KR20200101980A - 고강도 냉연강판, 고강도 도금강판 및 그것들의 제조방법 - Google Patents

고강도 냉연강판, 고강도 도금강판 및 그것들의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명의 과제는, 780㎫ 이상의 인장강도(TS)를 가지며, 연성, 신장플랜지성 및 신장플랜지성의 면내안정성이 뛰어난 고강도 냉연강판 및 고강도 도금강판을 얻음과 아울러, 그것들에 유효한 제조방법을 제공하는 것이다. 본 발명의 고강도 냉연강판은, 특정 성분조성과, 페라이트를 면적율로 50∼80%, 마르텐사이트를 면적율로 8% 이하 또 평균 결정립경이 2.5㎛ 이하, 잔류 오스테나이트를 면적율로 6∼15%, 소려 마르텐사이트를 면적율로 3∼40%로 포함함과 아울러, 마르텐사이트의 면적율 fM과, 마르텐사이트와 소려 마르텐사이트의 합계 면적율 fM+TM의 비 fM/fM+TM의 값이 50% 이하이며, 판 폭 방향의 중앙인 폭 중앙부, 판 폭 방향 양단으로부터 판 폭 방향 중앙으로 50㎜의 양단부, 상기 폭 중앙부와 상기 양단부 사이의 중앙부의 합계 5개소에서의 마르텐사이트의 결정립경의 표준 편차가 0.7㎛ 이하인 강 조직을 가진다.

Description

고강도 냉연강판, 고강도 도금강판 및 그것들의 제조방법
본 발명은, 주로 자동차의 구조부재에 적합한 성형성이 뛰어난 고강도 냉연강판, 고강도 도금강판 및 그것들의 제조방법에 관한 것이다. 특히, 780㎫ 이상의 인장강도(TS)를 가지며, 연성(延性), 신장플랜지성(stretch-flangeability) 및 신장플랜지성의 면내안정성(面內安定性)이 뛰어난 고강도 냉연강판, 고강도 도금강판 및 그것들의 제조방법에 관한 것이다.
근년, 자동차의 충돌 안전성이나 연비 향상에 대한 요구가 점점 높아져, 고강도 강의 적용이 확대되고 있다. 또한, 자동차용 박강판(薄鋼板)은, 프레스 가공이나 버링 가공 등에 의해 자동차 부품으로 성형되기 때문에, 뛰어난 성형성이 요구된다. 그 때문에, 자동차용 강판에는, 고강도를 유지하면서, 뛰어난 연성이나 신장플랜지성이 필요하게 되어 있다. 이러한 배경 속에서, 성형성이 뛰어난 다양한 고강도 강판이 개발되어 왔다. 그러나 고강도화를 위해 합금원소 함유량을 증가시킨 결과, 성형성, 특히 신장플랜지성의 면내 편차가 생겨 버려, 충분한 특성을 가지는 소재를 제공할 수 없게 된다는 문제가 있다.
특허문헌 1에서는 인장강도 528∼1445㎫, 특허문헌 2에서는 인장강도 813∼1393㎫의 연성 및 신장플랜지성이 뛰어난 고강도 강판에 관한 기술이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 3에서는 인장강도 1306∼1631㎫의 신장플랜지성, 신장플랜지성의 면내안정성 및 굽힘성이 뛰어난 고강도 용융 아연 도금강판에 관한 기술이 개시되어 있다.
특허문헌 1 : 일본 특개 2006-104532호 공보 특허문헌 2 : 일본 특재공표 2013-51238호 공보 특허문헌 3 : 일본 특개 2016-031165호 공보
특허문헌 1, 2에서는, 뛰어난 연성 및 신장플랜지성을 가지기 위한 조직과, 그 조직 형성을 위한 제조 조건에 대해 기술되어 있지만, 재질의 면내 편차에 대해서는 고려되어 있지 않아, 개선의 여지가 보인다. 또한, 특허문헌 3에서는, 신장플랜지성의 면내안정성에 대해서는 논의되어 있지만, 신장플랜지성뿐 아니라 연성도 높은 수준으로 양립하는 강판에 대해서는 고려되어 있지 않으며, 덧붙여, 냉연강판에 대해서는 언급되어 있지 않다.
본 발명은, 이러한 사정을 감안하여 개발된 것으로, 780㎫ 이상의 인장강도(TS)를 가지며, 연성, 신장플랜지성 및 신장플랜지성의 면내안정성이 뛰어난 고강도 냉연강판 및 고강도 도금강판을 얻음과 동시에, 그 고강도 냉연강판 및 고강도 도금강판에 유효한 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 또한, 본 발명에서, 연성 즉 전체 신장(El)이 뛰어나다란, TS와 El의 곱의 값이 20000(㎫×%) 이상으로 하고, 신장플랜지성 즉 구멍확장성이 뛰어나다란, TS와 구멍확장률(λ)의 곱의 값이 30000(㎫×%) 이상으로 하며, 신장플랜지성의 면내안정성이 뛰어나다란, 판 폭 방향의 구멍확장률(λ)의 표준 편차가 4% 이하로 한다.
발명자들은, 780㎫ 이상의 인장강도(TS)를 가지고, 연성, 신장플랜지성 및 신장플랜지성의 면내안정성이 뛰어난 고강도 냉연강판을 얻기 위해 검토를 거듭한 결과, 이하의 지견(知見)이 얻어졌다.
페라이트+오스테나이트 이상(二相) 영역에서의 소둔 후 냉각 과정에서, 냉각속도를 제어함으로써, 소둔 후 조직 중의 페라이트의 분율(分率)을 최적 제어하는 것이 가능한 것을 찾아냈다. 또한, 그 냉각 과정에서 마르텐사이트 변태개시온도 이하까지 냉각하고, 그 후, 상부 베이나이트 생성온도 영역까지 승온하여 균열(均熱) 처리하는 과정에서, (Ms-100℃)∼Ms℃의 냉각정지온도 및 350∼500℃의 제2 균열온도를 제어함으로써, 소둔 후 조직 중의 소려(燒戾) 마르텐사이트, 잔류(殘留) 오스테나이트 및 마르텐사이트의 분율을 최적 제어하는 것이 가능한 것을 아울러 찾아냈다. 또한, 판 폭 방향의 권취(卷取)온도, 냉각정지온도 및 제2 균열온도를 제어함으로써, 신장플랜지성의 면내안정성을 확보하는 것이 가능한 것을 아울러 찾아냈다. 그 결과, 780㎫ 이상의 TS를 가지며, 연성, 신장플랜지성 및 신장플랜지성의 면내안정성이 뛰어난 고강도 냉연강판을 얻는 것이 가능하게 되었다. 본 발명은, 상기 지견에 근거하여 이루어진 것이다. 즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.
[1] 질량%로, C : 0.060∼0.250%, Si : 0.50∼1.80%, Mn : 1.00∼2.80%, P : 0.100% 이하, S : 0.0100% 이하, Al : 0.010∼0.100%, 및 N : 0.0100% 이하를 함유하며, 잔부(殘部)가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분조성과, 페라이트를 면적율로 50∼80%, 마르텐사이트를 면적율로 8% 이하 또 평균 결정립경(結晶粒徑)이 2.5㎛ 이하, 잔류 오스테나이트를 면적율로 6∼15%, 소려 마르텐사이트를 면적율로 3∼40%로 포함함과 함께, 마르텐사이트의 면적율 fM과, 마르텐사이트와 소려 마르텐사이트의 합계 면적율 fM+TM의 비 fM/fM+TM의 값이 50% 이하이며, 판 폭 방향의 중앙인 폭 중앙부, 판 폭 방향 양단으로부터 판 폭 방향 중앙으로 50㎜의 양단부, 상기 폭 중앙부와 상기 양단부 사이의 중앙부의 합계 5개소(箇所)에서의 마르텐사이트의 결정립경의 표준 편차가 0.7㎛ 이하인 강 조직을 가지는 고강도 냉연(冷延)강판.
[2] 상기 성분조성은, 또한, 질량%로, Mo : 0.01∼0.50%, B : 0.0001∼0.0050%, 및 Cr : 0.01∼0.50% 중에서 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유하는 [1]에 기재된 고강도 냉연강판.
[3] 상기 성분조성은, 또한, 질량%로, Ti : 0.001∼0.100%, Nb : 0.001∼0.050%, 및 V : 0.001∼0.100% 중에서 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유하는 [1] 또는 [2]에 기재된 고강도 냉연강판.
[4] 상기 성분조성은, 또한, 질량%로, Cu : 0.01∼1.00%, Ni : 0.01∼0.50%, As : 0.001∼0.500%, Sb : 0.001∼0.100%, Sn : 0.001∼0.100%, Ta : 0.001∼0.100%, Ca : 0.0001∼0.0100%, Mg : 0.0001∼0.0200%, Zn : 0.001∼0.020%, Co : 0.001∼0.020%, Zr : 0.001∼0.020%, 및 REM : 0.0001∼0.0200% 중에서 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유하는 [1]∼[3] 중 어느 하나에 기재된 고강도 냉연강판.
[5] [1]∼[4] 중 어느 하나에 기재된 고강도 냉연강판과, 그 고강도 냉연강판 상에 형성된 도금층을 가지는 고강도 도금강판.
[6] 상기 도금층은, 용융 도금층 또는 합금화 용융 도금층인 [5]에 기재된 고강도 도금강판.
[7] [1]∼[4] 중 어느 하나에 기재된 성분조성을 가지는 강 슬래브를, 1100∼1300℃의 온도 영역으로 가열하고, 마무리 압연 출측(出側)온도를 800∼950℃로 열간 압연하며, 권취온도를 300∼700℃ 또 판 폭 방향의 온도분포에서 권취온도의 차가 70℃ 이하로 권취하는 열연(熱延) 공정과, 상기 열연 공정 후, 30% 이상의 압하율(壓下率)로 냉간 압연하는 냉연(冷延) 공정과, 상기 냉연 공정 후, T1 온도 이상 T2 온도 이하의 제1 균열온도 영역까지 가열한 후, 500℃까지의 평균 냉각속도를 10℃/s 이상으로 하여, 마르텐사이트 변태개시온도 Ms에 대하여 (Ms-100℃)∼Ms℃의 냉각정지온도까지 냉각하고, 또 그 냉각시, 판 폭 방향의 온도분포에서 냉각정지온도의 차를 30℃ 이하로 하는 제1 균열 처리 공정과, 상기 제1 균열 처리 공정 후, 350∼500℃의 제2 균열온도 영역까지 재가열하며, 또 재가열시, 판 폭 방향의 온도분포에서 제2 균열온도의 차가 30℃ 이하이고, 10초 이상 균열 처리를 실시한 후, 실온까지 냉각하는 제2 균열 처리 공정을 가지는 고강도 냉연강판의 제조방법.
단,
Ms(℃)=539-423×{[%C]/(1-[%α]/100)}-30×[%Mn]-12×[%Cr]-18×[%Ni]-8×[%Mo]
T1 온도(℃)=751-27×[%C]+18×[%Si]-12×[%Mn]-169×[%Al]-6×[%Ti]+24×[%Cr]-895×[%B]
T2 온도(℃)=937-477×[%C]+56×[%Si]-20×[%Mn]+198×[%Al]+136×[%Ti]-5×[%Cr]+3315×[%B]
이다. 또한, 상기 식에서 [%X]는 강판의 성분원소 X의 함유량(질량%), [%α]는 냉각 중의 Ms점 도달시의 페라이트 분율로 한다.
[8] [7]에 기재된 고강도 냉연강판의 제조방법으로 제조된 고강도 냉연강판에 도금을 실시하는 도금 공정을 가지는 고강도 도금강판의 제조방법.
[9] 상기 도금 공정 후에, 합금화 처리를 행하는 합금화 공정을 가지는 [8]에 기재된 고강도 도금강판의 제조방법.
본 발명에 따르면, 780㎫ 이상의 TS를 가지며, 연성, 신장플랜지성 및 신장플랜지성의 면내안정성이 뛰어난 고강도 냉연강판, 고강도 도금강판 및 그것들의 제조방법을 제공할 수 있다. 또한, 본 발명의 방법에 따라 얻어진 고강도 냉연강판은, 예를 들면, 자동차 구조부재에 적용하는 것에 의해 차체 경량화에 따른 연비 개선을 도모할 수 있고, 산업상 이용 가치는 매우 크다.
이하, 본 발명의 실시형태에 대해 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시형태로 한정되지 않는다.
우선, 본 발명의 고강도 냉연강판의 성분조성에 대해 설명한다. 이하의 설명에서, 성분조성의 「%」 표시는 질량%를 의미한다.
C : 0.060∼0.250%
C는, 강의 기본 성분의 하나이며, 본 발명에서의 소려 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트의 경질상(硬質相) 형성에도 기여하고, 특히, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 면적률에 영향을 주기 때문에, 중요한 원소이다. 그리고 얻어지는 강판의 강도 등의 기계적 특성은, 이 마르텐사이트의 분율(分率), 형상 및 평균 사이즈에 따라 크게 좌우된다. 여기서, C의 함유량이 0.060% 미만에서는 필요한 베이나이트, 소려 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 또는 마르텐사이트의 분율을 확보할 수 없어, 강판의 강도와 신장의 양호한 밸런스를 확보하는 것이 어렵다. 그래서 C 함유량은 0.060% 이상이며, 바람직하게는 0.070% 이상이고, 더 바람직하게는 0.080% 이상이다. 한편, C의 함유량이 0.250%를 초과하면 조대(粗大)한 탄화물이 생성되어 국부연성(局部延性)이 저하되기 때문에, 연성과 신장플랜지성이 저하된다. 따라서, C 함유량은 0.250% 이하이며, 바람직하게는 0.220% 이하이고, 더 바람직하게는 0.200% 이하이다.
Si : 0.50∼1.80%
Si는 베이나이트 변태시에 탄화물 생성을 억제함으로써, 잔류 오스테나이트의 형성에 기여하는 중요한 원소이다. 필요한 분율의 잔류 오스테나이트를 형성하기 위해서는, Si의 함유량이 0.50% 이상이고, 바람직하게는 0.80% 이상이며, 더 바람직하게는 1.00% 이상이다. 한편, Si를 과잉으로 함유시키면 화성처리성(化成處理性)이 저하되는 것에 더해, 고용강화(固溶强化)에 의해 연성이 저하되기 때문에, Si의 함유량은 1.80% 이하이고, 바람직하게는 1.60% 이하이며, 더 바람직하게는 1.50% 이하이다.
Mn : 1.00∼2.80%
Mn은 고용강화하면서, 경질상의 생성을 촉진함으로써 고강도화에 기여하는 중요한 원소이다. 또한, Mn은 오스테나이트를 안정화시키는 원소이며, 경질상의 분율 제어에 기여한다. 그 때문에 필요한 Mn의 함유량은 1.00% 이상이며, 바람직하게는 1.30% 이상이고, 더 바람직하게는 1.50% 이상이다. 한편, Mn을 과잉으로 함유시키면, 마르텐사이트 분율이 과잉으로 증가하고, 인장강도가 상승하여 신장플랜지성이 저하되는 점에서, Mn 함유량은 2.80% 이하이고, 바람직하게는 2.70% 이하이며, 더 바람직하게는 2.60% 이하이다.
P : 0.100% 이하
P는 함유량이 0.100%를 초과하면, 페라이트 입계(粒界) 또는 페라이트와 마르텐사이트의 상계면(相界面)에 편석(偏析)하며, 입계를 취약하게 하기 때문에, 내충격성이 열화함과 아울러, 국부신장이 저하되고, 연성 및 신장플랜지성이 저하된다. 따라서, P 함유량의 범위는 0.100% 이하이고, 바람직하게는 0.050% 이하이다. 또한, P 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않으며, P 함유량은 적을수록 바람직하지만, P 함유량을 과잉으로 저하시키기에는 막대한 비용을 요하기 때문에, 제조 비용 등을 고려하면 P 함유량은 0.0003% 이상이 바람직하다.
S : 0.0100% 이하
S는, MnS 등의 황화물로서 존재하며 국부변형능(局部變形能)을 저하시키고, 연성 및 신장플랜지성을 저하시키는 원소이다. 그 때문에, S 함유량의 범위는 0.0100% 이하이고, 바람직하게는 0.0050% 이하이다. 또한, S 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않으며, S 함유량은 적을수록 바람직하지만, S 함유량을 과잉으로 저하시키기에는 막대한 비용을 요하기 때문에, 제조 비용 등을 고려하면 S 함유량은 0.0001% 이상이 바람직하다.
Al : 0.010∼0.100%
Al은 제강 공정에서 탈산제로서 첨가되는 원소이다. 이 효과를 얻는 데에는 Al 함유량을 0.010% 이상으로 할 필요가 있고, 바람직하게는 0.020% 이상이다. 한편, Al 함유량이 0.100%를 초과하면 알루미나 등의 개재물(介在物)의 증가에 의해 강판 표면과 내부에 결함이 생기기 때문에, 연성이 저하된다. 그 때문에, Al 함유량은 0.100% 이하이며, 바람직하게는 0.070% 이하이다.
N : 0.0100% 이하
N은, 시효열화(時效劣化)를 일으킴과 아울러 조대한 질화물(窒化物)을 형성하며, 연성과 신장플랜지성이 저하된다. 따라서, N 함유량의 범위는 0.0100% 이하이며, 바람직하게는 0.0070% 이하이다. N 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않지만, 용제 상의 비용 면에서, 0.0005% 이상인 것이 바람직하다.
본 발명의 고강도 냉연강판의 성분조성은, 아래의 원소를 임의 원소로서 함유해도 된다. 또한, 아래의 임의 원소를 하한값 미만으로 포함하는 경우, 그 임의 원소는 본 발명의 효과를 해치지 않기 때문에, 불가피한 불순물로서 포함되는 것으로 한다.
Mo : 0.01∼0.50%, B : 0.0001∼0.0050%, 및 Cr : 0.01∼0.50% 중에서 선택되는 적어도 1종
Mo는, 화성처리성을 해치지 않고 경질상의 생성을 촉진함으로써 고강도화에 기여하는 원소이다. 그 때문에 필요한 Mo의 함유량은 0.01% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Mo를 과잉으로 함유시키면, 개재물이 증가하고 연성 및 신장플랜지성이 저하된다. 그래서 Mo 함유량은, 0.01∼0.50% 범위로 하는 것이 바람직하다.
B는, 소입성(燒入性)을 향상시키며, 경질상을 생성하기 쉽게 함으로써 고강도화에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는, B의 함유량을 0.0001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 더 바람직하게는 0.0003% 이상이다. B 함유량이 0.0050%를 초과하면 과잉으로 마르텐사이트가 생성되어 연성이 저하되기 때문에, B 함유량은 0.0050% 이하로 하는 것이 바람직하다.
Cr은 고용강화하면서, 경질상의 생성을 촉진함으로써 고강도화에 기여하는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, Cr의 함유량을 0.01% 이상으로 하는 것이 바람직하며, 더 바람직하게는 0.03% 이상이다. Cr 함유량이 0.50%를 초과하면 과잉으로 마르텐사이트가 생성되기 때문에, Cr 함유량은 0.50% 이하로 하는 것이 바람직하다.
Ti : 0.001∼0.100%, Nb : 0.001∼0.050%, 및 V : 0.001∼0.100% 중에서 선택되는 적어도 1종
Ti는, 시효열화를 일으키는 C, N과 결합하여 미세한 탄질화물(炭窒化物)을 형성하며, 강도 상승에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는, Ti의 함유량을 0.001% 이상으로 하는 것이 바람직하며, 더 바람직하게 0.005% 이상이다. 한편, Ti 함유량이 0.100%를 초과하면, 탄질화물 등의 개재물이 과잉으로 생성되어 연성 및 신장플랜지성이 저하된다. 따라서, Ti 함유량은 0.100% 이하로 하는 것이 바람직하다.
Nb는, 시효열화를 일으키는 C, N과 결합하여 미세한 탄질화물을 형성하며, 강도 상승에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는, Nb의 함유량을 0.001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Nb 함유량이 0.050%를 초과하면, 탄질화물 등의 개재물이 과잉으로 생성되어 연성 및 신장플랜지성이 저하된다. 따라서, Nb 함유량은 0.050% 이하로 하는 것이 바람직하다.
V는, 시효열화를 일으키는 C, N과 결합하여 미세한 탄질화물을 형성하고, 강도 상승에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는, V의 함유량을 0.001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, V 함유량이 0.100%를 초과하면, 탄질화물 등의 개재물이 과잉으로 생성되어 연성 및 신장플랜지성이 저하된다. 따라서, V 함유량은 0.100% 이하로 하는 것이 바람직하다.
Cu : 0.01∼1.00%, Ni : 0.01∼0.50%, As : 0.001∼0.500%, Sb : 0.001∼0.100%, Sn : 0.001∼0.100%, Ta : 0.001∼0.100%, Ca : 0.0001∼0.0100%, Mg : 0.0001∼0.0200%, Zn : 0.001∼0.020%, Co : 0.001∼0.020%, Zr : 0.001∼0.020%, 및 REM : 0.0001∼0.0200% 중에서 선택되는 적어도 1종
Cu는 고용강화하면서, 경질상의 생성을 촉진함으로써 고강도화에 기여하는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, Cu의 함유량을 0.01% 이상으로 하는 것이 바람직하다. Cu 함유량이 1.00%를 초과하면 과잉으로 마르텐사이트가 생성되어 연성이 저하되기 때문에, Cu 함유량은 1.00% 이하로 하는 것이 바람직하다.
Ni는 고용강화하면서, 소입성을 향상시키고, 경질상의 생성을 촉진함으로써 고강도화에 기여하는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, Ni의 함유량을 0.01% 이상으로 하는 것이 바람직하다. Ni 함유량이 0.50%를 초과하면, 개재물 등의 증가에 의한 표면이나 내부의 결함으로 연성이 저하되기 때문에, Ni 함유량은 0.50% 이하로 하는 것이 바람직하다.
As는 내식성을 향상시키는 데에 기여하는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, As의 함유량을 0.001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. As 함유량이 0.500%를 초과하면, 개재물 등의 증가에 의한 표면이나 내부의 결함으로 연성이 저하된다. 따라서, As 함유량은 0.500% 이하로 하는 것이 바람직하다.
Sb는, 강판 표면에 농화(濃化)하고, 강판 표면의 질화나 산화에 의한 탈탄을 억제하여 표층(表層)의 C량의 저하를 억제함으로써, 경질상의 생성을 촉진하여 고강도화에 기여하는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, Sb의 함유량을 0.001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. Sb 함유량이 0.100%를 초과하면, 강 중에 편석하는 형태로 되어 인성(靭性) 및 연성이 저하된다. 따라서, Sb 함유량은 0.100% 이하로 하는 것이 바람직하다.
Sn은, 강판 표면에 농화하고, 강판 표면의 질화나 산화에 의한 탈탄을 억제하여 표층의 C량의 저하를 억제함으로써, 경질상의 생성을 촉진하여 고강도화에 기여하는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, Sn의 함유량을 0.001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. Sn 함유량이 0.100%를 초과하면, 강 중에 편석하는 형태로 되어 인성 및 연성이 저하된다. 따라서, Sn 함유량은 0.100% 이하로 하는 것이 바람직하다.
Ta는, Ti나 Nb와 마찬가지로, C, N과 결합하여 미세한 탄질화물을 형성하고, 강도 상승에 기여한다. 또한, Nb 탄질화물에 일부 고용되며, 석출물의 조대화를 억제하고, 국부연성의 향상에 기여한다. 이들 효과를 얻기 위해서는, Ta의 함유량을 0.001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Ta 함유량이 0.100%를 초과하면, 탄질화물 등의 개재물이 과잉으로 생성되며, 강판 표면 및 내부에서 결함이 증가하고, 연성 및 신장플랜지성이 저하된다. 따라서, Ta 함유량은 0.100% 이하로 하는 것이 바람직하다.
Ca는, 황화물을 구상화(球狀化)하여 국부연성의 상승에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는, Ca의 함유량을 0.0001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 바람직하게는, 0.0003% 이상이다. 한편, Ca 함유량이 0.0100%를 초과하면, 황화물 등의 개재물의 증가에 의해 표면과 내부의 결함이 증가하고 연성이 저하된다. 따라서, Ca 함유량은 0.0100% 이하로 하는 것이 바람직하다.
Mg는, 황화물을 구상화하여 연성과 신장플랜지성의 향상에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는, Mg의 함유량을 0.0001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Mg 함유량이 0.0200%를 초과하면, 황화물 등의 개재물의 증가에 의해 강판 표면과 내부의 결함이 증가하여 연성이 저하된다. 그래서 Mg 함유량은 0.0200% 이하로 하는 것이 바람직하다.
Zn은, 황화물을 구상화하여 연성과 신장플랜지성의 향상에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는, Zn의 함유량을 0.001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Zn 함유량이 0.020%를 초과하면, 황화물 등의 개재물의 증가에 의해 강판 표면과 내부의 결함이 증가하고 연성이 저하된다. 따라서, Zn 함유량은 0.020% 이하로 하는 것이 바람직하다.
Co는, 황화물을 구상화하여 연성과 신장플랜지성의 향상에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는, Co의 함유량을 0.001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Co 함유량이 0.020%를 초과하면, 황화물 등의 개재물의 증가에 의해 강판 표면과 내부의 결함이 증가하여 연성이 저하된다. 따라서, Co 함유량은 0.020% 이하로 하는 것이 바람직하다.
Zr은, 황화물을 구상화하여 연성과 신장플랜지성의 향상에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는, Zr의 함유량을 0.001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Zr 함유량이 0.020%를 초과하면, 황화물 등의 개재물의 증가에 의해 강판 표면과 내부의 결함이 증가하여 연성이 저하된다. 따라서, Zr 함유량은 0.020% 이하로 하는 것이 바람직하다.
REM은, 황화물을 구상화하여 연성과 신장플랜지성의 향상에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는, REM의 함유량을 0.0001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, REM 함유량이 0.0200%를 초과하면, 황화물 등의 개재물의 증가에 의해 강판 표면과 내부의 결함이 증가하여 연성이 저하된다. 따라서, REM 함유량은 0.0200% 이하로 하는 것이 바람직하다.
상기 이외의 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물이다.
다음으로, 본 발명의 고강도 냉연강판의 강 조직에 대해 설명한다.
본 발명의 고강도 냉연강판의 강 조직은, 페라이트를 면적률로 50∼80%, 마르텐사이트를 면적률로 8% 이하 또 평균 결정립경이 2.5㎛ 이하, 잔류 오스테나이트를 면적율로 6∼15%, 소려 마르텐사이트를 면적율로 3∼40%를 가짐과 함께, 마르텐사이트의 면적율 fM과, 마르텐사이트와 소려 마르텐사이트의 합계면적률 fM+TM의 비 fM/fM+TM의 값이 50% 이하이며, 판 폭 방향의 중앙인 폭 중앙부, 판 폭 방향 양단으로부터 판 폭 방향 중앙으로 50㎜의 양단부, 폭 중앙부와 양단부 사이의 중앙부의 합계 5개소에서의 마르텐사이트의 결정립경의 표준 편차가 0.7㎛ 이하이다.
소려 마르텐사이트란, 연속 소둔(燒鈍)시의 냉각정지온도에서 생성된 마르텐사이트가 제2 균열 처리로 소려된 괴상(塊狀) 조직, 및, 제2 균열 처리 후의 냉각 과정의 고온 영역에서 생성된 마르텐사이트가 냉각 중에 소려된 괴상 조직인 것을 나타낸다. 소려 마르텐사이트는, 전위(轉位) 등 고밀도 격자 결함을 가지는 미세한 페라이트 기지(基地) 중에, 탄화물이 석출되어 있는 형태이므로, 베이나이트 변태와 유사한 조직을 나타내기 때문에, 본 발명에서는 베이나이트와 소려 마르텐사이트를 구별하지 않고, 베이나이트도 간단히 소려 마르텐사이트라고 정의한다.
페라이트란, 소둔시의 미변태의 페라이트, 소둔 후의 냉각 중에 500∼800℃의 온도 영역에서 생성되는 페라이트, 및 제2 균열 처리 중에 생기는 베이나이트 변태에 의해 생성되는 베이니틱 페라이트를 의미한다.
페라이트 : 면적률로 50∼80%
페라이트의 분율(면적율)이 50% 미만에서는, 연질(軟質)인 페라이트가 적기 때문에 신장이 저하된다. 이 때문에, 페라이트의 분율은 50% 이상이며, 바람직하게는 55% 이상이다. 한편, 페라이트의 분율이 80%를 초과하면, 경질상의 경도가 상승하고, 모상(母相)의 연질인 페라이트와의 경도 차가 증대되기 때문에, 신장플랜지성이 저하된다. 이 때문에, 페라이트의 분율은 80% 이하이며, 바람직하게는 75% 이하이다.
마르텐사이트 : 면적율로 8% 이하, 평균 결정립경이 2.5㎛ 이하
양호한 신장플랜지성을 확보하기 위해서는, 연질인 페라이트 모상과 경질상의 경도 차를 감소시킬 필요가 있으며, 경질상의 대부분을 단단한 마르텐사이트가 차지하면 연질인 페라이트 모상과 경질상의 경도 차가 커져 버리기 때문에, 마르텐사이트의 분율(면적율)은 8% 이하로 할 필요가 있다. 이 때문에, 마르텐사이트의 분율은 8% 이하, 바람직하게는 6% 이하로 한다. 또한, 마르텐사이트의 분율의 하한은 특별히 한정되지 않고, 1% 이상이 되는 경우가 많다.
마르텐사이트의 평균 결정립경이 2.5㎛를 초과하면, 펀칭(打拔) 구멍확장 가공 때의 균열의 기점(起點)이 되기 쉽고, 신장플랜지성을 저하시킨다. 따라서, 마르텐사이트의 결정(結晶) 형태는, 평균 결정립경이 2.5㎛ 이하, 바람직하게는 2.0㎛ 이하로 한다. 또한, 평균 결정립경의 하한은 특별히 한정되지 않고, 작은 쪽이 바람직하지만, 과잉으로 미세하게 하는 데에는 많은 수고가 필요로 되기 때문에, 수고를 억제하는 관점에서 0.1㎛ 이상이 바람직하다.
잔류 오스테나이트 : 면적율로 6∼15%
잔류 오스테나이트의 분율(면적율)이 6% 미만에서는 신장이 저하되기 때문에, 양호한 신장을 확보하기 위해, 잔류 오스테나이트의 분율은 6% 이상으로 한다. 바람직하게는 8% 이상이다. 한편, 잔류 오스테나이트의 분율이 15%를 초과하면, 펀칭 가공시에 마르텐사이트 변태하는 잔류 오스테나이트량이 증가하고, 구멍확장 시험시의 균열의 기점이 증가하는 점에서, 신장플랜지성이 열화하기 때문에, 잔류 오스테나이트의 분율은 15% 이하로 한다. 바람직하게는 13% 이하로 한다.
소려 마르텐사이트 : 면적율로 3∼40%
양호한 신장플랜지성을 확보하기 위해서는, 단단한 마르텐사이트의 분율(면적율)을 감소시킬 필요가 있으며, 소려 마르텐사이트를, 마르텐사이트에 대해 상대적으로 일정량 이상 함유하는 것이 필요하다. 이 때문에, 소려 마르텐사이트의 면적율은 3% 이상, 바람직하게는 6% 이상으로 한다. 한편, 소려 마르텐사이트의 면적율이 40%를 초과하면, 잔류 오스테나이트 및 페라이트 분율이 감소하여 연성이 저하된다. 따라서, 소려 마르텐사이트 분율은 40% 이하, 바람직하게는 35% 이하로 한다.
마르텐사이트의 면적율 fM과, 마르텐사이트와 소려 마르텐사이트의 합계 면적율 fM+TM의 비 fM/fM+TM의 값이 50% 이하
고강도로 높은 연성과 신장플랜지성을 양립하기 위해서는, 강판의 강 조직 중의 마르텐사이트와 소려 마르텐사이트의 양을 제어할 필요가 있다. 마르텐사이트의 면적율 fM과, 마르텐사이트와 소려 마르텐사이트의 합계 면적율 fM+TM의 비 fM/fM+TM가 50% 초과일 경우, 마르텐사이트가 과잉으로 존재하기 때문에, 신장플랜지성이 저하된다. 그 때문에, 이 지표는 50% 이하, 바람직하게는 45% 이하, 더 바람직하게는 40% 이하로 한다. 본 발명에서, 이 지표는 신장플랜지성과 매우 밀접한 관계가 있다. 비 fM/fM+TM의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 5% 이상이 되는 경우가 많다.
폭 중앙부, 판 폭 양단(板幅兩端)으로부터 50㎜의 양단부, 폭 중앙부와 양단부 사이의 중앙부의 합계 5개소에서의 마르텐사이트의 결정립경의 표준 편차가 0.7㎛ 이하
마르텐사이트의 결정립경의 편차는 신장플랜지성의 면내안정성에 영향을 미치기 때문에, 본 발명에서 중요한 요소이다. 판 폭 방향의 중앙인 폭 중앙부, 판 폭 방향 양단으로부터 판 폭 방향 중앙으로 50㎜의 양단부, 상기 폭 중앙부와 상기 양단부 사이의 중앙부의 합계 5개소에서의 마르텐사이트의 결정립경의 표준 편차가 0.7㎛를 초과하면, 신장플랜지성의 면내 편차가 커지기 때문에, 마르텐사이트의 결정립경의 표준 편차는 0.7㎛ 이하, 바람직하게는 0.6㎛ 이하, 더 바람직하게는 0.5㎛ 이하로 한다. 상기 표준 편차의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 0.2㎛ 이상이 되는 경우가 많다.
본 발명의 고강도 냉연강판의 판 두께는 특별히 한정되지 않지만, 표준적인 박판의 판 두께인 0.8∼2.0㎜로 하는 것이 바람직하다.
본 발명의 고강도 냉연강판은, 그 고강도 냉연강판 상에 형성된 도금층을 가지는 고강도 도금강판으로 이용할 수 있다. 도금층의 종류는 특별히 한정되지 않는다. 도금층으로서는, 용융 도금층(예를 들면, 용융 아연 도금층), 합금화 용융 도금층(예를 들면, 합금화 용융 아연 도금층)을 들 수 있다.
다음으로, 본 발명의 고강도 냉연강판의 제조방법에 대해 설명한다. 본 발명의 제조방법은, 열연 공정과, 냉연 공정과, 제1 균열(均熱) 처리 공정과, 제2 균열 처리 공정을 가진다. 또한, 필요에 따라, 제2 균열 처리 공정 후에 도금 공정을 가진다. 또한, 필요에 따라, 도금 공정 후에 합금화 처리를 행하는 합금화 공정을 가진다. 이하에 나타내는 온도는, 슬래브, 강판 등의 표면 온도를 의미한다.
열연 공정이란, 상기 성분조성을 가지는 강 슬래브를, 1100∼1300℃의 온도 영역으로 가열하고, 마무리 압연 출측온도를 800∼950℃로 열간 압연하며, 권취온도를 300∼700℃ 또 판 폭 방향의 온도분포에서 권취온도의 차가 70℃ 이하로 권취하는 공정이다.
본 발명에서는, 상기 성분조성을 가지는 강 슬래브를 소재로서 사용한다. 강 슬래브로서는, 특별히 한정되는 일없이, 임의의 방법으로 제조한 것을 이용할 수 있다. 예를 들면, 상기한 성분조성을 가지는 용강(溶鋼)을 상법(常法)에 따라 용제(溶製)하고, 주조하여 제조할 수 있다. 용제는, 전로(轉爐), 전기로 등, 임의의 방법에 따라 행할 수 있다. 또한, 강 슬래브는, 매크로 편석을 방지하기 위해, 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하지만, 조괴법(造塊法)이나 얇은 슬래브 주조법 등에 따라 제조하는 것도 가능하다.
강 슬래브 가열온도 : 1100∼1300℃
열간 압연에 앞서, 상기 강 슬래브를 강 슬래브 가열온도까지 가열한다. 조직 중에 미세하게 분포한 Ti, Nb계 석출물은 소둔 과정의 가열시의 재결정을 억제하여 조직을 미세화하는 효과가 있지만, 강 슬래브의 가열 단계에서 존재하고 있는 석출물은, 최종적으로 얻어지는 강판 내에서는 조대한 석출물로서 존재하기 때문에, 조직을 구성하는 상(相)이 전체적으로 조대하게 되어, 신장플랜지성이 저하된다. 따라서, 주조시에 석출한 Ti, Nb계 석출물을 가열에 의해 재용해시킬 필요가 있다. 강 슬래브 가열온도가 1100℃ 미만에서는 석출물을 강 중에 충분히 용해시킬 수 없다. 한편, 강 슬래브 가열온도가 1300℃를 초과하면 산화량의 증가에 의한 스케일 로스가 증대한다. 그 때문에, 강 슬래브 가열온도는 1100∼1300℃로 한다.
또한, 상기 가열 공정에서는, 강 슬래브를 제조한 후, 일단 실온(室溫)까지 냉각하고, 그 후 다시 가열하는 종래법에 더해, 실온까지 냉각하지 않고, 온편(溫片) 그대로 가열로에 장입(裝入)하는, 또는, 약간의 보열(保熱)을 행한 후에 바로 압연하는 직송(直送) 압연·직접 압연 등의 에너지 절약 프로세스도 문제없이 적용할 수 있다.
마무리 압연 출측온도 : 800∼950℃
다음으로, 가열된 강 슬래브를 열간 압연하여 열연강판으로 한다. 이 열간 압연 공정에서는, 강판 내의 조직 균일화, 재질의 이방성(異方性) 저감에 의해, 소둔 후의 신장 및 신장플랜지성을 향상시키기 위해, 오스테나이트 단상(單相) 영역에서 열간 압연을 종료할 필요가 있다. 그 때문에, 마무리 압연 출측온도는 800℃ 이상으로 한다. 한편, 마무리 압연 종료온도가 950℃ 초과에서는 열연 조직의 결정립경이 조대하게 되어, 소둔 후의 강도와 연성이 저하된다. 그 때문에, 마무리 압연 출측온도는 950℃ 이하로 한다.
또한, 상기 열간 압연은, 상법에 따라, 조압연(粗壓延)과 마무리 압연으로 이루어지는 것으로 할 수 있다. 강 슬래브는 조압연에 의해 시트 바로 되지만, 가열온도를 낮게 했을 경우 등에서, 열간 압연시의 트러블을 방지하는 관점에서, 마무리 압연 전에 바 히터 등을 이용하여 시트 바를 가열하는 것이 바람직하다.
권취온도 : 300∼700℃
다음으로, 상기 열간 압연 공정에서 얻어진 열연강판을 코일 모양으로 권취(卷取)한다. 그때, 권취온도가 700℃를 초과하면, 열연강판의 강 조직에 포함되는 페라이트의 결정립경이 커져, 소둔 후에 소망의 강도를 확보하는 것이 곤란해진다. 그 때문에, 권취온도는 700℃ 이하로 한다. 한편, 권취온도가 300℃ 미만에서는, 열연강판의 강도가 상승하여, 후속의 냉간 압연 공정에서의 압연 부하가 증대하고, 생산성이 저하된다. 또한, 마르텐사이트를 주체(主體)로 하는 경질인 열연강판에 냉간 압연을 실시하면, 마르텐사이트의 구(舊)오스테나이트 입계를 따른 미소한 내부 균열(취성(脆性) 균열)이 생기기 쉽고, 소둔판의 연성 및 신장플랜지성이 저하된다. 그 때문에, 권취온도는 300℃ 이상으로 한다.
판 폭 방향의 온도분포에서 권취온도의 차가 70℃ 이하
판 폭 방향의 온도분포에서 권취온도의 차가 70℃를 초과하면, 권취온도가 낮은 곳에서 열연 조직 중의 마르텐사이트가 증가하고, 소둔 후의 마르텐사이트의 결정립경의 편차가 커져 버린다. 따라서, 판 폭 방향의 온도분포에서 권취온도의 차는 70℃ 이하, 바람직하게는 60℃ 이하, 더 바람직하게는 50℃ 이하로 한다. 여기서, 판 폭 방향의 온도분포는, 주사식(走査式) 방사(放射) 온도계로 확인할 수 있다. 「권취온도의 차」란, 상기 온도분포에서의 최대값과 최소값의 차이다. 또한, 판 폭 방향의 온도분포의 조정은, 예를 들면, 에지 히터를 이용하여 조정할 수 있다. 또한, 판 폭 방향의 온도분포에서의 상기 권취온도의 차는 작은 쪽이 바람직하지만, 얻어지는 효과뿐 아니라 조정의 용이성을 고려하면, 권취온도 차는, 15℃ 이상이 바람직하다.
냉연 공정이란, 열연 공정 후, 30% 이상의 압하율로 냉간 압연하는 공정이다.
탈(脫)스케일 처리(적합 조건)
상기 권취 후의 열연강판은, 되감아서 후술하는 냉간 압연에 제공되지만, 냉간 압연에 앞서, 탈스케일 처리를 행하는 것이 바람직하다. 탈스케일 처리에 의해, 강판 표층의 스케일을 제거할 수 있다. 탈스케일 처리로서는, 산세(酸洗)나 연삭 등 임의의 방법을 이용할 수 있지만, 산세를 이용하는 것이 바람직하다. 산세 조건에 특별한 제한은 없고, 상법에 따라 실시하면 된다.
30% 이상의 압하율로 냉간 압연
열연강판을 소정의 판 두께로 냉간 압연하여, 냉연강판을 얻는다. 여기서, 압하율이 30%를 충족시키지 않는 경우에는, 표층과 내부에 변형의 차가 생기며, 다음 공정의 소둔시에 있어서, 오스테나이트로의 역변태(逆變態)의 핵(核)이 되는 입계나 전위의 수에 기복이 생겨 버리며, 그 결과, 마르텐사이트의 입경의 불균일을 초래한다. 따라서, 냉간 압연의 압하율은 30% 이상, 바람직하게는 40% 이상으로 한다. 냉간 압연의 압하율에 상한은 특별히 규정하지 않지만, 판 형상의 안정성 등의 관점에서 80% 이하로 하는 것이 바람직하다.
제1 균열 처리 공정이란, 냉연 공정 후, T1 온도 이상 T2 온도 이하의 제1 균열온도 영역까지 가열한 후, 500℃까지의 평균 냉각속도를 10℃/s 이상으로 하여, 마르텐사이트 변태개시온도 Ms점(이하, 간단히 Ms라고 한다.)에 대하여 (Ms-100℃)∼Ms℃의 냉각정지온도까지 냉각하고, 또 그 냉각시, 판 폭 방향의 온도분포에서 냉각정지온도의 차를 30℃ 이하로 하는 공정이다.
균열(均熱)온도 : T1∼T2 온도
아래 식에서 규정된 T1 온도는 페라이트로부터 오스테나이트로의 변태개시온도를 나타내며, T2 온도는 강 조직이 오스테나이트 단상이 되는 온도를 나타낸다. 균열온도 T1 온도 미만에서는, 강도 확보를 위해서 필요한 경질상이 얻어지지 않는다. 한편, 균열온도 T2 온도 초과에서는, 양호한 연성 확보를 위해서 필요한 페라이트를 함유하지 않는다. 따라서, 제1 균열 처리 조건을 균열온도 T1 이상 T2 이하로 하고, 페라이트와 오스테나이트가 혼재하는 이상(二相) 영역 소둔을 실시한다.
T1 온도, T2 온도 및 Ms는, 아래 식에 나타내는 바와 같다.
T1 온도(℃)=751-27×[%C]+18×[%Si]-12×[%Mn]-169×[%Al]-6×[%Ti]+24×[%Cr]-895×[%B]
T2 온도(℃)=937-477×[%C]+56×[%Si]-20×[%Mn]+198×[%Al]+136×[%Ti]-5×[%Cr]+3315×[%B]
Ms(℃)=539-423×{[%C]/(1-[%α]/100)}-30×[%Mn]-12×[%Cr]-18×[%Ni]-8×[%Mo]
또한, 상기 식에서 [%X]는 강판의 성분원소 X의 함유량(질량%), [%α]는 냉각 중의 Ms점 도달시의 페라이트 분율로 한다. 또한, Ms점에 관한 상기 식은, Andrews의 식(K. W. Andrews : J.Iron Steel Inst., 203 (1965), 721.)에 근거한 것이다. 냉각 중의 Ms점 도달시의 페라이트 분율은 포마스터(Formaster) 시험으로 확인할 수 있다.
제1 균열 후의 냉각 조건 : 500℃까지의 평균 냉각속도 10℃/s 이상
평균 냉각속도는, 제1 균열온도부터 500℃까지의 평균 냉각속도를 의미한다. 평균 냉각속도는, 제1 균열온도와 500℃의 온도 차를, 제1 균열온도부터 500℃까지의 냉각에 요한 시간으로 나누어 산출한다.
신장플랜지성을 확보하기 위해 소정 분율의 소려 마르텐사이트를 생성시킬 필요가 있다. 후술하는 제2 균열 처리 공정에서 소려 마르텐사이트를 생성시키기 위해서는, 이 제1 균열 후의 냉각에서, 마르텐사이트 변태개시온도 이하까지 냉각할 필요가 있다. 그러나 제1 균열온도부터 500℃까지의 평균 냉각속도가 10℃/s 미만이면, 냉각 중에 페라이트가 과잉으로 생성되어, 강도가 저하된다. 그 때문에, 제1 균열 후의 냉각 조건은, 500℃까지의 평균 냉각속도의 하한을 10℃/s 이상으로 한다. 한편, 500℃까지의 평균 냉각속도의 상한은 특별히 없지만, 연성 확보에 기여하는 페라이트를 일정량 생성하기 위해, 평균 냉각속도는 100℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.
냉각정지온도 : (Ms-100℃)∼Ms℃
마르텐사이트 변태개시온도 Ms에 대하여, 냉각정지온도가 (Ms-100℃) 미만일 경우, 냉각정지온도에서 생성되는 마르텐사이트량이 증가하기 때문에 미변태 오스테나이트량이 감소하며, 소둔 후의 조직 중의 잔류 오스테나이트량이 감소하기 때문에, 연성이 저하되어 버린다. 이 때문에, 냉각정지온도의 하한은 (Ms-100℃)로 한다. 또한, 냉각정지온도가 Ms℃를 초과하는 경우, 냉각정지온도에서 마르텐사이트가 생성되지 않기 때문에, 소려 마르텐사이트량이 본 발명의 규정량을 확보할 수 없게 되어, 신장플랜지성이 저하된다. 이 때문에, 냉각정지온도의 상한은 Ms℃로 한다. 따라서, 냉각정지온도는 (Ms-100℃)∼Ms℃, 바람직하게는 (Ms-90℃)∼(Ms-10℃) 범위로 한다. 또한, 냉각정지온도는, 통상, 100∼350℃ 범위 내인 경우가 많다.
판 폭 방향의 온도분포에서 냉각정지온도의 차가 30℃ 이하
판 폭 방향의 온도분포에서 냉각정지온도의 차가 30℃를 초과하여 낮아지면, 냉각정지온도가 낮은 곳에서 소둔 후 조직 중의 소려 마르텐사이트량이 증가하고, 판 폭 방향으로 구멍확장률(λ)의 차가 커져 버린다. 따라서, 판 폭 방향의 온도분포에서 냉각정지온도의 차는 30℃ 이하, 바람직하게는 25℃ 이하, 더 바람직하게는 20℃ 이하로 한다. 여기서, 판 폭 방향의 온도분포는, 주사식 방사 온도계로 확인할 수 있다. 「냉각정지온도의 차」란, 상기 온도분포에서의 최대값과 최소값의 차이다. 또한, 판 폭 방향의 온도분포의 조정은, 예를 들면, 에지(edge) 히터를 이용해서 조정할 수 있다. 또한, 판 폭 방향의 온도분포에서의 상기 냉각정지온도의 차는 작은 쪽이 바람직하지만, 얻어지는 효과뿐 아니라 조정의 용이성을 고려하면, 권취온도 차는, 2℃ 이상이 바람직하다.
제2 균열 처리 공정이란, 제1 균열 처리 공정 후, 350∼500℃의 제2 균열온도 영역까지 재가열하고, 또 재가열시, 판 폭 방향의 온도분포에서 제2 균열온도의 차가 30℃ 이하이며, 10초 이상 균열 처리를 실시한 후, 실온까지 냉각하는 공정이다.
균열(均熱)온도 : 350∼500℃, 보지(保持) (균열) 시간 : 10초 이상
냉각 도중에 생성된 마르텐사이트를 소려함으로써 소려 마르텐사이트로 하는 것과, 미변태 오스테나이트를 베이나이트 변태시켜, 잔류 오스테나이트를 강 조직 중에 생성시키는 것을 위해, 제1 균열 처리 공정의 냉각 후에 다시 가열하고, 제2 균열 처리로서 350∼500℃의 온도 영역에서 10초 이상 보지한다. 이 제2 균열 처리에서의 균열온도가 350℃ 미만에서는 마르텐사이트의 소려가 불충분하게 이루어져, 페라이트 및 마르텐사이트의 경도 차가 커지기 때문에, 신장플랜지성이 저하된다. 한편, 500℃를 초과하면 펄라이트가 과잉으로 생성되기 때문에, 강도가 저하된다. 그 때문에, 균열온도는 350∼500℃로 한다.
또한, 보지 (균열) 시간이 10초 미만에서는 베이나이트 변태가 충분히 진행되지 않기 때문에, 미변태 오스테나이트가 많이 남아, 최종적으로 마르텐사이트가 과잉으로 생성되어 버려, 신장플랜지성이 저하된다. 이 때문에, 보지 (균열) 시간의 하한은 10초로 한다. 보지 (균열) 시간의 상한은 특별히 없지만, 1500초를 초과하여 보지시켰다고 해도, 그 후의 강판 조직이나 기계적 성질에 영향을 주지 않기 때문에, 보지 (균열) 시간은 1500초 이내로 하는 것이 바람직하다.
판 폭 방향의 온도분포에서 제2 균열온도의 차가 30℃ 이하
판 폭 방향의 온도분포에서 제2 균열온도의 차가 30℃를 초과하여 낮아지면, 판 폭 방향으로 베이나이트 변태의 진행도(進行度)에 차가 생겨, 잔류 γ량에 차가 생기기 때문에, 판 폭 방향으로 연성과 신장플랜지성의 차가 커져 버린다. 따라서, 판 폭 방향의 온도분포에서 제2 균열온도의 차는 30℃ 이하, 바람직하게는 25℃ 이하, 더 바람직하게는 20℃ 이하로 한다. 여기서, 판 폭 방향의 온도분포는, 주사식 방사 온도계로 확인할 수 있다. 「제2 균열온도의 차」란, 상기 온도분포에서의 최대값과 최소값의 차이다. 또한, 판 폭 방향의 온도분포의 조정은, 예를 들면, 에지 히터를 이용하여 조정할 수 있다. 또한, 판 폭 방향의 온도분포에서의 상기 제2 균열온도의 차는 작은 쪽이 바람직하지만, 얻어지는 효과뿐 아니라 조정의 용이성을 고려하면, 상기 온도 차는, 2℃ 이상이 바람직하다.
상기 제2 균열 처리 공정 후에, 표면에 도금 처리를 실시하는 도금 공정을 가져도 된다. 상기와 같이, 본 발명에서 도금층의 종류는 특별히 한정되지 않기 때문에, 도금 처리의 종류도 특별히 한정되지 않는다. 도금 처리로서는, 예를 들면, 용융 아연 도금 처리나, 그 용융 아연 도금 처리 후에 합금화를 행하는 도금 처리 등을 들 수 있다.
실시예
표 1에 나타내는 성분조성의 강(잔부 성분 : Fe 및 불가피한 불순물)을 용제하고, 연속 주조법에 따라 강 슬래브를 제조했다. 이 슬래브를 표 2∼표 4에 나타내는 조건으로, 가열 후, 조압연을 실시하고, 마무리 압연하여 냉각하고, 폭 방향의 권취온도를 엄밀하게 제어하여 권취하고, 열연강판으로 했다. 얻어진 열연강판을 탈스케일 처리 후, 냉간 압연을 실시하여, 냉연강판으로 했다. 여기서, 각 냉연강판의 판 두께는 1.2∼1.6㎜ 범위 내로 했다. 그 후, 냉연강판을 가열하고, 표 2∼표 4에 나타내는 균열온도(제1 균열온도)로 소둔한 후, 500℃까지 냉각속도를 엄밀하게 제어하여 표 2∼표 4에 나타내는 평균 냉각온도로 냉각하고, 폭 방향의 냉각정지온도분포를 엄밀하게 제어하여 표 2∼표 4에 나타내는 냉각정지온도에서 냉각을 정지한 후, 바로 가열하고, 폭 방향의 제2 균열온도분포를 엄밀하게 제어하여 표 2∼표 4에 나타내는 제2 균열온도 및 제2 보지 시간으로 균열 처리를 한 후, 실온까지 냉각했다. 또한, 일부의 고강도 냉연강판(CR)에 도금 처리를 실시했다. 용융 아연 도금강판(GI)의 경우, 용융 아연 도금 욕(浴)은, Al : 0.19질량% 함유 아연 욕을 사용하고, 합금화 용융 아연 도금강판(GA)의 경우, Al : 0.14질량% 함유 아연 욕을 사용하고, 욕온(浴溫)은 모두 465℃로 했다. 또한, GA의 합금화 온도는 550℃로 했다. 또한, 도금 부착량은 편면(片面)당 45g/㎡(양면 도금)로 하고, GA는, 도금층 중의 Fe 농도를 9질량% 이상 12질량% 이하로 했다.
표 5∼7에 각 강판의 강 조직과 항복강도, 인장강도, 신장, 구멍확장률의 측정 결과를 나타낸다.
인장 시험은, 소둔 후 코일의 폭 중앙부로부터 강판의 C 방향(압연 방향과 수직)으로 JIS 5호 인장 시험편(표점 거리 : 50㎜, 폭 : 25㎜)을 채취하여, 인장속도 10㎜/min으로 JIS Z 2241(2011)의 규정에 준거하여 실시하고, 항복응력(YS), 인장강도(TS), 전체 신장(El)을 평가했다.
신장플랜지성은, JIS Z 2256(2010)의 규정에 준거한 구멍확장 시험에 의해 평가했다. 소둔 후 코일의 폭 중앙부로부터, 100㎜ 각(角, square)의 시험편을 3장 채취하고, 10㎜ 지름의 펀치 및 클리어런스 : 12.5%가 되는 다이스를 이용하여 펀칭하고, 버링 면(burred surface)을 상면으로 하여 꼭지각(頂角) 60°의 원추 펀치를 이용해서 이동속도 10㎜/min로 실시하여 구멍확장률(λ)을 측정하고, 그 평균값을 평가했다. 계산식은 아래에 나타낸다.
구멍확장률 λ(%)={(D-D0)/D0}×100
D : 균열이 판 두께를 관통했을 때의 구멍지름, D0 : 초기 구멍지름(10㎜)
또한, 신장플랜지성의 면내안정성은 소둔 후의 코일의 양단부, 폭 중앙부로부터 각각 100㎜ 각의 시험편을 3장씩 채취하고, 상기와 마찬가지로 구멍확장 시험을 실시하여, 얻어진 합계 9개의 구멍 확장률(λ)의 표준 편차를 평가했다.
강 조직 관찰은, L 방향 단면(압연 방향 단면)을 알루미나 버프(buff)로 경면(鏡面) 연마 후 나이탈(nital) 에칭을 행하고, 광학 현미경과 주사형 전자 현미경(SEM)으로 판 두께 1/4부(部)를 관찰했다. 또한, 경질상 내부의 조직을 더 상세하게 관찰하기 위해, 1㎸의 저가속(低加速) 전압으로 2차 전자상(電子像)을 in-Lens 검출기로 관찰했다. 이때, 시료는 L 단면을 다이아몬드 페이스트로 경면 연마한 후, 콜로이달 실리카(colloidal silica)로 마무리 연마를 실시하고, 3체적% 나이탈에 의한 에칭을 실시했다. 여기서, 저가속 전압으로 관찰하는 이유는, 농도가 낮은 나이탈에 의해 시료 표면에 현출(現出)한 미세 조직에 대응하는 약간의 요철을 명료하게 포착하기 위해서이다. 각 조직에 대해, 18㎛×24㎛ 영역에서 5시야(視野) 관찰하고, 얻어진 조직 화상(畵像)을, 니뽄 스틸 스미킨(Nippon Steel & Sumikin) 테크놀로지 주식회사의 입자 해석 ver.3을 이용하여, 구성 상(相)의 면적율을 각각 5시야로 산출하고, 그것들의 값을 평균했다. 또한, 본 발명에서는 관찰 면적에서 차지하는 각 조직의 면적의 비율을, 조직의 면적율로 간주했다. 상기 조직 화상 데이터에서, 페라이트는 검은색, 소려 마르텐사이트는 미세한 방위가 가지런하지 않은 탄화물을 포함하는 밝은 회색(明灰色)으로서 구별할 수 있다. 또한, 조직 화상 데이터에서, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트는 흰색으로 관찰된다. 여기서, 잔류 오스테나이트의 조직의 면적율은 후술하는 X선 회절에 의한 방법으로 산출했다. 마르텐사이트의 조직의 면적률은, 상기 조직 화상에서 차지하는 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 합계로부터, X선 회절에 의한 방법으로 산출한 잔류 오스테나이트의 면적율을 차감함으로써 산출했다. 페라이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 및 소려 마르텐사이트의 면적율의 측정 위치는, 폭 방향 중앙부로 했다.
잔류 오스테나이트의 면적율의 측정은 다음과 같이 행했다. 강판을 판 두께 1/4위치까지 연마 후, 화학연마에 의해 0.1㎜ 더 연마한 면에 대해, X선 회절장치에서 Mo의 Kα선을 이용하여, fcc철(鐵)(오스테나이트)의 (200)면, (220)면, (311)면과, bcc철(페라이트)의 (200)면, (211)면, (220)면의 적분반사(積分反射)강도를 측정하고, bcc철(페라이트) 각 면(各面)으로부터의 적분반사강도에 대한 fcc철(오스테나이트) 각 면으로부터의 적분반사강도의 강도 비(比)로부터 구한 오스테나이트의 비율에 의해, 잔류 오스테나이트의 체적율을 산출하였다. 측정은, 하나의 고강도 박강판(薄鋼板)에 대해, 폭 방향 중앙위치에서 무작위로 선택한 3개소에서 잔류 오스테나이트의 체적율을 산출하고, 얻어진 값의 평균값을 잔류 오스테나이트의 면적율로 간주했다.
본 발명에서의 마르텐사이트의 결정립경은, SEM-EBSD(Electron Back-Scatter Diffraction ; 전자선 후방 산란 회절)법을 이용하여 관찰한 마르텐사이트에 의해 산출했다. 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면(斷面)(L 단면)을 SEM 관찰과 마찬가지의 연마를 실시한 후, 0.1체적% 나이탈에 의한 에칭을 실시하고, 이어서 판 두께 1/4부의 조직을 해석하고, 얻어진 데이터를, AMETEKEDAX사의 OIM Analysis를 이용하여, 평균 결정립경을 구했다. 개개의 결정립경은 압연 방향(L 방향)과, 압연 방향에 수직인 방향(C 방향)의 길이의 평균값으로 했다. 또한, 판 폭 중앙부, 양단부로부터 50㎜부, 폭 중앙부와 양단부 사이의 중앙부의 총 5개소에서 각각 조직 관찰을 실시하고, 얻어진 개개의 마르텐사이트의 결정립경을 이용하여, 마르텐사이트의 결정립경의 표준 편차를 산출했다.
이상의 평가에서, TS가 780㎫ 이상이면 고강도, TS×El가 20000㎫·% 이상이면 연성이 뛰어나고, TS×구멍확장률(λ)이 30000㎫·% 이상이면 신장플랜지성이 뛰어나며, 구멍확장률(λ)의 표준 편차가 4% 이하이면 신장플랜지성의 면내안정성이 뛰어나다고 평가했다.
표 5∼7에 따르면, 본 발명예(적합 강)는, 고강도이며, 연성 및 신장플랜지성, 신장플랜지성의 면내안정성이 뛰어나다. 한편, 비교예(비교 강)에서는, 강도, 연성, 신장플랜지성, 및 신장플랜지성의 면내안정성 중 어느 하나 이상이 뒤떨어져 있다.
이상, 본 발명의 실시형태에 대해 설명했지만, 본 발명은, 본 실시형태에 따른 본 발명의 개시의 일부를 이루는 기술(記述)에 의해 한정되는 것은 아니다. 즉, 본 실시형태에 근거하여 당업자 등에 의해 이루어지는 다른 실시형태, 실시예 및 운용기술 등은 모두 본 발명의 범주에 포함된다. 예를 들면, 상기한 제조방법에서의 일련의 열처리에서는, 열이력(熱履歷) 조건만 만족시키면, 강판에 열처리를 실시하는 설비 등은 특별히 한정되는 것이 아니다.
Figure pct00001
Figure pct00002
Figure pct00003
Figure pct00004
Figure pct00005
Figure pct00006
Figure pct00007

Claims (9)

  1. 질량%로,
    C : 0.060∼0.250%,
    Si : 0.50∼1.80%,
    Mn : 1.00∼2.80%,
    P : 0.100% 이하,
    S : 0.0100% 이하,
    Al : 0.010∼0.100%, 및
    N : 0.0100% 이하를 함유하며, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분조성과,
    페라이트를 면적율로 50∼80%, 마르텐사이트를 면적율로 8% 이하 또 평균 결정립경이 2.5㎛ 이하, 잔류 오스테나이트를 면적율로 6∼15%, 소려 마르텐사이트를 면적율로 3∼40%로 포함함과 함께, 마르텐사이트의 면적율 fM과, 마르텐사이트와 소려 마르텐사이트의 합계 면적율 fM+TM의 비 fM/fM+TM의 값이 50% 이하이며, 판 폭 방향의 중앙인 폭 중앙부, 판 폭 방향 양단으로부터 판 폭 방향 중앙으로 50㎜의 양단부, 상기 폭 중앙부와 상기 양단부 사이의 중앙부의 합계 5개소에서의 마르텐사이트의 결정립경의 표준 편차가 0.7㎛ 이하인 강 조직을 가지는 고강도 냉연강판.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 성분조성은, 또한, 질량%로,
    Mo : 0.01∼0.50%,
    B : 0.0001∼0.0050%, 및
    Cr : 0.01∼0.50% 중에서 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유하는 고강도 냉연강판.
  3. 청구항 1 또는 2에 있어서,
    상기 성분조성은, 또한, 질량%로,
    Ti : 0.001∼0.100%,
    Nb : 0.001∼0.050%, 및
    V : 0.001∼0.100% 중에서 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유하는 고강도 냉연강판.
  4. 청구항 1 내지 3 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 성분조성은, 또한, 질량%로,
    Cu : 0.01∼1.00%,
    Ni : 0.01∼0.50%,
    As : 0.001∼0.500%,
    Sb : 0.001∼0.100%,
    Sn : 0.001∼0.100%,
    Ta : 0.001∼0.100%,
    Ca : 0.0001∼0.0100%,
    Mg : 0.0001∼0.0200%,
    Zn : 0.001∼0.020%,
    Co : 0.001∼0.020%,
    Zr : 0.001∼0.020%, 및
    REM : 0.0001∼0.0200% 중에서 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유하는 고강도 냉연강판.
  5. 청구항 1 내지 4 중 어느 한 항에 기재된 고강도 냉연강판과, 그 고강도 냉연강판 상에 형성된 도금층을 가지는 고강도 도금강판.
  6. 청구항 5에 있어서,
    상기 도금층은, 용융 도금층 또는 합금화 용융 도금층인 고강도 도금강판.
  7. 청구항 1 내지 4 중 어느 한 항에 기재된 성분조성을 가지는 강 슬래브를, 1100∼1300℃의 온도 영역으로 가열하고, 마무리 압연 출측온도를 800∼950℃로 열간 압연하며, 권취온도를 300∼700℃ 또 판 폭 방향의 온도분포에서 권취온도의 차가 70℃ 이하로 권취하는 열연 공정과,
    상기 열연 공정 후, 30% 이상의 압하율로 냉간 압연하는 냉연 공정과,
    상기 냉연 공정 후, T1 온도 이상 T2 온도 이하의 제1 균열온도 영역까지 가열한 후, 500℃까지의 평균 냉각속도를 10℃/s 이상으로 하여, 마르텐사이트 변태개시온도 Ms에 대하여 (Ms-100℃)∼Ms℃의 냉각정지온도까지 냉각하고, 또 그 냉각시, 판 폭 방향의 온도분포에서 냉각정지온도의 차를 30℃ 이하로 하는 제1 균열 처리 공정과,
    상기 제1 균열 처리 공정 후, 350∼500℃의 제2 균열온도 영역까지 재가열하며, 또 재가열시, 판 폭 방향의 온도분포에서 제2 균열온도의 차가 30℃ 이하이고, 10초 이상 균열 처리를 실시한 후, 실온까지 냉각하는 제2 균열 처리 공정을 가지는 고강도 냉연강판의 제조방법.
    단,
    Ms(℃)=539-423×{[%C]/(1-[%α]/100)}-30×[%Mn]-12×[%Cr]-18×[%Ni]-8×[%Mo]
    T1 온도(℃)=751-27×[%C]+18×[%Si]-12×[%Mn]-169×[%Al]-6×[%Ti]+24×[%Cr]-895×[%B]
    T2 온도(℃)=937-477×[%C]+56×[%Si]-20×[%Mn]+198×[%Al]+136×[%Ti]-5×[%Cr]+3315×[%B]
    이다. 또한, 상기 식에서 [%X]는 강판의 성분원소 X의 함유량(질량%), [%α]는 냉각 중의 Ms점 도달시의 페라이트 분율로 한다.
  8. 청구항 7에 기재된 고강도 냉연강판의 제조방법으로 제조된 고강도 냉연강판에 도금을 실시하는 도금 공정을 가지는 고강도 도금강판의 제조방법.
  9. 청구항 8에 있어서,
    상기 도금 공정 후에, 합금화 처리를 행하는 합금화 공정을 가지는 고강도 도금강판의 제조방법.
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