KR20190131086A - 열간 압연 강판 및 강제 단조 부품, 및 그들의 제조 방법 - Google Patents

열간 압연 강판 및 강제 단조 부품, 및 그들의 제조 방법 Download PDF

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KR20190131086A
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다쓰오 요코이
노부오 요시카와
시게루 요네무라
가즈야 오오쓰카
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닛폰세이테츠 가부시키가이샤
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Abstract

강판의 화학 조성이, 질량%로, C：0.020~0.070%, Si：0.05~1.70%, Mn：0.60~2.50%, Al：0.010~1.000%, N>0~0.0030%, P≤0.050%, S≤0.005%, Ti：0.015~0.170%, Nb：0~0.100%, V：0~0.300%, Cu：0~2.00%, Ni：0~2.00%, Cr：0~2.00%, Mo：0~1.00%, B：0~0.0100%, Mg：0~0.0100%, Ca：0~0.0100%, REM：0~0.1000%, Zr：0~1.000%, Co：0~1.000%, Zn：0~1.000%, W：0~1.000%, Sn：0~0.050%, 잔부：Fe 및 불순물이며, 강판의 금속 조직이, 면적%로, 페라이트：5~70%, 베이나이트：30~95%, 잔류 γ≤2%, 마텐자이트≤2%, 펄라이트≤1%, 페라이트+베이나이트≥95%이고, 페라이트 입내의 미세 Ti 석출물의 개수 밀도가, 1.0×1016~50.0×1016개/cm3이며, 강판 중의 TiN 석출물의 평균 원상당경이 1.0~10.0μm이고, 인접하는 TiN 석출물 간의 최단 거리의 평균값이 10.0μm 이상이며, 나노 경도의 표준 편차가 1.00GPa 이하인, 열간 압연 강판.

Description

열간 압연 강판 및 강제 단조 부품, 및 그들의 제조 방법
본 발명은, 열간 압연 강판 및 강제 단조 부품, 및 그들의 제조 방법에 관한 것이다.
자동차의 차체 구조에 사용되는 강판에는, 안전성의 향상 및 경량화의 관점에서, 고강도화와 높은 프레스 가공성이 요구되어 있다. 이와 같은 요구에 대해, 종래보다 양호한 구멍 확장성(높은 버링성)이 우수한 고강도의 강판이 제안되고 있다. 예를 들면, 구멍 확장성(λ값)이 우수한 강판으로서는, Ti, Nb 등의 미세 석출물에 의해 석출 강화된 페라이트 주상의 강판과 그 제조 방법이 보고되어 있다.
특허문헌 1에는, 고강도이며 우수한 연신 플랜지성을 구비한 열연 강판이 개시되어 있다. 또, 특허문헌 2에는, 재질 균일성이 우수한 고성형성 고장력 열연 강판이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 3에는, 연신율 및 연신 플랜지성이 우수한 고장력 열연 강판이 개시되어 있다.
일본국 특허공개 2002-105595호 공보 일본국 특허공개 2002-322540호 공보 일본국 특허공개 2002-322541호 공보
그런데, 자동차의 차체 구조의 복잡화, 부품 형상의 복잡화에 수반하여, 자동차용 강판의 가공은, 종래의 프레스 가공의 요소뿐만이 아니라, 판 단조 등과 같이 종래의 프레스 가공 요소에 새로운 가공 요소가 복합적으로 조합되게 되었다. 종래의 프레스 가공 요소란, 예를 들면 딥 드로잉 가공, 구멍 확장, 벌징 가공, 굽힘 가공, 아이어닝 가공과 같은 요소였다.
그러나, 최근의 판 단조로 대표되는 프레스 가공은, 상기의 종래의 프레스 가공 요소에, 프레스 하중을 더 분산시켜, 부분적으로 압축 하중을 걺으로써, 단조의 가공 요소, 예를 들면 업세팅 가공, 증후(增厚)(증육)가공과 같은 가공 요소도 부가되게 되었다. 즉, 판 단조는, 종래와 같은 강판을 프레스 가공할 때의 가공 요소 외에, 단조 가공 특유의 가공 요소를 포함하는 복합적인 가공 요소를 가지는 프레스 가공이다.
이와 같은 판 단조를 행함으로써, 종래의 프레스 가공에 의해, 강판의 판 두께가 원래의 판 두께인 상태이거나, 감후(減厚)(감육)하면서 강판이 변형되어 부품의 성형이 행해지면서, 부분적으로는 압축력이 걸려 단조 가공을 받은 부분에서는, 강판의 판 두께가 증후(증육)함으로써, 기능상 필요한 개소의 강판의 판 두께가 되도록 효율적으로 변형시킬 수 있어, 부품의 강도를 확보할 수 있다.
그러나, 특허문헌 1~3에서는, 판 단조로 대표되는 복합적 가공 요소를 포함하는 가공에 관해서는 전혀 언급되어 있지 않다. 또, 특허문헌 1에 기재된 열연 강판을 제조하기 위한 권취 조건은 매우 엄격하여 현실적이지 않다. 또한 특허문헌 2 및 3에 기재된 열연 강판은 고가의 합금 원소인 Mo를 0.07% 이상 함유하기 때문에, 제조 비용이 높다는 문제가 있다.
고버링강은, 종래의 프레스 가공에서는 양호한 성형성을 나타내는 것이 알려져 있다. 그러나, 종래의 프레스 가공에 단조 가공의 요소도 포함하는 성형 방법인 판 단조에서는, 적은 가공도에서도 강판에 균열이 발생하여 파단되는 경우가 있는 것이 판명되었다.
즉, 종래의 프레스 가공에 있어서는, 판 두께 네킹(강판의 판 두께의 감후)이 발생한 부분에서 프레스 깨짐이 일어나지만, 판 단조와 같이 판 두께 네킹을 수반하지 않는 가공에 있어서도, 재료에 균열이 발생하고 파단되어 제품을 얻을 수 없는 경우가 있는 것이 판명되었다.
이와 같은 판 단조의 균열 발생의 한계가, 강판의 어떠한 성질에 의해 지배되고 있으며, 어떻게 하면 향상시킬 수 있는지에 대해서는 그다지 알려져 있지 않다. 그 때문에, 종래의 고버링강의 기능인, 딥 드로잉 가공성, 구멍 확장성, 벌징 가공성과 같은 기능을 유효하게 살리면서, 판 단조 가공해도 파단되지 않는 고버링강이 요구되고 있었다.
본 발명은, 상기의 문제점을 해결하기 위해 이루어진 것이며, 고버링강으로서의 기본적 기능을 유지하면서, 부분적으로 압축력이 걸려 단조 가공을 받은 부분의 깨짐 한계를 향상시키는 것이 가능한 판 단조성이 우수한 열간 압연 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명은, 상기 과제를 해결하기 위해 이루어진 것이며, 하기의 열간 압연 강판 및 강제 단조 부품, 및 그들의 제조 방법을 요지로 한다.
(1) 강판의 화학 조성이, 질량%로,
C：0.020~0.070%,
Si：0.05~1.70%,
Mn：0.60~2.50%,
Al：0.010~1.000%,
N：0% 초과~0.0030% 이하,
P：0.050% 이하,
S：0.005% 이하,
Ti：0.015~0.170%,
Nb：0~0.100%,
V：0~0.300%,
Cu：0~2.00%,
Ni：0~2.00%,
Cr：0~2.00%,
Mo：0~1.00%,
B：0~0.0100%,
Mg：0~0.0100%,
Ca：0~0.0100%,
REM：0~0.1000%,
Zr：0~1.000%,
Co：0~1.000%,
Zn：0~1.000%,
W：0~1.000%,
Sn：0~0.050%, 및,
잔부：Fe 및 불순물이며,
상기 강판의 압연 방향과 수직인 단면(斷面)에 있어서, 상기 강판의 폭 및 두께를 각각 W 및 t로 했을 때에, 상기 강판의 단면(端面)으로부터 1/4W 또는 3/4W이며, 또한, 상기 강판의 표면으로부터 1/4t 또는 3/4t의 위치에 있어서의 금속 조직이, 면적%로,
페라이트：5~70%,
베이나이트：30~95%,
잔류 오스테나이트：2% 이하,
마텐자이트：2% 이하, 및,
펄라이트：1% 이하이며, 또한,
페라이트 및 베이나이트의 합계：95% 이상이고,
상기 페라이트는, 입내에 Ti를 포함하는 석출물을 가지며,
상기 Ti를 포함하는 석출물의 개수 밀도가, 1.0×1016~50.0×1016개/cm3이며,
상기 강판 중에 TiN 석출물이 포함되며,
상기 TiN 석출물의 평균 원상당경이 1.0~10.0μm이고,
인접하는 상기 TiN 석출물 간의 최단 거리의 평균값이 10.0μm 이상이며,
나노 경도의 표준 편차가 1.00GPa 이하인, 열간 압연 강판.
(2) 상기 Ti를 포함하는 석출물의 평균 원상당경이 1.00~3.00nm인, 상기 (1)에 기재된 열간 압연 강판.
(3) 인장 강도가 780MPa 이상이며,
균일 연신율과 인장 강도의 곱이 7000MPa·% 이상이고,
구멍 확장률과 인장 강도의 곱이 50000MPa·% 이상인,
상기 (1) 또는 (2)에 기재된 열간 압연 강판.
(4) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 열간 압연 강판을 제조하는 방법으로서,
상기 (1)에 기재된 화학 조성을 가지는 슬래브에 대해, 가열 공정, 연속 열연 공정, 제1 냉각 공정, 제2 냉각 공정 및 권취 공정을 순서대로 실시하고,
상기 가열 공정에 있어서, 상기 슬래브를 하기 (i)식으로 표시되는 SRTmin℃ 이상, 1260℃ 이하의 온도로 가열하고,
상기 연속 열연 공정은, 조압연과 3단 이상의 다단 마무리 압연을 포함하며,
상기 조압연의 종료 온도가 1100℃ 이상이고,
상기 다단 마무리 압연에 있어서의 최종 3단의 압연에 있어서의 누적 변형이, 0.01~0.10이며,
상기 다단 마무리 압연의 압연 종료 온도가, 하기 (ii)식으로 구해지는 Ar3+30℃ 이상의 온도이며,
상기 제1 냉각 공정에서는, 상기 다단 마무리 압연이 종료된 후, 1.00~5.00s 후에 냉각을 개시하여, 상기 압연 종료 온도부터, 650~750℃의 온도 범위까지, 10℃／s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 그 후, 대기 중에서 1~10s 유지하고,
상기 제2 냉각 공정에서는, 상기 대기 중에서의 유지 후에, 600~740℃의 온도 범위부터, 10℃／s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하며,
상기 권취 공정에서는, 450~650℃의 권취 온도에서 권취하는, 열간 압연 강판의 제조 방법.
SRTmin=7000/｛2.75-log(Ti×C)｝-273 ···(i)
Ar3=970-325×C+33×Si+287×P+40×Al-92×(Mn+Mo+Cu)-46×(Cr+Ni) ···(ii)
단, 상기 식 중의 원소 기호는, 각 원소의 열간 압연 강판 중의 함유량(질량%)을 나타내고, 함유되지 않는 경우는 0을 대입하는 것으로 한다.
(5) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 열간 압연 강판으로부터 얻어지는, 강제 단조 부품.
(6) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 열간 압연 강판에 대해, 적어도 단조 가공을 실시하는, 강제 단조 부품의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 고버링강으로서의 기본적 기능인 양호한 구멍 확장성을 유지하면서, 판 단조성이 우수한 열간 압연 강판을 얻는 것이 가능해진다.
도 1은 단순 전단 시험을 설명하는 개요도이다. 도 1의 (a)는, 단순 전단 시험의 시험편을 나타내는 도면이다. 도 1의 (b)는, 단순 전단 시험 후의 시험편을 나타내는 도면이다.
본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해 예의 검토를 행하여, 이하의 지견을 얻었다.
(a) 상당 소성 변형
판 단조는, 종래의 인장 시험에서의 파단 변형을 초과하는 변형역(고변형역)에서의 변형을 포함하고 있다. 또, 판 단조는 복합적 가공이기 때문에, 단순하게 인장 시험 및 전단 시험 데이터 만으로는 평가할 수 없다. 그래서, 본 발명자들은, 「상당 소성 변형」을 지표로서 도입하여, 새로운 평가법을 확립했다.
이 상당 소성 변형을 지표로서 이용함으로써, 인장 시험을 했을 때의 파단 시의 인장 응력 및 인장 변형과, 전단 시험을 했을 때의 파단 시의 전단 응력 및 전단 변형을, 복합적으로 평가할 수 있는 것을 발견했다.
상당 소성 변형은, 단순 전단 시험에서의 전단 응력 σs와 전단 소성 변형 εsp의 관계를, 변형 형태가 상이한, 단축 인장 시험에서의 인장 응력 σ와 인장 변형 ε의 관계로 변환하는 것이다. 그리고, 등방 경화칙 및 소성 일(work) 공역의 관계를 가정하여, 상수인 변환 계수(κ)를 이용함으로써, 아래 식과 같이 변환할 수 있다. 후술하는 방법에 의해, 변환 계수(κ)를 산출한 다음, 상당 소성 변형을 도출한다.
단축 인장 시험에서의 인장 응력 σ=단순 전단 시험에서의 전단 응력 σs×κ
단축 인장 시험에서의 인장 변형 ε=단순 전단 시험에서의 전단 소성 변형 εsp/κ
(b) 다단 전단 시험
상당 소성 변형을 구하기 위해서는, 인장 시험에 의한 인장 응력 및 인장 변형의 관계와, 전단 시험에 의한 전단 응력 및 전단 변형의 관계를 취득할 필요가 있다. 그러나, 판 단조는, 고변형역에서의 변형을 포함하고 있다. 그 때문에, 통상 사용되고 있는 전단 시험 장치를 이용하여 1회로 시험을 행하면, 시험편을 유지하고 있는 부분으로부터 시험편으로 균열이 진행되어 버린다. 그 결과, 고변형역까지의 변형을 시험할 수 없는 경우가 많다. 따라서, 판 단조와 같은 강판의 판 두께의 감후(감육 및 네킹)가 발생하지 않는 가공을 재현하는 방법이 필요해진다.
그래서, 전단 시험을 다단계로 나누어 행하고, 각 단계의 전단 시험 후 마다, 시험편을 유지하고 있는 부분에 발생한 시험편의 균열의 기점을 기계 가공하여, 시험편의 균열이 진행되지 않도록 하고, 이들 전단 시험 결과를 직렬적으로 연결하여 시험 결과를 평가하는 것으로 했다. 이 시험 방법을 적용함으로써, 고변형역까지의 전단 시험 결과를 얻는 것이 가능해져, 고변형역까지의 전단 응력과 전단 변형의 관계를 구할 수 있다.
한편, 인장 응력 및 인장 변형에 대해서는, 종래의 인장 시험 방법을 적용할 수 있다. 예를 들면, JIS Z 2241(2011)에 의거한 JIS5호 시험편을 이용할 수 있다.
(c) 균열 발생의 메카니즘
상술한 다단 전단 시험과, 상당 소성 변형을 이용한 평가법과, 판 단조의 전후에 있어서의 강판의 미크로 조사를 채용함으로써, 균열의 발생 메카니즘에 대해서, 이하의 지견을 얻었다.
고버링강의 미크로 조직으로서, 우수한 구멍 확장성을 얻기 위해, Ti, Nb 등의 미세 석출물에 의해 석출 강화된 페라이트(석출 강화 페라이트)를 주상으로 한 조직이 이용되고 있다. 한편, Ti가 첨가되면, 특별한 제법을 이용하지 않는 한 조대한 TiN이 석출된다(이하, 석출된 TiN을 간단히 「TiN」이라고도 한다.). 이것은, TiN이 열역학적으로 매우 안정된 화합물이며, 강판 제조 프로세스 중의 주조 시, 열간 압연의 가열 시, 또는 조압연 초기 등의 고온 상태에 있어서, 다른 화합물에 대해 우선적으로 정출(晶出) 또는 석출되기 때문이다.
TiN은, 절삭 공구, 기계 부품, 플라스틱 성형의 금형, 스포츠 용품, 장식품 등의 코팅 용도로서 이용될 만큼 단단하고, 그 경도는 Hv2000~2300 정도인 것이 알려져 있으며, 매우 경질인 석출물이다. 따라서, 판 단조와 같은 고변형역에서의 변형을 받으면, 모상 조직과의 변형능의 차로부터 계면에서 보이드가 발생하기 쉽다.
경질 석출물(TiN)과, 적당히 연질인 모상 조직(페라이트 또는 베이나이트)의 변형능의 차로부터, 양 상(相)의 계면에서 보이드(미소한 공동)가 발생한다. 그 후, 판 단조의 변형이 증가함과 함께, 보이드가 성장하여, 인접 보이드와 결합하여 균열이 되어, 파단에 이른다. 그래서, 보이드의 발생을 방지하는 것, 및 보이드가 성장해도, 인접 보이드와의 결합을 억제할 수 있으면, 균열 발생을 억제할 수 있는 것을 발견했다. 단, 그 때에 고버링강으로서의 본래 기능을 손상시키지 않는 것도 중요하다.
이들 지견으로부터 이하의 사항을 발견했다.
(i) TiN의 평균 직경을 한정하는 것.
즉, 보이드는 경질 석출물의 TiN의 입계에 발생하기 때문에, TiN의 평균 직경을 한정함으로써, 보이드의 발생을 저감할 수 있다.
(ii) TiN들의 거리를 제한하는 것.
즉, 보이드는 TiN의 입계에 발생하기 때문에, TiN들을 떼어 놓아 배치함으로써, 보이드가 성장해도 결합하기 어렵게 할 수 있다.
(iii) 나노 경도 불균일을 저감시키는 것.
즉, 경질 조직과 연질 조직의 경도차를 가능한 한 저감함으로써, 보이드의 발생을 저감할 수 있다.
(iv) 파단 시의 상당 소성 변형이 0.90(90%) 이상인 것.
상기의 (i)~(iii)의 조건을 만족함으로써, 파단 시의 상당 소성 변형이 0.90(90%) 이상이 되어, 판 단조와 같은 복합적 가공에 있어서도, 일정한 가공성을 담보하는 것이 가능한 것을 확인했다.
(d) 유효 누적 변형
상기 (i)~(iv)의 조직을 얻기 위해, 열간 압연에 있어서의 3단 이상의 다단(예를 들면 6단 또는 7단)의 연속 압연에서 행해지는 다단 마무리 압연에 있어서, 최종 3단의 압연에 있어서의 누적 변형(이하 「유효 누적 변형」으로 기술하는 경우가 있다)이 0.01~0.10이 되도록, 최종 마무리 압연을 행하는 것이 필요하다.
유효 누적 변형은, 압연 시의 온도, 압연에 의한 강판의 압하율에 의한 결정립의 회복, 재결정 및 입성장을 고려한 지표이다. 그 때문에, 유효 누적 변형을 구함에 있어서는, 압연 후의 시간 경과에 의한 정적 회복 현상을 표현하는 구성칙을 이용했다. 결정립이 압연 후의 시간 경과에 의해 정적 회복하는 것을 고려한 것은, 압연 후의 결정립에 변형으로서 축적된 에너지의 해방이, 열적인 결정립의 전위의 소멸에 의한 정적 회복에 의해 일어나기 때문이다. 그리고, 이 열적인 전위의 소멸은, 압연 온도와 압연 후의 경과 시간에 영향을 받는 것이다. 그래서, 이 정적 회복도 고려하여, 압연 시의 온도, 압연에 의한 강판의 압하율(로그 변형), 압연 후의 시간 경과를 파라미터로서 기술한 지표를 도입하여, 이것을 「유효 누적 변형」으로 정의했다.
이와 같이, 유효 누적 변형을 제한함으로써, 목적으로 하는 미크로 조직이 얻어짐과 함께 나노 경도의 불균일이 저감되므로, 경질 조직과 연질 조직의 계면에서의 보이드의 발생을 억제함으로써, 판 단조해도 균열이 발생하지 않기 때문에, 판 단조성이 우수한 강판을 얻을 수 있다.
본 발명은 상기의 지견에 의거하여 이루어진 것이다. 이하, 본 발명의 각 요건에 대해서 상세하게 설명한다.
(A) 화학 조성
각 원소의 한정 이유는 하기와 같다. 또한, 이하의 설명에 있어서 함유량에 대한 「%」는, 「질량%」를 의미한다.
C：0.020~0.070%
C는, Nb, Ti 등과 결합하여 강판 중에서 석출물을 형성하여, 석출 강화에 의해 강도 향상에 기여한다. C 함유량이 0.020% 미만에서는, 상기 작용에 의한 효과가 충분히는 얻어지지 않는다. 한편, C 함유량이 0.070%를 초과하면, 구멍 확장 가공 시의 깨짐의 기점이 되는 철계 탄화물이 증가하여, 구멍 확장값이 열화된다. 그 때문에, C 함유량은 0.020~0.070%로 한다. C 함유량은 0.025% 이상인 것이 바람직하고, 0.030% 이상인 것이 보다 바람직하다. 또, C 함유량은 0.060% 이하인 것이 바람직하고, 0.050% 이하인 것이 보다 바람직하다.
Si：0.05~1.70%
Si는, 탈산 효과, 및 재료 조직 중에 있어서의 세멘타이트 등의 철계 탄화물의 석출을 억제하여, 연성 및 구멍 확장성의 향상에 기여하는 효과를 가진다. 그러나, 그 함유량이 과잉한 경우, 고온역에서 페라이트 변태가 생기기 쉬워져, 이것에 수반하여 고온역에서 Ti를 포함하는 탄화물이 석출되기 쉬워진다. 고온역에서의 탄화물의 석출은, 석출량의 불균일을 일으키기 쉬워, 결과적으로 강도나 구멍 확장성 등의 재질 변동을 초래한다. 그 때문에, Si 함유량은 0.05~1.70%로 한다.
Si 함유량은, 피쉬 스케일, 방추 스케일과 같은 스케일계 결함의 발생의 억제의 관점에서, 0.06% 이상인 것이 바람직하고, 0.08% 이상인 것이 보다 바람직하다. 또, Si 함유량은 1.50% 이하인 것이 바람직하고, 또한 화성 처리성, 도장 후 내식성을 향상시키는 관점에서, 1.00% 이하인 것이 보다 바람직하다.
Mn：0.60~2.50%
Mn은, 페라이트의 강화 및 담금질성의 향상에 기여하는 원소이다. 한편, 다량으로 함유시키면, 담금질성이 필요 이상으로 높아져 페라이트를 충분히 확보하지 못하고, 또, 주조 시에 슬래브 깨짐이 발생한다. 그 때문에, Mn 함유량은 0.60~2.50%로 한다. Mn 함유량은 1.00% 이상인 것이 바람직하고, 1.50% 이상인 것이 보다 바람직하다. 또, Mn 함유량은 2.00% 이하인 것이 바람직하고, 1.80% 이하인 것이 보다 바람직하다.
Al：0.010~1.000%
Al은, Si와 마찬가지로 탈산 효과와 페라이트를 생성하는 효과를 가진다. 한편, 그 함유량이 과잉하면 취화를 초래함과 함께, 주조 시에 턴 디쉬 노즐이 폐색되기 쉽게 한다. 그 때문에, Al 함유량은 0.010~1.000%로 한다. Al 함유량은 0.015% 이상 또는 0.020% 이상이 바람직하고, 0.025% 이상 또는 0.030% 이상이 보다 바람직하다. 또, Al 함유량은 0.800% 이하, 0.700% 이하 또는 0.600% 이하가 바람직하고, 0.500% 이하 또는 0.400% 이하가 보다 바람직하다.
N：0% 초과~0.0030% 이하
N은, 많이 함유하면, 고용 질소가 잔존하여 연성이 저하될 뿐만 아니라, TiN이 석출되어 구멍 확장성을 저하시킨다. 그 때문에, N 함유량은 0.0030% 이하로 한다. N 함유량은 0.0025% 이하인 것이 바람직하다.
P：0.050% 이하
P는 용선에 포함되는 불순물이며, 입계 편석되기 때문에 국부 연성을 열화시킴과 함께, 용접성을 열화시키므로, 가능한 한 적은 것이 좋다. 그 때문에, P 함유량은 0.050% 이하로 제한한다. P 함유량은 0.030% 이하 또는 0.020% 이하가 바람직하다. 특별히 하한을 규정할 필요는 없어, 하한은 0%이다. 그러나, 과도하게 함유량을 저하시키는 것은 정련 시의 비용이 증가되기 때문에, 하한을 0.001%로 해도 된다.
S：0.005% 이하,
S도 용선에 포함되는 불순물이며, MnS를 형성하여 국부 연성 및 용접성을 열화시키므로, 가능한 한 적은 것이 좋다. 그 때문에, S 함유량은 0.005% 이하로 제한한다. 연성 또는 용접성의 향상을 위해, S 함유량을 0.003% 이하 또는 0.002% 이하로 해도 된다. 특별히 하한을 규정할 필요는 없어, 하한은 0%이다. 그러나, 과도하게 함유량을 저하시키는 것은 정련 시의 비용이 증가되기 때문에, 하한을 0.0005%로 해도 된다.
Ti：0.015~0.170%
Ti는, 탄질화물, 또는 고용 Ti가 열간 압연 시의 입성장을 지연시킴으로써, 열연판의 입경을 미세화하여, 저온 인성을 향상시키는 효과를 가진다. 또, TiC로서 페라이트 중에 미세 분산됨으로써, 석출 강화를 통하여 강판의 고강도화에 기여한다. 그러나, 그 함유량이 과잉하면, 효과가 포화됨에 더하여, 경질 석출물인 TiN이 석출되기 쉬워진다. 그 때문에, Ti 함유량은 0.015~0.170%로 한다. Ti 함유량은 0.030% 이상, 0.045% 이상 또는 0.060% 이상인 것이 바람직하고, 0.070% 이상, 0.080% 이상, 0.090% 이상 또는 0.100% 이상인 것이 보다 바람직하다. 또, Ti 함유량은 0.160% 이하, 0.150% 이하, 0.140% 이하, 0.130% 이하 또는 0.120% 이하인 것이 바람직하다.
Nb：0~0.100%
Nb는, 탄질화물, 또는 고용 Nb가 열간 압연 시의 입성장을 지연시킴으로써, 열연판의 입경을 미세화하여, 저온 인성을 향상시키는 효과를 가진다. 또, NbC로서 존재함으로써, 석출 강화를 통하여 강판의 고강도화에 기여한다. 따라서, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, 그 함유량이 과잉하면, 효과가 포화되어 경제성이 저하된다. 그 때문에, Nb 함유량은 0.100% 이하로 한다. 필요에 따라, Nb 함유량을 0.080% 이하, 0.060% 이하 또는 0.050% 이하로 해도 된다. 그 하한은 0%이지만, 상기 효과를 충분히 얻기 위해, 하한을 0.001% 또는 0.010%로 해도 된다.
V：0~0.300%
V는, 석출 강화 또는 고용 강화에 의해 강판의 강도를 향상시키는 효과가 있는 원소이다. 따라서, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, 그 함유량이 과잉하면, 효과가 포화되어 경제성이 저하된다. 그 때문에, V 함유량은 0.300% 이하로 한다. 필요에 따라, V 함유량을 0.200% 이하, 0.100% 이하 또는 0.060% 이하로 해도 된다. 그 하한은 0%이지만, 상기 효과를 충분히 얻기 위해, 하한을 0.001% 또는 0.010%로 해도 된다.
Cu：0~2.00%
Cu는, 석출 강화 또는 고용 강화에 의해 강판의 강도를 향상시키는 효과가 있는 원소이다. 따라서, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, 그 함유량이 과잉하면, 효과가 포화되어 경제성이 저하된다. 그 때문에, Cu 함유량은 2.00% 이하로 한다. 또, Cu 함유량이 다량으로 포함되면 강판의 표면에 스케일에 기인하는 흠집이 발생하는 경우가 있다. 그 때문에, Cu 함유량은 1.20% 이하, 0.80% 이하, 0.50% 이하 또는 0.25% 이하로 해도 된다. 그 하한은 0%이지만, 상기 효과를 충분히 얻기 위해, Cu 함유량의 하한을 0.01%로 해도 된다.
Ni：0~2.00%
Ni는, 고용 강화에 의해 강판의 강도를 향상시키는 효과가 있는 원소이다. 따라서, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, 그 함유량이 과잉하면, 효과가 포화되어 경제성이 저하된다. 그 때문에, Ni 함유량은 2.00% 이하로 한다. 또, Ni 함유량이 다량으로 포함되면 연성이 열화될 우려가 있다. 그 때문에, Ni 함유량을 0.60% 이하, 0.35% 이하 또는 0.20% 이하로 해도 된다. 그 하한은 0%이지만, 상기 효과를 충분히 얻기 위해, Ni 함유량의 하한을 0.01%로 해도 된다.
Cr：0~2.00%
Cr은, 고용 강화에 의해 강판의 강도를 향상시키는 효과가 있는 원소이다. 따라서, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, 그 함유량이 과잉하면, 효과가 포화되어 경제성이 저하된다. 그 때문에, Cr 함유량은 2.00% 이하로 한다. 보다 경제성을 높이기 위해, 그 상한을 1.00%, 0.60% 또는 0.30%로 해도 된다. 그 하한은 0%이지만, 상기 효과를 충분히 얻기 위해, Cr 함유량의 하한을 0.01%로 해도 된다.
Mo：0~1.00%
Mo는, 석출 강화 또는 고용 강화에 의해 강판의 강도를 향상시키는 효과가 있는 원소이다. 따라서, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, 그 함유량이 과잉하면, 효과가 포화되어 경제성이 저하된다. 그 때문에, Mo 함유량은 1.00% 이하로 한다. 보다 경제성을 높이기 위해, 그 상한을 0.60%, 0.30% 또는 0.10%로 해도 된다. 그 하한은 0%이지만, 상기 효과를 충분히 얻기 위해, Mo 함유량의 하한을 0.005% 또는 0.01%로 해도 된다.
B：0~0.0100%
B는 입계에 편석되어, 입계 강도를 높임으로써 저온 인성을 향상시킨다. 따라서, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, 그 함유량이 과잉하면, 효과가 포화되어 경제성이 저하된다. 그 때문에, B 함유량은 0.0100% 이하로 한다. 또, B는 강력한 담금질 원소이며, 그 함유량이 다량으로 포함되면 냉각 중에 페라이트 변태가 충분히 진행되지 않아, 충분한 잔류 오스테나이트를 얻을 수 없는 경우가 있다. 그 때문에, B 함유량을 0.0050% 이하, 0.0020% 이하 또는 0.0015%로 해도 된다. 그 하한은 0%이지만, 상기 효과를 충분히 얻기 위해, B 함유량의 하한을 0.0001% 또는 0.0002%로 해도 된다.
Mg：0~0.0100%
Mg는, 파괴의 기점이 되어, 가공성을 열화시키는 원인이 되는 비금속 개재물의 형태를 제어하여, 가공성을 향상시키는 원소이다. 따라서, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, 그 함유량이 과잉하면, 효과가 포화되어 경제성이 저하된다. 그 때문에, Mg 함유량은 0.0100% 이하로 한다. 그 하한은 0%이지만, 상기 효과를 충분히 얻기 위해, Mg 함유량의 하한을 0.0001% 또는 0.0005%로 해도 된다.
Ca：0~0.0100%
Ca는, 파괴의 기점이 되어, 가공성을 열화시키는 원인이 되는 비금속 개재물의 형태를 제어하여, 가공성을 향상시키는 원소이다. 따라서, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, 그 함유량이 과잉하면, 효과가 포화되어 경제성이 저하된다. 그 때문에, Ca 함유량은 0.0100% 이하로 한다. 그 하한은 0%이지만, 상기 효과를 충분히 얻기 위해서는, Ca 함유량은 0.0005% 이상인 것이 바람직하다.
REM：0~0.1000%
REM(희토류 원소)은, 파괴의 기점이 되어, 가공성을 열화시키는 원인이 되는 비금속 개재물의 형태를 제어하여, 가공성을 향상시키는 원소이다. 따라서, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, 그 함유량이 과잉하면, 효과가 포화되어 경제성이 저하된다. 그 때문에, REM 함유량은 0.1000% 이하로 한다. 필요에 따라, 그 상한을 0.0100% 또는 0.0060%로 해도 된다. 그 하한은 0%이지만, 상기 효과를 충분히 얻기 위해, REM 함유량의 하한을 0.0001% 또는 0.0005%로 해도 된다.
여기서, 본 발명에 있어서, REM은 Sc, Y 및 란타노이드의 합계 17원소를 가리키며, 상기 REM의 함유량은 이들 원소의 합계 함유량을 의미한다. 또한, 란타노이드는, 공업적으로는, 미시 메탈의 형태로 첨가된다.
Zr：0~1.000%
Co：0~1.000%
Zn：0~1.000%
W：0~1.000%
Zr, Co, Zn 및 W는, 각각 1.000% 이하의 범위이면 함유해도 본 발명의 효과는 손상되지 않는 것을 확인했다. 이들의 상한을 0.300% 또는 0.10%로 해도 된다. Zr, Co, Zn 및 W의 합계 함유량이 1.000% 이하 또는 0.100%인 것이 바람직하다. 이들의 함유는 필수가 아니며, 하한은 0%이지만, 필요에 따라, 하한을 0.0001%로 해도 된다.
Sn：0~0.050%
Sn은, 소량이면 함유해도 본 발명의 효과는 손상되지 않는 것을 확인했다. 그러나, 0.05%를 초과하면 열간 압연 시에 흠이 발생할 우려가 있다. 그 때문에, Sn 함유량은 0.050% 이하로 한다. Sn의 함유는 필수가 아니며, 하한은 0%이지만, 필요에 따라, 하한을 0.001%로 해도 된다.
본 발명의 강판의 화학 조성에 있어서, 잔부는 Fe 및 불순물이다.
여기서 「불순물」이란, 강판을 공업적으로 제조할 때에, 광석, 스크랩 등의 원료, 제조 공정의 다양한 요인에 의해 혼입되는 성분이며, 본 발명에 악영향을 주지 않는 범위에서 허용되는 것을 의미한다.
(B) 금속 조직
본 발명의 강판의 금속 조직에 대해서 설명한다. 또한, 본 발명에 있어서 금속 조직은, 강판의 압연 방향과 수직인 단면(斷面)에 있어서, 강판의 폭 및 두께를 각각 W 및 t로 했을 때에, 그 강판의 단면(端面)으로부터 1/4W 또는 3/4W이며, 또한, 그 강판의 표면으로부터 1/4t 또는 3/4t의 위치에 있어서의 조직을 말하는 것으로 한다. 또, 이하의 설명에 있어서 「%」는, 「면적%」를 의미한다.
석출 강화 페라이트：5~70%
Ti를 함유하는 미세한 석출물(미세 석출된 Ti의 탄화물 등이며, 이하, 「미세 Ti 석출물」이라고도 한다.)이 압연 후의 냉각 중에 γ→α 변태할 때의 Ti의 탄화물의 과포화도를 구동력으로 하여 Ti의 탄화물이 페라이트 중에 상 계면 석출 또는 균질핵 생성되어 Ti의 탄화물이 미세하게 분산된 초석 페라이트가 석출 강화된 페라이트이다(이하, 「석출 강화 페라이트」라고도 한다.). 석출 강화 페라이트는, 우수한 균일 연신율과 강도를 양립시키기 위해 필요한 조직이다.
그러나, 석출 강화 페라이트의 면적률이 5% 미만에서는 균일 연신율과 강도를 양립시키는 것이 어렵고, 한편, 70%를 초과하면 균일 연신율은 우수하지만 국부 연성이 열화되어 버린다. 그 때문에, 석출 강화 페라이트의 면적률은 5~70%로 한다. 균일 연신율과 강도의 균형을 확보하는 관점에서, 석출 강화 페라이트의 면적률은 7% 이상인 것이 바람직하고, 10% 이상인 것이 보다 바람직하다. 또, 석출 강화 페라이트의 면적률은 65% 이하인 것이 바람직하고, 60% 이하인 것이 보다 바람직하다.
여기서, 본 발명에 있어서, 석출 강화 페라이트란, 입내에 포함되는 미세 Ti 석출물의 개수 밀도가, 1.0×1016~50.0×1016개/cm3인 페라이트를 의미한다. 페라이트 입내에 포함되는 미세 Ti 석출물의 개수 밀도가, 1.0×1016개/cm3 미만에서는, 석출 강화에 의한 효과를 충분히 얻을 수 없다. 한편, 미세 Ti 석출물의 개수 밀도가, 50.0×1016개/cm3을 초과하면, 강도가 포화될 뿐만아니라, 연성이 저하된다.
즉, 석출 강화 페라이트의 면적률이 5~70%라는 것은, 페라이트의 면적률이 5~70%이며, 또한, 페라이트 입내에 포함되는 미세 Ti 석출물의 개수 밀도가, 1.0×1016~50.0×1016개/cm3인 것을 의미한다.
또한, 석출 강화 페라이트의 입내에 포함되는 미세 Ti 석출물의 평균 원상당경은, 1.00~3.00nm인 것이 바람직하다. 미세 Ti 석출물의 평균 원상당경이 1.00nm 미만에서는, 석출 강화의 효과가 얻어지기 어렵고, 한편, 조립(粗粒)이 되어 평균 원상당경이 3.00nm를 초과하면, 충분한 양의 미세 Ti 석출물을 확보할 수 없게 되기 때문이다.
베이나이트：30~95%
베이나이트는, 강도와 국부 연성의 균형을 얻기 위해 필요한 조직이며, 균열의 전반(傳搬)을 억제하는 효과가 있다. 그러나, 베이나이트가 너무 많아지면, 페라이트가 감소하여, 국부 연성은 우수하지만 균일 연신율이 현저하게 열화되어 버린다. 그 때문에, 베이나이트의 면적률은 30~95%로 한다. 베이나이트의 면적률은 80% 이하인 것이 바람직하고, 또한 균일 연신율을 중시하는 경우는 70% 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
잔류 오스테나이트：2% 이하
고버링강은, 석출 강화 페라이트 및 베이나이트의 존재에 의해 가공성을 확보하면서, 고강도도 확보하여, 강도와 가공성을 양립시키는 것이 특징이다. 그러나, 강판 중에 마텐자이트 변태를 일으키지 않았던 열역학적으로 안정된 잔류 오스테나이트가 존재한다는 것은, 그 잔류 오스테나이트의 C 농도는 높고, 잔류 오스테나이트가 판 단조 시에 가공 유기 변태되어 생성되는 마텐자이트의 경도가 너무 높아져, 보이드의 발생을 조장해 버린다. 그 때문에, 잔류 오스테나이트는 가능한 한 적은 것이 좋고, 그 면적률은 2% 이하로 한다. 잔류 오스테나이트의 면적률은 1.5% 이하, 1% 이하 또는 0.5% 이하가 바람직하다. 특별히 하한을 규정할 필요는 없어, 하한은 0%이며, 0%가 가장 바람직하다.
마텐자이트：2% 이하
고버링강은, 석출 강화 페라이트 및 베이나이트의 존재에 의해 가공성을 확보하면서, 고강도도 확보하여, 강도와 가공성을 양립시키는 것이 특징이다. 그러나, 경질 조직인 마텐자이트의 면적률이 2%를 초과하면, 판 단조에 의한 강판의 변형 증가에 수반하여, 마텐자이트와 페라이트의 경계에 보이드가 발생하기 쉬워져, 파단되기 쉬워진다. 그 때문에, 마텐자이트의 면적률은 2% 이하로 한다. 마텐자이트의 면적률은 1.5% 이하, 1% 이하 또는 0.5% 이하인 것이 바람직하다. 특별히 하한을 규정할 필요는 없어, 하한은 0%이다.
펄라이트：1% 이하
펄라이트는, 구멍 확장 성형 시에 파괴의 기점이 되기 때문에, 그 면적률은 1% 이하로 한다. 펄라이트의 면적률은 0.5% 이하인 것이 바람직하다. 펄라이트의 면적률은 최대한 저감하는 것이 바람직하고, 0%인 것이 바람직하다.
석출 강화 페라이트 및 베이나이트의 합계：95% 이상
고버링강은, 우수한 균일 연신율과 강도를 양립시키는 석출 강화 페라이트, 및 강도와 국부 연성을 양립시키는 베이나이트를 가진다. 이것에 의해 우수한 강도, 균일 연신율 및 국부 연성이 얻어진다. 석출 강화 페라이트와 베이나이트의 합계 면적률이 95% 미만이면, 이들 특성이 열화되어 버린다. 따라서, 석출 강화 페라이트 및 베이나이트의 합계 면적률은 95% 이상으로 한다. 그 합계 면적률은 97% 이상인 것이 바람직하고, 98% 이상인 것이 보다 바람직하다.
여기서, 본 발명에 있어서, 금속 조직의 면적률은 이하와 같이 구한다. 상술한 바와 같이, 우선 강판의 단면(端面)으로부터 1/4W 또는 3/4W이며, 또한, 강판의 표면으로부터 1/4t 또는 3/4t의 위치로부터 시료를 채취한다. 그리고, 그 시료의 압연 방향 단면(斷面)(이른바 L 방향 단면(斷面))을 관찰한다.
구체적으로는, 시료를 나이탈 에칭하고, 에칭 후에 광학 현미경을 이용하여 300μm×300μm의 시야에서 관찰을 행한다. 그리고 얻어진 조직 사진에 대해, 화상 해석을 행함으로써, 페라이트의 면적률 A, 펄라이트의 면적률 B, 및 베이나이트, 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트의 합계 면적률 C를 얻는다.
다음에, 나이탈 에칭한 부분을 레페라 에칭하여, 광학 현미경을 이용하여 300μm×300μm의 시야에서 관찰을 행한다. 그리고 얻어진 조직 사진에 대해, 화상 해석을 행함으로써, 잔류 오스테나이트 및 마텐자이트의 합계 면적률 D를 산출한다. 또한 압연면 법선 방향에서 판 두께의 1/4 깊이까지 면삭(面削)한 시료를 이용하여, X선 회절 측정에 의해 잔류 오스테나이트의 체적률을 구한다. 체적률은 면적률과 거의 동일하기 때문에, 상기 체적률을 잔류 오스테나이트의 면적률 E로 한다. 면적률 C와 면적률 D의 차로부터 베이나이트의 면적률을 구하고, 면적률 E와 면적률 D의 차로부터 마텐자이트의 면적률을 구한다. 이 방법에 의해, 페라이트, 베이나이트, 마텐자이트, 잔류 오스테나이트, 펄라이트 각각의 면적률을 얻을 수 있다.
또, 석출 강화 페라이트의 면적률은, EBSP-OIMTM(Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy)에 장비되어 있는, Kernel Average Misorientation(KAM)법에 의해 구할 수 있다.
KAM법은, 측정 데이터 중의 어느 정육각형의 픽셀의 서로 이웃하는 6개(제1 근사), 그보다 더 외측의 12개(제2 근사), 또는 그보다 더 외측의 18개(제3 근사)의 픽셀 간의 방위차의 평균을 내고, 그 평균을 낸 값을 그 중심의 픽셀의 값으로 하는 계산을 각 픽셀에 행한다. 입계를 초과하지 않도록 이 계산을 실시함으로써 입 내의 방위 변화를 표현하는 맵을 작성할 수 있다. 즉, 이 맵은 입 내의 국소적인 방위 변화에 의거하는 변형의 분포를 나타내고 있다.
본 발명에 있어서의 석출 강화 페라이트의 해석 조건은, EBSP-OIMTM에 있어서, 제3 근사에서 서로 이웃하는 픽셀 간의 평균의 방위차를 계산하고, 이 방위차가 1° 이하로 산출된 부분을, 석출 강화 페라이트로 했다.
본 발명의 석출 강화 페라이트의 생성 온도역은, 압연 후의 냉각 중에 γ→α 변태할 때의 Ti의 탄화물의 과포화도를 구동력으로 하여 Ti의 탄화물이 페라이트 중에 상 계면 석출 또는 균질핵 생성되는 온도역과 합치하고 있다. 고온에서 변태한 폴리고날의 초석 페라이트는 확산 변태로 생성되므로, 전위 밀도가 작고, 입 내의 변형이 적기 때문에, 결정 방위의 입내 차가 작아진다. 그 때문에, 석출 강화 페라이트도 마찬가지로 결정 방위차가 작아진다. 지금까지 발명자들이 실시해 온 다양한 조사 결과에 의해, 광학 현미경 관찰로 얻어지는 폴리고날의 페라이트 면적률과, KAM법으로 측정한 제3 근사에서의 방위차가 1° 이하로 얻어지는 에리어의 면적률이, 거의 일치하기 때문이다.
석출 강화 페라이트의 면적분율의 측정은, 상세하게는 하기와 같이 행했다. 조직 관찰에서 서술한 것과 동일하게 채취한 시료를, 콜로이달 실리카 연마제로 30~60분 연마하여, 배율 400배, 160μm×256μm 에리어, 측정 단계 0.5μm의 측정 조건에서 EBSP 측정을 실시했다. EBSP-OIMTM법은 주사형 전자현미경(SEM) 내에서 고경사의 시료에 전자선을 조사하여, 후방 산란하여 형성된 키쿠치 패턴(Kikuchi pattern)을 고감도 카메라로 촬영하여, 컴퓨터 화상 처리함으로써 조사점의 결정 방위를 단시간에 측정하는 장치 및 소프트웨어로 구성되어 있다.
EBSP법에서는 벌크 시료 표면의 미세 구조 및 결정 방위의 정량적 해석을 할 수 있으며, 분석 에리어는 SEM으로 관찰할 수 있는 영역에서, SEM의 분해능에 따라서도 다르지만, 최소 20nm의 분해능으로 분석할 수 있다. 해석은 수 시간에 걸쳐, 분석하고 싶은 영역을 등간격의 그리드형으로 수만점 매핑하여 행한다. 다결정 재료에서는 시료 내의 결정 방위 분포 및 결정립의 크기를 볼 수 있다.
이와 같이 하여, 상술한 제3 근사에서의 방위차가 1° 이하로 산출된 부분을, 석출 강화 페라이트로 하고, 석출 강화 페라이트의 면적을 구하여, 측정 면적에 대해 석출 강화 페라이트의 면적률을 구했다.
또, 미세 Ti 석출물의 관찰은, 삼차원 아톰 프로브 측정법에 의해, 이하와 같이 하여 행했다.
우선, 측정 대상의 시료로부터, 절단 및 전해 연마법에 의해, 필요에 따라 전해 연마법과 아울러 집속 이온 빔 가공법을 활용하여, 침형의 시료를 제작한다. 삼차원 아톰 프로브 측정에서는, 적산된 데이터를 재구축하여 실공간에서의 실제의 원자의 분포상으로서 구할 수 있다. Na-Cl 구조의 미세 Ti 석출물의 경우, 단위 격자는, 4.33옴스트롬이므로, Ti와 Ti의 원자간 거리는, 4.33×√2=6.1옴스트롬인 것으로 했다.
그래서, 거의 동일 좌표 위치(7옴스트롬 이하)에, Ti 원자가 복수 존재하고 있는 경우에는, 이들 Ti 원자는 동일한 석출물 중에 있다고 판단하고, 이 동일한 석출물 중에 있다고 판단된 Ti 원자의 개수를 카운트하여, 이 개수가 50개 이상 존재한 경우에, 이 석출물을 미세 Ti 석출물로 정의했다.
상기 미세 Ti 석출물의 사이즈는, 관찰한 미세 Ti 석출물을 구성하는 Ti의 원자의 수와 미세 Ti 석출물의 격자 상수로부터, 미세 Ti 석출물을 구형으로 가정하고 산출한 원상당경으로 한다.
삼차원 아톰 프로브 측정법으로 얻어진 미세 Ti 석출물의 Ti 원자의 개수를 이용하여, 석출물의 원상당경(직경) R을 구하는 방법을 이하에 나타낸다.
삼차원 아톰 프로브 측정법으로 대상 샘플의 모든 원자의 수 N을 측정하는데, 실제로는, 삼차원 아톰 프로브 측정법에서는 대상 샘플의 모든 원자의 수 N을 검출할 수는 없다. 각 장치 고유의 원자의 검출률 α(=검출한 원자의 수/원자의 총수)가 있기 때문에, 실제의 측정값 n으로부터 존재했을 원자의 수 N을 산출한다. 즉, 원자의 총수 N=n/α이다. 또한, 본 발명에 있어서 측정한 기기에서의 검출률 α는 0.35였다.
다음에, 이 원자의 수 N에 대해, Na-Cl 구조의 Ti 석출물의 경우는 단위 격자에 8개의 Ti 원자가 존재하는 것으로 하고, 또, Na-Cl 구조의 격자 상수 a는, 4.33옴스트롬인 것으로 하여, 다음 식으로 원상당경을 산출한다.
원상당경(직경) R=｛(6/8)·(1/π)·N·a3｝(1/3)
예를 들면, Ti의 수가 50개인 경우는, 원상당경은, 거의, 1nm로 계산된다. 본 발명에서는, 임의로 30개 이상의 미세 Ti 석출물의 원상당경(직경)을 측정하고, 그 평균값을 구한다.
미세 Ti 석출물의 개수 밀도는, 측정 시야를 분모로 하고, 미세 Ti 석출물의 수를 분자로 하여 구한다. 개수 밀도의 측정에 있어서는, 10nm(판 두께 방향 t)×40nm(판 폭 방향 W)×60nm(판 길이 방향 L)의 시야를, 5시야 이상 측정하고, 그 개수 밀도(개/cm3)의 평균값을 구했다.
또, 본 발명에 있어서는, TiN의 존재 상태에 대해서도 이하와 같이 규정한다.
TiN의 평균 원상당경：1.0~10.0μm
TiN이 크면 판 단조에 의한 강판의 변형 증가에 수반하여, 입계에 존재하는 보이드가 결합하기 쉬워지기 때문에, TiN의 평균 원상당경은 10.0μm 이하로 한다. 이들 효과를 보다 확실히 확보하기 위해, TiN의 평균 원상당경은 8.0μm 이하인 것이 바람직하고, 5.0μm 이하인 것이 보다 바람직하다.
또한, TiN은 작을 수록 바람직하기 때문에, TiN의 평균 원상당경에는, 본래 하한을 설정할 필요는 없다. 그러나, 후술하는 TiN의 관찰 방법에 있어서는, TiN의 원상당경이 1.0μm 미만에서는, TiN인지 여부의 판별이 곤란해진다. 그 때문에, 본 발명에 있어서는, 원상당경이 1.0μm 이상인 것 만을 TiN으로 하여 측정 대상으로 한다. 그 때문에, TiN의 평균 원상당경은 1.0μm 이상이 된다.
TiN의 평균 원상당경(직경)은, 이하와 같이 하여 구한다. 상술한 바와 같이, 우선 강판의 단면(端面)으로부터 1/4W 또는 3/4W이며, 또한, 강판의 표면으로부터 1/4t 또는 3/4t의 위치로부터 시료를 채취한다. 그리고, 그 시료의 압연 방향 단면(斷面)(이른바 L 방향 단면(斷面))을 연마하여, 에칭하지 않는 상태로 관찰한다. 구체적으로는, 광학 현미경을 이용하여 1000배의 배율로 미크로 조직 사진을 촬영하여, 미크로 조직 사진을 육안 또는 화상 처리 장치 등에 의해 관찰한다.
미크로 조직 사진에 있어서, TiN이라고 특정할 수 있는 것에 대해서, 그 원상당경(직경)을 구하고, 이 원상당경(직경)이 1.0μm 이상인 것 만을 TiN으로 한다. 그리고, 60μm(압연 방향 L)×40μm(판 두께 방향 t)의 시야를, 20시야 이상에 대해서 관찰하고, TiN의 원상당경(직경)의 전체의 평균을 낸 것을, TiN의 평균 원상당경(직경)으로 한다.
인접하는 TiN 간의 최단 거리의 평균값：10.0μm 이상
TiN과 페라이트의 계면에 발생한 보이드가 성장하여, 보이드들이 결합하여 더 큰 보이드가 되지 않도록 하기 위해, TiN 간의 거리를 일정량 확보할 필요가 있다. 그 때문에, 인접하는 TiN 간의 거리의 평균값을 10.0μm 이상으로 한다.
보이드의 성장에 의한 균열 발생을 억제하는 관점에서, 상기 평균값은 15.0μm 이상인 것이 바람직하고, 20.0μm 이상인 것이 보다 바람직하다. 상한은 특별히 설정하지 않지만, 어느 정도의 TiN의 석출은 불가피하기 때문에, 인접 TiN의 사이의 최단 거리의 평균값은 1000μm 이하로 하는 것이 바람직하다.
인접하는 TiN 간의 최단 거리의 평균값은, 이하와 같이 하여 구한다. 임의의 TiN을 20개 선택하고, 그것과 가장 근접하는 TiN까지의 거리를 각각 측정하고, 그 평균값을 산출한다. 또한, TiN 간의 최단 거리의 측정은, 평균 원상당경의 측정과 동일하게 구한다.
(C) 기계 특성
나노 경도의 표준 편차：1.0GPa 이하
경질 조직과 연질 조직의 변형능의 차를 작게 함으로써 양 조직의 계면에 발생하는 보이드를 줄이고, 또한 보이드 간격을 둠으로써, 보이드가 결합하여 균열로 성장하는 것을 억제하는 것이 가능해진다. 그래서, 경질 조직과 연질 조직의 변형능의 차에 대응하는 나노 경도차를 가능한 한 저감함으로써, 보이드의 발생을 억제할 수 있다. 본 발명에 있어서는, 연질 조직과 경질 조직의 경도차의 지표로서, 시료 단면(斷面)에 있어서의 나노 경도의 표준 편차를 채용한다.
나노 경도는, 예를 들면, Hysitron사제 TriboScope/TriboIndenter를 이용하여 측정하는 것이 가능하다. 1mN의 하중에서 100점 이상의 나노 경도를 임의로 측정하고, 그 결과로부터 나노 경도의 표준 편차를 산출할 수 있다.
연질 조직과 경질 조직의 경도차를 감소시켜, 보이드의 발생을 억제하려면, 나노 경도의 표준 편차는 작은 것이 좋고, 1.0GPa 이하로 한다. 나노 경도의 표준 편차는 0.8GPa 이하인 것이 바람직하다.
인장 강도：780MPa 이상
본 발명에 따른 강판은, 종래의 고버링강과 동등한 780MPa 이상의 인장 강도를 가지는 것이 바람직하다. 인장 강도의 상한을 특별히 정할 필요는 없지만, 1200MPa, 1150MPa 또는 1000MPa로 해도 된다. 단, 인장 강도는, JIS Z 2241(2011)의 인장 강도를 나타낸다.
균일 연신율과 인장 강도의 곱：7000MPa·% 이상
균일 연신율이 작으면 프레스 성형 시에 네킹에 의한 판 두께 감소가 일어나기 쉬워, 프레스 깨짐의 원인이 된다. 프레스 성형성을 확보하기 위해, 균일 연신율(u-EL)과 인장 강도(TS)의 곱：TS×u-EL≥7000MPa%를 만족하는 것이 바람직하다. 단, 균일 연신율은, JIS Z 2241(2011)에서 규정하는 시험에 있어서, 공칭 응력 σn과 공칭 변형 εn의 관계에서, 공칭 응력 σn을 공칭 변형 εn으로 미분했을 때의 값이 제로가 되는 점의 공칭 변형을 εn0으로 했을 때, 이하의 식으로 표시된다.
균일 연신율(u-EL)=ln(εn0+1)
구멍 확장률과 인장 강도의 곱：50000MPa·% 이상
구멍 확장성이 나쁘면, 연신 플랜지 가공을 했을 때에 재료 흐름성이 나빠 깨짐을 일으킬 가능성이 있다. 그 때문에, 구멍 확장성을 확보하기 위해, 구멍 확장률(λ)과 인장 강도(TS)의 곱：(TS)×(λ)≥50000MPa%를 만족하는 것이 바람직하다. 단, 구멍 확장률(λ)은, JIS Z 2256(2010)에 준거한 시험 방법에 의한 구멍 확장률(λ)을 나타낸다.
상당 소성 변형：0.9 이상
상당 소성 변형은, 단순 전단 시험에서의 전단 응력 σs와 전단 소성 변형 εsp의 관계를, 변형 형태가 상이한, 단축 인장 시험에서의 인장 응력 σ와 인장 변형 ε의 관계로 변환하는 것이며, 등방 경화칙과 소성 일 공역의 관계를 가정하여, 상수인 변환 계수(κ)를 이용하여 변환한 것이다.
여기서, 등방 경화칙이란, 항복 곡선의 형상은, 변형이 진전해도 변화하지 않는(즉, 상사형으로 팽창하는) 것으로 가정한 가공 경화칙이다. 소성 일 공역의 관계란, 가공 경화는 소성 일 만의 함수로서 기술되며, 변형 형태에 상관 없이 동일한 소성 일(σ×ε)이 주어졌을 때, 동일한 가공 경화량을 나타낸다는 관계이다.
이것에 의해, 단순 전단 시험에서의 전단 응력과 전단 소성 변형을, 각각 단축 인장 시험의 인장 응력과 인장 변형으로 변환할 수 있다. 이 관계를 이하에 나타낸다.
단축 인장 시험에서의 인장 응력 σ(변환)=단순 전단 시험에서의 전단 응력 σs×κ
단축 인장 시험에서의 인장 변형 ε(변환)=단순 전단 시험에서의 전단 소성 변형 εsp/κ
다음에, 전단 응력과 전단 소성 변형의 관계를, 인장 응력과 인장 변형의 관계와 비슷해지도록 변환 계수 κ를 구한다. 예를 들면, 변환 계수 κ는, 이하의 순서로 구할 수 있다. 우선, 단축 인장 시험에서의 인장 변형 ε(실측값)과 인장 응력 σ(실측값)의 관계를 구해 둔다. 계속해서, 단축 전단 시험에서의 전단 변형 εs(실측값)와 전단 응력 σs(실측값)의 관계를 구한다.
다음에, κ를 변화시켜, 전단 변형 εs(실측값)로부터 구한 인장 변형 ε(변환)과, 전단 응력 σs(실측값)로부터 구한 인장 응력 σ(변환)를 구해 두고, 인장 변형 ε(변환)이, 0.2%로부터 균일 연신율(u-EL)까지의 사이일 때의, 인장 응력 σ(변환)를 구한다. 이 때의, 인장 응력 σ(변환)와 인장 응력 σ(실측값)의 오차를 구하여, 오차가 최소가 되는 κ를, 최소 제곱법을 이용하여 구한다.
상당 소성 변형 εeq는, 구한 κ를 이용하여, 단순 전단 시험에서의 파단 시의 전단 소성 변형 εsp(파단)를, 단순 인장 시험에서의 인장 변형 ε으로 변환한 것으로서 정의된다.
본 발명에 따른 강판은, 판 단조로 대표하는 고변형 영역에서의 가공 특성이 좋은 것이 특징이며, 상당 소성 변형 εeq가 0.50 이상을 만족하고 있다. 종래의 TRIP강의 상당 소성 변형이 고작 0.30 정도이기 때문에, 본 발명에 따른 강판의 판 단조성이 양호하다는 것이 확인되었다.
(D) 치수
판 두께：1.0~4.0mm
본 발명에 따른 강판은, 주로 자동차 등이 주된 용도이며, 그 판 두께 범위는 주로 1.0~4.0mm이다. 이 때문에, 판 두께 범위를 1.0~4.0mm로 해도 되고, 필요에 따라, 하한을 1.2mm, 1.4mm 또는 1.6mm로, 상한을 3.6mm, 3.2mm 또는 2.8mm로 해도 된다.
(E) 제조 방법
발명자들은, 지금까지의 연구에 의해, 하기에 나타내는 (a) 내지 (f)까지의 제조 공정을 순서대로 행함으로써, 본 발명의 열간 압연 강판을 제조할 수 있는 것을 확인했다. 이하, 각 제조 공정에 대해서 상세하게 설명한다.
(a) 용제 공정
열간 압연에 선행하는 제조 방법은 특별히 한정되는 것은 아니다. 즉, 고로(高爐) 또는 전로 등에 의한 용제에 계속해서 각종 2차 제련을 행하여 상술한 성분 조성이 되도록 조정한다. 그 다음에, 통상의 연속 주조, 얇은 슬래브 주조 등의 방법으로 슬래브를 제조하면 된다. 그 때, 본 발명의 성분 범위로 제어할 수 있다면, 원료에는 스크랩 등을 사용해도 상관없다.
(b) 가열 공정
제조된 슬래브에 열간 압연을 실시하여, 열간 압연 강판으로 한다. 열간 압연을 행함에 있어서는, 우선, 슬래브를 가열한다. 가열 공정에 있어서는, 슬래브를 하기 (i)식으로 표시되는 SRTmin℃ 이상, 1260℃ 이하의 온도로 가열한다. 연속 주조의 경우에는 한 번 저온까지 냉각한 후, 재차 가열해도 되고, 특별히 냉각하지 않고 연속 주조에 계속해서 가열해도 된다. 여기서, SRTmin은, TiC의 용체화 온도를 의미한다.
SRTmin=7000/｛2.75-log(Ti×C)｝-273 ···(i)
단, 상기 식 중의 원소 기호는, 각 원소의 열간 압연 강판 중의 함유량(질량%)을 나타내고, 함유되지 않는 경우는 0을 대입하는 것으로 한다.
(c) 연속 열연 공정
가열 후에는, 가열로로부터 추출한 슬래브에 대해 조압연 및 그 후의 다단 마무리 압연을 실시한다. Ti를 포함하는 석출물이 석출되지 않도록, 조압연의 종료 온도는 1100℃ 이상으로 한다. 또, 상술한 바와 같이, 다단 마무리 압연은, 3단 이상의 다단(예를 들면 6단 또는 7단)의 연속 압연으로 행해진다. 그리고, 최종 3단의 압연에 있어서의 누적 변형(유효 누적 변형)이, 0.01~0.10이 되도록 다단 마무리 압연을 행한다.
상술한 바와 같이, 유효 누적 변형은, 압연 시의 온도, 압연에 의한 강판의 압하율에 의한 결정립경의 변화와, 결정립이 압연 후의 시간 경과에 의해 정적으로 회복하는 결정립경의 변화를 고려한 지표이다. 유효 누적 변형(εeff)은, 이하의 식으로 구할 수 있다.
유효 누적 변형(εeff)=Σεi(ti, Ti) ···(iii)
상기 식 (iii) 중의 Σ는, i=1~3에 대한 총합을 나타낸다.
단, i=1은, 다단 마무리 압연에 있어서 마지막으로부터 1단째의 압연(즉, 최종단 압연)을, i=2는 마지막으로부터 2단째의 압연, i=3은 마지막으로부터 3단째의 압연을 각각 나타낸다.
여기서, i로 나타내는 각 압연에 있어서, εi는 이하의 식으로 표시된다.
εi(ti, Ti)=ei/exp((ti/τR)2/3) ···(iv)
ti：마지막으로부터 i단째의 압연으로부터 최종단 압연 후의 일차 냉각 개시까지의 시간(s)
Ti：마지막으로부터 i단째의 압연의 압연 온도(K)
ei：마지막으로부터 i단째의 압연으로 압하했을 때의 로그 변형
ei=｜ln｛1-(i단째의 입측 판 두께-i단째의 출측 판 두께)/(i단째의 입측 판 두께)｝｜=｜ln｛(i단째의 출측 판 두께)/(i단째의 입측 판 두께)｝｜ ···(v)
τR=τ0·exp(Q/(R·Ti)) ···(vi)
τ0=8.46×10-9(s)
Q：Fe의 전위의 이동에 관한 활성화 에너지의 상수=183200(J/mol)
R：가스 상수=8.314(J/(K·mol))
이와 같이 하여 이끌어낸 유효 누적 변형을 규정함으로써, 목적으로 하는 미크로 조직이 얻어짐과 함께 나노 경도의 불균일이 저감된다. 그 결과로서, 경질 조직과 연질 조직의 계면에 생기는 보이드의 성장을 억제하여, 보이드가 성장해도 결합하기 어렵게 할 수 있어, 판 단조해도 균열이 발생하지 않는, 판 단조성이 우수한 강판을 얻을 수 있다.
다단 마무리 압연의 종료 온도, 즉 연속 열연 공정의 종료 온도는, 하기 (ii)식으로 구해지는 Ar3을 이용하여, Ar3(℃)+30℃ 이상의 온도로 하면 된다. 이것에 의해 본 발명에서 목적으로 하는 석출 강화 페라이트 및 베이나이트를 얻을 수 있기 때문이다.
Ar3=970-325×C+33×Si+287×P+40×Al-92×(Mn+Mo+Cu)-46×(Cr+Ni) ···(ii)
단, 상기 식 중의 원소 기호는, 각 원소의 열간 압연 강판 중의 함유량(질량%)을 나타내고, 함유되지 않는 경우는 0을 대입하는 것으로 한다.
(d) 제1 (가속) 냉각 공정
다단 마무리 압연 종료 후, 1.00~5.00s 후에 얻어진 열간 압연 강판의 냉각을 개시한다. 그리고, 압연 종료 온도부터, 650~750℃의 온도까지 10℃／s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 그 후, 대기 중에서 1~10s 유지한다.
연속 열연 공정 종료 후부터 1.00s 미만으로 냉각을 개시하면, 페라이트 변태가 촉진되어, 최종적인 미크로 조직에 있어서 목적으로 하는 베이나이트 면적률을 얻을 수 없을 뿐만 아니라, 석출물이 조대화되어 본 발명의 효과를 얻을 수 없다. 한편, 5.00s를 초과하여 냉각을 개시하면 페라이트 변태가 지연되어 목적으로 하는 석출 강화 페라이트의 면적률을 얻을 수 없다.
또, 제1 냉각 공정에 있어서의 평균 냉각 속도가 10℃／s 미만이면, 펄라이트가 생성되기 쉬워진다. 한편, 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 과냉각을 회피하기 위해 300℃／s 이하로 하면 된다. 또한, 대기 중에서의 유지 온도가 650℃ 미만이면, 베이나이트가 생성되기 쉬워, 베이나이트 면적률이 커진다. 한편, 대기 중에서의 유지 온도가 750℃를 초과하면, 펄라이트가 생성되기 쉬워진다.
또한, 여기서 말하는 대기 중의 유지란, 열연 강판이 냉각 설비 내에서 공냉 또는 냉각이 최소한으로 제한되는 것을 포함하며, 이 때의 냉각 속도의 하한은 이상적으로는 0℃／s이며, 상한은 8℃／s이다.
(e) 제2 (가속) 냉각 공정
대기 중에서의 유지 후에, 600~740℃의 온도 범위부터, 10℃／s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각한다. 냉각 개시 온도가 600℃ 미만에서는, 페라이트 변태가 충분히 진행되지 않아, 미세 Ti 석출물의 석출도 불충분해진다. 한편, 냉각 개시 온도가 740℃를 초과하면, 페라이트 변태가 과도하게 진행됨과 함께, 펄라이트가 생성되어 구멍 확장성이 열화될 우려가 있다. 또, 미세 Ti 석출물이 조대화되어 강도가 저하될 우려가 있다.
또, 평균 냉각 속도가 10℃／s 미만인 경우도, 펄라이트가 생성되어 구멍 확장성이 열화될 우려가 있다. 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 열편차에 의한 열변형으로 강판이 휘는 것이 염려되기 때문에, 1000℃／s 이하로 하면 된다.
(f) 권취 공정
그 후, 냉각된 열간 압연 강판을, 450~650℃의 권취 온도에서 권취한다. 권취 공정 후의 조건은, 특별히 한정되지 않는다.
(F) 강제 단조 부품
상기와 같이 하여 얻어진 열연 강판은, 판 단조성이 우수하기 때문에, 당해 열연 강판을 판 단조 등의 단조 가공함으로써, 종래에서는 이룰 수 없었던 고강도를 필요로 하는 복잡 형상의 단조 부품을 얻을 수 있다.
이하, 실시예에 의해 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 이와 같은 실시예로 한정되는 것은 아니다.
실시예 1
표 1에 나타내는 화학 조성을 가지는 강을 용제하여, 슬래브를 제작하고, 이 슬래브를, 표 2에 나타내는 조건에서 열간 압연한 후 냉각하고 나서 권취하여, 열간 압연 강판을 제조했다. 얻어진 열간 압연 강판의 판 두께를 표 3에 나타낸다.
Figure pct00001
Figure pct00002
Figure pct00003
[금속 조직]
얻어진 열간 압연 강판의 금속 조직 관찰을 행하여, 각 조직의 면적률의 측정을 행했다. 구체적으로는, 우선 강판의 압연 방향과 수직인 단면(斷面)에 있어서, 강판의 폭 및 두께를 각각 W 및 t로 했을 때에, 그 강판의 단면(端面)으로부터 1/4W이며, 또한, 그 강판의 표면으로부터 1/4t의 위치로부터 금속 조직 관찰용의 시험편을 잘라냈다.
그리고, 상기의 시험편의 압연 방향 단면(斷面)(이른바 L 방향 단면(斷面))을 나이탈 에칭하고, 에칭 후에 광학 현미경을 이용하여 300μm×300μm의 시야에서 관찰을 행했다. 그리고 얻어진 조직 사진에 대해, 화상 해석을 행함으로써, 페라이트의 면적률 A, 펄라이트의 면적률 B, 및 베이나이트, 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트의 합계 면적률 C를 구했다.
다음에, 나이탈 에칭한 부분을 레페라 에칭하여, 광학 현미경을 이용하여 300μm×300μm의 시야에서 관찰을 행했다. 그리고, 얻어진 조직 사진에 대해, 화상 해석을 행함으로써, 잔류 오스테나이트 및 마텐자이트의 합계 면적률 D를 산출했다. 또한 압연면 법선 방향에서 판 두께의 1/4 깊이까지 면삭한 시료를 이용하여 X선 회절 측정에 의해 잔류 오스테나이트의 체적률을 구했다. 체적률은 면적률과 거의 동일하기 때문에, 상기 체적률을 잔류 오스테나이트의 면적률 E로 했다. 면적률 C와 면적률 D의 차로부터 베이나이트의 면적률을 구하고, 면적률 E와 면적률 D의 차로부터 마텐자이트의 면적률을 구했다. 이 방법에 의해, 페라이트, 베이나이트, 마텐자이트, 잔류 오스테나이트, 펄라이트 각각의 면적률을 구했다.
석출 강화 페라이트의 면적률은, 상술한 바와 같이, 상기 시험편을 콜로이달 실리카 연마제로 연마 후, 배율 400배로 160×256μm의 시야를 측정 단계 0.5μm의 측정 조건에서 EBSP 측정하고, KAM법으로 구했다.
미세 Ti 석출물도, 상술한 바와 같이, 상기 시험편을 전해 연마하여, 삼차원 아톰 프로브 측정법으로 측정하고, 그 원상당경, 개수 밀도를 구했다.
TiN도, 상술한 바와 같이, 상기 시험편을 배율 1000배로, 60×40μm의 시야를 20시야 관찰하여, 화상 처리에 의해 TiN의 평균 원상당경을 구했다. 또, TiN들의 최단 거리는, 조직 조사와 동일한 개소를 500배의 금속 현미경으로 관찰하여 구했다.
[기계 특성]
기계 특성 중 인장 강도 특성(인장 강도(TS), 균일 연신율(u-EL), 구멍 확장률(λ))은, 판 폭을 W로 했을 때에, 판의 한쪽 끝으로부터 판 폭 방향으로 1/4W 혹은 3/4W 중 어느 위치에 있어서, 압연 방향으로 직행하는 방향(폭 방향)을 길이 방향으로 하여 채취한 JIS Z 2241(2011)의 5호 시험편을 이용하여, JIS Z 2241(2011)에 준거하여 평가했다. 구멍 확장률은, 인장 시험편 채취 위치와 동일한 위치로부터 시험편을 채취하여, JIS Z 2256 2010에 기재된 시험 방법에 준거하여 평가했다.
또한, 이하의 순서에 의해 단순 전단 시험을 행하고, 그 결과에 의거하여 상당 소성 변형을 구했다.
단순 전단 시험의 시험편은, 강판의 판 폭을 W로 했을 때에, 판의 한쪽 끝으로부터 판 폭 방향으로 1/4W 혹은 3/4W 중 어느 위치에 있어서, 압연 방향으로 직행하는 방향(폭 방향)을 길이 방향으로 하여 채취한다. 도 1의 (a)에 시험편의 일례를 나타낸다. 도 1에 나타내는 단순 전단 시험의 시험편은, 판 두께가 2.0mm가 되도록 양면을 균등하게 연삭하여 판 두께를 맞추고, 강판의 폭 방향으로 23mm, 강판의 압연 방향으로 38mm의 직사각형의 시험편이 되도록 가공했다.
시험편의 긴 측(압연 방향)을, 짧은 방향(폭 방향)을 향하여 10mm씩 양측의 척킹부(2)를 척킹하고, 시험편의 중앙에, 3mm의 전단 폭(전단 변형 발생부(1))을 설치하도록 했다. 또한, 판 두께가 2.0mm 미만인 경우는, 연삭하지 않고, 판 두께는 그대로 하여 시험을 했다. 또, 시험편의 중앙에는, 짧은 방향(폭 방향)으로 펜 등으로 직선 표시를 했다.
그리고, 척킹한 긴 측을, 긴 방향(압연 방향)으로, 서로 역방향이 되도록 움직임으로써, 전단 응력 σs를 부하하여, 시험편에 전단 변형을 가했다. 도 1의 (b)에, 전단 변형을 한 시험편의 일례를 나타낸다. 전단 응력 σs는, 하기 식에 의해 구하는 공칭 응력이다.
전단 응력 σs=전단력/(강판의 압연 방향의 시험편의 길이×시험편의 판 두께)
또한, 전단 시험에서는 시험편의 길이 및 판 두께가 변화하지 않기 때문에, 전단 공칭 응력≒전단 진응력이라고 생각해도 된다. 전단 시험 중, 시험편 중앙에 그린 직선을 CCD 카메라에 의해 촬영하고, 그 기울기 θ를 계측했다(도 1의 (b) 참조). 이 기울기 θ로부터, 하기의 식을 이용하여, 전단 변형에 의해 발생한, 전단 변형 εs를 구했다.
전단 변형 εs=tan(θ)
또한, 단순 전단 시험에는, 단순 전단 시험기(최대 변위 8mm)를 이용했다. 그 때문에, 시험기의 스트로크(변위)의 한계가 있다. 또, 시험편의 단부 또는 척부에서의 균열의 발생에 의해, 1회의 전단 시험에서는, 시험편이 파단될 때까지 시험을 행할 수 없는 경우가 있다. 그래서, 상술한 바와 같이, 전단 시험 하중의 부하, 하중의 제하, 시험편의 척부 단부를 직선으로 절제, 하중의 재부하와 같은 일련의 작업을 반복하는, 「다단 전단 시험법」을 채용했다.
이들 다단계의 전단 시험 결과를 직렬적으로 연결하여, 연속된 하나의 단순 전단 시험 결과로서 평가하기 위해, 각 단계의 전단 시험에서 얻어진 전단 변형(εs)으로부터, 전단 탄성률을 고려한 전단 탄성 변형(εse)을 뺀, 전단 소성 변형(εsp)을 하기와 같이 구하여, 각 단계의 전단 소성 변형(εsp)을 모아 하나로 연결했다.
전단 소성 변형 εsp=전단 변형 εs-전단 탄성 변형 εse
전단 탄성 변형 εse= σs/G
σs：전단 응력
G：전단 탄성률
여기서, G=E/2(1+ν)≒78000(MPa)으로 했다.
E(영률(세로 탄성 계수))=206000(MPa)
푸아송비(ν)=0.3
단순 전단 시험에서는, 시험편이 파단될 때까지 시험을 행한다. 이와 같이 하여, 전단 응력 σs와 전단 소성 변형 εsp의 관계를 추적할 수 있다. 그리고, 시험편이 파단될 때의 전단 소성 변형이 εspf이다.
상기 단순 전단 시험으로 얻어진 전단 응력 σs와, 시험편이 파단될 때의 전단 소성 변형 εspf의 관계로부터, 전술한 방법에 의해, 변환 계수 κ를 이용하여, 상당 소성 변형 εeq를 구했다.
다음에, 나노 경도의 표준 편차의 측정을 행했다. 금속 조직 관찰용의 시험편을 재차 연마하여, 1mN의 하중(재하(載荷) 10s, 제하 10s)으로, 압연 방향에 평행한 단면(斷面) 내의, 강판 표면으로부터 판 두께 t의 1/4 깊이 위치(1/4t부)에 대해서, 25μm×25μm의 측정 에리어를 5μm 간격으로 측정했다. 그 결과로부터, 나노 경도의 평균값 및 나노 경도의 표준 편차를 산출했다. 나노 경도의 측정은, Hysitron사제 TriboScope/TriboIndenter를 이용하여 실시했다.
이들의 측정 결과를 표 3에 아울러 나타낸다.
표 3으로부터도 분명한 바와 같이, 본 발명에 따른 열간 압연 강판이면, 인장 강도(TS)가 780MPa 이상, 균일 연신율 u-EL과 인장 강도 TS의 곱(TS×u-EL)이 7000MPa·% 이상, 구멍 확장률 λ와 인장 강도 TS의 곱(TS×λ)이 50000MPa·% 이상을 가지며, 균형이 잡힌 특성을 가지는 열연 강판을 얻을 수 있다. 또, 본 발명에 따른 열연 강판은, 상당 소성 변형도 0.90(90%)을 초과하여, 판 단조 등의 고변형역 가공에도 견딜 수 있는 강판인 것이 확인되었다.
[산업상의 이용 가능성]
본 발명에 의하면, 고버링강으로서의 기본적 기능인 양호한 구멍 확장성을 유지하면서, 판 단조성이 우수한 열간 압연 강판을 얻는 것이 가능해진다. 따라서, 본 발명에 따른 열간 압연 강판은 널리 기계 부품 등으로 이용할 수 있다. 특히, 판 단조 등의 고변형역에서의 가공을 가지는 강판의 가공에 적용함으로써, 그 현저한 효과를 얻을 수 있다.
1 전단 변형 발생부
2 척킹부

Claims (6)

  1. 강판의 화학 조성이, 질량%로,
    C：0.020~0.070%,
    Si：0.05~1.70%,
    Mn：0.60~2.50%,
    Al：0.010~1.000%,
    N：0% 초과~0.0030% 이하,
    P：0.050% 이하,
    S：0.005% 이하,
    Ti：0.015~0.170%,
    Nb：0~0.100%,
    V：0~0.300%,
    Cu：0~2.00%,
    Ni：0~2.00%,
    Cr：0~2.00%,
    Mo：0~1.00%,
    B：0~0.0100%,
    Mg：0~0.0100%,
    Ca：0~0.0100%,
    REM：0~0.1000%,
    Zr：0~1.000%,
    Co：0~1.000%,
    Zn：0~1.000%,
    W：0~1.000%,
    Sn：0~0.050%, 및,
    잔부：Fe 및 불순물이며,
    상기 강판의 압연 방향과 수직인 단면(斷面)에 있어서, 상기 강판의 폭 및 두께를 각각 W 및 t로 했을 때에, 상기 강판의 단면(端面)으로부터 1/4W 또는 3/4W이며, 또한, 상기 강판의 표면으로부터 1/4t 또는 3/4t의 위치에 있어서의 금속 조직이, 면적%로,
    페라이트：5~70%,
    베이나이트：30~95%,
    잔류 오스테나이트：2% 이하,
    마텐자이트：2% 이하, 및,
    펄라이트：1% 이하이며, 또한,
    페라이트 및 베이나이트의 합계：95% 이상이고,
    상기 페라이트는, 입내에 Ti를 포함하는 석출물을 가지며,
    상기 Ti를 포함하는 석출물의 개수 밀도가, 1.0×1016~50.0×1016개/cm3이고,
    상기 강판 중에 TiN 석출물이 포함되며,
    상기 TiN 석출물의 평균 원상당경이 1.0~10.0μm이고,
    인접하는 상기 TiN 석출물 간의 최단 거리의 평균값이 10.0μm 이상이며,
    나노 경도의 표준 편차가 1.00GPa 이하인, 열간 압연 강판.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 Ti를 포함하는 석출물의 평균 원상당경이 1.00~3.00nm인, 열간 압연 강판.
  3. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
    인장 강도가 780MPa 이상이며,
    균일 연신율과 인장 강도의 곱이 7000MPa·% 이상이고,
    구멍 확장률과 인장 강도의 곱이 50000MPa·% 이상인, 열간 압연 강판.
  4. 청구항 1 내지 청구항 3 중 어느 한 항에 기재된 열간 압연 강판을 제조하는 방법으로서,
    청구항 1에 기재된 화학 조성을 가지는 슬래브에 대해, 가열 공정, 연속 열연 공정, 제1 냉각 공정, 제2 냉각 공정 및 권취 공정을 순서대로 실시하고,
    상기 가열 공정에 있어서, 상기 슬래브를 하기 (i)식으로 표시되는 SRTmin℃ 이상, 1260℃ 이하의 온도로 가열하고,
    상기 연속 열연 공정은, 조압연과 3단 이상의 다단 마무리 압연을 포함하며,
    상기 조압연의 종료 온도가 1100℃ 이상이고,
    상기 다단 마무리 압연에 있어서의 최종 3단의 압연에 있어서의 누적 변형이, 0.01~0.10이며,
    상기 다단 마무리 압연의 압연 종료 온도가, 하기 (ii)식으로 구해지는 Ar3+30℃ 이상의 온도이며,
    상기 제1 냉각 공정에서는, 상기 다단 마무리 압연이 종료된 후, 1.00~5.00s 후에 냉각을 개시하여, 상기 압연 종료 온도부터, 650~750℃의 온도 범위까지, 10℃／s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 그 후, 대기 중에서 1~10s 유지하고,
    상기 제2 냉각 공정에서는, 상기 대기 중에서의 유지 후에, 600~740℃의 온도 범위부터, 10℃／s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하며,
    상기 권취 공정에서는, 450~650℃의 권취 온도에서 권취하는, 열간 압연 강판의 제조 방법.
    SRTmin=7000/｛2.75-log(Ti×C)｝-273 ···(i)
    Ar3=970-325×C+33×Si+287×P+40×Al-92×(Mn+Mo+Cu)-46×(Cr+Ni) ···(ii)
    단, 상기 식 중의 원소 기호는, 각 원소의 열간 압연 강판 중의 함유량(질량%)을 나타내고, 함유되지 않는 경우는 0을 대입하는 것으로 한다.
  5. 청구항 1 내지 청구항 3 중 어느 한 항에 기재된 열간 압연 강판으로부터 얻어지는, 강제 단조 부품.
  6. 청구항 1 내지 청구항 3 중 어느 한 항에 기재된 열간 압연 강판에 대해, 적어도 단조 가공을 실시하는, 강제 단조 부품의 제조 방법.
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