KR102093057B1 - 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

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Abstract

소정의 성분 조성으로 하는 동시에, 강 조직을, 면적율에서 페라이트:30∼75%, 마텐자이트:15∼40% 및 잔류 오스테나이트:10∼30%인 조직으로 하고, 또한 잔류 오스테나이트의 결정립의 원형도 분포를 계급 범위:0.1×(n-1)초과 0.1×n이하, 계급값:0.1×n(여기서, n은 1∼10까지의 정수)으로 한 히스토그램으로 나타내는 경우에, 잔류 오스테나이트의 결정립의 원형도의 최빈치를 0.6이하로 하는 것에 의해, 인장 강도:900MPa이상의 고강도와 전체 신장:20%이상의 고가공성을 겸비하고, 또한 60%이상의 고항복비를 갖는 고강도 냉연 강판으로 한다.

Description

고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH COLD ROLLED STEEL SHEET AND METHOD OF PRODUCING SAME}
본 발명은 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로서, 특히 고항복비이고 또한 가공성도 우수한 고강도 냉연 강판을 얻고자 하는 것이다.
근래, 고강도와 우수한 가공성을 겸비한 강판으로서, 강판의 강 조직(미세 조직)을 제어한 각종 강판이 개발되고 있다.
예를 들면, 특허문헌 1에는 인장 강도가 1180MPa이상이고, 신장과 신장 플랜지성이 우수한 초고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법이 개시되어 있다.
또, 자동차 부품에는 자동차의 충돌 안전성의 관점에서, 강도에 부가하여, 충돌시에 승무원의 거주 공간을 확보하도록, 용이하게 변형되지 않는 것이 요구되는 것도 있다. 이 때문에, 이러한 자동차 부품에는 고항복비의 강판을 사용하는 것이 요망된다.
이러한 고항복비의 강판으로서, 예를 들면, 특허문헌 2에는 인장 강도가 980MPa이상, 항복비가 70∼80%를 만족시키는 강판 형상 및 형태 동결성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법이 개시되어 있다.
특허문헌 1: 일본국 특허공개공보 제2015-014026호 특허문헌 2: 일본국 특허공개공보 제2014-196557호
그러나, 특허문헌 1에 기재된 강판에서는 항복 강도나 항복비에 대해 하등 고려가 이루어져 있지 않다. 또한, 상기의 강판에서는 반드시 충분한 연성이 얻어지고 있다고는 할 수 없으며, 가공성의 면에도 과제를 남기고 있었다.
또, 특허문헌 2에 기재된 강판에서도, 충분한 연성이 얻어지지 않아, 역시 가공성의 면에 과제를 남기고 있었다.
본 발명은 상기의 현상을 감안해서 개발된 것으로서, 인장 강도:900MPa이상의 고강도와 전체 신장:20%이상의 우수한 가공성을 겸비하고, 또한 항복비:60%이상, 바람직하게는 65%이상의 고항복비의 고강도 냉연 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.
또, 본 발명은 상기의 고강도 냉연 강판의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
그런데, 발명자들은 인장 강도:900MPa이상의 고강도와 전체 신장:20%이상의 우수한 가공성을 겸비하고, 또한 항복비:60%이상의 고항복비의 고강도 냉연 강판을 개발하기 위해 예의 검토를 거듭한 결과, 이하를 지견하였다.
(1) 인장 강도:900MPa이상과 전체 신장:20%이상을 양립하기 위해서는 성분 조성을 적정하게 조정한 후에, 강 조직을, 페라이트, 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트가 각각 적정한 배합 비율이 되는 복합 조직으로 하고, 잔류 오스테나이트에 의한 TRIP 효과를 활용하는 것이 유효하다.
(2) 또, 강판의 기계적 특성, 특히 항복비는 성분 조성이나 강 조직에 있어서의 각 상의 면적율(이하, 조직분율이라고도 함)에 의해서 일의적으로 정해지는 것은 아니며, 성분 조성이나 조직분율이 대략 동일해도 크게 변경되는 경우가 있다.
(3) 그래서, 각 상의 조직 형태에 주목하고, 전계 방출형 주사 전자 현미경(FE-SEM)을 이용하여 강 조직의 상세한 관찰·해석을 실행한 결과, 잔류 오스테나이트의 형태, 특히 잔류 오스테나이트의 결정립의 원형도가 강판의 항복비에 영향을 주고 있고, 이 잔류 오스테나이트의 결정립의 원형도를 적정하게 제어하는 것에 의해서, 원하는 강판의 항복비를 얻는 것이 가능하게 된다.
(4) 또, 특히 열간 압연 후의 권취 온도와 냉각 조건을 조정하는 것에 의해, 소둔 처리 전의 열연판 조직을 베이나이트 또는 마텐자이트 조직으로 하고, 그 후, 페라이트와 오스테나이트의 2상역에 있어서 소둔을 실행하여, 소정의 조건에서 과시효 처리를 실행하는 것에 의해, 최종 조직에 있어서의 잔류 오스테나이트의 결정립의 원형도를 적정하게 제어할 수 있다.
본 발명은 상기의 지견에 의거하여, 또한 검토를 가한 끝에 완성된 것이다.
즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.
1. 질량%로, C:0.15∼0.35%, Si：1.0∼2.0%, Mn：1.8∼3.5%, P:0.020%이하, S:0.0040%이하, Al：0.01∼0.1% 및 N:0.01%이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 면적율에서, 페라이트:30∼75%, 마텐자이트:15∼40% 및 잔류 오스테나이트:10∼30%의 범위인 강 조직을 갖고, 또, 상기 잔류 오스테나이트의 결정립의 원형도 분포를, 계급 범위:0.1×(n-1)초과 0.1×n이하, 계급값:0.1×n(여기서, n은 1∼10까지의 정수)로 한 히스토그램으로 나타내는 경우에, 상기 잔류 오스테나이트의 결정립의 원형도의 최빈치가 0.6이하인 고강도 냉연 강판; 여기서, 잔류 오스테나이트의 각 결정립의 원형도는 다음식에 의해 구한 것이고, 원형도 = 4πS/L2 여기서, S는 잔류 오스테나이트의 결정립의 면적, L은 잔류 오스테나이트의 결정립의 둘레 길이이다.
2. 표면에 아연 도금층을 갖는 상기 1에 기재된 고강도 냉연 강판.
3. 질량%로, C:0.15∼0.35%, Si：1.0∼2.0%, Mn：1.8∼3.5%, P:0.020%이하, S:0.0040%이하, Al：0.01∼0.1% 및 N:0.01%이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 강 슬래브를, 1100℃이상 1200℃이하로 가열한 후, 상기 강 슬래브에 마무리 압연 출측 온도:850℃이상 950℃이하에서 열간 압연을 실시하여 열연판으로 하고, 상기 열연판을, 상기 마무리 압연 출측 온도에서 700℃까지의 온도역에 있어서의 냉각 속도를 50℃/s이상으로 해서 냉각하고, 상기 열연판을 300℃이상 550℃미만에서 권취하고, 권취후에 수냉을 실시하여 100℃이하까지 냉각하고, 산세를 실행한 후, 상기 열연판에 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 하고, 상기 냉연판을 730℃이상 820℃이하에서 소둔한 후, 300℃이상 500℃이하의 온도역으로 냉각하고, 상기 냉연판을 해당 300℃이상 500℃이하의 온도역에서 100s 이상 1000s 이하 유지하는 과시효 처리를 실시하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
4. 상기 과시효 처리 후에 아연 도금 처리를 실행하는 상기 3에 기재된 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
본 발명에 따르면, 인장 강도:900MPa이상의 고강도와 전체 신장:20%이상의 우수한 가공성을 겸비하고, 또한 항복비:60%이상의 고항복비의 고강도 냉연 강판을 얻을 수 있다.
또, 이러한 고강도 냉연 강판을 소정의 자동차 부품에 적용하는 것에 의해, 충돌시에 승무원의 거주 공간을 확보하면서, 차체 경량화에 의한 연비 개선을 도모하는 것이 가능하게 되므로, 산업적인 이용 가치는 극히 크다.
도 1은 잔류 오스테나이트의 결정립의 원형도 분포를 나타내는 히스토그램의 일예를 나타내는 도면이다.
도 2의 (a)는 강 조직을 FE-SEM에 의해 관찰한 경우에 얻어지는 2차 전자상의 일예를 나타내는 도면이고, (b)는 강 조직을 EBSD에 의해 관찰하고, 소정의 PC 소프트에 의해 해석하여 얻어지는 화상의 일예를 나타내는 도면이다.
도 3은 실시예의 강판 No.4의 강 조직을, FE-SEM에 의해, 가속 전압:15kV, Everhart-Thronley(ET) 검출기를 이용해서 관찰했을 때에 얻어진 2차 전자상이다.
도 4는 실시예의 강판 No.2의 강 조직을 나타내는 FE-SEM상((a) 가속 전압:15kV, 배율:2000배로 관찰한 2차 전자상, (b) 가속 전압:1kV, 배율:5000배로 관찰한 2차 전자상)이다.
이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다.
우선, 본 발명의 고강도 냉연 강판에 있어서의 성분 조성의 한정 이유를 이하에 설명한다. 또한, 성분 조성에 있어서의 단위는 모두 「질량%」이지만, 이하, 특히 단정하지 않는 한 단지 「%」로 나타낸다.
C:0.15∼0.35%
C는 강판의 고강도화에도 기여하는 동시에, 잔류 오스테나이트를 얻기 위해 중요한 원소이다. 본 발명의 강판을 제조함에 있어서는 소둔 후의 과시효 처리시에 페라이트 변태가 진행한다. 여기서, 페라이트는 C를 거의 고용하지 않으므로, 미변태 오스테나이트에 C가 농화되고, 오스테나이트가 안정화된다. 그 결과, 최종 조직에 있어서 잔류 오스테나이트가 얻어지고, 신장을 향상시킨다. 또, C의 농화가 불충분한 일부의 오스테나이트는 마텐자이트 변태하고, C를 과포화로 고용한 경질 상(마텐자이트)으로 되어 강도의 향상에 기여한다. 여기에, C량이 0.15%미만에서는 충분한 강도를 얻을 수 없다. 한편, C량이 0.35%를 넘으면, 용접성의 열화가 현저하게 된다. 따라서, C량은 0.15∼0.35%의 범위로 한다. 바람직하게는 0.15%이상이다. 바람직하게는 0.28%이하이다.
Si：1.0∼2.0%
Si는 과시효시의 시멘타이트 생성을 억제하고, 충분한 양의 잔류 오스테나이트를 얻기 위해 중요한 원소이다. 그러나, Si량이 1.0%미만에서는 상기의 효과를 얻을 수 없다. 한편, Si량이 2.0%를 넘으면, 열간 압연 및 소둔시의 표면 산화가 현저하게 되고, 외관 및 도금성에 악영향을 미친다. 따라서, Si량은 1.0∼2.0%의 범위로 한다. 바람직하게는 1.2%이상이다. 바람직하게는 1.8%이하이다.
Mn：1.8∼3.5%
Mn은 잔류 오스테나이트를 안정화시키는 효과가 있다. 그러나, Mn량이 1.8%미만에서는 상기의 효과가 작다. 한편, Mn량이 3.5%를 넘으면, 과시효 처리시의 페라이트 변태, 더 나아가서는 잔류 오스테나이트의 생성이 억제되고, 원하는 신장을 얻는 것이 곤란하게 된다. 따라서, Mn량은 1.8∼3.5%의 범위로 한다. 바람직하게는 1.9%이상이다. 바람직하게는 2.5%이하이다.
P:0.020%이하
P는 용접성을 저하시키기 때문에, 극력 적은 것이 바람직하다. 따라서, P량은 0.020%이하로 한다. 바람직하게는 0.015%이하이다.
S:0.0040%이하
S는 개재물을 형성하여 국부 신장을 저하시키기 때문에, 극력 적은 것이 바람직하다. 따라서, S량은 0.0040%이하로 한다. 바람직하게는 0.0020%이하이다.
Al：0.01∼0.1%
Al은 탈산제로서 첨가된다. 그러나, Al량이 0.01%미만에서는 그 효과가 작다. 한편, Al량이 0.1%를 넘으면, 개재물이 형성되고, 국부 신장이 저하한다. 따라서, Al량은 0.01∼0.1%의 범위로 한다. 바람직하게는 0.02%이상이다. 바람직하게는 0.06%이하이다.
N:0.01%이하
N은 왜곡 시효에 영향을 미치는 원소이며, 극력 적은 것이 바람직하다. 따라서, N량은 0.01%이하로 한다. 바람직하게는 0.006%이하이다.
또한, 상기 이외의 성분은 Fe 및 불가피한 불순물이다. 단, 본 발명의 효과를 해치지 않는 범위이면 상기 이외의 성분의 함유를 거부하는 것은 아니다.
다음에, 본 발명의 고강도 냉연 강판의 강 조직에 대해 설명한다.
페라이트의 면적율:30∼75%
페라이트는 연질 상이며 신장의 향상에 기여한다. 여기서, 페라이트의 면적율이 30%미만에서는 마텐자이트가 증가하여 강도가 과도하게 높아지고, 신장이 저하한다. 한편, 페라이트의 면적율이 75%를 넘으면, 마텐자이트의 면적율이 저하하여, 원하는 강도를 확보할 수 없다. 따라서, 페라이트의 면적율은 30∼75%의 범위로 한다. 바람직하게는 40%이상이다. 바람직하게는 70%이하이다.
마텐자이트의 면적율:15∼40%
마텐자이트는 경질 상이며 강도의 향상에 기여한다. 여기서, 마텐자이트의 면적율이 15%미만에서는 원하는 강도를 확보할 수 없다. 한편, 마텐자이트의 면적율이 40%를 넘으면, 강도가 과도하게 높아지고 신장이 저하한다. 따라서, 마텐자이트의 면적율은 15∼40%의 범위로 한다. 바람직하게는 20%이상이다. 바람직하게는 35%이하이다.
잔류 오스테나이트의 면적율:10∼30%
잔류 오스테나이트는 TRIP 효과를 통해 신장의 향상에 크게 기여한다. 여기서, 잔류 오스테나이트의 면적율이 10%미만에서는 원하는 신장을 얻을 수 없다. 한편, 잔류 오스테나이트의 면적율이 증가함에 따라, 잔류 오스테나이트 중의 C농도가 낮아져 잔류 오스테나이트의 안정도가 저하한다. 이 때문에, 면적율에서 30%초과의 잔류 오스테나이트를 공업적으로 얻기 위해서는 제어가 곤란하다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 면적율은 10∼30%의 범위로 한다. 바람직하게는 12%이상이다. 바람직하게는 28%이하이다.
또한, 강 조직은 기본적으로 상기한 페라이트, 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트에 의해 구성되지만, 시멘타이트 등의 탄화물이나 TiN 등의 개재물이 미량이면 포함되어 있어도 좋고, 이들 합계의 면적율이 1%이하이면 허용할 수 있다.
잔류 오스테나이트의 결정립의 원형도의 최빈치:0.6이하
전술한 바와 같이, 잔류 오스테나이트의 결정립의 원형도는 강판의 항복비에 영향을 미치고, 이 잔류 오스테나이트의 결정립의 원형도의 최빈치를 0.6이하로 제어하는 것에 의해서, 원하는 항복비:60%이상, 바람직하게는 65%이상의 고항복비를 얻는 것이 가능하게 된다.
여기서, 잔류 오스테나이트의 결정립의 원형도가 강판의 항복비에 영향을 미치는 메커니즘에 대해서는 반드시 명백하지는 않지만, 발명자들은 조직 형태에 의해 미시적인 응력 분배가 변화하기 때문으로 생각하고 있다.
즉, 잔류 오스테나이트의 결정립의 원형도(이하, 단지 원형도라고도 함)의 최빈치가 작아지면, 잔류 오스테나이트의 결정립의 대부분은 가늘고 길게 연장된 형상으로 된다. 강판에 인장 하중을 부가한 경우, 잔류 오스테나이트의 결정립의 형상이 인장 방향에 대해 어떠한 방향으로 연장되어 있는지로, 응력의 부가 방법이 다른 것으로 된다. 이러한 경우, 가늘고 길게 연장한 형상으로 된 잔류 오스테나이트의 결정립은 응력이 가해져도 TRIP 현상을 일으키지 않고, 그 응력을 페라이트 또는 마텐자이트가 담당하게 된다. TRIP 현상은 부가역인 소성 변형이기 때문에, TRIP 현상이 일어나면 항복한다. 그러나, 페라이트 및 마텐자이트는 응력이 가해지면 탄성 변형하기 때문에 항복하지 않고, 항복비를 높이는 측으로 작용한다. 이 때문에, 잔류 오스테나이트의 결정립의 원형도의 최빈치가 작아지면, 강판의 항복비가 상승한다. 한편, 잔류 오스테나이트의 결정립의 원형도의 최빈치가 커지면, 강 중의 대부분의 잔류 오스테나이트에 있어서 TRIP 현상이 발생하고, 그 결과, 항복비가 저하하는 것으로 생각하고 있다.
또한, 여기서 말하는 잔류 오스테나이트의 결정립의 원형도의 최빈치는 도 1에 나타내는 바와 같이, 잔류 오스테나이트의 결정립의 원형도 분포를 계급 범위:0.1×(n-1)초과 0.1×n이하, 계급값:0.1×n(여기서, n은 1∼10까지의 정수)로 한 히스토그램으로 나타내는 경우에 있어서의 원형도의 최빈치이다. 또한, 최빈치는 상기의 원형도 분포에 있어서, 도수(결정립의 수)가 최대로 되는 계급값을 의미하는 것이며, 도 1의 경우, 최빈치는 0.5이다.
또, 잔류 오스테나이트의 각 결정립의 원형도는 다음식에 의해 구한 것이다.
원형도=4πS/L2
여기서, S는 잔류 오스테나이트의 결정립의 면적, L은 잔류 오스테나이트의 결정립의 둘레 길이이다.
또한, 강판 중의 잔류 오스테나이트의 결정립의 형상은 다양하기 때문에, 통계적으로 원형도를 판정하기 위해서는 1000개 이상의 잔류 오스테나이트의 결정립의 원형도를 측정하는 것이 바람직하다.
부가하여, 잔류 오스테나이트의 각 결정립의 원형도의 측정은 전계 방출형 주사 전자 현미경(FE-SEM)의 관찰상의 화상 처리에 의해 실행하는 것이 바람직하다.
즉, 강판의 시료 단면을 경면 연마한 후, 적절한 조직 에칭 처리를 실시하고, FE-SEM에 의한 2차 전자상 관찰을 실행하는 것에 의해, 도 2의 (a)에 나타내는 바와 같이, 잔류 오스테나이트의 형태를 고해상도로 관찰할 수 있다. 여기서, 에칭 처리로서는 예를 들면, 나이탈 및 전해 연마 에칭을 이용하면 좋다. 또, 에칭된 영역의 중심부가 아닌 주변부를 FE-SEM의 인렌즈형 검출기 또는 Everhart-Thornley 검출기로 관찰하는 것에 의해, 잔류 오스테나이트만을 항상 페라이트나 마텐자이트보다 어두운 콘트라스트로 관찰할 수 있다. 또한, 이 때의 FE-SEM의 가속 전압은 2kV이하로 하는 것이 바람직하다(또한, 도 2의 (a) 중의 백색 부분은 연마제의 잔류 입자이다.).
또한, 강 조직의 결정상의 판정 방법으로서, SEM에 EBSD(Electron BackScattered Diffraction) 검출기를 부착하고, 관찰한 화상을 PC 소프트에 의해 해석하는 방법이 널리 보급되고 있다. 그러나, EBSD로 관찰한 화상에서는 도 2의 (b)와 같이, 50㎚이하의 크기의 잔류 오스테나이트의 결정립(도 2의 (b) 중의 백색 부분에 상당)의 경계가 애매하고, 장소에 따라서는 정밀도좋게 잔류 오스테나이트의 결정립의 면적 S 및 둘레 길이 L를 구할 수 없다. 한편, 상술한 FE-SEM상에서는 50㎚이하의 잔류 오스테나이트도 고해상도로 관찰 가능하며, 이것에 의해서, 50㎚이하의 크기의 잔류 오스테나이트의 결정립에서도 원형도를 고정밀도로 측정할 수 있다.
또한, FE-SEM의 관찰상의 화상 처리로서는 콘트라스트를 이용한 화상 처리가 용이하고, 예를 들면 프리 소프트의 ImageJ 소프트웨어를 이용하여 화상을 이진화하고, 추출한 잔류 오스테나이트의 결정립의 면적 및 둘레 길이로부터 구한 원형도를 circularity로서 출력할 수 있다.
또, 원형도의 측정 대상으로 하는 잔류 오스테나이트의 결정립은 결정립경(짧은 지름):10㎚이상의 결정립으로 한다. 또한, 원형도의 계급값이 0.6이하로 되는 결정립의 수는 전체의 50%초과로 하는 것이 바람직하다.
다음에, 본 발명의 고강도 냉연 강판의 제조 방법에 대해, 설명한다.
본 발명의 고강도 냉연 강판의 제조 방법은 상기한 성분 조성으로 되는 강 슬래브를 1100℃이상 1200℃이하로 가열한 후, 상기 강 슬래브에 마무리 압연 출측 온도:850℃이상 950℃이하에서 열간 압연을 실시하여 열연판으로 하고, 상기 열연판을, 상기 마무리 압연 출측 온도에서 700℃까지의 온도역에 있어서의 냉각 속도를 50℃/s이상으로 해서 냉각하고, 상기 열연판을 300℃이상 550℃미만에서 권취하고, 권취 후에 수냉을 실시하여 100℃이하까지 냉각하고, 산세를 실행한 후, 상기 열연판에 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 하고, 상기 냉연판을, 730℃이상 820℃이하에서 소둔한 후, 300℃이상 500℃이하로 냉각하고, 다음에, 상기 냉연판을 해당 300℃이상 500℃이하의 온도역에서 100s이상 1000s이하 유지하는 과시효 처리를 실시하는 것이다.
이하, 상기한 제조 조건의 한정 이유에 대해 설명한다.
슬래브 가열 온도:1100℃이상 1200℃이하
슬래브 가열 온도가 1100℃미만에서는 압연 부하가 증대하고, 열간 압연시의 트러블 발생의 위험이 증대하는 등의 문제가 발생한다. 한편, 슬래브 가열 온도가 1200℃를 넘으면, 가열을 위한 에너지 부하가 크고, 또 스케일 로스도 커진다. 이 때문에, 슬래브 가열 온도는 1100℃이상 1200℃이하로 한다.
열간 압연의 마무리 압연 출측 온도:850℃이상 950℃이하
열간 압연의 마무리 압연 출측 온도가 850℃미만에서는 열간 압연시의 변형 저항이 증대한다. 한편, 열간 압연의 마무리 압연 출측 온도가 950℃를 넘으면, 결정립의 조대화를 초래하고, 강도가 저하한다. 따라서, 열간 압연의 마무리 압연 출측 온도는 850℃이상 950℃이하로 한다.
마무리 압연 출측 온도에서 700℃까지의 온도역에 있어서의 냉각 속도:50℃/s이상
열간 압연 후, 마무리 압연 출측 온도에서 700℃까지의 온도역에 있어서의 냉각 속도가 50℃/s미만이 되면, 페라이트 입경이 커지고, 강도가 저하한다. 이 때문에, 마무리 압연 출측 온도에서 700℃까지의 온도역에 있어서의 냉각 속도는 50℃/s이상으로 한다.
권취 온도:300℃이상 550℃미만
열간 압연 후의 열연판의 권취 온도는 강판의 최종 조직에 있어서의 잔류 오스테나이트의 결정립의 원형도를 소정의 범위로 제어하기 때문에, 특히 중요하다. 즉, 잔류 오스테나이트의 결정립의 원형도를 소정의 범위로 제어하여, 원하는 고항복비를 얻기 위해서는 소둔 처리 전의 열연판의 강 조직을 베이나이트 또는 마텐자이트 조직으로 한 후에, 페라이트와 오스테나이트의 2상역에 있어서 소둔을 실행하는 것이 중요하다. 여기서, 권취 온도가 300℃미만에서는 열연판이 극도로 경질화되고, 권취를 실행하는 것이 곤란하게 된다. 한편, 권취 온도가 550℃이상이 되면, 페라이트나 펄라이트 조직이 생성되고, 그 후의 소둔·과시효 처리를 거쳐 얻어지는 잔류 오스테나이트의 결정립에 대해, 원형도가 큰 것이 많아지고, 항복비가 저하한다. 이 때문에, 권취 온도는 300℃이상 550℃미만으로 한다. 또한, 특히 항복비:65%이상의 고항복비를 얻는 관점으로부터는 권취 온도는 바람직하게는 300℃이상, 더욱 바랍직하게는 350℃이상이다. 또, 바람직하게는 450℃이하, 더욱 바람직하게는 420℃이하이다.
권취 후의 냉각 조건:수냉을 실시하여 100℃이하까지 냉각
또, 권취 후의 냉각 조건도 상기한 권취 온도와 함께, 강판의 최종 조직에 있어서의 잔류 오스테나이트의 생성량 및 결정립의 원형도를 소정의 범위로 제어하기 때문에 중요하다. 즉, 강판의 최종 조직에 있어서의 잔류 오스테나이트의 생성량 및 결정립의 원형도를 소정의 범위로 제어하기 위해서는 소둔 처리 전의 열연판의 강 조직을 베이나이트 또는 마텐자이트 조직으로 하는 동시에, 소둔 처리시에, 베이나이트 또는 마텐자이트로부터 상 변태하는 오스테나이트의 핵 생성 장소를 적절히 제어할 필요가 있다.
이 점에서, 권취 후의 냉각을 수냉으로 해서 100℃이하까지 냉각하는 것에 의해, 강 중의 탄소가 베이나이트나 마텐자이트립내에 고용된다. 그리고, 이 베이나이트나 마텐자이트립내에 고용된 탄소가 소둔 처리시에 베이나이트나 마텐자이트의 라스 경계 또는 블록 경계로 확산되고, 미세 조직 내부로부터 오스테나이트 변태가 입계를 따르도록 발생하고, 강판의 최종 조직에 있어서의 잔류 오스테나이트의 생성량 및 결정립의 원형도를 소정의 범위로 제어하는 것이 가능하게 된다.
한편, 냉각을 수냉에 의해 실행하지 않는 경우나, 냉각 정지 온도가 100℃를 넘는 경우에는 탄소의 일부가 구오스테나이트립계에 편석하고, 소둔 처리시에 입계로부터 오스테나이트가 변태하고, 조대한 오스테나이트립을 형성한다. 조대한 오스테나이트립은 탄소량이 적기 때문에, 잔류 오스테나이트가 불안정하게 되고, 더 나아가서는 잔류 오스테나이트의 면적율이 적어져, 연성이 저하한다.
이 때문에, 권취 후의 냉각 조건은 수냉을 실시하여 100℃이하까지 냉각하는 것으로 한다.
상기 열연판을 권취 후, 산세하고, 상기 열연판에 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 한다. 또한, 산세 조건 및 냉간 압연 조건은 특히 한정되지 않으며, 상법에 따르면 좋다.
소둔 온도:730℃이상 820℃이하
다음에, 상기와 같이 해서 얻은 냉연판을 소둔한다. 여기서는 열간 압연 후의 권취시에 형성한 열연판의 베이나이트 또는 마텐자이트 조직으로부터, 페라이트와 오스테나이트의 2상 조직을 형성하고, 소둔을 실행하는 것이 중요하다. 즉, 소둔에 의해, 베이나이트 및 마텐자이트 조직은 전위 밀도가 적은 페라이트 조직으로 되고, 연성 향상에 기여하는 것으로 된다. 또, 이 소둔의 과정에 있어서, 시멘타이트가 베이나이트 및 마텐자이트의 라스 경계 또는 블록 경계를 따르도록 네트워크형상으로 석출되고, 여기로부터 오스테나이트가 핵 생성되어, 결정립계를 따라 오스테나이트가 분산된 조직이 형성된다.
여기서, 소둔 온도가 730℃미만에서는 소둔의 과정에서 생성되는 시멘타이트가 용해되지 않고, 과시효 처리에서 형성되는 마텐자이트 중의 C가 부족하여 강도가 저하한다. 또, 과시효 처리에서 얻어지는 잔류 오스테나이트가 적어지고, 연성이 저하한다. 한편, 소둔 온도가 820℃를 넘으면, 소둔시의 오스테나이트분율이 과잉으로 되어, 서로 연결된다. 이것에 의해, 부정형인 오스테나이트가 형성되고, 과시효 처리에서 얻어지는 잔류 오스테나이트가 적어지며, 연성이 저하한다. 이 때문에, 소둔 온도는 730℃이상 820℃이하로 한다. 바람직하게는 740℃이상이다. 바람직하게는 810℃이하이다.
과시효 처리 조건: 300℃이상 500℃이하의 온도역에서 100초 이상 1000초 이하 유지
상기의 소둔 후, 300℃이상 500℃이하의 온도역으로 냉각하고, 이 온도역에서 100초 이상 1000초 이하 유지하는 과시효 처리를 실시한다.
여기에, 과시효 처리 온도가 300℃미만의 경우, 오스테나이트가 마텐자이트 변태하여 소정량의 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않고, 신장이 저하한다. 한편, 과시효 처리 온도가 500℃를 넘으면, 오스테나이트로부터의 페라이트 변태가 충분히 진행하지 않고, 오스테나이트에의 C농화가 불충분하게 된다. 이 때문에, 소정량의 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않으며, 신장이 저하한다. 따라서, 과시효 처리 온도는 300℃이상 500℃이하로 한다. 바람직하게는 350℃이상이다. 바람직하게는 450℃이하이다.
또, 과시효 처리에서의 유지 시간이 100초 미만에서는 오스테나이트로부터의 페라이트 변태가 충분히 진행하지 않고, 오스테나이트에의 C농화가 불충분하게 되어, 소정량의 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않고, 신장이 저하한다. 한편, 과시효 처리에서의 유지 시간이 1000초를 넘으면, 생산성이 저하한다. 따라서, 과시효 처리에서의 유지 시간은 100초 이상 1000초 이하로 한다. 바람직하게는 120초 이상이다. 바람직하게는 600초 이하이다.
또, 상기의 과시효 처리를 실시해서 얻어진 강판에, 또한 아연 도금 처리를 실시하여, 그 표면에 아연 도금층을 형성해도 좋다. 여기서, 아연 도금 처리로서는 용융 아연 도금 처리나 합금화 용융 아연 도금 처리 및 전기 아연 도금 처리 등을 들 수 있다. 처리 조건에 대해서는 특히 한정되지 않으며, 상법에 따르면 된다.
실시예
표 1에 나타내는 성분 조성을 갖고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 강을 용제하여 강 슬래브로 하였다. 다음에, 표 2에 나타내는 조건으로, 강 슬래브를 가열하여 열간 압연에 의해 열연판으로 하고, 얻어진 열연판을 냉각 후, 권취하고, 그 후, 또한 표 2에 나타내는 냉각 조건으로 100℃이하까지 냉각하였다. 다음에, 염산 산세를 실시하고. 압하율:40∼60%에서 냉간 압연하여 냉연판(두께:0.8∼1.0㎜)으로 한 후, 표 2에 나타내는 조건으로, 소둔 및 과시효 처리를 실행하였다.
[표 1]
Figure 112018076090409-pct00001
[표 2]
Figure 112018076090409-pct00002
그리하여 제조한 강판에 대해, 이하와 같이 해서 조직 관찰 및 인장 시험을 실행하였다. 결과를 표 3에 나타낸다.
(1) 조직 관찰
·페라이트의 면적율
페라이트의 면적율은 제조한 강판으로부터 제작한 시료의 단면을 경면 연마한 후, 나이탈로 부식하고, Carl Zeiss NTS GmbH제 FE-SEM LEO-1530을 이용하여, 시료의 판 두께 1/4위치(표면으로부터 깊이 방향에서 판 두께의 1/4에 상당하는 위치)의 조직 관찰을 실행하는 것에 의해 구하였다.
여기서, 가속 전압은 15kV로 하고, Everhart-Thronley(ET) 검출기를 이용하여, 이차 전자상을 관찰하였다. 또, 상기의 이차 전자상에서는 주위보다 어두운 콘트라스트의 결정립을 페라이트로 하고, 시야 전체에 대해 페라이트가 차지하는 면적율을 구하였다.
또한, 관찰은 배율:5000배에서 10시야 실행하고, 각 시야에서 관찰된 페라이트가 차지하는 면적율의 평균값을 페라이트의 면적율로 하였다.
참고로서, 도 3에, 강판 No.4에 있어서 배율:5000배로 강 조직을 관찰하여 얻어진 이차 전자상의 일예를 나타낸다. 또, 참고로서, 도 4의 (a)에, 강판 No.2에 있어서 배율:2000배로 강 조직을 관찰하여 얻어진 이차 전자상의 일예를 나타낸다.
·잔류 오스테나이트의 면적율
잔류 오스테나이트의 면적율은 제조한 강판으로부터 제작한 시료의 단면을 경면 연마한 후, 메탄올, 부틸셀로솔브 및 과염소산을 체적율에서 10:6:1의 비율로 혼합한 전해액에 의해 전해 연마를 실행하고, Carl Zeiss NTS GmbH제 FE-SEM LEO-1530을 이용하여 시료의 판 두께 1/4 위치의 조직 관찰을 실행하는 것에 의해 구하였다.
여기서, 가속 전압은 1kV로 하고, Everhart-Thornley형 검출기를 이용하여 이차 전자상을 관찰하였다. 또, 상기의 이차 전자상에서는 주위보다 어두운 콘트라스트의 결정립을 잔류 오스테나이트로 하고, 시야 전체에 대해 잔류 오스테나이트가 차지하는 면적율을 구하였다.
또한, 관찰은 배율:5000배로 10시야 실행하고, 각 시야에서 관찰된 잔류 오스테나이트가 차지하는 면적율의 평균값을 잔류 오스테나이트의 면적율로 하였다.
참고로서, 도 4의 (b)에, 강판 No.2에 있어서 배율:5000배로 강 조직을 관찰하여 얻어진 이차 전자상의 일예를 나타낸다.
·마텐자이트의 면적율
마텐자이트의 면적율은 100%에서 상기에서 구한 페라이트의 면적율 및 잔류 오스테나이트의 면적율을 빼는 것에 의해 구하였다.
·잔류 오스테나이트의 결정립의 원형도의 최빈치
잔류 오스테나이트의 면적율을 구할 때에 이용한 시료를 사용하고, Carl Zeiss NTS GmbH제 FE-SEM LEO-1530에 의해 시료의 판 두께 1/4위치의 조직 관찰을 실행하고, 관찰된 잔류 오스테나이트의 결정립의 원형도를 ImageJ 소프트웨어를 이용한 화상 해석에 의해 구하였다.
또, 잔류 오스테나이트의 결정립의 원형도는 시야를 변경하면서 1000개의 결정립에 대해 산출하고, 산출한 잔류 오스테나이트의 결정립의 원형도 분포를 계급 범위:0.1×(n-1)초과 0.1×n이하, 계급값:0.1×n(여기서, n은 1∼10까지의 정수)로 한 히스토그램으로 나타내고, 그 최빈치를 구하였다.
(2) 인장 시험
강판의 압연 방향과 90°의 방향을 긴쪽 방향(인장 방향)으로 하는 JISZ2201에 준거한 JIS5호 시험편을 이용하여, JISZ2241에 준거한 인장 시험을 실행하고, 항복 강도(YS), 인장 강도(TS), 항복비(YR) 및 전체 신장(EL)을 구하였다.
[표 3]
Figure 112018076090409-pct00003
표 3으로부터 본 발명예에서는 모두, 인장 강도:900MPa이상의 고강도와 전체 신장:20%이상의 우수한 가공성이 얻어지고, 더 나아가서는 항복비:60%이상의 고항복비가 얻어지고 있는 것을 알 수 있다.
한편, 비교예에서는 인장 강도, 전체 신장 및 항복비 중의 적어도 1개가 원하는 범위 외로 되었다.

Claims (4)

  1. 질량%로,
    C:0.15∼0.35%,
    Si：1.0∼2.0%,
    Mn：1.8∼3.5%,
    P:0.020%이하,
    S:0.0040%이하,
    Al：0.01∼0.1% 및
    N:0.01%이하
    를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
    면적율에서, 페라이트:30∼75%, 마텐자이트:15∼40% 및 잔류 오스테나이트:10∼30%의 범위인 강 조직을 갖고,
    또, 상기 잔류 오스테나이트의 결정립의 원형도 분포를, 계급 범위:0.1×(n-1)초과 0.1×n이하, 계급값:0.1×n(여기서, n은 1∼10까지의 정수)로 한 히스토그램으로 나타내는 경우에, 상기 잔류 오스테나이트의 결정립의 원형도의 최빈치가 0.6이하이며, 인장강도: 900MPa이상, 전체 신장: 20%이상 및 항복비: 60%이상을 충족하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판:
    여기서, 잔류 오스테나이트의 각 결정립의 원형도는 다음식에 의해 구한 것이고,
    원형도 = 4πS/L2
    여기서, S는 잔류 오스테나이트의 결정립의 면적, L은 잔류 오스테나이트의 결정립의 둘레 길이이다.
  2. 제 1 항에 있어서,
    표면에 아연 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판.
  3. 질량%로,
    C:0.15∼0.35%,
    Si：1.0∼2.0%,
    Mn：1.8∼3.5%,
    P:0.020%이하,
    S:0.0040%이하,
    Al：0.01∼0.1% 및
    N:0.01%이하
    를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 강 슬래브를, 1100℃이상 1200℃이하로 가열한 후, 상기 강 슬래브에 마무리 압연 출측 온도:850℃이상 950℃이하에서 열간 압연을 실시하여 열연판으로 하고,
    상기 열연판을, 상기 마무리 압연 출측 온도에서 700℃까지의 온도역에 있어서의 냉각 속도를 50℃/s이상으로 해서 냉각하고, 상기 열연판을 300℃이상 550℃미만에서 권취하고, 권취후에 수냉을 실시하여 100℃이하까지 냉각하고,
    산세를 실행한 후, 상기 열연판에 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 하고,
    상기 냉연판을 730℃이상 820℃이하에서 소둔한 후, 300℃이상 500℃이하의 온도역으로 냉각하고, 상기 냉연판을 해당 300℃이상 500℃이하의 온도역에서 100s 이상 1000s 이하 유지하는 과시효 처리를 실시하는 것에 의해,
    면적율에서, 페라이트:30∼75%, 마텐자이트:15∼40% 및 잔류 오스테나이트:10∼30%의 범위인 강 조직을 갖고,
    또, 상기 잔류 오스테나이트의 결정립의 원형도 분포를, 계급 범위:0.1×(n-1)초과 0.1×n이하, 계급값:0.1×n(여기서, n은 1∼10까지의 정수)로 한 히스토그램으로 나타내는 경우에, 상기 잔류 오스테나이트의 결정립의 원형도의 최빈치가 0.6이하이며, 인장강도: 900MPa이상, 전체 신장: 20%이상 및 항복비: 60%이상을 충족하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판의 제조방법:
    여기서, 잔류 오스테나이트의 각 결정립의 원형도는 다음 식에 의해 구한 것이고,
    원형도=4πS/L2
    여기서, S는 잔류 오스테나이트의 결정립의 면적, L은 잔류 오스테나이트의 결정립의 둘레 길이이다.
  4. 제 3 항에 있어서,
    상기 과시효 처리 후에 아연 도금 처리를 실행하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
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Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110747391A (zh) * 2019-08-30 2020-02-04 武汉钢铁有限公司 一种具有优良延伸率的冷轧超高强钢及其制备方法
MX2022013660A (es) * 2020-05-11 2022-11-30 Jfe Steel Corp Hoja de acero, miembro, y metodos para fabricar los mismos.
CN114438400B (zh) * 2020-10-30 2022-12-16 宝山钢铁股份有限公司 一种具有高延伸率的980MPa级热镀锌钢板及其制造方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007154283A (ja) 2005-12-07 2007-06-21 Jfe Steel Kk 成形性および形状凍結性に優れる高強度鋼板
JP2011195956A (ja) * 2010-02-26 2011-10-06 Nippon Steel Corp 伸びと穴拡げに優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP2012153957A (ja) 2011-01-27 2012-08-16 Jfe Steel Corp 延性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4062616B2 (ja) * 2002-08-12 2008-03-19 株式会社神戸製鋼所 伸びフランジ性に優れた高強度鋼板
JP4165272B2 (ja) * 2003-03-27 2008-10-15 Ｊｆｅスチール株式会社 疲労特性および穴拡げ性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP4333356B2 (ja) * 2003-12-19 2009-09-16 Ｊｆｅスチール株式会社 冷延鋼板の製造方法
US8460800B2 (en) * 2009-03-31 2013-06-11 Kobe Steel, Ltd. High-strength cold-rolled steel sheet excellent in bending workability
JP5662902B2 (ja) * 2010-11-18 2015-02-04 株式会社神戸製鋼所 成形性に優れた高強度鋼板、温間加工方法、および温間加工された自動車部品
CA2850045C (en) * 2011-09-30 2016-04-12 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Galvanized steel sheet and method of manufacturing the same
JP5454745B2 (ja) * 2011-10-04 2014-03-26 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5764549B2 (ja) * 2012-03-29 2015-08-19 株式会社神戸製鋼所 成形性および形状凍結性に優れた、高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法
JP5860354B2 (ja) * 2012-07-12 2016-02-16 株式会社神戸製鋼所 降伏強度と成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP6291289B2 (ja) 2013-03-06 2018-03-14 株式会社神戸製鋼所 鋼板形状および形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5862591B2 (ja) * 2013-03-28 2016-02-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP6221424B2 (ja) 2013-07-04 2017-11-01 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
KR101594670B1 (ko) * 2014-05-13 2016-02-17 주식회사 포스코 연성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007154283A (ja) 2005-12-07 2007-06-21 Jfe Steel Kk 成形性および形状凍結性に優れる高強度鋼板
JP2011195956A (ja) * 2010-02-26 2011-10-06 Nippon Steel Corp 伸びと穴拡げに優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP2012153957A (ja) 2011-01-27 2012-08-16 Jfe Steel Corp 延性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法

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