KR102692694B1 - 강판, 부재 및 그것들의 제조 방법 - Google Patents

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다쿠야 히라시마
심페이 요시오카
신지로 가네코
소시 요시모토
도모히로 하시무카이
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제이에프이 스틸 가부시키가이샤
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Abstract

고강도이고, 형상 균일성 및 형상 동결성이 우수한 강판, 부재 및 그것들의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 본 발명의 강판은, 면적률로, 마텐자이트 : 20 ％ 이상 100 ％ 이하, 페라이트 : 0 ％ 이상 80 ％ 이하, 그 밖의 금속상 : 5 ％ 이하이고, 강판 표면에 있어서의, 판폭 중앙의 금속상의 전위 밀도에 대한 판폭 단의 금속상의 전위 밀도의 비율이 100 ％ 이상 140 ％ 이하이며, 또한 판두께 중앙에 있어서의, 판폭 중앙의 금속상의 전위 밀도에 대한 판폭 단의 금속상의 전위 밀도의 비율이 100 ％ 이상 140 ％ 이하인 강 조직을 갖고, 압연 방향으로 길이 1 m 로 전단했을 때의 강판의 최대 휨량이 15 ㎜ 이하이다.

Description

강판, 부재 및 그것들의 제조 방법
본 발명은 자동차 부품 등에 바람직하게 사용되는 강판, 부재 및 그것들의 제조 방법에 관한 것이다. 보다 상세하게는, 본 발명은 고강도이고, 형상 균일성 및 형상 동결성이 우수한 강판, 부재 및 그것들의 제조 방법에 관한 것이다.
최근, 지구 환경 보전의 관점에서, CO2 배출량의 규제를 목적으로 하여 자동차 업계 전체에서 자동차의 연비 개선이 지향되고 있다. 자동차의 연비 개선에는, 사용 부품의 박육화에 의한 자동차의 경량화가 가장 유효하기 때문에, 최근, 자동차 부품용 소재로서의 고강도 강판의 사용량이 증가하고 있다.
강판 강도를 얻기 위해서 경질상인 마텐자이트를 활용한 강판은 많다. 한편으로, 마텐자이트를 생성시킬 때, 변태 변형에 의해서 판 형상의 균일성이 악화된다. 판 형상의 균일성이 악화되면 성형시의 치수 정밀도에 악영향을 초래하기 때문에, 원하는 치수 정밀도가 얻어지도록 판을 레벨러 가공이나 스킨 패스 압연 (조질 압연) 에 의해서 교정되어 왔다. 한편으로, 이들 레벨러 가공이나 스킨 패스 압연에 의해서 변형이 도입되면, 형상 동결성이 열화되기 때문에, 성형시의 치수 정밀도가 나빠져, 원하는 치수 정밀도가 얻어지지 않게 된다. 형상 동결성을 악화시키지 않기 위해서는 마텐자이트 변태시의 판 형상의 균일성의 열화를 억제할 필요가 있는 것에 대해서, 지금까지도 여러 가지 기술이 제안되어 있다.
예를 들어, 특허문헌 1 에서는, 항복비 및 r 치를 저하시킴으로써 형상 동결성을 개선한다. 구체적으로는, 마이크로 조직이, 페라이트 또는 베이나이트를 체적 분율 최대의 상으로 하고, 체적 분율로 1 ％ 이상 25 ％ 이하의 마텐자이트를 포함하는 복합 조직강에 있어서, 결정 방위를 제어하고, 압연 방향의 r 치 및 압연 방향과 직각 방향의 r 치 중 적어도 1 개를 0.7 이하, 항복비를 70 ％ 이하로 함으로써 형상 동결성이 양호한 초고강도 강판을 제공하고 있다.
또, 특허문헌 2 는, 성분 조성이, 질량％ 로, C : 0.10 ∼ 0.35 ％, Si : 0.5 ∼ 3.0 ％, Mn : 1.5 ∼ 4.0 ％, P : 0.100 ％ 이하, S : 0.02 ％ 이하, Al : 0.010 ∼ 0.5 ％ 를 만족하는 강으로 이루어지고, 면적률로 0 ∼ 5 ％ 의 폴리고날 페라이트, 5 ％ 이상의 베이나이틱 페라이트, 5 ∼ 20 ％ 의 마텐자이트, 30 ∼ 60 ％ 의 템퍼드 마텐자이트와, 5 ∼ 20 ％ 의 잔류 오스테나이트를 포함하며, 또한 구오스테나이트의 평균 입경을 15 ㎛ 이하로 함으로써 형상 동결성이 우수한 고강도 강판을 제공하고 있다.
또, 특허문헌 3 은, 수중에서 강판을 롤에 의해서 구속함으로써, 워터 ??칭시에 발생되는 마텐자이트 변태에 의한 강판 형상 열화를 억제하는 기술이 제공되고 있다.
일본 공개특허공보 2005-272988호 일본 공개특허공보 2012-229466호 일본 특허공보 제 6094722호
자동차 차체에 사용되는 강판은 프레스 가공되어 사용되기 때문에, 형상 균일성 및 형상 동결성은 필요한 특성이다. 또한 최근의 자동차 부품용 소재에는 고강도 강판의 사용량이 증가하고 있다. 그래서, 고강도이며 또한 형상 동결성이 우수할 필요가 있다.
특허문헌 1 에서 개시된 기술에서는, 결정 방위 및 r 치의 제어에 의해서 형상 동결성이 우수한 기술은 제공되고 있기는 하지만, 성형시에는 모든 방향으로 성형되기 때문에, 성형의 방향에 따라서는 형상 동결성이 우수하지 않은 방향이 있다고 생각된다. 또, 마텐자이트 분율은 작고, 강도 레벨은 작다.
특허문헌 2 에서 개시된 기술에서는, 본 발명과 동등한 강도이고, 저항복비로 함으로써 형상 동결성이 우수한 강판을 제공하고 있기는 하지만, 폭 방향의 금속상의 전위 밀도차를 억제하고 있지 않는 점에서, 형상 동결성은 열등하다고 생각되고, 형상의 기재는 없다.
특허문헌 3 에서 개시된 기술에서는, 형상 균일성을 양호하게 하는 기술은 제공되고 있기는 하지만, 폭 방향의 금속상의 전위 밀도차를 억제하고 있지 않는 점에서, 형상 동결성은 열등하다고 생각된다.
본 발명은 고강도이며 또한 형상 균일성 및 형상 동결성이 우수한 강판, 부재 및 그것들의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
또한, 여기에서, 고강도란, JISZ2241(2011) 에 준거하여, 인장 속도 : 10 ㎜/분으로 행한 인장 시험에 의한 인장 강도 TS 가 750 ㎫ 이상인 것을 가리킨다.
또, 우수한 형상 균일성이란, 압연 방향으로 길이 1 m 로 전단했을 때의 강판의 최대 휨량이 15 ㎜ 이하인 것을 가리킨다.
또, 우수한 형상 동결성이란, JISZ2241(2011) 에 준거하여, 인장 속도 : 10 ㎜/분으로 행한 인장 시험에 의한 항복비 YR 에 관하여, 판폭 중앙의 YR 과 판폭 단 (端) 의 YR 의 차인 ΔYR 이 -3 ％ 이상 3 ％ 이하인 것을 가리킨다.
본 발명자들은 상기 과제를 해결하기 위해서, 인장 강도 750 ㎫ 이상이며, 또한 강판의 형상 균일성 및 형상 동결성을 양호로 하는 강판의 요건에 대해서 예의 연구를 거듭하였다. 그 결과, 우수한 형상 동결성을 얻기 위해서는, 강판 표면에 있어서의, 판폭 중앙의 금속상의 전위 밀도에 대한 판폭 단의 금속상의 전위 밀도의 비율이 100 ％ 이상 140 ％ 이하이며, 또한 판두께 중앙에 있어서의, 판폭 중앙의 금속상의 전위 밀도에 대한 판폭 단의 금속상의 전위 밀도의 비율이 100 ％ 이상 140 ％ 이하로 하는 것이 필요하다는 것을 지견하였다. 또, 본 발명자들은, 급속 냉각에 의해서 마텐자이트 분율을 20 ％ 이상으로 함으로써, 고강도가 되는 것을 지견하였다. 한편, 수랭 중의 마텐자이트 변태는 급속하며 또한 불균일하게 발생되기 때문에, 변태 변형에 의해서 강판 형상의 균일성을 악화시킨다. 변태 변형에 의한 악영향의 경감에 대해서 조사한 결과, 마텐자이트 변태 중에 판 표리면으로부터 구속력을 가함으로써 판 형상의 균일성이 개선되는 것에 상도하였다. 그리고, 구속 조건 제어에 의한 폭 방향에 있어서의 금속상의 전위 밀도 변동의 저감에 의해서, 폭 방향에서의 항복비 (YR) 변동이 저감되어 형상 동결성이 양호해지는 것이 판명되었다.
이상과 같이, 본 발명자들은 상기한 과제를 해결하기 위해서 여러 가지로 검토를 행한 결과, 고강도이고, 형상 균일성 및 형상 동결성이 우수한 강판이 얻어지는 것을 알아내고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다. 본 발명의 요지는 이하와 같다.
[1] 면적률로, 마텐자이트 : 20 ％ 이상 100 ％ 이하, 페라이트 : 0 ％ 이상 80 ％ 이하, 그 밖의 금속상 : 5 ％ 이하이고,
강판 표면에 있어서의, 판폭 중앙의 금속상의 전위 밀도에 대한 판폭 단의 금속상의 전위 밀도의 비율이 100 ％ 이상 140 ％ 이하이며, 또한
판두께 중앙에 있어서의, 판폭 중앙의 금속상의 전위 밀도에 대한 판폭 단의 금속상의 전위 밀도의 비율이 100 ％ 이상 140 ％ 이하인 강 조직을 갖고,
압연 방향으로 길이 1 m 로 전단했을 때의 강판의 최대 휨량이 15 ㎜ 이하인 강판.
[2] 질량％ 로,
C : 0.05 ％ 이상 0.60 ％ 이하,
Si : 0.01 ％ 이상 2.0 ％ 이하,
Mn : 0.1 ％ 이상 3.2 ％ 이하,
P : 0.050 ％ 이하,
S : 0.0050 ％ 이하,
Al : 0.005 ％ 이상 0.10 ％ 이하, 및
N : 0.010 ％ 이하를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 [1] 에 기재된 강판.
[3] 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％ 로,
Cr : 0.20 ％ 이하,
Mo : 0.15 ％ 미만, 및
V : 0.05 ％ 이하 중에서 선택된 적어도 1 종을 함유하는 [2] 에 기재된 강판.
[4] 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％ 로,
Nb : 0.020 ％ 이하 및
Ti : 0.020 ％ 이하 중에서 선택된 적어도 1 종을 함유하는 [2] 또는 [3] 에 기재된 강판.
[5] 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％ 로,
Cu : 0.20 ％ 이하 및
Ni : 0.10 ％ 이하 중에서 선택된 적어도 1 종을 함유하는 [2] ∼ [4] 중 어느 하나에 기재된 강판.
[6] 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％ 로,
B : 0.0020 ％ 미만을 함유하는 [2] ∼ [5] 중 어느 하나에 기재된 강판.
[7] 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％ 로,
Sb : 0.1 ％ 이하 및
Sn : 0.1 ％ 이하 중에서 선택된 적어도 1 종을 함유하는 [2] ∼ [6] 중 어느 하나에 기재된 강판.
[8] [1] ∼ [7] 중 어느 하나에 기재된 강판이, 성형 가공 및 용접 중 적어도 일방을 통하여 이루어지는 부재.
[9] [2] ∼ [7] 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 가열한 후, 열간 압연하는 열간 압연 공정과,
상기 열간 압연 공정에서 얻어진 열연 강판을, 어닐링 온도 : AC1 점 이상에서 30 초 이상 유지하고, 그 후, Ms 점 이상에서 워터 ??칭 개시하며, 100 ℃ 이하까지 수랭 후, 100 ℃ 이상 300 ℃ 이하에서 다시 가열하는 어닐링 공정을 갖고,
상기 어닐링 공정에 있어서의 상기 워터 ??칭의 수랭 중, 강판의 표면 온도가 (Ms 점 ＋ 150 ℃) 이하인 영역에 있어서, 강판을 사이에 두고 설치된 2 개의 롤로 하기 조건 (1) ∼ (3) 을 만족하도록 강판의 표면 및 이면으로부터 강판을 구속하는, 강판의 제조 방법.
(1) 강판의 판두께를 t 로 했을 때, 상기 2 개의 롤의 각각의 압입량이 0 ㎜ 초과 t ㎜ 이하이다.
(2) 상기 2 개의 롤의 롤 직경을 각각 Rn 및 rn 이라고 했을 때, Rn 및 rn 은, 50 ㎜ 이상 1000 ㎜ 이하이다.
(3) 상기 2 개의 롤의 롤간 거리가, 0 ㎜ 초과 (Rn ＋ rn ＋ t)/16 ㎜ 이하이다.
[10] [2] ∼ [7] 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 가열한 후, 열간 압연하는 열간 압연 공정과,
상기 열간 압연 공정에서 얻어진 열연 강판을 냉간 압연하는 냉간 압연 공정과,
상기 냉간 압연 공정에서 얻어진 냉연 강판을, 어닐링 온도 : AC1 점 이상에서 30 초 이상 유지하고, 그 후, Ms 점 이상에서 워터 ??칭 개시하며, 100 ℃ 이하까지 수랭 후, 100 ℃ 이상 300 ℃ 이하에서 다시 가열하는 어닐링 공정을 갖고,
상기 어닐링 공정에 있어서의 상기 워터 ??칭의 수랭 중, 강판의 표면 온도가 (Ms 점 ＋ 150 ℃) 이하인 영역에 있어서, 강판을 사이에 두고 설치된 2 개의 롤로 하기 조건 (1) ∼ (3) 을 만족하도록 강판의 표면 및 이면으로부터 강판을 구속하는, 강판의 제조 방법.
(1) 강판의 판두께를 t 로 했을 때, 상기 2 개의 롤의 각각의 압입량이 0 ㎜ 초과 t ㎜ 이하이다.
(2) 상기 2 개의 롤의 롤 직경을 각각 Rn 및 rn 이라고 했을 때, Rn 및 rn 은, 50 ㎜ 이상 1000 ㎜ 이하이다.
(3) 상기 2 개의 롤의 롤간 거리가, 0 ㎜ 초과 (Rn ＋ rn ＋ t)/16 ㎜ 이하이다.
[11] [9] 또는 [10] 에 기재된 강판의 제조 방법에 의해서 제조된 강판을, 성형 가공 및 용접 중 적어도 일방을 행하는 공정을 갖는, 부재의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 고강도이고, 형상 균일성 및 형상 동결성이 우수한 강판, 부재 및 그것들의 제조 방법을 제공할 수 있다. 본 발명의 강판을 자동차 구조 부재에 적용함으로써, 자동차용 강판의 고강도화와 형상 동결성 향상의 양립이 가능해진다. 즉, 본 발명에 의해서 자동차 차체가 고성능화된다.
도 1 은, 어닐링 공정에 있어서의 수랭 중에, 강판의 표면 및 이면으로부터 강판을 2 개의 롤로 구속한 일례의 개략도이다.
도 2 는, 도 1 의 2 개의 롤 부근을 나타내는 확대도이다.
도 3 은, 롤의 압입량을 설명하기 위한 개략도이다.
도 4 는, 2 개의 롤의 롤간 거리를 설명하기 위한 개략도이다.
이하, 본 발명의 실시형태에 대해서 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시형태에 한정되지 않는다.
본 발명의 강판은, 면적률로, 마텐자이트 : 20 ％ 이상 100 ％ 이하, 페라이트 : 0 ％ 이상 80 ％ 이하, 그 밖의 금속상 : 5 ％ 이하이고, 강판 표면에 있어서의, 판폭 중앙의 금속상의 전위 밀도에 대한 판폭 단의 금속상의 전위 밀도의 비율이 100 ％ 이상 140 ％ 이하이며, 또한 판두께 중앙에 있어서의, 판폭 중앙의 금속상의 전위 밀도에 대한 판폭 단의 금속상의 전위 밀도의 비율이 100 ％ 이상 140 ％ 이하인 강 조직을 갖고, 압연 방향으로 길이 1 m 로 전단했을 때의 강판의 최대 휨량이 15 ㎜ 이하이다. 이들 조건을 만족하는 강판이면, 본 발명의 효과가 얻어지기 때문에 강판의 성분 조성은 특별히 한정되지 않는다.
먼저, 본 발명의 강판의 강 조직에 대해서 설명한다. 또한, 이하의 강 조직의 설명에 있어서의, 마텐자이트, 페라이트, 및 그 밖의 금속상의「％」는,「강판 전체의 강 조직에 대한 면적률 (％)」을 의미한다.
마텐자이트 : 20 ％ 이상 100 ％ 이하
TS ≥ 750 ㎫ 의 고강도를 얻기 위해서, 마텐자이트의 조직 전체에 대한 면적률은 20 ％ 이상으로 한다. 마텐자이트의 면적률이 20 ％ 미만이면, 페라이트, 잔류 오스테나이트, 펄라이트, 베이나이트 중 어느 것이 많아지고, 강도가 저하된다. 또한, 마텐자이트의 조직 전체에 대한 면적률은 합계로 100 ％ 여도 된다. 마텐자이트는 ??칭 그대로의 프레시 마텐자이트와 템퍼링한 템퍼드 마텐자이트의 합계로 한다. 본 발명에 있어서, 마텐자이트란, 마텐자이트 변태점(간단히 Ms 점이라고도 한다.) 이하에서 오스테나이트로부터 생성된 경질의 조직을 가리키고, 템퍼드 마텐자이트는 마텐자이트를 재가열했을 때에 템퍼드되는 조직을 가리킨다.
페라이트 : 0 ％ 이상 80 ％ 이하
강판의 강도를 확보하는 관점에서, 강판 전체의 강 조직에 대한 페라이트의 면적률은 80 ％ 이하이다. 당해 면적률은, 0 ％ 여도 된다. 본 발명에 있어서, 페라이트란 비교적 고온에서의 오스테나이트로부터의 변태에 의해서 생성되고, BCC 격자의 결정립으로 이루어지는 조직이다.
그 밖의 금속상 : 5 ％ 이하
본 발명의 강판의 강 조직은, 마텐자이트 및 페라이트 이외의 그 밖의 금속상으로서, 불가피적으로 포함하는 금속상을 포함하고 있어도 된다. 그 밖의 금속상의 면적률은, 5 ％ 이하이면 허용된다. 그 밖의 금속상은, 잔류 오스테나이트, 펄라이트, 베이나이트 등이다. 그 밖의 금속상의 면적률은, 0 ％ 여도 된다. 잔류 오스테나이트란 마텐자이트 변태하지 않고 실온까지 남은 오스테나이트를 가리킨다. 펄라이트란 페라이트와 침상 시멘타이트로 이루어지는 조직이다. 베이나이트란 비교적 저온 (마텐자이트 변태점 이상) 에서 오스테나이트로부터 생성되고, 침상 또는 판상의 페라이트 중에 미세한 탄화물이 분산된 경질의 조직을 가리킨다.
여기에서, 강 조직에 있어서의 각 조직의 면적률의 값은, 실시예에 기재된 방법으로 측정하여 얻어진 값을 채용한다.
구체적으로는, 먼저, 각 강판의 압연 방향 및 압연 방향에 대해서 수직 방향으로부터 시험편을 채취하고, 압연 방향과 평행한 판두께 L 단면을 경면 연마하여, 나이탈액으로 조직 현출한다. 조직 현출된 샘플을, 주사 전자 현미경을 사용하여 관찰하고, 배율 1500 배의 SEM 이미지 상의, 실제 길이 82 ㎛ × 57 ㎛ 의 영역 상에 4.8 ㎛ 간격의 16 × 15 의 격자를 두고, 각 상 위에 있는 점수를 세는 포인트 카운팅법에 의해서, 마텐자이트의 면적률을 조사한다. 면적률은, 배율 1500 배의 별개의 SEM 이미지로부터 구한 3 개의 면적률의 평균치로 한다. 측정 장소는 판두께 1/4 로 한다. 마텐자이트는 백색의 조직을 나타내고 있고, 템퍼드 마텐자이트는 내부에 미세한 탄화물이 석출되어 있다. 페라이트는 흑색의 조직을 나타내고 있다. 또, 블록입의 면 방위와 에칭의 정도에 따라서는, 내부의 탄화물이 현출하기 어려운 경우도 있기 때문에, 그 경우에는 에칭을 충분히 행하여 확인할 필요가 있다.
또, 페라이트 및 마텐자이트 이외의 그 밖의 금속상의 면적률을, 100 ％ 로부터 페라이트 및 마텐자이트의 합계 면적률을 빼어 산출한다.
강판 표면에 있어서의, 판폭 중앙의 금속상의 전위 밀도에 대한 판폭 단의 금속상의 전위 밀도의 비율이 100 ％ 이상 140 ％ 이하이며, 또한, 판두께 중앙에 있어서의, 판폭 중앙의 금속상의 전위 밀도에 대한 판폭 단의 금속상의 전위 밀도의 비율이 100 ％ 이상 140 ％ 이하
우수한 형상 동결성을 얻기 위해서는, 강판 폭 방향의 YR 변동을 작게 할 필요가 있고, 그러기 위해서는 YR 과 상관이 있는 금속상의 전위 밀도 변동을 작게 할 필요가 있다. 판두께 위치에 있어서, 표면은 금속상의 전위 밀도가 가장 작고, 중앙은 가장 커지는 경향이 있기 때문에, 표면과 중앙에서 강판 폭 방향에 있어서의 금속상의 전위 밀도 변동이 작으면, 어느 판두께 위치여도 강판 폭 방향에 있어서의 금속상의 전위 밀도 변동이 작게 되어 있다고 추정된다. 우수한 형상 동결성을 얻기 위해서는, 강판 표면에 있어서의, 판폭 중앙의 금속상의 전위 밀도에 대한 판폭 단의 금속상의 전위 밀도의 비율 (판폭 단의 금속상의 전위 밀도/판폭 중앙의 금속상의 전위 밀도) 이 140 ％ 이하일 필요가 있다. 또, 판두께 중앙에 있어서의, 판폭 중앙의 금속상의 전위 밀도에 대한 판폭 단의 금속상의 전위 밀도의 비율 (판폭 단의 금속상의 전위 밀도/판폭 중앙의 금속상의 전위 밀도) 이 140 ％ 이하일 필요가 있다. 강판 표면 및 판두께 중앙의 각각에 있어서의, 당해 비율은, 바람직하게는 135 ％ 이하, 보다 바람직하게는 130 ％ 이하이다. 한편, 판폭 단에서는 어닐링 유지 후, ??칭 온도까지의 냉각시에 발열되기 쉽기 때문에, 마텐자이트 이외의 조직이 나오기 쉬워진다. 그러면 YR 이 저하되기 때문에, 강판 폭 방향의 YR 변동이 커진다. 이 YR 변동을 억제하기 위해서, 워터 ??칭시의 구속 조건을 적정화함으로써 판폭 단의 금속상의 전위 밀도를 판폭 중앙부와 동등하게 하거나, 또는 판폭 중앙부보다 높일 필요가 있다. 따라서, 강판 표면에 있어서의, 판폭 중앙의 금속상의 전위 밀도에 대한 판폭 단의 금속상의 전위 밀도의 비율이 100 ％ 이상이며, 또한, 판두께 중앙에 있어서의, 판폭 중앙의 금속상의 전위 밀도에 대한 판폭 단의 금속상의 전위 밀도의 비율을 100 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 강판 표면 및 판두께 중앙의 각각에 있어서의, 당해 비율은, 바람직하게는 110 ％ 이상, 보다 바람직하게는 120 ％ 이상이다.
또한, 본 발명에 있어서, 전위 밀도를 규정할 때의 강판 표면이란, 강판의 표면 및 이면 (일방의 면 및 대향하는 타방의 면) 의 쌍방인 것을 가리킨다.
판폭 중앙의 금속상의 전위 밀도에 대한 판폭 단의 금속상의 전위 밀도의 비율은, 실시예에 기재된 방법으로 얻어진 값을 채용한다.
구체적으로는, 먼저, 각 강판의 판폭 중앙부 및 판폭 단부 (강판 최에지부) 로부터, 각각 폭 10 ㎜ × 반송 방향 길이 10 ㎜ 의 샘플을 채취하고, 강판 표면을 연마하여 스케일을 제거하고, 강판 표면의 X 선 회절 측정을 행한다. 여기에서, 스케일 제거를 위해서 연마하는 양은 1 ㎛ 미만으로 한다. 선원은 Co 로 한다. Co 의 분석 깊이는 20 ㎛ 정도이기 때문에, 강판 표면의 금속상의 전위 밀도는, 강판 표면으로부터 0 ∼ 20 ㎛ 의 범위 내의 금속상의 전위 밀도이다. 금속상의 전위 밀도는 X 선 회절 측정의 반가폭 β 로부터 구하는 변형으로부터 환산하는 수법을 사용한다. 변형의 추출에는, 이하에 나타내는 Williamson-Hall 법을 이용한다. 반가폭의 확대는 결정자의 사이즈 D 와 변형 ε 이 영향을 주어, 양 인자의 합으로서 다음 식을 사용하여 계산할 수 있다.
β = β1 ＋ β2 = (0.9λ/(D × cosθ)) ＋ 2ε × tanθ
이 식을 변형시키면, βcosθ/λ = 0.9λ/D ＋ 2ε × sinθ/λ 가 된다. sinθ/λ 에 대해서 βcosθ/λ 를 플롯함으로써, 직선의 기울기로부터 변형 ε 이 산출된다. 또한, 산출에 사용하는 회절선은 (110), (211), 및 (220) 으로 한다. 변형 ε 으로부터 금속상의 전위 밀도의 환산은 ρ = 14.4ε2/b2 을 사용한다. 또한, θ 는 X 선 회절의 θ - 2θ 법으로 산출되는 피크 각도를 의미하고, λ 는 X 선 회절에서 사용하는 X 선의 파장을 의미한다. b 는 Fe(α) 의 버거스·벡터이고, 본 발명에 있어서는 0.25 ㎚ 로 한다. 그리고, 강판 표면에 있어서의 판폭 중앙의 표면의 금속상의 전위 밀도에 대한 판폭 단의 표면의 금속상의 전위 밀도의 비율을 구한다.
다음으로, 판두께 중앙에 있어서의, 판폭 중앙의 금속상의 전위 밀도에 대한 판폭 단의 금속상의 전위 밀도의 비율을 산출한 방법을 설명한다.
각 강판의 판폭 중앙부 및 판폭 단부로부터, 각각 폭 20 ㎜ × 반송 방향 길이 20 ㎜ 의 샘플을 채취하고, 강판 표면을 연마하여 스케일을 제거한다. 여기에서, 스케일 제거를 위해서 연마하는 양은 1 ㎛ 미만으로 한다. 다음으로, 각각의 샘플을, 표면 연삭에 의해서 판두께 중앙까지 연삭한 후에, 상기한 강판 표면의 측정과 동일한 방법으로, X 선 회절 측정을 행한다. 또한, Co 의 분석 깊이는 20 ㎛ 정도이기 때문에, 판두께 중앙의 금속상의 전위 밀도는 강판 중앙으로부터 0 ∼ 20 ㎛ 의 범위 내의 금속상의 전위 밀도이다. 측정 결과에 기초하여, 판폭 중앙에 있어서의 표면의 금속상의 전위 밀도에 대한 판폭 단의 표면의 금속상의 전위 밀도의 비율을 구한다.
판두께 방향에서 판두께 중앙부는 금속상의 전위 밀도가 가장 크고, 표면은 가장 작아지는 경향이 있다. 그래서 본 발명에서는, 표면 및 판두께 중앙부에서의 금속상의 전위 밀도를 측정함으로써, 전체 판두께 위치에 있어서의 폭 방향의 금속상의 전위 밀도비를 규정한다.
이어서, 본 발명의 강판의 특성에 대해서 설명한다.
본 발명의 강판은 형상 균일성이 양호하다. 구체적으로는, 강판의 압연 방향 (길이 방향) 으로 길이 1 m 로 전단했을 때의 강판의 최대 휨량이 15 ㎜ 이하이다. 최대 휨량은, 바람직하게는 10 ㎜ 이하, 보다 바람직하게는 8 ㎜ 이하이다. 최대 휨량의 하한은 한정하지 않고, 0 ㎜ 가 가장 바람직하다.
본 발명에서 말하는「강판 길이 방향으로 길이 1 m 로 전단했을 때의 강판의 최대 휨량」이란, 강판을 강판 길이 방향 (압연 방향) 으로 강판의 원폭으로 길이 1 m 로 전단한 후, 전단 후의 강판을 수평인 받침대에 두고, 수평인 받침대부터 강판의 하부까지의 간극이 최대로 되어 있는 지점에 있어서의 수평인 받침대부터 강판까지의 거리를 말한다. 또한, 여기에서의 거리는, 수평인 받침대의 수평면과 수직인 방향 (연직 방향) 에 있어서의 거리이다. 또, 강판의 일방의 면을 상측으로 하여 휨량을 측정한 후, 강판 타방의 면을 상측으로 하여 휨량을 측정하고, 측정된 휨량 중 최대인 값을 최대 휨량으로 한다. 또, 전단 후의 강판은, 강판의 모서리부와 수평인 받침대가 보다 많은 접촉점 (2 점 이상) 이 존재하도록 수평인 받침대 상에 두고 있다. 휨량은, 강판보다 위의 위치로부터 수평인 판을 강판에 접촉할 때까지 내려 가고, 강판에 접촉한 위치에 있어서, 수평인 받침대와 수평인 판 사이의 거리로부터, 강판의 판두께를 빼어 구한다. 또한, 강판의 길이 방향의 절단을 할 때의 전단기의 날의 클리어런스는 4 ％ (관리 범위의 상한은 10 ％) 에서 행한다.
본 발명의 강판은 강도가 높다. 구체적으로는, 실시예에 기재된 바와 같이, JISZ2241(2011) 에 준거하여, 인장 속도 : 10 ㎜/분으로 행한 인장 시험에 의한 인장 강도가 750 ㎫ 이상이다. 인장 강도는, 바람직하게는 950 ㎫ 이상, 보다 바람직하게는 1150 ㎫ 이상, 더욱 바람직하게는 1300 ㎫ 이상이다. 또한, 인장 강도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 다른 특성과의 밸런스를 취하기 쉽다는 관점에서 2500 ㎫ 이하가 바람직하다.
본 발명의 강판은 형상 동결성이 우수하다. 금속상의 전위 밀도와 상관이 있는 항복 강도 (YR) 의 폭 방향 변동을 저감함으로써 형상 동결성은 양호해진다. 구체적으로는, 실시예에 기재된 바와 같이, JISZ2241(2011) 에 준거하여, 인장 속도 : 10 ㎜/분으로 행한 인장 시험에 의한 항복비 YR 에 관하여, 판폭 중앙의 YR 과 판폭 단의 YR 의 차인 방법으로 측정한 항복비 변동 (ΔYR) 이 -3 ％ 이상 3 ％ 이하이다. 항복비 변동 (ΔYR) 은, 바람직하게는 -2 ％ 이상 2 ％ 이하, 보다 바람직하게는 -1 ％ 이상 1 ％ 이하이다.
본 발명의 강판의 판두께는, 본 발명의 효과를 유효하게 얻는 관점에서, 0.2 ㎜ 이상 3.2 ㎜ 이하인 것이 바람직하다.
이어서, 본 발명의 강판으로 하기 위한 바람직한 성분 조성에 대해서 설명한다. 하기의 성분 조성의 설명에 있어서 성분의 함유량의 단위인「％」는「질량％」를 의미한다.
C : 0.05 ％ 이상 0.60 ％ 이하
C 는, ??칭성을 향상시키는 원소로서, C 를 함유시킴으로써, 소정의 마텐자이트의 면적률을 확보하기 쉬워진다. 또, C 를 함유시킴으로써, 마텐자이트의 강도를 상승시켜, 강도를 확보하기 쉬워진다. 우수한 형상 동결성을 유지하여 소정의 강도를 얻는 관점에서, C 함유량이 0.05 ％ 이상인 것이 바람직하다. 또한, TS ≥ 950 ㎫ 를 얻는 관점에서는, C 함유량은 0.11 ％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 또, TS ≥ 1150 ㎫ 를 얻는 관점에서는, C 함유량은 0.125 ％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, C 함유량이 0.60 ％ 를 초과하면, 강도가 과잉이 될 뿐만 아니라, 마텐자이트 변태에 의한 변태 팽창을 억제하기 어려워지는 경향이 있다. 그 때문에, 형상 균일성이 열화되는 경향이 있다. 따라서, C 함유량은 0.60 ％ 이하인 것이 바람직하다. C 함유량은, 보다 바람직하게는 0.50 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.40 ％ 이하이다.
Si : 0.01 ％ 이상 2.0 ％ 이하
Si 는 고용 강화에 의한 강화 원소이다. 이와 같은 효과를 충분히 얻으려면, Si 함유량을 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Si 함유량은, 보다 바람직하게는 0.02 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.03 ％ 이상이다. 한편, Si 함유량이 지나치게 많아지면, 판폭 중앙부에 조대한 MnS 가 생성되기 쉬워지고, 판폭 단에 대해서 판폭 중앙의 금속상의 전위 밀도가 감소하여 형상 동결성이 열화되는 경향이 있다. 따라서, Si 함유량은 바람직하게는 2.0 ％ 이하, 보다 바람직하게는 1.7 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 1.5 ％ 이하이다.
Mn : 0.1 ％ 이상 3.2 ％ 이하
Mn 은, 강의 ??칭성을 향상시키고, 소정의 마텐자이트의 면적률을 확보하기 위해서 함유시킨다. Mn 함유량이 0.1 ％ 미만에서는, 강판 표층부에 페라이트가 생성됨으로써 강도가 저하되는 경향이 있다. 따라서, Mn 함유량은 바람직하게는 0.1 ％ 이상, 보다 바람직하게는 0.2 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.3 ％ 이상이다. 한편, Mn 은, MnS 의 생성·조대화를 특히 조장하는 원소로서, Mn 함유량이 3.2 ％ 를 초과하면, 조대한 개재물의 증가에 의해서, 판폭 중앙부에 조대한 MnS 가 생성되기 쉬워지고, 판폭 단에 대해서 판폭 중앙의 금속상의 전위 밀도가 감소하여 형상 동결성이 열화되는 경향이 있다. 따라서, Mn 함유량은 바람직하게는 3.2 ％ 이하, 보다 바람직하게는 3.0 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 2.8 ％ 이하이다.
P : 0.050 ％ 이하
P 는, 강을 강화하는 원소이지만, 그 함유량이 많으면 균열 발생을 촉진시켜, 판폭 중앙부의 입계에 편석하기 쉬워지고, 판폭 단에 대해서 판폭 중앙의 금속상의 전위 밀도가 감소하여 형상 동결성이 열화되는 경향이 있다. 따라서, P 함유량은 바람직하게는 0.050 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.030 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.010 ％ 이하이다. 또한, P 함유량의 하한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 현재, 공업적으로 실시 가능한 하한은 0.003 ％ 정도이다.
S : 0.0050 ％ 이하
S 는, MnS, TiS, Ti(C, S) 등의 형성을 통해서 판폭 중앙부에 조대한 개재물이 생성되기 쉬워지고, 판폭 단에 대해서 판폭 중앙의 금속상의 전위 밀도가 감소하여 형상 동결성이 열화되는 경향이 있다. 이 개재물에 의한 폐해를 경감하기 위해서, S 함유량은 0.0050 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. S 함유량은 보다 바람직하게는 0.0020 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.0010 ％ 이하, 특히 바람직하게는 0.0005 ％ 이하이다. 또한, S 함유량의 하한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 현재, 공업적으로 실시 가능한 하한은 0.0002 ％ 정도이다.
Al : 0.005 ％ 이상 0.10 ％ 이하
Al 은 충분한 탈산을 행하여, 강 중의 조대한 개재물을 저감하기 위해서 첨가된다. 그 효과를 충분히 얻는 관점에서, Al 함유량은 0.005 ％ 이상인 것이 바람직하다. Al 함유량은 보다 바람직하게는 0.010 ％ 이상이다. 한편, Al 함유량이 0.10 ％ 초과가 되면, 열간 압연 후의 권취시에 생성된 시멘타이트 등의 Fe 를 주성분으로 하는 탄화물이 어닐링 공정에서 고용하기 어려워져, 조대한 개재물이나 탄화물이 생성되는 경향이 있다. 그 때문에, 강도를 저하시킬 뿐만 아니라, 특히 판폭 중앙부에서 조대화하기 쉬워지고, 판폭 단에 대해서 판폭 중앙의 금속상의 전위 밀도가 감소하여 형상 동결성이 열화되는 경향이 있다. 따라서, Al 함유량은 바람직하게는 0.10 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.08 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.06 ％ 이하이다.
N : 0.010 ％ 이하
N 은, 강 중에서 TiN, (Nb, Ti)(C, N), AlN 등의 질화물, 탄질화물계의 조대한 개재물을 형성하는 원소로서, 이것들의 생성을 통해서 판폭 중앙부에 조대한 개재물이 생성되기 쉬워지고, 판폭 단에 대해서 판폭 중앙의 금속상의 전위 밀도가 감소하여 형상 동결성이 열화되는 경향이 있다. 형상 동결성의 열화를 방지하기 위해서, N 함유량은 0.010 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. N 함유량은 보다 바람직하게는 0.007 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.005 ％ 이하이다. 또한, N 함유량의 하한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 현재, 공업적으로 실시 가능한 하한은 0.0006 ％ 정도이다.
본 발명의 강판은, 상기 성분을 함유하고, 상기 성분 이외의 잔부는 Fe (철) 및 불가피적 불순물을 함유하는 성분 조성을 갖는다. 여기에서, 본 발명의 강판은, 상기 성분을 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 것이 바람직하다. 본 발명의 강판에는, 본 발명의 작용을 저해하지 않는 범위에서 이하의 허용 성분 (임의 원소) 을 함유시킬 수 있다.
Cr : 0.20 ％ 이하, Mo : 0.15 ％ 미만, 및 V : 0.05 ％ 이하 중에서 선택된 적어도 1 종
Cr, Mo, V 는, 강의 ??칭성의 향상 효과를 얻는 목적에서 함유시킬 수 있다. 그러나, 어느 원소도 지나치게 많아지면 탄화물의 조대화에 의해서, 판폭 단에 대해서 판폭 중앙의 금속상의 전위 밀도가 감소하여 형상 동결성이 열화된다. 그 때문에 Cr 함유량은 바람직하게는 0.20 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.15 ％ 이하이다. Mo 함유량은 바람직하게는 0.15 ％ 미만, 보다 바람직하게는 0.10 ％ 이하이다. V 함유량은 바람직하게는 0.05 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.04 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.03 ％ 이하이다. Cr 함유량 및 Mo 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, ??칭성의 향상 효과를 보다 유효하게 얻는 관점에서는, Cr 함유량 및 Mo 함유량은, 각각, 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Cr 함유량 및 Mo 함유량은, 각각, 보다 바람직하게는 0.02 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.03 ％ 이상이다. V 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, ??칭성의 향상 효과를 보다 유효하게 얻는 관점에서는, V 함유량은 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. V 함유량은 보다 바람직하게는 0.002 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.003 ％ 이상이다.
Nb : 0.020 ％ 이하 및 Ti : 0.020 ％ 이하 중에서 선택된 적어도 1 종
Nb 나 Ti 는, 구 γ 립의 미세화를 통해서 고강도화에 기여한다. 그러나, Nb 나 Ti 를 다량으로 함유시키면, 열간 압연 공정의 슬래브 가열시에 미고용에서 잔존하는 NbN, Nb(C, N), (Nb, Ti)(C, N) 등의 Nb 계의 조대한 석출물, TiN, Ti(C, N), Ti(C, S), TiS 등의 Ti 계의 조대한 석출물이 증가하여, 판폭 단에 대해서 판폭 중앙의 금속상의 전위 밀도가 감소하여 형상 동결성이 열화된다. 이 때문에, Nb 함유량 및 Ti 함유량은, 각각, 바람직하게는 0.020 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.015 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.010 ％ 이하이다. Nb 함유량 및 Ti 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 고강도화의 효과를 보다 유효하게 얻는 관점에서는, Nb 및 Ti 의 적어도 1 종을 0.001 ％ 이상에서 함유하는 것이 바람직하다. 어느 원소의 함유량이어도, 보다 바람직하게는 0.002 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.003 ％ 이상이다.
Cu : 0.20 ％ 이하 및 Ni : 0.10 ％ 이하 중에서 선택된 적어도 1 종
Cu 나 Ni 는, 자동차의 사용 환경에서의 내식성을 향상시키며, 또한 부식 생성물이 강판 표면을 피복하여 강판에의 수소 침입을 억제하는 효과가 있다. 그러나, Cu 함유량이나 Ni 함유량이 지나치게 많아지면 표면 결함의 발생을 초래하여, 자동차용 강판에 필요한 도금성이나 화성 처리성을 열화시키기 때문에, Cu 함유량은 바람직하게는 0.20 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.15 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.10 ％ 이하이다. Ni 함유량은 바람직하게는 0.10 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.08 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.06 ％ 이하이다. Cu 함유량 및 Ni 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 내식성의 향상 및 수소 침입의 억제 효과를 보다 유효하게 얻는 관점에서는, Cu, Ni 의 적어도 1 종을 0.001 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하고, 0.002 ％ 이상 함유하는 것이 보다 바람직하다.
B : 0.0020 ％ 미만
B 는, 강의 ??칭성을 향상시키는 원소로서, B 함유에 의해서, Mn 함유량이 적은 경우여도, 소정의 면적률의 마텐자이트를 생성시키는 효과가 얻어진다. 그러나, B 함유량이 0.0020 ％ 이상이 되면, 어닐링시의 시멘타이트의 고용 속도를 지연시켜, 미고용의 시멘타이트 등의 Fe 를 주성분으로 하는 탄화물이 잔존하게 된다. 이로써, 조대한 개재물이나 탄화물이 생성되기 때문에, 판폭 단에 대해서 판폭 중앙의 금속상의 전위 밀도가 감소하여 형상 동결성이 열화되는 경향이 있다. 따라서, B 함유량은 바람직하게는 0.0020 ％ 미만, 보다 바람직하게는 0.0015 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.0010 ％ 이하이다. B 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 강의 ??칭성의 향상 효과를 보다 유효하게 얻는 관점에서는, B 함유량은 바람직하게는 0.0001 ％ 이상, 보다 바람직하게는 0.0002 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.0003 ％ 이상이다. 또, N 을 고정시키는 관점에서, 0.0005 ％ 이상의 함유량의 Ti 와 복합 첨가하는 것이 바람직하다.
Sb : 0.1 ％ 이하 및 Sn : 0.1 ％ 이하 중에서 선택된 적어도 1 종
Sb 나 Sn 은, 강판 표층부의 산화나 질화를 억제하여, 강판 표층부의 산화나 질화에 의한 C 나 B 의 저감을 억제한다. 또, C 나 B 의 저감이 억제되는 점에서, 강판 표층부의 페라이트 생성을 억제하여, 고강도화에 기여한다. 그러나, Sb 함유량, Sn 함유량 중 어느 경우여도 0.1 ％ 를 초과하여 함유하면, 구 γ 립계에 Sb 나 Sn 이 편석하여 판폭 단에 대해서 판폭 중앙의 금속상의 전위 밀도가 감소하여 형상 동결성이 열화된다. 이 때문에, Sb 함유량 및 Sn 함유량 중 어느 경우여도 0.1 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Sb 함유량 및 Sn 함유량은, 각각, 보다 바람직하게는 0.08 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.06 ％ 이하이다. Sb 함유량 및 Sn 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 고강도화의 효과를 보다 유효하게 얻는 관점에서는, Sb 함유량 및 Sn 함유량 중 어느 경우여도 0.002 ％ 이상인 것이 바람직하다. Sb 함유량 및 Sn 함유량은, 각각, 보다 바람직하게는 0.003 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.004 ％ 이상이다.
또한, 본 발명의 강판에는, 다른 원소로서 Ta, W, Ca, Mg, Zr, REM 을 본 발명의 효과를 저해하지 않는 범위에서 함유해도 되고, 이들 원소의 함유량은, 각각, 0.1 ％ 이하이면 허용된다.
이어서, 본 발명의 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다.
본 발명의 강판의 제조 방법은, 열간 압연 공정, 필요에 따라서 행하는 냉간 압연 공정, 어닐링 공정을 갖는다. 본 발명의 강판의 제조 방법의 일 실시형태는, 상기 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 가열한 후, 열간 압연하는 열간 압연 공정과, 필요에 따라서 행하는 냉간 압연 공정과, 상기 열간 압연 공정에서 얻어진 열연 강판 또는 상기 냉간 압연 공정에서 얻어진 냉연 강판을, 어닐링 온도 : AC1 점 이상에서 30 초 이상 유지하고, 그 후, Ms 점 이상에서 워터 ??칭 개시하며, 100 ℃ 이하까지 수랭 후, 100 ℃ 이상 300 ℃ 이하에서 다시 가열하는 어닐링 공정을 갖고, 상기 어닐링 공정에 있어서의 상기 워터 ??칭의 수랭 중, 강판의 표면 온도가 (Ms 점 ＋ 150 ℃) 이하인 영역에 있어서, 강판을 사이에 두고 설치된 2 개의 롤로 하기 조건 (1) ∼ (3) 을 만족하도록 강판의 표면 및 이면으로부터 강판을 구속한다.
(1) 강판의 판두께를 t 로 했을 때, 상기 2 개의 롤의 각각의 압입량이 0 ㎜ 초과 t ㎜ 이하이다.
(2) 상기 2 개의 롤의 롤 직경을 각각 Rn 및 rn 이라고 했을 때, Rn 및 rn 은, 50 ㎜ 이상 1000 ㎜ 이하이다.
(3) 상기 2 개의 롤의 롤간 거리가, 0 ㎜ 초과 (Rn ＋ rn ＋ t)/16 ㎜ 이하이다.
이하, 각 공정에 대해서 설명한다. 또한, 이하에 나타내는 강 슬래브, 강판 등을 가열 또는 냉각시킬 때의 온도는, 특별히 설명이 없는 한, 강 슬래브, 강판 등의 표면 온도를 의미한다.
열간 압연 공정
열간 압연 공정이란, 상기 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 가열한 후, 열간 압연하는 공정이다.
전술한 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 열간 압연에 제공한다. 슬래브 가열 온도는 특별히 한정되지 않지만, 1200 ℃ 이상으로 함으로써, 황화물의 고용 촉진과 Mn 편석의 경감이 도모되고, 상기한 조대한 개재물량 및 탄화물량의 저감이 도모되어, 형상 동결성이 향상된다. 이 때문에, 슬래브 가열 온도는 1200 ℃ 이상이 바람직하다. 슬래브 가열 온도는 보다 바람직하게는 1230 ℃ 이상, 더욱 바람직하게는 1250 ℃ 이상이다. 슬래브 가열 온도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 1400 ℃ 이하가 바람직하다. 또, 슬래브 가열시의 가열 속도는 특별히 한정되지 않지만, 5 ∼ 15 ℃/분으로 하는 것이 바람직하다. 또, 슬래브 가열시의 슬래브 균열 시간은 특별히 한정되지 않지만, 30 ∼ 100 분으로 하는 것이 바람직하다.
마무리 압연 온도는 840 ℃ 이상이 바람직하다. 마무리 압연 온도가 840 ℃ 미만에서는, 온도의 저하까지 시간이 걸리고, 개재물 및 조대 탄화물이 생성되는 점에서 형상 동결성을 열화시킬 뿐만 아니라, 강판의 내부의 품질도 저하될 가능성이 있다. 따라서, 마무리 압연 온도는 840 ℃ 이상이 바람직하다. 마무리 압연 온도는 보다 바람직하게는 860 ℃ 이상이다. 한편, 상한은 특별히 한정하지 않지만, 후의 권취 온도까지의 냉각이 곤란해지기 때문에, 마무리 압연 온도는 950 ℃ 이하가 바람직하다. 마무리 압연 온도는 보다 바람직하게는 920 ℃ 이하이다.
권취 온도까지 냉각된 열연 강판을 630 ℃ 이하의 온도에서 권취하는 것이 바람직하다. 권취 온도가 630 ℃ 초과에서는, 지철 표면이 탈탄할 우려가 있고, 강판 내부와 표면에서 조직차가 발생되어 합금 농도 불균일의 원인이 될 가능성이 있다. 또 탈탄에 의해서 표층에 페라이트가 생성되어, 인장 강도를 저하시킬 가능성이 있다. 따라서, 권취 온도는 630 ℃ 이하가 바람직하다. 권취 온도는 보다 바람직하게는 600 ℃ 이하이다. 권취 온도의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 냉간 압연성의 저하를 방지하기 위해서 500 ℃ 이상이 바람직하다.
권취 후의 열연 강판을 산세해도 된다. 산세 조건은 특별히 한정되지 않는다.
냉간 압연 공정
냉간 압연 공정이란, 열간 압연 공정에서 얻어진 열연 강판을 냉간 압연하는 공정이다. 냉간 압연의 압하율 및 상한은 특별히 한정되지 않지만, 압하율이 20 ％ 미만인 경우, 조직이 불균일이 되기 쉽기 때문에, 압하율은 20 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또, 압하율이 90 ％ 초과인 경우, 과잉으로 도입된 변형이 어닐링시에 재결정을 과잉으로 촉진시키기 때문에, 구 γ 입경이 조대화하여, 강도를 열화시킬 가능성이 있다. 따라서, 압하율은 90 ％ 이하가 바람직하다. 또한, 냉간 압연 공정은 필수의 공정이 아니고, 강 조직이나 기계적 특성이 본 발명을 만족하면, 냉간 압연 공정은 생략해도 된다.
어닐링 공정
어닐링 공정이란, 냉연 강판 또는 열연 강판을, 어닐링 온도 : AC1 점 이상에서 30 초 이상 유지하고, 그 후, Ms 점 이상에서 워터 ??칭 개시하며, 100 ℃ 이하까지 수랭 후, 100 ℃ 이상 300 ℃ 이하에서 다시 가열하는 공정이다. 또, 상기 워터 ??칭의 수랭 중, 강판의 표면 온도가 (Ms 점 ＋ 150 ℃) 이하인 영역에 있어서, 강판을 사이에 두고 설치된 2 개의 롤로 하기 조건 (1) ∼ (3) 을 만족하도록 강판의 표면 및 이면으로부터 강판을 구속한다.
(1) 강판의 판두께를 t 로 했을 때, 상기 2 개의 롤의 각각의 압입량이 0 ㎜ 초과 t ㎜ 이하이다.
(2) 상기 2 개의 롤의 롤 직경을 각각 Rn 및 rn 이라고 했을 때, Rn 및 rn 은, 50 ㎜ 이상 1000 ㎜ 이하이다.
(3) 상기 2 개의 롤의 롤간 거리가, 0 ㎜ 초과 (Rn ＋ rn ＋ t)/16 ㎜ 이하이다.
도 1 에는, 어닐링 공정에 있어서의 수랭 중에, 상기 조건 (1) ∼ (3) 을 만족하도록, 강판 (10) 의 표면 및 이면으로부터 강판을 2 개의 롤로 구속한 일례의 개략도를 나타낸다. 2 개의 롤은, 냉각수 (12) 중에서, 강판 (10) 의 표면측과 이면 측에 1 개씩 배치되어 있다. 강판 (10) 은, 일방의 롤 (11a)과 타방의 롤 (11b) 에 의해서, 표면측과 이면측으로부터 구속되어 있다. 또한, 도 1 에서는, 강판의 반송 방향으로 부호 D1 을 붙여 나타내고 있다.
AC1 점 이상의 어닐링 온도로 가열
어닐링 온도가 AC1 점 미만에서는, 오스테나이트가 생성되지 않기 때문에, 20 ％ 이상의 마텐자이트를 갖는 강판을 얻기가 어려워져, 원하는 강도가 얻어지지 않게 된다. 따라서, 어닐링 온도는 AC1 점 이상이다. 어닐링 온도는, 바람직하게는 (AC1 점 ＋ 10 ℃) 이상이다. 어닐링 온도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 워터 ??칭시의 온도를 적정화하여, 형상 균일성의 열화를 방지하는 관점에서, 어닐링 온도는 900 ℃ 이하가 바람직하다.
또한, 여기에서 말하는 AC1 점 (AC1 변태점) 은 이하의 식에 의해서 산출한다. 또, 하기 식에 있어서 (％원소 기호) 는 각 원소의 함유량 (질량％) 을 의미한다.
AC1 (℃) = 723 ＋ 22 (％Si) - 18 (％Mn) ＋ 17 (％Cr) ＋ 4.5 (％Mo) ＋ 16 (％V)
어닐링 온도에서의 유지 시간은 30 초 이상
어닐링 온도에서의 유지 시간이 30 초 미만이 되면, 탄화물의 용해와 오스테나이트 변태가 충분히 진행되지 않기 때문에, 이후의 열처리시에, 남은 탄화물이 조대화하여, 판폭 단에 대해서 판폭 중앙의 금속상의 전위 밀도가 감소하여 형상 동결성이 열화된다. 또 원하는 마텐자이트 분율이 얻어지지 않게 되어, 원하는 강도가 얻어지지 않게 된다. 따라서, 어닐링 온도에서의 유지 시간은 30 초 이상, 바람직하게는 35 초 이상이다. 어닐링 온도에서의 유지 시간의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 오스테나이트 입경의 조대화를 억제하여, 형상 동결성의 열화를 방지하는 관점에서, 어닐링 온도에서의 유지 시간은 900 초 이하로 하는 것이 바람직하다.
워터 ??칭 개시 온도는 Ms 점 이상
??칭 개시 온도는 강도의 지배 인자인 마텐자이트 분율을 결정하기 위해서 중요한 인자이다. ??칭 개시 온도가 Ms 점 미만이 되면, ??칭 전에 마텐자이트 변태하기 위해서, ??칭 전에 마텐자이트의 셀프 템퍼링이 발생되어, 형상 균일성이 나빠질 뿐만 아니라, ??칭까지 페라이트, 펄라이트, 베이나이트 변태가 발생되기 때문에, 마텐자이트 분율이 작아져, 원하는 강도를 얻는 것이 곤란해진다. 따라서, 워터 ??칭 개시 온도는 Ms 점 이상으로 한다. 워터 ??칭 개시 온도는 바람직하게는 (Ms 점 ＋ 50 ℃) 이상이다. 워터 ??칭 개시 온도의 상한은 특별히 한정하지 않고, 어닐링 온도여도 된다.
또한, 여기에서 말하는 Ms 점은 이하의 식에 의해서 산출한다. 또, 하기 식에 있어서 (％원소 기호) 는 각 원소의 함유량 (질량％), (％VM) 은 마텐자이트 면적률 (단위 : ％) 을 의미한다.
Ms 점 (℃) = 550 - 350 ((％C)/(％VM) × 100) - 40 (％Mn) - 17(％Ni) - 17(％Cr) - 21 (％Mo)
상기 워터 ??칭의 수랭 중, 2 개의 롤로 강판의 표면 및 이면으로부터 강판을 구속하는 것은 형상 교정 효과를 얻기 위해서 중요한 인자이고, 강판 전체 폭에서 금속상의 전위 밀도 변동을 억제하기 위해서는, 구속 조건의 제어가 중요한 인자가 된다. 수랭 중의 변태 변형을 구속에 의해서 교정함으로써 강판 형상의 균일성을 개선하고, YR 변동을 증가시켜 형상 동결성을 열화시키는 레벨러 교정이나 스킨 패스 압연에 의한 교정을 필요로 하지 않은 것에 본 발명은 특징이 있다. 형상 악화를 교정할 때에 실시되는 레벨러 가공이나 스킨 패스 압연이 불필요해지기 때문에, 강판 전체 폭에서 금속상의 전위 밀도 변동을 억제하는 것이 가능해진다.
또한, 본 발명에서 말하는 표면 및 이면이란, 강판의 일방의 면과 대향하는 타방의 면을 가리키고, 어느 쪽 면을 표면으로 해도 된다.
2 개의 롤로 강판의 표면 및 이면으로부터 강판을 구속할 때의 강판의 표면 온도 (구속 온도) 가 (Ms 점 ＋ 150 ℃) 이하
구속 온도가 (Ms 점 ＋ 150 ℃) 초과가 되면, 구속 후에 마텐자이트 변태되기 때문에, 마텐자이트 변태의 변태 팽창에 의한 형상 열화를 억제할 수 없어, 형상 균일성이 나빠진다. 따라서, 구속 온도는 (Ms 점 ＋ 150 ℃) 이하, 바람직하게는 (Ms 점 ＋ 100 ℃) 이하, 보다 바람직하게는 (Ms 점 ＋ 50 ℃) 이하이다. 구속 온도의 하한은 특별히 한정하지 않고, 물이 얼지 않는 0 ℃ 이상이면 된다.
강판의 판두께를 t 로 했을 때, 2 개의 롤의 각각의 압입량이 0 ㎜ 초과 t ㎜ 이하
도 2 는, 도 1 의 2 개의 롤 부근을 나타내는 확대도이다. 또, 도 3 은, 롤의 압입량을 설명하기 위한 개략도이다. 설명의 형편상, 도 3 에는 도 2 의 강판 (10) 만을 나타내고 있다.
도 2 및 도 3 에 나타내는 바와 같이, 강판 (10) 은, 2 개의 롤에 의해서, 표면측 및 이면측으로부터 압입되어 있다. 본 발명에서 말하는 롤의 압입량이란, 강판이 곧은 상태에서 롤이 가압없이 접촉된 상태를 압입량 0 ㎜ 로 했을 때, 그 때부터 강판으로 향하여 롤을 이동시킨 양 (거리) 을 가리킨다. 도 3 에는, 일방의 롤 (11a) 에 의한 압입량 B1 과, 타방의 롤 (11b) 에 의한 압입량 B2 에 각각 부호를 붙여 나타내고 있다.
본 발명에서는, 강판의 판두께를 t 로 했을 때, 2 개의 롤에 의한 압입량이, 각각 0 ㎜ 초과 t ㎜ 이하이다. 압입량이 0 ㎜ 미만에서는 롤과 강판이 접촉하고 있지 않은 상태이다. 또, 압입량이 0 ㎜ 에서는 롤과 강판이 접촉하고 있지만, 강판이 롤에 의해서 압입되지 않은 상태이다. 형상 교정 효과를 얻기 위해서는 압입량은 0 ㎜ 초과일 필요가 있다. 압입량은, 바람직하게는 0.1 ㎜ 이상이다. 한편, 형상 교정 효과를 얻기 위해서는 압입량을 많이 할 필요가 있지만, 압입량이 t ㎜ 초과가 되면 강판에 굽힘의 힘이 가해지기 때문에, 강판, 특히 판폭 중앙부에 변형이 발생되기 쉬워지고, 판폭 중앙에 대한 판폭 단의 금속상의 전위 밀도의 비율이 100 ％ 미만이 되어, 형상 동결성이 열화된다. 따라서, 압입량은 t ㎜ 이하로 한다. 압입량은, 바람직하게는 (t - 0.1 ㎜) 이하이다.
또한, 압입량이 상기 범위 내이면, 상기 서술한 2 개의 롤의 동체 길이는 각각 특별히 한정되지 않지만, 당해 2 개의 롤에 의해서 강판의 이면 및 표면으로부터 강판을 안정적으로 구속하기 위해서는, 당해 2 개의 롤의 동체 길이는 각각 강판의 폭보다 길게 하는 것이 바람직하다.
2 개의 롤의 각각의 롤 직경을 Rn 및 rn 이라고 했을 때, Rn 및 rn 은, 각각, 50 ㎜ 이상 1000 ㎜ 이하
롤 직경에 따라서 강판과의 접촉 면적이 변하고, 롤 직경이 클수록 형상 교정 능력이 높아진다. 형상 교정 능력을 높여, 원하는 형상 균일성으로 하기 위해서는, 롤 직경을 50 ㎜ 이상으로 할 필요가 있다. 롤 직경은 바람직하게는 70 ㎜ 이상, 보다 바람직하게는 100 ㎜ 이상이다. 한편, 롤 부근에는 냉각 노즐이 들어가지 않기 때문에, 롤 직경이 지나치게 커지면, 롤 부근에서의 냉각 능력이 저하되어, 형상 균일성이 악화된다. 원하는 형상 균일성이 되는 냉각 능력을 얻기 위해서는 롤 직경을 1000 ㎜ 이하로 할 필요가 있다. 롤 직경은 바람직하게는 700 ㎜ 이하, 보다 바람직하게는 500 ㎜ 이하이다. 또, 원하는 형상 균일성이 얻어지면, 2 개의 롤 직경은 상이해도 된다.
2 개의 롤의 롤간 거리를 0 ㎜ 초과 (Rn ＋ rn ＋ t)/16 ㎜ 이하
본 발명에서 말하는 2 개의 롤의 롤간 거리란, 강판의 반송 방향 (압연 방향) 에 있어서의, 2 개의 롤의 중심간의 거리를 말한다. 도 2 에 나타내는 바와 같이, 일방의 롤 (11a) 의 중심 C1, 타방의 롤 (11b) 의 중심 C2 로 했을 때, 강판의 반송 방향 D1 에 있어서의 중심 C1 과 중심 C2 사이의 거리가 롤간 거리 A1 이다.
보다 상세하게는, 중심 C1 과 중심 C2 의 2 점을 최단 거리로 연결한 선분의 거리 A0 과 반송 방향 D1 의 각도를 X 로 했을 때, 롤간 거리 A1 은, A0·cosX 로서 구해진다.
도 4 에서 나타내는 바와 같이, 만일, 일방의 롤 (11a) 의 중심 C1 과, 타방의 롤 (11b) 의 중심 C2 가 강판 (10) 과 수직인 위치가 되도록, 2 개의 롤 사이에 강판 (10) 을 두고 배치한 경우에는, 롤간 거리가 0 ㎜ 인 경우이다.
롤간 거리가 커지면, 형상 교정 효과를 얻기 위해서 압입량을 크게 할 필요가 있고, 그렇게 하면 강판에 굽힘의 힘이 가해지기 때문에, 강판, 특히 판폭 중앙부에 변형이 발생되기 쉬워지고, 판폭 중앙에 대한 판폭 단의 금속상의 전위 밀도의 비율이 100 ％ 미만이 되어, 형상 동결성이 열화된다. 따라서, 롤간 거리는 (Rn ＋ rn ＋ t)/16 ㎜ 이하로 한다. 롤간 거리는, 바람직하게는 (Rn ＋ rn ＋ t)/18 ㎜ 이하이다. 또, 형상 교정 효과를 얻기 위해서는, 롤간 거리는 0 ㎜ 초과일 필요가 있다.
또한, 냉각 능력을 확보할 수 있고, 원하는 형상 균일성 및 형상 동결성을 확보할 수 있으면, 롤수는 3 개 이상이어도 된다. 롤수가 3 개 이상 있을 경우에는, 3 개 이상의 롤 중, 강판의 압연 방향 (길이 방향) 으로 인접하는 2 개의 롤의 롤간 거리가, 0 ㎜ 초과 (Rn ＋ rn ＋ t)/16 ㎜ 이하이면 된다.
100 ℃ 이하까지 수랭
수랭 후의 온도가 100 ℃ 를 초과하면, 형상 균일성에 악영향을 초래하는 만큼 마텐자이트 변태가 수랭 후에 진행된다. 그 때문에, 수조로부터 나온 후의 강판 온도는 100 ℃ 이하일 필요가 있다. 바람직하게는 80 ℃ 이하이다.
100 ℃ 이상 300 ℃ 이하에서 다시 가열
수랭 후에는 재가열하여, 수랭시에 생성된 마텐자이트를 템퍼링함으로써 마텐자이트 중에 발생된 변형을 제거하는 것이 가능해진다. 그렇게 함으로써 강판 전체 폭에서의 변형량이 일정해지고 금속상의 전위 밀도 변동을 저감할 수 있어, 형상 동결성을 양호하게 할 수 있다. 재가열 온도가 100 ℃ 미만에서는 상기한 효과가 얻어지지 않는다. 그래서, 재가열 온도를 100 ℃ 이상으로 한다. 재가열 온도는 바람직하게는 130 ℃ 이상이다. 한편, 300 ℃ 초과에서 템퍼링하면 템퍼링에 의한 변태 수축에 의해서 형상 균일성을 열화시킨다. 이상으로부터, 재가열 온도를 300 ℃ 이하로 한다. 재가열 온도는 바람직하게는 260 ℃ 이하이다.
또한, 열간 압연 공정 후의 열연 강판에는, 조직 연질화를 위한 열처리를 행해도 되고, 어닐링 공정 후에는 형상 조정을 위한 조질 압연을 행해도 된다. 또, 강판 표면에 Zn 이나 Al 등의 도금이 실시되어 있어도 된다.
다음으로, 본 발명의 부재 및 그 제조 방법에 대해서 설명한다.
본 발명의 부재는, 본 발명의 강판이, 성형 가공 및 용접 중 적어도 일방이 되어 이루어지는 것이다. 또, 본 발명의 부재의 제조 방법은, 본 발명의 강판의 제조 방법에 의해서 제조된 강판을, 성형 가공 및 용접 중 적어도 일방을 행하는 공정을 갖는다.
본 발명의 강판은, 고강도이고, 형상 균일성 및 형상 동결성이 우수하기 때문에, 본 발명의 강판을 사용하여 얻은 부재는, 고강도이며, 또한 치수 정밀도가 높다. 그 때문에, 본 발명의 부재는, 고강도이며, 또한 높은 치수 정밀도가 구해지는 부품 등에 바람직하게 사용할 수 있다. 본 발명의 부재는, 예를 들어, 자동차 부품에 바람직하게 사용할 수 있다.
성형 가공은, 프레스 가공 등의 일반적인 가공 방법을 제한없이 사용할 수 있다. 또, 용접은, 스폿 용접, 아크 용접 등의 일반적인 용접을 제한없이 사용할 수 있다.
실시예
본 발명을 실시예를 참조하면서 구체적으로 설명한다.
[실시예 1]
표 1 에 나타내는 조건에서 냉간 압연하여 얻은 판두께 1.4 ㎜ 의 냉연 강판에, 표 1 에 나타내는 조건에서 어닐링을 행하여, 표 2 에 기재된 특성을 갖는 강판을 제조하였다. 구속 롤 통과시의 온도는 롤에 부수된 접촉식의 온도계를 사용하여 측정되었다. 또한, 2 개의 롤에서의 각각의 압입량은 동일해지도록, 2 개의 롤을 배치하였다.
또, 냉간 압연을 행하기 전의 열간 압연에 있어서는, 강 슬래브의 슬래브 가열 온도를 1250 ℃ 로 하고, 슬래브 가열시의 슬래브 균열 시간을 60 분으로 하며, 마무리 압연 온도를 880 ℃ 로 하고, 권취 온도를 550 ℃ 로 하였다.
또, 사용한 강판은, AC1 점이 706 ℃ 이고, Ms 점은 410 ℃ 이었다.
Figure 112022041917538-pct00001
2. 평가 방법
각종 제조 조건에서 얻어진 강판에 대해서, 강 조직을 해석함으로써 조직 분율을 조사하고, 인장 시험을 실시함으로써 인장 강도 등의 인장 특성을 평가하였다. 또, 강판의 휨에 의해서 형상 균일성을 평가하고, X 선 회절 측정에 의해서 금속상의 전위 밀도를 조사하였다. 각 평가 방법은 다음과 같다.
(마텐자이트의 면적률)
각 강판의 압연 방향 및 압연 방향에 대해서 수직 방향으로부터 시험편을 채취하고, 압연 방향과 평행한 판두께 L 단면을 경면 연마하고, 나이탈액으로 조직 현출하였다. 조직 현출된 샘플을, 주사 전자 현미경을 사용하여 관찰하여, 배율 1500 배의 SEM 이미지 상의, 실제 길이 82 ㎛ × 57 ㎛ 의 영역 상에 4.8 ㎛ 간격의 16 × 15 의 격자를 두고, 각 상 위에 있는 점수를 세는 포인트 카운팅법에 의해서, 마텐자이트의 면적률을 조사하였다. 면적률은, 배율 1500 배의 별개의 SEM 이미지로부터 구한 3 개의 면적률의 평균치로 하였다. 측정 장소는 판두께 1/4 로 하였다. 마텐자이트는 백색의 조직을 나타내고 있고, 템퍼드 마텐자이트는 내부에 미세한 탄화물이 석출되어 있다. 페라이트는 흑색의 조직을 나타내고 있다. 또, 블록입의 면 방위와 에칭의 정도에 따라서는, 내부의 탄화물이 현출되기 어려운 경우도 있기 때문에, 그 경우에는 에칭을 충분히 행하여 확인할 필요가 있다.
또, 페라이트 및 마텐자이트 이외의 그 밖의 금속상의 면적률을, 100 ％ 로부터 페라이트 및 마텐자이트의 합계 면적률을 빼어 산출하였다.
(인장 시험)
각 강판의 판폭 중앙부의 압연 방향으로부터, 표점간 거리 50 ㎜, 표점간 폭 25 ㎜ 의 JIS5 호 시험편을 강판 전체 폭으로 채취하고, JISZ2241(2011) 에 준거하여, 인장 속도가 10 ㎜/분으로 인장 시험을 행하고, 인장 강도 (TS), 항복 강도 (YS) 및 항복비 변동 (ΔYR) 을 측정하였다. YR는, YS/TS × 100 에 의해서 산출하였다. TS 및 YS 는, 판폭 중앙의 TS 및 YS 이다. ΔYR 은 판폭 중앙의 YR 과 판폭 단의 YR 의 차이다.
(강판의 형상 균일성의 평가)
각 강판을, 강판 길이 방향 (압연 방향) 으로 강판의 원폭으로 길이 1 m 로 전단하고, 전단 후의 강판을 수평인 받침대에 두었다. 또한, 전단 후의 강판은, 강판의 모서리부와 수평인 받침대가 보다 많은 접촉점 (2 점 이상) 이 존재하도록 수평인 받침대 상에 두었다. 휨량은, 강판보다 위의 위치로부터 수평인 판을 강판에 접촉할 때까지 강하시켜 가고, 강판에 접촉된 위치에 있어서, 수평인 받침대와 수평인 판 사이의 거리로부터, 강판의 판두께를 빼어 구하였다. 또한, 여기에서의 거리는, 수평인 받침대의 수평면과 수직인 방향 (연직 방향) 에 있어서의 거리이다. 또, 강판의 일방의 면을 상측으로 하여 휨량을 측정한 후, 강판 타방의 면을 상측으로 하여 휨량을 측정하고, 측정된 휨량 중 최대인 값을 최대 휨량으로 하였다. 또한, 강판의 길이 방향의 절단을 할 때의 전단기의 날의 클리어런스는 4 ％ (관리 범위의 상한은 10 ％) 에서 행하였다.
(금속상의 전위 밀도 측정)
각 강판에 대해서, 이하에 나타내는 방법으로 금속상의 전위 밀도를 측정하고, 강판 표면에 있어서의, 판폭 중앙의 금속상의 전위 밀도에 대한 판폭 단의 금속상의 전위 밀도의 비율을 산출하였다. 또, 판두께 중앙에 있어서의, 판폭 중앙의 금속상의 전위 밀도에 대한 판폭 단의 금속상의 전위 밀도의 비율도 산출하였다.
먼저, 강판 표면에 있어서의, 판폭 중앙의 금속상의 전위 밀도에 대한 판폭 단의 금속상의 전위 밀도의 비율을 산출한 방법을 설명한다.
각 강판의 판폭 중앙부 및 판폭 단부 (강판 최에지부) 로부터, 각각 폭 10 ㎜ × 반송 방향 길이 10 ㎜ 의 샘플을 채취하고, 강판 표면을 연마하여 스케일을 제거하고, 강판 표면의 X 선 회절 측정을 행하였다. 여기에서, 스케일 제거를 위해서 연마하는 양은 1 ㎛ 미만으로 하였다. 선원은 Co 로 하였다. Co 의 분석 깊이는 20 ㎛ 정도이기 때문에, 강판 표면의 금속상의 전위 밀도는 강판 표면으로부터 0 ∼ 20 ㎛ 의 범위 내의 금속상의 전위 밀도이다. 금속상의 전위 밀도는 X 선 회절 측정의 반가폭 β 로부터 구하는 변형으로부터 환산하는 수법을 사용하였다. 변형의 추출에는, 이하에 나타내는 Williamson-Hall 법을 이용하였다. 반가폭의 확대는 결정자의 사이즈 D 와 변형 ε 이 영향을 주고, 양 인자의 합으로서 다음 식을 사용하여 계산할 수 있다.
β = β1 ＋ β2 = (0.9 λ/(D × cosθ)) ＋ 2ε × tanθ
이 식을 변형시키면, βcosθ/λ = 0.9 λ/D ＋ 2ε × sinθ/λ 가 된다. sinθ/λ 에 대해서 βcosθ/λ 를 플롯함으로써, 직선의 기울기로부터 변형 ε 이 산출된다. 또한, 산출에 사용하는 회절선은 (110), (211), 및 (220) 으로 한다. 변형 ε 으로부터 금속상의 전위 밀도의 환산은 ρ = 14.4ε2/b2 를 사용하였다. 또한, θ 은 X 선 회절의 θ - 2θ 법으로부터 산출되는 피크 각도를 의미하고, λ 는 X 선 회절에서 사용하는 X 선의 파장을 의미한다. b 는 Fe(α) 의 버거스·벡터로, 본 실시예에 있어서는 0.25 ㎚ 로 하였다. 그리고, 강판 표면에 있어서의 판폭 중앙의 표면의 금속상의 전위 밀도에 대한 판폭 단의 표면의 금속상의 전위 밀도의 비율을 구하였다.
다음으로, 판두께 중앙에 있어서의, 판폭 중앙의 금속상의 전위 밀도에 대한 판폭 단의 금속상의 전위 밀도의 비율을 산출한 방법을 설명한다.
각 강판의 판폭 중앙부 및 판폭 단부로부터, 각각 폭 20 ㎜ × 반송 방향 길이 20 ㎜ 의 샘플을 채취하고, 강판 표면을 연마하여 스케일을 제거하였다. 여기에서, 스케일 제거를 위해서 연마하는 양은 1 ㎛ 미만으로 하였다. 다음으로, 각각의 샘플을, 표면 연삭에 의해서 판두께 중앙까지 연삭한 후에, 상기한 강판 표면의 측정과 동일한 방법으로, X 선 회절 측정을 행하였다. 또한, Co 의 분석 깊이는 20 ㎛ 정도이기 때문에, 판두께 중앙의 금속상의 전위 밀도는 강판 중앙으로부터 0 ∼ 20 ㎛ 의 범위 내의 금속상의 전위 밀도이다. 측정 결과에 기초하여, 판폭 중앙에 있어서의 표면의 금속상의 전위 밀도에 대한 판폭 단의 표면의 금속상의 전위 밀도의 비율을 구하였다.
판두께 방향에서 판두께 중앙부는 금속상의 전위 밀도가 가장 크고, 표면은 가장 작아지는 경향이 있다. 그래서 본 실시예에서는, 표면 및 판두께 중앙부에서의 금속상의 전위 밀도를 측정함으로써, 전체 판두께 위치에 있어서의 폭 방향의 금속상의 전위 밀도비를 규정하였다.
3. 평가 결과
상기 평가 결과를 표 2 에 나타낸다.
Figure 112022041917538-pct00002
본 실시예에서는, TS 가 750 ㎫ 이상, ΔYR 이 -3 ％ 이상 3 ％ 이하이며, 또한 최대 휨량이 15 ㎜ 이하인 강판을 합격으로 하고, 표 2 에 발명예로서 나타내었다. 한편, 이 중 적어도 1 개를 만족하지 않는 강판을 불합격으로 하고, 표 2 에 비교예로서 나타내었다.
[실시예 2]
1. 평가용 강판의 제조
표 3 에 나타내는 성분 조성을 갖고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을 진공 용해로에서 용제 후, 분괴 압연하여 27 ㎜ 두께의 분괴 압연재를 얻었다. 얻어진 분괴 압연재를 열간 압연하였다. 이어서, 냉간 압연하는 샘플은, 열연 강판을 연삭 가공한 후, 표 4 또는 표 5 에 나타내는 압하율로 냉간 압연하고, 표 4 또는 표 5 에 기재된 판두께가 되도록 냉간 압연하여 냉연 강판을 제조하였다. 또한, 일부의 샘플은, 열연 강판을 연삭 가공한 후, 냉간 압연하지 않았다. 표 중에서 압하율「-」로 기재한 샘플은, 냉간 압연하지 않은 것을 의미한다. 이어서, 상기에 의해서 얻어진 열연 강판 및 냉연 강판에, 표 4 또는 표 5 에 나타내는 조건에서 어닐링을 행하여 강판을 제조하였다. 또한, 표 3 의 공란은, 의도적으로 첨가하지 않은 것을 나타내고, 함유하지 않은 (0 질량％) 경우뿐만 아니라, 불가피적으로 함유하는 경우도 포함한다. 구속 롤 통과시의 온도는 롤에 부수된 접촉식의 온도계를 사용하여 측정되었다. 또한, 2 개의 롤에서의 각각의 압입량은 동등해지도록 2 개의 롤을 배치하였다.
또, 냉간 압연을 행하기 전의 열간 압연에 있어서는, 강 슬래브의 슬래브 가열 온도를 1250 ℃ 로 하고, 슬래브 가열시의 슬래브 균열 시간을 60 분으로 하며, 마무리 압연 온도를 880 ℃ 로 하고, 권취 온도를 550 ℃ 로 하였다.
Figure 112022041917538-pct00003
Figure 112022041917538-pct00004
Figure 112022041917538-pct00005
2. 평가 방법
각종 제조 조건에서 얻어진 강판에 대해서, 강 조직을 해석함으로써 조직 분율을 조사하고, 인장 시험을 행함으로써 인장 강도 등의 인장 특성을 평가하였다. 또, 강판의 휨에 의해서 형상 균일성을 평가하고, X 선 회절 측정에 의해서 금속상의 전위 밀도를 조사하였다. 각 평가의 방법은, 실시예 1 과 동일하다.
3. 평가 결과
상기 평가 결과를 표 6 및 표 7 에 나타낸다.
Figure 112022041917538-pct00006
Figure 112022041917538-pct00007
본 실시예에서는, TS 가 750 ㎫ 이상, ΔYR 이 -3 ％ 이상 3 ％ 이하이며, 또한 최대 휨량이 15 ㎜ 이하인 강판을 합격으로 하고, 표 6 및 표 7 에 발명예로서 나타내었다. 한편, 이 중 적어도 1 개를 만족하지 않는 강판을 불합격으로 하고, 표 6 및 표 7 에 비교예로서 나타내었다.
[실시예 3]
실시예 2 의 표 6 의 No.1 의 강판을, 프레스 가공에 의해서 성형 가공하여, 본 발명예의 부재를 제조하였다. 또한, 실시예 2 의 표 6 의 No.1 의 강판과, 실시예 2 의 표 6 의 No.2 의 강판을 스폿 용접에 의해서 접합하여, 본 발명예의 부재를 제조하였다. 이들 본 발명예의 부재는, 고강도이며, 또한 치수 정밀도가 높기 때문에, 자동차 부품 등에 바람직하게 사용할 수 있는 것을 확인할 수 있었다.
10 : 강판
11a : 롤
11b : 롤
12 : 냉각수
A1 : 2 개의 롤의 롤간 거리
D1 : 강판의 반송 방향

Claims (11)

  1. 질량％ 로,
    C : 0.05 ％ 이상 0.60 ％ 이하,
    Si : 0.01 ％ 이상 2.0 ％ 이하,
    Mn : 0.1 ％ 이상 3.2 ％ 이하,
    P : 0.050 ％ 이하,
    S : 0.0050 ％ 이하,
    Al : 0.005 ％ 이상 0.10 ％ 이하, 및
    N : 0.010 ％ 이하를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
    면적률로, 마텐자이트 : 20 ％ 이상 100 ％ 이하, 페라이트 : 0 ％ 이상 80 ％ 이하, 그 밖의 금속상 : 5 ％ 이하이고,
    강판 표면에 있어서의, 판폭 중앙의 금속상의 전위 밀도에 대한 판폭 단의 금속상의 전위 밀도의 비율이 100 ％ 이상 140 ％ 이하이며, 또한
    판두께 중앙에 있어서의, 판폭 중앙의 금속상의 전위 밀도에 대한 판폭 단의 금속상의 전위 밀도의 비율이 100 ％ 이상 140 ％ 이하인 강 조직을 갖고,
    압연 방향으로 길이 1 m 로 전단했을 때의 강판의 최대 휨량이 15 ㎜ 이하인 강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 성분 조성은, 추가로, 질량％ 로, (a) 내지 (e) 의 적어도 일방을 갖는, 강판.
    (a)
    Cr : 0.20 ％ 이하,
    Mo : 0.15 ％ 미만, 및
    V : 0.05 ％ 이하 중에서 선택된 적어도 1 종을 함유한다.
    (b)
    Nb : 0.020 ％ 이하 및
    Ti : 0.020 ％ 이하 중에서 선택된 적어도 1 종을 함유한다.
    (c)
    Cu : 0.20 ％ 이하 및
    Ni : 0.10 ％ 이하 중에서 선택된 적어도 1 종을 함유한다.
    (d)
    B : 0.0020 ％ 미만을 함유한다.
    (e)
    Sb : 0.1 ％ 이하 및
    Sn : 0.1 ％ 이하 중에서 선택된 적어도 1 종을 함유한다.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 강판이, 성형 가공 및 용접 중 적어도 일방을 통하여 이루어지는 부재.
  4. 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 강판의 제조 방법으로서,
    상기 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 가열한 후, 열간 압연하는 열간 압연 공정과,
    상기 열간 압연 공정에서 얻어진 열연 강판을, 어닐링 온도 : AC1 점 이상에서 30 초 이상 유지하고, 그 후, Ms 점 이상에서 워터 ??칭 개시하며, 100 ℃ 이하까지 수랭 후, 100 ℃ 이상 300 ℃ 이하에서 다시 가열하는 어닐링 공정을 갖고,
    상기 어닐링 공정에 있어서의 상기 워터 ??칭의 수랭 중, 강판의 표면 온도가 (Ms 점 ＋ 150 ℃) 이하인 영역에 있어서, 강판을 사이에 두고 설치된 2 개의 롤로 하기 조건 (1) ∼ (3) 을 만족하도록 강판의 표면 및 이면으로부터 강판을 구속하는, 강판의 제조 방법.
    (1) 강판의 판두께를 t 로 했을 때, 상기 2 개의 롤의 각각의 압입량이 0 ㎜ 초과 t ㎜ 이하이다
    (2) 상기 2 개의 롤의 롤 직경을 각각 Rn 및 rn 이라고 했을 때, Rn 및 rn 은, 50 ㎜ 이상 1000 ㎜ 이하이다.
    (3) 상기 2 개의 롤의 롤간 거리가, 0 ㎜ 초과 (Rn ＋ rn ＋ t)/16 ㎜ 이하이다.
  5. 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 강판의 제조 방법으로서,
    상기 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 가열한 후, 열간 압연하는 열간 압연 공정과,
    상기 열간 압연 공정에서 얻어진 열연 강판을 냉간 압연하는 냉간 압연 공정과,
    상기 냉간 압연 공정에서 얻어진 냉연 강판을, 어닐링 온도 : AC1 점 이상에서 30 초 이상 유지하고, 그 후, Ms 점 이상에서 워터 ??칭 개시하며, 100 ℃ 이하까지 수랭 후, 100 ℃ 이상 300 ℃ 이하에서 다시 가열하는 어닐링 공정을 갖고,
    상기 어닐링 공정에 있어서의 상기 워터 ??칭의 수랭 중, 강판의 표면 온도가 (Ms 점 ＋ 150 ℃) 이하인 영역에 있어서, 강판을 사이에 두고 설치된 2 개의 롤로 하기 조건 (1) ∼ (3) 을 만족하도록 강판의 표면 및 이면으로부터 강판을 구속하는, 강판의 제조 방법.
    (1) 강판의 판두께를 t 로 했을 때, 상기 2 개의 롤의 각각의 압입량이 0 ㎜ 초과 t ㎜ 이하이다.
    (2) 상기 2 개의 롤의 롤 직경을 각각 Rn 및 rn 이라고 했을 때, Rn 및 rn 은, 50 ㎜ 이상 1000 ㎜ 이하이다.
    (3) 상기 2 개의 롤의 롤간 거리가, 0 ㎜ 초과 (Rn ＋ rn ＋ t)/16 ㎜ 이하이다.
  6. 제 4 항에 기재된 강판의 제조 방법에 의해서 제조된 강판을, 성형 가공 및 용접 중 적어도 일방을 행하는 공정을 갖는, 부재의 제조 방법.
  7. 제 5 항에 기재된 강판의 제조 방법에 의해서 제조된 강판을, 성형 가공 및 용접 중 적어도 일방을 행하는 공정을 갖는, 부재의 제조 방법.
  8. 삭제
  9. 삭제
  10. 삭제
  11. 삭제
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Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
MX2024000733A (es) * 2021-07-19 2024-02-09 Jfe Steel Corp Aparato de enfriamiento para chapa de metal, equipo de recocido continuo, metodo para enfriar chapa de metal, metodo para fabricar chapa de acero laminada en frio y metodo para fabricar chapa de acero recubierta.
JP7424499B2 (ja) * 2021-07-30 2024-01-30 Ｊｆｅスチール株式会社 焼入れ装置、焼入れ方法、冷延鋼板の製造方法及びめっき鋼板の製造方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2017119912A (ja) 2015-12-28 2017-07-06 Ｊｆｅスチール株式会社 急冷焼入れ装置及び急冷焼入れ方法
WO2019181950A1 (ja) 2018-03-19 2019-09-26 日本製鉄株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS462733B1 (ko) * 1967-02-07 1971-01-23
JPS6094722A (ja) 1983-08-16 1985-05-27 インタ−ナショナル　ビジネス　マシ−ンズ　コ−ポレ−ション シリコン・ウエハ
JP3403245B2 (ja) * 1994-06-21 2003-05-06 川崎製鉄株式会社 耐衝撃性に優れた自動車用鋼板とその製造方法
JPH08176884A (ja) * 1994-12-26 1996-07-09 Kawasaki Steel Corp 錫メッキ鋼帯のクエンチ方法およびその装置
JP4430444B2 (ja) 2004-03-26 2010-03-10 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に優れた低降伏比型高強度熱延鋼板とその製造方法
JP4276482B2 (ja) * 2003-06-26 2009-06-10 新日本製鐵株式会社 極限変形能と形状凍結性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法
JP5644095B2 (ja) * 2009-11-30 2014-12-24 新日鐵住金株式会社 延性及び耐遅れ破壊特性の良好な引張最大強度９００ＭＰａ以上を有する高強度鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
CN101993995B (zh) * 2010-11-26 2012-05-30 首钢总公司 超高强度带钢水淬冷却方法及装置
JP5821260B2 (ja) 2011-04-26 2015-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性及び形状凍結性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法
CN103703157B (zh) * 2011-07-29 2015-12-02 新日铁住金株式会社 形状保持性优异的高强度钢板、高强度镀锌钢板及它们的制造方法
JP5764549B2 (ja) * 2012-03-29 2015-08-19 株式会社神戸製鋼所 成形性および形状凍結性に優れた、高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法
JP6017341B2 (ja) * 2013-02-19 2016-10-26 株式会社神戸製鋼所 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板
KR20150142791A (ko) * 2014-06-11 2015-12-23 주식회사 포스코 형상동결성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
JP6094722B2 (ja) 2014-11-28 2017-03-15 Ｊｆｅスチール株式会社 金属板の製造方法および急冷焼入れ装置
JP6327277B2 (ja) * 2015-03-26 2018-05-23 Ｊｆｅスチール株式会社 板幅方向の強度均一性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN107614731B (zh) * 2015-05-29 2019-07-23 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧钢板、高强度镀覆钢板及它们的制造方法
JP6624113B2 (ja) * 2017-02-21 2019-12-25 Ｊｆｅスチール株式会社 急冷焼入れ装置
MX2019010191A (es) * 2017-02-28 2019-10-02 Jfe Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia y metodo de fabricacion para la misma.
WO2019186989A1 (ja) * 2018-03-30 2019-10-03 日本製鉄株式会社 鋼板
US11965223B2 (en) * 2018-07-31 2024-04-23 Jfe Steel Corporation Thin steel sheet and method for manufacturing the same
JP6835046B2 (ja) * 2018-07-31 2021-02-24 Ｊｆｅスチール株式会社 薄鋼板及びその製造方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2017119912A (ja) 2015-12-28 2017-07-06 Ｊｆｅスチール株式会社 急冷焼入れ装置及び急冷焼入れ方法
WO2019181950A1 (ja) 2018-03-19 2019-09-26 日本製鉄株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法

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