KR20100027209A

KR20100027209A - 항복 강도가 낮고, 재질 변동이 작은 고강도 냉연 강판의 제조 방법

Info

Publication number: KR20100027209A
Application number: KR1020107000377A
Authority: KR
Inventors: 요시히코 오노; 히데유키 기무라; 가네하루 오쿠다; 다케시 후지타; 미치타카 사쿠라이
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2007-07-11
Filing date: 2008-07-10
Publication date: 2010-03-10
Also published as: KR101164471B1; JP2009035816A; CN101688265B; CN101688265A; JP5272548B2; CA2693787C; WO2009008548A1; EP2169083A4; US20100326572A1; CA2693787A1; EP2169083A1; EP2169083B1

Abstract

YP 가 충분히 낮고, 재질 변동이 작은 고강도 냉연 강판의 제조 방법을 제공한다. 성분 조성으로서, 질량％ 로, C : 0.01 ％ 초과 0.08 ％ 미만, Si : 0.2 ％ 이하, Mn : 0.8 ％ 이상 1.7 ％ 미만, P : 0.03 ％ 이하, S : 0.02 ％ 이하, sol.Al : 0.3 ％ 이하, N : 0.01 ％ 이하, Cr : 0.4 ％ 초과 2 ％ 이하를 함유하고, 또한 1.9 ＜ [Mneq] ＜ 3 및 0.34

[％Cr] / [％Mn] 을 만족하고, 잔부 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을 열간 압연 및 냉간 압연한 후, 680 ∼ 740 ℃ 의 온도 범위를 3 ℃/sec 미만의 평균 가열 속도로 가열하여, 740 ℃ 초과 820 ℃ 미만의 소둔 온도로 소둔하고, 소둔 온도에서부터 650 ℃ 까지의 온도역을 2 ∼ 30 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 650 ℃ 부터 (1) 식의 Tc ℃ 까지의 온도역을 10 ℃/sec 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 상기 Tc ℃ 부터 200 ℃ 까지의 온도역을 0.2 ∼ 10 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법 ; Tc = 410 － 40 × [％Mn] － 30 × [％Cr] … (1), 여기서, [Mneq] 는 Mn 당량이고, [Mneq] = [％Mn] ＋ 1.3 × [％Cr] 을 나타내고, [％Mn], [％Cr] 은 각각 Mn, Cr 의 함유량을 나타낸다.

Description

항복 강도가 낮고, 재질 변동이 작은 고강도 냉연 강판의 제조 방법{PROCESS FOR PRODUCING HIGH-STRENGTH COLD ROLLED STEEL SHEET WITH LOW YIELD STRENGTH AND WITH LESS MATERIAL QUALITY FLUCTUATION}

본 발명은, 자동차, 가전 등에 있어서 프레스 성형 공정을 거쳐 사용되는 프레스 성형용 고강도 냉연 강판의 제조 방법에 관한 것이다.

종래, 후드, 도어, 트렁크 리드, 백 도어, 펜더와 같은 내(耐)덴트성(dent resisrance)이 요구되는 자동차 외판 패널에는, 극저탄소강을 베이스로 Nb, Ti 등의 탄질화물 형성 원소를 첨가하여 고용 C 량을 제어한 인장 강도 TS : 340 MPa 클래스의 BH 강판 (베이크 경화형 강판, 이후 간단히 340BH 라고 한다) 이나 TS : 270 MPa 클래스의 IF 강판 (Interstitial Free 강판, 이후 간단히 270IF 라고 한다) 이 적용되어 왔다. 최근에는 차체 경량화 요구가 한층 더 높아지고 있는 점에서, 이들 외판 패널을 더욱 고강도화하여 내덴트성을 향상시키고, 강판을 박육화 (薄肉化) 하고자 하는 검토가 진행되고 있다. 또한, 현재 상황과 동일한 판두께로 고강도화에 의해 내덴트성의 향상을 도모하고자 하는 검토나 BH 가 부여되는 베이킹 도장 공정의 저온, 단시간화를 도모하고자 하는 검토도 진행되고 있다.

그러나, 항복 강도 YP : 230 MPa 의 340BH 나 YP : 180 MPa 의 270IF 를 베이스로 추가로 Mn, P 등의 고용 강화 원소를 첨가하여 고강도화하고, 강판을 박육화시키고자 하면, 면 변형 (surface distortion) 의 문제가 발생한다. 여기서, 면 변형이란, YP 의 증가에 의해 발생하는 프레스 성형면의 미소한 주름, 물결 형상의 모양으로, 이 면 변형이 생기면 도어나 트렁크 리드 등의 의장성, 디자인성을 현저히 손상시킨다. 이 때문에, 이러한 용도에서는, 프레스 및 베이킹 도장 후의 항복 응력 YP 는 종래 이상으로 증가시키면서도, 프레스 성형 전에는 최대한 낮은 YP 를 가질 것이 요망된다.

이러한 배경에서, 예를 들어, 특허 문헌 1 에는, C : 0.005 ∼ 0.15 ％, Mn : 0.3 ∼ 2.0 ％, Cr : 0.023 ∼ 0.8 ％ 를 함유하는 강의 소둔 후의 냉각 속도를 적정화하여, 주로 페라이트와 마르텐사이트로 이루어지는 복합 조직을 형성시킴으로써, 낮은 YP, 높은 가공 경화 WH, 높은 BH 를 겸비한 강판을 얻는 방법이 개시되어 있다. 또한, 특허 문헌 2 에는, C : 0.01 ∼ 0.04 ％, Mn : 0.3 ∼ 1.6 ％, Cr : 0.5 ％ 이하, Mo : 0.5 ％ 이하를 함유하고, 1.3

Mn ＋ 1.29Cr ＋ 3.29Mo

2.1 ％ 를 만족하는 강을 소둔 후, 적어도 550 ℃ 이하의 온도 범위를 100 ℃/sec 이상의 냉각 속도로 냉각하여, 강 중의 고용 C 를 증가시켜서, 높은 BH 를 갖는 고강도 냉연 강판을 제조하는 방법이 개시되어 있다. 특허 문헌 3 에는, C : 0.0025 ％ 이상 0.04 ％ 미만, Mn : 0.5 ∼ 2.5 ％, Cr : 0.05 ∼ 2.0 ％ 를 함유하는 강을 소둔 후, 650 ∼ 450 ℃ 의 온도 범위를 15 ∼ 200 ℃/sec 의 냉각 속도로 냉각하고, 다시 또 200 ∼ 300 ℃ 부근의 온도 범위를 10 ℃/sec 미만의 냉각 속도로 냉각하여, 페라이트와 저온 변태상 (相) 으로 이루어지는 BH 가 높고 프레스 성형 후의 표면 품질이 우수한 고강도 냉연 강판의 제조 방법이 개시되어 있다.

특허 문헌 1 : 일본 특허공보 소62-40405호

특허 문헌 2 : 일본 공개특허공보 2006-233294호

특허 문헌 3 : 일본 공개특허공보 2006-52465호

그러나, 상기 특허 문헌 1 ∼ 3 에 기재된 제조 방법으로 제조된 고강도 냉연 강판에는, 다음과 같은 문제가 있다.

i) 저 YP 화가 충분치 않아, 도어 패널 등으로 프레스 성형하면, 340BH 와 비교하여 면 변형량이 여전히 크다.

ii) 이러한 복합 조직형의 고강도 냉연 강판에서는 강화를 위해 경질의 마르텐사이트 등의 제 2 상을 분산시키고 있기 때문에, 본질적으로 재료 특성의 변동이 생기기 쉽다. 예를 들어, 제 2 상의 비율은 강 중의 수 10 ppm 의 C 량이나 20 ∼ 50 ℃ 의 소둔 온도의 변동에 의해 현저한 영향을 받기 때문에, 종래의 Mn, P 로 고용 강화시킨 340BH 나 270IF 와 비교하여 재질 변동이 매우 크다.

본 발명은 이러한 사정을 감안하여 이루어진 것으로, YP 가 충분히 낮고, 재질 변동이 작은 고강도 냉연 강판의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 복합 조직형의 고강도 냉연 강판을 대상으로, 종래와 동등 이상의 높은 BH 를 확보하면서, 한층 더 YP 를 저감하고, 동시에 재질 변동을 작게 하는 방법에 대해 예의 검토한 결과, 다음의 지견을 알아내었다.

I) Mn 과 Cr 의 조성 범위를 적정히 제어하고, 또한 소둔시에 소정의 온도 범위를 서서히 가열함으로써, 제 2 상을 조대하고 또한 균일하게 분산시켜, 저 YP 화를 도모할 수 있음과 함께, 소둔 온도에 대한 YP 의 변동을 작게 억제할 수 있다.

II) 또, Mn 과 Cr 의 조성 범위를 적정화함으로써 고용 C 량의 과잉 감소가 억제되어, 높은 BH 가 얻어진다.

본 발명은, 이상의 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 성분 조성으로서, 질량％ 로, C : 0.01 ％ 초과 0.08 ％ 미만, Si : 0.2 ％ 이하, Mn : 0.8 ％ 이상 1.7 ％ 미만, P : 0.03 ％ 이하, S : 0.02 ％ 이하, sol.Al : 0.3 ％ 이하, N : 0.01 ％ 이하, Cr : 0.4 ％ 초과 2 ％ 이하를 함유하고, 또한 1.9 ＜ [Mneq] ＜ 3 및 0.34

[％Cr] / [％Mn] 을 만족하고, 잔부 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을 열간 압연 및 냉간 압연한 후, 680 ∼ 740 ℃ 의 온도 범위를 3 ℃/sec 미만의 평균 가열 속도로 가열하여, 740 ℃ 초과 820 ℃ 미만의 소둔 온도로 소둔하고, 상기 소둔 온도에서부터 650 ℃ 까지의 온도 범위를 2 ∼ 30 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 650 ℃ 부터 하기 (1) 식으로 주어지는 Tc ℃ 까지의 온도 범위를 10 ℃/sec 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 상기 Tc ℃ 부터 200 ℃ 까지의 온도 범위를 0.2 ∼ 10 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법을 제공한다.

Tc = 410 － 40 × [％Mn] － 30 × [％Cr] … (1)

여기서, [Mneq] 는 Mn 당량이고, [Mneq] = [％Mn] ＋ 1.3 × [％Cr] 을 나타내고, [％Mn], [％Cr] 은 각각 Mn, Cr 의 함유량을 나타낸다.

본 발명의 고강도 냉연 강판의 제조 방법에서는, 소둔시에, 680 ∼ 740 ℃ 의 온도 범위를 2 ℃/sec 미만의 평균 가열 속도로 가열하는 것이 바람직하다.

또, 0.55

[％Cr] / [％Mn] 을 만족하는 강을 사용하거나, 추가로, 질량％ 로, B : 0.005 ％ 이하를 함유시키는 것이 바람직하다. 또, 질량％ 로, Mo : 0.15 ％ 이하 및 V : 0.2 ％ 이하 중의 적어도 1 종을 함유시키는 것이 바람직하다. 그리고 또, 질량％ 로, Ti : 0.014 ％ 미만, Nb : 0.01 ％ 미만, Ni : 0.3 ％ 이하 및 Cu : 0.3 ％ 이하 중의 적어도 1 종을 함유시키는 것이 바람직하다.

본 발명에 의하면, YP 가 낮고, 재질 변동이 작은 고강도 냉연 강판을 제조할 수 있도록 되었다. 또한, 본 발명의 방법으로 제조되는 고강도 냉연 강판은, 우수한 내면변형성 및 내덴트성을 구비하고 있기 때문에, 자동차 부품의 고강도화, 박육화에 적합하다.

도 1 은 소둔시의 평균 가열 속도와 YP 의 관계를 나타내는 도면이다.

이하, 본 발명을 상세하게 설명한다. 또, 성분의 양을 나타내는 ％ 는, 특별히 언급하지 않는 한 질량％ 를 의미한다.

1) 성분 조성

C : 0.01 초과 0.08 ％ 미만

C 는 소정량의 제 2 상을 확보하기 위해서 필요한 원소이다. C 의 첨가량이 지나치게 적으면 충분한 양의 제 2 상을 확보할 수 없게 되고, 낮은 YP 를 얻을 수 없게 된다. 또한, 충분히 높은 BH 를 확보할 수 없게 됨과 동시에 내시효성도 열화된다. 충분한 양의 제 2 상을 확보하기 위해서는 C 는 0.01 ％ 를 초과하여 첨가할 필요가 있다. 한편, C 량이 0.08 ％ 이상이 되면 제 2 상의 비율이 지나치게 커져 YP 가 증가한다. 따라서, C 량의 상한은 0.08 ％ 미만으로 한다. 보다 낮은 YP 를 얻기 위해서는 C 량은 0.06 ％ 미만으로 하는 것이 바람직하고, 더욱 낮은 YP 를 얻기 위해서 C 량은 0.04 ％ 미만으로 하는 것이 보다 바람직하다.

Si : 0.2 ％ 이하

Si 는 미량 첨가함으로써 열간 압연에서의 스케일 생성을 지연시켜 표면 품질을 개선시키는 효과, 강판의 미크로 조직을 보다 균일, 조대화하는 효과, 프레스 성형시의 금형에 대한 눌어붙음 (mold galling) 을 개선하는 효과 등이 있으므로, 이러한 관점에서 첨가할 수 있다. 그러나, Si 는 고용 강화능이 크고, YP 를 증가시키는 효과가 크기 때문에, Si 량은 YP 상승에 대한 영향이 작은 범위인 0.2 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.1 ％ 이하이다.

Mn : 0.8 ％ 이상 1.7 ％ 미만

Mn 은 담금질성을 높임과 함께, 그 양을 적정화함으로써, 고용 C 량을 소정 범위로 저감하여 저 YP 화와 고 BH 화를 가능하게 한다. Mn 량이 0.8 ％ 보다 적으면, 소둔시의 냉각 과정에서 고용 C 량이 지나치게 많아져, 400 ℃ 미만의 온도 범위에서 과시효 처리가 실시될 때에 다량의 고용 C 가 마르텐사이트 주위의 변형에 석출되어 충분히 저 YP 화하기가 곤란해진다. 또한, 고용 C 량이 지나치게 증가하면 내시효성도 열화된다. 한편, Mn 량이 1.7 ％ 이상이 되면 고용 C 량이 적어져 BH 가 저하된다. 또한, Mn 의 고용 강화 증가에 추가하여 제 2 상이 미세화되어 YP 의 상승이나 소둔 온도에 대한 YP 의 변동을 초래한다. 따라서, Mn 량은 0.8 ％ 이상 1.7 ％ 미만으로 한다.

P : 0.03 ％ 이하

P 는 고용 강화량이 커, 저 YP 화의 관점에서는 최대한 적게 하는 편이 좋다. 단, 강판의 미크로 조직을 보다 조대화하는 효과, 프레스 성형시의 금형에 대한 눌어붙음을 개선하는 효과 등이 있으므로, YP 상승에 대한 악영향이 작은 0.03 ％ 이하의 범위에서 첨가할 수 있다.

S : 0.02 ％ 이하

S 는 강 중에서 MnS 로서 석출되지만, 그 함유량이 많으면 강판의 연성을 저하시켜, 프레스 성형성을 저하시킨다. 또한, 슬래브를 열간 압연할 때에 열간 연성을 저하시켜, 표면 결함을 발생시키기 쉽게 한다. 이 때문에, S 량은 0.02 ％ 이하로 하는데, 적을수록 바람직하다.

sol.Al : 0.3 ％ 이하

Al 은 탈산 원소, 또는 N 을 AlN 으로서 고정시켜 내시효성을 향상시키는 원소로 이용되는데, 열간 압연 후의 권취시 또는 소둔시에 미세한 AlN 을 형성하여 페라이트의 입자 성장을 억제하고, 저 YP 화를 저해한다. 강 중의 산화물을 저감하거나, 혹은 내시효성을 향상시키는 관점에서는, Al 은 0.02 ％ 이상 첨가하는 것이 좋다. 한편, 입자 성장성을 향상시키는 관점에서는, 권취 온도를 620 ℃ 이상으로 함으로써 페라이트의 입자 성장성은 향상되지만, 미세한 AlN 은 적을수록 바람직하다. 그것을 위해서는, sol.Al 량을 0.15 ％ 이상으로 하여 AlN 을 권취시에 조대하게 석출시키는 것이 바람직하지만, 0.3 ％ 를 초과하면 비용 증가를 초래하기 때문에, sol.Al 량은 0.3 ％ 이하로 한다. 단, sol.Al 량이 0.1 ％ 를 초과하여 첨가되면, 주조성을 열화시켜, 표면 품질의 열화 원인이 되기 때문에, 표면 품질을 엄격 관리할 것이 요구되는 외판 패널 용도에서는, sol.Al 량은 0.1 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

N : 0.01 ％ 이하

N 은, 열간 압연 후의 권취시 또는 소둔시에 석출되어 미세한 AlN 을 형성하고, 입자 성장성을 저해한다. 이 때문에, N 량은 0.01 ％ 이하로 하지만, 적을수록 바람직하다. 또한, N 량이 증가하면 내시효성의 열화를 초래한다. 입자 성장성의 향상 및 내시효성의 향상 관점에서는, N 량은 0.008 ％ 미만으로 하는 것이 바람직하고, 나아가서는 0.005 ％ 미만으로 하는 것이 보다 바람직하다.

Cr : 0.4 ％ 초과 2 ％ 이하

Cr 은 본 발명에서 가장 중요한 원소로, 고용 강화량이 작고, 또한 제 2 상인 마르텐사이트를 미세화하고, 담금질성을 높이는 효과가 있기 때문에, 저 YP 화 및 재질 변동의 저감에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, 다음에 설명하는 Mn 당량이나 Mn 과의 조성비를 제어할 필요가 있지만, Cr 은 0.4 ％ 를 초과하여 첨가할 필요가 있다. 한편, Cr 량이 2 ％ 를 초과하면 비용 증가나 도금 강판의 표면 품질의 열화를 초래하기 때문에, Cr 량은 2 ％ 이하로 한다.

1.9 < [Mneq] < 3

본 발명에서 정의한 Mn당량, 즉 상기 [Mneq] 를, 소둔시의 냉각 속도를 제어하고, 1.9 초과로 함으로써 고용 C 량이 적정 범위까지 저감됨과 함께, 펄라이트, 베이나이트의 생성이 억제되어 낮은 YP, 높은 BH 가 얻어진다. 또 YP 를 저감시키는 관점에서는 [Mneq] 는 2.1 초과로 하는 것이 바람직하고, 2.2 초과로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, [Mneq] 가 지나치게 증가되면 BH 의 저하나 비용 증가를 초래하기 때문에, [Mneq] 는 3 미만으로 한다.

0.34

[％C] / [％Mn]

동일 [Mneq] 라도 Cr 량과 Mn 량의 비, 즉 [％Cr] / [％Mn] 을 0.34 이상으로 함으로써 제 2 상을 조대화하고, Mn 의 고용 강화도 저감할 수 있기 때문에, YP 를 저감하고, 재질 변동을 작게 할 수 있다. 또한 저 YP 화하고, 재질 변동을 작게 하기 위해서는, 0.55

[％Cr] / [％Mn] 으로 하는 것이 바람직하다.

잔부는 철 및 불가피적 불순물이지만, 추가로 이하의 원소를 소정량 함유시킬 수도 있다.

B : 0.005 ％ 이하

B 는 마찬가지로 담금질성을 높이는 원소이고, 또한, N 을 BN 으로서 고정시켜 입자 성장성을 향상시키는 작용이 있다. 그러나, B 를 과잉으로 첨가하면 잔존하는 고용 B 의 영향에 의해 제 2 상이 거꾸로 미세화되기 때문에, B 량은 0.005 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 본 발명 강에 있어서는, 0.001 ％ 를 초과하는 B 를 첨가함으로써, 페라이트의 입자 성장성의 향상 효과도 충분히 발휘되어, 매우 낮은 YP 를 얻을 수 있다. 따라서, B 는 0.001 ％ 초과하여 함유시키는 것이 바람직하다.

Mo : 0.1 ％ 이하

Mo 는 Mn, Cr 과 마찬가지로 담금질성을 높이는 원소로, 담금질성을 향상시키는 목적에서 첨가할 수 있다. 그러나, 과잉으로 첨가되면, Mn 과 동일하게 제 2 상을 미세화, 경질화하여 YP 를 증가시키기 때문에, Mo 는 YP 상승에 대한 영향이 작은 0.1 ％ 이하의 범위에서 첨가하는 것이 바람직하다. YP 및 ΔYP 를 한층 더 저감하는 관점에서는, Mo 량은 0.02 ％ 미만 (무첨가) 으로 하는 것이 바람직하다.

V : 0.2 ％ 이하

V 는 마찬가지로 담금질성을 높이는 원소인데, 0.2 ％ 를 초과하여 첨가하면 현저한 비용 상승을 초래하기 때문에, V 는 0.2 ％ 이하의 범위에서 첨가하는 것이 바람직하다.

Ti : 0.014 ％ 미만

Ti 는 N 을 고정시켜 내시효성을 향상시키는 효과나 주조성을 향상시키는 효과가 있다. 그러나, 강 중에서 TiN, TiC, Ti(C,N) 등의 미세한 석출물을 형성하여 입자 성장성을 저해하기 때문에, 저 YP 화의 관점에서는 Ti 량은 0.014 ％ 미만으로 하는 것이 바람직하다.

Nb : 0.01 ％ 미만

Nb 는 열간 압연에서의 재결정을 지연시켜 집합 조직을 제어하고, 압연 방향과 45 도 방향의 YP 를 저감시키는 효과를 갖는다. 그러나, 강 중에서 미세한 NbC, Nb(C,N) 을 형성하여 입자 성장성을 현저히 열화시키고 YP 를 증가시키기 때문에, Nb 는 YP 상승의 영향이 적은 0.01 ％ 미만의 범위에서 함유시키는 것이 바람직하다.

Cu : 0.3 ％ 이하

Cu 는 스크랩 등을 적극 활용할 때에 혼입되는 원소로, Cu 의 혼입을 허용함으로써 리사이클 자재를 원료 자재로서 활용할 수 있어, 제조 비용을 삭감할 수 있다. 강판의 재질에 미치는 Cu 의 영향은 작지만, 과잉으로 혼입되면 표면 흠집의 원인이 되기 때문에, Cu 량은 0.3 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Ni : 0.3 ％ 이하

Ni 도 강판의 재질에 미치는 영향은 작지만, Cu 를 첨가하는 경우에 표면 흠집을 저감시키는 관점에서 첨가할 수 있다. 그러나, Ni 는 과잉으로 첨가하면 스케일의 불균일성에 기인한 표면 결함을 발생시키기 때문에, Ni 량은 0.3 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

2) 제조 조건

본 발명의 제조 방법에서는, 전술한 바와 같이, 상기의 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 열간 압연 및 냉간 압연한 후, 680 ∼ 740 ℃ 의 온도 범위를 3 ℃/sec 미만의 평균 가열 속도로 가열하여, 740 ℃ 초과 820 ℃ 미만의 소둔 온도로 소둔하고, 상기 소둔 온도에서부터 650 ℃ 까지의 온도 범위를 2 ∼ 30 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 650 ℃ 부터 상기한 (1) 식으로 주어지는 Tc ℃ 까지의 온도 범위를 10 ℃/sec 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 상기 Tc ℃ 부터 200 ℃ 까지의 온도 범위를 0.2 ∼ 10 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 냉각한다.

열간 압연

강 슬래브를 열간 압연하기 위해서는, 슬래브를 가열 후 압연하는 방법, 연속 주조 후의 슬래브를 가열하지 않고 직접 압연하는 방법, 연속 주조 후의 슬래브에 단시간 가열 처리를 실시하여 압연하는 방법 등에 의해 실시할 수 있다. 열간 압연은 통상적인 방법에 따라서 실시하면 되며, 예를 들어, 슬래브 가열 온도는 1100 ∼ 1300 ℃, 마무리 압연 온도는 Ar₃ 변태점 이상, 마무리 압연 후의 평균 냉각 속도는 10 ∼ 200 ℃/sec, 권취 온도는 400 ∼ 720 ℃ 로 하면 된다. 외판 패널용의 미려한 도금 표면 품질을 얻기 위해서는, 슬래브 가열 온도는 1200 ℃ 이하, 마무리 압연 온도는 850 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 강판 표면에 생성된 1 차, 2 차 스케일을 제거하기 위해서 디스케일링 (descaling) 을 충분히 실시하는 것이 바람직하다. YP 저감의 관점에서는 권취 온도는 높은 쪽이 바람직하여, 640 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 특히 680 ℃ 이상의 권취 온도로 하면, 열연판의 상태에서 Mn 이나 Cr 을 충분히 제 2 상에 농화 (濃化) 시킬 수 있고, 그 후의 소둔 공정에서의 γ 의 안정성을 향상시켜, 저 YP 화에 기여한다. 또한, 강판의 r 값의 면내 이방성을 저감하거나, 압연 방향과 45 도의 방향의 YP 를 낮게 억제하기 위해서는, 마무리 압연 후의 냉각 속도를 40 ℃/sec 이상으로 크게 하는 것이 바람직하다.

냉간 압연

냉간 압연에서는, 압연율을 50 ∼ 85 ％ 로 하면 된다.

소둔

소둔시의 평균 가열 속도 : 3 ℃/sec 미만

소둔 후에 조대한 제 2 상을 균일하게 분산시키고, 저 YP 화를 도모함과 함께 재질 변동을 작게 하기 위해서는, 680 ℃ ∼ 740 ℃ 의 온도 범위에 있어서의 가열 속도를 제어하는 것이 효과적이다. 이것은, [Mneq] 가 1.9 를 초과하는 성분계에서는, 소둔 후의 제 2 상이 미세화되기 쉽고, 이것은 Mn 이 높기 때문에 Ac₁ 변태점이 지나치게 낮아져 재결정이 완료되지 않은 동안에 미재결정 상태의 페라이트 입계면에 γ 입자가 형성되거나, 재결정이 완료되었다고 해도 재결정 직후의 미세한 페라이트 입자에 γ 입자가 형성되어, 강판의 YP 가 상승하기 쉬워지기 때문이다.

C : 0.028 ％, Si : 0.01 ％, Mn : 1.6 ％, P : 0.01 ％, S : 0.01 ％, sol.Al : 0.04 ％, Cr : 0.8 ％, N : 0.003 ％ 를 함유하는 강을 실험실에서 용제하여, 27 ㎜ 두께의 슬래브를 제조하였다. 이 슬래브를 1250 ℃ 로 가열하고, 마무리 압연 온도 830 ℃ 로 2.3 ㎜ 까지 열간 압연하고, 620 ℃ 에서 1 hr 의 권취 처리를 행하였다. 얻어진 열연판을 0.75 ㎜ 까지 압연율 67 ％ 로 냉간 압연하였다. 얻어진 냉연판을 소둔할 때에, 680 ∼ 740 ℃ 온도 범위의 평균 가열 속도를 0.3 ∼ 20 ℃/sec 로 변화시켜, 780 ℃ × 40 sec 의 균열 (均熱) 처리를 실시하고, 소둔 온도에서부터 650 ℃ 까지의 온도 범위를 평균 냉각 속도 7 ℃/sec 로 냉각하고, 650 ℃ 부터 300 ℃ 까지의 온도 범위를 25 ℃/sec 로 냉각하고, 그 후 300 ℃ 부터 200 ℃ 의 온도 범위를 0.5 ℃/sec 로 냉각하여 실온까지 공랭하였다. 얻어진 강판으로부터 JIS 5 호 인장 시험편을 채취하여, 인장 시험 (JIS Z 2241 에 준거, 인장 방향은 압연 방향과 직각 방향), SEM 에 의한 조직 관찰을 실시하였다.

도 1 에, 소둔시에 있어서의 680 ∼ 740 ℃ 온도 범위의 평균 가열 속도와 YP 의 관계를 나타낸다. 평균 가열 속도가 3 ℃/sec 미만에서 200 MPa 이하의 YP 가 얻어지고, 가열 속도가 2 ℃/sec 미만에서 195 MPa 이하의 YP 가 얻어진다. 또한, 이 때, 제 2 상이 보다 조대하고 균일 분산되어 있음이 SEM 에 의해 확인되었다. 그리고 여러 가지 가열 속도로 소둔한 강판에 관해서 재질 변동에 대한 영향을 조사하였다. 즉, 각 강판에 관해서 소둔 온도를 760 ∼ 810 ℃ 에서 변화시켜, 소둔 온도를 50 ℃ 변동시켰을 때의 YP 의 변동량 ΔYP 를 조사한 결과, 소둔시의 680 ∼ 740 ℃ 에서의 가열 속도가 20 ℃/sec 인 샘플에서는 ΔYP 가 20 MPa 인 데 반하여, 가열 속도가 3 ℃/sec 미만인 강판에서는 ΔYP 가 15 MPa 미만으로 저감되어 있음이 밝혀졌다. 이와 같이, 소정의 온도 범위의 가열 속도를 제어함으로써 YP 가 낮고, 소둔 온도에 대한 ΔYP 가 작은 강판이 얻어진다.

소둔 온도 : 740 ℃ 초과 820 ℃ 미만

소둔 온도가 740 ℃ 이하에서는 탄화물의 고용이 불충분해져, 안정적으로 제 2 상을 확보할 수 없다. 820 ℃ 이상에서는 소둔 중의 γ 의 비율이 지나치게 많아져서 γ 에 대한 Mn, C 등의 원소 농화가 불충분해져, 충분히 낮은 YP 를 얻을 수 없게 된다. 이것은, γ 에 대한 원소 농화가 불충분해짐으로써, 마르텐사이트 주위에 충분한 변형이 부여되지 않게 됨과 함께 소둔 후의 냉각 과정에서 펄라이트, 베이나이트 변태가 발생하기 쉬워지기 때문인 것으로 생각된다. 균열 시간은 통상적인 연속 소둔에서 실시되는 740 ℃ 초과의 온도 범위에서 20 sec 이상으로 하면 되고, 40 sec 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.

소둔 온도에서부터 650 ℃ 까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도 (1 차 냉각 속도) : 2 ∼ 30 ℃/sec

냉각 중의 γ 입자에 Mn 이나 C 를 농화시켜 담금질성을 높이고 저 YP 화를 도모하기 위해, 소둔 온도에서부터 650 ℃까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도를 2 ∼ 30 ℃/sec 로 할 필요가 있다.

650 ℃ 부터 상기 (1) 식으로 주어지는 Tc ℃ 까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도 (2 차 냉각 속도) : 10 ℃/sec 이상

펄라이트 및 베이나이트가 생성되기 쉬운 650 ℃ 부터 Tc ℃ 로 나타내는 Ms 점 근방의 온도 범위를 평균 냉각 속도 10 ℃/sec 이상으로 냉각함으로써, 펄라이트 및 베이나이트의 생성이 억제되어, 충분히 낮은 YP 가 얻어진다.

Tc ℃ 에서 200 ℃ 까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도 (3 차 냉각 속도) : 0.2 ∼ 10 ℃/sec

Tc ℃ 에서 200 ℃ 까지의 온도 범위를 평균 냉각 속도 0.2 ∼ 10 ℃/sec 로 냉각함으로써, 페라이트 중에 과잉으로 잔존하는 고용 C 를 석출시켜 저 YP 화 및 고연성화를 도모할 수 있다.

본 발명의 제조 방법으로 제조된 고강도 냉연 강판은, 소둔한 채인 상태에서 YPE1 은 0.5 ％ 미만이고, YP 도 충분히 낮기 때문에, 그대로 프레스 성형용 강판으로서 사용할 수 있다. 그러나, 표면 조도의 조정, 판 형상의 평탄화 등 프레스 성형성을 안정화시키는 관점에서 통상 스킨패스 압연을 실시해도 된다. 그 경우에는, 저 YP, 고 El, 고 WH 화의 관점에서 신장률은 0.3 ∼ 0.5 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

실시예

표 1 에 나타내는 강 번호 A ∼ BB 의 강을 용제 후, 230 ㎜ 두께의 슬래브로 연속 주조하였다. 이 슬래브를 1180 ∼ 1250 ℃ 로 가열 후, 830 ℃ (강번 A ∼ D, I, R ∼ V, X ∼ BB), 880 ℃ (강번 E ∼ H, J ∼ Q, W) 의 마무리 압연 온도에서 열간 압연을 실시하였다. 그 후, 20 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 540 ∼ 640 ℃ 의 권취 온도로 감았다. 얻어진 열연판은 산세 후 67 ∼ 78 ％ 의 압연율로 냉간 압연하여, 판두께 0.75 ㎜ 의 냉연판으로 하였다. 얻어진 냉연판은, 표 2, 3 에 나타내는 680 ∼ 740 ℃ 온도 범위에 있어서의 평균 가열 속도, 소둔 온도, 소둔 온도에서부터 650 ℃ 까지의 온도 범위의 1 차 평균 냉각 속도, 650 ℃ 에서 Tc ℃ 까지의 온도 범위의 2 차 평균 냉각 속도, Tc ℃ 에서 200 ℃ 까지의 온도 범위의 3 차 평균 냉각 속도로 소둔하였다. 얻어진 소둔한 상태 그대로의, 즉 스킨패스 압연되어 있지 않은 강판으로부터, 압연 방향 및 직각 방향에서 JIS 5 호 시험편을 채취하여 인장 시험 (JIS Z 2241 에 준거) 을 실시하여, YP, TS 를 평가하였다. 또한, 각 성분 조성의 강판에 관해서 소둔 온도를 760 ∼ 810 ℃ 의 범위에서 변화시켰을 때의 YP 의 최대치와 최소치의 차를 구하여, YP 의 변동량 ΔYP 로 하였다. 그리고, 상기와 동일한 시험편에 2 ％ 의 예비 변형을 부여하여, 170 ℃ 에서 20 min 의 열 처리를 실시한 후의 YP 의 증가량인 BH 를 구하였다.

결과를 표 2, 3 에 나타낸다.

본 발명예의 강판은, 동일 TS 레벨의 재료와 비교하여 낮은 YP, 즉 낮은 YR 을 가지고 있다. 또한, 소둔 온도에 대한 ΔYP 도 작아, YP 의 안정성이 우수하다. 특히, [Mneq] 가 2.1 초과이고, 또한 [％Cr] / [％Mn] 이 0.55 이상으로 적정화되고, 또 소둔시의 가열 속도가 3 ℃/sec 미만으로 제어된 강판에서는, Mn 이나 고용 C 에 의한 고용 강화가 저감됨과 함께, 제 2 상이 균일하게 조대화되어 있기 때문에, YP 가 낮고, ΔYP 도 작다. 예를 들어, 강번 A 에 대하여 강번 B, C, D 의 강에서는 [Mneq] 가 증가되어 있지만, [％Cr] / [％Mn] 이 0.34 ∼ 0.41 의 범위이기 때문에, [Mneq] 의 증가에 수반하여 펄라이트, 베이나이트의 생성이 제어됨과 함께, 고용 C 가 저감되는데, 제 2 상이 미세화되고 가열 속도 1.5 ℃/sec, 소둔 온도 780 ℃ 의 조건에서는, YP 는 191 ∼ 197 MPa, 소둔 온도에 대한 ΔYP 는 7 ∼ 9 MPa 의 범위에 있다. 이에 대하여, [Mneq] 를 2.1 초과로 증가시키면서 [％Cr] / [％Mn] 을 0.55 이상으로 조정한 강번 E, F, G, H 의 강 등에서는 강번 A, B, C, D 와 동일한 제조 조건에서는, YP 는 172 ∼ 188 MPa, 소둔 온도에 대한 ΔYP 는 4 ∼ 6 MPa 로 매우 낮다. 또한, C 를 증가시켰을 때의 YP 의 상승도 매우 작아, C 를 0.058 ％ 까지 증가시킨 강번 K 의 강은, 490 MPa 의 TS 에 대하여 208 MPa 의 매우 낮은 YP 를 갖고 있다. 또한, C 를 0.072 ％ 까지 증가시킨 강번 L의 강은, 541 MPa 의 TS 에 대하여 230 MPa 의 매우 낮은 YP 를 가지고 있다. 요컨대, 이 강에서는, C 를 변화시켜도 ΔYP 가 작고, YR 이 낮은 강판이 안정적으로 얻어진다. 그리고, Mn 과 Cr 의 조성 범위가 적정화되어 있기 때문에, YP 가 낮음에도 불구하고 높은 BH 를 갖고 있다.

이에 대하여, [Mneq], 소둔시의 가열 속도나 냉각 속도가 적정화되어 있지 않은 강에서는, 동일 TS 클래스의 본 발명 강과 비교하여 YR 이 높다. [Mneq] 가 소정 범위에 있어도, [％Cr] / [％Mn] 이 적정화되지 않은 강번 S, V 의 강에서는 제 2 상이 미세하고 Mn 의 고용 강화량도 크기 때문에, ΔYP 와 YP 의 양자가 높다. 또한, BH 도 낮다. Mo 가 첨가된 강번 T 의 강에서는, 제 2 상이 미세화되는 경향이 있어, YP 가 높고, ΔYP 가 크다. C 량이 소정 범위에 없고, 결과적으로서 제 2 상의 비율이 소정 범위에 없는 강번 U 의 강에서는, 낮은 YR 을 얻을 수 없다. P, Si 의 첨가량이 많은 강번 X, Y 의 강에서는, 제 2 상은 조대화되어 있지만 고용 강화량이 커져, 낮은 YP 가 얻어지지 않는다. 이와 같이, 종래 강에서는, 낮은 YP, 작은 ΔYP, 높은 BH 모두를 겸비한 강판이 얻어지지 않는다.

Claims

성분 조성으로서, 질량％ 로, C : 0.01 ％ 초과 0.08 ％ 미만, Si : 0.2 ％ 이하, Mn : 0.8 ％ 이상 1.7 ％ 미만, P : 0.03 ％ 이하, S : 0.02 ％ 이하, sol.Al : 0.3 ％ 이하, N : 0.01 ％ 이하, Cr : 0.4 ％ 초과 2 ％ 이하를 함유하고, 또한 1.9 ＜ [Mneq] ＜ 3 및 0.34
[％Cr] / [％Mn] 을 만족하고, 잔부 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을 열간 압연 및 냉간 압연한 후, 680 ∼ 740 ℃ 의 온도 범위를 3 ℃/sec 미만의 평균 가열 속도로 가열하여, 740 ℃ 초과 820 ℃ 미만의 소둔 온도로 소둔하고, 상기 소둔 온도에서부터 650 ℃ 까지의 온도 범위를 2 ∼ 30 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 650 ℃ 부터 하기 (1) 식으로 주어지는 Tc ℃ 까지의 온도 범위를 10 ℃/sec 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 상기 Tc ℃ 부터 200 ℃ 까지의 온도 범위를 0.2 ∼ 10 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법 ;
Tc = 410 － 40 × [％Mn] － 30 × [％Cr] … (1)
여기서, [Mneq] 는 Mn 당량이고, [Mneq] = [％Mn] ＋ 1.3 × [％Cr] 을 나타내고, [％Mn], [％Cr] 은 각각 Mn, Cr 의 함유량을 나타낸다.
제 1 항에 있어서,
소둔시에, 680 ∼ 740 ℃ 의 온도 범위를 2 ℃/sec 미만의 평균 가열 속도로 가열하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
0.55
[％Cr] / [％Mn] 을 만족하는 강을 사용하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
추가로, 질량％ 로, B : 0.005 ％ 이하를 함유하는 강을 사용하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
추가로, 질량％ 로, Mo : 0.1 ％ 이하 및 V : 0.2 ％ 이하 중의 적어도 1 종을 함유하는 강을 사용하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 있어서,
추가로, 질량％ 로, Ti : 0.014 ％ 미만, Nb : 0.01 ％ 미만, Ni : 0.3 ％ 이하 및 Cu : 0.3 ％ 이하 중의 적어도 1 종을 함유하는 강을 사용하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법.