KR102633525B1 - 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

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히로유키 가와타
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닛폰세이테츠 가부시키가이샤
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Abstract

고강도이며 또한 벌징 성형성이 우수한 강판 및 그 제조 방법을 제공한다. 소정의 화학 조성 및 조직을 갖고, 페라이트의 (111) <112> 방위의 집적도가 3.0 이상이며, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 (252) <2-11> 방위의 집적도가 5.0 이하인 강판이 제공된다. 소정의 화학 조성을 갖는 용강을 연속 주조하고, 연속 주조 후로부터 실온으로 냉각할 때까지의 동안에 800℃ 이상 1200℃ 미만에 있어서 5 내지 40%의 압하를 실시하는 공정, 열간 압연의 마무리 온도가 650 내지 950℃인 열간 압연 공정, 열연 강판을 400 내지 700℃의 권취 온도에서 권취하는 공정, 열연 강판을 권취 개시 온도 +20℃ 내지 100℃에서 5 내지 300분간 유지하는 공정, 열연 강판을 10.0 내지 90.0%의 압하율로 냉간 압연하는 공정 및 냉연 강판을 700 내지 900℃에서 어닐링하는 공정을 포함하는 강판의 제조 방법이 또한 제공된다.

Description

강판 및 그 제조 방법
본 발명은, 강판 및 그 제조 방법에 관해, 보다 상세하게는 벌징 성형성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
인장 강도가 550㎫ 이상 또한 1100㎫ 이하의 DP강(페라이트와 마르텐사이트를 주체로 하는 복합 조직강)의 벌징 성형성을 향상시키기 위해서는, b.c.c.(체심 입방 격자)의 결정 방위를 γ-fibre에 집적시키는 것이 바람직하다. 또한, γ-fibre 이외로의 방위의 집적은 가능한 한 작게 할 필요가 있다. DP강에서는 마르텐사이트 조직의 활용에 의해 고강도를 달성하지만, 이 마르텐사이트가 특정한 방위에 집적하는 경우가 있다. 이것은, 오스테나이트의 집합 조직의 형성에 원인이 있고, 구체적으로는 Copper 방위나 Brass 방위라고 불리는 방위에 오스테나이트의 집합 조직이 형성함으로써, 오스테나이트를 냉각했을 때에 생성하는 마르텐사이트에도 집합 조직이 발생하게 된다. 이 마르텐사이트의 집합 조직의 정보는, ODF(결정 방위 분포 함수) (φ2=45°)로도 나타나지만, γ-fibre 상에 있고, 모상 페라이트와의 집합 조직의 차를 인식하는 것은 곤란하다.
지금까지, DP강이나 고강도 강판에 관한 수많은 발명이 개시되었지만, 그 중에서 벌징 성형성의 개선에 관한 기술의 개시예는 적다(예를 들어, 특허문헌 1 내지 4, 참조).
특허문헌 1에서는, 신장 플랜지 성형성 및 피로 특성이 우수하고, 또한 벌징 성형성, 형상 동결성도 양호한, 고성형성의 고장력 열연 강판으로서, C:0.010 내지 0.10wt%, Si:0.50 내지 1.50wt%, Mn:0.50 내지 2.50wt%, P:0.05wt% 이하, S:0.005wt% 이하, Ti:0.005 내지 0.03wt%를 함유하는 강 슬래브를, 900 내지 1300℃의 온도 영역에서 유지한 후, 최종 스탠드에 있어서의 압하율을 20% 미만, 또한 압연 종료 온도를 870 내지 980℃로 하는 연속 열간 압연을 행하고, 압연 종료 후 50 내지 200℃/sec의 냉각 속도로 냉각하여, 300 내지 650℃의 온도 범위에서 코일에 권취함으로써, 체적률 70 내지 97%의 페라이트상과, 잔부는 베이나이트상을 주체로 하는 저온 변태상으로 이루어지는 조직으로 하고, r값의 면 내 이방성 Δr을 0.2 이하로 하는 기술이 개시되어 있다. 또한, 고강도화에 유익한 마르텐사이트 조직을 강 조직에 포함하는 경우에 있어서, 성형성을 담보하는 기술은 전혀 개시되어 있지 않다.
특허문헌 2에서는, 신장 면 내 이방성이 작은, 우수한 프레스 성형성을 갖는 인장 강도(TS):440㎫ 이상의 고강도 냉연 강판으로서, 질량%로, C:0.030 내지 0.20%, Si:1.5% 이하, Mn:1.0 내지 2.5%, P:0.005 내지 0.1%, S:0.01% 이하, Al:0.005 내지 1.5% 및 N:0.01% 이하를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성으로 하고, 강판 조직 전체에 대한 면적률로, 모상으로서 페라이트상을 85% 이상 99% 이하, 마르텐사이트상을 포함하는 제2상을 1% 이상 15% 이하, 또한 해당 마르텐사이트상의 강판 조직 전체에 대한 면적률:1% 이상 13% 이하로 하고, 또한 강판의 1/4 판 두께 위치에 있어서의 판면의 집합 조직에 있어서, ODF(결정 방위 분포 함수)로 나타내어지는 α파이버 중 Φ=25 내지 35°의 범위에서의 평균 결정 방위 밀도 I를 2.0 이상 4.0 이하로 하는 기술이 개시되어 있다. 또한, 면 내 이방성을 작게 하기 위해, 마르텐사이트 조직의 면적률을 작게 하고 있고, 당해 기술에서는 DP강의 특징인 고강도 또한 고연성의 특성을 얻을 수 없다. 종래의 DP강의 특성을 유지하면서, 벌징 성형성을 높이기 위해서는, 마르텐사이트 조직의 개질이 필요한 것을, 당해 개시 기술로부터도 이해할 수 있다.
특허문헌 3에서는, 780㎫ 이상의 TS를 갖고, 또한 우수한 신장 El을 갖고, TS×EL이 18000 이상인 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판으로서, 질량%로, C:0.03 내지 0.15%, Si:0.8 내지 2.5%, Mn:1.0 내지 3.0%, P:0.001 내지 0.05%, S:0.0001 내지 0.01%, Al:0.001 내지 0.1%, N:0.0005 내지 0.01%, Cr:0.1 내지 2.0%를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 또한, 면적률로, 50% 이상의 페라이트상과 10% 이상의 마르텐사이트상을 포함하는 마이크로 조직을 갖는 강판이 개시되어 있다. 또한, 당해 기술에서는 강판 표면에 도금 피막과 후처리 피막을 부여하여, 벌징 높이를 높이는 기술만 개시되어 있고, 벌징 성형성의 중요한 지표인 성형 후의 형상의 등방성에 대해서는 전혀 기술이 개시되어 있지 않다.
특허문헌 4에서는, 590㎫ 이상의 인장 강도를 갖고, 균일 신장과 구멍 확장성을 동시에 향상시킨, 가공성이 우수한 고강도 강판으로서, 질량%로, C:0.04 내지 0.10%, Mn:0.5 내지 2.6%, Si:0.8 내지 2.0%를 함유하고, C량과 Si량의 비 C/Si를 0.04 이상, 0.10 미만으로 하고, Al, P, S, N의 함유량을 제한하고, 금속 조직이, 체적률로, 90 내지 95%의 페라이트와 5 내지 10%의 템퍼링 마르텐사이트로 이루어지는 가공성이 우수한 고강도 강판이 개시되어 있다. 또한, 당해 개시 기술은 가공성을 높이기 위해 마르텐사이트 조직에 템퍼링을 부여하고, 또한, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률을 저감하는 수단에 지나지 않고, 그러므로 특허문헌 4에서는, 벌징 성형성 향상의 관점에서는 여전히 개선의 여지가 있었다.
또한, 상기 이외에도, 예를 들어 특허문헌 5 내지 7에, 고강도 강판에 관한 기술이 개시되어 있지만, 벌징 성형성에 대해서 전혀 검토가 이루어져 있지 않다.
일본 특허 공개 제2000-297349호 공보 일본 특허 공개 제2009-132981호 공보 일본 특허 공개 제2010-236027호 공보 일본 특허 공개 제2011-032543호 공보 일본 특허 공개 제2016-130357호 공보 일본 특허 공개 제2016-130355호 공보 일본 특허 공개 제2015-193897호 공보
본 발명은 상기 실정을 감안하여, 고강도이며 또한 벌징 성형성이 우수한 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 과제로 하는 것이다.
본 발명자들은, 상기 과제를 해결하는 방법에 대해서 예의 연구하고, 마르텐사이트의 집합 조직의 치우침을 판별하기 위해, 방위의 변화를 상세하게 조사하였다. 그 결과, (252) <2-11>이라고 하는 방위의 집적을 작게 함으로써, 마르텐사이트의 집합 조직의 억제(마르텐사이트의 방위 집적도의 랜덤화), 그리고 벌징 성형성의 향상(저이방성화)이 가능해지는 것을 밝혔다. 이 방위는 Copper 방위와 Brass 방위의 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태한 후에 나타나는 방위이며, 종래의 ODF(φ2=45°)에서는 이 방위를 시인할 수 없다는 것도 지견하였다.
또한, 본 발명자들은, 상기 방위의 집적이 작은 강판은, 단순히 열연 조건이나 어닐링 조건 등을 단일로 연구해도 제조 곤란이며, 열연ㆍ어닐링 공정 등의 소위 일관 공정에서 최적화를 달성하는 것으로밖에 제조할 수 없다는 것도, 여러가지의 연구를 거듭함으로써 지견하고, 본 발명을 완성하였다.
본 발명의 요지는, 다음과 같다.
(1) 질량%로,
C:0.05 내지 0.20%,
Si:0.01 내지 1.30%,
Mn:1.00 내지 3.00%,
P:0.0001 내지 0.0200%,
S:0.0001 내지 0.0200%,
Al:0.001 내지 1.000%,
N:0.0001 내지 0.0200%,
Co:0 내지 0.5000%,
Ni:0 내지 0.5000%,
Mo:0 내지 0.5000%,
Cr:0 내지 1.0000%,
O:0 내지 0.0200%,
Ti:0 내지 0.5000%,
B:0 내지 0.0100%,
Nb:0 내지 0.5000%,
V:0 내지 0.5000%,
Cu:0 내지 0.5000%,
W:0 내지 0.1000%,
Ta:0 내지 0.1000%,
Sn:0 내지 0.0500%,
Sb:0 내지 0.0500%,
As:0 내지 0.0500%,
Mg:0 내지 0.0500%,
Ca:0 내지 0.0500%,
Y:0 내지 0.0500%,
Zr:0 내지 0.0500%,
La:0 내지 0.0500% 및
Ce:0 내지 0.0500%
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,
면적률로,
페라이트 및 베이나이트의 합계:10.0 내지 90.0%,
마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계:5.0 내지 80.0%, 그리고
펄라이트 및 잔류 오스테나이트의 합계:0 내지 15.0%
를 함유하고,
페라이트의 (111) <112> 방위의 집적도가 3.0 이상이며,
마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 (252) <2-11> 방위의 집적도가 5.0 이하인 것을 특징으로 하는, 강판.
(2) Co:0.0001 내지 0.5000%,
Ni:0.0001 내지 0.5000%,
Mo:0.0001 내지 0.5000%,
Cr:0.0001 내지 1.0000%,
O:0.0001 내지 0.0200%,
Ti:0.0001 내지 0.5000%,
B:0.0001 내지 0.0100%,
Nb:0.0001 내지 0.5000%,
V:0.0001 내지 0.5000%,
Cu:0.0001 내지 0.5000%,
W:0.0001 내지 0.1000%,
Ta:0.0001 내지 0.1000%,
Sn:0.0001 내지 0.0500%,
Sb:0.0001 내지 0.0500%,
As:0.0001 내지 0.0500%,
Mg:0.0001 내지 0.0500%,
Ca:0.0001 내지 0.0500%,
Y:0.0001 내지 0.0500%,
Zr:0.0001 내지 0.0500%,
La:0.0001 내지 0.0500% 및
Ce:0.0001 내지 0.0500%
의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 상기 (1)에 기재된 강판.
(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 화학 조성을 갖는 용강을 연속 주조하여 강편을 형성하는 주조 공정이며, 연속 주조 후로부터 실온으로 냉각할 때까지의 동안에 800℃ 이상 1200℃ 미만에 있어서 5 내지 40%의 압하를 실시하는 주조 공정,
상기 강편을 열간 압연하는 것을 포함하고, 상기 열간 압연의 마무리 온도가 650 내지 950℃인 열간 압연 공정,
얻어진 열연 강판을 400 내지 700℃의 권취 온도에서 권취하는 공정,
권취한 열연 강판을 실온까지 냉각하지 않고 그대로 권취 개시 온도 +20℃ 내지 100℃의 온도 영역에서 5 내지 300분간 유지하는 공정,
상기 열연 강판을 10.0 내지 90.0%의 압하율로 냉간 압연하는 냉간 압연 공정 및
얻어진 냉연 강판을 700 내지 900℃의 온도 범위에서 어닐링하는 어닐링 공정
을 포함하는 것을 특징으로 하는, 강판의 제조 방법.
본 발명에 따르면, 고강도이며 또한 벌징 성형성이 우수한 강판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.
도 1은 예 1 및 예 2에 있어서의 DP강의 벌징 성형성에 부여하는 페라이트의 (111) <112> 방위의 집적도와 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 (252) <2-11> 방위의 집적도의 영향을 도시하는 도면이다.
이하, 본 발명의 실시 형태에 대해서 설명한다. 또한, 이들의 설명은, 본 발명의 실시 형태의 단순한 예시를 의도하는 것이며, 본 발명은 이하의 실시 형태에 한정되지 않는다.
<강판>
본 발명의 실시 형태에 따른 강판은, 질량%로,
C:0.05 내지 0.20%,
Si:0.01 내지 1.30%,
Mn:1.00 내지 3.00%,
P:0.0001 내지 0.0200%,
S:0.0001 내지 0.0200%,
Al:0.001 내지 1.000%,
N:0.0001 내지 0.0200%,
Co:0 내지 0.5000%,
Ni:0 내지 0.5000%,
Mo:0 내지 0.5000%,
Cr:0 내지 1.0000%,
O:0 내지 0.0200%,
Ti:0 내지 0.5000%,
B:0 내지 0.0100%,
Nb:0 내지 0.5000%,
V:0 내지 0.5000%,
Cu:0 내지 0.5000%,
W:0 내지 0.1000%,
Ta:0 내지 0.1000%,
Sn:0 내지 0.0500%,
Sb:0 내지 0.0500%,
As:0 내지 0.0500%,
Mg:0 내지 0.0500%,
Ca:0 내지 0.0500%,
Y:0 내지 0.0500%,
Zr:0 내지 0.0500%,
La:0 내지 0.0500% 및
Ce:0 내지 0.0500%
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,
면적률로,
페라이트 및 베이나이트의 합계:10.0 내지 90.0%,
마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계:5.0 내지 80.0%, 그리고
펄라이트 및 잔류 오스테나이트의 합계:0 내지 15.0%
를 함유하고,
페라이트의 (111) <112> 방위의 집적도가 3.0 이상이며,
마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 (252) <2-11> 방위의 집적도가 5.0 이하인 것을 특징으로 하고 있다.
먼저, 본 발명의 실시 형태에 따른 강판의 화학 성분을 한정한 이유에 대해서 설명한다. 여기서 성분에 대한 「%」는 질량%를 의미한다.
(C:0.05 내지 0.20%)
C는, 저렴하게 인장 강도를 증가시키는 원소이며, 페라이트 및 베이나이트, 또는 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 방위 집적도를 제어하기 위해 매우 중요한 인자이다. 0.05% 미만에서는, 열연 권취 시에 잔류 오스테나이트를 안정화시킬 수 없고, 마르텐사이트의 방위 집적도를 랜덤화할 수 없다. 이 때문에 하한값을 0.05% 이상으로 한다. C 함유량은 0.06% 이상, 0.07% 이상 또는 0.08% 이상이어도 된다. 또한, C 함유량이 0.20% 초과에서는, 신장의 저하를 초래할 뿐만 아니라, 페라이트의 방위 집적도가 저하되므로, 벌징 성형성이 열화된다. 이 때문에 상한값을 0.20% 이하로 한다. C 함유량은 0.18% 이하, 0.16% 이하 또는 0.15% 이하이어도 된다.
(Si:0.01 내지 1.30%)
Si는, 탈산제로서 작용하고, 탄화물 및 열처리 후의 잔류 오스테나이트의 형태에 영향을 미치는 원소이다. 또한, 내마모성과 벌징 성형성의 양립에는, 강 부품 중에 존재하는 탄화물의 체적률을 저감하고, 또한 잔류 오스테나이트를 활용하여, 고강도화를 도모하는 것이 유효하다. 0.01% 미만에서는, 탄화물의 생성이 억제되지 않고, 다량의 탄화물이 강에 존재하도록 되고, 벌징 성형성은 열화된다. 이 때문에 하한값을 0.01% 이상으로 한다. Si 함유량은 0.05% 이상, 0.10% 이상 또는 0.30% 이상이어도 된다. 또한, Si 함유량이 1.30% 초과에서는, 강 강도의 증가와 함께, 부품의 취화를 초래하고, 벌징 성형성을 저하시킨다. 이 때문에 상한값을 1.30% 이하로 한다. Si 함유량은 1.20% 이하, 1.10% 이하, 1.00% 이하 또는 0.90% 이하이어도 된다.
(Mn:1.00 내지 3.00%)
Mn은, 강의 페라이트 변태에 영향을 주는 인자이며, 강도 상승에 유효한 원소이다. 1.00% 미만에서는, 냉연판 어닐링에서의 냉각 과정에 있어서 마르텐사이트 변태를 촉진할 수 없어, 강도의 저하를 야기한다. 이 때문에 하한값을 1.00% 이상으로 한다. Mn 함유량은 1.10% 이상, 1.30% 이상 또는 1.50% 이상이어도 된다. 또한, Mn 함유량이 3.00% 초과에서는, 냉연판 어닐링에 있어서의 페라이트 및 베이나이트 변태를 억제하므로, 벌징 성형성의 저하를 야기한다. 이 때문에 상한값을 3.00% 이하로 한다. Mn 함유량은 2.80% 이하, 2.50% 이하 또는 2.20% 이하이어도 된다.
(P:0.0001 내지 0.0200%)
P는, 페라이트 입계에 강하게 편석하여 입계의 취화를 촉진하는 원소이다. 적을수록 바람직하다. 0.0001% 미만에서는, 고순도화하기 위해서는, 정련을 위해 요하는 시간이 많아지고, 비용의 대폭적인 증가를 초래한다. 이 때문에 하한값을 0.0001% 이상으로 한다. P 함유량은 0.0005% 이상, 0.0010% 이상 또는 0.0020% 이상이어도 된다. 또한, P 함유량이 0.0200% 초과에서는, 입계 취화에 의해 벌징 성형성의 저하를 초래한다. 이 때문에 상한값을 0.0200% 이하로 한다. P 함유량은 0.0180% 이하, 0.0150% 이하 또는 0.0120% 이하이어도 된다.
(S:0.0001 내지 0.0200%)
S는, 강 중에서 MnS 등의 비금속 개재물을 생성하고, 강재 부품의 연성의 저하를 초래하는 원소이며, 적을수록 바람직하다. 0.0001% 미만에서는, 고순도화하기 위해서는, 정련을 위해 요하는 시간이 많아지고, 비용의 대폭적인 증가를 초래한다. 이 때문에 하한값을 0.0001% 이상으로 한다. S 함유량은 0.0005% 이상, 0.0010% 이상 또는 0.0020% 이상이어도 된다. 또한, S 함유량이 0.0200% 초과에서는, 냉간 성형 시에 비금속 개재물을 기점으로 한 균열의 발생을 초래하고, 벌징 성형성이 저하된다. 이 때문에 상한값을 0.0200% 이하로 한다. S 함유량은 0.0180% 이하, 0.0150% 이하 또는 0.0120% 이하이어도 된다.
(Al:0.001 내지 1.000%)
Al은, 강의 탈산제로서 작용하여 페라이트를 안정화하는 원소이며, 필요에 따라서 첨가된다. 0.001% 미만에서는, 첨가 효과가 충분히 얻어지지 않으므로, 하한값을 0.001% 이상으로 한다. Al 함유량은 0.005% 이상, 0.010% 이상 또는 0.020% 이상이어도 된다. 또한, Al 함유량이 1.000% 초과에서는, 냉연판 어닐링에 있어서 냉각 과정에서의 페라이트 변태 및 베이나이트 변태가 과도하게 촉진하므로 강판의 강도가 저하된다. 이 때문에 상한값을 1.000% 이하로 한다. Al 함유량은 0.950% 이하, 0.900% 이하 또는 0.800% 이하이어도 된다.
(N:0.0001 내지 0.0200%)
N은, 강판 중에서 조대한 질화물을 형성하고, 강판의 가공성을 저하시키는 원소이다. 또한, N은, 용접 시의 블로 홀의 발생 원인이 되는 원소이다. 0.0001% 미만에서는, 제조 비용의 대폭적인 증가를 초래한다. 이 때문에 하한값을 0.0001% 이상으로 한다. N 함유량은 0.0005% 이상, 0.0010% 이상 또는 0.0020% 이상이어도 된다. 또한, N 함유량이 0.0200% 초과에서는, 벌징 성형성의 저하나, 블로 홀의 발생이 현저해진다. 이 때문에 상한값을 0.0200% 이하로 한다. N 함유량은 0.0180% 이하, 0.0160% 이하 또는 0.0120% 이하이어도 된다.
본 발명의 실시 형태에 따른 강판의 기본 성분 조성은 상기한 바와 같다. 또한, 당해 강판은, 필요에 따라서 이하의 원소를 함유하고 있어도 된다. 당해 강판은, 잔부의 Fe의 일부를 대신하여 이하의 원소를 함유하고 있어도 된다.
(Co:0 내지 0.5000%)
Co는, 탄화물의 형태 제어와 강도의 증가에 유효한 원소이며, 필요에 따라서 첨가된다. 0.0001% 미만에서는, 첨가 효과를 얻을 수 없다. 이 때문에 하한값을 0.0001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. Co 함유량은 0.0002% 이상, 0.0010% 이상 또는 0.0100% 이상이어도 된다. 또한, Co 함유량이 0.5000% 초과에서는, 미세한 Co 탄화물이 다수 석출되고, 강재의 강도 상승과 연성의 저하를 초래하여, 냉간 가공성이나 벌징 성형성을 저하시키는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 0.5000% 이하로 한다. Co 함유량은 0.4500% 이하, 0.4000% 이하 또는 0.3000% 이하이어도 된다.
(Ni:0 내지 0.5000%)
Ni는, 강화 원소임과 동시에 ??칭성의 향상에 유효하다. 덧붙여, 습윤성의 향상이나 합금화 반응의 촉진을 초래하기 때문에 첨가해도 된다. 0.0001% 미만에서는, 이들의 효과를 얻을 수 없다. 이 때문에 하한값을 0.0001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. Ni 함유량은 0.0002% 이상, 0.0010% 이상 또는 0.0100% 이상이어도 된다. 또한, Ni 함유량이 0.5000% 초과에서는, 제조 시 및 열연 시의 제조성에 악영향을 미치거나 또는 벌징 성형성을 저하시키는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 0.5000% 이하로 한다. Ni 함유량은 0.4500% 이하, 0.4000% 이하 또는 0.3000% 이하이어도 된다.
(Mo:0 내지 0.5000%)
Mo는, 강판의 강도의 향상에 유효한 원소이다. 또한, Mo는, 연속 어닐링 설비 또는 연속 용융 아연 도금 설비에서의 열처리 시에 발생하는 페라이트 변태를 억제하는 효과를 갖는 원소이다. 0.0001% 미만에서는, 그 효과는 얻을 수 없다. 이 때문에 하한값을 0.0001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. Mo 함유량은 0.0002% 이상, 0.0010% 이상 또는 0.0100% 이상이어도 된다. 또한, Mo 함유량이 0.5000% 초과에서는, 냉연판 어닐링에 있어서, 페라이트 및 베이나이트 변태를 억제함과 함께, 마르텐사이트 변태의 촉진을 야기하므로 성형성, 특별히 벌징 성형성이 열화되는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 0.5000% 이하로 한다. Mo 함유량은 0.4500% 이하, 0.4000% 이하 또는 0.3000% 이하이어도 된다.
(Cr:0 내지 1.0000%)
Cr은, Mn과 마찬가지로 펄라이트 변태를 억제하고, 강의 고강도화에 유효한 원소이며, 필요에 따라서 첨가된다. 0.0001% 미만에서는, 첨가의 효과를 얻을 수 없다. 이 때문에 하한값을 0.0001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. Cr 함유량은 0.0002% 이상, 0.0010% 이상 또는 0.0100% 이상이어도 된다. 또한, Cr 함유량이 1.0000% 초과에서는, 오스테나이트의 안정성을 현저하게 높여, 냉연판 어닐링 후에 다량의 잔류 오스테나이트가 존재하므로, 벌징 성형성이 열화되는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 1.0000% 이하로 한다. Cr 함유량은 0.9000% 이하, 0.8000% 이하 또는 0.7000% 이하이어도 된다.
(O:0 내지 0.0200%)
O는, 산화물을 형성하고, 가공성을 열화시키기 때문에, 첨가량을 억제할 필요가 있다. 특히, 산화물은 개재물로서 존재하는 경우가 많고， 펀칭 단부면, 혹은, 절단면에 존재하면, 단부면에 절결 형상의 흠집이나 조대한 딤플을 형성하기 때문에, 벌징 성형 시나 강 가공 시에, 응력 집중을 초래하여, 균열 형성의 기점이 되고 대폭적인 가공성의 열화를 초래한다. 그러나, 0.0001% 미만에서는, 과도한 고비용을 초래하여 경제적으로 바람직하지 않다. 이 때문에 하한값을 0.0001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. O 함유량은 0.0005% 이상, 0.0010% 이상 또는 0.0020% 이상이어도 된다. 한편, O 함유량이 0.0200% 초과에서는, 상기 가공성의 열화의 경향이 현저해진다. 이 때문에 상한값을 0.0200% 이하로 한다. O 함유량은 0.0180% 이하, 0.0150% 이하 또는 0.0100% 이하이어도 된다.
(Ti:0 내지 0.5000%)
Ti는, 강화 원소이다. 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 세립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화로, 강판의 강도 상승에 기여한다. 0.0001% 미만에서는, 이들의 효과를 얻을 수 없다. 이 때문에 하한값을 0.0001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. Ti 함유량은 0.0002% 이상, 0.0010% 이상 또는 0.0100% 이상이어도 된다. 또한, Ti 함유량이 0.5000% 초과에서는, 탄질화물의 석출이 많아져 성형성, 특별히 벌징 성형성이 열화되는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 0.5000% 이하로 한다. Ti 함유량은 0.4500% 이하, 0.4000% 이하 또는 0.3000% 이하이어도 된다.
(B:0 내지 0.0100%)
B는, 오스테나이트로부터의 냉각 과정에 있어서 페라이트 및 펄라이트의 생성을 억제하고, 베이나이트 또는 마르텐사이트 등의 저온 변태 조직의 생성을 촉진하는 원소이다. 또한, B는, 강의 고강도화에 유익한 원소이며, 필요에 따라서 첨가된다. 0.0001% 미만에서는, 첨가에 의한 고강도화 또는 내마모성의 향상의 효과를 충분히 얻을 수 없다. 또한, 0.0001% 미만의 동정에는 분석에 세심한 주의를 할 필요가 있음과 함께, 분석 장치에 따라서는 검출 하한에 이른다. 이 때문에 하한값을 0.0001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. B 함유량은 0.0003% 이상, 0.0005% 이상 또는 0.0010% 이상이어도 된다. 또한, B 함유량이 0.0100% 초과에서는, 강 중에 조대한 B 산화물의 생성을 초래하여, 냉간 성형 시의 보이드의 발생 기점이 되고, 벌징 성형성은 열화되는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 0.0100% 이하로 한다. B 함유량은 0.0080% 이하, 0.0060% 이하 또는 0.0050% 이하이어도 된다.
(Nb:0 내지 0.5000%)
Nb는, Ti와 마찬가지로 탄화물의 형태 제어에 유효한 원소이며, 그 첨가에 의해 조직을 미세화하기 위해 인성의 향상에도 효과적인 원소이다. 0.0001% 미만에서는, 효과를 얻을 수 없다. 이 때문에 하한값을 0.0001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. Nb 함유량은 0.0002% 이상, 0.0010% 이상 또는 0.0100% 이상이어도 된다. 또한, Nb 함유량이 0.5000% 초과에서는, 미세하고 경질인 Nb 탄화물이 다수 석출되고, 강재의 강도 상승과 함께 연성이 현저한 열화를 초래하여, 냉간 가공성이나 벌징 성형성을 저하시키는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 0.5000% 이하로 한다. Nb 함유량은 0.4500% 이하, 0.4000% 이하 또는 0.3000% 이하이어도 된다.
(V:0 내지 0.5000%)
V는, 강화 원소이다. 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 세립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화로, 강판의 강도 상승에 기여한다. 0.0001% 미만에서는, 이들의 효과를 얻을 수 없다. 이 때문에 하한값을 0.0001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. V 함유량은 0.0002% 이상, 0.0010% 이상 또는 0.0100% 이상이어도 된다. 또한, V 함유량이 0.5000% 초과에서는, 탄질화물의 석출이 많아져 성형성, 특별히 벌징 성형성이 열화된다. 이 때문에 상한값을 0.5000% 이하로 한다. V 함유량은 0.4500% 이하, 0.4000% 이하 또는 0.3000% 이하이어도 된다.
(Cu:0 내지 0.5000%)
Cu는, 강판의 강도의 향상에 유효한 원소이다. 0.0001% 미만에서는, 이들의 효과를 얻을 수 없다. 이 때문에 하한값을 0.0001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. Cu 함유량은 0.0002% 이상, 0.0010% 이상 또는 0.0100% 이상이어도 된다. 또한, Cu 함유량이 0.5000% 초과에서는, 열간 압연 중에 강재가 취화되어, 열간 압연이 불가능하게 된다. 또한, 강의 강도가 현저하게 높아져, 벌징 성형성이 열화되는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 0.5000% 이하로 한다. Cu 함유량은 0.4500% 이하, 0.4000% 이하 또는 0.3000% 이하이어도 된다.
(W:0 내지 0.1000%)
W는, 강판의 강도 상승에 유효할 뿐만 아니라, W를 함유하는 석출물 및 정출물은 수소 트랩 사이트가 되므로 매우 중요한 원소이다. 0.0001% 미만에서는, 이들의 효과를 얻을 수 없다. 이 때문에 하한값을 0.0001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. W 함유량은 0.0002% 이상, 0.0010% 이상 또는 0.0050% 이상이어도 된다. 또한, W 함유량이 0.1000% 초과에서는, 가공성, 특별히 벌징 성형성이 저하되는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 0.1000% 이하로 한다. W 함유량은 0.0800% 이하, 0.0600% 이하 또는 0.0500% 이하이어도 된다.
(Ta:0 내지 0.1000%)
Ta는, Nb, V, W와 마찬가지로, 탄화물의 형태 제어와 강도의 증가에 유효한 원소이며, 필요에 따라서 첨가된다. 0.0001% 미만에서는, 첨가 효과를 얻을 수 없다. 이 때문에 하한값을 0.0001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. Ta 함유량은 0.0002% 이상, 0.0010% 이상 또는 0.0050% 이상이어도 된다. 또한, Ta 함유량이 0.1000% 초과에서는, 미세한 Ta 탄화물이 다수 석출되고, 강판의 강도 상승과 연성의 저하를 초래하여, 내굽힘성이나 벌징 성형성을 저하시키는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 0.1000% 이하로 한다. Ta 함유량은 0.0800% 이하, 0.0600% 이하 또는 0.0500% 이하이어도 된다.
(Sn:0 내지 0.0500%)
Sn은, 원료로서 스크랩을 사용한 경우에 강 중에 함유되는 원소이며, 적을수록 바람직하다. 0.0001% 미만에서는, 정련 비용의 증가를 초래한다. 이 때문에 하한값을 0.0001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. Sn 함유량은 0.0002% 이상, 0.0010% 이상 또는 0.0050% 이상이어도 된다. 또한, Sn 함유량이 0.0500% 초과에서는, 페라이트의 취화에 의한 벌징 성형성의 저하를 야기하는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 0.0500% 이하로 한다. Sn 함유량은 0.0400% 이하, 0.0300% 이하 또는 0.0200% 이하이어도 된다.
(Sb:0 내지 0.0500%)
Sb는, Sn과 마찬가지로 강 원료로서 스크랩을 사용한 경우에 함유되는 원소이다. Sb는, 입계에 강하게 편석되어 입계의 취화 및 연성의 저하를 초래하므로, 적을수록 바람직하고, 0%이어도 된다. 0.0001% 미만에서는, 정련 비용의 증가를 초래한다. 이 때문에 하한값을 0.0001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. Sb 함유량은 0.0002% 이상, 0.0010% 이상 또는 0.0050% 이상이어도 된다. 또한, Sb 함유량이 0.0500% 초과에서는, 벌징 성형성의 저하를 야기하는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 0.0500% 이하로 한다. Sb 함유량은 0.0400% 이하, 0.0300% 이하 또는 0.0200% 이하이어도 된다.
(As:0 내지 0.0500%)
As는, Sn, Sb와 마찬가지로 강 원료로서 스크랩을 사용한 경우에 함유되어, 입계에 강하게 편석하는 원소이며, 적을수록 바람직하다. 0.0001% 미만에서는, 정련 비용의 증가를 초래한다. 이 때문에 하한값을 0.0001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. As 함유량은 0.0002% 이상, 0.0010% 이상 또는 0.0050% 이상이어도 된다. 또한, As 함유량이 0.0500% 초과에서는, 벌징 성형성의 저하를 초래한다. 이 때문에 상한값을 0.0500% 이하로 한다. As 함유량은 0.0400% 이하, 0.0300% 이하 또는 0.0200% 이하이어도 된다.
(Mg:0 내지 0.0500%)
Mg는, 미량 첨가로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이며, 필요에 따라서 첨가된다. 0.0001% 미만에서는, 그 효과는 얻을 수 없다. 이 때문에 하한값을 0.0001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. Mg 함유량은 0.0002% 이상, 0.0010% 이상 또는 0.0050% 이상이어도 된다. 또한, Mg 함유량이 0.0500% 초과에서는, 조대한 개재물의 형성에 의한 벌징 성형성의 저하를 야기하는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 0.0500% 이하로 한다. Mg 함유량은 0.0400% 이하, 0.0300% 이하 또는 0.0200% 이하이어도 된다.
(Ca:0 내지 0.0500%)
Ca는, 탈산 원소로서 유용한 것 외에, 황화물의 형태 제어에도 효과를 발휘한다. 0.0001% 미만에서는, 효과가 충분하지 않다. 이 때문에 하한값을 0.0001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. Ca 함유량은 0.0002% 이상, 0.0010% 이상 또는 0.0050% 이상이어도 된다. 또한, Ca 함유량이 0.0500% 초과에서는, 가공성, 특별히 벌징 성형성이 열화되는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 0.0500% 이하로 한다. Ca 함유량은 0.0400% 이하, 0.0300% 이하 또는 0.0200% 이하이어도 된다.
(Y:0 내지 0.0500%)
Y는, Mg, Ca와 마찬가지로 미량 첨가로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이며, 필요에 따라서 첨가된다. 0.0001% 미만에서는, 이들의 효과를 얻을 수 없다. 이 때문에 하한값을 0.0001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. Y 함유량은 0.0002% 이상, 0.0010% 이상 또는 0.0050% 이상이어도 된다. 또한, Y 함유량이 0.0500% 초과에서는, 조대한 Y 산화물이 생성되어, 벌징 성형성이 저하되는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 0.0500% 이하로 한다. Y 함유량은 0.0400% 이하, 0.0300% 이하 또는 0.0200% 이하이어도 된다.
(Zr:0 내지 0.0500%)
Zr은, Mg, Ca, Y와 마찬가지로 미량 첨가로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이며, 필요에 따라서 첨가된다. 0.0001% 미만에서는, 이들의 효과를 얻을 수 없다. 이 때문에 하한값을 0.0001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. Zr 함유량은 0.0002% 이상, 0.0010% 이상 또는 0.0050% 이상이어도 된다. 또한, Zr 함유량이 0.0500% 초과에서는, 조대한 Zr 산화물이 생성되어 벌징 성형성이 저하되는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 0.0500% 이하로 한다. Zr 함유량은 0.0400% 이하, 0.0300% 이하 또는 0.0200% 이하이어도 된다.
(La:0 내지 0.0500%)
La는, 미량 첨가로 황화물의 형태 제어에 유효한 원소이며, 필요에 따라서 첨가된다. 0.0001% 미만에서는, 그 효과는 얻을 수 없다. 이 때문에 하한값을 0.0001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. La 함유량은 0.0002% 이상, 0.0010% 이상 또는 0.0050% 이상이어도 된다. 또한, La 함유량이 0.0500% 초과에서는, La 산화물이 생성되어 벌징 성형성의 저하를 초래하는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 0.0500% 이하로 한다. La 함유량은 0.0400% 이하, 0.0300% 이하 또는 0.0200% 이하이어도 된다.
(Ce:0 내지 0.0500%)
Ce는, La와 마찬가지로 미량 첨가로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이며, 필요에 따라서 첨가된다. 0.0001% 미만에서는, 그 효과는 얻을 수 없다. 이 때문에 하한값을 0.0001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. Ce 함유량은 0.0002% 이상, 0.0010% 이상 또는 0.0050% 이상이어도 된다. 또한, Ce 함유량이 0.0500% 초과에서는, Ce 산화물이 생성되어 벌징 성형성의 저하를 초래하는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 0.0500% 이하로 한다. Ce 함유량은 0.0400% 이하, 0.0300% 이하 또는 0.0200% 이하이어도 된다.
또한, 본 발명의 실시 형태에 따른 강판에서는, 상기에 설명한 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불순물로 이루어진다. 불순물이란, 강판을 공업적으로 제조할 때에, 광석이나 스크랩 등과 같은 원료를 비롯하여, 제조 공정의 다양한 요인에 의해 혼입되는 성분이며, 본 발명의 실시 형태에 따른 강판에 대하여 의도적으로 첨가한 성분이 아닌 것(소위 불가피적 불순물)을 포함하는 것이다. 또한, 불순물이란, 위에서 설명한 성분 이외의 원소이며, 당해 원소 특유의 작용 효과가 본 발명의 실시 형태에 따른 강판의 특성에 영향을 미치지 않는 레벨로 당해 강판 중에 포함되는 원소도 포함하는 것이다.
계속해서, 본 발명의 실시 형태에 따른 강판의 조직 및 특성의 특징을 설명한다.
(페라이트 및 베이나이트의 합계:10.0 내지 90.0%)
페라이트 및 베이나이트의 합계의 면적률은, 강의 신장에 영향을 주고, 면적률의 증가에 수반하여 가공성이 증가된다. 10.0% 미만에서는, 제조에 있어서 고도의 제어를 요하므로, 수율의 저하를 초래하고, 나아가 벌징 성형성이 저하되는 경우가 있다. 이 때문에 하한값을 10.0% 이상으로 한다. 페라이트 및 베이나이트의 합계의 면적률은 20.0% 이상, 30.0% 이상 또는 35.0% 이상이어도 된다. 또한, 90% 초과에서는, 강도의 저하를 초래하는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 90.0% 이하로 한다. 페라이트 및 베이나이트의 합계의 면적률은 85.0% 이하, 80.0% 이하 또는 75.0% 이하이어도 된다.
(마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계:5.0 내지 80.0%)
마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계의 면적률은, 강의 강도에 영향을 주고, 면적률이 클수록 인장 강도가 증가된다. 5.0% 미만에서는, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적률이 충분하지 않고, 목표로 하는 인장 강도 550㎫ 이상을 달성할 수 없는 경우가 있다. 이 때문에 하한값을 5.0% 이상으로 한다. 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계의 면적률은 10.0% 이상, 15.0% 이상 또는 20.0% 이상이어도 된다. 또한, 80.0% 초과에서는, 인장 강도가 1100㎫를 초과하여 강도 연성 밸런스의 저하나 벌징 성형성의 저하를 초래하는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 80.0% 이하로 한다. 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계의 면적률은 70.0% 이하, 60.0% 이하 또는 55.0% 이하이어도 된다.
(펄라이트 및 잔류 오스테나이트의 합계:0 내지 15.0%)
잔부의 펄라이트 및 잔류 오스테나이트는 강의 국부 연성을 열화시키는 조직 인자이며, 적을수록 바람직하다. 펄라이트 및 잔류 오스테나이트의 합계의 면적률은 0%이어도 되지만, 1.0% 미만에서는, 제조에 있어서 고도의 제어를 요하는 경우가 있다. 수율의 저하를 억제하는 관점에서는, 펄라이트 및 잔류 오스테나이트의 합계의 면적률을 1.0% 이상으로 해도 된다. 펄라이트 및 잔류 오스테나이트의 합계의 면적률은 2.0% 이상, 3.0% 이상 또는 5.0% 이상이어도 된다. 또한, 15.0% 초과에서는, 벌징 성형성의 저하를 초래하는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 15.0% 이하로 한다. 펄라이트 및 잔류 오스테나이트의 합계의 면적률은 13.0% 이하, 11.0% 이상 또는 9.0% 이상이어도 된다.
(페라이트의 (111) <112> 방위의 집적도:3.0 이상)
페라이트의 (111) <112> 방위의 집적도는, 강의 등방적인 변형, 즉 벌징 성형성에 영향을 주는 인자이며, 이 집적도가 클수록 벌징 성형성이 우수하다. 3.0 미만에서는, 양호한 벌징 성형성을 얻을 수 없다. 이 때문에 하한값을 3.0 이상으로 한다. 바람직하게는 4.0 이상 또는 5.0 이상이다. 이 집적도의 상한값은, 특별히 한정되지 않지만, 10.0 이하, 8.0 이하 또는 7.0 이하이어도 된다.
(마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 (252) <2-11> 방위의 집적도:5.0 이하)
마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 합계했을 때의 (252) <2-11> 방위의 집적도는, 강의 등법적인 변형을 방해하는, 즉 벌징 성형성에 영향을 주는 인자이며, 이 집적도가 작을수록 벌징 성형성은 우수하다. 5.0 초과에서는, 벌징 성형성은 열화된다. 이 때문에 상한값을 5.0 이하로 한다. 바람직하게는 4.0 이하 또는 3.0 이하이다. 이 집적도의 하한값은, 특별히 한정되지 않지만, 0.1 이상, 0.2 이상 또는 0.3 이상이어도 된다.
(판 두께)
강판의 판 두께는 성형 후의 강 부재의 강성에 영향을 주는 인자이며, 판 두께가 클수록 부재의 강성은 높아진다. 판 두께가 0.2㎜ 미만에서는 강성의 저하를 초래함과 함께, 강재 내부에 존재하는 불가피한 비철 개재물의 영향을 받아서 벌징 성형성이 저하되므로, 0.2㎜ 이상의 판 두께가 바람직하다. 또한, 판 두께가 3.0㎜를 초과하면 벌징 성형 시의 성형 하중이 증가되고, 금형의 손모나 생산성의 저하를 초래하므로, 3.0㎜ 이하의 판 두께가 바람직하다.
다음에, 상기에서 규정하는 조직의 관찰 및 측정 방법을 설명한다.
(페라이트 및 베이나이트의 합계의 면적률의 평가 방법)
페라이트 및 베이나이트의 면적률은, 전계 방출형 주사 전자 현미경(FE-SEM:Field Emission-Scanning Electron Microscope)을 사용한 전자 채널링 콘트라스트상에 의해, 판 두께의 1/4 위치를 중심으로 하는 1/8 내지 3/8 두께의 범위를 관찰함으로써 구한다. 전자 채널링 콘트라스트상은, 결정립 내의 결정 방위차를 상(像)의 콘트라스트차로서 검출하는 방법이며, 당해 상에 있어서, 펄라이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트가 아니라, 페라이트라고 판단되는 조직에 있어서 균일한 콘트라스트로 찍히는 부분이 폴리고날 페라이트이다. 또한, 베이나이트는, 라스상의 결정립의 집합이며, 내부에 긴 직경 20㎚ 이상의 철계 탄화물을 포함하지 않는 것 또는 내부에 긴 직경 20㎚ 이상의 철계 탄화물을 포함하고, 그 탄화물이, 단일의 밸리언트, 즉, 동일한 방향으로 신장한 철계 탄화물군에 속하는 것이다. 여기서, 동일 방향으로 신장한 철계 탄화물군이란, 철계 탄화물군의 신장 방향의 차이가 5° 이내인 것을 말한다. 베이나이트는, 방위차 15° 이상의 입계에 의해 둘러싸인 베이나이트를 1개의 베이나이트 입자로서 세어진다. 35×25㎛의 전자 채널링 콘트라스트상 8 시야를, 화상 해석의 방법으로, 각 시야에서의 페라이트 및 베이나이트의 합계의 면적률을 산출하고, 그 평균값을 페라이트 및 베이나이트의 합계의 면적률로 한다.
(마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계의 면적률의 평가 방법)
마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트도 전술한 전자 채널링 콘트라스트로 촬영한 화상으로부터 합계의 면적률을 구한다. 이들의 조직은 페라이트보다도 에칭되기 어렵기 때문에, 조직 관찰면 상에서는 볼록부로서 존재한다. 또한, 템퍼링 마르텐사이트는 라스상의 결정립의 집합이며, 내부에 긴 직경 20㎚ 이상의 철계 탄화물을 포함하고, 그 탄화물이 복수의 밸리언트, 즉, 다른 방향으로 신장한 복수의 철계 탄화물군에 속하는 것이다. 또한, 잔류 오스테나이트도 조직 관찰면 상에서는 볼록부로 존재한다. 이 때문에, 상기의 수순으로 구한 볼록부의 면적률을, 후술하는 수순으로 측정하는 잔류 오스테나이트의 면적률로 제함으로써, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계의 면적률을 정확하게 측정하는 것이 가능하게 된다.
(펄라이트 및 잔류 오스테나이트의 합계의 면적률의 평가 방법)
잔류 오스테나이트의 면적률은, X선을 사용한 측정에 의해 산출할 수 있다. 즉, 시료의 판면으로부터 판 두께 방향으로 깊이 1/4 위치까지를 기계 연마 및 화학 연마에 의해 제거한다. 그리고, 연마 후의 시료에 대하여 특성 X선으로서 MoKα선을 사용하여 얻어진, bcc상의 (200), (211) 및 fcc상의 (200), (220), (311)의 회절 피크의 적분 강도비로부터, 잔류 오스테나이트의 조직 분율을 산출하고, 이를, 잔류 오스테나이트의 면적률로 한다. 또한, 펄라이트는 전술한 전자 채널링 콘트라스트로 촬영한 화상으로부터 면적률을 구한다. 펄라이트는 판상의 탄화물과 페라이트가 나열된 조직이다.
(페라이트의 (111) <112> 방위의 집적도의 평가 방법)
페라이트의 방위 집적도는, EBSD(Electron Back Scattering Diffraction) 장치를 사용하여 측정한다. 또한, EBSP(전자 후방 산란 패턴:Electron Back Scattering Pattern)법, 또는 ECP(Electron Channeling Pattern)법의 어느 것으로도 측정이 가능하다. {110} 극점도에 기초하여 벡터법에 의해 계산한 3차원 집합 조직이나, {110}, {100}, {211}, {310}의 극점도 중, 복수의 극점도(바람직하게는 3개 이상)를 사용하여 급수 전개법으로 계산한 3차원 집합 조직으로부터 구하면 된다. 또한, EBSD에 의한 측정에서는, 전술한 전자선 채널링 콘트라스트와 동일 위치의 결정 방위 데이터를 STEP 간격을 0.05㎛로 설정하여 취득한다. 이 수순으로 취득한 8 시야분의 데이터에 있어서 페라이트에 대응하는 결정 방위 데이터로부터, (111) <112> 방위의 집적도를 구한다.
(마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 합계했을 때의 (252) <2-11> 방위의 집적도의 평가 방법)
마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 방위 집적도도 EBSD에 의해 구한다. 페라이트의 방위 집적도의 평가 방법을 위해 채취한 결정 방위 데이터는, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 결정 방위 데이터도 포함한다. 페라이트의 경우와 동일하며, 전자 채널링 콘트라스트상에 있어서, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 결정 방위 데이터로부터 (252) <2-11> 방위의 집적도를 구한다.
(기계 특성)
본 발명의 실시 형태에 따른 강판에 의하면, 높은 인장 강도 및 높은 강도 연성 밸런스, 구체적으로는 550 내지 1100㎫의 인장 강도 및 10.0% 이상의 전체 신장을 달성하면서, 벌징 성형성을 향상시키는 것이 가능하다. 인장 강도는 바람직하게는 700㎫ 이상이며, 보다 바람직하게는 800㎫ 이상이다.
<강판의 제조 방법>
본 발명의 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법은 상술한 성분 범위의 재료를 사용하여, 열간 압연과 냉연 및 어닐링 조건의 일관된 관리를 특징으로 하고 있다. 이하, 강판의 제조 방법의 일례에 대해서 설명하지만, 본 발명에 따른 강판의 제조 방법은 이하의 형태에 한정되는 것은 아니다.
본 발명의 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법은, 강판에 관해서 위에서 설명한 화학 조성과 동일한 화학 조성을 갖는 용강을 연속 주조하여 강편을 형성하는 주조 공정이며, 연속 주조 후로부터 실온으로 냉각할 때까지의 동안에 800℃ 이상 1200℃ 미만에 있어서 5 내지 40%의 압하를 실시하는 주조 공정,
상기 강편을 열간 압연하는 것을 포함하고, 상기 열간 압연의 마무리 온도가 650 내지 950℃인 열간 압연 공정,
얻어진 열연 강판을 400 내지 700℃의 권취 온도로 권취하는 공정,
권취한 열연 강판을 실온까지 냉각하지 않고 그대로 권취 개시 온도 +20℃ 내지 100℃의 온도 영역에서 5 내지 300분간 유지하는 공정,
상기 열연 강판을 10.0 내지 90.0%의 압하율로 냉간 압연하는 냉간 압연 공정 및
얻어진 냉연 강판을 700 내지 900℃의 온도 범위에서 어닐링하는 어닐링 공정
을 포함하는 것을 특징으로 하고 있다. 이하, 각 공정에 대해서 상세하게 설명한다.
(주조 공정)
본 발명의 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법에서는, 먼저, 강판에 관해서 위에서 설명한 화학 조성과 동일한 화학 조성을 갖는 용강을 연속 주조하여 강편이 형성되고, 이어서 연속 주조 후로부터 실온으로 냉각할 때까지의 동안에 800℃ 이상 1200℃ 미만에 있어서 5 내지 40%의 압하를 실시하고, 800℃ 이상 1200℃ 미만에 있어서 강편의 마이크로 편석의 농화부의 균일성을 높일(구체적으로는, 원소 농화부를 강재 내에 미세하게 분산시켜, 원소 농화부의 농도차를 작게 할) 수 있다. 5% 미만의 압하율에서는, 편석이 해소되지 않아, 페라이트 및 베이나이트의 방위 집적도의 저하 및 벌징 성형성의 저하를 일으킨다. 강편에 있어서의 원소 농화부의 균일성을 높임으로써(예를 들어 Mn 농화부의 균일성을 높임으로써), 냉연 어닐링 후에 원소 농화부에 있어서의 미재결정 페라이트의 잔존을 억제하여 페라이트의 (111)면에 방위를 집적시켜, 벌징 성형부가 등방적으로 넓어지기 쉬워진다. 또한, 후술하는 권취 후의 유지 공정에 있어서 열연판 중에 오스테나이트를 생성시키기 쉬워진다. 이 때문에 압하율의 하한값을 5% 이상으로 하고, 6% 이상, 8% 이상 또는 10% 이상이어도 된다. 또한, 40% 초과에서는, 설비의 대형화가 필요해져, 고액의 설비 투자와 고비용화를 초래한다. 또한, 응고 조직의 성장 방향을 맞출 수 있게 되므로, 이 응고 조직의 집합 조직의 영향을 받아, 냉연판 어닐링 후에 있어서의 페라이트 및 베이나이트의 방위 집적도가 저하되고, 벌징 성형성이 열화된다. 이 때문에 상한값을 40% 이하로 하고, 38% 이하, 35% 이하 또는 30% 이하이어도 된다.
(열간 압연 공정)
본 방법에서는, 주조된 강편은, 다음에 열간 압연 공정에 제공되고, 당해 열간 압연 공정은 주조된 강편을 직접 또는 일단 냉각한 후, 재가열하여 열간 압연함으로써 실시할 수 있다. 재가열을 행하는 경우에는, 강편의 가열 온도는, 일반적으로는 1100℃ 이상이고, 상한값은 특별히 규정하지 않지만, 예를 들어 1250℃ 이하이어도 된다.
(조압연)
본 방법에서는, 예를 들어 주조된 강편에 대하여 판 두께 조정 등을 위해, 임의 선택으로 마무리 압연 전에 조압연을 실시해도 된다. 이와 같은 조압연은, 원하는 시트바 치수를 확보할 수 있으면 되고, 그 조건은 특별히 한정되지 않는다.
(마무리 압연)
얻어진 강편 또는 그에 더하여 필요에 따라서 조압연된 강편은, 다음에 마무리 압연이 실시되고, 그 때의 마무리 온도(열간 압연의 마무리 온도)는 650 내지 950℃의 범위에 제어된다. 열간 압연의 마무리 온도는, 구오스테나이트 입경의 집합 조직의 제어에 효과를 주는 인자이다. 650℃ 미만에서는, 오스테나이트의 압연 집합 조직이 발달하고, 강재 특성의 이방성의 발생을 초래한다. 이 때문에 하한값을 650℃ 이상으로 하고, 680℃ 이상 또는 700℃ 이상이어도 된다. 또한, 950℃ 초과에서는, 압연 전에 소재가 고온으로 유지됨으로써, 오스테나이트의 이상 입성장이 일어나, 집합 조직의 등방화를 도모하는 것이 어려워진다. 이 때문에 상한값을 950℃ 이하로 하고, 930℃ 이하 또는 900℃ 이하이어도 된다.
(권취 공정)
열간 압연 공정의 후, 얻어진 열연 강판은, 다음의 권취 공정에 있어서 400 내지 700℃의 권취 온도에서 권취된다. 권취 온도는, 열연판의 조직 변화에 있어서 오스테나이트로 변태하는 페라이트 및 베이나이트의 제어에 중요한 인자이다. 400℃ 미만에서는, 후술하는 권취 후의 승온 처리를 부여했다고 해도, 열연판에 있어서 권취 후에 존재하는 오스테나이트를, 베이나이트로 변태시킬 수 없고, 목적으로 하는 열연 조직을 얻을 수 없다. 또한, 이에 의해, 벌징 성형성도 열화된다. 이 때문에 하한값을 400℃ 이상으로 하고, 420℃ 이상 또는 450℃ 이상이어도 된다. 또한, 700℃ 초과에서는, 열연판의 권취 시에 있어서 오스테나이트로부터 페라이트 변태가 과도하게 촉진되고, 탄소가 오스테나이트 중에 농화되고, 후술하는 권취 후의 승온 처리를 하면, 펄라이트 변태가 진행되므로, 목적으로 하는 열연 조직을 얻을 수 없게 된다. 이 때문에 상한값을 700℃ 이하로 하고, 680℃ 이하 또는 650℃ 이하이어도 된다.
(유지 공정)
다음에, 권취한 열연 강판은, 실온까지 냉각하지 않고 그대로 권취 개시 온도 +20℃ 내지 100℃의 온도 영역에 있어서 5 내지 300분간에 걸쳐 유지된다. 권취 개시 온도 +20℃ 내지 100℃의 온도에 있어서의 승온 및 유지는 본 발명에 있어서 매우 중요한 제어 인자이다. 열간 마무리 압연 후, 권취 온도까지 냉각 및 냉각 정지할 때, 페라이트 또는 베이나이트 변태가 진행되어 탄소가 잔부 오스테나이트에 농화되어 간다. 이 반응은 열연판을 코일 형상으로 권취한 후도 진행하고, 일단 페라이트 또는 베이나이트 변태 후에 승온시킴으로써, 열연판 조직에 있어서의 오스테나이트/B.C.C. 계면의 오스테나이트측에 있는 Mn 농화가 감소되므로, 오스테나이트/B.C.C. 계면의 이동이 가능해지고, 최종적으로 실온에서도 안정된 잔류 오스테나이트가 열연판의 상태에서 얻어진다. 상술한 바와 같이, 본 발명의 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법에 있어서는, 주조 공정에서의 강편의 압하 조건을 제어함으로써, 강편에 있어서의 원소 농화부의 균일성을 높이고 있다. 이와 유지 공정에서의 온도 유지 조건을 조합함으로써, 열연판 중에 오스테나이트를 보다 적절하게 생성ㆍ잔류시킬 수 있다. 열연판의 상태에서 안정화된 잔류 오스테나이트는 냉연 후에도 존재한다. 이 열연판에서의 열처리에 기인하는 잔류 오스테나이트와 냉연 어닐링 시에 페라이트의 집합 조직으로부터 K-S 관계에서 발생하는 오스테나이트가 섞여, 냉연판 어닐링에 있어서의 오스테나이트의 집합 조직이 랜덤화됨으로써, 최종 제품의 마르텐사이트에 있어서의 (252) <2-11> 방위의 집적도를 저하시키는 것이 가능하게 된다. 유지 온도를 권취 개시 온도 +20℃ 이상으로 함으로써, 미변태의 오스테나이트로부터 베이나이트로의 변태에 있어서의 계면의 이동 및 베이나이트 조직의 성장을 촉진함과 함께, 잔부 오스테나이트로의 탄소의 농화를 촉진할 수 있다. 또한, 유지 온도를 권취 개시 온도 +100℃ 이하로 함으로써, 내부 산화를 억제할 수 있다. 5분 미만의 유지에서는, 베이나이트 변태의 진행에 의한 오스테나이트의 안정화가 불충분하고, 본 발명의 효과를 얻을 수 없다. 이 때문에 하한값을 5분 이상으로 하고, 15분 이상 또는 30분 이상이어도 된다. 또한, 300분 초과에서는, 강대 표면으로부터 내부에 산소가 공급되고, 열연판에 내부 산화물을 형성한다. 내부 산화물이란, 입계를 따른 산화물이며, 냉연 어닐링 후에 잔존하면 균열의 기점이 되고 벌징 성형성의 저하를 초래한다. 이 때문에 상한값을 300분 이하로 하고, 250분 이하 또는 200분 이하이어도 된다.
(냉간 압연 및 어닐링 공정)
마지막으로, 얻어진 열연 강판은, 필요에 따라서 산세 등을 행한 후, 10.0 내지 90.0%의 압하율에서의 냉간 압연 및 700 내지 900℃에서의 어닐링을 실시하여 본 발명의 실시 형태에 따른 강판이 얻어진다. 본 발명의 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법에 있어서는, 상술한 주조 공정 및 유지 공정에 있어서 생성한 열연판 중의 잔류 오스테나이트와, 냉연 어닐링에 의해 새롭게 생성한 오스테나이트가, 냉연 어닐링 후에 모두 남게 된다. 즉, 방위가 다른 오스테나이트가 혼재되어 남게 된다. 이와 같이, 주조 공정에서의 압하 조건과, 권취 시의 온도 유지 조건과, 냉연 어닐링 조건을 조합하여, 방위가 다른 오스테나이트를 혼재시킴으로써, 최종적으로 얻어지는 강판에 있어서의 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 (252) <2-11> 방위의 집적도를 보다 적절 또한 용이하게 저하시킬 수 있다. 이하, 냉간 압연, 어닐링 및 도금 처리의 바람직한 실시 형태에 대해서 상세하게 설명한다. 하기의 기재는, 냉간 압연, 어닐링 및 도금 처리의 바람직한 실시 형태의 단순한 예시이며, 강판의 제조 방법을 전혀 한정하는 것은 아니다.
(산세)
먼저, 냉간 압연 전에, 권취한 열연 강판을 되감고, 산세에 제공한다. 산세를 행함으로써, 열연 강판의 표면의 산화 스케일을 제거하여, 냉연 강판의 화성 처리성이나, 도금성의 향상을 도모할 수 있다. 산세는, 1회이어도 되고, 복수회로 나눠서 행해도 된다.
(냉간 압하율)
냉간 압하율은, 냉연 어닐링 시의 페라이트의 재결정 거동에 영향을 준다. 또한, 열연판에 있어서 존재하는 잔류 오스테나이트의 결정 방위를 냉간 압연에 의해 회전시키고, 냉연 어닐링으로 생성하는 오스테나이트의 결정 방위를 랜덤화시키는 효과를 갖는다. 10.0% 미만에서는, 페라이트의 방위 집적도가 저하되고, 벌징 성형성이 열화된다. 이 때문에 하한값을 10.0% 이상으로 하고, 15.0% 이상이어도 된다. 또한, 90.0% 초과에서는, 페라이트의 재결정이 용이하게 되지만, 열연판에서 발생시킨 오스테나이트가 가공 유기 변태를 발생하고, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 방위 집적도가 높아지므로, 벌징 성형성이 열화된다. 이 때문에 상한값을 90.0% 이하로 하고, 75.0% 이하이어도 된다.
(냉연판 어닐링)
(가열 속도)
냉연 강판이 연속 어닐링 라인이나 도금 라인을 통판하는 경우에 있어서의 가열 속도는, 특별히 제약되지 않지만, 0.5℃/초 미만의 가열 속도에서는, 생산성이 크게 손상되는 경우가 있으므로, 바람직하게는 0.5℃/초 이상으로 한다. 한편, 100℃/초를 초과하는 가열 속도로 하면, 과도의 설비 투자를 초래하므로, 바람직하게는 100℃/초 이하로 한다.
(어닐링 온도)
어닐링 온도는, 페라이트의 재결정 거동에 영향을 주는 인자이다. 또한, 오스테나이트의 생성 거동에도 영향을 주고, 강의 강도 연성 밸런스의 제어에 있어서 매우 중요한 제어 인자이기도 하다. 700℃ 미만에서는, 오스테나이트의 생성량이 적고, 냉연 어닐링의 유지 후에 있어서도 미용해의 탄화물이 존재한다. 또한, 미용해 탄화물의 존재에 의해 오스테나이트로부터 펄라이트로의 변태는 촉진되므로, 냉연 어닐링 후의 조직에 있어서 마르텐사이트의 조직 비율의 저하와 펄라이트의 조직 비율의 증가를 초래한다. 또한 미재결정의 페라이트도 남으므로, 벌징 성형성이 열화된다. 이 때문에 하한값을 700℃ 이상으로 하고, 750℃ 이상이어도 된다. 또한, 900℃ 초과에서는, 어닐링에서의 항온 유지 중에 발생하는 오스테나이트의 양이 증가하므로, 냉연 어닐링 후의 조직에 있어서 페라이트 및 베이나이트의 방위 집적도가 저하되고, 벌징 성형성이 열화된다. 이 때문에 상한값을 900℃ 이하로 하고, 850℃ 이하이어도 된다.
(유지 시간)
강판을, 연속 어닐링 라인에 제공하고, 어닐링 온도로 가열하여 어닐링을 실시한다. 이때, 유지 시간은 10 내지 600초인 것이 바람직하다. 유지 시간이 10초 미만이면 어닐링 온도에서의 오스테나이트의 분율이 불충분하거나, 어닐링 전까지 존재하고 있었던 탄화물의 용해가 불충분해지거나 하여, 소정의 조직 및 특성이 얻어지지 않게 될 우려가 있다. 유지 시간이 600초 초과가 되어도 특성상은 문제 없지만, 설비의 라인 길이가 길어지므로, 600초 정도가 실질적인 상한이 된다.
(평균 냉각 속도)
상기 어닐링 후의 냉각에서는, 750℃에서 550℃까지 평균 냉각 속도 100.0℃/초 이하로 냉각하는 것이 바람직하다. 평균 냉각 속도의 하한값은, 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 2.5℃/초이어도 된다. 평균 냉각 속도의 하한값을 2.5℃/초로 하는 이유는, 모재 강판에서 페라이트 변태가 발생하고, 모재 강판이 연화되는 것을 억제하기 위해서이다. 2.5℃/초보다 평균 냉각 속도가 느린 경우, 강도가 저하되는 경우가 있다. 보다 바람직하게는 5.0℃/초 이상, 더욱 바람직하게는 10.0℃/초 이상, 더욱 바람직하게는 20.0℃/초 이상이다. 750℃ 초과에서는 페라이트 변태가 발생하기 어려우므로, 냉각 속도는 제한하지 않는다. 550℃ 미만의 온도에서는, 저온 변태 조직이 얻어지므로, 냉각 속도를 제한하지 않는다. 100.0℃/초보다 빠른 속도로 냉각하면 표층에도 저온 변태 조직이 발생하여, 경도의 변동 원인이 되므로, 바람직하게는 100.0℃/초 이하로 냉각한다. 더욱 바람직하게는 80.0℃/초 이하이다. 더욱 바람직하게는 60.0℃/초 이하이다.
(냉각 정지 온도)
상기의 냉각은, 25℃ 내지 550℃의 온도에서 정지하고(냉각 정지 온도), 계속해서, 이 냉각 정지 온도가 도금욕 온도 -40℃ 미만이었던 경우에는 350℃ 내지 550℃의 온도 영역에서 재가열하여 체류시켜도 된다. 상술한 온도 범위에서 냉각을 행하면 냉각 중에 미변태의 오스테나이트로부터 마르텐사이트가 생성된다. 그 후, 재가열을 행함으로써, 마르텐사이트는 템퍼링되고, 경질상 내에서의 탄화물 석출이나 전위의 회복ㆍ재배열이 일어나, 내수소 취성이 개선된다. 냉각 정지 온도의 하한을 25℃로 한 것은, 과도의 냉각은 대폭적인 설비 투자를 필요로 할 뿐만 아니라, 그 효과가 포화되기 때문이다.
(체류 온도)
재가열 후 또한 도금욕 침지 전에, 350 내지 550℃의 온도 영역에서 강판을 체류시켜도 된다. 이 온도 영역에서의 체류는 마르텐사이트의 템퍼링에 기여할 뿐만 아니라, 판의 폭 방향의 온도 불균일을 없애고, 도금 후의 외관을 향상시킨다. 또한, 냉각 정지 온도가 350℃ 내지 550℃이었던 경우에는, 재가열을 행하지 않고 체류를 행하면 된다.
(체류 시간)
체류를 행하는 시간은, 그 효과를 얻기 위해 10초 이상 600초 이하로 하는 것이 바람직하다.
(템퍼링)
일련의 어닐링 공정에 있어서, 냉연판 또는 냉연판에 도금 처리를 실시한 강판을, 실온까지 냉각한 후, 혹은, 실온까지 냉각하는 도중(단 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms) 이하)에 있어서 재가열을 개시하고, 150℃ 이상 400℃ 이하의 온도 영역에서 2초 이상 유지해도 된다. 이 공정에 의하면, 재가열 후의 냉각 중에 생성한 마르텐사이트를 템퍼링하여, 템퍼링 마르텐사이트로 함으로써, 내수소 취성을 개선할 수 있다. 템퍼링 공정을 행하는 경우, 유지 온도가 150℃ 미만 또는 유지 시간이 2초 미만에서는, 마르텐사이트가 충분히 템퍼링되지 않고, 마이크로 조직 및 기계 특성에 있어서 만족스러운 변화를 초래할 수 없는 경우가 있다. 한편, 유지 온도가 400℃를 초과하면, 템퍼링 마르텐사이트 중의 전위 밀도가 저하되어 버려, 인장 강도의 저하를 초래하는 경우가 있다. 그 때문에, 템퍼링을 행하는 경우에는, 150℃ 이상 400℃ 이하의 온도 영역에서 2초 이상 유지하는 것이 바람직하다. 템퍼링은 연속 어닐링 설비 내에서 행해도 되고, 연속 어닐링 후에 오프라인에서, 다른 설비로 실시해도 상관없다. 이때, 템퍼링 시간은 템퍼링 온도에 따라 다르다. 즉, 저온일수록 장시간이 되고, 고온일수록 단시간이 된다.
(도금)
어닐링 공정 중 또는 어닐링 공정 후의 냉연 강판에 대하여 필요에 따라서, (아연 도금욕 온도 -40)℃ 내지 (아연 도금욕 온도 +50)℃로 가열 또는 냉각하여, 용융 아연 도금을 실시해도 된다. 용융 아연 도금 공정에 의해, 냉연 강판의 적어도 한쪽의 표면, 바람직하게는 양쪽의 표면에는 용융 아연 도금층이 형성된다. 이 경우, 냉연 강판의 내식성이 향상되므로 바람직하다. 용융 아연 도금을 실시해도, 냉연 강판의 내수소 취성을 충분히 유지할 수 있다.
도금 처리는, 「탈지 산세 후, 비산화 분위기에서 가열하고, H2 및 N2를 포함하는 환원 분위기에서 어닐링 후, 도금욕 온도 근방까지 냉각하고, 도금욕에 침지한다」라고 하는 센지미어법, 「어닐링 시의 분위기를 조절하고, 최초, 강판 표면을 산화시킨 후, 그 후 환원함으로써 도금 전의 청정화를 행한 후에 도금욕에 침지한다」라고 하는 전체 환원로 방식, 혹은, 「강판을 탈지 산세한 후, 염화암모늄 등을 사용하여 플럭스 처리를 행하고, 도금욕에 침지한다」라고 하는 플럭스법 등이 있지만, 어떤 조건에서 처리를 행했다고 해도 본 발명의 효과는 발휘할 수 있다.
(도금욕의 온도)
도금욕 온도는 450 내지 490℃인 것이 바람직하다. 도금욕 온도가 450℃ 미만이면, 도금욕의 점도가 과대하게 상승하고, 도금층의 두께의 제어가 곤란해져, 용융 아연 도금 강판의 외관이 손상될 우려가 있다. 한편, 도금욕 온도가 490℃를 초과하면, 다량의 흄이 발생하고, 안전한 도금 조업이 곤란해질 우려가 있다. 도금욕 온도는 455℃ 이상인 것이 보다 바람직하고, 480℃ 이하인 것이 보다 바람직하다.
(도금욕의 조성)
도금욕의 조성은, Zn을 주체로 하고, 유효 Al량(도금욕 중의 전체 Al량으로부터 전체 Fe량을 뺀 값)이 0.050 내지 0.250질량%인 것이 바람직하다. 도금욕 중의 유효 Al량이 0.050질량% 미만이면, 도금층 중으로의 Fe의 침입이 과도하게 진행되어, 도금 밀착성이 저하될 우려가 있다. 한편, 도금욕 중의 유효 Al량이 0.250질량%를 초과하면, 강판과 도금층의 경계에, Fe 원자 및 Zn 원자의 이동을 저해하는 Al계 산화물이 생성되어 도금 밀착성이 저하될 우려가 있다. 도금욕 중의 유효 Al량은 0.065질량% 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.180질량% 이하인 것이 보다 바람직하다.
(도금욕에 대한 침입 시의 강판 온도)
도금욕 침지 판 온도(용융 아연 도금욕에 침지할 때의 강판의 온도)는 용융 아연 도금욕 온도보다 40℃ 낮은 온도(용융 아연 도금욕 온도 -40℃)로부터 용융 아연 도금욕 온도보다 50℃ 높은 온도(용융 아연 도금욕 온도 +50℃)까지의 온도 범위가 바람직하다. 도금욕 침지 판 온도가 용융 아연 도금욕 온도 -40℃를 하회하면, 도금욕 침지 시의 방열이 크고, 용융 아연의 일부가 응고되어 버려 도금 외관을 열화시키는 경우가 있으므로 바람직하지 않다. 침지 전의 판 온도가 용융 아연 도금욕 온도 -40℃를 하회하고 있었던 경우, 임의의 방법으로 도금욕 침지 전에 또한 가열을 행하고, 판 온도를 용융 아연 도금욕 온도 -40℃ 이상으로 제어하고 나서 도금욕에 침지시켜도 된다. 또한, 도금욕 침지 판 온도가 용융 아연 도금욕 온도 +50 ℃를 초과하면, 도금욕 온도 상승에 수반하는 조업상의 문제를 유발한다.
(도금 예비 처리)
도금 밀착성을 더욱 향상시키기 위해, 연속 용융 아연 도금 라인에 있어서의 어닐링 전에, 모재 강판에, Ni, Cu, Co, Fe의 단독 또는 복수로 이루어지는 도금을 실시해도 된다.
(도금 후처리)
용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 표면에, 도장성, 용접성을 개선하는 목적으로, 상층 도금을 실시하는 것이나, 각종의 처리, 예를 들어 크로메이트 처리, 인산염 처리, 윤활성 향상 처리, 용접성 향상 처리 등을 실시할 수도 있다.
(스킨패스 압연)
또한, 강판 형상의 교정이나 가동 전위 도입에 의해 연성의 향상을 도모하는 것을 목적으로 하여, 스킨패스 압연을 실시해도 된다. 열처리 후의 스킨패스 압연의 압하율은, 0.1 내지 1.5%의 범위가 바람직하다. 0.1% 미만에서는 효과가 작고, 제어도 곤란하기 때문에, 0.1%를 하한으로 한다. 1.5%를 초과하면 생산성이 현저하게 저하되므로 1.5%를 상한으로 한다. 스킨패스는, 인라인에서 행해도 되고, 오프라인에서 행해도 된다. 또한, 일회에 목적의 압하율의 스킨패스를 행해도 되고, 수회에 나누어 행해도 상관없다.
상기의 제조 방법에 의하면, 본 발명에 따른 강판을 얻을 수 있다. 또한, 상기에 있어서는, 주조 공정에서의 압하율을 5% 이상으로 함으로써 강편의 마이크로 편석의 농화부의 균일성을 높이는 형태에 대해서 설명했지만, 예를 들어 주조 공정에서의 강편의 온도 제어에 의해 마이크로 편석의 농화부의 균일성을 높일 수도 있다.
이하에 본 발명에 따른 실시예를 나타낸다. 본 발명은 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은, 본 발명 요지를 일탈하지 않고, 본 발명 목적을 달성하는 한에 있어서는, 다양한 조건을 채용 가능하게 하는 것이다.
[예 1]
표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 강을 용제하여 강편을 연속 주조하고, 연속 주조 후로부터 실온으로 냉각할 때까지의 동안에 800℃ 이상 1200℃ 미만에 있어서 6%의 압하를 실시하고, 마이크로 편석의 농화부의 균일성을 높인(원소 농화부의 농도차를 작게 한) 강편을 제조하였다. 이 강편을 1220℃로 가열한 노 내에 삽입하고, 60분간 유지하는 균일화 처리를 부여한 후에 대기 중에 취출하고, 열간 압연하여 판 두께 2.8㎜의 강판을 얻었다. 열간 압연에 있어서의 마무리 압연의 종료 온도(마무리 온도)는 920℃이고, 마무리 압연 완료 후, 1.5초 경과 후에 수랭으로 냉각을 부여하고, 28℃/초의 속도로 610℃의 권취 온도까지 냉각하여, 660℃에서 1시간 유지하는 복열 처리를 강판에 부여하였다. 계속해서, 이 열연 강판의 산화 스케일을 산세에 의해 제거하고, 압하율 50.0%의 냉간 압연을 실시하고, 판 두께를 1.4㎜로 마무리하였다. 또한, 이 냉연 강판을 790℃까지 8.0℃/초의 속도로 가열하고, 790℃에서 105초간 유지한 후에, 4.0℃/초의 평균 냉각 속도로 480℃까지 냉각하고, 계속해서, 460℃에서 12초간 유지하는 냉연판 어닐링을 실시하였다. 또한, 이 냉연판 어닐링 후의 판에, 강대의 신장률이 0.3%인 스킨패스 압연을 실시하였다. 표 2는 상기의 가공 열처리를 부여한 강판의 특성의 평가 결과이다. 또한, 표 1에 나타내는 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불순물이다. 또한, 제조한 강판으로부터 채취한 시료를 분석한 화학 조성은, 표 1에 나타내는 강의 화학 조성과 동등하였다.
(인장 특성의 평가 방법)
인장 시험은 JIS Z 2241(2011)에 준거하고, 시험편의 길이 방향이 강대의 압연 직각 방향과 평행해지는 방향으로부터 JIS5호 시험편을 채취하여 행하고, 인장 강도(TS) 및 전체 신장(El)을 측정하였다.
(벌징 성형성의 평가 방법)
벌징 성형성은, 다음의 볼 헤드 벌징 시험을 행하여 평가하였다.
ㆍ샘플 인발 폭:200×200㎜
ㆍ금형:반경 60㎜의 볼 헤드의 펀치, 비드가 구비된 다이스
ㆍ가압 하중:60t
ㆍ벌징 속도:30㎜/분
·도유:방청유 도포
상기 조건에서 25㎜의 높이까지 벌징 가공을 실시한 강판에 있어서, 볼 헤드 펀치의 중심축으로부터 25㎜ 이격된 위치에서, 구면으로 벌징한 강판에 있어서의 외측 표면의 벌징 높이를 레이저 혹은 LED에 의한 비접촉식의 변위계로 원주 형상을 따라서 측정하고, 최대 벌징 높이와 최소 벌징 높이의 차가 3㎜ 이하이었던 경우에 합격(○)으로 하고, 높이의 차가 3㎜를 초과한 경우는 불합격(×)으로 하였다.
인장 강도가 550 내지 1100㎫이며, 벌징 성형성의 평가가 ○인 경우를 고강도이며 또한 벌징 성형성이 우수한 강판으로서 평가하였다.
[표 1-1]
Figure 112021094191494-pct00001
[표 1-2]
Figure 112021094191494-pct00002
[표 1-3]
Figure 112021094191494-pct00003
[표 1-4]
Figure 112021094191494-pct00004
[표 2-1]
Figure 112021094191494-pct00005
[표 2-2]
Figure 112021094191494-pct00006
표 2를 참조하면, 예 S-1은 C 함유량이 낮았기 때문에, 마르텐사이트의 방위 집적도를 랜덤화할 수 없어, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 (252) <2-11> 방위의 집적도가 5.0보다도 커졌다. 그 결과, 벌징 성형성이 저하되었다. 예 T-1은 C 함유량이 높았기 때문에, 페라이트의 방위 집적도가 저하되었으므로, 벌징 성형성이 저하되었다. 예 U-1은 Si 함유량이 높았기 때문에, 인장 강도가 증가되어 취화를 발생하고, 벌징 성형성이 저하되었다. 예 V-1은 Mn 함유량이 낮았기 때문에, 인장 강도가 저하되었다. 예 W-1은 Mn 함유량이 높았기 때문에, 페라이트 및 베이나이트 변태가 억제되어 버려, 벌징 성형성이 저하되었다. 예 X-1은 P 함유량이 높았기 때문에, 강판이 취화되어 버려, 벌징 성형성이 저하되었다. 예 Y-1은 S 함유량이 높았기 때문에, 냉간 성형 시에 균열이 발생하여, 벌징 성형성이 저하되었다. 예 Z-1은 Al 함유량이 높았기 때문에, 페라이트 변태 및 베이나이트 변태가 과도하게 촉진되어 버려, 인장 강도가 저하되었다. 예 AA-1은 N 함유량이 높았기 때문에, 강판 중에서 조대한 질화물이 형성되어, 벌징 성형성이 저하되었다.
예 AB-1은 Co 함유량이 높았기 때문에, 미세한 Co 탄화물이 다수 석출되어 버려, 벌징 성형성이 저하되었다. 예 AC-1은 Ni 함유량이 높았기 때문에 벌징 성형성이 저하되었다. 예 AD-1은 Mo 함유량이 높았기 때문에, 마르텐사이트 변태가 촉진되어 버려, 벌징 성형성이 저하되었다. 예 AE-1은 Cr 함유량이 높았기 때문에, 다량의 잔류 오스테나이트가 생성되어, 벌징 성형성이 저하되었다. 예 AF-1은 O 함유량이 높았기 때문에, 산화물이 형성되어 벌징 성형성이 저하되었다. 예 AG-1은 Ti 함유량이 높았기 때문에, 탄질화물의 석출이 많아져 벌징 성형성이 저하되었다. 예 AH-1은 B 함유량이 높았기 때문에, 강 중에 조대한 B 산화물이 생성되어 버려, 벌징 성형성이 저하되었다. 예 AI-1은 Nb 함유량이 높았기 때문에, Nb 탄화물이 다수 석출되어, 벌징 성형성이 저하되었다. 예 AJ-1은 V 함유량이 높았기 때문에, 탄질화물의 석출이 많아져 벌징 성형성이 저하되었다.
예 AK-1은 Cu 함유량이 높았기 때문에, 인장 강도가 너무 높아지고, 그에 관련해서 벌징 성형성이 저하되었다. 예 AL-1은 W 함유량이 높았기 때문에 벌징 성형성이 저하되었다. 예 AM-1은 Ta 함유량이 높았기 때문에, 미세한 Ta 탄화물이 다수 석출되어, 벌징 성형성이 저하되었다. 예 AN-1은 Sn 함유량이 높았기 때문에, 페라이트의 취화에 의해 벌징 성형성이 저하되었다. 예 AO-1 및 AP-1은 각각 Sb 및 As 함유량이 높았기 때문에, 입계 편석에 의해 벌징 성형성이 저하되었다. 예 AQ-1은 Mg 함유량이 높았기 때문에, 조대한 개재물의 형성에 의해 벌징 성형성이 저하되었다. 예 AR-1은 Ca 함유량이 높았기 때문에 벌징 성형성이 저하되었다. 예 AS-1 내지 AV-1은 각각 Y, Zr, La 및 Ce 함유량이 높았기 때문에, 조대한 산화물이 생성되어 벌징 성형성이 저하되었다.
이와는 대조적으로, 예 A-1 내지 R-1에서는, 강판의 화학 조성 및 조직 그리고 페라이트 및 마르텐사이트의 집적도를 적절하게 제어함으로써, 고강도이며 또한 벌징 성형성이 우수한 강판을 얻을 수 있었다.
[예 2]
또한, 제조 조건의 영향을 조사하기 위해, 표 2에 있어서 우수한 특성이 인정된 강종 A 내지 R을 대상으로 하여, 표 3에 기재하는 제조 조건의 가공 열처리를 부여하여, 판 두께 2.3㎜의 열연 강판을 제작하고, 냉연 어닐링 후의 특성을 평가하였다. 여기서, 도금 처리의 부호 GI 및 GA는 아연 도금 처리의 방법을 나타내고 있고, GI는 460℃의 용융 아연 도금욕 중에 강판을 침지하여 강판의 표면에 아연 도금층을 부여한 강판이며, GA는 용융 아연 도금욕 중에 강판을 침지한 후에 485℃로 강판을 승온시켜 강판의 표면에 철과 아연의 합금층을 부여한 강판이다. 또한, 냉연판 어닐링에 있어서 각각의 체류 온도에서 유지한 후의 강판을 실온까지 냉각할 때까지의 동안에, 일단 150℃까지 냉각한 강판을 재가열하여, 2 내지 120초간 유지하는 템퍼링 처리를 부여하였다. 또한, 템퍼링 시간이 3600 내지 33000초인 실시예는, 실온까지 냉각 후에, 권취한 코일을 다른 어닐링 장치(상자 어닐링 로)에 의해 템퍼링을 부여한 실시예이다. 또한, 표 3에 있어서, 템퍼링을 「없음」이라고 기재하는 실시예는, 템퍼링을 부여하고 있지 않은 실시예이다. 얻어진 결과를 표 4에 나타낸다. 또한, 특성의 평가 방법은 예 1의 경우와 마찬가지이다.
[표 3-1]
Figure 112021094191494-pct00007
[표 3-2]
Figure 112021094191494-pct00008
[표 4-1]
Figure 112021094191494-pct00009
[표 4-2]
Figure 112021094191494-pct00010
표 4를 참조하면, 예 D-2는 냉간 압연 시의 압하율이 높았기 때문에, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 (252) <2-11> 방위의 집적도가 높아져, 결과로서 벌징 성형성이 저하되었다. 예 E-2는 냉간 압연 시의 압하율이 낮았기 때문에, 페라이트의 (111) <112> 방위의 집적도가 낮아져, 결과로서 벌징 성형성이 저하되었다. 예 F-2는 주조 공정에서의 압하가 너무 높았기 때문에, 냉연판 어닐링 후에 있어서의 페라이트의 (111) <112> 방위의 집적도가 낮아져, 결과로서 벌징 성형성이 저하되었다. 예 L-2는 권취 후의 소정 온도에서의 유지 시간이 짧았기 때문에, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 (252) <2-11> 방위의 집적도를 저하시킬 수 없어, 결과로서 벌징 성형성이 저하되었다.
예 Q-2는 어닐링 온도가 높았기 때문에, 페라이트의 (111) <112> 방위의 집적도가 낮아져, 결과로서 벌징 성형성이 저하되었다. 예 R-2는 열간 압연의 마무리 온도가 낮았기 때문에, 오스테나이트의 압연 집합 조직이 발달하여 강재 특성의 이방성 발생을 초래하여, 결과로서 최종 제품의 마르텐사이트에 있어서의 (252) <2-11> 방위의 집적도를 저하시킬 수 없어, 벌징 성형성이 저하되었다. 예 P-3은 열간 압연의 마무리 온도가 높았기 때문에, 오스테나이트의 이상 입성장이 일어나, 집합 조직의 등방화를 도모할 수 없어, 결과로서 페라이트의 (111) <112> 방위의 집적도가 낮아져, 벌징 성형성이 저하되었다. 예 R-3은 권취 온도가 높았기 때문에, 권취 후의 승온 처리에 있어서 펄라이트 변태가 진행되고, 목적으로 하는 열연 조직이 얻어지지 않아, 결과로서 최종 제품의 마르텐사이트에 있어서의 (252) <2-11> 방위의 집적도가 높아져, 벌징 성형성이 저하되었다.
예 C-4는 권취 후의 소정 온도에서의 유지 시간이 길었기 때문에, 열연판에 내부 산화물이 형성되어 버리고, 그 후의 처리에 있어서 강판 표면에 균열이 발생해 버렸다. 따라서, 조직의 분석 및 기계 특성의 평가는 행하지 않았다. 예 E-4는 권취 온도가 낮았기 때문에, 권취 후의 승온 처리에 있어서도 목적으로 하는 열연 조직이 얻어지지 않아, 결과로서 최종 제품의 마르텐사이트에 있어서의 (252) <2-11> 방위의 집적도가 높아져, 벌징 성형성이 저하되었다. 예 I-4는 어닐링 온도가 낮았기 때문에, 오스테나이트의 생성량이 적고, 냉연 어닐링 후의 조직에 있어서 마르텐사이트의 조직 비율이 저하되고, 나아가 미재결정의 페라이트도 남아, 결과로서 인장 강도 및 벌징 성형성이 저하되었다. 예 O-4는 주조 공정에서의 압하가 낮았기 때문에, 페라이트의 (111) <112> 방위의 집적도가 낮아지고, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 (252) <2-11> 방위의 집적도가 높아져, 결과로서 벌징 성형성이 저하되었다.
이와는 대조적으로, 본 발명에 따른 모든 실시예에 있어서, 특히 주조 공정에 있어서 소정의 압하율로 압하를 실시하고, 게다가 열간 압연의 마무리 온도, 권취, 냉간 압연 및 어닐링을 적절하게 제어함으로써, 고강도이며 또한 벌징 성형성이 우수한 강판을 얻을 수 있었다.
도 1은, 예 1 및 예 2에 있어서의 DP강의 벌징 성형성에 부여하는 페라이트의 (111) <112> 방위의 집적도와 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 (252) <2-11> 방위의 집적도의 영향을 도시하는 도면이다. 도 1로부터 명백한 바와 같이, 페라이트의 (111) <112> 방위의 집적도를 3.0 이상으로, 그리고 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 (252) <2-11> 방위의 집적도를 5.0 이하로 제어함으로써, 벌징 성형성이 우수한 강판이 얻어지는 것을 알 수 있다.

Claims (3)

  1. 질량%로,
    C:0.05 내지 0.20%,
    Si:0.01 내지 1.30%,
    Mn:1.00 내지 3.00%,
    P:0.0001 내지 0.0200%,
    S:0.0001 내지 0.0200%,
    Al:0.001 내지 1.000%,
    N:0.0001 내지 0.0200%,
    Co:0 내지 0.5000%,
    Ni:0 내지 0.5000%,
    Mo:0 내지 0.5000%,
    Cr:0 내지 1.0000%,
    O:0 내지 0.0200%,
    Ti:0 내지 0.5000%,
    B:0 내지 0.0100%,
    Nb:0 내지 0.5000%,
    V:0 내지 0.5000%,
    Cu:0 내지 0.5000%,
    W:0 내지 0.1000%,
    Ta:0 내지 0.1000%,
    Sn:0 내지 0.0500%,
    Sb:0 내지 0.0500%,
    As:0 내지 0.0500%,
    Mg:0 내지 0.0500%,
    Ca:0 내지 0.0500%,
    Y:0 내지 0.0500%,
    Zr:0 내지 0.0500%,
    La:0 내지 0.0500% 및
    Ce:0 내지 0.0500%
    를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,
    면적률로,
    페라이트 및 베이나이트의 합계:10.0 내지 90.0%,
    마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계:5.0 내지 80.0%, 그리고
    펄라이트 및 잔류 오스테나이트의 합계:0 내지 15.0%
    를 함유하고,
    페라이트의 (111) <112> 방위의 집적도가 3.0 이상이며,
    마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 (252) <2-11> 방위의 집적도가 5.0 이하인 것을 특징으로 하는, 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    Co:0.0001 내지 0.5000%,
    Ni:0.0001 내지 0.5000%,
    Mo:0.0001 내지 0.5000%,
    Cr:0.0001 내지 1.0000%,
    O:0.0001 내지 0.0200%,
    Ti:0.0001 내지 0.5000%,
    B:0.0001 내지 0.0100%,
    Nb:0.0001 내지 0.5000%,
    V:0.0001 내지 0.5000%,
    Cu:0.0001 내지 0.5000%,
    W:0.0001 내지 0.1000%,
    Ta:0.0001 내지 0.1000%,
    Sn:0.0001 내지 0.0500%,
    Sb:0.0001 내지 0.0500%,
    As:0.0001 내지 0.0500%,
    Mg:0.0001 내지 0.0500%,
    Ca:0.0001 내지 0.0500%,
    Y:0.0001 내지 0.0500%,
    Zr:0.0001 내지 0.0500%,
    La:0.0001 내지 0.0500% 및
    Ce:0.0001 내지 0.0500%
    의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 기재된 강판을 제조하는 방법이며,
    제1항 또는 제2항에 기재된 화학 조성을 갖는 용강을 연속 주조하여 강편을 형성하는 주조 공정이며, 연속 주조 후로부터 실온으로 냉각할 때까지의 동안에 800℃ 이상 1200℃ 미만에 있어서 5 내지 40%의 압하를 실시하는 주조 공정,
    상기 강편을 열간 압연하는 것을 포함하고, 상기 열간 압연의 마무리 온도가 650 내지 950℃인 열간 압연 공정,
    얻어진 열연 강판을 400 내지 700℃의 권취 온도에서 권취하는 공정,
    권취한 열연 강판을 실온까지 냉각하지 않고 그대로 권취 개시 온도 +20℃ 내지 100℃의 온도 영역에서 5 내지 300분간 유지하는 공정,
    상기 열연 강판을 10.0 내지 90.0%의 압하율로 냉간 압연하는 냉간 압연 공정 및
    얻어진 냉연 강판을 700 내지 900℃의 온도 범위에서 어닐링하는 어닐링 공정
    을 포함하는 것을 특징으로 하는, 강판의 제조 방법.
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