KR102400451B1 - 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법 - Google Patents

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Abstract

750㎫ 이상의 인장 강도(TS)를 갖고, 연성 및 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판을 제공한다. 소정의 성분 조성을 갖고, 마이크로 조직이, 면적률로 페라이트: 50∼90％, 퀀칭 마르텐사이트: 1∼8％, 템퍼링 마르텐사이트: 3∼40％ 및, 잔류 오스테나이트: 6∼15％를 함유하고, 또한, 퀀칭 마르텐사이트의 평균 결정 입경이 2.5㎛ 이하이고, 퀀칭 마르텐사이트의 주위 길이 D와 면적 M을 이용하여 4πM/D2으로서 정의되는 원형도 지수의 평균값이 0.50 이상이고, 퀀칭 마르텐사이트와 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적률 fM＋ TM에 대한 퀀칭 마르텐사이트의 면적률 fM의 비, fM/fM＋TM이 50％ 이하인, 고강도 냉연 강판.

Description

고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법
본 발명은, 고강도 냉연 강판에 관한 것으로, 특히, 연성(ductility) 및 신장 플랜지성(stretch flangeability)이 우수한 고강도 냉연 강판에 관한 것이다. 또한, 본 발명은, 상기 고강도 냉연 강판의 제조 방법에 관한 것이다.
최근, 자동차의 충돌 안전성이나 연비의 향상에 대한 요구가 더욱더 높아져, 고강도 강의 적용이 확대되고 있다. 자동차용 박강판(thin steel sheets)은, 냉간 프레스 공정에서 소망하는 형상으로 성형되기 때문에, 높은 연성이 요구되지만, 일반적으로 강판의 강도와 연성은 상반되기 때문에, 고강도 강판의 연성 향상에 관한 여러 가지의 검토가 행해져 왔다. 그 중에서, 잔류 오스테나이트의 변태 유기 소성(Transformation Induced Plasticity: TRIP) 효과를 활용한 저합금 TRIP 강판이 개발되어, 널리 적용이 진행되고 있다. 그러나, TRIP 강판의 잔류 오스테나이트가 가공 중에 변태한 마르텐사이트는 매우 경질이기 때문에, 신장 플랜지 성형 시에 균열의 기점이 되기 쉬워, 신장 플랜지성이 낮은 것이 문제가 되는 경우가 있다.
이 낮은 신장 플랜지성을 개선하기 위해 여러 가지의 검토가 되어 왔다. 예를 들면, 특허문헌 1에서는, 페라이트를 모상 조직(matrix phase microstructure)으로 하고, 경질상 조직으로서 템퍼링 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 및 베이나이트를 갖는 연성과 신장 플랜지성이 우수한 인장 강도 528∼1445㎫의 강판에 관한 기술이 개시되어 있다.
또한, 특허문헌 2에서는, 경질상 조직으로서 템퍼링 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 및 베이나이트를 주체로 하면서, 소정의 폴리고널 페라이트(polygonal ferrite)를 갖는 연성과 신장 플랜지성이 우수한 인장 강도 813∼1393㎫의 강판에 관한 기술이 개시되어 있다.
일본공개특허공보 2006-104532호 국제공개 제2013/051238호
특허문헌 1, 2에 기재되어 있는 바와 같은 종래의 강판에 있어서도, 연성이나 신장 플랜지성에 일정한 개선이 보이지만, 연성과 신장 플랜지성을 더욱 높은 수준으로 양립한 고강도 냉연 강판의 개발이 요구되고 있다.
본 발명은, 이러한 사정을 감안하여 이루어진 것으로서, 750㎫ 이상의 인장 강도(TS)를 갖고, 연성 및 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판을 얻는 것을 목적으로 한다. 또한, 본 발명은 상기 고강도 강판의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 또한, 본 발명에 있어서, 「연성이 우수하다」란, TS와 전체 신장(El)의 곱(TS·El)이 20000(㎫×％) 이상인 것을 의미하는 것으로 한다. 또한, 본 발명에 있어서, 「신장 플랜지성이 우수하다」란, TS와 구멍 확장률(hole expansion ratio)(λ)의 곱(TS·λ)이 30000(㎫×％) 이상인 것을 의미하는 것으로 한다.
발명자들은, 750㎫ 이상의 인장 강도(TS)를 갖고, 연성 및 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판을 얻기 위해 검토를 거듭한 결과, 이하의 인식을 얻었다.
(1) 강 슬래브(steel slab) 가열 온도, 마무리 압연 출측 온도, 권취 온도, 냉간 압연의 압하율 및, 제1 균열 온도(soaking temperature)까지의 가열 속도를 제어함으로써, 퀀칭 마르텐사이트의 원형도 지수(circularity index)를 제어할 수 있다.
(2) 페라이트＋오스테나이트 2상역(dual phase)으로 하는 제1 균열 온도 및, 제1 균열 온도에서 500℃까지의 평균 냉각 속도를 제어함으로써, 어닐링 후의 조직 중의 페라이트의 면적률을 제어할 수 있다.
(3) 상기 냉각 과정에 있어서 마르텐사이트 변태 개시 온도 이하까지 냉각하고, 그 후, 상부 베이나이트 생성 온도역까지 승온하여 균열 처리하는 과정에서, 냉각 정지 온도, 냉각 속도 및, 균열 온도를 제어함으로써, 어닐링 후의 조직 중의 템퍼링 마르텐사이트, 퀀칭 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 면적률을 제어할 수 있다.
(4) 상부 베이나이트 생성 온도역에서의 균열 처리 후, 실온까지의 최종 냉각 과정에 있어서, 200℃까지의 냉각 속도를 제어함으로써, 퀀칭 마르텐사이트와 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적률에 대한 퀀칭 마르텐사이트의 면적률을 제어할 수 있다.
(5) 각 공정에 있어서의 제조 조건을 상기의 특정의 범위로 제어함으로써, 750㎫ 이상의 TS를 갖고, 연성 및 신장 플랜지성이 우수한 강판을 얻을 수 있다.
본 발명은, 상기 인식에 기초하여 이루어진 것으로서, 그의 요지 구성은 이하와 같다.
1. 성분 조성이, 질량％로,
C: 0.060∼0.250％,
Si: 0.70∼1.80％,
Mn: 1.00∼2.80％,
P: 0.100％ 이하,
S: 0.0100％ 이하,
Al: 0.010∼0.100％,
N: 0.0100％ 이하를 함유하고,
잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
마이크로 조직이, 면적률로,
페라이트: 50∼90％,
퀀칭 마르텐사이트: 1∼8％,
템퍼링 마르텐사이트: 3∼40％ 및,
잔류 오스테나이트: 6∼15％를 함유하고,
또한,
퀀칭 마르텐사이트의 평균 결정 입경이 2.5㎛ 이하이고,
퀀칭 마르텐사이트의 주위 길이 D와 면적 M을 이용하여 4πM/D2으로서 정의되는 원형도 지수의 평균값이 0.50 이상이고,
퀀칭 마르텐사이트와 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적률 fM＋ TM에 대한 퀀칭 마르텐사이트의 면적률 fM의 비, fM/fM＋TM이 50％ 이하인, 고강도 냉연 강판.
2. 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로,
Mo: 0.50％ 이하,
Ti: 0.100％ 이하,
Nb: 0.050％ 이하,
V: 0.100％ 이하,
B: 0.0100％ 이하,
Cr: 0.50％ 이하,
Cu: 1.00％ 이하,
Ni: 0.50％ 이하,
As: 0.500％ 이하,
Sb: 0.100％ 이하,
Sn: 0.100％ 이하,
Ta: 0.100％ 이하,
Ca: 0.0200％ 이하,
Mg: 0.0200％ 이하,
Zn: 0.020％ 이하,
Co: 0.020％ 이하,
Zr: 0.020％ 이하 및,
REM: 0.0200％ 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1 또는 2 이상을 함유하는, 상기 1에 기재된 고강도 냉연 강판.
3. 상기 1 또는 2에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 1100∼1300℃의 강 슬래브 가열 온도로 가열하고,
가열된 상기 강 슬래브를, 마무리 압연 출측 온도 800∼950℃, 권취 온도 300∼700℃에서 열간 압연하여 열연 강판으로 하고,
상기 열연 강판을 30％ 이상의 압하율로 냉간 압연하여 냉연 강판으로 하고,
상기 냉연 강판을 제1 균열 온도가 T1 온도 이상 T2 온도 이하, 500℃∼Ac1 변태점까지의 평균 가열 속도가 5.0℃/s 미만의 조건에서 가열하고, 그 후 500℃까지의 평균 냉각 속도를 10℃/s 이상으로, 100∼250℃의 냉각 정지 온도까지 냉각하는 제1 균열 처리를 실시하고,
상기 제1 균열 처리 후의 냉연 강판을 350∼500℃의 제2 균열 온도까지 재가열하고, 상기 제2 균열 온도에서 10초 이상 유지하고, 그 후 200℃까지 평균 냉각 속도: 50℃/s 이하로 냉각하고, 이어서 실온까지 냉각하는 제2 균열 처리를 실시하는, 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
단, 상기 T1 온도 및 T2 온도는, 각각 하기 (1), (2)식으로 정의되고, 하기 (1), (2)식에 있어서의 [％X]는 상기 성분 조성에 있어서의 성분 원소 X의 함유량(질량％)을 나타내는 것으로 한다.
T1 온도(℃)＝751－27×[％C]＋18×[％Si]－12×[％Mn]－169×[％Al]－6×[％Ti]＋24×[％Cr]－895×[％B]…(1)
T2 온도(℃)＝937－477×[％C]＋56×[％Si]－20×[％Mn]＋198×[％Al]＋136×[％Ti]－5×[％Cr]＋3315×[％B]…(2)
본 발명에 의하면, 750㎫ 이상의 인장 강도(TS)를 갖고, 연성 및 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판을 얻을 수 있다. 또한, 본 발명의 고강도 강판은, 예를 들면, 자동차 구조 부재에 적용함으로써 차체 경량화에 의한 연비 개선을 도모할 수 있어, 산업상의 이용 가치는 매우 크다.
(발명을 실시하기 위한 형태)
다음으로, 본 발명을 실시하는 방법에 대해서 구체적으로 설명한다.
[성분 조성]
본 발명에 있어서는, 고강도 냉연 강판 및 상기 고강도 냉연 강판의 제조에 이용하는 강 슬래브가, 상기 성분 조성을 가질 필요가 있다. 그래서, 우선, 본 발명에 있어서의 성분 조성의 한정 이유에 대해서 설명한다. 또한, 성분 조성에 관한 「％」 표시는, 특별히 언급하지 않는 한 「질량％」를 의미하는 것으로 한다.
C: 0.060∼0.250％
C는, 강의 기본 성분의 하나이다. C는, 본 발명의 고강도 냉연 강판에 있어서의 경질상, 즉, 템퍼링 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 및, 퀀칭 마르텐사이트의 형성에도 기여하고, 특히, 퀀칭 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 면적률에 영향을 준다. 최종적으로 얻어지는 고강도 냉연 강판의 강도 등의 기계적 특성은, 퀀칭 마르텐사이트의 면적률, 형상 및, 평균 사이즈에 따라 크게 좌우되기 때문에, C 함유량의 제어는 중요하다. C의 함유량이 0.060％ 미만에서는, 필요한 퀀칭 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트 및, 잔류 오스테나이트의 면적률을 확보할 수 없어, 강판의 강도를 확보하는 것이 어렵다. 그 때문에, C 함유량은, 0.060％ 이상, 바람직하게는, 0.070％ 이상, 보다 바람직하게는 0.080％ 이상으로 한다. 한편, C의 함유량이 0.250％를 초과하면 템퍼링 마르텐사이트의 분율이 감소하기 때문에, 연성과 신장 플랜지성이 저하한다. 그 때문에, C 함유량은 0.250％ 이하, 바람직하게는 0.220％ 이하, 보다 바람직하게는 0.200％ 이하로 한다.
Si: 0.70∼1.80％
Si는 베이나이트 변태 시에 탄화물 생성을 억제함으로써, 잔류 오스테나이트를 형성하고, 연성 향상에 기여하는 중요한 원소이다. 필요한 면적률의 잔류 오스테나이트를 형성하기 위해서는, Si의 함유량을 0.70％ 이상으로 할 필요가 있다. 그 때문에, Si 함유량은 0.70％ 이상, 바람직하게는 0.90％ 이상, 보다 바람직하게는 1.00％ 이상으로 한다. 한편, Si 함유량이 1.80％를 초과하면, 베이나이트 변태 시에 생성하는 오스테나이트량이 증가, 즉, 펀칭 가공 시에 마르텐사이트 변태하는 잔류 오스테나이트량이 증가하고, 구멍 확장 시험 시의 균열의 기점이 증가함으로써, 신장 플랜지성이 저하한다. 그 때문에, Si 함유량은 1.80％ 이하, 바람직하게는 1.60％ 이하, 보다 바람직하게는 1.50％ 이하로 한다.
Mn: 1.00∼2.80％
Mn은, 오스테나이트를 안정화시키는 원소로서, 경질상의 면적률 제어에 기여하기 때문에, 강도 확보에 중요한 원소이다. 상기 효과를 얻기 위해서는, Mn 함유량을 1.00％ 이상으로 할 필요가 있다. 그 때문에, Mn 함유량은 1.00％ 이상, 바람직하게는 1.30％ 이상, 보다 바람직하게는 1.50％ 이상으로 한다. 한편, Mn을 과잉으로 함유시키면, 퀀칭 마르텐사이트의 면적률이 과잉으로 증가하고, 인장 강도가 상승하는 한편, 신장 플랜지성이 저하하는 점에서, Mn 함유량은 2.80％ 이하로 할 필요가 있다. 그 때문에, Mn 함유량은 2.80％ 이하, 바람직하게는 2.70％ 이하, 보다 바람직하게는 2.60％ 이하로 한다.
P: 0.100％ 이하
P 함유량이 0.100％를 초과하면, 페라이트 입계(grain boundaries) 또는 페라이트와 퀀칭 마르텐사이트의 상 계면에 편석하여, 입계를 취화시키기 때문에, 국부 신장이 저하하고, 연성 및 신장 플랜지성이 저하한다. 그 때문에, P 함유량은 0.100％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.050％ 이하로 한다. 한편, P의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, P는 고용 강화의 작용을 갖고 있기 때문에, 강판의 강도를 상승시킨다는 관점에서는, P의 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
S: 0.0100％ 이하
S는, MnS 등의 황화물로서 존재하여 국부 변형능을 저하시키고, 연성 및 신장 플랜지성을 저하시키는 원소이다. 그 때문에, S 함유량은 0.0100％ 이하, 바람직하게는 0.0050％ 이하로 한다. 또한, S의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 생산 기술상의 제약으로부터, S의 함유량은 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.0001％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
Al: 0.010∼0.100％
Al은 탄화물 생성을 억제함으로써, 잔류 오스테나이트의 형성에 기여하는 원소이다. 이 효과를 얻으려면, Al 함유량을 0.010％ 이상으로 할 필요가 있다. 그 때문에, Al 함유량은 0.010％ 이상, 바람직하게는 0.020％ 이상으로 한다. 한편, Al 함유량이 0.100％를 초과하면, 베이나이트 변태 시에 생성되는 오스테나이트량이 증가, 즉, 펀칭 가공 시에 마르텐사이트 변태하는 잔류 오스테나이트량이 증가하고, 구멍 확장 시험 시의 균열의 기점이 증가함으로써, 신장 플랜지성이 저하한다. 그 때문에, Al 함유량은 0.100％ 이하, 바람직하게는 0.070％ 이하로 한다.
N: 0.0100％ 이하
N은, 질화물로서 존재하고, 강판의 극한 변형능을 저하시킴으로써, 연성과 신장 플랜지성을 저하시킨다. 그 때문에, N 함유량은 0.0100％ 이하, 바람직하게는 0.0070％ 이하로 한다. 한편, N의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 생산 기술상의 제약으로부터, N의 함유량은 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
본 발명의 일 실시 형태에 있어서의 고강도 냉연 강판은, 이상의 성분에 더하여, 잔부의 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는다. 즉, 본 발명의 일 실시 형태에 있어서의 고강도 냉연 강판은, 질량％로,
C: 0.060∼0.250％,
Si: 0.70∼1.80％,
Mn: 1.00∼2.80％,
P: 0.100％ 이하,
S: 0.0100％ 이하,
Al: 0.010∼0.100％,
N: 0.0100％ 이하 및,
잔부의 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 가질 수 있다.
또한, 본 발명의 다른 실시 형태에 있어서의 고강도 냉연 강판에 있어서는, 상기 성분 조성은, 상기 원소에 더하여, 이하의 원소군으로부터 선택되는 1 또는 2 이상을 추가로 함유할 수도 있다.
Mo: 0.50％ 이하
Mo는, 퀀칭성을 향상시키는 원소로서, 어닐링 후의 냉각 중의 페라이트 생성을 억제함으로써, 템퍼링 마르텐사이트 및 퀀칭 마르텐사이트를 적정한 분율로 제어하는 데에 유효한 원소이다. 그러나, Mo를 과잉으로 함유하면, 개재물이 증가하고 연성 및 신장 플랜지성이 저하한다. 그 때문에, Mo를 첨가하는 경우, Mo 함유량을 0.50％ 이하로 한다. 한편, Mo 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, Mo의 첨가 효과를 충분히 얻는다는 관점에서는, Mo 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Ti: 0.100％ 이하
Ti는, 시효 열화를 일으키는 C, N과 결합하여 미세한 탄질화물을 형성하고, 강도 상승에 기여한다. 또한, Ti를 첨가함으로써, 연속 어닐링 시의 승온 과정에서의 재결정 온도가 상승하고, 어닐링 중에 가공 조직으로부터 균일 미세한 오스테나이트를 핵 생성시킬 수 있는 점에서, 퀀칭 마르텐사이트의 평균 결정 입경 및, 퀀칭 마르텐사이트의 원형도 지수를 적정하게 제어하고, 신장 플랜지성을 향상하는 것이 가능하다. 그러나, Ti 함유량이 0.100％를 초과하면, 탄질화물 등의 개재물이 과잉으로 생성되어 연성 및 신장 플랜지성이 저하한다. 그 때문에, Ti를 첨가하는 경우, Ti 함유량을 0.100％ 이하, 바람직하게는 0.050％ 이하로 한다. 한편, Ti 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, Ti의 첨가 효과를 충분히 얻는다는 관점에서는, Ti 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.005％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
Nb: 0.050％ 이하
Nb는, 시효 열화를 일으키는 C, N과 결합하여 미세한 탄질화물을 형성하고, 강도 상승에 기여한다. 또한, Nb를 첨가함으로써, 연속 어닐링 시의 승온 과정에서의 재결정 온도가 상승하고, 어닐링 중에 가공 조직으로부터 균일 미세한 오스테나이트를 핵 생성시킬 수 있는 점에서, 퀀칭 마르텐사이트의 평균 결정 입경 및, 퀀칭 마르텐사이트의 원형도 지수를 적정하게 제어하고, 신장 플랜지성을 향상하는 것이 가능하다. 그러나, Nb 함유량이 0.050％를 초과하면, 탄질화물 등의 개재물이 과잉으로 생성되어 연성 및 신장 플랜지성이 저하한다. 그 때문에, Nb를 첨가하는 경우, Nb 함유량은 0.050％ 이하로 한다. 한편, Nb 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, Nb의 첨가 효과를 충분히 얻는다는 관점에서는, Nb 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
V: 0.100％ 이하
V는, 시효 열화를 일으키는 C, N과 결합하여 미세한 탄질화물을 형성하고, 강도 상승에 기여한다. 또한, V를 첨가함으로써, 연속 어닐링 시의 승온 과정에서의 재결정 온도가 상승하고, 어닐링 중에 가공 조직으로부터 균일 미세한 오스테나이트를 핵 생성시킬 수 있는 점에서, 퀀칭 마르텐사이트의 평균 결정 입경 및, 퀀칭 마르텐사이트의 원형도 지수를 적정하게 제어하고, 신장 플랜지성을 향상하는 것이 가능하다. 그러나, V 함유량이 0.100％를 초과하면, 탄질화물 등의 개재물이 과잉으로 생성되어 연성 및 신장 플랜지성이 저하한다. 그 때문에, V를 첨가하는 경우, V 함유량은, 0.100％ 이하로 한다. 한편, V 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, V의 첨가 효과를 충분히 얻는다는 관점에서는, V 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
B: 0.0100％ 이하
B는, 퀀칭성을 향상시키고, 경질상을 생성하기 쉽게 함으로써 고강도화에 기여한다. 그러나, B 함유량이 0.0100％를 초과하면, 열간 압연 중에 강판 내부에 균열이 발생하여, 강판의 극한 변형능을 저하시킴으로써, 연성 및 신장 플랜지성이 저하한다. 그 때문에, B를 첨가하는 경우, B 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. 한편, B 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, B의 첨가 효과를 충분히 얻는다는 관점에서는, B 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Cr: 0.50％ 이하
Cr은, 고용 강화하면서, 경질상의 생성을 촉진함으로써 고강도화에 기여하는 원소이다. 그러나, Cr 함유량이 0.50％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성되어, 강판의 극한 변형능을 저하시킴으로써, 연성 및 신장 플랜지성이 저하한다. 그 때문에, Cr을 첨가하는 경우, Cr 함유량은 0.50％ 이하로 한다. 한편, Cr 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, Cr의 첨가 효과를 충분히 얻는다는 관점에서는, Cr 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Cu: 1.00％ 이하
Cu는, 고용 강화하면서, 경질상의 생성을 촉진함으로써 고강도화에 기여하는 원소이다. 그러나, Cu 함유량이 1.00％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성되어, 강판의 극한 변형능을 저하시킴으로써, 연성 및 신장 플랜지성이 저하한다. 그 때문에, Cu를 첨가하는 경우, Cu 함유량은 1.00％ 이하로 한다. 한편, Cu 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, Cu의 첨가 효과를 충분히 얻는다는 관점에서는, Cu 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Ni: 0.50％ 이하
Ni는 고용 강화하면서, 퀀칭성을 향상시키고, 경질상의 생성을 촉진함으로써 고강도화에 기여하는 원소이다. 그러나, Ni 함유량이 0.50％를 초과하면, 개재물 등의 증가에 의한 표면이나 내부의 결함으로 연성 및 신장 플랜지성이 저하한다. 그 때문에, Ni를 첨가하는 경우, Ni 함유량은 0.50％ 이하로 한다. 한편, Ni 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, Ni의 첨가 효과를 충분히 얻는다는 관점에서는, Ni 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
As: 0.500％ 이하
As는, 내식성의 향상에 기여하는 원소이다. 그러나, As 함유량이 0.500％를 초과하면, 개재물 등의 증가에 의한 표면이나 내부의 결함으로 연성이 저하한다. 그 때문에, As를 첨가하는 경우, As 함유량은 0.500％ 이하로 한다. 한편, As 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, As의 첨가 효과를 충분히 얻는다는 관점에서는, As 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Sb: 0.100％ 이하
Sb는, 강판 표면에 농화하고, 강판 표면의 질화나 산화에 의한 탈탄을 억제하여 표층의 C량의 저하를 억제함으로써, 경질상의 생성을 촉진하여 고강도화에 기여하는 원소이다. 그러나, Sb 함유량이 0.100％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 증가하여, 강판의 극한 변형능을 저하시킴으로써, 연성 및 신장 플랜지성이 저하한다. 그 때문에, Sb를 첨가하는 경우, Sb 함유량은 0.100％ 이하로 한다. 한편, Sb 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, Sb의 첨가 효과를 충분히 얻는다는 관점에서는, Sb 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Sn: 0.100％ 이하
Sn은, 강판 표면에 농화하고, 강판 표면의 질화나 산화에 의한 탈탄을 억제하여 표층의 C량의 저하를 억제함으로써, 경질상의 생성을 촉진하여 고강도화에 기여하는 원소이다. 그러나, Sn 함유량이 0.100％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 증가하여, 강판의 극한 변형능을 저하시킴으로써, 연성 및 신장 플랜지성이 저하한다. 그 때문에 Sn을 첨가하는 경우, Sn 함유량은 0.100％ 이하로 한다. 한편, Sn 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, Sn의 첨가 효과를 충분히 얻는다는 관점에서는, Sn 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Ta: 0.100％ 이하
Ta는, Ti나 Nb와 동일하게, C, N과 결합하여 미세한 탄질화물을 형성하여, 강도 상승에 기여한다. 추가로, Nb 탄질화물에 일부 고용하고, 석출물의 조대화(coarsening)를 억제하여, 국부 연성의 향상에 기여한다. 그러나, Ta 함유량이 0.100％를 초과하면, 탄질화물 등의 개재물이 과잉으로 생성되어, 강판의 극한 변형능을 저하시킴으로써, 연성 및 신장 플랜지성이 저하한다. 그 때문에, Ta를 첨가하는 경우, Ta 함유량은 0.100％ 이하로 한다. 한편, Ta 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, Ta의 첨가 효과를 충분히 얻는다는 관점에서는, Ta 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Ca: 0.0200％ 이하
Ca는, 황화물을 구 형상화(spheroidization)하여 강판의 극한 변형능의 향상에 기여한다. 그러나, Ca 함유량이 0.0200％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성되어, 강판의 극한 변형능을 저하시킴으로써, 연성 및 신장 플랜지성이 저하한다. 그 때문에, Ca를 첨가하는 경우, Ca 함유량은 0.0200％ 이하로 한다. 한편, Ca 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, Ca의 첨가 효과를 충분히 얻는다는 관점에서는, Ca 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Mg: 0.0200％ 이하
Mg는, Ca와 동일하게, 황화물을 구 형상화하여 강판의 극한 변형능의 향상에 기여한다. 그러나, Mg 함유량이 0.0200％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성되어, 강판의 극한 변형능을 저하시킴으로써, 연성 및 신장 플랜지성이 저하한다. 그 때문에, Mg를 첨가하는 경우, Mg 함유량은 0.0200％ 이하로 한다. 한편, Mg 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, Mg의 첨가 효과를 충분히 얻는다는 관점에서는, Mg 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Zn: 0.020％ 이하
Zn은, Ca나 Mg와 동일하게, 황화물을 구 형상화하여 강판의 극한 변형능의 향상에 기여한다. 그러나, Zn 함유량이 0.020％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성되어, 강판의 극한 변형능을 저하시킴으로써, 연성 및 신장 플랜지성이 저하한다. 그 때문에, Zn을 첨가하는 경우, Zn 함유량은 0.020％ 이하로 한다. 한편, Zn 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, Zn의 첨가 효과를 충분히 얻는다는 관점에서는, Zn 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Co: 0.020％ 이하
Co는, Zn과 동일하게, 황화물을 구 형상화하여 강판의 극한 변형능의 향상에 기여한다. 그러나, Co 함유량이 0.020％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성되어, 강판의 극한 변형능을 저하시킴으로써, 연성 및 신장 플랜지성이 저하한다. 그 때문에, Co를 첨가하는 경우, Co 함유량은 0.020％ 이하로 한다. 한편, Co 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, Co의 첨가 효과를 충분히 얻는다는 관점에서는, Co 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Zr: 0.020％ 이하
Zr은, Zn이나 Co와 동일하게, 황화물을 구 형상화하여 강판의 극한 변형능의 향상에 기여한다. 그러나, Zr 함유량이 0.020％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성되어, 강판의 극한 변형능을 저하시킴으로써, 연성 및 신장 플랜지성이 저하한다. 그 때문에, Zr을 첨가하는 경우, Zr 함유량은 0.020％ 이하로 한다. 한편, Zr 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, Zr의 첨가 효과를 충분히 얻는다는 관점에서는, Zr 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
REM: 0.0200％ 이하
REM(희토류 금속)은, 황화물을 구 형상화하여 강판의 극한 변형능의 향상에 기여한다. 그러나, REM 함유량이 0.0200％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성되어, 강판의 극한 변형능을 저하시킴으로써, 연성 및 신장 플랜지성이 저하한다. 그 때문에, REM을 첨가하는 경우, REM 함유량은 0.0200％ 이하로 한다. 한편, REM 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, REM의 첨가 효과를 충분히 얻는다는 관점에서는, REM 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
즉, 본 발명의 다른 실시 형태에 있어서의 고강도 냉연 강판은, 질량％로,
C: 0.060∼0.250％,
Si: 0.70∼1.80％,
Mn: 1.00∼2.80％,
P: 0.100％ 이하,
S: 0.0100％ 이하,
Al: 0.010∼0.100％,
N: 0.0100％ 이하,
임의로,
Mo: 0.50％ 이하,
Ti: 0.100％ 이하,
Nb: 0.050％ 이하,
V: 0.100％ 이하,
B: 0.0100％ 이하,
Cr: 0.50％ 이하,
Cu: 1.00％ 이하,
Ni: 0.50％ 이하,
As: 0.500％ 이하,
Sb: 0.100％ 이하,
Sn: 0.100％ 이하,
Ta: 0.100％ 이하,
Ca: 0.0200％ 이하,
Mg: 0.0200％ 이하,
Zn: 0.020％ 이하,
Co: 0.020％ 이하,
Zr: 0.020％ 이하 및,
REM: 0.0200％ 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1 또는 2 이상, 그리고
잔부의 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 가질 수 있다.
[마이크로 조직]
다음으로, 본 발명의 고강도 냉연 강판의 마이크로 조직을 상기와 같이 한정하는 이유에 대해서 설명한다. 또한, 이하의 마이크로 조직의 설명에 있어서의 「％」는, 특별히 언급하지 않는 한 면적률을 가리키는 것으로 한다.
페라이트: 50∼90％
페라이트의 면적률이 50％ 미만에서는, 연질인 페라이트가 적기 때문에 신장이 저하한다. 그 때문에, 페라이트의 면적률은 50％ 이상, 바람직하게는 55％ 이상으로 한다. 한편, 페라이트의 면적률이 90％를 초과하면, 페라이트상으로부터 토출된 C가 경질상에 과잉으로 농축되어 있기 때문에, 템퍼링 마르텐사이트의 생성이 곤란하게 된다. 그 결과, 퀀칭 마르텐사이트와 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적률에 대한 퀀칭 마르텐사이트의 면적률이 증가하고, 그 결과, 신장 플랜지성이 저하한다. 그 때문에, 페라이트의 면적률은 90％ 이하 바람직하게는 85％ 이하로 한다. 또한, 본 발명에 있어서는, 베이니틱 페라이트도 상기 페라이트에 포함시키는 것으로 한다.
퀀칭 마르텐사이트: 1∼8％
퀀칭 마르텐사이트의 면적률이 1％ 미만에서는, 경질상에 차지하는 템퍼링 마르텐사이트의 면적률이 증대한다. 그 때문에, 퀀칭 마르텐사이트의 면적률은 1％ 이상, 바람직하게는 2％ 이상으로 한다. 한편, 퀀칭 마르텐사이트의 면적률이 8％를 초과하면, 퀀칭 마르텐사이트와 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적률에 대한 퀀칭 마르텐사이트의 면적률이 증가하여, 신장 플랜지성이 저하한다. 그 때문에, 퀀칭 마르텐사이트의 면적률은 8％ 이하, 바람직하게는 6％ 이하로 한다.
템퍼링 마르텐사이트: 3∼40％
양호한 신장 플랜지성을 확보하기 위해서는, 퀀칭 마르텐사이트와 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적률에 대한 템퍼링 마르텐사이트의 면적률의 비를 일정 이상으로 하는 것이 필요하다. 그 때문에, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률은 3％ 이상, 바람직하게는 6％ 이상으로 한다. 한편, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률이 40％를 초과하면, 페라이트의 면적률이 감소하여, TS가 저하한다. 그 때문에, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률은 40％ 이하, 바람직하게는 35％ 이하로 한다.
또한, 템퍼링 마르텐사이트는, 전위 등 고밀도 격자 결함을 갖는 미세한 페라이트 기지 중에 탄화물이 석출하고 있는 형태로서, 베이나이트와 유사하기 때문에, 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트는 구별할 수 없다. 그 때문에, 본 발명에 있어서는, 베이나이트도 템퍼링 마르텐사이트에 포함시키는 것으로 한다.
잔류 오스테나이트: 6∼15％
잔류 오스테나이트의 면적률이 6％ 미만에서는 신장이 저하한다. 그 때문에, 양호한 신장을 확보하기 위해, 잔류 오스테나이트의 면적률을 6％ 이상, 바람직하게는 8％ 이상으로 한다. 한편, 잔류 오스테나이트의 면적률이 15％를 초과하면, 펀칭 가공 시에 마르텐사이트 변태하는 잔류 오스테나이트량이 증가하고, 구멍 확장 시험 시의 균열의 기점이 증가함으로써, 신장 플랜지성이 저하한다. 그 때문에, 잔류 오스테나이트의 면적률은 15％ 이하, 바람직하게는 13％ 이하로 한다.
상기 마이크로 조직은, 면적률로,
페라이트: 50∼90％,
퀀칭 마르텐사이트: 1∼8％,
템퍼링 마르텐사이트: 3∼40％ 및,
잔류 오스테나이트: 6∼15％로 이루어지는 것이 바람직하다.
퀀칭 마르텐사이트의 평균 결정 입경: 2.5㎛ 이하
퀀칭 마르텐사이트의 평균 결정 입경이 2.5㎛를 초과하면, 펀칭 구멍 확장 가공 시의 균열의 기점이 되기 쉬워, 신장 플랜지성을 저하시킨다. 그 때문에, 상기 평균 결정 입경을 2.5㎛ 이하, 바람직하게는 2.0㎛ 이하로 한다. 한편, 퀀칭 마르텐사이트의 평균 결정 입경의 하한은 특별히 한정하지 않는다. 그러나, 퀀칭 마르텐사이트의 평균 결정 입경이 0.4㎛ 이상이면, 경질상에 차지하는 템퍼링 마르텐사이트의 면적률의 증대를 억제할 수 있다. 그 때문에, TS를 더욱 향상시킨다는 관점에서는, 퀀칭 마르텐사이트의 평균 결정 입경은 0.4㎛ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.6㎛ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
퀀칭 마르텐사이트의 원형도 지수의 평균값: 0.50 이상
본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 퀀칭 마르텐사이트의 주위 길이 D와 면적 M을 이용하여 4πM/D2으로서 정의되는 원형도 지수의 평균값(이하, 간단히 「퀀칭 마르텐사이트의 원형도 지수」라고 칭함)을 0.50 이상으로 한다. 상기 원형도 지수는, 퀀칭 마르텐사이트립의 형상을 나타내는 지표로서, 신장 플랜지성과의 사이에 밀접한 관계가 있다. 원형도 지수는 0 초과에서 1까지의 값을 취하여, 입자의 형상이 원에 근접하면, 원형도 지수는 최댓값인 1에 근접하고, 반대로 입자가 뒤얽힌 복잡한 형상이 될수록 원형도 지수는 작아져 0에 근접한다. 이 퀀칭 마르텐사이트의 원형도 지수가 0.5를 하회하면, 복잡한 형상을 갖는 퀀칭 마르텐사이트가 존재하고, 펀칭 시에 도입되는 변형이 퀀칭 마르텐사이트에 대하여 불균일하게 분산되어, 보이드(voids)가 발생하기 쉬워진다. 그 결과, 신장 플랜지성이 저하하는 점에서, 원형도 지수는 0.50 이상, 바람직하게는 0.55 이상, 보다 바람직하게는 0.60 이상으로 한다. 한편, 원형도 지수는 높으면 높을수록(1에 가까울수록) 바람직하기 때문에, 그의 상한은 한정되지 않는다.
퀀칭 마르텐사이트와 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적률 fM＋ TM에 대한 퀀칭 마르텐사이트의 면적률 fM의 비, fM/fM＋ TM: 50％ 이하
고강도이고 높은 신장 플랜지성을 갖는 강판을 얻기 위해서는, 퀀칭 마르텐사이트와 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적률에 대한 퀀칭 마르텐사이트의 면적률을 제어할 필요가 있다. 구체적으로는, fM/fM＋ TM을 감소시키는, 즉, 퀀칭 마르텐사이트의 분율을 감소시킬 필요가 있다. 여기에서, 퀀칭 마르텐사이트와 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적률 fM＋ TM에 대한 퀀칭 마르텐사이트의 면적률 fM의 비, fM/fM＋TM은, 신장 플랜지성과 밀접한 관계가 있어, fM/fM＋ TM이 50％보다 높은 경우, 퀀칭 마르텐사이트와 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적률에 대한 퀀칭 마르텐사이트의 면적률이 증대하기 때문에, 신장 플랜지성이 저하한다. 그 때문에, fM/fM＋ TM을 50％ 이하, 바람직하게는 45％ 이하, 보다 바람직하게는 40％ 이하로 한다. 상기 조건을 충족하는 것은, 본 발명에 있어서 매우 중요하다.
[판두께]
본 발명에 있어서의 고강도 냉연 강판의 판두께는 특별히 한정되지 않지만, 표준적인 박판의 판두께인 0.8∼2.0㎜로 하는 것이 바람직하다.
[제조 방법]
다음으로, 본 발명의 고강도 냉연 강판을 제조하는 방법에 대해서 설명한다.
본 발명의 고강도 냉연 강판은, 상기 성분 조성을 갖는 강 슬래브에 대하여, 이하의 처리를 순차적으로 실시함으로써 제조할 수 있다.
(1) 1100∼1300℃의 강 슬래브 가열 온도로 가열
(2) 열간 압연
(2-1) 800∼950℃의 마무리 압연 출측 온도에서 압연
(2-2) 300∼700℃의 권취 온도에서 권취
(3) 냉간 압연
(4) 제1 균열 처리
(4-1) T1 온도 이상 T2 온도 이하의 제1 균열 온도로 가열
(4-2) 500℃까지의 평균 냉각 속도: 10℃/s 이상으로, 100∼250℃의 냉각 정지 온도까지 냉각
(5) 제2 균열 처리
(5-1) 350∼500℃의 제2 균열 온도로 재가열
(5-2) 10초 이상 유지
(5-3) 200℃까지 평균 냉각 속도: 50℃/s 이하로 냉각
(5-4) 실온까지의 냉각
이하, 상기 각 공정에 있어서의 조건의 한정 이유에 대해서 설명한다.
[강 슬래브]
본 발명에 있어서는, 상기 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 소재로서 사용한다. 상기 강 슬래브로서는, 특별히 한정되는 일 없이, 임의의 방법으로 제조한 것을 이용할 수 있다. 예를 들면, 상기한 성분 조성을 갖는 용강을 통상적인 방법에 의해 용제하고, 주조하여 제조할 수 있다. 상기 용제는, 전로(converter), 전기로(electric heating furnace) 등, 임의의 방법에 의해 행할 수 있다. 또한, 강 슬래브는, 매크로 편석(macro segregation)을 방지하기 위해, 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하지만, 조괴법(ingot casting)이나 박 슬래브 주조법(thin slab casting) 등에 의해 제조하는 것도 가능하다.
[가열]
강 슬래브 가열 온도: 1100∼1300℃
열간 압연에 앞서, 상기 강 슬래브를 강 슬래브 가열 온도까지 가열한다. 이 강 슬래브 가열 온도는, 연성 및 신장 플랜지성에 영향을 미치는 인자이다. 강 슬래브 가열 온도가 1100℃ 미만에서는, 조대한 석출물이 생성되어 버려, 연성 및 신장 플랜지성이 저하한다. 또한, 최종적으로 얻어지는 강판의 조직이 압연 방향으로 신장한 조직이 되기 때문에, 퀀칭 마르텐사이트의 원형도 지수가 저하하고, 신장 플랜지성이 저하한다. 그 때문에, 강 슬래브 가열 온도는 1100℃ 이상으로 한다. 한편, 강 슬래브 가열 온도가 1300℃를 초과하면 산화량의 증가에 의한 스케일 로스(scale loss)가 증대한다. 그 때문에, 강 슬래브 가열 온도는 1300℃ 이하로 한다.
또한, 상기 가열 공정에 있어서는, 강 슬래브를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각하고, 그 후 재차 가열하는 종래법에 더하여, 실온까지 냉각하지 않고, 온편(溫片)인 채로 가열로에 장입하거나, 혹은, 근소한 보열을 행한 후에 곧바로 압연하는 직송 압연·직접 압연 등의 에너지 절약 프로세스도 문제없이 적용할 수 있다.
[열간 압연]
이어서, 가열된 상기 강 슬래브를 열간 압연하여 열연 강판으로 한다. 상기 열간 압연 공정은, 압연과, 압연된 강판의 권취를 포함한다.
마무리 압연 출측 온도: 800∼950℃
이 열간 압연 공정에서는, 강판 내의 조직을 균일하게 하고, 재질의 이방성을 저감하기 위해, 오스테나이트 단상역(single phase region)에서 압연을 종료할 필요가 있다. 마무리 압연 출측 온도가 800℃ 미만에서는, 최종적으로 얻어지는 강판의 조직이 압연 방향으로 신장한 조직이 되기 때문에, 퀀칭 마르텐사이트의 원형도 지수가 저하하고, 신장 플랜지성이 저하한다. 그 때문에, 마무리 압연 출측 온도는 800℃ 이상으로 한다. 한편, 마무리 압연 종료 온도가 950℃를 초과하면 열연 강판의 강 조직에 포함되는 페라이트의 결정 입경이 조대하게 되어, 어닐링 중에 있어서의 오스테나이트의 핵 생성 사이트가 감소, 즉, 퀀칭 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 면적률이 감소하기 때문에, 강도가 저하한다. 그 때문에, 마무리 압연 종료 온도는 950℃ 이하로 한다.
또한, 상기 압연은, 통상적인 방법에 따라, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 것으로 할 수 있다. 강 슬래브는 조압연에 의해 시트 바(sheet bar)로 되지만, 가열 온도를 조금 낮게 한 경우 등에 있어서, 열간 압연 시의 트러블을 방지하는 관점에서, 마무리 압연 전에 바 히터(bar heater) 등을 이용하여 시트 바를 가열하는 것이 바람직하다.
권취 온도: 300∼700℃
이어서, 상기 마무리 압연 후의 강판을 코일 형상으로 권취한다. 그때, 권취 온도가 700℃를 초과하면, 열연 강판의 강 조직에 포함되는 페라이트의 결정 입경이 조대하게 되어, 어닐링 중에 있어서의 오스테나이트의 핵 생성 사이트가 감소, 즉, 퀀칭 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 면적률이 감소하기 때문에, 어닐링 후에 소망하는 강도를 확보하는 것이 곤란해진다. 그 때문에, 권취 온도는 700℃ 이하로 한다. 한편, 권취 온도가 300℃ 미만에서는, 열연 강판의 강도가 상승하고, 후속의 냉간 압연 공정에 있어서의 압연 부하가 증대하여, 생산성이 저하한다. 또한, 마르텐사이트를 주체로 하는 경질인 열연 강판에 냉간 압연을 실시하면, 마르텐사이트의 구오스테나이트 입계를 따른 미소한 내부 균열(취성 균열(brittle cracking))이 발생하기 쉬워, 어닐링판의 연성 및 신장 플랜지성이 저하한다. 또한, 최종적으로 얻어지는 강판의 조직이 압연 방향으로 신장한 조직이 되기 때문에, 퀀칭 마르텐사이트의 원형도 지수가 저하하여, 신장 플랜지성이 저하한다. 그 때문에, 권취 온도는 300℃ 이상으로 한다.
[탈스케일(descaling)]
상기 권취 후의 열연 강판은, 되감아져 후술하는 냉간 압연 공정에 제공되지만, 냉간 압연 공정에 앞서, 탈스케일 처리를 행하는 것이 바람직하다. 상기 탈스케일 처리에 의해, 강판 표층의 스케일을 제거할 수 있다. 상기 탈스케일 처리로서는, 산 세정이나 연삭 등 임의의 방법을 이용할 수 있지만, 산 세정을 이용하는 것이 바람직하다. 산 세정 조건에 특별한 제한은 없어, 통상적인 방법에 따라 실시하면 좋다.
[냉간 압연]
다음으로, 상기 열연 강판에 탈스케일 처리를 실시한 강판을, 냉간 압연하고, 냉연 강판을 얻는다.
냉간 압연 시의 압하율: 30％ 이상
냉간 압연 시의 압하율이 30％를 충족시키지 않는 경우에는, 계속되는 어닐링 시에 있어서, 오스테나이트로의 역변태의 핵이 되는 입계나 전위의 단위 체적당의 총수가 감소하여, 오스테나이트가 균일하게 핵 생성하지 않게 된다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 강판의 조직이 신장 조직이 되기 때문에, 퀀칭 마르텐사이트의 원형도 지수가 저하하여, 신장 플랜지성이 저하한다. 그 때문에, 냉간 압연 시의 압하율은 30％ 이상, 바람직하게는 35％ 이상, 보다 바람직하게는 40％ 이상으로 한다. 또한, 압연 패스의 횟수, 각 패스마다의 압하율에 대해서는, 특별히 한정되는 일 없이 본 발명의 효과를 얻을 수 있다. 또한, 상기 압하율의 상한에 특별히 한정은 없지만, 공업상, 상기 압하율을 80％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
[제1 균열 처리]
이어서, 상기 냉간 압연 공정에서 얻어진 냉연 강판에 제1 균열 처리를 실시한다. 상기 제1 균열 처리는, 제1 균열 온도로의 가열과, 냉각 정지 온도까지의 냉각을 포함한다.
500℃∼Ac1 변태점까지의 평균 가열 속도: 5.0℃/s 미만
제1 균열 처리에 있어서의 500℃∼Ac1 변태점까지의 평균 가열 속도를 5.0℃/s 미만으로 함으로써, 가열 승온 시에 페라이트의 재결정이 촉진되어, 등축의 조직을 얻는 것이 가능해진다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 강판의 조직이 등축 조직이 되기 때문에, 퀀칭 마르텐사이트의 원형도 지수가 증대하고, 신장 플랜지성이 향상한다. 제1 균열 처리에 있어서의 500℃∼Ac1 변태점까지의 평균 가열 속도가 5.0℃/s 이상에서는, 가열 승온 시에 페라이트의 재결정이 억제되고, 최종적으로 얻어지는 강판의 조직이 신장 조직이 되기 때문에, 퀀칭 마르텐사이트의 원형도 지수가 저하하여, 신장 플랜지성이 저하한다. 그 때문에, 500℃∼Ac1 변태점까지의 평균 가열 속도는 5.0℃/s 미만, 바람직하게는 4.5℃/s 미만으로 한다. 한편, 500℃∼Ac1 변태점까지의 평균 가열 속도의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 강도 및 신장 플랜지성을 더욱 향상시킨다는 관점에서는, 0.5℃/s 이상인 것이 바람직하다. 바람직하게는 1.0℃/s 이상으로 한다.
제1 균열 온도: T1 온도 이상 T2 온도 이하
우선, 상기 냉연 강판을, T1 온도 이상 T2 온도 이하의 제1 균열 온도까지 가열한다. 여기에서, 상기 T1 온도 및 T2 온도는, 각각 하기 (1), (2)식에 의해 정의된다. 하기 (1), (2)식에 있어서의 [％X]는 상기 성분 조성에 있어서의 성분 원소 X의 함유량(질량％)을 나타내는 것으로 한다.
T1 온도(℃)＝751－27×[％C]＋18×[％Si]－12×[％Mn]－169×[％Al]－6×[％Ti]＋24×[％Cr]－895×[％B]…(1)
T2 온도(℃)＝937－477×[％C]＋56×[％Si]－20×[％Mn]＋198×[％Al]＋136×[％Ti]－5×[％Cr]＋3315×[％B]…(2)
상기 (1)식으로 규정된 T1 온도는, 페라이트로부터 오스테나이트로의 변태 개시 온도를 나타내고, T2 온도는 금속 조직이 오스테나이트 단상이 되는 온도를 나타낸다. 제1 균열 온도가 T1 온도 미만에서는, 강도 및 연성 확보를 위해 필요한 경질상(퀀칭 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트)이 얻어지지 않는다. 한편, 제1 균열 온도가 T2 온도보다 높으면, 양호한 연성 확보를 위해 필요한 페라이트가 함유되지 않게 된다. 그 때문에, 제1 균열 온도를 T1 온도 이상 T2 온도 이하로 하고, 페라이트와 오스테나이트가 혼재하는 2상역 어닐링을 실시한다.
또한, 상기 제1 균열 처리에 있어서는, 상기 제1 균열 처리 온도에 도달한 후, 당해 온도로 유지하는 일 없이 다음의 냉각 공정으로 이동할 수도 있지만, 오스테나이트의 면적률을 정밀도 좋게 컨트롤한다는 관점에서는, 온도 유지를 행하는 것이 바람직하다. 제1 균열 처리 온도에 도달한 후, 당해 온도로 유지를 행하는 경우는, 유지 시간(제1 유지 시간)을 2s 이상으로 하는 것이 바람직하고, 5s 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 상기 유지 시간의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 과도하게 길게 온도 유지를 행해도 효과가 포화하는데다가, 생산성이 저하하기 때문에, 유지 시간은 500s 이하로 하는 것이 바람직하고, 300s 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
500℃까지의 평균 냉각 속도: 10℃/s 이상
이어서, 제1 균열 온도로 가열된 냉연 강판을 냉각한다. 본 발명의 고강도 냉연 강판에 있어서는, 신장 플랜지성을 확보하기 위해 소정의 면적률의 템퍼링 마르텐사이트를 생성시킬 필요가 있다. 후술하는 제2 균열 처리에 있어서 템퍼링 마르텐사이트를 생성시키기 위해서는, 이 제1 균열 처리 공정의 냉각에 있어서, 마르텐사이트 변태 개시 온도 이하까지 냉각할 필요가 있다. 그러나, 제1 균열 온도에서 500℃까지의 평균 냉각 속도가 10℃/s 미만이면, 냉각 중에 페라이트가 과잉으로 생성되고, 페라이트로부터 토출된 탄소가 미변태 오스테나이트 중에 농화한다. 이 탄소에 의해 오스테나이트가 안정화되는 결과, 그 후의 냉각 정지 온도에서의 마르텐사이트 변태나 제2 균열 처리 중의 베이나이트 변태가 촉진되지 않아, 연성 및 신장 플랜지성이 저하한다. 그 때문에, 제1 균열 처리 공정에 있어서의 냉각의 조건은, 500℃까지의 평균 냉각 속도의 하한을 10℃/s 이상으로 한다. 한편, 500℃까지의 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 없지만, 연성 확보에 기여하는 페라이트를 일정량 생성하기 위해, 상기 평균 냉각 속도는 100℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.
냉각 정지 온도: 100∼250℃
상기 제1 균열 처리에 있어서의 냉각의 냉각 정지 온도가 100℃를 하회하는 경우, 냉각을 정지한 시점에서의 미변태 오스테나이트량이 감소하고, 최종적으로 얻어지는 강판의 조직에 차지하는 잔류 오스테나이트량이 감소하기 때문에, 연성이 저하해 버린다. 그 때문에, 상기 냉각 정지 온도는 100℃ 이상, 바람직하게는 130℃ 이상으로 한다. 한편, 상기 냉각 정지 온도가 250℃를 초과하는 경우, 냉각을 정지한 시점에서의 마르텐사이트량이 감소하고, 최종적으로 얻어지는 강판의 조직에 차지하는 템퍼링 마르텐사이트가 감소하여, 신장 플랜지성이 저하한다. 그 때문에, 상기 냉각 정지 온도는 250℃ 이하, 바람직하게는 220℃ 이하로 한다.
[제2 균열 처리]
이어서, 상기 제1 균열 처리에 있어서 냉각된 냉연 강판에 제2 균열 처리를 실시한다. 상기 제2 균열 처리는, 제2 균열 온도로의 재가열과, 유지와, 냉각을 포함한다.
제2 균열 온도: 350∼500℃
우선, 상기 냉각 후의 냉연 강판을 제2 균열 온도까지 재가열하고, 당해 제2 균열 온도로 유지한다. 이 제2 균열 처리에 있어서는, 제1 균열 처리의 냉각 공정에서 생성된 퀀칭 마르텐사이트가 템퍼링되어 템퍼링 마르텐사이트가 된다. 또한, 미변태의 오스테나이트의 일부가 베이나이트 변태할 때에, 토출된 탄소가 베이나이트 라스(bainite laths) 간의 미변태 오스테나이트 중에 농화한다. 이 탄소에 의해 오스테나이트가 안정화되는 결과, 최종적으로 얻어지는 강판에 있어서 잔류 오스테나이트를 확보할 수 있다. 그때, 상기 제2 균열 온도가 350℃ 미만에서는, 퀀칭 마르텐사이트의 템퍼링이 불충분해져, 퀀칭 마르텐사이트와 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적률에 대한 퀀칭 마르텐사이트의 면적률이 증대하기 때문에, 신장 플랜지성이 저하한다. 그 때문에, 상기 제2 균열 온도는 350℃ 이상으로 한다. 한편, 상기 제2 균열 온도가 500℃를 초과하면, 제1 균열 처리의 냉각 정지 시에 존재하는 오스테나이트가 펄라이트(페라이트와 시멘타이트)로 변태해 버려, 오스테나이트로서 잔류할 수 없게 되기 때문에, 강도 및 연성이 저하한다. 그 때문에, 상기 제2 균열 온도는 500℃ 이하로 한다.
제2 균열 온도에서의 유지 시간: 10초 이상
또한, 상기 제2 균열 처리에 있어서의 유지(균열) 시간이 10초 미만에서는, 베이나이트 변태가 충분히 진행되지 않기 때문에, 제2 균열 온도에서의 유지 중에 미변태의 오스테나이트가 과잉으로 남아 버리기 때문에, 퀀칭 마르텐사이트와 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적률에 대한 퀀칭 마르텐사이트의 면적률이 증대하고, 그 결과, 신장 플랜지성이 저하한다. 그 때문에, 제2 균열 처리에 있어서의 유지 시간은 10초 이상으로 한다. 한편, 유지 시간의 상한은 특별히 한정하지 않지만, 1500초를 초과하여 유지시켰다고 해도, 그 후의 강판 조직이나 기계적 성질에 영향을 주지 않기 때문에, 유지 시간은 1500초 이하로 하는 것이 바람직하다.
200℃까지의 평균 냉각 속도: 50℃/s 이하
상부 베이나이트 생성 온도역으로의 가열과 유지가 종료된 후, 강판을 실온까지 냉각한다. 그때, 제2 균열 처리 종료에서 200℃까지의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도(이하, 「200℃까지의 평균 냉각 속도」라고 칭함)를 50℃/s 이하로 한다. 상기 조건을 충족하는 것은, 본 발명에 있어서 매우 중요하다.
200℃까지의 평균 냉각 속도가 50℃/s를 초과하면, 냉각 중에 생성되는 마르텐사이트에 자기 템퍼링(self-tempered)이 걸리지 않고, 퀀칭 마르텐사이트와 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적률에 대한 퀀칭 마르텐사이트의 면적률이 증대해 버려, 신장 플랜지성이 저하한다. 그 때문에, 200℃까지의 평균 냉각 속도를 50℃/s 이하, 바람직하게는 30℃/s 이하, 보다 바람직하게는 15℃/s 이하로 한다. 또한, 200℃까지의 평균 냉각 속도를 50℃/s 이하로 하는 것, 즉 제2 균열 처리에 있어서, 균열 후에 비교적 천천히 냉각함으로써, C의 확산이 발생하는 온도역에 체류하는 시간이 길어진다. 그 때문에, 베이나이트 변태에 의해 발생한 베이니틱 페라이트의 주위에 존재하는 가늘고 긴(원형도가 낮은) 형상의 미변태 오스테나이트에 C가 확산 농화하고, 안정화된다. 그 결과, 가늘고 긴 형상의 오스테나이트가 선택적으로 잔류 오스테나이트로서 남는 한편으로, 베이니틱 페라이트로부터 떨어져 존재하고 있는 원형도가 높은 미변태 오스테나이트만은 냉각 중에 퀀칭 마르텐사이트가 된다. 이에 따라, 최종적으로 얻어지는 강판에 있어서의 퀀칭 마르텐사이트의 원형도 지수가 0.50 이상이 되어, 신장 플랜지성을 향상시킬 수 있다.
한편, 200℃까지의 평균 냉각 속도의 하한에 대해서는 특별히 한정하지 않지만, 0.1℃/s 미만으로 해도, 조직은 크게 변화하지 않기 때문에, 200℃까지의 평균 냉각 속도는 0.1℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다.
200℃보다 저온측에 있어서의 냉각 조건은, 최종적으로 얻어지는 강판의 마이크로 조직이나 기계적 특성에 영향을 주지 않기 때문에, 특별히 한정되지 않고 임의의 조건으로 행할 수 있다. 냉각 시간을 단축한다는 관점에서는, 수냉을 행하는 것이 바람직하다.
실시예
다음으로, 실시예에 기초하여 본 발명을 더욱 구체적으로 설명한다. 이하의 실시예는, 본 발명의 적합한 일 예를 나타내는 것으로, 본 발명은, 당해 실시예에 의해 하등 한정되는 것은 아니다.
표 1에 나타내는 성분 조성의 강을 용제하고, 판두께 20㎜의 슬래브를 제조했다. 상기 슬래브를 표 2, 3에 나타내는 강 슬래브 가열 온도까지 가열한 후, 열간 압연을 행하여 판두께 3㎜의 열연 강판으로 했다.
상기 열간 압연에 있어서는, 조압연의 후, 표 2, 3에 나타낸 마무리 압연 출측 온도에서 마무리 압연을 행했다. 이어서, 상기 마무리 압연 후의 강판을 방냉하고, 표 2, 3에 나타낸 권취 온도에서 유지 후, 로냉(furnace cooling)하는 코일 권취 상당 처리를 실시했다. 이어서, 얻어진 열연 강판을 탈스케일을 위해 2.2㎜ 두께까지 양면 균등 연삭한 후, 판두께 0.9㎜까지 냉간 압연(압하율: 59％)을 실시하여, 냉연 강판으로 했다.
그 후, 상기 냉연 강판을, 표 2, 3에 나타낸 제1 균열 온도까지 가열한 후, 500℃까지의 평균 냉각 속도를 표 2, 3에 나타낸 값으로 엄밀하게 제어하면서 냉각하고, 표 2, 3에 나타낸 냉각 정지 온도에서 냉각을 정지했다. 냉각 정지 후, 곧바로 표 2, 3에 나타내는 제2 균열 온도까지 재가열하고, 상기 제2 균열 온도로 제2 유지 시간 유지하는 균열 처리를 행했다. 이어서, 200℃까지 평균 냉각 속도가 표 2, 3에 나타낸 값이 되도록 엄밀하게 제어하여 냉각을 행하고, 그 후 실온까지 냉각했다.
상기의 순서에서 얻은 냉연 강판의 각각에 대해서, 하기의 방법으로 마이크로 조직 및 기계적 특성의 평가를 행했다.
(마이크로 조직)
마이크로 조직의 관찰은, 판두께 1/4 위치에 있어서의 L 방향(압연 방향) 단면이 관찰 위치가 되도록, 각 강판으로부터 시험편을 채취하여 실시했다. 상기 시험편은, L 방향 단면을 알루미나 버프(alumina buff)로 경면 연마(mirror polishing)한 후, 나이탈 에칭(nital etching)을 행하여 얻었다. 관찰에는, 광학 현미경과 주사형 전자 현미경(SEM)을 이용했다.
또한, 경질상 내부의 조직을 보다 상세하게 관찰하기 위해, 1㎸의 저가속 전압에서의 2차 전자상을 in-Lens 검출기로 관찰했다. 상기 관찰에 이용하는 시료는, L 단면을 다이아몬드 페이스트(diamond paste)로 경면 연마한 후, 콜로이달 실리카로 마무리 연마를 실시하고, 3％ 나이탈에 의한 에칭을 실시했다. 여기에서, 저가속 전압으로 관찰하는 이유는, 농도가 적은 나이탈에 의해 시료 표면에 현출한 미세 조직에 대응하는 근소한 요철을 명료하게 파악하기 위함이다.
퀀칭 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트는 2000배의 배율로 30㎛×40㎛의 범위를 3시야, 잔류 오스테나이트는 5000배의 배율로 12㎛×16㎛의 범위를 3시야 관찰하고, 얻어진 조직 화상을, 화상 해석 소프트웨어(닛테츠스미킨 테크놀로지 가부시키가이샤, 「입자 해석」 ver.3)를 이용하여 해석했다. 상기 해석에 의해 각 조직의 면적률을 3시야로 산출하고, 그의 평균값을 구했다. 또한, 퀀칭 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트 및, 잔류 오스테나이트 이외의 잔부의 상은 페라이트였다. 따라서, 페라이트의 면적률은, 퀀칭 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트 및, 잔류 오스테나이트의 면적률을 100으로부터 뺄셈을 함으로써 산출했다.
또한, 상기 화상 해석에 의해, 30㎛×40㎛의 범위에 포함되는 퀀칭 마르텐사이트의 입자 각각에 대해서 주위 길이 D와 면적 M을 계측하여 평균값을 구하고, 그 평균값을 이용하여 원형도 지수(4πM/D2)를 산출했다.
(인장 강도)
얻어진 각 강판으로부터 채취한 시험편을 이용하여 인장 시험을 실시하여, 항복 응력(YS), 인장 강도(TS) 및, 전체 신장(El)을 측정했다. 상기 시험편은, 강판의 C 방향(압연 방향과 수직인 방향)으로부터 JIS 5호 인장 시험편(표점 거리(gauge length): 50㎜ 폭: 25㎜)을 채취했다. 또한, 인장 시험에 있어서의 인장 속도는 10㎜/min으로 했다.
(구멍 확장률)
신장 플랜지성을 평가하기 위해, 이하의 순서로 구멍 확장 시험을 행하여 구멍 확장률(λ)을 측정했다. 우선, 강판으로부터 100㎜각(square)의 시험편을 채취했다. 다음으로, 상기 시험편에 JIS Z 2256에 준하여 10㎜ 지름의 펀치 및 10.2㎜의 다이스를 이용하여, 클리어런스: 11.1％이고, 소기 구멍 지름(D0): 10㎜의 구멍을 펀칭했다. 이어서, 상기 시험편의 버어(burr)면을 상면으로 하고, 꼭지각 60°의 원추 펀치를 이용하여 이동 속도 10㎜/min으로 구멍 확장 시험을 실시하고, 균열이 판두께를 관통한 시점에서의 구멍 지름(D)을 측정했다. 얻어진 구멍 지름(D) 및 소기 구멍 지름(D0)을 이용하여, 하기 (3)식에 의해 구멍 확장률(λ)을 산출했다.
λ(％)＝{(D－D0)/D0}×100…(3)
표 4, 5에, 각 강판의 금속 조직과, 항복 응력(YS), 인장 강도(TS), 전체 신장(El), 구멍 확장률(λ)의 측정 결과를 나타낸다. 또한, 연성의 지표로서 TS와 El의 곱(TS·El)을, 신장 플랜지성의 지표로서 TS와 λ의 곱(TS·λ)을, 각각 표 4, 5에 병기했다.
표 4, 5에 나타낸 결과로부터 알 수 있는 바와 같이, 본 발명의 조건을 충족하는 발명예의 강판은, TS가 750㎫ 이상임과 함께, TS·El이 20000㎫·％ 이상, TS·λ가 30000㎫·％ 이상으로, 연성 및 신장 플랜지성이 우수했다. 한편, 본 발명의 조건을 충족하지 않는 비교예의 강판은, 강도, 전체 신장, 구멍 확장률 중 어느 하나 이상이 뒤떨어져 있었다.
이상, 본 발명의 실시 형태에 대해서 설명했지만, 본 발명은, 본 실시 형태에 의한 본 발명의 개시의 일부를 이루는 기술에 의해 한정되는 것은 아니다. 즉, 본 실시 형태에 기초하여 통상의 기술자 등에 의해 이루어지는 다른 실시 형태, 실시예 및 운용 기술 등은 모두 본 발명의 범주에 포함된다. 예를 들면, 상기한 제조 방법에 있어서의 일련의 열처리에 있어서는, 열이력 조건만 만족하면, 강판에 열처리를 실시하는 설비 등은 특별히 한정되는 것은 아니다.
Figure 112020061892181-pct00001
Figure 112020061892181-pct00002
Figure 112020061892181-pct00003
Figure 112020061892181-pct00004
Figure 112020061892181-pct00005

Claims (3)

  1. 성분 조성이, 질량％로,
    C: 0.060∼0.250％,
    Si: 0.70∼1.80％,
    Mn: 1.00∼2.80％,
    P: 0.100％ 이하,
    S: 0.0100％ 이하,
    Al: 0.010∼0.100％ 및,
    N: 0.0100％ 이하를 함유하고,
    잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
    마이크로 조직이, 면적률로,
    페라이트: 57∼90％,
    퀀칭 마르텐사이트: 1∼8％,
    템퍼링 마르텐사이트: 3∼40％ 및,
    잔류 오스테나이트: 6∼15％를 함유하고,
    또한,
    퀀칭 마르텐사이트의 평균 결정 입경이 2.5㎛ 이하이고,
    퀀칭 마르텐사이트의 주위 길이 D와 면적 M을 이용하여 4πM/D2으로서 정의되는 원형도 지수의 평균값이 0.50 이상이고,
    퀀칭 마르텐사이트와 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적률 fM＋TM에 대한 퀀칭 마르텐사이트의 면적률 fM의 비, fM/fM＋TM이 50％ 이하인,
    고강도 냉연 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로,
    Mo: 0.50％ 이하,
    Ti: 0.100％ 이하,
    Nb: 0.050％ 이하,
    V: 0.100％ 이하,
    B: 0.0100％ 이하,
    Cr: 0.50％ 이하,
    Cu: 1.00％ 이하,
    Ni: 0.50％ 이하,
    As: 0.500％ 이하,
    Sb: 0.100％ 이하,
    Sn: 0.100％ 이하,
    Ta: 0.100％ 이하,
    Ca: 0.0200％ 이하,
    Mg: 0.0200％ 이하,
    Zn: 0.020％ 이하,
    Co: 0.020％ 이하,
    Zr: 0.020％ 이하 및,
    REM: 0.0200％ 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1 또는 2 이상을 함유하는, 고강도 냉연 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 기재된 고강도 냉연 강판의 제조 방법으로서,
    제1항 또는 제2항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 1100∼1300℃의 강 슬래브 가열 온도로 가열하고,
    가열된 상기 강 슬래브를, 마무리 압연 출측 온도 800∼950℃, 권취 온도 300∼700℃에서 열간 압연하여 열연 강판으로 하고,
    상기 열연 강판을 30％ 이상의 압하율로 냉간 압연하여 냉연 강판으로 하고,
    상기 냉연 강판을 제1 균열 온도가 T1 온도 이상 T2 온도 이하, 500℃∼Ac1 변태점까지의 평균 가열 속도가 5.0℃/s 미만의 조건에서 가열하고, 그 후 500℃까지의 평균 냉각 속도를 10℃/s 이상으로, 100∼250℃의 냉각 정지 온도까지 냉각하는 제1 균열 처리를 실시하고,
    상기 제1 균열 처리 후의 냉연 강판을 350∼500℃의 제2 균열 온도까지 재가열하고, 상기 제2 균열 온도에서 10초 이상 유지하고, 그 후 200℃까지 평균 냉각 속도: 50℃/s 이하로 냉각하고, 이어서 실온까지 냉각하는 제2 균열 처리를 실시하는, 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
    단, 상기 T1 온도 및 T2 온도는, 각각 하기 (1), (2)식으로 정의되고, 하기 (1), (2)식에 있어서의 [％X]는 상기 성분 조성에 있어서의 성분 원소 X의 함유량(질량％)을 나타내는 것으로 한다.
    T1 온도(℃)＝751－27×[％C]＋18×[％Si]－12×[％Mn]－169×[％Al]－6×[％Ti]＋24×[％Cr]－895×[％B]…(1)
    T2 온도(℃)＝937－477×[％C]＋56×[％Si]－20×[％Mn]＋198×[％Al]＋136×[％Ti]－5×[％Cr]＋3315×[％B]…(2)
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