KR101235512B1

KR101235512B1 - 가공성이 우수한 베이킹 경화형 열연 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101235512B1
Application number: KR1020077016017A
Authority: KR
Inventors: 다쯔오 요꼬이; 데쯔야 야마다; 후미노리 다사끼
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2005-01-18
Filing date: 2006-01-12
Publication date: 2013-02-20
Also published as: ES2510692T3; EP2821516A2; CA2591878C; EP1857562B1; CN101696483A; EP1857562A1; CN101107374A; KR20070094779A; CN101696483B; TW200632105A; CN101107374B; WO2006077760A1; ES2710715T3; TWI279443B; EP1857562A4; PL1857562T3; CA2591878A1; JP2006199979A; EP2821516B1; US20100000633A1

Abstract

이 베이킹 경화형 열연 강판은, 질량 ％로, C = 0.01 내지 0.2 ％, Si = 0.01 내지 2 ％, Mn = 0.1 내지 2 ％, P ≤ 0.1 ％, S ≤ 0.03 ％, Al = 0.001 내지 0.1％, N ≤ 0.01 ％, Nb = 0.005 내지 0.05 ％를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 마이크로 조직이 평균 입경 2 ㎛ 내지 8 ㎛인 폴리고날 페라이트 및/또는 연속 냉각 변태 조직이며, 고용 C 및/또는 고용 N의 입계 존재비가 0.28 이하이다. 이 열연 강판의 제조 방법은 상기 성분을 갖는 강편을 SRT(℃) = 6670 / {2.26 - log(％Nb)(％C)} - 273 ‥(A)를 만족하는 온도 이상으로 가열하고, 이어서 상기 가열 후의 강편을 조압연하고, 종료 온도가 Ar₃ 변태점 온도 이상, (Ar₃ 변태점 온도 + 100 ℃) 이하의 온도 영역의 조건에서 마무리 압연하고, 냉각 개시로부터 500 ℃ 이하의 온도 영역까지 80 ℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하여, 권취한다.

강편, 베이킹 경화형 열연 강판, 마이크로 조직, 변태 조직, 입계 존재비

Description

가공성이 우수한 베이킹 경화형 열연 강판 및 그 제조 방법{BAKE-HARDENING HOT-ROLLED STEEL SHEET WITH EXCELLENT WORKABILITY AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME}

본 발명은 가공성이 우수한 베이킹 경화형 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 상세하게는, 평균 입경 2 ㎛ 내지 8 ㎛인 폴리고날 페라이트 및/또는 연속 냉각 변태 조직인 마이크로 조직을 갖는 강판이며, 이에 의해 엄격한 가공이 요구되는 부품이라도 용이하게 성형할 수 있을 뿐만 아니라, 370 내지 640 ㎫급의 인장 강도의 강판이라도 프레스에 의한 왜곡 도입과 도장 베이킹 처리에 의해 540 내지 780 ㎫급 강판을 적용한 경우의 설계 강도에 상당하는 프레스품 강도를 얻을 수 있는 강판에 관한 것이다.

본원은 2005년 1월 18일에 출원된 일본 특허 출원 제2005-010210호에 대해 우선권을 주장하고, 그 내용을 본 출원에 원용한다.

최근, 자동차의 연비 향상 등을 위해 경량화를 목적으로 하여, Al 합금 등의 경금속이나 고강도 강판의 자동차 부재에의 적용이 진행되고 있다. 단, Al 합금 등의 경금속은 비강도가 높다고 하는 이점이 있지만 강과 비교하여 현저하게 고가이므로, 그 적용은 특수한 용도로 한정되어 있다. 따라서, 보다 저렴하고 또한 넓 은 범위로 자동차의 경량화를 추진하기 위해서는 강판의 고강도화가 필요해지고 있다.

재료의 고강도화는, 일반적으로 성형성(가공성) 등의 재료 특성을 열화시키므로, 재료 특성을 열화시키지 않고 어떻게 고강도화를 도모할지가 고강도 강판 개발의 열쇠가 된다. 특히 내판 부재, 구조 부재, 주변 부재용 강판에 요구되는 특성으로서는 버어링 가공성, 연성, 피로 내구성, 및 내식성 등이 중요하고, 고강도와 이들 특성을 어떻게 고차원으로 균형을 맞출지가 중요하다.

이와 같이 고강도화와, 여러 특성, 특히 성형성을 양립하기 위해, 강의 마이크로 조직 중에 잔류 오스테나이트를 함유시키고, 이에 의해 성형 중에 TRIP(Transformation Induced Plasticity) 현상을 발현시킴으로써, 비약적으로 성형성(연성 및 딥 드로잉성)을 향상시킨 TRIP 강이 개시되어 있다(예를 들어, 특허 문헌 1, 2 참조).

그러나, 상기 기술은 590 ㎫ 정도의 강도 레벨에서는 잔류 오스테나이트의 TRIP 현상으로 30 ％ 정도의 파단 연신율과 우수한 딥 드로잉성(LDR : 한계 교축비)을 나타낸다. 그러나, 370 내지 540 ㎫의 강도 범위의 강판을 얻기 위해서는 필연적으로 C, Si, Mn 등의 원소를 저감시켜야 하며, C, Si, Mn 등의 원소를 370 내지 540 ㎫의 강도 범위의 레벨까지 저감하면 TRIP 현상을 얻기 위해 필요한 잔류 오스테나이트를 실온에서 마이크로 조직 중에 유지할 수 없다고 하는 문제점이 있다. 또한, 상기 기술은 버어링 가공성을 향상시키는 것을 염두에 둔 것은 아니다. 따라서, 기존에 270 내지 340 ㎫급 정도의 연강판이 사용되어 있는 부재에 590 ㎫ 급 이상의 고강도 강판을 적용하는 것은 프레스 현장에서의 조업, 설비 개선의 전제 없이는 어렵고, 현재로서는 370 내지 540 ㎫급 정도의 강판의 사용이 보다 현실적인 해결책이 된다. 한편, 자동차 차체 경량화를 달성하기 위한 게이지 다운에의 요구는 최근 점점 높아지고 있으며, 게이지 다운을 전제로 어떻게 하여 프레스품 강도를 유지할지가 차체 경량화의 과제이다.

이러한 과제를 해결하는 수단으로서, 프레스 성형시에는 강도가 낮고, 프레스에 의한 왜곡의 도입과 이후의 베이킹 도장 처리에서 프레스품의 강도를 향상시키는 BH(Bake Hardening) 강판이 제안되어 있다.

베이킹 경화성을 향상시키기 위해서는 고용 C나 고용 N을 증가시키는 것이 유효하지만, 한편 이들 고용 원소의 증가는 상온에서의 시효 열화를 악화시키므로, 베이킹 경화성과 내상온 시효 열화를 양립시키는 것이 중요한 기술이 된다.

이상과 같은 필요성으로부터, 고용 N의 증가에 의해 베이킹 경화성을 향상시키고, 또한 결정립 세립화에 의해 증가한 입계 면적의 효과로 상온에 있어서의 고용 C, N의 확산을 억제함으로써 베이킹 경화성과 내상온 시효 열화를 양립시키는 기술이 개시되어 있다(예를 들어, 특허 문헌 3, 4 참조).

그러나, 결정립 세립화는 프레스 성형성을 열화시킬 우려가 있다. 또한, 주변 부품, 내판 부품을 대상으로 하는 경우, 우수한 버어링 가공성이 필요해짐에도 불구하고, 마이크로 조직이 페라이트-펄라이트이므로 버어링 가공성에 대해서는 적합하지 않다고 생각된다.

특허 문헌 1 : 일본 특허 출원 공개 제2000-169935호 공보

특허 문헌 2 : 일본 특허 출원 공개 제2000-169936호 공보

특허 문헌 3 : 일본 특허 출원 공개 평10-183301호 공보

특허 문헌 4 : 일본 특허 출원 공개 제2000-297350호 공보

그래서 본 발명은, 우수한 가공성을 갖는 동시에 370 내지 640 ㎫급의 강도 범위에서 안정적으로 50 ㎫ 이상의 베이킹 경화량이 얻어지는 가공성이 우수한 베이킹 경화형 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공한다. 즉, 본 발명은 우수한 가공성을 발현시키는 마이크로 조직을 갖고, 370 내지 640 ㎫급의 인장 강도의 강판이라도, 프레스에 의한 왜곡 도입과 도장 베이킹 처리에 의해 540 내지 780 ㎫급 강판을 적용한 경우의 설계 강도에 상당하는 프레스품 강도를 얻을 수 있는 가공성이 우수한 베이킹 경화형 열연 강판, 및 그 강판을 저렴하고 안정적으로 제조할 수 있는 방법을 제공하는 것을 과제로 한다.

본 발명자들은, 현재 통상적으로 채용되고 있는 제조 설비에 의해 공업적 규모로 생산되고 있는 370 내지 640 ㎫급 강판의 제조 프로세스를 염두에 두고, 베이킹 경화성, 도장 후의 내식성이 우수하고 또한 우수한 가공성을 구비한 강판을 얻기 위해 예의 연구를 거듭하였다.

그 결과, C = 0.01 내지 0.2 ％, Si = 0.01 내지 2 ％, Mn = 0.1 내지 2 ％, P ≤ 0.1 ％, S ≤ 0.03 ％, Al = 0.001 내지 0.1 ％, N ≤ 0.01％, 및 Nb = 0.005 내지 0.05 ％를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강판이며, 그 마이크로 조직이 평균 입경 2 ㎛ 내지 8 ㎛인 폴리고날 페라이트 및/또는 연속 냉각 변태 조직이고, 고용 C 및/또는 고용 N의 입계 존재비가 0.28 이하인 것이, 매우 유효한 것을 새롭게 발견하여 본 발명을 이룰 수 있었던 것이다.

즉, 본 발명의 요지는 이하와 같다.

(1) 질량 ％로, C = 0.01 내지 0.2 ％, Si = 0.01 내지 2 ％, Mn = 0.1 내지 2 ％, P ≤ 0.1 ％, S ≤ 0.03 ％, Al = 0.001 내지 0.1 ％, N ≤ 0.01 ％, Nb = 0.005 내지 0.05 ％를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 그 마이크로 조직이 평균 입경 2 ㎛ 내지 8 ㎛인 폴리고날 페라이트 및/또는 연속 냉각 변태 조직이고, 고용 C 및/또는 고용 N의 입계 존재비가 0.28 이하인 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 베이킹 경화형 열연 강판.

(2) 질량 ％로, Ti = 0.001 내지 0.02 ％, B = 0.0002 내지 0.002 ％, Cu = 0.2 내지 1.2 ％, Ni = 0.1 내지 0.6 ％, Mo = 0.05 내지 1 ％, V = 0.02 내지 0.2 ％, Cr = 0.01 내지 1 ％ 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 가공성이 우수한 베이킹 경화형 열연 강판.

(3) 질량 ％로, Ca = 0.0005 내지 0.005 ％, REM = 0.0005 내지 0.02 ％ 중 1종 또는 2종을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 가공성이 우수한 베이킹 경화형 열연 강판.

(4) 아연 도금이 실시되어 있는 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 가공성이 우수한 베이킹 경화형 열연 강판.

(5) 질량 ％로, C = 0.01 내지 0.2 ％, Si = 0.01 내지 2 ％, Mn = 0.1 내지 2 ％, P ≤ 0.1 ％, S ≤ 0.03 ％, Al = 0.001 내지 0.1 ％, N ≤ 0.01 ％, Nb = 0.005 내지 0.05 ％를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강편을 하기 (A)식을 만족하는 온도 이상으로 가열하고, 이어서 열간 압연을 실시하고, 상기 열간 압연에서는 상기 가열 후의 강편을 조압연(粗壓延)하여 조(粗) 바아로 하고, 종료 온도가 Ar₃ 변태점 온도 이상, (Ar₃ 변태점 온도 + 100 ℃) 이하의 온도 영역인 조건에서, 상기 조 바아를 마무리 압연하여 압연재로 하고, 냉각 개시로부터 500 ℃ 이하의 온도 영역까지 80 ℃/초 이상의 냉각 속도로 상기 압연재를 냉각하여 열연 강판으로 하여, 권취하는 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 가공성이 우수한 베이킹 경화형 열연 강판의 제조 방법.

SRT(℃) = 6670 / {2.26 - log(％Nb)(％C)} - 273 ‥ (A)

(6) 상기 마무리 압연의 개시 온도를 1000 ℃ 이상으로 하는 것을 특징으로 하는 (5)에 기재된 가공성이 우수한 베이킹 경화형 열연 강판의 제조 방법.

(7) 상기 마무리 압연을 개시할 때까지의 동안, 및/또는 상기 마무리 압연 중에, 상기 조 바아 및/또는 상기 압연재를 가열하는 것을 특징으로 하는 (5)에 기재된 가공성이 우수한 베이킹 경화형 열연 강판의 제조 방법.

(8) 상기 조압연의 종료로부터 상기 마무리 압연의 개시까지의 동안에, 디스케일링(descaling)을 행하는 것을 특징으로 하는 (5)에 기재된 가공성이 우수한 베이킹 경화형 열연 강판의 제조 방법.

(9) 상기 열간 압연에 의해 얻어진 상기 열연 강판을 아연 도금욕 중에 침적(浸積)시켜 강판 표면을 아연 도금하는 것을 특징으로 하는 (5)에 기재된 가공성이 우수한 베이킹 경화형 열연 강판의 제조 방법.

(10) 아연 도금 후, 합금화 처리하는 것을 특징으로 하는 (9)에 기재된 가공성이 우수한 베이킹 경화형 열연 강판의 제조 방법.

본 발명의 가공성이 우수한 베이킹 경화형 열연 강판을 이용함으로써, 엄격한 가공이 요구되는 부품이라도 용이하게 성형할 수 있을 뿐만 아니라 370 내지 640 ㎫급의 강도 범위에서 안정적으로 50 ㎫ 이상의 베이킹 경화량이 얻어진다. 이로 인해, 370 내지 640 ㎫급의 인장 강도의 강판이라도, 프레스에 의한 왜곡 도입과 도장 베이킹 처리에 의해 540 내지 780 ㎫급 강판을 적용한 경우의 설계 강도에 상당하는 프레스품 강도를 얻을 수 있다. 이상에 의해, 본 발명은 공업적 가치가 높은 발명이라고 할 수 있다.

도1은 결정입경과 베이킹 경화량의 관계를 나타내는 도면이다.

도2는 결정입경과 항복비의 관계를 나타내는 도면이다.

도3은 고용 C, N의 입계 존재비와 최대 박리 폭의 관계를 나타내는 도면이다.

이하에, 본 발명에 이른 기초적 연구 결과에 대해 설명한다.

베이킹 경화성, 도장 후 내식성 및 가공성과, 강판의 마이크로 조직과의 관계를 조사하기 위해 다음과 같은 실험을 행하였다. 표1에 나타내는 강 성분의 주조편을 용제하여 다양한 제조 프로세스로 제조한 2 ㎜ 두께의 강판을 준비하고, 그 들에 대해 베이킹 경화성, 도장 후 내식성 및 항복비와 마이크로 조직, 고용 C, N의 존재 상태를 조사하였다.

[표1]

베이킹 경화성은 이하의 순서에 따라서 평가하였다. 각각의 강판으로부터 JIS Z 2201에 기재된 5호 시험편을 잘라내고, 이들 시험편에 2 ％의 인장 예비 왜곡을 시험편에 부여한 후, 170 ℃에서 20분간의 도장 베이킹 공정 상당의 열 처리를 실시한 후 다시, 인장 시험을 실시하였다. 인장 시험은 JIS Z 2241의 방법에 따랐다. 여기서 베이킹 경화량이라 함은, 재인장에서의 상항복점으로부터 2 ％의 인장 예비 왜곡의 유동 응력을 뺀 값이라 정의된다.

도장 후의 내식성에 대해 이하의 순서에 따라서 평가하였다. 우선, 제조한 강판을 산 세척한 후에 2.5 g/㎡의 인산 아연 피막을 부착시키는 화성 처리를 실시하였다. 또한 그 상면에 25 ㎛ 두께의 전착 도장을 행하고, 170 ℃에서 20분간의 도장 베이킹 처리를 행하였다. 그 후, 선단이 뾰족한 나이프로 전착 도포막을 지철(地鐵)에 도달할 때까지 길이 130 mm의 절입부를 넣고, JIS Z 2371에 나타내어지는 염수 분무 조건으로, 35 ℃의 온도에서의 5 ％ 염수 분무를 700시간 계속 실시하였다. 그 후에 절입부의 위에 폭 24 mm의 테이프(니찌반 405A-24 JIS Z 1522)를 절입부에 평행하게 130 mm의 길이로 붙이고, 이 테이프를 박리시킨 경우의 최대 도포막 박리 폭을 측정하였다.

한편, 마이크로 조직의 조사는, 이하의 방법에 의해 행하였다. 우선, 강판 판 폭(W)의 1/4 W 혹은 3/4 W 위치로부터 잘라낸 시료를 압연 방향 단면에 연마하고, 나이탈 시약을 이용하여 에칭하였다. 그리고 광학 현미경을 이용하여, 판 두께(t)의 1/4 t에 있어서의 시야를 200 내지 500배의 배율로 관찰하고, 금속 조직의 사진을 촬영하였다. 여기서, 마이크로 조직의 체적 분율이라 함은, 상기 금속 조직 사진에 있어서 면적 분율로 정의된다. 평균 입경은 이하와 같이 정의된다. 우선, 마이크로 조직이 폴리고날 페라이트인 경우는, JIS G 0552에 기재된 비교법 혹은 절단법으로 결정입도(G)를 구하였다. 마이크로 조직이 연속 냉각 변태 조직인 경우에는, 본래는 폴리고날 페라이트립의 결정입도를 구하는 방법인 JIS G 0552에 기재된 절단법을 아울러 이용하여, 그 측정치로부터 입도 번호(G)를 구하였다. 다음에, 구한 결정입도(G)를 이용하여, 단면적 1 mm²당의 결정립의 수(m)를 m = 8 × 2^G로부터 구하고, 이 m으로부터 d_m = 1 / (√m)로 얻어지는 평균 입경(d_m)을 폴리고날 페라이트 및/또는 연속 냉각 변태 조직의 평균 입경이라 정의한다. 여기서 연속 냉각 변태 조직(Zw)이라 함은, 일본 철강 협회 기초 연구회 베이나이트 조사 연구부회/편 ; 저탄소강의 베이나이트 조직과 변태 거동에 관한 최근의 연구 -베이나이트 조사 연구부회 최종 보고서- (1994년 일본 철강 협회)에 기재되어 있는 바와 같이, 확산적 기구에 의해 생성되는 폴리고날 페라이트나 펄라이트를 포함하는 마이크로 조직과, 무확산으로 전단적(剪斷的) 기구에 의해 생성되는 마르텐사이트의 중간 단계에 있는 변태 조직으로서 정의되는 마이크로 조직이다. 즉, 연속 냉각 변태 조직(Zw)이라 함은, 광학 현미경 관찰 조직으로서 상기 참고 문헌 125 내지 127항에 있는 바와 같이, 그 마이크로 조직은 주로 베이나이틱 페라이트(Bainitic ferrite)(α°_B), 입상 베이나이틱 페라이트(Granular bainitic ferrite)(α_B), 준-폴리고날 페라이트(Quasi-polygonal ferrite)(α_q)로 구성되고, 또한 소량의 잔류 오스테나이트(γ_r), 마르텐사이트-오스테나이트(Martensite-austenite)(MA)를 포함하는 마이크로 조직이라고 정의되어 있다. α_q라 함은 폴리고날 페라이트(PF)와 마찬가지로 에칭에 의해 내부 구조가 현출되지 않지만, 형상이 침상(acicula)이며 PF와는 명확하게 구별된다. 여기서는, 대상으로 하는 결정립의 주위 길이 lq, 그 원 상당 직경을 dq라 하면, 그들의 비(lq / dq)가 lq / dq ≥ 3.5를 만족하는 립(粒)이 α_q이다. 본 발명에 있어서의 연속 냉각 변태 조직(Zw)이라 함은, 이 중 α°_B, α_B, α_q, γ_r, MA 중 1종 또는 2종 이상을 포함하는 마이크로 조직이라 정의된다. 단, 소량의 γ_r, MA는 그 합계량을 3 ％ 이하로 한다.

계속해서 고용 C 및/또는 고용 N의 입계 존재비의 측정인데, 본 발명에 있어서의 고용 C, N의 입계 존재비라 함은, 입계에 존재하고 있는 고용 C 및/또는 고용 N의 총량을 고용 C 및/또는 고용 N의 총량으로 나눈 값이라 정의한다. 이 값은 고용 C만 혹은 고용 N만의 측정치에 대해 산출한 값이라도 좋고, 고용 C와 고용 N의 측정치를 합한 값에 대해 산출한 값을 채용해도 상관없다.

입계 및 입자 내에 존재하고 있는 고용 C를 측정하기 위해, 3차원 원자 프로 우브법을 이용하였다. 측정 조건은, 시료 위치 온도 약 70 K, 프로우브 전체 전압 10 내지 15 kV, 펄스비 25 ％이다. 각 시료의 입계, 입자 내에 대해, 각각 3회 측정하고, 그 평균치를 대표치로 하였다. 측정치로부터 백 그라운드 노이즈 등을 제거하고, 얻어진 값을, 단위 입계 면적당의 원자 밀도로서 정의되는 C-excess(atm/n㎡)로 변환한 후, 또한 다음 식에 의해 입계 체적률(Rb)을 이용하여, 입계면 편석 총량으로 변환하였다.

입계면 편석 총량 = 평균 C-excess × Rb × 12(C의 원자량) / 56(Fe의 원자량)

여기서 Rb는, 직방체립의 한 변을 D, 입계 편석 폭(W) = 2a(a = 2 nm)라 하면, 이하의 식에 의해 정의되는 값이다.

Rb = {D³ - (D - 2a)³} / D³ = 3(W / D) - 3(W / D)² + (W / D)³

고용 C의 입계 존재비는, 상기에서 얻어진 입계면 편석 총량을 내모법(內耗法) 등에 의해 얻어진 고용 C량으로 나눈 값이다.

상기의 방법으로 베이킹 경화량 등을 측정한 결과에 대해, Nb 첨가의 유무, 마이크로 조직 각각에 대해 평균 결정입경과 베이킹 경화량의 관계를 도1에 나타낸다. 베이킹 경화량과 평균 결정입경은 매우 강한 상관이 있고, 특히 Nb 첨가 강에서는, 결정입경이 8 ㎛ 이하이면 베이킹 경화량(2 ％ BH)이 70 ㎫ 이상이 되는 것을 새롭게 지견하였다. 또한, Nb 첨가의 유무, 마이크로 조직 각각에 대해, 평균 결정입경과 항복비(YR)의 관계를 도2에 나타낸다. Nb 첨가 강에서는, 2 ㎛ 이상의 결정입경에 있어서, 세립이라도 항복비가 상승하지 않고 70 ％ 이하의 항복비이다. 따라서, 균일 연신율로 대표되는 가공성이 우수하다. 도3은 고용 C, N의 입계 존재비와 최대 박리 폭의 관계를 나타낸다. 입계 존재비가 0.28 이하에 있어서, 최대 박리 폭이 개선되어 4 mm 이하로 되어 있다.

이 메카니즘은 반드시 명백한 것은 아니지만, Nb가 첨가된 것에 의해 Nb의 고용 상태에서의 드래깅(dragging effect) 효과 및/또는 탄질화 석출물로서의 피닝 효과(pinning effect)가 얻어지고, 이에 의해 압연 중 혹은 압연 후의 오스테나이트의 회복·재결정 및 입성장을 억제하여 γ / α 변태를 지연시켜, 변태 온도를 저하시킨다. 변태 온도의 저하는, 베이킹 경화량 증대에 유효한 고용 C 및 고용 N의 과포화도를 상승시키는 효과가 있으므로, 상술한 결과가 얻어졌다고 추측된다. 또한 Nb는 변태 후의 결정립을 세립화하는 작용을 갖는다. 일반적으로 결정립 세립화는 항복 강도를 상승시키므로, 항복비가 상승하여 균일 연신율을 감소시키는 경향을 나타낸다. 특히 5 ㎛ 미만에서는, 이 경향이 현저해지지만, Nb 첨가는 연속 냉각 변태 조직을 얻기 쉽게 하는 동시에, 5 ㎛ 미만의 결정입경이라도 변태 전위를 다량으로 도입함으로써, 항복비의 상승을 억제하는 효과가 있을 것이라 추측된다. 단, 2 ㎛ 미만에서는 그 효과는 잃게 된다. 또한, 입계에 C, N 등이 지나치게 편석하면 마이크로적인 성분 불균일에 의한 국부 전지가 형성되어, Fe 이온의 용해가 촉진되므로 내식성이 열화된다. 이로 인해, 이들 원자의 입계 존재비가 0.28을 넘으면 내식성이 악화될 것이라 추측된다.

본 발명에 있어서는 상기에서 평가한 2 ％ 예비 왜곡에서의 베이킹 경화량이 우수할 뿐만 아니라, N ≤ 0.01 ％라도 10 ％ 예비 왜곡에서의 베이킹 경화량이 30 ㎫ 이상이며, 10 ％ 예비 왜곡에서의 인장 강도의 상승치(ΔTS)가 30 ㎫ 이상 얻어지는 것도 부기해 둔다.

계속해서, 본 발명의 화학 성분의 한정 이유에 대해 설명한다. 또한, 이하 화학 성분의 함유량을 나타내는 단위 ％는, 질량 ％이다.

C는 본 발명에 있어서 가장 중요한 원소 중 하나이다. 0.2 ％ 이상 함유하고 있는 경우, 버어링 균열의 기점이 되는 탄화물이 증가하여, 구멍 확장치가 열화될 뿐만 아니라 강도가 상승해 버려 가공성이 열화된다. 이로 인해, 0.2 ％ 이하로 한다. 연성을 고려하면 0.1 ％ 미만이 바람직하다. 또한, 0.01 ％ 미만에서는, 베이킹 경화에 있어서 중요한 충분한 고용 C가 얻어지지 않아, 베이킹 경화량을 저하시켜 버릴 우려가 있다. 이로 인해, 0.01 ％ 이상으로 한다.

Si는 냉각 중에 버어링 균열의 기점이 되는 철 탄화물의 석출을 억제하는 효과가 있으므로 0.01 ％ 이상 첨가하지만, 2 ％를 초과하여 첨가해도 그 효과가 포화된다. 따라서, 그 상한을 2 ％로 한다. 또한, 1 ％ 이상에서는, 타이거 스트라이프 형상의 스케일 모양을 발생시켜 표면의 미관이 손상되는 동시에 화성 처리성을 열화시킬 우려가 있으므로, 바람직하게는 그 상한을 1 ％로 한다.

Mn은 오스테나이트 영역 온도를 저온측으로 확대시키고, 압연 종료 후의 냉각 중에, 본 발명에 있어서의 마이크로 조직의 구성 요건 중 하나인 연속 냉각 변태 조직을 얻기 쉽게 하는 효과가 있으므로, 0.1 ％ 이상 첨가한다. 그러나, Mn은 2 ％ 이상 첨가해도 그 효과가 포화되므로, 그 상한을 2 ％로 한다. 또한 Mn 이외 에 S에 의한 열간 균열의 발생을 억제하는 원소가 충분히 첨가되지 않는 경우에는, 질량 ％로 Mn / S ≥ 20이 되는 Mn량을 첨가하는 것이 바람직하다. 또한, Si + Mn을 3 ％ 이상 첨가하면 강도가 지나치게 높아져 가공성이 열화되므로, 그 상한을 3 ％로 하는 것이 바람직하다.

P는 불순물로, 낮을수록 바람직하고, 0.1 ％ 이상 함유하면 가공성이나 용접성에 악영향을 미치므로, 0.1 ％ 이하로 한다. 단, 구멍 확장치나 용접성을 고려하면 0.02 ％ 이하가 바람직하다.

S는 열간 압연시의 균열을 야기할 뿐만 아니라, 지나치게 많으면 구멍 확장성을 열화시키는 A계 개재물을 생성하므로 가능한 한 저감시켜야 하지만, 0.03 ％ 이하이면 허용할 수 있는 범위이다. 단, 어느 정도의 구멍 확장성을 필요로 하는 경우는 0.01 ％ 이하가 바람직하고, 더욱 높은 구멍 확장성이 요구되는 경우는 0.003 이하가 보다 바람직하다.

Al은 용강 탈산을 위해 0.001 ％ 이상 첨가할 필요가 있지만, 비용의 상승을 초래하므로 그 상한을 0.1 ％로 한다. 또한, 지나치게 다량으로 첨가하면, 비금속 개재물을 증대시켜 연신율을 열화시키므로, 바람직하게는 0.06 ％ 이하로 한다. 또한, 베이킹 경화량을 증대시키기 위해서는 0.015 ％ 이하가 바람직하다. 또한, 권취 온도를 350 ℃ 이상으로 하는 경우는, 베이킹 경화에 있어서 중요한 고용 N을 고정하여 무효로 해 버리는 AlN의 석출이 진행될 우려가 있다. 이로 인해, 베이킹 경화량 확보를 위해 0.005 ％ 이하가 바람직하다.

N은, 일반적으로 베이킹 경화량을 향상시키기 위해서는 바람직한 원소이다. 그러나, 0.01 ％ 이상 첨가해도 효과가 포화되므로, 그 상한을 0.01 ％로 한다. 단, 시효 열화가 문제가 되는 부품에 적용하는 경우에는, N을 0.006 ％ 이상 첨가하면 시효 열화가 심해지므로, 0.006 이하가 바람직하다. 또한, 제조 후 2주일 이상 실온에서 방치한 후, 가공에 이용하는 것을 전제로 하는 경우에는, 내시효성의 관점에서 0.005 ％ 이하가 바람직하다. 또한, 여름철의 고온에서의 방치나 선박으로의 수송시에 적도를 지나는 수출을 고려하면, 보다 바람직하게는 0.003 ％ 미만이다.

Nb는 본 발명에 있어서 가장 중요한 원소이다. Nb에 의해, 고용 상태에서의 드래깅 효과 및/또는 탄질화 석출물로서의 피닝 효과가 얻어지고, 이에 의해 압연 중 혹은 압연 후의 오스테나이트의 회복·재결정 및 입성장을 억제하여 γ / α 변태를 지연시키고, 변태 온도를 저하시키는 동시에 변태 후의 결정립을 세립화하는 작용이 얻어진다. 변태 온도의 저하는, 베이킹 경화량 증대에 유효한 고용 C 및 고용 N의 과포화도를 상승시키는 효과가 있다. 또한 결정립 세립화는, 펄라이트 조직이 생성되지 않는 냉각 속도 이상으로 냉각한 경우에 생성되는 폴리고날 페라이트 및/또는 연속 냉각 변태 조직에 있어서 가공성을 향상시킨다. 단, 이들 효과를 얻기 위해서는, 적어도 0.005 ％ 이상의 첨가가 필요하다. 바람직하게는, 0.01 ％ 이상이다. 한편, 0.05 ％ 이상 첨가해도 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 오히려 탄질화물을 형성하여 베이킹 경화량 증대에 유효한 고용 C 및 고용 N을 줄일 우려가 있다.

Ti는 γ / α 변태에 있어서 페라이트의 핵 생성을 억제하고, 연속 냉각 변 태 조직의 생성을 촉진하는 효과가 있으므로 필요에 따라서 첨가한다. 단, 이 효과를 얻기 위해서는 적어도 0.001 ％ 이상의 첨가가 필요하다. 바람직하게는, 0.005 ％ 이상이다. 한편, Ti는 탄질화물을 형성하여 베이킹 경화량 증대에 유효한 고용 C 및 고용 N을 줄일 우려가 있으므로 그 상한을 0.02 ％로 한다.

B는 켄칭성을 향상시키고, 연속 냉각 변태 조직을 얻기 쉽게 하는 효과가 있으므로 필요에 따라서 첨가한다. 단, 0.0002 ％ 미만에서는 그 효과를 얻기 위해 불충분하고, 0.002 ％ 이상 첨가하면 슬라브 균열이 발생한다. 따라서, B의 첨가는, 0.0002 ％ 이상, 0.002 ％ 이하로 한다.

또한, 강도를 부여하기 위해 Cu, Ni, Mo, V, Cr의 석출 강화 혹은 고용 강화 원소 중 1종 또는 2종 이상을 첨가해도 좋다. 단, 각각 0.2 ％, 0.1 ％, 0.05 ％, 0.02 ％, 0.01 ％ 미만에서는 그 효과를 얻을 수 없다. 또한, 각각 1.2 ％, 0.6 ％, 1 ％, 0.2 ％, 1 ％를 초과하여 첨가해도 그 효과는 포화된다.

Ca 및 REM은, 파괴의 기점이 되어, 가공성을 열화시키는 비금속 개재물의 형태를 변화시켜 무해화하는 원소이다. 단, 0.0005 ％ 미만 첨가해도 그 효과가 없고, Ca이면 0.005 ％ 초과, REM이면 0.02 ％ 초과 첨가해도 그 효과가 포화되므로 Ca = 0.0005 내지 0.005 ％, REM = 0.0005 내지 0.02 ％ 첨가하는 것이 바람직하다. 여기서, 상기 REM은 희토류 금속 원소를 나타내고, Sc, Y, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er ,Tm, Yb, Lu로부터 선택되는 1종 이상이다.

또한, 이들을 주성분으로 하는 강에 Ti, Nb, Zr, Sn, Co, Zn, W, Mg를 합계 1 ％ 이하 함유해도 상관없다. 그러나 Sn은 열간 압연시에 결함(imperfection)이 발생할 우려가 있으므로 0.05 ％ 이하가 바람직하다.

다음에 본 발명에 있어서의 강판의 마이크로 조직 대해 상세하게 설명한다.

베이킹 경화성, 도장 후 내식성 및 가공성을 양립시키기 위해서는, 그 마이크로 조직이 평균 입경 2 ㎛ 내지 8 ㎛인 폴리고날 페라이트 및/또는 연속 냉각 변태 조직이며, 고용 C 및/또는 N의 입계 존재비가 0.28 이하인 것이 필요하다. 여기서, 본 발명에 있어서의 연속 냉각 변태 조직(Zw)이라 함은, α°_B, α_B, α_q, γ_r, MA 중 1종 또는 2종 이상을 포함하는 마이크로 조직이며, 소량인 γ_r, MA는 그 합계량을 3 ％ 이상으로 하는 것이다. 우수한 베이킹 경화성과 가공성을 양립시키기 위해서는, 상술한 바와 같이 연속 냉각 변태 조직이 우수하지만, 강판의 마이크로 조직으로서 연속 냉각 변태 조직 이외에 평균 입경 8 ㎛ 이하인 폴리고날 페라이트라도 동일한 효과가 얻어진다.

다음에, 본 발명의 제조 방법의 한정 이유에 대해 이하에 상세하게 서술한다.

본 발명의 열연 강판은, 주조 후, 열간 압연 후에 냉각한 상태의 열연 강판, 혹은 열간 압연 후의 열연 강판, 혹은 열연 강판을 용해 도금 라인에서 열 처리를 실시한 상태의 열연 강판, 또한 이들 강판에 별도 표면 처리를 실시한 열연 강판도 포함된다.

본 발명에 있어서 열간 압연에 선행하는 제조 방법은 특별히 한정되는 것은 아니다. 즉, 고로(高爐), 전로(轉爐)나 전기로 등에 의한 용제에 이어서, 각종의 2차 정련에서 목적의 성분 함유량이 되도록 성분 조정을 행한다. 이어서, 통상의 연속 주조, 잉곳(ingot)법에 의한 주조 외에, 박슬라브 주조 등의 방법으로 주조하면 좋다. 원료로는 스크럽을 사용해도 상관없다. 연속 주조에 의해 얻은 슬라브(강편)의 경우에는, 고온 주조편 상태에서 열간 압연기로 직송해도 좋고, 실온까지 냉각 후에 가열로에서 재가열한 후에 열간 압연해도 좋다.

강편을 열간 압연할 때에, 우선 강편을 가열한다. 이때의 슬라브 재가열 온도(SRT)는 하기 (A)식으로 산출되는 온도 이상으로 한다. SRT(℃) = 6670 / {2.26 - log(％Nb)(％C)} - 273 ‥ (A)

여기서, 식 중의 ％Nb, ％C는, 각 원소 Nb, C의 강편 중의 함유량(질량 ％)을 나타낸다.

이 온도 미만이면, Nb의 탄질화물이 충분히 용해되지 않아, 이후의 압연 공정에 있어서 Nb에 의한 오스테나이트의 회복·재결정 및 입성장의 억제나, γ / α 변태의 지연에 의한 결정립의 세립화 효과가 얻어지지 않는다. 따라서, 슬라브 재가열 온도(SRT)는 상기 식으로 산출되는 온도 이상으로 한다. 단, 1400 ℃ 이상이면, 스케일 오프량이 다량이 되어 수율이 저하되므로, 재가열 온도는 1400 ℃ 미만이 바람직하다. 또한, 1000 ℃ 미만의 가열에서는 스케쥴상, 조업 효율을 현저하게 떨어뜨리므로, 슬라브 재가열 온도는 1000 ℃ 이상이 바람직하다. 또한, 1100 ℃ 미만의 가열에서는 스케일 오프량이 적어 슬라브 표층의 개재물을 스케일과 함께 이후의 디스케일링에 의해 제거할 수 없게 될 가능성이 있다. 이로 인해, 슬라브 재가열 온도는 1100 ℃ 이상이 바람직하다. 슬라브 가열 시간에 대해서는 특별 히 정하지 않지만, Nb의 탄질화물의 용해를 충분히 진행시키기 위해서는 상기 온도에 도달한 후 30분 이상 유지하는 것이 바람직하다. 단, 주조 후의 주조편을 고온 상태로 직송하여 압연하는 경우에, 이에 한정되지 않는다.

다음에, 열간 압연을 행한다. 열간 압연 공정에서는, 우선 가열을 행한 강편을 조압연하여 조 바아로 한다. 이 조압연에서는, 예를 들어 마무리 압연기의 롤에 조 바아가 맞물림 가능하도록 80 mm 두께 이하 정도까지 압연한다. 그 후, 조 바아를 마무리 압연하여 압연재로 한다. 판 두께 방향으로, 보다 균일한 연속 냉각 변태 조직을 얻기 위해서는, 마무리 압연 개시 온도를 1000 ℃ 이상으로 한다. 또한, 1050 ℃ 이상이 바람직하다. 그러기 위해서는, 필요에 따라서 조압연 종료로부터 마무리 압연 개시까지의 동안 및/또는 마무리 압연 중에, 조 바아 또는 압연재를 가열하는 것이 바람직하다.

특히 본 발명 중에서도 우수한 파단 연신율을 안정적으로 얻기 위해서는 MnS 등의 미세 석출을 억제하는 것이 유효하다. 이 경우의 가열 장치는 어떠한 방식이라도 상관없지만, 트랜스버스형이면 판 두께 방향으로 균일하게 가열할 수 있으므로 트랜스버스형이 바람직하다. 통상, MnS 등의 석출물은 1250 ℃ 정도의 슬라브 재가열에서 재고용이 일어나고, 이후의 열간 압연 중에 미세 석출된다. 따라서, 슬라브 재가열 온도를 1150 ℃ 정도로 제어하여 MnS 등의 재고용을 억제할 수 있으면 연성을 개선할 수 있다. 단, 압연 종료 온도를 본 발명의 범위로 하기 위해서는, 조압연 종료로부터 마무리 압연 개시까지의 사이 및/또는 마무리 압연 중에서의 조 바아 또는 압연재의 가열이 유효한 수단이 된다.

조압연 종료와 마무리 압연 개시의 사이에 디스케일링을 행해도 좋다. 이 경우는, 강판 표면에서의 고압수의 충돌압 P(㎫) × 유량 L(리터/c㎡) ≥ 0.0025의 조건을 만족시키는 것이 바람직하다.

강판 표면에서의 고압수의 충돌압 P는 이하와 같이 서술된다(「철과 강」1991 vol. 77 No.9 p1450 참조).

P(㎫) = 5.64 × P₀ × V / H²

단,

P₀(㎫) : 액 압력

V(리터/분) : 노즐 유액량

H(cm) : 강판 표면과 노즐간의 거리

유량 L은 이하와 같이 서술된다.

L(리터/c㎡) = V / (W × v)

단, V(리터/분) : 노즐 유액량

W(cm) : 노즐당 분사액이 강판 표면에 닿아 있는 폭

v(cm/분) : 통판 속도

충돌압 P × 유량 L의 상한은, 본 발명의 효과를 얻기 위해서는 특별히 정할 필요는 없지만, 노즐 유액량을 증가시키면 노즐의 마모가 심해지는 등의 문제가 발생하므로, 0.02 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 마무리 압연 후의 강판 표면의 최대 높이(Ry)는 15 ㎛(15 ㎛Ry, l2.5 mm, ln 12.5 mm) 이하인 것이 바람직하다. 이것은, 예를 들어 금속 재료 피로 설계 편람, 일본 재료학회편, 84 페이지에 기재되어 있는 바와 같이, 열연 또는 산 세척한 상태의 강판의 피로 강도는, 강판 표면의 최대 높이(Ry)와 상관이 있으므로 명백하다. 또한, 디스케일링 후의 마무리 압연은, 디스케일링 후에 다시 스케일이 생성되어 버리는 것을 방지하기 위해 5초 이내에 행하는 것이 바람직하다.

또한, 조압연과 마무리 압연의 사이에 시트 바아를 접합하고, 연속적으로 마무리 압연을 해도 좋다. 그때에 조 바아를 일단 코일 형상으로 권취하고, 필요에 따라서 보온 기능을 갖는 커버에 격납하고, 다시 되감은 후 접합을 행해도 좋다.

마무리 압연은, 마무리 압연 종료 온도(FT)를 Ar₃ 변태점 온도 이상, (Ar₃ 변태점 온도 + 100 ℃) 이하의 온도 영역으로 하는 조건에서 행한다. 여기서, Ar₃ 변태점 온도라 함은, 예를 들어 이하의 계산식에 의해 강 성분과의 관계로 간이하게 나타내어진다.

Ar₃ = 910 - 310 × ％C + 25 × ％Si - 80 × ％Mneq

단, Mneq = ％Mn + ％Cr + ％Cu + ％Mo + ％Ni / 2 + 10(％Nb - 0.02)

또는, B 첨가의 경우, Mneq = ％Mn + ％Cr + ％Cu + ％Mo + ％Ni / 2 + 10(％Nb - 0.02) + 1

여기서, 식 중의 ％C, ％Si, ％Mn, ％Cr, ％Cu, ％Mo, ％Ni, ％Nb는, 각 원소 C, Si, Mn, Cr, Cu, Mo, Ni, Nb의 강편 중의 함유량(질량 ％)을 나타낸다.

마무리 압연 종료 온도(FT)가 Ar₃ 변태점 온도 미만이면, α + γ의 2상역 압연이 될 가능성이 있고, 이에 의해 압연 후의 페라이트립에 가공 조직이 잔류하여 연성이 열화되는 동시에 결정입경이 2 ㎛ 미만이 되어, 항복비가 상승할 우려가 있다. 이로 인해, Ar₃ 변태점 온도 이상으로 한다. 한편, (Ar₃ 변태점 온도 + 100 ℃) 이상에서는, Nb 첨가에 의한 드래깅 및/또는 피닝에서의 오스테나이트의 회복·재결정 및 입성장을 억제하는 효과를 잃게 되어, 8 ㎛ 이하의 결정입경을 얻는 것이 어려워져 베이킹 경화량이 감소할 우려가 있다. 마무리 압연의 각 스탠드에서의 압연 패스 스케쥴에 대해서는 특별히 한정하지 않아도 본 발명의 효과가 얻어지지만, 판 형상 정밀도의 관점에서는 최종 스탠드에 있어서의 압연율은 10 ％ 미만이 바람직하다.

마무리 압연 종료 후, 500 ℃까지의 온도 영역을 80 ℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하여, 열연 강판으로 한다. 냉각 개시 온도는 특별히 한정하지 않지만, Ar₃ 변태점 온도 이상으로부터 냉각을 개시하면, 마이크로 조직은 주로 연속 냉각 변태 조직이 된다. Ar₃ 변태점 온도 미만으로부터 냉각을 개시하면, 마이크로 조직 중에 폴리고날 페라이트가 함유되게 된다.

어느 쪽이든 상기 냉각 속도 미만에서는, 결정립이 성장하여 8 ㎛ 이하의 평균 입경이 얻어지지 않게 될 우려가 있다. 냉각 속도의 상한은 특별히 정하는 일없이 본 발명의 효과를 얻을 수 있을 것이라 생각된다. 그러나, 500 ℃/초 이상에서는 결정입경이 2 ㎛ 미만이 되어, 항복비가 상승할 우려가 있으므로 500 ℃/초 이하가 바람직하다. 또한, 열 왜곡에 의한 판 휨이 우려되므로, 250 ℃/초 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 버어링 가공성을 향상시키기 위해서는 균일한 마이크로 조직이 바람직하고, 그러한 마이크로 조직을 얻기 위해서는 130 ℃/초 이상이 바람직하다.

한편, 500 ℃ 이상에서 냉각을 정지하면, 가공성에 바람직하지 않은 펄라이트 등의 조대 탄화물을 포함하는 상(相)이 생성될 우려가 있다. 따라서, 500 ℃ 이하의 온도 영역까지 냉각을 실시한다. 단, 마무리 압연 종료 후, 냉각을 5초 이내에 개시하지 않으면, 오스테나이트의 재결정 및 입성장이 진행하여, 8 ㎛ 이하의 결정입경을 얻는 것이 어려워져 베이킹 경화량이 감소할 우려가 있다. 이로 인해, 마무리 압연 종료 후 5초 이내에 냉각을 개시하는 것이 바람직하다.

냉각 종료 후에 권취 처리를 행한다. 권취 온도가 500 ℃ 이상에서는, 상기 온도 영역에서는 C, N의 확산이 용이하여, 베이킹 경화성을 높이는 고용 C, 고용 N을 충분히 확보할 수 없으므로, 권취 온도는 500 ℃ 이하로 한다. 베이킹 경화성을 높이기 위해, 바람직하게는 450 ℃ 이하이다. 또한, 항상 안정적으로 80 ㎫ 이상의 베이킹 경화량을 얻고, 또한 항복점 신장의 발생을 억제하기 위해서는, 권취 온도는 350 ℃ 이하가 보다 바람직하다. 또한, 내시효 열화라고 하는 관점에서는, 150 ℃ 이하가 보다 바람직하다. 권취 온도의 하한치는 특별히 한정할 필요는 없지만, 코일이 장시간 물에 젖은 상태에 있으면 녹에 의한 외관 불량이 우려되므로 50 ℃ 이상이 가장 바람직하다.

열간 압연 공정 종료 후는, 필요에 따라서 산 세척하고, 그 후 인라인 또는 오프라인에서 압하율 10 ％ 이하의 스킨 패스 또는 압하율 40 ％ 정도까지의 냉간 압연을 실시해도 상관없다.

또한, 강판 형상의 교정이나 가동 전위 도입에 의한 연성의 향상을 위해서는 0.1 ％ 이상 2 ％ 이하의 스킨 패스 압연을 실시하는 것이 바람직하다.

산 세척 후의 열연 강판에 아연 도금을 실시하기 위해서는, 아연 도금욕 중에 침적하여, 필요에 따라서 합금화 처리해도 좋다.

이하에, 실시예에 의해 본 발명을 더 설명한다.

표2에 나타내는 화학 성분을 갖는 A 내지 K의 강을, 전로에서 용제하여 연속 주조 후 직송 혹은 재가열하고, 조압연에 이어지는 마무리 압연으로 1.2 내지 5.5 mm의 판 두께로 한 후에 권취하였다. 단, 표 중의 화학 조성에 대한 표시는 질량 ％이다. 또한, 강 D에 대해서는 조압연 후에 충돌압 2.7 ㎫, 유량 0.001 리터/c㎡의 조건으로 디스케일링을 실시하였다. 또한, 표4에 나타내는 바와 같이 강 I에 대해서는, 아연 도금을 실시하였다.

[표2]

제조 조건의 상세 내용을 표3, 4에 나타낸다. 여기서, 표 중의「조 바아 가열」은, 조압연 종료로부터 마무리 압연 개시까지의 동안 및/또는 마무리 압연 중 에 조 바아 또는 압연재를 가열하였는지 여부의 유무를 나타낸다. 「FT0」은 마무리 압연 온도 개시,「FT」는 마무리 압연 종료 온도,「냉각 개시까지의 시간」은 마무리 압연 종료로부터 냉각을 개시할 때까지의 시간,「500 ℃까지의 냉각 속도」는 냉각 개시 온도 내지 500 ℃의 온도 영역을 통과할 때의 평균 냉각 속도,「CT」는 권취 온도를 각각 나타내고 있다.

이와 같이하여 얻어진 박강판의 인장 시험은, 시험재를 우선 JIS Z 2201에 기재된 5호 시험편으로 가공하고, JIS Z 2241에 기재된 시험 방법에 따라서 행하였다. 표 중,「YP」는 항복점,「TS」는 인장 강도,「EI」는 연신율,「YR」은 항복비를 각각 나타낸다.

BH 시험은, 인장 시험와 같이 JIS Z 2201에 기재된 5호 시험편으로 가공하여, 2 ％의 인장 예비 왜곡을 시험편에 부여한 후, 170 ℃ × 20분의 도장 베이킹 공정 상당의 열 처리를 실시한 후 다시 인장 시험을 실시함으로써 행하였다. 여기서, 베이킹 경화량(2 ％ BH)이라 함은, 재인장에서의 상항복점으로부터 2 ％의 인장 예비 왜곡의 유동 응력을 뺀 값이라 정의된다.

도장 후 내식성에 대해 이하의 순서에 따라서 평가하였다. 우선, 제조한 강판을 산 세척한 후에 2.5 g/㎡의 인산 아연 피막을 부착시키는 화성 처리를 실시하고, 또한 그 상면에 25 ㎛ 두께의 전착 도장을 행하여 170 ℃ × 20분의 도장 베이킹 처리를 행하였다. 그 후, 선단이 뾰족한 나이프로 전착 도포막을 지철에 도달할 때까지 길이 130 mm의 절입부를 넣고, JIS Z 2371에 나타내어지는 염수 분무 조건에서, 35 ℃의 온도에서의 5 ％ 염수 분무를 700시간 계속 실시하였다. 그 후에 절입부 상에 폭 24 mm의 테이프(니찌반 405A-24 JIS Z 1522)를 절입부에 평행하게 130 mm 길이로 붙이고, 이것을 박리시킨 경우의 최대 도포막 박리 폭을 측정하였다.

한편, 마이크로 조직의 조사는, 이하의 방법에 의해 행하였다. 우선, 강판 판 폭(W)의 1/4 W 혹은 3/4 W 위치로부터 잘라낸 시료를 압연 방향 단면에 연마하고, 나이탈 시약을 이용하여 에칭하였다. 그리고 광학 현미경을 이용하여, 판 두께(t)의 1/4 t에 있어서의 시야를 200 내지 500배의 배율로 관찰하고, 금속 조직의 사진을 촬영하였다. 여기서, 마이크로 조직의 체적 분율이라 함은, 상기 금속 조직 사진에 있어서 면적 분율로 정의된다. 다음에 연속 냉각 변태 조직의 평균 입경은 이하와 같이 정의된다. 우선 본래 폴리고날 페라이트립의 결정입도를 구하는 방법인 JIS G 0552에 기재된 절단법을 의도적으로 이용하여, 그 측정치로부터 입도 번호 G를 구하였다. 다음에, 구한 입도 번호 G를 이용하여, 단면적 1 ㎟당의 결정립의 수(m)를 m = 8 × 2^G로부터 구하고, 이 m으로부터 d_m = 1 / (√m)로 얻어지는 평균 입경(d_m)을 연속 냉각 변태 조직의 평균 입경이라 정의하였다. 여기서, 연속 냉각 변태 조직(Zw)이라 함은, 일본 철강 협회 기초 연구회 베이나이트 조사 연구부회/편 ; 저탄소강의 베이나이트 조직과 변태 거동에 관한 최근의 연구 -베이나이트 조사 연구부회 최종 보고서- (1994년 일본 철강 협회)에 기재되어 있는 바와 같이 확산적 기구에 의해 생성되는 폴리고날 페라이트와 무확산의 마르텐사이트의 중간 단계에 있는 변태 조직이라 정의되는 마이크로 조직이다. 즉, 연속 냉각 변태 조직(Zw)이라 함은 광학 현미경 관찰 조직으로서 상기 참고 문헌 125 내지 127항에 있는 바와 같이 그 마이크로 조직은, 주로 베이나이틱 페라이트(α°_B), 입상 베이나이틱 페라이트(α_B), 준-폴리고날 페라이트(α_q)로 구성되고, 또한 소량의 잔류 오스테나이트(γ_r), 마르텐사이트-오스테나이트(MA)를 포함하는 마이크로 조직이라 정의되어 있다. α_q라 함은 PF와 마찬가지로 에칭에 의해 내부 구조가 현출되지 않지만, 형상이 침상이며 PF와는 명확하게 구별된다. 여기서는, 대상으로 하는 결정립의 주위 길이 lq, 그 원 상당 직경을 dq라 하면 그들의 비(lq / dq)가 lq / dq ≥ 3.5를 만족시키는 입자가 α_q이다. 본 발명에 있어서의 연속 냉각 변태 조직(Zw)이라 함은, 이 중 α°_B, α_B, α_q, γ_r, MA 중 1종 또는 2종 이상을 포함하는 마이크로 조직이라 정의된다. 단, 소량의 γ_r, MA는 그 합계량을 3 ％ 이하로 한다.

고용 C 및/또는 고용 N의 입계 존재비의 측정인데, 본 발명에 있어서의 고용 C, N의 입계 존재비라 함은, 입계에 존재하고 있는 고용 C 및/또는 고용 N의 총량을 고용 C 및/또는 고용 N의 총량으로 나눈 값이라 정의한다. 이 값은 고용 C만 혹은 고용 N만의 측정치에 대해 산출한 값이라도 좋고, 고용 C와 고용 N의 측정치를 더한 값에 대해 산출한 값을 채용해도 상관없다.

입계 및 입자 내에 존재하고 있는 고용 C를 측정하기 위해, 3차원 원자 프로우브법을 이용하였다. 측정 조건은, 시료 위치 온도 약 70 K, 프로우브 전체 전압 10 내지 15 kV, 펄스비 25 ％이다. 각 시료의 입계, 입자 내에 대해, 각각 3회 측정하고, 그 평균치를 대표치로 하였다. 측정치로부터 백 그라운드 노이즈 등을 제거하고, 얻어진 값을 단위 입계 면적당의 원자 밀도로서 정의되는 C-excess(atm/n㎡)로 변환한 후, 또한 입계 체적률(Rb)을 이용하여 입계면 편석 총량에 다음 식을 이용하여 변환하였다.

Rb = {D³ - (D - 2a)³} / D³ = 3(W / D) - 3(W / D)² + (W / D)³

고용 C의 입계 존재비는, 상기에서 얻어진 입계면 편석 총량을 내모법 등에 의해 얻어진 고용 C량으로 나눈 값이다.

본 발명을 따르는 것은, 강 A-2, A-3, A-4, A-5, A-6, A-7, C, D, E, G, H, I, K의 13강이다. 이들 강은, 모두 소정의 양의 강 성분을 함유하고, 그 마이크로 조직이 평균 입경 2 ㎛ 내지 8 ㎛인 폴리고날 페라이트 및/또는 연속 냉각 변태 조직이며, 고용 C 및/또는 고용 N의 입계 존재비가 0.28 이하인 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 베이킹 경화형 열연 강판이다. 따라서, 본 발명에 기재된 방법에 의해 평가한 베이킹 경화량(2 ％ BH), 내식성 및 항복비(YR)가 각각 70 ㎫ 이상, 4.0 mm 이하, 70 ％ 이하를 만족시키고 있다.

상기 이외의 강은, 이하의 이유에 의해 본 발명의 범위 밖이다. 즉, 강 A-1은 500 ℃까지의 냉각 속도가 500 ℃/초 초과이므로, 본 발명에서 목적으로 하는 마이크로 조직이 얻어지지 않아, 충분한 저항복비가 얻어져 있지 않아. 강 A-8은, 냉각 개시까지의 시간이 5초 이상이므로, 본 발명에서 목적으로 하는 마이크로 조직이 얻어지지 않아, 충분한 베이킹 경화량이 얻어져 있지 않다. 강 A-9는, 마무리 압연 종료 온도(FT)가 Ar₃ 변태점 온도 미만이므로, 본 발명에서 목적으로 하는 마이크로 조직이 얻어지지 않아, 충분히 저항복비가 얻어져 있지 않다. 강 B는, Nb의 함유량이 0.005 내지 0.05 질량 ％의 범위 밖(0.005 질량 ％ 미만)이므로, 충분한 베이킹 경화량이 얻어져 있지 않다. 강 F는, C의 함유량이 0.01 내지 0.2 질량 ％의 범위 밖(0.01 질량 ％ 미만)이고, 또한 본 발명에서 목적으로 하는 마이크로 조직이 얻어지지 않아, 충분한 베이킹 경화량이 얻어져 있지 않다. 강 J는, C의 함유량이 0.01 내지 0.2 질량 ％의 범위 밖(0.2 질량 ％ 초과)이므로, 충분한 베이킹 경화량이 얻어져 있지 않다.

[표3]

[표4]

본 발명의 가공성이 우수한 베이킹 경화형 열연 강판을 이용함으로써, 엄격한 가공이 요구되는 부품이라도 용이하게 성형할 수 있을 뿐만 아니라, 370 내지 640 ㎫급의 강도 범위에서 안정적으로 50 ㎫ 이상의 베이킹 경화량이 얻어진다. 이로 인해, 본 발명은 특히 자동차 부품용 강판 및 그 제조 공정에 이용할 수 있어, 저렴하게 자동차의 차체 경량화에 기여할 수 있다.

Claims

질량 ％로,

C = 0.01 내지 0.2 ％,

Si = 0.01 내지 2 ％,

Mn = 0.1 내지 2 ％,

P ≤ 0.1 ％,

S ≤ 0.03 ％,

Al = 0.001 내지 0.1 ％,

N ≤ 0.01 ％,

Nb = 0.005 내지 0.05 ％를 함유하고,

잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,

마이크로 조직이 폴리고날 페라이트와 연속 냉각 변태 조직 중 하나 이상이며, 상기 마이크로 조직의 평균 입경이 2 ㎛ 내지 8 ㎛이며,

상기 연속 냉각 변태 조직은, 베이나이틱 페라이트, 입상 베이나이틱 페라이트, 준-폴리고날 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트-오스테나이트로 이루어지고, 상기 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트-오스테나이트의 합계량은 3 % 이하이며,

고용 C 및 고용 N 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 합계의 입계 존재비가 0.28 이하인 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 베이킹 경화형 열연 강판.
제1항에 있어서, 질량 ％로,

Ti = 0.001 내지 0.02 ％,

B = 0.0002 내지 0.002 ％,

Cu = 0.2 내지 1.2 ％,

Ni = 0.1 내지 0.6 ％,

Mo = 0.05 내지 1 ％,

V = 0.02 내지 0.2 ％,

Cr = 0.01 내지 1 ％ 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 베이킹 경화형 열연 강판.
제1항에 있어서, 질량 ％로,

Ca = 0.0005 내지 0.005 ％,

REM = 0.0005 내지 0.02 ％ 중 1종 또는 2종을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 베이킹 경화형 열연 강판.
제1항에 있어서, 아연 도금이 실시되어 있는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 베이킹 경화형 열연 강판.
질량 ％로,

C = 0.01 내지 0.2 ％,

Si = 0.01 내지 2 ％,

Mn = 0.1 내지 2 ％,

P ≤ 0.1 ％,

S ≤ 0.03 ％,

Al = 0.001 내지 0.1 ％,

N ≤ 0.01 ％,

Nb = 0.005 내지 0.05 ％를 함유하고,

잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강편을 하기 (A)식을 만족하는 온도 이상으로 가열하고, 이어서 열간 압연을 실시하고,

상기 열간 압연에서는, 상기 가열 후의 강편을 조압연하여 조(粗) 바아로 하고,

마무리 압연 개시 온도가 1000 ℃ 이상이며, 마무리 압연 종료 온도가 Ar₃ 변태점 온도 이상, (Ar₃ 변태점 온도 + 100 ℃) 이하의 온도 영역인 조건에서, 상기 조 바아를 마무리 압연하여 압연재로 하고,

상기 마무리 압연의 종료로부터 5 초 이내에 냉각을 개시하고, 냉각 개시로부터 500 ℃ 이하의 온도 영역까지 80 ℃/초 이상의 냉각 속도로 상기 압연재를 냉각하여 열연 강판으로 하여,

상기 열연 강판을 권취하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 베이킹 경화형 열연 강판의 제조 방법.

SRT(℃) = 6670 / {2.26 - log(％Nb)(％C)} - 273 ‥ (A)
삭제
제5항에 있어서, 상기 마무리 압연을 개시할 때까지의 동안 또는 상기 마무리 압연 중 또는 이 모든 기간 중에, 상기 조 바아와 상기 압연재 중 하나 이상을 가열하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 베이킹 경화형 열연 강판의 제조 방법.
제5항에 있어서, 상기 조압연의 종료로부터 상기 마무리 압연의 개시까지의 동안에, 디스케일링을 행하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 베이킹 경화형 열연 강판의 제조 방법.
제5항에 있어서, 상기 열간 압연에 의해 얻어진 상기 열연 강판을 아연 도금욕 중에 침적시켜 강판 표면을 아연 도금하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 베이킹 경화형 열연 강판의 제조 방법.
제9항에 있어서, 아연 도금 후, 합금화 처리하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 베이킹 경화형 열연 강판의 제조 방법.