KR20230148211A - 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

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KR20230148211A
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less
steel
steel sheet
rolling
plate
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KR1020237032010A
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겐고 다케다
가츠야 나카노
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닛폰세이테츠 가부시키가이샤
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Abstract

압궤 변형 시의 에너지 흡수성이 우수한 강판으로서, 소정의 화학 조성 및 강 조직을 갖는 강판이며, 판 표면에 있어서 5.0㎛ 초과의 고저차를 갖는 단차가 2.0㎜ 이하의 간격으로 복수 존재하는 강판을 개시한다.

Description

강판 및 그 제조 방법
본원은 강판 및 그 제조 방법을 개시한다.
근년, 자동차의 연비 개선을 실현하기 위해, 고강도 강판의 적용에 의한 자동차 차체의 경량화가 진행되고 있다. 또한, 탑승자의 안전성 확보를 위해서도, 자동차 차체에는 연강판 대신에 고강도 강판이 많이 사용되도록 되어 가고 있다. 금후, 자동차 차체의 경량화를 더욱 진행시켜 가기 위해서는, 종래 이상으로 고강도 강판의 강도 레벨을 높여야만 한다.
또한, 자동차 부품은, 자동차의 충돌 시에 변형되어, 높은 에너지 흡수성을 발휘할 것이 요구된다. 자동차의 충돌에 있어서 자동차 부품의 변형에 의해 흡수되는 에너지를 높이기 위해서는, 자동차 부품의 압궤 변형 중에 발생하는 강의 파단을 방지하는 것이 바람직하다. 이 때문에, 자동차 부품에 적용되는 강판은, 고강도임과 함께 압궤 변형 시에 우수한 에너지 흡수성을 발휘할 것이 요구된다. 그러나, 종래 기술에 있어서는, 고강도 강판의 가공성 등에 대해서는 검토되어 있지만(예를 들어, 이하의 특허문헌 1 내지 3), 압궤 변형 시의 에너지 흡수성에 대해서는 충분한 검토가 이루어져 있지 않다.
특허문헌 1에서는, C: 0.3 내지 1.3％, Si: 0.03 내지 0.35％, Mn: 0.20 내지 1.50％를 함유하고, 잔부가 실질적으로 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 열연 강대를, 압하율 20％ 이상 85％ 이하로 냉간 압연을 행하고, 이어서 75용량％ 이상의 수소와 잔부가 실질적으로 질소 및 불가피적 불순물로 이루어지는 가스 분위기의 벨형 배치 어닐링로를 사용하여, 20 내지 100℃/Hr의 가열 속도로 Ac1점 내지 Ac1점+50℃로 가열하여 8Hr 이하 균열 유지 후, 50℃/Hr 이하의 냉각 속도로 Ar1점 이하까지 냉각하는 것을 반복하는 어닐링 처리를 실시함으로써, 시징 흠집의 발생을 방지하고 연질화되어 가공성이 우수한 고탄소 냉연 강대를 저렴하게 제조하는 방법이 개시되어 있다.
특허문헌 2에서는, 강판 표면을 요철 조면으로 성형하고, 해당 조면에 있어서의 요철 패턴의 파장 λ를 500㎛ 이하로 함과 함께 중심선 평균 조도 Ra를 1 내지 5㎛의 범위로 한 것을 특징으로 하는 도장 선명성이 우수한 가공용 강판이 개시되어 있다.
특허문헌 3에서는, 소정의 화학 조성을 갖고, 금속 조직이, 면적률로 폴리고날 페라이트를 40.0％ 이상, 60.0％ 미만, 베이니틱 페라이트를 30.0％ 이상, 잔류 오스테나이트를 10.0％ 이상, 25.0％ 이하, 마르텐사이트를 15.0％ 이하 함유하고, 상기 잔류 오스테나이트 중, 애스펙트비가 2.0 이하이며, 장축의 길이가 1.0㎛ 이하 또한 단축의 길이가 1.0㎛ 이하인 잔류 오스테나이트의 비율이 80.0％ 이상이며, 상기 베이니틱 페라이트 중, 애스펙트비가 1.7 이하이며, 또한, 결정 방위차가 15° 이상인 입계에 둘러싸인 영역의 결정 방위차의 평균값이 0.5° 이상, 3.0° 미만인 베이니틱 페라이트의 비율이 80.0％ 이상이며, 상기 마르텐사이트와 상기 베이니틱 페라이트와 상기 잔류 오스테나이트의 연결성 D값이 0.70 이하인 강판이 개시되어 있다.
일본 특허 공개 평10-204540호 공보 일본 특허 공개 평4-253503호 공보 일본 특허 제6791838호 공보
본원은, 상기 실정을 감안하여, 압궤 변형 시의 에너지 흡수성이 우수한 강판 및 그 제조 방법을 개시한다.
본 발명자들은, 상기 과제를 해결하는 방법에 대하여 예의 연구하여, 강판의 표면 요철을 높여, 강판 표면에 변형 기점을 도입함으로써, 압궤 변형에 있어서 우수한 에너지 흡수성을 나타내는 강판이 얻어지는 것을 밝혔다. 아울러, 표면이 평활한 강판에서는 압궤 시에 변형이 국재화되어, 흡수 에너지가 우발적으로 낮아지는 것도 확인하였다.
또한, 본 발명자들은, 열연 조건을 연구하여 열연판의 표면 요철을 높이고, 그 요철을 완전히 평활하게 하지 않고, 어닐링 공정을 거치는 것을 특징으로 하는 일관 제조법에 의해, 상기 강판을 제조할 수 있음을 알아냈다.
또한, 본 발명자들은, 상기와 같은 표면 요철을 가짐으로써 압궤 변형 중의 흡수 에너지를 높인 강판은, 단순히 열연 조건이나 어닐링 조건 등을 단일로 고안해도 제조 곤란하며, 열연·어닐링 공정 등의 소위 일관 공정에서 최적화를 달성함으로써 밖에 제조할 수 없는 것도, 다양한 연구를 거듭함으로써 알아냈다.
본 발명의 요지는, 다음과 같다.
(1)
질량％로,
C: 0.05 내지 0.15％ 미만,
Si: 0.01 내지 2.00％,
Mn: 0.10 내지 4.00％,
P: 0.0200％ 이하,
S: 0.0200％ 이하,
Al: 0.001 내지 1.000％,
N: 0.0200％ 이하,
Ti: 0 내지 0.500％,
Co: 0 내지 0.500％,
Ni: 0 내지 0.500％,
Mo: 0 내지 0.500％,
Cr: 0 내지 2.000％,
O: 0 내지 0.0100％,
B: 0 내지 0.0100％,
Nb: 0 내지 0.500％,
V: 0 내지 0.500％,
Cu: 0 내지 0.500％,
W: 0 내지 0.1000％,
Ta: 0 내지 0.1000％,
Sn: 0 내지 0.0500％,
Sb: 0 내지 0.0500％,
As: 0 내지 0.0500％,
Mg: 0 내지 0.0500％,
Ca: 0 내지 0.0500％,
Y: 0 내지 0.0500％,
Zr: 0 내지 0.0500％,
La: 0 내지 0.0500％, 및
Ce: 0 내지 0.0500％
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,
면적률로,
페라이트, 펄라이트 및 베이나이트의 합계: 0％ 이상 60.0％ 이하, 그리고
잔류 오스테나이트: 0％ 이상 1.0％ 이하
를 함유하고, 잔부가 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트로 이루어지는 강 조직을 갖고,
판 표면에 있어서 5.0㎛ 초과의 고저차를 갖는 단차가 2.0㎜ 이하의 간격으로 복수 존재하는,
강판.
(2)
질량％로,
Ti: 0.001 내지 0.500％,
Co: 0.001 내지 0.500％,
Ni: 0.001 내지 0.500％,
Mo: 0.001 내지 0.500％,
Cr: 0.001 내지 2.000％
O: 0.0001 내지 0.0100％
B: 0.0001 내지 0.0100％,
Nb: 0.001 내지 0.500％,
V: 0.001 내지 0.500％,
Cu: 0.001 내지 0.500％,
W: 0.0001 내지 0.1000％,
Ta: 0.0001 내지 0.1000％,
Sn: 0.0001 내지 0.0500％,
Sb: 0.0001 내지 0.0500％,
As: 0.0001 내지 0.0500％,
Mg: 0.0001 내지 0.0500％,
Ca: 0.0001 내지 0.0500％,
Y: 0.0001 내지 0.0500％,
Zr: 0.0001 내지 0.0500％,
La: 0.0001 내지 0.0500％, 및
Ce: 0.0001 내지 0.0500％
중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 상기 화학 조성을 갖는, 상기 (1)에 기재된 강판.
(3)
강판의 제조 방법이며,
상기 (1) 또는 (2)에 기재된 화학 조성을 갖는 강 슬래브에 대하여 열간 압연을 행하여 열연판을 얻는 것,
상기 열연판을 권취하는 것,
상기 열연판을 산세하는 것, 및
상기 열연판에 대하여 냉간 압연을 행하지 않고 어닐링을 행하거나, 또는, 냉간 압연을 행한 후에 어닐링을 행하는 것
을 포함하고,
상기 열간 압연이, 마무리 압연기의 최종 스탠드로부터 1개 전의 스탠드에 있어서, 압연 롤과 판 사이에 윤활제를 공급하면서, 30％ 초과 70％ 이하의 압하율로 상기 판을 압연하는 것을 포함하고,
상기 열연판을 권취할 때의 온도가 700℃ 이하이고,
상기 냉간 압연을 행하는 경우, 상기 냉간 압연에 있어서의 압하율이 0.1 내지 20％인,
강판의 제조 방법.
(4)
상기 어닐링에 있어서, 판의 표리면에 아연, 알루미늄, 마그네슘 또는 이들 합금으로 이루어지는 피막층을 형성시키는, 상기 (3)에 기재된 제조 방법.
본 발명에 따르면 압궤 변형 시의 에너지 흡수성이 우수한 강판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.
도 1은 강판 표면의 단차의 형태를 모식적으로 도시하고 있다.
도 2는 「최대 높이 조도 Rz」와 본원에서 말하는 「단차」의 차이를 설명하기 위한 개략도이다.
이하, 본 발명의 실시 형태에 대하여 설명한다. 또한, 이들 설명은, 본 발명의 실시 형태의 단순한 예시를 의도하는 것이며, 본 발명은 이하의 실시 형태에 한정되지는 않는다.
<강판>
본 실시 형태에 관한 강판은, 질량％로,
C: 0.05 내지 0.15％ 미만,
Si: 0.01 내지 2.00％,
Mn: 0.10 내지 4.00％,
P: 0.0200％ 이하,
S: 0.0200％ 이하,
Al: 0.001 내지 1.000％,
N: 0.0200％ 이하,
Ti: 0 내지 0.500％,
Co: 0 내지 0.500％,
Ni: 0 내지 0.500％,
Mo: 0 내지 0.500％,
Cr: 0 내지 2.000％,
O: 0 내지 0.0100％,
B: 0 내지 0.0100％,
Nb: 0 내지 0.500％,
V: 0 내지 0.500％,
Cu: 0 내지 0.500％,
W: 0 내지 0.1000％,
Ta: 0 내지 0.1000％,
Sn: 0 내지 0.0500％,
Sb: 0 내지 0.0500％,
As: 0 내지 0.0500％,
Mg: 0 내지 0.0500％,
Ca: 0 내지 0.0500％,
Y: 0 내지 0.0500％,
Zr: 0 내지 0.0500％,
La: 0 내지 0.0500％, 및
Ce: 0 내지 0.0500％
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,
면적률로,
페라이트, 펄라이트 및 베이나이트의 합계: 0％ 이상 60.0％ 이하, 그리고
잔류 오스테나이트: 0％ 이상 1.0％ 이하
를 함유하고, 잔부가 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트로 이루어지는 강 조직을 갖고,
판 표면에 있어서 5.0㎛ 초과의 고저차를 갖는 단차가 2.0㎜ 이하의 간격으로 복수 존재하는 것을 특징으로 하고 있다.
먼저, 본 실시 형태에 관한 강판의 화학 조성을 한정한 이유에 대하여 설명한다. 여기서 성분에 관한 「％」는 질량％를 의미한다. 또한, 본 명세서에 있어서, 수치 범위를 나타내는 「내지」란, 특별히 언급이 없는 경우, 그 전후에 기재되는 수치를 하한값 및 상한값으로서 포함하는 의미로 사용된다.
(C: 0.05 내지 0.15％ 미만)
C는, 저렴하게 인장 강도를 증가시키는 원소이며, 연속 어닐링 공정에 있어서 오스테나이트로부터 페라이트, 베이나이트, 펄라이트로의 변태를 억제하여, 강의 강도를 제어하기 위해 매우 중요한 원소이다. C 함유량이 0.05％ 이상인 경우에, 이와 같은 효과가 얻어지기 쉽다. C 함유량은 0.07％ 이상이어도 된다. 한편, C를 과도하게 함유하면 잔류 오스테나이트의 면적률의 증가에 의해, 압궤 변형 시에 적은 변형량에 있어서 가공 유기 변태를 발생시키게 되기 때문에, 흡수 에너지의 저하를 초래하는 경우가 있다. C 함유량이 0.15％ 미만인 경우에, 이와 같은 문제를 회피하기 쉽다. C 함유량은 0.13％ 이하여도 된다.
(Si: 0.01 내지 2.00％)
Si는, 탈산제로서 작용하여, 냉연 어닐링 중의 냉각 과정에 있어서의 탄화물의 석출을 억제하는 원소이다. Si 함유량이 0.01％ 이상인 경우에, 이와 같은 효과가 얻어지기 쉽다. Si 함유량은 0.10％ 이상이어도 된다. 한편, Si를 과도하게 함유하면 강 강도의 증가와 함께 가공성의 저하를 초래하고, 또한 열연판의 표층에 있어서 조대한 산화물이 분산되게 되어, 냉연 어닐링 후의 강판의 표면에 있어서 원하는 요철이 얻어지기 어려워지기 때문에, 압궤 변형 시의 흡수 에너지를 저하시키는 경우가 있다. Si 함유량이 2.00％ 이하인 경우에, 이와 같은 문제를 회피하기 쉽다. Si 함유량은 1.60％ 이하여도 된다.
(Mn: 0.10 내지 4.00％)
Mn은, 강의 페라이트 변태에 영향을 주는 인자이며, 강도 상승에 유효한 원소이다. Mn 함유량이 0.10％ 이상인 경우에, 이와 같은 효과가 얻어지기 쉽다. Mn 함유량은 0.60％ 이상이어도 된다. 한편, Mn을 과도하게 함유하면 강 강도의 증가와 함께 가공성의 저하를 초래하고, 또한 열연판의 표층에 있어서 조대한 산화물이 분산되게 되어, 냉연 어닐링 후의 강판의 표면에 있어서 원하는 요철이 얻어지기 어려워지기 때문에, 압궤 변형 시의 흡수 에너지를 저하시키는 경우가 있다. Mn 함유량이 4.00％ 이하인 경우에, 이와 같은 문제를 회피하기 쉽다. Mn 함유량은 3.00％ 이하여도 된다.
(P: 0.0200％ 이하)
P는, 용강의 응고 과정에 있어서 미응고부에의 Mn 농화를 촉진하는 원소이며, 부편석부의 Mn 농도를 낮추어, 페라이트의 면적률의 증가를 촉진하는 원소이며, 적을수록 바람직하다. 또한, P를 과도하게 함유하면 강 강도의 증가와 함께 강의 취성적인 파괴를 초래하여, 압궤 변형 시의 흡수 에너지의 저하를 촉진하는 경우가 있다. P 함유량은 0％여도 되고, 0.0001％ 이상이어도 되고, 0.0010％ 이상이어도 되고, 또한, 0.0200％ 이하여도 되고, 0.0180％ 이하여도 된다.
(S: 0.0200％ 이하)
S는, 강 중에서 MnS 등의 비금속 개재물을 생성하여, 강재 부품의 연성의 저하를 초래하는 원소이며, 적을수록 바람직하다. 또한, S를 과도하게 함유하면 압궤 변형 시에 비금속 개재물을 기점으로 한 균열의 발생을 초래함과 함께, 냉연 어닐링 후의 강판의 표면에 있어서 원하는 요철이 얻어지기 어려워지기 때문에, 압궤 변형 시의 흡수 에너지를 저하시키는 경우가 있다. S 함유량은 0％여도 되고, 0.0001％ 이상이어도 되고, 0.0005％ 이상이어도 되고, 또한 0.0200％ 이하여도 되고, 0.0180％ 이하여도 된다.
(Al: 0.001 내지 1.000％)
Al은, 강의 탈산제로서 작용하여 페라이트를 안정화시키는 원소이며, 필요에 따라서 첨가된다. Al 함유량이 0.001％ 이상인 경우에, 이와 같은 효과가 얻어지기 쉽다. Al 함유량은 0.010％ 이상이어도 된다. 한편, Al을 과도하게 함유하면 어닐링에 있어서 냉각 과정에서의 페라이트 변태 및 베이나이트 변태가 과도하게 촉진되어 강판의 강도가 저하되는 경우가 있다. 또한, Al을 과도하게 함유하면, 열간 압연의 도중에 강판 표면에 조대 또한 대량의 Al 산화물이 생성되어, 강판 표면에 원하는 요철이 얻어지기 어려워져, 압궤 변형 시의 흡수 에너지의 저하를 초래하는 경우가 있다. Al 함유량이 1.000％ 이하인 경우에, 이와 같은 문제를 회피하기 쉽다. Al 함유량은 0.800％ 이하여도 된다.
(N: 0.0200％ 이하)
N은, 강판 중에서 조대한 질화물을 형성하여, 강판의 가공성을 저하시키는 원소이다. 또한, N은, 용접 시의 블로홀의 발생 원인이 되는 원소이다. 또한, N을 과도하게 함유하면 Al이나 Ti와 결합하여 다량의 AlN 혹은 TiN을 생성시키고, 이들 질화물은 열간 압연 중의 강판 표면과 롤의 접촉을 억제하기 때문에, 냉연 어닐링 후의 강판의 표면에 있어서 원하는 요철이 얻어지기 어려워져, 압궤 변형 시의 흡수 에너지의 저하를 초래하는 경우가 있다. N 함유량은 0％여도 되고, 0.0001％ 이상이어도 되고, 0.0010％ 이상이어도 되고, 또한 0.0200％ 이하여도 되고, 0.0160％ 이하여도 된다.
본 실시 형태에 있어서의 강판의 기본 화학 조성은 상기와 같다. 또한, 본 실시 형태에 있어서의 강판은, 필요에 따라서, 이하의 임의 선택 원소 중 적어도 1종을 포함해도 된다. 이들 원소는 포함되지 않아도 되기 때문에, 그 하한은 0％이다.
(Ti: 0 내지 0.500％ 이하)
Ti는, 강화 원소이다. 석출물 강화, 결정립의 성장 억제에 의한 세립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화로, 강판의 강도 상승에 기여한다. 한편, Ti를 과도하게 함유하면 조대한 탄화물의 석출이 많아지고, 이들 탄화물이 열간 압연 중의 강판 표면과 롤의 접촉을 억제하기 때문에, 냉연 어닐링 후의 강판의 표면에 있어서 원하는 요철이 얻어지기 어려워져, 압궤 변형 시의 흡수 에너지의 저하를 초래하는 경우가 있다. Ti 함유량은 0％여도 되고, 0.001％ 이상이어도 되고, 0.005％ 이상이어도 되고, 또한 0.500％ 이하여도 되고, 0.400％ 이하여도 된다.
(Co: 0 내지 0.500％ 이하)
Co는, 탄화물의 형태 제어와 강도의 증가에 유효한 원소이며, 강도의 제어를 위해 필요에 따라서 첨가된다. 한편, Co를 과도하게 함유하면 미세한 Co 탄화물이 다수 석출되고, 이들 탄화물은 열간 압연 중의 강판 표면과 롤의 접촉을 억제하기 때문에, 냉연 어닐링 후의 강판의 표면에 있어서 원하는 요철이 얻어지기 어려워져, 압궤 변형 시의 흡수 에너지의 저하를 초래하는 경우가 있다. Co 함유량은 0％여도 되고, 0.001％ 이상이어도 되고, 또한 0.500％ 이하여도 되고, 0.400％ 이하여도 된다.
(Ni: 0 내지 0.500％ 이하)
Ni는, 강화 원소임과 동시에 ??칭성의 향상에 유효하다. 게다가, 강판과 도금의 습윤성의 향상이나 합금화 반응의 촉진을 가져오기 때문에 첨가해도 된다. 한편, Ni를 과도하게 함유하면 열연 시의 산화 스케일의 박리성에 영향을 주어, 강판 표면에 흠집의 발생을 촉진하여, 냉연 어닐링 후의 강판의 표면에 있어서 원하는 요철이 얻어지기 어려워져, 압궤 변형 시의 흡수 에너지의 저하를 초래하는 경우가 있다. Ni 함유량은 0％여도 되고, 0.001％ 이상이어도 되고, 또한 0.500％ 이하여도 되고, 0.400％ 이하여도 된다.
(Mo: 0 내지 0.500％ 이하)
Mo는, 강판의 강도의 향상에 유효한 원소이다. 또한, Mo는, 연속 어닐링 설비 또는 연속 용융 아연 도금 설비에서의 열처리 시에 발생하는 페라이트 변태를 억제하는 효과를 갖는 원소이다. 한편, Mo를 과도하게 함유하면 미세한 Mo 탄화물이 다수 석출되고, 이들 탄화물은 열간 압연 중의 강판 표면과 롤의 접촉을 억제하기 때문에, 냉연 어닐링 후의 강판의 표면에 있어서 원하는 요철이 얻어지기 어려워져, 압궤 변형 시의 흡수 에너지의 저하를 초래하는 경우가 있다. Mo 함유량은 0％여도 되고, 0.001％ 이상이어도 되고, 또한 0.500％ 이하여도 되고, 0.400％ 이하여도 된다.
(Cr: 0 내지 2.000％ 이하)
Cr은, Mn과 마찬가지로 펄라이트 변태를 억제하여, 강의 고강도화에 유효한 원소이며, 필요에 따라서 첨가된다. 한편, Cr을 과도하게 함유하면 잔류 오스테나이트의 생성을 촉진하여, 과잉의 잔류 오스테나이트의 존재에 의해 압궤 변형 시의 파괴의 기점이 증가하여, 압궤 변형 시의 흡수 에너지의 저하를 초래하는 경우가 있다. Cr 함유량은 0％여도 되고, 0.001％ 이상이어도 되고, 또한 2.000％ 이하여도 되고, 1.500％ 이하여도 된다.
(O: 0 내지 0.0100％ 이하)
O는, 산화물을 형성하여, 가공성을 열화시키기 때문에, 함유량을 억제할 필요가 있다. 특히, 산화물은 개재물로서 존재하는 경우가 많고, 입상의 조대한 산화물이 강판 표면에 존재하면, 열간 압연 중에 강판 표면의 균열과 미세한 철분의 생성을 초래하여, 냉연 어닐링 후의 강판의 표면에 있어서 원하는 요철이 얻어지기 어려워져, 압궤 변형 시의 흡수 에너지의 저하를 초래하는 경우가 있다. O 함유량은 0.0100％ 이하여도 되고, 0.0080％ 이하여도 된다. 또한, O 함유량은 0％여도 되지만, O 함유량을 0.0001％ 미만으로 제어하는 것은 정련 시간의 증대와 함께, 제조 비용의 증가를 초래할 우려가 있다. 제조 비용의 상승을 방지할 목적으로부터, O 함유량은 0.0001％ 이상이어도 되고, 0.0010％ 이상이어도 된다.
(B: 0 내지 0.0100％ 이하)
B는, 오스테나이트로부터의 냉각 과정에 있어서 페라이트 및 펄라이트의 생성을 억제하여, 베이나이트 또는 마르텐사이트 등의 저온 변태 조직의 생성을 촉진하는 원소이다. 또한, B는, 강의 고강도화에 유익한 원소이며, 필요에 따라서 첨가된다. 한편, B를 과도하게 함유하면 강 중에 조대한 B 산화물의 생성을 초래하여, B 산화물이 열간 압연 중의 강판 표면과 롤의 접촉을 억제하기 때문에, 냉연 어닐링 후의 강판의 표면에 있어서 원하는 요철이 얻어지기 어려워져, 압궤 변형 시의 흡수 에너지의 저하를 초래하는 경우가 있다. B 함유량은 0％여도 되고, 0.0001％ 이상이어도 되고, 0.0010％ 이상이어도 되고, 또한 0.0100％ 이하여도 되고, 0.0080％ 이하여도 된다.
(Nb: 0 내지 0.500％ 이하)
Nb는, 탄화물의 형태 제어에 유효한 원소이며, 그 첨가에 의해 조직을 미세화하기 때문에 인성의 향상에도 효과적인 원소이다. 한편, Nb를 과도하게 함유하면 미세하고 경질인 Nb 탄화물이 다수 석출되고, 이들 탄화물이 열간 압연 중의 강판 표면과 롤의 접촉을 억제하기 때문에, 냉연 어닐링 후의 강판의 표면에 있어서 원하는 요철이 얻어지기 어려워져, 압궤 변형 시의 흡수 에너지의 저하를 초래하는 경우가 있다. Nb 함유량은 0％여도 되고, 0.001％ 이상이어도 되고, 또한 0.500％ 이하여도 되고, 0.400％ 이하여도 된다.
(V: 0 내지 0.500％ 이하)
V는, 강화 원소이다. 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 세립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화로, 강판의 강도 상승에 기여한다. 한편, V를 과도하게 함유하면 탄질화물의 석출이 많아지고, 이들 탄질화물이 열간 압연 중의 강판 표면과 롤의 접촉을 억제하기 때문에, 냉연 어닐링 후의 강판의 표면에 있어서 원하는 요철이 얻어지기 어려워져, 압궤 변형 시의 흡수 에너지의 저하를 초래하는 경우가 있다. V 함유량은 0％여도 되고, 0.001％ 이상이어도 되고, 또한 0.500％ 이하여도 되고, 0.400％ 이하여도 된다.
(Cu: 0 내지 0.500％ 이하)
Cu는, 강판의 강도의 향상에 유효한 원소이다. 한편, Cu를 과도하게 함유하면 열간 압연 중에 강재가 취화되어, 열간 압연이 불가능해진다. 또한, 강판 표면에 농화된 Cu층에 의해 열간 압연 중의 강판 표면과 롤의 접촉이 억제되기 때문에, 냉연 어닐링 후의 강판의 표면에 있어서 원하는 요철이 얻어지기 어려워져, 압궤 변형 시의 흡수 에너지의 저하를 초래하는 경우가 있다. Cu 함유량은 0％여도 되고, 0.001％ 이상이어도 되고, 또한 0.500％ 이하여도 되고, 0.400％ 이하여도 된다.
(W: 0 내지 0.1000％ 이하)
W는, 강판의 강도 상승에 유효하고, 또한 W를 함유하는 석출물 및 정출물은 수소 트랩 사이트가 된다. 한편, W를 과도하게 함유하면 조대한 탄화물이 생성되고, 당해 탄화물이 열간 압연 중의 강판 표면과 롤의 접촉을 억제하기 때문에, 냉연 어닐링 후의 강판의 표면에 있어서 원하는 요철이 얻어지기 어려워져, 압궤 변형 시의 흡수 에너지의 저하를 초래하는 경우가 있다. W 함유량은 0％여도 되고, 0.0001％ 이상이어도 되고, 0.0010％ 이상이어도 되고, 또한 0.1000％ 이하여도 되고, 0.0800％ 이하여도 된다.
(Ta: 0 내지 0.1000％ 이하)
Ta는, Nb, V, W와 마찬가지로, 탄화물의 형태 제어와 강도의 증가에 유효한 원소이며, 필요에 따라서 첨가된다. 한편, Ta를 과도하게 함유하면 미세한 Ta 탄화물이 다수 석출되고, 이들 탄화물이 열간 압연 중의 강판 표면과 롤의 접촉을 억제하기 때문에, 냉연 어닐링 후의 강판의 표면에 있어서 원하는 요철이 얻어지기 어려워져, 압궤 변형 시의 흡수 에너지의 저하를 초래하는 경우가 있다. Ta 함유량은 0％여도 되고, 0.0001％ 이상이어도 되고, 0.0010％ 이상이어도 되고, 또한 0.1000％ 이하여도 되고, 0.0800％ 이하여도 된다.
(Sn: 0 내지 0.0500％ 이하)
Sn은, 원료로서 스크랩을 사용한 경우에 강 중에 함유되는 원소이며, 적을수록 바람직하다. Sn을 과도하게 함유하면 열간 압연 중에 강판 표면의 균열과 미세한 철분의 생성을 초래하여, 냉연 어닐링 후의 강판의 표면에 있어서 원하는 요철이 얻어지기 어려워져, 압궤 변형 시의 흡수 에너지의 저하를 초래하는 경우가 있다. Sn 함유량은 0.0500％ 이하여도 되고, 0.0400％ 이하여도 된다. 또한, Sn 함유량은 0％여도 되지만, Sn 함유량을 0.0001％ 미만으로 제어하는 것은 정련 시간의 증대와 함께, 제조 비용의 증가를 초래할 우려가 있다. 제조 비용의 상승을 방지할 목적으로부터, Sn 함유량은 0.0001％ 이상이어도 되고, 0.0010％ 이상이어도 된다.
(Sb: 0 내지 0.0500％ 이하)
Sb는, Sn과 마찬가지로 강 원료로서 스크랩을 사용한 경우에 함유되는 원소이다. Sb는, 입계에 강하게 편석하여 입계의 취화 및 연성의 저하를 초래하기 때문에, 적을수록 바람직하다. 또한, Sb를 과도하게 함유하면 열간 압연 중에 강판 표면의 균열과 미세한 철분의 생성을 초래하여, 냉연 어닐링 후의 강판의 표면에 있어서 원하는 요철이 얻어지기 어려워져, 압궤 변형 시의 흡수 에너지의 저하를 초래하는 경우가 있다. Sb 함유량은 0.0500％ 이하여도 되고, 0.0400％ 이하여도 된다. 또한, Sb 함유량은 0％여도 되지만, Sn 함유량을 0.0001％ 미만으로 제어하는 것은 정련 시간의 증대와 함께, 제조 비용의 증가를 초래할 우려가 있다. 제조 비용의 상승을 방지할 목적으로부터, Sb 함유량은 0.0001％ 이상이어도 되고, 0.0010％ 이상이어도 된다.
(As: 0 내지 0.0500％ 이하)
As는, Sn, Sb와 마찬가지로 강 원료로서 스크랩을 사용한 경우에 함유되며, 입계에 강하게 편석하는 원소이며, 적을수록 바람직하다. 또한, As를 과도하게 함유하면 열간 압연 중에 강판 표면의 균열과 미세한 철분의 생성을 초래하여, 냉연 어닐링 후의 강판의 표면에 있어서 원하는 요철이 얻어지기 어려워져, 압궤 변형 시의 흡수 에너지의 저하를 초래하는 경우가 있다. As 함유량은 0.0500％ 이하여도 되고, 0.0400％ 이하여도 된다. 또한, As 함유량은 0％여도 되지만, As 함유량을 0.0001％ 미만으로 제어하는 것은 정련 시간의 증대와 함께, 제조 비용의 증가를 초래할 우려가 있다. 제조 비용의 상승을 방지할 목적으로부터, As 함유량은 0.0001％ 이상이어도 되고, 0.0010％ 이상이어도 된다.
(Mg: 0 내지 0.0500％ 이하)
Mg는, 미량 첨가로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이며, 필요에 따라서 첨가된다. 한편, Mg를 과도하게 함유하면 조대한 개재물을 형성하고, 당해 개재물이 열간 압연 중의 강판 표면과 롤의 접촉을 억제하기 때문에, 냉연 어닐링 후의 강판의 표면에 있어서 원하는 요철이 얻어지기 어려워져, 압궤 변형 시의 흡수 에너지의 저하를 초래하는 경우가 있다. Mg 함유량은 0％여도 되고, 0.0001％ 이상이어도 되고, 0.0010％ 이상이어도 되고, 또한 0.0500％ 이하여도 되고, 0.0400％ 이하여도 된다.
(Ca: 0 내지 0.0500％ 이하)
Ca는, 탈산 원소로서 유용한 것 외에, 황화물의 형태 제어에도 효과를 발휘한다. 한편, Ca를 과도하게 함유하면 열간 압연 중에 강판 표면의 균열과 미세한 철분의 생성을 초래하여, 냉연 어닐링 후의 강판의 표면에 있어서 원하는 요철이 얻어지기 어려워져, 압궤 변형 시의 흡수 에너지의 저하를 초래하는 경우가 있다. Ca 함유량은 0％여도 되고, 0.0001％ 이상이어도 되고, 0.0010％ 이상이어도 되고, 또한 0.0500％ 이하여도 되고, 0.0400％ 이하여도 된다.
(Y: 0 내지 0.0500％ 이하)
Y는, Mg, Ca와 마찬가지로 미량 첨가로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이며, 필요에 따라서 첨가된다. 한편, Y를 과도하게 함유하면 조대한 Y 산화물이 생성되고, 당해 Y 산화물이 열간 압연 중의 강판 표면과 롤의 접촉을 억제하기 때문에, 냉연 어닐링 후의 강판의 표면에 있어서 원하는 요철이 얻어지기 어려워져, 압궤 변형 시의 흡수 에너지의 저하를 초래하는 경우가 있다. Y 함유량은 0％여도 되고, 0.0001％ 이상이어도 되고, 0.0010％ 이상이어도 되고, 또한 0.0500％ 이하여도 되고, 0.0400％ 이하여도 된다.
(Zr: 0 내지 0.0500％ 이하)
Zr은, Mg, Ca, Y와 마찬가지로 미량 첨가로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이며, 필요에 따라서 첨가된다. 한편, Zr을 과도하게 함유하면 조대한 Zr 산화물이 생성되어, 당해 Zr 산화물이 열간 압연 중의 강판 표면과 롤의 접촉을 억제하기 때문에, 냉연 어닐링 후의 강판의 표면에 있어서 원하는 요철이 얻어지기 어려워져, 압궤 변형 시의 흡수 에너지의 저하를 초래하는 경우가 있다. Zr 함유량은 0％여도 되고, 0.0001％ 이상이어도 되고, 0.0010％ 이상이어도 되고, 또한 0.0500％ 이하여도 되고, 0.0400％ 이하여도 된다.
(La: 0 내지 0.0500％ 이하)
La는, 미량 첨가로 황화물의 형태 제어에 유효한 원소이며, 필요에 따라서 첨가된다. 한편, La를 과도하게 함유하면 La 산화물이 생성되어, 당해 La 산화물이 열간 압연 중의 강판 표면과 롤의 접촉을 억제하기 때문에, 냉연 어닐링 후의 강판의 표면에 있어서 원하는 요철이 얻어지기 어려워져, 압궤 변형 시의 흡수 에너지의 저하를 초래하는 경우가 있다. La 함유량은 0％여도 되고, 0.0001％ 이상이어도 되고, 0.0010％ 이상이어도 되고, 또한 0.0500％ 이하여도 되고, 0.0400％ 이하여도 된다.
(Ce: 0 내지 0.0500％ 이하)
Ce는, La와 마찬가지로 미량 첨가로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이며, 필요에 따라서 첨가된다. 한편, Ce를 과도하게 함유하면 Ce 산화물이 생성되고, 당해 Ce 산화물이 열간 압연 중의 강판 표면과 롤의 접촉을 억제하기 때문에, 냉연 어닐링 후의 강판의 표면에 있어서 원하는 요철이 얻어지기 어려워져, 압궤 변형 시의 흡수 에너지의 저하를 초래하는 경우가 있다. Ce 함유량은 0％여도 되고, 0.0001％ 이상이어도 되고, 0.0010％ 이상이어도 되고, 또한 0.0500％ 이하여도 되고, 0.0400％ 이하여도 된다.
본 실시 형태에 있어서의 강판에서는, 상기에 설명한 성분의 잔부는 Fe 및 불순물이다. 불순물이란, 본 실시 형태에 관한 강판을 공업적으로 제조할 때, 광석이나 스크랩 등과 같은 원료를 비롯하여, 제조 공정의 다양한 요인에 의해 혼입되는 성분 등이다.
계속해서, 본 실시 형태에 관한 강판의 강 조직 및 특성의 특징을 설명한다.
(페라이트, 펄라이트 및 베이나이트의 면적률의 합계: 0 내지 60.0％)
페라이트, 펄라이트 및 베이나이트의 면적률의 합계는, 강판의 강도 연성 밸런스의 향상에 유효한 조직이지만, 다량의 함유로는 국부 연성의 저하를 초래하여, 압궤 변형 시의 흡수 에너지를 저화시킨다. 또한, 강의 강도를 효율적으로 높이는 관점에서도, 페라이트, 펄라이트 및 베이나이트의 면적률은 적을수록 바람직하다. 페라이트, 펄라이트 및 베이나이트의 면적률의 합계는 0％여도 되고, 1.0％ 이상이어도 되고, 또한 60.0％ 이하여도 되고, 55.0％ 이하여도 되고, 50.0％ 이하여도 된다. 또한, 생산성은 약간 저하되지만, 일관 제조 조건을 고정밀도로 제어함으로써, 페라이트, 펄라이트 및 베이나이트의 면적률의 합계를 0％로 하는 것이 가능하다.
(잔류 오스테나이트의 면적률: 0 내지 1.0％)
잔류 오스테나이트의 면적률은, 강판의 강도 연성 밸런스의 향상에 유효한 조직이다. 한편, 잔류 오스테나이트의 면적률이 너무 크면, 화학적으로 불안정한 오스테나이트의 비율이 많아져, 압궤 변형 시에 적은 변형량에 있어서 가공 유기 변태를 발생시키게 되기 때문에, 흡수 에너지의 저하를 초래하는 경우가 있다. 잔류 오스테나이트의 면적률은 0％여도 되고, 0.1％ 이상이어도 되고, 또한 1.0％ 이하여도 되고, 0.8％ 이하여도 된다.
(잔부: 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트)
마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트는, 강판의 강도 상승에 매우 유효한 조직이며, 그 면적률은 높을수록 바람직하다. 예를 들어, 상기 조직 이외의 잔부가 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트로 이루어져 있어도 된다. 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적률의 합계는 30.0％ 이상이어도 되고, 35.0％ 이상이어도 되고, 40.0％ 이상이어도 되고, 45.0％ 이상이어도 되고, 50.0％ 이상이어도 되고, 또한 100％여도 되고, 99.0％ 이하여도 된다. 또한, 생산성은 저하되지만, 일관 제조 조건을 고정밀도로 제어함으로써, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적률의 합계를 100％로 하는 것이 가능하다.
(표면 요철)
강판 표면에 있어서 고저차가 5.0㎛를 초과하는 단차의 간격은, 압궤 변형을 받았을 때, 강판의 굽힘 변형의 기점으로서 기능하는 중요한 인자이다. 당해 간격은 짧을수록 바람직하다. 구체적으로는, 본 실시 형태에 관한 강판의 표면에 있어서는, 5.0㎛ 초과의 고저차를 갖는 단차가 2.0㎜ 이하의 간격으로 복수 존재하는 것이 중요하다. 당해 간격은, 1.8㎜ 이하여도 되고, 1.5㎜ 이하여도 되고, 1.2㎜ 이하여도 되고, 1.0㎜ 이하여도 되고, 0.7㎜ 이하여도 되고, 0.4㎜ 이하여도 된다. 또한, 당해 간격이 0.01㎜를 하회하면, 강판 표면이 톱니상의 형태가 되는 경우가 있다. 이 점에서, 당해 간격은 0.01㎜ 이상이어도 되고, 0.05㎜ 이상이어도 된다. 또한, 본 실시 형태에 관한 강판에 있어서는, 고저차가 5.0㎛ 초과의 단차가 상기 간격으로 강판 표면에 분산되어 복수 존재하고 있을 필요가 있다. 특히, 고저차가 7.0㎛ 이상 또는 10.0㎛ 이상인 단차가 상기 간격으로 강판 표면에 분산되어 복수 존재하고 있는 경우, 당해 강판은 압궤 변형 시의 에너지 흡수성이 한층 더 우수하다. 단차의 고저차에 대한 상한은, 특별히 한정되는 것은 아니고, 예를 들어 20.0㎛ 이하, 15.0㎛ 이하 또는 10.0㎛ 이하여도 된다. 본 실시 형태에 관한 강판에 있어서는, 강판 표면의 50면적％ 이상, 60면적％ 이상, 70면적％ 이상, 80면적％ 이상 또는 90면적％ 이상에 있어서, 5.0㎛ 초과의 고저차를 갖는 단차가 2.0㎜ 이하의 간격으로 복수 존재하고 있어도 된다.
도 1에 「5.0㎛ 초과의 고저차를 갖는 단차」의 일례를 도시한다. 도 1은 강판의 두께 방향 단면을 관찰한 경우의 단차의 형태를 나타내고 있다. 도 1에 도시된 바와 같이, 강판 표면에는 압연 방향으로 요철이 반복하여 형성되어 있어도 되고, 각각의 요철에 의해 특정되는 단차의 고저차가 5.0㎛ 초과로 되어 있고, 또한, 당해 단차가 2.0㎜ 이내의 범위에 복수 포함되어 있고, 즉, 단차의 간격이 2.0㎜ 이하로 되어 있다. 본 발명에 있어서는, 복수의 단차 중, 적어도 일부의 단차에, 소위 부각 부분(언더컷 부분)이 존재하고 있어도 된다. 또한, 본 발명에 있어서는, 복수의 단차의 각각의 높이가 서로 다르게 되어 있어도 되고, 예를 들어 각각의 높이가, 불규칙적(랜덤)으로 다르게 되어 있어도 된다. 또한, 복수의 단차의 형상도, 서로 다른 것이어도 된다. 또한, 복수의 단차의 간격도, 일정할 필요는 없고, 불규칙적(랜덤)으로 다른 것이어도 된다. 이와 같은 단차 형상은, 후술하는 방법에 의해 형성 가능하다.
또한, 본원에 말하는 「5.0㎛ 초과의 고저차를 갖는 단차」는, 최대 높이 조도 Rz나 산술 평균 조도 Ra와 같은 일반적인 표면 조도와는 다른 개념이다. 예를 들어, 「최대 높이 조도 Rz」는, 도 2의 (A)에 도시된 바와 같이, 표면 요철 중, 가장 볼록한 부분과 가장 오목한 부분 사이의 거리(높이의 최대차)를 의미하고, 또한, 「최대 높이 조도 Rz」로부터는 표면 요철의 분포(간격)를 특정할 수는 없다. 또한, 「산술 평균 조도 Ra」는, 어디까지나 표면 조도의 평균값이며, 그 최댓값은 불분명하고, 또한, 「산술 평균 조도 Ra」로부터 표면 요철의 분포(간격)를 특정할 수는 없다. 이에 반해, 본원에 말하는 「5.0㎛ 초과의 고저차를 갖는 단차」는, 도 2의 (B)에 도시된 바와 같이, 「하나의 단차」의 고저차가 5.0㎛를 초과하고 있는 것을 의미하고, 또한, 당해 단차는, 2.0㎜ 이하의 간격으로 복수 존재하고 있을 필요가 있다.
(항복 강도)
강을 소재로서 사용하는 구조체의 경량화 및 소성 변형을 개시하는 내력을 향상시키기 위해서는, 강 소재의 항복 강도는 높은 것이 바람직하다. 한편, 항복 강도가 너무 높으면, 소성 가공 후의 탄성 변형에 의한 형상 변화, 소위 스프링백의 영향이 커져, 성형성이 저하되는 경우가 있다. 본 실시 형태에 관한 강판의 항복 강도는, 특별히 한정되는 것은 아니지만, 500㎫ 이상이어도 되고, 550㎫ 이상이어도 되고, 또한 1100㎫ 이하여도 되고, 1050㎫ 이하여도 된다.
(인장 강도)
강을 소재로서 사용하는 구조체의 경량화 및 소성 변형에 있어서의 구조체의 저항력의 향상을 위해서는, 강 소재가 큰 가공 경화능을 갖고 최대 강도를 나타내는 것이 바람직하다. 한편, 인장 강도가 너무 크면, 소성 변형 중에 저에너지로 파괴를 일으키기 쉬워져, 성형성이 저하되는 경우가 있다. 강판의 인장 강도는, 특별히 한정되는 것은 아니지만, 900㎫ 이상이어도 되고, 980㎫ 이상이어도 되고, 또한 1470㎫ 이하여도 되고, 1410㎫ 이하여도 되고, 1350㎫ 이하여도 되고, 1310㎫ 이하여도 된다.
(전연신율)
소재인 강판을 냉간에서 성형하여 구조체를 제조할 때, 복잡한 형상으로 마무리하기 위해서는 연신이 필요로 된다. 전연신율이 너무 낮으면, 냉간 성형에 있어서 소재가 균열되는 경우가 있다. 한편, 전연신율은 높을수록 바람직하지만, 전연신율을 과잉으로 높이려고 하면 강 조직 중에 다량의 잔류 오스테나이트가 필요로 되고, 이에 의해 압궤 변형 시의 흡수 에너지가 저화되는 경우가 있다. 강판의 전연신율은, 특별히 한정되는 것은 아니지만, 5％ 이상이어도 되고, 8％ 이상이어도 되고, 또한 20％ 이하여도 되고, 18％ 이하여도 된다.
(구멍 확장성)
소재인 강판을 냉간에서 성형하여 구조체를 제조할 때, 복잡한 형상으로 마무리하기 위해서는 연신과 함께 구멍 확장성도 필요로 한다. 구멍 확장성이 너무 작으면, 냉간 성형에 있어서 소재가 균열되는 경우가 있다. 한편, 구멍 확장성은 높을수록 바람직하지만, 구멍 확장성을 과잉으로 높이려고 하면 강 조직 중에 다량의 잔류 오스테나이트가 필요로 되고, 이에 의해 압궤 변형 시의 흡수 에너지가 저화되는 경우가 있다. 강판의 구멍 확장률은, 특별히 한정되는 것은 아니지만, 20％ 이상이어도 되고, 25％ 이상이어도 되고, 또한 90％ 이하여도 되고, 80％ 이하여도 된다.
(굽힘성)
소재인 강판을 냉간에서 성형하여 구조체를 제조할 때, 복잡한 형상으로 마무리하기 위해서는 굽힘성도 필요로 한다. 굽힘성은, 예를 들어 독일 자동차 공업회(Verband der Automobilindustrie: VDA)의 규격 238-100의 규정에 준거하는 시험으로부터 얻어지는, VDA 굽힘각 α가 지표가 된다. VDA 굽힘각이 너무 작으면, 냉간 성형에 있어서 소재가 균열되는 경우가 있다. 굽힘성은 높을수록 바람직하다. 강판의 VDA 굽힘각은, 특별히 한정되는 것은 아니지만, 45° 이상이어도 되고, 50° 이상이어도 된다. 또한, 여기에서 제시하는 VDA 굽힘각은 판 두께 1.4㎜에 있어서의 특성값이며, 1.4㎜ 미만의 판 두께에서는 동일한 강판이어도 높은 굽힘 각도의 값이 얻어진다. 또한, 판 두께가 1.4㎜를 초과하는 경우에는, 평면 연삭에 의해 판의 편측의 면을 제거하여, 판 두께를 1.4㎜로 마무리한 후에, 연삭면을 굽힘 내측, 비연삭면을 굽힘 외측으로 하여 굽힘 각도를 얻는 것이 바람직하다.
(판 두께)
판 두께는 성형 후의 강 부재의 강성에 영향을 주는 인자이며, 판 두께가 클수록 부재의 강성은 높아진다. 판 두께가 너무 작으면, 강성의 저하를 초래함과 함께, 강판 내부에 존재하는 불가피한 비철 개재물의 영향을 받아 프레스 성형성이 저하되는 경우가 있다. 한편, 판 두께가 너무 크면 프레스 성형 하중이 증가되어, 금형의 손모나 생산성의 저하를 초래한다. 강판의 판 두께는, 특별히 한정되는 것은 아니지만, 0.2㎜ 이상이어도 되고, 6.0㎜ 이하여도 된다. 또한, 본원에 말하는 「강판」은, 단층 강판이어도 된다. 여기서 「단층 강판」이란, 소위 복층 강판이 아닌 것을 의미하고, 강판의 단면을 관찰한 경우에, 판 두께 방향으로 모재 강판끼리의 접합 계면이 관찰되지 않는 것을 말한다. 예를 들어, 1개의 슬래브로 이루어지는 강판이다. 상기의 강판의 「판 두께」란, 단층 강판으로서의 판 두께여도 된다. 또한, 단층 강판은, 그 표면에 도금층 등의 표면 처리층이 형성되어 있어도 된다. 즉, 본원에서 말하는 강판은 단층 강판과 표면 처리층을 갖는 것이어도 된다.
다음에, 상기에서 규정하는 조직의 관찰 및 측정 방법, 그리고, 상기에서 규정하는 특성의 측정 및 평가 방법을 설명한다.
(페라이트, 펄라이트, 베이나이트의 면적률의 합계의 측정 방법)
조직 관찰은, 주사형 전자 현미경(SEM)으로 행한다. 관찰에 앞서서, 조직 관찰용의 샘플을, 에머리지에 의한 습식 연마 및 1㎛의 평균 입자 사이즈를 갖는 다이아몬드 지립에 의해 연마하여, 관찰면을 경면으로 마무리한 후, 3％ 질산알코올 용액으로 조직을 에칭해 둔다. 관찰의 배율을 3000배로 하고, 강판의 표면측으로부터 각 두께 1/4 위치에 있어서의 30㎛×40㎛의 시야를 랜덤하게 10매 촬영한다. 조직의 비율은, 포인트 카운트법으로 구한다. 얻어진 조직 화상에 대하여, 세로 3㎛ 또한 가로 4㎛의 간격으로 배열되는 격자점을 합계 100점 정하고, 격자점 아래에 존재하는 조직을 판별하고, 10매의 평균값으로부터 강판에 포함되는 조직 비율을 구한다. 페라이트는, 괴상의 결정립이며, 내부에, 긴 직경 100㎚ 이상의 철계 탄화물을 포함하지 않는 것이다. 베이나이트는, 라스상의 결정립의 집합이며, 내부에 긴 직경 20㎚ 이상의 철계 탄화물을 포함하지 않는 것, 또는, 내부에 긴 직경 20㎚ 이상의 철계 탄화물을 포함하고, 그 탄화물이, 단일의 베어리언트, 즉, 동일한 방향으로 신장한 철계 탄화물군에 속하는 것이다. 여기서, 동일 방향으로 신장한 철계 탄화물군이란, 철계 탄화물군의 신장 방향의 차이가 5° 이내인 것을 말한다. 베이나이트는, 방위차 15° 이상의 입계에 의해 둘러싸인 베이나이트를 1개의 베이나이트 입자로서 센다. 여기서, 「방위차 15° 이상의 입계」에 대해서는, SEM-EBSD를 사용하여 다음 수순으로 구한다. SEM-EBSD에 의한 측정에 앞서 측정 시료의 관찰면을 연마에 의해 경면으로 마무리하고, 또한 연마에 의한 변형을 제거한 후, 상기 SEM에 의한 관찰과 마찬가지로 강판의 표면측으로부터의 각 두께 1/4 위치에 있어서의 30㎛×40㎛의 시야를 측정 범위로 설정하고, SEM-EBSD에 의해 B. C. C. 철의 결정 방위 데이터를 취득한다. EBSD에 의한 측정은 SEM에 부속되어 있는 EBSD 검출기를 사용하여 행하고, 측정의 간격(STEP)은 0.05㎛로 한다. 이때, 본 발명에서는 결정 방위의 데이터 취득 소프트웨어로서, 가부시키가이샤 TSL 솔루션즈제의 소프트웨어 「OIM Data Collection TM(ver.7)」 등을 사용하였다. 이 측정 조건에서 얻어진 B. C. C. 철의 결정 방위 MAP 데이터에 있어서, 신뢰값(CI값)이 0.1 미만인 영역을 제외하고, 결정 방위차가 15° 이상인 경계를 결정립계로서 특정한다. 또한, 베이나이트는, 철의 체심 입법 구조로 이루어지는 베이니틱 페라이트와 철계 탄화물(Fe3C)의 혼합 조직이라고도 할 수 있다. 베이니틱 페라이트는 상술한 페라이트와는 구별된다. 펄라이트는 열상으로 석출된 시멘타이트를 포함하는 조직이며, 2차 전자상에서 밝은 콘트라스트로 촬영된 영역을 펄라이트로 하여, 면적률을 산출한다.
(마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 구별하는 방법)
마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트에 대해서는, 주사형 및 투과형 전자 현미경으로 관찰을 행하여, 내부에 Fe계 탄화물을 포함하는 것을 템퍼링 마르텐사이트, 탄화물을 거의 포함하지 않는 것을 마르텐사이트로서 동정한다. Fe계 탄화물에 대해서는, 다양한 결정 구조를 갖는 것이 보고되어 있지만, 어느 Fe계 탄화물을 함유해도 상관없다. 열처리 조건에 따라서는, 복수종의 Fe계 탄화물이 존재하는 경우가 있다. 본원에 있어서는, 페라이트, 펄라이트, 베이나이트의 합계의 면적률 A1을 상기 방법으로 측정하고, 잔류 오스테나이트의 면적률 A2를 후술하는 방법으로 측정하고, 면적률 A1과 A2의 합계값을 100％로부터 차감한 잔부가, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계의 면적률인 것으로 간주한다.
(잔류 오스테나이트의 면적률의 측정 방법)
잔류 오스테나이트의 면적 분율은, X선 측정에 의해 이하와 같이 하여 결정된다. 먼저, 강판의 표면으로부터 당해 강판의 두께의 1/4까지의 부분을 기계 연마 및 화학 연마에 의해 제거하고, 당해 화학 연마한 면에 대하여 특성 X선으로서 MoKα선을 사용함으로써 측정을 행한다. 그리고, 체심 입방 격자(bcc)상의 (200) 및 (211), 그리고 면심 입방 격자(fcc)상의 (200), (220) 및 (311)의 회절 피크의 적분 강도비로부터, 다음 식을 사용하여 판 두께 중심부의 잔류 오스테나이트의 면적 분율을 산출한다.
Sγ=(I200f+I220f+I311f)/(I200b+I211b)×100
(Sγ는 판 두께 중심부의 잔류 오스테나이트의 면적 분율이며, I200f, I220f 및 I311f는, 각각 fcc상의 (200), (220) 및 (311)의 회절 피크의 강도를 나타내고, I200b 및 I211b는, 각각 bcc상의 (200) 및 (211)의 회절 피크의 강도를 나타낸다.)
X선 회절에 제공하는 시료는, 기계 연마 등에 의해 강판을 소정의 판 두께까지 표면으로부터 두께 감소시키고, 이어서 화학 연마나 전해 연마 등에 의해 변형을 제거함과 동시에, 판 두께가 1/8 내지 3/8의 범위에서, 적당한 면이 측정면이 되도록 상술한 방법에 따라서 시료를 조정하여 측정하면 된다. 당연한 것이지만, 상술한 X선 강도의 한정이 판 두께 1/4 근방뿐만 아니라, 가능한 한 많은 두께에 대하여 충족됨으로써, 보다 한층 더 재질 이방성이 작아진다. 그러나, 강판의 표면으로부터 1/8 내지 3/8의 측정을 행함으로써, 대략 강판 전체의 재질 특성을 대표할 수 있다. 따라서, 판 두께의 1/8 내지 3/8을 측정 범위로 한다.
(표면 요철(고저차가 5.0㎛ 초과인 단차)의 간격의 측정 방법)
강판 표면의 요철에 있어서의 고저차와 그 분포 간격의 측정은, 주사형 전자 현미경(FE-SEM: Field Emission Scanning Electron Microscope)으로 행한다. SEM을 사용한 관찰에 앞서서, 압연 방향의 길이가 20㎜를 초과하는 조직 관찰용의 샘플을 수지에 매립하고, 압연 방향에 평행 또한 판 두께 방향에 수직인 면(TD면: Transversal Direction면)을 연마에 의해 경면으로 마무리한다. SEM의 관찰 배율을 1000배로 하고, 압연 방향이 110㎛ 초과이며, 판 두께 방향이 70㎛ 초과인 관찰 범위 내에 강판과 수지를 모두 포함한 시야를, 압연 길이 방향 20㎜에 걸쳐 취득하고, 강판 표면의 요철을 포함한 연속 사진을 얻는다. 이 연속 사진에서, 압연 방향의 길이 20㎛의 범위 내에서 강판 표면의 요철의 고저차가 5㎛를 초과하는 개소를 「강판 표면에 있어서 5.0㎛ 초과의 고저차를 갖는 단차」로 정의하고, 연속 사진의 촬영 범위인 압연 방향의 길이 20㎜에 있어서의 당해 단차의 정상부와 정상부 사이의 간격의 평균을 「강판 표면에 있어서 5.0㎛ 초과의 고저차를 갖는 단차의 간격」으로 한다. 또한, 본원에 있어서, 고저차가 1.0㎛ 이하인 미소한 요철에 대해서는, 「단차」로는 간주하지 않는 것으로 한다.
또한, 강판이 어떠한 부재로 성형·가공된 후였다고 해도, 성형·가공 후의 부재의 일부(예를 들어, 평탄부)를 취득하여, 그 표면 상태를 분석함으로써, 당해 부재가 성형·가공 전의 강판의 상태에 있어서, 고저차가 5.0㎛ 초과인 단차를 2.0㎜ 이하의 간격으로 갖고 있었는지 여부를 판단할 수 있다.
(항복 강도, 인장 강도 및 전연신율의 측정 방법)
항복 강도, 인장 강도 및 전연신율을 측정하기 위한 인장 시험은, JIS Z 2241에 준거하여, 시험편의 긴 변 방향이 강대의 압연 직각 방향과 평행하게 되는 방향으로부터 JIS5호 시험편을 채취하여 행한다.
(구멍 확장성의 측정 방법)
구멍 확장성은, 직경 10㎜의 원형 구멍을, 클리어런스가 12.5％가 되는 조건에서 펀칭하여, 버어가 다이측이 되도록 하고, 60° 원추 펀치로 성형하여, 구멍 확장률 λ(％)로 평가한다. 각 조건 모두, 5회의 구멍 확장 시험을 실시하고, 그 평균값을 구멍 확장률로 한다.
<강판의 제조 방법>
본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법은 상술한 성분 범위의 재료를 사용하여, 열간 압연, 냉간 압연 및 어닐링의 일관된 관리를 특징으로 하고 있다. 구체적으로는, 본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법은, 강판에 관하여 위에서 설명한 화학 조성과 동일한 화학 조성을 갖는 강편(강 슬래브)을 최종 마무리 압연기의 1개 바로 앞의 압연기에서 소정의 압하율로 윤활제를 사용하면서 열간 압연하고, 권취하고, 얻어진 열연판을 산세하여, 냉간 압연하고, 이어서 어닐링하는 공정을 포함하는 것을 특징으로 하고 있다. 보다 구체적으로는, 본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법은,
상기 화학 조성을 갖는 강 슬래브에 대하여 열간 압연을 행하여 열연판을 얻는 것,
상기 열연판을 권취하는 것,
상기 열연판을 산세하는 것, 및
상기 열연판에 대하여 냉간 압연을 행하지 않고 어닐링을 행하거나, 또는, 냉간 압연을 행한 후에 어닐링을 행하는 것을 포함하고,
상기 열간 압연이, 마무리 압연기의 최종 스탠드로부터 1개 전의 스탠드에 있어서, 압연 롤과 판 사이에 윤활제를 공급하면서, 30％ 초과 70％ 이하의 압하율로 상기 판을 압연하는 것을 포함하고,
상기 열연판을 권취할 때의 온도가 700℃ 이하이고,
상기 냉간 압연을 행하는 경우, 상기 냉간 압연에 있어서의 압하율이 0.1 내지 20％인 것을 특징으로 한다. 이하, 본 실시 형태의 포인트가 되는 부분을 중심으로, 각 공정에 대하여 상세하게 설명한다.
(마무리 압연기의 최종 스탠드로부터 1개 전의 스탠드에 있어서의 압하율)
마무리 압연기의 최종 스탠드로부터 1개 전의 스탠드에 있어서의 압하율은, 강판의 표면 상태에 영향을 주는 인자이다. 여기서, 최종 스탠드로부터 1개 전의 스탠드에 있어서의 압연 전의 피압연재(판)의 표면에 윤활제(예를 들어, 윤활제를 혼합한 수용매)를 공급하고, 당해 윤활제를 판 표면 상에 남긴 상태에서 높은 면압을 가하여 압연함으로써, 압연 중에 판과 롤 표면 사이에 부분적인 미끄럼과 접촉을 단속적으로 부여하여, 판의 표면 요철을 높일 수 있다. 압하율이 너무 작으면, 압연 시에 판과 롤 사이의 면압이 부족하고, 이에 의해 최종적으로 얻어지는 강판에 원하는 표면 요철을 형성시킬 수 없게 된다. 또한, 압하율이 너무 크면, 압연 중에 판과 롤 사이에서 발생하는 면압이 과도하게 높아져, 판과 롤 사이에서 미끄럼보다도 접촉의 빈도가 높아지기 때문에, 최종적으로 얻어지는 강판에 원하는 표면 요철을 부여하는 것이 어려워진다. 이상의 관점에서, 본 실시 형태에 있어서는, 열간 압연에 있어서의 마무리 압연기의 최종 스탠드로부터 1개 전의 스탠드에 있어서의 압하율이 30％ 초과 70％ 이하이며, 바람직하게는 35％ 이상, 60％ 이하이다. 또한, 마무리 압연기의 최종 스탠드에 있어서는, 판의 형상을 교정하기 위해, 대압하를 행하는 것은 곤란하다. 마무리 압연기의 최종 스탠드에 있어서의 압하율은, 예를 들어 20％ 이하여도 된다.
또한, 최종 스탠드보다도 전의 스탠드에 있어서, 윤활제를 공급하면서 30％ 이상의 압하율로 압하를 행함으로써 판 표면에 단차를 형성하고, 그 후, 최종 스탠드까지의 누적의 압하율이 경압하(예를 들어, 누적 20％ 이하의 압하율)가 되도록 제어함으로써, 마무리 압연 후의 열연 강판의 표면에 원하는 단차를 형성하는 것도 가능하다. 이 점에서, 판의 표면 요철을 높이기 위한 대압하는, 최종 스탠드의 1개 전의 스탠드보다도 상류측의 스탠드에서 행해도 된다. 단, 마무리 압연에 있어서의 상류측에 있어서는, 판 온도가 고온이며, 압하에 의해 판의 표면의 형상이 변화되기 쉽다. 즉, 대압하 후, 온도의 영향을 고려하면서 누적 압하율을 제어할 필요가 있다. 이 점에서, 마무리 압연에 있어서의 하류측, 특히 최종 스탠드의 1개 전의 스탠드에서 윤활제를 공급하면서 30％ 이상의 대압하를 행한 후, 최종 스탠드에서 경압하를 행하여 판 형상을 조정하는 쪽이, 강판의 표면에 원하는 단차를 형성하기 쉽다.
상기 윤활제로서는 다양한 것이 채용될 수 있다. 예를 들어, 윤활제의 성분으로서, 에스테르, 광유, 폴리머, 지방산, S계 첨가재, Ca계 첨가재가 포함되어도 된다. 윤활제의 점도는 250㎟/s 이하여도 된다. 윤활제는, 상기한 대로, 물과 혼합되어 사용되어도 된다. 윤활제의 공급량도 특별히 한정되는 것은 아니고, 예를 들어 강판 표면에 0.1g/㎡ 이상 또는 1.0g/㎡ 이상, 100.0g/㎡ 이하 또는 50.0g/㎡ 이하의 윤활제가 부착되도록 해도 된다. 윤활제를 공급하는 수단에 대해서도 특별히 한정되는 것은 아니고, 예를 들어 판 표면에 윤활제를 분사하여 공급해도 된다.
(코일의 권취 온도)
열연판을 권취할 때의 온도(열연 코일의 권취 온도)는, 열연판에 있어서의 산화 스케일의 생성 상태를 제어하여, 열연판의 강도에 영향을 주는 인자이다. 열간 압연에서 발생한 표면 요철을 유지시키기 위해서는, 열연판 표면에 생성되는 스케일의 두께가 얇은 쪽이 좋고, 이것으로부터 권취 온도는 낮은 쪽이 바람직하다. 또한, 권취 온도를 극단적으로 저하시키는 경우, 특수한 설비가 필요로 된다. 또한, 권취 온도가 너무 높으면, 상술한 대로, 열연판의 표면에 생성되는 산화 스케일이 현저하게 두꺼워지기 때문에, 열간 압연에 의해 열연판의 표면에 형성된 요철의 볼록부가 산화 스케일에 도입되고, 이어지는 산세에 의해 스케일은 제거되는 결과, 열연판의 표면에 원하는 요철을 형성시키는 것이 어려워진다. 이상의 관점에서, 열연판을 권취할 때의 온도는 700℃ 이하이고, 680℃ 이하여도 되고, 또한 0℃ 이상이어도 되고, 20℃ 이상이어도 된다.
(냉간 압연에 있어서의 압하율)
냉간 압연에 있어서의 압하율은, 열연판의 형상과 함께 강판 표면의 요철을 제어하기 위해 중요한 인자이다. 냉간 압연을 행하는 경우, 압하율이 너무 작으면, 열연판의 형상 불량을 교정할 수 없어, 강대의 만곡을 남기게 되기 때문에, 계속되는 어닐링 공정에서의 제조성의 저하나, 각통상으로 성형한 부품의 압궤 변형 시의 흡수 에너지의 저하를 초래하는 경우가 있다. 한편, 냉간 압연에 있어서의 압하율이 너무 크면, 압연에 의해 열연판의 표면에 형성된 요철의 볼록부가 냉간 압연에 의해 찌부러져, 계속되는 어닐링 후에 원하는 표면 요철을 얻는 것이 어려워진다. 이상의 관점에서, 냉간 압연을 행하는 경우, 당해 냉간 압연에 있어서의 압하율은 0.1 내지 20％이다. 바람직하게는 0.3％ 이상, 18.0％ 이하이다.
한편, 냉간 압연을 행하지 않고, 열연판을 그대로 어닐링해도 된다. 이 경우도, 최종적으로 원하는 표면 요철을 갖는 강판이 얻어지기 쉽다.
이하, 압궤 변형 시의 에너지 흡수성이 우수한 강판의 제조 방법의 바람직한 실시 형태에 대하여 상세하게 설명한다. 하기의 기재는, 열간 압연의 마무리 온도, 어닐링에 있어서의 열처리 및 도금 처리 등의 바람직한 실시 형태의 예시이며, 본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법을 전혀 한정하는 것은 아니다.
(열간 압연의 마무리 압연 온도)
열간 압연의 마무리 압연 온도는, 구오스테나이트 입경의 집합 조직의 제어에 효과를 부여하는 인자이다. 오스테나이트의 압연 집합 조직이 발달하여, 강재 특성의 이방성의 발생을 초래하는 관점에서, 마무리 압연 온도는 650℃ 이상이 바람직하고, 또한, 오스테나이트의 이상 입성장에 의한 집합 조직의 치우침을 억제할 목적으로부터, 마무리 압연 온도는, 예를 들어 940℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
(어닐링 분위기)
역산화성 원소의 강판 표면으로의 확산을 방지하여, 내부 산화를 촉진하기 위해서는, 어닐링 시의 가열대에서의 산소 포텐셜의 제어가 중요하다. 구체적으로는, 어닐링은, 0.1 내지 30체적％의 수소 및 노점-40 내지 20℃의 H2O를 포함하고, 잔부가 질소 및 불순물인 분위기에서 행하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 0.5 내지 20체적％의 수소 및 노점-30 내지 15℃의 H2O를 포함하는 분위기, 더욱 바람직하게는, 1 내지 10체적％의 수소 및 노점-20 내지 10℃의 H2O를 포함하는 분위기이다.
(어닐링 온도)
어닐링 시의 최고 가열 온도가 너무 낮은 경우, 열연 시에 형성된 탄화물이 재고용되는 데 시간이 너무 걸려 버려 탄화물, 혹은, 그 일부가 잔존하거나, 냉각 후에 마르텐사이트가 충분히 얻어지지 않는 경우가 있기 때문에, 강판의 강도를 확보하기 어렵다. 한편, 과도한 고온 가열은, 비용의 상승을 초래할 뿐만 아니라, 고온 통판 시의 판 형상이 열악해지거나, 롤의 수명을 저하시키거나 트러블을 유발한다. 이상의 관점에서, 어닐링 시의 최고 가열 온도(어닐링 유지 온도)는, 750℃ 이상인 것이 바람직하고, 또한, 900℃ 이하인 것이 바람직하다.
(어닐링 유지 시간)
어닐링 시에는, 상기 가열 온도에서 5초 이상 유지하는 것이 바람직하다. 유지 시간이 너무 적으면, 모재 강판의 오스테나이트 변태의 진행이 불충분해져, 강도의 저하가 현저해지는 경우가 있기 때문이다. 또한, 페라이트 조직의 재결정이 불충분해져, 경도의 변동도 커진다. 이들 관점에서, 유지 시간은 10초 이상이 보다 바람직하다. 더욱 바람직하게는 20초 이상이다.
(어닐링 후의 냉각 속도)
상기 어닐링 후의 냉각에서는, 750℃로부터 550℃ 이하까지 평균 냉각 속도 100℃/s 이하로 냉각하는 것이 바람직하다. 평균 냉각 속도의 하한값은, 특별히 한정되지는 않지만, 예를 들어 2.5℃/s여도 된다. 평균 냉각 속도의 하한값을 2.5℃/s로 하는 이유는, 모재 강판에서 페라이트 변태가 발생하여, 모재 강판이 연화되는 것을 억제하기 위해서이다. 평균 냉각 속도가 너무 느린 경우, 강도가 저하되기 쉽다. 보다 바람직하게는 5℃/s 이상, 더욱 바람직하게는 10℃/s 이상, 더욱 바람직하게는 20℃/s 이상이다. 또한, 750℃ 이상에서는 페라이트 변태가 현저하게 발생하기 어렵기 때문에, 냉각 속도는 제한하지 않는다. 또한, 550℃ 이하의 온도에서는, 저온 변태 조직이 얻어지기 때문에, 냉각 속도를 제한하지 않는다. 냉각 속도가 너무 빠른 경우, 강판 표층에도 저온 변태 조직이 발생하여, 경도의 변동의 원인이 된다. 이 점에서, 평균 냉각 속도는, 100℃/s 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 50℃/s 이하이며, 더욱 바람직하게는 20℃/s 이하이다.
(어닐링 후의 냉각 정지 온도 및 재가열)
또한, 상기 냉각 후에, 25℃ 내지 550℃의 온도로 더 냉각하고, 계속해서, 냉각 정지 온도가 도금욕 온도보다도 낮은 경우에는 350℃ 내지 550℃의 온도역으로 재가열하여 체류시켜도 된다. 상술한 온도 범위에서 냉각을 행하면 냉각 중에 미변태의 오스테나이트로부터 마르텐사이트가 생성된다. 그 후, 재가열을 행함으로써, 마르텐사이트는 템퍼링되어, 경질상 내에서의 탄화물 석출이나 전위의 회복·재배열이 일어나, 내수소 취성이 개선된다. 냉각 정지 온도의 하한을 25℃로 한 것은, 과도한 냉각은 대폭적인 설비 투자를 필요로 할 뿐만 아니라, 그 효과가 포화되기 때문이다.
(체류 온도)
또한, 재가열 후 또한 도금욕 침지 전에, 350 내지 550℃의 온도역에서의 강판을 체류시켜도 된다. 이 온도역에서의 체류는, 마르텐사이트의 템퍼링에 기여할 뿐만 아니라, 판의 폭 방향의 온도 불균일을 없애, 도금 후의 외관을 향상시킨다. 또한, 냉각 정지 온도가 350℃ 내지 550℃였던 경우에는, 재가열을 행하지 않고 체류를 행하면 된다.
(체류 시간)
체류를 행하는 시간은, 그 효과를 얻기 위해 30초 이상 300초 이하로 하는 것이 바람직하다.
(템퍼링)
일련의 어닐링 공정에 있어서, 냉연판 또는 냉연판에 도금 처리를 실시한 강판을, 실온까지 냉각한 후, 혹은, 실온까지의 냉각하는 도중(단 Ms 이하)에 있어서 재가열을 개시하여, 150℃ 이상, 400℃ 이하의 온도역에서 2초 이상 유지해도 된다. 이 공정에 의하면, 재가열 후의 냉각 중에 생성된 마르텐사이트를 템퍼링하여, 템퍼링 마르텐사이트로 함으로써, 내수소 취성을 개선할 수 있다. 템퍼링 공정을 행하는 경우, 유지 온도가 너무 낮은 경우, 또는, 유지 시간이 너무 짧은 경우, 마르텐사이트가 충분히 템퍼링되지 않아, 마이크로 조직 및 기계 특성의 변화가 거의 없다. 한편, 유지 온도가 너무 높으면, 템퍼링 마르텐사이트 중의 전위 밀도가 저하되어 버려, 인장 강도의 저하를 초래한다. 그 때문에, 템퍼링을 행하는 경우에는, 150℃ 이상, 400℃ 이하의 온도역에서 2초 이상 유지하는 것이 바람직하다. 템퍼링은, 연속 어닐링 설비 내에서 행해도 되고, 연속 어닐링 후에 오프라인으로, 다른 설비에서 실시해도 상관없다. 이때, 템퍼링 시간은, 템퍼링 온도에 따라 다르다. 즉, 저온일수록 장시간이 되고, 고온일수록 단시간이 된다.
(도금)
강판에 대하여, 필요에 따라서, (아연 도금욕 온도-40)℃ 내지 (아연 도금욕 온도+50)℃로 가열 또는 냉각하여, 용융 아연 도금을 실시해도 된다. 용융 아연 도금 공정에 의해, 강판의 표면에는, 용융 아연 도금층이 형성된다. 이 경우, 냉연 강판의 내식성이 향상되므로 바람직하다. 예를 들어, 본 실시 형태에 관한 제조 방법에 있어서는, 어닐링에 있어서, 판의 표리면에 아연, 알루미늄, 마그네슘 또는 이들의 합금으로 이루어지는 피막층을 형성시켜도 된다. 혹은, 어닐링 후의 판의 표리면에 당해 피복층을 형성시켜도 된다.
(도금욕으로의 침입 후의 강판 온도)
용융 아연 도금층에 합금화 처리를 실시하는 경우에는, 용융 아연 도금층을 형성한 강판을 450 내지 550℃의 온도 범위로 가열한다. 합금화 온도가 너무 낮으면, 합금화가 충분히 진행되지 않을 우려가 있다. 한편, 합금화 온도가 너무 높으면, 합금화가 너무 진행되어, Γ상의 생성에 의해, 도금층 중의 Fe 농도가 15％를 초과함으로써 내식성이 열화될 우려가 있다. 합금화 온도는 470℃ 이상인 것이 보다 바람직하고, 540℃ 이하인 것이 보다 바람직하다. 합금화 온도는, 강판의 성분 조성 및 내부 산화층의 형성 정도에 따라 변화시킬 필요가 있으므로, 도금층 중의 Fe 농도를 확인하면서 설정하면 된다.
(도금욕의 조성)
도금욕의 조성은, Zn을 주체로 하고, 유효 Al양(도금욕 중의 전체 Al양으로부터 전체 Fe양을 뺀 값)이 0.050 내지 0.250질량％인 것이 바람직하다. 도금욕 중의 유효 Al양이 너무 적으면, 도금층 중으로의 Fe의 침입이 과도하게 진행되어, 도금 밀착성이 저하될 우려가 있다. 한편, 도금욕 중의 유효 Al양이 너무 많으면, 강판과 도금층의 경계에, Fe 원자 및 Zn 원자의 이동을 저해하는 Al계 산화물이 생성되어, 도금 밀착성이 저하될 우려가 있다. 도금욕 중의 유효 Al양은 0.065질량％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.180질량％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
(도금욕으로의 침지 시의 강판 온도)
용융 아연 도금욕에 침지할 때의 강판의 온도는, 용융 아연 도금욕 온도보다 40℃ 낮은 온도(용융 아연 도금욕 온도-40℃)로부터 용융 아연 도금욕 온도보다 50℃ 높은 온도(용융 아연 도금욕 온도+50℃)까지의 온도 범위가 바람직하다. 이 온도가 용융 아연 도금욕 온도-40℃를 하회하면, 도금욕 침지 시의 방열이 커서, 용융 아연의 일부가 응고해 버려 도금 외관을 열화시키는 경우가 있다. 침지 전의 판 온도가 용융 아연 도금욕 온도-40℃를 하회한 경우, 임의의 방법으로 도금욕 침지 전에 더 가열을 행하여, 판 온도를 용융 아연 도금욕 온도-40℃ 이상으로 제어하고 나서 도금욕에 침지시켜도 된다. 또한, 도금욕으로의 침지 시의 강판 온도가 용융 아연 도금욕 온도+50℃를 초과하면, 도금욕 온도 상승에 수반되는 조업상의 문제를 유발하는 경우가 있다.
(프리 처리)
도금 밀착성을 더욱 향상시키기 위해, 연속 용융 아연 도금 라인에 있어서의 어닐링 전에, 모재 강판에, Ni, Cu, Co, Fe의 단독 혹은 복수로 이루어지는 도금을 실시해도 된다.
(후처리)
용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 표면에, 도장성, 용접성을 개선할 목적으로, 상층 도금을 실시하는 것이나, 각종 처리, 예를 들어 크로메이트 처리, 인산염 처리, 윤활성 향상 처리, 용접성 향상 처리 등을 실시할 수도 있다.
(스킨 패스 압연율)
또한, 강판 형상의 교정이나 가동 전위 도입에 의해 연성의 향상을 도모할 것을 목적으로 하여, 스킨 패스 압연을 실시해도 된다. 열처리 후의 스킨 패스 압연의 압하율은, 0.1 내지 2.0％의 범위가 바람직하다. 0.1％ 미만에서는 효과가 작고, 제어도 곤란한 점에서, 이것이 하한이 된다. 2.0％를 초과하면 생산성이 현저하게 저하되므로 이것을 상한으로 한다. 스킨 패스는, 인라인으로 행해도 되고, 오프라인으로 행해도 된다. 또한, 한 번에 목적으로 하는 압하율의 스킨 패스를 행해도 되고, 수회로 나누어 행해도 상관없다. 또한, 어닐링 후의 강판의 강도는 열연판에 비해 높아지기 때문에, 동일한 압하율로 압연을 부여하였을 때의 표면 요철의 변화는 동일하지는 않지만, 열연판에서 형성된 요철을 유지할 목적으로부터, 냉연율과 스킨 패스 압연율의 합계는 20％ 이하인 것이 바람직하다.
상기 제조 방법에 의하면, 상기 실시 형태에 관한 강판을 얻을 수 있다.
실시예
이하에 본 발명에 관한 실시예를 나타낸다. 본 발명은 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은 그 요지를 일탈하지 않고, 그 목적을 달성하는 한에 있어서는, 다양한 조건을 채용 가능하게 하는 것이다.
(예 1)
다양한 화학 조성을 갖는 강을 용제하여 강편을 제조하였다. 이들 강편을 1220℃로 가열한 노 내에 삽입하고, 60분간 유지하는 균일화 처리를 부여한 후에 대기 중에 취출하고, 열간 압연하여 판 두께 1.8㎜의 강판을 얻었다. 열간 압연에 있어서, 마무리 압연기의 최종 스탠드로부터 1개 전의 스탠드에 있어서의 압하율은 35％이며, 당해 최종 스탠드로부터 1개 전의 스탠드에 있어서 롤과 판 사이에 윤활제가 공급되는 것으로 하고, 마무리 압연의 완료 온도는 910℃이며, 550℃까지 냉각하여 권취하였다. 계속해서, 이 열연 강판의 산화 스케일을 산세에 의해 제거하고, 압하율 12.0％의 냉간 압연을 실시하여, 판 두께를 1.4㎜로 마무리하였다. 또한, 이 냉연 강판을 어닐링하고, 구체적으로는 860℃까지 승온하고, 그 온도 범위에 있어서의 유지 시간을 130초로 하였다. 다음에, 어닐링 후의 냉연 강판을 냉각 및 280℃에서 체류시키고, 이어서 스킨 패스 압연을 실시하였다. 얻어진 각 강판으로부터 채취한 시료를 분석한 화학 조성은, 표 1-1 내지 1-4에 나타내는 대로이다. 또한, 표 1-1 내지 1-4에 나타내는 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불순물이다. 또한, 표 2-1 및 2-2는 상기 가공 열처리를 부여한 강판의 특성의 평가 결과이다.
또한, 표 2-1 및 2-2에 있어서, 「냉연 어닐링판의 조직의 면적률」, 「인장 특성(인장 강도, 전연신율, 구멍 확장성)」 및 「판 표면에 있어서 5.0㎛ 초과의 고저차를 갖는 단차의 간격」의 측정 방법에 대해서는, 상술한 대로이다.
「축 압궤 시의 흡수 에너지」에 대해서는, 해트형 부재(한 변이 50㎜인 정사각형, 300㎜ 길이, 스폿 용접 간격 30㎜로 부재와 동일 소재의 배판을 접합)의 축 압괴 시험에 의해 평가하였다. 먼저, 상기와 같이 하여 얻어진 강판을 굽힘 가공하여 상기 소정의 개구 단면 형상을 갖는 성형품을 제작하였다. 당해 성형품의 단부를 고정하고, 당해 고정한 단부와는 반대측에 900kg의 추를 2m의 높이로부터 가속 낙하시킴으로써, 성형품의 충돌단측에 축 방향으로 22km/h의 속도로 충돌시켰다. 축 압괴 시험 시의 하중-변위 곡선으로부터, 100㎜ 압궤까지의 충격 흡수 에너지를 산출하였다. 흡수 에너지의 평가 기준은 이하와 같다. OK(△)로 나타내어지는 이상의 에너지 흡수성이 있으면, 자동차 용도에 적합하다고 할 수 있다.
OK(합격): 흡수 에너지가 5.5kJ 초과
OK(△): 흡수 에너지가 4.5kJ 초과 5.5kJ 이하
NG(불합격): 흡수 에너지가 4.5kJ 이하
[표 1-1]
Figure pct00001
[표 1-2]
Figure pct00002
[표 1-3]
Figure pct00003
[표 1-4]
Figure pct00004
[표 2-1]
Figure pct00005
[표 2-2]
Figure pct00006
표 2-1 및 2-2에 나타내어지는 결과로부터 이하의 것을 알 수 있다.
AN-1은, 강 중의 C 함유량이 너무 적었기 때문에, 어닐링 시에 오스테나이트로부터 페라이트, 베이나이트, 펄라이트로의 변태가 촉진되어, 템퍼링 마르텐사이트 및 마르텐사이트가 부족하여 강 강도가 저하된 것으로 생각된다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 강판의 축 압궤 변형 시의 흡수 에너지가 저하되었다.
AO-1은, 강 중의 C 함유량이 너무 많았기 때문에, 잔류 오스테나이트의 면적률이 증가되어, 압궤 변형 시에 적은 변형량에 있어서 가공 유기 변태를 발생시키게 된 것으로 생각된다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 강판의 축 압궤 변형 시의 흡수 에너지가 저하되었다.
AP-1은, 강 중의 Si 함유량이 너무 많았기 때문에, 강 강도가 증가되는 한편 가공성의 저하를 초래하고, 또한 열연판의 표층에 있어서 조대한 산화물이 분산되기 쉬워져, 열간 압연 시에 원하는 요철이 얻어지기 어려워진 것으로 생각된다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 강판의 표면에 원하는 요철을 형성할 수 없어, 축 압궤 변형 시의 흡수 에너지가 저하되었다.
AQ-1은, 강 중의 Mn 함유량이 너무 많았기 때문에, 강 강도가 증가하는 한편 가공성의 저하를 초래하고, 또한 열연판의 표층에 있어서 조대한 산화물이 분산되기 쉬워져, 열간 압연 시에 원하는 요철이 얻어지기 어려워진 것으로 생각된다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 강판의 표면에 원하는 요철을 형성할 수 없어, 축 압궤 변형 시의 흡수 에너지가 저하되었다.
AR-1은, 강 중의 P 함유량이 너무 많았기 때문에, 강 강도가 증가되는 한편 강의 취성적인 파괴를 초래한 것으로 생각된다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 강판의 축 압궤 변형 시의 흡수 에너지가 저하되었다.
AS-1은, 강 중의 S 함유량이 너무 많았기 때문에, 열간 압연 시에 비금속 개재물을 기점으로 한 균열이 발생하기 쉬워져, 열간 압연의 도중에 균열되어 강판으로부터 박리되고, 미분화된 철분에 의해 열간 압연 시에 강판 표면이 연마됨으로써, 열간 압연 시에 원하는 요철이 얻어지기 어려워진 것으로 생각된다. 또한, 압궤 변형 시에 비금속 개재물을 기점으로 한 균열이 발생하기 쉬워진 것으로 생각된다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 강판의 표면에 원하는 요철을 형성할 수 없어, 축 압궤 변형 시의 흡수 에너지가 저하되었다.
AT-1은, 강 중의 Al 함유량이 너무 많았기 때문에, 어닐링의 냉각 과정에 있어서 페라이트 변태 및 베이나이트 변태가 촉진되어 강 강도가 저하됨과 함께, 열간 압연의 도중에 강 표면에 형성되는 조대 또한 대량의 Al 산화물에 의해 열간 압연 시에 강판 표면이 연마됨으로써, 열간 압연 시에 적당한 변형이 발생하기 어려워져 원하는 요철이 얻어지기 어려워진 것으로 생각된다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 강판의 표면에 원하는 요철을 형성할 수 없어, 축 압궤 변형 시의 흡수 에너지가 저하되었다.
AU-1은, 강 중의 N 함유량이 너무 많았기 때문에, 강 중에 질화물이 과잉으로 생성되고, 당해 질화물에 의해 열간 압연 중의 판 표면과 롤의 접촉이 억제되었기 때문에, 열간 압연 시에 원하는 요철이 얻어지기 어려워진 것으로 생각된다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 강판의 표면에 원하는 요철을 형성할 수 없어, 축 압궤 변형 시의 흡수 에너지가 저하되었다.
AV-1은, 강 중의 Ti 함유량이 너무 많았기 때문에, 강 중에 조대한 탄화물이 과잉으로 생성되고, 당해 탄화물에 의해 열간 압연 중의 판 표면과 롤의 접촉이 억제되었기 때문에, 열간 압연 시에 원하는 요철이 얻어지기 어려워진 것으로 생각된다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 강판의 표면에 원하는 요철을 형성할 수 없어, 축 압궤 변형 시의 흡수 에너지가 저하되었다.
AW-1은, 강 중의 Co 함유량이 너무 많았기 때문에, 강 중에 Co 탄화물이 과잉으로 생성되고, 당해 Co 탄화물에 의해 열간 압연 중의 판 표면과 롤의 접촉이 억제되었기 때문에, 열간 압연 시에 원하는 요철이 얻어지기 어려워진 것으로 생각된다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 강판의 표면에 원하는 요철을 형성할 수 없어, 축 압궤 변형 시의 흡수 에너지가 저하되었다.
AX-1은, 강 중의 Ni 함유량이 너무 많았기 때문에, 열간 압연 시의 산화 스케일의 박리성에 영향을 미쳐, 판 표면에 있어서 흠집의 발생이 촉진된 것으로 생각된다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 강판의 표면에 원하는 요철을 형성할 수 없어, 축 압궤 변형 시의 흡수 에너지가 저하되었다.
AY-1은, 강 중의 Mo 함유량이 너무 많았기 때문에, 강 중에 Mo 탄화물이 과잉으로 생성되고, 당해 Mo 탄화물에 의해 열간 압연 중의 판 표면과 롤의 접촉이 억제되었기 때문에, 열간 압연 시에 원하는 요철이 얻어지기 어려워진 것으로 생각된다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 강판의 표면에 원하는 요철을 형성할 수 없어, 축 압궤 변형 시의 흡수 에너지가 저하되었다.
AZ-1은, 강 중의 Cr 함유량이 너무 많았기 때문에, 잔류 오스테나이트의 생성이 촉진되어, 과잉의 잔류 오스테나이트의 존재에 의해 축 압궤 변형 시의 파괴의 기점이 증가한 것으로 생각된다. 그 결과, 축 압궤 변형 시의 흡수 에너지가 저하되었다.
BA-1은, 강 중의 O 함유량이 너무 많았기 때문에, 강판 표면에 입상의 조대한 산화물이 생성되어, 열간 압연 중에 강판 표면의 균열과 미세한 철분의 생성을 초래하여, 열간 압연 시에 원하는 요철이 얻어지기 어려워진 것으로 생각된다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 강판의 표면에 원하는 요철을 형성할 수 없어, 축 압궤 변형 시의 흡수 에너지가 저하되었다.
BB-1은, 강 중의 B 함유량이 너무 많았기 때문에, 강 중에 B 산화물이 생성되고, 당해 B 산화물에 의해 열간 압연 중의 판 표면과 롤의 접촉이 억제되었기 때문에, 열간 압연 시에 원하는 요철이 얻어지기 어려워진 것으로 생각된다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 강판의 표면에 원하는 요철을 형성할 수 없어, 축 압궤 변형 시의 흡수 에너지가 저하되었다.
BC-1은, 강 중의 Nb 함유량이 너무 많았기 때문에, 강 중에 Nb 탄화물이 다수 생성되고, 당해 Nb 탄화물에 의해 열간 압연 중의 판 표면과 롤의 접촉이 억제되었기 때문에, 열간 압연 시에 원하는 요철이 얻어지기 어려워진 것으로 생각된다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 강판의 표면에 원하는 요철을 형성할 수 없어, 축 압궤 변형 시의 흡수 에너지가 저하되었다.
BD-1은, 강 중의 V 함유량이 너무 많았기 때문에, 강 중에 탄질화물이 다수 생성되고, 당해 탄질화물에 의해 열간 압연 중의 판 표면과 롤의 접촉이 억제되었기 때문에, 열간 압연 시에 원하는 요철이 얻어지기 어려워진 것으로 생각된다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 강판의 표면에 원하는 요철을 형성할 수 없어, 축 압궤 변형 시의 흡수 에너지가 저하되었다.
BE-1은, 강 중의 Cu 함유량이 너무 많았기 때문에, 판 표면에 Cu가 농화되고, 농화된 Cu에 의해 열간 압연 중의 판 표면과 롤의 접촉이 억제되었기 때문에, 열간 압연 시에 원하는 요철이 얻어지기 어려워진 것으로 생각된다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 강판의 표면에 원하는 요철을 형성할 수 없어, 축 압궤 변형 시의 흡수 에너지가 저하되었다.
BF-1은, 강 중의 W 함유량이 너무 많았기 때문에, 강 중에 탄화물이 생성되고, 당해 탄화물에 의해 열간 압연 중의 판 표면과 롤의 접촉이 억제되었기 때문에, 열간 압연 시에 원하는 요철이 얻어지기 어려워진 것으로 생각된다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 강판의 표면에 원하는 요철을 형성할 수 없어, 축 압궤 변형 시의 흡수 에너지가 저하되었다.
BG-1은, 강 중의 Ta 함유량이 너무 많았기 때문에, 강 중에 탄화물이 생성되고, 당해 탄화물에 의해 열간 압연 중의 판 표면과 롤의 접촉이 억제되었기 때문에, 열간 압연 시에 원하는 요철이 얻어지기 어려워진 것으로 생각된다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 강판의 표면에 원하는 요철을 형성할 수 없어, 축 압궤 변형 시의 흡수 에너지가 저하되었다.
BH-1은, 강 중의 Sn 함유량이 너무 많았기 때문에, 열간 압연 중에 강판 표면의 균열과 미세한 철분의 생성을 초래하여, 열간 압연 시에 원하는 요철이 얻어지기 어려워진 것으로 생각된다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 강판의 표면에 원하는 요철을 형성할 수 없어, 축 압궤 변형 시의 흡수 에너지가 저하되었다.
BI-1은, 강 중의 Sb 함유량이 너무 많았기 때문에, 열간 압연 중에 강판 표면의 균열과 미세한 철분의 생성을 초래하여, 열간 압연 시에 원하는 요철이 얻어지기 어려워진 것으로 생각된다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 강판의 표면에 원하는 요철을 형성할 수 없어, 축 압궤 변형 시의 흡수 에너지가 저하되었다.
BJ-1은, 강 중의 As 함유량이 너무 많았기 때문에, 열간 압연 중에 강판 표면의 균열과 미세한 철분의 생성을 초래하여, 열간 압연 시에 원하는 요철이 얻어지기 어려워진 것으로 생각된다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 강판의 표면에 원하는 요철을 형성할 수 없어, 축 압궤 변형 시의 흡수 에너지가 저하되었다.
BK-1은, 강 중의 Mg 함유량이 너무 많았기 때문에, 강 중에 조대한 개재물이 형성되고, 당해 개재물에 의해 열간 압연 중의 판 표면과 롤의 접촉이 억제되었기 때문에, 열간 압연 시에 원하는 요철이 얻어지기 어려워진 것으로 생각된다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 강판의 표면에 원하는 요철을 형성할 수 없어, 축 압궤 변형 시의 흡수 에너지가 저하되었다.
BL-1은, 강 중의 Ca 함유량이 너무 많았기 때문에, 열간 압연 중에 강판 표면의 균열과 미세한 철분의 생성을 초래하여, 열간 압연 시에 원하는 요철이 얻어지기 어려워진 것으로 생각된다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 강판의 표면에 원하는 요철을 형성할 수 없어, 축 압궤 변형 시의 흡수 에너지가 저하되었다.
BM-1은, 강 중의 Y 함유량이 너무 많았기 때문에, 강 중에 Y 산화물이 생성되고, 당해 Y 산화물에 의해 열간 압연 중의 판 표면과 롤의 접촉이 억제되었기 때문에, 열간 압연 시에 원하는 요철이 얻어지기 어려워진 것으로 생각된다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 강판의 표면에 원하는 요철을 형성할 수 없어, 축 압궤 변형 시의 흡수 에너지가 저하되었다.
BN-1은, 강 중의 Zr 함유량이 너무 많았기 때문에, 강 중에 Zr 산화물이 생성되고, 당해 Zr 산화물에 의해 열간 압연 중의 판 표면과 롤의 접촉이 억제되었기 때문에, 열간 압연 시에 원하는 요철이 얻어지기 어려워진 것으로 생각된다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 강판의 표면에 원하는 요철을 형성할 수 없어, 축 압궤 변형 시의 흡수 에너지가 저하되었다.
BO-1은, 강 중의 La 함유량이 너무 많았기 때문에, 강 중에 La 산화물이 생성되고, 당해 La 산화물에 의해 열간 압연 중의 판 표면과 롤의 접촉이 억제되었기 때문에, 열간 압연 시에 원하는 요철이 얻어지기 어려워진 것으로 생각된다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 강판의 표면에 원하는 요철을 형성할 수 없어, 축 압궤 변형 시의 흡수 에너지가 저하되었다.
BP-1은, 강 중의 Ce 함유량이 너무 많았기 때문에, 강 중에 Ce 산화물이 생성되고, 당해 Ce 산화물에 의해 열간 압연 중의 판 표면과 롤의 접촉이 억제되었기 때문에, 열간 압연 시에 원하는 요철이 얻어지기 어려워진 것으로 생각된다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 강판의 표면에 원하는 요철을 형성할 수 없어, 축 압궤 변형 시의 흡수 에너지가 저하되었다.
각 원소의 함유량이 소정의 범위 내인 A-1 내지 AM-1에 대해서는, 최종적으로 얻어지는 강판에 있어서 원하는 조직이 얻어지고, 또한, 강판 표면에 원하는 요철이 형성된 결과, 축 압궤 변형 시의 에너지 흡수성이 우수한 것이었다.
(예 2)
또한, 제조 조건의 영향을 조사하기 위해, 예 1에 있어서 우수한 특성이 인정된 강종 A 내지 AM을 대상으로 하여, 표 3에 기재하는 제조 조건의 가공 열처리를 부여하여, 판 두께 1.4㎜의 냉연 강판을 제작하고, 냉연 어닐링 후의 강판의 특성을 평가하였다. 여기서, 도금을 실시한 강판은 용융 아연 도금욕 중에 강판을 침지한 후에 표 3-1 내지 3-4에 나타내는 온도에서 유지하고 있어, 강판의 표면에 철과 아연의 합금 도금층을 부여한 합금화 용융 아연 도금 강판을 제작하였다. 또한, 냉연판 어닐링에 있어서 각각의 체류 온도에서 유지한 후의 강판을 실온까지 냉각할 때까지의 동안에, 일단 150℃까지 냉각한 강판을 재가열하여 2초 이상 유지하는 템퍼링 처리를 부여하였다. 얻어진 결과를 표 3-1 내지 3-4에 나타낸다. 또한, 특성의 평가 방법은 예 1의 경우와 마찬가지이다.
[표 3-1]
[표 3-2]
Figure pct00008
[표 3-3]
Figure pct00009
[표 3-4]
Figure pct00010
표 3-1 내지 3-4에 나타내어지는 결과로부터 이하의 것을 알 수 있다.
A-2 및 AI-2는, 냉간 압연에 있어서의 압하율이 너무 컸기 때문에, 열간 압연에 의해 판의 표면에 형성된 요철의 볼록부가 냉간 압연에 의해 찌부러진 것으로 생각된다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 강판의 표면에 원하는 요철을 형성할 수 없어, 축 압궤 변형 시의 흡수 에너지가 저하되었다.
G-2는, 열간 압연에 있어서, 마무리 압연기의 최종 스탠드로부터 1개 전의 스탠드에 있어서 윤활제를 공급하지 않았기 때문에, 판과 롤 사이에서 미끄럼이 발생하기 어려워진 것으로 생각된다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 강판의 표면에 원하는 요철을 형성할 수 없어, 축 압궤 변형 시의 흡수 에너지가 저하되었다.
S-2 및 AB-3은, 열간 압연에 있어서, 마무리 압연기의 최종 스탠드로부터 1개 전의 스탠드에 있어서의 압하율이 너무 컸기 때문에, 압연 중에 판과 롤 사이에서 발생하는 면압이 과도하게 높아져, 판과 롤 사이에서 미끄럼보다도 접촉의 빈도가 높아진 것으로 생각된다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 강판의 표면에 원하는 요철을 형성할 수 없어, 축 압궤 변형 시의 흡수 에너지가 저하되었다.
AH-2 및 O-3은, 열연판을 권취할 때의 온도가 너무 높았기 때문에, 열연판의 표면에 생성되는 산화 스케일이 현저하게 두꺼워져, 열간 압연에 의해 열연판의 표면에 형성된 요철의 볼록부가 산화 스케일에 도입되고, 계속되는 산세에 의해 스케일이 제거됨으로써, 볼록부가 상실된 것으로 생각된다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 강판의 표면에 원하는 요철을 형성할 수 없어, 축 압궤 변형 시의 흡수 에너지가 저하되었다.
N-3 및 T-3은, 열간 압연에 있어서, 마무리 압연기의 최종 스탠드로부터 1개 전의 스탠드에 있어서의 압하율이 너무 작았기 때문에, 열간 압연 시에 판과 롤 사이의 면압이 부족하여 요철이 형성되기 어려웠던 것으로 생각된다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 강판의 표면에 원하는 요철을 형성할 수 없어, 축 압궤 변형 시의 흡수 에너지가 저하되었다.
이상의 예 1 및 예 2의 결과로부터, 이하의 요건 (I) 내지 (III)를 충족하는 강판은, 축 압궤 변형 시의 에너지 흡수성이 우수한 것을 알 수 있었다.
(I) 질량％로, C: 0.05 내지 0.15％, Si: 0.01 내지 2.00％, Mn: 0.10 내지 4.00％, P: 0.0200％ 이하, S: 0.0200％ 이하, Al: 0.001 내지 1.000％, N: 0.0200％ 이하, Ti: 0 내지 0.500％, Co: 0 내지 0.500％, Ni: 0 내지 0.500％, Mo: 0 내지 0.500％, Cr: 0 내지 2.000％, O: 0 내지 0.0100％, B: 0 내지 0.0100％, Nb: 0 내지 0.500％, V: 0 내지 0.500％, Cu: 0 내지 0.500％, W: 0 내지 0.1000％, Ta: 0 내지 0.1000％, Sn: 0 내지 0.0500％, Sb: 0 내지 0.0500％, As: 0 내지 0.0500％, Mg: 0 내지 0.0500％, Ca: 0 내지 0.0500％, Y: 0 내지 0.0500％, Zr: 0 내지 0.0500％, La: 0 내지 0.0500％, 및 Ce: 0 내지 0.0500％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는 것.
(II) 면적률로, 페라이트, 펄라이트 및 베이나이트의 합계: 0％ 이상 60.0％ 이하, 그리고, 잔류 오스테나이트: 0％ 이상 1.0％ 이하를 함유하고, 잔부가 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트로 이루어지는 강 조직을 갖는 것.
(III) 판 표면에 있어서 5.0㎛ 초과의 고저차를 갖는 단차가 2.0㎜ 이하의 간격으로 복수 존재하는 것.
또한, 상기 요건 (I) 내지 (III)를 충족하는 강판은, 열연 조건을 연구하여 열연판의 표면의 요철을 높이고, 그 요철을 완전히 평활하게 하지 않고, 어닐링 공정을 거치는 것을 특징으로 하는 일관 제조법에 의해 제조할 수 있음을 알 수 있었다. 구체적으로는, 이하의 제조 방법에 의해 당해 강판을 제조할 수 있다고 할 수 있다.
상기 (I)의 화학 조성을 갖는 강 슬래브에 대하여 열간 압연을 행하여 열연판을 얻는 것,
상기 열연판을 권취하는 것,
상기 열연판을 산세하는 것, 및
상기 열연판에 대하여 냉간 압연을 행하지 않고 어닐링을 행하거나, 또는, 냉간 압연을 행한 후에 어닐링을 행하는 것
을 포함하고,
상기 열간 압연이, 마무리 압연기의 최종 스탠드로부터 1개 전의 스탠드에 있어서, 압연 롤과 판 사이에 윤활제를 공급하면서, 30％ 초과 70％ 이하의 압하율로 상기 판을 압연하는 것을 포함하고,
상기 열연판을 권취할 때의 온도가 700℃ 이하이고,
상기 냉간 압연을 행하는 경우, 상기 냉간 압연에 있어서의 압하율이 0.1 내지 20％인,
강판의 제조 방법.

Claims (4)

  1. 질량％로,
    C: 0.05 내지 0.15％ 미만,
    Si: 0.01 내지 2.00％,
    Mn: 0.10 내지 4.00％,
    P: 0.0200％ 이하,
    S: 0.0200％ 이하,
    Al: 0.001 내지 1.000％,
    N: 0.0200％ 이하,
    Ti: 0 내지 0.500％,
    Co: 0 내지 0.500％,
    Ni: 0 내지 0.500％,
    Mo: 0 내지 0.500％,
    Cr: 0 내지 2.000％,
    O: 0 내지 0.0100％,
    B: 0 내지 0.0100％,
    Nb: 0 내지 0.500％,
    V: 0 내지 0.500％,
    Cu: 0 내지 0.500％,
    W: 0 내지 0.1000％,
    Ta: 0 내지 0.1000％,
    Sn: 0 내지 0.0500％,
    Sb: 0 내지 0.0500％,
    As: 0 내지 0.0500％,
    Mg: 0 내지 0.0500％,
    Ca: 0 내지 0.0500％,
    Y: 0 내지 0.0500％,
    Zr: 0 내지 0.0500％,
    La: 0 내지 0.0500％, 및
    Ce: 0 내지 0.0500％
    를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,
    면적률로,
    페라이트, 펄라이트 및 베이나이트의 합계: 0％ 이상 60.0％ 이하, 그리고
    잔류 오스테나이트: 0％ 이상 1.0％ 이하
    를 함유하고, 잔부가 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트로 이루어지는 강 조직을 갖고,
    판 표면에 있어서 5.0㎛ 초과의 고저차를 갖는 단차가 2.0㎜ 이하의 간격으로 복수 존재하는,
    강판.
  2. 제1항에 있어서,
    질량％로,
    Ti: 0.001 내지 0.500％,
    Co: 0.001 내지 0.500％,
    Ni: 0.001 내지 0.500％,
    Mo: 0.001 내지 0.500％,
    Cr: 0.001 내지 2.000％
    O: 0.0001 내지 0.0100％
    B: 0.0001 내지 0.0100％,
    Nb: 0.001 내지 0.500％,
    V: 0.001 내지 0.500％,
    Cu: 0.001 내지 0.500％,
    W: 0.0001 내지 0.1000％,
    Ta: 0.0001 내지 0.1000％,
    Sn: 0.0001 내지 0.0500％,
    Sb: 0.0001 내지 0.0500％,
    As: 0.0001 내지 0.0500％,
    Mg: 0.0001 내지 0.0500％,
    Ca: 0.0001 내지 0.0500％,
    Y: 0.0001 내지 0.0500％,
    Zr: 0.0001 내지 0.0500％,
    La: 0.0001 내지 0.0500％, 및
    Ce: 0.0001 내지 0.0500％
    중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 상기 화학 조성을 갖는, 강판.
  3. 강판의 제조 방법이며,
    제1항 또는 제2항에 기재된 화학 조성을 갖는 강 슬래브에 대하여 열간 압연을 행하여 열연판을 얻는 것,
    상기 열연판을 권취하는 것,
    상기 열연판을 산세하는 것, 및
    상기 열연판에 대하여 냉간 압연을 행하지 않고 어닐링을 행하거나, 또는, 냉간 압연을 행한 후에 어닐링을 행하는 것
    을 포함하고,
    상기 열간 압연이, 마무리 압연기의 최종 스탠드로부터 1개 전의 스탠드에 있어서, 압연 롤과 판 사이에 윤활제를 공급하면서, 30％ 초과 70％ 이하의 압하율로 상기 판을 압연하는 것을 포함하고,
    상기 열연판을 권취할 때의 온도가 700℃ 이하이고,
    상기 냉간 압연을 행하는 경우, 상기 냉간 압연에 있어서의 압하율이 0.1 내지 20％인,
    강판의 제조 방법.
  4. 제3항에 있어서,
    상기 어닐링에 있어서, 판의 표리면에 아연, 알루미늄, 마그네슘 또는 이들 합금으로 이루어지는 피막층을 형성시키는, 제조 방법.
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