KR20150048885A - 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

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Abstract

우수한 연신, 연신 플랜지성, 굽힘성을 갖는 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법을 제공한다. 질량％ 로, C : 0.12 ∼ 0.22 ％, Si : 0.8 ∼ 1.8 ％, Mn : 1.8 ∼ 2.8 ％, P : 0.020 ％ 이하, S : 0.0040 ％ 이하, Al : 0.005 ∼ 0.08 ％, N : 0.008 ％ 이하, Ti : 0.001 ∼ 0.040 ％, B : 0.0001 ∼ 0.0020 ％ 및 Ca : 0.0001 ∼ 0.0020 ％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 페라이트상과 베이나이트상의 합계 면적 비율이 50 ∼ 70 ％, 페라이트상과 베이나이트상의 평균 결정 입경이 1 ∼ 3 ㎛, 템퍼드 마텐자이트상의 면적 비율이 25 ∼ 45 ％, 템퍼드 마텐자이트상의 평균 결정 입경이 1 ∼ 3 ㎛, 잔류 오스테나이트상의 면적 비율이 2 ∼ 10 ％ 인 조직을 갖는 고강도 냉연 강판.

Description

고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH COLD-ROLLED STEEL SHEET AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}
본 발명은 자동차의 구조 부품 등의 복잡한 형상의 프레스 성형 부품 등에 제공하기에 바람직한 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 본 발명은 특히 연신, 연신 플랜지성, 굽힘성이 우수한 인장 강도 (TS) : 1180 ㎫ 이상의 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
종래, TS : 1180 ㎫ 이상의 냉연 강판은 롤 성형 등에 의해 경가공되는 자동차용 부품에 적용되는 경우가 많았다. 최근에는 자동차의 더한층의 충돌 안전성과 차체 경량화에 따른 연비 향상의 양립을 위해, TS : 1180 ㎫ 이상의 냉연 강판의 자동차의 골격 구조 부품 (structural member for automobile) 등 복잡 형상의 프레스 성형 부품으로의 적용이 확대되고 있다. 이 때문에, 가공성, 특히 연신, 연신 플랜지성 (stretch flangeability) 및 굽힘성 (bendability) 이 우수한 TS : 1180 ㎫ 이상의 냉연 강판에 대한 요구는 높다.
일반적으로 강판을 고강도화하면 가공성이 저하되는 등의 경향이 있다. 그러므로, 고강도 강판의 적용 확대에 있어서는, 고강도화한 강판을 프레스 성형할 때의 균열을 회피하는 것이 과제이다. 또 TS : 1180 ㎫ 이상으로 강판을 고강도화하는 경우, C, Mn 에 추가하여, 강도 확보의 관점에서 Nb, V, Cu, Ni, Cr, Mo 등의 매우 고가의 희소 원소를 적극적으로 첨가하는 경우가 있다.
가공성이 우수한 고강도 냉연 강판에 관한 종래 기술로는, 예를 들어, 특허문헌 1 ∼ 4 가 있다. 특허문헌 1 ∼ 4 에는, 강성분이나 강조직의 한정, 열연 조건이나 어닐링 조건의 최적화에 의해, 템퍼드 마텐자이트상, 또는 잔류 오스테나이트상을 강조직 중에 함유하도록 한 고강도 냉연 강판을 얻는 기술이 개시되어 있다.
일본 공개특허공보 2004-308002호 일본 공개특허공보 2005-179703호 일본 공개특허공보 2006-283130호 일본 공개특허공보 2004-359974호
특허문헌 1 에 기재된 기술에서는, 고가의 원소를 필수 첨가 원소로 하지는 않지만, 어스펙트비가 3 이하인 괴상 마텐자이트 (blocky martensite) 가 강조직 중에 15 ∼ 45 ％ 존재한다. 상기 괴상 마텐자이트는 경질의 마텐자이트상으로, 이와 같은 마텐자이트의 존재는 연신 플랜지성이나 굽힘성에 악영향을 미칠 우려가 있다.
특허문헌 2 에 기재된 기술에서는, 잔류 오스테나이트상을 활용하여, TS : 780 ∼ 980 ㎫ 레벨로 높은 연신 (El) 을 달성하는 지견은 개시되어 있다. 그러나, 특허문헌 2 의 실시예를 참조하면, 오스테나이트 안정화 원소인 고가의 Cu, Ni 를 첨가한 경우에 원하는 잔류 오스테나이트상이 얻어졌다. 또, C 량이 많은 TS : 1180 ㎫ 이상의 강판에서는 충분한 연신 플랜지성을 달성하고 있지 않다. 또한, 굽힘성 향상에 관한 지견은 없다.
특허문헌 3 에 기재된 기술에서는, 템퍼드 마텐자이트상의 체적 분율이 50 ％ 이상으로 많아, 충분한 TS 와 El 의 밸런스 (TS × El 밸런스) 가 달성되지 않았다. 또 연신 플랜지성과 굽힘성 향상에 관한 지견은 없다.
특허문헌 4 에 기재된 기술에서는, 고가의 Mo, V 의 첨가를 필수로 하고 있다. 특허문헌 4 에는 가공성에 관한 지견은 없다. 또, 특허문헌 4 에 기재된 기술에서는 잔류 오스테나이트상의 체적 분율이 적고, 템퍼드 마텐자이트상의 체적 분율도 많기 때문에 가공성에 우려가 있다.
본 발명은 상기 종래 기술의 문제점을 유리하게 해결하여, 우수한 연신, 연신 플랜지성, 굽힘성을 갖는 가공성이 우수한 인장 강도 (TS) : 1180 ㎫ 이상의 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 즉, 본 발명은 Nb, V, Cu, Ni, Cr, Mo 와 같은 고가의 합금 원소를 적극적으로 첨가하지 않는 성분계로 금속 조직을 조정함으로써, 상기 가공성이 우수한 고강도 냉연 강판을 얻는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은 상기 과제를 해결하기 위해 예의 연구하였다. 그 결과, 이하의 ⅰ), ⅱ) 에 의해, 상기한 바와 같은 고가의 합금 원소를 적극적으로 첨가하지 않아도, 가공성이 우수한 인장 강도 (TS) : 1180 ㎫ 이상의 고강도 냉연 강판이 얻어지는 것을 알아내었다.
ⅰ) 금속 조직 중의 페라이트상과 베이나이트상, 템퍼드 마텐자이트상 및 잔류 오스테나이트상의 면적 비율을 제어하는 것.
ⅱ) 페라이트상과 베이나이트상의 결정 입경, 어닐링 (템퍼링 처리) 을 실시하여 연질화된 템퍼드 마텐자이트상의 결정 입경을 엄밀하게 제어하는 것.
본 발명은 상기 지견에 기초하는 것으로, 본 발명의 요지는 이하와 같다.
[1] 질량％ 로,
C : 0.12 ∼ 0.22 ％,
Si : 0.8 ∼ 1.8 ％,
Mn : 1.8 ∼ 2.8 ％,
P : 0.020 ％ 이하,
S : 0.0040 ％ 이하,
Al : 0.005 ∼ 0.08 ％,
N : 0.008 ％ 이하,
Ti : 0.001 ∼ 0.040 ％,
B : 0.0001 ∼ 0.0020 ％ 및
Ca : 0.0001 ∼ 0.0020 ％
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
페라이트상과 베이나이트상의 합계 면적 비율이 50 ∼ 70 ％,
페라이트상과 베이나이트상의 평균 결정 입경이 1 ∼ 3 ㎛,
템퍼드 마텐자이트상의 면적 비율이 25 ∼ 45 ％,
템퍼드 마텐자이트상의 평균 결정 입경이 1 ∼ 3 ㎛,
잔류 오스테나이트상의 면적 비율이 2 ∼ 10 ％ 인 조직을 갖는 고강도 냉연 강판.
[2] 추가로, (페라이트상과 베이나이트상의 평균 결정 입경)/(템퍼드 마텐자이트상의 평균 결정 입경) 이 0.5 ∼ 3.0 인 상기 [1] 에 기재된 고강도 냉연 강판.
[3] 상기 [1] 에 기재된 성분 조성으로 이루어지는 강슬래브를 준비하여, 그 강슬래브를 열간 압연하여 강판으로 하고, 산세하고, 산세 후의 강판에 열처리 온도 : 350 ∼ 550 ℃ 에서 제 1 열처리를 실시하고, 이어서 냉간 압연하고, 냉간 압연 후의 강판에 열처리 온도 : 800 ∼ 900 ℃, 냉각 속도 : 10 ∼ 80 ℃/초, 냉각 정지 온도 : 300 ∼ 500 ℃, 300 ∼ 500 ℃ 에서의 유지 시간 : 100 ∼ 1000 초로 제 2 열처리를 실시하고, 이어서 열처리 온도 : 150 ∼ 250 ℃ 에서 제 3 열처리를 실시하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
[4] 추가로, 상기 열간 압연의 조건으로서, 강슬래브의 가열 온도를 1100 ∼ 1300 ℃, 열간 압연의 마무리 온도를 850 ∼ 950 ℃ 로 하는 상기 [3] 에 기재된 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
[5] 추가로, 상기 제 1 열처리에 있어서의 350 ∼ 550 ℃ 에서의 유지 시간을 5 분 ∼ 5 시간으로 하는 상기 [3] 또는 [4] 에 기재된 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
[6] 추가로, 상기 제 3 열처리에 있어서의 150 ∼ 250 ℃ 에서의 유지 시간을 5 분 ∼ 5 시간으로 하는 상기 [3] ∼ [5] 중 어느 하나에 기재된 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 고가의 원소를 적극적으로 첨가하지 않고, 연신, 연신 플랜지성 및 굽힘성이 우수한 인장 강도 (TS) : 1180 ㎫ 이상의 고강도 냉연 강판을 얻을 수 있다. 본 발명에 의해 얻어지는 고강도 냉연 강판은, 프레스 성형에 있어서 형상의 확보가 어려운 자동차 부품용으로서 바람직하다.
본 발명자들은 고강도 냉연 강판의 가공성 향상에 관하여 예의 검토하였다. 그 결과, Nb, V, Cu, Ni, Cr, Mo 와 같은 고가의 원소를 함유하지 않는 성분이라도, 강판의 금속 조직을 이하에 나타내는 금속 조직으로 함으로써, 원하는 강도를 확보한 후에 가공성을 현저하게 향상시킬 수 있는 것을 알아내었다. 즉, 본 발명의 강판의 금속 조직은, 페라이트상과 베이나이트상의 합계 면적 비율이 50 ∼ 70 ％ 이고 평균 결정 입경이 1 ∼ 3 ㎛, 템퍼드 마텐자이트상의 면적 비율이 25 ∼ 45 ％ 이고 평균 결정 입경이 1 ∼ 3 ㎛, 잔류 오스테나이트상의 면적 비율이 2 ∼ 10 ％ 인 금속 조직으로 한다.
이하, 연신, 연신 플랜지성 및 굽힘성이 우수한 인장 강도 (TS) 가 1180 ㎫ 이상의 고강도 냉연 강판을 얻기 위한 강의 화학 성분과, 조직의 한정 범위 및 한정 이유를 상세하게 설명한다. 또한, 강판 중의 원소의 함유량의 단위는 모두 질량％ 이지만, 이하, 특별히 언급하지 않는 한, 간단히 ％ 로 나타낸다.
먼저, 본 발명에 있어서의 강의 화학 성분 (조성) 의 한정 범위 및 한정 이유는 이하와 같다.
C : 0.12 ∼ 0.22 ％
C 는 강도에 기여하는 원소로, 고용 강화 (solid-solution hardening) 및 마텐자이트상에 의한 조직 강화 (transformation strengthening) 에 의해 강도 확보에 기여한다. C 량이 0.12 ％ 미만에서는 필요한 면적 비율의 템퍼드 마텐자이트상을 얻는 것이 곤란하다. 이 때문에, C 량은 0.12 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는 C 량은 0.15 ％ 이상이다. 한편, C 량이 0.22 ％ 를 초과하면 스폿 용접성이 현저하게 열화된다. 또, C 량이 0.22 ％ 를 초과하면 템퍼드 마텐자이트상이 과도하게 경질화되어 강판의 성형성이 저하되고, 특히 연신 플랜지성이 저하된다. 이 때문에, C 량은 0.22 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 C 량은 0.21 ％ 이하이다. 따라서 C 량은 0.12 ∼ 0.22 ％ 의 범위로 한다.
Si : 0.8 ∼ 1.8 ％
Si 는 오스테나이트 중으로의 C 농화를 촉진시켜, 잔류 오스테나이트를 안정화시키는 데에 중요한 원소이다. 상기 작용을 얻기 위해서는 Si 의 함유량을 0.8 ％ 이상, 바람직하게는 1.0 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 1.8 ％ 를 초과하여 Si 를 첨가하면 강판이 물러져, 균열이 발생하고, 성형성도 저하된다. 이 때문에, Si 량의 상한은 1.8 ％ 로 할 필요가 있고, 바람직하게는 1.6 ％ 이다. 따라서 Si 량은 0.8 ∼ 1.8 ％ 의 범위로 한다.
Mn : 1.8 ∼ 2.8 ％
Mn 은 퀀칭 (quenching) 성을 향상시키는 원소로, 강도에 기여하는 템퍼드 마텐자이트상의 확보를 용이하게 한다. 상기 작용을 얻기 위해서는 Mn 의 함유량은 1.8 ％ 이상으로 하는 것이 필요하다. Mn 량은 2.0 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 2.8 ％ 를 초과하여 Mn 을 첨가하면, 강판이 과도하게 경질화되어 고온에서의 연성이 부족하여, 슬래브 균열이 발생하는 경우가 있다. 이 때문에, Mn 량은 2.8 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 Mn 량은 2.6 ％ 미만이다. 따라서, Mn 량은 1.8 ∼ 2.8 ％ 의 범위로 한다. 바람직하게는 2.0 ％ 이상 2.6 ％ 미만의 범위이다.
P : 0.020 ％ 이하
P 는 스폿 용접성에 악영향을 미치기 때문에, P 량은 최대한 저감시키는 것이 바람직하다. 그러나, P 량은 0.020 ％ 까지는 허용할 수 있다. 이 때문에, P 량은 0.020 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 P 량은 0.010 ％ 이하이다. 또한, P 량을 과도하게 저감시키면 제강 공정에서의 생산 능률이 저하되어 고비용이 된다. 이 때문에, P 량의 하한은 0.001 ％ 정도로 하는 것이 바람직하다.
S : 0.0040 ％ 이하
S 는 입계에 편석 (segregate) 되어 열간 취성 (hotshort embrittlement) 을 일으키기 쉽게 한다. 또, S 는 MnS 등의 황화물계 개재물 (sulfide inclusion) 을 형성한다. 이 황화물계 개재물은, 냉간 압연에 의해 전신 (展伸) 되고, 강판을 변형시킬 때의 균열의 기점이 되어, 강판의 국부 변형능 (local deformability) 을 저하시킨다. 그러므로, S 량은 최대한 낮은 편이 바람직하다. 그러나, S 량은 0.0040 ％ 까지는 허용할 수 있다. 이 때문에, S 량은 0.0040 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 S 량은 0.0020 ％ 이하이다. 한편, S 량의 과도한 저감은 공업적으로 곤란하며, 제강 공정에 있어서의 탈황 비용의 증가를 수반한다. 이 때문에, S 량의 하한은 0.0001 ％ 정도로 하는 것이 바람직하다.
Al : 0.005 ∼ 0.08 ％
Al 은 주로 탈산의 목적으로 첨가된다. 또, Al 은 탄화물의 생성을 억제하여, 잔류 오스테나이트상을 생성시키는 데에 유효하고, 강도-연신 밸런스를 향상시키는 데에 유효한 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해, Al 의 함유량은 0.005 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 Al 량은 0.02 ％ 이상으로 한다. 한편, 0.08 ％ 를 초과하여 Al 을 첨가하면, 알루미나 등의 개재물 증가에 의해 강판의 가공성이 열화되는 문제가 발생한다. 이 때문에, Al 량은 0.08 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 Al 량은 0.06 ％ 이하이다. 따라서, Al 량은 0.005 ∼ 0.08 ％ 의 범위로 한다. 바람직하게는 Al 량은 0.02 ％ 이상 0.06 ％ 이하의 범위이다.
N : 0.008 ％ 이하
N 은 내시효성을 열화시키는 원소로, N 량이 0.008 ％ 를 초과하면 내시효성의 열화가 현저해진다. 또, N 은 B 와 결합하여 BN 을 형성하여 B 를 소비한다. 이 때문에, N 은 고용 B 에 의한 퀀칭성을 저하시켜, 소정의 면적 비율의 템퍼드 마텐자이트상을 확보하는 것을 곤란하게 한다. 또한, N 은 페라이트 중에서 불순물 원소로서 존재하며, 변형 시효에 의해 연성을 저하시킨다. 따라서 N 량은 낮은 편이 바람직하다. 그러나, N 량은 0.008 ％ 까지는 허용할 수 있다. 이 때문에, N 량은 0.008 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 N 량은 0.006 ％ 이하이다. 한편, N 량의 과도한 저감은 제강 공정에 있어서의 탈질 비용의 증가를 수반한다. 이 때문에, N 량의 하한은 0.0001 ％ 정도로 하는 것이 바람직하다.
Ti : 0.001 ∼ 0.040 ％
Ti 는 탄질화물이나 황화물을 형성하여, 강도의 향상에 유효하다. 또, Ti 는 N 을 TiN 으로서 석출시킴으로써 BN 의 형성을 억제한다. 그러므로, Ti 는 B 에 의한 퀀칭성을 발현시키는 데에 유효하다. 이와 같은 효과를 발현시키기 위해서는, Ti 량은 0.001 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 Ti 량은 0.010 ％ 이상이다. 한편, Ti 량이 0.040 ％ 를 초과하면, 페라이트상 중에 과도하게 석출물이 생성되어, 석출 강화 (precipitation hardening) 가 과도하게 작용하여, 강판의 연신이 저하된다. 이 때문에, Ti 량은 0.040 ％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 Ti 량은 0.030 ％ 이하이다. 따라서, Ti 량은 0.001 ∼ 0.040 ％ 의 범위로 한다. 보다 바람직하게는 Ti 량은 0.010 ∼ 0.030 ％ 의 범위이다.
B : 0.0001 ∼ 0.0020 ％
B 는 퀀칭성을 높여 템퍼드 마텐자이트상, 및 잔류 오스테나이트상의 확보에 기여하여, 우수한 강도-연신 밸런스를 얻기 위해 필요하다. 이 효과를 얻기 위해서는, B 량은 0.0001 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 B 량은 0.0002 ％ 이상이다. 한편, B 량이 0.0020 ％ 를 초과하면, 상기 효과가 포화된다. 이 때문에, B 량은 0.0020 ％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 B 량은 0.0010 ％ 이하이다. 이상으로부터, B 량은 0.0001 ∼ 0.0020 ％ 의 범위로 한다.
Ca : 0.0001 ∼ 0.0020 ％
Ca 는 변형시의 균열의 기점이 되는 황화물의 형상을 판상으로부터 구상화하여, 국부 변형능의 저하를 억제하는 효과가 있다. 이 효과를 얻기 위해서는, Ca 량은 0.0001 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 Ca 량은 0.0002 ％ 이상이다. 한편, Ca 는 0.0020 ％ 를 초과하여 다량으로 함유되면, 강판 표층에 개재물로서 존재한다. 이 개재물은, 강판을 굽힘 성형할 때 미소한 균열의 기점이 되어, 강판의 굽힘성을 열화시킨다. 이 때문에, Ca 량은 0.0020 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 Ca 량은 0.0010 ％ 이하이다. 이상으로부터, Ca 량은 0.0001 ∼ 0.0020 ％ 의 범위로 한다.
또한, 본 발명의 강판에 있어서, 상기 이외의 성분은 Fe 및 불가피 불순물이다. 단, 본 발명의 효과를 저해하지 않는 범위 내이면, 상기 이외의 성분의 함유를 거부하는 것은 아니다.
Nb, V 를 적극적으로 첨가하면 강 중에 석출되어, 우수한 El 의 확보가 곤란해져, 강판의 재질상 악영향을 미친다. 또, Cu, Ni, Cr, Mo 를 적극적으로 첨가하면, 과도하게 마텐자이트상을 생성하여, 우수한 El 의 확보가 곤란해져, 재질상 악영향을 미친다. 따라서, 이들 원소의 함유는 바람직하지 않고, 함유해도 불가피 불순물의 레벨 이하로 하는 것이 바람직하다.
다음으로, 본 발명에 있어서 중요한 요건 중 하나인 강조직의 한정 범위 및 한정 이유에 대하여 상세하게 설명한다.
페라이트상과 베이나이트상의 합계 면적 비율 : 50 ∼ 70 ％
페라이트상은, 오스테나이트상으로부터 변태되어 생성되는 경질의 마텐자이트상보다 연질로, 연성에 기여한다. 또 베이나이트상은, 마텐자이트상보다 고온역에서 오스테나이트상으로부터 변태 생성된다. 베이나이트상은 페라이트상과 시멘타이트상으로 구성되어 있으며, 페라이트상과 마찬가지로 경질의 마텐자이트상보다 연질로, 연성에 기여한다.
이 때문에, 원하는 연신을 얻으려면 페라이트상과 베이나이트상의 면적 비율을 합계로 50 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 즉, 페라이트상과 베이나이트상의 합계 면적 비율을 50 ％ 이상으로 할 필요가 있고, 바람직하게는 53 ％ 이상으로 한다. 페라이트상과 베이나이트상의 합계 면적 비율이 50 ％ 에 미치지 않는 경우, 경질의 마텐자이트상의 면적 비율이 증가한다. 이 때문에, 강판이 과도하게 고강도화되어, 강판의 연신 및 연신 플랜지가 열화된다.
한편으로, 페라이트상과 베이나이트상의 합계 면적 비율이 70 ％ 를 초과하면, 인장 강도 (TS) 1180 ㎫ 이상의 확보가 곤란해진다. 또 연성에 기여하는 잔류 오스테나이트상을 소정량 확보하는 것이 곤란해진다. 이 때문에, 페라이트상과 베이나이트상의 합계 면적 비율은 70 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 68 ％ 이하로 한다. 따라서, 페라이트상과 베이나이트상의 합계 면적 비율은 50 ％ ∼ 70 ％ 의 범위로 한다.
페라이트상과 베이나이트상의 평균 결정 입경 : 1 ∼ 3 ㎛
페라이트상과 베이나이트상의 평균 결정 입경이 3 ㎛ 를 초과하여 조대한 경우, 연신 플랜지 성형시 및 굽힘 변형시에 강판이 균일하게 변형되는 것이 곤란해진다. 즉, 강판의 연신 플랜지성 및 굽힘성이 저하된다. 이 때문에, 페라이트상과 베이나이트상의 평균 결정 입경은 3 ㎛ 이하로 할 필요가 있고, 2.5 ㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, 페라이트상과 베이나이트상의 평균 결정 입경이 1 ㎛ 보다 미세한 경우, 결정 입계의 체적이 많고, 이와 같은 다량의 결정 입계는 전위의 이동을 방해한다. 이 때문에, 강판이 과도하게 고강도화되어, 우수한 연신의 확보가 곤란해진다. 이 때문에, 페라이트상과 베이나이트상의 평균 결정 입경은 1 ㎛ 이상으로 할 필요가 있고, 1.4 ㎛ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 따라서 페라이트상과 베이나이트상의 평균 결정 입경은 1 ∼ 3 ㎛ 의 범위로 한다.
템퍼드 마텐자이트상의 면적 비율 : 25 ∼ 45 ％
템퍼드 마텐자이트상은, 경질의 마텐자이트상을 재가열 승온시켜 얻어진다. 템퍼드 마텐자이트상은 강도에 기여한다. TS : 1180 ㎫ 이상을 확보하기 위해 템퍼드 마텐자이트상의 면적 비율은 25 ％ 이상으로 할 필요가 있고, 28 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 템퍼드 마텐자이트상의 면적 비율이 과도하게 많은 경우에는, 강판의 연신이 저하된다. 이 때문에, 템퍼드 마텐자이트상의 면적 비율은 45 ％ 이하로 할 필요가 있고, 44 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 템퍼드 마텐자이트상의 면적 비율을 25 ％ 이상 45 ％ 이하의 범위 내에서 함유하는 조직으로 함으로써, 강도, 연신, 연신 플랜지성 및 굽힘성과 같은 재질의 밸런스가 양호한 강판이 얻어진다.
템퍼드 마텐자이트상의 평균 결정 입경 : 1 ∼ 3 ㎛
템퍼드 마텐자이트상의 평균 결정 입경이 3 ㎛ 를 초과하여 조대한 경우, 연신 플랜지 성형시 및 굽힘 변형시에 강판이 균일하게 변형되는 것이 곤란해진다. 즉, 강판의 연신 플랜지성 및 굽힘성이 저하된다. 또 템퍼드 마텐자이트상의 평균 결정 입경이 1 ㎛ 보다 미세한 경우, 결정 입계의 체적이 많고, 이와 같은 다량의 결정 입계는 전위의 이동을 방해한다. 이 때문에, 강판이 과도하게 고강도화되어, 우수한 연성의 확보가 곤란해진다. 따라서 템퍼드 마텐자이트상의 평균 결정 입경은 1 ∼ 3 ㎛ 의 범위로 한다.
페라이트상과 베이나이트상의 평균 결정 입경 및 템퍼드 마텐자이트상의 평균 결정 입경은, 각각 상기한 평균 결정 입경으로 제어한다. 이와 같은 제어에 더하여, 페라이트상과 베이나이트상의 평균 결정 입경과 템퍼드 마텐자이트상의 평균 결정 입경을 동일한 레벨로 하는 것이, 가공시에 보다 균일한 변형을 가능하게 함에 있어서 바람직하다. 즉 강판 전체적으로 균일 미세한 조직으로 하는 것이, 가공시에 보다 균일한 변형을 가능하게 함에 있어서 바람직하다.
여기서, (페라이트상과 베이나이트상의 평균 결정 입경)/(템퍼드 마텐자이트상의 평균 결정 입경) 이 0.5 보다 작은 경우, 또는 3.0 보다 큰 경우에는, 페라이트상과 베이나이트상의 평균 결정 입경과 템퍼드 마텐자이트상의 평균 결정 입경 중 어느 일방이 미소 또는 조대한 경우라고 할 수 있다. 이와 같은 경우에 비해, (페라이트상과 베이나이트상의 평균 결정 입경)/(템퍼드 마텐자이트상의 평균 결정 입경) 을 0.5 ∼ 3.0 으로 함으로써, 연신 플랜지 성형시 및 굽힘 변형시의 강판의 변형을 보다 균일하게 할 수 있다. 이 때문에, (페라이트상과 베이나이트상의 평균 결정 입경)/(템퍼드 마텐자이트상의 평균 결정 입경) 은 0.5 ∼ 3.0 으로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 (페라이트상과 베이나이트상의 평균 결정 입경)/(템퍼드 마텐자이트상의 평균 결정 입경) 은 0.8 ∼ 2.0 이다.
잔류 오스테나이트상의 면적 비율 : 2 ∼ 10 ％
잔류 오스테나이트상은, 변형 야기 변태에 의해 강판의 변형부를 경질화하여 변형 집중을 방지하고, 이로써 연신을 향상시키는 효과가 있다. 높은 연신을 얻기 위해서는, 2 ％ 이상의 잔류 오스테나이트상을 강판 중에 함유시킬 필요가 있다. 바람직하게는 잔류 오스테나이트상의 면적 비율은 3 ％ 이상이다. 또한, 잔류 오스테나이트상의 변형 야기 변태란, 재료를 변형시키는 경우에 변형을 받은 부분이 마텐자이트상으로 변태되는 것이다. 그러나 잔류 오스테나이트상은 C 농도가 높아 경질이다. 이 때문에, 강판 중에 10 ％ 를 초과하여 과도하게 잔류 오스테나이트상이 존재하면, 국소적으로 경질 부분이 많이 존재하게 된다. 이와 같이 과도하게 존재하는 잔류 오스테나이트상은, 연신 및 연신 플랜지 성형시의 재료 (강판) 의 균일한 변형을 저해하는 요인이 되어, 우수한 연신 및 연신 플랜지성을 확보하는 것이 곤란해진다. 특히 연신 플랜지성의 관점에서는 잔류 오스테나이트는 적은 편이 바람직하다. 이 때문에, 잔류 오스테나이트상의 면적 비율은 10 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 8 ％ 이하로 한다. 따라서, 잔류 오스테나이트상의 면적 비율은 2 ∼ 10 ％ 로 한다.
다음으로 본 발명의 고강도 냉연 강판의 제조 방법 조건 및 그 한정 이유에 대하여 설명한다.
본 발명은 상기한 성분 조성을 갖는 강슬래브를 준비하여, 그 강슬래브를 열간 압연하여 강판으로 하고, 산세하고, 산세 후의 강판에 열처리 온도 : 350 ∼ 550 ℃ 에서 제 1 열처리를 실시하고, 이어서 냉간 압연하고, 냉간 압연 후의 강판에 열처리 온도 : 800 ∼ 900 ℃, 냉각 속도 : 10 ∼ 80 ℃/초, 냉각 정지 온도 : 300 ∼ 500 ℃, 300 ∼ 500 ℃ 에서의 유지 시간 : 100 ∼ 1000 초로 제 2 열처리를 실시하고, 이어서 열처리 온도 : 150 ∼ 250 ℃ 에서 제 3 열처리를 실시한다.
본 발명에 있어서, 강슬래브의 제조에는 특별히 제한은 없고, 통상적인 방법에 따라 실시하면 된다. 예를 들어 상기 성분 조성 범위로 조정한 강을 용제, 주조하여 강슬래브를 얻을 수 있다. 본 발명에 있어서는, 강슬래브는 연속 주조 슬래브, 조괴-분괴 슬래브, 두께 : 50 ㎜ ∼ 100 ㎜ 정도의 박슬래브 등을 사용할 수 있다. 특히 편석을 경감시키기 위해서는 연속 주조법으로 제조한 슬래브를 사용하는 것이 바람직하다.
상기와 같이 제조하여 준비한 강슬래브를 열간 압연하여 강판으로 한다. 열간 압연에 관해서도 특별히 제한은 없고, 통상적인 방법에 따라 실시하면 된다. 또한, 열간 압연시의 강슬래브의 가열 온도는, 1100 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 스케일 생성의 경감, 연료원 단위의 저감의 관점에서, 열간 압연시의 강슬래브의 가열 온도의 상한은 1300 ℃ 정도로 하는 것이 바람직하다. 또, 열간 압연의 마무리 온도 (마무리 압연 출측 온도) 는, 페라이트와 펄라이트의 밴드상 조직 (band structure) 의 생성을 회피하기 위해, 850 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 스케일 생성의 경감, 결정 입경 조대화의 억제에 의한 조직의 미세 균일화의 관점에서는, 열간 압연의 마무리 온도의 상한은 950 ℃ 정도로 하는 것이 바람직하다. 열간 압연 종료 후의 권취 온도는 냉간 압연성, 표면 성상의 관점에서 400 ∼ 600 ℃ 로 하는 것이 바람직하다.
권취 후의 강판에는 통상적인 방법에 따라 산세를 실시한다. 산세의 조건에 대해서도 특별히 제한은 없고, 염산에서의 산세 등, 종래 공지된 방법에 따라 실시하면 된다.
산세 후의 강판에는 제 1 열처리 (제 1 회째의 열처리), 이어서 냉간 압연 공정을 거쳐, 제 2 열처리 (제 2 회째의 열처리), 이어서 제 3 열처리 (제 3 회째의 열처리) 를 실시한다.
제 1 열처리의 열처리 온도 : 350 ∼ 550 ℃
열간 압연 후의 강판 조직의 영향을 제거하기 위해, 열간 압연 후의 열연 강판에 제 1 열처리를 실시한다. 열처리 온도가 350 ℃ 에 미치지 않는 경우, 열간 압연 후의 템퍼링이 불충분하고, 이 때문에, 최종적으로 얻어지는 고강도 냉연 강판에 대한 열간 압연 후의 조직의 영향을 제거할 수 없다. 즉, 제 1 열처리의 열처리 온도가 350 ℃ 에 미치지 않는 경우, 열처리 전의 열연 강판이 하기에 나타내는 바람직하지 않은 조직을 가지고 있으면, 이들 조직에서 기인하여 제 1 열처리 후의 강판은 불균일한 조직이 된다. 이 때문에, 제 1 열처리 후의 강판에, 냉간 압연, 제 2 열처리, 제 3 열처리를 실시하여 최종적으로 얻어지는 강판의 조직에 있어서, 미세한 결정립이 얻어지지 않아, 충분한 연신 플랜지성이 얻어지지 않는다. 여기서, 상기 바람직하지 않은 조직이란, 조대한 결정립과 미세한 결정립이 혼재하는 불균일한 베이나이트 단상 조직이나, 마텐자이트 단상 조직이나, 또는 페라이트, 펄라이트로 구성되는 층상 (lamellar) 의 조직이다. 또, 제 1 열처리의 열처리 온도가 350 ℃ 에 미치지 않는 경우, 열연 강판이 경질화되어 냉간 압연의 부하가 증대되어, 고비용이 된다. 한편, 550 ℃ 를 초과하여 열처리 하면, 강판 조직은 C 농도가 불균일한 조직이 되고, 제 2 열처리 중에, 오스테나이트가 조대하고 또한 성기게 불균일 분포되어, 균일 미세한 조직이 얻어지지 않는다. 여기서, C 농도가 불균일한 조직이란, C 농도가 낮은 페라이트상 중에 C 농도가 높은 조대한 시멘타이트가 성기게 분포하는 조직이다. 또, 550 ℃ 를 초과하여 열처리하면, 결정 입계에 P 가 편석되고, 강판이 취화되어 연신 및 연신 플랜지성이 현저하게 저하된다.
350 ∼ 550 ℃ 의 범위에서 열처리 (제 1 열처리) 를 실시함으로써, 템퍼링이 진행된다. 이 템퍼링의 진행으로 인해, 시멘타이트는 조대화되지 않고, 균일 미세하고 치밀하게 강판 중에 존재한다. 이 결과, 냉간 압연, 제 2 열처리 및 제 3 열처리 후에 최종적으로 얻어지는 조직은 미세한 결정립이 되어, 우수한 연신 플랜지성 및 굽힘성이 얻어진다. 따라서 냉간 압연 전에 매우 균일한 조직으로 하기 위해, 열간 압연 후 냉간 압연 전에 실시하는 제 1 열처리의 온도는 350 ∼ 550 ℃ 의 범위로 한다. 바람직하게는 400 ∼ 540 ℃ 의 범위로 한다.
또한, 열간 압연 후의 강판에 제 1 열처리를 실시할 때, 350 ∼ 550 ℃ 의 범위 내의 열처리 온도에서 5 분 ∼ 5 시간 정도 유지를 실시하는 것이 바람직하다. 유지 시간이 5 분에 미치지 않는 경우, 열연 후의 템퍼링이 불충분해져 열연 후의 조직의 영향을 제거할 수 없는 경우가 있다. 유지 시간이 지나치게 길면 생산성이 저해되기 때문에, 유지 시간의 상한은 5 시간 정도로 하는 것이 바람직하다. 따라서 제 1 열처리에 있어서, 350 ∼ 550 ℃ 의 범위의 유지 온도에서의 유지 시간은 5 분 ∼ 5 시간 정도로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 350 ∼ 550 ℃ 의 범위의 유지 온도에서의 유지 시간은 10 분 ∼ 4 시간 정도이다.
제 1 열처리를 실시한 열연 강판은 냉간 압연된다. 냉간 압연의 방법은, 특별히 규정할 필요는 없고, 통상적인 방법에 따라 실시하면 된다. 또한, 제 2 열처리 후에 균일한 재결정 조직을 얻어, 강판의 재질을 안정 확보하는 관점에서, 냉간 압연의 압하율은 30 ∼ 70 ％ 정도로 하는 것이 바람직하다.
강조직의 면적 비율, 입경을 원하는 범위로 하기 위해, 냉간 압연 후의 강판에는, 열처리 온도 : 800 ∼ 900 ℃, 냉각 속도 : 10 ∼ 80 ℃/초, 냉각 정지 온도 : 300 ∼ 500 ℃, 300 ∼ 500 ℃ 에서의 유지 시간 : 100 ∼ 1000 초로 하는 제 2 열처리를 실시한다.
제 2 열처리의 열처리 온도 : 800 ∼ 900 ℃
제 2 열처리에 있어서의 열처리 온도가 800 ℃ 보다 낮은 경우, 가열, 열처리 중에 페라이트상의 체적 분율이 많아진다. 이 때문에, 제 3 열처리 후, 최종적으로 얻어지는 강판의 조직에 있어서의 페라이트상의 면적 비율이 많아져, TS : 1180 ㎫ 이상의 확보가 곤란해진다. 또, 제 2 열처리에 있어서의 열처리 온도가 800 ℃ 보다 낮은 경우, 열처리 중에 오스테나이트상으로의 C 농화가 촉진된다. 이 때문에, 제 3 열처리로 템퍼링이 실시되기 전의 마텐자이트상이 과도하게 경질화되어, 이 마텐자이트상은 제 3 열처리 후에도 충분히 연질화되지 않고, 강판의 연신 플랜지성이 저하된다. 한편, 900 ℃ 를 초과하여 오스테나이트 단상의 고온역까지 가열하면, 오스테나이트립이 과도하게 조대화된다. 이 때문에, 오스테나이트상으로부터 생성되는 페라이트상이나 저온 변태상이 조대화되어, 강판의 연신 플랜지성이 열화된다. 따라서 제 2 열처리의 열처리 온도는 800 ∼ 900 ℃ 의 범위로 한다. 보다 바람직하게는 제 2 열처리의 열처리 온도는 810 ∼ 860 ℃ 의 범위로 한다.
냉각 속도 : 10 ∼ 80 ℃/초
제 2 열처리에 있어서, 상기한 온도에서의 열처리 후에 냉각을 실시한다. 이 냉각시의 냉각 속도는, 원하는 마텐자이트상의 면적 비율을 얻기 위해 중요하다. 평균 냉각 속도가 10 ℃/초 미만인 경우, 마텐자이트상의 확보가 곤란해져, 최종적으로 얻어지는 강판이 연질화되어 강도의 확보가 곤란해진다. 한편으로, 평균 냉각 속도가 80 ℃/초를 초과하면, 과도하게 마텐자이트상이 생성되어, 최종적으로 얻어지는 강판의 강도가 지나치게 높아져, 연신 및 연신 플랜지성 등 가공성이 저하된다. 따라서 냉각 속도는 10 ∼ 80 ℃/초의 범위로 한다. 보다 바람직하게는 평균 냉각 속도는 15 ∼ 60 ℃/초로 한다. 또한, 이 냉각은 가스 냉각으로 실시하는 것이 바람직하다. 또, 이 냉각은 노랭, 미스트 냉각, 롤 냉각, 수랭 등을 이용하여 조합하여 실시하는 것이 가능하다.
냉각 정지 온도 : 300 ∼ 500 ℃
상기 냉각을 정지하는 냉각 정지 온도가 300 ℃ 미만인 경우, 과도하게 마텐자이트상이 생성되기 때문에, 최종적으로 얻어지는 강판의 강도가 지나치게 높아져, 연신의 확보가 곤란해진다. 한편, 이 냉각 정지 온도가 500 ℃ 를 초과하는 경우, 잔류 오스테나이트의 생성은 억제되어, 우수한 연신을 얻는 것이 곤란해진다. 따라서, 템퍼드 마텐자이트상 및 잔류 오스테나이트상의 존재 비율을 원하는 범위가 되도록 제어하기 위해, 제 2 열처리에 있어서의 냉각 정지 온도는 300 ∼ 500 ℃ 로 한다. 즉, TS : 1180 ㎫ 급 이상의 강도를 확보함과 함께 연신 및 연신 플랜지성을 밸런스 있게 얻기 위해, 제 2 열처리에 있어서의 냉각 정지 온도는 300 ∼ 500 ℃ 로 한다. 바람직하게는 제 2 열처리에 있어서의 냉각 정지 온도는 350 ∼ 450 ℃ 로 한다.
300 ∼ 500 ℃ 에서의 유지 시간 : 100 ∼ 1000 초
상기한 온도에서 냉각 정지 후, 유지를 실시한다. 유지 시간이 100 초에 미치지 않는 경우, 오스테나이트상으로의 C 농화가 진행되는 시간이 불충분해져, 최종적으로 원하는 잔류 오스테나이트 면적 비율을 얻는 것이 곤란해지고, 또 과도하게 마텐자이트상이 생성된다. 이 때문에, 최종적으로 얻어지는 강판이 고강도화되어, 강판의 연신 및 연신 플랜지성이 저하된다. 한편, 1000 초를 초과하여 체류해도 잔류 오스테나이트량은 증가하지 않고, 연신의 현저한 향상은 볼 수 없다. 1000 초를 초과하여 체류하는 것은 생산성을 저해할 뿐이다. 따라서, 300 ∼ 500 ℃ 에서의 유지 시간은 100 ∼ 1000 초의 범위로 한다. 바람직하게는 300 ∼ 500 ℃ 에서의 유지 시간은 150 ∼ 900 초의 범위로 한다.
상기 제 2 열처리 후, 마텐자이트상을 템퍼링하기 위해, 제 3 열처리를 실시한다.
제 3 열처리의 열처리 온도 : 150 ℃ ∼ 250 ℃
제 3 열처리에서의 열처리 온도가 150 ℃ 보다 낮은 경우, 마텐자이트상의 템퍼링에 의한 연질화가 불충분하여, 마텐자이트상은 과도하게 경질화되고, 강판의 연신 플랜지성 및 굽힘성이 저하된다. 한편, 열처리 온도가 250 ℃ 를 초과하면, 제 2 열처리 후에 얻어진 잔류 오스테나이트상이 분해된다. 이 때문에, 최종적으로 원하는 면적 비율의 잔류 오스테나이트상이 얻어지지 않고, 연신이 우수한 강판을 얻는 것이 곤란해진다. 또 마텐자이트상이 페라이트상과 시멘타이트로 분해되기 때문에 강도 확보가 곤란해진다. 따라서 열처리 온도는 150 ℃ ∼ 250 ℃ 의 범위로 한다. 바람직하게는 175 ∼ 235 ℃ 의 범위이다.
또한, 제 3 열처리를 실시할 때, 150 ∼ 250 ℃ 의 범위의 유지 온도에서 5 분 ∼ 5 시간 정도 유지를 실시하는 것이 바람직하다. 제 3 열처리의 유지 시간이 5 분보다 짧은 경우, 마텐자이트상의 연질화가 불충분해져, 마텐자이트상이 과도하게 경질화되어, 충분한 연신 플랜지성이나 굽힘성이 얻어지지 않는 경우가 있다. 또, 제 3 열처리는, 잔류 오스테나이트의 분해나 마텐자이트상의 템퍼링 연화에 영향을 미친다. 이 때문에, 지나치게 유지 시간을 장시간으로 하면, 연신의 저하나 강도의 저하가 우려된다. 그러나, 이 유지 시간이 5 시간 정도까지이면 재질의 변화는 적다. 또 과도하게 장시간 유지하면 생산성을 저해한다. 그러므로, 유지 시간의 상한은 5 시간 정도로 하는 것이 바람직하다. 따라서 제 3 열처리에 있어서, 150 ∼ 250 ℃ 의 범위의 유지 온도에서의 유지 시간은 5 분 ∼ 5 시간 정도로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 150 ∼ 250 ℃ 의 범위의 유지 온도에서의 유지 시간은 10 분 ∼ 4 시간 정도이다.
상기와 같이 하여 얻어진 냉연 강판에, 형상 교정이나 표면 조도 조정을 위해, 통상적인 방법에 따라 조질 압연 (스킨 패스 압연이라고도 한다) 을 실시해도 된다. 이 때, 조질 압연의 연신율은, 특별히 규정되는 것은 아니다. 조질 압연의 연신율은, 예를 들어 0.05 ％ ∼ 0.5 ％ 정도로 하는 것이 바람직하다.
실시예 1
표 1 에 나타내는 성분 조성을 갖는 강을 용제하여 강슬래브를 준비하고, 이 강슬래브를 가열 온도 : 1200 ℃, 마무리 압연 출측 온도 : 910 ℃ 에서 압연하고, 압연 종료 후, 40 ℃/초로 권취 온도까지 냉각시켜, 권취 온도 : 450 ℃ 에서 권취하는 열간 압연을 실시하였다. 이 열간 압연에 의해 얻어진 열연 강판을 염산 산세한 후, 표 2 에 나타내는 조건으로 제 1 열처리를 실시하였다. 이어서 제 1 열처리 후의 열연 강판을, 압하율 30 ％ ∼ 70 ％ 로 냉간 압연하여 판두께 1.6 ㎜ 로 한 후, 표 2 에 나타내는 조건으로 제 2 열처리 (어닐링 처리) 를 실시하였다. 그 후, 제 2 열처리 후의 강판에, 표 2 에 나타내는 조건으로 제 3 열처리를 실시하여 냉연 강판을 얻었다.
Figure pct00001
Figure pct00002
이와 같이 하여 얻은 냉연 강판에 대하여, 하기에 나타내는 바와 같이, 강판의 조직, 인장 특성, 연신 플랜지성 (구멍 확장률), 굽힘 특성을 조사하였다. 얻어진 결과를 표 3 에 나타낸다.
(1) 강판의 조직
조직 전체에서 차지하는 페라이트상과 베이나이트상의 합계 면적 비율은, 압연 방향 단면에서, 판두께 1/4 면 위치의 면을 광학 현미경으로 관찰함으로써 구하였다. 구체적으로는, 배율 1000 배의 단면 조직 사진을 이용하여, 화상 해석에 의해, 임의로 설정한 100 ㎛ × 100 ㎛ 사방의 정방형 영역 내에 존재하는 각 조직의 점유 면적을 구하였다. 또한, 관찰은 N = 5 (관찰 시야 5 지점) 로 실시하였다.
여기서, 에칭 (etching) 에는 3 vol.％ 피크랄 (picral) 과 3 vol.％ 피로아황산소다 (sodium metabisulfite) 의 혼합액을 사용하였다. 에칭 후에 관찰되는 흑색 영역이 페라이트상 (폴리고날페라이트상) 혹은 베이나이트상이라고 하고, 그 흑색 영역의 면적률을 페라이트상과 베이나이트상의 합계 면적 비율로서 구하였다.
조직 전체에서 차지하는 템퍼드 마텐자이트상의 면적 비율은, 압연 방향 단면에서, 판두께 1/4 위치의 면을 주사형 전자 현미경 (scanning electron microscope : SEM) 으로 관찰함으로써 구하였다. 구체적으로는, 배율 2000 배의 단면 조직 사진을 이용하여, 화상 해석에 의해, 임의로 설정한 50 ㎛ × 50 ㎛ 사방의 정방형 영역 내에 존재하는 조직의 점유 면적을 구하였다. 또한, 관찰은 N = 5 (관찰 시야 5 지점) 로 실시하였다. 템퍼드 마텐자이트상의 면적 비율은, 템퍼링 전후에 SEM 관찰을 실시함으로써 다음과 같이 하여 구하였다. 즉, 템퍼링 전에 비교적 평활한 표면을 갖고, 괴상의 형상으로서 관찰된 조직이 최종적으로 템퍼링 열처리되어 내부에 미세한 탄화물의 석출이 확인된 템퍼드 마텐자이트상이 된다고 판단하여, 면적 비율을 구하였다.
잔류 오스테나이트상의 면적 비율은, 잔류 오스테나이트량을 별도, X 선 회절 (the X-ray diffraction method) 에 의해 측정하고, 측정한 잔류 오스테나이트량을 잔류 오스테나이트상의 면적 비율이라고 하였다. 또한, 잔류 오스테나이트량은 Mo 의 Kα 선을 이용하여 X 선 회절법에 의해 구하였다. 즉, 강판의 판두께 1/4 부근의 면을 측정면으로 하는 시험편을 사용하여, 오스테나이트상의 (211) 면 및 (220) 면과 페라이트상의 (200) 면 및 (220) 면의 피크 강도로부터 잔류 오스테나이트상의 체적률을 산출하였다. 이 산출된 잔류 오스테나이트상의 체적률을 잔류 오스테나이트상량으로 하고, 잔류 오스테나이트상의 면적 비율로 하였다.
페라이트상과 베이나이트상의 평균 결정 입경은, 측정 영역 중의 입자의 수 (상기 흑색 영역 중의 입자의 수) 를 세어, 측정 면적 중의 각 상의 면적 비율을 이용하여 평균 입자 면적 a 를 산출하고, 입경 d = a1/2 로 하는 구적법 (planimetric method) 에 의해 구하였다. 템퍼드 마텐자이트상의 평균 결정 입경은, 측정 면적 중의 입자의 수를 세어, 측정 면적 중의 각 상의 면적 비율을 이용하여 평균 입자 면적 a 를 산출하고, 입경 d = a1/2 로 하는 구적법에 의해 구하였다.
(2) 인장 특성 (강도, 연신)
압연 방향에 대해 90 °를 이루는 방향 (압연 직각 방향) 을 길이 방향 (인장 방향) 으로 하는 JIS Z 2201 에 기재된 5 호 시험편을 사용하여, JIS Z 2241 에 준거한 인장 시험을 실시하여 인장 특성을 평가하였다. 표 3 에 항복 강도 (YP), 인장 강도 (TS), 전체 연신 (El) 을 나타낸다. 또한, 인장 특성의 평가 기준은 TS ≥ 1180 ㎫, 또한, TS × El ≥ 21000 ㎫·％ 를 양호로 하고, 강도 및 연신이 우수한 것으로 하였다.
(3) 구멍 확장률 (연신 플랜지성)
연신 플랜지성을 평가하기 위해, 일본 철강 연맹 규격 JFS T 1001 에 기초하여 구멍 확장률을 측정하였다. 여기서, 구멍 확장률의 측정은, 다음과 같이 하였다. 즉, 초기 직경 d0 = 10 ㎜ 의 구멍을 타발하고, 60 °의 원추 펀치를 상승시켜 구멍을 확장하였다. 이때, 균열이 강판의 판두께를 관통한 시점에서 펀치 상승을 정지시키고, 균열이 관통한 후의 타발 구멍 직경 d 를 측정하였다. 이어서, 구멍 확장률 (％) = ((d - d0)/d0) × 100 을 산출하였다. 동일 번호의 강판에 대하여 3 회 시험을 실시하여, 구멍 확장률의 평균값 (λ) 을 구하였다. 또한, 연신 플랜지성의 평가 기준은 TS × λ ≥ 38000 ㎫·％ (TS : 인장 강도 (㎫), λ : 구멍 확장률 (％)) 를 양호로 하고, 연신 플랜지성이 우수하다고 하였다.
(4) 굽힘 특성
얻어진 판두께 t = 1.6 ㎜ 의 강판을 사용하여, 굽힘부의 능선과 압연 방향이 평행이 되도록 굽힘 시험편을 채취하였다. 여기서, 굽힘 시험편의 사이즈는 40 ㎜ × 100 ㎜ 로 하고, 굽힘 시험편의 길이가 압연 직각 방향이 되도록 하였다. 채취한 굽힘 시험편에 대하여, 선단 굽힘 반경 R = 2.5 ㎜ 의 금형을 사용하여, 하사점 (bottom dead center) 에서의 가압 하중 29.4 kN 의 90 °V 굽힘을 실시하였다. 굽힘 정점에서 균열의 유무를 육안으로 판정하여, 균열 발생이 없는 경우, 양호한 굽힘성이라고 하였다.
Figure pct00003
표 3 으로부터, 본 발명예에서는, TS × El ≥ 21000 ㎫·％ 이상과 TS × λ ≥ 38000 ㎫·％ 를 양립하고, 또한 R/t = 2.5/1.6 = 1.6 으로 균열없이 90 °V 굽힘을 만족하고 있는 것을 알 수 있다. 표 3 으로부터, 본 발명예에서는, 연신, 연신 플랜지성 및 굽힘성이 우수한 인장 강도가 1180 ㎫ 이상인 고강도 냉연 강판이 얻어진 것을 알 수 있다.
한편, 강성분이 본 발명 범위 밖인 No.6 은 연신, 연신 플랜지성, 및 굽힘성이 열등하다. 열간 압연 후의 제 1 열처리의 열처리 온도가 낮은 No.7, 제 1 열처리의 열처리 온도가 높은 No.8 은 템퍼드 마텐자이트상의 결정 입경이 조대하여, 연신, 연신 플랜지성, 및 굽힘성이 열등하다. 제 2 열처리의 열처리 온도가 낮은 No.9, 제 2 열처리에 있어서의 냉각 속도가 느린 No.11 은 페라이트상과 베이나이트상의 합계의 면적 비율이 많아, TS ≥ 1180 ㎫ 를 만족하지 않는다.
제 2 열처리의 열처리 온도가 높은 No.10 은 페라이트상과 베이나이트상의 합계의 면적 비율이 적어 결정 입경이 조대하고, 강도가 과도하게 높아, 연신, 연신 플랜지성 및 굽힘성이 열등하다. 제 2 열처리에 있어서의 냉각 속도가 빠른 No.12 는, 페라이트상과 베이나이트상의 합계의 면적 비율이 적고, 강도가 과도하게 높아, 연신, 연신 플랜지성 및 굽힘성이 열등하다. 또, 제 2 열처리에 있어서의 냉각 정지 온도가 낮은 No.13, 냉각 정지 온도가 높은 No.14, 유지 시간이 짧은 No.15, 제 3 열처리의 열처리 온도가 높은 No.17 은 잔류 오스테나이트상의 면적 비율이 적어 연신이 낮다. 제 3 열처리의 열처리 온도가 낮은 No.16 은 마텐자이트상의 템퍼링이 불충분하여 템퍼드 마텐자이트상이 얻어지지 않고, 강도가 과도하게 높아, 연신, 연신 플랜지성, 굽힘성이 열등하다.
산업상 이용가능성
본 발명에 의해 강판 중의 Nb, V, Cu, Ni, Cr, Mo 등 고가의 원소를 적극적으로 함유하지 않아도, 저렴하고 또한 우수한 연신 및 연신 플랜지성을 갖는 인장 강도 (TS) : 1180 ㎫ 이상의 고강도 냉연 강판을 얻을 수 있다. 또, 본 발명의 고강도 냉연 강판은, 자동차 부품 이외에도, 건축 및 가전 분야 등 엄격한 치수 정밀도, 가공성이 필요한 용도에도 바람직하다.

Claims (6)

  1. 질량％ 로,
    C : 0.12 ∼ 0.22 ％,
    Si : 0.8 ∼ 1.8 ％,
    Mn : 1.8 ∼ 2.8 ％,
    P : 0.020 ％ 이하,
    S : 0.0040 ％ 이하,
    Al : 0.005 ∼ 0.08 ％,
    N : 0.008 ％ 이하,
    Ti : 0.001 ∼ 0.040 ％,
    B : 0.0001 ∼ 0.0020 ％ 및
    Ca : 0.0001 ∼ 0.0020 ％
    를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
    페라이트상과 베이나이트상의 합계 면적 비율이 50 ∼ 70 ％,
    페라이트상과 베이나이트상의 평균 결정 입경이 1 ∼ 3 ㎛,
    템퍼드 마텐자이트상의 면적 비율이 25 ∼ 45 ％,
    템퍼드 마텐자이트상의 평균 결정 입경이 1 ∼ 3 ㎛,
    잔류 오스테나이트상의 면적 비율이 2 ∼ 10 ％ 인 조직을 갖는 고강도 냉연 강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    추가로, (페라이트상과 베이나이트상의 평균 결정 입경)/(템퍼드 마텐자이트상의 평균 결정 입경) 이 0.5 ∼ 3.0 인 고강도 냉연 강판.
  3. 제 1 항에 기재된 성분 조성으로 이루어지는 강슬래브를 준비하여, 그 강슬래브를 열간 압연하여 강판으로 하고, 산세하고, 산세 후의 강판에 열처리 온도 : 350 ∼ 550 ℃ 에서 제 1 열처리를 실시하고, 이어서 냉간 압연하고, 냉간 압연 후의 강판에 열처리 온도 : 800 ∼ 900 ℃, 냉각 속도 : 10 ∼ 80 ℃/초, 냉각 정지 온도 : 300 ∼ 500 ℃, 300 ∼ 500 ℃ 에서의 유지 시간 : 100 ∼ 1000 초로 제 2 열처리를 실시하고, 이어서 열처리 온도 : 150 ∼ 250 ℃ 에서 제 3 열처리를 실시하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
  4. 제 3 항에 있어서,
    추가로, 상기 열간 압연의 조건으로서, 강슬래브의 가열 온도를 1100 ∼ 1300 ℃, 열간 압연의 마무리 온도를 850 ∼ 950 ℃ 로 하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
  5. 제 3 항 또는 제 4 항에 있어서,
    추가로, 상기 제 1 열처리에 있어서의 350 ∼ 550 ℃ 에서의 유지 시간을 5 분 ∼ 5 시간으로 하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
  6. 제 3 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 있어서,
    추가로, 상기 제 3 열처리에 있어서의 150 ∼ 250 ℃ 에서의 유지 시간을 5 분 ∼ 5 시간으로 하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
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