KR20180104014A

KR20180104014A - 고강도 냉연 강판

Info

Publication number: KR20180104014A
Application number: KR1020187023563A
Authority: KR
Inventors: 심페이 요시오카; 요시히코 오노; 히로유키 마스오카
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2016-02-18
Filing date: 2017-02-15
Publication date: 2018-09-19
Also published as: CN108699647B; MX2018009968A; EP3399064A4; US11085099B2; JP6308334B2; EP3399064B1; WO2017141952A1; KR102115691B1; JPWO2017141952A1; US20200071784A1; EP3399064A1; CN108699647A

Abstract

인장 강도가 1180 ㎫ 이상이고, 내지연 파괴 특성 및 화성 처리성이 우수한 고강도 냉연 강판을 제공하는 것. 질량％ 로, C : 0.10 ％ 이상 0.50 ％ 이하, Si : 1.0 ％ 이상 3.0 ％ 이하, Mn : 1.0 ％ 이상 2.5 ％ 이하, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.02 ％ 이하, Al : 0.01 ％ 이상 1.5 ％ 이하, N : 0.005 ％ 이하, Cu : 0.05 ％ 이상 0.50 ％ 이하를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, Si 를 주체로 하는 산화물의 강판 표면 피복률이 1 ％ 이하이고, Fe 계 산화물의 강판 표면 피복률이 40 ％ 이하이며, Cu_S/Cu_B 가 4.0 이하로서, 또한 인장 강도가 1180 ㎫ 이상인 고강도 냉연 강판. 또한, 상기 Cu_S 는 강판 표층에 있어서의 Cu 함유량, 상기 Cu_B 는 모재에 있어서의 Cu 함유량이다.

Description

고강도 냉연 강판

본 발명은 고강도 냉연 강판에 관한 것이다. 나아가서는, 인장 강도가 1180 ㎫ 이상이고, 내지연 파괴 특성 및 화성 처리성이 우수한 고강도 냉연 강판에 관한 것이다.

최근, CO₂ 배출량 저감과 충돌 안전성에 대한 니즈를 배경으로, 자동차 보디의 경량화와 고강도화가 진행되고 있다. 현 상황에서, 이들 자동차용 강판의 인장 강도는 980 ㎫ 급이 주류이지만, 강판의 고강도화에 대한 요구는 더욱 증가하고 있고, 인장 강도로 1180 ㎫ 이상의 고강도 강판의 개발이 필요해지고 있다. 그러나, 강판을 고강도화하면, 연성이 저하됨과 함께, 사용 환경에서 침입한 수소에 의한 지연 파괴가 우려된다.

또, 자동차용 강판은 도장을 해서 사용되고 있고, 그 도장의 전처리로서 인산염 처리 등의 화성 처리가 실시된다. 이 화성 처리는 도장 후의 내식성을 확보하기 위한 중요한 처리의 하나이기 때문에, 자동차용 강판에는 화성 처리성이 우수할 것도 요구된다.

Si 는 페라이트를 고용 강화시킴과 함께 마텐자이트 및 베이나이트 내부의 탄화물을 미세화함으로써, 동일 강도에서 강의 연성을 향상시키는 원소이다. 또, 탄화물의 생성을 억제하기 때문에, 연성에 기여하는 잔류 오스테나이트의 확보도 용이해진다. 나아가서는, 마텐자이트 및 베이나이트 중의 입계 탄화물을 미세화함으로써, 입계 근방에 있어서의 응력·변형의 집중을 작게 하여, 내지연 파괴 특성을 향상시키는 것도 알려져 있다. 그 때문에, 지금까지 Si 를 활용한 고강도 박강판의 제조 기술이 다수 개시되어 있다.

특허문헌 1 에서는 Si 를 1 ∼ 3 질량％ 첨가한, 페라이트와 템퍼드 마텐자이트로 이루어지는 조직을 가진 인장 강도가 1320 ㎫ 이상인 내지연 파괴 특성이 우수한 강판에 관해서 기재되어 있다.

내지연 파괴 특성을 향상시키는 원소의 하나로서 Cu 를 들 수 있다. 특허문헌 2 에서는 Cu 의 첨가에 의해서 열연 강판으로 제조한 전봉 강관의 내식성을 향상시켜, 내지연 파괴 특성을 현저하게 향상시키고 있다.

특허문헌 3 에서는 Si 를 0.5 ∼ 3 질량％, Cu 를 2 질량％ 이하 첨가한 화성 처리성이 우수한 강판에 관해서 기재되어 있다.

일본 공개특허공보 2012-12642호 일본 특허공보 3545980호 일본 특허공보 5729211호

그러나, 특허문헌 1 에 기재된 제조 방법에서는, 연속 어닐링 라인 내에서 강판 표층에 Si 를 주체로 하는 산화물이 형성되어, 화성 처리성이 열화된다. 또, Si 함유량을 늘리는 것만으로는 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 열간 압연 부하를 증대시키는 등의 제조상의 문제가 발생된다.

Si 는 강판의 연성을 그다지 저하시키지 않고 강도를 확보하기 위해서 유효한 원소이다. 또, 탄화물을 미세화하여, 내지연 파괴 특성을 향상시킨다. 특허문헌 2 에 기재된 강 성분은 Si 함유량이 낮기 때문에, 가공성과 내지연 파괴 특성이 열위 (劣位) 하다고 생각된다.

특허문헌 3 에서는, 연속 어닐링 강판 표면을 산세하고, 어닐링시에 강판 표층에 형성된 Si 를 주체로 하는 산화물의 층을 제거함으로써, 0.5 질량％ 이상의 Si 첨가여도 우수한 화성 처리성을 확보하고자 하고 있다. 그러나 상기 산세에 의해서 지철이 용해되어, 강판 표면에 Cu 가 재석출됨으로써, 화성 처리에 있어서의 철의 용해 반응이 Cu 석출부에서 억제되고, 인산아연 등의 화성 결정의 석출이 저해되는 문제가 있다. 부식에 의한 지연 파괴가 우려되는 고강도 강판에 있어서, 도장 밀착성에 관련되는 화성 처리성에 대한 요구는 점점 엄격해지고 있어, 화성 처리에 있어서 보다 엄격한 처리 조건에서도 양호한 화성 처리성이 얻어지는 강판의 개발이 요구되고 있다.

본 발명은 이러한 사정을 감안하여 이루어진 것으로서, 인장 강도가 1180 ㎫ 이상이고, 내지연 파괴 특성 및 화성 처리성이 우수한 고강도 냉연 강판을 제공하는 것을 과제로 한다.

상기와 같이, Si 를 0.5 질량％ 이상, 및 Cu 함유한 강을 냉간 압연 후, 연속 어닐링한 강판 표면을 산세함으로써, 강판 표면의 Si 를 주체로 하는 산화물은 제거된다. 그러나, 강판 표면에 Cu 가 재석출되기 때문에 양호한 화성 처리성이 얻어지지 않는다.

본 발명자들은, 상기한 과제를 해결하기 위해서 예의 연구를 거듭한 결과, 상기 연속 어닐링 후의 산세로 강판 표층의 Si 를 주체로 하는 산화물의 층을 제거하며, 또한 Cu_S/Cu_B 를 4.0 이하 (Cu_S 는 강판 표층에 있어서의 Cu 함유량, Cu_B 는 모재에 있어서의 Cu 함유량) 로 제어함으로써, Si 및 Cu 에 의한 화성 처리성의 열화를 방지함과 함께, 내지연 파괴 특성을 향상할 수 있는 것을 알아냈다.

본 발명은 상기한 지견에 입각하는 것이다. 즉, 본 발명의 요지는 다음과 같다.

[1] 질량％ 로, C : 0.10 ％ 이상 0.50 ％ 이하, Si : 1.0 ％ 이상 3.0 ％ 이하, Mn : 1.0 ％ 이상 2.5 ％ 이하, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.02 ％ 이하, Al : 0.01 ％ 이상 1.5 ％ 이하, N : 0.005 ％ 이하, Cu : 0.05 ％ 이상 0.50 ％ 이하를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, Si 를 주체로 하는 산화물의 강판 표면 피복률이 1 ％ 이하이고, Fe 계 산화물의 강판 표면 피복률이 40 ％ 이하이고, Cu_S/Cu_B 가 4.0 이하이며, 또한 인장 강도가 1180 ㎫ 이상인 고강도 냉연 강판. 또한, 상기 Cu_S 는 강판 표층에 있어서의 Cu 함유량, 상기 Cu_B 는 모재에 있어서의 Cu 함유량이다.

[2] 추가로, 마텐자이트 및 베이나이트에서 선택되는 1 종 이상을 체적률로 40 ％ 이상 100 ％ 이하, 페라이트를 체적률로 0 ％ 이상 60 ％ 이하, 잔류 오스테나이트를 0 ％ 이상 20 ％ 이하 함유하는 강판 조직을 갖는 [1] 에 기재된 고강도 냉연 강판.

[3] 추가로 [Si]/[Mn] ＞ 0.4 ([Si] 는 Si 함유량 (질량％), [Mn] 은 Mn 함유량 (질량％)) 인 [1] 또는 [2] 에 기재된 고강도 냉연 강판.

[4] 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％ 로, Nb : 0.2 ％ 이하, Ti : 0.2 ％ 이하, V : 0.5 ％ 이하, Mo : 0.3 ％ 이하, Cr : 1.0 ％ 이하, B : 0.005 ％ 이하에서 선택되는 1 종 이상을 함유하는 [1] ∼ [3] 중 어느 하나에 기재된 고강도 냉연 강판.

[5] 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％ 로, Sn : 0.1 ％ 이하, Sb : 0.1 ％ 이하, W : 0.1 ％ 이하, Co : 0.1 ％ 이하, Ca : 0.005 ％ 이하, REM : 0.005 ％ 이하에서 선택되는 1 종 이상을 함유하는 [1] ∼ [4] 중 어느 하나에 기재된 고강도 냉연 강판.

본 발명에 의하면, 인장 강도로 1180 ㎫ 이상의 고강도를 가지면서 내지연 파괴 특성 및 화성 처리성이 우수한 고강도 냉연 강판을 얻을 수 있다.

도 1 은, 반사 전자 이미지 사진의 그레이값에 대한 픽셀수의 히스토그램이다.
도 2 는, 내지연 파괴 특성 평가에 있어서의 응력 부하 상태를 나타내는 모식도이다.

이하에, 본 발명의 실시형태를 설명한다. 또한, 성분 원소의 함유량을 나타내는「％」는, 특별히 언급하지 않는 한「질량％」를 의미한다. 먼저, 냉연 강판의 성분 조성에 대해서 설명한다.

C : 0.10 ％ 이상 0.50 ％ 이하

C 는 강판의 강도-연성 밸런스를 개선하는 데 유효한 원소이다. C 함유량이 0.10 ％ 미만에서는 인장 강도 1180 ㎫ 이상을 확보하기가 곤란하다. 한편, C 함유량이 0.50 ％ 를 초과하면 조대한 세멘타이트가 석출되고, 조대 세멘타이트를 기점으로 하여 수소 균열이 발생한다. 이 때문에, C 함유량은 0.10 ％ 이상 0.50 ％ 이하의 범위로 한다. 하한에 대해서 바람직하게는 0.12 ％ 이상이다. 상한에 대해서 바람직하게는 0.30 ％ 이하의 범위이다.

Si : 1.0 ％ 이상 3.0 ％ 이하

Si 는 강판의 연성을 그다지 저하시키지 않고 강도를 확보하기 위해서 유효한 원소이다. Si 함유량이 1.0 ％ 미만인 경우, 고강도 그리고 고가공성을 달성할 수 없을 뿐만 아니라, 세멘타이트의 조대화를 억제할 수 없어, 내지연 파괴 특성이 열화된다. 또, Si 함유량이 3.0 ％ 를 초과하면, 열간 압연시의 압연 부하 하중이 증대할 뿐만 아니라, 강판 표면에 산화 스케일을 일으켜 화성 처리성을 열화시킨다. 이 때문에, Si 함유량은 1.0 ％ 이상 3.0 ％ 이하의 범위로 하였다. 하한에 대해서 바람직하게는 1.2 ％ 이상이다. 상한에 대해서 바람직하게는 2.0 ％ 이하의 범위이다.

Mn : 1.0 ％ 이상 2.5 ％ 이하

Mn 은 강판의 강도를 높이는 원소이다. Mn 함유량이 1.0 ％ 미만인 경우, 인장 강도 1180 ㎫ 이상을 확보하기가 곤란하다. 한편, Mn 함유량의 상한은 용접성의 안정성에서 2.5 ％ 로 한다. 이 때문에, Mn 함유량은 1.0 ％ 이상 2.5 ％ 이하로 한다. 하한에 대해서 바람직하게는 1.5 ％ 이상이다. 상한에 대해서 바람직하게는 2.4 ％ 이하의 범위이다.

P : 0.05 ％ 이하

P 는 불순물 원소로서 0.05 ％ 를 초과하면, 주조시의 오스테나이트립계에 대한 P 편석에 수반하는 입계 취화에 의해서 국부 연성의 열화를 통해서 성형 후의 강판의 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 이 때문에, P 함유량은 최대한 저감시키는 것이 바람직하고, 그 함유량은 0.05 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.02 ％ 이하로 한다. 또한, 제조 비용의 관점을 고려하면, P 함유량은 0.001 ％ 이상이 바람직하다.

S : 0.02 ％ 이하

S 는 강판 중에 MnS 로서 존재하여, 내충격 특성이나 강도, 내지연 파괴 특성의 저하를 초래한다. 이 때문에, S 함유량은 최대한 저감시키는 것이 바람직하다. 그 때문에, 함유량의 상한은 0.02 ％ 로 하고, 바람직하게는 0.002 ％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.001 ％ 이하로 한다. 또한, 제조 비용을 고려하면, S 함유량은 0.0001 ％ 이상이 바람직하다.

Al : 0.01 ％ 이상 1.5 ％ 이하

Al 은 자체적으로 산화물을 형성함으로써 Si 등의 산화물을 저감하기 때문에, 내지연 파괴 특성을 개선하는 효과가 있다. 그러나, 0.01 ％ 미만에서는 유의한 효과는 얻어지지 않는다. 또, 1.5 ％ 를 초과하여 Al 을 과도하게 함유하면 Al 과 N 이 결합하여 질화물이 생성된다. 질화물은 주조시에 오스테나이트립계 상에 석출되어, 입계 취화시키기 때문에, 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 이 때문에, Al 함유량은 0.01 ％ 이상 1.5 ％ 이하로 한다. 하한에 대해서 바람직하게는 0.02 ％ 이상이다. 상한에 대해서 바람직하게는 0.05 이하이다.

N : 0.005 ％ 이하

N 은 전술한 바와 같이, Al 과 결합하여 질화물을 생성하고 내지연 파괴 특성을 열화시키기 때문에, 최대한 저감하는 것이 바람직하다. 따라서 N 함유량은 0.005 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.003 ％ 이하로 한다. 또한, 제조 비용을 고려하면, N 함유량은 0.0005 ％ 이상이 바람직하다.

Cu : 0.05 ％ 이상 0.50 ％ 이하

Cu 는 부식 환경에 노출되었을 때, 강판의 용해를 억제함으로써, 강판에 침입하는 수소량을 저감시키는 효과가 있다. Cu 함유량이 0.05 ％ 미만에서는, 그 효과는 작다. 또, 0.50 ％ 를 초과하여 함유하면, 소정의 표층 Cu 농도 분포를 얻기 위한 산세 조건의 제어가 곤란해진다. 이 때문에, Cu 함유량은 0.05 ％ 이상 0.50 ％ 이하로 한다. 하한에 대해서 바람직하게는 0.08 ％ 이상이다. 상한에 대해서 바람직하게는 0.3 ％ 이하로 한다.

본 발명에 있어서, 더욱 특성을 향상시킬 경우, 상기 원소에 더하여, 추가로 Nb, Ti, V, Mo, Cr, B 에서 선택되는 1 종 이상을 함유해도 된다.

Nb : 0.2 ％ 이하

Nb 는 미세한 Nb 탄질화물을 형성하여, 강판 조직을 미세화함과 함께 수소 트랩 효과에 의해서 내지연 파괴 특성을 향상시키기 때문에, 필요에 따라서 함유해도 된다. 0.2 ％ 를 초과하여 함유하면, 조직 미세화의 효과는 포화될 뿐만 아니라, Ti 존재하에서는 Ti 와 Nb 로 조대한 복합 탄화물을 형성하여 강도-연성 밸런스와 내지연 파괴 특성을 열화시킬 우려가 있다. 이 때문에, Nb 를 함유하는 경우에는, 0.2 ％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.1 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다. 본 발명에서는 특별히 하한치를 규정하고 있지 않지만, 상기 효과를 얻기 위해서는 적어도 0.004 ％ 이상의 함유가 바람직하다.

Ti : 0.2 ％ 이하

Ti 는 탄화물을 생성하여 강판 조직을 미세화하는 효과와 수소 트랩 효과를 갖기 때문에, 필요에 따라서 함유해도 된다. 0.2 ％ 를 초과하여 함유하면, 조직 미세화의 효과는 포화될 뿐만 아니라, 조대한 TiN 을 형성하고, Nb 의 존재하에서는 Ti-Nb 복합 탄화물을 형성하여 강도-연성 밸런스와 내지연 파괴 특성을 열화시킬 우려가 있다. 이 때문에, Ti 를 함유하는 경우에는 0.2 ％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.1 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다. 본 발명에서는 특별히 하한치를 규정하고 있지 않지만, 상기 효과를 얻기 위해서는 적어도 0.004 ％ 이상의 함유가 바람직하다.

V : 0.5 ％ 이하

V 와 C 가 결합하여 형성되는 미세 탄화물은, 강판의 석출 강화 및 수소의 트랩 사이트로서 작용하는 점에서 내지연 파괴 특성 향상에 유효하기 때문에, 필요에 따라서 함유해도 된다. V 함유량이 0.5 질량％ 를 초과하면, 탄화물이 과잉으로 석출되어 강도-연성 밸런스가 열화될 우려가 있다. 이 때문에, V 함유량은 0.5 ％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.1 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다. 본 발명에서는 특별히 하한치를 규정하고 있지 않지만, 상기 효과를 얻기 위해서는 적어도 0.004 ％ 이상의 함유가 바람직하다.

Mo : 0.3 ％ 이하

Mo 는 강판의 ?칭성 향상에 유효하고, 미세 석출물에 의한 수소 트랩 효과도 갖기 때문에, 필요에 따라서 함유해도 된다. Mo 함유량이 0.3 ％ 를 초과하면, 효과가 포화될 뿐만 아니라, 연속 어닐링시에 강판 표면에 Mo 산화물의 형성이 촉진되어, 강판의 화성 처리성이 현저하게 저하될 우려가 있다. 이 때문에, Mo 함유량은 0.3 ％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.1 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다. 본 발명에서는 특별히 하한치를 규정하고 있지 않지만, 상기 효과를 얻기 위해서는 적어도 0.005 ％ 이상의 함유가 바람직하다.

Cr : 1.0 ％ 이하

Cr 은 Mo 와 마찬가지로, 강판의 ?칭성 향상에 유효하고, 필요에 따라서 함유해도 된다. 함유량이 1.0 ％ 를 초과하면, 연속 어닐링 후에 산세 처리를 실시해도 강판 표면의 Cr 산화물을 완전히 제거할 수 없을 우려가 있어, 강판의 화성 처리성이 현저하게 저하될 우려가 있다. 이 때문에, Cr 함유량은 1.0 ％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.5 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.1 ％ 이하이다. 본 발명에서는 특별히 하한치를 규정하고 있지 않지만, 상기 효과를 얻기 위해서는 적어도 0.04 ％ 이상의 함유가 바람직하다.

B : 0.005 ％ 이하

B 는 연속 어닐링에 있어서의 가열시에 오스테나이트립계에 편석되고, 냉각시의 오스테나이트로부터의 페라이트 변태 및 베이나이트 변태를 억제하여, 마텐자이트의 형성을 용이화하기 때문에, 강판의 강화에 유효하고, 또, 입계 강화에 의해서 내지연 파괴 특성을 향상시킨다. B 함유량이 0.005 ％ 를 초과하면, 붕탄화물 Fe₂₃(C,B)₆ 이 발생되어 가공성의 열화와 강도의 저하가 일어날 우려가 있다. 이 때문에, B 함유량은 0.005 ％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.003 ％ 이하이다. 본 발명에서는 특별히 하한치를 규정하고 있지 않지만, 상기 효과를 얻기 위해서는 적어도 0.0002 ％ 이상의 함유가 바람직하다.

본 발명에 있어서, 특성에 악영향을 미치지 않는 범위에서, 추가로 Sn, Sb, W, Co, Ca, REM 에서 선택되는 1 종 이상을 함유해도 된다.

Sn, Sb : 각각 0.1 ％ 이하

Sn, Sb 는 모두 표면 산화나 탈탄, 질화를 억제하는 효과를 갖기 때문에, 필요에 따라서 함유해도 된다. 그러나, 함유량이 각각 0.1 ％ 를 초과해도 그 효과는 포화된다. 이 때문에, Sn, Sb 를 함유하는 경우에는 각각 0.1 ％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 각각 0.05 ％ 이하이다. 본 발명에서는 특별히 하한치를 규정하고 있지 않지만, 상기 효과를 얻기 위해서는 각각 적어도 0.001 ％ 이상의 함유가 바람직하다.

W, Co : 각각 0.1 ％ 이하

W, Co 는 모두 황화물의 형태 제어나 입계 강화, 고용 강화를 통해서 강판의 특성을 향상시키는 효과를 갖기 때문에, 필요에 따라서 함유해도 된다. 그러나, 과도하게 함유하면 입계 편석 등에 의해서 연성이 열화될 우려가 있기 때문에, 각각 0.1 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 각각 0.05 ％ 이하이다. 본 발명에서는 특별히 하한치를 규정하고 있지 않지만, 상기 효과를 얻기 위해서는 각각 적어도 0.01 ％ 이상의 함유가 바람직하다.

Ca, REM : 각각 0.005 ％ 이하

Ca, REM 은 모두 황화물의 형태 제어를 통해서 연성이나 내지연 파괴 특성 향상시키는 효과를 갖기 때문에, 필요에 따라서 함유해도 된다. 그러나, 과도하게 함유하면 입계 편석 등에 의해서 연성이 열화될 우려가 있기 때문에, 각각 0.005 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 각각 0.002 ％ 이하이다. 본 발명에서는 특별히 하한치를 규정하고 있지 않지만, 상기 효과를 얻기 위해서는 각각 적어도 0.0002 ％ 이상의 함유가 바람직하다.

상기 이외의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다.

Si 를 주체로 하는 산화물의 강판 표면 피복률이 1 ％ 이하

Si 를 주체로 하는 산화물이 강판 표면에 존재하면, 화성 처리성이 현저하게 저하된다. 그래서, Si 를 주체로 하는 산화물의 강판 표면 피복률은 1 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0 ％ 이다. 또한,「Si 를 주체로 한다」란 산화물을 구성하는 산소 이외의 원소 중 Si 의 원자 농도비가 70 ％ 이상인 것을 의미한다. Si 를 주체로 하는 산화물이란, 예를 들어 SiO₂ 이다. 또, Si 를 주체로 하는 산화물의 강판 표면 피복률은 후술하는 실시예의 방법으로 측정할 수 있다.

Fe 계 산화물의 강판 표면 피복률이 40 ％ 이하

Fe 계 산화물의 강판 표면 피복률이 85 ％ 를 초과하면, 화성 처리에 있어서의 철의 용해 반응이 저해되어, 인산아연 등의 화성 결정의 성장이 억제된다. 최근에는, 제조 비용 삭감의 관점에서, 화성 처리액을 저온화하고 있고, 화성 처리 조건으로는 종래보다 엄격한 조건으로 되어 있다. 그 때문에, Fe 계 산화물의 강판 표면 피복률 85 ％ 이하로는 불충분하고, 본 발명에서는 40 ％ 이하이다. 바람직하게는 35 ％ 이하이다. 하한은 특별히 한정되지 않지만, 본 발명에서는 통상적으로 20 ％ 이상이다. Fe 계 산화물의 강판 표면 피복률은 후술하는 실시예의 방법으로 측정할 수 있다. 또한, 철계 산화물이란 산화물을 구성하는 산소 이외의 원소 중 철의 원자 농도비가 30 ％ 이상인 철 주체의 산화물을 의미한다.

다음으로 본 발명에 있어서 가장 중요한 구성인 Cu_S/Cu_B 를 설명한다.

Cu_S/Cu_B 가 4.0 이하 (Cu_S 는 강판 표층에 있어서의 Cu 함유량, Cu_B 는 모재에 있어서의 Cu 함유량)

본 발명에서 소기한 효과를 얻는 데는, Si, Cu 함유량을 상기한 범위로 조정하는 것만으로는 불충분하고, Si 를 주체로 하는 산화물을 제거하기 위한 산세에 있어서, 강판 표층에 있어서의 Cu 농도 분포를 제어할 필요가 있다. 즉, 본 발명에서는, Cu 함유량을 0.05 ％ 이상 0.50 ％ 이하로 하고, 또한, Cu_S/Cu_B 를 4.0 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 2.0 이상이다. 또한, 강판 표층이란 강판 표면으로부터 판두께 방향 20 ㎚ 까지의 영역을 가리키고, 모재란 강판 표면으로부터 판두께 방향 1 ㎛ 까지를 제외한 영역을 가리킨다.

이 Cu 농도 분포는, 예를 들어, 연속 어닐링 후의 산세 처리에 있어서, 산세 감량을 하기 (1) 식의 범위로 제어함으로써 달성할 수 있다. 본 발명에 있어서, 산세 감량은 후술하는 실시예의 방법에 의해서 구한다.

WR ≤ 33.25 × exp(－7.1 × [Cu ％]) ··· (1)

(또한, WR : 산세 감량 (g/㎡), [Cu ％] : 냉연 강판 중의 Cu 함유량 (질량％))

강판 표층의 Cu 농도 분포의 평가는, 방전 발광 분광 분석법 (GDS) 으로 행한다. 대상의 강판으로부터 가로세로 30 ㎜ 를 전단하고, GDS 분석은, Rigaku 제조의 GDA750 을 사용하고, 8 ㎜φ 애노드, DC 50 ㎃, 2.9 h㎩ 의 방전 조건하에서 측정 시간 0 ∼ 200 s 로 하고, 샘플링 주기 0.1 s 의 측정 조건에서 행한다. 또한, 이 방전 조건에 있어서의 강판의 스퍼터 속도는 약 20 ㎚/s 이다. 또, 측정 발광선은 Fe : 371 ㎚, Si : 288 ㎚, Mn : 403 ㎚, O : 130 ㎚ 를 사용한다. 그리고, 스퍼터 시간 0 ∼ 1 s 에 있어서의 Cu 의 평균 강도와 스퍼터 시간 50 ∼ 100 s 에 있어서의 Cu 의 평균 강도의 비를 구한다. 그 비의 값을, 강판 표층에 있어서의 Cu 함유량 (Cu_S) 과 모재에 있어서의 Cu 함유량 (Cu_B) 의 비인 Cu_S/Cu_B 의 값으로서 구할 수 있다.

인장 강도 : 1180 ㎫ 이상

강판의 고강도화와, 강판을 부품으로 했을 때의 중량의 저감을 실현시키기 위해서, 본 발명에서는 인장 강도를 1180 ㎫ 이상으로 한다. 바람직하게는, 인장 강도는 1320 ㎫ 이상이다. 본 발명에서는, 인장 강도는 후술하는 실시예에 기재된 방법에 의해서 구한다.

[Si]/[Mn] ＞ 0.4 ([Si] 는 Si 함유량 (질량％), [Mn] 은 Mn 함유량 (질량％))

Si 와 Mn 의 밸런스에 의해서, Si 주체의 산화물과 Si-Mn 복합 산화물의 각각의 생성량이 결정된다. 각각의 산화물의 어느 일방이 극단적으로 많이 생성된 경우, 산세 후에 재산세하는 공정을 거쳤다고 해도 강판 표면의 산화물을 완전히 제거할 수 없어, 화성 처리성이 열화될 우려가 있다. 그 때문에, Si 와 Mn 의 함유량비를 규정하는 것이 바람직하다. Si 함유량에 비해서 Mn 함유량이 과잉되게 많을 경우, 요컨대 [Si]/[Mn] ≤0.4 일 때, Si-Mn 을 주체로 하는 산화물이 과잉으로 생성되어, 본 발명에서 의도하는 화성 처리성이 얻어지지 않을 우려가 있다. 따라서, [Si]/[Mn] ＞ 0.4 가 바람직하다. 또, Si 함유량의 최대 3.0 ％ 및 Mn 함유량의 최소 1.0 ％ 에서 [Si]/[Mn] 은 3.0 이하이다.

본 발명에 있어서, 더욱 특성을 향상시킬 경우, 강판 조직을 아래와 같이 제어하면 된다.

마텐자이트 및 베이나이트에서 선택되는 1 종 이상을 체적률로 40 ％ 이상 100 ％ 이하

마텐자이트 및 베이나이트는 강의 고강도화에 유효한 조직이다. 그 체적률이 40 ％ 미만인 경우, 1180 ㎫ 이상의 인장 강도가 얻어지지 않을 우려가 있다. 따라서, 마텐자이트 및 베이나이트에서 선택되는 1 종 이상을 체적률로 40 ％ 이상 100 ％ 이하 함유하는 것이 바람직하다. 또한, 본 발명 냉연 강판의 조직의 설명에 있어서, 단지「마텐자이트」로 기재하는 경우에는 템퍼드 마텐자이트를 의미한다.

페라이트를 체적률로 0 ％ 이상 60 ％ 이하

페라이트는 연성에 기여하여 강의 가공성을 향상시키기 때문에, 필요에 따라서 복합시켜도 된다. 페라이트의 체적률이 60 ％ 를 초과하면, 1180 ㎫ 이상의 인장 강도를 얻기 위해서는, 마텐자이트 혹은 베이나이트의 경도를 극도로 높일 필요가 있다. 그 결과, 조직간의 경도차에서 기인한 계면에서의 응력·변형 집중에 의해서 지연 파괴가 조장될 우려가 있다. 따라서, 페라이트를 체적률로 0 ％ 이상 60 ％ 이하 함유하는 것이 바람직하다.

잔류 오스테나이트를 체적률로 0 ％ 이상 20 ％ 이하

잔류 오스테나이트는, 강의 강도-연성 밸런스를 향상시키기 때문에, 필요에 따라서 생성시켜도 된다. 그러나 잔류 오스테나이트는, 가공을 받으면 경질의 템퍼링되지 않은 마텐자이트로 변태되기 때문에, 전술한 바와 같이 조직간의 경도차에서 기인한 계면에서의 응력·변형 집중에 의해서 지연 파괴가 조장될 우려가 있다. 따라서, 잔류 오스테나이트를 체적률로 0 ％ 이상 20 ％ 이하 함유하는 것이 바람직하다. 상한에 대해서 바람직하게는 8 ％ 미만이고, 보다 바람직하게는 7 ％ 이하이다.

기타

본 발명은, 강판 조직으로서, 상기 마텐자이트, 베이나이트, 페라이트, 잔류 오스테나이트 이외의 기타 상을 포함해도 된다. 예를 들어, 펄라이트, ?칭 그대로의 마텐자이트 등을 포함해도 된다. 본 발명의 효과를 확보하는 관점에서, 그 기타의 상은 체적률로 5 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

다음으로, 본 발명에 있어서 바람직한 고강도 냉연 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다. 본 발명에서는, 바람직하게는 연속 주조에서 얻어진 슬래브를 강 소재로 하고, 열간 압연을 실시하고, 마무리 압연 종료 후, 냉각시켜 코일로 권취하고, 이어서 산세 후, 냉간 압연한 후, 연속 어닐링을 실시하고, 과시효 처리 후, 산세하고, 추가로 재산세를 실시함으로써 냉연 강판으로 한다.

본 발명에 있어서, 제강 공정부터 냉간 압연까지의 공정은 통상적인 방법에 따라서 제조할 수 있다. 그 이후의 연속 어닐링 및 산세 처리는 이하의 조건으로 하는 것이 바람직하다.

연속 어닐링 조건

이하, 어닐링 조건 및 과시효 조건의 설명에 있어서, 온도는 강판 표면 온도이다. 어닐링 온도가 Ac₁ 점 미만에서는, 어닐링 중에 소정의 강도 확보에 필요한 오스테나이트 (?칭 후에 마텐자이트로 변태) 가 생성되지 않고, 어닐링 후 ?칭을 실시해도 1180 ㎫ 이상의 인장 강도가 얻어지지 않을 우려가 있다. 그 때문에, 어닐링 온도는 Ac₁ 점 이상이 바람직하다. 오스테나이트의 평형 면적률 40 ％ 이상을 안정적으로 확보하는 관점에서, 어닐링 온도는 800 ℃ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 본 발명에 있어서, Ac₁ 점 (℃) 은 하기 식 (2) 에 의해서 구한다.

Ac_{1 ＝}723 － 10.7 × [Mn ％] － 16.9 × [Ni ％] ＋ 29.1 × [Si ％] ＋16.9 × [Cr ％] ＋290 × [As ％] ＋ 6.38 × [W ％] ··· (2)

상기 식 (2) 에 있어서 [M] 은 원소의 함유량 (질량％) 이고, 함유하지 않는 원소는 0 으로 한다.

또, 어닐링 온도의 유지 시간이 지나치게 짧으면, 강판 조직은, 충분히 어닐링되지 않고, 냉간 압연에 의한 가공 조직이 존재한 불균일한 조직이 되어 연성이 저하될 우려가 있다. 한편, 어닐링 온도의 유지 시간이 지나치게 길면, 제조 시간의 증가를 초래하여 제조 비용상 바람직하지 않다. 이 때문에, 어닐링 온도의 유지 시간은 30 ∼ 1200 초가 바람직하다. 특히 바람직한 유지 시간의 하한은 250 초 이상이다. 특히 바람직한 상한은 600 초 이하이다.

어닐링부터 과시효 처리까지의 공정은 목표 조직에 따라서 적절히 조정해도 된다.

페라이트와 마텐자이트 (경우에 따라서 추가로 베이나이트를 포함한다) 의 복합 조직을 목표 조직으로 하면, 예를 들어 아래의 방법으로 바람직하게 제조할 수 있다. 100 ℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 어닐링 온도로부터 600 ℃ 이상의 1 차 냉각 정지 온도까지 1 차 냉각시킨다. 본 발명에 있어서, 평균 냉각 속도는 50 ℃/s 이하가 보다 바람직하다. 어닐링 온도로부터의 1 차 냉각 중에 페라이트를 석출시켜, 강도와 연성의 밸런스를 제어하는 것이 가능해진다. 또, 1 차 냉각 정지 온도를 페라이트 생성 개시 온도 이상으로 함으로써, 후술하는 2 차 냉각에 의해서 균일한 마텐자이트 단상 조직을 얻는 것도 가능하다. 1 차 냉각 정지 온도가 600 ℃ 미만인 경우, 강판 조직 중에 페라이트나 펄라이트가 다량으로 생성되어 강도가 급격하게 저하될 우려가 있어, 1180 ㎫ 이상의 인장 강도를 얻을 수 없을 우려가 있다. 또한, 1 차 냉각의 평균 냉각 속도의 하한은 5 ℃/s 이상이 바람직하다.

상기 1 차 냉각에 이어서, 100 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 100 ℃ 이하의 2 차 냉각 정지 온도까지 2 차 냉각시킨다. 2 차 냉각은 오스테나이트를 마텐자이트로 변태시키기 위해서 행한다. 그 평균 냉각 속도가 100 ℃/s 미만에서는, 냉각 중에 오스테나이트가 페라이트, 베이나이트 또는 펄라이트로 변태될 우려가 있어, 목표 조직이 얻어지지 않을 우려가 있다. 또한, 2 차 냉각은 물 ?칭에 의한 급랭이 바람직하고, 냉각 속도에 상한은 설정하지 않는다. 냉각 정지 온도가 100 ℃ 초과인 경우, 안정적인 도상 (島狀) 잔류 오스테나이트가 생성되어, 기계적 특성을 열화시킬 우려가 있다. 그래서 냉각 정지 온도는 100 ℃ 이하가 바람직하다.

상기 2 차 냉각에 이어서, 마텐자이트의 과시효를 위해서, 100 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 온도까지 재가열하여, 100 ∼ 300 ℃ 의 온도역에서 120 ∼ 1800 초 동안 유지하는 과시효 처리를 행한다. 이 과시효 처리에 의해서 마텐자이트가 템퍼링되고, 마텐자이트 중에 미세한 탄화물이 형성되어, 내지연 파괴 특성이 향상된다. 과시효 처리를 100 ℃ 미만에서 행했을 경우, 탄화물의 석출이 불충분해질 우려가 있고, 또, 템퍼링을 300 ℃ 초과에서 행하면 탄화물이 조대화되기 때문에 현저한 강도 저하와 내지연 파괴 특성의 열화를 일으킬 우려가 있다. 유지 시간을 120 초 미만으로 했을 경우, 탄화물의 석출이 충분히는 발생되지 않기 때문에, 내지연 파괴 특성의 향상 효과를 기대할 수 없을 우려가 있다. 또, 체류 시간이 1800 초를 초과할 경우, 탄화물의 조대화가 진행되기 때문에 강도가 현저하게 저하됨과 함께 내지연 파괴 특성이 열화될 우려가 있다.

마텐자이트와 베이나이트와 잔류 오스테나이트의 복합 조직을 목표 조직으로 한다면, 예를 들어 아래의 방법으로 바람직하게 제조할 수 있다. 또한, 추가로 페라이트를 포함해도 된다. 3 ℃/s 이상 100 ℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 150 ℃ 이상 500 ℃ 이하의 1 차 냉각 정지 온도까지 1 차 냉각시킨다. 그 후, 150 ℃ 이상 500 ℃ 이하의 온도역에서 200 ∼ 3000 초 유지한 후, 실온까지 냉각시킨다. 또한, 유지 온도는 동일한 온도일 필요는 없고, 예를 들어, 1 차 냉각에서 Ms 점 이하까지 냉각 후, 유지 온도역 내까지 재가열, 유지해도 된다. 1 차 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도가 3 ℃/s 미만이 되면, 강판 조직 중에 페라이트나 펄라이트가 다량으로 생성되어 강도가 급격하게 저하되기 때문에, 1180 ㎫ 이상의 인장 강도를 얻을 수 없을 우려가 있다. 또, 100 ℃/s 를 초과하면 1 차 냉각 정지 온도의 제어가 곤란해진다. 1 차 냉각 정지 온도가 150 ℃ 미만이 되면, 강판 조직의 대부분이 마텐자이트로 되어 고강도가 얻어지지만, 가공성은 베이나이트나 잔류 오스테나이트의 복합 조직이 열등해질 우려가 있다. 한편, 500 ℃ 를 초과하면 1180 ㎫ 이상의 인장 강도를 얻을 수 없게 될 우려가 있다. 유지 시간이 200 초 미만 또는 3000 초 초과인 경우, 잔류 오스테나이트가 충분히 얻어지지 않을 우려가 있다. 본 발명에서, Ms 점 (℃) 은 하기 식 (3) 에 의해서 구한다.

Ms 점 ＝ 565 － 31 × [Mn ％] － 13 × [Si ％] － 10 × [Cr ％] － 18 × [Ni ％] － 12 × [Mo ％] － 600 × (1 － exp(－0.96 × [C ％])) ··· (3)

상기 식 (3) 에 있어서 [M] 은 원소의 함유량 (질량％) 이고, 함유하지 않는 원소는 0 으로 한다.

산세, 재산세

산세에 사용되는 용액의 조성은 특별히 한정되지 않는다. 예를 들어, 질산, 염산, 불산, 황산 및 그것들을 2 종 이상 혼합한 산 중 어느 것을 사용할 수 있다. 재산세에서는, 산세에서 사용하는 산세액과는 상이하고, 또한, 비산화성의 산을 산세액으로 사용하는 것이 바람직하다.

과시효 처리 후의 강판에, 예를 들어 농도 : 50 g/ℓ 초과 200 g/ℓ 이하의 질산 등의 강산을 사용하여 산세함으로써, 화성 처리성을 열화시키는 강판 표면의 Si 를 주체로 하는 산화물이나 Si-Mn 복합 산화물을 제거하는 것이 가능하다. 그러나, 전술한 바와 같이, 강판 표층에 재석출된 Cu 의 영향을 억제하여, 화성 처리성을 더욱 향상시키기 위해서는, 산세 감량 (산세 및 재산세의 합계) 을 상기 식 (1) 의 범위로 제어하는 것이 바람직하다. 또, 상기 산세에 의해서 강판 표면으로부터 용해된 Fe 가 Fe 계 산화물을 생성하고, 강판 표면에 침전 석출되어 강판 표면을 덮음으로써 화성 처리성이 열화되어 버린다. 그 때문에, 화성 처리성 개선을 위해서는, 상기 산세 후에 추가로 적정한 조건에서 재산세하여, 강판 표면에 석출된 철계 산화물을 용해·제거하는 것이 바람직하다. 이상의 이유에 의해서, 재산세에서는, 산세에서 사용하는 산세액과는 상이하고, 또한, 비산화성의 산을 산세액으로서 사용하는 것이 바람직하다. 상기 비산화성의 산이란, 예를 들어, 염산, 황산, 인산, 피롤린산, 포름산, 아세트산, 시트르산, 불산, 옥살산 및 이들 2 종 이상을 혼합한 산 중 어느 것을 들 수 있다. 예를 들어, 농도가 0.1 ∼ 50 g/ℓ 인 염산, 0.1 ∼ 150 g/ℓ 인 황산, 0.1 ∼ 20 g/ℓ 인 염산과 0.1 ∼ 60 g/ℓ 인 황산을 혼합한 산 등을 바람직하게 이용할 수 있다.

산세, 재산세의 산세액 온도는 30 ∼ 68 ℃ 로 한다. 특히, 재산세의 온도가 50 ℃ 이상이면, Cu_S/Cu_B 가 2.0 이상이 되어 화성 처리성이 높아진다. 재산세의 온도가 68 ℃ 를 초과하면, Cu_S/Cu_B 가 4.0 을 초과하여 화성 처리성이 낮아진다. 또, 산세, 재산세의 산세 처리 시간도 각각 적절히 선택 가능하고, 2 ∼ 40 초가 바람직하다.

실시예

이하, 본 발명을, 실시예에 기초하여 구체적으로 설명한다. 본 발명의 기술적 범위는 이하의 실시예에 한정되지 않는다.

표 2 에 기재된 성분 조성 (잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다) 으로 이루어지는 공시 (供試) 강을 진공 용제하여 슬래브로 한 후, 표 3 에 기재된 조건에서 열간 압연하여 열연 강판을 얻었다 (표 3 에 있어서, 슬래브 가열 온도 ∼ 권취 온도는 강판 표면 온도이다). 이 열연 강판을 산세 처리하여 표면 스케일을 제거하고, 그 후, 냉간 압연하였다. 이어서, 표 3 에 기재된 조건에서 연속 어닐링 및 과시효 처리를 실시하여, 산세, 재산세를 행하였다.

이상과 같이 얻어진 강판으로부터 시험편을 채취하여, 강판 조직의 관찰, 표면 산화물의 관찰, 표층 Cu 농도 분포의 분석, 인장 시험, 화성 처리성 평가 및 내지연 파괴 특성 평가를 실시하였다. 결과는 표 4 에 나타내었다.

산세 감량은 과시효 처리 후의 강판으로부터 50 ㎜ × 50 ㎜ 의 시험편을 잘라내고, 산세 전후의 중량을 정밀 천칭으로 측정하여, 하기 식 (4) 에 의해서 산세 감량을 구하였다.

W ＝ (W₁ － W₂)/S ··· (4)

(또한, W : 산세 감량 (g/㎡), W₁ : 산세 전 중량 (g), W₂ : 산세 후 중량 (g), S : 시험편 표면적 (㎡))

강판 조직의 관찰은 압연 방향과 평행한 판두께 단면을, 나이탈 에칭 후, 대표적인 강판 조직을 주사형 전자 현미경 (SEM) 으로 관찰하였다. 배율 2000 배의 SEM 이미지를 화상 해석함으로써, 페라이트 영역의 면적률을 구하고 그 면적률의 값을 페라이트의 체적률로 하였다. 또한, 펄라이트가 생성되어 있는 것에 대해서도, 상기 SEM 이미지를 사용하여 동일하게 하여 체적률을 구하였다. 잔류 오스테나이트량은 판면을 관찰 대상으로 하였다. 판두께의 4 분의 1 의 두께까지 연삭한 후 화학 연마하고, X 선 회절법에 의해서 잔류 오스테나이트의 체적률을 얻었다. 마텐자이트 및 베이나이트의 체적률은, 페라이트와 펄라이트와 잔류 오스테나이트를 합계한 체적률의 잔부로서 구하였다.

Si 를 주체로 하는 산화물의 강판 표면 피복률은, 강판 표면을, SEM 을 사용하여 1000 배로 관찰함과 함께 동일 시야를 EDX 로 분석함으로써 Si 를 주체로 하는 산화물을 동정하였다. 또한,「Si 를 주체로 한다」란 산화물을 구성하는 산소 이외의 원소 중 Si 의 원자 농도비가 70 ％ 이상인 것을 의미한다.

얻어진 화상에 종횡으로 15 줄씩의 직선을 등간격으로 배치하고, 종횡하는 직선의 교점에 있어서의 Si 를 주체로 하는 산화물의 유무를 판정하고, Si 를 주체로 하는 산화물이 존재한 교점의 합계수를 교점의 총수로 나누어 피복률을 구하였다. 5 시야의 평균치를, Si 를 주체로 하는 산화물의 강판 표면 피복률로 하였다.

Fe 계 산화물의 강판 표면 피복률 : 극저 가속 전압의 주사형 전자 현미경 (ULV-SEM ; SEISS 사 제조 ; ULTRA55) 을 사용하여 강판 표면을 가속 전압 2 ㎸, 작동 거리 3.0 ㎜, 배율 1000 배로 5 시야를 관찰하고, 에너지 분산형 X 선 분광기 (EDX ; Thermo Fisher 사 제조 ; NSS312E) 를 사용하여 분광 분석하고, 반사 전자 이미지를 얻었다. 이 반사 전자 이미지를 2 치화 처리하여 흑색부의 면적률을 측정하고, 5 시야의 평균치를 구하여, Fe 계 산화물의 강판 표면 피복률로 하였다.

여기서, 상기 2 치화 처리의 임계값에 대해서 설명한다.

C : 0.14 mass％, Si : 1.7 mass％, Mn : 1.3 mass％, P : 0.02 mass％, S : 0.002 mass％ 및 Al : 0.035 mass％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을, 전로, 탈가스 처리 등을 거치는 통상적인 정련 프로세스에서 용제하고, 연속 주조하여 슬래브로 하였다. 이어서, 이 슬래브를 1150 ℃ 로 재가열한 후, 마무리 압연 종료 온도를 850 ℃ 로 하는 열간 압연을 실시하고, 550 ℃ 에서 코일로 권취하여, 판두께가 3.2 ㎜ 인 열연 강판으로 하였다. 그 후, 이 열연 강판을 산세하여 스케일을 제거한 후, 냉간 압연하여 판두께가 1.8 ㎜ 인 냉연 강판으로 하였다. 이어서, 이 냉연 강판을, 750 ℃ 의 균열 (均熱) 온도로 가열하고, 30 초 동안 유지한 후, 상기 균열 온도로부터 400 ℃ 의 냉각 정지 온도까지를 20 ℃/초로 냉각시키고, 상기 냉각 정지 온도 범위에서 100 초 동안 유지하는 연속 어닐링을 실시하였다. 그 후, 표 1 에 나타낸 조건에서, 산세와 재산세하고, 수세하고, 건조시킨 후, 0.7 ％ 의 조질 압연을 실시하여, 강판 표면의 철계 산화물량이 상이한 No.a 및 b 의 2 종류의 냉연 강판을 얻었다. 이어서, 상기 No.a 의 냉연 강판을 철계 산화물이 많은 표준 샘플로 하고, No.b 의 냉연 강판을 철계 산화물이 적은 표준 샘플로 하고, 각각의 강판에 대해서, 전술한 조건에서 반사 전자 이미지를 얻었다.

도 1 은 상기 반사 전자 이미지 사진의 그레이값 (백색부터 흑색의 중간 색조를 나타내는 파라미터값) 에 대한 픽셀수의 히스토그램이다. 본 발명에서는, 도 1 에 나타낸 No.a, b 의 히스토그램의 교점 (X 점) 에 대응하는 그레이값 (Y 점) 을 임계값으로 정하고, 그 임계값 이하의 그레이값 (검은 색조) 부분의 면적을 철계 산화물의 표면 피복률로 하였다. 이와 관련해서, 상기 임계값을 사용하여, No.a, b 의 강판의 철계 산화물의 표면 피복률을 구한 결과, No.a 의 강판은 85.3 ％, No.b 의 강판은 25.8 ％ 가 얻어졌다.

표층의 Cu 농도 분포는 GDS 분석으로 행하고, 전술한 분석 조건에서 행하였다.

인장 시험은 강판 표면에 있어서 압연 방향과 수직인 방향을 길이로 하여 JIS5 호 시험편 (목표점간 거리 : 50 ㎜, 평행부 폭 : 25 ㎜) 을 잘라내고, JIS Z 2241 에 준거하여, 변형 속도 3.3 × 10^-3s^-1 로 행하였다. 인장 강도 : 1180 ㎫ 이상을 양호로 하였다.

화성 처리성 평가는, 닛폰 페인트사 제조의 탈지제 : 서프 클리너 EC90, 표면 조정제 : 5N-10, 및 화성 처리제 : 서프 다인 EC1000 을 사용하여, 하기의 표준 조건에서, 화성 처리 피막 부착량이 1.7 ∼ 3.0 g/㎡ 가 되도록 화성 처리를 실시하였다.

＜표준 조건＞

·탈지 공정 : 처리 온도 45 ℃, 처리 시간 120 초

·표면 조정 공정 : pH 8.5, 처리 온도 실온, 처리 시간 30 초

·화성 처리 공정 : 화성 처리제의 온도 40 ℃, 처리 시간 90 초

화성 처리 후의 강판 표면을, SEM 을 이용하여 배율 500 배로 5 시야 관찰하고, 5 시야 모두에서 면적률 95 ％ 이상에서 화성 결정이 생성되어 있는 경우를 화성 처리성이 양호「○」, 5 시야 모두에서 면적률 90 ％ 이상에서 화성 결정이 생성되어 있는 경우를 화성 처리성이 비교적 양호「△」, 1 시야에서도 면적률 10 ％ 초과의 내비침이 확인된 경우를 화성 처리성이 열위「×」로 평가하였다.

내지연 파괴 특성 평가는 침지 시험으로 행하였다. 압연 방향과 수직인 방향을 길이로 하여 35 ㎜ × 105 ㎜ 로 절단한 후, 단면을 연삭 가공하여 30 ㎜ × 100 ㎜ 의 시험편을 제조하였다. 시험편을 선단의 곡률 반경 10 ㎜ 의 펀치로 굽혀 능선이 압연 방향과 평행해지도록 180˚ 굽힘 가공 후, 도 2 에 나타내는 바와 같이, 볼트 (2) 에 의해서 시험편 (1) 의 내측 간격이 10 ㎜ 가 되도록 좁혀가면서 응력을 부하하였다. 응력이 부하된 상태의 시험편을 25 ℃, pH 1 의 염산 속에 침지하고, 파괴가 일어날 때까지의 시간을 최대 100 시간까지 측정하였다. 파괴 시간이 40 시간 미만인 것을「×」, 40 시간 이상 100 시간 미만인 것을「○」, 100 시간 균열이 발생되지 않은 것을「◎」로 평가하고, 파괴 시간이 40 시간 이상인 것을 내지연 파괴 특성이 우수한 것으로 하였다.

표 2 ∼ 표 4 에 의하면, 본 발명의 조건에 적합한 발명 강은, 인장 강도 1180 ㎫ 이상에서, 우수한 화성 처리성이 얻어지고, 내지연 파괴 특성에 있어서, 40 시간 파괴가 일어나지 않아, 우수한 내지연 파괴 특성을 갖는 것이 확인되었다.

No.15 ∼ 21 은 강 성분이 본 발명의 범위 외로 되어 있는 예이다.

No.15 는 C 함유량이 적기 때문에, 인장 강도가 1180 ㎫ 를 하회한다.

No.16 은 C 함유량이 많기 때문에, 탄화물이 조대화되어, 내지연 파괴 특성이 열위이다.

No.17 은 Si 함유량이 적기 때문에, 탄화물이 조대화되어, 내지연 파괴 특성이 열위이다.

No.18 은 Si 함유량이 많기 때문에, 강판 표면의 Si 를 주체로 하는 산화물이 산세에 의해서 충분히 완전히 제거되지 않아, 화성 처리성이 열위이다. 산세 감량을 늘리면, 표층에 있어서의 Cu 농도 분포가 규정 범위를 초과하기 때문에, 화성 처리성은 개선되지 않는다.

No.19 는 Mn 함유량이 적기 때문에, 페라이트가 다량으로 석출되어, 인장 강도가 1180 ㎫ 를 하회한다.

No.20 은 Cu 함유량이 적기 때문에, 내지연 파괴 특성이 열위이다.

No.21 은 Cu 함유량이 많기 때문에, 소정의 표층 Cu 농도 분포를 얻기 위한 산세 조건의 제어가 곤란해진다. No.21 에서는 산세 감량이 작아지도록 제어했지만, Si 를 주체로 하는 산화물이 충분히 제거되지 않았기 때문에, 화성 처리성이 열위였다.

No.22 ∼ 26, 28 은 제조 방법이 본 발명의 권장 범위 외로 되어, 인장 강도나 강판 표면의 피복률이나 Cu_S/Cu_B 의 적어도 하나가 본 발명의 범위 외로 되어 있는 예이다.

No.22 는 어닐링 온도가 낮기 때문에, 오스테나이트가 생성되지 않아, 인장 강도가 1180 ㎫ 를 하회한다.

No.23 은 1 차 냉각 정지 온도가 낮기 때문에, 페라이트가 과도하게 석출되어, 인장 강도가 1180 ㎫ 를 하회한다.

No.24 는 연속 어닐링 후에 산세를 행하지 않았던 예로서, 강판 표면에 Si 를 주체로 하는 산화물이 잔존하고 있었기 때문에, 화성 처리성이 열위이다.

No.25 는 산세 감량을 많이 했기 때문에, 본 발명 규정의 표층 Cu 농도 분포가 얻어지지 않아, 화성 처리성이 열위이다.

No.26 은 산세 후의 재산세를 생략한 예로서, 강판 표면에 Fe 계 산화물이 잔존하고 있었기 때문에, 화성 처리성이 열위이다.

No.28 은 재산세의 산세액 온도가 적합 범위의 상한을 초과하여 있고, 본 발명 규정의 표층 Cu 농도 분포가 얻어지지 않아, 화성 처리성이 열위이다.

1 : 시험편
2 : 볼트

Claims

질량％ 로,
C : 0.10 ％ 이상 0.50 ％ 이하,
Si : 1.0 ％ 이상 3.0 ％ 이하,
Mn : 1.0 ％ 이상 2.5 ％ 이하,
P : 0.05 ％ 이하,
S : 0.02 ％ 이하,
Al : 0.01 ％ 이상 1.5 ％ 이하,
N : 0.005 ％ 이하,
Cu : 0.05 ％ 이상 0.50 ％ 이하를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
Si 를 주체로 하는 산화물의 강판 표면 피복률이 1 ％ 이하이고, Fe 계 산화물의 강판 표면 피복률이 40 ％ 이하이고, Cu_S/Cu_B 가 4.0 이하이며, 또한 인장 강도가 1180 ㎫ 이상인 고강도 냉연 강판.
또한, 상기 Cu_S 는 강판 표층에 있어서의 Cu 함유량, 상기 Cu_B 는 모재에 있어서의 Cu 함유량이다.
제 1 항에 있어서,
추가로, 마텐자이트 및 베이나이트에서 선택되는 1 종 이상을 체적률로 40 ％ 이상 100 ％ 이하, 페라이트를 체적률로 0 ％ 이상 60 ％ 이하, 잔류 오스테나이트를 0 ％ 이상 20 ％ 이하 함유하는 강판 조직을 갖는 고강도 냉연 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
추가로, [Si]/[Mn] ＞ 0.4 ([Si] 는 Si 함유량 (질량％), [Mn] 은 Mn 함유량 (질량％)) 인 고강도 냉연 강판.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 성분 조성은, 추가로, 질량％ 로, Nb : 0.2 ％ 이하, Ti : 0.2 ％ 이하, V : 0.5 ％ 이하, Mo : 0.3 ％ 이하, Cr : 1.0 ％ 이하, B : 0.005 ％ 이하에서 선택되는 1 종 이상을 함유하는 고강도 냉연 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 성분 조성은, 추가로, 질량％ 로, Sn : 0.1 ％ 이하, Sb : 0.1 ％ 이하, W : 0.1 ％ 이하, Co : 0.1 ％ 이하, Ca : 0.005 ％ 이하, REM : 0.005 ％ 이하에서 선택되는 1 종 이상을 함유하는 고강도 냉연 강판.