 내,외판 패널이나 샤시 등의 드로잉 성형 주체의 부재에 대응하기 위해, 본 발명예의 한계 수축비(LDR)를 2.03이상으로 한정하고, 바람직하게는 2.06이상으로, 더 바람직하게는 2.09이상, 더욱 바람직하게는 2.12이상으로 한다.
다음으로, 이와 같은 고강도 고영률 강판을 얻기 위한 제조 방법에 대해서 설명한다.
우선, 냉연 강판으로 하는 경우는, 예를 들어 연속주조법으로 얻은 상기 성분 조성의 강판 슬래브를 1150℃ 이상 1300℃ 이하의 온도 영역에서 가열하고(강 슬래브의 가열 공정), 이어서 850℃ 이상 1000℃ 이하의 온도 영역의 마무리 온도에서 열간 압연하고(열간 압연 공정), 500℃ 이상 800℃ 이하의 온도 영역에서 권취한 후(권취 공정), 40% 이상의 냉연 압하율로 냉간 압연하는 공정(냉간 압연 공정)을 거쳐서 얻어진 냉연판을, 450℃ 이상 800℃ 이하의 온도 영역에서 가열하고(가열 공정), 그 온도 영역에서 300s 이상 유지하고(가열 후의 유지 공정), 이어서 750℃ 이상 950℃ 이하로 가열하고(재가열 공정), 그 후 300℃ 이상 700℃ 이하의 온도 영역에서 평균 냉각 속도 3℃/s 이상으로 냉각한다(재가열 후의 냉각 공정). 본 제조 방법에 의해서, 냉연 강판인 고강도 고영률 강판, 즉, 고강도 고영률 냉연 강판을 얻을 수 있다.
또한, 용융 아연 도금 강판으로 하는 경우는, 상기 성분 조성의 강 슬래브를 1150℃ 이상 1300℃ 이하의 온도 영역에 가열하고(강 슬래브의 가열 공정), 이어서 850℃ 이상 1000℃ 이하의 온도 영역의 마무리 온도에서 열간 압연하고(열간 압연 공정), 500℃ 이상 800℃ 이하의 온도 영역에서 권취한 후(권취 공정), 40% 이상의 냉연 압하율로 냉간 압연하는 공정(냉간 압연 공정)을 거쳐서 얻은 냉연판을, 450℃ 이상 800℃ 이하의 온도 영역에서 가열하고(가열 공정), 그 온도 영역에서 300s 이상 유지하고(가열 후 유지 공정), 이어서, 750℃ 이상 950℃ 이하로 가열하고(재가열 공정), 그 후 550℃ 이상 700℃ 이하의 온도 영역에서 평균 냉각 속도 3℃/s 이상으로 냉각하고(재가열 후의 냉각 공정), 그 후 용융 아연 도금을 한다(용융 아연 도금 공정). 본 제조 방법에 의해, 용융 아연 도금 강판인 고강도 고영률 강판, 즉 고강도 고영률 용융 아연 도금 강판을 얻을 수 있다. 또한, 합금화 용융 아연 도금 강판으로 하는 경우는, 용융 아연 도금을 한 후, 470℃ 이상 600℃ 이하의 온도 영역에서 아연 도금의 합금화 처리를 한다(합금화 처리 공정). 본 제조 방법에 의해, 합금화 용융 아연 도금 강판인 고강도 고영률 강판, 즉 고강도 고영률 합금화 용융 아연 도금 강판을 얻을 수 있다.
이하, 각 공정에 대하여 자세히 설명한다.
[강판 슬래브의 가열 공정]
주조된 강 슬래브를 가열하는 단계에서 존재하는 Nb 및 V계의 석출물은, 그대로는 최종적으로 얻어지는 강판 내에 조대한 석출물로서 잔존하게 되어, 강도, 영률, 평균 r값 및 LDR에 기여하지 않는다. 따라서, 강 슬래브의 가열시에는, 주조시에 석출된 Nb 및 V계 석출물을 재 용해시킬 필요가 있다. 이에 의한 강도에 대한 기여는 1150℃ 이상의 가열에서 인정되고 있다. 또한, 슬래브 표층의 기포나 편석 등의 결함을 스케일을 오프하여, 균열과 요철이 적은 평활한 강판 표면을 얻기 위해서도, 1150℃ 이상으로 가열하는 것이 바람직하다. 다만, 가열 온도가 1300℃을 초과하면 오스테나이트의 결정 입자의 조대화를 일으킨다. 그 결과, 최종 조직이 조대화하고, 강도 및 연성의 저하를 초래한다. 그러므로 강판 슬래브는 1150℃ 이상 1300℃ 이하의 온도 영역에서 가열한다. 즉, 슬래브 가열 온도는 1150℃ 이상 1300℃ 이하로 한다.
[열간 압연 공정]
열간 압연 공정은, 조압연(거친 압연) 및 마무리 압연으로 이루어지며, 가열 후의 강 슬래브는 이 조압연 및 마무리 압연을 거쳐서 열연판이 된다. 이 열간 압연의 마무리 온도가 1000℃을 초과하면, 산화물(열연 스케일)의 생성량이 급격히 증가하고, 지철와 산화물과의 경계면이 거칠게 되므로, 후단의 산세 공정 후나, 냉간 압연 공정 후의 표면 품질을 떨어뜨린다. 한편, 열간 압연의 마무리 온도가 850℃ 미만이면, 압연 하중이 증가하여 압연 부하가 커지는 외에, 오스테나이트의 미재결정 상태에서의 압하율이 상승하여 비정상적인 집합 조직이 발달한다. 그 결과, 최종 제품의 면내 이방성이 현저하게 되고, 재질의 균일성이 훼손될 뿐만 아니라, 영률, 평균 r값 및 LDR 자체의 저하를 초래한다. 따라서, 열간 압연의 마무리 온도는 850℃ 이상 1000℃ 이하로 하고, 바람직하게는 850℃ 이상 950℃ 이하로 한다.
또한, 강 슬래브는, 통상의 조건에서 조압연에 의해 시트 바로 된다. 여기서 가열 온도를 낮춘 경우에는, 열간 압연시의 트러블을 방지한다는 관점에서, 마무리 압연 전에 바 히터 등을 이용하여, 시트 바를 가열하는 것이 바람직하다.
[권취 공정]
열간 압연 후의 열연판을 권취할 때의 권취 온도가 800℃을 넘으면, 페라이트 입자가 조대화하고, 냉간 압연에서의 방위의 집적이 방해되고, 또한 Nb나 V의 탄질화물이 조대화하여 소둔시의 페라이트 재결정을 억제하는 효과나, 오스테나이트 입자의 조대화를 억제하는 효과가 작아진다. 한편, 권취 온도가 500℃ 미만이면, 페라이트 외에 경질의 베이나이트나, 마르텐사이트가 생성하게 된다. 이 경우, 냉간 압연에서의 변형이 불균일하게 된다. 그 결과, 소둔 후의 집합 조직이 발달하지 않고, 영률, 평균 r값 및 LDR이 향상되지 않는다. 따라서, 권취 온도는 500℃ 이상 800℃ 이하로 한다. 즉, 열간 압연 후에는 500℃ 이상 800℃ 이하의 온도 영역에서 권취한다.
[냉간 압연 공정]
열간 압연 공정 후에 냉간 압연을 하여, 영률, 평균 r값 및 LDR의 향상에 효과적인 α-fiber 및 γ-fiber를 집적시킨다. 즉, 냉간 압연에 의해 α-fiber 및 γ-fiber를 발달시킴으로써, 그 후의 소둔 공정 후의 조직에서도 α-fiber 및 γ-fiber, 특히 γ-fiber를 가진 페라이트를 늘려서, 영률, 평균 r값 및 LDR을 높인다. 이와 같은 효과를 얻으려면, 냉간 압연시의 냉연 압하율을 40% 이상으로 할 필요가 있다. 또한, 영률, 평균 r값 및 LDR을 향상시키는 관점에서는, 냉연 압하율을 50% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 냉연 압하율이 커지면, 압연 하중이 커져서 제조가 어려워지기 때문에, 냉연 압하율을 80% 이하로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 냉연 압하율은 40% 이상으로 하고, 바람직하게는 40% 이상 80% 이하, 더 바람직하게는 50% 이상 80% 이하로 한다. 또한, 압연 패스의 횟수, 각 패스마다의 냉연 압하율에 대해서는 특별히 규정하지 않아도, 본 발명의 효과는 발휘된다.
[가열 공정]
가열시의 소둔 온도가 낮은 경우에는, 재결정 조직이 잔존하여 γ-fiber에의 집적이 어려워져, 각 방향의 영률, 평균 r값 및 LDR이 저하된다. 이 때문에, 소둔 온도는 450℃ 이상으로 한다. 또한, 영률, 평균 r값 및 LDR을 향상시킨다는 관점에서는, 소둔 온도를 550℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 소둔 온도가 800℃을 초과하면, 오스테나이트 입자가 조대화하여, 소둔 후 냉각시에 재변태한 페라이트가 α-fiber 및 γ-fiber, 특히 γ-fiber에 집적하기가 어려워진다. 따라서, 가열 공정에서의 소둔 온도는 450℃ 이상 800℃ 이하로 한다. 즉, 가열 공정에서는 450℃ 이상 800℃ 이하의 온도 영역에서 가열한다. 바람직하게는 550℃ 이상 800℃ 이하의 온도 영역에 가열한다.
[가열 후의 유지 공정]
상기 450℃ 이상 800℃ 이하의 온도 영역에서의 유지 시간이 300s 미만이면, 미재결정 조직이 잔존하여, γ-fiber에의 집적이 어려워지며, 각 방향의 영률, 평균 r값 및 LDR이 저하된다. 이 때문에, 유지 시간은 300s 이상으로 한다. 또한, 특별히 제한할 필요는 없지만, 유지시간이 100,000s를 넘으면, 재결정 페라이트 입경이 조대화하기 때문에, 유지 시간은 100,000s이하인 것이 바람직하다. 따라서, 유지 시간은 300s 이상으로 하고, 바람직하게는 300s 이상 100,000s 이하로 한다. 가열 후의 냉각 공정을 실시할 경우에는, 실온까지 냉각해도 되고, 또한 과시효대(over ageing temperature range)를 통과시키는 처리를 해도 된다. 특별히 제한할 필요는 없지만, 실온 또는 과시효대까지의 평균 냉각 속도가 80℃/s를 넘으면, 강판 형상이 악화할 가능성이 있으므로, 평균 냉각 속도가 80℃/s 이하인 것이 바람직하다.
[재가열 공정]
재가열시의 소둔 온도가 750℃ 미만이 되면, 오스테나이트의 생성이 불충분하게 된다. 그 결과, 재가열 공정에서의 소둔후의 냉각 공정에서 충분한 양의 마르텐사이트를 얻지 못하여, 소망하는 강도를 확보하는 것이 어려워진다. 또한, 미재결정 조직이 잔존하여, 연성을 저하시킨다. 그러므로, 소둔 온도는 750℃ 이상으로 한다. 또한, 소둔시의 소둔 온도가 950℃를 넘어서면, 오스테나이트의 결정 입자가 조대화하여, 최종적으로 얻을 수 있는 강판의 인장 강도(TS)가 저하하는 경향이 있으므로, 950℃ 이하인 것이 바람직하다. 따라서, 재가열 공정에서의 소둔 온도는 750℃ 이상 950℃ 이하로 한다. 즉, 재가열 공정에서는, 750℃ 이상 950℃ 이하의 온도 영역으로 가열한다.
[재가열 후 냉각 공정]
상기 재가열 공정에서의 소둔후의 냉각시에 있어서, 냉각 속도가 지나치게 작게 되면, 미변태 오스테나이트가 펄라이트로 변태하여, 소망하는 마르텐사이트의 면적율을 확보하지 못하여, 소망하는 강도를 확보하는 것이 어려워진다. 예를 들면, 냉연 강판으로 하는 경우는, 300℃ 이상 700℃ 이하의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 3℃/s 미만이면, 또한, 용융 아연 도금 강판으로 하는 경우는, 550℃ 이상 700℃ 이하의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 3℃/s 미만이면, 미변태 오스테나이트가 펄라이트로 변태하여, 소망하는 마르텐사이트의 면적율을 확보하지 못하여, 소망하는 강도를 확보하는 것이 어려워진다. 그러므로, 냉연 강판으로 하는 경우에는, 300℃ 이상 700℃ 이하의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도를 3℃/s 이상으로 한다. 또한, 용융 아연 도금 강판으로 하는 경우에는 550℃ 이상 700℃ 이하의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도를 3℃/s 이상으로 한다. 또한 특별히 제한할 필요는 없지만, 상기 평균 냉각 속도가 80℃/s를 넘으면, 강판 형상이 악화될 가능성이 있으므로, 상기 평균 냉각 속도는 80℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 냉연 강판으로 하는 경우는 300℃ 이상 700℃ 이하의 온도 영역의, 용융 아연 도금 강판으로 하는 경우는 550℃ 이상 700℃ 이하의 온도 영역의, 평균 냉각 속도는 3℃/s 이상으로 하고, 바람직하게는 3℃/s 이상 80℃/s 이하로 한다.
그 후에는, 냉연 강판으로 제조하는 경우에는, 과시효대를 통과시키는 처리를 하여도 된다. 또한, 용융 아연 도금 강판으로 제조하는 경우에는, 용융 아연 중을 통판(通板)시켜도 되고, 또한, 합금화 용융 아연 도금 강판으로 제조하는 경우에는, 합금화 처리를 해도 된다.
[용융 아연 도금 공정]
용융 아연 도금을 하는 경우는, 420℃ 이상 550℃ 이하의 온도 영역에서 하는 것이 바람직하고, 소둔 후의 냉각 공정 중에서 할 수 있다. 용융 아연 도금욕은 GI(용융 아연 도금 강판)에서는, Al:0.15~0.23질량%를 함유하는 아연욕을 사용하고, GA(합금화 용융 아연 도금 강판)에서는, Al:0.12~0.20질량%를 함유하는 아연욕을 사용하는 것이 바람직하다. 또한, 도금 부착량은 일면당 20~70g/m2(양면 도금)이 바람직하다, GA는 아래의 합금화 처리를 하는 것에 의하여 도금층 중의 Fe농도를 7~15질량%로 하는 것이 바람직하다.
[합금화 처리 공정]
합금화 처리시의 합금화 처리 온도가 470℃ 미만이면, 합금화가 진행하지 않는 문제가 발생한다. 한편, 합금화 처리 온도가 600℃을 넘을 경우, 페라이트의 결정 입자의 조대화를 일으켜, 소망하는 강도를 확보하는 것이 어려워진다. 그러므로, 합금화 처리 온도는 470℃ 이상 600℃ 이하로 한다. 즉, 아연 도금의 합금화 처리는 470℃ 이상 600℃ 이하의 온도 영역에서 실시한다.
가열 후의 유지 공정 후, 재가열 공정을 하는 본 제조 방법에서는, 가열 후, 유지 공정(1차 소둔)을 하고, 냉각 공정을 하지 않고, 연속 소둔 라인(CAL) 또는 용융 아연 도금 라인(CGL)에서 재가열 공정을 실시하여, 재가열(2차 소둔)을 한다. 용융 아연 도금 라인(CGL)에서, 2번째 가열하는 경우에는, 재가열 후의 냉각 과정에서, 상기 재가열 후의 냉각 공정 후에 용융 아연 도금을 한다. 또한, 그 후, 적당하게 합금화 처리를 한다.
본 제조 방법에서는, 1차 소둔 공정에서, 일단 450℃ 이상 800℃ 이하의 온도 영역으로 가열한 후, 유지함으로써, 미재결정 페라이트를 충분히 재결정시켜, 영률, 평균 r값 및 LDR향상에 유리한 집합 조직을 발달시킨다.
또한, 상기와 같이, 1차 소둔 공정에서, 특히 γ-fiber에의 집적을 높여 두면, 그 후의 2차 소둔 공정에서 페라이트 기지 중에 마르텐사이트를 분산시켰다고 해도, α-fiber 및 γ-fiber에의 집적이 높은 페라이트 및 마르텐사이트가 형성되기 때문에, 집합 조직이 크게 변화하지 않고, 효과적으로 강도를 향상시킬 수 있게 된다.
또한, 상기와 같이, 열 처리를 하고, 냉연 강판이나 용융 아연 도금 강판, 합금화 용융 아연 도금 강판 등으로 한 후, 조질 압연(스킨패스 압연)을 해도 된다. 상기 열 처리 후에 조질 압연을 하는 경우, 조질 압연의 신장률은 0.1% 이상 1.5% 이하의 범위가 바람직하다. 0.1% 미만에서는 형상 교정의 효과가 적고, 제어도 어렵다는 점에서, 이것이 양호한 범위의 하한이 된다. 또한, 1.5%를 넘으면, 생산성이 현저히 저하하므로, 이것을 양호한 범위의 상한으로 한다. 또한, 조질 압연은 인라인에서 해도 되고, 오프라인에서 해도 된다. 또한, 한 번에 목적으로 하는 신장률의 스킨 패스를 해도 되고, 여러 차례 나눠서 해도 상관없다.
[실시예 1]
다음으로, 본 실시예에 대해서 설명한다. 또한 본 발명은 이러한 실시예에만 한정되는 것은 아니다.
표 1에 나타내는 성분 조성을 가지며, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 강을 전로에서 용제하고, 연속주조법으로 슬래브로 했다. 얻어진 슬래브를 표 2에 나타내는 조건으로 열간 압연한 후, 이어서 얻어진 열연판을 산세했다. 이어서, 표 2에 나타내는 조건으로 냉간 압연한 후, 표 2에 나타내는 가열(1차 소둔) 및 재가열(2차 소둔)를 하여, 냉연 강판으로 했다{CR:냉연 강판(도금 없이)}. 일부의 것은, 재가열(2차 소둔)후, 용융 아연 도금을 했다(GI:용융 아연 도금 강판). 또한, 일부의 것은, 재가열(2차 소둔)후, 용융 아연 도금을 한 후, 다시 합금화 처리를 했다(GA:합금화 용융 아연 도금 강판). 표 2에서 재가열(2차 소둔) 후의 평균 냉각 속도는 CR에서는 300~700℃의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도, GI와 GA에서는 550~700℃의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도이다.
또한, 용융 아연 도금욕은, GI에서는 Al:0.18질량%를 함유하는 아연욕을 사용하고, GA에서는 Al:0.15질량%를 함유하는 아연욕을 사용하고, 욕온은 470℃로 했다. 도금 부착량은 편면당 45g/m2(양면 도금)로 하고, GA는 도금층 중의 Fe농도를 9~12질량%로 하였다.
이상과 같이 해서, 얻어진 각 강판을 제공 시료로 하여 기계적 특성을 평가했다. 기계적 특성은 아래와 같이 인장 시험, 영률 측정, 평균 r값 측정 및 딥 드로잉 성형 시험을 하여, 평가했다. 그 결과를 표 3에 나타낸다. 또한, 제공 시료인 각 강판의 판 두께도 표 3에 나타낸다.
[인장 시험]
인장 시험은, 신장률 0.5%의 조질 압연을 한 강판에서, 인장 방향이 강판의 압연 방향이 되도록 채취한 JIS Z 2201(1998년)에 규정된 JIS5호 시편을 사용하여 JIS Z 2241(1998년)에 의하여 하여, 인장 강도(TS), 전 신장(EL)을 측정했다.
[영률 측정]
영률 측정은 강판의 압연 방향(L방향), 강판의 압연 방향에 대해서 45°방향(D방향), 강판의 압연 방향에 대해서 직각 방향(C방향)의 3방향에서 10mm× 50mm시편을 잘라내어, 횡진동형의 공진 주파수 측정 장치를 이용하여 American Society to Testing Materials의 기준(C1259)에 따라, 영률을 측정했다.
[평균 r값 측정]
평균 r값 측정은, 강판의 압연 방향(L방향), 강판의 압연 방향에 대해서 45°방향(D방향), 강판의 압연 방향에 대해서 직각 방향(C방향)의 3방향에서 각각 JIS Z 2201(1998년)에서 규정한 JIS5호 시편을 이용하여, JIS Z 2254의 규정에 의해서 각각의 소성 왜곡비 rL, rD, rC를 구하여, 아래의 식에 의해 평균 r값을 산출했다.
평균 r값=(rL+2rD+rC)/4
또한, 본 발명에서는, 평균 r값≥1.05인 경우를 평균 r값이 양호하다고 판정했다.
[딥 드로잉 성형 시험]
딥 드로잉 성형 시험은 원통 드로잉 시험으로 하고, 한계 수축비(LDR)에 의해 딥 드로잉성을 평가했다. 원통 딥 드로잉 시험 조건은, 시험에는 지름 33mmφ의 원통 펀치를 사용하고, 판 두께 1.2mm재료는, 다이스 직경:36.6mm의 금형을 이용했다. 시험은 블랭크 홀딩력(blank holding force):1.5ton(14.71kN)으로 했다. 도금 상태 등에 의해 표면의 미끄럼 상태가 변하므로, 표면의 미끄럼 상태가 시험에 영향을 미치지 않도록, 샘플과 다이스 사이에 폴리에틸렌시트를 깔고 고윤활 조건에서 시험을 했다. 블랭크 직경을 1mm 피치로 변화시켜, 파단하지 않고, 드로잉한 블랭크 직경(D)과 펀치 직경(d)의 비(D/d)를 LDR로 했다. 또한, 본 발명에서는 LDR≥2.03의 경우를 딥 드로잉성이 양호하다고 판정했다.
또한, 상기 방법에 따라, 페라이트 면적율 및 마르텐사이트의 면적율, 또한, 강판의 판 두께 1/4위치에서의 페라이트 및 마르텐사이트에서의 α-fiber에 대한 γ-fiber의 인버스 강도비를 구했다. 결과를 표 3에 나타낸다.
표 3에 나타내듯이, 본 발명에에서는, 인장 강도(TS)가 780MPa이상이며, 압연 방향 및 압연 방향에 대해서 45°방향 영률은 205GPa이상이고, 압연 방향에 대해서 직각 방향의 영률은 220GPa이상으로 양호하고, 또한, 평균 r값이 1.05이상이고, 한계 수축비(LDR)가 2.03이상인 우수한 딥 드로잉성을 가지며, 소망하는 기계적 특성을 얻었다. 한편 비교예에서는, 강도, 각 방향의 영률, 평균 r값 및 LDR의 어느 하나 이상이 떨어졌다.
이상, 본 발명의 실시의 형태에 대해서 설명했다. 본 발명은 본 실시 형태에 의한 본 발명의 개시의 일부를 이루는 기재에 따라 한정되는 것은 아니다. 즉, 본 실시의 형태에 의하여 당업자 등에 의해 이루어지는 다른 실시의 형태, 실시예 및 운용 기술 등은 모두 본 발명의 범주에 포함된다. 예를 들어, 상기한 제조 방법의 일련의 열처리에서는 열 이력 조건만 만족하면, 강판에 열 처리를 할 설비 등은 특별히 한정되는 것이 아니다.
또한, 본 발명은 도금 없는 열연 강판과 전기 아연 도금 강판 등의 강판에도 적용하여 고강도 고영률 강판으로 할 수 있으며, 동일한 효과를 기대할 수 있다.
[표 1]
Figure 112015127625711-pct00001
[표 2]
Figure 112015127625711-pct00002
[표 3]
Figure 112015127625711-pct00003

Claims (14)

  1. 질량%로 C:0.060%이상 0.150%이하, Si:0.50%이상 2.20%이하, Mn:1.00%이상 3.00%이하, P:0.100%이하, S:0.0100%이하, Al:0.010%이상 2.500%이하, N:0.0100%이하, Nb:0.001%이상 0.200%이하, 및 V:0.001%이상 0.200%이하를 함유하고, C, Nb 및 V의 함유량이 아래의 (1) 식을 만족하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 페라이트 면적율이 20% 이상, 마르텐사이트 면적율이 5% 이상이며, 페라이트와 마르텐사이트의 합계의 면적률이 90%이상이며, 상기 페라이트 평균 결정 입경이 20.0μm 이하, 상기 페라이트 및 상기 마르텐사이트에서의 α-fiber에 대한 γ-fiber의 인버스 강도비가, 각각 1.00 이상인 마이크로 조직을 가지는 것을 특징으로 하는 고강도 고영률 강판;
    500≤C*≤1300 …(1)
    여기서 C*=(C-(12.0/92.9)×Nb-(12.0/50.9)×V)×10000이며, 식 중의 각 원소 기호는 각 원소의 함유량(질량%)을 표시하며, C*의 단위는 질량ppm이다.
  2. 제1항에 있어서,
    평균 r값이 1.05 이상이며, 한계 수축비(LDR)가 2.03 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 고영률 강판.
  3. 제1항에 있어서,
    아래의 (a) ~(e) 중에서 선택되는 적어도 하나를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 고영률 강판;
    (a) 질량%로, Cr:0.05%이상 1.00%이하, Mo:0.05%이상 1.00%이하, Ni:0.05%이상 1.00%이하, 및 Cu:0.05%이상 1.00%이하 중에서 선택되는 적어도 1종의 원소;
    (b) 질량%로, B:0.0003%이상 0.0050%이하;
    (c) 질량%로, Ca:0.0010%이상 0.0050%이하, Mg:0.0005%이상 0.0100%이하, 및 REM:0.0003%이상 0.0050%이하 중에서 선택되는 적어도 1종의 원소;
    (d) 질량%로, Ta:0.0010%이상 0.1000%이하를 함유하고, C, Nb, V 및 Ta의 함유량이 상기의 (1) 식을 대신하여 아래의 (2) 식을 만족하고,
    500≤C*≤1300 …(2)
    여기서, C*=(C-(12.0/92.9)×Nb-(12.0/50.9)×V-(12.0/180.9)×Ta)×10000이며, 식 중의 각 원소 기호는 각 원소의 함유량(질량%)을 말하며, C*단위는 질량ppm이고,
    (e) 질량%로, Sn:0.0020%이상 0.2000%이하, 및 Sb:0.0020%이상 0.2000%이하 중에서 선택되는 적어도 1종의 원소.
  4. 제2항에 있어서,
    아래의 (a) ~(e) 중에서 선택되는 적어도 하나를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 고영률 강판;
    (a) 질량%로, Cr:0.05%이상 1.00%이하, Mo:0.05%이상 1.00%이하, Ni:0.05%이상 1.00%이하, 및 Cu:0.05%이상 1.00%이하 중에서 선택되는 적어도 1종의 원소;
    (b) 질량%로, B:0.0003%이상 0.0050%이하;
    (c) 질량%로, Ca:0.0010%이상 0.0050%이하, Mg:0.0005%이상 0.0100%이하, 및 REM:0.0003%이상 0.0050%이하 중에서 선택되는 적어도 1종의 원소;
    (d) 질량%로, Ta:0.0010%이상 0.1000%이하를 함유하고, C, Nb, V 및 Ta의 함유량이 상기의 (1) 식을 대신하여 아래의 (2) 식을 만족하고,
    500≤C*≤1300 …(2)
    여기서, C*=(C-(12.0/92.9)×Nb-(12.0/50.9)×V-(12.0/180.9)×Ta)×10000이며, 식 중의 각 원소 기호는 각 원소의 함유량(질량%)을 말하며, C*단위는 질량ppm이고,
    (e) 질량%로, Sn:0.0020%이상 0.2000%이하, 및 Sb:0.0020%이상 0.2000%이하 중에서 선택되는 적어도 1종의 원소.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 고강도 고영률 강판이, 냉연 강판인 것을 특징으로 하는 고강도 고영률 강판.
  6. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 고강도 고영률 강판이, 표면에 도금 피막을 가지는 도금 강판인 것을 특징으로 하는 고강도 고영률 강판.
  7. 제6항에 있어서,
    상기 도금 피막이 용융 아연 도금 피막이며, 상기 도금 강판이 용융 아연 도금 강판인 것을 특징으로 하는 고강도 고영률 강판.
  8. 제6항에 있어서,
    상기 도금 피막이 합금화 용융 아연 도금 피막이며, 상기 도금 강판이 합금화 용융 아연 도금 강판인 것을 특징으로 하는 고강도 고영률 강판.
  9. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재한 성분 조성을 갖는 강판 슬래브를 1150℃ 이상 1300℃ 이하의 온도 영역에서 가열하고, 이어서 850℃ 이상 1000℃ 이하의 온도 영역의 마무리 온도에서 열간 압연하고, 500℃ 이상 800℃ 이하의 온도 영역에서 권취한 후, 40% 이상의 냉연 압하율로 냉간 압연하는 공정을 거쳐서 얻은 냉연판을, 450℃ 이상 800℃ 이하의 온도 영역에서 가열하고, 그 온도 영역에서 300s 이상 유지하고, 이어서 750℃ 이상 950℃ 이하로 가열하고, 그 후 300℃ 이상 700℃ 이하의 온도 영역에서 평균 냉각 속도 3℃/s 이상으로 냉각한 냉연 강판으로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 고영률 강판의 제조 방법.
  10. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재한 성분 조성을 갖는 강판 슬래브를 1150℃ 이상 1300℃ 이하의 온도 영역에서 가열하고, 이어서 850℃ 이상 1000℃ 이하의 온도 영역의 마무리 온도에서 열간 압연하고, 500℃ 이상 800℃ 이하의 온도 영역에서 권취한 후, 40% 이상의 냉연 압하율로 냉간 압연하는 공정을 거쳐서 얻은 냉연판을, 450℃ 이상 800℃ 이하의 온도 영역에서 가열하고, 그 온도 영역에서 300s 이상 유지하고, 이어서 750℃ 이상 950℃ 이하로 가열하고, 이어서, 550℃ 이상 700℃ 이하의 온도 영역에서 평균 냉각 속도 3℃/s 이상으로 냉각한 후, 용융 아연 도금을 하여 용융 아연 도금 강판으로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 고영률 강판의 제조 방법.
  11. 제1항 내지 제4항 어느 한 항에 기재한 성분 조성을 갖는 강판 슬래브를 1150℃ 이상 1300℃ 이하의 온도 영역에서 가열하고, 이어서 850℃ 이상 1000℃ 이하의 온도 영역의 마무리 온도에서 열간 압연하고, 500℃ 이상 800℃ 이하의 온도 영역에서 권취한 후, 40% 이상의 냉연 압하율로 냉간 압연하는 공정을 거쳐서 얻은 냉연판을, 450℃ 이상 800℃ 이하의 온도 영역에서 가열하고, 그 온도 영역에서 300s 이상 유지하고, 이어서 750℃ 이상 950℃ 이하로 가열하고, 이어서, 550℃ 이상 700℃ 이하의 온도 영역에서 평균 냉각 속도 3℃/s 이상으로 냉각한 후, 용융 아연 도금을 하고, 그 후 470℃ 이상 600℃ 이하의 온도 영역에서 아연 도금의 합금화 처리를 한 합금화 용융 아연 도금 강판으로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 고영률 강판의 제조 방법.
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