KR100939138B1

KR100939138B1 - 균일 신장이 우수한 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법

Info

Publication number: KR100939138B1
Application number: KR20077021611A
Authority: KR
Inventors: 히로시 아카미즈; 요이치 무카이; 슈시 이케다; 고이치 스기모토
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2005-03-30
Filing date: 2006-03-28
Publication date: 2010-01-28
Also published as: US20080251160A1; US9074272B2; KR20070105373A; CN101155939A; CN101155939B; JP2006274418A; EP1870482B1; JP4716359B2; WO2006106668A1; EP1870482A4; EP1870482A1

Abstract

강중 성분은 질량%로 C: 0.10 내지 0.28%, Si: 1.0 내지 2.0%, Mn: 1.0 내지 3.0%를 함유하고, 조직은 전체 조직에 대한 점적률로 베이니틱·페라이트: 30 내지 65%, 폴리고날·페라이트: 30 내지 50%, 잔류 오스테나이트: 5 내지 20%를 만족하는 고강도 냉연 강판이다.

Description

균일 신장이 우수한 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법{HIGH-STRENGTH COLD-ROLLED STEEL SHEET EXCELLENT IN UNIFORM ELONGATION AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}

본 발명은 균일 신장이 우수한 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것으로서, 상세하게는 인장 강도와 신장(전체 신장)의 밸런스 및 인장 강도와 균일 신장의 밸런스가 우수한 고강도 냉연 강판 및 당해 강판을 제조하기 위한 유용한 방법에 관한 것이다. 보다 구체적으로는, 본 발명의 고강도 냉연 강판은 인장 강도[TS(MPa)]와 신장[EL(%)]의 곱이 23000 이상이고, 또한 인장 강도(TS)[TS(MPa)]와 균일 신장[u-EL(%)]의 곱이 14700 이상을 만족하는 것이다. 또한, 본 발명의 상기 강판은 자동차, 전기, 기계 등 여러 가지 산업분야에서 널리 유효하게 활용되는 것인데, 이하에서는 대표적인 용도예로서, 자동차의 차체에 사용하는 경우를 중심으로 설명을 진행한다.

자동차의 충돌 안전성과 경량화를 고차원적으로 양립시키는 것을 목적으로, 보다 고강도이면서 동시에 고연성의 고장력강(하이텐)이 필요하게 되었다. 특히, 자동차 바디 골격 부품의 두께를 얇게 하는 동시에, 강도 향상에 의한 충돌 안전성의 확보가 중요한 과제가 되고 있다.

특히 최근에는, COP3(1997년 온난화방지 국제회의)나 배기가스규제(유럽 '08년, 국내 '09년)에 대한 대응으로서, 하이텐화에 의한 경량화가 강력하게 진행되고 있다. 또, 차체 측면으로의 충돌 규제 엄격화(예를 들면 '05년, 미국 안전기준 강화)가 고조됨에 따라, 보다 고강도의 하이텐화(예를 들면 인장 강도(TS)가 780MPa 이상인 소위 초하이텐)가 요구되고 있다. 단, 고강도 강판이라고 해도 성형성에 대한 요구도 강해서, 각각의 용도에 따라 적절한 성형성을 겸비하는 것이 요구되고 있다.

그러나, 자동차 바디 용도로 이용되는 부품 중, 예를 들면 충돌 안전성을 좌우하는 멤버류, 필러류는 형상이 한층 복잡한 것이기 때문에, 종래의 DP강(Dual-phase steel)의 기계적 특성(예를 들면 인장 강도(TS): 980MPa, 신장(EL): 15%, TS×EL= 14700MPa·%)으로는 적절한 성형성을 확보할 수가 없다고 하는 문제가 있다.

한편, 우수한 연성을 나타내는 고강도 강판으로서, TRIP(Transformation Induced Plasticity; 변태 유기 소성) 강판이 주목받고 있다. TRIP 강판은 오스테나이트 조직이 잔류하고, 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms점) 이상의 온도에서 가공 변형시키면, 응력에 의해 잔류 오스테나이트(γ_R)가 마르텐사이트로 유기 변태 하여 큰 신장을 얻을 수 있는 강판으로, 예를 들면 폴리고날·페라이트를 주상(主相)으로 하여 잔류 오스테나이트를 포함하는 TRIP형 복합 조직강(TPF강)이나, 베이 니틱·페라이트를 모상(母相)으로 하여 잔류 오스테나이트를 포함하는 TRIP형 베이나이트강(TBF강) 등이 알려져 있다.

이 중 TBF강은 오래 전부터 알려져 있고(예를 들면 비특허문헌 1 등), 경질 베이나이트 조직에 의해 고강도를 얻기 쉽다. 당해 베이나이트 조직 중에는 라스(lath) 형상의 베이니틱·페라이트의 경계에 미세한 잔류 오스테나이트가 생성되기 쉬운 점에서, 매우 우수한 신장(전체 신장)을 얻을 수 있다고 하는 특징이 있다. 또한, TBF강은 1회의 열처리(연속 소둔 공정 또는 도금 공정)에 의해 용이하게 제조할 수 있다는 제조상의 장점도 있다.

그런데 종래의 TBF강은 전체 신장(EL)은 매우 높은 특성을 얻을 수 있지만, 균일 신장의 관점에서 보면, 아직 만족할만한 특성을 얻을 수 있다고는 할 수 없다. 특히, 상기와 같은 멤버류나 필러류에서는 압출성형을 수반하는 부품이므로, 압출성을 높이기 위하여 중요한 균일 신장(u-EL)이 우수한 것이 요구되지만, 지금까지 제안된 TBF강에서는 높은 균일 신장을 얻을 수 있다고는 할 수 없어, 추가적인 특성의 개선이 요망되고 있다.

비특허문헌1: NISSHIN STEEL TECHNICAL REPORT(닛신제강기보), No.43, Dec.1980, p.1-10

발명의 개시

발명이 해결하고자 하는 과제

본 발명은 이러한 상황하에서 이루어진 것이며, 그 목적은 인장 강도와 신장 의 밸런스, 및 인장 강도와 균일 신장의 밸런스가 우수하고, 압출 성형을 수반하는 자동차용 멤버류나 필러류의 소재로서 최적인 고강도 냉연 강판, 및 이러한 고강도 강판을 제조하기 위한 유용한 방법을 제공하는 것에 있다.

과제를 해결하기 위한 수단

본 발명에 따른 성형성이 우수한 고강도 냉연 강판은 질량%로(이하, 화학성분에 관하여 동일)

C: 0.10 내지 0.28%,

Si: 1.0 내지 2.0%,

Mn: 1.0 내지 3.0%

를 함유하고,

조직은 전체 조직에 대한 점적률로,

베이니틱·페라이트: 30 내지 65%,

폴리고날·페라이트: 30 내지 50%

잔류 오스테나이트: 5 내지 20%를 만족하는

것에 요지를 갖는 것이다.

본 발명의 고강도 냉연 강판에는, 필요에 따라 추가로 (a) Nb: 0.10% 이하(0%를 포함하지 않음), Mo: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음), Ni: 0.5% 이하(0%를 포함하지 않음), 및 Cu: 0.5% 이하(0%를 포함하지 않음)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소, (b) Ca: 0.003% 이하(0%를 포함하지 않음) 및/또는 REM: 0.003% 이하(0%를 포함하지 않음), (c) Ti: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음), 및/또는 V: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음) 등을 함유하는 것도 유용하고, 함유되는 원소의 종류에 따라 냉연 강판의 특성이 더욱 개선된다. 또한, 본 발명에는 상기 냉연 강판 이외에, 당해 냉연 강판에 도금이 실시된 도금 강판도 포함된다.

한편, 본 발명의 냉연 강판을 제조하는데 있어서는, 열간 압연 및 냉간 압연을 종료시킨 강판을 A3 변태점(A₃) 이상의 온도로 가열하여 균열화한 후, 1 내지 10℃/초의 평균 냉각 속도로 하기 수학식 1에서 나타내는 온도(Tq)까지 일단 냉각한 후, 이 온도로부터 11℃/초 이상의 평균 냉각 속도에서 베이나이트 변태 온도역까지 급랭하도록 하면 좋다.

발명의 효과

본 발명에 따르면, 인장 강도[TS(MPa)]와 신장[EL(%)]의 곱이 23000 이상이고, 또한 인장 강도(TS)[TS(MPa)]와 균일 신장[u-EL(%)]의 곱이 14700 이상을 만족하고, 인장 강도와 신장의 밸런스, 및 인장 강도와 균일 신장의 밸런스가 매우 우수한 고강도 냉연 강판을 제공할 수 있다. 이러한 강판은 특히 고강도 및 균일 신장성이 요구되는 자동차 부품, 기타 산업 기계 부품 등을 제조할 때에 매우 유용하며 압출 성형을 양호하게 행할 수 있다.

발명을 실시하기 위한 최선의 형태

본 발명자들은 인장 강도와 신장의 밸런스, 및 인장 강도와 균일 신장의 밸런스가 매우 우수한 고강도 냉연 강판 및 도금 강판을 제공하기 위해, 특히 TBF강에 착안하여 연구를 거듭했다. 본 발명에 있어서 TBF강에 착안한 이유는 기본적으로 인장 강도와 신장의 밸런스가 우수하기 때문인데, 한편, 강판 중에서도 특히 냉연 강판에 착안한 것은 냉연 강판은 열연 강판에 비해 판 두께가 얇고, 표면 품질의 정밀도가 높은 등의 이유에서 특히 자동차용 바디 등으로의 요구가 매우 높은데도 불구하고, 판 두께가 얇기 때문에 신장이나 균일 신장이 뒤떨어지는 경향이 있어, 지금까지 뛰어난 가공 특성을 겸비한 냉연 강판이 제공되지 않았다는 실정을 고려한 것이다.

TBF강은 베이니틱·페라이트를 모상 조직으로 하는 것인데, 베이니틱·페라이트는 초기 전위(轉位) 밀도가 높기 때문에, 고강도를 얻기 쉬운 반면 소성변형에는 적합하지 않아, 높은 균일 신장을 확보하는 것은 곤란하다. 한편, 폴리고날·페라이트를 주상으로 하여 잔류 오스테나이트를 포함하는 TRIP형 복합 조직강(TPF강)은 소성 변형능이 높은 폴리고날·페라이트를 포함하지만, 전위 밀도가 낮으므로 고강도를 얻을 수는 없다.

그래서 본 발명자들은 고강도이고 또한 균일 신장도 우수한 냉연 강판을 실현하기 위하여 폴리고날·페라이트를 TBF강에 활용하고, 잔류 오스테나이트(잔류 γ)에 의한 변태 유기 소성과의 상승 효과를 발현하면, TBF강에 있어서의 균일 신장을 비약적으로 높일 수 있는 것을 발견하고 본 발명을 완성했다.

본 발명의 강판은 폴리고날·페라이트의 함유량을 소정량의 범위로 하여, 베이니틱·페라이트와 폴리고날·페라이트의 혼합 조직으로 함으로써 높은 균일 신장을 확보할 수 있었는데, 본 발명의 강판에 있어서의 조직적 특징에 대하여 설명한다.

[베이니틱·페라이트: 30 내지 65%]

본 발명의 강판은 제 2 상 조직으로서 후술하는 잔류 오스테나이트를 함유하고 있고, 모상 조직은 베이니틱·페라이트와 폴리고날·페라이트의 혼합 조직으로 구성되어 있다.

본 발명에 있어서의 베이니틱·페라이트는 조직내에 탄화물을 갖고 있지 않은 점에서, 베이나이트 조직과는 분명히 다르다. 또한, 베이니틱·페라이트는 판상의 페라이트이지만, 전위 밀도가 높은 하부 조직(라스형상 조직은 갖든 안 갖든 상관없다)을 의미하고, 전위 밀도가 없거나 또는 매우 적은 하부 조직을 갖는 폴리고날·페라이트 조직이나, 세밀한 서브그레인 등의 하부 조직을 가진 준폴리고날·페라이트 조직과도 다르다(일본철강협회 기초연구회 발행 『강의 베이나이트 사진집-1』 참조). 베이니틱·페라이트와 폴리고날·페라이트는 SEM 관찰에 의해 이하와 같이 명료하게 구별된다.

·폴리고날·페라이트: SEM 사진에서 흑색이며, 다각형의 형상으로, 내부에 잔류 오스테나이트나 마르텐사이트를 포함하지 않는다.

·베이니틱·페라이트: SEM 사진에서는 진한 회색을 나타내고, 베이니틱·페라이트와, 잔류 오스테나이트나 마르텐사이트를 분리 구별할 수 없는 경우도 많다.

본 발명 강판의 주체 조직인 베이니틱·페라이트와 폴리고날·페라이트의 혼합 조직은 전위 밀도(초기 전위 밀도)가 어느 정도 높은 베이니틱·페라이트에 의해 강도를 용이하게 높일 수 있는 동시에, 폴리고날·페라이트에 의해 우수한 균일 신장도 발휘할 수 있다.

베이니틱·페라이트에 의한 상기 작용을 유효하게 발휘시키려면, 전체 조직에 대한 점적률을 30%(면적%) 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 35% 이상, 보다 바람직하게는 40% 이상이다. 그러나, 베이니틱·페라이트의 점적률이 65%를 초과하면, 그 만큼 폴리고날·페라이트가 적어져서 균일 신장이 저하하게 된다.

[폴리고날·페라이트: 30 내지 50%]

전술한 바와 같이, 본 발명의 강판은 폴리고날·페라이트를 어느 정도 많이 생성시켜서 강판의 균일 신장을 향상시킨다는 것인데, 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는 폴리고날·페라이트의 점적률은 30%(면적%) 이상으로 할 필요가 있다. 이 폴리고날·페라이트의 점적률은 32% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 34% 이상으로 하는 것이 좋다. 그러나, 이 점적률이 너무 지나치게 커지면, 상대적으로 베이니틱·페라이트의 점적률이 적어져서 강판 강도가 저하하게 된다. 또한, 폴리고날·페라이트의 점적률을 증가시키는 방법에 대해서는 후술하지만, 이 방법에 따라 얻게 된 폴리고날·페라이트는 SEM이나 광학현미경(레페라 부식)으로 관찰하면, 그 형태는 등축 방향으로 성장한 것이 된다(종래의 TRIP 강판에서의 형태는 압연 방향으로 신장한다). 이러한 형태가 가공시의 응력을 균일 분배시키는 것을 가능하게 하고, 잔량 γ에 의한 TRIP 효과의 최대 활용을 가능하게 하는 것이라 생각된다. 또한, 이러한 형태로 존재하는 이유는 고온역에서 생긴 구오스테나이트의 입계(粒界)로부터 핵생성하기 때문이라고 생각된다.

[잔류 오스테나이트(잔류 γ): 5 내지 20%]

잔류 γ는 TRIP(변태 유기 소성) 효과를 발휘하기 위한 본질적인 조직이며, 신장(전체 신장)의 향상에 유용하다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키려면 잔류 γ를 전체 조직에 대한 점적률로 5% 이상을 필요로 한다. 보다 우수한 연성(신장 등)을 확보하기 위해서는 바람직하게는 7% 이상이다. 한편, 다량으로 존재하면 국부 변형능이 열화하므로 상한을 20%로 정했다. 보다 바람직하게는 17% 이하이다.

또한 상기 잔류 γ중의 C농도(Cγ_R)는 0.8% 이상인 것이 권장된다. 이 Cγ_R은 TRIP의 특성에 크게 영향을 미쳐서, 0.8% 이상으로 제어하면 특히 신장 등의 향상에 유효하다. 바람직하게는 1% 이상이다. 또한, 상기 Cγ_R의 함유량은 많을수록 바람직하지만, 실제 조업상 조정가능한 상한은 대략 1.6%라고 생각된다.

다음에, 본 발명 강판을 구성하는 모상 조직(베이니틱·페라이트, 폴리고날·페라이트) 및 제 2 상 조직(잔류 γ)의 측정 방법에 대하여 설명한다.

우선, 강판을 나이탈로 부식하고, 판 두께 1/4 위치에서 압연면과 평행한 면을 SEM(주사형 전자현미경) 관찰하고(배율: 4000배), 화상 처리하여 폴리고날·페라이트(PF)의 면적률과, 해당 폴리고날·페라이트(PF) 이외의 조직(베이니틱·페라이트 + 잔류 γ; 이하, "PF 이외의 조직"이라 부르는 경우가 있다.)의 면적률을 구한다.

한편, 잔류 γ의 점적률은 포화 자화측정법에 의해 측정한다[일본 특허 공개2003-90825호 공보, R&D 고베세이코쇼 기보/Vol.52, No.3(Dec.2002) 참조]. 이 포화 자화측정법은 다음과 같은 측정 원리에 근거한 것이다. 즉 금속 조직중의 페라이트상이나 마르텐사이트상 등의 조직은 실온에서 강자성도를 나타내는데 비해, 오스테나이트상은 상자성이다. 따라서, 페라이트상이나 마르텐사이트상 등의 강자성을 나타내는 조직만으로 이루어지는 금속조직의 단위체적당 포화 자화량(Is)을 미리 구해 두고, 오스테나이트상을 포함하는 시료의 포화 자화량(I)을 측정함으로써, 오스테나이트(γ)상의 비율(체적%)을 하기 수학식 2로부터 구할 수 있고, 이것을 점적률(면적%)이라 정의한다.

다음에, 전술하여 구한 "PF 이외의 조직"의 면적률로부터, 잔류 γ의 점적률(면적률)을 뺌으로서, 베이니틱·페라이트(BF)의 점적률(면적률)을 구한다.

전술한 바와 같이, 본 발명은 모상 조직을 베이니틱·페라이트와 폴리고날·페라이트의 혼합 조직으로 하여 이것에 소정량의 잔류 γ를 포함하는 TRIP 강판으로 함으로써, 고강도 강판의 신장 및 균일 신장을 높일 수 있는 것인데, 그 밖의 조직으로서 하기의 것을 포함해도 좋다.

[기타: 펄라이트나 베이나이트, 마르텐사이트(0%를 포함)]

본 발명의 강판은 본 발명의 제조과정에서 잔존할 수 있는 다른 조직(펄라이 트, 베이나이트, 마르텐사이트 등)의 혼입을 일체 배제하는 것이 아니라, 본 발명의 작용을 손상시키지 않는 범위에서 이들 이외의 조직을 함유하는 강판도 본 발명의 범위 내에 포함된다. 단, 이들 조직의 점적률은 적으면 적을수록 바람직하고, 그 합계량을 10% 이하(보다 바람직하게는 5% 이하)로 제어하는 것이 권장된다.

다음에, 본 발명 강판을 구성하는 기본성분에 대하여 설명한다. 이하, 화학성분의 단위:%는 전부 질량%이다.

C: 0.10 내지 0.28%

C는 고강도를 확보하고, 또한 잔류 γ를 확보하는데 필요한 원소이다. 상세하게는 γ상 중에 충분한 C량을 포함시키고, 실온에서도 소망하는 γ상을 잔류시키기 위해 중요한 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키려면, C를 0.10% 이상 함유시키는 것이 필요하며, 바람직하게는 0.12% 이상, 보다 바람직하게는 0.15% 이상이다. 단, 용접성 확보의 관점에서 0.28% 이하로 억제하는 것이 좋고, 바람직하게는 0.25% 이하, 보다 바람직하게는 0.23% 이하, 더욱 보다 바람직하게는 0.20% 이하이다.

Si: 1.0 내지 2.0%

Si는 잔류 γ가 분해하여 탄화물이 생성되는 것을 유효하게 억제하는 원소이며, 또 고용강화 원소로서도 유용하다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키려면 Si를 1.0% 이상 함유시키는 것이 필요하다. 바람직하게는 1.2% 이상이다. 단 Si량이 과잉이 되면 상기 효과는 포화하고, 열간취성을 일으키는 등 오히려 문제가 생기기 때문에, 그 상한을 2.0%로 한다. 바람직하게는 1.8% 이하이다.

Mn: 1.0 내지 3.0%

Mn은 γ를 안정화하고, 소망하는 잔류 γ를 얻기 위하여 필요한 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키려면 1.0% 이상 함유시키는 것이 좋다. 바람직하게는 1.3% 이상, 보다 바람직하게는 1.6% 이상이다. 단, 3.0%를 초과하면 주편(鑄片) 분열이 생기는 등의 악영향이 나타난다. 바람직하게는 2.5% 이하로 억제한다.

본 발명의 강판은 상기 성분을 기본적으로 함유하고 잔부는 실질적으로 철이지만, 원료, 자재, 제조설비 등의 상황에 따라 반입되는 원소로서 N(질소)이나 0.01% 이하의 O(산소), 0.5% 이하의 Al, 0.15% 이하의 P, 0.02% 이하의 S 등의 불가피 불순물의 혼입도 허용될 수 있다. 단, N이 과잉으로 존재하면 질화물이 다량으로 석출되고, 연성의 열화를 야기할 우려가 있으므로, N량은 0.0060% 이하로 억제하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.0050% 이하, 더 바람직하게는 0.0040% 이하이다. 강판 중의 N량은 적을수록 바람직하지만, 조업상의 저감 가능성을 고려하면 N량의 하한값은 0.0010% 정도이다.

또한 본 발명의 작용에 악영향을 주지 않는 범위에서, 추가로 (a) Nb, Mo, Ni 및 Cu로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소, (b) Ca 및/또는 REM, (c) Ti 및/또는 V 등의 원소를 적극적으로 함유하는 것도 유용하고, 함유되는 원소의 종류에 따라 냉연 강판의 특성이 더욱 개선된다. 이들 원소를 함유할 때의 범위 한정 이유는 다음과 같다.

Nb: 0.10% 이하(0%를 포함하지 않음) Mo: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음), Ni: 0.5% 이하(0%를 포함하지 않음), 및/또는 Cu: 0.5% 이하(0%를 포함하지 않음) 로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종

이들 원소는 강의 강화 원소로서 유용한 동시에, 잔류 γ의 안정화나 소정량의 확보에 유효한 원소이다. 상기 원소는 단독으로 사용해도 좋고, 2종 이상을 병용해도 상관없다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는 Nb: 0.03% 이상(보다 바람직하게는 0.04% 이상), Mo: 0.05% 이상(보다 바람직하게는 0.1% 이상), Ni: 0.05% 이상(보다 바람직하게는 0.1% 이상), Cu: 0.05% 이상(보다 바람직하게는 0.1% 이상)을 함유시키는 것이 권장된다. 단, 과잉으로 첨가해도 상기 효과가 포화되어 버려 경제적으로 낭비이기 때문에, 그 상한을 각각 Nb: 0.10%, Mo: 1.0%, Ni: 0.5%, Cu: 0.5%로 정했다. 보다 바람직하게는 Nb: 0.08% 이하, Mo: 0.8% 이하, Ni: 0.4% 이하, Cu: 0.4% 이하이다.

Ca: 0.003% 이하(0%를 포함하지 않음), 및/또는 REM: 0.003% 이하(0%를 포함하지 않음)

Ca 및 REM(희토류 원소)은 강중 황화물의 형태를 제어하고, 가공성 향상에 유효한 원소이며, 단독 또는 병용할 수 있다. 여기에서 본 발명에 이용되는 희토류 원소로서는 Sc, Y, 란타노이드 등을 들 수 있다. 상기 작용을 유효하게 발휘시키려면 각각 0.0003% 이상(보다 바람직하게는 0.0005% 이상) 함유시키는 것이 좋다. 단, 0.003%를 초과하여 첨가해도 상기 효과는 포화되어 버려 경제적으로 낭비이다. 보다 바람직하게는 0.0025% 이하이다.

Ti: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음), 및/또는 V: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음)

이들 원소는 석출 강화작용을 갖고 있고, 고강도화에 유용한 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는 Ti: 0.01% 이상(보다 바람직하게는 0.02% 이상), V: 0.01% 이상(보다 바람직하게는 0.02% 이상)을 각각 첨가하는 것이 권장된다. 단, 어느 쪽의 원소도 0.1%를 초과하여 첨가하면 상기 효과가 포화되어 버려 경제적으로 낭비이다. 보다 바람직하게는 Ti: 0.08% 이하, V: 0.08% 이하이다.

다음에, 본 발명의 냉연 강판을 제조하기 위한 방법에 대하여 설명한다. 본 발명의 제조 방법은 상술한 성분 조성을 만족하는 강재를 이용하여 열연 공정, 냉연 공정 및 소둔 공정(또는 도금 공정)을 실시하는 것인데, 제법상의 포인트는 특히 소둔 또는 도금 공정에 있어서의 열처리 패턴을 적절하게 제어하여 폴리고날·페라이트의 생성을 증가시키는데 있다. 이하, 각 공정에 대하여 순차적으로 설명한다.

[열연 공정]

본 발명에서는 열연시의 가열 개시 온도(SRT)는 통상 정도가 좋고, 예를 들면 1100 내지 1150℃ 정도이다. 또한, 열압공정에 있어서의 다른 조건에 대해서도 특별히 한정되지 않고 통상 실시되는 조건을 적절하게 선택하여 실시하면 좋다. 구체적으로는, 열연 종료 온도(FDT)를 Ar₃점 이상으로 하고, 평균 냉각 속도 약 3 내지 50℃(바람직하게는 약 20℃/초)로 냉각하고, 약 500 내지 600℃의 온도에서 권취하는 등의 조건을 채용할 수 있다.

[냉연 공정]

상기 열연 공정에 이어서 냉연하는데, 냉연률은 특별히 한정되지 않고, 통상 실시되는 조건(약 30 내지 75%의 냉연률)으로 냉간압연하면 좋다. 단, 재결정의 불균일화를 방지한다는 관점에서 보면, 특히 바람직하게는 냉연률을 40% 이상 70% 이하로 제어하는 것이 권장된다.

[소둔 공정 또는 도금 공정]

이 공정은 최종적으로 소망하는 조직(모상 조직을 베이니틱·페라이트와 폴리고날·페라이트의 혼합조직으로 하고, 잔류 γ를 포함하는 TBF강)을 확보하기 위하여 중요하고, 특히 본 발명에서는 균열온도(후기하는 T1), 균열후의 냉각 패턴, 및 오스템퍼링 온도(후기하는 T2)를 적절하게 제어함으로써, 소망하는 조직을 얻는데 특징이 있다.

구체적으로는,

(i) A₃점 이상의 온도(T1)에서 10 내지 200초간 온도유지(균열)하는 것,

(ii) 1 내지 10℃/초 이상의 평균 냉각 속도(CR1)로, 온도(T1)로부터 하기 수학식 1에서 나타내는 온도(Tq)까지 일단 냉각함으로써 페라이트 변태를 발생시키고,

수학식 1

(iii) 온도(Tq)로부터 11℃/초 이상의 평균 냉각 속도(CR2)로 페라이트 변태 및 펄라이트 변태를 피하면서 베이나이트 변태 온도역(T2; 약 450 내지 320℃)까지 급랭하는 것, 및

(iv) 해당 온도역(T2)에서 180 내지 600초간 유지하는 것(오스템퍼링 처리)

우선, A₃점 이상의 온도(T1)에서의 균열은 탄화물을 완전히 용해하여 소망하는 잔류 γ를 형성하는데도 유효하고, 또한 균열후의 냉각 공정에서 소정량의 베이니틱·페라이트를 얻는데도 유효하다. 또한 상기 온도(T1)에서의 유지시간은 10 내지 200초로 하는 것이 좋다. 지나치게 짧으면 가열에 의한 상기 효과를 충분히 향수할 수가 없고, 한편 유지 시간이 지나치게 길면 결정립이 조대화되기 때문이다. 바람직하게는 20 내지 150초이다.

이어서, 온도(T1)로부터 1 내지 10℃/초 이상의 평균 냉각 속도(CR1)로 온도(Tq)까지 일단 냉각함으로써 페라이트 변태를 일으키고, 베이니틱·페라이트 중에 폴리고날·페라이트를 성장시킨다. 이 때의 평균 냉각 속도(CR1)가 1℃/초 미만은 냉각 중에 폴리고날·페라이트가 과도하게 생성된다(50% 초과). 또한, 평균 냉각 속도가 11℃/초보다도 빨라지면 폴리고날·페라이트가 충분한 양이 되지 못한다(30% 미만).

상기 냉각은 온도(Tq)까지 실행할 필요가 있지만, 이 온도(Tq)가 지나치게 높아지면 [A₃-20(℃)초과] 폴리고날·페라이트의 충분한 양을 얻을 수 없다. 또한, 온도(Tq)가 지나치게 낮아지면 폴리고날·페라이트가 다량으로 생성된다.

본 발명의 방법에서는, 이어서 온도(Tq)(급랭 개시 온도)로부터 11℃/초 이 상의 평균 냉각 속도(CR2)로 페라이트 변태 및 펄라이트 변태를 피하면서 베이나이트 변태 온도역(T2; 약 450 내지 320℃)까지 급랭하는 것인데, 이 때의 평균 냉각 속도(CR2)가 11℃/초 미만은 냉각시에 펄라이트가 생성하고, 또한 최종적으로 얻게 된 잔류 γ가 적어진다. 또한 이 때의 평균 냉각 속도(CR2)는 15℃/초 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 19℃/초 이상으로 하는 것이 좋다. 또한, 이 때의 냉각 방법으로서는, 공냉, 미스트 냉각 또는 냉각시에 사용하는 롤을 수냉하는 등 하여 평균 냉각 속도를 상기한 바와 같이 제어해서 규정량의 베이니틱·페라이트를 확보할 수 있다.

상기 냉각 속도(CR2)의 제어는 베이나이트 변태 온도역(T2; 약 450 내지 320℃)까지 행한다. 해당 온도역(T2)보다도 고온역에서 조기에 제어를 종료하고, 그 후 예를 들면 현저하게 느린 속도로 냉각했을 경우에는 잔류 γ가 생성되기 어렵고, 우수한 신장을 확보할 수 없게 되기 때문이다. 한편, 보다 저온역까지 상기 냉각 속도로 냉각하는 경우도 잔류 γ가 생성되기 어렵고, 우수한 신장을 확보하기 어려우므로 바람직하지 못하다.

그 후는 당해 온도역(T2)에서 60 내지 600초간 유지하는 것이 좋다. 60초간이상 온도 유지함으로써, 잔류 γ로의 C농축을 단시간에 효율적으로 진행시켜서 안정된 다량의 잔류 γ를 얻을 수 있고, 결과적으로 해당 잔류 γ에 의한 TRIP 효과를 확실히 발현시킬 수 있다. 보다 바람직하게는 120초간 이상, 더 바람직하게는 180초간 이상 유지한다. 한편, 온도 유지 시간이 600초간을 초과하면, 상기 잔류 γ에 의한 TRIP 효과가 충분히 발휘되지 못하므로 바람직하지 않다. 해당 유지 시 간은 480초간 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

실제 조업을 고려하면, 상기 소둔 처리는 연속 소둔 설비를 이용하여 행하는 것이 간편하다. 상기 열처리의 구체적인 수법으로서는, 연속 소둔 라인(CAL, 실기)이나 연속 합금화 용융 아연 도금 라인(CGL, 실기), CAL 시뮬레이터, 솔트 바스 등을 이용한 가열·냉각 등을 들 수 있다.

상기 온도로 유지 후에 상온까지 냉각하는 방법에 대해서는 특별히 한정되지 않고, 수냉이나 가스 냉각, 공냉 등을 채용할 수 있다. 또한, 소망하는 금속조직이 개변하는 등 본 발명의 작용이 손상되지 않는 범위에서, 냉간압연판에 도금, 더 나아가서는 합금화 처리를 해도 좋고, 이러한 강판도 본 발명의 범위에 포함된다. 또한, 냉간압연판에 도금을 실시하여 용융 아연 도금으로 할 경우에는 도금 조건이 상기 열처리 조건을 만족하도록 설정하고, 해당 도금 공정에서 상기 열처리를 행해도 좋다.

이하, 실시예를 들어서 본 발명을 더 구체적으로 설명하는데, 본 발명은 물론 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것이 아니며, 전후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 가능하고, 이것들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

[실시예 1(강중 성분의 검토)]

본 실시예에서는 표 1에 나타내는 여러가지 성분 조성으로 이루어지는 강종 A 내지 L(잔부: Fe 및 불가피 불순물)을 용제하여 슬래브를 얻은 후, 해당 슬래브에 열간압연을 실시했다. 열간압연시에는 SRT를 1150℃, FDT를 850℃로 제어하여 압연을 행하고, 600℃에서 권취하여 판 두께 3.0mm의 열연 강판을 얻었다. 또한 얻게 된 열연 강판을 산세(酸洗)한 후, 냉간압연을 실시하여 판 두께 1.2mm의 냉연 강판으로 했다. 또한 표 1에 있어서의 "A₃ 변태점"은 하기 수학식 3에 의해 구한 값이다.

단, [C], [Si], [Mn], [Ni] 및 [Mo]는 각각 C, Si, Mn, Ni 및 Mo의 함유량(질량%)을 나타낸다.

그 후, CAL 시뮬레이터로 열처리를 행했다. 상세하게는 900℃의 온도역(T1)에서 120초간 유지한 후, 5℃/초의 냉각 속도(CR1)로 700℃(Tq)까지 서랭하고, 그 온도(Tq)로부터 50℃/초의 냉각 속도(CR2)에서 급랭을 개시하여 400℃(T2)까지 냉각하고, 당해 온도역(T2)에서 약 4분간(약 240초간) 유지하고, 그 후 실온까지 냉각하여 코일에 권취했다.

이렇게 하여 얻게 된 각종 강판의 금속 조직을 전술한 방법에 의해 산출했다. 또한, JIS 5호 시험편을 이용하여 인장 시험을 행하고, 인장 강도(TS), 전체 신장(EL) 및 균일 신장(uniform-elongation: "u-EL")을 측정했다. 이들 결과를 인장 강도와 신장의 밸런스(TS×EL), 및 인장 강도와 균일 신장의 밸런스(TS×u-EL) 와 함께 표 2에 나타낸다.

표 1, 2로부터 이하와 같이 고찰할 수 있다. 우선, 표 2의 No. 2, 3, 6 내지 11은 모두 본 발명에서 규정하는 강중 성분을 만족하는 강재(표 1의 강종 No. B, C, F 내지 K)를 이용하여, 본 발명에서 규정하는 조건으로 열처리한 냉연 강판이며, 인장 강도와 신장의 밸런스, 및 인장 강도와 균일 신장의 밸런스가 매우 우수하다. 이에 비하여 본 발명에서 특정하는 요건 중 어느 하나를 빠뜨린 하기 예는 각각 이하의 불량을 갖고 있다.

이 중 No. 1은 C량이 적은 강종 A를 이용한 예로, 소정량의 잔류 γ를 충분히 확보할 수 없고, 또한 베이니틱·페라이트가 적어서 폴리고날·페라이트 주체의 조직이 되고, 그 결과 인장 강도를 확보할 수 없다.

No. 4는 Si량이 적은 강종 D를 이용한 예로, 소정량의 잔류 γ를 확보할 수 없고, 인장 강도와 신장의 밸런스, 및 인장 강도와 균일 신장의 밸런스가 모두 저하했다. No. 5는 Mn의 함유량이 많은 강종 E를 이용한 예로, 열간압연시에 틈새 균열이 발생한 것이다(그 후의 평가를 하지 않음).

[실시예 2(열처리 조건의 검토)]

본 실시예에서는 표 1의 강종 C(본 발명의 범위를 만족하는 강종)를 이용하여 실시예 1의 제조 방법에 있어서, 소둔 조건 중 어느 하나가 본 발명의 요건을 벗어나 작성된 냉연 강판(No. 12 내지 19)에 있어서의 조직이나 기계적 특성에 미치는 영향에 대하여 조사했다. 본 실시예에 있어서의 소둔 조건은 표 3에 나타내는 바와 같으며, 그 이외의 조건(열연 조건 및 냉연 조건)은 실시예 1에 기재한 바와 같다.

얻어진 결과를 표 4에 나타낸다. 표 3, 4에는 참고로 표 2의 No. 3의 결과 및 이것에 도금을 실시한 예(No. 20)에 대해서도 병기했다.

표 3, 4로부터 이하와 같이 고찰할 수 있다. 우선 No. 12는 가열온도(T1: 균열온도)를 낮게 한 것이며(A₃ 변태점 미만), 열처리 당초보다 폴리고날·페라이트가 많이 존재하게 된다. 또한, 2상(α+γ)의 평형상태로부터의 냉각이 이루어지므로, 페라이트 변태가 급속하게 진행하고 폴리고날·페라이트의 점적률이 많아져서 소정의 강도를 얻을 수 없다.

또한, 급랭 개시 온도(Tq)가 동일해도 가열온도(T1)가 낮아짐으로써 조직이 다른 이유에 대해서는 다음과 같이 생각할 수 있다. 즉 베이니틱·페라이트의 핵생성에는 화학적 구동력(과냉각인 경우의 온도차(△T))이 필요한데, No. 12의 경우에는 최초의 냉각 개시 온도(즉 가열온도(T1))가 낮으므로, 냉각 과정에서 이 구동력을 얻을 수 없어 충분한 양의 베이니틱·페라이트를 얻을 수 없다. 그리고, 이 냉각 사이에 C원자의 확산이 진행하여(페라이트 변태는 확산형 변태), 폴리고날·페라이트가 성장하게 된다고 생각할 수 있다.

No. 13은 냉각 속도(CR1)가 느리고, 냉각중에 폴리고날·페라이트가 과도하게 생기므로 소정의 인장 강도를 얻을 수 없고, 인장 강도와 신장의 밸런스가 저하하게 된다.

No. 14는 냉각 속도(CR1)가 빠르고, 폴리고날·페라이트를 충분한 양으로 얻을 수 없어 균일 신장이 저하하고, 인장 강도와 균일 신장의 밸런스가 저하하게 된다.

No. 15는 급랭 개시 온도(Tq)가 높으므로 [A₃-11(℃)], 폴리고날·페라이트를 충분한 양으로 얻을 수 없어 신장 및 균일 신장이 저하하고, 인장 강도와 신장의 밸런스 및 인장 강도와 균일 신장의 밸런스가 저하하게 된다.

No. 16은 급랭 개시 온도(Tq)가 낮으므로 [A₃-301(℃)], 폴리고날·페라이트가 다량으로 생겼기 때문에(베이니틱·페라이트의 양이 적어진다), 인장 강도가 저하하고, 인장 강도와 신장의 밸런스가 저하한다.

No. 17은 냉각 속도(CR2)가 느리고, 펄라이트가 생기며, 또한 최종적으로 얻게 되는 잔류 γ가 적어지므로, 양호한 신장, 균일 신장을 얻을 수 없으며, 인장 강도와 신장의 밸런스 및 인장 강도와 균일 신장의 밸런스가 저하한다.

No. 18은 오스템퍼링 온도가 높아지고(600℃), 폴리고날·페라이트가 다량으로 생겼기 때문에(베이니틱·페라이트의 양이 적어진다), 인장 강도가 저하하고, 인장 강도와 신장의 밸런스가 저하한다.

No. 19는 오스템퍼링 온도가 낮고(300℃), 잔류 γ가 적어져서, 양호한 신장, 균일 신장을 얻을 수 없고, 인장 강도와 신장의 밸런스 및 인장 강도와 균일 신장의 밸런스가 저하한다.

Claims

강중 성분은 질량%로(이하, 화학성분에 관하여 동일),

C: 0.10 내지 0.28%,

Si: 1.0 내지 2.0%,

Mn: 1.0 내지 3.0%

를 함유하고,

조직은 전체 조직에 대한 점적률로,

베이니틱·페라이트: 30 내지 65%,

폴리고날·페라이트: 30 내지 50%

잔류 오스테나이트: 5 내지 20%

를 만족하고,

인장 강도(MPa)와 신장(%)의 곱이 23000 이상이고, 인장 강도(MPa)와 균일 신장(%)의 곱이 14700 이상인 것을 특징으로 하는 균일 신장이 우수한 고강도 냉연 강판.
제 1 항에 있어서,

추가로 다른 원소로서,

Nb: 0.10% 이하(0%를 포함하지 않음),

Mo: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음),

Ni: 0.5% 이하(0%를 포함하지 않음), 및

Cu: 0.5% 이하(0%를 포함하지 않음)

로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유하는 고강도 냉연 강판.
제 1 항에 있어서,

추가로 다른 원소로서,

Ca: 0.003% 이하(0%를 포함하지 않음), 및/또는

REM: 0.003% 이하(0%를 포함하지 않음)

를 함유하는 고강도 냉연 강판.
제 1 항에 있어서,

추가로 다른 원소로서,

Ti: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음), 및/또는

V: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음)

를 함유하는 고강도 냉연 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 따른 냉연 강판에 도금이 실시된 것을 특징으로 하는 도금 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 따른 냉연 강판을 제조하는데 있어서, 열간압연 및 냉간압연을 종료한 강판을 A₃ 변태점(A₃) 이상의 온도로 가열하여 균열화한 후, 1 내지 10℃/초의 평균 냉각 속도로, 하기 수학식 1에서 나타내는 온도(Tq)까지 일단 냉각한 후, 이 온도로부터 11℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 베이나이트 변태 온도역까지 급랭하는 것을 특징으로 하는 균일 신장이 우수한 고강도 냉연 강판의 제조 방법.

수학식 1