KR20190107693A

KR20190107693A - 냉연 강판과 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20190107693A
Application number: KR1020197023380A
Authority: KR
Inventors: 유마 혼다; 요시히코 오노
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2017-02-13
Filing date: 2018-02-05
Publication date: 2019-09-20
Also published as: CN110268084B; CN110268084A; US20200017933A1; EP3581671B1; EP3581671A1; WO2018147211A1; US11453927B2; KR102240781B1; EP3581671A4; JP6380781B1; JPWO2018147211A1; MX2019009600A

Abstract

mass%로, C: 0.06∼0.14%, Si: 0.50% 미만, Mn: 1.6∼2.5%, Nb: 0.080% 이하(0%를 포함한다), Ti: 0.080% 이하(0%를 포함한다), 또, Nb와 Ti를 합계로 0.020∼0.080% 함유하는 강 소재를 열간 압연하고, 냉간 압연한 강판에, 840∼940℃의 온도에 30∼120초 동안 체류하는 균열 소둔한 후, 그 균열 온도로부터 600℃까지 5℃/s 이상으로 냉각하며, 600∼500℃의 온도 영역에 30∼300초 동안 체류하고, 그 후, 2차 냉각하는 연속 소둔을 실시하여, 페라이트 기지 중에 마르텐사이트가 미세 분산한 강 조직으로 하는 것에 의해, 고강도이고, 내시효성을 가지며, 게다가, 고항복비이고 인장강도의 이방성이 작은 냉연 강판을 얻는다.

Description

냉연 강판과 그 제조 방법

본 발명은, 자동차 차체의 고강도 부재 등의 소재로 사용되는 냉연 강판과 그 제조 방법에 관한 것으로서, 구체적으로는, 인장강도 TS가 590∼800㎫이고, 뛰어난 내시효성(耐時效性)과 높은 항복비를 가지며, 또, 인장강도의 등방성(等方性)이 뛰어난 냉연 강판과 그 제조 방법에 관한 것이다.

근년, 지구 환경을 보호하는 관점에서, 연비 향상을 도모하기 위해서 자동차 차체를 경량화한다든지, 또한, 탑승자의 안전성 확보의 관점에서, 자동차 차체의 강도를 향상시킨다든지 하기 위해서, 자동차 차체의 골격용 부재나 내(耐)충돌용 부재 등의 소재로 사용되는 냉연 강판은, 고강도화와 박육화(薄肉化)가 적극적으로 도모되고 있다. 상기 용도에 사용되는 냉연 강판은, 탑승자의 안전성을 확보하기 위해서는, 충돌시에 변형하기 어려운 것, 즉, 높은 항복 응력을 가지는 것이, 또한, 강판을 제조하고 나서, 장시간 경과한 후에도, 프레스 성형품에 주름 모양이나 치수 정밀도 불량이 발생하는 일없이, 안정적으로 프레스 성형이 가능하기 위해서는, 내시효성이 뛰어난 것이, 또한, 프레스 성형에서의 치수 정밀도를 확보하기 위해서는, 인장강도의 이방성이 작은 것이 요구된다.

이러한 요구에 부응하는 기술로서, 종래, 몇몇 기술이 제안되어 있다.

예를 들면, 특허문헌 1에는, Nb, Ti 및 V로부터 선택되는 1종 이상을 합계로 0.008∼0.05mass% 함유하는 냉연판을, (Ac₁+Ac₃)/2∼Ac₃과 비교적 고온의 2상(相) 온도 영역에서 균열(均熱) 소둔한 후, 400℃ 미만까지 2∼200℃/s의 냉각 속도로 냉각함으로써, 페라이트를 주상(主相)으로 하고, 제2상으로서 마르텐사이트를 포함하는 강 조직으로 이루어지는, 신장플랜지성과 내충돌특성이 뛰어난 고강도 강판을 얻는 기술이 개시되어 있다.

또한, 특허문헌 2에는, [Mneq], P 및 B의 함유량을 적정 범위로 제어한 냉연판을, 연속 용융 아연 도금 라인에서, 740℃ 초과 840℃ 미만의 온도에서 소둔하고, 평균 냉각 속도 2∼30℃/s로 냉각한 후, 용융 아연 도금하여, 페라이트와 제2상으로 이루어지고, 제2상의 면적률이 3∼15%이고, 제2상 면적률에 대한 마르텐사이트와 잔류 γ의 비율이 70% 초과, 제2상 면적률 중 입계(粒界) 3중점에 존재하되 비율을 50% 이상의 강 조직으로 함으로써, 저(低)YP, 고(高)BH이고, 뛰어난 내시효성을 가지는 고강도 용융 아연 도금 강판을 얻는 기술이 개시되어 있다.

또한, 특허문헌 3에는, Nb, Ti의 1종 이상을 합계로 0.04∼0.08mass% 함유한 냉연판에, (Ac₁-100℃)로부터 Ac₁까지의 승온 속도를 5℃/s 이상으로 하여, Ac₁∼{Ac₁+2/3×(Ac₃-Ac₁)}의 비교적 저온의 2상 온도 영역까지 승온하고, 그 온도 범위 내의 체류 시간을 10∼30s로 하여 소둔하고, 400℃ 미만까지 평균 냉각 속도 40℃/s로 냉각하여, 페라이트와 펄라이트로 이루어지고, 상기 페라이트 중의 미재결정(未再結晶) 페라이트의 면적률이 20∼50%의 강 조직으로 함으로써, 가공성 및 내충격특성이 뛰어난 고강도 냉연 강판을 얻는 기술이 개시되어 있다.

또한, 특허문헌 4에는, Mn: 0.6∼2.0mass%, Ti: 0.05∼0.40mass% 함유하고, 강 조직이 주상의 페라이트와, 마르텐사이트, 베이나이트, 펄라이트의 1종 이상으로 이루어지는 제2상의 복합 조직으로 이루어지며, 제2상의 면적률이 1∼25%이고, 상기 페라이트 중에는, 상기 제2상과 접하는 입계로부터 100㎚ 이내의 영역에 입경 5㎚ 이하의 Ti를 포함하는 탄화물(Ti계 탄화물)이 1.0×10⁹개/㎟ 이상 석출하고 있는, 신장플랜지성이 뛰어난 고항복비 고강도 냉연 강판이 개시되어 있다.

또한, 특허문헌 5에는, 체적률로 60% 이상의 저온 변태상(變態相)을 포함하는 열연 강판을 냉연한 냉연판에, α+γ의 2상 영역에서 연속 소둔하여, 강 조직이 페라이트상과 면적률로 0.1% 이상 10% 미만의 저온 변태상으로 이루어지며, 상기 페라이트상의 평균 입경 d가 20㎛ 이하이고, 상기 페라이트상의 평균 입경 d와, 상기 페라이트상의 입계를 따른 인접 저온 변태상 사이의 간격의 평균값 L이 L<3.5d의 관계를 만족시키도록 함으로써, r값의 면내(面內) 이방성이 작은 고강도 냉연 강판을 얻는 기술이 개시되어 있다.

특허문헌 1: 일본 특개 2003-213369호 공보 특허문헌 2: 일본 특개 2010-196159호 공보 특허문헌 3: 일본 특개 2009-185355호 공보 특허문헌 4: 일본 특개 2009-235441호 공보 특허문헌 5: 국제공개 제2004/001084호

그러나 상기 특허문헌 1의 기술은, 균열 소둔한 후, 즉시 400℃ 미만까지 급속 냉각하고 있기 때문에, 베이나이트가 다량으로 생성한다. 그 때문에, 마르텐사이트의 생성량이 적어져서, 본 발명이 목적으로 하는 뛰어난 내시효성이 얻어지지 않는다.

또한, 상기 특허문헌 2의 기술은, Nb나 Ti의 첨가량이 적어, 페라이트립(粒)이 조대화하고, 항복 응력이 저하하기 때문에, 얻어지는 강판의 항복비는 기껏해야 0.60 정도여서, 본 발명이 목적으로 하는 높은 항복비를 달성할 수는 없다.

또한, 상기 특허문헌 3의 기술은, 저온 소둔을 지향하고 있기 때문에, 강판 조직 중의 페라이트의 대부분이 미재결정 페라이트가 되기 때문에, 인장강도의 이방성이 커진다는 문제가 있다.

또한, 상기 특허문헌 4의 기술은, Mn 함유량이 비교적 적고, 강판 조직의 제2상 중에 차지하는 마르텐사이트의 분율이 적기 때문에, 본 발명이 목적으로 하는 뛰어난 내시효성이 얻어지지 않는다.

또한, 상기 특허문헌 5의 기술은, 저온 소둔을 지향하고 있으며, 게다가, C나 Mn의 함유량이 적기 때문에, 마르텐사이트의 생성량이 적어져서, 본 발명이 목적으로 하는 내시효성이 뛰어난 고강도 강판이 얻어지지 않는다.

상기한 바와 같이, 종래 기술에서는, 고강도이면서, 뛰어난 내시효성과 높은 항복비를 가지며, 게다가, 인장강도의 등방성이 뛰어난 냉연 강판을 제조하는 기술은 확립되어 있지 않다.

본 발명은, 종래 기술이 안고 있는 상기 문제점에 비추어 이루어진 것이며, 그 목적은, 고강도이면서, 뛰어난 내시효성과 높은 항복비를 가지며, 또, 인장강도의 등방성도 뛰어난 냉연 강판을 제공함과 아울러, 그 유리한 제조 방법을 제안하는 데에 있다.

발명자들은, 종래 기술에서는 이룰 수 없었던 상기 과제의 해결을 향해서 예의 검토를 거듭했다. 그 결과, 이하의 사실을 지견(知見)했다.

(1) 제품인 냉연 강판(이후, 「제품판」이라고도 한다.)에 뛰어난 내시효성을 부여하기 위해서는, 강판 조직을 페라이트 기지(基地) 중에 마르텐사이트가 균일 미세하게 분산된 조직으로 하는 것이, 또한, 상기 뛰어난 내시효성과 높은 항복비를 양립시키기 위해서는, Nb 및/또는 Ti를 합계로 0.04mass% 정도 첨가하여, 페라이트 결정립경(結晶粒徑)의 미세화를 도모하는 것이 유효하다.

(2) 제품판의 페라이트 조직 중에, 미재결정의 페라이트가 많이 잔류해 있으면, 인장강도의 이방성이 현저히 증대된다. 그 때문에, 냉간 압연 후의 연속 소둔에서의 소둔 온도(균열 온도)를 높여, 재결정을 충분히 진행시키는 것이 바람직하다. 그러나 고온 소둔하면, 오스테나이트가 다량으로 생성되기 때문에, 균열 후의 냉각 속도가 느린 경우에는, 오스테나이트가 페라이트로 변태한 후, 잇달아서 펄라이트가 생성되기 때문에, 그 후의 냉각에서 마르텐사이트가 충분히 얻어지지 않고, 또한, 1차 냉각 후의 유지 온도를 제어하지 않을 경우에는, 오스테나이트가 베이나이트로 변태하고 마르텐사이트가 베이나이트 등으로 분단된 분산 상태가 되어, 마르텐사이트를 페라이트 기지 중에 균일 분산시킬 수 없게 되기 때문에, 뛰어난 내시효성이 얻어지지 않는다.

(3) 그러나 고온에서 균열 소둔 후, 600℃까지를 급랭(1차 냉각)하여, 냉각 중의 펄라이트 변태를 억제한 후, 600∼500℃의 온도 영역에서 일정 시간 체류하여, 오스테나이트의 페라이트로의 변태를 촉진해서, 오스테나이트를 축소시켜 페라이트 기지 중에 미세 분산된 상태로 함과 아울러, 오스테나이트 중으로의 합금원소의 농화(濃化)를 촉진한 후, 2차 냉각하여 오스테나이트를 마르텐사이트로 변태시킴으로써, 마르텐사이트를 페라이트 기지 중에 균일 미세하게 분산시킬 수 있어, 뛰어난 내시효성을 얻을 수 있다.

(4) 즉, Nb나 Ti를 적정량 첨가하고, 연속 소둔에서의 균열 소둔 온도와 그 후의 냉각 조건을 적정하게 제어하여, 강판 조직에서의 페라이트 기지 중의 마르텐사이트의 분산 상태를 적정하게 제어함으로써, 고강도이고, 뛰어난 내시효성과 높은 항복비를 가지며, 게다가, 인장강도의 등방성이 뛰어난 냉연 강판을 얻을 수 있다.

상기 지견에 근거하여 개발한 본 발명은 C: 0.06∼0.14mass%, Si: 0.50mass% 미만, Mn: 1.6∼2.5mass%, P: 0.10mass% 이하, S: 0.020mass% 이하, Al: 0.01∼0.10mass%, N: 0.010mass% 이하, Nb: 0.080mass% 이하(0mass%를 포함한다), Ti: 0.080mass% 이하(0mass%를 포함한다), 또, Nb와 Ti를 합계로 0.020∼0.080mass% 함유하고, 잔부(殘部)가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분조성을 가지며, 면적률로 페라이트가 85% 이상, 마르텐사이트가 3∼15%, 미재결정 페라이트가 5% 이하이고, 상기 페라이트의 평균 결정립경 d가 2∼8㎛, 상기 페라이트의 평균 결정립경 d에 대한 상기 마르텐사이트의 최근접 입자 간격의 평균값 L(㎛)의 비(L/d)가 0.20∼0.80인 강 조직을 가지며, 또, 압연방향에 수직방향의 항복비 YR가 0.68 이상이고, 압연방향에 수직방향의 인장강도 TS_C에 대한 압연방향에 45도 방향의 인장강도 TS_D의 비(TS_D/TS_C)가 0.95 이상인 기계적 특성을 가지는 냉연 강판이다.

본 발명의 상기 냉연 강판은, 상기 성분조성에 더하여, Cr: 0.3mass% 이하, Mo: 0.3mass% 이하, B: 0.005mass% 이하, Cu: 0.3mass% 이하, Ni: 0.3mass% 이하 및 Sb: 0.3mass% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 한다.

또한, 본 발명의 상기 냉연 강판은, 상기 강판의 표면에 아연계 도금층을 가지는 것을 특징으로 한다.

또한, 본 발명의 상기 냉연 강판에서의 상기 아연계 도금층은, 용융 아연 도금층, 합금화 용융 아연 도금층 및 전기(電氣) 아연 도금층 중 어느 것인 것을 특징으로 한다.

또한, 본 발명은, 상기에 기재된 성분조성을 가지는 강 소재를 열간 압연하고, 냉간 압연한 강판에, 840∼940℃의 온도에 30∼120초 동안 체류하는 균열 처리한 후, 그 균열 온도로부터 600℃까지 5℃/s 이상으로 냉각하고, 600∼500℃의 온도 영역에 30∼300초 동안 체류하고, 그 후, 2차 냉각하는 연속 소둔을 실시하는 것에 의해, 면적률로 페라이트가 85% 이상, 마르텐사이트가 3∼15%, 미재결정 페라이트가 5% 이하이고, 상기 페라이트의 평균 결정립경 d가 2∼8㎛, 상기 페라이트의 평균 결정립경 d에 대한 상기 마르텐사이트의 최근접 입자 간격의 평균값 L(㎛)의 비(L/d)가 0.20∼0.80인 강 조직과, 압연방향에 수직방향의 항복비 YR가 0.68 이상이고, 압연방향에 수직방향의 인장강도 TS_C에 대한 압연방향에 45도 방향의 인장강도 TS_D의 비(TS_D/TS_C)가 0.95 이상인 기계적 특성을 부여하는 냉연 강판의 제조 방법을 제안한다.

본 발명의 상기 냉연 강판의 제조 방법은, 상기 600∼500℃의 온도 영역에 체류한 후, 또, 2차 냉각하기 전에, 강판 표면에 용융 아연 도금을 실시하는 것을 특징으로 한다.

또한, 본 발명의 상기 냉연 강판의 제조 방법은, 상기 600∼500℃의 온도 영역에 체류한 후, 또, 2차 냉각하기 전에, 강판 표면에 합금화 용융 아연 도금을 실시하는 것을 특징으로 한다.

또한, 본 발명의 상기 냉연 강판의 제조 방법은, 상기 2차 냉각한 후, 강판 표면에 전기 아연 도금을 실시하는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 의하면, 강의 성분조성과, 냉간 압연 후의 연속 소둔에서의 균열 소둔 조건과 그 후의 냉각 조건을 적정 범위로 제어하여, 제품판의 강판 조직을 적정화함으로써, 고강도이고, 내시효성이 우수하며, 게다가, 항복비가 높고, 인장강도의 등방성이 뛰어난 냉연 강판을 안정적으로 제조하여, 제공하는 것이 가능해진다. 따라서, 본 발명에 의하면, 자동차 차체의 가일층의 경량화와 고강도화가 가능해지므로, 지구 환경의 보호와 탑승자의 안전성 향상에 크게 기여한다.

우선, 본 발명이 대상으로 하고 있는 냉연 강판에 관해서 설명한다.

본 발명의 냉연 강판은, 소정의 성분조성을 가지는 열연 강판을 냉간 압연한 후, 고온에서 연속 소둔을 실시하는 것에 의해, 강판 조직을 적정하게 제어한 냉연 강판이며, 상기 냉연 강판에는, 상기 연속 소둔을 실시한 그대로의 냉연 강판(CR) 외에, 전기 아연 도금 강판(GE), 용융 아연 도금 강판(GI), 합금화 용융 아연 도금 강판(GA) 등의 아연계 도금층을 가지는 냉연 강판도 포함된다.

또한, 본 발명의 냉연 강판은, 자동차 차체의 경량화와 고강도화를 도모하는 관점에서, 인장강도 TS가 590㎫ 이상의 고강도 냉연 강판인 것이 바람직하다. 그러나 인장강도의 상승에 따라 성형성이 저하하기 때문에, 인장강도의 상한은 800㎫ 정도로 하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명의 냉연 강판은, 고강도인 것에 더하여, 50℃에서 90일 동안 유지하는 촉진시효(促進時效)를 실시한 후에도 항복 신장 YPEl의 발생이 없는 것, 항복비 YR가 0.68 이상인 것, 및, 압연방향에 대하여 수직방향의 인장강도 TS_C에 대한 압연방향에 대하여 45° 방향의 인장강도 TS_D의 비(TS_D/TS_C)로 정의하는 TS 비(比)가 0.95 이상인 것이 필요하다. 즉, 본 발명의 냉연 강판은, 고강도인 것에 더하여, 뛰어난 내시효성과 높은 항복비를 가지며, 게다가, 인장강도의 이방성(異方性)이 작은 것을 특징으로 하고 있다. 또한, 더 바람직한 YR는 0.69 이상, 더 바람직한 TS 비는 0.96 이상이다.

여기서, 본 발명에서의 상기 인장강도 TS나 항복비 YR은, 압연방향에 대해서 수직인 방향(C방향)으로부터 채취한 JIS 5호 인장 시험편을, JIS Z 2241에 준거하여 인장 시험하고 구한 값이다. 또한, 항복 신장 YPEl은, 압연방향에 대해서 수직인 방향(C방향)으로부터 채취한 JIS 5호 인장 시험편에, 50℃에서 90일 동안 유지하는 촉진시효 처리를 실시한 후, JIS Z 2241에 준거하여 인장 시험했을 때의 항복 신장량이다. 또한, TS 비는, 압연방향에 대해서 수직인 방향(C방향)과 45° 방향(D방향)으로부터 채취한 JIS 5호 인장 시험편을, 각각을 JIS Z 2241에 준거하여 인장 시험하고, 얻어진 C방향의 인장강도 TS_C에 대한 D방향의 인장강도 TS_D의 비(TS_D/TS_C)이다. 여기서, (TS_D/TS_C)로 이방성을 평가하는 이유는, 마르텐사이트를 포함하는 냉연 강판에서는, 일반적으로, 압연방향에 대해서 수직인 방향(C방향)과 45° 방향(D방향)의 인장강도의 차가 가장 크기 때문이다.

다음으로, 본 발명의 냉연 강판의 강 조직에 관해서 설명한다.

본 발명의 냉연 강판은, 그 강 조직이, 면적률로, 페라이트가 85% 이상, 마르텐사이트가 3∼15%, 미재결정 페라이트가 5% 이하이고, 상기 페라이트의 평균 결정립경 d가 2∼8㎛, 상기 페라이트의 평균 결정립경 d(㎛)에 대한 상기 마르텐사이트의 최근접 입자 간격의 평균값 L(㎛)의 비(L/d)가 0.20∼0.80의 범위에 있는 것이 필요하다.

또한, 본 발명의 냉연 강판의 강 조직에서의 상기 각 조직의 면적률은, 압연방향에 수직인 단면(L 단면)의 강판 표면으로부터 판두께 1/4 위치를 SEM으로 관찰하고, ASTM E 562-05에 규정된 포인트 카운트 법에 의해 구한 것이다. 또한, 페라이트의 평균 결정립경 d는, 상기 SEM 관찰 상(像)에서의 관찰 면적과 결정립 수로부터 산출한 원(圓) 상당 지름의 평균값이다. 또한, 마르텐사이트의 최근접 입자 간격 L은, 입자 해석 소프트웨어를 이용하여, 상기 SEM 관찰 상을 5000㎛² 이상의 범위에 걸쳐 해석해서 구한 최근접 마르텐사이트 사이의 평균 이간(離間) 거리이다.

페라이트: 85% 이상

페라이트는, 본 발명의 냉연 강판의 강 조직에서, 주상(主相)을 이루는 조직이며, 양호한 연성(延性)을 확보하기 위해, 면적률로 85% 이상 존재하는 것이 필요하다. 85% 미만에서는, 마르텐사이트 등의 비율이 증가하기 때문에, 인장강도가 본 발명이 목적으로 하는 강도 범위를 초과해 버릴 우려가 있다. 따라서, 페라이트의 면적률을 85% 이상으로 한다. 바람직하게는 90% 이상이다.

마르텐사이트: 3∼15%

마르텐사이트는, 경질(硬質)인 조직이며, 제품판의 인장강도를 높임과 아울러, 내시효성의 향상에도 기여하는 중요한 조직이다. 마르텐사이트가 면적률로 3% 미만에서는, 마르텐사이트의 최근접 입자 간격 L이 증대하여 L/d가 0.80을 초과하기 때문에, 내시효성이 떨어지게 된다. 한편, 마르텐사이트의 면적률이 15%를 초과하면, 항복 응력에 비해 인장강도가 과도하게 상승하기 때문에, 항복비가 저하해 버린다. 그 때문에, 마르텐사이트는, 면적률로 3∼15%의 범위로 한다. 바람직하게는 5∼12%의 범위이다.

미재결정(未再結晶) 페라이트: 5% 이하

미재결정 페라이트는, 인장강도의 이방성에 악영향을 미치는 바람직하지 못한 조직이며, 압연방향에 대해서 45° 방향의 인장강도 TS_D와 90° 방향의 인장강도 TS_C의 비(TS_D/TS_C)인 TS 비를 0.95 이상으로 하기 위해서는, 미재결정 페라이트가 면적률로 5% 이하인 것이 필요하다. 또한, 본 발명에서는, 미재결정 페라이트는 적을수록 좋고, 바람직하게는 3% 이하, 더 바람직하게는 0%이다.

또한, 본 발명의 냉연 강판은, 상기 이외의 강 조직으로서, 베이나이트나 펄라이트, 잔류 오스테나이트를, 합계 면적률로 5% 이하 포함해도 된다. 더 바람직하게는, 합계 면적률로 3% 이하이다. 상기 범위 내에 있으면, 본 발명의 효과를 해치는 일은 없다. 또한, 상기 합계 면적률에는 0%도 포함된다.

페라이트의 평균 결정립경 d: 2∼8㎛

본 발명의 냉연 강판에서, 페라이트의 평균 결정립경은, 0.68 이상의 항복비와 뛰어난 내시효성을 양립하기 위한 중요한 요건이다. 페라이트의 평균 결정립경 d가 2㎛ 미만에서는, L/d가 0.80을 초과하기 때문에, 내시효성의 저하를 초래한다. 한편, 페라이트의 평균 결정립경이 8㎛을 초과하면, 항복 응력 YS가 저하하기 때문에, 항복비 YR가 0.68 이상을 확보할 수 없게 된다. 따라서, 페라이트의 평균 결정립경은 2∼8㎛의 범위로 한다. 바람직하게는 3∼7㎛의 범위이다.

L/d: 0.20∼0.80

페라이트의 평균 결정립경 d(㎛)에 대한 마르텐사이트의 최근접 입자 간격의 평균값 L(㎛)의 비(L/d)는, 뛰어난 내시효성을 얻기 위한 중요한 요건이다. 이 원인은 꼭 명확하지는 않지만, 마르텐사이트가 생성되면, 변태시의 체적 팽창에 의해서 마르텐사이트를 둘러싸는 페라이트에 압축 응력장이 발생하는 것이 어떤 영향을 미치고 있을 가능성을 생각할 수 있다. 그러나 L/d가 0.20 미만에서는, 마르텐사이트가 베이나이트 등으로 분단되어 있어, 페라이트 기지 중에 균일하게 분산되지 않게 되어, 상기 효과가 얻어지지 않게 되기 때문에, 내시효성이 저하한다. 한편, L/d가 0.80을 초과하면, 페라이트 입경에 대해서 마르텐사이트 사이의 거리가 너무 커져, 페라이트에 충분한 압축 응력이 부여되지 않게 되기 때문에, 내시효성이 저하한다. 이 때문에, L/d는, 0.20∼0.80의 범위로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.30∼0.60의 범위이다.

다음으로, 본 발명의 냉연 강판의 성분조성의 한정 이유에 관하여 설명한다.

본 발명의 냉연 강판은, 기본 성분으로서, C: 0.06∼0.14mass%, Si: 0.50mass% 미만, Mn: 1.6∼2.5mass%, P: 0.10mass% 이하, S: 0.020mass% 이하, Al: 0.01∼0.10mass%, N: 0.010mass% 이하, Nb: 0.080mass% 이하(0mass%를 포함한다), Ti: 0.080mass% 이하(0mass%를 포함한다), 또, Nb와 Ti를 합계로 0.020∼0.080mass%를 함유하는 성분조성을 가진다. 이하, 구체적으로 설명한다.

C: 0.06∼0.14mass%

C는, 강판 조직 중의 마르텐사이트의 분율(分率)을 증가시키는 점에서, 항복 응력과 인장강도를 높이는 데에 유효한 원소이다. 또한, C는, 마르텐사이트의 분산 형태를 통해서, 내시효성의 향상에도 기여한다. C 함유량이 0.06mass% 미만에서는, 마르텐사이트가 면적률로 3% 미만이 되고, 마르텐사이트가 페라이트 기지 중에 미세 분산하지 않게 되기 때문에, 본 발명이 목적으로 하는 뛰어난 내시효성이 얻어지지 않는다. 한편, C 함유량이 0.14mass%를 초과하면, 마르텐사이트가 과도하게 생성되어, 항복 응력에 비해 인장강도가 크게 상승하기 때문에, 본 발명이 목적으로 하는 고항복비가 얻어지지 않게 된다. 따라서, C는 0.06∼0.14mass%의 범위로 한다. 바람직하게는 0.07∼0.12mass%의 범위이다.

Si: 0.50mass% 미만

Si는, 페라이트를 고용 강화하므로, 항복 응력과 인장강도를 높이는 데에 유효한 원소이다. 그러나 Si는, 연속 소둔의 균열 소둔시에 강판 표면에 농화하여 산화물을 형성해서, 제품판의 표면 품질을 저하시키기 때문에, 본 발명에서는, Si의 함유량을 0.50mass% 미만으로 제한한다. 바람직하게는 0.30mass% 이하, 더 바람직하게는 0.30mass% 미만, 한층 더 바람직하게는 0.25mass% 미만이다. 또한, 항복 응력이나 인장강도는, Si 첨가 이외의 방법으로도 높일 수 있으므로, 본 발명에서는, Si를 적극적으로 첨가하지 않아도 된다. 또한, Si 함유량의 하한은, 용제(溶製) 코스트의 관점에서, 바람직하게는 0.005mass%이다.

Mn: 1.6∼2.5mass%

Mn은, 강판 조직 중의 마르텐사이트의 분율을 증가시키는 점에서, 항복 응력과 인장강도를 높이는 데에 유효한 원소이다. 그러나 Mn 함유량이 1.6mass% 미만에서는, 상기 효과가 작고, 마르텐사이트가 면적률로 3% 미만이 되기 때문에, 뛰어난 내시효성이 얻어지지 않는다. 한편, Mn 함유량이 2.5mass%를 초과하면, 마르텐사이트가 과도하게 생성되기 때문에, 항복비가 저하한다. 따라서 Mn의 함유량은 1.6∼2.5mass%의 범위로 한다. 바람직하게는 1.8∼2.3mass%의 범위이다.

P: 0.10mass% 이하

P는, 페라이트를 고용 강화하는 점에서, 항복 응력과 인장강도를 높이는 데에 유효한 원소이며, 상기 효과를 얻기 위해, 적절히 첨가할 수 있다. 상기 P의 효과를 얻기 위해서는, 0.001mass% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나 0.10mass%를 초과하여 첨가해도, 고용 강화의 효과는 포화할 뿐만 아니라, 스폿 용접성의 저하를 초래한다. 또한, 용융 아연 도금 강판이나 합금화 용융 아연 도금 강판의 경우, 제품판의 표면 품질을 저하시킨다. 그 때문에, P의 함유량은 0.10mass% 이하로 제한한다. 바람직하게는 0.030mass% 이하, 한층 더 바람직하게는 0.020mass% 이하이다.

S: 0.020mass% 이하

S는, 정련(精鍊) 공정에서 강 중에 불가피하게 혼입되어 오는 불순물 원소이며, MnS 등의 개재물을 형성하여 열간 압연시의 연성을 저하해서, 표면 결함을 일으키거나, 제품판의 표면 품질을 해치거나 하므로, 될 수 있는 한 저감하는 것이 바람직하다. 따라서, 본 발명에서는, S는 0.020mass% 이하로 제한한다. 바람직하게는 0.010mass% 이하, 한층 더 바람직하게는 0.005mass% 이하이다. 또한, S 함유량의 하한은, 용제 코스트의 관점에서, 바람직하게는 0.0001mass%이다.

Al: 0.01∼0.10mass%

Al은, 정련 공정에서, 탈산재(脫酸材)로서, 또한, 고용 N을 AlN으로서 고정시키기 위해서 첨가되는 원소이다. 상기 효과를 충분히 얻기 위해서는, 0.01mass% 이상 첨가할 필요가 있다. 한편, Al 첨가량이 0.10mass%를 초과하면, 주조 응고시에 조대한 AlN이 석출하여, 슬래브 균열 등의 표면 결함을 일으킬 우려가 있다. 따라서, Al의 함유량은 0.01∼0.10mass%의 범위로 한다. 바람직하게는 0.01∼0.07mass%, 한층 더 바람직하게는 0.01∼0.06mass%의 범위이다.

N: 0.010mass% 이하

N은, 정련 공정에서 강 중에 불가피하게 혼입해 오는 불순물 원소이다. N 함유량이 0.010mass%를 초과하면, 주조 응고시에 조대한 Nb탄질화물(炭窒化物)이나 Ti탄질화물이 석출하여, 예를 들면, 연속 주조에서의 주편(鑄片)의 되굽힘시에 슬래브 표면에 균열을 일으키거나, 열간 압연에 앞서는 슬래브 재가열에서도 충분히 용해되지 않고 조대한 석출물인 채로 잔류하여, 제품판의 성형성의 저하를 초래하거나 할 우려가 있다. 따라서, N의 함유량은 0.010mass% 이하로 제한한다. 바람직하게는 0.005mass% 이하이다. 또한, N 함유량의 하한은, 용제 코스트의 관점에서, 바람직하게는 0.0005mass%이다.

Nb: 0.080mass% 이하(0mass%를 포함한다), Ti: 0.080mass% 이하(0mass%를 포함한다) 및 Nb와 Ti를 합계로 0.020∼0.080mass%

Nb나 Ti는, 모두 연속 소둔에서의 승온시나 균열시에 Nb탄질화물이나 Ti탄질화물로서 석출함으로써, 페라이트 평균 결정립의 미세화와 항복비의 상승에 기여하는 중요한 원소이다. Nb와 Ti의 상기 효과는 거의 동등하다. Nb와 Ti이 합계로 0.020mass% 미만에서는, Nb탄질화물이나 Ti탄질화물의 석출량이 적고, 연속 소둔시에 페라이트가 조대화하여, 미세한 페라이트 평균 결정립경이 얻어지지 않게 되기 때문에, 본 발명이 목적으로 하는 고항복비가 얻어지지 않게 된다. 한편, Nb와 Ti의 합계가 0.080mass%를 초과하면, 그 효과가 포화할 뿐만 아니라, 제품판에 미재결정 페라이트가 다량으로 잔존하게 되기 때문에, 인장강도가 상승하고, 인장강도의 이방성도 커진다. 또한, 주조 응고시에 조대한 Nb탄질화물이나 Ti탄질화물이 생성되어 슬래브 균열을 일으키거나, 석출한 Nb탄질화물이나 Ti탄질화물이 슬래브 재가열시에 충분히 용해되지 않고, 제품판의 표면 결함을 일으키거나 할 우려가 있다. 따라서, Nb 및 Ti는, Nb: 0.080mass% 이하(0mass%를 포함한다), Ti: 0.080mass% 이하(0mass%를 포함한다), 또, Nb와 Ti의 합계: 0.020∼0.080mass%의 범위로 할 필요가 있다. 바람직하게는, Nb: 0.060mass% 이하(0mass%를 포함한다), Ti: 0.060mass% 이하(0mass%를 포함한다), 또, Nb와 Ti의 합계: 0.030∼0.060mass%, 한층 더 바람직하게는, Nb: 0.050mass% 이하(0mass%를 포함한다), Ti: 0.050mass% 이하(0mass%를 포함한다), Nb와 Ti의 합계: 0.030∼0.050mass%의 범위이다.

본 발명의 냉연 강판은, 상기 기본 성분에 더하여, 임의의 첨가 성분으로서, Cr: 0.3mass% 이하, Mo: 0.3mass% 이하, B: 0.005mass% 이하, Cu: 0.3mass% 이하, Ni: 0.3mass% 이하 및 Sb: 0.3mass% 이하 중에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유해도 된다.

Cr: 0.3mass% 이하

Cr은, 소입성(燒入性)을 향상시켜 마르텐사이트를 증가시키는 효과를 가지기 때문에 첨가할 수 있다. 상기 효과를 얻기 위해서는, 0.02mass% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나 0.3mass%를 초과하면, 소입성이 지나치게 향상되어, 마르텐사이트가 과잉 생성되고, 항복비의 저하를 초래할 우려가 있다. 또한, 연속 소둔시에, 강판 표면에 농화하여, 산화물이 과잉으로 생성되어 표면 성상(性狀)의 열화를 초래할 우려가 있다. 따라서, Cr을 첨가하는 경우는, 상한을 0.3mass%로 하는 것이 바람직하다. 더 바람직하게는 0.2mass% 이하이다.

Mo: 0.3mass% 이하

Mo는, 소입성을 향상시켜 마르텐사이트를 증가시키는 효과를 가지기 때문에 첨가할 수 있다. 상기 효과를 얻기 위해서는, 0.02mass% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나 0.3mass%를 초과하면, 소입성이 지나치게 향상되어, 마르텐사이트가 과잉으로 생성되고, 항복비의 저하를 초래할 우려가 있다. 또한, 제품판이 냉연 강판인 경우, 화성처리성(化成處理性)의 열화를 초래할 우려도 있다. 따라서, Mo를 첨가하는 경우는, 0.3mass% 이하로 하는 것이 바람직하다. 더 바람직하게는 0.2mass% 이하이다.

B: 0.005mass% 이하

B는, 소입성을 향상시켜 마르텐사이트를 증가시키는 효과를 가지기 때문에 첨가할 수 있다. 상기 효과를 얻기 위해서는, 0.0005mass% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나 0.005mass%를 초과하면, 소입성이 지나치게 향상되어, 마르텐사이트가 과잉으로 생성되고, 항복비의 저하를 초래할 우려가 있다. 따라서, B를 첨가하는 경우는, 0.005mass% 이하로 하는 것이 바람직하다. 더 바람직하게는 0.002mass% 이하이다.

Cu: 0.3mass% 이하

Cu는, 소입성을 향상시켜 마르텐사이트를 증가시키는 효과를 가지기 때문에 첨가할 수 있다. 상기 효과를 얻기 위해서는, 0.02mass% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나 0.3mass%를 초과하면, 소입성이 지나치게 향상되어, 마르텐사이트가 과잉으로 생성되고, 항복비의 저하를 초래할 우려가 있다. 또한, 제품판이 냉연 강판인 경우, 화성처리성의 열화를 초래할 우려가 있다. 또한, 제품판이 합금화 용융 아연 도금 강판인 경우, 합금화 반응이 지연되기 때문에, 합금화 처리의 고온도화를 초래할 우려도 있다. 따라서, Cu를 첨가하는 경우에는, 0.3mass% 이하로 하는 것이 바람직하다. 더 바람직하게는 0.2mass% 이하이다.

Ni: 0.3mass% 이하

Ni는, 소입성을 향상시켜 마르텐사이트를 증가시키는 효과를 가지기 때문에 첨가할 수 있다. 상기 효과를 얻기 위해서는, 0.02mass% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나 0.3mass%를 초과하면, 소입성이 지나치게 향상되어, 마르텐사이트가 과잉으로 생성되고, 항복비의 저하를 초래할 우려가 있다. 따라서, Ni를 첨가하는 경우는, 0.3mass% 이하로 하는 것이 바람직하다. 더 바람직하게는 0.2mass% 이하이다.

Sb: 0.3mass% 이하

Sb는, 소입성을 향상시켜 마르텐사이트를 증가시키는 효과를 가지기 때문에 첨가할 수 있다. 상기 효과를 얻기 위해서는, 0.0005mass% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나 0.3mass%를 초과하면, 강의 취화(脆化)를 초래하여, 제품판의 굽힘이 저하할 우려가 있다. 따라서, Sb를 첨가하는 경우는, 0.3mass% 이하로 하는 것이 바람직하다. 더 바람직하게는 0.02mass% 이하이다.

상기 성분 이외의 잔부는, Fe 및 불가피한 불순물이다. 또한, 본 발명의 냉연 강판은, 상기 성분 외에, 불가피한 불순물로서, Sn, Co, W, Ca, Na 및 Mg 등을, 합계로 0.01mass% 이하면 함유하고 있어도 된다.

다음으로, 본 발명의 냉연 강판의 제조 방법에 관하여 설명한다.

본 발명의 냉연 강판은, 상기 성분조성을 가지는 강을 통상 공지된 정련 프로세스로 용제(溶製)하여, 강 슬래브(강편(鋼片))로 한 후, 그 슬래브를 열간 압연하여 열연판으로 하며, 산세(酸洗)하여 탈(脫)스케일하고, 냉간 압연하여 소정 판두께의 냉연판으로 한 후, 소정의 강 조직과 기계적 특성을 부여하는 연속 소둔을 실시하는 것에 의해 제조한다. 또한, 상기 연속 소둔을 실시한 강판은, 그대로 냉연 강판(CR)의 제품판으로 해도 되고, 또한, 상기 냉연 강판에 전기 아연 도금을 실시하여, 전기 아연 도금 강판(GE)으로 해도 된다. 또한, 상기 연속 소둔 공정에 용융 아연 도금 공정을 도입하여, 용융 아연 도금 강판(GI)으로 하거나, 또한, 상기 용융 아연 도금 강판(GI)에 합금화 처리를 실시하여, 합금화 용융 아연 도금 강판(GA)으로 하거나 해도 된다. 또한, 상기 연속 소둔 후 혹은 아연계 도금 처리 후의 강판에, 또한, 조질(調質) 압연 등을 실시해도 된다. 이하, 구체적으로 설명한다.

본 발명의 냉연 강판의 소재가 되는 강 슬래브(강편)는, 전로 등에서 취련(吹鍊)한 용강(溶鋼)을 진공 탈(脫)가스 처리 장치 등에서 이차 정련하여 상기의 소정 성분조성으로 조정한 후, 조괴(造塊)-분괴(分塊) 압연법이나 연속 주조법 등, 종래 공지된 방법을 이용하여 제조하면 되고, 현저한 성분 편석(偏析)이나 조직의 불균일이 발생하지 않으면, 제조 방법에 특별히 제한은 없다.

잇따르는 열간 압연은, 주조대로의 고온 슬래브를 그대로 압연(직송(直送) 압연)해도 되고, 실온까지 냉각한 슬래브를 재가열하고 나서 압연해도 된다. 또한, 슬래브를 재가열하는 경우의 가열 온도는, 슬래브 중에 석출한 Nb탄질화물이나 Ti탄질화물을 충분히 고용시키기 위해, 슬래브 표면 온도로, 1100℃ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 1150℃ 이상으로 하는 것이 더 바람직하다.

또한, 열간 압연에서는, 상기 강 슬래브를 조압연(粗壓延)하고, 마무리 압연하여 소정 판두께의 열연판으로 한 후, 소정의 온도로 냉각하여 코일로 권취한다. 이때, 조압연은, 상법(常法)에 준해서 행하면 되고, 특별히 제한은 없지만, 마무리 압연은, 압연 종료 온도 FT를 Ar₃ 변태점 이상으로 하여 행하는 것이 바람직하다. 마무리 압연 종료 온도가 Ar₃ 변태점 미만이 되면, 열연판의 강 조직 중에 압연방향으로 신장한 조대한 페라이트립을 포함하는 압연 집합 조직이 형성되기 때문에, 제품판의 연성 저하나 TS 비의 열화(劣化)를 초래할 우려가 있다. 여기서, 상기 압연 종료 온도 FT는, 강판의 표면 온도를 이용한다. 또한, Ar₃ 변태점은, 예를 들면, 포마스터 시험기 등의 변태점 측정 장치를 사용하여, 오스테나이트 단상(單相) 온도 영역에서부터 1℃/s로 연속 냉각했을 때의 페라이트 변태가 개시되는 온도이다.

또한, 상기 열간 압연 후의 냉각은, 마무리 압연 종료 온도에서부터 600℃까지의 온도 영역에서의 체류 시간이 10초 이내가 되도록 냉각하는 것이 바람직하다. 이 이유는, 꼭 명확하게 되어 있지 않지만, 마무리 압연 종료 후, 페라이트 생성에 이어서 Nb탄질화물이나 Ti탄질화물의 핵(엠브리오)이 생성되지만, 상기 체류 시간이 10초를 초과하면, 생성된 핵(核)의 일부만이 성장하여 조대화하기 때문에, 코일 권취 후의 비교적 저온 영역에서 성장한 Nb탄질화물이나 Ti탄질화물과, 코일 권취 후에 핵 생성하여 성장한 Nb탄질화물이나 Ti탄질화물의 미세한 석출물이 혼재함으로써, 판폭 방향의 인장강도의 불균일이 증대할 가능성이 있기 때문이다. 또한, 상기 온도 영역의 체류 시간의 하한은, 코일로 권취하기 전에, Nb탄질화물이나 Ti탄질화물을 판폭 방향으로 균일하게 핵 생성시키고, 코일 권취 후 및 그 후의 연속 소둔에서, Nb탄질화물이나 Ti탄질화물을 균일하게 성장, 분산시키는 것에 의해, 판폭 방향의 인장강도의 불균일을 저감하는 관점에서, 2초 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 코일 권취 온도 CT는, Nb탄질화물이나 Ti탄질화물을 균일하게 석출시켜, 강판 폭방향의 인장강도의 불균일을 저감하는 관점에서, 600∼500℃의 범위로 제어하는 것이 바람직하다. 권취 온도가 500℃ 미만에서는, 권취 후의 냉각 중에, 온도가 저하하기 쉬운 판폭 단부에서 Nb나 Ti의 탄질화물의 석출이 충분히 일어나지 않아, 그 후의 연속 소둔의 가열시 및 균열시에 조대한 Nb나 Ti의 탄질화물이 석출하기 때문에, 판폭 단부의 인장강도가 저하하여, 판폭 방향의 인장강도의 불균일이 증대한다. 한편, 권취 온도가 600℃을 초과하면, 권취 후의 냉각 중에, 온도가 높은 판폭 중앙부에서 조대한 Nb나 Ti의 탄질화물이 석출하기 때문에, 역시, 인장강도가 저하하고, 판폭 방향의 인장강도의 불균일이 증대하기 때문이다.

상기 열간 압연한 강판(열연판)은, 그 후, 산세한 후, 압하율이 35∼80%인 냉간 압연하여, 소정 판두께의 냉연판으로 하는 것이 바람직하다. 냉연 압하율이 35% 미만에서는, 연속 소둔에서의 페라이트의 재결정이 불충분해지 쉬워, 인장강도의 이방성이 증대하거나, 균일 신장이 저하해서, 성형성의 저하를 초래하거나 한다. 한편, 압하율이 80%를 초과하면, 페라이트의 압연 집합 조직이 과도하게 발달하기 때문에, 인장강도의 이방성이 커지기 때문이다. 더 바람직하게는 40∼75% 범위이다.

상기 냉간 압연한 강판(냉연판)은, 그 후, 압연한 강판 조직을 재결정시킴과 아울러, 제품판에 원하는 강 조직과 기계적 특성을 부여하는 연속 소둔을 실시한다.

여기서, 상기 연속 소둔은, 840∼940℃의 온도 영역까지 가열하고, 그 온도 영역에 30∼120초 동안 체류하는 균열 소둔을 실시한 후, 상기 균열 온도에서부터 600℃까지를 평균 냉각 속도 5℃/s 이상으로 냉각하는 1차 냉각하고, 600∼500℃의 온도 영역에서 30∼300초 체류한 후, 100℃ 이하로 냉각하는 2차 냉각을 행하는 것이 중요하다.

여기서, 상기 균열 온도까지의 승온 속도는, 페라이트의 과도한 결정립 성장을 억제하는 관점에서, 또한, 생산성을 확보하는 관점에서, 2℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하고, 3℃/s 이상으로 하는 것이 더 바람직하다. 또한, 균열 온도까지의 승온 속도의 상한에 특별히 제한은 없지만, 50℃/s 이하이면, 유도 가열 장치 등, 거액의 설비 투자를 필요로 하지 않고, 라디언트 튜브 방식이나 직화형(直火型) 가열 방식, 또는 그들의 조합 등으로 가열을 행할 수 있으므로, 바람직하다.

균열 온도: 840∼940℃

연속 소둔의 균열 소둔 온도는, 압연 조직을 충분히 재결정시키기 위해서 중요한 요건이다. 또한, 그 온도 영역에서 균열 소둔함으로써, 오스테나이트가 생성되어, 그 후의 600∼500℃의 온도 영역에서의 체류시에, 오스테나이트의 페라이트 변태가 적당히 진행하기 때문에, 제품판에서 소정의 마르텐사이트 분율과 마르텐사이트의 최근접 입자 간격이 얻어진다. 균열 온도가 840℃ 미만에서는, 압연 조직이 충분히 재결정되지 않아, 미재결정 페라이트가 잔존하게 되기 때문에, 인장강도의 이방성이 증대한다. 또한, 균열 소둔시의 오스테나이트가 미재결정 페라이트 기지(基地) 중에 분산되기 때문에, 오스테나이트의 분포가 불균일해져, 마르텐사이트의 최근접 입자 간격이 소정 범위를 초과한다. 한편, 균열 온도가 940℃을 초과하면, 재결정된 페라이트의 평균 결정립경이 조대화하여, 원하는 항복비가 얻어지지 않게 된다. 바람직하게는 850∼900℃ 범위이다.

균열 시간: 30∼120초

연속 소둔의 균열 소둔 시간은, 균열 온도와 마찬가지로, 압연 조직을 충분히 재결정시킴과 아울러, 소정의 마르텐사이트 분율을 얻기 위해서 필요한 오스테나이트를 생성시키기 위하여 중요한 요건이며, 30∼120초 범위로 할 필요가 있다. 균열 시간이 30초 미만에서는, 미재결정 페라이트가 많이 잔존하여, 인장강도의 이방성이 커진다. 한편, 균열 시간이 120초를 초과하면, 재결정된 페라이트의 평균 입경이 조대화하여, 제품판의 페라이트 평균 입경이 8㎛을 초과해 버린다. 바람직한 균열 소둔 시간은 40∼100초 범위이다.

또한, 균열 소둔시의 분위기는, 강판 표면의 외관 품질을 확보하는 관점에서, 질소와 수소의 혼합 분위기 등의 환원성 분위기에서 행하는 것이 바람직하다. 특히, 균열시의 노점(露点)은, 강판 표면에의 Mn, Si 등의 농화(濃化)를 방지하는 것에 의해, 템퍼색을 방지하거나, 그 후의 도금성을 확보하거나 하는 관점에서, 낮을수록 바람직하고, 구체적으로는, 바람직하게는 -35℃ 이하, 더 바람직하게는 -40℃ 이하이다.

600℃까지의 1차 냉각에서의 평균 냉각 속도: 5℃/s 이상

연속 소둔에서의 균열 온도에서부터 600℃까지의 1차 냉각은, 균열시에 얻어진 오스테나이트 분율을 유지한 채, 600℃ 이하의 온도까지 냉각하는 것에 의해, 오스테나이트의 과도한 변태를 억제하여, 600∼500℃의 온도 영역에서의 체류시 페라이트 기지 중에 미세한 오스테나이트를 분산시키고, 그 후의 2차 냉각에서, 소정의 마르텐사이트 분율을 얻기 위해서 중요한 요건이며, 평균 냉각 속도를 5℃/s 이상으로 하는 것이 필요하다. 평균 냉각 속도가 5℃/s 미만에서는, 냉각 중에 오스테나이트가 페라이트 변태하고, 이어서 펄라이트 변태하여, 1차 냉각 중이나 후술하는 2차 냉각까지 오스테나이트의 분해가 과도하게 진행하기 때문에, 제품판에서, 면적률로 3% 이상의 마르텐사이트가 얻어지지 않게 된다. 바람직한 평균 냉각 속도는 10℃/s 이상이다. 또한, 평균 냉각 속도의 상한은, 100℃/s로 하는 것이 바람직하다.

또한, 평균 냉각 속도의 상한은, 특별히 한정되지 않지만, 100℃/s 정도이면, 거액의 설비 투자가 필요하지 않으므로 바람직하다. 또한, 냉각 방법도, 예를 들면, 가스 제트 냉각이나 롤 냉각, 미스트 냉각, 기수(氣水) 냉각, 혹은, 이들의 조합 등을 채용할 수 있으며, 특별히 한정되지 않는다.

600∼500℃의 온도 영역에서의 체류 시간: 30∼300초

본 발명에서는, 후술하는 2차 냉각에서, 제품판의 강판 조직을 원하는 마르텐사이트 분율과 마르텐사이트의 최근접 입자 간격으로 하기 위해서, 상기 1차 냉각 후, 600∼500℃의 온도 영역에서 30∼300초 동안 체류시키는 것이 중요하다. 상기 체류시키는 온도 영역을 600∼500℃로 하는 이유는, 체류 온도가 600℃을 초과하면, 오스테나이트가 페라이트 변태할 때, 페라이트의 핵 생성이 드문드문 생기기 때문에, 마르텐사이트의 최근접 입자 간격이 소정의 범위를 초과하기 때문이며, 한편, 500℃ 미만에서는, 오스테나이트가 베이나이트 변태하기 때문에, 오스테나이트가 베이나이트로 분단된 분산 상태가 되어, 2차 냉각 후에 얻어지는 마르텐사이트의 최근접 입자 간격이 소정의 범위를 밑돌기(下回) 때문이다.

또한, 상기 온도 영역에서의 체류 시간을 30∼300초 동안으로 하는 이유는, 상기 시간으로 함으로써, 오스테나이트로부터의 페라이트 핵의 생성이 균일 미세하게 생기고, 오스테나이트가 등방적(等方的)으로 수축하여 페라이트 기지 중에 균일하게 분산하게 된다. 따라서, 이 상태에서, 2차 냉각하여, 오스테나이트를 마르텐사이트 변태시킴으로써, 본 발명이 소망하는 마르텐사이트 분율과 마르텐사이트의 최근접 입자 간격을 얻을 수 있기 때문이다. 그러나 상기 온도 영역의 체류 시간이 30초 미만에서는, 오스테나이트의 페라이트로의 변태가 충분히 진행하지 않아, 그 후의 2차 냉각에서, 면적률로 15%를 초과하는 마르텐사이트가 생성되기 때문에, 원하는 고항복비가 얻어지지 않는다. 한편, 상기 온도 영역의 체류 시간이 300초를 초과하면, 오스테나이트의 분해가 과도하게 진행되기 때문에, 그 후의 2차 냉각에서, 원하는 마르텐사이트 분율을 확보할 수 없게 되어, 내시효성이 저하하기 때문이다. 바람직하게는 45∼180초 범위이다. 또한, 상기 온도 영역에서의 체류 시간이란, 냉각 중에 강판이 600∼500℃ 사이에 체류해 있는 합계 시간이며, 냉각 중, 온도 유지 중을 불문한다.

2차 냉각

상기 600∼500℃의 온도 영역에서 30∼300초 동안 체류한 강판은, 그 후, 상기 체류에 의해 페라이트 기지 중에 균일 미세하게 분산시킨 오스테나이트를 마르텐사이트 변태시켜, 소정 분율의 마르텐사이트가 소정의 최근접 입자 간격을 가지고 페라이트 기지 중에 균일 미세하게 분산된 강판 조직으로 하기 위해서, 상기 체류 온도로부터 2차 냉각을 행할 필요가 있다. 상기 2차 냉각의 종점 온도는, 생성된 마르텐사이트에 소려(燒戾)가 일어나지 않는 100℃ 이하의 온도로 하는 것이 바람직하다.

상기 2차 냉각에서의 평균 냉각 속도는, 2차 냉각까지의 동안에, 오스테나이트 중에는 C나 Mn이 농화해 있어, 오스테나이트의 열적 안정성은 매우 높으므로, 특별히 규정하지 않지만, 5∼100℃/s 범위로 하는 것이 바람직하다. 평균 냉각 속도가 5℃/s 미만에서는, 오스테나이트가 베이나이트 변태하여 소정의 마르텐사이트 분율을 얻을 수 없는 경우가 있다. 한편, 평균 냉각 속도를 100℃/s 초과로 하는 데에는, 대폭적인 설비 투자가 필요하게 되어, 바람직하지 않기 때문이다.

또한, 상기 2차 냉각의 냉각 수단은, 가스 제트 냉각이나 롤 냉각, 미스트 냉각, 기수 냉각, 수랭, 또는, 이들의 조합 등을 이용할 수 있으며, 특별히 한정되지 않는다.

다만, 상기 2차 냉각을 행하는 타이밍은, 목적으로 하는 제품판이, 냉연 강판, 전기 아연 도금 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판 중 어느 쪽인가에 따라 다르다.

<냉연 강판, 전기 아연 도금 강판인 경우>

제품판이 냉연 강판 CR인 경우에는, 상기 600∼500℃의 온도 영역에서 30∼300초 동안 체류한 후, 바로 2차 냉각한다. 또한, 제품판이 전기 아연 도금 강판 GE인 경우에는, 상기 600∼500℃의 온도 영역에서 30∼300초 동안 체류하고, 바로 2차 냉각한 후, 전기 아연 도금한다.

<용융 아연 도금 강판인 경우>

제품판이 용융 아연 도금 강판 GI인 경우에는, 상기 600∼500℃의 온도 영역에서 30∼300초 동안 체류한 후, 460∼500℃의 온도로 유지된 용융 아연 도금조에 도입하여 용융 아연 도금을 실시한 후, 2차 냉각한다.

<합금화 용융 아연 도금 강판인 경우>

제품판이 합금화 용융 아연 도금 강판인 경우에는, 상기 600∼500℃의 온도 영역에서 30∼300초 동안 체류한 후, 460∼500℃의 온도로 유지된 용융 아연 도금조에 도입하여 용융 아연 도금하고, 합금화 처리를 실시한 후, 2차 냉각한다. 상기 합금화 처리는, 450∼560℃의 온도에 5∼30초 동안 유지하는 것이 일반적이다. 유지 온도가 450℃ 미만 및/또는 유지 시간이 5초 미만에서는, 합금화가 충분히 진행되지 않아, 도금 밀착성이나 내식성이 저하한다. 한편, 유지 온도가 560℃ 초과 및/또는 유지 시간이 30초 초과에서는, 합금화가 과도하게 진행되어, 강판을 프레스 성형할 때, 파우더링 등의 문제가 발생할 우려가 있다. 또한, 합금화 처리의 유지 시간은, 상술한 600∼500℃의 온도 영역에서의 체류 시간에는 포함하지 않지만, 합금화 처리 온도가 500℃ 이상인 경우에는, 상기 체류 시간과의 합계가 300초 이하가 되도록 제어하는 것이 바람직하다.

상기와 같이 하여 얻은 냉연 강판이나 아연계 도금 강판은, 또한, 제품판의 형상 교정 등을 목적으로 하여, 신율(伸率)이 0.1∼3.0%인 조질 압연을 실시해도 된다. 신율이 0.1% 미만에서는, 형상 교정을 충분히 할 수 없는 우려가 있다. 한편, 3.0%를 초과하면, 오히려 제품 형상이 악화하는 경우가 있다. 이 때문에, 신율은 0.1∼3.0% 범위로 하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 강판에 대해서, 화성 처리나 유기계 피막 처리 등의 표면 처리, 도장 처리를 더 실시해도 된다.

실시예

표 1에 나타낸 여러 가지 성분조성을 가지는 부호 A∼P의 강 슬래브를, 1250℃의 온도로 1시간 가열한 후, 마무리 압연 종료 온도를 Ar₃점 이상 900℃로 하는 열간 압연하여 판두께 3.2㎜의 열연판으로 하고, 540℃까지 냉각하여 코일로 권취했다. 다음으로, 상기 열연판을 산세하고, 냉간 압연하여 판두께 1.4㎜의 냉연판으로 한 후, 표 2에 나타내는 여러 가지 조건으로 연속 소둔을 실시하여 냉연 강판 CR로 하든지, 연속 소둔 한 후, 용융 아연 도금하여 용융 아연 도금 강판 GI로 하든지, 연속 소둔하고, 용융 아연 도금한 후, 합금화 처리해서 합금화 용융 아연 도금 강판 GA로 했다.

또한, 상기 연속 소둔에서는, 20℃에서부터 균열 온도까지를 평균 승온 속도 4℃/s로 가열했다. 또한, 상기 용융 아연 도금의 욕온(浴溫)은 470℃이고, 그 후의 합금화 처리는, 500℃에서 15초 동안 유지하는 조건으로 했다.

상기와 같이 하여 얻은 냉연 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 각각에 대하여, 신율 0.5%의 조질 압연을 실시해서, No.1∼29의 제품판으로 했다.

상기와 같이 하여 얻은 No.1∼29의 제품판의 판폭 중앙으로부터 시험편을 채취하여, 이하의 방법으로 강판 조직 및 기계적 특성을 평가했다.

<강판 조직>

· 페라이트, 마르텐사이트, 미재결정 페라이트 및 그 외 조직의 면적률:

상기 판폭 중앙으로부터 채취한 시험편에 관해서, 압연방향에 수직인 단면(L 단면)의 강판 표면으로부터 판두께 1/4의 위치를, 5000㎛²의 범위에 걸쳐 SEM으로 관찰하고, ASTM E 562-05에 규정된 포인트 카운트법으로 각 조직의 면적률을 구했다.

· 페라이트 평균 결정립경 d:

상기 5000㎛²의 범위에 걸치는 SEM 관찰 상(像)에서의 관찰 면적과 결정립 수로부터, 원 상당 지름의 페라이트 입경을 구했다.

· 마르텐사이트의 최근접 입자 간격 L:

상기 5000㎛²의 범위에 걸치는 SEM 관찰 상을, 입자 해석 소프트웨어를 사용하여 해석하는 것에 의해 구했다.

<기계적 특성>

· 인장강도 TS 및 항복비 YR:

상기 판폭 중앙으로부터 채취한 시험편으로부터, 압연방향에 대해 수직인 방향(C방향)을 인장방향으로 하는 JIS 5호 인장 시험편을 제작하고, JIS Z 2241에 준거하여 인장 시험을 행하고, 항복 응력 YS, 인장강도 TS를 측정하여, 항복비 YR을 구했다.

· 내시효성:

상기 판폭 중앙에서 채취한 시험편으로부터, 압연방향에 대해 수직인 방향(C방향)을 인장방향으로 하는 JIS 5호 인장 시험편을 제작하고, 50℃에서 90일 동안 유지하는 촉진시효 처리를 실시한 후, JIS Z 2241에 준거하여 인장 시험을 행해서, 항복 신장 YPEl을 측정했다.

· TS 비:

상기 판폭 중앙에서 채취한 시험편으로부터, 압연방향에 대해 수직인 방향(C방향)과 45° 방향(D방향)을 인장방향으로 하는 JIS 5호 인장 시험편을 제작하고, JIS Z 2241에 준거하여 인장 시험해서, 얻어진 C방향의 인장강도 TS_C에 대한 D방향의 인장강도 TS_D의 비(TS_D/TS_C)를 구했다.

상기 측정의 결과를, 표 2 중에 병기했다. 이 표로부터, 이하의 사실을 알 수 있다.

No.1∼10 및 17∼21의 강판은, 강의 성분조성 및 제조 조건(연속 소둔 조건)이 모두 본 발명의 요건을 충족시키고 있기 때문에, 인장강도, 항복비 및 내시효성 모두, 본 발명이 목적으로 하는 특성을 가지고 있다.

이에 대해, No.11∼15의 강판은, 강의 성분조성이 본 발명의 범위 밖이기 때문에, 원하는 강 조직이 얻어지지 않아, 본 발명이 목적으로 하는 고강도가 얻어지지 않는다.

또한, No.16의 강판은, 기계적 특성은 본 발명을 충족시키고 있지만, Si 함유량이 0.60mass%로 본 발명 범위보다 높기 때문에, 표면 품질이 떨어져 있었다.

또한, No.22∼25의 강판은, 연속 소둔에서의 균열 소둔 조건이, 본 발명의 범위 밖이기 때문에, 강판 조직이 본 발명 외가 되어, 목적으로 하는 고강도가 얻어지지 않는다.

또한, No.26의 강판은, 연속 소둔에서의 1차 냉각 속도가 본 발명의 범위보다 늦기 때문에, 원하는 마르텐사이트 분율이 얻어지지 않아, 내시효성이 떨어져 있다.

또한, No.27의 강판은, 연속 소둔에서의 1차 냉각에서 600∼500℃의 온도 영역까지 냉각한 후, 그 온도 영역에 체류하는 시간이 본 발명의 범위보다 짧았기 때문에, 오스테나이트의 페라이트로의 변태가 불충분해져, 마르텐사이트의 분율이 본 발명 범위보다 지나치게 많아졌기 때문에, 항복비가 저하하여, 본 발명이 목적으로 하는 범위가 얻어지지 않는다.

또한, No.28의 강판은, 균열 소둔 후의 1차 냉각에서 600℃까지 15℃/s로 냉각하고, 계속해서 500℃ 미만으로 냉각하며, 500℃ 미만의 온도 영역에 60초 동안 체류하고, 그 후, 합금화 용융 아연 도금 처리했기 때문에, 600∼500℃의 온도 영역의 체류 시간이 10초가 된 예이며, 1차 냉각 후의 600∼500℃의 온도 영역의 체류 시간이 짧기 때문에, 오스테나이트의 페라이트로의 변태가 불충분하고, 또, 베이나이트로의 변태가 지나치게 진행되어, 오스테나이트가 베이나이트에 의해 불균일하게 분단되어 버려서, 소정의 마르텐사이트의 최근접 입자 간격이 얻어지지 않았기 때문에, 뛰어난 내시효성이 얻어지지 않는다.

또한, No.29의 강판은, 연속 소둔에서의 600∼500℃의 온도 영역에서의 체류 시간이 본 발명의 범위보다 길었기 때문에, 오스테나이트의 페라이트로의 변태가 지나치게 진행되어, 마르텐사이트의 분율이 본 발명의 범위보다 적어져 버려서, 뛰어난 내시효성이 얻어지지 않는다.

본 발명의 냉연 강판은, 자동차 차체의 골격용 부재나 내충돌용 부재 등 고강도 부재의 소재로서 적합할 뿐만 아니라, 고강도, 고항복이고 또 뛰어난 내시효성과 인장 특성의 등방성이 요구되는 용도의 소재로서 적합하게 사용할 수 있다.

Claims

C: 0.06∼0.14mass%, Si: 0.50mass% 미만, Mn: 1.6∼2.5mass%, P: 0.10mass% 이하, S: 0.020mass% 이하, Al: 0.01∼0.10mass%, N: 0.010mass% 이하, Nb: 0.080mass% 이하(0mass%를 포함한다), Ti: 0.080mass% 이하(0mass%를 포함한다), 또, Nb와 Ti를 합계로 0.020∼0.080mass% 함유하고, 잔부(殘部)가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분조성을 가지며,
면적률로 페라이트가 85% 이상, 마르텐사이트가 3∼15%, 미재결정(未再結晶) 페라이트가 5% 이하이고, 상기 페라이트의 평균 결정립경(結晶粒徑) d가 2∼8㎛, 상기 페라이트의 평균 결정립경 d에 대한 상기 마르텐사이트의 최근접 입자 간격의 평균값 L(㎛)의 비(L/d)가 0.20∼0.80인 강(鋼) 조직을 가지며, 또,
압연방향에 수직방향의 항복비 YR가 0.68 이상이고, 압연방향에 수직방향의 인장강도 TS_C에 대한 압연방향에 45도 방향의 인장강도 TS_D의 비(TS_D/TS_C)가 0.95 이상인 기계적 특성을 가지는 냉연 강판.
청구항 1에 있어서,
상기 성분조성에 더하여, Cr: 0.3mass% 이하, Mo: 0.3mass% 이하, B: 0.005mass% 이하, Cu: 0.3mass% 이하, Ni: 0.3mass% 이하 및 Sb: 0.3mass% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 냉연 강판.
청구항 1 또는 2에 있어서,
상기 강판의 표면에 아연계 도금층을 가지는 것을 특징으로 하는 냉연 강판.
청구항 3에 있어서,
상기 아연계 도금층은, 용융 아연 도금층인 것을 특징으로 하는 냉연 강판.
청구항 3에 있어서,
상기 아연계 도금층은, 합금화 용융 아연 도금층인 것을 특징으로 하는 냉연 강판.
청구항 3에 있어서,
상기 아연계 도금층은, 전기(電氣) 아연 도금층인 것을 특징으로 하는 냉연 강판.
청구항 1 또는 2에 기재된 성분조성을 가지는 강 소재를 열간 압연하고, 냉간 압연한 강판에, 840∼940℃의 온도에 30∼120초 동안 체류하는 균열(均熱) 소둔한 후, 그 균열 온도로부터 600℃까지 5℃/s 이상으로 냉각하며, 600∼500℃의 온도 영역에 30∼300초 동안 체류하고, 그 후, 2차 냉각하는 연속 소둔을 실시하는 것에 의해,
면적률로 페라이트가 85% 이상, 마르텐사이트가 3∼15%, 미재결정 페라이트가 5% 이하이고, 상기 페라이트의 평균 결정립경 d가 2∼8㎛, 상기 페라이트의 평균 결정립경 d에 대한 상기 마르텐사이트의 최근접 입자 간격의 평균값 L(㎛)의 비(L/d)가 0.20∼0.80인 강 조직과,
압연방향에 수직방향의 항복비 YR가 0.68 이상이고, 압연방향에 수직방향의 인장강도 TS_C에 대한 압연방향에 45도 방향의 인장강도 TS_D의 비(TS_D/TS_C)가 0.95 이상인 기계적 특성을 부여하는 냉연 강판의 제조 방법.
청구항 7에 있어서,
상기 600∼500℃의 온도 영역에 체류한 후, 또, 2차 냉각하기 전에, 강판 표면에 용융 아연 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는 냉연 강판의 제조 방법.
청구항 7에 있어서,
상기 600∼500℃의 온도 영역에 체류한 후, 또, 2차 냉각하기 전에, 강판 표면에 합금화 용융 아연 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는 냉연 강판의 제조 방법.
청구항 7에 있어서,
상기 2차 냉각한 후, 강판 표면에 전기 아연 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는 냉연 강판의 제조 방법.