KR20220138402A - 강판 - Google Patents

Abstract

이 강판은, 소정의 화학 조성을 갖고, Ex.C=(％C)-12{(％Ti*)/48+(％V)/51+(％Nb)/93+(％Mo)/96+(％W)/184}로 구해지는 Ex.C가 0.020％ 이하이고, 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이의 위치에 있어서의 금속 조직이, 면적 분율로, 페라이트를 60％ 이상, MA를 0 내지 5％, 펄라이트 및 시멘타이트를 합계로 0 내지 5％ 포함하고, 잔부가 베이나이트를 포함하고, 상기 금속 조직에 있어서, 평균 결정 입경이 10.0㎛ 이하이고, 결정립의 평균 애스펙트비가 0.30 이상이며, Mn 농도의 표준 편차가 0.60질량％ 이하이고, 상기 페라이트 중에 있어서의 Baker-Nutting의 방위 관계를 갖는 Ti계 탄화물이, 반정합 상태에서 석출되어 있고, 인장 강도가 980MPa 이상이다.

Description

강판

본 발명은 강판에 관한 것이다.

본원은, 2020년 03월 19일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2020-049120호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 본 명세서에 원용한다.

근년, 지구 환경 보호의 관점에서, 많은 분야에 있어서 탄산 가스 배출량 삭감에 대응하고 있다. 자동차 메이커에 있어서도 저연비화를 목적으로 한 차체 경량화의 기술 개발이 활발히 행해지고 있다. 강판의 판 두께를 얇게 하는 등, 사용하는 강재의 중량을 가볍게 하면, 용이하게 차체를 경량화할 수 있다. 그러나, 자동차의 경우, 탑승원 안전 확보를 위하여 내충돌 특성의 향상에도 중점이 두어지므로, 안이한 강재의 사용 중량의 저감 등에 의한 차체 경량화는 채용할 수 없어, 차체 경량화는 용이하지 않다. 그래서, 차체 경량화와 내충돌 특성을 양립시키기 위해, 고강도 강판을 사용하여 부재를 박육화하는 것이 검토되고 있다. 한편, 자동차 부품에 적용되는 강판은, 부품 형상으로 성형되지만, 강판의 강도가 상승하면, 통상적으로, 성형성이 열화된다. 이 때문에, 자동차 부품에 적용되는 강판에 대해서는, 높은 강도와 우수한 성형성을 겸비할 것이 강하게 요망되고 있다. 구체적으로는, 자동차의 내판 부재, 구조 부재, 서스펜션 부재 등에 사용되는 강판에서는, 신장 플랜지 가공(구멍 확장 가공)이나 굽힘 가공이 다용되기 때문에, 고강도이며 또한, 신장, 신장 플랜지성, 및 굽힘 가공성이 우수할 것이 요구된다.

예를 들어 특허문헌 1에 나타내는 바와 같이, 우수한 신장이 얻어지는 강판으로서, 연질의 페라이트상과 경질의 마르텐사이트상의 복합 조직으로 구성되는 Dual Phase 강판(이하 DP강)이 알려져 있다. 그러나, DP 강판은 신장이 우수한 반면, 현저하게 경도가 다른 페라이트상과 마르텐사이트상의 계면으로부터 보이드가 발생하여 갈라짐이 발생하는 경우가 있어서, 신장 플랜지성이나 굽힘 가공성이 떨어지는 경우가 있었다.

또한, 특허문헌 2에는, 슬래브가 응고하고 나서 1300℃까지의 온도역의 냉각 속도를 10 내지 300℃/분으로 하고, 마무리 압연 후에는 500℃ 이상 700℃ 이하에서 권취함으로써 얻어지는, 강 조직이 페라이트 단상을 포함하고, 인장 강도가 1180MPa 이상인 고강도 열연 강판이 제안되어 있다. 특허문헌 2에는, 이 고강도 열연 강판이 굽힘 가공성이 우수하다고 개시되어 있다. 그러나, 특허문헌 2에 기재된 고강도 열연 강판은, 슬래브를 페라이트상이 생성되기 시작하는 900℃ 미만으로 냉각하지 않고 재가열하고, 열간 압연에 제공되는 것에 의해 제조된다. 그 때문에, 응고 시에 형성된 편석이 충분히 경감되어 있지 않아, 굽힘 가공성이 안정되지 않는 경우가 있다고 하는 과제가 있었다. 또한, 특허문헌 2에 있어서, 신장 플랜지성은 고려되어 있지 않다.

특허문헌 3에는, 연속 주조 후 5시간 이내에 열간 압연을 완료시킴으로써 용해도를 초과하는 Ti를 γ 중에 고용시키고, 550℃ 이상 700℃ 이하의 권취 중에 페라이트 변태와 함께 미세한 TiC를 석출시킴으로써, 페라이트 면적 분율이 80％ 이상이고 980MPa 이상의 인장 강도를 갖는 강판을 제조하는 방법, 및 그 제조 방법에 의해 얻어지는 고강도 열연 강판이 제안되어 있다. 그러나, 특허문헌 3에 있어서도 조대한 TiC의 석출을 억제하기 위해서, 연속 주조로부터 열간 마무리 압연 완료까지를 오스테나이트 영역에서 행하기 위해서, Mn 편석에 의한 굽힘 가공성의 저하가 발생하는 경우가 있었다. 또한, 특허문헌 3에 있어서도, 특허문헌 2와 마찬가지로, 신장 플랜지성은 고려되어 있지 않다.

일본 특허 공개 평6-128688호 공보 일본 특허 공개 2014-194053호 공보 일본 특허 공개 2014-208876호 공보

본 발명은 상술한 과제를 감안하여 이루어진 것이며, 고강도이며, 또한, 신장, 신장 플랜지성, 및 굽힘 가공성이 우수한 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다. 여기서, 본 발명의 강판은, 표면에 도금층 등의 피복을 갖는 강판도 포함한다.

본 발명자들은, 강도, 신장, 신장 플랜지성 및 굽힘 가공성의 모두가 높은 강판에 대하여 검토하였다. 그 결과, 화학 조성 및 제조 조건의 최적화에 의해, 강판의 금속 조직과 Mn 편석을 제어하고, 또한, Ti계 탄화물의 석출 형태를 제어함으로써, 고강도이며, 또한, 신장, 신장 플랜지성 및 굽힘 가공성이 우수한 강판을 제조할 수 있음을 지견하였다.

본 발명은 상기 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 그 요지는 이하와 같다.

[1] 본 발명의 일 양태에 관계되는 강판은, 화학 조성이, 질량％로, C: 0.050 내지 0.250％, Si: 0.005 내지 2.000％, Mn: 0.10 내지 3.00％, P: 0.100％ 이하, S: 0.0100％ 이하, sol.Al: 0.001 내지 1.00％, Ti: 0.150 내지 0.400％, N: 0.0010 내지 0.0100％, Nb: 0 내지 0.100％, V: 0 내지 1.000％, Mo: 0 내지 1.000％, Cu: 0 내지 1.00％, Ni: 0 내지 1.00％, Cr: 0 내지 2.00％, W: 0 내지 1.000％, B: 0 내지 0.0020％, Ca: 0 내지 0.0100％, Mg: 0 내지 0.0100％, REM: 0 내지 0.0100％, Bi: 0 내지 0.0200％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물을 포함하고, 하기 (1)식으로 구해지는 Ex.C가 0.020％ 이하이고, 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이의 위치에 있어서의 금속 조직이, 면적 분율로, 페라이트를 60％ 이상, MA를 0 내지 5％, 펄라이트 및 시멘타이트를 합계로 0 내지 5％ 포함하고, 잔부가 베이나이트를 포함하고, 상기 금속 조직에 있어서, 평균 결정 입경이 10.0㎛ 이하이고, 결정립의 평균 애스펙트비가 0.30 이상이며, Mn 농도의 표준 편차가 0.60질량％ 이하이고, 상기 페라이트 중에 있어서의 Baker-Nutting의 방위 관계를 갖는 Ti계 탄화물이, 반정합 상태에서 석출되어 있고, 인장 강도가 980MPa 이상이다.

Ex.C=(％C)-12{(％Ti^*)/48+(％V)/51+(％Nb)/93+(％Mo)/96+(％W)/184} (1)식

여기서, 상기 (1)식 중의 「％Ti^*」은, 이하의 (2)식으로부터 구한다.

％Ti^*=％Ti-48×{(％N)/14+(％S)/32} (2)식

상기 (1)식, 상기 (2)식 중의 ％C, ％V, ％Nb, ％Mo, ％W, ％Ti, ％N, ％S는, 강판 중의 질량％에 의한 C, V, Nb, Mo, W, Ti, N, S의 함유량이다.

[2] [1]에 기재된 강판은, 상기 화학 조성이, 질량％로, Nb: 0.001 내지 0.100％, V: 0.005 내지 1.000％, Mo: 0.001 내지 1.000％, Cu: 0.02 내지 1.00％, Ni: 0.02 내지 1.00％, Cr: 0.02 내지 2.00％, W: 0.02 내지 1.000％, B: 0.0001 내지 0.0020％, Ca: 0.0002 내지 0.0100％, Mg: 0.0002 내지 0.0100％, REM: 0.0002 내지 0.0100％, 및 Bi: 0.0001 내지 0.0200％로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.

[3] [1] 또는 [2]에 기재된 강판은, 표면에 도금층이 형성되어 있어도 된다.

[4] [3]에 기재된 강판은, 상기 도금층이, 용융 아연 도금층이어도 된다.

[5] [4]에 기재된 강판은, 상기 용융 아연 도금층이, 합금화 용융 아연 도금층이어도 된다.

본 발명의 상기 양태에 의하면, 고강도이며, 또한, 신장, 신장 플랜지성 및 굽힘 가공성이 우수한 강판을 제공할 수 있다. 본 발명의 강판은, 자동차용, 가전용, 기계 구조용, 건축용 등의 용도에 사용되는 소재로서 적합하며, 특히, 자동차의 내판 부재, 구조 부재, 서스펜션 부재 등의 부품의 소재로서 사용하면, 차체 경량화 및 내충돌 특성의 향상에 기여할뿐만 아니라, 부품 형상으로 가공하는 것이 용이하다.

이하, 본 발명의 일 실시 형태에 관계되는 강판(본 실시 형태에 관계되는 강판)에 대하여 이하에 상세하게 설명한다. 단, 본 발명은 본 실시 형태에 개시된 구성에만 제한될 일 없이, 본 발명의 취지를 일탈하지 않는 범위에서 다양한 변경이 가능하다.

먼저, 본 실시 형태에 관계되는 강판의 화학 조성에 대하여 설명한다.

이하에 기재하는 「내지」를 사이에 두고 표시되는 수치 한정 범위에는, 그 양단의 값이, 하한값 및 상한값으로서 범위에 포함된다. 단, 「미만」 또는 「초과」라고 나타내는 수치는, 그 값이 수치 범위에 포함되지 않는다. 이하의 설명에 있어서, 강판의 화학 조성에 관한 ％는 모두 질량％이다.

<강판의 화학 조성>

(C: 0.050 내지 0.250％)

C는, Ti 등과 결합하여 탄화물을 생성시킴으로써 강의 인장 강도를 높이는 원소이다. C 함유량이 0.050％ 미만이면 980MPa 이상의 인장 강도를 얻기 어려워진다. 따라서, C 함유량은 0.050％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.070％ 이상으로 한다.

한편, C 함유량이 0.250％ 초과이면 용접성의 저하가 염려된다. 따라서, C 함유량은 0.250％ 이하로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.220％ 이하, 보다 바람직하게는 0.200％ 이하, 보다 한층 바람직하게는 0.180％ 이하이다.

(Si: 0.005 내지 2.000％)

Si는, 고용 강화에 의해, 및 ??칭성을 높이는 것에 의해, 강의 인장 강도를 높이는 작용을 갖는 원소이다. 또한, Si는, 시멘타이트의 석출을 억제하는 작용도 갖는 원소이다. Si 함유량이 0.005％ 미만이면, 상기 작용을 발휘시키는 것이 곤란해진다. 따라서, Si 함유량은 0.005％ 이상으로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 0.010％ 이상이다.

한편, Si 함유량이 2.000％ 초과이면, 열간 압연 공정에서의 표면 산화에 의해, 강판의 표면 성상이 현저하게 열화된다. 따라서, Si 함유량은 2.000％ 이하로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 1.500％ 이하, 보다 바람직하게는 1.300％ 이하이다.

(Mn: 0.10 내지 3.00％)

Mn은, 고용 강화에 의해, 및 ??칭성을 높임으로써, 강의 인장 강도를 높이는 작용을 갖는 원소이다. Mn 함유량이 0.10％ 미만이면 페라이트 변태가 과도하게 촉진되어버려, 고온에서 페라이트 변태와 함께 Ti계 탄화물이 조대하게 석출된다. 이 경우, 980MPa 이상의 강판의 인장 강도를 얻기 어려워진다. 따라서, Mn 함유량은 0.10％ 이상으로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 0.30％ 이상이며, 보다 바람직하게는 0.50％ 이상이다.

한편, Mn 함유량이 3.00％ 초과이면, 페라이트 변태 및 베이나이트 변태가 지연되어, 원하는 페라이트 면적 분율이 얻어지지 않는다. 이 경우, 신장이 저하되거나, MA가 생성됨으로써 신장 플랜지성이나 굽힘 가공성이 저하되거나 한다. 따라서, Mn 함유량은 3.00％ 이하로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 2.50％ 이하, 보다 바람직하게는 2.00％ 이하, 보다 한층 바람직하게는 1.50％ 이하이다.

(sol.Al: 0.001 내지 1.00％)

Al은, 제강 단계에서 탈산에 의해 강을 청정화하는 작용을 갖는 원소이다. sol.Al 함유량이 0.001％ 미만이면, 상기 작용을 발휘시키는 것이 곤란해진다. 따라서, sol.Al 함유량은 0.001％ 이상으로 한다. sol.Al 함유량은, 바람직하게는 0.01％ 이상, 보다 바람직하게는 0.02％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.03％ 이상이다.

한편, sol.Al 함유량을 1.00％ 초과로 하더라도, 상기 작용에 의한 효과가 포화함과 함께, 정련 비용이 상승한다. 따라서, sol.Al 함유량은 1.00％ 이하로 한다. sol.Al 함유량은, 바람직하게는 0.80％ 이하, 보다 바람직하게는 0.60％ 이하이다. sol.Al은 산가용성 Al을 의미한다.

(Ti: 0.150 내지 0.400％)

Ti는, C와 결합하여 Ti계 탄화물을 형성하여, 강판의 인장 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 또한, Ti는, Ti 질화물을 형성하여 슬래브 재가열 시 및 열간 압연 중의 오스테나이트의 조대화를 억제하여, 금속 조직을 미세화하는 작용을 갖는 원소이다. Ti 함유량이 0.150％ 미만이면 석출 강화량의 부족에 의해 980MPa 이상의 인장 강도를 얻기 어려워진다. 따라서, Ti 함유량은 0.150％ 이상으로 한다. Ti 함유량은, 바람직하게는 0.170％ 이상이며, 보다 바람직하게는 0.190％ 이상이며, 보다 한층 바람직하게는 0.210％ 이상이다.

한편, Ti 함유량이 과잉이 되면, 오스테나이트 중에 조대한 Ti계 탄화물이 미고용으로 잔존함으로써 신장이나 굽힘 가공성이 저하됨과 함께, 강도에 기여하는 Baker-Nutting의 방위 관계를 갖는 Ti계 탄화물이 감소하여 강도가 저하된다. 따라서, Ti 함유량은 0.400％ 이하로 한다. Ti 함유량은, 바람직하게는 0.380％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.350％ 이하이다.

(N: 0.0010 내지 0.0100％)

N은, Ti 질화물을 형성함으로써, 슬래브 재가열 시 및 열간 압연 중의 오스테나이트의 조대화를 억제하여, 금속 조직을 미세화하는 작용을 갖는 원소이다. N 함유량이 0.0010％ 미만이면 상기 작용을 발휘시키는 것이 곤란해진다. 따라서, N 함유량은 0.0010％ 이상으로 한다. N 함유량은, 바람직하게는 0.0015％ 이상, 보다 바람직하게는 0.0020％ 이상이다.

한편, N 함유량이 0.0100％ 초과이면, 조대한 Ti 질화물이 형성되어, 강판의 신장 플랜지성이 열화된다. 따라서, N 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. N 함유량은, 바람직하게는 0.0060％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0050％ 이하이다.

(P: 0.100％ 이하)

P는, 불순물로서 강 중에 함유되는 원소이며, 강판의 신장 플랜지성이나 굽힘 가공성을 저하시키는 작용을 갖는다. 그 때문에, P 함유량은 0.100％ 이하로 한다. P 함유량은, 바람직하게는 0.060％ 이하, 보다 바람직하게는 0.040％ 이하, 보다 한층 바람직하게는 0.020％ 이하이다. P는 원료로부터 불순물로서 혼입되는데, 그 하한을 특별히 제한할 필요는 없고, 굽힘 가공성을 확보하는 관점에서는 P 함유량은 보다 낮은 편이 바람직하다. 단, P 함유량을 과잉으로 저감하면, 제조 비용이 증가한다. 제조 비용의 관점에서는, P 함유량은, 바람직하게는 0.001％ 이상, 보다 바람직하게는 0.005％ 이상이다.

(S: 0.0100％ 이하)

S는, 불순물로서 함유되는 원소이며, 강판의 신장 플랜지성이나 굽힘 가공성을 저하시키는 작용을 갖는다. 그 때문에, S 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. S 함유량은, 바람직하게는 0.0080％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0060％ 이하, 보다 한층 바람직하게는 0.0030％ 이하이다. S는 원료로부터 불순물로서 혼입되는데, 그 하한을 특별히 제한할 필요는 없고, 굽힘 가공성을 확보하는 관점에서는 S 함유량은 보다 낮은 편이 바람직하다. 단, S 함유량을 과잉으로 저감하면, 제조 비용이 증가한다. 제조 비용의 관점에서는, S 함유량은 바람직하게는 0.0001％ 이상, 보다 바람직하게는 0.0005％ 이상, 보다 한층 바람직하게는, 0.0010％ 이상이다.

본 실시 형태에 관계되는 강판의 화학 조성의 잔부는, Fe 및 불순물을 포함한다. 본 실시 형태에 있어서, 불순물이란, 원료로서의 광석, 스크랩, 또는 제조 환경 등으로부터 혼입되는 것으로서, 본 실시 형태에 관계되는 강판에 악영향을 주지 않는 범위에서 허용되는 것을 의미한다.

본 실시 형태에 관계되는 강판은, Fe의 일부 대신에, 이하의 임의 원소를 함유해도 된다. 임의 원소를 함유시키지 않더라도 본 실시 형태에 관계되는 강판은 그 과제를 해결할 수 있으므로, 임의 원소의 함유량의 하한은 0％이다.

(Nb: 0 내지 0.100％)

Nb는 임의 원소이다. Nb는, 강판의 결정 입경의 조대화를 억제함과 함께, 페라이트 입경을 미세화함으로써, 또한 NbC로서 석출되어서 석출 강화에 의해, 강판의 인장 강도를 높이는 효과를 갖는 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해서는, Nb 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Nb 함유량은, 보다 바람직하게는 0.005％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.010％ 이상이다.

한편, Nb 함유량이 0.100％를 초과하면, 상기 효과가 포화함과 함께, 마무리 압연 시의 압연 하중의 증가가 염려된다. 그 때문에, Nb를 함유하는 경우, Nb 함유량은, 0.100％ 이하로 한다. Nb 함유량은, 바람직하게는 0.060％ 이하, 보다 바람직하게는 0.030％ 이하이다.

(V: 0 내지 1.000％)

V는 임의 원소이다. V는, 강 중에 고용하여 강판의 인장 강도를 높임과 함께, 탄화물이나 질화물, 탄질화물 등으로서 강 중에 석출되고, 석출 강화에 의해서도 강판의 인장 강도를 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해서는, V 함유량을 0.005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. V 함유량은, 보다 바람직하게는 0.010％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.050％ 이상이다.

한편, V 함유량이 1.000％를 초과하면 탄화물이 조대화하기 쉬워져, 굽힘 가공성이 저하하는 경우가 있다. 그 때문에, V를 함유하는 경우, V 함유량은 1.000％ 이하로 한다. V 함유량은, 바람직하게는 0.800％ 이하, 보다 바람직하게는 0.600％ 이하이다.

(Mo: 0 내지 1.000％)

Mo는 임의 원소이다. Mo는, 강의 ??칭성을 높임과 함께, 탄화물이나 탄질화물을 형성하여 강판을 고강도화하는 효과를 갖는 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해서는, Mo 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Mo 함유량은, 보다 바람직하게는 0.005％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.010％ 이상, 보다 한층 바람직하게는 0.050％ 이상이다.

한편, Mo 함유량이 1.000％를 초과하면, 슬래브 등의 강 소재의 갈라짐 감수성이 높아지는 경우가 있다. 그 때문에, Mo를 함유하는 경우, Mo 함유량은 1.000％ 이하로 한다. Mo 함유량은, 보다 바람직하게는 0.800％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.600％ 이하이다.

(Cu: 0 내지 1.00％)

Cu는 임의 원소이다. Cu는, 강의 인성을 개선하는 효과 및 인장 강도를 높이는 효과를 갖는 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해서는, Cu 함유량을 0.02％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

한편, Cu를 과잉으로 함유시키면 강판의 용접성이 저하하는 경우가 있다. 그 때문에, Cu를 함유하는 경우, Cu 함유량은 1.00％ 이하로 한다. Cu 함유량은, 바람직하게는 0.50％ 이하, 보다 바람직하게는 0.30％ 이하이다.

(Ni: 0 내지 1.00％)

Ni는 임의 원소이다. Ni는, 강의 인성을 개선하는 효과 및 인장 강도를 높이는 효과를 갖는 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해서는, Ni 함유량을 0.02％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

한편, Ni를 과잉으로 함유시키면 합금 비용이 늘어나고, 또한, 강판의 용접 열 영향부의 인성이 열화되는 경우가 있다. 그 때문에, Ni를 함유하는 경우, Ni 함유량은 1.00％ 이하로 한다. Ni 함유량은 바람직하게는 0.50％ 이하, 보다 바람직하게는 0.30％ 이하이다.

(Cr: 0 내지 2.00％)

Cr은 임의 원소이다. Cr은, 강의 ??칭성을 높이는 것에 의해, 인장 강도를 높이는 효과를 갖는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, Cr 함유량을 0.02％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Cr 함유량은, 보다 바람직하게는 0.05％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.10％ 이상이다.

한편, Cr 함유량이 과잉이 되면, 화성 처리성이 열화된다. 그 때문에, Cr을 함유하는 경우, Cr 함유량은, 2.00％ 이하로 한다. Cr 함유량은, 바람직하게는 1.50％ 이하, 보다 바람직하게는 1.00％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.50％ 이하이다.

(W: 0 내지 1.000％)

W는 임의 원소이다. W는, 탄화물이나 탄질화물을 형성하여 인장 강도를 높이는 효과를 갖는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, W 함유량을 0.020％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

한편, W를 일정 이상 함유시키더라도, 상기 작용의 효과는 포화하는 동시에, 합금 비용이 상승한다. 그 때문에, W를 함유하는 경우, W 함유량은 1.000％ 이하로 한다. W 함유량은, 바람직하게는 0.800％ 이하이다.

(B: 0 내지 0.0020％)

B는 임의 원소이다. B는, 입계 강화나 고용 강화에 의해 강판의 인장 강도를 높이는 효과를 갖는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, B 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. B 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0002％ 이상이다.

한편, 0.0020％를 초과하여 B를 함유시키더라도 상기 효과가 포화할뿐만 아니라, 합금 비용이 증가한다. 그 때문에, B를 함유하는 경우, B 함유량은 0.0020％ 이하로 한다. B 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0015％ 이하이다.

(Ca: 0 내지 0.0100％)

Ca는 임의 원소이다. Ca는 용강 중에 미세한 산화물을 다수 분산시켜서, 강판의 금속 조직을 미세화시키는 효과를 갖는 원소이다. 또한, Ca는, 용강 중의 S를 구상의 CaS로서 고정하고, MnS 등의 연신 개재물의 생성을 억제함으로써, 강판의 신장 플랜지성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해서는, Ca 함유량을 0.0002％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Ca 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0005％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.0010％ 이상이다.

한편, Ca 함유량이 0.0100％를 초과하면, 강 중의 CaO의 양이 증가하여, 강판의 인성이 열화되는 경우가 있다. 그 때문에, Ca를 함유하는 경우, Ca 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. Ca 함유량은, 바람직하게는 0.0050％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0030％ 이하이다.

(Mg: 0 내지 0.0100％)

Mg는 임의 원소이다. Mg는 Ca와 마찬가지로 용강 중에 산화물이나 황화물을 형성하여, 조대한 MnS의 형성을 억제함과 함께, 미세한 산화물을 다수 분산시켜서, 강판의 금속 조직을 미세화하는 효과를 갖는 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해서는, Mg 함유량을 0.0002％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Mg 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0005％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.0010％ 이상이다.

한편, Mg 함유량이 0.0100％를 초과하면, 강 중의 산화물이 증가하여, 강판의 인성이 열화되는 경우가 있다. 그 때문에, Mg을 함유하는 경우, Mg 함유량은, 0.0100％ 이하로 한다. Mg 함유량은, 바람직하게는 0.0050％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0030％ 이하이다.

(REM: 0 내지 0.0100％)

REM은 임의 원소이다. REM도 Ca와 마찬가지로, 용강 중에 산화물이나 황화물을 형성하여, 조대한 MnS의 형성을 억제함과 함께, 미세한 산화물을 다수 분산시켜서, 강판의 금속 조직을 미세화하는 효과를 갖는 원소이다. 이들 효과를 얻는 경우, REM 함유량을 0.0002％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. REM 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0005％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.0010％ 이상이다.

한편, REM 함유량이 0.0100％를 초과하면 강 중의 산화물이 증가하여, 강판의 인성이 열화되는 경우가 있다. 그 때문에, REM을 함유하는 경우, REM 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. REM 함유량은, 바람직하게는 0.0050％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0030％ 이하이다.

여기서, REM(희토류)이란, Sc, Y 및 란타노이드를 포함하는 합계 17 원소를 가리킨다. 본 실시 형태에서는, REM 함유량이란 이들 원소의 합계 함유량을 가리킨다.

(Bi: 0 내지 0.0200％)

Bi는, 임의 원소이다. Bi는, 응고 조직을 미세화하여, 강판의 성형성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, Bi 함유량은, 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Bi 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0005％ 이상이다.

한편, Bi 함유량이 0.0200％를 초과하면, 상기 효과가 포화함과 함께 합금 비용이 증가한다. 그 때문에, Bi를 함유하는 경우, Bi 함유량은 0.0200％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0100％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0070％ 이하이다.

(Ex.C: 0.020％ 이하)

C는, Ti계 탄화물로서 석출되어, 강판의 고강도화에 기여한다. 그러나, Ti계 탄화물로서 석출되는 양을 초과하여 C가 함유되어 있으면, 이 과잉인 C가, 펄라이트나 시멘타이트, MA 등을 생성시켜서, 그 결과, 신장 플랜지성이나 굽힘 가공성이 저하된다.

하기 (1)식으로 구해지는 Ex.C는, Ti계 탄화물로서 석출되는 양을 초과한 C 함유량에 상당한다. 본 실시 형태에 관계되는 강판에서는, 이 Ex.C를, 0.020％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.018％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.015％ 이하이다. 하한은 특별히 한정하지 않는다.

Ex.C=(％C)-12{(％Ti^*)/48+(％V)/51+(％Nb)/93+(％Mo)/96+(％W)/184} (1)식

여기서, (1)식 중의 「％Ti^*」은, 이하의 (2)식으로부터 구한다.

％Ti^*=％Ti-48×{(％N)/14+(％S)/32} (2)식

(1)식, (2)식 중의 ％C, ％V, ％Nb, ％Mo, ％W, ％Ti, ％N, ％S는, 각각, 강판 중의 질량％에 의한 C, V, Nb, Mo, W, Ti, N, S의 함유량이다.

이어서, 강판의 금속 조직에 대하여 설명한다. 본 실시 형태에 관계되는 강판은, 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 위치에 있어서의 금속 조직이, 페라이트를 60％ 이상, MA를 0 내지 5％, 펄라이트 및 시멘타이트를 합계로 0 내지 5％ 포함하고, 잔부가 베이나이트를 포함한다. 또한, 금속 조직에 있어서, 평균 결정 입경이 10.0㎛ 이하이고, 결정립의 평균 애스펙트비가 0.30 이상이며, Mn 농도의 표준 편차가 0.60질량％ 이하이다. 또한, 페라이트 중에 있어서의 Baker-Nutting의 방위 관계를 갖는 Ti계 탄화물이, 반정합 상태에서 석출되어 있다.

여기서, 강판의 표면으로부터 판 두께 방향으로 판 두께의 1/4 깊이의 위치(판 두께를 t로 한 경우에 표면으로부터 t/4의 위치)에 있어서의 금속 조직을 규정하는 이유는, 이 위치에 있어서의 금속 조직이, 강판의 대표적인 금속 조직이기 때문이다.

(페라이트의 면적 분율: 60％ 이상)

(MA의 면적 분율: 0 내지 5％)

(펄라이트 및 시멘타이트의 합계 면적 분율: 0 내지 5％)

(잔부: 베이나이트 조직)

페라이트는, 양호한 신장을 얻기 위하여 필요하다. 면적 분율이 60％ 미만이면 신장이 저하된다. 따라서, 페라이트의 면적 분율은 60％ 이상으로 한다. 페라이트의 면적 분율은, 바람직하게는 70％ 이상이며, 보다 바람직하게는 80％ 이상이며, 100％(즉, 페라이트 단상)여도 된다.

금속 조직은, 페라이트 이외에, 소량의 MA를 포함하는 경우가 있는데, 면적 분율이 5％ 이하이면 허용된다. 바람직하게는 4％ 이하, 보다 바람직하게는 3％ 이하, 가장 바람직하게는 2％ 이하이다. 또한, 펄라이트 및 시멘타이트가 석출되는 경우가 있는데, 합계의 면적 분율이 5％ 이하이면 허용된다. 바람직하게는 4％ 이하, 보다 바람직하게는 3％ 이하, 가장 바람직하게는 2％ 이하이다. MA의 면적 분율이 5％ 초과이면, 굽힘 가공성 및 구멍 확장성이 저하된다. 또는, 펄라이트 및 시멘타이트의 면적 분율이 5％ 초과이면, 구멍 확장성이 저하된다.

금속 조직에 있어서, 상기 이외의 잔부는 베이나이트를 포함한다. 베이나이트는 Ti계 탄화물로 석출 강화된 페라이트와의 경도차가 작다. 그 때문에, MA(Martensite-Austenite constituents), 펄라이트 및 시멘타이트와 비교하여, 구멍 확장성을 저하시키는 효과가 작다. 따라서, 잔부 조직은 베이나이트로 한다.

(평균 결정 입경: 10.0㎛ 이하)

평균 결정 입경이 크면 굽힘 가공성이 저하된다. 그 때문에, 금속 조직에 있어서, 평균 결정 입경은 10.0㎛ 이하로 한다. 바람직하게는 8.0㎛ 이하이다. 평균 결정 입경은 작을수록 바람직하므로 하한은 특별히 한정되지 않는다. 그러나, 통상의 열간 압연에서는, 평균 결정 입경이 1.0㎛를 하회하는 세립화는 기술적으로 곤란하다. 그 때문에, 평균 결정 입경은 1.0㎛ 이상으로 해도 된다.

본 실시 형태에 있어서 「평균 결정 입경」란, 결정 구조가 bcc인 것, 즉 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트 및 펄라이트에 있어서 결정 방위차 15° 이상의 입계로 둘러싸이고, 또한 원 상당 직경으로 0.3㎛ 이상의 영역을 결정립으로 정의한 결정 입경의 평균값을 의미하고, 잔류 오스테나이트의 결정 입경은 평균 결정 입경에 포함하지 않는다.

(결정립의 평균 애스펙트비: 0.30 이상)

본 실시 형태에서는, bcc 결정립의 평균 애스펙트비가 0.30 이상이다. 애스펙트비란 결정립의 단축 길이를 장축의 길이로 제산한 값이며, 0 내지 1.00의 값을 취한다. 결정립의 평균 애스펙트비가 작을수록 결정립이 편평하며, 1.00에 가까울수록 등축립인 것을 나타낸다. 결정립의 평균 애스펙트비가 0.30 미만이면 편평한 결정립이 많아, 재질의 이방성이 커져 신장 플랜지성 및 굽힘 가공성이 저하된다. 그 때문에, 잔류 오스테나이트를 제외하는 결정립의 평균 애스펙트비는 0.30 이상으로 한다. 결정립이 등축에 접근할수록 이방성이 작아져, 가공성이 우수하기 때문에, 잔류 오스테나이트를 제외하는 결정립의 평균 애스펙트비는 1.00에 가까울수록 좋다.

본 실시 형태에 있어서, 평균 결정 입경, 결정립의 평균 애스펙트비, 및 금속 조직의 면적 분율은, 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 강판 단면의, 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 위치에 있어서의 금속 조직을, 서멀 전계 방사형 주사 전자 현미경과 EBSD 검출기로 구성된 EBSD 해석 장치를 사용하여, 주사 전자 현미경(SEM) 관찰과 EBSD(Electron Back Scattering DiffracTion: 전자선 후방 산란 회절법) 해석에 의해 구한다. 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 위치를 중심으로 하는, 압연 방향으로 200㎛, 판 두께 방향으로 100㎛의 영역을, 0.2㎛ 간격으로 fcc와 bcc를 구별하여 결정 방위 정보를 얻는다. EBSD 해석 장치의 부속 소프트웨어(AMETEK사제 「OIMAnalysis(등록 상표)」)를 사용하여, 결정 방위차가 15° 이상인 결정립계를 특정한다. bcc의 평균 결정 입경은, 결정 방위차 15° 이상인 결정립계로 둘러싸이고, 원 상당 직경으로 0.3㎛ 이상의 영역을 결정립으로 정의하고, 면적 평균 직경을 구한다.

15° 이상의 결정 방위차를 갖는 결정립계는 주로, 페라이트 입계, 마르텐사이트 및 베이나이트의 블록 경계이다. JIS G 0552:2013에 준한 페라이트 입경의 측정 방법에서는, 결정 방위차가 15° 미만의 페라이트 입자에 대해서도 입경이 산정되어버리는 경우가 있고, 또한, 마르텐사이트나 베이나이트의 블록은 산정되지 않는다. 따라서, 본 실시 형태에 있어서의 평균 결정 입경은, 상술한 바와 같이 EBSD 해석에 의해 구한 값을 채용한다. EBSD 해석에서는, 동시에, 각각의 결정립의 장축 길이 및 단축의 길이도 구해지기 때문에, 본 방법을 채용함으로써, bcc의 결정립의 평균 애스펙트비도 구해진다.

페라이트의 면적 분율은, 다음과 같은 방법으로 측정한다. 여기서, 결정 방위차가 5° 이상의 결정립계로 둘러싸이고, 또한 원 상당 직경으로 0.3㎛ 이상의 영역을 결정립으로 정의한다. 그 결정립 내의, OIMAnalysis에 장비되어 있는 Grain Average Misorientation 해석에 의해 구해지는 값(GAM값)이 0.6° 이하인 결정립의 면적 분율을 산출한다. 이러한 방법에 의해, 페라이트의 면적 분율을 얻는다. 페라이트의 면적 분율을 구할 때에 결정 방위차 5° 이상의 경계를 결정립계로 정의하는 이유는, 동일한 구 오스테나이트 입자로부터 가까운 밸리언트에서 생성한 다른 금속 조직을 구별할 수 없는 경우가 있기 때문이다.

펄라이트 및 시멘타이트의 면적 분율은 나이탈 부식에 의해 현출한 금속 조직을 SEM 관찰함으로써 얻는다. MA의 면적 분율은, 레페라 부식에 의해 현출한 조직을 광학 현미경으로 관찰함으로써 얻는다. 면적 분율은, 화상 해석에 의해 구해도 되고, 점산법으로 구해도 된다. 예를 들어, 펄라이트 및 시멘타이트는, 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 위치의 영역에 있어서 1000배의 배율로 3시야 이상(100㎛×100㎛/시야) 관찰하고, 격자 간격 5㎛의 점산법으로 구해도 된다. 또한, MA의 면적 분율은, 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 위치의 영역에 있어서 500배의 배율로 2시야 이상(200㎛×200㎛/시야) 관찰하고, 격자 간격 5㎛의 점산법으로 구해도 된다.

(Mn 농도의 표준 편차: 0.60질량％ 이하)

본 실시 형태에 관계되는 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 위치에 있어서의, Mn 농도의 표준 편차는 0.60질량％ 이하이다. 이에 의해, Mn 편석에 수반하는 국소적인 인장 강도의 변동이 저감되어서, 양호한 굽힘 가공성을 안정적으로 얻을 수 있다. Mn 농도의 표준 편차값은 작을수록 바람직한데, 제조 프로세스의 제약으로부터, 실질적인 하한은 0.10질량％이다.

Mn 농도의 표준 편차는, 강판의 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 단면이 관찰면이 되도록 시료를 채취하고, 관찰면을 경면 연마한 후에, 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 위치를 전자 프로브 마이크로애널라이저(EPMA)로 측정함으로써 얻어진다. 측정 조건은 가속 전압을 15kV로 하고, 배율을 5000배로 하여 시료의 압연 방향으로 20㎛ 및 시료의 판 두께 방향으로 20㎛의 범위의 분포상을 측정한다. 보다 구체적으로는, 측정 간격을 0.1㎛로 하고, 40000군데 이상의 Mn 농도를 측정한다. 이어서, 전체 측정점으로부터 얻어진 Mn 농도에 기초하여 표준 편차를 산출함으로써, Mn 농도의 표준 편차를 얻는다.

(Ti계 탄화물)

본 실시 형태에 관계되는 강판에서는, 페라이트 중에, Ti를 함유하는 탄화물(Ti계 탄화물)이 석출된다. Ti는, 페라이트 중에서의 탄화물의 석출 구동력이 높은 원소이며, 함유량의 제어 및 열처리에 의해 탄화물의 석출 상태를 제어하는 것이 용이하게 된다. 또한, Ti계 탄화물은, 석출 강화능도 높다. 여기서, Ti계 탄화물은, Ti를 함유하는 NaCl형의 결정 구조를 갖는 탄화물을 가리킨다. 이러한 탄화물이 Ti를 함유하고 있으면, 기타의 탄화물 생성 합금 원소가 소량 함유되어 있더라도, 상기 구동력을 크게 저하시킬 일은 없으므로, 효과가 얻어진다. 본 실시 형태에서 규정되는 화학 조성의 범위에 있어서, Ti계 탄화물은, 그외의 탄화물 생성 합금 원소, 예를 들어 Mo, Nb, V, Cr, W를 포함해도 된다. 또한, Ti계 탄화물에 있어서, 그 탄소의 일부가 질소로 치환된 탄질화물이어도 석출 상태는 변화하지 않으므로, 효과가 얻어진다.

(페라이트 중의 Ti계 탄화물이 반정합 상태에서 석출)

페라이트 중에 Baker-Nutting의 방위 관계를 갖고 석출되는 Ti계 탄화물에 대한, 페라이트와의 계면이 반정합 계면인 Ti계 탄화물이 차지하는 비율이 50％ 이상인 경우, 강판의 신장 플랜지성은 안정적으로 양호해진다. 본 실시 형태에서 말하는 「Ti계 탄화물이 반정합 상태에서 석출되어 있는」 상태는, 이러한 경우를 가리킨다. Ti계 탄화물이 반정합 석출이 아닐 경우, 구멍 확장성이 저하된다.

Baker-Nutting의 방위 관계를 갖는 Ti계 탄화물이 반정합 상태인지의 여부는, 이하와 같이 판단한다. 즉, 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 위치로부터 제작한 투과 전자 현미경용 박막 시료에 있어서, 주사 투과 전자 현미경법(배율: 910,000배 내지 5,100,000배)으로 환상 검출기의 검출각을 60mrad 이상 200mrad 이하의 사이로 설정하는 환상 암시야 주사 투과 전자 현미경상을, 전자 빔을 페라이트의 [001] 방위로부터 입사하여 촬영한다. 매트릭스의 페라이트의 (100)면을 정벽면으로 하는 판상의 형태를 이룬 입자, 및 페라이트의 (010)면을 정벽면으로 하는 판상의 형태를 이룬 입자를 Baker-Nutting의 방위 관계를 갖는 Ti계 탄화물로 하고, 페라이트의 (100)면을 정벽면으로 하는 판상의 형태를 이룬 입자의 (100)면의 정벽면, 또는 페라이트의 (010)면을 정벽면으로 하는 판상의 형태를 이룬 입자의 (010)면의 정벽면을 사이에 두는 페라이트의 {010}면과 Ti계 탄화물의 {01-1}면의 결정면의 수가 일치하는 경우에는 정합 상태로 하고, 결정면의 수가 일치하지 않는 경우에는 반정합 상태라고 판단한다. 20개 이상의 Ti계 탄화물을 관찰하고, 50％ 이상이 반정합 상태인 경우에, 관찰한 투과 전자 현미경용 박막 시료를 채취한 강재의 Baker-Nutting의 방위 관계를 갖는 Ti계 탄화물은 반정합 상태라고 판단한다.

Ti계 탄화물의 사이즈에 대해서, 일반적으로, 탄화물이 커지면 그 개수 밀도는 작아지는 경향이 있다. 본 발명에서는, 페라이트 중에 Baker-Nutting의 방위 관계를 갖고 석출되는 Ti계 탄화물의 개수 밀도를 확보하는 관점에서, Ti계 탄화물의 두께는 1㎚ 이상 5㎚ 이하이면 된다.

Ti계 탄화물의 두께는, 이하의 방법에 의해 측정한다.

강판의 표면으로부터 판 두께 방향으로 1/4의 깊이 위치로부터 투과 전자 현미경용 박막 시료를 제작하고, 주사 투과 전자 현미경(Scanning Transmission Electron Microscope, 이하에서는 「STEM」 이라고도 한다.)으로 관찰한다. 페라이트의 [001] 방향으로 전자 빔을 입사하여 촬영한 STEM상으로 관찰된 페라이트의 (100)면, (010)면에 판면을 형성한 Ti계 탄화물에 있어서, 페라이트의 [100], [010] 방향을 따라서 측정한 Ti계 탄화물의 크기 중, 작은 변의 길이를 두께로 한다. 또한, Ti계 탄화물의 두께를 평가할 때에는, 상 중의 석출물이 보이지 않는 개소에서 페라이트의 [100] 방향, [010] 방향으로 각각 단위 격자 10개분의 원자간 거리가 2.866㎚로 되도록, 스케일의 교정을 행한다.

<기계 특성>

(인장 강도: 980MPa 이상)

본 실시 형태에 관계되는 강판은, 금속 조직, Ti계 탄화물의 석출 형태 및 Mn 편석의 제어에 의해, 고강도이며, 또한 우수한 신장, 신장 플랜지성 및 굽힘 가공성을 갖는다. 그러나, 강판의 인장 강도가 작으면, 차체 경량화나 강성 향상 등의 효과가 작다. 그 때문에, 본 실시 형태에 관계되는 강판의 인장 강도(TS)는 980MPa 이상으로 한다. 바람직하게는 1080MPa 이상이다. 상한은 특별히 규정하지 않지만, 인장 강도가 높아짐에 수반하여 프레스 성형이 곤란해진다. 그 때문에, 인장 강도는 1800MPa 이하로 해도 된다.

본 실시 형태에 관계되는 강판에서는, 성형성의 점에서, 강도와 신장의 밸런스의 지표가 되는 TS×El이 14000MPa·％ 이상인 것을 목표로 하여, 강도와 신장 플랜지성의 밸런스의 지표가 되는 TS×λ가 50000MPa·％ 이상인 것을 목적으로 한다. TS×El은, 15000MPa·％ 이상인 것이 보다 바람직하다. TS×λ는, 55000MPa·％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 60000MPa·％ 이상인 것이 더욱 바람직하고, 65000MPa·％ 이상인 것이 일층 바람직하다.

강판의 인장 강도 및 신장은, JIS Z 2241:2011에 규정된 5호 시험편을 사용하여, 인장 강도와 파단 전체 신장(El)에 의해 평가한다. 강판의 신장 플랜지성은, JIS Z 2256:2010에 규정된 구멍 확장률(λ)에 의해 평가한다.

<제조 방법>

본 실시 형태에 관계되는 강판의 제조 조건의 한정 이유를 설명한다.

본 발명자들은, 본 실시 형태에 관계되는 강판이, 이하와 같은 가열 공정, 열간 압연 공정, 냉각 공정 및 권취 공정을 포함하는 제조 방법에 의해 얻어지는 것을 확인하고 있다.

[가열 공정]

먼저, 상술한 화학 조성을 갖는 슬래브 또는 강편을 가열한다. 슬래브 또는 강편은, 연속 주조나 주조·분괴 압연에 의해 얻은 것이어도 되지만, 그들에 열간 가공 또는 냉간 가공을 가한 것이어도 된다.

(가열 시의 700 내지 850℃의 온도역의 체류 시간: 900초 이상)

열간 압연에 제공하는 슬래브 또는 강편을 가열할 때는, 700 내지 850℃의 온도역에 900초 이상 체류시킨다. 700 내지 850℃의 온도역에서 발생하는 오스테나이트 변태에 있어서, Mn이 페라이트와 오스테나이트 사이에서 분배된다. 그 때문에, 체류 시간을 길게 하여 그 변태 시간을 길게 함으로써, Mn이 페라이트 영역 내에서 확산할 수 있다. 이에 의해, 슬래브에 편재되는 Mn 마이크로 편석이 해소되어, Mn 농도의 표준 편차가 현저하게 작아진다.

(가열 온도: 1280℃ 이상 또한 SRT(℃) 이상)

열간 압연에 제공하는 슬래브 또는 강편의 가열 온도는, 1280℃ 이상 또한 하기 (3)식에 의해 표시되는 온도 SRT(℃) 이상으로 한다. 가열 온도가 1280℃ 미만이면 가열 시의 Mn 확산에 의한 Mn 농도의 표준 편차 저감이 불충분하게 되는 경우가 있다. 또한, SRT(℃) 미만이면 Ti 탄질화물의 용체화가 불충분하게 되어, 어느 경우든 강판의 인장 강도나 굽힘 가공성이 저하된다. 따라서, 열간 압연에 제공하는 슬래브 또는 강편의 온도는 1280℃ 이상 또한 SRT(℃) 이상으로 한다. 여기서, 「슬래브 또는 강편의 온도가 1280℃ 이상 또한 SRT(℃) 이상」이란, 1280℃와 SRT(℃)의 높은 쪽의 온도보다도, 슬래브 또는 강편의 온도쪽이 높거나, 또는 1280℃와 SRT(℃)의 높은 쪽의 온도와, 슬래브 또는 강편의 온도가 동일한 것을 의미한다.

한편, 가열 온도가 1400℃ 초과에서는, 두꺼운 스케일이 생성되어 수율이 저하되거나, 가열로에 현저한 손상을 끼치거나 하는 경우가 있다. 그 때문에, 가열 온도는 1400℃ 이하가 바람직하다.

SRT(℃)=1630+90×ln([C]×[Ti]) …(3)

단, 상기 (3)식 중의 [원소 기호]는, 각 원소의 질량％에 의한 함유량을 나타낸다.

[열간 압연 공정]

열간 압연 공정에서는, 가열 공정 후의 슬래브 또는 강편에, 복수의 압연 스탠드를 사용하여 다패스 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 한다. 열간 압연 공정은, 조압연과, 조압연에 이어 행하여지는 마무리 압연으로 나뉜다.

다패스 열간 압연은 리버스 밀 또는 탠덤 밀을 사용하여 행할 수 있는데, 공업적 생산성의 관점에서는, 적어도 최종의 수단은 탠덤 밀을 사용하는 것이 바람직하다.

(조압연 개시부터 마무리 압연 완료까지의 시간: 600초 이하)

압연에 의해 Ti계 탄화물의 석출이 촉진되어서 석출되기 시작하므로, 마무리 압연 완료까지의 시간이 너무 길면, 오스테나이트 중에 조대한 Ti계 탄화물이 다량으로 석출된다. 이 경우, 고강도화에 기여하는, 마무리 압연 후에 페라이트 중에 석출되는 미세한 Ti계 탄화물이 감소하여, 강판의 인장 강도가 현저하게 감소함과 함께, 굽힘 가공성이 저하된다. 따라서, 조압연 개시부터 마무리 압연 완료까지의 시간은 600초 이내로 한다. 바람직하게는 500초 이내, 보다 바람직하게는 400초 이내, 가장 바람직하게는 320초 이내이다.

통상적으로, 열간 압연 공정은, 압연기의 사양이나 제조하는 코일의 판 두께와 판 폭 및 원하는 재질에 따라, 압하율 및 압연 온도가 제어되는데, 조압연 개시부터 마무리 압연 종료까지의 시간을 종합적으로 제어하는 것은 되어 있지 않다. 본 발명자들은, 조압연 개시부터 마무리 압연 완료까지의 시간이, Ti계 탄화물의 석출 상태에 영향을 미치는 것을 새롭게 알아냈다.

(850 내지 1100℃의 온도역의 합계 압하율: 90％ 이상)

850 내지 1100℃의 온도역의 합계 압하율이 90％ 이상으로 되는 열간 압연을 행함으로써, 주로 재결정 오스테나이트의 미세화가 도모됨과 함께, 미재결정 오스테나이트 내에의 변형 에너지의 축적이 촉진된다. 그 결과, 오스테나이트의 재결정이 촉진됨과 함께 Mn의 원자 확산이 촉진되어, Mn 농도의 표준 편차가 작아진다. 따라서, 열간 압연에 있어서, 850 내지 1100℃의 온도역의 합계 압하율(누적 압하율)을 90％ 이상으로 한다.

850 내지 1100℃의 온도역의 합계 압하율이란, 이 온도역의 압연에 있어서의 최초의 패스 전의 입구 판 두께를 t0으로 하고, 이 온도역의 압연에 있어서의 최종 패스 후의 출구 판 두께를 t1로 했을 때, (t0-t1)/t0×100(％)으로 나타낼 수 있다.

(마무리 압연 완료 온도 FT(℃): TR(℃) 이상 1080℃ 이하)

FT(℃)가 하기 (4)식으로 표시되는 TR(℃) 미만이면, 마무리 압연 후의 냉각 전에 있어서 현저하게 편평한 오스테나이트가 형성되고, 최종 제품의 강판에 있어서, 압연 방향으로 신장한 금속 조직이 되고, 잔류 오스테나이트를 제외하는 bcc 구조를 갖는 결정립의 평균 애스펙트비가 작아짐과 동시에 소성 이방성이 커진다. 이 경우, 강판의 신장, 신장 플랜지성 및/또는 굽힘 가공성이 저하된다. 따라서, FT(℃)는 TR(℃) 이상으로 한다.

한편, FT(℃)가 1080℃를 초과하면, 조직이 조대화하여, 강판의 굽힘 가공성이 저하된다. 따라서, FT(℃)는 1080℃ 이하로 한다. FT(℃)는 바람직하게는 1060℃ 이하이다.

마무리 압연 중의 온도는, 강재의 표면 온도를 가리키고, 방사 온도계 등에 의해 측정할 수 있다.

TR(℃)=805+385×[Ti]+584×[Nb] (4)

단, 상기 (4)식 중의 [원소 기호]는, 각 원소의 질량％에 의한 함유량을 나타내고, 함유하지 않는 경우에는 0을 대입한다.

[냉각 공정]

본 실시 형태에 관계되는 강판의 제조 방법은, 열간 압연 공정의 다음 공정으로서, 열연 강판을, 45℃/초 이상의 평균 냉각 속도로, 650 내지 800℃의 온도역까지, 물로 냉각하는 냉각 공정을 갖는다. 또한, 본 실시 형태에 관계되는 강판의 제조 방법에서는, 냉각 공정을 열간 압연 공정 종료 후(마무리 압연 완료 후) 3.0초 이내에 개시한다.

(마무리 압연 완료 후, 수랭을 개시할 때까지의 시간: 3.0초 이내)

마무리 압연 완료 후, 수랭 개시까지의 시간이 3.0초 초과이면, 세립화한 오스테나이트 결정립의 성장이나, Ti 등의 탄질화물의 조대 석출에 의해, 인장 강도나 굽힘 가공성이 저하된다. 따라서, 본 실시 형태에 관계되는 강판의 제조 방법에서는, 마무리 압연 완료 후 3.0초 이내에 수랭을 개시한다. 바람직하게는 2.0초 이내, 보다 바람직하게는 1.5초 이내이다.

(마무리 압연 완료 후의 수랭 개시부터 650 내지 800℃의 수랭 정지 온도까지의 평균 냉각 속도: 45℃/초 이상)

650 내지 800℃ 사이의 수랭 정지 온도까지의 평균 냉각 속도가 45℃/초 미만에서는 미변태 오스테나이트 중, 또는, 변태한 페라이트 입자 내에 조대한 Ti계 탄화물이 석출되어, 원하는 강도를 얻기 어려워진다. 따라서, 평균 냉각 속도는 45℃/초 이상으로 한다. 바람직하게는 50℃/초 이상, 보다 바람직하게는 55℃/초 이상이다. 상한은 특별히 한정할 필요는 없지만, 설비 비용의 관점에서 300℃/초 이하인 것이 바람직하다. 평균 냉각 속도란, 열간 압연 완료 후, 수랭 개시부터 수랭 정지까지의 온도 강하량을 소요 시간으로 제산한 값이다.

(650 내지 800℃의 온도역의 체류 시간: 5 내지 50초)

강판을, 45℃/초 이상의 평균 냉각 속도로, 650 내지 800℃까지 냉각한 후, 당해 온도역에서 체류시킨다. 650 내지 800℃의 체류 시간이 짧으면 원하는 페라이트 면적 분율이 얻기 어려워지기 때문에, 체류 시간은 5초 이상이 필요하다. 체류 시간은, 바람직하게는 7초 이상이다. 한편, 체류 시간이 길면 펄라이트가 생성되어 구멍 확장성이 저하된다. 그 때문에, 이 온도역에서 체류 시간은 50초 이하로 한다. 체류 시간은, 바람직하게는 40초 이하이다.

또한, 650 내지 800℃에서 체류하는 동안에, 페라이트 변태가 진행함과 함께 반정합 계면을 갖는 Ti계 탄화물이 페라이트 중에 석출되어, 인장 강도와 구멍 확장성이 우수한 강판이 얻어진다. Ti계 탄화물이 800℃보다 높은 온도에서 석출되면, 조대하게 석출되어서 원하는 개수 밀도가 얻어지지 않아 원하는 인장 강도를 얻기 어려워진다. 한편, Ti계 탄화물이 650℃보다 낮은 온도에서 석출되면, 정합 계면을 갖는 Ti계 탄화물이 석출되어서 구멍 확장성이 열화된다.

(550 내지 650℃의 온도역의 평균 냉각 속도: 45℃/초 이상)

상기 체류 후, 550 내지 650℃의 온도역의 평균 냉각 속도가 45℃/초 이상이 되도록 550℃ 이하의 온도(권취 온도)까지 강판을 냉각한다. 평균 냉각 속도가 45℃/초 미만이면 냉각 중에 정합 계면을 갖는 Ti계 탄화물이 석출되어, 구멍 확장성이 열화된다. 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정할 필요는 없지만, 설비 비용의 관점에서 300℃/초 이하인 것이 바람직하다.

[권취 공정]

(권취 온도: 350℃ 이상 550℃ 미만)

냉각 공정 후에는 강판을, 350℃ 이상 550℃ 미만으로 권취한다. 권취 온도가 350℃ 미만이면 미변태 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태하여, 구멍 확장성이나 굽힘 가공성이 저하된다. 한편, 권취 온도가 550℃ 이상이 되면 권취 후에 정합 계면을 갖는 Ti계 탄화물의 생성이 일어나서, 구멍 확장성이 저하된다. 권취 온도는, 바람직하게는 400℃ 이상 500℃ 미만이다.

본 실시 형태에서는, 권취 공정 후에 강판 표면에 도금을 실시함으로써, 도금층을 갖는 도금 강판으로 해도 된다. 도금을 실시하는 경우에 있어서도, 본 실시 형태에 관계되는 강판의 제조 방법의 조건을 충족한 뒤에 도금을 실시하면 문제 없다. 도금은 전기 도금 및 용융 도금의 어느 것이어도 되고, 도금종도 특별히 제한은 없지만, 일반적으로는 아연 도금과 아연 합금 도금을 포함하는 아연계 도금이다. 도금 강판의 예로서는, 전기 아연 도금 강판, 전기 아연-니켈 합금 도금 강판, 용융 아연 도금 강판, 합금화 용융 아연 도금 강판, 용융 아연-알루미늄 합금 도금 강판 등이 예시된다. 도금 부착량은 일반적인 양이어도 된다. 도금을 실시하기 전에, 예비 도금으로서 Ni 등을 표면에 붙여도 된다.

본 실시 형태에 관계되는 강판을 제조할 때에는 또한, 형상 교정을 목적으로 하여 공지된 조질 압연을 적절히 실시해도 된다.

본 실시 형태에 관계되는 강판의 판 두께는 특별히 한정하는 것은 아니지만, 판 두께가 너무 두꺼울 경우에는, 강판 표층과 내부에서 생성되는 금속 조직이 현저하게 다르기 때문에, 8.0㎜ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 6.0㎜ 이하이다. 한편, 판 두께가 너무 얇으면 열간 압연 시의 통판이 곤란해지기 때문에, 일반적으로는 1.0㎜ 이상이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 1.2㎜ 이상이다.

실시예

이어서, 실시예에 의해 본 발명의 일 양태의 효과를 더욱 구체적으로 설명하지만, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위하여 채용한 일 조건예이며, 본 발명은 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한에 있어서, 다양한 조건을 채용할 수 있다.

표 1A 및 표 1B에 나타내는 화학 조성(단위 질량％, 잔부는 Fe 및 불순물)을 갖는 판 두께 250㎜의 강 소재를 표 2A, 표 2B에 나타내는 조건에서 열간 압연을 실시하여, 판 두께를 2.5 내지 3.5㎜의 열연 강판으로 하였다. 얻어진 열연 강판의 일부는 어닐링 온도 700℃의 용융 아연 도금 처리, 나아가 합금화 처리를 실시하여, 용융 아연 도금 강판(GI) 또는 합금화 용융 아연 도금 강판(GA)으로 하였다.

[표 1A]

[표 1B]

[표 2A]

[표 2B]

얻어진 강판(열연 강판, 도금 강판)에 대해서, 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이의 위치에 있어서의 금속 조직을 관찰하고, 각 조직의 면적 분율, bcc 구조를 갖는 결정립의 평균 결정 입경 및 평균 애스펙트비, 그리고 Mn 농도의 표준 편차를 구하였다.

강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 위치에 있어서의 금속 조직의 면적 분율, bcc 구조를 갖는 결정립의 평균 결정 입경 및 평균 애스펙트비는, 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 강판 단면의, 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 위치에 있어서의 금속 조직을, 서멀 전계 방사형 주사 전자 현미경과 EBSD 검출기로 구성된 EBSD 해석 장치를 사용하여, 주사 전자 현미경(SEM) 관찰과 EBSD(Electron Back Scattering DiffracTion: 전자선 후방 산란 회절법) 해석에 의해 구하였다.

그 때, 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 위치를 중심으로 하는 압연 방향으로 200㎛, 판 두께 방향으로 100㎛의 영역을 0.2㎛ 간격으로 fcc와 bcc를 구별하여 결정 방위 정보를 얻었다. EBSD 해석 장치의 부속 소프트웨어(AMETEK사제 「OIMAnalysis(등록 상표)」)를 사용하여, 결정 방위차가 15° 이상인 결정립계를 특정하였다. bcc의 평균 결정 입경은, 결정 방위차 15° 이상인 결정립계로 둘러싸이고, bcc로 판별된 원 상당 직경으로 0.3㎛ 이상의 영역을 결정립으로 정의하여 면적 평균 직경을 구하였다.

페라이트의 면적 분율은, 다음과 같은 방법으로 측정하였다.

결정 방위차가 5° 이상의 결정립계로 둘러싸이고, 또한 bcc로 판별된 원 상당 직경으로 0.3㎛ 이상의 영역을 결정립으로 정의하였다. 그 결정립 내의, OIMAnalysis에 장비되어 있는 Grain Average Misorientation 해석에 의해 구해지는 값(GAM값)이 0.6° 이하인 결정립의 면적 분율을 산출하였다.

펄라이트 및 시멘타이트의 면적 분율은, 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 위치의 영역에 있어서 나이탈 부식에 의해 현출한 금속 조직을, SEM을 사용하여 1000배의 배율로 3시야 관찰하고, 격자 간격 5㎛의 점산법으로 구하였다. 또한, MA의 면적 분율은, 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 위치의 영역에 있어서 레페라 부식에 의해 현출한 조직을, 광학 현미경을 사용하여 500배의 배율로 2 시야 관찰하고, 격자 간격 5㎛의 점산법으로 구하였다.

표에는 나타나 있지 않지만, 금속 조직의 잔부는 베이나이트였다.

Mn 농도의 표준 편차는, 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 강판 단면을 경면 연마한 후에, 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 위치를 전자 프로브 마이크로애널라이저(EPMA)로 측정함으로써 얻었다. 측정 조건은 가속 전압을 15kV로 하고, 배율을 5000배로 하여 시료 압연 방향으로 20㎛ 및 시료판 두께 방향으로 20㎛의 범위의 분포상을 측정하였다. 보다 구체적으로는, 측정 간격을 0.1㎛로 하고, 40000군데 이상의 Mn 농도를 측정하였다. 이어서, 전체 측정점으로부터 얻어진 Mn 농도에 기초하여 표준 편차를 산출함으로써, Mn 농도의 표준 편차를 얻었다.

얻어진 강판의 기계 특성을 평가하기 위해서, 인장 강도 TS(MPa), 파단 전체 신장 El(％)을 JIS Z 2241:2011에 준거하여 측정하였다. 또한, JIS Z 2256:2010에 준거하여 구멍 확장률(λ)을 측정하였다.

굽힘 가공성은, 굽힘 반지름을 판 두께의 2배로 한 90°V 굽힘 시험에 의해 평가하였다.

표 3A, 표 3B에 금속 조직, 및 기계 특성의 시험 결과를 나타낸다.

인장 강도는, 980MPa 이상의 경우를 고강도인 것으로 하였다.

신장은, 인장 강도와 파단 전체 신장의 곱(TS×El)이 14000MPa·％ 이상인 경우를 신장이 우수한 것으로 하였다. 또한, TS×λ이 50000MPa·％ 이상인 경우를, 신장 플랜지성이 우수한 것으로 하였다. 굽힘 가공성은, 3회의 시험을 행하고, 모든 시험편에서 굽힘 시험 시에 갈라짐이 발생하지 않은 것을 굽힘 가공성이 우수한 것(OK)으로 하고, 1개 이상의 갈라짐이 발생한 것을 굽힘 가공성이 충분하지 않은 것(NG)으로 하였다.

[표 3A]

[표 3B]

표 3A, 표 3B에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 요건을 구비하는 발명예에서는 TS, TS×El 및 굽힘 가공성의 모두가 우수하였다. 한편, 본 발명의 요건을 적어도 하나 이상 구비하지 않는 비교예에서는, TS, TS×El 및 굽힘 가공성 중 적어도 하나가 떨어져 있었다.

본 발명에 따르면, 고강도이며, 또한, 신장, 신장 플랜지성 및 굽힘 가공성이 우수한 강판을 제공할 수 있다. 본 발명의 강판은, 자동차용, 가전용, 기계 구조용, 건축용 등의 용도에 사용되는 소재로서 적합하며, 특히, 자동차의 내판 부재, 구조 부재, 서스펜션 부재 등의 부품의 소재로서 사용하면, 차체 경량화 및 내충돌 특성의 향상에 기여할뿐만 아니라, 부품 형상으로 가공하는 것이 용이하다. 그 때문에, 본 발명의 강판은, 산업상의 공헌이 매우 현저하다.

Claims (5)

1. 화학 조성이, 질량％로,
   C: 0.050 내지 0.250％,
   Si: 0.005 내지 2.000％,
   Mn: 0.10 내지 3.00％,
   P: 0.100％ 이하,
   S: 0.0100％ 이하,
   sol.Al: 0.001 내지 1.00％,
   Ti: 0.150 내지 0.400％,
   N: 0.0010 내지 0.0100％,
   Nb: 0 내지 0.100％,
   V: 0 내지 1.000％,
   Mo: 0 내지 1.000％,
   Cu: 0 내지 1.00％,
   Ni: 0 내지 1.00％,
   Cr: 0 내지 2.00％,
   W: 0 내지 1.000％,
   B: 0 내지 0.0020％,
   Ca: 0 내지 0.0100％,
   Mg: 0 내지 0.0100％,
   REM: 0 내지 0.0100％,
   Bi: 0 내지 0.0200％,
   를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물을 포함하고,
   하기 (1)식으로 구해지는 Ex.C가 0.020％ 이하이고,
   표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이의 위치에 있어서의 금속 조직이, 면적 분율로, 페라이트를 60％ 이상, MA를 0 내지 5％, 펄라이트 및 시멘타이트를 합계로 0 내지 5％ 포함하고, 잔부가 베이나이트를 포함하고,
   상기 금속 조직에 있어서,
   평균 결정 입경이 10.0㎛ 이하이고,
   결정립의 평균 애스펙트비가 0.30 이상이며,
   Mn 농도의 표준 편차가 0.60질량％ 이하이고,
   상기 페라이트 중에 있어서의 Baker-Nutting의 방위 관계를 갖는 Ti계 탄화물이, 반정합 상태에서 석출되어 있고,
   인장 강도가 980MPa 이상인
   것을 특징으로 하는 강판.
   Ex.C=(％C)-12{(％Ti^*)/48+(％V)/51+(％Nb)/93+(％Mo)/96+(％W)/184} (1)식
   여기서, 상기 (1)식 중의 「％Ti^*」은, 이하의 (2)식으로부터 구한다.
   ％Ti^*=％Ti-48×{(％N)/14+(％S)/32} (2)식
   상기 (1)식, 상기 (2)식 중의 ％C, ％V, ％Nb, ％Mo, ％W, ％Ti, ％N, ％S는, 강판 중의 질량％에 의한 C, V, Nb, Mo, W, Ti, N, S의 함유량이다.
2. 제1항에 있어서, 상기 화학 조성이, 질량％로,
   Nb: 0.001 내지 0.100％,
   V: 0.005 내지 1.000％,
   Mo: 0.001 내지 1.000％,
   Cu: 0.02 내지 1.00％,
   Ni: 0.02 내지 1.00％,
   Cr: 0.02 내지 2.00％,
   W: 0.02 내지 1.000％,
   B: 0.0001 내지 0.0020％,
   Ca: 0.0002 내지 0.0100％,
   Mg: 0.0002 내지 0.0100％,
   REM: 0.0002 내지 0.0100％, 및
   Bi: 0.0001 내지 0.0200％
   로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는
   것을 특징으로 하는 강판.
3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 표면에 도금층이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 강판.
4. 제3항에 있어서, 상기 도금층이, 용융 아연 도금층인 것을 특징으로 하는 강판.
5. 제4항에 있어서, 상기 용융 아연 도금층이, 합금화 용융 아연 도금층인 것을 특징으로 하는 강판.