KR20200075871A

KR20200075871A - 강판

Info

Publication number: KR20200075871A
Application number: KR1020207015510A
Authority: KR
Inventors: 마이 나가노; 고타로 하야시; 아키히로 우에니시
Original assignee: 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Priority date: 2017-11-08
Filing date: 2018-11-08
Publication date: 2020-06-26
Anticipated expiration: 2038-11-08
Also published as: CN111315907B; JP6573054B1; TWI665312B; WO2019093429A1; TW201923104A; CN111315907A; US20200332397A1; EP3708689A1; EP3708689B1; KR102359706B1; MX2020004483A; US11242583B2; JPWO2019093429A1; EP3708689A4; BR112020008431A2

Abstract

이 강판은, 질량％로, C: 0.05 내지 0.30％, Si: 0.2 내지 2.0％, Mn: 2.0 내지 4.0％, Al: 0.001 내지 2.000％, P: 0.100％ 이하, S: 0.010％ 이하, N: 0.010％ 이하, Ti: 0 내지 0.100％, Nb: 0 내지 0.100％, V: 0 내지 0.100％, Cu: 0 내지 1.00％, Ni: 0 내지 1.00％, Mo: 0 내지 1.00％, Cr: 0 내지 1.00％, W: 0 내지 0.005％, Ca: 0 내지 0.005％, Mg: 0 내지 0.005％, 희토류 원소(REM): 0 내지 0.010％, B: 0 내지 0.0030％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고, 금속 조직이, 면적률로, 95％ 이상의 경질 조직과, 0 내지 5％의 잔류 오스테나이트를 포함하고, 두께 방향 단면에 있어서의 질량％에서의, Mn 함유량의 상한값 C1과 상기 Mn 함유량의 하한값 C2의 비인 C1/C2가 1.5 이하이고, 베이크 경화량 BH가 150㎫ 이상이다.

Description

강판

본 발명은, 강판에 관한 것이다.

본원은, 2017년 11월 08일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2017-215829호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

근년, 지구 환경 보호를 위해, 자동차의 연비 향상이 요구되고 있다. 자동차의 연비 향상에 관하여, 자동차용 강판에 대해서는, 안전성을 확보하면서 차체를 경량화하기 위해, 가일층의 고강도화가 요구되고 있다. 이러한 고강도 강판으로서, 조직이 마르텐사이트나 베이나이트 등의 경질 조직과 유연한 페라이트를 조합한 Dual-Phase강(DP강)으로 대표되는 복합 조직을 갖는 복합 조직 강판이 많이 사용되고 있다.

이러한 DP강은, 일반적으로 고합금이기 때문에, 용제 공정에 있어서 Mn 등의 합금 원소가 판 두께 방향에 대하여 평행한 방향으로 편석된다. 이 편석 부분이 열간 압연이나 냉간 압연에 의해 잡아늘여지기 때문에, 밴드상으로 층상으로 이어진다(이하, 이것을 마이크로 편석이라고 칭함). DP강의 경우, 이 마이크로 편석 부분에 경질상이 생성된다. 그 결과, 경질상이 밴드상으로 이어지는 조직으로 된다. 이러한, 마이크로 편석이 원인으로 발생하는 경질상이 밴드상으로 이어지는 조직은, 구멍 확장성이나 굽힘성을 현저하게 열화시키는 것이 알려져 있다.

DP강에 있어서 상기 마이크로 편석에 기인하는 과제를 해결하기 위한 기술로서, 예를 들어 특허문헌 1에는, 열연 공정 전에 1200℃ 이상 1300℃ 이하의 온도역에서 0.5h 이상 5h 이하 유지하여 Mn을 확산시킴으로써, 강판의 판 두께 방향 단면에 있어서의 Mn 농도의 상한값 C1과 하한값 C2의 비 C1/C2를 2.0 이하로 한 강판이 기재되어 있다. 이 강판에서는, C1/C2를 2.0 이하로 함으로써, 신장 플랜지성의 변동이 대폭으로 저감된 것이 개시되어 있다.

한편, 강판을 고강도화하면 연성이 저하되어, 냉간 프레스 성형이 곤란해진다. 그 때문에, 성형 가공 시에는 비교적 연질이고 성형하기 쉽고, 성형 가공 후, 도장 베이킹 시의 베이크 경화량이 큰 소재가 요구되고 있다. 즉, 자동차 부품을 더욱 고강도화해 가기 위해, 베이크 경화성이 높은 강판이 요구되고 있다. 베이크 경화란, 프레스 성형 등(이하, 「예비 변형」이라고도 함)에 의해 들어가는 전위에, 고온(150℃ 내지 200℃)의 도장 베이킹 시에 침입형 원소(탄소나 질소)가 고착함으로써 발생하는 변형 시효 현상이다.

그러나, 특허문헌 1에 개시된 바와 같은 페라이트를 많이 포함하는 DP 강판은, 일반적으로 베이크 경화성이 낮다는 문제가 있다.

베이크 경화성을 향상시키는 기술로서, 예를 들어 특허문헌 2에는, 베이나이트 및 마르텐사이트로 이루어지는 경질 조직을 주된 조직으로 하고, 페라이트의 분율을 5％ 이하로 제한함으로써 높은 베이크 경화량을 확보한 냉연 강판이 기재되어 있다.

그러나, 본 발명자들이 검토한 결과, 특허문헌 2에 기재된 냉연 강판에서는, 예비 변형을 1％로 하면 일정한 베이크 경화성이 얻어지기는 하지만, 예비 변형이 작은(예를 들어, 0.5％) 경우에는 충분한 베이크 경화성을 얻지 못하는 것을 알 수 있었다. 즉, 특허문헌 2의 냉연 강판에서는, 높은 베이크 경화성을 얻기 위해서는, 예비 변형을 높게 할 필요가 있다.

일본 특허 공개 2010-065307호 공보 일본 특허 공개 2008-144233호 공보

상술한 바와 같이, 자동차용 강판에 있어서, 이후 가일층의 고강도화의 요구에 따르기 위해서는, 우수한 베이크 경화성을 확보해야만 한다. 한편, 높은 베이크 경화성을 얻기 위해 예비 변형을 높게 할 필요가 있는 경우, 프레스 성형 등의 시의 가공도가 낮은 부재에는 적용할 수 없다. 또한, 예비 변형을 높게 하면 연성이 저하되므로, 우수한 연성이 요구되는 부재에 대한 적용도 곤란해진다.

본 발명은 상기한 과제를 감안하여 이루어졌다. 본 발명은, 0.5％의 예비 변형으로도 충분한 베이크 경화량이 얻어지는, 베이크 경화성이 우수한 강판을 제공하는 것을 과제로 한다.

본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해 예의 검토를 행하였다. 그 결과, 편석에는 중심 편석과 마이크로 편석의 2종류가 있는 중에서, 베이크 경화성의 향상에는 합금 원소의 마이크로 편석을 저감시키고, 또한 전위 밀도를 높인, 경질 조직을 95％ 이상 포함하는 조직으로 하는 것이 중요하다는 것을 밝혔다.

종래, 경질 조직을 95％ 이상 포함하는 조직에 있어서는, 경질상이 밴드상으로 생성되는 경우가 없으므로, 마이크로 편석에 대해서는 거의 고려되어 있지 않았다. 그러나, 본 발명자들은, 경질 조직을 95％ 이상 포함하는 조직에 있어서, 마이크로 편석을 저감시킴으로써, 예비 변형에 의해 도입되는 전위가 균일화되고, 또한 제조 시에 전위 밀도를 상승시킴으로써, 베이크 경화성이 향상되는 것을 발견했다.

상기 목적을 달성할 수 있었던 본 발명의 강판은, 이하와 같다.

(1) 본 발명의 일 양태에 관한 강판은, 질량％로, C: 0.05 내지 0.30％, Si: 0.2 내지 2.0％, Mn: 2.0 내지 4.0％, Al: 0.001 내지 2.000％, P: 0.100％ 이하, S: 0.010％ 이하, N: 0.010％ 이하, Ti: 0 내지 0.100％, Nb: 0 내지 0.100％, V: 0 내지 0.100％, Cu: 0 내지 1.00％, Ni: 0 내지 1.00％, Mo: 0 내지 1.00％, Cr: 0 내지 1.00％, W: 0 내지 0.005％, Ca: 0 내지 0.005％, Mg: 0 내지 0.005％, 희토류 원소(REM): 0 내지 0.010％, B: 0 내지 0.0030％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고, 금속 조직이, 면적률로, 95％ 이상의 경질 조직과, 0 내지 5％의 잔류 오스테나이트를 포함하고, 두께 방향 단면에 있어서의 질량％에서의, Mn 함유량의 상한값 C1과 상기 Mn 함유량의 하한값 C2의 비인 C1/C2가 1.5 이하이고, 베이크 경화량 BH가 150㎫ 이상이다.

(2) 상기 (1)에 기재된 강판은, 상기 화학 조성이, 질량％로, Ti: 0.003 내지 0.100％, Nb: 0.003 내지 0.100％, V: 0.003 내지 0.100％의 1종 또는 2종 이상을 포함하고, 또한 합계 함유량이 0.100％ 이하여도 된다.

(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 강판은, 상기 화학 조성이, 질량％로, Cu: 0.005 내지 1.00％, Ni: 0.005 내지 1.00％, Mo: 0.005 내지 1.00％, Cr: 0.005 내지 1.00％의 1종 또는 2종 이상을 포함하고, 또한 합계 함유량이 1.00％ 이하여도 된다.

(4) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 강판은, 상기 화학 조성이, 질량％로, W: 0.0003 내지 0.005％, Ca: 0.0003 내지 0.005％, Mg: 0.0003 내지 0.005％, 희토류 원소(REM): 0.0003 내지 0.010％의 1종 또는 2종 이상을 포함하고, 또한 합계 함유량이 0.010％ 이하여도 된다.

(5) 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 한 항에 기재된 강판은, 상기 화학 조성이, 질량％로, B:00001 내지 0.0030％를 포함해도 된다.

본 발명의 상기 양태에 의하면, 강판 중의 합금 원소의 마이크로 편석을 제어하여, 경질 조직 중의 전위 밀도를 높임으로써, 베이크 경화성이 우수한 강판을 제공할 수 있다. 이 강판은, 프레스 성형성이 우수하고, 프레스 성형 후의 도장 시에 베이킹을 받음으로써 더 고강도화되므로, 자동차 등의 구조 부재로서 적합한 것으로 된다. 본 발명에 있어서, 베이크 경화성이 우수하다는 것은, 0.5％ 예비 변형을 부가 후, 170℃에서 20분간의 열 처리한 때의 베이크 경화량(BH량)이 150㎫ 이상인 것을 의미한다.

베이크 경화는, 고온(150℃ 내지 200℃)으로 가열된 때에, 예비 변형에 의해 미리 강에 도입된 전위에, 침입형 원소(탄소나 질소)가 고착됨으로써 발생하는 변형 시효 현상이다. 자동차용 강판의 경우에는, 부품에 대한 성형 시에 프레스 등에 의해 도입된 전위에, 도장 베이킹 시에 침입형 원소(탄소나 질소)가 고착됨으로써 발생한다.

베이크 경화량은, 전위 밀도와 고용 탄소의 양에 의해 제어되고, 양 파라미터가 모두 증가함으로써 더 현저하게 드러난다. 또한, 경질 조직은 페라이트보다도 고용 탄소가 많기 때문에, 베이크 경화성이 높아진다. 본 발명자들은, 경질 조직을 주상으로 하는 고강도 강판에 있어서 베이크 경화량의 가일층의 향상을 목표로 하여 예의 검토했다. 그 결과, 경질 조직을 주상으로 하는 고강도 강판은, Si 함유량이나 Mn 함유량이 비교적 많고, 이들 합금 원소가 편석되기 쉬우므로, 예비 변형에 의해 도입되는 전위가 균일하게 들어가지 않는 것이 판명되었다. 또한, 합금 원소의 편석에 의해 경질 조직에 경도 차가 발생하기 쉽고, 이 경도 차의 영향에 의해 베이크 경화량이 향상되지 않는 것이 판명되었다.

발명자는 더욱 검토를 행한 결과, 경도 차나 예비 변형의 불균일성은 응고 시의 편석 부분이 열간 압연이나 냉간 압연에 의해 잡아늘여짐으로써 생긴 마이크로 편석에 기인하는 것이 밝혀졌다. 또한, 본 발명자들은, 합금 원소의 마이크로 편석을 저감시킴으로써 예비 변형에 의해 도입되는 전위를 균일화하고, 또한 제조 시에 전위 밀도를 상승시킴으로써, 경질 조직을 주상으로 하는 강판의 베이크 경화성이 향상되는 것을 알아냈다.

또한, 상술한 마이크로 편석의 저감을 위해서는, 열연 조건의 최적화가 유효하고, 전위 밀도의 상승을 위해서는, 어닐링 공정 후에 조질 압연을 행하는 것이 유효한 것을 알 수 있었다.

또한, 주조 시에는 Si나 Mn 등의 치환형 원소가 판 두께 중심부의 개소에 압연 방향에 대하여 평행하게 편석된다. 이것은 일반적으로 중심 편석이라고 불린다. 이러한 중심 편석에 의해, 슬래브의 판 두께 중심부에서 균열이 발생하거나, 합금 원소가 불균일하게 분포됨으로써 후속의 어닐링 공정에 있어서 조직 제어가 곤란해져 재질이 불안정해지거나 한다. 본 발명자들이 검토를 행한 결과, 중심 편석을 저감시켜도, 마이크로 편석을 저감시키지 않으면 베이크 경화성이 향상되지 않는다. 한편, 중심 편석이 있어도, 마이크로 편석을 제어할 수 있으면 베이크 경화성이 향상되는 것을 알 수 있었다.

이하, 본 실시 형태에 관한 강판에 대하여 설명한다.

본 발명의 일 실시 형태에 관한 강판(본 실시 형태에 관한 강판)은, 질량％로, C: 0.05 내지 0.30％, Si: 0.2 내지 2.0％, Mn: 2.0 내지 4.0％, P: 0.100％ 이하, S: 0.010％ 이하, Al: 0.001 내지 2.000％, N: 0.010％ 이하를 함유하고, 또한 임의로 Ti, Nb, V, Cu, Ni, Mo, Cr, W, Ca, Mg, REM, B를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고, 금속 조직이, 면적률로, 95％ 이상의 경질 조직과 0 내지 5％의 잔류 오스테나이트를 포함하고, 강판의 두께 방향 단면에 있어서의 Mn 함유량의 상한값 C1(단위: 질량％)과 하한값 C2(단위:질량％)의 비 C1/C2가 1.5 이하이고, 베이크 경화량 BH가 150㎫ 이상을 나타내는, 인장 강도 TS가 바람직하게는 900㎫ 이상인 베이크 경화성이 우수한 강판이다.

이하, 화학 성분 및 조직에 대하여 설명한다.

(I): 화학 성분

본 실시 형태에 관한 강판은, 제조 방법에 의해 조직 형태를 제어하는 점에 특징이 있지만, 우수한 가공성을 구비하면서도, 베이크 경화성을 한층 높인 강판을 얻기 위해, 화학 성분 조성이 적절하게 조정되어 있는 것이 바람직하다. 따라서, 본 실시 형태에 관한 강판 및 그 제조에 사용하는 슬래브의 화학 성분 조성에 대하여 설명한다. 이하의 설명에 있어서, 강판 및 슬래브에 포함되는 각 원소의 함유량의 단위인 「％」는, 특별히 정함이 없는 한 「질량％」를 의미한다.

(C: 0.05％ 내지 0.30％)

C는, 강판의 ?칭성을 높이는 원소이다. 또한, C는 마르텐사이트 조직 등의 경질 조직에 함유시킴으로써 강도를 높이는 작용을 갖는 원소이다. 또한, 베이크 경화성을 높이는 작용을 갖는 원소이기도 하다. 이상과 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해, C 함유량은 0.05％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.07％ 이상으로 한다.

한편, C 함유량이 0.30％ 초과에서는, 용접성이 열화된다. 따라서, C 함유량은 0.30％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.20％ 이하로 한다.

(Si: 0.2％ 내지 2.0％)

Si는 탄화물의 생성을 억제하여, 베이크 경화에 필요한 고용 C를 확보하는 데 필요한 원소이다. Si 함유량이 0.2％ 미만이면, 충분한 작용 효과가 얻어지지 않는 경우가 있다. 또한, 고용 C를 증가시켜, 베이크 경화성이 우수한 강판을 고강도화시키기 위해 필수적인 원소이다. 이 작용을 유효하게 발휘시키기 위해, Si 함유량은 0.2％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 0.5％ 이상으로 한다.

한편, Si 함유량이 2.0％ 초과에서는, 표면 성상이 열화되거나, 함유 효과가 포화될 뿐만 아니라, 비용이 상승한다. 따라서, Si 함유량은 2.0％ 이하로 하고, 바람직하게는 1.5％ 이하로 한다.

(Mn: 2.0％ 내지 4.0％)

Mn은 ?칭성 향상에 기여하는 원소이고, 강판의 고강도화에 유용한 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘하기 위해서는, Mn 함유량은 2.0％ 이상으로 한다. 바람직하게는 2.3％ 이상으로 한다.

한편, 과잉의 Mn의 함유는, MnS의 석출에 의한 저온 인성의 저하의 원인으로 된다. 그 때문에, Mn 함유량을 4.0％ 이하로 한다.

(P: 0.100％ 이하)

P은, 필수 원소는 아니고, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유되는 원소이다. 용접성의 관점에서, P 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 특히, P 함유량이 0.100％ 초과에서, 용접성의 저하가 현저하다. 따라서, P 함유량은 0.100％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.030％ 이하로 한다.

한편, P 함유량은 적을수록 바람직하므로 0％여도 되지만, P 함유량의 저감에는 비용이 들어, 0.0001％ 미만까지 저감시키고자 하면, 비용이 현저하게 상승한다. 이 때문에, P 함유량은 0.0001％ 이상으로 해도 된다. 또한, P은 강도의 향상에 기여하기 때문에, P 함유량은 0.0001％ 이상으로 해도 된다.

(S: 0.010％ 이하)

S은, 필수 원소는 아니고, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유되는 원소이다. 용접성의 관점에서, S 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. S 함유량이 높을수록, MnS의 석출량이 증가하여, 저온 인성이 저하된다. 특히, S 함유량이 0.010％ 초과에서, 용접성의 저하 및 저온 인성의 저하가 현저하다. 따라서, S 함유량은 0.010％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.005％ 이하로 한다.

한편, S 함유량은 적을수록 바람직하므로 0％여도 되지만, S 함유량의 저감에는 비용이 들어, 0.0001％ 미만까지 저감시키고자 하면, 비용이 현저하게 상승한다. 이 때문에, S 함유량은 0.0001％ 이상으로 해도 된다.

(Al: 0.001％ 내지 2.000％)

Al은, 탈산 및 탄화물 형성 원소의 수율 향상에 대하여 효과를 갖는 원소이다. 이상과 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해, Al 함유량은 0.001％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.010％ 이상으로 한다.

한편, Al 함유량이 2.000％ 초과에서는, 용접성이 저하되거나, 산화물계 개재물이 증가하여 표면 성상이 열화되거나 한다. 따라서, Al 함유량은 2.000％ 이하로 한다. 바람직하게는 1.000％ 이하이다.

(N: 0.010％ 이하)

N는, 필수 원소는 아니고, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. 용접성의 관점에서, N 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 특히, N 함유량이 0.010％ 초과에서, 용접성의 저하가 현저하다. 따라서, N 함유량은 0.010％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.006％ 이하로 한다.

한편, N 함유량은 적을수록 바람직하므로 0％여도 되지만, N 함유량의 저감에는 비용이 들어, 0.0001％ 미만까지 저감시키고자 하면, 비용이 현저하게 상승한다. 이 때문에, N 함유량은 0.0001％ 이상으로 해도 된다.

본 실시 형태에 관한 강판의 기본 성분 조성은 상기한 바와 같고, 잔부는 Fe 및 원료, 자재, 제조 설비 등의 상황에 의해 반입되는 불순물이다. 또한, 본 실시 형태에 관한 강판은, 필요에 따라, 이하의 임의 원소를 함유하고 있어도 된다. 이하의 임의 원소는 반드시 함유하지는 않아도 되므로, 그 하한은 0％이다.

(Ti: 0.100％ 이하, Nb: 0.100％ 이하, V: 0.100％ 이하)

Ti, Nb 및 V은 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 따라서, Ti, Nb 혹은 V 또는 이것들의 임의의 조합으로 복수 함유되어 있어도 된다. 이 효과를 충분히 얻기 위해, Ti, Nb 혹은 V의 함유량, 또는 이들 2종 이상의 임의의 조합의 합계 함유량은, 바람직하게는 0.003％ 이상으로 한다.

한편, Ti, Nb 혹은 V의 함유량, 또는 이들 2종 이상의 임의의 조합의 합계 함유량이 0.100％ 초과에서는, 열간 압연 및 냉간 압연이 곤란해진다. 따라서, Ti 함유량, Nb 함유량 혹은 V 함유량, 또는 이들 2종 이상의 임의의 조합의 합계 함유량은 0.100％ 이하로 한다. 즉, 각 성분 단독의 경우의 제한 범위를, Ti: 0.003％ 내지 0.100％, Nb: 0.003％ 내지 0.100％ 및 V: 0.003％ 내지 0.100％로 함과 함께, 이것들을 임의로 조합한 경우의 합계 함유량에 있어서도, 0.003 내지 0.100％로 하는 것이 바람직하다.

(Cu: 1.00％ 이하, Ni: 1.00％ 이하, Mo: 1.00％ 이하, Cr: 1.00％ 이하)

Cu, Ni, Mo 및 Cr은 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 따라서, Cu, Ni, Mo, 혹은 Cr 또는 이것들의 임의의 조합이 함유되어 있어도 된다. 이 효과를 충분히 얻기 위해, Cu, Ni, Mo 및 Cr의 함유량은, 각 성분 단독의 경우, 0.005 내지 1.00％가 바람직한 범위이고, 이들 2종 이상을 임의로 조합한 경우의 합계 함유량에 있어서도, 0.005％ 내지 1.00％가 만족되는 것이 바람직하다.

한편, Cu, Ni, Mo 및 Cr의 함유량, 또는 이것들의 2종 이상을 임의로 조합한 경우의 합계 함유량이 1.00％ 초과에서는, 상기 작용에 의한 효과가 포화되어, 불필요하게 비용이 높아진다. 따라서, Cu, Ni, Mo 및 Cr의 함유량, 또는 이것들의 2종 이상을 임의로 조합한 경우의 합계 함유량의 상한은 1.00％로 한다. 즉, Cu: 0.005％ 내지 1.00％, Ni: 0.005％ 내지 1.00％, Mo: 0.005％ 내지 1.00％ 및 Cr: 0.005％ 내지 1.00％로 함과 함께, 이것들을 임의로 조합한 경우의 합계 함유량에 있어서도, 0.005 내지 1.00％인 것이 바람직하다.

(W: 0.005％ 이하, Ca: 0.005％ 이하, Mg: 0.005％ 이하, REM: 0.010％ 이하)

W, Ca, Mg 및 REM은 개재물의 미세 분산화에 기여하여, 인성을 높이는 원소이다. 따라서 W, Ca, Mg 혹은 REM의 1종 또는 이것들의 임의의 조합으로 2종 이상이 함유되어 있어도 된다. 상기 효과를 충분히 얻기 위해, W, Ca, Mg 및 REM의 1종 또는 2종 이상의 임의의 조합의 합계 함유량은, 바람직하게는 0.0003％ 이상으로 한다.

한편, W, Ca, Mg 및 REM의 합계 함유량이 0.010％ 초과에서는, 표면 성상이 열화된다. 따라서, W, Ca, Mg 및 REM의 합계 함유량은 0.010％ 이하로 한다. 즉, W: 0.0003 내지 0.005％, Ca: 0.0003 내지 0.005％, Mg: 0.0003 내지 0.005％, REM: 0.0003 내지 0.010％이고, 이것들의 임의의 2종 이상의 합계 함유량이 0.0003 내지 0.010％인 것이 바람직하다.

REM(희토류 원소)은 Sc, Y 및 란타노이드의 합계 17종류의 원소를 가리키고, 「REM 함유량」은 이들 17종류의 원소의 합계의 함유량을 의미한다. 란타노이드는, 공업적으로는, 예를 들어 미슈 메탈의 형태로 첨가된다.

(B: 0.0030％ 이하)

B는 ?칭성 향상 원소이고, 베이크 경화용 강판의 고강도화에 유용한 원소이다. B는 0.0001％(1ppm) 이상 함유시키면 된다.

한편, B 함유량이 0.0030％(30ppm)를 초과해도 상기 효과가 포화되어 버려, 비용이 상승한다. 그 때문에, B 함유량은 0.0030％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0025％ 이하이다.

(II): 강의 조직

본 실시 형태에 관한 강판은, 경질 조직과 잔류 오스테나이트를 포함하는 조직을 대상으로 한다. 본 실시 형태에 관한 강판은, Mn의 마이크로 편석을 제어함과 함께 전위 밀도를 상승시킴으로써, 베이크 경화성이 향상되는 것에 큰 특징을 갖는다. 각 조직에 대하여 그 면적률을 규정한 이유에 대하여 설명한다.

(경질 조직: 95％ 이상)

본 실시 형태에 관한 강판에서는, 그 금속 조직에 있어서 경질 조직이 면적률로 95％ 이상 확보되어 있는 것에 큰 특징을 갖고 있다. 여기서, 경질 조직이란, 베이나이트 및 마르텐사이트를 가리킨다. 즉, 본 실시 형태에 관한 강판에서는, 베이나이트와 마르텐사이트의 합계 면적률이 95％ 이상이다. 이로써, 강판 제조 시의 전위 밀도를 증대시킬 수 있고, 그 결과로서 베이크 경화성을 높일 수 있다. 이러한 효과를 한층 높이기 위해서는, 경질 조직이 97％ 이상 확보되는 것이 권장된다. 경질 조직의 면적률은 99％ 이상이 더욱 바람직하고, 100％여도 된다.

(잔류 오스테나이트)

강의 성분과 제조 방법에 따라서는 미량의 잔류 오스테나이트가 생성되는 경우가 있다. 이러한 잔류 오스테나이트는 면적률로 5％ 이하이면, 베이크 경화성에 영향을 끼치지 않을 뿐만 아니라, 변형을 받은 때의 TRIP 효과로 연성의 향상에 기여한다. 그 때문에, 본 실시 형태에 관한 강판에서는, 면적률로 5％ 이하의 범위에서 잔류 오스테나이트를 함유하고 있어도 된다.

그러나, 베이크 경화성을 한층 높이기 위해서는, 잔류 오스테나이트를 면적률로 3％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 1％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 0％로 하는 것이 더욱 바람직하다.

경질 조직 및 잔류 오스테나이트 이외의 잔부 조직으로서는, 페라이트, 펄라이트가 생성되는 경우가 있지만, 이것들은, 합계 면적률(％)로 1％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0％로 하는 것이 보다 바람직하다.

본 실시 형태에 있어서, 경질 조직의 면적률은 이하와 같이 하여 결정된다. 먼저, 강판의 압연 방향에 수직인 판 두께 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취하고, 관찰면을 연마하고, 나이탈로 부식하고, 당해 강판의 두께의 1/4 위치의 조직을 5000배의 배율로 SEM(주사형 전자 현미경)으로 관찰한다. 100㎛×100㎛의 시야에서 화상 해석하여 페라이트 및 펄라이트의 면적률을 측정한다. 판 폭 방향 중심에 5시야 측정하여 이들 측정값의 평균을 구한다. 여기서의 페라이트는, 예를 들어 폴리고날페라이트, 슈도 폴리고날페라이트, 비스만스테텐 페라이트를 가리키고, 라스 내, 또는 라스 경계에 탄화물이 존재하는 경우에는 베이나이트 또는 마르텐사이트라고 판단할 수 있다.

그 후, 잔류 오스테나이트의 면적률을 구한다. 잔류 오스테나이트의 면적률은, 예를 들어 X선 회절 측정에 의해 특정할 수 있다. 이 방법에서는, 예를 들어 강판의 표면으로부터 당해 강판의 두께의 1/4까지의 부분을 기계 연마 및 화학 연마에 의해 제거하고, 특성 X선으로서 MoKα선을 사용한다. 그리고, 체심 입방 격자(bcc)상의 (200) 및 (211), 그리고 면심 입방 격자(fcc)상의 (200), (220) 및 (311)의 회절 피크의 적분 강도비로부터, 다음의 식을 사용하여 잔류 오스테나이트의 체적률을 산출한다. 그리고, 체적률은 면적률과 동등한 것으로 하고, 이것을 면적률이라고 한다.

상기한 방법으로 얻어진 페라이트 및 펄라이트의 면적률, 그리고 잔류 오스테나이트의 면적률을, 전체 (100％)로부터 뺀 값을, 경질 조직의 면적률이라고 한다.

Sγ=(I_200f＋I_220f＋I_311f)/(I_200b＋I_211b)×100

상기 식에 있어서, Sγ는 잔류 오스테나이트의 면적률, I_200f, I_220f, I_311f는, 각각 fcc상의 (200), (220), (311)의 회절 피크의 강도, I_200b, I_211b는, 각각 bcc상의 (200), (211)의 회절 피크의 강도를 나타낸다.

(C1/C2가 1.5 이하)

강판의 두께 방향 단면에 있어서의 Mn 농도의 상한값 C1(단위: 질량％)과 하한값 C2(단위: 질량％)의 비 C1/C2는, 1.5 이하로 한다. 보다 바람직하게는 C1/C2는 1.3 이하이다. C1/C2가 1.5 이하인 경우, 합금 원소의 마이크로 편석이 억제되고, 특히 Mn의 마이크로 편석이 억제되어, 조직이 균일해진다. 그 결과, 베이크 경화량 BH 및 인장 강도를 높일 수 있다.

또한, 경질 조직을 주상으로 하고, 페라이트 분율을 5％ 이하로 한 경우, 경질 조직이 밴드상으로 이어지는 조직은 생성되지 않는다. 이러한 경우에는 마이크로 편석을 해소하지 않아도, 필요한 구멍 확장성이나 굽힘성이 확보된다고 여겨지고 있다. 또한, 경질 조직으로 마이크로 편석을 해소하면 항복비가 높아져, 성형에 필요로 하는 하중이 커질 것이 우려되기 때문에, 지금까지, 경질 조직을 주체로 하는 강판에 있어서, 마이크로 편석의 해소를 행하는 것은 고려되어 있지 않았다. 한편, 이러한 경우라도, 충분한 국부 연성이 얻어지지 않는 경우가 있다. 본 실시 형태에 관한 강판에서는, C1/C2로 나타나는 마이크로 편석을 1.5 이하로 함으로써, 국부 연성이 향상된다.

C1/C2로 나타나는 Mn의 마이크로 편석 정도는 다음과 같이 하여 측정한다.

강판에 대하여 그 압연 방향이 법선 방향으로 되는 판 두께 방향 단면을 관찰할 수 있도록 조정한 후, 경면 연마하고, EPMA(전자 프로브 마이크로 애널라이저) 장치에 의해, 해당 강판의 판 두께 방향 단면에 있어서, 강판의 표면으로부터 당해 강판의 두께의 3/8 위치로부터 1/4 위치까지의 영역에 포함되는 판 두께 방향으로 100㎛의 범위에 대하여, 강판 두께 방향을 따라 편면측으로부터 다른 면측을 향해 0.5㎛ 간격으로 200점의 Mn 함유량을 측정한다. 이때, MnS 등의 개재물은 피하고, Mn 함유량을 측정한다. 강판 단면 내의 폭 방향의 대략 전체 영역을 커버하는 5라인 상에서 동일한 측정을 행하여, 전체 5라인 상에서 측정된 Mn 함유량 중에서, 최곳값을 Mn 함유량의 상한값 C1(단위: 질량％)이라고 하고, 최젓값을 Mn 함유량의 하한값 C2(질량％)라고 하여, 비 C1/C2를 산출한다. 강판의 표면으로부터 당해 강판의 두께의 3/8 위치로부터 1/4 위치까지의 영역에서 측정하는 것은, 이 범위가 강판의 대표적인 조직을 나타내고, 또한 중심 편석의 영향을 받지 않는 범위이기 때문이다.

(인장 강도 TS: 900㎫ 이상)

본 실시 형태에 관한 강판은 인장 강도가 900㎫인 것이 바람직하다. 인장 강도를 900㎫ 이상으로 하는 것은, 자동차 차체의 경량화의 요구를 만족시키기 위해서이다. 인장 강도 TS은 보다 바람직하게는 1000㎫ 이상이고, 더욱 바람직하게는 1100㎫ 이상이다.

(베이크 경화량 BH: 150㎫ 이상)

본 실시 형태에 관한 강판에서는, 0.5％ 예비 변형을 부가하고, 170℃에서 20분간의 열처리를 행한 후의 베이크 경화량 BH를 150㎫ 이상으로 한다.

베이크 경화량 BH가 150㎫ 미만이면, 성형하기 어렵고 또한 성형 후의 강도가 낮기 때문에, 우수한 베이크 경화성이라고는 할 수 없다. 따라서, BH는 150㎫ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 200㎫ 이상, 가장 바람직하게는 250㎫ 이상이다.

또한, 예비 변형을 많게 하면 베이크 경화량은 많아진다. 그러나, 베이크 경화량을 많게 하기 위해 예비 변형을 많게 하면, 베이크 경화 후의 강판의 연성이 저하된다. 본 실시 형태에 관한 강판에서는 비교적 작은 예비 변형인 0.5％의 예비 변형을 부가한 후의 베이크 경화량이 150㎫ 이상이다.

베이크 경화량 BH의 측정 방법은 이하와 같다.

먼저, 강판으로부터, 그 압연 방향에 직각인 방향을 길이 방향으로 하는 JIS Z 2241:2011에 규정하는 5호 시험편을 조제한다. 이어서, 이 시험편에 인장 하중을 부여하여 0.5％ 예비 변형을 부가 후, 170℃에서 20분간의 열처리를 한다. 이어서, 열처리 후의 시험편을 재인장한 때의 항복 응력을 구하고, 이 항복 응력으로부터 0.5％ 예비 변형 부가 시의 응력을 뺀 값을 구하여, 이 값을 베이크 경화량 BH라고 한다.

(III): 제조 방법

이어서, 본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다. 이하의 설명은, 상술한 본 실시 형태에 관한 강판을 제조하기 위한 특징적인 방법의 예시를 의도하는 것이며, 본 실시 형태에 관한 강판을 이하에 설명하는 제조 방법에 의해 제조되는 것에 한정하는 것을 의도하는 것은 아니다.

본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법에서는,

(I) 상기한 화학 조성을 갖는 슬래브의 다축 변형 가공을 행하는 균질화 공정,

(II) 열간 압연 및 냉간 압연을 행하는 압연 공정,

(III) 어닐링 공정 및 조질 압연 공정

을 이 순으로 행한다. 압연 공정에서는, 냉간 압연 전에 산세를 행해도 된다. 본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법에서는, 열간 압연에 있어서 통상 행해지는 조압연 대신에, 다축 변형 가공을 행한다. 다축 변형 가공에서는, 슬래브의 두께 방향뿐만 아니라, 슬래브의 폭 방향에 대하여 압축 변형 가공을 행하므로, 합금 원소(특히 Mn)의 마이크로 편석을 해소하는 것이 가능해진다.

(균질화 공정)

균질화 공정에 제공하는 슬래브는, 예를 들어 전로 또는 전기로 등을 사용하여 상기 화학 조성의 용강을 용제하고, 연속 주조법에 의해 제조할 수 있다. 연속 주조법 대신에, 조괴법, 박 슬래브 주조법 등을 채용해도 된다.

슬래브는, 다축 변형 가공에 제공하기 전에, 1000℃ 내지 1300℃로 가열한다. 슬래브 가열 온도가 낮으면, 마무리 압연 온도가 Ac₃ 변태점을 하회해 버려, 페라이트 및 오스테나이트의 2상 영역에 있어서 다축 변형 가공 및 그 후의 압연을 실시하게 되어, 열연판 조직이 불균질한 혼립 조직으로 되는 경우가 있다. 이 경우, 냉연 및 어닐링 공정을 거쳤다고 해도 불균질한 조직은 해소되지 않는다.

또한, 슬래브 가열 온도가 1300℃를 초과해도 합금 원소의 편석의 해소 효과는 포화된다. 그 때문에, 슬래브 가열 온도의 상한은 1300℃ 이하로 하면 된다.

가열 유지 시간은 특별히 한정되지 않지만, 슬래브 중심부까지 소정의 온도로 하기 위해, 가열 온도에서 30분간 이상 유지하는 것이 바람직하다. 가열 유지 시간은, 과도한 스케일 손실을 억제하기 위해, 10시간 이하가 바람직하고, 5시간 이하가 보다 바람직하다.

가열 후의 슬래브에 대하여 다축 변형 가공을 행한다. 다축 변형 가공에서는, 1000℃ 내지 1250℃의 슬래브에 대하여 폭 방향의 압축 변형 가공 및 두께 방향의 압축 변형 가공을 행한다. 여기서, 슬래브의 폭 방향이란, 제품으로서의 강판의 판 폭 방향에 대응하는 방향이고, 슬래브의 두께 방향이란, 제품으로서의 강판의 판 두께 방향에 대응하는 방향이다. 다축 변형 가공에 의해, 슬래브 중의 Mn 등의 합금 원소가 농화된 부분이 세분화되거나, 격자 결함이 도입되거나 한다. 이 때문에, 다축 변형 가공 중에 합금 원소의 마이크로 편석이 억제되어, 극히 균질한 조직이 얻어진다. 특히, 슬래브의 폭 방향의 압축 변형 가공은 효과적이다. 즉, 다축 변형 가공에 의해, 폭 방향으로 연결하여 존재하는 합금 원소의 농화부가 미세하게 분단되어, 합금 원소가 균일하게 분산되게 된다. 이 결과, 단순한 장시간 가열에 의한 합금 원소의 확산에서는 실현할 수 없는 조직의 균질화를, 단시간에 실현할 수 있다.

다축 변형 가공은 예를 들어, 폭 방향의 압축 변형 가공 및 두께 방향의 압축 변형 가공을 행한다.

다축 변형 가공은, 1000 내지 1250℃의 온도역에서 행하는 것이 바람직하다. 다축 변형 가공 시의 슬래브 온도가 1000℃ 미만으로 되면, 페라이트 및 오스테나이트의 2상 영역에 있어서 다축 변형 가공을 실시하게 되어, 강판의 금속 조직 중에 페라이트가 석출되는 경우가 있으므로 바람직하지 않다. 또한, 다축 변형 가공 시의 슬래브 온도가 1250℃를 초과해도, 합금 원소의 편석 효과가 포화되므로, 상한을 1250℃ 이하로 하면 된다. 즉, 다축 변형 가공 시의 최고 온도가 1250℃ 이하이고, 최저 온도가 1000℃ 이상이다.

폭 방향의 압축 변형 가공 1회당의 변형률이 3％ 미만이면, 소성 변형에 의해 도입되는 격자 결함의 양이 불충분해, 합금 원소의 편석을 억제할 수 없다. 따라서, 폭 방향의 압축 변형 가공 1회당의 변형률은 3％ 이상으로 하고, 바람직하게는 10％ 이상, 보다 바람직하게는 30％ 이상으로 한다.

한편, 폭 방향의 압축 변형 가공 1회당의 변형률이 50％ 초과에서는, 슬래브 균열이 발생하거나, 슬래브의 형상이 불균일해져 열간 압연에서 얻어지는 열연 강판의 치수 정밀도가 저하되거나 한다. 따라서, 폭 방향의 압축 변형 가공 1회당의 변형률은 50％ 이하로 하고, 바람직하게는 40％ 이하로 한다.

두께 방향의 압축 변형 가공 1회당의 변형률이 3％ 미만이면, 소성 변형에 의해 도입되는 격자 결함의 양이 불충분해, 합금 원소의 편석을 억제할 수 없다. 또한, 형상 불량에 의해, 열간 압연 시에 슬래브의 압연 롤에 대한 말려들어감이 불량으로 될 우려가 있다. 따라서, 두께 방향의 압축 변형 가공 1회당의 변형률은 3％ 이상으로 하고, 바람직하게는 10％ 이상, 보다 바람직하게는 30％ 이상으로 한다.

한편, 두께 방향의 압축 변형 가공 1회당의 변형률이 50％ 초과에서는, 슬래브 균열이 발생하거나, 슬래브의 형상이 불균일해져 열간 압연에서 얻어지는 열연 강판의 치수 정밀도가 저하되거나 한다. 따라서, 두께 방향의 압축 변형 가공 1회당의 변형률은 50％ 이하로 하고, 바람직하게는 40％ 이하로 한다.

폭 방향의 변형률과, 두께 방향의 변형률의 차가 과도하게 큰 경우, 변형률이 작은 방향에 수직인 방향에서는 Mn 등의 합금 원소가 충분히 확산되지 않아, 경질 조직에 있어서의 마이크로 편석을 충분히 저감시킬 수 없는 경우가 있다. 특히 변형률의 차가 20％ 초과인 경우에 마이크로 편석이 해소되기 어렵다. 따라서, 폭 방향과 두께 방향 사이의 변형률의 차는 20％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

다축 변형 가공을 적어도 1회(폭 방향 가공 및 두께 방향 가공을 각 1회) 행하면, 합금 원소의 편석을 억제할 수 있다. 그러나, 합금 원소의 편석을 억제하는 효과는, 다축 변형 가공을 반복함으로써 현저해진다. 따라서, 다축 변형 가공의 횟수는 1회 이상으로 하고, 바람직하게는 2회 이상으로 한다. 2회 이상의 다축 변형 가공을 행하는 경우, 다축 변형 가공 사이에서 슬래브를 1000℃ 내지 1250℃의 온도역으로 재가열해도 된다.

한편, 다축 변형 가공의 횟수가 5회 초과에서는, 불필요하게 제조 비용이 증가하거나, 스케일 손실이 증가하여 수율이 저하되거나 한다. 또한, 슬래브의 두께가 불균일해져 열간 압연이 곤란해지는 경우가 있다. 따라서, 다축 변형 가공의 횟수는 바람직하게는 5회 이하로 하고, 보다 바람직하게는 4회 이하로 한다.

다축 변형 가공에 있어서의 변형률은 다음과 같이 정의한다. 슬래브에 대하여, 폭 방향 및 두께 방향으로의 압축 변형 가공을 수반하는 다축 변형 가공을 1회 행하는 경우의 변형률은, 당해 다축 변형 가공 전의 슬래브의 폭 치수 w₁ 및 두께 치수 t₁과, 당해 다축 변형 가공 후의 슬래브의 폭 치수 w₂ 및 두께 치수 t₂에 기초하여, 이하의 식으로부터 변형률을 구한다. 또한, 다축 변형 가공을 복수회 행하는 경우는, 각각의 다축 변형 가공의 가공 전후의 폭 치수 및 두께 치수로부터 변형률을 구한다.

폭 방향의 변형률(％)＝(w₂－w₁)/w₁×100

두께 방향의 변형률(％)＝(t₂－t₁)/t₁×100

(압연 공정)

열간 압연은, 다축 변형 가공 후의 슬래브에 대한 마무리 압연으로서 행한다. 또한, 냉간 압연은, 열간 압연 후의 열연 강판에 대하여, 필요에 따라 산세를 행한 후에 행한다. 본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법에서는, 열간 압연으로서, 소위 조압연은 행하지 않고, 다축 변형 가공 후의 슬래브에 대하여 마무리 압연을 행한다.

열간 압연으로서는 다축 변형 가공 후의 슬래브를 소재로 하고, 이 슬래브를 1000℃ 이상으로 가열하여, 가열된 슬래브에 대하여 총 압하율(누적 압하율)을 50％ 이하로 하고, 열간 압연 종료 온도(FT)를 800℃ 이상으로 하여 열간 압연을 행한다. 그 후, 공랭하여, 500℃ 이상 700℃ 이하의 권취 온도(CT)에서 권취한다. 이러한 조건에서 열간 압연을 행함으로써, 다축 변형 가공에 의해 세분화된 Mn이 더욱 확산되어, Mn의 마이크로 편석을 해소시키는 것이 가능해진다.

총 압하율이 50％ 초과이면, 오스테나이트가 연신되고, Mn이 농화되어 마이크로 편석이 해소되지 않는다. 따라서, 총 압하율은 50％ 이하로 한다. 열간 압연 종료 온도가 800℃ 이하이면, 재결정이 불충분해져 미재결정 오스테나이트가 남음으로써 Mn이 농화되어 마이크로 편석이 해소되지 않는다. 따라서, 열간 압연 종료 온도는 800℃ 이상으로 하고, 바람직하게는 850℃ 이상으로 한다.

또한, 권취 온도가 700℃ 초과이면, 펄라이트가 생성되고, Mn이 농화되어 마이크로 편석이 해소되지 않는다. 따라서, 권취 온도는 700℃ 이하로 하고, 바람직하게는 650℃ 이하로 한다. 한편, 권취 온도가 500℃ 미만이면, 권취 시에 합금 원소가 확산되지 않아, Mn의 마이크로 편석이 해소되지 않는다. 따라서, 권취 온도는 500℃ 이상으로 하고, 바람직하게는 550℃ 이상으로 한다.

냉간 압연으로서는, 조직을 균질화, 미세화하는 관점에서, 냉간 압연의 총 압하율은 바람직하게는 50％ 이상으로 한다.

(연속 어닐링 공정)

상기 압연 공정을 거쳐서 얻어진 강판(냉연 강판)에, 어닐링 처리를 실시한다. 어닐링은, Ac₃ 이상 1200℃ 이하의 온도역으로 가열하고, 10 내지 1000초 유지한다. 어닐링 온도는 강판의 표면 온도이다. 이 온도 범위와 어닐링 시간은, 강판의 전체를 오스테나이트 변태시키기 위한 것이다.

어닐링 시간이 1000초를 초과하면 생산성이 나빠진다. 따라서, 어닐링 시간은 10 내지 1000초로 한다. 어닐링 온도가 Ac₃ 미만 또는 어닐링 시간이 10초 미만이면, 페라이트가 석출되기 쉬워진다. 어닐링 온도가 1200℃ 초과로 되면 오스테나이트 입경이 조대화되고, 라스 폭이 큰 경질 조직이 생성되어, 인성이 저하된다.

또한, Ac₃점은 다음의 식에 의해 계산한다. 하기 식에 있어서의 원소 기호에는 당해 원소의 질량％를 대입한다. 함유하지 않는 원소에 대해서는 0질량％를 대입한다.

Ac₃＝937－477×C＋56×Si－20×Mn－16×Cu－27×Ni－5×Cr＋38×Mo＋125×V＋136×Ti－19×Nb＋198×Al＋3315×B

어닐링 온도(균열 온도)에서 10 내지 1000초 유지 후, 10℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각한다. 조직을 동결하여, 마르텐사이트 변태를 효율적으로 야기하기 위해서는, 평균 냉각 속도는 빠른 쪽이 좋다. 10℃/초 미만이면 페라이트가 생성되어, 원하는 조직으로 제어할 수 없다. 따라서, 평균 냉각 속도를 10℃/초 이상으로 한다. 바람직하게는 40℃/초 이상이다.

경질 조직을 충분히 생성시키기 위해, 냉각 정지 온도는 400℃ 이하로 한다. 그 후, 인성을 향상시키기 위해 경질 조직을 템퍼링해도 된다. 템퍼링하기 위해, 400℃ 이하에서 냉각을 정지하고, 공랭 등으로 0.5℃/초 이하의 완냉각을 행하거나, 200 내지 400℃의 온도 범위에서, 10 내지 1000초 유지하는 가열 유지 공정을 행해도 된다.

평균 냉각 속도는, 냉각 개시 시부터 냉각 종료 시까지의 강판의 온도 강하 폭을, 냉각 개시 시부터 냉각 종료 시까지의 소요 시간으로 나눈 값으로 한다. 냉각 개시 시란, 예를 들어 냉각 설비에 대한 강판의 도입 시로 하고, 냉각 종료 시란, 냉각 설비로부터의 강판의 도출 시로 한다. 상기한 냉각 종료 온도는, 냉각 설비로부터 도출 직후의 강판 표면 온도이다. 또한, 냉각은 물을 냉각 매체로 하는 냉각이 바람직하다.

(스킨 패스 압연 공정)

냉각 후의 강판에 대하여, 최종 스킨 패스 압연을 행한다. 이로써, 전위 밀도를 높이고, 베이크 경화성을 높일 수 있다. 변형을 강판에 균일하게 도입하기 위해, 압하율은 0.1％ 이상으로 한다. 한편, 압하율이 높아지면 판 두께 제어가 곤란해지므로, 0.5％를 상한으로 한다. 이상의 이유로부터, 스킨 패스 압연 공정의 압하율을 0.1％ 이상, 0.5％ 이하로 한다.

이와 같이 하여, 본 발명의 실시 형태에 관한 강판을 제조할 수 있다.

또한, 상기 실시 형태는, 모두 본 발명을 실시하는 데 있어서의 구체화의 예를 나타낸 것에 지나지 않고, 이것들에 의해 본 발명의 기술적 범위가 한정적으로 해석되지는 않는다. 즉, 본 발명은 그 기술 사상, 또는 그 주요한 특징으로부터 일탈하지 않고, 다양한 형태로 실시할 수 있다.

실시예

이어서, 본 발명의 실시예에 대하여 설명한다. 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 일 조건예이고, 본 발명은, 이 일 조건예에 한정되지 않는다. 본 발명은, 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한에 있어서, 다양한 조건을 채용할 수 있다.

표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 슬래브를 제조하여, 슬래브를 1000℃ 이상 1300℃ 이하의 온도에서 1.0 내지 1.5시간 가열한 후, 표 2-1에 나타내는 조건에서 다축 변형 가공을 행하였다(단, 공시재 No.24, 26은 일방향의 압축 변형이었음). 표 2-1에는, 다축 변형 가공 시의 슬래브의 온도를 최대 온도와 최저 온도로 나타낸다. 이어서, 1250℃까지 슬래브를 재가열하고, 표 2-1에 나타내는 조건에서 열간 압연을 행하여 열연 강판을 얻었다. 열간 압연에서는, 표 2-1에 나타내는 총 압하율에 의한 열간 압연을 행하고, 권취 후에는, 권취 온도에서 1시간 유지했다. 표 2-1에 있어서의 FT는 열간 압연 처리 종료 온도, CT는 권취 온도이고, 각각 강판의 표면 온도이다. 그 후, 열연 강판의 산세를 행하여, 표 2-2에 나타내는 압하율로 냉간 압연을 행하여 냉연 강판을 얻었다. 계속해서, 표 2-2에 나타내는 온도 및 시간에서 연속 어닐링을 행하고, 표 2-2에 나타내는 평균 냉각 속도로 400℃ 이하까지 냉각했다. 일부에 대해서는 냉각 정지 후, 가열 유지를 행하였다. 계속해서, 조질 압연을 행하였다. 표 1 중 밑줄은, 그 수치의 바람직한 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다. 표 2-1, 표 2-2에 나타내는 각 온도는 강판의 표면 온도이다.

표 2-2에 있어서의 Ac₃은 이하에 나타내는 식으로 계산했다. 하기 식에 있어서의 원소 기호에는 당해 원소의 질량％를 대입했다. 함유하지 않는 원소에 대해서는 0(질량％)을 대입했다.

[표 1]

[표 2-1]

[표 2-2]

얻어진 냉연 강판의 강 조직을 관찰하여, 경질 조직의 면적률 및 오스테나이트, 그리고 기타의 조직(페라이트, 펄라이트)의 면적률을 구했다.

각 조직의 면적률은 이하와 같이 결정했다.

강판의 압연 방향에 수직인 판 두께 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취하고, 관찰면을 연마하고, 나이탈 부식하고, 강판의 두께의 1/4 위치의 조직을 5000배의 배율로 SEM(주사형 전자 현미경)으로 관찰했다. 100㎛×100㎛의 시야에서 화상 해석하여 페라이트와 펄라이트의 면적률을 측정했다. 판 폭 방향 중심에 5시야 측정하고 이것들의 측정값의 평균을 구했다.

그 후, 잔류 오스테나이트의 면적률을 구했다.

오스테나이트의 면적률은 X선 회절법에 의해 다음과 같이 하여 측정했다. 강판의 표면으로부터 당해 강판의 두께의 1/4까지의 부분을 기계 연마 및 화학 연마에 의해 제거하고, 특성 X선으로서 MoKα선을 사용했다. 그리고, 체심 입방 격자(bcc)상의 (200) 및 (211), 그리고 면심 입방 격자(fcc)상의 (200), (220) 및 (311)의 회절 피크의 적분 강도비로부터, 다음의 식을 사용하여 잔류 오스테나이트의 체적률을 산출하고, 이것을 면적률이라고 간주했다. 하기 식에 있어서, Sγ는 잔류 오스테나이트의 면적률, I_200f, I_220f, I_311f는, 각각 fcc상의 (200), (220), (311)의 회절 피크의 강도, I_200b, I_211b는, 각각 bcc상의 (200), (211)의 회절 피크의 강도를 나타낸다.

Sγ=(I_200f＋I_220f＋I_311f)/(I_200b＋I_211b)×100

상기한 방법으로 얻어진 페라이트 및 펄라이트의 면적률 및 잔류 오스테나이트의 면적률을 전체로부터 빼서, 경질 조직의 면적률을 얻었다.

결과를 표 3에 나타낸다.

또한, 얻어진 냉연 강판의 인장 강도 TS, 파단 신율 EL 및 베이크 경화량 BH를 측정했다. 인장 강도 TS 및 파단 신율 EL, 베이크 경화량 BH의 측정에서는, 압연 방향에 직각인 방향을 길이 방향으로 하는 JIS5호 인장 시험편을 채취하고, JIS Z 2241:2011에 준거하여 인장 시험을 행하였다.

BH는 0.5％ 예비 변형을 부가 후, 170℃에서 20분간의 열처리한 시험편을 재 인장한 때의 항복 응력으로부터, 0.5％ 예비 변형 부가 시의 응력을 뺀 값으로 했다. 당해 강판은, 0.5％ 예비 변형에서의 BH에 대하여 높은 베이크 경화성을 갖는 강판이다. 0.5％ 예비 변형에서의 BH를 평가 지표에 채용함으로써, 당해 강판을 부품 성형품으로 한 후의 연성이 확보된다.

인장 강도는 900㎫ 이상이면, 자동차 차체의 경량화의 요구를 만족시키기 위해 바람직한 강도가 얻어지고 있다고 판단했다. 바람직하게는 1000㎫ 이상이고, 보다 바람직하게는 1100㎫ 이상이다.

또한, 프레스 성형 등을 행하는 것을 상정한 경우, 신율은 10％ 이상인 것이 바람직하다.

또한, BH에 대해서는, 150㎫ 미만에서는 성형하기 어렵고 또한 성형 후의 강도가 낮아지므로, 150㎫ 이상이라면 베이크 경화성이 우수하다고 판단했다. 보다 바람직하게는 200㎫ 이상, 가장 바람직하게는 250㎫ 이상이다.

표 3 중의 밑줄은, 그 수치가 바람직한 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다.

C1/C2로 나타나는 Mn의 마이크로 편석 정도는 다음과 같이 하여 측정했다. 강판에 대하여 그 압연 방향이 법선 방향으로 되는 판 두께 방향 단면을 관찰할 수 있도록 조정한 후, 경면 연마하고, EPMA(전자 프로브 마이크로 애널라이저) 장치에 의해, 해당 강판의 두께 방향 단면에 있어서 강판의 표면으로부터 당해 강판의 두께의 3/8 위치로부터 1/4 위치까지의 영역에 포함되는 판 두께 방향 100㎛의 범위에 대하여, 강판 두께 방향을 따라 편면측으로부터 다른 면측을 향해 0.5㎛ 간격으로 200점의 Mn 함유량을 측정했다. 이때, MnS 등의 개재물은 피하고, Mn 함유량을 측정했다. 강판 단면 내의 폭 방향의 대략 전체 영역을 커버하는 5라인 상에서 동일한 측정을 행하고, 전체 5라인 상에서 측정된 Mn 함유량 중에서, 최곳값을 Mn 함유량의 상한값 C1(단위: 질량％)이라고 하고, 최젓값을 Mn 함유량의 하한값 C2(질량％)라고 하여, 비 C1/C2를 산출했다.

[표 3]

[평가 결과]

표 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명 범위 내에 있는 시료 No.1, 3, 5, 6, 9, 13, 16, 18, 20 내지 22, 25, 27, 28, 31에서는, 우수한 인장 강도, BH를 얻을 수 있었다. 모두 인장 강도가 900㎫ 이상, BH가 150㎫ 이상으로 되고, 고강도, 또한 베이크 경화성이 우수한 것이 나타났다. 또한, 본 발명예에서는, 마르텐사이트 및 오스테나이트 이외의 상이나 조직은 관찰되지 않았다.

한편, 시료 No.2에서는, 최종 스킨 패스 공정이 행해지지 않았기 때문에, 조직 중의 전위 밀도가 낮고, BH가 낮았다.

시료 No.4에서는, 잔류 오스테나이트가 너무 많았기 때문에, 마르텐사이트의 베이크 경화가 충분히 발휘되지 않아, BH가 낮았다.

시료 No.7에서는, 어닐링 온도가 너무 낮았기 때문에, 페라이트가 다량으로 생성되어, BH가 낮았다. 또한, TS도 낮았다.

시료 No.8에서는, 어닐링 시간이 너무 짧았기 때문에, 페라이트가 다량으로 생성되어, BH가 낮았다.

시료 No.10에서는, 어닐링 후의 냉각 속도가 너무 느렸기 때문에, 경질 조직이 충분히 얻어지지 않아, BH가 낮았다. 또한, TS도 낮았다.

시료 No.11에서는, C 함유량이 적어, BH가 낮았다.

시료 No.12에서는, Si 함유량이 적어, BH가 낮았다.

시료 No.14에서는, 다축 변형 가공의 온도역이 낮았기 때문에, Mn 마이크로 편석이 발생하여, BH가 낮았다.

시료 No.15에서는, 권취 온도가 낮았다. 그 결과, Mn이 충분히 확산되지 않아 마이크로 편석이 발생하여, BH가 낮았다.

시료 No.17에서는, Mn 함유량이 너무 적었기 때문에, BH가 낮았다. 또한, TS도 낮았다.

시료 No.19에서는, 다축 변형 가공의 변형률이 낮았다. 그 결과, Mn 마이크로 편석이 발생하여, BH가 낮았다.

시료 No.23에서는, 마무리 압연의 총 압하율이 높았다. 그 결과, 오스테나이트가 연신되어, Mn 마이크로 편석이 발생하여, BH가 낮았다.

시료 No.24에서는 다축 변형 가공을 행하지 않은 채 슬래브를 압연했다. 그 결과, Mn 마이크로 편석이 발생하여, BH가 낮았다.

시료 No.26에서는 다축 변형 가공 공정 또한 최종 스킨 패스 공정이 없었다. 그 결과, Mn 마이크로 편석이 발생하여, 전위 밀도가 낮고, BH가 낮았다.

시료 No.29에서는 열간 압연 종료 온도가 낮았다. 그 결과, 미재결정 오스테나이트의 부분에서 Mn 마이크로 편석이 발생하여, BH가 낮았다.

시료 No.30에서는 권취 온도가 높았다. 그 결과, 펄라이트가 생성되어 Mn 마이크로 편석이 발생하여, BH가 낮았다.

본 발명의 강판은, 특히, 자동차 산업 분야에 있어서 자동차의 구조재의 원판으로서 이용할 수 있다.

Claims

질량％로,
C: 0.05 내지 0.30％,
Si: 0.2 내지 2.0％,
Mn: 2.0 내지 4.0％,
Al: 0.001 내지 2.000％,
P: 0.100％ 이하,
S: 0.010％ 이하,
N: 0.010％ 이하,
Ti: 0 내지 0.100％,
Nb: 0 내지 0.100％,
V: 0 내지 0.100％,
Cu: 0 내지 1.00％,
Ni: 0 내지 1.00％,
Mo: 0 내지 1.00％,
Cr: 0 내지 1.00％,
W: 0 내지 0.005％,
Ca: 0 내지 0.005％,
Mg: 0 내지 0.005％,
희토류 원소(REM): 0 내지 0.010％,
B: 0 내지 0.0030％
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,
금속 조직이, 면적률로, 95％ 이상의 경질 조직과, 0 내지 5％의 잔류 오스테나이트를 포함하고,
두께 방향 단면에 있어서의 질량％에서의, Mn 함유량의 상한값 C1과 상기 Mn 함유량의 하한값 C2의 비인 C1/C2가 1.5 이하이고,
베이크 경화량 BH가 150㎫ 이상인, 강판.
제1항에 있어서, 상기 화학 조성이, 질량％로,
Ti: 0.003 내지 0.100％,
Nb: 0.003 내지 0.100％,
V: 0.003 내지 0.100％의 1종 또는 2종 이상
을 포함하고, 또한 합계 함유량이 0.100％ 이하인,
강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 화학 조성이, 질량％로,
Cu: 0.005 내지 1.00％
Ni: 0.005 내지 1.00％,
Mo: 0.005 내지 1.00％,
Cr: 0.005 내지 1.00％
의 1종 또는 2종 이상을 포함하고, 또한 합계 함유량이 1.00％ 이하인,
강판.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 화학 조성이, 질량％로,
W: 0.0003 내지 0.005％,
Ca: 0.0003 내지 0.005％,
Mg: 0.0003 내지 0.005％,
희토류 원소(REM): 0.0003 내지 0.010％
의 1종 또는 2종 이상을 포함하고, 또한 합계 함유량이 0.010％ 이하인,
강판.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 화학 조성이, 질량％로,
B:00001 내지 0.0030％를 포함하는,
강판.