KR102054608B1

KR102054608B1 - 고강도 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR102054608B1
Application number: KR1020187017178A
Authority: KR
Inventors: 타로 키즈; 아키마사 키도; 테츠시 타다니
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2015-12-22
Filing date: 2016-12-13
Publication date: 2019-12-10
Anticipated expiration: 2036-12-13
Also published as: EP3395974A4; CN108431264B; EP3395974B1; MX2018007579A; CN108431264A; KR20180085754A; US11085107B2; JP2017115191A; WO2017110579A1; US20190309396A1; EP3395974A1; JP6179584B2

Abstract

[과제] 굽힘성이 뛰어난 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공한다.
[해결 수단] C: 0.04∼0.20%, Si: 0.6∼1.5%, Mn: 1.0∼3.0%, P: 0.10% 이하, S: 0.030% 이하, Al: 0.10% 이하, N: 0.010% 이하를 함유하고, Ti, Nb, V의 1종 또는 2종 이상을 각각 0.01∼1.0%를 함유하고, 잔부는 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 조직은, 면적율로, 페라이트가 50% 이상이며, 강판 표면으로부터 판 두께 깊이 방향으로 50㎛의 위치에서의 평균 입경이 3000×[인장 강도 TS(MPa)]^-0.85㎛ 이하이며, 강 중에 석출한 입자 지름 20nm 미만의 석출물 중의 C량이 0.010질량% 이상, 석출 Fe량(세멘타이트로서 석출한 Fe량)이 0.03∼1.0질량%이며, 산술 평균 거칠기 Ra가 3.0㎛ 이하이다.

Description

고강도 강판 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH STEEL PLATE AND PRODUCTION METHOD FOR SAME}

본 발명은, 자동차의 로어 암이나 프레임 등의 차대(chassis) 부재, 필러나 멤버 등의 골격 부재 및 그들의 보강 부재, 도어 임펙트 빔, 시트 부재, 자판기, 데스크, 가전·OA 기기, 건축 재료 등에 사용되는 구조용 부재로서 최적인 굽힘성이 뛰어난 고강도 강판과 그 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 지구 환경에 대한 관심 고조의 영향으로, CO₂ 배출량 저감의 요망이 증가하고 있다. 또한, 자동차 분야 등에서는 차체를 가볍게 함으로써 연비를 향상시킴과 동시에, 배기 가스량을 줄이고 싶다는 요구도 더욱더 커지고 있다. 또한, 충돌 안전성에 대한 요구도 높다. 자동차의 경량화에는, 사용 부품의 박육화가 가장 유효하다. 즉, 자동차의 강도를 유지하면서 그 경량화를 도모하기 위해서는, 자동차 부품용 소재가 되는 강판의 고강도화에 의해 강판을 박육화하는 것이 유효하다.

일반적으로, 강판의 강도 상승에 의해 프레스 성형성은 저하하는 경우가 많으며, 강도가 높아질수록 성형 양식으로서 용이한 굽힘 성형을 주체로 한 가공이 선호되는 경향이 있다. 펀칭에 의해 분단된 블랭크재의 굽힘 성형을 실시하는 경우는, 펀칭 단부로부터 발생하는 균열이 강판의 고강도화에 의해 매우 현저하게 되어, 굽힘 가공을 주체로 한 부품용의 강판이어도 고강도화가 곤란해지고 있다.

종래, 굽힘성이 뛰어난 고강도 강판으로서, 예를 들면, 특허문헌 1에는, 질량%로, C: 0.055% 초과 0.15% 미만, Si: 1.2% 미만, Mn: 0.5% 초과 2.5% 미만, Al: 0.5% 미만, P: 0.1% 미만, S: 0.01% 미만, N: 0.008% 미만, 및, V: 0.03% 초과 0.5% 미만, Ti: 0.003% 초과 0.2% 미만, Nb: 0.003% 초과 0.1% 미만, Mo: 0.03% 초과 0.2% 미만으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을, -0.04＜C-(Ti-3.43N)×0.25-Nb×0.129-V×0.235-Mo×0.125＜0.05의 범위로 함유하고, 비커스 경도가 Hv≥0.3×TS(MPa)+10의 등축 페라이트를 70체적% 이상 함유하고, 마르텐사이트가 5체적% 이하이며, 잔부가 등축 이외의 페라이트, 베이나이트, 세멘타이트, 펄라이트의 1종 또는 2종 이상으로 이루어지는 열연강판의 제조 기술이 개시되어 있다.

또한, 굽힘성과 전단 가공성이 뛰어난 고강도 강판으로서, 예를 들면, 특허문헌 2에는, 질량%로, C: 0.01∼0.2%, Si: 0.01∼2.5%, Mn: 0.5∼3.0%, P: 0.02% 이하, S: 0.005% 이하, Sol.Al: 0.02∼0.5%, Ti: 0.02∼0.25%, N: 0.010% 이하, Nb: 0∼0.1%, V: 0∼0.4%, Mo: 0∼0.4%, W: 0∼0.4%, Cr: 0∼0.4%, 및, Ca, Mg, REM의 총함유량: 0∼0.01%를 함유하고, 면적율로 89% 이상의 페라이트와 베이나이트, 5% 이하의 펄라이트, 3% 이하의 마르텐사이트, 3% 이하의 잔류 오스테나이트이며, 판 두께 중심 위치의 비커스 경도 HvC와 표층 100㎛ 위치의 비커스 경도 HvS가 HvS/HvC≤0.80이 되는 열연강판의 제조 기술이 개시되어 있다.

또한, 굽힘성과 펀칭부의 피로 특성이 뛰어난 고강도 강판으로서, 예를 들면, 특허문헌 3에는, 질량%로, C: 0.05∼0.15%, Si: 0∼0.2%, Al: 0.5∼3.0%, Mn: 1.2∼2.5%, P: 0.1% 이하, S: 0.01% 이하, N: 0.007% 이하, Ti: 0.03∼0.10%, Nb: 0.008∼0.06%, V: 0∼0.12%, Si+Al: 0.8×(Mn-1)% 이상, Ti+Nb: 0.04∼0.14%를 함유하고, 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 면적율이 합계로 3∼20%, 페라이트가 50∼95%, 펄라이트가 3% 이하이고, 표층부에 있어서 메쉬 모양의 산화물이 존재하는 영역의 판 두께 방향의 두께가 0.5㎛ 미만이 되는 열연강판의 제조 기술이 개시되어 있다.

그러나, 특허문헌 1에 기재된 기술에서는, 펀칭재의 굽힘성이 낮다고 하는 문제가 있었다. 또한, 특허문헌 2에 기재된 기술에서는, 전단 가공성을 개선했지만, 전단 후의 굽힘 가공에 대해서는 현저한 효과가 인정되지 않는다고 하는 문제가 있었다. 특허문헌 3에 기재된 기술에서는, 펀칭부의 피로 특성은 개선할 수 있지만, 펀칭 후의 굽힘 가공과는 응력 부하 레벨이 크게 상이하기 때문에, 펀칭재의 굽힘 가공성까지는 향상할 수 없다고 하는 문제가 있었다.

특허문헌 1: 일본국 특개 2006-161111호 공보 특허문헌 2: 일본국 특개 2015-98629호 공보 특허문헌 3: 일본국 특허 제5574070호 공보

본 발명은 이러한 사정을 감안하여, 굽힘성이 뛰어난 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

과제를 해결하기 위하여 예의 연구를 거듭했다. 그 결과, 이하의 지견을 얻었다. 우선, 연성, 굽힘성이 뛰어난 페라이트를 주상(主相)으로 한다. 그리고, Fe 석출물을 세멘타이트로서 석출시켜, 펀칭시의 균열의 기점으로서 세멘타이트를 작용시킴으로써, 펀칭시의 단면을 평활화한다. 그리고, 강판의 표면 거칠기를 작게 함으로써, 굽힘 변형시의 단면 근방으로부터의 균열 발생을 억제한다. 또한, 강판의 표층 조직을 세립화하여, 입자 지름 20nm 미만의 미세 석출물을 석출시키는 것에 의해 균열의 전파를 억제한다. 이상에 의해, 굽힘성을 크게 향상시킬 수 있음을 발견했다.

즉, 본 발명은, C, Si, Mn, P, S, Al, N, 및, Ti, Nb, V량을 제어한 강(鋼) 슬라브를 열간 압연함에 있어서, 디스케일링 압력과 압연 온도, 및, 누적 압하율을 제어함과 동시에, 열연 후의 냉각에 있어서, 충돌압, 냉각 속도, 서랭(徐冷) 온도와 시간, 권취 온도를 제어함으로써, 페라이트 분율, 입자 지름 20nm 미만의 미세 석출물, Fe 석출물의 양, 강판 표층 근방의 입경, 및 강판 표면 거칠기를 제어하는 것을 특징으로 한다. 페라이트 분율, 20nm 미만의 미세 석출물, 석출 Fe량, 강판 표층 근방의 입경, 및 강판 표면 거칠기를 제어함으로써, 고강도 강판의 굽힘성을 현격히 향상시킬 수 있다.

본 발명은 이상의 지견에 근거하여 이루어진 것이며, 이하를 요지로 하는 것이다.

[1] 성분 조성은, 질량%로, C: 0.04∼0.20%, Si: 0.6∼1.5%, Mn: 1.0∼3.0%, P: 0.10% 이하, S: 0.030% 이하, Al: 0.10% 이하, N: 0.010% 이하를 함유하고, Ti, Nb, V의 1종 또는 2종 이상을 각각 0.01∼1.0%를 함유하고, 잔부는 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 조직은, 면적율로, 페라이트가 50% 이상이며, 강판 표면으로부터 판 두께 깊이 방향으로 50㎛의 위치에서의 평균 입경이 3000×[인장 강도 TS(MPa)]^-0.85㎛ 이하이며, 강 중에 석출한 입자 지름 20nm 미만의 석출물 중의 C량이 0.010질량% 이상, 석출 Fe량이 0.03∼1.0질량%이며, 산술 평균 거칠기 Ra가 3.0㎛ 이하인 고강도 강판.

단, 상기 석출 Fe량이란 세멘타이트로서 석출한 Fe량이다.

[2] 상기 성분 조성에 더하여, 질량%로, Mo, Ta, W의 1종 또는 2종 이상을 각각 0.005∼0.50% 함유하는 상기 [1]에 기재된 고강도 강판.

[3] 상기 성분 조성에 더하여, 질량%로, Cr, Ni, Cu의 1종 또는 2종 이상을 각각 0.01∼1.0% 함유하는 상기 [1] 또는 [2]에 기재된 고강도 강판.

[4] 상기 성분 조성에 더하여, 질량%로, Ca, REM의 1종 또는 2종을 각각 0.0005∼0.01% 함유하는 상기 [1]∼[3] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판.

[5] 상기 성분 조성에 더하여, 질량%로, Sb: 0.005∼0.050%를 함유하는 상기 [1]∼[4] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판.

[6] 상기 성분 조성에 더하여, 질량%로, B: 0.0005∼0.0030%를 함유하는 상기 [1]∼[5] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판.

[7] 강판 표면에 도금층을 가지는 상기 [1]∼[6] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판.

[8] 상기 [1]∼[6] 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 가지는 강 슬라브에 대하여, 주조 후, 직송(直送) 압연 또는 1200℃ 이상으로 재가열하고, 계속하여, 조압연 후, 마무리 압연 전에, 충돌압을 3MPa 이상으로 하는 디스케일링을 실시하고, 950℃ 이하의 누적 압하율을 0.7 이상, 마무리 압연 출측(出側) 온도를 800℃ 이상으로 하는 열간 압연을 실시하고, 계속하여, 마무리 압연 종료 후 서랭 개시까지 냉각수의 최대 충돌압 5kPa 이상, 평균 냉각 속도 30℃/s 이상으로 하는 냉각수에 의한 급랭을 실시하고, 계속하여, 서랭 개시 온도 550∼750℃로부터, 평균 냉각 속도 10℃/s 미만, 서랭 시간 1∼10s로 서랭을 실시하고, 계속하여, 권취 온도 350℃ 이상 530℃ 미만까지, 평균 냉각 속도 10℃/s 이상으로 냉각하고, 권취 온도 350℃ 이상 530℃ 미만으로 권취하는 고강도 강판의 제조 방법.

[9] 또한, 상기 권취 후, 산세를 실시하는 상기 [8]에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

[10] 또한, 상기 산세 후, 균열(均熱) 온도 750℃ 이하의 소둔을 실시하고, 계속하여, 용융 도금 처리하는 상기 [9]에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

[11] 또한, 용융 도금 처리 후, 합금화 처리 온도 460∼600℃, 유지 시간 1s 이상으로 합금화 처리를 실시하는 상기 [10]에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

[12] 또한, 상기 산세 후, 전기 도금 처리하는 상기 [9]에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

[13] 상기 권취, 상기 산세, 상기 용융 도금 처리, 상기 합금화 처리, 상기 전기 도금 처리 중 어느 하나의 처리 후, 판 두께 감소율 0.1∼3.0%의 가공을 실시하는 상기 [8]∼[12] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

[14] 상기 [1]∼[6] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판에 대하여, 도금 처리하는 고강도 강판의 제조 방법.

또한, 본 발명에 있어서, 고강도 강판이란, 인장 강도(TS)가 780MPa 이상의 강판이며, 열연강판, 용융 아연 도금 처리, 합금화 용융 아연 도금 처리 및 전기 아연 도금 처리 등의 표면 처리를 열연강판에 실시한 강판을 포함하는 것이다. 또한, 열연강판 및 표면 처리를 실시한 강판 위에 다시 화성 처리 등에 의해 피막을 가지는 강판도 포함하는 것이다. 또한, 본 발명에 있어서, 굽힘성이 뛰어났다란, 펀칭시, 성형시의 굽힘 가공성이 뛰어난 것이다.

본 발명에 의하면, 굽힘성이 뛰어난 고강도 강판을 얻을 수 있다. 본 발명의 고강도 강판은, 인장 강도: 780MPa 이상을 가지고, 또한 펀칭 부재로서의 굽힘성이 뛰어나기 때문에, 자동차의 구조 부재 등의 용도에 적합하게 이용할 수 있으며, 공업상 유익한 효과가 초래된다.

[도 1] 도 1은 20nm 미만의 석출 C량에 대한 임계 굽힘 반경과 판 두께의 비의 관계를 나타내는 도면이다.
[도 2] 도 2는 석출 Fe량에 대한 임계 굽힘 반경과 판 두께의 비의 관계를 나타내는 도면이다.
[도 3] 도 3은 페라이트 분율에 대한 임계 굽힘 반경과 판 두께의 비의 관계를 나타내는 도면이다.
[도 4] 도 4는 표층 50㎛에서의 평균 입경을 3000×TS^-0.85로 나눈 값에 대한 임계 굽힘 반경과 판 두께의 비의 관계를 나타내는 도면이다.
[도 5] 도 5는 산술 평균 거칠기에 대한 임계 굽힘 반경과 판 두께의 비의 관계를 나타내는 도면이다.

이하, 본 발명에 관하여 상세하게 설명한다. 또한, 이하의 %는, 특별히 언급하지 않는 한 질량%를 의미하는 것으로 한다.

우선, 본 발명의 고강도 강판의 성분 조성의 한정 이유에 관하여 설명한다.

C: 0.04∼0.20%

C는 Ti, Nb, V와 미세 탄화물을 형성하고, 강판의 고강도화와, 펀칭성, 굽힘성의 향상에 기여한다. 또한, Fe와 세멘타이트를 형성하여 펀칭성의 향상에도 공헌한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, C 함유량을 0.04% 이상으로 할 필요가 있다. 보다 강도가 필요한 경우는 0.06% 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.08% 이상이다. 한편, 다량의 C는 페라이트 변태를 억제함과 동시에, 탄화물이 조대화하여 Ti, Nb, V와의 미세 탄화물의 형성도 억제된다. 또한, 과잉인 C는 용접성을 저하시킴과 동시에, 다량의 세멘타이트의 생성을 초래하여, 인성(靭性)이나 성형성을 크게 저하시킨다. 따라서, C 함유량을 0.20% 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.15% 이하, 보다 바람직하게는 0.12% 이하이다.

Si: 0.6∼1.5%

Si는 열간 압연 후의 서랭 과정에 있어서, 페라이트 변태를 촉진함과 아울러, 변태와 동시에 석출하는 Ti, Nb, V의 미세 탄화물 형성을 촉진한다. 또한, 고용(固溶) 강화 원소로서 성형성을 크게 저하시키는 일 없이 강판의 고강도화에 기여할 수도 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Si 함유량을 0.6% 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Si를 다량으로 함유하면, 적(赤)스케일로 불리는 표면 모양이 발생하여, 강판 표면의 거칠기가 커져 버린다. 또한, 열간 압연 후, 서랭 전의 급랭 과정에서의 페라이트 변태가 촉진되어 버려, Ti, Nb, V의 탄화물이 조대하게 석출해 버린다. 또한, 인성이 저하한다. 또한, 표면에 Si의 산화물이 생성되기 쉬워지기 때문에, 열연강판에서는 화성 처리 불량, 도금 강판에서는 불도금 등의 불량이 생기기 쉬워진다. 따라서, Si 함유량은 1.5% 이하로 할 필요가 있다. 이상으로부터, Si 함유량을 0.6% 이상 1.5% 이하, 바람직하게는 0.8% 이상 1.2% 이하로 한다.

Mn: 1.0∼3.0%,

Mn는 열간 압연 후의 냉각에 있어서, 페라이트 변태가 시작되는 타이밍을 늦추므로, 강판의 조직의 세립화에 효과가 있다. 또한, Mn는 고용 강화에 의해 강판의 고강도화에 기여할 수도 있다. 또한, 유해한 강 중 S를 MnS로 하여 무해화하는 작용도 가진다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Mn 함유량을 1.0% 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 1.3% 이상이다. 보다 바람직하게는 1.5% 이상이다. 한편, 다량의 Mn는 슬라브 균열을 일으킴과 동시에 페라이트 변태의 진행을 억제하고, 그 결과, C와 Ti, Nb, V에 의한 미세 탄화물의 형성을 억제해 버린다. 따라서, Mn 함유량을 3.0% 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 2.3% 이하, 보다 바람직하게는 1.6% 이하이다.

P: 0.10% 이하

P는 용접성을 저하시키는 작용을 가짐과 동시에, 입계(粒界)에 편석하여 강판의 연성, 굽힘성 및 인성을 열화(劣化)시킨다. 또한, P를 다량으로 함유하면, 열간 압연 후, 서랭 전의 급랭 과정에서의 페라이트 변태가 촉진되어 버려, Ti, Nb, V의 탄화물이 조대하게 석출해 버린다. 이상으로부터, P 함유량을 0.10% 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.05% 이하, 보다 바람직하게는 0.03% 이하, 더욱 바람직하게는 0.01% 이하이다. 다만, 필요 이상으로 P를 저감시키는 것은 제조 코스트의 증대를 초래하므로, P의 하한값은 0.001%가 바람직하다.

S: 0.030% 이하

S는 용접성을 저하시키는 작용을 가짐과 동시에, 열간 압연에서의 연성을 현저하게 저하시키므로, 열간 균열을 유발하고, 표면 성질과 상태를 현저하게 열화시킨다. 또한, S는 강판의 강도 향상에 거의 기여하지 않는다. 또한, 불순물 원소로서 조대한 황화물을 형성하는 것에 의해, 강판의 연성, 굽힘성 및 신장 플랜지성을 저하시킨다. 이들의 문제는, S 함유량이 0.030%를 초과하면 현저해지기 때문에, 극력 저감하는 것이 바람직하다. 따라서, S 함유량을 0.030% 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.010% 이하, 보다 바람직하게는 0.003% 이하, 더욱 바람직하게는 0.001% 이하이다. 다만, 필요 이상으로 S를 저감시키는 것은, 제조 코스트의 증대를 초래하므로, S의 하한값은 0.0001%가 바람직하다.

Al: 0.10% 이하

Al를 많이 함유하면, 강판의 인성 및 용접성이 크게 저하해 버린다. 또한, 표면에 Al의 산화물이 생성하기 쉬워지기 때문에, 열연강판에서는 화성 처리 불량이, 도금판에서는 불도금 등의 불량이 생기기 쉬워진다. 따라서, Al 함유량을 0.10% 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.06% 이하이다. 하한은 특별히 규정하지 않는다. Al 킬드 강으로서 0.01% 이상 포함되어 있어도 문제없다.

N: 0.010% 이하

N는 Ti, Nb, V와 고온에서 조대한 질화물을 형성한다. 그러나, 이들의 조대한 질화물은 강판의 강도 향상에 그다지 기여하지 않는 점에서, Ti, Nb, V 첨가에 의한 강판의 고강도화의 효과를 작게 해 버릴 뿐만 아니라, 인성의 저하도 초래해 버린다. 게다가 N를 다량으로 함유시키면, 열간 압연 중에 슬라브 균열이 발생하여, 표면 하자가 발생할 우려가 있다. 따라서, N 함유량을 0.010% 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.005% 이하, 보다 바람직하게는 0.003% 이하, 더욱 바람직하게는 0.002% 이하이다. 다만, 필요 이상으로 N를 저감시키는 것은 제조 코스트의 증대에 직결되므로, N의 하한값은 0.0001%가 바람직하다.

Ti, Nb, V: 1종 또는 2종 이상을 각각 0.01∼1.0%

Ti, Nb, V는 C와 미세한 탄화물을 형성하고, 강판의 고강도화에 기여함과 동시에, 굽힘성의 개선에도 기여한다. 이러한 작용을 얻기 위해서는, Ti, Nb, V의 1종 또는 2종 이상을 각각 0.01% 이상 함유할 필요가 있다. 한편, Ti, Nb, V를, 각각 1.0%를 초과하여 다량으로 함유시켜도, 고강도화의 효과는 포화할 뿐만 아니라, 미세 석출물이 다량으로 석출되어 인성이 저하하는 점에서, Ti, V, Nb의 함유량을 각각 1.0% 이하로 할 필요가 있다.

잔부는 철 및 불가피적 불순물이다. 불가피적 불순물로서는, Sn, Mg, Co, As, Pb, Zn, O 등을 들 수 있으며, 합계로 0.5% 이하이면 허용할 수 있다.

이상의 필수 첨가 원소로, 본 발명의 강판은 목적으로 하는 특성을 얻을 수 있지만, 상기의 필수 첨가 원소에 더하여, 필요에 따라서 하기의 원소를 첨가할 수 있다.

Mo, Ta, W의 1종 또는 2종 이상을 각각 0.005∼0.50%

Mo, Ta, W는 미세 석출물을 형성함으로써 강판의 고강도화, 굽힘성 개선에 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해, Mo, Ta, W를 함유하는 경우에는, Mo, Ta, W 중 1종 또는 2종 이상의 함유량을 각각 0.005% 이상으로 한다. 한편, 다량으로 Mo, Ta, W를 함유시켜도 효과가 포화할 뿐만 아니라, 미세 석출물이 다량으로 석출하여, 강판의 인성, 펀칭성이 저하하는 점에서, Mo, Ta, W 중 1종 또는 2종 이상의 함유량을 각각 0.50% 이하로 하는 것이 바람직하다. 바람직하게는, Mo, Ta, W의 1종 또는 2종 이상의 합계량으로 0.50% 이하로 한다.

Cr, Ni, Cu의 1종 또는 2종 이상을 각각 0.01∼1.0%

Cr, Ni, Cu는 강판의 조직을 세립화함과 동시에, 고용 강화 원소로서 작용함으로써 강판의 고강도화와 굽힘성의 향상에 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해, Cr, Ni, Cu를 함유하는 경우에는, Cr, Ni, Cu 중 1종 또는 2종 이상의 함유량을 각각 0.01% 이상으로 한다. 한편, 다량으로 Cr, Ni, Cu를 함유시켜도 효과가 포화할 뿐만 아니라 제조 코스트의 상승을 초래하는 점에서, Cr, Ni, Cu 중 1종 또는 2종 이상의 함유량을 각각 1.0% 이하로 하는 것이 바람직하다.

Ca, REM의 1종 또는 2종을 각각 0.0005∼0.01%

Ca, REM는 황화물의 형태를 제어함으로써 강판의 연성, 인성, 굽힘성 및 신장 플랜지성을 향상시킬 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해, Ca, REM를 함유시키는 경우에는, Ca, REM의 1종 또는 2종의 함유량을 각각 0.0005% 이상으로 한다. 한편, 다량으로 함유시켜도 효과가 포화할 뿐만 아니라 코스트가 상승하는 점에서 Ca, REM를 함유시키는 경우에는, Ca, REM의 1종 또는 2종의 함유량을 각각 0.01% 이하로 하는 것이 바람직하다.

Sb: 0.005∼0.050%

Sb는 열간 압연시에 표면에 편석하는 점에서, 슬라브에 질소가 진입하는 것을 방지하여, 조대한 질화물의 형성을 억제할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해, Sb를 함유시키는 경우에는 0.005% 이상의 함유량으로 한다. 한편, 다량으로 Sb를 함유하면 제조 코스트가 상승하는 점에서, Sb를 함유하는 경우는 0.050% 이하의 함유량으로 한다.

B: 0.0005∼0.0030%

B는 강판의 조직을 세립화함으로써, 강판의 고강도화와 굽힘성의 향상에 기여할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해 B를 함유시키는 경우는 0.0005% 이상으로 한다. 바람직하게는 0.0010% 이상이다. 한편, 다량의 B는 열간 압연시의 압연 하중을 상승시켜 버리는 점에서, B를 함유시키는 경우는 0.0030% 이하로 한다. 바람직하게는 0.0020% 이하이다.

다음으로, 본 발명 강판의 중요한 요건인 조직 등에 관하여 설명한다.

페라이트: 면적율로 50% 이상

페라이트는 연성, 굽힘성이 뛰어난 점에서, 본 발명에서는 페라이트를 면적율로 50% 이상으로 함으로써, 뛰어난 연성, 굽힘성을 가지는 강판을 얻는다. 바람직하게는 페라이트의 면적율은 70% 이상, 보다 바람직하게는 80% 이상, 더욱 바람직하게는 90% 이상이다. 페라이트 이외의 조직은, 펄라이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 등이어도 좋다. 또한, 페라이트의 면적율은 후술하는 실시예에 기재한 방법에서 측정할 수 있다. 또한, 제조 조건, 특히 서랭시의 냉각 속도를 제어하는 것에 의해, 페라이트의 면적율을 50% 이상으로 할 수 있다.

강판 표면으로부터 판 두께 깊이 방향으로 50㎛의 위치에서의 평균 입경: 3000×[인장 강도 TS(MPa)]^-0.85㎛ 이하

강판의 표면 부근의 입경을 작게 함으로써, 굽힘 성형시의 균열의 확대를 억제할 수 있다. 또한, 강판의 강도가 높을수록 균열은 전파하기 쉬운 점에서, 보다 입경을 작게 할 필요가 있다. 이러한 강판 표면 부근의 입경은, 강판 최표면(最表面)에서 평가하기보다도, 스케일을 제거한 표면으로부터 판 두께 깊이 방향으로 50㎛ 내측으로 들어간 위치 쪽이 보다 적확하게 평가할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는, 강판 표면으로부터 판 두께 깊이 방향으로 50㎛의 위치에서의 평균 입경을 규정하는 것으로 한다. 또한, 본 발명에 있어서, 강판 표면으로부터 판 두께 깊이 방향으로 50㎛의 위치란, 스케일을 제거한 강판 표면으로부터 판 두께 방향으로 50㎛ 내측으로 들어간 위치이며, 「표층 50㎛ 위치」라고 칭하는 경우도 있다.

표층 50㎛ 위치에서의 평균 입경을 3000×[인장 강도 TS(MPa)]^-0.85㎛ 이하로 함으로써, 굽힘 성형시의 균열의 진전을 억제할 수 있으며, 뛰어난 굽힘성을 얻을 수 있다. 바람직하게는 표층 50㎛ 위치에서의 평균 입경은 2500×[TS(MPa)]^-0.85㎛ 이하, 보다 바람직하게는 2000×[TS(MPa)]^-0.85㎛ 이하, 더욱 바람직하게는 1500×[TS(MPa)]^-0.85㎛ 이하이다. 하한은 특별히 규정하지 않지만, 0.5㎛ 정도로 충분하다. 또한, 표층 50㎛ 위치에서의 평균 입경은 후술하는 실시예에 기재된 방법에서 측정할 수 있다. 또한, 표층 50㎛ 위치에서의 평균 입경은, 제조 조건, 특히 열간 압연시의 누적 압하율이나 마무리 압연 출측 온도 등에 의해, 제어할 수 있다.

강 중에 석출한 입자 지름 20nm 미만의 석출물 중의 C량이 0.010% 이상

강 중에 석출한 석출물 중, 입자 지름 20nm 미만의 석출물은 강판의 강도 및 굽힘성의 향상에 기여할 수 있다. 이러한 미세한 석출물은, 탄화물이 주체이다. 따라서, 이러한 효과를 얻기 위해서는, 입자 지름 20nm 미만의 석출물 중의 C량(이하, 약칭하여 석출 C량이라고 칭하는 경우도 있다)이 0.010% 이상일 필요가 있다. 바람직하게는 0.015% 이상이다. 한편, 입자 지름 20nm 미만의 석출물이 필요 이상으로 강 중에 다량으로 존재해도 강도 상승의 효과는 포화하는 점에서, 석출 C량은 0.15% 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.10% 이하, 더욱 바람직하게는 0.08% 이하이다. 또한, 석출 C량은 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다. 또한, 제조 조건을 제어하는 것에 의해, 석출 C량을 0.010% 이상으로 할 수 있다.

석출 Fe량이 0.03∼1.0%

세멘타이트는, 부재를 펀칭 가공했을 때에, 부재의 펀칭 단면을 평활하게 하는 효과를 가지고 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 세멘타이트는 일정량 이상 필요하다. 세멘타이트량의 지표로서, 세멘타이트로서 석출한 Fe량(이하, 석출 Fe량이라고 칭하는 경우도 있다)을 이용하여, 본 발명에서는 석출 Fe량을 규정한다. 부재의 펀칭 단면을 평활하게 하는 효과를 얻기 위해서, 석출 Fe량을 0.03% 이상으로 한다. 바람직하게는 0.05% 이상, 보다 바람직하게는 0.10% 이상이다. 한편, 석출 Fe량이 많아지면, 세멘타이트가 취성 파괴의 기점이 되어, 굽힘성이 열화한다. 따라서, 석출 Fe량을 1.0% 이하로 한다. 바람직하게는 0.50% 이하, 보다 바람직하게는 0.30% 이하이다. 또한, 석출 Fe량은 후술하는 실시예에 기재된 방법에서 측정할 수 있다. 또한, 제조 조건, 특히 권취 온도를 제어하는 것에 의해, 석출 Fe량을 0.03∼1.0%로 할 수 있다.

산술 평균 거칠기 Ra가 3.0㎛ 이하

고강도 강판 표면의 산술 평균 거칠기를 작게 함으로써, 펀칭 부재를 굽힘 성형했을 때의 균열의 기점 발생을 억제할 수 있다. 따라서, 산술 평균 거칠기(Ra)를 3.0㎛ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 2.0㎛ 이하, 보다 바람직하게는 1.5㎛ 이하, 더욱 바람직하게는 1.0㎛ 이하이다. 하한은 특별히 규정하지 않지만, 0.5㎛ 정도가 바람직하다. 또한, 산술 평균 거칠기 Ra는 후술하는 실시예에 기재된 방법에서 측정할 수 있다.

다음으로, 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법에 관하여 설명한다.

본 발명의 고강도 강판은, 상기 성분 조성을 가지는 강 슬라브에 대하여, 주조 후, 직송 압연 또는 1200℃ 이상으로 재가열하고, 계속하여, 조압연 후, 마무리 압연 전에, 충돌압을 3MPa 이상으로 하는 디스케일링을 실시하고, 950℃ 이하의 누적 압하율을 0.7 이상, 마무리 압연 출측 온도를 800℃ 이상으로 하는 열간 압연을 실시하고, 계속하여, 마무리 압연 종료 후 서랭 개시까지 냉각수의 최대 충돌압 5kPa 이상, 평균 냉각 속도 30℃/s 이상으로 하는 냉각수에 의한 급랭을 실시하고, 계속하여, 서랭 개시 온도 550∼750℃로부터, 평균 냉각 속도 10℃/s 미만, 서랭 시간 1∼10s로 서랭을 실시하고, 계속하여, 권취 온도 350℃ 이상 530℃ 미만까지, 평균 냉각 속도를 10℃/s 이상으로 냉각하여, 권취 온도 350℃ 이상 530℃ 미만에서 권취함으로써 얻어진다. 권취 후, 산세를 실시할 수 있다. 또한, 산세 후, 균열 온도 750℃ 이하의 소둔을 실시하고, 계속하여, 용융 도금 처리, 혹은 전기 도금 처리할 수 있다. 용융 도금 처리 후, 합금화 처리 온도 460∼600℃, 유지 시간 1s 이상으로 합금화 처리를 실시할 수 있다. 또한, 이상에 의해 얻어진 고강도 강판에 대하여, 판 두께 감소율 0.1∼3.0%의 가공을 실시할 수 있다.

이하, 상세하게 설명한다.

본 발명에 있어서, 강의 용제(溶製) 방법은 특별히 한정되지 않고, 전로(轉爐), 전기로 등, 공지의 용제 방법을 채용할 수 있다. 또한, 진공 탈가스로에서 2차 정련을 실시해도 된다. 그 후, 생산성이나 품질상의 문제로부터 연속 주조법에 의해 슬라브(강 소재)로 한다. 조괴-분괴 압연법, 박(薄)슬라브 연주(連鑄)법 등, 공지의 주조 방법으로 슬라브로 해도 된다.

주조 후 슬라브: 주조 후의 슬라브를 직송 압연, 또는, 온편(溫片)이나 냉편(冷片)이 된 슬라브를 1200℃ 이상으로 재가열

Ti, Nb, V를 미세하게 석출시키기 위해서는, 열간 압연 개시 전에 이들의 원소를 강 중에 고용시킬 필요가 있다. 그 때문에, 주조 후의 슬라브는 고온인 채 열간 압연기의 입측(入側)으로 반송하여, 열간 압연을 실시하는(직송 압연) 것이 바람직하다. 그러나, 일단, 주조 후의 슬라브가 온편이나 냉편이 되어, Ti, Nb, V가 석출물로서 석출해 버린 경우는, Ti, Nb, V를 재고용하기 위해 슬라브를 1200℃ 이상으로 재가열한 후 조압연을 개시할 필요가 있다. 슬라브 가열 온도가 낮으면 Ti, V, Nb의 재고용이 저해되어, 조대한 탄화물인 채로 남기 때문에, 미세한 탄화물의 생성이 억제되어 버린다. 1200℃ 이상에서의 유지 시간은 특별히 규정하지 않지만, 바람직하게는 10분 이상, 보다 바람직하게는 30분 이상이다. 조업 부하의 점에서 상한은 180분 이하가 바람직하다. 또한, 재가열 온도는 바람직하게는 1220℃ 이상, 보다 바람직하게는 1250℃ 이상이다. 조업 부하의 점에서 상한은 1300℃ 이하가 바람직하다.

열간 압연: 조압연 후, 마무리 압연 전에, 충돌압을 3MPa 이상으로 하는 디스케일링을 실시하여, 마무리 압연에서의 950℃ 이하의 누적 압하율을 0.7 이상, 마무리 압연 출측 온도를 800℃ 이상으로 한다.

본 발명에서는, 조압연 후, 마무리 압연 전에, 마무리 압연기의 입측에서 고압수를 사용한 디스케일링을 실시한다. 이때, 고압수의 충돌압을 3MPa 이상으로 한다. 충돌압이 작으면 스케일이 다 제거되지 않고 표면에 남아 버린다. 그 상태로 마무리 압연되면 남은 스케일이 강판 표면에 압입되어 강판의 표면 거칠기가 커져 버린다. 그 때문에, 마무리 압연기의 입측에서의 고압수의 충돌압을 3MPa 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 5MPa 이상, 보다 바람직하게는 8MPa 이상, 더욱 바람직하게는 10MPa 이상이다. 상한은 특별히 규정하지 않지만 15MPa가 바람직하다. 시간은 특별히 한정하지 않지만, 마무리 압연 중의 강판의 온도가 너무 낮아지지 않도록, 0.1∼5s가 바람직하다. 또한, 상기에 있어서, 충돌압이란, 고압수가 강재 표면에 충돌하는 단위 면적당의 힘이다.

마무리 압연에서의 950℃ 이하의 누적 압하율: 0.7 이상

마무리 압연에 있어서, 낮은 온도에서의 압하율을 크게 하면, 페라이트 입경을 작게 할 수 있다. 그 때문에, 950℃ 이하에서의 압하율을 누적으로 0.7 이상으로 한다. 바람직하게는 1.0 이상, 보다 바람직하게는 1.3 이상, 더욱 바람직하게는 1.6 이상이다. 상한은 특별히 규정하지 않지만, 2.0이 바람직하다. 또한, 누적 압하율이란, 마무리 압연에 있어서, 각 압연기에서의 압하율을 입측과 출측의 판 두께비로 했을 경우의, 950℃ 이하가 되는 각 압연기에서의 압하율을 각각 가산하여 합계한 것이다.

마무리 압연 출측 온도: 800℃ 이상

마무리 압연의 출측 온도가 낮아지면, 열간 압연 후, 서랭 전의 급랭 과정에서의 페라이트 변태가 고온역에서 일어나, Ti, Nb, V의 탄화물이 조대하게 석출해 버린다. 또한, 마무리 압연의 종료 온도가 페라이트역이 되면, 페라이트 입경이 커짐과 동시에, 변형 야기 석출에 의해 Ti, Nb, V의 탄화물이 조대하게 석출해 버린다. 그 때문에, 마무리 압연 출측의 온도는 800℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 820℃ 이상, 보다 바람직하게는 850℃ 이상이다. 마무리 압연 출측 온도의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 920℃가 바람직하다.

마무리 압연 종료 후 서랭 개시까지 냉각수의 최대 충돌압 5kPa 이상, 평균 냉각 속도 30℃/s 이상으로 하는 냉각(서랭 전의 급랭)

마무리 압연 종료로부터 서랭 개시까지의 냉각수의 최대 충돌압: 5kPa 이상

마무리 압연 종료로부터 서랭이 개시될 때까지의 사이에, 냉각수에 의해 강판을 급랭한다. 이때, 냉각수의 최대 충돌압을 크게 하면, 강판 표층부의 페라이트 입경을 작게 할 수 있다. 그 때문에, 마무리 압연 종료로부터 서랭 개시까지의, 냉각수의 최대 충돌압을 5kPa 이상으로 한다. 바람직하게는 10kPa 이상, 보다 바람직하게는 15kPa 이상이다. 최대 충돌압의 상한은 특별히 규정하지 않지만 200kPa가 바람직하다. 또한, 상기에 있어서, 최대 충돌압이란, 고압수가 강재 표면에 충돌하는 단위 면적당의 최대력이다.

마무리 압연 종료로부터 서랭 개시까지의 평균 냉각 속도: 30℃/s 이상

마무리 압연 종료로부터 서랭 개시까지의 급랭에서, 냉각 속도가 작으면, 페라이트 변태가 고온에서 일어나, 입경이 커지고, 또한 Ti, Nb, V의 탄화물이 조대하게 석출해 버린다. 따라서, 마무리 압연 종료로부터 서랭 개시까지의 평균 냉각 속도를 30℃/s 이상으로 한다. 바람직하게는 50℃/s 이상, 더욱 바람직하게는 80℃/s 이상이다. 상한은 특별히 규정하지 않지만, 온도 제어의 관점에서 200℃/s가 바람직하다.

서랭 개시 온도 550∼750℃로부터, 평균 냉각 속도 10℃/s 미만, 서랭 시간 1∼10s로 서랭

서랭 개시 온도: 550∼750℃

서랭 개시 온도가 높으면, 페라이트 변태가 고온에서 일어나, 결정립이 조대화하고, 또한 Ti, Nb, V의 탄화물이 조대하게 석출해 버린다. 그 때문에 서랭 개시 온도를 750℃ 이하로 할 필요가 있다. 한편, 서랭 개시 온도가 낮으면, Ti, Nb, V의 탄화물을 충분히 석출할 수 없게 되어 버린다. 그 때문에, 서랭 개시 온도를 550℃ 이상으로 할 필요가 있다.

서랭시의 평균 냉각 속도: 10℃/s 미만

서랭시의 냉각 속도가 크면 페라이트 변태가 충분히 일어나지 않으므로, 페라이트의 면적율이 작아진다. 또한, Ti, Nb, V의 미세 탄화물의 석출량도 적어져 버린다. 그 때문에 서랭시의 평균 냉각 속도를 10℃/s 미만으로 한다. 바람직하게는 6℃/s 미만이다. 하한은 특별히 규정하지 않지만, 공랭(空冷) 정도의 4℃/s가 바람직하다.

서랭 시간: 1∼10s(초)

서랭 시간이 짧으면 페라이트 변태가 충분히 일어나지 않는다. 또한, Ti, Nb, V의 미세 탄화물의 석출량이 적어져 버린다. 그 때문에 서랭 시간을 1s 이상으로 한다. 바람직하게는 2s 이상, 보다 바람직하게는 3s 이상이다. 한편, 서랭 시간이 길면 Ti, Nb, V의 탄화물이 조대화하고, 또한 결정립이 조대화해 버린다. 그 때문에, 서랭 시간을 10s 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 6s 이하이다.

또한, 서랭 종료 온도는, 서랭 개시 온도와 냉각 속도, 서랭 시간에 의해 적절히 결정된다.

권취 온도 350℃ 이상 530℃ 미만까지, 평균 냉각 속도를 10℃/s 이상으로 냉각

서랭 종료로부터 권취 온도까지의 냉각 속도가 늦으면 Ti, Nb, V의 탄화물이 조대화해 버린다. 또한, 페라이트 결정립이 조대화해 버린다. 그 때문에, 서랭 종료로부터 권취까지의 평균 냉각 속도를 10℃/s 이상으로 한다. 바람직하게는 30℃/s 이상, 보다 바람직하게는 50℃/s 이상이다. 상한은 특별히 규정하지 않지만, 온도 제어의 관점에서 100℃/s가 바람직하다.

권취 온도: 350℃ 이상 530℃ 미만

권취 온도가 높으면 Ti, Nb, V의 탄화물이 조대화해 버린다. 또한, 페라이트립이 조대화해 버린다. 그 때문에, 권취 온도를 530℃ 미만으로 할 필요가 있으며, 바람직하게는 480℃ 미만이다. 한편, 권취 온도가 낮으면, Fe와 C의 석출물인 세멘타이트의 생성이 억제된다. 그 때문에, 권취 온도를 350℃ 이상으로 한다.

이상에 의해, 본 발명의 고강도 강판이 제조된다. 또한, 상기에 있어서, 마무리 압연 출측 온도, 권취 온도는, 강판 표면의 온도로 한다. 마무리 압연 종료 후 서랭 개시까지의 평균 냉각 속도, 서랭시의 평균 냉각 속도, 서랭 종료로부터 권취 온도까지의 평균 냉각 속도는, 강판 표면의 온도를 토대로 규정된다.

권취 후, 산세(적합 조건)

이상에 의해 얻어진 고강도 강판에 대하여, 산세를 실시할 수 있다. 산세의 방법은 특별히 한정하지 않는다. 염산 산세나 황산 산세를 들 수 있다. 산세를 실시함으로써, 강판 표면의 스케일이 제거되고, 화성 처리성이나 도장 밀착성이 좋아진다. 또한, 다음에 이어지는, 용융 도금 처리나, 전기 도금 처리를 실시했을 경우의 도금 밀착성이 양호해진다.

또한, 본 발명의 고강도 강판의 재질은, 도금 처리나 도금 욕의 조성에 의한 영향을 받지 않기 때문에, 도금 처리로서, 용융 아연 도금 처리, 합금화 용융 아연 도금 처리, 전기 도금 처리 등을 실시할 수 있다.

산세 후, 균열 온도 750℃ 이하의 소둔을 실시하고, 계속하여, 용융 도금 처리(적합 조건)

산세 후에, 균열 온도 750℃ 이하의 소둔을 실시한다. 균열 온도를 750℃ 이하로 함으로써, Ti, Nb, V의 탄화물의 조대화와 결정립의 조대화를 억제할 수 있다. 계속하여, 도금 욕에 침지하고, 용융 도금 처리를 실시한다. 예를 들면, 용융 아연 도금 처리의 경우, 도금 욕은 420∼500℃가 바람직하다. 도금 욕이 420℃ 미만에서는 아연이 용융하지 않는다. 한편, 500℃ 초과에서는 도금의 합금화가 과잉으로 진행되어 버린다.

용융 도금 처리 후, 합금화 처리 온도 460∼600℃, 유지 시간 1s 이상으로 합금화 처리(적합 조건)

용융 도금 처리 후, 460∼600℃까지 재가열을 행하고, 재가열 온도에서 1s 이상 유지함으로써 합금화 용융 아연 도금 강판으로 할 수 있다. 재가열 온도가 460℃ 미만에서는, 합금화가 불충분하다. 한편, 600℃ 초과에서는 합금화가 과잉으로 진행해 버린다. 또한, 유지 시간이 1s 미만에서는 합금화가 불충분하다. 또한, 재가열 온도란 강판 표면의 온도로 한다.

산세 후, 전기 도금 처리

산세 후, 전기 도금 처리를 실시함으로써, 아연 도금, 아연과 Al의 복합 도금, 아연과 Ni의 복합 도금, Al도금, Al과 Si의 복합 도금을 강판 표면에 형성할 수 있다.

판 두께 감소율 0.1∼3.0%의 가공

이상에 의해 얻어진 고강도 강판에, 경(輕)가공을 추가함으로써 가동 전위(轉位)를 증가시키고, 펀칭성을 높일 수 있다. 이 효과를 얻기 위해, 0.1% 이상의 판 두께 감소율로 경가공을 실시하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 판 두께 감소율은 0.3% 이상이다. 한편, 판 두께 감소율이 커지면, 전위의 상호작용으로 전위가 이동하기 어려워져, 펀칭성이 저하하는 점에서, 경가공을 실시하는 경우에는 판 두께 감소율을 3.0% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 2.0% 이하, 더욱 바람직하게는 1.0% 이하이다. 여기서, 경가공으로서는, 압연 롤에 의한 압하를 강판에 가하는 것이어도 되고, 강판에 장력을 주는 인장에 의한 가공이어도 된다. 또한, 압연과 인장의 복합 가공이어도 된다.

실시예 1

표 1에 나타내는 성분 조성으로 이루어지는 용강을 통상의 공지된 수법에 의해 용제, 연속 주조하여 강 슬라브를 제조했다. 이들의 슬라브를, 표 2에 나타내는 제조 조건에서, 열간 압연, 냉각, 권취를 실시하고, 열연 강판으로 했다. 또한, 일부에 관하여는, 산세(염산 농도: 질량%로 10%, 온도: 80℃)하고, 표 2에 나타내는 조건으로 도금 처리를 실시했다.

이상에 의해 얻어진 고강도 강판으로부터 각각 시험편을 채취하여, 이하의 시험, 평가를 실시했다. 또한, 도금 강판의 경우는, 도금 처리 후의 강판으로, 시험, 평가를 실시했다.

페라이트 면적율

압연 방향-판 두께 방향 단면을 매립 연마하고, 나이탈 부식 후, 주사형 전자현미경(SEM)으로 판 두께 1/4부를 중심으로 하고 배율 1000배로 하여 100×100㎛ 영역의 사진을 3매 촬영하고, 그 SEM 사진을 화상 처리하는 것에 의해 구했다.

표층 50㎛의 위치에서의 평균 입경

압연 방향-판 두께 방향 단면을 매립 연마하고, 나이탈 부식 후, 측정 스텝 0.1㎛로 EBSD 측정을 실시하여, 방위차 15° 이상을 입계로 하여 구했다. 스케일을 제거한 표층 50㎛ 위치에서의 측정 길이는 500㎛로 하고, 표층 50㎛ 위치에 있는 결정립 모두에 관하여, 그 각각의 면적을 원 환산하여 직경을 구하고, 그들의 직경의 평균값을 평균 입경으로 했다.

석출 C량

우선, 일본국 특허 제4737278호 공보에 나타내듯이, 강판으로부터 채취한 시험편을 양극으로 하여 10% AA계 전해액(10체적% 아세틸아세톤-1질량% 테트라메틸암모늄클로라이드-메탄올 전해액) 중에서 정전류(constant-current) 전해를 실시하고, 이 시험편을 일정량 용해한 후, 구멍 지름 20nm의 필터를 이용하여 전해액을 여과하고, 계속하여, 얻어진 여과액 중의 Ti, Nb 및 V량, 나아가 Mo, Ta 및 W량을, ICP 발광 분광 분석법에 의해 분석하여 구했다. Ti, Nb 및 V, 나아가 Mo, Ta 및 W가 모두 탄화물이었다고 하고, 측정 결과로부터 환산하여 석출 C량을 구했다.

석출 Fe량

우선, 강판으로부터 채취한 시험편을 양극으로 하여 10% AA계 전해액 중에서 정전류 전해에 의해 일정량 용해하고, 그 후, 전해에 의해 얻어진 추출 잔사를 구멍 지름 0.2㎛의 필터를 이용하여 여과하여 Fe 석출물을 회수하고, 계속하여 회수된 Fe 석출물을 혼산(混酸)으로 용해한 후, ICP 발광 분광 분석법에 따라 Fe를 정량하고, 그 측정값으로부터 Fe 석출물 중의 Fe량을 산출했다. 또한, Fe 석출물은 응집하고 있기 때문에, 구멍 지름 0.2㎛의 필터를 이용하여 여과를 실시함으로써, 입경 0.2㎛ 미만의 Fe 석출물도 회수하는 것이 가능하다.

산술 평균 거칠기 Ra

JIS B0601에 준거하여 Ra를 구했다. 압연 직각 방향으로 5회 측정하여 그 평균값을 Ra로 했다. 도금 강판에 관해서는 도금 처리 후의 강판의 Ra를, 열연 강판에 관해서는, 산세 후의 강판의 Ra를 구했다.

기계 특성

압연 직각 방향을 길이 방향으로 하여 JIS5호 인장 시험편을 잘라내어, JIS Z2241에 준거하여 인장 시험을 실시하고, 항복 강도(YP), 인장 강도(TS), 전체 신장(El)을 구했다. 시험은 2개로 실시하고, 각각의 평균값을 그 강판의 기계 특성값으로 했다.

굽힘 시험

압연 직각 방향을 길이 방향으로 하여 35×100mm의 판을 클리어런스 15%로 펀칭한 후, 버(burr)를 굽힘의 내측으로 하여, 90°의 V 굽힘을 실시했다. 압입시의 하중은 5∼10톤, 압입 속도는 50mm/min로 했다. 그리고, 펀칭면 근방의 V 굽힘 정점부에 균열이 발생하지 않는 V 굽힘 펀치 선단의 최소 반경을 구했다. 균열의 판정은 판면 정점부를 목시(目視)로 확인하는 것으로 실시했다. 3회 시험을 실시하고, 3회 모두 균열이 인정되지 않았던 경우에 균열 없음으로 하고, 균열이 발생하지 않는(균열 없음) 최소 반경을 임계 굽힘 반경으로 했다. 그리고, (임계 굽힘 반경/판 두께)의 값이 3.0 이하이면, 굽힘 가공성이 뛰어나다고 판단했다.

이상에 의해 얻어진 결과를 표 3에 나타낸다.

표 3으로부터, 본 발명예에서는, 굽힘성이 뛰어난 고강도 강판을 얻고 있음을 알 수 있다.

도 1∼도 5는, 표 3에 나타내는 결과를 바탕으로 정리한 것이며, 도 1은 석출 C량에 대한 임계 굽힘 반경과 판 두께의 비의 관계를 나타내는 도면, 도 2는 석출 Fe량에 대한 임계 굽힘 반경과 판 두께의 비의 관계를 나타내는 도면, 도 3은 페라이트 분율에 대한 임계 굽힘 반경과 판 두께의 비의 관계를 나타내는 도면, 도 4는 표층 50㎛에서의 평균 입경을 3000×TS^-0.85로 나눈 값에 대한 임계 굽힘 반경과 판 두께의 비의 관계를 나타내는 도면, 도 5는 산술 평균 거칠기에 대한 임계 굽힘 반경과 판 두께의 비의 관계를 나타내는 도면이다.

도 1로부터, 석출 C량을 본 발명의 범위 내로 함으로써, (임계 굽힘 반경/판 두께)의 값을 3.0 이하로 할 수 있음을 알 수 있다.

도 2로부터, 석출 Fe량을 본 발명의 범위 내로 함으로써, (임계 굽힘 반경/판 두께)의 값을 3.0 이하로 할 수 있음을 알 수 있다.

도 3으로부터, 페라이트 분율을 본 발명의 범위 내로 함으로써, (임계 굽힘 반경/판 두께)의 값을 3.0 이하로 할 수 있음을 알 수 있다.

도 4로부터 표층 50㎛에서의 평균 입경을 본 발명의 범위 내로 함으로써, (임계 굽힘 반경/판 두께)의 값을 3.0 이하로 할 수 있음을 알 수 있다.

도 5로부터, 산술 평균 거칠기를 본 발명의 범위 내로 함으로써, (임계 굽힘 반경/판 두께)의 값을 3.0 이하로 할 수 있음을 알 수 있다.

Claims

성분 조성은, 질량%로, C: 0.04∼0.20%,
Si: 0.6∼1.5%,
Mn: 1.0∼3.0%,
P: 0.10% 이하,
S: 0.030% 이하,
Al: 0.10% 이하,
N: 0.010% 이하를 함유하고,
Ti, Nb, V의 1종 또는 2종 이상을 각각 0.01∼1.0%를 함유하고, 잔부는 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
조직은, 면적율로, 페라이트가 50% 이상이며,
강판 표면으로부터 판 두께 깊이 방향으로 50㎛의 위치에서의 평균 입경이 3000×[인장 강도 TS(MPa)]^-0.85㎛ 이하이며,
강 중에 석출한 입자 지름 20nm 미만의 석출물 중의 C량이 0.010질량% 이상, 석출 Fe량이 0.03∼1.0질량%이며,
산술 평균 거칠기 Ra가 3.0㎛ 이하이고,
임계 굽힘 반경/판 두께의 값이 3.0 이하인 고강도 강판.
단, 상기 석출 Fe량이란 세멘타이트로서 석출한 Fe량이다.
청구항 1에 있어서,
상기 성분 조성에 더하여, 하기 A군(群)∼E군으로부터 선택된 적어도 1군을 함유하는 고강도 강판.
A군: 질량%로, Mo, Ta, W의 1종 또는 2종 이상을 각각 0.005∼0.50% 함유
B군: 질량%로, Cr, Ni, Cu의 1종 또는 2종 이상을 각각 0.01∼1.0% 함유
C군: 질량%로, Ca, REM의 1종 또는 2종을 각각 0.0005∼0.01% 함유
D군: 질량%로, Sb: 0.005∼0.050% 함유
E군: 질량%로, B: 0.0005∼0.0030% 함유
청구항 1 또는 2에 있어서,
강판 표면에 도금층을 가지는 고강도 강판.
청구항 1 또는 2에 기재된 성분 조성을 가지는 강 슬라브에 대하여, 주조 후, 직송 압연 또는 1200℃ 이상으로 재가열하고,
계속하여, 조압연 후, 마무리 압연 전에, 충돌압을 3MPa 이상으로 하는 디스케일링을 실시하고, 950℃ 이하의 누적 압하율을 0.7 이상, 마무리 압연 출측 온도를 800℃ 이상으로 하는 열간 압연을 실시하고,
계속하여, 마무리 압연 종료 후 서랭 개시까지 냉각수의 최대 충돌압 5kPa 이상, 평균 냉각 속도 30℃/s 이상으로 하는 냉각수에 의한 급랭을 실시하고,
계속하여, 서랭 개시 온도 550∼750℃로부터, 평균 냉각 속도 10℃/s 미만, 서랭 시간 1∼10s로 서랭을 실시하고,
계속하여, 권취 온도 350℃ 이상 530℃ 미만까지, 평균 냉각 속도 10℃/s 이상으로 냉각하고,
권취 온도 350℃ 이상 530℃ 미만으로 권취하는 고강도 강판의 제조 방법.
청구항 4에 있어서,
또한, 상기 권취 후, 산세를 실시하는 고강도 강판의 제조 방법.
청구항 5에 있어서,
또한, 상기 산세 후, 균열 온도 750℃ 이하의 소둔을 실시하고, 계속하여, 용융 도금 처리하는 고강도 강판의 제조 방법.
청구항 6에 있어서,
또한, 용융 도금 처리 후, 합금화 처리 온도 460∼600℃, 유지 시간 1s 이상으로 합금화 처리를 실시하는 고강도 강판의 제조 방법.
청구항 5에 있어서,
또한, 상기 산세 후, 전기 도금 처리하는 고강도 강판의 제조 방법.
청구항 4에 있어서,
상기 권취 처리 후, 판 두께 감소율 0.1∼3.0%의 가공을 실시하는 고강도 강판의 제조 방법.
청구항 5에 있어서,
상기 산세 처리 후, 판 두께 감소율 0.1∼3.0%의 가공을 실시하는 고강도 강판의 제조 방법.
청구항 6에 있어서,
상기 용융 도금 처리 후, 판 두께 감소율 0.1∼3.0%의 가공을 실시하는 고강도 강판의 제조 방법.
청구항 7에 있어서,
상기 합금화 처리 후, 판 두께 감소율 0.1∼3.0%의 가공을 실시하는 고강도 강판의 제조 방법.
청구항 8에 있어서,
상기 전기 도금 처리 후, 판 두께 감소율 0.1∼3.0%의 가공을 실시하는 고강도 강판의 제조 방법.
청구항 1 또는 2에 기재된 고강도 강판에 대하여, 도금 처리하는 고강도 강판의 제조 방법.