KR20190135509A - 열간 압연 강판 - Google Patents

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KR20190135509A
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다쓰오 요코이
노부오 요시카와
시게루 요네무라
가즈야 오오쓰카
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닛폰세이테츠 가부시키가이샤
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Abstract

화학 조성이, 질량%로, C：0.020~0.180%, Si：0.05~1.70%, Mn：0.50~2.50%, Al：0.010~1.000%, N：0.0060%, P≤0.050%, S≤0.005%, Ti：0~0.150%, Nb：0~0.100%, V：0~0.300%, Cu：0~2.00%, Ni：0~2.00%, Cr：0~2.00%, Mo：0~1.00%, B：0~0.0100%, Mg：0~0.0100%, Ca：0~0.0100%, REM：0~0.1000%, Zr：0~1.000%, Co：0~1.000%, Zn：0~1.000%, W：0~1.000%, 잔부：Fe 및 불순물이며, 강판의 단면(端面)으로부터 1/4W 또는 3/4W이며, 표면으로부터 1/4t 또는 3/4t의 위치에 있어서의 금속 조직이, 면적%로, 마텐자이트：2% 초과~10%, 잔류 오스테나이트＜2%, 베이나이트≤40%, 펄라이트≤2%, 잔부：페라이트이고, 마텐자이트/잔류 오스테나이트로 이루어지는 금속상의 평균 원상당경이 1.0~5.0μm이고, 인접하는 상기 금속상의 최단 거리의 평균값이 3μm 이상이고, 나노 경도의 표준 편차가 2.0GPa 이하인, 열간 압연 강판.

Description

열간 압연 강판
본 발명은, 열간 압연 강판에 관한 것이다.
자동차의 차체 구조에 사용되는 강판에는, 안전성의 향상 및 경량화의 관점에서, 고강도화와 높은 프레스 가공성이 요구되고 있다. 특히, 프레스 가공성을 높이기 위해서는, 가공시에는 연성을 확보하면서, 자동차에 탑재되었을 때에는 내충돌성을 확보한 고강도인 강판이 요구되고 있다.
이것을 배경으로 하여, 종래보다 양호한 피로 특성과 높은 버링성(구멍 확장성)이 우수한 고강도인 Dual Phase 강판(이하, 간단히 「DP 강판」이라고 한다.)이 제안되어 있다.
예를 들면, 특허문헌 1에서는, 페라이트상을 주상으로 하고, 경질 제2상(마텐자이트)으로 이루어지는 조직에 있어서, 페라이트 평균 입경을 2~20μm로 하고, 제2상의 평균 입경을 페라이트 평균 입경으로 나눈 값이 0.05~0.8이며, 또한 제2상의 탄소 농도를 0.2%~2.0%로 하여, 페라이트상을 강화한 강판이 제안되어 있다.
또한, 최근의 자동차 경량화 및 부품의 복잡 형상화의 요구에 대응하기 위해, 종래보다 양호한 피로 특성과 높은 버링성(구멍 확장성)이 우수한 복합 조직형의 고강도 강판(DP 강판)이 제안되어 있다. 예를 들면, 특허문헌 2에서는, 베이나이트를 주상으로 하고, 고용 강화 또는 석출 강화한 페라이트, 또는 페라이트와 마텐자이트를 포함하는 조직으로 한 트리페이즈 강판이 제안되어 있다.
또, 고가의 원소를 첨가하지 않는, 연신율과 구멍 확장성이 우수한 고강도 열연 강판이 제안되어 있다. 예를 들면, 특허문헌 3에서는, 특히 페라이트와 마텐자이트와 같이 강도차가 크고, 일반적으로 구멍 확장성이 낮은 것으로 여겨지는 DP 조직이어도, 마텐자이트의 면적률, 평균 직경을 제어하여, 높은 연신율을 유지한 채로 구멍 확장성을 높이는 기술이 제안되어 있다.
특허문헌 4에는, 고강도이며 또한, 균일 변형능과 국부 변형능이 우수하며, 아울러 성형성 방위 의존성(이방성)이 적은 열연 강판이 개시되어 있다. 특허문헌 5에는, 연신 플랜지성, 도장 후 내식성 및 노치 피로 특성이 우수한 고강도 복합 조직 열연 강판이 개시되어 있다. 그리고, 특허문헌 6에는, 구멍 확장성이 우수한 고영률 강판이 개시되어 있다.
일본 특허공개 2001-303186호 공보 일본 특허공개 2006-274318호 공보 일본 특허공개 2013-19048호 공보 국제공개 제2012/161248호 국제공개 제2016/133222호 일본 특허공개 2009-19265호 공보
자동차의 차체 구조의 복잡화, 부품 형상의 복잡화에 따라, 자동차용 강판의 가공은, 종래의 프레스 가공의 요소뿐만이 아니라, 판 단조 등과 같이 종래의 프레스 가공 요소에 새로운 가공 요소가 복합적으로 조합되게 되었다. 종래의 프레스 가공 요소란, 예를 들면 딥 드로잉 가공, 구멍 확장, 벌징 가공, 굽힘 가공, 아이어닝 가공과 같은 요소였다.
그러나, 최근의 판 단조로 대표되는 프레스 가공은, 상기의 종래의 프레스 가공 요소에, 프레스 하중을 더 분산시켜, 부분적으로 압축 하중을 걺으로써, 단조의 가공 요소, 예를 들면 업세팅 가공, 증후(增厚)(증육) 가공과 같은 가공 요소도 부가되게 되었다. 즉, 판 단조는, 종래와 같은 강판을 프레스 가공할 때의 가공 요소 외에, 단조 가공 특유의 가공 요소를 포함하는 복합적인 가공 요소를 가지는 프레스 가공이다.
이와 같은 판 단조를 행함으로써, 종래의 프레스 가공에 의해, 강판의 판 두께가 원래의 판 두께인 채이거나, 감후(減厚)(감육)하면서 강판이 변형되어 부품의 성형이 행해지면서, 부분적으로는 압축력이 걸려 단조 가공을 받은 부분에서는, 강판의 판 두께가 증후(증육)함으로써, 기능상 필요한 개소의 강판의 판 두께가 되도록 효율적으로 변형시킬 수 있어, 부품의 강도를 확보할 수 있다.
종래의 DP강은, 종래의 프레스 가공에서는 양호한 성형성을 나타내는 것이 알려져 있다. 그러나, 종래의 프레스 가공에 단조 가공의 요소도 포함하는 성형 방법인 판 단조에서는, 적은 가공도로도 강판에 균열이 발생해 파단되는 경우가 있는 것이 판명되었다.
즉, 종래의 프레스 가공에 있어서는, 판 두께 네킹(강판의 판 두께의 감후)이 발생한 부분에서 프레스 깨짐이 생기지만, 판 단조와 같이 판 두께 네킹을 수반하지 않는 가공에 있어서도, 재료에 균열이 발생해 파단되어 제품을 얻을 수 없는 경우가 있는 것이 판명되었다.
이와 같은 판 단조의 균열 발생의 한계가, 강판의 어떠한 성질에 의해 지배되고 있고, 어떻게 하면 향상시킬 수 있는지에 대해서는 별로 알려지지 않았다. 그 때문에, 종래의 DP강의 기능인, 딥 드로잉 가공성, 구멍 확장성, 벌징 가공성과 같은 기능을 유효하게 살리면서, 판 단조 가공해도 파단되지 않는 DP강이 요구되고 있었다.
본 발명은, 상기의 문제점을 해결하기 위해서 이루어진 것이며, DP강으로서의 기본적 기능을 유지하면서, 부분적으로 압축력이 걸려 단조 가공을 받은 부분의 깨짐 한계를 향상시키는 것이 가능한 판 단조성이 우수한 열간 압연 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명은, 상기 과제를 해결하기 위해서 이루어진 것이며, 하기의 열간 압연 강판을 요지로 한다.
(1) 화학 조성이, 질량%로,
C：0.020~0.180%,
Si：0.05~1.70%,
Mn：0.50~2.50%,
Al：0.010~1.000%,
N：0.0060% 이하,
P：0.050% 이하,
S：0.005% 이하,
Ti：0~0.150%,
Nb：0~0.100%,
V：0~0.300%,
Cu：0~2.00%,
Ni：0~2.00%,
Cr：0~2.00%,
Mo：0~1.00%,
B：0~0.0100%,
Mg：0~0.0100%,
Ca：0~0.0100%,
REM：0~0.1000%,
Zr：0~1.000%,
Co：0~1.000%,
Zn：0~1.000%,
W：0~1.000%,
Sn：0~0.050%, 및
잔부：Fe 및 불순물이며,
강판의 압연 방향과 수직인 단면(斷面)에 있어서, 강판의 폭 및 두께를 각각 W 및 t로 했을 때에, 그 강판의 단면(端面)으로부터 1/4W 또는 3/4W이며, 또한, 그 강판의 표면으로부터 1/4t 또는 3/4t의 위치에 있어서의 금속 조직이, 면적%로,
마텐자이트：2%를 초과하고 10% 이하,
잔류 오스테나이트：2% 미만,
베이나이트：40% 이하,
펄라이트：2% 이하,
잔부：페라이트이고,
마텐자이트 및/또는 잔류 오스테나이트로 이루어지는 금속상의 평균 원상당경이 1.0~5.0μm이고,
인접하는 상기 금속상의 최단 거리의 평균값이 3μm 이상이고,
나노 경도의 표준 편차가 2.0GPa 이하인,
열간 압연 강판.
(2) 인장 강도가 780MPa 이상이고,
판 두께가 1.0~4.0mm인,
상기 (1)에 기재된 열간 압연 강판.
본 발명에 의하면, 딥 드로잉 가공성, 벌징 가공성과 같은 DP강으로서의 기본적 기능을 유지하면서, 판 단조성이 우수한 열간 압연 강판을 얻는 것이 가능해진다.
도 1은 단순 전단 시험을 설명하는 개요 도이다. 도 1의 (a)는, 단순 전단 시험의 시험편을 나타내는 도면이다. 도 1의 (b)는, 단순 전단 시험 후의 시험편을 나타내는 도면이다.
본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해 예의 검토를 행하여, 이하의 지견을 얻었다.
(a) 상당 소성 변형
판 단조는, 종래의 인장 시험에서의 파단 변형을 초과하는 변형역(고변형역)에서의 변형을 포함하고 있다. 또, 판 단조는 복합적 가공이기 때문에, 단순하게 인장 시험 및 전단 시험 데이터 만으로는 평가할 수 없다. 그래서, 본 발명자들은, 「상당 소성 변형」을 지표로서 도입하여, 새로운 평가법을 확립했다.
이 상당 소성 변형을 지표로서 이용함으로써, 인장 시험을 했을 때의 파단시의 인장 응력 및 인장 변형과, 전단 시험을 했을 때의 파단시의 전단 응력 및 전단 변형을, 복합적으로 평가할 수 있는 것을 발견했다.
상당 소성 변형은, 단순 전단 시험에서의 전단 응력 σs와 전단 소성 변형 εsp의 관계를, 변형 형태가 상이한, 단축 인장 시험에서의 인장 응력 σ와 인장 변형 ε의 관계로 변환하는 것이다. 그리고, 등방 경화칙 및 소성 일 공역의 관계를 가정하고, 상수인 변환 계수(κ)를 이용함으로써, 하기 식과 같이 변환할 수 있다. 후술하는 방법에 의해, 변환 계수(κ)를 산출한 후에, 상당 소성 변형을 도출한다.
단축 인장 시험에서의 인장 응력 σ=단순 전단 시험에서의 전단 응력 σs×κ
단축 인장 시험에서의 인장 변형 ε=단순 전단 시험에서의 전단 소성 변형 εsp/κ
(b) 다단 전단 시험
상당 소성 변형을 구하기 위해서는, 인장 시험에 의한 인장 응력 및 인장 변형의 관계와, 전단 시험에 의한 전단 응력 및 전단 변형의 관계를 취득할 필요가 있다. 그러나, 판 단조는, 고변형역에서의 변형을 포함하고 있다. 그 때문에, 통상 사용되고 있는 전단 시험 장치를 이용하여 1회로 시험을 행하면, 시험편을 유지하고 있는 부분으로부터 시험편에 균열이 진행되어 버린다. 그 결과, 고변형역까지의 변형을 시험할 수 없는 경우가 많다. 따라서, 판 단조와 같은 강판의 판 두께의 감후(감육 및 네킹)가 생기지 않는 가공을 재현하는 방법이 필요하게 된다.
그래서, 전단 시험을 다단계로 나누어 행하고, 각 단계의 전단 시험 후 마다, 시험편을 유지하고 있는 부분에 발생한 시험편의 균열의 기점을 기계 가공하여, 시험편의 균열이 진행되지 않도록 하며, 이와 같은 전단 시험 결과를 직렬적으로 연결하여 시험 결과를 평가하는 것으로 했다. 이 시험 방법을 적용함으로써, 고변형역까지의 전단 시험 결과를 얻는 것이 가능해져, 고변형역까지의 전단 응력과 전단 변형의 관계를 구할 수 있다.
한편, 인장 응력 및 인장 변형에 대해서는, 종래의 인장 시험 방법을 적용할 수 있다. 예를 들면, JIS Z 2241(2011)에 의거한 JIS 5호 시험편을 이용할 수 있다.
(c) 균열 발생의 메카니즘
상술한 다단 전단 시험과, 상당 소성 변형을 이용한 평가법과, 판 단조의 전후에 있어서의 강판의 미크로 조사를 채용함으로써, 균열의 발생 메카니즘에 대해서, 이하의 지견을 얻었다.
경질상(마텐자이트, 잔류 오스테나이트)과, 연질상(페라이트, 베이나이트)의 변형능의 차로부터, 양 상의 계면에서 보이드(미소한 공동)가 발생한다. 그 후, 판 단조의 변형이 증가함과 함께, 보이드가 성장하여, 인접 보이드와 결합하여 균열이 되어, 파단에 이른다. 따라서, 보이드의 발생을 방지하고, 또한, 보이드가 성장해도, 인접 보이드와의 결합을 억제할 수 있으면, 균열 발생을 억제할 수 있다. 단, 그 때에 DP강으로서의 본래 기능을 손상시키지 않는 것도 중요하다. 또한, 이후의 설명에 있어서, 마텐자이트와 잔류 오스테나이트를 총칭하여 경질상이라고 부른다. 경질상은, 「청구범위」에 기재된 「잔류 오스테나이트 및/또는 마텐자이트로 이루어지는 금속상」과 완전히 동일하다.
이들 지견으로부터 이하의 사항을 발견했다.
(i) 경질상의 평균 직경을 한정하는 것.
즉, 보이드는 경질상과(경질상 이외의) 금속상의 경계에 발생하기 때문에, 경질상의 평균 직경을 한정함으로써, 보이드의 발생을 저감할 수 있다.
(ii) 나노 경도 불균일을 저감시키는 것.
즉, 경질상과 연질상의 경도차를 가능한 한 저감함으로써, 보이드의 발생을 저감할 수 있다.
(iii) 경질상끼리의 거리를 제한하는 것.
즉, 보이드는 경질상과 다른 금속상(연질상)의 경계에 발생하기 때문에, 경질상끼리를 떼어 놓아 배치함으로써, 보이드가 성장해도 결합되기 어렵게 할 수 있다.
(iv) 파단시의 상당 소성 변형이 0.75(75%) 이상인 것.
상기의 (i)~(iii)의 조건을 만족함으로써, 파단시의 상당 소성 변형이 0.75(75%) 이상이 되고, 판 단조와 같은 복합적 가공에 있어서도, 일정한 가공성을 담보하는 것이 가능한 것을 확인했다.
(d) 유효 누적 변형
상기 (i)~(iv)의 조직을 얻기 위해서, 열간 압연에 있어서의 3단 이상의 다단(예를 들면 6단 또는 7단)의 연속 압연으로 행해지는 다단 마무리 압연에 있어서, 최종 3단의 압연에 있어서의 누적 변형(이하 「유효 누적 변형」이라고 기술하는 경우가 있다)이 0.10~0.40이 되도록, 최종 마무리 압연을 행하는 것이 필요하다.
유효 누적 변형은, 압연시의 온도, 압연에 의한 강판의 압하율에 의한 결정립의 회복, 재결정 및 입성장을 고려한 지표이다. 그 때문에, 유효 누적 변형을 구할 때에는, 압연 후의 시간 경과에 의한 정적 회복 현상을 표현하는 구성칙을 이용했다. 결정립이 압연 후의 시간 경과에 의해 정적 회복하는 것을 고려한 것은, 압연 후의 결정립에 변형으로서 축적된 에너지의 해방이, 열적인 결정립의 전위의 소멸에 의한 정적 회복에 의해 발생하기 때문이다. 그리고, 이 열적인 전위의 소멸은, 압연 온도와 압연 후의 경과 시간에 영향을 받는 것이다. 그래서, 이 정적 회복도 고려하여, 압연시의 온도, 압연에 의한 강판의 압하율(로그 변형), 압연 후의 시간 경과를 파라미터로서 기술한 지표를 도입하여, 이것을 「유효 누적 변형」이라고 정의했다.
이와 같이, 유효 누적 변형을 제한함으로써, 경질상의 평균 원상당경이 제한되어, 인접하는 경질상 간의 거리가 제한되고, 나노 경도의 불균일이 저감된다. 그 효과로서, 경질상과 연질상의 계면에 발생하는 보이드의 성장을 억제하여, 보이드가 성장해도 결합되기 어렵게 할 수 있다. 이것에 의해, 판 단조해도 균열이 발생하지 않기 때문에, 판 단조성이 우수한 강판을 얻을 수 있다.
본 발명은 상기의 지견에 의거하여 이루어진 것이다. 이하, 본 발명의 각 요건에 대해서 상세하게 설명한다.
(A) 화학 조성
각 원소의 한정 이유는 하기와 같다. 또한, 이하의 설명에 있어서 함유량에 대한 「%」는, 「질량%」를 의미한다.
C：0.020~0.180%
C는, 강도를 높임과 함께 마텐자이트를 확보하기 위해서 유효한 원소이다. C함유량이 너무 낮으면 강도를 충분히 높이지 못하고, 또 마텐자이트를 확보할 수 없다. 한편, 그 함유량이 과잉하면 마텐자이트의 양(면적률)이 많아져 판 단조에서의 파단 변형이 저하된다. 그 때문에, C함유량은 0.020~0.180%로 한다. C함유량은 0.030% 이상, 0.040% 이상 또는 0.050% 이상이 바람직하고, 0.060% 이상 또는 0.070% 이상이 보다 바람직하다. 또, C함유량은 0.160% 이하, 0.140% 이하, 0.120% 이하 또는 0.100% 이하가 바람직하고, 0.090% 이하 또는 0.080% 이하가 보다 바람직하다.
Si：0.05~1.70%
Si는, 탈산 효과를 가지며, 유해한 탄화물의 생성을 억제하여 페라이트를 생성하는데 유효한 원소이다. 또, 압연 후의 냉각 중의 오스테나이트의 분해를 억제하고, 그 후에 마텐자이트 변태하는 오스테나이트와 페라이트의 2상 분리를 촉진하는 작용을 가진다. 한편, 그 함유량이 과잉하면 연성이 저하되는 것 외에, 화성 처리성도 저하되어 도장 후 내식성이 열화한다. 그 때문에, Si함유량은 0.05~1.70%로 한다. Si함유량은 0.07% 이상, 0.10% 이상, 0.30% 이상, 0.50% 이상 또는 0.70% 이상이 바람직하고, 0.80% 이상 또는 0.85% 이상이 보다 바람직하다. 또, Si함유량은 1.50% 이하, 1.40% 이하, 1.30% 이하 또는 1.20% 이하가 바람직하고, 1.10% 이하 또는 1.00% 이하가 보다 바람직하다.
Mn：0.50~2.50%
Mn은, 페라이트를 강화함과 함께 담금질성을 높여 마텐자이트를 생성시키는데 유효한 원소이다. 한편, 그 함유량이 과잉하면 담금질성이 필요 이상으로 높아져 페라이트를 충분히 확보할 수 없게 되고, 또 주조시에 슬래브 깨짐이 발생한다. 그 때문에, Mn함유량은 0.50~2.50%로 한다. Mn함유량은 0.70% 이상, 0.85% 이상 또는 1.00% 이상인 것이 바람직하고, 1.20% 이상, 1.30% 이상, 1.40% 이상 또는 1.50% 이상이 보다 바람직하다. 또, Mn함유량은 2.30% 이하, 2.15% 이하 또는 2.00% 이하가 바람직하고, 1.90% 이하 또는 1.80% 이하가 보다 바람직하다.
Al：0.010~1.000%
Al은, Si와 동일하게 탈산 효과와 페라이트를 생성되는 효과를 가진다. 한편, 그 함유량이 과잉하면 취화를 초래함과 함께, 주조시에 턴 디쉬 노즐이 폐색되기 쉽게 한다. 그 때문에, Al함유량은 0.010~1.000%로 한다. Al함유량은 0.015% 이상 또는 0.020% 이상이 바람직하고, 0.030% 이상, 0.050% 이상, 0.070% 이상 또는 0.090% 이상이 보다 바람직하다. 또, Al함유량은 0.800% 이하, 0.600% 이하 또는 0.500% 이하가 바람직하고, 0.400% 이하 또는 0.300% 이하가 보다 바람직하다.
N：0.0060% 이하
N은, AlN 등을 석출하여 결정립을 미세화하는데 유효한 원소이다. 한편, 그 함유량이 과잉하면 고용 질소가 잔존하여 연성이 저하될 뿐만 아니라, 시효 열화가 심해진다. 그 때문에, N함유량은 0.0060% 이하로 한다. N함유량은 0.0050% 이하 또는 0.0040% 이하인 것이 바람직하다. N함유량의 하한을 특별히 정할 필요는 없으며, 그 하한은 0%이다. 또, 과도하게 함유량을 저하시키는 것은, 정련시의 비용 증가로 연결되기 때문에, 하한을 0.0010%로 해도 된다.
P：0.050% 이하
P는 용선에 포함되는 불순물이며, 입계 편석하기 때문에 국부 연성을 열화시킴과 함께, 용접성을 열화시키므로, 가능한 한 적은 것이 좋다. 그 때문에, P함유량은 0.050% 이하로 제한한다. P함유량은 0.030% 이하 또는 0.020% 이하가 바람직하다. 특별히 하한을 규정할 필요는 없으며, 하한은 0%이다. 그러나, 과도하게 함유량을 저하시키는 것은 정련시의 비용 증가가 되기 때문에, 하한을 0.001%로 해도 된다.
S：0.005% 이하
S도 용선에 포함되는 불순물이며, MnS를 형성하여 국부 연성 및 용접성을 열화시키므로, 가능한 한 적은 것이 좋다. 그 때문에, S함유량은 0.005% 이하로 제한한다. 연성 또는 용접성의 향상을 위해서, S함유량을 0.003% 이하 또는 0.002% 이하로 해도 된다. 특별히 하한을 규정할 필요는 없으며, 하한은 0%이다. 그러나, 과도하게 함유량을 저하시키는 것은 정련시의 비용 증가가 되기 때문에, 하한을 0.0005%로 해도 된다.
Ti：0~0.150%
Ti는, 탄질화물, 또는 고용 Ti가 열간 압연시의 입성장을 지연시킴으로써, 열연판의 입경을 미세화하여, 저온 인성을 향상시키는 효과를 가진다. 또, TiC로서 존재함으로써, 석출 강화를 통해 강판의 고강도화에 기여한다. 따라서, 필요에 따라서 함유시켜도 된다. 그러나, 그 함유량이 과잉하면, 효과가 포화함에 더하여, 주조시의 노즐 폐색의 원인이 된다. 그 때문에, Ti함유량은 0.150% 이하로 한다. 필요에 따라서, 그 상한을 0.100%, 0.060% 또는 0.020%로 해도 된다. Ti함유량의 하한은 0%이지만, 석출 강화의 효과를 충분히 얻기 위해서, 하한을 0.001% 또는 0.010%로 해도 된다.
Nb：0~0.100%
Nb는, 탄질화물, 또는 고용 Nb가 열간 압연시의 입성장을 지연시킴으로써, 열연판의 입경을 미세화하여, 저온 인성을 향상시키는 효과를 가진다. 또, NbC로서 존재함으로써, 석출 강화를 통해 강판의 고강도화에 기여한다. 따라서, 필요에 따라서 함유시켜도 된다. 그러나, 그 함유량이 과잉하면, 효과가 포화하여 경제성이 저하된다. 그 때문에, Nb함유량은 0.100% 이하로 한다. 그 하한은 0%이지만, 상기 효과를 충분히 얻기 위해서, 하한을 0.001% 또는 0.010% 이상으로 해도 된다.
V：0~0.300%
V는, 석출 강화 또는 고용 강화에 의해 강판의 강도를 향상시키는 효과가 있는 원소이다. 따라서, 필요에 따라서 함유시켜도 된다. 그러나, 그 함유량이 과잉하면, 효과가 포화하여 경제성이 저하된다. 그 때문에, V함유량은 0.300% 이하로 한다. 필요에 따라서, V함유량을 0.200% 이하, 0.100% 이하 또는 0.060% 이하로 해도 된다. 그 하한은 0%이지만, 상기 효과를 충분히 얻기 위해서, 하한을 0.001% 또는 0.010%로 해도 된다.
Cu：0~2.00%
Cu는, 석출 강화 또는 고용 강화에 의해 강판의 강도를 향상시키는 효과가 있는 원소이다. 따라서, 필요에 따라서 함유시켜도 된다. 그러나, 그 함유량이 과잉하면, 효과가 포화하여 경제성이 저하된다. 그 때문에, Cu함유량은 2.00% 이하로 한다. 또, Cu함유량이 다량으로 포함되면 강판의 표면에 스케일 기인의 흠집이 발생하는 경우가 있다. 그 때문에, Cu함유량은 1.20% 이하, 0.80% 이하, 0.50% 이하 또는 0.25% 이하로 해도 된다. 그 하한은 0%이지만, 상기 효과를 충분히 얻기 위해서, Cu함유량은 0.01%로 해도 된다.
Ni：0~2.00%
Ni는, 고용 강화에 의해 강판의 강도를 향상시키는 효과가 있는 원소이다. 따라서, 필요에 따라서 함유시켜도 된다. 그러나, 그 함유량이 과잉하면, 효과가 포화하여 경제성이 저하된다. 그 때문에, Ni함유량은 2.00% 이하로 한다. 또, Ni함유량이 다량으로 포함되면 연성이 열화할 우려가 있다. 그 때문에, Ni함유량을 0.60% 이하, 0.35% 이하 또는 0.20% 이하로 해도 된다. 그 하한은 0%이지만, 상기 효과를 충분히 얻기 위해서, Ni함유량의 하한을 0.01%로 해도 된다.
Cr：0~2.00%
Cr은, 고용 강화에 의해 강판의 강도를 향상시키는 효과가 있는 원소이다. 따라서, 필요에 따라서 함유시켜도 된다. 그러나, 그 함유량이 과잉하면, 효과가 포화하여 경제성이 저하된다. 그 때문에, Cr함유량은 2.00% 이하로 한다. 보다 경제성을 높이기 위해서, 그 상한을 1.00%, 0.60% 또는 0.30%로 해도 된다. 그 하한은 0%이지만, 상기 효과를 충분히 얻기 위해서, Cr함유량의 하한을 0.01%로 해도 된다.
Mo：0~1.00%
Mo는, 석출 강화 또는 고용 강화에 의해 강판의 강도를 향상시키는 효과가 있는 원소이다. 따라서, 필요에 따라서 함유시켜도 된다. 그러나, 그 함유량이 과잉하면, 효과가 포화하여 경제성이 저하된다. 그 때문에, Mo함유량은 1.00% 이하로 한다. 보다 경제성을 높이기 위해서, 그 상한을 0.60%, 0.30% 또는 0.10%로 해도 된다. 그 하한은 0%이지만, 상기 효과를 충분히 얻기 위해서, Mo함유량의 하한을 0.005% 또는 0.01%로 해도 된다.
B：0~0.0100%
B는 입계에 편석하여, 입계 강도를 높임으로써 저온 인성을 향상시킨다. 따라서, 필요에 따라서 함유시켜도 된다. 그러나, 그 함유량이 과잉하면, 효과가 포화하여 경제성이 저하된다. 그 때문에, B함유량은 0.0100% 이하로 한다. 또, B는 강력한 담금질 원소이고, 그 함유량이 다량이면 냉각 중에 페라이트 변태가 충분히 진행되지 않아, 충분한 잔류 오스테나이트를 얻을 수 없는 경우가 있다. 그 때문에, B함유량을 0.0050% 이하, 0.0020% 이하 또는 0.0015%로 해도 된다. 그 하한은 0%이지만, 상기 효과를 충분히 얻기 위해서, B함유량의 하한을 0.0001% 또는 0.0002%로 해도 된다.
Mg：0~0.0100%
Mg는, 파괴의 기점이 되어, 가공성을 열화시키는 원인이 되는 비금속 개재물의 형태를 제어하여, 가공성을 향상시키는 원소이다. 따라서, 필요에 따라서 함유시켜도 된다. 그러나, 그 함유량이 과잉하면, 효과가 포화하여 경제성이 저하된다. 그 때문에, Mg함유량은 0.0100% 이하로 한다. 그 하한은 0%이지만, 상기 효과를 충분히 얻기 위해서, Mg함유량의 하한을 0.0001% 또는 0.0005%로 해도 된다.
Ca：0~0.0100%
Ca는, 파괴의 기점이 되어, 가공성을 열화시키는 원인이 되는 비금속 개재물의 형태를 제어하여, 가공성을 향상시키는 원소이다. 따라서, 필요에 따라서 함유시켜도 된다. 그러나, 그 함유량이 과잉하면, 효과가 포화하여 경제성이 저하된다. 그 때문에, Ca함유량은 0.0100% 이하로 한다. 그 하한은 0%이지만, 상기 효과를 충분히 얻기 위해서는, Ca함유량은 0.0005% 이상인 것이 바람직하다.
REM：0~0.1000%
REM(희토류 원소)은, 파괴의 기점이 되어, 가공성을 열화시키는 원인이 되는 비금속 개재물의 형태를 제어하여, 가공성을 향상시키는 원소이다. 따라서, 필요에 따라서 함유시켜도 된다. 그러나, 그 함유량이 과잉하면, 효과가 포화하여 경제성이 저하된다. 그 때문에, REM 함유량은 0.1000% 이하로 한다. 필요에 따라서, 그 상한을 0.0100% 또는 0.0060%로 해도 된다. 그 하한은 0%이지만, 상기 효과를 충분히 얻기 위해서, REM 함유량의 하한을 0.0005%로 해도 된다.
여기서, 본 발명에 있어서, REM은 Sc, Y 및 란타노이드의 합계 17원소를 가리키며, 상기 REM의 함유량은 이들 원소의 합계 함유량을 의미한다. 또한, 란타노이드는, 공업적으로는, 미쉬 메탈의 형태로 첨가된다.
Zr：0~1.000%
Co：0~1.000%
Zn：0~1.000%
W：0~1.000%
Zr, Co, Zn 및 W는, 각각 1.000% 이하의 범위이면 함유해도 본 발명의 효과는 손상되지 않는 것을 확인했다. 이들의 상한을 0.300% 또는 0.100%로 해도 된다. Zr, Co, Zn 및 W의 합계 함유량이 1.000% 이하 또는 0.100%인 것이 바람직하다. 이들의 함유는 필수가 아니고, 하한은 0%이지만, 필요에 따라서, 하한을 0.0001%로 해도 된다.
Sn：0~0.050%
Sn은, 소량이면 함유해도 본 발명의 효과는 손상되지 않는 것을 확인했다. 그러나, 0.050%를 초과하면 열간 압연시에 흠이 발생할 우려가 있다. 그 때문에, Sn함유량은 0.050% 이하로 한다. Sn의 함유는 필수가 아니고, 하한은 0%이지만, 필요에 따라서, 하한을 0.001%로 해도 된다.
본 발명의 강판의 화학 조성에 있어서, 잔부는 Fe 및 불순물이다.
여기서 「불순물」이란, 강판을 공업적으로 제조할 때에, 광석, 스크랩 등의 원료, 제조 공정의 여러 가지의 요인에 의해서 혼입되는 성분이고, 본 발명에 악영향을 주지 않는 범위에서 허용되는 것을 의미한다.
(B) 금속 조직
본 발명의 강판의 금속 조직에 대해서 설명한다. 또한, 본 발명에 있어서 금속 조직은, 강판의 압연 방향과 수직인 단면(斷面)에 있어서, 강판의 폭 및 두께를 각각 W 및 t로 했을 때에, 그 강판의 단면(端面)으로부터 1/4W 또는 3/4W이며, 또한, 그 강판의 표면으로부터 1/4t 또는 3/4t의 위치에 있어서의 조직을 말하는 것으로 한다. 또, 이하의 설명에 있어서 「%」는, 「면적%」를 의미한다.
마텐자이트：2%를 초과하고 10% 이하
DP강은, 연질상인 페라이트의 존재에 의해 가공성을 확보하면서, 경질상인 마텐자이트를 일정량 확보함으로써, 강도와 가공성을 양립시키는 것이 특징이다. 그러나, 마텐자이트의 면적률이 2% 이하에서는, 목적으로 하는 강도를 얻을 수 없을 뿐만 아니라, 그 특징인 저항복비와 우수한 가공 경화 특성을 얻을 수 없다. 한편, 그 면적률이 10%를 초과하면, 판 단조에 의한 강판의 변형 증가에 따라, 마텐자이트와 페라이트의 경계에 보이드가 발생하기 쉬워져, 파단되기 쉬워진다. 그 때문에, 마텐자이트의 면적률은 2%를 초과하고 10% 이하로 한다. 마텐자이트의 면적률은 4% 이상인 것이 바람직하고, 6% 이상인 것이 보다 바람직하다.
잔류 오스테나이트：2% 미만
DP강은, 연질상인 페라이트의 존재에 의해 가공성을 확보하면서, 강도를 확보하기 위해 마텐자이트를 일정량 확보하는 것이 특징이다. 그러나, 강판 중에 마텐자이트 변태를 일으키지 않았던 열역학적으로 안정된 잔류 오스테나이트가 존재한다는 것은, 그 잔류 오스테나이트의 C농도는 높은 것을 의미한다. C농도가 높은 잔류 오스테나이트가 판 단조시에 가공 유기 변태하여 생성되는 마텐자이트의 경도는 매우 높기 때문에, 보이드의 발생을 조장해 버린다. 그 때문에 잔류 오스테나이트는 가능한 한 적은 것이 좋으며, 그 면적률은 2% 미만으로 한다. 잔류 오스테나이트의 면적률은 1.5% 이하, 1% 이하 또는 0.5% 이하가 바람직하다. 특별히 하한을 규정할 필요는 없으며, 하한은 0%이고, 0%가 가장 바람직하다.
베이나이트：40% 이하
연질상인 베이나이트는, 강도와 연신율의 밸런스를 확보하기 위해서 중요한 조직이고, 균열의 전반(傳搬)을 억제하는 효과가 있다. 그러나, 베이나이트의 면적률이 과잉이 되면, 페라이트를 확보하지 못하고, DP강의 본래적 기능을 확보할 수 없기 때문에 40% 이하로 한다. 연신율 등의 향상을 위해서, 상한을 36%, 33%, 30%, 27% 또는 25%로 해도 된다. 한편, 강도 향상을 위해서, 하한을 0%, 4%, 8%, 10% 또는 12%로 해도 된다.
펄라이트：2% 이하
DP강에 있어서는, 펄라이트의 면적률은 낮고, 본 발명에 있어서는 2% 이하로 한다. 펄라이트에는 매우 부서지기 쉬운 세멘타이트가 포함되기 때문에 판 단조에 의한 강판의 변형 증가에 따라, 세멘타이트가 깨져 보이드가 발생하여, 파단되기 쉬워진다. 펄라이트의 면적률은 최대한 저감하는 것이 바람직하고, 1.5% 이하, 1% 이하, 0.5% 이하 또는 0%인 것이 바람직하다.
잔부：페라이트
연질상인 페라이트도, 강도와 연신율의 밸런스를 확보하여, 가공성을 향상시키는 관점에서 중요한 조직이다. 따라서, 잔류 오스테나이트, 마텐자이트, 베이나이트, 펄라이트 이외의 조직은 페라이트인 것이 바람직하다. 잔류 오스테나이트, 마텐자이트, 베이나이트, 펄라이트의 면적률의 상한값의 합계값은 54%이고, 잔부 조직의 페라이트의 면적률의 하한은 46%가 된다. 강도와 연신율의 밸런스를 확보하기 위해서는, 하한을 50%, 54%, 58%, 62%, 66% 또는 70%로 해도 된다. 한편, 잔류 오스테나이트, 마텐자이트, 베이나이트, 펄라이트의 면적률의 하한값의 합계값은 2%이고, 잔부 조직의 페라이트의 면적률의 상한은 98%가 된다. 이와 같은 조직을 얻을 수 있는 경우는 거의 없어, 상한을 96%, 92%, 90% 또는 88%로 해도 된다.
여기서, 본 발명에 있어서, 금속 조직의 면적률은 이하와 같이 구한다. 상술한 바와 같이, 우선 강판의 단면(端面)으로부터 1/4W 또는 3/4W이며, 또한, 강판의 표면으로부터 1/4t 또는 3/4t의 위치로부터 시료를 채취한다. 그리고, 그 시료의 압연 방향 단면(이른바 L방향 단면)을 관찰한다.
구체적으로는, 시료를 나이탈 에칭하고, 에칭 후에 광학 현미경을 이용하여 300μm×300μm의 시야에서 관찰을 행한다. 그리고 얻어진 조직 사진에 대해서, 화상 해석을 행함으로써, 페라이트의 면적률 A 및 펄라이트의 면적률 B, 및 베이나이트, 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트의 합계 면적률 C를 얻는다.
다음에, 나이탈 에칭한 부분을 레페라 에칭하고, 광학 현미경을 이용하여 300μm×300μm의 시야에서 관찰을 행한다. 그리고 얻어진 조직 사진에 대해서, 화상 해석을 행함으로써, 잔류 오스테나이트 및 마텐자이트의 합계 면적률 D를 산출한다. 또한 압연면 법선 방향으로부터 판 두께의 1/4깊이까지 면삭(面削)한 시료를 이용하여 X선 회절 측정에 의해 잔류 오스테나이트의 체적률을 구한다. 체적률은 면적률과 거의 동일하기 때문에, 상기 체적률을 잔류 오스테나이트의 면적률 E로 한다. 면적률 C와 면적률 D의 차로부터 베이나이트의 면적률을, 면적률 E와 면적률 D의 차로부터 마텐자이트의 면적률을 구한다. 이 방법에 의해, 페라이트, 베이나이트, 마텐자이트, 잔류 오스테나이트, 펄라이트 각각의 면적률을 얻을 수 있다.
또, 본 발명에 있어서는, 마텐자이트 및/또는 잔류 오스테나이트로 이루어지는 금속상(이하, 간단히 「금속상」이라고도 한다.) 의 존재 상태에 대해서도 이하와 같이 규정한다. 또한, 본 발명에 있어서는, 상기 금속상(경질상)은 마텐자이트가 주체인 것, 즉 마텐자이트의 면적률이 잔류 오스테나이트의 면적률보다 많은 것이 바람직하다.
금속상의 평균 원상당경：1.0~5.0μm
DP강으로서의 본래적 기능을 확보하려면, 상기 금속상의 면적이 일정 이상 필요하기 때문에, 금속상의 평균 원상당경은 1.0μm 이상으로 한다. 한편, 금속상이 너무 크면, 판 단조에 의한 강판의 변형 증가에 따라, 입계에 존재하는 보이드가 결합되기 쉬워지기 때문에, 금속상의 평균 원상당경은 5.0μm 이하로 한다. 금속상의 평균 원상당경은 1.5μm 이상 또는 1.8μm 이상이 바람직하고, 2.0μm 이상이 보다 바람직하다. 또, 금속상의 평균 원상당경은 4.8μm 이하, 4.4μm 이하 또는 4.2μm 이하가 바람직하고, 4μm 이하, 3.6μm 이하 또는 3.2μm 이하가 보다 바람직하다.
금속상의 평균 원상당경(직경)은, 이하와 같이 하여 구한다. 우선, 면적률 D를 측정하는 방법에 준하여, 레페라 에칭 후의 조직 사진으로부터, 개개의 금속상 면적으로부터 원상당경을 구한다. 그리고, 측정한 원상당경의 (단순) 평균값을, 평균 원상당경으로 한다.
인접하는 금속상의 최단 거리의 평균값：3μm 이상
경질상과 연질상의 계면에 발생한 보이드가 성장하여, 보이드끼리가 결합하고 더 큰 보이드가 되지 않도록 하기 위해, 경질상 간의 거리를 일정량 확보할 필요가 있다. 그 때문에, 인접하는 금속상 간의 거리의 평균값을 3μm 이상으로 한다.
금속상의 평균 원상당경을 da, 인접하는 금속상의 최단 거리의 평균값을 ds, 강판의 인장 강도를 TS, 마텐자이트의 면적률을 fM으로 했을 때, 이하의 식을 만족해도 된다.
ds＜(500×da×fM)/TS ···(0)
보이드의 성장에 의한 균열 발생을 억제하는 관점에서, 상기 평균값은 4μm 이상인 것이 바람직하고, 5μm 이상인 것이 보다 바람직하다. 상한은 특별히 설정하지 않지만, DP강으로서의 본래적 기능을 확보하기 위해서는, 상기 평균값은 10μm 이하로 하는 것이 바람직하다.
인접하는 금속상의 최단 거리의 평균값은, 이하와 같이 하여 구한다. 임의의 금속상을 20개 선택하여, 그것과 가장 근접하는 금속상까지의 거리를 각각 측정하고, 그 평균값을 산출한다. 또한, 금속상 간의 최단 거리는, 면적률 D를 측정하는 방법에 준하여, 레페라 에칭 후의 광학 현미경의 관찰 화상을 화상 해석함으로써 구하는 것으로 한다.
(C) 기계 특성
나노 경도의 표준 편차：2.0GPa 이하
경질상과 연질상의 변형능의 차를 작게 함으로써 양 상의 계면에 발생하는 보이드를 줄이고, 또한 보이드 간격을 둠으로써, 보이드가 결합하여 균열로 성장하는 것을 억제하는 것이 가능하게 된다. 그래서, 경질상과 연질상의 변형능의 차에 대응하는 나노 경도차를 가능한 한 저감함으로써, 보이드의 발생을 억제할 수 있다. 본 발명에 있어서는, 연질상과 경질상의 경도차의 지표로서, 시료 단면에 있어서의 나노 경도의 표준 편차를 채용한다.
나노 경도는, 예를 들면, Hysitron사제 TriboScope/TriboIndenter를 이용하여 측정하는 것이 가능하다. 1mN의 하중에서 100점 이상의 나노 경도를 임의로 측정하고, 그 결과로부터 나노 경도의 표준 편차를 산출할 수 있다.
연질상과 경질상의 경도차를 감소시켜, 보이드의 발생을 억제하려면, 나노 경도의 표준 편차는 작은 것이 좋으며, 2.0GPa 이하로 한다. 보다 바람직하게는, 1.9GPa 이하 또는 1.8GPa 이하로 하면 좋다.
인장 강도：780MPa 이상
본 발명에 따른 강판은, 종래의 DP강과 동등한 780MPa 이상의 인장 강도를 가지는 것이 바람직하다. 인장 강도의 상한을 특별히 정할 필요는 없지만, 1200MPa, 1150MPa 또는 1000MPa로 해도 된다.
균일 연신율과 인장 강도의 곱：8000MPa% 이상
균일 연신율이 작으면 프레스 성형시에 네킹에 의한 판 두께 감소가 발생하기 쉬워, 프레스 깨짐의 원인이 된다. 프레스 성형성을 확보하기 위해, 균일 연신율(u-EL)과 인장 강도(TS)의 곱：TS×u-EL≥8000MPa%를 만족하는 것이 바람직하다. 단, 균일 연신율은, JIS Z 2241(2011)로 규정하는 시험에 있어서, 공칭 응력 σn과 공칭 변형 εn의 관계에서, 공칭 응력 σn을 공칭 변형 εn으로 미분했을 때의 값이 제로가 되는 점의 공칭 변형을εn0으로 했을 때, 이하의 식으로 표시된다.
균일 연신율(u-EL)=ln(εn0+1)
상당 소성 변형：0.75 이상
상당 소성 변형은, 단순 전단 시험에서의 전단 응력 σs와 전단 소성 변형 εsp의 관계를, 변형 형태가 상이한, 단축 인장 시험에서의 인장 응력 σ와 인장 변형 ε의 관계로 변환하는 것이며, 등방 경화칙과 소성 일 공역의 관계를 가정하고, 상수인 변환 계수(κ)를 이용하여 변환한 것이다.
여기서, 등방 경화칙이란, 항복 곡선의 형상은, 변형이 진전되어도 변화하지 않는다(즉, 상사형으로 팽창한다)고 가정한 가공 경화칙이다. 소성 일 공역의 관계란, 가공 경화는 소성 일 만의 함수로서 기술되며, 변형 형태에 관계 없이 동일한 소성 일(σ×ε)이 주어졌을 때, 동일한 가공 경화량을 나타낸다는 관계이다.
이것에 의해, 단순 전단 시험에서의 전단 응력과 전단 소성 변형을, 각각 단축 인장 시험의 인장 응력과 인장 변형으로 변환할 수 있다. 이 관계를 이하에 나타낸다.
단축 인장 시험에서의 인장 응력 σ(변환)=단순 전단 시험에서의 전단 응력 σs×κ
단축 인장 시험에서의 인장 변형 ε(변환)=단순 전단 시험에서의 전단 소성 변형 εsp/κ
다음에, 전단 응력과 전단 소성 변형의 관계를, 인장 응력과 인장 변형의 관계와 상사(相似)가 되도록 변환 계수 κ를 구한다. 예를 들면, 변환 계수 κ는, 이하의 순서로 구할 수 있다. 우선, 단축 인장 시험에서의 인장 변형 ε(실측값)과 인장 응력 σ(실측값)의 관계를 구해 둔다. 계속해서, 단축 전단 시험에서의 전단 응력 εs(실측값)와 전단 응력 σs(실측값)의 관계를 구한다.
다음에, κ를 변화시켜, 전단 변형 εs(실측값)로부터 구한 인장 변형 ε(변환)과, 전단 응력 σs(실측값)로부터 구한 인장 응력 σ(변환)를 구해 두고, 인장 변형 ε(변환)이, 0.2%로부터 균일 연신율(u-EL)까지의 사이일 때의, 인장 응력 σ(변환)를 구한다. 이 때의, 인장 응력 σ(변환)과 인장 응력 σ(실측값)의 오차를 구하여, 오차가 최소가 되는 κ를, 최소 제곱법을 이용하여 구한다.
상당 소성 변형 εeq는, 구한 κ를 이용하여, 단순 전단 시험에서의 파단시의 전단 소성 변형 εsp(파단)를, 단순 인장 시험에서의 인장 변형 ε으로 변환한 것으로서 정의된다.
본 발명에 따른 강판은, 판 단조로 대표되는 고변형 영역에서의 가공 특성이 좋은 것이 특징이고, 상당 소성 변형 εeq가 0.75 이상을 만족하고 있다. 종래의 DP강의 상당 소성 변형이 많아 봐야 0.45 정도이기 때문에, 본 발명에 따른 강판의 판 단조성이 양호하다는 것이 확인되었다.
(D) 치수
판 두께：1.0~4.0mm
본 발명에 따른 강판은, 주로 자동차 등이 주된 용도이고, 그 판 두께 범위는 주로 1.0~4.0mm이다. 이 때문에, 판 두께 범위를 1.0~4.0mm로 해도 된다. 필요에 따라서, 하한을 1.2mm, 1.4mm 또는 1.6mm로, 상한을 3.6mm, 3.2mm 또는 2.8mm로 해도 된다.
(E) 제조 방법
발명자들은, 지금까지의 연구에 의해, 하기에 나타내는 (a)부터 (l)까지의 제조 공정에 의해, 본 발명의 열간 압연 강판을 제조할 수 있는 것을 확인했다. 이하, 각 제조 공정에 대해서 상세하게 설명한다.
(a) 용제 공정
열간 압연에 선행하는 제조 방법은 특별히 한정되는 것은 아니다. 즉, 용광로 또는 전로 등에 의한 용제에 계속해서 각종의 2차 제련을 행하여 상술한 성분 조성이 되도록 조정한다. 다음에, 통상의 연속 주조, 얇은 슬래브 주조 등의 방법으로 슬래브를 제조하면 된다. 그 때, 본 발명의 성분 범위로 제어할 수 있다면, 원료에는 스크랩 등을 사용해도 상관없다.
(b) 열간 압연 공정
제조된 슬래브는, 가열하여 열간 압연을 실시하여, 열간 압연 강판으로 한다. 열간 압연 공정에 있어서의 조건에 대해서도 특별히 제한은 설정하지 않지만, 예를 들면, 열간 압연 전의 가열 온도를 1050~1260℃로 하는 것이 바람직하다. 연속 주조의 경우에는 한 번 저온까지 냉각한 후, 다시 가열하고 나서 열간 압연해도 되고, 특별히 냉각하지 않고 연속 주조에 계속해서 가열하여 열간 압연해도 된다.
가열 후는, 가열로로부터 추출한 슬래브에 대해서 조(粗)압연 및 그 후의 마무리 압연을 실시한다. 상술한 바와 같이, 마무리 압연은, 3단 이상의 다단(예를 들면 6단 또는 7단)의 연속 압연으로 행해지는 다단 마무리 압연이다. 그리고, 최종 3단의 압연에 있어서의 누적 변형(유효 누적 변형)이, 0.10~0.40이 되도록 최종 마무리 압연을 행한다.
상술한 바와 같이, 유효 누적 변형은, 압연시의 온도, 압연에 의한 강판의 압하율에 의한 결정립경의 변화와, 결정립이 압연 후의 시간 경과에 의해 정적으로 회복하는 결정립경의 변화를 고려한 지표이다. 유효 누적 변형(εeff)은, 이하의 식으로 구할 수 있다.
유효 누적 변형(εeff)=Σεi(ti, Ti) ···(1)
상기 식 (1) 중 Σ는, i=1~3에 대한 총합을 나타낸다.
단, i=1은, 다단 마무리 압연에 있어서 최후부터 1단째의 압연(즉, 최종단 압연)을, i=2는 최후부터 2단째의 압연, i=3은 최후부터 3단째의 압연을, 각각 나타낸다.
여기서, i로 표시되는 각 압연에 있어서, εi는 이하의 식으로 표시된다.
εi(ti, Ti)=ei/exp((ti/τR)2/3) ···(2)
ti：최후부터 i단째의 압연으로부터 최종단 압연 후의 1차 냉각 개시까지의 시간(s)
Ti：최후부터 i단째의 압연의 압연 온도(K)
ei：최후부터 i단째의 압연으로 압하했을 때의 로그 변형
ei=｜ln｛1-(i단째의 입측 판 두께-i단째의 출측 판 두께)/(i단째의 입측 판 두께)｝｜=｜ln｛(i단째의 출측 판 두께)/(i단째의 입측 판 두께)｝｜ ···(3)
τR=τ0·exp(Q/(R·Ti)) ···(4)
τ0=8.46×10-9(s)
Q：Fe의 전위의 이동에 관한 활성화 에너지의 상수=183200(J/mol)
R：가스 상수=8.314(J/(K·mol))
이와 같이 하여 유도한 유효 누적 변형을 규정함으로써, 잔류 오스테나이트를 주체로 하는 금속상의 평균 원상당경 및 인접하는 금속상 간의 거리가 제한되고, 또한 나노 경도의 불균일이 저감된다. 그 결과로서, 경질상과 연질상의 계면에 발생하는 보이드의 성장을 억제하여, 보이드가 성장해도 결합되기 어렵게 할 수 있어, 판 단조해도 균열이 발생하지 않는, 판 단조성이 우수한 강판을 얻을 수 있다.
마무리 압연의 종료 온도, 즉 연속 열연 공정의 종료 온도는, Ar3(℃) 이상, Ar3(℃)+30℃ 미만의 온도로 하면 된다. 이것에 의해, 잔류 오스테나이트의 양을 제한하면서, 2상역에서 압연을 완료시킬 수 있기 때문이다. 또한, Ar3의 값은 하기 식에 의해 산출할 수 있다.
Ar3=970-325×C+33×Si+287×P+40×Al-92×(Mn+Mo+Cu)-46×(Cr+Ni)
단, 상기 식 중의 원소 기호는, 각 원소의 열간 압연 강판 중의 함유량(질량%)을 나타내고, 함유되지 않는 경우는 0을 대입하는 것으로 한다.
(c) 제1 (가속) 냉각 공정
마무리 압연 종료 후, 0.5s 이내에 얻어진 열간 압연 강판의 냉각을 개시한다. 그리고, 650~735℃의 온도까지 10~40℃／s의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 그 후 대기 중에서 3~10s 냉각한다(공냉 공정). 제1 냉각 공정에 있어서의 평균 냉각 속도가 10℃／s 미만이면 펄라이트가 생성되기 쉬워진다.
또, 대기 중에서의 냉각 속도가 8℃／s 초과 또는 공냉 시간이 10s 초과이면, 베이나이트가 생성되기 쉬워, 베이나이트 면적률이 커진다. 한편, 냉각 속도가 4℃／s 미만 또는 공냉 시간이 3s 미만이면, 펄라이트가 생성되기 쉬워진다. 또한, 여기서 말하는 대기 중에서의 냉각이란, 강판이 대기 중에서 냉각 속도 4~8℃／s로 공냉되는 것을 의미한다.
(d) 제2 (가속) 냉각 공정
공냉 공정 후, 즉시 300℃ 이하의 온도까지 20~40℃／s의 평균 냉각 속도로 냉각한다. 가속 냉각의 온도의 하한을 특별히 설정할 필요는 없지만, 실온(20℃ 정도) 이하로까지 냉각할 필요는 없다.
(e) 권취 공정
그 후, 냉각된 열간 압연 강판을 권취한다. 권취 공정에 있어서의 조건은, 특별히 한정되지 않는다. 제2 (가속) 냉각 공정 후, 권취 공정까지의 사이에, 대기 중에서의 공냉을 행해도 된다. 이 대기 중의 공냉이면, 냉각 속도를 특별히 제한할 필요는 없다.
이하, 실시예에 의해서 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 이와 같은 실시예로 한정되는 것은 아니다.
실시예 1
표 1에 나타내는 화학 조성을 가지는 강을 용제하여, 슬래브를 제작하고, 이 슬래브를, 표 2에 나타내는 조건으로 열간 압연한 후 냉각하고 나서 권취하여, 열간 압연 강판을 제조했다. 또한, 마무리 압연은, 7단식의 연속 압연에 의해 행했다. 얻어진 열간 압연 강판의 판 두께를 표 3에 나타낸다.
Figure pct00001
Figure pct00002
Figure pct00003
[금속 조직]
얻어진 열간 압연 강판의 금속 조직 관찰을 행하여, 각 조직의 면적률의 측정을 행했다. 구체적으로는, 우선 강판의 압연 방향과 수직인 단면(斷面)에 있어서, 강판의 폭 및 두께를 각각 W 및 t로 했을 때에, 그 강판의 단면(端面)으로부터 1/4W이며, 또한, 그 강판의 표면으로부터 1/4t의 위치로부터 금속 조직 관찰용의 시험편을 잘라냈다.
그리고, 상기의 시험편의 압연 방향 단면(斷面)(이른바 L방향 단면(斷面))을 나이탈 에칭하고, 에칭 후에 광학 현미경을 이용하여 300μm×300μm의 시야에서 관찰을 행했다. 그리고 얻어진 조직 사진에 대해서, 화상 해석을 행함으로써, 페라이트의 면적률 A, 펄라이트의 면적률 B, 및 베이나이트, 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트의 합계 면적률 C를 구했다.
다음에, 나이탈 에칭한 부분을 레페라 에칭하고, 광학 현미경을 이용하여 300μm×300μm의 시야에서 관찰을 행했다. 그리고, 얻어진 조직 사진에 대해서, 화상 해석을 행함으로써, 잔류 오스테나이트 및 마텐자이트의 합계 면적률 D를 산출했다. 또한 압연면 법선 방향으로부터 판 두께의 1/4 깊이까지 면삭한 시료를 이용하여 X선 회절 측정에 의해 잔류 오스테나이트의 체적률을 구했다. 체적률은 면적률과 거의 동일하기 때문에, 상기 체적률을 잔류 오스테나이트의 면적률 E로 했다. 면적률 C와 면적률 D의 차로부터 베이나이트의 면적률을, 면적률 E와 면적률 D의 차로부터 마텐자이트의 면적률을 구했다. 이 방법에 의해, 페라이트, 베이나이트, 마텐자이트, 잔류 오스테나이트, 펄라이트 각각의 면적률을 구했다.
또한, 상술한 레페라 에칭 후의 조직 사진으로부터, 금속상의 개수 및 면적을 구하여, 원상당경(직경)을 산출하고, 이것을 개수 평균을 내어 평균 원상당경을 구했다. 동일하게, 레페라 에칭 후의 조직 사진으로부터, 임의의 금속상을 20개 선택하고, 그것과 가장 근접하는 금속상까지의 거리를 각각 측정하여, 그 평균값을 산출했다.
[기계 특성]
기계 특성 중 인장 강도 특성(인장 강도(TS), 균일 연신율(u-EL))은, 판 폭을 W로 했을 때에, 판의 한쪽 끝으로부터 판 폭방향으로 1/4W 혹은 3/4W 중 어느 하나의 위치에 있어서, 압연 방향에 직교하는 방향(폭방향)을 길이 방향으로 하여 채취한 JIS Z 2241(2011)의 5호 시험편을 이용하여, JIS Z 2241(2011)에 준거하여 평가했다.
또한, 이하의 순서에 의해서 단순 전단 시험을 행하여, 그 결과에 의거하여 상당 소성 변형을 구했다.
단순 전단 시험의 시험편은, 강판의 판 폭을 W로 했을 때에, 판의 한쪽 끝으로부터 판 폭방향으로 1/4W 혹은 3/4W 중 어느 하나의 위치에 있어서, 압연 방향에 직교하는 방향(폭방향)을 길이 방향으로 하여 채취한다. 도 1의 (a)에 시험편의 일례를 나타낸다. 도 1에 나타내는 단순 전단 시험의 시험편은, 판 두께가 2.0mm가 되도록 양면을 균등하게 연삭하여 판 두께를 맞추고, 강판의 폭방향으로 23mm, 강판의 압연 방향으로 38mm의 직사각형의 시험편이 되도록 가공했다.
시험편의 긴 측(압연 방향)을, 짧은 방향(폭방향)을 향하여 10mm씩 양측의 척킹부(2)를 척킹하고, 시험편의 중앙에, 3mm의 전단폭(전단 변형 발생부(1))을 설치하도록 했다. 또한, 판 두께가 2.0mm 미만인 경우는, 연삭하지 않고, 판 두께는 그대로 시험을 했다. 또, 시험편의 중앙에는, 짧은 방향(폭방향)으로 펜 등으로 직선 표시를 했다.
그리고, 척킹한 긴 측을, 긴 방향(압연 방향)으로, 서로 역방향이 되도록 움직임으로써, 전단 응력 σs를 부하하고, 시험편에 전단 변형을 가했다. 도 1의 (b)에, 전단 변형을 한 시험편의 일례를 나타낸다. 전단 응력 σs는, 하기 식에 의해 구하는 공칭 응력이다.
전단 응력 σs=전단력/(강판의 압연 방향의 시험편의 길이×시험편의 판 두께)
또한, 전단 시험에서는 시험편의 길이 및 판 두께가 변화하지 않기 때문에, 전단 공칭 응력≒전단 진응력이라고 생각해도 된다. 전단 시험 중, 시험편 중앙에 그린 직선을 CCD 카메라에 의해서 촬영하고, 그 기울기 θ를 계측했다(도 1의 (b) 참조). 이 기울기 θ로부터, 하기의 식을 이용하여, 전단 변형에 의해 발생한, 전단 변형 εs를 구했다.
전단 변형 εs=tan(θ)
또한, 단순 전단 시험에는, 단순 전단 시험기(최대 변위 8mm)를 이용했다. 그 때문에, 시험기의 스트로크(변위)의 한계가 있다. 또, 시험편의 단부 또는 척부에서의 균열의 발생에 의해, 1회의 전단 시험에서는, 시험편이 파단될 때까지 시험을 행할 수 없는 경우가 있다. 그래서, 상술한 바와 같이, 전단 시험 하중의 부하, 하중의 제하, 시험편의 척부 단부를 직선으로 절제, 하중의 재부하와 같은 일련의 작업을 반복하는, 「다단 전단 시험법」을 채용했다.
이들 다단계의 전단 시험 결과를 직렬적으로 연결하여, 연속된 하나의 단순 전단 시험 결과로서 평가하기 위해서, 각 단계의 전단 시험에서 얻어진 전단 변형(εs)으로부터, 전단 탄성률을 고려한 전단 탄성 변형(εse)을 뺀, 전단 소성 변형(εsp)을 하기와 같이 구하고, 각 단계의 전단 소성 변형(εsp)을 모아 하나로 연결했다.
전단 소성 변형 εsp=전단 변형 εs-전단 탄성 변형 εse
전단 탄성 변형 εse=σs/G
σs：전단 응력
G：전단 탄성률
여기서, G=E/2(1+ν)≒78000(MPa)로 했다.
E(영률(세로 탄성 계수))=206000(MPa)
푸아송비(ν)=0.3
단순 전단 시험에서는, 시험편이 파단될 때까지 시험을 행한다. 이와 같이 하여, 전단 응력 σs와 전단 소성 변형 εsp의 관계를 추적할 수 있다. 그리고, 시험편이 파단될 때의 전단 소성 변형이 εspf이다.
상기 단순 전단 시험에서 얻어진 전단 응력 σs와, 시험편이 파단될 때의 전단 소성 변형 εspf의 관계로부터, 상술한 방법에 의해, 변환 계수 κ를 이용하여, 상당 소성 변형 εeq를 구했다.
다음에, 나노 경도의 표준 편차의 측정을 행했다. 금속 조직 관찰용의 시험편을 다시 연마하여, 1mN의 하중(재하(載荷) 10s, 제하 10s)으로, 압연 방향에 평행한 단면(斷面) 내의, 강판 표면으로부터 판 두께 t의 1/4 깊이 위치(1/4t부)에 대해서, 25μm×25μm의 측정 에리어를 5μm 간격으로 측정했다. 그 결과로부터, 나노 경도의 평균값 및 나노 경도의 표준 편차를 산출했다. 나노 경도의 측정은, Hysitron사제 TriboScope/TriboIndenter를 이용하여 실시했다.
이와 같은 측정 결과를 표 3에 아울러 나타낸다.
표 3으로부터도 분명한 바와 같이, 본 발명에 따른 열간 압연 강판이면, 인장 강도(TS)가 780MPa 이상, 균일 연신율 u-EL과 인장 강도 TS의 곱(TS×u-EL)이 8000MPa·% 이상을 가지며, 밸런스가 잡힌 특성을 나타낸다. 또, 본 발명에 따른 열간 압연 강판은, 상당 소성 변형도 0.75 이상이 되어, 판 단조 등의 고변형역 가공에도 견딜 수 있는 강판인 것이 확인되었다.
[산업상의 이용 가능성]
본 발명에 의하면, 딥 드로잉 가공성, 벌징 가공성과 같은 DP강으로서의 기본적 기능을 유지하면서, 판 단조성이 우수한 열간 압연 강판을 얻는 것이 가능해진다. 따라서, 본 발명에 따른 열간 압연 강판은, 널리 기계 부품 등에 이용할 수 있다. 특히, 판 단조 등의 고변형역에서의 가공을 가지는 강판의 가공에 적용함으로써, 그 현저한 효과를 얻을 수 있다.
1 전단 변형 발생부
2 척킹부

Claims (2)

  1. 화학 조성이, 질량%로,
    C：0.020~0.180%,
    Si：0.05~1.70%,
    Mn：0.50~2.50%,
    Al：0.010~1.000%,
    N：0.0060% 이하,
    P：0.050% 이하,
    S：0.005% 이하,
    Ti：0~0.150%,
    Nb：0~0.100%,
    V：0~0.300%,
    Cu：0~2.00%,
    Ni：0~2.00%,
    Cr：0~2.00%,
    Mo：0~1.00%,
    B：0~0.0100%,
    Mg：0~0.0100%,
    Ca：0~0.0100%,
    REM：0~0.1000%,
    Zr：0~1.000%,
    Co：0~1.000%,
    Zn：0~1.000%,
    W：0~1.000%,
    Sn：0~0.050%, 및
    잔부：Fe 및 불순물이고,
    강판의 압연 방향과 수직인 단면(斷面)에 있어서, 강판의 폭 및 두께를 각각 W 및 t로 했을 때에, 그 강판의 단면(端面)으로부터 1/4W 또는 3/4W이며, 또한, 그 강판의 표면으로부터 1/4t 또는 3/4t의 위치에 있어서의 금속 조직이, 면적%로,
    마텐자이트：2%를 초과하고 10% 이하,
    잔류 오스테나이트：2% 미만,
    베이나이트：40% 이하,
    펄라이트：2% 이하,
    잔부：페라이트이고,
    마텐자이트 및/또는 잔류 오스테나이트로 이루어지는 금속상의 평균 원상당경이 1.0~5.0μm이며,
    인접하는 상기 금속상의 최단 거리의 평균값이 3μm 이상이고,
    나노 경도의 표준 편차가 2.0GPa 이하인, 열간 압연 강판.
  2. 청구항 1에 있어서,
    인장 강도가 780MPa 이상이고,
    판 두께가 1.0~4.0mm인, 열간 압연 강판.
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