KR101863486B1 - 테일러드 롤드 블랭크용 열연 강판, 테일러드 롤드 블랭크 및 그들의 제조 방법 - Google Patents

테일러드 롤드 블랭크용 열연 강판, 테일러드 롤드 블랭크 및 그들의 제조 방법 Download PDF

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Abstract

높은 인장 강도를 갖고 냉간 성형성이 뛰어난 테일러드 롤드 블랭크용 열연 강판을 제공한다. 본 열연 강판은, 질량%로, C, Si, Mn, P, S, Al, N, Ti를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불순물로 이루어지고, 식 (1)을 만족하는 화학 조성과, 면적률로, 20% 이상의 베이나이트를 함유하고, 면적률로 잔부의 50% 이상이 페라이트로 이루어지는 마이크로 조직을 갖는다. 열연 강판의 내부에 있어서, ｛100｝＜011＞∼｛223｝＜110＞ 방위군의 극밀도의 평균값은 4 이하이고, 또한, ｛332｝＜113＞의 결정 방위의 극밀도는 4.8 이하이다. 열연 강판의 표층에 있어서, ｛110｝＜001＞의 결정 방위의 극밀도는 2.5 이상이다. 또한, 열연 강판 중의 Ti 탄질화물 중, 10㎚ 이하의 입경의 미세 Ti 탄질화물의 수밀도가 1.0×1017개/㎤ 이하이고, 소부(燒付) 경화량은 15MPa 이상이다.
[Ti]－48/14×[N]－48/32×[S]≥0　(1)

Description

테일러드 롤드 블랭크용 열연 강판, 테일러드 롤드 블랭크 및 그들의 제조 방법{HOT-ROLLED STEEL SHEET FOR TAILORED ROLLED BLANK, TAILORED ROLLED BLANK, AND METHOD FOR PRODUCING THESE}
본 발명은, 테일러드 롤드 블랭크용 열연 강판, 테일러드 롤드 블랭크 및 그들의 제조 방법에 관한 것이다.
최근, 자동차의 연비 향상을 목적으로 하여 자동차를 구성하는 각종 부품의 경량화가 진행되고 있다. 경량화의 방법은, 부품 각각의 요구 성능에 따라 상이하다. 예를 들면, 골격 부품에서는 강판의 고강도화에 의한 박육화가 행해지고 있다. 패널 부품에서는 강판으로부터 Al 합금 등의 경금속판으로의 치환 등이 행해지고 있다.
그러나, Al 합금 등의 경금속판은 강판과 비교하여 고가이다. 그 때문에, 경금속판의 이용은, 주로 고급차에 한정되어 있다. 자동차 수요는 선진국으로부터 신흥국으로 시프트하고 있고, 향후에는 경량화와 저가격화의 양립이 요구될 것으로 예상된다. 따라서, 부위에 관련없이 어느 부품에 있어서나, 강판을 이용한 고강도화와 박육화에 의한 경량화가 요구된다.
박육화를 궁극적으로 진행하면, 각 부위의 구성 부품의 판 두께 및 재질을 세세하게 설정할 필요가 있다. 그러나 이 경우, 부품 점수가 증가하여 제조 비용이 비싸진다. 보디 형상의 정밀도 및 생산성 향상 등의 관점으로부터, 부품 점수는 가능한 적은 편이 바람직하다.
가능한 각 부위의 판 두께 및 재질을 세세하게 설정하고, 또한 부품 점수를 삭감할 수 있는 방법으로서, 테일러드 블랭크(Tailored　Blanks)의 적용이 진행되고 있다.
테일러드 블랭크란, 복수의 강판을 목적에 따라서 이어 맞춘 프레스 소재를 말한다. 테일러드 블랭크를 이용하면, 1개의 소재의 특성을 부분적으로 바꿀 수 있고, 또한, 부품 점수도 삭감할 수 있다. 테일러드 블랭크는 통상, 복수의 강판을 용접하여 제조된다. 용접 방법은 예를 들면, 레이저 용접, 매쉬 심 용접, 플라즈마 용접법, 및, 고주파 유도 용접법 등이다.
이러한 용접에 의해 제조된 테일러드 블랭크는, 테일러드 웰드 블랭크(Tailored Weld Blanks)로 불린다. 테일러드 웰드 블랭크에 관한 기술은 예를 들면, 일본 특허공개 평 7-290182호 공보(특허문헌 1), 및, 일본 특허공개 평 8-174246호 공보(특허문헌 2)에 제안되어 있다.
특허문헌 1 및 2에 개시된 기술에서는, 두께가 상이한 강철띠를 폭방향으로 맞대어, 레이저 용접 등에 의해 접합한다. 그러나, 이들 기술을 적용하여 테일러드 웰드 블랭크를 제조한 경우, 용접부의 일부에 용접 결함이 존재하면, 용접 공정 후의 프레스 공정에 있어서, 용접부에 균열이 발생하는 경우가 있다. 또한, 용접부가 용접 결함을 갖지 않아도, 용접부와 모재부 사이에 경도차가 발생하거나, 용접 언더컷부가 발생하거나 한다. 이 경우, 그 후의 프레스 성형 공정에 있어서, 용접부에서 프레스 가공의 응력 집중이 발생하여, 용접부의 일부에 균열이 발생하는 경우가 있다.
이상과 같이, 레이저 용접, 매쉬 심 용접, 아크 용접, 고주파 용접 등의 현재 실용화되어 있는 용접법에 의해, 상이한 판 두께이고, 강도가 상이한 강판을 용접하는 경우, 용접부의 품질을 균일하게 하는 것이 곤란하여, 용접 결함이 발생하기 쉽다.
여기서, 용접을 이용하지 않는 다른 테일러드 블랭크로서, 테일러드 롤드 블랭크(Tailored Rolled Blanks)가 제안되어 있다. 테일러드 롤드 블랭크는, 압연에 의해 부분적인 박육화가 행해진 두께 불균일 강판이다. 일본 특허공개 평 11-192502호 공보(특허문헌 3), 일본 특허공개 2006-272440호 공보(특허문헌 4), 국제 공개 제 2008/068352호(특허문헌 5), 국제 공개 제2008/104610호(특허문헌 6)는, 테일러드 롤드 블랭크에 관한 기술을 개시한다.
특허문헌 3에서는, 특수 형상의 워크 롤로 강철띠를 압연하고, 폭 방향의 판 두께가 상이한 강철띠를 제조한다. 그러나, 이 기술을 이용하는 경우, 테일러드 블랭크용 강철띠의 형상에 대응한 전용 워크 롤을 복수개 준비하지 않으면 안된다.
특허문헌 4에서는, 특수 형상의 워크 롤을 사용하지 않고 두께 불균일 강판을 제조한다. 구체적으로는, 판 두께의 길이 방향 중간부의 적어도 1개소에서, 소정 길이의 범위에서 판 두께가 테이퍼 형상으로 변화하도록, 롤 압하 위치를 설정 변경하여 압연하여, 테일러드 롤드 블랭크를 제조한다. 그러나, 특허문헌 4에서는, 테일러드 롤드 블랭크에 이용되는 강철띠의 화학 조성, 마이크로 조직 등에 대해서는 검토되어 있지 않다.
특허문헌 5 및 6에서는, 테일러드 롤드 블랭크용 강판의 화학 조성 및 제조 방법에 대하여 개시되어 있다. 특허문헌 5 및 6에서는, 특정 화학 조성을 갖는 강철띠를 이용하여, 압연 방향으로 판 두께가 변화하도록 롤 갭을 제어하면서 압연한다. 압연 후, 열 처리를 행하여, 테일러드 롤드 블랭크의 후육부(厚肉部)의 항복 강도를, 박육부(薄肉部)의 항복 강도 이상으로 한다.
국제 공개 제2010/137317호(특허문헌 7)에서는, 특정의 화학 조성을 갖는 강판을 특정 조건으로 열간 압연하여 열연 강판을 제조한다. 열연 강판에 대하여 0.1∼5.0%의 압하율로 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판을 제조한다. 냉연 강판에 대하여 특정 조건으로 열 처리를 실시하여, 신장이 뛰어난 고강도 강판을 제조한다.
일본 특허공개 평 7-290182호 공보 일본 특허공개 평 8-174246호 공보 일본 특허공개 평 11-192502호 공보 일본 특허공개 2006-272440호 공보 국제 공개 제2008/068352호 국제 공개 제2008/104610호 국제 공개 제2010/137317호 일본 특허공개 2004-317203호 공보
G. K. Williams　and　W. H. Hall: Act. Metall., 1(1953), 22 G. K. Williams　and　R. E. Smallman: Philos.　Mag., 8(1956), 34 토야마 사토히로: 열처리 42(2002), 163
그러나, 특허문헌 5 및 6의 기술에 있어서, 강철띠의 강도가 높아지면, 냉간 압연에 압연 반력이 증가한다. 이 경우, 압연에 의해 박육부를 형성하기 위하여, 과도한 설비 부하, 압연 횟수의 증가 등이 필요해진다. 그 때문에, 생산성이 저하한다. 또한, 판 두께 정밀도 및 형상 정밀도도 저하한다. 또한, 후육부의 항복 강도가 박육부의 항복 강도 이상이면, 프레스 후의 사용 성능으로서는 바람직하다고 생각되지만, 후육부와 박육부의 항복 강도차가 너무 크면, 냉간 성형시(냉간 프레스 등)에 박육부에 변형이 집중하여 파단하기 쉬워진다. 또한, 특허문헌 7의 기술과 같이, 5% 정도의 냉간 압연을 실시했다고 해도, 테일러드 롤드 블랭크로서 요구되는 후육부와 박육부의 판 두께차를 얻을 수 없다.
본 발명의 목적은, 590MPa 이상의 인장 강도를 갖고 냉간 성형성이 뛰어난 테일러드 롤드 블랭크를 제조 가능한 테일러드 롤드 블랭크용 열연 강판, 그 열연 강판을 이용하여 제조되는 테일러드 롤드 블랭크, 및 그들의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 실시형태에 의한 테일러드 롤드 블랭크용 열연 강판은, 질량%로, C：0.03∼0.1%, Si：1.5% 이하, Mn：1.0∼2.5%, P：0.1% 이하, S：0.02% 이하, Al：0.01∼1.2%, N：0.01% 이하, Ti：0.015∼0.15%, Nb：0∼0.1%, Cu：0∼1%, Ni：0∼1%, Mo：0∼0.2%, V：0∼0.2%, Cr：0∼1%, W：0∼0.5%, Mg：0∼0.005%, Ca：0∼0.005%, 희토류 원소：0∼0.1%, B：0∼0.005%, 및, Zr, Sn, Co 및 Zn으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상：합계로 0∼0.05%를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불순물로 이루어지고, 식 (1)을 만족하는 화학 조성과, 면적률로, 20% 이상의 베이나이트를 함유하고, 면적률로 잔부의 50% 이상이 페라이트로 이루어지는 마이크로 조직을 갖는다. 열연 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/2 깊이의 위치에 있어서,｛100｝＜011＞, ｛116｝＜110＞, ｛114｝＜110＞, ｛113｝＜110＞, ｛112｝＜110＞, ｛335｝＜110＞ 및 ｛223｝＜110＞의 결정 방위로 이루어지는 ｛100｝＜011＞∼｛223｝＜110＞ 방위군의 극밀도의 평균값은 4 이하이고, 또한,｛332｝＜113＞의 결정 방위의 극밀도는 4.8 이하이다. 열연 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/8 깊이 위치에 있어서, ｛110｝＜001＞의 결정 방위의 극밀도는 2.5 이상이다. 또한, 열연 강판 중의 10nm 이하의 입경의 미세 Ti 탄질화물의 수밀도가 1.0×1017개/㎤ 이하이고, 소부(燒付) 경화량은 15MPa 이상이다.
[Ti]－48/14×[N]－48/32×[S]≥0　(1)
여기서, 식 (1) 중의 각 원소 기호에는, 대응하는 원소의 함유량(질량%)이 대입된다.
본 실시형태에 의한 테일러드 롤드 블랭크는, 압연 방향으로 판 두께가 테이퍼 형상으로 변화한다. 테일러드 롤드 블랭크는, 후육부와, 후육부보다 얇은 박육부을 구비한다. 테일러드 롤드 블랭크에 있어서, 판 두께가 가장 두꺼운 최후육부의 평균 경도 Htmax의, 판두께가 가장 얇은 최박육부의 평균 경도 Htmin에 대한 비가 1.0 초과∼1.5이다. 또한, 최박육부의 평균 전위 밀도는 1×1014m－2 이하이고, 10㎚ 이하의 입경의 미세 Ti 탄질화물의 수밀도는 2×1017개/㎤를 초과한다.
본 실시형태에 의한 테일러드 롤드 블랭크용 열연 강판의 제조 방법은, 질량%로, C：0.03∼0.1%, Si：1.5% 이하, Mn：1.0∼2.5%, P：0.1% 이하, S：0.02% 이하, Al：0.01∼1.2%, N：0.01% 이하, Ti：0.015∼0.15%, Nb：0∼0.1%, Cu：0∼1%, Ni：0∼1%, Mo：0∼0.2%, V：0∼0.2%, Cr：0∼1%, W：0∼0.5%, Mg：0∼0.005%, Ca：0∼0.005%, 희토류 원소：0∼0.1%, B：0∼0.005%, 및, Zr, Sn, Co 및 Zn으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상：합계로 0∼0.05%를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불순물로 이루어지고, 식 (1)을 만족하는 슬래브를, 식 (2)로 정의되는 온도 SRTmin 이상으로 가열하는 공정과, 가열된 슬래브에 대하여, 60∼90%의 총 압하율로 조(粗)압연을 실시하고, 또한, 조압연에 있어서, 슬래브 온도가 1050∼1150℃일 때에 20% 이상의 압하율로 1패스 이상 압연을 실시하여 조(粗) 바(bar)를 제조하는 공정과, 조압연이 종료한 후, 150초 이내에 조 바에 대하여 마무리 압연을 개시하고, 마무리 압연 개시시의 조 바의 온도를 1000℃∼1080℃ 미만으로 하고, 총 압하율을 75∼95%로 하고, 최종의 2패스에서의 합계 압하율을 30% 이상으로 하고, 마무리 압연 종료 온도를 Ar3 변태 온도∼1000℃로 하고, 식 (3)으로 정의되는 형상비 SR을 3.5 이상으로 하는 마무리 압연을 실시하여 강판을 제조하는 공정과, 마무리 압연 종료 후, 3초 이내에 강판의 냉각을 개시하고, 냉각 정지 온도를 600℃ 이하로 하고, 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도를 15℃／초 이상으로 하여 강판을 냉각하고, 식 (4)로 정의되어, Ar3 변태 온도를 통과 후, 권취 개시까지의 시간에서의 총 누적 확산 거리 Ltotal을 0.15㎛ 이하로 하는 공정과, 냉각 후의 강판을 600℃ 이하의 권취 온도로 권취하는 공정을 구비한다.
[Ti]－48/14×[N]－48/32×[S]≥0%　(1)
SRTmin＝10780/｛5.13－log ([Ti]×[C])｝－273　(2)
SR＝ld/hm　(3)
Ltotal＝∑√(D(T)ΔtL)　(4)
여기서, 식 (1) 및 식 (2) 중의 각 원소 기호에는, 대응하는 원소의 함유량(질량%)이 대입된다. 식 (3) 중의 ld는 마무리 압연에 있어서 최종의 압하를 행하는 압연 롤과 강판의 접촉 호(弧) 길이이고, 다음 식으로 정의된다.
ld＝√(L×(hin－hout)/2)
여기서, L(㎜)은, 상기 압연 롤의 직경이다. hin은, 상기 압연 롤의 입측(入側)에서의 강판의 판 두께(㎜)이다. hout은, 상기 압연 롤의 출측(出側)에서의 강판의 판 두께(㎜)이다. hm은 다음 식으로 정의된다.
hm＝(hin＋hout)/2
식 (4) 중의 ΔtL은, 상기 강판의 온도가 Ar3 변태 온도를 통과 후, 권취 개시까지의 시간에서의 미소 시간으로, 0.2초이다. D(T)는, T℃에 있어서의 Ti의 체확산 계수이고, Ti의 확산 계수를 D0, 활성화 에너지를 Q, 기체 상수를 R로 할 때, 다음 식으로 정의된다.
D(T)＝D0×Exp｛－Q/R(T＋273)｝
본 실시형태에 의한 테일러드 롤드 블랭크의 제조 방법은, 상술한 열연 강판을 이용한다. 본 제조 방법은, 열연 강판의 길이 방향에서 판 두께가 테이퍼 형상으로 변화하도록, 5% 초과∼50%의 범위에서 압하율을 변경하면서 열연 강판에 대하여 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판을 제조하는 공정과, 냉연 강판에 대하여 석출 경화 열 처리를 실시하는 공정을 구비한다. 석출 경화 열 처리에 있어서, 최고 가열 온도 Tmax가 600∼750℃이고, 600℃ 이상에서의 유지 시간 tK(초)가, 최고 가열 온도 Tmax에 대하여 식 (5)를 만족하고, 식 (6)으로 정의되는 열 처리 지표 IN을 16500∼19500으로 한다.
530－0.7×Tmax≤tK≤3600－3.9×Tmax　(5)
IN＝(Tn＋273)(log (tn/3600)＋20)　(6)
여기서, 식 (6) 중의 tn(초)은 식 (7)로 정의된다.
tn/3600＝10X＋ΔtIN/3600　(7)
여기서, X＝((Tn －1＋273)/(Tn＋273))(log (tn －1/3600)＋20)－20이다. 또한, t1＝ΔtIN이고, ΔtIN은 1초이다.
식 (6) 중의 Tn(℃)은 식 (8)로 정의된다.
Tn＝Tn －1＋αΔtIN　(8)
여기서, α는, 온도 Tn －1에서의 승온 속도 또는 냉각 속도(℃／s)이다.
본 실시형태에 의한 테일러드 롤드 블랭크용 열연 강판을 이용하면, 고강도를 갖고 뛰어난 냉간 성형성을 갖는 테일러드 롤드 블랭크를 제조할 수 있다.
도 1a는, ODF(Orientation Distribution Function)에 있어서, 각도 변수 φ1, φ2 및 Φ를 직교 좌표로 하는 오일러 공간의 모식도이다.
도 1b는, 도 1a의 오일러 공간에 있어서 φ2＝45°단면 상의 주요 결정 방위의 위치를 나타내는 도면이다.
본 발명자들은, 하기 (a)∼(e)의 조건을 만족하는 다양한 테일러드 롤드 블랭크에 대하여, 냉간 성형성과, 최후육부 및 최박육부의 재질의 관계를 조사했다. 그 결과, 다음의 지견을 얻었다.
(a) 냉간 압연 후에 열 처리를 행하는 것,
(b) 냉간 압연이 5%를 초과하는 압하율에서, 후육부 및 박육부가 형성되는 것,
(c) 후육부와 그에 인접하는 박육부의 간격(거리)이 수 미터 이하인 것,
(d) 후육부 및 박육부가 1개 또는 복수개 존재하는 것, 및,
(e) 판 두께가, 압연 방향으로 테이퍼 형상으로 변화하고 있는 것.
상기 (a)에 기재되어 있는, 냉간 압연 후에 행하는 열 처리는, 강 중에 석출물을 미세하게 석출하여 석출 경화를 작용시키고, 또한, 강 중의 전위 밀도를 저하시켜 연성을 개선한다. 이 열 처리를 「석출 경화 열 처리」라고 한다.
본 발명자들은, 우선, 테일러드 롤드 블랭크의 냉간 성형성에 대하여 검토했다. 구체적으로는, 판 두께가 압연 방향으로 상이한 테일러드 블랭크(샘플 1), 및, 항복 강도가 압연 방향으로 상이한 테일러드 블랭크(샘플 2)를 준비했다. 각 샘플에 대하여, 볼 헤드 인장 시험 및 각통 조리개 시험을 실시했다.
시험의 결과, 샘플 1을 이용한 시험에서는, 어느 시험에 있어서나, 박육부에서 파단했다. 또한, 성형 높이는, 샘플 1의 박육부와 동일한 판 두께를 갖고, 또한, 그 판 두께가 일정한 강판보다 낮았다. 샘플 2를 이용한 시험에서는, 어느 시험에 있어서나, 저강도를 갖는 부분이 파단되었다. 또한, 그 성형 높이는, 샘플 2의 고강도 부분과 동일한 항복 강도를 갖고, 또한, 그 항복 강도가 균일한 강판보다 낮았다.
이상의 시험 결과로부터, 다음의 사항을 생각할 수 있다. 서로 상이한 변형 저항을 갖는 부분을 포함하는 블랭크에 대하여 냉간 성형 가공을 실시하는 경우, 외관 상의 변형 저항이 낮은 부분에 변형이 집중하여, 충분히 성형되기 전에 파단하기 쉽다. 그 때문에, 변형 저항이 낮은 박육부의 강도를 높일 필요가 있다.
본 발명자들은 다음으로, 박육부의 판 두께 THmin의 후육부의 판 두께 THmax에 대한 비(THmin/THmax)가 0.6 이하인 두께 불균일 강판에 대하여 더욱 상세한 검토를 행했다. 그 결과, 다음의 지견을 얻었다. 최후육부의 평균 경도 Htmax의, 최박육부의 평균 경도 Htmin에 대한 비(Htmax/Htmin)가 1.0 초과∼1.5이면, 성형 가공시에 있어서, 변형의 집중이 발생하기 어렵다. 그 때문에, 볼 헤드 인장 시험 및 각통 조리개 시험의 어느 시험에 있어서나, 뛰어난 냉간 성형성이 얻어진다. 보다 구체적으로는, Htmax/Htmin가 1.0 초과∼1.5이면, 최박육부와 같은 정도의 판 두께이며, 그 판 두께가 균일하고, 또한, 최박육부의 평균 경도 Htmin과 같은 정도의 평균 경도를 갖는 강판의 성형 높이의 8할 정도에 들어간다.
또한, 테일러드 롤드 블랭크의 최박육부의 평균 전위 밀도가 1×1014m－2를 초과하는 경우, 충분한 냉간 성형성이 얻어지지 않는다. 이는, 냉간 압연에 의해 테일러드 롤드 블랭크에 도입된 변형이, 그 후의 석출 경화 열 처리에 의해서 회복되지 못한 것에 기인한다. 따라서, 테일러드 롤드 블랭크의 최박육부에서의 평균 전위 밀도를 1×1014m－2 이하로 한다.
또한, 테일러드 롤드 블랭크에 있어서, 10nm 이하의 입경의 미세 Ti 탄질화물(Ti(C, N))의 수밀도 n1이 2×1017개/㎤ 이하인 경우, 석출 경화가 불충분해지고, 목표로 하는 강도가 얻어지지 않는다. 따라서, 미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n1은 2×1017개/㎤를 초과한다.
상술한 조건을 만족하는 테일러드 롤드 블랭크를 얻기 위하여, 본 발명자들은, 테일러드 롤드 블랭크의 소재가 되는 열연 강판에 요구되는 조건에 대하여 검토했다.
구체적으로는, 0.06% C-0.15% Si-1.9% Mn-0.01% P-0.002% S-0.035% Al-0.09% Ti-0.035% Nb-0.004% N의 화학 조성을 갖는 슬래브를 준비했다. 슬래브를 이용하여, 다양한 제조 조건에 의해, 마이크로 조직, Ti 탄질화물의 수밀도, 집합 조직, 및, 판 두께가 상이한 복수의 테일러드 롤드 블랭크용 열연 강판을 제조했다. 그 후, 제조된 열연 강판을 이용하여, 테일러드 롤드 블랭크를 상정한 냉간 압연을 실시하여, 냉연 강판을 제조했다. 냉간 압연에서의 압하율은 5 초과∼50%로 했다. 제조된 냉연 강판에 대하여, 다양한 제조 조건으로 석출 경화 열 처리를 실시하여, 테일러드 롤드 블랭크를 제조했다. 상기 열연 강판, 냉연 강판, 및 테일러드 롤드 블랭크로부터 샘플을 채취하여, 마이크로 조직, 석출물 상태, 집합 조직에 대하여 조사했다. 그 결과, 다음의 지견을 얻었다.
［열연 강판의 마이크로 조직에 대하여］
테일러드 롤드 블랭크용 열연 강판의 마이크로 조직에 있어서, 베이나이트의 면적률이 20% 미만인 경우, 잔부는 주로 페라이트이다. 그러나, 이러한 마이크로 조직을 갖는 열연 강판이 통상의 제조 방법으로 제조된 경우, 마무리 압연 후의 냉각 중에 오스테나이트로부터 페라이트로의 변태가 진행한다. 이 경우, 오스테나이트와 페라이트에서의 Ti, C 및 N의 고용도의 차를 구동력으로 하여, Ti 탄질화물이 석출되고, 페라이트가 석출 경화되어, 열연 강판의 강도가 너무 높아진다. 열연 강판의 강도가 너무 높으면, 냉간 압연에서의 압연 반력이 상승한다. 그 때문에, 테일러드 롤드 블랭크의 치수 정밀도(판 두께 정밀도 및 판 폭 정밀도)가 저하하여, 냉간 성형성이 저하한다. 한편, 만일, Ti 탄질화물의 석출 경화가 과시효 상태이고, 열연 강판의 강도가 낮은 경우, 후공정인 석출 경화 열 처리에 의해서도 석출 경화가 되지 않는다. 열연 강판의 마이크로 조직이 20% 이상인 베이나이트를 함유하면, 열연 강판에서의 강도의 과잉적 상승을 억제할 수 있어, 열연 강판의 냉간 성형성이 높아진다.
［열연 강판 중의 석출물(Ti 탄질화물)에 대하여］
또한, 열연 강판 중의 Ti 탄질화물은 적은 편이 바람직하다. 열연 강판 중에 Ti 탄질화물이 다수 석출되어 있으면, 상술한 대로, 석출 경화에 의해 열연 강판의 강도가 너무 높아진다. 이 경우, 냉간 성형성이 저하한다. 열연 강판 중의 Ti 탄질화물이 적으면, Ti, C 및 N이 고용 상태거나, 또는, Ti 탄질화물이 클러스터상이다. 이 경우, 열연 강판에서의 석출 경화가 발현하지 않고, 파단 신장이 높아진다. 그 결과, 냉간 압연 중의 압연 반력은 저하하여, 냉간 성형성이 높아진다. 구체적으로는, 10nm 이하의 입경의 미세 Ti 탄질화물의 수밀도가 1.0×1017개/㎤ 이하이고, 소부 경화량(이하, BH양이라고 한다)이 15MPa 이상이면, 뛰어난 냉간 성형성이 얻어진다.
「클러스터상의 Ti 탄질화물」이란, 결정 구조가 NaCl 구조가 아니고, 형상이 판 형상이 아니라 부정형인 것을 의미한다. 클러스터상의 Ti 탄질화물은, 원자수로는 Ti 원자가 100∼200개인 집합체이다. 투과형 전자 현미경에서는, 명확한 NaCl 구조를 하고 있지 않기 때문에 관찰하기 어렵고, 3D-AP로 상기의 원자수의 Ti와 C, N의 집합체가 확인되면 클러스터로 정의할 수 있다. 동일 샘플로부터 투과형 전자 현미경 박막 시료, 및, 3D-AP용 시료를 채취하고, 각각 복수의 샘플을 5시야 이상 관찰한다. 이 때, 관찰한 5시야의 과반수에서, 투과형 전자 현미경에서 명확한 석출물이 확인되지 않고, 또한, 3D-AP에서 Ti 원자가 100∼200개로 Ti 원자와 C 원자가 동일 좌표에 관찰되는 경우, 클러스터상의 Ti 탄질화물이라고 판단할 수 있다.
［열연 강판 중의 집합 조직에 대하여］
열연 강판 중의 집합 조직에서는, 다음의 사항을 만족함으로써, 냉간 성형성을 높일 수 있다.
열연 강판의 표면으로부터 판 두께의 5/8∼3/8 깊이의 범위(이하, 이 범위를 내부라고 한다)에 있어서, ｛100｝＜011＞, ｛116｝＜110＞, ｛114｝＜110＞, ｛113｝＜110＞, ｛112｝＜110＞, ｛335｝＜110＞, 및, ｛223｝＜110＞의 각 결정 방위로 이루어지는 ｛100｝＜011＞∼｛223｝＜110＞ 방위군의 극밀도 D1의 평균값을 4 이하로 하고, 또한, ｛332｝＜113＞의 결정 방위의 극밀도 D2를 4.8 이하로 한다.
요컨데, 열연 강판의 내부에 있어서는, 결정 방위를 가능한 랜덤으로 한다. ｛100｝＜011＞∼｛223｝＜110＞ 방위군의 극밀도 D1의 평균값이 4 이하이고, 또한, ｛332｝＜113＞ 결정 방위의 극밀도 D2가 4.8 이하인 경우, 인장 강도 및 파단 신장의 면내 이방성이 저감한다. 구체적으로는, 인장 강도 및 파단 신장의 면내 이방성의 지표인 ｜Δr｜값이 0.6 이하로 된다. 구체적으로는, 압연 방향, 판 폭 방향, 및, 압연 방향으로부터 45°기울어진 방향에서의 인장 강도의 평균 720MPa인 경우, 3방향에서의 표준 편차가 12MPa 이하로 된다. 그리고, 3방향에서의 파단 신장의 평균이 17%인 경우, 3방향에서의 표준 편차가 0.8% 이하로 된다. 면내 이방성이 작아지기 때문에, 판 두께 정밀도 및 판 폭 정밀도가 높아져, 냉간 성형성이 높아진다.
한편, 열연 강판의 표면으로부터 판 두께의 3/8 깊이까지의 범위의 표층에 있어서는, ｛110｝＜001＞ 결정 방위의 극밀도 D3을 2.5 이상으로 한다.
요컨데, 내부에서는 결정 방위를 가능한 랜덤으로 하는데 대하여, 표층에서는, 특정 결정 방위인 ｛110｝＜001＞ 결정 방위가 차지하는 비율을 가능한 높인다. 본 실시형태의 화학 조성에 있어서, ｛110｝＜001＞ 결정 방위의 결정 입자는, 가공 경화하기 어렵다. 테일러드 롤드 블랭크의 제조에서는, 냉간 압연시에 부분적으로 압하율을 바꾸고, 강판에 후육부와 박육부를 제조한다. 따라서, 후육부와 박육부에서는, 냉간 압연에서의 압하율이 상이하다. 압하율이 상이하면, 도입되는 변형량도 상이하다. 그 때문에, 후육부와 박육부에서 가공 경화에 차이가 발생하여, 경도에 차이가 발생한다. 후육부와 박육부의 표층부에서 특히, 경도의 차이가 발생하기 쉽다.
상술한 대로, ｛110｝＜001＞ 결정 방위의 결정 입자는, 가공 경화하기 어렵다. 또한, 후술하는 대로, 본 실시형태에서는, 냉간 압연율은 5% 초과∼50%이다. 이 경우, 냉간 압연 후에 있어서도, 표층에 ｛110｝＜001＞ 결정 방위가 남는다. 그 때문에, ｛110｝＜001＞ 결정 방위의 극밀도 D3이 2.5 이상이면, 테일러드 롤드 블랭크의 후육부 및 박육부의 경도차를 저감할 수 있고, 경도의 편차를 억제할 수 있다. 그 결과, 판 두께 정밀도 및 판 폭 정밀도가 높아져, 냉간 성형성이 높아진다.
상술한 열연 강판을 5% 초과∼50%의 압하율로 냉간 압연하고, 또한, 후술하는 조건으로 석출 경화 열 처리를 실시하여 테일러드 롤드 블랭크를 제조하면, 제조된 테일러드 롤드 블랭크에서는, 상술한 경도비 HR(＝Htmax/Htmin＝1.0 초과∼1.5)이 얻어진다. 또한, 최박육부의 평균 전위 밀도는 1×1014m－2 이하로 되고, 원 상당 직경이 0.5∼10nm의 Ti 탄질화물의 수밀도 n1이 2×1017개/㎤를 초과한다.
이상의 지견에 의거하여 완성한 본 실시형태의 열연 강판은, 테일러드 롤드 블랭크에 이용되는 열연 강판이다. 이 열연 강판은, 질량%로, C：0.03∼0.1%, Si：1.5% 이하, Mn：1.0∼2.5%, P：0.1% 이하, S：0.02% 이하, Al：0.01∼1.2%, N：0.01% 이하, Ti：0.015∼0.15%, Nb：0∼0.1%, Cu：0∼1%, Ni：0∼1%, Mo：0∼0.2%, V：0∼0.2%, Cr：0∼1%, W：0∼0.5%, Mg：0∼0.005%, Ca：0∼0.005%, 희토류 원소：0∼0.1%, B：0∼0.005%, 및, Zr, Sn, Co 및 Zn으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상：합계로 0∼0.05%를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불순물로 이루어지고, 식 (1)을 만족하는 화학 조성과, 면적률로, 20% 이상의 베이나이트를 함유하고, 면적률로 잔부의 50% 이상이 페라이트로 이루어지는 마이크로 조직을 갖는다. 열연 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/2 깊이 위치에 있어서, ｛100｝＜011＞, ｛116｝＜110＞, ｛114｝＜110＞, ｛113｝＜110＞, ｛112｝＜110＞, ｛335｝＜110＞ 및 ｛223｝＜110＞의 결정 방위로 이루어지는 ｛100｝＜011＞∼｛223｝＜110＞ 방위군의 극밀도의 평균값이 4 이하이고, 또한, ｛332｝＜113＞의 결정 방위의 극밀도가 4.8 이하이다. 열연 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/8 깊이 위치에 있어서, ｛110｝＜001＞의 결정 방위의 극밀도가 2.5 이상이다. 또한, 열연 강판 중의 Ti 탄질화물 중, 10㎚ 이하의 입경의 미세 Ti 탄질화물의 수밀도가 1.0×1017개/㎤ 이하이고, 소부 경화량(BH양)은 15MPa 이상이다.
[Ti]－48/14×[N]－48/32×[S]≥0　(1)
여기서, 식 (1) 중의 각 원소 기호에는, 대응하는 원소의 함유량(질량%)이 대입된다.
상기 열연 강판의 화학 조성은, Nb：0.005∼0.1%, Cu：0.005∼1%, Ni：0.005∼1%, Mo：0.005∼0.2%, V：0.005∼0.2%, Cr：0.005∼1%, 및, W：0.01∼0.5%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다. 상기 화학 조성은, Mg：0.0005∼0.005%, Ca：0.0005∼0.005%, 및, 희토류 원소：0.0005∼0.1%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 함유해도 된다. 상기 화학 조성은, B：0.0002∼0.005%를 함유해도 된다. 화학 조성은, Zr, Sn, Co 및 Zn으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계로 0.005∼0.05% 함유해도 된다.
본 실시형태에 의한 테일러드 롤드 블랭크는, 압연 방향으로 판 두께가 테이퍼 형상으로 변화한다. 본 테일러드 롤드 블랭크는, 후육부와, 후육부보다 얇은 박육부을 구비한다. 테일러드 롤드 블랭크에 있어서, 판 두께가 가장 두꺼운 최후육부의 평균 경도 Htmax의, 판 두께가 가장 얇은 최박육부의 평균 경도 Htmin에 대한 비는 1.0 초과∼1.5이다. 최박육부의 평균 전위 밀도는 1×1014m－2 이하이다. 또한, 10㎚ 이하의 입경의 Ti 탄질화물의 수밀도는 2×1017개/㎤를 초과한다.
바람직하게는, 상기 테일러드 롤드 블랭크는, 상기 열연 강판을 이용하여 제조된다. 상기 테일러드 롤드 블랭크는, 표면에 아연 도금층을 구비해도 된다.
본 실시형태에 의한 테일러드 롤드 블랭크용 열연 강판의 제조 방법은, 상술한 화학 조성을 갖고, 식 (1)을 만족하는 슬래브를 식 (2)로 정의되는 온도 SRTmin 이상으로 가열하는 공정과, 가열된 슬래브에 대하여, 60∼90%의 총 압하율로 조압연을 실시하고, 또한, 조압연에 있어서, 슬래브 온도가 1050∼1150℃일 때에 20% 이상의 압하율로 1패스 이상 압연을 실시하여 조 바를 제조하는 공정과, 조압연이 종료한 후, 150초 이내에 조 바에 대하여 마무리 압연을 개시하고, 마무리 압연 개시시의 조 바의 온도를 1000℃∼1080℃ 미만으로 하고, 총 압하율을 75∼95%로 하고, 최종의 2패스에서의 합계 압하율을 30% 이상으로 하고, 마무리 압연 종료 온도를 Ar3 변태 온도∼1000℃로 하고, 식 (3)으로 정의되는 형상비 SR을 3.5 이상으로 하는 마무리 압연을 실시하여 강판을 제조하는 공정과, 마무리 압연 종료 후, 3초 이내에 강판의 냉각을 개시하고, 냉각 정지 온도를 600℃ 이하로 하고, 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도를 15℃／초 이상으로 하여 강판을 냉각하고, 식 (4)로 정의되고, Ar3 변태 온도를 통과 후 권취 개시까지의 시간에서의 총 누적 확산 거리 Ltotal을 0.15㎛ 이하로 하는 공정과, 냉각 후의 강판을 600℃ 이하의 권취 온도로 권취하는 공정을 구비한다.
[Ti]－48/14×[N]－48/32×[S]≥0%　(1)
SRTmin＝10780/｛5.13－log ([Ti]×[C])｝－273　(2)
SR＝ld/hm　(3)
Ltotal＝∑√(D(T)ΔtL)　(4)
여기서, 식 (1) 및 식 (2) 중의 각 원소 기호에는, 대응하는 원소의 함유량(질량%)이 대입된다. 식 (3) 중의 ld는 마무리 압연에 있어서 최종의 압하를 행하는 압연 롤과 강판의 접촉 호 길이이고, 다음 식으로 정의된다.
ld＝√(L×(hin－hout)/2)
여기서, L(㎜)은, 상기 압연 롤의 직경이다. hin은, 상기 압연 롤의 입측에서의 강판의 판 두께(㎜)이다. hout은, 상기 압연 롤의 출측에서의 강판의 판 두께(㎜)이다. hm은 다음 식으로 정의된다.
hm＝(hin＋hout)/2
식 (4) 중의 ΔtL은, 상기 강판의 온도가 Ar3 변태 온도를 통과 후, 권취 개시까지의 시간에서의 미소 시간이고, 0.2초이다. D(T)는, T℃에 있어서의 Ti의 체확산 계수이고, Ti의 확산 계수를 D0, 활성화 에너지를 Q, 기체 상수를 R로 할 때, 다음 식으로 정의된다.
D(T)＝D0×Exp｛－Q/R(T＋273)｝
본 실시형태에 의한 테일러드 롤드 블랭크의 제조 방법은, 상술한 열연 강판을 이용하여 제조된다. 본 제조 방법은, 열연 강판의 길이 방향에서 판 두께가 테이퍼 형상으로 변화하도록, 5% 초과∼50%의 범위에서 압하율을 변경하면서 열연 강판에 대하여 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판을 제조하는 공정과, 냉연 강판에 대하여 석출 경화 열 처리를 실시하는 공정을 구비한다. 석출 경화 열 처리에서는, 최고 가열 온도 Tmax가 600∼750℃이고, 600℃ 이상에서의 유지 시간 tK(초)가, 최고 가열 온도 Tmax에 대하여 식 (5)를 만족하고, 식 (6)으로 정의되는 열 처리 지표 IN이 16500∼19500이다.
530－0.7×Tmax≤tK≤3600－3.9×Tmax　(5)
IN＝(Tn＋273)(log (tn/3600)＋20)　(6)
여기서, 식 (6) 중의 tn(초)은 식 (7)로 정의된다.
tn/3600＝10X＋ΔtIN/3600　(7)
여기서, X＝((Tn －1＋273)/(Tn＋273))(log (tn－1/3600)＋20)－20이다. 또한, t1＝ΔtIN이고, ΔtIN은 1초이다.
식 (6) 중의 Tn(℃)은 식 (8)로 정의된다.
Tn＝Tn －1＋αΔtIN　(8)
여기서, α는, 온도 Tn －1에서의 승온 속도 또는 냉각 속도(℃／s)이다.
상기 테일러드 롤드 블랭크의 제조 방법은 슬래브를 가열하는 공정 전, 마무리 압연 후의 강판을 냉각하는 공정 전, 냉각된 강판을 권취하는 공정 전, 및, 석출 경화 열 처리를 실시하는 공정 후 중 어느 하나에서, 아연 도금 처리를 실시하는 공정을 더 구비해도 된다. 본 제조 방법은 아연 도금 처리를 실시한 후, 450∼600℃에서 합금화 처리를 실시하는 공정을 더 구비해도 된다.
본 실시형태의 열연 강판을 이용하면, 590MPa 이상의 인장 강도를 갖고 뛰어난 냉간 성형성을 갖는 테일러드 롤드 블랭크를 얻을 수 있다. 이 테일러드 롤드 블랭크는, 자동차의 골격 부품을 비롯하여 충돌 흡수 에너지, 강성 및 피로 강도 등의 성능이 요구되는 내판 부재, 구조 부재, 다리 회전 부재 등의 용도에 이용할 수 있다.
이하, 테일러드 롤드 블랭크용 열연 강판, 및, 그 열연 강판을 이용하여 제조되는 테일러드 롤드 블랭크에 대하여 상세히 기술한다.
［테일러드 롤드 블랭크용 열연 강판］
［화학 조성］
본 실시형태의 테일러드 롤드 블랭크용 열연 강판의 화학 조성은, 다음의 원소를 함유한다. 이하, 각 원소의 함유량에 대한 「%」는 질량%를 의미한다.
C：0.03∼0.1%
탄소(C)는, 조직 강화에 의해 강의 강도를 높인다. C는 또한 본 열연 강판을 이용하여 테일러드 롤드 블랭크를 제조할 때, Ti와 결합하여 Ti 탄질화물을 형성하고, 석출 경화에 의해 테일러드 롤드 블랭크의 강도를 높인다. C 함유량이 너무 낮으면, 상기 효과를 얻을 수 없고, 테일러드 롤드 블랭크의 인장 강도가 590MPa 미만으로 된다. 한편, C 함유량이 너무 높으면, 강도가 너무 높아져, 열연 강판의 신장이 저하한다. 따라서, C 함유량은 0.03∼0.1%이다. C 함유량의 바람직한 하한은 0.06%이다. C 함유량의 바람직한 상한은 0.09%이다.
Si：1.5% 이하
규소(Si)는 불가피하게 함유된다. Si는 강에 고용되어 강의 강도를 높인다. Si는 또한 인장 강도와 신장의 밸런스를 개선한다. 그러나, Si 함유량이 너무 높으면, 타이거 스트라이프상의 스케일이 생성되어, 열연 강판의 표면 성상이 저하한다. 이 경우, 스케일 제거를 목적으로 한 산 세정 처리의 생산성이 저하한다. 열연 강판의 표면 성상이 저하하면 또한 화성(化成) 처리성이 저하하기 때문에, 테일러드 롤드 블랭크의 도장 후의 내식성이 저하한다. 따라서, Si 함유량은 1.5% 이하(0%는 포함하지 않는다)이다. Si 함유량의 바람직한 하한은 0.02%이다. 이 경우, 상기 효과와 함께, 비늘형, 방추 스케일로 대표되는 스케일 결함의 발생을 더욱 억제할 수 있다. Si 함유량의 바람직한 상한은, 0.07%이다. 이 경우, 타이거 스트라이프상의 스케일의 발생을 더욱 억제할 수 있다.
Mn：1.0∼2.5%
망간(Mn)은, 강을 고용 강화하고, 또한, 강의 담금질성을 높인다. Mn 함유량이 너무 낮으면, 강의 강도가 너무 낮아져서, 인장 강도가 590MPa 미만이 된다. 한편, Mn 함유량이 너무 높으면, 편석이 발생하기 쉬워져, 가공성 및 프레스 성형성이 저하한다. 따라서, Mn 함유량은, 1.0∼2.5%이다. 적정한 Mn 함유량의 범위는, 인장 강도에 따라서 존재한다. 590∼700MPa의 인장 강도를 갖는 테일러드 롤드 블랭크에 있어서의 바람직한 Mn 함유량은 1.0∼1.8%이다. 700MPa∼900MPa의 인장 강도를 갖는 테일러드 롤드 블랭크에 있어서의 바람직한 Mn 함유량은 1.6∼2.2%이다. 900MPa 이상의 인장 강도를 갖는 테일러드 롤드 블랭크에 있어서의 바람직한 Mn 함유량은 2.0∼2.5%이다.
Mn은 또한 S에 의한 열간 균열의 발생을 억제한다. S에 의한 열간 균열의 발생을 억제하기 위한 Mn 이외의 원소의 함유량이 충분하지 않은 경우, Mn 함유량([Mn])의 S 함유량([S])에 대한 비([Mn]/[S])는, 바람직하게는 20 이상이다.
P：0.1% 이하
인(P)은, 불가피하게 함유된다. P은, 강을 고용 강화한다. 그러나, P 함유량이 너무 높으면, 강판의 가공성 및 용접성이 저하한다. 따라서, P 함유량은 0.1% 이하(0%를 포함하지 않는다)이다. P 함유량의 바람직한 하한은 0.005%이다. P 함유량의 바람직한 상한은 0.02%이다.
S：0.02% 이하
유황(S)은, 불가피하게 함유되는 불순물이다. S은, MnS 등의 개재물을 생성하고, 강의 신장 플랜지 성형성을 저하하고, 또한 열간 압연시에 균열을 일으킨다. 따라서, S 함유량은 0.02% 이하(0%를 포함하지 않는다)이다. 바람직한 S 함유량의 상한은 0.005%이다. 이 경우, 용접성 및, 주조시 및 열연시의 제조 안정성이 높아진다. S 함유량은 가능한 낮은 편이 바람직하다. 그러나, 제조 비용을 고려하면, S 함유량의 하한은 예를 들면, 0.0001%이다.
Al：0.01∼1.2%
알루미늄(Al)은, 강을 탈산하고, 용강 중의 용존 산소를 줄인다. 그 때문에, Al은, Ti, Nb, Mo 및 V이 용존 산소와 결합하여 합금 산화물을 형성하는 것을 억제할 수 있다. Al 함유량이 너무 낮으면, 이 효과가 얻어지지 않는다. 한편, Al 함유량이 너무 높으면, 단조시에 턴디시(tundish) 노즐이 막히기 쉬워진다. Al 함유량이 너무 높으면 또한 화성 처리성 및 아연 도금성이 저하한다. Al 함유량이 너무 높으면 또한 알루미나 등의 비금속 개재물이 다량으로 발생하여 강의 국부 연성이 저하한다. 따라서, Al 함유량은 0.01∼1.2%이다. Al 함유량의 바람직한 하한은 0.02%이다. 화성 처리 및 아연 도금성을 더욱 높이는 경우, Al 함유량의 바람직한 상한은 0.6%이다. 알루미나 등의 비금속 개재물의 생성을 더욱 억제하는 경우, Al 함유량의 바람직한 상한은 0.3%이다.
N：0.01% 이하
질소(N)는, 불가피하게 함유되는 불순물이다. N은, Ti, Nb 등과 결합하여 질화물을 형성한다. 이 경우, 질화물이 형성된 경우, Ti, Nb가 후술하는 작용을 발휘하기 어렵다. 또한, 이들 질화물은, 고온에서 석출하여 조대화하기 쉽고, 버링(burling) 균열의 기점이 되기 쉽다. 따라서, N 함유량은 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다)이다.
또한, 시효 열화가 문제가 되는 부재에 대하여 본 실시형태의 테일러드 롤드 블랭크를 이용하는 경우, N 함유량의 바람직한 상한은 0.006%이다. 또한 제조 후 2주 이상 실온에서 방치한 후, 가공되는 것을 전제로 하는 부재에 대하여 본 실시형태의 테일러드 롤드 블랭크를 이용하는 경우에는, N 함유량의 바람직한 상한은 0.005%이다. 테일러드 롤드 블랭크가 여름철의 고온 환경 하에서 방치되거나, 또는 적도를 넘는 지역에 선박 등으로 수출되는 경우, N 함유량의 바람직한 상한은, 0.004% 미만이다.
Ti：0.015∼0.15%
티탄(Ti)은, 다양한 석출 경화 원소 중, 가장 석출 경화능이 높다. γ상(오스테나이트) 중 및 α상(페라이트) 중에서의 고용도의 차가 가장 크기 때문이다. 본 실시형태에서는, 열연 강판에서는 Ti 탄질화물(Ti(C, N))의 석출을 최대한 억제하고, Ti를 고용시킨 상태, 또는, 클러스터 상태에서 존재시킨다. 열연 강판에 대하여 냉간 압연을 실시하여 테일러드 롤드 블랭크의 형상의 중간품을 제조한다. 이 때, 중간품에는 전위가 다수 도입된다. 중간품에 대하여 석출 경화 열 처리를 실시하여 테일러드 롤드 블랭크를 제조한다. 이 때, 전위 상에 Ti 탄질화물이 미세하게 석출되어, 테일러드 롤드 블랭크가 석출 경화된다. 이에 따라, 테일러드 롤드 블랭크의 강도 및 신장이 향상한다.
Ti 함유량이 너무 낮은 경우, 테일러드 롤드 블랭크에 있어서의 Ti 탄질화물의 수밀도가 1010개/㎣ 미만이 되고, 석출 경화 열 처리 후의 테일러드 롤드 블랭크의 인장 강도가 590MPa 미만이 된다. 한편, Ti 함유량이 너무 높으면, 상기 효과가 포화하고, 또한, 턴디쉬 노즐이 막히기 쉬워진다. Ti 함유량이 너무 높으면 또한, 열간 압연시의 오스테나이트 재결정 속도가 느려져, 열연 강판의 집합 조직이 발달하기 쉬워진다. 이 경우, 석출 경화 열 처리 후의 테일러드 롤드 블랭크에 있어서, 면내 이방성이 커진다. 이 경우, 열연 강판의 냉간 성형성이 저하하기 때문에, 테일러드 롤드 블랭크의 판 두께 정밀도 및 판 폭 정밀도가 낮아진다. 따라서, Ti 함유량은, 0.015∼0.15%이다. Ti 함유량의 바람직한 상한은 0.12%이다.
［식 (1)에 대하여］
상기 화학 조성은 또한 식 (1)을 만족한다.
[Ti]－48/14×[N]－48/32×[S]≥0　(1)
여기서, 식 (1) 중의 각 원소 기호에는, 대응하는 원소의 함유량(질량%)이 대입된다
상술한 대로, Ti는 석출 경화 열 처리에 의해 Ti 탄질화물(Ti(C, N))로서 미세 석출하고, 테일러드 롤드 블랭크를 석출 경화하고, 그 인장 강도를 590MPa 이상으로 한다. 그러나, Ti는 N 및 S와의 친화력이 높다. 그 때문에, N 함유량 및 S 함유량에 대하여 Ti 함유량이 너무 낮으면, Ti 탄질화물이 생성되지 않고, TiN 및 TiS가 생성된다. TiN 및 TiS는 조대하기 때문에, 강의 강도 향상에 기여하지 않는다. 따라서, Ti 탄질화물로서 충분히 석출되는 양의 Ti를 함유하지 않으면 안된다.
F1＝[Ti]－48/14×[N]－48/32×[S]로 정의한다. F1이 0 미만이면, 열연 강판 중의 N 함유량 및 S 함유량에 대한 Ti 함유량이 너무 낮다. 이 경우, 열연 강판에 대하여 후술하는 석출 경화 열 처리를 실시해도, Ti 탄질화물이 생성되기 어렵다. 한편, F1이 0 이상이면, 탄질화물로서 석출하는데 충분한 양의 Ti가 함유된다. 이 경우, 테일러드 롤드 블랭크의 강도를 590MPa 이상으로 높일 수 있다.
본 실시형태의 열연 강판의 화학 조성의 잔부는 Fe 및 불순물로 이루어진다. 여기서, 불순물이란, 열연 강판을 공업적으로 제조할 때에, 광석, 스크랩 등의 원료 그 외의 요인에 의해 혼입하는 성분을 의미한다.
본 실시형태에 의한 열연 강판은 또한 Fe의 일부에 대신하여, Nb, Cu, Ni, Mo, V, Cr 및 W로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 함유해도 된다. 이들 원소는 모두 임의 원소이다. 이들 원소는 모두, 강의 강도를 높인다.
Nb：0∼0.1%
니오브(Nb)는 임의 원소이고, 함유되지 않아도 된다. 함유되는 경우, Nb는 Ti와 동일하게 석출 경화에 의해 강의 강도를 높인다. Nb가 조금이라도 함유되면, 상기 효과가 얻어진다. 그러나, Nb 함유량이 너무 높으면, 석출 경화가 포화하고, 신장 및 가공성이 저하한다. 따라서, Nb 함유량은 0∼0.1%이다. 상기 효과를 보다 유효하게 얻기 위한 Nb 함유량의 바람직한 하한은 0.005%이고, 더욱 바람직하게는 0.02%이다. Nb 함유량의 바람직한 상한은 0.05%이다.
Cu：0∼1%
구리(Cu)는 임의 원소이고, 함유되지 않아도 된다. 함유되는 경우, Cu는 단독으로 석출되어, 강의 강도를 높인다. Cu가 조금이라도 함유되면, 상기 효과가 얻어진다. 그러나, Cu 함유량이 너무 높으면, 열간 압연시에 강이 취화한다. 따라서, Cu 함유량은 0∼1%이다. 상기 효과를 보다 유효하게 얻기 위한 Cu 함유량의 바람직한 하한은 0.005%이다.
Ni：0∼1%
니켈(Ni)은 임의 원소이고, 함유되지 않아도 된다. 함유되는 경우, Ni는 Mn과 동일하게, 강의 담금질성을 높여 강의 강도를 높이고, 강의 인성을 높인다. Ni는 또한 Cu가 함유된 경우에 강의 열간 취성을 억제한다. Ni가 조금이라도 함유되면, 상기 효과가 얻어진다. 그러나, Ni 함유량이 너무 높으면, 제조 비용이 비싸진다. 따라서, Ni 함유량은 0∼1%이다. 상기 효과를 더욱 유효하게 얻기 위한 Ni 함유량의 바람직한 하한은 0.005%이다.
Mo：0∼0.2%
V：0∼0.2%
몰리브덴(Mo) 및 바나듐(V)은 모두 임의 원소이고, 함유되지 않아도 된다. 함유되는 경우, Mo 및 V는 Ti 및 Nb와 동일하게, 강을 석출 경화한다. Mo 및 V가 조금이라도 함유되면, 상기 효과가 얻어진다. 그러나, Mo 및 V 함유량이 너무 높으면, 강의 신장이 저하한다. 따라서, Mo 함유량은 0∼0.2%이고, V 함유량은 0∼0.2%이다. 상기 효과를 더욱 유효하게 얻기 위한 Mo 함유량의 바람직한 하한은 0.005%이고, V 함유량의 바람직한 하한은 0.005%이다.
Cr：0∼1%
크롬(Cr)은 임의 원소이고, 함유되지 않아도 된다. 함유되는 경우, Cr은 Mn과 동일하게, 담금질성을 높여 강의 강도를 높이고, 강의 인성도 높인다. Cr이 조금이라도 함유되면, 상기 효과가 얻어진다. 그러나, Cr 함유량이 너무 높으면, Cr23C6으로 대표되는 Cr계 합금 탄화물이 석출된다. Cr계 합금 탄화물이 결정 입자계에 석출된 경우, 프레스 성형성이 저하한다. 따라서, Cr 함유량은 0∼1%이다. 상기 효과를 더욱 유효하게 얻기 위한 Cr 함유량의 바람직한 하한은 0.005%이다.
W：0∼0.5%
텅스텐(W)은 임의 원소이고, 함유되지 않아도 된다. 함유되는 경우, W는, 석출 경화 또는 고용 강화에 의해 강의 강도를 높인다. W가 조금이라도 함유되면, 상기 효과가 얻어진다. 그러나, W 함유량이 너무 높으면, 상기 효과가 포화하고, 제조 비용이 비싸진다. 따라서, W 함유량은 0∼0.5%이다. 상기 효과를 더욱 유효하게 얻기 위한 W 함유량의 바람직한 하한은 0.01%이다.
본 실시형태에 의한 열연 강판은 또한 Fe의 일부에 대신하여, Mg, Ca, 및 희토류 원소(REM)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 함유해도 된다. 이들 원소는 모두, 강의 가공성을 높인다.
Mg：0∼0.005%,
Ca：0∼0.005%,
희토류 원소：0∼0.1%,
마그네슘(Mg), 칼슘(Ca) 및 희토류 원소(REM)는 모두 임의 원소이고, 함유되지 않아도 된다. 함유되는 경우, 이들 원소는 모두, 비금속 개재물의 형태를 제어한다. 비금속 개재물은 파괴의 기점이 되어, 강의 가공성을 저하한다. 따라서, 비금속 개재물의 형태가 제어되면, 강의 가공성이 높아진다. 이들 원소가 조금이라도 함유되면, 상기 효과가 얻어진다. 그러나, 이들 원소 함유량이 너무 높으면, 상기 효과가 포화하고, 또한 제조 비용이 비싸진다. 따라서, Mg 함유량은 0∼0.005%이고, Ca 함유량은 0∼0.005%이고, REM 함유량은 0∼0.1%이다. 상기 효과를 더욱 유효하게 얻기 위한 Mg 함유량의 바람직한 하한, Ca 함유량의 바람직한 하한, 및, REM 함유량의 바람직한 하한은 모두, 0.0005%이다.
본 명세서에서 말하는 REM은, Sc, Y 및 란타노이드의 합계 17원소의 총칭이고, REM의 함유량은 상기 원소의 합계 함유량을 의미한다. REM은, 미슈 메탈(misch metal)로서 첨가되고, La, Ce 등의 원소를 복합으로 함유하는 것이 많다. REM으로서, 금속 La, Ce 등을 첨가해도 된다.
본 실시형태의 열연 강판은 또한 Fe의 일부에 대신하여, B를 함유해도 된다.
B：0∼0.005%
붕소(B)는 임의 원소이고, 함유되지 않아도 된다. 함유되는 경우, B는 강의 담금질성을 높여, 경질상인 저온 변태 생성상의 조직 분율을 증가시킨다. B가 조금이라도 함유되면, 상기 효과가 유효하게 얻어진다. 그러나, B 함유량이 너무 높으면, 그 효과가 포화하고, 또한 제조 비용이 비싸진다. 따라서, B 함유량은 0∼0.005%이다. 상기 효과를 더욱 유효하게 얻기 위한 B 함유량의 바람직한 하한은 0.0002%이다. 연속 주조 후의 냉각 공정에 있어서, 슬래브 균열의 발생을 억제하기 위한 B 함유량의 바람직한 상한은, 0.0015%이다.
본 실시형태의 열연 강판은 또한 Fe의 일부에 대신하여, Zr, Sn, Co 및 Zn으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.
Zr, Sn, Co 및 Zn으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상：합계로 0∼0.05%
지르코늄(Zr), 주석(Sn), 코발트(Co) 및 아연(Zn)은 모두, 임의 원소이고, 함유되지 않아도 된다. 함유되는 경우, 이들 원소는, 고용 강화 또는 석출 강화에 의해 강의 강도를 높인다. 이들 원소는 또한 황화물 및 산화물의 형상을 제어하여, 강의 인성을 높인다. 이들 원소가 조금이라도 함유되면, 상기 효과가 얻어진다. 한편, 이들 원소의 합계 함유량이 너무 높으면, 강의 연성이 저하한다. 따라서, Zr, Sn, Co 및 Zn으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상의 합계 함유량은 0∼0.05%이다. 이들 원소의 합계 함유량의 바람직한 하한은 0.005%이다. Sn을 함유하는 경우, Sn 함유량이 너무 높으면, 열간 압연시에 강에 손상이 발생하기 쉽다. 따라서, Sn 함유량의 바람직한 상한은 0.03%이다.
［마이크로 조직］
본 실시형태의 열연 강판의 마이크로 조직은, 면적률로 20% 이상의 베이나이트를 함유하고, 잔부는 주로 페라이트이다. 여기서, 잔부가 주로 페라이트란, 면적률로 잔부의 반(50%) 이상이 페라이트로 이루어지는 것을 의미한다. 잔부는, 페라이트 외, 마텐자이트, 잔류 오스테나이트, 펄라이트 등을 함유해도 된다. 바람직하게는, 마이크로 조직 중의 마텐자이트의 면적률은 5% 이하이고, 잔류 오스테나이트의 면적률은 2% 이하이고, 펄라이트의 면적률은 2% 이하이다. 이 경우, 국부 연성이 높아져, 신장 플랜지 성형성이 높아진다.
마이크로 조직 중의 베이나이트의 면적률이 20% 미만이면, 석출 강화에 의해 고강도화된 페라이트의 면적률이 너무 높기 때문에, 강의 냉간 성형성이 저하한다. 구체적으로는, 베이나이트 면적률이 20% 미만의 열연 강판을 이용하여 테일러드 롤드 블랭크를 제조한 경우, 냉간 압연 중에 강판의 강도가 과도하게 상승하여, 압연 반력이 상승한다. 이 경우, 테일러드 롤드 블랭크의 치수 정밀도(판 두께 정밀도 및 판 폭 정밀도)가 저하하고, 냉간 성형성이 저하한다.
베이나이트 면적률이 20% 미만이면 또한 열연 강판에 있어서 과시효 상태로 되는 경우가 있다. 이 경우, 열연 강판의 강도가 저하한다. 그 때문에, 냉간 성형성은 유지된다. 그러나, 냉간 압연 후의 열 처리시에 석출 경화에 의한 강판의 강도 개선은 얻어지지 않는다. 따라서, 열연 강판의 마이크로 조직에서는, 베이나이트 면적률이 20% 이상이고, 잔부가 주로 페라이트이다.
본 실시형태에서는, 열연 강판 중의 Ti를 고용 또는 클러스터로 하기 위하여, 후술한 대로, 권취 온도 CT를 600℃ 이하로 한다. 이 권취 온도 CT는, 상술한 화학 조성에 있어서의 베이나이트 변태 온도와 근접한다. 그 때문에, 본 실시형태의 열연 강판의 마이크로 조직은, 많은 베이나이트를 함유함과 더불어, 베이나이트 변태시에 도입되는 전위(변태 전위)를 다수 포함한다. 변태 전위는, Ti 탄질화물의 핵 생성 사이트로 된다. 그 때문에, 석출 경화 열 처리에 의해, 더욱 큰 석출 경화를 얻을 수 있다.
베이나이트의 면적률은, 열간 압연 중의 냉각 이력을 제어함으로써, 조정 가능하다. 베이나이트의 면적률의 바람직한 하한은, 70% 초과이다. 이 경우, 석출 경화에 의해 테일러드 롤드 블랭크의 강도를 더욱 높일 수 있고, 또한, 마이크로 조직 중에 있어서, 냉간 성형성이 낮은 조대한 세멘타이트가 감소한다. 그 때문에, 냉간 성형성이 높아진다. 베이나이트의 면적률의 바람직한 상한은 90%이다.
상술한 마이크로 조직 중의 잔부의 페라이트란, 폴리고날페라이트(PF)를 의미한다. 보다 구체적으로는, 폴리고날페라이트는, 나이탈 시약을 이용한 에칭에 의해 내부 구조가 출현하지 않고, 또한, 대상으로 하는 결정 입자의 주위 둘레 길이를 lq, 그 원 상당 직경을 dq로 한 경우, lq/dq＜3.5를 만족하는 입자이다.
［각 상의 면적률의 측정 방법］
상술한 마이크로 조직 중의 각 상의 면적률은, 다음의 방법으로 측정된다. 열연 강판으로부터 시료를 채취한다. 시료의 표면 중, 압연 방향에 대하여 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로 한다. 관찰면을 연마한 후, 나이탈로 에칭한다. 광학 현미경을 이용하여, 에칭 후의 관찰면 중, 판 두께의 1/4 깊이의 위치에 있어서, 300㎛×300㎛의 시야를 촬영하여 조직 사진을 생성한다. 얻어진 조직 사진에 대하여 화상 해석을 실시하고, 페라이트(폴리고날페라이트)의 면적률과, 펄라이트의 면적률과, 베이나이트 및 마텐자이트의 합계 면적률을 각각 구한다.
또한, 열연 강판으로부터 별도 시료를 채취한다. 시료의 표면 중, 압연 방향에 대하여 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로 한다. 관찰면을 연마한 후, 리펠러 부식을 행한다. 광학 현미경을 이용하여, 부식 후의 관찰면 중, 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이의 위치에 있어서, 300×300㎛의 시야를 촬영하여 조직 사진을 생성한다. 얻어진 조직 사진에 대하여 화상 처리를 실시하고, 잔류 오스테나이트 및 마텐자이트의 합계 면적률을 구한다.
또한, 압연면 법선 방향으로부터 판 두께의 1/4 깊이까지 면삭(面削)한 별도 시료를 준비한다. 시료 표면 중, 면삭된 표면에 대하여 X선 회절 측정을 실시하고, 잔류 오스테나이트의 체적률을 구한다. 잔류 오스테나이트의 체적률은 잔류 오스테나이트의 면적률과 동등하기 때문에, 얻어진 잔류 오스테나이트의 체적률을, 잔류 오스테나이트의 면적률로 정의한다.
상술한 방법에 의해 얻어진 베이나이트 및 마텐자이트의 합계 면적률과, 잔류 오스테나이트 및 마텐자이트의 합계 면적률과, 잔류 오스테나이트의 면적률에 의거하여, 베이나이트의 면적률과 마텐자이트의 면적률을 구한다.
이상의 방법에 의해, 페라이트, 베이나이트, 마텐자이트, 잔류 오스테나이트, 펄라이트 각각의 면적률을 구할 수 있다.
［열연 강판 중의 미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n0 및 소부 경화량(BH양)］
열연 강판중에 있어서, Ti는 고용되어 있거나, 또는 클러스터인 것이 바람직하다. 요컨데, 열연 강판 중의 Ti 탄질화물은 가능한 적은 편이 바람직하다. 입경이 10㎚ 초과의 Ti 탄질화물(이하, 조대 Ti 탄질화물이라고 한다)은, 열연 강판의 강화에 기여하지 않는다. 한편, 입경이 10㎚ 이하의 Ti 탄질화물(이하, 미세 Ti 탄질화물이라고 한다)이 다수 석출되어 있으면, 열연 강판의 강도가 너무 높아진다. 이 경우, 열연 강판에 대한 냉간 압연시에 있어서, 압연 반력이 과잉으로 높아진다.
또한, 열연 강판에 조대 Ti 탄질화물 및 미세 Ti 탄질화물이 생성되어 있는 경우, 냉간 압연 후의 강판(냉연 강판)에 대하여 석출 경화 열 처리를 실시해도, Ti 탄질화물이 생성되기 어려워, 석출 경화를 얻을 수 없다. 따라서, 열연 강판에 있어서, 미세 Ti 탄질화물 및 조대 Ti 탄질화물의 개수는 적은 편이 바람직하고, Ti는 고용 또는 클러스터 상태인 것이 바람직하다.
열연 강판 내의 미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n0이 1.0×1017개/㎤ 이하이고, 또한, 소부 경화량(BH양)이 15MPa 이상인 경우, 열연 강판 중에 Ti가 충분히 고용되어 있거나, 클러스터상의 Ti 탄질화물로서 존재한다. 이 경우, 열연 강판에 있어서 석출 경화는 발현하지 않고, 파단 신장이 높아진다. 그 때문에, 냉간 압연시의 압연 반력을 낮게 억제할 수 있어, 냉간 성형성이 높아진다. 또한, 압연 반력의 저하에 의해, 강판에 많은 전위가 도입된다. 도입된 전위는, 냉간 압연 후의 석출 경화 열 처리에 있어서 Ti 탄질화물의 석출 사이트가 된다. 그 때문에, 다수의 미세한 Ti 탄질화물이 석출되고, 테일러드 롤드 블랭크의 강도를 높여 590MPa 이상으로 할 수 있다. 또한, 석출 경화 열 처리에 있어서, 전위의 회복이 일어나, 전위 밀도가 감소한다. 이에 따라, 테일러드 롤드 블랭크의 연성이 높아진다. 따라서, 열연 강판 중의 미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n0은, 1.0×1017개/㎤ 이하이고, 또한, BH양은 15MPa 이상이다.
［미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n0의 측정 방법］
미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n0의 측정 방법은 다음과 같다. 열연 강판으로부터, 절단 및 전해 연마법에 의해 침상 시료를 제작한다. 이 때, 필요에 따라서 전해 연마법과 함께 집속 이온 빔 가공법을 활용해도 된다. 이 침상 시료로부터, 삼차원 아톰 프로브 측정법에 의해 복합 탄질화물의 입체 분포상을 취득한다.
삼차원 아톰 프로브 측정법에 의하면, 적산된 데이터를 재구축하여 실공간에서의 실제 원자의 입체 분포상을 취득할 수 있다. Ti 탄질화물의 입경의 측정에서는, 관찰 대상의 석출물의 구성 원자수 및 그 격자 상수로부터, 상기 석출물을 구(球)체로 간주했을 때의 직경을 구하고, 구한 직경을 Ti 탄질화물의 입경으로 정의한다.
본 명세서에 있어서, Ti 탄질화물 중, 입경이 0.5∼10㎚인 것을, 미세 Ti 탄질화물로 정의한다. 입경이 0.5㎚ 미만인 경우, 입경이 Ti 탄질화물의 격자 상수보다 작기 때문에, 석출물로 간주할 수 없다. 미세 Ti 탄질화물의 개수에 의거하여, 수밀도 n0(개/㎤)을 구한다.
［소부 경화량(BH양)의 측정 방법］
BH양은, 고용 C양을 나타내는 지표이다. 조대 Ti 탄질화물이 다수 석출되어 있는 경우, 열연 강판에서의 BH양이 낮다. 이 경우, 냉연 후의 석출 경화 열 처리로 충분한 탄질화물의 석출을 얻을 수 없다. 열연 강판에 있어서 BH양이 15MPa 이상이면, 열연 강판 중의 조대한 Ti 탄질화물이 충분히 억제되어 있기 때문에, 석출 경화 열 처리 후에 강판이 충분히 경화한다. 바람직한 BH양은 25MPa 이상이고, 더욱 바람직하게는, 30MPa 이상이다.
BH양의 측정 방법은 다음과 같다. 열연 강판으로부터, 압연 폭 방향을 길이로 한 JIS5호 인장 시험편을 채취한다. 이 인장 시험편에 대하여 인장 시험을 실시하고, 4%의 인장 예비 변형을 부여한다. 4% 인장 변형을 부여한 후, 일단 제하(除荷) 한다. 제하된 인장 시험편에 대하여, 180℃로 20분의 열 처리를 실시한다. 열 처리 후, 이 인장 시험편에 대하여, 재차 인장 시험을 실시한다. BH양은, 열 처리 후의 인장 시험시에 있어서의 변형 응력의 상승대이며, 다음 식으로 구할 수 있다.
BH양(MPa)＝UYa(MPa)－FSb(MPa)
여기서, UYa는 열 처리후 재인장시의 상항복점(MPa)이고, FSb는 4% 예비 변형 부여시의 최대 변형 응력(MPa)이다.
［결정 방위］
본 실시형태의 열연 강판에 있어서, 표면으로부터 판 두께의 3/8 깊이∼판두께의 5/8 깊이의 범위를, 열연 강판의 「내부」로 정의한다. 열연 강판의 내부 중, 표면으로부터 판 두께의 1/2 깊이 위치(중앙부)에서의 결정 방위 측정의 결과를, 내부 결정 방위로 정의한다. 한편, 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이까지의 범위를 열연 강판의 「표층」으로 정의한다. 그리고, 「표층」의 중앙 위치, 즉, 표면으로부터 1/8 깊이 위치에서의 결정 방위 측정 결과를, 표층의 결정 방위로 정의한다. 내부 및 표층에 있어서, 결정 방위는 다음의 조건을 만족한다.
［내부의 결정 방위］
내부에 있어서, ｛100｝＜011＞, ｛116｝＜110＞, ｛114｝＜110＞, ｛113｝＜110＞, ｛112｝＜110＞, ｛335｝＜110＞ 및 ｛223｝＜110＞의 결정 방위로 이루어지는 결정 방위군(이하, ｛100｝＜011＞∼｛223｝＜110＞ 방위군이라고 한다)의 극밀도 D1의 평균값은 4 이하이고, 또한, ｛332｝＜113＞ 결정 방위의 극밀도 D2는 4.8 이하이다.
요컨데, 열연 강판의 내부에 있어서는, 결정 방위를 가능한 랜덤으로 하여, 면내 이방성을 저감한다. ｛100｝＜011＞∼｛223｝＜110＞ 방위군의 극밀도 D1의 평균값이 4 이하이고, 또한, ｛332｝＜113＞ 결정 방위의 극밀도 D2가 4.8 이하인 경우, 인장 강도 및 파단 신장의 면내 이방성이 저감된다. 구체적으로는, 인장 강도 및 파단 신장의 면내 이방성의 지표인 ｜Δr｜값이 0.6 미만으로 된다. 이 경우, 면내 이방성이 작기 때문에, 냉간 압연 후의 중간품의 치수 정밀도(판 두께 정밀도 및 판 폭 정밀도)가 높아져, 뛰어난 냉간 성형성이 얻어진다.
｛100｝＜011＞∼｛223｝＜110＞ 방위군의 극밀도 D1의 평균값이 4를 초과하거나, 또는, ｛332｝＜113＞ 결정 방위의 극밀도 D2가 4.8을 초과하는 경우, ｜Δr｜값이 0.6 이상으로 되어, 면내 이방성이 너무 커진다. 이 경우, 냉간 성형성이 저하한다. ｛100｝＜011＞∼｛223｝＜110＞ 방위군의 극밀도 D1의 바람직한 평균값의 상한은 3.5이다. 더욱 바람직한 상한은 3.0이다. ｛332｝＜113＞ 결정 방위의 극밀도 D2의 바람직한 상한은 4.0이다. 더욱 바람직한 상한은 3.0이다.
［표층의 결정 방위］
한편, 표층에 있어서, ｛110｝＜001＞ 결정 방위의 극밀도 D3은 2.5 이상이다. 요컨데, 내부에서는 결정 방위를 가능한 랜덤으로 하는데 대하여, 표층에서는, 특정 결정 방위인 ｛110｝＜001＞ 결정 방위가 차지하는 비율을 가능한 높인다.
bcc 금속의 소성 변형(압연 변형)에 있어서, ｛110｝＜001＞ 결정 방위의 결정 입자는, 활동 슬라이딩계가 적어 가공 경화하기 어려운 방위이다. 테일러드 롤드 블랭크의 제조에서는, 냉간 압연시에 부분적으로 압하율을 바꾸고, 강판에 후육부와 박육부를 제조한다. 따라서, 후육부와 박육부에서는, 냉간 압연에서의 압하율이 상이하다. 압하율이 상이하면, 도입되는 변형량도 상이하다. 그 때문에, 후육부와 박육부에서 가공 경화에 차가 발생하여, 경도에 차가 발생한다. 후육부와 박육부의 표층부에서는 특히, 경도의 차가 발생하기 쉽다. 부위에 따라 상이한 경도를 갖는 경우, 테일러드 롤드 블랭크의 냉간 성형성은 저하한다. 따라서, 경도차는 가능한 작게 하는 편이 바람직하다.
상술한 대로, ｛110｝＜001＞ 결정 방위의 결정 입자는, 가공 경화하기 어렵다. 또한, 후술한 대로, 본 실시형태에서는, 냉간 압연율은 5 초과∼50%이다. 이 경우, 냉간 압연 후에 있어서도, 표층에 ｛110｝＜001＞ 결정 방위가 남는다. 그 때문에, 열연 강판의 표층에 있어서, ｛110｝＜001＞ 결정 방위의 극밀도가 높으면, 구체적으로는, ｛110｝＜001＞ 결정 방위의 극밀도 D3이 2.5 이상이면, 테일러드 롤드 블랭크의 후육부 및 박육부의 경도차를 저감할 수 있어, 경도의 편차를 억제할 수 있다. 그 결과, 테일러드 롤드 블랭크의 냉간 성형성이 높아진다.
｛110｝＜001＞ 결정 방위의 극밀도 D3이 2.5 미만이면, 테일러드 롤드 블랭크의 후육부 및 박육부의 경도차가 커진다. ｛110｝＜001＞ 결정 방위의 극밀도의 바람직한 하한은 3.0이고, 더욱 바람직하게는 4.0이다.
극밀도란, 일반적으로는 특정 방위에의 집적을 갖지 않는 표준 시료에 대하여, 공시재의 집적도가 몇배로 되어 있는지를 나타내는 값이다. 본 발명 형태에 있어서는, 하기에 나타내는 극밀도는 EBSP(전자 후방 산란 패턴：Electron Back Scattering Pattern)법으로 측정된 값을 사용한다.
EBSP에서의 극밀도의 측정은 이하대로 행한다. 열연 강판의 압연 방향에 대하여 평행한 단면을 관찰면으로 한다. 관찰면 중, 강판 표면으로부터 판 두께 t의 1/8 깊이 위치(t/8)를 중심으로 하여, 압연 방향으로 1000㎛, 압연면 법선 방향으로 100㎛의 직사각형 영역을 표층 영역으로 정의한다. 동일하게, 강판 표면으로부터 판 두께 t의 1/2 깊이 위치(t/2)를 중심으로 하여, 압연 방향으로 1000㎛, 압연면 법선 방향으로 100㎛의 직사각형 영역을 내부 영역으로 정의한다. 표층 영역 및 내부 영역에 대하여, 1㎛의 측정 간격으로 EBSD 해석을 실시하여 결정 방위 정보를 취득한다.
EBSD 해석은, 서멀 전계 방사형 주사 전자 현미경(JEOL제 JSM-7001F)과 EBSD 검출기(TSL제 HIKARI 검출기)로 구성된 장치를 이용하여, 200∼300점/초의 해석 속도로 실시한다. 측정된 결정 방위 정보는 EBSD 해석 소프트웨어 「OIM Analysis(등록상표)」를 이용하여, ODF(Orientation Distribution Function)를 산출한다. 이에 따라, 각 결정 방위의 극밀도를 구할 수 있다.
도 1a는, ODF(Orientation Distribution Function)에 있어서, 각도 변수 φ1, φ2 및 Φ를 직교 좌표로 하는 오일러 공간의 모식도이고, 도 1b는, 도 1a의 오일러 공간에 있어서 φ2＝45°단면상의 주요 결정 방위의 위치를 나타내는 도면이다. 방위는, 통상, 판면에 수직인 결정 방위를 (hkl) 또는｛hkl｝로 표시하고, 압연 방향으로 평행한 결정 방위를 ［uvw］또는 ＜uvw＞로 표시한다. ｛hkl｝과 ＜uvw＞는 등가인 면과 방위의 총칭이고, (hkl)과 ［uvw］는 개개의 결정면을 나타낸다.
본 실시형태의 열연 강판의 결정 구조는, 체심 입방 구조(bcc 구조)이다. 그 때문에, 예를 들면, (111), (－111), (1－11), (11－1), (－1－11), (－11－1), (1－1－1), (－1－1－1)은 등가이고, 구별이 되지 않는다. 이들의 방위를 총칭하여 ｛111｝로 표시한다.
또한, ODF는, 대칭성이 낮은 결정 구조의 결정 방위의 표시에도 이용된다. 일반적으로, φ1＝0∼360°, Φ＝0∼180°, φ2＝0∼360°로 표시되고, 개개의 결정 방위가 (hkl)[uvw]로 표시된다. 그러나, 본 실시형태의 열연 강판의 결정 구조는, 대칭성이 높은 체심 입방 구조이다. 따라서, Φ와 φ2는 0∼90°로 표시할 수 있다.
φ1은, 계산을 행할 때, 변형에 의한 대칭성을 고려하는지 여부에 의해 변화한다. 본 실시형태에 있어서는, 대칭성(orthotropic)을 고려한 계산을 실시하고, φ1＝0∼90°로 표시한다. 즉, 본 실시형태에 의한 열연 강판에서는, φ1＝0∼360°에서의 동일 방위의 평균값을, 0∼90°의 ODF 상에 표시하는 방식을 선택한다. 이 경우, (hkl)[uvw]와 ｛hkl｝＜uvw＞는 동일한 의미이다. 따라서, 예를 들면, 도 1에 나타내는, φ2＝45° 단면에 있어서의 ODF의 (001)[1－10]방위의 랜덤 강도비는, ｛001｝＜120＞ 방위의 극밀도와 동일한 의미이다.
［테일러드 롤드 블랭크용 열연 강판의 제조 방법］
상술한 테일러드 롤드 블랭크용 열연 강판의 제조 방법의 일례를 설명한다. 본 실시형태에 의한 테일러드 롤드 블랭크용 열연 강판의 제조 방법은, 주조 공정과, 열간 압연 공정을 구비한다. 이하, 각 공정에 대하여 설명한다.
［주조 공정］
고로, 전로(轉爐), 전로(電爐) 등에 의한 용제 공정에 의해 용강을 제조하고, 각종 2차 정련 공정에서 용강이 상술한 화학 조성 및 식 (1)을 만족하도록 조정한다. 제조된 용강을 이용하여, 통상의 연속 주조법, 잉곳법, 또는 얇은 슬래브 주조법 등에 의해, 슬래브를 제조한다. 또한, 용강의 원료에는 스크랩을 사용해도 된다. 연속 주조에 의해서 슬래브를 얻은 경우에는, 고온의 슬래브인 채 열간 압연기에 직송해도 되고, 슬래브를 실온까지 냉각한 후, 가열로에서 재가열하여 열간 압연을 실시해도 된다.
［열간 압연 공정］
제조된 슬래브를 이용하여 열간 압연을 실시하여, 열연 강판을 제조한다. 열간 압연 공정은, 가열 공정(S1), 조압연 공정(S2), 마무리 압연 공정(S3), 냉각공정(S4) 및 권취 공정(S5)을 구비한다.
본 실시형태의 열연 강판에서는, Ti 탄질화물의 석출을 가능한 억제하고, Ti를 고용시키거나, 또는, Ti 탄질화물을 클러스터 상태로 한다. 또한, 내부의 ｛100｝＜011＞∼｛223｝＜110＞ 방위군의 극밀도 D1과 ｛332｝＜113＞의 결정 방위의 극밀도 D2를 낮추고, 표층의 ｛110｝＜001＞ 결정 방위의 극밀도 D3을 올린다. 이에 따라, 열연 강판의 내면 이방성을 작게 하고, 열연 강판의 냉간 성형성을 높인다. 또한, 테일러드 롤드 블랭크의 후육부와 박육부의 경도차를 작게 하고, 테일러드 롤드 블랭크의 냉간 성형성도 높인다. 이하, 각 공정에 대하여 상세히 기술한다.
［가열 공정(S1)］
처음에, 슬래브를, 가열로에서 가열한다(가열 공정). 가열 공정에서의 각 조건은 다음과 같다.
가열 온도 TS1：식 (2)로 정의되는 온도 SRTmin(℃) 이상
식 (2)로 정의되는 가열 온도 SRTmin(℃) 이상의 가열 온도 TS1로 슬래브를 가열한다.
SRTmin＝10780/｛5.13－log ([Ti]×[C])｝－273　(2)
식 (2) 중의 각 원소 기호에는, 대응하는 원소의 함유량이 대입된다.
가열 온도 TS1이 SRTmin 미만이면, 슬래브 중의 조대한 Ti 탄질화물이 충분히 용해되지 않는다. 이 경우, 열연 강판 내에 조대 Ti 탄질화물이 많이 잔존하고, 그 결과, BH양은 저하한다. 그 때문에, 열연 강판의 강도가 저하한다. 또한, 석출 경화 열 처리에 의한 석출 경화의 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 가열 온도가 SRTmin 이상이면, 냉간 압연시의 성형성이 충분히 얻어지고, 또한, 석출 경화에 의해 테일러드 롤드 블랭크의 인장 강도가 높아진다. 조업 효율을 더욱 높이기 위한 가열 온도의 바람직한 하한은 1100℃이다.
온도 SRTmin 이상에서의 가열 시간 tS1：30분 이상
가열 온도가 SRTmin 이상으로 된 후의 가열 시간 tS1은 30분 이상이다. 이 경우, Ti 탄질화물을 충분히 용해할 수 있다. 바람직한 가열 시간 tS1은 60분 이상이다. 이 경우, 슬래브의 두께 방향으로 충분히 균등하게 가열할 수 있다. 바람직한 가열 시간 tS1은 240분 이하이다. 이 경우, 스케일이 과잉으로 생성되는 것을 억제할 수 있어, 수율의 저하를 억제할 수 있다.
또한, 주조 후의 슬래브를 재가열하지 않고, 그대로 후술하는 조압연기에 직송하여 조압연을 실시해도 된다.
［조압연 공정(S2)］
가열로로부터 추출된 슬래브에 대하여 신속하게 조압연을 실시하여 조 바를 제조한다. 조압연에서의 조건은 다음과 같다.
특정 압연을 실시하는 패스수 SPN：1 이상
조압연에 있어서, 슬래브의 온도가 1050∼1150℃의 범위이며, 압하율 20% 이상의 압연을 특정 압연으로 정의한다. 조압연에서는, 특정 압연을 1회(1패스) 이상 실시한다. 즉, 특정 압연을 실시하는 패스수(특정 패스수) SPN은 1 이상이다.
조압연에서의 슬래브 온도가 1050℃ 미만이면, 슬래브의 변형 저항이 과잉으로 높아지기 때문에, 조압연기에 과잉의 부하가 걸린다. 한편, 조압연에서의 슬래브 온도가 1150℃를 초과하면, 조압연 중에 생성되는 2차 스케일이 너무 성장하여, 조압연 후에 실시하는 디스케일링으로 스케일을 충분히 제거할 수 없을 가능성이 있다. 또한, 1패스에서의 압하율이 너무 낮으면, 오스테나이트의 가공, 그에 이어지는 재결정을 활용한 결정 입자의 세립화 및 응고 조직에 기인하는 석출 원소의 편석의 해소가 불충분해진다. 이 경우, 마무리 압연 공정 이후의 공정에 있어서, Ti 탄질화물이 조대하게 석출되기 쉽다. 그 때문에, 냉간 압연으로 제조된 중간품에 대하여 석출 경화 열 처리를 행해도, 석출 경화가 불균질하게 되어, 성형성이 저하한다. 따라서, 특정 패스수 SPN을 1회 이상으로 한다.
또한, 주조 후의 슬래브를 가열하는 일 없이 고온인 채 직송하여 조압연을 실시한 경우, 주조 조직이 잔류하여, 테일러드 롤드 블랭크에 대한 석출 경화 열 처리에서의 석출 경화가 불균질하게 되어, 냉간 성형성이 저하하는 경우가 있다. 따라서, 바람직하게는, 슬래브를 상기 가열 공정(S1)에서 가열한다.
조압연의 총 패스수 TPN：2 이상
조압연은, 2패스(복수회) 이상 실시한다. 즉, 조압연에서의 총 패스수 TPN은 2 이상이다. 복수회 조압연을 실시하면, 오스테나이트에서의 가공과 재결정이 반복되어, 마무리 압연 전의 오스테나이트 입자의 평균 입경을 100㎛ 이하로 할 수 있다. 이 경우, 석출 경화 열 처리에 있어서, 균질한 석출 경화를 안정적으로 달성할 수 있다. 상 패스수 TPN이 너무 많으면, 생산성이 저하한다. 또한, 조 바의 온도가 과잉으로 낮아진다. 따라서, 바람직한 총 패스수 TPN의 상한은 11이다.
총 압하율 RS2：60∼90%
복수 패스의 조압연을 실시하는 경우, 조압연에서의 총 압하율 RS2는, 60∼90%이다. 총 압하율 RS2가 60% 미만이면, 강판 중의 오스테나이트 입경 및 편석의 불균일이 충분히 해소되지 않고, 조대한 Ti 탄질화물이 다수 석출된다. 그 결과, 열연 강판의 강도가 저하하고, BH양도 저하한다. 한편, 총 압하율 RS2가 90%를 초과하면, 그 효과가 포화한다. 또한, 총 압하율 RS2의 증가에 의해 패스수가 증가하기 때문에, 생산성이 저하하고, 또한, 조 바의 온도도 저하된다.
［마무리 압연 공정(S3)］
조압연에 의해 제조된 조 바에 대하여, 마무리 압연을 실시한다. 마무리 압연에 있어서의 각 조건은 다음과 같다.
조압연 종료 후부터 마무리 압연 개시까지의 시간 tS3：150초 이내
조압연 종료로부터 마무리 압연 개시까지의 시간 tS3은 150초 이내이다. 시간 tS3이 150초를 초과하면, 조 바에 있어서, 오스테나이트 중에 고용한 Ti가 조대한 Ti 탄질화물로서 석출하고, BH양이 15MPa 미만으로 된다. 이 경우, 석출 경화 열 처리 후에 석출 경화에 기여하는 Ti 탄질화물량이 저하하기 때문에, 테일러드 롤드 블랭크의 인장 강도가 590MPa 미만으로 된다.
시간 tS3이 150초를 초과하면 또한 마무리 압연 전에 오스테나이트의 입자 성장이 진행하고, 마무리 압연 전의 오스테나이트 입자의 평균 입경이 100㎛ 초과로 조대화한다. 그 결과, 석출 경화 열 처리에서의 석출 경화의 균질성이 저하한다.
시간 tS3의 하한은 특별히 한정되지 않는다. 그러나, 시간 tS3의 바람직한 하한은 30초이다. 마무리 압연의 압연 개시 온도는 후술한 대로, 1080℃ 미만이다. 시간 tS3이 너무 짧으면, 마무리 압연의 개시 온도를 1080℃ 미만으로 하기 위하여, 조압연기와 마무리 압연기의 사이에 냉각 장치를 배치하지 않으면 안된다. 시간 tS3이 30초 이상이면, 냉각 장치를 설치하지 않아도, 공냉에 의해, 조 바의 온도가 1080℃ 미만으로 된다.
마무리 압연 개시 온도 TS3：1000∼1080℃ 미만
마무리 압연 개시시의 조 바의 온도(마무리 압연 개시 온도 TS3)는 1000℃∼1080℃ 미만이다. 온도 TS3가 1000℃ 미만이면, 마무리 압연시에 가공 유기 석출에 의해, 오스테나이트 중의 Ti가 조대한 Ti 탄질화물로서 석출되고, BH양이 저하한다. 그 때문에, 석출 경화 열 처리로 석출되는 Ti 탄질화물량이 감소한다. 한편, 온도 TS3이 1080℃보다 높으면, 마무리 압연 전 및 마무리 압연기의 각 압연 스탠드간(패스간)에서, 강판의 지철의 표면 스케일의 사이에 블리스터(blister)가 발생한다. 블리스터는, 비늘형, 방추 스케일 결함의 기점이 된다. 그 때문에, 이들 스케일 결함이 생성되기 쉬워진다.
마무리 압연 종료 온도 FT：Ar3 변태점 온도∼1000℃
마무리 압연 종료 온도 FT는, Ar3 변태점 온도∼1000℃이다. 온도 FT가 Ar3 변태점 온도 미만인 경우, 베이나이트가 생성되기 어렵고, 열연 강판 중의 베이나이트의 면적률이 20% 미만으로 된다. 그 때문에, 열연 강판의 성형성이 저하할뿐만 아니라, 열연 강판에 있어서, 집합 조직의 이방성이 증가한다. 또한, 조대 Ti 탄질화물이 증가하고, 그 결과, BH양이 저하한다. 한편, 온도 FT가 1000℃를 초과하면, 마무리 압연 후의 냉각 중에 있어서, 미세 Ti 탄질화물의 석출이 진행하고, 열연 강판 중의 미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n0이 1.0×1017개/㎤를 초과한다. 그 결과, 석출 경화 열 처리에서의 미세 Ti 탄질화물의 석출량이 불충분해져, 냉간 압연시의 냉간 성형성이 저하한다.
Ar3 변태점 온도는 예를 들면, 다음의 식 (I)로 정의된다.
Ar3＝910－310×[C]＋25×｛[Si]＋2×[Al]｝－80×[Mneq]　(I)
식 (3) 중의 각 원소 기호는, 대응하는 원소의 함유량(질량%)이 대입된다. [Mneq]는, 붕소(B)를 함유하지 않는 경우는 식 (Ⅱ)로 정의되고, B를 함유하는 경우는 식 (Ⅲ)으로 정의된다.
[Mneq]＝[Mn]＋[Cr]＋[Cu]＋[Mo]＋[Ni]/2＋10([Nb]－0.02)　(Ⅱ)
[Mneq]＝[Mn]＋[Cr]＋[Cu]＋[Mo]＋[Ni]/2＋10([Nb]－0.02)＋1　(Ⅲ)
마무리 압연의 총 압하율 RS3：75∼95%
마무리 압연은, 예를 들면, 탠덤(tandem) 압연기에 의한 복수 패스의 압연으로 행한다. 마무리 압연시의 총 압하율 RS3은 75∼95%이다. 마무리 압연에서는, 압연 패스간에서는 재결정화하지만, 압연시는 재결정화하지 않는다. 이 때문에, 복수 패스의 압연을 행하면, 재결정화와 미재결정이 반복하여 행해진다. 이 경우, 오스테나이트 입자가 세립화하고, 마이크로 조직에 있어서의 베이나이트를 섬 형상으로 분산할 수 있다. 그 결과, 열연 강판의 성형성의 저하를 억제할 수 있다.
그러나, 총 압하율 RS3이 75% 미만이면, 오스테나이트 입자를 충분히 세립화할 수 없어 불균일해지고, 마이크로 조직에 있어서의 베이나이트가 열 형상으로 연결적으로 배열된다. 또한 조대 Ti 탄질화물이 다수 석출되어, BH양이 저하한다. 이 경우, 열연 강판의 냉간 성형성이 저하한다. 한편, 총 압하율 RS3이 95%를 초과하면, 상술한 효과가 포화할 뿐만 아니라, 압연기에 과도한 하중이 부하된다. 따라서, 총 압하율 RS3은 75∼95%이다.
바람직하게는, 각 패스에서의 압하율은 10% 이상이다. 압연 패스간 및 마무리 압연 종료후에, 결정 입자의 성장이 과잉으로 진행된 경우, 열연 강판의 인성이 저하하는 경우가 있다. 따라서, 바람직하게는, 마무리 압연기의 최종 3패스에 있어서의 평균 압하율은 10% 이상이다.
최종 2패스의 합계 압하율 RF2：30% 이상
최종 2패스의 합계 압하율 RF2는 30% 이상이다. 합계 압하율 RF2가 30% 이상이고, 또한, 마무리 압연 종료 온도 FT가 Ar3 변태점 이상이면, 오스테나이트의 재결정을 촉진할 수 있어, 결정 방위의 회전이 리셋된다. 그 때문에, 열연 강판 내부에 있어서, ｛100｝＜011＞∼｛223｝＜110＞ 방위군의 극밀도 D1의 평균이 4 이하로 되고, ｛332｝＜113＞의 극밀도 D2가 4.8 이하가 된다. 이 경우, 열연 강판의 ｜Δr｜이 0.6 이하로 되고, 면내 이방성이 작아진다. 한편, 합계 압하율 RF2가 30% 미만이면, 오스테나이트의 재결정이 불충분해지고, 그 결과, 열연 강판의 ｜Δr｜이 0.6을 초과한다.
바람직하게는, 합계 압하율 RF2가 30% 이상이고, 또한, 마무리 압연 종료 온도 FT가 Ar3 변태점 온도 ＋50℃ 이상이다. 이 경우, 오스테나이트에서의 재결정이 더욱 촉진된다.
형상비 SR：3.5 이상
형상비 SR은 다음의 식 (3)으로 정의된다.
형상비 SR＝ld/hm　(3)
여기서, ld는 마무리 압연 중, 최종 압하를 행하는 압연 롤(최종 롤)과 강판의 접촉 호 길이이고, 다음의 식으로 정의된다.
ld＝√(L×(hin－hout)/2)
여기서, L(㎜)은, 상기 압연 롤의 직경이다. hin은, 상기 압연 롤 입측에서의 강판의 판 두께(㎜)이다. hout은, 상기 압연 롤 출측에서의 강판의 판 두께(㎜)이다.
hm은 다음의 식으로 정의된다.
hm＝(hin＋hout)/2
형상비 SR이 3.5 이상이면, 열간 압연 중의 강판의 표층에 충분한 전단 변형을 부여할 수 있다. 이 경우, 열연 강판의 표층의 ｛110｝＜001＞ 결정 방위의 극밀도 D3을 2.5 이상으로 할 수 있어, 테일러드 롤드 블랭크에서의 후육부와 박육부의 경도차를 충분히 저감할 수 있다.
마무리 최종 패스에서의 바람직한 압연 속도 FV：400mpm 이상
마무리 압연에서의 압연 속도는 특별히 한정되지 않는다. 그러나, 마무리 압연의 각 패스간에서의 시간이 너무 길면, 강판 중의 오스테나이트 입자가 조대화하여, 열연 강판의 인성이 저하하는 경우가 있다. 따라서, 마무리 최종 패스에서의 압연 속도 FV는, 바람직하게는, 400mpm 이상이다. 압연 속도 FV의 더욱 바람직한 하한은, 650mpm이다. 이 경우, 베이나이트가 섬 형상으로 분산되기 때문에, 열연 강판의 성형성이 더욱 높아진다. 압연 속도 FV의 상한은 특별히 한정되지 않는다. 그러나, 설비 제약에 의해, 압연 속도 FV의 상한은 예를 들면, 1800mpm이다.
［냉각 공정(S4)］
마무리 압연 종료 후는 열연 강판의 마이크로 조직을 만들어 넣기 위하여, 런아웃 테이블의 제어에 의해 최적화된 냉각을 행한다(냉각 공정). 열간 압연 공정(조압연 및 마무리 압연)에서는, 강판의 마이크로 조직은 오스테나이트이다. 따라서, 열간 압연 공정에서는, 가공 유기 석출에 의한 조대한 Ti 탄질화물의 석출을 억제한다. 한편, 열간 압연 공정 후의 냉각 공정 및 권취 공정에서는, 강판의 마이크로 조직이 오스테나이트로부터 페라이트로 변태한다. 따라서, 이들 공정에서는, 페라이트 내에서 Ti 탄질화물의 석출을 억제할 수 있도록, 열연 강판의 온도 이력을 조정한다. 구체적으로는, 냉각 공정에서의 각 조건은 다음과 같다.
마무리 압연 종료 후, 냉각을 개시할 때까지의 시간 tS4：3초 이내
마무리 압연 종료 후, 냉각을 개시할 때까지의 시간 tS4는 3초 이내이다. 시간 tS4가 3초를 초과하면, 변태 전의 오스테나이트에 있어서, 조대 Ti 탄질화물의 석출이 진행하고, 결과 고용 C양이 저감하여 BH양이 저하한다. 이 경우, 열연 강판의 인장 강도가 저하하고, 테일러드 롤드 블랭크의 인장 강도가 저하한다. 시간 tS4가 3초를 초과하면 또한 열연 강판 중의 오스테나이트 입자가 조대화하고, 마이크로 조직에 있어서의 베이나이트가 열 형상으로 연결적으로 배열된다. 이 경우, 열연 강판의 성형성이 저하한다. 따라서, 시간 tS4는 3초 이내이다.
시간 tS4의 하한은 특별히 제한되지 않는다. 그러나, 시간 tS4가 너무 짧으면, 압연에 의한 층 형상의 가공 조직이 잔류한 채로 냉각되어, 열 형상으로 연결적으로 배열된 베이나이트가 얻어진다. 이 경우, 열연 강판의 성형성이 저하하는 경우가 있다. 그 때문에, 시간 tS4의 바람직한 하한은 0.4초이다.
평균 냉각 속도 CR：15℃／초 이상
냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도 CR은 15℃／초 이상이다. 평균 냉각 속도 CR이 15℃／초 미만이면, 냉각 중에 펄라이트가 생성되어, 목적으로 하는 마이크로 조직이 얻어지지 않는다. 평균 냉각 속도 CR이 너무 느리면 또한 미세 Ti 탄질화물이 다수 석출되고, 미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n0이 1.0×1017개/㎤를 초과한다. 한편, 평균 냉각 속도 CR이 너무 빠르면, 냉각 정지 온도를 제어하기 어려워져, 목적으로 하는 마이크로 조직이 얻어지기 어렵다. 그 때문에, 평균 냉각 속도 CR의 바람직한 상한은 150℃／초이다.
냉각 정지 온도 TS4：600℃ 이하
냉각 정지 온도 TS4는 600℃ 이하이다. 냉각 정지 온도 TS4가 600℃를 초과하면, 권취 후에, 변태 후의 페라이트에 있어서 Ti 탄질화물의 석출이 진행하기 쉽고, 열연 강판 중의 미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n0이 1.0×1017개/㎤를 초과함과 더불어, BH양도 저하한다. 그 결과, 석출 경화 열 처리에 의해 석출되는 Ti 탄질화물의 양이 감소하고, 테일러드 롤드 블랭크의 인장 강도가 저하한다. 냉각 정지 온도 TS4가 600℃ 이하이면, 열연 강판의 마이크로 조직에 있어서, 베이나이트의 면적률이 20% 이상이 되고, 잔부는 주로 페라이트로 이루어진다. 또한, 열연 강판 중의 미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n0이 1.0×1017개/㎤ 이하로 되어, 열연 강판 중의 Ti가 고용 또는 클러스터상으로 된다.
냉각 정지 온도 TS4의 바람직한 상한은 550℃이다. 이 경우, 열연 강판의 마이크로 조직에 있어서, 베이나이트의 면적률이 더욱 높아진다.
냉각 정지 온도 TS4가 너무 낮으면, 코일이 장시간 물에 젖은 상태로 유지되기 때문에, 표면 성상이 저하한다. 따라서, 냉각 정지 온도 TS4의 바람직한 하한은 50℃이다. 냉간 압연에서의 압연 반력을 저감하기 위하여, 냉각 정지 온도 TS4의 더욱 바람직한 하한은 450℃이다.
강판 온도가 Ar3 변태 온도를 통과 후 권취 개시까지의 시간에서의 총 누적 확산 거리 Ltotal：0.15㎛ 이하
열연 강판에서의 Ti 탄질화물의 석출량을 억제하기 위해서 또한 강판의 온도가 Ar3 변태 온도로 되고 나서 권취를 개시할 때까지의 시간(즉, 페라이트가 생성되는 시간)으로 Ti가 확산하는 거리(총 누적 확산 거리 Ltotal)를 제한한다.
Ti의 페라이트 중의 확산 거리를 L, 온도 T℃에 있어서의 체확산 계수를 D(T＋273), 확산 시간을 t로 한다. 이 때, 확산 거리 L은 다음 식으로 정의된다.
L＝√(D(T)×t)　(Ⅳ)
식 (Ⅳ) 중의 D(T)는, Ti의 확산 계수 D0, 활성화 에너지 Q, 및, 기체 상수 R을 이용하여, 식 (4)로 정의된다.
D(T)＝D0×Exp｛－Q/R(T＋273)｝
Ti의 페라이트 중의 총 누적 확산 거리 Ltotal은, 강판의 온도가 Ar3 변태 온도로 되고 나서 권취를 개시할 때까지의 시간에 있어서의, 미소 시간 ΔtL(초)에서의 확산 거리 L의 누적이다. 본 명세서에 있어서, 상기 미소 시간 ΔtL은 0.2초이다. 따라서, 총 누적 확산 거리 Ltotal은 식 (4)로 정의된다.
Ltotal＝∑√(D(T)×ΔtL)　(4)
식 (4)로 구해지는 Ti의 페라이트 중의 총 누적 확산 거리 Ltotal이 0.15㎛를 초과하면, 냉각 중에 Ti 탄질화물의 석출이 촉진된다. 이 경우, 석출 경화 열 처리에 의한 Ti 탄질화물의 석출량이 감소하기 때문에, 테일러드 롤드 블랭크의 인장 강도가 저하한다. 따라서, 총 누적 확산 거리 Ltotal은 0.15㎛이다.
［권취 공정(S5)］
냉각 정지 후, 열연 강판을 권취한다. 열연 강판의 권취 개시시의 온도(권취 온도) CT는 600℃ 이하이다. 권취 온도가 600℃를 초과하면, 권취 중에 Ti 탄질화물의 석출이 촉진되어, 열연 강판 중의 미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n0이 1.0×1017개/㎤를 초과하고, BH양도 저하한다. 따라서, 권취 온도 CT는 600℃ 이하이다. 권취 온도 CT의 바람직한 상한은 500℃이다.
이상의 공정에 의해, 본 실시형태의 열연 강판이 제조된다.
［그 외의 공정］
열연 강판의 형상의 교정을 목적으로 하여, 상술한 전체 공정 종료 후에, 압하율 0.1∼5%의 스킨 패스 압연을 실시해도 좋다.
또한, 열연 강판의 표면에 부착된 스케일을 제거하는 공정을 실시해도 된다. 스케일을 제거하는 공정에서는, 염산 또는 황산을 사용한 일반적인 산 세정을 실시해도 되고, 썬더 등에 의한 표면 연삭을 실시해도 된다. 플라즈마, 가스 버너 등을 이용한 표면 용삭을 실시해도 된다. 이들 처리를 조합하여 실시해도 된다.
［테일러드 롤드 블랭크］
본 실시형태의 테일러드 롤드 블랭크는, 압연 방향으로 판 두께가 테이퍼 형상으로 변화한다. 테일러드 롤드 블랭크는, 판 두께의 두꺼운 부분인 후육부와, 후육부보다 판 두께가 얇은 박육부를 구비한다. 테일러드 롤드 블랭크는, 상술한 본 실시형태의 열연 강판을 이용하여 제조된다. 본 실시형태의 테일러드 롤드 블랭크는, 다음의 특징을 갖는다.
경도비 HR＝Htmax/Htmin：1.0 초과∼1.5
테일러드 롤드 블랭크는, 프레스 등의 냉간 가공에 의해, 최종 제품 형상으로 성형된다. 상술한 대로, 테일러드 롤드 블랭크는 판 두께가 상이한 부분(후육부 및 박육부)을 포함한다. 후육부와 박육부에서 경도차가 크면, 테일러드 롤드 블랭크의 냉간 성형성이 저하한다. 이 경우, 테일러드 롤드 블랭크를 이용한 최종 제품으로의 냉간 가공시에, 테일러드 롤드 블랭크의 일부가 파단하는 경우가 있다.
본 실시형태의 테일러드 롤드 블랭크에서는, 가장 판 두께가 두꺼운 부분(최후육부라고 한다)의 평균 경도 Htmax의, 가장 판 두께가 얇은 부분(최박육부라고 한다)의 평균 경도 Htmin에 대한 경도비 HR(즉, HR＝Htmax/Htmin)이 1.0 초과∼1.5이다. 경도비 HR이 1.0 이하인 경우, 후육부의 경도에 대하여, 박육부의 경도가 너무 높다. 이 경우, 테일러드 롤드 블랭크의 냉간 성형성이 저하하고, 최종 제품으로의 냉간 가공시에, 박육부에서 파단이 발생하는 경우가 있다. 한편, 경도비 HR이 1.5를 초과하는 경우, 박육부의 경도에 대하여, 후육부의 경도가 너무 높다. 이 경우도 테일러드 롤드 블랭크의 성형성이 저하한다. 구체적으로는, 최박육부의 판 두께 THmin의, 최후육부의 판 두께 THmax에 대한 비(THmin/THmax)를 크게 하여, 0.6 정도로 해도, 후육부에서 파단이 발생하는 경우가 있다. 따라서, 경도비 HR은 1.0 초과∼1.5이다. 경도비 HR의 바람직한 하한은 1.2이다. 경도비 HR의 바람직한 상한은 1.4이다.
경도비 HR은 다음의 방법으로 측정된다. 테일러드 롤드 블랭크의 최후육부의 판 두께 방향의 단면에 있어서, 최후육부의 판 두께 중앙 위치와, 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 위치와, 표면으로부터 판 두께의 3/4 깊이 위치에서, 경도를 측정한다. 경도는, JIS Z2244(2009)에 준거한 비커스 경도 시험으로 구한다. 시험력은 98.07N으로 한다. 3점에서의 측정 결과의 평균을, 평균 경도 Htmax(HV)로 정의한다. 동일하게, 최박육부의 판 두께 방향의 단면에 있어서, 최박육부의 판 두께 중앙 위치와, 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 위치와, 표면으로부터 판 두께의 3/4 깊이 위치에서, 경도를 측정하고, 그 평균을, 평균 경도 Htmin(HV)으로 정의한다. 얻어진 평균 경도 Htmax 및 Htmin을 이용하여, 경도비 HR을 구한다.
최박육부에서의 평균 전위 밀도 ρ：1×1014m－2 이하
테일러드 롤드 블랭크의 최박육부는 특히, 뛰어난 냉간 성형성이 요구된다. 최박육부의 평균 전위 밀도 ρ가 너무 높으면, 최박육부의 냉간 성형성이 저하하고, 냉간 가공에 의해 최종 제품으로 성형할 때, 최박육부에서 파단하기 쉽다. 따라서, 최박육부에서의 평균 전위 밀도 ρ는 1×1014m－ 2 이하이다. 바람직한 평균 전위 밀도 ρ는 5×1014m－2이다.
최박육부의 평균 전위 밀도 ρ는, 다음의 방법으로 측정된다. 최박육부의 판 두께 방향의 단면을 포함하는 샘플을 채취한다. 샘플을 이용하여, (110), (211) 및 (220)의 반가폭으로부터, 평균 전위 밀도 ρ를 산출한다. 구체적으로는, 샘플을 이용하여 X선 회절법(XRD)을 실시하여, (110), (200), (211)의 회절 피크의 반가폭을 각각 구한다. 각 결정면에서의 반가폭에 의거하여, 평균 전위 밀도 ρ(m－2)를 정의한다. 구체적으로는, 반가폭으로부터 Willamson-Hall법(비특허문헌 1：G. K. Williams and W. H. Hall：Act. Metall., 1(1953), 22)에 의해서, 변형 ε을 구한다. 구한 변형 ε과 철의 버거스 벡터(Burgers vector) b(b＝0.25㎚)에 의거하여, ρ＝14.4ε2/b2(비특허문헌 2：G. K. Williams and R. E. Smallman：Philos. Mag., 8(1956), 34)에 의해, 평균 전위 밀도 ρ를 구한다.
미세 Ti 탄질화물(Ti(C, N))의 수밀도 n1：2×1017개/㎤ 초과
원료가 되는 열연 강판에서는 Ti 탄질화물의 생성을 가능한 억제한다. 한편, 테일러드 롤드 블랭크에서는, 높은 강도(인장 강도로 590MPa 이상)가 요구된다. 그래서, 후술하는 석출 경화 열처리를 실시함으로써, 테일러드 롤드 블랭크 내에 미세 Ti 탄질화물(10㎚ 이하의 입경을 갖는 Ti 탄질화물)을 많이 생성하여, 강도를 높인다.
본 실시형태의 테일러드 롤드 블랭크에 있어서, 입경이 10㎚ 이하의 미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n1은 2×1017개/㎤ 초과이다. 이 경우, 석출 경화가 충분하고, 테일러드 롤드 블랭크의 인장 강도가 590MPa 이상으로 된다. 수밀도 n1의 바람직한 하한은 5×1015개/㎤이다.
수 밀도 n1은, 수밀도 n0과 동일한 방법으로 구한다. 구체적으로는, 테일러드 롤드 블랭크의 판 두께 중앙부로부터 샘플을 채취한다. 채취한 샘플을 이용하여, 수밀도 n0과 동일한 방법으로 수밀도 n1을 구한다. 즉, 미세 Ti 탄질화물의 입경은, 0.5∼10㎚이다.
본 실시형태의 테일러드 롤드 블랭크는, 상기 특징을 갖는다. 그 때문에, 테일러드 롤드 블랭크는 높은 강도(590MPa 이상의 인장 강도)를 갖고, 또한, 후육부와 박육부를 가짐에도 불구하고, 뛰어난 냉간 성형성을 나타낸다.
본 실시형태의 테일러드 롤드 블랭크는, 표면에 아연 도금층이 형성되어 있어도 되고, 합금화 아연 도금층이 형성되어 있어도 된다.
［테일러드 롤드 블랭크의 제조 방법］
상술한 테일러드 롤드 블랭크의 제조 방법의 일례를 설명한다. 본 테일러드 롤드 블랭크의 제조 방법은, 상술한 열연 강판을 이용한다. 본 제조 방법은, 냉간 압연 공정(S6)과 석출 경화 열 처리 공정(S7)을 포함한다. 이하, 각 제조 공정에 대하여 상세히 기술한다.
［냉간 가공 공정(S6)］
상술한 열연 강판에 대하여 냉간 압연을 실시하여, 테일러드 롤드 블랭크 형상의 중간품을 제조한다. 이 냉간 압연에서는 예를 들면, 한 쌍의 압연 롤을 구비하는 1스탠드의 냉간 압연기를 이용한다. 그리고, 열연 강판의 길이 방향의 1개소 또는 복수 개소에서, 판 두께가 테이퍼 형상으로 변화하도록 롤 압하량을 변경하여 압연한다. 이 경우, 압연 방향으로 판 두께가 변화한 중간품이 제조된다.
냉간 압연에서의 압하율(냉연율) R은 5% 초과∼50%이다. 즉, 최후육부의 냉연율 Rmin은 5% 초과이고, 최박육부에서의 냉연율 Rmax는 50% 이하이다. 냉연율 R이 5% 이하이면, 다음 공정의 석출 경화 열 처리에서 미세 Ti 탄질화물의 석출 사이트로 되는 전위의 도입량이 적기 때문에, 미세 Ti 탄질화물의 석출량이 적다. 이 경우, 테일러드 롤드 블랭크의 강도가 저하한다. 한편, 냉연율 R이 50%를 초과하면, 냉간 압연시에 전위가 과잉으로 도입된다. 이 경우, 석출 경화 열 처리에서 충분한 회복이 일어나지 않고, 석출 경화 열 처리 후에도 전위가 많이 잔존한다. 그 때문에, 테일러드 롤드 블랭크의 냉간 성형성이 저하한다. 냉연율 R이 50%를 초과하면 또한 열연 강판의 표층의 ｛110｝＜001＞ 결정 방위의 결정 입자가 소멸한다. 이 경우, 후육부와 박육부의 경도차가 커져, 냉간 성형성이 저하한다.
냉연율 R이 5% 초과∼50%이면, 냉간 압연 후에도, 표층의 ｛110｝＜001＞ 결정 방위의 결정 입자가 잔존한다. 이 때문에, 후육부와 박육부의 경도차를 억제할 수 있어, 테일러드 롤드 블랭크의 냉간 성형성을 확보할 수 있다. 또한, 테일러드 롤드 블랭크의 경도비 HR은 1.0 초과∼1.5의 범위 내로 되기 때문에, 뛰어난 냉간 성형성이 얻어진다.
［석출 경화 열 처리 공정(S7)］
냉간 압연에 의해 제조된 중간품에 대하여 석출 경화 열 처리를 실시하여, 테일러드 롤드 블랭크를 제조한다.
석출 경화 열 처리에 이용하는 열 처리 설비는 특별히 한정되지 않는다. 열처리 설비는 연속 열 처리 장치여도 되고, 배치식의 열 처리로여도 된다. 석출 경화 열 처리에서의 모든 조건은 다음과 같다.
석출 경화 열 처리 중의 최고 가열 온도 Tmax：600∼750℃
석출 경화 열 처리중의 최고 가열 온도 Tmax는, 600∼750℃이다. 이 경우, 냉간 압연에 의해 도입된 전위를 석출 사이트로 하여, 미세 Ti 탄질화물이 다수 석출된다. 최고 가열 온도 Tmax가 600℃ 미만이면, 미세 Ti 탄질화물의 석출량이 불충분해지고, 테일러드 롤드 블랭크의 인장 강도를 향상할 수 없다. 한편, 최고 가열 온도 Tmax가 750℃를 초과하면, 석출 경화 열처리 중의 600℃ 이상에서의 유지 시간 tK(tK＞0)가 매우 짧은 시간이어도 미세 Ti 탄질화물의 석출이 과잉으로 촉진되어 과시효로 된다. 이 경우도, 테일러드 롤드 블랭크의 인장 강도를 향상할 수 없다. 따라서, 최고 가열 온도 Tmax는 600∼750℃이다.
유지 시간 tK：530－0.7×Tmax∼3600－3.9×Tmax
석출 경화 열 처리에서는, 600℃ 이상에서의 유지 시간 tK가, 최고 가열 온도 Tmax에 대하여 식 (5)를 만족한다.
530－0.7×Tmax≤tK≤3600－3.9×Tmax　(5)
유지 시간 tK가 530－0.7×Tmax 미만이면, 미세 Ti 탄질화물의 석출이 충분히 진행하지 않는다. 한편, 유지 시간 tK가 3600－3.9×Tmax를 초과하면, Ti 탄질화물의 석출이 과잉으로 촉진되어 과시효로 된다.
열 처리 지표 IN：16500∼19500
열 처리 지표 IN은, 석출 경화 열 처리의 가열 온도 Tn(K)와 열 처리 개시부터 완료까지의 시간 t(단위는 hr, 이하, 열 처리 시간 t라고 한다)를 이용하여, 전위의 재배열 및 소멸, 탄질화물의 오스트발트 성장 등, 및, 그 기초 과정인 전위의 슬라이딩 운동, 교차 슬라이딩, 공공(空孔)의 확산에 의한 전위의 상승 운동, 합금 원소의 베이스 내 확산 등의 열 활성화 과정에 의해서 발생하는 현상을 지표화한 것이다(비특허문헌 3：토야마 사토히로：열처리 42(2002), 163).
이 지표는, 일반적으로, 어느 일정한 온도 T(℃)에서 시간 t(초)만큼 유지했을 때에 (T＋273)(log (t/3600)＋C)로서 주어지는 퀀칭 파라미터를, 연속적으로 온도 변동이 발생하는 열 처리 조건으로 확장한 것이다. 최종적으로 도달하는 온도에서의, 석출 경화 열 처리에 있어서, 열 처리 개시 온도를 T1(℃)로 하고, 열 처리 시간 t를 미소 시간 ΔtIN(초)으로 분할하고, n번째의 구간 ΔtIN(＝tn)에서의 평균 가열 온도를 Tn(n은 자연수)으로 한다. 구체적으로는 T1에서의 열 처리 지표 IN(여기에서는 IN1로 한다)을 구한 후에 연속하는 다음의 미소 시간 영역 ΔtIN에서의 평균 가열 온도 T2에서, IN1과 동등의 값이 되는 미소 시간 t1을 구한다. 구한 미소 시간 t1을 이용하여, T2에서의 (ΔtIN＋t1) 시간에서의 IN을 구하고 구한 IN을, 열 처리 개시∼t2간에서의 열 처리 지표 IN으로 한다. 동일한 계산을 반복함으로써 n번째의 구간까지의 열 처리 지표 IN을 구할 수 있다. 이 때, n번째의 구간까지의 석출 경화 열 처리가 완료한 시점에서의 열 처리 지표 IN은, 식 (6)으로 정의된다. 또한, 본 발명에 있어서 미소 시간 ΔtIN은 1초로 한다.
IN＝(Tn+273)(log (tn/3600)＋20)　(6)
여기서, 식 (6) 중의 tn은 식 (7)로 정의된다.
tn/3600＝10X＋ΔtIN/3600　(7)
여기서, X＝((Tn -1＋273)/(Tn＋273))(log (tn-1/3600)＋20)－20이다. 또한, t1＝ΔtIN이다.
식 (6) 중의 Tn은 식 (8)로 정의된다.
Tn＝Tn -1＋αΔtIN　(8)
여기서, α는, 온도 Tn -1에서의 승온 속도 또는 냉각 속도(℃／s)이다.
열 처리 지표 IN이 19500을 초과하면, 미세 Ti 탄질화물의 석출이 너무 진행하여 과시효로 되는 경우가 있다. 또한, 전위의 회복이 너무 진행하여 인장 강도가 저하한다. 한편, 열 처리 지표 IN이 16500 미만인 경우, 미세 Ti 탄질화물의 석출이 충분히 진행하지 않는다. 이 경우도, 소망하는 인장 강도가 얻어지지 않는다. 또한, 전위의 회복이 진행되지 않고 연성이 개선되지 않기 때문에, 테일러드 롤드 블랭크의 성형성이 저하한다.
이상의 제조 공정에 의해, 상술한 특징을 갖는 테일러드 롤드 블랭크가 제조된다.
［그 외의 공정］
열연 강판의 제조 공정에 있어서, 아연 도금 처리 공정을 실시해도 되고, 상술한 석출 경화 열 처리 후에 아연 도금 처리 공정을 실시해도 된다. 아연 도금 처리 공정 중에서, 석출 경화 열 처리를 실시해도 된다. 아연 도금층이 형성된 열연 강판에 대하여, 또한 별도의 표면 처리를 실시해도 된다. 산 세정 후의 테일러드 롤드 블랭크에 아연 도금 처리를 실시하는 경우, 필요에 따라서 합금화 처리를 실시하여 합금화 아연 도금층을 형성해도 된다. 이 경우, 테일러드 롤드 블랭크에서는, 뛰어난 내식성이 얻어지고, 또한, 스폿 용접 등의 각종 용접에 대한 용접 저항성이 향상된다.
[실시예]
［열연 강판의 평가］
［제조 방법］
표 1에 기재된 화학 조성을 갖는 용강을 제조하고, 그 용강을 이용하여 슬래브를 제조했다.
Figure 112016113116497-pct00001
슬래브를 이용하여, 표 2에 나타내는 조건으로 열연 강판을 제조했다.
Figure 112016113116497-pct00002
표 2를 참조하고, 처음에, 표 2 중의 「강종」란에 기재된 강종의 슬래브에 대하여 표 2에 기재된 용체화 온도 SRTmin(℃)으로 용체화 처리를 실시했다. 그 후, 가열 공정(S1) 중의 가열 온도 TS1℃로 슬래브를 tS1분 가열했다. 가열된 슬래브에 대하여 조압연 공정(S2)을 실시하여 조 바를 제조했다. 이 때의 총 패스수 TPN(회), 총 압하율 RS2(%), 특정 패스수 SPN(회)은, 표 2에 나타내는 대로였다.
제조된 조 바를 이용하여 마무리 압연 공정(S3)을 실시했다. 이 때, 조압연 종료후부터 마무리 압연 개시까지의 시간 tS3(초), 마무리 압연 개시 온도 TS3(℃), 총 압하율 RS3(%), 최종 2패스 압하율 RF2(%), 및, 마무리 압연 종료 온도 FT(℃), 형상비 SR은 각각, 표 2에 나타내는 대로였다.
마무리 압연 종료 후의 열연 강판에 대하여, 냉각 공정(S4)을 실시했다. 냉각 공정에 있어서, 마무리 압연 종료 후, 냉각을 개시할 때까지의 시간 tS4(초), 평균 냉각 속도 CR(℃／초), 냉각 정지 온도 TS4(℃), 및, 총 누적 확산 거리 Ltotal(㎛)은 각각, 표 2에 나타내는 대로였다.
냉각 공정 후의 열연 강판에 대하여, 권취 공정(S5)을 실시했다. 권취 온도 CT는 표 2에 나타내는 대로였다.
［평가 시험］
이상의 제조 공정에서 얻어진 열연 강판에 대하여, 다음의 시험을 실시했다.
［마이크로 조직 관찰 시험］
각 열연 번호의 열연 강판으로부터 샘플을 채취하고, 상술한 방법에 의해, 마이크로 조직 관찰을 실시했다. 그리고, 상술한 방법에 의해, 각 열연 번호의 마이크로 조직 내의 상을 특정하여, 각 상의 면적률(%)을 구했다. 표 3에 각 상의 면적률을 나타낸다. 표 3 중의 베이나이트란에는, 베이나이트의 면적률(%)이 기재되어 있다. 그 외의 란에서는, 「PF」가 폴리고날페라이트의 면적률을 나타낸다. 「M」이 마텐자이트의 면적률을 나타낸다. 「P」가 펄라이트의 면적률을 나타낸다. 「가공 F」가 가공 페라이트의 면적률을 나타낸다. 본 실시예에서는, 대상으로 하는 페라이트 입자의 주위 길이를 lq, 그 원 상당 직경을 dq로 한 경우, lq/dq≥3.5로 되는 것을, 가공 페라이트로 정의했다.
［미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n0 및 BH양 측정 시험］
각 열연 번호의 판 두께 중앙부로부터 샘플을 채취하고, 상술한 방법에 의해, 미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n0 및 BH양을 구했다. 구한 수밀도 n0 및 BH양을 표 3에 나타낸다.
［극밀도 D1∼D3 측정 시험］
｛100｝＜011＞∼｛223｝＜110＞ 방위군의 극밀도 D1, ｛332｝＜113＞의 결정 방위의 극밀도 D2 및 ｛110｝＜001＞ 결정 방위의 극밀도 D3을 상술한 방법에 의해 구했다. 얻어진 극밀도 D1∼D3을 표 3에 나타낸다.
［인장 시험］
각 열연 번호로부터, JIS Z 2201에 준거한 5호 시험편을 채취했다. 채취한 5호 시험편을 이용하여, JIS Z 2241에 준거한 인장 시험을 상온에서 실시하여, 항복 강도 YP(MPa), 인장 강도 TS(MPa) 및 파단 신장 El(%)를 구했다. 구한 항복 강도 YP(MPa), 인장 강도 TS(MPa) 및 파단 신장 El(%)을 표 3에 나타낸다.
또한, 면내 이방성의 지표인 ｜Δr｜을 다음의 방법으로 구했다. 열연 강판 판 폭의 1/4부로부터 시험편을 채취했다. 시험편을 이용하여, 압연 방향의 소성 변형비 r0, 압연 방향에 대하여 45°방향의 소성 변형비 r45, 압연 방향에 대하여 90°방향(판 폭 방향)의 소성 변형비 r90을 구했다. 구한 값을 이용하여, 다음의 식에 의해, ｜Δr｜을 구했다.
｜Δr｜＝｜(r0－2×r45＋r90)/2｜
열연 강판의 인장 강도의 목표는, 각각 하기와 같이 했다.
980MPa급의 강종 A：915 MPa 초과
780MPa급의 강종 B, D 및 J：715MPa 초과
690MPa급의 강종 C, E, F, H, I 및 L：625MPa 초과
590MPa급의 강종 G, K, M, N, O 및 P：525MPa 초과
열연 강판의 파단 신장 El이 13% 이상이면, 석출 경화 열 처리 후의 테일러드 롤드 블랭크에서 프레스 균열이 발생하기 어렵고, 열연 강판 및 테일러드 롤드 블랭크에서 뛰어난 냉간 성형성을 나타내는 것으로 판단했다.
면내 이방성의 지표인 ｜Δr｜이 0.6 이하이면, 면내 이방성이 작고, 열연 강판에서 뛰어난 냉간 성형성을 나타내는 것으로 판단했다. 한편, ｜Δr｜이 0.6을 초과하는 경우, 면내 이방성이 크고, 트리밍이 필요해져, 수율이 낮아진다고 판단했다.
［시험 결과］
시험 결과를 표 3에 나타낸다.
Figure 112016113116497-pct00003
열연 번호 1, 2, 4, 14, 및, 18∼23의 화학 조성은 적절하고, 제조 조건도 적절했다. 그 때문에, 마이크로 조직에 있어서, 베이나이트의 면적률이 20% 이상이고, 잔부는 주로 페라이트였다. 또한, 극밀도 D1∼D3은 모두 적절했다. 또한, Ti 탄질화물의 수밀도 n0은 1×1017개/㎤ 이하였다. 그 때문에, 높은 인장 강도가 얻어졌다. 또한, 파단 신장은, 열연 강판이 뛰어난 냉간 성형성을 갖는 지표로 되는 13% 이상이었다. 또한, ｜Δr｜은 0.6 이하이고, 면내 이방성이 충분히 낮았다.
한편, 열연 번호 3에서는, 화학 조성은 적절하지만, 가열 온도 TS1이 SRTmin 미만이었다. 그 때문에, 미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n0은 낮았지만, 조대 Ti 탄질화물이 많이 잔존하여, BH양이 낮아졌다. 그 결과, 열연 강판의 인장 강도가 715MPa 이하로 낮았다.
열연 번호 5에서는, 조압연 공정에서의 총 압하율 RS2가 너무 낮았다. 그 때문에, 오스테나이트 입경이나 편석의 불균일이 충분히 해소되지 않고, 강화에 효과가 없는 조대한 Ti 탄질화물이 다량으로 석출되었다. 미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n0은 낮았지만, BH양이 낮아졌다. 그 결과, 열연 강판의 인장 강도가 715MPa 이하로 낮고, 또한, 파단 신장도 13% 미만으로 낮고, 열연 강판의 냉간 성형성이 낮았다.
열연 번호 6에서는, 조압연 공정에 있어서, 1050∼1150℃의 온도역에서 압하율 20% 이상의 압연을 행한 특정 패스수 SPN이 1 미만, 즉 0이었다. 그 때문에, 오스테나이트 입경이나 편석의 불균일이 충분히 해소되지 않아, 강화에 효과가 없는 조대한 Ti 탄질화물이 다량으로 석출되어, BH양이 낮아졌다. 그 결과, 열연 강판의 인장 강도가 715MPa 이하로 낮고, 또한, 파단 신장도 13% 미만으로 낮았다.
열연 번호 7에서는, 마무리 압연 개시까지의 시간 tS3이 너무 길었다. 그 때문에, Ti 탄질화물이 조대화하여, BH양이 낮아졌다. 그 결과, 인장 강도가 715MPa 이하로 낮았다.
열연 번호 8은 마무리 압연 온도의 개시 온도 TS3이 너무 낮았다. 그 때문에, BH양이 낮아졌다. 그 결과, 열연 강판의 특성(인장 강도 TS, 파단 신장 EL, 및 ｜Δr｜)은 특별히 문제는 없지만, 후술한 대로, 열연 번호 8의 열연 강판에서 제조된 테일러드 롤드 블랭크의 냉간 성형성은 낮았다.
열연 번호 9에서는, 마무리 압연에서의 총 압하율 RS3이 너무 낮았다. 그 때문에, 오스테나이트 입자가 미세화되지 않고 불균일한 석출이 촉진되었다. 그 결과, BH양이 낮아졌다. 또한, 베이나이트가 열 형상으로 형성되었다. 그 결과, 파단 신장이 13% 미만이고, 열연 강판의 냉간 성형성이 낮았다.
열연 번호 10에서는, 최종 2패스의 압하율 RF2가 30% 미만이었다. 그 때문에, 최종 압하 후의 판 두께 중심부에서의 재결정이 불충분해지고, 그 결과, 극밀도 D1이 4 미만으로 되었다. 그 때문에, ｜Δr｜이 0.6을 초과했다.
열연 번호 11에서는, 마무리 압연 후, 냉각 개시까지의 시간 tS4가 너무 길었다. 그 때문에, 조대 Ti 탄질화물이 너무 증가하여 BH양이 낮아졌다. 그 결과, 인장 강도가 715MPa 이하로 낮았다.
열연 번호 12에서는, 냉각 공정에서의 평균 냉각 속도 CR이 너무 느렸다. 또한, 냉각 정지 온도 TS4가 높고, 누적 확산 거리 Ltotal이 너무 컸다. 그 때문에, 미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n0이 너무 높았다. 그 결과, 인장 강도가 715MPa 이하로 낮았다.
열연 번호 13에서는, 냉각 정지 온도 TS4 및 권취 온도 CT가 모두 너무 높았다. 그 때문에, 베이나이트가 발생하지 않고, 미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n0도 너무 높았다. 그 결과, 열연 강판의 특성(인장 강도 TS, 파단 신장 EL, 및 ｜Δr｜)은 특별히 문제는 없지만, 후술한 대로, 열연 번호 13의 열연 강판으로 제조된 테일러드 롤드 블랭크의 냉간 성형성은 낮았다.
열연 강판 15에서는, 마무리 압연 공정에서의 마무리 압연 종료 온도 FT가 Ar3점 미만이었다. 그 때문에, 마이크로 조직 내의 베이나이트의 면적률이 너무 낮아서 폴리고날페라이트의 면적률도 낮았다. 또한, 조대 Ti 탄질화물이 다수 석출되어, BH양이 15MPa 미만으로 되었다. 또한, 극밀도 D1 및 D2가 너무 높았다. 그 결과, ｜Δr｜이 0.6을 초과하고, 면내 이방성이 컸다. 또한, 파단 신장 EL이 13% 미만이고, 열연 강판의 냉간 성형성이 낮았다.
열연 번호 16에서는, 마무리 압연의 종료 온도 FT가 너무 높았다. 또한, 누적 확산 거리 Ltotal이 너무 컸다. 그 때문에, 미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n0이 너무 높았다. 그 결과, 열연 강판의 특성(인장 강도 TS, 파단 신장 EL, 및 ｜Δr｜)은 특별히 문제가 없지만, 후술한 대로, 열연 번호 16의 열연 강판으로 제조된 테일러드 롤드 블랭크의 냉간 성형성은 낮았다.
열연 번호 17에서는, 냉각 정지 온도 TS4가 너무 높고, 또한, 누적 확산 거리 Ltotal이 너무 컸다. 그 때문에, 베이나이트가 발생하지 않고, Ti 탄질화물의 수밀도 n0이 너무 높았다. 그 결과, 열연 강판의 특성(인장 강도 TS, 파단 신장 EL, 및 ｜Δr｜)은 특별히 문제는 없지만, 후술한 대로, 열연 번호 17의 열연 강판으로 제조된 테일러드 롤드 블랭크의 냉간 성형성은 낮았다.
열연 번호 24는, C 함유량이 너무 높았다. 그 때문에, 베이나이트가 생성되지 않고, 페라이트의 면적률도 낮았다. 그 결과, 파단 신장 El이 너무 낮았다.
열연 번호 25에서는, C 함유량이 너무 낮았다. 그 때문에, 베이나이트 및 페라이트가 생성되지 않고, 인장 강도가 너무 낮았다.
열연 번호 26에서는, Ti 함유량이 너무 높았다. 그 때문에, 극밀도 D1 및 D2가 너무 높아서 ｜Δr｜이 0.6을 초과했다.
열연 번호 27에서는, Ti 함유량이 너무 낮았다. 또한, 누적 확산 거리 Ltotal이 너무 컸다. 그 때문에, 조대 Ti 탄질화물이 형성하고, BH양이 저하했다. 그 결과, 열연 강판의 인장 강도가 낮았다.
열연 번호 28에서는, Ti 함유량이 너무 낮았다. 또한, F1값이 0 미만이어서, 식 (1)을 만족하지 않았다. 그 결과, 인장 강도가 너무 낮았다.
열연 번호 29에서는, N 함유량이 너무 높았다. 그 때문에, 미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n0이 너무 높아서 인장 강도가 낮았다.
열연 번호 30에서는, 화학 조성은 적절하고, F1이 식 (1)을 만족했다. 그러나, 형상비 SR이 너무 낮았다. 그 때문에, 극밀도 D3이 너무 낮았다. 그 결과, 후술한 대로, 테일러드 롤드 블랭크의 경도비 HR이 1.5를 초과하고, 테일러드 롤드 블랭크의 냉간 성형성이 낮았다.
열연 번호 31에서는, 화학 조성은 적절했지만, F1이 식 (1)을 만족하지 않았다. 그 결과, 인장 강도가 너무 낮았다.
［테일러드 롤드 블랭크의 제조］
계속하여, 표 3에 나타내는 각 열연 번호의 열연 강판을 이용하여, 표 4에 나타내는 조건으로 테일러드 롤드 블랭크를 제조했다.
Figure 112016113116497-pct00004
구체적으로는, 표 4에 나타내는 열연 번호의 열연 강판을 이용하고, 처음에, 냉간 압연을 실시하고, 테일러드 롤드 블랭크 형상의 중간품을 제조했다. 냉연율의 최소치 Rmin 및 최대치 Rmax를 표 4에 나타낸다.
냉간 압연 후의 중간품에 대하여, 표 4에 나타내는 조건으로 석출 경화 열 처리를 실시하여, 테일러드 롤드 블랭크를 제조했다. 표 4 중의 「가열 방식」란의 「CAL」은, 연속식 열 처리 설비를 이용한 것을 나타낸다. 「BAF」는 배치식의 열 처리로를 이용한 것을 나타낸다. 표 4 중의 F2는, F2＝530－0.7×Tmax를 나타내고, F3은, F3＝3600－3.9×Tmax를 나타낸다.
표 4 중의 「강도 클래스」의 란은 석출 경화 열 처리 후의 각 강판의 강도 클래스를 440, 590, 780, 980으로 나타낸다. 열 처리 후의 인장 강도가 800MPa인 경우는 780MPa 클래스이다.
또한, 표 4 중의 「도금」란이 「유」로 되어 있는 냉연 번호의 테일러드 롤드 블랭크에 대하여, 용융 아연 도금 처리를 실시하여, 도금층을 형성했다.
［평가 시험］
［전위 밀도 ρ］
상술한 방법에 의해, 전위 밀도 ρ를 구했다. 구한 전위 밀도 ρ를 표 4에 나타낸다.
［미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n1］
미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n1에 대하여, 상술한 방법에 의해 구했다. 구한 수밀도 n1을 표 4에 나타낸다.
［경도비 HR］
상술한 방법에 의거하여, 경도비 HR을 구했다. 구한 경도비 HR을 표 4에 나타낸다.
［성형성 평가 시험］
테일러드 롤드 블랭크에 대하여, 프레스 가공 시험을 실시했다. 프레스 가공 시험에서는, B 필러 리인포스(pillar reinforce)를 모의한 햇 모델형(R5, 성형 높이 50㎜, 저부 80㎜)을 BHF 120kN으로 프레스 시험을 행했다.
「프레스 균열」은, 능선에 균열이 발생한 경우에 「유」로 판단하고, 발생하지 않은 경우에 「무」로 판단했다. 균열의 유무는 육안으로 판단했다.
「부재 강도」는, R 5㎜, 저부 40㎜, 성형 높이 40㎜, 양 플랜지부 25㎜, 길이 300㎜의 햇 부재의 플랜지부와 110㎜×300㎜의 등판을 스폿 용접한 후에, 천판(250㎜×250㎜)을 용접한 압괴 시험편을 이용하여, 장축 방향으로 압축 하중을 가했을 때의 압괴 강도가, 동 강도 레벨, 기준을 상회한 경우에 「○」로 하고, 기준을 만족시키지 않은 경우에 「×」로 했다. 또한, 프레스시에 균열이 발생했기 때문에 압괴 시험을 할 수 없는 경우에 「－」으로 했다.
［시험 결과］
테일러드 롤드 블랭크의 시험 결과를 표 4에 나타낸다. 표 4를 참조하고, 냉연 번호 1-1, 2-1, 2-8, 4-1, 14-1, 18-1, 18-2, 19-1, 20-1, 21-1, 22-1, 및 23-1에서는, 열연 강판이 적절하고, 또한, 제조 조건도 적절했다. 이 때문에, 테일러드 롤드 블랭크의 전위 밀도 ρ는 1×1014m－2 이하이고, 미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n1은 2×1017개/㎤를 초과했다. 또한, 경도비 HR은 1.0 초과∼1.5였다. 그 때문에, 프레스 가공에서 균열이 발생하지 않고, 정적 압괴 강도도 기준보다 높았다. 또한, 인장 강도 TS는 모두 590MPa 이상이었다. 따라서, 뛰어난 강도 및 성형성을 갖는 테일러드 롤드 블랭크가 얻어졌다.
한편, 냉연 번호 2-2에서는, 최후육부의 냉연율 R이 5% 미만이었다. 그 때문에, 평균 경도비 HR이 1.5를 초과했다. 테일러드 롤드 블랭크의 후육부의 경도와 박육부의 경도에 차이가 발생했기 때문에, 프레스시에 균열이 발생하여, 성형성이 낮았다.
냉연 번호 2-3에서는, 냉간 압연시에 있어서, 최박육부의 냉연율 R이 50%를 초과했다. 그 때문에, 최박육부의 전위 밀도 ρ가 너무 높아서, 프레스시에 균열이 발생했다.
냉연 번호 2-4에서는, 석출 경화 열 처리의 최고 가열 온도 Tmax가 너무 낮았다. 그 때문에, 최박육부의 전위 밀도 ρ가 너무 높았다. 또한, 미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n1이 너무 낮았다. 그 결과, 프레스시에 균열이 발생하여, 테일러드 롤드 블랭크의 성형성이 낮았다.
냉연 번호 2-5에서는, 석출 경화 열 처리에서의 최고 가열 온도 Tmax가 너무 높았다. 또한, 열처리 지표 IN이 너무 높았다. 그 때문에, Ti 탄질화물의 수밀도 n1이 너무 낮아서 프레스 가공 후의 강도가 너무 낮았다.
냉연 번호 2-6에서는, 석출 경화 열 처리의 600℃ 이상의 유지 시간 tK가 너무 길었다. 그 때문에, 미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n1이 너무 낮아서, 프레스 가공 후의 강도가 낮았다.
냉연 번호 2-7에서는, 열 처리 지표 IN이 너무 높았다. 그 때문에, 미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n1이 너무 낮아서, 프레스 가공 후의 강도가 너무 낮았다.
냉연 번호 2-9에서는, 석출 경화 열 처리에서의 최고 가열 온도 Tmax가 너무 낮고, 또한, 열 처리 지표 IN도 낮았다. 그 때문에, 미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n1이 너무 낮았다. 또한, 평균 경도비 HR이 너무 높았다. 그 결과, 프레스시에 균열이 발생했다.
냉연 번호 2-10에서는, 석출 경화 열 처리에서의 최고 가열 온도 Tmax가 너무 높았다. 그 결과, 미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n1이 너무 낮아, 프레스 가공 후의 강도가 얻어지지 않았다.
냉연 번호 2-11에서는, 석출 경화 열 처리의 600℃ 이상의 유지 시간 tK가 너무 짧았다. 그 결과, 전위 밀도 ρ가 너무 높아서 미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n1이 너무 낮았다. 또한 평균 경도비 HR이 너무 높았다. 그 결과, 프레스시에 균열이 발생했다.
냉연 번호 2-12에서는, 석출 경화 열 처리의 열 처리 지표 IN이 너무 낮았다. 그 결과, 전위 밀도 ρ가 너무 높아서, 미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n1이 너무 낮았다. 또한 평균 경도비 HR이 너무 높았다.
냉연 번호 3-1에서는, 열연 강판에 있어서, BH양이 너무 낮았다. 그 때문에, 테일러드 롤드 블랭크의 제조 조건은 적절했지만, 미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n1이 너무 낮았다. 그 결과, 프레스 가공 후의 강도가 낮았다.
냉연 번호 5-1 및 6-1에서는, 열연 강판에 있어서, BH양이 너무 낮아, 파단 신장 El이 너무 낮았다. 그 때문에, 냉간 압연 중에 균열이 발생했다.
냉연 번호 7-1 및 8-1에서는, 이용한 열연 강판의 BH양이 너무 낮았다. 그 때문에, 미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n1이 너무 낮았다. 또한, 평균 경도비 HR이 너무 낮았다. 그 결과, 프레스시에 균열이 발생했다.
냉연 번호 9-1에서는, 이용한 열연 강판의 BH양이 너무 낮아서, 파단 신장 El이 너무 낮았다. 그 때문에, 냉간 압연 중에 균열이 발생했다.
냉연 번호 10-1에서는, 이용한 열연 강판의 극밀도 D1이 너무 높아, ｜Δr｜이 너무 높았다. 그 때문에, 평균 경도비 HR이 너무 높아서 프레스 가공시에 균열이 발생했다.
냉연 번호 11-1에서는, 이용한 열연 강판의 BH양이 너무 낮았다. 또한, 냉연 번호 12-1 및 13-1에서는, 이용한 열연 강판의 미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n0이 너무 높았다. 그 때문에, 미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n1이 너무 낮았다. 또한, 평균 경도비 HR이 너무 낮았다. 그 결과, 프레스시에 균열이 발생했다.
냉연 번호 15-1에서는, 극밀도 D1 및 D2가 높고, 면내 이방성이 큰 열연 강판을 이용했다. 그 때문에, 냉간 압연 중에 파단했다.
냉연 번호 16-1 및 17-1에서는, 이용한 열연 강판의 미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n0이 너무 높았다. 그 때문에, 미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n1이 너무 낮았다. 또한 평균 경도비 HR이 너무 낮았다. 그 결과, 프레스시에 균열이 발생했다.
냉연 번호 18-3에서는, 적절한 열연 강판을 이용했지만, 석출 경화 열 처리에서의 최고 가열 온도 Tmax가 너무 높고, 또한, 열 처리 지표 IN이 너무 높았다. 그 때문에, 미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n1이 너무 낮아서, 평균 경도비 HR이 너무 높았다. 그 결과, 프레스시에 균열이 발생했다.
냉연 번호 24-1에서는, C 함유량이 너무 높은 열연 강판을 이용했다. 그 때문에, 냉간 압연 중에 파단했다.
냉연 번호 25-1에서는, C 함유량이 너무 낮은 열연 강판을 이용했다. 그 때문에, 미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n1이 너무 낮아서 평균 경도비 HR도 너무 낮았다. 그 결과, 프레스 가공에서 균열이 발생했다.
냉연 번호 26-1에서는, Ti 함유량이 너무 높아서, 극밀도 D1 및 D2가 높은 열연 강판을 이용했다. 그 때문에, 전위 밀도 ρ가 너무 높아서 평균 경도비 HR이 너무 높았다. 그 결과, 프레스 가공시에 균열이 발생했다.
냉연 번호 27-1 및 28-1에서는, Ti 함유량이 너무 낮은 열연 강판을 이용했다. 그 때문에, 미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n1이 너무 낮고, 경도비 HR이 너무 높았다. 그 결과, 프레스 가공시에 균열이 발생했다.
냉연 번호 29-1에서는, N 함유량이 너무 높은 열연 강판을 이용했다. 그 결과, 냉간 압연 중에 파단했다.
냉연 번호 30-1에서는, 이용한 열연 강판의 극밀도 D3이 너무 낮았다. 그 때문에, 경도비 HR이 너무 높아서 프레스 가공시에 균열이 발생했다.
냉연 번호 31-1에서는, 이용한 열연 강판에 있어서, F1이 식 (1)을 만족하지 않았다. 그 결과, 미세 Ti 탄질화물의 수밀도 n1이 너무 낮아서, 경도비 HR이 너무 높았다. 그 결과, 프레스 가공시에 균열이 발생했다.
이상, 본 발명의 실시형태를 설명했다. 그러나, 상술한 실시형태는 본 발명을 실시하기 위한 예시에 불과하다. 따라서, 본 발명은 상술한 실시형태에 한정되는 일 없이, 그 취지를 일탈하지 않는 범위 내에서 상술한 실시형태를 적절히 변경하여 실시할 수 있다.
[산업상 이용 분야]
본 실시형태에 의하면, 590MPa 이상의 인장 강도를 가짐과 더불어, 뛰어난 냉간 성형성을 갖는 테일러드 롤드 블랭크를 얻을 수 있다. 본 발명에 따른 테일러드 롤드 블랭크는, 자동차의 골격 부품을 비롯하여, 충돌 흡수 에너지, 강성 및 피로 강도 등의 성능이 요구되는 내판 부재, 구조 부재, 다리 회전 부재 등의 용도에 이용할 수 있어, 산업상의 공헌이 매우 현저하다.

Claims (21)

  1. 테일러드 롤드 블랭크(tailored rolled blank)용 열연 강판으로서,
    질량%로,
    C：0.03∼0.1%,
    Si：1.5% 이하,
    Mn：1.0∼2.5%,
    P：0.1% 이하,
    S：0.02% 이하,
    Al：0.01∼1.2%,
    N：0.01% 이하,
    Ti：0.015∼0.15%,
    Nb：0∼0.1%,
    Cu：0∼1%,
    Ni：0∼1%,
    Mo：0∼0.2%,
    V：0∼0.2%,
    Cr：0∼1%,
    W：0∼0.5%,
    Mg：0∼0.005%,
    Ca：0∼0.005%,
    희토류 원소：0∼0.1%,
    B：0∼0.005%, 및,
    Zr, Sn, Co 및 Zn으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상：합계로 0∼0.05%를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불순물로 이루어지고, 식 (1)을 만족하는 화학 조성과,
    면적률로, 20% 이상의 베이나이트를 함유하고, 면적률로 잔부의 50% 이상이 페라이트로 이루어지는 마이크로 조직을 갖고,
    상기 열연 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/2 깊이의 위치에 있어서,｛100｝＜011＞, ｛116｝＜110＞, ｛114｝＜110＞, ｛113｝＜110＞, ｛112｝＜110＞, ｛335｝＜110＞ 및 ｛223｝＜110＞의 결정 방위로 이루어지는 ｛100｝＜011＞∼｛223｝＜110＞ 방위군의 극밀도의 평균값이 4 이하이고, 또한,｛332｝＜113＞의 결정 방위의 극밀도가 4.8 이하이고,
    상기 열연 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/8 깊이 위치에 있어서, ｛110｝＜001＞의 결정 방위의 극밀도가 2.5 이상이고,
    상기 열연 강판 중의 Ti 탄질화물 중, 10㎚ 이하의 입경의 미세 Ti 탄질화물의 수밀도가 1.0×1017개/㎤ 이하이고,
    소부(燒付) 경화량이 15MPa 이상인, 열연 강판.
    [Ti]－48/14×[N]－48/32×[S]≥0　(1)
    여기서, 식 (1) 중의 각 원소 기호에는, 대응하는 원소의 함유량(질량%)이 대입된다.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 화학 조성은,
    Nb：0.005∼0.1%,
    Cu：0.005∼1%,
    Ni：0.005∼1%,
    Mo：0.005∼0.2%,
    V：0.005∼0.2%,
    Cr：0.005∼1%, 및,
    W：0.01∼0.5%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 열연 강판.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 화학 조성은,
    Mg：0.0005∼0.005%,
    Ca：0.0005∼0.005%, 및,
    희토류 원소：0.0005∼0.1%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 열연 강판.
  4. 청구항 2에 있어서,
    상기 화학 조성은,
    Mg：0.0005∼0.005%,
    Ca：0.0005∼0.005%, 및,
    희토류 원소：0.0005∼0.1%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 열연 강판.
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 화학 조성은,
    B：0.0002∼0.005%를 함유하는, 열연 강판.
  6. 청구항 2에 있어서,
    상기 화학 조성은,
    B：0.0002∼0.005%를 함유하는, 열연 강판.
  7. 청구항 3에 있어서,
    상기 화학 조성은,
    B：0.0002∼0.005%를 함유하는, 열연 강판.
  8. 청구항 4에 있어서,
    상기 화학 조성은,
    B：0.0002∼0.005%를 함유하는, 열연 강판.
  9. 청구항 1 내지 청구항 8 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 화학 조성은,
    Zr, Sn, Co 및 Zn으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계로 0.005∼0.05% 함유하는, 열연 강판.
  10. 압연 방향으로 판 두께가 테이퍼 형상으로 변화하는 테일러드 롤드 블랭크로서,
    후육부(厚肉部)와,
    상기 후육부보다 얇은 박육부(薄肉部)를 구비하고,
    상기 테일러드 롤드 블랭크에 있어서, 판 두께가 가장 두꺼운 최후육부의 평균 경도 Htmax의, 상기 판 두께가 가장 얇은 최박육부의 평균 경도 Htmin에 대한 비가 1.0 초과∼1.5이고,
    상기 최박육부의 평균 전위 밀도는 1×1014m－2 이하이고,
    10㎚ 이하의 입경의 미세 Ti 탄질화물의 수밀도가 2×1017개/㎤를 초과하고,
    청구항 1에 기재된 열연 강판을 이용하여 제조되는, 테일러드 롤드 블랭크.
  11. 삭제
  12. 청구항 10에 있어서,
    또한, 표면에 아연 도금층을 구비하는, 테일러드 롤드 블랭크.
  13. 청구항 10에 있어서,
    또한, 표면에 아연 도금층을 구비하는, 테일러드 롤드 블랭크.
  14. 테일러드 롤드 블랭크용 열연 강판의 제조 방법으로서,
    질량%로, C：0.03∼0.1%, Si：1.5% 이하, Mn：1.0∼2.5%, P：0.1% 이하, S：0.02% 이하, Al：0.01∼1.2%, N：0.01% 이하, Ti：0.015∼0.15%, Nb：0∼0.1%, Cu：0∼1%, Ni：0∼1%, Mo：0∼0.2%, V：0∼0.2%, Cr：0∼1%, W：0∼0.5%, Mg：0∼0.005%, Ca：0∼0.005%, 희토류 원소：0∼0.1%, B：0∼0.005%, 및, Zr, Sn, Co 및 Zn으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상：합계로 0∼0.05%를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불순물로 이루어지고, 식 (1)을 만족하는 슬래브를, 식 (2)로 정의되는 온도 SRTmin 이상으로 가열하는 공정과,
    가열된 슬래브에 대하여, 60∼90%의 총 압하율로 조(粗)압연을 실시하고, 또한, 상기 조압연에 있어서, 슬래브 온도가 1050∼1150℃일 때에 20% 이상의 압하율로 1패스 이상 압연을 실시하여 조(粗) 바(bar)를 제조하는 공정과,
    상기 조압연이 종료한 후, 150초 이내에 상기 조 바에 대하여 마무리 압연을 개시하고, 마무리 압연 개시시의 상기 조 바의 온도는 1000℃∼1080℃ 미만이고, 총 압하율을 75∼95%로 하고, 최종의 2패스에서의 합계 압하율을 30% 이상으로 하고, 마무리 압연 종료 온도를 Ar3 변태 온도∼1000℃로 하고, 식 (3)으로 정의되는 형상비 SR을 3.5 이상으로 하는 마무리 압연을 실시하여 강판을 제조하는 공정과,
    마무리 압연 종료 후, 3초 이내에 상기 강판의 냉각을 개시하고, 냉각 정지 온도를 600℃ 이하로 하고, 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도를 15℃／초 이상 150℃／초 이하로 하여 상기 강판을 냉각하고, 식 (4)로 정의되고, 상기 강판의 온도가 Ar3 변태 온도를 통과 후, 권취 개시까지의 시간에서의 총 누적 확산 거리 Ltotal을 0.15㎛ 이하로 하는 공정과,
    냉각 후의 상기 강판을 600℃ 이하의 권취 온도로 권취하는 공정을 구비하는, 테일러드 롤드 블랭크용 열연 강판의 제조 방법.
    [Ti]－48/14×[N]－48/32×[S]≥0%　(1)
    SRTmin＝10780/｛5.13－log ([Ti]×[C])｝－273　(2)
    SR＝ld/hm　(3)
    Ltotal＝∑√(D(T)ΔtL)　(4)
    여기서, 식 (1) 및 식 (2) 중의 각 원소 기호에는, 대응하는 원소의 함유량(질량%)이 대입된다. 식 (3) 중의 ld는 마무리 압연에 있어서 최종 압하를 행하는 압연 롤과 강판의 접촉 호(弧) 길이이고, 다음 식으로 정의된다.
    ld＝√(L×(hin－hout)/2)
    여기서, L(㎜)은, 상기 압연 롤의 직경이다. hin은, 상기 압연 롤의 입측(入側)에서의 강판의 판 두께(㎜)이다. hout은, 상기 압연 롤의 출측(出側)에서의 강판의 판 두께(㎜)이다. hm은 다음 식으로 정의된다.
    hm＝(hin＋hout)/2
    식 (4) 중의 ΔtL은, 상기 강판의 온도가 Ar3 변태 온도를 통과 후, 권취 개시까지의 시간에서의 미소 시간이고, 0.2초이다. D(T)는, T℃에 있어서의 Ti의 체확산 계수이고, Ti의 확산 계수를 D0, 활성화 에너지를 Q, 기체 상수를 R로 할 때, 다음 식으로 정의된다.
    D(T)＝D0×Exp｛－Q/R(T＋273)｝
  15. 청구항 14에 있어서,
    상기 슬래브는,
    Nb：0.005∼0.1%,
    Cu：0.005∼1%,
    Ni：0.005∼1%,
    Mo：0.005∼0.2%,
    V：0.005∼0.2%,
    Cr：0.005∼1%, 및,
    W：0.01∼0.5%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 제조 방법.
  16. 청구항 14에 있어서,
    상기 슬래브는,
    Mg：0.0005∼0.005%,
    Ca：0.0005∼0.005%, 및,
    희토류 원소：0.0005∼0.1%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는, 제조 방법.
  17. 청구항 14에 있어서,
    상기 슬래브는,
    B：0.0002∼0.005%를 함유하는, 제조 방법.
  18. 청구항 14에 있어서,
    상기 슬래브는,
    Zr, Sn, Co 및 Zn으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계로 0.005∼0.05% 함유하는, 제조 방법.
  19. 청구항 14 내지 청구항 18 중 어느 한 항에 기재된 제조 방법으로 제조된 열연 강판을 이용하여 제조되는 테일러드 롤드 블랭크의 제조 방법으로서,
    상기 열연 강판의 길이 방향으로 판 두께가 테이퍼 형상으로 변화하도록, 5% 초과∼50%의 범위에서 압하율을 변경하면서 상기 열연 강판에 대하여 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판을 제조하는 공정과,
    상기 냉연 강판에 대하여 석출 경화 열 처리를 실시하는 공정을 구비하고,
    상기 석출 경화 열 처리에 있어서, 최고 가열 온도 Tmax가 600∼750℃이고,
    600℃ 이상에서의 유지 시간 tK(초)가, 상기 최고 가열 온도 Tmax에 대하여 식 (5)를 만족하고,
    식 (6)으로 정의되는 열 처리 지표 IN이 16500∼19500인, 테일러드 롤드 블랭크의 제조 방법.
    530－0.7×Tmax≤tK≤3600－3.9×Tmax　(5)
    IN＝(Tn＋273)(log (tn/3600)＋20)　(6)
    여기서, 식 (6) 중의 tn(초)은 식 (7)로 정의된다.
    tn/3600＝10X＋ΔtIN/3600　(7)
    여기서, X＝((Tn－1＋273)/(Tn＋273))(log (tn－1/3600)＋20)－20이다. 또한, t1＝ΔtIN이고, ΔtIN은 1초이다.
    식 (6) 중의 Tn(℃)은 식 (8)로 정의된다.
    Tn＝Tn－1＋αΔtIN　(8)
    여기서, α는, 온도 Tn－1에서의 승온 속도 또는 냉각 속도(℃／s)이다.
  20. 청구항 19에 있어서,
    또한, 상기 슬래브를 가열하는 공정 전, 마무리 압연 후의 상기 강판을 냉각하는 공정 전, 냉각된 상기 강판을 권취하는 공정 전, 및 석출 경화 열 처리를 실시하는 공정 후 중 어느 하나에서, 아연 도금 처리를 실시하는 공정을 구비하는, 테일러드 롤드 블랭크의 제조 방법.
  21. 청구항 20에 있어서,
    또한, 상기 아연 도금 처리를 실시한 후, 450∼600℃에서 합금화 처리를 실시하는 공정을 구비하는 테일러드 롤드 블랭크의 제조 방법.
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