KR101518654B1 - 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 용강의 용제 방법 - Google Patents

신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 용강의 용제 방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 청구항에 기재되는 소정의 화학 성분을 갖는 강판이며, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 함유하고, 또한, Ca를 함유하고, 또한, O, S 중 적어도 1종을 함유하는 제1 개재물 상과, 상기 제1 개재물 상과 다른 성분이며, Mn, Si, Al 중 적어도 1종을 함유하는 제2 개재물 상을 갖는 복합 개재물을 함유하고, 상기 복합 개재물은, 원 상당 직경 0.5 내지 5㎛의 크기의 복합된 구 형상 개재물을 형성하고, 상기 구 형상 개재물의 개수 비율이 원 상당 직경 0.5 내지 5㎛의 크기의 전체 개재물 개수의 30％ 이상인 고강도 강판을 제공하는 것이다.

Description

신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 용강의 용제 방법 {HIGH-STRENGTH STEEL SHEET EXHIBITING SUPERIOR STRETCH-FLANGE FORMABILITY AND BENDABILITY, AND METHOD OF PREPARING INGOT STEEL}
본 발명은 수송 기기의 하체 부품 등에 사용하는 데 적합한 고강도 강판 및 그 용강의 용제 방법에 관한 것으로, 특히, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 용강의 용제 방법에 관한 것이다.
본원은, 2011년 2월 24일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2011-038956호, 2011년 3월 10일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2011-053458호, 2012년 1월 18일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2012-007784호 및 2012년 1월 18일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2012-007785호에 기초해서 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.
최근 들어, 자동차의 안전성 향상과 환경 보전으로 이어지는 연비 향상의 관점에서 자동차용 열연 강판의 고강도 경량화에 대한 요구가 높아지고 있다. 자동차용 부품 중에서도 특히 하체계라고 불리는 프레임류나 아암류 등의 질량은, 차체 전체의 질량에에 차지하는 비율이 높기 때문에, 이러한 부위에 사용되는 소재를 고강도화하여 박육화함으로써, 그 경량화를 실현하는 것이 가능하게 된다. 또한, 이 하체계에 사용되는 재료는, 프레스 성형이 다용되고, 프레스 성형시의 깨짐을 방지하는 관점에서 높은 굽힘 가공성이 요구되어, 고강도 강판이 널리 사용되고 있다. 그 중에서도, 가격의 우위성 등에서, 열연 강판이 주로 사용되고 있다. 또한, 보강재나 바닥 하부 부재, 특히, 시트용 슬라이드 레일 등 작은 굽힘 가공용 부재에는, 고강도 강판을 사용함으로써 판 두께를 감소시켜서 경량화를 도모할 목적으로, 냉연 강판이나 아연 도금 강판이 주로 사용되고 있다.
이 중, 고강도와, 양호한 가공성·양호한 성형성을 양립시킬 수 있는 고강도 강판으로는, 페라이트 상과 마르텐사이트 상을 복합시킨 저항복비 DP 강판이나, 페라이트 상과 (잔류)오스테나이트 상을 복합시킨 TRIP 강철판이 알려져 있다. 그러나, 이들 강판은, 고강도와 가공성·연성은 우수하지만, 구멍 확장성, 즉, 신장 플랜지성이나 굽힘 가공성이 우수하다고는 할 수 없어, 하체 부품 등과 같은 신장 플랜지 성형성이 요구되는 구조용 부품에서는, 연성에서는 약간 떨어지지만, 베이나이트계의 강판이 사용되는 것이 일반적이다.
페라이트 상과 마르텐사이트 상의 복합 조직 강판(이후, "DP 강판"이라고도 함) 등의 복합 조직 강판이, 신장 플랜지성이 떨어지는 이유의 하나로서, 연질의 페라이트 상과 경질의 마르텐사이트 상의 복합체이기 때문에, 구멍 확장 가공시에 양쪽 상의 경계부에 응력 집중되어, 변형에 추종할 수 없어 파단의 기점이 되기 쉽기 때문이라고 여겨지고 있다.
이러한 문제점을 극복하기 위해서, DP 강판을 베이스로 하여, 기계적 강도 특성과, 굽힘 가공성이나 구멍 확장성(가공성)을 양립시키는 것을 목적으로 한 몇 가지의 강판이 제안되어 있다. 예를 들어, 미세 분산 입자에 의한 응력 완화를 지향한 기술로서, 특허 문헌 1에, 페라이트 상과 마르텐사이트 상의 복합 조직 강판(DP 강판) 중에 미세한 Cu의 석출 또는 고용체를 분산시킨 강판이 개시되어 있다. 이 특허 문헌 1에 나타내는 기술에서는, 고용되어 있는 Cu 또는 Cu 단독으로 구성되는 입자 크기가 2nm 이하인 Cu 석출물이 굽힘 가공성 향상에 매우 유효하고, 또한 가공성도 손상시키지 않는 것을 알아내어, 각종 성분의 조성비를 한정하고 있다.
또한, 복합상의 강도차를 작게 함으로 인한 응력 완화를 지향한 기술로서 예를 들어, 특허 문헌 2에는, 가능한 한 저C화 함으로써 주상을 베이나이트 조직으로 함과 함께, 고용 강화 또는 석출 강화한 페라이트 조직을 적절한 체적 비율로 함유시켜, 이들 페라이트와 베이나이트의 경도차를 작게 하고, 또한 조대한 탄화물의 생성을 피하는 베이나이트 강에 관한 기술이 개시되어 있다.
특허 문헌 3에는, 산화물계 개재물이, 굽힘 가공시의 깨짐의 원인이라고 해서, 이 산화물계 개재물의 크기와 개수를 규정함으로써, 굽힘 가공성이 우수한 고강도 강판을 얻는 기술이 개시되어 있다.
그리고, 또한, 특허 문헌 4, 5에는, 강 중에 존재하고, 피로 특성과 신장 플랜지성(구멍 확장 가공성)을 저하시키는 원인이 되는 연신된 MnS계 개재물을, 깨짐 발생의 기점이 되기 어려운 미세 구 형상 개재물로서 강판 중에 분산시킴으로써, 신장 플랜지성과 피로 특성이 우수한 고강도 강판을 얻는 기술이 개시되어 있다.
일본 특허 공개 평 11-199973호 공보 일본 특허 공개 2001-200331호 공보 일본 특허 공개 2002-363694호 공보 일본 특허 공개 2008-274336호 공보 일본 특허 공개 2009-299136호 공보
그런데, 상기 특허 문헌 1에 개시되어 있는 바와 같은, DP 강판 중에 미세한 Cu의 석출 또는 고용체를 분산시킨 강판은, 확실히 높은 피로 강도를 나타내지만, 현저한 신장 플랜지성의 향상은 확인되어 있지 않다. 또한, 상기 특허 문헌 2에 개시되어 있는, 강판 조직을 베이나이트 상 주체로 하고, 조대한 탄화물의 생성을 억제한 고강도 열연 강판은, 확실히 우수한 신장 플랜지성을 나타내지만, Cu를 함유한 DP 강판에 비해 그 굽힘 가공성은 반드시 우수하다고는 할 수 없다. 또한, 조대한 탄화물의 생성을 억제한 것만으로는 엄격한 구멍 확장 가공을 행한 경우에 균열의 발생을 방지할 수 없다.
그리고, 특허 문헌 3에 개시되어 있는 바와 같은, 조대한 산화물계 개재물의 생성량을 삭감한 고강도 냉연 강판은, 우수한 굽힘 가공성을 나타내지만, 피로 특성의 개선, 신장 플랜지성의 현저한 향상은 확인되어 있지 않다. 또한, Mn 및 S가 소정량 함유되어 있는 점에서, 본 발명자들의 실험적 지식에 의하면, 조대한 MnS계 개재물이 생성되고 있다고 생각되기 때문에, 후술하는 바와 같이, 조대한 산화물계 개재물의 생성의 양을 삭감하는 것만으로는, 엄격한 구멍 확장 가공을 행한 경우, 균열의 발생을 방지하는 것이 충분하다고는 할 수 없다.
또한, 특허 문헌 4에 개시되어 있는 MnS계 개재물을 미세 구 형상 개재물로서 강판 중에 분산시킨 고강도 강판은, 우수한 신장 플랜지성과 피로 특성을 나타내지만, 제강에서의 용제 단계에서, 실질적으로 Al을 사용하지 않고, 비교적 높은 프리 산소가 존재하는 조건하에서의 탈황 처리를 사용하게 되기 때문에, 극저황까지 탈황하는 것은 곤란하며, 또한, 실질적으로 Al을 사용하지 않고, Ce 또는 La 등으로 탈산을 행하므로, 보다 많은 첨가가 필요해지는 동시에, Ce 또는 La 등의 첨가 수율이 낮기 때문에, 과잉으로 첨가할 필요가 있다는 문제가 있다.
또한, 특허 문헌 5에 개시되어 있는 MnS계 개재물을 미세 구 형상 개재물로서 강판 중에 분산시킨 고강도 강판은, 제강에서의 용제 단계에서, Al에 의한 탈산을 행하고, Ce 또는 La 등으로 탈산을 행하기 때문에, Ce 또는 La 등의 첨가 수율이 양호하고, 또한 극저황까지 탈황하는 것은 물론 비교적 높은 S 농도에서도, 우수한 신장 플랜지성과 피로 특성을 나타낸다. 그러나, Al2O3-Ce2O3계의 산화물이 다량으로 생성하기 때문에, 제강 단계의 연속 주조 공정에서 레이들 노즐의 폐색이나, 침지 노즐의 폐색을 일으켜서, 생산 장해가 되어 완성품을 연속적으로 생산하는 것이 불가능하다는 과제와, 이것을 피하기 위하여 Ca를 첨가한 경우, 도 2a, 도 6에 도시한 바와 같은 CaO-Al2O3계의 저융점의 산화물이나 도 2b, 도 7에 도시한 바와 같은 Fe, Mn이나 O를 고용하거나, CaO-Al2O3과 복합된 조대한 CaS계 개재물을 생성하기 때문에, MnS계 개재물과 마찬가지로 연신되어 신장 플랜지성을 손상시키고, 복합 석출시키는 MnS계 개재물도 조대화하므로, 연신되기 쉬워 신장 플랜지성을 손상시키기 쉽다는 과제가 있었다. 또한, 특허 문헌 5에서는 Ti를 첨가하고 있으므로, TiS로서 조대한 개재물이 석출된다. 상기 저융점 CaO-Al2O3계의 저융점의 산화물이나 Ti 산화물이 복합된 산화물에 CaS, TiS가 불균질 핵 생성되기 때문에, 조대한 CaO-Al2O3Ti 산화물 CaSTiS 복합 산황화물이 생성되고, 이것들이 클러스터링되어 더 조대화하므로, 구멍 확장성에 큰 영향을 주어, 압연 중에 연신, 또는 파쇄되어, 재질을 열화시키는 큰 요인이 되고 있었다.
본 발명자들의 연구에 의하면, 특허 문헌 1, 2, 3, 4 및 5에 기재된 과제의 원인은, 도 1a, 도 5에 도시한 바와 같은 신장 플랜지성에 영향을 미치는 알루미나 개재물의 형태는 제어해도, 주로, 도 1b, 도 4에 도시한 바와 같은 강판 중의 MnS를 주체로 하는 연신된 황화물계 개재물, 도 2a, 도 6에 도시한 바와 같은 저융점의 CaO-Al2O3계 개재물 및 도 2b, 도 7에 도시한 바와 같은 조대한 연신되는 Fe, Mn이나 O를 고용하거나, CaO-Al2O3과 복합된 CaS계 개재물의 존재에 있음을 알았다. 즉, 반복 변형을 받으면, 표층 또는 그 근방에 존재하는 연신된 조대한 MnS계 개재물의 주변에 내부 결함이 발생하여, 균열로서 전파됨으로써, 피로 특성이 열화되는 동시에, 구멍 확장 가공, 굽힘 가공시의 깨짐 발생의 기점이 되기 쉽기 때문에, 신장 플랜지성, 굽힘 가공성이 저하하는 요인이 된다.
즉, 특허 문헌 1, 2, 3, 4 및 5에 기재된 MnS를 주체로 하는 황화물계 개재물의 존재에 대하여 상세하게 설명하면, Mn은, C나 Si와 함께 재료의 고강도화에 유효하게 기여하는 원소이기 때문에, 고강도 강판에서는, 강도 확보를 위해 Mn의 농도를 높게 설정하는 것이 일반적이며, 또한, 통상의 제강 공정의 처리에서는, S도 5 내지 50ppm 정도는 포함되어버리기 때문에, 주조편 중에는 MnS가 존재하는 것이 통상이다.
또한, 동시에, 가용성 Ti를 높여 가면, 조대한 TiS나, MnS와 일부 화합하여 (Mn, Ti)S가 석출하게 된다. 주조편이 열간 압연 및 냉간 압연되면, 이러한 MnS계 개재물이나 TiS는 압연 중에 변형되기 때문에, 연신된 개재물이 되고, 이것이, 피로 특성과 신장 플랜지성(구멍 확장 가공성)을 저하시키는 원인이 된다.
따라서, 특허 문헌 4에 기재된 발명에서는, MnS계 개재물을 미세 구 형상 개재물로서 강판 중에 분산시킴으로써, 신장 플랜지성(구멍 확장성)과 피로 특성을 양호하게 하고 있다. 그러나, 실질적으로 Al 탈산을 행하지 않기 때문에, 고산소 포텐셜이 되고, 이것 때문에 탈황 반응이 일어나기 어렵다. 이로 인해, 비교적 높은 S 농도인 상태로, 개재물 조성·형태의 극값을 구하여, 재질을 향상시키고 있다. 따라서, 극저황까지 탈황하는 것에는, 대응되어 있지 않다.
즉, 산소 포텐셜, 황 포텐셜, 그리고, 재질을 향상시키기 위한 개재물 조성·형태에 대해 상세하게 설명하면, 산 가용 Al은, 일반적으로는, 그 산화물이 클러스터화하여 조대해지기 쉽고, 신장 플랜지성, 굽힘 가공성이나 피로 특성을 열화시키므로, 최대한 억제하는 것이 바람직하다. 그로 인해, 산 가용 Al 농도가 0.01％ 초과가 되지 않을 정도의 비교적 높은 산소 포텐셜에서, 탈황 처리를 행하게 된다.
탈황 반응은 환원 반응이므로, 저산소 포텐셜하에서는 용이하게 진행되지만, 고산소 포텐셜하에서는, 고황 포텐셜이 되어, 극저황까지의 탈황은 매우 어렵다. 따라서, Ce, La를 과잉으로 첨가하여, 산소 포텐셜을 최대한 저감시키고 있지만, 산소 포텐셜은 충분히 저하되지 않을 뿐만 아니라, 비용도 많이 들게 된다. 즉, S 농도가 비교적 높은 상태에서 S를 무해화한다는 발상에서, Ce, La를 과잉으로 첨가하여 개재물 조성·형태를 제어하여, 신장 플랜지성과 피로 특성을 향상시키고 있다.
그러나, S 농도가 비교적 높은 상태에서 S를 무해화하기 위해 Ce, La를 과잉으로 첨가하여 개재물 조성·형태의 제어를 행했다고 해도, S 농도가 비교적 높기 때문에, S의 무해화에는 한도가 있어, 보다 양호한 신장 플랜지성(구멍 확장성)과 피로 특성을 갖는 고강도 강판이 요망되고 있다.
그러나, 제강 단계에서의 조업성도 포함해서, 산소 포텐셜, 황 포텐셜, 개재물 조성·형태의 삼자를 종합적으로 제어한다는 시점에서, 신장 플랜지성, 굽힘 가공성과 피로 특성이 우수한 고강도 강판 및 그 용강의 용제 방법을 제안한 예는 없다.
또한, Mn은, C나 Si와 함께 재료의 고강도화에 유효하게 기여하는 원소이기 때문에, 고강도 강판에서는 강도 확보를 위해 Mn의 농도를 높게 설정하는 것이 일반적이며, 또한 통상의 제강 공정의 처리에서는 S 농도도 50ppm 정도는 포함되어버린다. 이로 인해, 주조편 중에는 MnS가 존재하는 것이 통상적이다. 주조편이 열간 압연 및 냉간 압연되면, 이러한 MnS계 개재물은 변형되기 쉽기 때문에, 연신된 MnS계 개재물이 되어, 이것이 굽힘 가공성과 신장 플랜지성(구멍 확장 가공성)을 저하시키는 원인이 된다. 그러나, 지금까지, 이러한 MnS계 개재물의 석출·변형 제어의 시점에서 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 용강의 용제 방법을 제안한 예는 보이지 않는다.
한편, 특허 문헌 5에서 Al 탈산을 행함으로써 산소 포텐셜, 황 포텐셜, 그리고, 재질을 향상시키기 위해 Al 탈산을 행함으로써, 조업성을 높이려고 하면, Ca 첨가가 필요해지고, 거기에 부수되어서 저융점의 산화물을 생성하기 때문에, 그것이 재질을 저하시키게 되었다. Ca는 용해철 중에서는, 액체 또는 기화 증발하기 때문에, 최초로 저융점의 산화물을 생성한다. 이러한, 용해철 중에서 액체인 산화물을 먼저 생성시키면, 액체 개재물이 응집 합체하여, 조대화한 CaO-Al2O3계의 저융점의 산화물이나 Fe, Mn이나 O를 고용하거나, CaO-Al2O3과 복합된 CaS를 생성하기 때문에, 그 후에 Ce 또는 La 등을 첨가하여 개재물 형태를 제어하고자 시도해도, 불가능하였다.
이러한 저융점 산화물인 CaO-Al2O3계 산화물이나, Fe, Mn이나 O를 고용하거나, CaO-Al2O3과 복합된 CaS계 개재물, 그리고, Mn을 첨가함으로써 반드시 발생하는 MnS계 개재물은, 주괴가 열간 압연 및 냉간 압연되면, 변형되기 쉽기 때문에, 연신된 CaO-Al2O3계 산화물, 조대한 CaS계 개재물이나 MnS계 개재물이 되고, 이것이 굽힘 가공성과 신장 플랜지성(구멍 확장 가공성)을 저하시키는 원인이 된다. 그러나, 지금까지, 이러한 CaO-Al2O3계 산화물, 조대한 Fe, Mn이나 O를 고용하거나, CaO-Al2O3과 복합된 CaS계 개재물이나 MnS계 개재물의 석출·변형 제어의 시점에서 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 용강의 용제 방법을 제안한 예는 보이지 않는다.
또한, Ti는 석출물로서 미세한 TiN이나 TiC를 생성하므로, 강도를 향상시키는 효과가 있지만, 상기와 같이 압연 중에 변형되는 조대한 TiS를 생성하기 쉽다는 과제도 있었다.
따라서, 상술한 문제점을 감안하여 안출된 본 발명의 제1 목적은, 제강 단계에서 용강의 복합적인 탈산을 행하여, 주괴 중에 CaO-Al2O3계 산화물, 조대한 CaS를 생성시키지 않고, MnS를 미세한 복합 석출된 산화물 또는 옥시설파이드인 형태의 개재물로 하고, 또한 압연시에 변형을 받지 않아, 깨짐 발생의 기점이 되기 어려운 미세 구 형상 개재물로서 강판 중에 분산시킴으로써, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성을 향상시킨 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 용강의 용제 방법을 제공하는 데에 있다.
또한, 상술한 문제점을 감안하여 안출된 본 발명의 제2 목적은, 제강 단계에서 용강의 복합적인 탈산을 행하여, 주괴 중에 CaO-Al2O3계 산화물, 조대한 Fe, Mn이나 O를 고용하거나, CaO-Al2O3과 복합된 CaS를 생성시키지 않고, 아울러, 구멍 확장성에 악영향을 미치는 조대한 TiS의 생성을 제어하여, 비교적 비용을 상승시키지 않으면서 높은 조업 용이성을 확보하면서도, 신장 플랜지성, 굽힘 가공성과 피로 특성을 향상시킨, 신장 플랜지성, 굽힘 가공성과 피로 특성이 우수한 고강도 강판 및 그 용강의 용제 방법을 제공하는 데에 있다.
본 발명의 요지는, 이하와 같다.
(1) 본 발명의 제1 형태는, C: 0.03 내지 0.25질량％, Si: 0.1 내지 2.0질량％, Mn: 0.5 내지 3.0질량％, P: 0.05질량％ 이하, T.O: 0.0050질량％ 이하, S: 0.0001 내지 0.01질량％, N: 0.0005 내지 0.01질량％, 산 가용 Al: 0.01질량％ 초과, Ca: 0.0005 내지 0.0050질량％ 및 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 합계: 0.001 내지 0.01질량％를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지며, Ce의 함유량[Ce], La의 함유량[La], Nd의 함유량[Nd], Pr의 함유량[Pr], 산 가용 Al의 함유량[산 가용 Al] 및 S의 함유량[S]이, 질량 베이스로 0.7<100×([Ce]+[La]+[Nd]+[Pr])/[산 가용 Al]≤70 및 0.2≤([Ce]+[La]+[Nd]+[Pr])/[S]≤10을 만족하는 화학 성분을 갖는 강판이다. 상기 강판은, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 함유하고, 또한, Ca를 함유하고, 또한, O, S 중 적어도 1종을 함유하는 제1 개재물 상과, 상기 제1 개재물 상과 다른 성분이며, Mn, Si, Al 중 적어도 1종을 함유하는 제2 개재물 상을 갖는 복합 개재물을 함유하고, 상기 복합 개재물은, 원 상당 직경 0.5 내지 5㎛의 크기의 복합된 구 형상 개재물을 형성하고, 상기 구 형상 개재물의 개수 비율이 원 상당 직경 0.5 내지 5㎛의 크기의 전체 개재물 개수의 30％ 이상이다.
(2) 상기 (1)에 기재된 고강도 강판에서는, 상기 구 형상 개재물이 원 상당 직경 1㎛ 이상인 개재물이며, 또한, 긴 직경/짧은 직경이 3 이하인 연신 개재물의 개수 비율이 원 상당 직경 1㎛ 이상의 전체 개재물 개수의 50％ 이상이어도 된다.
(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 고강도 강판에서는, 상기 구 형상 개재물 중에 평균 조성으로 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 총 0.5 내지 95질량％ 함유해도 된다.
(4) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판에서는, 상기 강판의 조직에서의 결정의 평균 입경이 10㎛ 이하이어도 된다.
(5) 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판에서는, 또한, Nb: 0.01 내지 0.10질량％ 및 V: 0.01 내지 0.10질량％ 중 적어도 1종을 함유해도 된다.
(6) 상기 (1) 내지 (5) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판에서는, 또한, Cu: 0.1 내지 2질량％, Ni: 0.05 내지 1질량％, Cr: 0.01 내지 1질량％, Mo: 0.01 내지 0.4질량％ 및 B: 0.0003 내지 0.005질량％ 중 적어도 1종을 함유해도 된다.
(7) 상기 (1) 내지 (6) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판에서는, 또한, Zr: 0.001 내지 0.01질량％를 함유해도 된다.
(8) 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판에서는, 또한, Nb: 0.01 내지 0.10질량％, V: 0.01 내지 0.10질량％, Cu: 0.1 내지 2질량％, Ni: 0.05 내지 1질량％, Cr: 0.01 내지 1질량％, Mo: 0.01 내지 0.4질량％, B: 0.0003 내지 0.005질량％ 및 Zr: 0.001 내지 0.01질량％ 중 적어도 1종을 함유해도 된다.
(9) 본 발명의 제2 형태는, 제강에서의 정련 공정에 있어서, P가 0.05질량％ 이하, S가 0.0001질량％ 이상으로 처리되고, 또한, C가 0.03 내지 0.25질량％, Si를 0.1 내지 2.0질량％, Mn을 0.5 내지 3.0질량％, N이 0.0005 내지 0.01질량％가 되도록 첨가 또는 조정된 제1 용강을 얻는 제1 공정과; 상기 제1 용강에 대하여 Al을 산 가용 Al로 0.01질량％ 초과, T.O이 0.0050질량％ 이하가 되도록 첨가하여, 제2 용강을 얻는 제2 공정과; Ce의 함유량[Ce], La의 함유량[La], Nd의 함유량[Nd], Pr의 함유량[Pr], 산 가용 Al의 함유량[산 가용 Al] 및 S의 함유량[S]이, 질량 베이스로 0.7<100×([Ce]+[La]+[Nd]+[Pr])/[산 가용 Al]≤70, 0.2≤([Ce]+[La]+[Nd]+[Pr])/[S]≤10 및 0.001≤[Ce]+[La]+[Nd]+[Pr]≤0.01을 만족하도록, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 상기 제2 용강에 첨가하여 제3 용강을 얻는 제3 공정과; Ca가 0.0005 내지 0.0050질량％가 되도록 Ca를 상기 제3 용강에 첨가 또는 조정하여 제4 용강을 얻는 제4 공정; 을 구비하는 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판용 용강의 용제 방법이다.
(10) 상기 (9)에 기재된 고강도 강판용 용강의 용제 방법에서는, 상기 제3 공정에서, 상기 제2 용강에 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 첨가하기 전에, 또한, 상기 제2 용강이, 0.01 내지 0.10질량％의 Nb 및 0.01 내지 0.10질량％의 V 중 적어도 1종을 함유하도록, Nb 및 V 중 적어도 1종을 상기 제2 용강에 첨가해도 된다.
(11) 상기 (9) 또는 (10)에 기재된 고강도 강판용 용강의 용제 방법에서는, 상기 제3 공정에서, 상기 제2 용강에 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 첨가하기 전에, 또한, 상기 제2 용강이, 0.1 내지 2질량％의 Cu, 0.05 내지 1질량％의 Ni, 0.01 내지 1질량％의 Cr, 0.01 내지 0.4질량％의 Mo, 0.0003 내지 0.005질량％의 B 중 적어도 1종을 함유하도록, Cu, Ni, Cr, Mo, B 중 적어도 1종을 상기 제2 용강에 첨가해도 된다.
(12) 상기 (9) 내지 (11) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판용 용강의 용제 방법에서는, 상기 제3 공정에서, 상기 제2 용강에 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 첨가하기 전에, 또한, 상기 제2 용강이 0.001 내지 0.01질량％의 Zr을 함유하도록, Zr을 상기 제2 용강에 첨가해도 된다.
(13) 본 발명의 제3 형태는, C: 0.03 내지 0.25질량％, Si: 0.03 내지 2.0질량％, Mn: 0.5 내지 3.0질량％, P: 0.05질량％ 이하, T.O: 0.0050질량％ 이하, S: 0.0001 내지 0.01질량％, 산 가용 Ti: 0.008 내지 0.20질량％, N: 0.0005 내지 0.01질량％, 산 가용 Al: 0.01질량％ 초과, Ca: 0.0005 내지 0.005질량％ 및 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 합계: 0.001 내지 0.01질량％를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지며, Ce의 함유량[Ce], La의 함유량[La], Nd의 함유량[Nd], Pr의 함유량[Pr], 산 가용 Al의 함유량[산 가용 Al] 및 S의 함유량[S]이, 질량 베이스로 0.7<100×([Ce]+[La]+[Nd]+[Pr])/[산 가용 Al]≤70 및 0.2≤([Ce]+[La]+[Nd]+[Pr])/[S]≤10을 만족하는 화학 성분을 갖는 강판이다. 상기 강판은, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 함유하고, 또한, Ca를 함유하고, 또한, O, S 중 적어도 1종을 함유하는 제1 개재물 상과, 상기 제1 개재물 상과 다른 성분이며, Mn, Si, Ti, Al 중 적어도 1종을 함유하는 제2 개재물 상을 갖는 복합 개재물을 함유하고, 상기 복합 개재물은, 원 상당 직경 0.5 내지 5㎛의 크기가 복합된 구 형상 개재물을 형성하고, 상기 구 형상 개재물의 개수 비율이 원 상당 직경 0.5 내지 5㎛의 크기의 전 개재물 개수의 50％ 이상이며, 5㎛ 초과의 개재물의 개수 밀도가 10개/㎟ 미만이다.
(14) 상기 (13)에 기재된 고강도 강판에서는, 상기 구 형상 개재물이 원 상당 직경 1㎛ 이상의 개재물이며, 또한, 긴 직경/짧은 직경이 3 이하인 연신 개재물의 개수 비율이 원 상당 직경 1㎛ 이상의 전체 개재물 개수의 50％ 이상이어도 된다.
(15) 상기 (13) 또는 (14)에 기재된 고강도 강판에서는, 상기 구 형상 개재물 중에 평균 조성으로 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 총 0.5 내지 95질량％ 함유해도 된다.
(16) 상기 (13) 내지 (15) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판에서는, 상기 강판의 조직에서의 결정의 평균 입경이 10㎛ 이하이어도 된다.
(17) 상기 (13) 내지 (16) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판에서는, 또한, Nb: 0.005 내지 0.10질량％ 및 V: 0.01 내지 0.10질량％ 중 적어도 1종을 함유해도 된다.
(18) 상기 (13) 내지 (17) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판에서는, 또한, Cu: 0.1 내지 2질량％, Ni: 0.05 내지 1질량％, Cr: 0.01 내지 1.0질량％, Mo: 0.01 내지 0.4질량％ 및 B: 0.0003 내지 0.005질량％ 중 적어도 1종을 함유해도 된다.
(19) 상기 (13) 내지 (18) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판에서는, 또한, Zr: 0.001 내지 0.01질량％를 함유해도 된다.
(20) 상기 (13) 내지 (16) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판에서는, 또한, Nb: 0.005 내지 0.10질량％, V: 0.01 내지 0.10질량％, Cu: 0.1 내지 2질량％, Ni: 0.05 내지 1질량％, Cr: 0.01 내지 1.0질량％, Mo: 0.01 내지 0.4질량％, B: 0.0003 내지 0.005질량％ 및 Zr: 0.001 내지 0.01질량％ 중 적어도 1종을 함유해도 된다.
(21) 본 발명의 제4 형태는, 제강에 있어서의 정련 공정에서, P가 0.05질량％ 이하, S가 0.0001 내지 0.01질량％로 처리되고, 또한, C가 0.03 내지 0.25질량％, Si를 0.03 내지 2.0질량％, Mn을 0.5 내지 3.0질량％, N이 0.0005 내지 0.01질량％가 되도록 첨가 또는 조정된 제1 용강을 얻는 제1 공정과; 상기 제1 용강에 대하여 Al을 산 가용 Al로 0.01질량％ 초과, T.O가 0.0050질량％ 이하가 되도록 첨가하여 제2 용강을 얻는 제2 공정과; 상기 제2 용강에 대하여 Ti를 산 가용 Ti: 0.008 내지 0.20질량％를 첨가하여 제3 용강을 얻는 제3 공정과, Ce의 함유량[Ce], La의 함유량[La], Nd의 함유량[Nd], Pr의 함유량[Pr], 산 가용 Al의 함유량[산 가용 Al] 및 S의 함유량[S]이, 질량 베이스로 0.7<100×([Ce]+[La]+[Nd]+[Pr])/[산 가용 Al]≤70, 0.2≤([Ce]+[La]+[Nd]+[Pr])/[S]≤10 및 0.001≤[Ce]+[La]+[Nd]+[Pr]≤0.01을 만족하도록, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 상기 제3 용강에 첨가하여 제4 용강을 얻는 제4 공정과; Ca가 0.0005 내지 0.0050질량％가 되도록 Ca를 상기 제4 용강에 첨가 또는 조정하여 제5 용강을 얻는 제5 공정; 을 구비하는, 상기 (13) 내지 (16) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판용 용강의 용제 방법이다.
(22) 상기 (21)에 기재된 고강도 강판용 용강의 용제 방법에서는, 상기 제3 공정에서, 상기 제2 용강에 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 첨가하기 전에, 또한, 상기 제2 용강이, 0.005 내지 0.10질량％의 Nb 및 0.01 내지 0.10질량％의 V 중 적어도 1종을 함유하도록, Nb 및 V 중 적어도 1종을 상기 제2 용강에 첨가해도 된다.
(23) 상기 (21) 또는 (22)에 기재된 고강도 강판용 용강의 용제 방법에서는, 상기 제3 공정에서, 상기 제2 용강에 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 첨가하기 전에, 또한, 상기 제2 용강이, 0.1 내지 2질량％의 Cu, 0.05 내지 1질량％의 Ni, 0.01 내지 1질량％의 Cr, 0.01 내지 0.4질량％의 Mo, 0.0003 내지 0.005질량％의 B 중 적어도 1종을 함유하도록, Cu, Ni, Cr, Mo, B 중 적어도 1종을 상기 제2 용강에 첨가해도 된다.
(24) 상기 (21) 내지 (23) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판용 용강의 용제 방법에서는, 상기 제3 공정에서, 상기 제2 용강에 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 첨가하기 전에, 또한, 상기 제2 용강이, 0.001 내지 0.01질량％의 Zr을 함유하도록, Zr을 상기 제2 용강에 첨가해도 된다.
본 발명의 제1 형태에 관한 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 우수한 고강도 강판에서는, Al 탈산에 의해 용강의 성분 조정의 안정화를 꾀하고 있어, 조대한 알루미나 개재물의 생성이 억제되고, 주괴 중에 미세한 복합 석출된 산화물 또는 옥시설파이드인 형태의 개재물로서 석출되어 있음으로써, 압연시에 변형을 받지 않고, 깨짐 발생의 기점이 되기 어려운 미세 구 형상 개재물로서 강판 중에 분산시킬 수 있으며, 또한, 조직의 결정립 직경을 미세한 것으로 할 수 있어, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성을 향상시키는 것이 가능하게 된다.
본 발명의 제2 형태에 관한 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 우수한 고강도 강판의 용강의 용제 방법에서는, Al 탈산에 의해 용강의 성분 조정의 안정화를 꾀하면서, 조대한 알루미나 개재물의 생성을 억제할 수 있고, 주괴 중에 미세한 복합 석출된 산화물 또는 옥시설파이드인 복합된 개재물로서 석출시킴으로써, 압연시에 변형을 받지 않고, 깨짐 발생의 기점이 되기 어려운 미세 구 형상 개재물로서 강판 중에 분산시킬 수 있으며, 또한, 조직의 결정립 직경을 미세한 것으로 할 수 있어, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 우수한 고강도 열연 강판을 얻을 수 있다.
본 발명의 제3 형태에 관한 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 우수한 고강도 강판에서는, Al 탈산, Ce, La, Nd, Pr에 의한 탈산, 그 후의 Ca 탈산에 의해 용강의 성분 조정의 안정화를 꾀하고 있어, 조대한 알루미나 개재물의 생성이 억제되고, 주조편 중에 미세한 서로 다른 개재물 상으로 이루어지는 복합 개재물로서 생성되어 있음으로써, 압연시에 변형을 받지 않고, 깨짐 발생의 기점이 되기 어려운 미세 구 형상 개재물로서 강판 중에 분산시킬 수 있으며, 또한, 조직의 결정립 직경을 미세한 것으로 할 수 있어, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성을 향상시키는 것이 가능하게 된다.
본 발명의 제4 형태에 관한 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 우수한 고강도 강판의 용강의 용제 방법에서는, Ce, La, Nd, Pr에 의한 탈산, 그 후의 Ca 탈산에 의해 용강의 성분 조정의 안정화를 꾀하면서, 조대한 알루미나 개재물의 생성을 억제할 수 있어, 주조편 중에 미세한 서로 다른 개재물 상으로 이루어지는 복합 개재물로서 생성시킴으로써, 압연시에 변형을 받지 않고, 깨짐 발생의 기점이 되기 어려운 미세 구 형상 개재물로서 강판 중에 분산시킬 수 있으며, 또한, Ti를 첨가함으로써 조직의 결정립 직경을 미세한 것으로 할 수 있어, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 우수한 고강도 열연 강판을 얻을 수 있다.
도 1a는 열연 강판 중에 존재하는 연신된 개재물인 Al2O3의 설명도이다.
도 1b는 열연 강판 중에 존재하는 연신된 개재물인 MnS의 설명도이다.
도 2a는 열연 강판 중에 존재하는 연신된 CaOAl2O3계 개재물의 설명도이다.
도 2b는 열연 강판 중에 존재하는 연신된 CaS계 개재물의 설명도이다.
도 3a는 본 발명의 제1 실시 형태에 관한 복합 개재물의 설명도이며, 제1 개재물의 존재 상태의 예를 나타내는 도이다.
도 3b는 본 발명의 제1 실시 형태에 관한 복합 개재물의 설명도이며, 제2 개재물의 존재 상태의 예를 나타내는 도이다.
도 4는 MnS를 주체로 하는 연신된 황화물계 개재물을 도시하는 도면이다.
도 5는 신장 플랜지성에 영향을 미치는 알루미나계 개재물의 형태를 도시하는 도면이다.
도 6은 신장 플랜지성에 영향을 미치는 연신된 CaO-Al2O3계의 저융점의 산화물을 도시하는 도면이다.
도 7은 신장 플랜지성에 영향을 미치는 연신된 Fe, Mn이나 O를 고용하거나, CaO-Al2O3과 복합된 CaS계 개재물을 도시하는 도면이다.
도 8a는 구 형상화한 복합 개재물의 일례를 나타내는 도이다.
도 8b는 구 형상화한 복합 개재물의 다른 예를 나타내는 도이다.
(제1 실시 형태)
본 발명자들은, 주괴(주조편) 중에 미세한 MnS의 개재물을 석출시키고, 또한, 압연시에 변형을 받지 않고, 깨짐 발생의 기점이 되기 어려운 미세 구 형상 개재물로서 강판 중에 분산시켜, 신장 플랜지성, 굽힘 가공성을 향상시키는 방법 및 피로 특성을 열화시키지 않는 첨가 원소의 해명을 중심으로, 예의 연구를 진행시켰다.
그 결과, Ce, La, Nd, Pr의 첨가에 의한 탈산에 의해 생성된 미세하고 경질인 Ce 산화물, La 산화물, Nd 산화물, Pr 산화물, 세륨옥시설파이드, 란탄옥시설파이드, 네오디뮴옥시설파이드, 프라세오디뮴옥시드를 형성하고, 또한 첨가된 Ca와 복합됨으로써, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 함유하고, 또한, Ca를 함유하고, 또한, O, S 중 적어도 1종을 함유하는 개재물 상과, 또한, Mn, Si, Al 중 적어도 1종을 함유하는 개재물 상과의, 서로 다른 성분을 포함하는 개재물 상의 복합 개재물로 이루어지고, 상기 복합 개재물이, 원 상당 직경 0.5 내지 5㎛의 크기가 복합된 하나의 구 형상 개재물을 형성하면, 압연시에도, 석출된 MnS의 변형이 일어나기 어려우므로, 강판 중에는, 연신된 조대한 MnS가 현저하게 감소하여, 반복 변형시나 구멍 확장 가공, 굽힘 가공시에 있어서, MnS계 개재물이, 깨짐 발생의 기점이나 균열 전파의 경로가 되기 어려워져, 이것이, 구멍 확장성 등의 향상으로 이어지는 것으로 판명되었다.
또한, 석출물을 미세한 산화물, MnS계 개재물로 하는 것 외에, 저황까지 탈황 처리하여, 잔존하는 황을 확실하게 미세하고 경질인 개재물로 고정하기 위해, Si, Al, (Ce, La, Nd, Pr), Ca로 점차 복합 탈산하는 것도 검토하였다. 그 결과, Si로 탈산을 행한 후, Al로 탈산하고, 그 후, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 첨가하여 탈산한 용강에 있어서, 질량 베이스로 소정의 (Ce+La+Nd+Pr)/산 가용 Al, 또한, (Ce+La+Nd+Pr)/S가 얻어지고, 또한, 마지막으로 Ca를 첨가한 경우, 용강 중의 산소 포텐셜이 저하하여, 이 낮은 산소 포텐셜하에서는, 비교적 용이하게 극저 S까지 탈황을 진행시킬 수 있으며, 또한, 미세한 MnS계 개재물로 할 수 있어, 잔존하는 황을 확실하게 미세하고 경질인 개재물로 고정할 수 있음을 발견하였고, 그리고, 이 경우, 비약적으로 신장 플랜지성 및 굽힘 가공성이 향상되는 것을 발견하였다.
이하, 본 발명의 제1 실시 형태로서, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 우수한 고강도 강판에 대해 상세하게 설명을 한다. 이하, 조성에서의 질량％는, 간단히 ％라고 기재한다. 또한, 본 발명에서의 고강도 강판이란, 통상의 열연·냉연 강판으로 그대로 사용하거나, 도금, 도장 등의 표면 처리가 실시되어 사용되는 경우를 포함하는 것이다.
우선, 본 발명의 제1 실시 형태에 관한 실험에 대해 설명한다.
본 발명자는, C: 0.06％, Si: 1.0％, Mn: 1.4％, P: 0.01％ 이하, S: 0.005％, N: 0.003％를 함유하고 잔량부가 Fe인 용강에 대해 다양한 원소를 사용해서 탈산을 행하여 강괴를 제조하였다. 얻어진 강괴를 열간 압연하여 3㎜ 두께의 열연 강판으로 하였다. 이들 제조한 열연 강판을 인장 시험, 구멍 확장 시험 및 굽힘 시험에 제공하는 동시에, 강판 중의 개재물 개수 밀도, 형태 및 평균 조성을 조사하였다.
우선, 용강에 Si를 첨가하고, 그 후에 Al로 탈산하여 제조한 열간 압연 강판에서는, 강괴 중에 개재물로서 석출된 Al2O3계 개재물은, 그 융점이 2040℃로 높아, 도 1a에 도시한 바와 같이, 압연시에 연신되지 않고 각진 형상인 채로 존재한다. 이 때문에 구멍 확장 가공시에 강판의 깨짐의 기점이 되어, 굽힘 가공성과 신장 플랜지성(구멍 확장 가공성)을 저하시키는 원인이 된다. 또한, 강괴 중에 개재물로서 조대 석출된 MnS계 개재물은 융점이 1610℃로 낮아, 도 1b에 도시한 바와 같이, 압연시에 용이하게 연신되고, 연신된 MnS계 개재물이 되어, 구멍 확장 가공시에 강판의 깨짐의 기점이 된다.
또한, Al로 탈산한 후에, Ca를 첨가하여 제조한 열간 압연 강판에서는, Ca가 용융하여 계면 에너지에 의해 크게 뭉쳐져, 주괴 중에 CaO-Al2O3계 개재물이나 CaS(Fe, Mn, Al2O3)계 개재물로서 조대 석출된다. 이들 개재물은, 융점이 1390℃ 정도이기 때문에, 도 2a, 도 2b에 도시한 바와 같이, 압연시에 용이하게 연신되어 50 내지 100㎛ 정도의 연신된 개재물로서 존재하여, 굽힘 가공성과 신장 플랜지성(구멍 확장 가공성)을 저하시키는 원인이 된다.
또한, 용강에 Si를 첨가하고, 그 후에 Al로 탈산하여 약 2분 정도 교반한 후, 또한 그 후에 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 첨가해서 탈산하여 제조한 강판에 대해 신장 플랜지성 및 굽힘 가공성을 조사하였다. 그 결과, 이러한 Si, 계속해서 Al 및 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 3단계에 의해 순서대로 탈산한 강판에서는, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성을 보다 향상시킬 수 있음을 확인할 수 있었다. 그 이유는, Ce, La, Nd, Pr의 첨가에 의한 탈산에 의해 생성된 미세하고 경질인 Ce 산화물, La 산화물, Nd 산화물, Pr 산화물, 세륨옥시설파이드, 란탄옥시설파이드, 네오디뮴옥시설파이드, 프라세오디뮴옥시설파이드 상에 MnS가 석출되어, 압연시에도 이 복합 석출된 산화물 또는 옥시설파이드인 개재물의 변형을 억제하는 것이 가능해지므로, 강판 중에는 연신된 조대한 MnS계 개재물을 현저하게 감소시킬 수 있기 때문이다.
또한, Ce 산화물, La 산화물, Nd 산화물, Pr 산화물, 세륨옥시설파이드, 란탄옥시설파이드, 네오디뮴옥시설파이드 및 프라세오디뮴옥시설파이드가 미세화하는 이유는, 최초에 Si 탈산으로 생성된 SiO2계 개재물을 나중에 첨가한 Al이 환원 분해하여 미세한 Al2O3계 개재물을 생성하고, 그 후 또한, Ce, La, Nd, Pr이 환원 분해되어 미세한 Ce 산화물, La 산화물, Nd 산화물, Pr 산화물, 세륨옥시설파이드, 란탄옥시설파이드, 네오디뮴옥시설파이드, 프라세오디뮴옥시설파이드를 형성하는 것, 또한 생성한 Ce 산화물, La 산화물, Nd 산화물, Pr 산화물, 세륨옥시설파이드, 란탄옥시설파이드, 네오디뮴옥시설파이드, 프라세오디뮴옥시설파이드 자체와 용강의 계면 에너지가 낮기 때문에 생성 후의 응집 합체도 억제되기 때문이다.
본 발명자들은, 계속해서, Al 탈산을 행하면서, Ce, La, Nd, Pr의 조성을 변화시키면서 탈산을 행하고, 그 후 Ca를 첨가하여 강괴를 제조하였다. 얻어진 강괴를 열간 압연하여 3㎜ 두께의 열연 강판으로 하였다. 이들 제조한 열연 강판을 구멍 확장 시험 및 굽힘 시험에 제공하는 동시에, 강판 중의 개재물 개수 밀도, 형태 및 평균 조성을 조사하였다.
이러한 실험을 통해서, Si를 첨가한 후, Al로 탈산하고, 그 후 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 첨가하여 탈산한 후, Ca를 첨가하여 복합 탈산한 용강에 있어서, 질량 베이스로 (Ce+La+Nd+Pr)/산 가용 Al비가 0.7 내지 70이면서, 또한 (Ce+La+Nd+Pr)/S비가 0.2 내지 10이 얻어지고 있는 경우, 급격하게 용강 중의 산소 포텐셜이 저하되는 결과가 얻어졌다. 즉, Al, Si, (Ce, La, Nd, Pr), Ca의 복합적인 탈산의 효과에 의해, 지금까지 다양한 탈산 원소로 탈산을 행해 왔던 계 중, 가장 산소 포텐셜이 저하되는 효과가 얻어졌다. 이들 복합 탈산의 효과에 의해, 생성되는 산화물에 대해서도 Al2O3 농도를 매우 낮게 할 수 있기 때문에, Al로 거의 탈산하지 않고 제조한 강판과 마찬가지로, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 우수한 강판을 얻을 수 있음을 알았다.
그 이유는, 이하와 같이 생각된다.
즉, Si를 첨가했을 때에 SiO2 개재물이 생성되는데, 그 후 Al을 첨가함으로써 SiO2 개재물은 Si로 환원된다. 또한, Al은 SiO2 개재물을 환원함과 함께, 용강 중의 용존 산소도 탈산하여, Al2O3계 개재물을 생성하고, 일부 Al2O3계 개재물은 부상 제거되고, 나머지 Al2O3계 개재물은 용강 중에 남는다. 그 후, 첨가한 (Ce, La, Nd, Pr)에 의해, Al2O3계 개재물은 환원 분해되어, 미세하고 구 형상인 Ce 산화물, La 산화물, Nd 산화물, Pr 산화물, 세륨옥시설파이드, 란탄옥시설파이드, 네오디뮴옥시설파이드, 프라세오디뮴옥시설파이드 등의 REM 옥시설파이드를 형성한다. 또한, Ca를 첨가함으로써, 이들 산화물 및/또는 옥시설파이드에, Al2O3, MnS, CaS, (MnCa)S 등이 석출되어, 고용된 개재물 상인, 도 3a에 도시한 바와 같이, Al-O-Ce-La-Nd-Pr-O-S-Ca 개재물 상[예를 들어, Al2O3(Ce, La, Nd, Pr)2O2SCa]나, Ca-Mn-S-Ce-La-Nd-Pr-Al-O 개재물 상[예를 들어, CaMnS(Ce, La, Nd, Pr)Al2O3]이나, Ce-La-Nd-Pr-O-S-Ca 개재물 상[예를 들어, (Ce, La, Nd, Pr)2O2SCa]가 복합되어 하나의 개재물로 된 구 형상 복합 개재물이나, 또는 도 3b에 도시한 바와 같이, Ca-Mn-S-Ce-La-Nd-Pr 개재물 상[예를 들어, CaMnS(Ce, La, Nd, Pr)]이나, Ce-La-Nd-Pr-O-S-Ca 개재물 상[예를 들어, (Ce, La, Nd, Pr)2O2SCa]나 Ce-La-Nd-Pr-O-S-Al-O-Ca 개재물 상[예를 들어, (Ce, La, Nd, Pr)2O2SAl2O3Ca]가 복합되어 하나의 개재물로 된 구 형상 복합 개재물을 형성한다. 이들 복합 개재물은, (Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종)의 옥시설파이드가 주체로 거의 구 형상화하고 있으므로, 한번, 첨가한 Ce, La, Nd, Pr 등의 메탈이 용융되어, 반응해서 옥시설파이드를 형성할 때에 매우 미세한 핵을 다수 형성한 상태를 거쳐, 그것들 중에서 그 후, 상분리하여 생겼거나, 일부의 저융점의 상이 고융점의 상을 융착시킨 것으로 생각된다.
이들 미세 구 형상화한 복합 개재물은, 융점이 약 2000℃로 높아, 열간 압연으로 연신되지 않고, 미세 구 형상화한 상태 그대로의 형태를 열연 강판 중에서 나타낸다. 따라서, 이와 같이 복합 석출된 산화물 또는 옥시설파이드인 형태의 구 형상 복합 개재물(REM 옥시설파이드 복합 개재물)을 형성함으로써, 굽힘 가공성과 신장 플랜지성(구멍 확장 가공성)을 저하시키는 원인을 방지할 수 있다.
Al, Si, (Ce, La, Nd, Pr), Ca의 첨가에 의한 4단계의 복합 탈산에 의해, 약간 Al2O3이 남지만, 대부분은 미세하고 경질인 원 상당 직경 0.5 내지 5㎛의 크기의 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종으로 이루어지는 산화물 또는 옥시설파이드가 존재하여, 이것에 Si, Al, Ca 중 적어도 1종을 함유하는 산화물이 복합 석출되고, 또한 MnS, CaS, (Mn, Ca)S 중 적어도 1종이 복합 석출된 산화물 또는 옥시설파이드인 형태의 구 형상 복합 개재물(REM 옥시설파이드 복합 개재물)이 생성되는 것으로 생각된다.
또한, (Ce, La, Nd, Pr)의 첨가 전에, Ca를 첨가해도 미세한 구 형상 복합 화합물은 얻어지지 않는다.
따라서, Al, Si, (Ce, La, Nd, Pr), Ca 첨가의 순서에 의한 복합 탈산에 있어서, 탈산 방법을 적절하게 행하게 함으로써, 상기에 설명한 미세 구 형상화한 경질인 복합 개재물(REM 옥시설파이드 복합 개재물)을 석출시킬 수 있고, 압연시에도 이 복합 석출된 개재물의 변형을 억제할 수 있기 때문에, 강판 중에는 연신된 조대한 MnS계 개재물을 현저하게 감소시킴으로써 굽힘 가공성 등을 향상할 수 있다는 효과가 얻어지는 것 외에, 복합 탈산에 의해 용강의 산소 포텐셜을 저하할 수 있음으로써, 성분 조성의 편차를 작게 할 수 있음을 새롭게 알아내었다.
이러한 실험적 검토로부터 얻어진 지식에 기초하여, 본 발명자는, 이하에 설명하는 바와 같이, 강판의 화학 성분 조건의 검토를 행하여, 강판의 성분 설계를 행하였다.
이하, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 우수한 본 실시 형태에 따른 고강도 강판의 화학 성분에 대해 설명을 한다.
(C: 0.03 내지 0.25％)
C는, 강의 켄칭성과 강도를 제어하는 가장 기본적인 원소이며, 켄칭 경화층의 경도 및 깊이를 향상시켜 피로 강도의 향상에 대해 유효하게 기여한다. 즉, 이 C는, 강판의 강도를 확보하기 위해 필수적인 원소이며, 고강도 강판을 얻기 위해서는 적어도 0.03％가 필요하다. 그러나, 이 C가 과잉으로 포함되어 0.25％를 초과하면, 가공성 및 용접성이 열화된다. 필요한 강도를 달성하고, 가공성·용접성을 확보하기 위해서, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서는, C의 농도를 0.25％ 이하로 한다. 따라서, C의 하한은 0.03％, 바람직하게는 0.04％, 더욱 바람직하게는 0.06％이며, C의 상한은 0.25％, 바람직하게는 0.20％, 더욱 바람직하게는 0.15％이다.
(Si: 0.1 내지 2.0％)
Si는 주요한 탈산 원소의 하나이며, 켄칭 가열시에 오스테나이트의 핵 생성 사이트 수를 증가시켜, 오스테나이트의 입자 성장을 억제함과 함께, 켄칭 경화층의 입경을 미세화시키는 기능을 담당한다. 이 Si는, 탄화물 생성을 억제하여, 탄화물에 의한 입계 강도의 저하를 억제함과 함께, 베이나이트 조직의 생성에 대해서도 유효하기 때문에, 신장을 크게 손상시키지 않고 강도를 향상시켜, 저항복 강도비로 구멍 확장성을 개선하기 위해 중요한 원소이다. 용강 중의 용존 산소 농도를 저하시켜, 일단 SiO2계 개재물을 생성시키고, 복합 탈산에 의해 최종적인 용존 산소의 극소값을 얻기 위해서는 (이 SiO2계 개재물을 나중에 첨가한 Al이 환원시켜 알루미나계 개재물을 생성하고, 그 후 또한, Ce, La, Nd, Pr이 환원됨으로써 알루미나계 개재물을 환원시키기 때문에), Si를 0.1％ 이상 첨가할 필요가 있기 때문에, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서는, Si의 하한을 0.1％로 하였다. 이에 대해, Si의 농도가 너무 높으면, 인성, 연성이 극단적으로 나빠져서, 표면 탈탄이나 표면 결함이 증가하기 때문에 굽힘 가공성이 오히려 나빠진다. 뿐만 아니라, Si를 과잉으로 첨가하면 용접성이나 연성에 악영향을 미친다. 이로 인해, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서는, Si의 상한을 2.0％로 하였다. 따라서, Si의 하한은 0.1％, 바람직하게는 0.2％, 더욱 바람직하게는 0.5％이며, Si의 상한은 2.0％, 바람직하게는 1.8％, 더욱 바람직하게는 1.3％이다.
(Mn: 0.5 내지 3.0％)
Mn은, 제강 단계에서의 탈산에 유용한 원소이며, C, Si와 함께 강판의 고강도화에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 이 Mn을 0.5％ 이상은 함유시킬 필요가 있다. 그러나, Mn을, 3.0％를 초과해서 함유시키면 Mn의 편석이나 고용 강화의 증대에 의해 연성이 저하된다. 또한, 용접성이나 모재 인성도 열화되므로 이 Mn의 상한을 3.0％로 한다. 따라서, Mn의 하한은 0.5％, 바람직하게는 0.9％, 더욱 바람직하게는 1％이며, Mn의 상한은 3.0％, 바람직하게는 2.6％, 더욱 바람직하게는 2.3％이다.
(P: 0.05％ 이하)
P는 불가피하게 함유되는 원소이며, Fe 원자보다 작은 치환형 고용 강화 원소로서 작용하는 점에서 유효하다. 그러나, 이 P 농도가 0.05％를 초과하면, 오스테나이트의 입계에 편석되어, 입계 강도를 저하시킴으로써, 비틀림 피로 강도를 저하시켜, 가공성의 열화를 일으키는 원인으로도 될 수 있기 때문에, 상한을 0.05％, 바람직하게는 0.03％, 보다 바람직하게는 0.025％로 한다. 또한 고용 강화의 필요가 없으면 P를 첨가할 필요는 없으며, P의 하한값은 0％를 포함하는 것으로 한다.
(T.O: 0.0050％ 이하)
T.O는, 불순물로서 산화물을 형성한다. T.O가 너무 높을 경우, 주로 Al2O3계 개재물이 증대하여, 계의 산소 포텐셜을 극소로 할 수 없게 되어, 인연성이 극단적으로 나빠져, 표면 결함이 증가하기 때문에 굽힘 가공성이 오히려 나빠진다. 이로 인해, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서는, T.O의 상한을 0.0050％, 바람직하게는 0.0045％, 더욱 바람직하게는 0.0040％로 한다.
(S: 0.0001％ 내지 0.01％)
S는, 불순물로서 편석되고, S는 Mn과 화합하여 MnS계의 조대한 연신 개재물을 형성해서 신장 플랜지성을 열화시키기 때문에, 최대한 저농도인 것이 바람직하다. 한편, 0.01％ 정도의 비교적 높은 S 농도에서도, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판의 MnS계의 조대한 연신 개재물을 형태 제어에 의해, 2차 정련에서의 탈황 부하를 가하지 않고, 탈황 비용을 들이지 않고, 비용에 걸맞은 이상의 재질이 얻어진다. 따라서, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서의 S 농도의 범위로서, 2차 정련에서의 탈황을 전제로 한 극저 S 농도에서부터 비교적 고 S 농도까지인 0.0001％ 내지 0.01％까지의 범위로 하였다.
또한, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서는 미세하고 경질인 Ce 산화물, La 산화물, Nd 산화물, Pr 산화물, 세륨옥시설파이드, 란탄옥시설파이드, 네오디뮴옥시설파이드, 프라세오디뮴옥시설파이드와 Ca 산화물 등의 복합 개재물 상에 MnS계 개재물을 석출 고용시켜, MnS계 개재물을 형태 제어함으로써, 압연시에도 변형이 일어나기 어려워, 개재물의 연신을 방지하고 있기 때문에, S의 농도의 상한값은 후술하는 바와 같이, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 합계량과의 관계로 규정된다. 나아가, 0.01％를 초과하면 세륨옥시설파이드, 란탄옥시설파이드가 성장하여, 2㎛를 초과하는 크기로 되어, 조대화했을 경우에는, 인연성이 극단적으로 나빠지고, 표면 결함이 증가하기 때문에 굽힘 가공성이 오히려 나빠진다. 이로 인해, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서는, S의 상한을 0.01％, 바람직하게는 0.008％, 더욱 바람직하게는 0.006％로 한다.
즉, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서는 상기와 같이, MnS를 Ce 산화물, La 산화물, 세륨옥시설파이드, 란탄옥시설파이드, 네오디뮴옥시설파이드, 프라세오디뮴옥시설파이드나 Ca 산화물 등의 개재물로 형태 제어하기 때문에, S의 농도 0.01％ 이하의 범위로 비교적 높아도, 거기에 따른 양의 Ce, La 중 적어도 1종을 첨가함으로써, 재질에 악영향을 미치는 것을 방지할 수 있다. 즉, S의 농도가 어느 정도 높아도, 이것에 따른 Ce 또는 La 등의 첨가량을 조정함으로써, 실질적인 탈황 효과를 얻을 수 있어, 극저황 강과 마찬가지의 재질이 얻어진다. 바꾸어 말하면, 이 S 농도는, Ce, La, Nd, Pr과의 합계량과의 사이에서 적절하게 조정함으로써, 그 상한에 대한 자유도를 높게 하는 것이 가능해진다. 따라서, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서는, 극저황 강을 얻기 위한 2차 정련에서의 용강 탈황을 행할 필요가 없고, 생략하는 것도 가능해져, 제조 프로세스의 간략화, 또한 이에 수반되는 탈황 처리 비용의 저감을 실현하는 것이 가능하게 된다.
(N: 0.0005 내지 0.01％)
N은, 용강 처리 중에 공기 중의 질소가 도입되므로, 강 중에 불가피하게 혼입되는 원소이다. N은, Al 등과 질화물을 형성하여 모재 조직의 미립화를 촉진한다. 그러나, 이 N은 0.01％를 초과해서 함유하면, Al 등과 조대한 석출물을 생성하여, 신장 플랜지성을 열화시킨다. 이로 인해, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서는, N의 농도의 상한을 0.01％로 하는데, 바람직하게는 0.005％, 더욱 바람직하게는 0.004％이다. 한편, N의 농도를 0.0005％ 미만으로 하기 위해서는 비용이 높아지므로, 공업적으로 실현 가능한 관점에서 0.0005％를 하한으로 한다.
(산 가용 Al: 0.01％ 초과)
산 가용 Al은 일반적으로는, 그 산화물이 클러스터화하여 조대해지기 쉬워, 신장 플랜지성이나 굽힘 가공성을 열화시키기 때문에 최대한 억제하는 것이 바람직하다. 그러나, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서는, Al 탈산을 행하면서도, Si, Ti, (Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종)의 복합적이면서, 또한 순차적인 탈산 효과와, 산 가용 Al 농도에 따른 (Ce, La, Nd, Pr) 농도로 함으로써, 상술한 바와 같이, 극저 산소 포텐셜을 달성하면서, Al 탈산으로 생성한 Al2O3계 개재물에 대해, 일부 Al2O3계 개재물은 부상 제거되고, 용강 중의 나머지 Al2O3계 개재물은, 나중에 첨가한 Ce, La가 환원 분해하여 클러스터를 분단해서, 미세한 개재물을 형성하여, 알루미나계 산화물이 클러스터화하여 조대해지지 않는 영역을 새롭게 발견하였다.
이로 인해, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서는, 종래와 같이 알루미나계 산화물의 조대한 클러스터를 피하기 위해 실질적으로 Al을 첨가하지 않는다는 제한을 둘 필요도 없어지며, 특히 이 산 가용 Al의 농도에 관해 자유도를 높게 하는 것이 가능해진다. 산 가용 Al을 0.01％ 초과로 함으로써, Al 탈산과 Ce, La의 첨가에 의한 탈산을 병용시키는 것이 가능하게 되어, 종래와 같이 탈산에 필요한 Ce, La의 첨가량을 필요 이상으로 많게 하지 않아도 되며, Ce, La 탈산에 의한 강 중의 산소 포텐셜의 상승 문제를 해소할 수 있어, 각 성분 원소의 조성의 편차를 억제할 수 있다는 효과도 향수할 수 있다. 산 가용 Al의 하한은, 바람직하게는 0.013％, 더욱 바람직하게는 0.015％이다.
산 가용 Al의 농도의 상한값은, 후술하는 바와 같이, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 합계량과의 관계인 질량 베이스로, 70≥100×(Ce+La+Nd+Pr)/산 가용 Al>0.7로 규정되지만, Al, Ce, La, Nd, Pr 합금의 첨가 비용 면에서 1％ 이하로 해도 된다.
또한, 여기서 말하는 산 가용 Al 농도란, 산에 용해한 Al의 농도를 측정한 것으로, 용존 Al은 산에 용해되고, Al2O3은 산에 용해되지 않는 것을 이용한 분석 방법이다. 여기서, 산이란, 예를 들어 염산 1, 질산 1, 물 2의 비율(질량비)로 혼합한 혼합 산을 예시할 수 있다. 이러한 산을 사용하여, 산에 가용인 Al과, 산에 용해되지 않는 Al2O3으로 분별할 수 있어, 산 가용 Al 농도를 측정할 수 있다.
(Ca: 0.0005 내지 0.0050％)
Ca는, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서는 중요한 원소이며, 황화물을 구 형상화시키는 등, 탈황의 형태를 제어시킴과 함께, MnS, CaS, 또는 (Mn, Ca)S 중 적어도 1종을, 복합 석출된 산화물 또는 옥시설파이드와 석출 고용시켜서 복합 개재물을 형성시키는 효과가 있고, 강의 신장 플랜지성과 굽힘 가공성을 향상할 수도 있다. 이들 효과를 얻기 위해서는 Ca의 첨가량을 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, Ca를 다량으로 함유시켜도 효과는 포화되어, 오히려 강의 청정성을 손상시키고, 연성을 열화시킨다. 그로 인해, 0.0050％를 상한으로 한다. 따라서, Ca의 하한은 0.0005％, 바람직하게는 0.0007％, 더욱 바람직하게는 0.001％이며, Ca의 상한은 0.0050％, 바람직하게는 0.0045％, 더욱 바람직하게는 0.0035％이다.
(Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 합계: 0.001 내지 0.01％)
Ce, La, Nd, Pr는 Si 탈산에 의해 생성된 SiO2, 순차적으로 Al 탈산에 의해 생성된 Al2O3을 환원하고, 또한 조대화하고자 하는 Al2O3 클러스터를 분단하여, MnS계 개재물의 석출 사이트로 되기 쉽고, 또한 경질, 미세하고 압연시에 변형되기 어려운 Ce 산화물(예를 들어, Ce2O3, CeO2), 세륨옥시설파이드(예를 들어, Ce2O2S), La 산화물(예를 들어, La2O3, LaO2), 란탄옥시설파이드(예를 들어, La2O2S), Nd 산화물(예를 들어 Nd2O3), Pr 산화물(예를 들어 Pr6O11), Ce 산화물-La 산화물-Nd 산화물-Pr 산화물, 또는 세륨옥시설파이드-란탄옥시설파이드를 주상(50％ 이상을 기준으로 함)으로 하는 개재물을 형성하는 효과를 갖고 있다. 또한, Ce, La, Nd, Pr 중 Ce, La를 사용하는 것이 바람직하다.
여기서, 상기 개재물 중에는, 탈산 조건에 의해 MnO, SiO2, 또는 Al2O3을 일부 함유하는 경우도 있지만, 주상이 상기 산화물이면 MnS계 개재물의 석출 사이트로서 충분히 기능하고, 또한 개재물의 미세·경질화의 효과도 손상되지 않는다.
이러한 개재물을 얻기 위해서는, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 합계 농도를 0.001％ 이상 0.01％ 이하로 할 필요가 있는 것을, 실험적으로 알아냈다.
Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 합계 농도가 0.001％ 미만에서는 SiO2, Al2O3 개재물을 환원할 수 없고, 0.01％ 초과에서는 세륨옥시설파이드, 란탄옥시설파이드, 네오디뮴옥시설파이드, 프라세오디뮴옥시설파이드 중 적어도 1종이 다량으로 생성되어서, 조대한 개재물이 되어 신장 플랜지성이나 굽힘 가공성을 열화시킨다. 또한, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 합계 농도의 바람직한 하한은 0.0013％, 더욱 바람직한 하한은 0.0015％이며, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 합계 농도의 바람직한 상한은 0.009％, 더욱 바람직한 상한은 0.008％이다.
또한, 상기에서 설명한 본 실시 형태에 따른 고강도 강판 중에서의, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종으로 이루어지는 산화물 또는 옥시설파이드에 MnS가 석출된 형태의 개재물의 존재 조건으로서, MnS가 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종으로 이루어지는 산화물 또는 옥시설파이드에서 어떻게 개질되어 있는지를 파악하는 것을 S의 농도를 사용하여 규정할 수 있는 점에 착안하여, 강판의 화학 성분 (Ce+La+Nd+Pr)/S 질량비로 규정해서 정리하는 것을 착상하였다. 구체적으로는, 이 질량비가 작을 때에는, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종으로 이루어지는 산화물 또는 옥시설파이드가 적고, MnS가 단독으로 다수 석출되게 된다. 이 질량비가 커지게 되면, MnS에 비해, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종으로 이루어지는 산화물 또는 옥시설파이드가 많아지게 되고, 이들 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종으로 이루어지는 산화물 또는 옥시설파이드에 MnS가 석출된 형태의 개재물이 많아지게 된다. 즉, MnS가 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종으로 이루어지는 산화물 또는 옥시설파이드로 개질되게 된다. 이렇게 해서, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성을 향상시키기 위해, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종으로 이루어지는 산화물 또는 옥시설파이드에 MnS를 석출시켜, MnS의 연신을 방지하는 것으로 이어진다. 이로 인해, 상기 질량비는, 이러한 효과를 발휘하는지 여부를 식별하기 위한 파라미터로서 정리하는 것이 가능하게 된다.
따라서, MnS계 개재물의 연신 억제에 유효한 화학 성분비를 밝히기 위해서, 강판의 (Ce+La+Nd+Pr)/S 질량비를 변화시켜, 개재물의 형태, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성을 평가하였다. 그 결과, (Ce+La+Nd+Pr)/S 질량비가 0.2 내지 10일 경우에, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 모두 비약적으로 향상되는 것으로 판명되었다.
(Ce+La+Nd+Pr)/S 질량비가 0.2 미만이 되면, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종으로 이루어지는 산화물 또는 옥시설파이드에 MnS가 석출된 형태의 개재물 개수 비율이 너무 적기 때문에, 이에 대응하여, 깨짐 발생의 기점이 되기 쉬운 MnS계 연신 개재물의 개수 비율이 너무 많아져, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 저하된다.
한편, (Ce+La+Nd+Pr)/S 질량비가 10 초과가 되면, 세륨옥시설파이드, 란탄옥시설파이드에 MnS를 석출시켜서, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성을 양호하게 한다는 효과가 포화되어버려, 비용적으로 걸맞지 않게 된다. 이상의 결과로부터, (Ce+La+Nd+Pr)/S 질량비는 0.2 내지 10으로 한정한다. 덧붙여서 말하면, (Ce+La+Nd+Pr)/S 질량비가 과대해져서, 예를 들어 70을 초과해버리면, 세륨옥시설파이드, 란탄옥시설파이드, 네오디뮴옥시설파이드, 프라세오디뮴옥시설파이드 중 적어도 1종이 다량으로 생성되어, 조대한 개재물이 되기 때문에, 반대로, 신장 플랜지성이나 굽힘 가공성을 열화시키므로, (Ce+La+Nd+Pr)/S 질량비의 상한은 10으로 한다.
이하, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서의 선택 원소에 대해 설명을 한다. 이들 원소는 선택 원소이므로, 첨가 유무는 임의이며, 1종만 첨가해도 되고, 2종 이상 첨가해도 된다. 즉, 선택 원소의 하한은 0％이어도 된다.
Nb, V에 대해서
Nb, V는, C 또는 N과 탄화물, 질화물, 탄질화물을 형성해서 모재 조직의 미립화를 촉진하여, 인성 향상에 기여한다.
(Nb: 0.01 내지 0.10％)
상술한 복합 탄화물, 복합 질화물 등을 얻기 위하여 이 Nb 농도를 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.02％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 그러나, 이 Nb 농도가 0.10％를 초과해서 다량으로 함유되어도 이와 같은 모재 조직의 미립화의 효과가 포화되고, 제조 비용이 높아진다. 이로 인해, Nb 농도는 0.10％, 바람직하게는 0.09％, 더욱 바람직하게는 0.08％를 상한으로 한다.
(V: 0.01 내지 0.10％)
상술한 복합 탄화물, 복합 질화물 등을 얻기 위해서는 이 V 농도를 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, 이 V 농도가 0.10％를 초과해서 다량으로 함유되어도 효과가 포화되고, 제조 비용이 높아진다. 이로 인해, V 농도는 0.10％를 상한으로 한다.
Cu, Ni, Cr, Mo, B에 대해서
Cu, Ni, Cr, Mo, B는, 강도를 향상시켜, 강의 켄칭성을 향상시킨다.
(Cu: 0.1 내지 2％)
Cu는, 페라이트의 석출 강화나 피로 강도 향상에 기여하고, 또한 강판의 강도를 확보하기 위해서, 필요에 따라 함유할 수 있으며, 이 효과를 얻기 위해서는 0.1％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 이 Cu의 다량 함유는 오히려 강도-연성의 밸런스를 열화시킨다. 그로 인해, 2％, 바람직하게는 1.8％, 더욱 바람직하게는 1.5％를 상한으로 한다.
(Ni: 0.05 내지 1％)
Ni는, 페라이트를 고용 강화할 수 있기 때문에, 또한 강판의 강도를 확보하기 위해서, 필요에 따라 함유할 수 있으며, 이 효과를 얻기 위해서는 0.05％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 이 Ni의 다량 함유는 오히려 강도-연성의 밸런스를 열화시킨다. 그로 인해, 1％, 바람직하게는 0.09％, 더욱 바람직하게는 0.08％를 상한으로 한다.
(Cr: 0.01 내지 1％)
Cr은, 또한 강판의 강도를 확보하기 위해서 필요에 따라 함유할 수 있고, 이 효과를 얻기 위해서는 0.01％ 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 0.02％ 이상 첨가하는 것이 더욱 바람직하다. 그러나, 이 Cr의 다량 함유는 오히려 강도-연성의 밸런스를 열화시킨다. 그로 인해, 1％, 바람직하게는 0.9％, 더욱 바람직하게는 0.8％를 상한으로 한다.
(Mo: 0.01 내지 0.4％)
Mo는, 또한 강판의 강도를 확보하기 위해서 필요에 따라 함유할 수 있고, 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.01％ 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 0.05％ 이상 첨가하는 것이 더욱 바람직하다. 그러나, 이 Mo의 다량 함유는 오히려 강도-연성의 밸런스를 열화시킨다. 그로 인해, 0.4％, 바람직하게는 0.3％, 더욱 바람직하게는 0.2％를 상한으로 한다.
(B: 0.0003 내지 0.005％)
B는, 또한 입계를 강화하고, 가공성을 향상하기 위해서 필요에 따라 함유할 수 있고, 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.0003％ 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 0.0005％ 이상 첨가하는 것이 더욱 바람직하다. 그러나, 이 B를 0.005％를 초과해서 다량으로 함유시켜도 그 효과는 포화되고, 오히려 강의 청정성을 손상시키고, 연성을 열화시킨다. 그로 인해, 0.005％를 상한으로 한다.
Zr에 대해서
Zr은, 황화물의 형태 제어에 의해, 입계를 강화하고, 가공성을 향상하기 위해서, 필요에 따라 함유할 수 있다.
(Zr: 0.001 내지 0.01％)
Zr은, 상술한 황화물을 구 형상화하여 모재의 인성을 개선하는 효과를 얻기 위해서는 0.001％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 이 Zr의 다량 함유는 오히려 강의 청정성을 손상시키고, 연성을 열화시킨다. 그로 인해, 0.01％, 바람직하게는 0.009％, 더욱 바람직하게는 0.008％를 상한으로 한다.
이어서, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서의 개재물의 존재 조건에 대해 설명한다. 여기에서 말하는 강판이란, 열간 압연, 또는 또한 냉간 압연을 거쳐서 얻어진 압연 후의 판을 의미하고 있다. 또한, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서의 개재물의 존재 조건을, 다양한 관점에서 규정하고 있다.
신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 우수한 강판을 얻기 위해서는, 깨짐 발생의 기점이나 깨짐 전파의 경로가 되기 쉬운 연신된 조대한 MnS계 개재물을 강판 중에서 가능한 한 저감시키는 것이 중요하다.
따라서, 본 발명자는, 상술한 바와 같이, Si를 첨가한 후, Al로 탈산하고, 그 후, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 첨가하고, 또한 Ca 첨가해서 탈산한 강판에서, 질량 베이스로 상기의 (Ce+La+Nd+Pr)/산 가용 Al비, 또한, (Ce+La+Nd+Pr)/S비가 얻어지고 있는 경우, 복합 탈산에 의해 급격하게 용강 중의 산소 포텐셜이 저하됨과 함께, Al 탈산에 의해 생성되는 Al2O3을 환원하고, 또한 조대화하고자 하는 Al2O3 클러스터를 분단하기 때문에, Al로 거의 탈산하지 않고 제조한 강판과 마찬가지로, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 우수한 것을 알아내었다.
또한, Ce, La, Nd, Pr의 첨가에 의한 탈산 및 이어지는 Ca 첨가에 의해, 약간 Al2O3을 포함하지만 대부분을 차지하는 생성된 미세하고 경질인 Ce 산화물, La 산화물, Nd 산화물, Pr 산화물, 세륨옥시설파이드, 란탄옥시설파이드, 네오디뮴옥시설파이드, 프라세오디뮴옥시설파이드와 Ca 산화물 혹은 Ca옥시설파이드가 고용되고, 또한 MnS가 석출 고용되어, 상이한 성분의 개재물 상을 갖는 복합 개재물을 형성하여, 압연시에도 이 복합 개재물의 변형이 일어나기 어렵기 때문에, 강판 중에는 연신된 조대한 MnS가 현저하게 감소하는 것도 아울러 알아내었다.
따라서, 질량 베이스로, 상기의 (Ce+La+Nd+Pr)/산 가용 Al비, 또한, (Ce+La+Nd+Pr)/S비가 얻어지고 있는 경우, 원 상당 직경 2㎛ 이하의 미세한 개재물 개수 밀도가 급증하여, 그 미세한 개재물이 강 중에 분산됨을 알았다.
이 미세한 개재물은, 응집되기 어렵기 때문에, 그 형상은 대부분이 구 형상 또는 방추 형상의 것이다. 또한, 긴 직경/짧은 직경(이후, "연신 비율"이라고도 함)으로 표기하면 3 이하, 바람직하게는 2 이하다. 본 발명에서는 이들 개재물을 구형 개재물이라고 칭하고 있다.
실험적으로는, 주사형 전자 현미경(SEM) 등에 의한 관찰로 동정이 용이하고, 원 상당 직경 5㎛ 이하의 개재물의 개수 밀도에 주목하였다. 덧붙여서 말하면, 원 상당 직경의 하한값은 특별히 규정하는 것이 아니지만, 숫자로 카운트할 수 있는 크기로서, 0.5㎛ 정도 이상의 개재물을 대상으로 하는 것이 적합하다. 여기서, 원 상당 직경이란, 단면 관찰한 개재물의 긴 직경과 짧은 직경으로부터, (긴 직경×짧은 직경)0.5로 하여서 구한 것이라 정의한다.
이들 5㎛ 이하의 미세한 개재물이 분산되어 있는 것은, Al 탈산에 의한 용강의 산소 포텐셜의 저하와, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종으로 이루어지는 산화물 또는 옥시설파이드가 존재하고, 이것에 Si, Al, Ca 중 적어도 1종을 함유하는 산화물이 석출 고용되고, 또한 MnS, CaS, 또는 (Mn, Ca)S 중 적어도 1종이 석출 고용된 산화물 및/또는 옥시설파이드의 복합 개재물의 미세화와의 상승 효과에 의한 것으로 생각된다.
생성되는 복합 개재물은, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 함유하고, 또한, Ca를 함유하고, 또한, O, S 중 적어도 1종을 함유하는 개재물 상(이하, [Ce, La, Nd, Pr]-Ca-[O, S]의 제1군이라고도 표기함)과, 또한, Mn, Si, Al 중 적어도 1종을 함유하는 개재물 상(이하, [Ce, La, Nd, Pr]-Ca-[O, S]-[Mn, Si, Al]의 제2군이라고도 표기함)과의 상이한 성분을 포함하는 개재물 상의 복합 개재물로 이루어지며, 이 복합 개재물은, 원 상당 직경 0.5 내지 5㎛의 크기의 복합된 하나의 구 형상 개재물을 다수 형성하여, 깨짐 발생의 기점이나 균열 전파의 경로가 되기 어려워지며, 오히려 미세하기 때문에 응력 집중의 완화에 기여해서, 신장 플랜지성, 내굽힘 가공성 등의 향상으로 이어지는 것으로 생각된다.
한편, 본 발명자는, 깨짐 발생의 기점이나 깨짐 전파의 경로가 되기 쉬운 연신된 조대한 MnS계 개재물을 강판 중에서 저감할 수 있는지를 조사하였다.
본 발명자는, 원 상당 직경 1㎛ 미만이면, 연신된 MnS에서도 깨짐 발생 기점으로서는 무해하며, 신장 플랜지성이나 굽힘 가공성을 열화시키지 않음을 실험을 통해 알고 있으며, 또한, 원 상당 직경 1㎛ 이상의 개재물은 주사형 전자 현미경(SEM) 등에 의한 관찰도 용이하므로, 강판에서의 원 상당 직경이 1㎛ 이상인 개재물을 대상으로 해서, 그 형태 및 조성을 조사하여, 연신된 MnS의 분포 상태를 평가하였다.
또한, MnS의 원 상당 직경의 상한은 특별히 규정하는 것이 아니지만, 현실적으로는 1㎜ 정도의 MnS가 관찰되는 경우가 있다.
연신 개재물의 개수 비율은, SEM을 사용해서 랜덤하게 선택한 원 상당 직경 1㎛ 이상의 복수 개(예를 들어 50개)의 개재물을 조성 분석함과 함께, 개재물의 긴 직경과 짧은 직경을 SEM상으로부터 측정한다. 여기서 연신 개재물을, 긴 직경/짧은 직경(연신 비율)이 3을 초과하는 개재물이라 정의하고, 검출한 상기 연신 개재물의 개수를, 조사한 전체 개재물 개수(상술한 예로 말하면 50개)로 나눔으로써, 상기 연신 개재물의 개수 비율을 구할 수 있다.
이 연신 비율을 3 이하로 한 이유는, Ce, La, Nd, Pr을 첨가하지 않는 비교 강판 중의 연신 비율 3을 초과하는 개재물은, 거의 MnS나 Ce, La, Nd, Pr을 첨가한 경우의 Ce, La, Nd, Pr로 이루어지는 산화물 및 옥시설파이드를 핵으로 해서 MnS가 그 주위에 석출되었을 경우의 개재물, 및 저융점의 CaO-Al2O3계 개재물 및 조대한 연신되는 CaS이었기 때문이다. 또한, MnS의 연신 비율의 상한은 특별히 규정하는 것이 아니지만, 현실적으로는 연신 비율 50 정도인 MnS가 관찰되는 경우도 있다.
그 결과, 연신 비율 3 이하인 연신 개재물의 개수 비율이 50％ 이상이 되도록 형태 제어된 강판에서는, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 향상되는 것으로 판명되었다. 즉, 연신 비율 3 이하인 연신 개재물의 개수 비율이 50％ 이상이 되면, 깨짐 발생의 기점이 되기 쉬운 MnS나 Ce, La를 첨가한 경우의 Ce, La로 이루어지는 산화물 및 옥시설파이드를 핵으로 해서 MnS가 그 주위에 석출되었을 경우의 개재물, 및 저융점의 CaO-Al2O3계 개재물 및 조대한 연신되는 CaS의 개수 비율이 너무 많아져, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 저하된다. 따라서, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서는, 연신 비율 3 이하인 연신 개재물의 개수 비율을 50％ 이상으로 한다.
또한, 신장 플랜지성이나 굽힘 가공성은 연신된 MnS계 개재물 등이 적을수록 양호하기 때문에, 그 연신 비율 3을 초과하는 연신 개재물의 개수 비율의 하한값은 0％를 포함한다. 여기서, 원 상당 직경 1㎛ 이상의 개재물이고, 또한, 연신 비율 3을 초과하는 연신 개재물의 개수 비율의 하한값이 0％라는 것이 의미하는 바는, 원 상당 직경이 1㎛ 이상인 개재물이지만 연신 비율 3을 초과하는 것이 존재하지 않는 경우, 또는 연신 비율 3을 초과하는 연신 개재물이라도, 원 상당 직경이 모두 1㎛ 미만인 경우이다.
또한, 연신 개재물의 최대 원 상당 직경도, 조직의 결정의 평균 입경에 비해 작은 것이 확인되어, 이에 의해, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 비약적으로 향상될 수 있었던 요인이라고 생각된다.
또한, (Ce+La+Nd+Pr)/S 질량비가 0.2 내지 10이고, 연신 비율이 3 이하인 연신 개재물의 개수 비율이 50％ 이상이 되도록 형태 제어된 강판에서는, 이것에 대응하여, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 함유하고, 또한, Ca를 함유하고, 또한, O, S 중 적어도 1종을 함유하는 개재물 상([Ce, La, Nd, Pr]-Ca-[O, S]의 제1군)과, 또한, Mn, Si, Al 중 적어도 1종을 함유하는 개재물 상([Ce, La, Nd, Pr]-Ca-[O, S]-[Mn, Si, Al]의 제2군)의 상이한 성분을 포함하는 개재물 상의 복합 개재물로 이루어지고, 상기 복합 개재물은, 원 상당 직경 0.5 내지 5㎛의 크기의 복합된 하나의 구 형상 개재물을 다수 형성하고 있는 경우가 많다.
또한, 상기 원 상당 직경 0.5 내지 5㎛의 크기의 복합된 하나의 구 형상 개재물은, 융점이 높고 경질인 개재물이기 때문에, 압연시에도 변형이 일어나기 어려워, 강판 중에서도 연신되지 않은 형상, 즉, 구 형상 또는 방추 형상의 개재물(구 형상이라고 총칭하기도 함)로 되어 있다.
여기서, 연신되지 않았다고 판단되는 구 형상 개재물이란, 특별히 규정하는 것이 아니지만, 강판 중의 연신 비율 3 이하인 개재물, 바람직하게는 2 이하인 개재물이다. 이것은, 압연 전의 주괴 단계에서, 개재물이, 상기 제1군의 [Ce, La, Nd, Pr]-Ca-[O, S]의 개재물 상과, 상기 제2군의 [Ce, La, Nd, Pr]-Ca-[O, S]-[Mn, Si, Al]의 개재물 상의 상이한 성분을 포함하는 복합 개재물로 이루어져 있으며, 원 상당 직경 0.5 내지 5㎛의 크기의 복합된 하나의 구 형상 개재물을 형성하고, 연신 비율이 3 이하이었기 때문이다. 또한, 연신되지 않았다고 판단되는 구 형상 개재물은, 완전히 구 형상이면, 연신 비율이 1이 되기 때문에, 연신 비율의 하한은 1이다.
이 개재물의 개수 비율의 조사를 연신 개재물의 개수 비율 조사와 마찬가지의 방법으로 실시하였다. 그 결과, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 함유하고, 또한, Ca를 함유하고, 또한, O, S 중 적어도 1종을 함유하는 제1군의 개재물 상([Ce, La, Nd, Pr]-Ca-[O, S])과, 또한, Mn, Si, Al 중 적어도 1종을 함유하는 제2군의 개재물 상([Ce, La, Nd, Pr]-Ca-[O, S]-[Mn, Si, Al])의 상이한 성분을 포함하는 개재물 상의 복합 개재물로 이루어지고, 이 복합 개재물은, 원 상당 직경 0.5 내지 5㎛의 크기의 복합된 하나의 구 형상 개재물을 형성하고, 그 개수 비율이 원 상당 직경 0.5 내지 5㎛의 크기의 전체 개재물 개수의 30％ 이상으로 석출 제어된 강판에서는, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 향상되는 것으로 판명되었다.
그리고, 그 개수 비율이 30％ 미만이 되면, 이것에 대응하여, MnS의 연신 개재물의 개수 비율이 너무 많아져, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 저하되므로 바람직하지 않다.
이로 인해, 원 상당 직경 0.5 내지 5㎛의 크기의 복합된 하나의 구 형상 개재물의 개수 비율은 30％ 이상으로 한다. 여기서, 개수 비율은, SEM을 사용하여 랜덤하게 선택한 50개의 연신 개재물의 긴 직경과 짧은 직경을 SEM상으로부터 측정한다. 그리고, 긴 직경/짧은 직경(연신 비율) 3 이하의 연신 개재물의 개수를, 조사한 전체 개재물 개수(50개)로 나눔으로써, 상기 연신 개재물의 개수 비율을 구할 수 있다.
또한, 신장 플랜지성이나 굽힘 가공성은, 원 상당 직경 0.5 내지 5㎛의 크기의 복합된 하나의 구 형상 개재물을 다수 석출시키는 것이 양호하기 때문에, 그 개수 비율의 상한값은 100％를 포함한다.
또한, 원 상당 직경 0.5 내지 5㎛의 크기의 복합된 하나의 구 형상 개재물은, 압연시에도 변형이 일어나기 어렵기 때문에, 그 원 상당 직경은 특별히 규정하는 것이 아니고, 1㎛ 이상이어도 된다. 단, 지나치게 크면 깨짐 발생 기점이 될 것이 우려되기 때문에, 상한은 5㎛ 정도가 바람직하다.
한편, 이 복합 개재물은, 압연시에도 변형이 일어나기 어려울 뿐만 아니라, 원 상당 직경이 0.5㎛ 미만인 경우에는, 깨짐 발생 기점이 되지 않으므로, 원 상당 직경의 하한은 특별히 규정하는 것이 아니다.
이어서, 상기에서 설명한 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서의 복합 개재물의 존재 조건으로서, 개재물의 단위 체적당의 개수 밀도로 규정하는 것으로 하였다.
개재물의 입경 분포는, 스피드법에 의한 전해면의 SEM 평가로 실시하였다. 스피드법에 의한 전해면의 SEM 평가란, 시료편의 표면을 연마한 후, 스피드법에 의한 전해를 행하여, 시료면을 직접 SEM 관찰함으로써 개재물의 크기나 개수 밀도를 평가하는 것이다. 또한, 스피드법이란, 10％ 아세틸아세톤-1％ 테트라메틸암모늄클로라이드-메탄올을 사용해서 시료 표면을 전해하여, 개재물을 추출하는 방법인데, 전해량으로는 시료 표면의 면적 1cm2당 전해량이 1C가 될 때까지 전해하였다. 이와 같이 하여 전해한 표면의 SEM상을 화상 처리하여, 원 상당 직경에 대한 빈도(개수) 분포를 구하였다. 이 입경의 빈도 분포로부터 평균 원 상당 직경을 산출함과 함께, 관찰한 시야의 면적과, 전해량으로부터 구한 깊이로 빈도를 나눔으로써 개재물의 체적당의 개수 밀도도 산출하였다.
한편으로, 상기에서 설명한 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서의, 상기 제1군의 [Ce, La, Nd, Pr]-Ca-[O, S]의 개재물 상과, 상기 제2군의 [Ce, La, Nd, Pr]-Ca-[O, S]-[Mn, Si, Al]의 개재물 상의 상이한 성분을 포함하는 복합 개재물로 이루어지고, 원 상당 직경 0.5 내지 5㎛의 크기의 복합된 하나의 구 형상 개재물의 존재 조건으로서, 개재물 중의 Ce, La, Nd 또는 Pr의 평균 조성의 함유량으로 규정하였다.
구체적으로는, 상술한 바와 같이, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성을 향상시킴에 있어서, 상기 복합 개재물은, 원 상당 직경 0.5 내지 5㎛의 크기의 복합된 구 형상 개재물로서 존재하고, MnS계 개재물 등의 연신을 방지하는 것이 중요하다.
이 복합 개재물의 형태로서는, 원 상당 직경 0.5 내지 5㎛의 크기의 복합된 구 형상 개재물 또는 방추 형상의 개재물로 되어 있다.
또한, 방추 형상의 개재물이란, 특별히 규정하는 것이 아니지만, 강판 중의 연신 비율 3 이하의 개재물, 바람직하게는 2 이하의 개재물로 한다. 여기서, 완전히 구 형상이면, 연신 비율이 1이기 때문에, 연신 비율의 하한은 1이다.
따라서, 연신 억제와 신장 플랜지성과 굽힘 가공성 향상에 유효한 조성을 밝히기 위해서, 복합 개재물의 조성 분석을 실시하였다.
단, 이 개재물의 원 상당 직경이 1㎛ 이상이면 관찰이 용이하므로, 편의적으로, 원 상당 직경 1㎛ 이상을 대상으로 하였다. 단, 관찰이 가능하다면, 원 상당 직경이 1㎛ 미만인 개재물도 포함해도 된다.
또한, 상기 복합 개재물의 형태는 연신되어 있지 않기 때문에, 연신 비율은 모두 3 이하의 개재물로 되어 있음이 확인되었다. 따라서, 원 상당 직경 1㎛ 이상, 또한, 연신 비율 3 이하인 개재물을 대상으로 조성 분석을 실시하였다.
그 결과, 원 상당 직경 1㎛ 이상, 또한, 연신 비율 3 이하의 개재물 중에 도 3a, 도 3b에 도시한 바와 같이, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 함유하고, 또한, Ca를 함유하고, 또한, O, S 중 적어도 1종을 함유하는 성분의 제1군의 개재물 상과, 또한, Mn, Si, Al 중 적어도 1종을 함유하는 성분의 제2군의 개재물 상의 상이한 성분을 포함하는 개재물 상을 2 이상 포함하는 형태의 복합 개재물의 성분 조성으로 이루어져 있음을 알았다. 그리고, 복합 개재물 중에, 평균 조성으로 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 합계를 0.5 내지 95％ 함유시키면, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 향상되는 것으로 판명되었다.
상기의 원 상당 직경 1㎛ 이상, 또한, 연신 비율 3 이하의 개재물 중에서의 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 합계의 평균 함유율이 0.5질량％ 미만이 되면, 상기 형태의 개재물의 개수 비율이 크게 감소하기 때문에, 이것에 대응하여, 깨짐 발생의 기점이 되기 쉬운 MnS계 연신 개재물의 개수 비율이 너무 많아져, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 저하된다.
한편, 원 상당 직경 1㎛ 이상, 또한, 연신 비율 3 이하의 개재물 중에서의 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 합계의 평균 함유율이 95％ 초과가 되면, 세륨옥시설파이드, 란탄옥시설파이드가 다량으로 생성되어, 원 상당 직경이 50㎛ 정도 이상인 조대한 개재물이 되기 때문에, 신장 플랜지성이나 굽힘 가공성을 열화시킨다.
이어서, 강판의 조직에 대하여 설명한다.
본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서는, 주괴 중에 미세한 MnS계 개재물을 석출시키고, 또한 압연시에 변형을 받지 않고, 깨짐 발생의 기점이 되기 어려운 미세 구 형상 개재물로서 강판 중에 분산시킴으로써, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성을 향상시키는 것이며, 강판의 마이크로 조직은 특별히 한정하는 것이 아니다.
강판의 마이크로 조직은 특별히 한정하는 것이 아니지만, 베이니틱·페라이트를 주상으로 하는 조직으로 한 강판, 페라이트 상을 주상으로 하고, 마르텐사이트 상, 베이나이트 상을 제2상으로 하는 복합 조직 강판, 그리고 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 저온 변태상(마르텐사이트 또는 베이나이트)으로 이루어지는 복합 조직 강판 중 어느 조직이어도 된다.
따라서, 어느 조직이든, 결정립 직경을 10㎛ 이하로 미세화할 수 있기 때문에, 구멍 확장성과 굽힘 가공성을 향상시킬 수 있어 바람직하다. 평균 입경이 10㎛를 초과하면, 연성·굽힘 가공성의 향상이 작아진다. 구멍 확장성과 굽힘 가공성의 향상을 위해서는, 보다 바람직하게는 8㎛ 이하다. 단 일반적으로는, 하체 부품 등과 같이 우수한 신장 플랜지성을 얻을 필요가 있는 경우에는, 연성에서는 약간 떨어지지만, 바람직하게는 페라이트 또는 베이나이트 상이 면적비에서 최대의 상인 것이 바람직하다.
다음으로 제조 조건을 설명한다.
본 실시 형태에 따른 고강도 강판의 용강의 용제 방법에서는 전로에서 취련하여 탈탄하고, 또는, 진공 탈가스 장치를 사용하여 탈탄한 용강 중에, C, Si, Mn 등의 합금을 첨가해서 교반하여, 탈산과 성분 조정을 행한다.
또한, S에 대해서는, 상술한 바와 같이, 정련 공정에서 탈황을 행하지 않아도 되기 때문에, 탈황 공정을 생략할 수 있다. 단, S≤20ppm 정도의 극저황 강을 용제하기 위해 2차 정련에서 용강 탈황이 필요한 경우에는, 탈황을 행하고, 성분 조정을 실시해도 된다.
상기의 Si 첨가 후, 3분 정도 지나서, Al을 첨가하여 Al 탈산을 행하고, Al2O3을 부상 분리하기 위해, 약 3분 정도의 부상 시간을 확보하는 것이 바람직하다.
그 후, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 첨가하여, 질량 베이스로 70≥100×(Ce+La+Nd+Pr)/산 가용 Al≥2, 또한, (Ce+La+Nd+Pr)/S가 0.2 내지 10이 되도록 성분 조정을 행한다.
덧붙여서 말하면, 선택 원소를 첨가하는 경우에는, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 첨가하기 전까지 행하여, 충분히 교반하고, 필요에 따라 선택 원소의 성분 조정이 행해진 후에, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 첨가를 행한다. 그 후, 충분히 교반하고, Ca 첨가를 행한다. 이와 같이 하여 용제된 용강을 연속 주조하여 주괴를 제조한다.
연속 주조에 대해서는, 통상의 250㎜ 두께 정도의 슬래브 연속 주조에 적용될 뿐만 아니라, 블룸이나 빌렛, 나아가 슬래브 연속 주조기의 주형 두께가 통상보다 얇은, 예를 들어 150㎜ 이하의 박 슬래브 연속 주조에 대하여 충분히 적용 가능하다.
고강도 열연 강판을 제조하기 위한 열연 조건에 대해 설명한다.
열연 전의 슬래브의 가열 온도는 강 중의 탄질화물 등을 일단 고용시키는 것이 필요하며, 그를 위해서는 1200℃ 초과로 하는 것이 중요하다.
이들 탄질화물을 고용시켜 둠으로써, 압연 후의 냉각 과정에서 연성의 향상에 있어서 바람직한 페라이트 상이 얻어진다. 한편, 열연 전의 슬래브의 가열 온도가 1250℃를 초과하면 슬래브 표면의 산화가 현저해지고, 특히 입계가 선택적으로 산화되는 것에 기인하는 쐐기 형상의 표면 결함이 디스케일링 후에 남아, 그것이 압연 후의 표면 품위를 손상시키므로, 상한을 1250℃로 하는 것이 바람직하다.
상기의 온도 범위로 가열된 후에, 통상의 열간 압연을 행하는데, 그 공정 중에서 마무리 압연 완료 온도는 강판의 조직 제어를 행하는 경우에 중요하다. 마무리 압연 완료 온도가 Ar 3점+30℃ 미만에서는 표층부의 결정립 직경이 조대해지기 쉬워, 굽힘 가공성상 바람직하지 않다. 한편, Ar 3점+200℃ 초과에서는 압연 종료 후의 오스테나이트 입경이 조대해져, 냉각 중에 생성되는 상의 구성 및 분율을 제어하기 어려워지므로, 상한을 Ar 3점+200℃로 하는 것이 바람직하다.
또한, 마무리 압연 후의 강판의 평균 냉각 속도를 10 내지 100℃/초로 하고, 450 내지 650℃의 범위에서 권취 온도로 할 경우, 마무리 압연 후 680℃까지 약 5℃/초로 공냉 유지하고, 그 후 30℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하여, 400℃ 이하에서 권취 온도로 할 경우에서, 목적하는 조직 구성에 따라 선택한다. 압연 후의 냉각 속도와 권취 온도를 콘트롤함으로써, 전자의 압연 조건에서는, 폴리고널·페라이트, 베이니틱·페라이트 및 베이나이트 상으로부터 하나 또는 2개 이상의 조직과 그 분율을 가진 강판을, 후자의 압연 조건에서는, 연성이 우수한 다량의 폴리고널·페라이트 상과 마르텐사이트 상의 복합 조직을 갖는 DP 강판을 얻을 수 있다.
상기의 평균 냉각 속도가 10℃/초 미만에서는 신장 플랜지성에 바람직하지 않은 펄라이트가 생성되기 쉬워져 바람직하지 않다. 한편, 조직 제어에 있어서는 냉각 속도에 상한을 설정할 필요는 없지만, 너무 빠른 냉각 속도는 강판의 냉각을 불균일하게 할 우려가 있고, 또한 그러한 냉각을 가능하게 하는 설비의 제조에는 많은 비용이 필요해져, 그것으로 인해 강판의 가격 상승이 초래된다고 생각된다. 이러한 관점에서, 냉각 속도의 상한은 100℃/초로 하는 것이 바람직하다.
본 발명에 의한 고강도 냉연 강판은, 열연, 권취 후, 산 세정, 스킨 패스 등의 공정을 거친 강판을, 냉간 압연하여, 어닐링을 행함으로써 제조된다. 뱃치 어닐링, 연속 어닐링 등의 어닐링 공정에서 어닐링하여, 최종적인 냉연 강판으로 한다.
또한, 본 발명에 의한 고강도 강판은 전기 도금용 강판으로서 적용해도 됨은 물론이다. 전기 도금을 실시해도 본 발명 고강도 강판의 기계 특성에는 전혀 변화가 없다.
(제2 실시 형태)
본 발명자들은, 주조편 중에 미세한 MnS의 개재물을 석출시키고, 또한, 압연시에 변형을 받지 않아, 깨짐 발생의 기점이 되기 어려운 미세 구 형상 개재물로서 강판 중에 분산시켜, 신장 플랜지성, 굽힘 가공성을 향상시키는 방법 및 피로 특성을 열화시키지 않는 첨가 원소의 해명을 중심으로, 예의 연구를 진행시켰다.
그 결과, 도 8a 및 도 8b에 도시한 바와 같이, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 함유하고, 또한, Ca를 함유하고, 또한, O, S 중 적어도 1종을 함유하는 제1 개재물 상과, 또한, Mn, Si, Ti, Al 중 적어도 1종을 함유하는 제2 개재물 상의, 상이한 제1과 제2 개재물 상을 포함하는 복합 개재물로 이루어지고, 원 상당 직경 0.5 내지 5㎛의 크기의 복합된 하나의 구 형상 개재물을 형성하고, 상기 구 형상 개재물의 개수 비율이 50％ 이상이며, 뿐만 아니라, 5㎛ 초과의 개재물의 개수 밀도가 10개/㎟ 미만이 되도록 개재물을 제어하면, 강판 중에는, 구멍 확장성에 악영향을 미치는 연신된 MnS나 조대한 개재물이 현저하게 감소하여, 반복 변형시나 구멍 확장 가공, 굽힘 가공시에 있어서, 조대한 개재물이나 MnS계 개재물이, 깨짐 발생의 기점이나 균열 전파의 경로가 되기 어려워져, 이것이, 구멍 확장성 등의 향상으로 이어지는 것으로 판명되었다.
또한, 석출물을 미세한 산화물, MnS계 개재물로 하는 것 외에, 저황까지 탈황 처리하고, 잔존하는 황을 확실하게 미세하고 경질인 개재물로 고정하기 위해서, Si, Mn, Al, (Ce, La, Nd, Pr), Ca로 순차 복합 탈산하는 것도 검토하였다. 그 결과, Si로 탈산을 행한 후, Ti 및 Al로 탈산하고, 그 후, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 첨가하여 탈산한 후, Ca를 첨가한 용강에 있어서, 질량 베이스로, 소정의 (Ce+La+Nd+Pr)/산 가용 Al, 또한, (Ce+La+Nd+Pr)/S가 얻어지고, 또한, 마지막으로 Ca를 첨가한 경우, 용강 중의 산소 포텐셜이 저하되어, 이 낮은 산소 포텐셜하에서는, 더욱 미세한 TiS계 개재물로 할 수 있어, 잔존하는 황을 확실하게 미세하고 경질인 개재물로 고정할 수 있음을 발견하고, 그리고, 이 경우, 비약적으로 신장 플랜지성 및 굽힘 가공성이 향상되는 것을 알아내었다.
또한, TiN이, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 함유하고, 또한, Ca를 함유하고, 또한, O, S 중 적어도 1종을 함유하는 제1 개재물 상과, 또한, Mn, Si, Ti, Al 중 적어도 1종을 함유하는 제2 개재물 상의, 상이한 제1과 제2 개재물 상을 포함하는 복합 개재물 상에 복합 석출, 또는 단독 석출되는 예도 관찰되었는데, 석출물은 미세하므로 신장 플랜지성, 굽힘 가공성 및 피로 특성에는 거의 영향이 없는 것이 확인되었으므로, TiN은, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판이 대상으로 하는 MnS계 개재물에는 해당하지 않는다. 또한, Ti를 첨가하여 강 중의 산 가용 Ti를 높임으로써, 고용 Ti 또는 Ti의 탄질화물에 의해 핀 고정 효과를 발현하여, 결정립을 미세화할 수도 있음을 알았다. 신장 플랜지성과 굽힘 가공성에는 거의 영향이 없는 것이 확인되었기 때문에, TiN은 MnS계 개재물의 대상으로 하지 않는다.
이하, 본 발명의 제2 실시 형태로서, 우선, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 우수한 고강도 강판에 대해서 상세하게 설명을 한다. 여기서, 조성에서의 질량％ 는, 간단히 ％라고 기재한다. 또한, 본 발명에서의 고강도 강판이란, 통상의 열연·냉연 강판으로 그대로 사용하거나, 도금, 도장 등의 표면 처리가 실시되어 사용되는 경우를 포함한다.
본 실시 형태의 제2 실시 형태에 따른 실험에 대하여 설명한다.
본 발명자는, C: 0.06％, Si: 1.0％, Mn: 1.4％, P: 0.01％ 이하, S: 0.005％, N: 0.003％를 함유하고 잔량부가 Fe인 용강에 대하여 다양한 원소를 사용해서 탈산을 행하여, 강괴를 제조하였다. 얻어진 강괴를 열간 압연하여 3㎜의 열연 강판으로 하였다. 이와 같이 제조한 열연 강판을 인장 시험, 구멍 확장 시험 및 굽힘 시험에 제공하는 동시에, 강판 중의 개재물 개수 밀도, 형태 및 평균 조성을 조사하였다.
우선, Si를 첨가하고, 그 후에 Al로 탈산하여 약 2분 정도 교반한 후, Ti를 첨가하여 약 2분 정도 교반한 후에, 또한 그 후에 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 첨가한 후에 Ca로 탈산한 강판에 대해 신장 플랜지성 및 굽힘 가공성을 조사하였다. 그 결과, 이러한 Si, 계속하여 Al 및 Ti, 및 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종 및 Ca의 5단계에 의해 순서대로 탈산한 강판에서는, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성을 보다 향상시킬 수 있음을 확인할 수 있었다.
그 이유는, Al 및 Ti로 탈산했을 때에 발생한, Mn이나 Si를 일부 포함하는 Al 산화물, Ti 산화물, 또는 Al-Ti 복합 산화물이, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 첨가에 의한 탈산에 의해 변질되어, (Ce, La, Nd, Pr)-(O) 개재물 및 (Mn, Si, Ti, Al)-(Ce, La, Nd, Pr)-(O) 개재물이 형성되고, 이것에 S가 흡수됨으로써, (Ce, La, Nd, Pr)-(O, S) 개재물 및 (Mn, Si, Ti, Al)-(Ce, La, Nd, Pr)-(O, S) 개재물도 형성되어, 이들 개재물이 Ca의 탈산에 의해 환원되고, 전체 개재물 상에 Ca가 포함되어 (Ce, La, Nd, Pr)-(O, S)-(Ca) 개재물 상(이하, [REM]-[Ca]-[O, S]의 제1 개재물 상, 또는 간단히 제1 개재물 상이라고도 함) 및 (Mn, Si, Ti, Al)-(Ce, La, Nd, Pr)-(O, S)-(Ca) 개재물 상(이하, [Mn, Si, Ti, Al]-[REM]-[Ca]-[O, S]의 제2 개재물 상 또는 간단히 제2 개재물 상이라고도 함)이 형성되고, 이들 개재물이 합체되거나, 또는, 개재물 상으로서 석출됨으로써, 상이한 개재물 상을 갖는 복합 개재물이 생성된 것으로 생각된다.
생성된 복합 개재물의 예를 도 8a 및 도 8b에 나타내었다.
또한, 상기의 (Mn, Si, Ti, Al)-(Ce, La, Nd, Pr)-(O, S)-(Ca) 개재물 상의 표현에서, (Mn, Si, Ti, Al)이란 Mn, Si, Ti, Al 중 적어도 1종의 원소를 포함한다는 의미이며, (Ce, La, Nd, Pr)이란, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 원소를 포함한다는 의미이며, (O, S)란, O, S 중 적어도 1종의 원소를 포함한다는 의미이며, (Ca)란 Ca 원소를 포함한다는 의미이다.
이 복합 개재물은, 마지막으로 본 실시 형태에서 취급한 원소 중, 가장 탈산력이 강한 Ca로 탈산을 행하기 때문에 개재물의 융점이 높아져 있으므로, 형성된 복합 개재물의 압연시의 변형이 긴 직경과 짧은 직경의 비에서 3 이하로 변형되기 어렵다.
아울러, Ce, La, Nd, Pr 및 Ca는 탈산력이 강하지만 용강과의 습윤성이 좋으므로 생성된 복합 개재물은 미세하게 분산된다.
즉, [REM]-[Ca]-[O, S]의 제1 개재물 상과, [Mn, Si, Ti, Al]-[REM]-[Ca]-[O, S]의 제2 개재물 상의, 상이한 제1과 제2 개재물 상을 포함하는 복합 개재물로 이루어지고, 원 상당 직경 0.5 내지 5㎛의 크기의 복합된 하나의 구 형상 개재물을 형성한다.
상기에서, "상이한 제1과 제2 개재물 상"이라고 표현한 것은, 복합 개재물 중에서 개재물 상으로서 광학적 또는 전자상으로서 식별할 수 있고, 개재물 상의 조성을 조사하면 농도에 차가 있으므로, 상이한 개재물 상이라고 본 발명자가 판단한 것이다. 즉, 한쪽의 개재물 상에는 매우 미량으로 원소가 포함되고, 다른 쪽의 개재물 상에는 다량의 동일한 원소가 포함되는 경우에는 상이하다고 판단하고 있다.
본 발명자는, 이들 복합 개재물이 원 상당 직경으로 0.5 내지 5㎛의 구형 개재물이며, 이 구형 개재물이 개재물 개수 비율로 50％ 이상 있으면, 구멍 확장성이 향상되는 것을 발견하였다. 또한, 구형 개재물의 개재물 개수 비율은, 많을수록 바람직한데, 98％ 정도가 상한이라고 생각된다.
본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서는 긴 직경과 짧은 직경의 비가 3 이하이며, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서는 이들 개재물을 구형 개재물이라고 칭하고 있다. 발명자가 조사한 것으로는 0.5 내지 5㎛의 개재물 중, 약 80％ 이상의 개재물이 긴 직경과 짧은 직경의 비가 3 이하인 구형 개재물인 것을 알 수 있다. 또한, 본 발명의 경우에는, 0.5 내지 5㎛의 개재물의 개수 밀도는 수 10개/㎟ 정도, 즉, 10 내지 100개/㎟이다.
또한, 발명자는 Ti를 첨가했을 때에 생성되는 TiS의 거동에 대해서도 검토하였다. 그 결과, 고온에서는 Ti와 S는 상기의 복합 개재물 상에 도입되어, TiS로서의 조대한 개재물로는 석출되지 않음을 발견하였다. 아울러, 고체 내에서 미세하게 석출되는 TiS는 확산이 늦기 때문에 미세한 상태 그대로 고체 내에 머무르는 것을 발견하였다.
발명자가 관찰한 결과, 제1 개재물 상과 제2 개재물 상의 상이한 개재물 상으로 이루어지는 복합 개재물을 형성한 본 실시 형태에 따른 강에서는, TiS의 크기는 최대라도 3㎛에 그치며, 이 크기 이하의 개재물은, 개재물 개수 비율로 30％ 이하인 경우에는 구멍 확장성에 악영향을 미치지 않음을 발견하였다.
또한, Ti를 첨가하면, 아울러 TiN 입자도 생성하고 있는데, 이것이 압연 전의 가열시에 강판 조직의 결정립의 성장을 억제하는, 소위 핀 고정 기능의 발휘에 기여함으로써, 강판 조직의 결정립 직경도 미세한 것이 된다. 그 결과, 반복 변형시나 구멍 확장 가공시에, 이들 복합 석출된 산화물 또는 옥시설파이드인 개재물이 깨짐 발생의 기점이나 균열 전파의 경로가 되기 어려워진다. 또한, 강판 조직의 결정립 직경도 미세한 것이므로, 상술한 바와 같이 내피로성 등의 향상으로 이어진다고 생각된다.
또한, 일부, 5㎛ 초과의 개재물로서, 구 형상, 클러스터 형상, 또는 압연시에 파쇄된 형상의 개재물이 검출되었다. 이들은, (Ce, La, Nd, Pr)이 일부 검출되지만, 그 농도는 낮으므로, 슬래그의 휘말림이나 내화물에 부착된 산화물이 용강 중에 혼입된 소위 외래성의 개재물이 주체라고 생각된다.
본 발명자는, 이들 5㎛ 초과의 개재물에 대하여 구멍 확장성에 대한 영향도를 검토하였다. 그 결과, 개수 밀도로 10개/㎟ 이하인 경우에는, 구멍 확장성에 대해 악영향을 주지 않음을 발견하였다.
본 발명의 경우에는, (Ce, La, Nd, Pr)을 첨가한 후에, Ca를 용강 중에 불어 넣어 첨가한다. 이때에 금속 Ca 또는 금속 Ca를 포함한 합금을 CaO 등의 소위 플럭스를 반송 분체로서 사용하므로, 이때에 외래성의 개재물이 부상하여 용강이 청정화되는 것으로 생각된다.
본 발명자들은, 계속해서 Al, Ti 탈산을 행하면서, (Ce, La, Nd, Pr)의 조성을 변화시키면서 탈산을 행하고, Ca를 첨가하여 강괴를 제조하였다. 얻어진 강괴를 열간 압연하여 3㎜의 열연 강판으로 하였다. 이와 같이 제조한 열연 강판을 구멍 확장 시험 및 굽힘 시험에 제공하는 동시에, 강판 중의 개재물 개수 밀도, 형태 및 평균 조성을 조사하였다.
이러한 실험을 통해, Si를 첨가한 후, Ti 및 Al로 탈산하고, 그 후 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 첨가하고, 마지막으로 Ca를 첨가하여 탈산한 용강에 있어서, 질량 베이스로 소정의 (Ce+La+Nd+Pr)/산 가용 Al비, 또한, (Ce+La+Nd+Pr)/S비가 얻어지고 있는 경우, 급격하게 용강 중의 산소 포텐셜이 저하되는 결과가 얻어졌다.
즉, Al, Ti, (Ce, La, Nd, Pr), Ca의 순서에 의한 복합적인 탈산 효과에 의해, 지금까지 다양한 탈산 원소로 탈산을 행해 온 계 중, 가장 산소 포텐셜이 저하되는 효과가 얻어졌다. 이러한 복합 탈산의 효과에 의해, 생성되는 산화물에 대해서도 Al2O3 농도를 매우 낮게 할 수 있기 때문에, Al로 거의 탈산하지 않고 제조한 강판과 마찬가지로, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 우수한 강판이 얻어짐을 알 수 있었다.
본 발명자는, 상기 소정의 (Ce+La+Nd+Pr)/산 가용 Al비란, 구체적으로는 질량 베이스로 70≥100×(Ce+La+Nd+Pr)/산 가용 Al>0.2인 것을 알아냈다.
또한, 본 발명자는 강판의 화학 성분 (Ce+La+Nd+Pr)/S 질량비로 규정하여 정리하는 것을 착상하였다.
구체적으로는, (Ce+La+Nd+Pr)/S가 0.2 내지 10이 되는 범위로 한다. 70≥100×(Ce+La+Nd+Pr)/산 가용 Al>0.2이며, (Ce+La+Nd+Pr)/S가 0.2 내지 10인 경우에는, 후술하는 바와 같이, 원 상당 직경으로 2㎛ 이하의 미세한 개재물이 분산된다.
한편, 100×(Ce+La+Nd+Pr)/산 가용 Al의 값이 70을 초과하면, 개재물의 직경이 커진다. 반대로 100×(Ce+La+Nd+Pr)/산 가용 Al의 값이 0.2 미만이면 Al2O3이 증가한다.
또한, (Ce+La+Nd+Pr)/S가 0.2 미만일 때에는 큰 MnS가 석출된다. 반대로, (Ce+La+Nd+Pr)/S가 10을 초과해서 커지면, 효과가 포화되는데 Ce, La, Nd, Pr의 비용이 높아진다.
본 실시 형태에 따른 고강도 강판에 있어서, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 우수한 강판이 얻어지는 이유는, 이하와 같이 생각된다.
상기, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판의 구형의 5㎛ 이하의 복합 개재물이, 원 상당 직경으로 0.5㎛ 이상인 것을 관찰한 경우에 긴 직경과 짧은 직경의 비가 3 이하인 것이 개재물의 개수 비율로 50％ 이상인 경우에는, 신장 플랜지성(구멍 확장성)이 더욱 향상되는 것을 본 발명자는 발견하였다. 그 이유는, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판의 복합 개재물은, 5㎛ 이하의 크기로 미세하게 분산되어 있을 뿐 아니라, 경질이기 때문에, 압연시에도 이 복합 개재물의 변형을 억제할 수 있고, 그 밖에도, 강판 중에는 연신된 조대한 MnS계 개재물을 현저하게 감소시킴으로써 굽힘 가공성 등을 향상할 수 있다는 효과가 얻어지는 것이다. 또한, 복합 탈산에 의해 용강의 산소 포텐셜을 저하시킬 수 있음으로써, 성분 조성의 편차를 작게 할 수 있다.
또한, (Ce, La, Nd, Pr)의 첨가 전에, Ca를 첨가해도 미세한 구 형상 복합 화합물은 얻어지지 않는다. 이것은, 신연성이 있는 CaS가 먼저 생성되면, 이 CaS는 (Ce, La, Nd, Pr)에 의해 환원될 수 없어 잔존하기 때문이라고 생각된다.
이들 실험적 검토로부터 얻어진 지식에 기초하여, 본 발명자는, 이하에 설명하는 바와 같이, 강판의 화학 성분 조건의 검토를 행하여, 본 실시 형태에 따른 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 우수한 고강도 강판을 완성시키기에 이르렀다.
이하, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판의 화학 성분에 대하여 설명을 한다.
(C: 0.03 내지 0.25％)
C는, 강의 켄칭성과 강도를 제어하는 가장 기본적인 원소이며, 켄칭 경화층의 경도 및 깊이를 향상시켜 피로 강도의 향상에 대해 유효하게 기여한다. 즉, 이 C는, 강판의 강도를 확보하기 위해 필수적인 원소이며, 고강도 강판을 얻기 위해서는 적어도 0.03％가 필요하다. 그러나, 이 C가 과잉으로 포함되어 0.25％를 초과하면, 가공성 및 용접성이 열화된다. 필요한 강도를 달성하고, 가공성·용접성을 확보하기 위해서, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서는, C의 농도를 0.25％ 이하로 한다. 따라서, C의 하한은 0.03％, 바람직하게는 0.04％, 더욱 바람직하게는 0.05％이며, C의 상한은 0.25％, 바람직하게는 0.20％, 더욱 바람직하게는 0.15％이다.
(Si: 0.03 내지 2.0％)
Si는 주요한 탈산 원소의 하나이며, 켄칭 가열시에 오스테나이트의 핵 생성 사이트수를 증가시켜, 오스테나이트의 입자 성장을 억제함과 함께, 켄칭 경화층의 입경을 미세화시키는 기능을 담당한다. 이 Si는, 탄화물 생성을 억제하여, 탄화물에 의한 입계 강도의 저하를 억제함과 함께, 베이나이트 조직의 생성에 대해서도 유효하기 때문에, 신장을 크게 손상시키지 않고 강도를 향상시켜, 저항복 강도비로 구멍 확장성을 개선하기 위해 중요한 원소이다. 용강 중의 용존 산소 농도를 저하시켜, 일단 SiO2계 개재물을 생성시키고, 복합 탈산에 의해 최종적인 용존 산소의 극소값을 얻기 위해서는 (이 SiO2계 개재물을 나중에 첨가한 Al이 환원되어 알루미나계 개재물을 생성하고, 그 후 또한, Ce, La, Nd, Pr가 환원됨으로써 알루미나계 개재물을 환원시키기 때문에), Si를 0.03％ 이상 첨가할 필요가 있기 때문에, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서는, Si의 하한을 0.03％로 하였다. 이에 대해, Si의 농도가 너무 높으면, 인연성이 극단적으로 나빠져서, 표면 탈탄이나 표면 결함이 증가하기 때문에 굽힘 가공성이 오히려 나빠진다. 이것 외에, Si를 과잉으로 첨가하면 용접성이나 연성에 악영향을 미친다. 이로 인해, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서는, Si의 상한을 2.0％로 하였다. 따라서, Si의 하한은 0.03％, 바람직하게는 0.05％, 더욱 바람직하게는 0.1％이며, Si의 상한은 2.0％, 바람직하게는 1.5％, 더욱 바람직하게는 1.0％이다.
(Mn: 0.5 내지 3.0％)
Mn은, 제강 단계에서의 탈산에 유용한 원소이며, C, Si와 함께 강판의 고강도화에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 이 Mn을 0.5％ 이상은 함유시킬 필요가 있다. 그러나, Mn을, 3.0％를 초과해서 함유시키면 Mn의 편석이나 고용 강화의 증대에 의해 연성이 저하된다. 또한, 용접성이나 모재 인성도 열화되므로 이 Mn의 상한을 3.0％로 한다. 따라서, Mn의 하한은 0.5％, 바람직하게는 0.7％, 더욱 바람직하게는 1％이며, Mn의 상한은 3.0％, 바람직하게는 2.6％, 더욱 바람직하게는 2.3％이다.
(P: 0.05％ 이하)
P는 Fe 원자보다 작은 치환형 고용 강화 원소로서 작용하는 점에서 유효하다. 그러나, 이 P 농도가 0.05％를 초과하면, 오스테나이트의 입계에 편석되어, 입계 강도를 저하시킴으로써, 비틀림 피로 강도를 저하시켜, 가공성의 열화를 일으키는 원인으로도 될 수 있기 때문에, 상한을 0.05％, 바람직하게는 0.03％, 더욱 바람직하게는 0.025％로 한다. 또한 고용 강화의 필요가 없으면 P를 첨가할 필요는 없으며, P의 하한값은 0％를 포함하는 것으로 한다.
(T.O: 0.0050％ 이하)
T.O(전체 산소량)는 불순물로서 산화물을 형성한다. T.O가 너무 높을 경우, 주로 Al2O3계 개재물이 증대하여, 계의 산소 포텐셜을 극소로 할 수 없게 되고, 인연성이 극단적으로 나빠져서, 표면 결함이 증가하기 때문에 굽힘 가공성이 오히려 나빠진다. 이로 인해, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서는, T.O의 상한을 0.0050％, 바람직하게는 0.0045％, 더욱 바람직하게는 0.0040％로 한다.
(S: 0.0001％ 내지 0.01％)
S는, 불순물로서 편석되고, S는 MnS계의 조대한 연신 개재물을 형성하여 신장 플랜지성을 열화시키기 때문에, 최대한 저농도인 것이 바람직하다. 한편, 0.01％ 정도의 비교적 높은 S 농도에서도, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판의 MnS계의 조대한 연신 개재물을 형태 제어에 의해, 2차 정련에서의 탈황 부하를 가하지 않고, 탈황 비용을 들이지 않고, 비용에 걸맞는 이상의 재질이 얻어진다. 따라서, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서의 S 농도의 범위로서, 2차 정련에서의 탈황을 전제로 한 극저 S 농도에서부터, 비교적 고 S 농도까지인 0.0001％ 내지 0.01％까지의 범위로 한다.
또한, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서는, [REM]-[Ca]-[O, S]의 제1 개재물 상과, [Mn, Si, Ti, Al]-[REM]-[Ca]-[O, S]의 제2 개재물 상의, 상이한 제1과 제2 개재물 상을 포함하는 복합 개재물로 이루어지고, 원 상당 직경 0.5 내지 5㎛의 크기의 복합된 하나의 구 형상 개재물을 형성한다.
S의 농도의 상한값은 후술하는 바와 같이, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 합계량과의 관계로 규정된다.
나아가, 0.01％를 초과하면 세륨옥시설파이드, 란탄옥시설파이드, 네오디뮴옥시설파이드 및 프라세오디뮴옥시설파이드 중 적어도 1종이 성장하여, 5㎛를 초과하는 크기로 되어, 조대화했을 경우에는, 인연성이 극단적으로 나빠져서, 표면 결함이 증가하기 때문에 굽힘 가공성이 오히려 나빠진다. 이로 인해, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서는, S의 상한을 0.01％, 바람직하게는 0.008％, 더욱 바람직하게는 0.006％로 한다.
즉, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서는 상기와 같이, MnS의 생성을 [REM]-[Ca]-[O, S]의 제1 개재물 상과, [Mn, Si, Ti, Al]-[REM]-[Ca]-[O, S]의 제2 개재물 상의, 상이한 제1과 제2 개재물 상을 포함하는 복합 개재물을 형성함으로써 억제하므로, S의 농도 0.01％ 이하의 범위로 비교적 높아도, 그에 따른 양의 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 첨가함으로써, 재질에 악영향을 미치는 것을 방지할 수 있다. 즉, S의 농도가 어느 정도 높아도, 그에 따른 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 첨가량을 조정함으로써, 실질적인 탈황 효과가 얻어져, 극저황 강과 마찬가지의 재질이 얻어진다. 바꾸어 말하면, 이 S 농도는, Ce, La, Nd, Pr과의 합계량 사이에서 적절하게 조정함으로써, 그 상한에 대한 자유도를 높게 하는 것이 가능하게 된다. 따라서, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서는, 극저황 강을 얻기 위한 2차 정련에서의 용강 탈황을 행할 필요가 없고, 생략하는 것도 가능하게 되어, 제조 프로세스의 간략화, 또한 이에 수반하는 탈황 처리 비용의 저감을 실현하는 것이 가능해진다.
(산 가용 Ti: 0.008 내지 0.20％)
Ti는 주요한 탈산 원소의 하나임과 동시에, 탄화물, 질화물, 탄질화물을 형성하고, 열간 압연 전에 충분한 가열을 행함으로써, 오스테나이트의 핵 생성 사이트 수를 증가시켜, 오스테나이트의 입자 성장을 억제하기 때문에, 미세화·고강도화에 기여하며, 열간 압연시의 동적 재결정에 유효하게 작용하여, 신장 플랜지성을 현저하게 향상시키는 기능을 담당한다. 이것에는, 산 가용 Ti를 0.008％ 이상 첨가할 필요가 있음을 실험적으로 알아냈다. 이로 인해, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서는, 산 가용 Ti의 하한을 0.008％, 바람직하게는 0.01％, 더욱 바람직하게는 0.015％로 한다. 덧붙여서 말하면, 열간 압연 전의 충분한 가열 온도는, 주조시에 생성된 탄화물, 질화물, 탄질화물을 일단 고용하기 위해 충분한 온도일 것이 요구되며, 1200℃ 초과일 필요가 있다. 한편, 1250℃를 초과해서 높은 온도로 하는 것은, 비용이나 스케일 생성의 관점에서 바람직하지 않다. 따라서, 1250℃ 정도가 적합하다. 한편, 0.2％를 초과해서 함유하면, 탈산에서의 효과가 포화될 뿐만 아니라, 열연 전에 충분한 가열을 행해도, 조대한 탄화물, 질화물, 탄질화물을 형성해버려, 오히려 재질의 열화를 초래하여, 함유량에 걸맞은 효과를 기대할 수 없다. 이로 인해, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서는, 산 가용 Ti의 농도의 상한을 0.2％, 바람직하게는 0.18％, 더욱 바람직하게는 0.15％로 한다. 덧붙여서 말하면, 산 가용 Ti 농도란, 산에 용해한 Ti의 농도를 측정한 것으로, 용존 Ti는 산에 용해하고, Ti 산화물은 산에 용해하지 않는 것을 이용한 분석 방법이다. 여기서, 산이란, 예를 들어 염산 1, 질산 1, 물 2의 비율(질량비)로 혼합한 혼합 산을 예시할 수 있다. 이러한 산을 사용하여, 산에 가용인 Ti와, 산에 용해하지 않는 Ti 산화물로 분별할 수 있어, 산 가용 Ti 농도를 측정할 수 있다.
본 발명자는, Ti를 상기의 범위로 조정하는 것, (Ce+La+Nd+Pr)/S를 0.2 내지 10으로 하는 것 및 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 첨가한 후에, Ca를 첨가하면 TiS의 크기가 3㎛ 이하로 할 수 있음을 발견하였다.
그 이유는, [REM]-[Ca]-[O, S]의 제1 개재물 상과, [Mn, Si, Ti, Al]-[REM]-[Ca]-[O, S]의 제2 개재물 상의, 상이한 성분을 포함하는 개재물 상의 복합 개재물 중의 전체 개재물 상에 Ca가 포함되기 때문에, Ti와 S가 이 복합 개재물에 흡수되기 쉬워져, 고온에서 석출하고자 하는 TiS 개재물은 이 복합 개재물에 수용되기 쉬워져서 단독으로는 석출되지 않게 된다. 또한, 이 복합 개재물 상에 경합 석출되지도 않는다. 이 때문에, TiS 개재물로서 단독 석출되기 위해서는 저온으로 되어 Ti와 S의 용해도 곱이 석출 영역에 달했을 때에 석출되는 TiS 개재물에 그치므로, 석출된다고 해도 그 크기가 3㎛ 이하로 된다.
또한, MnS의 억제와 마찬가지로 (Ce+La+Nd+Pr)/S를 0.2 내지 10으로 조정하고 있는 것도, TiS의 석출을 지연시켜 그 크기와 개수 비율을 작게 하는 것에 효과가 있다고 생각된다.
또한, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 첨가하기 전에 Ca를 첨가하면, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 포함하는 개재물에 MnS, TiS, (Mn, Ti)S를 복합 석출시킬 수는 있지만, CaS가 단독으로 생성된다. 즉, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 포함하는 개재물 중에 Ca가 존재하지 않으므로, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판의 개재물과 같이 Ti와 S가 복합 개재물 중에 흡수되기 쉬워지지 않는다. 따라서, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 첨가하기 전에 Ca를 첨가하면, TiS 개재물의 크기는 3㎛ 이상이 되는 경우도 있어, 신장 플랜지성은 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에 비해 나쁘다.
(N: 0.0005 내지 0.01％)
N은, 용강 처리 중에 공기 중의 질소가 도입되므로, 강 중에 불가피하게 혼입되는 원소이다. N은, Al, Ti 등과 질화물을 형성해서 모재 조직의 미립화를 촉진한다. 그러나, 이 N은 0.01％를 초과해서 함유하면, Al이나 Ti 등과 조대한 석출물을 생성하여, 신장 플랜지성을 열화시킨다. 이로 인해, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서는, N의 농도의 상한을 0.01％, 바람직하게는 0.005％, 더욱 바람직하게는 0.004％로 한다. 한편, N의 농도를 0.0005％ 미만으로 하기 위해서는 비용이 높아지므로, 공업적으로 실현 가능한 관점에서 0.0005％를 하한으로 한다.
(산 가용 Al: 0.01％초)
산 가용 Al은 일반적으로는, 그 산화물이 클러스터화하여 조대해지기 쉬워, 신장 플랜지성이나 굽힘 가공성을 열화시키기 때문에 최대한 억제하는 것이 바람직하다. 그러나, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서는, Al 탈산을 행하면서도, Si, Ti, (Ce, La, Nd, Pr), Ca의 복합적이면서, 또한 순차적인 탈산 효과와, 산 가용 Al 농도에 따른 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 농도로 함으로써, 상술한 바와 같이 매우 저산소 포텐셜을 달성하면서, Al 탈산으로 생성된 Al2O3계 개재물에 대해, 일부 Al2O3계 개재물은 부상 제거되고, 용강 중의 나머지 Al2O3계 개재물은, 나중에 첨가한 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종이 환원 분해되고, 클러스터를 분단해서, 미세한 개재물을 형성하고, 알루미나계 산화물이 클러스터화해서 조대해지지 않는 영역을 새롭게 발견하였다.
이로 인해, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서는, 종래와 같이 알루미나계 산화물의 조대한 클러스터를 피하기 위해 실질적으로 Al을 첨가하지 않는다는 제한을 둘 필요도 없어지고, 특히 이 산 가용 Al의 농도에 관해 자유도를 높게 하는 것이 가능해진다. 산 가용 Al을 0.01％ 초과, 바람직하게는 0.013％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.015％ 이상으로 함으로써, Al 탈산과 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 첨가에 의한 탈산 및 Ca 탈산을 병용시키는 것이 가능해져, 종래와 같이 탈산에 필요한 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 첨가량을 필요 이상으로 많게 하지 않아도 되고, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 탈산에 의한 강 중의 산소 포텐셜의 상승 문제를 해소할 수 있어, 각 성분 원소의 조성 편차를 억제할 수 있다는 효과도 누릴 수 있다.
산 가용 Al의 농도의 상한값은, 후술하는 바와 같이, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 합계량과의 관계로 규정된다.
또한, 여기서 말하는 산 가용 Al 농도란, 산에 용해된 Al의 농도를 측정한 것으로, 용존 Al은 산에 용해하고, Al2O3은 산에 용해하지 않는 것을 이용한 분석 방법이다. 여기서, 산이란, 예를 들어 염산 1, 질산 1, 물 2의 비율(질량비)로 혼합한 혼합 산을 예시할 수 있다. 이러한 산을 사용하여, 산에 가용인 Al과, 산에 용해하지 않는 Al2O3으로 분별할 수 있어, 산 가용 Al 농도를 측정할 수 있다.
(Ca: 0.0005 내지 0.005％)
Ca는, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서는, [REM]-[Ca]-[O, S]의 제1 개재물 상과, [Mn, Si, Ti, Al]-[REM]-[Ca]-[O, S]의 제2 개재물 상의, 상이한 제1과 제2 개재물 상을 포함하는 복합 개재물을 형성하는 중요한 원소이다.
즉, (Ce, La, Nd, Pr)로 탈산하여 생성된 개재물은 Ca를 첨가함으로써 환원되어, 모든 개재물 상 중에 Ca가 포함되도록 함으로써 상기의 복합 개재물을 형성시킨다. 한편, Ca를 첨가하지 않으면 상기의 복합 개재물은 형성되지 않는다.
이 복합 개재물의 형성에 의해, 강의 신장 플랜지성과 굽힘 가공성을 향상할 수 있다. 이들 효과를 얻기 위해서는 Ca의 첨가량을 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
그러나, Ca를 다량으로 함유시켜도 효과는 포화되어, 오히려 강의 청정성을 손상시키고 연성을 열화시킨다. 그로 인해, 0.005％를 상한으로 한다. 따라서, Ca의 하한은 0.0005％, 바람직하게는 0.0007％, 더욱 바람직하게는 0.001％이며, Ca의 상한은 0.005％, 바람직하게는 0.0045％, 더욱 바람직하게는 0.0035％이다.
(Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 합계: 0.001 내지 0.01％)
Ce, La, Nd, Pr은 Si 탈산에 의해 생성된 SiO2, 순차적으로 Al 탈산에 의해 생성된 Al2O3을 환원하고, 또한 조대화하고자 하는 Al2O3 클러스터를 분단하는 효과가 있다. 뿐만 아니라, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 첨가한 후에 Ca를 첨가함으로써, [REM]-[Ca]-[O, S]의 제1 개재물 상과, [Mn, Si, Ti, Al]-[REM]-[Ca]-[O, S]의 제2 개재물 상의, 상이한 제1과 제2 개재물 상을 포함하는 복합 개재물을 형성하는 효과를 갖고 있다.
이러한 개재물을 얻기 위해서는, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 합계 농도를 0.0005％ 이상 0.01％ 이하로 할 필요가 있음을 실험적으로 알아내었다.
Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 합계 농도가 0.0005％ 미만에서는 SiO2, Al2O3 개재물을 환원할 수 없고, 0.01％ 초과에서는 세륨옥시설파이드, 란탄옥시설파이드 등이 다량으로 생성되어, 조대한 개재물로 되어 신장 플랜지성이나 굽힘 가공성을 열화시킨다. 또한, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 합계 농도의 바람직한 하한은 0.0013％, 더욱 바람직하는 하한은 0.0015％이며, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 합계 농도의 바람직한 상한은 0.009％, 더욱 바람직하는 상한은 0.008％이다.
또한, 상기에서 설명한 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서의, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종으로 이루어지는 산화물 또는 옥시설파이드에 MnS가 석출된 형태의 개재물의 존재 조건으로서, MnS가 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종으로 이루어지는 산화물 또는 옥시설파이드로 어떻게 개질되어 있는지를 파악하는 것을 S의 농도를 사용하여 규정할 수 있는 점에 착안하여, 강판의 화학 성분 (Ce+La+Nd+Pr)/S 질량비로 규정해서 정리하는 것을 착상하였다.
구체적으로는, 이 질량비가 작을 때에는, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종으로 이루어지는 산화물 및/또는 옥시설파이드가 적어, MnS가 단독으로 다수 석출되게 된다. 이 질량비가 커지게 되면, MnS에 비해, 제1 개재물 상과, 제2 개재물 상의, 상이한 제1과 제2 개재물 상을 포함하는 복합 개재물의 형태의 개재물이 많아지게 된다. 즉, MnS가 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종으로 이루어지는 산화물 및/또는 옥시설파이드로 개질되게 된다. 이렇게 해서, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성을 향상시키기 위해, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종으로 이루어지는 산화물 및/또는 옥시설파이드에 MnS를 석출시켜, MnS의 연신을 방지하는 것으로 이어진다. 이로 인해, 상기 질량비는, 이들 효과를 발휘하는 것인지 여부를 식별하기 위한 파라미터로서 정리하는 것이 가능하게 된다.
따라서, MnS계 개재물의 연신 억제에 유효한 화학 성분비를 밝히기 위해서, 강판의 (Ce+La+Nd+Pr)/S 질량비를 변화시켜서 성분을 조정한 후에 Ca를 첨가한 후의, 개재물의 형태, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성을 평가하였다. 그 결과, (Ce+La+Nd+Pr)/S 질량비가 0.2 내지 10인 경우에, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 모두 비약적으로 향상되는 것으로 판명되었다.
(Ce+La+Nd+Pr)/S 질량비가 0.2 미만이 되면, [REM]-[Ca]-[O, S]의 제1 개재물 상과, [Mn, Si, Ti, Al]-[REM]-[Ca]-[O, S]의 제2 개재물 상의, 상이한 제1과 제2 개재물 상을 포함하는 복합 개재물의 형태의 개재물 개수 비율이 너무 적기 때문에, 이에 대응하여, 깨짐 발생의 기점이 되기 쉬운 MnS계 연신 개재물의 개수 비율이 너무 많아져, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 저하된다.
한편, (Ce+La+Nd+Pr)/S 질량비가 10 초과가 되면, 제1 개재물 상과, 제2 개재물 상의, 상이한 제1과 제2 개재물 상을 포함하는 복합 개재물을 생성하여, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성을 양호하게 한다는 효과가 포화되어버려, 비용적으로 걸맞지 않게 된다. 이상의 결과로부터, (Ce+La+Nd+Pr)/S 질량비는 0.2 내지 10으로 한정한다. 덧붙여서 말하면, (Ce+La+Nd+Pr)/S 질량비가 과대해져, 예를 들어 70을 초과해버리면, 세륨옥시설파이드, 란탄옥시설파이드가 다량으로 생성되어, 조대한 개재물이 되기 때문에, 반대로 신장 플랜지성이나 굽힘 가공성을 열화시키는 점에서, (Ce+La+Nd+Pr)/S 질량비의 상한은 10으로 한다.
또한, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판의 [REM]-[Ca]-[O, S]의 제1 개재물 상과, [Mn, Si, Ti, Al]-[REM]-[Ca]-[O, S]의 제2 개재물 상의, 상이한 제1과 제2 개재물 상을 포함하는 복합 개재물 중에는, Ce, La, Nd, Pr은, 그것들 중 적어도 1종의 합계로 0.5 내지 95％ 포함된다. 이 합계 농도가 0.5％ 미만인 경우에는 복합 개재물이 경질로 되지 않아, 압연하면 긴 직경/짧은 직경의 비가 3 이상이 되어, 강판의 구멍 확장성에 악영향을 미친다. 또한, 95％를 초과하면 개재물이 취화되기 쉬워져, 압연시에 분쇄되어 이어진 형태로 잔존하여, 신연 개재물과 마찬가지로 되어 강판의 구멍 확장성에 악영향을 미친다.
이하, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판의 선택 원소에 대해 설명을 한다. 이들 원소는 선택 원소이므로, 첨가 유무는 임의이며, 1종만 첨가해도 되고, 2종 이상 첨가해도 된다. 즉, 선택 원소의 하한은 0％이어도 된다.
Nb, V에 대해서
Nb, V는, C 또는 N과 탄화물, 질화물, 탄질화물을 형성하여 모재 조직의 미립화를 촉진하고, 인성 향상에 기여한다.
(Nb: 0.005 내지 0.10％)
상술한 복합 탄화물, 복합 질화물 등을 얻기 위하여 이 Nb 농도를 0.005％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.008％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 그러나, 이 Nb 농도가 0.10％를 초과해서 다량으로 함유되어도 이와 같은 모재 조직의 미립화의 효과가 포화되고, 제조 비용이 높아진다. 이로 인해, Nb 농도는 0.10％, 바람직하게는 0.09％, 더욱 바람직하게는 0.08％를 상한으로 한다.
(V: 0.01 내지 0.10％)
상술한 복합 탄화물, 복합 질화물 등을 얻기 위해서는 이 V 농도를 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, 이 V 농도가 0.10％를 초과해서 다량으로 함유되어도 효과가 포화되고, 제조 비용이 높아진다. 이로 인해, V 농도는 0.10％를 상한으로 한다.
Cu, Ni, Cr, Mo, B에 대해서
Cu, Ni, Cr, Mo, B는, 강도를 향상하여 강의 켄칭성을 향상시킨다.
(Cu: 0.1 내지 2％)
Cu는, 페라이트의 석출 강화나 피로 강도 향상에 기여하고, 또한 강판의 강도를 확보하기 위해 필요에 따라 함유할 수 있으며, 이 효과를 얻기 위해서는 0.1％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 이 Cu의 다량 함유는 오히려 강도-연성의 밸런스를 열화시킨다. 그로 인해, 2％, 바람직하게는 1.8％, 더욱 바람직하게는 1.5％를 상한으로 한다.
(Ni: 0.05 내지 1％)
Ni는, 페라이트의 고용을 강화할 수 있기 때문에, 더욱 강판의 강도를 확보하기 위해 필요에 따라 함유할 수 있으며, 이 효과를 얻기 위해서는 0.05％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 이 Ni의 다량 함유는 오히려 강도-연성의 밸런스를 열화시킨다. 그로 인해, 1％를 상한으로 한다.
(Cr: 0.01 내지 1.0％)
Cr은, 또한 강판의 강도를 확보하기 위해 필요에 따라 함유할 수 있고, 이 효과를 얻기 위해서는 0.01％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 이 Cr의 다량 함유는 오히려 강도-연성의 밸런스를 열화시킨다. 그로 인해, 1.0％를 상한으로 한다.
(Mo: 0.01 내지 0.4％)
Mo는, 또한 강판의 강도를 확보하기 위해 필요에 따라 함유할 수 있고, 이들 효과를 얻기 위해서는 0.01％ 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 0.05％ 이상 첨가하는 것이 더욱 바람직한다. 그러나, 이 Mo의 다량 함유는 오히려 강도-연성의 밸런스를 열화시킨다. 그로 인해, 0.4％, 바람직하게는 0.3％, 더욱 바람직하게는 0.2％를 상한으로 한다.
(B: 0.0003 내지 0.005％)
B는, 또한 입계를 강화하고, 가공성을 향상하기 위해 필요에 따라 함유할 수 있으며, 이들 효과를 얻기 위해서는 0.0003％ 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 0.0005％ 이상 첨가하는 것이 더욱 바람직다. 그러나, 이 B를 0.005％를 초과해서 다량으로 함유시켜도 그 효과는 포화되고, 오히려 강의 청정성을 손상시키고, 연성을 열화시킨다. 그로 인해, 0.005％를 상한으로 한다.
Zr에 대해서
Zr은, 황화물의 형태 제어에 의해, 입계를 강화하고, 가공성을 향상시키기 위해 필요에 따라 함유할 수 있다.
(Zr: 0.001 내지 0.01％)
Zr은, 상술한 황화물을 구 형상화하여 모재의 인성을 개선하는 효과를 얻기 위해서는 0.001％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 이 Zr의 다량 함유는 오히려 강의 청정성을 손상시키고, 연성을 열화시킨다. 그로 인해, 0.01％, 바람직하게는 0.009％, 더욱 바람직하게는 0.008％를 상한으로 한다.
이어서, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서의 개재물의 존재 조건에 대하여 설명한다. 여기에서 말하는 강판이란, 열간 압연, 또는 또한 냉간 압연을 거쳐서 얻어진 압연 후의 판을 의미하고 있다. 또한, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서의 개재물의 존재 조건을, 다양한 관점에서 규정하고 있다.
신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 우수한 강판을 얻기 위해서는, 깨짐 발생의 기점이나 깨짐 전파의 경로가 되기 쉬운 연신된 조대한 MnS계 개재물을 강판 중에서 가능한 한 저감시키는 것이 중요하다.
따라서, 본 발명자는, 상술한 바와 같이, Si를 첨가한 후, Al로 탈산하고, 그 후, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 첨가해서 탈산한 후에 Ca로 탈산하는 강판에서, 질량 베이스로 상기한 (Ce+La+Nd+Pr)/산 가용 Al비, 또한, (Ce+La+Nd+Pr)/S비가 얻어지고 있는 경우, 복합 탈산에 의해 급격하게 용강 중의 산소 포텐셜이 저하함과 함께, Al 탈산에 의해 생성되는 Al2O3을 환원하고, 또한 조대화하고자 하는 Al2O3 클러스터를 분단하기 때문에, Al로 거의 탈산하지 않고 제조한 강판과 마찬가지로, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 우수한 것을 알아내었다.
또한, Ce, La, Nd, Pr의 첨가에 의한 탈산, 및 그 후의 Ca 첨가에 의해, 약간 Al2O3을 포함하지만 대부분을 차지하는 생성된 미세하고 경질인 [REM]-[Ca]-[O, S]의 제1 개재물 상과, [Mn, Si, Ti, Al]-[REM]-[Ca]-[O, S]의 제2 개재물 상의, 상이한 제1과 제2 개재물 상을 포함하는 복합 개재물이 생성되어, 압연시에도 이 석출된 MnS 등의 변형이 일어나기 어렵기 때문에, 강판 중에는 연신된 조대한 MnS가 현저하게 감소하는 것도 아울러 알아내었다.
따라서, 질량 베이스로, 상기의 (Ce+La+Nd+Pr)/산 가용 Al비, 또한, (Ce+La+Nd+Pr)/S비가 얻어지고 있는 경우, 원 상당 직경 2㎛ 이하의 미세한 개재물 개수 밀도가 급증하고, 그 미세한 개재물이 강 중에 분산되는 것을 알았다.
이 미세한 개재물은, 응집되기 어렵기 때문에, 그 형상은 대부분이 구 형상 또는 방추 형상의 것이다. 또한, 긴 직경/짧은 직경(이후, "연신 비율"이라고도 함)으로 표기하면 3 이하, 바람직하게는 2 이하다. 본 발명에서는 이들 개재물을 구형 개재물이라고 칭하고 있다.
실험적으로는, 주사형 전자 현미경(SEM) 등에 의한 관찰로 동정이 용이하고, 원 상당 직경 5㎛ 이하의 개재물의 개수 밀도에 주목하였다. 덧붙여서 말하면, 원 상당 직경의 하한값은 특별히 규정하는 것이 아니지만, 숫자로 카운트할 수 있는 크기로서, 0.5㎛ 정도 이상의 개재물을 대상으로 하는 것이 적합하다. 여기서, 원 상당 직경이란, 단면 관찰한 개재물의 긴 직경과 짧은 직경으로부터, (긴 직경×짧은 직경)0.5로서 구한 것이라고 정의한다.
이러한 5㎛ 이하의 미세한 개재물이 분산되어 미세화하는 것은, Al 탈산과 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종으로 이루어지는 성분의 조정이 의한 용강의 산소 포텐셜의 저하와, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종으로 이루어지는 산화물 및/또는 옥시설파이드에, Ti, Si, Al, Ca 중 적어도 1종을 함유하는 개재물 상이 형성되고, 또한 Ca가 각 개재물 상에 모두 존재함으로써, 복합 개재물의 응집이 일어나기 어려워지며, 또한, 복합 개재물의 경도가 커지게 됨으로써 미세화하는 것으로 생각된다. 이에 의해, 신장 플랜지 성형시 등에 발생하는 응력 집중을 완화하는 기구가 작용하여, 구멍 확장성을 급격하게 향상시키는 효과가 있다고 추정되며, 그 결과, 반복 변형시나 구멍 확장 가공시에 있어서, 이들 복합 개재물이 깨짐 발생의 기점이나 균열 전파의 경로가 되기 어려워지고, 오히려 미세하기 때문에 응력 집중의 완화에 기여하여, 신장 플랜지성, 내굽힘 가공성 등의 향상으로 이어지는 것이라 생각된다.
한편, 본 발명자는, 깨짐 발생의 기점이나 깨짐 전파의 경로가 되기 쉬운 연신된 조대한 MnS계 개재물을 강판 중에서 저감할 수 있는지를 조사하였다.
본 발명자는, 원 상당 직경 1㎛ 미만이면 연신된 MnS에서도 깨짐 발생 기점으로서는 무해하며, 신장 플랜지성이나 굽힘 가공성을 열화시키지 않음을 실험을 통해 알았으며, 또한, 원 상당 직경 1㎛ 이상의 개재물은 주사형 전자 현미경(SEM) 등에 의한 관찰도 용이하므로, 강판에서의 원 상당 직경이 0.5㎛ 이상인 개재물을 대상으로 해서, 그 형태 및 조성을 조사하여, 연신된 MnS의 분포 상태를 평가하였다.
또한, MnS의 원 상당 직경의 상한은 특별히 규정하는 것이 아니지만, 현실적으로는 1㎜ 정도의 MnS가 관찰되는 경우가 있다.
연신 개재물의 개수 비율은, SEM을 사용해서 랜덤하게 선택한 원 상당 직경 1㎛ 이상의 복수 개(예를 들어 50개 정도)의 개재물을 조성 분석함과 함께, 개재물의 긴 직경과 짧은 직경을 SEM상으로부터 측정한다. 여기서 연신 개재물을, 긴 직경/짧은 직경(연신 비율)이 3 초과인 개재물이라 정의하고, 검출한 상기 연신 개재물의 개수를, 조사한 전체 개재물 개수(상술한 예로 말하면 50개 정도)로 나눔으로써, 상기 연신 개재물의 개수 비율을 구할 수 있다. 한편, 구형 개재물이란 긴 직경/짧은 직경(연신 비율)이 3 이하인 개재물이라 정의할 수 있다.
이 연신 비율을 3 초과로 한 이유는, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 첨가하지 않는 비교 강판 중의 연신 비율 3 초과인 개재물은, 대부분 MnS이었기 때문이다. 또한, MnS의 연신 비율의 상한은 특별히 규정하는 것이 아니지만, 현실적으로는 도 4에 도시한 바와 같이 연신 비율 50 정도인 MnS가 관찰되는 경우도 있다.
그 결과, 연신 비율 3 이하인 연신 개재물의 개수 비율이 50％ 이상으로 형태 제어된 강판에서는, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 향상되는 것으로 판명되었다. 즉, 연신 비율 3 이하인 연신 개재물의 개수 비율이 50％ 미만이 되면, 깨짐 발생의 기점이 되기 쉬운 MnS계 연신 개재물의 개수 비율이 너무 많아져, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 저하된다. 따라서, 본 발명에서는, 연신 비율 3 이하인 연신 개재물의 개수 비율은 50％ 이상으로 한다.
또한, 신장 플랜지성이나 굽힘 가공성은 연신된 MnS계 개재물이 적을수록 양호하기 때문에, 그 연신 비율 3 초과인 연신 개재물의 개수 비율의 하한값은 0％를 포함한다. 여기서, 원 상당 직경 1㎛ 이상의 개재물이고, 또한, 연신 비율 3 초과인 연신 개재물의 개수 비율의 하한값이 0％라는 것이 의미하는 바는, 원 상당 직경이 1㎛ 이상의 개재물인데 연신 비율 3 초과인 것이 존재하지 않는 경우, 또는 연신 비율 3 초과인 연신 개재물이라도, 원 상당 직경이 모두 1㎛ 미만이라는 경우이다.
또한, 연신 개재물의 최대 원 상당 직경도, 조직의 결정의 평균 입경에 비해 작은 것이 확인되었고, 이에 의해, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 비약적으로 향상할 수 있었던 요인이라고 생각된다.
또한, (Ce+La+Nd+Pr)/S 질량비가 0.2 내지 10이고, 연신 비율 3 이하인 연신 개재물의 개수 비율이 50％ 이상으로 형태 제어된 강판에서는, 이에 대응하여, 제1 개재물 상과, 제2 개재물 상의, 상이한 제1과 제2 개재물 상을 포함하는 복합 개재물로 이루어지고, 원 상당 직경 0.5 내지 5㎛의 크기의 복합된 하나의 구 형상 개재물을 형성하고 있다.
또한, TiN이 미세하고 경질인 Ce 산화물, La 산화물, 세륨옥시설파이드, 란탄옥시설파이드 상에 MnS계 개재물과 함께 복합 석출되는 경우도 있다. 단, 상술한 바와 같이, TiN은 신장 플랜지성과 굽힘 가공성에는 거의 영향이 없는 것으로 확인되었기 때문에, TiN은 본 실시 형태에 따른 고강도 강판의 MnS계 개재물의 대상으로 하지 않는다.
이어서, 상기에서 설명한 본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서의 개재물의 존재 조건으로서, 개재물의 단위 체적당의 개수 밀도로 규정하기로 하였다.
개재물의 입경 분포는, 스피드법에 의한 전해면의 SEM 평가로 실시하였다. 스피드법에 의한 전해면의 SEM 평가란, 시료편의 표면을 연마한 후, 스피드법에 의한 전해를 행하여, 시료면을 직접 SEM 관찰함으로써 개재물의 크기나 개수 밀도를 평가하는 것이다. 또한, 스피드법이란, 10％ 아세틸아세톤-1％ 테트라메틸암모늄클로라이드-메탄올을 사용해서 시료 표면을 전해하여, 개재물을 추출하는 방법인데, 전해량으로는 시료 표면의 면적 1cm2당 1C(쿨롱)의 전하를 부여하는 조건으로 전해하였다. 이와 같이 하여 전해한 표면의 SEM상을 화상 처리하여, 원 상당 직경에 대한 빈도(개수) 분포를 구하였다. 이 입경의 빈도 분포로부터 평균 원 상당 직경을 산출함과 함께, 관찰한 시야의 면적과, 전해량으로부터 구한 깊이로 빈도를 나눔으로써 개재물의 체적당의 개수 밀도도 산출하였다. 또한, 개수의 비율도 산출하였다.
따라서, MnS계 개재물의 연신 억제에 유효한 조성을 밝히기 위해서, 제1 개재물 상과 제2 개재물 상의, 상이한 제1과 제2 개재물 상을 포함하는 복합 개재물로 이루어지고, 원 상당 직경 0.5 내지 5㎛의 크기의 복합된 하나의 구 형상 개재물의 조성 분석을 실시하였다.
단, 이 개재물의 원 상당 직경이 0.5㎛ 이상이면 관찰이 용이하므로, 편의적으로 원 상당 직경 0.5㎛ 이상을 대상으로 하였다. 단, 관찰이 가능하다면, 원 상당 직경이 0.5㎛ 미만인 개재물도 포함해도 된다.
그 결과, 원 상당 직경 0.5㎛ 이상, 또한, 연신 비율 3 이하인 개재물 중에 평균 조성으로 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 합계를 0.5 내지 95％ 함유시키면, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 향상되는 것으로 판명되었다.
한편, 원 상당 직경 0.5㎛ 이상, 또한, 연신 비율 3 이하인 개재물 중에서의 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 합계의 평균 함유율이 0.5질량％ 미만이 되면, 제1 개재물 상과 제2 개재물 상의, 상이한 제1과 제2 개재물 상을 포함하는 복합 개재물의 개수 비율이 크게 감소하기 때문에, 이에 대응하여, 깨짐 발생의 기점이 되기 쉬운 MnS계 연신 개재물의 개수 비율이 너무 많아져, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 저하된다.
한편, 원 상당 직경 0.5㎛ 이상, 또한, 연신 비율 3 이하인 개재물 중에서의 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 합계의 평균 함유율이 95％ 초과가 되면, 세륨옥시설파이드, 란탄옥시설파이드, 네오디뮴옥시설파이드, 프라세오디뮴옥시설파이드 중 적어도 1종이 다량으로 생성되어, 원 상당 직경이 50㎛ 정도 이상인 조대한 개재물이 되기 때문에, 신장 플랜지성이나 굽힘 가공성을 열화시킨다.
이어서, 강판의 조직에 대하여 설명한다.
본 실시 형태에 따른 고강도 강판에서는, 주조편 중에 미세한 MnS계 개재물을 석출시키고, 또한 압연시에 변형을 받지 않고, 깨짐 발생의 기점이 되기 어려운 미세 구 형상 개재물로서 강판 중에 분산시킴으로써, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성을 향상시키는 것이며, 강판의 마이크로 조직은 특별히 한정하는 것이 아니다.
강판의 마이크로 조직은 특별히 한정하는 것이 아니지만, 베이니틱·페라이트를 주상으로 하는 조직으로 한 강판, 페라이트 상을 주상으로 하고, 마르텐사이트 상, 베이나이트 상을 제2상으로 하는 복합 조직 강판, 그리고 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 저온 변태상(마르텐사이트 또는 베이나이트)로 이루어지는 복합 조직 강판 중 어느 조직이어도 된다.
또한, 열간 압연 전에 1250℃ 정도의 충분한 가열을 행함으로써, 주조시에 생성된 탄화물, 질화물, 탄질화물을 일단 고용하여 강 중의 산 가용 Ti를 높이고, 그 후, 고용 Ti 또는 Ti의 탄질화물의 효과에 의해 결정립을 미세화할 수 있음으로써, 강판의 조직에서의 결정립 직경을 10㎛ 이하로 미세화할 수 있다.
따라서, 어느 조직이든, 결정립 직경을 10㎛ 이하로 미세화할 수 있기 때문에, 구멍 확장성과 굽힘 가공성을 향상시킬 수 있어 바람직하다. 평균 입경이 10㎛를 초과하면, 연성·굽힘 가공성의 향상이 작아진다. 구멍 확장성과 굽힘 가공성의 향상을 위해서는, 보다 바람직하게는 8㎛ 이하다. 단 일반적으로는, 하체 부품 등과 같은, 우수한 신장 플랜지성을 얻기 위해서는, 연성에서는 약간 떨어지지만, 바람직하게는, 페라이트 또는 베이나이트 상이 면적비로 최대인 상인 것이 바람직하다.
이어서, 강판의 제조 조건을 설명한다.
본 실시 형태에 따른 고강도 강판의 용강의 용제 방법에서는 전로에서 제련하여 탈탄하고, 또는 진공 탈가스 장치를 사용하여 탈탄한 용강 중에, C, Si, Mn 등의 합금을 첨가해서 교반하여, 탈산과 성분 조정을 행한다.
또한, S에 대해서는, 상술한 바와 같이, 정련 공정에서 탈황을 행하지 않아도 되기 때문에, 탈황 공정을 생략할 수 있다. 단, S≤20ppm 정도의 극저황 강을 용제하기 위해 2차 정련에서 용강 탈황이 필요한 경우에는, 탈황을 행하고, 성분 조정을 실시해도 된다.
상기의 Si 첨가 후, 3분 정도 지나서, Al을 첨가하여 Al 탈산을 행하고, Al2O3을 부상 분리하기 위해, 약 3분 정도의 부상 시간을 확보하는 것이 바람직하다. Ti 첨가는, Al 탈산 후에 행한다.
그 후, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 첨가하여, 질량 베이스로 70≥100×(Ce+La+Nd+Pr)/산 가용 Al≥2, 또한, (Ce+La+Nd+Pr)/S가 0.2 내지 10이 되도록 성분 조정을 행한다.
덧붙여서 말하면, 선택 원소를 첨가하는 경우에는, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 첨가하기 전까지 행하여, 충분히 교반하고, 필요에 따라 선택 원소의 성분 조정이 행해진 후에, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 첨가를 행한다.
그 후, 충분히 교반하고, Ca 첨가를 행한다. 이와 같이 하여 용제된 용강을 연속 주조하여 주조편을 제조한다.
연속 주조에 대해서는, 통상의 250㎜ 두께 정도의 슬래브 연속 주조에 적용될 뿐만 아니라, 블룸이나 빌렛, 나아가 슬래브 연속 주조기의 주형 두께가 통상보다 얇은, 예를 들어 150㎜ 이하의 박 슬래브 연속 주조에 대해 충분히 적용 가능하다.
고강도 열연 강판을 제조하기 위한 열연 조건에 대하여 설명한다.
열연 전의 슬래브의 가열 온도는 강 중의 탄질화물 등을 일단 고용시키는 것이 필요하며, 그러기 위해서는 1200℃ 초과로 하는 것이 중요하다.
이들 탄질화물을 고용시켜 둠으로써, 압연 후의 냉각 과정에서 연성의 향상에 있어서 바람직한 페라이트 상이 얻어진다. 한편, 열연 전의 슬래브의 가열 온도가 1250℃를 초과하면 슬래브 표면의 산화가 현저해지고, 특히 입계가 선택적으로 산화되는 것에 기인하는 쐐기 형상의 표면 결함이 디스케일링 후에 남아, 그것이 압연 후의 표면 품위를 손상시키므로, 상한을 1250℃로 하는 것이 바람직하다.
상기의 온도 범위로 가열된 후에, 통상의 열간 압연을 행하는데, 그 공정 중에서 마무리 압연 완료 온도는 강판의 조직 제어를 행하는 경우에 중요하다. 마무리 압연 완료 온도가 Ar 3점+30℃ 미만에서는 표층부의 결정립 직경이 조대해지기 쉬워, 굽힘 가공성 상 바람직하지 않다. 한편, Ar 3점+200℃ 초과에서는 압연 종료 후의 오스테나이트 입경이 조대해져, 냉각 중에 생성되는 상의 구성 및 분율이 제어하기 어려워지므로, 상한을 Ar 3점+200℃로 하는 것이 바람직하다.
또한, 처리 압연 후의 강판의 평균 냉각 속도를 10 내지 100℃/초로 하고, 450 내지 650℃의 범위에서 권취 온도로 할 경우, 마무리 압연 후 680℃까지 약 5℃/초로 공냉 유지하고, 그 후 30℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하여, 400℃ 이하에서 권취 온도로 할 경우에서, 목적하는 조직 구성에 따라 선택한다. 압연 후의 냉각 속도와 권취 온도를 콘트롤함으로써, 전자의 압연 조건에서는, 폴리고널·페라이트, 베이니틱·페라이트 및 베이나이트 상으로부터 하나 또는 2개 이상의 조직과 그 분율을 가진 강판을, 후자의 압연 조건에서는, 연성이 우수한 다량의 폴리고널·페라이트 상과 마르텐사이트 상의 복합 조직을 갖는 DP 강판을 얻을 수 있다.
상기 평균 냉각 속도가 10℃/초 미만에서는 신장 플랜지성에 바람직하지 않은 펄라이트가 생성되기 쉬워져 바람직하지 않다. 한편, 조직 제어 상에서는 냉각 속도에 상한을 설정할 필요는 없지만, 너무 빠른 냉각 속도는 강판의 냉각을 불균일하게 할 우려가 있고, 또한 그러한 냉각을 가능하게 하는 설비의 제조에는 많은 비용이 필요해져, 그로 인해 강판의 가격 상승을 초래한다고 생각된다. 이러한 관점에서, 냉각 속도의 상한은 100℃/초로 하는 것이 바람직하다.
본 실시 형태에 따른 고강도 강판은, 열연, 권취 후, 산 세정, 스킨 패스 등의 공정을 거친 강판을 냉간 압연하고, 어닐링을 행함으로써 제조된다. 뱃치 어닐링, 연속 어닐링 등의 어닐링 공정에서 어닐링하여, 최종적인 냉연 강판으로 한다.
또한, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판은 전기 도금용 강판으로서 적용해도 됨은 물론이다. 전기 도금을 실시해도 본 실시 형태에 따른 고강도 강판의 기계 특성에는 전혀 변화가 없다.
실시예
(실시예 1)
이하, 본 발명의 실시예를 비교예와 함께 설명한다.
표 1, 표 2에 나타내는 화학 성분의 용강을, 전로, RH 공정을 경유하여 용제하였다. 그때, 2차 정련에서의 용강 탈황 공정을 거치지 않을 때에는 S는 0.003 내지 0.011질량％로 하였다. 또한, 용강 탈황을 행할 때에는, S≤20ppm으로 하였다.
Si를 첨가하여, 표 1, 표 2에 나타낸 바와 같이 성분 조정을 한 후에, 3분 내지 5분 정도 지나서, Al을 첨가하여 Al 탈산을 행하고, Al2O3을 부상 분리하기 위해 3분 내지 6분 정도의 부상 시간을 확보하였다.
그 후, 실험의 차지에 따라서는 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 첨가하여, 질량 베이스로 70≥100×(Ce+La+Nd+Pr)/산 가용 Al≥2, 또한, (Ce+La+Nd+Pr)/S가 0.2 내지 10이 되도록 성분 조정을 행하였다.
선택 원소를 첨가하는 실험의 차지에 따라서는, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 첨가하기 전까지 행하여, 충분히 교반하고, 필요에 따라 선택 원소의 성분 조정이 행해진 후에, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 첨가를 행하였다. 그 후, 충분히 교반하고, Ca 첨가를 행하였다. 이와 같이 하여 용제된 용강을 연속 주조하여 주괴를 제조하였다.
연속 주조는, 통상의 250㎜ 두께 정도의 슬래브 연속 주조기를 사용하였다.
연속 주조한 주괴는, 표 3에 나타내는 열연 조건에서 1200℃ 초과 내지 1250℃의 범위에서 가열하였다.
그 후, 조압연을 거쳐서 마무리 압연을 행하였다. 마무리 압연의 완료 온도는, Ar 3점+30℃ 이상, Ar 3점+200℃ 이하로 하였다. 여기서, Ar 3점의 산출은 통상의 성분으로부터 유도되는 식을 사용하였다.
마무리 압연 후의 강판의 평균 냉각 속도는 10 내지 100℃/초로 하였다. 또한, 실험의 차지에 따라서는, 450 내지 650℃의 범위에서 권취 온도로 할 경우에는, 마무리 압연 후 680℃까지 약 5℃/초로 공냉 유지하고, 그 후 30℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하였다.
이 냉각으로, 폴리고널·페라이트, 베이니틱·페라이트 및 베이나이트 상으로부터 하나 또는 2개 이상의 조직을 갖는 강판을 얻을 수 있었다.
한편, 실험의 차지에 따라서는, 400℃ 이하에서 권취하여, 폴리고널·페라이트 상과 마르텐사이트 상의 복합 조직을 갖는 DP 강판을 얻을 수 있었다.
고강도 냉연 강판을 얻는 경우, 열연, 권취 후, 산 세정, 스킨 패스 등의 공정을 거쳐서 열연 강판을 냉간 압연하고, 연속 어닐링을 행해 냉연 강판으로 하였다. 또한, 도금용 강판을 얻는 경우, 전기 도금이나 용융 아연 도금 라인에서 도금용 강판으로 하였다.
슬래브의 화학 성분을 표 1, 표 2에 나타낸다.
또한, 열간 압연의 조건을 표 3에 나타낸다. 이에 의해, 두께 3.2㎜의 열연판을 얻었다.
Figure 112013017704119-pct00001
Figure 112013017704119-pct00002
Figure 112013017704119-pct00003
이 표 1, 표 2에서는, 강 번호(이하, 강번이라고 함) A1, A3, A5, A7, A9, A11, A13, A15, A17, A19, A21, A23, A25, A27, A29, A31, A33, A35, A37에 대해서는, 본 발명에 따른 고강도 강판의 범위 내의 조성으로 구성하고, 강번 A2, A4, A6, A8, A10, A12, A14, A16, A18, A20, A22, A24, A26, A28, A30, A32, A34, A36, A38에 대해서는, 질량 베이스로 (Ce+La+Nd+Pr)/산 가용 Al비, (Ce+La+Nd+Pr)/S비, S, T.O, Ca, Ce+La+Nd+Pr 농도를 본 발명에 따른 고강도 강판의 범위로부터 일탈시킨 슬래브로서 구성한 것이다.
덧붙여서 말하면, 이 표 1, 표 2에서, 강번 A1과 강번 A2, 강번 A3과 강번 A4, 강번 A5와 강번 A6, 강번 A7과 강번 A8, 강번 A9와 강번 A10, 강번 A11과 강번 A12, 강번 A13과 강번 A14, 강번 A15와 강번 A16, 강번 A17과 강번 A18, 강번 A19와 강번 A20, 강번 A21과 강번 A22, 강번 A23과 강번 A24, 강번 A25와 강번 A26, 강번 A27과 강번 A28, 강번 A29와 강번 A30, 강번 A31과 강번 A32, 강번 A33과 강번 A34, 강번 A35와 강번 A36, 강번 A37과 강번 A38의 사이에서 각각 비교를 할 수 있도록, 서로 거의 동일한 조성으로 구성한 뒤, Ce+La 등을 서로 다르게 하고 있다.
또한, 이 표 3에서는, 조건 A로서, 가열 온도를 1250℃, 마무리 압연 완료 온도를 845℃, 마무리 압연 후의 냉각 속도를 75℃/초, 권취 온도를 450℃로 하고 있다. 조건 B로서, 가열 온도를 1250℃, 마무리 압연 완료 온도를 860℃, 마무리 압연 후 680℃까지 약 5℃/초로 공냉 유지하고, 그 후 30℃/초 이상의 냉각 속도, 권취 온도를 400℃로 하고 있다. 조건 C로서, 가열 온도를 1250℃, 마무리 압연 완료 온도를 825℃, 마무리 압연 후의 냉각 속도를 45℃/초, 권취 온도를 450℃로 하고 있다.
강번 A1과 강번 A2에 대해서는 조건 B를, 또한, 강번 A3과 강번 A4에 대해서는 조건 B를, 강번 A5와 강번 A6에 대해서는 조건 A를, 또한 강번 A7과 강번 A8에 대해서는 조건 A를, 강번 A9와 강번 A10에 대해서는 조건 A를, 또한, 강번 A11과 강번 A12에 대해서는 조건 C를, 강번 A13과 강번 A14에 대해서는 조건 B를 적용하게 함으로써, 동일 제조 조건하에서 화학 조성의 영향을 비교할 수 있도록 하고 있다.
이와 같이 하여 얻어진 강판의 기본 특성의 강도(MPa), 연성(％), 신장 플랜지성(λ％), 및 굽힘 가공성으로서 한계 굽힘 반경(㎜)을 조사하였다.
또한, 강판 중의 연신 개재물의 존재 상태로서, 광학 현미경에 의한 관찰 또는 SEM에 의한 관찰로, 모두 1㎛ 정도 이상의 개재물을 대상으로 해서, 2㎛ 이하의 개재물의 면적 개수 밀도, 연신 비율 3 이하인 개재물에 대해서는 개수 비율, 체적 개수 밀도, 평균 원 상당 직경(여기서, 평균은 상가 평균이며, 이하 마찬가지임)을 조사하였다.
또한, 강판 중의 연신되지 않은 개재물의 존재 상태로서, 모두 1㎛ 정도 이상의 개재물을 대상으로 해서, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 함유하고, 또한, Ca를 함유하고, 또한, O, S 중 적어도 1종을 함유하는 제1군의 개재물 상과, 또한, Mn, Si, Al 중 적어도 1종을 함유하는 제2군의 개재물 상의 상이한 성분을 포함하는 개재물 상을 2 이상 포함하는 개재물 상으로 이루어지는 형태의 복합 개재물의 개수 비율 및 체적 개수 밀도와, 연신 비율 3 이하인 개재물 중에서의 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 합계 함유량의 평균값을 조사하였다.
또한, 1㎛ 정도 이상의 개재물을 대상으로 한 것은, 관찰이 용이할 뿐 아니라, 1㎛ 정도 미만의 개재물은 신장 플랜지성이나 굽힘 가공성의 열화에 영향을 미치지 않기 때문이다.
그 결과를 강과 압연 조건의 조합마다 표 4에 나타낸다.
Figure 112013017704119-pct00004
강도와 연성은, 강판으로부터 압연 방향과 평행하게 채취한 JIS 5호 시험편의 인장 시험으로 구하였다. 신장 플랜지성은, 150㎜×150㎜의 강판의 중앙에 형성한 직경 10㎜의 펀치구멍을, 60°의 원추 펀치로 눌러 펼쳐, 판 두께 관통 균열이 발생한 시점에서의 구멍 직경 D(㎜)를 측정하고, 구멍 확장값 λ=(D-10)/10에서 구한 λ로 평가하였다. 굽힘 가공성을 나타내는 지표로서 사용한 한계 굽힘 반경(㎜)은, 굽힘 시험편을 채취하여, 다이와 펀치를 구비한 틀을 사용한 V 굽힘 시험으로 구하였다. 다이로서, 단면 V자형의 오목부, 개방 각도 60°인 것을 사용하였다. 펀치로서, 다이의 오목부에 적합한 볼록부를 갖는 것을 사용하였다. 펀치의 선단부의 뾰족부의 굽힘 반경을, 0.5㎜단위로 변화시킨 펀치를 준비하여, 굽힘 시험을 행해서, 피시험편의 굽힘부에 깨짐이 발생하는 한계 소(小)의 펀치 선단부의 뾰족부의 곡률 반경을 구하고, 이것을 한계 굽힘 반경으로서 평가하였다.
또한, 시험편은 동일 규격으로 규정된 1호 시험편이며, 평행부가 25㎜, 곡률 반경 R이 100㎜, 원판(열연판)의 양면을 동등하게 연삭한 두께 3.0㎜의 것을 사용하였다.
또한, 개재물은 SEM 관찰을 행하여, 랜덤하게 선택한 원 상당 직경 1㎛ 이상의 개재물 50개에 대하여 긴 직경과 짧은 직경을 측정하였다. 또한, SEM의 정량 분석 기능을 사용하여, 랜덤하게 선택한 원 상당 직경 1㎛ 이상의 개재물 50개에 대해 조성 분석을 실시하였다. 그 결과를 사용하여, 연신 비율 3 이하인 개재물의 개수 비율, 연신 비율 3 이하인 개재물의 평균 원 상당 직경, 복합 개재물의 개수 비율, 또한 연신 비율 3 이하인 개재물 중에서의 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 합계 평균값을 구하였다. 또한, 개재물의 형태별 체적 개수 밀도는, 스피드법에 의해 전해면의 SEM 평가에 의해 산출하였다.
표 3으로부터 명백해진 바와 같이, 본 발명의 방법을 적용한 강번 A1, A3, A5, A7, A9, A11, A13 등의 홀수 강번에서는, 본 발명에서 규정하는 복합 개재물을 생성함으로써, 연신된 MnS계 개재물을 강판 중에서 저감할 수 있었다. 즉, 강판 중에 존재하는 원 상당 직경 0.5 내지 5㎛의 크기의 미세 구 형상 복합 개재물이 존재하고, 이 복합 개재물의 성분 조성은, 본 발명에서 규정하는 제1군의 [Ce, La, Nd, Pr]-Ca-[O, S]의 개재물 상과, 상기 제2군의 [Ce, La, Nd, Pr]-Ca-[O, S]-[Mn, Si, Al]의 개재물 상 중의, 상이한 성분을 포함하는 개재물 상을 2 이상 포함하는 개재물 상으로 이루어져 있었다. 그리고, 이들 원 상당 직경 0.5 내지 5㎛의 크기의 복합된 하나의 구 형상 개재물의 개수 비율이 원 상당 직경 0.5 내지 5㎛의 크기의 전체 개재물 개수의 30％ 이상, 강판 중에 존재하는 원 상당 직경 1㎛ 이상의 개재물이며, 또한, 긴 직경/짧은 직경이 3 이하인 연신 개재물의 개수 비율이 원 상당 직경 1㎛ 이상인 전체 개재물 개수의 50％ 이상, 개재물 중의 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 합계 평균 함유율을 0.5％ 내지 95％로 할 수 있었다. 또한, 어느 강판의 조직에서든, 평균 결정립 직경은 모두 1 내지 8㎛이며, 본 발명과 비교예는 거의 동일한 평균 결정립 직경이었다.
그 결과, 비교 강에 비해, 본 발명 강으로서의 강번 A1, A3, A5, A7, A9, A11, A13 등의 홀수 강번에서는, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 우수한 강판을 얻을 수 있었다. 그러나, 비교 강(강번 A2, A4, A6, A8, A10, A12, A14 등의 짝수 강번)에서는, 평균 결정립 직경은 모두 10㎛ 초과이고, Ce, La, Nd, Pr을 거의 포함하지 않는 긴 직경/짧은 직경이 3 이상인 연신 개재물, 즉 연신된 MnS계 개재물이며, 개재물의 분포 상태가 본 발명에서 규정하는 분포 상태와 상이하기 때문에, 강판 가공시에 연신된 MnS계 개재물이 깨짐 발생의 기점이 되어, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 저하되었다.
표 5와 표 6에는, Ca와 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 첨가 순서를 변경한 경우의 개재물 조성과 구멍 확장률에 대해, 본 발명 A20과 비교예 A20을 비교한 결과를 나타낸다. 본 발명 A20에서는 Ce, La, Nd, Pr 중 Ce의 첨가 후에 Ca를 첨가하지만, 비교예 A20은 이와는 반대로, Ca를 첨가한 후에 Ce를 첨가한 경우에는, 개재물은 CaS에 Ce로 이루어지는 산화물 또는 옥시설파이드와 MnS가 석출된 개재물이 되어, 개재물의 조성이 본 발명에서 규정하는 상이한 성분을 포함하는 개재물 상을 2 이상 포함하는 개재물 상으로 이루어지는 개재물과는 달리, 개재물의 신연 비율도 크고, 구멍 확장률도 본원의 발명 예에 비해 저하되었다.
Figure 112013017704119-pct00005
Figure 112013017704119-pct00006
표 7과 표 8에는, Ce, La 2종을 첨가한 후에 Ca를 첨가하지 않았을 경우의 비교예 A21의 개재물 조성과 구멍 확장률에 대해서, 본 발명 A21(Ce, La의 2종을 첨가한 후에 Ca를 첨가)과 비교한 결과를 나타낸다. Ce, La의 2종을 첨가한 후에 Ca를 첨가하지 않았을 경우에는, 연속 주조 설비에서의 주조 중에 침지 노즐이 폐색되어, 모든 레이들 내 용강을 완전히 주조할 수 없고, 후속 레이들도 주조할 수 없어 생산 장해를 발생시켰다. 또한, 그중에서도 도중까지 주조할 수 있었던 슬래브를 열연 이후의 처리를 해서 제품을 얻었지만, 그 제품에서의 개재물은 Ce, La의 2종으로 이루어지는 산화물 또는 옥시설파이드에 MnS가 석출된 개재물이 되어, 개재물의 조성이 본원의 상이한 성분을 포함하는 개재물 상을 2 이상 포함하는 개재물 상으로 이루어지는 개재물과는 달리, 개재물의 신연 비율도 크고, 구멍 확장률도 본 발명 A21에 비해 저하되었다.
Figure 112013017704119-pct00007
Figure 112013017704119-pct00008
(실시예 2)
이하, 본 발명의 실시예를 비교예와 함께 설명한다.
표 9, 표 10에 나타내는 화학 성분의 용강을, 전로, RH 공정을 경유해서 용제하였다. 그때, 2차 정련에서의 용강 탈황 공정을 거치지 않을 때에는 S는 0.003 내지 0.011질량％로 하였다. 또한, 용강 탈황을 행할 때에는, S≤20ppm으로 하였다.
Si를 첨가하여, 표 9, 표 10에 나타낸 바와 같이 성분 조정을 한 후에, 3분 내지 5분 정도 지나서, Al을 첨가하여 Al 탈산을 행하고, Al2O3을 부상 분리하기 위해 3분 내지 6분 정도의 부상 시간을 확보하였다. 그 후, Ti를 첨가하였다.
그 후, 실험의 차지에 따라서는 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 첨가하여, 질량 베이스로 70≥100×(Ce+La+Nd+Pr)/산 가용 Al≥2, 또한, (Ce+La+Nd+Pr)/S가 0.2 내지 10이 되도록 성분 조정을 행하였다.
선택 원소를 첨가하는 실험의 차지에 따라서는, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 첨가하기 전까지 행하여, 충분히 교반하고, 필요에 따라 선택 원소의 성분 조정이 행해진 후에, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 첨가를 행하였다.
그 후, 충분히 교반하고, Ca 첨가를 행하였다. 이와 같이 하여 용제된 용강을 연속 주조하여 주괴를 제조하였다. 연속 주조는, 통상의 250㎜ 두께 정도의 슬래브 연속 주조기를 사용하였다. 연속 주조한 주괴는, 표 11에 나타내는 열연 조건으로 1200℃초과 내지 1250℃의 범위에서 가열하였다. 그 후, 조압연을 거쳐 마무리 압연을 행하였다. 마무리 압연의 완료 온도는, Ar 3점+30℃ 이상, Ar 3점+200℃ 이하로 하였다. 여기서, Ar 3점의 산출은 통상의 성분으로부터 유도되는 식을 사용하였다.
마무리 압연 후의 강판의 평균 냉각 속도는 10 내지 100℃/초로 하였다. 또한, 실험의 차지에 따라서는, 450 내지 650℃의 범위에서 권취 온도로 할 경우에는, 마무리 압연 후 680℃까지 약 5℃/초로 공냉 유지하고, 그 후 30℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하였다.
이 냉각으로, 폴리고널·페라이트, 베이니틱·페라이트 및 베이나이트 상으로부터 하나 또는 2개 이상의 조직을 갖는 강판을 얻을 수 있었다.
한편, 실험의 차지에 따라서는, 400℃ 이하에서 권취하여, 폴리고널·페라이트 상과 마르텐사이트 상의 복합 조직을 갖는 DP 강판을 얻을 수 있었다.
고강도 냉연 강판을 얻는 경우, 열연, 권취 후, 산 세정, 스킨 패스 등의 공정을 거쳐서 열연 강판을 냉간 압연하고, 연속 어닐링을 행해 냉연 강판으로 하였다. 또한, 도금용 강판을 얻는 경우, 전기 도금이나 용융 아연 도금 라인에서 도금용 강판으로 하였다.
표 9 및 표 10에 화학 성분을 나타내는 슬래브를 표 11에 나타내는 조건으로 열간 압연하여, 두께 3.2㎜의 열연판을 얻었다.
Figure 112013017704119-pct00009
Figure 112013017704119-pct00010
이 표 9 및 표 10에서는, 강 번호(이하, 강번이라고 함) B1, B3, B5, B7, B9, B11, B13, B15, B17, B19, B21, B23에 대해서는, 본 발명에 따른 고강도 강판의 범위 내의 조성으로 구성하고, 강번 B2, B4, B6, B8, B10, B12, B14, B16, B18, B20, B22, B24는 질량 베이스로 (Ce+La+Nd+Pr)/산 가용 Al비, (Ce+La+Nd+Pr)/S비, S, T.O, Ca, Ce+La+Nd+Pr 농도를 본 발명에 따른 고강도 강판의 범위로부터 일탈시킨 슬래브로서 구성한 것이다.
덧붙여서 말하면, 이 표 9에서, 강번 B1과 강번 B2, 강번 B3과 강번 B4, 강번 B5와 강번 B6, 강번 B7과 강번 B8, 강번 B9와 강번 B10, 강번 B11과 강번 B12, 강번 B13과 강번 B14, 강번 B15와 강번 B16, 강번 B17과 강번 B18, 강번 B19와 강번 B20, 강번 B21과 강번 B22, 강번 B23과 강번 B24의 사이에서 각각 비교를 할 수 있도록, 서로 거의 동일한 조성으로 구성한 뒤, Ce+La 등을 서로 다르게 하고 있다.
또한, 이 표 10에서는, 조건 D로서, 가열 온도를 1250℃, 마무리 압연 완료 온도를 845℃, 마무리 압연 후의 냉각 속도를 75℃/초, 권취 온도를 450℃로 하고 있다. 조건 E로서, 가열 온도를 1250℃, 마무리 압연 완료 온도를 860℃, 마무리 압연 후 680℃까지 약 5℃/초로 공냉 유지하고, 그 후 30℃/초 이상의 냉각 속도, 권취 온도를 400℃로 하고 있다. 조건 F로서, 가열 온도를 1250℃, 마무리 압연 완료 온도를 825℃, 마무리 압연 후의 냉각 속도를 45℃/초, 권취 온도를 450℃로 하고 있다.
강번 B1과 강번 B2에 대해서는 조건 D를, 또한, 강번 B3과 강번 B4 및 강번 B5와 강번 B6에 대해서는 조건 E를, 강번 B7 내지 강번 B10에 대해서는 조건 F를, 또한 강번 B11 내지 강번 B14에 대해서는 조건 D를, 강번 B15와 강번 B16에 대해서는 조건 E를, 또한, 강번 B17과 강번 B18에 대해서는 조건 F를, 강번 B19와 강번 B20에 대해서는 조건 D를, 강번 B21과 강번 B22에 대해서는 조건 E를, 강번 B23과 강번 B24에 대해서는 조건 F를 적용하게 함으로써, 동일 제조 조건하에서 화학 조성의 영향을 비교할 수 있도록 하고 있다.
Figure 112013017704119-pct00011
이와 같이 하여 얻어진 강판의 기본 특성인 강도(MPa), 연성(％), 신장 플랜지성(λ％), 및 굽힘 가공성으로서 한계 굽힘 반경(㎜)을 조사하였다.
또한, 강판 중의 연신 개재물의 존재 상태로서, 광학 현미경에 의한 관찰 또는 SEM에 의한 관찰로, 모두 0.5㎛ 정도 이상인 개재물을 대상으로 하여, 개재물의 면적 개수 밀도, 연신 비율 3 이하인 개재물에 대해서는 개수 비율, 조성, 원 상당 직경을 조사하였다.
또한, 강판 중의 연신되지 않은 개재물의 존재 상태로서, 모두 0.5㎛ 정도 이상인 개재물을 대상으로 해서, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 함유하고, 또한, Ca를 함유하고, 또한, O, S 중 적어도 1종을 함유하는 제1 개재물 상과, 또한, Mn, Si, Ti, Al 중 적어도 1종을 함유하는 제2 개재물 상의, 상이한 제1과 제2 개재물 상을 포함하는 복합 개재물로 이루어지는 구 형상 개재물의 개수 비율과, 연신 비율 3 이하인 개재물의 개수 비율, Ce, La, Nd, Pr의 조성을 조사하였다. 또한, 0.5㎛ 정도 이상의 개재물을 대상으로 한 것은, 관찰이 용이한 것 외에, 0.5㎛ 정도 미만의 개재물은 신장 플랜지성이나 굽힘 가공성의 열화에 영향을 미치지 않기 때문이다.
그 결과를 강과 압연 조건의 조합마다 표 12에 나타내었다.
Figure 112013017704119-pct00012
강도와 연성은, 강판으로부터 압연 방향과 평행하게 채취한 JIS 5호 시험편의 인장 시험으로 구하였다. 신장 플랜지성은, 150㎜×150㎜의 강판의 중앙에 형성한 직경 10㎜의 펀치구멍을, 60°의 원추 펀치로 눌러 펼쳐, 판 두께 관통 균열이 발생한 시점에서의 구멍 직경 D(㎜)를 측정하고, 구멍 확장값 λ=(D-10)/10에서 구한 λ로 평가하였다. 굽힘 가공성을 나타내는 지표로서 사용한 한계 굽힘 반경(㎜)은 굽힘 시험편을 채취하여, 다이와 펀치를 구비한 틀을 사용한 V 굽힘 시험으로 구하였다. 다이로서, 단면 V자형의 오목부, 개방 각도 60°인 것을 사용하였다. 펀치로서, 다이의 오목부에 적합한 볼록부를 갖는 것을 사용하였다. 펀치의 선단부의 뾰족부의 굽힘 반경을, 0.5㎜ 단위로 변화시킨 펀치를 준비하여, 굽힘 시험을 행해서, 피시험편의 굽힘부에 깨짐이 발생하는 한계 소의 펀치 선단부의 뾰족부의 곡률 반경을 구하고, 이것을 한계 굽힘 반경으로서 평가하였다.
또한, 시험편은 동일 규격으로 규정된 1호 시험편이며, 평행부가 25㎜, 곡률 반경 R이 100㎜, 원판(열연판)의 양면을 동등하게 연삭한 두께 3.0㎜인 것을 사용하였다.
또한, 개재물은 SEM 관찰을 행하여, 랜덤하게 선택한 원 상당 직경 1㎛ 이상인 개재물 50개에 대하여 긴 직경과 짧은 직경을 측정하였다. 또한, SEM의 정량 분석 기능을 사용하여, 랜덤하게 선택한 원 상당 직경 1㎛ 이상인 개재물 50개에 대해 조성 분석을 실시하였다. 그 결과를 사용하여, 연신 비율 3 이하인 개재물의 개수 비율, Ce, La, Nd, Pr의 조성 분석, 개재물 중에서의 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 합계 평균값을 구하였다.
표 12에는 나타나 있지 않지만, 본 발명의 방법을 적용한 강번 B1, B3, B5, B7, B9, B11, B13, B15, B17, B19, B21, B23에서는, [REM]-[Ca]-[O, S]의 제1 개재물 상과, [Mn, Si, Ti, Al]-[REM]-[Ca]-[O, S]의 제2 개재물 상의, 상이한 제1과 제2 개재물 상을 포함하는 복합 개재물이 생성되어 연신된 MnS계 개재물을 강판 중에서 저감시킬 수 있었다.
즉, 이것도 표 12에는 나타나 있지 않지만 강판 중에 존재하는 원 상당 직경 2㎛ 이하인 개재물이 존재하고, 표 12로부터 명백해진 바와 같이 [REM]-[Ca]-[O, S]의 제1 개재물 상과, [Mn, Si, Ti, Al]-[REM]-[Ca]-[O, S]의 제2 개재물 상의, 상이한 성분을 포함하는 개재물 상의 구형의 복합 개재물의 개수 비율을 50％ 이상, 그 크기를 0.5 내지 5㎛, 강판 중에 존재하는 연신 비율 3 이하인 개재물 중의 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 합계 평균 함유율을 0.5％ 내지 95％, 원 상당 직경 1㎛ 이상이고 연신 비율 3 이하인 연신 개재물의 개수 비율을 50％ 이상, 또한, 어느 강판의 조직에서든, 평균 결정립 직경은 모두 2 내지 10㎛이며, 본 발명에서는 10㎛ 이하이었다.
그 결과, 비교 강에 비해, 본 발명 강으로서의 강번 B1, B3, B5, B7, B9, B11, B13, B15, B17, B19, B21, B23에서는, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 우수한 강판을 얻을 수 있었다.
그러나, 비교 강(강번 B2, B4, B6, B8, B10, B12, B14, B16, B18, B20, B22, B24)에서는, 평균 결정립 직경은 모두 10㎛ 이하이었음도 불구하고, 제1 개재물 상과 제2 개재물 상의, 상이한 제1과 제2 개재물 상을 포함하는 구형의 복합 개재물에서 0.5 내지 5㎛의 작은 복합 개재물의 개수 비율이 명백하게 작고, 본 발명에서 규정하는 복합 개재물의 분포 상태와 상이하기 때문에, 강판 가공시에 연신된 MnS계 개재물이 깨짐 발생의 기점이 되어, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 저하되었다.
그 밖에, 본 발명의 La의 첨가 후에 Ca를 첨가한 경우(본 발명 강번 B25 참조)와 Ca의 첨가 후에 La를 첨가한 경우(비교예 강번 B26 참조)에 대해 비교한 예를 표 13과 표 14에 나타내었다. La의 첨가 후에 Ca를 첨가한 경우에는, 5㎛ 이하의 구형 개재물의 개수 비율이 증가하고, 5㎛ 초과의 개재물 밀도가 감소하여 구멍 확장성이 향상되었다.
Figure 112013017704119-pct00013
Figure 112013017704119-pct00014
또한, 본 발명의 Ce의 첨가 후에 Ca를 첨가한 경우(강번 B27 참조)와 Ca의 첨가를 행하지 않았을 경우(비교예 강번 B28)의 예를 표 15와 표 16 나타낸다. Ce의 첨가 후에 Ca를 첨가한 경우에는, 5㎛ 이하의 구형 개재물의 개수 비율이 증가하여 구멍 확장성이 향상되었음을 확인할 수 있다.
Figure 112013017704119-pct00015
Figure 112013017704119-pct00016
또한, 표 15, 표 16의 강번 B28에서는, 연속 주조 중에 침지 노즐이 도중에 폐색되어, 모든 레이들 내 용강을 완전히 주조할 수 없고, 후속 레이들도 주조할 수 없어 생산 장해를 발생하였다. 또한, 그중에서도 도중까지 주조할 수 있었던 슬래브를 열연 이후의 처리를 하여 제품을 얻었다.
본 발명에 따르면, 신장 플랜지성과 굽힘 가공성을 향상시킨 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 용강의 용제 방법을 제공할 수 있다.

Claims (24)

  1. C: 0.03 내지 0.25질량％,
    Si: 0.1 내지 2.0질량％,
    Mn: 0.5 내지 3.0질량％,
    P: 0.05질량％ 이하,
    T.O: 0.0050질량％ 이하,
    S: 0.0001 내지 0.01질량％,
    N: 0.0005 내지 0.01질량％,
    산 가용 Al: 0.01질량％ 초과,
    Ca: 0.0005 내지 0.0050질량％, 및
    Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 합계: 0.001 내지 0.01질량％를 함유하고,
    잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지며,
    Ce의 함유량[Ce], La의 함유량[La], Nd의 함유량[Nd], Pr의 함유량[Pr], 산 가용 Al의 함유량[산 가용 Al] 및 S의 함유량[S]이, 질량 베이스로,
    0.7<100×([Ce]+[La]+[Nd]+[Pr])/[산 가용 Al]≤70, 및
    0.2≤([Ce]+[La]+[Nd]+[Pr])/[S]≤10
    을 만족하는 화학 성분을 갖는 강판이며,
    상기 강판은,
    Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 함유하고, 또한, Ca를 함유하고, 또한, O, S 중 적어도 1종을 함유하는 제1 개재물 상과, 상기 제1 개재물 상과 다른 성분이며, Mn, Si, Al 중 적어도 1종을 함유하는 제2 개재물 상,
    을 갖는 복합 개재물을 함유하고,
    원 상당 직경 0.5 내지 5㎛의 크기를 갖는 개재물 중, 긴 직경/짧은 직경이 3 이하인 상기 개재물의 개수 비율이 30％ 이상인 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    원 상당 직경 1㎛ 이상의 크기를 갖는 개재물 중, 긴 직경/짧은 직경이 3 이하인 상기 개재물의 개수 비율이 50％ 이상인 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 복합 개재물 중에 평균 조성으로 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 합계로 0.5 내지 95질량％ 함유하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 강판의 조직에서의 결정의 평균 입경이 10㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
    또한, Nb: 0.01 내지 0.10질량％ 및
    V: 0.01 내지 0.10질량％ 중 적어도 1종을 함유하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
  6. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
    또한, Cu: 0.1 내지 2질량％,
    Ni: 0.05 내지 1질량％,
    Cr: 0.01 내지 1질량％,
    Mo: 0.01 내지 0.4질량％ 및
    B: 0.0003 내지 0.005질량％ 중 적어도 1종을 함유하고 있는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
  7. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
    또한, Zr: 0.001 내지 0.01질량％를 함유하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
  8. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
    또한, Nb: 0.01 내지 0.10질량％,
    V: 0.01 내지 0.10질량％,
    Cu: 0.1 내지 2질량％,
    Ni: 0.05 내지 1질량％,
    Cr: 0.01 내지 1질량％,
    Mo: 0.01 내지 0.4질량％,
    B: 0.0003 내지 0.005질량％ 및
    Zr: 0.001 내지 0.01질량％ 중 적어도 1종을 함유하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
  9. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판용 용강의 용제 방법이며,
    제강에서의 정련 공정에 있어서,
    P가 0.05질량％ 이하, S가 0.0001질량％ 이상으로 처리되고, 또한, C가 0.03 내지 0.25질량％, Si를 0.1 내지 2.0질량％, Mn을 0.5 내지 3.0질량％, N이 0.0005 내지 0.01질량％가 되도록 첨가 또는 조정된 제1 용강을 얻는 제1 공정과;
    상기 제1 용강에 대하여 Al을 산 가용 Al로 0.01질량％ 초과, T.O가 0.0050질량％ 이하가 되도록 첨가하여 제2 용강을 얻는 제2 공정과;
    Ce의 함유량[Ce], La의 함유량[La], Nd의 함유량[Nd], Pr의 함유량[Pr], 산 가용 Al의 함유량[산 가용 Al] 및 S의 함유량[S]이, 질량 베이스로,
    0.7<100×([Ce]+[La]+[Nd]+[Pr])/[산 가용 Al]≤70,
    0.2≤([Ce]+[La]+[Nd]+[Pr])/[S]≤10 및
    0.001≤[Ce]+[La]+[Nd]+[Pr]≤0.01
    을 만족하도록, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 상기 제2 용강에 첨가하여 제3 용강을 얻는 제3 공정과;
    Ca가 0.0005 내지 0.0050질량％가 되도록 Ca를 상기 제3 용강에 첨가 또는 조정하여 제4 용강을 얻는 제4 공정; 을 구비하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판용 용강의 용제 방법.
  10. 제9항에 있어서,
    상기 제3 공정에서, 상기 제2 용강에 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 첨가하기 전에, 또한,
    상기 제2 용강이,
    0.01 내지 0.10질량％의 Nb 및
    0.01 내지 0.10질량％의 V
    중 적어도 1종을 함유하도록, Nb 및 V 중 적어도 1종을 상기 제2 용강에 첨가하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판용 용강의 용제 방법.
  11. 제9항에 있어서,
    상기 제3 공정에서, 상기 제2 용강에 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 첨가하기 전에, 또한,
    상기 제2 용강이,
    0.1 내지 2질량％의 Cu,
    0.05 내지 1질량％의 Ni,
    0.01 내지 1질량％의 Cr,
    0.01 내지 0.4질량％의 Mo,
    0.0003 내지 0.005질량％의 B
    중 적어도 1종을 함유하도록, Cu, Ni, Cr, Mo 및 B 중 적어도 1종을 상기 제2 용강에 첨가하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판용 용강의 용제 방법.
  12. 제9항에 있어서,
    상기 제3 공정에서, 상기 제2 용강에 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 첨가하기 전에, 또한,
    상기 제2 용강이,
    0.001 내지 0.01질량％의 Zr
    을 함유하도록, Zr을 상기 제2 용강에 첨가하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판용 용강의 용제 방법.
  13. C: 0.03 내지 0.25질량％,
    Si: 0.03 내지 2.0질량％,
    Mn: 0.5 내지 3.0질량％,
    P: 0.05질량％ 이하,
    T.O: 0.0050질량％ 이하,
    S: 0.0001 내지 0.01질량％,
    산 가용 Ti: 0.008 내지 0.20질량％,
    N: 0.0005 내지 0.01질량％,
    산 가용 Al: 0.01질량％ 초과,
    Ca: 0.0005 내지 0.005질량％ 및
    Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종의 합계: 0.001 내지 0.01질량％를 함유하고,
    잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지며,
    Ce의 함유량[Ce], La의 함유량[La], Nd의 함유량[Nd], Pr의 함유량[Pr], 산 가용 Al의 함유량[산 가용 Al] 및 S의 함유량[S]이, 질량 베이스로,
    0.7<100×([Ce]+[La]+[Nd]+[Pr])/[산 가용 Al]≤70 및
    0.2≤([Ce]+[La]+[Nd]+[Pr])/[S]≤10
    을 만족하는 화학 성분을 갖는 강판이며, 상기 강판은,
    Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 함유하고, 또한, Ca를 함유하고, 또한, O, S 중 적어도 1종을 함유하는 제1 개재물 상과, 상기 제1 개재물 상과 다른 성분이며, Mn, Si, Ti, Al 중 적어도 1종을 함유하는 제2 개재물 상
    을 갖는 복합 개재물을 함유하고,
    원 상당 직경 0.5 내지 5㎛의 크기를 갖는 개재물 중, 긴 직경/짧은 직경이 3 이하인 상기 개재물의 개수 비율이 50％ 이상이며,
    5㎛ 초과의 개재물의 개수 밀도가 10개/㎟ 미만인 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
  14. 제13항에 있어서,
    원 상당 직경 1㎛ 이상의 크기를 갖는 개재물 중, 긴 직경/짧은 직경이 3 이하인 상기 개재물의 개수 비율이 50％ 이상인 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
  15. 제13항에 있어서,
    상기 복합 개재물 중에 평균 조성으로 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 합계로 0.5 내지 95질량％ 함유하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
  16. 제13항에 있어서,
    상기 강판의 조직에서의 결정의 평균 입경이 10㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
  17. 제13항 내지 제16항 중 어느 한 항에 있어서,
    또한, Nb: 0.005 내지 0.10질량％ 및
    V: 0.01 내지 0.10질량％
    중 적어도 1종을 함유하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
  18. 제13항 내지 제16항 중 어느 한 항에 있어서,
    또한, Cu: 0.1 내지 2질량％,
    Ni: 0.05 내지 1질량％,
    Cr: 0.01 내지 1.0질량％,
    Mo: 0.01 내지 0.4질량％ 및
    B: 0.0003 내지 0.005질량％
    중 적어도 1종을 함유하고 있는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
  19. 제13항 내지 제16항 중 어느 한 항에 있어서,
    또한, Zr: 0.001 내지 0.01질량％
    를 함유하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
  20. 제13항 내지 제16항 중 어느 한 항에 있어서,
    또한, Nb: 0.005 내지 0.10질량％,
    V: 0.01 내지 0.10질량％,
    Cu: 0.1 내지 2질량％,
    Ni: 0.05 내지 1질량％,
    Cr: 0.01 내지 1.0질량％,
    Mo: 0.01 내지 0.4질량％,
    B: 0.0003 내지 0.005질량％ 및
    Zr: 0.001 내지 0.01질량％
    중 적어도 1종을 함유하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
  21. 제13항 내지 제16항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판용 용강의 용제 방법이며,
    제강에서의 정련 공정에 있어서,
    P가 0.05질량％ 이하, S가 0.0001 내지 0.01질량％로 처리되고, 또한, C가 0.03 내지 0.25질량％, Si를 0.03 내지 2.0질량％, Mn을 0.5 내지 3.0질량％, N이 0.0005 내지 0.01질량％가 되도록 첨가 또는 조정된 제1 용강을 얻는 제1 공정과;
    상기 제1 용강에 대해 Al을 산 가용 Al로 0.01질량％ 초과, T.O가 0.0050질량％ 이하가 되도록 첨가하여 제2 용강을 얻는 제2 공정과;
    상기 제2 용강에 대해 Ti를 산 가용 Ti: 0.008 내지 0.20질량％를 첨가하여 제3 용강을 얻는 제3 공정과;
    Ce의 함유량[Ce], La의 함유량[La], Nd의 함유량[Nd], Pr의 함유량[Pr], 산 가용 Al의 함유량[산 가용 Al] 및 S의 함유량[S]이, 질량 베이스로,
    0.7<100×([Ce]+[La]+[Nd]+[Pr])/[산 가용 Al]≤70,
    0.2≤([Ce]+[La]+[Nd]+[Pr])/[S]≤10 및
    0.001≤[Ce]+[La]+[Nd]+[Pr]≤0.01을 만족하도록, Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 상기 제3 용강에 첨가하여 제4 용강을 얻는 제4 공정과;
    Ca가 0.0005 내지 0.0050질량％가 되도록 Ca를 상기 제4 용강에 첨가 또는 조정하여 제5 용강을 얻는 제5 공정; 을 구비하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판용 용강의 용제 방법.
  22. 제21항에 있어서,
    상기 제3 공정에서, 상기 제2 용강에 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 첨가하기 전에, 또한,
    상기 제2 용강이, 0.005 내지 0.10질량％의 Nb 및
    0.01 내지 0.10질량％의 V
    중 적어도 1종을 함유하도록, Nb 및 V 중 적어도 1종을 상기 제2 용강에 첨가하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판용 용강의 용제 방법.
  23. 제21항에 있어서,
    상기 제3 공정에서, 상기 제2 용강에 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 첨가하기 전에, 또한,
    상기 제2 용강이,
    0.1 내지 2질량％의 Cu,
    0.05 내지 1질량％의 Ni,
    0.01 내지 1질량％의 Cr,
    0.01 내지 0.4질량％의 Mo,
    0.0003 내지 0.005질량％의 B
    중 적어도 1종을 함유하도록, Cu, Ni, Cr, Mo 및 B 중 적어도 1종을 상기 제2 용강에 첨가하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판용 용강의 용제 방법.
  24. 제21항에 있어서,
    상기 제3 공정에서, 상기 제2 용강에 Ce, La, Nd, Pr 중 적어도 1종을 첨가하기 전에, 또한,
    상기 제2 용강이, 0.001 내지 0.01질량％의 Zr을 함유하도록, Zr을 상기 제2 용강에 첨가하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판용 용강의 용제 방법.
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