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KR101528441B1 - 고강도 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

고강도 강판 및 그 제조 방법 Download PDF

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KR101528441B1
KR101528441B1 KR1020147005360A KR20147005360A KR101528441B1 KR 101528441 B1 KR101528441 B1 KR 101528441B1 KR 1020147005360 A KR1020147005360 A KR 1020147005360A KR 20147005360 A KR20147005360 A KR 20147005360A KR 101528441 B1 KR101528441 B1 KR 101528441B1
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요시히로 스와
겐이치 야마모토
다이스케 마에다
사토시 히로세
겐이치 시게사토
나오키 요시나가
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신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
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Abstract

이 고강도 강판은, 질량％로, C: 0.03 내지 0.30%, Si: 0.08 내지 2.1%, Mn: 0.5 내지 4.0%, P: 0.05% 이하, S: 0.0001 내지 0.1%, N: 0.01% 이하, 산 가용 Al: 0.004% 초과 또한 2.0% 이하, 산 가용 Ti: 0.0001 내지 0.20%, Ce, La로부터 선택되는 적어도 1종의 합계: 0.001 내지 0.04%를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, Ce, La, 산 가용 Al 및 S의 질량％를, 각각, [Ce], [La], [산 가용 Al] 및 [S]로 정의할 경우에, [Ce], [La], [산 가용 Al] 및 [S]가, 0.02≤([Ce]+[La])/[산 가용 Al]<0.25, 또한, 0.4≤([Ce]+[La])/[S］≤50을 만족하고, 강 조직이, 면적률로 1 내지 50%의 마르텐사이트를 포함한다.

Description

고강도 강판 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH　STEEL　SHEET　AND　METHOD　FOR　PRODUCING　SAME}
본 발명은, 주로 프레스 가공되어 사용되는 자동차 등의 서스펜션 부품 및 구조 재료에 적합한, 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
　본원은, 2010년 5월 10일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2010-108431호와 2010년 6월 11일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2010-133709호에 기초해 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.
자동차의 차체 구조에 사용되는 강판에는, 높은 프레스 가공성과 강도가 요구된다. 프레스 가공성과 고강도를 겸비한 고강도 강판으로서, 페라이트-마르텐사이트 조직으로 이루어지는 강판, 페라이트-베이나이트 조직으로 이루어지는 강판, 조직 중에 잔류 오스테나이트를 함유하는 강판 등이 알려져 있다.
이상과 같은 복합 조직 강판은, 예를 들어, 특허 문헌 1 내지 3에 개시되어 있다. 그러나, 오늘날의 자동차의 가일층의 경량화, 부품의 복잡 형상화의 요구에 대응하기 위해서는, 종래보다도 높은 구멍 확장성을 갖는 복합 조직 강판이 요구되고 있다.
페라이트 모재에 마르텐사이트를 분산시킨 복합 조직 강판은, 저항복비이고 인장 강도가 높고, 신장 특성이 우수하다. 그러나, 이 복합 조직 강판은, 페라이트와 마르텐사이트와의 계면에 응력이 집중하여, 이 계면으로부터 균열이 발생하기 쉬우므로, 구멍 확장성이 떨어진다고 하는 결점이 있었다.
이에 대해, 특허 문헌 4에는, 최근의 휠 및 서스펜션 부재의 재료에 요구되는 우수한 구멍 확장성을 갖는 고강도 열연 강판이 개시되어 있다. 특허 문헌 4에서는, 가능한 한 강판 중의 C를 줄임으로써, 베이나이트가 주인 강판 중에, 고용 강화 또는 석출 강화된 페라이트 조직을 적절한 체적 비율로 함유시키고, 이들 페라이트와 베이나이트의 경도차를 작게 하여, 조대(粗大)한 탄화물의 생성을 방지하고 있다.
또한, 특허 문헌 5 및 특허 문헌 6에는, 주조편 중에 존재하는 MnS계의 조대한 개재물을 MnS를 포함하는 미세한 구상 개재물로 해서 강판 중에 분산 석출시킴으로써, 피로 특성을 열화시키지 않고 구멍 확장성이 우수한 고강도 강판을 제공하는 방법이 개시되어 있다. 특허 문헌 5에서는, Al을 실질적으로 첨가하지 않고 Ce, La의 첨가에 의해 탈산을 행하고, 이 탈산에 의해 생성한 미세하고 경질인 Ce 산화물, La 산화물, 세륨옥시설파이드, 란탄옥시설파이드 상에 미세한 MnS를 석출시키고 있다. 이 기술에서는, 압연시에 MnS가 연신되지 않기 때문에, 이 MnS가 균열 발생의 기점이나 균열 전파의 경로로 되기 어려워, 구멍 확장성을 향상시킬 수 있다.
일본 특허 출원 공개 평6-128688호 공보 일본 특허 출원 공개 제2000-319756호 공보 일본 특허 출원 공개 제2005-120436호 공보 일본 특허 출원 공개 제2001-200331호 공보 일본 특허 출원 공개 제2007-146280호 공보 일본 특허 출원 공개 제2008-274336호 공보
특허 문헌 4에 개시되어 있는 바와 같은, 베이나이트 주체의 조직을 갖고, 조대한 탄화물의 생성이 억제된 고강도 열연 강판은, 우수한 구멍 확장성을 나타내지만, 페라이트-마르텐사이트 조직 주체의 강판에 비교해서 그 연성이 떨어진다. 또한, 조대한 탄화물의 생성을 억제한 것만으로는, 엄격한 구멍 확장 가공을 행하는 경우에 균열의 발생을 방지하는 것은 어렵다.
본 발명자들의 연구에 따르면, 이들의 원인은, 강판 중의 MnS 주체의 연신된 황화물계 개재물인 것을 알았다. 강판이 반복해서 변형을 받으면, 강판의 표층 또는 그 근방에 존재하는 연신된 조대한 MnS계 개재물의 주변에 내부 결함이 발생하고, 이 내부 결함이 균열로서 전파하여, 피로 특성이 열화한다. 또한, 연신된 조대한 MnS계 개재물은, 구멍 확장 가공시의 균열 발생의 기점으로 되기 쉽다.
이로 인해, 강 중의 MnS계 개재물을, 가능한 한 연신시키지 않고, 미세 구상화하는 것이 바람직하다.
그러나, Mn은, C나 Si와 함께 재료의 강도를 높이는 원소이므로, 고강도 강판에서는 강도를 확보하기 위해서, Mn의 농도를 높게 설정하는 것이 일반적이다. 또한, 2차 정련 공정에서 탈 S의 중처리를 실시하지 않으면, 강 중에 50ppm 이상의 S가 포함된다. 이로 인해, 통상, 주조편 중에는 MnS가 존재한다.
또한, 신장 플랜지성을 향상시키기 위해서, 가용성 Ti의 농도를 높이면, 이 가용성 Ti가 조대한 TiS 및 MnS와 일부 화합해서(Mn, Ti)S가 석출된다.
MnS계 개재물(이하에서는, MnS, TiS, (Mn, Ti)S의 3개의 개재물을, 편의상 「MnS계 개재물」이라고 부른다.)은, 주조편이 열간 압연 및 냉간 압연되면 변형하기 쉽기 때문에, 연신된 MnS계 개재물이 되어, 구멍 확장성을 저하시키는 원인이 된다.
이와 같은 특허 문헌 4에 대하여, 특허 문헌 5 및 특허 문헌 6에서는, 주조편 중에 미세한 MnS계 개재물을 석출시키고, 이 MnS계 개재물을, 압연시에 변형을 받지 않고, 균열 발생의 기점으로 되기 어려운 미세 구상 개재물로서 강판 중에 분산시키기 때문에, 구멍 확장성이 우수한 열연 강판을 제조하는 것이 가능하다.
그러나, 특허 문헌 5에서는, 강판이 베이나이트 주체의 조직을 갖기 때문에, 페라이트-마르텐사이트 주체의 조직을 갖는 강판에 비교해서 충분한 연성을 기대할 수 없다. 또한, 경도차가 큰 페라이트-마르텐사이트 주체의 조직을 갖는 강판에 있어서는, 특허 문헌 5 및 특허 문헌 6의 기술을 사용해서 MnS계 개재물을 미세하게 석출시키더라도, 구멍 확장성이 그다지 향상되지 않았다.
본 발명은, 종래의 문제점을 해결하기 위해서 이루어진 것으로, 구멍 확장성과 연성이 우수한 복합 조직형의 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공한다.
구멍 확장성은, 조직의 균일성에 의존하는 특성이며, 조직 중의 경도차가 큰 페라이트-마르텐사이트 주체의 복상 강판에 있어서는, 페라이트와 마르텐사이트와의 계면에 응력이 집중하여, 이 계면으로부터 균열이 발생하기 쉽다. 또한, 이 구멍 확장성은, MnS 등이 연신된 황화물계 개재물에 의해서도 크게 열화한다.
본 발명자들은, 예의 검토한 결과, 페라이트-마르텐사이트 주체의 복상 강판 중의 마르텐사이트상(마르텐사이트)의 경도가 지나치게 높아지지 않도록 화학 성분 및 제조 조건을 조정하고, Ce, La의 첨가에 의한 탈산을 사용해서 MnS계 개재물을 미세하게 석출시킴으로써 페라이트-마르텐사이트 주체의 조직을 갖는 강판에 있어서도 현저하게 구멍 확장성을 개선할 수 있는 것을 발견하고, 본 발명을 완성시켰다.
또한, TiN이 미세하고 경질인 Ce 산화물, La 산화물, 세륨옥시설파이드, 란탄옥시설파이드 상에 MnS계 개재물과 함께 복합 석출되는 예도 관찰되었지만, 이러한 예는, 구멍 확장성 및 연성에 거의 영향을 미치지 않는 것이 확인되었다.
따라서, 본 발명에 있어서, TiN을, MnS계 개재물의 대상으로서 고려하지 않는다.
본 발명의 요지는, 이하와 같다.
(1) 본 발명의 일 형태에 관한 고강도 강판은, 질량％로, C: 0.03 내지 0.30%, Si: 0.08 내지 2.1%, Mn: 0.5 내지 4.0%, P: 0.05% 이하, S: 0.0001 내지 0.1%, N: 0.01% 이하, 산 가용 Al: 0.004% 초과 또한 2.0% 이하, 산 가용 Ti: 0.0001 내지 0.20%, Ce, La로부터 선택되는 적어도 1종의 합계: 0.001 내지 0.04%를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, Ce, La, 산 가용 Al 및 S의 질량％를, 각각, [Ce], [La], [산 가용 Al] 및 [S]로 정의할 경우에, [Ce], [La], [산 가용 Al] 및 [S]가, 0.02≤([Ce]+[La])/[산 가용 Al]<0.25, 또한, 0.4≤([Ce]+[La])/[S］≤50을 만족하고, 강 조직이, 면적률로 1 내지 50%의 마르텐사이트를 포함한다.
(2) 상기 (1)에 기재된 고강도 강판이, 질량％로, Mo: 0.001 내지 1.0%, Cr: 0.001 내지 2.0%, Ni: 0.001 내지 2.0%, Cu: 0.001 내지 2.0%, B: 0.0001 내지 0.005%, Nb: 0.001 내지 0.2%, V: 0.001 내지 1.0%, W: 0.001 내지 1.0%, Ca: 0.0001 내지 0.01%, Mg: 0.0001 내지 0.01%, Zr: 0.0001 내지 0.2%, Sc 및 Pr로부터 Lu까지의 란타노이드로부터 선택되는 적어도 1종의 합계: 0.0001 내지 0.1%, As: 0.0001 내지 0.5%, Co: 0.0001 내지 1.0%, Sn: 0.0001 내지 0.2%, Pb: 0.0001 내지 0.2%, Y: 0.0001 내지 0.2%, Hf: 0.0001 내지 0.2%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 일종을 더 포함해도 좋다.
(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 고강도 강판에서는, 산 가용 Ti가, 0.0001% 이상 또한 0.008% 미만이어도 좋다.
(4) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 고강도 강판에서는, 산 가용 Ti가, 0.008 내지 0.20%이어도 좋다.
(5) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 고강도 강판에서는, [Ce], [La], [산 가용 Al] 및 [S]가, 0.02≤([Ce]+[La])/[산 가용 Al]<0.15를 만족해도 좋다.
(6) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 고강도 강판에서는, [Ce], [La], [산 가용 Al] 및 [S]가, 0.02≤([Ce]+[La])/[산 가용 Al]<0.10을 만족해도 좋다.
(7) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 고강도 강판에서는, 산 가용 Al이, 0.01% 초과 또한 2.0% 이하이어도 좋다.
(8) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 고강도 강판에서는, 상기 강 조직 중의 원 상당 직경 0.5 내지 2㎛의 개재물의 개수 밀도가 15개/㎟ 이상이어도 좋다.
(9) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 고강도 강판에서는, 상기 강 조직 중의 원 상당 직경 1.0㎛ 이상인 개재물 중, 긴 직경을 짧은 직경으로 나눈 어스펙트비가 5 이상인 연신 개재물의 개수 비율이 20% 이하이어도 좋다.
(10) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 고강도 강판에서는, 상기 강 조직 중의 원 상당 직경 1.0㎛ 이상인 개재물 중, Ce, La의 적어도 1종, O, S의 적어도 1종으로 이루어지는 산화물 또는 옥시설파이드, 또는, Ce, La의 적어도 1종, Si, Ti의 적어도 1종, O, S의 적어도 1종으로 이루어지는 산화물 또는 옥시설파이드에, MnS, TiS, (Mn, Ti)S의 적어도 1종이 석출된 개재물의 개수 비율이, 10% 이상이어도 좋다.
(11) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 고강도 강판에서는, 상기 강 조직 중의 원 상당 직경이 1㎛ 이상이고, 또한, 긴 직경을 짧은 직경으로 나눈 어스펙트비가 5 이상인 연신 개재물의 체적 개수 밀도가, 1.0×104개/㎣ 이하이어도 좋다.
(12) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 고강도 강판에서는, 상기 강 조직 중의, Ce, La의 적어도 1종, O, S의 적어도 1종으로 이루어지는 산화물 또는 옥시설파이드, 또는, Ce, La의 적어도 1종, Si, Ti의 적어도 1종, O, S의 적어도 1종으로 이루어지는 산화물 또는 옥시설파이드에, MnS, TiS, (Mn, Ti)S의 적어도 1종이 석출된 개재물의 체적 개수 밀도가, 1.0×103개/㎣ 이상이어도 좋다.
(13) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 고강도 강판에서는, 상기 강 조직 중에, 원 상당 직경이 1㎛ 이상이고 , 또한, 긴 직경을 짧은 직경으로 나눈 어스펙트비가 5 이상인 연신 개재물이 존재하고, 이 연신 개재물의 평균 원 상당 직경이, 10㎛ 이하이어도 좋다.
(14) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 고강도 강판에서는, 상기 강 조직 중에, Ce, La의 적어도 1종, O, S의 적어도 1종으로 이루어지는 산화물 또는 옥시설파이드, 또는, Ce, La의 적어도 1종, Si, Ti의 적어도 1종, O, S의 적어도 1종으로 이루어지는 산화물 또는 옥시설파이드에, MnS, TiS, (Mn, Ti)S의 적어도 1종이 석출된 개재물이 존재하고, 이 개재물이, 평균 조성으로 Ce, La의 적어도 1종을 합계로 0.5 내지 95 질량％ 함유해도 좋다.
(15) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 고강도 강판에서는, 상기 강 조직의 평균 결정립 직경이, 10㎛ 이하이어도 좋다.
(16) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 고강도 강판에서는, 상기 강 조직 중에 포함되는 마르텐사이트의 최대 경도가, 600Hv 이하이어도 좋다.
(17) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 고강도 강판에서는, 판 두께가, 0.5 내지 20mm이어도 좋다.
(18) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 고강도 강판에서는, 적어도 편면에, 아연 도금층 또는 합금화 아연 도금층을 더 가져도 좋다.
(19) 본 발명의 일 형태에 관한 고강도 강판의 제조 방법은, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 화학 성분을 갖는 용강을 연속 주조해서 슬래브로 가공하는 제1 공정과; 상기 슬래브에 대하여, 850℃ 이상 또한 970℃ 이하의 마무리 온도에서 열간 압연을 행하고, 강판을 제작하는 제2 공정과; 상기 강판을, 650℃ 이하의 냉각 제어 온도까지 10 내지 100℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각한 후, 300℃ 이상 또한 650℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 제3 공정을 포함한다.
(20) 상기 (19)에 기재된 고강도 강판의 제조 방법에서는, 상기 제3 공정에 대해서, 상기 냉각 제어 온도가 450℃ 이하이며, 상기 권취 온도가 300℃ 이상 또한 450℃ 이하이며, 열연 강판을 제작해도 좋다.
(21) 상기 (19)에 기재된 고강도 강판의 제조 방법에서는, 상기 제3 공정 후에, 상기 강판을 산세하고, 상기 강판에 대하여 40% 이상의 압하율로 냉간 압연을 실시하는 제4 공정과; 상기 강판을, 750 내지 900℃의 최고 온도에서 어닐링하는 제5 공정과; 상기 강판을, 0.1 내지 200℃/초의 평균 냉각 속도로 450℃ 이하로 냉각하는 제6 공정과; 상기 강판을, 300℃ 이상 또한 450℃ 이하의 온도 영역에서 1 내지 1000초 유지해서 냉연 강판을 제작하는 제7 공정을 더 포함해도 좋다.
(22) 상기 (20)에 기재된 고강도 강판의 제조 방법에서는, 상기 열연 강판의 적어도 편면에, 아연 도금 또는 합금화 아연 도금을 실시해도 좋다.
(23) 상기 (21)에 기재된 고강도 강판의 제조 방법에서는, 상기 냉연 강판의 적어도 편면에, 아연 도금 또는 합금화 아연 도금을 실시해도 좋다.
(24) 상기 (19)에 기재된 고강도 강판의 제조 방법에서는, 상기 제1 공정 후 그리고 상기 제2 공정 전의 슬래브를, 1100℃ 이상으로 재가열해도 좋다.
본 발명에 따르면, Al 탈산과 Ce, La의 첨가에 의한 탈산을 제어함으로써, 용강의 성분을 안정적으로 조정할 수 있고, 조대한 알루미나 개재물의 생성을 억제할 수 있고, 미세한 MnS계 개재물로서 주조편 중에 황화물을 석출시킬 수 있다. 이 미세한 MnS계 개재물은, 미세한 구상 개재물로서 강판 중에 분산되어 있고, 압연시에 변형을 받지 않고, 균열 발생의 기점으로 되기 어려우므로, 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 강판을 얻을 수 있다.
상기 (1)에 기재된 고강도 강판은, 페라이트-마르텐사이트 주체의 복상 강판이므로, 연성이 우수하다. 또한, 상기 (16)에 기재된 고강도 강판은, 마르텐사이트상의 경도를 제어하고 있으므로, 개재물의 형태 제어에 의한 구멍 확장성 향상의 효과를 보다 높일 수 있다. 또한, 상기 (19)에 기재된 고강도 강판의 제조 방법에서는, 미세한 MnS계 개재물이 분산한 페라이트-마르텐사이트 주체의 복상 강판, 즉, 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 강판을 제조할 수 있다.
도 1은 마르텐사이트상의 최대 경도와, 구멍 확장성과의 관계를 도시하는 도면이다.
도 2는 본 발명의 일 실시 형태에 관한 고강도 강판의 제조 방법을 도시하는 흐름도이다.
이하, 본 발명의 고강도 강판에 대해서, 상세하게 설명한다. 이하, 화학 성분(화학 조성)에 있어서의 질량％는, 단순히 ％로 기재한다.
우선, 본 발명을 완성하는 데 이른 실험에 대해서 설명한다.
Al 탈산을 행하면서, 다양한 양(용강 중의 화학 조성)의 Ce, La로 탈산을 행하고, 강괴를 제조했다. 이 강괴를 열간 압연하고, 3mm의 열연 강판을 제조했다. 또한, 이 열연 강판을, 산세 후 50%의 압하율로 냉간 압연하고, 여러 가지 어닐링 조건에서 어닐링해서 냉연 강판을 제조했다. 본 발명자들은, 이 냉연 강판을 구멍 확장 시험 및 인장 시험에 제공하고, 강판 중의 개재물의 개수 밀도, 형태 및 평균 조성을 조사했다.
상기의 실험의 결과, Si를 첨가한 후, Al을 첨가하여, 그 후, Ce, La의 1종 또는 2종을 첨가해서 탈산한 용강에서는, ([Ce]+[La])/[산 가용 Al] 및, ([Ce]+[La])/[S]가 소정 범위에 있을 경우에, 급격하게 용강 중의 산소 포텐셜이 저하하고, 생성하는 Al2O3의 농도가 낮아져, 구멍 확장성이 우수한 강판이 얻어지는 것을 알았다. 여기서, [Ce], [La], [산 가용 Al] 및, [S]는, 각각, 강에 함유되는 Ce, La, 산 가용 Al 및, S의 질량％를 나타낸다(이하에서도, 이 기재와 같은 표현을 사용한다).
Ce, La를 어느 쪽도 첨가하지 않은 냉연 강판의 구멍 확장 값에 대한, Ce, La의 1종 또는 2종을 첨가한 냉연 강판의 구멍 확장 값의 증가량은, 강판 중의 마르텐사이트상의 경도에 의해 변화되고, 이 경도가 작을수록 컸다.
마르텐사이트상의 최대 경도가 600Hv 이하이면, Ce, La의 1종 또는 2종을 첨가함으로써, 보다 명확하게 구멍 확장성이 향상하는 것을 확인할 수 있었다. 마르텐사이트상의 최대 경도는, 하중 10gf의 압자를 경질상(페라이트상 이외) 부분에, 무작위로 50회 눌러서 얻은 마이크로비커스 경도의 최대값이다.
Ce, La를 어느 쪽도 첨가하지 않은 냉연 강판(구멍 확장 값을 비교하는 강판)은, Ce, La의 1종 또는 2종을 첨가한 냉연 강판으로 같은 인장 강도를 갖도록 동일한 조건에서 어닐링하였다. 이 경우, Ce, La를 어느 쪽도 첨가하지 않은 냉연 강판의 균일 신장과 Ce, La의 1종 또는 2종을 첨가한 냉연 강판의 균일 신장이 동등하고, Ce, La 첨가에 의한 연성의 열화가 보이지 않는 것을 확인했다.
또한, 실질적으로 베이나이트로 이루어지는 조직에서는, Ce, La 첨가에 의한 구멍 확장성의 향상량은 크지만, 연성이 페라이트-마르텐사이트 주체의 강판과 비교해서 작았다.
Ce, La 첨가에 의해 구멍 확장성이 향상한 이유는, 이하와 같이 생각된다.
강괴를 제조할 때에 용강 중에 Si를 첨가하면 SiO2 개재물이 생성되지만, 그 후, Al을 첨가함으로써 SiO2 개재물은 Si로 환원된다. Al은, SiO2 개재물을 환원하는 동시에, 용강 중의 용존 산소를 탈산하고, Al2O3계 개재물을 생성하고, 일부의 Al2O3계 개재물은 부상 분리에 의해 제거되고, 나머지의 Al2O3계 개재물은 용강 중에 남는다.
그 후, 용강 중에 Ce, La를 첨가하면, 약간의 Al2O3이 남지만, 용강 중의 Al2O3계 개재물이 환원 분해되고, Ce, La에 의한 탈산에 의해 미세하고 경질인 Ce 산화물, La 산화물, 세륨옥시설파이드 및, 란탄옥시설파이드가 생성된다고 생각된다.
Al 탈산을 상술한 탈산 방법에 기초하여 적절하게 행함으로써, Al 탈산을 거의 행하지 않는 경우와 마찬가지로, Ce, La의 첨가에 의한 탈산에 의해 생성된, 미세하고 경질인 Ce 산화물, La 산화물, 세륨옥시설파이드, 란탄옥시설파이드 상에 MnS를 석출시킬 수 있다. 그 결과, 압연시에, 석출된 MnS의 변형을 억제할 수 있으므로, 강판 중의 연신된 조대한 MnS를 현저하게 감소시킬 수 있고, 구멍 확장성을 향상시킬 수 있다. 또한, Al 탈산에 의해 용강의 산소 포텐셜을 더욱 저하시킬 수도 있으므로, 화학 조성의 편차를 작게 할 수 있다.
동일한 인장 강도 및 균일 신장을 갖는 강판에 있어서, 마르텐사이트상의 경도에 의해 구멍 확장성의 향상량이 변화되는 요인은, 이하와 같이 생각된다.
구멍 확장성은, 강재의 국부 연성에 큰 영향을 받고, 구멍 확장성에 관한 제1 지배 인자는, 조직간(여기에서는, 마르텐사이트상과 페라이트상과의 사이)의 경도차라고 인식되고 있다. 구멍 확장성에 관한 그 밖의 유력한 지배 인자로서, MnS등의 비금속 개재물의 존재를 들 수 있고, 개재물을 기점으로 해서 보이드가 발생하고, 이 보이드가 성장 및 연결되어, 강재가 파괴에 이르는 것이 많은 문헌에서 보고되어 있다.
따라서, 마르텐사이트상의 경도가 아주 높으면, Ce, La의 첨가에 의해 개재물의 형태 제어를 행하고, 개재물에 기인하는 보이드의 발생을 억제했다고 하더라도, 페라이트와 마르텐사이트와의 계면에 응력이 집중하고, 조직간의 강도차에 의해 보이드가 발생하여, 강재가 파괴되는 경우가 있다.
본 발명자들은, 열연 강판의 경우에는 열연 후의 냉각 조건을, 냉연 강판의 경우에는 어닐링 조건을 적절하게 제어하고, 마르텐사이트상의 경도를 저감하면, 개재물의 형태 제어에 의한 보이드 발생의 억제 효과를 보다 높일 수 있는 것을 새롭게 알았다. 또한, 본 발명자들은, 페라이트-마르텐사이트 주체의 조직 중에 소정량 이상의 마르텐사이트를 확보하고, Ce, La 첨가에 의해 개재물의 형태를 제어함으로써, 연성과 구멍 확장성이 우수한 강판을 얻을 수 있는 것을 알았다.
또한, 용강 중에, Al을 첨가한 후, 또한, Ce, La를 첨가하기 전에, Ti를 첨가할 수 있다. 이 시점에서는, 용강 중의 산소는, Al로 이미 탈산되었으므로, Ti에 의한 탈산량은 적다. 또한, 그 후, 용강 중에 첨가한 Ce, La에 의해, Al2O3계 개재물이 환원 분해되어, 미세한 Ce 산화물, La 산화물, 세륨옥시설파이드 및 란탄옥시설파이드를 형성한다.
이상과 같이, Al, Si, Ti, Ce, La의 첨가에 의한 복합 탈산을 행하면, 약간의 Al2O3이 남지만, 미세하고 경질인 Ce 산화물, La 산화물, 세륨옥시설파이드, 란탄옥시설파이드, Ti옥사이드가 주로 생성된다고 생각된다.
Al, Si, Ti, Ce, La의 첨가에 의한 복합 탈산에 있어서, Al 탈산을 상술한 탈산 방법에 기초하여 적절하게 행하면, Al 탈산을 거의 행하지 않는 경우와 마찬가지로, Ce 산화물, La 산화물, Ti옥사이드 등의 미세하고 경질인 산화물 또는 세륨옥시설파이드, 란탄옥시설파이드 등의 미세하고 경질인 옥시설파이드 상에 MnS, TiS 또는 (Mn, Ti)S를 석출시킬 수 있다. 그 결과, 용강 중에 Ti를 소정량 이상 첨가했을 경우, 개재물에 포함되는 원소의 종류가 조금 변화되지만, MnS계 개재물의 연신을 억제하는 메커니즘은, Ti를 거의 첨가하지 않은 경우와 같았다.
이들의 실험적 검토로부터 얻어진 지식에 기초하여, 본 발명자들은, 이하에서 설명하는 바와 같이, 강판의 화학 조성, 조직 및 제조 조건에 대해서 검토를 행했다. 우선, 본 발명의 일 실시 형태에 관한 고강도 강판에 대해서 설명한다.
이하, 본 발명의 일 실시 형태에 관한 고강도 강판에 있어서의 화학 조성의 한정 이유에 대해서 설명한다.
C는, 강의 켄칭성과 강도를 제어하는 가장 기본적인 원소이며, 켄칭 경화층의 경도 및 깊이를 높이고, 피로 강도를 향상시킨다. 즉, C는, 강판의 강도를 확보하기 위해서 필수적인 원소이다. 원하는 고강도 강판을 얻기 위해서 필요한 잔류 오스테나이트 및 저온 변태상을 생성하기 위해서는, C의 농도가 0.03% 이상일 필요가 있다. C의 농도가 0.30%를 초과하면, 가공성 및 용접성이 열화한다. 이로 인해, 필요한 강도를 달성하면서, 가공성 및 용접성을 확보하기 위해서는, C의 농도가 0.30% 이하일 필요가 있다. 강도와 가공성과의 밸런스를 고려하면, C의 농도는, 0.05 내지 0.20%인 것이 바람직하고, 0.10 내지 0.15%인 것이 보다 바람직하다.
Si는, 주요한 탈산 원소의 하나이다. 또한, Si는, 켄칭을 위한 가열시에 오스테나이트의 핵 생성 사이트수를 증가시켜, 오스테나이트의 입성장을 억제하고, 켄칭에 의한 경화층의 입경을 미세화한다. 또한, Si는, 탄화물의 생성을 억제하고, 탄화물에 의한 입계 강도의 저하를 억제한다. 또한, Si는, 베이나이트 조직의 생성에 대하여도 유효해서, 재료 전체의 강도 확보의 관점으로부터 중요한 역할을 담당한다.
이와 같은 효과를 발현시키기 위해서는, 강 중에 Si를 0.08% 이상 첨가할 필요가 있다. Si의 농도가 지나치게 높으면, 충분한 Al 탈산을 행한 경우이어도, 개재물 중의 SiO2 농도가 높아져, 조대한 개재물이 생성되기 쉬워진다. 또한, 이 경우에는, 인성, 연성, 용접성이 나빠지고, 표면 탈탄 및 표면 흠집이 증가해서 피로 특성이 나빠진다. 이로 인해, Si 농도의 상한이 2.1%인 것이 필요하다. 강도와 그 밖의 기계적 특성과의 밸런스를 고려하면, Si의 농도는, 0.10 내지 1.5%인 것이 바람직하고, 0.12 내지 1.0%인 것이 보다 바람직하다.
Mn은, 제강 단계에서의 탈산에 유용한 원소이며, C, Si와 함께, 강판의 강도를 높이기 위해서 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, Mn의 농도가 0.5% 이상일 필요가 있다. Mn을, 강 중에 4.0%를 초과해서 함유시키면, Mn의 편석 및 고용 강화의 증대에 의해 연성이 저하한다. 또한, 용접성 및 모재의 인성이 열화하므로, Mn 농도의 상한은 4.0%이다. 강도와 그 밖의 기계적 특성과의 밸런스를 고려하면, Mn의 농도는, 1.0 내지 3.0%인 것이 바람직하고, 1.2 내지 2.5%인 것이 보다 바람직하다.
P는, Fe 원자보다도 작은 치환형 고용 강화 원소로서 이용할 경우에 있어서 유효하다. 강 중의 P의 농도가 0.05%를 초과하면, 오스테나이트의 입계에 P가 편석하고, 입계 강도가 저하하고, 가공성이 열화하는 경우가 있다. 그로 인해, P의 농도의 상한은 0.05%이다. 고용 강화의 필요가 없으면, 강 중에 P를 첨가할 필요는 없으므로, P의 농도의 하한은, 0%를 포함한다. 또한, 불순물로서 포함되는 P의 농도를 고려하여, 예를 들어, P의 농도의 하한이, 0.0001%이어도 좋다.
N은, 용강 처리 중에 공기 중의 질소가 용강에 도입됨으로써, 강 중에 불가피하게 혼입되는 원소이다. N에는, Al, Ti 등의 원소와 질화물을 형성해서 모재 조직의 미립화를 촉진하는 작용이 있다. 그러나, N의 농도가 0.01%를 초과하면, Al, Ti 등의 원소와 조대한 석출물을 생성하고, 구멍 확장성이 열화한다. 이로 인해, N의 농도의 상한은, 0.01%이다. 한편, N의 농도를 0.0005% 미만으로 저감하면 비용이 높아지므로, 공업적으로 실현가능한 관점에서 N 농도의 하한이 0.0005%이어도 좋다.
S는, 강판 중에 불순물로서 포함되고, 강 중에 편석하기 쉽다. S는, MnS계의 조대한 연신 개재물을 형성해서 구멍 확장성을 열화시키기 때문에, 최대한 저농도인 것이 바람직하다. 종래에는, 구멍 확장성을 확보하기 위해서, S의 농도를 크게 저하시킬 필요가 있었다.
그러나, S의 농도를 0.0001% 미만으로 저감하기 위해서는, 2차 정련에서의 탈황 부하가 커져, 탈황 비용이 지나치게 높아진다. 2차 정련에서의 탈황을 전제로 했을 경우, 강판의 재질에 따른 탈황 비용을 고려하면, S의 농도의 하한은, 0.0001%이다. 또한, 2차 정련의 비용을 더 억제하고, Ce 및 La 첨가의 효과를 보다 유효하게 이용할 경우에는, S의 농도가, 0.0004% 초과인 것이 바람직하고, 0.0005% 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.0010% 이상인 것이 가장 바람직하다.
또한, 본 실시 형태에서는, 미세하고 경질인 Ce 산화물, La 산화물, 세륨옥시설파이드, 란탄옥시설파이드 등의 개재물 상에 MnS계 개재물을 석출시켜, MnS계 개재물의 형태를 제어하고 있다. 그로 인해, 압연시에 개재물의 변형이 일어나기 어려워, 개재물의 연신이 방지된다. 따라서, S의 농도의 상한은, 후술하는 바와 같이, S의 농도와 Ce, La의 1종 또는 2종의 합계량과의 관계에 의해 규정된다. 예를 들어, 이 S 농도의 상한은, 0.1%이다.
본 실시 형태에서는, MnS계의 개재물의 형태를, Ce 산화물, La 산화물, 세륨옥시설파이드, 란탄옥시설파이드 등의 개재물로 제어하기 때문에, S의 농도가 높아도, S의 농도에 따른 양의 Ce, La의 1종 또는 2종을 강 중에 첨가하여, S가 강판의 재질에 악영향을 미치는 것을 방지할 수 있다. 즉, S의 농도가 어느 정도 높아도, S의 농도에 따른 양의 Ce, La의 1종 또는 2종을 강 중에 첨가함으로써, 실질적인 탈황 효과가 얻어져, 극저황강과 같은 재질의 강이 얻어진다.
환언하면, S의 농도는, Ce와 La와의 합계량에 따라서 적절하게 조정하면 좋으므로, 그 상한에 관한 자유도는 크다. 그 결과, 본 실시 형태에서는, 극저황강을 얻기 위해서 2차 정련에서 용강의 탈황을 행할 필요가 없고, 2차 정련을 생략하는 것도 가능하다. 따라서, 강판의 제조 프로세스의 간략화 및 이것에 수반하는 탈황 처리 비용의 저감을 실현하는 것이 가능하다.
일반적으로, Al의 산화물은, 클러스터화해서 조대해지기 쉬워, 구멍 확장성을 열화시키기 때문에, 최대한 용강 중의 산 가용 Al을 억제하는 것이 바람직하다. 그러나, 본 발명자들은, Al 탈산을 행하면서, 산 가용 Al의 농도에 따라서 용강 중의 Ce, La 농도를 제어함으로써, 알루미나계 산화물이 클러스터화해서 조대해지지 않는 영역을 새롭게 발견했다. 이 영역에서는, Al 탈산으로 생성한 Al2O3계 개재물 중, 일부의 Al2O3계 개재물이, 부상 분리에 의해 제거되고, 용강 중의 나머지 Al2O3계 개재물이, 후에 첨가된 Ce, La에 의해 환원 분해되어서 미세한 개재물을 형성하고 있다.
이로 인해, 본 실시 형태에서는, 실질적으로 Al을 강 중에 첨가할 필요가 없고, 특히, 이 산 가용 Al의 농도에 관해서 자유도가 크다. 예를 들어, 후술하는 산 가용 Al의 농도와 Ce, La의 1종 또는 2종의 합계량과의 관계에 의해, 산 가용 Al의 농도는, 0.004% 초과이어도 좋다.
또한, Al 탈산과, Ce, La의 첨가에 의한 탈산을 병용하기 때문에, 산 가용 Al의 농도가 0.010% 초과이어도 좋다. 이 경우, 종래와 같이, 탈산 원소의 총량을 확보하기 위해서 Ce, La의 첨가량을 많게 할 필요가 없어져, 강 중의 산소 포텐셜을 더욱 저하시킬 수 있고, 각 성분 원소의 조성의 편차를 억제할 수 있다. 또한, Al 탈산과, Ce, La의 첨가에 의한 탈산을 병용하는 효과를 보다 높일 경우에는, 산 가용 Al의 농도가, 0.020% 초과인 것이 보다 바람직하고, 0.040% 초과인 것이 더욱 바람직하다.
산 가용 Al 농도의 상한은, 후술하는 바와 같이, 산 가용 Al의 농도와, Ce, La의 1종 또는 2종의 합계량과의 관계로 규정된다. 예를 들어, 이 관계에 의해, 산 가용 Al의 농도는, 2.0% 이하이어도 좋다.
여기서는, 산 가용 Al 농도는, 산에 용해한 Al 농도의 측정에 의해 결정된다. 이 산 가용 Al의 분석에는, 용존 Al(또는, 고용 Al)이 산에 용해하고, Al2O3이 산에 용해하지 않는 것을 이용한다. 여기서, 산으로서, 예를 들어, 염산 1, 질산 1, 물 2의 비율(질량비)로 혼합한 혼산을 예시할 수 있다. 이러한 산을 사용하여, 산에 가용인 Al과, 산에 용해하지 않는 Al2O3을 분리하고, 산 가용 Al 농도를 측정할 수 있다. 또한, 산 불용 Al(산에 용해하지 않는 Al2O3)은, 불가피적 불순물로서 판단한다.
Ti는, 주요한 탈산 원소이며, 탄화물, 질화물, 탄질화물을 형성하고, 열간 압연 전에 충분히 강괴를 가열함으로써, 오스테나이트의 핵 생성 사이트수를 증가시킨다. 그 결과, 오스테나이트의 입성장이 억제되므로, Ti는, 결정립의 미세화 및 강판의 고강도화에 기여하고, 열간 압연시의 동적 재결정에 유효하게 작용하고, 구멍 확장성을 현저하게 향상시킨다.
그로 인해, 이 효과를 충분히 높일 경우에는, 산 가용 Ti를 강 중에 0.008% 이상 첨가해도 좋다. 이 효과를 충분히 확보할 필요가 없을 경우 및 강괴를 충분히 가열할 수 없을 경우에는, 산 가용 Ti의 농도가 0.008% 미만이어도 좋다. 강괴를 충분히 가열할 수 없는 상황으로서, 예를 들어, 열연 공정의 가동률이 높을 경우 및 열연 공정이 충분한 가열 능력을 갖지 않을 경우가 상정된다. 또한, 강 중의 산 가용 Ti 농도의 하한은, 특별히 제한되지 않지만, Ti가 불가피하게 강 중에 포함되기 때문에, 예를 들어, 0.0001%이어도 좋다.
또한, 산 가용 Ti의 농도가 0.2%를 초과하면, Ti의 탈산 효과가 포화되고, 열간 압연 전의 강괴의 가열에 의해 조대한 탄화물, 질화물, 탄질화물이 형성되고, 강판의 재질이 열화한다. 이 경우, Ti의 첨가에 따른 효과가 얻어지지 않는다. 따라서, 본 실시 형태에서는, 산 가용 Ti의 농도의 상한은, 0.2%이다.
따라서, 산 가용 Ti의 농도는, 0.0001 내지 0.2%인 것이 필요하다. 또한, Ti의 탄화물, 질화물, 탄질화물에 의한 효과를 충분히 확보할 경우에는, 산 가용 Ti의 농도가, 0.008 내지 0.2%인 것이 바람직하다. 이 경우, Ti의 탄화물, 질화물, 탄질화물이 조대해지는 것을 보다 확실하게 방지하기 위해서, 산 가용 Ti의 농도가, 0.15% 이하이어도 좋다. 한편, Ti의 탄화물, 질화물, 탄질화물에 의한 효과 및 Ti의 탈산 효과를 충분히 확보하지 않을 경우에는, 산 가용 Ti의 농도가, 0.0001% 이상 또한 0.008% 미만인 것이 바람직하다.
열간 압연 전에 충분한 가열 온도로 강괴를 가열함으로써, 주조시에 생성된 탄화물, 질화물, 탄질화물을, 일단 고용할 수 있다. 그로 인해, Ti의 첨가에 따른 효과를 얻기 위해서는, 열간 압연 전의 가열 온도는, 1200℃ 초과인 것이 바람직하다. 이 경우, 고용 Ti가, 다시 미세한 탄화물, 질화물, 탄질화물로서 석출하기 때문에, 강판의 결정립을 미세화하고, 강판의 강도를 높일 수 있다. 한편, 열간 압연 전의 가열 온도가 1250℃를 초과하면, 비용 및 스케일 생성의 관점으로부터, 바람직하지 않다. 따라서, 열간 압연 전의 가열 온도는, 1250℃ 이하인 것이 적합하다.
산 가용 Ti 농도는, 산에 용해한 Ti 농도의 측정에 의해 결정된다. 이 산 가용 Ti의 분석에는, 용존 Ti(또는, 고용 Ti)가 산에 용해하고, Ti 산화물이 산에 용해하지 않는 것을 이용한다. 여기서, 산으로서, 예를 들어, 염산 1, 질산 1, 물 2의 비율(질량비)로 혼합한 혼산을 예시할 수 있다. 이러한 산을 사용하여, 산에 가용인 Ti와, 산에 용해하지 않는 Ti 산화물을 분리하고, 산 가용 Ti 농도를 측정할 수 있다. 또한, 산 불용 Ti(산에 용해하지 않는 Ti 산화물)는, 불가피적 불순물로서 판단한다.
Ce, La는, Al 탈산에 의해 생성된 Al2O3 및 Si 탈산에 의해 생성된 SiO2를 환원하여, MnS계 개재물의 석출 사이트로 되기 쉽다. 또한, Ce, La는, 경질 또한 미세하고 압연시에 변형하기 어려운 Ce 산화물(예를 들어, Ce2O3, CeO2), 세륨옥시설파이드(예를 들어, Ce2O2S), La 산화물(예를 들어, La2O3, LaO2), 란탄옥시설파이드(예를 들어, La2O2S), Ce 산화물-La 산화물, 또는, 세륨옥시설파이드-란탄옥시설파이드를, 주요 화합물(예를 들어, 이들의 화합물이 총량으로 50% 이상 포함된다.)로서 포함하는 개재물(경질 개재물)을 형성한다.
상기 경질 개재물 중에는, 탈산 조건에 의해 MnO, SiO2, TiO2, Ti2O3 또는 Al2O3이 일부 포함되는 경우도 있다. 그러나, 주된 화합물이 상기의 Ce 산화물, 세륨옥시설파이드, La 산화물, 란탄옥시설파이드, Ce 산화물-La 산화물 및, 세륨옥시설파이드-란탄옥시설파이드이면, 사이즈 및 경도를 유지한 채 경질 개재물이 MnS계 개재물의 석출 사이트로서 충분히 기능한다.
본 발명자들은, 이러한 개재물을 얻기 위해서는, Ce, La의 1종 또는 2종의 합계 농도가 0.001% 이상 또한 0.04% 이하인 것이 필요한 것을, 실험적으로 알았다.
Ce, La의 1종 또는 2종의 합계 농도가 0.001% 미만인 경우에는, Al2O3 개재물 및 SiO2 개재물을 환원할 수 없다. 또한, Ce, La의 1종 또는 2종의 합계 농도가 0.04% 초과인 경우에는, 세륨옥시설파이드, 란탄옥시설파이드가 다량으로 생성되고, 이들 옥시설파이드가 조대해져, 구멍 확장성이 열화한다. 따라서, Ce, La로부터 선택되는 적어도 1종의 합계가, 0.001 내지 0.04%인 것이 바람직하다. 보다 Al2O3 개재물 및 SiO2 개재물을 확실하게 환원하기 위해서는, Ce, La의 1종 또는 2종의 합계 농도가, 0.0015% 이상인 것이 가장 바람직하다.
또한, 본 발명자들은, Ce, La의 1종 또는 2종을 포함하는 산화물 또는 옥시설파이드(이하로서는, 「 경질 화합물」이라고 기재하는 경우도 있다.)에 의해 개질되는 MnS의 양이, Ce, La 및, S의 농도를 사용해서 나타낼 수 있는 점에 착안하여, ([Ce]+[La])/[S]를 사용해서 강 중의 S의 농도 및 Ce 및 La의 합계 농도를 제어하는 것을 착상했다.
구체적으로는, ([Ce]+[La])/[S]가 작으면, 경질 화합물이 적고, MnS가 단독으로 다수 석출된다. ([Ce]+[La])/[S]가 커지면, MnS에 비해, 경질 화합물이 많아지고, 경질 화합물에 MnS가 석출된 형태의 개재물이 많아진다. 즉, MnS가 경질 화합물에 의해 개질된다. 그 결과, 구멍 확장성이 향상하고, MnS의 연신이 방지된다.
즉, ([Ce]+[La])/[S]를, MnS계 개재물의 형태를 제어하는 파라미터로서 사용하는 것이 가능하다. 따라서, 본 발명자들은, MnS계 개재물의 연신 억제에 유효한 조성비를 밝히기 위해서, 강판의([Ce]+[La])/[S]를 변화시키고, 개재물의 형태 및 구멍 확장성을 평가했다. 그 결과, ([Ce]+[La])/[S]가 0.4 내지 50이면, 구멍 확장성이 비약적으로 향상하는 것이 판명되었다.
([Ce]+[La])/[S]가 0.4 미만이면, 경질 화합물에 MnS가 석출된 형태의 개재물의 개수 비율이 크게 감소하고, 균열 발생의 기점으로 되기 쉬운 MnS계 연신 개재물의 개수 비율이 많아지고, 구멍 확장성이 저하한다.
([Ce]+[La])/[S]가 50 초과이면, 다량으로 생성된 세륨옥시설파이드 및 란탄옥시설파이드가, 조대한 개재물을 형성하기 때문에, 구멍 확장성이 열화한다. 예를 들어, ([Ce]+[La])/[S]가 70 초과이면, 세륨옥시설파이드 및 란탄옥시설파이드가, 원 상당 직경이 50㎛ 이상인 조대한 개재물을 형성한다.
또한, ([Ce]+[La])/[S]가 50 초과이면, MnS계 개재물의 형태를 제어하는 효과가 포화해버려 비용이 적당하지 않다. 이상의 결과로부터, ([Ce]+[La])/[S]는, 0.4 내지 50일 필요가 있다. MnS계 개재물의 형태 제어량과 비용을 고려하면, ([Ce]+[La])/[S]는, 0.7 내지 30인 것이 바람직하고, 1.0 내지 10인 것이 보다 바람직하다. 또한, 용강 중에 있어서의 성분 조정 시에 MnS계 개재물의 형태를 가장 효율적으로 제어할 경우에는, ([Ce]+[La])/[S]가, 1.1 이상인 것이 가장 바람직하다.
또한, 본 발명자들은, Si로 탈산한 후, Al로 탈산하고, Ce, La의 1종 또는 2종으로 탈산한 용강으로부터 얻어진 본 실시 형태의 강판 중의, 산 가용 Al의 농도에 대한 Ce, La의 1종 또는 2종의 합계 농도에 착안하여, ([Ce]+[La])/[산 가용 Al]을, 용강 중의 산소 포텐셜을 적절하게 제어하는 파라미터로서 사용하는 것을 착상했다.
본 발명자들은, Si로 탈산한 후, Al로 탈산하고, 그 후, 적어도 Ce, La의 1종으로 탈산한 용강에 있어서, ([Ce]+[La])/[산 가용 Al]이 0.02 이상인 경우에, 구멍 확장성이 우수한 강판이 얻어지는 것을 실험적으로 알았다. 이 경우, 급격하게 용강 중의 산소 포텐셜이 저하하고, 그 결과, 생성하는 Al2O3 농도가 낮아진다. 그로 인해, Al에 의한 탈산을 적극적으로 행한 경우이어도, Al로 거의 탈산하지 않았을 경우와 마찬가지로, 구멍 확장성이 우수한 강판이 얻어졌다. 또한, ([Ce]+[La])/[산 가용 Al]이 0.25 미만일 경우에는, Ce 또는 La의 비용을 저감할 뿐만아니라, 각 원소의 산소와의 친화성에 기초하여 용강 중의 원소 간에 있어서의 산소의 수수를 효율적으로 제어할 수도 있다. 또한, 본 실시예에서는, Al에 의한 탈산을 적극적으로 행할 필요는 없고, ([Ce]+[La])/[산 가용 Al]이, 0.02 이상 또한 0.25 미만을 만족하도록, Ca, La의 적어도 1종의 합계 농도와, 산 가용 Al의 농도를 제어하면 좋다.
([Ce]+[La])/[산 가용 Al]이 0.02 미만일 경우에는, Ce, La의 1종 또는 2종을 강 중에 첨가해도, Ca, La의 적어도 1종에 대한 Al의 첨가량이 지나치게 많기 때문에, 구멍 확장성을 열화시키는 조대한 알루미나 클러스터가 생성되는 것을 확인했다. 또한, ([Ce]+[La])/[산 가용 Al]이 0.25 이상인 경우에는, 개재물의 형태 제어가 충분히 행해지지 않는 경우가 있다. 예를 들어, 세륨옥시설파이드 및 란탄옥시설파이드가 조대한 개재물을 형성하거나, 충분한 탈산이 용강 중에서 행해지지 않거나 한다. 따라서, ([Ce]+[La])/[산 가용 Al]은, 0.02 이상 또한 0.25 미만인 것이 필요하다. 또한, 비용을 보다 저감하고, 용강 중의 원소 간에 있어서의 산소의 수수를 보다 적절에 제어하기 위해서는, ([Ce]+[La])/[산 가용 Al]이, 0.15 미만인 것이 바람직하고, 0.10 미만인 것이 보다 바람직하다. 이와 같이, ([Ce]+[La])/[S] 및([Ce]+[La])/[산 가용 Al]을 제어함으로써, 2차 정련에 의한 탈황을 생략해도, 연성과 구멍 확장성이 우수한 강판을 얻을 수 있다.
이하, 본 실시 형태에 있어서, 선택 원소의 화학 조성을 한정한 이유에 대해서 설명한다. 이들 원소는, 선택 원소이며, 강 중에 임의로(선택적으로) 첨가할 수 있다. 따라서, 이들 원소를 강 중에 첨가하지 않아도 좋고, 이들 원소로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 강 중에 첨가해도 된다. 또한, 이들 원소는, 불가피하게 강 중에 포함될 경우가 있기 때문에, 이들 원소의 농도의 하한은, 불가피적 불순물로서 판단되는 임계치이다.
Nb, W 및 V는, C 또는 N과, 탄화물, 질화물, 탄질화물을 형성하고, 모재 조직의 미립화를 촉진하고, 인성을 향상시킨다.
상술한 복합 탄화물, 복합 질화물 등을 얻기 위해서, 강 중에 Nb을 0.01% 이상 첨가해도 좋다. 그러나, 다량의 Nb을 첨가해서 이 Nb의 농도가 0.20%를 초과해도, 모재 조직의 미립화의 효과가 포화하고, 제조 비용이 높아진다. 이로 인해, Nb의 농도의 상한은, 0.20%이다. 보다 Nb의 비용을 저감할 경우에는, Nb의 농도를 0.10% 이하로 제어해도 좋다. 또한, Nb의 농도의 하한은, 0.001%이다.
상술한 복합 탄화물, 복합 질화물 등을 얻기 위해서, 강 중에 W를 첨가해도 좋다. 그러나, 다량의 W를 첨가해서 이 W의 농도가 1.0%를 초과해도, 모재 조직의 미립화의 효과가 포화하고, 제조 비용이 높아진다. 이로 인해, W의 농도의 상한은, 1.0%이다. 또한, W의 농도의 하한은, 0.001%이다.
상술한 복합 탄화물, 복합 질화물 등을 얻기 위해서, 강 중에 V를 0.01% 이상 첨가해도 좋다. 그러나, 다량의 V를 첨가해서 이 V의 농도가 1.0%를 초과해도, 모재 조직의 미립화의 효과가 포화하고, 제조 비용이 높아진다. 이로 인해, V의 농도의 상한은, 1.0%이다. 보다 V의 비용을 저감할 경우에는, V의 농도를 0.05% 이하로 제어해도 좋다. 또한, V의 농도의 하한은, 0.001%이다.
Cr, Mo, B는, 강의 켄칭성을 향상시키는 원소이다.
Cr는, 또한 강판의 강도를 확보하기 위해서, 필요에 따라서 강 중에 함유시킬 수 있다. 예를 들어, 이 효과를 얻기 위해서, 강 중에 Cr를 0.01% 이상 첨가해도 좋다. 강 중에 Cr을 다량으로 함유시키면, 강도와 연성과의 밸런스가 열화한다. 그로 인해, Cr의 농도의 상한은, 2.0%이다. Cr의 비용을 저감할 경우에는, Cr의 농도를 0.6% 이하로 제어해도 좋다. 또한, Cr의 농도의 하한은, 0.001%이다.
Mo는, 더욱 강판의 강도를 확보하기 위해서, 필요에 따라서 강 중에 함유시킬 수 있다. 예를 들어, 이 효과를 얻기 위해서, 강 중에 Mo를 0.01% 이상 첨가해도 좋다. 강 중에 Mo를 다량으로 함유시키면, 초석 페라이트의 생성을 억제하는 것이 어렵게 되기 때문에, 강도와 연성과의 밸런스가 열화한다. 그로 인해, Mo의 농도의 상한은, 1.0%이다. Mo의 비용을 저감할 경우에는, Mo의 농도를 0.4% 이하로 제어해도 좋다. 또한, Mo의 농도의 하한은, 0.001%이다.
B는, 또한 입계를 강화하고, 가공성을 향상시키기 위해서, 필요에 따라서 강 중에 함유시킬 수 있다. 예를 들어, 이 효과를 얻기 위해서, 강 중에 B를 0.0003% 이상 첨가해도 좋다. 강 중에 B를 다량으로 함유시켜도, 그 효과가 포화하고, 강의 청정성이 손상되고, 연성이 열화한다. 그로 인해, B의 농도의 상한은, 0.005%이다. B의 비용을 저감할 경우에는, B의 농도를 0.003% 이하로 제어해도 좋다. 또한, B의 농도의 하한은, 0.0001%이다.
Ca, Mg, Zr, Sc, Pr로부터 Lu까지의 란타노이드(Pr, Nｄ, Pm, Sm, Eu, Ｇｄ, Tb, Dｙ, Ho, Er, Tm, Yb)를, 황화물의 형태 제어에 의해, 입계를 강화하고, 가공성을 향상시키기 위해서, 필요에 따라서 강 중에 함유시킬 수 있다.
Ca는, 황화물의 구상화 등의 형태 제어에 의해, 입계를 강화하고, 강판의 가공성을 향상시킨다. 예를 들어, 이 효과를 얻기 위해서, Ca의 농도가 0.0001% 이상이어도 좋다. 강 중에 Ca를 다량으로 함유시켜도, 그 효과가 포화하고, 강의 청정성이 손상되고, 연성이 열화한다. 그로 인해, Ca의 농도의 상한은, 0.01%이다. Ca의 비용을 저감할 경우에는, Ca의 농도를 0.004% 이하로 제어해도 좋다. 또한, Ca의 농도의 하한은, 0.0001%이다.
마찬가지로, Mg는, Ca와 거의 같은 효과를 갖기 때문에, Mg의 농도는, 0.0001 내지 0.01%이다.
황화물을 구상화하고, 모재의 인성을 개선하기 위해서, 강 중에 Zr을 0.001% 이상 첨가해도 좋다. 강 중에 Zr을 다량으로 함유하면, 강의 청정성이 손상되고, 연성이 열화한다. 그로 인해, Zr의 농도의 상한은, 0.2%이다. Zr의 비용을 저감할 경우에는, Zr의 농도를 0.01% 이하로 제어해도 좋다. 또한, Zr의 농도의 하한은, 0.0001%이다.
마찬가지로, 황화물의 형태(형상)를 제어할 경우에는, Sc 및 Pr로부터 Lu까지의 란타노이드로부터 선택되는 적어도 1종의 합계 농도가, 0.0001 내지 0.1%이어도 좋다.
본 실시 형태에서는, 0.001 내지 2.0%의 Cu 및 0.001 내지 2.0%의 Ni를 필요에 따라서 강 중에 함유시킬 수 있다. 이들 원소는, 켄칭성을 향상시켜서 강의 강도를 높인다. 또한, 이들 원소에 의한 켄칭을 효율적으로 행할 경우에는, Cu의 농도가 0.04 내지 2.0%이어도 좋고, Ni의 농도가 0.02% 내지 1.0%이어도 좋다.
또한, 원료로서 스크랩 등을 사용했을 경우에는, 불가피하게 As, Co, Sn, Pb, Y, Hf가 혼입하는 경우가 있다. 이들 원소가 강판의 기계적 특성(예를 들어, 구멍 확장성)에 악영향을 미치지 않기 위해서는, 다음과 같이, 각 원소의 농도를 제한한다. As의 농도의 상한은, 0.5%이며, Co의 농도의 상한은, 1.0%이다. 또한, Sn, Pb, Y, Hf의 농도의 상한은, 모두 0.2%이다. 또한, 이들 원소의 하한은, 모두 0.0001%이다.
본 실시예에서는, 이상과 같은 선택 원소를 강 중에 선택적으로 함유시킬 수 있다.
다음에, 본 실시 형태에 관한 고강도 강판의 조직에 대해서 설명한다.
구멍 확장성은, 강재의 국부 연성에 큰 영향을 받고, 구멍 확장성에 관한 제1 지배 인자는, 조직간의 경도차이다. 구멍 확장성에 관한 그 밖의 유력한 지배 인자는, MnS 등의 비금속 개재물의 존재이다. 통상, 이와 같은 개재물을 기점으로 해서 보이드가 발생하고, 이 보이드가 성장 및 연결되어, 강재가 파괴에 이른다.
즉, 마르텐사이트상의 경도가 그 밖의 조직(예를 들어, 페라이트상)의 경도 에 비해 너무 높으면, Ce, La의 첨가에 의해 개재물의 형태 제어를 행하여, 개재물에 기인하는 보이드의 발생을 억제하더라도, 페라이트와 마르텐사이트와의 계면에 응력이 집중하고, 조직간의 강도차에 의해 보이드가 발생하여, 강재가 파괴할 것이 있다.
열연 강판의 경우에는 열연 후의 냉각 조건을, 냉연 강판의 경우에는 어닐링 조건을 적절하게 제어하여, 마르텐사이트상의 경도를 저감하면, 개재물의 형태 제어에 의한 보이드 발생의 억제 효과를 보다 높일 수 있다. 이 경우에는, 상술한 바와 같이, 강판 중에 포함되는 Ce 및 La에 의한 개재물의 형태 제어 효과가 현저하게 드러난다. 도 1에, 마르텐사이트의 최대 경도(비커스 경도)와 구멍 확장 값(구멍 확장성) λ와의 관계를 개략적으로 도시한다. 도 1에 도시한 바와 같이, 마르텐사이트상의 경도를 소정값 이하로 억제하는 것에 의해, Ce 및 La의 적어도 일종에 의해 개재물의 형태 제어를 행한 경우에는, 개재물의 형태 제어를 행하지 않았을 경우에 비해, 대폭으로 구멍 확장성을 향상시킬 수 있다. 또한, 실질적으로 베이나이트로 이루어지는 조직에서는, Ce, La 첨가에 의한 구멍 확장성의 향상량은 크지만, 연성이 페라이트-마르텐사이트 주체의 강판에 비교해서 떨어진다.
본 실시 형태에서는, 구멍 확장성과 연성이 우수한 강판을 제공한다. 그로 인해, 주된 강 조직은, 페라이트-마르텐사이트이며, 이 강 조직이 면적률로 1 내지 50%의 마르텐사이트상을 포함하고, 베이나이트 또는 잔류 오스테나이트를 선택적으로 포함하고, 잔량부가 페라이트상으로 이루어진다. 이 경우, 균일 변형능을 확보하기 위해서, 예를 들어, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트를, 각각 10% 이하로 제한한다. 마르텐사이트상의 면적률이 1% 미만이면, 가공 경화능이 낮다. 가공 경화능을 보다 높이기 위해서는, 마르텐사이트상의 면적률이, 3% 이상인 것이 바람직하고, 5% 이상인 것이 보다 바람직하다. 한편, 마르텐사이트상의 면적률이 50%를 초과하면, 강판의 균일 변형능이 대폭으로 감소한다. 큰 균일 변형능을 얻기 위해서는, 마르텐사이트상의 면적률이, 30% 이하인 것이 바람직하고, 20% 이하인 것이 보다 바람직하다. 또한, 이 마르텐사이트상의 일부 또는 전부가, 템퍼링 마르텐사이트이어도 좋다. 이 마르텐사이트상의 비율은, 예를 들어, 광학 현미경에 의해 얻어진 조직 사진상의 마르텐사이트상의 면적률에 의해 판정한다. 여기에서는, 후술하는 개재물은, 각 조직(마르텐사이트상, 페라이트상, 베이나이트, 잔류 오스테나이트) 중에 포함시킨다.
강 중에 포함되는 페라이트상 및 마르텐사이트상의 경도는, 강 중의 화학 조성 및 제조 조건(예를 들어, 압연에 의한 변형량이나 냉각 속도)에 의해 변화되기 때문에, 특별히 제한되지 않는다. 마르텐사이트상의 경도가 다른 조직에 비교해서 높은 것을 고려하면, 강 중에 포함되는 마르텐사이트상의 최대 경도는, 600Hv 이하인 것이 바람직하다. 이 마르텐사이트상의 최대 경도는, 하중 10gf의 압자를 경질상(페라이트상 이외) 부분에, 무작위로 50회 눌러서 얻어진 마이크로비커스 경도의 최대값이다.
다음에, 본 실시 형태의 고강도 강판 중의 개재물의 존재 조건에 대해서 설명한다. 여기서, 강판은, 열간 압연, 또는, 냉간 압연 후에 얻어진 압연판을 의미한다.
본 실시 형태에서는, 강판 중의 개재물의 존재 조건을, 여러 가지 관점으로부터 선택적으로 규정할 수 있다.
개재물에 관한 제1 규정에서는, 강판 중에 존재하는 원 상당 직경 0.5 내지 2㎛의 개재물의 개수 밀도가 15개/㎟ 이상이다.
연성 및 구멍 확장성이 우수한 강판을 얻기 위해서는, 균열 발생의 기점이나 균열 전파의 경로로 되기 쉬운, 연신된 조대한 MnS계 개재물을, 가능한 한 저감하는 것이 중요하다.
본 발명자들은, 상술한 바와 같이, Si로 탈산한 후, Al로 탈산하고, 그 후, 적어도 Ce, La의 일종으로 탈산한 강판은, ([Ce]+[La])/[산 가용 Al] 및, ([Ce]+[La])/[S]가 상기 범위에 있을 경우, 복합 탈산에 의해 급격하게 용강 중의 산소 포텐셜이 저하하고, 생성하는 개재물 중의 Al2O3 농도가 낮아지기 때문에, Al로 거의 탈산하지 않고 제조한 강판과 마찬가지로, 연성 및 구멍 확장성이 우수한 것을 알았다.
또한, 본 발명자들은, Ce, La의 첨가에 의한 탈산에 의해 생성한 미세하고 경질인 Ce 산화물, La 산화물, 세륨옥시설파이드, 란탄옥시설파이드 상에 MnS가 석출되고, 압연시에 이 석출된 MnS의 변형이 일어나기 어렵기 때문에, 강판 중에 있어서 연신된 조대한 MnS가 현저하게 감소하는 것도 알았다.
즉, ([Ce]+[La])/[산 가용 Al] 및, ([Ce]+[La])/[S]가 상기 범위에 있을 경우, 원 상당 직경 2㎛ 이하의 미세한 개재물의 개수 밀도가 급증하고, 그 미세한 개재물이 강 중에 분산하는 것을 알았다.
이 미세한 개재물은, 응집하기 어렵기 때문에, 그 대부분이 구상 혹은 방추 형상이다. 또한, Ce 산화물, La 산화물, 세륨옥시설파이드, 란탄옥시설파이드 상에 MnS가 석출된 개재물은, 융점이 높고 변형하기 어렵기 때문에, 열간 압연시라도 구형에 가까운 형상을 계속해서 유지한다. 그 결과, 대부분의 개재물의 긴 직경/짧은 직경(이후, 「 연신 비율」이라고 기재할 경우가 있다.)은, 통상 3 이하로 된다.
개재물의 형상에 따라 개재물이 파괴의 기점으로서 작용할 가능성은 크게 변화되므로, 개재물의 연신 비율이 2 이하인 것이 바람직하다.
실험적으로는, 주사형 전자 현미경(SEM) 등에 의한 관찰로 용이하게 동정할 수 있도록, 원 상당 직경 0.5 내지 2㎛의 개재물의 개수 밀도에 착안했다. 이 원 상당 직경의 하한에 대해서는, 충분히 카운트할 수 있는 크기의 개재물을 사용한다. 즉, 0.5㎛ 이상인 개재물을 대상으로 하여, 개재물의 개수를 카운트했다. 원 상당 직경은, 단면 관찰한 개재물의 긴 직경과 짧은 직경을 계측하고, (긴 직경× 짧은 직경)0.5를 산출함으로써 구한다.
메커니즘의 상세한 것은 불분명하지만, Al 탈산에 의한 용강의 산소 포텐셜의 저하와, MnS계 개재물의 미세화의 상승 효과에 의해, 강 조직 중에 2㎛ 이하의 미세한 개재물이 15개/㎟ 이상 분산하고 있는 것으로 생각된다. 이에 의해, 구멍 확장 등의 성형 시에 발생하는 응력 집중이 완화되어, 구멍 확장성을 급격하게 향상시키는 효과가 있는 것으로 추찰된다. 그 결과, 반복 변형시나 구멍 확장 가공시에 있어서, 이들 MnS계 개재물이, 미세하기 때문에, 균열 발생의 기점이나 균열 전파의 경로가 되기 어렵고, 응력 집중을 완화하여, 구멍 확장성 등의 가공성을 향상시킨다고 생각된다. 이와 같이, 개재물의 형태에 대해서, 강판 중에 존재하는 원 상당 직경 0.5 내지 2㎛의 개재물의 개수 밀도가 15개/㎟ 이상인 것이 바람직하다.
개재물에 관한 제2 규정에서는, 강판 중에 존재하는 원 상당 직경이 1㎛ 이상인 개재물 중, 긴 직경을 짧은 직경으로 나눈 어스펙트비(연신 비율)가 5 이상인 연신 개재물의 개수 비율이 20% 이하이다.
본 발명자들은, 균열 발생의 기점이나 균열 전파의 경로로 되기 쉬운, 연신된 조대한 MnS계 개재물이 저감되어 있는지를 조사했다.
본 발명자들은, 개재물의 원 상당 직경이 1㎛ 미만이면, MnS가 연신된 경우라도, 개재물이 깨져 발생의 기점으로 되지 않고, 연성 및 구멍 확장성을 열화시키지 않는 것을 실험적으로 알았다. 그리고, 원 상당 직경이 1㎛ 이상인 개재물은, 주사형 전자 현미경(SEM) 등에 의해 용이하게 관찰할 수 있으므로, 강판 중의 원 상당 직경이 1㎛ 이상인 개재물의 형태 및 화학 조성을 조사하고, 연신된 MnS의 분포 상태를 평가했다. MnS의 원 상당 직경의 상한은, 특별히 규정되지 않지만, 예를 들어, 강판 중에 1mm 정도의 MnS가 관찰되는 경우가 있다.
연신 개재물의 개수 비율은, 다음과 같이 해서 구한다. 여기서, 연신 개재물을, 긴 직경/짧은 직경(연신 비율)이 5 이상인 개재물로 정의한다.
SEM을 사용해서 랜덤하게 선택된 원 상당 직경 1㎛ 이상의 복수개(예를 들어 50개 이상의 소정 개수)의 개재물을 조성 분석하고, 개재물의 긴 직경과 짧은 직경을 SEM상(2차 전자상)으로부터 측정한다. 검출한 연신 개재물의 개수를, 조사한 모든 개재물의 개수(상술한 예에서는, 50개 이상의 소정 개수)로 나눔으로써, 연신 개재물의 개수 비율을 구할 수 있다.
연신 개재물을, 연신 비율이 5 이상인 개재물로 정의한 이유는, Ce, La를 첨가하지 않는 강판 중에 있어서의 연신 비율이 5 이상인 개재물이, 대부분 MnS이었기 때문이다. MnS의 연신 비율의 상한은, 특별히 규정되지 않지만, 예를 들어, 강판 중에 연신 비율이 50 정도의 MnS가 관찰될 경우도 있다.
본 발명자들의 평가 결과, 원 상당 직경이 1㎛ 이상인 개재물에 대한 연신 비율이 5 이상인 연신 개재물의 개수 비율이 20% 이하로 제어된 강판에서는, 구멍 확장성이 향상하는 것이 판명되었다. 연신 개재물의 개수 비율이 20%를 초과하면, 균열 발생의 기점으로 되기 쉬운 MnS계 연신 개재물이 많이 존재하기 때문에, 구멍 확장성이 저하한다. 또한, 연신 개재물의 입경이 클수록, 즉 원 상당 직경이 클수록, 가공 및 변형시에 응력 집중이 발생하기 쉽기 때문에, 연신 개재물이 파괴의 기점이나 균열의 전파 경로로 되기 쉬워, 구멍 확장성이 급격하게 감소한다.
따라서, 본 실시 형태에서는, 연신 개재물의 개수 비율이 20% 이하인 것이 바람직하다. 연신된 MnS계 개재물이 적을수록 구멍 확장성이 양호하기 때문에, 그 연신 개재물의 개수 비율의 하한값은 0%를 포함한다.
원 상당 직경이 1㎛ 이상인 개재물이 포함되고, 이 개재물 중, 연신 비율이 5 이상인 연신 개재물이 존재하지 않을 경우, 또는, 개재물의 원 상당 직경이 모두 1㎛ 미만일 경우에는, 원 상당 직경이 1㎛ 이상인 개재물 중, 연신 비율이 5 이상인 연신 개재물의 개수 비율이 0%라고 판단한다.
연신 개재물의 최대 원 상당 직경도, 조직의 결정(금속결정)의 평균 입경과 비교하면 작은 것이 확인되고, 연신 개재물의 최대 원 상당 직경의 저감도, 구멍 확장성이 비약적으로 향상된 요인이라고 생각된다.
개재물에 관한 제3 규정에서는, 강판 중의 원 상당 직경이 1.0㎛ 이상인 개재물 중, Ce, La의 적어도 1종, O, S의 적어도 1종으로 이루어지는 산화물 또는 옥시설파이드, 또는, Ce, La의 적어도 1종, Si, Ti의 적어도 1종, O, S의 적어도 1종으로 이루어지는 산화물 또는 옥시설파이드에, MnS, TiS, (Mn, Ti)S의 적어도 1종이 석출된 개재물의 개수 비율이 10% 이상이다.
예를 들어, ([Ce]+[La])/[S]가 0.4 내지 50인 강판에서는, Ce, La의 1종 또는 2종을 포함하는 산화물 또는 옥시설파이드, 또는, Ce, La의 1종 또는 2종과, Si, Ti의 1종 또는 2종을 함유하는 산화물 또는 옥시설파이드(상술한 경질 화합물)에 MnS계 개재물이 석출되어 있다. 또한, 산 가용 Ti가 0.008% 미만인 강판에서는, Si, Ti의 1종 또는 2종을 함유하는 산화물 또는 옥시설파이드가 생성되지 않는 경우가 많다.
이 개재물의 형태는, 경질 화합물에 MnS계 개재물이 석출되어 있으면, 특별히 규정되지 않지만, 경질 화합물을 핵으로 해서 그 주위에 MnS계 개재물이 석출되는 경우가 많다.
TiN이, 미세하고 경질인 Ce 산화물, La 산화물, 세륨옥시설파이드, 란탄옥시설파이드 상에 MnS계 개재물과 함께 복합 석출되는 경우도 있다. 단, 전술한 바와 같이, TiN은, 연성 및 구멍 확장성에 거의 영향을 주지 않으므로, TiN은, MnS계 개재물에 포함시키지 않는다.
강판 중의 경질 화합물에 MnS계 개재물이 석출된 개재물은, 압연시에 변형이 일어나기 어렵기 때문에, 연신되지 않은 형상, 즉, 구상 또는 방추 형상이다.
여기서, 연신되지 않고 있다고 판단되는 개재물(구상 개재물)은, 특별히 규정되지 않지만, 예를 들어, 연신 비율이 3 이하인 개재물, 바람직하게는 연신 비율이 2 이하인 개재물이다. 이것은, 압연 전의 주조편 단계에 있어서 경질 화합물에 MnS계 개재물이 석출된 형태의 개재물의 연신 비율이 3 이하이었기 때문이다. 또한, 이 구상 개재물이 완전한 구체이면, 그 연신 비율이 1이 되기 때문에, 연신 비율의 하한은 1이다.
본 발명자들은, 이 개재물(구상 개재물)의 개수 비율을, 연신 개재물의 개수 비율의 측정 방법과 마찬가지의 방법으로 조사했다. 즉, SEM을 사용해서 랜덤하게 선택된 원 상당 직경 1.0㎛ 이상인 복수개(예를 들어 50개 이상의 소정 개수)의 개재물을 조성 분석하고, 개재물의 긴 직경과 짧은 직경을 SEM상(2차 전자상)으로부터 측정한다. 검출한 연신 비율이 3 이하인 구상 개재물의 개수를, 조사한 모든 개재물의 개수(상술한 예에서는, 50개 이상의 소정 개수)로 나눔으로써, 구상 개재물의 개수 비율을 구할 수 있다. 그 결과, 경질 화합물에 MnS계 개재물이 석출된 형태의 개재물(구상 개재물)의 개수 비율이 10% 이상이 되도록 제어된 강판에서는, 구멍 확장성이 향상하는 것으로 판명되었다.
경질 화합물에 MnS계 개재물이 석출된 형태의 개재물의 개수 비율이 10% 미만이 되면, MnS계의 연신 개재물의 개수 비율이 많아지고, 구멍 확장성이 저하한다. 그로 인해, 본 실시 형태에서는, 원 상당 직경이 1.0㎛ 이상인 개재물 중, 경질 화합물에 MnS계 개재물이 석출된 형태의 개재물의 개수 비율이 10% 이상이다.
구멍 확장성은, 경질 화합물에 MnS계 개재물을 다수 석출시킴으로써 향상하기 때문에, 경질 화합물에 MnS계 개재물이 석출된 형태의 개재물의 개수 비율의 상한값은 100%를 포함한다.
또한, 경질 화합물에 MnS계 개재물이 석출된 형태의 개재물은, 압연시에 변형이 일어나기 어려우므로, 그 원 상당 직경은, 특별히 규정되지 않지만, 1㎛ 이상이어도 구멍 확장성에 악영향을 주지 않는다. 단, 원 상당 직경이 지나치게 크면, 개재물이 균열 발생의 기점으로 될 가능성이 있으므로, 원 상당 직경의 상한은, 50㎛정도인 것이 바람직하다.
또한, 개재물의 원 상당 직경이 1㎛ 미만인 경우에는, 개재물이 균열 발생의 기점으로 되기 어려우므로, 원 상당 직경의 하한을 규정하지 않는다.
개재물에 관한 제4 규정에서는, 강판 중에 존재하는 원 상당 직경이 1㎛ 이상인 개재물 중, 긴 직경을 짧은 직경으로 나눈 어스펙트비(연신 비율)가 5 이상인 연신 개재물의 체적 개수 밀도가 1.0×104개/㎣ 이하이다.
개재물의 입경 분포는, 예를 들어, 스피드법(정전위 전계 에칭법)에 의한 전해면의 SEM 관찰에 의해 구해진다. 스피드법에 의한 전해면의 SEM 관찰에서는, 강판으로부터 얻어진 시료편의 표면을 연마한 후, 스피드법에 의한 전해를 행하고, 시료면을 직접 SEM 관찰함으로써 개재물의 크기 및 개수 밀도를 평가한다.
스피드법은, 10% 아세틸아세톤-1% 테트라메틸암모늄 클로라이드-메탄올을 사용해서 시료 표면의 금속 매트릭스를 전해하고, 개재물을 현출하는 방법이다. 전해량은, 예를 들어, 시료 표면의 면적 1㎠당 1쿨롱이다. 전해한 시료 표면의 SEM상을 화상처리하고, 개재물의 원 상당 직경 및 빈도(개수) 분포를 구한다. 이 빈도 분포를 전해한 깊이로 나누고, 개재물의 체적당 개수 밀도를 산출한다.
본 발명자들은, 균열 발생의 기점으로 되어 구멍 확장성을 열화시키는 개재물로서, 원 상당 직경이 1㎛ 이상, 연신 비율이 5 이상인 연신 개재물의 체적 개수 밀도를 평가했다. 그 결과, 이 연신 개재물의 체적 개수 밀도가 1.0×104개/㎣ 이하이면 구멍 확장성이 향상하는 것이 판명되었다.
연신 개재물의 체적 개수 밀도가 1.0×104개/㎣을 초과하면, 균열 발생의 기점으로 되기 쉬운 MnS계 연신 개재물의 개수 밀도가 많아져서, 구멍 확장성이 저하한다. 따라서, 원 상당 직경이 1㎛ 이상, 또한, 연신 비율이 5 이상인 연신 개재물의 체적 개수 밀도를 1.0×104개/㎣ 이하로 제한한다. 연신된 MnS계 개재물이 적을수록 구멍 확장성이 양호하므로, 이 연신 개재물의 체적 개수 밀도의 하한값은, 0%를 포함한다.
또한, 개재물에 관한 제2 규정과 마찬가지로, 원 상당 직경이 1㎛ 이상인 개재물이 포함되고, 이 개재물 중, 연신 비율 5 이상인 연신 개재물이 존재하지 않을 경우, 또는, 개재물의 원 상당 직경이 모두 1㎛ 미만일 경우에는, 원 상당 직경이 1㎛ 이상인 개재물 중, 연신 비율이 5 이상인 연신 개재물의 체적 개수 밀도가 0%라고 판단한다.
개재물에 관한 제5 규정에서는, 강판 중의 원 상당 직경이 1.0㎛ 이상인 개재물 중, Ce, La의 적어도 1종, O, S의 적어도 1종으로 이루어지는 산화물 또는 옥시설파이드(경질 화합물), 또는, Ce, La의 적어도 1종, Si, Ti의 적어도 1종, O, S의 적어도 1종으로 이루어지는 산화물 또는 옥시설파이드에, MnS, TiS, (Mn, Ti)S의 적어도 1종이 석출된 개재물의 체적 개수 밀도가 1.0×103개/㎣ 이상이다.
본 발명자들이 조사한 바, 연신되지 않은 MnS계 개재물은, 경질 화합물에 MnS계 개재물이 석출된 형태를 갖고, 거의 구상 또는 방추 형상이었다.
이 개재물의 형태는, 경질 화합물에 MnS계 개재물이 석출되어 있으면, 특별히 규정되지 않지만, 경질 화합물을 핵으로 해서 그 주위에 MnS계 개재물이 석출되는 경우가 많다.
구상 개재물은, 상술한 개재물에 관한 제3 규정과 마찬가지로 정의되며, 상술한 개재물에 관한 제4 규정과 같은 스피드법을 사용해서 구상 개재물의 체적 개수 밀도가 측정된다.
본 발명자들이 이러한 구상 개재물의 체적 개수 밀도를 조사한 결과, 경질 화합물을 핵으로 해서, 그 주위에 MnS계 화합물이 석출된 형태의 개재물(구상 개재물)의 체적 개수 밀도가, 1.0×103개/㎣ 이상이 되도록 제어된 강판에서는, 구멍 확장성이 향상하는 것이 판명되었다.
경질 화합물에 MnS계 개재물이 석출된 형태의 개재물의 체적 개수 밀도가 1.0×103개/㎣ 미만이 되면, MnS계의 연신 개재물의 개수 비율이 많아지고, 구멍 확장성이 저하한다. 그로 인해, 경질 화합물에 MnS계 개재물이 석출된 형태의 개재물의 체적 개수 밀도는, 1.0×103개/㎣ 이상이다. 구멍 확장성은, 경질 화합물을 핵으로 해서 MnS계 개재물을 다수 석출시킴으로써 향상하기 때문에, 체적 개수 밀도의 상한을 규정하지 않는다.
경질 화합물에 MnS계 개재물이 석출된 형태의 개재물의 원 상당 직경은, 특별히 규정되지 않는다. 단, 원 상당 직경이 지나치게 크면, 개재물이 깨져 발생의 기점으로 될 가능성이 있어서, 원 상당 직경의 상한은, 50㎛ 정도인 것이 바람직하다.
또한, 개재물의 원 상당 직경이 1㎛ 미만인 경우에는, 문제가 발생하지 않으므로, 원 상당 직경의 하한을 규정하지 않는다.
개재물에 관한 제6 규정에서는, 강판 중에 존재하는 원 상당 직경이 1㎛ 이상인 개재물 중, 긴 직경을 짧은 직경으로 나눈 어스펙트비(연신 비율)가 5 이상인 연신 개재물의 평균 원 상당 직경이 10㎛ 이하이다.
본 발명자들은, 균열 발생의 기점으로 되어 구멍 확장성을 열화시키는 개재물로서, 원 상당 직경이 1㎛ 이상 , 또한, 연신 비율이 5 이상인 연신 개재물의 평균 원 상당 직경을 평가했다. 그 결과, 이 연신 개재물의 평균 원 상당 직경이 10㎛ 이하이면, 구멍 확장성이 향상하는 것을 알았다. 이것은, 용강 중의 Mn이나 S의 양이 증가함에 따라서, 생성하는 MnS계 개재물의 개수가 증가하여, 생성하는 MnS계 개재물의 크기도 커지기 때문이라고 추정된다.
따라서, 이 연신 개재물의 개수 비율이 증가함에 따라서, 연신 개재물의 평균 원 상당 직경이 커지는 현상에 착안하여, 연신 개재물의 평균 원 상당 직경을 지표로서 규정했다.
연신 개재물의 평균 원 상당 직경이 10㎛를 초과하면, 균열의 기점으로 되기 쉬운 조대한 MnS계 연신 개재물의 개수 비율이 많아진다. 그 결과, 구멍 확장성이 저하하기 때문에, 원 상당 직경이 1㎛ 이상, 또한, 연신 비율이 5 이상인 연신 개재물의 평균 원 상당 직경이 10㎛ 이하가 되도록 개재물의 형태를 제어한다.
이 연신 개재물의 평균 원 상당 직경은, 강판 중에 존재하는 원 상당 직경이 1㎛ 이상인 개재물의 원 상당 직경을 SEM을 사용해서 측정하고, 복수의 개재물(예를 들어, 50개 이상의 소정 개수)의 원 상당 직경의 합계를 이들 개재물의 개수로 나눔으로써 얻어지기 때문에, 평균 원 상당 직경의 하한은 1㎛이다.
개재물에 관한 제7 규정에서는, 강판 중에는 Ce, La의 적어도 1종, O, S의 적어도 1종으로 이루어지는 산화물 또는 옥시설파이드, 또는, Ce, La의 적어도 1종, Si, Ti의 적어도 1종, O, S의 적어도 1종으로 이루어지는 산화물 또는 옥시설파이드에, MnS, TiS, (Mn, Ti)S의 적어도 1종이 석출된 개재물이 존재하고, 이 개재물에, 평균 조성으로 Ce, La의 적어도 1종을 합계로 0.5 내지 95 질량％ 함유한다.
상술한 바와 같이, 구멍 확장성을 향상시키는데 있어서, 경질 개재물에 MnS계 개재물을 석출시켜, MnS계 개재물의 연신을 방지하는 것이 중요하다. 이 개재물의 형태에 대해서는, 경질 개재물에 MnS계 개재물이 석출되어 있으면 좋고, 통상은 경질 개재물을 핵으로 해서 그 주위에 MnS계 개재물이 석출되어 있다.
본 발명자들은, MnS계 개재물의 연신을 억제하기 위해 유효한 개재물의 화학 조성을 밝히기 위해서, 경질 개재물에 MnS계 개재물이 석출된 형태의 개재물의 조성 분석을 SEM/EDX(에너지 분산형 X선 분석법)에 의해 실시했다. 이 개재물의 원 상당 직경이 1㎛ 이상이면, 개재물의 관찰이 용이하기 때문에, 원 상당 직경이 1㎛ 이상인 개재물에 대하여 조성 분석을 행했다. 또한, 상술한 바와 같이, 경질 개재물에 MnS계 개재물이 석출된 형태의 개재물은, 연신되어 있지 않기 때문에, 연신 비율이 모두 3 이하이다. 따라서, 상술한 개재물에 관한 제3 규정에서 정의한 원 상당 직경이 1㎛ 이상, 또한, 연신 비율이 3 이하인 구상 개재물에 대하여 조성 분석을 실시했다.
그 결과, 이 구상 개재물 중에, 평균 조성으로 Ce, La의 1종 또는 2종을 합계로 0.5 내지 95% 함유시키면, 구멍 확장성이 향상하는 것이 판명되었다.
구상 개재물 중에 있어서의, Ce, La의 1종 또는 2종의 합계의 평균 함유율이 0.5 질량％ 미만이 되면, 경질 화합물에 MnS계 개재물이 석출된 형태의 개재물의 개수 비율이 크게 감소하므로, 균열의 기점으로 되기 쉬운 MnS계 연신 개재물의 개수 비율이 많아져서, 구멍 확장성과 피로 특성이 저하한다. 또한, Ce, La의 1종 또는 2종의 합계의 평균 함유율은, 많을수록 바람직하다. 예를 들어, MnS계 개재물의 양에 따라, 이 평균 함유율의 상한이, 95%이어도 좋고, 50%이어도 좋다.
구상 개재물 중에 있어서의, Ce, La의 1종 또는 2종의 합계의 평균 함유율이 95% 초과가 되면, 다량으로 생성한 세륨옥시설파이드, 란탄옥시설파이드가, 원 상당 직경이 50㎛ 이상의 조대한 개재물을 형성하므로, 구멍 확장성이나 피로 특성이 열화한다.
또한, 본 실시 형태의 고강도 강판은, 냉연 강판이어도, 열연 강판이어도 좋다. 또한, 본 실시 형태의 고강도 강판은, 그 적어도 편면에, 아연 도금층 또는 합금화 아연 도금층과 같은 도금층을 갖는 도금 강판이어도 좋다.
다음에, 본 발명의 일 실시 형태에 관한 고강도 강판의 제조 조건에 대해서 설명한다. 또한, 용강 중의 화학 조성은, 상기 실시 형태의 고강도 강판의 화학 조성과 같다.
본 발명에서는, 전로에서 취련해서 탈탄한 용강 중에, C, Si, Mn 등의 합금을 첨가하여, 교반하고, 탈산과 성분 조정을 행한다. 또한, 필요에 따라서, 진공 탈가스 장치를 사용해서 탈산을 행할 수 있다.
또한, S에 대해서는, 상술한 바와 같이, 정련 공정에서 탈황을 행하지 않아도 좋기 때문에, 탈황 공정을 생략할 수 있다. 단, S의 농도가 20ppm 이하인 극저황강을 용제하기 위해서 2차 정련에서 용강의 탈황이 필요할 경우에는, 탈황을 행하고, 성분을 조정해도 좋다.
탈산과 성분 조정은, 이하와 같이 행한다.
용강 중에 Si(예를 들어, Si, Si를 포함하는 화합물)를 첨가해서 3분 정도 경과한 후, 용강 중에 Al(예를 들어, Al, Al을 포함하는 화합물)을 첨가하여, 탈산을 행한다. 산소와 Al을 결합시켜서 Al2O3을 부상 분리하기 위해서, 3분 정도의 부상 시간을 확보하는 것이 바람직하다. 그 후, Ti(예를 들어, Ti, Ti를 포함하는 화합물)의 첨가가 필요할 경우에는, 용강 중에 Ti를 첨가한다. 이 경우, 산소와 Ti를 결합시켜서 TiO2, Ti2O3를 부상 분리하기 위해서, 2 내지 3분 정도의 부상 시간을 확보하는 것이 바람직하다.
그 후, 용강 중에 Ce, La의 1종 또는 2종을 첨가하여, 0.02≤([Ce]+[La])/[산 가용 Al]<0.25, 또한, 0.4≤([Ce]+[La)]/[S］≤50을 만족하도록 성분 조정을 행한다.
선택 원소를 첨가할 경우에는, Ce, La의 1종 또는 2종을 용강 중에 첨가하기 전까지 선택 원소의 첨가를 완료한다. 이 경우, 용강을 충분히 교반해서 선택 원소의 성분 조정이 행해진 후, Ce, La의 1종 또는 2종을 용강 중에 첨가한다. 이와 같이 하여 용제된 용강을, 연속 주조해서 주조편을 제조한다.
본 실시 형태는, 연속 주조에 대해서는, 약 250mm 두께의 슬래브를 제조하는 통상의 슬래브 연속 주조에 적용할 수 있을 뿐 아니라, 예를 들어 150mm 이하 두께의 슬래브를 제조하는 박 슬래브 연속 주조에도 충분히 적용할 수 있다.
본 실시 형태에서는, 고강도 열연 강판을, 이하와 같이 제조할 수 있다.
주조 후의 슬래브를, 필요에 따라서 1100℃ 이상, 바람직하게는, 1150℃ 이상으로 재가열한다. 특히, 탄화물 및 질화물의 형태 제어(예를 들어, 미세 석출)를 충분히 행할 필요가 있을 경우에는, 탄화물 및 질화물을, 일단, 강 중에 고용시킬 필요가 있으므로, 열간 압연 전의 슬래브의 가열 온도가 1200℃ 초과인 것이 바람직하다. 탄화물 및 질화물을 강 중에 고용시킴으로써, 압연 후의 냉각 과정에서 연성을 향상시키는 페라이트상이 얻어진다.
열간 압연 전의 슬래브의 가열 온도가 1250℃를 초과하면, 슬래브 표면이 현저하게 산화되는 경우가 있다. 특히, 입계가 선택적으로 산화되는 것에 기인하는 웨지 형태의 표면 결함이 디스케일링 후에 남기 쉬워, 압연 후의 표면 품위가 손상될 경우가 있다. 따라서, 가열 온도의 상한은, 1250℃인 것이 바람직하다. 또한, 비용면에서는, 가열 온도가 가능한 한 낮은 것이 바람직하다.
계속해서, 이 슬래브에 대하여, 850℃ 이상 또한 970℃ 이하의 처리 온도에서 열간 압연을 행하고, 강판을 제작한다. 마무리 온도가 850℃ 미만이면, 2상 영역에서 압연이 행해지기 때문에, 연성이 저하한다. 마무리 온도가 970℃를 초과하면, 오스테나이트 입경이 조대해져서, 페라이트상 분율이 작아지고, 연성이 저하한다.
열간 압연 후, 450℃ 이하의 온도 영역(냉각 제어 온도 )까지 10 내지 100℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각한 후, 300℃ 이상 또한 450℃ 이하의 온도(권취 온도)에서 권취한다. 이와 같이 하여, 최종 제품으로서의 열연 강판이 제조된다. 열간 압연 후의 냉각 제어 온도가 450℃보다 높을 경우에는, 원하는 마르텐사이트상 분율이 얻어지지 않으므로, 권취 온도의 상한은, 450℃이다. 또한, 보다 유연하게 마르텐사이트상을 확보할 경우에는, 냉각 제어 온도 및 권취 온도의 상한은, 440℃인 것이 바람직하다. 권취 온도가 300℃ 이하이면, 마르텐사이트상의 경도가 지나치게 높아지므로, 권취 온도의 하한은, 300℃이다.
또한, 냉각 속도가 10℃/초 미만인 경우에는, 펄라이트가 생성하기 쉽고, 100℃/초 초에서는, 권취 온도의 제어가 곤란하다.
이상과 같이, 열연 조건과 열간 압연 후의 냉각 조건을 제어해서 열연 강판을 제조함으로써, 구멍 확장성과 연성이 우수한, 페라이트-마르텐사이트 주체의 고강도 강판을 제조할 수 있다.
또한, 본 실시 형태에서는, 고강도 냉연 강판을, 이하와 같이 제조할 수 있다.
상기의 화학 조성을 갖는 주조 후의 슬래브를, 필요에 따라서, 1100℃ 이상으로 재가열한다. 또한, 열간 압연 전의 슬래브의 온도를 제어하는 이유는, 상술한 고강도 열연 강판을 제조하는 경우와 같다.
계속해서, 이 슬래브에 대하여, 850℃ 이상 또한 970℃ 이하의 처리 온도에서 열간 압연을 행하여, 강판을 제작한다. 또한, 이 강판을, 300℃ 이상 또한 650℃ 이하의 온도 영역(냉각 제어 온도 )까지 10 내지 100℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각한다. 그 후, 이 강판을 300℃ 이상 또한 650℃ 이하의 온도(권취 온도)에서 권취하고, 중간 재료로서의 열연 강판을 제조한다.
냉각 제어 온도 및 권취 온도가 650℃ 초과인 경우에는, 층상 펄라이트가 생성되기 쉬워, 이 층상 펄라이트를 어닐링으로 충분히 녹일 수 없기 때문에, 구멍 확장성이 저하한다. 또한, 권취 온도가 300℃ 미만인 경우에는, 마르텐사이트상의 경도가 지나치게 높아지므로, 강판을 효율적으로 권취하는 것이 곤란하다. 또한, 냉각 속도 및 열간 압연의 마무리 온도의 한정 이유는, 상술한 고강도 열연 강판을 제조하는 경우와 같다.
이상과 같이 제조된 열연 강판(강판)을, 산세 후, 40% 이상의 압하율로 냉간 압연하고, 750℃ 이상 또한 900℃ 이하의 최고 온도에서 어닐링한다. 그 후, 이 강판을, 0.1 내지 200℃/초의 평균 냉각 속도로 450℃ 이하로 냉각하고, 계속해서 300℃ 이상 또한 450℃ 이하의 온도 영역에서 1 내지 1000초 유지한다. 이와 같이 하여, 최종 제품으로서의 신장과 구멍 확장성이 우수한 고강도 냉연 강판을 제조할 수 있다.
냉연 강판의 제조에 있어서, 압하율 40% 미만인 경우에는, 어닐링 후의 결정립을 충분히 미세하게 할 수 없다.
어닐링의 최고 온도가 750℃ 미만인 경우에는, 어닐링에 의해 얻어지는 오스테나이트량이 적으므로, 강판 중에 원하는 양의 마르텐사이트를 생성시킬 수 없다. 어닐링 온도를 높게 하면, 오스테나이트의 입경이 조대해져, 연성이 저하하고, 제조 비용이 상승하므로, 어닐링의 최고 온도의 상한은 900℃이다.
어닐링 후의 냉각은, 오스테나이트로부터 페라이트 및 마르텐사이트로의 변태를 촉진하기 위해서 중요하다. 냉각 속도를 0.1℃/초 미만으로 하면, 펄라이트가 생성되고, 구멍 확장성과 강도가 저하하므로, 냉각 속도의 하한은 0.1℃/초이다. 냉각 속도가 200℃/초 초과인 경우에는, 페라이트 변태를 충분히 진행시킬 수 없고, 연성이 저하하므로, 냉각 속도의 상한은 200℃/초이다.
어닐링 후의 냉각에 있어서의 냉각 온도는, 450℃ 이하이다. 냉각 온도가 450℃ 초과인 경우에는, 마르텐사이트를 생성시키는 것이 곤란하다. 계속해서, 냉각한 후의 강판을, 300℃ 이상 또한 450℃ 이하의 온도 영역에서 1 내지 1000초 유지한다.
냉각 온도에 하한을 설정하지 않는 이유는, 일단 유지 온도보다 낮은 온도까지 냉각함으로써 마르텐사이트 변태를 촉진할 수 있기 때문이다. 또한, 냉각 온도가 300℃ 이하이어도, 이 냉각 온도보다 높은 온도에서 강판을 유지하면, 마르텐사이트가 템퍼링 되어서, 마르텐사이트와 페라이트와의 경도차를 저감할 수 있다.
유지 온도가 300℃ 미만이면, 마르텐사이트상의 경도가 지나치게 높아진다. 또한, 유지 시간이 1초 미만이면, 열수축에 의한 잔류 변형이 남아, 신장이 저하한다. 유지 시간이 1000초 초과이면, 베이나이트 등이 필요 이상으로 생성되고, 소정량의 마르텐사이트를 생성시킬 수 없다.
이상과 같이, 열연 조건과 열간 압연 후의 냉각 조건을 제어해서 열연 강판을 제조하고, 이 열연 강판으로부터 냉연 조건, 어닐링 조건, 냉각 조건, 유지 조건을 제어해서 냉연 강판을 제조함으로써, 구멍 확장성과 연성이 우수한, 페라이트-마르텐사이트 주체의 고강도 냉연 강판을 제조할 수 있다.
따라서, 본 실시 형태에서는, 용강을 슬래브로 가공하고, 이 슬래브에 대하여 850℃ 이상 또한 970℃ 이하의 마무리 온도에서 열간 압연을 행하고, 강판을 제작하고, 이 강판을, 650℃ 이하의 냉각 제어 온도까지 10 내지 100℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각한 후, 300℃ 이상 또한 650℃ 이하의 권취 온도에서 권취한다. 여기서, 열연 강판을 제조하는 경우에는, 냉각 제어 온도가 450℃ 이하이며, 권취 온도가 300℃ 이상 또한 450℃ 이하이다. 또한, 냉연 강판을 제조하는 경우에는, 권취된 강판을, 산세하고, 이 강판에 대하여 40% 이상의 압하율로 냉간 압연을 실시하고, 냉간 압연된 강판을, 750 내지 900℃의 최고 온도에서 어닐링하고, 0.1 내지 200℃/초의 평균 냉각 속도로 450℃ 이하로 냉각하고, 300℃ 이상 또한 450℃ 이하의 온도 영역에서 1 내지 1000초 유지한다.
또한, 이해하기 쉽도록, 도 2에, 본 실시 형태의 고강도 강판의 제조 방법의 흐름도를 도시한다. 또한, 이 흐름도 중의 파선은, 필요에 따라서 선택되는 공정 또는 제조 조건을 도시하고 있다.
또한, 상술한 열연 강판 및 냉연 강판의 적어도 편면에, 적절하게 도금을 실시해도 좋다. 예를 들어, 도금으로서, 아연 도금이나 합금화 아연 도금과 같은 아연계 도금을 실시할 수 있다. 이러한 아연계 도금은, 전해 도금 또는 용융 도금에 의해 형성할 수도 있다. 합금화 아연 도금은, 예를 들어, 전해 도금 또는 용융 도금에 의해 형성된 아연 도금을, 소정 온도(예를 들어, 처리 온도 450 내지 600℃, 처리 시간 10 내지 90초)로 합금화함으로써 얻을 수 있다. 이와 같이 하여, 최종 제품으로서의 아연 도금 강판 및 합금화 아연 도금 강판을 제조할 수 있다.
또한, 상술한 열연 강판, 냉연 강판, 아연 도금 강판 및 합금화 아연 도금 강판에 각종 유기 피막 및 도장을 행할 수 있다.
실시예
이하, 본 발명의 실시예에 대해서 설명한다.
전로에서 용제한, 표 1 내지 3에 제시하는 화학 성분의 강을, 슬래브가 이루어지도록 주조했다. 이들 각 화학 성분을 갖는 강을, 가열로 중에서 1150℃ 이상의 온도로 가열하고, 850 내지 920℃의 마무리 온도에서 열간 압연하고, 평균 냉각 속도 30℃/초로 냉각한 후, 100 내지 600℃의 권취 온도에서 권취하고, 판 두께 2.8 내지 3.2mm의 열연 강판을 얻었다. 열연 강판의 제조 조건 및 기계적 특성을 표 4 내지 6에, 열연 강판의 강 조직을 표 7 내지 9에 나타낸다.
Figure 112014019690239-pat00001
Figure 112014019690239-pat00002
Figure 112014019690239-pat00003
Figure 112014019690239-pat00004
Figure 112014019690239-pat00005
Figure 112014019690239-pat00006
Figure 112014019690239-pat00007
Figure 112014019690239-pat00008
Figure 112014019690239-pat00009
냉연 강판에 대해서는, 우선, 상기 성분 조성의 강을 주조하고, 1150℃ 이상의 온도로 가열하고, 850 내지 910℃의 마무리 온도에서 열간 압연하고, 평균 냉각 속도 30℃/초로 냉각한 후, 450℃ 내지 610℃의 권취 온도에서 권취하여, 판 두께 2.8 내지 3.2mm의 열연 강판을 얻었다. 그 후, 산세 후, 이 열연 강판에 대하여, 표 10 내지 12에 제시하는 조건에서 냉연, 어닐링 및 유지를 행하여, 냉연 강판을 얻었다. 냉연 강판의 제조 조건 및 기계적 특성을 표 10 내지 12에, 냉연 강판의 강 조직을 표 13 내지 15에 나타낸다. 이들 냉연 강판의 판 두께는, 0.5 내지 2.4mm이었다.
Figure 112014019690239-pat00010
Figure 112014019690239-pat00011
Figure 112014019690239-pat00012
Figure 112014019690239-pat00013
Figure 112014019690239-pat00014
Figure 112014019690239-pat00015
이들 강판 중의 연신 개재물에 대해서는, 광학 현미경에 의해 조대한 개재물의 유무를 확인한 후, SEM에 의한 관찰에 의해, 원 상당 직경이 0.5㎛ 이상인 개재물에 대한 2㎛ 이하인 개재물의 면적 개수 밀도를 조사했다. 연신 비율이 5 이상인 개재물에 대해서도, 개수 비율, 체적 개수 밀도, 평균 원 상당 직경을 조사했다.
또한, 강판 중의 연신되지 않은 개재물에 대해서는, 원 상당 직경 1㎛ 이상인 개재물에 대한, Ce, La의 적어도 1종을 포함하는 산화물 또는 옥시설파이드(경질 화합물)에 MnS가 석출된 개재물의 개수 비율, 체적 개수 밀도 및 이 개재물에 포함되는 Ce, La의 1종 또는 2종의 합계량의 평균값을 조사했다.
열연 강판의 개재물의 조사 결과를 표 7 내지 9에, 냉연 강판의 개재물의 조사 결과를 표 13 내지 15에 나타낸다. 또한, 표 7 내지 9 및 표 13 내지 15에 있어서, 미세 개재물은, 원 상당 직경이 0.5 내지 2㎛의 개재물, 연신 개재물은, 원 상당 직경이 1㎛ 이상이고 연신율이 5 이상인 개재물, 황화물 내포 개재물은, Ce, La의 적어도 1종을 포함하는 산화물 또는 옥시설파이드에, MnS계 개재물이 석출된 형태의 원 상당 직경이 1㎛ 이상인 개재물이다.
먼저, 열연 강판 제조의 시험 결과에 대해서, 표 1 내지 9를 참조해서 설명한다.
강 No. b9 및 c3을 사용한 강판 No. b9-h1 및 강판 No. c3-h1에서는, C의 농도가 0.3%를 초과하고 있다. 강 No. c1을 사용한 강판 No. c1-h1에서는, Mn의 농도가 4.0%를 초과하고 있다. 강 No. a6 및 b10을 사용한 강판 No. a6-h1 및 b10-h1에서는, 산 가용 Ti의 농도가 0.20%를 초과하고 있다. 그로 인해, 이들 강판 No. b9-h1, c3-h1, c1-h1, a6-h1 및 b10-h1에서는, 신장 및 구멍 확장성이 현저하게 작았다.
또한, 강 No. c2를 사용한 강판 No. c2-h1에서는, Si의 농도가 2.1%를 초과하고 있고, ([Ce]+[La])/[산 가용 Al]이 0.02 미만이기 때문에, 구멍 확장성이 현저하게 작았다.
강 No. a7 및 b11을 사용한 강판 No. a7-h1 및 b11-h1에서는, Cr의 농도가 2.0%를 초과하고 있기 때문에, 신장이 현저하게 작았다.
강 No. a1 내지 a5 및 b1 내지 b8을 사용한 강판 No. a1-h1 내지 a5-h1 및 b1-h1 내지 b8-h1에서는, ([Ce]+[La])/[S]가 0.4 미만 또는 50 초과이었다. 그로 인해, 이들 강판에서는, 개재물의 형태 제어가 충분하지 않고, Ce 및 La 이외의 화학 성분에 대해서 같은 화학 조성을 갖는 강판에 비교하면, 신장 및 구멍 확장성이 저하했다.
강 No. A1 내지 A6, B1 내지 B9 및 C1 내지 C10을 사용한 강판 No. A1-h2 내지 A6-h2, B1-h2 내지 B9-h2, C1-h2 내지 C10-h2에서는, 권취 온도가 300℃ 미만이었다. 그로 인해, 이들 강판 No.에서는, 마르텐사이트와 페라이트 사이의 경도차가 증가하고, 동일한 화학 조성을 갖는 강판 No. A1-h1 내지 A6-h1, B1-h1 내지 B9-h1 및 C1-h1 내지 C10-h1에 비교하면, 구멍 확장성이 저하했다.
강 No. A1 내지 A6, B1 내지 B9 및 C1 내지 C10을 사용한 강판 No. A1-h1 내지 A6-h1, B1-h1 내지 B9-h1 및 C1-h1 내지 C10-h1에서는, 개재물의 형태가 충분히 제어되고 있기 때문에, 신장 및 구멍 확장성이 충분했다.
다음에, 냉연 강판 제조의 시험 결과에 대해서, 표 1 내지 3 및 10 내지 15을 참조해서 설명한다.
상술한 열연 강판 제조의 시험 결과와 마찬가지로, 강 No. a6, a7, b9 내지 b11 및 c1 내지 c3을 사용한 강판 No. a6-c1, a7-c1, b9-c1 내지 b11-c1, c1-c1 내지 c3-c1에서는, 신장 또는 구멍 확장성이 현저하게 작았다.
또한, 강 No. a1 내지 a5 및 b1 내지 b8을 사용한 강판 No. a1-c1 내지 a5-c1 및 b1-c1 내지 b8-c1에서는, ([Ce]+[La])/[S]가 0.4 미만 또는 50 초과이었다. 그로 인해, 이들 강판에서는, 개재물의 형태 제어가 충분하지 않고, Ce 및 La 이외의 화학 성분에 대해서 같은 화학 조성을 갖는 강판에 비교하면, 신장 및 구멍 확장성이 저하했다.
강 No. A1 내지 A6, B1 내지 B9 및 C1 내지 C10을 사용한 강판 No. A1-c2 내지 A6-c2, B1-c2 내지 B9-c2, C1-c2 내지 C10-c2에서는, 권취 온도가 300℃ 미만이었다. 그로 인해, 이들 강판 No.에서는, 마르텐사이트와 페라이트 사이의 경도차가 증가하고, 동일한 화학 조성을 갖는 강판 No. A1-c1 내지 A6-c1, B1-c1 내지 B9-c1 및 C1-c1 내지 C10-c1에 비교하면, 구멍 확장성이 저하했다.
강 No. A1 내지 A6, B1 내지 B9 및 C1 내지 C10을 사용한 강판 No. A1-c1 내지 A6-c1, B1-c1 내지 B9-c1 및 C1-c1 내지 C10-c1에서는, 개재물의 형태가 충분히 제어되고 있기 때문에, 신장 및 구멍 확장성이 충분했다.
본 발명에 따르면, 주로 프레스 가공되어 사용되는 자동차 등의 서스펜션 부품 및 구조 재료에 적합한, 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 강판을 얻을 수 있으므로, 철강 산업에의 공헌은 크고, 산업상의 이용 가능성은 크다.

Claims (21)

  1. 질량％로,
    C: 0.03 내지 0.30％,
    Si: 0.08 내지 2.1％,
    Mn: 0.5 내지 4.0％,
    P: 0.05% 이하 ,
    S: 0.0001 내지 0.1％,
    N: 0.01% 이하,
    산 가용 Al: 0.004% 초과 또한 2.0% 이하,
    산 가용 Ti: 0.0001% 이상 또한 0.008% 미만,
    Ce, La로부터 선택되는 적어도 1종의 합계: 0.001 내지 0.04%를 함유하고,
    잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지며,
    Ce, La, 산 가용 Al 및 S의 질량％를, 각각, [Ce], [La], [산 가용 Al] 및 [S]로 정의할 경우에, [Ce], [La], [산 가용 Al] 및 [S]가, 0.02≤([Ce]+[La])/[산 가용 Al]<0.25, 또한, 0.4≤([Ce]+[La])/[S］≤50을 만족하고,
    강 조직이, 면적률로 1 내지 50%의 마르텐사이트를 포함하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    질량％로,
    Cr: 0.001 내지 2.0％,
    Ni: 0.001 내지 2.0％,
    Cu: 0.001 내지 2.0％,
    Nb: 0.001 내지 0.2％,
    V: 0.001 내지 1.0％,
    W: 0.001 내지 1.0％,
    Ca: 0.0001 내지 0.01％,
    Mg: 0.0001 내지 0.01％,
    Zr: 0.0001 내지 0.2％,
    Sc 및 Pr에서 Lu까지의 란타노이드에서 선택되는 적어도 1종의 합계: 0.0001 내지 0.1％,
    As: 0.0001 내지 0.5％,
    Co: 0.0001 내지 1.0％,
    Sn: 0.0001 내지 0.2％,
    Pb: 0.0001 내지 0.2％,
    Y: 0.0001 내지 0.2％,
    Hf: 0.0001 내지 0.2％로 이루어지는 군에서 선택된 적어도 1종을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
  3. 삭제
  4. 삭제
  5. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    [Ce], [La], [산 가용 Al] 및 [S]가, 0.02≤([Ce]+[La])/[산 가용 Al]<0.15를 만족하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
  6. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    [Ce], [La], [산 가용 Al] 및 [S]가, 0.02≤([Ce]+[La])/[산 가용 Al]<0.10을 만족하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
  7. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    산 가용 Al이 0.01% 초과 또한 2.0% 이하인 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
  8. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 강 조직에서는, 원 상당 직경 0.5 내지 2㎛인 개재물의 개수 밀도가 15개/㎟ 이상인 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
  9. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 강 조직 중에서는, 원 상당 직경 1.0㎛ 이상인 개재물 중, 긴 직경을 짧은 직경으로 나눈 어스펙트비가 5 이상인 연신 개재물의 개수 비율이 20% 이하인 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
  10. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 강 조직 중에서는, 원 상당 직경 1.0㎛ 이상인 개재물 중, Ce, La의 적어도 1종, O, S의 적어도 1종으로 이루어지는 산화물 또는 옥시설파이드, 또는, Ce, La의 적어도 1종, Si, Ti의 적어도 1종, O, S의 적어도 1종으로 이루어지는 산화물 또는 옥시설파이드에, MnS, TiS, (Mn, Ti)S의 적어도 1종이 석출된 개재물의 개수 비율이, 10% 이상인 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
  11. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 강 조직 중에서는, 원 상당 직경이 1㎛ 이상이고, 또한, 긴 직경을 짧은 직경으로 나눈 어스펙트비가 5 이상인 연신 개재물의 체적 개수 밀도가, 1.0×104개/㎣ 이하인 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
  12. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 강 조직 중에서는, Ce, La의 적어도 1종, O, S의 적어도 1종으로 이루어지는 산화물 또는 옥시설파이드, 또는, Ce, La의 적어도 1종, Si, Ti의 적어도 1종, O, S의 적어도 1종으로 이루어지는 산화물 또는 옥시설파이드에, MnS, TiS, (Mn, Ti)S의 적어도 1종이 석출된 개재물의 체적 개수 밀도가, 1.0×103개/㎣ 이상인 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
  13. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 강 조직 중에는, 원 상당 직경이 1㎛ 이상이고, 또한, 긴 직경을 짧은 직경으로 나눈 어스펙트비가 5 이상인 연신 개재물이 존재하고, 이 연신 개재물의 평균 원 상당 직경이, 10㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
  14. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 강 조직 중에는, Ce, La의 적어도 1종, O, S의 적어도 1종으로 이루어지는 산화물 또는 옥시설파이드, 또는, Ce, La의 적어도 1종, Si, Ti의 적어도 1종, O, S의 적어도 1종으로 이루어지는 산화물 또는 옥시설파이드에, MnS, TiS, (Mn, Ti)S의 적어도 1종이 석출된 개재물이 존재하고, 이 개재물이, 평균 조성으로 Ce, La의 적어도 1종을 합계로 0.5 내지 95 질량％ 함유하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
  15. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 강 조직의 평균 결정립 직경이 10㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
  16. 삭제
  17. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    판 두께가 0.5 내지 20mm인 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
  18. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    적어도 편면에 아연 도금층 또는 합금화 아연 도금층을 더 갖는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
  19. 제1항 또는 제2항에 기재된 화학 성분을 갖는 용강을 연속 주조해서 슬래브로 가공하는 제1 공정과,
    상기 슬래브에 대하여, 850℃ 이상 또한 970℃ 이하의 마무리 온도에서 열간 압연을 행하고, 강판을 제작하는 제2 공정과,
    상기 강판을, 450℃ 이하의 냉각 제어 온도까지 10 내지 100℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각한 후, 300℃ 이상 또한 450℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 제3 공정을 포함하고, 열연 강판을 제작하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판의 제조 방법.
  20. 제19항에 있어서,
    상기 열연 강판의 적어도 편면에, 아연 도금 또는 합금화 아연 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판의 제조 방법.
  21. 제19항에 있어서,
    상기 제1 공정 후 또한 상기 제2 공정 전의 슬래브를, 1100℃ 이상으로 재가열하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판의 제조 방법.
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