KR101580749B1 - 신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성이 우수한 고강도 냉연 강판과 그 제조 방법 - Google Patents

신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성이 우수한 고강도 냉연 강판과 그 제조 방법 Download PDF

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Abstract

소정의 성분을 함유하고, 잔량부는 철 및 불가피적 불순물을 포함하여 이루어져, 강판의 표면으로부터 5/8 내지 3/8의 판 두께 범위에서, {100} <011>, {116} <110>, {114} <110>, {113} <110>, {112} <110>, {335} <110> 및 {223} <110>의 각 결정 방위로 나타내는 {100} <011> 내지 {223} <110> 방위군의 극밀도의 평균값이 6.5 이하, 또한 {332} <113>의 결정 방위의 극밀도가 5.0 이하이고, 금속 조직이, 면적률로, 펄라이트를 5% 초과하여 함유하고, 베이나이트와 마르텐사이트의 합이 5% 미만으로 제한되어, 잔량부가 페라이트를 포함하여 이루어지는, 신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성이 우수한 고강도 냉연 강판.

Description

신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성이 우수한 고강도 냉연 강판과 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH COLD-ROLLED STEEL SHEET WITH EXCELLENT STRETCH FLANGEABILITY AND PRECISION PUNCHABILITY, AND PROCESS FOR PRODUCING SAME}
본 발명은, 신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
본 출원은, 2011년 7월 27일에 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2011-164383호를 기초로 하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.
자동차로부터의 탄산 가스의 배출량을 억제하기 위해, 고강도 강판을 사용하여 자동차 차체의 경량화가 진행되고 있다. 또한, 탑승자의 안전성 확보를 위해서도, 자동차 차체에는 연강판 외에 고강도 강판이 많이 사용되어 오고 있다. 또한, 자동차 차체의 경량화를 금후 진행시켜 가기 위해서는, 종래 이상으로 고강도 강판의 사용 강도 레벨을 높여야만 한다. 그러나 외판 부품에 고강도 강판을 사용할 경우에는, 커팅이나 블랭킹 등이 많이 사용되고, 또한 하체 부품에 고강도 강판을 사용할 경우에는, 펀칭 가공 등, 전단 가공을 수반하는 가공법이 많이 사용되어, 정밀 펀칭성이 우수한 강판이 요구되고 있다. 또한, 전단 가공 후에 버링 등의 가공을 행하는 경우도 증가하고 있으므로, 신장 플랜지성도 가공에 관련된 중요한 특성이다. 그러나 일반적으로 강판을 고강도화하면 펀칭 정밀도는 저하되고, 신장 플랜지성도 저하된다.
정밀 펀칭성에 대해서는, 특허 문헌 1, 2와 같이, 연질 상태에서 펀칭을 행하고, 열처리나 침탄에 의해 고강도화를 도모한 것이 개시되어 있지만, 제조 공정이 길어져, 비용 상승의 한 요인이 된다. 한편, 특허 문헌 3과 같이, 어닐링에 의해 시멘타이트를 구상화시켜, 정밀 펀칭성을 향상시키는 방법도 개시되어 있지만, 자동차 차체 등의 가공에 있어서 중요한 신장 플랜지성과의 양립에 대해서는 일절 고려되어 있지 않다.
고강도화에 대한 신장 플랜지성에 대해서는, 국부 연성을 개선하는 강판의 금속 조직 제어법에 대해서도 개시되어 있고, 개재물 제어나 단일 조직화하는 것, 나아가 조직 간의 경도차를 저감하면, 굽힘성이나 신장 플랜지성에 효과적인 것이 비특허 문헌 1에 개시되어 있다. 또한, 열간 압연의 마무리 온도, 마무리 압연의 압하율 및 온도 범위를 제어하고, 오스테나이트의 재결정을 촉진시켜, 압연 집합 조직의 발달을 억제하고, 결정 방위를 랜덤화함으로써, 강도, 연성, 신장 플랜지성을 향상시키는 방법이 비특허 문헌 2에 개시되어 있다.
비특허 문헌 1, 2로부터, 금속 조직이나 압연 집합 조직을 균일화함으로써, 신장 플랜지성을 향상시킬 수 있다고 생각되지만, 정밀 펀칭성과 신장 플랜지성의 양립에 대해서는 일절 배려되어 있지 않다.
일본 특허 공고 평3-2942호 공보 일본 특허 공고 평5-14764호 공보 일본 특허 공고 평2-19173호 공보
K.Sugimoto et al,「ISIJ International」(2000) Vol.40, p.920 기시다,「신 닛테츠 기보」(1999) No.371, p.13
따라서, 본 발명은 상술한 문제점을 감안하여 제안된 것으로, 고강도이면서, 신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성이 우수한 냉연 강판 및 그 강판을 저렴하고 안정되게 제조할 수 있는 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 고강도 냉연 강판의 성분 및 제조 조건을 최적화하고, 강판의 조직을 제어함으로써 강도, 신장 플랜지성, 정밀 펀칭성이 우수한 강판의 제조에 성공하였다. 그 요지는 이하와 같다.
[1]
질량%로,
C : 0.01% 초과, 0.4% 이하,
Si : 0.001% 이상, 2.5% 이하,
Mn : 0.001% 이상, 4% 이하,
P : 0.001 내지 0.15% 이하,
S : 0.0005 내지 0.03% 이하,
Al : 0.001% 이상, 2% 이하,
N : 0.0005 내지 0.01% 이하,
를 함유하고, 잔량부는 철 및 불가피적 불순물을 포함하여 이루어지고,
강판의 표면으로부터 5/8 내지 3/8의 판 두께 범위에서, {100} <011>, {116} <110>, {114} <110>, {113} <110>, {112} <110>, {335} <110> 및 {223} <110>의 각 결정 방위로 나타내는 {100} <011> 내지 {223} <110> 방위군의 극밀도의 평균값이 6.5 이하, 또한 {332} <113>의 결정 방위의 극밀도가 5.0 이하이고,
금속 조직이, 면적률로, 펄라이트를 5% 초과하여 함유하고, 베이나이트와 마르텐사이트의 합이 5% 미만으로 제한되며, 잔량부가 페라이트를 포함하여 이루어지는, 신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성이 우수한 고강도 냉연 강판.
[2]
또한, 펄라이트상의 비커스 경도가 150HV 이상 300HV 이하인, [1]에 기재된 신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성이 우수한 고강도 냉연 강판.
[3]
또한, 압연 방향과 직각 방향의 r값(rC)이 0.70 이상, 압연 방향과 30°의 r값(r30)이 1.10 이하, 압연 방향의 r값(rL)이 0.70 이상, 압연 방향과 60°의 r값(r60)이 1.10 이하인, [1]에 기재된 신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성이 우수한 고강도 냉연 강판.
[4]
또한, 질량%로,
Ti : 0.001% 이상, 0.2% 이하,
Nb : 0.001% 이상, 0.2% 이하,
B : 0.0001% 이상, 0.005% 이하,
Mg : 0.0001% 이상, 0.01% 이하,
Rem : 0.0001% 이상, 0.1% 이하,
Ca : 0.0001% 이상, 0.01% 이하,
Mo : 0.001% 이상, 1% 이하,
Cr : 0.001% 이상, 2% 이하,
V : 0.001% 이상, 1% 이하,
Ni : 0.001% 이상, 2% 이하,
Cu : 0.001% 이상, 2% 이하,
Zr : 0.0001% 이상, 0.2% 이하,
W : 0.001% 이상, 1% 이하,
As : 0.0001% 이상, 0.5% 이하,
Co : 0.0001% 이상, 1% 이하,
Sn : 0.0001% 이상, 0.2% 이하,
Pb : 0.001% 이상, 0.1% 이하,
Y : 0.001% 이상, 0.1% 이하,
Hf : 0.001% 이상, 0.1% 이하
중 1종류 또는 2종류 이상을 함유하는, [1]에 기재된 신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성이 우수한 고강도 냉연 강판.
[5]
또한, 판 두께 중앙부를 중앙으로 하여, 판 두께를 1.2㎜로 두께 감소한 강판에 대하여, ø10㎜의 원형 펀치 및 클리어런스 1%의 원형 다이스로 펀칭한 경우에, 펀칭 단부면의 전단면 비율이 90% 이상이 되는, [1]에 기재된 신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성이 우수한 고강도 냉연 강판.
[6]
표면에, 용융 아연 도금층, 또는 합금화 용융 아연 도금층을 구비하는, [1]에 기재된 신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성이 우수한 고강도 냉연 강판.
[7]
질량%로,
C : 0.01% 초과, 0.4% 이하,
Si : 0.001% 이상, 2.5% 이하,
Mn : 0.001% 이상, 4% 이하,
P : 0.001 내지 0.15% 이하,
S : 0.0005 내지 0.03% 이하,
Al : 0.001% 이상, 2% 이하,
N : 0.0005 내지 0.01% 이하,
를 함유하고, 잔량부는 철 및 불가피적 불순물을 포함하여 이루어지는 강편을,
1000℃ 이상 1200℃ 이하의 온도 범위에서, 압하율 40% 이상의 압연을 1회 이상 행하는 제1 열간 압연을 행하고,
상기 제1 열간 압연에서, 오스테나이트 입경을 200㎛ 이하로 하고,
하기 식 (1)에서 정해지는 온도 T1＋30℃ 이상, T1＋200℃ 이하의 온도 영역에서, 적어도 1회는 1 패스에서 압하율 30% 이상의 압연을 행하는 제2 열간 압연을 행하고,
상기 제2 열간 압연에서의 합계 압하율을 50% 이상으로 하고,
상기 제2 열간 압연에 있어서, 압하율이 30% 이상인 최종 압하를 행한 후, 대기 시간 t초가 하기 식 (2)를 만족하도록, 냉간 압연 전 냉각을 개시하고,
상기 냉간 압연 전 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도를 50℃/초 이상, 온도 변화가 40℃ 이상 140℃ 이하인 범위로 하고,
압하율 40% 이상, 80% 이하의 냉간 압연을 행하고,
750 내지 900℃의 온도 영역까지 가열하여, 1초 이상, 300초 이하 보유 지지하고,
580℃ 이상 750℃ 이하의 온도 영역까지, 1℃/s 이상 10℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 냉간 압연 후 1차 냉각을 행하고,
1초 이상 1000초 이하 사이, 온도 저하 속도가 1℃/s 이하가 되는 조건으로 정류시키고,
5℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 냉간 압연 후 2차 냉각을 행하는, 신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성이 우수한 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
T1(℃)=850＋10×(C＋N)×Mn＋350×Nb＋250×Ti＋40×B＋10×Cr＋100×Mo＋100×V … 식 (1)
여기서, C, N, Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo 및 V는, 각 원소의 함유량(질량%).
t≤2.5×t1 … 식 (2)
여기서, t1은, 하기 식 (3)에 의해 구해진다.
t1=0.001×((Tf-T1)×P1/100)2-0.109×((Tf-T1)×P1/100)＋3.1 … 식 (3)
여기서, 상기 식 (3)에 있어서, Tf는 압하율이 30% 이상인 최종 압하 후의 강편 온도, P1은 30% 이상의 최종 압하의 압하율이다.
[8]
T1＋30℃ 미만의 온도 범위에 있어서의 합계 압하율이 30% 이하인, [7]에 기재된 신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성이 우수한 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
[9]
상기 대기 시간 t초가, 또한 하기 식 (2a)을 만족하는, [7]에 기재된 신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성이 우수한 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
t<t1 … 식 (2a)
[10]
상기 대기 시간 t초가, 또한 하기 식 (2b)를 만족하는, [7]에 기재된 신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성이 우수한 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
t1≤t≤t1×2.5 … 식 (2b)
[11]
상기 냉간 압연 전 냉각을, 압연 스탠드 간에서 개시하는, [7]에 기재된 신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성이 우수한 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
[12]
상기 냉간 압연 전 냉각을 한 후, 상기 냉간 압연을 행하기 전에, 650℃ 이하로 권취하여 열연 강판으로 하는, [7]에 기재된 신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성이 우수한 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
[13]
상기 냉간 압연 후, 750 내지 900℃의 온도 영역까지 가열하는데 있어서, 실온 이상, 650℃ 이하의 평균 가열 속도를, 하기 식 (5)로 나타내어지는 HR1(℃/초)로 하고,
650℃를 초과하여, 750 내지 900℃까지의 평균 가열 속도를, 하기 식 (6)으로 나타내어지는 HR2(℃/초)로 하는, [7]에 기재된 신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성이 우수한 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
HR1≥0.3 … 식 (5)
HR2≤0.5×HR1 … 식 (6)
[14]
또한, 표면에, 용융 아연 도금을 실시하는, [7]에 기재된 신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성이 우수한 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
[15]
용융 아연 도금을 실시한 후, 또한 450 내지 600℃로 합금화 처리를 실시하는, [14]에 기재된 신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성이 우수한 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
본 발명에 따르면, 신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성이 우수한 고강도 강판을 제공할 수 있다. 이 강판을 사용하면, 특히 고강도 강판을 가공·사용할 때의 수율이 향상되어, 비용이 저감하는 등, 산업상의 공헌이 매우 현저하다.
도 1은 {100} <011> 내지 {223} <110> 방위군의 극밀도의 평균값과 인장 강도×구멍 확장율의 관계를 도시하는 도면이다.
도 2는 {332} <113> 방위군의 극밀도와 인장 강도×구멍 확장율의 관계를 도시하는 도면이다.
도 3은 압연 방향과 직각 방향의 r값(rC)과 인장 강도×구멍 확장율의 관계를 도시하는 도면이다.
도 4는 압연 방향의 30°의 r값(r30)과 인장 강도×구멍 확장율의 관계를 도시하는 도면이다.
도 5는 압연 방향의 r값(rL)과 인장 강도×구멍 확장율의 관계를 도시하는 도면이다.
도 6은 압연 방향의 60°의 r값(r60)과 인장 강도×구멍 확장율의 관계를 도시하는 도면이다.
도 7은 경질상 분율과 펀칭 단부면의 전단면율의 관계를 도시하는 도면이다.
도 8은 조압연 후의 오스테나이트 입경과 압연 방향과 직각 방향의 r값(rC)의 관계를 도시하는 도면이다.
도 9는 조압연 후의 오스테나이트 입경과 압연 방향의 30°의 r값(r30)의 관계를 도시하는 도면이다.
도 10은 조압연에 있어서의 40% 이상의 압연 횟수와 조압연의 오스테나이트 입경의 관계를 도시하는 도면이다.
도 11은 T1＋30 내지 T1＋150℃의 압하율과 {100} <011> 내지 {223} <110> 방위군의 극밀도의 평균값의 관계를 도시하는 도면이다.
도 12는 연속 열간 압연 라인의 설명도이다.
도 13은 T1＋30 내지 T1＋150℃의 압하율과 {332} <113>의 결정 방위의 극밀도의 관계를 도시하는 도면이다.
도 14는 본 발명 강과 비교 강의 전단면율과 강도×구멍 확장율의 관계를 도시하는 도면이다.
이하에, 본 발명의 내용을 상세하게 설명한다.
(결정 방위)
본 발명에서는, 강판의 표면으로부터 5/8 내지 3/8의 판 두께 범위에서, {100} <011> 내지 {223} <110> 방위군의 극밀도의 평균값이 6.5 이하, 또한 {332} <113>의 결정 방위의 극밀도가 5.0 이하인 것은, 특히 중요하다. 도 1에 도시한 바와 같이, 강판의 표면으로부터 5/8 내지 3/8 판 두께 범위에 있어서 X선 회절을 행하고, 각 방위의 극밀도를 구했을 때의, {100} <011> 내지 {223} <110> 방위군의 평균값이 6.5 이하(바람직하게는 4.0 이하)이면, 최근 요구되는 하체 부품의 가공에 필요한 인장 강도×구멍 확장율≥30000을 만족한다. 6.5 초과에서는 강판의 기계적 특성의 이방성이 매우 강해지고, 나아가서는 일정 방향만의 구멍 확장성을 개선하지만 그것과는 다른 방향에서의 재질이 현저하게 하체 부품의 가공에 필요한 인장 강도×구멍 확장율≥30000을 만족할 수 없게 된다. 한편, 현행의 일반적인 연속 열연 공정에서는 실현이 어렵지만, 0.5 미만이 되면 구멍 확장성의 열화가 염려된다.
{100} <011> 내지 {223} <110> 방위군에 포함되는 방위는, {100} <011>, {116} <110>, {114} <110>, {113} <110>, {112} <110>, {335} <110> 및 {223} <110>이다.
극밀도라 함은, X선 랜덤 강도비와 같은 뜻이다. 극밀도(X선 랜덤 강도비)라 함은, 특정한 방위로의 집적을 갖지 않은 표준 시료와 공시재의 X선 강도를 동일한 조건으로 X선 회절법 등에 의해 측정하고, 얻어진 공시재의 X선 강도를 표준 시료의 X선 강도로 나눈 수치이다. 이 극밀도는, X선 회절이나 EBSD(Electron Back Scattering Diffraction) 등의 장치를 사용하여 측정한다. 또한, EBSP(전자 후방 산란 패턴 : Electron Back Scattering Pattern)법 또는 ECP(Electron Channeling Pattern)법 중 어떠한 법이라도 측정이 가능하다. {110} 극점도에 의거하여 벡터법에 의해 계산한 3차원 집합 조직이나, {110}, {100}, {211}, {310}의 극점도 중, 복수의 극점도(바람직하게는 3개 이상)를 사용하여 급수 전개법으로 계산한 3차원 집합 조직으로부터 구하면 된다.
예를 들어, 상기 각 결정 방위의 극밀도에는, 3차원 집합 조직(ODF)의 ø2=45° 단면에 있어서의 (001) [1-10], (116) [1-10], (114) [1-10], (113) [1-10], (112) [1-10], (335) [1-10], (223) [1-10]의 각 강도를, 그대로 사용하면 된다.
{100} <011> 내지 {223} <110> 방위군의 극밀도의 평균값이라 함은, 상기 각 방위의 극밀도의 상가 평균이다. 상기 모든 방위의 강도를 얻을 수 없는 경우에는, {100} <011>, {116} <110>, {114} <110>, {112} <110>, {223} <110>의 각 방위의 극밀도의 상가 평균으로 대체해도 된다.
또한 같은 이유로, 강판 표면으로부터 5/8 내지 3/8 판 두께 범위에 있어서의 판면의 {332} <113>의 결정 방위의 극밀도는, 도 2에 도시한 바와 같이, 5.0 이하(바람직하게는 3.0 이하)이면, 최근 요구되는 하체 부품의 가공에 필요한 인장 강도×구멍 확장율≥30000을 만족한다. 이것이 5.0을 초과하면, 강판의 기계적 특성의 이방성이 매우 강해지고, 나아가서는 일정 방향만의 구멍 확장성을 개선하지만 그것과는 다른 방향에서의 재질이 현저하게 열화되어, 하체 부품의 가공에 필요한 인장 강도×구멍 확장율≥30000을 확실하게 만족할 수 없게 된다. 한편, 현행의 일반적인 연속 열연 공정에서는 실현이 어렵지만, 0.5 미만이 되면 구멍 확장성의 열화가 염려된다.
이상 설명한 결정 방위의 극밀도가 구멍 확장성의 개선에 대하여 중요한 이유는 반드시 명백한 것은 아니나, 구멍 확장 가공 시의 결정의 미끄럼 거동과 관계가 있는 것이라 추측된다.
X선 회절에 제공하는 시료는, 기계 연마 등에 의해 강판을 소정의 판 두께까지 표면으로부터 두께 감소하고, 계속해서 화학 연마나 전해 연마 등에 의해 변형을 제거하는 동시에 판 두께의 3/8 내지 5/8의 범위에서 적당한 면이 측정면이 되도록 상술한 방법을 따라 시료를 조정하여 측정한다.
당연한 것이지만, 상술한 극밀도의 한정이 판 두께 1/2 근방뿐만 아니라, 가능한 한 많은 두께 범위에 대하여 만족됨으로써, 한층 더 구멍 확장성이 양호해진다. 그러나 강판의 표면으로부터 판 두께가 3/8 내지 5/8의 범위에 대하여 측정을 행함으로써 대략 강판 전체의 재질 특성을 대표할 수 있다. 따라서, 판 두께의 5/8 내지 3/8을 측정 범위로 규정한다.
또한, {hkl} <uvw>로 나타내는 결정 방위는, 강판면의 법선 방향이 <hkl>에 평행하고, 압연 방향이 <uvw>와 평행한 것을 의미하고 있다. 결정 방위는, 통상, 판면에 수직인 방위를 [hkl] 또는 {hkl}, 압연 방향에 평행한 방위를 (uvw) 또는 <uvw>로 표시한다. {hkl}, <uvw>는 등가인 면의 총칭이며, [hkl], (uvw)는 개개의 결정면을 가리킨다. 즉, 본 발명에 있어서는 체심 입방 구조를 대상으로 하고 있으므로, 예를 들어 (111), (-111), (1-11), (11-1), (-1-11), (-11-1), (1-1-1), (-1-1-1)면은 등가이며 구별이 되지 않는다. 이러한 경우, 이들 방위를 총칭하여 {111}이라고 칭한다. ODF 표시에서는 다른 대칭성이 낮은 결정 구조의 방위 표시에도 사용되므로, 개개의 방위를 [hkl] (uvw)로 표시하는 것이 일반적인데, 본 발명에 있어서는 [hkl] (uvw)와 {hkl} <uvw>는 같은 뜻이다. X선에 의한 결정 방위의 측정은, 예를 들어 신판 컬리티 X선 회절 요론[1986년 발행, 마쓰무라 겐타로(역), 가부시끼가이샤 아그네 출판]의 274 내지 296 페이지에 기재된 방법을 따라서 행해진다.
(r값)
압연 방향과 직각 방향의 r값(rC)은 본 발명에 있어서 중요하다. 즉, 본 발명자들이 예의 검토한 결과, 상술한 다양한 결정 방위의 극밀도만이 적정해도, 반드시 양호한 구멍 확장성이 얻어지는 것은 아니라는 것이 판명되었다. 도 3에 도시한 바와 같이, 상기 극밀도와 동시에, rC가 0.70 이상인 것이 필수적이다. 상한은 특별히 정하지 않지만, (rC)가 1.10 이하인 것에 의해, 보다 우수한 구멍 확장성을 얻을 수 있다.
압연 방향과 30°방향의 r값(r30)은 본 발명에 있어서 중요하다. 즉, 본 발명자들이 예의 검토한 결과, 상술한 다양한 결정 방위의 X선 강도가 적정해도, 반드시 양호한 구멍 확장성이 얻어지는 것은 아니라는 것이 판명되었다. 도 4에 도시한 바와 같이, 상기 X선 강도와 동시에, r30이 1.10 이하인 것이 필수적이다. 하한은 특별히 정하지 않지만, r30이 0.70 이상인 것에 의해, 보다 우수한 구멍 확장성을 얻을 수 있다.
또한 본 발명자들이 예의 검토한 결과, 상술한 다양한 결정 방위의 X선 랜덤 강도비와 rC, r30뿐만 아니라, 도 5, 도 6과 같이, 압연 방향의 r값(rL), 압연 방향과 60° 방향의 r값(r60)이, 각각 rL≥0.70, r60≤1.10이면, 더욱 양호한 인장 강도×구멍 확장율≥30000을 만족하는 것이 판명되었다.
상술한 rL값의 상한 및 r60값의 하한은 특별히 정하지 않지만, rL이 1.00 이하, r60이 0.90 이상인 것에 의해, 보다 우수한 구멍 확장성을 얻을 수 있다.
상술한 각 r값은 JIS5호 인장 시험편을 사용한 인장 시험에 의해 평가한다. 인장 변형은 통상 고강도 강판의 경우 5 내지 15%의 범위에서, 균일 신장의 범위로 평가하면 된다. 그런데, 일반적으로 집합 조직과 r값은 상관이 있는 것이 알려져 있지만, 본 발명에 있어서는, 이미 설명한 결정 방위의 극밀도에 관한 한정과 r값에 관한 한정은 서로 같은 뜻은 아니며, 양쪽의 한정이 동시에 만족되지 않으면 양호한 구멍 확장성을 얻을 수는 없다.
(금속 조직)
이어서, 본 발명의 강판의 금속 조직에 대하여 설명한다. 본 발명의 강판의 금속 조직은, 면적률로, 펄라이트를 5% 초과하여 함유하고, 베이나이트와 마르텐사이트의 합이 5% 미만으로 제한되며, 잔량부가 페라이트이다. 고강도 강판에서는, 그 강도를 높이기 위해, 페라이트상 중에 강도가 높은 제2상을 배치한 복합 조직이 자주 사용되고 있다. 이들 조직은 통상 페라이트·펄라이트, 페라이트·베이나이트 또는 페라이트·마르텐사이트 등으로 구성되어 있고, 제2상 분율이 일정하면 경질 제2상의 경도가 단단한 저온 변태상일수록 강판의 강도는 향상된다. 그러나 저온 변태상이 단단할수록 페라이트와의 변형 능력의 차가 현저하며, 펀칭 가공 중에 페라이트와 저온 변태상의 응력 집중이 발생하므로, 펀칭부에 파단면이 나타나, 펀칭 정밀성이 저하된다.
특히, 베이나이트 및 마르텐사이트 분율의 합이 면적률로 5% 이상이 되면, 도 7과 같이 고강도 강판의 정밀 펀칭의 목표인 전단면 비율 90%를 하회해 버린다. 또한, 펄라이트 분율이 5% 이하가 되면 강도가 내려가, 고강도 냉연 강판의 기준인 500MPa를 하회해 버린다. 따라서, 본 발명에서는 베이나이트 및 마르텐사이트 분율의 합을 5% 미만으로 하고, 펄라이트 분율을 5% 초과, 잔량부를 페라이트로 한다. 베이나이트 및 마르텐사이트는 0이어도 된다. 따라서, 본 발명의 강판의 금속 조직은, 펄라이트와 페라이트를 포함하여 이루어지는 형태, 펄라이트와 페라이트 외에, 베이나이트 및 마르텐사이트 중 어느 한쪽을 포함하는 형태, 펄라이트와 페라이트 외에, 베이나이트 및 마르텐사이트의 양쪽을 포함하는 형태가 고려된다.
또한, 펄라이트 분율이 높아지면, 강도는 높아지지만, 전단면 비율이 감소된다. 펄라이트 분율은 30% 미만인 것이 바람직하다. 펄라이트 분율이 30%라도, 전단면 비율 90% 이상을 달성할 수 있지만, 펄라이트 분율이 30% 미만이면, 전단면 비율 95% 이상을 달성할 수 있어, 정밀 펀칭성이 보다 향상된다.
(펄라이트상의 비커스 경도)
펄라이트상의 경도는 인장 특성과 펀칭 정밀성에 영향을 미친다. 펄라이트상의 비커스 경도가 상승함에 따라서 강도가 향상되지만, 펄라이트상의 비커스 경도가 300HV를 초과하면, 펀칭 정밀성이 저하된다. 양호한 인장 강도-구멍 확장성 밸런스 및 펀칭 정밀성을 얻기 위해, 펄라이트상의 비커스 경도는 150HV 이상 300HV 이하로 한다. 또한, 비커스 경도는 마이크로 비커스 측정기를 사용하여 측정하는 것으로 한다.
또한, 본 발명에서는, 강판의 정밀 펀칭성을, 펀칭 단부면의 전단면 비율[=전단면의 길이/(전단면의 길이＋파단면의 길이)]로 평가한다. 판 두께 중앙부를 중앙으로 하여, 판 두께를 1.2㎜로 두께 감소한 강판에 대하여, ø10㎜의 원형 펀치 및 클리어런스 1%의 원형 다이스로 펀칭을 행하고, 펀칭 단부면의 전체 둘레에 대하여 전단면과 파단면의 길이 계측을 행한다. 그리고 펀칭 단부면의 전체 둘레에 있어서의 전단면 길이의 최소값을 사용하여, 전단면 비율을 정의한다.
또한, 판 두께 중앙부는, 중심 편석의 영향을 가장 받기 쉽다. 판 두께 중앙부에서 소정의 정밀 펀칭성을 가지면, 판 두께 전체에 있어서, 소정의 정밀 펀칭성을 만족할 수 있다고 생각된다.
(강판의 화학 성분)
이어서, 본 발명의 고강도 냉연 강판의 화학 성분의 한정 이유를 설명한다. 또한, 함유량의 %는 질량%이다.
C : 0.01 초과 내지 0.4%
C는, 모재의 강도 상승에 기여하는 원소이나, 구멍 확장 시의 깨짐 기점이 되는 시멘타이트(Fe3C) 등의 철계 탄화물을 생성시키는 원소이기도 하다. C의 함유량은, 0.01% 이하에서는, 저온 변태 생성상에 의한 조직 강화에 의한 강도 향상의 효과를 얻을 수 없다. 0.4%를 초과하여 함유하고 있으면, 중심 편석이 현저해져 펀칭 가공 시에 2차 전단면의 깨짐 기점이 되는 시멘타이트(Fe3C) 등의 철계 탄화물이 증가하여, 펀칭성이 열화된다. 이로 인해, C의 함유량은 0.01% 초과 0.4% 이하의 범위로 한정하였다. 또한, 강도의 향상과 함께 연성과의 밸런스를 고려하면, C의 함유량은 0.20% 이하인 것이 바람직하다.
Si : 0.001 내지 2.5%
Si는, 모재의 강도 상승에 기여하는 원소이며, 용강의 탈산재로서의 역할도 가지므로 필요에 따라서 첨가한다. Si 함유량은, 0.001% 이상 첨가한 경우에 상기 효과를 발휘하지만, 2.5%를 초과하여 첨가해도 강도 상승에 기여하는 효과가 포화해 버린다. 이로 인해, Si 함유량은 0.001% 이상 2.5% 이하의 범위로 한정하였다. 또한, Si는 0.1 초과% 첨가함으로써 그 함유량의 증가에 수반하여, 재료 조직 중에 있어서의 시멘타이트 등의 철계 탄화물의 석출을 억제하여, 강도 향상과 구멍 확장성의 향상에 기여한다. 또한 이 Si가 1%를 초과해 버리면 철계 탄화물의 석출 억제의 효과는 포화해 버린다. 따라서, Si 함유량의 바람직한 범위는, 0.1 초과 내지 1%이다.
Mn : 0.01 내지 4%
Mn은, 고용 강화 및 ?칭 강화에 의해 강도 향상에 기여하는 원소이며 필요에 따라서 첨가한다. Mn 함유량은, 0.01% 미만에서는 이 효과를 얻을 수 없고, 4%를 초과하여 첨가해도 이 효과가 포화한다. 이로 인해, Mn 함유량은 0.01% 이상 4% 이하의 범위로 한정하였다. 또한, S에 의한 열간 깨짐의 발생을 억제하기 위해 Mn 이외의 원소가 충분히 첨가되지 않을 경우에는, Mn 함유량([Mn])과 S 함유량([S])이 질량%로 [Mn]/[S]≥20이 되는 Mn량을 첨가하는 것이 바람직하다. 또한, Mn은, 그 함유량의 증가에 수반하여 오스테나이트 영역 온도를 저온측으로 확대시켜서 ?칭성을 향상시켜, 버링성이 우수한 연속 냉각 변태 조직의 형성을 쉽게 하는 원소이다. 이 효과는, Mn 함유량이, 1% 미만에서는 발휘되기 어려우므로, 1% 이상 첨가하는 것이 바람직하다.
P : 0.001 내지 0.15% 이하
P는, 용선에 함유되어 있는 불순물이며, 입계에 편석하여, 함유량의 증가에 수반하는 인성을 저하시키는 원소이다. 이로 인해, P 함유량은, 낮을수록 바람직하고, 0.15%를 초과하여 함유하면 가공성이나 용접성에 악영향을 미치므로, 0.15% 이하로 한다. 특히, 구멍 확장성이나 용접성을 고려하면, P 함유량은, 0.02% 이하인 것이 바람직하다. 하한은, 현행의 일반적인 정련(2차 정련을 포함함)으로 가능한 0.001%로 하였다.
S : 0.0005 내지 0.03% 이하
S는, 용선에 함유되어 있는 불순물이며, 함유량이 너무 많으면, 열간 압연 시의 깨짐을 일으킬 뿐만 아니라, 구멍 확장성을 열화시키는 A계 개재물을 생성시키는 원소이다. 이로 인해 S의 함유량은, 최대한 저감시켜야 하지만, 0.03% 이하이면 허용할 수 있는 범위이므로, 0.03% 이하로 한다. 단, 어느 정도의 구멍 확장성을 필요로 하는 경우의 S 함유량은, 바람직하게는 0.01% 이하, 보다 바람직하게는 0.005% 이하가 바람직하다. 하한은, 현행의 일반적인 정련(2차 정련을 포함함)으로 가능한 0.0005%로 하였다.
Al : 0.001 내지 2%
Al은, 강의 정련 공정에서의 용강 탈산을 위해 0.001% 이상 첨가할 필요가 있지만, 비용 상승을 초래하므로, 그 상한을 2%로 한다. 또한, Al을 지나치게 다량으로 첨가하면, 비금속 개재물을 증대시켜 연성 및 인성을 열화시키므로 0.06% 이하인 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.04% 이하다. 또한, Si와 마찬가지로 재료 조직 중에 있어서의 시멘타이트 등의 철계 탄화물의 석출을 억제하는 효과를 얻기 위해서는, 0.016% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 따라서, 더욱 바람직하게는 0.016% 이상 0.04% 이하다.
N : 0.0005 내지 0.01% 이하
N의 함유량은, 최대한 저감시켜야 하지만, 0.01% 이하이면 허용할 수 있는 범위이다. 단, 내(耐)시효성의 관점에서는 0.005% 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 하한은, 현행의 일반적인 정련(2차 정련을 포함함)으로 가능한 0.0005%로 하였다.
또한, 구멍 확장성을 향상시키기 위해 개재물 제어, 석출물 미세화를 위해 종래부터 사용하고 있는 원소로서 Ti, Nb, B, Mg, Rem, Ca, Mo, Cr, V, W, Zr, Cu, Ni, As, Co, Sn, Pb, Y, Hf 중 어느 1종류 또는 2종류 이상을 함유해도 상관없다.
Ti, Nb, B는 탄소, 질소의 고정, 석출 강화, 조직 제어, 미립 강화 등의 기구를 통하여 재질을 개선하므로 필요에 따라, Ti는 0.001%, Nb는 0.001%, B는 0.0001% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 바람직하게는, Ti는 0.01%, Nb는 0.005% 이상이 좋다. 그러나 과도하게 첨가해도 현격한 효과는 없고, 오히려 가공성이나 제조성을 열화시키므로 각각 상한을 Ti는 0.2%, Nb는 0.2%, B는 0.005%로 하였다. 바람직하게는, B는 0.003% 이하가 좋다.
Mg, Rem, Ca는 개재물을 무해화 하는데 중요한 첨가 원소이다. 각 원소의 하한을 0.0001%로 하였다. 바람직한 하한으로서는, Mg가 0.0005%, Rem이 0.001%, Ca가 0.0005%가 좋다. 한편, 과잉 첨가는 청정도의 악화로 이어지므로 Mg는 0.01%, Rem은 0.1%, Ca는 0.01%를 상한으로 하였다. 바람직하게는, Ca는 0.01% 이하가 좋다.
Mo, Cr, Ni, W, Zr, As는 기계적 강도를 높이거나 재질을 개선하는 효과가 있어서, 필요에 따라서, Mo, Cr, Ni, W는 각각 0.001% 이상, Zr, As는 각각 0.0001% 이상을 첨가하는 것이 바람직하다. 바람직한 하한으로서는, Mo가 0.01%, Cr이 0.01%, Ni가 0.05%, W가 0.01%가 좋다. 그러나 과도한 첨가는 반대로 가공성을 열화시키므로, 각각의 상한을, Mo는 1.0%, Cr은 2.0%, Ni는 2.0%, W는 1.0%, Zr은 0.2%, As는 0.5%로 한다. 바람직하게는, Zr은 0.05% 이하가 좋다.
V 및 Cu는, Nb, Ti와 마찬가지로 석출 강화에 유효하고 그들 원소보다도 첨가에 의한 강화에 기인한 국부 변형 능력의 열화값이 작아, 고강도이며 보다 좋은 구멍 확장성이 필요한 경우에는 Nb나 Ti보다도 효과적인 첨가 원소이다. 따라서, V 및 Cu의 하한은 0.001%로 하였다. 바람직하게는, 0.01% 이상이 좋다. 과잉 첨가는 가공성의 열화로 이어지므로, V의 상한을 1.0%, Cu의 상한을 2.0%로 하였다. 바람직하게는, V는 0.5% 이하가 좋다.
Co는 γ→α 변태점을 현저하게 상승시키므로, 특히 Ar3점 이하에서의 열연을 지향할 경우에는 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해 하한을 0.0001%로 하였다. 바람직하게는, 0.001% 이상이 좋다. 그러나 지나치게 많으면 용접성이 열악해지므로, 상한을 1.0%로 한다. 바람직하게는 0.1% 이하가 좋다.
Sn, Pb는 도금성의 습윤성이나 밀착성을 향상시키는데 유효한 원소이며, 각각 0.0001%, 0.001% 이상 첨가할 수 있다. 바람직하게는, Sn이 0.001% 이상이 좋다. 그러나 지나치게 많으면 제조 시의 흠집이 발생하기 쉬워지거나, 또한 인성의 저하를 일으키거나 하므로, 상한을 각각 0.2%, 0.1%로 하였다. 바람직하게는, Sn이 0.1% 이하가 좋다.
Y, Hf는 내식성을 향상시키는데 유효한 원소이며, 0.001% 내지 0.10% 첨가할 수 있다. 모두, 0.001% 미만에서는 효과가 인정되지 않고, 0, 10%를 초과하여 첨가하면 구멍 확장성이 열화되므로, 상한을 0.10%로 하였다.
(표면 처리)
또한, 본 발명의 고강도 냉연 강판은, 이상에서 설명한 냉연 강판의 표면에 용융 아연 도금 처리에 의한 용융 아연 도금층이나, 나아가 도금 후 합금화 처리를 하여 합금화 아연 도금층을 구비하고 있어도 된다. 이러한 도금층을 구비함으로써, 본 발명의 우수한 신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성을 손상시키는 것은 아니다. 또한, 유기 피막 형성, 필름 라미네이트, 유기염류/무기염류 처리, 비크롬 처리 등에 의한 표면 처리층 중 어떠한 것을 가지고 있어도 본 발명의 효과가 얻어진다.
(강판의 제조 방법)
다음에 본 발명의 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다.
우수한 신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성을 실현하기 위해서는, 극밀도에 대하여 임의적인 집합 조직을 형성시키는 것 및 각 방향의 r값의 조건을 만족시킨 강판으로 하는 것이 중요하다. 이들을 동시에 만족시키기 위한 제조 조건의 상세를 이하에 기재한다.
열간 압연에 선행하는 제조 방법은 특별히 한정하는 것은 아니다. 즉, 용광로나 전로 등에 의한 용제에 이어서, 각종 2차 제련을 행하여 상술한 성분이 되게 조정하고, 계속해서 통상의 연속 주조, 잉곳법에 의한 주조 외에, 박슬래브 주조 등의 방법으로 주조하면 된다. 연속 주조의 경우에는 한번 저온까지 냉각한 다음, 다시 가열하고나서 열간 압연해도 되고, 주조 슬래브를 연속적으로 열연해도 된다. 원료에는 스크랩을 사용해도 상관없다.
(제1 열간 압연)
가열로로부터 추출한 슬래브를, 제1 열간 압연인 조압연 공정에 제공하여 조압연을 행하고, 조바아를 얻는다. 본 발명의 강판은, 이하의 요건을 충족시킬 필요가 있다. 우선, 조압연 후의 오스테나이트 입경, 즉 마무리 압연 전의 오스테나이트 입경이 중요하다. 마무리 압연 전의 오스테나이트 입경은 작은 것이 바람직하고, 200㎛ 이하이면 결정립의 미세화 및 균질화에 크게 기여하고, 후속 공정에서 만들어지는 마르텐사이트를 미세하면서도 또한 균일하게 분산시킬 수 있다.
마무리 압연 전에 있어서 200㎛ 이하의 오스테나이트 입경을 얻기 위해서는, 1000 내지 1200℃의 온도 영역에서의 조압연에 있어서, 압하율 40% 이상의 압연을 1회 이상 행할 필요가 있다.
마무리 압연 전의 오스테나이트 입경은 100㎛ 이하가 바람직하지만, 이 입경을 얻기 위해서는, 40% 이상의 압연을 2회 이상 행한다. 단, 70%를 초과하는 압하나, 10회를 초과하는 조압연은, 압연 온도의 저하나, 스케일의 과잉 생성의 우려가 있다.
이와 같이, 마무리 압연 전의 오스테나이트 입경을 200㎛ 이하로 하면, 마무리 압연으로 오스테나이트의 재결정이 촉진되고, 특히 rL값, r30값이 제어되어, 구멍 확장성의 개선에 유효하다.
그 이유는, 조압연 후(즉, 마무리 압연 전)의 오스테나이트 입계가, 마무리 압연 중의 재결정 핵 중 하나로서 기능하는 것에 따른다고 추측된다. 조압연 후의 오스테나이트 입경은, 마무리 압연에 들어가기 전의 강판편을 가능한 한 급랭(예를 들어, 10℃/초 이상으로 냉각)하고, 강판편의 단면을 에칭하여 오스테나이트 입계를 들뜨게 해, 광학 현미경으로 관찰하여 확인한다. 이때, 50배 이상의 배율에 의해 20 시야 이상을, 화상 해석이나 포인트 카운트법에 의해, 오스테나이트 입경을 측정한다.
rC, r30이 전술한 소정의 값을 만족하기 위해서는, 조압연 후, 즉 마무리 압연 전의 오스테나이트 입경이 중요하다. 도 8, 도 9와 같이, 마무리 압연 전의 오스테나이트 입경이 작은 것이 바람직하고, 200㎛ 이하이면 전술한 값을 만족하는 것이 판명되었다.
(제2 열간 압연)
조압연 공정(제1 열간 압연)이 종료된 후, 제2 열간 압연인 마무리 압연 공정을 개시한다. 조압연 공정 종료로부터 마무리 압연 공정 개시까지의 시간은 150초 이하로 하는 것이 바람직하다.
마무리 압연 공정(제2 열간 압연)에 있어서는, 마무리 압연 개시 온도를 1000℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 마무리 압연 개시 온도가 1000℃ 미만이면, 각 마무리 압연 패스에 있어서, 압연 대상인 조바아에 부여하는 압연 온도가 저온화되고, 미재결정 온도 영역에서의 압하가 되어 집합 조직이 발달하여 등방성이 열화된다.
또한, 마무리 압연 개시 온도의 상한은 특별히 한정하지 않는다. 그러나 1150℃ 이상이면, 마무리 압연 전 및 패스 사이에서, 강판 지철과 표면 스케일 사이에, 비늘 형상의 방추 스케일 결함의 기점이 되는 블리스터가 발생할 우려가 있어서, 1150℃ 미만이 바람직하다.
마무리 압연에서는, 강판의 성분 조성에 의해 결정되는 온도를 T1로 하여, T1＋30℃ 이상, T1＋200℃ 이하의 온도 영역에 있어서, 적어도 1회는 1 패스에서 30% 이상의 압연을 행한다. 또한, 마무리 압연에서는, 합계 압하율을 50% 이상으로 한다. 이 조건을 만족함으로써, 강판의 표면으로부터 5/8 내지 3/8의 판 두께 범위에 있어서의, {100} <011> 내지 {223} <110> 방위군의 극밀도의 평균값이 6.5 이하가 되고, 또한 {332} <113>의 결정 방위의 극밀도가 5.0 이하가 된다. 이에 의해, 우수한 플랜지성 및 정밀 펀칭성을 확보할 수 있다.
여기서, T1은, 하기 식 (1)에 의해 산출되는 온도이다.
T1(℃)=850＋10×(C＋N)×Mn＋350×Nb＋250×Ti＋40×B＋10×Cr＋100×Mo＋100×V … 식 (1)
C, N, Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo 및 V는, 각 원소의 함유량(질량%)이다. 또한, Ti, B, Cr, Mo, V에 대해서는, 함유되지 않을 경우에는, 0으로 하여 계산한다.
도 10 및 도 11에 각 온도 영역에서의 압하율과 각 방위의 극밀도의 관계를 나타낸다. 도 10과 도 11에 도시한 바와 같이, T1＋30℃ 이상 T1＋200℃ 이하의 온도 영역에 있어서의 대압하와, 그 후의 T1 이상 T1＋30℃ 미만에서의 경압하는, 후술하는 실시예의 표 2, 표 3에 나타내는 바와 같이, 강판의 표면으로부터 5/8 내지 3/8의 판 두께 범위에 있어서의 {100} <011> 내지 {223} <110> 방위군의 극밀도의 평균값, {332} <113>의 결정 방위의 극밀도를 제어하여, 최종 제품의 구멍 확장성을 비약적으로 개선한다.
T1 온도 자체는 경험적으로 구한 것이다. T1 온도를 기준으로 하여, 각 강의 오스테나이트 영역에서의 재결정이 촉진되는 것을 발명자들은 실험에 의해 경험적으로 발견하였다. 나아가 양호한 구멍 확장성을 얻기 위해서는, 대압하에 의한 변형을 축적하는 것이 중요하고, 마무리 압연에 있어서, 합계 압하율로서 50% 이상은 필수적이다. 나아가, 70% 이상의 압하를 취하는 것이 바람직하고, 한편 90%를 초과하는 압하율을 취하는 것은 온도 확보나 과대한 압연 부하를 가하는 것이 된다.
T1＋30℃ 이상, T1＋200℃ 이하의 온도 영역에서의 합계 압하율이 50% 미만이면, 열간 압연 중에 축적되는 압연 변형이 충분하지 않아, 오스테나이트의 재결정이 충분히 진행되지 않는다. 그로 인해, 집합 조직이 발달하여 등방성이 열화된다. 합계 압하율이 70% 이상이면, 온도 변동 등에 기인하는 편차를 고려해도, 충분한 등방성이 얻어진다. 한편, 합계 압하율이 90%를 초과하면, 가공 발열에 의해, T1＋200℃ 이하의 온도 영역으로 하는 것이 어려워지고, 또한 압연 하중이 증가해 압연이 곤란해질 우려가 있다.
마무리 압연에서는, 축적된 변형 개방에 의한 균일한 재결정을 촉진하기 위해, T1＋30℃ 이상, T1＋200℃ 이하로, 적어도 1회는, 1 패스에서 30% 이상의 압연을 행한다.
또한, 축적된 변형 개방에 의한 균일한 재결정을 촉진하기 위해서는, T1＋30℃ 미만의 온도 영역에서의 가공량을 가능한 한 적게 억제할 필요가 있다. 그를 위해서는, T1＋30℃ 미만에서의 압하율이 30% 이하인 것이 바람직하다. 판 두께 정밀도나 판 형상의 관점에서는, 10% 이하의 압하율이 바람직하다. 보다 구멍 확장성을 중시할 경우에는, T1＋30℃ 미만의 온도 영역에서의 압하율은 0%가 바람직하다.
마무리 압연은, T1＋30℃ 이상에서 종료하는 것이 바람직하다. T1 이상 T1＋30℃ 미만의 온도 영역에서의 압하율이 크면, 기껏 재결정한 오스테나이트 입자가 신전되어 버리고, 정류 시간이 짧으면 재결정이 충분히 진행되지 않아 구멍 확장성을 열화시켜 버린다. 즉, 본 출원 발명의 제조 조건은, 마무리 압연에 있어서 오스테나이트를 균일·미세하게 재결정시킴으로써, 제품의 집합 조직을 제어하여 구멍 확장성을 개선한다.
압연율은, 압연 하중, 판 두께 측정 등으로부터 실적 또는 계산에 의해 구할 수 있다. 온도는, 스탠드 간 온도계로 실측 가능하고, 또한 라인 스피드나 압하율 등으로부터 가공 발열을 고려한 계산 시뮬레이션에 의해 얻을 수 있다. 따라서, 본 발명에서 규정한 압연이 행해지고 있는지 여부는, 쉽게 확인할 수 있다.
이상과 같이 행해지는 열간 압연(제1, 제2 열간 압연)은 Ar3 변태 온도 이상에서 종료된다. 열간 압연을 Ar3 이하에서 종료하면, 오스테나이트와 페라이트의 2상 영역 압연으로 되어 버려, {100} <011> 내지 {223} <110> 방위군으로의 집적이 강해진다. 그 결과, 구멍 확장성이 현저하게 열화된다.
또한, 압연 방향의 rL 및 압연 방향의 60°의 r60을 각각 rL≥0.70, r60≤1.10으로 하고, 더욱 양호한 강도와, 구멍 확장율≥30000을 만족하기 위해서는, T1＋30℃ 이상 T1＋200℃ 이하에서의 압하 시의 최대 가공 발열량, 즉 압하에 의한 온도 상승값(℃)을 18℃ 이하로 억제하는 것이 바람직하다. 그를 위해서는, 스탠드 간 냉각 등의 사용이 바람직하다.
(냉간 압연 전 냉각)
마무리 압연에 있어서, 압하율이 30% 이상인 최종 압하가 행해진 후, 대기 시간 t초가 하기 식 (2)를 만족하도록, 냉간 압연 전 냉각을 개시한다.
t≤2.5×t1 … 식 (2)
여기서, t1은, 하기 식 (3)에 의해서 구해진다.
t1=0.001×((Tf-T1)×P1/100)2-0.109×((Tf-T1)×P1/100)＋3.1 … 식 (3)
여기서, 상기 식 (3)에 있어서, Tf는 압하율이 30% 이상인 최종 압하 후의 강편 온도, P1은 30% 이상의 최종 압하의 압하율이다.
또한, "압하율이 30% 이상인 최종 압하"라 함은, 마무리 압연에 있어서 행해지는 복수 패스의 압연 중, 압하율이 30% 이상이 되는 압연 중의 마지막에 행해진 압연을 가리킨다. 예를 들어, 마무리 압연에 있어서 행해지는 복수 패스의 압연 중, 최종단에서 행해진 압연의 압하율이 30% 이상인 경우에는, 그 최종단에서 행해진 압연이, "압하율이 30% 이상인 최종 압하"이다. 또한, 마무리 압연에 있어서 행해지는 복수 패스의 압연 중, 최종단보다도 전에 행해진 압연의 압하율이 30% 이상이며, 그 최종단보다도 전에 행해진 압연(압하율이 30% 이상인 압연)이 행해진 후는 압하율이 30% 이상이 되는 압연이 행해지지 않은 경우이면, 그 최종단보다도 전에 행해진 압연(압하율이 30% 이상인 압연)이 "압하율이 30% 이상인 최종 압하"이다.
마무리 압연에 있어서, 압하율이 30% 이상인 최종 압하가 행해진 후, 냉간 압연 전 1차 냉각이 개시될 때까지의 대기 시간 t초는, 오스테나이트 입경에 큰 영향을 준다. 즉, 강판의 등축립 분율, 조립 면적률에 큰 영향을 준다.
대기 시간 t가, t1×2.5를 초과하면, 재결정은 이미 거의 완료되어 있는 한편, 결정립이 현저하게 성장하여 조립화가 진행됨으로써, r값 및 신장이 저하된다.
대기 시간 t초가, 또한 하기 식 (2a)을 만족함으로써, 결정립의 성장을 우선적으로 억제할 수 있다. 그 결과, 재결정이 충분히 진행되어 있지 않아도 강판의 신장을 충분히 향상시킬 수 있고, 동시에 피로 특성을 향상시킬 수 있다.
t<t1 … 식 (2a)
한편, 대기 시간 t초가, 또한 하기 식 (2b)를 만족함으로써, 재결정화가 충분히 진행되어 결정 방위가 랜덤화한다. 그로 인해, 강판의 신장을 충분히 향상시킬 수 있고, 동시에 등방성을 크게 향상시킬 수 있다.
t1≤t≤t1×2.5 … 식 (2b)
여기서, 도 12에 도시한 바와 같이, 연속 열간 압연 라인 1에서는, 가열로에서 소정 온도로 가열된 강편(슬래브)이, 조압연기(2), 마무리 압연기(3)에서 순서대로 압연되어, 소정 두께의 열연 강판(4)이 되어서 런아웃 테이블(5)로 송출된다. 본 발명의 제조 방법에서는, 조압연기(2)에서 행해지는 조압연 공정(제1 열간 압연)에 있어서, 1000℃ 이상 1200℃ 이하의 온도 범위에서, 압하율 40% 이상의 압연이 강편(슬래브)에 1회 이상 행해진다.
이렇게 하여 조압연기(2)에서 소정 두께로 압연된 조바아는, 이어서 마무리 압연기(3)의 복수의 압연 스탠드(6)에서 마무리 압연(제2 열간 압연)되어, 열연 강판(4)이 된다. 그리고 마무리 압연기(3)에서는, 온도 T1＋30℃ 이상, T1＋200℃ 이하의 온도 영역에서, 적어도 1회는 1 패스에서 30% 이상의 압연이 행해진다. 또한, 마무리 압연기(3)에서는, 합계 압하율은 50% 이상이 된다.
또한, 마무리 압연 공정에 있어서, 압하율이 30% 이상인 최종 압하가 행해진 후, 대기 시간 t초가 상기 식 (2), 또는 상기 식 (2a), (2b) 중 어느 하나를 만족하도록, 냉간 압연 전 1차 냉각이 개시된다. 이 냉간 압연 전 1차 냉각의 개시는, 마무리 압연기(3)의 각 압연 스탠드(6) 사이에 배치된 스탠드 간 냉각 노즐(10), 또는 런아웃 테이블(5)에 배치된 냉각 노즐(11)에 의해 행해진다.
예를 들어, 마무리 압연기(3)의 전단(도 12에 있어서 좌측, 압연의 상류측)에 배치된 압연 스탠드(6)에 있어서만, 압하율이 30% 이상인 최종 압하가 행해지고, 마무리 압연기(3)의 후단(도 12에 있어서 우측, 압연의 하류측)에 배치된 압연 스탠드(6)에서는, 압하율이 30% 이상이 되는 압연이 행해지지 않을 경우, 냉간 압연 전 1차 냉각의 개시를, 런아웃 테이블(5)에 배치된 냉각 노즐(11)에 의해 행한 것에서는, 대기 시간 t초가 상기 식 (2), 또는 상기 식 (2a), (2b)를 만족하지 않게 되어 버리는 경우가 있다. 이러한 경우에는, 마무리 압연기(3)의 각 압연 스탠드(6) 사이에 배치된 스탠드 간 냉각 노즐(10)에 의해, 냉간 압연 전 1차 냉각을 개시한다.
또한, 예를 들어 마무리 압연기(3)의 후단(도 12에 있어서 우측, 압연의 하류측)에 배치된 압연 스탠드(6)에서, 압하율이 30% 이상인 최종 압하가 행해질 경우, 냉간 압연 전 1차 냉각의 개시를, 런아웃 테이블(5)에 배치된 냉각 노즐(11)에 의해 행해도, 대기 시간 t초가 상기 식 (2), 또는 상기 식 (2a), (2b)를 만족하는 것이 가능한 경우도 있다. 이러한 경우에는, 런아웃 테이블(5)에 배치된 냉각 노즐(11)에 의해, 냉간 압연 전 1차 냉각을 개시해도 상관없다. 물론, 압하율이 30% 이상인 최종 압하가 행해진 후이면, 마무리 압연기(3)의 각 압연 스탠드(6) 사이에 배치된 스탠드 간 냉각 노즐(10)에 의해, 냉간 압연 전 1차 냉각을 개시해도 된다.
그리고 이 냉간 압연 전 1차 냉각에서는, 50℃/초 이상의 평균 냉각 속도로, 온도 변화(온도 강하)가 40℃ 이상 140℃ 이하가 되는 냉각이 행해진다.
온도 변화가 40℃ 미만이면, 재결정한 오스테나이트 입자가 성장하여, 저온 인성이 열화된다. 40℃ 이상으로 함으로써, 오스테나이트 입자의 조대화를 억제할 수 있다. 40℃ 미만에서는, 그 효과는 얻어지지 않는다. 한편, 140℃를 초과하면, 재결정이 불충분해져, 목적으로 하는 랜덤 집합 조직을 얻기 어려워진다. 또한, 신장에 유효한 페라이트상도 얻기 어렵고, 또한 페라이트상의 경도가 높아짐으로써, 구멍 확장성도 열화된다. 또한, 온도 변화가 140℃ 초과에서는, Ar3 변태점 온도 이하까지, 오버슈트할 우려가 있다. 그 경우, 재결정 오스테나이트로부터의 변태라도, 밸리언트 선택의 첨예화 결과, 역시 집합 조직이 형성되어 등방성이 저하된다.
냉간 압연 전 냉각에서의 평균 냉각 속도가 50℃/초 미만이면, 역시 재결정한 오스테나이트 입자가 성장하여, 저온 인성이 열화된다. 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 정하지 않지만, 강판 형상의 관점에서 200℃/초 이하가 타당하다고 생각된다.
또한, 앞에서도 설명한 바와 같이, 균일한 재결정을 촉진하기 위해서는, T1＋30℃ 미만의 온도 영역에서의 가공량이 가능한 한 적은 것이 바람직하고, T1＋30℃ 미만의 온도 영역에서의 압하율이 30% 이하인 것이 바람직하다. 예를 들어, 도 12에 나타내는 연속 열간 압연 라인 1의 마무리 압연기(3)에 있어서, 전단측(도 12에 있어서 좌측, 압연의 상류측)에 배치된 1 또는 2 이상의 압연 스탠드(6)를 통과할 때에는, 강판이 T1＋30℃ 이상, T1＋200℃ 이하의 온도 영역이며, 그 후단측(도 12에 있어서 우측, 압연의 하류측)에 배치된 1 또는 2 이상의 압연 스탠드(6)를 통과할 때에는, 강판이 T1＋30℃ 미만의 온도 영역일 경우, 그 후단측(도 12에 있어서 우측, 압연의 하류측)에 배치된 1 또는 2 이상의 압연 스탠드(6)를 통과할 때에는, 압하가 행해지지 않거나, 또는 압하가 행해져도, T1＋30℃ 미만에서의 압하율이 합계 30% 이하인 것이 바람직하다. 판 두께 정밀도나 판 형상의 관점에서는, T1＋30℃ 미만에서의 압하율이 합계 10% 이하의 압하율이 바람직하다. 보다 등방성을 구할 경우에는, T1＋30℃ 미만의 온도 영역에서의 압하율은 0%가 바람직하다.
본 발명의 제조 방법에 있어서, 압연 속도는 특별히 한정되지 않는다. 그러나 마무리 압연의 최종 스탠드측에서의 압연 속도가 400mpm 미만이면, γ 입자가 성장하여 조대화하고, 연성을 얻기 위한 페라이트의 석출 가능한 영역이 감소되어, 연성이 열화될 우려가 있다. 압연 속도의 상한을 특별히 한정하지 않아도, 본 발명의 효과는 얻어지지만, 설비 제약상, 1800mpm 이하가 현실적이다. 그로 인해, 마무리 압연 공정에 있어서, 압연 속도는 400mpm 이상 1800mpm 이하가 바람직하다. 또한, 열간 압연에 있어서는, 조압연 후에 시트바를 접합하고, 연속적으로 마무리 압연을 해도 된다. 그때에 조바아를 일단 코일 형상으로 감아, 필요에 따라서 보온 기능을 갖는 커버에 저장하고, 다시 되감고 나서 접합을 행해도 된다.
(권취)
이와 같이 하여 열연 강판을 얻은 후, 650℃ 이하로 권취할 수 있다. 권취 온도가 650℃를 초과하면, 페라이트 조직의 면적률이 증가하고, 펄라이트의 면적률이 5%를 초과하지 않게 된다.
(냉간 압연)
상기와 같이 하여 제조한 열연 원판을, 필요에 따라 산 세척하고, 냉간에서 압하율 40% 이상 80% 이하의 압연을 행한다. 압하율이 40% 이하에서는, 그 후의 가열 보유 지지로 재결정을 일으키는 것이 곤란해져, 등축립 분율이 저하되는 동시에, 가열 후의 결정립이 조대화되어 버린다. 80%를 초과하는 압연에서는, 가열 시에 집합 조직이 발달하므로, 이방성이 강해져 버린다. 이로 인해, 냉간 압연의 압하율은 40% 이상 80% 이하로 한다.
(가열 보유 지지)
냉간 압연된 강판(냉연 강판)은, 그 후, 750 내지 900℃의 온도 영역까지 가열되어, 750 내지 900℃의 온도 영역에서 1초 이상, 300초 이하 보유 지지된다. 이것보다 저온 또는 단시간에서는, 페라이트로부터 오스테나이트로의 역변태가 충분히 진행되지 않고, 그 후의 냉각 공정에서 제2상을 얻을 수 없어, 충분한 강도가 얻어지지 않는다. 한편, 이것보다 고온 또는 300초 이상 보유 지지가 계속되면, 결정립이 조대화되어 버린다.
냉간 압연 후의 강판을, 이와 같이 750 내지 900℃의 온도 영역까지 가열하는데 있어서, 실온 이상, 650℃ 이하의 평균 가열 속도를, 하기 식 (5)로 나타내어지는 HR1(℃/초)로 하고, 650℃를 초과하여, 750 내지 900℃의 온도 영역까지의 평균 가열 속도를, 하기 식 (6)으로 나타내어지는 HR2(℃/초)로 한다.
HR1≥0.3 … 식 (5)
HR2≤0.5×HR1 … 식 (6)
상기 조건으로 열간 압연이 행해지고, 또한 냉간 압연 전 냉각이 행해짐으로써, 결정립의 미세화와 결정 방위의 랜덤화가 양립하게 된다. 그러나 그 후에 행해지는 냉간 압연에 의해, 강한 집합 조직이 발달하고, 그 집합 조직이 강판 중에 남기 쉬워진다. 그 결과, 강판의 r값 및 신장이 저하되어, 등방성이 저하되어 버린다. 따라서, 냉간 압연 후에 행해지는 가열을 적절하게 행함으로써, 냉간 압연으로 발달한 집합 조직을 가능한 한 소멸시키는 것이 바람직하다. 그를 위해서는, 가열의 평균 가열 속도를, 상기 식 (5), (6)으로 나타내어지는 2단계로 나누는 것이 필요해진다.
이 2단계의 가열에 의해, 강판의 집합 조직이나 특성이 향상되는 상세한 이유는 불분명하지만, 본 효과는 냉간 압연 시에 도입된 전위의 회복과 재결정에 관련이 있다고 생각된다. 즉, 가열에 의해 강판 중에 발생하는 재결정의 구동력은, 냉간 압연에 의해 강판 중에 축적된 변형이다. 실온 이상, 650℃ 이하의 온도 범위에서의 평균 가열 속도 HR1이 작은 경우, 냉간 압연에 의해 도입된 전위는 회복되어 버려, 재결정은 일어나지 않게 된다. 그 결과, 냉간 압연 시에 발달한 집합 조직이 그대로 남게 되어, 등방성 등의 특성이 열화되어 버린다. 실온 이상, 650℃ 이하의 온도 범위의 평균 가열 속도 HR1이 0.3℃/초 미만에서는, 냉간 압연에 의해 도입된 전위가 회복되어 버려, 냉간 압연 시에 형성된 강한 집합 조직이 잔존해 버린다. 이로 인해, 실온 이상, 650℃ 이하의 온도 범위의 평균 가열 속도 HR1은, 0.3(℃/초) 이상으로 할 필요가 있다.
한편, 650℃를 초과하여, 750 내지 900℃의 온도 영역까지의 평균 가열 속도 HR2가 크면, 냉연 후의 강판 중에 존재하고 있던 페라이트가 재결정되는 일 없이, 가공 상태의 미재결정 페라이트가 잔류한다. 특히, 0.01%를 초과하는 C를 함유하는 강은, 페라이트 및 오스테나이트의 2상 영역에서 가열하면, 형성된 오스테나이트가 재결정 페라이트의 성장을 저해하여, 미재결정 페라이트가 보다 남기 쉬워진다. 이 미재결정 페라이트는, 강한 집합 조직을 가지므로, r값이나 등방성 등의 특성에 악영향을 미치는 동시에, 전위를 많이 포함하므로 연성을 대폭 열화시킨다. 이러한 것으로부터, 650℃를 초과하여, 750 내지 900℃의 온도 영역까지의 온도 범위에서는, 평균 가열 속도 HR2가, 0.5×HR1(℃/초) 이하일 필요가 있다.
(냉간 압연 후 1차 냉각)
상기 온도 범위에서 소정 시간 보유 지지한 후, 580℃ 이상 750℃ 이하의 온도 영역까지, 1℃/s 이상 10℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 냉간 압연 후 1차 냉각을 행한다.
(정류)
냉간 압연 후 1차 냉각의 종료 후, 1초 이상 1000초 이하 사이, 온도 저하 속도가 1℃/s 이하가 되는 조건으로 정류시킨다.
(냉간 압연 후 2차 냉각)
상기 정류를 한 후, 5℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 냉간 압연 후 2차 냉각을 행한다. 냉간 압연 후 2차 냉각의 평균 냉각 속도가 5℃/s보다도 크면, 베이나이트와 마르텐사이트의 합이 5% 이상이 되고, 정밀 펀칭성이 저하되므로 바람직하지 않다.
이상과 같이 제조된 냉연 강판에, 필요에 따라서, 용융 아연 도금 처리나, 나아가 도금 처리에 이어서 합금화 처리를 해도 된다. 용융 아연 도금 처리는, 전술한 750℃ 이상 900℃ 이하의 온도 영역에서의 보유 지지 후의 냉각 시에 실시해도 되고, 냉각 후에 행해도 된다. 그때, 용융 아연 도금 처리나 합금화 처리는, 통상법에 의해 행하면 된다. 예를 들어, 합금화 처리는 450 내지 600℃의 온도 영역에서 행한다. 합금화 처리 온도가 450℃ 미만이면, 충분히 합금화가 진행되지 않고, 한편, 600℃를 초과하면, 합금화가 지나치게 진행되어, 내식성이 열화된다.
<실시예>
이어서, 본 발명의 실시예에 대하여 설명한다. 또한, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 하나의 조건예이며, 본 발명은 이 하나의 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은, 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한에 있어서, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다. 실시예에 사용한 각 강의 화학 성분을 표 1에 나타낸다. 표 2에 각 제조 조건을 나타낸다. 또한, 표 2의 제조 조건에 의한 각 강 종류의 조직 구성과 기계적 특성을 표 3에 나타낸다. 또한, 각 표에 있어서의 밑줄은, 본 발명의 범위 밖 또는 본 발명의 바람직한 범위의 범위 밖인 것을 나타낸다.
표 1에 나타내는 성분 조성을 갖는 "A 내지 U"의 발명 강 및 "a 내지 g"의 비교 강을 사용하여 검토한 결과에 대하여 설명한다. 또한, 표 1에 있어서, 각 성분 조성의 수치는, 질량%를 나타낸다. 표 2, 3에 있어서, 강 종류에 부여되어 있는 A 내지 U의 영문자와 a 내지 g의 영문자는, 표 1의 각 발명 강 A 내지 U 및 각 비교 강 a 내지 g의 성분인 것을 나타낸다.
이들 강(발명 강 A 내지 U 및 비교강 a 내지 g)을 주조한 후, 그대로 또는 일단 실온까지 냉각한 후, 1000 내지 1300℃의 온도 영역으로 가열하고, 그 후 표 2에 나타내는 조건으로, 열간 압연, 냉간 압연 및 냉각을 실시하였다.
열간 압연에서는, 우선 제1 열간 압연인 조압연에 있어서, 1000℃ 이상 1200℃ 이하의 온도 영역에서, 40% 이상의 압하율로 1회 이상 압연하였다. 단, 강 종류 A3, E3, M2에 대해서는, 조압연에 있어서, 1 패스에서 압하율이 40% 이상인 압연은 행해지지 않았다. 조압연에 있어서의, 압하율이 40% 이상인 압하 횟수, 각 압하율(%), 조압연 후(마무리 압연 전)의 오스테나이트 입경(㎛)을 표 2에 나타낸다. 또한, 각 강 종류의 온도 T1(℃), 온도 Ac1(℃)을 표 2에 나타낸다.
조압연이 종료된 후, 제2 열간 압연인 마무리 압연을 행하였다. 마무리 압연에서는, T1＋30℃ 이상, T1＋200℃ 이하의 온도 영역에서, 적어도 1회는 1 패스에서 압하율 30% 이상의 압연을 행하고, T1＋30℃ 미만의 온도 범위에 있어서는, 합계 압하율을 30% 이하로 하였다. 또한, 마무리 압연에서는, T1＋30℃ 이상, T1＋200℃ 이하의 온도 영역에서의 최종 패스에서, 1 패스에서 압하율 30% 이상인 압연을 행하였다.
단, 강 종류 A9, C3에 대해서는, T1＋30℃ 이상, T1＋200℃ 이하의 온도 영역에서, 압하율 30% 이상의 압연은 행해지지 않았다. 또한, 강 종류 A7은, T1＋30℃ 미만의 온도 범위에서의 합계 압하율이 30% 초과였다.
또한, 마무리 압연에서는, 합계 압하율을 50% 이상으로 하였다. 단, 강 종류 C3에 대해서는, T1＋30℃ 이상, T1＋200℃ 이하의 온도 영역에서의 합계 압하율이 50% 미만이었다.
마무리 압연에 있어서의, T1＋30℃ 이상, T1＋200℃ 이하의 온도 영역에서의 최종 패스의 압하율(%), 최종 패스보다도 1단 전의 패스의 압하율(최종전 패스의 압하율)(%)을 표 2에 나타낸다. 또한, 마무리 압연에 있어서의, T1＋30℃ 이상, T1＋200℃ 이하의 온도 영역에서의 합계 압하율(%), T1＋30℃ 이상, T1＋200℃ 이하의 온도 영역에서의 최종 패스에서의 압하 후의 온도(℃), T1＋30℃ 이상 T1＋200℃ 이하의 온도 영역에서의 압하 시의 최대 가공 발열량(℃), T1＋30℃ 미만의 온도 범위에서의 압하 시의 압하율(%)을 표 2에 나타낸다.
마무리 압연에 있어서 T1＋30℃ 이상, T1＋200℃ 이하의 온도 영역에서의 최종 압하를 행한 후, 대기 시간 t초가 2.5×t1을 경과하기 전에, 냉간 압연 전 냉각을 개시하였다. 냉간 압연 전 냉각에서는, 평균 냉각 속도를 50℃/초 이상으로 하였다. 또한, 냉간 압연 전 냉각에서의 온도 변화(냉각 온도량)는 40℃ 이상 140℃ 이하인 범위로 하였다.
단, 강 종류 A9, J2는, 마무리 압연에 있어서의 T1＋30℃ 이상, T1＋200℃ 이하의 온도 영역에서의 최종 압하로부터, 대기 시간 t초가 2.5×t1을 경과한 후에, 냉간 압연 전 냉각을 개시하였다. 강 종류 A3은, 냉간 압연 전 1차 냉각에서의 온도 변화(냉각 온도량)가 40℃ 미만이고, 강 종류 B3은, 냉간 압연 전 냉각에서의 온도 변화(냉각 온도량)가 140℃ 초과였다. 강 종류 A8은, 냉간 압연 전 냉각에서의 평균 냉각 속도가 50℃/초 미만이었다.
각 강 종류의 t1(초), 마무리 압연에 있어서의 T1＋30℃ 이상, T1＋200℃ 이하의 온도 영역에서의 최종 압하로부터, 냉간 압연 전 냉각을 개시할 때까지의 대기 시간 t(초), t/t1, 냉간 압연 전 냉각에서의 온도 변화(냉각량)(℃), 냉간 압연 전 냉각에서의 평균 냉각 속도(℃/초)를 표 2에 나타낸다.
냉간 압연 전 냉각 후, 650℃ 이하로 권취를 행하고, 2 내지 5㎜ 두께의 열연 원판을 얻었다.
단, 강 종류 A6, E3은, 권취 온도가 650℃ 초과였다. 각 강 종류에 대해서, 냉간 압연 전 냉각의 정지 온도(권취 온도)(℃)를 표 2에 나타낸다.
이어서, 열연 원판을, 산 세척한 후, 압하율 40% 이상, 80% 이하로 냉간 압연하였다. 단, 강 종류 A2, E3, I3, M2는, 냉간 압연의 압하율이 40% 미만이었다. 또한, 강 종류 C4는, 냉간 압연의 압하율이 80% 초과였다. 냉간 압연에 있어서의, 각 강 종류의 압하율(%)을 표 2에 나타낸다.
냉간 압연 후, 750 내지 900℃의 온도 영역까지 가열하여, 1초 이상, 300초 이하 보유 지지하였다. 또한, 750 내지 900℃의 온도 영역까지 가열하는데 있어서, 실온 이상, 650℃ 이하의 평균 가열 속도 HR1(℃/초)을 0.3 이상(HR1≥0.3)으로 하고, 650℃를 초과하여, 750 내지 900℃까지의 평균 가열 속도 HR2(℃/초)를 0.5×HR1 이하(HR2≤0.5×HR1)로 하였다. 각 강 종류의 가열 온도(어닐링 온도), 가열 유지 시간(냉간 압연 후 1차 냉각 개시까지의 시간)(초), 평균 가열 속도 HR1, HR2(℃/초)를 표 2에 나타낸다.
단, 강 종류 F3은, 가열 온도가 900℃ 초과였다. 강 종류 N2는, 가열 온도가 750℃ 미만이었다. 강 종류 C5는, 가열 보유 지지 시간이 1초 미만이었다. 강 종류 F2는, 가열 보유 지지 시간이 300초 초과였다. 또한, 강 종류 B4는, 평균 가열 속도 HR1이 0.3(℃/초) 미만이었다. 강 종류 B5는, 평균 가열 속도 HR2(℃/초)가 0.5×HR1 초과였다.
가열 보유 지지 후, 1℃/s 이상 10℃/s 이하의 평균 냉각 속도로, 580 내지 750℃의 온도 영역까지 냉간 압연 후 1차 냉각을 행하였다. 단, 강 종류 A2는, 냉간 압연 후 1차 냉각의 평균 냉각 속도가 10℃/초 초과였다. 강 종류 C6은, 냉간 압연 후 1차 냉각의 평균 냉각 속도가 1℃/초 미만이었다. 또한, 강 종류 A2, A5는, 냉간 압연 후 1차 냉각의 정지 온도가 580℃ 미만이고, 강 종류 A3, A4, M2는, 냉간 압연 후 1차 냉각의 정지 온도가 750℃ 초과였다. 냉간 압연 후 1차 냉각에 있어서의 각 강 종류의 평균 냉각 속도(℃/초), 냉각 정지 온도(℃)를 표 2에 나타낸다.
냉간 압연 후 1차 냉각을 행한 후, 1초 이상 1000초 이하 사이, 온도 저하 속도가 1℃/s 이하가 되는 조건으로 정류시켰다. 각 강의 정류 시간(냉간 압연 후 1차 냉각 개시까지의 시간)을 표 2에 나타낸다.
정류 후, 5℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 냉간 압연 후 2차 냉각을 행하였다. 단, 강 종류 A5는, 냉간 압연 후 2차 냉각의 평균 냉각 속도가 5℃/초 초과였다. 냉간 압연 후 2차 냉각에 있어서의 각 강 종류의 평균 냉각 속도(℃/초)를 표 2에 나타낸다.
그 후, 0.5%의 스킨 패스 압연을 행하고, 재질 평가를 행하였다. 또한, 강 종류 T1에는, 용융 아연 도금 처리를 실시하였다. 강 종류 U1에는, 도금 후, 450 내지 600℃의 온도 영역에서 합금화 처리를 실시하였다.
각 강 종류의 금속 조직에 있어서의, 페라이트, 펄라이트, 베이나이트＋마르텐사이트의 면적률(조직 분율)(%), 각 강 종류의 강판 표면으로부터 5/8 내지 3/8의 판 두께 범위에 있어서의, {100} <011> 내지 {223} <110> 방위군의 극밀도의 평균값, {332} <113>의 결정 방위의 극밀도를 표 3에 나타낸다. 또한, 조직 분율은, 스킨 패스 압연 전의 조직 분율로 평가하였다. 또한, 각 강 종류의 기계적 특성으로서, 각 r값인 rC, rL, r30, r60, 인장 강도 TS(MPa), 신장률 El(%), 국부 변형 능력의 지표로서의 구멍 확장율 λ(%), TS×λ, 펄라이트의 비커스 경도 HVp, 전단면 비율(5)을 표 3에 나타냈다. 또한, 도금 처리의 유무를 나타냈다.
또한, 인장 시험은, JIS Z 2241에 준거하였다. 구멍 확장 시험은, 철연 규격 JFS T1001에 준거하였다. 각 결정 방위의 극밀도는, 전술한 EBSP를 사용하여, 압연 방향에 평행한 단면의 판 두께의 3/8 내지 5/8의 영역을 0.5㎛ 피치로 측정하였다. 또한, 각 방향의 r값에 대해서는, 전술한 방법에 의해 측정하였다. 전단면 비율은 판 두께를 1.2㎜로 하고, ø10㎜의 원형 펀치 및 클리어런스 1%의 원형 다이스로 펀칭한 후, 펀칭 단부면을 측정하였다. vTrs(샤르피 파면 전이 온도)는 JIS Z 2241에 준거하는 샤르피 충격 시험 방법에 의해 측정하였다. 신장 플랜지성은 TS×λ≥30000에서 우수하다고 판정되고, 정밀 펀칭성은 전단면 비율 90% 이상에서 우수하다고 판정하였다. 저온 인성은, vTrs=-40 초과에서 열화되었다고 판정하였다.
본 발명에서 규정하는 조건을 만족하는 것만이, 도 14에 도시한 바와 같이 우수한 정밀 펀칭성과 신장 플랜지성을 갖는 것을 알 수 있다.
Figure 112014008347281-pct00001
Figure 112014008347281-pct00002
Figure 112014008347281-pct00003

Claims (15)

  1. 질량%로,
    C : 0.01% 초과, 0.4% 이하,
    Si : 0.001% 이상, 2.5% 이하,
    Mn : 0.001% 이상, 4% 이하,
    P : 0.001 이상, 0.15% 이하,
    S : 0.0005 이상, 0.03% 이하,
    Al : 0.001% 이상, 2% 이하,
    N : 0.0005 이상, 0.01% 이하,
    를 함유하고, 잔량부는 철 및 불가피적 불순물을 포함하여 이루어지고,
    강판 표면으로부터 5/8 내지 3/8의 판 두께 범위에서, {100} <011>, {116} <110>, {114} <110>, {113} <110>, {112} <110>, {335} <110> 및 {223} <110>의 각 결정 방위로 나타내는 {100} <011> 내지 {223} <110> 방위군의 극밀도의 평균값이 6.5 이하, 또한 {332} <113>의 결정 방위의 극밀도가 5.0 이하이고,
    금속 조직이, 면적률로, 펄라이트를 5% 초과하여 함유하고, 베이나이트와 마르텐사이트의 합이 5% 미만으로 제한되고, 잔량부가 페라이트를 포함하여 이루어지는, 신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성, 저온 인성이 우수한 고강도 냉연 강판.
  2. 제1항에 있어서, 또한, 펄라이트상의 비커스 경도가 150HV 이상 300HV 이하인, 신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성, 저온 인성이 우수한 고강도 냉연 강판.
  3. 제1항에 있어서, 또한 압연 방향과 직각 방향의 r값(rC)이 0.70 이상, 압연 방향과 30°의 r값(r30)이 1.10 이하, 압연 방향의 r값(rL)이 0.70 이상, 압연 방향과 60°의 r값(r60)이 1.10 이하인, 신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성, 저온 인성이 우수한 고강도 냉연 강판.
  4. 제1항에 있어서, 또한 질량%로,
    Ti : 0.001% 이상, 0.2% 이하,
    Nb : 0.001% 이상, 0.2% 이하,
    B : 0.0001% 이상, 0.005% 이하,
    Mg : 0.0001% 이상, 0.01% 이하,
    Rem : 0.0001% 이상, 0.1% 이하,
    Ca : 0.0001% 이상, 0.01% 이하,
    Mo : 0.001% 이상, 1% 이하,
    Cr : 0.001% 이상, 2% 이하,
    V : 0.001% 이상, 1% 이하,
    Ni : 0.001% 이상, 2% 이하,
    Cu : 0.001% 이상, 2% 이하,
    Zr : 0.0001% 이상, 0.2% 이하,
    W : 0.001% 이상, 1% 이하,
    As : 0.0001% 이상, 0.5% 이하,
    Co : 0.0001% 이상, 1% 이하,
    Sn : 0.0001% 이상, 0.2% 이하,
    Pb : 0.001% 이상, 0.1% 이하,
    Y : 0.001% 이상, 0.1% 이하,
    Hf : 0.001% 이상, 0.1% 이하
    중 1종류 또는 2종류 이상을 함유하는, 신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성, 저온 인성이 우수한 고강도 냉연 강판.
  5. 제1항에 있어서, 또한 판 두께 중앙부를 중앙으로 하여, 판 두께를 1.2㎜로 두께 감소한 강판에 대하여, ø10㎜의 원형 펀치 및 클리어런스 1%의 원형 다이스로 펀칭한 경우에, 펀칭 단부면의 전단면 비율이 90% 이상이 되는, 신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성, 저온 인성이 우수한 고강도 냉연 강판.
  6. 제1항에 있어서, 표면에, 용융 아연 도금층, 또는 합금화 용융 아연 도금층을 구비하는, 신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성, 저온 인성이 우수한 고강도 냉연 강판.
  7. 질량%로,
    C : 0.01% 초과, 0.4% 이하,
    Si : 0.001% 이상, 2.5% 이하,
    Mn : 0.001% 이상, 4% 이하,
    P : 0.001 이상, 0.15% 이하,
    S : 0.0005 이상, 0.03% 이하,
    Al : 0.001% 이상, 2% 이하,
    N : 0.0005 이상, 0.01% 이하,
    를 함유하고, 잔량부는 철 및 불가피적 불순물을 포함하여 이루어지는 강편을,
    1000℃ 이상 1200℃ 이하의 온도 범위에서, 압하율 40% 이상의 압연을 1회 이상 행하는 제1 열간 압연을 행하고,
    상기 제1 열간 압연에서, 오스테나이트 입경을 200㎛ 이하로 하고,
    하기 식 (1)에 의해서 정해지는 온도 T1＋30℃ 이상, T1＋200℃ 이하의 온도 영역에서, 적어도 1회는 1 패스에서 압하율 30% 이상의 압연을 행하는 제2 열간 압연을 행하고,
    상기 제2 열간 압연에서의 합계 압하율을 50% 이상으로 하고,
    상기 제2 열간 압연에 있어서, 압하율이 30% 이상인 최종 압하를 행한 후, 대기 시간 t초가 하기 식 (2)를 만족하도록, 냉간 압연 전 냉각을 개시하고,
    상기 냉간 압연 전 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도를 50℃/초 이상, 온도 변화가 40℃ 이상 140℃ 이하인 범위로 하고,
    압하율 40% 이상, 80% 이하의 냉간 압연을 행하고,
    750 내지 900℃의 온도 영역까지 가열하여, 1초 이상, 300초 이하 보유 지지하고,
    580℃ 이상 750℃ 이하의 온도 영역까지, 1℃/s 이상 10℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 냉간 압연 후 1차 냉각을 행하고,
    1초 이상 1000초 이하 사이, 온도 저하 속도가 1℃/s 이하가 되는 조건으로 정류시키고,
    5℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 냉간 압연 후 2차 냉각을 행하는, 신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성, 저온 인성이 우수한 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
    T1(℃)=850＋10×(C＋N)×Mn＋350×Nb＋250×Ti＋40×B＋10×Cr＋100×Mo＋100×V … 식 (1)
    여기서, C, N, Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo 및 V는, 각 원소의 함유량(질량%). Nb, Ti, B, Cr, Mo 및 V에 대해서는, 함유되어 있지 않은 경우는 0으로 계산한다.
    t≤2.5×t1 … 식 (2)
    여기서, t1은, 하기 식 (3)에 의해서 구해진다.
    t1=0.001×((Tf-T1)×P1/100)2-0.109×((Tf-T1)×P1/100)＋3.1 … 식 (3)
    여기서, 상기 식 (3)에 있어서, Tf는 압하율이 30% 이상인 최종 압하 후의 강편의 온도, P1은 30% 이상의 최종 압하의 압하율이다.
  8. 제7항에 있어서, T1＋30℃ 미만의 온도 범위에 있어서의 합계 압하율이 30% 이하인, 신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성, 저온 인성이 우수한 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
  9. 제7항에 있어서, 상기 대기 시간 t초가, 또한 하기 식 (2a)을 만족하는, 신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성, 저온 인성이 우수한 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
    t<t1 … 식 (2a)
  10. 제7항에 있어서, 상기 대기 시간 t초가, 또한 하기 식 (2b)를 만족하는, 신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성, 저온 인성이 우수한 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
    t1≤t≤t1×2.5 … 식 (2b)
  11. 제7항에 있어서, 상기 냉간 압연 전 냉각을, 압연 스탠드 간에서 개시하는, 신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성, 저온 인성이 우수한 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
  12. 제7항에 있어서, 상기 냉간 압연 전 냉각을 한 후, 상기 냉간 압연을 행하기 전에, 650℃ 이하로 권취하여 열연 강판으로 하는, 신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성, 저온 인성이 우수한 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
  13. 제7항에 있어서, 상기 냉간 압연 후, 750 내지 900℃의 온도 영역까지 가열하는데 있어서,
    실온 이상, 650℃ 이하의 평균 가열 속도를, 하기 식 (5)로 나타내어지는 HR1(℃/초)로 하고,
    650℃를 초과하여, 750 내지 900℃까지의 평균 가열 속도를, 하기 식 (6)으로 나타내어지는 HR2(℃/초)로 하는, 신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성, 저온 인성이 우수한 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
    HR1≥0.3 … 식 (5)
    HR2≤0.5×HR1 … 식 (6)
  14. 제7항에 있어서, 또한 표면에, 용융 아연 도금을 실시하는, 신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성, 저온 인성이 우수한 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
  15. 제14항에 있어서, 용융 아연 도금을 실시한 후, 또한 450 내지 600℃로 합금화 처리를 실시하는, 신장 플랜지성 및 정밀 펀칭성, 저온 인성이 우수한 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
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