KR20230012028A - 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

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KR20230012028A
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retained austenite
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에리코 츠카모토
겐고 다케다
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닛폰세이테츠 가부시키가이샤
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Abstract

이 강판은, 소정의 화학 조성을 갖고, 판 두께 1/4부에 있어서의 금속 조직이, 면적률로, 마르텐사이트: 40 내지 97％, 페라이트+베이나이트: 50％ 이하, 잔류 오스테나이트: 3 내지 20％, 잔부 조직: 5％ 이하이고, 잔류 오스테나이트의 합계 면적에 대해, 애스펙트비가 3 이상인 잔류 오스테나이트의 면적률이, 80％ 이상이며, 잔류 오스테나이트 중에, 입경 8 내지 40㎚의 탄화물이, 5개/㎛2 이상 존재한다.

Description

강판 및 그 제조 방법
본 발명은, 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
본원은, 2020년 7월 20일에, 일본에 출원된 특허 출원 제2020-123531호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.
자동차로부터의 탄산 가스의 배출량을 억제하기 위해, 고강도 강판을 사용하여, 안전성을 확보하면서 자동차 차체를 경량화하는 시도가 진행되고 있다. 그러나, 일반적으로, 강판의 강도를 높이면, 성형성은 저하된다. 고강도 강판에 있어서, 강도와 성형성을 양립시키는 것은 곤란하며, 이 과제를 해결하기 위해, 몇 가지의 수단이 제안되어 있다.
자동차용 부품에 제공되는 강판에 있어서는, 강도뿐만 아니라, 프레스 가공성이나 용접성 등, 부품 성형 시에 요구되는 각종 시공성이 요구된다. 구체적으로는, 프레스 가공성의 관점에서, 강판에는, 우수한 연신율(인장 시험에 있어서의 전연신율; El) 및 구멍 확장성(구멍 확장률; λ)이 요구되는 경우가 많다.
예를 들어, 특허문헌 1에는, 질량％로, C: 0.07％ 이상 0.20％ 이하, Si: 0.01％ 이상 2.0％ 이하, Mn: 1.8％ 이상 3.5％ 이하, P: 0.05％ 이하, S: 0.005％ 이하, Al: 0.01％ 이상 2.0％ 이하, N: 0.0060％ 이하, Si+Al: 0.7％ 이상, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과, 페라이트 면적률이 30％ 이하(0％를 포함함), 템퍼링된 마르텐사이트 면적률이 70％ 이상(100％ 포함함), 잔류 오스테나이트 면적률이 4.5％ 이하(0％를 포함함)이며, 템퍼링된 마르텐사이트 입자 내에 석출된 철계 탄화물의 입자경이 큰 쪽으로부터 10％의 철계 탄화물의 평균 애스펙트비가 3.5 이상인 금속 조직을 갖는 박강판이 개시되어 있다.
국제 공개 제2018/043453호
그러나, 특허문헌 1과 같이 경질 조직이 연질 조직 중에 존재하면, 이들 조직간의 계면에서 보이드가 발생하기 쉬워지고, 그 결과, 구멍 확장성이 손상될 가능성이 있다.
또한, 강판의 조직에는, 일반적으로 원래 이방성이 있다. 그 때문에, 강판에 프레스 가공 등을 실시하면 조직의 이방성에 기인하여, 변형능에도 이방성이 발생한다. 그러나, 특허문헌 1에서는, 이와 같은 강판의 변형능의 이방성에 주목하고 있지 않다.
이상을 감안하여, 본 발명은, 높은 강도를 가짐과 함께, 연신율, 구멍 확장성 및 변형능의 이방성이 우수한 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명은, 상기 지견에 기초하여 이루어진 것이며, 그 요지는 이하와 같다.
(1) 본 발명의 일 양태에 관한 강판은, 화학 조성이, 질량％로,
C: 0.20 내지 0.40％,
Si: 0.5％ 내지 2.0％,
Al: 0.001％ 내지 1.0％,
Mn: 0.1 내지 4.0％,
V: 0.150％ 이하,
Ti: 0.10％ 이하,
Nb: 0.10％ 이하,
P: 0.0200％ 이하,
S: 0.0200％ 이하,
N: 0.0200％ 이하,
O: 0.0200％ 이하,
Ni: 0 내지 1.00％,
Mo: 0 내지 1.00％,
Cr: 0 내지 2.000％,
B: 0 내지 0.0100％,
Cu: 0 내지 0.500％,
W: 0 내지 0.10％,
Ta: 0 내지 0.10％,
Sn: 0 내지 0.050％,
Co: 0 내지 0.50％,
Sb: 0 내지 0.050％,
As: 0 내지 0.050％,
Mg: 0 내지 0.050％,
Ca: 0 내지 0.040％,
Y: 0 내지 0.050％,
Zr: 0 내지 0.050％ 및
La: 0 내지 0.050％
를 포함하고, 잔부가 철 및 불순물로 이루어지고,
V+Ti+Nb의 합계 함유량이 0.030 내지 0.150％이며,
판 두께 1/4부에 있어서의 금속 조직이, 체적률로,
마르텐사이트: 40 내지 97％,
페라이트+베이나이트: 50％ 이하,
잔류 오스테나이트: 3 내지 20％,
잔부 조직: 5％ 이하
이고,
잔류 오스테나이트의 합계 면적에 대해, 애스펙트비가 3 이상인 잔류 오스테나이트의 면적률이, 80％ 이상이고,
잔류 오스테나이트 중에, 입경 8 내지 40㎚의 탄화물이, 5개/㎛2 이상 존재한다.
(2) 상기 (1)에 기재된 강판은, 상기 화학 조성이, 질량％로,
Ni: 0.01 내지 1.00％,
Mo: 0.01 내지 1.00％,
Cr: 0.001 내지 2.000％,
B: 0.0001 내지 0.0100％,
Cu: 0.001 내지 0.500％,
W: 0.001 내지 0.10％,
Ta: 0.001 내지 0.10％,
Sn: 0.001 내지 0.050％,
Co: 0.001 내지 0.50％,
Sb: 0.001 내지 0.050％,
As: 0.001 내지 0.050％,
Mg: 0.0001 내지 0.050％,
Ca: 0.001 내지 0.040％,
Y: 0.001 내지 0.050％,
Zr: 0.001 내지 0.050％,
La: 0.001 내지 0.050％
로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.
(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 강판은, 표면에 용융 아연 도금층을 가져도 된다.
(4) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 강판은, 표면에 합금화 용융 아연 도금층을 가져도 된다.
(5) 본 발명의 일 양태에 관한 강판의 제조 방법은, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 화학 조성을 갖는 슬래브를 1150℃ 이상에서 1시간 이상 가열하고, 열간 압연하여 구오스테나이트 입경이 30㎛ 미만인 열연 강판으로 하는 열간 압연 공정과,
상기 열간 압연 공정 종료 후, 3.0초 이내에 상기 열연 강판을 800℃ 이하의 온도역으로 냉각하는 제1 냉각 공정과,
상기 제1 냉각 공정 후의 상기 열연 강판을 30℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 300℃ 이하의 온도까지 냉각하여, 권취하는 권취 공정과,
상기 권취 공정 후의 상기 열연 강판을 0.1 내지 30％의 압하율로 냉간 압연하여 냉연 강판으로 하는 냉간 압연 공정과,
상기 냉연 강판을 0.5 내지 1.5℃/s의 평균 가열 속도로 480℃ 내지 Ac1의 온도역을 가열하고, Ac1 내지 Ac3의 온도역에서 균열하는 어닐링 공정과,
상기 어닐링 공정 후의 상기 냉연 강판을 평균 냉각 속도 4℃/s 이상으로 냉각하는 제2 냉각 공정과,
상기 제2 냉각 공정 후의 상기 냉연 강판을 300℃ 내지 480℃에서 10초 이상 유지하는 온도 유지 공정을 갖는다.
(6) 상기 (5)에 기재된 강판의 제조 방법에서는, 상기 열간 압연 공정은, 복수의 압연 스탠드에 연속하여 상기 슬래브를 통과시켜 압연을 행하는 마무리 압연 공정을 갖고,
상기 마무리 압연 공정에서는:
최종의 상기 압연 스탠드로부터 3단째의 상기 압연 스탠드에 있어서의 압연 개시 온도가 850 내지 1000℃이고;
상기 마무리 압연의 후단 3단의 압연 스탠드에 있어서, 각각 압하율 10％ 초과로 압연하고;
상기 마무리 압연의 상기 후단 3단의 압연 스탠드에 있어서, 상기 각 압연 스탠드간의 패스간 시간이 3초 이내이고;
상기 마무리 압연의 상기 후단 4단의 압연 스탠드 중, n단째의 상기 압연 스탠드의 출측의 온도 Tn과, 하류측을 향하여 (n+1)단째의 상기 압연 스탠드의 입측의 온도 Tn+1의 차분인 (Tn-Tn+1)이 10℃ 이상이어도 된다.
(7) 상기 (5) 또는 (6)에 기재된 강판의 제조 방법에서는, 상기 어닐링 공정 후의 상기 냉연 강판을, (아연 도금욕 온도-40)℃ 내지 (아연 도금욕 온도+50)℃의 온도역으로 제어하여, 용융 아연 도금욕에 침지시킴으로써 용융 아연 도금을 형성해도 된다.
(8) 상기 (7)에 기재된 강판의 제조 방법에서는, 상기 용융 아연 도금을, 300 내지 500℃의 온도역에서 합금화해도 된다.
본 발명에 관한 상기 양태에 의하면, 높은 강도를 가짐과 함께, 연신율, 구멍 확장성 및 변형능의 이방성이 우수한 강판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.
이하, 본 실시 형태에 관한 강판 및 그 제조 방법에 대하여 설명한다. 단, 본 발명은, 본 실시 형태에 개시된 구성에만 제한되는 것은 아니고, 본 발명의 취지를 일탈하지 않는 범위에서 다양한 변경이 가능하다. 또한, 이하에 「내지」를 사이에 두고 기재하는 수치 한정 범위에는, 하한값 및 상한값이 그 범위에 포함된다. 「미만」 또는 「초과」로 나타내는 수치에는, 그 값이 수치 범위에 포함되지 않는다. 이하의 설명에 있어서, 강판의 화학 조성에 관한 ％는 특별히 지정하지 않는 한 질량％이다.
본 실시 형태에 관한 강판은, 화학 조성이, 질량％로,
C: 0.20 내지 0.40％,
Si: 0.50％ 내지 2.0％,
Al: 0.0010％ 내지 1.0％,
Mn: 0.1 내지 4.0％,
V: 0.150％ 이하,
Ti: 0.10％ 이하,
Nb: 0.10％ 이하,
P: 0.0200％ 이하,
S: 0.0200％ 이하,
N: 0.0200％ 이하,
O: 0.0200％ 이하,
Ni: 0 내지 1.00％,
Mo: 0 내지 1.00％,
Cr: 0 내지 2.000％,
B: 0 내지 0.0100％,
Cu: 0 내지 0.500％,
W: 0 내지 0.10％,
Ta: 0 내지 0.10％,
Sn: 0 내지 0.050％,
Co: 0 내지 0.50％,
Sb: 0 내지 0.050％,
As: 0 내지 0.050％,
Mg: 0 내지 0.050％,
Ca: 0 내지 0.040％,
Y: 0 내지 0.050％,
Zr: 0 내지 0.050％ 및
La: 0 내지 0.050％
를 포함하고, 잔부가 철 및 불순물로 이루어지고,
V+Ti+Nb의 합계 함유량이 0.030 내지 0.150％이며,
판 두께 1/4부에 있어서의 금속 조직이, 체적률로,
마르텐사이트: 40 내지 97％,
페라이트+베이나이트: 50％ 이하,
잔류 오스테나이트: 3 내지 20％,
잔부 조직: 5％ 이하
이고,
애스펙트비가 3 이상인 잔류 오스테나이트가, 전체 잔류 오스테나이트 중 80％ 이상을 차지하고,
잔류 오스테나이트 중에, 입경 8 내지 40㎚의 탄화물이, 5개/㎛2 이상 존재한다.
이하, 본 발명의 일 양태에 관한 강판에 대하여 설명한다.
먼저, 본 실시 형태에 관한 강판의 금속 조직에 대하여 설명한다. 이하, 조직 분율은 체적률로 표시하므로, 조직 분율의 단위 「％」는 체적％를 의미한다. 화상 처리에 의해 조직 분율을 동정하는 것은, 면적률을 체적률로 간주한다. 또한, 본 실시 형태에 관한 강판의 금속 조직은, 특별히 언급이 없는 한은, 판 두께 1/4부에 있어서의 금속 조직을 나타내는 것으로 한다.
금속 조직
페라이트 및 베이나이트: 합계로 50％ 이하
페라이트는, 연질의 조직이므로, 변형되고 쉽고, 연신성의 향상에 기여하는 조직이다. 그러나, 적합한 강도를 얻기 위해서는, 페라이트의 체적률을 제한할 필요가 있다.
또한, 베이나이트는, 마르텐사이트에 대하여 연질이므로, 연성을 향상시키는 효과가 있다. 그러나, 적합한 강도를 얻기 위해서는, 페라이트와 마찬가지로, 베이나이트의 체적률을 제한할 필요가 있다.
본 실시 형태에 관한 강판에서는, 페라이트 및 베이나이트의 체적률은, 합계로 50％ 이하이다. 강판의 강도를 높이기 위해, 페라이트 및 베이나이트의 합계 체적률은, 합계로, 40％ 이하로 해도 되고, 35％ 이하로 해도 된다. 본 실시 형태의 효과를 얻기 위해서는, 페라이트 및 베이나이트는 필수의 금속 조직은 아니므로, 페라이트 및 베이나이트의 합계 체적률의 하한은 0％이다.
잔류 오스테나이트: 3 내지 20％
잔류 오스테나이트는, 변태 유기 소성의 효과(TRIP 효과)에 의해 연성을 향상시켜, 균일 연신율의 향상에 기여하는 효과를 갖는다. 당해 효과를 얻기 위해, 잔류 오스테나이트의 체적률은 3％ 이상으로 한다. 잔류 오스테나이트의 체적률은, 바람직하게는 5％ 이상, 보다 바람직하게는 7％ 이상이다.
한편, 잔류 오스테나이트의 체적률이 과잉으로 되면, 잔류 오스테나이트의 입경이 커진다. 이와 같은 입경이 큰 잔류 오스테나이트는, 변형 후에, 조대하면서 또한 경질의 마르텐사이트가 된다. 이와 같은, 잔류 오스테나이트로부터 발생하는 C 농도가 높은 마르텐사이트는, 갈라짐의 기점이 되기 쉬워, 구멍 확장성이 열화되기 때문에 바람직하지 않다. 이 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적률은 20％ 이하로 한다. 바람직하게는, 18％ 이하, 보다 바람직하게는 16％ 이하로 한다.
또한, 본 실시 형태에서는, 후술하는 바와 같이, 잔류 오스테나이트의 애스펙트비 및 잔류 오스테나이트 중의 미세 탄화물의 개수 밀도를 제어함으로써, 잔류 오스테나이트의 안정성을 높일 수 있다. 잔류 오스테나이트의 안정성이 높으면, 경질상인 C 농도가 높은 프레시 마르텐사이트상으로의 가공 유기 변태를 억제할 수 있다. 즉, 잔류 오스테나이트의 안정성을 높임으로써, 높은 변형이 부여되어도 C 농도가 높은 프레시 마르텐사이트가 생성되기 어려워진다. 이 결과, 생성된 C 농도가 높은 프레시 마르텐사이트에 갈라짐이 발생하여 균열이 진전되는 것을 억제할 수 있기 때문에, 구멍 확장성의 향상으로 이어진다. 또한, 잔류 오스테나이트의 안정성이 높음으로써, 변형의 국소화를 억제할 수 있기 때문에, 변형능의 이방성을 저하시킬 수 있다.
마르텐사이트: 40 내지 97％
본 실시 형태에 관한 강판의 금속 조직은, 마르텐사이트를 40 내지 97％ 포함한다. 여기서, 「마르텐사이트」란, 소위, 강의 열처리에 있어서의 냉각 및 승온의 과정에서 발생하는 프레시 마르텐사이트와 템퍼링 마르텐사이트를 총칭하는 것이다.
프레시 마르텐사이트는, 전위 밀도가 높고 경질의 조직이므로, 인장 강도의 향상에 기여하는 조직이다.
템퍼링 마르텐사이트는, 프레시 마르텐사이트와 마찬가지로, 라스상의 결정립의 집합이다. 한편, 템퍼링 마르텐사이트는, 프레시 마르텐사이트와는 달리, 템퍼링에 의해 내부에 미세한 철계 탄화물을 포함하는 경질의 조직이다. 템퍼링 마르텐사이트는, 어닐링 후의 냉각 등에 의해 생성된 프레시 마르텐사이트를 열처리 등에 의해 템퍼링함으로써 얻어진다.
베이나이트도 미세한 철계 탄화물을 포함하는 조직이지만, 템퍼링 마르텐사이트는 철계 탄화물의 베어리언트가 복수 있고, 베이나이트는 철계 탄화물의 베어리언트가 단일인 점에서 구별할 수 있다.
본 실시 형태의 강판에서는, 마르텐사이트의 체적률을 40％ 이상으로 한다. 바람직하게는 45％ 이상, 보다 바람직하게는 50％ 이상으로 한다. 또한, 마르텐사이트의 체적률을 97％ 이하로 하고, 바람직하게는 95％ 이하, 보다 바람직하게는 90％ 이하로 한다.
잔부 조직: 5％ 이하
상술한, 페라이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트 이외의 잔부의 조직으로서는, 펄라이트 등을 들 수 있다. 본 실시 형태에 관한 강판의 원하는 특성을 얻기 위해, 잔부 조직의 체적률은 5％ 이하로 하고, 바람직하게는 4％ 이하, 보다 바람직하게는 3％ 이하로 한다. 잔부 조직은 존재하지 않아도 되고, 그 하한은 0％이다.
애스펙트비가 3 이상인 잔류 오스테나이트의 비율: 전체 잔류 오스테나이트 중 80％ 이상
잔류 오스테나이트를 침상화시킴으로써, 변형을 받았을 때의 잔류 오스테나이트의 안정성이 향상된다. 즉, 잔류 오스테나이트의 안정성이 높으면, 가공에 의한 변형을 받아도, 경질상인 C 농도가 높은 프레시 마르텐사이트로의 가공 유기 변태를 억제할 수 있다. 이 메커니즘에 대하여, 이하 설명한다.
잔류 오스테나이트는, 입계로부터 단계적으로 마르텐사이트로 변태하고, 이 변태에 수반하여 변형이 발생한다. 이 마르텐사이트 변태가 진행되면, 입계 근방에서 발생한 전위는, 입자 내를 통과하여 반대측의 입계로 이동하여, 전위가 축적된다. 잔류 오스테나이트가 침상인 경우, 전위가 발생하는 입계 근방으로부터 전위가 축적되는 입계까지의 거리가 가깝다. 그 때문에, 축적된 전위와 새롭게 발생하는 전위 사이에 척력이 발생하여, 마르텐사이트 변태에 의해 발생하는 변형이 허용되지 않는다. 이상의 기구로 마르텐사이트 변태가 저해되기 때문에, 잔류 오스테나이트의 안정성이 향상된다.
형상의 제어가 이루어지지 않고 생성되는 잔류 오스테나이트는, 침상 조직으로 되지 않기 때문에, 각각의 잔류 오스테나이트에 있어서 안정성에 변동이 있다. 그 때문에, 침상 조직이 아닌 잔류 오스테나이트에 있어서는, 변형능의 이방성이 크다. 한편, 본 실시 형태에 관한 강판에서는, 잔류 오스테나이트를 침상화시켜 안정화시키기 때문에, 변형능의 이방성을 저감시킬 수 있다.
본 실시 형태에서는 「침상화한 잔류 오스테나이트」를 「애스펙트비가 3 이상인 잔류 오스테나이트」로 정의한다. 본 실시 형태의 강판에 있어서는, 애스펙트비가 3 이상인 잔류 오스테나이트의 면적률이, 잔류 오스테나이트의 합계 면적에 대하여 80％ 이상이다. 애스펙트비가 3 이상인 잔류 오스테나이트가, 전체 잔류 오스테나이트 중 80％ 이상임으로써, 변형능의 이방성이 저감된다. 애스펙트비가 3 이상인 잔류 오스테나이트는, 바람직하게는 전체 잔류 오스테나이트 중 83％ 이상이며, 보다 바람직하게는 85％ 이상이다. 전체 잔류 오스테나이트에 차지하는, 애스펙트비가 3 이상인 잔류 오스테나이트의 비율의 상한은 특별히 정해지지 않고, 이상적으로는 100％이다.
잔류 오스테나이트 중에 있어서의 입경 8 내지 40㎚의 탄화물의 개수 밀도: 5개/㎛2 이상
본 실시 형태에서는, 잔류 오스테나이트를 침상으로 하는 것에 더하여, 잔류 오스테나이트 중의 미세 석출물량을 제어함으로써, 잔류 오스테나이트를 안정화시키고 있다. 잔류 오스테나이트 중의 미세 석출물에 의해, 계면으로부터의 가공 유기 변태의 진전을, 멈출 수 있기 때문이다. 본 실시 형태의 강판에서는, 잔류 오스테나이트 중에 미세한 탄화물을 석출시키고 있다. 본 실시 형태에 있어서의 탄화물이란, 탄질화물을 포함한다.
본 실시 형태에 있어서, 가공 유기 변태의 진전을 억제하기 위해 유효한 탄화물의 입경은 8㎚ 이상이다. 즉, 입경이 8㎚ 미만인 탄화물은, 가공 유기 변태의 진전의 억제에는 유효하게 작용하지 않는다. 그 때문에, 본 실시 형태에 있어서는, 입경이 8㎚ 미만인 탄화물은, 제어해야 할 석출물로서 고려하지 않는다. 한편, 탄화물의 입경이 과도하게 커진다는 것은, 탄화물 자체가 갈라지기 쉬워져, 파괴가 발생하기 쉬워질 우려를 의미한다. 그 때문에, 탄화물의 입경은 40㎚ 이하가 바람직하다. 이상의 관점에서, 본 실시 형태에서는, 입경이 8 내지 40㎚인 탄화물의 개수 밀도에 대하여 제어한다.
가공 유기 변태의 진전을 억제하기 위해, 본 실시 형태에 관한 강판에서는, 잔류 오스테나이트 중에 있어서의 입경 8 내지 40㎚의 탄화물의 개수 밀도는 5개/㎛2 이상이다. 바람직하게는, 6개/㎛2 이상, 보다 바람직하게는, 7개/㎛2 이상이다.
이상으로부터, 잔류 오스테나이트를 안정화시켜, 적합한 특성을 얻을 수 있다. 잔류 오스테나이트 중의 입경 8 내지 40㎚의 탄화물의 개수 밀도의 상한은 특별히 정하지는 않지만, 본 실시 형태의 성분 조성·열처리에 있어서는, 100개/㎛2 정도이다.
다음에, 페라이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트의 동정과 체적률의 산출에 대하여 설명한다. 전술한 바와 같이, 화상 처리에 의해 면적률을 산출한 값을 체적률로 간주한다. 또한, 본 실시 형태에서는, 압연 방향에 평행한 단면의, 강판 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이(판 두께 1/4부)에 있어서의 금속 조직을 규정한다. 그 이유는, 이 위치에 있어서의 금속 조직이, 강판의 대표적인 금속 조직을 나타내기 때문이다. 또한, 본 실시 형태에 있어서, 판 두께의 「1/4의 깊이 위치」란, 금속 조직을 특정하기 위한 관찰 위치이며, 엄밀하게 1/4 깊이에 한정되지는 않는다. 판 두께의 1/8 내지 3/8 깊이의 범위의 어딘가를 관찰하여 얻어지는 금속 조직을, 1/4의 깊이 위치의 금속 조직으로 간주할 수 있다.
잔류 오스테나이트의 체적률은, X선을 사용하여 회절 강도를 측정하여 산출할 수 있다.
X선을 사용하는 측정에서는, 시료의 판면으로부터 깊이 1/4의 위치까지를 기계 연마 및 화학 연마에 의해 제거하고, 판 두께 1/4의 위치에 있어서, MoKα선을 사용하여, bcc상의 (200), (211) 및 fcc상의 (200), (220), (311)의 회절 피크의 적분 강도비로부터, 잔류 오스테나이트의 조직 분율을 산출하는 것이 가능하다. 일반적인 산출 방법으로서 5피크법이 이용된다.
프레시 마르텐사이트의 체적률은, 이하의 수순으로 구한다.
시료의 관찰면을 레페라액으로 에칭하여, 판 두께 1/4를 중심으로 하는 판 두께 1/8 내지 3/8의 범위 내에서 100㎛×100㎛의 영역에 대하여, 전계 방사형 주사 전자 현미경(FE-SEM)으로 얻어진 2차 전자상을 3000배의 배율로 관찰한다. 레페라 부식에서는, 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트는 부식되지 않기 때문에, 부식되지 않은 영역의 면적률은, 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 합계 면적률이다. 본 실시 형태에서는, 이 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 합계 면적률을, 이들 조직의 「합계 체적률」로 간주한다. 이 부식되지 않은 영역의 면적률로부터, X선으로 측정한 잔류 오스테나이트의 체적률을 감산하여, 프레시 마르텐사이트의 체적률을 산출할 수 있다.
페라이트 및 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트의 체적률은, 1/8 내지 3/8의 판 두께 범위(즉, 1/4의 판 두께 위치가 중심으로 되는 판 두께 범위)를 FE-SEM에 의해 관찰하고, 얻어진 2차 전자상으로부터 결정할 수 있다. 관찰면은, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면으로 한다. 관찰면에 대하여 연마 및 나이탈 에칭을 행하여, 관찰면에 있어서의, 판 두께 1/4를 중심으로 하는 판 두께 1/8 내지 3/8의 범위 내의 100㎛×100㎛의 영역을 3000배의 배율로 관찰한다. 전술한 레페라 부식에서 관찰한 영역의 주위에 압흔을 복수개 남김으로써, 레페라 부식에서 관찰한 영역과 동일한 영역을 확인할 수 있다. 또한, 판 두께 방향에 대하여, 강판 표면 근방 및 강판 중심 근방에서는, 각각, 탈탄 및 Mn 편석에 의해 강판의 마이크로 조직(구성 요소)이 그 다른 부분과 크게 다른 경우가 있다. 그 때문에, 본 실시 형태에서는, 1/4의 판 두께 위치를 기준으로 한 마이크로 조직의 관찰을 행한다. 페라이트는, 입계의 내측이 균일한 콘트라스트로 찍히는 것이다. 베이나이트는, 라스상의 결정립의 집합이며, 내부에 긴 직경 20㎚ 이상의 철계 탄화물을 포함하지 않는 것, 또는, 내부에 긴 직경 20㎚ 이상의 철계 탄화물을 포함하고, 그 탄화물이, 단일의 베어리언트, 즉, 동일 방향으로 신장한 철계 탄화물군에 속하는 것이다. 여기서, 동일 방향으로 신장한 철계 탄화물군이란, 철계 탄화물군의 신장 방향의 차이가 5° 이내인 것을 말한다. 템퍼링 마르텐사이트는, 조직 내의 시멘타이트가 복수의 베어리언트를 갖는 점에서, 베이나이트와 구별할 수 있다.
상기 방법으로 특정한 프레시 마르텐사이트의 체적률과 템퍼링 마르텐사이트의 체적률을 합산함으로써, 마르텐사이트의 체적률을 구할 수 있다.
전체 잔류 오스테나이트에 차지하는 애스펙트비가 3 이상인 잔류 오스테나이트의 비율은, FE-SEM을 사용한 EBSD 해석법에 의해 행한다.
구체적으로는, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로 하는 시험편을 채취하고, 시험편의 관찰면을 연마한 후, 전해 연마에 의해 변형 영향층을 제거하고, 판 두께 1/4를 중심으로 하는 판 두께 1/8 내지 3/8의 범위 내의 100㎛×100㎛의 영역을 측정 스텝 0.05㎛로 하여 EBSD 해석을 행한다. 본 실시 형태에 있어서의 측정 배율은 3000배로 한다.
측정 후의 데이터로부터 잔류 오스테나이트 맵을 작성하고, 애스펙트비가 3 이상인 잔류 오스테나이트를 추출하여 면적 분율을 구한다.
잔류 오스테나이트 중에 있어서의 입경 8 내지 40㎚의 탄화물의 개수 밀도는, 다음과 같이 하여 측정한다.
강판 표면으로부터 1/4 위치에 있어서의, 직경 3.0㎜의 원형 영역의 박막 샘플을, 투과형 전자 현미경(TEM)을 사용하여 50만배의 배율로 오스테나이트상을 포함하는 영역을 3시야 관찰한다. 각 시야에 있어서 에너지 분산형 X선 분광법(EDX)에 의해 해당하는 합금 탄화물 형성 원소(Ti, Nb, V)가 검출되는 석출물을, 탄화물로 판단한다. 화상 해석 장치를 사용하여 오스테나이트상 중의 각 석출물의 면적을 구하고, 이것을 원 환산 직경으로 환산한다.
당해 원 환산 직경이 8㎚ 이상 40㎚ 이하인 탄화물의 개수를 산출하여, 이것을 관찰 시야의 면적으로 제산한 값을, 각 시야에 있어서의 탄화물의 개수 밀도로 한다. 상기 3시야에 있어서 마찬가지의 작업을 행하여, 얻어진 상가 평균을 원 환산 직경 8 내지 40㎚의 탄화물의 개수 밀도로서 결정한다.
다음에, 본 실시 형태에 관한 강판의 화학 조성의 한정 이유에 대하여 설명한다. 이하, 성분 조성에 관한 ％는 질량％를 의미한다.
화학 조성
C: 0.20 내지 0.40％
C는, 소정량의 마르텐사이트를 확보하고, 강판의 강도를 향상시키는 원소이다. C 함유량이 0.20％ 이상이면, 소정량의 마르텐사이트를 얻을 수 있어, 원하는 인장 강도를 확보할 수 있다. C 함유량은 바람직하게는 0.25％ 이상이다.
또한, 구멍 확장성을 확보하기 위해, C 함유량은 0.40％ 이하로 한다. C 함유량은 바람직하게는 0.35％ 이하이다.
Si: 0.5％ 내지 2.0％
Si는 고용 강화에 의해 강판의 강도를 증대시키는 데 유용한 원소이다. 또한, Si는 시멘타이트의 생성을 억제하므로, 오스테나이트 중으로의 탄소(C)의 농화를 촉진시켜, 어닐링 후에 잔류 오스테나이트를 생성시키는 데 유효한 원소이다. 또한, Si는, 후술하는 어닐링 공정에 있어서 γ 입계 상에 탄소(C)를 편석시키는 효과를 갖는다. Si 함유량을 0.5％ 이상으로 함으로써, 상기 작용에 의한 효과를 얻을 수 있다. Si 함유량은, 바람직하게는 0.6％ 이상, 보다 바람직하게는 0.7％ 이상이다.
또한, 용접 시의 화성 처리성 및 도금성을 고려하여, Si 함유량은 2.0％ 이하로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 1.9％ 이하, 보다 바람직하게는 1.8％ 이하이다.
Al: 0.001％ 이상, 1.0％ 이하
Al은, 탈산제로서 작용하는 원소이며, 시멘타이트의 석출을 억제하여, 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여한다. Al을 함유시키는 것에 의한 상기 효과를 얻기 위해서는, Al의 함유량은 0.001％ 이상으로 한다. Al 함유량은, 0.005％ 이상인 것이 바람직하고, 0.010％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 단, 조대한 Al 산화물에 의해 강판의 가공성이 저하되는 것을 억제하는 관점에서, Al의 함유량은 1.0％ 이하로 한다. Al 함유량은, 0.9％ 이하인 것이 바람직하고, 0.8％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
Mn: 0.1 내지 4.0％
Mn은, 강의 ?칭성을 향상시키는 작용을 갖고, 본 실시 형태의 금속 조직을 얻는 데 유효한 원소이다. Mn 함유량을 0.1％ 이상으로 함으로써, 본 실시 형태의 금속 조직을 얻을 수 있다. Mn 함유량은, 바람직하게는 1.0％ 이상, 보다 바람직하게는 1.5％ 이상이다.
한편, Mn의 편석에 의해 ?칭성 향상의 효과가 저하되는 것 및 소재 비용의 상승을 고려하여, Mn 함유량은 4.0％ 이하로 한다. Mn 함유량은 바람직하게는 3.5％ 이하이다.
V: 0.150％ 이하, Ti: 0.10％ 이하, Nb: 0.10％ 이하, 또한, V+Ti+Nb: 0.030 내지 0.150％
V, Ti 및 Nb는 모두 탄화물의 형태 제어에 중요한 원소이며, 잔류 오스테나이트 중에 균질하게 또한 미세하게 탄화물을 석출하기 위해 V, Ti, Nb의 합계 함유량을 적절하게 제어할 필요가 있다. V, Ti, Nb를 모두 함유할 필요는 없기 때문에, V, Ti, Nb의 각 원소의 함유량의 하한은 0이지만, 본 실시 형태에 있어서의 탄화물을 생성하기 위해, V, Ti, Nb의 합계 함유량은 0.030％ 이상이다. V, Ti, Nb의 합계 함유량은, 0.040％ 이상이 바람직하고, 0.050％ 이상이 보다 바람직하다. 한편, V, Ti, Nb의 합계 함유량이 너무 많으면 열간 압연 중에 복합 탄화물이 석출되고, 이 복합 탄화물이 후공정에서 조대화된다. 탄화물의 형태를 적합하게 제어하는 관점에서, V, Ti 및 Nb는 합계로 0.030％ 이상 0.150％ 이하로 한다. V, Ti 및 Nb는 합계로 0.120％ 이하가 바람직하고, 0.100％ 이하가 보다 바람직하다.
한편, V의 함유량이 너무 많으면, V 탄화물의 성장이 촉진되어 조대한 V 탄화물이 다수 석출되어 강재의 강도 상승과 연성의 저하를 초래하여, 강판의 성형성이 저하될 우려가 있다. 또한, Ti는, 조대한 Ti 산화물 또는 TiN을 형성하여 강판의 성형성을 저하시킬 우려가 있는 원소이다. 또한, Ti 함유량이 너무 많으면, 열연 과정에서 Ti 탄화물이 석출되어, 후공정에서 조대화되기 때문에, Nb의 함유량이 너무 많으면, 열연 과정에서 Nb 탄화물이 석출되어, 후공정에서 조대화되기 때문에, 강판의 강도 상승과 함께 연성의 현저한 열화를 초래하여, 강판의 성형성이 저하될 우려가 있다. 상기 이유로부터, 각 원소의 상한은, V: 0.150％ 이하, Ti: 0.10％ 이하, Nb: 0.10％ 이하로 한다.
P: 0.0200％ 이하
P는, 불순물 원소이며, 강판의 판 두께 중앙부에 편석되어 인성을 저해하고, 또한, 용접부를 취화시키는 원소이다. P 함유량이 0.0200％를 초과하면, 용접부 강도나 구멍 확장성이 현저하게 저하된다. 그 때문에, P 함유량은 0.0200％ 이하로 한다. P 함유량은, 바람직하게는 0.0100％ 이하이다.
P 함유량은, 적을수록 바람직하지만, 실용 강판에서 P 함유량을 0.0001％ 미만으로 저감하면, 제조 비용이 대폭 상승하여, 경제적으로 불리해진다. 그 때문에, P 함유량의 하한값을 0.0001％ 이상으로 해도 된다.
S: 0.0200％ 이하
S는, 불순물 원소이며, 용접성을 저해하고, 또한, 주조 시와 열연 시의 제조성을 저해하는 원소이다. 또한, S는, 조대한 MnS를 형성하여, 구멍 확장성을 저해하는 원소이기도 하다. S 함유량이 0.0200％를 초과하면, 용접성의 저하, 제조성의 저하 및 구멍 확장성의 저하가 현저해진다. 그 때문에, S 함유량은 0.0200％ 이하로 한다.
S 함유량은, 적을수록 바람직하지만, 실용 강판에서 S 함유량을 0.0001％ 미만으로 저감하면, 제조 비용이 대폭 상승하여, 경제적으로 불리해진다. 그 때문에, S 함유량의 하한값을 0.0001％ 이상으로 해도 된다.
N: 0.0200％ 이하
N은, 조대한 질화물을 형성하여, 굽힘성이나 구멍 확장성을 저해하고, 또한, 용접 시의 블로우홀의 발생 원인이 되는 원소이다. N 함유량이 0.0200％를 초과하면, 구멍 확장성의 저하나, 블로우홀의 발생이 현저해진다. 그 때문에, N 함유량은 0.0200％ 이하로 한다.
N 함유량은, 적을수록 바람직하지만, 실용 강판에서 N 함유량을 0.0001％ 미만으로 저감하면, 제조 비용이 대폭 상승하여, 경제적으로 불리해진다. 그 때문에, N 함유량의 하한값을 0.0001％ 이상으로 해도 된다.
O: 0.0200％ 이하
O는, 조대한 산화물을 형성하여, 굽힘성이나 구멍 확장성을 저해하고, 또한, 용접 시의 블로우홀의 발생 원인이 되는 원소이다. O 함유량이 0.0200％를 초과하면, 구멍 확장성의 저하나, 블로우홀의 발생이 현저해진다. 그 때문에, O 함유량은 0.0200％ 이하로 한다.
O 함유량은, 적을수록 바람직하지만, 실용 강판에서 O 함유량을 0.0005％ 미만으로 저감하면, 제조 비용이 대폭 상승하여, 경제적으로 불리해진다. 그 때문에, O 함유량의 하한값을 0.0005％ 이상으로 해도 된다.
본 실시 형태에 관한 강판은, Ni: 0.01 내지 1.00％, Mo: 0.01 내지 1.00％, Cr: 0.001 내지 2.000％, B: 0.0001 내지 0.0100％, Cu: 0.001 내지 0.500％, W: 0.001 내지 0.10％, Ta: 0.001 내지 0.10％, Sn: 0.001 내지 0.050％, Co: 0.001 내지 0.50％, Sb: 0.001 내지 0.050％, As: 0.001 내지 0.050％, Mg: 0.0001 내지 0.050％, Ca: 0.001 내지 0.040％, Y: 0.001 내지 0.050％, Zr: 0.001 내지 0.050％ 및 La: 0.001 내지 0.050％로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다. 이들 원소는 함유하지 않아도 되므로, 이들 원소의 각 하한은 0％이다.
Ni: 0 내지 1.00％
Ni는, 강판의 강도의 향상에 유효한 원소이다. Ni의 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, Ni의 함유량이 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, Ni의 함유량이 너무 많으면, 강판의 연성이 저하되어 성형성의 저하를 초래할 우려가 있다. 이 때문에, Ni의 함유량은 1.00％ 이하인 것이 바람직하다.
Mo: 0 내지 1.00％
Mo는, Cr과 마찬가지로 강판의 고강도화에 기여하는 원소이다. 이 효과는 Mo양이 미량이어도 얻을 수 있다. Mo의 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, Mo의 함유량은, 0.01％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, Mo의 함유량이 1.00％를 초과하면, 조대한 Mo 탄화물이 형성되어, 강판의 냉간 성형성이 저하될 우려가 있다. 이 때문에, Mo의 함유량은 1.00％ 이하인 것이 바람직하다.
Cr: 0 내지 2.000％
Cr은, 강의 ?칭성을 향상시켜, 고강도화에 기여하는 원소이며, 상기 금속 조직을 얻는 데 유효한 원소이다. 따라서, Cr을 함유시켜도 된다. 상기 효과를 충분히 얻기 위해서는, Cr의 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
그러나, Cr을 과잉으로 함유시켜도 상기 작용에 의한 효과가 포화되고, 또한 경제적으로 불리해진다. 따라서, 함유시키는 경우에도, Cr 함유량은 2.000％ 이하로 한다.
B: 0 내지 0.0100％
B는, 오스테나이트로부터의 냉각 과정에 있어서 페라이트 및 펄라이트의 생성을 억제하여, 베이나이트 또는 마르텐사이트 등의 저온 변태 조직의 생성을 촉구하는 원소이다. 또한, B는, 강의 고강도화에 유익한 원소이다. 이 효과는 B양이 미량이어도 얻을 수 있다. B의 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, B의 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, B의 함유량이 너무 많으면, 조대한 B 산화물이 생성되고, 그 결과, 당해 B 산화물이 프레스 가공 시에 보이드의 발생 기점이 되어, 강판의 성형성이 저하될 우려가 있다. 이 때문에, B의 함유량은 0.0100％ 이하인 것이 바람직하다. 또한, 0.0001％ 미만의 B의 동정에는 분석에 세심한 주의를 할 필요가 있다. B 함유량이 분석 장치의 검출 하한을 하회하는 경우, B 함유량이 0％로 간주되는 경우도 있다.
Cu: 0 내지 0.500％
Cu는, 강판의 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 이 효과는 Cu양이 미량이어도 얻을 수 있다. Cu의 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, Cu의 함유량이 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 단, Cu의 함유량이 너무 많으면, 적열 취성을 초래하여, 열간 압연에서의 생산성을 저하시킬 우려가 있다. 이 때문에, Cu의 함유량은 0.500％ 이하인 것이 바람직하다.
W: 0 내지 0.10％
W는, 강판의 강도의 향상에 유효한 원소이다. W의 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, W의 함유량이 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, W의 함유량이 너무 많으면, 미세한 W 탄화물이 다수 석출되어, 강판의 강도의 과도한 상승과 연성의 저하를 초래하여, 강판의 냉간 가공성을 저하시킬 우려가 있다. 이 때문에, W의 함유량은 0.10％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
Ta: 0 내지 0.10％
Ta도, W와 마찬가지로, 강판의 강도의 향상에 유효한 원소이다. Ta의 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, Ta의 함유량이 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, Ta의 함유량이 너무 많으면, 미세한 Ta 탄화물이 다수 석출되어, 강판의 강도의 과도한 상승과 연성의 저하를 초래하여, 강판의 냉간 가공성을 저하시킬 우려가 있다. 이 때문에, Ta의 함유량은 0.10％ 이하로 하고, 0.02％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.010％ 이하인 것이 더욱 바람직하다.
Sn: 0 내지 0.050％
Sn은, 강판의 원료로서 스크랩을 사용한 경우에, 강판에 함유될 수 있는 원소이다. 또한, Sn은, 페라이트의 취화에 의한 강판의 냉간 성형성의 저하를 야기할 우려가 있다. 이 때문에, Sn의 함유량은 적을수록 바람직하다. Sn의 함유량은, 0.050％ 이하로 하고, 0.040％ 이하인 것이 바람직하고, 0％여도 된다. 그러나, Sn의 함유량을 0.001％ 미만으로 저감하는 것은 정련 비용의 과도한 증가를 초래하기 때문에, Sn의 함유량을 0.001％ 이상으로 해도 된다.
Co: 0 내지 0.50％
Co는, 강판의 강도의 향상에 유효한 원소이다. Co의 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, Co의 함유량이 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, Co의 함유량이 너무 많으면, 강판의 연성이 저하되어 성형성의 저하를 초래할 우려가 있다. 이 때문에, Co의 함유량은 0.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
Sb: 0 내지 0.050％
Sb는, Sn과 마찬가지로, 강판의 원료로서 스크랩을 사용한 경우에 강판에 함유될 수 있는 원소이다. Sb는, 입계에 강하게 편석됨으로써, 입계의 취화, 연성의 저하 및 냉간 성형성의 저하를 초래할 우려가 있다. 이 때문에, Sb의 함유량은 적을수록 바람직하다. Sb의 함유량은, 0.050％ 이하로 하고, 0.040％ 이하인 것이 바람직하고, 0％여도 된다. 그러나, Sb의 함유량을 0.001％ 미만으로 저감하는 것은 정련 비용의 과도한 증가를 초래하기 때문에, Sb의 함유량을 0.001％ 이상으로 해도 된다.
As: 0 내지 0.050％
As는, Sn, Sb와 마찬가지로, 강판의 원료로서 스크랩을 사용한 경우에 강판에 함유될 수 있는 원소이다. As는, 입계에 강하게 편석되는 것이며, 냉간 성형성의 저하를 초래할 우려가 있다. 이 때문에, As의 함유량은 적을수록 바람직하다. As의 함유량은, 0.050％ 이하로 하고, 0.040％인 것이 바람직하고, 0％여도 된다. 그러나, As의 함유량을 0.001％ 미만으로 저감하는 것은 정련 비용의 과도한 증가를 초래하기 때문에, As의 함유량을 0.001％ 이상으로 해도 된다.
Mg: 0 내지 0.050％
Mg는, 황화물이나 산화물의 형태를 제어하여, 강판의 굽힘 성형성의 향상에 기여한다. 이 효과는 Mg양이 미량이어도 얻을 수 있다. Mg의 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, Mg의 함유량이 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다. 그러나, Mg의 함유량이 너무 많으면, 조대한 개재물의 형성에 의한 냉간 성형성의 저하를 야기할 우려가 있다. 이 때문에, Mg의 함유량은, 0.050％ 이하로 하고, 0.040％ 이하인 것이 바람직하다.
Ca: 0 내지 0.040％
Ca는, Mg와 마찬가지로, 미량으로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이다. Ca의 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, Ca의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 그러나, Ca의 함유량이 너무 많으면, 조대한 Ca 산화물이 생성되어, 당해 Ca 산화물이 냉간 성형 시에 갈라짐 발생의 기점이 될 수 있다. 이 때문에, Ca의 함유량은, 0.040％ 이하로 하고, 0.030％ 이하인 것이 바람직하다.
Y: 0 내지 0.050％
Y는, Mg, Ca와 마찬가지로, 미량으로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이다. Y의 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, Y의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 그러나, Y의 함유량이 너무 많으면, 조대한 Y 산화물이 생성되어, 냉간 성형성이 저하될 우려가 있다. 이 때문에, Y의 함유량은, 0.050％ 이하로 하고, 0.040％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
Zr: 0 내지 0.050％
Zr은, Mg, Ca, Y와 마찬가지로, 미량으로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이다. Zr의 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, Zr의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 그러나, Zr의 함유량이 너무 많으면, 조대한 Zr 산화물이 생성되어, 냉간 성형성이 저하될 우려가 있다. 이 때문에, Zr의 함유량은, 0.050％ 이하인 것이 바람직하고, 0.040％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
La: 0 내지 0.050％
La는, 미량으로 황화물의 형태 제어에 유효한 원소이다. La의 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, La의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 그러나, La의 함유량이 너무 많으면, La 산화물이 생성되어, 냉간 성형성이 저하될 우려가 있다. 이 때문에, La의 함유량은, 0.050％ 이하로 하고, 0.040％ 이하인 것이 바람직하다.
본 실시 형태에 관한 강판의 화학 조성에 있어서, 상기 원소를 제외한 잔부는, Fe 및 불순물이다. 여기에서 말하는 「불순물」은, 강 원료(광석, 스크랩 등), 또는 제강 과정에서 혼입되는 것이며, 본 실시 형태에 관한 강판의 특성을 저해하지 않는 범위에서, 존재가 허용되는 원소이다.
상술한 강판의 화학 조성은, 일반적인 분석 방법에 의해 측정하면 된다. 예를 들어, ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry)를 사용하여 측정하면 된다. 또한, C 및 S는 연소-적외선 흡수법을 사용하고, N은 불활성 가스 융해-열전도도법을 사용하여 측정하면 된다. O는 불활성 가스 융해-비분산형 적외선 흡수법을 사용하여 측정하면 된다.
본 실시 형태에 관한 강판은, 그 표면에 용융 아연 도금층을 가져도 된다. 본 실시 형태에 관한 강판의 용융 아연 도금층의 성분 조성은 특별히 한정되지는 않는다. 본 실시 형태에 관한 강판의 도금은, 용융 아연 도금, 또는, 합금화 용융 아연 도금이면 되고, 또한, 이들 도금을 합금화한 합금화 도금이면 된다. 또한, 본 실시 형태에 관한 강판이 다른 도금(예를 들어 알루미늄 도금 등)을 갖는 것도 무방하다.
용융 아연 도금층 및 용융 아연 합금 도금층의 성분 조성은, Fe를 7질량％ 미만 함유하는 것이 바람직하고, 또한, 합금화 도금의 성분 조성은, Fe를 7질량％ 이상 15질량％ 이하 함유하는 것이 바람직하다.
특성
[인장 강도]
본 실시 형태에 관한 강판에서는, 인장 강도(TS)는, 980㎫ 이상이다. 인장 강도의 상한은 특별히 한정되지는 않는다.
또한, 인장 강도는, 강판으로부터 압연 방향에 대해, 수직 방향이 긴 변 방향이 되도록, JIS Z 2201에 기재된 JIS 5호 인장 시험편을 채취하고, 그 후, JIS Z 2241:2011에 준거하여 인장 시험을 행함으로써 측정한다.
[연신율(％)>(49-0.03×TS)]
본 실시 형태에 관한 강판에서는, 성형성의 관점에서 연신율(％)이 하기 식 (1)로 표시되는 값을 취한다.
연신율(％)>(49-0.03×TS) … (1)
또한, 상기 식 (1)에 있어서, TS는, 단위를 ㎫로 나타냈을 때의 인장 강도를 나타낸다. 또한, 인장 강도의 측정 방법은 상술한 바와 같이, 강판으로부터 압연 방향에 대하여 수직 방향으로 JIS Z 2201에 기재된 JIS 5호 인장 시험편을 채취하고, JIS Z 2241:2011에 준거하여 인장 시험을 행함으로써 측정한다.
연신율은, JIS Z 2241:2011에 규정된 파단 전연신율(El)에 의해 평가한다.
[구멍 확장률 λ(％)>(41-10×판 두께)]
본 실시 형태에 관한 강판에서는, 구멍 확장성의 관점에서 구멍 확장률 λ(％)가 하기 식 (2)로 표시되는 값을 취한다.
구멍 확장률 λ(％)>(41-10×판 두께) … (2)
또한, 상기 식 (2)에 있어서, 판 두께는 단위: ㎜로 나타냈을 때의 판 두께를 나타낸다.
또한, 구멍 확장률(λ)에 대해서는, JIS Z 2256:2010 기재의 구멍 확장 시험 방법에 따라서 평가한다.
[구멍 확장 후의 형상이 진원에 가까움]
본 실시 형태에 관한 강판은, 잔류 오스테나이트를 안정화함으로써, 변형능의 이방성이 작다. 그 때문에, 본 실시 형태에 관한 강판은, 구멍 확장 후의 형상이 진원에 가깝다. 본 실시 형태에 있어서의 진원도는 이하의 수순에 의해 평가한다. 본 실시 형태에 관한 강판에 JIS Z 2256:2010 기재의 구멍 확장 시험 방법을 행하여, 구멍 확장 후의 시험편을 바로 위로부터 2배로 촬영한다. 촬영한 화상에 대하여, 화상 해석 처리 소프트웨어에 의해 구멍 확장 후의 형상의 면적 A0을 측정하고, 또한 이 구멍 확장 후의 형상의 외접원, 또는, 형상의 긴 직경을 직경으로 하는 원의 면적 A1을 구하고, A0을 A1로 제산한 값이 0.80 이상인 것을, 본 실시 형태에 있어서 「구멍 확장 후의 형상이 진원에 가깝다」로 정의한다.
다음에, 본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다.
본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법은,
본 실시 형태에 관한 화학 조성을 갖는 슬래브를 1150℃ 이상에서 1시간 이상 가열하고, 열간 압연하여 구오스테나이트 입경이 30㎛ 미만인 열연 강판으로 하는 열간 압연 공정과,
상기 열간 압연 공정 종료 후 3.0초 이내에 상기 열연 강판을 800℃ 이하의 온도역으로 냉각하는 제1 냉각 공정과,
상기 제1 냉각 공정 후의 상기 열연 강판을 30℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 300℃ 이하의 온도까지 냉각하여, 권취하는 권취 공정과,
상기 권취 공정 후의 상기 열연 강판을 0.1 내지 30％의 압하율로 냉간 압연하여 냉연 강판으로 하는 냉간 압연 공정과,
상기 냉연 강판을 0.5 내지 1.5℃/s의 평균 가열 속도로 480℃ 내지 Ac1의 온도역을 가열하고, Ac1 내지 Ac3의 온도역에서 균열하는 어닐링 공정과,
상기 균열 후의 상기 냉연 강판을 평균 냉각 속도 4℃/s 이상으로 냉각하는 제2 냉각 공정과,
상기 제2 냉각 공정 후의 상기 냉연 강판을 300℃ 내지 480℃에서 10초 이상 유지하는 온도 유지 공정
을 갖는다.
이하, 각 공정 조건에 대하여 설명한다.
[열간 압연 공정]
본 실시 형태에 있어서의 화학 조성을 갖는 슬래브를 열간 압연 전에 가열한다. 슬래브의 가열 온도는, V, Ti, Nb를 함유하는 탄화물 등을 충분히 고용시키기 위해, 1150℃ 이상으로 한다. 탄화물을 충분히 고용할 수 없는 경우, 탄화물이 열간 압연 중에 석출되어 조대화되어, 미세한 탄화물을 원하는 개수 밀도로 석출시킬 수 없다. 슬래브의 가열 온도는, 1200℃ 이상이어도 된다. 가열 온도의 상한값은 특별히 규정하지는 않지만, 일반적으로는 1300℃ 이하 또는 1250℃ 이하여도 된다. 또한, 상기 가열 온도에서의 유지 시간은, 슬래브 중심부까지 소정의 온도로 하고, 주조 단계에서 형성한 탄화물을 충분히 고용시키기 위해, 1시간(60분) 이상으로 한다. 상한은 특별히 규정되지는 않지만, 과도한 스케일 손실을 억제하기 위해, 180분 이하가 바람직하고, 120분 이하가 보다 바람직하다. 또한, 사용하는 슬래브는, 생산성의 관점에서 연속 주조법에 있어서 주조하는 것이 바람직하지만, 조괴법 또는 박슬래브 주조법에 의해 제조해도 된다.
열간 압연 공정에서는, 상술한 화학 성분을 갖는 슬래브를 열간 압연함으로써, 구오스테나이트 입경이 30㎛ 미만이고, 또한 탄화물의 석출이 억제된 열연 강판으로 한다. 이 열간 압연 공정은, 조압연 공정 및 복수의 압연 스탠드에 연속하여 슬래브를 통과시켜 압연을 행하는 마무리 압연 공정을 포함한다.
열연 강판의 구오스테나이트 입경을 30㎛ 미만으로 함으로써, 그 후의 어닐링 공정에 있어서 변태한 오스테나이트끼리가 연결되어 괴상의 오스테나이트가 되는 것을 억제할 수 있다. 괴상의 오스테나이트로의 연결을 억제함으로써, 잔류 오스테나이트의 애스펙트비를 3.0 이상으로 할 수 있다. 또한, 열연 강판의 구오스테나이트 입경은, 강판의 압연 방향을 따르고 있고, 또한, 판면에 수직인 단면에 있어서, 관찰면을 나이탈 부식하고, 광학 현미경으로 100 내지 500배의 배율로 조직을 관찰함으로써 측정 가능하다. 화상 처리에서 각 γ 입자의 면적을 측정하고, 그 원 상당 직경을 입경으로 한다.
<마무리 압연 공정>
마무리 압연 공정은 4단 이상으로 행해도 된다. 이하에, 열연 강판의 구오스테나이트 입경을 30㎛ 미만으로 하기 위해 적합한 마무리 압연 공정의 조건의 일례를 나타낸다. 또한, 이하의 예에서는, 압연 스탠드수가, 4대 이상인 경우를 나타낸다.
최종의 압연 스탠드로부터 3단째의 압연 스탠드에 있어서의 압연 개시 온도: 850 내지 1000℃
최종의 압연 스탠드로부터, 상류를 향하여 3단째의 압연 스탠드(후단 3단째의 압연 스탠드)에 있어서의 마무리 압연 개시 온도(입측 온도)를 850℃ 이상으로 한다. 이에 의해, 오스테나이트 중으로의 탄화물의 석출을 억제할 수 있기 때문에, 바람직하다. 한편, 당해 3단째의 압연 스탠드에 있어서의 마무리 압연 개시 온도를 1000℃ 이하로 함으로써, 구오스테나이트 입자의 조대화를 억제할 수 있기 때문에, 바람직하다.
여기서, 최종 압연 스탠드로부터, 상류를 향하여 3단째의 압연 스탠드란, 예를 들어 7대의 압연 스탠드에서 연속 압연을 행하는 경우에는, 상류측으로부터 카운트하여 5대째의 압연 스탠드를 가리킨다. 또한, 최종 압연 스탠드로부터, 상류를 향하여 4단째의 압연 스탠드란, 예를 들어 7대의 압연 스탠드에서 연속 압연을 행하는 경우에는, 상류측으로부터 카운트하여 4대째의 압연 스탠드를 가리킨다.
마무리 압연의 후단 3단의 각 압연 스탠드에 있어서의 압하율: 각각 10％ 초과
마무리 압연 공정에서는, 복수의 압연 스탠드에 연속하여 슬래브를 통과시켜 압연을 행한다. 이때, 후단 3단의 각 압연 스탠드에 있어서의 압하율을, 각각 10％ 초과로 하여 압연을 행하는 것이 바람직하다. 여기서, 후단 3단의 압연이란, 최종 스탠드를 포함하는 하류측의 3단의 압연 스탠드를 사용한 압연을 의미한다. 예를 들어, 7대의 압연 스탠드에서 연속 압연을 행하는 경우에는, 상류측으로부터 카운트하여, 5대째 내지 7대째의 압연 스탠드(합계 3단)에서의 압연을 의미한다. 후단 3단의 압하율을 각각 10％ 초과로 함으로써, 충분한 압연 변형을 도입할 수 있기 때문에, 오스테나이트 입자를 충분히 세립화할 수 있다. 마무리 압연의 후단 3단의 각 압연 스탠드에 있어서의 압하율은, 보다 바람직하게는 20％ 이상으로 한다. 마무리 압연의 후단 3단의 각 압연 스탠드에 있어서의 압하율의 상한은 특별히 한정되지는 않지만, 제조성의 관점에서 40％ 이하로 정해도 된다.
마무리 압연의 후단 3단의 압연 스탠드에 있어서의 각 압연 스탠드간의 패스간 시간: 3.0초 이내
마무리 압연의 후단 3단의 압연 스탠드에 있어서의 각 압연 스탠드간의 슬래브의 패스간 시간(슬래브의 통과 시간)은, 3.0초 이내가 바람직하다. 이에 의해, 패스간에서의 회복·재결정이 억제되어, 변형을 충분히 누적하는 것이 용이해진다. 또한, 패스간에 합금 탄화물이 석출되는 것을 억제하기 쉽다. 각 압연 스탠드간의 패스간 시간은, 바람직하게는 2.0초 이내로 한다. 각 압연 스탠드간의 패스간 시간의 하한은 특별히 한정되지는 않고, 짧을수록 바람직하고, 이상적으로는 0초이지만, 압연 스탠드의 성능상, 0.1초 이상으로 정해도 된다. 또한, 마무리 압연의 후단 3단의 압연 스탠드에 있어서의 각 압연 스탠드간의 패스간 시간은, 모두 3.0초 이내인 것이 바람직하다. 환언하면, 마무리 압연의 후단 3단의 압연 스탠드에 있어서의 각 압연 스탠드간의 패스간 시간 중, 가장 긴 패스간 시간(최댓값)이 3.0초 이내이면 된다.
마무리 압연의 후단 4단의 압연 스탠드 중, n단째의 압연 스탠드의 출측의 온도 Tn과, (n+1)단째의 압연 스탠드의 입측의 온도 Tn +1의 차분인 (Tn-Tn +1): 10℃ 이상
마무리 압연의 후단 4단의 압연 스탠드 중, n단째의 압연 스탠드의 출측의 온도 Tn과, 하류측을 향하여 (n+1)단째의 압연 스탠드의 입측의 온도 Tn +1의 차분인 (Tn-Tn+1)을 제어함으로써, 변형을 적합하게 누적할 수 있다. (Tn-Tn + 1)을 10℃ 이상으로 함으로써, 패스간에서의 회복·재결정이 억제되어, 마무리 압연 공정에서의 변형을 충분히 누적할 수 있기 때문에, 바람직하다. (Tn-Tn + 1)은 13℃ 이상이 보다 바람직하다. 본 실시 형태에 있어서의 「입측의 온도」 및 「출측의 온도」란, 모두, 각 압연 스탠드에 제공되는 열연 강판의 표면을 비접촉형 온도계에 의해 측정한 것으로 한다. 비접촉형의 온도계는, 예를 들어 단색 혹은 2색 이상의 측정 파장의 방사 휘도로부터 온도를 측정하는 방사 온도계여도 되고, 또한, 강판 표면으로부터 수광기에 도달하는 측정 파장의 경로는 대기여도, 수중(물기둥)이어도 된다.
여기서, 후단 4단의 압연 스탠드 중, (n+1)단째의 압연 스탠드란, n단째의 압연 스탠드의 하류측(강판의 반송 방향)에 인접하는 압연 스탠드를 가리킨다.
또한, 본 실시 형태의 마무리 압연 중 후단 4단에 의한 압연에서는, 열연 강판이 선두 스탠드로부터 최종 스탠드를 향함에 따라, 강판 온도가 저하되어 가는 것이 바람직하다.
본 실시 형태에 있어서, 상기 (Tn-Tn + 1)을 크게 하기 위한 설비는 한정되지 않는다. 공업적으로는, 수량을 제어할 수 있는 물 스프레이 등의 냉각 장치를 사용하는 것이 적합하다. 예를 들어, 열연 강판을 반송하는 반송 롤러의 사이에 물 스프레이 장치를 배치해도 된다.
[제1 냉각 공정]
상기와 같이 열간 압연된 강판(이하, 열연 강판이라 호칭하는 경우가 있음)을, 열간 압연 공정 종료 후, 3.0초 이내에 800℃ 이하의 온도역으로 냉각한다(제1 냉각 공정). 즉, 열간 압연 공정 종료 후부터, 열연 강판이 800℃ 이하의 온도역으로 냉각될 때까지의 소요 시간은, 3.0초 이내로 한다. 바람직하게는, 당해 냉각 소요 시간은, 2.0초 이내이다. 또한, 본 실시 형태에서는, 열간 압연 후, 일정 온도에서 유지하는 유지 공정을 행하지 않고, 열연 강판을, 3.0초 이내에 상기 온도역까지 냉각하는 것이 바람직하다. 이 제1 냉각 공정에 의해, 탄화물의 생성을 억제할 수 있다.
또한, 열간 압연 공정 종료 후, 열연 강판을 800℃ 이하의 온도역을 향하여 급랭을 개시할 때까지의 시간의 하한은 특별히 한정되지는 않지만, 이상적으로는 0초이다. 즉, 열간 압연 공정 종료 후, 바로, 제1 냉각 공정이 행해지는 것이 바람직하다.
[권취 공정]
본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법에서는, 제1 냉각 공정 후의 열연 강판을 30℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 300℃ 이하의 온도까지 냉각하여, 권취한다(권취 공정).
평균 냉각 속도를 30℃/s 이상으로 하고, 또한 권취 온도를 300℃ 이하로 함으로써, 탄화물의 석출을 억제하면서, 페라이트 변태나 펄라이트 변태를 억제하여 침상 조직의 기초가 되는 경질 조직(저온 변태 조직)이 얻어진다. 권취 온도가 300℃ 초과인 경우, 조직 형태가 괴상인 페라이트 및 펄라이트의 생성을 초래하여, 침상 조직이 얻어지기 어려워질 우려가 있기 때문에, 바람직하지 않다. 따라서, 본 실시 형태에서는, 권취 온도는 300℃ 이하로 하고, 바람직하게는 250℃ 이하로 한다. 또한, 제1 냉각 공정 후의 평균 냉각 속도가 30℃/s 미만인 경우도 마찬가지로, 조직 형태가 괴상인 페라이트 및 펄라이트의 생성을 초래할 우려가 있다. 따라서, 평균 냉각 속도는, 30℃/s 이상으로 하고, 바람직하게는 40℃/s 이상, 보다 바람직하게는 50℃/s 이상이다. 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지는 않지만, 제조성의 관점에서 100℃/s 이하로 해도 된다. 또한, 300℃보다 낮은 온도에서는, 석출물의 생성이 진행되지 않기 때문에, 평균 냉각 속도는 한정되지 않는다.
[냉간 압연 공정]
다음에, 권취 공정 후의 열연 강판을 산세하고, 0.1 내지 30％의 압하율로 냉간 압연하여 냉연 강판으로 한다.
산세는, 열연 강판의 표면의 산화물을 제거하기 위한 공정이며, 산세 횟수는 1회여도 복수회여도 된다.
냉간 압연에 의해 변형을 부여하여, 탄화물의 석출 사이트를 증가시킨다. 이 효과를 얻기 위해, 냉간 압연의 압하율을 0.1％ 이상으로 한다. 바람직하게는 5％ 이상, 보다 바람직하게는 10％ 이상이다.
냉간 압연의 압하율이 30％ 초과인 경우에는, 어닐링 가열 시에 재결정이 진행되어, 부여된 변형이 소실되어 버리기 때문에 바람직하지 않다. 이들의 이유로부터, 냉간 압연의 압하율을 30％ 이하로 한다. 바람직하게는 25％ 이하, 보다 바람직하게는 20％ 이하이다.
[어닐링 공정]
어닐링 공정에서는, 냉연 강판을, 0.5 내지 1.5℃/s의 평균 가열 속도로 480℃ 내지 Ac1의 온도역을 가열하고(이하, 어닐링 가열 공정으로 호칭하는 경우가 있음), 그 후, Ac1 내지 Ac3의 온도역에서 균열한다(이하, 균열 공정으로 호칭하는 경우가 있음).
<어닐링 가열 공정>
어닐링 가열 공정에서는, 템퍼링 마르텐사이트 중에 미세한 VC, TiC, NbC 등의 탄화물을 석출시키기 위해, 냉연 강판을, 0.5 내지 1.5℃/s의 평균 가열 속도로 480℃ 내지 Ac1의 온도역을 가열한다.
480℃ 내지 Ac1의 온도역의 평균 가열 속도를 0.5 내지 1.5℃/s로 함으로써, 템퍼링 마르텐사이트 중에 충분한 양의 탄화물을 석출시킬 수 있다. 또한, 평균 가열 속도를 당해 범위 내로 함으로써, 석출된 탄화물을, 가공 유기 변태를 억제하기에 적합한 사이즈까지 성장시킬 수 있다. 480℃ 내지 Ac1의 온도역의 평균 가열 속도는, 바람직하게는 1.4℃/s 이하, 보다 바람직하게는 1.3℃/s 이하이다. 480℃ 내지 Ac1의 온도역의 평균 가열 속도는, 바람직하게는 0.6℃/s 이상, 보다 바람직하게는 0.7℃/s 이상이다.
<균열 공정>
균열 공정에서는, 어닐링 가열 공정 후의 냉연 강판을 Ac1점 내지 Ac3점의 온도역에서 균열한다.
이와 같은 조건에서 균열함으로써, 템퍼링 마르텐사이트의 라스를 따라서 침상의 오스테나이트가 생성된다. 생성된 오스테나이트는, 어닐링 가열 공정에서 석출된 미세한 탄화물을 포함한다. 어닐링 가열 공정 후의 균열 온도는, 잔류 오스테나이트의 체적률을 확보하는 관점에서, (Ac1점+30℃) 이상이 바람직하고, (Ac1점+40℃) 이상이 보다 바람직하다. 또한, 균열 온도는, 템퍼링 마르텐사이트의 라스를 따른 침상의 오스테나이트를 안정적으로 생성시키는 관점에서, (Ac3점-5℃) 이하가 바람직하고, (Ac3점-10℃) 이하가 보다 바람직하다.
구체적인 균열 온도는, 이하의 식으로 표현되는 Ac1점 및 Ac3점에 기초하여, 원하는 금속 조직의 비율을 감안하여, 적절히 조정 가능하다.
Ac1=723-10.7Mn-16.9Ni+29.1Si+16.9Cr+290As+6.38W ·· (식 3)
Ac3=910-203√C+44.7Si-30Mn+700P-20Cu-15.2Ni-11Cr+31.5Mo+400Ti+104V+120Al ·· (식 4)
여기서, (식 3) 및 (식 4)에 있어서의, C, Si, Mn, P, Cu, Ni, Cr, Mo, Ti, V 및 Al은, 강 중의 각 원소의 함유량[질량％]이다.
균열 공정의 균열 시간은, 특별히 제한되지는 않지만, 5초 내지 500초로 해도 된다. 균열 중의 페라이트 및 오스테나이트의 조대화를 억제하는 관점에서 300초 이내로 정해도 된다.
또한, 균열 공정에서의 강판의 온도는 일정할 필요는 없다. 원하는 조직 비율을 얻을 수 있으면, 균열 공정에서의 강판의 온도는, Ac1점 내지 Ac3점의 온도역 내에서 변화되어도 된다.
<어닐링 후의 냉각 공정(제2 냉각 공정)>
제2 냉각 공정에서는, 균열 공정 후의 냉연 강판을 평균 냉각 속도 4℃/s 이상으로 냉각한다. 이와 같은 조건에서 냉각함으로써, 냉각 중의 페라이트 변태를 억제할 수 있다. 또한, 최종 조직에 있어서 원하는 양의 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트를 얻을 수 있다. 제2 냉각 공정에서의 평균 냉각 속도가 4℃/s 미만인 경우, 냉각 중의 페라이트 변태를 충분히 억제할 수 없을 우려가 있다. 그 결과, 최종 조직에 있어서, 원하는 양의 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트를 얻을 수 없고, 또한 펄라이트 등의 잔부 조직의 비율이 과도하게 커질 우려가 있다. 이들의 것으로부터, 제2 냉각 공정에서의 평균 냉각 속도는, 8℃/s 이상이 바람직하고, 10℃/s 이상이 보다 바람직하다. 또한, 제2 냉각 공정에서의 평균 냉각 속도의 상한값은 특별히 한정되지는 않지만, 100℃/s 이하로 해도 된다.
<온도 유지 공정>
온도 유지 공정에서는, 제2 냉각 공정 후의 냉연 강판을 300℃ 내지 480℃의 온도역 내에서 10초 이상 유지한다. 제2 냉각 공정 후의 냉연 강판을 소정의 유지 온도로 하기 위해, 냉연 강판의 온도를 적절히 승강시켜도 된다.
유지 시간이 10초를 하회하면, 미변태 오스테나이트 중에 탄소가 충분히 농화되지 않는다. 상기 온도역의 유지 시간을 10초 이상으로 함으로써, 오스테나이트 중의 탄소 농도를 높여, 최종 냉각 후에 원하는 양의 잔류 오스테나이트를 확보할 수 있다. 상기 효과를 안정적으로 얻기 위해, 유지 시간은 100초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 유지 시간의 상한을 한정할 필요는 없지만, 과도하게 유지 시간이 길면 생산성이 저하되기 때문에, 유지 시간은, 1000초 이하로 해도 된다.
유지 온도가 300℃ 미만인 경우, 원하는 양의 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않기 때문에 바람직하지 않다. 그 때문에, 재가열 온도는 300℃ 이상으로 하고, 바람직하게는 350℃ 이상이다. 또한, 유지 온도가 480℃ 초과인 경우, 잔류 오스테나이트가, 페라이트 및 시멘타이트로 분해되기 때문에 바람직하지 않다. 그 때문에, 유지 온도는 480℃ 이하로 하고, 바람직하게는 450℃ 이하이다.
온도 유지 공정 후의 냉연 강판은, 안정적으로 원하는 금속 조직을 얻기 위해, Ms점 이하까지 1℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각되어도 된다.
냉연 강판에 대하여, 어닐링 후의 냉각 공정(제2 냉각 공정)의 도중, 온도 유지 공정(베이나이트 변태 공정)의 도중, 그리고 온도 유지 공정(베이나이트 변태 공정) 후에 용융 아연 도금 공정이나 합금화 공정을 실시해도 된다. 이 경우, 용융 아연 도금의 방법이나 합금화의 방법은 특별히 한정되지는 않고, 통상의 방법을 사용할 수 있다. 용융 아연 도금의 방법으로서는, 예를 들어, 제2 냉각 공정의 도중에 있어서 (아연 도금욕 온도-40)℃ 내지 (아연 도금욕 온도+50)℃의 온도역에서 냉각을 멈춤과 함께, 도금욕에 침지할 때의 강판 온도를 이 온도역으로 제어하여, 용융 아연 도금욕에 침지시킴으로써 용융 아연 도금을 형성하는 방법을 들 수 있다. 또한, 합금화의 방법으로서는, 예를 들어, 용융 아연 도금을, 300 내지 500℃의 온도역에서 합금화하는 방법을 들 수 있다.
실시예
본 발명을, 실시예를 참조하면서 보다 구체적으로 설명한다.
<제조 방법>
표 1에 나타내어지는 화학 조성을 갖는 슬래브를 주조하였다. 주조 후의 슬래브를, 표 2에 기재된 조건에서, 판 두께 2.8㎜까지 열간 압연하였다. 열간 압연 후, 열연 강판에 대하여, 표 3에 기재된 조건에서, 제1 냉각 공정, 권취 공정, 냉간 압연 공정, 어닐링 공정, 제2 냉각 공정 및 온도 유지 공정을 행하였다. 그 후, 안정적으로 원하는 금속 조직을 얻기 위해, 냉연 강판을, 평균 냉각 속도 1℃/s 이상으로 Ms점 이하까지 냉각하여, 최종 강판을 얻었다.
Figure pct00001
Figure pct00002
Figure pct00003
<금속 조직의 측정>
얻어진 최종 강판(어닐링 강판)으로부터, SEM(주사형 전자 현미경) 관찰용 시험편을 채취하고, 압연 방향에 평행한 종단면을 연마하였다. 그 후, 판 두께의 1/4 위치에 있어서의 금속 조직을 관찰하고, 화상 처리에 의해, 각 조직의 면적률을 측정하였다. 각 조직의 체적률을 표 4에 나타냈다. 또한, 표 4에 나타내는 「잔부 조직」은, 페라이트, 마르텐사이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 이외의 조직을 가리킨다. 또한, 본 실시예의 금속 조직을, 전계 방출형의 주사형 전자 현미경을 사용한 방법에 의해 확인한바, 잔부 조직은, 펄라이트로 이루어지는 것이었다.
잔류 오스테나이트(잔류 γ)의 체적률은, X선을 사용하여 회절 강도를 측정하여 산출하였다. X선을 사용하는 측정에서는, 시료의 판면으로부터 깊이 1/4의 위치까지를 기계 연마 및 화학 연마에 의해 제거하고, 판 두께 1/4의 위치에 있어서, MoKα선을 사용하여, bcc상의 (200), (211) 및 fcc상의 (200), (220), (311)의 회절 피크의 적분 강도비를 구하였다. 얻어진 강도비로부터, 잔류 오스테나이트의 조직 분율을 산출하였다. 그때, 일반적인 산출 방법인 5피크법을 사용하였다.
프레시 마르텐사이트의 면적률은, 이하의 수순으로 구하였다. 시료의 관찰면을 레페라액으로 에칭하여, 판 두께 1/4를 중심으로 하는 판 두께 1/8 내지 3/8의 범위 내에서 100㎛×100㎛의 영역에 대하여, 전계 방사형 주사 전자 현미경(FE-SEM)으로 얻어진 2차 전자상을 3000배의 배율로 관찰하였다. 레페라 부식에서는, 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트는 부식되지 않기 때문에, 부식되지 않은 영역의 면적률은, 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 합계 면적률이다. 이 부식되지 않은 영역의 면적률로부터, X선으로 측정한 잔류 오스테나이트의 체적률을 감산하여, 프레시 마르텐사이트의 면적률을 산출하였다.
페라이트 및 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률은, 1/8 내지 3/8의 판 두께 범위(즉, 1/4의 판 두께 위치가 중심으로 되는 판 두께 범위)를 FE-SEM에 의해 관찰하고, 얻어진 2차 전자상으로부터 결정하였다. 이 FE-SEM 관찰에서는, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면이 관찰면으로 되도록 시료를 채취하고, 이 관찰면에 대하여 연마 및 나이탈 에칭을 행하였다. 전술한 레페라 부식에서 관찰한 영역의 주위에 압흔을 복수개 남김으로써, 레페라 부식에서 관찰한 영역과 동일한 영역을 확인하였다. 페라이트는, 입계의 내측이 균일한 콘트라스트로 찍히는 것이다. 베이나이트는, 라스상의 결정립의 집합이며, 내부에 긴 직경 20㎚ 이상의 철계 탄화물을 포함하지 않는 것, 또는, 내부에 긴 직경 20㎚ 이상의 철계 탄화물을 포함하고, 그 탄화물이, 단일의 베어리언트, 즉, 동일 방향으로 신장한 철계 탄화물군에 속하는 것이다. 여기서, 동일 방향으로 신장한 철계 탄화물군이란, 철계 탄화물군의 신장 방향의 차이가 5° 이내인 것으로 하였다. 템퍼링 마르텐사이트는, 조직 내의 시멘타이트가 복수의 베어리언트를 갖는 점에서, 베이나이트와 구별하였다.
상기 방법으로 특정한 프레시 마르텐사이트의 면적률과 템퍼링 마르텐사이트의 면적률을 합산함으로써, 마르텐사이트의 체적률을 구하였다.
전체 잔류 오스테나이트에 차지하는 애스펙트비가 3 이상인 잔류 오스테나이트의 비율은, FE-SEM을 사용한 EBSD 해석법에 의해 구하였다. 구체적으로는, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로 하는 시험편을 채취하고, 시험편의 관찰면을 연마한 후, 전해 연마에 의해 변형 영향층을 제거하고, 판 두께의 표면으로부터 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께)의 영역에 있어서, 1 이상의 시야에서, 합계로 2.0×10-8㎡ 이상의 면적을 측정 스텝 0.2㎛로 하여 EBSD 해석을 행하였다.
측정 후의 데이터로부터 잔류 오스테나이트 맵을 작성하고, 애스펙트비가 3 이상인 잔류 오스테나이트를 추출하여, 애스펙트비가 3 이상인 잔류 오스테나이트의 면적 분율을 구하였다.
잔류 오스테나이트(잔류 γ) 중에 있어서의 입경 8 내지 40㎚의 탄화물(미세 탄화물)의 개수 밀도는, 다음과 같이 하여 측정하였다.
먼저, 강판 표면으로부터 1/4 위치에 있어서의, 직경 3.0㎜의 원형 영역의 추출 레플리카 샘플을, 투과형 전자 현미경(TEM)을 사용하여 10만배의 배율로 3시야 관찰하고, 각 시야에 있어서 에너지 분산형 X선 분광법(EDX)에 의해 해당하는 합금 탄화물 형성 원소가 검출되는 석출물에 대하여, 탄화물로 하고, 화상 해석 장치를 사용하여 각 석출물의 면적을 구하고, 이것을 원 환산 직경으로 환산하였다. 다음에, 당해 원 환산 직경이 8㎚ 이상 40㎚ 이하인 탄화물 개수를 산출하여, 이것을 관찰 시야의 면적으로 제산한 값을 각 시야에 있어서의 탄화물의 개수 밀도로 하고, 이것을 상기 3시야에서 행하여, 얻어진 상가 평균을, 원 환산 직경 8 내지 40㎚의 탄화물의 개수 밀도로서 결정하였다.
<특성의 측정>
(인장 강도)
강판으로부터 압연 방향에 대해 수직 방향으로 JIS 5호 인장 시험편을 채취하고, JIS Z 2241:2011에 따라서 인장 시험을 행함으로써, 인장 강도 TS를 측정하였다. 인장 강도 TS(단위: ㎫)가 980㎫ 이상인 경우를 합격으로 하였다.
인장 강도의 측정 결과를 표 5에 나타냈다.
(연신율)
강판으로부터 압연 방향에 대해 수직 방향으로 JIS Z 2201에 기재된 JIS 5호 인장 시험편을 채취하고, JIS Z 2241:2011에 따라서 인장 시험을 행함으로써 연신율을 측정하였다. 연신율(％)이, (49-0.03×TS)보다도 큰 값인 경우를 합격으로 하였다. 연신율의 측정 결과 및 (49-0.03×TS)의 값을 표 5에 나타냈다.
(구멍 확장률 λ)
JIS Z 2256:2010 기재의 구멍 확장 시험 방법에 따라서, 강판의 구멍 확장률 λ를 평가하였다. 또한, 구멍 확장률 λ의 평가 기준이 되는 수치(기준값)를 산출하기 위해 필요한 판 두께 t(㎜)는, 이하의 방법으로 구하였다.
먼저, 강판의 폭 방향에 있어서의 3점(1/4 위치, 1/2 위치, 3/4 위치)에 있어서의 각 판 두께(㎜)를 노기스로 측정하고, 그것들의 상가 평균을 판 두께 t(㎜)로 하였다.
본 실시예에서는, 구멍 확장률 λ의 평가 기준이 되는 기준값은, (41-10×판 두께 t)로 하였다. 즉, 구멍 확장률 λ(％)가 (41-10×판 두께 t)보다도 큰 값인 경우를 합격으로 하였다. 구멍 확장률 λ(％) 및 (41-10×판 두께 t)의 값을 표 5에 나타냈다.
(구멍 확장 후의 형상: 변형능의 이방성)
상술한 구멍 확장 시험을 행한 후의 형상을 이하의 방법으로 평가하였다.
먼저, 구멍 확장 후의 시험편을 바로 위로부터 촬영하였다. 촬영한 화상에 대하여, 화상 해석 처리 소프트웨어에 의해 구멍 확장 후의 구멍의 형상의 면적 A0을 측정하였다. 또한, 구멍 확장 후의 구멍의 형상의 외접원의 면적 A1을 구하고, A0을 A1로 제산한 값(A0/A1)을 구하였다. A0/A1이 0.80 이상인 경우를, 변형능의 이방성이 우수한 강판으로 하여, 합격으로 하였다. A0/A1의 값을 표 5에 나타냈다. 또한 여기에서 말하는 「외접원」이란, 구멍의 중심을 지나는 직선이며, 구멍 형상의 연과 교차하는 2개의 점으로 이루어지는 선분 중, 길이가 최대인 직선을 구멍의 형상의 긴 직경으로 할 때, 그 긴 직경을 직경으로 하는 원을 의미한다.
Figure pct00004
Figure pct00005
Figure pct00006
표 5에 나타내는 바와 같이, 본 발명에 관한 실시예에서는, 연신율(％)이 (49-0.03×TS(단위: ㎫))보다도 큰 값이며, 구멍 확장률 λ(％)가 (41-10×판 두께(단위: ㎜))보다도 큰 값이며, 구멍 확장 후의 형상이 진원에 가까웠다.
또한, 상기 예 번호 1의 실시예에서 제작한, 냉간 압연 공정 후의 냉연 코일의 일부(냉연 강판)에 대하여, 표 6에 나타내는 조건에서 도금 처리를 실시한 경우에 대해서도, 각종 특성을 평가하였다. 구체적으로는, 먼저, 예 번호 1과 동일한 조건에서 어닐링 공정을 실시하고, 400℃에서 380초의 온도 유지 공정을 행하였다. 그 후에, 강판을 재가열하여 표 6에 나타내는 강판 온도로 제어함과 함께, 아연 도금욕에 강판을 침지하였다. 침지 후에는, 예 번호 50 및 51은 그대로, 예 번호 52 내지 54는 합금화 처리를 부여한 후에 실온까지 냉각하여, 용융 아연 도금 강판(GI), 또는 합금화 용융 아연 도금 강판(GA)을 제작하였다. 표 6에 나타내는 바와 같이, 용융 아연 도금 처리, 또는 용융 아연 도금 처리와 합금화 처리를 행한 도금 강판에 있어서도, 연신율(％)이 (49-0.03×TS(단위: ㎫))보다도 큰 값이며, 구멍 확장률 λ(％)이 (41-10×판 두께(단위: ㎜))보다도 큰 값이며, 구멍 확장 후의 형상이 진원에 가까웠다.
한편, 열간 압연 시의 슬래브 가열 온도가 낮았던 비교예 20에서는, 주조 단계에서 형성된 V, Ti, Nb를 함유하는 탄화물 등을 충분히 고용시킬 수 없어, 탄화물이 열간 압연 중에 석출되어 조대화되었다. 그 때문에, 잔류 오스테나이트 중에 있어서의 입경 8 내지 40㎚의 탄화물의 개수 밀도가 충분하지 않아, 구멍 확장성 및 변형능의 이방성이 부족하였다.
열간 압연 시의 슬래브 가열 온도에서의 유지 시간이 짧았던 비교예 21에서는, 주조 단계에서 형성한 V, Ti, Nb를 함유하는 탄화물이 충분히 고용되지 않았다. 그 때문에, 잔류 오스테나이트 중에 있어서의 입경 8 내지 40㎚의 탄화물의 개수 밀도가 충분하지 않아, 구멍 확장성 및 변형능의 이방성이 부족하였다.
최종 압연 스탠드로부터 3단째의 압연 스탠드에 있어서의 압연 개시 온도(후단 3단째의 입측 온도)가 낮았던 비교예 22에서는, 압연 중에 오스테나이트 중으로의 탄화물의 석출을 억제할 수 없었다. 그 때문에, 잔류 오스테나이트 중에 있어서의 입경 8 내지 40㎚의 탄화물의 개수 밀도가 충분하지 않았다. 이 때문에, 구멍 확장성 및 변형능의 이방성이 부족하였다.
최종 압연 스탠드로부터 3단째의 압연 스탠드에 있어서의 압연 개시 온도(후단 3단째의 입측 온도)가 높았던 비교예 23에서는, 구오스테나이트 입자의 조대화를 충분히 억제할 수 없었기 때문에, 애스펙트비가 3 이상인 잔류 오스테나이트의 비율이 낮았다. 이 때문에, 구멍 확장성 및 변형능의 이방성이 부족하였다.
마무리 압연의 후단 3단의 압연 스탠드 중, 최종 스탠드로부터 카운트하여 3단째의 압연 스탠드(후단 3단째의 압연 스탠드)에 있어서의 압하율이 낮았던 비교예 24, 후단 2단째의 압연 스탠드에 있어서의 압하율이 낮았던 비교예 25 및 후단 1단째의 압연 스탠드(최종의 압연 스탠드)에 있어서의 압하율이 낮았던 비교예 26에서는, 충분한 압연 변형을 도입할 수 없어, 오스테나이트 입자를 충분히 세립화할 수 없었다. 그 때문에, 애스펙트비가 3 이상인 잔류 오스테나이트의 비율이 낮았다. 이 때문에, 구멍 확장성 및 변형능의 이방성이 부족하였다.
마무리 압연의 후단 3단의 압연 스탠드에 있어서의 각 압연 스탠드간의 패스간 시간 중, 최장이 된 패스간 시간(최댓값)이 발명의 범위 외였던 비교예 27에서는, 패스간에서의 회복·재결정이 억제되지 않아, 변형을 충분히 누적할 수 없었다. 그 때문에, 애스펙트비가 3 이상인 잔류 오스테나이트의 비율이 낮았다. 이 때문에, 구멍 확장성 및 변형능의 이방성이 부족하였다.
마무리 압연의 후단 4단의 압연 스탠드에 있어서의, n단째의 압연 스탠드의 출측의 온도 Tn과, (n+1)단째의 압연 스탠드의 입측의 온도 Tn +1의 차분인 (Tn-Tn + 1)이 10℃ 미만이었던 비교예 28 내지 30에서는, 패스간에서의 회복·재결정이 억제되지 않아, 변형을 충분히 누적할 수 없었기 때문에, 애스펙트비가 3 이상인 잔류 오스테나이트의 비율이 낮았다. 이 때문에, 구멍 확장성 및 변형능의 이방성이 부족하였다.
열간 압연 공정 종료 후부터, 800℃ 이하의 온도 영역까지 냉각하는 데 소요된 시간(냉각 소요 시간)이 길었던 비교예 31에서는, 탄화물의 생성을 억제할 수 없었다. 그 때문에, 잔류 오스테나이트 중에 있어서의 입경 8 내지 40㎚의 탄화물의 개수 밀도가 충분하지 않았다. 이 때문에, 구멍 확장성 및 변형능의 이방성이 부족하였다.
권취 공정에서의 평균 냉각 속도가 작았던 비교예 32 및 권취 공정에서의 권취 온도가 300℃ 초과였던 비교예 33과 비교예 49에서는, 탄화물의 석출을 억제할 수 없었다. 그 결과, 페라이트 변태나 펄라이트 변태를 억제할 수 없어, 침상 조직의 기초가 되는 적합한 경질 조직이 얻어지지 않았다. 그 때문에, 애스펙트비가 3 이상인 잔류 오스테나이트의 비율이 낮고, 또한, 잔류 오스테나이트 중에 있어서의 입경 8 내지 40㎚의 탄화물의 개수 밀도가 충분하지 않았다. 이 때문에, 구멍 확장성 및 변형능의 이방성이 부족하였다.
냉간 압연 공정이 실시되지 않은 비교예 34에서는, 변형이 부여되지 않고 탄화물의 석출 사이트가 증가되지 않았다. 그 때문에, 잔류 오스테나이트 중에 있어서의 입경 8 내지 40㎚의 탄화물의 개수 밀도가 충분하지 않았다. 이 때문에, 구멍 확장성 및 변형능의 이방성이 부족하였다.
냉간 압연 공정에서의 압하율이 높았던 비교예 35에서는, 어닐링 가열 시에 재결정이 진행되어, 부여된 변형이 소실되어 버렸다. 그 때문에, 잔류 오스테나이트 중에 있어서의 입경 8 내지 40㎚의 탄화물의 개수 밀도가 충분하지 않았다. 이 때문에, 구멍 확장성 및 변형능의 이방성이 부족하였다.
어닐링 공정에서의 평균 가열 속도가 낮았던 비교예 36 및 해당 평균 가열 속도가 높았던 비교예 37에서는, 석출되는 탄화물의 양이 불충분하고, 또한, 가공 유기 변태를 억제하는 데 적합한 사이즈로 탄화물이 성장하지 않았다. 그 때문에, 잔류 오스테나이트 중에 있어서의 입경 8 내지 40㎚의 탄화물의 개수 밀도가 충분하지 않았다. 이 때문에, 구멍 확장성 및 변형능의 이방성이 부족하였다.
어닐링 공정에서의 균열 온도가 낮았던 비교예 38에서는, 잔류 오스테나이트가 생성되지 않았기 때문에, 애스펙트비가 3 이상인 잔류 오스테나이트가 존재하지 않고, 또한, 잔류 오스테나이트 중에 있어서의 탄화물도 존재하지 않았다. 그 때문에, 비교예 38에서는 인장 강도가 불충분하였다.
어닐링 공정에서의 균열 온도가 높았던 비교예 39에서는, 템퍼링 마르텐사이트의 라스를 따라서 침상의 오스테나이트가 생성되지 않았기 때문에, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않았다. 그 때문에, 비교예 39에서는, 애스펙트비가 3 이상인 잔류 오스테나이트의 비율이 낮았다. 이 때문에, 구멍 확장성 및 변형능의 이방성이 부족하였다.
어닐링 후의 냉각 공정(제2 냉각 공정)에 있어서의 평균 냉각 속도가 낮았던 비교예 40에서는, 냉각 중의 페라이트 변태를 억제할 수 없었기 때문에, 최종 조직에 있어서 원하는 금속 조직을 얻을 수 없었다. 이 때문에, 연신율, 구멍 확장성 및 변형능의 이방성이 부족하였다.
온도 유지 공정에서의 유지 온도가 낮았던 비교예 41에서는, 잔류 오스테나이트의 체적률이 낮아, 애스펙트비가 3 이상인 잔류 오스테나이트의 비율이 낮고, 또한, 잔류 오스테나이트 중에 있어서의 입경 8 내지 40㎚의 탄화물의 개수 밀도가 충분하지 않았다. 이 때문에, 구멍 확장성 및 변형능의 이방성이 부족하였다.
온도 유지 공정에서의 유지 온도가 높았던 비교예 42에서는, 잔류 오스테나이트의 체적률이 낮고, 또한, 잔부 조직의 체적률이 높았다. 이에 의해, 애스펙트비가 3 이상인 잔류 오스테나이트의 비율이 낮고, 또한, 잔류 오스테나이트 중에 있어서의 입경 8 내지 40㎚의 탄화물의 개수 밀도가 충분하지 않았다. 이 때문에, 구멍 확장성 및 변형능의 이방성이 부족하였다.
온도 유지 공정에서의 유지 온도에서의 유지 시간이 짧았던 비교예 43에서는, 미변태 오스테나이트 중에 탄소가 충분히 농화되지 않았기 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적률이 낮았다.
V양 및 V+Ti+Nb가 초과였던 비교예 44에서는, 조대한 V 탄화물이 다수 석출된 것에 수반하여, 잔류 오스테나이트 중에 있어서의 입경 8 내지 40㎚의 탄화물의 개수 밀도가 충분하지 않았다. 이 때문에, 연신율, 구멍 확장성 및 변형능의 이방성이 부족하였다.
Ti양 초과인 비교예 45에서는, 조대한 Ti 산화물 및 TiN이 형성되고, 또한 열간 압연 공정에서 Ti 탄화물이 석출되고, 이 Ti 탄화물이 후공정에서 조대화된 것에 수반하여, 잔류 오스테나이트 중에 있어서의 입경 8 내지 40㎚의 탄화물의 개수 밀도가 충분하지 않았다. 이 때문에, 연신율, 구멍 확장성 및 변형능의 이방성이 부족하였다.
Nb양 초과인 비교예 46에서는, 열간 압연 공정에서 Nb 탄화물이 석출되고, 이 Nb 탄화물이 후공정에서 조대화됨으로써, 잔류 오스테나이트 중에 있어서의 입경 8 내지 40㎚의 탄화물의 개수 밀도가 충분하지 않았다. 이 때문에, 연신율, 구멍 확장성 및 변형능의 이방성이 부족하였다.
V+Ti+Nb의 합계 함유량이 적었던 비교예 47 및 해당 합계 함유량이 많았던 비교예 48에서는, 열간 압연 중에 복합 탄화물이 석출되고, 이 복합 탄화물이 후공정에서 조대화된 것에 수반하여, 잔류 오스테나이트 중에 있어서의 입경 8 내지 40㎚의 탄화물의 개수 밀도가 충분하지 않았다. 이 때문에, 연신율, 구멍 확장성 및 변형능의 이방성이 부족하였다.

Claims (8)

  1. 화학 조성이, 질량％로,
    C: 0.20 내지 0.40％,
    Si: 0.5％ 내지 2.0％,
    Al: 0.001％ 내지 1.0％,
    Mn: 0.1 내지 4.0％,
    V: 0.150％ 이하,
    Ti: 0.10％ 이하,
    Nb: 0.10％ 이하,
    P: 0.0200％ 이하,
    S: 0.0200％ 이하,
    N: 0.0200％ 이하,
    O: 0.0200％ 이하,
    Ni: 0 내지 1.00％,
    Mo: 0 내지 1.00％,
    Cr: 0 내지 2.000％,
    B: 0 내지 0.0100％,
    Cu: 0 내지 0.500％,
    W: 0 내지 0.10％,
    Ta: 0 내지 0.10％,
    Sn: 0 내지 0.050％,
    Co: 0 내지 0.50％,
    Sb: 0 내지 0.050％,
    As: 0 내지 0.050％,
    Mg: 0 내지 0.050％,
    Ca: 0 내지 0.040％,
    Y: 0 내지 0.050％,
    Zr: 0 내지 0.050％ 및
    La: 0 내지 0.050％
    를 포함하고, 잔부가 철 및 불순물로 이루어지고,
    V+Ti+Nb의 합계 함유량이 0.030 내지 0.150％이며,
    판 두께 1/4부에 있어서의 금속 조직이, 체적률로,
    마르텐사이트: 40 내지 97％,
    페라이트+베이나이트: 50％ 이하,
    잔류 오스테나이트: 3 내지 20％,
    잔부 조직: 5％ 이하
    이고,
    잔류 오스테나이트의 합계 면적에 대해, 애스펙트비가 3 이상인 잔류 오스테나이트의 면적률이, 80％ 이상이고,
    잔류 오스테나이트 중에, 입경 8 내지 40㎚의 탄화물이, 5개/㎛2 이상 존재하는, 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 화학 조성이, 질량％로,
    Ni: 0.01 내지 1.00％,
    Mo: 0.01 내지 1.00％,
    Cr: 0.001 내지 2.000％,
    B: 0.0001 내지 0.0100％,
    Cu: 0.001 내지 0.500％,
    W: 0.001 내지 0.10％,
    Ta: 0.001 내지 0.10％,
    Sn: 0.001 내지 0.050％,
    Co: 0.001 내지 0.50％,
    Sb: 0.001 내지 0.050％,
    As: 0.001 내지 0.050％,
    Mg: 0.0001 내지 0.050％,
    Ca: 0.001 내지 0.040％,
    Y: 0.001 내지 0.050％,
    Zr: 0.001 내지 0.050％,
    La: 0.001 내지 0.050％
    로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    표면에 용융 아연 도금층을 갖는, 강판.
  4. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    표면에 합금화 용융 아연 도금층을 갖는, 강판.
  5. 제1항 또는 제2항에 기재된 화학 조성을 갖는 슬래브를 1150℃ 이상에서 1시간 이상 가열하고, 열간 압연하여 구오스테나이트 입경이 30㎛ 미만인 열연 강판으로 하는 열간 압연 공정과,
    상기 열간 압연 공정 종료 후, 3.0초 이내에 상기 열연 강판을 800℃ 이하의 온도역으로 냉각하는 제1 냉각 공정과,
    상기 제1 냉각 공정 후의 상기 열연 강판을 30℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 300℃ 이하의 온도까지 냉각하여, 권취하는 권취 공정과,
    상기 권취 공정 후의 상기 열연 강판을 0.1 내지 30％의 압하율로 냉간 압연하여 냉연 강판으로 하는 냉간 압연 공정과,
    상기 냉연 강판을 0.5 내지 1.5℃/s의 평균 가열 속도로 480℃ 내지 Ac1의 온도역을 가열하고, Ac1 내지 Ac3의 온도역에서 균열하는 어닐링 공정과,
    상기 어닐링 공정 후의 상기 냉연 강판을 평균 냉각 속도 4℃/s 이상으로 냉각하는 제2 냉각 공정과,
    상기 제2 냉각 공정 후의 상기 냉연 강판을 300℃ 내지 480℃에서 10초 이상 유지하는 온도 유지 공정
    을 갖는, 강판의 제조 방법.
  6. 제5항에 있어서,
    상기 열간 압연 공정은, 복수의 압연 스탠드에 연속하여 상기 슬래브를 통과시켜 압연을 행하는 마무리 압연 공정을 갖고,
    상기 마무리 압연 공정에서는:
    최종의 상기 압연 스탠드로부터 3단째의 상기 압연 스탠드에 있어서의 압연 개시 온도가 850 내지 1000℃이고;
    상기 마무리 압연의 후단 3단의 압연 스탠드에 있어서, 각각 압하율 10％ 초과로 압연하고;
    상기 마무리 압연의 상기 후단 3단의 압연 스탠드에 있어서, 상기 각 압연 스탠드간의 패스간 시간이 3초 이내이고;
    상기 마무리 압연의 상기 후단 4단의 압연 스탠드 중, n단째의 상기 압연 스탠드의 출측의 온도 Tn과, 하류측을 향하여 (n+1)단째의 상기 압연 스탠드의 입측의 온도 Tn+1의 차분인 (Tn-Tn+ 1)이 10℃ 이상인, 강판의 제조 방법.
  7. 제5항 또는 제6항에 있어서,
    상기 어닐링 공정 후의 상기 냉연 강판을, (아연 도금욕 온도-40)℃ 내지 (아연 도금욕 온도+50)℃의 온도역으로 제어하여, 용융 아연 도금욕에 침지시킴으로써 용융 아연 도금을 형성하는, 강판의 제조 방법.
  8. 제7항에 있어서,
    상기 용융 아연 도금을, 300 내지 500℃의 온도역에서 합금화하는, 강판의 제조 방법.
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