KR101912512B1

KR101912512B1 - 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101912512B1
Application number: KR1020167023517A
Authority: KR
Inventors: 가츠토시 다카시마; 유키 도지; 고헤이 하세가와
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2014-01-29
Filing date: 2015-01-21
Publication date: 2018-10-26
Also published as: KR20160114660A; EP3101147B1; MX2016009745A; EP3101147A4; US10174396B2; EP3101147A1; WO2015115059A1; CN105940134B; JPWO2015115059A1; JP6172298B2; CN105940134A; US20160369369A1

Abstract

신장과 신장 플랜지성이 우수하고, 고항복비를 갖는 인장 강도가 1180 ㎫ 이상인 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법을 제공한다. 질량％ 로, C : 0.15 ∼ 0.30 ％, Si : 0.8 ∼ 2.4 ％, Mn : 2.4 ∼ 3.5 ％, P : 0.08 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Al : 0.01 ∼ 0.08 ％, N : 0.010 ％ 이하, Ti : 0.002 ∼ 0.05 ％, B : 0.0002 ∼ 0.0050 ％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 페라이트가 평균 결정 입경 3 ㎛ 이하 또한 체적 분율 5 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다) 이고, 잔류 오스테나이트가 체적 분율 10 ∼ 20 ％ 이고, 마텐자이트가 평균 결정 입경 4 ㎛ 이하 또한 체적 분율 20 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다) 이고, 또한, 잔부에 베이나이트 및/또는 템퍼드 마텐자이트를 포함하는 마이크로 조직을 갖고, 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면 내 100 ㎛²당에 있어서의 입경 0.1 ㎛ 이상의 시멘타이트 입자의 평균 입자수가 30 개 이상인 고강도 냉연 강판.

Description

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

본 발명은, 고항복비를 갖는 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 특히 자동차 등의 구조 부품의 부재로서 바람직한 고강도 냉연 강판에 관한 것이다.

최근, 환경 문제의 고조에서 CO₂ 배출 규제가 엄격화되고 있고, 자동차 분야에 있어서는 연비 향상을 향한 차체의 경량화가 과제로 되어 있다. 그 때문에 자동차 부품에 대한 고강도 강판의 적용에 의한 박육화가 진행되고 있고, 특히 인장 강도 (TS) 가 1180 ㎫ 이상인 고강도 냉연 강판의 적용이 진행되고 있다.

자동차의 구조용 부재나 보강용 부재에 사용되는 고강도 강판에는, 성형성이 우수한 것이 요구된다. 특히, 복잡 형상을 갖는 부품에 사용되는 고강도 강판에는, 신장 또는 신장 플랜지성 (구멍 확장성이라고도 한다) 등의 특성만이 우수한 것뿐만 아니라, 신장 및 신장 플랜지성의 양방이 우수한 것이 요구된다. 또한, 구조용 부재나 보강용 부재 등의 자동차용 부품에는, 우수한 충돌 흡수 에너지 특성이 요구되고 있다. 자동차용 부품의 충돌 흡수 에너지 특성을 향상시키기 위해서는, 소재인 강판의 항복비를 높이는 것이 유효하다. 항복비가 높은 강판을 사용한 자동차용 부품은, 낮은 변형량이어도 효율적으로 충돌 에너지를 흡수하는 것이 가능하다. 또, 여기서, 항복비 (YR) 란, 인장 강도 (TS) 에 대한 항복 응력 (YS) 의 비를 나타내는 값이고, YR = YS/TS 로 나타낸다.

종래, 고강도와 성형성을 겸비한 고강도 박강판으로서, 페라이트·마텐자이트 조직의 듀얼페이즈강 (DP 강) 이 알려져 있다 (특허문헌 1). 주상을 페라이트로 하여, 마텐자이트를 분산시킨 복합 조직강인 DP 강은, 저항복비이며 TS 도 높고, 신장도 우수하다.

또한, 고강도와 우수한 연성 (延性) 을 겸비한 강판으로서, 잔류 오스테나이트의 변태 유기 소성 (TRansformation Induced Plasticity) 을 이용한 TRIP 강판을 들 수 있다 (특허문헌 2). 이 TRIP 강판은, 잔류 오스테나이트를 함유한 강판 조직을 갖고 있고, 마텐자이트 변태 개시 온도 이상의 온도에서 가공 변형시키면, 응력에 의해서 잔류 오스테나이트가 마텐자이트로 유기 변태되어 큰 신장이 얻어진다.

일본 공개특허공보 2011-052295호 일본 공개특허공보 2005-240178호

그러나, 일반적으로 DP 강은 마텐자이트 변태시에 페라이트 중에 가동 전위가 도입되기 때문에 저항복비가 되고, 충돌 흡수 에너지 특성이 낮아진다. 또한, 잔류 오스테나이트를 활용한 강판에 있어서도, 1180 ㎫ 이상이나 되는 고강도 영역에서 신장과 신장 플랜지성을 높인 것은 아니다.

상기한 바와 같이, 1180 ㎫ 이상의 고강도 강판에 있어서, 우수한 충돌 흡수 에너지 특성을 유지하면서, 프레스 성형성이 우수한 신장 및 신장 플랜지성을 확보하는 것은 곤란하다. 그리고, 이들 특성 (항복비, 강도, 신장, 신장 플랜지성) 을 겸비하는 강판은 개발되어 있지 않은 것이 실정이다.

본 발명은 이러한 사정을 감안하여 이루어진 것이다. 상기 종래 기술의 문제점을 해소하고, 신장과 신장 플랜지성이 우수하고, 고항복비를 갖는 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 본 발명의 목적으로 한다.

본 발명자들은 예의 검토를 거듭한 결과, 강판의 마이크로 조직 중의 페라이트, 잔류 오스테나이트, 마텐자이트의 체적 분율을 특정한 비율로 제어하고, 또한, 페라이트 및 마텐자이트의 평균 결정 입경, 또한 석출된 시멘타이트 입자의 분포 상태를 제어함으로써, 고항복비를 확보하면서, 높은 신장 특성에 추가하여 우수한 신장 플랜지성이 함께 얻어지는 것을 알아냈다. 본 발명은, 상기 지견에 입각하는 것이다.

먼저, 본 발명자들은, 강판의 마이크로 조직과, 상기한 바와 같은 인장 강도, 항복비, 신장, 신장 플랜지성 등의 특성의 관계에 대해서 검토하고, 이하와 같이 고찰하였다.

a) 강판 조직 중에 고경도를 갖는 마텐자이트 또는 잔류 오스테나이트가 존재한 경우, 구멍 확장 시험에 있어서, 타발 가공시에 페라이트와 마텐자이트 또는 잔류 오스테나이트의 계면, 특히 연질의 페라이트와의 계면에 보이드가 발생하고, 그 후의 구멍 확장 과정에서 보이드끼리가 연결, 진전됨으로써, 균열이 발생한다. 이 때문에, 양호한 신장 플랜지성을 확보하는 것이 곤란해진다. 한편, 강판 조직 중에 잔류 오스테나이트나 연질의 페라이트를 함유함으로써 신장이 향상된다. 따라서, 1180 ㎫ 이상의 강도를 확보한 후, 신장과 신장 플랜지성을 양호하게 한다는 관점에서는, 잔류 오스테나이트를 함유하고, 페라이트의 체적 분율을 적게 한 마이크로 조직으로서, 마이크로 조직 중의 각 상의 경도차를 감소시키는 것이 바람직하다.

b) 전위 밀도가 높은 베이나이트나 템퍼드 마텐자이트를 강판 조직 내에 함유함으로써 항복비가 높아지는데, 신장에 대한 영향은 작다.

그래서 발명자들은 예의 검토를 거듭하였다. 그 결과, 보이드 발생원인 연질상과 경질상의 체적 분율을 조정하고, 경질 중간상인 템퍼드 마텐자이트 중 또는 베이나이트 중에 석출되는 시멘타이트 입자의 분포 상태를 제어하여, 경질상과의 경도차를 저하시킴으로써, 강도나 신장 플랜지성을 확보하면서, 신장의 향상과 높은 항복비를 얻을 수 있다는 지견을 얻었다.

또한, 그를 위해서는, B 를 적량 첨가함과 함께, 열연 강판의 마이크로 조직을 베이나이트 균질 조직 (판두께 방향 1/4 위치에 있어서 베이나이트의 체적 분율이 100 ％) 으로 한 후, 열처리 (제 1 열처리) 를 실시하고, 열연 강판 중의 원소나 탄화물의 분포 상태를 제어하고, 이어서, 이러한 열연 강판을 냉간 압연 후, 연속 어닐링 (제 2 열처리) 에 있어서의 냉각 조건이나 냉각 후의 유지 조건 등의 조건을 제어함으로써, 베이나이트 변태나, 잔류 오스테나이트 생성, 주로 베이나이트나 템퍼드 마텐자이트에 석출되는 시멘타이트의 분포 상태를 제어하는 것이 가능해지고, 원하는 마이크로 조직을 형성한 강판을 제조할 수 있다는 지견을 얻었다.

여기서, ?칭 원소로서, B 를 사용하는 것이 중요하다. 즉, ?칭 원소로서, 예를 들어 Mn 등을 과잉으로 첨가하면, 템퍼드 마텐자이트 및 마텐자이트의 경도가 높아질 뿐만 아니라, 마텐자이트 변태 개시점이 저하된다. 이 때문에, 템퍼드 마텐자이트를 얻기 위한 전단계인 마텐자이트 변태를 시킬 때의 냉각에 있어서, 냉각 정지 온도를 저하시켜야 하고, 과도한 냉각 능력이 필요하게 되어 비용이 증대된다. B 는 마텐자이트 변태 개시점을 저하시키지 않고 ?칭성을 확보하는 것이 가능하기 때문에, 냉각에 필요한 비용을 저감시킬 수 있다. 또한, B 는, 열간 압연시의 마무리 압연 후의 냉각에 있어서도, 페라이트나 펄라이트의 생성을 억제하는 것이 가능하고, 열연 강판의 강판 조직을 베이나이트 균질 조직으로 하는 데에 있어서 효과적이다. 그리고, 열연 강판의 조직을 베이나이트 균질 조직으로 한 후, 그 후에 실시하는 제 1 열처리에 의해 C, Mn 의 농도 분배를 균일화하고, 또한 그 후에 실시하는 제 2 열처리시, 가열 속도를 소정 범위로 함으로써, 페라이트나 마텐자이트의 결정립의 미세화 및 시멘타이트 입자의 분포 상태를 제어할 수 있고, 원하는 강판 조직을 형성시킬 수 있다.

본 발명자들은, Mn 량을 2.4 ∼ 3.5 ％ 로 하고, B 를 0.0002 ∼ 0.0050 ％ 의 범위에서 첨가하고, 추가로 열간 압연, 냉간 압연 후의 어닐링 조건을 제어함으로써, 페라이트와 마텐자이트의 결정 입경을 미세화하면서, 잔류 오스테나이트의 체적 분율을 신장의 확보에 충분한 체적 분율로 하면서, 석출되는 시멘타이트 입자의 분포 상태를 제어할 수 있는 것을 알아냈다. 또한, 본 발명자들은, 페라이트, 베이나이트, 템퍼드 마텐자이트, 마텐자이트의 체적 분율을 소정의 범위로 제어함으로써, 고항복비를 확보하면서, 신장과 신장 플랜지성을 향상시키는 것이 가능한 것을 알아냈다.

본 발명은 상기 지견에 기초하는 것이고, 그 요지는 이하와 같다. 또, 본 발명은, 인장 강도가 1180 ㎫ 이상인 고강도 냉연 강판을 대상으로 한다.

[1] 질량％ 로, C : 0.15 ∼ 0.30 ％, Si : 0.8 ∼ 2.4 ％, Mn : 2.4 ∼ 3.5 ％, P : 0.08 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Al : 0.01 ∼ 0.08 ％, N : 0.010 ％ 이하, Ti : 0.002 ∼ 0.05 ％, B : 0.0002 ∼ 0.0050 ％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 페라이트가 평균 결정 입경 3 ㎛ 이하 또한 체적 분율 5 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다) 이고, 잔류 오스테나이트가 체적 분율 10 ∼ 20 ％ 이고, 마텐자이트가 평균 결정 입경 4 ㎛ 이하 또한 체적 분율 20 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다) 이고, 또한, 잔부에 베이나이트 및/또는 템퍼드 마텐자이트를 포함하는 마이크로 조직을 갖고, 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면 (斷面) 내 100 ㎛²당에 있어서의 입경 0.1 ㎛ 이상의 시멘타이트 입자의 평균 입자수가 30 개 이상인 고강도 냉연 강판.

[2] 추가로, 성분 조성으로서, 질량％ 로, V : 0.10 ％ 이하, Nb : 0.10 ％ 이하에서 선택되는 1 종 이상을 함유하는 상기 [1] 에 기재된 고강도 냉연 강판.

[3] 추가로, 성분 조성으로서, 질량％ 로, Cr : 0.50 ％ 이하, Mo : 0.50 ％ 이하, Cu : 0.50 ％ 이하, Ni : 0.50 ％ 이하에서 선택되는 1 종 이상을 함유하는 상기 [1] 또는 [2] 에 기재된 고강도 냉연 강판.

[4] 추가로, 성분 조성으로서, 질량％ 로, Ca 및/또는 REM 을 합계로 0.0050 ％ 이하 함유하는 상기 [1] ∼ [3] 중 어느 하나에 기재된 고강도 냉연 강판.

[5] 상기 [1] ∼ [4] 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브에, 열간 압연 개시 온도 : 1150 ∼ 1300 ℃, 마무리 압연 종료 온도 : 850 ∼ 950 ℃ 의 조건에서 열간 압연을 실시하고, 열간 압연의 종료 후 1 초 이내에 냉각을 개시하고, 1 차 냉각으로서 80 ℃/s 이상의 제 1 평균 냉각 속도로 650 ℃ 이하까지 냉각시키고, 계속해서 2 차 냉각으로서 5 ℃/s 이상의 제 2 평균 냉각 속도로 550 ℃ 이하까지 냉각시킨 후에, 550 ℃ 이하의 권취 온도에서 권취한 후, 400 ∼ 750 ℃ 의 온도역에서 30 초 이상 유지하는 제 1 열처리를 실시하고, 이어서 냉간 압연을 실시하고, 이어서, 제 2 열처리로서, 3 ∼ 30 ℃/s 의 평균 가열 속도로 830 ℃ 이상의 온도역까지 가열하고, 제 1 균열 (均熱) 온도로서 830 ℃ 이상의 온도에서 30 초 이상 유지한 후, 제 1 균열 온도로부터 3 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 하기 식 (1) 을 만족하는 Ta ℃ 의 냉각 정지 온도역까지 냉각시키고, 계속해서 하기 식 (2) 를 만족하는 Tb ℃ 의 온도역까지 가열하고, 제 2 균열 온도로서 하기 식 (2) 를 만족하는 Tb ℃ 의 온도역에서 20 초 이상 유지한 후, 실온까지 냉각시키는 연속 어닐링을 실시하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법.

식 (1) : 0.35 ≤ 1 - exp{-0.011 × (561 - [C] × 474 - [Mn] × 33 - [Ni] × 17 - [Cr] × 17 - [Mo] × 21 - Ta)} ≤ 0.95

식 (2) : -3.0 ≤ 1 - exp{-0.011 × (561 - [C] × 474 - [Mn] × 33 - [Ni] × 17 - [Cr] × 17 - [Mo] × 21 - Tb)} < 0.35

여기서, 식 중의 [M] 은 원소 M 의 함유량 (질량％) 을 나타낸다.

본 발명에 의하면, 강판의 조성 및 마이크로 조직을 제어함으로써, 인장 강도가 1180 ㎫ 이상, 항복비가 75 ％ 이상이고, 신장이 17 ％ 이상 및 구멍 확장률이 30 ％ 이상인, 신장과 신장 플랜지성이 모두 우수한 고강도 냉연 강판을 안정적으로 얻을 수 있다.

먼저, 본 발명의 고강도 냉연 강판의 성분 조성의 한정 이유를 설명한다. 또, 이하에 있어서, 강의 성분 조성의 「％」표시는 질량％ 를 의미한다.

C : 0.15 ∼ 0.30 ％

C 는 강판의 고강도화에 유효한 원소이고, 본 발명에 있어서의 베이나이트, 템퍼드 마텐자이트, 잔류 오스테나이트 및 마텐자이트 등의 제 2 상 형성에 관여하여 고강도화에 기여한다. 또한, C 는 마텐자이트 및 템퍼드 마텐자이트의 경도를 높게 한다. C 량이 0.15 ％ 미만에서는, 필요한 베이나이트, 템퍼드 마텐자이트, 잔류 오스테나이트 및 마텐자이트의 체적률의 확보가 어렵다. 이 때문에, C 량은 0.15 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.16 ％ 이상이다. 한편, C 량이 0.30 ％ 를 초과하면, 페라이트, 템퍼드 마텐자이트, 마텐자이트의 경도차가 커지기 때문에, 신장 플랜지성이 저하된다. 이 때문에, C 량은 0.30 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.26 ％ 이하이다.

Si : 0.8 ∼ 2.4 ％

Si 는 베이나이트 변태시에 탄화물 생성을 억제하고 잔류 오스테나이트의 형성에 기여한다. 충분한 잔류 오스테나이트를 형성하기 위해서는, Si 량은 0.8 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 1.2 ％ 이상이다. 그러나, Si 를 과잉으로 첨가하면, 화성 처리성이 저하되므로, 그 Si 량은 2.4 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 2.1 ％ 이하이다.

Mn : 2.4 ∼ 3.5 ％

Mn 은 고용 강화 및 제 2 상을 생성함으로써 고강도화에 기여하는 원소이다. 또한, 오스테나이트를 안정화시키는 원소이고, 제 2 상의 분율 제어에 필요한 원소이다. 또한, 열연 강판의 조직을 베이나이트 변태에 의해 균질화하기 위해서 필요한 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는 Mn 을 2.4 ％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, 과잉으로 함유한 경우, 마텐자이트의 체적률이 과잉이 되고, 또한 마텐자이트 및 템퍼드 마텐자이트의 경도가 증가하고, 신장 플랜지성이 저하되므로, Mn 의 함유량은 3.5 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 3.3 ％ 이하이다.

P : 0.08 ％ 이하

P 는 고용 강화에 의해 고강도화에 기여하지만, 과잉으로 첨가된 경우에는, 입계로의 편석이 현저해져 입계를 취화시키거나, 용접성을 저하시킨다. 따라서, P 의 함유량은 0.08 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다.

S : 0.005 ％ 이하

S 의 함유량이 많은 경우에는, MnS 등의 황화물이 많이 생성되고, 신장 플랜지성으로 대표되는 국부 신장이 저하된다. 따라서, S 의 함유량의 상한은 0.005 ％ 로 한다. 바람직하게는, S 함유량은 0.0045 ％ 이하이다. 특별히 하한은 없지만, 극저 S 화는 제강 비용이 상승하기 때문에, S 의 함유량의 하한은 0.0005 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

Al : 0.01 ∼ 0.08 ％

Al 은 탈산에 필요한 원소이고, 이 효과를 얻기 위해서는 Al 함유량을 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 필요하다. 한편, Al 은 0.08 ％ 를 초과하여 함유해도 효과가 포화되기 때문에, Al 함유량은 0.08 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다.

N : 0.010 ％ 이하

N 은 조대한 질화물을 형성하고, 굽힘성이나 신장 플랜지성을 열화시키는 점에서, 그 함유량을 억제할 필요가 있다. N 량이 0.010 ％ 초과에서는, 이 경향이 현저해지므로, N 의 함유량을 0.010 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0050 ％ 이하이다.

Ti : 0.002 ∼ 0.05 ％

Ti 는 미세한 탄질화물을 형성함으로써, 강도 상승에 기여할 수 있는 원소이다. 또한, Ti 는 B 보다 질화물을 생성하기 쉽기 때문에, 본 발명에 필수적인 원소인 B 를 N 과 반응시키지 않기 위해서도 필요하다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Ti 의 함유량의 하한을 0.002 ％ 로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.005 ％ 이다. 한편, 다량으로 Ti 를 첨가하면, 신장이 현저히 저하되므로, Ti 의 함유량은 0.05 ％ 이하로 한다. 바람직하게 0.035 ％ 이하이다.

B : 0.0002 ∼ 0.0050 ％

B 는 마텐자이트 변태 개시점을 저하시키지 않고 ?칭성을 향상시키는 원소이고, 제 2 상을 생성함으로써 고강도화에 기여하는 원소이다. 또한, B 는 열간 압연의 마무리 압연 후에 냉각시킬 때, 페라이트나 펄라이트의 생성을 억제하는 효과가 있다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, B 의 함유량을 0.0002 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.0003 ％ 이상이다. 한편, B 는 0.0050 ％ 를 초과하여 함유시켜도, 그 효과가 포화되므로, B 의 함유량은 0.0050 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0040 ％ 이하이다.

또, 본 발명에서는, 상기 성분에 더하여 추가로, 하기의 이유에 의해, V : 0.10 ％ 이하, Nb : 0.10 ％ 이하에서 선택되는 1 종 이상이나, Cr : 0.50 ％ 이하, Mo : 0.50 ％ 이하, Cu : 0.50 ％ 이하, Ni : 0.50 ％ 이하에서 선택되는 1 종 이상이나, Ca 및/또는 REM 을 합계로 0.0050 ％ 이하를, 개별로 또는 동시에 함유해도 된다.

V : 0.10 ％ 이하

V 는 미세한 탄질화물을 형성함으로써, 강도 상승에 기여할 수 있다. 이러한 작용을 갖기 위해서, V 를 0.01 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, 다량의 V 를 첨가시켜도, 0.10 ％ 를 초과한 분량의 강도 상승 효과는 작고, 또한, 합금 비용의 증가도 초래한다. 따라서, V 의 함유량은 0.10 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다.

Nb : 0.10 ％ 이하

Nb 도 V 와 동일하게, 미세한 탄질화물을 형성함으로써, 강도 상승에 기여할 수 있기 때문에, 필요에 따라 첨가할 수 있다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Nb 의 함유량을 0.005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 다량으로 Nb 를 첨가하면, 신장이 현저히 저하되므로, 그 함유량은 0.10 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다.

Cr : 0.50 ％ 이하

Cr 은 제 2 상을 생성함으로써 고강도화에 기여하는 원소이고, 필요에 따라 첨가할 수 있다. 이 효과를 발휘시키기 위해서는, 0.10 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, 0.50 ％ 를 초과하여 함유시키면, 과잉으로 마텐자이트가 생성되기 때문에, 그 함유량은 0.50 ％ 이하로 한다.

Mo : 0.50 ％ 이하

Mo 도 Cr 과 동일하게, 제 2 상을 생성함으로써 고강도화에 기여하는 원소이다. 또한, 추가로 일부 탄화물을 생성하여 고강도화에 기여하는 원소이기도 하고, 필요에 따라 첨가할 수 있다. 이들 효과를 발휘시키기 위해서는, Mo 는 0.05 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 0.50 ％ 를 초과하여 함유시켜도 효과가 포화되므로, 그 함유량은 0.50 ％ 이하로 한다.

Cu : 0.50 ％ 이하

Cu 는, Cr 과 동일하게 제 2 상을 생성함으로써 고강도화에 기여하는 원소이다. 또한, 고용 강화에 의해 고강도화에 기여하는 원소이기도 하고, 필요에 따라 첨가할 수 있다. 이들 효과를 발휘하기 위해서는 0.05 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, 0.50 ％ 를 초과하여 함유시켜도 효과가 포화되고, 또한 Cu 에서 기인하는 표면 결함이 발생하기 쉬워지므로, 그 함유량은 0.50 ％ 이하로 한다.

Ni : 0.50 ％ 이하

Ni 도 Cr 과 동일하게, 제 2 상을 생성함으로써 고강도화에 기여하는 원소이고, 또한, Cu 와 동일하게 고용 강화에 의해 고강도화에 기여하기 때문에, 필요에 따라 첨가할 수 있다. 이들 효과를 발휘시키기 위해서는 0.05 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 또한, Cu 와 동시에 첨가하면, Cu 기인의 표면 결함을 억제하는 효과가 있기 때문에, Cu 첨가시에 특히 유효하다. 한편, 0.50 ％ 를 초과하여 함유시켜도 효과가 포화되므로, 그 함유량을 0.50 ％ 이하로 한다.

Ca 및/또는 REM 을 합계로 0.0050 ％ 이하

Ca 및 REM 은, 황화물의 형상을 구상화하고, 신장 플랜지성에 대한 황화물의 악영향을 개선하는 데에 기여하는 원소이고, 필요에 따라 첨가할 수 있다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Ca, REM 중 어느 1 종 이상을 합계로 0.0005 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, Ca 및/또는 REM 을 합계로 0.0050 ％ 를 초과하여 함유시켜도 효과가 포화된다. 이 때문에, Ca, REM 은, 단독 첨가 또는 복합 첨가 중 어느 경우에 있어서도, 그 합계의 함유량을 0.0050 ％ 이하로 한다.

상기 이외의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다. 불가피적 불순물로는, 예를 들어, Sb, Sn, Zn, Co 등을 들 수 있다. 이들의 함유량의 허용 범위로는, Sb : 0.01 ％ 이하, Sn : 0.1 ％ 이하, Zn : 0.01 ％ 이하, Co : 0.1 ％ 이하이다. 또한, 본 발명에서는, Ta, Mg, Zr 을 통상의 강 조성의 범위 내에서 함유해도, 그 효과는 소실되지 않는다.

다음으로, 본 발명의 고강도 냉연 강판의 마이크로 조직에 대해서, 상세하게 설명한다.

본 발명의 고강도 냉연 강판은, 페라이트가 평균 결정 입경 3 ㎛ 이하 또한 체적 분율 5 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다) 이고, 잔류 오스테나이트가 체적 분율 10 ∼ 20 ％ 이고, 마텐자이트가 평균 결정 입경 4 ㎛ 이하 또한 체적 분율 20 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다) 이고, 또한, 잔부에 베이나이트 및/또는 템퍼드 마텐자이트를 포함하는 마이크로 조직을 갖고, 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면 내 100 ㎛² 당에 있어서의 입경 0.1 ㎛ 이상의 시멘타이트 입자의 평균 입자수가 30 개 이상이다.

페라이트 : 평균 결정 입경 3 ㎛ 이하 또한 체적 분율 5 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다)

페라이트는 연질의 조직이고, 상기한 바와 같이, 고경도를 갖는 마텐자이트 또는 잔류 오스테나이트와의 계면에서 타발시에 보이드를 생성하기 쉽다. 페라이트의 체적 분율이 5 ％ 를 초과하면, 타발시의 보이드 생성량이 증가하여, 신장 플랜지성이 저하된다. 또한, 페라이트의 체적 분율이 5 ％ 를 초과하여 많아지면, 강도 확보를 위해, 마텐자이트나 템퍼드 마텐자이트의 경도도 높게 할 필요가 있고, 강도와 신장 플랜지성의 양립이 곤란해진다. 따라서, 페라이트의 체적 분율은 5 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 3 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 1 ％ 이하이다. 또, 페라이트의 체적 분율은 0 ％ 이어도 된다. 또, 페라이트의 평균 결정 입경이 3 ㎛ 초과에서는, 구멍 확장시 등에 있어서, 타발 단면 (端面) 에 생성된 보이드가 구멍 확장 중에 연결되기 쉬워지므로, 양호한 신장 플랜지성이 얻어지지 않는다. 그 때문에, 마이크로 조직 중에 페라이트를 갖는 경우, 그 페라이트의 평균 결정 입경은 3 ㎛ 이하로 한다.

잔류 오스테나이트 : 체적 분율 10 ∼ 20 ％

양호한 연성을 확보하기 위해서는, 잔류 오스테나이트의 체적 분율을 10 ∼ 20 ％ 의 범위로 할 필요가 있다. 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 10 ％ 미만에서는, 낮은 신장밖에 얻어지지 않기 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적 분율은 10 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는 11 ％ 이상이다. 또한, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 20 ％ 를 초과하는 경우, 신장 플랜지성이 열화되기 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적 분율은 20 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 18 ％ 이하이다.

마텐자이트 : 평균 결정 입경 4 ㎛ 이하 또한 체적 분율 20 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다)

원하는 강도를 확보하면서, 신장 플랜지성을 확보하기 위해서 마텐자이트의 체적 분율은 20 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 15 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 12 ％ 이하이다. 또, 마텐자이트의 체적 분율은 0 ％ 이어도 된다. 또, 마텐자이트의 평균 결정 입경이 4 ㎛ 초과에서는 페라이트와의 계면에 생성되는 보이드가 연결되기 쉬워지고, 신장 플랜지성이 열화되기 때문에, 마텐자이트의 평균 결정 입경은 4 ㎛ 이하로 한다. 바람직하게는, 마텐자이트의 평균 결정 입경의 상한은 3 ㎛ 이다.

잔부 조직 : 베이나이트 및/또는 템퍼드 마텐자이트를 포함하는 조직

양호한 신장 플랜지성이나 고항복비를 확보하기 위해서, 상기 페라이트, 잔류 오스테나이트, 마텐자이트 이외의 잔부에는, 베이나이트 및/또는 템퍼드 마텐자이트를 함유하는 것이 필요하다. 베이나이트의 체적 분율은 15 ∼ 50 ％, 템퍼드 마텐자이트의 체적 분율은 30 ∼ 70 ％ 가 바람직하다. 또한, 베이나이트 및 템퍼드 마텐자이트를 함유하는 것이 바람직하다. 템퍼드 마텐자이트의 평균 결정 입경은 12 ㎛ 이하가 바람직하다. 또, 여기서 말하는 베이나이트상의 체적 분율이란, 관찰면에 차지하는 베이니틱·페라이트 (전위 밀도가 높은 페라이트) 의 체적 비율을 말한다.

강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면 내 100 ㎛²당에 있어서의 입경 0.1 ㎛ 이상의 시멘타이트 입자의 평균 입자수가 30 개 이상

양호한 구멍 확장성이나 고항복비를 확보하기 위해서, 강판 단면 내에 입경 0.1 ㎛ 이상의 시멘타이트 입자가, 100 ㎛² 당 평균으로 30 개 이상을 가질 필요가 있다. 또 여기서 강판 단면 내란, 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면 내를 의미한다. 시멘타이트 입자는, 주로 베이나이트 중 또는 템퍼드 마텐자이트 중에 석출된다. 이러한 시멘타이트 입자 중, 입경 0.1 ㎛ 이상의 시멘타이트 입자의 석출수가, 100 ㎛² 당 평균으로 30 개 미만이 되면, 템퍼드 마텐자이트나 베이나이트의 경도가 높아지고, 연질상 (페라이트) 이나 경질상 (마텐자이트나 잔류 오스테나이트) 의 계면에 보이드가 생성되기 쉽기 때문에 신장 플랜지성이 열화된다. 바람직하게는 45 개 이상이다.

또, 본 발명의 마이크로 조직에 있어서, 상기한 페라이트, 잔류 오스테나이트, 마텐자이트, 베이나이트 및 템퍼드 마텐자이트 이외에, 펄라이트 등이 생성되는 경우가 있지만, 상기 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 마텐자이트의 체적 분율, 페라이트, 마텐자이트의 평균 결정 입경, 시멘타이트 입자의 분포 상태가 만족되면, 본 발명의 목적을 달성할 수 있다. 단, 펄라이트 등의 상기한 페라이트, 잔류 오스테나이트, 마텐자이트, 베이나이트 및 템퍼드 마텐자이트 이외의 조직의 체적 분율은 합계로 3 ％ 이하가 바람직하다.

본 발명의 마이크로 조직의 체적 분율 및 평균 결정 입경은 후술하는 실시예에 기재한 방법에 의해 측정할 수 있다. 또한, 0.1 ㎛ 이상의 시멘타이트 입자의 평균 입자수도 후술하는 실시예에 기재한 방법에 의해 측정할 수 있다.

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

본 발명의 고강도 냉연 강판은, 상기한 성분 조성을 갖는 강 슬래브에, 열간 압연 개시 온도 : 1150 ∼ 1300 ℃, 마무리 압연의 종료 온도 : 850 ∼ 950 ℃ 의 조건에서 열간 압연을 실시하고, 열간 압연의 종료 후 1 초 이내에 냉각을 개시하고, 1 차 냉각으로서 80 ℃/s 이상의 제 1 평균 냉각 속도로 650 ℃ 이하까지 냉각시키고, 계속해서 2 차 냉각으로서 5 ℃/s 이상의 제 2 평균 냉각 속도로 550 ℃ 이하까지 냉각시킨 후에, 550 ℃ 이하의 권취한 후, 400 ∼ 750 ℃ 의 온도역에서 30 초 이상 유지하는 제 1 열처리를 실시하고, 이어서 냉간 압연을 실시하고, 이어서, 제 2 열처리로서, 3 ∼ 30 ℃/s 의 평균 가열 속도로 830 ℃ 이상의 온도역까지 가열하고, 제 1 균열 온도로서 830 ℃ 이상의 온도에서 30 초 이상 유지한 후, 제 1 균열 온도로부터 3 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 하기 식 (1) 을 만족하는 Ta ℃ 의 냉각 정지 온도역까지 냉각시키고, 계속해서 하기 식 (2) 를 만족하는 Tb ℃ 의 온도역까지 가열하고, 제 2 균열 온도로서 하기 식 (2) 를 만족하는 Tb ℃ 의 온도역에서 20 초 이상 유지한 후, 실온까지 냉각시키는 연속 어닐링을 실시함으로써 제조할 수 있다.

상기한 바와 같이, 본 발명의 고강도 냉연 강판은, 상기한 성분 조성의 강 슬래브에, 열간 압연을 실시하고, 냉각시키고, 권취하는 열간 압연 공정과, 제 1 열처리를 실시하는 제 1 열처리 공정과, 냉간 압연을 실시하는 냉간 압연 공정과, 제 2 열처리를 실시하는 제 2 열처리 공정을 순차 실시함으로써 제조할 수 있다. 이하, 각 제조 조건에 대해서, 상세하게 설명한다.

또, 본 발명에서 사용하는 강 슬래브는, 성분의 매크로 편석을 방지하기 위해서 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직한데, 조괴법 (造塊法), 박슬래브 주조법에 의해서도 제조하는 것이 가능하다. 본 발명에서는, 강 슬래브를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각시키고, 그 후, 재가열하는 종래법에 더하여, 냉각시키지 않고, 온편 (溫片) 그대로 가열로에 장입하거나, 또는 보열을 실시한 후에 즉시 압연하거나, 또는 주조 후 그대로 압연하는 직송 압연·직접 압연 등의 에너지 절약 프로세스도 문제없이 적용할 수 있다.

[열간 압연 공정]

열간 압연 개시 온도 : 1150 ∼ 1300 ℃

상기한 성분 조성의 강 슬래브를, 주조 후, 재가열하지 않고 1150 ∼ 1300 ℃ 의 온도의 강 슬래브를 사용하여 열간 압연을 개시하거나, 혹은 강 슬래브를 1150 ∼ 1300 ℃ 로 재가열한 후, 열간 압연을 개시한다. 열간 압연 개시 온도는, 1150 ℃ 보다 낮아지면 압연 부하가 증대되어 생산성이 저하된다. 한편, 열간 압연 개시 온도가 1300 ℃ 보다 높은 경우에는, 가열 비용이 증대될 뿐이다. 이 때문에, 열간 압연 개시 온도는 1150 ∼ 1300 ℃ 로 한다. 또, 슬래브 온도는 판두께 방향 평균 온도로 한다.

마무리 압연 종료 온도 : 850 ∼ 950 ℃

열간 압연은, 강판 내의 조직 균일화, 재질의 이방성 저감에 의해, 어닐링 후의 신장 및 구멍 확장성을 향상시키기 위해서, 오스테나이트 단상역에서 종료할 필요가 있다. 이 때문에, 열간 압연의 마무리 압연 종료 온도는 850 ℃ 이상으로 한다. 한편, 마무리 압연 종료 온도가 950 ℃ 초과에서는, 열연 강판의 마이크로 조직이 조대해지고, 어닐링 후의 특성이 저하되기 때문에, 마무리 압연 종료 온도는 950 ℃ 이하로 한다. 열간 압연 후의 열연 강판의 두께는 특별히 한정되지 않지만, 1.2 ∼ 8.0 ㎜ 가 바람직하다.

열간 압연 후의 냉각 조건 : 열간 압연의 종료 후 1 초 이내에 냉각을 개시하고, 1 차 냉각으로서 80 ℃/s 이상의 제 1 평균 냉각 속도로 650 ℃ 이하까지 냉각시키고, 계속해서 2 차 냉각으로서 5 ℃/s 이상의 제 2 평균 냉각 속도로 550 ℃ 이하까지 냉각

열간 압연 종료 후, 1 초 이내에 냉각을 개시하여, 페라이트 변태시키지 않고, 베이나이트 변태되는 온도역까지 급랭시켜 열연 강판의 마이크로 조직을 베이나이트 조직으로서 균질화한다. 이러한 열연 강판의 조직의 제어는, 최종적인 강판 조직에 있어서, 주로 페라이트나 마텐자이트를 미세화시키는 효과가 있다. 열간 압연 종료 후, 냉각 개시까지의 시간이 1 초를 초과하면, 페라이트 변태가 개시되므로, 베이나이트 변태의 균질화가 곤란해진다. 이 때문에, 열간 압연 종료 후, 즉 열간 압연의 마무리 압연을 종료 후, 1 초 이내에 냉각 (1 차 냉각) 을 개시하고, 80 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도 (제 1 평균 냉각 속도) 로 650 ℃ 이하까지 냉각시킨다. 1 차 냉각의 평균 냉각 속도인 제 1 평균 냉각 속도가 80 ℃/s 미만에서는 페라이트 변태가 냉각 중에 개시되므로, 열연 강판의 강판 조직이 불균질해지고, 최종적으로 얻어지는 강판의 신장 플랜지성이 저하된다. 또한 1 차 냉각에서의 냉각의 종점 온도가 650 ℃ 초과에서는 펄라이트가 과잉으로 생성되고, 열연 강판의 강판 조직이 불균질해지고, 최종적으로 얻어지는 강판의 신장 플랜지성이 저하된다. 그 때문에, 열간 압연의 종료 후, 1 초 이내에 냉각을 개시하고, 80 ℃/s 이상의 제 1 평균 냉각 속도로 650 ℃ 이하까지 1 차 냉각시킨다. 또, 여기서, 제 1 평균 냉각 속도는, 열간 압연 종료로부터 1 차 냉각의 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도이다. 상기한 1 차 냉각 후에는, 계속해서 2 차 냉각을 실시하고, 5 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 550 ℃ 이하까지 냉각시킨다. 2 차 냉각의 평균 냉각 속도인 제 2 평균 냉각 속도가 5 ℃/s 미만, 또는 550 ℃ 초과까지의 2 차 냉각에서는, 열연 강판의 강판 조직에 페라이트 또는 펄라이트가 과잉으로 생성되고, 최종적으로 얻어지는 강판의 신장 플랜지성이 저하된다. 따라서, 2 차 냉각으로서 5 ℃/s 이상의 제 2 평균 냉각 속도로 550 ℃ 이하까지 냉각시킨다. 또, 여기서, 제 2 평균 냉각 속도는, 1 차 냉각의 냉각 정지 온도로부터 권취 온도까지의 평균 냉각 속도이다.

권취 온도 : 550 ℃ 이하

상기한 바와 같이, 열간 압연 후, 1 차 냉각을 실시하고 이어서 2 차 냉각을 실시하여, 550 ℃ 이하까지 냉각시킨 후, 550 ℃ 이하의 권취 온도에서 권취한다. 권취 온도가 550 ℃ 초과에서는, 페라이트 및 펄라이트가 과잉으로 생성되므로, 권취 온도의 상한은 550 ℃ 로 한다. 바람직하게는 500 ℃ 이하이다. 권취 온도의 하한은 특별히 규정은 되지 않지만, 권취 온도가 지나치게 저온이 되면, 경질의 마텐자이트가 과잉으로 생성되고, 냉간 압연 부하가 증대되므로, 300 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

[산세 공정]

열간 압연 공정 후, 산세 공정을 실시하고, 열간 압연 공정에서 형성된 열연 강판 표층의 스케일을 제거하는 것이 바람직하다. 산세 공정은 특별히 한정되지 않고, 통상적인 방법에 따라서 실시하면 된다.

[제 1 열처리 공정]

제 1 열처리 : 400 ∼ 750 ℃ 의 온도역에서 30 초 이상 유지

본 발명은, 상기한 열간 압연 후에, 냉간 압연 공정을 개재하여 2 회의 열처리 (제 1 열처리, 제 2 열처리) 를 실시한다. 이것에 의해, 결정 입경의 미세화나 시멘타이트 석출의 분포 상태를 제어한다. 제 1 열처리는 상기 열간 압연 후에 실시하고, 열간 압연 공정에서 얻어진 베이나이트 균질 조직에 있어서, 추가로 C 나 Mn 의 원소 분배의 균질화를 목적으로 한다. 제 1 열처리는, C, Mn 등의 원소의 편석을 해소하고, 제 2 열처리 공정 후에 원하는 조직을 얻기 위해서 중요하다. 제 1 열처리의 열처리 온도가 400 ℃ 에 미치지 않는 경우, 원소 분배가 불충분하고, 열간 압연 후의 원소 분포 상태의 영향을 제거할 수 없고, C, Mn 의 편재에서 기인하여, 후술하는 제 2 열처리 후에, 원래 C 가 많은 영역의 ?칭성이 높아지고, 원하는 강판 조직이 얻어지지 않는다. 또한 제 2 열처리 후에, 입경 0.1 ㎛ 이상의 시멘타이트 입자가 감소하기 때문에, 충분한 신장 및 구멍 확장성이 얻어지지 않는다. 한편, 제 1 열처리의 열처리 온도가 750 ℃ 를 초과하면, 조대 또한 경질의 마텐자이트가 과도하게 존재하고, 제 2 열처리 후의 조직이 불균일해지고, 또한 마텐자이트의 체적 분율이 증가하고, 과도하게 고강도화되어, 신장 및 구멍 확장성이 현저히 저하된다. 따라서, 냉간 압연 전의 열연 강판을 균일한 조직으로 하기 위해서, 열연 강판에 실시하는 제 1 열처리에는 최적의 온도 범위가 존재하고, 제 1 열처리에서는 400 ∼ 750 ℃ 의 온도역으로 가열하는, 즉 제 1 열처리의 열처리 온도는 400 ℃ 이상 750 ℃ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는 450 ℃ 이상 700 ℃ 이하의 범위, 보다 바람직하게는 450 ℃ 이상 650 ℃ 이하의 범위이다. 또한, 400 ∼ 750 ℃ 의 온도역에 있어서의 유지 시간이 30 초 미만에서는, 열간 압연 후의 원소 분포 상태의 영향을 제거할 수 없고, 원하는 강판 조직이 얻어지지 않는다. 바람직하게는 300 초 이상이고, 더욱 바람직하게는 600 초 이상이다.

[냉간 압연 공정]

제 1 열처리 후의 열연 강판에 대하여, 소정의 판두께의 냉연판으로 압연하는 냉간 압연 공정을 실시한다. 냉간 압연 공정의 조건은 특별히 한정되지 않고 통상적인 방법으로 실시하면 된다.

[제 2 열처리 공정]

제 2 열처리 공정은, 재결정을 진행시킴과 함께, 고강도화를 위해 강 조직에 베이나이트, 템퍼드 마텐자이트, 잔류 오스테나이트나 마텐자이트를 형성하기 위해서 실시한다.

이 때문에, 제 2 열처리로서, 3 ∼ 30 ℃/s 의 평균 가열 속도로 830 ℃ 이상의 온도역까지 가열하고, 제 1 균열 온도로서 830 ℃ 이상의 온도에서 30 초 이상 유지한 후, 제 1 균열 온도로부터 3 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 하기 식 (1) 을 만족하는 Ta ℃ 의 냉각 정지 온도역까지 냉각시키고, 계속해서 하기 식 (2) 를 만족하는 Tb ℃ 의 온도역까지 가열하고, 제 2 균열 온도로서 하기 식 (2) 를 만족하는 Tb ℃ 의 온도역에서 20 초 이상 유지한 후, 실온까지 냉각시키는 연속 어닐링을 실시한다.

이하에 각 조건의 한정 이유에 대해서 설명한다.

평균 가열 속도 : 3 ∼ 30 ℃/s

어닐링에 있어서의 승온 과정에서의 재결정으로 생성되는 페라이트나 오스테나이트의 핵 생성의 속도를, 재결정한 결정립이 성장하는 속도보다 빠르게 함으로써, 재결정립의 미세화가 가능하다. 이 때문에, 제 2 열처리에 있어서의 830 ℃ 이상의 온도역까지의 평균 가열 속도를 3 ℃/s 이상으로 한다. 이 가열 속도가, 지나치게 작으면, 가열 과정에서 생성되는 페라이트나 오스테나이트가 조대화되고, 최종적으로 얻어지는 페라이트나 마텐자이트 입자가 조대화되어 원하는 평균 결정 입경이 얻어지지 않는다. 바람직하게는, 평균 가열 속도는 5 ℃/s 이상이다. 한편, 급속하게 지나치게 가열하면, 재결정이 진행되기 어려워지므로, 평균 가열 속도는 30 ℃/s 이하로 한다. 이 때문에, 냉연판을 균열 온도 830 ℃ 이상의 온도역까지 가열할 때의 평균 가열 속도는 3 ℃/s 이상 30 ℃/s 이하로 한다. 또, 여기서 평균 가열 속도는 가열 개시시의 온도로부터 제 1 균열 온도까지의 평균 가열 속도이다.

제 1 균열 온도 : 830 ℃ 이상

냉연판은, 상기한 바와 같이, 평균 가열 속도 : 3 ∼ 30 ℃/s 로 830 ℃ 이상의 온도역으로 가열하고, 830 ℃ 이상의 제 1 균열 온도에서 유지하여 재결정시킨다. 제 1 균열 온도는, 페라이트와 오스테나이트의 2 상역 또는 오스테나이트 단상역인 온도역으로 한다. 제 1 균열 온도가 830 ℃ 미만에서는 페라이트 분율이 많아지기 때문에, 강도와 신장 플랜지성의 양립이 곤란해진다. 이 때문에, 제 1 균열 온도의 하한은 830 ℃ 로 한다. 제 1 균열 온도의 상한은 특별히 규정되지 않지만, 균열 온도가 지나치게 높으면, 어닐링 중의 오스테나이트 결정 입경이 증대되고, 어닐링 후의 마텐자이트 입경의 확보가 곤란하기 때문에, 900 ℃ 이하가 바람직하다.

제 1 균열 온도에서의 유지 시간 : 30 초 이상

상기 제 1 균열 온도에 있어서, 재결정의 진행 및 일부 또는 모두 오스테나이트 변태시키기 위해서, 제 1 균열 온도에서의 유지 시간 (균열 시간) 은 30 초 이상으로 할 필요가 있다. 상한은 특별히 한정되지 않지만, 600 초 이내가 바람직하다.

제 1 균열 온도로부터 3 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 하기 식 (1) 을 만족하는 Ta ℃ 의 냉각 정지 온도역까지 냉각

제 1 균열 온도에서의 유지시에 생성된 오스테나이트를 일부 마텐자이트 변태시키기 위해서, 3 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 상기 식 (1) 을 만족하는 Ta ℃ 의 온도역까지 냉각시킨다. 제 1 균열 온도로부터 Ta ℃ 의 온도역까지의 평균 냉각 속도가 3 ℃/s 미만이면, 페라이트 변태가 과잉으로 진행되고, 소정의 체적 분율의 확보가 곤란한 것에 더하여, 펄라이트가 과잉으로 생성된다. 이 때문에, 제 1 균열 온도로부터의 평균 냉각 속도의 하한은 3 ℃/s 로 한다. 또, 여기서 평균 냉각 속도는 제 1 균열 온도로부터 Ta 까지의 평균 냉각 속도이다.

이하, 1 - exp{-0.011 × (561 - [C] × 474 - [Mn] × 33 - [Ni] × 17 - [Cr] × 17 - [Mo] × 21 - Ta)} = A 로 하여 설명한다. 냉각 정지 온도 Ta 가, A > 0.95 가 되는 온도에서는, 냉각시에 마텐자이트가 과잉으로 생성되기 때문에, 미변태의 오스테나이트가 감소한다. 또한, 베이나이트 변태나 잔류 오스테나이트가 감소하기 때문에, 신장이 저하된다. 한편, 냉각 정지 온도 Ta ℃ 가 A < 0.35 가 되는 온도에서는, 템퍼드 마텐자이트가 감소하고, 시멘타이트 입자가 소정의 개수 얻어지지 않기 때문에, 신장 플랜지성이 저하된다. 이 때문에, 냉각 정지 온도 Ta ℃ 는, 상기한 식 (1) 을 만족하는 온도역의 온도로 한다.

Ta ℃ 의 온도역까지 냉각 후, 하기 식 (2) 를 만족하는 Tb ℃ 의 온도역까지 가열하고, 제 2 균열 온도로서 하기 식 (2) 를 만족하는 Tb ℃ 의 온도역에서 20 초 이상 유지한 후, 실온까지 냉각

상기한 Ta 의 온도역까지 냉각시킨 후에는, 냉각 도중에 생성된 마텐자이트를 템퍼링하여 템퍼드 마텐자이트로 하는 것과, 미변태의 오스테나이트를 베이나이트 변태시키고, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트를 강판 조직 중에 생성시키기 위해서, 재가열하고, 제 2 균열 온도역에서 유지한다. 식 (2) 를 만족하는 Tb ℃ 의 온도역까지 재가열하고, 유지함으로써, 시멘타이트 입자가 성장하고, 높은 항복비를 유지하면서, 신장과 신장 플랜지성을 양호하게 할 수 있다.

이하, 1 - exp{-0.011 × (561 - [C] × 474 - [Mn] × 33 - [Ni] × 17 - [Cr] × 17 - [Mo] × 21 - Tb)} = B 로 하여 설명한다. 제 2 균열 온도 Tb ℃ 가, B < -3.0 이 되는 온도에서는, 펄라이트가 과잉으로 생성되기 때문에, 신장이 저하된다. 또한, 제 2 균열 온도 Tb ℃ 가, B ≥ 0.35 가 되는 온도에서는, 마텐자이트의 템퍼링이 불충분해지고, 시멘타이트 입자가 성장하지 않고, 보이드가 생성되기 쉬워지므로, 신장 플랜지성이 저하된다. 또한, -3.0 ≤ B < 0.35 를 만족하는 Tb ℃ 의 온도역에서의 유지 시간이 20 초 미만에서는, 베이나이트 변태가 충분히 진행되지 않기 때문에, 미변태의 오스테나이트가 많이 남고, 최종적으로 마텐자이트가 과잉으로 생성되고, 신장 플랜지성이 저하된다. 그 때문에, 제 2 균열 온도로서, 식 (2) 를 만족하는 Tb ℃ 의 온도역까지 가열하고, 제 2 균열 온도로서 식 (2) 를 만족하는 Tb ℃ 의 온도역에서 20 초 이상 유지한 후, 실온까지 냉각시킨다.

템퍼드 마텐자이트는 예를 들어 다음과 같이 생성된다. 어닐링시의 Ta ℃ 까지의 냉각 중에 미변태의 오스테나이트가 일부 마텐자이트 변태되고, Tb ℃ 에서 가열 후, 유지되었을 때에 템퍼링되어 템퍼드 마텐자이트가 생성된다. 또한, 마텐자이트는 예를 들어 다음과 같이 생성된다. 연속 어닐링시의 제 2 균열 온도역인 Tb ℃ 의 온도역에서 유지 후에도 미변태인 오스테나이트가, 실온까지 냉각시켰을 때에 마텐자이트가 생성된다.

또, 상기한 제 2 열처리 공정인 연속 어닐링 후에 조질 압연을 실시해도 된다. 조질 압연을 실시할 때의 신장률의 바람직한 범위는 0.1 ∼ 2.0 ％ 이다.

또한, 본 발명의 범위 내이면, 상기한 제 2 열처리 공정에 있어서, 용융 아연 도금을 실시하여 용융 아연 도금 강판으로 해도 되고, 또한, 용융 아연 도금 후에 합금화 처리를 실시하여 합금화 용융 아연 도금 강판으로 해도 된다. 또한 본 발명에서 얻어진 냉연 강판을 전기 도금하고, 전기 도금 강판으로 해도 된다.

실시예 1

이하, 본 발명의 실시예를 설명한다. 단, 본 발명은, 원래부터 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것이 아니라, 본 발명의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 가능하고, 그것들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

표 1 에 나타내는 화학 조성의 강 (잔부 성분 : Fe 및 불가피적 불순물) 을 용제하여 주조하고, 230 ㎜ 두께의 슬래브를 제조하고, 열간 압연 개시 온도를 1250 ℃, 마무리 압연 종료 온도 (FDT) 를 표 2 에 나타내는 조건으로 하여 열간 압연을 실시하고, 판두께 : 3.2 ㎜ 의 열연 강판으로 한 후, 표 2 에 나타내는 시간 (냉각 개시까지의 시간) 이내에 냉각을 개시하고, 표 2 로 나타내는 제 1 평균 냉각 속도 (냉각 속도 1) 로 제 1 냉각 온도까지 냉각시킨 후, 제 2 평균 냉각 속도 (냉각 속도 2) 로 냉각시키고, 권취 온도 (CT) 에서 권취하였다. 이어서, 얻어진 열연 강판을 산세한 후, 계속해서 표 2 에 나타내는 제 1 열처리 온도, 제 1 열처리 시간 (유지 시간) 으로 제 1 열처리를 실시하였다. 그 후, 냉간 압연을 실시하고, 냉연판 (판두께 : 1.4 ㎜) 을 제조하였다. 그 후, 제 2 열처리로서, 표 2 에 나타내는 평균 가열 속도로 가열하고, 표 2 에 나타내는 제 1 균열 온도로 가열하여 표 2 에 나타내는 균열 시간 (제 1 유지 시간) 유지하여 어닐링한 후, 표 2 에 나타내는 평균 냉각 속도 (냉각 속도 3) 로 냉각 정지 온도 (Ta ℃) 까지 냉각시키고, 그 후, 표 2 에 나타내는 제 2 균열 온도 (Tb ℃) 까지 가열하여 표 2 에 나타내는 시간 (제 2 유지 시간) 유지하고, 실온까지 냉각시켰다.

이렇게 하여 제조한 강판에 대해서, 이하와 같이 각 특성을 평가하였다. 결과를 표 3 에 나타낸다.

[인장 특성]

제조한 강판으로부터, JIS 5 호 인장 시험편을 압연 직각 방향이 길이 방향 (인장 방향) 이 되도록 채취하고, 인장 시험 (JIS Z2241 (1998)) 에 의해, 항복 응력 (YS), 인장 강도 (TS), 전체 신장 (EL) 을 측정함과 함께, 항복비 (YR) 를 구하였다.

[신장 플랜지성]

제조한 강판으로부터 채취한 시험편에 대해서, 일본 철강 연맹 규격 (JFS T1001 (1996)) 에 준거하고, 클리어런스 : 판두께의 12.5 ％ 로, 10 ㎜φ 의 구멍을 타발하고, 버가 다이측이 되도록 시험기에 세트한 후, 60°의 원추 펀치로 성형함으로써 구멍 확장률 (λ) 을 측정하였다. λ(％) 가, 30 ％ 이상을 갖는 것을 양호한 신장 플랜지성을 갖는 강판으로 하였다.

[강판 조직]

강판의 페라이트, 마텐자이트의 체적 분율은, 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면을 연마 후, 3 ％ 나이탈로 부식시키고, SEM (주사형 전자 현미경) 을 사용하여 2000 배, 5000 배의 배율로 관찰하고, 포인트 카운트법 (ASTM E562-83 (1988) 에 준거) 에 의해 면적률을 측정하고, 그 면적률의 값을 체적 분율의 값으로 하였다. 페라이트, 마텐자이트의 평균 결정 입경은, Media Cybernetics 사의 Image-Pro 를 사용하여, 강판 조직 사진으로부터, 미리 각각의 페라이트 및 마텐자이트 결정립을 식별해 둔 사진을 도입함으로써 페라이트, 마텐자이트 결정립의 면적이 산출 가능하고, 그 원상당 직경을 산출하고, 각 상마다 그것들의 값을 평균하여, 페라이트, 마텐자이트 결정립의 평균 결정 입경을 구하였다.

시멘타이트의 입경은 SEM (주사형 전자 현미경) 및 TEM (투과형 전자 현미경) 을 사용하여 5000 배, 10000 배, 20000 배의 배율로 관찰하고, 페라이트와 마텐자이트와 동일하게, Image-Pro 를 사용하여, 그 원상당 직경을 산출함으로써 입경을 구하였다.

입경 0.1 ㎛ 이상의 시멘타이트 입자의 100 ㎛² 당의 개수는, SEM (주사형 전자 현미경) 및 TEM (투과형 전자 현미경) 을 사용하여 5000 배, 10000 배, 20000 배의 배율로 관찰하고, 10 지점의 평균 개수를 구하였다.

잔류 오스테나이트의 체적 분율은, 강판을 판두께 방향의 1/4 면까지 연마하고, 이 판두께 1/4 면의 회절 X 선 강도에 의해 구하였다. Mo 의 Kα 선을 선원으로 하여, 가속 전압 50 keV 로, X 선 회절법 (장치 : Rigaku 사 제조 RINT2200) 에 의해서, 철의 페라이트의 {200} 면, {211} 면, {220} 면과, 오스테나이트의 {200} 면, {220} 면, {311} 면의 X 선 회절선의 적분 강도를 측정하고, 이것들의 측정값을 사용하여, 「X 선 회절 핸드북」 (2000년) 리가쿠 전기 주식회사, p.26, 62-64 에 기재된 계산식으로부터 잔류 오스테나이트의 체적 분율을 구하였다.

또한, SEM (주사형 전자 현미경), TEM (투과형 전자 현미경), FE-SEM (전계 방출형 주사 전자 현미경) 에 의해 강판 조직을 관찰하고, 페라이트, 잔류 오스테나이트, 마텐자이트 이외의 강 조직의 종류를 결정하였다.

상기와 같이 하여 얻은, 인장 특성, 구멍 확장률, 시멘타이트 입자의 평균 개수 및 강판 조직의 결과를 표 3 에 나타낸다. 표 3 에 나타내는 결과로부터, 본 발명예는 모두 페라이트가 평균 결정 입경 3 ㎛ 이하 또한 체적 분율 5 ％ 이하, 잔류 오스테나이트가 체적 분율 10 ∼ 20 ％, 마텐자이트가 평균 결정 입경 4 ㎛ 이하 또한 체적 분율 20 ％ 이하, 잔부에 베이나이트 및/또는 템퍼드 마텐자이트를 포함하는 복합 조직을 갖고, 또한 강판 단면 내에 입경 0.1 ㎛ 이상의 시멘타이트 입자가, 100 ㎛² 당 30 개 이상인 것을 알 수 있다. 이러한 본 발명예의 강판은, 1180 ㎫ 이상의 인장 강도와, 75 ％ 이상의 항복비를 확보하면서, 또한, 17 ％ 이상의 신장과 30 ％ 이상의 구멍 확장률이라는 양호한 가공성이 얻어지고 있다. 한편, 비교예는, 강판 조직이 본 발명 범위를 만족하지 않고, 그 결과, 인장 강도, 항복비, 신장, 구멍 확장률의 적어도 1 개의 특성이 열등하다.

Claims

질량％ 로, C : 0.15 ∼ 0.30 ％, Si : 0.8 ∼ 2.4 ％, Mn : 2.4 ∼ 3.5 ％, P : 0.08 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Al : 0.01 ∼ 0.08 ％, N : 0.010 ％ 이하, Ti : 0.002 ∼ 0.05 ％, B : 0.0002 ∼ 0.0050 ％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 페라이트가 평균 결정 입경 3 ㎛ 이하 또한 체적 분율 5 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다) 이고, 잔류 오스테나이트가 체적 분율 10 ∼ 20 ％ 이고, 마텐자이트가 평균 결정 입경 4 ㎛ 이하 또한 체적 분율 20 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다) 이고, 또한, 잔부에 베이나이트 및/또는 템퍼드 마텐자이트를 포함하는 마이크로 조직을 갖고, 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면 내 100 ㎛²당에 있어서의 입경 0.1 ㎛ 이상의 시멘타이트 입자의 평균 입자수가 30 개 이상인 고강도 냉연 강판.
제 1 항에 있어서,
추가로, 성분 조성으로서, 질량％ 로, V : 0.10 ％ 이하, Nb : 0.10 ％ 이하에서 선택되는 1 종 이상을 함유하는 고강도 냉연 강판.
제 1 항에 있어서,
추가로, 성분 조성으로서, 질량％ 로, Cr : 0.50 ％ 이하, Mo : 0.50 ％ 이하, Cu : 0.50 ％ 이하, Ni : 0.50 ％ 이하에서 선택되는 1 종 이상을 함유하는 고강도 냉연 강판.
제 2 항에 있어서,
추가로, 성분 조성으로서, 질량％ 로, Cr : 0.50 ％ 이하, Mo : 0.50 ％ 이하, Cu : 0.50 ％ 이하, Ni : 0.50 ％ 이하에서 선택되는 1 종 이상을 함유하는 고강도 냉연 강판.
제 1 항에 있어서,
추가로, 성분 조성으로서, 질량％ 로, Ca 및/또는 REM 을 합계로 0.0050 ％ 이하 함유하는 고강도 냉연 강판.
제 2 항에 있어서,
추가로, 성분 조성으로서, 질량％ 로, Ca 및/또는 REM 을 합계로 0.0050 ％ 이하 함유하는 고강도 냉연 강판.
제 3 항에 있어서,
추가로, 성분 조성으로서, 질량％ 로, Ca 및/또는 REM 을 합계로 0.0050 ％ 이하 함유하는 고강도 냉연 강판.
제 4 항에 있어서,
추가로, 성분 조성으로서, 질량％ 로, Ca 및/또는 REM 을 합계로 0.0050 ％ 이하 함유하는 고강도 냉연 강판.
제 1 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브에, 열간 압연 개시 온도 : 1150 ∼ 1300 ℃, 마무리 압연 종료 온도 : 850 ∼ 950 ℃ 의 조건에서 열간 압연을 실시하고, 열간 압연의 종료 후 1 초 이내에 냉각을 개시하고, 1 차 냉각으로서 80 ℃/s 이상의 제 1 평균 냉각 속도로 650 ℃ 이하까지 냉각시키고, 계속해서 2 차 냉각으로서 5℃/s 이상의 제 2 평균 냉각 속도로 550 ℃ 이하까지 냉각시킨 후에, 550 ℃ 이하의 권취 온도에서 권취한 후, 400 ∼ 750 ℃ 의 온도역에서 30 초 이상 유지하는 제 1 열처리를 실시하고, 이어서 냉간 압연을 실시하고, 이어서, 제 2 열처리로서, 3 ∼ 30 ℃/s 의 평균 가열 속도로 830 ℃ 이상의 온도역까지 가열하고, 제 1 균열 (均熱) 온도로서 830 ℃ 이상의 온도에서 30 초 이상 유지한 후, 제 1 균열 온도로부터 3 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 하기 식 (1) 을 만족하는 Ta ℃ 의 냉각 정지 온도역까지 냉각시키고, 계속해서 하기 식 (2) 를 만족하는 Tb ℃ 의 온도역까지 가열하고, 제 2 균열 온도로서 하기 식 (2) 를 만족하는 Tb ℃ 의 온도역에서 20 초 이상 유지한 후, 실온까지 냉각시키는 연속 어닐링을 실시하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법:
식 (1) : 0.35 ≤ 1 - exp{-0.011 × (561 - [C] × 474 - [Mn] × 33 - [Ni] × 17 - [Cr] × 17 - [Mo] × 21 - Ta)} ≤ 0.95
식 (2) : -3.0 ≤ 1 - exp{-0.011 × (561 - [C] × 474 - [Mn] × 33 - [Ni] × 17 - [Cr] × 17 - [Mo] × 21 - Tb)} < 0.35
여기서, 식 중의 [M] 은 원소 M 의 함유량 (질량％) 을 나타낸다.