KR20120107003A

KR20120107003A - 강판 및 강판 제조 방법

Info

Publication number: KR20120107003A
Application number: KR1020127020375A
Authority: KR
Inventors: 리끼 오까모또; 나쯔꼬 스기우라; 고오이찌 사노; 지사또 와까바야시; 나오끼 요시나가; 가오루 가와사끼
Original assignee: 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
Priority date: 2010-01-29
Filing date: 2011-01-31
Publication date: 2012-09-27
Also published as: CA2788095A1; EP2530180A1; BR112012018697A2; JP4902026B2; US20120305144A1; CN102770571B; CA2788095C; US9410231B2; PL2530180T3; CN102770571A; KR101477877B1; EP2530180B1; EP2530180A4; WO2011093490A1; ES2705232T3; MX2012008690A; BR112012018697B1; JPWO2011093490A1

Abstract

본 발명은, 화학 성분이, 질량%로: C:0.05% 내지 0.35%; Si:0.05% 내지 2.0%; Mn:0.8% 내지 3.0%; Al:0.01% 내지 2.0%; 를 함유하고, P:0.1% 이하; S:0.05% 이하; N:0.01% 이하; 로 제한하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 페라이트 상, 베이나이트 상 및 템퍼링 마르텐사이트 상을 면적률로 합계 50% 이상 함유하고, 잔류 오스테나이트 상을 면적률로 3% 이상 함유하고, 개수비로 50% 이상의 상기 잔류 오스테나이트 상의 결정립이, 무게 중심 위치에서의 탄소 농도를 Cgc, 입계 위치에서의 탄소 농도를 Cgb로 하여, 식 1을 만족하는 강판을 제공한다.

Description

강판 및 강판 제조 방법{STEEL SHEET AND PROCESS FOR PRODUCING STEEL SHEET}

본 발명은, 강판 및 강판 제조 방법에 관한다. 이 강판은, 주로 프레스 가공되어 사용되는 자동차 등의 구조 재료에 적합한, 신장 및 V 굽힘성, 또한 프레스 성형 안정성이 우수한 고강도 강판이다.

본원은, 2010년 1월 29일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2010-019193호 및 2010년 2월 17일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2010-032667호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

자동차의 차체 구조에 사용되는 강판에는, 높은 강도뿐만 아니라, 우수한 신장 및 V 굽힘성이 요구된다.

잔류 오스테나이트 상을 포함하는 TRIP(Transformation Induced Plasticity) 강판에 의하면, TRIP 효과에 의해 높은 강도와 높은 신장을 발휘하는 것이 알려져 있다.

특허 문헌 1에서는, 잔류 오스테나이트 강의 신장을 더욱 높일 목적으로, 잔류 오스테나이트 상의 분률을 높게 확보하여, 2종류의 페라이트 상(베이나이트 페라이트 상, 폴리고날 페라이트 상)을 제어하는 기술이 개시되어 있다.

특허 문헌 2에서는, 신장과 형상 동결성을 확보할 목적으로, 오스테나이트 상의 형상을 어스펙트비로 규정하는 기술이 개시되어 있다.

특허 문헌 3에서는, 신장을 보다 높일 목적으로, 오스테나이트 상의 분포를 최적화하는 기술이 개시되어 있다.

또한, 특허 문헌 4 및 특허 문헌 5에서는, 조직의 균일화에 의해, 국부 연성을 향상시키는 기술이 개시되어 있다.

일본 특허 출원 공개 제2006-274418호 공보 일본 특허 출원 공개 제2007-154283호 공보 일본 특허 출원 공개 제2008-56993호 공보 일본 특허 출원 공개 제2003-306746호 공보 일본 특허 출원 공개 평4-88125호 공보

M. Takahashi: IS3-2007, (2007), 47-50.

잔류 오스테나이트 강은, 어닐링 중의 페라이트 변태 및 베이나이트 변태의 제어에 의해 오스테나이트의 C 농도를 높임으로써, 강 조직에 잔류 오스테나이트 상을 함유시킨 강이지만, 잔류 오스테나이트 강은 혼합 조직이기 때문에, 높은 V 굽힘성(국부 굽힘성)을 발휘할 수는 없었다. 이로 인해, 상술한 기술에서는, 현재의 고강도 강판에 요구되고 있는 더욱 높은 신장과 V 굽힘성을 양립시킬 수는 없었다.

또한, TRIP 효과는 온도 의존성이 있는데, 실제의 프레스 성형에서는, 프레스 성형 중에 금형의 온도가 변화된다. 이로 인해, TRIP 강철판을 프레스 성형하는 경우, 예를 들어 약 25℃의 프레스 성형 초기 및 예를 들어 약 150℃의 프레스 성형 후기에 균열 등의 결함이 발생하는 경우가 있어, 프레스 성형 안정성에 문제가 있었다.

따라서, 높은 신장과 V 굽힘성 외에도, 프레스 성형 중의 온도 변화에 의존하지 않는 우수한 프레스 성형 안정성을 실현하는 것이 실용상의 과제로 되어 있었다.

본 발명은, 종래에 비해 신장 및 V 굽힘성이 높고, 또한 프레스 성형 안정성이 우수한 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 과제로 한다.

본 발명은, 상술한 과제를 해결하기 위해 이하의 방책을 채용한다.

(1) 본원 발명의 제1 형태는, 화학 성분이, 질량%로: C:0.05% 내지 0.35%; Si:0.05% 내지 2.0%; Mn:0.8% 내지 3.0%; Al:0.01% 내지 2.0%; 를 함유하고, P:0.1% 이하; S:0.05% 이하; N:0.01% 이하; 로 제한하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 페라이트 상, 베이나이트상 및 템퍼링 마르텐사이트 상을 면적률로 합계 50% 이상 함유하고, 잔류 오스테나이트 상을 면적률로 3% 이상 함유하고, 개수비로 50% 이상의 상기 잔류 오스테나이트 상의 결정립이, 무게 중심 위치에서의 탄소 농도를 Cgc, 입계 위치에서의 탄소 농도를 Cgb로 하여, 식 1을 만족하는 강판이다.

Cgb/Cgc≥1.2 … (식 1)

(2) 상기 (1)에 기재된 강판에서는, 상기 화학 성분이 질량%로, 또한 Mo:0.01 내지 0.5%, Nb:0.005 내지 0.1%, Ti:0.005 내지 0.2%, V:0.005 내지 0.5%, Cr:0.05 내지 5.0%, W:0.05 내지 5.0%, Ca:0.0005 내지 0.05%, Mg:0.0005 내지 0.05%, Zr:0.0005 내지 0.05%, REM:0.0005 내지 0.05%, Cu:0.02 내지 2.0%, Ni:0.02 내지 1.0%, B:0.0003 내지 0.007% 중 적어도 1종을 함유해도 좋다.

(3) 상기 (1)에 기재된 강판에서는, 상기 결정립의 평균 입경이 10㎛ 이하이며, 상기 잔류 오스테나이트 상 중의 평균 탄소 농도가 0.7% 이상, 1.5% 이하이어도 좋다.

(4) 상기 (1)에 기재된 강판에서는, 개수비로 40% 이상의 상기 결정립이, 1㎛ 이상, 2㎛ 미만의 평균 입경을 갖는 소경 결정립이며, 개수비로 20% 이상의 상기 결정립이, 2㎛ 이상의 평균 입경을 갖는 대경 결정립이어도 좋다.

(5) 상기 (4)에 기재된 강판에서는, 개수비로 50% 이상의 상기 소경 결정립이, 무게 중심 위치에서의 탄소 농도를 CgcS, 입계 위치에서의 탄소 농도를 CgbS로 하여, 식 2를 만족하고, 개수비로 50% 이상의 상기 대경 결정립이, 무게 중심 위치에서의 탄소 농도를 CgcL, 입계 위치에서의 탄소 농도를 CgbL로 하여, 식 3을 만족해도 좋다.

CgbS/CgcS>1.3 (식 2)

1.3>CgbL/CgcL>1.1 (식 3)

(6) 상기 (1) 내지 (5) 중 어느 한 항에 기재된 강판은, 적어도 편면에 부여된 아연 도금 피막을 가져도 좋다.

(7) 상기 (1) 내지 (5) 중 어느 한 항에 기재된 강판은, 적어도 편면에 부여된 아연 합금 도금 피막을 가져도 좋다.

(8) 본원 발명의 제2 형태는, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 화학 성분을 갖는 주조편을, 850℃ 이상, 970℃ 이하의 처리 온도에서 열간 압연을 실시하여 열연 강판을 제조하는 열간 압연 공정과; 상기 열연 강판에 대하여 1초 이상, 10초 이하의 공냉을 행하는 공냉 공정과; 공냉된 상기 열연 강판을, 650℃ 이하의 온도 영역까지 평균 10℃/초 이상, 200℃/초 이하로 냉각한 후 650℃ 이하의 온도 범위에서 권취하는 권취 공정과; 권취된 상기 열연 강판을, 산 세정 후, 40% 이상의 압하율로 냉간 압연을 실시해서 냉연 강판을 제조하는 냉간 압연 공정과; 상기 냉연 강판에 대하여, 700℃ 이상, 900℃ 이하의 최고 온도에서 어닐링을 실시하는 어닐링 공정과; 어닐링된 상기 냉연 강판을, 0.1℃/초 이상, 200℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 350℃ 이상, 480℃ 이하의 온도 영역으로 냉각하고, 이 온도 영역에서 1초 이상, 1000초 이하 유지하는 유지 공정과; 유지된 상기 냉연 강판에 대하여, 350℃에서 220℃까지의 온도 영역을 5℃/초 이상 25℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 1차 냉각하고, 또한 120℃에서 상온 근방까지의 온도 영역을 100℃/초 이상 또는 5℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 2차 냉각하는 최종 냉각 공정과; 을 구비하는 강판 제조 방법이다.

(9) 상기 (8)에 기재된 강판 제조 방법은, 상기 열간 압연 공정에서는, 최종의 2 패스를 각각 20% 이하의 변형량으로 압연해도 좋다.

(10) 상기 (8)에 기재의 강판 제조 방법은, 상기 열간 압연 공정에 있어서, 1100℃ 이하까지 냉각된 후에 1100℃ 이상으로 재가열된 주조편을 사용해도 된다.

(11) 상기 (8)에 기재된 강판 제조 방법은, 상기 유지 공정 후에 상기 강판을 용융 아연 도금 욕에 침지하는 침지 공정을 더 구비해도 좋다.

(12) 상기 (11)에 기재된 강판 제조 방법은, 상기 침지 공정 후에 500℃ 이상, 580℃ 이하의 범위에서 합금화 처리를 행하는 합금화 처리 공정을 더 구비해도 좋다.

상기 방책에 따르면, 잔류 오스테나이트 상 중의 C 농도 구배가 적절하게 제어되어 있기 때문에, 매우 안정한 잔류 오스테나이트 상을 얻을 수 있다. 그 결과, 잔류 오스테나이트의 TRIP 효과에 의해, 고강도임에도 불구하고, 매우 높은 신장과, 높은 V 굽힘성을 발휘할 수 있다. 또한, 소경 결정립 및 대경 결정립의 양이 적절하게 제어된 경우, 잔류 오스테나이트의 TRIP 기능 안정성을 분산시킬 수 있어, 프레스 성형 중의 온도 변화에 의존하지 않는 우수한 프레스 성형 안정성을 발휘할 수 있다. 또한, 소경 결정립의 C 농도 구배와 대경 결정립의 C 농도 구배가 적절하게 제어된 경우, 보다 우수한 프레스 성형 안정성을 발휘할 수 있다.

도 1은 실시예 및 비교예에 관한 강판의, 인장 강도와 25℃ 신장과의 관계를 나타내는 도다.
도 2는 실시예 및 비교예에 관한 강판의, 인장 강도와 V 굽힘 최소 반경(V 굽힘성)의 관계를 나타내는 도다.
도 3은 실시예 및 비교예에 관한 강판의, 인장 강도와 150℃ 신장의 관계를 나타내는 도다.

본 발명자들은, 잔류 오스테나이트의 TRIP 효과를 신장뿐만 아니라 V 굽힘성에도 효과적으로 작용시키기 위해서는 잔류 오스테나이트 상의 안정성을 지금까지 이상으로 향상시키는 것이 유효함을, 및 TRIP 효과를 넓은 프레스 성형 온도 범위에서 작용시키기 위해서는 안정성이 서로 다른 잔류 오스테나이트 상을 균일하게 분산시키는 것이 유효함을 발견했다.

그러나, 종래의 잔류 오스테나이트 강의 베이나이트 변태를 이용한 잔류 오스테나이트 상에 대한 C 농화의 기법에서는, 비특허 문헌 1에서 설명되어 있는 T₀점의 농도 이상으로 C를 농화시킬 수는 없어, 잔류 오스테나이트 상의 안정성을 높일 수는 없었다.

따라서, 본 발명자들이 더욱 검토를 거듭한 결과, 잔류 오스테나이트 상 중의 C 농도 구배를 적절하게 제어함으로써, 매우 안정한 잔류 오스테나이트 상을 얻을 수 있음을, 또한, 잔류 오스테나이트 상의 오스테나이트 립의 입경 분포를 적절하게 제어함으로써, 안정성이 서로 다른 오스테나이트 상을 균일하게 분산시킬 수 있음을 발견했다.

이하, 상술한 발견에 기초해서 이루어진 본 발명의 일 실시 형태에 관한 강판에 대해서, 상세하게 설명한다.

우선, 본 실시 형태에 관한 강판 및 그 소재인 주조편(주조 슬래브)에 대해서, 강의 화학 성분에 대해 설명한다. 또한, 각 원소의 양을 나타내는 "%"는 질량%를 의미한다.

(기본 원소)

강의 화학 성분은 기본 원소로서 C, Si, Mn, Al을 함유한다.

(C:0.05 내지 0.35%)

C는, 강의 강도를 향상시켜, 잔류 오스테나이트 상을 확보하기 위해 매우 중요한 원소다. C 함유량이 0.05% 미만에서는 충분한 강도를 확보할 수 없고, 또한, 충분한 잔류 오스테나이트 상을 얻을 수 없다. 한편, C 함유량이 0.35%를 초과하면, 연성이나 스폿 용접성을 현저하게 열화시킨다. 상술한 특성을 고려하여, C 함유량을 보다 좁은 범위로 규정해도 좋다.

따라서, C 함유량에 대해서는, 하한값이 0.05%, 바람직하게는 0.08%, 보다 바람직하게는 0.15%로 규정되고, 상한값이 0.35%, 바람직하게는 0.26%, 보다 바람직하게는 0.22%로 규정된다.

(Si:0.05 내지 2.0%)

Si는 강도 확보의 관점에서 중요한 원소다. Si 함유량이 0.05% 이상인 경우, 잔류 오스테나이트 상의 생성에 기여해서 연성을 확보하는 효과를 얻을 수 있다. 한편, Si 함유량이 2.0%를 초과하는 경우, 이것들의 효과는 포화되고, 또한, 강의 취화를 야기하기 쉬워진다. 용융 아연 도금, 화성 처리의 용이성이 필요한 경우, 상한값을 1.8%로 규정해도 좋다. 상술한 특성을 고려하여, Si 함유량을 보다 좁은 범위로 규정해도 좋다.

따라서, Si 함유량에 대해서는, 하한값이 0.05%, 바람직하게는 0.1%, 보다 바람직하게는 0.5%로 규정되고, 상한값이 2.0%, 바람직하게는 1.8%, 보다 바람직하게는 1.6%로 규정된다.

(Mn:0.8 내지 3.0%)

Mn은 강도 확보의 관점에서 중요한 원소다. Mn 함유량이 0.8% 이상인 경우, 잔류 오스테나이트 상의 생성에 기여해서 연성을 확보하는 효과를 얻을 수 있다. 한편, Mn 함유량이 3.0%를 초과하는 경우, 켄칭성이 높아지기 때문에, 잔류 오스테나이트 상 대신에 마르텐사이트 상이 생성하여, 과도한 강도 상승을 초래하기 쉬워진다. 그 결과, 제품의 편차가 커지고, 또한, 연성이 부족하게 된다. 상술한 특성을 고려하여, Mn 함유량을 보다 좁은 범위로 규정해도 좋다.

따라서, Mn 함유량에 대해서는, 하한값이 0.8%, 바람직하게는 0.9%, 보다 바람직하게는 1.2%로 규정되고, 상한값이 3.0%, 바람직하게는 2.8%, 보다 바람직하게는 2.6%로 규정된다.

(Al:0.01 내지 2.0%)

Al 함유량이 0.01% 이상인 경우, Si와 마찬가지로, 잔류 오스테나이트 상의 생성에 기여해서 연성을 확보하는 효과를 얻을 수 있다. 한편, Al 함유량이 2.0%를 초과하는 경우, 효과는 포화하고, 오히려 강을 취화시킨다. 상술한 특성을 고려하여, Al 함유량을 보다 좁은 범위로 규정해도 좋다.

따라서, Al 함유량에 대해서는, 하한값이 0.01%, 바람직하게는 0.015%, 보다 바람직하게는 0.04% 초과로 규정되고, 상한값이 2.0%, 바람직하게는 1.8%, 보다 바람직하게는 1.4% 미만으로 규정된다.

용융 아연 도금을 부여하는 경우, Al은 용융 아연 도금성을 열화시키기 때문에, 그 상한을 1.8%로 하는 것이 바람직하다.

또한, 마찬가지의 효과를 발휘하는 상술한 Si와 Al을 강 중에 다량으로 첨가하는 경우에는, Si+Al 함유량에 대해서 규정해도 좋다.

이 경우, Si+Al 함유량에 대해서, 하한값이 0.8%, 바람직하게는 0.9%, 보다 바람직하게는 1.0%로 규정되고, 상한값이 4.0%, 바람직하게는 3.0%, 보다 바람직하게는 2.0%로 규정된다.

(제한 원소)

상술한 강에서는, 제한 원소인 P, S, N의 함유량이 이하와 같이 제한된다.

(P:0.1% 이하)

P 함유량은, 필요한 강판 강도에 따라서 제한된다. P 함유량이 0.1%를 초과하면, 입계에 대한 편석에 의해 국부 연성을 열화시키고, 또한, 용접성을 열화시킨다. 이로 인해, P 함유량은 0.1% 이하로 제한된다.

P는 불가피하게 강 중에 포함되기 때문에, 하한값은 0% 초과이지만, P 함유량을 매우 낮게 제한하려면 엄청난 비용이 필요하기 때문에, 하한값을 0.001% 또는 0.006%로 규정해도 좋다. 상술한 특성을 고려하여, P 함유량을 보다 좁은 범위로 규정해도 좋다.

따라서, P 함유량에 대해서는, 0.1% 이하, 바람직하게는 0.05% 이하, 보다 바람직하게는 0.01% 이하로 제한된다. 또한, 하한값에 대해서는, 0% 초과, 0.001% 또는 0.006%로 규정되어도 좋다.

(S:0.05% 이하)

S는, MnS를 생성함으로써 국부 연성, 용접성을 열화시키는 원소다. 이로 인해, S 함유량은 0.05% 이하로 제한된다.

S는 불가피하게 강 중에 포함되기 때문에, 하한값은 0% 초과이지만, S 함유량을 매우 낮게 제한하려면 엄청난 비용이 필요하기 때문에, 하한값을 0.0005% 또는 0.001% 초과로 규정해도 좋다. 또한, 상술한 특성을 고려하여, S 함유량을 보다 좁은 범위로 규정해도 좋다.

따라서, S 함유량에 대해서는, 0.05% 이하, 바람직하게는 0.01% 이하, 보다 바람직하게는 0.004% 미만으로 제한된다. 또한, 하한값에 대해서는, 0% 초과, 0.0005%, 또는 0.001% 초과로 규정되어도 좋다.

(N:0.01% 이하)

N은, 다량으로 함유하면, 시효성을 열화시키고, 또한, AlN 석출량이 많아져서 Al 첨가의 효과를 감소시킨다. 이로 인해, N 함유량은 0.01% 이하로 제한된다.

N은 불가피하게 강 중에 포함되기 때문에, 하한값은 0% 초과로 규정되지만, N 함유량을 매우 낮게 제한하려면 엄청난 비용이 필요하기 때문에, 하한값을 0.001% 또는 0.002 초과로 규정해도 좋다. 또한, 상술한 특성을 고려하여, N 함유량을 보다 좁은 범위로 규정해도 좋다.

따라서, N 함유량에 대해서는, 0.01% 이하, 바람직하게는 0.008% 이하, 보다 바람직하게는 0.005% 미만으로 제한된다. 또한, 하한값에 대해서는, 0% 초과, 0.001% 또는 0.002% 초과로 규정되어도 좋다.

(Fe 및 불가피적 불순물)

상술한 강은, 잔량부로서, 철 및 불가피적 불순물을 함유한다. 불가피적 불순물로는, 스크랩으로부터 혼입되는 Sn, As 등을 들 수 있다. 또한, 본 발명의 특성을 손상시키지 않는 범위에서 다른 원소를 함유해도 좋다.

(선택 원소)

상술한 강은, 선택 원소로서 Mo, Nb, Ti, V, Cr, W, Ca, Mg, Zr, REM, Cu, Ni, B 중 적어도 1종을 함유해도 좋다.

(Mo:0.01 내지 0.5%)

Mo 함유량이 0.01% 이상인 경우, 강 중의 펄라이트 상의 생성을 억제하는 효과를 얻을 수 있다. 이 때문에 Mo는, 어닐링 중의 냉각 속도가 느린 경우, 또는, 도금의 합금화 처리 등에서 재가열이 이루어지는 경우에 중요해지는 원소다. 그러나, Mo 함유량이 0.5%를 초과하는 경우, 연성이나 화성 처리성을 열화시키는 경우가 있다. 보다 높은 강도와 연성의 밸런스를 얻기 위해서는, 0.3% 이하로 하는 것이 바람직하다. 상술한 특성을 고려하여, Mo 함유량을 보다 좁은 범위로 규정해도 좋다.

따라서, Mo를 강 중에 함유시키는 경우, 하한값을 0.01%, 바람직하게는 0.02%로 규정해도 좋고, 상한값을 0.5%, 바람직하게는 0.3%, 보다 바람직하게는 0.2%로 규정해도 좋다.

(Nb:0.005 내지 0.1%)

(Ti:0.005 내지 0.2%)

(V:0.005 내지 0.5%)

(Cr:0.05 내지 5.0%)

(W:0.05 내지 5.0%)

Nb, Ti, V, Cr, W는, 미세한 탄화물, 질화물, 또는 탄질화물을 생성하는 원소이며, 강도 확보에 유효하다. 강도 확보의 관점에서, Nb의 하한값을 0.005%, Ti의 하한값을 0.005%, V의 하한값을 0.005%, Cr의 하한값을 0.05%, W의 하한값을 0.05%로 규정해도 좋다.

한편, 이들 원소를 과도하게 강 중에 첨가하면, 강의 강도가 지나치게 상승해서 연성이 저하한다. 연성 확보의 관점에서, Nb의 상한값을 0.1%, Ti의 상한값을 0.2%, V의 상한값을 0.5%, Cr의 상한값을 5.0%, W의 상한값을 5.0%로 규정해도 좋다.

또한, 상술한 특성을 고려하여, 각각의 원소의 함유량을 보다 좁은 범위로 규정해도 좋다.

따라서, Nb를 강 중에 함유시키는 경우, 하한값을 0.005%, 바람직하게는 0.01%로 규정해도 좋고, 상한값을 0.1%, 바람직하게는 0.05%, 보다 바람직하게는 0.03%로 규정해도 좋다.

또한, Ti를 강 중에 함유시키는 경우, 하한값을 0.005%, 바람직하게는 0.01%로 규정해도 좋고, 상한값을 0.2%, 바람직하게는 0.1%, 보다 바람직하게는 0.07%로 규정해도 좋다.

또한, V를 강 중에 함유시키는 경우, 하한값을 0.005%, 바람직하게는 0.01%로 규정해도 좋고, 상한값을 0.5%, 바람직하게는 0.3%, 보다 바람직하게는 0.1%로 규정해도 좋다.

또한, Cr을 강 중에 함유시키는 경우, 하한값을 0.05%, 바람직하게는 0.1%로 규정해도 좋고, 상한값을 5.0%, 바람직하게는 3.0%, 보다 바람직하게는 1.0%로 규정해도 좋다.

또한, W를 강 중에 함유시키는 경우, 하한값을 0.05%, 바람직하게는 0.1%로 규정해도 좋고, 상한값을 5.0%, 바람직하게는 3.0%, 보다 바람직하게는 1.0%로 규정해도 좋다.

(Ca:0.0005 내지 0.05%)

(Mg:0.0005 내지 0.05%)

(Zr:0.0005 내지 0.05%)

(REM:0.0005 내지 0.05%)

Ca, Mg, Zr, REM(희토류 원소)은, 황화물 및 산화물의 형상을 제어해서 국부 연성 및 구멍 확장성을 향상시킨다. 이 때문에, 각 원소의 하한값을 0.0005%로 규정해도 좋다.

한편, 강이 이들 원소를 과도하게 함유하는 경우, 가공성이 열화한다. 이 때문에, 각 원소의 상한값을 0.05%로 규정해도 좋다.

따라서, Ca를 강 중에 함유시키는 경우, 하한값을 0.0005%, 바람직하게는 0.001%로 규정해도 좋고, 상한값을 0.05%, 바람직하게는 0.01%, 보다 바람직하게는 0.005%로 규정해도 좋다.

또한, Mg를 강 중에 함유시키는 경우, 하한값을 0.0005%, 바람직하게는 0.001%로 규정해도 좋고, 상한값을 0.05%, 바람직하게는 0.01%, 보다 바람직하게는 0.005%로 규정해도 좋다.

또한, Zr을 강 중에 함유시키는 경우, 하한값을 0.0005%, 바람직하게는 0.001%로 규정해도 좋고, 상한값을 0.05%, 바람직하게는 0.01%, 보다 바람직하게는 0.005%로 규정해도 좋다.

또한, REM을 강 중에 함유시키는 경우, 하한값을 0.0005%, 바람직하게는 0.001%로 규정해도 좋고, 상한값을 0.05%, 바람직하게는 0.01%, 보다 바람직하게는 0.005%로 규정해도 좋다.

(Cu:0.02 내지 2.0%)

(Ni:0.02 내지 1.0%)

(B:0.0003 내지 0.007%)

Cu, Ni, B는, 변태를 지연시켜 강의 강도를 높이는 효과를 얻을 수 있다. 이 때문에, Cu의 하한값을 0.02%, Ni의 하한값을 0.02%, B의 하한값을 0.0003%로 규정해도 좋다.

한편, 각각의 원소를 과도하게 첨가하면, 켄칭성이 지나치게 강해져, 페라이트 변태, 베이나이트 변태가 늦어지기 때문에, 잔류 오스테나이트 상에 대한 C 농화를 지연시킨다. 이 때문에, Cu의 상한값을 2.0%, Ni의 상한값을 1.0%, B의 상한값을 0.007%로 규정해도 좋다.

따라서, Cu를 강 중에 함유시키는 경우, 하한값을 0.02%, 바람직하게는 0.04%로 규정해도 좋고, 상한값을 2.0%, 바람직하게는 1.5%, 보다 바람직하게는 1.0%로 규정해도 좋다.

또한, Ni를 강 중에 함유시키는 경우, 하한값을 0.02%, 바람직하게는 0.04%로 규정해도 좋고, 상한값을 1.0%, 바람직하게는 0.7%, 보다 바람직하게는 0.5%로 규정해도 좋다.

또한, B를 강 중에 함유시키는 경우, 하한값을 0.0003%, 바람직하게는 0.0005%로 규정해도 좋고, 상한값을 0.007%, 바람직하게는 0.005%, 보다 바람직하게는 0.003%로 규정해도 좋다.

다음으로, 본 실시 형태에 관한 강판의 강 조직에 대해서 설명한다. 또한, 강 조직에 관한 "%"는, 특별히 설명이 없는 한 면적률을 의미한다.

본 실시 형태에 관한 강판의 강 조직은, 면적률로, 페라이트 상, 베이나이트 상 및 템퍼링 마르텐사이트 상을 전체 조직에 대하여 합계 50% 이상, 바람직하게는 60%, 보다 바람직하게는 70% 이상 함유한다. 또한, 이 강 조직은, 잔류 오스테나이트 상을 전체 조직에 대하여 3% 이상, 바람직하게는 5% 초과, 보다 바람직하게는 10% 초과로 함유한다. 템퍼링 마르텐사이트 상에 대해서는 필요한 강판 강도에 따라서 함유시키면 되며, 0%이어도 좋다. 또한, 펄라이트 상은, 5% 이하이면 강 조직에 함유되어도 재질을 현저하게 열화시키지 않으므로, 5% 이하의 범위로 함유해도 좋다.

페라이트 상, 베이나이트 상 및 템퍼링 마르텐사이트 상이 합계 50% 미만인 경우, 잔류 오스테나이트 상 중의 C 농도를 높게 할 수 없기 때문에, 잔류 오스테나이트 상이 농도 구배를 가져도, 상의 안정성을 확보하는 것이 곤란해져, V 굽힘성이 열화한다. 한편, 페라이트 상, 베이나이트 상 및 템퍼링 마르텐사이트 상이 합계 95%를 초과하면, 잔류 오스테나이트 상을 3% 이상 확보하는 것이 곤란해져, 신장의 저하를 야기하기 때문에, 95% 이하인 것이 바람직하다.

본 실시 형태에 관한 강판에서는, 잔류 오스테나이트 상의 결정립의 C 농도 분포가 적절하게 제어된다. 즉, 잔류 오스테나이트 상의 결정립의, 페라이트 상, 베이나이트 상, 또는 템퍼링 마르텐사이트 상에 접하는 상 계면에서의 C 농도(Cgb)가, 결정립의 무게 중심 위치에서의 C 농도(Cgc)에 비해 높아지도록 제어된다. 이에 의해, 상 계면에서의 잔류 오스테나이트 상의 안정성을 높이고, 우수한 신장과 V 굽힘성을 발휘할 수 있다.

보다 구체적으로는, 개수비로 50% 이상, 바람직하게는 55%, 보다 바람직하게는 60% 이상의 잔류 오스테나이트 상의 결정립이, 이하의 식 1을 만족하는 경우에, 잔류 오스테나이트 상 전체의 안정성을 향상시키는 효과를 얻을 수 있다.

Cgb/Cgc≥1.2 (식 1)

Cgb, Cgc(및, 후술하는 CgbS, CgcS, CgbL, CgcL)는, 정밀도가 보증되는 측정 방법이면, 어떤 측정 방법으로 측정해도 상관없다. 예를 들어, FE-SEM 부속의 EPMA를 사용하여, 0.5㎛ 이하 피치로 C 농도를 측정함으로써 얻을 수 있다.

여기서, 상 계면의 C 농도(Cgb)란, 입계에 가장 가까운, 결정립측의 측정점의 C 농도를 말한다. 단, 측정 조건에 따라서는, 결정립의 외측의 영향을 받아, Cgb가 낮게 측정되는 경우가 있다. 그 경우에는, 입계 근방에서 가장 높은 C 농도를 Cgb로 한다.

계면의 국부적인 C 농도를 측정하는 것은, 현재의 기술로는 불가능하다. 그러나, 본 발명자들이 검토를 거듭한 결과, 통상의 측정에서 식 1의 조건을 만족하면, 충분한 효과를 얻을 수 있는 것으로 판단할 수 있었다.

잔류 오스테나이트 상의 결정립의 평균 입경은, 10㎛ 이하, 바람직하게는 4㎛, 보다 바람직하게는 2㎛ 이하이면 된다. 여기에서 말하는 "입경"이란, 평균 원 상당 직경을 의미하고, "평균 입경"이란 그 개수 평균을 의미한다. 평균 입경이 10㎛ 초과에서는, 잔류 오스테나이트 상의 분산이 거칠어, TRIP 효과를 충분히 발휘할 수 없기 때문에, 우수한 신장을 얻을 수 없다. 또한, 잔류 오스테나이트 상의 결정립의 평균 입경이 1㎛ 미만인 경우, 소정의 C 농도 구배를 갖는 상 계면을 얻는 것이 어려워, 우수한 V 굽힘성을 얻을 수 없다.

잔류 오스테나이트 상 중의 평균 탄소 농도는, C 농도 구배와 마찬가지로, 잔류 오스테나이트의 안정성에 크게 기여한다. 평균 C 농도가 0.7% 미만에서는 잔류 오스테나이트의 안정성이 매우 낮아지므로, TRIP 효과를 효과적으로 얻을 수 없어, 신장이 저하한다. 한편, 평균 C 농도가 1.5%를 초과해도, 신장 개선의 효과는 포화하고, 제조 비용이 증가한다. 이 때문에, 잔류 오스테나이트 상 중의 평균 탄소 농도에 대해서는, 상한을 0.7%, 바람직하게는 0.8%, 보다 바람직하게는 0.9%로 규정해도 좋고, 하한을 1.5%, 바람직하게는 1.4%, 보다 바람직하게는 1.3%로 규정해도 좋다.

본 실시 형태에 관한 강판에서는, 잔류 오스테나이트 상의 결정립의 입경을 적절하게 분포시켜, 안정성이 서로 다른 잔류 오스테나이트 상을 균일하게 분산시켜도 좋다. 이 경우, 안정성이 높은 잔류 오스테나이트 상이 예를 들어 약 25℃의 프레스 성형 초기에서의 프레스 성형성에 기여하고, 안정성이 낮은 잔류 오스테나이트 상이 예를 들어 약 150℃의 프레스 성형 후기에서의 프레스 성형성에 기여한다. 이 때문에, 높은 신장과 V 굽힘성뿐만 아니라, 우수한 프레스 성형 안정성도 발휘할 수 있다.

프레스 성형 안정성을 확보하기 위해서는, 연속 프레스 중에 금형 온도가 변화되어도 항상 TRIP 효과를 발휘할 수 있도록 잔류 오스테나이트 상의 결정립을 분산시킬 필요가 있다. 따라서, 본 실시 형태에 관한 강판에서는, 안정성이 서로 다른 잔류 오스테나이트 상의 결정립을 균일하게 분산시킴으로써, 금형 온도에 의존하지 않는 우수한 프레스 성형성을 실현 가능하게 하고 있다.

구체적으로는, 강판 중의 잔류 오스테나이트 상의 결정립에 대해서, 개수비 40% 이상의 결정립이 1㎛ 이상 2㎛ 미만인 입경을 갖는 소경 결정립이며, 개수비 20% 이상이 2㎛ 이상의 입경을 갖는 대경 결정립인 것이 바람직하다. 이 경우, 안정성이 서로 다른 오스테나이트 립이 균일하게 분산되기 때문에, 우수한 프레스 성형 안정성을 실현할 수 있다.

0.5㎛ 미만의 립(지극히 소경 결정립)은 C 농도 구배를 부여하는 것이 매우 곤란해서, 매우 불안정한 잔류 오스테나이트 상의 결정립이 되므로 프레스 성형성에 대한 기여가 낮다. 0.5㎛ 이상, 2㎛ 미만의 립(소경 결정립)은 다량의 탄소가 인접 립으로부터 유입되기 때문에, 성품에서 큰 농도 구배를 유지하는 것이 가능해져, 비교적 안정성이 높은 잔류 오스테나이트 상의 결정립이 된다. 이 소경 결정립을 개수비로 40% 이상 존재시킴으로써 이 효과를 발휘할 수 있다. 2㎛ 이상의 립(대경 결정립)은 인접 립으로부터의 탄소 유입량이 적어, 농도 구배가 작은 비교적 낮은 안정성을 갖는 잔류 오스테나이트 상의 결정립이 된다. 이 잔류 오스테나이트 상은 저 프레스 영역에서 TRIP 효과를 일으키기 쉽다. 이 대경 결정립을 개수비로 20% 이상 존재시킴으로써 이 효과를 발휘할 수 있다.

또한, 본 실시 형태에 관한 강판에서는, 잔류 오스테나이트 상의 결정립의 크기마다 적절한 C 농도 구배가 부여되어 있어도 된다. 보다 구체적으로는, 개수비로 50%, 바람직하게는 55%, 보다 바람직하게는 60% 이상의 소경 결정립이, 무게 중심 위치에서의 탄소 농도를 CgcS, 입계 위치에서의 탄소 농도를 CgbS로 하여, 식 2를 만족하고, 또한, 개수비로 50% 이상, 바람직하게는 55%, 보다 바람직하게는 60% 이상의 대경 결정립이, 무게 중심 위치에서의 탄소 농도를 CgcL, 입계 위치에서의 탄소 농도를 CgbL로 하여, 식 3을 만족하는 것이 바람직하다.

CgbS/CgcS>1.3 (식 2)

1.3>CgbL/CgcL>1.1 (식 3)

이와 같이, 잔류 오스테나이트 상의 결정립의 크기마다 적절한 C 농도 구배를 부여함으로써, 예를 들어 약 25℃의 비교적 저온도 상태 및 약 150℃의 비교적 고온도 상태에서, 안정적으로 높은 프레스 성형성을 발휘할 수 있다.

CgbS/CgcS의 값이 1.3을 초과하는 소경 결정립이, 전체 소경 결정립에 대한 개수비로 50% 이상이면, 소경 결정립이 높은 안정성을 가짐으로써 프레스 성형 초기의 저온 상태에서의 신장을 높일 수 있다. 한편, 이러한 안정된 잔류 오스테나이트는, 프레스 성형 후기의 고온 상태에서의 신장이 저하한다. 이것을 보상하기 위해, CgbL/CgcL의 값이 1.1 초과 1.3 미만인 대경 결정립이, 전체 대경 결정립에 대한 개수비로 50% 이상이면, 대경 결정립이 낮은 안정성을 가짐으로써, 프레스 후기의 고온 상태에서의 신장의 개선에 효과적이다. 단, CgbL/CgcL의 값이 1.1 미만이면 더 높은 온도의 신장에 작용해버리므로 150℃ 이하의 신장이 열화한다.

이들 농도비를 확보할 수 있을 때에, 저온에서부터 고온까지 높은 프레스 성형성을 확보할 수 있는데, 이 효과를 조직 전체적으로 담보하기 위해서는, 모든 소경 결정립 중, 식 2를 만족하는 소경 결정립이 개수비로 50% 이상, 바람직하게는 55%, 보다 바람직하게는 60% 필요하며, 그 미만에서는 그 TRIP 효과가 적기 때문에 특히 저온에서의 프레스 성형성이 열화한다. 한편, 대경 결정립에서는, 식 3을 만족할 때, 고온 영역에서 높은 프레스 성형성을 얻을 수 있다. 이 대경 결정립에 대해서도, 이 효과를 조직 전체적으로 담보하기 위해서는, 모든 대경 결정립 중, 식 3을 만족하는 대경 결정립이 개수비로 50% 이상, 바람직하게는 55%, 보다 바람직하게는 60% 필요하다.

본 실시 형태에 관한 강판은, 적어도 편면에 아연 도금 피막, 또는 아연 합금 도금 피막을 가져도 좋다.

이하에, 본 발명의 일 실시 형태에 관한 강판 제조 방법에 대해서 설명한다.

본 발명의 일 실시 형태는, 열간 압연 공정과, 공냉 공정과, 권취 공정과, 냉간 압연 공정과, 어닐링 공정과, 유지 공정과, 최종 냉각 공정을 적어도 구비한다. 이하, 각각의 공정에 대해서 상세하게 설명한다.

(열간 압연 공정)

열간 압연 공정에서는, 연속 주조된 직후의 주조 슬래브(주조편), 또는 1100℃ 이하까지 냉각된 후에 1100℃ 이상으로 재가열된 주조 슬래브에 대하여 열간 압연을 실시하여, 열연 강판을 제조한다. 재가열된 주조 슬래브를 사용하는 경우, 재가열 온도가 1100℃ 미만에서는, 균질 처리가 불충분해져, 강도와 V 굽힘성의 저하가 발생한다. 이 열간 압연 공정에서의 마무리 온도는, 오스테나이트 립의 재결정?성장의 관점에서는 높은 것이 바람직하기 때문에, 850℃ 이상, 970℃ 이하로 한다. 열간 압연의 마무리 온도가 850℃ 미만에서는, (페라이트+오스테나이트) 2상 영역 압연이 되어, 연성의 저하를 초래한다. 한편, 열간 압연의 마무리 온도가 970℃를 초과하면, 오스테나이트 입경이 조대해지고, 페라이트 상 분률이 작아져서 연성이 저하한다.

잔류 오스테나이트 상에서의 결정립의 C 농도 구배를 균일하게 분산시키는 경우, 열연에서의 최종 2 패스(최종 전단 및 최종단)에서의 압하량은 작은 것이 바람직하기 때문에, 각각 20% 이하로 설정해도 좋다. 또한, 최종 1 패스(최종단)에서의 압하율은, 15% 이하, 또는 10% 이하로 설정해도 좋다. 이에 의해, 잔류 오스테나이트 상의 결정립의 크기를 분산시킬 수 있어, 강판의 프레스 성형 안정성을 향상시킬 수 있다. 각각의 압하량이 20%를 초과하는 경우, 오스테나이트 립의 재결정이 진행하기 때문에, 최종 조직에서의 2㎛ 이상의 입경(원 상당 직경)의 결정립을 얻는 것이 곤란해진다.

(공냉 공정)

공냉 공정에서는, 상술한 바와 같이 해서 얻어진 열연 강판에 대하여 1초 이상, 10초 이하의 냉각(공냉)을 행한다. 공냉 시간이 1초 미만에서는 오스테나이트 립의 재결정?성장이 불충분해지고, 최종 조직의 잔류 오스테나이트 상의 결정립도 작아진다. 한편, 공냉 시간이 10초를 초과하면 오스테나이트 립의 조대화에 의해, 균일성이 상실되어 신장이 열화한다. 공냉 시간은, 바람직하게는 5초 이하, 보다 바람직하게는 3초 이하로 설정된다.

(권취 공정)

권취 공정에서는, 공냉된 열연 강판을 650℃ 이하의 온도 영역까지, 10℃/초 이상 200℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 냉각한 후, 650℃ 이하, 바람직하게는 600℃ 이하, 보다 바람직하게는 400℃ 이하의 온도 범위에서 권취한다. 평균 냉각 속도가 10℃/초 미만, 또는 권취 온도가 650℃ 초과에서는, V 굽힘성을 현저하게 열화시키는 펄라이트 상이 생성한다. 평균 냉각 속도가 200℃/초를 초과하면, 펄라이트 억제 효과는 포화하고, 또한, 냉각 종점 온도의 편차가 커져 안정된 재질을 확보하는 것이 어려워진다.

이 때문에, 평균 냉각 속도에 대해서는, 하한이 10℃/초, 바람직하게는 30℃/초, 보다 바람직하게는 40℃/초로 설정되고, 상한이 200℃/초, 바람직하게는 150℃/초, 보다 바람직하게는 120℃/초로 설정된다. 또한, 권취 온도에 대해서는, 하한이 200℃, 바람직하게는 400℃, 보다 바람직하게는 650℃로 설정되고, 상한이 600℃ 또는 550℃로 설정된다.

(냉간 압연 공정)

냉간 압연 공정에서는, 권취된 열연 강판을, 산 세정한 후, 40% 이상의 압하율로 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판을 제조한다. 압하율이 40% 미만에서는, 어닐링 중의 재결정이나 역 변태가 억제되어 신장의 저하를 일으킨다. 여기에서의 압하율의 상한은 특별히 규정되는 것이 아니지만, 90%, 또는 70%이면 된다.

(어닐링 공정)

어닐링 공정에서는, 냉연 강판에 대하여 700℃ 이상, 900℃ 이하의 최고 온도에서 어닐링을 실시한다. 최고 온도가 700℃ 미만에서는, 어닐링 중의 페라이트 상의 재결정이 지연되기 때문에 신장의 저하를 야기한다. 900℃ 초과에서는, 마르텐사이트 분률이 증가하여 신장의 저하를 일으킨다.

이 때문에, 어닐링 최고 온도에 대해서는, 하한이 700℃, 바람직하게는 720℃, 보다 바람직하게는 750℃ 초과로 설정되고, 상한이 900℃, 바람직하게는 880℃, 보다 바람직하게는 850℃ 미만으로 설정된다.

또한, 어닐링 공정 후에는, 항복점 신장을 억제할 목적으로, 약 1%의 스킨 패스 압연을 행해도 된다.

(유지 공정)

과 시효 처리(이하, OA)를 행하기 위해서, 유지 공정에서는, 어닐링된 냉연 강판을 0.1℃/초 이상, 200℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 350℃ 이상, 480℃ 이하의 온도 영역으로 냉각하고, 이 온도 영역에서 1초 이상, 1000초 이하 유지한다. 어닐링 후의 냉각에서, 조직을 동결하고, 베이나이트 변태를 효율적으로 야기하기 위해서, 평균 냉각 속도는 0.1℃/초 이상, 200℃/초 이하로 설정된다. 평균 냉각 속도가 0.1℃/초 미만에서는 변태를 제어할 수 없다. 한편, 평균 냉각 속도가 200℃/초를 초과하면, 그 효과는 포화하고, 또한, 잔류 오스테나이트 생성에 가장 중요한 냉각 종점 온도의 온도 제어성을 현저하게 열화시킨다. 따라서, 평균 냉각 속도에 대해서는, 하한이 0.1℃/초, 바람직하게는 2℃/초, 보다 바람직하게는 3℃/초로 설정되고, 상한이 200℃/초, 바람직하게는 150℃/초, 보다 바람직하게는 120℃/초로 설정된다.

냉각 종점 온도 및 그 후의 유지는, 베이나이트 생성을 제어하여, 잔류 오스테나이트의 C 농도를 결정하는데 중요하다. 냉각 종점 온도를 350℃ 미만으로 하면, 마르텐사이트가 다량으로 발생하고, 강 강도가 과잉으로 높아지며, 또한, 오스테나이트를 잔류시키는 것이 어렵게 되기 때문에, 신장의 저하가 매우 커진다. 냉각 종점 온도가 480℃를 초과하면, 베이나이트 변태가 늦어지고, 또한, 유지 중에 시멘타이트의 생성이 일어나서, 잔류 오스테나이트 중의 C의 농화가 저하한다. 따라서, 냉각 종점 온도 및 유지 온도에 대해서는, 하한이 350℃, 바람직하게는 380℃, 보다 바람직하게는 390℃로 설정되고, 상한이 480℃, 바람직하게는 470℃, 보다 바람직하게는 460℃로 설정된다.

유지 시간은 1초 이상, 1000초 이하가 한다. 유지 시간이 1초 미만에서는, 베이나이트 변태가 충분히 일어나지 않아, 잔류 오스테나이트에 대한 C 농화가 불충분해진다. 1000초를 넘으면, 오스테나이트 상 중에 시멘타이트가 생성하여, C의 농도 저하가 일어나기 쉬워진다. 이 때문에, 유지 시간에 대해서는, 하한이 1초, 바람직하게는 10초, 보다 바람직하게는 40초로 설정되고, 상한이 1000초, 바람직하게는 600초, 보다 바람직하게는 400초로 설정된다.

(최종 냉각 공정)

최종 냉각 공정에서는, 유지 후의 냉연 강판에 대하여, 350℃부터 220℃까지의 온도 영역을 5℃/초 이상 25℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 1차 냉각하고, 또한 120℃에서 상온 근방까지의 온도 영역을 100℃/초 이상 또는 5℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 2차 냉각한다.

OA 후의 냉각 중에 일어나는 미약한 변태는, 오스테나이트 중의 입계 근방의 C 농도를 늘리는데 중요한 역할을 담당한다. 이 때문에, 1차 냉각에서는, 350℃에서 220℃까지의 온도 영역을 평균 냉각 속도 5℃/초 이상 25℃/초 이하의 평균 냉각 속도로서 강판을 냉각한다. 350℃에서 220℃까지의 온도 영역의 냉각 속도가 25℃/초를 초과하면, 그 동안에 변태가 진행되지 않아, 오스테나이트 중에 대한 C 농화가 일어나지 않는다. 한편, 350℃에서 220℃까지의 온도 영역의 냉각 속도가 5℃/초 미만이면, 오스테나이트 중에서 C의 확산이 진행하여, C의 농도 구배가 작아진다.

따라서, 1차 냉각의 평균 냉각 속도에 대해서는, 하한이 5℃/초, 바람직하게는 6℃/초, 보다 바람직하게는 7℃/초 초과로 설정되고, 상한이 20℃/초, 바람직하게는 19℃/초, 보다 바람직하게는 18℃/초 미만으로 설정된다.

또한, 120℃ 이하의 저온 영역에서는, C의 확산이 더 한정되어, 변태가 일어나기 어려워진다. 이 때문에, 2차 냉각에서는, 120℃에서 상온 근방까지의 온도 범위를 평균 냉각 속도 100℃/초 이상으로 강판을 냉각하여, 오스테나이트 상 중의 C 농도 구배를 350℃에서 220℃로 달성한 상태로 한다. 혹은, 2차 냉각에서는, 120℃에서 상온 근방까지의 온도 범위를 평균 냉각 속도 5℃/초 이하로 강판을 냉각하여, 오스테나이트 상 중의 C 농도 구배를 보다 현저한 것으로 한다. 2차 냉각에서 평균 냉각 속도를 5℃/초 초과 100℃/초 미만으로 하면, 변태가 일어나지 않을뿐만 아니라, 입계의 C 농도의 저하가 발생한다.

따라서, 2차 냉각의 평균 냉각 속도에 대해서는, 5℃/초 이하, 바람직하게는 4℃/초 이하, 보다 바람직하게는 3℃/초 이하로 설정하거나, 혹은 100℃/초 이상, 바람직하게는 120℃/초 이상, 보다 바람직하게는 150℃/초 이상으로 설정한다.

이상 설명한 본 실시 형태에 관한 강판 제조 방법에 따르면, 베이나이트 변태에 의해 잔류 오스테나이트 상의 C가 농화된 후의 냉각 조건의 제어에 의해, 잔류 오스테나이트 상 중의 C 농도 구배를, 입계부의 C 농도가 높아지도록 제어하는 것이 가능하다. 또한, 어닐링 후의 냉각에 있어서의 오스테나이트 상 중에 대한 C 농화와 합침으로써, 잔류 오스테나이트 상의 안정성을 높게 하는 것이 가능하다.

또한, 잔류 오스테나이트 상의 결정립의 크기를 분산시켜서 잔류 오스테나이트 상의 C 농도 구배를 균일하게 분산시키는 경우, 강판의 프레스 성형 안정성을 향상시킬 수 있다.

본 기술은, 용융 아연 도금 강판의 제조에도 적용이 가능하다. 이 경우, 상기의 유지 공정 후, 최종 냉각 공정 전에, 강판을 용융 아연 도금 욕에 침지한다. 또한, 침지 후, 합금화 처리를 실시하는 것도 가능하다. 합금화 처리는, 500℃ 이상, 580℃의 범위에서 행한다. 500℃ 미만에서는 합금화가 불충분해지고, 580℃ 초과에서는 과 합금이 되어 내식성이 현저하게 열화한다.

또한, 본 발명은, 주조 조건에 의해 영향을 받는 것이 아니다. 예를 들어, 주조 방법(연속 주조나 잉곳 주조), 슬래브 두께의 차이에 의한 영향이 적어, 박 슬래브 등 특수한 주조, 열연 방법을 사용해도 된다. 또한, 강판에 전기 도금을 실시해도 좋다.

실시예

본 발명을 실시예에 기초하여 더 설명하지만, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해서 채용한 조건예이며, 본 발명은 이 조건예에 한정되지 않는다. 본 발명은, 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한, 다양한 조건을 채용할 수 있다.

우선, 표 1에 나타낸 화학 성분을 갖는 주조 슬래브 A 내지 V(실시예의 강 성분)와 주조 슬래브 a 내지 g(비교예의 강 성분)를 제조했다.

이들 주조 슬래브에 대해 열간 압연을 실시하여 열연 강판을 제조했다. 열간 압연에서의, 최종 2 패스에 상당하는 6단째, 7단째의 압연에서의 압하율 및 처리 온도에 대해서는, 표 2에 나타낸다. 그 후, 소정의 시간 공냉한 열연 강판을 약 550℃까지 평균 냉각 속도 60℃/초로 냉각한 후, 약 540℃에서 권취를 행했다. 권취된 열연 강판을 산 세정하고, 그 후, 50%의 압하율로 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판을 제조했다.

또한, 표 2에 나타낸 최고 어닐링 온도에 의해 어닐링 처리를 행했다. 어닐링 후에는, 항복점 신장을 억제할 목적으로, 1%의 스킨 패스 압연을 행했다.

그 후, 과 시효 처리를 행하기 위해서, 어닐링 후의 강판을 냉각하고 유지했다. 여기에서의 냉각 속도, 유지 온도 및 유지 시간은, 표 2에 나타낸다. 또한, 일부 강판에 대해서는, 유지 후의 강판을 용융 아연 도금 욕에 침지한 후, 소정의 합금화 온도에서 합금화 처리를 행했다.

마지막으로, 소정의 냉각 속도로 냉연 강판의 1차 냉각(350 내지 220℃의 범위의 냉각) 및 2차 냉각(120℃ 내지 20℃의 범위의 냉각)을 행하여, 강판 A1 내지 V1, a1 내지 g1을 제조했다.

이와 같이 하여 얻어진 강판의 강 조직 및 강판 특성을, 표 3, 표 4에 나타낸다. 강 조직에 대해서는, "페라이트+베이나이트+템퍼링 마르텐사이트의 비율", "잔류 오스테나이트 상의 비율", "식 1을 만족하는 결정립의 비율", "소경 결정립의 비율", "대경 결정립의 비율", "식 2를 만족하는 소경 결정립의 비율", "식 3을 만족하는 대경 결정립의 비율", "결정립 평균 입경" 및 "잔류 오스테나이트 상 중의 평균 C 농도"를 측정했다. 또한, 강판 특성에 대해서는, "인장 강도", "25℃ 신장", "V 굽힘성" 및 "150℃ 신장"에 대해서 평가했다.

조직의 동정, 존재 위치의 관찰 및 평균 입경(평균 원 상당 직경)과 점유율의 측정은, 나이탈 시약에 의해 강판 압연 방향 단면 또는 압연 방향과 직각인 단면을 부식시켜서 500배 내지 1000배의 광학 현미경 관찰에 의해 정량화했다.

"잔류 오스테나이트 상의 비율"의 측정은, 강판의 표층에서부터 1/4 두께까지 화학 연마한 면에서 행하고, 단색화한 MoKα선에 의한, 페라이트의 (200) 및 (211) 면 적분 강도와 오스테나이트의 (200), (220) 및 (311) 면 적분 강도로부터 잔류 오스테나이트를 정량화하여 구했다.

또한, "잔류 오스테나이트 상 중의 평균 C 농도"(Cγ)는, Cu-Kα선에 의한 선 해석으로, 오스테나이트의 (200)면, (220)면, (311)면의 반사각으로부터 격자 정수(단위:옹스트롬)를 구하여, 하기의 식 A에 따라서 산출했다.

Cγ=(격자 정수-3.572)/0.033 … (식 A)

"25℃ 신장" 및 "150℃ 신장"은, JIS5호 인장 시험편의 C 방향 인장에 의해, 25℃, 150℃ 온도에서 평가했다.

"V 굽힘성"은, V 굽힘 시험에서 균열이 발생하지 않는 최소의 R로 평가했다. V 굽힘 시험은, 30mm×200mm의 시험편을, 다양한 R을 갖는 V자 블록을 사용하여, 90도로 구부려 나갔다. 지지간은 95mm로 하고, 지지대에서 주름 압박력(BHF)을 98kN으로 했다. 균열의 판정은, 육안 또는 확대경을 사용한 관찰로 행하고, 표면에 균열 또는 잘록한 부분이 발생한 것을 균열이라고 판정했다.

표 1의 강 a 내지 g 중, 강 a는 본 발명에서 규정하는 C 상한, 강 b는 C 하한을 만족하지 않고 있다. 강 c, d, e는 각각 S, Si, Mn의 상한을 만족하지 않고 있다. 강 f는 Si와 Al의 하한을 만족하지 않고 있다. 강 g는 Si의 하한과 Al의 상한을 만족하지 않고 있다.

강판 A3 및 강판 A4는, 최종 2 패스에서의 압하율이 높게 설정되어 제조된 강판이다.

강판 D3은, 어닐링시의 최고 온도가 낮게 설정되어 제조된 강판이다.

강판 D4는, 최종의 1차 냉각 속도가 크게 설정되어 제조된 강판이다.

강판 E3은, 최종의 2차 냉각 속도가 50℃/초로 설정되어 제조된 강판이다.

강판 F3은, 유지 온도가 낮게 설정되어 제조된 강판이다.

강판 F4는, 유지 온도가 높게 설정되어 제조된 강판이다.

강판 H3은, 유지 시간이 길게 설정되어 제조된 강판이다.

강판 H4는, 최종 1차 냉각 속도가 작게 설정되어 제조된 강판이다.

강판 J2는, 공냉 시간이 길게 설정되어 제조된 강판이다.

강판 M2는, 공냉 시간이 짧게 설정되어 제조된 강판이다.

강판 a1은 페라이트+베이나이트 분률이 범위 밖에 있고, 강판 b1은 오스테나이트 분률이 범위 이하다. 강판 e1은 오스테나이트 중의 평균 C 농도가 낮다. 강판 f1 및 강판 g1은 오스테나이트 분률을 확보할 수 없다.

도 1은, 실시예 및 비교예에 관한 강판의, 인장 강도와 25℃ 신장의 관계를 나타낸 도이며, 도 2는, 동일 강판에 대해서, 인장 강도와 V 굽힘성의 관계를 나타낸 도다. 도 1 및 도 2로부터, 본 발명에 관한 강판 및 강판 제조 방법에 따르면, 높은 신장과 V 굽힘성을 양립할 수 있음을 확인할 수 있다.

또한, 도 3은, 실시예 및 비교예에 관한 강판의, 인장 강도와 150℃ 신장의 관계를 나타낸 도다. 도 1 및 도 3으로부터, 본 발명에 관한 강판 및 강판 제조 방법에 따르면, 높은 신장이 25℃, 150℃ 중 어느 온도에서도 실현할 수 있음을 확인할 수 있다.

본 발명에 따르면, 본 발명은, 종래에 비해 신장 및 V 굽힘성이 높고, 또한 프레스 성형 안정성이 우수한 강판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.

Claims

화학 성분이, 질량%로:
C:0.05% 내지 0.35%;
Si:0.05% 내지 2.0%;
Mn:0.8% 내지 3.0%;
Al:0.01% 내지 2.0%;
를 함유하고,
P:0.1% 이하;
S:0.05% 이하;
N:0.01% 이하;
로 제한하고,
잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지며,
페라이트 상, 베이나이트상 및 템퍼링 마르텐사이트 상을 면적률로 합계 50% 이상 함유하고,
잔류 오스테나이트 상을 면적률로 3% 이상 함유하고,
개수비로 50% 이상의 상기 잔류 오스테나이트 상의 결정립이, 무게 중심 위치에서의 탄소 농도를 Cgc, 입계 위치에서의 탄소 농도를 Cgb로 하여, 식 1을 만족하는
것을 특징으로 하는, 강판.
Cgb/Cgc≥1.2 … (식 1)
제1항에 있어서,
상기 화학 성분이 질량%로, 또한
Mo:0.01 내지 0.5%,
Nb:0.005 내지 0.1%,
Ti:0.005 내지 0.2%,
V:0.005 내지 0.5%,
Cr:0.05 내지 5.0%,
W:0.05 내지 5.0%,
Ca:0.0005 내지 0.05%,
Mg:0.0005 내지 0.05%,
Zr:0.0005 내지 0.05%,
REM:0.0005 내지 0.05%,
Cu:0.02 내지 2.0%,
Ni:0.02 내지 1.0%,
B:0.0003 내지 0.007%
중 적어도 1종을 함유하는
것을 특징으로 하는, 강판.
제1항에 있어서,
상기 결정립의 평균 입경이 10㎛ 이하이며,
상기 잔류 오스테나이트 상 중의 평균 탄소 농도가 0.7% 이상, 1.5% 이하인
것을 특징으로 하는, 강판.
제1항에 있어서,
개수비로 40% 이상의 상기 결정립이, 1㎛ 이상, 2㎛ 미만의 평균 입경을 갖는 소경 결정립이며,
개수비로 20% 이상의 상기 결정립이, 2㎛ 이상의 평균 입경을 갖는 대경 결정립인
것을 특징으로 하는, 강판.
제4항에 있어서,
개수비로 50% 이상의 상기 소경 결정립이, 무게 중심 위치에서의 탄소 농도를 CgcS, 입계 위치에서의 탄소 농도를 CgbS로 하여, 식 2를 만족하고,
개수비로 50% 이상의 상기 대경 결정립이, 무게 중심 위치에서의 탄소 농도를 CgcL, 입계 위치에서의 탄소 농도를 CgbL로 하여, 식 3을 만족하는
것을 특징으로 하는, 강판.
CgbS/CgcS>1.3 (식 2)
1.3>CgbL/CgcL>1.1 (식 3)
제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 강판은, 적어도 편면에 부여된 아연 도금 피막을 갖는
것을 특징으로 하는, 강판.
제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 강판은, 적어도 편면에 부여된 아연 합금 도금 피막을 갖는
것을 특징으로 하는, 강판.
제1항 또는 제2항의 화학 성분을 갖는 주조편을, 850℃ 이상, 970℃ 이하의 처리 온도에서 열간 압연을 실시하여 열연 강판을 제조하는 열간 압연 공정과;
상기 열연 강판에 대하여 1초 이상, 10초 이하의 공냉을 행하는 공냉 공정과;
공냉된 상기 열연 강판을, 650℃ 이하의 온도 영역까지 평균 10℃/초 이상, 200℃/초 이하로 냉각한 후 650℃ 이하의 온도 범위에서 권취하는 권취 공정과;
권취된 상기 열연 강판을, 산 세정 후, 40% 이상의 압하율로 냉간 압연을 실시해서 냉연 강판을 제조하는 냉간 압연 공정과;
상기 냉연 강판에 대하여, 700℃ 이상, 900℃ 이하의 최고 온도에서 어닐링을 실시하는 어닐링 공정과;
어닐링된 상기 냉연 강판을, 0.1℃/초 이상, 200℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 350℃ 이상, 480℃ 이하의 온도 영역으로 냉각하고, 이 온도 영역에서 1초 이상, 1000초 이하 유지하는 유지 공정과;
상기 냉연 강판에 대하여, 350℃에서 220℃까지의 온도 영역을 5℃/초 이상 25℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 1차 냉각하고, 또한 120℃에서 상온 근방까지의 온도 영역을 100℃/초 이상 또는 5℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 2차 냉각하는 최종 냉각 공정과;
을 구비하는 것을 특징으로 하는, 강판 제조 방법.
제8항에 있어서,
상기 열간 압연 공정에서는, 최종의 2 패스를 각각 20% 이하의 변형량으로 압연하는
것을 특징으로 하는, 강판 제조 방법.
제8항에 있어서,
상기 열간 압연 공정에서는, 1100℃ 이하까지 냉각된 후에 1100℃ 이상으로 재가열된 주조편을 사용하는
것을 특징으로 하는, 강판 제조 방법.
제8항에 있어서,
상기 유지 공정 후에 상기 강판을 용융 아연 도금 욕에 침지하는 침지 공정을 더 구비하는
것을 특징으로 하는, 강판 제조 방법.
제11항에 있어서,
상기 침지 공정 후에 500℃ 이상, 580℃ 이하의 범위에서 합금화 처리를 행하는 합금화 처리 공정을 구비하는
것을 특징으로 하는, 강판 제조 방법.