KR20230038545A

KR20230038545A - 고강도 강판

Info

Publication number: KR20230038545A
Application number: KR1020237005055A
Authority: KR
Inventors: 겐키 아부카와; 히로유키 다나카; 마사후미 아즈마; 가즈마사 츠츠이
Original assignee: 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Priority date: 2020-09-30
Filing date: 2021-09-10
Publication date: 2023-03-20
Also published as: EP4223900A1; EP4223900A4; WO2022070840A1; JP7469706B2; JPWO2022070840A1; CN115917030A; US20230295760A1; MX2023001729A

Abstract

이 고강도 강판은, 소정의 화학 성분을 포함하고, 표면으로부터 판 두께 방향으로 판 두께의 1/10의 범위에 있어서, 오일러각으로, φ1=0 내지 90°, Φ=50 내지 60°, φ2=45°로 표현되는 방위군인 방위군 1의 평균 극밀도가 1.5 이하, 또한, 상기 오일러각으로, φ1=45 내지 85°, Φ=85 내지 90°, φ2=45°로 표현되는 방위군인 방위군 2의 평균 극밀도가 1.5 이상이고, 표면 성상의 랜덤도를 나타내는 S값이 7.5 이하이고, 상기 표면 성상의 집중도를 나타내는 E값이 0.04 이상이고, 인장 강도가 590㎫ 이상이다.

Description

고강도 강판

본 발명은, 고강도 강판에 관한 것이다.

본원은, 2020년 09월 30일에, 일본에 출원된 특허 출원 제2020-165954호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

근년, 지구 온난화 대책에 수반하는 온실효과 가스 배출량 규제의 관점에서, 자동차의 가일층의 연비 향상이 요구되고 있다. 자동차 구조의 대부분은, 철, 특히 강판에 의해 형성되어 있으므로, 이 강판을 얇게 하여 중량을 저감함으로써, 차체가 경량화되고, 연비가 향상된다. 그러나, 단순하게 강판의 두께를 얇게 하여 강판의 중량을 저감하면, 구조물로서의 강도가 저하되고, 충돌 안전성이 저하되는 것이 염려된다. 그 때문에, 강판의 두께를 얇게 하기 위해서는, 구조물의 강도를 저하시키지 않도록, 사용되는 강판의 기계적 강도를 높게 하는 것이 요구된다. 그래서, 근년, 차체를 경량화함과 함께 충돌 안전성을 확보하기 위해, 자동차용 부품에 있어서의 고강도 강판의 적용이 점점 확대되고 있다.

한편, 자동차용 부품에 제공되는 강판에 있어서는, 강도뿐만 아니라, 프레스 가공성이나 용접성 등, 부품 성형 시에 요구되는 각종 시공성이 요구된다. 구체적으로는, 프레스 가공성의 관점에서, 강판에는 굽힘성이 요구되는 경우가 많다. 강판의 성형성은, 재료의 고강도화와 함께 저하되는 경향이 있어서, 강판에 있어서, 고강도와 양호한 성형성을 양립하는 것은 어렵다.

그 때문에, 자동차용 부품에 있어서의 고강도 강판의 적용에는, 인장 강도 590㎫ 이상의 고강도와 함께, 우수한 굽힘 가공성을 실현하는 것이 중요한 과제가 되고 있다.

이와 같은 과제에 대해, 비특허문헌 1에는, 조직 제어에 의해, 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트 등의 단일 조직으로 제어함으로써 굽힘 가공성이 개선되는 것이 보고되어 있다.

또한, 특허문헌 1에는, 질량％로, C: 0.010 내지 0.055％, Si: 0.2％ 이하, Mn: 0.7％ 이하, P: 0.025％ 이하, S: 0.02％ 이하, N: 0.01％ 이하, Al: 0.1％ 이하, Ti: 0.06 내지 0.095％를 함유하고, 면적률로 95％ 이상이 페라이트로 이루어지는 조직으로 제어하고, 페라이트 결정립 내의 Ti를 포함하는 탄화물 입자경과, Ti를 포함하는 황화물로서 평균 직경 0.5㎛ 이하의 TiS만이 분산 석출된 조직으로 제어함으로써, 590㎫ 이상 750㎫ 이하의 인장 강도와 우수한 굽힘 가공성을 실현하는 방법이 개시되어 있다.

또한, 특허문헌 2에는, 질량％로, C: 0.05 내지 0.15％, Si: 0.2 내지 1.2％, Mn: 1.0 내지 2.0％, P: 0.04％ 이하, S: 0.0030％ 이하, Al: 0.005 내지 0.10％, N: 0.01％ 이하 및 Ti: 0.03 내지 0.13％를 함유하고, 강판 내부의 조직을, 베이나이트 단상 또는 베이나이트를 분율로 95％ 초과로 하는 조직으로 제어하고, 또한, 강판 표층부의 조직을 베이나이트상의 분율이 80％ 미만이며, 또한, 가공성이 풍부한 페라이트의 분율을 10％ 이상으로 함으로써, 인장 강도 780㎫ 이상을 유지한 상태로, 굽힘 가공성을 향상시키는 방법이 개시되어 있다.

일본 특허 공개 제2013-133499호 공보 일본 특허 공개 제2012-62558호 공보

다카하시 등, 신닛테츠기보 「자동차용 고강도 강판의 개발」, 제378호, p2 내지 p6, (2003)

그러나, 근년, 강도 및 굽힘 가공성에 대한 요구는 높아지고 있고, 특허문헌 1 및 2의 기술에서는, 강도와 굽힘 가공성의 양립이 충분하다고는 할 수 없다.

본 발명은, 상술한 검토에 감안하여, 이하에 나타내는 여러 형태로 상도한 것으로, 590㎫ 이상의 인장 강도를 가지면서, 우수한 굽힘 가공성을 갖는 고강도 강판을 제공하는 것을 과제로 한다.

상기한 굽힘 가공성이란, 굽힘 가공했을 때, 가공부에서 균열이 발생하기 어려운 것을 나타내는 지표, 또는 그 균열이 성장하기 어려운 것을 나타내는 지표이다. 단, 본 발명에서는, 종래와는 달리, 굽힘 가공했을 때, 굽힘 가공부의 외측으로부터 발생하는 균열뿐만 아니라, 굽힘 가공부의 내측에 발생하는 미소한 균열(굽힘 내균열)을 포함한 균열을 대상으로 한다.

본 발명자들은, 고강도 강판의 굽힘 가공성에 대하여 예의 조사를 행하였다. 그 결과, 강판 강도가 높아질수록, 굽힘 가공 시에 굽힘 외측에서뿐만 아니라, 굽힘 내측으로부터 균열이 발생하기 쉬워지는 것을 밝혔이다. 즉, 종래, 강판의 굽힘 가공에 있어서의 균열은 굽힘 외측의 강판 표면 또는 단부면 부근으로부터 균열이 발생하는 것이 일반적이었지만, 강판의 고강도화에 수반하여 굽힘 내측에 미소한 균열이 발생하는 경우가 있는 것을 알 수 있었다(이하, 굽힘 외측으로부터 균열이 발생하는 균열을 굽힘 외균열, 굽힘 내측으로부터 균열이 발생하는 균열을 굽힘 내균열이라고 호칭함). 이러한 굽힘 외균열과 굽힘 내균열을 동시에 억제하는 방법은 종래의 지견에서는 제시되어 있지 않다.

또한, 본 발명자들의 연구에 의해, 굽힘 내균열은, 인장 강도가 590㎫ 이상의 강판에서 발생하는 경우가 있는 것을 알 수 있었다.

상술한 바와 같이, 고강도 강판에 있어서, 굽힘성을 향상시키기 위해서는, 굽힘 외균열 및 굽힘 내균열을 억제할 필요가 있다. 본 발명자들은, 상기의 굽힘 외균열 및 굽힘 내균열이 발생하는 메커니즘이 변형의 치우침에 의한다고 추정하고, 집합 조직 및 표면 성상에 착안하고, 굽힘 외균열 및 굽힘 내균열을 억제하는 방법을 탐색하였다. 그 결과, 본 발명자들은, 소정의 화학 조성을 갖는 강판에 있어서, 집합 조직, 표면 성상의 랜덤도 및 표면 성상의 집중도를 동시에 제어함으로써, 굽힘성을 확보하면서, 또한 인장 강도가 590㎫ 이상인 강판을 제조 가능한 것을 발견하였다.

본 발명은, 상기의 지견에 기초하여 이루어지고, 그 요지는 이하와 같다.

(1) 본 발명의 일 형태에 관한 고강도 강판은, 화학 성분으로서, 질량％로, C: 0.03 내지 0.28％, Si: 0.05 내지 2.50％, Mn: 1.00 내지 4.00％, sol.Al: 0.001 내지 2.000％, P: 0.100％ 이하, S: 0.020％ 이하, N: 0.010％ 이하, O: 0.010％ 이하, Ti: 0 내지 0.10％, Nb: 0 내지 0.10％, B: 0 내지 0.010％, V: 0 내지 1.00％, Cr: 0 내지 1.00％, Mo: 0 내지 1.00％, Cu: 0 내지 1.00％, Co: 0 내지 1.00％, W: 0 내지 1.00％, Ni: 0 내지 1.00％, Ca: 0 내지 0.010％, Mg: 0 내지 0.010％, REM: 0 내지 0.010％, Zr: 0 내지 0.010％, 및 잔부: Fe 및 불순물을 포함하고, 표면으로부터 판 두께 방향으로 판 두께의 1/10의 범위에 있어서, 오일러각으로, φ1=0 내지 90°, Φ=50 내지 60°, φ2=45°로 표현되는 방위군인 방위군 1의 평균 극밀도가 1.5 이하, 또한, 상기 오일러각으로, φ1=45 내지 85°, Φ=85 내지 90°, φ2=45°로 표현되는 방위군인 방위군 2의 평균 극밀도가 1.5 이상이고, 표면 성상의 랜덤도를 나타내는 S값이 7.5 이하이고, 상기 표면 성상의 집중도를 나타내는 E값이 0.04 이상이고, 인장 강도가 590㎫ 이상이다.

(2) 상기 (1)에 기재된 강판에서는, 상기 표면에 용융 아연 도금층을 구비해도 된다.

(3) 상기 (2)에 기재된 강판에서는, 상기 용융 아연 도금층이 합금화 용융 아연 도금층이어도 된다.

본 발명의 상기 양태에 의하면, 590㎫ 이상의 인장 강도를 갖고, 굽힘 외균열 및 굽힘 내균열 발생의 억제가 가능하거나, 굽힘 가공성이 우수한 고강도 강판을 얻을 수 있다.

이하에, 본 발명의 일 실시 형태에 관한 강판에 대하여 상세하게 설명한다. 단, 본 발명은 본 실시 형태에 개시된 구성만으로 제한되는 일 없이, 본 발명의 취지를 일탈하지 않는 범위에서 다양한 변경이 가능하다. 또한, 「내지」를 사이에 두고 하기하는 수치 범위에는, 하한값 및 상한값이 그 범위에 포함된다. 단, 「초과」 또는 「미만」으로 나타내는 수치는, 그 값이 수치 범위에 포함되지 않는다. 각 원소의 함유량에 관한 「％」는, 「질량％」를 의미한다.

1. 화학 성분

이하, 본 실시 형태에 관한 강판의 화학 성분(화학 조성)에 대하여 상세하게 설명한다. 본 실시 형태에 관한 강판은, 화학 성분으로서, 기본 원소를 포함하고, 필요에 따라서 선택 원소를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어진다.

(C: 0.03 내지 0.28％)

C는 강판 강도를 확보하는데 중요한 원소이다. C 함유량이 0.03％ 미만이면, 590㎫ 이상의 인장 강도를 확보할 수 없다. 따라서, C 함유량은 0.03％ 이상으로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.05％ 이상이다.

한편, C 함유량이, 0.28％ 초과가 되면, 용접성이 나빠진다. 그 때문에, C 함유량을 0.28％ 이하로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.20％ 이하, 보다 바람직하게는 0.15％ 이하이다.

(Si: 0.05 내지 2.50％)

Si는, 고용 강화에 의해 재료 강도를 높일 수 있는 중요한 원소이다. Si 함유량이 0.05％ 미만이면, 항복 강도가 저하된다. 그 때문에, Si 함유량은 0.05％ 이상으로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 0.10％ 이상, 보다 바람직하게는 0.30％ 이상이다.

한편, Si 함유량이 2.50％ 초과에서는, 표면 성상이 열화된다. 그 때문에, Si 함유량은 2.50％ 이하로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 2.00％ 이하, 보다 바람직하게는 1.50％ 이하이다.

(Mn: 1.00 내지 4.00％)

Mn은, 강판의 기계적 강도를 높이는데 유효한 원소이다. Mn 함유량이 1.00％ 미만이면, 590㎫ 이상의 인장 강도를 확보할 수 없다. 따라서, Mn 함유량은, 1.00％ 이상으로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 1.50％ 이상이며, 보다 바람직하게는 2.00％ 이상이다.

한편, Mn 함유량이 과잉이 되면, Mn 편석에 의해 조직이 불균일해져, 굽힘 가공성이 저하된다. 따라서, Mn 함유량은 4.00％ 이하로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 3.00％ 이하, 보다 바람직하게는 2.60％ 이하이다.

(sol.Al: 0.001 내지 2.000％)

Al은, 강을 탈산하여 강판을 건전화하는 작용을 갖는 원소이다. sol.Al 함유량이, 0.001％ 미만이면, 충분히 탈산할 수 없다. 그 때문에, sol.Al 함유량은, 0.001％ 이상으로 한다. 단, 탈산이 충분히 필요한 경우, sol.Al 함유량은, 0.010％ 이상이 바람직하다. sol.Al 함유량은, 보다 바람직하게는 0.020％ 이상이다.

한편, sol.Al 함유량이 2.000％ 초과에서는, 용접성의 저하가 현저해짐과 함께, 산화물계 개재물이 증가하여 표면 성상의 열화가 현저해진다. 따라서, sol.Al 함유량은 2.000％ 이하로 한다. sol.Al 함유량은, 바람직하게는 1.500％ 이하이며, 보다 바람직하게는 1.000％ 이하이며, 더욱 바람직하게는 0.080％ 이하이다. sol.Al이란, Al₂O₃ 등의 산화물로 되어 있지 않고, 산에 가용인 산 가용 Al을 의미한다.

본 실시 형태에 관한 강판은, 화학 성분으로서, 불순물을 함유한다. 「불순물」이란, 강을 공업적으로 제조할 때, 원료로서의 광석이나 스크랩으로부터, 또는 제조 환경 등으로부터 혼입되는 것을 가리킨다. 예를 들어, P, S, N, O, As, Sn 등의 원소를 의미한다. 이들 불순물 중, 특히 P, S, N, O는, 본 실시 형태의 효과를 충분히 발휘시키기 위해, 이하와 같이 제한하는 것이 바람직하다. 불순물의 함유량은 적은 것이 바람직하므로, 하한값을 제한할 필요가 없으며, 불순물은 0％여도 된다.

(P: 0.100％ 이하)

P는, 일반적으로 강에 함유되는 불순물이다. P 함유량이 0.100％ 초과에서는 용접성의 열화가 현저해진다. 따라서, P 함유량은 0.100％ 이하로 제한한다. P 함유량은 바람직하게는 0.050％ 이하로 제한한다.

한편, P는, 인장 강도를 높이는 작용을 갖는 원소이기도 하다. 그 때문에, P를 적극적으로 함유시켜도 된다. 이 경우, 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해, P 함유량을 0.001％ 이상으로 해도 된다.

(S: 0.020％ 이하)

S는, 강에 함유되는 불순물이며, 용접성의 관점에서는 적을수록 바람직하다. S 함유량이 0.020％ 초과에서는 용접성의 저하가 현저해짐과 함께, MnS의 석출량이 증가하고, 저온 인성이 저하된다. 따라서, S 함유량은 0.020％ 이하로 제한한다. S 함유량은 바람직하게는 0.010％ 이하, 보다 바람직하게는 0.005％ 이하이다. S 함유량은 0％여도 되지만, 탈황 비용의 관점에서, S 함유량은, 0.001％ 이상으로 해도 된다.

(N: 0.010％ 이하)

N은, 강에 함유되는 불순물이며, 용접성의 관점에서는 적을수록 바람직하다. N 함유량이 0.010％ 초과에서는 용접성의 저하가 현저해진다. 따라서, N 함유량은 0.010％ 이하로 제한한다. N 함유량은, 바람직하게는 0.005％ 이하이다.

(O: 0.010％ 이하)

O는, 강에 함유되는 불순물이며, 산화물을 형성하여 성형성을 열화시키는 원소이다. O 함유량이 0.010％ 초과에서는, 굽힘성의 열화가 현저해지므로, O 함유량은 0.010％ 이하로 제한한다. O 함유량은, 바람직하게는 0.007％ 이하이다.

본 실시 형태에 관한 강판은, 상기에서 설명한 기본 원소 외에, 잔부는 Fe 및 불순물이어도 된다. 그러나, 상기에서 설명한 기본 원소, Fe 및 불순물에 더하여, 선택 원소를 함유해도 된다. 예를 들어, 상기한 잔부인 Fe의 일부 대신에, 선택 원소로서, Ti, Nb, B, V, Cr, Mo, Cu, Co, W, Ni, Ca, Mg, REM, Zr 중 1종 이상을 함유해도 된다. 이들 선택 원소는, 그 목적에 따라서 함유시키면 된다. 따라서, 이들 선택 원소의 하한값을 제한할 필요가 없으며, 0％여도 된다. 또한, 이들 선택 원소가 불순물로서 함유되어도, 상기 효과는 손상되지 않는다.

(Ti: 0 내지 0.10％)

Ti는, 고용 강화 또는 결정의 성장 억제에 의한 결정립 미세화 효과에 의해, 강판의 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 상기의 효과를 얻는 경우, Ti 함유량은, 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. Ti 함유량은, 보다 바람직하게는 0.01％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.02％ 이상이다.

한편, Ti 함유량이 0.10％를 초과하면 상기의 효과는 포화되어 경제성이 저하된다. 따라서, 함유시키는 경우, Ti 함유량은, 0.10％ 이하로 한다. Ti 함유량은, 바람직하게는 0.07％ 이하, 보다 바람직하게는 0.05％ 이하이다.

(Nb: 0 내지 0.10％)

Nb는, Ti와 마찬가지로, 고용 강화 또는 결정의 성장 억제에 의한 결정립 미세화 효과에 의해, 강판의 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 상기의 효과를 얻는 경우, Nb 함유량은, 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. Nb 함유량은, 보다 바람직하게는 0.01％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.02％ 이상이다.

한편, Nb 함유량이 0.10％를 초과하면, 상기의 효과는 포화되어 경제성이 저하된다. 따라서, 함유시키는 경우, Nb 함유량은 0.10％ 이하로 한다. Nb 함유량은, 바람직하게는 0.07％ 이하, 보다 바람직하게는 0.05％ 이하이다.

본 실시 형태에 관한 강판에서는, Ti 및 Nb 중 적어도 1종을, 합계 함유량이 0.001％ 이상이 되도록 함유하는 것이 바람직하다.

한편, Ti 및 Nb를 함유하면, 열간 압연 중의 오스테나이트의 재결정이 저해되고, 집합 조직이 발달하기 쉬워져, 굽힘성이 열화되는 것이 염려된다. 그 때문에, Nb와 Ti의 합계 함유량은 0.08％ 이하인 것이 바람직하다. 즉, 질량％에 의한 Ti 함유량을 [Ti], Nb 함유량을 [Nb]로 할 때, [Ti]+[Nb]≤0.08로 하는 것이 바람직하다.

(B: 0 내지 0.010％)

B는 입계에 편석되어, 입계 강도를 향상시킴으로써, 펀칭 시의 펀칭 단면의 거칠기의 억제에 유효한 원소이다. 상기의 효과를 얻는 경우, B 함유량은, 0.001％ 이상인 것이 바람직하다.

한편, B 함유량이 0.010％를 초과해도, 상기 효과는 포화되어, 경제적으로 불리해진다. 그 때문에, 함유시키는 경우, B 함유량은 0.010％ 이하로 한다. B 함유량은, 바람직하게는 0.005％ 이하이며, 보다 바람직하게는 0.003％ 이하이다.

(V: 0 내지 1.00％)

(Cr: 0 내지 1.00％)

(Mo: 0 내지 1.00％)

(Cu: 0 내지 1.00％)

(Co: 0 내지 1.00％)

(W: 0 내지 1.00％)

(Ni: 0 내지 1.00％)

V, Cr, Mo, Cu, Co, W, Ni는, 모두 강도를 안정적으로 확보하기 위해 효과가 있는 원소이다. 따라서, 이들 원소를 단독으로 또는 조합하여 함유시켜도 된다. 상기 작용에 의한 효과를 얻는 경우, V: 0.005％ 이상, Cr: 0.005％ 이상, Mo: 0.005％ 이상, Cu: 0.005％ 이상, Co: 0.005％ 이상, W: 0.005％ 이상 및 Ni: 0.005％ 이상 중 적어도 1종을 함유하고 있는 것이 바람직하다.

한편, 어느 원소에 대해서도, 각각 1.00％를 초과하여 함유시켜도, 상기 작용에 의한 효과는 포화되기 쉽고, 경제적으로 불리해지는 경우가 있다. 따라서, 이들 원소를 함유시키는 경우, V 함유량, Cr 함유량, Mo 함유량, Cu 함유량, Co 함유량, W 함유량 및 Ni 함유량은, 각각 1.00％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

(Ca: 0 내지 0.010％)

(Mg: 0 내지 0.010％)

(REM: 0 내지 0.010％)

(Zr: 0 내지 0.010％)

Ca, Mg, REM, Zr은, 모두 개재물 제어, 특히 개재물의 미세 분산화에 기여하고, 인성을 높이는 작용을 갖는 원소이다. 따라서, 이들 원소의 1종 또는 2종 이상을 함유시켜도 된다. 상기 작용에 의한 효과를 얻는 경우, 이들의 원소 중 적어도 하나의 함유량을 0.0003％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.001％ 이상이다.

한편, 어느 원소에 대해서도 각각 0.010％를 초과하여 함유시키면, 표면 성상의 열화가 현재화되는 경우가 있다. 따라서, 함유시키는 경우, 각 원소의 함유량은 각각 0.010％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

여기서, REM은, Sc, Y 및 란타노이드의 합계 17원소를 가리키고, 그의 적어도 1종이다. 상기 REM의 함유량은 이들 원소 중 적어도 1종의 합계 함유량을 의미한다. 란타노이드의 경우, 공업적으로는 미슈 메탈의 형태로 첨가된다.

본 실시 형태에 관한 강판에서는, 화학 성분으로서, 질량％로, Ca: 0.0003％ 이상 0.010％ 이하, Mg: 0.0003％ 이상 0.010％ 이하, REM: 0.0003％ 이상 0.010％ 이하, Zr: 0.0003％ 이상 0.010％ 이하 중 적어도 1종을 함유하는 것이 바람직하다.

상기한 화학 성분은, 강의 일반적인 분석 방법에 의해 측정하면 된다. 예를 들어, ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry)를 사용하여 측정하면 된다. C 및 S는 연소-적외선 흡수법을 사용하고, N은 불활성 가스 융해-열전도도법을 사용하고, O는 불활성 가스 융해-비분산형 적외선 흡수법을 사용하여 측정하면 된다.

2. 집합 조직

이어서, 본 실시 형태에 관한 강판의 집합 조직에 대하여 설명한다.

본 실시 형태에 관한 강판은, 표면으로부터 판 두께 방향으로 판 두께의 1/10까지의 범위인 표층 영역에서, 방위군 1(오일러각으로, φ1=0 내지 90°, Φ=50 내지 60°, φ2=45°)의 평균 극밀도가 1.5 이하이며, 또한 방위군 2(오일러각으로, φ1=45 내지 85°, Φ=85 내지 90°, φ2=45°)의 평균 극밀도가 1.5 이상이 되는 집합 조직을 갖는다.

강판에 변형을 가했을 때, 변형에 대한 미끄럼계의 작용 용이성은, 각 결정 방위에 따라 다르다(슈미드 인자). 이것은 즉 결정 방위마다 변형 저항이 다르다고 생각할 수 있다.

집합 조직이 비교적 랜덤하면 변형 저항도 균일하므로, 변형이 균일하게 발생하기 쉽지만, 특정한 집합 조직이 발달하면 변형 저항이 큰 방위를 갖는 결정과 그 이외의 방위의 결정 사이에 변형의 치우침이 발생하기 쉬워진다. 반대로, 변형 저항이 큰 방위의 결정을 저감시키면, 변형은 균일하게 발생하기 쉬워진다. 즉, 본 발명자들은, 이들의 것으로부터 집합 조직에 착안하여, 특히 균열이 발생하는 판 두께 방향의 표층 영역에 있어서의 집합 조직을 제어함으로써, 굽힘 외균열 및 굽힘 내균열을 억제할 수 있는 것을 발견하였다.

(표층 영역: 표면으로부터 판 두께 방향으로 판 두께의 1/10까지의 범위)

강판을 굽힘 변형할 때, 판 두께 중심을 경계로, 표면을 향하여 변형이 커지고, 최표면에서 변형은 최대가 된다. 따라서, 굽힘 외균열, 굽힘 내균열의 균열은 강판 표면에 생성된다. 이러한, 균열의 생성에 기여하는 것은, 표면으로부터 판 두께의 1/10 위치까지의 범위의 조직이다. 그 때문에, 본 실시 형태에서는, 상기의 범위를 표층 영역으로 하고, 이 표층 영역의 집합 조직을 이하와 같이 제어한다.

<방위군 1(오일러각으로, φ1=0 내지 90°, Φ=50 내지 60°, φ2=45°로 표현되는 방위군)의 평균 극밀도: 1.5 이하>

이 방위군에 포함되는 방위는 γ파이버라고 불리고, 주로 냉간에서 압연된 강판에서 발달하는 방위이다. 방위군 1에 포함되는 방위를 갖는 결정은, 굽힘 가공 시에 변형 저항이 특히 크다. 그 때문에, 방위군 1에 포함되는 어느 방위를 갖는 결정과 그 밖의 방위를 갖는 결정의 변형 저항의 차이에 기인하여, 변형의 치우침이 발생하기 쉽다. 따라서, 방위군 1의 극밀도를 작게 함으로써, 굽힘 외균열 및 굽힘 내균열을 억제할 수 있다. 방위군 1(오일러각으로, φ1=0 내지 90°, Φ=50 내지 60°, φ2=45°로 표현되는 방위군)의 평균 극밀도가 1.5 초과이면, 굽힘 외균열 또는 굽힘 내균열의 발생 요인이 된다. 이 경우, L축 굽힘 및 C축 굽힘의 최소 굽힘 반지름의 평균값을 판 두께로 나눈 값인 R/t가 2.0 이하가 되지 않는다. 그 때문에, 방위군 1의 평균 극밀도를 1.5 이하로 한다.

<방위군 2(오일러각으로, φ1=45 내지 85°, Φ=85 내지 90°, φ2=45°로 표현되는 방위군)의 평균 극밀도: 1.5 이상>

이 방위군에 포함되는 방위는 소정의 조건의 열간 압연을 행함으로써 발달하는 방위이다. 방위군 2에 포함되는 방위를 갖는 결정은, 굽힘 가공 시에 변형 저항이 비교적 작다. 그 때문에, 방위군 2에 포함되는 방위를 발달시킴으로써, 굽힘 가공 중의 변형의 치우침은 발생하기 어려워진다. 따라서, 방위군 2의 극밀도를 크게 함으로써, 굽힘 외균열과 굽힘 내균열을 억제할 수 있다. 방위군 2(오일러각으로, φ1=45 내지 85°, Φ=85 내지 90°, φ2=45°로 표현되는 방위군)의 평균 극밀도가 1.5 미만이면, 굽힘 외균열 또는 굽힘 내균열의 발생 요인이 된다. 이 경우, L축 굽힘 및 C축 굽힘의 최소 굽힘 반지름의 평균값을 판 두께로 나눈 값인 R/t가 2.0 이하가 되지 않는다. 그 때문에, 방위군 2의 평균 극밀도를 1.5 이상으로 한다.

극밀도는, EBSP(Electron BackScatter Diffraction Pattern)법에 의해 측정할 수 있다.

구체적으로는, EBSP법에 의한 해석에 제공하는 시료를, 압연 방향과 평행하고 또한 판면에 수직인 절단면이 측정면이 되도록 채취하고, 이 시료의 측정면을 기계 연마하고, 그 후에 화학 연마나 전해 연마 등에 의해 변형을 제거한다. 이 시료를 사용하여, 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/10까지의 범위에 대해서, 측정 간격을 4㎛로 하고, 측정 면적이 150000㎛² 이상이 되도록 EBSP법에 의한 해석을 행한다. 얻어진 결정 방위 정보를 BUNGE 표시하고, φ2=45° 단면의 결정 방위 분포 함수(ODF)로, 방위군 1, 방위군 2의 평균 극밀도를 산출한다.

3. 표면 성상

<표면 성상의 랜덤도를 나타내는 S값이 7.5 이하, 표면 성상의 집중도를 나타내는 E값이 0.04 이상>

본 발명자들은, 가일층의 굽힘 특성 향상을 위해, 표면의 상태와 변형의 치우침의 관계를 조사하였다. 그 결과, 종래 굽힘성과의 관계가 논의되는 경우가 많았던 표면의 산술 평균 조도에서는, 충분히 변형의 치우침의 발생이나, 그 결과로서의 굽힘 외균열성, 굽힘 내균열성을 정리할 수 없는 것을 알 수 있었다.

따라서 본 발명자들은, 굽힘 외균열성 및 굽힘 내균열성을 정리할 수 있는 표면 성상의 파라미터를 탐색하였다. 그 결과, 표면의 랜덤도를 나타내는 S값과 표면 성상의 집중도를 나타내는 E값의 2개의 파라미터를 사용함으로써 굽힘 외균열성, 굽힘 내균열성을 정리할 수 있고, 그러한 파라미터를 규정의 범위 내로 함으로써 굽힘 외균열과 굽힘 내균열을 억제할 수 있는 것을 새롭게 발견하였다.

구체적으로는, 표면 성상의 랜덤도를 나타내는 S값이 7.5 이하이며, 표면 성상의 집중도를 나타내는 E값이 0.04 이상인 경우에, 굽힘 외균열과 굽힘 내균열을 억제할 수 있는 것을 발견하였다.

그 때문에, 본 실시 형태에 관한 강판에서는, 표면 성상의 랜덤도를 나타내는 S값을 7.5 이하, 표면 성상의 집중도를 나타내는 E값을 0.04 이상으로 한다. 바람직하게는, S값은 6.5 이하, E값은 0.05 이상이다.

또한, S값의 하한을 한정할 필요는 없지만, 5.0 이상으로 해도 된다. E값의 상한을 한정할 필요는 없지만, 0.10 이하로 해도 된다.

표면 성상의 랜덤도 및 집중도는, 레이저를 사용한 삼차원 측정 장치(예를 들어 미타카 코우키 가부시키가이샤 제조: 전체 둘레 삼차원 측정 장치 MLP-3)를 사용하여 측정할 수 있다.

구체적으로는, 레이저 직경을 1㎛, 측정 피치를 2㎛로 한 조건에서, 1000㎛의 길이로 표면 요철의 프로파일을 얻는다. 얻어진 표면 요철의 프로파일을 측정 범위의 전체 길이로 최소 제곱법에 의해 기울기를 보정하고, 컷오프값 0.8㎛로 굴곡 보정한 프로파일(해석용 프로파일)에 대하여 이하의 수학적 처리를 행함으로써, 표면 성상의 랜덤도를 나타내는 S값, 표면 성상의 집중도를 나타내는 E값을 산출한다.

즉, 얻어진 해석용 프로파일을, ±20㎛를 상하한으로 하여, 0 내지 255의 전체 256계조의 이산 신호로 변환한다. 다음으로, 256×256의, 전성분이 0인 행렬 P를 준비한다. 또한 각 측정점의 이산화된 깊이값 i에 대해, 인접하는 25피치분의 이산화된 깊이값 j_k(k=1, …, 25)를 참조하고, 행렬 P의 (i, j_k) 성분에 그 빈도값을 저장한다. 이상의 수속을 전측정점에 대하여 반복한다. 또한, 전측정점의 빈도값을 저장 완료된 행렬 P에 대하여, 전성분의 총합이 1이 되도록 규격화된 행렬 Q를 제작한다. 행렬 Q를 이용하여, 이하의 (1), (2)식에 의해, S값, E값을 산출한다.

본 실시 형태에서는, 강판 양면에 있어서 압연 방향에 평행 및 수직으로 측정하여 얻어진 S값 및 E값의 각각의 평균값을, 그 재료의 대표적인 S값 및 E값으로 한다.

S=-Σ_{i=0, …, 255, j=0, … 255} Q_{i, j}log Q_{i, j} (1)

E=√Σ_{i=0, …, 255, j=0, … 255} Q_{i, j} (2)

여기서, (1), (2)식 중의 Q_{i, j}는, 행렬 Q의 (i, j) 성분을 나타낸다.

4. 기계적 특성

<인장 강도: 590㎫ 이상>

본 실시 형태에 관한 강판은, 자동차의 경량화에 기여하는 충분한 강도로서, 590㎫ 이상의 인장 강도(TS)를 갖는다. 한편, 인장 강도의 상한은 특별히 정할 필요는 없지만, 본 실시 형태의 구성에서 1470㎫ 초과로 하는 것은 곤란하므로, 실질적인 인장 강도는 1470㎫ 이하이다.

인장 강도는, JIS Z 2241(2011)에 준거하여 인장 시험을 행하여 측정할 수 있다.

<한계 굽힘 R/t: 2.0 이하>

본 실시 형태에 관한 강판에서는, 굽힘 외균열성 및 굽힘 내균열성의 지표값으로 하는 한계 굽힘 R/t의 값이 2.0 이하인 것이 바람직하다.

R/t의 값은, 예를 들어 강판의 폭 방향 1/2위치로부터, 직사각 형상의 시험편을 잘라내고, 굽힘 능선이 압연 방향(L 방향)에 평행한 굽힘(L축 굽힘)과, 굽힘 능선이 압연 방향에 직각인 방향(C 방향)에 평행한 굽힘(C축 굽힘)의 양자에 대해서, JIS Z 2248(2014)(V 블록 90° 굽힘 시험)에 준거하여 굽힘 가공을 행하고, L축 굽힘, C축 굽힘의 각각에 대하여 굽힘 외측 및 굽힘 내측에 길이 30㎛ 이상의 균열이 발생하지 않는 최소 굽힘 반지름을 구한다. L축과 C축의 최소 굽힘 반지름의 평균값(R)을 판 두께(t)로 나눈 값을 한계 굽힘 R/t로 하여 굽힘성의 지표값으로 한다.

5. 마이크로 조직

본 실시 형태에 관한 강판은, 집합 조직 및 표면 성상이 상기의 범위이며, 인장 강도가 590㎫ 이상이면, 조직의 구성상에 대해서는 한정되지 않는다.

페라이트(α), 펄라이트(P), 베이나이트(B), 프레시 마르텐사이트(FM) 및 템퍼링 마르텐사이트(t-M), 잔류 오스테나이트(잔류 γ) 등의 어느 상을 갖고 있어도 된다. 예를 들어, 면적％로, 80.0％ 이하의 페라이트나, 0 내지 100％의 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 1종 또는 2종, 20.0％ 이하의 프레시 마르텐사이트, 그 밖에 잔류 오스테나이트: 25.0％ 이하, 펄라이트: 5.0％ 이하를 포함할 수 있다. 페라이트의 분율이 높으면 인장 강도는 저하되므로, 인장 강도가 780㎫ 이상이면 페라이트는 70면적％ 이하, 980㎫ 이상이면 페라이트는 60면적％ 이하인 것이 바람직하다.

각 조직의 면적률을 구하는 경우, 이하의 방법을 사용할 수 있다.

강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취하고, 관찰면을 연마하고, 나이탈 에칭하고, 표면으로부터 판 두께의 1/4의 깊이(1/4 두께) 위치를 중심으로 하는 표면으로부터 판 두께의 1/8 내지 3/8(1/8 두께 내지 3/8 두께)의 범위를, 전계 방사형 주사형 전자 현미경(FE-SEM: Field Emission Scanning Electron Microscope)을 사용하여, 5000배의 배율로 10시야 관찰하여, 각 시야에서 얻어진 각 조직의 면적률을 평균하고, 각각의 체적률로 한다. 관찰 시에는, 휘도차 또는 상(相) 내에 존재하는 철탄화물의 형태의 차이에 기초하는 화상 해석을 행함으로써, 페라이트, 펄라이트, 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 동정할 수 있다.

또한, 잔류 오스테나이트의 체적률은, X선 회절에 의해 구할 수 있고, 프레시 마르텐사이트의 체적률은, FE-SEM으로 관찰되는 부식되어 있지 않은 영역의 면적률로서 구한 체적률과, X선 회절에 의해 측정한 잔류 오스테나이트의 체적률의 차분으로서 구할 수 있다.

본 실시 형태에 관한 강판의 판 두께(t_f)는 한정되지 않지만, 자동차용 부품으로의 적용을 상정하여, 0.8 내지 4.0mm 정도로 해도 된다.

본 실시 형태에 관한 강판에서는, 표면에 용융 아연 도금을 더 구비해도 된다. 또한, 용융 아연 도금은, 합금화 처리가 실시된 합금화 용융 아연 도금이어도 된다.

아연 도금은 내식성 향상에 기여하기 때문에, 내식성이 기대되는 용도에 대한 적용의 경우에는 아연 도금을 실시한 용융 아연 도금 강판, 또는 합금화 용융 아연 도금 강판으로 하는 것이 바람직하다.

자동차의 서스펜션 부품은, 부식에 의한 천공의 우려가 있기 때문에, 고강도화해도 어느 일정 판 두께 이하로 박육화할 수 없는 경우가 있다. 강판의 고강도화의 목적의 하나는, 박육화에 의한 경량화이기 때문에, 고강도 강판을 개발해도, 내식성이 낮으면 적용 부위가 한정된다. 이러한 과제를 해결하는 방법으로서, 내식성이 높은 용융 아연 도금 등의 도금을 강판에 실시하는 것이 생각된다. 본 실시 형태에 관한 강판은, 화학 성분을 상술한 바와 같이 제어하고 있으므로, 용융 아연 도금이 가능하다.

도금은 전기 아연 도금이어도 되고, Zn에 더하여 Si, Al 및/또는 Mg를 포함하는 도금이어도 된다.

6. 제조 방법

이어서, 본 실시 형태에 관한 강판의 바람직한 제조 방법에 대하여 설명한다.

이하에서 예시하는 본 발명의 강판의 제조 방법은, 이하의 (I) 내지 (V)의 공정을 포함하는 것이 바람직하다.

(I) 주조한 슬래브를 가열하는 가열 공정,

(II) 가열된 슬래브에 대해, 조압연 및 마무리 압연을 행하여 열연 강판으로 하는 열간 압연 공정,

(III) 마무리 압연 후의 열연 강판을 권취하는 권취 공정,

(IV) 권취 공정 후의 열연 강판을 산세하는 산세 공정,

(V) 산세 공정 후의 열연 강판에 50 내지 100℃의 온도 영역에서 압하율이 1 내지 20％의 압연을 행하는 압연 공정.

이하, 각 공정의 바람직한 조건 등에 대하여 설명한다. 특별히 기재가 없는 공정 및 조건에 대해서는, 공지된 조건을 채용할 수 있다.

가열 공정(열간 압연을 위한 가열)에 선행하는 제조 공정은 특별히 한정하는 것은 아니다. 즉, 고로나 전로 등에 의한 용제에 이어서, 각종의 2차 제련을 행하고, 이어서, 통상의 연속 주조, 잉곳법에 의한 주조 또는 박 슬래브 주조 등의 방법에 의해 주조하면 된다. 연속 주조의 경우에는, 주조 슬래브를 일단 저온까지 냉각한 후, 재가열하고 나서 열간 압연해도 되고, 주조 슬래브를 저온까지 냉각하지 않고, 주조 후에 그대로 열연해도 된다. 원료로는 스크랩을 사용해도 상관없다.

(가열 공정)

가열 공정에서는, 이어서 행하는 열간 압연 공정 때문에, 주조한 슬래브를 가열한다.

이 가열 공정에서는, 슬래브를 1100℃ 이상의 온도로 가열 후, 30분 이상 유지한다. 가열 온도가 1100℃ 미만 또는 유지 시간이 30분 미만이면, 강 중에 포함되는 화합물이 충분히 용해되지 않고, 굽힘성이 열화된다.

한편, 가열 온도의 상한은 한정되지 않지만, 가열 온도가 1350℃ 초과에서는, 스케일 생성량이 증대되고, 수율이 저하된다. 그 때문에, 가열 온도는 1350℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 가열 시간의 상한은 한정되지 않지만, 과도한 스케일 손실을 억제하기 위해 가열 유지 시간을 10시간 이하로 하는 것이 바람직하고, 5시간 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

(열간 압연 공정)

열간 압연 공정에서는, 가열된 슬래브를 조압연, 마무리 압연하고, 열연 강판으로 한다.

가열된 슬래브는, 먼저 조압연되고, 조압연판이 된다.

조압연은, 판 두께가 35mm 초과 45mm 이하의 범위가 될 때까지 실시한다. 조압연의 종료 시의 판 두께(마무리 압연의 개시 시의 판 두께)가 35mm 이하 또는 45mm 초과이면, 마무리 압연에 의한 집합 조직의 제어가 충분히 달성될 수 없고, 최종적으로, 방위군 1의 평균 극밀도가 1.5 이하, 방위군 2의 평균 극밀도가 1.5 이상인 집합 조직을 얻을 수 없다.

이어서, 조압연 후의 강판(조압연판)에 대해, 마무리 압연을 행한다.

마무리 압연은, 개시 온도가 1100℃ 이상, 다패스 마무리 압연에 있어서의, 최종패스보다 1패스 전의 압하율 F₁이 11％ 초과 23％ 이하, 최종패스의 압하율 F₂가 11％ 초과 22％ 이하, 또한 최종패스의 압연 온도 FT가 930℃ 이상이 되도록 실시한다.

마무리 압연의 개시 온도가 1100℃ 미만이면 열간 압연 중의 오스테나이트 재결정이 억제되고, 열연 강판에 있어서 특정한 방위의 집합 조직이 발달한다. 이 경우, 최종적으로 방위군 1의 평균 극밀도가 1.5 이하, 방위군 2의 평균 극밀도가 1.5 이상인 집합 조직을 얻는 것이 어렵다. 또한, 마무리 압연의 개시 온도가 1100℃ 미만이면, 마무리 입측에서의 디스케일링성이 저하되고, 열연 강판의 표면 성상의 제어가 충분하지 않아, 최종적인 표면 성상(랜덤도, 집중도)의 제어가 곤란해진다. 그 때문에, 마무리 압연의 개시 온도를 1100℃ 이상으로 한다.

다패스 마무리 압연에 있어서의 최종 2패스의 압하율이 모두 11％ 이하에서는, 오스테나이트 재결정이 억제되고, 열연 강판의 특정의 방위의 집합 조직이 발달한다. 이 경우, 최종적으로 방위군 1의 평균 극밀도가 1.5 이하, 방위군 2의 평균 극밀도가 1.5 이상인 집합 조직을 얻는 것이 곤란해진다. 그 때문에, 다패스 마무리 압연에 있어서의 최종 2패스의 압하율을 모두 11％ 초과로 한다. 한편, 최종패스보다 1패스 전의 압하율 F₁이 23％ 초과이면, 결정 중의 격자 결함이 과잉이 되어 재결정 거동이 변화하므로, 표층 영역의 집합 조직을 상기 범위로 제어할 수 없다. 또한, 최종패스의 압하율 F₂가 22％ 초과이면, 결정 중의 격자 결함이 과잉이 되어 재결정 거동이 변화하므로, 표층 영역의 집합 조직을 상기 범위로 제어할 수 없다.

또한, 최종패스의 압연 온도 FT가 930℃ 미만이면, 오스테나이트 재결정이 억제되고, 열연 강판에 있어서 특정한 방위의 집합 조직이 발달한다. 이 경우, 최종적으로 방위군 1의 평균 극밀도가 1.5 이하, 방위군 2의 평균 극밀도가 1.5 이상인 집합 조직을 얻는 것이 곤란해진다. 그 때문에, 다패스 마무리 압연에 있어서의 최종패스의 압연 온도 FT를 930℃ 이상으로 한다.

(권취 공정)

권취 공정에서는, 마무리 압연 후의 열연 강판을, 650℃ 이하의 권취 온도에서 권취한다. 권취 온도가 650℃ 초과에서는, 코일 권취 후에 내부 산화층이 형성되고, 산세성이 열화된다.

권취 온도의 하한은 한정되지 않지만, 권취 온도가 낮으면 열연 강판의 강도가 상승하고, 후공정의 압연성이 열화된다. 그 때문에, 권취 온도를 250℃ 이상으로 해도 된다.

(산세 공정)

권취 공정 후의 열연 강판은, 필요에 따라서 되감은 후, 스케일의 제거를 목적으로 하여 산세를 실시한다. 산세 처리는, 예를 들어, 인히비터를 첨가한 3 내지 10％ 농도의 85℃ 내지 98℃의 온도의 염산으로, 20초 내지 100초간 행하면 된다.

(압연 공정)

산세 공정 후의 열연 강판에 대해, 50℃ 내지 100℃의 온도에서, 1기의 압연롤로, 1패스만, 압하율이 1.0％ 이상 20.0％ 이하로 되는 조건에서, 산세 공정 완료 후 300초 이내에 압연을 행한다. 압연을 1패스 초과 행하면, 압연에 의한 집합 조직이 발달하고, 방위군 1의 평균 극밀도가 1.5 이하 또한, 방위군 2의 평균 극밀도가 1.5 이상인 집합 조직을 얻을 수 없다.

또한, 규정된 표면 성상을 얻기 위해서는 압연에 대한 변형 저항이 작은 상태에서 압연할 필요가 있고, 그 때문에 50℃ 이상으로 압연할 필요가 있다. 압연 온도가 50℃ 미만이면 표면 성상의 랜덤도를 나타내는 S값이 7.5 이하, 표면 성상의 집중도를 나타내는 E값이 0.04 이상을 충족하는 표면 성상을 얻을 수 없다. 한편, 압연 온도가 100℃ 초과에서는 압연에 의한 집합 조직이 발달하고, 방위군 1의 평균 극밀도가 1.5 이하, 방위군 2가 평균 극밀도 1.5 이상인 집합 조직을 얻을 수 없다.

또한, 압하율이 1.0％ 미만이면 표면 성상을 충분히 제어할 수 없어, 표면 성상의 랜덤도를 나타내는 S값이 7.5 이하, 표면 성상의 집중도를 나타내는 E값이 0.04 이상을 충족하는 표면 성상을 얻을 수 없다. 한편, 압하율이 20.0％ 초과의 압연을 행하면, 압연에 의한 집합 조직이 발달하고, 방위군 1의 평균 극밀도가 1.5 이하, 방위군 2의 평균 극밀도가 1.5 이상인 집합 조직을 얻을 수 없다.

또한, 규정된 표면 성상을 얻기 위해서는, 산세 후에 다시 표면 산화물이 형성되기 전에 압연을 행할 필요가 있다. 그 때문에, 산세 후, 300초 이내에 압연을 행한다. 산세로부터 압연까지의 시간이 300초 초과에서는 표면 성상을 충분히 제어할 수 없어, 표면 성상의 랜덤도를 나타내는 S값이 7.5 이하, 표면 성상의 집중도를 나타내는 E값이 0.04 이상을 충족하는 표면 성상을 얻을 수 없다.

종래, 열연 강판이나 냉연 강판에, 조질 압연을 행하는 일은 있었다. 그러나, 소위 통상의 조질 압연은, 응력ㆍ변형곡선의 항복점 신장이 나오지 않도록 하는 것, 즉 강판의 가공 시에 스트레처 스트레인이라고 불리는 『주름』이 발생하는 것을 방지하는 것이 주목적이며, 50℃ 미만의 낮은 온도인 상온에서 작은 압하율로 행해지는 것이며, 결과적으로, 본 실시 형태에 관한 강판과 마찬가지의 집합 조직이나, 표면 성상이 얻어지지 않는다.

(열처리 공정)

압연 공정 후의 열연 강판에 대해, 750℃ 내지 900℃의 온도 영역으로 가열하고, 그 온도역에서 10초 내지 1000초의 유지를 행하고, 그 후, 750℃로부터 600℃까지의 범위에서는 1.0℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하는, 열처리를 행해도 된다. 이 열처리에 의하면, 가열 또는 유지 중에, 일부 또는 모든 페라이트를 오스테나이트 변태시키고, 그 후, 오스테나이트의 일부 또는 모두를 베이나이트나 마르텐사이트 등의 저온 변태 조직으로 할 수 있다. 마이크로 조직이 저온 변태 조직을 포함하는 경우, 고강도가 얻어진다.

열처리 온도가 750℃ 미만, 또한 유지 시간이 10초 미만이면, 페라이트로부터 오스테나이트로 변태하는 비율이 충분하지 않고, 590㎫ 이상의 인장 강도를 얻는 것이 어렵다.

한편, 열처리 온도가 900℃ 초과에서는 결정립이 조대화되고, 인성이 저하된다.

또한, 유지 시간이 1000초 초과가 되어도 변태의 진행이 포화된다. 그 때문에, 오스테나이트의 상 분율을 제어한다는 목적으로부터는 1000초 초과의 가열은 불필요하여, 생산 효율상 1000초를 실질적인 상한으로 한다.

750℃ 내지 600℃의 온도에서는 페라이트 변태가 발생하기 쉽고, 이 온도역에서 장시간 유지하면 590㎫ 이상의 인장 강도의 확보가 어려워진다. 그 때문에, 750 내지 600℃의 범위를, 1.0℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각한다.

열처리에 의해 BCC-FCC 변태, 그 후의 냉각에서 FCC-BCC 변태가 발생하지만, 상기 변태는 모두 일정한 결정 방위 관계를 갖고 발생하므로, 열처리 전에 갖고 있었던 집합 조직의 경향은, 열처리 후에도 유지된다. 그 때문에 상기에 예시한 열연 방법, 압연 방법에 의해 열처리 전의 집합 조직을 제어하고 있는 경우, 열처리 후에 규정의 집합 조직, 즉 방위군 1의 평균 극밀도가 1.5 이하, 방위군 2의 평균 극밀도가 1.5 이상인 집합 조직을 얻을 수 있다. 또한, 이 온도역에서의 열처리에서는 표면 성상은 크게 변화하지 않으므로, 상기에 예시한 열연 방법, 압연 방법에 의해 열처리 전의 표면 성상을 제어하고 있는 경우, 열처리 후에 규정의 표면 상태, 즉 랜덤도를 나타내는 S값이 7.5 이하, 표면 성상의 집중도를 나타내는 E값이 0.04 이상을 충족하는 표면 성상을 얻을 수 있다.

또한, 상기의 열처리 공정 후, 최종 조직을 만들어 넣을 목적으로 600℃ 이하에서 10초 내지 1000초의 유지를 행해도 된다. 이 온도역에 있어서, 일정 온도로 유지해도 되고, 승온, 냉각을 행하여 유지 온도를 변화시켜도 된다. 상기 열처리의 강온 과정에서 유지를 행해도 되고, 한번 실온까지 냉각 후에 별도의 공정에서 재가열하여 유지를 행해도 된다. 온도 제어를 행하는 목적은, 예를 들어 베이나이트 변태를 진행시켜서 잔류 오스테나이트를 안정화시키는 것이나, 마르텐사이트를 템퍼링하여 국부 변형능을 향상시키는 것 등을 들 수 있다. 도금을 행하는 경우는 이하에 기재하는 방법이 바람직하다.

(도금 공정)

본 실시 형태에 관한 강판을, 내식성의 향상을 목적으로 하여 용융 아연 도금 강판 또는 합금화 용융 아연 도금 강판으로 하는 경우에는, 열처리 공정 후의 열연 강판에 용융 아연 도금을 실시하는 것이 바람직하다. 아연 도금은 내식성 향상에 기여하기 때문에, 내식성이 기대되는 용도에 대한 적용의 경우에는 아연 도금을 실시하는 것이 바람직하다. 아연 도금은 용융 아연 도금인 것이 바람직하다. 용융 아연 도금의 조건은 특별히 한정되지 않고, 공지된 조건에서 행하면 된다.

또한, 용융 아연 도금 후의 열연 강판(용융 아연 도금 강판)을 합금화함으로써, 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조할 수 있다. 합금화 용융 아연 도금 강판은, 내식성의 향상 외에, 스폿 용접성의 향상이나 드로잉 성형 시의 미끄럼 이동 성 향상 등의 효과를 부여할 수 있는 것으로부터, 용도에 따라서 합금화를 실시해도 된다.

상기의 용융 아연 도금 처리 및 합금화 용융 아연 도금 처리는, 열처리 후에 한번 실온까지 냉각하고 나서 행해도 되고, 냉각하지 않고 행해도 된다.

아연 도금 이외에, Al 도금, Mg를 포함하는 도금, 전기 도금을 실시했다고 해도 본 실시 형태에 관한 강판을 제조할 수 있다.

실시예

본 발명의 강판을, 예를 참조하면서 보다 구체적으로 설명한다. 단, 이하의 예는 본 발명의 강판 예이며, 본 발명의 강판은 이하의 예의 양태에 한정되는 것은 아니다.

표 1에 나타내는 화학 조성의 강을 주조하고, 주조 후, 그대로, 혹은 일단 실온까지 냉각한 후에 재가열하고, 표 2-1에 나타내는 슬래브 가열 온도에서 1시간 이상의 가열을 행하고, 표 2-1에 나타내는 조압연판 판 두께까지 조압연을 행하였다. 이어서 표 2-1에 나타내는 마무리 압연 개시 온도에서 마무리 압연을 개시하고, 다패스 마무리 압연에 있어서의 최종패스의 압하율 F₂(％) 및 최종패스의 전패스의 압하율 F₁(％), 또한 최종패스의 압연 온도 FT(℃)가 각각 표 2-1에 나타내는 조건이 되도록 마무리 압연을 실시하였다. 이어서, 최종패스의 압연 온도에서 권취 온도까지 20℃/초 내지 80℃/초의 평균 냉각 속도에서 표 2-1에 나타내는 권취 온도까지 냉각하고, 권취하였다. 산세 공정에서는, 스케일의 제거를 목적으로 하고, 인히비터를 첨가한 표 2-2에 나타내는 농도(질량％)의 85℃ 내지 98℃의 온도의 염산으로 20초 내지 100초의 산세를 행하였다.

산세 공정 후의 압연 공정에서는, 표 2-2의 온도와 압연기 대수와 패스수와 압하율, 산세 완료로부터의 경과 시간을 나타내는 조건에서 압연을 실시하였다.

압연 공정 후의 열처리 공정에서는, 표 2-2에 조건을 나타내는 가열 온도, 가열 시간으로 유지하고, 그 후, 조직을 템퍼링 마르텐사이트(t-M), 잔류 γ를 포함하는 베이나이트(TRIP), 페라이트ㆍ마르텐사이트(DP)로 하는 것을 목적으로, 이하에 나타내는 패턴으로 열처리를 행하였다.

(템퍼링 마르텐사이트 패턴: t-M)

상기의 가열 온도로부터 20℃/초로 700℃까지 냉각한 후, 700℃로부터 100℃/초로 150℃ 이하까지 냉각을 행하고, 250℃로 20℃/초로 재가열하고, 250℃에서 300초 유지하였다.

(잔류 γ를 포함하는 베이나이트 패턴: TRIP)

상기의 가열 온도로부터 20℃/초로 700℃까지 냉각한 후, 700℃로부터 100℃/초로 250℃ 이하까지 냉각을 행하고, 400℃까지 520℃/초로 재가열하고, 400℃에서 300초 유지하였다.

(페라이트ㆍ마르텐사이트 패턴: DP)

상기의 가열 온도로부터 15℃/초로 600℃까지 냉각을 행한 후, 700℃로부터 100℃/초로 250℃ 이하까지 냉각을 행하고, 250℃에서 300초 유지하였다.

얻어진 강판으로부터, 마이크로 조직 관찰을 행함과 함께, 집합 조직, 표면 성상, 기계적 특성(인장 강도 및 한계 굽힘)을 구하였다.

마이크로 조직의 분율은 상술한 방법으로 구하였다. 즉, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취하고, 관찰면을 연마하고, 나이탈 에칭하고, 표면으로부터 판 두께의 1/4의 깊이(1/4 두께) 위치를 중심으로 하는 표면으로부터 판 두께의 1/8 내지 3/8(1/8 두께 내지 3/8 두께)의 범위를, 전계 방사형 주사형 전자 현미경(FE-SEM: Field Emission Scanning Electron Microscope)을 사용하여, 5000배의 배율로 10시야(470㎛²/시야) 관찰하여, 각 시야에서 얻어진 각 조직의 면적률을 평균하여, 각각의 체적률로 하였다.

또한, 프레시 마르텐사이트의 체적률은, FE-SEM으로 관찰되는 부식되어 있지 않은 영역의 면적률로서 구한 체적률과, X선 회절에 의해 측정한 잔류 오스테나이트의 체적률의 차분으로서 구하였다.

표 2-3에 각 상의 체적률을 나타낸다.

인장 강도는, 열연 강판의 폭 방향 1/4의 위치로부터, 압연 방향과 수직 방향(C 방향)이 길이 방향으로 되도록, 채취한 JIS5호 시험편을 사용하여, JIS Z 2241(2011)의 규정에 준거하여 인장 시험을 실시하고, 구하였다.

결과를 표 2-3에 나타낸다.

한계 굽힘은, 이하의 방법으로 구하였다.

먼저, 굽힘 시험편을, 열연 강판의 폭 방향 1/2위치로부터, 100mm×30mm의 직사각 형상의 시험편을 잘라내고, 굽힘 능선이 압연 방향(L 방향)에 평행한 굽힘(L축 굽힘)과, 굽힘 능선이 압연 방향에 수직인 방향(C 방향)에 평행한 굽힘(C축 굽힘)의 양자에 대해서, Z 2248(V 블록 90° 굽힘 시험)에 준거하여 굽힘 가공성을 조사하였다.

이때, 굽힘 외측 및 굽힘 내측에 균열이 발생하지 않는 최소 굽힘 반지름을 구하고, L축과 C축의 최소 굽힘 반지름의 평균값을 판 두께(t=t_f)로 나눈 값을 한계 굽힘 R/t로 하여 굽힘성의 지표값으로 하였다. 단, 균열의 유무는, V 블록 90° 굽힘 시험 후의 시험편을 굽힘 방향과 평행하고 또한 판면에 수직인 면에서 절단한 단면을 경면 연마 후, 광학 현미경으로 균열을 관찰하고, 굽힘 외측 또는 굽힘 내측의 어느 한쪽에서도 관찰되는 균열 길이가 30㎛를 초과하는 경우에 균열 있음이라고 판단하였다.

결과를 표 2-3에 나타낸다.

또한, 표면 성상의 지표인 랜덤도, 집중도 및 표면으로부터 판 두께의 1/10까지의 범위에서의 집합 조직의 지표인 방위군 1의 평균 극밀도와 방위군 2의 평균 극밀도를, 상기의 방법으로 구하였다.

결과를 표 2-3에 나타낸다.

[표 1]

[표 2-1]

[표 2-2]

[표 2-3]

표 1, 표 2-1 내지 표 2-3으로부터 알 수 있는 바와 같이, 발명예인 No.1, 18 내지 31에서는, 화학 조성, 집합 조직, 표면 성상이 본 발명 범위 내이며, 인장 강도와 함께 굽힘 특성도 우수하였다.

이에 반해, 비교예에서는, 화학 조성, 집합 조직, 표면 성상의 1개 이상이 바람직하지 않고, 굽힘 특성이 떨어져 있거나, 혹은, 인장 강도가 낮았다.

본 발명에 따르면, 590㎫ 이상의 인장 강도를 갖고, 굽힘 외균열 및 굽힘 내균열 발생의 억제가 가능한, 굽힘 가공성이 우수한 고강도 강판을 얻을 수 있다. 이러한 강판은, 자동차의 차체 경량화와 함께 충돌 안전성의 확보에 기여한다.

Claims

화학 성분으로서, 질량％로,
C: 0.03 내지 0.28％,
Si: 0.05 내지 2.50％,
Mn: 1.00 내지 4.00％,
sol.Al: 0.001 내지 2.000％,
P: 0.100％ 이하,
S: 0.020％ 이하,
N: 0.010％ 이하,
O: 0.010％ 이하,
Ti: 0 내지 0.10％,
Nb: 0 내지 0.10％,
B: 0 내지 0.010％,
V: 0 내지 1.00％,
Cr: 0 내지 1.00％,
Mo: 0 내지 1.00％,
Cu: 0 내지 1.00％,
Co: 0 내지 1.00％,
W: 0 내지 1.00％,
Ni: 0 내지 1.00％,
Ca: 0 내지 0.010％,
Mg: 0 내지 0.010％,
REM: 0 내지 0.010％,
Zr: 0 내지 0.010％, 및
잔부: Fe 및 불순물
을 포함하고,
표면으로부터 판 두께 방향으로 판 두께의 1/10의 범위에 있어서, 오일러각으로, φ1=0 내지 90°, Φ=50 내지 60°, φ2=45°로 표현되는 방위군인 방위군 1의 평균 극밀도가 1.5 이하, 또한, 상기 오일러각으로, φ1=45 내지 85°, Φ=85 내지 90°, φ2=45°로 표현되는 방위군인 방위군 2의 평균 극밀도가 1.5 이상이고,
표면 성상의 랜덤도를 나타내는 S값이 7.5 이하이고,
상기 표면 성상의 집중도를 나타내는 E값이 0.04 이상이고,
인장 강도가 590㎫ 이상인
것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제1항에 있어서,
상기 표면에 용융 아연 도금층을 구비하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제2항에 있어서,
상기 용융 아연 도금층이 합금화 용융 아연 도금층인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.