KR102016432B1

KR102016432B1 - 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법

Info

Publication number: KR102016432B1
Application number: KR1020177023461A
Authority: KR
Inventors: 카츠토시 다카시마; 요시마사 후나카와
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2015-02-27
Filing date: 2015-12-21
Publication date: 2019-08-30
Also published as: CN107406930B; CN107406930A; EP3263728A4; MX2017010910A; KR20170107057A; JP6048620B1; US20180127856A1; EP3263728B1; EP3263728A1; WO2016135794A1; JPWO2016135794A1

Abstract

신장(EL)과 구멍 확장률(λ)이 우수하고, 저항복비(YR)를 갖는 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법을 제공한다. 질량％로, C: 0.15∼0.25％, Si: 1.0∼2.0％, Mn: 1.8∼2.5％, P: 0.10％ 이하, S: 0.010％ 이하, Al: 0.10％ 이하, N: 0.010％ 이하를 함유함과 함께, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 평균 결정 입경이 5㎛ 이하인 페라이트를 체적분율로 30∼55％, 평균 결정 입경이 2㎛ 이하인 잔류 오스테나이트를 체적분율로 5∼15％, 평균 결정 입경이 2㎛ 이하인 템퍼링 마르텐사이트를 체적분율로 30∼60％를 포함하는 복합 조직을 갖고, 상기 잔류 오스테나이트가 1000㎛² 중에 10개 이상 존재하도록 한다.

Description

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

본 발명은, 높은 신장(EL)과 높은 구멍 확장률(λ)을 갖고, 낮은 항복비(YR)를 갖는 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것으로, 특히 자동차 등의 구조 부품의 부재로서 적합한 고강도 냉연 박(薄)강판에 관한 것이다.

자동차 분야에 있어서 차체의 경량화에 의한 연비 향상이 중요한 과제로 되고 있는 가운데, 자동차 부품으로의 고강도 강판의 적용에 의한 박육화(reduction of thickness)가 진행되고 있고, 인장 강도(TS)가 980㎫ 이상인 강판의 적용이 진행되고 있다. 자동차의 구조용 부재나 보강용 부재에 사용되는 고강도 강판은, 복잡 형상을 갖는 부품을 성형할 때, 성형성으로서, 신장(EL)이나 신장 플랜지성(이하, 구멍 확장성(hole expansion capability)으로도 기재함)과 같은 어느 하나의 특성이 우수할 뿐만 아니라, 그 양방이 우수할 것이 요구된다. 또한, 프레스 성형 후에 스프링 백(spring back) 등을 발생시키지 않고, 아크 용접(arc welding)이나 스팟 용접(spot welding) 등에 의해 높은 치수 정밀도로 장착하여 모듈화하는 경우는, 가공 전에 저항복비(YR)를 갖고 있는 것이 중요하다. 여기에서, 항복비(YR)란, 인장 강도(TS)에 대한 항복 응력(YS)의 비를 나타내는 값이고, YR＝YS/TS로 나타난다.

종래, 성형성과 고강도를 겸비한 고강도 냉연 강판으로서, 페라이트 및 마르텐사이트의 복합 조직을 갖는 듀얼 페이스 강판(dual-phase steel sheet)(DP 강판)이 알려져 있다. 그러나, DP 강판은 높은 신장(EL)을 갖고 있지만, 페라이트와 마르텐사이트의 계면에 응력이 집중함으로써, 균열이 생성되기 쉽기 때문에, 굽힘성이나 구멍 확장성이 뒤떨어진다는 결점이 있었다. 그래서, 예를 들면, 특허문헌 1에서는, 페라이트의 결정 입경, 체적분율 및 나노 경도를 제어한 DP 강판이 개시되어 있고, 이 DP 강판에 의하면, 신장(EL)을 높게 함과 함께, 굽힘성을 우수한 것으로 할 수 있다.

또한, 고강도와 높은 신장(EL)을 겸비한 강판으로서 TRIP 강판을 들 수 있다. 이 TRIP 강판은, 잔류 오스테나이트를 함유한 강판 조직으로, 마르텐사이트 변태 개시 온도 이상의 온도에서 가공 변형시키면, 응력에 의해 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 유기 변태하여 큰 신장(EL)이 얻어진다. 그러나, 이 TRIP 강판은, 펀칭 가공시에 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태함으로써, 페라이트와의 계면에 균열이 발생하고, 구멍 확장성이 뒤떨어진다는 결점이 있었다. 그래서, 예를 들면, 특허문헌 2에서는, 구멍 확장성을 우수한 것으로 하기 위해, 베이니틱페라이트를 함유한 TRIP 강판이 개시되어 있다.

일본특허공보 제4925611호 일본특허공보 제4716358호

그러나, 특허문헌 1에 개시된 강판에서는, 인장 강도(TS)가 980㎫ 이상의 경우는, 신장(EL)이 불충분하고, 충분한 성형성을 확보하고 있다고는 할 수 없다. 또한, 특허문헌 2에 개시되어 있는 잔류 오스테나이트를 이용한 강판에 있어서도, 인장 강도(TS)가 980㎫ 이상의 경우는, 항복비(YR)가 66％ 초과이며, 가공 후의 스프링 백이 발생하기 쉽다. 이와 같이 인장 강도(TS)가 980㎫ 이상의 고강도 강판에 있어서, 저항복비(YR)를 유지하면서, 프레스 성형성(이하, 성형성으로도 기재함)에 적절한, 높은 신장(EL) 및 구멍 확장률(λ)을 확보하는 것은 곤란하여, 이들의 특성(항복비(YR), 인장 강도(TS), 신장(EL), 구멍 확장률(λ))을 충분히 만족시키는 강판은 개발되어 있지 않은 것이 실정이다.

그래서, 본 발명의 목적은, 이들 과제를 해결하여, 신장(EL)과 구멍 확장률(λ)이 우수하고, 저항복비(YR)를 갖는 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것이다.

본 발명자들은 예의 검토를 거듭한 결과, 페라이트, 잔류 오스테나이트, 템퍼링 마르텐사이트의 강판 조직의 결정 입경과 체적분율을 제어함으로써, 저항복비(YR)를 유지하면서, 높은 신장(EL) 및 높은 구멍 확장률(λ)이 얻어지는 것을 발견했다. 본 발명은, 상기의 인식에 입각하는 것이다.

일반적으로, DP 강은, 마르텐사이트 변태시에 페라이트 중에 가동 전위가 도입되기 때문에 저항복비(YR)를 갖는다. 그러나, 이러한 마르텐사이트는 경질이고, 구멍 확장 과정에 있어서의 펀칭 가공시에, 그의 계면, 특히 연질인 페라이트와의 계면에 보이드(voids)가 발생하고, 그 후의 구멍 확장 과정에서 보이드끼리가 연결되고, 그 연결이 진전함으로써, 균열이 발생하기 때문에, DP 강은 구멍 확장률(λ)이 낮아진다. 이에 대하여, 마르텐사이트를 템퍼링함으로써 구멍 확장률(λ)은 높아지지만, 동시에 항복비(YR)도 높아져 버린다. 또한, 잔류 오스테나이트는 신장(EL)을 크게 향상시키지만, 경질인 마르텐사이트와 동일하게, 구멍 확장 과정에 있어서의 펀칭 가공시에, 보이드가 발생해 버리기 때문에, 구멍 확장률(λ)이 저하해 버린다. 이와 같이, 신장(EL)과 구멍 확장률(λ)과 항복비(YR)의 균형을 향상시키는 것은 종래, 곤란했다.

그래서, 본 발명자들은 예의 검토를 거듭한 결과, 저항복비(YR)를 확보하면서 구멍 확장률(λ)을 높게 하는 템퍼링 마르텐사이트의 템퍼링 조건을 발견했다. 또한, 구멍 확장 과정에서의 보이드 연결을 억제하기 위해서는, 잔류 오스테나이트와 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경을 작게 함으로써, 잔류 오스테나이트와 템퍼링 마르텐사이트를 미세하게 분산시킨 강판 조직으로 하고, 이에 따라, 신장(EL)과 구멍 확장률(λ)이 향상하는 것을 발견했다. 그러기 위해서는, 냉간 압연 후의 1회째의 어닐링 공정에서 베이나이트 및 마르텐사이트의 조직으로 하고, 2회째의 어닐링 공정에서 역변태를 이용하여, 미세한 오스테나이트를 생성시키고, 냉각에 의해 베이나이트 변태시키고 나서 급냉함으로써 미세한 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 생성시킨다. 또한, 경질인 마르텐사이트를 템퍼링 마르텐사이트로 템퍼링함으로써, 저항복비(YR)를 확보하면서, 높은 신장(EL)과 구멍 확장률(λ)을 갖는 강판이 얻어진다는 인식도 얻었다.

본 발명은, 이러한 인식에 기초하여 이루어진 것으로, 그 요지는 다음과 같다.

[1] 질량％로, C: 0.15∼0.25％, Si: 1.0∼2.0％, Mn: 1.8∼2.5％, P: 0.10％ 이하, S: 0.010％ 이하, Al: 0.10％ 이하, N: 0.010％ 이하를 함유함과 함께, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,

평균 결정 입경이 5㎛ 이하인 페라이트를 체적분율로 30∼55％, 평균 결정 입경이 2㎛ 이하인 잔류 오스테나이트를 체적분율로 5∼15％, 평균 결정 입경이 2㎛ 이하인 템퍼링 마르텐사이트를 체적분율로 30∼60％를 포함하는 복합 조직을 갖고,

상기 잔류 오스테나이트가 1000㎛² 중에 10개 이상 존재하는 고강도 냉연 강판.

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

[3] 상기 성분 조성으로서, 추가로, 질량％로, B: 0.010％ 이하를 함유하는 상기 [1] 또는 [2]에 기재된 고강도 냉연 강판.

[4] 상기 성분 조성으로서, 추가로, 질량％로, Cr: 0.50％ 이하, Mo: 0.50％ 이하, Cu: 0.50％ 이하, Ni: 0.50％ 이하, Ca: 0.0050％ 이하, REM: 0.0050％ 이하로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 상기 [1] 내지 [3] 중 어느 한 항에 기재된 고강도 냉연 강판.

[5] 상기 [1] 내지 [4] 중 어느 한 항에 기재된 고강도 냉연 강판의 제조 방법으로서,

강 슬래브(steel slab)에, 열간 압연, 냉간 압연을 실시한 후에, 냉연 강판에 연속 어닐링을 실시할 때에,

850℃ 이상의 온도까지 가열하고,

제1 균열 온도(soaking temperature)로서 850℃ 이상의 온도에서 30초 이상 유지(holding)한 후,

상기 제1 균열 온도에서 320∼500℃의 온도까지 3℃/s 이상의 제1 평균 냉각 속도로 냉각하고,

제2 균열 온도로서 320∼500℃의 온도에서 30초 이상 유지한 후,

100℃ 이하까지 냉각하고,

그 후, 750℃ 이상의 온도까지 3∼30℃/s의 평균 가열 속도로 가열하고,

제3 균열 온도로서 750℃ 이상의 온도에서 30초 이상 유지한 후,

상기 제3 균열 온도에서 350∼500℃의 온도까지 3℃/s 이상의 제2 평균 냉각 속도로 냉각하고,

100℃ 이하의 온도까지 100∼1000℃/s의 제3 평균 냉각 속도로 냉각하고,

200∼350℃의 온도까지 가열한 후,

이어서 제4 균열 온도로서 200∼350℃의 온도에서 120∼1200초 유지하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법.

본 발명에 있어서, 고강도 냉연 강판이란, 인장 강도(TS)가 980㎫ 이상의 냉연 강판을 가리킨다.

또한, 본 발명에 있어서, 평균 냉각 속도는, 냉각 개시 온도에서 냉각 종료 온도를 뺀 것을 냉각 시간으로 나눈 것을 가리킨다. 또한, 평균 가열 속도는, 가열 종료 온도에서 가열 개시 온도를 뺀 것을 가열 시간으로 나눈 것을 가리킨다.

본 발명에 의하면, 강판의 조성 및 마이크로 조직을 제어함으로써, 인장 강도(TS)가 980㎫ 이상, 66％ 이하의 저항복비(YR)를 갖고, 신장(EL)이 19％ 이상이고, 구멍 확장률(λ)이 30％ 이상이고, 높은 신장(EL) 및 높은 구멍 확장률(λ)을 갖는 고강도 냉연 강판을 안정되게 얻을 수 있다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

이하, 본 발명에 대해서 구체적으로 설명한다. 본 발명의 고강도 냉연 강판은, 질량％로, C: 0.15∼0.25％, Si: 1.0∼2.0％, Mn: 1.8∼2.5％, P: 0.10％ 이하, S: 0.010％ 이하, Al: 0.10％ 이하, N: 0.010％ 이하를 함유함과 함께, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 평균 결정 입경이 5㎛ 이하인 페라이트를 체적분율로 30∼55％, 평균 결정 입경이 2㎛ 이하인 잔류 오스테나이트를 체적분율로 5∼15％, 평균 결정 입경이 2㎛ 이하인 템퍼링 마르텐사이트를 체적분율로 30∼60％를 포함하는 복합 조직을 갖고, 상기의 잔류 오스테나이트가 1000㎛² 중에 10개 이상 존재한다.

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

C: 0.15∼0.25％

C는 강판의 고강도화에 유효한 원소로서, 본 발명에 있어서의 제2 상(second phases)인 템퍼링 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트의 생성에 관해서도 기여한다. C 함유량이 0.15％ 미만에서는, 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율을 30％ 이상으로 하고, 잔류 오스테나이트의 체적분율을 5％ 이상으로 하는 것이 어렵기 때문에, 인장 강도(TS)를 980㎫ 이상으로 하는 것이 곤란해진다. 그 때문에, C 함유량은 0.15％ 이상으로 한다. 바람직하게는, C 함유량은 0.18％ 이상이다. 한편, C를 0.25％ 초과로 함유하면, 페라이트와 템퍼링 마르텐사이트의 경도차가 커지고, 소망하는 구멍 확장률(λ)이 얻어지지 않는다. 그 때문에, C 함유량은 0.25％ 이하로 한다. 바람직하게는, C 함유량은 0.23％ 이하이다.

또한, 본 발명의 고강도 냉연 강판에 있어서, 주상(main phases)은, 페라이트의 상을 가리키고, 상기의 제2 상은, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 상을 가리킨다. 또한, 본 발명의 고강도 냉연 강판의 조직으로는, 템퍼링 베이나이트, 펄라이트가 포함되어 있어도 좋다.

Si: 1.0∼2.0％

Si는, 1회째 및 2회째의 어닐링에 있어서의 베이나이트 변태시에 탄화물 생성을 억제하고, 잔류 오스테나이트의 형성에 기여하기 위해 필요한 원소이다. Si 함유량이 1.0％ 미만이면, 충분한 잔류 오스테나이트를 형성할 수 없다. 그 때문에, Si 함유량은 1.0％ 이상으로 한다. 바람직하게는, Si 함유량은 1.3％ 이상이다. 한편, Si를 2.0％ 초과로 함유하면, 페라이트의 체적분율이 55％를 초과하고, 평균 결정 입경이 5㎛를 초과하기 때문에, 980㎫ 이상의 인장 강도(TS)가 얻어지지 않고, 충분한 구멍 확장률(λ)도 얻어지지 않는다. 그 때문에, Si 함유량은 2.0％ 이하로 한다. 바람직하게는, Si 함유량은 1.8％ 이하이다.

Mn: 1.8∼2.5％

Mn은 고용 강화(solid solution)하면서, 제2 상을 생성하기 쉽게 함으로써 고강도화에 기여하는 원소이다. 또한, Mn은 오스테나이트를 안정화시키는 원소이다. Mn 함유량이 1.8％ 미만이면, 제2 상의 체적분율을 소망하는 범위로 제어할 수 없게 된다. 그 때문에, Mn 함유량은 1.8％ 이상으로 한다. 한편, Mn을 2.5％ 초과로 함유하면, 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율이 60％ 초과가 되고, 나아가서는 템퍼링 마르텐사이트의 경도가 높아져, 소망하는 구멍 확장률(λ)이 얻어지지 않는다. 그 때문에, Mn 함유량은 2.5％ 이하로 한다.

P: 0.10％ 이하

P는 고용 강화에 의해 고강도화에 기여하지만, P를 0.10％ 초과로 함유하면, P의 입계로의 편석이 현저해져 입계를 취화하고, 입계 균열을 생성하여, 소망하는 구멍 확장률(λ)이 얻어지지 않는다. 그 때문에, P 함유량은 0.10％ 이하로 한다. 바람직하게는, P 함유량은 0.05％ 이하이다.

S: 0.010％ 이하

S를 0.010％ 초과로 함유하면, MnS 등의 황화물이 많이 생성되고, 구멍 확장 시험시의 펀칭시에 황화물 주변에 보이드를 생성하여, 소망하는 구멍 확장률(λ)이 얻어지지 않는다. 그 때문에, S 함유량은 0.010％ 이하로 한다. 바람직하게는, S 함유량은 0.005％ 이하이다. 한편, 특별히 하한은 없지만, S 함유량을 0.0005％ 미만으로 하는 극저(極低) S화는 제강 비용이 상승한다. 그 때문에, 바람직하게는, S 함유량은 0.0005％ 이상이다.

Al: 0.10％ 이하

Al은 탈산에 필요한 원소이지만, Al을 0.10％ 초과로 함유해도, 이 탈산 효과는 포화한다. 그 때문에, Al 함유량은 0.10％ 이하로 한다. 바람직하게는, Al 함유량은 0.08％ 이하이다. 한편, 이 탈산 효과를 얻기 위해, Al 함유량은 0.01％ 이상인 것이 바람직하다.

N: 0.010％ 이하

N은 조대한(coarse) 질화물을 형성하여, 구멍 확장률(λ)을 저하시키는 점에서, N 함유량은 억제할 필요가 있다. N 함유량이 0.010％ 초과이면, 소망하는 구멍 확장률(λ) 이 얻어지지 않게 된다. 그 때문에, N 함유량은 0.010％ 이하로 한다. 바람직하게는, N 함유량은 0.006％ 이하이다.

상기 이외의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 한다. 불가피적 불순물로서는, 예를 들면, Sb, Sn, Zn, Co 등을 들 수 있고, 이들 함유량의 허용 범위로서는, Sb: 0.01％ 이하, Sn: 0.10％ 이하, Zn: 0.01％ 이하, Co: 0.10％ 이하이다. 또한, 본 발명에서는, Ta, Mg, Zr을 통상의 강 조성의 범위 내로 함유해도, 그 효과는 상실되지 않는다.

또한, 본 발명에서는, 상기의 성분에 더하여, 이하의 성분을 1종 또는 2종 이상 함유해도 좋다.

V: 0.10％ 이하

V는 미세한 탄질화물을 형성함으로써, 강도 상승에 기여하기 때문에, 필요에 따라서 함유시킬 수 있다. 이 효과를 발휘하기 위해서는, V를 0.01％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, 다량의 V를 함유시켜도, 0.10％를 초과한 만큼의 강도 상승 효과는 작고, 또한, 합금 비용의 증가도 초래해버리기 때문에, V를 함유시키는 경우에는, V 함유량은 0.10％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Nb: 0.10％ 이하

Nb도 V와 동일하게, 미세한 탄질화물을 형성함으로써, 강도 상승에 기여하기 때문에, 필요에 따라서 함유시킬 수 있다. 이 효과를 발휘하기 위해서는, Nb 함유량을 0.005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 0.10％ 초과로 Nb를 함유하면, 신장(EL)이 현저하게 저하하기 때문에, Nb 함유량은 0.10％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Ti: 0.10％ 이하

Ti도 V와 동일하게, 미세한 탄질화물을 형성함으로써, 강도 상승에 기여하기 때문에, 필요에 따라서 함유시킬 수 있다. 이 효과를 발휘하기 위해서는, Ti함유량을 0.005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 0.10％ 초과로 Ti를 함유하면, 신장(EL)이 현저하게 저하하기 때문에, Ti함유량은 0.10％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

B: 0.010％ 이하

B는 퀀칭성(hardenability)을 향상시켜, 제2 상을 생성하기 쉽게 함으로써 고강도화에 기여하고, 퀀칭성을 확보하면서, 템퍼링 마르텐사이트의 경도를 현저하게 올리지 않는 원소이기 때문에, 필요에 따라서 함유시킬 수 있다. 이 효과를 발휘하기 위해서는, B를 0.0003％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, B를 0.010％ 초과로 함유해도, 그 효과가 포화하기 때문에, B함유량은 0.010％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Cr: 0.50％ 이하

Cr은, 제2 상을 생성하기 쉽게 함으로써 고강도화에 기여하는 원소로서, 필요에 따라서 함유시킬 수 있다. 이 효과를 발휘하기 위해서는, Cr을 0.10％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, Cr을 0.50％ 초과로 함유시키면, 과잉으로 템퍼링 마르텐사이트가 생성되기 때문에, Cr을 함유시키는 경우에는, Cr 함유량은 0.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Mo: 0.50％ 이하

Mo는, 제2 상을 생성하기 쉽게 함으로써 고강도화에 기여하고, 또한 일부 탄화물을 생성하여 고강도화에 기여하는 원소로서, 필요에 따라서 함유시킬 수 있다. 이 효과를 발휘하기 위해서는, Mo를 0.05％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, Mo를 0.50％ 초과로 함유시켜도, 그 효과가 포화하기 때문에, Mo를 함유시키는 경우에는, Mo 함유량은 0.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Cu: 0.50％ 이하

Cu는, 고용 강화에 의해 고강도화에 기여하고, 또한, 제2 상을 생성하기 쉽게 함으로써 고강도화에 기여하는 원소로서, 필요에 따라서 함유시킬 수 있다. 이 효과를 발휘하기 위해서는, Cu를 0.05％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, Cu를 0.50％ 초과로 함유시켜도, 그 효과가 포화하고, 또한 Cu에 기인하는 표면 결함이 발생하기 쉬워지기 때문에, Cu를 함유시키는 경우에는, Cu함유량은 0.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Ni: 0.50％ 이하

Ni도 Cu와 동일하게, 고용 강화에 의해 고강도화에 기여하고, 또한, 제2 상을 생성하기 쉽게 함으로써 고강도화에 기여하는 원소로서, 필요에 따라서 함유시킬 수 있다. 이 효과를 발휘시키기 위해서는, Ni를 0.05％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 또한, Cu와 동시에 Ni를 함유시키면, Cu 기인의 표면 결함을 억제하는 효과가 있어, Cu 첨가시에 유효하다. 한편, Ni를 0.50％ 초과로 함유시켜도, 그 효과가 포화하기 때문에, Ni를 함유시키는 경우에는, Ni함유량은 0.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Ca: 0.0050％ 이하

Ca는, 황화물의 형상을 구 형상화(spheroidizing)하여, 황화물에 의한 구멍 확장률(λ)의 저하를 억제하는 것에 기여하기 때문에, 필요에 따라서 함유시킬 수 있다. 이 효과를 발휘하기 위해서는, Ca를 0.0005％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, Ca를 0.0050％ 초과로 함유시키면, 그 효과가 포화한다. 그 때문에, Ca를 함유시키는 경우에는, Ca 함유량은 0.0050％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

REM: 0.0050％ 이하

REM도 Ca와 동일하게, 황화물의 형상을 구 형상화하여, 황화물에 의한 구멍 확장률(λ)의 저하를 억제하는 것에 기여하기 때문에, 필요에 따라서 함유시킬 수 있다. 이 효과를 발휘하기 위해서는, REM을 0.0005％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, REM을 0.0050％ 초과로 함유시키면, 그 효과가 포화한다. 그 때문에, REM을 함유시키는 경우에는, REM 함유량은 0.0050％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

다음으로, 본 발명의 고강도 냉연 강판의 조직에 대해서 상세하게 설명한다. 본 발명의 고강도 냉연 강판은, 페라이트, 잔류 오스테나이트, 템퍼링 마르텐사이트를 갖는다. 또한, 본 발명의 고강도 냉연 강판은, 잔부로서 템퍼링 베이나이트를 갖고 있어도 좋다. 페라이트는, 평균 결정 입경이 5㎛ 이하로서, 체적분율이 30∼55％의 범위에 있다. 또한, 잔류 오스테나이트는, 평균 결정 입경이 2㎛ 이하로서, 체적분율이 5∼15％의 범위에 있다. 또한, 템퍼링 마르텐사이트는, 평균 결정 입경이 2㎛ 이하로서, 체적분율이 30∼60％의 범위에 있다. 또한, 본 발명의 고강도 냉연 강판에서는, 평균 결정 입경이 2㎛ 이하인 잔류 오스테나이트가 1000㎛² 중에 10개 이상 존재한다. 여기에서 서술하는 체적분율은 강판의 전체에 대한 체적분율이며, 이하 동일하다.

상기의 페라이트의 체적분율이 30％ 미만이면, 연질인 페라이트가 적기 때문에 신장(EL)이 저하한다. 그 때문에, 페라이트의 체적분율은 30％ 이상으로 한다. 바람직하게는, 페라이트의 체적분율은 35％ 이상이다. 한편, 페라이트의 체적분율이 55％ 초과에서는 980㎫ 이상의 인장 강도(TS)를 확보하는 것이 곤란하다. 그 때문에, 페라이트의 체적분율은 55％ 이하로 한다. 바람직하게는, 페라이트의 체적분율은 50％ 이하이다. 또한, 페라이트의 평균 결정 입경이 5㎛ 초과에서는, 구멍 확장시의 펀칭 단면에 생성한 보이드가 구멍 확장 중에 연결되기 쉬워지기 때문에, 소망하는 구멍 확장률(λ)이 얻어지지 않는다. 또한, 페라이트의 평균 결정 입경이 5㎛ 초과에서는, 항복비(YR)를 소망하는 값보다 낮게 할 수 없다. 그 때문에, 페라이트의 평균 결정 입경은 5㎛ 이하로 한다.

높은 신장(EL)을 확보하기 위해서는, 잔류 오스테나이트의 체적분율이 5∼15％인 범위에서 필요하다. 잔류 오스테나이트의 체적분율이 5％ 미만에서는, 소망하는 신장(EL)이 얻어지지 않는다. 그 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적분율은 5％ 이상으로 한다. 바람직하게는, 잔류 오스테나이트의 체적분율은 6％ 이상이다. 한편, 잔류 오스테나이트의 체적분율이 15％를 초과하는 경우, 소망하는 구멍 확장률(λ)이 얻어지지 않는다. 그 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적분율은 15％ 이하로 한다. 바람직하게는, 잔류 오스테나이트의 체적분율은 12％ 이하이다. 또한, 높은 구멍 확장률(λ)을 얻기 위해, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경은 2㎛ 이하로 한다. 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 2㎛ 초과에서는, 구멍 확장시에 있어서의 보이드 생성 후에 보이드의 연결이 일어나기 쉬워진다. 그 때문에, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경은 2㎛ 이하로 한다.

소망하는 구멍 확장률(λ) 및 저항복비(YR)를 확보하면서, 980㎫ 이상의 인장 강도를 얻기 위해서는, 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율은 30∼60％로 한다. 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율이 30％ 미만에서는, 980㎫ 이상의 인장 강도를 확보할 수 없다. 한편, 60％ 초과의 체적분율에서는 신장(EL)의 확보가 곤란하다. 또한, 높은 구멍 확장률(λ)을 확보하기 위해, 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경은 2㎛ 이하로 한다. 평균 결정 입경이 2㎛ 초과에서는, 페라이트와의 계면에 생성되는 보이드가 연결되기 쉬워지고, 소망하는 구멍 확장률(λ)이 얻어지지 않기 때문에, 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경의 상한은 2㎛로 한다.

또한, 강판 조직 내에는, 잔류 오스테나이트를 얻기 위해 어닐링 공정에서 베이나이트 변태시키기 때문에, 템퍼링 베이나이트가 일부 생성되어도 좋다. 이 템퍼링 베이나이트의 체적분율은, 특별히 한정되지 않지만, 높은 신장(EL)을 확보하기 위해, 30％ 이하가 바람직하다.

또한, 높은 신장(EL)을 얻기 위해서는, 상기의 평균 결정 입경이 2㎛ 이하인 잔류 오스테나이트를 1000㎛² 중에 10개 이상 존재시킬 필요가 있다. 이 잔류 오스테나이트가 1000㎛² 중에 10개 미만에서는, 소망하는 신장(EL)이 얻어지지 않는다. 한편, 이 잔류 오스테나이트의 1000㎛² 중의 개수의 상한은, 특별히 한정되지 않지만, 잔류 오스테나이트의 1000㎛² 중의 개수가 50개 초과에서는 페라이트와의 계면에 생성되는 보이드가 연결되기 쉬워지기 때문에, 50개 이하가 바람직하다.

또한, 본 발명에 있어서의 강판에서는, 페라이트, 잔류 오스테나이트, 템퍼링 마르텐사이트 이외에, 템퍼링 베이나이트, 펄라이트가 생성되는 경우가 있지만, 상기의 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율과 평균 결정 입경, 잔류 오스테나이트의 1000㎛² 중의 개수가 만족되면 본 발명의 목적을 달성할 수 있다. 단, 펄라이트의 체적분율은 5％ 이하가 바람직하다. 또한, 템퍼링 베이나이트의 체적분율은, 전술한 바와 같이, 30％ 이하가 바람직하다.

또한, 전술한 강판의 복합 조직은, 예를 들면, SEM(주사형 전자 현미경)을 이용하여 관찰할 수 있다. 구체적으로는, 우선, 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면을 연마 후, 나이탈(nital)(질산을 함유하는 알코올액)로 부식시킨다. 이어서, 주사형 전자 현미경으로 배율 2000, 5000배의 조직 사진을 촬영하고, 얻어진 조직 사진 데이터에 있어서 소망하는 영역을 화상 해석에 의해 추출하고, 화상 해석 소프트(Media Cybernetics사 제조, Image-Pro ver.7)를 이용하여, 페라이트, 잔류 오스테나이트, 템퍼링 마르텐사이트, 또는 템퍼링 베이나이트로 판정할 수 있다.

페라이트, 잔류 오스테나이트, 템퍼링 마르텐사이트에 대해서, 상기의 소망하는 체적분율은, 포인트 카운트법(ASTM E562-83(1988)에 준거)에 의해, 면적률을 측정하여, 그 면적률을 체적분율로 할 수 있다. 또한, 페라이트, 잔류 오스테나이트, 템퍼링 마르텐사이트에 대해서, 상기의 소망하는 평균 결정 입경은, 강판 조직 사진으로부터 원 상당 직경(circle-equivalent diameter)을 산출하여, 그들의 값을 평균해서 구할 수 있다. 또한, 잔류 오스테나이트의 개수는, 강판 조직 사진을 관찰하여 셈으로써 측정할 수 있다.

또한, 페라이트, 잔류 오스테나이트, 템퍼링 마르텐사이트에 대한 상기의 소망하는 체적분율, 평균 결정 입경, 또한 잔류 오스테나이트의 개수는, 1회째의 어닐링시 및/또는 2회째의 어닐링시에 강판 조직을 제어함으로써 조정할 수 있다.

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

본 발명의 고강도 냉연 강판의 제조 방법에서는, 상기 성분 조성(화학 성분)을 갖는 강 슬래브를, 열간 압연, 냉간 압연을 실시한 후에, 냉연 강판에 연속 어닐링을 실시할 때에, 850℃ 이상의 온도까지 가열하고, 제1 균열 온도로서 850℃ 이상의 온도에서 30초 이상 유지한 후, 그의 제1 균열 온도에서 320∼500℃의 제2 균열 온도까지 3℃/s 이상의 제1 평균 냉각 속도로 냉각한 후, 제2 균열 온도로서 320∼500℃의 온도에서 30초 이상 유지한 후, 100℃ 이하의 온도(예를 들면, 실온)까지 냉각하고, 그 후, 750℃ 이상의 온도까지 3∼30℃/s의 평균 가열 속도로 가열하고, 제3 균열 온도로서 750℃ 이상의 온도에서 30초 이상 유지한 후, 제3 균열 온도에서 350∼500℃의 온도까지 3℃/초 이상의 제2 평균 냉각 속도로 냉각하고, 100℃ 이하의 온도까지 100∼1000℃/s의 제3 평균 냉각 속도로 냉각하고, 200∼350℃의 온도까지 가열한 후, 이어서 제4 균열 온도로서 200∼350℃의 온도에서 120∼1200초 유지한다.

[열간 압연 공정]

열간 압연 공정에서는, 상기 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 가열 후, 조압연, 마무리 압연을 실시하여, 열연 강판을 얻는다. 사용하는 강 슬래브는, 성분의 매크로 편석을 방지하기 위해 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하지만, 조괴법(ingot-making method), 박 슬래브 주조법(thin-slab-casting method)에 의해서도 가능하다. 열간 압연 공정의 바람직한 조건은, 우선, 슬래브 주조 후, 재가열하는 일 없이 또는 1100℃ 이상으로 재가열한다. 본 발명에서는, 강 슬래브를 제조한 후, 일단 100℃ 이하의 온도(예를 들면, 실온)까지 냉각하고, 그 후, 재차 가열하는 종래법에 더하여, 냉각하지 않고, 온편(溫片)인 채로 가열로(heating furnace)에 장입하거나, 혹은 보열(heat retention)을 행한 후에 즉시 압연하거나, 혹은 주조 후 그대로 압연하는 직송 압연·직접 압연 등의 에너지 절약 프로세스도 문제 없이 적용할 수 있다.

슬래브의 가열 온도는, 1100℃ 이상으로 하면 압연 부하를 저감하여, 생산성을 향상할 수 있다. 한편, 슬래브의 가열 온도를 1300℃ 이하로 하면 가열 비용을 저감할 수 있다. 그 때문에, 슬래브의 가열 온도는 1100∼1300℃로 하는 것이 바람직하다.

또한, 마무리 압연의 종료 온도는, 830℃ 이상으로 함으로써, 오스테나이트 단상역에서 열간 압연을 종료하고, 강판 내의 조직 불균일화 및 재질의 이방성의 증대에 의한 어닐링 후의 신장(EL) 및 구멍 확장률(λ)의 저하를 억제할 수 있다. 한편, 마무리 압연의 종료 온도를 950℃ 이하로 함으로써, 열연 조직이 조대해져 어닐링 후의 특성이 저하하는 것을 억제할 수 있다. 그 때문에, 마무리 압연의 종료 온도는 830∼950℃로 하는 것이 바람직하다.

그 후의 열연 강판의 냉각 방법은 특별히 한정하지 않고, 또한, 권취 온도에 대해서도 한정하지 않지만, 권취 온도를 700℃ 이하로 함으로써, 조대한 펄라이트의 형성을 억제하고, 어닐링 후의 신장(EL) 및 구멍 확장률(λ)의 저하를 방지할 수 있다. 그 때문에, 권취 온도는 700℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한 바람직하게는, 권취 온도는 650℃ 이하이다. 한편, 권취 온도의 하한도 특별히 한정은 하지 않지만, 권취 온도를 400℃ 이상으로 함으로써, 경질인 베이나이트나 마르텐사이트의 과잉인 생성을 억제하고, 냉간 압연 부하를 저감할 수 있다. 그 때문에, 권취 온도는 400℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

[산 세정 공정]

본 발명의 고강도 냉연 강판의 제조 방법에서는, 상기의 열간 압연 공정 후, 열연 강판에 산 세정을 실시할 수 있다. 산 세정에 의해, 열연판 표층의 스케일(scale)을 제거하는 것이 바람직하다. 산 세정 방법은 특별히 한정되지 않고, 일반적인 방법에 따라 실시하면 좋다.

[냉간 압연 공정]

본 발명의 고강도 냉연 강판의 제조 방법에서는, 상기의 강 슬래브에 대한 열간 압연 후 또는 열연 강판에 대한 산 세정 후, 소정의 판두께의 냉연 강판으로 압연하는 냉간 압연을 행한다. 냉간 압연 공정은 특별히 한정되지 않고 일반적인 방법으로 실시하면 좋다. 또한, 냉간 압연 공정 전에 중간 어닐링을 실시해도 좋다. 중간 어닐링에 의해, 냉간 압연 부하를 저감할 수 있다. 중간 어닐링의 시간·온도는 특별히 한정되는 것은 아니지만, 예를 들면 코일 상태에서 배치 어닐링(batch annealing)을 행하는 경우는, 450∼800℃로, 10분∼50시간 어닐링하는 것이 바람직하다.

[어닐링 공정]

본 발명의 고강도 냉연 강판의 제조 방법에서는, 상기의 냉간 압연 후, 냉연 강판에 어닐링을 행한다. 어닐링 공정에 있어서는, 재결정을 진행시킴과 함께, 고강도화를 위해 강판 조직에 잔류 오스테나이트, 템퍼링 마르텐사이트를 형성시킨다. 또한, 본 발명의 고강도 냉연 강판의 제조 방법에서는, 어닐링을 2회 행하고, 어닐링 후의 템퍼링 마르텐사이트나 잔류 오스테나이트의 결정립을 미세화시킴으로써 높은 구멍 확장률(λ)을 얻을 수 있다. 1회째의 어닐링 중의 냉각 도중에서 미변태의 오스테나이트를 베이나이트 변태시켜, 미세한 잔류 오스테나이트나 마르텐사이트를 많이 잔존시킨다. 그러나, 이 1회째의 어닐링 공정만으로는 마르텐사이트의 결정 입경이 크기 때문에, 소망하는 구멍 확장률(λ)이 얻어지지 않는다. 그래서, 추가로 마르텐사이트의 결정을 미세화하기 위해 2회째의 어닐링을 행한다. 이에 따라, 1회째의 어닐링에서 생성된 마르텐사이트나 잔류 오스테나이트가, 역변태에 의해 어닐링 중에 생성되는 오스테나이트의 핵이 되고, 어닐링 중도 미세한 상을 유지하면서, 냉각하는 것이 가능하다. 즉, 1회째의 어닐링에서 베이나이트나 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트를 어느 정도 균질화한 강판 조직으로 함으로써, 2회째의 어닐링에서 추가로 균일한 미세 분산을 행하는 것이 가능하다. 2회째의 어닐링에서는 템퍼링 마르텐사이트를 생성하기 위해, 일단, 과도하게 냉각한 후에 템퍼링 처리를 행한다. 이에 따라, 신장(EL)의 저하를 억제하면서, 높은 구멍 확장률(λ)을 얻는 것이 가능하다.

그 때문에, 1회째의 어닐링 공정에서는, 850℃ 이상의 온도까지 가열하고, 제1 균열 온도로서 850℃ 이상의 온도에서 30초 이상 유지한 후, 그의 제1 균열 온도에서 320∼500℃의 제2 균열 온도까지 3℃/s 이상의 제1 평균 냉각 속도로 냉각하고, 제2 균열 온도로서 320∼500℃의 온도에서 30초 이상 유지한 후, 100℃ 이하의 온도(예를 들면, 실온)까지 냉각한다. 그 후, 2회째의 어닐링 공정에서는, 750℃ 이상의 온도까지 3∼30℃/s의 평균 가열 속도로 가열하고, 제3 균열 온도로서 750℃ 이상의 온도에서 30초 이상 유지한 후, 제3 균열 온도에서 350∼500℃의 온도까지 3℃/s 이상의 제2 평균 냉각 속도로 냉각하고, 100℃ 이하의 온도까지 100∼1000℃/s의 제3 평균 냉각 속도로 냉각하고, 200∼350℃의 온도까지 가열한 후, 이어서 제4 균열 온도로서 200∼350℃의 온도에서 120∼1200초 유지한다.

<1회째의 어닐링 공정>

(제1 균열 온도(850℃ 이상)까지 가열하고, 30초 이상 유지)

1회째의 어닐링 공정에서는, 우선, 제1 균열 온도까지 가열한다. 이 제1 균열 온도는 오스테나이트 단상역인 온도로 한다. 제1 균열 온도가 850℃ 미만에서는, 1회째의 어닐링 후의 베이나이트가 적어지기 때문에, 2회째에 생성되는 템퍼링 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트의 결정 입경이 커지고, 구멍 확장률(λ)이 저하한다. 그 때문에, 제1 균열 온도의 하한은 850℃로 한다. 바람직하게는 870℃ 이상이다. 또한, 제1 균열 온도는, 오스테나이트의 결정 입경이 커지지 않도록 하기 위해, 1000℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 상기의 제1 균열 온도에 있어서, 재결정의 진행 및 일부 또는 모두를 오스테나이트로 변태시키기 위해, 유지 시간(균열 시간)은 30초 이상으로 한다. 이 유지 시간은, 특별히 한정되지 않지만, 강판 내에 조대한 탄화물이 생성되지 않도록 하기 위해, 600초 이하로 하는 것이 바람직하다.

(제1 균열 온도에서 제2 균열 온도(320∼500℃)까지 제1 평균 냉각 속도(3℃/s 이상)로 냉각)

1회째의 어닐링 공정에서는, 베이나이트가 많은 강판 조직으로 하기 위해, 3℃/s 이상의 제1 평균 냉각 속도로 320∼500℃의 제2 균열 온도까지 냉각한다. 제1 평균 냉각 속도가 3℃/s 미만이면, 강판 조직 중에 페라이트, 펄라이트나 구 형상(spherical) 시멘타이트가 과잉으로 생성되기 때문에, 제1 평균 냉각 속도의 하한은 3℃/s로 한다. 또한, 냉각 정지 온도(이하, 제2 균열 온도로도 기재함)가 320℃ 미만에서는 냉각시에 괴상(massive)의 마르텐사이트가 과잉으로 생성되기 때문에, 2회째의 어닐링에서 강판 조직을 미세 균일화로 하는 것이 곤란하여, 소망하는 구멍 확장률(λ)이 얻어지지 않는다. 냉각 정지 온도(제2 균열 온도)가 500℃ 초과에서는 펄라이트가 과잉으로 증가하고, 2회째의 어닐링에서 강판 조직을 미세 균일화로 하는 것이 곤란하여, 소망하는 구멍 확장률(λ)이 얻어지지 않는다. 그 때문에, 제2 균열 온도는 320∼500℃로 한다. 바람직하게는, 제2 균열 온도는 350∼450℃이다.

(제2 균열 온도에서 30초 이상 유지)

미변태의 오스테나이트를 베이나이트 변태시킴으로써, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트를 생성한다. 제2 균열 온도에서의 유지가 30초 미만에서는, 미변태의 오스테나이트가 많이 존재하기 때문에, 1회째의 어닐링 후의 강판 조직에 괴상의 마르텐사이트가 많이 생성되고, 2회째의 어닐링 후의 강판 조직이 미세하게 되지 않는다. 그 때문에, 제2 균열 온도에서의 유지 시간은 30초 이상으로 한다.

(100℃ 이하의 온도까지 냉각)

제2 균열 온도에서 유지한 후에는, 100℃ 이하의 온도(예를 들면, 실온)까지 냉각한다. 이에 따라, 베이나이트를 포함하는 강판 조직으로 할 수 있다.

<2회째의 어닐링 공정>

(제3 균열 온도(750℃ 이상)까지 3∼30℃/s의 평균 가열 속도로 가열)

2회째의 어닐링에 의해, 역변태에 의한 재결정으로 생성되는 페라이트나 오스테나이트의 핵을 생성시키고, 또한, 재결정인 페라이트의 핵의 생성을 핵의 조대화보다도 앞당기고, 입(grains)을 성장시키고, 어닐링 후의 결정립을 미세화시키는 것이 가능하다. 제3 균열 온도가 750℃ 미만에서는, 오스테나이트의 생성이 지나치게 적기 때문에, 소망하는 체적분율의 마르텐사이트나 잔류 오스테나이트를 생성할 수 없다. 그 때문에, 제3 균열 온도는, 750℃ 이상으로 한다. 또한, 제3 균열 온도는, 오스테나이트 단상역으로 템퍼링함으로써, 1회째의 어닐링에서 생성된 강판 조직의 영향을 제거하기 위해, 900℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 제3 균열 온도(750℃ 이상)까지의 평균 가열 속도가 30℃/s 초과이면 재결정이 진행되기 곤란해진다. 그 때문에, 평균 가열 속도는 30℃/s 이하로 한다. 또한, 제3 균열 온도(750℃ 이상)까지의 평균 가열 속도가 3℃/s 미만이면, 페라이트립이 조대화되어 소정의 평균 결정 입경이 얻어지지 않는다. 그 때문에, 평균 가열 속도는 3℃/s 이상으로 한다.

(제3 균열 온도에서 30초 이상 유지)

2회째의 어닐링에서는, 제3 균열 온도로서 750℃ 이상의 온도에서 30초 이상 유지한다. 제3 균열 온도에서의 유지 시간이 30초 미만에서는, Mn 등의 원소가 오스테나이트 중에 충분히 농화하지 않고, 냉각 중에 미변태의 오스테나이트의 결정 입경이 조대화되기 때문에, 소망하는 구멍 확장률(λ)이 얻어지지 않는다. 그 때문에, 제3 균열 온도에서의 유지 시간은 30초 이상으로 한다.

(제3 균열 온도에서 350∼500℃의 온도까지 제2 평균 냉각 속도(3℃/s 이상)로 냉각)

잔류 오스테나이트를 생성하여, 신장(EL)을 향상시키기 위해, 제3 균열 온도로부터 냉각하는 과정에서, 미변태 오스테나이트로의 C 및 Mn의 농화, 추가로 베이나이트 변태를 촉진하기 위해 3℃/s 이상의 제2 평균 냉각 속도로 350∼500℃의 온도까지 냉각한다. 제2 평균 냉각 속도가 3℃/s 미만이면 강판 조직 중에 펄라이트나 구 형상 시멘타이트가 과잉으로 생성한다. 그 때문에, 제2 평균 냉각 속도의 하한은 3℃/s로 한다. 또한, 제2 평균 냉각 속도로의 냉각이 350℃ 미만까지라고 하면, 냉각시에 마르텐사이트가 과잉으로 생성되고, 미변태의 오스테나이트가 감소하고, 베이나이트 변태나 잔류 오스테나이트가 감소하기 때문에, 소망하는 신장(EL)이 얻어지지 않는다. 그 때문에, 제2 평균 냉각 속도로의 냉각은, 350℃ 이상의 온도까지로 한다. 한편, 제2 평균 냉각 속도로의 냉각을 500℃ 초과까지로 하면, 충분히 미변태 오스테나이트로 C나 Mn이 농화하지 않기 때문에, 최종적으로 얻어지는 강판 조직에 잔류 오스테나이트의 생성이 적어지고, 소망하는 신장(EL)이 얻어지지 않는다. 그 때문에, 제2 평균 냉각 속도로의 냉각은, 500℃ 이하의 온도까지로 한다. 또한, 제2 평균 냉각 속도로의 냉각은, 바람직하게는 370∼450℃까지로 한다.

(100℃ 이하의 온도까지 100∼1000℃/s의 제3 평균 냉각 속도로 냉각)

그 후, 미세한 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트를 생성하기 위해 100∼1000℃/s의 제3 평균 냉각 속도로 100℃ 이하의 온도까지 냉각한다. 제3 평균 냉각 속도가 100℃ 미만에서는 베이나이트가 과잉으로 생성되어 버리기 때문에, 소망하는 체적분율이 얻어지지 않는다. 그 때문에, 제3 평균 냉각 속도는 100℃/s 이상으로 한다. 한편, 제3 평균 냉각 속도가 1000℃/s보다 커지면, 냉각에 의한 강판의 수축 균열이 발생할 우려가 있다. 그 때문에, 제3 평균 냉각 속도는 1000℃/s 이하로 한다. 또한, 여기에서의 냉각에서는, 물 퀀칭(water quenching)을 행하는 것이 바람직하다.

(템퍼링)

상기의 냉각 후, 템퍼링 처리를 행한다. 이 템퍼링 처리는, 마르텐사이트를 연질화하여 가공성을 향상시키기 위해 행한다. 즉, 상기의 냉각 후, 마르텐사이트를 템퍼링하기 위해, 200∼350℃의 온도까지 가열한 후, 200∼350℃의 템퍼링 온도(이하, 제4 균열 온도로도 기재함)에서 120∼1200초 유지한다. 템퍼링 온도(제4 균열 온도)가 200℃ 미만에서는, 마르텐사이트의 연질화가 불충분하여 구멍 확장성이 저하한다. 그 때문에, 제4 균열 온도는, 200℃ 이상으로 한다. 한편, 템퍼링 온도(제4 균열 온도)가 350℃를 초과하면, 항복비(YR)가 높아진다. 그 때문에, 제4 균열 온도는, 350℃ 이하로 한다. 제4 균열 온도는, 바람직하게는 300℃ 이하이다. 또한, 제4 균열 온도에서의 유지 시간이 120초를 충족시키지 못하면, 제4 균열 온도에 있어서의 마르텐사이트의 개질화가 충분하게는 발생하지 않기 때문에, 구멍 확장률(λ)의 향상 효과를 기대할 수 없다. 그 때문에, 제4 균열 온도에서의 유지 시간은 120초 이상으로 한다. 한편, 제4 균열 온도에 있어서의 유지 시간이 1200초를 초과하면, 마르텐사이트의 연질화가 과도하게 진행함으로써 인장 강도가 현저하게 저하하는 것에 더하여, 재가열 시간의 증가에 의해 제조 비용의 증가를 초래한다. 그 때문에, 제4 균열 온도에서의 유지 시간은 1200초 이하로 한다. 또한, 해당 온도로 유지한 후의 냉각 수법 및 속도에 대해서는 한정될 것은 없다.

또한, 어닐링 후에 조질 압연을 실시해도 좋다. 신장률(elongation ratio)의 바람직한 범위는 0.1∼2.0％이다.

또한, 본 발명의 범위 내이면, 어닐링 공정에 있어서, 용융 아연 도금을 실시하여 용융 아연 도금 강판으로 해도 좋고, 또한, 용융 아연 도금 후에 합금화 처리를 실시하여 합금화 용융 아연 도금 강판으로 해도 좋다. 또한 본 냉연 강판을 전기 도금하여, 전기 도금 강판으로 해도 좋다.

실시예

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

표 1에 나타내는 성분 조성의 강을 용제하고 주조하여, 230㎜ 두께의 슬래브를 제조하고, 열간 압연 가열 온도를 1200℃, 마무리 압연 종료 온도를 900℃의 조건에서 열간 압연을 행하고, 열간 압연 종료 후, 100℃/s의 냉각 속도로 650℃까지 냉각하고, 그 후, 20℃/s의 냉각 속도로 냉각하고, 판두께: 3.2㎜의 열연 강판으로 한 후, 600℃의 권취 온도로 권취했다. 이어서, 얻어진 열연 강판을 산 세정한 후, 냉간 압연을 실시하고, 냉연 강판(판두께: 1.4㎜)을 제조했다. 그 후, 1회째의 어닐링으로서, 표 2에 나타내는 제1 균열 온도까지 가열하고, 제1 균열 온도 및 제1 균열 시간(제1 유지 시간)으로 템퍼링한 후, 표 2에 나타내는 제1 평균 냉각 속도(냉속 1)로 제2 균열 온도까지 냉각하고, 제2 균열 시간(제2 유지 시간)으로 유지한 후에, 실온(25℃)까지 냉각했다. 그 후, 2회째의 어닐링으로서, 표 2에 나타내는 평균 가열 속도로 가열하고, 제3 균열 온도 및 제3 균열 시간(제3 유지 시간)으로 유지한 후, 표 2에 나타내는 제2 평균 냉각 속도(냉속 2)로 퀀칭 개시 온도(제3 평균 냉각 속도에서의 냉각 개시 온도, 냉각 정지 온도: Tq)까지 냉각하고, 그 후, 제3 평균 냉각 속도(냉속 3)로 실온(25℃)까지 냉각하고, 그 후, 템퍼링 처리로서 표 2에 나타내는 제4 균열 온도까지 가열하고, 표 2에 나타내는 제4 균열 시간(제4 유지 시간)으로 유지하고, 실온(25℃)까지 냉각했다.

제조한 강판으로부터, JIS 5호 인장 시험편을 압연 직각 방향이 길이 방향(인장 방향)이 되도록 채취하고, 인장 시험(JIS Z 2241(1998))에 의해, 항복 강도(YS), 인장 강도(TS), 신장(EL), 항복비(YR)를 측정했다. 인장 강도(TS)가 980㎫ 이상의 것을 고강도의 강판으로 하, 신장(EL)이 19％ 이상인 것을 양호한 신장(EL)을 갖는 강판으로 하고, 항복비(YR)가 66％ 이하를 소망하는 저항복비(YR)를 갖는 강판으로 했다.

또한, 구멍 확장성에 관해서는, 일본 철강 연맹 규격(JFS T 1001(1996))에 준거하여, 클리어런스 12.5％로, 10㎜Φ의 구멍을 펀칭, 버어(burr)가 다이 측이 되도록 시험기에 세트한 후, 60°의 원추 펀치로 성형함으로써 구멍 확장률(λ)을 측정했다. λ(％)가, 30％ 이상을 갖는 것을 양호한 구멍 확장성을 갖는 강판으로 했다.

강판 조직은, SEM(주사형 전자 현미경), TEM(투과형 전자 현미경), FESEM(전계 방출형 주사 전자 현미경)에 의해 강판 조직을 관찰하고, 페라이트, 잔류 오스테나이트, 템퍼링 마르텐사이트, 또한 이들 이외의 강 조직의 종류를 결정했다.

강판의 페라이트, 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율은, 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면을 연마 후, 3％ 나이탈로 부식하고, SEM(주사형 전자 현미경)을 이용하여 2000배, 5000배의 배율로 관찰하고, 포인트 카운트법(ASTM E56283(1988)에 준거)에 의해, 면적분율을 측정하고, 그 면적분율을 체적분율로 했다. 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경은, Media Cybernetics사의 ImagePro를 이용하여, 강판 조직 사진으로부터, 미리 각각의 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트 결정립을 식별해둔 사진을 취입함으로써 각 상의 면적이 산출 가능하고, 그 원 상당 직경을 산출하여, 그들의 값을 평균으로 하여 구했다.

잔류 오스테나이트의 체적분율은, 강판을 판두께 방향의 1/4면까지 연마하고, 이 면의 회절 X선 강도에 의해 구했다. Mo의 Kα선을 선원(radiation source)으로서, 가속 전압 50keV로, X선 회절법(장치: Rigaku사 제조 RINT-2200)에 의해, 철의 페라이트의 {200}면, {211}면, {220}면과, 오스테나이트의 {200}면, {220}면, {311}면의 X선 회절선의 적분 강도를 측정하고, 이들의 측정값을 이용하여, 「X선 회절 핸드북」(2000년) 리가쿠덴키가부시키가이샤, P.26, 6264에 기재된 계산식으로부터 잔류 오스테나이트의 체적분율을 구했다.

또한, 잔류 오스테나이트의 개수는, SEM에 의한 강판 사진을 관찰하여 셈으로써 측정했다.

측정한 강판 조직, 인장 특성, 구멍 확장률(λ)의 결과를 표 3에 나타낸다.

표 3에 나타내는 결과로부터, 본 발명예는 모두 평균 결정 입경이 5㎛ 이하인 페라이트를 체적분율로 30∼55％, 평균 결정 입경이 2㎛ 이하인 잔류 오스테나이트의 체적분율이 5∼15％, 평균 결정 입경이 2㎛ 이하인 템퍼링 마르텐사이트를 체적분율로 30∼60％를 포함하는 복합 조직을 갖고, 그 결과, 980㎫ 이상의 인장 강도와, 66％ 이하의 항복비(YR)를 확보하면서, 또한, 19％ 이상의 신장(EL)과 30％ 이상의 구멍 확장률(λ)이라는 양호한 성형성이 얻어지고 있다.

한편, No.13은, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 2㎛를 초과하고 있고, 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경이 2㎛를 초과하고 있고, 잔류 오스테나이트의 개수가 1000㎛² 중에 10개 미만이었기 때문에, 구멍 확장률(λ)이 30％ 미만이었다. No.14∼18은, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 2㎛를 초과하고 있고, 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경이 2㎛를 초과하고 있고, 잔류 오스테나이트의 개수가 1000㎛² 중에 10개 미만이었기 때문에, 항복비(YR)가 66％를 초과하고 있고, 구멍 확장률(λ)이 30％ 미만이었다.

또한, No.19는, 페라이트의 평균 결정 입경이 5㎛를 초과하고 있고, 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경이 2㎛를 초과하고 있었기 때문에, 구멍 확장률(λ)이 30％ 미만이었다. No.20은, 페라이트의 체적분율이 55％를 초과하고 있고, 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율이 30％ 미만이고, 잔류 오스테나이트의 개수가 1000㎛² 중에 10개 미만이었기 때문에, 인장 강도(TS)가 980㎫ 미만이었다.

No.21은, 페라이트에 대해서, 체적분율이 55％를 초과하고 있고, 평균 결정 입경이 5㎛를 초과하고 있고, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 2㎛를 초과하고 있고, 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율이 30％ 미만이었기 때문에, 인장 강도(TS)가 980㎫ 미만이고, 항복비(YR)가 66％를 초과하고 있고, 구멍 확장률(λ)이 30％ 미만이었다. No.22는, 잔류 오스테나이트의 체적분율이 5％ 미만이고, 잔류 오스테나이트의 개수가 1000㎛² 중에 10개 미만이었기 때문에, 신장(EL)이 19％ 미만이고, 항복비(YR)가 66％를 초과하고 있었다.

No.23은, 잔류 오스테나이트에 대해서, 체적분율이 5％ 미만이고, 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경이 2㎛를 초과하고 있고, 잔류 오스테나이트의 개수가 1000㎛² 중에 10개 미만이었기 때문에, 신장(EL)이 19％ 미만이고, 항복비(YR)가 66％를 초과하고 있었다.

No.24, 26은, 잔류 오스테나이트에 대해서, 체적분율이 5％ 미만이고, 잔류 오스테나이트의 개수가 1000㎛² 중에 10개 미만이었기 때문에, 구멍 확장률(λ)이 30％ 미만이었다. No.25는, 잔류 오스테나이트에 대해서, 체적분율이 5％ 미만이고, 잔류 오스테나이트의 개수가 1000㎛² 중에 10개 미만이었기 때문에, 신장(EL)이 19％ 미만이고, 항복비(YR)가 66％를 초과하고 있었다.

No.27은, C 함유량이 0.15 질량％ 미만이고, 페라이트의 체적분율이 55％를 초과하고 있고, 잔류 오스테나이트의 체적분율이 5％ 미만이고, 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율이 30％ 미만이고, 잔류 오스테나이트의 개수가 1000㎛² 중에 10개 미만이었기 때문에, 인장 강도(TS)가 980㎫ 미만이고, 항복비(YR)가 66％를 초과하고 있고, 구멍 확장률(λ)이 30％ 미만이었다. No.28은, Si 함유량이 1.0 질량％ 미만이고, 잔류 오스테나이트의 체적분율이 5％ 미만이고, 잔류 오스테나이트의 개수가 1000㎛² 중에 10개 미만이었기 때문에, 신장(EL)이 19％ 미만이었다.

No.29는, Mn 함유량이 1.8 질량％ 미만이고, 페라이트의 체적분율이 55％를 초과하고 있고, 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율이 30％ 미만이었기 때문에, 인장 강도(TS)가 980㎫ 미만이고, 항복비(YR)가 66％를 초과하고 있었다. No.30은, Mn 함유량이 2.5 질량％ 초과이고, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 2㎛를 초과하고 있고, 템퍼링 마르텐사이트에 대해서, 체적분율이 60％를 초과하고 있고, 평균 결정 입경이 2㎛를 초과하고 있었기 때문에, 신장(EL)이 19％ 미만이고, 항복비(YR)가 66％를 초과하고 있고, 구멍 확장률(λ)이 30％ 미만이었다.

Claims

질량％로, C: 0.15∼0.25％, Si: 1.0∼2.0％, Mn: 1.8∼2.5％, P: 0% 초과 0.10％ 이하, S: 0% 초과 0.010％ 이하, Al: 0% 초과 0.10％ 이하, N: 0% 초과 0.010％ 이하를 함유함과 함께, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
체적분율로, 평균 결정 입경이 5㎛ 이하인 페라이트: 30∼55％, 평균 결정 입경이 2㎛ 이하인 잔류 오스테나이트: 5∼15％, 평균 결정 입경이 2㎛ 이하인 템퍼링 마르텐사이트: 30∼60％, 잔부로서 템퍼링 베이나이트: 9％ 이하로 이루어지는 복합 조직을 갖고,
상기 잔류 오스테나이트가 1000㎛² 중에 10개 이상 존재하고,
항복비가 66％ 이하인 고강도 냉연 강판.
제1항에 있어서,
상기 성분 조성으로서, 추가로, 질량％로, 이하의 그룹 (A) 내지 (C) 중 1그룹 이상을 함유하는 고강도 냉연 강판.
(A) V: 0.10％ 이하, Nb: 0.10％ 이하, Ti: 0.10％ 이하로부터 선택되는 1종 이상
(B) B: 0.010％ 이하
(C) Cr: 0.50％ 이하, Mo: 0.50％ 이하, Cu: 0.50％ 이하, Ni: 0.50％ 이하, Ca: 0.0050％ 이하, REM: 0.0050％ 이하로부터 선택되는 1종 이상
제1항 또는 제2항에 기재된 고강도 냉연 강판의 제조 방법으로서,
강 슬래브에, 열간 압연, 냉간 압연을 실시한 후에, 냉연 강판에 연속 어닐링을 실시할 때에,
850℃ 이상의 온도까지 가열하고,
제1 균열 온도로서 850℃ 이상의 온도에서 30초 이상 유지한 후,
상기 제1 균열 온도에서 320∼500℃의 온도까지 3℃/s 이상의 제1 평균 냉각 속도로 냉각하고,
제2 균열 온도로서 320∼500℃의 온도에서 30초 이상 유지한 후,
100℃ 이하의 온도까지 냉각하고,
그 후, 750℃ 이상의 온도까지 3∼30℃/s의 평균 가열 속도로 가열하고,
제3 균열 온도로서 750℃ 이상의 온도에서 30초 이상 유지한 후,
상기 제3 균열 온도에서 350∼500℃의 온도까지 3℃/s 이상의 제2 평균 냉각 속도로 냉각하고,
100℃ 이하의 온도까지 100∼1000℃/s의 제3 평균 냉각 속도로 냉각하고,
200∼350℃의 온도까지 가열한 후,
이어서 제4 균열 온도로서 200∼350℃의 온도에서 120∼1200초 유지하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
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