KR20180038030A - 강판 - Google Patents

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KR20180038030A
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리키 오카모토
히로유키 가와타
마사후미 아즈마
아키히로 우에니시
나오키 마루야마
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신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
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Abstract

강판은, 소정의 화학 조성을 갖고, 페라이트 및 베이나이트를 2% 이상의 면적 분율로 포함하는 강 조직을 갖고, 페라이트 내의 평균 전위 밀도 및 베이나이트 내의 평균 전위 밀도는 모두 3×1012m/㎥ 내지 1×1014m/㎥이고, 페라이트 및 베이나이트의 평균 입경은 5㎛ 이하이다.

Description

강판
본 발명은, 자동차의 부재에 적합한, 우수한 충돌 특성이 얻어지는 강판에 관한 것이다.
강판을 사용하여 자동차의 차체를 제조하는 경우, 일반적으로 강판의 성형, 용접 및 도장 베이킹이 행해진다. 따라서 자동차용의 강판에는, 우수한 성형성, 도장 베이킹 후의 높은 강도 및 우수한 충돌 특성을 구비하고 있을 것이 요구된다. 종래, 자동차에 사용되는 강판으로서, 페라이트 및 마르텐사이트의 2상 조직을 갖는 듀얼 페이즈(dual phase)(DP) 강판, 및 변태 야기 소성(transformation induced plasticity: TRIP) 강판을 들 수 있다.
그러나 DP 강판 및 TRIP 강판에는, 도장 베이킹 후의 기계적 특성이 부재 내에서 변동되는 경우가 있다는 문제점이 있다. 즉, 강판의 성형에서는, 얻고자 하는 부재의 형상에 따라 변형이 부가되기 때문에, 성형 후의 강판에는 변형이 강하게 부가된 부분 및 변형이 거의 부가되어 있지 않은 부분이 포함된다. 그리고 부가된 변형이 큰 부분일수록 도장 베이킹에 의한 변형 시효 경화의 양이 커서 경도가 증가한다. 그 결과, 성형에 의하여 변형이 부가된 부분과 거의 변형이 부가되어 있지 않은 부분 사이에서 도장 베이킹 후의 항복 강도의 차가 큰 경우가 있다. 이 경우, 변형이 거의 부가되어 있지 않은 부분은 연질이어서 이 부분에서 꺾임이 일어나거나 하기 때문에, 충분한 반력 특성 및 충돌 특성이 얻어지지 않는다.
일본 특허 공개 제2009-185355호 공보 일본 특허 공개 제2011-111672호 공보 일본 특허 공개 제2012-251239호 공보 일본 특허 공개 평11-080878호 공보 일본 특허 공개 평11-080879호 공보 국제 공개 제2013/047821호 일본 특허 공개 제2008-144233호 공보 국제 공개 제2012/070271호
본 발명은, 양호한 성형성을 얻으면서 도장 베이킹 후에 안정된 항복 강도를 얻을 수 있는 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은 상기 과제를 해결하고자 예의 검토를 행하였다. 그 결과, 페라이트 내의 전위 밀도 및 베이나이트 내의 전위 밀도가 높은 경우에, 성형 시에 변형이 거의 부가되어 있지 않은 부분에 있어서도, 도장 베이킹에 수반하는 시효에 의하여 항복 강도가 향상되는 것이 판명되었다. 페라이트 및 베이나이트의 평균 입경이 작은 경우에 시효에 의하여 항복 강도가 더욱 향상되는 것도 판명되었다.
본원 발명자는 이와 같은 지견에 기초하여 더욱 예의 검토를 거듭한 결과, 이하에 나타내는 발명의 제 양태에 상도하였다.
(1)
질량%로,
C: 0.05% 내지 0.40%,
Si: 0.05% 내지 3.0%,
Mn: 1.5% 내지 4.0%,
Al: 1.5% 이하,
N: 0.02% 이하,
P: 0.2% 이하,
S: 0.01% 이하,
Nb 및 Ti: 합계로 0.005% 내지 0.2%,
V 및 Ta: 합계로 0.0% 내지 0.3%,
Cr, Mo, Ni, Cu 및 Sn: 합계로 0.0% 내지 1.0%,
B: 0.00% 내지 0.01%,
Ca: 0.000% 내지 0.005%,
Ce: 0.000% 내지 0.005%,
La: 0.000% 내지 0.005%, 그리고
잔부: Fe 및 불순물
로 표시되는 화학 조성을 갖고,
페라이트 및 베이나이트를 합계로 2% 이상의 면적 분율로 포함하는 강 조직을 갖고,
페라이트 내의 평균 전위 밀도 및 베이나이트 내의 평균 전위 밀도는 모두 3×1012m/㎥ 내지 1×1014m/㎥이고,
페라이트 및 베이나이트의 평균 입경은 5㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 강판.
(2)
상기 강 조직이 면적 분율로 페라이트 및 베이나이트: 합계로 2% 내지 60%, 및 마르텐사이트: 10% 내지 90％를 포함하고,
상기 강 조직에 있어서의 잔류 오스테나이트의 면적 분율이 15% 이하이고,
마르텐사이트의 면적 분율에 대한 페라이트의 면적 분율의 비율이 0.03 내지 1.00인 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 강판.
(3)
상기 화학 조성에 있어서,
V 및 Ta: 합계로 0.01% 내지 0.3%
가 성립되는 것을 특징으로 하는 (1) 또는 (2)에 기재된 강판.
(4)
상기 화학 조성에 있어서,
Cr, Mo, Ni, Cu 및 Sn: 합계로 0.1% 내지 1.0%
가 성립되는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 강판.
(5)
상기 화학 조성에 있어서,
B: 0.0003% 내지 0.01%
가 성립되는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 기재된 강판.
(6)
상기 화학 조성에 있어서,
Ca: 0.001% 내지 0.005%,
Ce: 0.001% 내지 0.005%,
La: 0.001% 내지 0.005%, 혹은,
또는 이들의 임의의 조합이 성립되는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (5) 중 어느 하나에 기재된 강판.
본 발명에 의하면, 페라이트 내의 평균 전위 밀도 및 베이나이트 내의 평균 전위 밀도 등이 적절하기 때문에 도장 베이킹 후에 있어서도 안정된 항복 강도를 얻을 수 있다.
이하, 본 발명의 실시 형태에 대하여 설명한다.
우선, 본 발명의 실시 형태에 따른 강판 및 그의 제조에 사용하는 강의 화학 조성에 대하여 설명한다. 상세는 후술하겠지만, 본 발명의 실시 형태에 따른 강판은 강의 열간 압연, 냉간 압연, 어닐링 및 조질 압연 등을 거쳐 제조된다. 따라서 강판 및 강의 화학 조성은, 강판의 특성뿐 아니라 이들 처리를 고려한 것이다. 이하의 설명에 있어서, 강판에 포함되는 각 원소의 함유량의 단위인 「%」는, 특별히 단서가 없는 한 「질량%」를 의미한다. 본 실시 형태에 따른 강판은, 질량%로, C: 0.05% 내지 0.40%, Si: 0.05% 내지 3.0%, Mn: 1.5% 내지 4.0%, Al: 1.5% 이하, N: 0.02% 이하, P: 0.2% 이하, S: 0.01% 이하, Nb 및 Ti: 합계로 0.005% 내지 0.2%, V 및 Ta: 합계로 0.0% 내지 0.3%, Cr, Mo, Ni, Cu 및 Sn: 합계로 0.0% 내지 1.0%, B: 0.00% 내지 0.01%, Ca: 0.000% 내지 0.005%, Ce: 0.000% 내지 0.005%, La: 0.000% 내지 0.005%, 그리고 잔부: Fe 및 불순물로 표시되는 화학 조성을 갖고 있다. 불순물로서는, 광석이나 스크랩 등의 원재료에 포함되는 것, 제조 공정에 있어서 포함되는 것이 예시된다.
(C: 0.05% 내지 0.40%)
C는 인장 강도의 향상에 기여한다. C 함유량이 0.05% 미만이면, 충분한 인장 강도, 예를 들어 980㎫ 이상의 인장 강도가 얻어지지 않는다. 따라서 C 함유량은 0.05% 이상이다. 보다 높은 인장 강도를 얻기 위하여 C 함유량은 바람직하게는 0.08% 이상이다. 한편, C 함유량이 0.40% 초과이면, 페라이트 내에 충분한 밀도의 전위가 얻어지지 않고, 또한 바람직한 강 조직을 얻기 어렵다. 따라서 C 함유량은 0.40% 이하이다. 용접성의 관점에서 C 함유량은 바람직하게는 0.35% 이하이다.
(Si: 0.05% 내지 3.0%)
Si는 철 탄화물의 형성 및 이에 수반하는 시효 경화에 영향을 미친다. Si 함유량이 0.05% 미만이면, 충분한 고용 C양이 얻어지지 않으며, 도장 베이킹에 수반하는 시효에 의하더라도 항복 강도가 충분히 상승하지 않는다. 따라서 Si 함유량은 0.05% 이상이다. 항복 강도를 더욱 높이기 위하여 Si 함유량은 바람직하게는 0.10% 이상이다. 한편, Si 함유량이 3.0% 초과이면, 페라이트 내에 충분한 밀도의 전위가 얻어지지 않고, 또한 바람직한 강 조직을 얻기 어렵다. 따라서 Si 함유량은 3.0% 이하로 한다. 슬래브의 방치 균열의 억제 및 열간 압연 중의 단부 균열의 억제의 관점에서 Si 함유량은 바람직하게는 2.5% 이하, 보다 바람직하게는 2.0% 이하이다.
(Mn: 1.5% 내지 4.0%)
Mn은 오스테나이트로부터 페라이트로의 변태를 억제하여 인장 강도의 향상에 기여한다. Mn 함유량이 1.5% 미만이면, 충분한 인장 강도, 예를 들어 980㎫ 이상의 인장 강도가 얻어지지 않는다. 따라서 Mn 함유량은 1.5% 이상이다. 보다 높은 인장 강도를 얻기 위하여 Mn 함유량은 바람직하게는 2.0% 이상이다. 한편, Mn 함유량이 4.0% 초과이면, 충분한 성형성이 얻어지지 않는다. 따라서 Mn 함유량은 4.0% 이하이다. 보다 우수한 성형성을 얻기 위하여 Mn 함유량은 바람직하게는 3.5% 이하이다.
(Al: 1.5% 이하)
Al은 필수 원소는 아니지만, 예를 들어 개재물의 저감을 위한 탈산에 사용되며, 강 중에 잔존할 수 있다. Al 함유량이 1.5% 초과이면, 후술하는 범위의 평균 전위 밀도를 갖는 페라이트 또는 베이나이트가 얻어지지 않는다. 따라서 Al 함유량은 1.5% 이하이다. Al 함유량의 저감에는 비용이 들며, 0.002% 미만까지 저감 하고자 하면 비용이 현저히 상승한다. 이 때문에 Al 함유량은 0.002% 이상으로 해도 된다. 충분한 탈산을 행한 경우, 0.01% 이상의 Al이 잔존하는 경우가 있다.
(N: 0.02% 이하)
N은 필수 원소는 아니며, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. N 함유량이 0.02% 초과이면, 질화물이 다량으로 석출되어 충분한 성형성이 얻어지지 않는다. 따라서 N 함유량은 0.02% 이하이다. N 함유량의 저감에는 비용이 들며, 0.001% 미만까지 저감하고자 하면 비용이 현저히 상승한다. 이 때문에 N 함유량은 0.001% 이상으로 해도 된다.
(P: 0.2% 이하)
P는 필수 원소는 아니며, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. P 함유량이 0.2% 초과이면, P 화합물이 다량으로 석출되어 충분한 성형성이 얻어지지 않는다. 따라서 P 함유량은 0.2% 이하이다. 용접성의 관점에서 P 함유량은 바람직하게는 0.07% 이하이다. P 함유량의 저감에는 비용이 들며, 0.001% 미만까지 저감하고자 하면 비용이 현저히 상승한다. 이 때문에 P 함유량은 0.001% 이상으로 해도 된다.
(S: 0.01% 이하)
S는 필수 원소는 아니며, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. S 함유량이 0.01% 초과이면, 황화물이 다량으로 석출되어 충분한 성형성이 얻어지지 않는다. 따라서 S 함유량은 0.01% 이하이다. 성형성의 저하를 보다 억제하기 위하여 S 함유량은 바람직하게는 0.003% 이하이다. S 함유량의 저감에는 비용이 들며, 0.0002% 미만까지 저감하고자 하면 비용이 현저히 상승한다. 이 때문에 S 함유량은 0.0002% 이상으로 해도 된다.
(Nb 및 Ti: 합계로 0.005% 내지 0.2%)
Nb 및 Ti는 페라이트 또는 베이나이트의 결정립의 미세화 및 석출 강화에 기여한다. Nb 및 Ti는 (Ti, Nb) 탄질화물을 형성하기 때문에, Nb 및 Ti의 함유량에 따라 어닐링 후의 고용 C양 및 고용 N량이 변화된다. Nb 및 Ti의 함유량이 합계로 0.005% 미만이면, 후술하는 범위의 평균 입경을 갖는 페라이트 또는 베이나이트가 얻어지지 않으며, 도장 베이킹에 수반하는 시효에 의하더라도 항복 강도가 충분히 상승하지 않는다. 따라서 Nb 및 Ti의 함유량은 합계로 0.005% 이상이다. 시효에 의하여 항복 강도를 충분히 상승시키기 위하여 Nb 및 Ti의 함유량은 바람직하게는 합계로 0.010% 이상이다. 한편, Nb 및 Ti의 함유량이 합계로 0.2% 초과이면, (Ti, Nb) 탄질화물이 다량으로 석출되어 충분한 성형성이 얻어지지 않는다. 따라서 Nb 및 Ti의 함유량은 합계로 0.2% 이하이다. Nb 및 Ti의 함유량은 바람직하게는 합계로 0.1% 이하이다.
V, Ta, Cr, Mo, Ni, Cu, Sn, B, Ca, Ce 및 La는 필수 원소는 아니며, 강판 및 강에 소정량이 한도에 적절히 함유되어 있어도 되는 임의 원소이다.
(V 및 Ta: 합계로 0.0% 내지 0.3%)
V 및 Ta는 탄화물, 질화물 또는 탄질화물의 형성, 그리고 페라이트 및 베이나이트의 미립화에 의하여 강도의 향상에 기여한다. 따라서 V 혹은 Ta, 또는 이들 양쪽이 함유되어 있어도 된다. 단, V 및 Ta의 함유량이 합계로 0.3% 초과이면, 다량의 탄질화물이 석출되어 연성이 저하된다. 따라서 V 및 Ta의 함유량은 합계로 0.3% 이하이다. 슬래브의 방치 균열의 억제 및 열간 압연 중의 단부 균열의 억제의 관점에서 V 및 Ta의 함유량은 바람직하게는 합계로 0.1% 이하이다. 상기 작용에 의한 효과를 확실히 얻기 위하여 V 및 Ta의 함유량은 바람직하게는 합계로 0.01% 이상이다.
(Cr, Mo, Ni, Cu 및 Sn: 합계로 0.0% 내지 1.0%)
Cr, Mo, Ni, Cu 및 Sn은 Mn과 마찬가지로 오스테나이트로부터 페라이트로의 변태를 억제하기 위하여 사용된다. 따라서 Cr, Mo, Ni, Cu 혹은 Sn, 또는 이들의 임의의 조합이 함유되어 있어도 된다. 단, Cr, Mo, Ni, Cu 및 Sn의 함유량이 합계로 1.0% 초과이면, 가공성이 현저히 열화되고 신율이 저감된다. 따라서 Cr, Mo, Ni, Cu 및 Sn의 함유량은 합계로 1.0% 이하이다. 제조성의 관점에서 Cr, Mo, Ni, Cu 및 Sn의 함유량은 바람직하게는 합계로 0.5% 이하이다. 상기 작용에 의한 효과를 확실히 얻기 위하여 Cr, Mo, Ni, Cu 및 Sn의 함유량은 바람직하게는 0.1% 이상이다.
(B: 0.00% 내지 0.01%)
B는 강판의 ??칭성을 높이고, 페라이트의 형성을 억제하고, 마르텐사이트의 형성을 촉진한다. 따라서 B가 함유되어 있어도 된다. 단, B 함유량이 합계로 0.01% 초과이면, 붕화물이 다량으로 석출되어 충분한 성형성이 얻어지지 않는다. 따라서 B 함유량은 0.01% 이하이다. 연성의 저하를 보다 억제하기 위하여 B 함유량은 바람직하게는 합계로 0.003% 이하이다. 상기 작용에 의한 효과를 확실히 얻기 위하여 B 함유량은 바람직하게는 0.0003% 이상이다.
(Ca: 0.000% 내지 0.005%, Ce: 0.000% 내지 0.005%, La: 0.000% 내지 0.005%)
Ca, Ce 및 La는, 강판 중의 산화물 및 황화물을 미세하게 하거나 산화물 및 황화물의 특성을 변화시키거나 하여 가공성, 특히 신율의 저하를 억제한다. 따라서 Ca, Ce 혹은 La, 또는 이들의 임의의 조합이 함유되어 있어도 된다. 단, Ca 함유량, Ce 함유량, La 함유량 중 어느 것이 0.005% 초과이면, 상기 작용에 의한 효과가 포화되어 쓸데없이 비용이 높아짐과 함께, 성형성이 저하된다. 따라서 Ca 함유량, Ce 함유량, La 함유량은 모두 0.005% 이하이다. 성형성의 저하를 보다 억제하기 위하여 Ca 함유량, Ce 함유량, La 함유량은 모두 바람직하게는 0.003% 이하이다. 상기 작용에 의한 효과를 확실히 얻기 위하여 Ca 함유량, Ce 함유량, La 함유량은 모두 바람직하게는 0.001% 이상이다. 즉, 「Ca: 0.001% 내지 0.005%」, 「Ce: 0.001% 내지 0.005%」 혹은 「La: 0.001% 내지 0.005%」, 또는 이들의 임의의 조합이 충족되는 것이 바람직하다.
다음으로, 본 발명의 실시 형태에 따른 강판의 강 조직에 대하여 설명한다. 이하의 설명에 있어서, 강 조직을 구성하는 상 또는 조직의 비율의 단위인 「%」는, 특별히 단서가 없는 한 면적 분율의 「면적%」를 의미한다. 본 발명의 실시 형태에 따른 강판의 강 조직에는 페라이트 및 베이나이트가 합계로 2% 이상의 면적 분율로 포함된다. 페라이트 내의 평균 전위 밀도 및 베이나이트 내의 평균 전위 밀도는 모두 3×1012m/㎥ 내지 1×1014m/㎥이고, 페라이트 및 베이나이트의 평균 입경은 5㎛ 이하이다.
상기와 같이 본 발명자들에 의하여, 페라이트 내의 전위 밀도 및 베이나이트 내의 전위 밀도가 높은 경우에, 성형 시에 변형이 거의 부가되어 있지 않은 장소에 있어서도, 도장 베이킹에 수반하는 시효에 의하여 항복 강도가 향상되는 것이 밝혀졌다. 페라이트 내의 평균 전위 밀도 혹은 베이나이트 내의 평균 전위 밀도, 또는 이들 양쪽이 3×1012m/㎥ 미만이면, 성형 시에 변형이 거의 부가되어 있지 않은 부분의 항복 강도가 시효에 의하여 충분히 향상되지 않아, 충분한 충돌 특성이 얻어지지 않는다. 따라서 페라이트 내의 평균 전위 밀도 및 베이나이트 내의 평균 전위 밀도는 모두 3×1012m/㎥ 이상이다. 보다 우수한 충돌 특성을 얻기 위하여, 페라이트 내의 평균 전위 밀도 및 베이나이트 내의 평균 전위 밀도는 모두 바람직하게는 6×1012m/㎥ 이상이다. 페라이트 내의 평균 전위 밀도 혹은 베이나이트 내의 평균 전위 밀도, 또는 이들 양쪽이 1×1014m/㎥ 초과이면, 성형성이 저하되거나, 성형 시에 변형이 거의 부가되어 있지 않은 부분의 항복 강도가 시효에 의하여 충분히 향상되지 않아, 충분한 충돌 특성이 얻어지지 않거나 한다. 따라서 페라이트 내의 평균 전위 밀도 및 베이나이트 내의 평균 전위 밀도는 모두 1×1014m/㎥ 이하이다. 보다 우수한 성형성 및 충돌 특성을 얻기 위하여 페라이트 내의 평균 전위 밀도 및 베이나이트 내의 평균 전위 밀도는 모두 바람직하게는 8×1013m/㎥ 이하이다.
페라이트 내의 평균 전위 밀도 및 베이나이트 내의 평균 전위 밀도는, 예를 들어 투과형 전자 현미경(transmission electron microscopy: TEM) 사진을 이용하여 얻을 수 있다. 즉, 박막 시료의 TEM 사진을 준비하고, 이 TEM 사진 상에 임의로 선을 그어 페라이트 내의 평균 전위 밀도를 얻고자 하는 경우에는, 이 선이 페라이트 내에서 전위선과 교차하는 개소를 헤아린다. 그리고 페라이트 내의 선의 길이를 L, 페라이트 내에서 선과 전위선이 교차하는 개소의 수를 N, 시료의 두께를 t라 하면, 당해 박막 시료에 있어서의 페라이트 내의 전위 밀도는 「2N/(Lt)」로 표시된다. 당해 박막 시료의 복수 개소에서 촬영한 TEM 사진을 이용하여, 이들 복수의 TEM 사진으로부터 얻어지는 전위 밀도의 평균값이 페라이트 내의 평균 전위 밀도로서 얻어진다. 시료의 두께 t로서 실측값을 이용해도 되고, 간이적으로 0.1㎛를 이용해도 된다. 베이나이트 내의 평균 전위 밀도는, 교차하는 개소를 베이나이트 내에서 헤아리고 베이나이트 내의 선의 길이를 이용하면, 페라이트 내의 평균 전위 밀도를 얻는 방법과 마찬가지의 방법으로 얻을 수 있다.
상기와 같이 본 발명자들에 의하여, 페라이트 및 베이나이트의 입경이 작은 경우에 시효에 의하여 항복 강도가 더욱 향상되는 것이 밝혀졌다. 페라이트 및 베이나이트의 평균 입경이 5㎛ 초과이면, 성형 시에 변형이 거의 부가되어 있지 않은 부분의 항복 강도가 시효에 의하여 충분히 향상되지 않아, 충분한 충돌 특성이 얻어지지 않는다. 따라서 페라이트 및 베이나이트의 평균 입경은 5㎛ 이상이다. 보다 우수한 충돌 특성을 얻기 위하여 페라이트 및 베이나이트의 평균 입경은 바람직하게는 3㎛ 이하이다.
페라이트 내의 평균 전위 밀도 및 베이나이트 내의 평균 전위 밀도가 모두 3×1012m/㎥ 내지 1×1014m/㎥이고, 또한 페라이트 및 베이나이트의 평균 입경이 5㎛ 이하이더라도 페라이트 및 베이나이트의 면적 분율이 합계로 2% 미만이면, 충분한 성형성이 얻어지지 않거나 충분한 충돌 성능이 얻어지지 않거나 한다. 따라서 페라이트 및 베이나이트의 면적 분율은 합계로 2% 이상이다. 보다 우수한 성형성 및 충돌 성능을 얻기 위하여 페라이트 및 베이나이트의 면적 분율은 바람직하게는 합계로 5% 이상이다.
본원에 있어서, 페라이트에는 폴리고날페라이트(αp), 의사 폴리고날페라이트(αq) 및 입상 베이니틱페라이트(αB)가 포함되고, 베이나이트에는 하부 베이나이트, 상부 베이나이트 및 베이니틱페라이트(α°B)가 포함된다. 입상 베이니틱페라이트는, 라스가 없는, 회복된 전위 서브 구조를 가지며, 베이니틱페라이트는, 탄화물의 석출이 없는, 라스가 다발이 된 구조이고, 구 γ입계가 그대로 남는다(참고 문헌: 「강의 베이나이트 사진집 - 1」 일본철강협회(1992년) p.4 참조). 이 참고 문헌에는 「Granular bainitic ferrite structure; dislocated substructure but fairly recovered like lath-less」라는 기재 및 「sheaf-like with laths but no carbide; conserving the prior austenite grain boundary」라는 기재가 있다.
페라이트 및 베이나이트는 강판의 성형성의 향상에도 기여한다. 단, 페라이트 및 베이나이트의 면적 분율이 합계로 60% 초과이면, 충분한 충돌 특성이 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서 페라이트 및 베이나이트의 면적 분율은 바람직하게는 합계로 60% 이하이다. 보다 우수한 충돌 특성을 얻기 위하여 페라이트 및 베이나이트의 면적 분율은 더욱 바람직하게는 합계로 40% 이하이다.
마르텐사이트는 인장 강도의 확보에 기여한다. 마르텐사이트의 면적 분율이 10% 미만이면, 충분한 인장 강도, 예를 들어 980㎫ 이상의 인장 강도가 얻어지지 않거나, 페라이트 내의 평균 전위 밀도가 3×1012m/㎥ 미만이 되거나 하는 경우가 있다. 따라서 마르텐사이트의 면적 분율은 바람직하게는 10% 이상이다. 보다 우수한 인장 강도 및 충돌 특성을 얻기 위하여 마르텐사이트의 면적 분율은 더욱 바람직하게는 15% 이상이다. 한편, 마르텐사이트의 면적 분율이 90% 초과이면, 페라이트 내의 평균 전위 밀도 혹은 베이나이트 내의 평균 전위 밀도, 또는 이들 양쪽이 1×1014m/㎥ 초과가 되거나, 충분한 연성이 얻어지지 않거나 하는 경우가 있다. 따라서 마르텐사이트의 면적 분율은 바람직하게는 90% 이하이다. 보다 우수한 충돌 성능 및 연성을 얻기 위하여 마르텐사이트의 면적 분율은 더욱 바람직하게는 85% 이하이다. 마르텐사이트에는 애즈 ??치트 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트가 포함되며, 마르텐사이트의 전체 중 80면적% 이상이 템퍼링 마르텐사이트인 것이 바람직하다.
마르텐사이트의 면적 분율 fM에 대한 페라이트의 면적 분율 fF의 비율(fF/fM)이 0.03 미만이면, 페라이트 내의 평균 전위 밀도가 1×1014m/㎥ 초과가 되거나 충분한 연성이 얻어지지 않거나 하는 경우가 있다. 따라서 비율(fF/fM)은 바람직하게는 0.03 이상이다. 보다 우수한 충돌 성능 및 연성을 얻기 위하여 비율(fF/fM)은 더욱 바람직하게는 0.05 이상이다. 한편, 비율(fF/fM)이 1.00 초과이면, 페라이트 내의 평균 전위 밀도가 3×1012m/㎥ 미만이 되는 경우가 있다. 따라서 비율(fF/fM)은 바람직하게는 1.00 이하이다. 보다 우수한 충돌 성능을 얻기 위하여 비율(fF/fM)은 더욱 바람직하게는 0.80 이하이다.
잔류 오스테나이트는 성형 가공성의 향상 및 충격 에너지 흡수 특성의 향상에 유효하다. 잔류 오스테나이트는 도장 베이킹 시의 변형 시효 경화량의 향상에도 기여한다. 그러나 잔류 오스테나이트의 면적 분율이 15% 초과이면, 페라이트 내의 평균 전위 밀도가 1×1014m/㎥ 초과가 되거나 성형 후에 강판이 취화되거나 하는 경우가 있다. 따라서 잔류 오스테나이트의 면적 분율은 바람직하게는 15% 이하이다. 보다 우수한 충돌 특성 및 인성을 얻기 위하여 잔류 오스테나이트의 면적 분율은 더욱 바람직하게는 12% 이하이다. 잔류 오스테나이트의 면적 분율이 2% 이상이면, 변형 시효 경화량의 향상의 효과를 기대할 수 있다.
페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 이외에 강 조직에 포함되는 것의 예로서 펄라이트를 들 수 있다. 펄라이트의 면적 분율은 바람직하게는 2% 이하이다.
페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트 및 펄라이트의 면적률은, 예를 들어 광학 현미경 또는 주사 전자 현미경(scanning electron microscopy: SEM)에 의하여 촬영한 강 조직의 사진을 이용하여, 포인트 카운트법 또는 화상 해석에 의하여 측정할 수 있다. 입상 베이니틱페라이트(αB)와 베이니틱페라이트(α°B)의 판별은, SEM 및 투과 전자 현미경(TEM)에 의한 조직 관찰을 행하고 참고 문헌의 기재에 기초하여 행할 수 있다.
잔류 오스테나이트의 면적 분율은, 예를 들어 전자선 후방 산란 회절(electron backscatter diffraction: EBSD)법 또는 X선 회절법에 의하여 측정할 수 있다. X선 회절법에 의하여 측정하는 경우에는, Mo-Kα선을 이용하여 페라이트의 (111)면의 회절 강도{α(111)}, 잔류 오스테나이트의 (200)면의 회절 강도{γ(200)}, 페라이트의 (211)면의 회절 강도{α(211)}, 및 잔류 오스테나이트의 (311)면의 회절 강도{γ(311)}를 측정하고, 다음의 식으로부터 잔류 오스테나이트의 면적 분율(fA)을 산출할 수 있다.
fA=(2/3){100/(0.7×α(111)/γ(200)+1)}+(1/3){100/(0.78×α(211)/γ(311)+1)}
다음으로, 본 발명의 실시 형태에 따른 강판의 기계적 특성에 대하여 설명한다.
본 실시 형태에 따른 강판은 980㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 것이 바람직하다. 인장 강도가 980㎫ 미만이면, 부재의 고강도화에 의한 경량화의 이점을 얻기 어렵기 때문이다.
강판의 성형 및 도장 베이킹 후에 있어서의 충돌 특성은, (식 1)로 표시되는 파라미터 P1로 평가할 수 있다. 「YSBH5」는 5%의 인장 예비 변형이 부가된 경우의 시효 후의 항복 강도(㎫)이고, 「YSBH0」은 인장 예비 변형이 부가되지 않는 경우의 시효 후의 항복 강도(㎫)이고, 「TS」는 최대 인장 강도(㎫)이다. 시효의 온도는 170℃, 시간은 2시간이다. 파라미터 P1은, 최대 인장 강도 TS에 대한, 예비 변형이 부가된 부분의 도장 베이킹 후의 항복 강도 YSBH5와 예비 변형이 부가되어 있지 않은 부분의 도장 베이킹 후의 항복 강도 YSBH0의 차의 비율에 상당한다. 파라미터 P1의 값이 작을수록, 성형 및 도장 베이킹을 통하여 얻어지는 부재 내의 항복 강도의 차가 작은 것을 의미한다. 인장 예비 변형의 크기를 5%로 하고 있는 것은, 자동차의 골격용의 부재의 제조에서는 일반적으로 굽힘 가공부나 드로잉 가공부에 5% 이상의 성형 변형이 도입되는 것을 고려한 것이다. 파라미터 P1의 값이 0.27 초과이면, 성형 및 도장 베이킹을 통하여 제조된 부재가 충돌 변형을 받았을 때, 경도가 국소적으로 낮은 부분으로부터 좌굴 또는 변형이 발생하여 적정한 반력 특성 및 에너지 흡수량이 얻어지지 않는 경우가 있다. 이 때문에, 파라미터 P1의 값은 바람직하게는 0.27 이하이다. 보다 우수한 충돌 성능을 얻기 위하여 파라미터 P1의 값은 더욱 바람직하게는 0.18 이하이다.
P1=(YSBH5-YSBH0)/TS … (식 1)
강판의 성형성은, (식 2)로 표시되는 파라미터 P2로 평가할 수 있다. 「uEl」은 인장 시험에서 얻어지는 균일 신율(%)이며, 스트레치 성형성, 신장 플랜지 성형성 및 드로잉 성형성과 상관한다. 파라미터 P2의 값이 7000 미만이면, 성형 또는 충돌에 의하여 균열이 발생하는 경우가 많아 자동차 부재의 경량화에 기여하기 어렵다. 이 때문에, 파라미터 P2의 값은 바람직하게는 7000 이상이다. 보다 우수한 성형성을 얻기 위하여 파라미터 P2의 값은 더욱 바람직하게는 8000 이상이다.
P2=TS×uEl … (식 2)
다음으로, 본 발명의 실시 형태에 따른 강판을 제조하는 방법에 대하여 설명한다. 본 발명의 실시 형태에 따른 강판을 제조할 때는, 특히 페라이트 및 베이나이트의 평균 입경, 페라이트 내의 평균 전위 밀도, 그리고 베이나이트 내의 평균 전위 밀도의 제어가 극히 중요하다. 본 발명자들이 이들 제어에 대하여 예의 검토를 행한 결과, 마르텐사이트 변태에 수반하는 부피 팽창을 이용하여 페라이트 내 및 베이나이트 내에 전위를 도입할 수 있고, 평균 전위 밀도는 마르텐사이트가 형성되는 온도 및 마르텐사이트의 양에 의존하는 것이 밝혀졌다. 베이나이트 내의 평균 전위 밀도는 베이나이트가 형성되는 온도에도 의존하는 것도 밝혀졌다. 조질 압연의 신장률 및 조질 압연에 있어서의 선하중/장력비의 조정에 의하여, 페라이트 내의 평균 전위 밀도 및 베이나이트 내의 평균 전위 밀도를 제어할 수 있는 것도 밝혀졌다. 그래서 이 제조 방법에서는, 상기 화학 조성을 갖는 강의 열간 압연, 냉간 압연, 어닐링 및 조질 압연 등을 행한다.
먼저, 상기 화학 조성을 갖는 슬래브를 제조하고 열간 압연을 행한다. 열간 압연에 제공하는 슬래브는, 예를 들어 연속 주조법, 분괴법 또는 박슬래브 캐스터 등으로 제조할 수 있다. 주조 후에 곧바로 열간 압연을 행하는 연속 주조-직접 압연과 같은 프로세스를 채용해도 된다.
슬래브 가열의 온도가 1100℃ 미만이면, 주조 중에 석출된 탄질화물의 재용해가 불충분해지는 경우가 있다. 따라서 슬래브 가열의 온도는 1100℃ 이상으로 한다. 슬래브 가열 후에 조압연 및 마무리 압연을 행한다. 조압연의 조건은 특별히 한정되지 않으며, 예를 들어 통상의 방법으로 행할 수 있다. 마무리 압연에 있어서의 압하율, 패스 간 시간 및 압연 온도는 특별히 한정되지 않지만, 마무리 압연 온도는 바람직하게는 Ar3점 이상으로 한다. 디스케일링의 조건도 특별히 한정되지 않으며, 예를 들어 통상의 방법에서 행할 수 있다.
마무리 압연 후, 강판을 냉각하고 권취한다. 권취 온도가 680℃ 초과이면, 페라이트 및 베이나이트의 평균 입경을 5㎛ 이하로 할 수 없으며, 도장 베이킹에 수반하는 시효에 의하더라도 항복 강도가 충분히 상승하지 않는 경우가 있다. 따라서 권취 온도는 680℃ 이하로 한다.
권취 후, 강판을 냉각하고 산세 및 냉간 압연을 행한다. 산세와 냉간 압연 사이에 어닐링을 행해도 된다. 이 어닐링의 온도가 680℃ 초과이면, 페라이트 및 베이나이트의 평균 입경을 5㎛ 이하로 할 수 없으며, 도장 베이킹에 수반하는 시효에 의하더라도 항복 강도가 충분히 상승하지 않는 경우가 있다. 따라서 산세와 냉간 압연 사이에 어닐링을 행하는 경우, 그의 온도는 680℃ 이하로 한다. 이 어닐링에는, 예를 들어 연속 어닐링로 또는 뱃치 어닐링로를 사용할 수 있다.
냉간 압연의 압연 패스의 횟수는 특별히 한정되지 않으며, 통상의 방법과 마찬가지로 한다. 냉간 압연의 압하율이 30% 미만이면, 페라이트 및 베이나이트의 평균 입경을 5㎛ 이하로 할 수 없으며, 도장 베이킹에 수반하는 시효에 의하더라도 항복 강도가 충분히 상승하지 않는 경우가 있다. 따라서 냉간 압연의 압하율은 30% 이상으로 한다.
냉간 압연 후에 어닐링을 행한다. 이 어닐링의 최고 도달 온도가 (Ac3-60)℃ 미만이면, C 및 N의 고용량이 부족하며, 도장 베이킹에 수반하는 시효에 의하더라도 항복 강도가 충분히 상승하지 않고, 또한 바람직한 강 조직을 얻기 어렵다. 따라서 최고 도달 온도는 (Ac3-60)℃ 이상으로 한다. 보다 우수한 충돌 특성을 얻기 위하여 최고 도달 온도는 바람직하게는 (Ac3-40)℃ 이상으로 한다. 한편, 최고 도달 온도가 900℃ 초과이면, 페라이트 및 베이나이트의 평균 입경을 5㎛ 이하로 할 수 없으며, 도장 베이킹에 수반하는 시효에 의하더라도 항복 강도가 충분히 상승하지 않는 경우가 있다. 따라서 최고 도달 온도는 900℃ 이하로 한다. 보다 우수한 충돌 특성을 얻기 위하여 최고 도달 온도는 바람직하게는 870℃ 이하로 한다. 페라이트 및 베이나이트의 평균 입경을 5㎛ 이하로 하기 위하여, 최고 도달 온도에서의 유지 시간을 3초간 내지 200초간으로 하는 것이 바람직하다. 특히 유지 시간을 10초간 이상으로 하는 것이 바람직하고, 180초간 이하로 하는 것이 바람직하다.
냉간 압연 후의 어닐링 후의 냉각에서는, 700℃ 내지 550℃ 사이의 평균 냉각 속도를 4℃/s 내지 50℃/s로 한다. 이 평균 냉각 속도가 4℃/s 미만이면, 베이나이트 내의 평균 전위 밀도가 3×1012m/㎥ 미만이 된다. 한편, 이 평균 냉각 속도가 50℃/s 초과이면, 베이나이트 내의 평균 전위 밀도가 1×1014m/㎥ 초과가 된다. 따라서 이 평균 냉각 속도는 4℃/s 내지 50℃/s로 한다.
이어서, 강판의 조질 압연을 행한다. 조질 압연은, (식 3)으로 표시되는 파라미터 P3이 2 이상, 신장률이 0.10% 내지 0.8%인 조건에서 행한다. 「A」는 선하중(N/m)이고, 「B」는 강판에 부여하는 장력(N/㎡)이다.
P3=B/A … (식 3)
파라미터 P3은 강판 내의 전위 밀도의 균일성에 영향을 미친다. 파라미터 P3이 2 미만이면, 강판의 판 두께 중심부의 페라이트에 충분한 전위가 도입되지 않으며, 도장 베이킹에 수반하는 시효에 의하더라도 항복 강도가 충분히 상승하지 않는 경우가 있다. 따라서 파라미터 P3은 2 이상으로 한다. 보다 우수한 충돌 특성을 얻기 위하여 파라미터 P3은 바람직하게는 10 이상으로 한다.
조질 압연의 신장률이 0.10% 미만이면, 페라이트에 충분한 전위가 도입되지 않으며, 도장 베이킹에 수반하는 시효에 의하더라도 항복 강도가 충분히 상승하지 않는 경우가 있다. 따라서 신장률은 0.10% 이상으로 한다. 보다 우수한 충돌 특성을 얻기 위하여 신장률은 바람직하게는 0.20% 이상으로 한다. 한편, 신장률이 0.8% 초과이면, 충분한 성형성이 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서 신장률은 0.8% 이하로 한다. 보다 우수한 성형성을 얻기 위하여 신장률은 바람직하게는 0.6% 이하로 한다.
이와 같이 하여 본 발명의 실시 형태에 따른 강판을 제조할 수 있다.
냉간 압연 후의 어닐링과 조질 압연 사이에 강판에 도금 처리를 행해도 된다. 도금 처리는, 예를 들어 연속 어닐링 설비에 설치된 도금 설비에서 행해도 되고, 연속 어닐링 설비와는 다른 도금 전용의 설비에서 행해도 된다. 도금의 조성은 특별히 한정되지 않는다. 도금 처리로서는, 예를 들어 용융 도금 처리, 합금화 용융 도금 처리 또는 전기 도금 처리를 행할 수 있다.
본 실시 형태에 의하면, 페라이트 내의 평균 전위 밀도 및 베이나이트 내의 평균 전위 밀도 등이 적절하기 때문에 도장 베이킹 후에 안정된 항복 강도를 얻을 수 있다.
또한 상기 실시 형태는, 모두 본 발명을 실시하는 데 있어서의 구체화의 예를 나타낸 것에 불과하며, 이들에 의하여 본 발명의 기술적 범위가 한정적으로 해석되어서는 안 되는 것이다. 즉, 본 발명은, 그의 기술 사상 또는 그의 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 위하여 채용한 일 조건예이며, 본 발명은이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은, 본 발명의 요지를 일탈하지 않고 본 발명의 목적을 달성하는 한, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.
(제1 시험)
제1 시험에서는, 표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 강을 용제하여 강편을 제조하고, 이 강편을 1200℃ 내지 1250℃로 가열하여 열간 압연을 행하였다. 열간 압연에서는 조압연 및 마무리 압연을 행하였다. 표 1 중의 공란은, 당해 원소의 함유량이 검출 한계 미만이었던 것을 나타내며, 잔부는 Fe 및 불순물이다. 표 1 중의 밑줄은, 그의 수치가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다.
Figure pct00001
열간 압연에 의하여 얻어진 열연 강판을 냉각하고 550℃ 내지 700℃에서 권취하였다. 이어서, 열연 강판의 산세를 행하여 스케일을 제거하였다. 그 후, 25% 내지 70%의 압하율로 냉간 압연을 행함으로써 두께가 1.2㎜인 냉연 강판을 얻었다. 일부의 열연 강판에 대해서는, 산세와 냉간 압연 사이에 550℃에서의 어닐링을 행하였다.
냉간 압연 후에 어닐링을 행하였다. 이 어닐링에서는, 온도를 780℃ 내지 900℃, 시간을 60초간으로 하고, 700℃ 내지 550℃ 사이의 평균 냉각 속도가 20℃/s가 되는 냉각을 행하였다. 이어서, 신장률이 0.3%, 파라미터 P3이 80인 조건에서 조질 압연을 행하였다.
일부의 강판에 대해서는, 연속 어닐링 중 또는 연속 어닐링 후에 용융 아연 도금 처리 또는 합금화 용융 아연 도금 처리를 행하고, 다른 일부의 강판에 대해서는, 연속 어닐링 후에 전기 아연 도금 처리를 행하였다. 표 2에 도금 처리에 대응하는 강종을 나타낸다. 표 2 중의 「GI」는 용융 아연 도금 처리가 행해진 용융 아연 도금 강판을 나타내고, 「GA」는 합금화 용융 아연 도금 처리가 행해진 합금화 용융 아연 도금 강판을 나타내고, 「EG」는 전기 아연 도금 처리가 행해진 전기 아연 도금 강판을 나타내고, 「CR」은 도금 처리가 행해져 있지 않은 냉연 강판을 나타낸다.
이와 같이 하여 강판의 시료를 제작하였다. 그리고 시료의 강 조직을 관찰하여 페라이트 내의 평균 전위 밀도 및 베이나이트 내의 평균 전위 밀도를 측정하였다.
강 조직의 관찰에서는, 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 면적 분율, 그리고 페라이트 및 베이나이트의 평균 입경을 측정하였다. 이 관찰에서는, 강판의 1/4 두께의 부분에 대하여, SEM 혹은 TEM에 의하여 촬영한 조직의 사진을 이용한 포인트 카운트법 혹은 화상 해석에 의한 해석, 또는 X선 회절법에 의한 해석을 행하였다. 이때, 페라이트 및 베이나이트에 대해서는, 15° 이상의 경각의 입계로 둘러싸이는 영역을 하나의 결정립으로 하고, 각각 50개 이상의 결정립의 평균 공칭 입경을 평균 입경 d로 하였다. 페라이트 및 베이나이트의 합계 면적 분율 fF+B, 페라이트의 면적 분율 fF, 마르텐사이트의 면적 분율 fM, 잔류 오스테나이트의 면적 분율 fA, 면적 분율의 비율(fF/fM)을 표 2에 나타낸다. 표 2 중의 밑줄은, 그의 수치가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다.
평균 전위 밀도는 TEM 사진을 이용하여 (식 4)로부터 구하였다. TEM 관찰용의 박막 시료는 강판의 표면으로부터 1/4 두께의 부분으로부터 채취하였다. 박막 시료의 두께 t로서는 간이적으로 0.1㎛를 이용하였다. 페라이트, 베이나이트의 각각에 대하여 박막 시료마다 5개소 이상에서 TEM 사진을 촬영하고, 이들 TEM 사진으로부터 얻어지는 전위 밀도의 평균값을 당해 박막 시료에 있어서의 평균 전위 밀도로 하였다. 페라이트 내의 평균 전위 밀도 ρF 및 베이나이트 내의 평균 전위 밀도 ρB도 표 2에 나타낸다. 표 2 중의 밑줄은, 그의 수치가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다.
ρ=2N/(Lt) … (식 4)
Figure pct00002
그 후, 각 시료에 대하여, JIS Z 2241에 준거한 인장 시험을 행하였다. 이 인장 시험에서는, 판 폭 방향(압연 방향에 직각인 방향)을 길이 방향으로 하는, JIS Z 2201에 준거한 인장 시험편을 사용하였다. 이때, 시료마다 최대 인장 강도 TS, 항복 강도 YS, 균일 신율 uEl, 5%의 인장 예비 변형이 부가된 경우의 시효 후의 항복 강도 YSBH5, 및 인장 예비 변형이 부가되지 않는 경우의 시효 후의 항복 강도 YSBH0을 측정하였다. 그리고 (식 1)로 표시되는 항복 강도에 관한 파라미터 P1, 및 (식 2)로 표시되는 성형성에 관한 파라미터 P2를 산출하였다. 이들의 결과를 표 3에 나타낸다. 표 3 중의 밑줄은, 그의 수치가 목표로 하는 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다.
Figure pct00003
표 3에 나타낸 바와 같이, 발명예인 시료 No. 1, No. 2, No. 10 내지 No. 13, No. 20 내지 No. 23, No. 25 내지 No. 27은, 본 발명의 요건을 구비하고 있기 때문에 우수한 충돌 특성 및 성형성을 나타내었다. 페라이트 및 베이나이트의 합계 면적 분율, 마르텐사이트의 면적 분율, 잔류 오스테나이트의 면적 분율, 그리고 마르텐사이트의 면적 분율에 대한 페라이트의 면적 분율의 비율이 바람직한 범위 내에 있는 시료 No. 1, No. 2, No. 12, No. 13, No. 21 내지 No. 23, No. 26, No. 27에서는, 파라미터 P2가 8000 이상이며, 성형성이 특히 우수하였다.
시료 No. 3, No. 14에서는, 평균 전위 밀도 ρB가 과잉했기 때문에 충분한 성형성이 얻어지지 않았다. 시료 No. 4, No. 5, No. 7, No. 16, No. 17에서는, 평균 전위 밀도 ρF가 과소했기 때문에 충분한 충돌 특성이 얻어지지 않았다. 시료 No. 6에서는, 평균 전위 밀도 ρF가 과잉했기 때문에 충분한 충돌 특성이 얻어지지 않았다. 시료 No. 8, No. 18에서는, 평균 입경 d가 과잉했기 때문에 충분한 성형성이 얻어지지 않았다. 시료 No. 9, No. 19에서는, 페라이트 및 베이나이트의 합계 면적 분율 fF+B가 과소했기 때문에 충분한 성형성이 얻어지지 않았다. 시료 No. 15에서는, 평균 전위 밀도 ρF 및 평균 전위 밀도 ρB가 과소했기 때문에 충분한 충돌 특성이 얻어지지 않았다. 시료 No. 24에서는, 평균 전위 밀도 ρF 및 평균 전위 밀도 ρB가 과잉했기 때문에 충분한 충돌 특성이 얻어지지 않았다.
시료 No. 28에서는, C 함유량이 과소했기 때문에 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시료 No. 29에서는, C 함유량이 과잉했기 때문에 평균 전위 밀도 ρF가 과잉하여 충분한 충돌 특성이 얻어지지 않았다. 시료 No. 30에서는, Si 함유량이 과소했기 때문에 충분한 충돌 특성이 얻어지지 않았다. 시료 No. 31에서는, Si 함유량이 과잉했기 때문에 평균 전위 밀도 ρF가 과소하여 충분한 충돌 특성이 얻어지지 않았다. 시료 No. 32에서는, Mn 함유량이 과소했기 때문에 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시료 No. 33에서는, Mn 함유량이 과잉했기 때문에 평균 전위 밀도 ρF 및 평균 전위 밀도 ρB가 과잉하여 충분한 성형성이 얻어지지 않았다. 시료 No. 34에서는, Al 함유량이 과잉했기 때문에 평균 전위 밀도 ρF 및 평균 전위 밀도 ρB가 과소하여 충분한 충돌 특성이 얻어지지 않았다. 시료 No. 35에서는, N 함유량이 과잉했기 때문에 충분한 성형성이 얻어지지 않았다. 시료 No. 36에서는, P 함유량이 과잉했기 때문에 충분한 성형성이 얻어지지 않았다. 시료 No. 37에서는, S 함유량이 과잉했기 때문에 충분한 성형성이 얻어지지 않았다. 시료 No. 38 및 No. 39에서는, Ti 및 Nb의 총 함유량이 과잉했기 때문에 충분한 성형성이 얻어지지 않았다. 시료 No. 40에서는, Ti 및 Nb의 총 함유량이 과소했기 때문에 평균 전위 밀도 ρF가 과소하여 충분한 충돌 특성이 얻어지지 않았다.
(제2 시험)
제2 시험에서는, 기호 A의 강을 사용하여, 조질 압연 이외의 처리의 조건은 시료 No. 1의 것과 동일하게 하고 조질 압연의 신장률 및 파라미터 P3을 변화시켜 시료를 제작하였다. 그리고 제1 시험과 마찬가지의 다양한 측정을 행하였다. 그 결과를 표 4에 나타낸다. 표 4 중의 밑줄은, 그의 수치가 조질 압연의 소정의 범위, 본 발명의 범위 또는 목표로 하는 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다.
Figure pct00004
표 4에 나타낸 바와 같이, 조질 압연을 바람직한 범위에서 행한 시료 No. 43 내지 No. 46, No. 50에서는, 본 발명의 요건을 충족시키는 강판을 제조할 수 있었다.
시료 No. 41, No. 42에서는, 신장률이 과소했기 때문에 평균 전위 밀도 ρF 및 평균 전위 밀도 ρB가 과소해져 충분한 충돌 특성이 얻어지지 않았다. 시료 No. 47에서는, 신장률이 과잉했기 때문에 평균 전위 밀도 ρF 및 평균 전위 밀도 ρB가 과잉해져 충분한 성형성이 얻어지지 않았다. 시료 No. 48에서는, 신장률이 과잉했기 때문에 평균 전위 밀도 ρF 및 평균 전위 밀도 ρB가 과잉해져 충분한 성형성이 얻어지지 않았다. 시료 No. 49에서는, 파라미터 P3의 값이 과소했기 때문에 충분한 충돌 특성이 얻어지지 않았다.
본 발명은, 예를 들어 자동차의 차체에 적합한 강판에 관련되는 산업에 이용할 수 있다.

Claims (6)

  1. 질량%로,
    C: 0.05% 내지 0.40%,
    Si: 0.05% 내지 3.0%,
    Mn: 1.5% 내지 4.0%,
    Al: 1.5% 이하,
    N: 0.02% 이하,
    P: 0.2% 이하,
    S: 0.01% 이하,
    Nb 및 Ti: 합계로 0.005% 내지 0.2%,
    V 및 Ta: 합계로 0.0% 내지 0.3%,
    Cr, Mo, Ni, Cu 및 Sn: 합계로 0.0% 내지 1.0%,
    B: 0.00% 내지 0.01%,
    Ca: 0.000% 내지 0.005%,
    Ce: 0.000% 내지 0.005%,
    La: 0.000% 내지 0.005%, 그리고
    잔부: Fe 및 불순물
    로 표시되는 화학 조성을 갖고,
    페라이트 및 베이나이트를 합계로 2% 이상의 면적 분율로 포함하는 강 조직을 갖고,
    페라이트 내의 평균 전위 밀도 및 베이나이트 내의 평균 전위 밀도는 모두 3×1012m/㎥ 내지 1×1014m/㎥이고,
    페라이트 및 베이나이트의 평균 입경은 5㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 강판.
  2. 제1항에 있어서, 상기 강 조직이 면적 분율로 페라이트 및 베이나이트: 합계로 2% 내지 60%, 및 마르텐사이트: 10% 내지 90％를 포함하고,
    상기 강 조직에 있어서의 잔류 오스테나이트의 면적 분율이 15% 이하이고,
    마르텐사이트의 면적 분율에 대한 페라이트의 면적 분율의 비율이 0.03 내지 1.00인 것을 특징으로 하는 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 화학 조성에 있어서,
    V 및 Ta: 합계로 0.01% 내지 0.3%
    가 성립되는 것을 특징으로 하는 강판.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 화학 조성에 있어서,
    Cr, Mo, Ni, Cu 및 Sn: 합계로 0.1% 내지 1.0%
    가 성립되는 것을 특징으로 하는 강판.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 화학 조성에 있어서,
    B: 0.0003% 내지 0.01%
    가 성립되는 것을 특징으로 하는 강판.
  6. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 화학 조성에 있어서,
    Ca: 0.001% 내지 0.005%,
    Ce: 0.001% 내지 0.005%,
    La: 0.001% 내지 0.005%, 혹은,
    또는 이들의 임의의 조합이 성립되는 것을 특징으로 하는 강판.
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20220040594A (ko) * 2020-09-24 2022-03-31 주식회사 포스코 소부경화성 및 상온 내시효성이 우수한 냉연강판, 도금강판 및 이들의 제조방법

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US11111553B2 (en) * 2016-02-10 2021-09-07 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for producing the same
CN109207841B (zh) * 2017-06-30 2021-06-15 宝山钢铁股份有限公司 一种低成本高成型性1180MPa级冷轧退火双相钢板及其制造方法
MX2020008637A (es) * 2018-03-30 2020-09-21 Nippon Steel Corp Lamina de acero.
WO2020022481A1 (ja) * 2018-07-27 2020-01-30 日本製鉄株式会社 高強度鋼板
JP7389322B2 (ja) * 2019-08-20 2023-11-30 日本製鉄株式会社 薄鋼板及びその製造方法
CN111394654B (zh) * 2020-04-23 2021-08-03 辽宁科技学院 一种添加La微合金的热压成形钢板及其制备方法

Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1180879A (ja) 1997-07-15 1999-03-26 Nippon Steel Corp 動的変形特性に優れた加工誘起変態型高強度鋼板
JPH1180878A (ja) 1997-07-15 1999-03-26 Nippon Steel Corp 動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度鋼板
JP2008144233A (ja) 2006-12-11 2008-06-26 Kobe Steel Ltd 焼付硬化用高強度鋼板およびその製造方法
JP2009185355A (ja) 2008-02-07 2009-08-20 Nippon Steel Corp 加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP2010090432A (ja) * 2008-10-08 2010-04-22 Jfe Steel Corp 延性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR20110039395A (ko) * 2008-09-10 2011-04-15 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법
JP2011111672A (ja) 2009-11-30 2011-06-09 Nippon Steel Corp 衝突吸収エネルギーに優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板及びその製造方法、並びに、高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
WO2012070271A1 (ja) 2010-11-22 2012-05-31 新日本製鐵株式会社 塗装焼付け後の耐時効性に優れた歪時効硬化型鋼板及びその製造方法
JP2012251239A (ja) 2011-05-12 2012-12-20 Jfe Steel Corp 衝突エネルギー吸収能に優れた自動車用衝突エネルギー吸収部材およびその製造方法
WO2013047821A1 (ja) 2011-09-30 2013-04-04 新日鐵住金株式会社 焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
KR20140074981A (ko) * 2011-10-07 2014-06-18 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP2015117404A (ja) * 2013-12-18 2015-06-25 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4206642B2 (ja) * 2000-02-23 2009-01-14 Ｊｆｅスチール株式会社 歪時効硬化特性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP4358418B2 (ja) * 2000-09-04 2009-11-04 新日本製鐵株式会社 穴拡げ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板およびめっき鋼板とその製造方法
JP4616568B2 (ja) * 2003-03-20 2011-01-19 新日本製鐵株式会社 常温遅時効性と焼付硬化性に優れた薄鋼板およびその製造方法
US7442268B2 (en) * 2004-11-24 2008-10-28 Nucor Corporation Method of manufacturing cold rolled dual-phase steel sheet
JP4790516B2 (ja) * 2006-07-10 2011-10-12 新日本製鐵株式会社 調質圧延鋼板の材質予測方法及びこれを利用した連続焼鈍ラインの操業方法
KR101243563B1 (ko) * 2008-03-07 2013-03-20 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 냉간 압연 강판
CN102341521B (zh) * 2009-05-27 2013-08-28 新日铁住金株式会社 疲劳特性、延伸率以及碰撞特性优良的高强度钢板、热浸镀钢板、合金化热浸镀钢板以及它们的制造方法
JP4998757B2 (ja) * 2010-03-26 2012-08-15 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性に優れた高強度鋼板の製造方法
CN104762565B (zh) * 2011-03-31 2017-04-12 株式会社神户制钢所 加工性优异的高强度钢板及其制造方法
JP5915435B2 (ja) * 2011-07-28 2016-05-11 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5636347B2 (ja) * 2011-08-17 2014-12-03 株式会社神戸製鋼所 室温および温間での成形性に優れた高強度鋼板およびその温間成形方法
JP5860308B2 (ja) * 2012-02-29 2016-02-16 株式会社神戸製鋼所 温間成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
CN104428435A (zh) * 2012-04-10 2015-03-18 新日铁住金株式会社 适合冲击吸收构件的钢板及其制造方法
JP5860354B2 (ja) * 2012-07-12 2016-02-16 株式会社神戸製鋼所 降伏強度と成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP6237365B2 (ja) * 2014-03-17 2017-11-29 新日鐵住金株式会社 成形性と衝突特性に優れた高強度鋼板

Patent Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1180879A (ja) 1997-07-15 1999-03-26 Nippon Steel Corp 動的変形特性に優れた加工誘起変態型高強度鋼板
JPH1180878A (ja) 1997-07-15 1999-03-26 Nippon Steel Corp 動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度鋼板
JP2008144233A (ja) 2006-12-11 2008-06-26 Kobe Steel Ltd 焼付硬化用高強度鋼板およびその製造方法
JP2009185355A (ja) 2008-02-07 2009-08-20 Nippon Steel Corp 加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
KR20110039395A (ko) * 2008-09-10 2011-04-15 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법
JP2010090432A (ja) * 2008-10-08 2010-04-22 Jfe Steel Corp 延性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2011111672A (ja) 2009-11-30 2011-06-09 Nippon Steel Corp 衝突吸収エネルギーに優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板及びその製造方法、並びに、高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
WO2012070271A1 (ja) 2010-11-22 2012-05-31 新日本製鐵株式会社 塗装焼付け後の耐時効性に優れた歪時効硬化型鋼板及びその製造方法
JP2012251239A (ja) 2011-05-12 2012-12-20 Jfe Steel Corp 衝突エネルギー吸収能に優れた自動車用衝突エネルギー吸収部材およびその製造方法
WO2013047821A1 (ja) 2011-09-30 2013-04-04 新日鐵住金株式会社 焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
KR20140074981A (ko) * 2011-10-07 2014-06-18 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP2015117404A (ja) * 2013-12-18 2015-06-25 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20220040594A (ko) * 2020-09-24 2022-03-31 주식회사 포스코 소부경화성 및 상온 내시효성이 우수한 냉연강판, 도금강판 및 이들의 제조방법

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