KR20150082612A - 저항복비 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법 - Google Patents

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제이에프이 스틸 가부시키가이샤
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Abstract

신장과 신장 플랜지성이 우수한 저항복비를 갖는 고강도 강판 및 그의 제조 방법을 제공한다.
질량％로, C: 0.05∼0.10％, Si: 0.6∼1.3％, Mn: 1.4∼2.2％, P: 0.08％ 이하, S: 0.010％ 이하, Al: 0.01∼0.08％, N: 0.010％ 이하를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 화학 성분을 갖고, 페라이트의 평균 결정 입경이 15㎛ 이하이고 페라이트의 체적분율이 70％ 이상, 베이나이트의 체적분율이 3％ 이상, 잔류 오스테나이트의 체적분율이 4∼7％, 마르텐사이트의 평균 결정 입경이 5㎛ 이하이고 마르텐사이트의 체적분율이 1∼6％인 마이크로 조직을 갖고, 상기 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 농도(질량％)가 0.30∼0.70％이고, 강판의 특성으로서 항복비가 64％ 이하, 인장 강도가 590MPa 이상인 저항복비 고강도 냉연 강판으로 한다.

Description

저항복비 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법{LOW-YIELD-RATIO HIGH-STRENGTH COLD-ROLLED STEEL SHEET AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}
본 발명은, 저항복비(low yield ratio)를 갖는 고강도 냉연(冷延) 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이며, 특히 자동차 등의 구조 부품의 부재용으로서 적합한 고강도 냉연 강판에 관한 것이다.
최근, 환경 문제의 고조로부터 CO2 배출 규제가 엄격화되고 있으며, 자동차 분야에 있어서는, 차체의 경량화에 의한 연비 향상이 큰 과제가 되고 있다. 이 때문에 자동차 부품으로의 고강도 강판의 적용에 의한 박육화(薄肉化)가 진행되고 있으며, 인장 강도(TS)가 590MPa 이상인 강판의 적용이 진행되고 있다.
자동차의 구조용 부재나 보강용 부재에 사용되는 고강도 강판은, 신장이나 신장 플랜지성(stretch-flange-formability)이 우수한 것이 요구된다. 특히, 복잡 형상을 갖는 부품의 성형에 사용되는 고강도 강판에는, 신장이나 신장 플랜지성과 같은 개별의 특성이 우수할 뿐만 아니라, 그 양방이 우수한 것이 요구된다. 또한, 고강도 강판을 제조하고 나서 당해 강판을 실제로 프레스 성형하기까지 시간(경과 기간)을 필요로 하는 경우가 있어, 고강도 강판의 특성으로서는, 이 경과 기간 중의 시효(aging)에 의해 신장이 열화되지 않는 것이 중요하다.
또한, 자동차의 구조용 부재나 보강용 부재에 사용되는 고강도 강판은, 프레스 가공 후에 아크 용접, 스폿 용접 등에 의해 장착되고, 모듈화되기 때문에 조립시에 높은 치수 정밀도가 요구된다. 그 때문에, 이러한 고강도 강판은, 가공 후에 스프링·백(spring-back) 등을 일어나기 어렵게 할 필요가 있고, 가공 전에는 저항복비인 것이 필요시 되고 있다. 또한, 항복비(YR: yield ratio)란, 인장 강도(TS: tensile strength)에 대한 항복 응력(YS: yield strength)의 비를 나타내는 값이며, YR(％)＝(YS/TS)×100(％)으로 나타난다.
성형성과 고강도를 겸비한 저항복비의 고강도 강판으로서, 페라이트·마르텐사이트의 복합 조직(ferrite-martensite multi-phase)을 갖는 듀얼페이즈강(鋼)(DP강)이 알려져 있다. DP강은, 주상(主相)인 페라이트 중에 마르텐사이트를 분산시킨 복합 조직강이며, TS가 높고, 저항복비이며 신장 특성이 우수하다. 그러나, 페라이트와 마르텐사이트의 계면에 응력이 집중함으로써, 크랙이 발생하기 쉽기 때문에, DP강에는, 신장 플랜지성이 뒤떨어진다는 결점이 있었다.
그래서, DP강이라도 우수한 신장 플랜지성을 갖는 기술로서, 예를 들면 특허문헌 1, 특허문헌 2의 기술이 제안되고 있다. 특허문헌 1에는, 페라이트 및 마르텐사이트의 전(全)조직에 대한 점적률(占積率) 및 평균 결정 입경을 제어하고, 강(鋼) 중에 미세 마르텐사이트를 분산시킴으로써 신장 플랜지성의 열화를 억제하여, 내(耐)충돌 안전성(collision safety)과 성형성을 양립한 자동차용 고강도 강판이 개시되어 있다. 특허문헌 2에는, 페라이트상과 마르텐사이트상을 주체로 하는 복합 조직강판에 대해서, 평균 입경이 3㎛ 이하인 미세한 페라이트와 평균 입경이 6㎛ 이하인 마르텐사이트의 전조직에 대한 점적률을 제어함으로써, 신장과 신장 플랜지성을 개선한 고강도 강판이 개시되어 있다.
또한, 고강도와 우수한 연성(延性)을 겸비한 강판으로서, TRIP 강판(Transformation Induced Plasticity; 변태 유기 소성)을 들 수 있다. TRIP 강판은, 그 강판 조직에 잔류 오스테나이트(austenite)를 갖는다. TRIP 강판은, 마르텐사이트 변태 개시 온도 이상의 온도에서 가공 변형시키면, 응력에 의해 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 유기 변태하여 큰 신장이 얻어진다. 그러나, 이 TRIP 강판에서는, 펀칭 가공시에 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태함으로써, 페라이트와의 계면에 크랙이 발생한다. 이 때문에, TRIP 강판은 신장 플랜지성이 뒤떨어지는 결점이 있었다.
그래서, TRIP 강판에 있어서도, 우수한 연성(신장)에 더하여, 우수한 신장 플랜지성을 얻을 수 있는 기술이 제안되고 있다. 예를 들면 특허문헌 3에는, 신장 플랜지성을 개선한, 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 저온 변태상(a phase generated at low temperature)으로 이루어지는 복합 조직을 갖는 고강도 냉연 강판이 개시되어 있다. 특허문헌 3에는, Ti를 적량 첨가함으로써, 페라이트 입경을 미세화하고, 또한, Ca 및/또는 REM을 첨가함으로써 황화물계 개재물의 형태를 제어하여, 신장 플랜지성을 개선하는 것이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 4에는 페라이트, 잔류 오스테나이트, 잔부가 베이나이트(bainite) 및 마르텐사이트로 이루어지는 복합 조직으로, 신장 및 신장 플랜지성이 우수한 복합 조직 냉연 강판이 개시되어 있다. 특허문헌 4에는, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 애스펙트비 및 평균 입경을 규정하고, 또한, 단위 면적당의 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 개수를 규정하는 것이 개시되어 있다.
한편, 상기한 바와 같은 TS가 590MPa 이상인 고강도 강판을 이용하여, 특히 복잡한 형상의 부품을 프레스 성형함에 있어서는, 더 한층의 저(低)YR화가 요구됨과 함께, 우수한 신장 및 신장 플랜지성이 요구된다. 예를 들면, 인장 강도(TS)가 590MPa 이상, 항복비(YR)가 64％ 이하이고, 또한, 신장 플랜지성의 지표인 구멍 확장률이 60％ 이상, 신장(전(全)신장)이 31％ 이상을 확보할 수 있는 강판이 요망되고 있다.
일본특허공보 제3936440호 일본공개특허공보 2008-297609호 일본특허공보 제3508657호 일본특허공보 제4288364호
그러나, 종래의 고강도 강판에서는 이러한 특성을 충분히 만족할 수 없다. 예를 들면, 특허문헌 1의 기술에서는, 강판의 페라이트와 마르텐사이트의 평균 결정 입경을 규정하고 있지만, 프레스 성형에 충분한 신장 플랜지성을 확보할 수 없다. 특허문헌 2의 기술에서는, 얻어지는 강판에 있어서의 마르텐사이트의 체적분율(體積分率)이 현저하게 많기 때문에, 강도에 대하여 신장이 불충분하다는 문제가 있었다. 특허문헌 3, 4의 기술에서는, 얻어지는 강판의 YR이 높기 때문에, 가공 후에 스프링·백 등이 일어나기 쉽다는 문제가 있었다. 이와 같이 종래의 고강도 강판에 있어서, 상기한 바와 같은 고강도 그리고 저항복비를 달성하고, 또한 우수한 신장 및 신장 플랜지성을 겸비한 강판은 개발되어 있지 않은 것이 실정이다.
본 발명은 상기의 사정을 감안하여 이루어진 것이다. 본 발명의 과제는, 상기 종래 기술의 문제점을 해소하고, 신장과 신장 플랜지성이 우수한 저항복비를 갖는 고강도 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것에 있다. 구체적으로는, 구멍 확장률(λ)≥60％, 전신장(EL)≥31％를 확보할 수 있는 항복비(YR)≤64％이고 또한 인장 강도(TS)≥590MPa인 저항복비 고강도 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것이다.
본 발명자들은, 예의 검토를 거듭한 결과, 이하의 Ⅰ) 및 Ⅱ)에 의해, 저항복비를 확보하면서, 고신장 특성에 더하여 우수한 신장 플랜지성을 갖는 고강도 강판이 얻어지는 것을 발견했다.
Ⅰ) 페라이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트의 강판 조직의 체적분율을 특정의 범위로 하는 것.
Ⅱ) 페라이트 및 마르텐사이트의 평균 입경 및 잔류 오스테나이트 중의 C 농도를 특정의 범위로 하는 것.
즉, 신장 플랜지성을 평가하는 구멍 확장 시험에 있어서, DP강에서는 펀칭 가공시에 강판 조직 중의 페라이트와 마르텐사이트의 계면에 보이드(micro-void)가 발생하고, 그 후의 구멍 확장 과정에서 보이드끼리가 연결, 진전함으로써, 균열이 발생한다. 잔류 오스테나이트가 강판 조직 중에 존재한 경우, 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 농도가 높으면, 펀칭 가공시에 마르텐사이트 변태가 억제되어, 구멍 확장률이 높아진다. 그러나 이러한 강판에서는, 항복비가 높아져 버린다. 한편으로, 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 농도가 낮으면, 펀칭 가공의 시점에서 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태하기 때문에, 페라이트와의 계면에 보이드가 생성되어 구멍 확장성(신장 플랜지성)은 양호하지 않다.
그래서, 발명자들은 예의 검토를 거듭한 결과, 이하의 ⅰ)∼ⅳ)로 함으로써, 펀칭 가공시에 발생하는 보이드의 수를 억제할 수 있고, 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 농도가 낮아도, 신장 플랜지성을 향상할 수 있다는 인식을 얻었다.
ⅰ) Si를 적량 첨가하여 페라이트를 고용강화(solid solution strengthening)하는 것.
ⅱ) 보이드 발생원인 경질상(硬質相)의 체적분율을 감소시키는 것.
ⅲ) 경질 중간상(a phase having the hardness between ferrite and hardened phase)인 베이나이트를 강판 조직에 함유시키는 것.
ⅳ) 페라이트 및 마르텐사이트의 평균 결정 입경을 미세화하는 것.
또한, 발명자들은, 강판 조직 중에 마르텐사이트를 일정량 함유함으로써, 저YR의 확보 및 강도-신장 밸런스의 향상에 기여하여 고강도와 함께 고신장을 확보할 수 있는 것을 발견했다. 또한 발명자들은, 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 농도가 0.30∼0.70％의 범위에서는 저YR를 확보하면서, 신장의 향상에 기여하는 것이 가능한 것을 발견했다.
즉, 발명자들은, 이하의 A)∼C)로 함으로써, 저항복비를 확보하면서, 신장과 신장 플랜지성을 향상시키고, 또한, 시효에 의한 신장의 열화를 막는 것이 가능한 것을 발견한 것이다.
A) Si를 0.6∼1.3％의 범위에서 첨가하고, 또한, C를 0.05∼0.10％의 범위에서 첨가하여, 적정한 어닐링 조건에서 열처리를 행함으로써, 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 농도를 0.30∼0.70％로 하는 것.
B) 페라이트와 마르텐사이트의 입경을 미세화하는 것.
C) 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트의 체적분율을 강도와 신장을 손상시키지 않는 범위로 제어하는 것.
본 발명은 상기의 인식에 입각하는 것이며, 그 요지 구성은 이하와 같다.
(1) 질량％로, C: 0.05∼0.10％, Si: 0.6∼1.3％, Mn: 1.4∼2.2％, P: 0.08％ 이하, S: 0.010％ 이하, Al: 0.01∼0.08％, N: 0.010％ 이하를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 화학 성분을 갖고, 페라이트의 평균 결정 입경이 15㎛ 이하이고 페라이트의 체적분율이 70％ 이상, 베이나이트의 체적분율이 3％ 이상, 잔류 오스테나이트의 체적분율이 4∼7％, 마르텐사이트의 평균 결정 입경이 5㎛ 이하이고 마르텐사이트의 체적분율이 1∼6％인 마이크로 조직을 갖고, 상기 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 농도(질량％)가 0.30∼0.70％이고, 강판의 특성으로서 항복비가 64％ 이하, 인장 강도가 590MPa 이상인 저항복비 고강도 냉연 강판.
(2) 또한 질량％로, V: 0.10％ 이하, Ti: 0.10％ 이하, Nb: 0.10％ 이하 중 어느 1종 이상을 함유하는 상기 (1)에 기재된 저항복비 고강도 냉연 강판.
(3) 또한 질량％로, Cr: 0.50％ 이하, Mo: 0.50％ 이하 중 어느 1종 이상을 함유하는 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 저항복비 고강도 냉연 강판.
(4) 또한 질량％로, Cu: 0.50％ 이하, Ni: 0.50％ 이하 중 어느 1종 이상을 함유하는 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 저항복비 고강도 냉연 강판.
(5) 또한 질량％로, B: 0.0030％ 이하를 함유하는 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 기재된 저항복비 고강도 냉연 강판.
(6) 또한 질량％로, Ca, REM 중 어느 1종 또는 2종을 합계로 0.0050％ 이하 함유하는 상기 (1) 내지 (5) 중 어느 하나에 기재된 저항복비 고강도 냉연 강판.
(7) 상기 (1) 내지 (6) 중 어느 하나에 기재된 화학 성분을 갖는 강(鋼) 슬래브를 준비하고, 열간 압연하여 강판으로 하고, 산(酸)세정하고, 산세정 후의 강판에 냉간 압연을 행하고, 그 후, 3∼30℃/s의 평균 가열 속도로 780∼900℃의 온도역의 균열 온도(annealing temperature)까지 가열하고, 당해 균열 온도에서 30∼500s간 보존유지(保持)하고, 이어서 (균열 온도 ―10℃)∼(균열 온도 ―30℃)의 온도 범위에 있는 제1 냉각 온도까지 5℃/s 이하의 제1 평균 냉각 속도로 냉각하고, 이어서 350∼450℃의 온도 범위 내에 있는 제2 냉각 온도까지 5∼30℃/s의 제2 평균 냉각 속도로 냉각하고, 이어서 실온까지 5℃/s 이하의 제3 평균 냉각 속도로 냉각하는 조건으로 어닐링하는 저항복비 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
(8) 상기 (1) 내지 (6) 중 어느 하나에 기재된 화학 성분을 갖는 강 슬래브를 준비하고, 강 슬래브의 온도: 1150∼1300℃, 마무리 압연의 종료 온도: 850∼950℃의 조건으로 열간 압연을 행하고, 열간 압연의 종료 후 1초 이내에 냉각을 개시하고, 50℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 550℃ 이하까지 냉각하고, 냉각 후에 권취하여 열연(熱延) 강판으로 하고, 이어서, 산세정하고, 산세정 후의 열연 강판에 냉간 압연을 행하고, 그 후, 3∼30℃/s의 평균 가열 속도로 780∼900℃의 온도역의 균열 온도까지 가열하고, 당해 균열 온도에서 30∼500s간 보존유지하고, 이어서(균열 온도 ―10℃)∼(균열 온도 ―30℃)의 온도 범위에 있는 제1 냉각 온도까지 5℃/s 이하의 제1 평균 냉각 속도로 냉각하고, 이어서 350∼450℃의 온도 범위 내에 있는 제2 냉각 온도까지 5∼30℃/s의 제2 평균 냉각 속도로 냉각하고, 이어서 실온까지 5℃/s 이하의 제3 평균 냉각 속도로 냉각하는 조건으로 어닐링하는 저항복비 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
본 발명에 의하면, TS가 590MPa 이상, YR이 64％ 이하인 저항복비를 갖고, 전신장이 31％ 이상 및 구멍 확장률이 60％ 이상인, 신장과 신장 플랜지성이 모두 우수하고, 게다가 시효에 의한 신장의 열화가 없는 고강도 냉연 강판을 안정적으로 얻을 수 있다.
(발명을 실시하기 위한 형태)
이하에, 본 발명의 상세를 설명한다. 또한, 이하에 있어서, 화학 성분에 관한 「％」는, 특별히 언급하지 않는 한 「질량％」를 나타낸다.
우선, 이 발명에 있어서, 성분 조성을 상기 범위로 한정한 이유에 대해서 설명한다.
C: 0.05∼0.10％
C는 강판의 고강도화에 유효한 원소이며, 본 발명에 있어서의 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트 등의 제2상(相) 형성에 관여하여 고강도화에 기여한다. C량이 0.05％ 미만에서는, 필요한 베이나이트, 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트의 체적률의 확보가 어렵다. 따라서, C량은 0.05％ 이상으로 한다. 바람직하게는, 0.07％ 이상이다. 한편, C를 과잉하게 첨가하면 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 농도를 0.70％ 이하로 하는 것이 곤란해져, 항복비가 높아진다. 이 때문에, C량의 상한을 0.10％로 한다. 바람직하게는, 0.10％ 미만이다.
Si: 0.6∼1.3％
Si는 페라이트 생성 원소이며, 또한, 고용강화에 유효한 원소이기도 하다. 강도와 신장의 밸런스의 개선 및 페라이트의 경도 확보를 위해서는, Si량은 0.6％ 이상으로 할 필요가 있다. 또한, 잔류 오스테나이트의 안정 확보를 위해서도 Si량은 0.6％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.7％ 이상이다. 그러나, Si를 과잉하게 첨가하면 화성 처리성이 저하되기 때문에, 그 함유량은 1.3％ 이하로 한다. 바람직하게는 1.2％ 이하이다.
Mn: 1.4∼2.2％
Mn은 고용강화 및 제2상을 생성함으로써 고강도화에 기여하는 원소이다. 또한, Mn은 오스테나이트를 안정화시키는 원소이며, 제2상의 분율(分率) 제어에 필요한 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는 Mn을 1.4％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, 과잉하게 함유한 경우, 마르텐사이트의 체적률이 과잉해지기 때문에, Mn의 함유량은 2.2％ 이하로 한다. 바람직하게는 2.1％ 이하이다.
P: 0.08％ 이하
P의 함유량이 많아지면, P의 입계(粒界)로의 편석이 현저해져 입계가 취화(脆化)되고, 용접성이 저하된다. 그렇기 때문에, P의 함유량을 0.08％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.05％ 이하이며, 보다 바람직하게는 0.04％ 이하이다. 특별히 하한은 없지만, P량을 극도로 저감하면 제강 비용이 상승하기 때문에, P량의 하한은 0.001％ 정도로 하는 것이 바람직하다.
S: 0.010％ 이하
S의 함유량이 많은 경우에는, MnS 등의 황화물이 많이 생성되고, 신장 플랜지성으로 대표되는 국부 신장이 저하되기 때문에 함유량의 상한을 0.010％로 한다. 바람직하게는, 0.005％ 이하이다. 특별히 하한은 없지만, S량을 극도로 저감하면 제강 비용이 상승하기 때문에, S량의 하한은 0.0005％ 정도로 하는 것이 바람직하다.
Al: 0.01∼0.08％
Al은 탈산에 필요한 원소이며, 이 효과를 얻기 위해서는 0.01％ 이상 함유하는 것이 필요하다. Al은 0.08％를 초과하여 함유해도 효과가 포화되기 때문에, Al량은 0.08％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.05％ 이하이다.
N: 0.010％ 이하
N은, 조대(粗大)한 질화물을 형성하고, 굽힘성이나 신장 플랜지성을 열화시키는 점에서, 함유량을 억제할 필요가 있다. 여기에서, N은 0.010％를 초과하여 함유하면, 이 경향이 현저해지는 점에서, N의 함유량을 0.010％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.005％ 이하이다. 특별히 하한은 없지만, N량의 하한은 0.0002％ 정도로 하는 것이 바람직하다.
상기가 본 발명의 필수 성분이지만, 본 발명에서는, 하기의 이유에 의해, 상기의 성분에 더하여, 하기 a)∼e)에 기재된 어느 1개 또는 2개 이상의 원소를 첨가해도 좋다.
a) V: 0.10％ 이하, Ti: 0.10％ 이하, Nb: 0.10％ 이하 중 어느 1종 이상
V: 0.10％ 이하
V는 미세한 탄질화물(炭窒化物)을 형성함으로써, 강도 상승에 기여할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, V의 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 다량의 V를 첨가시켜도, 0.10％를 초과한 만큼의 강도 상승 효과는 작고, 게다가, 합금 비용의 증가도 초래해 버린다. 따라서, V의 함유량은 0.10％ 이하로 한다. 炭素
Ti: 0.10％ 이하
Ti도 V와 동일하게, 미세한 탄질화물을 형성함으로써, 강도 상승에 기여할 수 있기 때문에, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Ti의 함유량을 0.005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 다량으로 Ti를 첨가하면, 신장이 현저하게 저하되기 때문에, 그 함유량은 0.10％ 이하로 한다.
Nb: 0.10％ 이하
Nb도 V와 동일하게, 미세한 탄질화물을 형성함으로써, 강도 상승에 기여할 수 있기 때문에, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Nb의 함유량을 0.005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 다량으로 Nb를 첨가하면, 신장이 현저하게 저하되기 때문에, 그 함유량은 0.10％ 이하로 한다.
b) Cr: 0.50％ 이하, Mo: 0.50％ 이하 중 어느 1종 이상
Cr: 0.50％ 이하
Cr은 제2상을 생성함으로써 고강도화에 기여하는 원소이며, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이 효과를 발휘시키기 위해서는, 0.10％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, 0.50％를 초과하여 함유시키면, 마르텐사이트의 생성이 과잉해지기 때문에, 그 함유량은 0.50％ 이하로 한다.
Mo: 0.50％ 이하
Mo도 Cr과 동일하게 제2상을 생성함으로써 고강도화에 기여하는 원소이며, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 또한, Mo는 추가로 일부 탄화물을 생성하여 고강도화에 기여한다. 이들 효과를 발휘시키기 위해서는, 0.05％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, 0.50％를 초과하여 함유시켜도 효과가 포화되기 때문에, 그 함유량은 0.50％ 이하로 한다.
c) Cu: 0.50％ 이하, Ni: 0.50％ 이하 중 어느 1종 이상
Cu: 0.50％ 이하
Cu는 고용강화에 의해 고강도화에 기여하는 원소이며, 또한 제2상을 생성함으로써 고강도화에 기여하는 원소이며, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이들 효과를 발휘하기 위해서는 0.05％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, 0.50％를 초과하여 함유시켜도 효과가 포화되고, 또한 Cu에 기인하는 표면 결함이 발생하기 쉬워진다. 이 때문에, Cu의 함유량은 0.50％ 이하로 한다.
Ni: 0.50％ 이하
Ni도 Cu와 동일하게, 고용강화에 의해 고강도화에 기여하고, 또한 제2상을 생성함으로써 고강도화에 기여하는 원소이며, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이들 효과를 발휘시키기 위해서는 0.05％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 또한, Cu와 동시에 첨가하면, Cu 기인의 표면 결함을 억제하는 효과가 있다. 이 때문에, Ni의 첨가는, Cu 첨가시에, 특히 유효하다. 한편, 0.50％를 초과하여 함유시켜도 효과가 포화되기 때문에, 그 함유량은 0.50％ 이하로 한다.
d) B: 0.0030％ 이하
B는 경화능(hardenability)을 향상시키고, 제2상을 생성함으로써 고강도화에 기여하는 원소이며, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이 효과를 발휘하기 위해서는, 0.0005％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, 0.0030％를 초과하여 함유시켜도 효과가 포화되기 때문에, 그 함유량은 0.0030％ 이하로 한다.
e) Ca, REM 중 어느 1종 또는 2종을 합계로 0.0050％ 이하
Ca, REM(희토류 원소: Rare Earth Metal)는, 모두 황화물의 형상을 구상화(球狀化)하고, 신장 플랜지성으로의 황화물의 악영향의 개선에 기여하는 원소이며, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이들 효과를 발휘하기 위해서는, Ca, REM 중 어느 1종 또는 2종을 합계로 0.0005％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, Ca, REM 중 어느 1종 또는 2종을 합계로 0.0050％를 초과하여 함유시켜도 효과가 포화된다. 이 때문에, Ca, REM은, 단독 첨가 또는 복합 첨가 어느 경우에 있어서도, 그 합계의 함유량을 0.0050％ 이하로 한다. 또한, 그 합계의 함유량은 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
상기 이외의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다. 불가피적 불순물로서는, 예를 들면, Sb, Sn, Zn, Co 등을 들 수 있다. 이들의 함유량의 허용 범위로서는, Sb: 0.01％ 이하, Sn: 0.1％ 이하, Zn: 0.01％ 이하, Co: 0.1％ 이하이다. 또한, 본 발명에서는, Ta, Mg, Zr을 통상의 강(鋼) 조성의 범위 내에서 함유해도, 그 효과는 상실되지 않는다.
다음으로, 본 발명의 고강도 냉연 강판의 마이크로 조직에 대해서 상세하게 설명한다.
본 발명의 고강도 냉연 강판은, 페라이트의 평균 결정 입경이 15㎛ 이하이고 페라이트의 체적분율이 70％ 이상, 베이나이트의 체적분율이 3％ 이상, 또한 잔류 오스테나이트의 체적분율이 4∼7％, 마르텐사이트의 평균 결정 입경이 5㎛ 이하이고 마르텐사이트의 체적분율이 1∼6％인 마이크로 조직을 갖는다. 여기에서 말하는 체적분율은 강판의 전체에 대한 체적분율이며, 이하 동일하다.
페라이트의 평균 결정 입경이 15㎛ 이하, 체적분율이 70％ 이상
페라이트의 체적분율이 70％ 미만에서는, 경질인 제2상이 많이 존재하기 때문에, 연질인 페라이트와의 경도차가 큰 개소가 많이 존재하여, 신장 플랜지성이 저하된다. 그 때문에 페라이트의 체적분율은 70％ 이상으로 한다. 바람직하게는 75％ 이상이다. 또한, 페라이트의 체적분율은, TS를 확보하기 위해, 92％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
또한, 페라이트의 평균 입경이 15㎛를 초과하면, 구멍 확장시의 펀칭 단면(端面)에 보이드가 생성되기 쉬워져, 양호한 신장 플랜지성이 얻어지지 않는다. 이 때문에, 페라이트의 평균 입경은 15㎛ 이하로 한다. 바람직하게는, 13㎛ 이하이다. 또한, 페라이트의 평균 입경은, 결정립 미세화의 영향에 의해 극단적으로 강도가 상승하기 때문에, 3㎛ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
베이나이트의 체적분율이 3％ 이상
양호한 신장 플랜지성을 확보하기 위해, 베이나이트는 체적분율로서 3％ 이상 필요하다. 상한은 특별히 한정되지 않지만, 양호한 신장을 확보하기 위해, 15％ 이하가 바람직하다. 더욱 바람직하게는 12％ 이하이다. 또한, 여기에서 말하는 베이나이트상의 체적분율이란, 관찰면에 차지하는 베이니틱페라이트(bainitic ferrite)(전위 밀도가 높은 페라이트)의 체적 비율이다.
잔류 오스테나이트의 체적분율이 4∼7％
양호한 신장을 확보하기 위해서는, 잔류 오스테나이트의 체적분율이 4％ 이상 필요하다. 잔류 오스테나이트의 체적분율이 7％를 초과하는 경우, 신장 플랜지성이 열화되기 때문에, 그 상한은 7％로 한다.
마르텐사이트의 평균 결정 입경이 5㎛ 이하, 체적분율이 1∼6％
소망하는 강도 및 YR을 확보하기 위해, 마르텐사이트의 체적분율은 1％ 이상 필요하다. 바람직하게는 2％ 이상이다. 양호한 신장 플랜지성을 확보하기 위해, 경질인 마르텐사이트의 체적분율은 6％ 이하로 한다. 또한, 마르텐사이트의 평균 입경이 5㎛ 초과에서는, 페라이트와의 계면에 생성되는 보이드가 연결되기 쉬워져, 신장 플랜지성이 열화되기 때문에, 그 상한은 5㎛로 한다. 바람직하게는, 마르텐사이트의 평균 입경은 4㎛ 이하이다. 또한, 특별히 한정하는 것은 아니지만, 마르텐사이트의 평균 입경은, 0.1㎛ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
다음으로, 잔류 오스테나이트 중의 C 함유량에 대해서 설명한다.
잔류 오스테나이트 중의 평균 C 농도(질량％)가 0.30∼0.70％
잔류 오스테나이트 중의 평균 C 농도가 0.30％ 미만에서는 신장 특성에 기여하는 효과가 없고, 0.70％를 초과하면 YR이 높아지기 때문에, 본 발명의 강판에 있어서의 잔류 오스테나이트 중의 C 농도는 0.30∼0.70％로 한다. 바람직하게는 0.40％ 이상 0.70％ 미만이다.
또한, 강판 중에는, 상기한 페라이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트 이외에, 펄라이트(pearlite), 구상 세멘타이트 등의 1종 혹은 2종 이상이 생성되는 경우가 있다. 이러한 경우라도, 상기의 페라이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트의 체적분율, 페라이트, 마르텐사이트의 평균 입경 및 잔류 오스테나이트 중의 C 농도가 만족되어 있으면, 본 발명의 목적을 달성할 수 있다.
본 발명의 고강도 냉연 강판은, 상기한 화학 성분, 마이크로 조직을 갖고, 또한, 상기한 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 농도를 갖는 것이며, 항복비가 64％ 이하이고 인장 강도가 590MPa 이상과 같은 강판 특성을 갖는다.
다음으로, 본 발명의 고강도 냉연 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다.
본 발명의 고강도 냉연 강판은, 상기의 성분 조성(화학 성분)을 갖는 강 슬래브를 준비하고, 열간 압연하여 강판으로 하고, 산세정하고, 산세정 후의 강판에 냉간 압연을 행하고, 그 후, 3∼30℃/s의 평균 가열 속도로 780∼900℃의 온도역의 균열 온도까지 가열하고, 당해 균열 온도에서 30∼500s간 보존유지하고, 이어서(균열 온도 ―10℃)∼(균열 온도 ―30℃)의 온도 범위에 있는 제1 냉각 온도까지 5℃/s 이하의 제1 평균 냉각 속도로 냉각하고, 이어서 350∼450℃의 온도 범위 내에 있는 제2 냉각 온도까지 5∼30℃/s의 제2 평균 냉각 속도로 냉각하고, 이어서 실온까지 5℃/s 이하의 제3 평균 냉각 속도로 냉각하는 조건으로 어닐링함으로써 제조할 수 있다.
본 발명에 있어서는, 어닐링 조건이 가장 중요하다. 또한, 열간 압연 공정에 관해서는, 강 슬래브의 온도: 1150∼1300℃, 마무리 압연의 종료 온도: 850∼950℃의 조건으로 열간 압연을 행하고, 열간 압연의 종료 후 1초 이내에 냉각을 개시하고, 50℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 550℃ 이하까지 냉각한 후 권취하여 열연 강판으로 하는 것이 바람직하다.
이하, 상기의 제조 방법에 대해서, 상세하게 설명한다.
또한, 사용하는 강 슬래브는, 성분의 매크로 편석(segregation)을 방지하기 위해 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하지만, 조괴법, 박(薄)슬래브 주조법에 의해서도 제조하는 것이 가능하다. 또한, 본 발명에서는, 강 슬래브를 제조한 후, 제조한 강 슬래브를 일단 실온까지 냉각하고, 그 후, 재가열하는 종래법으로 해도 좋다. 혹은, 제조한 강 슬래브를 냉각하지 않고, 온편(溫片)인 채로 가열로에 장착해 넣어도 좋고, 혹은 제조한 강 슬래브에 보열(保熱)을 행한 후에 즉시 열간 압연해도 좋다. 혹은 주조 후의 강 슬래브를 그대로 열간 압연하는 직송 압연·직접 압연 등의 에너지 절약 프로세스도 문제없이 적용할 수 있다.
열간 압연 공정
강 슬래브의 온도(열간 압연 개시 온도): 1150∼1300℃
열간 압연을 개시함에 있어서, 강 슬래브의 온도를 1150∼1300℃로 하는 것이, 생산성, 생산 비용의 관점에서는 바람직하다. 강 슬래브의 온도(열간 압연 개시 온도)가, 1150℃보다도 낮아지면 압연 부하가 증대되어, 생산성이 저하되기 쉽다. 또한 1300℃보다 높게 해도 가열 비용이 증대할 뿐이다.
또한, 열간 압연에 있어서, 강 슬래브의 온도를 상기 온도 범위로 하려면, 예를 들면, 강 슬래브를 주조 후, 재가열하는 일 없이 강 슬래브의 온도가 1150∼1300℃가 된 상태에서 열간 압연을 개시하거나, 또는 1150∼1300℃로 재가열한 후, 열간 압연을 개시해도 좋다.
마무리 압연 종료 온도: 850∼950℃
열간 압연은, 강판 내의 조직 균일화, 재질의 이방성 저감에 의해, 어닐링 후의 신장 및 신장 플랜지성을 향상시키기 때문에, 오스테나이트 단상역(austenite sigle phase region)에서 종료하는 것이 바람직하다. 이 때문에, 마무리 압연 종료 온도는 850℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 마무리 압연 종료 온도가 950℃를 초과하면, 열연 조직(hot rolled microstructure)이 조대(coarse)해져, 어닐링 후의 특성이 저하될 우려가 있다. 이 때문에, 열간 압연에 있어서의 마무리 압연 종료 온도는 950℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 그렇기 때문에, 마무리 압연 종료 온도는 850∼950℃로 하는 것이 바람직하다.
열간 압연의 종료 후 1초 이내에 냉각을 개시하고, 50℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 550℃ 이하까지 냉각
열간 압연 종료 후, 페라이트역(ferrite region)에 급냉함으로써 페라이트 변태를 촉진함과 함께, 미세한 페라이트 입경을 얻을 수 있고, 추가로 어닐링 후의 페라이트의 평균 입경도 미세하게 할 수 있어, 신장 플랜지성이 향상된다. 이 때문에, 열간 압연 종료 후, 1초 이내에 냉각을 개시하는 것이 바람직하고, 또한, 평균 냉각 속도 50℃/s 이상에서 550℃ 이하로 급냉하는 것이 바람직하다. 이 평균 냉각 속도는, 냉각 개시 시점으로부터, 550℃ 이하의 권취 온도까지이다. 또한, 특별히 한정하는 것은 아니지만, 당해 평균 냉각 속도는 1000℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.
권취 온도: 550℃ 이하
권취 온도가 550℃를 초과하면, 페라이트립(粒)이 조대화되기 쉽기 때문에, 권취 온도의 상한은 550℃가 바람직하고, 더욱 바람직하게는 500℃이다. 권취 온도의 하한은 특별히 규정은 하지 않지만, 권취 온도가 지나치게 저온이 되면, 경질인 베이나이트나 마르텐사이트가 과잉하게 생성되어, 냉간 압연 부하가 증대하기 때문에, 300℃ 이상이 바람직하다.
산세정 공정
열간 압연 공정 후, 얻어진 열연 강판을 산성 공정에서 산세정을 행하여, 열연 강판 표층의 스케일을 제거하는 것이 바람직하다. 산세정 조건 등, 산세정 공정의 조건은 특별히 한정되지 않고, 통상의 방법에 따라 실시하면 좋다.
냉간 압연 공정
산세정 후의 열연 강판에 대하여, 소정의 판두께, 예를 들면 0.5㎜∼3.0㎜ 정도의 판두께의 냉연판에 압연하는 냉간 압연 공정을 행한다. 냉간 압연 공정은 특별히 한정되지 않는다. 또한, 냉간 압연의 압하율로서는, 25％∼75％ 정도로 하는 것이 바람직하다.
어닐링 공정
본 발명에서는, 재결정을 진행시킴과 함께 강판의 마이크로 조직, 잔류 오스테나이트 중의 평균 C량을 소정의 범위로 하기 위해, 어닐링 공정의 조건이 중요하다. 이하, 어닐링 공정의 조건에 대해서 설명한다.
평균 가열 속도: 3∼30℃/s
2상역(two phase region)의 온도인 균열 온도로 가열할 때, 페라이트역에서 충분히 재결정을 진행시킴으로써 재질을 안정화할 수 있다. 균열 온도로의 가열을 급속하게 행하면, 재결정이 진행되기 어려워지기 때문에, 균열 온도까지의 평균 가열 속도의 상한을 30℃/s로 한다. 바람직하게는, 균열 온도까지의 평균 가열 속도의 상한은 25℃/s이다. 반대로 가열 속도가 지나치게 작으면 페라이트립이 조대화되어 소정의 평균 입경이 얻어지지 않기 때문에, 평균 가열 속도의 하한을 3℃/s로 한다. 바람직하게는, 평균 가열 속도의 하한은 4℃/s이다.
균열 온도(보존유지 온도): 780∼900℃
균열 온도는 페라이트와 오스테나이트의 2상역의 온도로 할 필요가 있다. C, Si, Mn량을 상기한 본 발명의 범위 내로 함과 함께, 균열 온도를 780∼900℃의 범위의 온도로 함으로써, 소정의 페라이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트의 체적분율, 페라이트 및 마르텐사이트의 평균 입경 및 잔류 오스테나이트 중의 C 농도를 얻는 것이 가능하다. 균열 온도가 780℃ 미만에서는, 어닐링 중의 오스테나이트의 체적분율이 적기 때문에, YR이나 신장의 확보가 가능한 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트의 체적분율을 얻을 수 없다. 또한, 균열 온도가 780℃ 미만에서는, C가 오스테나이트 중에 과잉하게 농화(濃化)되어 버려, 어닐링 후의 잔류 오스테나이트 중의 C 농도가 높아진다. 그렇기 때문에, 균열 온도는 780℃ 이상으로 한다. 한편으로, 균열 온도가 900℃ 초과에서는, 어닐링 중의 오스테나이트의 입경이 조대해지기 때문에, 소정의 페라이트 및 마르텐사이트의 평균 입경을 얻을 수 없다. 그렇기 때문에, 균열 온도는 900℃ 이하로 한다. 바람직하게는 880℃ 이하이다.
균열 온도에서의 보존유지 시간(균열 시간): 30∼500s
상기의 균열 온도에 있어서, 재결정의 진행 및 일부 오스테나이트를 변태시키기 위해, 균열 온도에서는 30s 이상의 보존유지가 필요하다. 한편, 균열 온도에서의 보존유지 시간이 지나치게 길면 페라이트가 조대화되어 소정의 평균 입경이 얻어지지 않기 때문에, 균열 온도에서의 보존유지 시간(균열 시간)은 500s 이하로 할 필요가 있다.
균열 온도로부터 (균열 온도 ―10℃)∼(균열 온도 ―30℃)의 온도 범위에 있는 제1 냉각 온도까지를 5℃/s 이하의 제1 평균 냉각 속도로 냉각
상기한 소망하는 페라이트를 얻음과 함께, 마르텐사이트의 평균 입경을 미세하게 하기 위해, 2상역에서의 균열 보존유지에 이어서 행해지는 냉각을 컨트롤 하여, 페라이트 변태를 진행시키는 것이 중요하다. 여기에서, 페라이트 변태량을 증대하기 위해, 상기 균열 온도로부터 (균열 온도 ―10℃)∼(균열 온도 ―30℃)의 제1 냉각 온도까지 평균 냉각 속도를 5℃/s 이하로 하여, 냉각(1차 냉각)한다.
평균 냉각 속도(제1 평균 냉각 속도)가 5℃/s 초과에서는 페라이트 변태가 충분히 진행되지 않기 때문에, 상한은 5℃/s로 한다. 바람직하게는, 제1 평균 냉각 속도는 4℃/s 이하이다. 냉각 속도의 하한은 특별히 규정은 하지 않지만, 오스테나이트 중에 C를 과잉하게 농화시키지 않기 위해, 평균 냉각 속도의 하한은 1℃/s로 하는 것이 바람직하다. 제1 냉각 온도가 (균열 온도 ―10℃) 초과에서는, 페라이트 변태가 충분히 진행되지 않는다. 제1 냉각 온도가 (균열 온도 ―30℃) 미만에서는, 오스테나이트 중에 C가 과잉하게 농화되기 때문에, YR이 높아진다. 그 때문에, 제1 평균 냉각 속도로 냉각하는 온도 영역은 (균열 온도 ―10℃)∼(균열 온도 ―30℃)로 한다.
제1 냉각 온도로부터 350∼450℃의 온도 범위 내에 있는 제2 냉각 온도까지를 5∼30℃/s의 제2 평균 냉각 속도로 냉각
어닐링 공정 후에 최종적으로 얻어지는 강판 조직의 체적분율을, 70％ 이상의 페라이트, 3％ 이상의 베이나이트, 4∼7％의 잔류 오스테나이트, 1∼6％의 마르텐사이트로 제어하기 위해, 상기 제1 냉각 온도로부터, 350∼450℃의 온도 범위 내에 있는 제2 냉각 온도까지를 5∼30℃/s의 제2 평균 냉각 속도로 2차 냉각한다. 제2 냉각 온도가 350℃ 미만에서는, 하부 베이나이트 또는 베이나이트 변태가 촉진되지 않기 때문에, 소망하는 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트의 체적분율을 얻을 수 없다. 그렇기 때문에, 제2 냉각 온도는 350℃ 이상으로 한다. 한편, 제2 냉각 온도가 450℃ 초과에서는, 펄라이트가 과잉하게 생성되기 때문에, 신장이 저하된다. 그렇기 때문에, 제2 냉각 온도는 450℃ 이하로 한다.
또한, 제2 평균 냉각 속도가 5℃/s 미만에서는, 냉각 중에 펄라이트가 과잉하게 생성되기 때문에, 신장이 저하된다. 그렇기 때문에, 제2 평균 냉각 속도는 5℃/s 이상으로 한다. 바람직하게는 7℃/s 이상이다. 제2 평균 냉각 속도가 30℃/s 초과에서는, 충분히 베이나이트 변태가 진행되지 않기 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적분율이 저하되고, 마르텐사이트의 체적분율이 증가하기 때문에, 신장 및 신장 플랜지성이 저하된다. 그렇기 때문에, 제2 평균 냉각 속도는 30℃/s 이하로 한다. 바람직하게는 25℃/s 이하이다.
제2 냉각 온도로부터 실온까지 5℃/s 이하의 제3 평균 냉각 속도로 냉각
350∼450℃의 온도 범위 내에 있는 2차 냉각 온도까지 냉각한 후에는, 베이나이트 변태를 촉진하기 위해 5℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 실온까지 냉각하는 3차 냉각을 행한다. 3차 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도가 5℃/s를 초과하면, 강판 조직 중의 마르텐사이트가 과잉하게 생성되어, 마르텐사이트의 체적분율이 소망하는 범위를 초과하는 것 외에, 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 농도가 0.70％를 초과한다. 이 때문에, 2차 냉각 온도로부터의 평균 냉각 속도(제3 평균 냉각 속도)는 5℃/s 이하로 한다. 바람직하게는 3℃/s 이하이다. 또한, 제3 평균 냉각 속도의 하한은 특별히 규정은 하지 않지만, 마르텐사이트의 경도가 높아져, 구멍 확장성이 열화되기 때문에 하한은 0.1℃/s로 하는 것이 바람직하다.
또한, 본 발명의 냉연 강판은, 어닐링 후에 조질(調質) 압연을 실시해도 좋다. 신장률의 바람직한 범위는 0.3％∼2.0％이다.
이하, 본 발명의 실시예를 설명한다. 단, 본 발명은, 원래부터 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것이 아니고, 상기한 본 발명의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 변경을 더하여 실시하는 것은, 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.
실시예 1
표 1에 나타내는 화학 조성의 강을 용제하여 주조하고, 230㎜ 두께의 슬래브를 제조했다. 이어서 당해 강 슬래브를 가열하여, 강 슬래브의 온도를 1200℃, 마무리 압연 종료 온도(FDT)를 표 2에 나타내는 온도로 하여 열간 압연을 행하고, 열간 압연 종료 후, 표 2에 나타내는 냉각 개시까지의 시간 및 평균 냉각 속도(냉속)로 냉각하고, 판두께: 3.2㎜로 한 후, 표 2에 나타내는 권취 온도(CT)에서 권취 열연 강판으로 했다. 이어서, 얻어진 열연 강판을 산세정한 후, 냉간 압연을 행하여, 냉연판(판두께: 1.4㎜)을 제조했다. 그 후, 표 2에 나타내는 평균 가열 속도로 가열하고, 표 2에 나타내는 균열 온도 및 균열 시간으로 어닐링한 후, 표 2에 나타내는 제1 냉각 온도까지 제1 평균 냉각 속도(냉속 1)로 냉각하고, 표 2에 나타내는 제2 냉각 온도까지를 제2 평균 냉각 속도(냉속 2)로 냉각하고, 표 2에 나타내는 제3 평균 냉각 속도(냉속 3)로 제2 냉각 온도로부터 실온까지 냉각했다. 어닐링 후, 조질 압연(신장률 0.7％)을 행했다.
제조한 강판으로부터, JIS5호 인장 시험편을 압연 직각 방향이 길이 방향(인장 방향)이 되도록 채취하고, 인장 시험(JIS　Z2241(1998))에 의해, 항복 강도(YS), 인장 강도(TS), 전신장(EL), 항복비(YR)를 측정했다. 결과를 표 3에 나타낸다.
신장 플랜지성에 관해서는, 일본 철강 연맹 규격(JFS T1001(1996))에 준거하여, 다이와 펀치의 간격인 클리어런스를 판두께의 12.5％로 하고, 10㎜φ의 구멍을 펀칭하고, 버어(burr)가 다이측(die Side)이 되도록 시험기에 세트한 후, 60°의 원추 펀치로 성형함으로써 구멍 확장률(λ)을 측정했다. 결과를 표 3에 나타낸다. 여기에서, λ(％)가, 60％ 이상을 갖는 것을 양호한 신장 플랜지성을 갖는 강판으로 했다.
또한, 시효에 의한 신장의 열화에 관한 평가는, 70℃에서 10일간 방치 후, 인장 시험에 의해 EL을 측정하고, 방치 전의 제조 후의 강판의 EL과의 차 ΔEL을 산출하고, ΔEL≤1.0％의 경우에, 시효 후에도 EL의 열화가 적다고 판단했다. 여기에서, 70℃에서 10일간 방치라는 것은, Hundy의 보고 [Metallurgia, vol.52, p.203(1956)]로부터, 38℃에서 6개월간 방치한 상태에 상당하는 시효이다. ΔEL을 구한 결과를 표 3에 나타냈다.
강판의 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트의 체적분율은, 강판의 압연 방향으로 평행한 판두께 단면을 연마 후, 3％ 나이탈(nital)로 부식(etching)하고, 주사형 전자 현미경(SEM)을 이용하여 2000배의 배율로 관찰하고, Media Cybernetics사의 Image-Pro를 이용하여 구했다. 구체적으로는, 포인트 카운트법(ASTM E562-83(1988)에 준거)에 의해, 면적률을 측정하여, 그 면적률을 체적분율로 했다.
페라이트의 평균 결정 입경은, 이하와 같이 하여 구했다. 즉, 전술의 Image-Pro를 이용하여, 강판 조직 사진으로부터, 미리 각각의 페라이트 결정립을 식별해 둔 사진을 취입함으로써 각 페라이트립의 면적이 산출 가능하며, 산출한 면적으로부터 각 페라이트립의 원(圓)상당 직경을 산출하고, 그들의 값을 평균하여 구했다. 또한, 마르텐사이트의 평균 결정 입경도, 페라이트의 평균 결정 입경과 동일하게 하여 구했다.
잔류 오스테나이트의 체적분율은, 강판을 판두께 방향의 1/4면까지 연마하고, 이 판두께 1/4면의 회절 X선 강도에 의해 구했다. Mo의 Kα선을 선원(線源)으로 하여, 가속 전압 50keV에서, X선 회절법(장치: Rigaku사 제조 RINT2200)에 의해, 철의 페라이트의 {200}면, {211}면, {220}면과, 오스테나이트의 {200}면, {220}면, {311}면의 X선 회절선의 적분 강도를 측정했다. 그리고, 이들의 측정값을 이용하여, 「X선 회절 핸드북」(2000년) 리가쿠 덴키 가부시키가이샤, p.26, 62-64에 기재된 계산식으로부터 잔류 오스테나이트의 체적분율을 구했다. 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 농도([Cγ％])는, CoKα선을 이용하여 fcc철의 회절면(200)으로부터 구한 격자 정수 a(Å)와, [Mn％], [Al％]를 하기 (1)식에 대입하고 계산하여 구할 수 있다.
a＝3.578＋0.033[Cγ％]＋0.00095[Mn％]＋0.0056[Al％]···(1)
단, [Cγ％]는 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 농도(질량％)이며, [Mn％], [Al％]는 각각 Mn, Al의 함유량(질량％)을 나타낸다.
측정한 인장 특성과 신장 플랜지성(구멍 확장률) 및 강판 조직의 측정 결과를 표 3에 나타낸다.
표 3에 나타내는 결과로부터, 본 발명예는 모두 평균 입경이 15㎛ 이하의 페라이트를 체적분율로 70％ 이상, 베이나이트를 체적분율로 3％ 이상, 잔류 오스테나이트를 체적분율로 4∼7％, 평균 입경이 5㎛ 이하인 마르텐사이트를 체적분율로 1∼6％ 포함하는 복합 조직을 갖고, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 C 농도가 0.30∼0.70％인 것을 알 수 있다. 이러한 본 발명예는 모두 590MPa 이상의 인장 강도와, 64％ 이하의 항복비를 확보하고, 또한, 31％ 이상의 전신장과 60％ 이상의 구멍 확장률 및 시효 후의 전신장의 열화가 적다는 양호한 가공성이 얻어지고 있는 것을 알 수 있다. 한편, 비교예는, 강판 조직이 본 발명 범위를 만족하지 않고, 그 결과, 인장 강도, 항복비, 신장, 구멍 확장률, 시효 후의 ΔEL 중 적어도 1개의 특성이 뒤떨어진다.
Figure pct00001
Figure pct00002
Figure pct00003

Claims (8)

  1. 질량％로, C: 0.05∼0.10％, Si: 0.6∼1.3％, Mn: 1.4∼2.2％, P: 0.08％ 이하, S: 0.010％ 이하, Al: 0.01∼0.08％, N: 0.010％ 이하를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 화학 성분을 갖고, 페라이트의 평균 결정 입경이 15㎛ 이하이고 페라이트의 체적분율이 70％ 이상, 베이나이트의 체적분율이 3％ 이상, 잔류 오스테나이트의 체적분율이 4∼7％, 마르텐사이트의 평균 결정 입경이 5㎛ 이하이고 마르텐사이트의 체적분율이 1∼6％인 마이크로 조직을 갖고, 상기 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 농도(질량％)가 0.30∼0.70％이고, 강판의 특성으로서 항복비가 64％ 이하, 인장 강도가 590MPa 이상인 저항복비 고강도 냉연 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    또한 질량％로, V: 0.10％ 이하, Ti: 0.10％ 이하, Nb: 0.10％ 이하 중 어느 1종 이상을 함유하는 저항복비 고강도 냉연 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    또한 질량％로, Cr: 0.50％ 이하, Mo: 0.50％ 이하 중 어느 1종 이상을 함유하는 저항복비 고강도 냉연 강판.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
    또한 질량％로, Cu: 0.50％ 이하, Ni: 0.50％ 이하 중 어느 1종 이상을 함유하는 저항복비 고강도 냉연 강판.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
    또한 질량％로, B: 0.0030％ 이하를 함유하는 저항복비 고강도 냉연 강판.
  6. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서,
    또한 질량％로, Ca, REM 중 어느 1종 또는 2종을 합계로 0.0050％ 이하 함유하는 저항복비 고강도 냉연 강판.
  7. 제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 기재된 화학 성분을 갖는 강(鋼) 슬래브를 준비하고, 열간 압연하고 강판으로 하고, 산세정하고, 산세정 후의 강판에 냉간 압연을 행하고, 그 후, 3∼30℃/s의 평균 가열 속도로 780∼900℃의 온도 영역의 균열 온도까지 가열하고, 당해 균열 온도에서 30∼500s간 보존유지(保持)하고, 이어서 (균열 온도 ― 10℃)∼(균열 온도 ― 30℃)의 온도 범위에 있는 제1 냉각 온도까지 5℃/s 이하의 제1 평균 냉각 속도로 냉각하고, 이어서 350∼450℃의 온도 범위 내에 있는 제2 냉각 온도까지 5∼30℃/s의 제2 평균 냉각 속도로 냉각하고, 이어서 실온까지 5℃/s 이하의 제3 평균 냉각 속도로 냉각하는 조건으로 어닐링하는 저항복비 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
  8. 제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 기재된 화학 성분을 갖는 강 슬래브를 준비하고, 강 슬래브의 온도: 1150∼1300℃, 마무리 압연의 종료 온도: 850∼950℃의 조건으로 열간 압연을 행하고, 열간 압연의 종료 후 1초 이내에 냉각을 개시하고, 50℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 550℃ 이하까지 냉각하고, 냉각 후에 권취하여 열연 강판으로 하고, 이어서, 산세정하고, 산세정 후의 열연 강판에 냉간 압연을 행하고, 그 후, 3∼30℃/s의 평균 가열 속도로 780∼900℃의 온도 영역의 균열 온도까지 가열하고, 당해 균열 온도에서 30∼500s간 보존유지하고, 이어서 (균열 온도 ― 10℃)∼(균열 온도 ― 30℃)의 온도 범위에 있는 제1 냉각 온도까지 5℃/s 이하의 제1 평균 냉각 속도로 냉각하고, 이어서 350∼450℃의 온도 범위 내에 있는 제2 냉각 온도까지 5∼30℃/s의 제2 평균 냉각 속도로 냉각하고, 이어서 실온까지 5℃/s 이하의 제3 평균 냉각 속도로 냉각하는 조건으로 어닐링하는 저항복비 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
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