KR101986640B1 - 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법 - Google Patents

Abstract

1150㎫ 이상의 인장 강도(TS)를 갖고, 신장, 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법을 제공한다.　질량％로, C: 0.16∼0.30％, Si: 1.20∼2.20％, Mn: 1.50∼2.50％, P: 0.05％ 이하, S: 0.005％ 이하, Al: 0.10％ 이하, N: 0.007％ 이하를 함유하고, 추가로 Ti 및 Nb 중 적어도 어느 하나를 함유하고, Ti＋Nb가 0.04∼0.15％이고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 평균 결정 입경이 3㎛ 이하인 페라이트를 체적분율로 45∼65％, 평균 결정 입경이 2㎛ 이하인 템퍼링 마르텐사이트를 체적분율로 35％∼55％, 또한, 평균 결정 입경이 5㎛ 이하인 미재결정 페라이트를 5％ 이하(0％도 포함함) 포함하는 복합 조직을 갖도록 한다.

Description

고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법{HIGH-STRENGTH COLD-ROLLED STEEL SHEET AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은, 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것으로, 특히 자동차 등의 구조 부품의 부재로서 적합한 고강도 냉연 강판에 관한 것이다.

최근, 환경 문제의 고조로부터 CO₂ 배출 규제가 엄격화되고 있고, 자동차 분야에 있어서는 연비 향상을 향한 차체의 경량화가 과제로 되고 있다. 그 때문에 자동차 부품으로의 고강도 강판의 적용에 의한 박육화(reduction of thickness)가 진행되고 있고, 인장 강도(TS)가 1150㎫ 이상인 강판의 적용이 진행되고 있다. 또한, 자동차의 구조용 부재나 보강용 부재에 사용되는 고강도 강판은 성형성이 우수한 것도 요구된다. 특히, 복잡 형상을 갖는 부품의 성형에는, 신장의 특성이 우수한 것이 요구된다. 또한, 인장 강도(TS)가 1150㎫ 이상인 강판은 사용 환경으로부터 침입하는 수소에 의한 지연 파괴(수소 취화(hydrogen embrittlement))가 우려된다. 그 때문에, 고강도의 냉연 강판에는, 프레스 성형성(이하, 간단히 성형성이라고도 함)과 내지연 파괴(delayed fracturing resistance) 특성이 우수한 것이 필요해진다.

종래, 성형성과 고강도를 겸비한 고강도 냉연 강판으로서, 페라이트 및 마르텐사이트의 복합 조직을 갖는 듀얼 페이스 강(dual-phase steel)(DP 강)이 알려져 있다. 예를 들면, 특허문헌 1에는, 강 성분의 Ti, Nb, Mn, Ni의 첨가량의 적정화에 의해, A₁ 및 A₃ 변태 온도를 제어한 냉연 강판을 A₃ 변태 온도 이상의 온도에서 재결정 어닐링함으로써 평균 결정 입경이 3.5㎛ 이하의 미세한 페라이트를 주체로 하는 미세 조직이 얻어지고, 강도와 연성의 균형을 나타내는 인장 강도(TS)와 신장(El)의 곱 (TS×El)이 17000㎫·％ 이상인 냉연 강판이 제안되어 있다. 또한, 특허문헌 2에는, 질량％로 0.08％ 이상의 Ti를 첨가하고, 강 조직이 페라이트와 마르텐사이트로 구성되고, 인장 강도(TS)가 590㎫ 이상인 국부 연성이 우수한 Zn-Al-Mg계 도금 강판 및 그의 제조 방법이 제안되어 있다.

일본특허공보 제4911122호 일본공개특허공보 2010-235989호

그러나, 특허문헌 1에 기재된 기술에서는, 마르텐사이트가 면적률로 35％ 이하인 강에서는 효과가 얻어지기는 하지만, 추가로 인장 강도(TS)를 높이기 위해 마르텐사이트가 면적률로 35％를 초과하도록 한 강에서는, γ단상역 어닐링시에 연결한 조대한(coarse) 마르텐사이트가 어닐링 후에도 잔존하기 때문에 충분한 미세화 효과가 얻어지지 않아, 높은 연성(신장)이 얻어지지 않는다. 또한, 특허문헌 2에 기재된 기술에서는, 인장 강도(TS)가 1150㎫ 이상인 예도 존재하지만, 복잡한 형상의 프레스 성형이 가능해질 정도의 신장에는 도달하고 있지 않다. 또한, 양 문헌 모두 내지연 파괴 특성에 대한 견해는 없고, 고강도화에 수반하여, 예를 들면, 자동차용의 강판으로서 사용될 때, 자연 환경 중으로부터의 수소 침입에 의한 지연 파괴가 우려되지만, 특허문헌 1, 2에 기재된 기술에서는, 자동차용 강판으로서 필요 충분한 요구는 만족하고 있지 않다.

이와 같이, 종래의 인장 강도(TS)가 1150㎫ 이상인 고강도 강판에서는, 성형성이 우수하도록 신장을 확보하고, 또한 내지연 파괴 특성이 우수하도록 하는 것은 곤란하고, 이들 특성(인장 강도, 신장, 내지연 파괴 특성)을 충분히 만족하는 강판은 개발되어 있지 않은 것이 실정이다.

그래서, 본 발명의 목적은, 상기 종래 기술의 문제점을 해소하여, 신장, 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것이다.

본 발명자들은 예의 검토를 거듭한 결과, 신장 및 내지연 파괴 특성을 향상시키기 위해서는, 특정량의 Ti 및/또는 Nb를 함유시키고, 페라이트, 템퍼링 마르텐사이트, 미(未)재결정 페라이트의 강판 조직의 체적분율을 특정의 비율로 제어하고, 또한, 각 강판 조직의 결정립을 미세화함으로써, 신장 및 내지연 파괴 특성을 우수한 것으로 할 수 있는 것을 발견했다. 본 발명은, 상기의 인식에 입각하는 것이다.

신장을 확보하기 위해서는 연질인 페라이트의 체적분율을 증가시키는 것이 중요하다. 한편, 1150㎫ 이상의 인장 강도(TS)를 확보하기 위해서는 경질인 마르텐사이트의 존재가 필요하다. 그러나, 마르텐사이트의 체적분율이 증가하면, 마르텐사이트끼리가 연결되어 버리고, 그 결과, 페라이트가 고립해(둘러싸여) 버림으로써, 페라이트가 충분히 연성에 기여할 수 없다. 이 문제를 해소하기 위해서는 마르텐사이트끼리를 연결시키지 않고, 마르텐사이트를 고립시키는 것이 중요하다. 또한, 강판 내에 수소가 침입했을 때, 전위 밀도가 높은 마르텐사이트의 체적분율이 높으면, 그 마르텐사이트 내(內)나 페라이트와 마르텐사이트의 계면에서 균열 진전 속도가 증가해 버려, 내지연 파괴 특성은 저하된다.

그래서, 본 발명자들은 예의 검토를 거듭한 결과, 1150㎫ 이상의 인장 강도(TS)를 확보하기 위해, 특정량의 C를 함유시킴으로써, 마르텐사이트의 경도를 충분히 올리고, 추가로 Ti 및/또는 Nb를 첨가함으로써, 페라이트 및 마르텐사이트의 결정립을 미세화하고, 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율을 제어하여, 마르텐사이트끼리의 연결을 막음으로써 신장을 확보하는 것에 더하여, Ti 및/또는 Nb의 미세 탄화물을 수소의 트랩 사이트(trap sites)로서 기능시킴으로써 내지연 파괴 특성의 향상에 기여시키는 것을 발견했다. Ti 및/또는 Nb의 미세 탄화물은 수소의 트랩 사이트에 영향을 줄 뿐만 아니라, 페라이트의 경도도 올리기 때문에, 인장 강도(TS)의 향상에도 작용한다. 그리고, 어닐링 온도까지의 승온 속도를 최적인 조건으로 하여 가열함으로써, 결정립이 미세화하고, 그 효과에 의해, 신장, 내지연 파괴 특성이 향상하는 것이 분명해졌다. 또한, 미재결정 페라이트가 특정의 체적분율 이하이면, 신장이나 내지연 파괴 특성의 열화에는 영향은 주지 않고 강도를 상승시키는 것을 발견했다.

본 발명은, 이러한 인식에 기초하여 이루어진 것으로, 그 요지는 다음과 같다.

[1] 질량％로, C: 0.16∼0.30％, Si: 1.2∼2.2％, Mn: 1.5∼2.5％, P: 0.05％ 이하, S: 0.005％ 이하, Al: 0.10％ 이하, N: 0.007％ 이하를 함유하고, 추가로 Ti 및 Nb 중 적어도 어느 하나를 함유하고, Ti＋Nb가 0.04∼0.15％이고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로부터 이루어지는 성분 조성을 갖고,

평균 결정 입경이 3㎛ 이하인 페라이트를 체적분율로 45∼65％, 평균 결정 입경이 2㎛ 이하인 템퍼링 마르텐사이트를 체적분율로 35∼55％, 또한, 평균 결정 입경이 5㎛ 이하인 미재결정 페라이트를 체적분율로 5％ 이하(0％도 포함함) 포함하는 복합 조직을 갖는 고강도 냉연 강판.

[2] 상기 성분 조성으로서, 추가로, 질량％로, B: 0.010％ 이하를 함유하는 상기 [1]에 기재된 고강도 냉연 강판.

[3] 상기 성분 조성으로서, 추가로, 질량％로, V: 0.50％ 이하, Cr: 0.50％ 이하, Mo: 0.50％ 이하, Cu: 0.50％ 이하, Ni: 0.50％ 이하, Ca: 0.0050％ 이하, REM: 0.0050％ 이하로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 상기 [1] 또는 [2]에 기재된 고강도 냉연 강판.

[4] 상기 [1]∼[3] 중 어느 한 항에 기재된 고강도 냉연 강판의 제조 방법으로서,

강 슬래브(slab)를,

마무리 압연의 종료 온도: 850∼950℃에서 열간 압연하여 열연 강판으로 하고,

상기 열간 압연 종료 후 1초 이내에 상기 열연 강판에 대하여 냉각을 개시하고,

1차 냉각으로서 80℃/s 이상의 제1 평균 냉각 속도로 600∼700℃의 1차 냉각 정지 온도까지 냉각하고,

2차 냉각으로서 5℃/s 이상의 제2 평균 냉각 속도로 620℃ 이하의 2차 냉각 정지 온도까지 냉각한 후에,

상기 열연 강판을 권취하고,

이어서 냉간 압연하여, 냉연 강판으로 하고,

상기 냉연 강판에 연속 어닐링을 실시할 때에 있어서,

250∼350℃까지 가열한 후,

5∼25℃/s의 제1 평균 가열 속도로 660℃까지 가열하고,

그 후에 10℃/s 이하의 제2 평균 가열 속도로 680∼750℃까지 가열하고,

제1 균열 온도(soaking temperature)로서 680∼750℃의 온도에서 180초 이상 유지(holding)한 후,

3차 냉각으로서 1℃/s 이상의 제3 평균 냉각 속도로 650∼720℃의 3차 냉각 정지 온도까지 냉각한 후에,

4차 냉각으로서 100∼1000℃/s의 제4 평균 냉각 속도로 100℃ 이하의 4차 냉각 정지 온도까지 냉각하고,

이어서 제2 균열 온도로서 100∼250℃의 온도로 120∼1800초 유지하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법.

본 발명에 있어서, 고강도 냉연 강판이란, 인장 강도(TS)가 1150㎫ 이상인 냉연 강판을 가리킨다.

또한, 본 발명에 있어서, 지연 파괴란, 강판을 부재로 성형 가공한 후에, 부재에 침입하는 수소에 기인한 지연 파괴를 가리킨다.

또한, 본 발명에 있어서, 제1∼제4 평균 냉각 속도는, 각각, 1∼4차 냉각에 있어서의 냉각 개시 온도에서 냉각 종료 온도를 뺀 것을 냉각 시간으로 나눈 것을 가리킨다. 또한, 제1, 제2 평균 가열 속도는, 각각, 가열 종료 온도에서 가열 개시 온도를 뺀 것을 가열 시간으로 나눈 것을 가리킨다.

본 발명에 의하면, 1150㎫ 이상의 인장 강도(TS)를 가짐과 함께, 높은 신장과 그에 수반하는 우수한 성형성을 갖는 고강도 냉연 강판을 얻을 수 있다. 또한, 이 고강도 냉연 강판은, 우수한 내지연 파괴 특성을 갖는다. 본 발명에 의하면, 예를 들면, 신장이 15.0％ 이상, 25℃의 pH＝1의 염산 침지 환경하에 응력을 부하 한 상태에서 100시간 파괴가 발생하지 않는, 신장, 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 냉연 강판을 안정적으로 얻을 수 있다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

이하, 본 발명에 대해서 구체적으로 설명한다. 본 발명의 고강도 냉연 강판은, 질량％로, C: 0.16∼0.30％, Si: 1.2∼2.2％, Mn: 1.5∼2.5％, P: 0.05％ 이하, S: 0.005％ 이하, Al: 0.10％ 이하, N: 0.007％ 이하를 함유하고, 추가로 Ti 및 Nb 중 적어도 어느 하나를 함유하고, Ti＋Nb가 0.04∼0.15％이고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 평균 결정 입경이 3㎛ 이하인 페라이트를 체적분율로 45∼65％, 평균 결정 입경이 2㎛ 이하인 템퍼링 마르텐사이트를 체적분율로 35∼55％, 또한, 평균 결정 입경이 5㎛ 이하인 미재결정 페라이트를 체적분율로 5％ 이하(0％도 포함함) 포함하는 복합 조직을 갖는다.

우선, 본 발명의 고강도 냉연 강판의 성분 조성의 한정 이유를 설명한다. 이하에 있어서, 성분의 「％」 표시는 질량％를 의미한다.

C: 0.16∼0.30％

C는 강판의 고강도화에 유효한 원소로서, 본 발명에 있어서의 제2 상(phase)인 템퍼링 마르텐사이트의 생성에 관해서도 기여하고, 또한 템퍼링 마르텐사이트의 경도를 높게 한다. C 함유량이 0.16％ 미만에서는, 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율을 35％ 이상으로 하는 것이 어렵기 때문에, 인장 강도(TS)를 1150㎫ 이상으로 하는 것이 곤란하다. 그 때문에, C 함유량은 0.16％ 이상으로 한다. 바람직하게는, C 함유량은 0.20％ 이상이다. 한편, C를 0.30％ 초과하여 함유하면, 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율 및 경도가 높아져, 충분한 신장 및 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않는다. 그 때문에, C 함유량은 0.30％ 이하로 한다. 바람직하게는, C 함유량은 0.26％ 이하이다.

또한, 본 발명에 있어서, 상기의 제2 상은, 페라이트 이외의 상을 가리키고, 템퍼링 마르텐사이트가 포함된다. 또한, 이 제2 상에는, 베이나이트, 잔류 오스테나이트, 펄라이트가 포함되어 있어도 좋다.

Si: 1.2∼2.2％

Si는 페라이트를 고용 강화(solid solution)한다. Si 함유량이 1.2％ 미만이면, 페라이트의 체적분율을 45∼65％로 확보하면서, 인장 강도(TS)를 1150㎫이상으로 할 수 없게 된다. 그 때문에, Si 함유량은 1.2％ 이상으로 한다. 바람직하게는, Si 함유량은 1.3％ 이상이다. 한편, Si를 2.2％ 초과하여 함유하면, 열간 압연시에 페라이트와 오스테나이트의 혼재 영역에서 압연해 버리기 때문에, 결정 입경이 조대화되어, 충분한 신장이 얻어지지 않는다. 그 때문에, Si 함유량은 2.2％ 이하로 한다. 바람직하게는, Si 함유량은 2.0％ 이하이다.

Mn: 1.5∼2.5％

Mn은, 고용 강화하면서, 제2 상을 생성하기 쉽게 함으로써 고강도화에 기여하는 원소이다. 또한, Mn은 오스테나이트를 안정화시키는 원소이다. Mn 함유량이 1.5％ 미만이면, 어닐링시에 오스테나이트의 체적분율을 소망하는 것으로 하여, 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율을 35％ 이상으로 제어할 수 없게 된다. 그 때문에, Mn 함유량은 1.5％ 이상으로 한다. 한편, Mn을 2.5％ 초과하여 함유하면, 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율이 55％ 초과가 되어, 신장이 저하하는 것에 더하여, 수소가 강판 내에 침입한 경우는, 입계의 슬라이딩 구속(slip constraint)이 증가하여, 결정 입계에서의 균열(crack)이 진전하기 쉬워지기 때문에, 내지연 파괴 특성이 저하되어 버린다. 그 때문에, Mn 함유량은 2.5％ 이하로 한다. 바람직하게는, Mn 함유량은 2.3％ 이하이다.

P: 0.05％ 이하

P는 고용 강화에 의해 고강도화에 기여하지만, P를 0.05％ 초과로 함유하면, P의 입계로의 편석이 현저해져 입계를 취화하여, 내지연 파괴 특성이 저하된다. 그 때문에, P 함유량은 0.05％ 이하로 한다. 바람직하게는, P 함유량은 0.04％ 이하이다.

S: 0.005％ 이하

S를 0.005％ 초과하여 함유하면, MnS 등의 황화물이 많이 생성되고, 지연 파괴의 균열 기점이 되어, 내지연 파괴 특성이 저하된다. 그 때문에, S 함유량은 0.005％ 이하로 한다. 바람직하게는, S 함유량은 0.004％ 이하이다. 한편, 특별히 하한은 없지만, S 함유량을 0.0002％ 미만으로 하는 극저(極低) S화는 제강 비용이 상승한다. 그 때문에, 바람직하게는, S 함유량은 0.0002％ 이상이다.

Al: 0.10％ 이하

Al은 탈산에 필요한 원소이지만, Al을 0.10％ 초과하여 함유해도, 이 탈산 효과는 포화한다. 그 때문에, Al 함유량은 0.10％ 이하로 한다. 바람직하게는, Al 함유량은 0.08％ 이하이다. 한편, 이 탈산 효과를 얻기 위해, Al 함유량은 0.01％ 이상인 것이 바람직하다.

N: 0.007％ 이하

N은 조대한 질화물을 형성하고, 지연 파괴의 균열 근방의 기점이 되어, 내지연 파괴 특성을 열화시키키는 점에서, N 함유량은 억제할 필요가 있다. N 함유량이 0.007％ 초과에서, 소망하는 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않게 된다. 그 때문에, N 함유량은 0.007％ 이하로 한다. 바람직하게는, N 함유량은 0.005％ 이하이다.

Ti, Nb 중 적어도 어느 하나를 함유하고, Ti＋Nb가 0.04∼0.15％

Ti는 미세한 탄질화물을 형성함으로써, 강도 상승에 기여할 수 있는 원소이다. 또한, Ti는, 각각 어닐링 가열 중에 TiC로서 석출되어, 강판의 재결정 온도를 상승시키고, 어닐링 중에 미재결정의 가공 페라이트로부터 오스테나이트가 생성됨으로써, 강 조직을 현저하게 미세화한다. 그러나, Ti 함유량이 0.04％ 미만에서는 이 효과가 작을 뿐만 아니라, 조직의 불균일화를 초래하여 인장 강도와 신장의 곱인 인장 강도(TS)와 신장(El)의 균형이 열화한다. 또한 수소의 트랩 사이트로서의 기능도 충분하지 않기 때문에, 내지연 파괴 특성이 열화한다. 그 때문에, Ti 및 Nb 중 적어도 어느 한쪽은 함유하도록 하고, Ti를 함유하는 경우에는, Ti 함유량은, 0.04％ 이상으로 한다. 한편, Ti 함유량이 0.15％를 초과하면, 미세화의 효과가 포화할 뿐만 아니라, 미세화에도 강도 상승에도 기여하지 않는 조대한 탄화물이 슬래브 가열 후에도 잔존하기 때문에, 인장 강도와 신장의 곱인 인장 강도(TS)와 신장(El)의 균형이 열화한다. 그 때문에, Ti 및 Nb 중 적어도 어느 한쪽은 함유하도록 하고, Ti를 함유하는 경우에는, Ti 함유량은 0.15％ 이하로 한다.

또한, Nb도 미세한 탄질화물을 형성함으로써, 강도 상승에 기여할 수 있는 원소이다. 또한, Nb는, 각각 어닐링 가열 중에 NbC로서 석출되어, 강판의 재결정 온도를 상승시키고, 어닐링 중에 미재결정의 가공 페라이트로부터 오스테나이트가 생성됨으로써, 강 조직을 현저하게 미세화한다. 그러나, Nb 함유량이 0.04％ 미만에서는 이 효과가 작을 뿐만 아니라, 조직의 불균일화를 초래하여 인장 강도와 신장의 곱인 인장 강도(TS)와 신장(El)의 균형이 열화한다. 또한 수소의 트랩 사이트로서의 기능도 충분하지 않기 때문에, 내지연 파괴 특성이 열화한다. 그 때문에, Ti 및 Nb 중 적어도 어느 한쪽은 함유하도록 하고, Nb를 함유하는 경우에는, Nb 함유량은, 0.04％ 이상으로 한다. 한편, Nb 함유량이 0.15％를 초과하면, 미세화의 효과가 포화할 뿐만 아니라, 미세화에도 강도 상승에도 기여하지 않는 조대한 탄화물이 슬래브 가열 후도 잔존하기 때문에, 인장 강도와 신장의 곱인 인장 강도(TS)와 신장(El)의 균형이 열화한다. 그 때문에, Ti 및 Nb 중 적어도 어느 한쪽은 함유하도록 하고, Nb를 함유하는 경우에는, Nb 함유량은, 0.15％ 이하로 한다.

상기 이외의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 한다. 불가피적 불순물로서는, 예를 들면, Sb, Sn, Zn, Co 등을 들 수 있고, 이들 함유량의 허용 범위로서는, Sb: 0.01％ 이하, Sn: 0.10％ 이하, Zn: 0.01％ 이하, Co: 0.10％ 이하이다. 또한, 본 발명에서는, Ta, Mg, Zr을 통상의 강 조성의 범위 내에서 함유해도, 그 효과는 상실되지 않는다.

또한, 본 발명에서는, 상기의 성분에 더하여, 이하의 성분을 1종 또는 2종 이상 함유해도 좋다.

B: 0.010％ 이하

B는 퀀칭성(hardenability)을 향상시켜, 제 2상을 생성하기 쉽게 함으로써 고강도화에 기여하기 때문에, 필요에 따라서 함유시킬 수 있다. 이 효과를 발휘하기 위해서는, B를 0.0003％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, B를 0.010％ 초과로 함유해도, 그 효과가 포화하기 때문에, B를 함유시키는 경우에는, B 함유량은 0.010％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, B 함유량은 0.005％ 이하이다.

V: 0.50％ 이하

V는 미세한 탄질화물을 형성함으로써, 강도 상승에 기여하기 때문에, 필요에 따라서 함유시킬 수 있다. 이 효과를 발휘하기 위해서는, V를 0.01％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, 다량의 V를 함유시켜도, 0.50％를 초과한 만큼의 강도 상승 효과는 작고, 또한, 합금 비용의 증가도 초래해 버리기 때문에, V를 함유시키는 경우에는, V 함유량은 0.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Cr: 0.50％ 이하

Cr은, 제2 상을 생성하기 쉽게 함으로써 고강도화에 기여하는 원소로서, 필요에 따라서 함유시킬 수 있다. 이 효과를 발휘하기 위해서는, Cr을 0.10％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, Cr을 0.50％ 초과하여 함유시키면, 과잉으로 템퍼링 마르텐사이트가 생성되기 때문에, Cr을 함유시키는 경우에는, Cr 함유량은 0.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Mo: 0.50％ 이하

Mo는, 제2 상을 생성하기 쉽게 함으로써 고강도화에 기여하고, 또한 일부 탄화물을 생성하여 고강도화에 기여하는 원소로서, 필요에 따라서 함유시킬 수 있다. 이 효과를 발휘시키기 위해서는, Mo를 0.05％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, Mo를 0.50％ 초과하여 함유시켜도, 그 효과가 포화한다. 그 때문에, Mo를 함유시키는 경우에는, Mo 함유량은 0.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Cu: 0.50％ 이하

Cu는, 고용 강화에 의해 고강도화에 기여하고, 또한, 제2 상을 생성하기 쉽게 함으로써 고강도화에 기여하는 원소로서, 필요에 따라서 함유시킬 수 있다. 이 효과를 발휘시키기 위해서는, Cu를 0.05％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, Cu를 0.50％ 초과하여 함유시켜도, 그 효과가 포화하고, 또한 Cu에 기인하는 표면 결함이 발생하기 쉬워진다. 그 때문에, Cu를 함유시키는 경우에는, Cu 함유량은 0.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Ni: 0.50％ 이하

Ni도 Cu와 동일하게, 고용 강화에 의해 고강도화에 기여하고, 또한, 제2 상을 생성하기 쉽게 함으로써 고강도화에 기여하는 원소로서, 필요에 따라서 함유시킬 수 있다. 이 효과를 발휘시키기 위해서는, Ni를 0.05％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 또한, Cu와 동시에 Ni를 함유시키면, Cu 기인의 표면 결함을 억제하는 효과가 있어, Cu 첨가시에 유효하다. 한편, Ni를 0.50％ 초과로 함유시켜도, 그 효과가 포화하기 때문에, Ni를 함유시키는 경우에는, Ni 함유량은 0.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Ca: 0.0050％ 이하

Ca는, 황화물의 형상을 구 형상화(spheroidizing)하여, 신장으로의 황화물의 악영향의 개선에 기여하기 때문에, 필요에 따라서 함유시킬 수 있다. 이 효과를 발휘하기 위해서는, Ca를 0.0005％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, Ca를 0.0050％ 초과로 함유시키면, 그 황화물이 굽힘성을 열화시킨다. 그 때문에, Ca를 함유시키는 경우에는, Ca 함유량은 0.0050％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

REM: 0.0050％ 이하

REM도 Ca와 동일하게, 황화물의 형상을 구형상화하여, 신장으로의 황화물의 악영향의 개선에 기여하기 때문에, 필요에 따라서 함유시킬 수 있다. 이 효과를 발휘하기 위해서는, REM을 0.0005％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, REM을 0.0050％ 초과로 함유시켜도, 그 효과가 포화한다. 그 때문에, REM를 함유시키는 경우에는, REM 함유량은 0.0050％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

다음으로, 본 발명의 고강도 냉연 강판의 조직에 대해서 상세하게 설명한다. 본 발명의 고강도 냉연 강판은, 페라이트, 템퍼링 마르텐사이트를 갖는다. 또한, 본 발명의 고강도 냉연 강판은, 미재결정 페라이트를 갖고 있어도 좋다. 페라이트는, 평균 결정 입경이 3㎛ 이하로서, 체적분율이 45∼65％의 범위에 있다. 또한, 템퍼링 마르텐사이트는, 평균 결정 입경이 2㎛ 이하로서, 체적분율이 35∼55％의 범위에 있다. 또한, 미재결정 페라이트는, 평균 결정 입경이 5㎛ 이하로서, 체적분율이 5％ 이하(0％도 포함함)이다. 여기에서 서술하는 체적분율은 강판의 전체에 대한 체적분율이며, 이하 동일하다.

상기의 페라이트의 체적분율이 45％ 미만이면, 강판의 신장의 확보가 곤란하게 된다. 그 때문에, 페라이트의 체적분율의 하한은 45％로 한다. 바람직하게는, 페라이트의 체적분율은 50％ 초과이다. 또한, 상기의 페라이트의 체적분율이 65％초과이면, 템퍼링 마르텐사이트를 단단하게 해도 1150㎫ 이상의 인장 강도(TS)를 확보하는 것이 곤란하다. 그 때문에, 페라이트의 체적분율은 65％ 이하이다. 바람직하게는, 페라이트의 체적분율은 60％ 이하이다. 또한, 페라이트의 평균 결정 입경이 3㎛ 초과에서는, 결정립 미세화에 의한 인장 강도(TS)의 향상이 곤란하다. 그 때문에, 페라이트의 평균 결정 입경은 3㎛ 이하로 한다. 바람직하게는, 페라이트의 평균 결정 입경은 2.5㎛ 이하이다.

상기의 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율이 35％ 미만에서는, 템퍼링 마르텐사이트의 경도를 상승시켜도 1150㎫ 이상의 인장 강도(TS)의 확보가 곤란하기 때문에, 그 하한은 35％로 한다. 한편, 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율이 55％ 초과이면, 템퍼링 마르텐사이트끼리가 연결되기 쉬워져, 충분한 신장이 얻어지지 않는다. 그 때문에, 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율은 55％ 이하이다. 바람직하게는, 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율은 50％ 이하이다. 또한, 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경이 2㎛ 초과에서는, 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율을 35∼55％로 해도 템퍼링 마르텐사이트끼리가 연결되어 버려, 신장이 저하된다. 그 때문에, 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경은 2㎛ 이하로 한다. 바람직하게는, 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경은 1.5㎛ 이하이다.

또한, Ti 및/또는 Nb를 함유시키는 영향으로, 어닐링 온도와 어닐링 시간에 따라서는 미재결정 페라이트가 생성되는 경우가 있다. 미재결정 페라이트는 전위 밀도의 높이로부터, 인장 강도(TS)의 상승에 기여하지만, 신장에는 기여하지 않는다. 미재결정 페라이트의 평균 결정 입경이 5㎛ 이하이면, 주위의 템퍼링 마르텐사이트의 연결을 방지할 수 있다. 그 때문에, 미재결정 페라이트의 평균 결정 입경은 5㎛ 이하로 한다. 또한, 미재결정 페라이트의 체적분율이 5％를 초과하면, 신장의 확보가 곤란해진다. 그 때문에, 미재결정 페라이트의 체적분율은 5％ 이하(0％도 포함함)로 한다. 바람직하게는, 미재결정 페라이트의 체적분율은 3％ 이하이고, 보다 바람직하게는 1％ 이하이다.

또한, 본 발명의 고강도 냉연 강판에서는, 페라이트, 템퍼링 마르텐사이트, 미재결정 페라이트 이외에, 잔류 오스테나이트 혹은 펄라이트가 생성되는 경우가 있지만, 상기의 페라이트, 템퍼링 마르텐사이트, 미재결정 페라이트의 체적분율, 평균 결정 입경이 만족되면, 본 발명의 목적을 달성할 수 있다. 단, 잔류 오스테나이트 및 펄라이트의 체적분율은, 합계로 3％ 이하가 바람직하다. 또한, 본 발명의 고강도 냉연 강판은, 베이나이트를 갖고 있어도 좋다. 베이나이트를 갖는 경우, 잔류 오스테나이트, 펄라이트 및 베이나이트의 체적분율이 합계로 3％ 이하인 것이 바람직하다.

또한, 전술한 강판의 복합 조직은, 예를 들면, SEM(주사형 전자 현미경)을 이용하여 관찰할 수 있다. 구체적으로는, 우선, 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면을 연마 후, 나이탈(nital)(질산을 함유하는 알코올액)로 부식시킨다. 이어서, 주사형 전자 현미경으로 배율 2000배의 조직 사진을 촬영하고, 얻어진 조직 사진 데이터에 있어서 소망하는 영역을 화상 해석에 의해 추출하여, 화상 해석 소프트(Media　Cybernetics사 제조, Image-Pro ver.7)를 이용하여 페라이트, 템퍼링 마르텐사이트, 미재결정 페라이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트 또는 베이나이트로 판정할 수 있다.

페라이트, 템퍼링 마르텐사이트, 미재결정 페라이트에 대해서, 상기의 소망하는 체적분율은, 포인트 카운트법(ASTM　E562-83(1988)에 준거)에 의해, 면적률을 측정하여, 그 면적률을 체적분율로 할 수 있다. 또한, 페라이트, 템퍼링 마르텐사이트, 미재결정 페라이트에 대해서, 상기의 소망하는 평균 결정 입경은, 강판 조직 사진으로부터 원 상당 직경(circle-equivalent diameter)을 산출하여, 그들의 값을 평균해서 구할 수 있다.

페라이트, 템퍼링 마르텐사이트, 미재결정 페라이트에 대해서, 상기의 소망하는 체적분율, 평균 결정 입경은, Ti 및 Nb 중 적어도 어느 하나를 함유하는 것, 및/또는 열간 압연 후의 강판 조직을 제어함으로써 조정할 수 있다.

다음으로, 본 발명의 고강도 냉연 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다.

본 발명의 고강도 냉연 강판의 제조 방법에서는, 상기 성분 조성(화학 성분)을 갖는 강 슬래브를, 마무리 압연의 종료 온도: 850∼950℃에서 열간 압연하여 열연 강판으로 하고, 열간 압연 종료 후 1초 이내에 열연 강판에 대하여 냉각을 개시하고, 1차 냉각으로서 80℃/s 이상의 제1 평균 냉각 속도로 600∼700℃의 1차 냉각 정지 온도까지 냉각하고, 2차 냉각으로서 5℃/s 이상의 제2 평균 냉각 속도로 620℃ 이하의 2차 냉각 정지 온도까지 냉각한 후에, 열연 강판을 권취하고, 이어서 냉간 압연하여, 냉연 강판으로 하고, 냉연 강판에 연속 어닐링을 실시할 때, 250∼350℃까지 가열한 후, 5∼25℃/s의 제1 평균 가열 속도의 범위에서 660℃까지 가열하고, 그 후에 10℃/s 이하의 제2 평균 가열 속도로 680∼750℃의 온도역까지 가열하고, 제1 균열 온도로서 680∼750℃의 온도에서 180초 이상 유지한 후, 3차 냉각으로서 1℃/s 이상의 제3 평균 냉각 속도로 650∼720℃의 3차 냉각 정지 온도까지 냉각한 후, 4차 냉각으로서 100∼1000℃/s의 제4 평균 냉각 속도로 100℃ 이하의 4차 냉각 정지 온도까지 냉각하고, 이어서 제2 균열 온도로서 100∼250℃의 온도에서 120∼1800초 유지한다.

[열간 압연 공정]

열간 압연 공정에서는, 상기 성분 조성(화학 성분)을 갖는 주조 후의 강 슬래브를, 재가열하는 일 없이 1150∼1300℃에서 열간 압연을 개시하거나, 혹은 1150∼1300℃로 재가열한 후, 열간 압연을 개시할 수 있다. 사용하는 강 슬래브는, 성분의 매크로 편석을 방지하기 위해 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하지만, 조괴법(ingot-making method), 박슬래브 주조법(thin-slab-casting method)에 의해서도 제조하는 것이 가능하다. 본 발명에서는, 강 슬래브를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각하고, 그 후, 재차 가열하는 종래법에 더하여, 냉각하지 않고, 온편인 채로 가열로에 장입하거나, 혹은 보열(heat retention)을 행한 후에 즉시 압연하거나, 혹은 주조 후 그대로 압연하는 직송 압연·직접 압연 등의 에너지 절약 프로세스도 문제 없이 적용할 수 있다.

(열간 압연 개시 온도: 1150∼1300℃)

열간 압연에서는, 우선 강 슬래브를 조압연(rough rolling)할 수 있다. 열간 압연 개시 온도는, 1150℃보다도 낮아지면 압연 부하가 증대하여 생산성이 저하되는 경우가 있다. 한편, 열간 압연 개시 온도는, 1300℃보다 높은 경우는 가열 비용이 증대하는 경우가 있다. 그 때문에, 열간 압연 개시 온도는, 1150∼1300℃로 하는 것이 바람직하다.

(마무리 압연의 종료 온도: 850∼950℃)

열간 압연에서는, 강 슬래브를, 조압연한 후, 마무리 압연하여, 열연 강판을 얻을 수 있다. 열간 압연은, 강판 내의 조직 균일화, 재질의 이방성 저감에 의해, 어닐링 후의 신장을 향상시킨다. 마무리 압연의 종료 온도가 850℃ 미만이면, 오스테나이트 단상역에서 열간 압연을 종료할 수 없게 된다. 한편, 마무리 압연의 종료 온도가 950℃ 초과에서는, 열연 조직이 조대해져, 어닐링 후에 충분한 특성이 얻어지지 않는다. 그 때문에, 마무리 압연의 종료 온도는 850∼950℃로 한다.

(1차 냉각)

본 발명의 고강도 냉연 강판의 제조 방법에서는, 열연 강판에 대하여, 상기의 마무리 압연의 종료 후 1초 이내에 냉각을 개시하고, 우선, 1차 냉각으로서 80℃/s 이상의 제1 평균 냉각 속도로 600∼700℃까지 냉각한다.

마무리 압연 종료 후, 어닐링 공정에 있어서의 결정립의 미세화의 효과를 얻기 위해, TiC 및/또는 NbC를 미세하게 석출시킬 필요가 있다. 그 때문에, 열연 강판에 대하여, 마무리 압연의 종료 후 1초 이내에 냉각을 개시하고, 1차 냉각으로서 80℃/s 이상의 제1 평균 냉각 속도로 600∼700℃의 1차 냉각 정지 온도까지 냉각한다. 제1 평균 냉각 속도가 80℃/s 미만에서는, 1차 냉각으로 페라이트 변태가 개시되기 때문에, 열연 강판의 강판 조직이 불균질하게 되어, 어닐링 후에 소망하는 신장이 얻어지지 않는다. 또한, 1차 냉각 정지 온도가 600℃ 미만에서는 베이나이트 등의 저온 생성상이 불균일하게 생성되기 때문에, 어닐링 후에 충분한 신장이 얻어지지 않는다. 한편, 1차 냉각 정지 온도가 700℃ 초과에서는 펄라이트가 과잉으로 생성되어, 열연 강판의 강판 조직이 불균질하게 되고, 결정립이 조대화되어, 어닐링 후의 신장이 저하된다. 그 때문에, 마무리 압연 후의 1차 냉각에서는, 80℃/s 이상의 제1 평균 냉각 속도로 600∼700℃의 1차 냉각 정지 온도까지 냉각한다. 1차 냉각 정지 온도는, 바람직하게는 650℃ 이상이다.

(2차 냉각)

본 발명의 고강도 냉연 강판의 제조 방법에서는, 열연 강판에 대하여, 상기의 1차 냉각 후, 2차 냉각으로서 5℃/s 이상의 제2 평균 냉각 속도로 620℃ 이하의 2차 냉각 정지 온도까지 냉각한다. 이 2차 냉각에 있어서, 제2 평균 냉각 속도: 5℃/s 미만 및/또는 2차 냉각 정지 온도: 620℃ 초과의 냉각에서는, 강판 내에 석출되는 TiC 및/또는 NbC가 조대화되어, 어닐링시의 결정립의 미세화에 기여하지 않게 되기 때문에, 강판의 신장이 저하된다. 그 때문에, 2차 냉각에서는, 5℃/s 이상의 제2 평균 냉각 속도로 620℃ 이하의 2차 냉각 정지 온도까지 냉각한다.

(권취)

본 발명의 고강도 냉연 강판의 제조 방법에서는, 상기의 2차 냉각의 후에, 열연 강판의 권취를 행한다. 권취 온도가 620℃ 초과에서는, 강판 내에 석출되는 TiC 및/또는 NbC가 조대화되어, 어닐링시의 결정립 미세화에 기여하지 않는 경우가 있다. 그 때문에, 권취 온도의 상한은 620℃로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 권취 온도는 600℃ 이하이다. 권취 온도의 하한도 특별히 한정되지 않지만, 권취 온도가 400℃ 미만이 되면, 경질인 마르텐사이트가 과잉으로 생성되어, 냉간 압연 부하가 증대하기 때문에, 400℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

[산 세정 공정]

본 발명의 고강도 냉연 강판의 제조 방법에서는, 상기의 열간 압연 공정 후, 열연 강판에 산 세정을 실시할 수 있다. 산 세정에 의해, 열연 강판 표층의 스케일을 제거하는 것이 바람직하다. 산 세정 방법은 특별히 한정되지 않고, 일반적인 방법에 따라 실시하면 좋다.

[냉간 압연 공정]

본 발명의 고강도 냉연 강판의 제조 방법에서는, 상기의 산 세정 후, 소정의 판두께의 냉연판으로 압연하는 냉간 압연을 행하여, 냉연 강판을 얻는다. 냉간 압연 방법은 특별히 한정되지 않고, 일반적인 방법으로 실시하면 좋다.

[어닐링 공정]

본 발명의 고강도 냉연 강판의 제조 방법에서는, 상기의 냉간 압연 후, 냉연 강판에 어닐링을 행한다. 어닐링 공정에 있어서는, 재결정을 진행시킴과 함께, 고강도화를 위해 강판 조직에 페라이트, 템퍼링 마르텐사이트를 형성시킬 필요가 있다. 그 때문에, 어닐링 공정에서는 250∼350℃까지 가열한 후, 5∼25℃/s의 제1 평균 가열 속도의 범위에서 660℃까지 가열하고, 그 후에 10℃/s 이하의 제2 평균 가열 속도로 680∼750℃의 온도역까지 가열하고, 제1 균열 온도로서 680∼750℃의 온도에서 180초 이상 유지한 후, 3차 냉각으로서 1℃/s 이상의 제3 평균 냉각 속도로 650∼700℃의 3차 냉각 정지 온도까지 냉각한 후, 4차 냉각으로서 100∼1000℃/s의 제4 평균 냉각 속도로 100℃ 이하의 4차 냉각 정지 온도까지 냉각하고, 이어서 제2 균열 온도로서 100∼250℃의 온도에서 120∼1800초 유지한다.

(250∼350℃까지 가열)

어닐링에 의한 재결정이 개시되는 250∼350℃의 온도까지의 가열 방법은 특별히 한정되지 않고, 일반적인 방법에 따라 실시하면 좋다. 또한, 여기에서의 가열은, 실온(0∼35℃)에서 개시할 수 있다.

(660℃까지의 제1 평균 가열 속도: 5∼25℃/s)

본 발명의 고강도 냉연 강판의 제조 방법의 어닐링 공정에 있어서는, 상기의 가열 후, 660℃까지의 제1 평균 가열 속도를 제어한다. 이에 따라, 2상역으로 가열되기 전까지, 재결정의 페라이트의 핵을 생성시키고, 또한 재결정의 페라이트의 핵의 생성을, 핵의 조대화보다도 빠르게 하여, 입(grain)을 성장시키고, 어닐링 후의 결정립을 미세화하는 것이 가능하다. 제1 평균 가열 속도를 25℃/s 초과로 하여 가열하면, 재결정이 진행되기 어려워져, 최종적인 강판 조직에 미재결정 페라이트가 과잉으로 남아, 신장이 부족하다. 그 때문에, 제1 평균 가열 속도의 상한은 25℃/s로 한다. 또한, 제1 평균 가열 속도를 5℃/s 미만으로 하여 가열하면, 페라이트가 조대화되어 소정의 평균 결정 입경이 얻어지지 않는다. 그 때문에, 제1 평균 가열 속도는, 5℃/s 이상으로 한다. 바람직하게는, 제1 평균 가열 속도는 7℃/s 이상이다.

(제1 균열 온도(680∼750℃)까지의 제2 평균 가열 속도: 10℃/s 이하)

660℃까지는 미세한 페라이트가 생성되고, Ac₁점 이상이 된 온도에서, 즉, 2상역이 되는 온도에서, 오스테나이트의 핵 생성이 시작된다. 660℃까지의 가열 후는, 재결정화를 소망하는 범위에서 종료시키도록, 제1 균열 온도(680∼750℃)까지의 제2 평균 가열 속도를 10℃/s 이하로 한다. 제2 평균 가열 속도가 10℃/s 초과에서는, 오스테나이트의 핵 생성이 우선적으로 되고, 최종적인 강판 조직에 미재결정 페라이트가 과잉으로 남아, 연성이 부족하기 때문에, 제2 평균 가열 속도의 상한은 10℃/s로 한다. 제2 평균 가열 속도의 하한은 특별히 제한되지 않지만, 0.5℃/s 미만에서는 페라이트가 조대화할 우려가 있다. 그 때문에, 제2 평균 가열 속도는 0.5℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다.

(제1 균열 온도(유지 온도): 680∼750℃)

제1 균열 온도는 페라이트와 오스테나이트의 2상역의 온도역이다. 680℃ 미만에서는 2상역까지 도달하지 않고, 1150㎫ 이상의 인장 강도(TS)가 얻어지지 않는다. 그 때문에, 제1 균열 온도의 하한은 680℃로 한다. 제1 균열 온도가 750℃ 초과이면, 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율이 높아져, 템퍼링 마르텐사이트가 연결된다. 그 때문에, 제1 균열 온도는 750℃ 이하로 한다.

(제1 균열 온도에서의 유지 시간: 180초 이상)

상기의 제1 균열 온도: 680∼750℃에 있어서, 재결정의 진행 및 일부의 오스테나이트 변태를 시키기 위해, 유지 시간은 180초 이상 필요하다. 제1 균열 온도에서의 유지 시간이 180초 미만에서는, 미재결정 페라이트가 많아져, 신장이 저하된다. 제1 균열 온도에서의 유지 시간의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 제1 균열 온도에서의 유지에 의한 에너지 소비를 억제하기 위해, 3600초로 하는 것이 바람직하다.

(3차 냉각)

본 발명의 고강도 냉연 강판의 제조 방법에서는, 상기의 제1 균열 온도에서의 유지 후에 행해지는 3차 냉각에서의 3차 냉각 정지 온도가 650℃ 미만 및/또는 제3 평균 냉각 속도가 1℃/s 미만에서는, 페라이트의 체적분율이 증가하여, 펄라이트가 과잉으로 생성되어 버리기 때문에, 소망하는 체적분율이 얻어지지 않는다. 한편, 3차 냉각 정지 온도가 720℃ 초과이면, 페라이트의 체적분율이 감소하여, 충분한 신장이 얻어지지 않는다. 그 때문에, 이 3차 냉각으로서는, 1℃/s 이상의 제3 평균 냉각 속도로 650∼720℃의 3차 냉각 정지 온도까지 냉각한다. 또한, 상기의 제3 평균 냉각 속도는, C 및 Mn을 오스테나이트 중에 충분히 농화시킬 수 있도록, 100℃/s 이하인 것이 바람직하다. 3차 냉각 정지 온도는, 바람직하게는 720℃ 이하이다.

(4차 냉각)

본 발명의 고강도 냉연 강판의 제조 방법에서는, 상기의 3차 냉각 후에 행해지는 4차 냉각에 있어서, 제4 평균 냉각 속도를 100℃/s 미만으로 하여 냉각하면, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트가 과잉으로 생성되어 버리기 때문에, 소망하는 체적분율이 얻어지지 않는다. 한편, 제4 평균 냉각 속도가 1000℃/s보다 커지면, 냉각에 의한 강판의 수축 분열이 발생할 우려가 있다. 또한, 4차 냉각 정지 온도가 100℃ 초과이면, 충분히 마르텐사이트 변태하지 않기 때문에, 인장 강도(TS)가 부족하다. 그 때문에, 이 4차 냉각으로서는, 100∼1000℃/s의 제4 평균 냉각 속도로 100℃ 이하의 4차 냉각 정지 온도까지 냉각한다. 또한, 4차 냉각으로서는, 물 퀀칭을 행하는 것이 바람직하다.

(템퍼링)

상기의 4차 냉각 후, 냉연 강판에 템퍼링 처리를 행한다. 이 템퍼링 처리는, 고인성(high toughness)의 템퍼링 마르텐사이트를 얻어, 자연 균열(season cracking) 등을 방지하기 위해 행한다. 템퍼링 온도가 100℃ 미만에서는, 템퍼링 마르텐사이트의 인성이 불충분하고 자연 균열의 가능성이 있다. 한편, 템퍼링 온도가 250℃를 초과하면, 재가열을 위한 비용 증가로 연결될 뿐만 아니라, 인장 강도(TS)의 저하를 초래하여, 소망하는 효과를 얻을 수 없는 경우가 있다. 따라서, 마르텐사이트를 템퍼링하기 위해, 템퍼링 온도(이하에서는, 제2 균열 온도라고도 기재함)는 100∼250℃로 한다.

또한, 제2 균열 온도에서의 유지 시간(이하에서는, 템퍼링 시간이라고도 ㅌ기재함)이 120초를 충족시키지 않으면, 유지 온도에 있어서의 마르텐사이트의 개질화가 충분히는 발생하지 않기 때문에, 성형성의 향상 효과를 기대할 수 없다. 한편, 제2 균열 온도에서의 유지 시간이 1800초를 초과하면, 마르텐사이트의 연질화가 과도하게 진행됨으로써, 1150㎫ 이상의 인장 강도(TS)가 얻어지지 않게 되는 것에 더하여, 재가열 시간의 증가에 의해 제조 비용의 증가를 초래한다. 그 때문에, 제2 균열 온도에서의 유지 시간은 120∼1800초로 한다. 또한, 제2 균열 온도에서 유지한 후의 냉각 수법 및 속도에 대해서는 한정되는 것은 없다.

또한, 어닐링 후에 조질 압연(skin pass rolling)을 실시해도 좋다. 신장률의 바람직한 범위는 0.1％∼2.0％이다.

또한, 본 발명의 범위 내이면, 어닐링 공정에 있어서, 용융 아연 도금을 실시하여 용융 아연 도금 강판으로 해도 좋고, 또한, 용융 아연 도금 후에 합금화 처리를 실시하여 합금화 용융 아연 도금 강판으로 해도 좋다. 또한 본 냉연 강판을 전기 도금하여, 전기 도금 강판으로 해도 좋다.

실시예

이하, 본 발명의 실시예에 대해서 설명한다. 단, 본 발명은, 원래부터 아래와 같이 실시예에 의해 제한을 받는 것이 아니고, 본 발명의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당하게 변경을 더하여 실시하는 것도 가능하고, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

표 1에 나타내는 성분 조성을 갖고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을 전로(converter)에서 용제하여, 연속 주조법(continuous casting method)으로 강 슬래브로 하고, 실온까지 냉각한 그 후, 얻어진 슬래브를 재가열하고, 열간 압연 개시 온도를 1250℃로 하고, 표 2에 나타내는 마무리 압연의 종료 온도(FDT)에서 열간 압연을 행하여, 열연 강판으로 한 후, 표 2에 나타내는 냉각 개시 시간에서 냉각을 개시하고, 표 2로 나타내는 조건에서, 1차 냉각으로서 제1 평균 냉각 속도(냉속 1)로 1차 냉각 정지 온도(Tq1)까지 냉각한 후(1차 냉각), 제2 평균 냉각 속도(냉속 2)로 2차 냉각 정지 온도(Tq2, 권취 온도(CT))까지 냉각하여(2차 냉각), 당해 권취 온도(CT)에서 권취했다.

이어서, 얻어진 열연 강판을 산 세정한 후, 냉간 압연을 실시하여, 냉연 강판을 제조했다.

그 후, 실온(25℃)에서 300℃까지 가열하고, 표 2에 나타내는 제1 평균 가열 속도(C1)로 660℃까지 가열하고, 표 2에 나타내는, 제2 평균 가열 속도(C2)로 균열온도까지 가열하고, 표 2에 나타내는 제1 균열 온도 및 제1 균열 시간(제1 유지 시간)으로 어닐링한 후, 표 2에 나타내는 제3 평균 냉각 속도(냉속 3)로 3차 냉각 정지 온도(Tq3)까지 냉각하고(3차 냉각), 그 후, 표 2에 나타내는 제4 평균 냉각 속도(냉속 4)로 4차 냉각 정지 온도(Tq4)까지 냉각하고(4차 냉각), 그 후, 표 2에 나타내는 템퍼링 온도(제2 균열 온도)까지 가열하고, 표 2에 나타내는 템퍼링 시간(제2 유지 시간)으로 유지하여, 실온까지 냉각했다.

강판 조직은, SEM(주사형 전자 현미경), TEM(투과형 전자 현미경), FE-SEM(전계 방출형 주사 전자 현미경)에 의해 관찰하고, 페라이트, 템퍼링 마르텐사이트, 미재결정 페라이트의 강 조직, 또한, 이들 이외의 강 조직의 종류를 결정했다.

강판의 페라이트, 템퍼링 마르텐사이트, 미재결정 페라이트의 체적분율은, 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면을 연마 후, 3％ 나이탈로 부식하고, SEM(주사형 전자 현미경)을 이용하여 2000배의 배율로 관찰하고, Media　Cybernetics사의 Image-Pro를 이용하여 구했다. 구체적으로는, 포인트 카운트법(ASTM　E562-83(1988)에 준거)에 의해, 면적률을 측정하고, 그 면적률을 체적분율로 했다. 페라이트, 템퍼링 마르텐사이트, 미재결정 페라이트의 평균 결정 입경은, 상술의 Image-Pro를 이용하고, 강판 조직 사진으로부터, 미리 각각의 페라이트, 템퍼링 마르텐사이트, 미재결정 페라이트의 결정립을 식별해 둔 사진을 취입함으로써 각 상의 면적이 산출 가능하고, 그 원 상당 직경을 산출하여, 그들의 값을 평균해서 구했다. 또한, 베이나이트, 잔류 오스테나이트의 조직의 평균 결정 입경은, 전술의 Image-Pro를 이용하고, 강판 조직 사진으로부터 원 상당 직경을 산출하여, 그들의 값을 평균해서 구했다.

제조한 강판으로부터, JIS 5호 인장 시험편을 압연 직각 방향에서 길이 방향(인장 방향)이 되도록 채취하고, 인장 시험(JIS Z 2241(1998))에 의해, 인장 강도(TS), 신장(EL)을 측정했다.

내지연 파괴 특성으로서는, 얻어진 냉연 강판의 압연 방향을 길이로 하여 30㎜×100㎜로 절단하고, 단면을 연삭 가공한 시험편을 이용하고, 시험편을 펀치 선단의 곡률 반경 10㎜로 180°굽힘 가공을 실시했다. 이 굽힘 가공을 실시한 시험편에 발생한 스프링 백(spring back)을 볼트에 의해 내측 간격이 20㎜가 되도록 조이고, 시험편에 응력을 부하한 후, 25℃, pH＝1의 염산에 침지하여, 파괴가 발생할 때까지의 시간을 최장 100시간까지 측정했다. 100시간 이내에 시험편에 균열이 발생하지 않는 것을 ○으로 하고, 시험편에 균열이 발생한 경우는 ×로 했다.

측정한, 강판 조직, 인장 강도(TS), 신장(EL), 내지연 파괴 특성의 측정 결과를 표 3에 나타낸다.

표 3에 나타내는 결과로부터, 본 발명예는 모두 평균 결정 입경이 3㎛ 이하인 페라이트를 체적분율로 45∼65％, 평균 결정 입경이 2㎛ 이하인 템퍼링 마르텐사이트를 체적분율로 35∼55％, 잔부에 평균 결정 입경이 5㎛ 이하인 미재결정 페라이트를 체적분율로 5％ 이하를 포함하는 복합 조직을 갖고, 그 결과, 1150㎫ 이상의 인장 강도(TS)와 15.0％ 이상의 신장(EL)이라는 양호한 성형성이 얻어지고, 지연 파괴 특성 평가 시험에 있어서 100시간 파괴가 발생하지 않아 우수한 내지연 파괴 특성을 갖는 것이 확인되었다.

한편, 비교예 12, 15, 17은, 페라이트의 평균 결정 입경이 3.0㎛를 초과하고 있고, 또한, 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경이 2.0㎛를 초과하고 있고, 신장(EL)이 15.0％ 미만이었다. 또한, 비교예 13, 14, 16은, 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경이 2㎛를 초과하고 있고, 신장(EL)이 15.0％ 미만이었다. 비교예 18은, 미재결정 페라이트의 체적분율이 5％를 초과하고 있고, 신장(EL)이 15.0％ 미만이었다.

비교예 19는, 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경이 2㎛를 초과하고 있고, 미재결정 페라이트의 체적분율이 5％를 초과하고 있고, 신장(EL)이 15.0％ 미만이고, 내지연 파괴 특성이 뒤떨어져 있었다. 비교예 20은, 페라이트에 대해서, 체적분율이 45％ 미만이고, 평균 결정 입경이 3㎛를 초과하고 있고, 또한, 템퍼링 마르텐사이트에 대해서, 체적분율이 55％ 초과이고, 평균 결정 입경이 2㎛를 초과하고 있고, 신장(EL)이 15.0％ 미만이고, 내지연 파괴 특성이 뒤떨어져 있었다.

비교예 21은, 페라이트에 대해서, 체적분율이 65％ 초과이고, 평균 결정 입경이 3㎛를 초과하고 있고, 또한, 템퍼링 마르텐사이트에 대해서, 체적분율이 35％ 미만이고, 인장 강도(TS)가 1150㎫ 미만이고, 신장(EL)이 15.0％ 미만이었다. 비교예 22는, 페라이트에 대해서, 체적분율이 65％ 초과이고, 또한, 템퍼링 마르텐사이트에 대해서, 체적분율이 35％ 미만이고, 인장 강도(TS)가 1150㎫ 미만이었다. 비교예 23은, 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경이 2㎛를 초과하고 있고, 인장 강도(TS)가 1150㎫ 미만이었다.

비교예 24는, 페라이트에 대해서, 체적분율이 65％ 초과이고, 평균 결정 입경이 3㎛를 초과하고 있고, 또한, 템퍼링 마르텐사이트에 대해서, 체적분율이 35％ 미만이고, 인장 강도(TS)가 1150㎫ 미만이었다. 비교예 25는, 템퍼링 마르텐사이트에 대해서, 체적분율이 55％ 초과이고, 평균 결정 입경이 2㎛를 초과하고 있고, 신장(EL)이 15.0％ 미만이고, 내지연 파괴 특성이 뒤떨어지고 있었다.

비교예 26은, 페라이트에 대해서, 체적분율이 65％ 초과이고, 평균 결정 입경이 3㎛를 초과하고 있고, 인장 강도(TS)가 1150㎫ 미만이었다. 비교예 27은, 페라이트의 체적분율이 45％ 미만이고, 또한, 템퍼링 마르텐사이트에 대해서, 체적분율이 55％를 초과하고 있고, 평균 결정 입경이 2㎛를 초과하고 있고, 신장(El)이 15.0％ 미만이고, 내지연 파괴 특성이 뒤떨어지고 있었다.

비교예 28, 29는, 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경이 2㎛를 초과하고 있고, 신장(El)이 15.0％ 미만이고, 내지연 파괴 특성이 뒤떨어지고 있었다.

Claims (5)

1. 질량％로, C: 0.16∼0.30％, Si: 1.2∼2.2％, Mn: 1.5∼2.5％, P: 0.05％ 이하, S: 0.005％ 이하, Al: 0.10％ 이하, N: 0.007％ 이하를 함유하고, 추가로 Ti 및 Nb 중 적어도 어느 하나를 함유하고, Ti＋Nb가 0.04∼0.15％이고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
   평균 결정 입경이 3㎛ 이하인 페라이트를 체적분율로 45∼65％, 평균 결정 입경이 2㎛ 이하인 템퍼링 마르텐사이트를 체적분율로 35∼55％, 또한, 평균 결정 입경이 5㎛ 이하인 미(未)재결정 페라이트를 체적분율로 5％ 이하(0％도 포함함) 포함하는 복합 조직을 갖는 인장강도(TS)가 1150MPa 이상이고 신장(EL)이 15.0% 이상인 고강도 냉연 강판.
2. 제1항에 있어서,
   상기 성분 조성으로서, 추가로, 질량％로, B: 0.010％ 이하를 함유하는 인장강도(TS)가 1150MPa 이상이고 신장(EL)이 15.0% 이상인 고강도 냉연 강판.
3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
   상기 성분 조성으로서, 추가로, 질량％로, V: 0.50％ 이하, Cr: 0.50％ 이하, Mo: 0.50％ 이하, Cu: 0.50％ 이하, Ni: 0.50％ 이하, Ca: 0.0050％ 이하, REM: 0.0050％ 이하로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 인장강도(TS)가 1150MPa 이상이고 신장(EL)이 15.0% 이상인 고강도 냉연 강판.
4. 제1항 또는 제2항에 기재된 인장강도(TS)가 1150MPa 이상이고 신장(EL)이 15.0% 이상인 고강도 냉연 강판의 제조 방법으로서,
   강 슬래브를,
   마무리 압연의 종료 온도: 850∼950℃에서 열간 압연하여 열연 강판으로 하고,
   상기 열간 압연 종료 후 1초 이내에 상기 열연 강판에 대하여 냉각을 개시하고,
   1차 냉각으로서 80℃/s 이상의 제1 평균 냉각 속도로 600∼700℃의 1차 냉각 정지 온도까지 냉각하고,
   2차 냉각으로서 5℃/s 이상의 제2 평균 냉각 속도로 620℃ 이하의 2차 냉각 정지 온도까지 냉각한 후에,
   상기 열연 강판을 권취하고,
   이어서 냉간 압연하여, 냉연 강판으로 하고,
   상기 냉연 강판에 연속 어닐링을 실시할 때에 있어서,
   250∼350℃까지 가열한 후,
   5∼25℃/s의 제1 평균 가열 속도로 660℃까지 가열하고,
   그 후에 10℃/s 이하의 제2 평균 가열 속도로 680∼750℃까지 가열하고,
   제1 균열 온도로서 680∼750℃의 온도에서 180초 이상 유지한 후,
   3차 냉각으로서 1℃/s 이상의 제3 평균 냉각 속도로 650∼720℃의 3차 냉각 정지 온도까지 냉각한 후에,
   4차 냉각으로서 100∼1000℃/s의 제4 평균 냉각 속도로 100℃ 이하의 4차 냉각 정지 온도까지 냉각하고,
   이어서 제2 균열 온도로서 100∼250℃의 온도에서 120∼1800초 유지하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
5. 제3항에 기재된 인장강도(TS)가 1150MPa 이상이고 신장(EL)이 15.0% 이상인 고강도 냉연 강판의 제조 방법으로서,
   강 슬래브를,
   마무리 압연의 종료 온도: 850∼950℃에서 열간 압연하여 열연 강판으로 하고,
   상기 열간 압연 종료 후 1초 이내에 상기 열연 강판에 대하여 냉각을 개시하고,
   1차 냉각으로서 80℃/s 이상의 제1 평균 냉각 속도로 600∼700℃의 1차 냉각 정지 온도까지 냉각하고,
   2차 냉각으로서 5℃/s 이상의 제2 평균 냉각 속도로 620℃ 이하의 2차 냉각 정지 온도까지 냉각한 후에,
   상기 열연 강판을 권취하고,
   이어서 냉간 압연하여, 냉연 강판으로 하고,
   상기 냉연 강판에 연속 어닐링을 실시할 때에 있어서,
   250∼350℃까지 가열한 후,
   5∼25℃/s의 제1 평균 가열 속도로 660℃까지 가열하고,
   그 후에 10℃/s 이하의 제2 평균 가열 속도로 680∼750℃까지 가열하고,
   제1 균열 온도로서 680∼750℃의 온도에서 180초 이상 유지한 후,
   3차 냉각으로서 1℃/s 이상의 제3 평균 냉각 속도로 650∼720℃의 3차 냉각 정지 온도까지 냉각한 후에,
   4차 냉각으로서 100∼1000℃/s의 제4 평균 냉각 속도로 100℃ 이하의 4차 냉각 정지 온도까지 냉각하고,
   이어서 제2 균열 온도로서 100∼250℃의 온도에서 120∼1800초 유지하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법.