KR20190012262A

KR20190012262A - 강판 및 도금 강판

Info

Publication number: KR20190012262A
Application number: KR1020197000430A
Authority: KR
Inventors: 고오이치 사노; 마코토 우노; 료이치 니시야마; 유지 야마구치; 나츠코 스기우라; 마사히로 나카타
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2016-08-05
Filing date: 2017-08-04
Publication date: 2019-02-08
Also published as: CN109563586A; BR112019000422B1; BR112019000422A2; EP3495529B1; JP6358406B2; JPWO2018026015A1; US10889879B2; MX2019000051A; KR102205432B1; CN109563586B; EP3495529A1; TW201807213A; TWI629367B; EP3495529A4; US20190233926A1; WO2018026015A1

Abstract

강판은, 특정한 화학 조성을 갖고, 면적률로, 페라이트: 5 내지 95％, 또한 베이나이트: 5 내지 95％로 나타내어지는 조직을 갖는다. 방위 차가 15°이상인 입계에 의해 둘러싸이고, 또한 원 상당 직경이 0.3㎛ 이상인 영역을 결정립이라고 정의한 경우에, 입내 방위 차가 5∼14°인 결정립의 총 결정립에 차지하는 비율이 면적률로 20 내지 100％이다. 상기 결정립 내에 최대경이 8㎚ 이하인 석출물 또는 클러스터가, 1×10¹⁶ 내지 1×10¹⁹개/㎤의 개수 밀도로 분산된 경질 결정립 A와, 상기 결정립 내에 최대경이 8㎚ 이하인 석출물 또는 클러스터가, 1×10¹⁵개/㎤ 이하의 개수 밀도로 분산된 연질 결정립 B를 포함하고, 경질 결정립 A의 체적％/(경질 결정립 A의 체적％＋연질 결정립 B의 체적％)가 0.1 내지 0.9이다.

Description

강판 및 도금 강판

본 발명은, 강판 및 도금 강판에 관한 것이다.

근년, 자동차의 연비 향상을 목적으로 한 각종 부재의 경량화가 요구되고 있다. 이 요구에 대해, 각종 부재에 사용하는 강판의 고강도화에 의한 박육화나, Al 합금 등의 경금속의 각종 부재에의 적용이 진행되고 있다. Al 합금 등의 경금속은, 강 등의 중금속과 비교하여, 비강도가 높다. 그러나 경금속은, 중금속과 비교하여 현저하게 고가이다. 그 때문에, Al 합금 등의 경금속의 적용은 특수한 용도로 제한되어 있다. 따라서, 각종 부재의 경량화를 더 저렴하고, 또한 넓은 범위에 적용하기 위해, 강판의 고강도화에 의한 박육화가 요구되고 있다.

자동차의 각종 부재에 사용하는 강판에서는, 부재의 용도에 따라서, 강도뿐만 아니라, 연성, 신장 플랜지 가공성, 버링 가공성, 피로 내구성, 내충격성 및 내식성 등의 재료 특성이 요구된다. 그러나 강판을 고강도화하면, 일반적으로 성형성(가공성) 등의 재료 특성이 떨어진다. 그 때문에, 고강도 강판의 개발에 있어서는, 이들 재료 특성과 강도를 양립시키는 것이 중요하다.

구체적으로는, 강판을 사용하여 복잡한 형상의 부품을 제조하는 경우, 예를 들어 이하에 나타내는 가공을 행한다. 강판에 전단이나 펀칭 가공을 실시하여, 블랭킹이나 천공을 행한 후, 신장 플랜지 가공이나 버링 가공을 주체로 한 프레스 성형이나, 스트레치 성형을 행한다. 이러한 가공이 실시되는 강판에는, 양호한 신장 플랜지성과 연성이 요구된다.

또한, 자동차용 부품의 충돌 시의 변형을 방지하기 위해서는, 부품의 재료로서 높은 항복 응력을 갖는 강판을 사용할 필요가 있다. 그러나 항복 응력이 높은 강판일수록, 연성이 떨어지는 경향이 있다. 따라서, 자동차의 각종 부재에 사용하는 강판으로서는, 항복 응력과 연성의 양립도 요구되고 있다.

특허문헌 1에는, 강 조직이 면적률로 95％ 이상인 페라이트 상을 갖고, 강 중에 석출된 Ti 탄화물의 평균 입자경이 10㎚ 이하인 연성, 신장 플랜지성, 재질 균일성이 우수한 고강도 열연 강판이 기재되어 있다. 그러나 연질의 페라이트 상을 95％ 이상 갖는 특허문헌 1에 개시된 강판에 있어서, 480㎫ 이상의 강도를 확보한 경우, 충분한 연성이 얻어지지 않는다.

특허문헌 2에는, Ce 산화물, La 산화물, Ti 산화물, Al₂O₃의 개재물을 포함하는 신장 플랜지성과 피로 특성이 우수한 고강도 열연 강판이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 2에는, 강판 중의 베이니틱 페라이트 상의 면적률이 80 내지 100％인 고강도 열연 강판이 기재되어 있다. 특허문헌 3에는, 페라이트 상과 베이나이트 상의 합계의 면적률, 페라이트 상과 제2상의 비커스 경도 차의 절댓값을 규정한, 강도의 변동이 작고, 또한 연성과 구멍 확장성이 우수한 고강도 열연 강판이 개시되어 있다.

또한, 종래, 베이나이트나 마르텐사이트 등의 경질 상과, 연성이 우수한 페라이트 등의 연질 상을 조합한 복합 조직 강판이 있다. 이러한 강판은, 2상 조직(Dual Phase) 강판이라고 불린다. 2상 조직 강판은, 강도에 대한 균일 연신율이 양호하여, 강도 연성 밸런스의 점에 있어서 우수하다. 예를 들어, 특허문헌 4에는, 폴리고날 페라이트＋상부 베이나이트 조직으로 한, 양호한 신장 플랜지성 및 충격 특성을 갖는 고강도 열연 강판이 기재되어 있다. 또한, 특허문헌 5에는, 조직이 폴리고날 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트의 3상으로 이루어지는 저항복비로 강도-신장 밸런스 및 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판이 기재되어 있다.

종래의 고강도 강판은, 냉간 프레스 성형하면, 성형 중에 신장 플랜지 성형이 되는 부위의 에지로부터 균열이 발생하는 경우가 있다. 이것은, 블랭크 가공 시에, 펀칭 단부면에 도입되는 변형에 의해, 에지부만 가공 경화가 진행되어 버리기 때문이라고 생각된다.

강판의 신장 플랜지성의 시험 평가 방법으로서는, 구멍 확장 시험이 사용되고 있다. 그러나 구멍 확장 시험에서는, 주위 방향의 변형 분포가 거의 존재하지 않는 상태에서 시험편이 파단에 이른다. 이에 비해, 실제로 강판을 부품 형상으로 가공하는 경우, 변형 분포가 존재한다. 변형 분포는, 부품의 파단 한계에 영향을 미친다. 이것에 의해, 구멍 확장 시험에서 충분한 신장 플랜지성을 나타내는 고강도 강판이라도, 냉간 프레스를 행함으로써, 균열이 발생하는 경우가 있다고 추정된다.

특허문헌 1 내지 5에는, 조직을 규정함으로써, 재료 특성을 향상시키는 기술이 개시되어 있다. 그러나 특허문헌 1 내지 5에 기재된 강판이, 변형 분포를 고려한 경우에도 충분한 신장 플랜지성을 확보할 수 있는지 여부는 불분명하다.

국제 공개 제2013/161090호 일본 특허 공개 제2005-256115호 공보 일본 특허 공개 제2011-140671호 공보 일본 특허 공개 소58-42726호 공보 일본 특허 공개 소57-70257호 공보

본 발명은 고강도이며, 연성 및 신장 플랜지성이 양호하고, 높은 항복 응력을 갖는 강판 및 도금 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.

종래의 지견에 의하면, 고강도 강판에 있어서의 신장 플랜지성(구멍 확장성)의 개선은, 특허문헌 1 내지 3에 개시된 바와 같이, 개재물 제어, 조직 균질화, 단일 조직화 및/또는 조직간의 경도 차의 저감 등에 의해 행해지고 있다. 바꾸어 말하면, 종래, 광학 현미경에 의해 관찰되는 조직을 제어함으로써, 신장 플랜지성의 개선이 도모되고 있다.

그러나 광학 현미경으로 관찰되는 조직만을 제어해도, 변형 분포가 존재하는 경우의 신장 플랜지성을 향상시키는 것은 곤란하다. 그래서 본 발명자들은, 각 결정립의 입내의 방위 차에 착안하여, 예의 검토를 진행하였다. 그 결과, 결정립 내의 방위 차가 5∼14°인 결정립의 총 결정립에 차지하는 비율을 20 내지 100％로 제어함으로써, 신장 플랜지성을 크게 향상시킬 수 있음을 알아냈다.

또한, 본 발명자들은, 강판의 조직을, 결정립 내의 석출물의 석출 상태(개수 밀도 및 크기)가 상이한 2종의 결정립을 포함하는 것으로 함으로써, 강도와 연성의 밸런스가 우수한 강판을 실현할 수 있음을 알아냈다. 이 효과는, 강판의 조직을, 상대적으로 경도가 작은 결정립과 경도가 큰 결정립을 포함하도록 구성함으로써, 마르텐사이트가 존재하지 않아도, 실질적으로 2상 조직(Dual Phase)과 같은 기능이 얻어지기 때문이라고 추정된다.

본 발명은, 상술한 결정립 내의 방위 차가 5∼14°인 결정립의 총 결정립에 차지하는 비율에 관한 새로운 지견과, 강판의 조직을, 결정립 내의 석출물의 개수 밀도 및 크기가 상이한 2종의 결정립을 포함하는 것으로 하는 것에 의한 새로운 지견에 기초하여, 본 발명자들이 예의 검토를 거듭하여, 완성에 이른 것이다.

본 발명의 요지는 이하와 같다.

(1)

질량％로,

C: 0.008 내지 0.150％,

Si: 0.01 내지 1.70％,

Mn: 0.60 내지 2.50％,

Al: 0.010 내지 0.60％,

Ti: 0 내지 0.200％,

Nb: 0 내지 0.200％,

Ti＋Nb: 0.015 내지 0.200％,

Cr: 0 내지 1.0％,

B: 0 내지 0.10％,

Mo: 0 내지 1.0％,

Cu: 0 내지 2.0％,

Ni: 0 내지 2.0％,

Mg: 0 내지 0.05％,

REM: 0 내지 0.05％,

Ca: 0 내지 0.05％,

Zr: 0 내지 0.05％,

P: 0.05％ 이하,

S: 0.0200％ 이하,

N: 0.0060％ 이하, 또한

잔부: Fe 및 불순물

로 나타내어지는 화학 조성을 갖고,

면적률로,

페라이트: 5 내지 95％, 또한

베이나이트: 5 내지 95％

로 나타내어지는 조직을 갖고,

방위 차가 15°이상인 입계에 의해 둘러싸이고, 또한 원 상당 직경이 0.3㎛ 이상인 영역을 결정립이라고 정의한 경우에, 입내 방위 차가 5∼14°인 결정립의 총 결정립에 차지하는 비율이 면적률로 20 내지 100％이고,

상기 결정립 내에 최대경이 8㎚ 이하인 석출물 또는 클러스터가, 1×10¹⁶ 내지 1×10¹⁹개/㎤의 개수 밀도로 분산된 경질 결정립 A와, 상기 결정립 내에 최대경이 8㎚ 이하인 석출물 또는 클러스터가, 1×10¹⁵개/㎤ 이하의 개수 밀도로 분산된 연질 결정립 B를 포함하고, 경질 결정립 A의 체적％/(경질 결정립 A의 체적％＋연질 결정립 B의 체적％)가 0.1 내지 0.9인 것을 특징으로 하는 강판.

(2)

인장 강도가 480㎫ 이상이고,

상기 인장 강도와 새들형 신장 플랜지 시험에 있어서의 한계 성형 높이의 곱이 19500㎜·㎫ 이상이고,

항복 응력과 연성의 곱이 10000㎫·％ 이상인 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 강판.

(3)

상기 화학 조성이, 질량％로,

Cr: 0.05 내지 1.0％, 및

B: 0.0005 내지 0.10％

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

(4)

상기 화학 조성이, 질량％로,

Mo: 0.01 내지 1.0％,

Cu: 0.01 내지 2.0％, 및

Ni: 0.01％ 내지 2.0％

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

(5)

상기 화학 조성이, 질량％로,

Ca: 0.0001 내지 0.05％,

Mg: 0.0001 내지 0.05％,

Zr: 0.0001 내지 0.05％, 및

REM: 0.0001 내지 0.05％

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

(6)

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

(7)

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

(8)

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

본 발명에 따르면, 고강도이며, 연성 및 신장 플랜지성이 양호하고, 높은 항복 응력을 갖는 강판을 제공할 수 있다. 본 발명의 강판은, 고강도이면서 엄격한 연성 및 신장 플랜지성이 요구되는 부재에 적용할 수 있다.

도 1a는 새들형 신장 플랜지 시험법에서 사용되는 새들형 성형품을 도시하는 사시도이다.
도 1b는 새들형 신장 플랜지 시험법에서 사용되는 새들형 성형품을 도시하는 평면도이다.

이하, 본 발명의 실시 형태에 대해 설명한다.

「화학 조성」

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

「C: 0.008 내지 0.150％」

C는, Nb, Ti 등과 결합하여 강판 중에서 석출물을 형성하여, 석출 강화에 의해 강의 강도 향상에 기여한다. C 함유량이 0.008％ 미만이면, 이 효과를 충분히 얻을 수 없다. 이 때문에, C 함유량은 0.008％ 이상으로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.010％ 이상으로 하고, 더 바람직하게는 0.018％ 이상으로 한다. 한편, C 함유량이 0.150％ 초과이면, 베이나이트 중의 방위 분산이 커지기 쉬워, 입내의 방위 차가 5∼14°인 결정립의 비율이 부족하다. 또한, C 함유량이 0.150％ 초과이면, 신장 플랜지성에 있어서 유해한 시멘타이트가 증가하여, 신장 플랜지성이 떨어진다. 이 때문에, C 함유량은 0.150％ 이하로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.100％ 이하로 하고, 더 바람직하게는 0.090％ 이하로 한다.

「Si: 0.01 내지 1.70％」

Si는, 용강의 탈산제로서 기능한다. Si 함유량이 0.01％ 미만이면, 이 효과를 충분히 얻을 수 없다. 이 때문에, Si 함유량은 0.01％ 이상으로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 0.02％ 이상으로 하고, 더 바람직하게는 0.03％ 이상으로 한다. 한편, Si 함유량이 1.70％ 초과이면, 신장 플랜지성이 떨어지거나, 표면 흠집이 발생하거나 한다. 또한, Si 함유량이 1.70％ 초과이면, 변태점이 지나치게 상승하여, 압연 온도를 높게 할 필요가 발생한다. 이 경우, 열간 압연 중의 재결정이 현저하게 촉진되어, 입내의 방위 차가 5∼14°인 결정립의 비율이 부족하다. 또한, Si 함유량이 1.70％ 초과이면, 강판의 표면에 도금층이 형성되어 있는 경우에 표면 흠집이 발생하기 쉽다. 이 때문에, Si 함유량은 1.70％ 이하로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 1.60％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 1.50％ 이하로 하고, 더욱 바람직하게는 1.40％ 이하로 한다.

「Mn: 0.60 내지 2.50％」

Mn은, 고용 강화에 의해, 또는 강의 ?칭성을 향상시킴으로써, 강의 강도 향상에 기여한다. Mn 함유량이 0.60％ 미만이면, 이 효과를 충분히 얻을 수 없다. 이 때문에, Mn 함유량은 0.60％ 이상으로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 0.70％ 이상으로 하고, 더 바람직하게는 0.80％ 이상으로 한다. 한편, Mn 함유량이 2.50％ 초과이면, ?칭성이 과잉이 되어, 베이나이트 중의 방위 분산의 정도가 커진다. 이 결과, 입내의 방위 차가 5∼14°인 결정립의 비율이 부족하여, 신장 플랜지성이 떨어진다. 이 때문에, Mn 함유량은 2.50％ 이하로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 2.30％ 이하로 하고, 더 바람직하게는 2.10％ 이하로 한다.

「Al: 0.010 내지 0.60％」

Al은, 용강의 탈산제로서 유효하다. Al 함유량이 0.010％ 미만이면, 이 효과를 충분히 얻을 수 없다. 이 때문에, Al 함유량은 0.010％ 이상으로 한다. Al 함유량은, 바람직하게는 0.020％ 이상으로 하고, 더 바람직하게는 0.030％ 이상으로 한다. 한편, Al 함유량이 0.60％ 초과이면, 용접성이나 인성 등이 떨어진다. 이 때문에, Al 함유량은 0.60％ 이하로 한다. Al 함유량은, 바람직하게는 0.50％ 이하로 하고, 더 바람직하게는 0.40％ 이하로 한다.

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

Ti 및 Nb는, 탄화물(TiC, NbC)로서 강 중에 미세하게 석출되어, 석출 강화에 의해 강의 강도를 향상시킨다. 또한, Ti 및 Nb는, 탄화물을 형성함으로써 C를 고정하여, 신장 플랜지성에 있어서 유해한 시멘타이트의 생성을 억제한다. 또한, Ti 및 Nb는, 입내의 방위 차가 5∼14°인 결정립의 비율을 현저하게 향상시켜, 강의 강도를 향상시키면서, 신장 플랜지성을 향상시킬 수 있다. Ti 및 Nb의 합계 함유량이 0.015％ 미만이면, 입내의 방위 차가 5∼14°인 결정립의 비율이 부족하여, 신장 플랜지성이 떨어진다. 이 때문에, Ti 및 Nb의 합계 함유량은 0.015％ 이상으로 한다. Ti 및 Nb의 합계 함유량은, 바람직하게는 0.018％ 이상으로 한다. 또한, Ti 함유량은, 바람직하게는 0.015％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.020％ 이상으로 하고, 더욱 바람직하게는 0.025％ 이상으로 한다. 또한, Nb 함유량은, 바람직하게는 0.015％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.020％ 이상으로 하고, 더욱 바람직하게는 0.025％ 이상으로 한다. 한편, Ti 및 Nb의 합계 함유량이 0.200％ 초과이면, 연성 및 가공성이 떨어져, 압연 중에 균열되는 빈도가 높아진다. 이 때문에, Ti 및 Nb의 합계 함유량은 0.200％ 이하로 한다. Ti 및 Nb의 합계 함유량은, 바람직하게는 0.150％ 이하로 한다. 또한, Ti 함유량이 0.200％ 초과이면, 연성이 떨어진다. 이 때문에, Ti 함유량은 0.200％ 이하로 한다. Ti 함유량은, 바람직하게는 0.180％ 이하로 하고, 더 바람직하게는 0.160％ 이하로 한다. 또한, Nb 함유량이 0.200％ 초과이면, 연성이 떨어진다. 그 때문에, Nb 함유량은 0.200％ 이하로 한다. Nb 함유량은, 바람직하게는 0.180％ 이하로 하고, 더 바람직하게는 0.160％ 이하로 한다.

「P: 0.05％ 이하」

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

「S: 0.0200％ 이하」

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

「N: 0.0060％ 이하」

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

Cr, B, Mo, Cu, Ni, Mg, REM, Ca 및 Zr은, 필수 원소는 아니며, 강판에 소정량을 한도로 적절하게 함유되어 있어도 되는 임의 원소이다.

「Cr: 0 내지 1.0％」

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

「B: 0 내지 0.10％」

B는, ?칭성을 높여, 경질 상인 저온 변태 생성 상의 조직 분율을 증가시킨다. B가 포함되어 있지 않아도 소기의 목적은 달성되지만, 이 효과를 충분히 얻기 위해, B 함유량은 바람직하게는 0.0005％ 이상으로 한다. 한편, B 함유량이 0.10％ 초과이면, 상기 효과가 포화되어 경제성이 저하된다. 이 때문에, B 함유량은 0.10％ 이하로 한다.

「Mo: 0 내지 1.0％」

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

「Cu: 0 내지 2.0％」

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

「Ni: 0 내지 2.0％」

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

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

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

「금속 조직」

다음으로, 본 발명의 실시 형태에 관한 강판의 조직(금속 조직)에 대해 설명한다. 이하의 설명에 있어서, 각 조직의 비율(면적률)의 단위인 「％」는, 특별히 정함이 없는 한 「면적％」를 의미한다. 본 실시 형태에 관한 강판은, 페라이트: 5 내지 95％, 또한 베이나이트: 5 내지 95％로 나타내어지는 조직을 갖는다.

「페라이트: 5 내지 95％」

페라이트의 면적률이 5％ 미만이면, 연성이 떨어져, 일반적으로 자동차용 부재 등에서 요구되는 특성의 확보가 곤란해진다. 이 때문에, 페라이트의 면적률은 5％ 이상으로 한다. 한편, 페라이트의 면적률이 95％ 초과이면, 신장 플랜지성이 떨어지거나, 충분한 강도를 얻는 것이 곤란해지거나 한다. 이 때문에, 페라이트의 면적률은 95％ 이하로 한다.

「베이나이트: 5 내지 95％」

베이나이트의 면적률이 5％ 미만이면, 신장 플랜지성이 떨어진다. 이 때문에, 베이나이트의 면적률은 5％ 이상으로 한다. 한편, 베이나이트의 면적률이 95％ 초과이면, 연성이 떨어진다. 이 때문에, 베이나이트의 면적률은 95％ 이하로 한다.

강판의 조직에, 예를 들어 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 펄라이트 등이 포함되어도 된다. 페라이트 및 베이나이트 이외의 조직의 면적률이 합계로 10％ 초과이면, 신장 플랜지성의 열화가 우려된다. 이 때문에, 페라이트 및 베이나이트 이외의 조직의 면적률은, 바람직하게는 합계로 10％ 이하로 한다. 바꾸어 말하면, 페라이트 및 베이나이트의 면적률은, 바람직하게는 합계로 90％ 이상으로 하고, 더 바람직하게는 100％로 한다.

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

본 실시 형태에 관한 강판에서는, 방위 차가 15°이상인 입계에 의해 둘러싸이고, 또한 원 상당 직경이 0.3㎛ 이상인 영역을 결정립이라고 정의한 경우에, 입내 방위 차가 5∼14°인 결정립의 총 결정립에 차지하는 비율이 면적률로 20 내지 100％이다. 입내의 방위 차는, 결정 방위 해석에 많이 사용되는 전자 빔 후방 산란 회절 패턴 해석(electron back scattering diffraction: EBSD)법을 사용하여 구해진다. 입내의 방위 차는, 조직에 있어서, 방위 차가 15°이상인 경계를 입계로 하고, 이 입계에 의해 둘러싸이는 영역을 결정립이라고 정의한 경우의 값이다.

입내의 방위 차가 5∼14°인 결정립은, 강도와 가공성의 밸런스가 우수한 강판을 얻기 위해 유효하다. 입내의 방위 차가 5∼14°인 결정립의 비율을 많게 함으로써, 원하는 강판 강도를 유지하면서, 신장 플랜지성을 향상시킬 수 있다. 입내 방위 차가 5∼14°인 결정립의 총 결정립에 차지하는 비율이 면적률로 20％ 이상이면, 원하는 강판 강도와 신장 플랜지성이 얻어진다. 입내의 방위 차가 5∼14°인 결정립의 비율은, 높아도 상관없기 때문에, 그 상한은 100％이다.

후술하는 바와 같이, 마무리 압연의 후단 3단의 누적 변형을 제어하면, 페라이트나 베이나이트의 입내에 결정 방위 차가 발생한다. 이 원인을 이하와 같이 생각한다. 누적 변형을 제어함으로써, 오스테나이트 중의 전위가 증가하여, 오스테나이트립 내에 고밀도로 전위 벽이 생겨, 몇 개의 셀 블록이 형성된다. 이들 셀 블록은, 상이한 결정 방위를 갖는다. 이와 같이 높은 전위 밀도로, 또한 상이한 결정 방위의 셀 블록이 포함되는 오스테나이트로부터 변태됨으로써, 페라이트나 베이나이트도, 동일한 입내라도, 결정 방위 차가 있고, 또한 전위 밀도도 높아지는 것이라고 생각된다. 따라서, 입내의 결정 방위 차는, 그 결정립에 포함되는 전위 밀도와 상관이 있다고 생각된다. 일반적으로, 입내의 전위 밀도의 증가는, 강도의 향상을 불러오는 한편, 가공성을 저하시킨다. 그러나 입내의 방위 차가 5∼14°로 제어된 결정립에서는, 가공성을 저하시키는 일 없이 강도를 향상시킬 수 있다. 그 때문에, 본 실시 형태에 관한 강판에서는, 입내의 방위 차가 5∼14°인 결정립의 비율을 20％ 이상으로 한다. 입내의 방위 차가 5°미만인 결정립은, 가공성이 우수하지만 고강도화가 곤란하다. 입내의 방위 차가 14°초과인 결정립은, 결정립 내에서 변형능이 상이하므로, 신장 플랜지성의 향상에 기여하지 않는다.

입내의 방위 차가 5∼14°인 결정립의 비율은, 이하의 방법으로 측정할 수 있다. 먼저, 강판 표면으로부터 판 두께 t의 1/4 깊이 위치(1/4t부)의 압연 방향 수직 단면에 대해, 압연 방향으로 200㎛, 압연면 법선 방향으로 100㎛의 영역을 0.2㎛의 측정 간격으로 EBSD 해석하여 결정 방위 정보를 얻는다. 여기서 EBSD 해석은, 서멀 전계 방사형 주사 전자 현미경(JEOL 제조 JSM-7001F)과 EBSD 검출기(TSL 제조 HIKARI 검출기)로 구성된 장치를 사용하여, 200 내지 300점/초의 해석 속도로 실시한다. 다음으로, 얻어진 결정 방위 정보에 대해, 방위 차 15°이상 또한 원 상당 직경으로 0.3㎛ 이상의 영역을 결정립이라고 정의하여, 결정립의 입내의 평균 방위 차를 계산하고, 입내의 방위 차가 5∼14°인 결정립의 비율을 구한다. 상기에서 정의한 결정립이나 입내의 평균 방위 차는, EBSD 해석 장치에 부속된 소프트웨어 「OIM Analysis(등록상표)」를 사용하여 산출할 수 있다.

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

본 실시 형태에 관한 강판에 있어서, 페라이트나 베이나이트 등의 광학 현미경 조직에서 관찰되는 각 조직의 면적률과, 입내의 방위 차가 5∼14°인 결정립의 비율은, 직접 관계되는 것은 아니다. 바꾸어 말하면, 예를 들어 동일한 페라이트의 면적률 및 베이나이트의 면적률을 갖는 강판이 있다고 해도, 입내의 방위 차가 5∼14°인 결정립의 비율이 동일하다고 할 수는 없다. 따라서, 페라이트의 면적률 및 베이나이트의 면적률을 제어하는 것만으로는, 본 실시 형태에 관한 강판에 상당하는 특성을 얻을 수는 없다.

본 실시 형태에 관한 강판에서는, 결정립 내에 최대경이 8㎚ 이하인 석출물 또는 클러스터가, 1×10¹⁶ 내지 1×10¹⁹개/㎤의 개수 밀도로 분산된 경질 결정립 A와, 결정립 내에 최대경이 8㎚ 이하인 석출물 또는 클러스터가, 1×10¹⁵개/㎤ 이하의 개수 밀도로 분산된 연질 결정립 B를 포함하고, 경질 결정립 A의 체적％/(경질 결정립 A의 체적％＋연질 결정립 B의 체적％)가 0.1 내지 0.9이다. 또한, 경질 결정립 A의 체적％ 및 연질 결정립 B의 체적％는, 바람직하게는 합계로 70％ 이상으로 하고, 더 바람직하게는 80％ 이상으로 한다. 바꾸어 말하면, 1×10¹⁵개/㎤ 초과 1×10¹⁶개/㎤ 미만의 개수 밀도로 분산된 결정립의 체적％가 30％ 초과이면, 본 실시 형태에 관한 강판에 상당하는 특성을 얻기 어려운 경우가 있다. 따라서, 1×10¹⁵개/㎤ 초과 1×10¹⁶개/㎤ 미만의 개수 밀도로 분산된 결정립의 체적％는, 바람직하게는 30％ 이하로 하고, 더 바람직하게는 20％ 이하로 한다.

경질 결정립 A 및 연질 결정립 B에 있어서의 「석출물 또는 클러스터」의 크기는, 후술하는 측정 방법에 의해 복수의 석출물에 대해 각각 최대경을 측정하고, 그 평균값을 구함으로써 얻어진 값이다. 석출물의 최대경이라 함은, 석출물 또는 클러스터가 구상인 경우는 직경이고, 판상인 경우는 대각 길이라고 정의한다.

결정립 내의 석출물 또는 클러스터는, 강판의 강화 향상에 기여한다. 그러나 석출물의 최대경이 8㎚를 초과하면, 강판의 가공 시에 페라이트 조직 중의 석출물에 변형이 집중되어, 보이드의 발생원이 되어 연성이 떨어질 가능성이 높아지기 때문에, 바람직하지 않다. 석출물의 최대경 하한은, 특별히 한정할 필요는 없지만, 결정립 내에서의 전위의 피닝력에 의한 강판 강도의 향상 효과를 안정적으로 충분히 발휘시키기 위해서는, 0.2㎚ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

본 실시 형태에 있어서의 석출물 또는 클러스터는, Ti, Nb, Mo 및 V로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 석출물 형성 원소의 탄화물, 질화물, 또는 탄질화물로 형성되어 있는 것이 바람직하다. 여기서 탄질화물이라 함은, 탄화물 중에 질소가 혼입된 탄화물과, 탄화물의 복합 석출물을 의미한다. 또한, 본 실시 형태에서는, 상기 석출물 형성 원소의 탄화물, 질화물, 또는 탄질화물 이외의 그 밖의 석출물을, 본 실시 형태에 관한 강판에 상당하는 특성을 저해하지 않는 범위에서 함유하는 것이 허용된다.

본 실시 형태에 관한 강판에서는, 목적으로 하는 강판의 인장 강도 및 연성을 모두 높이기 위해, 경질 결정립 A 및 연질 결정립 B의 결정립 중의 석출물 또는 클러스터의 개수 밀도를 이하의 메커니즘에 기초하여 한정한다.

경질 결정립 A 및 연질 결정립 B 모두, 결정립 내의 석출물의 개수 밀도가 높아질수록, 각 결정립의 경도가 증가하는 것이라고 생각된다. 반대로, 경질 결정립 A 및 연질 결정립 B 모두, 결정립 내의 석출 탄화물의 개수 밀도가 낮아질수록, 각 결정립의 경도가 작아지는 것이라고 생각된다. 이 경우, 각 결정립의 연신율(전연신율, 균일 연신율)은 상승하지만, 강도에의 기여는 작아진다.

경질 결정립 A와 연질 결정립 B의 결정립 내의 석출물의 개수 밀도가 거의 동일하면, 인장 강도에 대한 연신율이 작아져, 충분한 강도 연성 밸런스(YP×El)가 얻어지지 않는다. 한편, 경질 결정립 A와 연질 결정립 B에 있어서의 결정립 내의 석출물의 개수 밀도 차가 큰 경우, 인장 강도에 대한 연신율이 커져, 양호한 강도 연성 밸런스가 얻어진다. 경질 결정립 A는, 주로 강도를 높이는 작용을 담당한다. 연질 결정립 B는, 주로 연성을 높이는 작용을 담당한다. 본 발명자들은, 강도 연성 밸런스(YP×El)가 양호한 강판을 얻기 위해서는, 경질 결정립 A 중의 석출물의 개수 밀도를 1×10¹⁶ 내지 1×10¹⁹개/㎤로 하고, 연질 결정립 B 중의 석출물의 개수 밀도를 1×10¹⁵개/㎤ 이하로 할 필요가 있음을 실험적으로 알아냈다.

경질 결정립 A의 석출물의 개수 밀도가 1×10¹⁶개/㎤ 미만이면, 강판의 강도가 불충분해져, 강도 연성 밸런스가 충분히 얻어지지 않는다. 또한, 경질 결정립 A의 석출물의 개수 밀도가 1×10¹⁹개/㎤를 초과하면, 경질 결정립 A에 의한 강판의 강도 향상 효과가 포화되어, 석출물 형성 원소의 첨가량에 의한 비용 증가의 원인이 되거나, 페라이트나 베이나이트의 인성이 떨어져 신장 플랜지성이 떨어지거나 한다.

연질 결정립 B의 석출물의 개수 밀도가 1×10¹⁵개/㎤를 초과하면, 강판의 연성이 불충분해져, 강도 연성 밸런스가 충분히 얻어지지 않는다. 이상의 이유로부터, 본 실시 형태에서는, 경질 결정립 A의 석출물의 개수 밀도를 1×10¹⁶ 내지 1×10¹⁹개/㎤로 하고, 연질 결정립 B의 석출물의 개수 밀도를 1×10¹⁵개/㎤ 이하로 한다.

본 실시 형태에 있어서의 조직은, 강판 조직의 총 체적에 차지하는 경질 결정립 A의 체적％의 비{경질 결정립 A의 체적％/(경질 결정립 A의 체적％＋연질 결정립 B의 체적％)」}가 0.1 내지 0.9의 범위이다. 강판 조직의 총 체적에 차지하는 경질 결정립 A의 체적％를 0.1 내지 0.9로 함으로써, 목표로 하는 강판의 강도 연성 밸런스가 안정적으로 얻어진다. 강판 조직의 총 체적에 차지하는 경질 결정립 A의 체적％의 비가 0.1 미만이면, 강판의 강도가 저하되어, 인장 강도 480㎫ 이상의 강도를 확보하는 것이 곤란해진다. 경질 결정립 A의 체적％의 비가 0.9를 초과하면, 강판의 연성이 부족하다.

또한, 본 실시 형태에 관한 강판에 있어서, 조직이 경질 결정립 A 또는 연질 결정립 B인 것과, 베이나이트 또는 페라이트인 것은, 대응되어 있는 것은 아니다. 예를 들어, 본 실시 형태에 관한 강판이 열연 강판인 경우, 경질 결정립 A가 주로 베이나이트이고, 연질 결정립 B가 주로 페라이트인 것으로 되기 쉽다. 그러나 열연 강판의 경질 결정립 A에 페라이트가 많이 포함되어 있어도 되고, 연질 결정립 B에 베이나이트가 많이 포함되어 있어도 된다. 조직 중의 베이나이트 또는 페라이트의 면적률 및 경질 결정립 A와 연질 결정립 B의 비율은, 어닐링 등에 의해 조정할 수 있다.

본 실시 형태에 관한 강판의 조직에 있어서의 결정립 내의 석출물 또는 클러스터의 최대경, 및 최대경이 8㎚ 이하인 석출물 또는 클러스터의 개수 밀도는, 이하의 방법을 사용하여 측정할 수 있다.

결정립 내의 최대경이 8㎚ 이하인 석출물은, 조직 중의 결함 밀도에도 의존하지만, 일반적으로 투과형 전자 현미경(TEM)에 의한 관찰로 그 정량을 하기는 어렵다. 이 때문에, 최대경이 8㎚ 이하인 석출물을 관찰하는 데 적합한 3차원 아톰 프로브(3D-AP)법을 사용하여 결정립 내의 석출물의 최대경 및 개수 밀도를 측정하는 것이 바람직하다. 또한, 석출물 중에서도, 더 사이즈가 작은 클러스터의 최대경과 개수 밀도를 고정밀도로 측정하기 위해서는 3D-AP에 의한 관찰법이 바람직하다.

결정립 내의 석출물 또는 클러스터의 최대경 및 개수 밀도는, 3D-AP에 의한 관찰법을 사용하여, 예를 들어 이하와 같이 하여 측정할 수 있다. 우선, 측정 대상이 되는 강판으로부터 0.3㎜×0.3㎜×10㎜의 봉상 시료를 잘라내고, 전해 연마법에 의해 침상 가공하여, 시료로 한다. 이 시료를 사용하여, 결정립 내의 임의 방향으로 3D-AP에 의해 50만 원자 이상의 측정을 행하고, 3차원 맵에 의해 가시화하여 정량 해석한다. 이러한 임의 방향의 측정을, 상이한 결정립 10개 이상에 대해 행하여, 각 결정립에 포함되는 석출물의 최대경과, 최대경이 8㎚ 이하인 석출물의 개수 밀도(관찰 영역의 체적당 석출물의 개수)를 평균값으로서 구한다. 결정립 내의 석출물의 최대경에 대해서는, 형상이 명확한 석출물에 대해, 봉상인 것은 봉의 길이, 판상인 것은 대각 길이, 구형인 것은 직경으로 한다. 석출물 중, 특히 사이즈가 작은 클러스터는, 그 형상이 명확하지 않은 경우가 많기 때문에, 전계 이온 현미경(FIM)의 전해 증발을 이용한 정밀한 사이즈 측정법 등에 의해, 석출물 및 클러스터의 최대경을 결정하는 것이 바람직하다.

이상의 임의 결정립, 임의 방향의 측정 결과로부터, 각 결정립 내의 석출물의 석출 상태를 알 수 있어, 석출물의 석출 상태가 상이한 결정립의 구별과, 이들의 체적 비율을 알 수 있다.

또한, 상기한 측정법 외에도, 더욱 넓은 시야가 가능해지는, 전계 이온 현미경(FIM)법을 조합하여 사용하는 것도 가능하다. FIM은, 침상으로 한 시료에 높은 전압을 인가하고, 불활성 가스를 도입함으로써, 표면의 전계 분포를 2차원적으로 보이게 하는 방법이다. 일반적으로, 철강 재료 중의 석출물은, 페라이트 매트릭스보다 밝거나, 또는 어두운 콘트라스트를 부여한다. 특정한 원자면의 전계 증발을 1원자면씩 행하여, 석출물의 콘트라스트의 발생 소멸을 관찰함으로써, 석출물의 깊이 방향의 사이즈를 고정밀도로 어림할 수 있다.

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

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

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

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

본 실시 형태에 관한 강판에 의하면, 10000㎫·％ 이상의 항복 응력과 연성의 곱이 얻어진다. 즉, 우수한 강도 연성 밸런스를 얻을 수 있다.

다음으로, 본 발명의 실시 형태에 관한 강판을 제조하는 방법에 대해 설명한다. 이 방법에서는, 열간 압연, 제1 냉각 및 제2 냉각을 이 순서로 행한다.

「열간 압연」

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

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

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

조압연에 의해 조바아가 얻어진다. 그 후, 마무리 압연에 의해 열연 강판이 얻어진다. 입내의 방위 차가 5∼14°인 결정립의 비율을 20％ 이상으로 하기 위해, 마무리 압연에 있어서 후단 3단(최종 3패스)에서의 누적 변형을 0.5 내지 0.6으로 한 후, 후술하는 냉각을 행한다. 이것은, 이하에 설명하는 이유 때문이다. 입내의 방위 차가 5∼14°인 결정립은, 비교적 저온에서 파라 평형 상태에서 변태됨으로써 생성된다. 이 때문에, 열간 압연에 있어서 변태 전의 오스테나이트의 전위 밀도를 어느 범위로 한정함과 함께, 그 후의 냉각 속도를 어느 범위로 한정함으로써, 입내의 방위 차가 5∼14°인 결정립의 생성을 제어할 수 있다.

즉, 마무리 압연의 후단 3단에서의 누적 변형 및 그 후의 냉각을 제어함으로써, 입내의 방위 차가 5∼14°인 결정립의 핵 생성 빈도 및 그 후의 성장 속도를 제어할 수 있다. 그 결과, 냉각 후에 얻어지는 강판에 있어서의 입내의 방위 차가 5∼14°인 결정립의 면적률을 제어할 수 있다. 더 구체적으로는, 마무리 압연에 의해 도입되는 오스테나이트의 전위 밀도가 주로 핵 생성 빈도에 관계되고, 압연 후의 냉각 속도가 주로 성장 속도에 관계된다.

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

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

여기서,

εi(t, T)＝εi0/exp {(t/τR)^2/3},

τR＝τ0·exp(Q/RT),

τ0＝8.46×10^-9,

Q＝183200J,

R＝8.314J/K·mol이고,

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

압연 종료 온도를 Ar³℃ 미만으로 하면, 변태 전의 오스테나이트의 전위 밀도가 과도하게 높아져, 입내의 방위 차가 5∼14°인 결정립을 20％ 이상으로 하는 것이 곤란해진다. 이 때문에, 마무리 압연의 종료 온도는 Ar₃℃ 이상으로 한다.

마무리 압연은, 복수의 압연기를 직선적으로 배치하고, 1방향으로 연속 압연하여 소정의 두께를 얻는 탠덤 압연기를 사용하여 행하는 것이 바람직하다. 또한, 탠덤 압연기를 사용하여 마무리 압연을 행하는 경우, 압연기와 압연기 사이에서 냉각(스탠드간 냉각)을 행하여, 마무리 압연 중의 강판 온도가 Ar₃℃ 이상 내지 Ar₃＋150℃ 이하의 범위가 되도록 제어한다. 마무리 압연 시의 강판의 최고 온도가 Ar₃＋150℃를 초과하면, 입경이 지나치게 커지기 때문에 인성이 떨어질 것이 우려된다.

상기한 바와 같은 조건의 열간 압연을 행함으로써, 변태 전의 오스테나이트의 전위 밀도 범위를 한정하여, 입내의 방위 차가 5∼14°인 결정립을 원하는 비율로 얻을 수 있다.

Ar₃은, 강판의 화학 성분에 기초하여, 압하에 의한 변태점에의 영향을 고려한 하기 식 (3)으로 산출한다.

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

「제1 냉각, 제2 냉각」

열간 압연 후, 열연 강판의 제1 냉각 및 제2 냉각을 이 순서로 행한다. 제1 냉각에서는, 10℃/s 이상의 냉각 속도로 600 내지 750℃의 제1 온도 영역까지 열연 강판을 냉각한다. 제2 냉각에서는, 30℃/s 이상의 냉각 속도로 450 내지 650℃의 제2 온도 영역까지 열연 강판을 냉각한다. 제1 냉각과 제2 냉각 사이에는, 제1 온도 영역에 열연 강판을 1 내지 10초간 유지한다. 제2 냉각 후에는 열연 강판을 공랭하는 것이 바람직하다.

제1 냉각의 냉각 속도가 10℃/s 미만이면 입내의 결정 방위 차가 5∼14°인 결정립의 비율이 부족하다. 또한, 제1 냉각의 냉각 정지 온도가 600℃ 미만이면, 면적률로 5％ 이상의 페라이트를 얻는 것이 곤란해지는 동시에, 입내의 결정 방위 차가 5∼14°인 결정립의 비율이 부족하다. 또한, 제1 냉각의 냉각 정지 온도가 750℃ 초과이면, 면적률로 5％ 이상의 베이나이트를 얻는 것이 곤란해지는 동시에, 입내의 결정 방위 차가 5∼14°인 결정립의 비율이 부족하다.

600 내지 750℃에서의 유지 시간이 10초를 초과하면, 버링성에 유해한 시멘타이트가 생성되기 쉬워진다. 또한, 600 내지 750℃에서의 유지 시간이 10초를 초과하면, 면적률로 5％ 이상의 베이나이트를 얻는 것이 곤란해지는 경우가 많고, 또한 입내의 결정 방위 차가 5∼14°인 결정립의 비율이 부족하다. 600 내지 750℃에서의 유지 시간이 1초 미만이면, 페라이트를 면적률로 5％ 이상 얻는 것이 곤란해지는 동시에, 입내의 결정 방위 차가 5∼14°인 결정립의 비율이 부족하다.

제2 냉각의 냉각 속도가 30℃/s 미만이면, 버링성에 유해한 시멘타이트가 생성되기 쉬워지는 동시에, 입내의 결정 방위 차가 5∼14°인 결정립의 비율이 부족하다. 제2 냉각의 냉각 정지 온도가 450℃ 미만이거나, 650℃ 초과이거나 하면, 입내의 방위 차가 5∼14°인 결정립의 비율이 부족하다.

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

제1 냉각의 냉각 정지 온도와 제2 냉각의 냉각 정지 온도의 온도 차를, 30 내지 250℃로 하는 것이 유효하다. 제1 냉각의 냉각 정지 온도와 제2 냉각의 냉각 정지 온도의 온도 차가 30℃ 미만이면, 강판 조직의 총 체적에 차지하는 경질 결정립 A의 체적％{경질 결정립 A의 체적％/(경질 결정립 A의 체적％＋연질 결정립 B의 체적％)}가 0.1 미만이 된다. 이 때문에, 제1 냉각의 냉각 정지 온도와 제2 냉각의 냉각 정지 온도의 온도 차는 30℃ 이상으로 하고, 바람직하게는 40℃ 이상으로 하고, 더 바람직하게는 50℃ 이상으로 한다. 제1 냉각의 냉각 정지 온도와 제2 냉각의 냉각 정지 온도의 온도 차가 250℃를 초과하면, 강판 조직의 총 체적에 차지하는 경질 결정립 A의 체적％가 0.9 초과가 된다. 이 때문에, 제1 냉각의 냉각 정지 온도와 제2 냉각의 냉각 정지 온도의 온도 차는 250℃ 이하로 하고, 바람직하게는 230℃ 이하로 하고, 더 바람직하게는 220℃ 이하로 한다.

또한, 제1 냉각의 냉각 정지 온도와 제2 냉각의 냉각 정지 온도의 온도 차를, 30 내지 250℃로 함으로써, 조직이, 결정립 내에 최대경이 8㎚ 이하인 석출물 또는 클러스터가 1×10¹⁶ 내지 1×10¹⁹개/㎤의 개수 밀도로 분산된 경질 결정립 A와, 결정립 내에 최대경이 8㎚ 이하인 석출물 또는 클러스터가 1×10¹⁵개/㎤ 이하의 개수 밀도로 분산된 연질 결정립 B를 포함하는 것이 된다.

이와 같이 하여 본 실시 형태에 관한 강판을 얻을 수 있다.

상술한 제조 방법에서는, 열간 압연의 조건을 제어함으로써, 오스테나이트에 가공 전위를 도입한다. 그렇게 한 후, 냉각 조건을 제어함으로써, 도입된 가공 전위를 적절하게 남기는 것이 중요하다. 즉, 열간 압연의 조건 또는 냉각의 조건을 단독으로 제어하였다고 해도, 본 실시 형태에 관한 강판을 얻을 수는 없어, 열간 압연 및 냉각의 조건 양쪽을 적절하게 제어하는 것이 중요하다. 상기 이외의 조건에 대해서는, 예를 들어 제2 냉각 후에 공지의 방법으로 권취하는 등, 공지의 방법을 사용하면 되고, 특별히 한정되지 않는다. 또한, 석출시키는 온도 영역을 나눔으로써, 상술한 경질 결정립 A와 연질 결정립 B를 분산시킬 수 있다.

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

냉간 압연에서는, 압하율을 90％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 냉간 압연에 있어서의 압하율이 90％를 초과하면, 연성이 저하되는 경우가 있다. 이것은, 냉간 압연에 의해 경질 결정립 A 및 연질 결정립 B가 크게 찌부러져, 냉간 압연 후의 어닐링 시의 재결정립이, 열간 압연 후에 경질 결정립 A 및 연질 결정립 B였던 부분의 양자를 잠식하여, 2종의 경도를 갖는 결정립이 아니게 되어 버리기 때문이라고 생각된다. 냉간 압연을 행하지 않아도 되고, 냉간 압연에 있어서의 압하율의 하한은 0％이다. 상기한 바와 같이, 열연 원판 상태 그대로, 우수한 성형성을 갖는다. 한편, 냉간 압연에 의해 도입된 전위 상에, 고용 상태 그대로 Ti, Nb, Mo 등이 모여, 석출됨으로써, 항복점(YP)이나 인장 강도(TS)를 향상시킬 수 있다. 따라서, 강도의 조정을 위해 냉간 압연을 사용할 수 있다. 냉간 압연에 의해 냉연 강판이 얻어진다.

냉간 압연 후의 열처리(어닐링)의 온도는 840℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 어닐링 시에는, 열간 압연의 단계에서 완전히 석출되지 않은 Ti나 Nb가 석출되는 것에 의한 강화, 전위의 회복, 석출물의 조대화에 의한 연질화 등의 복잡한 현상이 발생한다. 어닐링 온도가 840℃를 초과하면, 석출물의 조대화 효과가 커, 최대경이 8㎚ 이하인 석출물이 적어지는 동시에, 입내의 결정 방위 차가 5∼14°인 결정립의 비율이 부족하다. 어닐링 온도는, 보다 바람직하게는 820℃ 이하로 하고, 더욱 바람직하게는 800℃ 이하로 한다. 어닐링 온도의 하한은 특별히 설정하지 않는다. 상술한 바와 같이, 어닐링을 행하지 않은 열연 원판 상태 그대로, 우수한 성형성을 갖기 때문이다.

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

용융 도금 강판이나 합금화 용융 도금 강판은, 전술한 본 실시 형태에 관한 강판에 대해 용융 도금 또는 합금화 용융 도금을 실시함으로써 제조된다. 여기서, 합금화 용융 도금이라 함은, 용융 도금을 실시하여 표면에 용융 도금층을 형성하고, 이어서 합금화 처리를 실시하여 용융 도금층을 합금화 용융 도금층으로 하는 것을 말한다. 도금을 실시하는 강판은 열연 강판이어도 되고, 열연 강판에 냉간 압연과 어닐링을 실시한 강판이어도 된다. 용융 도금 강판이나 합금화 용융 도금 강판은, 본 실시 형태에 관한 강판을 갖고, 또한 표면에 용융 도금층이나 합금화 용융 도금층이 형성되어 있으므로, 본 실시 형태에 관한 강판의 작용 효과와 함께, 우수한 방청성을 달성할 수 있다. 도금을 실시하기 전에, 프리 도금으로서, Ni 등을 표면에 형성해도 된다.

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

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

또한, 상기 실시 형태는, 모두 본 발명을 실시함에 있어서의 구체화의 예를 나타낸 것에 불과하며, 이들에 의해 본 발명의 기술적 범위가 한정적으로 해석되어는 안 되는 것이다. 즉, 본 발명은 그 기술 사상, 또는 그 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 위해 채용한 일 조건예이며, 본 발명은 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은, 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.

표 1 및 표 2에 나타내는 화학 조성을 갖는 강을 용제하여 강편을 제조하고, 얻어진 강편을 표 3 및 표 4에 나타내는 가열 온도로 가열하여, 열간에서 조압연을 행하고, 계속해서 표 3 및 표 4에 나타내는 조건에서 마무리 압연을 행하였다. 마무리 압연 후의 열연 강판의 판 두께는, 2.2 내지 3.4㎜였다. 표 1 및 표 2의 공란은, 분석값이 검출 한계 미만인 것을 의미한다. 표 1 및 표 2 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타내고, 표 4 중의 밑줄은, 본 발명의 강판의 제조에 적합한 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다.

Ar₃(℃)은 표 1 및 표 2에 나타낸 성분으로부터 식(3)을 사용하여 구하였다.

마무리 3단의 누적 변형은 식(2)로부터 구하였다.

여기서,

εi(t, T)＝εi0/exp {(t/τR)^2/3},

τR＝τ0·exp(Q/RT),

τ0＝8.46×10^-9,

Q＝183200J,

R＝8.314J/K·mol이고,

이어서, 표 5 및 표 6에 나타내는 조건에서 제1 냉각, 제1 온도 영역에서의 유지, 제2 냉각을 행하여, 시험 No.1 내지 44의 열연 강판을 얻었다.

시험 No.21의 열연 강판에는, 표 5에 나타내는 압하율로 냉간 압연을 실시하고, 표 5에 나타내는 열처리 온도에서 열처리를 실시한 후, 용융 아연 도금층을 형성하고, 또한 합금화 처리를 행하여, 표면에 합금화 용융 아연 도금층(GA)을 형성하였다. 시험 No.18 내지 20, 44의 열연 강판에는, 표 5 및 표 6에 나타내는 열처리 온도에서 열처리를 실시하였다. 시험 No.18 내지 20의 열연 강판은, 열처리를 실시한 후, 표면에 용융 아연 도금층(GI)을 형성하였다. 표 6 중의 밑줄은, 본 발명의 강판의 제조에 적합한 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다.

그리고, 각 강판(시험 No.1 내지 17, 22 내지 43의 열연 강판, 열처리를 실시한 시험 No.18 내지 20, 44의 열연 강판, 열처리를 실시한 시험 No.21의 냉연 강판)에 대해, 이하에 나타내는 방법에 의해, 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 펄라이트의 조직 분율(면적률) 및 입내의 방위 차가 5∼14°인 결정립의 비율을 구하였다. 그 결과를 표 7 및 표 8에 나타낸다. 마르텐사이트 및/또는 펄라이트가 포함되는 경우, 표 중의 「베이나이트 면적률」의 란에 괄호를 붙여 기재하였다. 표 8 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다.

「페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 펄라이트의 조직 분율(면적률)」

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

「입내의 방위 차가 5∼14°인 결정립의 비율」

강판 표면으로부터 판 두께 t의 1/4 깊이 위치(1/4t부)의 압연 방향 수직 단면에 대해, 압연 방향으로 200㎛, 압연면 법선 방향으로 100㎛의 영역을 0.2㎛의 측정 간격으로 EBSD 해석하여 결정 방위 정보를 얻었다. 여기서, EBSD 해석은, 서멀 전계 방사형 주사 전자 현미경(JEOL 제조 JSM-7001F)과 EBSD 검출기(TSL 제조 HIKARI 검출기)로 구성된 장치를 사용하여, 200 내지 300점/초의 해석 속도로 실시하였다. 다음으로, 얻어진 결정 방위 정보에 대해, 방위 차 15°이상, 또한 원 상당 직경으로 0.3㎛ 이상의 영역을 결정립이라고 정의하고, 결정립의 입내의 평균 방위 차를 계산하여, 입내의 방위 차가 5∼14°인 결정립의 비율을 구하였다. 상기에서 정의한 결정립이나 입내의 평균 방위 차는, EBSD 해석 장치에 부속된 소프트웨어 「OIM Analysis(등록상표)」를 사용하여 산출하였다.

각 강판(시험 No.1 내지 17, 22 내지 43의 열연 강판, 열처리를 실시한 시험 No.18 내지 20, 44의 열연 강판, 열처리를 실시한 시험 No.21의 냉연 강판)에 대해, 이하에 나타내는 방법에 의해,

결정립 내의 석출물 또는 클러스터의 최대경과, 최대경이 8㎚ 이하인 석출물 또는 클러스터의 개수 밀도를 측정하였다. 또한, 얻어진 측정값을 사용하여, 경질 결정립 A의 체적％와 연질 결정립 B의 체적％를 산출하고, 경질 결정립 A의 체적％/(경질 결정립 A의 체적％＋연질 결정립 B의 체적％) {체적 비율A/(A＋B)}를 구하였다. 그 결과를 표 7 및 표 8에 나타낸다.

「결정립 내의 석출물 또는 클러스터의 최대경, 및 최대경이 8㎚ 이하인 석출물 또는 클러스터의 개수 밀도의 측정」

결정립 내의 석출물 또는 클러스터의 최대경 및 개수 밀도는, 3D-AP에 의한 관찰법을 이용하여, 이하와 같이 하여 측정하였다. 측정 대상이 되는 강판으로부터 0.3㎜×0.3㎜×10㎜의 봉상 시료를 잘라내고, 전해 연마법에 의해 침상 가공하여, 시료로 하였다. 이 시료를 사용하여, 결정립 내의 임의 방향으로 3D-AP에 의해 50만 원자 이상의 측정을 행하고, 3차원 맵에 의해 가시화하여 정량 해석하였다. 이러한 임의 방향의 측정을, 상이한 결정립 10개 이상에 대해 행하고, 각 결정립에 포함되는 석출물의 최대경과, 최대경이 8㎚ 이하인 석출물의 개수 밀도(관찰 영역의 체적당 석출물의 개수)를 평균값으로서 구하였다. 결정립 내의 석출물의 최대경에 대해서는, 형상이 명확한 석출물에 대해, 봉상인 것은 봉의 길이, 판상인 것은 대각 길이, 구형인 것은 직경으로 하였다. 석출물 중, 특히 사이즈가 작은 클러스터는, 그 형상이 명확하지 않은 경우가 많기 때문에, 전계 이온 현미경(FIM)의 전해 증발을 이용한 정밀한 사이즈 측정법에 의해, 석출물 및 클러스터의 최대경을 결정하였다.

또한, 상기한 측정법 외에도, 더 넓은 시야가 가능해지는, 전계 이온 현미경(FIM)법을 조합하여 사용하였다. FIM은, 침상으로 한 시료에 높은 전압을 인가하고, 불활성 가스를 도입함으로써, 표면의 전계 분포를 2차원적으로 보이게 하는 방법이다. 페라이트 매트릭스보다 밝거나, 또는 어두운 콘트라스트를 석출물로 하였다. 특정한 원자면의 전계 증발을 1원자면씩 행하여, 석출물의 콘트라스트의 발생 소멸을 관찰함으로써, 석출물의 깊이 방향의 사이즈를 어림하였다.

시험 No.1 내지 17, 22 내지 43의 열연 강판, 열처리를 실시한 시험 No.18 내지 20, 44의 열연 강판, 열처리를 실시한 시험 No.21의 냉연 강판에 대해, 인장 시험에 있어서, 항복 강도와 인장 강도를 구하고, 새들형 신장 플랜지 시험에 의해, 플랜지의 한계 성형 높이를 구하였다. 그리고 인장 강도(㎫)와 한계 성형 높이(㎜)의 곱을 신장 플랜지성의 지표로 하고, 곱이 19500㎜·㎫ 이상인 경우에, 신장 플랜지성이 우수하다고 판단하였다. 또한, 인장 강도(TS)가 480㎫ 이상인 경우에, 고강도라고 판단하였다. 또한, 항복 응력(YP)과 연성(EL)의 곱이 10000㎫·％ 이상인 경우에, 강도 연성 밸런스가 양호하다고 판단하였다. 그것들의 결과를 표 9 및 표 10에 나타낸다. 표 10 중의 밑줄은, 그 수치가 바람직한 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다.

인장 시험은, JIS 5호 인장 시험편을 압연 방향에 대해 직각 방향으로부터 채취하고, 이 시험편을 사용하여, JISZ2241에 준하여 시험을 행하였다.

새들형 신장 플랜지 시험은, 코너의 곡률 반경을 R60㎜, 개방각 θ를 120°로 한 새들형 성형품을 사용하여, 코너부를 펀칭할 때의 클리어런스를 11％로 하여 행하였다. 한계 성형 높이는, 성형 후에 눈으로 보아, 판 두께의 1/3 이상의 길이를 갖는 크랙의 존재 유무를 관찰하고, 크랙이 존재하지 않는 한계의 성형 높이로 하였다.

본 발명예(시험 No.1 내지 21)에서는, 480㎫ 이상의 인장 강도, 19500㎜·㎫ 이상의 인장 강도와 새들형 신장 플랜지 시험에 있어서의 한계 성형 높이의 곱 및 10000㎫·％ 이상의 항복 응력과 연성의 곱이 얻어졌다.

시험 No.22 내지 28은, 화학 성분이 본 발명의 범위 밖인 비교예이다. 시험 No.22 내지 24 및 시험 No.28은, 신장 플랜지성의 지표가 목표값을 만족시키지 않았다. 시험 No.25는, Ti 및 Nb의 합계 함유량이 적기 때문에, 신장 플랜지성 및 항복 응력(YP)과 연성(EL)의 곱이 목표값을 만족시키지 않았다. 시험 No.26은, Ti 및 Nb의 합계 함유량이 많기 때문에, 가공성이 떨어져, 압연 중에 균열이 발생하였다.

시험 No.28 내지 44는, 제조 조건이 바람직한 범위로부터 벗어난 결과, 광학 현미경으로 관찰되는 조직, 입내의 방위 차가 5∼14°인 결정립의 비율, 경질 결정립 A 중의 석출물의 개수 밀도, 연질 결정립 B 중의 석출물의 개수 밀도, 체적 비율 {경질 결정립 A의 체적％/(경질 결정립 A의 체적％＋연질 결정립 B의 체적％)} 중 어느 하나 또는 복수가 본 발명의 범위를 만족시키지 않은 비교예이다. 시험 No.29 내지 41 및 시험 No.44는, 입내의 방위 차가 5∼14°인 결정립의 비율이 적기 때문에, 항복 응력(YP)과 연성(EL)의 곱 및/또는 신장 플랜지성의 지표가 목표값을 만족시키지 않았다. 시험 No.42 내지 43은, 체적 비율 {A/(A＋B)}가 크기 때문에, 항복 응력(YP)과 연성(EL)의 곱 및 신장 플랜지성의 지표가 목표값을 만족시키지 않았다.

본 발명에 따르면, 고강도이며, 연성 및 신장 플랜지성이 양호하고, 높은 항복 응력을 갖는 강판을 제공할 수 있다. 본 발명의 강판은, 고강도이면서 엄격한 신장 플랜지성이 요구되는 부재에의 적용이 가능하다. 본 발명의 강판은, 자동차의 부재의 박육화에 의한 경량화에 적합한 소재이며, 자동차의 연비 향상 등에 기여하기 때문에, 산업상 이용가능성이 높다.

Claims

질량％로,
C: 0.008 내지 0.150％,
Si: 0.01 내지 1.70％,
Mn: 0.60 내지 2.50％,
Al: 0.010 내지 0.60％,
Ti: 0 내지 0.200％,
Nb: 0 내지 0.200％,
Ti＋Nb: 0.015 내지 0.200％,
Cr: 0 내지 1.0％,
B: 0 내지 0.10％,
Mo: 0 내지 1.0％,
Cu: 0 내지 2.0％,
Ni: 0 내지 2.0％,
Mg: 0 내지 0.05％,
REM: 0 내지 0.05％,
Ca: 0 내지 0.05％,
Zr: 0 내지 0.05％,
P: 0.05％ 이하,
S: 0.0200％ 이하,
N: 0.0060％ 이하, 또한
잔부: Fe 및 불순물
로 나타내어지는 화학 조성을 갖고,
면적률로,
페라이트: 5 내지 95％, 또한
베이나이트: 5 내지 95％
로 나타내어지는 조직을 갖고,
방위 차가 15°이상인 입계에 의해 둘러싸이고, 또한 원 상당 직경이 0.3㎛ 이상인 영역을 결정립이라고 정의한 경우에, 입내 방위 차가 5∼14°인 결정립의 총 결정립에 차지하는 비율이 면적률로 20 내지 100％이고,
상기 결정립 내에 최대경이 8㎚ 이하인 석출물 또는 클러스터가, 1×10¹⁶ 내지 1×10¹⁹개/㎤의 개수 밀도로 분산된 경질 결정립 A와, 상기 결정립 내에 최대경이 8㎚ 이하인 석출물 또는 클러스터가, 1×10¹⁵개/㎤ 이하의 개수 밀도로 분산된 연질 결정립 B를 포함하고, 경질 결정립 A의 체적％/(경질 결정립 A의 체적％＋연질 결정립 B의 체적％)가 0.1 내지 0.9인 것을 특징으로 하는, 강판.
제1항에 있어서,
인장 강도가 480㎫ 이상이고,
상기 인장 강도와 새들형 신장 플랜지 시험에 있어서의 한계 성형 높이의 곱이 19500㎜·㎫ 이상이고,
항복 응력과 연성의 곱이 10000㎫·％ 이상인 것을 특징으로 하는, 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 화학 조성이, 질량％로,
Cr: 0.05 내지 1.0％, 및
B: 0.0005 내지 0.10％
로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는, 강판.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 화학 조성이, 질량％로,
Mo: 0.01 내지 1.0％,
Cu: 0.01 내지 2.0％, 및
Ni: 0.01％ 내지 2.0％
로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는, 강판.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 화학 조성이, 질량％로,
Ca: 0.0001 내지 0.05％,
Mg: 0.0001 내지 0.05％,
Zr: 0.0001 내지 0.05％, 및
REM: 0.0001 내지 0.05％
로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는, 강판.
제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 기재된 강판의 표면에, 도금층이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는, 도금 강판.
제6항에 있어서,
상기 도금층이, 용융 아연 도금층인 것을 특징으로 하는, 도금 강판.
제6항에 있어서,
상기 도금층이, 합금화 용융 아연 도금층인 것을 특징으로 하는, 도금 강판.