KR20020019124A - 변형시효 경화특성을 갖는 냉연강판 및 아연도금강판, 및이들의 제조방법 - Google Patents

변형시효 경화특성을 갖는 냉연강판 및 아연도금강판, 및이들의 제조방법 Download PDF

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에모또 간지
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Abstract

본 발명의 목적은 프레스 성형시에 우수한 딥드로잉성을 유지하면서 프레스성형-열처리에 의해 인장강도가 효과적으로 상승되는 냉연강판 및 합금화 용융아연도금강판을 제공하는 것이다. 구체적으로는, 강조성을 C: 0.01% 미만, Si: 0.005 ∼ 1.0%, Mn: 0.01 ∼ 1.0%, Nb: 0.005 ∼ 0.050%, Al: 0.005 ∼ 0.030%, N: 0.005 ∼ 0.040%, B: 0.0005 ∼ 0.0015%, P: 0.05% 이하 및 S: 0.01% 이하를 만족시키고, 또한 다음 식 (1), (2)
N% ≥0.0015 + 14/93ㆍNb% + 14/27ㆍAl% + 14/11ㆍB% (1)
C% ≤12/93ㆍNb% (2)
를 만족시키는 범위에서 함유하고, 잔부는 실질적으로 Fe 의 조성으로 조정한다.

Description

변형시효 경화특성을 갖는 냉연강판 및 아연도금강판, 및 이들의 제조방법 {COLD ROLLED STEEL SHEET AND GALVANIZED STEEL SHEET HAVING STRAIN AGING HARDENING PROPERTY AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME}
얇은 강판의 프레스성형체의 제조시에는, 프레스성형전은 연질로 프레스성형을 용이하게 해 주고, 프레스성형 후에 경화시켜 부품강도를 높이는 방법으로 200℃ 미만에서 도장베이킹하는 방법이 있고, 이러한 도장베이킹용 강판으로 BH 강판이 개발되었다.
예컨대, 일본 공개특허공보 소 55-141526 호에는 강중의 C, N, Al 함유량에 따라 Nb 를 첨가하고, at% 로 Nb/(고용 C + 고용 N) 를 특정 범위내로 제한함과 동시에, 소둔 후의 냉각속도를 제어함으로써, 강판중의 고용 C, 고용 N 을 조정하는 방법이, 또 일본 공개특허공보 소 61-45689 호에는 Ti 와 Nb 의 복합첨가에 의해 베이킹경화성을 향상시키는 방법이 개시되어 있다.
그러나, 상기 강판은 딥드로잉성이 우수한 재질로 하기 때문에, 소재강판의 강도가 낮아 구조용 재료로서는 반드시 충분한 것은 아니다.
또, 일본 공개특허공보 평 5-25549 호에는 강에 W, Cr, Mo 를 단독 또는 복합첨가함으로써 베이킹경화성을 향상시키는 방법이 개시되어 있다.
상기 종래기술에서 베이킹경화에 의해 강도가 상승하는 것은 강판중의 미량인 고용 C, 고용 N 의 작용에 의한 것이며, 또 잘 알려져 있는 바와 같이 BH 강판의 경우는 재료의 항복강도만을 상승시키는 것으로 인장강도를 상승시키는 것은 아니다. 따라서, 부품의 변형개시응력을 높이는 효과밖에 없어, 변형개시에서 변형종료까지의 변형 전체 영역에 걸친 변형에 필요로 하는 응력 (성형 후 인장강도) 을 높이는 효과는 충분하다고는 할 수 없었다.
성형 후에 인장강도가 상승하는 냉연강판으로서, 예컨대 일본 공개특허공보 평 10-310847 호에는 200 ∼ 450℃ 의 열처리온도영역에서 인장강도가 60MPa 이상 상승하는 합금화 용융아연도금강판이 개시되어 있다.
이 강판은 질량% 로, C: 0.01 ∼ 0.08%, Mn: 0.01 ∼ 3.0% 를 함유하고, 또한 W, Cr, Mo 의 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0.05 ∼ 3.0% 함유하고, 또 필요에 따라 Ti: 0.005 ∼ 0.1%, Nb: 0.005 ∼ 0.1%, V: 0.005 ∼ 0.1% 의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 조성이 되고, 또한 강의 미크로조직이 페라이트 또는 페라이트주체로 이루어지는 것이다.
그러나, 이 기술은 성형 후의 열처리에 의해 강판중에서 미세한 탄화물을 형성시키고, 프레스시에 부여되는 변형에 대해 전위 (轉位) 를 효과적으로 증식시켜 변형량을 증가시키는 것이기 때문에, 220 ∼ 370℃ 의 온도범위에서 열처리를 실시할 필요가 있어 일반적인 베이킹경화처리온도보다 필요로 되는 열처리온도가 높다는 난점이 있었다.
또한, 요즘의 지구환경문제에서 배출가스규제와 관련하여 자동차에서의 차체중량 경감은 매우 중요한 과제가 되고 있다. 자동차의 차체중량 경감을 위해서는 사용되고 있는 강판의 강도를 증가시켜, 즉 고장력 강판을 적용하여 사용되는 강판을 얇게 하는 것이 유효하다.
얇은 두께의 고장력 강판을 사용한 자동차부품은 그 역할에 따른 특성이 충분히 발휘되어야 한다. 특성은 부품에 따라 다른데, 예컨대 내덴트성, 구부림, 뒤틀림변형에 대한 정적강도, 내피로성, 내충격성 등이 있다. 즉, 자동차부품에 적용되는 고장력 강판은 성형가공 후에 관련되는 특성에도 우수한 것이 필요로 된다. 이들 특성은 성형가공 후의 강판강도에 관계되기 때문에, 박육화를 달성하기 위해서는 사용되는 고장력 강판의 강도하한을 설정할 필요가 있다.
또한, 자동차부품을 만드는 과정에서는 강판에 대해 프레스성형이 실시된다. 프레스성형했을 경우, 강판의 강도가 지나치게 높으면 ① 형상동결성이 열화되는, ② 연성이 저하하고, 성형시에 균열이나 네킹 등의 문제가 발생하는, 또 판두께를 저감시킨 경우에는 ③ 내덴트성 (국부적인 압축하중부하에 의해 발생하는 패임에 대한 내성) 이 열화되는, 등과 같은 문제가 발생하여 자동차 차체에 대한 고장력 강판의 적용확대를 저해하고 있다.
이것을 타개하기 위한 수법으로, 예컨대 외판 패널용 냉연강판은 극저 탄소강을 소재로 하고, 최종적으로 고용상태에서 잔존하는 C 량을 적정범위로 제어한 강판이 알려져 있다. 이런 종류의 강판은 프레스성형시에는 연질로 유지되어 형상동결성, 연성을 확보하고, 프레스성형 후에 실시되는 170℃ ×20 분 정도의 도장베이킹공정에서 발생되는 변형시효 경화현상을 이용한 항복응력의 상승을 얻어 내덴트성을 확보하고자 하는 것이다. 이런 종류의 강판은 프레스성형시에는 C 가 강중에 고용되어 연질인 한편, 프레스성형 후에는 도장베이킹공정에서 프레스성형시에 도입된 전위에 고용 C 가 고착되어 항복응력이 상승된다.
그러나, 이런 종류의 강판은 표면결함이 되는 스트레쳐 스트레인의 발생을 방지하는 관점에서, 변형시효 경화에 의한 항복응력 상승량은 낮게 억제되고 있다. 이로써, 실제로 부품의 경량화에 기여하는 바가 적다는 난점이 있었다.
또한, 외관이 그다지 문제가 되지 않는 용도에 대해서는, 고용 N 을 사용하여 베이킹경화량을 더욱 증가시킨 강판이나, 조직을 페라이트와 마르텐사이트로 이루어지는 복합조직으로 함으로써 베이킹경화성을 보다 한층 더 향상시킨 강판이 제안되고 있다.
예컨대, 일본 공개특허공보 소 60-52528 호에는 C: 0.02 ∼ 0.15%, Mn: 0.8 ∼ 3.5%, P: 0.02 ∼ 0.15%, Al: 0.10% 이하, N: 0.005 ∼ 0.025% 를 함유하는 강을 550℃ 이하의 온도에서 권취하는 열간압연과, 냉연 후의 소둔을 제어냉각열처리로 하는 연성 및 스폿용접성이 모두 양호한 고강도 박강판의 제조방법이 개시되어 있다. 일본 공개특허공보 소 60-52528 호에 기재된 기술로 제조된 강판은, 페라이트와 마르텐사이트를 주체로 하는 저온 변태 생성물상으로 이루어지는 혼합조직을 갖고 연성이 우수함과 동시에, 적극적으로 첨가된 N 에 의한 도장베이킹시의 변형시효를 이용하여 고강도를 얻고자 하는 것이다.
그러나, 일본 공개특허공보 소 60-52528 호에 기재된 기술에서는 변형시효 경화에 의한 항복응력 (YS) 의 증가량은 크지만, 인장강도 (TS) 의 증가량이 적고, 또 항복응력 (YS) 의 증가량도 크게 편차지는 등 기계적 성질의 변동도 크기 때문에, 현상황에서 요망되고 있는 자동차부품의 경량화에 기여할 수 있을 정도의 강판의 박육화를 기대할 수 없다.
또, 일본 특허공보 평 5-24979 호에는 C: 0.08 ∼ 0.20%, Mn: 1.5 ∼ 3.5% 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분조성을 갖고, 조직이 페라이트량 5 % 이하의 균일한 베이나이트 또는 일부 마르텐사이트를 함유하는 베이나이트로 구성된 베이킹경화성 고장력 냉연 박강판이 개시되어 있다. 일본 특허공보 평 5-24979 호에 기재된 냉연강판은 연속소둔 후의 냉각과정에서 400 ∼ 200℃ 의 온도범위를 급냉으로 하고 그 후를 서냉으로 함으로써, 조직을 베이나이트 주체의 조직으로 하여 종래에 없던 높은 베이킹 경화량을 얻고자 하는 것이다.
그러나, 일본 특허공보 평 5-24979 호에 기재된 강판에서는 도장베이킹 후에 항복강도가 상승하여 종래에 없던 높은 베이킹 경량화를 얻을 수 있지만, 인장강도까지는 상승시킬 수 없어 강도부재에 적용했을 경우, 성형 후의 내피로특성, 내충격특성의 향상을 기대할 수 없다. 이로 인해, 내피로특성, 내충격특성 등이 크게 요구되는 용도로의 적용을 할 수 없다는 문제가 남겨져 있다.
또, 일본 특허공보 소 61-12008 호에는 높은 r 값을 갖는 고장력 강판의 제조방법이 개시되어 있는데, 이 제조방법은 극저 C 강을 소재로 하고, 냉간압연 후에 페라이트-오스테나이트 공존영역에서 소둔하는 것에 특징이 있고, 얻어진 강판이 높은 r 값과 높은 도장베이킹 경화성 (BH 성) 을 갖는다고 하지만, 얻어진 BH 량이 고작 60MPa 정도이며, 또 이 강판도 시효 후에 항복점은 상승하지만, TS 의 상승은 없어 적용할 수 있는 부품에 한계가 있다는 문제가 있었다.
또한, 상기한 종래의 강판은 단순한 인장시험에 의한 도장베이킹처리 후의 강도평가에서는 우수하지만, 실제 프레스조건에 따라 소성변형시켰을 때의 강도에 큰 편차가 존재하여 신뢰성이 요구되는 부품에 적용하기에는 반드시 충분하다고는 할 수 없었던 것이다.
프레스성형체의 도장베이킹강판 중에서 열연강판에 관해서는, 예컨대 일본 특허공보 평 8-23048 호에 가공시에는 연질이며, 가공 후의 베이킹도장처리에 의해 피로특성의 개선에 유효한 인장강도를 큰 폭으로 상승시킨 열연강판의 제조방법이 개시되어 있다.
이 기술에서는 C 량을 0.02 ∼ 0.13 질량% 로 하고, N 을 0.0080 ∼ 0.0250질량% 로 다량으로 첨가한 후에, 마무리압연온도 및 권취온도를 제어하여 다량의 고용 N 을 강중에 잔존시키고, 금속조직을 페라이트와 마르텐사이트를 주체로 하는 복합조직으로 함으로써, 성형 후 열처리온도: 170℃ 에서 100MPa 이상의 인장강도 증가가 달성된다는 내용이 개시되어 있다.
또, 일본 공개특허공보 평 10-183301 호에는 강성분 중, 특히 C 와 N 을 C: 0.01 ∼ 0.12 질량%, N: 0.0001 ∼ 0.01 질량% 로 제한함과 동시에, 평균 결정입자직경을 8㎛ 이하로 제어함으로써, 80MPa 이상의 고 BH 량을 확보함과 동시에 AI 량을 45MPa 이하로 억제하는 것이 가능한 베이킹경화성 및 내실온 시효성이 우수한 열연강판이 제시되어 있다.
그러나, 이들 강판은 열연판인 점에서 마무리압연 후의 오스테나이트/페라이트변태에 의해 페라이트의 집합조직이 랜덤화되기 때문에, 높은 r 값을 얻는 것이 곤란하여 충분한 딥드로잉성을 갖고 있다고 말하기 어렵다.
또한, 이들 기술에서 얻은 열연강판을 출발재로 하여 냉간압연 및 재결정소둔을 실시하였더라도, 반드시 열연강판과 동일한 성형-열처리 후의 인장강도 상승이나 80MPa 이상의 고 BH 를 얻을 수 있다고는 할 수 없다. 이것은 강조직이 냉간압연 및 재결정소둔에 의해 열연시와는 다른 미크로조직이 되는 것, 또 냉간압연시에 큰 변형축적이 발생되기 때문에 탄화물, 질화물 또는 탄질화물이 형성되기 쉬워 고용 C 및 고용 N 상태가 변화되기 때문이다.
본 발명은 상기 실상을 감안하여 개발된 것으로 프레스성형시에 우수한 딥드로잉성을 유지하면서, 프레스성형-열처리에 의해 인장강도가 증가하는 변형시효 경화특성이 우수한 냉연강판 및 합금화 용융아연도금강판을, 이들의 유리한 제조방법과 함께 제안하는 것을 목적으로 한다.
또 본 발명에서는, 상기 종래기술의 문제점을 감안하여 TS ×r 값 ≥750MPa 의 우수한 딥드로잉성 및 우수한 변형시효 경화특성 (BH ≥80MPa 또한 ΔTS ≥40MPa) 을 갖는 딥드로잉용 냉연강판 및 용융아연도금강판 (합금화된 것도 포함함) 을, 이들의 유리한 제조방법과 함께 제공하는 것에 있다.
또한, 본 발명에서는, 상기 종래기술의 문제를 해결하고, 고도의 성형성이 요구되는 자동차부품용에 적합한, 연질이며 높은 성형성과 안정된 품질특성을 갖고, 복잡한 형상의 자동차부품으로의 성형이 용이하며, 스프링백, 꼬임, 휨 등의 형상불량, 균열 등의 발생이 없고, 또한 자동차부품에 성형한 후의 열처리로 자동차부품으로 충분한 강도를 얻어 자동차차체의 경량화에 충분히 기여할 수 있는, 1.2 이상이라는 높은 r 값과, 우수한 변형시효 경화특성을 갖는 고장력 냉연강판 및 이들 강판을 공업적으로 염가로, 또한 형상을 흐트리지 않고 제조할 수 있는 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명은 건설부재, 기계구조용 부품 및 자동차의 구조용 부품 등, 구조상의 강도, 특히 변형시의 강도 및/또는 강성이 필요로 되는 부분에 사용되고, 프레스등에 의한 가공성형 후에 강도상승 열처리가 실시되는 성형체의 소재강판으로 적합한, 변형시효 경화특성이 우수한 냉연강판, 전기아연도금강판, 용융아연도금강판, 및 합금화 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.
또, 본 발명에서 「변형시효 경화특성이 우수한」이란, 인장변형 5% 의 예비변형 후, 170℃ 의 온도로 20 분 유지하는 조건에서 시효처리했을 때, 이 시효처리전후의 변형응력 증가량 (BH 량이라고 표기함; BH 량 = 시효처리 후의 항복응력 - 시효처리전의 예비변형응력) 이 80MPa 이상이며, 또한 변형시효처리 (상기 예비변형 + 상기 시효처리) 전후의 인장강도 증가량 (ΔTS 라고 표기함; ΔTS = 시효처리 후의 인장강도 - 예비변형전의 인장강도) 이 40MPa 이상인 것을 의미한다.
도 1 은 강성분 (N% - 14/93ㆍNb% - 14/27ㆍAl% - 14/11ㆍB%) 과 성형 후 인장강도 상승대 (ΔTS) 의 관계를 나타낸 그래프이다.
도 2 는 Nb, B 복합첨가강에서의 B 함유량과 ΔTS 의 관계를 나타낸 그래프이다.
도 3 은 고용 C 가 많은 강 B (종래 강) 와 고용 N 이 많은 강 A (발명 강) 에서, 저온 온도영역에서의 성형 후 열처리에 의한 인장강도 상승대의 차이를 비교하여 나타낸 그래프이다.
도 4 는 상온 시효에 의한 신장율의 저하량 (ΔEl) 과 성형 후 인장강도 상승대 (ΔTS) 에 미치는 결정입자직경 (d) 과 강성분 (N% - 14/93ㆍNb% - 14/27ㆍAl% - 14/11ㆍB%) 의 영향을 나타낸 그래프이다.
도 5 는 TS ×r 값, BH, ΔTS 와 N/(Al + Nb + B) 의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 6 은 TS ×r 값, BH, ΔTS 와 B 량의 관계를 나타내는 그래프이다.
발명을 실시하기 위한 최선의 형태
제 1 본 발명에서 강판의 성분조성을 상기 범위로 한정한 이유에 대해 설명한다.
C: 0.01 질량% 미만
C 는 가능한 한 소량일수록 딥드로잉성이 우수하고, 프레스성형성의 면에서 유리하다. 또, 냉간압연 후의 소둔과정에서 NbC 의 재용해가 진행되어 결정입자내의 고용 C 가 증가하고, 내상온 시효성의 저하를 초래하기 쉽다. 따라서, C 량은 0.01 질량% 미만으로 억제하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0050 질량% 이하이며, 보다 바람직하게는 0.0030 질량% 이하이다.
Si: 0.005 ∼ 1.0 질량%
Si 는 신장율의 저하를 억제하고, 또 강도를 향상시키는 유용성분이지만, 함유량이 0.005 질량% 미만이면 그 첨가효과가 부족한 반면, 1.0 질량% 를 초과하면 표면성상을 악화시켜 연성의 저하를 초래하기 때문에, Si 는 0.005 ∼ 1.0 질량% 의 범위로 한정하였다. 보다 바람직하게는 0.01 ∼ 0.75 질량% 의 범위이다.
Mn: 0.01 ∼ 1.5 질량%
Mn 은 강의 강화성분으로 유용할 뿐만 아니라, MnS 를 형성하여 S 에 의한 취화 (脆化) 를 억제하는 작용이 있지만, 함유량이 0.01 질량% 미만이면 그 첨가효과가 부족한 반면, 1.5 질량% 를 초과하면 표면성상의 악화나 연성의 저하를 초래하기 때문에, Mn 은 0.01 ∼ 1.5 질량% 의 범위에서 함유시키는 것으로 하였다. 보다 바람직하게는 0.10 ∼ 0.75 질량% 이다.
P: 0.10 질량% 이하
P 는 고용강화성분으로 강의 강화에 유효하게 기여하지만, 0.10 질량% 를 초과하여 첨가하면, (FeNb)xP 등의 인화물을 형성하기 때문에 딥드로잉성이 저하된다. 따라서, P 는 0.10 질량% 이하로 한정하였다.
S: 0.01 질량% 이하
S 가 다량으로 함유되면 개재물량이 증대하여 연성의 저하를 초래하기 때문에 S 의 혼입은 극력 피하는 것이 바람직하지만, 0.01 질량% 까지는 허용된다.
Al: 0.005 ∼ 0.30 질량%
Al 은 탈산제로서, 또 탄질화물 형성성분의 수율을 향상시키기 위해 첨가하는데, 함유량이 0.005 질량% 미만에서는 충분한 효과가 없는 반면, 0.030 질량% 를 초과하는 첨가는 강중에 첨가해야하는 N 량의 증대를 초래하여 제강시의 슬래브결함이 발생하기 쉬워진다. 따라서, Al 은 0.005 ∼ 0.030 질량% 의 범위에서 함유시키는 것으로 하였다.
N: 0.005 ∼ 0.040 질량%
N 은 본 발명에서 변형시효 경화특성을 강판에 부여하는 역할을 하는 중요한 원소이다. 그러나, 함유량이 0.005 질량% 미만이면 충분한 변형시효 경화특성을 얻을 수 없는 반면, 0.040 질량% 를 초과하는 다량첨가는 프레스성형성의 저하를 초래한다. 따라서, N 은 0.005 ∼ 0.040 질량% 의 범위에서 함유시키는 것으로 하였다. 또한, 바람직하게는 0.008 ∼ 0.015 질량% 이다.
B: 0.0001 ∼ 0.003 질량%
B 는 Nb 와 복합첨가함으로써, 열연조직 및 냉연재결정조직을 효과적으로 미세화하고, 또 내2차가공 취성을 개선하는 작용이 있다. 그러나, 함유량이 0.0001 질량% 미만에서는 충분한 미세화 효과를 얻을 수 없는 반면, 0.003 질량% 를 초과하면 BN 석출량이 증대할 뿐만 아니라, 슬래브가열단계에서의 용체화에 지장을 초래하게 된다. 따라서, B 는 0.0001 ∼ 0.003 질량% 의 범위에서 함유시키는 것으로 하였다. 또한, 바람직하게는 0.0001 ∼ 0.0015 질량% 이며, 보다바람직하게는 0.0007 ∼ 0.0012 질량% 이다.
Nb: 0.005 ∼ 0.050 질량%
Nb 는, B 와의 복합첨가에 의해 열연조직 및 냉연재결정소둔조직의 미세화에 유효하게 기여하고, 또 고용 C 를 NbC 로 고정시키는 작용이 있다. 또한, Nb 는 NbN 이라는 질화물을 형성하여 냉연재결정소둔조직의 미세화에 기여한다. 그러나, Nb 량이 0.005 질량% 미만이면 고용 C 를 석출고정시키는 것이 곤란할 뿐만 아니라, 열연조직 및 냉연재결정소둔조직의 미세화가 불충분해지는 반면, 0.050 질량% 를 초과하면 연성의 저하를 초래한다. 따라서, Nb 는 0.005 ∼ 0.050 질량% 범위에서 함유시키는 것으로 하였다. 바람직하게는 0.010 ∼ 0.030 질량% 이다.
또, 상술한 바와 같이, Nb 는 고용 C 를 NbC 로 고정시키는 작용이 있다. 또, NbN 이라는 질화물을 형성한다. 마찬가지로, Al 및 B 는 각각 AlN, BN 을 형성한다. 따라서, 고용 N 량을 충분히 확보함과 동시에, 고용 C 를 충분히 저감시키기 위해서는, 다음 식 (1), (2) 의 관계를 만족시키는 것이 중요하다.
N% ≥0.0015 + 14/93ㆍNb% + 14/27ㆍAl% + 14/11ㆍB% (1)
C% ≤0.5ㆍ(12/93)ㆍNb% (2)
또, 본 발명에서 높은 변형시효특성을 얻음과 동시에, 시효열화를 방지하기 위해서는 결정입자직경을 작게 하는 것이 적합하다.
즉, 상기에 게재된 도 4 에 나타낸 바와 같이, 결정입자직경 (d) 을 20㎛ 이하까지 작게 함으로써, (N% - 14/93ㆍNb% - 14/27ㆍAl% - 14/11ㆍB%) ≥0.0015 질량% 로 비교적 다량의 고용 N 을 함유하는 경우에도, ΔEl 을 2.0% 이하까지 억제하는 것이 가능해진다. 또한, 보다 적합하게는 결정입자직경 (d) 을 15㎛ 이하까지 작게 하는 것이 바람직하다. 이것은 도 4 에 나타낸 바와 같이, 결정입자직경 (d) 을 15㎛ 이하까지 작게 하면, ΔEl 을 1.5% 이하까지 억제하는 것이 가능해지기 때문이다.
제 2 본 발명에 의한 제조조건에 대해 서술한다.
상기 바람직한 성분조성이 되는 강을, 전로 등의 공지된 용제방법으로 용제하고, 조괴법 또는 연속주조법으로 강편으로 한다.
이어서, 이 강편을 가열, 균일 가열한 후, 열간압연을 실시하여 열연판으로 한다. 본 발명에서는 열간압연의 가열온도는 특별히 규정하는 것은 아니지만, 딥드로잉성의 향상을 위해서는 고용 C 를 고정시켜 탄화물로서 석출시켜 두는 것이 유리하며, 이를 위해서는 열간압연의 가열온도는 1300℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, 가공성의 더 한층의 향상을 위해서는 1150℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 그러나, 가열온도가 900℃ 미만에서는 가공성의 개선은 포화되고, 반대로 열간압연시의 압연부하가 증대하여 압연트러블이 발생할 위험성이 증대하기 때문에, 가열온도의 하한은 900℃ 로 하는 것이 바람직하다.
이어서, 열간압연에서의 전체 압하율은 70% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이것은, 전체 압하율이 70% 미만에서는 열연판의 결정입자 미세화가 불충분해지기 때문이다. 또, 열간압연에서의 마무리압연은 960 ∼ 650℃ 의 온도영역에서 종료되는 것이 바람직하고, 열간압연 마무리온도는 Ar3변태점 이상의 γ영역이어도, Ar3변태점 이하의 α영역이어도 된다. 열간압연 마무리온도가 960℃ 를 초과하면 열연판의 결정입자가 조대화되어 냉연ㆍ소둔 후의 딥드로잉성이 열화된다. 반면, 650℃ 미만에서는 변형저항이 증대되기 때문에 열연부하의 증대를 초래하여 압연이 곤란해진다.
상기 열간마무리압연종료 후는 즉시 냉각을 개시함으로써, 정상입자 성장을 방지함과 동시에, 냉각과정에서의 AlN 석출을 억제하는 것이 바람직하다.
여기에, 상기 냉각처리조건에 대해서는 특별히 한정되는 것은 아니지만, 냉각개시시간은 마무리압연종료 후, 바람직하게는 1.5 초 이내, 보다 바람직하게는 1.0 초 이내, 더욱 더 바람직하게는 0.5 초 이내로 하는 것이 적합하다. 이것은, 압연종료 후 즉시 냉각하면, 변형이 축적된 상태에서의 과냉도가 커지기 때문에, 보다 많은 페라이트핵이 생성되어 페라이트변태가 촉진됨과 동시에, γ상 중의 고용 N 이 페라이트입자내로 확산되는 것이 억제되어 페라이트입자계에 존재하는 고용 N 량이 증가하기 때문이다.
또, 냉각속도에 대해서는 고용 N 을 확보하기 위해 10℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 특히 열연마무리온도가 Ar3변태점 이상인 경우에는, 냉각속도를 50℃/s 이상으로 하는 것이 고용 N 을 확보하는 점에서 보다 바람직하다.
이어서, 열연판을 코일에 권취한다. 이 권취온도는 고온일수록 탄화물의 조대화에는 유리하지만, 800℃ 를 초과하면 열연판표면에 형성되는 스케일이 두꺼워져 스케일제거작업의 부하가 증대될 뿐만 아니라, 질화물형성이 진행되어 코일길이방향의 고용 N 량의 변동을 초래하는 반면, 권취온도가 400℃ 미만에서는 권취작업이 곤란해지기 때문에, 열연판의 권취온도는 800 ∼ 400℃ 범위로 할 필요가 있다.
이어서, 열연판에 냉간압연을 실시하는데, 이러한 냉간압연에서의 압하율은 60 ∼ 95% 로 할 필요가 있다. 이것은, 냉간압연의 압하율이 60% 미만에서는 높은 r 값을 기대할 수 없는 반면, 95% 를 초과하면 r 값이 오히려 저하되기 때문이다.
상기와 같은 냉간압연이 실시된 냉연판은 다음에 재결정소둔에 제공된다. 소둔방법은 연속소둔이나, 배치소둔의 어느 것이어도 되지만, 연속소둔이 유리하다. 또한, 이 연속소둔은 통상적인 연속소둔라인에서의 처리 또는 연속용융아연도금라인에서의 처리 중 어느 것이어도 된다.
또, 소둔조건은 650℃ 이상, 5 초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이것은, 소둔온도가 650℃ 미만, 소둔조건이 5 초 미만에서는 재결정이 완료되지 않고, 그로 인해 딥드로잉성이 저하되기 때문이다. 딥드로잉성을 보다 향상시키기 위해서는, 800℃ 이상의 페라이트단상영역에서 5 초 이상 소둔하는 것이 바람직하다.
또한 고온의 α+ γ2 상 영역에서의 소둔에 의해 부분적으로 α→γ변태가 발생함으로써 (111) 집합조직이 발달하여 r 값이 향상되는데, α→γ변태가 완전히 진행된 경우는 집합조직이 랜덤화되기 때문에, r 값이 저하되어 딥드로잉성이 저해된다. 또한, 소둔온도의 상한은 900℃ 로 하는 것이 바람직하다. 이것은,소둔온도가 900℃ 를 초과하면 탄화물의 재용해가 진행되어 고용 C 가 과도하게 증가되기 때문에, 지시효성 (deep drawability) 이 저하되기 때문이며, 또 α- γ변태가 발생한 경우는 집합조직이 랜덤화되기 때문에, r 값이 저하되어 딥드로잉성이 손상되기 때문이다.
또한, 상기한 재결정소둔에서의 승온과정에서, 500℃ 로부터 재결정온도까지의 온도영역을 서서히 가열하여 AlN 등을 충분히 석출시킴으로써, 강판의 결정입자직경을 효과적으로 작게 할 수 있다.
여기에, 상기한 바와 같은 제어가열을 실시해야하는 온도영역은, AlN 등이 석출되기 시작하는 500℃ 로부터 재결정온도까지로 한다.
또, 승온속도는 1 ∼ 20℃/s 의 범위로 하는 것이 바람직하다. 이것은 승온속도가 20℃/s 초과에서는 충분한 석출량을 얻을 수 없는 반면, 1℃/s 미만에서는 석출물이 조대화되어 입자성장의 억제효과가 약해지기 때문이다.
또한, 상기와 같은 재결정소둔 후에 추가로 형상교정, 표면조도조정을 위해 10% 이하의 조질압연을 실시해도 된다.
또 재결정소둔에서의 균일 가열 후의 냉각속도는 10 ∼ 50℃/s 로 하는 것이 바람직하다. 이것은 냉각속도가 10℃/s 이하에서는 냉각 중에 입자성장을 발생시켜 결정입자의 조대화가 발생하여 변형시효특성, 및 상온에서의 시효특성이 저하된다. 반면, 50℃/s 이상에서는 고용상태의 N 의 입자계로의 확산을 충분히 발생시키지 않아 상온에서의 시효특성을 저하시킨다. 또한, 바람직하게는 10 ∼ 30℃/s 이다.
상기 재결정소둔에 이어서, 필요에 따라 용융아연도금처리 이어서 가열합금화처리를 실시함으로써 합금화 용융아연도금강판으로 한다.
이러한 용융아연도금처리 및 합금화처리에 대해서는 특별히 한정되지 않고, 종래 공지된 방법에 따라 실시하면 된다.
또한, 합금화 용융아연도금강판으로 한 후, 가공성의 향상이나 가공 후의 외관향상을 위해 조질압연을 실시한 강판 (덜 (dull) 마무리강판, 브라이트마무리강판, 표면에 특정한 조도패턴을 형성한 강판), 표면에 녹방지유, 윤활유 등의 오일막층을 갖는 강판 등, 통상적으로 박강판으로 채용하는 표면처리를 실시한 강판에서, 본 발명의 성분범위이면 본 발명의 효과를 충분히 누릴 수 있다.
이렇게 우수한 딥드로잉성을 가질 뿐만 아니라, 프레스성형-열처리에 의해 인장강도가 증대되는, 변형시효 경화특성이 우수한 냉연강판 및 합금화 용융아연도금강판을 얻을 수 있다.
제 3 본 발명에서 강판의 성분조성을 상기 범위로 한정한 이유에 대해 설명한다.
C: 0.01 질량% 미만
C 는 가능한 한 소량일수록 딥드로잉성이 우수하고, 프레스성형성의 면에서 유리하다. 또, 냉간압연 후의 소둔과정에서 NbC 의 재용해가 진행되어 결정입자내의 고용 C 가 증가하고, 내상온 시효성의 저하를 초래하기 쉽다. 따라서, C 량은 0.01 질량% 미만으로 억제하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0050 질량% 이하이며, 보다 바람직하게는 0.0030 질량% 이하이다. 또한 강도확보와 결정입자 조대화 방지의 관점에서는 C 는 0.0005% 이상 함유시키는 것이 바람직하다.
Si: 0.005 ∼ 1.0 질량%
Si 는 신장율의 저하를 억제하고, 또 강도를 향상시키는 유용성분이지만, 함유량이 0.005 질량% 미만이면 그 첨가효과가 부족한 반면, 1.0 질량% 를 초과하면 표면성상을 악화시켜 연성의 저하를 초래하기 때문에, Si 는 0.005 ∼ 1.0 질량% 의 범위로 한정하였다. 보다 바람직하게는 0.01 ∼ 0.75 질량% 의 범위이다.
Mn: 0.01 ∼ 1.5 질량%
Mn 은 강의 강화성분으로 유용할 뿐만 아니라, MnS 를 형성하여 S 에 의한 취화를 억제하는 작용이 있지만, 함유량이 0.01 질량% 미만이면 그 첨가효과가 부족한 반면, 1.5 질량% 를 초과하면 표면성상의 악화나 연성의 저하를 초래하기 때문에, Mn 은 0.01 ∼ 1.5 질량% 의 범위에서 함유시키는 것으로 하였다. 보다 바람직하게는 0.10 ∼ 0.75 질량% 이다.
P: 0.10 질량% 이하
P 는 고용강화성분으로 강의 강화에 유효하게 기여하지만, 0.10 질량% 를 초과하여 첨가하면, (FeNb)xP 등의 인화물을 형성하기 때문에 딥드로잉성이 저하된다. 따라서, P 는 0.10 질량% 이하로 한정하였다.
S: 0.01 질량% 이하
S 가 다량으로 함유되면 개재물량이 증대하여 연성의 저하를 초래하기 때문에, S 의 혼입은 극력 피하는 것이 바람직하지만, 0.01 질량% 까지는 허용된다.
Al: 0.005 ∼ 0.30 질량%
Al 은 탈산제로서, 또 탄질화물 형성성분의 수율을 향상시키기 위해 첨가하는데, 함유량이 0.005 질량% 미만에서는 충분한 효과가 없는 반면, 0.030 질량% 를 초과하는 첨가는 강중에 첨가해야하는 N 량의 증대를 초래하여 제강시의 슬래브결함이 발생하기 쉬워진다. 따라서, Al 은 0.005 ∼ 0.030 질량% 의 범위에서 함유시키는 것으로 하였다.
N: 0.005 ∼ 0.040 질량%
N 은 본 발명에서 변형시효 경화특성을 강판에 부여하는 역할을 하는 중요한 원소이다. 그러나, 함유량이 0.005 질량% 미만이면 충분한 변형시효 경화특성을 얻을 수 없는 반면, 0.040 질량% 를 초과하는 다량첨가는 프레스성형성의 저하를 초래한다. 따라서, N 은 0.005 ∼ 0.040 질량% 의 범위에서 함유시키는 것으로 하였다. 또한 바람직하게는 0.008 ∼ 0.015 질량% 이다.
B: 0.0001 ∼ 0.003 질량%
B 는 Nb 와 복합첨가함으로써, 열연조직 및 냉연재결정조직을 효과적으로 미세화하고, 또 내2차가공취성을 개선하는 작용이 있다. 그러나, 함유량이 0.0001 질량% 미만에서는 충분한 미세화 효과를 얻을 수 없는 반면, 0.003 질량% 를 초과하면 BN 석출량이 증대할 뿐만 아니라, 슬래브가열단계에서의 용체화에 지장을 초래하게 된다. 따라서, B 는 0.0001 ∼ 0.003 질량% 의 범위에서 함유시키는 것으로 하였다. 또한, 바람직하게는 0.0001 ∼ 0.0015 질량% 이며, 보다 바람직하게는 0.0007 ∼ 0.0012 질량% 이다.
Nb: 0.005 ∼ 0.050%, Ti: 0.005 ∼ 0.070%, V: 0.005 ∼ 0.10%
Nb, Ti, V 는 B 와 복합첨가함으로써, 열연조직 및 냉연재결정소둔조직의 미세화에 유효하게 기여하고, 또 고용 C 를 NbC, TiC, VC 로 하여 석출시키는 작용을 하므로 필요에 따라 B 와 함께 첨가되는데, 각각 0.005% 미만에서는 그 작용이 불충분하다. 반면, Nb 는 0.050% 초과, Ti 는 0.070% 초과, V 는 0.10% 초과에서는 연성의 열화를 초래한다. 따라서, Nb 는 0.005 ∼ 0.050%, Ti 는 0.005 ∼ 0.070%, V 는 0.005 ∼ 0.10% 로 하였다.
또, 상술한 바와 같이, Nb 는 고용 C 를 NbC 로 고정시키는 작용이 있다. 또, NbN 이라는 질화물을 형성한다. 마찬가지로, Al 및 B 는 각각 AlN, BN 을 형성한다. 따라서, 고용 N 량을 충분히 확보함과 동시에, 고용 C 를 충분히 저감시키기 위해서는, 다음 식 (1), (2) 의 관계를 만족시키는 것이 중요하다.
N% ≥0.0015 + 14/93ㆍNb% + 14/27ㆍAl% + 14/11ㆍB% (1)
C% ≤0.5ㆍ(12/93)ㆍNb% (2)
N/Al 또는 N/(Al + Nb + Ti + V + B): 0.30 이상
Al 은 AlN 을 형성하여 고용 N 을 감소시킨다. 고용 N 의 적정량을 확보하기 위해서는 N/Al 을 0.30 이상으로 할 필요가 있다. 또, Nb, Ti, V 또는 B 를 복합첨가할 경우는, 이들도 각각 NbN, TiN, VN, BN 을 형성하여 고용 N 을 감소시키기 때문에, 고용 N 의 적정량을 확보하기 위해서는 N/(Al + Nb + Ti + V + B) 를 0.30 이상으로 할 필요가 있다.
고용 N: 0.0010% 이상
강판의 변형시효 경화특성을 높이기 위해서는 고용 N 이 0.0010% 이상의 함유량으로 존재할 필요가 있다.
여기에서 고용 N 량은 강중의 전체 N 량에서 석출 N 량을 빼서 구하는 것으로 한다. 또한 석출 N 량의 분석법으로는 본 발명자들이 다양한 분석법을 비교검토한 결과에 의하면, 정전위 전해법을 사용한 전해추출분석법에 의해 구하는 것이 유효하다. 또한 추출분석에 사용하는 지철을 용해하는 방법으로 산분해법, 할로겐법 및 전해법이 있다. 이 중에서, 전해법은 탄화물, 질화물 등의 매우 불안정한 석출물을 분해시키지 않고 안정되게 지철만을 용해할 수 있다. 전해액으로는 아세틸ㆍ아세톤계를 사용하여 정전위로 전해한다. 본 발명에서는 정전위 전해법을 사용하여 석출 N 량을 측정한 결과가, 실제의 부품강도와 알맞은 대응을 나타냈다.
이와 같은 점에서, 본 발명에서는 정전위 전해법에 의해 추출한 잔사를 화학분석하여 잔사중의 N 량을 구하고, 이것을 석출 N 량으로 한다.
또한, 보다 높은 BH 및 ΔTS 를 얻기 위해서는 고용 N 량은 0.0015% 이상이 바람직하고, 0.0020% 이상이 보다 바람직하고, 0.0030% 이상이 보다 더 바람직하다.
본 발명의 냉연강판은 상기 조성을 가짐과 동시에 TS ×r 값 ≥750MPa 인 것을 특징으로 하는 변형시효 경화특성이 우수한 딥드로잉용 냉연강판이다.
TS ×r 값이 750MPa 를 하회하는 강판은 구조부재적인 요소를 갖는 부재에 널리 적용할 수 없다. 또, 더욱 적용범위를 넓이기 위해서는 TS ×r 값은850MPa 이상으로 하는 것이 바람직하다.
종래의 도장베이킹처리조건은 170℃ ×20 분이 표준으로 채용되고 있다. 또한, 다량의 고용 N 을 함유하는 본 발명 강판에 5% 이상의 변형이 가해질 경우는, 보다 완만한 (저온측의) 처리에서도 경화가 달성되어, 바꿔말하면 시효조건을 보다 폭넓게 취할 수 있다. 또, 일반적으로 경화량을 얻기 위해서는, 과도한 시효로 경화시키지 않는 한도내에서, 보다 고온에서, 보다 장시간 유지하는 것이 유리하다.
구체적으로 서술하면, 본 발명 강판에서는 예비변형 후에 경화가 현저해지는 가열온도의 하한은 대략 100℃ 이다. 또한, 가열온도가 300℃ 를 초과하면 경화가 한계가 되어 반대로 약간 연화되는 경향이 나타나는 것 외에, 열변형이나 템퍼 칼라의 발생이 현저하게 된다. 또, 유지시간에 대해서는 가열온도 200℃ 정도인 때 대략 30 초 정도 이상으로 하면 충분한 경화가 달성된다. 또한 매우 안정된 경화를 얻기 위해서는 유지시간 60 초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, 20 분을 초과하는 유지에서는 거듭된 경화를 기대할 수 없을 뿐만 아니라, 생산효율도 현저하게 저하하여 실용면에서는 불리하다.
이상의 점에서, 본 발명에서는 시효처리조건으로서 종래의 도장베이킹처리조건의 가열온도인 170℃, 유지시간을 20 분으로 평가하는 것으로 정하였다. 종래의 도장베이킹형 강판에서는 충분한 경화가 달성되지 않는 저온가열ㆍ단시간유지의 시효처리조건하에서도 본 발명 강판에서는 큰 경화가 안정적으로 달성된다. 또한, 가열의 방식은 특별히 제한되지 않고, 통상적인 도장베이킹에 채용되고 있는노에 의한 분위기 가열 외에, 예컨대 유도가열이나, 무산화불꽃, 레이저, 플라즈마 등에 의한 가열 등 중 모두 바람직하게 사용할 수 있다. 또, 강도를 상승시키고자 하는 부분만을 선택적으로 가열해도 된다.
자동차용 부품강도는 외부로부터의 복잡한 응력부하에 저항할 수 있을 필요가 있고, 그로 인해 소재강판에서는 작은 변형영역에서의 강도특성뿐만 아니라, 큰 변형영역에서의 강도특성도 중요해진다. 본 발명자들은 이 점을 감안하여 자동차부품의 소재가 되는 본 발명 강판의 BH 를 80MPa 이상으로 함과 동시에, ΔTS 를 40MPa 이상으로 한다. 또한, 보다 바람직하게는 BH 100MPa 이상, ΔTS 50MPa 이상으로 한다. BH 와 ΔTS 를 보다 크게 하기 위해서는 시효처리시의 가열온도를 보다 고온측에 및/또는 유지시간을 보다 장시간측에 설정하면 된다.
또, 본 발명 강판은 성형가공되지 않는 상태에서는 실온에서 1 년정도 장시간 방치되어도 시효열화 (YS 가 증가하고 또한 El 이 감소하는 현상) 는 발생되지 않는다는 종래에 없는 이점이 갖춰져 있다.
또, 본 발명에서는 상기한 본 발명 냉연강판의 표면에 용융아연도금 또는 합금화 용융아연도금을 실시해도 아무런 문제는 없고, 도금전과 동일한 정도의 TS, BH, ΔTS 를 나타낸다. 또, 용융아연도금 및 합금화 용융아연도금 이외의 도금 종류로서는, 전기아연도금, 전기주석도금, 전기크롬도금, 전기니켈도금 등 모두 바람직하게 적용할 수 있다.
제 4 본 발명에 의한 제조조건에 대해 서술한다.
우선, C: 0.01% 미만, N: 0.0050 ∼ 0.04%, Al: 0.005 ∼ 0.03%, Si: 0.005∼ 1.0%, Mn: 0.01 ∼ 1.5%, P: 0.1% 이하, S: 0.01% 이하를 함유하고, 또한 추가로 B: 0.0001 ∼ 0.003% 와 함께, Nb: 0.005 ∼ 0.050%, Ti: 0.005 ∼ 0.070%, V: 0.005 ∼ 0.10% 중 1 종 또는 2 종 이상을 함유하고, 또한 N/(Al + Nb + Ti + V + B): 0.30 이상이 되는 조성을 갖는 강이 전로 등의 통상 공지된 용제법으로 용제되고, 조괴법 또는 연속주조법으로 응고되어 강소재가 된다.
이 강소재는 가열, 균일 가열 중 열간압연되어 열연판이 된다. 가열온도 (SRT) 가 지나치게 낮으면 가공성의 개선효과가 포화되고, 또한 열간압연시의 압연부하가 증대하여 압연트러블이 발생하거나, 또 고용 N 의 균일화 부족을 초래할 우려가 발생되기 때문에, SRT 는 950℃ 이상이 바람직하다. 또한, 딥드로잉성 향상을 위해서는 고용 C 를 고정시켜 탄화물로 석출시켜 두는 것이 유리하며, 이를 위해서는 SRT 는 1300℃ 이하가 바람직하다. 또한 가공성을 보다 한층 더 향상시키기 위해서는 1150℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
열간압연의 조압연 ∼ 마무리압연의 전체 압하율은 80% 미만이면 열연판의 결정입자 미세화가 불충분해지기 때문에 80% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
조압연온도가 1000℃ 초과이면 γ→α변태입자가 조대화하여 r 값이 저하되고, Ar3미만이면 α입자가 재결정조대화 또는 입자성장함으로써 r 값이 저하되기 때문에, 조압연은 1000℃ 이하 Ar3이상의 온도영역에서 실시하는 것이 바람직하다.
반면, 마무리압연을 Ar3초과인 온도영역에서 종료하면 γ→α변태에 의해 집합조직이 랜덤화되어 우수한 딥드로잉성을 얻을 수 없는 반면, 마무리압연을 600℃ 미만에서 종료해도 보다 한층 더 향상된 딥드로잉성은 기대할 수 없고 압연하중이 증대될 뿐이므로, 마무리압연은 Ar3이하 600℃ 이상의 온도영역에서 실시하는 것이 바람직하다.
또, 마무리압연시 윤활압연을 실시하지 않으면, 롤과 강판사이의 마찰력에 의해 강판표층부에 부가적 전단력이 작용하고, 그 결과 강판표층부에 딥드로잉성에 바람직하지 않은 (110) 방위가 우선적으로 형성되기 때문에, 딥드로잉성이 열화된다. 따라서, 마무리압연은 윤활시키면서 실시하는 것이 바람직하다.
이어서, 열연판은 코일형상으로 권취된다. 또한, 권취공정을 거친 피처리재는 코일이라고도 칭해진다. 열연판의 권취온도 (CT) 는 고온일수록 탄화물의 조대화에는 유리하지만, 800℃ 를 초과하면 열연판표면에 형성되는 스케일이 두꺼워져 스케일제거작업의 부하가 증대되거나, 질화물형성이 진행되어 코일길이방향의 고용 N 량의 변동을 초래하는 반면, 400℃ 미만에서는 권취작업이 곤란해지기 때문에, CT 는 800 ∼ 400℃ 범위로 하는 것이 바람직하다.
이어서, 얻어진 열연판을 연속소둔 또는 배치소둔에 의해 재결정소둔한다. 이 소둔 (열연판소둔) 은 마무리압연으로 실시한 α영역 온간압연에 의해 형성된 압연가공집합조직을 재결정시켜 재결정집합조직을 얻기 위해 실시하는 것이다.
이어서, 열연판은 냉간압연되어 냉연판으로 된다. 냉간압연의 압하율은 60% 미만에서는 높은 r 값을 기대할 수 없는 반면, 95% 를 초과하면 r 값이 오히려 저하되기 때문에 60 ∼ 95% 로 하는 것이 바람직하다.
이어서, 냉연판은 재결정소둔된다. 이 소둔은 연속소둔라인, 연속용융아연도금라인 중 어느 하나로 실시하는 것이 바람직하다. 소둔조건은 소둔온도 650℃ 이상 ×유지시간 5 초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 소둔온도 650℃ 이상, 유지시간 5 초 이상 중 어느 하나가 만족되지 않으면 재결정이 완료되지 않아 딥드로잉성이 저하된다. 또한, 더욱 우수한 딥드로잉성을 얻기 위해서는, 소둔온도 800℃ 이상 ×유지시간 5 초 이상이 바람직하다. 단, 소둔온도가 900℃ 를 초과하면 탄화물의 재용해가 진행되어 고용 C 가 과도하게 증가하기 때문에 지시효성 (내상온 시효성) 이 저하되고, 또한 α→γ변태가 발생된 경우는 집합조직이 랜덤화되어 r 값이 저하되고 딥드로잉성이 손상되기 때문에, 소둔온도는 900℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
또한, 냉연강판을 재결정소둔하여 얻어진 냉연소둔판에는 필요에 따라 용융아연도금, 또는 추가로 합금화처리를 실시하는데, 이 경우 도금처리에서는 재결정소둔 후부터 도금처리전까지의 냉각속도를 5℃/s 이상으로 하고, 용융아연도금할 때의 판온도를 400 ∼ 600℃ 로 하는 것이 바람직하고, 합금화처리에서는 처리온도를 400 ∼ 600℃ 로 하고, 처리시간을 5 ∼ 40 초로 하는 것이 바람직하다.
또한, 재결정소둔 후의 냉연강판 또는 용융아연도금강판은 형상교정, 표면조도조정을 위해 이것을 조질압연해도 된다. 이 조질압연의 압하율은 10% 이하가 바람직하다. 이 압하율이 10% 를 초과하면 r 값이 저하되기 때문이다.
제 5 본 발명의 고장력 냉연강판의 조성한정이유에 대해 설명한다.
C: 0.0015 ∼ 0.025%
C 는 조직을 균일하고도 미세하게 제어하고, 애시큘러 페라이트상을 충분한 양 확보하기 위해, 본 발명에서는 0.0015% 이상 함유할 필요가 있다. 반면, 0.025% 를 초과하면 강판중의 탄화물 분율이 과대해져 연성, r 값 또한 성형성이 현저하게 저하된다. 이와 같은 관점에서, C 는 0.0015 ∼ 0.025% 의 범위내로 한정하였다. 또한, 성형성의 향상이라는 관점에서는 0.020% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.010% 이하이다. 또, 특히 BH 량 및 재질을 안정성시키는 관점에서는, C 함유량은 (12/93) Nb (%) 초과 (여기서, Nb 는 Nb 함유량 (%)) 로 하는 것이 보다 바람직하다.
Si: 1.0% 이하
Si 는 강의 연성을 현저하게 저하시키지 않고 강판을 고강도화시킬 수 있는 유용한 원소로 본 발명에서는 0.005% 이상 함유하는 것이 바람직하고, 특히 고강도가 필요한 경우는 0.10% 이상 함유하는 것이 바람직하다. 반면, Si 는 열간압연시에 변태점을 크게 상승시켜 품질, 형상의 확보를 곤란하게 하거나, 또는 표면성상, 화성처리성 등, 특히 강판표면의 미려성에 악영향을 미치고, 또한 도금성에도 악영향을 미치는 원소로 본 발명에서는 1.0% 이하로 한정하였다. Si 는 1.0% 이하이면 상기한 악영향을 낮게 억제할 수 있다. 또한, 특히 도금강판 표면의 미려성이 요구되는 용도에는 Si 는 0.5% 이하로 하는 것이 바람직하다.
Mn: 2.0% 이하
Mn 은 S 에 의한 열간균열을 방지하는 유효한 원소로, 함유되는 S 량에 따라 첨가하는 것이 바람직하고, 또 Mn 은 결정입자의 미세화에 대해 큰 효과가 있어,첨가하여 재질개선에 이용하는 것이 바람직하다. S 를 안정되게 고정한다는 관점에서 Mn 은 0.1% 이상의 함유가 바람직하다. 또, Mn 은 강판강도를 증가시키는 원소로, 보다 강도가 요구되는 경우에는 0.5% 이상 함유하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.8% 이상이다.
Mn 함유량을 이 레벨까지 높이면 열연조건의 변동에 대한 강판의 기계적 성질, 특히 변형시효 경화특성의 편차가 현저하게 개선된다는 큰 이점이 있다. 그러나, Mn 을 2.0% 초과하여 과도하게 함유하면, 상세한 기구는 불분명하지만 열간변형저항을 증가시키는 경향이 있고, 또 용접성, 용접부 성형성을 열화시키는 경향이 있고, 또한 페라이트의 생성이 현저하게 억제되어 연성이 현저하게 저하되고, 또 r 값이 저감되는 경향이 현저해지기 때문에 Mn 은 2.0% 이하로 한정하였다. 보다 양호한 내식성과 성형성이 요구되는 용도에서는 1.5% 이하로 하는 것이 바람직하다.
P: 0.1% 이하
P 는 강의 고용강화원소로 유용한 원소로 강도증가의 관점에서 0.002% 이상 함유하는 것이 바람직하고, 특히 고강도가 필요한 경우는 보다 바람직하게는 0.02% 이상 함유하는 것이 보다 바람직하다. 반면, 과도하게 함유하면 강을 취화시키고 또한 강판의 신장 플랜지가공성을 악화시킨다. 또, P 는 강중에서 편석되는 경향이 강하기 때문에 그것에 기인한 용접부의 취화를 야기시킨다. 이로 인해, P 는 0.1% 이하로 한정하였다. 또한, 신장 플랜지가공성이나 용접부 인성 (靭性) 이 특히 중요시되는 용도에서는 P 는 0.08% 이하로 하는 것이 바람직하다.보다 바람직하게는 0.06% 이하이다.
S: 0.02% 이하
S 는 강판중에서는 개재물로 존재하여 강판의 연성을 감소시키고, 또한 내식성의 열화를 야기시키는 원소로, 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하고, 본 발명에서는 S 는 0.02% 이하로 한정하였다. 특히, 양호한 가공성이 요구되는 용도에는 S 는 0.015% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, 특히 우수한 신장 플랜지가공성이 요구되는 경우에는 S 는 0.010% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, 상세한 기구는 불분명하지만, 강판의 변형시효 경화특성을 안정되고 높은 레벨로 유지하기 위해서는 S 는 0.008% 이하까지 저감시키는 것이 유효하다.
Al: 0.02% 이하
Al 은 탈산제로 작용하여 강의 청정도를 향상시키고, 또한 강판의 조직을 미세화시키는 원소로, 본 발명에서는 0.001% 이상의 함유가 바람직하다. 본 발명에서는 고용상태의 N 을 강화원소로 이용하지만, 적정범위의 Al 을 함유한 알루미늄킬드강이 Al 을 첨가하지 않는 종래의 림드강에 비해 기계적 성질이 우수하다. 반면, 과잉된 Al 함유는 강판의 표면성상을 악화시키고, 또한 고용상태의 N 을 현저하게 저하시켜 본 발명이 주안으로 하는 매우 큰 변형시효 경화량을 얻는 것이 곤란해진다. 이와 같은 관점에서, 본 발명에서는 Al 은 0.02% 이하로 한정하였다. 또한, 재질의 안정성이라는 관점에서는, Al 은 0.001 ∼ 0.015% 로 하는 것이 보다 바람직하다. 또, Al 함유량의 저감은 결정입자의 조대화로 이어질 우려도 있지만, 본 발명에서는 다른 합금원소를 최적량으로 하는 것과, 소둔조건을최적인 범위로 함으로써 이것을 유효하게 방지하고 있다.
N: 0.0050 ∼ 0.0250%
N 은 고용강화와 변형시효 경화에 의해 강판의 강도를 증가시키는 원소로, 본 발명에서 가장 중요한 원소이다. 또, 본 발명에서는 적정량의 N 을 함유하고, 또한 상기한 바와 같이 Al 함유량을 적정값으로 조정하고, 또한 열연조건, 소둔조건 등의 제조조건을 제어함으로써, 냉연제품 또는 도금제품에서 필요하고도 충분한 고용상태의 N 을 확보한다. 이로써, 고용강화와 변형시효 경화에 의한 강도 (항복응력 및 인장강도) 상승효과가 충분히 발휘되어 인장강도 340MPa 이상, 베이킹경화량 (BH 량) 80MPa 이상, 변형시효처리 전후에서의 인장강도의 증가량 (ΔTS) 40MPa 이상, 이라는 본 발명 강판의 기계적 성질의 목표값을 안정되게 얻을 수 있다. 또, N 은 변태점을 저하시키는 작용을 하여 변태점을 크게 밑도는 압연을 하고자 하지 않는 얇은 물체의 압연 등인 경우에 함유하면 유효하다.
N 이 0.0050% 미만에서는 상기한 강도상승효과가 안정되게 나타나기 어렵다. 반면, N 이 0.0250% 를 초과하면 강판의 내부결함 발생율이 높아짐과 동시에, 연속주조시의 슬래브균열 등이 많이 발생하게 된다. 이로 인해, N 은 0.0050 ∼ 0.0250% 의 범위로 한정하였다. 또한, 제조공정 전체를 고려한 재질의 안정성ㆍ수율향상이라는 관점에서는 N 은 0.0070 ∼ 0.0200%, 보다 바람직하게는 0.0100 ∼ 0.0170% 의 범위로 하는 것이 바람직하다. 또한, 본 발명 범위내의 N 량이면 용접성 등에 대한 악영향은 전혀 없다.
고용상태의 N: 0.0010% 이상
냉연제품에서 충분한 강도가 확보되고, 또한 N 에 의한 변형시효 경화가 유효하게 발휘되기 위해서는 강판중에 고용상태의 N (고용 N 이라고도 함) 이 적어도 0.0010% 이상 존재할 필요가 있다.
여기에서, 고용 N 량은 강중의 전체 N 량에서 석출 N 량을 뺀 값을 고용 N 량으로 한다. 또한 석출 N 량의 분석법으로는, 본 발명자들이 다양한 방법을 비교검토한 결과에 의하면, 정전위 전해법을 사용한 전해추출분석법에 의해 구하는 것이 유효하다. 또한 추출분석에 사용하는 지철을 용해하는 방법으로 산분해법, 할로겐법 및 전해법이 있다. 이 중에서, 전해법은 탄화물, 질화물 등의 매우 불안정한 석출물을 분해시키지 않고 안정되게 지철만을 용해할 수 있다. 전해액으로는 아세틸ㆍ아세톤계를 사용하여 정전위로 전해한다. 본 발명에서는 정전위 전해법을 사용하여 석출 N 량을 측정한 결과가 실제의 재질변화와 알맞은 대응을 나타냈다.
이와 같은 점에서, 본 발명에서는 정전위 전해법에 의해 추출된 잔사를 화학분석하여 잔사중의 N 량을 구하고, 이것을 석출 N 량으로 한다.
또한, 보다 높은 BH 량, ΔTS 가 필요한 경우에는 고용 N 량을 0.0020% 이상, 보다 높은 값을 얻기 위해서는 0.0030% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 고용 N 량의 상한값은 특별히 한정되지 않지만, 전체 N 량이 모두 잔류해도 기계적 성질의 저하는 작다.
N/Al (N 함유량과 Al 함유량의 비): 0.3 이상
제품상태에서 고용 N 을 0.0010% 이상 안정시켜 잔류시키기 위해서는, N 을강력하게 고정시키는 원소인 Al 의 양을 제한할 필요가 있다. 본 발명의 조성범위내의 N 함유량 (0.0050 ∼ 0.0250%) 과 Al 함유량 (0.02% 이하) 의 조합을 광범위하게 변경한 강판에 대해 검토한 결과, N/Al 을 0.3 이상으로 함으로써, 냉연제품 및 도금제품에서의 고용 N 을 안정되게 0.0010% 이상으로 할 수 있음을 알 수 있었다. 이로 인해, N/Al 을 0.3 이상으로 한정하였다. 또한, 변형시효 경화특성을 안정되게 높인다는 관점에서는 N/Al 은 0.6 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.8 이상이다.
Nb: 0.002 ∼ 0.050%
Nb 는 B 와 복합하여 애시큘러 페라이트상을 생성하는 것에 유효하게 작용하고, 본 발명에서는 0.002% 이상의 함유를 필요로 한다. 반면, 0.050% 를 초과하여 함유하면 효과가 포화되고, 또한 열간변형저항이 현저하게 증가하여 열간압연이 곤란해진다. 이로 인해, Nb 는 0.002 ∼ 0.050% 의 범위내로 한정하였다. 또한, 보다 바람직하게는 0.005 ∼ 0.040% 이다.
B: 0.0001 ∼ 0.0050%
B 는 Nb 와 복합하여 애시큘러 페라이트상을 생성하는 데에 유효하게 작용하는 원소로, 본 발명에서는 0.0001% 이상의 함유를 필요로 한다. 반면, 0.0050% 를 초과하여 함유하면, 변형시효 경화특성에 기여하는 고용 N 을 저감시킨다. 이로 인해, B 는 0.0001 ∼ 0.0050% 의 범위내로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.0003 ∼ 0.0030% 이다. 보다 바람직하게는 0.0005 ∼ 0.0030% 이다.
본 발명에서는 상기한 조성에 더 추가하여, 하기 a 군 ∼ c 군;
a 군: Cu, Ni, Cr, Mo 중 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0.1% 이하,
b 군: Ti, V 의 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 1.0% 이하,
c 군: Ca, REM 의 1 종 또는 2 종을 합계로 0.0010 ∼ 0.010%
의 1 군 또는 2 군 이상을 함유하는 것이 바람직하다.
a 군의 원소: Cu, Ni, Cr, Mo 는 모두 강판의 강도상승에 기여하는 원소로, 필요에 따라 선택하여 단독 또는 복합하여 함유할 수 있다. 이와 같은 효과는 Cu, Ni, Cr, Mo 를 각각 0.01% 이상의 함유로 확인된다. 그러나, 함유량이 지나치게 많으면 열간변형저항이 증가하거나, 또 화성처리성이나 광의의 표면처리특성이 악화되고, 또한 용접부가 경화되어 용접부 성형성이 열화된다. 이로 인해, Cu, Ni, Cr, Mo 는 각각 단독으로는 1.0% 이하, 1.0% 이하, 0.5% 이하, 0.2% 이하로 하는 것이 바람직하고, 복합하여 함유하는 경우에는 합계로 1.0% 이하로 하는 것이 바람직하다.
b 군의 원소: Ti, V 는 모두 결정입자의 미세화ㆍ균일화에 기여하는 원소로, 필요에 따라 선택하여 단독 또는 복합하여 함유할 수 있다. 이와 같은 효과는 Ti, V 를 각각 0.005% 이상의 함유로 확인된다. 그러나, 함유량이 지나치게 많으면 열간변형저항이 증가하거나, 또 화성처리성이나 광의의 표면처리특성이 악화된다. 또한 고용 N 을 저감시키는 악영향도 있다. 이로 인해, Ti, V 는 단독으로는 각각 0.1% 이하, 0.1% 이하로 하는 것이 바람직하고, 복합하여 함유하는 경우에는 합계로 0.1% 이하로 하는 것이 바람직하다.
c 군의 원소: Ca, REM 은 모두 개재물의 형태제어에 유용한 원소로, 특히 신장 플랜지성형성의 요구가 있는 경우에는, 단독 또는 복합하여 함유하는 것이 바람직하다. d 군의 원소의 합계로 0.0010% 미만에서는 개재물의 형태제어효과가 부족한 반면, 0.010% 를 초과하면 표면결함의 발생이 현저해진다. 이로 인해, d 군의 원소를 합계로 0.0010 ∼ 0.010% 의 범위로 한정하는 것이 바람직하고, 이로써 표면결함의 발생을 수반하지 않고 신장 플랜지가공성을 개선시킬 수 있다.
본 발명 강판의 조직에 대해 설명한다.
본 발명 강판은 면적율로 5% 이상의 애시큘러 페라이트상과 평균 결정입자직경 20㎛ 이하의 페라이트상으로 이루어지는 조직을 갖는다.
애시큘러 페라이트상의 면적율: 5% 이상
본 발명의 냉연강판은 애시큘러 페라이트상을 면적율로 5% 이상 함유한다. 애시큘러 페라이트상이 5% 이상 존재함으로써 양호한 연성과, 또한 큰 변형시효 경화량을 얻을 수 있다. 상세한 기구는 불분명하지만, 애시큘러 페라이트상의 존재에 의해 시효전의 예비변형 가공시에 변형이 매우 유효하게 내부에 축적되기 때문으로 추정된다. 또한, 애시큘러 페라이트상의 존재는, 상온에서의 시효열화를 개선하고, 상온 비시효성으로 하기 위해서도 유효하다. 또한, 양호한 강도-연성밸런스, 보다 고강도를 얻기 위해서는, 애시큘러 페라이트상의 면적율을 10% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 20% 를 초과하는 다량의 애시큘러 페라이트상의 존재는 r 값의 저하라는 문제가 있다. 이로 인해, 애시큘러 페라이트상의 면적율은 5% 이상, 바람직하게는 10% 이상, 20% 이하이다.
본 발명에서 말하는 애시큘러 페라이트상은, 본 발명의 조성과 같은 극저 탄소강에 특유한 내부에 탄화물을 동반하지 않는 저온 변태상으로, 주로 광학현미경관찰에 의해 통상적인 폴리고날 페라이트와는 명확하게 식별가능하며, 내부의 전위밀도가 높고, 폴리고날 페라이트상보다 경질인 상이다.
광학현미경관찰에 의하면, 애시큘러 페라이트상은 ① 입자계가 불규칙하게 모난 결정입자형상, ② 석출물과 같은 입자계를 따라 존재하는 결정입자형상, ③ 긁힌 상처형상의 모양을 나타내는 결정입자형상 또는 결정입자군형상 (비교적 큰 제 2 상 입자중에 아 (亞) 입자계가 다수 관찰됨) 등 중 어느 하나가 단독 또는 복합하여 분포되는 것으로, 이들은 통상적인 폴리고날 페라이트와는 명확하게 구별할 수 있다. 또한, 입자내의 부식된 색조가 마르텐사이트나 베이나이트와는 달리, 통상적인 폴리고날 페라이트와는 거의 다르지 않은 점에서, 마르텐사이트나 베이나이트 모두 명확하게 구별할 수 있다. 투과형 전자현미경에 의한 관찰에 의하면, 애시큘러 페라이트상은 입자계근방 및/또는 입자내의 전위밀도가 매우 높고, 특히 ③ 의 형태는 전위밀도가 매우 높은 부분과 비교적 낮은 부분이 층형상으로 되어 있다.
본 발명의 냉연강판은 높은 성형성이 요구되는 자동차용 강판을 대상으로 하고, 연성을 확보하기 위해서는 애시큘러 페라이트상 이외의 상은 페라이트상으로 한다. 페라이트상의 면적율이 80% 미만에서는 가공성이 요구되는 자동차용 강판으로 필요한 연성과, 높은 r 값을 확보하는 것이 곤란해진다. 또한, 더욱 양호한 연성이 요구되는 경우는, 페라이트상의 면적율은 80% 이상, 보다 바람직하게는 85% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 본 발명에서 말하는 페라이트는변형이 잔류하고 있지 않는 상태인 소위 폴리고날인 페라이트를 가리키는 것으로 한다.
페라이트상의 평균 결정입자직경: 20㎛ 이하
본 발명에서는 평균 결정입자직경으로, 단면조직사진으로부터 ASTM 에 규정된 구적법에 의해 산출한 값과, 동일 ASTM 에 규정된 절단법에 의해 구한 공칭입자직경 (예컨대 우메모토 외: 열처리, 24 (1984), 334 참조) 중 보다 큰 쪽을 채용한다.
본 발명의 냉연강판에서는, 제품단계에서 소정량의 고용 N 량을 확보하고 있는데, 본 발명자들의 실험ㆍ검토에 의하면 동일한 양의 고용 N 을 갖는 강판이라도 변형시효 경화특성에 편차가 발생하는 경우가 있고, 그 주된 요인의 하나는 결정입자직경임이 판명되었다. 본 발명과 같은 조직에서는 평균 결정입자직경을 적어도 20㎛ 이하, 바람직하게는 15㎛ 이하로 함으로써, 안정되고 높은 BH 량, ΔTS 를 얻을 수 있다. 상세한 기구는 불분명하지만, 결정입자계로의 합금원소의 편석과 석출, 또한 이들에 미치는 가공, 열이력의 영향에 관계하고 있는 것으로 추정된다.
따라서, 변형시효 경화특성의 안정화를 도모하기 위해서는, 페라이트상의 평균 결정입자직경을 20㎛ 이하, 바람직하게는 15㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다.
상기한 조성과 조직을 갖는 본 발명의 냉연강판은 인장강도 (TS) 340MPa 이상으로 대략 590MPa 이하를 갖고, 또한 r 값이 1.2 이상의 높은 r 값과, 우수한 변형시효 경화특성을 갖는 냉연강판이다. TS 가 340MPa 를 하회하는 강판에서는,구조부재적인 요소를 갖는 부재에 널리 적용할 수 없다. 또, 더욱 적용범위를 넓히기 위해 TS 는 400MPa 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또, r 값이 1.2 미만에서는 광범위한 프레스성형부품에 적용할 수 없다. 또한, r 값의 바람직한 범위는 1.3 이상이다.
종래의 도장베이킹처리조건은 170℃ ×20 분이 표준으로 채용되고 있다. 또한, 다량의 고용 N 을 함유하는 본 발명 강판에 5% 이상의 변형이 가해지는 경우는, 보다 완만한 (저온측의) 처리에서도 경화가 달성되어, 바꿔말하면 시효조건을 보다 폭넓게 취할 수 있다. 또, 일반적으로 경화량을 얻기 위해서는, 과도한 시효로 경화시키지 않는 한도내에서, 보다 고온에서, 보다 장시간 유지하는 것이 유리하다.
구체적으로 서술하면, 본 발명 강판에서는 예비변형 후에 경화가 현저해지는 가열온도의 하한은 대략 100℃ 이다. 반면, 가열온도가 300℃ 를 초과하면 경화가 한계가 되어 반대로 거의 연화되는 경향이 나타나는 것 외에, 열변형이나 템퍼칼라의 발생이 현저하게 된다. 또, 유지시간에 대해서는 가열온도가 200℃ 정도일 때 대략 30 초 정도 이상으로 하면 거의 충분한 경화가 달성된다. 또한 매우 안정된 경화를 얻기 위해서는 유지시간 60 초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, 20 분을 초과하는 유지에서는 그 이상의 경화를 기대할 수 없을 뿐만 아니라, 생산효율도 현저하게 저하하여 실용면에서는 불리하다.
이상의 점에서, 본 발명에서는 시효처리조건으로서 종래의 도장베이킹처리조건의 가열온도인 170℃, 유지시간을 20 분으로 평가하는 것으로 정하였다. 종래의 도장베이킹형 강판에서는 충분한 경화가 달성되지 못한 저온가열ㆍ단시간유지의 시효처리조건하에서도 본 발명 강판에서는 큰 경화가 안정적으로 달성된다. 또한, 가열 방식은 특별히 제한되지 않고, 통상적인 도장베이킹에 채용되고 있는 노에 의한 분위기 가열 외에, 예컨대 유도가열이나, 무산화불꽃, 레이저, 플라즈마 등에 의한 가열 등 모두 바람직하게 사용할 수 있다.
자동차용 부품강도는 외부로부터의 복잡한 응력부하에 저항할 수 있을 필요가 있고, 그로 인해 소재강판에서는 작은 변형영역에서의 강도특성뿐만 아니라, 큰 변형영역에서의 강도특성도 중요해진다. 본 발명자들은 이 점을 감안하여 자동차부품의 소재가 되는 본 발명 강판의 BH 량 (비교적 작은 변형영역의 강도특성에 대응) 을 80MPa 이상으로 함과 동시에, ΔTS 량 (비교적 큰 변형영역의 강도특성에 대응) 을 40MPa 이상으로 한다. 또한, 보다 바람직하게는 BH 량 100MPa 이상, ΔTS 50MPa 이상으로 한다. 또, 시효처리시의 가열온도를 보다 고온측에, 및/또는 유지시간을 보다 장시간측에 설정함으로써 BH 량과 ΔTS 를 보다 크게 할 수 있다.
그런데, 본 발명의 효과는 제품 판두께가 비교적 두꺼운 경우에도 발휘될 수 있는데, 제품 판두께가 3.2㎜ 를 초과하는 경우에는 냉연판 소둔공정에서 필요 충분한 냉각속도를 확보할 수 없고, 연속소둔시에 변형시효가 발생하여 제품으로 목표로 하는 변형시효 경화특성이 얻어지기 어려워진다. 따라서, 본 발명 강판의 판두께는 3.2㎜ 이하로 하는 것이 바람직하다.
또, 본 발명에서는 상기한 본 발명 냉연강판의 표면에 전기도금 또는 용융도금을 실시해도 아무런 문제는 없다. 이들 도금강판도 도금전과 동일한 정도의 TS, BH 량, ΔTS 량을 나타낸다. 도금의 종류로는, 전기아연도금, 용융아연도금, 합금화 용융아연도금, 전기주석도금, 전기크롬도금, 전기니켈도금 등 모두 바람직하게 적용할 수 있다.
제 6 본 발명에 의한 강판의 제조방법에 대해 설명한다.
본 발명 강판은 기본적으로 상기한 범위의 조성을 갖는 강슬래브를 가열 후 조압연하여 시트바아로 하고, 이 시트바아에 마무리압연을 실시하고, 마무리압연종료 후 냉각하여 권취열연판으로 하는 열간압연공정과, 이 열연판에 산세정 및 냉간압연을 실시하여 냉연판으로 하는 냉간압연공정과, 이 냉연판에 연속소둔을 실시하는 냉연판소둔공정을 순차적으로 실시함으로써 제조된다.
본 발명의 제조방법에서 사용하는 슬래브는 성분의 마크로한 편석을 방지하기 위해 연속주조법으로 제조하는 것이 바람직하지만, 조괴법, 박슬래브주조법으로 제조해도 된다. 또, 슬래브를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각하고, 그 후 다시 가열하는 종래법에 부가하여, 냉각시키지 않고 온편상태 그대로 가열로에 장입하여 압연하는 직송 압연, 또는 약간의 보열을 실시한 후에 즉시 압연하는 직접 압연 등의 에너지절약 프로세스도 문제없이 적용시킬 수 있다. 특히, 고용상태의 N 을 유효하게 확보하기 위해 직송 압연은 유용한 기술 중 하나이다.
우선, 열간압연공정의 조건한정이유에 대해 설명한다.
슬래브가열온도: 1000℃ 이상
슬래브가열온도는 초기상태로서 필요하고도 충분한 고정 N 량을 확보하고,제품에서의 고용 N 량의 목표값을 만족시키기 위해, 1000℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 산화중량의 증가에 따른 손실의 증대 등의 관점에서 1280℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
상기한 조건에서 가열된 슬래브는 조압연에 의해 시트바아로 된다. 또한 조압연의 조건은 특별히 규정할 필요는 없고, 통상적인 방법에 따라 실시하면 된다. 그러나, 고용 N 량의 확보라는 관점에서는 가능한 한 단시간에 실시하는 것이 바람직하다. 이어서, 시트바아를 마무리압연하여 열연판으로 한다.
또한, 본 발명에서는 조압연과 마무리압연 사이에서 서로 전후하는 시트바아끼리를 접합하고 연속적 압연하는 것이 바람직하다. 접합수단으로는, 압접법, 레이저 용접법, 전자빔 용접법 등을 사용하는 것이 바람직하다.
연속압연함으로써, 코일 (피처리재) 의 선단 및 후단의 소위 압연의 비정상부가 없어져 안정된 열연조건이 코일 (피처리재) 전체 길이 및 전체 폭에 걸쳐 가능해진다. 이것은 열연강판뿐만 아니라, 냉연강판의 단면형상 및 치수를 개선하는 데에 매우 유효하다. 또 압연 후에 핫런테이블위에서 냉각하는 경우에도 항상 장력을 부여할 수 있어 강판형상을 양호하게 유지할 수 있다.
또, 연속압연을 실시함으로써 코일선단을 안정되게 통판할 수 있기 때문에, 통상적인 시트바아마다의 단발압연에서는 통판성 (通板性) 및 물림성의 문제로 적용이 곤란했던 윤활압연을 적용시킬 수 있다. 이로 인해, 압연하중을 저감시킬 수 있음과 동시에 롤의 면압도 저감시킬 수 있어 롤의 수명연장이 가능해진다.
또, 본 발명에서는 조압연과 마무리압연 사이의 마무리압연기 입구측에서 시트바아의 폭방향 단부를 가열하는 시트바아 에지히터, 시트바아의 길이방향 단부를 가열하는 시트바아 히터 중 어느 한쪽 또는 양쪽을 사용하여, 시트바아의 폭방향 및 길이방향의 온도분포를 균일화시키는 것이 바람직하다. 이로써, 강판내의 재질편차를 더욱 작게 할 수 있다. 시트바아 에지히터, 시트바아 히터는 유도가열방식으로 하는 것이 바람직하다.
사용순서는, 우선 시트바아 에지히터에 의해 폭방향의 온도차를 보상하는 것이 바람직하다. 이 때의 가열량은 강조성 등에 의하기도 하지만, 마무리압연 출구측에서의 폭방향 온도분포범위가 대략 20℃ 이하가 되도록 설정하는 것이 바람직하다. 이어서, 시트바아 히터에 의해 길이방향의 온도차를 보상한다. 이 때의 가열량은 길이단부 온도가 중앙부 온도보다 대략 20℃ 정도 높아지도록 설정하는 것이 바람직하다.
마무리압연 출구측온도: 800℃ 이상
마무리압연 출구측온도 (FDT) 는 균일 미세한 열연 모판 조직을 얻기 위해, 800℃ 이상으로 한다. FDT 가 800℃ 를 하회하면 강판의 조직이 불균일해져 일부에 가공조직이 잔류하고, 냉연소둔공정을 거친 후에도 조직의 불균일성이 소멸되지 않고 잔류한다. 이로써, 프레스성형시에 다양한 문제를 발생시킬 위험성이 증대한다. 또, 가공조직의 잔류를 회피하기 위해 높은 권취온도를 채용하면, 조대결정입자가 발생하여 동일한 문제를 발생시킨다. 또, 권취온도를 고온으로 함으로써, 고용 N 량의 현저한 저하가 발생되기 때문에 목표로 하는 340MPa 이상의 인장강도를 얻는 것이 곤란해진다. 이와 같은 점에서, 마무리압연 출구측온도(FDT) 는 800℃ 이상으로 하였다. 또한, 기계적 성질을 향상시키기 위해서는 FDT 를 820℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, r 값 향상의 관점에서, FDT 는 Ac3변태점 이상으로 하는 것이 바람직하다. 특히 FDT 의 상한은 규정되지 않지만, 과도하게 높을 경우에는 스케일 흠 등의 발생이 현저해진다. 또한, FDT 는 대략 1000℃ 정도까지로 하는 것이 바람직하다.
권취온도: 800℃ 이하
권취온도 (CT) 가 저하됨에 따라, 강판강도가 증가되는 경향이 있다. 목표의 인장강도 (TS) 340MPa 이상을 확보하기 위해서는 CT 는 800℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, CT 가 200℃ 미만에서는 강판형상이 흐트러지기 쉬워져 실제 조업상, 문제를 발생시킬 위험성이 높고 재질의 균일성이 저하되는 경향을 나타낸다. 이로 인해, CT 는 200℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 재질의 균일성이 요구되는 경우에는 CT 는 300℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 350℃ 이상이다.
또, 본 발명에서는 마무리압연에서 열간압연하중을 저감시키기 위해 윤활압연을 실시해도 된다. 윤활압연을 실시함으로써 열연판의 형상ㆍ재질이 보다 균일화된다는 효과가 있다. 또한, 윤활압연시의 마찰계수는 0.25 ∼ 0.10 의 범위로 하는 것이 바람직하다. 또, 윤활압연과 연속압연을 조합함으로써 더욱 열간압연의 조업이 안정된다.
상기 열간압연공정이 실시된 열연판은, 이어서 냉간압연공정에 의해 산세정및 냉간압연이 실시되어 냉연판이 된다.
산세정의 조건은 통상 공지된 조건이면 되고, 특별히 한정되지 않는다. 또한, 열연판의 스케일이 매우 얇은 경우에는 산세정을 실시하지 않고 즉시 냉간압연을 실시해도 된다.
또, 냉간압연조건은 통상 공지된 조건이면 되고, 특별히 한정되지 않는다. 또한, 조직의 균일성 확보라는 관점에서 냉간압하율은 60% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이어서, 냉연판 소둔공정의 조건한정이유에 대해 설명한다.
냉연판은 이어서 연속소둔-냉각으로 이루어지는 냉연판소둔공정이 실시된다.
연속소둔온도: 페라이트-오스테나이트 2 상 공존영역내의 온도
페라이트-오스테나이트 2 상 공존영역내의 온도에서 소둔함으로써 애시큘러 페라이트상이 형성된다. 아울러, 페라이트상에도 (111) 집합조직이 강하게 발달하기 때문에 높은 r 값을 얻을 수 있다. 반면, 페라이트-오스테나이트 2 상 공존영역을 초과하여 오스테나이트 단상이 되는 높은 온도에서는 역변태와 변태에 의해 강판의 집합조직이 랜덤화되기 때문에 r 값이 저하된다. 이로 인해, 본 발명에서는 연속소둔의 소둔온도를 재결정온도 이상 페라이트-오스테나이트 2 상 공존영역내의 온도로 한정하였다. 또한, r 값의 안정성의 관점에서 오스테나이트의 분율이 10% 이상 50% 이하가 되는 온도로 하는 것이 바람직하다. 또, 연속소둔온도가 재결정온도미만에서는 연성이 낮아지고, 자동차부품용으로 한정된 특수 용도로밖에 적용할 수 없게 되어 재결정온도 이상으로 하는 것이 바람직하다.
또, 연속소둔시간의 유지시간은 생산효율, 조직의 미세화, 고용 N 량의 확보라는 관점에서, 가능한 한 짧은 쪽이 바람직하다. 조업의 안정성의 관점에서, 유지시간은 10 초 이상으로 하는 것이 바람직하고, 또 조직의 미세화나 고용 N 량의 확보라는 관점에서는 90 초 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 재질의 안정화라는 관점에서는 20 초 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
연속소둔 후의 냉각: 500℃ 이하의 온도영역까지 10 ∼ 300℃/s 의 냉각속도로 냉각 연속소둔에서의 균열 후의 냉각은 조직의 미세화, 애시큘러 페라이트상의 형성, 고용 N 량의 확보라는 관점에서 중요하다. 본 발명에서는 적어도, 500℃ 이하의 온도영역까지 10℃/s 이상의 냉각속도로 연속냉각한다. 냉각속도가 10℃/s 미만에서는 필요량의 애시큘러 페라이트량과, 균일하고도 미세한 조직과, 충분한 양의 고용 N 을 얻을 수 없다. 반면, 냉각속도가 300℃/s 를 초과하면 강판의 폭방향에서의 재질의 균일성이 부족하다. 또, 연속소둔 후의 10 ∼ 300℃/s 의 냉각속도에서의 냉각정지온도가 500℃ 를 초과하면, 조직의 미세화를 달성할 수 없다.
조질압연 또는 레벨러가공: 신장율 0.5 ∼ 10%
본 발명에서는 냉연소둔공정에 이어서, 형상교정, 조도조정의 목적으로 조질압연 또는 레벨러가공을 실시해도 된다. 조질압연 또는 레벨러가공의 신장율이 합계로 0.5% 미만에서는 형상교정, 조도조정의 소기 목적을 달성할 수 없다. 반면, 10% 를 초과하면 연성의 저하를 초래한다. 또한, 5% 이하로 하는 것이 연성확보의 관점에서 보다 바람직하다. 또, 조질압연과 레벨러가공에서는 그 가공형식이 상이하지만, 그 효과는 양쪽에서 큰 차이가 없음을 확인하였다. 조질압연, 레벨러가공은 도금처리 후에도 유효하다.
제 7 본 발명의 고장력 냉연강판의 조성한정이유에 대해 설명한다.
C: 0.025 ∼ 0.15%
C 는 강판의 강도를 증가키는 원소이고, 또 본 발명의 중요한 구성요건인 조직을 균일하고도 미세하게 제어하고, 마르텐사이트상을 충분한 양 확보하기 위해, 0.025% 이상 함유할 필요가 있다. 또한, 0.15% 를 초과하면 강판중의 탄화물 분율이 과대해져 연성, 나아가서 성형성이 현저하게 저하된다. 또한 보다 중요한 문제로서 C 함유량이 0.15% 를 초과하면 스폿용접성, 아크용접성 등이 현저하게 저하된다. 이와 같은 점에서, C 는 0.025 ∼ 0.15% 의 범위내로 한정하였다. 또한, 성형성의 향상이라는 관점에서는 0.08% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, 특히 양호한 연성이 요구되는 용도에서는 0.05% 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
Si: 1.0% 이하
Si 는 강의 연성을 현저하게 저하시키지 않고, 강판을 고강도화시킬 수 있는 유용한 원소로, 0.005% 이상, 보다 바람직하게는 0.1% 이상 함유하는 것이 바람직하다. 반면, Si 는 열간압연시에 변태점을 크게 상승시켜 품질, 형상의 확보를 곤란하게 하거나, 또는 표면성상, 화성처리 등, 특히 강판표면의 미려성에 악영향을 미치고, 또한 도금성에도 악영향을 미치는 원소로, 본 발명에서는 1.0% 이하로 한정하였다. Si 는 1.0% 이하이면 상기한 악영향을 낮게 억제할 수 있다. 또한, 강도요구레벨이 낮아 특히 표면의 미려성이 요구되는 용도에는 Si 는 0.5%이하로 하는 것이 바람직하다.
Mn: 2.0% 이하
Mn 은 S 에 의한 열간균열을 방지하는 유효한 원소로, 함유되는 S 량에 따라 첨가하는 것이 바람직하고, 또 Mn 은 결정입자의 미세화에 대해 큰 효과가 있어 첨가하여 재질개선에 이용하는 것이 바람직하다. 또한 Mn 은 연속소둔 후의 급속냉각시에 마르텐사이트를 안정되게 생성시키기 위해 매우 유효한 원소이다. S 를 안정되게 고정한다는 관점에서 Mn 은 0.2% 이상의 함유가 바람직하다. 또 Mn 은 강판강도를 증가시키는 원소로, TS500MPa 초급의 강도가 요구되는 경우에는 1.2% 이상 함유하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 1.5% 이상이다.
Mn 함유량을 이 레벨까지 높이면 열연조건의 변동에 대한 강판의 기계적 성질, 특히 변형시효 경화특성의 편차가 현저하게 개선된다는 큰 이점이 있다. 그러나, Mn 을 2.0% 를 초과하여 과도하게 함유하면, 본 발명의 중요한 요건 중 하나인 높은 r 값을 얻는 것이 곤란해짐과 동시에, 연성이 현저하게 저하되기 때문에 Mn 은 2.0% 이하로 한정하였다. 보다 양호한 내식성과 성형성이 요구되는 용도에서는 1.7% 이하로 하는 것이 바람직하다.
P: 0.08% 이하
P 는 강의 고용강화원소로서 유용한 원소로 강도증가의 관점에서 0.001% 이상, 보다 바람직하게는 0.015% 이상 함유하는 것이 바람직하다. 반면, 과도하게 함유하면 강을 취화시키고 또한 강판의 신장 플랜지가공성을 악화시킨다.또, P 는 강중에서 편석되는 경향이 강하기 때문에 그것에 기인한 용접부의 취화를 야기시킨다. 이로 인해, P 는 0.08% 이하로 한정하였다. 또한, 신장 플랜지가공성이나 용접부 인성이 특히 중요시되는 용도에서는 P 는 0.04% 이하로 하는 것이 바람직하다.
S: 0.02% 이하
S 는 강판중에서는 개재물로 존재하여 강판의 연성을 감소시키고, 또한 내식성의 열화를 야기시키는 원소로, 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하고, 본 발명에서는 S 는 0.02% 이하로 한정하였다. 특히, 양호한 가공성이 요구되는 용도에는 S 는 0.015% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, 특히 우수한 신장 플랜지가공성이 요구되는 경우에는 S 는 0.008% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, 상세한 기구는 불분명하지만, 강판의 변형시효 경화특성을 안정되고 높은 레벨로 유지하기 위해서는 S 를 0.008% 이하까지 저감시키는 것이 유효하다.
Al: 0.02% 이하
Al 은 탈산제로 작용하여 강의 청정도를 향상시키고, 또한 강판의 조직을 미세화시키는 원소로, 본 발명에서는 0.001% 이상의 함유가 바람직하다. 본 발명에서는 고용상태의 N 을 강화원소로 이용하는데, 적정범위의 Al 을 함유한 알루미늄킬드강이 Al 을 첨가하지 않는 종래의 림드강에 비해 기계적 성질이 우수하다. 반면, 과잉된 Al 함유는 강판의 표면성상을 악화시키고, 또한 고용상태의 N 을 현저하게 저하시켜 매우 큰 변형시효 경화량을 얻는 것이 곤란해진다. 이와 같은 관점에서, 본 발명에서는 Al 은 0.02% 이하로 한정하였다. 또한, 재질의 안정성이라는 관점에서는, Al 은 0.001 ∼ 0.015% 로 하는 것이 보다 바람직하다. 또, Al 함유량의 저감은 결정입자의 조대화로 이어질 우려도 있지만, 본 발명에서는 다른 합금원소를 최적량으로 하는 것과, 소둔조건을 최적인 범위로 함으로써 이것을 유효하게 방지하고 있다.
N: 0.0050 ∼ 0.0250%
N 은 고용강화와 변형시효 경화에 의해 강판의 강도를 증가시키는 원소로, 본 발명에서 가장 중요한 원소이다. 또, 본 발명에서는 적정량의 N 을 함유하고, 또한 상기한 바와 같이 Al 함유량을 적정값으로 조정하고, 나아가서 열연조건, 소둔조건 등의 제조조건을 제어함으로써, 냉연제품 또는 도금제품에서 필요하고도 충분한 고용상태의 N 을 확보한다. 이로써, 고용강화와 변형시효 경화에 의한 강도 (항복응력 및 인장강도) 상승효과가 충분히 발휘되어 인장강도 440MPa 이상, 베이킹경화량 (BH 량) 80MPa 이상, 변형시효처리 전후에서의 인장강도의 증가량 (ΔTS) 40MPa 이상 이라는 본 발명 강판의 기계적 성질의 목표값을 안정되게 얻을 수 있다.
N 이 0.0050% 미만에서는 상기한 강도상승효과가 안정되게 나타나기 어렵다. 반면, N 이 0.0250% 를 초과하면 강판의 내부결함 발생율이 높아짐과 동시에, 연속주조시의 슬래브균열 등이 많이 발생하게 된다. 이로 인해, N 은 0.0050 ∼ 0.0250% 의 범위로 한정하였다. 또한, 제조공정 전체를 고려한 재질의 안정성ㆍ수율향상이라는 관점에서는 N 은 0.0070 ∼ 0.0170% 의 범위로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 본 발명의 범위내의 N 량이면 용접성 등에 대한 악영향은전혀 없다.
고용상태의 N: 0.0010% 이상
냉연제품에서 충분한 강도가 확보되고, 또한 N 에 의한 변형시효 경화가 유효하게 발휘되기 위해서는, 강판중에 고용상태의 N (고용 N 이라고도 함) 이 적어도 0.0010% 이상 존재할 필요가 있다.
여기에서 고용 N 량은 강중의 전체 N 량에서 석출 N 량을 뺀 값을 고용 N 량 으로 한다. 또한 석출 N 량의 분석법으로는, 본 발명자들이 다양한 방법을 비교검토한 결과에 의하면, 정전위 전해법을 사용한 전해추출분석법에 의해 구하는 것이 유효하다. 또한 추출분석에 사용하는 지철을 용해하는 방법으로 산분해법, 할로겐법 및 전해법이 있다. 이 중에서, 전해법은 탄화물, 질화물 등의 매우 불안정한 석출물을 분해시키지 않고 안정되게 지철만을 용해할 수 있다. 전해액으로는 아세틸ㆍ아세톤계를 사용하여 정전위로 전해한다. 본 발명에서는 정전위 전해법을 사용하여 석출 N 량을 측정한 결과가, 실제의 재질변화와 알맞은 대응을 나타냈다.
이와 같은 점에서, 본 발명에서는 정전위 전해법에 의해 추출된 잔사를 화학분석하여 잔사중의 N 량을 구하고, 이것을 석출 N 량으로 한다.
또한, 보다 높은 BH 량, ΔTS 가 필요한 경우에는 고용 N 량을 0.0020% 이상, 보다 높은 값을 얻기 위해서는 0.0030% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 고용 N 량의 상한값은 특별히 한정되지 않지만, 첨가한 전체 N 량이 모두 잔류해도 기계적 성질의 저하는 작다.
N/Al (N 함유량과 Al 함유량의 비): 0.3 이상
제품상태에서 고용 N 을 0.0010% 이상 안정시켜 잔류시키기 위해서는, N 을 강력하게 고정시키는 원소인 Al 의 양을 제한할 필요가 있다. 본 발명의 조성범위내의 N 함유량 (0.0050 ∼ 0.0250%) 과 Al 함유량 (0.02% 이하) 의 조합을 광범위하게 변경한 강판에 대해 검토한 결과, N/Al 을 0.3 이상으로 함으로써, 냉연제품 및 도금제품에서의 고용 N 을 안정되게 0.0010% 이상으로 할 수 있음을 알 수 있었다. 이로 인해, N/Al 을 0.3 이상으로 한정하였다.
본 발명에서는 상기한 조성에 더 추가하여, 하기 d 군 ∼ g 군;
d 군: Cu, Ni, Cr, Mo 의 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 1.0% 이하,
e 군: Nb, Ti, V 의 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0.1% 이하,
f 군: B 를 0.0030% 이하,
g 군: Ca, REM 의 1 종 또는 2 종을 합계로 0.0010 ∼ 0.010%
의 1 군 또는 2 군 이상을 함유하는 것이 바람직하다.
d 군의 원소: Cu, Ni, Cr, Mo 는 모두 강판의 강도상승에 기여하는 원소로, 필요에 따라 선택하여 단독 또는 복합하여 함유할 수 있다. 이와 같은 효과는 Cu, Ni, Cr, Mo 를 각각 0.005% 이상의 함유로 확인된다. 그러나, 함유량이 지나치게 많으면 열간변형저항이 증가되거나, 또 화성처리성이나 광의의 표면처리특성이 악화되고, 또한 용접부가 경화되어 용접부 성형성이 열화된다. 또 r 값도 저하되는 경향이 있다. 이로 인해, a 군의 원소는 합계로 1.0% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, Mo 는 0.05% 이상 다량으로 함유하면 현저하게 r 값을저하시키는 경우가 있어 본 발명에서는 Mo 를 함유할 경우는 0.05% 미만으로 한정하는 것이 바람직하다.
e 군의 원소: Nb, Ti, V 는 모두 결정입자의 미세화ㆍ균일화에 기여하는 원소로, 필요에 따라 선택하여 단독 또는 복합하여 함유할 수 있다. 이와 같은 효과는 Nb, Ti, V 를 각각 0.005% 이상의 함유로 관찰된다. 그러나, 함유량이 지나치게 많으면 열간변형저항이 증대하고, 또 화성처리성이나 광의의 표면처리특성이 악화된다. 이로 인해, b 군의 원소는 합계로 0.1% 이하로 하는 것이 바람직하다.
f 군의 원소: B 는 강의 담금질성을 향상시키는 효과를 갖는 원소로, 페라이트상 이외의 저온변태상의 분율을 증가시켜 강의 강도를 증가시킬 목적으로 필요에 따라 함유시킬 수 있다. 이와 같은 효과는 B 를 0.0005% 이상의 함유로 관찰된다. 그러나, 양이 지나치게 많으면 열간 변태능이 저하하고 BN 을 생성함으로써 고용 N 을 저감시킨다. 이로 인해, B 는 0.0030% 이하로 하는 것이 바람직하다.
g 군의 원소: Ca, REM 은 모두 개재물의 형태제어에 유용한 원소로, 특히 신장 플랜지성형성의 요구가 있는 경우에는, 단독 또는 복합하여 함유하는 것이 바람직하다. 그 경우, d 군의 원소의 합계로 0.0010% 미만에서는 개재물의 형태제어효과가 부족한 반면, 0.010% 를 초과하면 표면결함의 발생이 현저해진다. 이로 인해, d 군의 원소를 합계로 0.0010 ∼ 0.010% 의 범위로 한정하는 것이 바람직하고, 이로써 표면결함의 발생을 수반하지 않고 신장 플랜지가공성을 개선시킬 수있다.
이어서, 본 발명 강판의 조직에 대해 설명한다.
페라이트상의 면적율: 80% 이상
본 발명의 냉연강판은 어느 정도의 가공성이 요구되는 자동차용 강판을 대상으로 하고 있고, 연성을 확보하기 위해 페라이트상을 면적율로 80% 이상 함유하는 조직으로 한다. 페라이트상의 면적율이 80% 미만에서는 가공성이 요구되는 자동차용 강판으로 필요한 연성을 확보하는 것이 곤란해진다. 또한, 더욱 양호한 연성이 요구되는 경우는, 페라이트상의 면적율은 85% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 본 발명에서 말하는 페라이트는 변형이 잔류하고 있지 않는 상태의 소위 폴리고날인 페라이트를 가리키는 것으로 한다.
페라이트상의 평균 결정입자직경: 10㎛ 이하
본 발명에서는 평균 결정입자직경으로 단면조직사진으로부터 ASTM 에 규정된 구적법에 의해 산출한 값과, 동일 ASTM 에 규정된 절단법에 의해 구한 공칭입자직경 (예컨대 우메모토 외: 열처리, 24 (1984), 334 참조) 중 보다 큰 쪽을 채용한다.
본 발명의 냉연강판에서는, 제품단계에서 소정량의 고용 N 량을 확보하고 있는데, 본 발명자들의 실험ㆍ검토에 의하면, 동일한 양의 고용 N 을 갖는 강판에서도 변형시효 경화특성에 편차가 발생하는 경우가 있고, 그 주된 요인의 하나는 결정입자직경임이 판명되었다. 평균 결정입자직경을 적어도 10㎛ 이하, 바람직하게는 8㎛ 이하로 함으로써, 안정되고 높은 BH 량, ΔTS 를 얻을 수 있다. 상세한 기구는 불분명하지만, 결정입자계로의 합금원소의 편석과 석출, 또한 이들에 미치는 가공, 열이력의 영향에 관계하고 있는 것으로 추정된다.
따라서, 변형시효 경화특성의 안정화를 도모하기 위해서는 페라이트상의 평균 결정입자직경을 10㎛ 이하, 바람직하게는 8㎛ 이하로 할 필요가 있다.
이상과 같이 자동차용 강판으로서의 연성을 확보하고, 또한 변형시효 경화특성의 안정화를 도모하기 위해, 본 발명에서는 평균 결정입자직경 10㎛ 이하의 페라이트를 면적율로 80% 이상 함유하는 조직으로 한다.
마르텐사이트상의 면적율: 2% 이상
본 발명의 냉연강판은 제 2 상으로 마르텐사이트상을 면적율로 2% 이상 함유한다. 마르텐사이트상이 2% 이상 존재함으로써, 양호한 연성과 또한 큰 변형시효 경화량을 얻을 수 있다. 상세한 기구는 불분명하지만, 마르텐사이트상의 존재에 의해 시효전의 예비변형가공시에 매우 유효하게 변형이 내부에 축적되기 때문으로 추정된다. 또한, 마르텐사이트상의 존재는 시효열화를 개선시키기 위해서도 유효하다. 또한, 양호한 강도-연성밸런스, 저항복비를 얻기 위해서는 마르텐사이트상의 면적율을 5% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 20% 를 초과하는 다량의 마르텐사이트상의 존재는 연성의 저하라는 문제가 있다. 이로 인해, 마르텐사이트상의 면적율은 2% 이상, 바람직하게는 5% 이상, 20% 이하이다.
제 2 상으로, 상기 마르텐사이트상 이외에 펄라이트, 베이나이트, 잔류오스테나이트가 존재하는 것은 아무런 문제는 없지만, 본 발명에서는 페라이트상 분율을 80% 이상 마르텐사이트상 분율을 2% 이상으로 할 필요가 있고, 펄라이트, 베이나이트, 잔류오스테나이트의 합계의 면적율로 18% 미만으로 한정된다.
상기한 조성과 조직을 갖는 본 발명의 냉연강판은 인장강도 (TS) 440MPa 이상으로 대략 780MPa 이하를 갖고, 또한 모상페라이트의 집합조직제어에 의해 r 값이 1.2 이상의 높은 r 값과, 우수한 변형시효 경화특성을 갖는 냉연강판이다. TS 가 440MPa 를 하회하는 강판에서는 구조부재적인 요소를 갖는 부재에 널리 적용할 수 없다. 또, 더욱 적용범위를 넓이기 위해서는 TS 는 500MPa 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또, r 값이 1.2 미만에서는 광범위한 프레스성형부품에 적용할 수 없다. 또한, r 값의 바람직한 범위는 1.4 이상이다.
본 발명에서 「우수한 변형시효 경화특성」이란, 상기한 바와 같이 인장변형 5% 의 예비변형 후, 170℃ 의 온도로 20 분 유지하는 조건에서 시효처리했을 때, 이 시효처리 전후의 변형응력 증가량 (BH 량이라고 표기함; BH 량 = 시효처리 후의 항복응력 - 시효처리전의 예비변형응력) 이 80MPa 이상이며, 또한 변형시효처리 (상기 예비변형 + 상기 시효처리) 전후의 인장강도 증가량 (ΔTS 라고 표기함; ΔTS = 시효처리 후의 인장강도 - 예비변형전의 인장강도) 이 40MPa 이상인 것을 의미한다.
변형시효 경화특성을 규정하는 경우, 예비변형량이 중요한 인자가 된다. 본 발명자들은 자동차용 강판에 적용되는 변형양식을 상정하여 변형시효 경화특성에 미치는 예비변형량의 영향에 대해 조사하고, 그 결과 ① 상기 변형양식에서의 변형응력은 매우 심한 딥드로잉가공인 경우를 제외하고 거의 1 축 상당 변형 (인장변형) 량으로 정리할 수 있는 것, ② 실제 부품에서는 이 1 축 상당 변형량이 거의5% 를 상회하고 있는 것, ③ 부품강도가 예비변형 5% 의 변형시효처리 후에 얻어지는 강도 (YS 및 TS) 와 알맞게 대응하는 것을 밝혀 냈다. 이 발견을 기초로 본 발명에서는 변형시효처리의 예비변형을 인장변형 5% 로 정하였다.
종래의 도장베이킹처리조건은 170℃ ×20 분이 표준으로 채용되고 있다. 또한, 다량의 고용 N 을 함유하는 본 발명 강판에 5% 이상의 변형이 가해지는 경우는, 보다 완만한 (저온측의) 처리에서도 경화가 달성되고, 바꿔말하면 시효조건을 보다 폭넓게 취할 수 있다. 또, 일반적으로 경화량을 얻기 위해서는, 과도한 시효로 경화시키지 않는 한도내에서, 보다 고온에서, 보다 장시간 유지하는 것이 유리하다.
구체적으로 서술하면, 본 발명 강판에서는 예비변형 후에 경화가 현저해지는 가열온도의 하한은 대략 100℃ 이다. 반면, 가열온도가 300℃ 를 초과하면 경화가 한계가 되어 반대로 약간 연화되는 경향이 나타나는 것 외에, 열변형이나 템퍼칼라의 발생이 현저하게 된다. 또, 유지시간에 대해서는 가열온도 200℃ 정도인 때 대략 30 초 정도 이상으로 하면 거의 충분한 경화가 달성된다. 또한 매우 안정된 경화를 얻기 위해서는 유지시간 60 초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, 20 분을 초과하는 유지에서는 거듭된 경화를 기대할 수 없을 뿐만 아니라, 생산효율도 현저하게 저하하여 실용면에서는 불리하다.
이상의 점에서, 본 발명에서는 시효처리조건으로 종래의 도장베이킹처리조건의 가열온도인 170℃, 유지시간을 20 분으로 평가하는 것으로 정하였다. 종래의 도장베이킹형 강판에서는 충분한 경화가 달성되지 않는 저온가열ㆍ단시간유지의시효처리조건하에서도 본 발명 강판에서는 큰 경화가 안정적으로 달성된다. 또한, 가열의 방식은 특별히 제한되지 않고, 통상적인 도장베이킹에 채용되고 있는 노에 의한 분위기 가열 외에, 예컨대 유도가열이나, 무산화불꽃, 레이저, 플라즈마 등에 의한 가열 등 모두 바람직하게 사용할 수 있다.
자동차용 부품강도는 외부로부터의 복잡한 응력부하에 저항할 수 있을 필요가 있고, 그로 인해 소재강판에서는 작은 변형영역에서의 강도특성뿐만 아니라, 큰 변형영역에서의 강도특성도 중요해진다. 본 발명자들은 이 점을 감안하여, 자동차부품의 소재가 되는 본 발명 강판의 BH 량을 80MPa 이상으로 함과 동시에, ΔTS 량을 40MPa 이상으로 한다. 또한, 보다 바람직하게는 BH 량 100MPa 이상, ΔTS 50MPa 이상으로 한다. 또, 시효처리시의 가열온도를 보다 고온측에 및/또는 유지시간을 보다 장시간측에 설정함으로써 BH 량과 ΔTS 량을 보다 크게 할 수 있다.
또, 본 발명 강판은 성형 후, 특별히 가열을 실시하지 않고, 실온에서 1 주간 정도 방치해 두는 것만으로 완전 시효의 40% 정도의 강도증가를 기대할 수 있다는 이점이 있다.
또, 본 발명 강판은 성형가공되지 않는 상태에서는 실온에서 장시간 방치되어도 시효열화 (YS 가 증가하고 또한 El (신장율) 이 감소하는 현상) 는 발생되지 않는다는, 종래의 시효성 강판에 없는 이점도 갖춰져 있다. 또한, 실제의 프레스성형에서 문제를 발생시키지 않기 위해서는, 프레스성형전의 실온에서의 3 개월간의 시효에서 YS 의 증가량이 30MPa 이하, 신장율의 저하가 2% 이하, 항복점 신장율의 회복이 0.2% 이하로 되는 것이 필요하다.
또, 본 발명에서는 상기한 본 발명 냉연강판의 표면에 전기도금 또는 용융도금을 실시해도 아무런 문제는 없다. 이들 도금강판도, 도금전과 동일한 정도의 TS, BH 량, ΔTS 량을 나타낸다. 도금 종류로서는, 전기아연도금, 용융아연도금, 합금화 용융아연도금, 전기주석도금, 전기크롬도금, 전기니켈도금 등 모두 바람직하게 적용할 수 있다.
제 8 본 발명에 의한 강판의 제조방법에 대해 설명한다.
본 발명 강판은 기본적으로 상기한 범위의 조성을 갖는 강슬래브를 가열 후 조압연하여 시트바아로 하고, 이 시트바아에 마무리압연을 실시하고, 마무리압연종료 후 냉각하여 권취하고 열연판으로 하는 열간압연공정과, 이 열연판에 산세정 및 냉간압연을 실시하여 냉연판으로 하는 냉간압연공정과, 이 냉연판에 상자소둔을 실시하고, 이어서 연속소둔을 실시하는 냉연판소둔공정을 순차적으로 실시함으로써 제조된다.
본 발명의 제조방법에서 사용하는 슬래브는 성분의 마크로한 편석을 방지하기 위해 연속주조법으로 제조하는 것이 바람직하지만, 조괴법, 박슬래브주조법으로 제조해도 된다. 또, 슬래브를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각하고, 그 후 다시 가열하는 종래법에 부가하여, 냉각시키지 않고 온편상태 그대로 가열로에 장입하여 압연하는 직송 압연, 또는 약간의 보열을 실시한 후에 즉시 압연하는 직접 압연 등의 에너지절약 프로세스도 문제없이 적용시킬 수 있다. 특히, 고용상태의 N 을 유효하게 확보하기 위해 직송 압연은 유용한 기술 중 하나이다.
우선, 열간압연공정의 조건한정이유에 대해 설명한다.
슬래브가열온도: 1000℃ 이상
슬래브가열온도는 열간압연의 초기상태로서 필요하고도 충분한 고정 N 량을 확보하여 제품에서의 고용 N 량의 목표값을 만족시키기 위해, 1000℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 산화중량의 증가에 따른 손실의 증대 등의 관점에서 1280℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
상기한 조건에서 가열된 슬래브는 조압연에 의해 시트바아로 된다. 또한 조압연의 조건은 특별히 규정할 필요는 없고, 통상적인 방법에 따라 실시하면 된다. 그러나, 고용 N 량의 확보라는 관점에서는 가능한 한 단시간에 실시하는 것이 바람직하다. 이어서, 시트바아를 마무리압연하여 열연판으로 한다.
또한, 본 발명에서는 조압연과 마무리압연 사이에서 서로 전후하는 시트바아끼리를 접합하고 연속 압연하는 것이 바람직하다. 접합수단으로는 압접법, 레이저 용접법, 전자빔 용접법 등을 사용하는 것이 바람직하다.
연속압연함으로써, 코일 (피처리재) 의 선단 및 후단의 소위 압연의 비정상부가 없어져 안정된 열연조건이 코일 (피처리재) 전체 길이 및 전체 폭에 걸쳐 가능해진다. 이것은 열연강판뿐만 아니라, 냉연강판의 단면형상 및 치수를 개선하는 데에 매우 유효하다. 또 압연 후에 핫런테이블위에서 냉각하는 경우에도 항상 장력을 부여할 수 있어 강판형상을 양호하게 유지할 수 있다.
또, 연속압연을 실시함으로써 코일선단을 안정적으로 통판할 수 있기 때문에 통상적인 시트바아마다의 단발 압연에서는 통판성 및 물림성의 문제로 적용이 곤란했던 윤활압연을 적용시킬 수 있다. 이로 인해 압연하중을 저감시킬 수 있음과 동시에 롤의 면압도 저감시킬 수 있어 롤의 수명연장이 가능해진다.
또, 본 발명에서는 조압연과 마무리압연 사이의 마무리압연기 입구측에서 시트바아의 폭단부를 가열하는 시트바아 에지히터, 시트바아의 길이단부를 가열하는 시트바아 히터 중 어느 한쪽 또는 양쪽을 사용하여 시트바아의 폭방향 및 길이방향의 온도분포를 균일화시키는 것이 바람직하다. 이로써, 강판내의 재질편차를 더욱 작게 할 수 있다. 시트바아 에지히터, 시트바아 히터는 유도가열방식으로 하는 것이 바람직하다.
사용순서는 우선 시트바아 에지히터에 의해 폭방향의 온도차를 보상하는 것이 바람직하다. 이 때의 가열량은 강조성 등에 의하기도 하지만, 마무리압연 출구측에서의 폭방향 온도분포범위가 대략 20℃ 이하가 되도록 설정하는 것이 바람직하다. 이어서, 시트바아 히터에 의해 길이방향의 온도차를 보상한다. 이 때의 가열량은 길이단부온도가 중앙부 온도보다 대략 20℃ 정도 높아지도록 설정하는 것이 바람직하다.
마무리압연 출구측온도: 800℃ 이상
마무리압연 출구측온도 (FDT) 는 균일 미세한 열연 모판 조직을 얻기 위해, 800℃ 이상으로 한다. FDT 가 800℃ 를 하회하면 강판의 조직이 불균일해져 일부에 가공조직이 잔류하고, 냉연소둔공정을 거친 후에도 조직의 불균일성이 소멸되지 않고 잔류한다. 이로써, 프레스성형시에 다양한 문제를 발생시킬 위험성이 증대한다. 또, 가공조직의 잔류를 회피하기 위해 높은 권취온도를 채용하면,조대결정입자가 발생하여 동일한 문제를 발생시킨다. 또, 권취온도를 고온으로 함으로써, 고용 N 량의 현저한 저하가 발생되기 때문에, 목표로 하는 440MPa 이상의 인장강도를 얻는 것이 곤란해진다. 이와 같은 점에서, 마무리압연 출구측온도 (FDT) 는 800℃ 이상으로 하였다. 또한, 기계적 성질을 향상시키기 위해서는 FDT 를 820℃ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 특히 FDT 의 상한은 규정되지 않지만, 과도하게 높을 경우에는 스케일 흠 등의 발생이 현저해진다. 또한, FDT 는 대략 1000℃ 정도까지로 하는 것이 바람직하다.
또한, 마무리압연 후의 냉각은 특별히 엄격하게 한정되지 않지만, 이하의 조건이 강판의 길이ㆍ폭방향의 재질 균일성의 관점에서 바람직하다. 즉, 본 발명에서는 마무리압연종류 후 즉시 (0.5 초 이내로) 냉각을 개시하고, 냉각중의 평균냉각속도를 40℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이 조건을 만족시킴으로써 AlN 이 석출되는 고온영역을 급냉시킬 수 있고, 고용상태의 N 을 유효하게 확보할 수 있다. 이 냉각개시시간 또는 냉각속도가 상기 조건을 만족하지 않는 경우에는 입자성장이 지나치게 진행되어 결정입자직경의 미세화가 달성되기 어렵고, 또한 압연으로 도입된 변형에너지에 의한 AlN 의 석출이 촉진되는 경향이 있고, 고용 N 량이 결핍될 우려가 있어 조직이 불균일화되는 경향이 있다. 또한, 재질ㆍ형상의 균일성을 확보하는 관점에서 냉각속도는 300℃/s 이하로 억제하는 것이 바람직하다.
권취온도: 800℃ 이하
권취온도 (CT) 가 저하됨에 따라, 강판강도가 증가되는 경향이 있다. 목표의 인장강도 (TS) 440MPa 이상을 확보하기 위해서는 CT 는 800℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, CT 가 200℃ 미만에서는 강판형상이 흐트러지기 쉬워져 실제 조업상, 문제를 발생시킬 위험성이 높고 재질의 균일성이 저하되는 경향을 나타낸다. 이로 인해, CT 는 200℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 재질의 균일성이 요구되는 경우에는 CT 는 300℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 350℃ 이상이다. 또, 본 발명에서는 마무리압연에서 열간압연하중을 저감시키기 위해 윤활압연을 실시해도 된다. 윤활압연을 실시함으로써 열연판의 형상ㆍ재질이 보다 균일화된다는 효가가 있다. 또한, 윤활압연시의 마찰계수는 0.25 ∼ 0.10 의 범위로 하는 것이 바람직하다. 또, 윤활압연과 연속압연을 조합함으로써 더욱 열간압연의 조업이 안정된다.
상기 열간압연공정이 실시된 열연판은, 이어서 냉간압연공정에 의해 산세정 및 냉간압연이 실시되어 냉연판이 된다.
산세정의 조건은 통상 공지된 조건이면 되고, 특별히 한정되지 않는다. 또한, 열연판의 스케일이 매우 얇은 경우에는 산세정을 실시하지 않고 즉시 냉간압연을 실시해도 된다.
또, 냉간압연조건은 통상 공지된 조건이면 되고, 특별히 한정되지 않는다. 또한, 조직의 균일성 확보라는 관점에서 냉간압하율은 40% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이어서, 냉간압연공정의 조건한정이유에 대해 설명한다.
냉연판은 이어서 상자소둔, 연속소둔으로 이루어지는 냉연판소둔공정이 실시된다.
상자소둔온도: 재결정온도 이상 800℃ 이하
본 발명에서는 냉연판에 상자소둔을 실시하고, 바탕이 되는 페라이트상의 집합조직을 제어한다. 이 페라이트상의 집합조직제어에 의해 제품판의 높은 r 값화가 도모된다. 이 상자소둔에 의해 제품판에는 높은 r 값화에 바람직한 (111) 집합조직이 형성되기 쉬워진다.
상자소둔온도가 재결정 온도미만에서는 재결정이 완료되지 않고 페라이트상의 집합조직을 조정할 수 없어 높은 r 값화를 도모할 수 없다. 반면, 800℃ 를 초과하는 온도에서 상자소둔을 실시하면, 강판의 표면결함의 발생이 현저해져 초기의 목적을 달성할 수 없게 된다. 또한, 상자소둔은 질소가스를 주체로 하여 3 ∼ 5% 의 수소가스를 함유하는 소둔분위기에서 실시하는 것이 바람직하고, 이 경우 가열ㆍ냉각속도는 통상적인 상자소둔의 조건이면 되고 대략 30℃/hr 정도가 된다. 또 소둔분위기가스를 100% 수소가스로 함으로써, 보다 빠른 가열ㆍ냉각속도로 해도 된다.
연속소둔온도: Ac1변태점 이상 (Ac3변태점 - 20℃) 이하
연속소둔온도가 Ac1변태점 미만에서는 소둔 후에 마르텐사이트상이 형성되지 않는 반면, (Ac3변태점 - 20℃) 를 초과하면 상자소둔으로 형성한 바람직한 집합조직이 변태에 의해 상실되기 때문에, 높은 r 값을 갖는 제품판을 얻을 수 없다. 이로 인해, 연속소둔온도는 Acl변태점 이상 (Ac3변태점 - 20℃) 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, 연속소둔시간의 유지시간은 생산효율, 조직의 미세화, 고용 N량의 확보의 관점에서, 가능한 한 짧은 쪽이 바람직하다. 반면, 조업의 안정성의 관점에서, 유지시간은 10 초 이상으로 하는 것이 바람직하고, 또 조직의 미세화와 고용 N 량의 확보라는 관점에서는 120 초 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 재질의 안정화라는 관점에서는 20 초 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
연속소둔 후의 냉각: 500℃ 이하의 온도영역까지 10 ∼ 300℃/s 의 냉각속도로 냉각 연속소둔에서의 균열 후의 냉각은 조직의 미세화, 마르텐사이트의 형성, 고용 N 량의 확보의 관점에서 중요하다. 본 발명에서는 적어도, 500℃ 이하의 온도영역까지 10℃/s 이상의 냉각속도로 연속냉각한다. 냉각속도가 10℃/s 미만에서는 필요량의 마르텐사이트량과, 균일하고도 미세한 조직과, 충분한 양의 고용 N 을 얻을 수 없다. 반면, 냉각속도가 300℃/s 를 초과하면 과포화인 고용 C 량이 현저하게 증가되기 때문에 강판의 폭방향에서의 재질의 균일성이 저하된다. 연속소둔 후의 10 ∼ 300℃/s 의 냉각속도에서의 냉각정지온도가 500℃ 를 초과하면, 조직의 미세화를 달성할 수 없다.
과시효처리조건: 연속소둔 후의 냉각에 이어서, 이 냉각의 냉각정지온도 이하 350℃ 이상의 온도영역에서 체류시간 20 초 이상
연속소둔의 균일한 가열 후의 냉각의 냉각정지에 이어서, 냉각정지온도 이하 350℃ 이상의 온도영역에서 체류시간 20 초 이상의 과시효처리를 실시해도 된다. 과시효처리를 실시함으로써, 고용 N 량을 유지시킨 상태로 고용 C 량을 선택적으로 저감시킬 수 있다. 체류온도영역이 350℃ 미만에서는 고용 C 의 저감에 장시간을 필요로 하고 생산성 저하로 이어지기 때문에 350℃ 이상의 온도영역으로 하는것이 바람직하다.
냉각정지온도 이하 350℃ 이상의 온도영역에서 20 초 이상 체류시킴으로써 고용 C 량을 저감할 수 있어 보다 고도의 실온에서의 비시효화가 달성된다. 체류시간을 보다 길게 함으로써, 거듭된 개선을 기대할 수 있지만, 대략 120 초 정도에서 그 효과는 포화되는 경향이 있기 때문에, 체류시간은 120 초 이하로 하는 것이 바람직하다.
큰 변형시효 경화량을 얻기 위해서는 고용 C 와 고용 N 모두 이용하는 것이 유리한데, 고용 C 를 이용하면 실온에서의 시효열화가 현저해져 강판의 적용부위가 제한되게 된다. 따라서, 범용성이 있는 변형시효 경화형 강판을 제조하기 위해서는, 충분한 양의 고용 N 을 확보한 후 과시효처리를 실시하는 것이 바람직하다.
또한, 본 발명의 고장력 냉연강판의 표면에 용융도금층을 갖는 고장력 냉연도금강판을 제조하는 경우, 상자소둔에 이어서 실시하는 연속소둔을 연속용융도금라인에서 실시하고, 연속소둔 후의 냉각에 이어서 용융아연도금, 또는 추가로 합금화처리를 실시하여 용융아연도금강판을 제조할 수도 있다.
조질압연 또는 레벨러가공: 신장율 0.2 ∼ 15%
본 발명에서는 냉연소둔공정에 이어서, 형상교정, 조도조정의 목적으로 조질압연 또는 레벨러가공을 실시해도 된다. 조질압연 또는 레벨러가공의 신장율이 합계로 0.2% 미만에서는 형상교정, 조도조정의 소기 목적을 달성할 수 없다. 반면, 15% 를 초과하면 현저한 연성의 저하를 초래한다. 또한, 조질압연과 레벨러가공에서는 그 가공형식이 상이하지만, 그 효과는 양쪽에서 큰 차이가 없음을확인하였다. 조질압연, 레벨러가공은 도금처리 후에도 유효하다.
이하, 참고적으로 본 발명 강판을 프레스성형 등의 성형가공에 제공한 경우에서의 성형조건 및 그 후의 강도상승 열처리조건에 대해 설명한다. 본 발명의 강판을, 예컨대 딥드로잉가공 등의 프레스가공에 제공한 경우, 프레스가공에 의해 도입되는 변형은 수% ∼ 수십% 이다. 성형부품에 의해 변형량은 변화하는데, 자동차분야에서의 내판 및 구조부재는 5 ∼ 10% 정도의 변형이 도입된다.
이어서, 이들 성형부품에는 도장베이킹처리 등의 열처리가 실시되는데, 본 발명 강판에서는 열처리 후에 성형품 강도를 효과적으로 높일 수 있다. 또한, 본 발명에서는 이와 같은 베이킹경화성을 실험실에서 평가하는 방법으로, JIS 5 호 사이즈의 인장시험편을 압연방향으로 채취하여 인장시험기에 의해 10% 의 인장변형을 부여하고, 그 후 열처리를 가한 후, 다시 인장시험을 실시한다. 특히 저온영역에서의 열처리 후의 특성을 평가하는 경우는 열처리조건을 120℃, 20 분으로 한다. 이 시험은 프레스성형에 이어서 열처리를 실시한 완성 후의 부위 특성을 평가하는 것이다.
즉, 본 발명에서는 이와 같은 인장변형부여-열처리 후의 인장강도와 제품의 인장강도의 차이 (ΔTS) 를 강도상승 열처리능으로 정의한다.
통상, 성형품의 강도상승을 높이기 위해서는, 성형에 의해 도입되는 변형량이 크거나 또는 가공 후의 열처리온도가 높은 쪽이 바람직하다.
그러나, 본 발명 강판은 부여변형량이 상기한 5 ∼ 10% 정도인 경우에, 종래 보다 성형 후 열처리온도가 낮아도, 즉 열처리온도가 200℃ 이하여도 충분한 강도의 상승을 도모할 수 있다. 그렇지만, 열처리온도가 120℃ 미만에서는 변형이 낮은 경우에 충분한 강도상승효과를 얻을 수 없다. 반면, 성형 후의 열처리온도가 350℃ 를 초과하는 온도가 되면 연화가 진행된다. 따라서, 성형 후의 열처리온도는 120 ∼ 350℃ 정도로 하는 것이 바람직하다.
또한, 가열방법으로는 열풍가열, 적외로가열, 온욕열처리, 통전가열, 고주파가열 등의 방법을 적용할 수 있어 특별히 한정되지 않는다. 또, 강도를 상승시키고자 하는 부분만을 선택적으로 가열하는 경우라도 된다.
발명의 개시
본 발명자들은 상기 과제를 달성하기 위해, 조성 및 제조조건을 다양하게 변경하여 강판을 제조하고, 많은 재질평가실험을 실시하였다. 그 결과, 고 가공성이 요구되는 분야에서는 종래 그다지 적극적으로 이용되지 않던 N 을 강화원소로하여, 이 강화원소의 작용에 의해 발현되는 큰 변형시효 경화현상을 유리하게 활용함으로써, 성형성의 향상과 성형 후의 고강도화를 용이하게 양립시킬 수 있음을 발견하였다.
또한, 본 발명자들은 N 에 의한 변형시효 경화현상을 유리하게 활용하기 위해서는, N 에 의한 변형시효 경화현상을 자동차의 도장베이킹조건, 또는 더욱 적극적으로 성형 후의 열처리조건과 유리하게 결합시킬 필요가 있고, 그로써 열연조건이나 냉연, 냉연소둔조건을 적정화하여 강판의 미시조직과 고용 N 량을 어떤 범위로 제어하는 것이 유효함을 발견하였다. 또, N 에 의한 변형시효 경화현상을 안정적으로 발현시키기 위해서는, 조성 면에서 특히 Al 함유량을 N 함유량에 따라 제어하는 것이 중요함도 발견하였다.
또한 본 발명자들은 높은 r 값을 얻기 위해, C 함유량을 저감하고 페라이트-오스테나이트의 2 상 영역 온도에서 연속소둔을 실시하여 그 후의 냉각을 제어하고, 페라이트상 중에 면적율로 5% 이상의 애시큘러 페라이트상을 함유하는 조직으로 하고, 이와 같은 미시조직과 적정한 고용 N 량의 조합으로 높은 r 값을 갖고 프레스성형성이 우수하며, 또한 변형시효 경화특성이 우수한 냉연강판이 얻어짐을 발견하였다. 또 이로써, 종래 문제였던 실온시효열화의 문제도 없고 N 을 충분히 활용할 수 있음을 발견하였다.
즉, 본 발명자들은 N 을 강화원소로 사용하고, Al 함유량을 N 함유량에 따라 적정한 범위로 제어함과 동시에, 열연조건이나 냉연, 냉연소둔조건을 적정화하여 미시조직과 고용 N 을 최적화함으로써, 종래의 고용강화형의 C-Mn 강판, 석출강화형 강판에 비해 높은 r 값을 갖고 현격히 우수한 성형성과, 상기한 종래의 강판에 없는 변형시효 경화특성을 갖는 강판이 얻어짐을 발견한 것이다.
또, 본 발명의 강판은 단순한 인장시험에 의한 도장베이킹처리 후의 강도가 종래의 강판보다 높고, 또한 실제 프레스조건에 따라 소성변형시켰을 때의 강도 편차가 작고 안정된 부품강도특성을 얻을 수 있어 신뢰성이 요구되는 부품으로의 적용이 가능해진다. 예컨대, 변형이 크게 가해져 판두께가 감소된 부분은, 다른 부분보다 경화대 (硬化代) 가 커서 (막두께) ×(강도) 라는 적재하중능력으로 평가하면 균일화하는 방향으로 부품으로서의 강도는 안정되는 것이다.
본 발명자들은 상기 목적을 달성하기 위해 더욱 예의 검토를 거듭한 결과, 이하의 발견을 얻었다.
1) 성형-열처리 후에 인장강도를 상승시키기 위해서는, 인장변형을 진행시키기 위해 새로운 전위를 도입할 필요가 있다. 성형에 의해 도입된 전위와 침입형 원소 또는 석출물의 상호작용에 의해, 상항복응력에 도달해도 예비변형에 의해 도입된 전위가 이동되지 않는 것이 필요하게 된다.
2) W, Cr, Mo, Ti, Nb, Al 등의 탄화물, 질화물 또는 탄질화물을 형성함으로써, 상기 상호작용을 얻기 위해서는, 성형 후의 열처리온도를 200℃ 이상까지 높일 필요가 있다. 따라서, 침입형 원소의 적극적인 활용 또는 Fe 탄화물 또는 Fe 질화물을 활용하는 쪽이 성형 후의 열처리온도를 저하시키는 점에서는 유리하다.
3) 침입형 원소 중에서는 고용 C 보다 고용 N 이, 성형 후의 열처리온도를 낮춰도 성형에 의해 도입된 전위와의 상호작용이 크고, 상항복응력에 도달해도 예비변형에 도입된 전위가 이동되기 어렵다.
4) 강중의 고용 N 의 존재 장소로서 결정입자내 및 결정입자계가 있는데, 성형 후의 열처리 이후의 강도 증가량은 결정입자계 면적이 넓은 쪽이 크다. 즉, 결정입자직경이 작은 쪽이 유리하다.
5) 결정입자계 면적을 넓게 한다는 관점에서는, Nb 및 B 를 복합첨가함과 동시에 열간압연종료 직후에 냉각함으로써, 열간압연종료 후의 페라이트입자의 정상적인 입자 성장을 억제하고, 또한 냉간압연에 이어지는 재결정소둔에서의 입자성장을 억제하는 것이 유리하다.
본 발명은 상기의 발견에 입각하는 것이다. 상기 발견은 이하의 실험으로부터 얻었다.
실험 1
질량% 로, C: 0.0015%, B: 0.0010%, Si: 0.01%, Mn: 0.5%, P: 0.03%, S: 0.008% 및 N: 0.011% 를 함유하고, 또한 Nb 를 0.005 ∼ 0.05% 및 Al 을 0.005 ∼ 0.03% 의 범위에서 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성이 되는 시트바아 (두께: 30㎜) 를 1150℃ 에서 균일하게 가열한 후, 마무리온도가 Ar3변태점 이상의 900℃ 가 되도록 3 패스로 열간압연을 실시하고, 압연종료 후 0.1 초 후에 수냉하였다. 그 후, 500℃, 1 시간의 코일권취 상당 열처리를 실시하였다.
얻어진 판두께: 4㎜ 의 열연판을 압하율: 82.5% 로 냉간압연 후, 800℃, 40 초의 재결정소둔을 실시하고, 이어서 압하율: 0.8% 의 조질압연을 실시하였다.이렇게 하여 얻어진 냉연판으로부터 압연방향으로 JIS 5 호 인장시험편을 채취하고, 통상적인 인장시험기를 사용하여 변형속도: 0.02/s 로 인장강도를 측정하였다. 또, 별도로 이들의 냉연판으로부터 압연방향으로 채취한 JIS 5 호 인장시험편에 10% 의 인장변형을 부여하여 120℃, 20 분의 열처리를 실시한 후, 통상적인 인장시험에 제공하였다. 이들, 냉연판으로부터 채취한 시험편의 인장강도와 10% 의 인장변형을 부여 후 120℃, 20 분의 열처리를 실시한 시험편의 인장강도와의 차이를 성형 후 인장강도 상승대 (ΔTS) 로 하였다.
도 1 에 강성분 (N% - 14/93ㆍNb% - 14/27ㆍAl% - 14/11ㆍB%) 과 ΔTS 의 관계에 대해 조사한 결과를 나타낸다.
동 도면에 나타낸 바와 같이, (N% - 14/93ㆍNb% - 14/27ㆍAl% - 14/11ㆍB%) 의 값이 0.0015 질량% 이상을 만족하는 경우에, ΔTS 가 60MPa 이상이 됨이 판명되었다.
실험 2
질량% 로, C: 0.0010%, Si: 0.02%, Mn: 0.6%, P: 0.01%, S: 0.009%, N: 0.012%, Al: 0.01% 및 Nb: 0.015% 를 함유하고, 또한 B 를 0.00005 ∼ 0.0025% 의 범위에서 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성이 되는 시트바아 (두께: 30㎜) 를 1100℃ 에서 균일하게 가열한 후, 마무리온도가 Ar3변태점 이상의 920℃ 가 되도록 3 패스 압연을 실시하고, 압연종료 후, 0.1 초 후에 수냉하여, 코일권취 상당 열처리를 450℃, 1 시간 실시하였다.
얻어진 판두께: 4㎜ 의 열연판을 압하율: 82.5% 로 냉간압연 후, 820℃, 40 초의 재결정소둔을 실시하고, 이어서 압하율: 0.8% 의 조질압연을 실시하였다.
이렇게 하여 얻어진 냉연판으로부터 압연방향으로 JIS 5 호 인장시험편을 채취하고, 통상적인 인장시험기를 사용하여 변형속도: 0.02/s 로 인장강도를 측정하였다. 또, 별도로 이들의 냉연판으로부터 채취한 인장시험편에 10% 의 인장변형을 부여하여 120℃, 20 분의 열처리를 실시한 후, 통상적인 인장시험에 제공하였다.
도 2 에 강중의 B 함유량과 ΔTS 의 관계에 대해 조사한 결과를 나타낸다.
동 도면에 나타낸 바와 같이, B 를 0.0005 ∼ 0.0015 질량% 함유하는 경우에 60MPa 이상의 높은 ΔTS 가 얻어짐을 알 수 있다.
또, Nb 와 B 를 복합첨가함으로써 결정입자가 미세화되어 높은 ΔTS 가 얻어짐이 미크로조직관찰에 의해 판명되었다.
즉, B 량이 0.0005 질량% 미만에서는 Nb 와의 복합첨가에 의한 결정입자 미세화 효과가 작다. 반대로, B 량이 0.0015 질량% 를 초과할 경우에는 입자계 및 그 근방에 편석하는 B 량이 증가하고, 이러한 B 원자와 N 원자간과의 상호작용이 강한 점에서 유효한 고용 N 량이 저하되기 때문에 ΔTS 가 저하된 것으로 추찰된다.
실험 3
질량% 로, C: 0.0010%, N: 0.012%, B: 0.0010%, Si: 0.01%, Mn: 0.5%, P: 0.03%, S: 0.008%, Nb: 0.014% 및 Al: 0.01% 를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적불순물의 조성이 되는 강 A 와, C: 0.010%, N: 0.0012%, B: 0.0010%, Si: 0.01%, Mn: 0.5%, P: 0.03%, S: 0.008%, Nb: 0.014% 및 Al: 0.01% 를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성이 되는 강 B 의 각 시트바아 (두께: 30㎜) 를 1150℃ 에서 균일하게 가열한 후, 마무리온도가 Ar3변태점 이상의 910℃ 가 되도록 3 패스 압연을 실시하고, 압연종료 후 0.1 초 후에 가스냉각을 개시하고, 이어서 600℃ 에서 1 시간의 코일권취 상당 열처리를 실시하였다.
얻어진 판두께: 4㎜ 의 열연판을 압하율: 82.5% 로 냉간압연 후, 880℃, 40 초의 재결정소둔을 실시하고, 이어서 압하율: 0.8% 의 조질압연을 실시하였다.
이렇게 하여 얻어진 냉연판으로부터 압연방향으로 JIS 5 호 인장시험편을 채취하고, 통상적인 인장시험기를 사용하여 변형속도: 0.02/s 로 인장강도를 측정하였다. 또, 별도로 이들의 냉연판으로부터 채취한 인장시험편에 10% 의 인장변형을 부여하여 다양한 온도에서 20 분간의 열처리를 실시한 후, 통상적인 인장시험에 제공하였다.
도 3 에 ΔTS 에 미치는 성형 후 열처리온도의 영향에 대해 조사한 결과를 나타낸다. 동 도면에 나타낸 바와 같이, 성형 후 열처리온도가 200℃ 이하로 비교적 낮은 영역에서는 극저탄소, 고 N 함유강인 강 A 가 세미 극저탄소ㆍ저 N 강인 강 B 보다 높은 ΔTS 를 나타내고, 고온영역에서는 같은 정도의 ΔTS 를 나타낸다. 이들의 실험결과로부터, 저온영역에서의 ΔTS 를 확보하기 위해서는 고용 N 을 활용하는 것이 유효함을 알 수 있다.
또, 도 4 에 상온시효에 의한 신장율의 저하량 (ΔEl) 과 성형 후 인장강도 상승대 (ΔTS) 에 미치는, 결정입자직경 (d) 과 강성분 (N% - 14/93ㆍNb% - 14/27ㆍAl% - 14/11ㆍB%) 의 영향에 대해 조사한 결과를 나타낸다. 또한, 신장율의 저하량 (ΔEl) 은 냉연판으로부터 압연방향으로 채취한 JIS 5 호 시험편으로 측정한 전체 신장율과, 별도 채취한 시험편을 사용하여 상온시효의 촉진처리인 100℃ 에서 8 시간의 유지처리를 실시한 후에 측정한 전체 신장율과의 차이로 평가하였다.
동 도면에 나타낸 바와 같이, (N% - 14/93ㆍNb% - 14/27ㆍAl% - 14/11ㆍB%) 의 값이 0.0015 질량% 이상이며, 또한 결정입자직경 (d) 이 20㎛ 이하인 경우에, 고 ΔTS 와 저 ΔEl 의 양립이 가능해짐을 알 수 있다.
실험 4
0.0015%C - 0.30%Si - 0.8%Mn - 0.03%P - 0.005%S - 0.012%N - 0.02 ∼ 0.08Al 강의 시트바아를 1050℃ 로 균일하게 가열하고, 이어서 마무리온도가 670℃ 가 되도록 7 패스로 열간마무리압연하고, 이어서 700℃ ×5h 의 재결정소둔을 실시하여 얻어진 판두께 4㎜ 의 열연판을 압하율 82.5% 로 냉간압연하고, 이어서 875℃ ×40 초로 재결정소둔하고, 이어서 압하율 0.8% 로 조질압연하고, 얻어진 냉연판으로부터 JIS 5 호 인장시험편을 채취하고, 통상적인 인장시험기를 사용하여 변형속도 3 ×10-3/s 로 인장시험을 실시하여 TS ×r 값 및 ΔTS 를 측정하였다. 결과를 표 5 에 나타낸다. N/Al ≥0.30 를 만족할 경우에 TS ×r 값 ≥750 또한ΔTS ≥40MPa 가 달성된다. 또한, N/Al ≥0.30 인 경우, BH ≥80MPa 가 달성됨은 별도로 확인하였다.
실험 5
0.0015%C - 0.0010%B - 0.01%Si - 0.5%Mn - 0.03%P - 0.008%S - 0.011%N - 0.005 ∼ 0.05%Nb - 0.005 ∼ 0.03%Al 강의 시트바아를 1000℃ 로 균일하게 가열하고, 이어서 마무리온도가 650℃ 가 되도록 7 패스로 열간마무리압연하고, 이어서 800℃ ×60 초의 재결정소둔을 실시하고, 얻어진 판두께 4㎜ 의 열연판을 압하율 82.5% 로 냉간압연하고, 이어서 880℃ ×40 초로 재결정소둔하고, 이어서, 압하율 0.8% 로 조질압연하고, 얻어진 냉연판으로부터 JIS 5 호 인장시험편을 채취하고, 통상적인 인장시험기를 사용하여 변형속도 3 ×10-3/s 로 인장시험을 실시하고, TS ×r 값, BH, ΔTS 를 측정하였다. 이들 측정값과 N/(Al + Nb + B) 의 관계를 도 5 에 나타낸다. 본 실험에서는 Nb: 0.005 ∼ 0.05%, B: 0.0010% 를 함유하고 있는 강을 사용하고 있고, 동 도면에 나타내는 바와 같이, N/(Al + Nb + B) ≥0.30 의 범위에서 BH ≥80MPa, ΔTS ≥60MPa, TS ×r 값 ≥850MPa 가 달성되었다.
실험 6
0.0010%C - 0.02%Si - 0.6%Mn - 0.01%P - 0.009%S - 0.015%N - 0.01%Al - 0.015%Nb - 0.0001 ∼ 0.0025% B 강의 시트바아를 1050℃ 로 균일하게 가열하고, 이어서 마무리온도가 680℃ 가 되도록 7 패스로 열간마무리압연하고, 이어서 750℃×5h 의 배치소둔으로 재결정소둔을 실시하고, 얻어진 판두께 4㎜ 의 열연판을 압하율 82.5% 로 냉간압연하고, 이어서 880℃ ×40 초로 재결정소둔하고, 이어서 압하율 0.8% 로 조질압연하고, 얻어진 냉연판으로부터 JIS 5 호 인장시험편을 채취하고, 통상적인 인장시험기를 사용하여 변형속도 3 ×10-3/s 로 인장시험을 실시하고, TS ×r 값, BH, ΔTS 를 측정하였다. 이들 측정값과 B 량의 관계를 도 6 에 나타낸다.
동 도면에 나타내는 바와 같이, B: 0.0003 ∼ 0.0015% 의 범위에서 BH ≥80MPa 에 더하여, B ＜ 0.0003% 의 경우보다 높은 ΔTS 레벨인 ΔTS ≥60MPa, TS ×r 값 ≥850MPa 가 달성되었다. 또, 미크로조직 관찰로부터, 이 B 량 범위에서 결정입자가 특히 미세화되어 있음이 확인되었다.
실험 5, 6 의 결과로부터, N/(Al + Nb + B) ≥0.30 의 범위로서 B ≥0.0003% 로 하고, 또한 Nb 의 복합첨가에 의해 결정입자가 미세화되어 ΔTS, TS ×r 값 레벨이 더욱 개선됨이 판명되었다. B ＜ 0.0003% 에서는 Nb 와의 복합첨가에 의한 결정입자 미세화효과가 없다. 한편, B ＞ 0.0015% 에서는 오히려 특성이 저하된다. 이것은 입자계 및 그 근방에 편석하는 B 량이 증가하고, B 원자는 N 원자간의 강한 상호작용에 의해 유효한 고용 N 량이 저감되었기 때문으로 추찰된다. 또, Nb 대신에 Ti, V 를 첨가했을 경우에 대해서도 동일한 검토를 실시하여, Nb 와 동일한 효과가 얻어짐을 확인하였다. 본 발명은 이하의 발견에 기초하여 이루어진 것으로 그 요지는 이하와 같다.
제 1 본 발명은 질량% 로,
C: 0.15% 이하,
Si: 1.0% 이하,
Mn: 2.0% 이하,
P: 0.1% 이하,
S: 0.01% 이하,
Al: 0.005 ∼ 0.030%,
N: 0.0050 ∼ 0.0400%
를 함유하고, 또한 N/Al: 0.30 이상,
고용상태의 N 이 0.0010% 이상이고,
잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 것을 특징으로 하는, 변형시효 경화특성이 우수한 냉연강판.
제 1 본 발명에서는 상기 조성 중에서도 특히 하기 범위가 바람직하다. 즉, 질량% 로,
C: 0.01% 미만,
Si: 0.005 ∼ 1.0%,
Mn: 0.01 ∼ 1.5%,
P: 0.1% 이하,
S: 0.01% 이하,
Al: 0.005 ∼ 0.030%,
N: 0.005 ∼ 0.040%
를 함유하고, 또한 N/Al: 0.30 이상,
고용상태의 N 이 0.0010% 이상이고,
잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 것을 특징으로 하는, 변형시효 경화특성이 우수한 냉연강판.
제 1 본 발명에서는 상기 조성에 더 추가하여, 질량% 로,
B: 0.0001 ∼ 0.0030%,
Nb: 0.005 ∼ 0.050%
를, 다음 식 (1), (2)
N% ≥0.0015 + 14/93ㆍNb% + 14/27ㆍAl% + 14/11ㆍB% (1)
C% ≤0.5ㆍ(12/93)ㆍNb% (2)
를 만족시키는 범위에서 함유하는 것이 바람직하다.
제 1 본 발명에서는, 상기 조성에 더 추가하여, 질량% 로, 필요에 따라 Cu, Ni, Mo 중 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 1.0% 이하 함유하는 것이 바람직하다.
제 1 본 발명에서는, 강판의 결정입자직경이 20㎛ 이하인 것이 바람직하다.
제 1 본 발명에서는, 열처리온도: 120 ∼ 200℃ 의 저온영역에서, 성형 후의 강도 상승대: 60MPa 이상을 갖는 것이 바람직하다.
제 1 본 발명에서는 상기 냉연강판의 표면에 전기아연도금, 용융아연도금, 및 합금화 용융아연도금층을 구비해도 된다.
제 2 본 발명에서는 질량% 로,
C: 0.01% 미만,
Si: 0.005 ∼ 1.0%,
Mn: 0.01 ∼ 1.5%,
P: 0.1% 이하,
S: 0.01% 이하,
Al: 0.005 ∼ 0.030%,
N: 0.005 ∼ 0.040%
를 함유하고, 또한 N/Al: 0.30 이상,
을 만족시키는 범위에서 함유하고, 잔부는 실질적으로 Fe 의 조성이 되는 강편을 열간압연하고, 그 때, 마무리압연종료 후 즉시 냉각을 시작하여 권취온도: 400 ∼ 800℃ 에서 권취하고, 그 후 압하율: 60 ∼ 95% 의 냉간압연을 실시한 후, 650 ∼ 900℃ 의 온도에서 재결정소둔을 실시하는 것을 특징으로 하는, 변형시효 경화특성이 우수한 냉연강판의 제조방법이다.
제 2 본 발명에서는, 상기 조성에 더 추가하여, 질량% 로,
B: 0.0001 ∼ 0.0030%,
Nb: 0.005 ∼ 0.050%
를, 다음 식 (1), (2)
N% ≥0.0015 + 14/93ㆍNb% + 14/27ㆍAl% + 14/11ㆍB% (1)
C% ≤0.5ㆍ(12/93)ㆍNb% (2)
를 만족시키는 범위에서 함유하는 것이 바람직하다.
제 2 본 발명에서는, 상기한 재결정소둔에서의 승온과정에서, 500℃ 로부터 재결정온도까지의 온도영역을 1 ∼ 20℃/s 의 속도로 승온시키는 것이 바람직하다.
제 2 본 발명에서는, 재결정소둔 후, 용융아연도금처리, 이어서 가열합금화 처리를 실시해도 된다.
제 3 본 발명에서는 질량% 로,
C: 0.01% 이하,
Si: 1.0% 이하,
Mn: 0.01 ∼ 1.5%,
P: 0.1% 이하,
S: 0.01% 이하,
Al: 0.005 ∼ 0.020%,
N: 0.0050 ∼ 0.040%
를 함유하고, 또한 N/Al: 0.30 이상, 고용 N: 0.0010% 이상으로 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고,
TS ×r 값: 750MPa 이상인 것을 특징으로 하는, 변형시효 경화특성이 우수한 딥드로잉용 냉연강판이다.
제 3 본 발명에서는, 상기 조성에 더 추가하여, 질량% 로,
B: 0.0001 ∼ 0.0030%,
Nb: 0.005 ∼ 0.050%
를, 다음 식 (1), (2)
N% ≥0.0015 + 14/93ㆍNb% + 14/27ㆍAl% + 14/11ㆍB% (1)
C% ≤0.5ㆍ(12/93)ㆍNb% (2)
를 만족시키는 범위에서 함유하는 것이 바람직하다.
제 3 본 발명에서는, 상기 조성에 더 추가하여, 질량% 로,
B: 0.0001 ∼ 0.0030%,
Nb: 0.005 ∼ 0.050%,
Ti: 0.005 ∼ 0.070%,
V: 0.005 ∼ 0.10%
중 1 종 또는 2 종 이상을 함유하고, 또한
N/(Al + Nb + Ti + V + B): 0.30 이상,
고용 N: 0.0010% 이상
을 만족시키는 범위에서 함유하는 것이 바람직하다.
제 4 본 발명은 질량% 로,
C: 0.01% 이하,
Si: 0.005 ∼ 1.0%,
Mn: 0.01 ∼ 1.0%,
P: 0.1% 이하,
S: 0.01% 이하,
Al: 0.005 ∼ 0.030%,
N: 0.0050 ∼ 0.040%
를 함유하고,
B: 0.0003 ∼ 0.0030%,
Nb: 0.005 ∼ 0.050%,
Ti: 0.005 ∼ 0.070%,
V: 0.005 ∼ 0.10%
중 1 종 또는 2 종 이상을 함유하고, 또한
N/(Al + Nb + Ti + V + B): 0.30 이상이 되는 조성을 갖는 강소재를, 950℃ 이상으로 가열한 후, 조압연 종료온도를 1000℃ 이하 Ar3이상으로 하여 조압연하고, 계속하여 Ar3이하 600℃ 이상의 온도영역에서 윤활시키면서 마무리압연하여 권취하고, 그 때 조압연개시에서 마무리압연종료까지의 전체 압하율을 80% 이상으로 하고, 얻어진 열연판을 재결정소둔하고, 이어서 압하율 60 ∼ 95% 로 냉간압연하고, 얻어진 냉연판을 재결정소둔하는 것을 특징으로 하는, 변형시효 경화특성이 우수한 딥드로잉용 냉연강판의 제조방법이다.
제 5 본 발명은 질량%,
C: 0.0015 ∼ 0.025%,
Si: 1.0% 이하,
Mn: 2.0% 이하,
P: 0.1% 이하,
S: 0.02% 이하,
Al: 0.02% 이하,
N: 0.0050 ∼ 0.0250%
를 함유하고, 또한
B: 0.0005 ∼ 0.0050%,
Nb: 0.002 ∼ 0.050%
의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하고, 또한 N/Al 이 0.3 이상, 고용상태의 N 을 0.0010% 이상 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과, 면적율로 5% 이상의 애시큘러 페라이트상과 평균 결정입자직경: 20㎛ 이하의 페라이트상으로 이루어지는 조직을 갖고, r 값: 1.2 이상인 것을 특징으로 하는, 성형성, 변형시효 경화특성 및 내상온 시효성이 우수한 고장력 냉연강판이다.
제 5 본 발명에서는, 상기 조성에 더 추가하여, 질량% 로, 하기 a 군 ∼ c 군:
a 군: Cu, Ni, Cr, Mo 중 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 1.0% 이하,
b 군: Ti, V 중 1 종 또는 2 종을 합계로 0.1% 이하,
c 군: Ca, REM 의 1 종 또는 2 종을 합계로 0.0010 ∼ 0.010%
중 1 군 또는 2 군 이상을 함유하는 것이 바람직하다.
제 6 본 발명은, 질량% 로,
C: 0.0015 ∼ 0.025%,
Si: 1.0% 이하,
Mn: 2.0% 이하,
P: 0.1% 이하,
S: 0.02% 이하,
Al: 0.02% 이하,
N: 0.0050 ∼ 0.0250%,
B: 0.0003 ∼ 0.0050%,
Nb: 0.002 ∼ 0.050%
의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하고, 또한 N/Al 이 0.3 이상인 조성의 강슬래브를,
슬래브가열온도: 1000℃ 이상으로 가열하고,
조압연하여 시트바아로 하고,
이 시트바아에 마무리압연 출구측온도: 800℃ 이상으로 하는 마무리압연을 실시하고,
권취온도: 650℃ 이하에서 권취하여 열연판으로 하는 열간압연공정과,
이 열연판에 산세정 및 냉간압연을 실시하여 냉연판으로 하는 냉간압연공정과,
이 냉연판에 페라이트-오스테나이트 2 상 영역내의 온도로 연속소둔을 실시하고,
500℃ 이하의 온도영역까지 냉각속도: 10 ∼ 300℃/s 로 냉각하는 냉연판 소둔공정을 순차적으로 실시하는 것을 특징으로 하는,
r 값: 1.2 이상을 갖고, 성형성, 변형시효 경화특성 및 내상온 시효성이 우수한 고장력 냉연강판의 제조방법이다.
제 6 본 발명에서는, 상기 조성에 더 추가하여, 질량% 로, 하기 a 군 ∼ c 군:
a 군: Cu, Ni, Cr, Mo 중 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 1.0% 이하,
b 군: Ti, V 중 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0.1% 이하,
c 군: Ca, REM 의 1 종 또는 2 종을 합계로 0.0010 ∼ 0.010%
중 1 군 또는 2 군 이상을 함유하는 것이 바람직하다.
제 7 본 발명은, 질량% 로,
C: 0.025 ∼ 0.15%,
Si: 1.0% 이하,
Mn: 2.0% 이하,
P: 0.08% 이하,
S: 0.02% 이하,
Al: 0.02% 이하,
N: 0.0050 ∼ 0.0250%
를 함유하고, 또한 N/Al 이 0.3 이상, 고용상태의 N 을 0.0010% 이상 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과, 평균 결정입자직경: 10㎛ 이하의 페라이트상을 면적율로 80% 이상 함유하고, 또한 제 2 상으로 면적율로 2% 이상의 마르텐사이트상을 함유하는 조직을 갖고, r 값: 1.2 이상인 것을 특징으로 하는, 높은 r 값과 우수한 변형시효 경화특성 및 상온 비시효성을 갖는 고장력 냉연강판이다.
제 7 본 발명에서는, 상기 조성에 더 추가하여, 질량% 로, 하기 d 군 ∼ g 군:
d 군: Cu, Ni, Cr, Mo 중 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 1.0% 이하,
e 군: Nb, Ti, V 중 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0.1% 이하,
f 군: B 를 0.0030% 이하,
g 군: Ca, REM 의 1 종 또는 2 종을 합계로 0.0010 ∼ 0.010%
중 1 군 또는 2 군 이상을 함유하는 것이 바람직하다.
제 8 본 발명은, 질량% 로,
C: 0.025 ∼ 0.15%,
Si: 1.0% 이하,
Mn: 2.0% 이하,
P: 0.08% 이하,
S: 0.02% 이하,
Al: 0.02% 이하,
N: 0.0050 ∼ 0.0250%
를 함유하고, 또한 N/Al 이 0.3 이상인 조성의 강슬래브를,
슬래브가열온도: 1000℃ 이상으로 가열하고,
조압연하여 시트바아로 하고,
이 시트바아에 마무리압연 출구측온도: 800℃ 이상으로 하는 마무리압연을 실시하고,
권취온도: 650℃ 이하에서 권취하여 열연판으로 하는 열간압연공정과,
이 열연판에 산세정 및 냉간압연을 실시하여 냉연판으로 하는 냉간압연공정과,
이 냉연판에 소둔온도: 재결정온도 이상 800℃ 이하에서 상자소둔을 실시하고, 이어서 소둔온도: Acl변태점 ∼ (Ac3변태점 - 20℃) 으로 연속소둔을 실시하고, 그 후 500℃ 이하의 온도영역까지 냉각속도: 10 ∼ 300℃/s 로 냉각하는 냉연판소둔공정을 순차적으로 실시하는 것을 특징으로 하는, r 값: 1.2 이상의 높은 r 값과 우수한 변형시효 경화특성 및 상온 비시효성을 갖는 고장력 냉연강판의 제조방법이다.
제 8 본 발명에서는, 상기 연속소둔 후의 냉각에 이어서, 상기 냉각의 냉각정지온도 이하 350℃ 이상의 고온영역에서 체류시간 20 초 이상의 과시효처리를 실시하는 것이 바람직하다.
제 8 본 발명에서는, 상기 조성에 더 추가하여, 질량% 로, 하기 d 군 ∼ g 군:
d 군: Cu, Ni, Cr, Mo 중 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 1.0% 이하,
e 군: Nb, Ti, V 중 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0.1% 이하,
f 군: B 를 0.0030% 이하,
g 군: Ca, REM 의 1 종 또는 2 종을 합계로 0.0010 ∼ 0.010%
중 1 군 또는 2 군 이상을 함유하는 것이 바람직하다.
이하의 실시예에서 고용 N 량, 미시조직, 인장특성, r 값 측정, 변형시효 경화특성, 시효특성을 조사하였다. 조사방법은 하기와 같다.
(1) 고용 N 량
고용 N 량은 화학분석에 의해 구한 강중의 전체 N 량에서 석출 N 량을 빼서 구하였다. 여기서, 석출 N 량은 상기한 정전위 전해법을 사용한 분석법에 의해 구하였다.
(2) 미시조직
각 냉연소둔판으로부터 시험편을 채취하여 압연방향에 직교하는 단면 (C 단면) 에 대해 광학현미경 또는 주사형 전자현미경을 사용하여 미시조직을 촬상하고, 화상분석장치를 사용하여 페라이트의 조직분율 및 제 2 상의 종류 및 조직분율을 구하였다.
(3) 결정입자직경
본 발명에서는 결정입자직경으로 단면조직사진으로부터 ASTM 에 규정된 구적법에 의해 산출한 값과, 단면조직사진으로부터 ASTM 에 규정된 절단방법에 의해 구한 공칭입자직경 (예컨대 우메모토 외: 열처리, 24 (1984), 334 참조) 중 보다 큰 쪽을 채용하였다.
(4) 인장특성
각 냉연소둔판으로부터 JIS 5 호 시험편을 압연방향으로 채취하고, JIS Z 2241 의 규정에 준거하여 변형속도 3 ×10-3/s 로 인장시험을 실시하여 항복응력 (YS), 인장강도 (TS), 신장율 (El) 을 구하였다.
(5) 변형시효 경화특성
각 냉연소둔판으로부터 JIS 5 호 시험편을 압연방향으로 채취하고, 예비변형으로 여기서는 5% 의 인장예비변형을 부여하고, 이어서 170℃ ×20 분의 도장베이킹처리 상당의 열처리를 실시한 후, 변형속도: 3 ×10-3/s 로 인장시험을 실시하고, 예비변형-도장베이킹처리 후의 인장특성 (항복응력 (YSBH), 인장강도 (TSBH)) 을 구하여, BH량 = YSBH - YS 5%, ΔTS = TSBH - TS 를 산출하였다. 또한, YS 5% 는 제품판을 5% 예비변형했을 때의 변형응력이며, YSBH, TSBH 는 예비변형-도장베이킹처리 후의 항복응력, 인장강도이고, TS 는 제품판의 인장강도이다.
(6) r 값 측정
각 냉연소둔판의 압연방향 (L 방향), 압연방향에 대해 45°방향 (D 방향), 압연방향에 대해 90°방향 (C 방향) 으로부터 JIS 5 호 시험편을 채취하였다.이들 시험편에 15% 의 단축인장 예비변형을 부여했을 때의 각 시험편의 폭변형과 판두께변형을 구하여, r 값의 정의식인 폭변형과 판두께변형의 비
r = ln(w/w0)/ln(t/t0)
(여기서, w0, t0은 시험전 시험편의 폭 및 판두께이며, w, t 는 시험 후 시험편의 폭 및 판두께임)
로부터 각 방향의 r 값을 구하여, 다음 식
r평균= (rL+ 2rD+ rC)/4
에 의해 평균 r 값 r평균을 구하였다. 여기서, rL은 압연방향 (L 방향) 의 r 값이고, rD는 압연방향 (L 방향) 에 대해 45°방향 (D 방향) 의 r 값이고, rC는 압연방향 (L 방향) 에 대해 90°방향 (C 방향) 의 r 값이다. 또한, 실험의 정밀도 향상을 위해 체적 일정으로 가정하여 신장변형과 폭방향의 변형 변화로 산출하였다.
(7) 시효특성
각 냉연소둔판으로부터 JIS 5 호 시험편을 채취하여, 이 시험편에 50℃ ×200hr 의 시효처리를 실시한 후, 인장시험을 실시하였다. 얻은 결과로부터, 시효처리 전후의 항복신장율차이 (ΔY - El) 를 구하여 상온의 시효특성을 평가하였다. ΔY - El 이 0 이면 비시효성으로 내상온 시효특성이 우수하다고 평가하였다.
(8) 성형-열처리 후의 인장강도
성형-열처리 후의 인장강도는 제품판으로부터 압연방향으로 JIS 5 호 시험편을 채취하여, 예비변형 10% 를 부여한 후, 120℃ 및 종래부터 실시되고 있는 도장베이킹 상당 열처리온도인 170℃ 에서 20 분간의 열처리를 실시하고, 인장강도를 측정하여 구하였다.
(9) 상온시효에 의한 전체 신장율의 저하량 (ΔEl)
상온 시효에 의한 전체 신장율의 저하량 (ΔEl) 은 제품판으로부터 압연방향으로 JIS 5 호 시험편을 채취하여 측정한 전체 신장율과, 별도로 압연방향으로 채취한 JIS 5 호 시험편을 사용하여 상온시효의 촉진처리 (100℃, 8 시간 유지) 를 실시한 후에 측정한 전체 신장율과의 차이로 구하였다.
실시예 1
표 1 에 나타내는 성분조성이 되는 강슬래브를, 표 2 에 나타내는 조건에서 판두께: 3.5㎜ 의 열연판, 이어서 판두께: 0.7㎜ 의 냉연판으로 한 후, 연속소둔라인 또는 연속소둔-합금화 용융아연도금라인에서 재결정소둔, 나아가서 합금화 용융아연도금처리를 실시하고, 그 후 압하율: 1.0% 의 조질압연을 실시하여 냉연강판 및 편면 당 중량: 45g/m2로 양면도금한 합금화 용융아연도금강판을 제조하였다. 또한, 표 2 중 No.3, 8 의 열연마무리종료온도는 Ar3변태점 미만이고, 그 이외는 Ar3변태점 이상이다.
이렇게 얻어진 냉연강판 및 합금화 용융아연도금강판의 인장강도 및 r 값,및 성형-열처리 후의 인장강도의 변화에 대해 조사한 결과를 표 3 에 나타낸다.
표 3 에서 알 수 있듯이, 본 발명에 따라 얻어진 냉연강판 및 합금화 용융아연도금강판은 모두 비교예에 비해 높은 r 값과 우수한 변형시효 경화특성이 얻어진다. 또, 특히 적합예 중, 결정입자직경이 20㎛ 이하인 것은 상온시효에 의한 신장율의 저하량도 ΔEl 로 2.0% 이하로 작아진다.
실시예 2
표 1 에 기재된 강기호 B 의 슬래브를 사용하고, 표 2 의 No.2 와 동일한 제조조건인 슬래브가열온도: 1100℃, 마무리열연온도: 900℃ 에서 열연한 후, 권취온도: 550℃ 에서 코일에 권취하였다. 이 코일을 압하율: 80% 로 냉간압연한 후 840℃ 에서 재결정소둔을 실시하였다. 얻어진 냉연강판의 제품특성은 인장강도 TS = 365MPa, r 값 = 1.7 이었다. 이 냉연강판으로부터 JIS 5 호 시험편을 압연방향으로 채취하여, 인장시험기에 의해 10% 의 인장변형을 부여한 후, 표 4 에 나타내는 열처리 조건 (온도, 시간) 에서 열처리를 실시하여, 다시 인장시험을 실시하였다. 표 4 에 변형부여전의 제품의 인장강도 (TS = 365MPa) 로부터의 인장강도의 상승대 (ΔTS) 를 병기한다.
표 4 에 나타낸 바와 같이, 강도의 상승량은 열처리온도가 높아질수록, 또 열처리시간이 길어질수록 커지는데, 발명강판은 열처리온도가 120℃ 로 저온이며, 또한 유지시간이 2 분으로 짧아도 82MPa 라는 충분한 인장강도의 상승 (20 분 열처리시의 85% 이상) 이 얻어져 저온ㆍ단시간의 열처리에서도 양호한 변형시효 경화특성이 얻어짐을 알 수 있다. 또한, 자동차의 구조부재 등에서 안정된 강도상승효과를 얻기 위해 통상적인 온도, 시간으로 열처리를 실시하는 데에 아무런 문제는 없다. 또, 이 냉연강판에 대해 용융아연도금 및 가열합금화 처리를 실시하여 얻은 합금화 용융아연도금강판에 대해서도 표 4 와 동일한 결과가 얻어짐이 확인되었다.
실시예 3
표 6 에 나타내는 조성이 되는 강슬래브를 표 7 에 나타내는 조건에서 열간압연하여 판두께 3.5㎜ 의 열연판으로 하였다. 이들 열연판을 표 7 에 나타내는 조건에서 냉간압연하여 판두께 0.7㎜ 의 냉연판으로 하고, 이들 냉연판을 동 표에 나타내는 조건에서 재결정소둔하고, 그 중 일부에 대해 또한 동 표에 나타내는 조건에서 용융아연도금 또는 합금화 용융아연도금을 실시하였다. 얻어진 제품판에 대해 고용 N 량, 미시조직, 인장특성, 변형시효 경화특성을 조사하였다.
결과를 표 8 에 나타낸다. 동 표로부터, 본 발명에 의한 강판은 TS ×r 값 ≥750MPa (B 와 Nb, Ti, V 의 1 종 또는 2 종 이상을 복합첨가한 경우는 추가로 TS ×r 값 ≥850MPa), BH ≥80MPa, ΔTS ≥40MPa 를 모두 만족시키는데, 비교예는 이들 3 특성 중 1 이상도 본 발명의 수준에 미치지 못한다.
실시예 4
다음에 본 발명의 실시예에 대해 설명한다.
표 9 에 나타내는 조성의 용강을 전로에서 용제하고 연속주조법으로 강슬래브로 하였다. 이들 강슬래브를 표 10 에 나타내는 조건에서 가열하고, 조압연하여 시트바아로 하고, 이어서 표 10 에 나타내는 조건의 마무리압연을 실시하는열간압연공정에 의해 열연판으로 하였다. 또한, Ar3변태점을 열간마무리압연조건을 시뮬레이트한 조건에서 가공변태측정장치 (후지덴파코오키 제조) 를 사용하여 측정하고, 표 10 에 나타냈다.
이들 열연판을 산세정 및 표 10 에 나타내는 조건의 냉간압연으로 이루어지는 냉간압연공정에 의해 냉연판으로 하였다. 이어서, 이들 냉연판에 표 10 에 나타내는 조건에서 연속소둔을 실시하였다. 일부에 대해서는 냉연소둔공정에 이어서 조질압연을 실시하였다.
얻어진 냉연소둔판에 대해 고용 N 량, 미시조직, 인장특성, r 값 측정, 변형시효 경화특성, 시효특성을 조사하였다.
또한, No.4, No.10 의 강판표면에 용융아연도금을 실시하여 도금강판으로 하고, 마찬가지로 각종 특성을 평가하였다.
이들 결과를 표 11 에 나타낸다.
본 발명예에서는 모두 우수한 연성과, 현격히 높은 BH 량, ΔTS 를 나타내고, 우수한 변형시효 경화특성과 평균 r 값 1.2 이상의 높은 r 값과, 상온 시효에서는 비시효성으로 우수한 내상온 시효성을 갖는다. 또한, No.4, No.10 의 강판표면에 용융아연도금을 실시한 도금강판의 특성은, 도금층의 폭축소구속으로 인해 냉연강판에 비해 평균 r 값으로 0.2, 신장율 (El) 로 1% 정도의 특성 저하가 있었지만, 변형시효 경화성, 내상온 시효특성은 도금전의 특성과 거의 변화는 없었다. 이에 비해, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예는 연성이 열화되거나, BH량, ΔTS 가 적거나, 시효열화가 현저하거나 하여, 목표로 하는 특성을 모두 구비하는 것은 아니어서 충분한 특성을 갖는 강판이라고는 할 수 없다.
강판 No.11 은 C, Al, N, N/Al 이 본 발명 범위를 벗어나고, 그로 인해 r 값, BH 량, ΔTS, 내상온 시효성이 저하된다. 또, 강판 No.12 는 B, Nb 가 본 발명 범위를 벗어나고, 애시큘러 페라이트량이 본 발명 범위를 약간 벗어나고, 그로 인해 BH 량, ΔTS, 내상온 시효성이 저하된다.
강판 No.13 은 B 가 본 발명의 적합한 범위를 벗어나고, 애시큘러 페라이트량이 본 발명 범위를 약간 벗어나고, 그로 인해 r 값, BH 량, ΔTS, 내상온 시효성이 저하된다. 또, 강판 No.14 는 Nb 가 본 발명 범위를 벗어나고, 고용 N 량이 본 발명 범위를 약간 벗어나고, 그로 인해 변형시효 경화특성이 저하된다.
강판 No.15 는 N 이 본 발명의 적합한 범위를 벗어나고, 고용 N 이 적고, 변형시효 경화특성이 저하된다. 강판 No.17 ∼ No.20 은 열연조건, 냉연판소둔조건이 적합한 범위로부터 벗어나고, 미시조직이 본 발명의 범위를 벗어나 BH 량, ΔTS 가 저감하고 변형시효 경화특성이 저하하고 내상온 시효성이 열화된다.
실시예 5
표 12 에 나타내는 조성이 되는 강을 실시예 4 와 동일한 방법으로 슬래브로 하고, 이 슬래브를 표 13 에 나타내는 조건에서 가열하고, 조압연하여 20㎜ 두께의 시트바아로 하고, 이어서 표 13 에 나타내는 조건의 마무리압연을 실시하는 열간압연공정에 의해 열연판으로 하였다. 또한, 조압연 후에 마무리압연 입구측에서 서로 전후하는 시트바아끼리를 용융압접법으로 접합하고 연속 압연하였다. 또,시트바아의 폭 단부, 길이방향 단부를 유도가열방식의 시트바아 에지히터, 시트바아 히터를 사용하여 시트바아의 온도를 조절하였다.
이들 열연판을 산세정 및 표 13 에 나타내는 조건의 냉간압연으로 이루어지는 냉간압연공정에 의해 1.6㎜ 두께의 냉연판으로 하였다. 이어서, 이들 냉연판에 표 13 에 나타내는 조건에서 연속소둔을 실시하였다.
얻어진 냉연소둔판에 대해 실시예 4 와 마찬가지로 고용 N 량, 미시조직, 인장특성, r 값 측정, 변형시효 경화특성을 조사하였다. 또, 각 냉연소둔판의 폭방향 및 길이방향에 대해 각 10 개 위치에서 인장특성을 조사하여 항복강도, 인장강도, 신장율의 편차를 조사하였다.
이들 결과를 표 14 에 나타낸다.
본 발명예는 모두 우수한 변형시효 경화특성과 높은 r 값을 갖고, 제조조건의 변동에도 불구하고, 안정되고 현격히 높은 BH 량, ΔTS, 평균 r 값을 나타냈다. 또, 본 발명예에서는 연속압연과 시트바아의 길이방향, 폭방향 온도조정을 실시함으로써 제품강판의 판두께정밀도 및 형상이 향상되고, 재질편차가 1/2 로 감소하는 것을 확인하였다. 또, 조질압연의 신장율을 0.5 ∼ 2%, 레벨러의 신장율을 0 ∼ 1% 까지 변화시켰지만, 변형시효 경화특성의 저하는 없었다.
실시예 6
이어서, 본 발명의 실시예에 대해 설명한다.
표 15 에 나타내는 조성의 용강을 전로에서 용제하고 연속주조법으로 강슬래브로 하였다. 이들 강슬래브를 표 16 에 나타내는 조건에서 가열 (일부 온편장입 있음) 하고, 조압연하여 시트바아로 하고, 이어서 표 16 에 나타내는 조건의 마무리압연을 실시하는 열간압연공정에 의해 열연판으로 하였다. 또한, 일부의 시트바아에서는 서로 전후하는 시트바아끼리를 용융압접법으로 접합하여 연속압연을 실시하였다.
이들 열연판을 산세성 및 표 16 에 나타내는 조건의 냉간압연으로 이루어지는 냉간압연공정에 의해 냉연판으로 하였다. 이어서, 이들 냉연판에 표 16 에 나타내는 조건에서 상자소둔과 이것에 이어지는 연속소둔을 실시하였다. 일부에 대해서는 냉연소둔공정에 이어서 조질압연을 실시하였다. 또한, 상자소둔을 생략한 경우도 실시하였다. 상자소둔의 소둔온도는 모두 재결정온도 이상으로 하였다.
얻어진 냉연소둔판에 대해 고용 N 량, 미시조직, 인장특성, r 값 측정, 변형시효 경화특성, 시효특성을 조사하였다.
또한, No.17, No.18 의 강판표면에는 표중의 연속소둔 후에 인라인으로 용융아연도금을 실시하여 도금강판으로 하고, 마찬가지로 각종 특성을 평가하였다.
이들 결과를 표 17 에 나타낸다.
본 발명예에서는 모두 우수한 연성과, 현격히 높은 BH 량, ΔTS 를 나타내고, 우수한 변형시효 경화특성과 평균 r 값 1.2 이상의 높은 r 값과, 상온 비시효성을 갖는다. 또한, 표 17 에 나타내는 강판 No.17, No.18 의 용융아연도금강판의 특성은 마찬가지로 연속소둔한 냉연강판의 특성과 거의 차이는 없었다. 이에 비해, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예는 연성이 열화되거나, BH 량, ΔTS가 적거나, 시효열화가 현저하거나 하여, 목표로 하는 특성을 모두 구비하는 것은 아니어서 충분한 특성을 갖는 강판이라고는 할 수 없다.
강판 No.11 은 C 량, N 량이 본 발명 범위를 벗어나고, 고용 N 량, 마르텐사이트량이 본 발명 범위를 약간 벗어나고, 그로 인해 BH 량, ΔTS 가 저하하고 ΔY - El 이 증가한다. 또, 강판 No.12 는 Al, N/Al, N 이 본 발명 범위를 벗어나고, 고용 N 량이 본 발명 범위를 약간 벗어나고, 페라이트의 평균 결정입자직경이 본 발명의 범위를 많이 벗어나고, 그로 인해 BH 량, ΔTS 가 저하하고 ΔY - El 이 증가한다.
강판 No.13 은 슬래브가열온도와 FDT 가 본 발명의 적합한 범위를 벗어나고, 고용 N 량, 마르텐사이트량이 본 발명 범위를 약간 벗어나고, 페라이트의 평균 결정입자직경이 본 발명의 범위를 많이 벗어나고, 그로 인해 r 값, BH 량, ΔTS 가 저하된다. 또, 강판 No.14 는 열연 후의 권취온도가 본 발명 범위를 벗어나고, 고용 N 량이 본 발명 범위를 약간 벗어나고, 페라이트의 평균 결정입자직경이 본 발명의 범위를 많이 벗어나고, 그로 인해 r 값, BH 량, ΔTS 가 저하된다.
강판 No.15 는 연속소둔온도가 본 발명의 적합한 범위를 벗어나고, 마르텐사이트가 생성되지 않고, 페라이트의 평균 결정입자직경이 본 발명의 범위를 많이 벗어나고, 그로 인해 BH 량, ΔTS 가 저하하고 ΔY-El 이 증가한다. 또, 강판 No.16 은 상자소둔을 실시하지 않고 바람직한 집합조직이 발달하지 않기 때문에, 특히 r 값이 저하한다. 또 페라이트의 평균입자직경, 마르텐사이트의 면적율도 본 발명의 범위를 벗어난다.
실시예 7
표 18 에 나타내는 조성이 되는 강을 실시예 1 과 동일한 방법으로 슬래브로 하고, 이 슬래브를 표 19 에 나타내는 조건에서 가열하고, 조압연하여 30㎜ 두께의 시트바아로 하고, 이어서 표 19 에 나타내는 조건의 마무리압연을 실시하는 열간압연공정에 의해 열연판으로 하였다. 또한, 일부에 대해서는 조압연 후에 마무리압연 입구측에서 서로 전후하는 시트바아끼리를 용융압접법으로 접합하고 연속 압연하였다. 또, 시트바아의 폭 단부, 길이방향 단부를 유도가열방식의 시트바아 에지히터, 시트바아 히터를 사용하여 시트바아의 온도를 조절하였다.
이들 열연판을 산세정 및 표 19 에 나타내는 조건의 냉간압연으로 이루어지는 냉간압연공정에 의해 1.6㎜ 두께의 냉연판으로 하였다. 이어서, 이들 냉연판에 표 19 에 나타내는 조건에서 상자소둔, 이어서 연속소둔로에 의한 연속소둔을 실시하였다. 또한, 상자소둔의 소둔온도는 모두 재결졍온도 이상으로 하였다.
얻어진 냉연소둔판에 대해 실시예 1 과 마찬가지로 고용 N 량, 미시조직, 인장특성, r 값 측정, 변형시효 경화특성을 조사하였다. 또, 각 냉연소둔판의 폭방향 및 길이방향에 대해 각 10 개 위치에서 인장특성을 조사하여 항복강도, 인장강도, 신장율의 편차를 조사하였다. 또한, 편차는 측정된 위치 전체 중에서의 최대값과 최소값의 차이, 예컨대 δYS = (YS 의 최대값) - (YS 의 최소값) 로 표시하였다. 이들 결과를 표 20 에 나타낸다.
본 발명예는 모두 우수한 변형시효 경화특성과 높은 r 값을 갖고, 제조조건의 변동에도 불구하고, 안정되고 현격히 높은 BH 량, ΔTS, 평균 r 값을 나타냈다.또, 본 발명예에서는 연속압연과 시트바아의 길이방향, 폭방향 온도조절을 실시함으로써 제품강판의 판두께정밀도 및 형상이 향상되고, 재질편차가 1/2 로 감소하는 것을 확인하였다.
본 발명에 의하면 프레스성형시에 우수한 딥드로잉성을 확보하면서 프레스성형-열처리에 의해 TS 가 크게 증가하는 냉연강판을 얻을 수 있다. 이 냉연강판으로부터 전기아연도금강판, 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판을 공업적으로 제조할 수 있다는 우수한 효과를 나타낸다.

Claims (25)

  1. 질량% 로,
    C: 0.15% 이하,
    Si: 1.0% 이하,
    Mn: 2.0% 이하,
    P: 0.1% 이하,
    S: 0.02% 이하,
    Al: 0.005 ∼ 0.030%,
    N: 0.0050 ∼ 0.0400%
    를 함유하고, 또한 N/Al: 0.30 이상,
    고용상태의 N 이 0.0010% 이상이고,
    잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 것을 특징으로 하는, 변형시효 경화특성이 우수한 냉연강판.
  2. 제 1 항에 있어서, 상기 조성에 더 추가하여, 질량% 로, 하기 a 군 ∼ d 군:
    a 군: Cu, Ni, Cr, Mo 중 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 1.0% 이하,
    b 군: Nb, Ti, V 중 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0.1% 이하,
    c 군: B 를 0.0030% 이하,
    d 군: Ca, REM 의 1 종 또는 2 종을 합계로 0.0010 ∼ 0.010%
    중 1 군 또는 2 군 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 변형시효 경화특성이 우수한 냉연강판.
  3. 질량% 로,
    C: 0.01% 미만,
    Si: 0.005 ∼ 1.0%,
    Mn: 0.01 ∼ 1.5%,
    P: 0.1% 이하,
    S: 0.01% 이하,
    Al: 0.005 ∼ 0.030%,
    N: 0.005 ∼ 0.040%
    를 함유하고, 또한 N/Al: 0.30 이상,
    고용상태의 N 이 0.0010% 이상이고,
    잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 것을 특징으로 하는, 변형시효 경화특성이 우수한 냉연강판.
  4. 제 3 항에 있어서, 상기 조성에 더 추가하여, 질량% 로,
    B: 0.0001 ∼ 0.0030%,
    Nb: 0.005 ∼ 0.050%
    를, 다음 식 (1), (2)
    N% ≥0.0015 + 14/93ㆍNb% + 14/27ㆍAl% + 14/11ㆍB% (1)
    C% ≤0.5ㆍ(12/93)ㆍNb% (2)
    를 만족시키는 범위에서 함유하고, 잔부는 실질적으로 Fe 의 조성이 되는 것을 특징으로 하는, 변형시효 경화특성이 우수한 냉연강판.
  5. 제 3 항 또는 제 4 항에 있어서, 상기 조성에 더 추가하여, 질량% 로, 필요에 따라 Cu, Ni, Mo 중 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 1.0% 이하 함유하는 것을 특징으로 하는, 변형시효 경화특성이 우수한 냉연강판.
  6. 제 1 항 내지 제 5 항에 있어서, 강판의 결정입자직경이 20㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, 변형시효 경화특성이 우수한 냉연강판.
  7. 제 1 항 내지 제 6 항에 있어서, 열처리온도: 120 ∼ 200℃ 의 저온영역에서, 성형 후의 강도 상승대: 60MPa 이상을 갖는 것을 특징으로 하는, 변형시효 경화특성이 우수한 냉연강판.
  8. 제 1 항 내지 제 7 항에 기재된 냉연강판의 표면에 전기아연도금, 용융아연도금, 및 합금화 용융아연도금층을 구비하는 것을 특징으로 하는, 변형시효 경화특성이 우수한 전기아연도금, 용융아연도금, 및 합금화 용융아연도금강판.
  9. 질량% 로,
    C: 0.01% 미만,
    Si: 0.005 ∼ 1.0%,
    Mn: 0.01 ∼ 1.5%,
    P: 0.1% 이하,
    S: 0.01% 이하,
    Al: 0.005 ∼ 0.030%,
    N: 0.005 ∼ 0.040%
    를 함유하고, 또한 N/Al: 0.30 이상
    을 만족시키는 범위에서 함유하고, 잔부는 실질적으로 Fe 의 조성이 되는 강편을 열간압연하고, 그 때, 마무리압연종료 후 즉시 냉각을 시작하여 권취온도: 400 ∼ 800℃ 에서 권취하고, 그 후 압하율: 60 ∼ 95% 의 냉간압연을 실시한 후, 650 ∼ 900℃ 의 온도에서 재결정소둔을 실시하는 것을 특징으로 하는, 변형시효 경화특성이 우수한 냉연강판의 제조방법.
  10. 제 9 항에 있어서, 상기 조성에 더 추가하여, 질량% 로,
    B: 0.0001 ∼ 0.0030%,
    Nb: 0.005 ∼ 0.050%
    를, 다음 식 (1), (2)
    N% ≥0.0015 + 14/93ㆍNb% + 14/27ㆍAl% + 14/11ㆍB% (1)
    C% ≤0.5ㆍ(12/93)ㆍNb% (2)
    를 만족시키는 범위에서 함유하고, 잔부는 실질적으로 Fe 의 조성이 되는 것을 특징으로 하는, 변형시효 경화특성이 우수한 냉연강판의 제조방법.
  11. 제 9 항 또는 제 10 항에 있어서, 상기한 재결정소둔에서의 승온과정에서, 500℃ 로부터 재결정온도까지의 온도영역을 1 ∼ 20℃/s 의 속도로 승온시키는 것을 특징으로 하는, 변형시효 경화특성이 우수한 냉연강판의 제조방법.
  12. 제 9 항 내지 제 11 항에 있어서, 재결정소둔 후, 용융아연도금처리, 이어서 가열합금화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는, 변형시효 경화특성이 우수한 합금용융아연도금강판의 제조방법.
  13. 질량% 로,
    C: 0.01% 미만,
    Si: 0.005 ∼ 1.0%,
    Mn: 0.01 ∼ 1.5%,
    P: 0.1% 이하,
    S: 0.01% 이하,
    Al: 0.005 ∼ 0.030%,
    N: 0.005 ∼ 0.040%
    를 함유하고, 또한 N/Al: 0.30 이상,
    고용상태의 N 이 0.0010% 이상이고,
    잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고,
    TS ×r 값: 750MPa 이상인 것을 특징으로 하는, 변형시효 경화특성이 우수한 딥드로잉용 냉연강판.
  14. 제 13 항에 있어서, 상기 조성에 더 추가하여, 질량% 로,
    B: 0.0001 ∼ 0.0030%,
    Nb: 0.005 ∼ 0.050%,
    를, 다음 식 (1), (2)
    N% ≥0.0015 + 14/93ㆍNb% + 14/27ㆍAl% + 14/11ㆍB% (1)
    C% ≤0.5ㆍ(12/93)ㆍNb% (2)
    를 만족시키는 범위에서 함유하고,
    잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고,
    TS ×r 값: 750MPa 이상인 것을 특징으로 하는, 변형시효 경화특성이 우수한 딥드로잉용 냉연강판.
  15. 제 13 항에 있어서, 상기 조성에 더 추가하여, 질량% 로,
    B: 0.0001 ∼ 0.0030%,
    Nb: 0.005 ∼ 0.050%,
    Ti: 0.005 ∼ 0.070%,
    V: 0.005 ∼ 0.10% 중 1 종 또는 2 종 이상을 함유하고, 또한
    N/(Al + Nb + Ti + V + B): 0.30 이상,
    고용상태의 N 이 0.0010% 이상이고,
    잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고,
    TS ×r 값: 750MPa 이상인 것을 특징으로 하는, 변형시효 경화특성이 우수한 딥드로잉용 냉연강판.
  16. 질량% 로,
    C: 0.01% 미만,
    Si: 0.005 ∼ 1.0%,
    Mn: 0.01 ∼ 1.5%,
    P: 0.1% 이하,
    S: 0.01% 이하,
    Al: 0.005 ∼ 0.030%,
    N: 0.005 ∼ 0.040%
    를 함유하고,
    B: 0.0001 ∼ 0.0030%,
    Nb: 0.005 ∼ 0.050%,
    Ti: 0.005 ∼ 0.070%,
    V: 0.005 ∼ 0.10% 중 1 종 또는 2 종 이상을 함유하고, 또한
    N/(Al + Nb + Ti + V + B): 0.30 이상이 되는 조성을 갖는 강소재를,
    950℃ 이상으로 가열한 후, 조압연 종료온도를 1000℃ 이하 Ar3이상으로 하여 조압연하고, 계속하여 Ar3이하 600℃ 이상의 온도영역에서 윤활시키면서 마무리압연하여 권취하고,
    그 때 조압연개시에서 마무리압연종료까지의 전체 압하율을 80% 이상으로 하고,
    얻어진 열연판을 재결정소둔하고,
    이어서 압하율 60 ∼ 95% 로 냉간압연하고,
    얻어진 냉연판을 재결정소둔하는 것을 특징으로 하는, 변형시효 경화특성이 우수한 딥드로잉용 냉연강판의 제조방법.
  17. 질량% 로,
    C: 0.0015 ∼ 0.025%,
    Si: 1.0% 이하,
    Mn: 2.0% 이하,
    P: 0.1% 이하,
    S: 0.02% 이하,
    Al: 0.02% 이하,
    N: 0.0050 ∼ 0.0250%,
    를 함유하고, 또한
    B: 0.0001 ∼ 0.0050%,
    Nb: 0.002 ∼ 0.050%
    의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하고, 또한 N/Al 이 0.3 이상, 고용상태의 N 을 0.0010% 이상 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과,
    면적율로 5% 이상의 애시큘러 (acicular) 페라이트상과 평균 결정입자직경: 20㎛ 이하의 페라이트상으로 이루어지는 조직을 갖고,
    r 값: 1.2 이상인 것을 특징으로 하는, 성형성, 변형시효 경화특성 및 내상온 시효성이 우수한 냉연강판.
  18. 제 17 항에 있어서, 상기 조성에 더 추가하여, 질량% 로, 하기 a 군 ∼ c 군:
    a 군: Cu, Ni, Cr, Mo 중 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 1.0% 이하,
    b 군: Ti, V 중 1 종 또는 2 종을 합계로 0.1% 이하,
    c 군: Ca, REM 의 1 종 또는 2 종을 합계로 0.0010 ∼ 0.010%
    중 1 군 또는 2 군 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 냉연강판.
  19. 질량% 로,
    C: 0.0015 ∼ 0.025%,
    Si: 1.0% 이하,
    Mn: 2.0% 이하,
    P: 0.1% 이하,
    S: 0.02% 이하,
    Al: 0.02% 이하,
    N: 0.0050 ∼ 0.0250%,
    를 함유하고, 또한
    B: 0.0001 ∼ 0.0050%,
    Nb: 0.002 ∼ 0.050%
    의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하고, 또한 N/Al 이 0.3 이상인 조성의 강슬래브를,
    슬래브가열온도: 1000℃ 이상으로 가열하고,
    조압연하여 시트바아로 하고,
    이 시트바아에 마무리압연 출구측온도: 800℃ 이상으로 하는 마무리압연을 실시하고,
    권취온도: 800℃ 이하에서 권취열연판으로 하는 열간압연공정과,
    이 열연판에 산세정 및 냉간압연을 실시하여 냉연판으로 하는 냉간압연공정과,
    이 냉연판에 페라이트-오스테나이트 2 상 영역내의 온도에서 연속소둔을 실시하고,
    500℃ 이하의 온도영역까지 냉각속도: 10 ∼ 300℃/s 로 냉각하는 냉연판 소둔공정을 순차적으로 실시하는 것을 특징으로 하는, r 값: 1.2 이상을 갖고, 성형성, 변형시효 경화특성 및 내상온 시효성이 우수한 냉연강판의 제조방법.
  20. 제 19 항에 있어서, 상기 조성에 더 추가하여, 질량% 로, 하기 a 군 ∼ c 군:
    a 군: Cu, Ni, Cr, Mo 중 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 1.0% 이하,
    b 군: Ti, V 중 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0.1% 이하,
    c 군: Ca, REM 의 1 종 또는 2 종을 합계로 0.0010 ∼ 0.010%
    중 1 군 또는 2 군 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 냉연강판의 제조방법.
  21. 질량% 로,
    C: 0.025 ∼ 0.15%,
    Si: 1.0% 이하,
    Mn: 2.0% 이하,
    P: 0.08% 이하,
    S: 0.02% 이하,
    Al: 0.02% 이하,
    N: 0.0050 ∼ 0.0250%
    를 함유하고, 또한 N/Al 이 0.3 이상, 고용상태의 N 을 0.0010% 이상 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과,
    평균 결정입자직경: 10㎛ 이하의 페라이트상을 면적율로 80% 이상 함유하고, 또한 제 2 상으로서 면적율로 2% 이상의 마르텐사이트상을 함유하는 조직을 갖고,
    r 값: 1.2 이상인 것을 특징으로 하는, 높은 r 값과 우수한 변형시효 경화특성 및 상온 비시효성을 갖는 고장력 냉연강판.
  22. 제 21 항에 있어서, 상기 조성에 더 추가하여, 질량% 로, 하기 d 군 ∼ g 군:
    d 군: Cu, Ni, Cr, Mo 중 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 1.0% 이하,
    e 군: Nb, Ti, V 중 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0.1% 이하,
    f 군: B 를 0.0030% 이하,
    g 군: Ca, REM 의 1 종 또는 2 종을 합계로 0.0010 ∼ 0.010%
    중 1 군 또는 2 군 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고장력 냉연강판.
  23. 질량% 로,
    C: 0.025 ∼ 0.15%,
    Si: 1.0% 이하,
    Mn: 2.0% 이하,
    P: 0.08% 이하,
    S: 0.02% 이하,
    Al: 0.02% 이하,
    N: 0.0050 ∼ 0.0250%
    를 함유하고, 또한 N/Al 이 0.3 이상인 조성의 강슬래브를,
    슬래브가열온도: 1000℃ 이상으로 가열하고,
    조압연하여 시트바아로 하고,
    이 시트바아에 마무리압연 출구측온도: 800℃ 이상으로 하는 마무리압연을 실시하고,
    권취온도: 800℃ 이하에서 권취열연판으로 하는 열간압연공정과,
    이 열연판에 산세정 및 냉간압연을 실시하여 냉연판으로 하는 냉간압연공정과,
    이 냉연판에 소둔온도: 재결정온도 이상 800℃ 이하에서 상자소둔을 실시하고,
    이어서 소둔온도: Acl변태점 ∼ (Ac3변태점 - 20℃) 에서 연속소둔을 실시하고,
    그 후 500℃ 이하의 온도영역까지 냉각속도: 10 ∼ 300℃/s 로 냉각하는 냉연판소둔공정을 순차적으로 실시하는 것을 특징으로 하는, r 값: 1.2 이상의 높은 r 값과 우수한 변형시효 경화특성 및 상온 비시효성을 갖는 고장력 냉연강판의 제조방법.
  24. 제 23 항에 있어서, 상기 연속소둔 후의 냉각에 이어서, 상기 냉각의 냉각정지온도 이하 350℃ 이상의 고온영역에서 체류시간 20 초 이상의 과시효처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 고장력 냉연강판의 제조방법.
  25. 제 23 항 또는 제 24 항에 있어서, 상기 조성에 더 추가하여, 질량% 로, 하기 d 군 ∼ g 군:
    d 군: Cu, Ni, Cr, Mo 중 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 1.0% 이하,
    e 군: Nb, Ti, V 중 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0.1% 이하,
    f 군: B 를 0.0030% 이하,
    g 군: Ca, REM 의 1 종 또는 2 종을 합계로 0.0010 ∼ 0.010%
    중 1 군 또는 2 군 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고장력 냉연강판의 제조방법.
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