KR102000854B1 - 고강도 냉연 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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Abstract

종래 기술의 문제점을 해소하고, 복수의 특성(항복비, 강도, 신장, 구멍 확장성, 내지연 파괴 특성)을 겸비하는 고강도 냉연 강판 및 그 제조방법을 제공한다.
특정의 성분 조성을 가지고, 평균 결정입경이 2μm 이하인 페라이트를 체적분율로 10∼25%, 잔류 오스테나이트를 체적분율로 5∼20%, 평균 결정입경이 2μm 이하인 마르텐사이트를 체적분율로 5%∼15% 이하를 함유하고, 잔부가 평균 결정입경 5μm 이하인 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 포함하는 복합 조직이고, 페라이트 이외의 경질상의 체적분율(V1)과 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율(V2)의 관계가 하기의 식(1)의 조건을 만족하는 미크로 조직을 가지는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판.
0.35≤V2/V1≤0.75 식(1)

Description

고강도 냉연 강판 및 그 제조방법{HIGH-STRENGTH COLD-ROLLED STEEL SHEET AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은, 고강도 냉연 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다. 본 발명의 인장 강도(TS)가 1180MPa 이상인 고강도 냉연 강판은, 특히 자동차 등의 구조 부품의 소재로서 적합하다.
또한, 본 명세서에 있어서, 항복비(降伏比, YR)란, 인장 강도(TS)에 대한 항복 응력(YS)의 비를 나타내는 값이며, YR=YS/TS로 표시된다.
최근, 환경 문제의 고조로부터 CO2 배출 규제가 엄격화되고 있으며, 자동차 분야에 있어서는, CO2 배출량 삭감을 위하여, 연비 향상을 위한 차체의 경량화가 과제가 되고 있다. 이 과제를 해결하기 위하여, 자동차 부품에 적용되는 고강도 강판의 박육화가 진행되고 있다. 예를 들면, 박육화된, TS가 1180MPa 이상인 강판의 적용이 진행되고 있다.
그런데, 자동차의 구조용 부재나 보강용 부재에 사용되는 고강도 강판은 성형성이 우수한 것이 요구된다. 특히, 복잡한 형상을 가지는 부품의 성형에는, 신장(伸長)이나 구멍 확장성(hole expansion) 같은 개별의 특성이 우수할 뿐만 아니라, 복수의 특성이 우수한 것이 요구된다. 또한, 자동차의 구조용 부재나 보강용 부재에 사용되는 고강도 강판에는, 우수한 충돌 흡수 에너지 특성을 가질 것이 요구된다. 충돌 흡수 에너지 특성을 향상시키기 위해서는 항복비를 높이는 것이 유효하고, 항복비를 높이면, 낮은 변형량이어도 효율적으로 충돌 에너지를 흡수시키는 것이 가능하다. 또한, 항복비(YR)란, 인장 강도(TS)에 대한 항복 응력(YS)의 비를 나타내는 값이며, YR=YS/TS로 표시된다.
또한, 1180MPa 이상의 강판에서는, 사용 환경으로부터 침입하는 수소에 의하여 지연 파괴(수소 취화(脆化))의 문제가 발생하는 경우가 있다. 그 때문에, 1180MPa 이상의 강판은, 프레스 성형성과 내(耐)지연 파괴 특성이 우수한 것이 요구된다.
종래에, 성형성과 고강도를 겸비한 고강도 박강판으로서, 페라이트·마르텐사이트 조직의 듀얼 페이스강(DP강)이 알려져 있다. 예를 들면, 특허문헌 1에서는, 템퍼링 마르텐사이트의 세멘타이트 입자의 분포 상태를 제어함으로써, 신장과 신장 플랜지성의 밸런스를 향상시키는 기술이 개시되어 있다. 또한, 성형성과 내지연 파괴 특성이 우수한 강판으로서, 특허문헌 2에서는 템퍼링 마르텐사이트 중의 석출물의 분포 상태를 제어한 강판이 개시되어 있다.
또한, 고강도와 우수한 연성을 겸비한 강판으로서, 잔류 오스테나이트를 함유한 TRIP 강판을 들 수 있다. 이 TRIP 강판이 마르텐사이트 변태 개시 온도 이상의 온도에서 가공 변형되면, 응력에 의하여 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트에 유기(誘起) 변태하여 큰 신장을 얻을 수 있다.
그러나, 이 TRIP 강판에서는, 타발 가공시에 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태함으로써, 페라이트와의 계면에 크랙이 발생하고, 구멍 확장성이 뒤떨어지는 결점이 있다.
그래서, 특허문헌 3에서는, 면적율로 60% 이상의 베이니틱 페라이트 및 20% 이하의 다각형 페라이트를 함유함으로써 신장과 신장 플랜지성을 향상시킨 TRIP 강판이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 4에서는 페라이트, 베이니틱 페라이트, 마르텐사이트의 체적분율을 제어함으로써, 내수소 취화 특성이 우수한 TRIP 강판이 개시되어 있다.
특허문헌 1: 일본국 특허공개공보 특개 2011-52295호 특허문헌 2: 일본국 특허공보 특허 4712838호 특허문헌 3: 일본국 특허공보 특허 4411221호 특허문헌 4: 일본국 특허공보 특허 4868771호
그러나, 일반적으로 DP강은, 마르텐사이트 변태시에 페라이트 중으로 가동 전위가 도입되기 때문에 저(低)항복비가 되고, 충돌 흡수 에너지 특성이 낮아진다. 특허문헌 1에 관해서는, 템퍼링 온도를 높게 함으로써 구멍 확장성을 높이고 있지만, 강도에 대하여 신장이 불충분하다. 특허문헌 2의 강판도 강도에 대하여 신장이 불충분하고, 성형성이 뒤떨어진다.
또한, 잔류 오스테나이트를 활용한 강판에 있어서도, 특허문헌 3의 강판은, YR이 낮기 때문에 충돌 흡수 에너지 특성이 낮고, 또한, 1180MPa 이상의 고강도 영역에서 신장과 구멍 확장성을 높인 것이 아니다. 특허문헌 4의 강판은 강도에 대하여 신장이 불충분하고, 성형성이 뒤떨어진다.
이와 같이 1180MPa 이상의 고강도이면서, 우수한 충돌 흡수 에너지 특성을 유지하면서, 프레스 성형이 우수하다 할 수 있을 정도의 신장 및 구멍 확장성을 가지고, 또한 내지연 파괴 특성이 우수한 강판을 얻는 것은 곤란하다. 종래, 이러한 특성(항복비, 강도, 신장, 구멍 확장성, 내지연 파괴 특성)을 겸비하는 강판은 개발되어 있지 않은 것이 실정이다.
본 발명은, 상기 과제를 해결하기 위하여 이루어진 것이며, 그 목적은, 상기 종래 기술의 문제점을 해소하고, 상기 특성(항복비, 강도, 신장, 구멍 확장성, 내지연 파괴 특성)을 겸비하는 고강도 냉연 강판 및 그 제조방법을 제공하는 것에 있다.
본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위하여 예의 검토를 거듭했다. 그 결과, 1180MPa 이상의 고강도이면서, 고항복비를 유지하면서, 신장, 구멍 확장성 및 내지연 파괴 특성을 향상시키기 위해서는, 조직을 미세화시키면서, 페라이트, 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트의 미크로 조직에 있어서의 체적분율을 제어하면 되는 것을 발견하였다. 구체적으로는, 본 발명은, 하기의 지견에 입각하는 것이다.
구멍 확장 시험에 있어서, 미크로 조직 중에 고경도를 가지는 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트가 존재한 경우, 타발 가공시에 그 계면, 특히 연질인 페라이트와 이들과의 계면에 보이드(voids)가 발생한다. 보이드가 발생하면, 그 후의 구멍 확장 과정에서 보이드끼리가 연결, 진전함으로써, 균열이 발생한다. 한편, 미크로 조직 중에 연질인 페라이트나 잔류 오스테나이트를 함유함으로써 신장이 향상된다. 또한, 미크로 조직 중에 구(舊)γ입계가 존재하면, 강판내에 수소가 침입한 경우, 구γ입계에 수소가 트랩되어, 입계 강도가 현저하게 저하하고, 균열 발생 후의 균열 진전 속도가 증가해 버려, 내지연 파괴 특성이 저하된다. 또한, 항복비에 관해서는, 전위 밀도가 높은 베이나이트나 템퍼링 마르텐사이트를 미크로 조직내에 함유함으로써 항복비가 높아지지만, 신장에 대한 효과는 작다.
그래서, 본 발명자들은 예의 검토를 거듭한 결과, 보이드 발생원인 연질상(相)과 경질상의 체적분율을 조정하고, 경질 중간상인 템퍼링 마르텐사이트 혹은 베이나이트를 생성시키고, 결정립을 더 미세화시킴으로써, 연질인 페라이트를 어느 정도 함유하면서도 강도나 구멍 확장성을 확보할 수 있음을 발견하였다. 본 발명자들은, 또한, 경질상으로서 내지연 파괴 특성이 우위인 템퍼링 마르텐사이트를 함유시킴으로써, 강도와 내지연 파괴 특성 밸런스가 향상하는 것을 발견했다.
특히, 오스테나이트 단상 영역에서 소둔하는 것에 의한 결정립 조대화를 억제하기 위하여, 페라이트를 함유 가능한 2상 영역의 소둔 온도에서 소둔한다. 결정립을 더 미세화하기 위하여 소둔 온도까지의 승온 속도를 최적 조건으로 함으로써, 결정립 미세화의 효과에 의하여, 구멍 확장성, 내지연 파괴 특성이 향상하는 것이 분명해졌다.
즉, 본 발명은, 이하의 [1]∼[4]를 제공한다.
[1]질량%로, C: 0.15∼0.25%, Si: 1.2∼2.5%, Mn: 2.1∼3.5%, P: 0.05% 이하, S: 0.005% 이하, Al: 0.01∼0.08%, N: 0.010% 이하, Ti: 0.002∼0.050%, B: 0.0002∼0.0100%를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 가지고, 평균 결정입경이 2μm 이하인 페라이트를 체적분율로 10∼25%, 잔류 오스테나이트를 체적분율로 5∼20%, 평균 결정입경이 2μm 이하인 마르텐사이트를 체적분율로 5∼15% 이하를 함유하고, 잔부가 평균 결정입경 5μm 이하인 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 포함하는 복합 조직이고, 페라이트 이외의 경질상의 체적분율(V1)과 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율(V2)의 관계가 하기의 식(1)의 조건을 만족하는 미크로 조직을 가지는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판.
0.35≤V2/V1≤0.75 식(1)
[2]상기 성분 조성은, 질량%로, V: 0.05% 이하 및 Nb: 0.05% 이하로부터 선택되는 일종 이상을 더 함유하는 성분 조성인 것을 특징으로 하는 [1]에 기재된 고강도 냉연 강판.
[3]상기 성분 조성은, 질량%로, Cr: 0.50% 이하, Mo: 0.50% 이하, Cu: 0.50% 이하, Ni: 0.50% 이하, Ca: 0.0050% 이하 및 REM: 0.0050% 이하로부터 선택되는 일종 이상을 더 함유하는 성분 조성인 것을 특징으로 하는 [1] 또는 [2]에 기재된 고강도 냉연 강판.
[4][1]∼[3] 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 가지고 1150∼1300℃의 강(綱) 슬라브를, 마무리 압연 종료 온도: 850∼950℃의 조건에서 압연을 실시하고, 상기 압연의 종료 후 1초 이내에 냉각을 개시하는, 제1 평균 냉각 속도: 80℃/s 이상, 제1 냉각 정지 온도: 650℃ 이하의 조건에서 제1 냉각을 실시하고, 상기 제1 냉각 후, 제2 평균 냉각 속도: 5℃/s 이상, 제2 냉각 정지 온도: 제1 냉각 정지 온도 미만 또한 550℃ 이하의 조건에서 냉각하는 제2 냉각을 실시하고, 상기 제2 냉각 후에 권취하는 열간 압연 공정과, 상기 열간 압연 공정 후에 필요에 따라 산세를 실시하는 산세 공정과, 상기 열간 압연 공정 후(산세 공정을 실시하는 경우에는 상기 산세 공정 후)에 냉간 압연을 실시하는 냉간 압연 공정과, 상기 냉간 압연 공정 후에, 임의의 제1 평균 가열 속도, 제1 가열 도달 온도: 250∼350℃의 조건에서 제1 가열을 실시하고, 상기 제1 가열 후에 제2 평균 가열 속도: 6∼25℃/s, 제2 가열 도달 온도: 550∼680℃의 조건에서 제2 가열을 실시하고, 상기 제2 가열 후에 제3 평균 가열 속도: 10℃/s 이하, 제3 가열 도달 온도: 760∼850℃의 조건에서 제3 가열을 실시하고, 상기 제3 가열 후에 제1 균열(均熱)온도: 760∼850℃, 제1 균열(均熱)시간: 30초 이상의 조건에서 제1 균열을 실시하고, 상기 제1 균열 후에 제3 평균 냉각 속도: 3℃/s 이상, 제3 냉각 정지 온도: 100∼300℃의 조건에서 제3 냉각을 실시하고, 상기 제3 냉각 후에 제4 가열 도달 온도: 350∼450℃의 조건에서 제4 가열을 실시하고, 상기 제4 가열 후에 제2 균열 온도: 350∼450℃, 제2 균열 시간: 30초 이상의 조건에서 제2 균열을 실시하고, 상기 제2 균열 후에 제4 냉각 정지 온도: 0∼50℃의 조건에서 제4 냉각을 실시하는 소둔 공정을 가지는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판의 제조방법.
본 발명에 의하면, 고강도 냉연 강판은, 극히 높은 인장 강도를 가짐과 동시에, 높은 신장과 구멍 확장성에 근거하는 우수한 가공성, 높은 항복비를 가진다. 또한, 본 발명의 고강도 냉연 강판은, 부재에 성형 가공한 후에도, 환경으로부터 침입하는 수소에 기인한 지연 파괴가 발생하기 어려운 우수한 내지연 파괴 특성을 가진다.
예를 들면, 인장 강도가 1180MPa 이상, 항복비가 70% 이상인 고항복비를 가지고, 신장이 17.5% 이상 및 구멍 확장 비율이 40% 이상을 가지고, 20℃의 pH=1인 염산 침지 환경하에 응력을 부하한 상태에서 100시간 파괴가 발생하지 않는, 신장, 구멍 확장성, 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 냉연 강판을 안정되게 얻을 수 있다.
이하, 본 발명의 실시 형태에 관하여 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시 형태에 한정되지 않는다. 이하의 설명에 있어서, 성분의 함유량의 "%"는 "질량%"를 의미한다.
＜고강도 냉연 강판＞
본 발명의 고강도 냉연 강판은, 질량%로, C: 0.15∼0.25%, Si: 1.2∼2.5%, Mn: 2.1∼3.5%, P: 0.05% 이하, S: 0.005% 이하, Al: 0.01∼0.08%, N: 0.010% 이하, Ti: 0.002∼0.050%, B: 0.0002∼0.0100%를 함유한다.
C: 0.15∼0.25%
C는 강판의 고강도화에 유효한 원소이며, 본 발명에 있어서의 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트의 제2상(相) 형성에도 기여한다. 또한, C는 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 경도를 높게 한다. C 함유량이 0.15% 미만에서는, 필요한 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트의 체적분율의 확보가 어렵다. 바람직한 C 함유량은 0.17% 이상이다. 한편, C를 과잉으로 첨가하면 페라이트, 템퍼링 마르텐사이트, 마르텐사이트의 경도차가 커지기 때문에, 구멍 확장성이 저하된다. 그래서, C 함유량은 0.25% 이하로 한다. 바람직한 C 함유량은 0.22% 이하이다.
Si: 1.2∼2.5%
Si는 페라이트를 고용(固溶) 강화하고, 연질상과 경질상의 경도차를 저하시키기 때문에, Si는 구멍 확장 비율을 증가시킨다. 그 효과를 얻기 위해서는, Si를 1.2% 이상의 함유하는 것이 필요하다. 바람직한 Si 함유량은 1.3% 이상이다. 그러나, Si의 과잉 첨가는 화성 처리성을 저하시킨다. 이 때문에, Si 함유량은 2.5% 이하로 한다. 바람직하게는 2.2% 이하이다.
Mn: 2.1∼3.5%
Mn은 고용 강화 및 제2상을 생성함으로써 고강도화에 기여하는 원소이다. 또한, Mn은 오스테나이트를 안정화시키는 원소이며, 제2상의 분율 제어에 필요한 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는 Mn 함유량을 2.1% 이상으로 하는 것이 필요하다. 한편, 과잉으로 Mn를 함유한 경우, 마르텐사이트의 체적분율이 과잉이 되고, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 경도가 더 증가해 버려, 구멍 확장성이 저하된다. 또한, 과잉으로 Mn를 함유한 경우에, 수소가 강판내에 침입하면, 입계의 슬라이딩 구속이 증가하고, 결정 입계에서의 균열이 진전하기 쉬워지기 때문에 내지연 파괴 특성이 저하해 버린다. 그 때문에, Mn 함유량은 3.5% 이하로 한다. 바람직하게는 3.0% 이하이다.
P: 0.05% 이하
P는 고용 강화에 의하여 고강도화에 기여한다. 그러나, 과잉으로 P를 첨가하면, 입계에 대한 P의 편석이 현저해져 입계가 취화하거나 용접성이 저하한다. 이 때문에, P 함유량을 0.05% 이하로 한다. 바람직하게는 0.04% 이하이다.
S: 0.005% 이하
S 함유량이 많은 경우에는, MnS 등의 황화물이 많이 생성되고, 구멍 확장성으로 대표되는 국부 신장이 저하된다. 이 때문에, S 함유량의 상한을 0.005%로 한다. 바람직하게는, 0.0040% 이하이다. 특별히 하한은 없으나, 극저(極低) S화는 제강 비용이 상승하기 때문에, 0.0002% 이상 함유하는 것이 바람직하다.
Al: 0.01∼0.08%
Al은 탈산에 필요한 원소이며, 이 효과를 얻기 위해서는, Al 함유량을 0.01% 이상으로 하는 것이 필요하다. 또한, Al 함유량이 0.08%를 초과하여도 효과가 포화하기 때문에, Al 함유량은 0.08% 이하로 한다. 바람직하게는 0.05% 이하이다.
N: 0.010% 이하
N은 조대(粗大)한 질화물을 형성하고, 굽힘성이나 신장 플랜지성을 열화시키는 점에서, 그 함유량을 억제할 필요가 있다. 이러한 문제는, N 함유량이 0.010% 초과에서 현저하게 나타난다. 이 때문에, N 함유량을 0.010% 이하로 한다. 바람직하게는 0.0050% 이하이다.
Ti: 0.002∼0.050%
Ti는 미세한 탄질화물을 형성함으로써, 강도 상승에 기여할 수 있는 원소이다. 또한, Ti는, 본 발명에 필수적인 원소인 B를 N과 반응시키지 않기 위해서도 필요하다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Ti 함유량을 0.002% 이상으로 한다. 바람직하게는 0.005% 이상이다. 한편, 다량으로 Ti를 첨가하면, 신장이 현저하게 저하하기 때문에, 그 함유량은 0.050% 이하로 한다. 바람직하게는 0.035% 이하이다.
B: 0.0002%∼0.0100%
B는 담금질성을 향상시키고, 제2상을 생성함으로써 고강도화에 기여하고, 담금질성을 확보하면서, 마르텐사이트 변태 개시점을 저하시키지 않는 원소이다. 또한, B에는, 열간 압연시의 마무리 압연후에 냉각할 때, 페라이트나 펄라이트의 생성을 억제하는 효과가 있다. 이 효과를 발휘하기 위하여, B 함유량을 0.0002% 이상으로 하는 것이 필요하다. 한편, B 함유량이 0.0100%를 초과하여도 효과가 포화하기 때문에, 그 함유량을 0.0100% 이하로 한다. 바람직하게는 0.0050% 이하이다.
본 발명의 고강도 냉연 강판은, 또한, 질량%로, V: 0.05% 이하 및 Nb: 0.05% 이하로부터 선택되는 일종 이상을 함유해도 된다.
V: 0.05% 이하
V의 미세한 탄질화물을 형성함으로써, 강도 상승에 기여한다. 이러한 작용을 가지기 위하여, V 함유량을 0.01% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 다량의 V를 첨가해도, 0.05%를 초과한 만큼의 강도 상승 효과는 작고, 또한, 합금 비용의 증가도 초래한다. 따라서, V의 함유량은 0.05% 이하가 바람직하다.
Nb: 0.05% 이하
Nb도 V와 동일하게, 미세한 탄질화물을 형성함으로써, 강도 상승에 기여할 수가 있기 때문에, 필요에 따라 첨가할 수 있다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Nb 함유량을 0.005% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 다량으로 Nb를 첨가하면, 신장이 현저하게 저하하기 때문에, Nb를 함유하는 경우, 그 함유량은 0.05% 이하로 한다.
또한, 본 발명의 고강도 냉연 강판은, 질량%로, Cr: 0.50% 이하, Mo: 0.50% 이하, Cu: 0.50% 이하, Ni: 0.50% 이하, Ca: 0.0050% 이하 및 REM: 0.0050% 이하로부터 선택되는 일종 이상을 함유해도 된다.
Cr:0.50% 이하
Cr은 제2상을 생성함으로써 고강도화에 기여하는 원소이며, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이 효과를 발휘시키기 위해서는, Cr 함유량을 0.10% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Cr 함유량이 0.50%를 초과하면, 과잉으로 마르텐사이트가 생성된다. 그래서, Cr를 함유하는 경우, 그 함유량은 0.50% 이하로 한다.
Mo: 0.50% 이하
Mo는 제2상을 생성함으로써 고강도화에 기여하고, 일부 탄화물을 생성하여 고강도화에 더 기여하는 원소이며, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이들 효과를 발휘시키기 위해서는, Mo 함유량을 0.05% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, Mo 함유량이 0.50%를 초과하면 효과가 포화하기 때문에, 그 함유량은 0.50% 이하가 바람직하다.
Cu: 0.50% 이하
Cu는 고용강화에 의하여 고강도화에 기여하고, 또 제2상을 생성시킴으로써 고강도화에 기여하는 원소이며, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이들 효과를 발휘하기 위하여는 Cu 함유량을 0.05% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Cu 함유량이 0.50%를 초과해도 효과가 포화하고, 또한 Cu에 기인하는 표면 결함이 발생하기 쉬워진다. 그래서, Cu 함유량은 0.50% 이하가 바람직하다.
Ni: 0.50% 이하
Ni도 Cu와 동일하게, 고용강화에 의해 고강도화에 기여하고, 또 제2상을 생성시킴으로써 고강도화에 기여하는 원소이며, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이들 효과를 발휘시키기 위해서는, Ni 함유량을 0.05% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, Cu와 동시에 첨가하면, Cu 기인의 표면 결함을 억제하는 효과가 있기 때문에, Cu 첨가시에 Ni를 첨가하는 것이 유효하다. 한편, Ni 함유량이 0.50%를 초과하여도 효과가 포화하기 때문에, 그 함유량은 0.50% 이하가 바람직하다.
Ca: 0.0050% 이하
Ca는, 황화물의 형상을 구상화하여 구멍 확장성에 대한 황화물의 악영향을 개선하는 원소이며, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이러한 효과를 발휘하기 위해서는 Ca 함유량을 0.0005% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Ca 함유량이 0.0050%를 초과하면, Ca의 황화물이 굽힘성을 열화 시킨다. 그래서, Ca 함유량은 0.0050% 이하로 한다.
REM: 0.0050% 이하
REM도 Ca와 동일하게, 황화물의 형상을 구상화하여 구멍 확장성에 대한 황화물의 악영향을 개선하는 원소이며, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이러한 효과를 발휘하기 위해서는 REM 함유량을 0.0005% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, REM 함유량이 0.0050%를 초과하여도 효과가 포화하기 때문에, 그 함유량을 0.0050% 이하로 하는 것이 바람직하다.
상기 이외의 잔부는 Fe 및 불가피 불순물로 한다. 불가피적 불순물로서는, 예를 들면, Sb, Sn, Zn, Co 등을 들 수 있고, 이들 함유량의 허용 범위로서는, Sb: 0.01% 이하, Sn: 0.1% 이하, Zn: 0.01% 이하, Co: 0.1% 이하이다. 또한, 본 발명에서는, Ta, Mg, Zr를 통상의 강 조성의 범위내에서 함유해도, 그 효과는 없어지지 않는다.
다음으로, 본 발명의 고강도 냉연 강판의 미크로 조직에 관하여 상세하게 설명한다.
본 발명의 고강도 냉연 강판의 미크로 조직은, 페라이트, 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트를 함유하고, 잔부가 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 포함하는 복합 조직이다.
구체적으로는, 페라이트는 평균 결정입경 2μm 이하, 체적분율이 10∼25%의 범위이며, 잔류 오스테나이트는 체적분율이 5∼20%이며, 마르텐사이트는 평균 결정입경 2μm 이하, 체적분율이 5∼15%의 범위이며, 잔부를 평균 결정입경 5μm 이하인 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트로 한다. 페라이트 이외의 경질상(페라이트 이외의 상을 의미한다.)과 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율의 관계가 식(1)에서 표시되는 범위로 한다. 여기서 말하는 체적분율은 강판의 전체에 대한 체적분율이며, 이하 동일하다. 또한, 체적분율, 평균 결정입경의 값은, 실시예에 기재된 방법으로 얻을 수 있는 값을 채용한다.
0.35≤V2/V1≤0.75 식(1)
식(1)에 있어서, 페라이트 이외의 경질상의 체적분율이 V1이며, 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율이 V2이다.
페라이트(평균 결정입경 2μm 이하인 페라이트)
페라이트의 체적분율이 10% 미만에서는, 신장의 확보가 곤란하다. 그래서, 페라이트의 체적분율의 하한은 10%로 한다. 바람직하게는, 페라이트의 체적분율이 12% 초과이다. 또한, 페라이트의 체적분율이 25%를 초과하면, 타발시의 보이드 생성량이 증가한다. 또한, 페라이트의 체적분율이 25%를 초과하면, 강도 확보를 위하여, 마르텐사이트나 템퍼링 마르텐사이트의 경도도 높게 할 필요가 있고, 강도와 구멍 확장성의 양립이 곤란하다. 이 때문에 페라이트의 체적분율은 25% 이하로 한다. 바람직하게는 22% 이하이며, 더욱 바람직하게는 20% 미만이다.
또한, 페라이트의 평균 결정입경이 2μm 초과에서는, 구멍 확장시의 타발 단면에 생성한 보이드가 구멍 확장중에 연결되기 쉬워지기 때문에, 양호한 구멍 확장성을 얻을 수 없다. 그 때문에, 페라이트의 평균 결정입경은 2μm 이하로 한다.
잔류 오스테나이트
양호한 연성을 확보하기 위하여는, 잔류 오스테나이트의 체적분율을 5∼20%의 범위로 하는 것이 필요하다. 잔류 오스테나이트의 체적분율이 5% 미만에서는 신장이 저하된다. 이 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적분율은 5% 이상으로 한다. 바람직하게는 8% 이상이다. 또한, 잔류 오스테나이트의 체적분율이 20%를 초과하는 경우, 구멍 확장성이 열화된다. 이 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적분율은 20% 이하이다. 바람직하게는 18% 이하이다.
마르텐사이트(평균 결정입경을 2μm 이하인 마르텐사이트)
원하는 강도 및 연성을 확보하면서, 구멍 확장성을 확보하기 위하여 마르텐사이트의 체적분율을 5∼15% 이하로 한다. 마르텐사이트의 체적분율이 5% 미만에서는, 가공 경화에 미치는 기여가 낮기 때문에, 강도와 연성의 양립이 곤란하다. 바람직하게는 6% 이상이다. 또한, 마르텐사이트의 체적분율이 15% 초과에서는, 타발시에 마르텐사이트 주변에 보이드가 생성되기 때문에 구멍 확장성이 열화될 뿐만 아니라, 항복비도 저하한다. 이 때문에, 마르텐사이트의 체적분율의 상한은 15%로 한다. 바람직하게는 12%를 상한으로 한다.
또한, 본 발명에서는, 마르텐사이트의 평균 결정입경을 2μm 이하로 한다. 마르텐사이트의 평균 결정입경이 2μm 초과에서는, 페라이트와의 계면에 생성되는 보이드가 연결되기 쉬워져, 구멍 확장성이 열화한다. 이 때문에, 마르텐사이트의 평균 결정입경의 상한은 2μm로 한다. 또한, 여기서 말하는 마르텐사이트란, 연속 소둔시의 제2 균열 온도 영역인 350∼450℃의 온도 영역에서 유지후에도 미변태인 오스테나이트가, 실온까지 냉각했을 때에 생성하는 마르텐사이트이다.
잔부
양호한 구멍 확장성이나 고항복비를 확보하기 위하여, 상기의 페라이트, 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트 이외의 잔부에는, 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 함유하는 것이 필요하다. 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정입경은 5μm 이하로 한다. 평균 결정입경이 5μm 초과에서는, 페라이트와의 계면에 생성되는 보이드가 연결되기 쉬워져, 구멍 확장성이 열화한다. 이 때문에, 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정입경의 상한은 5μm로 한다.
또한, 베이나이트의 체적분율은 10∼40%인 범위, 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율은 20∼60%인 범위가 바람직하다. 또한, 여기서 말하는 베이나이트의 체적분율이란, 관찰면에 점유하는 베이니틱·페라이트(전위 밀도가 높은 페라이트)의 체적 비율이다. 또한, 템퍼링 마르텐사이트란, 소둔시의 100∼300℃까지의 냉각(후술하는 제3 냉각) 중에 미변태의 오스테나이트가 일부 마르텐사이트 변태하고, 350∼450℃의 온도 영역으로 가열 후, 유지되었을 때(제2 균열시)에 템퍼링되는 마르텐사이트이다.
0.35≤V2/V1≤0.75
또한, 페라이트상 이외의 경질상의 체적분율(V1)과 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율(V2)에 있어서, 식(1)의 관계를 만족하는 것이 필요하다. 냉각시에 생성된 마르텐사이트는 재가열시 및 그 후의 균열(均熱) 유지에 의하여, 템퍼링됨으로써, 템퍼링 마르텐사이트가 된다. 이 템퍼링 마르텐사이트의 존재에 의하여, 균열 유지중의 베이나이트 변태가 촉진되고, 최종적으로 실온까지 냉각했을 때에 생성되는 마르텐사이트가 미소하게 되며, 또한 마르텐사이트의 체적분율을 목적하는 체적분율로 조정하는 것이 가능하다. 식(1)에 있어서, V2/V1의 값이 0.35 미만에서는 그 효과는 낮기 때문에, 하한은 0.35로 한다. 또한, V2/V1의 값이 0.75 초과에서는, 베이나이트 변태 가능한 미변태의 오스테나이트가 적기 때문에, 충분한 잔류 오스테나이트를 얻지 못하고, 신장이 저하된다. 이 때문에, 그 상한은 0.75로 한다. 바람직하게는 0.70 이하이다.
0.35≤V2/V1≤0.75 식(1)
또한, 본 발명에서는, 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트 이외에, 펄라이트를 미크로 조직이 포함하는 경우가 있다. 상기의 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트의 체적분율, 페라이트, 마르텐사이트의 평균 결정입경이 만족하면, 펄라이트를 포함해도 본 발명의 목적을 달성할 수 있다. 다만, 펄라이트의 체적분율은 3% 이하가 바람직하다.
＜고강도 냉연 강판의 제조방법＞
다음으로, 본 발명의 고강도 냉연 강판의 제조법에 관하여 설명한다.
본 발명의 고강도 냉연 강판의 제조방법은, 열간 압연 공정과, 산세 공정과, 냉간 압연 공정과, 소둔 공정을 가진다. 이하, 각 공정에 관하여 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서 평균 냉각 속도는 식(2)으로, 평균 가열 속도는 식(3)으로 산출하였다.
평균 냉각 속도=(냉각 개시 표면 온도-냉각 종료 표면 온도)/냉각시간 (2)
평균 가열 속도=(가열 종료 표면 온도-가열 개시 표면 온도)/가열시간 (3)
열간 압연 공정
열간 압연 공정이란, 상기 성분 조성을 가지고 1150∼1300℃의 강 슬라브를, 마무리 압연 종료 온도: 850∼950℃의 조건에서 압연을 실시하고, 상기 압연의 종료 후 1초 이내에, 제1 평균 냉각 속도: 80℃/s 이상, 제1 냉각 정지 온도: 650℃ 이하의 조건에서, 냉각을 개시하는 제1 냉각을 실시하고, 상기 제1 냉각 후, 제2 평균 냉각 속도: 5℃/s 이상, 제2 냉각 정지 온도: 제1 냉각 정지 온도 미만 또한 550℃ 이하의 조건에서 냉각하는 제2 냉각을 실시하고, 상기 제2 냉각 후에 권취하는 공정이다. 각 조건의 한정 이유는 이하와 같다.
열간 압연 개시 온도(압연되는 강 슬라브의 온도에 상당)는, 1150∼1300℃이다. 강 슬라브를, 주조 후, 재가열하는 일 없이 1150∼1300℃에서 열간 압연을 개시해도 되고, 슬라브를 1150∼1300℃로 재가열한 후, 열간 압연을 개시해도 된다. 즉, 본 발명에서는, 강 슬라브를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각하고, 그 후, 재가열하는 종래법에 더하여, 냉각하지 않고, 온편(溫片)인 채로 가열로에 장입(裝入)한다, 혹은 보열(保熱)을 실시한 후에 즉시 압연한다, 혹은 주조 후 그대로 압연하는 직송 압연·직접 압연 등의 에너지 절약 프로세스도 문제없이 적용할 수 있다. 또한, 강 슬라브는, 성분의 매크로 편석을 방지하기 위하여 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하지만, 조괴법, 박슬라브 주조법에 의하여 제조하는 것이 가능하다.
상기 열간 압연 개시 온도는, 1150℃보다 낮아지면 압연 부하가 증대하여 생산성이 저하되고, 1300℃보다 높은 경우는 가열 비용이 증대할 뿐이다. 그래서, 1150∼1300℃로 한다.
마무리 압연 종료 온도는 850∼950℃이다. 열간 압연은, 강판내의 조직 균일화, 재질의 이방성 저감에 의하여, 소둔 후의 신장 및 구멍 확장성을 향상시키기 때문에, 오스테나이트 단상 영역에서 종료할 필요가 있다. 그래서, 마무리 압연 종료 온도는 850℃ 이상으로 한다. 한편, 마무리 압연 종료 온도가 950℃ 초과에서는, 열연 조직이 조대하게 되고, 소둔 후의 특성이 저하하기 때문에, 마무리 압연 종료 온도는 850∼950℃로 한다.
마무리 압연 종료 후의, 제1 냉각은, 상기 압연의 종료 후 1초 이내에 개시되고, 제1 평균 냉각 속도: 80℃/s 이상, 제1 냉각 정지 온도: 650℃ 이하의 조건에서 실시하는 냉각이다.
마무리 압연 종료 후, 페라이트 변태시키는 일 없이, 베이나이트 변태하는 온도 영역까지 급냉하고, 열연 강판의 강판 조직을 제어한다. 균질화시키기 위한 상기 강판 조직의 제어에 의하여, 최종적인 강판 조직, 주로 페라이트나 마르텐사이트를 미세화시키는 효과가 있다. 그 때문에, 마무리 압연 종료 후 1초 이내에 냉각을 개시하고, 80℃/s 이상의 제1 평균 냉각 속도로 제1 냉각 정지 온도: 650℃ 이하까지 냉각한다.
제1 냉각 속도가 80℃/s 미만에서는 페라이트 변태가 개시되기 때문에, 열연 강판의 강판 조직이 불균질이 되고, 소둔 후의 구멍 확장성이 저하한다. 또한, 제1 냉각 정지 온도가 650℃ 초과에서는 펄라이트가 과잉으로 생성되고, 열연 강판의 강판 조직이 불균질이 되어, 소둔 후의 구멍 확장성이 저하한다. 그 때문에, 마무리 압연 후의 제1 냉각은 80℃/s 이상의 제1 평균 냉각 속도로 650℃ 이하까지 냉각한다.
제1 냉각 후의 제2 냉각은, 제2 평균 냉각 속도: 5℃/s 이상, 제2 냉각 정지 온도: 제1 냉각 정지 온도 미만 또한 550℃ 이하의 조건에서 실시하는 냉각이다.
제2 평균 냉각 속도가 5℃/s 미만 혹은 제2 냉각 정지 온도가 550℃ 초과의 냉각에서는 열연 강판의 강판 조직에 페라이트 혹은 펄라이트가 과잉으로 생성되고, 소둔 후의 구멍 확장성이 저하한다. 이 때문에, 제2 평균 냉각 속도: 5℃/s 이상, 제2 냉각 정지 온도: 제1 냉각 정지 온도 미만 또한 550℃ 이하로 한다.
제2 냉각 후에 실시하는 권취시의 권취 온도는, 550℃ 이하인 것이 바람직하다. 권취 온도가 550℃ 초과에서는, 페라이트 및 펄라이트가 과잉으로 생성되는 경우가 있다. 이 때문에, 권취 온도의 상한은 550℃가 바람직하다. 바람직하게는 500℃ 이하이다. 권취 온도의 하한은 특별히 규정은 하지 않지만, 권취 온도가 너무 저온이 되면, 경질인 마르텐사이트가 과잉으로 생성되고, 냉간 압연 부하가 증대하는 경우가 있다. 이 때문에, 권취 온도의 하한은 300℃가 바람직하다.
산세 공정
열간 압연 공정 후, 산세 공정을 실시하고, 열연판의 표층의 스케일을 제거하는 것이 바람직하다. 산세 공정의 조건은 특별히 한정되지 않고, 상식에 따라 실시하면 된다.
냉간 압연 공정
열간 압연 공정 후(산세 공정을 실시하는 경우에는 산세 공정 후)에, 열연판에 대하여 냉간 압연을 실시하는 공정이다. 냉간 압연 공정은 특별히 한정되지 않고 상식으로 실시하면 된다.
소둔 공정
소둔 공정은, 재결정을 진행시킴과 동시에, 고강도화를 위하여 강판 조직에 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트나 마르텐사이트를 형성시키기 위하여 실시한다. 그를 위한 소둔 공정은, 제1 가열, 제2 가열, 제3 가열, 제1 균열, 제3 냉각, 제4 가열, 제2 균열, 제4 냉각으로 구성된다. 구체적으로는 이하와 같다.
제1 가열은, 임의의 제1 평균 가열 속도, 제1 가열 도달 온도: 250∼350℃의 조건에서 실시한다. 구체적으로는, 실온의 냉연 강판을 250∼350℃까지 임의의 제1 평균 가열 속도로 가열한다. 제1 가열은, 소둔에 의한 재결정이 개시되는 250∼350℃의 온도까지의 가열이며, 상식에 따라 실시하면 된다. 제1 평균 가열 속도는 상기와 같이 임의이며, 그 값은 특별히 한정되지 않으나, 통상, 제1 평균 가열 속도는 0.5∼50℃/s이다.
제2 가열은, 상기 제1 가열 후에, 제2 평균 가열 속도: 6∼25℃/s, 제2 가열 도달 온도: 550∼680℃의 조건에서 실시된다. 제2 가열은, 본 발명에 있어서 중요한 결정립 미세화에 기여하는 규정이며, 2상 영역이 되는 온도로 가열되기 전까지 발현되는 재결정으로 생성하는 페라이트 핵의 생성 속도를, 생성된 입성장(粒成長), 즉 조대화하는 속도보다 앞당김으로써, 소둔 후의 결정립을 미세화시키는 것이 가능하다. 급속하게 가열하면 재결정이 진행되기 어려워지기 때문에, 최종적인 강판 조직에 미재결정이 남아, 연성이 부족하게 된다. 그래서, 제2 평균 가열 속도의 상한은 25℃/s로 한다. 또한, 가열 속도가 너무 느리면 페라이트상이 조대화하여 소정의 평균 결정입경을 얻을 수 없기 때문에, 6℃/s 이상의 제2 평균 가열 속도가 필요하다. 바람직하게는 8℃/s 이상이다.
제3 가열은, 제2 가열 후에 제3 평균 가열 속도: 10℃/s 이하, 제3 가열 도달 온도: 760∼850℃의 조건에서 실시된다. 제2 가열 도달 온도까지 미세한 페라이트가 생성된다. Ac1점 이상이 된 온도에서 2상 영역이 되기 때문에, 오스테나이트의 핵 생성이 시작된다. 재결정을 완전하게 종료시키기 위하여 제2 가열 도달 온도에서 제3 가열 도달 온도까지의 제3 평균 가열 속도: 10℃/s 이하로 한다. 제3 평균 가열 속도: 10℃/s 초과에서는, 오스테나이트의 핵 생성이 우선적이 되고, 최종적인 강판 조직에 미재결정이 남아, 연성이 부족하기 때문에, 제3 평균 가열 속도의 상한은 10℃/s로 한다. 하한은 특별히 제한되지 않으나, 0.5℃/s 미만에서는 페라이트상이 조대화할 염려가 있다. 그래서, 제3 평균 가열 속도는 0.5℃/s 이상이 바람직하다. 또한, 통상, 제3 가열 도달 온도는, 하기의 제1 균열 온도이다.
제1 균열은, 제3 가열 후에 제1 균열 온도: 760∼850℃, 제1 균열 시간: 30초 이상의 조건에서 실시된다. 제1 균열 온도는 페라이트와 오스테나이트의 2상 영역의 온도 영역으로 설정한다. 제1 균열 온도가 760℃ 미만에서는 페라이트 분율이 많아지기 때문에, 강도와 구멍 확장성의 양립이 곤란하게 된다. 그래서, 제1 균열 온도의 하한은 760℃으로 한다. 제1 균열 온도가 너무 높으면, 오스테나이트 단상 영역에서의 소둔이 되고, 내지연 파괴 특성이 저하하기 때문에, 제1 균열 온도는 850℃ 이하로 한다. 또한, 상기의 제1 균열 온도에 있어서, 재결정의 진행 및 일부 혹은 전부 오스테나이트 변태시키기 때문에, 제1 균열 시간은 30초 이상의 유지가 필요하다. 상한은 특별히 한정되지 않으나, 600초 이내가 바람직하다.
제3 냉각은, 제1 균열 후에 제3 평균 냉각 속도: 3℃/s 이상, 제3 냉각 정지 온도: 100∼300℃의 조건에서 실시된다. 고항복비나 구멍 확장성의 관점에서 템퍼링 마르텐사이트를 생성시켜, 제1 균열 온도에서 마르텐사이트 변태 개시 온도 이하까지 냉각함으로써, 균열대에서 생성된 오스테나이트를 일부 마르텐사이트 변태 시키기 위하여, 3℃/s 이상의 제3 냉각 속도에서 100∼300℃의 제3 냉각 정지 온도까지 냉각한다. 냉각 속도가 3℃/s 미만이면 강판 조직중에 펄라이트나 구상(球狀) 세멘타이트가 과잉으로 생성되기 때문에, 제3 냉각 속도의 하한은 3℃/s로 한다. 또한, 제3 냉각 정지 온도가 100℃ 미만에서는 냉각시에 마르텐사이트가 과잉으로 생성되기 때문에, 미변태의 오스테나이트가 감소하고, 베이나이트 변태나 잔류 오스테나이트가 감소하기 때문에, 신장이 저하된다. 냉각 정지 온도가 300℃ 초과에서는 템퍼링 마르텐사이트가 감소하고, 구멍 확장성이 저하된다. 그 때문에, 제3 냉각 정지 온도는 100∼300℃로 한다. 바람직하게는 150∼280℃이다.
제4 가열은, 제3 냉각 후에 제4 가열 도달 온도: 350∼450℃의 조건에서 실시된다. 이 제4 가열은, 제2 균열 온도까지 가열하기 위하여 실시된다.
제2 균열은, 제4 가열 후에 제2 균열 온도: 350∼450℃, 제2 균열 시간: 30초 이상의 조건에서 실시된다. 제2 균열은, 냉각 도중에 생성된 마르텐사이트를 템퍼링하는 것으로 템퍼링 마르텐사이트로 함으로써, 미변태의 오스테나이트를 베이나이트 변태시켜, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트를 강판 조직중에 생성시키는 것을 목적으로 하여 실시된다. 제2 균열 온도가 350℃ 미만에서는 마르텐사이트의 템퍼링이 불충분이 되고, 페라이트 및 마르텐사이트와의 경도차이가 커지기 때문에, 구멍 확장성이 열화된다. 또한, 제2 균열 온도가 450℃ 초과에서는 펄라이트가 과잉으로 생성되기 때문에, 신장이 저하된다. 그 때문에, 제2 균열 온도는 350∼450℃로 한다. 또한, 제2 균열 시간이 30초 미만에서는 베이나이트 변태가 충분히 진행하지 않기 때문에, 미변태의 오스테나이트가 많이 남아, 최종적으로 마르텐사이트가 과잉으로 생성되어, 구멍 확장성이 저하된다. 그 때문에, 제2 균열 시간은 30초 이상으로 한다. 또한, 마르텐사이트의 체적분율을 확보한다는 이유에서 제2 균열 시간은 3600초 이하가 바람직하다.
제4 냉각은, 제2 균열 후에 제4 냉각 정지 온도: 0∼50℃의 조건에서 실시된다. 제4 냉각은, 적극적으로 냉각하지 않는 방법, 예를 들면, 방치에 의한 공냉(空冷)이어도 된다.
조질 압연 공정
소둔 공정 후에, 조질 압연을 실시해도 된다. 조질 압연에 있어서의 신장율의 바람직한 범위는 0.1%∼2.0%이다.
또한, 본 발명의 범위내이면, 소둔 공정에 있어서, 용해 아연 도금을 실시하여 용해 아연 도금 강판으로 하여도 되고, 또한, 용해 아연 도금 후에 합금화 처리를 실시하여 합금화 용해 아연 도금 강판으로 하여도 된다. 또한 본 냉연 강판을 전기 도금하여, 전기 도금 강판으로 하여도 된다. 이들 도금 강판도 본 발명의 고강도 냉연 강판에 포함되는 것으로 한다.
실시예
이하, 본 발명의 실시예를 설명한다.
표 1에 나타내는 성분 조성의 강철을 용제하고 주조하여 슬라브를 제조하고, 열간 압연 개시 온도를 1250℃, 마무리 압연 종료 온도(표 2의 FDT)로 열간 압연을 실시하고, 판 두께: 3.2mm의 열연 강판으로 하였다. 그 압연 종료 후 1초 이내에, 표 2에 나타내는 제1 평균 냉각 속도(표 2의 냉속(冷速) 1)로 제1 냉각 정지 온도(표 2의 냉정온(冷停溫) 1)까지 냉각한 후, 제2 평균 냉각 속도(표 2의 냉속 2)로 권취 온도(표 2의 CT)까지 냉각하고(이 권취 온도가 제2 냉각 정지 온도에 상당), 그 권취 온도로 권취했다. 이어서, 얻어진 열연 강판을 산세한 후, 냉간 압연을 실시하고, 냉연 강판(판 두께: 1.4mm)을 제조했다. 그 후, 제1 평균 가열 속도가 640℃/s, 제1 가열 도달 온도가 300℃의 조건에서 제1 가열을 실시했다. 이어서, 표 2에 나타내는 제2 평균 가열 속도(표 2의 C2)로 680℃(제2 가열 도달 온도)까지 가열했다. 이어서, 제3 평균 가열 속도(표 2의 C3)로 제1 균열 온도(제3 가열 도달 온도이기도 하다)까지 가열하고, 표 2에 나타내는 제1 균열 온도(표 2의 균온(均溫) 1) 및 제1 균열 시간(표 2의 유지 1)에서 제1 균열을 실시했다. 그 후, 제3 평균 냉각 속도(표 2의 냉속 3)로 제3 냉각 정지 온도(표 2의 Ta)까지 냉각하고, 그 후, 표 2에 나타내는 제2 균열 온도(표 2의 Tb)까지 제4 가열하고, 표 2에 나타내는 제2 균열 온도 및 제2 균열 시간(표 2의 유지 2)에서 제2 균열을 실시하고, 마지막으로, 실온(0∼50℃)까지 냉각했다.
제조한 강판으로부터, JIS5호 인장 시험편을 압연 직각 방향에서 길이 방향(인장 방향)이 되도록 채취하고, 인장 시험(JIS Z2241(1998))에 의하여, 항복 강도(YS), 인장 강도(TS), 전(全)신장(EL), 항복비(YR)를 측정했다.
신장 플랜지성에 관해서는, 일본철강연맹 규격(JFS T1001(1996))에 준거하여, 클리어런스 12.5%에서, 10mmφ의 구멍을 타발하고, 버(burr)가 다이(die)측이 되도록 시험기에 세트한 후, 60°의 원추 펀치로 성형함으로써 구멍 확장율(λ)을 측정했다. λ(%)가, 40% 이상을 가지는 것을 양호한 신장 플랜지성을 가지는 강판으로 하였다.
내지연 파괴 시험에 관해서는, 얻어진 강판의 압연 방향을 길이로 하여 30mm×100mm로 절단 및, 단면(端面)을 연삭 가공한 시험편을 사용하여, 시험편을 펀치 선단의 곡율 반경 10mm로 180° 굽힘 가공을 실시했다. 이 굽힘 가공을 실시한 시험편에 발생한 스프링 백을 볼트에 의하여 내측 간격이 20mm가 되도록 조이고, 시험편에 응력을 부하한 후, 20℃, pH=1의 염산에 침지하고, 파괴가 발생할 때까지의 시간을 최장 100시간까지 측정했다. 100시간 이내에 시험편에 균열이 발생하지 않는 것을 "양"으로 하고, 시험편에 균열이 발생한 경우는 "불량"으로 하였다.
강판의 페라이트, 마르텐사이트의 체적분율은, 강판의 압연 방향으로 평행한 판 두께 단면(斷面)을 연마 후, 3% 나이탈로 부식하고, SEM(주사형 전자현미경)을 사용하여 2000배, 5000배의 배율로 단면을 관찰하고, 포인트 카운트법(ASTM E562-83(1988)에 준거)에 의하여, 면적율을 측정하고, 그 면적율을 체적분율로 하였다. 페라이트 및 마르텐사이트의 평균 결정입경은, Media Cybernetics사의 Image-Pro를 이용하여, 강판 조직 사진으로부터 미리 각각의 페라이트 및 마르텐사이트 결정립을 식별해 둔 사진을 취입함으로써 각 상의 면적이 산출 가능하고, 그 원상당 직경을 산출하여, 그들의 값을 평균 결정입경(표 중의 평균 입경)으로 하여 구했다.
잔류 오스테나이트의 체적분율은, 강판을 판 두께 방향의 1/4면까지 연마하고, 이 판 두께 1/4면의 회절 X선 강도에 의하여 구했다. Mo의 Kα선을 선원(線源)으로 하고, 가속 전압 50keV에서, X선 회절법(장치: Rigaku사제 RINT2200)에 의하여, 철의 페라이트의 {200}면, {211}면, {220}면과, 오스테나이트의 {200}면, {220}면, {311}면의 X선 회절선의 적분 강도를 측정하고, 이러한 측정치를 이용하여, "X선 회절 핸드북"(2000년) 리가쿠덴기 가부시키가이샤, p.26, 62-64에 기재된 계산식으로 잔류 오스테나이트의 체적분율을 구했다.
또한, SEM(주사형 전자현미경), TEM(투과형 전자현미경), FE-SEM(전계 방출형 주사 전자현미경)에 의하여, 강판 조직을 관찰하고, 페라이트, 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트 이외의 강 조직의 종류를 결정했다. 베이나이트 및/또는 템퍼링 마르텐사이트인 조직의 평균 결정입경은, 상술한 Image-Pro를 이용하여, 강판 조직 사진으로부터 원상당 직경을 산출하고, 그들 값을 평균하여 구했다.
측정한 인장 특성, 구멍 확장 비율, 내지연 파괴 특성, 강판 조직의 측정 결과를 표 3(표 3-1과 표 3-2를 합하여 표 3으로 한다.)에 나타낸다.
표 3에 나타내는 결과로부터, 본 발명예는 모두 평균 결정입경이 2μm 미만인 페라이트를 체적분율로 10∼25%, 잔류 오스테나이트의 체적분율이 5∼20%, 평균 결정입경이 2μm 이하인 마르텐사이트를 체적분율로 5∼15%, 잔부로 평균 결정입경이 5μm 이하인 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 포함하는 복합 조직을 가지고, 그 결과, 1180MPa 이상의 인장 강도와, 70% 이상의 항복비를 확보하면서, 또한, 17.5% 이상의 신장과 40% 이상의 구멍 확장 비율이라고 하는 양호한 가공성을 얻을 수 있고, 지연 파괴 특성 평가 시험에 있어서 100시간 파괴가 발생하지 않고 우수한 내지연 파괴 특성을 가지는 것이 확인되었다. 한편, 비교예는, 강판 조직이 본 발명 범위를 만족하지 않고, 그 결과, 인장 강도, 항복비, 신장, 구멍 확장율, 내지연 파괴 특성의 적어도 1개의 특성이 뒤떨어진다.
[표 1]
Figure 112017052442144-pct00001
[표 2]
Figure 112017052442144-pct00002
[표 3-1]
Figure 112017052442144-pct00003
[표 3-2]
Figure 112017052442144-pct00004

Claims (5)

  1. 질량%로, C: 0.15∼0.25%, Si: 1.2∼2.5%, Mn: 2.1∼3.5%, P: 0.05% 이하, S: 0.005% 이하, Al: 0.01∼0.08%, N: 0.010% 이하, Ti: 0.002∼0.050%, B: 0.0002∼0.0100%를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 가지고,
    평균 결정입경이 2μm 이하인 페라이트를 체적분율로 10∼25%, 잔류 오스테나이트를 체적분율로 5∼20%, 평균 결정입경이 2μm 이하인 마르텐사이트를 체적분율로 5∼15% 이하를 함유하고, 잔부가 평균 결정입경 5μm 이하인 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 포함하는 복합 조직이고, 페라이트 이외의 상(相)의 체적분율(V1)과 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율(V2)의 관계가 하기의 식(1)의 조건을 만족하는 미크로 조직을 가지며,
    1180Mpa 이상의 인장 강도, 70% 이상의 항복비, 17.5% 이상의 신장, 및 40% 이상의 구멍 확장율을 가지는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판.
    0.35≤V2/V1≤0.75 식(1)
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 성분 조성은, 질량%로, V: 0.05% 이하 및 Nb: 0.05% 이하로부터 선택되는 일종 이상을 더 함유하는 성분 조성인 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판.
  3. 청구항 1 또는 2에 있어서,
    상기 성분 조성은, 질량%로, Cr: 0.50% 이하, Mo: 0.50% 이하, Cu: 0.50% 이하, Ni: 0.50% 이하, Ca: 0.0050% 이하 및 REM: 0.0050% 이하로부터 선택되는 일종 이상을 더 함유하는 성분 조성인 것을 특징으로 고강도 냉연 강판.
  4. 청구항 1 또는 2에 기재된 성분 조성을 가지고 1150∼1300℃의 강(綱) 슬라브를, 마무리 압연 종료 온도: 850∼950℃의 조건에서 압연을 실시하고, 상기 압연의 종료 후 1초 이내에 냉각을 개시하는, 제1 평균 냉각 속도: 80℃/s 이상, 제1 냉각 정지 온도: 650℃ 이하의 조건에서 제1 냉각을 실시하고, 상기 제1 냉각 후, 제2 평균 냉각 속도: 5℃/s 이상, 제2 냉각 정지 온도: 제1 냉각 정지 온도 미만 또한 550℃ 이하의 조건에서 냉각하는 제2 냉각을 실시하고, 상기 제2 냉각 후에 권취하는 열간 압연 공정과,
    상기 열간 압연 공정 후에 필요에 따라 산세를 실시하는 산세 공정과,
    상기 열간 압연 공정 후(산세 공정을 실시하는 경우에는 상기 산세 공정 후)에 냉간 압연을 실시하는 냉간 압연 공정과,
    상기 냉간 압연 공정 후에, 임의의 제1 평균 가열 속도, 제1 가열 도달 온도: 250∼350℃의 조건에서 제1 가열을 실시하고, 상기 제1 가열 후에 제2 평균 가열 속도: 6∼25℃/s, 제2 가열 도달 온도: 550∼680℃의 조건에서 제2 가열을 실시하고, 상기 제2 가열 후에 제3 평균 가열 속도: 10℃/s 이하, 제3 가열 도달 온도: 760∼850℃의 조건에서 제3 가열을 실시하고, 상기 제3 가열 후에 제1 균열 온도: 760∼850℃, 제1 균열 시간: 30초 이상의 조건에서 제1 균열을 실시하고, 상기 제1 균열 후에 제3 평균 냉각 속도: 3℃/s 이상, 제3 냉각 정지 온도: 100∼300℃의 조건에서 제3 냉각을 실시하고, 상기 제3 냉각 후에 제4 가열 도달 온도: 350∼450℃의 조건에서 제4 가열을 실시하고, 상기 제4 가열 후에 제2 균열 온도: 350∼450℃, 제2 균열 시간: 30초 이상의 조건에서 제2 균열을 실시하고, 상기 제2 균열 후에 제4 냉각 정지 온도: 0∼50℃의 조건에서 제4 냉각을 실시하는 소둔 공정을 가지는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판의 제조방법.
  5. 청구항 3에 기재된 성분 조성을 가지고 1150∼1300℃의 강(綱) 슬라브를, 마무리 압연 종료 온도: 850∼950℃의 조건에서 압연을 실시하고, 상기 압연의 종료 후 1초 이내에 냉각을 개시하는, 제1 평균 냉각 속도: 80℃/s 이상, 제1 냉각 정지 온도: 650℃ 이하의 조건에서 제1 냉각을 실시하고, 상기 제1 냉각 후, 제2 평균 냉각 속도: 5℃/s 이상, 제2 냉각 정지 온도: 제1 냉각 정지 온도 미만 또한 550℃ 이하의 조건에서 냉각하는 제2 냉각을 실시하고, 상기 제2 냉각 후에 권취하는 열간 압연 공정과,
    상기 열간 압연 공정 후에 필요에 따라 산세를 실시하는 산세 공정과,
    상기 열간 압연 공정 후(산세 공정을 실시하는 경우에는 상기 산세 공정 후)에 냉간 압연을 실시하는 냉간 압연 공정과,
    상기 냉간 압연 공정 후에, 임의의 제1 평균 가열 속도, 제1 가열 도달 온도: 250∼350℃의 조건에서 제1 가열을 실시하고, 상기 제1 가열 후에 제2 평균 가열 속도: 6∼25℃/s, 제2 가열 도달 온도: 550∼680℃의 조건에서 제2 가열을 실시하고, 상기 제2 가열 후에 제3 평균 가열 속도: 10℃/s 이하, 제3 가열 도달 온도: 760∼850℃의 조건에서 제3 가열을 실시하고, 상기 제3 가열 후에 제1 균열 온도: 760∼850℃, 제1 균열 시간: 30초 이상의 조건에서 제1 균열을 실시하고, 상기 제1 균열 후에 제3 평균 냉각 속도: 3℃/s 이상, 제3 냉각 정지 온도: 100∼300℃의 조건에서 제3 냉각을 실시하고, 상기 제3 냉각 후에 제4 가열 도달 온도: 350∼450℃의 조건에서 제4 가열을 실시하고, 상기 제4 가열 후에 제2 균열 온도: 350∼450℃, 제2 균열 시간: 30초 이상의 조건에서 제2 균열을 실시하고, 상기 제2 균열 후에 제4 냉각 정지 온도: 0∼50℃의 조건에서 제4 냉각을 실시하는 소둔 공정을 가지는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판의 제조방법.
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