KR102227256B1

KR102227256B1 - 강판 및 도금 강판

Info

Publication number: KR102227256B1
Application number: KR1020197000765A
Authority: KR
Inventors: 고오이치 사노; 마코토 우노; 료이치 니시야마; 유지 야마구치; 나츠코 스기우라; 마사히로 나카타
Original assignee: 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Priority date: 2016-08-05
Filing date: 2017-08-04
Publication date: 2021-03-12
Also published as: WO2018026016A1; TWI649430B; JP6354917B2; US11230755B2; BR112019000306A2; EP3495530A1; KR20190016099A; US20190241996A1; TW201812045A; MX2019000577A; JPWO2018026016A1; CN109642279B; EP3495530A4; CN109642279A; BR112019000306B1

Abstract

강판은, 특정 화학 조성을 갖고, 면적률로, 페라이트: 0 내지 30％, 또한 베이나이트: 70 내지 100％로 표시되는 조직을 갖는다. 방위차가 15° 이상인 입계에 의해 둘러싸이고, 또한 원 상당 직경이 0.3㎛ 이상인 영역을 결정립이라 정의한 경우에, 입자 내 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 전체 결정립에 차지하는 비율이 면적률로 20 내지 100％이다. 고용 C의 입계 개수 밀도, 또는 고용 C와 고용 B의 합계의 입계 개수 밀도가 1개/㎚² 이상 4.5개/㎚² 이하이다. 입계에 석출되어 있는 시멘타이트의 평균 입경이 2㎛ 이하이다.

Description

강판 및 도금 강판

본 발명은, 강판 및 도금 강판에 관한 것이다.

근년, 자동차의 연비 향상을 목적으로 한 각종 부재의 경량화에 대한 요구에 대해서, 부재에 사용되는 철합금 등의 강판의 고강도화에 의한 박육화나, Al 합금 등의 경금속의 각종 부재에 대한 적용이 진행되고 있다. 그러나, 강 등의 중금속과 비교한 경우, Al 합금 등의 경금속은 비강도가 높다는 이점이 있지만, 현저하게 고가라는 결점이 있다. 그 때문에, Al 합금 등의 경금속의 적용은 특수한 용도로 한정되어 있다. 따라서, 각종 부재의 경량화를 보다 저렴하면서 넓은 범위에 적용하기 위해서, 강판의 고강도화에 의한 박육화가 요구되고 있다.

강판을 고강도화하면, 일반적으로 성형성(가공성) 등의 재료 특성이 열화된다. 그 때문에, 고강도 강판의 개발에 있어서, 재료 특성을 열화시키지 않고 고강도화를 도모하는 것이 중요한 과제이다. 강판은, 용도에 따라서, 연성, 신장 플랜지 가공성, 버링 가공성, 피로 내구성, 내충격성 및 내식성 등이 요구되고, 이들 재료 특성과 강도를 양립시키는 것이 중요하다.

예를 들어, 전단이나 펀칭 가공에 의해 블랭킹이나 천공이 행해진 후, 신장 플랜지 가공이나 버링 가공을 주체로 한 프레스 성형이 실시되고, 양호한 신장 플랜지성이 요구된다.

상기 양호한 신장 플랜지성의 과제에 대해서, 예를 들어 특허문헌 1에는, TiC의 사이즈를 제한함으로써, 연성, 신장 플랜지성, 재질 균일성이 우수한 열연 강판을 제공할 수 있음이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 2에는, 산화물의 종류, 사이즈 및 개수 밀도를 규정함으로써, 신장 플랜지성과 피로 특성이 우수한 열연 강판을 제공할 수 있음이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 3에는, 페라이트 상의 면적률, 및 페라이트 상과 제2 상과의 경도차를 규정함으로써, 강도의 변동이 작고, 또한 연성과 구멍 확장성이 우수한 열연 강판을 제공할 수 있음이 개시되어 있다.

그러나, 상기 특허문헌 1에 개시된 기술에서는, 강판의 조직에 있어서 페라이트 상을 95％ 이상 확보할 필요가 있다. 그 때문에, 충분한 강도를 확보하기 위해서는, 480MPa급(TS가 480MPa 이상)으로 하는 경우에도, Ti를 0.08％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 한편, 연질의 페라이트 상을 95％ 이상 갖는 강에 있어서, TiC의 석출 강화에 의해 480MPa 이상의 강도를 확보하는 경우, 연성의 저하가 문제가 된다. 또한, 특허문헌 2에 개시된 기술에서는, La나 Ce 등의 희소 금속의 첨가가 필수로 된다. 따라서, 특허문헌 2에 개시된 기술은, 모두 합금 원소의 제약이라는 과제를 갖고 있다.

또한, 상술한 바와 같이, 근년, 자동차 부재에는, 고강도 강판의 적용 요구가 높아지고 있다. 고강도 강판을 냉간에서 프레스하여 성형하는 경우, 성형 중에 신장 플랜지 성형이 되는 부위의 에지로부터의 균열이 발생하기 쉬워진다. 이것은, 블랭크 가공 시에 펀칭 단부면에 도입되는 변형에 의해 에지부만 가공 경화가 진행되어 버리기 때문이라고 생각된다. 종래의 신장 플랜지성의 시험 평가 방법으로서는, 구멍 확장 시험이 사용되고 있다. 그러나, 구멍 확장 시험에서는 둘레 방향의 변형이 거의 분포하지 않고 파단에 이르지만, 실제의 부품 가공에서는, 변형 분포가 존재하기 때문에, 파단부 주변의 변형이나 응력의 구배에 의한 파단 한계에 대한 영향이 존재한다. 따라서, 고강도 강판의 경우에는, 구멍 확장 시험에서는 충분한 신장 플랜지성을 나타내고 있었다고 해도, 냉간 프레스를 행하는 경우에는, 변형 분포에 의해 균열이 발생하는 경우가 있다.

특허문헌 1, 2에는, 광학 현미경으로 관찰되는 조직만을 규정함으로써, 구멍 확장성을 향상시키는 것이 개시되어 있다. 그러나, 변형 분포를 고려한 경우에도 충분한 신장 플랜지성을 확보할 수 있는지 여부는 불분명하다. 또한, 이러한 부재에 대해서 사용되는 강판에서는, 전단이나 펀칭 가공되어 형성된 단부면에 흠집이나 미소 균열이 발생하고, 이들 발생한 흠집이나 미소 균열로부터 균열이 진전되어, 피로 파괴에 이르는 것이 염려된다. 이 때문에, 상기 강판의 단부면에 있어서는, 피로 내구성을 향상시키기 위해서 흠집이나 미소 균열을 발생시키지 않는 것이 필요하게 되어 있다. 이들 단부면에 발생한 흠집이나 미소 균열로서, 단부면의 판 두께 방향으로 평행하게 균열이 발생한다. 이 균열을 「박리」라고 칭하고 있다. 이 「박리」는, 특히 540MPa급의 강판에서는, 약 80％ 정도, 780MPa급의 강판에서는 대체로 100％ 발생한다. 또한, 이 「박리」는, 구멍 확장률과는 상관없이 발생한다. 예를 들어, 구멍 확장률이 50％여도, 100％여도, 박리가 발생한다.

이와 같이 고강도성과, 특히 성형성과 같은 각종 재료 특성을 양립하기 위해서, 예를 들어 특허문헌 4에는, 강 조직을, 페라이트가 90％ 이상으로 하고, 잔부를 베이나이트로 함으로써, 고강도 및 연성과, 구멍 확장성을 양립하는 강판의 제조 방법이 개시되어 있다. 그러나, 본 발명자들이 추가 시험한바, 특허문헌 4에 기재되어 있는 조성의 강에서는, 펀칭 후에 「박리」가 발생하였다.

또한, 예를 들어 특허문헌 2, 3에는, Mo를 첨가하여 석출물을 미세화함으로써, 고강도이면서, 우수한 신장 플랜지성을 달성하는 고장력 열연 강판의 기술이 개시되어 있다. 그러나, 상술한 특허문헌 2, 3에 개시되어 있는 기술을 적용한 강판에 대해서도, 본 발명자들이 추가 시험한바, 특허문헌 5 또는 6에 기재되어 있는 조성의 강에서는, 펀칭 후에 「박리」가 발생하였다. 따라서, 특허문헌 2, 3에 개시되어 있는 기술에 있어서는, 전단이나 펀칭 가공되어 형성된 단부면에서의 흠집이나 미소 균열을 억제하는 기술에 대하여 전혀 개시되어 있지 않다고 할 수 있다.

또한, 한편, 상술한 바와 같이, 박육화에 의해 경량화를 달성하는 경우, 부식에 의해, 자동차의 사용 수명이 짧아지는 경향이 있다. 또한, 강판의 방청성을 향상시키기 위해서, 도금 강판에 대한 요망도 강해지고 있다.

국제 공개 제2013/161090호 일본 특허공개 제2005-256115호 공보 일본 특허공개 제2011-140671호 공보 일본 특허공개 평6-293910호 공보 일본 특허공개 제2002-322540호 공보 일본 특허공개 제2002-322541호 공보

본 발명은, 고강도이며, 우수한 신장 플랜지성을 갖고, 박리의 발생이 적은 강판 및 도금 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.

종래의 지견에 의하면, 신장 플랜지성(구멍 확장성)의 개선은, 특허문헌 1 내지 3에 개시되어 있는 바와 같이, 개재물 제어, 조직 균질화, 단일 조직화 및/또는 조직 간의 경도차의 저감 등에 의해 행해지고 있다. 바꿔 말하면, 종래, 광학 현미경에 의해 관찰되는 조직을 제어함으로써, 신장 플랜지성 등의 개선이 도모되고 있다.

그러나, 본 발명자들은 광학 현미경으로 관찰되는 조직만을 제어해도, 변형 분포가 존재하는 경우의 신장 플랜지성을 향상시킬 수 없음을 감안하여, 각 결정립의 입자 내의 방위차에 주목하여, 예의 검토를 진행하였다. 그 결과, 결정립 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 전체 결정립에 차지하는 비율을 일정한 범위로 제어함으로써, 신장 플랜지성을 크게 향상시킬 수 있다는 사실을 알아내었다.

또한, 본 발명자들은, 고용 C의 입계 개수 밀도, 또는 고용 C와 고용 B의 합계의 입계 개수 밀도가 1개/㎚² 이상 4.5개/㎚² 이하이고, 강판 중의 입계에 석출되어 있는 시멘타이트의 평균 입경이 2㎛ 이하이면 박리도 억제할 수 있고, 단부면으로부터의 균열도 억제할 수 있기 때문에, 신장 플랜지성을 더욱 향상시킬 수 있다는 사실을 알아내었다.

본 발명의 요지는 이하와 같다.

(1)

질량％로,

C: 0.008 내지 0.150％,

Si: 0.01 내지 1.70％,

Mn: 0.60 내지 2.50％,

Al: 0.010 내지 0.60％,

Ti: 0 내지 0.200％,

Nb: 0 내지 0.200％,

Ti+Nb: 0.015 내지 0.200％,

Cr: 0 내지 1.0％,

B: 0 내지 0.10％,

Mo: 0 내지 1.0％,

Cu: 0 내지 2.0％,

Ni: 0 내지 2.0％,

Mg: 0 내지 0.05％,

REM: 0 내지 0.05％,

Ca: 0 내지 0.05％,

Zr: 0 내지 0.05％,

P: 0.05％ 이하,

S: 0.0200％ 이하,

N: 0.0060％ 이하, 또한

잔부: Fe 및 불순물

로 표시되는 화학 조성을 갖고,

면적률로,

페라이트: 0 내지 30％, 또한

베이나이트: 70 내지 100％

로 표시되는 조직을 갖고,

방위차가 15° 이상인 입계에 의해 둘러싸이고, 또한 원 상당 직경이 0.3㎛ 이상인 영역을 결정립이라 정의한 경우에, 입자 내 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 전체 결정립에 차지하는 비율이 면적률로 20 내지 100％이며,

고용 C의 입계 개수 밀도, 또는 고용 C와 고용 B의 합계의 입계 개수 밀도가 1개/㎚² 이상 4.5개/㎚² 이하이고,

입계에 석출되어 있는 시멘타이트의 평균 입경이 2㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 강판.

(2)

인장 강도가 480MPa 이상이며,

상기 인장 강도와 안장형 신장 플랜지 시험에 있어서의 한계 성형 높이와의 곱이 19500㎜·MPa 이상인 것을 특징으로 하는 상기 (1)에 기재된 강판.

(3)

상기 화학 조성이, 질량％로,

Cr: 0.05 내지 1.0％, 및

B: 0.0005 내지 0.10％

로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 강판.

(4)

상기 화학 조성이, 질량％로,

Mo: 0.01 내지 1.0％,

Cu: 0.01 내지 2.0％, 및

Ni: 0.01％ 내지 2.0％

로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 것에 기재된 강판.

(5)

상기 화학 조성이, 질량％로,

Ca: 0.0001 내지 0.05％,

Mg: 0.0001 내지 0.05％,

Zr: 0.0001 내지 0.05％, 및

REM: 0.0001 내지 0.05％

로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 것에 기재된 강판.

(6)

상기 (1) 내지 (5) 중 어느 것에 기재된 강판의 표면에, 도금층이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 도금 강판.

(7)

상기 도금층이, 용융 아연 도금층인 것을 특징으로 하는 상기 (6)에 기재된 도금 강판.

(8)

상기 도금층이, 합금화 용융 아연 도금층인 것을 특징으로 하는 상기 (6)에 기재된 도금 강판.

본 발명에 따르면, 고강도이며, 우수한 신장 플랜지성을 갖고, 박리의 발생이 적은 강판 및 도금 강판을 제공할 수 있다. 본 발명에 따르면, 고강도이면서 엄격한 신장 플랜지성, 및 특히, 전단이나 펀칭 가공되어 형성된 부재 단부면에서의 균열(박리)에 대한 내성이 우수한, 540MPa급 이상, 나아가 780MPa급 이상의 강판 그레이드인 표면 성상 및 버링성이 우수한 강판 및 도금 강판을 제공할 수 있다. 본 발명의 강판 및 도금 강판은, 고강도이면서 엄격한 연성 및 신장 플랜지성이 요구되는 부재에 적용할 수 있다.

도 1a는, 안장형 신장 플랜지 시험법에서 사용되는 안장형 성형품을 나타내는 사시도이다.
도 1b는, 안장형 신장 플랜지 시험법에서 사용되는 안장형 성형품을 나타내는 평면도이다.

이하, 본 발명의 실시 형태에 대하여 설명한다.

「화학 조성」

우선, 본 발명의 실시 형태에 따른 강판의 화학 조성에 대하여 설명한다. 이하의 설명에 있어서, 강판에 포함되는 각 원소의 함유량 단위인 「％」는, 특별히 언급이 없는 한 「질량％」를 의미한다. 본 실시 형태에 따른 강판은, C: 0.008 내지 0.150％, Si: 0.01 내지 1.70％, Mn: 0.60 내지 2.50％, Al: 0.010 내지 0.60％, Ti: 0 내지 0.200％, Nb: 0 내지 0.200％, Ti+Nb: 0.015 내지 0.200％, Cr: 0 내지 1.0％, B: 0 내지 0.10％, Mo: 0 내지 1.0％, Cu: 0 내지 2.0％, Ni: 0 내지 2.0％, Mg: 0 내지 0.05％, 희토류 금속(rare earth metal: REM): 0 내지 0.05％, Ca: 0 내지 0.05％, Zr: 0 내지 0.05％, P: 0.05％ 이하, S: 0.0200％ 이하, N: 0.0060％ 이하이며, 또한 잔부: Fe 및 불순물로 표시되는 화학 조성을 갖는다. 불순물로서는, 광석이나 스크랩 등의 원재료에 포함되는 것, 제조 공정에 있어서 포함되는 것이 예시된다.

「C: 0.008 내지 0.150％」

C는, Nb, Ti 등과 결합하여 강판 중에서 석출물을 형성하고, 석출 강화에 의해 강의 강도 향상에 기여한다. C 함유량이 0.008％ 미만이면, 이 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 이 때문에, C 함유량은 0.008％ 이상으로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.010％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.018％ 이상으로 한다. 한편, C 함유량이 0.150％ 초과이면, 베이나이트 중의 방위 분산이 커지기쉬워, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 부족하다. 또한, C 함유량이 0.150％ 초과이면, 신장 플랜지성에 있어서 유해한 시멘타이트가 증가하여, 신장 플랜지성이 열화된다. 이 때문에, C 함유량은 0.150％ 이하로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.100％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 0.090％ 이하로 한다.

「Si: 0.01 내지 1.70％」

Si는, 용강의 탈산제로서 기능한다. Si 함유량이 0.01％ 미만이면, 이 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 이 때문에, Si 함유량은 0.01％ 이상으로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 0.02％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.03％ 이상으로 한다. 한편, Si 함유량이 1.70％ 초과이면, 신장 플랜지성이 열화되거나, 표면 흠집이 발생하거나 한다. 또한, Si 함유량이 1.70％ 초과이면, 변태점이 너무 올라가서, 압연 온도를 높게 할 필요가 생긴다. 이 경우, 열간 압연 중의 재결정이 현저하게 촉진되어, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 부족하다. 또한, Si 함유량이 1.70％ 초과이면, 강판의 표면에 도금층이 형성되어 있는 경우에 표면 흠집이 발생하기 쉽다. 이 때문에, Si 함유량은 1.70％ 이하로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 1.60％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 1.50％ 이하로 하며, 더욱 바람직하게는 1.40％ 이하로 한다.

「Mn: 0.60 내지 2.50％」

Mn은, 고용 강화에 의해, 또는 강의 ??칭성을 향상시킴으로써, 강의 강도 향상에 기여한다. Mn 함유량이 0.60％ 미만이면, 이 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 이 때문에, Mn 함유량은 0.60％ 이상으로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 0.70％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.80％ 이상으로 한다. 한편, Mn 함유량이 2.50％ 초과이면, ??칭성이 과잉으로 되어, 베이나이트 중의 방위 분산의 정도가 커진다. 이 결과, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 부족하여, 신장 플랜지성이 열화된다. 이 때문에, Mn 함유량은 2.50％ 이하로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 2.30％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 2.10％ 이하로 한다.

「Al: 0.010 내지 0.60％」

Al은, 용강의 탈산제로서 유효하다. Al 함유량이 0.010％ 미만이면, 이 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 이 때문에, Al 함유량은 0.010％ 이상으로 한다. Al 함유량은, 바람직하게는 0.020％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.030％ 이상으로 한다. 한편, Al 함유량이 0.60％ 초과이면, 용접성이나 인성 등이 열화된다. 이 때문에, Al 함유량은 0.60％ 이하로 한다. Al 함유량은, 바람직하게는 0.50％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 0.40％ 이하로 한다.

「Ti: 0 내지 0.200％, Nb: 0 내지 0.200％, Ti+Nb: 0.015 내지 0.200％」

Ti 및 Nb는, 탄화물(TiC, NbC)로서 강 중에 미세하게 석출되고, 석출 강화에 의해 강의 강도를 향상시킨다. 또한, Ti 및 Nb는, 탄화물을 형성함으로써 C를 고정하고, 신장 플랜지성에 있어서 유해한 시멘타이트의 생성을 억제한다. 또한, Ti 및 Nb는, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율을 현저하게 향상시켜, 강의 강도를 향상시키면서, 신장 플랜지성을 향상시킬 수 있다. Ti 및 Nb의 합계 함유량이 0.015％ 미만이면, 가공성이 열화되고, 압연 중에 깨지는 빈도가 높아진다. 이 때문에, Ti 및 Nb의 합계 함유량은 0.015％ 이상으로 하고, 바람직하게는 0.018％ 이상으로 한다. 또한, Ti 함유량은, 바람직하게는 0.015％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.020％ 이상으로 하며, 더욱 바람직하게는 0.025％ 이상으로 한다. 또한, Nb 함유량은, 바람직하게는 0.015％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.020％ 이상으로 하며, 더욱 바람직하게는 0.025％ 이상으로 한다. 한편, Ti 및 Nb의 합계 함유량이 0.200％ 초과이면, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 부족하여, 신장 플랜지성이 열화된다. 이 때문에, Ti 및 Nb의 합계 함유량은 0.200％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.150％ 이하로 한다. 또한, Ti 함유량이 0.200％ 초과이면, 연성이 열화된다. 이 때문에, Ti 함유량은 0.200％ 이하로 한다. Ti 함유량은, 바람직하게는 0.180％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 0.160％ 이하로 한다. 또한, Nb 함유량이 0.200％ 초과이면, 연성이 열화된다. 그 때문에, Nb 함유량은 0.200％ 이하로 한다. Nb 함유량은, 바람직하게는 0.180％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 0.160％ 이하로 한다.

「P: 0.05％ 이하」

P는 불순물이다. P는, 인성, 연성, 용접성 등을 열화시키므로, P 함유량은 낮을수록 바람직하다. P 함유량이 0.05％ 초과이면, 신장 플랜지성의 열화가 현저하다. 이 때문에, P 함유량은 0.05％ 이하로 한다. P 함유량은, 바람직하게는 0.03％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 0.02％ 이하로 한다. P 함유량의 하한은 특별히 정하지 않지만, 과잉 저감은 제조 비용의 관점에서 바람직하지 않다. 이 때문에, P 함유량은 0.005％ 이상으로 해도 된다.

「S: 0.0200％ 이하」

S는 불순물이다. S는, 열간 압연 시의 균열을 야기할 뿐만 아니라, 신장 플랜지성을 열화시키는 A계 개재물을 형성한다. 따라서, S 함유량은 낮을수록 바람직하다. S 함유량이 0.0200％ 초과이면, 신장 플랜지성의 열화가 현저하다. 이 때문에, S 함유량은 0.0200％ 이하로 한다. S 함유량은, 바람직하게는 0.0150％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 0.0060％ 이하로 한다. S 함유량의 하한은 특별히 정하지 않지만, 과잉 저감은 제조 비용의 관점에서 바람직하지 않다. 이 때문에, S 함유량은 0.0010％ 이상으로 해도 된다.

「N: 0.0060％ 이하」

N은 불순물이다. N은, C보다도 우선적으로, Ti 및 Nb와 석출물을 형성하여, C의 고정에 유효한 Ti 및 Nb를 감소시킨다. 따라서, N 함유량은 낮은 편이 바람직하다. N 함유량이 0.0060％ 초과이면, 신장 플랜지성의 열화가 현저하다. 이 때문에, N 함유량은 0.0060％ 이하로 한다. N 함유량은, 바람직하게는 0.0050％ 이하로 한다. N 함유량의 하한은 특별히 정하지 않지만, 과잉 저감은 제조 비용의 관점에서 바람직하지 않다. 이 때문에, N 함유량은 0.0010％ 이상으로 해도 된다.

Cr, B, Mo, Cu, Ni, Mg, REM, Ca 및 Zr은, 필수 원소가 아니라, 강판에 소정량을 한도로 적절히 함유되어 있어도 되는 임의 원소이다.

「Cr: 0 내지 1.0％」

Cr은, 강의 강도 향상에 기여한다. Cr이 포함되어 있지 않아도 소기의 목적은 달성되지만, 이 효과를 충분히 얻기 위해서, Cr 함유량은 바람직하게는 0.05％ 이상으로 한다. 한편, Cr 함유량이 1.0％ 초과이면, 상기 효과가 포화해서 경제성이 저하된다. 이 때문에, Cr 함유량은 1.0％ 이하로 한다.

「B: 0 내지 0.10％」

B는, 입계에 편석하고, 고용 C와 함께 존재하는 경우, 입계 강도를 높인다. 이 효과를 충분히 얻기 위해서, B 함유량은 바람직하게는 0.0002％ 이상으로 한다. 또한, B는, ??칭성을 향상시켜, 버링성에 있어서 바람직한 마이크로 조직인 연속 냉각 변태 조직의 형성을 용이하게 한다. 그 때문에, B 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0005％ 이상으로 하고, 더욱 바람직하게는 0.001％ 이상으로 한다. 단, 고용 B만이 입계에 존재하여, 고용 C가 입계에 존재하지 않는 경우에는, 고용 C 정도의 입계 강화 효과가 없으므로, 「박리」를 일으키기 쉽다. 또한, B를 함유하지 않는 경우, 권취 온도가 650℃ 이하까지는, 입계 편석 원소인 B의 얼마간이 고용 C로 치환되어 입계의 강도 향상에 기여하지만, 권취 온도가 650℃ 초과이면, 고용 C와 고용 B의 합계의 입계 개수 밀도가 1개/㎚² 미만으로 되기 때문에, 파단면 균열이 발생한다고 추정된다. 한편, B 함유량이 0.10％ 초과이면, 상기 효과가 포화해서 경제성이 저하된다. 이 때문에, B 함유량은 0.10％ 이하로 한다. 또한, B 함유량이 0.002％ 초과이면, 슬래브 균열을 일으키는 경우가 있다. 따라서, B 함유량은, 바람직하게는 0.002％ 이하로 한다.

「Mo: 0 내지 1.0％」

Mo는, 켄칭성을 향상시킴과 함께 탄화물을 형성하여 강도를 높이는 효과를 갖는다. Mo가 포함되어 있지 않아도 소기의 목적은 달성되지만, 이 효과를 충분히 얻기 위해서, Mo 함유량은 바람직하게는 0.01％ 이상으로 한다. 한편, Mo 함유량이 1.0％ 초과이면, 연성이나 용접성이 저하되는 경우가 있다. 이 때문에, Mo 함유량은 1.0％ 이하로 한다.

「Cu: 0 내지 2.0％」

Cu는, 강판의 강도를 올림과 함께, 내식성이나 스케일의 박리성을 향상시킨다. Cu가 포함되어 있지 않아도 소기의 목적은 달성되지만, 이 효과를 충분히 얻기 위해서, Cu 함유량은 바람직하게는 0.01％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.04％ 이상으로 한다. 한편, Cu 함유량이 2.0％ 초과이면, 표면 흠집이 발생하는 경우가 있다. 이 때문에, Cu 함유량은 2.0％ 이하로 하고, 바람직하게는 1.0％ 이하로 한다.

「Ni: 0 내지 2.0％」

Ni는, 강판의 강도를 올림과 함께, 인성을 향상시킨다. Ni가 포함되어 있지 않아도 소기의 목적은 달성되지만, 이 효과를 충분히 얻기 위해서, Ni 함유량은 바람직하게는 0.01％ 이상으로 한다. 한편, Ni 함유량이 2.0％ 초과이면, 연성이 저하된다. 이 때문에, Ni 함유량은 2.0％ 이하로 한다.

「Mg: 0 내지 0.05％, REM: 0 내지 0.05％, Ca: 0 내지 0.05％, Zr: 0 내지 0.05％」

Ca, Mg, Zr 및 REM은, 모두 황화물이나 산화물의 형상을 제어하여 인성을 향상시킨다. Ca, Mg, Zr 및 REM이 포함되어 있지 않아도 소기의 목적은 달성되지만, 이 효과를 충분히 얻기 위해서, Ca, Mg, Zr 및 REM으로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 함유량은 바람직하게는 0.0001％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.0005％ 이상으로 한다. 한편, Ca, Mg, Zr 또는 REM 중 어느 것의 함유량이 0.05％ 초과이면, 신장 플랜지성이 열화된다. 이 때문에, Ca, Mg, Zr 및 REM의 함유량은, 모두 0.05％ 이하로 한다.

「금속 조직」

다음으로, 본 발명의 실시 형태에 따른 강판의 조직(금속 조직)에 대하여 설명한다. 이하의 설명에 있어서, 각 조직의 비율(면적률)의 단위인 「％」는, 특별히 언급이 없는 한 「면적％」를 의미한다. 본 실시 형태에 따른 강판은, 페라이트: 0 내지 30％, 또한 베이나이트: 70 내지 100％로 표시되는 조직을 갖는다.

「페라이트: 0 내지 30％」

페라이트의 면적률이 30％ 이하이면 버링성을 크게 열화시키지 않고, 연성을 높일 수 있다. 또한, 페라이트는, 결정립 내에 C가 모이면서 변태하기 때문에, 입계에 고용 C가 적어지는 경향이 있다. 한편, 페라이트의 면적률이 30％를 초과하면, 고용 C의 입계 개수 밀도를 1개/㎚² 이상 4.5개/㎚² 이하의 범위로 제어하는 것이 곤란해진다. 이 때문에, 페라이트의 면적률은 0 내지 30％로 한다.

「베이나이트: 70 내지 100％」

베이나이트를 주상으로 함으로써, 신장 플랜지 가공, 버링 가공성을 높일 수 있다. 이 효과를 충분히 얻기 위해서, 베이나이트의 면적률은 70 내지 100％로 한다.

강판의 조직에, 펄라이트 혹은 마르텐사이트 또는 이들 양쪽이 포함되어도 된다. 펄라이트는, 베이나이트와 마찬가지로, 피로 특성 및 신장 플랜지성이 양호하다. 펄라이트와 베이나이트를 비교하면, 베이나이트 쪽이 펀칭 가공부의 피로 특성이 양호하다. 펄라이트의 면적률은, 바람직하게는 0 내지 15％로 한다. 펄라이트의 면적률이 이 범위이면, 펀칭 가공부의 피로 특성이 보다 양호한 강판이 얻어진다. 마르텐사이트는, 신장 플랜지성에 악영향을 미치는 점에서, 마르텐사이트의 면적률은 바람직하게는 10％ 이하로 한다. 페라이트, 베이나이트, 펄라이트 및 마르텐사이트 이외의 조직의 면적률은, 바람직하게는 10％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 5％ 이하로 하며, 더욱 바람직하게는 3％ 이하로 한다.

각 조직의 비율(면적률)은, 이하의 방법에 의해 구해진다. 우선, 강판으로부터 채취한 시료를 나이탈로 에칭한다. 에칭 후에 광학 현미경을 사용해서 판 두께의 1/4 깊이의 위치에 있어서 300㎛×300㎛의 시야에서 얻어진 조직 사진에 대해서, 화상 해석을 행한다. 이 화상 해석에 의해, 페라이트의 면적률, 펄라이트의 면적률, 및 베이나이트 및 마르텐사이트의 합계 면적률이 얻어진다. 이어서, 레페라 부식한 시료를 사용하고, 광학 현미경을 사용하여 판 두께의 1/4 깊이의 위치에 있어서 300㎛×300㎛의 시야에서 얻어진 조직 사진에 대해서, 화상 해석을 행한다. 이 화상 해석에 의해, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트의 합계 면적률이 얻어진다. 또한, 압연면 법선 방향으로부터 판 두께의 1/4 깊이까지 면삭한 시료를 사용하고, X선 회절 측정에 의해 잔류 오스테나이트의 체적률을 구한다. 잔류 오스테나이트의 체적률은, 면적률과 동등하므로, 이것을 잔류 오스테나이트의 면적률로 한다. 그리고, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트의 합계 면적률로부터 잔류 오스테나이트의 면적률을 뺌으로써 마르텐사이트의 면적률이 얻어지고, 베이나이트 및 마르텐사이트의 합계 면적률로부터 마르텐사이트의 면적률을 뺌으로써 베이나이트의 면적률이 얻어진다. 이와 같이 하여, 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 및 펄라이트의 각각의 면적률을 얻을 수 있다.

본 실시 형태에 따른 강판에서는, 방위차가 15° 이상인 입계에 의해 둘러싸이고, 또한 원 상당 직경이 0.3㎛ 이상인 영역을 결정립이라 정의한 경우에, 입자 내 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 전체 결정립에 차지하는 비율이 면적률로 20 내지 100％이다. 입자 내의 방위차는, 결정 방위 해석에 많이 사용되는 전자 빔 후방 산란 회절 패턴 해석(electron back scattering 회절: EBSD)법을 이용하여 구해진다. 입자 내의 방위차는, 조직에 있어서, 방위차가 15° 이상인 경계를 입계라 하고, 이 입계에 의해 둘러싸이는 영역을 결정립이라 정의한 경우의 값이다.

입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립은, 강도와 가공성의 밸런스가 우수한 강판을 얻기 위해서 유효하다. 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율을 많게 함으로써, 원하는 강판 강도를 유지하면서, 신장 플랜지성을 향상시킬 수 있다. 입자 내 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 전체 결정립에 차지하는 비율이 면적률로 20％ 이상이면, 원하는 강판 강도로 신장 플랜지성이 얻어진다. 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율은, 높아도 상관없기 때문에, 그 상한은 100％이다.

후술하는 바와 같이, 마무리 압연의 후단 3단의 누적 변형을 제어하면, 페라이트나 베이나이트의 입자 내에 결정 방위차가 발생한다. 이 원인을 이하와 같이 생각한다. 누적 변형을 제어함으로써, 오스테나이트 중의 전위가 증가하고, 오스테나이트 입자 내에 고밀도로 전위벽이 생겨, 몇몇 셀 블록이 형성된다. 이들의 셀 블록은, 서로 다른 결정 방위를 갖는다. 이와 같이 높은 전위 밀도이며, 또한 서로 다른 결정 방위의 셀 블록이 포함되는 오스테나이트로부터 변태함으로써, 페라이트나 베이나이트도, 동일한 입자 내여도, 결정 방위차가 있으며, 또한 전위 밀도도 높아지는 것이라고 생각된다. 따라서, 입자 내의 결정 방위차는, 그 결정립에 포함되는 전위 밀도와 상관이 있다고 생각된다. 일반적으로, 입자 내의 전위 밀도의 증가는, 강도의 향상을 초래하는 한편, 가공성을 저하시킨다. 그러나, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°로 제어된 결정립에서는, 가공성을 저하시키지 않고 강도를 향상시킬 수 있다. 그 때문에, 본 실시 형태에 따른 강판에서는, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율을 20％ 이상으로 한다. 입자 내의 방위차가 5° 미만의 결정립은, 가공성이 우수하지만 고강도화가 곤란하다. 입자 내의 방위차가 14° 초과의 결정립은, 결정립 내에서 변형능이 상이하므로, 신장 플랜지성의 향상에 기여하지 않는다.

입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율은, 이하의 방법으로 측정할 수 있다. 우선, 강판 표면으로부터 판 두께 t의 1/4 깊이 위치(1/4t부)의 압연 방향 수직 단면에 대하여, 압연 방향으로 200㎛, 압연면 법선 방향으로 100㎛의 영역을 0.2㎛의 측정 간격으로 EBSD 해석하여 결정 방위 정보를 얻는다. 여기서 EBSD 해석은, 서멀 전계 방사형 주사전자현미경(JEOL사 제조 JSM-7001F)과 EBSD 검출기(TSL사 제조 HIKARI 검출기)로 구성된 장치를 사용하고, 200 내지 300점/초의 해석 속도로 실시한다. 이어서, 얻어진 결정 방위 정보에 대해서, 방위차 15° 이상 또한 원 상당 직경이며 0.3㎛ 이상의 영역을 결정립이라 정의하여, 결정립의 입자 내의 평균 방위차를 계산하고, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율을 구한다. 상기에서 정의한 결정립이나 입자 내의 평균 방위차는, EBSD 해석 장치에 부속의 소프트웨어 「OIM Analysis(등록상표)」를 사용하여 산출할 수 있다.

본 실시 형태 있어서의 「입자 내 방위차」란, 결정립 내의 방위 분산인 「Grain Orientation Spread(GOS)」를 나타낸다. 입자 내 방위차의 값은 「EBSD법 및 X선 회절법에 의한 스테인리스강의 소성 변형에 있어서의 미스오리엔테이션의 해석」, 기무라 히데히코 외, 일본 기계 학회 논문집(A편), 71권, 712호, 2005년, p. 1722-1728에 기재되어 있는 바와 같이, 동일 결정립 내에 있어서 기준이 되는 결정 방위와 모든 측정점 간의 미스오리엔테이션의 평균값으로서 구해진다. 본 실시 형태에 있어서, 기준이 되는 결정 방위는, 동일 결정립 내의 모든 측정점을 평균화한 방위이다. GOS의 값은, EBSD 해석 장치에 부속의 소프트웨어 「OIM Analysis(등록상표) Version 7.0.1」을 사용하여 산출할 수 있다.

본 실시 형태에 있어서, 신장 플랜지성은 안장형 성형품을 사용한, 안장형 신장 플랜지 시험법에 의해 평가한다. 도 1a 및 도 1b는, 본 실시 형태에 있어서의 안장형 신장 플랜지 시험법에서 사용되는 안장형 성형품을 나타내는 도면이며, 도 1a는 사시도, 도 1b는 평면도이다. 안장형 신장 플랜지 시험법에서는, 구체적으로는, 도 1a 및 도 1b에 도시한 바와 같은 직선부와 원호부로 이루어지는 신장 플랜지 형상을 모의한 안장형 성형품(1)을 프레스 가공하고, 그때의 한계 성형 높이를 사용해서 신장 플랜지성을 평가한다. 본 실시 형태에 있어서의 안장형 신장 플랜지 시험법에서는, 코너부(2)의 곡률 반경 R을 50 내지 60㎜, 코너부(2)의 개방각 θ를 120°로 한 안장형 성형품(1)을 사용하여, 코너부(2)를 펀칭할 때의 클리어런스를 11％로 했을 때의 한계 성형 높이 H(㎜)를 측정한다. 여기서, 클리어런스란, 펀칭 다이스와 펀치의 간극과 시험편의 두께와의 비를 나타낸다. 클리어런스는, 실제로는 펀칭 공구와 판 두께의 조합에 의해 정해지므로, 11％란, 10.5 내지 11.5％의 범위를 만족하는 것을 의미한다. 한계 성형 높이 H의 판정은, 성형 후에 눈으로 보아 판 두께의 1/3 이상의 길이를 갖는 크랙의 존재 유무를 관찰하고, 크랙이 존재하지 않는 한계의 성형 높이로 한다.

종래, 신장 플랜지 성형성에 대응한 시험법으로서 사용되고 있는 구멍 확장 시험은, 둘레 방향의 변형이 거의 분포하지 않고 파단에 이른다. 이 때문에, 실제의 신장 플랜지 성형 시와는 파단부 주변의 변형이나 응력 구배가 상이하다. 또한, 구멍 확장 시험은, 판 두께 관통의 파단이 발생한 시점에서의 평가로 되는 등, 본래의 신장 플랜지 성형을 반영한 평가로 되지 않는다. 한편, 본 실시 형태에서 사용한 안장형 신장 플랜지 시험에서는, 변형 분포를 고려한 신장 플랜지성을 평가할 수 있기 때문에, 본래의 신장 플랜지 성형을 반영한 평가가 가능하다.

본 실시 형태에 따른 강판에 의하면, 480MPa 이상의 인장 강도가 얻어진다. 즉, 우수한 인장 강도가 얻어진다. 인장 강도의 상한은, 특별히 한정되지 않는다. 단, 본 실시 형태에 있어서의 성분 범위에 있어서, 실질적인 인장 강도의 상한은 1180MPa 정도이다. 인장 강도는, JIS-Z2201에 기재된 5호 시험편을 제작하고, JIS-Z2241에 기재된 시험 방법에 따라서 인장 시험을 행함으로써, 측정할 수 있다.

본 실시 형태에 따른 강판에 의하면, 19500㎜·MPa 이상의 인장 강도와 안장형 신장 플랜지 시험에 있어서의 한계 성형 높이와의 곱이 얻어진다. 즉, 우수한 신장 플랜지성이 얻어진다. 이 곱의 상한은, 특별히 한정되지 않는다. 단, 본 실시 형태에 있어서의 성분 범위에 있어서, 실질적인 이 곱의 상한은 25000㎜·MPa 정도이다.

본 실시 형태에 따른 강판에 있어서, 페라이트나 베이나이트 등의 광학 현미경으로 관찰되는 각 조직의 면적률과, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율은, 직접 관계되는 것이 아니다. 바꿔 말하면, 예를 들어 동일한 페라이트의 면적률 및 베이나이트의 면적률을 갖는 강판이 있었다고 해도, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 동일하다고는 할 수 없다. 따라서, 페라이트의 면적률 및 베이나이트의 면적률을 제어한 것만으로는, 본 실시 형태에 따른 강판에 상당하는 특성을 얻을 수는 없다.

본 실시 형태에 따른 강판에서는, 고용 C의 입계 개수 밀도, 또는 고용 C와 고용 B의 합계의 입계 개수 밀도는 1개/㎚² 이상 4.5개/㎚² 이하이다. 고용 C의 입계 개수 밀도, 또는 고용 C와 고용 B의 합계의 입계 개수 밀도를 1개/㎚² 이상 4.5개/㎚² 이하로 함으로써, 「박리」를 발생시키지 않고, 신장 플랜지성을 향상시킬 수 있다. 이것은, 고용 C와 고용 B가 입계를 강화하기 때문이라고 생각된다. 따라서, 이 효과를 충분히 얻기 위해서, 고용 C의 입계 개수 밀도, 또는 고용 C와 고용 B의 합계의 입계 개수 밀도를 1개/㎚² 이상으로 한다. 한편, 고용 C의 입계 개수 밀도, 또는 고용 C와 고용 B의 합계의 입계 개수 밀도가 4.5개/㎚²를 초과하면, 신장 플랜지성이 저하된다. 이것은, 입계에 고용 C나 고용 B가 너무 많아서, 입계가 취약해지기 때문이라고 추측된다. 따라서, 고용 C의 입계 개수 밀도, 또는 고용 C와 고용 B의 합계의 입계 개수 밀도는 4.5개/㎚² 이하로 한다.

본 실시 형태에 따른 강판에서는, 입계에 석출되어 있는 시멘타이트의 평균 입경은 2㎛ 이하이다. 입계에 석출되어 있는 시멘타이트의 평균 입경을 2㎛ 이하로 함으로써, 신장 플랜지성을 향상시킬 수 있다. 신장 플랜지 성형에서는, 성형중에 보이드가 발생하고, 연결됨으로써 균열이 발생한다. 따라서, 입계에 조대한 시멘타이트가 존재하면, 성형 시에 시멘타이트가 깨져서, 보이드가 발생하기 쉬워진다. 또한, 시멘타이트이더라도, 펄라이트의 라멜라를 형성하는 것은, 존재해도 문제 없다. 이것은, 시멘타이트의 형상이 깨지기 어려운 것이거나, 시멘타이트가 α상에 끼워져 있기 때문에, 보이드가 되기 어려운 것이기 때문이라고 생각된다. 시멘타이트의 평균 입경은, 더 작은 편이 바람직하기 때문에, 바람직하게는 1.5㎛ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 1.0㎛ 이하로 한다.

입계에 석출되어 있는 시멘타이트의 평균 입경은, 공시강의 강판판 폭의 1/4W 혹은 3/4W 위치로부터 잘라낸 시료의 1/4 두께의 부분에서 투과형 전자 현미경 샘플을 채취하고, 200㎸의 가속 전압의 전계 방사형 전자총(Field Emission Gun: FEG)을 탑재한 투과형 전자 현미경에 의해 관찰한다. 입계에서 관찰된 석출물은, 회절 패턴을 해석함으로써 시멘타이트임을 확인할 수 있다. 또한, 본 실시 형태에 있어서의 시멘타이트의 평균 입경은, 1 시야에 있어서 관찰된 전체 시멘타이트의 입경을 측정하고, 그 측정값으로부터 산출되는 평균값이라 정의한다.

입계 및 입자 내에 존재하고 있는 고용 C나 고용 B를 측정하기 위해서, 3차원 아톰 프로브법을 이용한다. 3차원 아톰 프로브법에서는, 위치 민감형 아톰 프로브(Position Sensitive Atom Probe, PoSAP)를 사용한다. 위치 민감형 아톰 프로브는, 1988년에 옥스포드 대학의 A. Cerezo들에 의해 개발된 장치이다. 이 장치는, 아톰 프로브의 검출기로서 위치 민감형 검출기(position sensitive detector)를 구비하고 있으며, 분석 시에 애퍼처를 사용하지 않고 검출기에 도달한 원자의 비행 시간과 위치를 동시에 측정할 수 있는 장치이다.

이 장치를 사용하면, 시료 표면에 존재하는 합금 중의 전체 구성 원소를 원자 레벨의 공간 분해능으로 2차원 맵으로서 표시할 수 있을 뿐만 아니라, 전계 증발 현상을 이용하여 시료 표면을 1원자층씩 증발시켜, 2차원 맵을 깊이 방향으로 확장해 감으로써, 3차원 맵으로서 표시·분석을 할 수 있다. 입계 관찰에는, 입계부를 포함하는 AP용 바늘 형상 시료를 제작하기 위해서 FIB(수렴 이온빔) 장치(히타치 세이사쿠쇼사 제조 FB2000A)를 사용하여, 잘라낸 시료를 전해 연마에 의해 바늘형상으로 하기 위해서 임의 형상 주사 빔으로 입계부를 바늘 끝 단부로 되도록 한다. 그 시료를, SIM(주사 이온 현미경)의 채널링 현상으로 방위가 서로 다른 결정립에 콘트라스트가 발생하는 것을 이용하여, 관찰하면서 입계를 특정하여, 이온빔으로 절단한다. 위치 민감형 아톰 프로브는 CAMECA사 제조 OTAP이다. 측정 조건은, 시료 위치 온도를 약 70K로 하고, 프로브 전체 전압을 10 내지 15㎸로 하며, 펄스비를 25％로 한다. 각 시료의 입계, 입자 내를 각각 3회 측정하여, 그 평균값을 대표값으로 한다. 측정값으로부터 백그라운드 노이즈 등을 제거해서 얻어진 값은, 단위 입계 면적당 원자 밀도로서 정의되고, 이것을 입계 개수 밀도(입계 편석 밀도)(개/㎚²)로 한다. 따라서, 입계에 존재하는 고용 C는, 실제로 입계에 존재하는 C 원자임을 의미한다. 또한, 입계에 존재하는 고용 B는, 실제로 입계에 존재하는 B 원자임을 의미한다.

본 실시 형태에 있어서의 고용 C의 입계 개수 밀도는, 입계에 존재하고 있는 고용 C의 입계 단위 면적당 개수(밀도)라 정의한다. 본 실시 형태에 있어서의 고용 B의 입계 개수 밀도는, 입계에 존재하고 있는 고용 B의 입계 단위 면적당 개수(밀도)라 정의한다. 3차원 아톰 프로브법에 의하면, 원자 맵에서 3차원적으로 원자의 분포를 알 수 있으므로, 입계 위치에 C 원자나 B 원자의 개수가 많음을 확인할 수 있다. 또한, 석출물이면, 원자 수, 다른 원자의 위치 관계(Ti 등)로 특정 가능하다.

다음으로, 본 발명의 실시 형태에 따른 강판을 제조하는 방법에 대하여 설명한다. 이 방법에서는, 열간압연, 공랭, 제1 냉각 및 제2 냉각을 이 순서로 행한다.

「열간 압연」

열간 압연은, 조압연과 마무리 압연을 포함한다. 열간 압연에서는, 상술한 화학 성분을 갖는 슬래브(강편)를 가열하고, 조압연을 행한다. 슬래브 가열 온도는, 하기식 (1)로 표시되는 SRTmin℃ 이상 1260℃ 이하로 한다.

SRTmin=[7000/{2.75-log([Ti]×[C])}-273)+10000/{4.29-log([Nb]×[C])}-273)]/2 … (1)

여기서, 식 (1) 중의 [Ti], [Nb], [C]는, 질량％로 나타낸 Ti, Nb, C의 함유량을 나타낸다.

슬래브 가열 온도가 SRTmin℃ 미만이면, Ti 및/또는 Nb가 충분히 용체화되지 않는다. 슬래브 가열 시에 Ti 및/또는 Nb가 용체화되지 않으면, Ti 및/또는 Nb를 탄화물(TiC, NbC)로서 미세 석출시켜, 석출 강화에 의해 강의 강도를 향상시키는 것이 곤란해진다. 또한, 슬래브 가열 온도가 SRTmin℃ 미만이면, 탄화물(TiC, NbC)의 형성에 의해 C를 고정하여, 버링성에 있어서 유해한 시멘타이트의 생성을 억제하는 것이 곤란해진다. 또한, 슬래브 가열 온도가 SRTmin℃ 미만이면, 입자 내의 결정 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 부족하기 쉽다. 이 때문에, 슬래브 가열 온도는 SRTmin℃ 이상으로 한다. 한편, 슬래브 가열 온도가 1260℃ 초과이면, 스케일 오프에 의해 수율이 저하된다. 이 때문에, 슬래브 가열 온도는 1260℃ 이하로 한다.

슬래브 가열 후, 특별히 기다리지 않고 가열로로부터 추출한 슬래브에 대해서 조압연을 행하고, 러프 바가 얻어진다. 조압연의 종료 온도가 1000℃ 미만이면 조압연에서의 열간 변형 저항이 증가하여, 조압연의 조업에 장해를 초래하는 경우가 있다. 이 때문에, 조압연의 종료 온도는 1000℃ 이상으로 한다. 한편, 조압연의 종료 온도가 1150℃를 초과하면, 입계 중의 고용 C의 입계 개수 밀도가 1개/㎚² 이하로 되는 경우가 있다. 이것은, 오스테나이트 중에 Ti 및 Nb가, 조대한 TiC나 NbC로서 석출되어, 고용 C가 감소하기 때문이라고 추측된다. 또한, 조압연의 종료 온도가 1150℃를 초과하면, 열연판 강도가 저하되는 경우가 있다. 이것은, TiC나 NbC가 조대하게 석출되기 때문이다.

조압연의 종료부터 마무리 압연의 개시까지의 시간이 150초를 초과하면, 입계 중의 고용 C의 입계 개수 밀도가 1개/㎚²이하로 되는 경우가 있다. 이것은, 오스테나이트 중에 Ti 및 Nb가, 조대한 TiC나 NbC로서 석출되어, 고용 C가 감소하기 때문이라고 추측된다. 또한, 열연판 강도가 저하되기도 한다. 이것은, TiC나 NbC가 조대하게 석출되기 때문이다. 한편, 조압연의 종료부터 마무리 압연의 개시까지의 시간이 30초 미만이면 마무리 압연의 개시 전 및 패스 간에서 강판 지철의 표면 스케일의 사이에 비늘, 방추 스케일 결함의 기점으로 되는 블리스터가 발생하기 때문에, 이들 스케일 결함이 생성되기 쉬워지는 경우가 있다.

마무리 압연에 의해 열연 강판이 얻어진다. 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율을 20％ 이상으로 하기 위해서, 마무리 압연에 있어서 후단 3단(최종 3패스)에서의 누적 변형을 0.5 내지 0.6으로 한 다음, 후술하는 냉각을 행한다. 이것은, 이하에 설명하는 이유에 따른다. 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립은, 비교적 저온에 의해 파라 평형 상태에서 변태함으로써 생성한다. 이 때문에, 열간 압연에 있어서 변태 전의 오스테나이트의 전위 밀도를 어느 범위로 한정함과 함께, 그 후의 냉각 속도를 어느 범위로 한정함으로써, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 생성을 제어할 수 있다.

즉, 마무리 압연의 후단 3단에서의 누적 변형 및 그 후의 냉각을 제어함으로써, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 핵 생성 빈도 및 그 후의 성장 속도를 제어할 수 있다. 그 결과, 냉각 후에 얻어지는 강판에 있어서의 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 면적률을 제어할 수 있다. 보다 구체적으로는, 마무리 압연에 의해 도입되는 오스테나이트의 전위 밀도가 주로 핵 생성 빈도에 관한 것이며, 압연 후의 냉각 속도가 주로 성장 속도에 관한 것이다.

마무리 압연의 후단 3단의 누적 변형이 0.5 미만이면, 도입되는 오스테나이트의 전위 밀도가 충분하지 않아, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 20％ 미만으로 된다. 이 때문에, 후단 3단의 누적 변형은 0.5 이상으로 한다. 한편, 마무리 압연의 후단 3단의 누적 변형이 0.6을 초과하면, 열간 압연 중에 오스테나이트의 재결정이 일어나, 변태 시의 축적 전위 밀도가 저하된다. 이 결과, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 20％ 미만으로 된다. 이 때문에, 후단 3단의 누적 변형은 0.6 이하로 한다.

마무리 압연의 후단 3단의 누적 변형(εeff.)은, 이하의 식 (2)에 의해 구해진다.

εeff.=Σεi (t, T) … (2)

여기서,

εi(t, T)=εi0/exp{(t/τR)^2/3},

τR=τ0·exp(Q/RT),

τ0=8.46×10^-9,

Q=183200J,

R=8.314J/K·mol이며,

εi0은 압하 시의 대수 변형을 나타내고, t는 당해 패스에서의 냉각 직전까지의 누적 시간을 나타내며, T는 당해 패스에서의 압연 온도를 나타낸다.

압연 종료 온도를 Ar₃℃ 미만으로 하면, 변태 전의 오스테나이트의 전위 밀도가 과도하게 높아져서, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립을 20％ 이상으로 하는 것이 곤란해진다. 이 때문에, 마무리 압연의 종료 온도는 Ar₃℃ 이상으로 한다.

마무리 압연은, 복수의 압연기를 직선적으로 배치하고, 1방향으로 연속 압연하여 소정의 두께를 얻는 탠덤 압연기를 사용해서 행하는 것이 바람직하다. 또한, 탠덤 압연기를 사용해서 마무리 압연을 행하는 경우, 압연기와 압연기의 사이에서 냉각(스탠드 간 냉각)을 행하여, 마무리 압연 중의 강판 온도가 Ar₃℃ 이상 내지 Ar₃+150℃ 이하의 범위로 되도록 제어한다. 마무리 압연 시의 강판의 최고 온도가 Ar₃+150℃를 초과하면, 입경이 너무 커지기 때문에 인성이 열화되는 것이 염려된다. 또한, 마무리 압연 시의 강판의 최고 온도가 Ar₃+150℃를 초과하면, 마무리 압연 종료 후의 냉각 개시까지 γ 입자가 성장 조대화하고, 입계의 고용 B 및 고용 C의 입계 개수 밀도가 증가한다.

상기와 같은 조건의 열간 압연을 행함으로써, 변태 전의 오스테나이트의 전위 밀도 범위를 한정하고, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립을 원하는 비율로 얻을 수 있다.

Ar₃은, 강판의 화학 성분에 기초하여, 압하에 의한 변태점에 대한 영향을 고려한 하기식 (3)으로 산출한다.

Ar₃=970-325×[C]+33×[Si]+287×[P]+40×[Al]-92×([Mn]+[Mo]+[Cu])-46×([Cr]+ [Ni]) …(3)

여기서, [C], [Si], [P], [Al], [Mn], [Mo], [Cu], [Cr], [Ni]는, 각각, C, Si, P, Al, Mn, Mo, Cu, Cr, Ni의 질량％에 의한 함유량을 나타낸다. 함유되어 있지 않은 원소에 대해서는, 0％로서 계산한다.

마무리 압연에 있어서의 최종 패스의 압하율이 3％ 미만이면, 통판 형상이 열화되고, 핫코일 형성 시에 있어서의 코일의 감기 형상이나, 제품 판 두께 정밀도에 악영향을 미칠 우려가 있다. 한편, 마무리 압연에 있어서의 최종 패스의 압하율이 20％를 초과하면, 과도한 변형의 도입에 의해 강판 내부의 전위 밀도가 필요 이상으로 증가한다. 마무리 압연의 종료 후에 있어서, 전위 밀도가 높은 영역은, 변형 에너지가 높기 때문에, 페라이트 조직으로 변태되기 쉽다. 이러한 변태에 의해 형성된 페라이트는, 그다지 탄소를 고용하지 않고 석출되기 때문에, 모상 중에 포함되어 있던 탄소가 오스테나이트와 페라이트의 계면에 집중되기 쉬워, 입계의 고용 C의 입계 개수 밀도가 증가하는 것 외에도, 계면에 있어서 조대한 Nb 및 Ti의 탄화물이 석출되기 쉬워진다. 이와 같이 마무리 압연에 있어서 고용 N, Ti가 감소한 경우에는, 상술한 이유에 의해, 강판의 강도 향상을 기대할 수 없어, 「박리」가 발생하기 쉬워진다. 따라서, 마무리 압연에 있어서의 최종 패스의 압하율을, 3％ 이상 20％ 이하의 범위로 되도록 제어한다.

마무리 압연에 있어서의 최종 패스의 압연 속도가 400mpm 미만이면 γ 입자가 성장 조대화하고, 입계의 고용 C의 입계 개수 밀도가 증가한다. 이 때문에, 마무리 압연에 있어서의 최종 패스의 압연 속도는 400mpm 이상으로 한다. 한편, 압연 속도의 상한값에 대해서는 특별히 한정하지 않아도 본 발명의 효과를 발휘하지만, 설비 제약상 1800mpm 이하가 현실적이다. 이 때문에, 마무리 압연에 있어서의 최종 패스의 압연 속도는 1800mpm 이하로 한다.

「공랭」

이 제조 방법에서는, 마무리 압연의 종료로부터 2초 이하의 시간만 열연 강판의 공랭을 행한다. 이 공랭 시간이 2초 초과이면, 입계의 고용 B 및 고용 C의 입계 개수 밀도가 증가한다. 따라서, 이 공랭 시간은 2초 이하로 한다.

「제1 냉각, 제2 냉각」

2초 이하의 공랭 후, 열연 강판의 제1 냉각 및 제2 냉각을 이 순서로 행한다. 제1 냉각에서는, 10℃/s 이상의 냉각 속도에서 600 내지 750℃의 제1 온도 영역까지 열연 강판을 냉각한다. 제2 냉각에서는, 30℃/s 이상의 냉각 속도에서 400 내지 600℃의 제2 온도 영역까지 열연 강판을 냉각한다. 제1 냉각과 제2 냉각의 사이에는, 제1 온도 영역에 열연 강판을 0 내지 10초간 유지한다. 제2 냉각 후에는 열연 강판을 공랭하는 것이 바람직하다.

제1 냉각의 냉각 속도가 10℃/s 미만이면 입자 내의 결정 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 부족하다. 또한, 제1 냉각의 냉각 정지 온도가 600℃ 미만이면 면적률로 5％ 이상의 페라이트를 얻는 것이 곤란해짐과 함께, 입자 내의 결정 방위차가 5 내지 14°의 결정립의 비율이 부족하다. 또한, 제1 냉각의 냉각 정지 온도가 750℃ 초과이면, 면적률로 70％ 이상의 베이나이트를 얻는 것이 곤란해짐과 함께, 입자 내의 결정 방위차가 5 내지 14°의 결정립의 비율이 부족하다. 또한, 600 내지 750℃에서의 유지 시간이 10초를 초과하면, 버링성에 유해한 시멘타이트가 생성되기 쉬워지고, 또한, 입계에 석출되어 있는 시멘타이트의 평균 입경이 2㎛를 초과하는 경우가 많다. 또한, 600 내지 750℃에서의 유지 시간이 10초를 초과하면, 면적률로 70％ 이상의 베이나이트를 얻는 것이 곤란해지는 경우가 많아，입자 내의 결정 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 더욱 부족하다.

제2 냉각의 냉각 속도가 30℃/s 미만이면 버링성에 유해한 시멘타이트가 생성되기 쉬워짐과 함께, 입자 내의 결정 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 부족하다. 제2 냉각의 냉각 정지 온도가 400℃ 미만이거나, 600℃ 초과이기도 하면, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 부족하다.

권취 온도가 600℃를 초과하면, 고용 C의 입계 개수 밀도가 1개/㎚² 미만으로 되고, 파단면 균열이 발생한다. 또한, 페라이트의 면적률도 높아진다. 이 때문에, 권취 온도는 600℃ 이하로 하고, 바람직하게는 550℃ 이하로 한다. 한편, 권취 온도가 400℃ 미만이면 입계에 석출되어 있는 시멘타이트의 평균 입경이 2㎛를 초과하기 때문에, 구멍 확장값이 열화된다. 이 때문에, 권취 온도는 400℃ 이상으로 하고, 바람직하게는 450℃ 이상으로 한다.

제1 냉각 및 제2 냉각에 있어서의 냉각 속도의 상한은, 특별히 한정하지 않지만, 냉각 설비의 설비 능력을 고려하여 200℃/s 이하로 해도 된다.

이와 같이 하여 본 실시 형태에 따른 강판을 얻을 수 있다.

상술한 제조 방법에서는, 열간 압연의 조건을 제어함으로써, 오스테나이트에 가공 전위를 도입한다. 그러한 상태에서, 냉각 조건을 제어함으로써, 도입된 가공 전위를 적절하게 남기는 것이 중요하다. 즉, 열간 압연의 조건 또는 냉각의 조건을 단독으로 제어하였다고 해도, 본 실시 형태에 따른 강판을 얻을 수는 없어, 열간 압연 및 냉각의 조건의 양쪽을 적절하게 제어하는 것이 중요하다. 상기 이외의 조건에 대해서는, 예를 들어 제2 냉각의 후에 공지된 방법으로 권취하는 등, 공지된 방법을 이용하면 되며, 특별히 한정하지 않는다.

표면의 스케일을 제거하기 위해서, 산세해도 된다. 열간 압연 및 냉각의 조건이 상기한 바와 같으면, 그 후에, 냉간 압연, 열처리(어닐링), 도금 등을 행하여도 마찬가지의 효과를 얻을 수 있다.

냉간 압연에서는, 압하율을 90％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 냉간 압연에 있어서의 압하율이 90％를 초과하면, 연성이 저하되는 경우가 있다. 냉간 압연을 행하지 않아도 되어, 냉간 압연에 있어서의 압하율의 하한은 0％이다. 상기한 바와 같이, 열연 원판인 채로, 우수한 성형성을 갖는다. 한편, 냉간 압연에 의해 도입된 전위 상에, 고용인 채의 Ti, Nb, Mo 등이 모여 석출됨으로써, 항복 강도나 인장 강도를 향상시킬 수 있다. 따라서, 강도의 조정을 위해서 냉간 압연을 사용할 수 있다. 냉간 압연에 의해 냉연 강판이 얻어진다.

열처리(어닐링)의 온도가 840℃를 초과하면, 열간 압연으로 만들어 넣은 조직이 오스테나이트화에 의해 캔슬되어버린다. 또한, 일반적으로, 어닐링 후에는 열간 압연에 비해 단시간에 실온까지 냉각되기 때문에, 마르텐사이트가 많아져서, 신장 플랜지성이 크게 열화되는 경향이 있다. 이 때문에, 어닐링 온도는 바람직하게는 840℃ 이하로 한다. 어닐링 온도의 하한은 특별히 설정하지 않는다. 상술한 바와 같이, 어닐링을 행하지 않는 열연 원판인 채로, 우수한 성형성을 갖기 때문이다.

본 실시 형태의 강판의 표면에, 도금층이 형성되어 있어도 된다. 즉, 본 발명의 다른 실시 형태로서 도금 강판을 들 수 있다. 도금층은, 예를 들어 전기 도금층, 용융 도금층 또는 합금화 용융 도금층이다. 용융 도금층 및 합금화 용융 도금층으로서는, 예를 들어 아연 및 알루미늄 중 적어도 어느 한쪽으로 이루어지는 층을 들 수 있다. 구체적으로는, 용융 아연 도금층, 합금화 용융 아연 도금층, 용융 알루미늄 도금층, 합금화 용융 알루미늄 도금층, 용융 Zn-Al 도금층, 및 합금화 용융 Zn-Al 도금층 등을 들 수 있다. 특히, 도금의 용이함이나 방식성의 관점에서, 용융 아연 도금층 및 합금화 용융 아연 도금층이 바람직하다.

용융 도금 강판이나 합금화 용융 도금 강판은, 전술한 본 실시 형태에 따른 강판에 대해서 용융 도금 또는 합금화 용융 도금을 실시함으로써 제조된다. 여기서, 합금화 용융 도금이란, 용융 도금을 실시하여 표면에 용융 도금층을 형성하고, 이어서, 합금화 처리를 실시하여 용융 도금층을 합금화 용융 도금층으로 하는 것을 의미한다. 도금을 실시하는 강판은 열연 강판이어도 되며, 열연 강판에 냉간 압연과 어닐링을 실시한 강판이어도 된다. 용융 도금 강판이나 합금화 용융 도금 강판은, 본 실시 형태에 따른 강판을 갖고, 또한 표면에 용융 도금층이나 합금화 용융 도금층이 마련되어 있기 때문에, 본 실시 형태에 따른 강판의 작용 효과와 함께, 우수한 방청성을 달성할 수 있다. 도금을 실시하기 전에, 프리도금으로서, Ni 등을 표면에 붙여도 된다.

강판에 열처리(어닐링)를 실시하는 경우, 열처리 행한 후에, 그대로 용융 아연 도금욕에 침지시켜, 강판의 표면에 용융 아연 도금층을 형성하여도 된다. 이 경우, 열처리의 원판은, 열연 강판이어도 되고, 냉연 강판이어도 된다. 용융 아연 도금층을 형성한 후, 재가열하고, 도금층과 지철을 합금화시키는 합금화 처리를 행하여, 합금화 용융 아연 도금층을 형성하여도 된다.

본 발명의 실시 형태에 따른 도금 강판은, 강판의 표면에 도금층이 형성되어 있으므로, 우수한 방청성을 갖는다. 따라서, 예를 들어 본 실시 형태의 도금 강판을 사용하여, 자동차의 부재를 박육화한 경우에, 부재의 부식에 의해 자동차의 사용 수명이 짧아지는 것을 방지할 수 있다.

또한, 상기 실시 형태는, 모두 본 발명을 실시하는 데 있어서의 구체화의 예를 나타낸 것에 지나지 않으며, 이들에 의해 본 발명의 기술적 범위가 한정적으로 해석되어서는 안 되는 것이다. 즉, 본 발명은 그 기술 사상, 또는 그 주요한 특징으로부터 일탈하지 않고, 다양한 형태로 실시할 수 있다.

실시예

다음으로, 본 발명의 실시예에 대하여 설명한다. 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해서 채용한 하나의 조건예이며, 본 발명은, 이 하나의 조건예로 한정되는 것은 아니다. 본 발명은, 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.

표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 강을 용제하여 강편을 제조하고, 얻어진 강편을 표 2 및 표 3에 나타내는 가열 온도로 가열하여, 열간에서 조압연을 행한 후, 계속해서, 표 2 및 표 3에 나타내는 조건에서 마무리 압연을 행하였다. 마무리 압연 후의 열연 강판의 판 두께는 2.2 내지 3.4㎜였다. 표 2 및 표 3 중의 「경과 시간」은 조압연의 종료부터 마무리 압연의 개시까지의 경과 시간이다. 표 1의 공란은, 분석값이 검출 한계 미만이었음을 의미한다. 표 1 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있음을 나타내고, 표 3 중의 밑줄은, 본 발명의 강판 제조에 적합한 범위로부터 벗어나 있음을 나타낸다.

Ar₃(℃)는 표 1에 나타낸 성분으로부터 식 (3)을 이용하여 구하였다.

Ar₃=970-325×[C]+33×[Si]+287×[P]+40×[Al]-92×([Mn]+[Mo]+[Cu])-46×([Cr]+[Ni]) … (3)

마무리 3단의 누적 변형은 식 (2)로부터 구하였다.

εeff.=Σεi(t, T) … (2)

여기서,

εi(t, T)=εi0/exp{(t/τR)^2/3},

τR=τ0·exp(Q/RT),

τ0=8.46×10^-9,

Q=183200J,

R=8.314J/K·mol이며,

얻어진 열연 강판에 대하여, 이하에 나타내는 방법에 의해, 각 조직의 조직 분율(면적률), 및 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율을 구하였다. 그 결과를 표 4 및 표 5에 나타낸다. 표 5 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있음을 나타낸다.

「각 조직의 조직 분율(면적률)」

우선, 강판으로부터 채취한 시료를 나이탈로 에칭하였다. 에칭 후에 광학 현미경을 사용해서 판 두께의 1/4 깊이의 위치에 있어서 300㎛×300㎛의 시야에서 얻어진 조직 사진에 대하여, 화상 해석을 행하였다. 이 화상 해석에 의해, 페라이트의 면적률, 펄라이트의 면적률, 및 베이나이트 및 마르텐사이트의 합계 면적률을 얻었다. 이어서, 레페라 부식한 시료를 사용하고, 광학 현미경을 사용해서 판 두께의 1/4 깊이의 위치에 있어서 300㎛×300㎛의 시야에서 얻어진 조직 사진에 대하여, 화상 해석을 행하였다. 이 화상 해석에 의해, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트의 합계 면적률을 얻었다. 또한, 압연면 법선 방향으로부터 판 두께의 1/4 깊이까지 면삭한 시료를 사용하고, X선 회절 측정에 의해 잔류 오스테나이트의 체적률을 구하였다. 잔류 오스테나이트의 체적률은, 면적률과 동등하므로, 이것을 잔류 오스테나이트의 면적률로 하였다. 그리고, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트의 합계 면적률로부터 잔류 오스테나이트의 면적률을 뺌으로써 마르텐사이트의 면적률을 얻고, 베이나이트 및 마르텐사이트의 합계 면적률로부터 마르텐사이트의 면적률을 뺌으로써 베이나이트의 면적률을 얻었다. 이와 같이 하여, 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 및 펄라이트의 각각의 면적률을 얻었다.

「입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율」

강판 표면으로부터 판 두께 t의 1/4 깊이 위치(1/4t부)의 압연 방향 수직 단면에 대하여, 압연 방향으로 200㎛, 압연면 법선 방향으로 100㎛의 영역을 0.2㎛의 측정 간격으로 EBSD 해석하여 결정 방위 정보를 얻었다. 여기서, EBSD 해석은, 서멀 전계 방사형 주사 전자 현미경(JEOL사 제조 JSM-7001F)과 EBSD 검출기(TSL사 제조 HIKARI 검출기)로 구성된 장치를 사용하고, 200 내지 300점/초의 해석 속도로 실시하였다. 이어서, 얻어진 결정 방위 정보에 대해서, 방위차 15° 이상 또한 원 상당 직경으로 0.3㎛ 이상의 영역을 결정립이라 정의하고, 결정립의 입자 내의 평균 방위차를 계산하고, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율을 구하였다. 상기에서 정의한 결정립이나 입자 내의 평균 방위차는, EBSD 해석 장치에 부속의 소프트웨어 「OIM Analysis(등록상표)」를 사용하여 산출하였다.

다음으로, 인장 시험에 있어서, 항복 강도와 인장 강도를 구하고, 안장형 신장 플랜지 시험에 의해, 플랜지의 한계 성형 높이를 구하였다. 그리고, 인장 강도(MPa)와 한계 성형 높이(㎜)의 곱을 신장 플랜지성의 지표로 하고, 곱이 19500㎜·MPa 이상인 경우에, 신장 플랜지성이 우수하다고 판단하였다. 또한, 인장 강도(TS)가 480MPa 이상인 경우에, 고강도라고 판단하였다. 이들 결과를 표 4 및 표 5에 나타낸다. 표 5 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있음을 나타낸다.

인장 시험은, JIS5호 인장 시험편을 압연 방향에 대해서 직각 방향으로부터 채취하고, 이 시험편을 사용하여, JISZ2241에 준하여 시험을 행하였다.

안장형 신장 플랜지 시험은, 코너의 곡률 반경 R을 60㎜, 개방각 θ를 120°로 한 안장형 성형품을 사용하여, 코너부를 펀칭할 때의 클리어런스를 11％로 하여 행하였다. 한계 성형 높이는, 성형 후에 눈으로 보아, 판 두께의 1/3 이상의 길이를 갖는 크랙의 존재 유무를 관찰하고, 크랙이 존재하지 않는 한계의 성형 높이로 하였다.

박리의 정도를 조사하기 위해서, 강판의 펀칭을 행하고, 그 단부면의 관찰을 행하였다. 펀칭 조건은, 구멍 확장 시험(JFS T 1001-1996)에 준하여 행하였다. 강판을 10군데 펀칭하고, 파단면 균열이 2군데 이하인 것을 OK라고 판단하고, 3군데 이상인 것을 NG라고 판단하였다. 입계에 석출되어 있는 시멘타이트의 평균 입경과, 고용 C의 입계 개수 밀도, 또는 고용 C와 고용 B의 합계의 입계 개수 밀도는, 상술한 방법에 의해 관측하였다. 이들 결과를 표 4 및 표 5에 나타낸다. 표 5 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있음을 나타낸다.

본 발명예(시험 No.1 내지 21)에서는, 480MPa 이상의 인장 강도, 및 19500㎜·MPa 이상의 인장 강도와 안장형 신장 플랜지 시험에 있어서의 한계 성형 높이와 의 곱이 얻어졌다.

시험 No. 22 내지 27은, 화학 성분이 본 발명의 범위 밖의 비교예이다. 시험 No. 28 내지 47은, 제조 조건의 바람직한 범위로부터 벗어난 결과, 광학 현미경으로 관찰되는 조직, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율, 시멘타이트의 평균 입경, 고용 C의 입계 개수 밀도, 고용 C와 고용 B의 합계의 입계 개수 밀도 중 어느 하나 또는 복수가 본 발명의 범위를 만족하지 않은 비교예이다. 이들 예에서는, 신장 플랜지성의 지표가 목표값을 만족하지 않거나, 박리가 발생하기도 하였다. 또한, 일부의 예에서는 인장 강도도 낮게 되어 있었다.

본 발명에 따르면, 고강도이면서 엄격한 신장 플랜지성이 요구되는 부재에 대한 적용이 가능한, 신장 플랜지성이 우수한 고강도 열연 강판을 제공할 수 있다. 이들 강판은, 자동차의 연비 향상 등에 기여하기 때문에, 산업상의 이용 가능성이 높다.

Claims

질량％로,
C: 0.008 내지 0.150％,
Si: 0.01 내지 1.70％,
Mn: 0.60 내지 2.50％,
Al: 0.010 내지 0.60％,
Ti: 0 내지 0.200％,
Nb: 0 내지 0.200％,
Ti+Nb: 0.015 내지 0.200％,
Cr: 0 내지 1.0％,
B: 0 내지 0.10％,
Mo: 0 내지 1.0％,
Cu: 0 내지 2.0％,
Ni: 0 내지 2.0％,
Mg: 0 내지 0.05％,
REM: 0 내지 0.05％,
Ca: 0 내지 0.05％,
Zr: 0 내지 0.05％,
P: 0.05％ 이하,
S: 0.0200％ 이하,
N: 0.0060％ 이하, 또한
잔부: Fe 및 불순물
로 표시되는 화학 조성을 갖고,
면적률로,
페라이트: 0 내지 30％,
베이나이트: 70 내지 100％, 또한
잔부는 10% 이하로 표시되는 조직을 갖고,
방위차가 15° 이상인 입계에 의해 둘러싸이고, 또한 원 상당 직경이 0.3㎛ 이상인 영역을 결정립이라 정의한 경우에, 입자 내 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 전체 결정립에 차지하는 비율이 면적률로 20 내지 100％이며,
고용 C의 입계 개수 밀도, 또는 고용 C와 고용 B의 합계의 입계 개수 밀도가 1개/㎚² 이상 4.5개/㎚² 이하이고,
입계에 석출되어 있는 시멘타이트의 평균 입경이 2㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, 강판.
제1항에 있어서,
인장 강도가 480MPa 이상이며,
상기 인장 강도와 안장형 신장 플랜지 시험에 있어서의 한계 성형 높이와의 곱이 19500㎜·MPa 이상인 것을 특징으로 하는, 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 화학 조성이, 질량％로,
Cr: 0.05 내지 1.0％, 및
B: 0.0005 내지 0.10％
로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는, 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 화학 조성이, 질량％로,
Mo: 0.01 내지 1.0％,
Cu: 0.01 내지 2.0％, 및
Ni: 0.01％ 내지 2.0％
로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는, 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 화학 조성이, 질량％로,
Ca: 0.0001 내지 0.05％,
Mg: 0.0001 내지 0.05％,
Zr: 0.0001 내지 0.05％, 및
REM: 0.0001 내지 0.05％
로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는, 강판.
제1항 또는 제2항에 기재된 강판의 표면에, 도금층이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는, 도금 강판.
제6항에 있어서,
상기 도금층이, 용융 아연 도금층인 것을 특징으로 하는, 도금 강판.
제6항에 있어서,
상기 도금층이, 합금화 용융 아연 도금층인 것을 특징으로 하는, 도금 강판.