KR101988148B1 - 냉연 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

냉연 강판 및 그 제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
KR101988148B1
KR101988148B1 KR1020177022896A KR20177022896A KR101988148B1 KR 101988148 B1 KR101988148 B1 KR 101988148B1 KR 1020177022896 A KR1020177022896 A KR 1020177022896A KR 20177022896 A KR20177022896 A KR 20177022896A KR 101988148 B1 KR101988148 B1 KR 101988148B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
less
steel sheet
rolled steel
cold
hot
Prior art date
Application number
KR1020177022896A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20170106414A (ko
Inventor
겐고 다케다
구니오 하야시
아키히로 우에니시
마사후미 아즈마
다카유키 노자키
유리 도다
Original Assignee
닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 filed Critical 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Publication of KR20170106414A publication Critical patent/KR20170106414A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR101988148B1 publication Critical patent/KR101988148B1/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1233—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Abstract

이 냉연 강판은, 소정의 화학 조성을 갖고, 금속 조직이, 면적률로 폴리고날 페라이트를 40.0％ 이상 60.0％ 미만, 베이니틱 페라이트를 30.0％ 이상, 잔류 오스테나이트를 10.0％ 이상 25.0％ 이하, 마르텐사이트를 15.0％ 이하 함유하고, 상기 잔류 오스테나이트 중, 애스펙트비가 2.0 이하이고, 장축의 길이가 1.0㎛ 이하, 또한 단축의 길이가 1.0㎛ 이하인 잔류 오스테나이트의 비율이 80.0％ 이상이고, 상기 베이니틱 페라이트 중, 애스펙트비가 1.7 이하이고, 또한 결정 방위차가 15°이상인 입계로 둘러싸인 영역의 결정 방위차의 평균값이 0.5°이상 3.0°미만인 베이니틱 페라이트의 비율이 80.0％ 이상이고, 상기 마르텐사이트와 상기 베이니틱 페라이트와 상기 잔류 오스테나이트의 연결성 D값이 0.70 이하이다.

Description

냉연 강판 및 그 제조 방법
본 발명은 냉연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이며, 특히 자동차 부품 등을 주된 용도로 하는, 연성, 구멍 확장성 및 펀칭 피로 특성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 본원은 2015년 2월 24일에 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2015-034137호와, 2015년 2월 24일에 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2015-034234호와, 2015년 7월 13일에 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2015-139888호와, 2015년 7월 13일에 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2015-139687호에 기초하여 우선권을 주장하며, 이들 내용을 여기에 원용한다.
자동차로부터의 탄산 가스의 배출량을 억제하기 위해, 고강도 강판의 적용에 의한 자동차 차체의 경량화가 진행되고 있다. 또한, 탑승자의 안전성 확보를 위해서도, 자동차 차체에는 연강판 대신에 고강도 강판이 많이 사용되고 있다.
이후, 자동차 차체의 경량화를 더 진행시켜 가기 위해서는, 종래 이상으로 고강도 강판의 강도 레벨을 높이지 않으면 안된다. 그러나, 일반적으로 강판을 고강도화하면, 성형성은 저하된다. 강판을 자동차용 부재로 하기 위해서는, 각종 성형 공정을 거칠 필요가 있으므로, 고강도 강판을 자동차용 부재로 성형하기 위해서는, 강도에 추가하여 성형성도 향상시키는 것이 필수이다.
또한, 자동차 등을 구성하는 기계 구조용 부품의 경량화에는, 사용하는 강의 고강도화에 의한 부품 두께의 감소화와 함께, 피어스 구멍의 형성에 의한 부품 자체의 체적 감소가 유효하다. 그러나, 피어스 구멍의 형성에는, 공업적으로는 펀칭의 채용이 바람직하기는 하지만, 펀칭부의 단부면에는 과도한 응력 및 변형이 집중된다. 그 때문에, 특히 고강도 강판에 있어서, 펀칭을 행한 경우, 저온 변태상이나 잔류 오스테나이트의 경계에 보이드가 생성되고, 펀칭 피로 특성이 저하된다고 하는 과제가 있었다.
예를 들어, 골격계 부품으로 고강도 강판을 사용하는 경우, 강판에는 상술한 성형성으로서, 신율과 구멍 확장성이 요구된다. 그 때문에, 종래, 고강도 박강판에 있어서, 신율이나 구멍 확장률을 개선하기 위해 몇 가지 수단이 제안되어 있다.
예를 들어, 특허문헌 1에서는, 연성을 개선하기 위해 강판의 금속 조직으로서 잔류 오스테나이트를 활용한 고강도 박강판이 개시되어 있다. 특허문헌 1의 박강판에서는, 잔류 오스테나이트의 안정성을 높임으로써, 고강도 박강판의 연성이 개선되는 것이 개시되어 있다. 그러나, 펀칭 피로 특성에 대해서는 고려되어 있지 않고, 신율, 구멍 확장성 및 펀칭 피로 특성을 향상시키기 위해 최적인 금속 조직의 형태는 명확하지 않으며, 또한 그 제어 방법은 전혀 개시되어 있지 않다.
특허문헌 2에서는, 구멍 확장성을 향상시키기 위해, 강판의 금속 조직의 집합 조직을 저감시킨 냉연 강판이 개시되어 있다. 그러나, 펀칭 피로 특성에 대해서는 고려되어 있지 않고, 신율, 구멍 확장성 및 펀칭 피로 특성을 향상시키기 위한 조직 및 그 제어 기술은 전혀 개시되어 있지 않다.
특허문헌 3에서는, 페라이트와 베이나이트와 잔류 오스테나이트를 포함하는 강판에 있어서, 국부 신율을 향상시키기 위해, 저온 변태 생성상을 주상으로 하고, 페라이트의 분율을 저감시킨 고강도 냉연 강판이 개시되어 있다. 그러나, 특허문헌 3의 냉연 강판에서는, 강판의 금속 조직은 저온 변태 생성상을 주체로 하기 때문에, 펀칭 가공 시의 판 단부면부에 있어서 저온 변태 생성상이나 잔류 오스테나이트의 경계에 보이드가 생성되어, 펀칭 구멍에 반복 응력이 부하되는 피로 환경에서는, 높은 피로 특성을 확보하기가 어렵다.
상술한 바와 같이, 종래, 고강도 강판에 있어서, 연성과 구멍 확장성을 동시에 높이고, 또한 펀칭 구멍에 반복 응력이 부하되는 피로 환경의 피로 특성(펀칭 피로 특성)을 확보하기는 극히 어려웠다.
일본 특허 제5589893호 공보 일본 특허 제5408383호 공보 일본 특허 제5397569호 공보
전술한 바와 같이, 자동차 차체의 경량화를 이후 진행시켜 가기 위해서는, 종래 이상으로 고강도 강판의 사용 강도 레벨을 높이지 않으면 안된다. 또한, 예를 들어 자동차 차체의 골격계 부품으로 고강도 강판을 사용하는 데는, 높은 신율과 구멍 확장성을 양립해야 한다. 또한, 신율과 구멍 확장성이 우수해도, 펀칭 피로 특성이 저하되면, 자동차 차체의 골격계 부품으로서 바람직하지 않다.
또한, 특히 골격계 부품 중에서도, 사이드 실과 같은 부재는, 부재로서 성형된 후에는, 충돌 안전성이 요구된다. 즉, 사이드 실과 같은 부재는, 부재로 성형할 때에는 우수한 가공성이 요구되고, 부재로서 성형된 후에는 충돌 안전성이 요구된다.
충돌 안전성을 확보하기 위해서는, 높은 인장 강도뿐만 아니라, 높은 0.2％ 내력도 요구된다. 그러나, 고강도 자동차용 강판에 있어서, 높은 인장 강도, 높은 0.2％ 내력, 우수한 연성, 우수한 구멍 확장성 모두를 만족시키기는 극히 어렵다.
본 발명은 종래 기술의 현 상황을 감안하여, 인장 강도가 980MPa 이상, 0.2％ 내력이 600MPa 이상인 고강도 강판이며, 충분한 펀칭 피로 특성을 확보하면서, 신율 및 구멍 확장성이 우수한 고강도 냉연 강판과 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 본 발명에 있어서, 신율이 우수하다는 것은 전체 신율이 21.0％임을 나타내고, 구멍 확장성이 우수하다는 것은 구멍 확장률이 30.0％ 이상임을 나타낸다.
본 발명자들은, 현재, 통상적으로 채용되고 있는 연속 열간 압연 설비 및 연속 어닐링 설비를 사용하여 달성할 수 있는 제조 프로세스를 전제로 하여, 펀칭 피로 특성을 확보하면서, 고강도, 높은 신율 및 우수한 구멍 확장성을 확보하기 위해 예의 연구하였다. 그 결과, 이하의 지견을 얻기에 이르렀다.
(a) 인장 강도가 980MPa 이상인 고강도 냉연 강판에 있어서, 강판의 금속 조직에 있어서의 폴리고날 페라이트의 면적률을 제어하고, 또한 잔류 오스테나이트의 형태를 제어함으로써, 우수한 연성을 발현할 수 있다. 구체적으로는, 페라이트의 조직 분율을 높임으로써 국부 신율이 향상되고, 잔류 오스테나이트에 의해 균일 신율이 향상된다. 그 때문에, 이들 금속 조직의 조합에 의해, 종래의 고강도 강판이 갖는 연성을 대폭적으로 향상시키는 것이 가능하게 된다.
(b) 잔류 오스테나이트의 형태 제어와, 경질 조직의 배치를 제어함으로써, 더 높은 연성과 우수한 구멍 확장성을 확보할 수 있다. 구체적으로는, 잔류 오스테나이트의 형태가 입상으로 되도록 제조 조건을 제어함으로써, 구멍 확장 시에, 연질 조직과 경질 조직의 계면에 있어서의 보이드의 발생을 억제할 수 있다. 통상, 고강도 박강판에 포함되는 잔류 오스테나이트는 판상으로 되기 때문에, 판상의 오스테나이트의 에지부에 응력이 집중하고, 구멍 확장 시에 페라이트의 계면으로부터 보이드의 발생을 초래한다. 즉, 계면으로부터 발생하는 보이드는, 특히 마르텐사이트로 변태된 후의 오스테나이트의 에지로부터 발생하기 쉽다. 따라서, 잔류 오스테나이트를 입상으로 함으로써, 응력 집중이 완화되므로, 페라이트 분율이 높아도 구멍 확장성의 열화를 방지할 수 있다.
(c) 또한, 강판의 금속 조직에 있어서의 경질 조직의 분산 상태를 제어함으로써, 구멍 확장성이 향상된다. 상술한 바와 같이, 구멍 확장 시에 발생하는 보이드는, 경질 조직의 에지부나, 경질 조직의 연결부로부터 발생하고, 이 보이드가 연결되어 균열이 된다. 경질 조직의 에지부로부터 발생하는 균열은, 잔류 오스테나이트의 형태를 제어함으로써 억제할 수 있다. 구체적으로는, 경질 조직의 연결성이 낮아지도록, 경질 조직의 배치를 제어함으로써, 경질 조직의 연결부로부터 발생하는 균열의 억제가 가능하게 되고, 구멍 확장성의 향상이 한층 더 도모된다. 또한, 연결성이 낮아지도록 제어함으로써, 펀칭 피로 특성도 우수하다.
본 발명은 상기 지견에 기초하여 이루어진 것이며, 그 요지는 이하와 같다.
(1) 본 발명의 일 형태에 관한 냉연 강판은, 화학 조성이, 질량％로, C: 0.100％ 이상 0.500％ 미만, Si: 0.8％ 이상 4.0％ 미만, Mn: 1.0％ 이상 4.0％ 미만, P: 0.015％ 미만, S: 0.0500％ 미만, N: 0.0100％ 미만, Al: 2.000％ 미만, Ti: 0.020％ 이상 0.150％ 미만, Nb: 0％ 이상 0.200％ 미만, V: 0％ 이상 0.500％ 미만, B: 0％ 이상 0.0030％ 미만, Mo: 0％ 이상 0.500％ 미만, Cr: 0％ 이상 2.000％ 미만, Mg: 0％ 이상 0.0400％ 미만, Rem: 0％ 이상 0.0400％ 미만, 및 Ca: 0％ 이상 0.0400％ 미만을 함유하고, 잔부가 철 및 불순물이고, Si와 Al의 함유량의 합계가 1.000％ 이상이고, 금속 조직이, 면적률로 폴리고날 페라이트를 40.0％ 이상 60.0％ 미만, 베이니틱 페라이트를 30.0％ 이상, 잔류 오스테나이트를 10.0％ 이상 25.0％ 이하, 마르텐사이트를 15.0％ 이하 함유하고, 상기 잔류 오스테나이트 중, 애스펙트비가 2.0 이하이고, 장축의 길이가 1.0㎛ 이하, 또한 단축의 길이가 1.0㎛ 이하인 잔류 오스테나이트의 비율이 80.0％ 이상이고, 상기 베이니틱 페라이트 중, 애스펙트비가 1.7 이하이고, 또한 결정 방위차가 15°이상인 입계로 둘러싸인 영역의 결정 방위차의 평균값이 0.5°이상 3.0°미만인 베이니틱 페라이트의 비율이 80.0％ 이상이고, 상기 마르텐사이트와 상기 베이니틱 페라이트와 상기 잔류 오스테나이트의 연결성 D값이 0.70 이하이고, 인장 강도가 980MPa 이상, 0.2％ 내력이 600MPa 이상, 전체 신율이 21.0％ 이상, 또한 구멍 확장률이 30.0％ 이상인 특성을 갖는다.
(2) 상기 (1)에 기재된 냉연 강판은, 상기 연결성 D값이 0.50 이하이고, 상기 구멍 확장률이 50.0％ 이상이어도 된다.
(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 냉연 강판은, 상기 화학 조성이, 질량％로, Nb: 0.005％ 이상 0.200％ 미만, V: 0.010％ 이상 0.500％ 미만, B: 0.0001％ 이상 0.0030％ 미만, Mo: 0.010％ 이상 0.500％ 미만, Cr: 0.010％ 이상 2.000％ 미만, Mg: 0.0005％ 이상 0.0400％ 미만, Rem: 0.0005％ 이상 0.0400％ 미만, 및 Ca: 0.0005％ 이상 0.0400％ 미만의 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.
(4) 본 발명의 다른 형태에 관한 열연 강판은, 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항의 냉연 강판의 제조에 사용하는 열연 강판이며, 화학 조성이, 질량％로, C: 0.100％ 이상 0.500％ 미만, Si: 0.8％ 이상 4.0％ 미만, Mn: 1.0％ 이상 4.0％ 미만, P: 0.015％ 미만, S: 0.0500％ 미만, N: 0.0100％ 미만, Al: 2.000％ 미만, Ti: 0.020％ 이상 0.150％ 미만, Nb: 0％ 이상 0.200％ 미만, V: 0％ 이상 0.500％ 미만, B: 0％ 이상 0.0030％ 미만, Mo: 0％ 이상 0.500％ 미만, Cr: 0％ 이상 2.000％ 미만, Mg: 0％ 이상 0.0400％ 미만, Rem: 0％ 이상 0.0400％ 미만, 및 Ca: 0％ 이상 0.0400％ 미만을 함유하고, 잔부가 철 및 불순물이고, Si와 Al의 함유량의 합계가 1.000％ 이상이고, 금속 조직이, 베이니틱 페라이트를 포함하고, 상기 베이니틱 페라이트 중 15°이상의 입계로 둘러싸인 영역의 결정 방위차의 평균값이 0.5°이상 3.0°미만인 베이니틱 페라이트의 면적률이 80.0％ 이상이고, 펄라이트의 연결성 E값이 0.40 이하이다.
(5) 본 발명의 다른 형태에 관한 냉연 강판의 제조 방법은, 상기 (1) 또는 (2)의 냉연 강판의 제조 방법이며, 화학 조성이, C: 0.100％ 이상 0.500％ 미만, Si: 0.8％ 이상 4.0％ 미만, Mn: 1.0％ 이상 4.0％ 미만, P: 0.015％ 미만, S: 0.0500％ 미만, N: 0.0100％ 미만, Al: 2.000％ 미만, Ti: 0.020％ 이상 0.150％ 미만, Nb: 0％ 이상 0.200％ 미만, V: 0％ 이상 0.500％ 미만, B: 0％ 이상 0.0030％ 미만, Mo: 0％ 이상 0.500％ 미만, Cr: 0％ 이상 2.000％ 미만, Mg: 0％ 이상 0.0400％ 미만, Rem: 0％ 이상 0.0400％ 미만, 및 Ca: 0％ 이상 0.0400％ 미만을 함유하고, 잔부가 철 및 불순물이고, Si와 Al의 함유량의 합계가 1.000％ 이상인 강괴 또는 슬래브를 주조하는 주조 공정과; 상기 강괴 또는 슬래브에 1000℃ 이상 1150℃ 이하의 제1 온도 영역에서 합계 40％ 이상의 압하를 실시하는 조압연 공정과, 하기 식 (a)에 있는 성분에 의해 결정되는 온도를 T1이라고 하였을 때, T1℃ 이상 T1+150℃ 이하의 제2 온도 영역에 있어서의 압하율의 합계를 50％ 이상으로 하고, T1-40℃ 이상에서 열간 압연을 종료하여 열연 강판을 얻는 마무리 압연 공정을 포함하는 열연 공정과; 상기 열연 공정 후의 열연 강판을 600 내지 650℃의 제3 온도 영역까지 20℃/s 이상 80℃/s 이하의 냉각 속도로 냉각하는 제1 냉각 공정과; 상기 제1 냉각 공정 후의 상기 열연 강판을, 600 내지 650℃의 제3 온도 영역에 하기 식 (b)에 의해 정하는 시간 t초 이상 10.0초 이하 체류시키는 체류 공정과; 상기 체류 공정 후의 상기 열연 강판을 600℃ 이하까지 냉각하는 제2 냉각 공정과, 상기 열연 강판을, 600℃ 이하에서, 권취 후의 강판의 마이크로 조직에 있어서, 펄라이트의 연결성 E값이 0.40 이하, 또한 베이니틱 페라이트 중, 15°이상의 입계로 둘러싸인 영역의 결정 방위차의 평균값이 0.5°이상 3.0°미만인 베이니틱 페라이트의 비율이 80.0％ 이상이 되도록 권취하여, 열연 강판을 얻는 권취 공정과; 상기 열연 강판을 산세하는 산세 공정과; 상기 산세 공정 후의 상기 열연 강판에, 40.0％ 이상 80.0％ 이하의 누적 압하율이 되도록 냉간 압연을 행하여 냉연 강판을 얻는 냉연 공정과; 상기 냉연 공정 후의 냉연 강판을, T1-50℃ 이상 960℃ 이하의 제4 온도 영역까지 승온하여, 상기 제4 온도 영역에서 30 내지 600초 유지하는 어닐링 공정과; 상기 어닐링 공정 후의 상기 냉연 강판을, 600℃ 이상 720℃ 이하의 제5 온도 영역까지 1.0℃/s 이상 10.0℃/s 이하의 냉각 속도로 냉각하는 제3 냉각 공정과; 10.0℃/s 이상 60.0℃/s 이하의 냉각 속도로 150℃ 이상 500℃ 이하의 제6 온도 영역으로 냉각하고, 30초 이상 600초 이하 유지하는 열처리 공정을 갖는다.
T1(℃)=920+40×C2-80×C+Si2+0.5×Si+0.4×Mn2-9×Mn+10×Al+200×N2-30×N-15×Ti … 식 (a)
t(초)=1.6+(10×C+Mn-20×Ti)/8 … 식 (b)
식 중의 원소 기호는, 원소의 질량％에서의 함유량을 나타낸다.
(6) 상기 (5)에 기재된 냉연 강판의 제조 방법은, 상기 권취 공정에 있어서, 상기 강판을 100℃ 이하에서 권취해도 된다.
(7) 상기 (6)에 기재된 냉연 강판의 제조 방법은, 상기 권취 공정과 상기 산세 공정의 사이에, 상기 열연 강판을, 400℃ 이상 A1 변태점 이하의 제7 온도 영역까지 승온하고, 10초 이상 10시간 이하 유지하는 유지 공정을 가져도 된다.
(8) 상기 (5) 내지 (7) 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판의 제조 방법은, 상기 열처리 공정에 있어서, 상기 냉연 강판을 제6 온도 영역으로 냉각한 후, 1초 이상 유지하기 전에, 150℃ 이상 500℃ 이하의 온도 영역까지 재가열하고, 30초 이상 600초 이하 유지해도 된다.
(9) 상기 (5) 내지 (8) 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판의 제조 방법은, 상기 열처리 공정 후에, 상기 냉연 강판에 용융 아연 도금을 실시하는 도금 공정을 더 가져도 된다.
(10) 상기 (9)에 기재된 냉연 강판의 제조 방법은, 상기 도금 공정 후에, 450℃ 이상 또한 600℃ 이하의 제8 온도 영역에서 열처리를 행하는 합금화 처리 공정을 가져도 된다.
본 발명의 상기 형태에 따르면, 자동차 등의 구조 부재로서 적합한, 인장 강도가 980MPa 이상, 0.2％ 내력이 600MPa 이상인, 펀칭 피로 특성, 신율 및 구멍 확장성이 우수한 고강도 냉연 강판과, 그 제조 방법을 제공할 수 있다.
도 1은, D값과 구멍 확장률(％)의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 2는, D값과 E값의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 3은, D값과 펀칭 피로 특성의 관계를 나타내는 그래프이다(시험편: 판 두께 1.4mm).
이하, 본 발명의 일 실시 형태에 관한 냉연 강판(본 실시 형태에 관한 강판이라고 하는 경우가 있음)에 대하여 설명한다.
우선, 본 실시 형태에 관한 강판의 금속 조직 및 그의 형태에 대하여 설명한다.
[면적률로, 폴리고날 페라이트를 40.0％ 이상 60.0％ 미만]
강판의 금속 조직에 포함되는 폴리고날 페라이트는, 연질의 조직이기 때문에 변형되기 쉽고, 연성의 향상에 기여한다. 균일 신율 및 국부 신율의 양쪽을 향상시키기 위해, 폴리고날 페라이트의 면적률의 하한값을 40.0％로 한다. 한편, 폴리고날 페라이트가 60.0％ 이상이 되면, 0.2％ 내력이 현저하게 열화된다. 그 때문에, 폴리고날 페라이트의 면적률을 60.0％ 미만으로 한다. 바람직하게는 55.0％ 미만, 보다 바람직하게는 50.0％ 미만이다.
15㎛를 초과하는 조대한 페라이트는, 미세한 페라이트보다 먼저 항복하여, 마이크로적인 소성 불안정을 야기한다. 그 때문에, 상기 폴리고날 페라이트에 있어서, 최대 입경은 15㎛ 이하인 것이 바람직하다.
[면적률로, 잔류 오스테나이트를 10.0％ 이상 25.0％ 이하]
잔류 오스테나이트는 가공 유기 변태되기 때문에, 균일 신율의 향상에 기여하는 금속 조직이다. 이 효과를 얻기 위해, 잔류 오스테나이트의 면적률을 10.0％ 이상으로 한다. 바람직하게는 15.0％ 이상이다. 잔류 오스테나이트의 면적률이 10.0％ 미만이 되면, 충분한 효과가 얻어지지 않고, 목적의 연성을 얻기가 어려워진다. 한편, 잔류 오스테나이트의 면적률이 25.0％를 초과하면 0.2％ 내력이 600MPa 미만이 되기 때문에, 상한을 25.0％로 한다.
[면적률로, 베이니틱 페라이트를 30.0％ 이상]
베이니틱 페라이트는, 0.2％ 내력을 확보하기 위해 유효한 조직이다. 600MPa 이상의 0.2％ 내력을 확보하기 위해, 베이니틱 페라이트를 30.0％ 이상으로 한다. 또한, 베이니틱 페라이트는, 소정량의 잔류 오스테나이트를 확보하기 위해 필요한 금속 조직이기도 하다. 본 실시 형태에 관한 강판에서는, 오스테나이트로부터 베이니틱 페라이트로의 변태가 일어남으로써, 탄소가 미변태의 오스테나이트로 확산되어, 농화된다. 탄소의 농화에 의해 탄소 농도가 높아지면, 오스테나이트로부터 마르텐사이트로의 변태가 일어나는 온도가 실온 이하로 되므로, 실온에 있어서 잔류 오스테나이트로서 안정적으로 존재할 수 있다. 강판의 금속 조직으로서 면적률로 잔류 오스테나이트를 10.0％ 이상 확보하기 위해서는, 면적률로 베이니틱 페라이트를 30.0％ 이상 확보하는 것이 바람직하다.
베이니틱 페라이트의 면적률이 30.0％ 미만이 되면, 0.2％ 내력이 저하됨과 함께, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도가 저하되고, 실온에서 마르텐사이트로의 변태가 일어나기 쉬워진다. 이 경우, 소정량의 잔류 오스테나이트를 얻을 수 없고, 목적의 연성을 얻기가 어려워진다.
한편, 베이니틱 페라이트의 면적률이 50.0％ 이상이 되면, 40.0％ 이상의 폴리고날 페라이트, 또한 10.0％ 이상의 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없게 되므로, 상한을 50.0％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
[마르텐사이트가 면적률로 15.0％ 이하]
본 실시 형태에 있어서, 마르텐사이트란, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 나타낸다. 경질의 마르텐사이트는, 연질 조직과 인접함으로써, 가공 시에 계면에 균열을 발생시키기 쉽게 한다. 또한, 연질 조직과의 계면 자체가 균열의 진전을 조장하고, 구멍 확장성을 현저하게 열화시킨다. 그 때문에, 가능한 한 마르텐사이트의 면적률을 저감시키는 것이 바람직하며, 그 면적률의 상한을 15.0％로 한다. 마르텐사이트는 0％, 즉 함유되지 않아도 된다.
마르텐사이트는 판 두께 전체에 걸쳐 면적률로 10.0％ 이하인 것이 바람직하며, 특히 표층에서부터 200㎛의 범위에 있어서 마르텐사이트가 10.0％ 이하인 것이 바람직하다.
[잔류 오스테나이트 중, 애스펙트비가 2.0 이하이고, 장축의 길이가 1.0㎛ 이하, 또한 단축의 길이가 1.0㎛ 이하인 잔류 오스테나이트의 비율이 80.0％ 이상]
구멍 확장 시에는, 연질 조직과 경질 조직의 계면으로부터 보이드가 발생한다. 계면으로부터 발생하는 보이드는, 특히 마르텐사이트로 변태된 후의 오스테나이트의 에지로부터 발생하기 쉽다. 그 이유는, 통상, 고강도 박강판에 포함되는 잔류 오스테나이트는 베이나이트의 라스의 사이에 존재하고 있고, 그 형태는 판상으로 되기 때문에, 에지에 응력이 집중하기 쉽기 때문이다.
본 실시 형태에 관한 강판에서는, 잔류 오스테나이트의 형태를 입상으로 함으로써, 연질 조직과 경질 조직의 계면으로부터의 보이드 발생을 억제한다. 잔류 오스테나이트를 입상으로 함으로써, 페라이트 분율이 높아도, 구멍 확장성의 열화를 방지할 수 있다. 보다 구체적으로는, 잔류 오스테나이트 중 애스펙트비가 2.0 이하이고, 장축의 길이가 1.0㎛ 이하인 잔류 오스테나이트가 80.0％ 이상이 되는 경우에, 폴리고날 페라이트의 조직 분율을 40％ 이상으로 한 경우라도, 구멍 확장성이 열화되지 않는다. 한편, 상기 특징을 갖는 잔류 오스테나이트의 비율이 80.0％ 미만이 되면, 구멍 확장성이 현저하게 열화된다. 그 때문에, 잔류 오스테나이트 중, 애스펙트비가 2.0 이하이고, 장축의 길이가 1.0㎛ 이하, 또한 단축의 길이가 1.0㎛ 이하인 잔류 오스테나이트를 80.0％ 이상으로 한다. 바람직하게는 85.0％ 이상이다. 여기서, 장축의 길이가 1.0㎛ 이하인 잔류 오스테나이트의 비율을 한정한 것은, 장축의 길이가 1.0㎛ 초과인 잔류 오스테나이트는, 변형 시에 있어서 변형이 과도하게 집중되어, 보이드의 생성 및 구멍 확장성의 저하를 초래하기 때문이다. 장축이란, 연마 후의 2차원 단면에서 관찰되는 개개의 잔류 오스테나이트의 최대 길이이며, 단축이란 장축과 직행하는 방향에 있어서 잔류 오스테나이트의 최대 길이이다.
잔류 오스테나이트 중의 평균 탄소 농도가 0.5％ 미만인 경우, 가공에 대한 안정성이 저하되므로, 잔류 오스테나이트 중의 평균 탄소 농도는 0.5％ 이상인 것이 바람직하다.
[베이니틱 페라이트 중, 애스펙트비가 1.7 이하이고, 결정 방위차가 15°이상인 입계로 둘러싸인 영역의 결정 방위차의 평균값이 0.5°이상 3.0°미만인 베이니틱 페라이트의 비율이 80.0％ 이상]
결정 방위차가 15°이상인 입계로 둘러싸인 영역의 결정 방위차를 적절한 범위로 제어함으로써, 0.2％ 내력을 향상시키는 것이 가능하게 된다.
또한, 잔류 오스테나이트의 형태는, 베이니틱 페라이트의 형태에 크게 영향을 받는다. 즉, 미변태의 오스테나이트로부터 베이니틱 페라이트로의 변태가 일어날 때, 변태되지 않고 잔류한 영역이 잔류 오스테나이트로 된다. 그 때문에, 잔류 오스테나이트의 형태 제어의 점에서도, 베이니틱 페라이트의 형태 제어를 행하는 것이 필요하다.
베이니틱 페라이트가 괴상(즉, 애스펙트비가 1.0에 가까움)으로 생성되면, 잔류 오스테나이트는, 베이니틱 페라이트의 계면에서 입상으로 잔존한다. 애스펙트비가 1.7 이하이면 괴상이라고 할 수 있다. 또한, 베이니틱 페라이트에 있어서, 결정 방위차가 15°이상인 입계로 둘러싸인 영역의 결정 방위차를 0.5°이상 3.0°미만으로 제어함으로써, 결정립 내에 높은 밀도로 존재하는 아입계가 전위의 이동을 방해함으로써 0.2％ 내력이 증가한다. 이것은, 괴상의 베이니틱 페라이트는, 결정 방위차가 작은 베이니틱 페라이트(라스)의 집단이, 계면에 존재하는 전위의 회복(아입계의 생성)에 의해, 하나의 결정립으로 된 결과, 생성되는 금속 조직이기 때문이다. 이러한 결정학적 특징을 갖는 베이니틱 페라이트를 생성시키기 위해서는, 변태 전의 오스테나이트를 미립화하는 것이 필요하다.
베이니틱 페라이트 중, 애스펙트비가 1.7 이하이고, 결정 방위차가 15°이상인 입계로 둘러싸인 영역의 결정 방위차의 평균값이 0.5°이상 3.0°미만인 베이니틱 페라이트의 비율이 80.0％ 이상이 되는 경우에, 높은 0.2％ 내력이 얻어진다. 또한, 이 경우, 잔류 오스테나이트의 형태가, 애스펙트비가 2.0 이하이고, 장축의 길이가 1.0㎛ 이하, 게다가 단축의 길이가 1.0㎛ 이하가 된다. 한편, 상기 특징을 갖는 베이니틱 페라이트가 80.0％ 미만이 되면, 높은 0.2％ 내력을 얻지 못하게 됨과 함께, 목적의 형태를 갖는 잔류 오스테나이트를 소정량 얻을 수 없다. 그 때문에, 애스펙트비가 1.7 이하이고, 결정 방위차가 15°이상인 입계로 둘러싸인 영역의 결정 방위차의 평균값이 0.5°이상 3.0°미만인 베이니틱 페라이트의 비율의 하한을 80.0％로 한다. 이러한 베이니틱 페라이트의 비율이 높을수록, 0.2％ 내력을 향상시키면서, 목적의 형태를 갖는 잔류 오스테나이트를 많이 확보할 수 있으므로, 상기 특징을 갖는 베이니틱 페라이트의 바람직한 비율은 85％ 이상이다.
[마르텐사이트와 베이니틱 페라이트와 잔류 오스테나이트의 연결성 D값이 0.70 이하]
강판의 마이크로 조직에 포함되는 마르텐사이트, 베이니틱 페라이트, 잔류 오스테나이트는, 강판의 인장 강도, 0.2％ 내력을 확보하기 위해 필요한 조직이다. 그러나, 이들 조직은 폴리고날 페라이트에 비하여 경질이므로, 구멍 확장 시에, 계면으로부터 보이드가 발생하기 쉽다. 특히, 이들 경질 조직이 연결되어 생성되면, 그 연결부로부터 보이드가 발생하기 쉽다. 보이드의 발생은 구멍 확장성이 현저하게 열화되는 원인이 된다.
상술한 바와 같이, 잔류 오스테나이트의 형태를 제어함으로써, 구멍 확장 시의 보이드의 발생을 어느 정도 억제할 수 있다. 그러나, 경질 조직의 연결성이 낮아지도록, 경질 조직의 배치를 제어함으로써, 한층 더한 구멍 확장성의 향상이 가능하게 된다.
보다 구체적으로는, 도 1에 도시하는 바와 같이, 마르텐사이트와 베이니틱 페라이트와 잔류 오스테나이트의 연결성을 나타내는 D값을 0.70 이하로 제어함으로써, 우수한 구멍 확장성이 얻어진다. 이 연결성 D값은, 그 값이 작을수록, 경질 조직이 균일하게 분산되어 있음을 나타내는 지표이다. D값이 낮을수록 바람직하기 때문에, 하한값을 정할 필요는 없지만, 물리적으로 0보다 작은 수치로 되지 않으므로, 실질적으로 하한값은 0이다. 한편, 연결성 D값이 0.70을 초과하면, 경질 조직의 연결부가 증가하고, 보이드의 발생이 조장되므로, 구멍 확장성이 현저하게 열화된다. 그 때문에, D값을 0.70 이하로 한다. 바람직하게는, 0.65 이하이다. 연결성 D값의 정의 및 측정 방법에 대해서는 후술한다.
또한, 본 실시 형태에 관한 강판에서는, 도 3에 도시하는 바와 같이, D값이 0.50 이하에서는, 106회를 초과하는 반복 횟수를 나타내고, 펀칭 피로 특성이 매우 우수하다. 또한, D값이 0.50 초과, 0.70 이하에서는 반복 횟수가 105회를 초과하고, 높은 펀칭 피로 특성을 가짐을 알 수 있다. D값이 0.70을 초과하면, 105회 미만에서 파단되고, 펀칭 피로 특성은 열위이다. 펀칭 피로 특성은, 종래의 구멍 확장성 시험으로는 평가할 수 없으며, 또한 구멍 확장성이 우수해도 펀칭 피로 특성이 우수하다고는 할 수 없다. 펀칭 피로 특성은, 평행부의 폭이 20mm, 길이가 40mm, 파지부를 포함시킨 전체 길이가 220mm인 시험편을, 응력 부하 방향과 압연 방향이 평행으로 되도록 제작하고, 평행부의 중앙에 직경 10mm의 구멍을 클리어런스 12.5％의 조건에서 펀칭하고, 미리 JIS5호 시험편에 의해 평가한 각 샘플의 인장 강도의 40％의 인장 응력을 편진동으로 상기 시험편에 반복 제공하여, 파단까지의 반복 횟수로 평가할 수 있다.
각 조직의 동정 및 면적률의 측정은 이하의 방법으로 행한다. 본 실시 형태에 관한 강판에 있어서, 금속 조직은, 대표적인 금속 조직을 나타낸다고 생각되는 판 두께의 1/4의 위치(1/4 두께)를 중심으로 하는 1/8 내지 3/8 두께의 범위에서 평가한다.
본 실시 형태에 있어서, 각종 시험의 샘플은, 강판이라면 압연 방향과 직각인 폭 방향의 중앙부 부근에서 채취하는 것이 바람직하다.
폴리고날 페라이트의 면적률은, 주사형 전자 현미경을 사용한 전자 채널링 콘트라스트상에 의해, 판 두께의 1/4을 중심으로 하는 1/8 내지 3/8 두께의 범위를 관찰함으로써 산출할 수 있다. 전자 채널링 콘트라스트상은, 결정립 내의 결정 방위차를 상의 콘트라스트의 차로서 검출하는 방법이며, 당해 상에 있어서, 펄라이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트가 아니라, 페라이트라고 판단되는 조직에 있어서 균일한 콘트라스트로 비치는 부분이 폴리고날 페라이트이다. 35×25㎛의 전자 채널링 콘트라스트상 8 시야를, 화상 해석의 방법으로, 각 시야에서의 폴리고날 페라이트의 면적률을 산출하고, 그의 평균값을 폴리고날 페라이트의 면적률로 한다. 또한, 화상 해석으로 구해지는 개개의 폴리고날 페라이트의 면적의 원 상당 직경으로부터 페라이트 입경을 구할 수 있다.
베이니틱 페라이트의 면적률 및 애스펙트비는, 주사형 전자 현미경을 사용한 전자 채널링 콘트라스트상 또는 투과형 전자 현미경을 사용한 명시야상에 의해 산출할 수 있다. 전자 채널링 콘트라스트상에 있어서, 페라이트라고 판단되는 조직에 있어서, 하나의 결정립 내에 콘트라스트의 차이가 존재하는 영역이 베이니틱 페라이트이다. 또한, 투과형 전자 현미경에 있어서도 마찬가지로, 하나의 결정립 내에 콘트라스트의 차이가 존재하는 영역이 베이니틱 페라이트가 된다. 상의 콘트라스트의 유무를 확인함으로써, 폴리고날 페라이트와 베이니틱 페라이트를 구별하는 것이 가능하다. 35×25㎛의 전자 채널링 콘트라스트상 8 시야를, 화상 해석의 방법으로, 각 시야의 베이니틱 페라이트의 면적률을 산출하고, 그의 평균값을 베이니틱 페라이트의 면적률로 한다.
베이니틱 페라이트에 있어서의 결정 방위차가 15°이상인 입계로 둘러싸인 영역의 결정 방위차는, FE-SEM-EBSD법[전계 방사형 주사형 전자 현미경(FE-SEM: Field Emission Scanning Electron Microscope)에 부속된 EBSD: Electron Back-Scatter Diffraction을 사용한 결정 방위 해석법]에 의한 결정 방위 해석에 의해 구할 수 있다. 1/4 두께를 중심으로 하는 1/8 내지 3/8 두께의 범위에 있어서, 35×25㎛의 범위를 측정 피치 0.05㎛로 측정한 데이터를, 결정립마다의 결정 방위차의 평균값(Grain Average Misorientation값)으로서 수치화함으로써, 결정 방위차가 15°이상인 입계를 결정할 수 있음과 함께, 결정 방위차가 15°이상인 입계로 둘러싸인 영역의 결정 방위차의 평균값을 구할 수 있다. 또한, 베이니틱 페라이트의 애스펙트비는, 15°이상의 입계로 둘러싸인 영역을 하나의 입자로 하여, 그 입자의 장축의 길이를 단축의 길이로 나눔으로써 산출할 수 있다.
잔류 오스테나이트의 면적률은, 레페라액으로 에칭하여 판 두께의 1/4을 중심으로 하는 1/8 내지 3/8 두께의 범위를, FE-SEM에 의해 관찰하는 것이나, 또는 X선을 사용한 측정에 의해 산출할 수 있다. X선을 사용한 측정에서는, 시료의 판면에서부터 깊이 1/4 위치까지를 기계 연마 및 화학 연마에 의해 제거하고, 특성 X선으로서 MoKα선을 사용하여, bcc상의 (200), (211) 및 fcc상의 (200), (220), (311)의 회절 피크의 적분 강도비로부터, 잔류 오스테나이트의 면적률을 산출하는 것이 가능하다. X선을 사용한 경우, 직접 얻어지는 것은 잔류 오스테나이트의 체적률이지만, 체적률과 면적률은 동등하다고 간주할 수 있다.
X선 회절에 따르면, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도 "Cγ"도 구할 수 있다. 구체적으로는, fcc상의 (200), (220), (311)의 회절 피크의 위치로부터, 잔류 오스테나이트의 격자 상수 "dγ"를 구하고, 또한 화학 분석에 의해 얻어지는 각 샘플의 화학 성분값을 사용하여, 다음 식에 의해 산출할 수 있다.
Cγ=(100×dγ-357.3-0.095×Mn+0.02×Ni-0.06×Cr-0.31×Mo-0.18×V-2.2×N-0.56×Al+0.04×Co-0.15×Cu-0.51×Nb-0.39×Ti-0.18×W)/3.3
또한, 식 중의 각 원소 기호는, 샘플에 포함되는 각 원소의 질량％에 대응한다.
잔류 오스테나이트의 애스펙트비는, 레페라액으로 에칭하여 1/4 두께를 중심으로 하는 1/8 내지 3/8 두께의 범위를, FE-SEM에 의해 관찰하는 것이나, 잔류 오스테나이트의 사이즈가 작은 경우에는, 투과형 전자 현미경을 사용한 명시야상을 사용하여 산출할 수 있다. 잔류 오스테나이트는 면심 입방 구조를 갖기 때문에, 투과형 전자 현미경을 사용하여 관찰하는 경우, 당해 조직의 디프랙션을 취득하고, 금속의 결정 구조에 관한 데이터베이스와 대조함으로써, 잔류 오스테나이트를 식별할 수 있다. 애스펙트비는, 잔류 오스테나이트의 장축의 길이를 단축의 길이로 나눔으로써 산출할 수 있다. 변동을 고려하여, 애스펙트비는, 적어도 100개 이상의 잔류 오스테나이트에 대하여 측정한다.
마르텐사이트의 면적률은, 레페라액으로 에칭하여, 판 두께의 1/4을 중심으로 하는 1/8 내지 3/8 두께의 범위를, FE-SEM에 의해 관찰하고, FE-SEM으로 관찰한 부식되지 않은 영역의 면적률로부터, X선을 사용하여 측정한 잔류 오스테나이트의 면적률을 차감함으로써 산출할 수 있다. 또는 주사형 전자 현미경을 사용한 전자 채널링 콘트라스트상에 의해, 다른 금속 조직과 구별하는 것이 가능하다. 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트는 고용 탄소를 많이 포함하고, 에칭액에 대하여 녹기 어렵게 되므로, 상기 구별이 가능하게 된다. 전자 채널링 콘트라스트상에 있어서, 전위 밀도가 높고, 게다가 입자 내에 블록이나 패킷과 같은 하부 조직을 갖는 영역이 마르텐사이트이다.
또한, 그 밖의 판 두께 위치의 면적률을 구하는 경우에도 상기와 마찬가지의 방법으로 평가할 수 있다. 예를 들어, 표층 내지 200㎛의 범위의 마르텐사이트의 면적률을 평가하는 경우, 표층에서부터 30, 60, 90, 120, 150 및 180㎛의 각 위치에 있어서, 판 두께 방향 25㎛, 압연 방향 35㎛의 범위를, 상기와 동일한 방법으로 평가하고, 각 위치에서 얻어진 마르텐사이트의 면적률을 평균함으로써, 표층 내지 200㎛의 범위의 마르텐사이트의 면적률을 얻을 수 있다.
본 실시 형태에 관한 강판에 있어서의, 마르텐사이트와 베이니틱 페라이트와 잔류 오스테나이트의 연결성 D값에 대하여 설명한다. 연결성 D값은, 다음의 (A1) 내지 (E1)의 방법에 의해 얻어지는 값이다.
(A1) FE-SEM을 사용하여, 압연 방향에 평행한 단면에 있어서 1/4 두께의 압연 방향과 평행인 방향으로 35㎛, 또한 압연 방향과 직각인 방향으로 25㎛의 범위의, 전자 채널링 콘트라스트상을 취득한다.
(B1) 얻어진 상에, 압연 방향에 평행한 선을 24개 1㎛ 간격으로 긋는다.
(C1) 모든 마이크로 조직의 계면과 상기 평행선의 교점의 수를 구한다.
(D1) 상기 모든 교점 중, 경질 조직(마르텐사이트, 베이니틱 페라이트, 잔류 오스테나이트)끼리의 계면과의 교점의 비율을 산출한다(즉, 경질 조직의 계면과 평행선의 교점의 수/평행선과 모든 계면의 교점의 수).
(E1) (A1) 내지 (D1)의 수순을, 동일 시료에서 5 시야 실시하고, 5 시야에 있어서의 경질 조직의 계면의 비율의 평균값을, 당해 시료의 경질 조직의 연결성 D값으로 한다.
이어서, 본 실시 형태에 관한 강판의 기계 특성이나 화학 특성을 확보하기 위해 함유하는 원소의 함유량(화학 조성)에 대하여 설명한다. 함유량에 관한 ％는질량％를 의미한다.
[C: 0.100％ 이상 0.500％ 미만]
C는, 강판의 강도의 확보와, 잔류 오스테나이트의 안정성을 향상시킴에 따른 신율의 향상에 기여하는 원소이다. C 함유량이 0.100％ 미만이면, 인장 강도 980MPa 이상을 얻기가 어렵다. 또한, 잔류 오스테나이트의 안정성이 불충분해지고, 충분한 신율이 얻어지지 않는다. 한편, C 함유량이 0.500％ 이상이 되면, 오스테나이트로부터 베이니틱 페라이트로의 변태가 지연되므로, 베이니틱 페라이트를 면적률로 30.0％ 이상 확보하기가 어려워진다. 그 때문에, C 함유량을 0.100％ 이상 0.500％ 미만으로 한다. 바람직하게는 0.150％ 이상 0.250％ 이하이다.
[Si: 0.8％ 이상 4.0％ 미만]
Si는, 강판의 강도의 향상에 유효한 원소이다. 또한, Si는, 잔류 오스테나이트의 안정성을 향상시킴으로써 신율에 기여하는 원소이다. Si 함유량이 0.8％ 미만에서는 상기 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 그 때문에, Si 함유량을 0.8％ 이상으로 한다. 바람직하게는 1.0％ 이상이다. 한편, Si 함유량이 4.0％ 이상이 되면, 잔류 오스테나이트가 지나치게 증가하여, 0.2％ 내력이 저하된다. 그 때문에, Si 함유량을 4.0％ 미만으로 한다. 바람직하게는 3.0％ 미만이다. 보다 바람직하게는 2.0％ 미만이다.
[Mn: 1.0％ 이상 4.0％ 미만]
Mn은, 강판의 강도 향상에 유효한 원소이다. 또한, Mn은, 연속 어닐링 설비 또는 연속 용융 아연 도금 설비에서의 열처리 시, 냉각 도중에 발생하는 페라이트 변태를 억제하는 원소이다. Mn 함유량이 1.0％ 미만에서는, 상기 효과가 충분히 얻어지지 않고, 소요의 면적률을 초과하는 페라이트가 생성됨과 함께, 0.2％ 내력이 현저하게 저하된다. 그 때문에, Mn 함유량을 1.0％ 이상으로 한다. 바람직하게는 2.0％ 이상이다. 한편, Mn 함유량이 4.0％ 이상이 되면, 슬래브나 열연 강판의 강도가 과도하게 상승한다. 그 때문에, Mn 함유량을 4.0％ 미만으로 한다. 바람직하게는 3.0％ 이하이다.
[P: 0.015％ 미만]
P는, 불순물 원소이며, 강판의 판 두께 중앙부에 편석하여 인성이나 구멍 확장성을 열화시키거나, 용접부를 취화시키거나 하는 원소이다. P 함유량이 0.015％ 이상이 되면, 구멍 확장성의 열화가 현저해지므로, P 함유량을 0.015％ 미만으로 한다. 바람직하게는 0.010％ 미만이다. P는, 적을수록 바람직하므로, 하한은 특별히 한정되지 않지만, 실용 강판에서 0.0001％ 미만으로 하는 것은 경제적으로 불리하므로, 0.0001％가 실질적인 하한이다.
[S: 0.0500％ 미만]
S는, 불순물 원소이며, 용접성을 저해하는 원소이다. 또한, S는, 조대한 MnS를 형성하여, 구멍 확장성을 저해하는 원소이다. S 함유량이 0.0500％ 이상이 되면, 용접성의 저하 및 구멍 확장성의 저하가 현저해지므로, S 함유량을 0.0500％ 미만으로 한다. 바람직하게는 0.00500％ 이하이다. S는, 적을수록 바람직하므로, 하한은 특별히 한정되지 않지만, 실용 강판에서 0.0001％ 미만으로 하는 것은 경제적으로 불리하므로, 0.0001％가 실질적인 하한이다.
[N: 0.0100％ 미만]
N은, 조대한 질화물을 형성하여, 굽힘성이나 구멍 확장성을 저해하거나, 용접 시의 블로우홀의 발생 원인이 되는 원소이다. N 함유량이 0.0100％ 이상이 되면, 구멍 확장성의 저하나, 블로우홀의 발생이 현저해지므로, N 함유량을 0.0100％ 미만으로 한다. N은, 적을수록 바람직하므로, 하한은 특별히 한정되지 않지만, 실용 강판에서 0.0005％ 미만으로 하는 것은, 제조 비용의 대폭적인 증가를 초래하므로, 0.0005％가 실질적인 하한이다.
[Al: 2.000％ 미만]
Al은, 탈산재로서 유효한 원소이다. 또한, Al은, Si와 마찬가지로, 오스테나이트 중에서의 철계 탄화물의 석출을 억제하는 작용을 갖는 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해 함유시켜도 된다. 그러나, Si가 함유되어 있는 본 실시 형태에 관한 강판에서는, 반드시 함유시키지는 않아도 된다. 단, 실용 강판에서 Al 함유량을 0.001％ 미만으로 하는 것은 곤란하므로, 0.001％를 하한으로 해도 된다. 한편, Al 함유량이 2.000％ 이상이 되면, 오스테나이트로부터 페라이트로의 변태가 촉진되고, 페라이트의 면적률이 과잉이 되고, 0.2％ 내력의 열화를 초래한다. 그 때문에, Al 함유량을 2.000％ 미만으로 한다. 바람직하게는 1.000％ 이하이다.
[Si+Al: 1.000％ 이상]
Si 및 Al은, 잔류 오스테나이트의 안정성을 향상시킴으로써 신율에 기여하는 원소이다. 이들 원소의 함유량의 합계가 1.000％ 미만에서는 충분한 효과가 얻어지지 않으므로 Si와 Al의 합계 함유량을 1.000％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 1.200％ 이상이다. Si+Al의 상한은, Si, Al의 각각의 상한의 합계의 6.000％ 미만이 된다.
[Ti: 0.020％ 이상 0.150％ 미만]
Ti는, 본 실시 형태에 관한 강판에 있어서 중요한 원소이다. Ti는 열처리 공정에 있어서 오스테나이트를 미립화함으로써, 오스테나이트의 입계 면적을 증가시킨다. 페라이트는 오스테나이트의 입계로부터 핵 생성되기 쉬우므로, 오스테나이트의 입계 면적이 증가함으로써, 페라이트의 면적률이 높아진다. 오스테나이트의 미립화 효과는, Ti 함유량이 0.020％ 이상에서 명확하게 나타나므로, Ti 함유량을 0.020％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.040％ 이상, 보다 바람직하게는 0.050％ 이상이다. 한편, Ti 함유량이 0.150％ 이상이 되면, 탄질화물의 석출량이 증가하여 전체 신율이 저하된다. 그 때문에, Ti 함유량을 0.150％ 미만으로 한다. 바람직하게는 0.010％ 미만이고, 보다 바람직하게는 0.070％ 미만이다.
본 실시 형태에 관한 강판은, 상기 원소를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불순물을 포함하는 것을 기본으로 한다. 그러나, 상기 원소 외에, Nb: 0.020％ 이상 0.600％ 미만, V: 0.010％ 이상 0.500％ 미만, B: 0.0001％ 이상 0.0030％ 미만, Mo: 0.010％ 이상 0.500％ 미만, Cr: 0.010％ 이상 2.000％ 미만, Mg: 0.0005％ 이상 0.0400％ 미만, Rem: 0.0005％ 이상 0.0400％ 미만, Ca: 0.0005％ 이상 0.0400％ 미만의 1종 또는 2종 이상을 적절히 함유시켜도 된다. Nb, V, B, Mo, Cr, Mg, Rem, Ca는 반드시 함유시킬 필요가 없기 때문에, 그의 하한은 0％이다. 또한, 후술하는 범위 미만에서 이들 원소를 포함한 경우라도, 본 실시 형태에 관한 강판의 효과를 손상시키는 것은 아니다.
[Nb: 0.005％ 이상 0.200％ 미만]
[V: 0.010％ 이상 0.500％ 미만]
Nb 및 V는, Ti와 마찬가지로, 열처리 공정에 있어서 오스테나이트를 미립화함으로써, 오스테나이트의 입계 면적을 증가시키는 효과를 갖는다. 이 효과를 얻는 경우, Nb라면, Nb 함유량을 0.005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, V라면, V 함유량을 0.010％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Nb 함유량이 0.200％ 이상이 되면, 탄질화물의 석출량이 증가하여 전체 신율이 저하된다. 그 때문에, Nb를 함유시키는 경우라도, Nb 함유량을 0.200％ 미만으로 하는 것이 바람직하다. 또한, V 함유량이 0.500％ 이상이 되면, 탄질화물의 석출량이 증가하여 전체 신율이 저하된다. 그 때문에, V를 함유시키는 경우라도, V 함유량을 0.500％ 미만으로 하는 것이 바람직하다.
[B: 0.0001％ 이상 0.0030％ 미만]
B는, 입계를 강화하는 효과나, 연속 어닐링 설비나 연속 용융 아연 도금 설비에서의 어닐링 후의 냉각 시, 페라이트 변태를 억제함으로써, 폴리고날 페라이트의 조직 분율이 소정량을 초과하지 않도록 제어하는 효과를 갖는다. 상기 효과를 얻는 경우, B 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0010％ 이상이다. 한편, B 함유량이 0.0030％ 이상이 되면, 페라이트 변태를 억제하는 효과가 지나치게 강하여 소정량 이상의 폴리고날 페라이트를 확보할 수 없게 된다. 그 때문에, B를 함유시키는 경우라도, B 함유량을 0.0030％ 미만으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0025％ 이하이다.
[Mo: 0.010％ 이상 0.500％ 미만]
Mo는, 강화 원소임과 함께, 연속 어닐링 설비나 연속 용융 아연 도금 설비에서의 어닐링 후의 냉각 시, 페라이트 변태를 억제함으로써, 폴리고날 페라이트의 조직 분율(면적률)이 소정량을 초과하지 않도록 제어하는 효과를 갖는다. Mo의 함유량이 0.010％ 미만에서는 효과가 얻어지지 않으므로, 함유량을 0.010％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.020％ 이상이다. 한편, Mo 함유량이 0.500％ 이상이 되면, 페라이트 변태를 억제하는 효과가 지나치게 강하여 소정량 이상의 폴리고날 페라이트를 확보할 수 없게 된다. 그 때문에 함유시키는 경우라도, Mo 함유량은 0.500％ 미만이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.200％ 이하이다.
[Cr: 0.010％ 이상 2.000％ 미만]
Cr은, 강판의 강도 상승에 기여하는 원소임과 함께, 연속 어닐링 설비나 연속 용융 아연 도금 설비에서의 어닐링 후의 냉각 시, 폴리고날 페라이트의 조직 분율이 소정량을 초과하지 않도록 제어하는 효과를 갖는 원소이다. 이 효과를 얻는 경우, Cr 함유량을 0.010％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.020％ 이상이다. 한편, Cr 함유량이 2.000％ 이상이 되면, 페라이트 변태를 억제하는 효과가 지나치게 강하여 소정량 이상의 폴리고날 페라이트를 확보할 수 없게 된다. 그 때문에, Cr을 함유시키는 경우라도, Cr 함유량을 2.000％ 미만으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.100％ 이하이다.
[Mg: 0.0005％ 이상 0.0400％ 미만]
[Rem: 0.0005％ 이상 0.0400％ 미만]
[Ca: 0.0005％ 이상 0.0400％ 미만]
Ca, Mg 및 REM은, 산화물이나 황화물의 형태를 제어하고, 구멍 확장성의 향상에 기여하는 원소이다. 어느 원소도 함유량이 0.0005％ 미만에서는 상기 효과가 얻어지지 않으므로, 함유량을 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0010％ 이상이다. 한편, 어느 원소도, 함유량이 0.0400％ 이상이 되면, 조대한 산화물이 형성되고, 구멍 확장성이 열화된다. 그 때문에, 어느 원소도 함유량을 0.0400％ 미만으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.010％ 이하이다.
REM(희토류 원소)을 함유시키는 경우, 미슈메탈로 첨가하는 경우가 많지만, La나 Ce 외에 란타노이드 계열의 원소를 복합으로 첨가해도 된다. 이 경우에도, 본 실시 형태에 관한 강판의 효과를 손상시키는 것은 아니다. 또한, 금속 La나 Ce 등의 금속 REM을 첨가해도, 본 실시 형태에 관한 강판의 효과를 손상시키는 것은 아니다.
[인장 강도가 980MPa 이상, 0.2％ 내력이 600MPa 이상, 전체 신율이 21.0％ 이상, 또한 구멍 확장률이 30.0％ 이상]
본 실시 형태에 관한 강판은, 충돌 안전성을 확보하면서, 자동차 차체의 경량화에 기여할 수 있는 범위로서, 인장 강도를 980MPa 이상, 0.2％ 내력을 600MPa 이상으로 한다. 또한, 자동차 부재의 골격계 부품 등으로의 적용을 상정하여, 전체 신율을 21.0％ 이상, 구멍 확장률을 30.0％ 이상으로 한다. 바람직하게는, 전체 신율을 30.0％ 이상, 구멍 확장률을 50.0％ 이상으로 한다.
본 실시 형태에 있어서, 이들 값, 특히 전체 신율 및 구멍 확장성은, 통상의 방법으로는 정량적으로 평가가 어려운 강판의 조직의 불균일성 등을 나타내는 지표이기도 하다.
이어서, 본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다.
[주조 공정]
상술한 본 실시 형태에 관한 강판의 성분 범위가 되도록 용제한 용강을, 강괴 또는 슬래브로 주조한다. 열간 압연에 제공하는 주조 슬래브는, 주조한 슬래브이면 되며, 특정한 주조 슬래브에 한정되지 않는다. 예를 들어, 연속 주조 슬래브나, 박 슬래브 캐스터로 제조한 슬래브여도 된다. 주조 슬래브는, 직접 열간 압연에 제공하거나, 또는 일단 냉각한 후, 가열하여 열간 압연에 제공한다.
[열연 공정]
열연 공정에서는, 조압연과 마무리 압연을 행하여 열연 강판을 얻는다.
조압연에서는, 1000℃ 이상 1150℃ 이하의 온도 영역(제1 온도 영역)에서의 압하율의 합계(누적 압하율)가 40％ 이상일 필요가 있다. 당해 온도 영역에서의 압하에서 압하율이 40％ 이하이면, 마무리 압연 후의 오스테나이트 입경이 커지고, 강판 조직의 불균일성이 커지므로, 성형성이 열화된다.
한편, 제1 온도 영역에서의 압하율의 합계가 40％ 미만이면, 마무리 압연 후의 오스테나이트 입경이 과도하게 작아지고, 오스테나이트로부터 페라이트로의 변태가 과도하게 촉진되고, 강판 조직의 불균일성이 커지므로, 어닐링 후의 성형성이 열화된다.
또한, 열간 압연 공정에 있어서의 마무리 압연의 온도와, 압하율의 합계값은, 열처리 후의 경질 조직의 연결성을 제어하기 위해 중요한 공정이다. 마무리 압연의 온도와, 압하율의 합계값을 제어함으로써, 열연 강판의 단계에서의 마이크로 조직에 있어서, 펄라이트를 균일하게 분산시킬 수 있다. 열연 강판에 있어서, 펄라이트를 균일하게 분산시키면, 냉연 강판에 있어서, 경질 조직 열연의 연결성을 저하시킬 수 있다.
강판의 조직 내에서 펄라이트의 배치를 균일하게 분산시키기 위해서는, 압하에 의해 많은 양의 변형을 축적시켜, 보다 미립의 재결정립을 얻는 것이 중요하다. 본 발명자들은, 이하의 식 (1)에 의해 구해지는 온도 T1을 기준으로 하여, 소정의 성분을 갖는 강판에 있어서, 오스테나이트 영역에서의 재결정에 의해 결정립이 미세하게 되는 온도 범위를 결정할 수 있음을 알아냈다. 온도 T1은 오스테나이트 중에서의 Ti 화합물의 석출 상태를 나타내는 지표이다. 열간 압연 및 냉연판 어닐링에 있어서의 비평형 상태에 있어서, T1-50℃ 이하에서는 Ti 화합물의 석출이 포화 상태에 달하고, 또한 T1+150℃에서는 Ti 화합물은 오스테나이트 중에 완전히 용해된다.
구체적으로는, 본 발명자들은 T1℃ 내지 T1+150℃의 온도 영역(제2 온도 영역)에서 복수 패스의 압연(마무리 압연)을 행하고, 그 누적 압하율을 50％ 이상으로 함으로써, 압연 중에 생성되는 미세한 재결정립의 성장이, 동시에 석출되는 Ti 화합물에 의해 억제되고, 마무리 압연 후의 오스테나이트의 결정립을 미세하게 할 수 있음을 알아냈다. 누적 압하율이 50％ 미만에서는, 마무리 압연 후의 오스테나이트 입경이 혼립이 되고, 강판 조직의 불균일성이 커지므로 바람직하지 않다. 누적 압하율은, 변형 축적에 의한 재결정 촉진의 관점에서 70％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, 누적 압하율의 상한을 제한함으로써, 압연 온도를 보다 충분히 확보하고, 압연 부하를 억제할 수 있다. 그 때문에, 누적 압하율을 90％ 이하로 해도 된다.
T1(℃)=920+40×C2-80×C+Si2+0.5×Si+0.4×Mn2-9×Mn+10×Al+200×N2-30×N-15×Ti … (1)
여기서, 원소 기호는, 각 원소의 질량％에서의 함유량이다.
마무리 압연의 온도 영역과, 누적 압하율을 제어함으로써, 열연 강판의 마이크로 조직에 있어서의 펄라이트를 균일하게 분산시킬 수 있다. 이 이유는, 마무리 압연의 제어에 의해, 오스테나이트의 재결정이 촉진되고, 결정립이 미세하게 되고, 그 결과, 펄라이트의 배치를 균일하게 분산시킬 수 있기 때문이다. 보다 구체적으로는, 강판 중에는, 통상, 주조 공정에서 형성된 Mn의 마이크로 편석이, 압연에 의해 연신되어, 밴드상으로 존재하고 있다. 이 경우, 마무리 압연 후의 냉각 과정에 있어서, 마무리 압연 완료 후부터 권취까지의 동안에 일정한 냉각 속도로 단조롭게 강판의 온도를 저하시키면 Mn의 부편석대에서 페라이트가 생성되고, 층상으로 잔존한 미변태 오스테나이트 부분에 C가 농화된다. 그리고, 그 후의 냉각 혹은 권취 과정에 있어서, 이 오스테나이트가 펄라이트로 변태되고, 펄라이트 밴드가 생성된다. 냉각 과정에서 생성되는 페라이트는, 오스테나이트 입계나 3 중점에서 우선적으로 핵 생성되므로, 재결정 오스테나이트 입자가 조대한 경우, 페라이트의 핵 생성 사이트가 적고, 펄라이트 밴드가 생성되기 쉬운 것이라고 생각된다.
한편, 재결정 오스테나이트 입자가 미세한 경우, 냉각 과정에 있어서 생성되는 페라이트의 핵 생성 사이트수가 많고, Mn의 편석대 중에 있는 오스테나이트의 3 중점으로부터도 페라이트가 생성됨으로써, 미변태로 잔존하는 오스테나이트가 층상을 형성하기 어려워진다. 이 결과, 펄라이트 밴드의 생성이 억제되는 것이라고 생각된다.
본 발명자들은 펄라이트 밴드를 정량적으로 평가하기 위해, 펄라이트의 연결성 E값이라고 하는 지표를 사용하는 것이 유효함을 알아냈다. 또한, 본 발명자들이 예의 검토를 행한 결과, 도 2에 도시하는 바와 같이, 펄라이트의 연결성 E값이 0.40 이하가 되는 경우에, 경질 조직의 연결성 D값이 0.70 이하인 냉연 강판이 얻어짐을 알아냈다. 펄라이트의 연결성 E값은, 그 값이 작을수록, 펄라이트의 연결성이 낮고, 펄라이트가 균일하게 분산되어 있음을 나타낸다. 연결성 E값이 0.40을 초과하면, 펄라이트의 연결성이 높아지고, 열처리 후의 경질 조직의 연결성 D값을 소정의 값으로 제어할 수 없다. 그 때문에, 열연 강판의 단계에 있어서, E값의 상한을 0.40으로 하는 것이 중요하다. 한편, E값의 하한값은 특별히 정하지 않지만, 물리적으로 0 미만의 수치로 되지 않으므로, 실질적으로 하한값은 0이다.
열연 강판에 있어서의 펄라이트의 식별은, 나이탈을 사용한 광학 현미경 관찰, 또는 주사형 전자 현미경을 사용한 2차 전자상에 의해 가능하고, 판 두께의 1/4(1/4 두께)을 중심으로 하는 1/8 내지 3/8 두께의 범위를 관찰함으로써, 산출할 수 있다.
펄라이트의 연결성 E값은, 다음의 방법 (A2) 내지 (E2)의 방법으로 구할 수 있다.
(A2) FE-SEM을 사용하여, 압연 방향에 평행한 단면에 있어서 1/4 두께에 있어서, 압연 방향과 평행인 방향으로 35㎛, 또한 압연 방향과 직각인 방향으로 25㎛의 범위의 2차 전자상을 취득한다.
(B2) 얻어진 상에, 압연 방향에 평행한 선을 5㎛ 간격으로 6개 긋는다.
(C2) 모든 마이크로 조직의 계면과 선의 교점의 수를 구한다.
(D2) 상기 모든 교점 중, 평행선과 펄라이트가 인접하는 계면의 교점의 수를, 모든 평행선과 계면의 교점의 수로 나누어, 펄라이트의 계면의 비율을 산출한다(즉, 펄라이트끼리의 계면과 평행선의 교점의 수/평행선과 모든 계면의 교점의 수).
(E2) (A2) 내지 (D2)의 수순을, 동일 시료에서 5 시야 실시하고, 5 시야에 있어서의 펄라이트의 계면의 비율의 평균값을, 당해 시료의 경질 조직의 연결성 E값으로 한다.
열연 공정보다 나중에 행해지는 산세 및 냉연 후의 어닐링 공정에 있어서, 오스테나이트는 펄라이트의 주위로부터 역변태된다. 그 때문에, 열연 공정에 있어서 펄라이트의 배치를 균일하게 함으로써, 그 후의 역변태 시의 오스테나이트도 균일하게 분산된다. 균일하게 분산된 오스테나이트가 베이니틱 페라이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트로 변태되면, 그 배치가 계속되어, 이들 경질 조직을 균일하게 분산시킬 수 있다.
마무리 압연은, T1-40℃ 이상의 온도 영역에서 완료한다. 마무리 압연 온도(FT)는, 강판의 조직 제어의 점에서 중요하다. 마무리 압연 온도가 T1-40℃ 이상이면, 마무리 압연 후에 Ti 화합물이 오스테나이트의 결정립계에 석출되어, 오스테나이트의 입성장을 억제하여, 마무리 압연 후의 오스테나이트를 미립으로 제어하는 것이 가능하게 된다. 한편, 마무리 압연 온도가 T1-40℃ 미만이면, Ti 화합물의 석출이 포화 상태에 가까워지거나, 혹은 도달한 후에 변형이 더해짐으로써, 마무리 압연 후의 오스테나이트의 결정립이 혼립이 되고, 그 결과, 성형성이 열화된다.
열간 압연 공정에서는, 조압연판끼리를 접합하여 연속적으로 열간 압연을 행해도 되고, 또한 조압연판을 일단 권취하여, 다음 열간 압연에 제공해도 된다.
[제1 냉각 공정]
열간 압연 후의 열연 강판을, 열간 압연 후, 0 내지 5.0초 이내에 냉각을 개시함과 함께, 600 내지 650℃의 온도 영역까지 20℃/s 내지 80℃/s의 냉각 속도로 냉각한다.
열간 압연 후, 냉각 개시까지가 5.0초 초과이면, 강판의 폭 방향에서 오스테나이트의 결정립 직경에 차가 발생하므로, 냉연 어닐링 후의 제품에 있어서 강판의 폭 방향에서의 성형성의 변동을 낳아, 제품 가치의 저하를 초래하므로 바람직하지 않다. 냉각 속도가 20℃/s 미만이면 열연 강판에서의 펄라이트의 연결성 E값을 0.40 이하로 억제할 수 없고, 성형성이 저하된다. 한편, 냉각 속도가 80℃/s를 초과하면, 열연 강판의 판 두께 표층 부근은 마르텐사이트 주체의 조직이 되고, 또한 판 두께 중심에서는 베이나이트 및 베이나이트가 많이 존재하게 되어, 판 두께 방향의 조직이 불균일해져 성형성이 저하된다.
[체류 공정]
[제2 냉각 공정]
[권취 공정]
제1 냉각 공정 후의 열연 강판을 600 내지 650℃의 온도 영역(제3 온도 영역)에, 하기 식 (2)에 의해 정하는 시간 t초 이상 체류시키고, 그 후, 600℃ 이하까지 냉각한다. 또한, 냉각 후의 열연 강판을, 600℃ 이하의 온도 영역에서 권취한다. 권취에 의해, 권취 후의 강판(열연 강판)의 마이크로 조직에 있어서, 펄라이트의 연결성 E값이 0.4 이하, 또한 금속 조직이 베이니틱 페라이트를 포함하고, 베이니틱 페라이트 중, 15°이상의 입계로 둘러싸인 영역의 결정 방위차의 평균값이 0.5°이상 3.0°미만인 베이니틱 페라이트의 비율이 80.0％ 이상인 열연 강판이 얻어진다.
여기서, 체류란, 냉각수, 미스트, 대기, 열간 압연기의 테이블 롤러에 의한 발열 및 변태에서 발생하는 복열, 히터에 의한 온도의 상승을 받아, 600 내지 650℃의 온도 영역에서 유지되는 것이다.
마무리 압연 종료 후부터 권취까지의 공정은, 본 실시 형태에 관한 강판에 있어서 소정의 특성을 얻기 위해 중요한 공정이다. 열연 강판의 마이크로 조직을, 강판의 마이크로 조직에 있어서의 베이니틱 페라이트 중 결정 방위차가 15°이상인 입계로 둘러싸인 영역의 결정 방위차의 평균값이 0.5°이상 3.0°미만인 베이니틱 페라이트를 80.0％ 이상으로 제어함으로써, 후속 열처리 공정에 있어서, 오스테나이트 입자의 생성 밀도를 높일 수 있다.
권취 공정 후의 열연 강판에 있어서, 베이니틱 페라이트 중, 결정 방위차가 15°이상인 입계로 둘러싸인 영역의 결정 방위차의 평균값이 0.5°이상 3.0°미만인 베이니틱 페라이트가 생성되면, 베이니틱 페라이트의 경계에는, 미세하고 입상인 미변태의 오스테나이트가 잔존한다.
즉, 열연 강판에 있어서 탄화물이나 잔류 오스테나이트를 미세하게 분산시켜 둠으로써, 열처리 후의 오스테나이트 입자의 생성 밀도를 높일 수 있고, 결과로서, 0.2％ 내력을 확보하는 것이 가능하게 된다. 본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법에서는, 열연 강판의 마이크로 조직 제어에 의해, 후속 공정인 어닐링 공정에 있어서 오스테나이트 입자의 생성 밀도를 높이고, 또한 강판에 함유되는 Ti의 효과에 의해 오스테나이트의 입성장을 억제함으로써, 오스테나이트의 미립화를 실현할 수 있다. 이 2개의 효과가 발현됨으로써, 냉연 강판에 있어서, 소정의 마이크로 조직을 얻을 수 있고, 게다가 소정의 특성을 만족시키는 것이 가능하게 된다.
열연 강판에 있어서, 베이니틱 페라이트 중 결정 방위차가 15°이상인 입계로 둘러싸인 영역의 결정 방위차의 평균값이 0.5°이상 3.0°미만인 베이니틱 페라이트를 80.0％ 이상으로 제어하기 위해서는, 권취까지의 각 공정을 상술한 조건에서 행하는 것이 필요하며, 특히 마무리 압연 종료 후에, 600 내지 650℃의 온도 영역에 식 (2)에 의해 정하는 시간 t초 이상 체류시키고, 냉각하고, 600℃ 이하의 온도 영역에서 권취하는 것이 특히 중요하다.
t(초)=1.6+(10×C+Mn-20×Ti)/8 … (2)
식 중의 원소 기호는, 원소의 질량％에서의 함유량을 나타낸다.
체류 온도가 600℃ 미만이 되면, 결정 방위차가 큰 베이니틱 페라이트가 생성되기 때문에, 결정 방위차가 15°이상인 입계로 둘러싸인 영역의 결정 방위차의 평균값이 0.5°이상 3.0°미만인 베이니틱 페라이트의 비율이 80.0％ 미만이 된다. 한편, 체류 온도가 650℃를 초과하면, E값을 0.4 이하로 할 수 없다. 그 때문에, 체류 온도는 600 내지 650℃로 한다.
600 내지 650℃에 있어서의 체류 시간은 t초 이상으로 한다. 결정 방위차가 15°이상인 입계로 둘러싸인 영역의 결정 방위차의 평균값이 0.5°이상 3.0°미만인 베이니틱 페라이트는, 결정 방위차가 작은 베이니틱 페라이트(라스)의 집단이, 계면에 존재하는 전위의 회복에 의해, 하나의 결정립으로 된 결과, 생성되는 금속 조직이다. 그 때문에, 어떠한 온도에서 소정 시간 이상 유지할 필요가 있다. 체류 시간이 t초 미만이 되면, 열연 강판에 있어서 결정 방위차가 15°이상인 입계로 둘러싸인 영역의 결정 방위차의 평균값이 0.5°이상 3.0°미만인 베이니틱 페라이트를 80.0％ 이상 확보할 수 없다. 그 때문에, 하한을 t초로 한다. 한편, 체류 시간에 상한이 없기는 하지만, 10.0초를 초과하는 체류에서는 열연의 런ㆍ아웃ㆍ테이블에 대규모의 가열 장치의 설치를 행할 필요가 생기는 등, 비용의 증가를 초래하기 때문에 10.0초 이하가 바람직하다.
열연 강판을 600 내지 650℃의 온도 영역에서 t초 이상 체류시킨 후, 600℃ 이하까지 냉각하고, 600℃ 이하에서 권취한다. 권취 온도(CT)가 600℃를 초과하면, 펄라이트가 생성되고, 베이니틱 페라이트를 80.0％ 이상 확보할 수 없다. 그 때문에, 상한을 600℃로 한다. 냉각 정지 온도와 권취 온도는 거의 동등하다.
본 발명자들이 예의 검토한 결과, 권취 온도를 100℃ 이하로 함으로써, 그 후의 냉간 압연, 열처리 공정 등을 거쳐 생성되는 잔류 오스테나이트의 면적률을 보다 높일 수 있음을 알 수 있었다. 그 때문에, 권취 온도를 100℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 권취 온도의 하한은 특별히 정하지 않지만, 실온 이하의 온도에서 권취하는 것은 기술적으로 곤란하므로, 실온이 실질적인 하한이 된다.
[유지 공정]
100℃ 이하의 온도 영역에서 권취하여 열연 강판으로 한 경우, 400℃ 이상 A1 변태점 이하의 온도 영역(제7 온도 영역)까지 승온하고, 10초 이상 10시간 이하 유지해도 된다. 이 공정에 따르면, 열연 강판을 냉간 압연이 가능한 강도까지 연질화할 수 있으므로 바람직하다. 이 유지 공정은, 열연 강판의 마이크로 조직이나, 냉간 압연 및 열처리 공정을 거쳐 생성되는 잔류 오스테나이트의 조직 분율을 높이는 효과를 손상시키는 것은 아니다. 열연 강판의 유지는, 대기 중, 또는 수소 분위기 중, 또는 질소와 수소의 혼합 분위기 중에서 행해도 된다.
가열 온도가 400℃ 미만에서는, 열연 강판의 연질화 효과가 얻어지지 않는다. 가열 온도가 A1 변태점을 초과하면, 열연 강판의 마이크로 조직이 손상되고, 열처리 후의 소정의 특성을 얻기 위한 마이크로 조직을 생성시킬 수 없다. 승온 후의 유지 시간이 10초 미만에서는, 열연 강판의 연질화 효과가 얻어지지 않는다.
A1 변태점은, 열팽창 시험으로부터 구할 수 있으며, 예를 들어 1℃/s로 샘플을 가열하고, 열팽창 변화로부터 구해지는 오스테나이트의 체적률이 5％를 초과하는 온도를 A1 변태점으로 하는 것이 바람직하다.
[산세 공정]
[냉연 공정]
600℃ 이하에서 권취한 열연 강판을 템퍼링하고, 산세를 실시하고, 냉간 압연에 제공한다. 산세에 의해 열연 강판의 표면의 산화물을 제거하여, 냉연 강판의 화성 처리성이나 도금성의 향상을 도모한다. 산세는, 공지된 방법이어도 되며, 1회여도 되고, 복수회로 나누어 행하여도 된다.
산세한 열연 강판을, 누적 압하율이 40.0％ 이상 80.0％ 이하가 되도록 냉간 압연한다. 누적 압하율이 40.0％ 미만에서는, 냉연 강판의 형상을 평탄하게 유지하기가 어렵고, 또한 최종 제품의 연성이 저하되므로, 누적 압하율은 40.0％ 이상으로 한다. 바람직하게는 50.0％ 이상이다. 이것은, 예를 들어 누적 압하율이 불충분하면, 강판 내에 축적되는 변형이 불균일해지고, 냉연 강판을 어닐링 공정에 있어서 실온에서부터 A1 변태점 미만의 온도 영역까지 가열할 때 페라이트가 혼립이 되고, 또한 이 페라이트의 형태에 기인하여 어닐링 온도에서 유지할 때 오스테나이트가 혼립이 되어, 그 결과, 조직이 불균일해지기 때문이라고 생각된다. 한편, 누적 압하율이 80.0％를 초과하면, 압연 하중이 과대해져, 압연이 곤란하게 된다. 또한, 페라이트의 재결정이 과잉이 되고, 조대한 페라이트가 형성되고, 페라이트의 면적률이 60.0％를 초과하고, 최종 제품의 구멍 확장성이나 굽힘성이 열화된다. 그 때문에, 누적 압하율을 80.0％ 이하로 한다. 바람직하게는 70.0％ 이하이다. 또한, 압연 패스의 횟수, 패스마다의 압하율은, 특별히 한정되지 않는다. 누적 압하율 40.0％ 이상 80.0％ 이하를 확보할 수 있는 범위에서, 적절히 설정하면 된다.
[어닐링 공정]
냉연 공정 후의 냉연 강판을 연속 어닐링 라인에 제공하고, T1-50℃ 이상 960℃ 이하의 온도(제4 온도 영역)로 가열하여 어닐링을 실시한다. 어닐링 온도가 T1-50℃ 미만이면, 금속 조직으로서 폴리고날 페라이트가 60.0％를 초과하고, 소정량의 베이니틱 페라이트 및 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없다. 또한, 어닐링 후의 냉각 공정에 있어서 폴리고날 페라이트 중에 Ti 화합물을 석출시킬 수 없고, 폴리고날 페라이트의 가공 경화능이 저하되어, 성형성이 저하된다. 그 때문에, 어닐링 온도를 T1-50℃ 이상으로 한다. 한편, 상한은 정할 필요는 없지만, 조업상, 960℃ 초과로 하면, 강판 표면으로의 흠 생성 및 노 내에서의 강판의 파단을 초래하고, 생산성이 저하될 우려가 있다는 점에서, 960℃가 실질적인 상한이 된다.
어닐링 공정에서의 유지 시간은 30초 이상 600초 이하로 한다. 어닐링의 유지 시간이 30초 미만이면, 오스테나이트에 대한 탄화물의 용해가 충분하지 않고, 오스테나이트 중의 고용 탄소의 분포가 균일화되지 않으므로, 어닐링 후에 고용 탄소 농도가 작은 잔류 오스테나이트가 생성되게 된다. 이러한 잔류 오스테나이트는 가공에 대한 안정성이 현저하게 낮으므로, 냉연 강판의 구멍 확장성이 저하된다. 또한, 유지 시간이 600초를 초과하면, 강판 표면으로의 흠 생성 및 노 내에서의 강판의 파단을 초래하고, 생산성이 저하될 우려가 있으므로, 600초를 상한으로 한다.
[제3 냉각 공정]
어닐링 공정 후의 냉연 강판에 대하여, 폴리고날 페라이트의 면적률의 제어를 목적으로 하여, 600℃ 이상 720℃ 이하의 온도 영역(제5 온도 영역)까지 1.0℃/s 이상 10.0℃/s 이하의 냉각 속도로 냉각한다. 냉각 정지 온도가 600℃ 미만이면, 오스테나이트로부터 페라이트로의 변태가 지연되고, 폴리고날 페라이트가 40％ 미만이 된다. 그 때문에, 냉각 정지 온도는 600℃ 이상으로 한다. 냉각 정지 온도까지의 냉각 속도는 1.0℃/s 이상 10.0℃/s 이하로 한다. 1.0℃/초 미만이면, 페라이트가 60.0％를 초과하기 때문에, 1.0℃/초 이상으로 한다. 10.0℃/초를 초과하는 냉각 속도에서는, 오스테나이트로부터 페라이트로의 변태가 지연되고, 페라이트가 40.0％ 미만이 되기 때문에, 냉각 속도는 10.0℃/초 이하로 한다. 냉각 정지 온도가 720℃를 초과하면, 페라이트가 60.0％를 초과하기 때문에, 냉각 정지 온도는 720℃ 이하로 한다.
[열처리 공정]
제3 냉각 공정 후의 냉연 강판에 대하여, 10.0℃/s 이상 60.0℃/s 이하의 냉각 속도로 150℃ 이상 500℃ 이하의 온도 영역(제6 온도 영역)으로 냉각하고, 30초 이상 600초 이하 유지한다. 150℃ 이상 500℃ 이하의 온도 영역까지 재가열한 후 30초 이상 600초 이하 유지해도 된다.
이 공정은, 베이니틱 페라이트를 30.0％ 이상, 잔류 오스테나이트를 10.0％ 이상, 마르텐사이트를 15.0％ 이하로 하기 위해 중요한 공정이다. 냉각 속도가 10.0℃/s 미만, 또는 냉각 정지 온도가 500℃를 초과하면, 페라이트가 생성되고, 베이니틱 페라이트를 30.0％ 이상 확보할 수 없다.
또한, 냉각 속도가 60.0℃/s를 초과하거나, 또는 냉각 정지 온도가 150℃ 미만이 되면, 마르텐사이트 변태가 촉진되고, 마르텐사이트의 면적률이 15％를 초과한다. 그 때문에, 10.0℃/s 이상 60.0℃/s 이하의 냉각 속도로 150℃ 이상 500℃ 이하의 온도 영역으로 냉각한다.
그 후, 이 온도 영역에서 30초 이상 유지함으로써, 강판의 금속 조직에 포함되는 잔류 오스테나이트 중으로의 C의 확산이 촉진되고, 잔류 오스테나이트의 안정성이 향상되고, 잔류 오스테나이트를 면적률로 10.0％ 이상 확보하는 것이 가능하다. 한편, 유지 시간이 600초 초과이면, 강판 표면으로의 흠 생성 및 노 내에서의 강판의 파단을 초래하고, 생산성이 저하될 우려가 있다는 점에서, 600초를 상한으로 한다.
10.0℃/s 이상 60.0℃/s 이하의 냉각 속도로 150℃ 이상 500℃ 이하의 온도 영역으로 냉각한 후, 150℃ 이상 500℃ 이하의 온도 영역까지 재가열한 후, 30초 이상 600초 이하 유지해도 된다. 재가열에 의해, 열팽창에 의한 체적 변화에 의해 격자 왜곡이 도입되고, 이 격자 왜곡에 의해 강판의 금속 조직에 포함되는 오스테나이트 중으로의 C의 확산이 촉진되고, 잔류 오스테나이트의 안정성을 보다 향상시킬 수 있으므로, 재가열을 행함으로써, 더 신율 및 구멍 확장률을 향상시킬 수 있다.
열처리 공정 후에, 필요에 따라 강판을 권취하면 된다. 이와 같이 하여 본 실시 형태에 관한 냉연 강판을 제조할 수 있다.
열처리 공정 후의 강판에, 내식성 등의 향상을 목적으로 하여, 필요에 따라 용융 아연 도금을 실시해도 된다. 용융 아연 도금을 실시해도, 냉연 강판의 강도, 구멍 확장성, 연성 등은 충분히 유지할 수 있다.
또한, 용융 아연 도금을 실시한 강판에, 필요에 따라, 합금화 처리로서, 450℃ 이상 또한 600℃ 이하의 온도 범위(제8 온도 영역)에서 열처리를 행해도 된다. 합금화 처리의 온도를 450℃ 이상 또한 600℃ 이하로 한 이유는, 합금화 처리를 450℃ 이하에서 행하는 경우, 충분히 합금화되지 않기 때문이다. 또한, 600℃ 이상의 온도에서 열처리를 행하면, 합금화가 지나치게 진행되어, 내식성이 열화되기 때문이다.
또한, 얻어진 냉연 강판에 표면 처리를 실시해도 된다. 예를 들어, 얻어진 냉연 강판에, 전기 도금, 증착 도금, 도금 후의 합금화 처리, 유기 피막 형성, 필름 라미네이트, 유기 염류/무기 염류 처리, 논크롬 처리 등의 표면 처리를 적용할 수 있다. 상기 표면 처리를 행해도 균일 변형능과 국부 변형능을 충분히 유지할 수 있다.
또한, 얻어진 냉연 강판에 대하여, 필요에 따라 템퍼링 처리를 행해도 된다. 템퍼링 조건은 적절히 결정할 수 있지만, 예를 들어 120 내지 300℃에서, 5 내지 600초 유지하는 템퍼링 처리를 행하면 된다. 이 템퍼링 처리에 따르면, 템퍼링 마르텐사이트로서, 마르텐사이트를 연화시킬 수 있다. 그 결과, 주상인 페라이트 및 베이나이트와, 마르텐사이트의 사이의 경도차가 작아지고, 구멍 확장성이 보다 향상된다. 이 재가열 처리의 효과는, 상기 용융 도금이나 합금화 처리를 위한 가열 등에 의해서도 얻을 수 있다.
이상의 제조 방법에 의해, 인장 강도가 980MPa 이상이고, 0.2％ 내력이 600MPa 이상, 펀칭 피로 특성이 우수하고, 전체 신율이 21.0％ 이상, 또한 구멍 확장성이 30.0％ 이상인 특성을 갖는 연성 및 구멍 확장성이 우수한 고강도 냉연 강판을 얻을 수 있다.
이어서, 본 실시 형태에 관한 열연 강판에 대하여 설명한다.
본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 본 실시 형태에 관한 냉연 강판의 제조에 사용하는 열연 강판이다. 그 때문에, 본 실시 형태에 관한 냉연 강판과 동일한 성분을 갖는다.
본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 금속 조직이, 베이니틱 페라이트를 포함하고, 상기 베이니틱 페라이트 중 15°이상의 입계로 둘러싸인 영역의 결정 방위차의 평균값이 0.5°이상 3.0°미만인 베이니틱 페라이트의 면적률이 80.0％ 이상이다. 전술한 바와 같이, 이 결정 방위적 특징을 갖는 베이니틱 페라이트에는, 결정립 내에 높은 밀도로 아입계가 존재한다. 이들 아입계에서는, 냉간 압연 시에 강조직에 도입되는 전위가 축적된다. 이 때문에, 열연 강판에서 존재한 아입계는, 냉연 강판의 어닐링 공정에 있어서, 실온에서부터 A1 변태점 미만의 온도 영역에서 생성되는 재결정 페라이트의 핵 생성 사이트가 되어, 어닐링 조직의 미세화에 기여한다. 상술한 특징을 갖는 베이니틱 페라이트의 면적률이 80.0％ 미만이면, 어닐링 조직이 미세화되지 않기 때문에 냉연 강판의 항복 강도가 저하된다. 또한, 열연 강판에서 존재하는 아입계의 이동도는 대경각 입계에 비하여 매우 작다. 그 때문에, A1 변태점 이하의 온도 영역에서 10시간 이하 유지하는 경우에 있어서는, 현저한 아입계의 감소는 일어나지 않는다.
이상의 이유로부터, 이 열연 강판을 사용하여 상술한 유지 공정 이후의 공정을 행함으로써, 소정의 조직, 특성을 갖는 본 실시 형태에 관한 냉연 강판을 얻을 수 있다.
또한, 본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 상술한 본 실시 형태에 관한 강판(냉연 강판)의 제조 방법 중, 권취 공정까지를 행함으로써 얻어진다.
<실시예>
이어서, 본 발명의 실시예에 대하여 설명한다. 단, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 하나의 조건 예이며, 본 발명은 이 하나의 조건 예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은, 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.
표 1에 나타내는 성분 조성 A 내지 CL을 갖는 주조 슬래브를, 주조 후, 직접 또는 일단 냉각한 후, 1100 내지 1300℃로 가열하고, 표 2, 표 3에 나타내는 조건에서 열간 압연하고, 권취하여 열연 강판을 얻었다. 일부의 열연 강판에는 열연판 어닐링을 행하였다.
또한, 이들 열연 강판에 대하여, 유지, 어닐링, 열처리 등을 행하여 냉연 강판을 얻었다. 일부의 냉연 강판에 대해서는, 추가로 템퍼링, 용융 아연 도금, 합금화 처리 중 하나 이상을 상술한 조건 범위에서 행하였다.
Figure 112017079165123-pct00001
Figure 112017079165123-pct00002
Figure 112017079165123-pct00003
Figure 112017079165123-pct00004
Figure 112017079165123-pct00005
Figure 112017079165123-pct00006
Figure 112017079165123-pct00007
Figure 112017079165123-pct00008
Figure 112017079165123-pct00009
Figure 112017079165123-pct00010
Figure 112017079165123-pct00011
Figure 112017079165123-pct00012
Figure 112017079165123-pct00013
Figure 112017079165123-pct00014
Figure 112017079165123-pct00015
Figure 112017079165123-pct00016
Figure 112017079165123-pct00017
Figure 112017079165123-pct00018
Figure 112017079165123-pct00019
Figure 112017079165123-pct00020
Figure 112017079165123-pct00021
Figure 112017079165123-pct00022
Figure 112017079165123-pct00023
Figure 112017079165123-pct00024
Figure 112017079165123-pct00025
Figure 112017079165123-pct00026
Figure 112017079165123-pct00027
Figure 112017079165123-pct00028
Figure 112017079165123-pct00029
Figure 112017079165123-pct00030
Figure 112017079165123-pct00031
Figure 112017079165123-pct00032
Figure 112017079165123-pct00033
Figure 112017079165123-pct00034
Figure 112017079165123-pct00035
권취 후의 열연 강판으로부터 샘플을 채취하고, 펄라이트의 연결성 E값과, 베이니틱 페라이트 중 결정 방위차가 15°이상인 입계로 둘러싸인 영역의 결정 방위차의 평균값이 0.5°이상 3.0°미만인 베이니틱 페라이트의 면적률을 조사하였다. 또한, 냉연 강판으로부터 샘플을 채취하고, 금속 조직에 있어서의, 폴리고날 페라이트, 베이니틱 페라이트, 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트의 면적률과, 잔류 오스테나이트 중 애스펙트비가 2.0 이하이며 장축의 길이가 1.0㎛ 이하, 게다가 단축의 길이가 1.0㎛ 이하인 잔류 오스테나이트의 비율과, 베이니틱 페라이트 중 애스펙트비가 1.7 이하이며, 게다가 결정 방위차가 15°이상인 입계로 둘러싸인 영역의 결정 방위차의 평균값이 0.5°이상 3.0°미만인 베이니틱 페라이트의 비율과, 마르텐사이트와 베이니틱 페라이트와 잔류 오스테나이트의 연결성 D값을 평가하였다. 또한, 냉연 강판의 기계적 특성으로서, 0.2％ 내력, 인장 강도, 신율, 구멍 확장률, 펀칭 피로 특성을 이하의 방법으로 평가하였다.
금속 조직에 관한 평가는, 상술한 방법으로 행하였다.
0.2％ 내력, 인장 강도, 신율에 대해서는, 강판의 압연 방향에 직각으로 JIS5호 시험편을 채취하고, JIS Z 2242에 준거하여 인장 시험을 행하여, 0.2％ 내력(YP), 인장 강도(TS) 및 전체 신율(El)을 측정하였다. 구멍 확장률(λ)에 대해서는, 일본 공업 규격 JISZ2256 기재의 구멍 확장 시험 방법에 따라 평가하였다.
또한, 펀칭 피로 특성을 이하의 방법으로 평가하였다. 즉, 평행부의 폭이 20mm, 길이가 40mm, 파지부를 포함시킨 전체 길이가 220mm인 시험편을, 응력 부하 방향과 압연 방향이 평행으로 되도록 제작하고, 평행부의 중앙에 직경 10mm의 구멍을 클리어런스 12.5％의 조건에서 펀칭하였다. 또한, 미리 JIS5호 시험편에 의해 평가한 각 샘플의 인장 강도의 40％의 인장 응력을 편진동으로 상기 시험편에 반복 제공하여, 파단까지의 반복 횟수를 평가하였다. 또한, 반복 횟수가 105회를 초과하는 경우에, 펀칭 피로 특성이 충분하다고 판단하였다.
결과를 표 2 내지 표 3에 나타낸다.
표 2 내지 표 3 중의 (A) 내지 (C)는 어닐링판의 조직, (D) 내지 (E)는 열연 강판의 조직이다. 또한, (A)는 「잔류 오스테나이트 중 애스펙트비가 2.0 이하이며 장축의 길이가 1.0㎛ 이상, 또한 단축의 길이가 1.0㎛ 이하인 잔류 오스테나이트의 비율(％)」, (B)는 「애스펙트비가 1.7 이하이고, 베이니틱 페라이트 중 15°이상의 입계로 둘러싸인 영역의 결정 방위차의 평균값이 0.5°이상 3.0°미만인 베이니틱 페라이트의 비율(％)」, (C)는 「마르텐사이트와 베이니틱 페라이트와 잔류 오스테나이트의 연결성 D값」, (D)는 「베이니틱 페라이트 중 15°이상의 입계로 둘러싸인 영역의 결정 방위차의 평균값이 0.5°이상 3.0°미만인 베이니틱 페라이트의 면적률(％)」, (E)는 「펄라이트의 연결성 E값」이다.
표 1 내지 표 3으로부터 알 수 있는 바와 같이, 본 발명 예는, 냉연 강판에 있어서, 인장 강도가 980MPa 이상이고, 0.2％ 내력이 600MPa 이상, 전체 신율이 21.0％ 이상, 또한 구멍 확장성이 30.0％ 이상인 특성을 갖는다. 또한, 펀칭 피로 특성이, 파단까지의 반복 횟수로 1.0×105(표 중 표시 1.0E+05)회 이상이며, 우수하다.
한편, 성분, 조직, 제조 방법 중 어느 하나 이상이 본 발명의 범위 밖인 비교 예는, 기계적 특성 중 어느 하나 이상이 목표값에 도달하지 않았다.
단, 제조 No.AR-3, P-4, V-4, BF-4는, 바람직한 기계 특성이 얻어지고 있기는 하지만, 제조 방법이 바람직하지 않았으므로, 강판 표면으로의 흠 생성 및 노 내에서의 강판의 파단을 초래하고, 생산성이 저하된 예이다.
또한, 예를 들어 제조 No.Q-2, 제조 No.AN-2는, 제1 냉각 속도가 과잉으로 빠르고, 표층 및 판 두께 방향에서 표층에서부터 200㎛의 범위에 있어서 마르텐사이트의 비율이 10％를 초과하는 것에 기인하여 판 두께 방향의 조직이 불균일하게 되고, 성형성이 저하된 예이다. 또한, 제조 No.R-2, 제조 No.AX-2는, 냉간 압연에서의 누적 압하율이 낮고, 어닐링 온도에서 유지할 때 오스테나이트가 혼립이 되고, 그 결과, 페라이트도 혼립이 되어 인장 변형 시에, 15㎛를 초과하는 조대한 페라이트가 그 밖의 5㎛ 미만의 미세한 페라이트보다 먼저 항복하고, 마이크로적인 소성 불안정을 야기하기 때문에 전체 신율이 저하된 예이다. 또한, 제조 No.T-2, 제조 No.AU-2는, 어닐링 시간이 짧고, 오스테나이트에 대한 탄화물의 용해가 충분하지는 않았으므로, 잔류 오스테나이트 중의 평균 탄소 농도가 0.5％ 미만으로 되므로 가공에 대한 안정성이 저하되고, 구멍 확장성이 저하된 예이다. 또한, 제조 No.X-2, 제조 No.BA-4는, 체류 시간이 짧고, 열연 시의 베이니틱 페라이트 중 15°이상의 입계로 둘러싸인 영역의 결정 방위차의 평균값이 0.5°이상 3.0°미만인 베이니틱 페라이트의 면적률이 낮아짐으로써, 어닐링 후의 조직이 미세화되지 않고, 항복 강도가 저하된 예이다. 또한, 제조 No.BD-2, 제조 No.F-3은, 1000 내지 1150℃의 누적 압하율이 낮고, 조압연 중의 소재의 판 두께 1/4 위치에 있어서 250㎛를 초과하는 오스테나이트 입자를 형성함으로써, 어닐링 후의 냉연 강판의 판 두께 1/4 위치에 있어서 15㎛를 초과하는 조대한 페라이트가 밴드상으로 형성됨으로써, 전체 신율 및 구멍 확장성이 저하된 예이다. 또한, 제조 No.L-2, BH-3은, 마무리 압연 온도가 낮고, 마무리 압연 후에 판 두께 1/4 위치에 있어서의 오스테나이트의 결정립이 조대화되고, 어닐링 후의 냉연 강판의 판 두께 1/4 위치에 있어서 15㎛를 초과하는 조대한 페라이트가 밴드상으로 형성됨으로써, 전체 신율 및 구멍 확장성이 저하된 예이다.
또한, 본 발명 예에 관해서는, 상기 표층에서부터 200㎛의 범위에 있어서 마르텐사이트의 비율은 10％ 미만, 페라이트 입경은 15㎛ 이하, 잔류 오스테나이트 중의 평균 탄소 농도는 0.5％ 이상이었다.
<산업상 이용가능성>
본 발명에 따르면, 자동차 등의 구조 부재로서 적합한, 인장 강도가 980MPa 이상, 0.2％ 내력이 600MPa 이상인, 펀칭 피로 특성, 신율 및 구멍 확장성이 우수한 고강도 냉연 강판과, 그 제조 방법을 제공할 수 있다.

Claims (19)

  1. 화학 조성이, 질량％로,
    C: 0.100％ 이상 0.500％ 미만,
    Si: 0.8％ 이상 4.0％ 미만,
    Mn: 1.0％ 이상 4.0％ 미만,
    P: 0.015％ 미만,
    S: 0.0500％ 미만,
    N: 0.0100％ 미만,
    Al: 2.000％ 미만,
    Ti: 0.020％ 이상 0.150％ 미만,
    Nb: 0％ 이상 0.200％ 미만,
    V: 0％ 이상 0.500％ 미만,
    B: 0％ 이상 0.0030％ 미만,
    Mo: 0％ 이상 0.500％ 미만,
    Cr: 0％ 이상 2.000％ 미만,
    Mg: 0％ 이상 0.0400％ 미만,
    Rem: 0％ 이상 0.0400％ 미만, 및
    Ca: 0％ 이상 0.0400％ 미만을 함유하고, 잔부가 철 및 불순물이고,
    Si와 Al의 함유량의 합계가 1.000％ 이상이고,
    금속 조직이, 면적률로 폴리고날 페라이트를 40.0％ 이상 60.0％ 미만, 베이니틱 페라이트를 30.0％ 이상, 잔류 오스테나이트를 10.0％ 이상 25.0％ 이하, 마르텐사이트를 15.0％ 이하 함유하고,
    상기 잔류 오스테나이트 중, 애스펙트비가 2.0 이하이고, 장축의 길이가 1.0㎛ 이하, 또한 단축의 길이가 1.0㎛ 이하인 잔류 오스테나이트의 비율이 80.0％ 이상이고,
    상기 베이니틱 페라이트 중, 애스펙트비가 1.7 이하이고, 또한 결정 방위차가 15°이상인 입계로 둘러싸인 영역의 결정 방위차의 평균값이 0.5°이상 3.0°미만인 베이니틱 페라이트의 비율이 80.0％ 이상이고,
    상기 마르텐사이트와 상기 베이니틱 페라이트와 상기 잔류 오스테나이트의 연결성 D값이 0.70 이하이고,
    인장 강도가 980MPa 이상, 0.2％ 내력이 600MPa 이상, 전체 신율이 21.0％ 이상, 또한 구멍 확장률이 30.0％ 이상인 특성을 갖는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판.
  2. 제1항에 있어서, 상기 연결성 D값이 0.50 이하이고, 상기 구멍 확장률이 50.0％ 이상인 것을 특징으로 하는, 냉연 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 화학 조성이, 질량％로,
    Nb: 0.005％ 이상 0.200％ 미만,
    V: 0.010％ 이상 0.500％ 미만,
    B: 0.0001％ 이상 0.0030％ 미만,
    Mo: 0.010％ 이상 0.500％ 미만,
    Cr: 0.010％ 이상 2.000％ 미만,
    Mg: 0.0005％ 이상 0.0400％ 미만,
    Rem: 0.0005％ 이상 0.0400％ 미만, 및
    Ca: 0.0005％ 이상 0.0400％ 미만의 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 냉연 강판.
  4. 제1항 또는 제2항의 냉연 강판의 제조에 사용하는 열연 강판이며,
    화학 조성이, 질량％로,
    C: 0.100％ 이상 0.500％ 미만,
    Si: 0.8％ 이상 4.0％ 미만,
    Mn: 1.0％ 이상 4.0％ 미만,
    P: 0.015％ 미만,
    S: 0.0500％ 미만,
    N: 0.0100％ 미만,
    Al: 2.000％ 미만,
    Ti: 0.020％ 이상 0.150％ 미만,
    Nb: 0％ 이상 0.200％ 미만,
    V: 0％ 이상 0.500％ 미만,
    B: 0％ 이상 0.0030％ 미만,
    Mo: 0％ 이상 0.500％ 미만,
    Cr: 0％ 이상 2.000％ 미만,
    Mg: 0％ 이상 0.0400％ 미만,
    Rem: 0％ 이상 0.0400％ 미만, 및
    Ca: 0％ 이상 0.0400％ 미만을 함유하고, 잔부가 철 및 불순물이고,
    Si와 Al의 함유량의 합계가 1.000％ 이상이고,
    금속 조직이 베이니틱 페라이트를 포함하고,
    상기 베이니틱 페라이트 중 15°이상의 입계로 둘러싸인 영역의 결정 방위차의 평균값이 0.5°이상 3.0°미만인 베이니틱 페라이트의 면적률이 80.0％ 이상이고,
    펄라이트의 연결성 E값이 0.40 이하인 것을 특징으로 하는, 열연 강판.
  5. 제1항 또는 제2항에 기재된 냉연 강판의 제조 방법이며,
    화학 조성이, C: 0.100％ 이상 0.500％ 미만, Si: 0.8％ 이상 4.0％ 미만, Mn: 1.0％ 이상 4.0％ 미만, P: 0.015％ 미만, S: 0.0500％ 미만, N: 0.0100％ 미만, Al: 2.000％ 미만, Ti: 0.020％ 이상 0.150％ 미만, Nb: 0％ 이상 0.200％ 미만, V: 0％ 이상 0.500％ 미만, B: 0％ 이상 0.0030％ 미만, Mo: 0％ 이상 0.500％ 미만, Cr: 0％ 이상 2.000％ 미만, Mg: 0％ 이상 0.0400％ 미만, Rem: 0％ 이상 0.0400％ 미만, 및 Ca: 0％ 이상 0.0400％ 미만을 함유하고, 잔부가 철 및 불순물이고, Si와 Al의 함유량의 합계가 1.000％ 이상인 강괴 또는 슬래브를 주조하는 주조 공정과;
    상기 강괴 또는 슬래브에 1000℃ 이상 1150℃ 이하의 제1 온도 영역에서 합계 40％ 이상의 압하를 실시하는 조압연 공정과, 하기 식 (1)에 있는 성분에 의해 결정되는 온도를 T1이라고 하였을 때, T1℃ 이상 T1+150℃ 이하의 제2 온도 영역에 있어서의 압하율의 합계를 50％ 이상으로 하고, T1-40℃ 이상에서 열간 압연을 종료하여 열연 강판을 얻는 마무리 압연 공정을 포함하는 열연 공정과;
    상기 열연 공정 후의 열연 강판을 600 내지 650℃의 제3 온도 영역까지 20℃/s 이상 80℃/s 이하의 냉각 속도로 냉각하는 제1 냉각 공정과;
    상기 제1 냉각 공정 후의 상기 열연 강판을, 600 내지 650℃의 제3 온도 영역에 하기 식 (2)에 의해 정하는 시간 t초 이상 10.0초 이하 체류시키는 체류 공정과;
    상기 체류 공정 후의 상기 열연 강판을 600℃ 이하까지 냉각하는 제2 냉각 공정과;
    상기 열연 강판을, 600℃ 이하에서, 권취 후의 강판의 마이크로 조직에 있어서, 펄라이트의 연결성 E값이 0.40 이하, 또한 베이니틱 페라이트 중, 15°이상의 입계로 둘러싸인 영역의 결정 방위차의 평균값이 0.5°이상 3.0°미만인 베이니틱 페라이트의 비율이 80.0％ 이상이 되도록 권취하여, 열연 강판을 얻는 권취 공정과;
    상기 열연 강판을 산세하는 산세 공정과;
    상기 산세 공정 후의 상기 열연 강판에, 40.0％ 이상 80.0％ 이하의 누적 압하율이 되도록 냉간 압연을 행하여 냉연 강판을 얻는 냉연 공정과;
    상기 냉연 공정 후의 냉연 강판을, T1-50℃ 이상 960℃ 이하의 제4 온도 영역까지 승온하여, 상기 제4 온도 영역에서 30 내지 600초 유지하는 어닐링 공정과;
    상기 어닐링 공정 후의 상기 냉연 강판을, 600℃ 이상 720℃ 이하의 제5 온도 영역까지 1.0℃/s 이상 10.0℃/s 이하의 냉각 속도로 냉각하는 제3 냉각 공정과;
    10.0℃/s 이상 60.0℃/s 이하의 냉각 속도로 150℃ 이상 500℃ 이하의 제6 온도 영역으로 냉각하고, 30초 이상 600초 이하 유지하는 열처리 공정;
    을 갖는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
    T1(℃)=920+40×C2-80×C+Si2+0.5×Si+0.4×Mn2-9×Mn+10×Al+200×N2-30×N-15×Ti … 식 (1)
    t(초)=1.6+(10×C+Mn-20×Ti)/8 … 식 (2)
    식 중의 원소 기호는, 원소의 질량％에서의 함유량을 나타냄.
  6. 제5항에 있어서, 상기 권취 공정에 있어서, 상기 강판을 100℃ 이하에서 권취하는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
  7. 제6항에 있어서, 상기 권취 공정과 상기 산세 공정의 사이에, 상기 열연 강판을, 400℃ 이상 A1 변태점 이하의 제7 온도 영역까지 승온하고, 10초 이상 10시간 이하 유지하는 유지 공정을 갖는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
  8. 제5항에 있어서, 상기 열처리 공정에 있어서, 상기 냉연 강판을 제6 온도 영역으로 냉각한 후, 1초 이상 유지하기 전에, 150℃ 이상 500℃ 이하의 온도 영역까지 재가열하고, 30초 이상 600초 이하 유지하는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
  9. 제5항에 있어서, 상기 열처리 공정 후에, 상기 냉연 강판에 용융 아연 도금을 실시하는 도금 공정을 더 갖는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
  10. 제9항에 있어서, 상기 도금 공정 후에, 450℃ 이상 또한 600℃ 이하의 제8 온도 영역에서 열처리를 행하는 합금화 처리 공정을 갖는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
  11. 제8항에 있어서, 상기 열처리 공정 후에, 상기 냉연 강판에 용융 아연 도금을 실시하는 도금 공정을 더 갖는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
  12. 제6항에 있어서, 상기 열처리 공정에 있어서, 상기 냉연 강판을 제6 온도 영역으로 냉각한 후, 1초 이상 유지하기 전에, 150℃ 이상 500℃ 이하의 온도 영역까지 재가열하고, 30초 이상 600초 이하 유지하는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
  13. 제7항에 있어서, 상기 열처리 공정에 있어서, 상기 냉연 강판을 제6 온도 영역으로 냉각한 후, 1초 이상 유지하기 전에, 150℃ 이상 500℃ 이하의 온도 영역까지 재가열하고, 30초 이상 600초 이하 유지하는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
  14. 제12항에 있어서, 상기 열처리 공정 후에, 상기 냉연 강판에 용융 아연 도금을 실시하는 도금 공정을 더 갖는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
  15. 제13항에 있어서, 상기 열처리 공정 후에, 상기 냉연 강판에 용융 아연 도금을 실시하는 도금 공정을 더 갖는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
  16. 제6항에 있어서, 상기 열처리 공정 후에, 상기 냉연 강판에 용융 아연 도금을 실시하는 도금 공정을 더 갖는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
  17. 제7항에 있어서, 상기 열처리 공정 후에, 상기 냉연 강판에 용융 아연 도금을 실시하는 도금 공정을 더 갖는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
  18. 제16항에 있어서, 상기 도금 공정 후에, 450℃ 이상 또한 600℃ 이하의 제8 온도 영역에서 열처리를 행하는 합금화 처리 공정을 갖는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
  19. 제17항에 있어서, 상기 도금 공정 후에, 450℃ 이상 또한 600℃ 이하의 제8 온도 영역에서 열처리를 행하는 합금화 처리 공정을 갖는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
KR1020177022896A 2015-02-24 2016-02-24 냉연 강판 및 그 제조 방법 KR101988148B1 (ko)

Applications Claiming Priority (9)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2015034137 2015-02-24
JP2015034234 2015-02-24
JPJP-P-2015-034137 2015-02-24
JPJP-P-2015-034234 2015-02-24
JPJP-P-2015-139687 2015-07-13
JPJP-P-2015-139888 2015-07-13
JP2015139687 2015-07-13
JP2015139888 2015-07-13
PCT/JP2016/055428 WO2016136810A1 (ja) 2015-02-24 2016-02-24 冷延鋼板及びその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20170106414A KR20170106414A (ko) 2017-09-20
KR101988148B1 true KR101988148B1 (ko) 2019-06-12

Family

ID=56788888

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020177022896A KR101988148B1 (ko) 2015-02-24 2016-02-24 냉연 강판 및 그 제조 방법

Country Status (11)

Country Link
US (1) US10876181B2 (ko)
EP (1) EP3263733B1 (ko)
JP (1) JP6791838B2 (ko)
KR (1) KR101988148B1 (ko)
CN (1) CN107429369B (ko)
BR (1) BR112017017134A2 (ko)
ES (1) ES2770038T3 (ko)
MX (1) MX2017010754A (ko)
PL (1) PL3263733T3 (ko)
TW (1) TWI592500B (ko)
WO (1) WO2016136810A1 (ko)

Families Citing this family (34)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2749413C2 (ru) 2016-05-10 2021-06-09 Юнайтид Стейтс Стил Корпорэйшн Изделия из высокопрочной стали и способы их изготовления
US11560606B2 (en) 2016-05-10 2023-01-24 United States Steel Corporation Methods of producing continuously cast hot rolled high strength steel sheet products
TWI613300B (zh) * 2016-09-06 2018-02-01 新日鐵住金股份有限公司 高強度冷軋鋼板
WO2018088421A1 (ja) * 2016-11-10 2018-05-17 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延薄鋼板および高強度冷延薄鋼板の製造方法
BR112019016882A2 (pt) * 2017-02-20 2020-04-14 Nippon Steel Corp corpo moldado por estampagem a quente
WO2018186335A1 (ja) * 2017-04-05 2018-10-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP6409991B1 (ja) 2017-04-05 2018-10-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
WO2018189950A1 (ja) * 2017-04-14 2018-10-18 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法
TWI640639B (zh) * 2017-11-02 2018-11-11 中國鋼鐵股份有限公司 雙相鋼材及其製造方法
CA3079796A1 (en) 2017-11-15 2019-05-23 Nippon Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet
KR102374941B1 (ko) * 2017-11-24 2022-03-16 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 열연 강판 및 그 제조 방법
WO2019103120A1 (ja) * 2017-11-24 2019-05-31 日本製鉄株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
WO2019131188A1 (ja) * 2017-12-26 2019-07-04 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP6901417B2 (ja) * 2018-02-21 2021-07-14 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
TWI650434B (zh) * 2018-03-30 2019-02-11 日商新日鐵住金股份有限公司 鋼板
MX2020008637A (es) * 2018-03-30 2020-09-21 Nippon Steel Corp Lamina de acero.
CN111971408B (zh) * 2018-03-30 2021-10-29 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法
CN109576579A (zh) 2018-11-29 2019-04-05 宝山钢铁股份有限公司 一种具有高扩孔率和较高延伸率的980MPa级冷轧钢板及其制造方法
WO2020203687A1 (ja) * 2019-03-29 2020-10-08 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法
JP7160184B2 (ja) * 2019-03-29 2022-10-25 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
WO2020209276A1 (ja) * 2019-04-11 2020-10-15 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
CN110117755B (zh) * 2019-05-21 2020-11-03 安徽工业大学 一种980MPa级低屈强比冷轧中锰钢的制备方法
MX2022002080A (es) * 2019-08-19 2022-03-17 United States Steel Corp Productos de acero de alta resistencia y procesos de recocido para fabricar los mismos.
KR102264344B1 (ko) * 2019-09-30 2021-06-11 현대제철 주식회사 고강도 및 고성형성을 가지는 강판 및 그 제조방법
US20220333221A1 (en) * 2019-10-10 2022-10-20 Nippon Steel Corporation Cold-rolled steel sheet and method for producing same
WO2021145310A1 (ja) * 2020-01-14 2021-07-22 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
RU2749411C1 (ru) * 2020-07-08 2021-06-09 Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") Способ производства холоднокатаного горячеоцинкованного проката из стали с двухфазной феррито-мартенситной структурой
CN116997669A (zh) 2021-04-02 2023-11-03 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法
EP4317483A4 (en) 2021-04-02 2024-04-10 Nippon Steel Corp STEEL SHEET AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF
KR20230014121A (ko) * 2021-07-20 2023-01-30 주식회사 포스코 구멍확장성 및 연성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
JP7311068B1 (ja) 2022-01-28 2023-07-19 Ｊｆｅスチール株式会社 亜鉛めっき鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
WO2023145146A1 (ja) * 2022-01-28 2023-08-03 Ｊｆｅスチール株式会社 亜鉛めっき鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
CN115369320B (zh) * 2022-08-10 2023-07-25 北京科技大学 一种海洋装备用高性能低密度薄板及其制备方法
CN115637390B (zh) * 2022-11-07 2023-07-14 鞍钢股份有限公司 一种短流程冷轧dh980钢板及其生产方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004292891A (ja) 2003-03-27 2004-10-21 Jfe Steel Kk 疲労特性および穴拡げ性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2007154283A (ja) 2005-12-07 2007-06-21 Jfe Steel Kk 成形性および形状凍結性に優れる高強度鋼板
JP2011149066A (ja) 2010-01-22 2011-08-04 Sumitomo Metal Ind Ltd 冷延鋼板および熱延鋼板ならびにそれらの製造方法

Family Cites Families (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5397569A (en) 1977-02-02 1978-08-25 Zennou Haipatsuku Kk Packaging container and method of producing same
JPS548383A (en) 1977-06-20 1979-01-22 Babcock Hitachi Kk Air transportation machine with device for preventing adhesion of pulverulent body
JPS5589893A (en) 1978-12-27 1980-07-07 Casio Computer Co Ltd Tone generating system in electronic musical instrument
JP4473588B2 (ja) 2004-01-14 2010-06-02 新日本製鐵株式会社 めっき密着性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法
US20050247378A1 (en) 2004-04-22 2005-11-10 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho(Kobe Steel, Ltd.) High-strength cold rolled steel sheet having excellent formability, and plated steel sheet
WO2009119751A1 (ja) * 2008-03-27 2009-10-01 新日本製鐵株式会社 成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、及びそれらの製造方法
JP5883211B2 (ja) 2010-01-29 2016-03-09 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5589893B2 (ja) 2010-02-26 2014-09-17 新日鐵住金株式会社 伸びと穴拡げに優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP5488129B2 (ja) * 2010-03-31 2014-05-14 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
JP5798740B2 (ja) 2010-12-08 2015-10-21 新日鐵住金株式会社 成形性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
TWI447236B (zh) * 2011-03-28 2014-08-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 熱軋鋼板及其製造方法
KR101574400B1 (ko) * 2011-03-31 2015-12-03 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그의 제조 방법
BR112013026849B1 (pt) 2011-04-21 2019-03-19 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelentes alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo e método para produção da mesma
WO2012161241A1 (ja) 2011-05-25 2012-11-29 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板及びその製造方法
EP2730672B1 (en) 2011-07-06 2018-02-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Cold-rolled steel sheet
EP2765212B1 (en) 2011-10-04 2017-05-17 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing same
CN104245988B (zh) * 2012-02-22 2016-07-06 新日铁住金株式会社 冷轧钢板及其制造方法
PL2987884T3 (pl) 2013-04-15 2019-07-31 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Blacha stalowa cienka walcowana na gorąco
JP6221424B2 (ja) 2013-07-04 2017-11-01 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
JP5821911B2 (ja) 2013-08-09 2015-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5821912B2 (ja) 2013-08-09 2015-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004292891A (ja) 2003-03-27 2004-10-21 Jfe Steel Kk 疲労特性および穴拡げ性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2007154283A (ja) 2005-12-07 2007-06-21 Jfe Steel Kk 成形性および形状凍結性に優れる高強度鋼板
JP2011149066A (ja) 2010-01-22 2011-08-04 Sumitomo Metal Ind Ltd 冷延鋼板および熱延鋼板ならびにそれらの製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP3263733A1 (en) 2018-01-03
EP3263733B1 (en) 2020-01-08
US10876181B2 (en) 2020-12-29
BR112017017134A2 (pt) 2018-04-03
KR20170106414A (ko) 2017-09-20
TWI592500B (zh) 2017-07-21
JP6791838B2 (ja) 2020-11-25
TW201641708A (zh) 2016-12-01
CN107429369A (zh) 2017-12-01
PL3263733T3 (pl) 2020-07-13
EP3263733A4 (en) 2018-11-14
US20180023155A1 (en) 2018-01-25
CN107429369B (zh) 2019-04-05
ES2770038T3 (es) 2020-06-30
WO2016136810A1 (ja) 2016-09-01
JPWO2016136810A1 (ja) 2017-10-19
MX2017010754A (es) 2017-11-28

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101988148B1 (ko) 냉연 강판 및 그 제조 방법
KR101962564B1 (ko) 도금 강판
KR102407357B1 (ko) 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법
CN109154044B (zh) 热浸镀锌钢板
EP2653582B1 (en) Hot-dip galvanized steel sheet and manufacturing method thereof
KR102119332B1 (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
WO2019186989A1 (ja) 鋼板
JP5488129B2 (ja) 冷延鋼板およびその製造方法
JP6791371B2 (ja) 高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP2017048412A (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびそれらの製造方法
KR20180031751A (ko) 고강도 박강판 및 그 제조 방법
US11359256B2 (en) High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing same
JP6822488B2 (ja) 鋼板
EP3705592A1 (en) High-strength cold-rolled steel sheet, high-strength plated steel sheet, and production methods therefor
KR102333410B1 (ko) 고강도 냉연 강판
US11365459B2 (en) High strength cold rolled steel sheet and method of producing same
US20230002848A1 (en) Hot-rolled steel sheet
KR101747584B1 (ko) 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
KR20210134967A (ko) 고강도 강판
KR101639914B1 (ko) 인산염처리성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
US20220025497A1 (en) Galvannealed steel sheet
EP3305932B1 (en) High strength steel sheet and method for producing same
KR101736634B1 (ko) 연성과 구멍가공성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
US11242583B2 (en) Steel sheet
US11505855B2 (en) High-strength steel sheet

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant