KR20180130576A

KR20180130576A - 강판

Info

Publication number: KR20180130576A
Application number: KR1020187033082A
Authority: KR
Inventors: 쇼헤이 야부; 아키히로 우에니시; 고타로 하야시
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2016-08-08
Filing date: 2017-08-08
Publication date: 2018-12-07
Also published as: EP3460088B1; JP6737338B2; CN109415785A; BR112018073110A2; JPWO2018030400A1; EP3460088A1; WO2018030400A1; EP3460088A4; US20190144966A1; US11365465B2; MX2018013597A; CN109415785B; KR102158631B1

Abstract

강판은 소정의 화학 조성을 갖고, 면적률로, 페라이트: 5％ 내지 80％, 베이나이트, 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트 또는 이들의 임의의 조합을 포함하는 경질 조직: 20％ 내지 95％, 또한 두께 방향으로 수직인 면내의 선 상에서의 상기 경질 조직의 선분율의 표준 편차: 강판의 두께를 t로 했을 때의 표면으로부터의 깊이가 3t/8로부터 t/2까지의 깊이 범위 내에서 0.050 이하로 나타내는 강 조직을 갖는다.

Description

강판

본 발명은 자동차의 보디 구조 부품을 비롯한 기계 구조 부품 등에 바람직한 고강도 강판에 관한 것이다.

자동차로부터의 탄산 가스의 배출량을 억제하기 위해서, 고강도 강판을 이용하여 자동차의 차체 경량화가 진행되고 있다. 또한, 탑승자의 안전성의 확보를 위해서도, 차체에 고강도 강판이 많이 사용되도록 되어 있다. 차체의 가일층 경량화를 진행시키기 위해서는, 한층 더 높은 강도의 향상이 중요하다. 한편, 차체의 부품에 따라서는, 우수한 성형성이 요구된다. 예를 들어, 골격계 부품용 고강도 강판에는, 우수한 연신율 및 구멍 확장성이 요구된다. 특히, 자동차의 골격 부재인 멤버(서브 프레임) 및 리인포스먼트(보강 부재)에 사용되는 고강도 강판에는, 양호한 연성 뿐만 아니라, 우수한 구멍 확장성이 요구된다.

그러나, 강도의 향상 및 성형성 향상의 양립은 곤란하다. 강도의 향상 및 성형성 향상의 양립을 목적으로 한 기술이 제안되어 있지만, 이들에 의해서도 충분한 특성을 얻을 수는 없다. 또한, 근년에는, 한층 더 강도의 향상이 요구되고 있으며, 성형성 향상과의 양립을 목적으로 한 기술이 제안되어 있지만, 성형성, 특히, 구멍 확장성의 향상은 곤란하다. 한편, 강판의 생산성 향상에 수반하여, 강판의 품질 조사에 있어서의 시험 속도를 향상시킨 조건 하에서의 우수한 구멍 확장성이 요구되지만, 종래의 강판으로는, 가공 속도가 빠른 경우에 있어서의 구멍 확장성의 향상은 곤란하다.

일본 특허 공개 제2009-13488호 공보 일본 특허 공개 제2012-36497호 공보 일본 특허 공개 제2002-88447호 공보 일본 특허 공개 제2009-249669호 공보 일본 특허 공개 제2010-65307호 공보 일본 특허 공개 제2002-66601호 공보 일본 특허 공개 제2014-34716호 공보 국제 공개 제2014/171427호 공보 일본 특허 공개 소56-6704호 공보 일본 특허 공개 제2006-207016호 공보 일본 특허 공개 제2009-256773호 공보 일본 특허 공개 제2010-121175호 공보

본 발명은 우수한 강도 및 성형성을 얻을 수 있고, 특히 고속 가공 시의 성형성도 우수한 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 상기 과제를 해결하고자 예의 검토를 행했다. 이 결과, 종래의 강판에는, 베이나이트, 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트 또는 이들의 임의의 조합을 포함하는 경질 조직이 밴드상으로 이어진 밴드상 조직이 존재하는 것, 밴드상 조직이 응력 집중 개소가 되고, 보이드의 생성이 조장되는 것이 밝혀졌다. 마르텐사이트에는, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트가 포함된다. 또한, 밴드상 조직에 기인하여 보이드의 생성 개소가 밀하게 존재하므로, 보이드의 연결이 촉진되는 것도 밝혀졌다. 즉, 밴드상 조직이 구멍 확장성에 영향을 미치고 있는 것이 밝혀졌다. 그리고, 본 발명자들은, 구멍 확장성의 향상에는, 밴드상 조직을 억제하는 것이 중요한 것을 알아내었다. 또한, 본 발명자들은, 밴드상 조직을 억제함으로써, 성형 시의 표면 성상이 향상되는 것도 알아내었다.

밴드상 조직은, 용제 단계에서 Mn 등의 합금 원소가 편석하여, 열간 압연 및 냉간 압연에 있어서, 합금 원소가 편석한 영역이 압연 방향으로 신장됨으로써 형성된다. 따라서, 밴드상 조직의 억제에는, 합금 원소의 편석을 억제하는 것이 중요하다. 또한, 본 발명자들은, 밴드상 조직의 억제에는, 마무리 압연 전에, 고온 하에서 격자 결함을 도입하여 오스테나이트의 재결정을 생성시키는 것, 및 합금 편석부의 Si 농도를 높이는 것이 매우 효과적인 것을 알아내었다. 즉, 재결정에 의해, 재결정 오스테나이트 입자의 입계에 따른 합금 원소의 확산이 촉진되어, 합금 원소가 그물눈 형상으로 분포하게 되어, 합금 원소의 편석이 억제되는 것이다. 또한, 본 발명자들은, Si를 함유시켜 Mn 편석부의 Si 농도를 높임으로써, 냉각 시에 의해 균질하게 페라이트가 형성되어 밴드 조직이 효과적으로 해소되는 것을 알아내었다. 이러한 방법에 의하면, 종래의 장시간 가열이나, 고가인 합금 원소의 첨가 없이, 효과적으로 밴드 조직을 해소할 수 있다.

구멍 확장성은, JIS T 1001, JIS Z 2256, 또는 JFS T 1001에 규정되는 방법에 의해 평가된다. 일반적으로, 구멍 확장 시험의 시험 속도는 0.2㎜/초로 되어 있다. 그러나, 본 발명자들은, 시험 속도에 의해 얻어지는 시험 결과가 상이한 것과, 0.2㎜/초 정도의 시험 속도의 시험에서 얻어진 결과는, 고속 가공 시의 구멍 확장성이 충분히 반영되지 않은 것을 알아내었다. 이것은, 가공 속도의 상승에 수반하여 변형 속도도 상승되기 때문이라고 생각된다. 따라서, 고속 가공 시의 구멍 확장성의 평가에는, 시험 속도를 규정되어 있는 상한값인 1㎜/초 정도로 한 구멍 확장 시험에서 얻어진 결과가 중요하다고 할 수 있다. 그리고, 본 발명자들은, 상기한 바와 같이 밴드 조직이 해소된 강판에서는, 시험 속도가 1㎜/초인 구멍 확장 시험에서 얻어진 결과가 양호한 것도 알아내었다.

본원 발명자는, 이러한 지견에 기초하여 더욱 예의 검토를 거듭한 결과, 이하에 나타내는 발명의 여러 양태에 이르렀다.

(1)

질량％로,

C: 0.05％ 내지 0.40％,

Si : 0.05％ 내지 6.00％,

Mn: 1.50％ 내지 10.00％,

산 가용성 Al: 0.01％ 내지 1.00％,

P: 0.10％ 이하,

S: 0.01％ 이하,

N: 0.01％ 이하,

Ti: 0.0％ 내지 0.2％,

Nb: 0.0％ 내지 0.2％,

V: 0.0％ 내지 0.2％,

Cr: 0.0％ 내지 1.0％,

Mo: 0.0％ 내지 1.0％,

Cu: 0.0％ 내지 1.0％,

Ni: 0.0％ 내지 1.0％,

Ca: 0.00％ 내지 0.01％,

Mg: 0.00％ 내지 0.01％,

REM: 0.00％ 내지 0.01％,

Zr: 0.00％ 내지 0.01％, 또한

잔부: Fe 및 불순물

로 나타내는 화학 조성을 갖고,

면적률로,

페라이트: 5％ 내지 80％,

베이나이트, 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트 또는 이들의 임의의 조합을 포함하는 경질 조직: 20％ 내지 95％, 또한

두께 방향으로 수직인 면내의 선 상에서의 상기 경질 조직의 선분율의 표준 편차: 강판의 두께를 t로 했을 때의 표면으로부터의 깊이가 3t/8로부터 t/2까지의 깊이 범위 내에서 0.050 이하

로 나타내는 강 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 강판.

(2)

상기 강 조직에 있어서, 면적률로,

상기 잔류 오스테나이트: 5.0％ 이상

이 성립되는 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 강판.

(3)

상기 화학 조성에 있어서, 질량％로,

Ti: 0.003％ 내지 0.2％,

Nb: 0.003％ 내지 0.2％, 또는

V: 0.003％ 내지 0.2％,

또는 이들의 임의의 조합이 성립되는 것을 특징으로 하는 (1) 또는 (2)에 기재된 강판.

(4)

상기 화학 조성에 있어서, 질량％로,

Cr: 0.005％ 내지 1.0％,

Mo: 0.005％ 내지 1.0％,

Cu: 0.005％ 내지 1.0％, 또는

Ni: 0.005％ 내지 1.0％,

또는 이들의 임의의 조합이 성립되는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (3) 중 어느 것에 기재된 강판.

(5)

상기 화학 조성에 있어서, 질량％로,

Ca: 0.0003％ 내지 0.01％,

Mg: 0.0003％ 내지 0.01％,

REM: 0.0003％ 내지 0.01％, 또는

Zr: 0.0003％ 내지 0.01％,

또는 이들의 임의의 조합이 성립되는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (4) 중 어느 것에 기재된 강판.

본 발명에 따르면, 강 조직이 적절하기 때문에, 우수한 강도 및 성형성을 얻을 수 있으며, 우수한 고속 가공 시의 성형성도 얻을 수 있다. 또한, 본 발명에 따르면, 밴드상 조직을 억제함으로써, 초하이텐의 성형 시에 발생되는 줄무늬상의 표면 결함을 억제하여, 우수한 외관을 얻을 수 있다.

도 1은 경질 조직의 선분율을 구하는 방법을 나타내는 도면이다.

이하, 본 발명의 실시 형태에 대해 설명한다.

먼저, 본 발명의 실시 형태에 관한 강판 및 그의 제조에 사용하는 슬래브의 화학 조성에 대해 설명한다. 후술하는 바와 같이, 본 발명의 실시 형태에 관한 강판은, 슬래브의 다축 압축 가공, 열간 압연, 냉간 압연 및 어닐링 등을 거쳐 제조된다. 따라서, 강판 및 슬래브의 화학 조성은, 강판의 특성 뿐만 아니라, 이들의 처리를 고려한 것이다. 이하의 설명에 있어서, 강판 및 슬래브에 포함되는 각 원소의 함유량 단위인 「％」는, 특별히 기재가 없는 한 「질량％」를 의미한다. 본 실시 형태에 관한 강판은, 질량％로, 질량％로, C: 0.05％ 내지 0.40％, Si : 0.05％ 내지 6.00％, Mn: 1.50％ 내지 10.00％, 산 가용성 Al: 0.01％ 내지 1.00％, P: 0.10％ 이하, S: 0.01％ 이하, N: 0.01％ 이하, Ti: 0.0％ 내지 0.2％, Nb: 0.0％ 내지 0.2％, V: 0.0％ 내지 0.2％, Cr: 0.0％ 내지 1.0％, Mo: 0.0％ 내지 1.0％, Cu: 0.0％ 내지 1.0％, Ni: 0.0％ 내지 1.0％, Ca: 0.00％ 내지 0.01％, Mg: 0.00％ 내지 0.01％, REM(희토류 금속: rare earth metal): 0.00％ 내지 0.01％, Zr: 0.00％ 내지 0.01％, 또한 잔부: Fe 및 불순물로 나타내는 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 780MPa 이상의 인장 강도가 얻어지지 않는다. 따라서, C 함유량은 0.05％ 이상으로 하고, 바람직하게는 0.07％ 이상으로 한다. 한편, C 함유량이 0.40％ 초과이면, 마르텐사이트가 경질이 되어, 용접성이 열화된다. 따라서, C 함유량은 0.40％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.35％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 0.30％ 이하로 하고, 더욱 바람직하게는 0.20％ 이하로 한다.

(Si : 0.05％ 내지 6.00％)

Si 는 고용 강화에 의해, 구멍 확장성을 열화시키지 않고 인장 강도를 높인다. Si 함유량이 0.05％ 미만이면, 충분한 인장 강도, 예를 들어 780MPa 이상의 인장 강도가 얻어지지 않는다. 따라서, Si 함유량은 0.05％ 이상으로 하고, 바람직하게는 0.20％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.50％ 이상으로 한다. Si 는, Mn 편석부에 농화되고, 페라이트의 생성을 조장하여, 경질 조직의 밴드상의 분포를 억제하는 작용도 갖는다. 이 작용은 Si 함유량이 2.00％ 이상인 경우에 특히 현저하다. 따라서, Si 함유량은 바람직하게는 2.00％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 2.50％ 이상으로 한다. 한편, Si 함유량이 6.00％ 초과이면, 합금 편석부의 페라이트상(相) 안정화 효과가 Mn의 오스테나이트상 안정화 효과를 상회하고, 밴드상 조직의 형성이 조장된다. 따라서, Si 함유량은 6.00％ 이하로 하고, 바람직하게는 5.00％ 이하로 한다. 또한, Mn 함유량에 따라 Si가 함유됨으로써 더 효과적으로 밴드상의 분포를 억제할 수 있다. 이 관점에서, Si 함유량은, 바람직하게는 Mn 함유량의 1.0배 이상 1.3배 이하로 한다. 강판의 표면 성상의 관점에서, Si 함유량을 2.00％ 이하로 해도 되고, 1.50％ 이하로 해도 되고, 1.20％ 이하로 해도 된다.

(Mn: 1.50％ 내지 10.00％)

Mn은 인장 강도의 향상에 기여한다. Mn 함유량이 1.50％ 미만이면, 충분한 인장 강도, 예를 들어 780MPa 이상의 인장 강도가 얻어지지 않는다. 따라서, Mn 함유량은 1.50％ 이상으로 한다. Mn은, 고가인 합금 원소를 첨가하지 않고, 잔류 오스테나이트 분율을 높일 수 있다. 이 관점에서, Mn 함유량은, 바람직하게는 1.70％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 2.00％ 이상으로 한다. 한편, Mn 함유량이 10.00％ 초과이면, MnS의 석출량이 증가하고, 저온 인성이 열화된다. 따라서, Mn 함유량은 10.00％ 이하로 한다. 열간 압연 및 냉간 압연에 있어서의 생산성의 관점에서, Mn 함유량은, 바람직하게는 4.00％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 3.00％ 이하로 한다.

(산 가용성 Al: 0.01％ 내지 1.00％)

산 가용성 Al은, 강을 탈산하여 강판을 건전화하는 작용을 갖는다. 산 가용성 Al 함유량이 0.01％ 미만이면, 이 작용에 의한 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 따라서, 산 가용성 Al 함유량은 0.01％ 이상으로 하고, 바람직하게는 0.02％ 이상으로 한다. 한편, 산 가용성 Al 함유량이 1.00％ 초과이면, 용접성이 저하되거나, 산화물계 개재물이 증가하여 표면 성상이 열화되거나 한다. 따라서, 산 가용성 Al 함유량은 1.00％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.80％ 이하로 한다. 또한, 산 가용성 Al은, Al₂O₃ 등의 산에 가용하지 않는 화합물이 되지 않고, 산에 가용된다.

(P: 0.10％ 이하)

P는, 필수 원소는 아니며, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. 용접성의 관점에서, P 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 특히, P 함유량이 0.10％ 초과에서, 용접성의 저하가 현저하다. 따라서, P 함유량은 0.10％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.03％ 이하로 한다. P 함유량의 저감에는 비용이 들고, 0.0001％ 미만까지 저감시키고자 하면, 비용이 현저하게 상승된다. 이 때문에, P 함유량은 0.0001％ 이상으로 해도 된다. P는 강도의 향상에 기여하기 때문에, P 함유량은 0.01％ 이상으로 해도 된다.

(S: 0.01％ 이하)

S는, 필수 원소는 아니며, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. 용접성의 관점에서, S 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. S 함유량이 높을수록, MnS의 석출량이 증가되고, 저온 인성이 저하된다. 특히, S 함유량이 0.01％ 초과에서, 용접성의 저하 및 저온 인성의 저하가 현저하다. 따라서, S 함유량은 0.01％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.003％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0015％ 이하로 한다. S 함유량의 저감에는 비용이 들고, 0.001％ 미만까지 저감시키고자 하면, 비용이 현저하게 상승하고, 0.0001％ 미만까지 저감시키고자 하면, 비용이 더욱 현저하게 상승한다. 이 때문에, S 함유량은 0.0001％ 이상으로 해도 되고, 0.001％ 이상으로 해도 된다.

(N: 0.01％ 이하)

N은, 필수 원소는 아니며, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. 용접성의 관점에서, N 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 특히, N 함유량이 0.01％ 초과에서, 용접성의 저하가 현저하다. 따라서, N 함유량은 0.01％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.006％ 이하로 한다. N 함유량의 저감에는 비용이 들고, 0.0001％ 미만까지 저감시키고자 하면, 비용이 현저하게 상승한다. 이 때문에, N 함유량은 0.0001％ 이상으로 해도 된다.

Ti, Nb, V, Cr, Mo, Cu, Ni, Ca, Mg, REM 및 Zr은 필수 원소가 아니고, 강판 및 강에 소정량을 한도로 적절히 함유되어 있어도 되는 임의 원소이다.

(Ti: 0.0％ 내지 0.2％, Nb: 0.0％ 내지 0.2％, V: 0.0％ 내지 0.2％)

Ti, Nb 및 V는 강도의 향상에 기여한다. 따라서, Ti, Nb 혹은 V 또는 이들의 임의의 조합이 함유되어 있어도 된다. 이 효과를 충분히 얻기 위하여, Ti함유량, Nb 함유량 혹은 V 함유량 또는 이들의 임의의 조합은, 바람직하게는 0.003％ 이상으로 한다. 한편, Ti함유량, Nb 함유량 혹은 V 함유량 또는 이들의 임의의 조합이 0.2％ 초과이면, 열간 압연 및 냉간 압연이 곤란해진다. 따라서, Ti 함유량, Nb 함유량 혹은 V 함유량 또는 이들의 임의의 조합은 0.2％ 이하로 한다. 즉, Ti: 0.003％ 내지 0.2％, Nb: 0.003％ 내지 0.2％, 또는 V: 0.003％ 내지 0.2％, 또는 이들의 임의의 조합이 만족되는 것이 바람직하다.

(Cr: 0.0％ 내지 1.0％, Mo: 0.0％ 내지 1.0％, Cu: 0.0％ 내지 1.0％, Ni: 0.0％ 내지 1.0％)

Cr, Mo, Cu 및 Ni는 강도의 향상에 기여한다. 따라서, Cr, Mo, Cu, 또는 Ni또는 이들의 임의의 조합이 함유되어 있어도 된다. 이 효과를 충분히 얻기 위하여, Cr 함유량, Mo 함유량, Cu 함유량 또는 Ni 함유량 또는 이들의 임의의 조합은, 바람직하게는 0.005％ 이상으로 한다. 한편, Cr 함유량, Mo 함유량, Cu 함유량 또는 Ni 함유량 또는 이들의 임의의 조합이 1.0％ 초과이면, 상기 작용에 의한 효과가 포화하여 공연히 비용이 높아진다. 따라서, Cr 함유량, Mo 함유량, Cu 함유량 또는 Ni 함유량 또는 이들의 임의의 조합은 1.0％ 이하로 한다. 즉, Cr: 0.005％ 내지 1.0％, Mo: 0.005％ 내지 1.0％, Cu: 0.005％ 내지 1.0％, 또는 Ni: 0.005％ 내지 1.0％, 또는 이들의 임의의 조합이 만족되는 것이 바람직하다.

(Ca: 0.00％ 내지 0.01％, Mg: 0.00％ 내지 0.01％, REM: 0.00％ 내지 0.01％, Zr: 0.00％ 내지 0.01％)

Ca, Mg, REM 및 Zr은 개재물의 미세 분산화에 기여하고, 인성을 높인다. 따라서, Ca, Mg, REM 혹은 Zr 또는 이들의 임의의 조합이 함유되어 있어도 된다. 이 효과를 충분히 얻기 위하여, Ca 함유량, Mg 함유량, REM 함유량 혹은 Zr 함유량 또는 이들의 임의의 조합은, 바람직하게는 0.0003％ 이상으로 한다. 한편, Ca 함유량, Mg 함유량, REM 함유량 혹은 Zr 함유량 또는 이들의 임의의 조합이 0.01％ 초과이면, 표면 성상이 열화된다. 따라서, Ca 함유량, Mg 함유량, REM 함유량 혹은 Zr 함유량 또는 이들의 임의의 조합은 0.01％ 이하로 한다. 즉, Ca: 0.0003％ 내지 0.01％, Mg: 0.0003％ 내지 0.01％, REM: 0.0003％ 내지 0.01％, 또는 Zr: 0.0003％ 내지 0.01％, 또는 이들의 임의의 조합이 만족되는 것이 바람직하다.

REM(희토류 금속)은 Sc, Y 및 란타노이드의 합계 17종류의 원소를 가리키며, 「REM 함유량」은 이들 17종류의 원소의 합계 함유량을 의미한다. 란타노이드는, 공업적으로는, 예를 들어 미쉬 메탈의 형태로 첨가된다.

다음에, 본 발명의 실시 형태에 관한 강판의 강 조직에 대해 설명한다. 본 실시 형태에 관한 강판은, 면적률로, 페라이트: 5％ 내지 80％, 베이나이트, 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트 또는 이들의 임의의 조합을 포함하는 경질 조직: 20％ 내지 95％, 또한 두께 방향으로 수직인 면내의 선 상에서의 경질 조직의 선분율의 표준 편차: 강판의 두께를 t로 했을 때의 표면으로부터의 깊이가 3t/8로부터 t/2까지의 깊이 범위 내에서 0.050 이하로 나타내는 강 조직을 갖고 있다. 마르텐사이트에는, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트가 포함된다.

(페라이트: 5％ 내지 80％)

페라이트의 면적률이 5％ 미만이면, 10％ 이상의 파단 연신율(EL)을 확보하기가 어렵다. 따라서, 페라이트의 면적률은 5％ 이상으로 하고, 바람직하게는 10％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 20％ 이상으로 한다. 한편, 페라이트의 면적률이 80％ 초과이면, 충분한 인장 강도, 예를 들어 780MPa 이상의 인장 강도가 얻어지지 않는다. 따라서, 페라이트의 면적률은 80％ 이하로 하고, 바람직하게는 70％ 이하로 한다.

(경질 조직: 20％ 내지 95％)

경질 조직의 면적률이 20％ 미만이면, 충분한 인장 강도, 예를 들어 780MPa 이상의 인장 강도가 얻어지지 않는다. 따라서, 경질 조직의 면적률은 20％ 이상으로 하고, 바람직하게는 30％ 이상으로 한다. 한편, 경질 조직의 면적률이 95％ 초과이면, 충분한 연성이 얻어지지 않는다. 따라서, 경질 조직의 면적률은 95％ 이하로 하고, 바람직하게는 90％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 80％ 이하로 한다.

(잔류 오스테나이트(잔류 γ): 5.0％ 이상)

잔류 오스테나이트의 면적률이 5.0％ 이상이면 12％ 이상의 파단 연신율을 얻기 쉽다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 면적률은, 바람직하게는 5.0％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 10.0％ 이상으로 한다. 잔류 오스테나이트의 면적률 상한은 한정되지 않지만, 현재의 기술 수준에서는, 잔류 오스테나이트의 면적률이30.0％ 초과의 강판을 제조하기는 용이하지 않다.

페라이트의 면적률 및 경질 조직의 면적률은 다음과 같이 하여 측정할 수 있다. 먼저, 강판의 폭 1/4의 위치에 있어서의 폭 방향으로 수직인 단면이 노출되도록 시료를 채취하고, 이 단면을 르페라 에칭액에 의해 부식한다. 이어서, 강판의 표면으로부터의 깊이가 3t/8로부터 t/2까지의 영역의 광학 현미경 사진을 촬영한다. 이때, 예를 들어 배율은 200배로 한다. 르페라 에칭액을 사용한 부식에 의해 관찰면이 대략 흑색 부분 및 백색 부분으로 구별할 수 있다. 그리고, 흑색 부분에, 페라이트, 베이나이트, 탄화물 및 펄라이트가 포함될 수 있다. 흑색 부분 가운데에서 입자 내에 라멜라상의 조직을 포함하는 부분이 펄라이트에 상당한다. 흑색 부분 가운데에서 입자 내에 라멜라상의 조직을 포함하지 않고, 하부 조직을 포함하지 않는 부분이 페라이트에 상당한다. 흑색 부분 가운데에서 휘도가 특히 낮고, 직경이 1㎛ 내지 5㎛ 정도의 구상의 부분이 탄화물에 상당한다. 흑색 부분 가운데에서 입자 내에 하부 조직을 포함하는 부분이 베이나이트에 상당한다. 따라서, 흑색 부분 가운데에서 입자 내에 라멜라상의 조직을 포함하지 않고, 하부 조직을 포함하지 않는 부분의 면적률을 측정함으로써 페라이트의 면적률이 얻어지고, 흑색 부분 가운데에서 입자 내에 하부 조직을 포함하는 부분의 면적률을 측정함으로써 베이나이트의 면적률이 얻어진다. 또한, 백색 부분의 면적률은, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 합계의 면적률이다. 따라서, 베이나이트의 면적률 그리고 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 합계의 면적률로부터 경질 조직의 면적률이 얻어진다. 이 광학 현미경 사진으로부터, 하기의 경질 조직의 선분율의 표준 편차의 측정에 사용하는 경질 조직의 원 상당 평균 직경 r을 측정할 수 있다.

잔류 오스테나이트의 면적 분율은, 예를 들어 X선 측정에 의해 특정할 수 있다. 이 경우, X선 측정으로 구해진 잔류 오스테나이트의 체적 분율을, 정량 금속조직학의 관점에서 잔류 오스테나이트의 면적 분율로 변환할 수 있다. 이 방법에서는, 예를 들어 강판의 표면으로부터 당해 강판의 두께 1/4까지의 부분을 기계 연마 및 화학 연마에 의해 제거하고, 특성 X선으로서 MoKα선을 이용한다. 그리고,체심 입방 격자(bcc)상의 (200) 및 (211), 그리고 면심 입방 격자(fcc)상의 (200), (220) 및 (311)의 회절 피크의 적분 강도비로부터, 다음의 식을 사용하여 잔류 오스테나이트의 면적 분율을 산출한다.

Sγ=(I_200f+I_220f+I_311f)/(I_200b+I_211b)×100

(Sγ는 잔류 오스테나이트의 면적 분율, I_200f, I_220f, I_311f는, 각각 fcc상의 (200), (220), (311)의 회절 피크의 강도, I_200b, I_211b는, 각각 bcc상의 (200), (211)의 회절 피크의 강도를 나타낸다.)

(두께 방향으로 수직인 면내의 선 상에서의 경질 조직의 선분율의 표준 편차: 강판의 두께를 t로 했을 때의 표면으로부터의 깊이가 3t/8로부터 t/2까지의 깊이 범위 내에서 0.050 이하)

강판은, 구멍 확장 가공 등이 국소적인 대 변형을 가하는 가공에 있어서, 네킹 또는 강 조직 내에서의 보이드의 발생 및 연결을 거쳐 파단에 이른다. 강판이 잘록한 경우의 인장 변형에서는, 강판의 중심부가 응력 집중 개소가 되고, 통상 보이드는 주로 강판의 표면으로부터 t/2의 위치에 발생한다. 그리고, 보이드가 연결되고, t/8 이상의 크기까지 보이드가 조대화되면, 이 조대화된 보이드를 기점으로 하여 파단이 발생된다. 상기와 같은 파단의 기점이 되는 보이드의 발생 사이트는, 표면으로부터의 깊이가 3t/8로부터 t/2까지의 범위에 존재하는 경질 조직이다. 따라서, 표면으로부터의 깊이가 3t/8로부터 t/2까지의 깊이 범위에 있어서의 경질 조직의 분포가 구멍 확장성에 크게 영향을 미친다.

그리고, 상기 깊이 범위 내에서의 경질 조직의 선분율의 표준 편차가 큰 것은, 두께 방향에서의 경질 조직의 비율 변동이 큰 것, 즉 강 조직이 밴드상 조직이 되어 있는 것을 의미한다. 특히 경질 조직의 선분율의 표준 편차가 0.050 초과이면, 밴드상 조직이 현저해서, 응력 집중 개소의 밀도가 국소적으로 높아, 충분한 구멍 확장성이 얻어지지 않는다. 따라서, 경질 조직의 선분율의 표준 편차는, 표면으로부터의 깊이가 3t/8로부터 t/2까지의 깊이 영역 내에서 0.050 이하로 하고, 바람직하게는 0.040 이하로 한다.

여기서, 경질 조직의 선분율의 표준 편차를 측정하는 방법에 대해 설명한다.

먼저, 면적률의 측정과 동일하게 하여 촬영한 광학 현미경 사진에 화상 처리를 실시하고, 흑색 부분과 백색 부분에 2치화한다. 도 1에, 2치화 후의 화상의 일례를 나타낸다. 이어서, 관찰 대상의 화상의 깊이 3t/8의 부분으로부터 깊이 t/2의 부분에 걸쳐, r/30마다 선분의 기점을 설정한다(r은, 경질 조직의 원 상당 평균 직경이다). 관찰 대상의 깊이 범위가 3t/8로부터 t/2까지의 두께 t/8의 영역이기 때문에, 기점의 수는 15t/4r이 된다. 그 후, 각 기점에서 두께 방향으로 수직인 방향, 예를 들어 압연 방향으로 연장되는 길이가 50r의 선분을 설정하고, 이 선분 상의 경질 조직의 선분율을 측정한다. 그리고, 15t/4r개의 선분간의 선분율의 표준 편차를 산출한다.

원 상당 평균 직경 r 및 강판의 두께 t는 한정되지 않는다. 예를 들어, 원 상당 평균 직경 r은 5㎛ 내지 15㎛, 강판의 두께 t는, 1㎜ 내지 2㎜(1000㎛ 내지 2000㎛)이다. 선분의 기점을 설정하는 간격은 한정되지 않고, 대상으로 하는 화상의 분해능, 화소수 및 측정 작업 시간 등에 따라 변경해도 된다. 예를 들어, 간격을 r/10 정도로 해도, r/30으로 한 경우와 동등한 결과가 얻어진다.

표면에서의 깊이가 3t/8로부터 t/2까지의 깊이 범위는, 이론적으로는 무한히 세분화할 수 있고, 두께 방향으로 수직인 면도 무한하게 존재한다. 그러나, 이들 모두에 대해 선분율을 측정할 수는 없다. 한편, 상기한 측정 방법에 의하면, 상기한 깊이 범위를 충분히 미소한 간격으로 세분화하고, 무한히 세분화한 경우와 동등한 결과를 얻을 수 있다. 예를 들어, 도 1에서, X-X선 상에서는, 경질 조직의 선분율이 높고, Y-Y선 상에서는, 경질 조직의 선분율이 낮다.

본 실시 형태에 따르면, 예를 들어 780MPa 이상의 인장 강도가 얻어지고, JIS Z 2256에 규정되는 방법에 있어서 구멍 확장 시험 속도를 1㎜/초로서 측정한 경우에 30％ 이상의 구멍 확장률(hole expansion ratio: HER)이 얻어진다. 또한, 강판으로부터, 인장 방향이 압연 방향과 직교하는 방향이 되도록 JIS 5호 인장 시험편을 채취하고, JIS Z 2241에 규정되는 방법으로 측정한 경우에 10％ 이상의 파단 연신율이 얻어진다.

다음에, 본 발명의 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법에 대해 설명한다. 본 발명의 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법에서는, 상기한 화학 조성을 갖는 슬래브의 다축 압축 가공, 열간 압연, 냉간 압연 및 어닐링을 이 순서대로 행한다.

(다축 압축 가공)

슬래브는, 예를 들어 전로 또는 전기로 등을 사용하여 상기 화학 조성의 용강을 용제하고, 연속 주조법에 의해 제조할 수 있다. 연속 주조법 대신에, 조괴법, 박 슬래브 주조법 등을 채용해도 된다.

슬래브는, 다축 압축 가공에 제공하기 전에, 950℃ 내지 1300℃로 가열한다. 가열 후의 유지 시간은 한정되지 않지만, 구멍 확장성의 관점에서 바람직하게는 30분간 이상으로 하고, 과도한 스케일 손실의 억제의 관점에서 바람직하게는 10시간 이하로 하고, 보다 바람직하게는 5시간 이하로 한다. 직송 압연 또는 직접 압연을 행하는 경우는, 슬래브를 가열하지 않고, 그대로 다축 압축 가공에 제공해도 된다.

다축 압축 가공에 제공하는 슬래브의 온도가 950℃ 미만이면, 합금 원소의 확산이 현저하게 지연되고, 밴드상 조직의 형성을 억제할 수 없다. 따라서, 슬래브의 온도는 950℃ 이상으로 하고, 바람직하게는 1020℃ 이상으로 한다. 한편, 다축 압축 가공에 제공하는 슬래브의 온도가 1300℃ 초과이면, 공연히 제조 비용이 증가하거나, 스케일 손실이 증가하여 수율이 저하되거나 한다. 따라서, 슬래브의 온도는 1300℃ 이하로 하고, 바람직하게는 1250℃ 이하로 한다.

다축 압축 가공에서는, 950℃ 내지 1300℃의 슬래브에 폭 방향의 압축 가공 및 두께 방향의 압축 가공을 행한다. 다축 압축 가공에 의해, 슬래브 중의 Mn 등의 합금 원소가 농화된 부분이 세분화되거나, 격자 결함이 도입되거나 한다. 이 때문에, 다축 압축 가공 중에 합금 원소가 균등하게 확산하고, 후속 공정에 있어서의 밴드상 조직의 형성이 억제되어, 매우 균질한 조직이 얻어진다. 특히, 폭 방향의 압축 가공은 효과적이다. 즉, 다축 압축 가공에 의해, 폭 방향으로 연결하여 존재하는 합금 원소의 농화부가 미세하게 분단되어, 합금 원소가 균일하게 분산되게 된다. 이 결과, 단순한 장시간 가열에 의한 합금 원소의 확산에서는 실현할 수 없는 조직의 균질화를 단시간에 실현할 수 있다.

폭 방향의 압축 가공 1회당 변형률이 3％ 미만이면, 소성 변형에 의해 도입되는 격자 결함의 양이 불충분하고, 합금 원소의 확산이 촉진되지 않으며, 밴드상 조직의 형성을 억제할 수 없다. 따라서, 폭 방향의 압축 가공 1회당 변형률은 3％ 이상으로 하고, 바람직하게는 10％ 이상으로 한다. 한편, 폭 방향의 압축 가공 1회당 변형률이 50％ 초과이면, 슬래브 균열이 생기거나, 슬래브의 형상이 불균일해져서 열간 압연에서 얻어지는 열연 강판의 치수 정밀도가 저하되거나 한다. 따라서, 폭 방향의 압축 가공 1회당 변형률은 50％ 이하로 하고, 바람직하게는 40％ 이하로 한다.

두께 방향의 압축 가공 1회당 변형률이 3％ 미만이면, 소성 변형에 의해 도입되는 격자 결함의 양이 불충분해서, 합금 원소의 확산이 촉진되지 않고, 밴드상 조직의 형성을 억제할 수 없다. 또한, 형상 불량에 의해, 열간 압연 시에 슬래브의 압연롤로의 물림이 불량해질 우려가 있다. 따라서, 두께 방향의 압축 가공 1회당 변형률은 3％ 이상으로 하고, 바람직하게는 10％ 이상으로 한다. 한편, 두께 방향의 압축 가공 1회당 변형률이 50％ 초과이면, 슬래브 균열이 생기거나, 슬래브의 형상이 불균일해져서 열간 압연에서 얻어지는 열연 강판의 치수 정밀도가 저하되거나 한다. 따라서, 두께 방향의 압축 가공 1회당 변형률은 50％ 이하로 하고, 바람직하게는 40％ 이하로 한다.

폭 방향의 압연량과 두께 방향의 압연량의 차가 과도하게 큰 경우, 압연량이 작은 방향으로 수직인 방향에서는 Mn 등의 합금 원소가 충분히 확산되지 않고, 밴드상 조직의 형성을 충분히 억제할 수 없는 경우가 있다. 특히 압연량의 차가 20％ 초과인 경우에 밴드상 조직이 형성되기 쉽다. 따라서, 폭 방향과 두께 방향의 사이의 압연량의 차는 20％ 이하로 한다.

다축 압축 가공을 적어도 1회 행하면, 밴드상 조직의 형성을 억제할 수 있다. 밴드상 조직의 형성을 억제하는 효과는, 다축 압축 가공을 반복함으로써 현저해진다. 따라서, 다축 압축 가공의 횟수는 1회 이상으로 하고, 바람직하게는 2회 이상으로 한다. 2회 이상의 다축 압축 가공을 행하는 경우, 다축 압축 가공의 사이에 슬래브를 재가열해도 된다. 한편, 다축 압축 가공의 횟수가 5회 초과이면, 공연히 제조 비용이 증가하거나, 스케일 손실이 증가하여 수율이 저하되거나 한다. 또한, 슬래브의 두께가 불균일해져서 열간 압연이 곤란해지는 경우가 있다. 따라서, 다축 압축 가공의 횟수는 바람직하게는 5회 이하로 하고, 보다 바람직하게는 4회 이하로 한다.

(열간 압연)

열간 압연에서는, 다축 압축 가공 후의 슬래브의 조압연을 행하고, 그 후 마무리 압연을 행한다. 마무리 압연에 제공되는 슬래브의 온도는 1050℃ 내지 1150℃로 하고, 마무리 압연에서는, 제1 압연을 행하고, 그 후에 제2 압연을 행하여, 650℃ 이하에서 권취한다. 제1 압연에서는, 1050℃ 내지 1150℃의 온도 영역에서의 압하율(제1 압하율)을 70％ 이상으로 하고, 제2 압연에서는, 850℃ 내지 950℃의 온도 영역에서의 압하율(제2 압하율)을 50％ 이하로 한다.

제1 압연에 제공되는 슬래브의 온도가 1050℃ 미만이면, 마무리 압연 중의 변형 저항이 높고, 조업이 곤란해진다. 따라서, 제1 압연에 제공되는 슬래브의 온도는 1050℃ 이상으로 하고, 바람직하게는 1070℃ 이상으로 한다. 한편, 마무리 압연에 제공되는 슬래브의 온도가 1150℃ 초과이면, 스케일 손실이 증가하여 수율이 저하된다. 따라서, 제1 압연에 제공되는 슬래브의 온도는 1150℃ 이하로 하고, 바람직하게는 1130℃ 이하로 한다.

제1 압연에서는, 1050℃ 내지 1150℃의 온도 영역(오스테나이트 단상 영역)에서 재결정이 생긴다. 이 온도 영역에서의 압하율(제1 압하율)이 70％ 미만이면, 결정립이 미세하거나 또한 구상의 오스테나이트 단상 조직을 안정되게 얻을 수 없고, 그 후에 밴드상 조직이 형성되기 쉽다. 따라서, 제1 압하율은 70％ 이상으로 하고, 바람직하게는 75％ 이상으로 한다. 제1 압연은 단일 스탠드로 행해도 되고, 복수의 스탠드로 행해도 된다.

제2 압연의 850℃ 내지 950℃의 온도 영역에서의 압하율(제2 압하율)이 50％ 초과이면, 권취 시에 미 재결정 오스테나이트에 기인하여 편평한 밴드상 조직이 형성되고, 원하는 표준 편차가 얻어지지 않는다. 따라서, 제2 압하율은 50％ 이하로 한다. 제2 압연은 단일의 스탠드에서 행해도 되고, 복수의 스탠드에서 행해도 된다.

제2 압연의 완료 온도가 850℃ 미만이면, 재결정이 충분히 일어나지 않아, 밴드상 조직이 형성되기 쉽다. 따라서, 완료 온도는 850℃ 이상으로 하고, 바람직하게는 870℃ 이상으로 한다. 한편, 완료 온도가 1000℃ 초과이면, 결정립이 성장하기 쉽고, 미세한 조직을 얻기가 곤란해진다. 따라서, 완료 온도는 1000℃ 이하로 하고, 바람직하게는 950℃ 이하로 한다.

권취 온도가 650℃ 초과이면, 내부 산화에 의해, 표면 성상이 열화된다. 따라서, 권취 온도는 650℃ 이하로 하고, 바람직하게는 450℃ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 50℃ 이하로 한다. 마무리 압연의 온도에서 권취 온도까지의 냉각 속도가 5℃/s 미만이면, 균질한 조직을 얻기 어렵고, 이후의 어닐링에 있어서 균질한 강 조직을 얻기 어려워진다. 따라서, 마무리 압연으로부터 권취까지의 냉각 속도는 5℃/s 이상으로 하고, 바람직하게는 30℃/s 이상으로 한다. 5℃/s 이상의 냉각 속도는, 예를 들어 수랭에 의해 실현할 수 있다.

(냉간 압연)

냉간 압연은, 예를 들어 열연 강판의 산세 후에 행한다. 냉연 강판의 조직을 균질화, 미세화하는 관점에서, 냉간 압연의 압하율은 바람직하게는 40％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 50％ 이상으로 한다.

(어닐링)

어닐링으로서는, 예를 들어 연속 어닐링을 행한다. 어닐링 온도가 (Ac₁+10)도 미만이면, 역변태 과정이 충분히 일어나지 않고, 면적률이 20％ 이상의 경질 조직이 얻어지지 않는다. 따라서, 어닐링 온도는 (Ac₁+10)℃ 이상으로 하고, 바람직하게는 (Ac₁+20)℃ 이상으로 한다. 한편, 어닐링 온도가 (Ac₃+100)℃ 초과이면, 생산성이 저하되거나, 오스테나이트가 조대 입자가 되어, 면적률이 5％ 이상의 페라이트가 얻어지지 않거나 한다. 따라서, 어닐링 온도는 (Ac₃+100)℃ 이하로 하고, 바람직하게는 (Ac₃+50)℃ 이하로 한다. 여기서, Ac₁과 Ac₃은, 각 강의 성분으로부터 정의되는 온도이며, 「％ 원소」를 그 원소의 함유량(질량％), 예를 들어 「％Mn」을 Mn 함유량(질량％)이라 하면, 각각 이하의 식 1, 식 2로 표현된다.

Ac₁(℃)=723-10.7(％Mn)-16.9(％Ni)+29.1(％Si )+16.9(％Cr) (식 1)

Ac₃(℃)=910-203√％C-15.2(％Ni)+44.7(％Si )+104(％V)+31.5(％Mo) (식 2)

어닐링 시간은 한정되지 않지만, 바람직하게는 60초간 이상으로 한다. 미 재결정 조직을 현저하게 저감시켜, 균질한 강 조직을 안정되게 확보하기 위해서이다. 어닐링 후에는, 강판을, (Ac₁+10)℃ 이하의 온도 영역 내의 제1 냉각 정지 온도까지, 1℃/초 이상 15℃/초 이하의 평균 냉각 속도(제1 평균 냉각 속도)에서 냉각시키는 것이 바람직하다. 충분한 면적률의 페라이트를 확보하기 위해서이다. 제1 평균 냉각 속도는, 보다 바람직하게는 2℃/초 이상 10℃/초 이하로 한다. (Ac₁+10)℃ 이하의 온도 영역에서부터, 200℃ 이상 350℃ 이하의 온도 영역 내의 제2 냉각 정지 온도까지, 35℃/초 이상의 평균 냉각 속도(제2 평균 냉각 속도)에서 냉각시키고, 200℃ 이상 350℃ 이하의 온도 영역 내의 유지 온도에서 200초 이상 유지하는 것이 바람직하다. 경질 조직의 연성을 확보함으로써 구멍 확장성을 높이기 위해서이다.

이와 같이 하여, 본 발명의 실시 형태에 관한 강판을 제조할 수 있다.

또한, 상기 실시 형태는, 모두 본 발명을 실시하는 것에 있어서의 구체화의 예를 나타낸 것에 불과하며, 이들에 의해 본 발명의 기술적 범위가 한정적으로 해석되어서는 안되는 것이다. 즉, 본 발명은 그의 기술 사상, 또는 그의 주요한 특징으로부터 일탈하는 일 없이, 다양한 형태로 실시할 수 있다.

실시예

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

(제1 실시예)

표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 슬래브를 제조하고, 슬래브를 1250℃에서 1시간 가열한 후, 표 2에 나타내는 조건으로 다축 압축 가공을 행했다. 이어서, 1250℃까지 슬래브를 재가열하고, 조압연하여 조압연판을 얻었다. 그 후, 조압연판을 1250℃에서 1시간 재가열하고, 표 2에 나타내는 조건으로 마무리 압연을 행하여 열연 강판을 얻었다. 또한, 이 실험에서는, 실험 설비의 사정 상, 슬래브의 온도를 낮추지 않을 수 없었기 때문에 재가열을 행하고 있지만, 슬래브의 온도를 낮추지 않고 직송할 수 있는 경우는 재가열을 행하지 않아도 된다. 마무리 압연에서는, 제1 압연을 4단으로 행하고, 제2 압연을 2단으로 행하고, 권취 후에는, 권취 온도로 1시간 유지했다. 그 후, 열연 강판의 산세를 행하고, 표 2에 나타내는 압하율에서 냉간 압연을 행하여 두께가 1.0㎜인 냉연 강판을 얻었다. 계속해서, 표 3에 나타내는 온도에서 연속 어닐링을 행했다. 연속 어닐링에서는, 승온 속도를 2℃/초로 하여 어닐링 시간을 200초간으로 했다. 200초간 유지 후에는, 720℃ 내지 600℃의 온도 영역 내의 제1 냉각 정지 온도까지 2.3℃/초의 제1 평균 냉각 속도로 냉각하고, 300℃(제2 냉각 정지 온도)까지 40℃/초의 제2 평균 냉각 속도로 더욱 냉각하고, 300℃(유지 온도)로 60초간 유지하고, 0.75℃/초의 평균 냉각 속도로 약 30℃의 실온까지 냉각했다. 표 1에 나타내는 화학 조성의 잔부는 Fe 및 불순물이다. 표 1 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명이 범위에서 벗어나 있는 것을 나타낸다. 표 2 및 표 3 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명의 강판 제조에 적합한 범위에서 벗어나 있는 것을 나타낸다.

그리고, 얻어진 냉연 강판의 강 조직을 관찰했다. 강 조직의 관찰에서는, 상기한 방법에 의해, 페라이트의 면적률, 경질 조직의 면적률(베이나이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 합계의 면적률), 펄라이트 및 탄화물의 합계의 면적률 및 경질 조직의 선분율의 표준 편차를 측정했다. 이들 결과를 표 4에 나타낸다. 표 4 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명이 범위에서 벗어나 있는 것을 나타낸다.

또한, 얻어진 냉연 강판의 인장 강도 TS, 파단 연신율 EL 및 구멍 확장률 HER을 측정했다. 인장 강도 TS 및 파단 연신율 EL의 측정으로는, 압연 방향에 직각인 방향을 길이 방향으로 하는 JIS5호 인장 시험편을 채취하고, JIS Z 2241에 준거하여 인장 시험을 행했다. 구멍 확장률 HER의 측정으로는, 냉연 강판으로부터, 한 변이 90mm인 정사각형의 시험편을 채취하고, JIS Z 2256(또는 JIS T 1001)의 규정에 준거하는 구멍 확장 시험을 행했다. 이때, 구멍 확장 시험 속도를 1㎜/초로 했다. 이들 결과도 표 4에 나타낸다. 표 4 중의 밑줄은, 그 수치의 바람직한 범위에서 벗어나 있는 것을 나타낸다. 여기에서 말하는 바람직한 범위란, 인장 강도 TS가 780MPa 이상, 파단 연신율 EL이 10％ 이상, 구멍 확장률 HER이 30％ 이상이다.

또한, 눈으로 성형 시의 외관 검사를 행했다. 외관 검사는, 하기의 방법에 의해 행했다. 먼저, 강판을, 폭 40㎜×길이 100㎜로 절단하고, 그 표면을 금속 광택이 보일 때까지 연마하여 시험편으로 했다. 시험편을, 판 두께 t와 굽힘 반경 R의 비(R/t)가 2.0, 2.5의 두 수준으로, 굽힘 능선이 압연 방향이 되는 조건에서 90도 V 굽힘 시험을 행했다. 시험 후, 굽힘부의 표면 성상을 눈으로 관찰했다. 비(R/t)가 2.5인 시험에 있어서 표면에 요철 모양 또는 균열이 확인된 경우에는 불량이라고 판단했다. 비(R/t)가 2.5인 시험에서 요철 모양 및 균열은 확인되지 않지만, 비(R/t)가 2.0인 시험의 시험에 있어서 표면에 요철 모양 또는 균열이 확인된 경우는 양호로 판단했다. 비(R/t)가 2.5인 시험 및 비(R/t)가 2.0인 시험의 어느 경우에서도, 표면에 요철 모양 및 균열이 확인되지 않는 경우는 우수라고 판단했다. 이 결과도 표 4에 나타낸다.

표 4에 나타낸 바와 같이, 본 발명 범위 내에 있는 시료 No. 2 내지 No. 4, No. 16, No. 19, No. 21 내지 No. 30, No. 33, No. 36 및 No. 37에서는, 우수한 인장 강도, 파단 연신율 및 구멍 확장성을 얻을 수 있었다. 이들 중에서도, 시료 No. 23 등에서는, 잔류 오스테나이트(잔류 γ)의 면적률이 5.0％ 이상이기 때문에, 시료 No. 16보다도 우수한 파단 연신율이 얻어졌다.

한편, 시료 No. 1에서는, C 함유량이 과도하게 낮고, 페라이트의 면적률이 너무 높고, 경질 조직의 면적률이 과도하게 낮았기 때문에, 인장 강도가 낮았다. 시료 No. 18에서는, Si 함유량이 과도하게 낮고, 페라이트의 면적률이 과도하게 낮았기 때문에, 인장 강도가 낮았다. 시료 No. 20에서는, Mn 함유량이 과도하게 낮고, 페라이트의 면적률이 과도하게 낮았기 때문에, 인장 강도가 낮았다.

시료 No. 5 내지 No. 8, No. 10 내지 No. 14, No. 31 및 No. 35에서는, 경질 조직의 선분율의 표준 편차가 과도하게 컸기 때문에, 구멍 확장률이 낮았다. 시료 No. 9에서는, 페라이트의 면적률이 너무 높고, 경질 조직의 면적률이 과도하게 낮았기 때문에, 인장 강도 및 구멍 확장률이 낮았다. 시료 No. 15에서는, 다축 압축 가공에 있어서의 폭 방향의 변형률이 과도하게 낮았기 때문에, 그 후에 열간 압연을 행할 수 없었다. 시료 No. 17에서는, 페라이트의 면적률이 과도하게 낮았기 때문에, 파단 연신율이 낮았다. 시료 No. 32에서는, 경질 조직의 면적률이 과도하게 낮았기 때문에, 인장 강도가 낮았다. 시료 No. 33에서는, 경질 조직의 면적률이 너무 높았기 때문에, 파단 연신율이 낮았다.

(제2 실시예)

표 5에 나타내는 화학 조성을 갖는 슬래브를 제조하고, 슬래브를 1250℃에서 1시간 가열한 후, 표 6에 나타내는 조건으로 다축 압축 가공을 행했다. 이어서, 1250℃까지 슬래브를 재가열하고, 조압연하여 조압연판을 얻었다. 그 후, 조압연판을 1250℃에서 1시간 재가열하고, 표 6에 나타내는 조건으로 마무리 압연을 행하여 열연 강판을 얻었다. 또한, 이 실험에서는, 실험 설비 사정 상, 슬래브의 온도를 낮추지 않을 수 없었기 때문에 재가열을 행하고 있지만, 슬래브의 온도를 낮추지 않고 직송할 수 있는 경우는 재가열을 행하지 않아도 된다. 마무리 압연에서는, 제1 압연을 4단으로 행하고, 제2 압연을 2단으로 행하며, 권취 후에는, 권취 온도로 1시간동안 유지했다. 그 후, 열연 강판의 산세를 행하고, 표 6에 나타내는 압하율에서 냉간 압연을 행하여 두께가 1.0㎜인 냉연 강판을 얻었다. 계속해서, 표 7에 나타내는 온도에서 연속 어닐링을 행했다. 연속 어닐링에서는, 승온 속도를 표 7에 나타내는 속도로 하여 어닐링 시간을 100초간으로 했다. 100초간의 유 지 후에는, 표 7에 나타내는 제1 냉각 정지 온도까지 표 7에 나타내는 제1 평균 냉각 속도로 냉각하고, 표 7에 나타내는 제2 냉각 정지 온도까지 40℃/초의 제2 평균 냉각 속도로 더욱 냉각하고, 표 7에 나타내는 유지 온도로 300초간 유지하고, 10℃/초의 평균 냉각 속도로 약 30℃의 실온까지 냉각했다. 표 5에 나타내는 화학 조성의 잔부는 Fe 및 불순물이다. 표 5 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명이 범위에서 벗어나 있는 것을 나타낸다. 표 6 및 표 7 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명의 강판 제조에 적합한 범위에서 벗어나 있는 것을 나타낸다.

그리고, 얻어진 냉연 강판의 강 조직을 관찰했다. 강 조직의 관찰에서는, 상기한 방법에 의해, 페라이트의 면적률, 경질 조직의 면적률(베이나이트, 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 합계의 면적률), 펄라이트 및 탄화물의 합계의 면적률 및 경질 조직의 선분율의 표준 편차를 측정했다. 이들 결과를 표 8에 나타낸다. 표 8 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명이 범위에서 벗어나 있는 것을 나타낸다.

또한, 얻어진 냉연 강판의 인장 강도 TS, 파단 연신율 EL 및 구멍 확장률 HER을 측정했다. 인장 강도 TS 및 파단 연신율 EL의 측정으로는, 압연 방향에 직각인 방향을 길이 방향으로 하는 JIS5호 인장 시험편을 채취하고, JIS Z 2241에 준거하여 인장 시험을 행했다. 구멍 확장률 HER의 측정으로는, 냉연 강판으로부터, 한 변이 90mm인 정사각형의 시험편을 채취하고, JIS Z 2256(또는 JIS T 1001)의 규정에 준거하는 구멍 확장 시험을 행했다. 이때, 구멍 확장 시험 속도를 1㎜/초로 했다. 이들 결과도 표 8에 나타낸다. 표 8 중의 밑줄은, 그 수치의 바람직한 범위에서 벗어나 있는 것을 나타낸다. 여기에서 말하는 바람직한 범위란, 인장 강도 TS가 780MPa 이상, 파단 연신율 EL이 10％ 이상, 구멍 확장률 HER이 30％ 이상이다.

또한, 눈으로 성형 시의 외관 검사를 행했다. 외관 검사는, 하기의 방법에 의해 행했다. 먼저, 강판을, 폭 40㎜×길이 100㎜로 절단하고, 그 표면을 금속 광택이 보일 때까지 연마하여 시험편으로 했다. 시험편을, 판 두께 t와 굽힘 반경 R의 비(R/t)가 2.0, 2.5의 두 수준으로, 굽힘 능선이 압연 방향이 되는 조건에서 90도 V 굽힘 시험을 행했다. 시험 후, 굽힘부의 표면 성상을 눈으로 보아 관찰했다. 비(R/t)가 2.5인 시험에 있어서 표면에 요철 모양 또는 균열이 확인된 경우에는 불량이라고 판단했다. 비(R/t)가 2.5인 시험에서 요철 모양 및 균열은 확인되지 않지만, 비(R/t)가 2.0인 시험의 시험에 있어서 표면에 요철 모양 또는 균열이 확인된 경우는 양호라고 판단했다. 비(R/t)가 2.5인 시험 및 비(R/t)가 2.0인 시험의 어느 경우에서도, 표면에 요철 모양 및 균열이 확인되지 않는 경우는 우수라고 판단했다. 이 결과도 표 8에 나타낸다.

표 8에 나타내는 바와 같이, 본 발명의 범위 내에 있는 시료 No. 42, No. 43, No. 49, No. 54, No. 56, No. 58 내지 No. 62 및 No. 64 내지 No. 72에서는, 우수한 인장 강도, 파단 연신율 및 구멍 확장성을 얻을 수 있었다. 이들 중에서도, 시료 No. 58 등에서는, 잔류 오스테나이트(잔류 γ)의 면적률이 5.0％ 이상이기 때문에, 시료 No. 69보다도 우수한 파단 연신율이 얻어졌다. 또한, 제1 실험예의 발명예와 비교하면, TS×HER의 값이 컸다. 이것은, 우수한 구멍 확장성을 확보하면서, 더 높은 인장 강도를 얻을 수 있음을 나타낸다. 제2 실험예의 발명예에 있어서 제1 실험예의 발명예보다 TS×HER의 값이 큰 이유 중 하나로서, Si 함유량이 높은 것을 들 수 있다.

한편, 시료 No. 41에서는, C 함유량이 과도하게 낮고, 페라이트의 면적률이 너무 높고, 경질 조직의 면적률이 과도하게 낮았기 때문에, 인장 강도가 낮았다. 시료 No. 51에서는, Si 함유량이 과도하게 낮고, 경질 조직의 선분율의 표준 편차가 과도하게 컸기 때문에, 구멍 확장률이 낮았다. 시료 No. 52에서는, Si 함유량이 너무 높고, 경질 조직의 선분율의 표준 편차가 과도하게 컸기 때문에, 구멍 확장률이 낮았다. 시료 No. 53에서는, Mn 함유량이 과도하게 낮았기 때문에, 인장 강도가 낮았다.

시료 No. 44, No. 45, No. 48, No. 50, No. 57 및 No. 63에서는, 경질 조직의 선분율의 표준 편차가 과도하게 컸기 때문에, 구멍 확장률이 낮았다. 시료 No. 46에서는, 페라이트의 면적률이 너무 높으며, 경질 조직의 면적률이 과도하게 낮고, 경질 조직의 선분율의 표준 편차가 과도하게 컸기 때문에, 인장 강도 및 구멍 확장률이 낮았다. 시료 No. 47에서는, 다축 압축 가공에 있어서의 두께 방향의 변형률이 과도하게 낮았기 때문에, 그 후에 열간 압연을 행할 수 없었다. 시료 No. 55에서는, 페라이트의 면적률이 과도하게 낮고, 경질 조직의 면적률이 너무 높았기 때문에, 파단 연신율이 낮았다.

본 발명은 예를 들어 자동차 부품에 적합한 강판에 관련된 산업에 이용할 수 있다.

Claims

질량％로,
C: 0.05％ 내지 0.40％,
Si : 0.05％ 내지 6.00％,
Mn: 1.50％ 내지 10.00％,
산 가용성 Al: 0.01％ 내지 1.00％,
P: 0.10％ 이하,
S: 0.01％ 이하,
N: 0.01％ 이하,
Ti: 0.0％ 내지 0.2％,
Nb: 0.0％ 내지 0.2％,
V: 0.0％ 내지 0.2％,
Cr: 0.0％ 내지 1.0％,
Mo: 0.0％ 내지 1.0％,
Cu: 0.0％ 내지 1.0％,
Ni: 0.0％ 내지 1.0％,
Ca: 0.00％ 내지 0.01％,
Mg: 0.00％ 내지 0.01％,
REM: 0.00％ 내지 0.01％,
Zr: 0.00％ 내지 0.01％, 또한
잔부: Fe 및 불순물
로 나타내는 화학 조성을 갖고,
면적률로,
페라이트: 5％ 내지 80％,
베이나이트, 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트 또는 이들의 임의의 조합을 포함하는 경질 조직: 20％ 내지 95％, 또한
두께 방향으로 수직인 면내의 선 상에서의 상기 경질 조직의 선분율의 표준 편차: 강판의 두께를 t로 했을 때의 표면으로부터의 깊이가 3t/8로부터 t/2까지의 깊이 범위 내에서 0.050 이하,
로 나타내는 강 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 강판.
제1항에 있어서, 상기 강 조직에 있어서, 면적률로,
상기 잔류 오스테나이트: 5.0％ 이상
이 성립되는 것을 특징으로 하는 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 화학 조성에 있어서, 질량％로,
Ti: 0.003％ 내지 0.2％,
Nb: 0.003％ 내지 0.2％, 또는
V: 0.003％ 내지 0.2％,
또는 이들의 임의의 조합이 성립되는 것을 특징으로 하는 강판.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 화학 조성에 있어서, 질량％로,
Cr: 0.005％ 내지 1.0％,
Mo: 0.005％ 내지 1.0％,
Cu: 0.005％ 내지 1.0％, 또는
Ni: 0.005％ 내지 1.0％,
또는 이들의 임의의 조합이 성립되는 것을 특징으로 하는 강판.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 화학 조성에 있어서, 질량％로,
Ca: 0.0003％ 내지 0.01％,
Mg: 0.0003％ 내지 0.01％,
REM: 0.0003％ 내지 0.01％, 또는
Zr: 0.0003％ 내지 0.01％,
또는 이들의 임의의 조합이 성립되는 것을 특징으로 하는 강판.