KR101287331B1

KR101287331B1 - 연성이 우수한 고장력 강판 및 그 제조 방법

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Publication number: KR101287331B1
Application number: KR1020127021879A
Authority: KR
Inventors: 다카시 고바야시; 요시마사 후나카와; 데츠야 메가
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2010-03-30
Filing date: 2011-02-25
Publication date: 2013-07-23
Also published as: EP2554699A4; KR20120113789A; EP2554699B1; CN102822371B; JP5003785B2; CN102822371A; JP2011208226A; WO2011122237A1; EP2554699A1

Abstract

프레스 성형시의 돌발적인 파단을 회피할 수 있고, 700 ∼ 900 ㎫ 의 TS 를 갖는 연성이 우수한 고장력 강판 및 그 제조 방법을 제공한다. 질량% 로, C : 0.5 ∼ 1.5 %, Si : 0.1 % 이하, Mn : 10 ∼ 25 %, P : 0.1 % 이하, S : 0.05 % 이하, Al : 0.1 % 이하, Ni : 3.0 ∼ 8.0 %, Mo : 0.1 % 이하, N : 0.01 % 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 평균 입경이 5 ∼ 30 ㎛ 인 재결정 오스테나이트립 또는 추가로 면적률로 1 % 이하의 그 밖의 조직으로 이루어지는 미크로 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 연성이 우수한 고장력 강판.

Description

연성이 우수한 고장력 강판 및 그 제조 방법 {STEEL SHEET WITH HIGH TENSILE STRENGTH AND SUPERIOR DUCTILITY AND METHOD FOR PRODUCING SAME}

본 발명은, 자동차로 대표되는 수송 기계 등의 산업 분야에서 사용되는 고장력 강판, 특히 인장 강도 (TS) 가 700 ∼ 900 ㎫ 인 연성이 우수한 고장력 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 지구 온난화 억제의 관점에서, 이산화탄소의 배출량 저감이 매우 중요한 과제가 되어, 자동차의 연비 향상이 종래보다 더 강하게 요구되고 있다. 이 때문에, 차체 재료인 강판의 고장력화에 의해 구성 부품의 박육화를 도모하고, 차체를 경량화하는 대책이 활발하게 검토되고 있다. 그러나, 강판의 고장력화는 불가피적으로 프레스 성형성의 저하를 초래하는 점에서, 고장력과 양호한 프레스 성형성을 겸비하는 강판의 개발이 추진되어, 지금까지 페라이트와 마텐자이트 로 이루어지는 2 상 조직 강판이나 변태 유기 소성을 갖는 잔류 오스테나이트 강판등의 여러 가지의 복합 조직 강판이 자동차 부품에 적용되어, 일정한 효과를 올려왔다.

최근에는, 가까운 장래에 이산화탄소의 배출 규제가 더욱 엄격화되는 것이 결정되어, 차체의 경량화 목표는 매우 고도화되고 있다. 그 때문에, 종래에는 TS 가 540 ㎫ 이하인 강판이 사용되고 있던 성형 난이도가 높은 부품에 대해서도 박육화가 필요해져, 종래의 강판과 동등한 프레스 성형성을 갖는 TS 가 700 ∼ 900 ㎫ 인 고장력 강판이 강하게 요구되고 있다.

이러한 상황에서, 지금까지 금속판 소재에 대한 적용이 적었던 고(高) Mn 오스테나이트강의 고장력 강판으로의 적용이 검토되고 있다. 고 Mn 오스테나이트강은, 실온 하에서도 오스테나이트를 주상으로 하고, 종래에는 비자성강 또는 저온용강으로서 이용되어 왔지만, 오스테나이트의 쌍정 유기 소성에 의해 현저한 가공 경화와 매우 높은 연성을 발현하는 점에서, 이 효과를 활용한 새로운 타입의 고연성 고장력 강판이 제안되고 있다.

예를 들어, 특허문헌 1 에는, 중량% 로, C : 1.0 % 이하, Si : 0.01 ∼ 2.50 %, Mn : 10 ∼ 30 %, sol.Al : 0.001 ∼ 0.10 %, P : 0.05 % 이하, S : 0.05 % 이하를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 강 조성을 갖는 강편을, 1100 ℃ 이상으로 가열 후, 조(粗) 압연 및 마무리 압연의 총 압하율 90 % 이상이고, 또한 마무리 온도 800 ℃ 이상, 최종 판두께가 1.1 ∼ 5.0 ㎜ 가 되도록 연속 열간 마무리 압연을 종료하고, 이어서 10 ∼ 100 ℃／s 의 냉각 속도로 650 ℃ 이하까지 냉각 후, 권취하는 가공성이 우수한 자동차 부품용 고강도 열연 강판의 제조 방법이 개시되어 있다.

또, 특허문헌 2 에는, 질량% 로, C : 1.00 % 이하, Mn : 7.00 ∼ 30.00 %, Al : 1.00 ∼ 10.00 %, Si : 2.50 % 초과 8.00 % 이하, Al＋Si : 3.50 % 초과 12.00 % 이하, B : 0.00 % 초과 0.01 % 미만, 및 임의 성분으로서 Ni : 8.00 % 미만, Cu : 3.00 % 미만, N : 0.60 % 미만, Nb : 0.30 % 미만, Ti : 0.30 % 미만, V : 0.30 % 미만, P : 0.01 % 미만을 갖는 냉간 성형성이 우수한 고강도 경량 강대 또는 강판이 개시되어 있다.

또한, 특허문헌 3 에는, 중량% 로, C : 0.5 ∼ 0.7 %, Mn : 17 ∼ 24 %, Si : 3 % 이하, Al : 0.050 % 이하, S : 0.030 % 이하, P : 0.08 % 이하, N : 0.1 % 이하, 그리고 임의의 선택으로서 Cr : 1 % 이하, Mo : 0.40 % 이하, Ni : 1 % 이하, Cu : 5 % 이하, Ti : 0.50 % 이하, Nb : 0.50 % 이하, V : 0.50 % 이하 와 같은 원소 중 하나 또는 복수를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고, 재결정율이 75 % 를 초과하고, 탄화물의 면적률이 1.5 % 미만이고, 평균 오스테나이트 입경이 18 ㎛ 미만인 TS 가 900 ㎫ 초과하고, TS × El (El : 파단 신장) 이 45000 ㎫·% 초과인 Fe-C-Mn 계 오스테나이트 열연 강판이나 TS 가 950 ㎫ 초과하고, TS × El 이 45000 ㎫·% 초과인 Fe-C-Mn 계 오스테나이트 냉연 강판이 개시되어 있다.

또한, 특허문헌 4 에는, C : 0.15 ∼ 0.70 wt%, Si : 0.10 ∼ 3.00 wt%, Mn : 12 ∼ 30 wt%, Ti : 0.01 ∼ 0.10 wt% 를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어짐과 함께, C 및 Mn 의 함유량에 관하여 60 × C wt% + Mn wt%≥36 wt% 를 만족하고, 또한 비금속 개재물량에 관하여 청정도가 0.03 % 이하인 강괴 또는 강편을, 1050 ∼ 1250 ℃ 로 가열 후, 마무리 온도를 900 ℃ 로 하여 열간 압연을 실시하는 국부 변형능이 우수한 고 Mn 비자성강의 제조 방법이 개시되어 있다.

일본 공개특허공보 평4-259325호 일본 공표특허공보 2004-521192호 일본 공표특허공보 2006-528278호 일본 공개특허공보 평5-171273호

그러나, 특허문헌 1 ∼ 4 에 기재된 고 Mn 오스테나이트 강판에서는, 고변형역에 있어서 가공 경화 거동이 불안정화되는, 이른바 소성 불안정 현상이 발생하기 쉽기 때문에, 프레스 성형시에 네킹을 일으키지 않고 돌발적으로 파단하기 쉽다는 문제가 있다.

본 발명은, 프레스 성형시의 돌발적인 파단을 회피할 수 있고, 700 ∼ 900 ㎫ 의 TS 를 갖는 연성이 우수한 고장력 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 상기의 목적을 달성하기 위해서 예의 검토를 거듭한 결과, 이하를 알아냈다.

i) 프레스 성형시의 돌발적인 파단을 회피하려면, JIS Z 2201 에 규정된 13B 호 시험편을 사용하여 측정한 국부 신장 (l-El : local elongation) 을 5 % 이상으로 할 필요가 있다.

ii) l-El 을 5 % 이상으로 하려면, 3 질량% 이상의 Ni 첨가와 평균 입경이 5 ㎛ 이상인 재결정 오스테나이트립(粒)으로 이루어지는 미크로 조직으로 하는 것이 효과적이다.

본 발명은, 이와 같은 지견에 기초하여 이루어진 것으로서, 질량% 로, C : 0.5 ∼ 1.5 %, Si : 0.1 % 이하, Mn : 10 ∼ 25 %, P : 0.1 % 이하, S : 0.05 % 이하, Al : 0.1 % 이하, Ni : 3.0 ∼ 8.0 %, Mo : 0.1 % 이하, N : 0.01 % 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 평균 입경이 5 ∼ 30 ㎛ 인 재결정 오스테나이트립 또는 추가로 면적률로 1 % 이하의 그 밖의 조직으로 이루어지는 미크로 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 연성이 우수한 고장력 강판을 제공한다.

본 발명의 고장력 강판은, 예를 들어, 상기의 성분 조성을 갖는 강슬래브를, 1100 ∼ 1300 ℃ 의 가열 온도로 재가열 후, 800 ℃ 이상의 마무리 온도에서 열간 압연하고, 800 ℃ 이하의 온도역을 20 ℃／s 이상의 냉각 속도로 적어도 600 ℃ 까지 냉각시키고, 600 ℃ 이하의 권취 온도에서 권취함으로써 제조할 수 있다.

권취 후, 추가로, 스케일 제거하고, 750 ∼ 1050 ℃ 의 어닐링 온도에서 어닐링하고, 어닐링 온도에서부터 적어도 450 ℃ 까지의 온도역을 10 ℃／s 이상의 냉각 속도로 냉각시키거나, 또 스케일 제거하고, 냉간 압연한 후, 750 ∼ 1050 ℃ 의 어닐링 온도에서 어닐링하고, 어닐링 온도에서부터 적어도 450 ℃ 까지의 온도역을 10 ℃／s 이상의 냉각 속도로 냉각시킬 수 있다.

즉, 본 발명의 고장력 강판은, 열간 압연인 채 (이후, 열연인 채라고 부른다) 의 강판, 열연인 채의 강판을 어닐링한 강판, 열연인 채의 강판을 냉간 압연 후 어닐링한 강판 중 어느 강판이다.

본 발명에 의해, 프레스 성형시의 돌발적인 파단을 회피할 수 있고, 700 ∼ 900 ㎫ 의 TS 를 갖는 연성이 우수한 고장력 강판을 제조할 수 있게 되었다. 본 발명의 고장력 강판은, 우수한 강도-연성 밸런스를 갖고 있으므로, 성형 난이도가 높은 부품에도 적용할 수 있어, 자동차 차체의 경량화에 매우 바람직하다.

본 발명의 연성이 우수한 고장력 강판 및 그 제조 방법에 대해, 이하에 상세하게 설명한다. 또한, 성분의 양을 나타내는 「%」는, 특별히 언급하지 않는 한 「질량%」를 의미한다.

1) 성분 조성

C : 0.5 ∼ 1.5 %

C 는, 오스테나이트상의 안정화에 필수인 원소로서, 강의 고장력화에도 큰 역할을 한다. 그러나, C 량이 0.5 % 미만에서는, 오스테나이트상의 안정화가 불충분해져, 우수한 연성이 얻어지지 않는다. 한편, C 량이 1.5 % 를 초과하면, 탄화물의 석출에 의해 연성이 저하된다. 그 때문에, C 량은 0.5 ∼ 1.5 %, 바람직하게는 0.5 ∼ 1.0 % 로 한다.

Si : 0.1 % 이하

Si 는, 강의 탈산을 위하여 첨가할 수 있는 원소이다. 그러나, 강 중의 Si 함유량으로서 0.1 % 를 초과하는 첨가는, 탈산 효과의 포화나, 개재물의 증가에 의한 내부 결함 및 표면 결함의 증가를 초래한다. 그 때문에, Si 량은 0.1 % 이하로 한다. 또한, 탈산 효과를 충분히 얻기 위해서는, Si 량은 0.01 ∼ 0.1 % 로 하는 것이 바람직하다.

Mn : 10 ∼ 25 %

Mn 은, C 와 마찬가지로, 오스테나이트상의 안정화에 필수인 원소이다. 그러나, Mn 량이 10 % 미만에서는, 오스테나이트상의 안정화가 불충분하여, 우수한 연성이 얻어지지 않는다. 한편, Mn 량이 25 % 를 초과하면, 강의 열간 가공성이 저하되어 강판의 제조성이 손상된다. 그 때문에, Mn 량은 10 ∼ 25 %, 바람직하게는 15 ∼ 25 % 로 한다. 또한, 쌍정 유기 소성에 의한 연성 향상 효과를 안정적으로 실현시키기 위해서는, 하기의 (1) 식을 만족하도록 C 량과 Mn 량을 제어하는 것이 바람직하다.

32 ≤ 20 × [C] ＋ [Mn] ≤ 36…(1)

단, [C], [Mn] 은 각각 C, Mn 의 함유량을 나타낸다.

C 및 Mn 은, 상기한 바와 같이, 오스테나이트상의 안정화에 영향을 미친다. 발명자들은, 오스테나이트상의 안정화와 재료 특성, 특히 TS × El 밸런스와의 관계를 검토하고, C 량, Mn 량이 본원의 범위이며, 또한, C 량과 Mn 량이 (1) 식을 만족하면, 특히 TS × El 밸런스가 양호해지는 것을 지견하였다. 이것은 20 × [C] ＋ [Mn] 이 (1) 식을 하회하는, 즉 32 미만이 되면, 오스테나이트상이 불안정하여, 마텐자이트 변태하기 쉬워지고, 한편, 20 × [C] ＋ [Mn] 이 (1) 식을 상회하는, 즉 36 을 초과하면, 적층 결함 에너지가 지나치게 높아져, 쌍정 유기 소성이 잘 일어나지 않기 때문인 것으로 생각된다.

P : 0.1 % 이하

P 량이 0.1 % 를 초과하면, 강의 인성이 저하된다. 그 때문에, P 량은 0.1 % 이하, 바람직하게는 0.05 % 이하로 한다.

S : 0.05 % 이하

S 량이 0.05 % 를 초과하면, 강의 열간 가공성이 저하된다. 그 때문에, S 량은 0.05 % 이하, 바람직하게는 0.02 % 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.01 % 이하이다.

Al : 0.1 % 이하

Al 은, 강의 탈산을 위하여 첨가할 수 있는 원소이다. 그러나, 강 중의 Al 함유량으로서 0.1 % 를 초과하는 첨가는, 탈산 효과의 포화나, 개재물의 증가 에 의한 내부 결함 및 표면 결함의 증가를 초래한다. 그 때문에, Al 량은 0.1 % 이하로 한다. 또한, 탈산 효과를 충분히 얻기 위해서는, Al 량은 0.01 ∼ 0.1 % 로 하는 것이 바람직하다.

Ni : 3.0 ∼ 8.0 %

Ni 는, 본 발명에 있어서 가장 중요한 원소로서, 강의 적층 결함 에너지를 증가시키고, 쌍정 유기 소성의 발현을 안정화시켜 연성을 높이는 작용을 갖는다. 특히, 고변형역에 있어서의 소성 불안정화의 억제에 효과적이며, 고 Mn 오스테나이트 강판의 l-El 의 향상에 유효하다. 이러한 효과를 충분히 얻으려면, Ni 량은 3.0 % 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, Ni 량이 8.0 % 를 초과하면, 그 효과가 포화됨과 함께, 제조 비용의 증가를 초래한다. 그 때문에, Ni 량은 3.0 ∼ 8.0 %, 바람직하게는 3.0 ∼ 6.0 % 로 한다.

Mo : 0.1 % 이하

Mo 는, 강의 재결정을 지연시켜, 오스테나이트립의 미세화를 통하여, 강의 고장력화에 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 얻으려면, Mo 량은 0.01 % 이상인 것이 바람직하다. 그러나, Mo 량이 0.1 % 를 초과하면, TS 가 900 ㎫ 를 초과하고, 과도하게 고장력화하여, 연성이 현저하게 저하된다. 그 때문에, Mo 량은 0.1 % 이하, 바람직하게는 0.05 % 이하로 한다.

N : 0.01 % 이하

N 량이 0.01 % 를 초과하면, 강의 연성이 저하된다. 그 때문에, N 량은 0.01 % 이하, 바람직하게는 0.005 % 이하로 한다.

잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다.

2) 미크로 조직

본 발명의 고장력 강판은, 평균 입경이 5 ∼ 30 ㎛ 인 재결정 오스테나이트립 또는 추가로 면적률로 1 % 이하의 그 밖의 조직으로 이루어지는 미크로 조직을 갖는다. 오스테나이트상의 쌍정 유기 소성을 이용하여 고연성화를 도모하려면, 미크로 조직은 오스테나이트 단상(單相)인 것이 필요하다. 또, 고변형역까지 안정적으로 쌍정 유기 소성을 발현시키려면, 오스테나이트립은 내부의 변형 에너지를 충분히 개방한 재결정립인 것이 필요하다. 또한, 오스테나이트립의 평균 입경이 5 ㎛ 미만이면, 고변형역에 있어서 변형 쌍정이 잘 생성되지 않아, 소성 불안정 현상의 발생을 초래한다. 그 때문에, 본 발명의 고장력 강판에서는, 재결정 오스테나이트립의 평균 입경은 5 ㎛ 이상, 바람직하게는 10 ㎛ 이상으로 한다. 한편, 평균 입경이 30 ㎛ 를 초과하면, 원하는 TS 가 잘 얻어지지 않는다. 이 때문에, 재결정 오스테나이트립의 평균 입경은 30 ㎛ 이하로 한다.

또한, 본 발명과 같은 고 Mn 오스테나이트 강판에서는, 열간 압연 후의 냉각 속도나 어닐링 후의 냉각 속도에 의해 철탄화물이나 마텐자이트상 등의 재결정 오스테나이트립 이외의 그 밖의 조직이 생성되는 경우가 있다. 고장력과 우수한 연성을 안정적으로 얻으려면, 이들의 생성을 최대한 억제하는 것이 바람직하지만, 조직 전체에서 차지하는 이들의 면적률이 1 % 이하 정도이면, 본 발명의 목적이 저해되는 경우는 없다. 즉, 본 발명의 고장력 강판은, 평균 입경이 5 ∼ 30 ㎛ 인 재결정 오스테나이트립으로 이루어지는 미크로 조직, 또는 추가로 면적률로 1 % 이하의 철탄화물이나 마텐자이트상 등의 그 밖의 조직을 갖는 것이다. 본 발명의 고장력 강판은, 재결정 오스테나이트립의 평균 입경이 5 ∼ 30 ㎛ 이고, 그 재결정 오스테나이트립이 강판 조직 전체에서 차지하는 면적률이 99 % 이상인 미크로 조직을 갖는 것이다.

여기서, 재결정 오스테나이트립의 평균 입경은, 강판의 압연 방향 평행 단면의 판두께 1/4 위치의 조직을 1000 배 내지 5000 배의 배율로 수시야(數視野) SEM 관찰하고, EBSD 해석에 의한 상 동정을 병용하여 화상 해석에 의해 구하였다. 또, 재결정립인지는, 결정립 형상에 의해 어스펙트비가 2 미만인지로 판단하거나, 또는 추가로 EBSD 해석에 의한 입자 내의 변형량 추정을 병용하여 확인하였다.

3) 제조 조건

이하에, 본 발명 강판의 바람직한 제조 조건을 나타낸다. 또한, 본 발명의 고장력 강판의 제조 방법은 하기에 한정되는 것은 아니다.

강슬래브의 가열 온도 : 1100 ∼ 1300 ℃

강슬래브의 가열 온도가 1300 ℃ 를 초과하면, 열간 가공성이 저하되는 데다가, 가열에 필요로 하는 에너지가 증대된다. 한편, 가열 온도가 1100 ℃ 미만이 되면, 열간 압연시의 부하의 증대를 초래한다. 그 때문에, 강슬래브의 가열 온도는 1100 ∼ 1300 ℃, 바람직하게는 1150 ∼ 1250 ℃ 로 한다. 또한, 강슬래브의 가열에 있어서는, 상온까지 냉각시킨 강슬래브를 재가열해도 되고, 주조 후의 냉각 도중의 온도가 높은 강슬래브를 보조적으로 가열 또는 보열(保熱)해도 된다.

열간 압연시의 마무리 온도 : 800 ℃ 이상

열간 압연시의 마무리 온도가 800 ℃ 미만에서는, 재결정과 입자 성장이 충분히 진행되지 않아, 미재결정립이 잔존하는 열연 강판이 되기 쉬운 데다가, 그 후에 냉간 압연하는 경우에 압연 부하의 증대를 초래한다. 그 때문에, 열간 압연시의 마무리 온도는 800 ℃ 이상, 바람직하게는 850 ℃ 이상으로 한다. 한편, 마무리 온도가 1050 ℃ 를 초과하면, 결정립이 과도하게 조대화하기 쉬워져, 강도나 연성이 저하되는 경우가 있다. 그 때문에, 마무리 온도는 1050 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 마무리 온도를 확보하기 위해서, 에지 히터 또는 바 히터 등의 가열 장치를 이용하여, 압연 중의 강판을 보조적으로 가열할 수도 있다.

열간 압연 후의 냉각 속도 : 800 ℃ 이하의 온도역을 20 ℃／s 이상

열간 압연 후, 800 ℃ 이하의 온도역을 20 ℃／s 미만의 냉각 속도로 냉각 시키면, 냉각 중에 철탄화물이 석출되어 연성이 저하된다. 그 때문에, 열간 압연 후, 800 ℃ 이하의 온도역을 20 ℃／s 이상의 냉각 속도로 적어도 600 ℃ 까지 냉각시킬 필요가 있다. 또한, 열간 압연 후의 냉각 속도가 100 ℃／s 를 초과하면, 재결정이 완료되지 않는 경우가 있으므로, 열간 압연 후의 냉각 속도는 100 ℃／s 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 마무리 온도가 800 ℃ 를 초과하는 경우에는, 재결정을 촉진시키기 위하여 800 ℃ 까지의 온도역을 1 ∼ 10 s 간 방랭 (공랭) 할 수도 있다. 또한, 이 경우에도, 800 ℃ 이하의 온도역에서는 적어도 600 ℃ 까지 20 ℃／s 이상의 냉각 속도로 냉각된다.

권취 온도 : 600 ℃ 이하

권취 온도가 600 ℃ 를 초과하면, 권취 후의 서랭 과정에서 철탄화물이 생성되어, 연성의 저하를 초래한다. 그 때문에, 권취 온도는 600 ℃ 이하, 바람직하게는 550 ℃ 이하로 한다.

이렇게 하여 제조된 열연인 채의 강판은, 그대로 본 발명의 고장력 강판이 될 수 있지만, 열연인 채의 강판을 스케일 제거 후, 또는 열연인 채의 강판을 스케일 제거 후 냉간 압연한 후에, 이하의 어닐링 조건에서 어닐링할 수도 있다. 또한, 스케일 제거는, 산세 등 상법에 따라 실시하면 된다.

어닐링 조건 : 어닐링 온도 : 750 ∼ 1050 ℃, 어닐링 온도에서부터 적어도 450 ℃ 까지의 온도역의 냉각 속도 : 10 ℃／s 이상

열연인 채의 강판의 입자 성장을 촉진시키는 데에 있어서, 750 ∼ 1050 ℃ 의 어닐링 온도에서 어닐링을 실시할 수가 있다. 800 ∼ 1000 ℃ 의 어닐링 온도에서 어닐링하는 것이 보다 바람직하다.

또, 원하는 판두께로 하기 위해서 열연인 채의 강판에 냉간 압연을 실시한 강판을 어닐링하는 경우에는, 750 ∼ 1050 ℃ 의 어닐링 온도에서 어닐링을 실시할 필요가 있다. 이것은, 강판의 조직을, 평균 입경이 5 ∼ 30 ㎛ 인 재결정 오스테나이트립으로 이루어지는 미크로 조직으로 하기 위해서이다. 어닐링 온도가 750 ℃ 미만에서는, 재결정이 완료되지 않아, 충분한 연성이 얻어지지 않는다. 한편, 어닐링 온도가 1050 ℃ 를 초과하면, 결정립이 과도하게 조대화하여, 강도나 연성이 저하되는 경우가 있다. 800 ∼ 1000 ℃ 의 어닐링 온도에서 어닐링하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 냉간 압연의 압하율은, 원하는 판두께로 할 수 있는 압하율로 하면 되고, 특별히 한정되는 것은 아니지만, 생산 효율의 관점에서 50 ∼ 70 % 정도로 하는 것이 바람직하다.

냉간 압연의 유무에 관계없이, 어닐링 온도에서부터 적어도 450 ℃ 까지의 냉각 속도가 10 ℃／s 미만에서는, 철탄화물이 생성되어 연성이 저하된다. 그 때문에, 어닐링 온도에서부터 적어도 450 ℃ 까지의 온도역은 10 ℃／s 이상의 냉각 속도로 냉각시킬 필요가 있다.

본 발명의 강을 용제하려면, 전로(轉爐), 전기로 어느 쪽도 사용할 수 있다. 이렇게 하여 용제된 강은, 조괴-분괴 압연 또는 연속 주조에 의해 슬래브로 된다. 필요에 따라, 각종 예비 처리나 2 차 정련, 슬래브의 표면 손질 등을 실시하는 것이 바람직하다. 또, 어닐링에 대해서는, 연속 어닐링 설비로 실시하는 것이, 생산성의 관점에서 바람직하다. 열연인 채의 강판이나 어닐링 후의 강판에는, 각종 도금을 실시하더라도, 본 발명의 효과가 저해되는 경우는 없다. 열연인 채의 강판, 어닐링 후의 강판 또는 도금 처리 후의 강판에는, 형상 교정이나 표면 조도의 조정을 위한 조질 압연을 실시할 수도 있다. 또한, 본 발명의 강판에는, 도장, 피복 등의 각종 표면 처리를 실시할 수도 있다.

실시예

표 1 에 나타내는 성분 조성의 강 A ∼ K 의 강슬래브를, 표 2 에 나타내는 열연 조건에서 열간 압연하여 판두께 3 ㎜ 의 열연 강판으로 하고, 산세에 의해 스케일을 제거 후, 일부의 강판에 대해서는, 추가로 표 2 에 나타내는 어닐링 조건에서 어닐링하거나 또는 표 2 에 나타내는 냉연 압하율과 어닐링 조건에서 냉간 압연 후 어닐링하여, 열연인 채, 열연 ＋ 어닐링, 냉연 ＋ 어닐링의 강판 1 ∼ 20 을 제작하였다.

제작한 강판에 대하여, 상기 방법에 의해 미크로 조직을 조사하여, 상 구성, 재결정 오스테나이트립의 평균 입경을 구하였다. 또한, 표 3 에 있어서, 상 구성은, 재결정 오스테나이트립 이외의 조직이 면적률로 1 % 초과 관찰되는 경우, 그 밖의 조직의 종류를 나타내고, 그 밖의 조직이 면적률로 1 % 이하인 경우, 재결정 오스테나이트를 나타내고 있다. 또, 압연 방향을 따라 JIS Z 2201 에 규정된 13B 호 시험편을 채취하고, JIS Z 2241 에 규정된 방법에 준거하여, 인장 시험을 실시하여 TS, El, l-El, TS × El 을 구하였다. 또한, TS × El 이 60 ㎬·% 이상인 경우에, 연성이 우수한 고장력 강판으로 판정하였다.

결과를 표 3 에 나타낸다. 본 발명예의 강판은 모두, 평균 입경이 5 ㎛ 이상인 재결정 오스테나이트립으로 이루어지는 미크로 조직을 갖고 있고, TS 가 700 ∼ 900 ㎫, l-El 이 5 % 이상, TS × El 이 60 ㎬·% 이상이고, 프레스 성형시의 돌발적인 파단을 회피할 수 있는 연성이 우수한 고장력 강판인 것을 알 수 있다. 또, 상기 (1) 식을 만족하는 경우, 특히 TS × El 이 우수한 것을 알 수 있다.

Claims

질량 ％ 로, C : 0.5 ∼ 1.5 ％, Si : 0.01 ∼ 0.1 ％, Mn : 10 ∼ 25 ％, P : 0.1 ％ 이하(단, 0% 를 포함하지 않음), S : 0.05 ％ 이하(단, 0% 를 포함하지 않음), Al : 0.01 ∼ 0.1 ％, Ni : 3.0 ∼ 8.0 ％, Mo : 0.01 ∼ 0.1 ％, N : 0.01 ％ 이하(단, 0% 를 포함하지 않음)를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 평균 입경이 5 ∼ 30 ㎛ 인 재결정 오스테나이트립(粒) 또는 추가로 면적률로 1 ％ 이하의, 철탄화물 및 마텐자이트상 중의 적어도 하나로 이루어지는 미크로 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 연성이 우수한 고장력 강판.
제 1 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강슬래브를, 1100 ∼ 1300 ℃ 의 가열 온도로 재가열 후, 800 ℃ 이상의 마무리 온도에서 열간 압연하고, 800 ℃ 이하의 온도역을 20 ℃/s 이상의 냉각 속도로 적어도 600 ℃ 까지 냉각시키고, 600 ℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 것을 특징으로 하는 연성이 우수한 고장력 강판의 제조 방법.
제 2 항에 있어서,
권취 후, 추가로, 스케일 제거하고, 750 ∼ 1050 ℃ 의 어닐링 온도에서 어닐링하고, 어닐링 온도에서부터 적어도 450 ℃ 까지의 온도역을 10 ℃/s 이상의 냉각 속도로 냉각시키는 것을 특징으로 하는 연성이 우수한 고장력 강판의 제조 방법.
제 2 항에 있어서,
권취 후, 추가로, 스케일 제거하고, 냉간 압연한 후, 750 ∼ 1050 ℃ 의 어닐링 온도에서 어닐링하고, 어닐링 온도에서부터 적어도 450 ℃ 까지의 온도역을 10 ℃/s 이상의 냉각 속도로 냉각시키는 것을 특징으로 하는 연성이 우수한 고장력 강판의 제조 방법.