Nothing Special   »   [go: up one dir, main page]

KR20240139064A - 강판, 및 강판의 제조 방법 - Google Patents

강판, 및 강판의 제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
KR20240139064A
KR20240139064A KR1020247027519A KR20247027519A KR20240139064A KR 20240139064 A KR20240139064 A KR 20240139064A KR 1020247027519 A KR1020247027519 A KR 1020247027519A KR 20247027519 A KR20247027519 A KR 20247027519A KR 20240139064 A KR20240139064 A KR 20240139064A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
less
steel plate
content
steel sheet
steel
Prior art date
Application number
KR1020247027519A
Other languages
English (en)
Inventor
다쿠 미야카와
가츠야 나카노
겐고 다케다
다카후미 요코야마
Original Assignee
닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 filed Critical 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Publication of KR20240139064A publication Critical patent/KR20240139064A/ko

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • C21D8/0215—Rapid solidification; Thin strip casting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
    • C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D7/00—Electroplating characterised by the article coated
    • C25D7/06—Wires; Strips; Foils
    • C25D7/0614—Strips or foils
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Electrochemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

이 강판은, 질량％로, C: 0.15 내지 0.50％, Si: 0.01 내지 1.00％, Mn: 1.00 내지 3.00％, P: 0 내지 0.0200％, S: 0.0001 내지 0.0200％, Al: 0.001 내지 0.100％, 및 N: 0 내지 0.020％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고, 금속 조직의 면적률이, 잔류 오스테나이트는, 0％ 이상, 10％ 이하, 펄라이트, 페라이트 및 베이나이트는 합계로 0％ 이상, 5％ 이하이고, 잔부 조직이, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트이고, 극값 통계에 의한 MnS의 최대 직경이 30㎛ 이하이고, 표면 거칠기 Ra가 5㎛ 이하이고, 표층의 비커스 경도가, 강판의 인장 강도 TS(MPa)×0.25 미만이다.

Description

강판, 및 강판의 제조 방법
본 발명은 강판, 및 강판의 제조 방법에 관한 것이다.
본원은, 2022년 02월 25일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2022-028109호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.
자동차로부터의 온실 가스의 배출량을 억제하기 위해, 고강도 강판을 사용하여, 안전성을 확보하면서 자동차 차체를 경량화하는 시도가 진행되고 있다.
예를 들어, 특허문헌 1에는, 연신율, 구멍 확장성, 굽힘 가공성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 강판으로서, 질량％로, C: 0.15 내지 0.25％, Si: 1.00 내지 2.20％, Mn: 2.00 내지 3.50％, P: 0.05％ 이하, S: 0.005％ 이하, Al: 0.01 내지 0.50％, N: 0.010％ 이하, B: 0.0003 내지 0.0050％를 충족함과 함께, Ti: 0.005 내지 0.05％, Cu: 0.003 내지 0.50％, Ni: 0.003 내지 0.50％, Sn: 0.003 내지 0.50％, Co: 0.003 내지 0.05％, Mo: 0.003 내지 0.50％에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유함과 함께, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성이며, 마이크로 조직은, 평균 결정 입경이 2㎛ 이하인 페라이트를 체적 분율로 15％ 이하(0％를 포함함), 평균 결정 입경이 2㎛ 이하인 잔류 오스테나이트를 체적 분율로 2 내지 15％, 평균 결정 입경이 3㎛ 이하인 마르텐사이트를 체적 분율로 10％ 이하(0％를 포함함), 잔부는 평균 결정 입경이 6㎛ 이하인 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트이고, 또한 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트 입자 내에 입경 0.04㎛ 이상의 시멘타이트 입자가 평균으로 10개 이상 함유되는 것을 특징으로 하는 고강도 TRIP 강판이 개시되어 있다.
특허문헌 2에는, 인장 강도(TS): 980MPa 이상의 고강도와 우수한 굽힘성을 겸비한 강판으로서, 특정한 성분 조성과, 페라이트상의 면적률이 30％ 이상 70％ 이하, 마르텐사이트상의 면적률이 30％ 이상 70％ 이하이고, 페라이트 입자의 평균 입경이 3.5㎛ 이하, 페라이트 입자의 입경의 표준 편차가 1.5㎛ 이하, 페라이트 입자의 평균 애스펙트비가 1.8 이하, 마르텐사이트 입자의 평균 입경이 3.0㎛ 이하, 마르텐사이트 입자의 평균 애스펙트비가 2.5 이하인 등의 특정한 강 조직을 갖고, 인장 강도가 980MPa인 고강도 냉연 강판이 개시되어 있다.
특허문헌 3에는, 항복 강도(YS)가 780MPa 이상, 인장 강도(TS)가 1180MPa 이상이고 스폿 용접성, 연성 및 굽힘 가공성이 우수한 강판으로서, C양을 0.15％ 이하로 하고, 페라이트의 면적률을 8 내지 45％, 마르텐사이트의 면적률을 55 내지 85％, 또한 페라이트에만 인접하는 마르텐사이트의 전체 조직에서 차지하는 비율을 15％ 이하로 하고, 페라이트 및 마르텐사이트의 평균 결정 입경을 10㎛ 이하, 강판 표면으로부터 20㎛의 깊이 내지 강판 표면으로부터 100㎛ 깊이의 범위에 존재하는 페라이트 중 결정 입경이 10㎛ 이상인 페라이트의 면적률을 5％ 미만으로 하는, 고강도 강판이 개시되어 있다.
특허문헌 4에는, 기계적 특성(특히 강도와 연성)의 변동이 적은 강판으로서, 질량％로, C: 0.10 내지 0.25％, Si: 0.5 내지 2.0％, Mn: 1.0 내지 3.0％, P: 0.1％ 이하, S: 0.01％ 이하, Al: 0.01 내지 0.05％, N: 0.01％ 이하를 각각 포함하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 연질 제1 상인 페라이트를 면적률로 20 내지 50％ 포함하고, 잔부가 경질 제2 상인, 템퍼링 마르텐사이트 및/또는 템퍼링 베이나이트로 이루어지는 조직을 갖고, 상기 페라이트의 전체 입자 중, 평균 입경 10 내지 25㎛의 입자의 합계 면적이, 상기 페라이트의 전체 입자의 합계 면적의 80％ 이상을 차지함과 함께, 상기 페라이트의 전체 입자 내에 존재하는, 원 상당 직경 0.3㎛ 이상의 시멘타이트 입자의 분산 상태가, 상기 페라이트 1㎛2당 0.15개 초과 1.0개 이하이고, 인장 강도가 980MPa 이상인 고강도 냉연 강판이 개시되어 있다.
국제 공개 제2017/179372호 국제 공개 제2016/194272호 일본 특허 공개 2015-117404호 공보 일본 특허 공개 2013-245397호 공보
자동차용 강판에 대한 고강도화의 요구는, 멤버 등의 구조 부재에 더하여, 도어나 루프 등의 외판 부재에 대해서도 높아지고 있다. 이러한 요구에 대해서는, 강도와 굽힘성의 양립을 목적으로 한 재료 개발이 행해져 왔다.
그러나, 종래의 기술에서는, 강판(특히 고강도 강판)에 있어서, 강도와 굽힘성을 높은 수준으로 양립시키는 것은 곤란하였다.
본 발명은 강도 및 굽힘성을 높은 수준으로 양립시킬 수 있는 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 비교적 강도가 높은 강판에 있어서, 굽힘성과 금속 조직의 관계성에 대하여 예의 검토하였다. 그 결과, 이하의 새로운 지견을 얻었다.
고강도의 강판을 성형하여 변형시킬 때, 가공 경화의 도중에 파단되는, 소위, 조기 파단이 발생하는 것이 판명되었다. 이 조기 파단의 원인에 대하여 더 조사한바, 파단의 기점은, 변형의 초기에 있어서의 강판 표면의 균열과, 강판 내부의 결함의 2종인 것이 밝혀졌다. 따라서, 고강도 강판의 굽힘성을 향상시키기 위해서는, 강판 표면의 균열 생성과 함께, 강판 내부로부터의 균열 생성도 억제하는 것이 중요한 것을 알 수 있었다. 또한, 이들 균열의 억제를 위해서는, 강판 표층의 탈탄에 의한 연질화와, 개재물인 MnS의 치수 제어가 유효한 것을 지견하였다.
본 발명은 상기 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 그 요지는 이하와 같다.
(1) 본 발명의 일 양태에 관한 강판은, 성분 조성이, 질량％로,
C: 0.15 내지 0.50％,
Si: 0.01 내지 1.00％,
Mn: 1.00 내지 3.00％,
P: 0 내지 0.0200％,
S: 0.0001 내지 0.0200％,
Al: 0.001 내지 0.100％,
N: 0 내지 0.020％,
Co: 0 내지 0.5000％,
Ni: 0 내지 1.000％,
Mo: 0 내지 1.000％,
Cr: 0 내지 2.000％,
O: 0 내지 0.0200％,
Ti: 0 내지 0.500％,
B: 0 내지 0.010％,
Nb: 0 내지 0.500％,
V: 0 내지 0.500％,
Cu: 0 내지 0.500％,
W: 0 내지 0.100％,
Ta: 0 내지 0.100％,
Sn: 0 내지 0.050％,
Sb: 0 내지 0.050％,
As: 0 내지 0.050％,
Mg: 0 내지 0.0500％,
Ca: 0 내지 0.050％,
Zr: 0 내지 0.050％, 및
REM: 0 내지 0.100％
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고,
금속 조직에 있어서, 면적률로,
잔류 오스테나이트는, 0％ 이상, 10.0％ 이하,
펄라이트, 페라이트 및 베이나이트는, 합계로 0％ 이상, 5.0％ 이하이고, 잔부 조직이, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트이고,
극값 통계에 의한 MnS의 최대 직경이 30㎛ 이하이고,
표면 거칠기 Ra가 5.0㎛ 이하이고,
표층의 비커스 경도가, 강판의 인장 강도 TS(MPa)×0.25 미만이다.
(2) 상기 일 양태에 관한 강판은, 강판 표면으로부터 판 두께 방향 10㎛ 깊이 위치의 평균 탄소 농도가, 강판 표면으로부터 판 두께 방향 1/4 깊이의 위치에 있어서의 평균 탄소 농도의 0.800배 이하여도 된다.
(3) 상기 일 양태에 관한 강판은, 상기 성분 조성이, 질량％로,
Co: 0.0100 내지 0.5000％,
Ni: 0.010 내지 1.000％,
Mo: 0.010 내지 1.000％,
Cr: 0.001 내지 2.000％,
O: 0.0001 내지 0.0200％,
Ti: 0.001 내지 0.500％,
B: 0.0001 내지 0.010％,
Nb: 0.001 내지 0.500％,
V: 0.001 내지 0.500％,
Cu: 0.001 내지 0.500％,
W: 0.001 내지 0.100％,
Ta: 0.001 내지 0.100％,
Sn: 0.001 내지 0.050％,
Sb: 0.001 내지 0.050％,
As: 0.001 내지 0.050％,
Mg: 0.0001 내지 0.0500％,
Ca: 0.001 내지 0.050％,
Zr: 0.001 내지 0.050％, 및
REM: 0.001 내지 0.100％
중, 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.
(4) 본 발명의 일 양태에 관한 강판의 제조 방법은, 상기 일 양태에 관한 강판의 제조 방법이며, 용강에 대하여 진공 탈가스 처리를 행하고, 상기 용강의 성분 조성에 대해서, Al 농도를 0.05질량％ 이하로 조정함과 함께, 질량％로,
C: 0.15 내지 0.50％,
Si: 0.01 내지 1.00％,
Mn: 1.00 내지 3.00％,
P: 0 내지 0.0200％,
S: 0.0001 내지 0.0200％,
N: 0 내지 0.020％,
Co: 0 내지 0.5000％,
Ni: 0 내지 1.000％,
Mo: 0 내지 1.000％,
Cr: 0 내지 2.000％,
O: 0 내지 0.0200％,
Ti: 0 내지 0.500％,
B: 0 내지 0.010％,
Nb: 0 내지 0.500％,
V: 0 내지 0.500％,
Cu: 0 내지 0.500％,
W: 0 내지 0.100％,
Ta: 0 내지 0.100％,
Sn: 0 내지 0.050％,
Sb: 0 내지 0.050％,
As: 0 내지 0.050％,
Mg: 0 내지 0.0500％,
Ca: 0 내지 0.050％,
Zr: 0 내지 0.050％, 및
REM: 0 내지 0.100％
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 성분 조성으로 조정하는 정련 공정과,
상기 정련 공정 후의 상기 용강을 사용하여 슬래브를 제조하는 주조 공정과,
상기 슬래브를, 직접, 또는 일단 냉각한 후에 가열하고, 열간 압연하여 열연 강판을 얻는 열연 공정과,
상기 열연 강판을, 700℃ 이하의 온도역에서 권취하는 권취 공정과,
상기 권취 공정 후의 상기 열연 강판을 산세하는 산세 공정과,
상기 산세 공정 후의 상기 열연 강판을, 30 내지 90％의 압하율로 냉간 압연 하여 냉연 강판을 얻는 냉연 공정과,
상기 냉연 강판을, 노점이 -15℃ 초과, 15℃ 이하인 분위기 하에서, 820℃ 내지 900℃의 온도역에서 어닐링을 행하는 어닐링 공정
을 갖는다.
(5) 상기 일 양태에 관한 강판의 제조 방법은, 상기 정련 공정에 있어서, 탈산 시간을 5분 미만으로 해도 된다.
(6) 상기 일 양태에 관한 강판의 제조 방법은, 상기 어닐링 공정에 있어서, 상기 냉연 강판의 편면 또는 양면에, 아연, 알루미늄, 마그네슘 및 그것들의 합금 중 적어도 1종을 포함하는 피막층을 형성하는 피막층 형성 공정을 가져도 된다.
본 발명에 따르면, 강도 및 굽힘성을 높은 수준으로 양립시킬 수 있는 강판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다. 또한 본 발명에 따르면, 자동차용 강판으로서 적합한 굽힘성을 가짐과 함께, 높은 인장 강도를 갖는 강판을 제공할 수 있다.
본 발명의 하나의 실시 형태에서는, 강판에 있어서, 금속 조직의 면적률에 더하여, 개재물(MnS)의 최대 입경, 강판 표면의 표면 거칠기 Ra 및 강판 표층의 비커스 경도를 제어함으로써, 굽힘성이 우수한 고강도의 강판을 얻을 수 있다.
이하, 본 발명의 일 실시 형태에 관한 강판에 대하여 설명한다.
먼저, 본 실시 형태에 관한 강판의 금속 조직에 대하여 설명한다. 이하, 조직 분율은 면적률로 표시하므로, 조직 분율의 단위 「％」는 면적％를 의미한다.
<금속 조직>
(잔류 오스테나이트의 면적률: 0％ 이상, 10.0％ 이하)
잔류 오스테나이트는, 가공 유기 변태(TRIP: Transformation Induced Plasticity)에 의해 연신율의 향상에 기여하는 조직이다. 그러나, 잔류 오스테나이트가 가공 유기 변태함으로써 생성되는 마르텐사이트는, 매우 경질이기 때문에, 보이드의 발생의 기점이 되어, 구멍 확장성을 열화시키는 경우가 있다. 그 때문에, 잔류 오스테나이트의 면적률은 10.0％ 이하로 한다. 바람직하게는 5.0％ 이하이다. 또한 본 실시 형태에서는, 잔류 오스테나이트는 생성되어 있지 않아도 되고, 잔류 오스테나이트의 면적률이 0％여도 된다.
(페라이트, 베이나이트 및 펄라이트의 면적률의 합계: 0％ 이상, 5.0％ 이하)
페라이트 및 베이나이트는, 비교적 연질인 조직이다. 그 때문에, 페라이트 및 베이나이트의 면적 분율이 과잉이면 원하는 인장 강도를 얻을 수 없는 경우가 있다. 또한, 펄라이트도 강도가 낮고, 또한 연성을 저하시키는 조직이기도 하다. 따라서, 강도 확보의 관점에서는, 이들 페라이트, 베이나이트 및 펄라이트의 면적률은 모두 적을수록 바람직하다. 페라이트, 베이나이트 및 펄라이트의 면적률의 합계는 0％여도 된다. 즉, 본 실시 형태에 관한 강판에는, 페라이트, 베이나이트 및 펄라이트는 포함되지 않는 것이 바람직하다. 또한, 페라이트, 베이나이트 및 펄라이트를 포함하는 경우에도, 강도 확보의 관점에서, 페라이트, 베이나이트 및 펄라이트의 면적률은 합계로 5.0％ 이하로 한다. 바람직하게는 4.0％ 이하, 보다 바람직하게는 3.0％ 이하이다.
(잔부 조직: 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트)
본 실시 형태에 관한 강판의 금속 조직에 있어서, 상기의 잔류 오스테나이트, 페라이트, 베이나이트 및 펄라이트 이외의 잔부 조직은, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트이다. 즉, 본 실시 형태에 관한 강판의 조직은, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 주된 조직으로 하는 것이다.
마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트는, 경질인 조직이므로, 인장 강도의 향상에 기여한다. 그 때문에, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적률의 합계는, 90.0％ 이상인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 95.0％ 이상이다. 이에 의해, 높은 인장 강도(예를 들어 1300MPa 이상의 인장 강도)를 확보하기 쉬워진다. 강도의 관점에서, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적률의 합계는, 100％여도 된다.
또한, 인성 확보의 관점에서, 마르텐사이트는 0.0％ 이상, 75.0％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 템퍼링 마르텐사이트는 20.0％ 이상, 99.9％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
또한, 본 실시 형태에 있어서 「마르텐사이트」란, 프레시 마르텐사이트를 가리킨다. 프레시 마르텐사이트란 탄화물을 포함하지 않는 마르텐사이트이다. 또한, 「템퍼링 마르텐사이트」란 탄화물을 포함하는 마르텐사이트이다.
다음으로, 각 금속 조직의 동정과 면적률의 산출 방법에 대하여 설명한다.
각 금속 조직의 동정과 면적 및 면적률의 산출은, EBSD(Electron Back Scattering Diffraction), X선 측정, 나이탈 시약 또는 레페라액을 사용하는 부식, 및 주사형 전자 현미경에 의해, 압연 방향에 평행하면서도 판면에 수직인 강판 단면의 100㎛×100㎛ 영역을, 1000 내지 50000배의 배율로 관찰하여 행할 수 있다. 또한, 어느 조직의 면적률의 측정에 있어서도, 측정 개소를 3개소로 하고, 그 평균값을 산출하는 것으로 한다.
페라이트의 면적 및 면적률은, 이하의 방법으로 측정할 수 있다. 즉, 주사형 전자 현미경에 부속된 EBSD에 의해, 판 두께의 1/4의 위치를 중심으로 하는 1/8 내지 3/8 두께의 범위를, 0.2㎛의 간격(피치)으로 측정한다. 측정 데이터로부터 국소 방위차 평균(Grain Average Misorientation: GAM)의 값을 계산한다. 그리고, 국소 방위차 평균의 값이 0.5° 미만인 영역을 페라이트로 정의하고, 그 면적과 면적률을 측정한다. 여기서, 국소 방위차 평균이란, 결정 방위차가 5° 이상인 입계에 둘러싸인 영역에 있어서, 인접하는 측정점 사이의 방위차를 계산하고, 그것을 결정립 내의 측정점 모두에 대하여 평균화한 값이다.
베이나이트의 면적 및 면적률에 대해서는, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취하고, 관찰면을 연마하고, 나이탈액으로 에칭하고, 판 두께의 1/4을 중심으로 하는 1/8 내지 3/8 두께의 범위를 전계 방사형 주사형 전자 현미경(FE-SEM: Field Emission Scanning Electron Microscope)으로 관찰하여, 공지된 화상 해석 소프트웨어를 사용하여 산출한다. 또한 화상 해석 소프트웨어로서는 예를 들어 「ImageJ」를 사용하여 면적률을 산출할 수 있다. 여기서 「ImageJ」란, 오픈 소스로 퍼블릭 도메인인 화상 처리 소프트웨어이고, 당업자 사이에서 널리 이용되고 있는 것이다.
또한, FE-SEM에 의한 관찰에 있어서는, 예를 들어 한 변이 30㎛인 정사각형으로 한 관찰면에 있어서의 조직을 이하와 같이 구별한다. 베이나이트는, 라스상의 결정립의 집합이고, 내부에 긴 직경 20nm 이상의 철계 탄화물을 포함하지 않는 것, 또는 내부에 긴 직경 20nm 이상의 철계 탄화물을 포함하고, 그 탄화물이, 단일의 배리언트, 즉, 동일한 방향으로 신장된 철계 탄화물군에 속하는 것이다. 여기서, 동일 방향으로 신장된 철계 탄화물군이란, 철계 탄화물군의 신장 방향의 차이가 5° 이내인 것을 말한다. 베이나이트는, 방위차 15° 이상의 입계에 의해 둘러싸인 베이나이트를 1개의 베이나이트 입자로서 센다.
마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적률은 레페라액으로 에칭하고, 판 두께의 1/4을 중심으로 하는 1/8 내지 3/8 두께의 범위를 FE-SEM에 의해 관찰 및 촬영하고, 부식되어 있지 않은 영역의 면적률로부터, X선을 사용하여 측정한 잔류 오스테나이트의 면적률(상세는 후술)을 차감함으로써, 산출할 수 있다.
잔류 오스테나이트의 면적률은, 전해 연마 혹은 화학 연마에 의해 표면으로부터 판 두께 방향으로 100㎛의 영역을 제거한 샘플을 사용하여, 특성 X선으로서 MoKα선을 사용하여, bcc상의 (200), (211) 및 fcc상의 (200), (220), (311)의 회절 피크의 적분 강도비로부터, 잔류 오스테나이트의 면적률을 산출하는 것이 가능하다.
펄라이트의 면적률은, 나이탈 시약에 의해 부식되고, 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4의 위치를 중심으로 하는 1/8 내지 3/8 두께의 범위를, 주사형 전자 현미경에 의한 2차 전자 상을 사용하여 관찰함으로써 행할 수 있다. 2차 전자 상에서 밝은 콘트라스트로 촬영된 영역을 펄라이트로 하고, 상술한 화상 해석 소프트웨어 「ImageJ」를 사용하여 면적률을 산출한다.
(MnS의 최대 직경: 30㎛ 이하)
개재물인 MnS 중에서도, 조대한 MnS는, 주조 후의 주편의 미세 갈라짐의 기점이 된다.
또한, 이 주편의 미세 갈라짐은, 열간 압연 시에 균열이 되고, 그 결과, 강판의 표면 성상의 열화(표면 거칠기 Ra의 증대)를 초래하는 원인이 된다. 또한, 본 발명자들의 조사의 결과, 최종 제품인 강판을 성형하여 변형시키는 경우, 강판의 내부 중, 일정 이상의 사이즈의 MnS가 존재하는 개소를 기점으로 하는 균열이 발생하고, 당해 균열의 생성에 의해, 가공 경화의 도중에 파단되어, 소위, 조기 파단을 일으키는 것을 알 수 있었다. 이러한 점에서, 본 실시 형태에서는, 강 중의 MnS의 최대 직경을 30㎛ 이하로 한다. 구체적으로는, 본 실시 형태에서는, 강판의 압연 방향 단면에 있어서, 검사 기준 면적: 9.58mm2, 검사 수: 40시야, 예측을 행하는 면적: 383.39mm2의 조건에서 측정된 극값 통계에 의한 MnS의 최대 직경의 예측값을 30㎛ 이하로 한다. 강판 중에 조대한 MnS가 존재하면, 상기한 바와 같이, 성형 시, 가공 경화의 도중에 조기 파단을 초래할 우려가 있다. 상기 조건에서 극값 통계에 의해 예측되는 MnS의 최대 직경이 30㎛를 초과하면, 특히, 당해 조기 파단이 현저해진다. 이상의 이유로부터, 상기 조건에서 극값 통계에 의해 예측되는 MnS의 최대 직경을 30㎛ 이하로 한다. 바람직하게는, 25㎛ 이하이다. 상기 조건에서 극값 통계에 의해 예측되는 MnS의 최대 직경은 작을수록 바람직하기 때문에, 당해 MnS의 최대 직경의 하한값은 특별히 한정하지 않는다. 실질적으로 당해 MnS의 최대 직경의 하한값은 1.0㎛ 이상으로 해도 된다.
본 실시 형태에서는, 극값 통계에 의한 석출물의 최대 직경의 측정·예측 방법은, 1993년 3월 8일에 요켄도에서 발행된 「금속 피로 미소 결함과 개재물의 영향」 233페이지 내지 239페이지에 기재된 방법을 사용한다. 본 실시 형태에서 사용하는 것은, 2차원적 검사에 의해 일정 면적 내(예측을 행하는 면적: 383.39mm2)에서 관찰되는 최대 석출물을 추정한다, 라는 2차원적 검사 방법이다. 예측을 행하는 면적은, 일반적인 부품의 위험 체적을 고려하여 설정해도 된다.
다음으로, 강 중에 있어서의 MnS의 특정 방법과, 극값 통계법에 의한 MnS의 최대 직경의 구체적인 예측 방법에 대하여 설명한다.
(MnS의 특정 방법)
MnS는 강판의 단면(전체 두께)에 있어서의 조직 관찰에 의해 평가 가능하다. 강판의 단면을 기계 연마에 의해 경면으로 마무리한 시료에 대하여 광학 현미경을 사용하여 연마면을 관찰할 때, MnS는 경면으로 마무리한 지철에 대하여 약간 검은 콘트라스트(회색)로 확인된다. 또한, 광학 현미경에 의한 관찰을 대체하는 관찰 방법으로서 에너지 분산형 X선 검출기(EDX: Energy Dispersive X-ray Spectrometry)에 의한 조성 분석을 하는 방법을 들 수 있고, 전술한 검사 기준 면적을 0.1㎛의 간격으로 면 분석하고, Mn과 S의 농도가 모두 높은 영역을 구하고, 그 영역을 MnS로 간주해도 된다.
(극값 통계법에 의한 MnS의 최대 직경의 예측)
먼저, 강판으로부터 시험편을 채취하고, 당해 시험편의 압연 방향 단면에 있어서, 검사 기준 면적 9.58mm2(3.57mm×2.68mm의 영역, 판 두께(t)가 2.68mm에 못 미치는 경우, t(mm)×9.58/t(mm)의 영역으로 함)의 영역을 미리 40시야분 준비한다. 그리고 각 검사 기준 면적 9.58mm2에 있어서, 면적이 최대인 MnS(최대 MnS)를 검출하고, 이것을 광학 현미경으로 400배로 사진 촬영한다. 이러한 사진 촬영을, 각 검사 기준 면적 9.58mm2의 시야에 대해서, 40회 반복하여 행한다(즉 검사 수 40시야). 얻어진 사진으로부터 각 검사 기준 면적에 있어서의 MnS의 직경을 계측한다. 또한 MnS의 대부분은 타원형이기 때문에, MnS의 직경을 계측할 때는, 긴 직경과 짧은 직경의 상승 평균을 구하고, 그것을 MnS의 직경으로 한다. 얻어진 최대 MnS의 직경의 40개의 데이터를, 「금속 피로 미소 결함과 개재물의 영향」(요켄도)의 233페이지 내지 239페이지에 기재된 방법에 의해, 극값 확률 용지에 플롯하고, 최대 MnS 분포 직선(최대 MnS 직경과 극값 통계 기준화 변수의 1차 함수)을 구한다. 그리고, 최대 MnS 분포 직선을 외삽함으로써, 예측을 행하는 면적: 383.39mm2에 있어서의 MnS의 최대 직경을 예측한다.
<표면 거칠기 Ra>
본 실시 형태의 강판의 표면 거칠기 Ra는, 5.0㎛ 이하이다.
상기한 바와 같이, 조대한 MnS는, 주조 후의 주편의 미세 갈라짐의 기점이 된다. 또한, 이 주편의 미세 갈라짐은, 열간 압연 시에 균열이 되고, 그 결과, 표면 거칠기 Ra의 증대를 초래하는 원인이 된다. 강판의 표면 거칠기 Ra가 증대되면, 강판의 외관(의장성)을 손상시키는 것 외에, 굽힘 변형 시의 기점이 된다는 점에서 굽힘성의 열화나, 피로 특성의 열화를 초래할 우려가 있다. 이러한 점에서, 본 실시 형태에서는, 강판의 표면 거칠기 Ra는, 5.0㎛ 이하로 한다. 바람직하게는, 4.5㎛ 이하, 보다 바람직하게는 4.0㎛ 이하이다. 강판의 표면 거칠기 Ra는 작을수록 바람직하기 때문에, 표면 거칠기 Ra의 하한값은 특별히 한정하지 않는다. 실질적으로 표면 거칠기의 하한값은 0.5㎛ 이상으로 해도 된다. 본 실시 형태의 강판의 표면 거칠기 Ra는, 구체적으로는, JIS B 0601:2013에 준거하여 측정되는 것이다.
표면 거칠기의 측정 방법은, 다이아몬드제 촉침을 강판 표면에 압박 접촉시켜 강판 표면의 높이 변화를 측정하는 접촉식의 측정 장치를 사용해도 된다. 혹은 레이저에 의해 강판 표면의 높이를 측정하는 비접촉식의 측정 장치를 사용해도 된다. 측정 면적은 적어도 9mm2 이상으로 하고, 16mm2 이상인 것이 바람직하고, 25mm2 이상인 것이 더욱 바람직하다.
<표층 경도>
본 실시 형태에서는, 강판의 표층에 탈탄층을 마련함으로써, 표층의 경도를 비교적 연화시킨다. 즉, 본 실시 형태에서는, 강판의 표층 경도를, (강판의 인장 강도 TS)×0.25 미만으로 한다. 이에 의해, 강판의 굽힘성을 향상시킬 수 있고, 결과적으로, 성형에 의한 변형 시의 조기 파단을 억제할 수 있다. 이러한 효과를 보다 발휘하기 위해서는, 강판의 표층 경도를, TS×0.20 미만으로 하는 것이 바람직하고, TS×0.18 미만으로 하는 것이 보다 바람직하다. 강판의 굽힘성의 관점에서, 강판의 표층 경도는 작을수록 바람직하기 때문에, 강판의 표층 경도의 하한값은 특별히 한정하지 않지만, 100Hv 이하로 연질화하는 것은 곤란하다. 그 때문에, 강판의 표층 경도의 사실상의 하한은 100Hv 이상이다.
강판의 표층 경도는, 이하의 수순으로 측정할 수 있다. 먼저, 강판의 판 두께 단면을, 기계 연마에 의해 경면으로 마무리한다. 이 연마면 중, 판 표면으로부터 판 두께 내부를 향하여 50㎛의 거리(깊이)이며, 압연 방향에 평행한 직선 상의 12개소에 있어서, JIS Z 2244-1(2020)에 준거하여, 압입 하중 20gf로 비커스 경도(HV)를 측정한다. 이들 측정한 12점의 비커스 경도 중, 가장 낮은 값과 가장 높은 값을 제외한 10점의 비커스 경도의 평균값을, 강판의 표층 경도로 한다. 또한, 각 측정점의 간격은, 압흔의 4배 이상의 거리로 하는 것이 바람직하다. 여기에서 설명하는 압흔의 4배 이상의 거리란, 비커스 경도의 측정 시에, 다이아몬드 압자에 의해 발생한 압흔의 대각선의 길이에 대하여 4배 이상의 수치를 곱한 거리이다.
여기서, 본 실시 형태에서는 상기한 바와 같이, 강판 표층에 탈탄층을 형성함으로써 표층 경도를 연화시키는데, 구체적으로는, 강판 표면으로부터 판 두께 방향 10㎛ 깊이 위치의 평균 탄소 농도가, 강판 표면으로부터 판 두께 방향 1/4 깊이의 위치에 있어서의 평균 탄소 농도의 0.800배 이하인 것이 바람직하다.
강판 표층에 형성되어 있는 탈탄층의 경도는, 굽힘성을 나타내는 지표이다. 표층에 형성되는 탈탄층 중, 판 두께 방향 10㎛ 깊이 위치의 평균 탄소 농도를, 탈탄의 영향을 받고 있지 않은 강판 내부, 즉 강판 표면으로부터 판 두께 방향 1/4 깊이의 위치에 있어서의 평균 탄소 농도의 0.800배 이하로 함으로써, 강판의 굽힘성을 보다 향상시킬 수 있다. 강판 표면으로부터 10㎛ 깊이 위치의 평균 탄소 농도가, 1/4 깊이의 위치의 평균 탄소 농도의 0.800배 초과인 것은, 탈탄이 충분히 발생되어 있지 않은 것을 의미한다. 탈탄이 충분히 발생되어 있지 않은 경우, 굽힘 특성의 향상 효과를 충분히 향수할 수 없을 우려가 있다. 그 때문에, 강판 표면으로부터 10㎛ 깊이 위치의 평균 탄소 농도는, 1/4 깊이의 위치의 평균 탄소 농도의 0.800배 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.600배 이하, 더욱 바람직하게는 0.400배 이하로 한다.
또한, 강판이 표면에 피막층(예를 들어 도금층)을 갖는 경우, 「강판 표면으로부터 판 두께 방향 10㎛ 깊이 위치」에 있어서의 「표면」이란 지철 표면이다. 또한, 강판 표면으로부터 판 두께 방향 10㎛ 깊이 위치의 평균 탄소 농도를 기준으로 한 것은, 당해 깊이 위치의 탄소 농도가 굽힘성에 크게 기여하기 때문이다.
각 위치에 있어서의 평균 탄소 농도는, 글로우 방전 발광 분석(GDS)으로 측정할 수 있다.
강판의 표면으로부터 깊이 방향(판 두께 방향)을 향하여, GDS에 의해 각 원소의 농도 프로파일을 측정하여, 강판 표면으로부터 10㎛ 위치의 평균 탄소 농도를 구한다. 1/4 깊이 위치의 평균 탄소 농도는, 판 두께 1/4부까지 연삭한 후, 연삭면을 GDS로 측정함으로써 구한다.
다음으로, 본 실시 형태에 관한 강판의 성분 조성의 한정 이유에 대하여 설명한다. 이하, 성분 조성에 관한 ％는 질량％를 의미한다.
(C: 0.15％ 이상, 0.50％ 이하)
C는, 충분한 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 확보하여, 강판의 강도를 향상시키는 원소이다. C가 0.15％ 미만이면, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적률이 불충분해져, 높은 인장 강도(예를 들어 1300MPa 이상의 인장 강도)를 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서, C 함유량은 0.15％ 이상으로 한다. C 함유량은 바람직하게는 0.20％ 이상, 보다 바람직하게는 0.25％ 이상이다. 한편, C 함유량이 0.50％를 초과하면, 성형성이 극히 열화될 우려가 있으므로, C 함유량은 0.50％ 이하로 한다. C 함유량은 바람직하게는 0.40％ 이하, 보다 바람직하게는 0.35％ 이하이다.
(Si: 0.01％ 이상, 1.00％ 이하)
Si는 고용 강화 원소로서 강도를 증가시키는 작용을 갖는다. 또한, Si는, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 포함하는 조직을 얻기 위해서도 유효한 원소이다. 이러한 점에서, Si의 함유량은, 목표로 하는 강도 수준에 따라서 조정된다. 그러나, Si 함유량이 1.00％ 초과가 되면 프레스 성형성 및 화성 처리성의 저하를 초래할 우려가 있다. 또한, Si 함유량이 과잉이 되면, 잔류 오스테나이트의 면적률이 과도하게 증대되어, 구멍 확장성이 열화되는 경우가 있다. 또한, Si 함유량이 과잉이 되면, 개재물이 많이 생성되어 버려, 구멍 확장성 및 굽힘성의 열화를 초래할 우려가 있다. 이 때문에, Si 함유량의 상한을 1.00％ 이하로 한다. Si 함유량은 바람직하게는 0.95％ 이하, 보다 바람직하게는 0.90％ 이하이다. 한편, Si 함유량을 과도하게 저감시키면, 제조 비용이 높아지므로, Si 함유량은, 0.01％ 이상으로 한다. Si 함유량은 바람직하게는 0.05％ 이상, 보다 바람직하게는 0.10％ 이상이다.
(Mn: 1.00％ 이상, 3.00％ 이하)
Mn은, 강도의 향상에 기여하는 원소이며, 또한 연속 어닐링 설비 또는 연속 용융 아연 도금 설비에서의 열처리 시에 발생하는 페라이트 변태를 억제하는 작용을 갖는 원소이기도 하다. Mn이 1.00％ 미만이면, 이들 효과가 충분히 발현되지 않아, 페라이트 변태를 초래하고, 그 결과, 높은 인장 강도(예를 들어 1300MPa 이상의 인장 강도)를 얻는 것이 곤란해진다. 그 때문에, Mn 함유량은 1.00％ 이상으로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 1.70％ 이상이고, 보다 바람직하게는 1.90％ 이상이다. 한편, Mn 함유량이 3.00％를 초과하면, 성형성이 열화될 우려가 있다. 또한, Mn 함유량이 과잉인 경우, MnS의 조대화를 초래할 우려가 있다. 또한, Mn 함유량이 과잉인 경우, 개재물이 많이 생성되어 버려, 구멍 확장성 및 굽힘성의 열화를 초래할 우려가 있다. 그 때문에, Mn 함유량은 3.00％ 이하로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 2.70％ 이하이고, 보다 바람직하게는 2.65％ 이하이다.
(P: 0％ 이상, 0.0200％ 이하)
P는, 불순물 원소로, 강판의 판 두께 중앙부에 편석되어 인성을 저해하는 원소이다. 또한 P는, 강판에 용접을 실시한 경우에는, 그 용접부를 취화시키는 원소이다. P 함유량이 0.0200％를 초과하면, 용접부 강도, 그리고 굽힘성 및 구멍 확장성의 연성이 현저하게 저하된다. 그 때문에, P 함유량은 0.0200％ 이하로 한다. P 함유량은, 바람직하게는 0.0100％ 이하이다. 한편, P 함유량은, 적을수록 바람직하고, 하한은 특별히 한정하지 않는다.
P 함유량이 0％여도 된다. 한편, 실용 강판에서 P 함유량을 0.0001％ 미만으로 저감하는 것은, 제조 비용이 대폭으로 상승하기 때문에, 경제적으로 바람직하지 않다. 그 때문에, P 함유량의 하한값을 0.0001％ 이상으로 해도 된다.
(S: 0.0001％ 이상, 0.0200％ 이하)
S는, 불순물 원소로, 용접성을 저해하고, 또한 주조 시와 열연 시의 제조성을 저해하는 원소이다. 또한, S는, 조대한 MnS를 형성하여, 구멍 확장성을 저해하는 데다가, 성형 시에, MnS를 기점으로 하는 균열을 발생시키는 원소이기도 하다. S 함유량이 0.0200％를 초과하면, 이들 영향이 현저해진다. 그 때문에, S 함유량은 0.0200％ 이하로 한다. S 함유량은, 바람직하게는 0.0100％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0050％ 이하이다. 한편, 실용 강판에서 S 함유량을 0.0001％ 미만으로 저감하는 것은, 제조 비용이 대폭으로 상승하기 때문에, 경제적으로 바람직하지 않다. 그 때문에, S 함유량의 하한값을 0.0001％ 이상으로 한다.
(Al: 0.001％ 이상, 0.100％ 이하)
Al은, 강의 탈산제로서 작용하는 원소이다. Al 함유량이 0.001％ 미만이면, 이 효과가 충분히 얻어지지 않으므로, 하한을 0.001％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.005％ 이상으로 한다. 한편, 본 실시 형태에서는, 진공 탈가스 처리 시의 용강 중의 Al 농도를 저감함으로써, 조대한 MnS의 생성을 억제시킨다. 즉, 본 실시 형태에서는, Al 함유량을 저감함으로써, MnO나 Ti2O3의 생성을 촉진하고, 이에 의해, 조대한 MnS의 생성을 억제하여, 성형 시의 조기 파단을 방지한다. 그러나, 강판 중의 Al 함유량이 0.100％를 초과하면, 조대한 MnS의 생성을 충분히 억제할 수 없다. 나아가, 조대한 Al 산화물이 생성되어, 연성의 저하를 일으킬 우려도 있다. 이 때문에, Al 함유량을 0.100％ 이하로 한다. Al 함유량은, 바람직하게는 0.080％ 이하, 보다 바람직하게는 0.060％ 이하이다.
또한, 후술하지만, 본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법에서는, 용강 중의 Al 농도는 0.05질량％ 이하로 조정된다. 즉, 제품판인 강판 중의 Al 농도도 기본적으로는 0.05질량％ 이하가 되지만, 예를 들어 Al을 적극적으로 함유시키고 싶은 경우에는, 정련 공정에서 Al을 추가 첨가하는 공정(진공 탈가스 처리 완료로부터 턴디쉬에의 용강 주입 사이)을 별도로 마련해도 된다. 단 그러한 경우에도, 최종 제품으로서 얻어지는 강 중의 Al 함유량은 0.100％ 이하로 한다.
(N: 0％ 이상, 0.020％ 이하)
N은, 조대한 질화물을 형성하여, 굽힘성이나 구멍 확장성을 저해하고, 또한 용접 시의 블로우홀의 발생 원인이 되는 원소이다. N 함유량이 0.020％를 초과하면, 조대한 질화물을 형성하여 성형성의 저하나, 블로우홀의 발생이 현저해진다. 그 때문에, N 함유량은 0.020％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.017％ 이하, 보다 바람직하게는 0.015％ 이하이다. N 함유량은, 적을수록 바람직하고, 하한은 특별히 한정하지 않는다. N 함유량이 0％여도 된다. 한편, 실용 강판에서 N 함유량을 0.0005％ 미만으로 저감하는 것은, 제조 비용이 대폭으로 상승하기 때문에, 경제적으로 바람직하지 않다. 그 때문에, N 함유량의 하한값을 0.0005％ 이상으로 해도 된다.
(Co: 0 내지 0.5000％)
Co는, 강판의 강도의 향상에 유효한 원소이다. Co의 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, Co 함유량이 0.0010 이상인 것이 바람직하고, 0.0100％ 이상이 보다 바람직하다. 한편, Co 함유량이 너무 많으면, 강판의 연성이 저하되어, 구멍 확장성 및 굽힘성의 저하를 초래할 우려가 있다. 이 때문에, Co 함유량은 0.5000％ 이하로 하고, 0.3000％ 이하가 바람직하다.
(Ni: 0 내지 1.000％)
Ni는, Co와 마찬가지로, 강판의 강도의 향상에 유효한 원소이다. Ni의 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, Ni 함유량이 0.001％ 이상인 것이 바람직하고, 0.010％ 이상이 보다 바람직하다. 한편, Ni 함유량이 너무 많으면, 강판의 연성이 저하되어, 구멍 확장성 및 굽힘성의 저하를 초래할 우려가 있다. 이 때문에, Ni 함유량은 1.000％ 이하로 하고, 0.800％ 이하가 바람직하다.
(Mo: 0 내지 1.000％)
Mo는, Mn과 마찬가지로, 강판의 고강도화에 기여하는 원소이다. 이 효과는, Mn 함유량이 미량이어도 얻을 수 있다. Mo 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, Mo 함유량은, 0.010％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, Mo 함유량이 1.00％를 초과하면, 조대한 Mo 탄화물이 형성되어, 강판의 구멍 확장성 및 굽힘성이 저하될 우려가 있다. 이 때문에, Mo 함유량은 1.000％ 이하로 하고, 0.800％ 이하가 바람직하다.
(Cr: 0 내지 2.000％)
Cr은, Mn이나 Mo와 마찬가지로, 강판의 고강도화에 기여하는 원소이다. 이 효과는, Cr 함유량이 미량이어도 얻을 수 있다. Cr 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, Cr 함유량은, 0.001％ 이상인 것이 바람직하고, 0.100％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 한편, Cr 함유량이 2.000％를 초과하면, 강 중에 Cr 탄화물이 형성되어, 강판의 구멍 확장성 및 굽힘성이 저하될 우려가 있다. 이 때문에, Cr 함유량은 2.000％ 이하로 하고, 1.500％ 이하가 바람직하다.
(O: 0％ 이상, 0.0200％ 이하)
O는, 조대한 산화물을 형성하여, 구멍 확장성, 굽힘성 및 내파단 특성을 열화시키고, 또한 용접 시의 블로우홀의 발생 원인이 되는 원소이다. O 함유량이 0.0200％를 초과하면, 조대한 산화물에 의한 구멍 확장성, 굽힘성 및 펀칭 단부면의 연성의 열화나, 블로우홀의 발생이 현저해진다. 그 때문에, O 함유량은 0.0200％ 이하로 한다. O 함유량은, 적을수록 바람직하고, 하한은 특별히 한정되지 않는다. O 함유량이 0％여도 된다. 한편, 실용 강판에서 O를 0.0001％ 미만으로 저감하는 것은, 제조 비용이 대폭으로 상승하기 때문에 경제적으로 바람직하지 않다. 그 때문에, O 함유량의 하한값을 0.0001％ 이상으로 해도 된다.
(Ti: 0 내지 0.500％)
Ti는, 조대한 Ti 산화물 또는 TiN을 형성하여 강판의 구멍 확상성 및 굽힘성을 저하시킬 우려가 있는 원소이다. 따라서, 강판의 성형성을 확보하는 관점에서는, Ti 함유량은, 적을수록 바람직하고, 0.500％ 이하로 한다. Ti 함유량은, 0％여도 된다. 단, Ti 함유량을 0.001％ 미만으로 저감하는 것은, 정련 비용의 과도한 증가를 초래하기 때문에, 경제적으로 바람직하지 않다. 그 때문에, Ti 함유량의 하한을 0.001％ 이상으로 해도 된다.
(B: 0 내지 0.010％)
B는, 오스테나이트로부터의 냉각 과정에 있어서 페라이트 및 펄라이트의 생성을 억제하고, 마르텐사이트의 생성을 촉진하는 원소이다. 또한, B는, 강판의 고강도화에 유익한 원소이기도 하다. 이들 효과는, B 함유량이 미량이어도 얻을 수 있다. B 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, B의 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, B 함유량이 너무 많으면, 조대한 B 산화물이 생성되는 경우가 있다. 이 B 산화물은, 프레스 성형 시에 보이드의 발생 기점이 되고, 이러한 보이드가 발생하면, 강판의 구멍 확장성 및 굽힘성이 저하될 우려가 있다. 이 때문에, B 함유량은 0.010％ 이하로 한다. 바람직하게는, 0.009％ 이하로 한다. 또한, 0.0001％ 미만의 B를 동정하는 경우에는, 분석에 세심한 주의를 기울일 필요가 있다. B 함유량이 분석 장치의 검출 하한을 하회하는 경우, B 함유량이 0％로 간주되는 경우도 있다.
(Nb: 0 내지 0.500％)
Nb는, 탄화물의 형태 제어에 유효한 원소이며, 조직을 미세화하여 강판의 인성의 향상에도 효과적인 원소이다. 이 효과는 Nb 함유량이 미량이어도 얻을 수 있다. Nb 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, Nb 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.001％ 이상이 보다 바람직하다. 단, Nb 함유량이 너무 많으면, 경질인 Nb 탄화물이 다수 석출되어, 강판의 연성의 현저한 열화를 초래하여, 강판의 구멍 확장성 및 굽힘성이 저하될 우려가 있다. 이 때문에, Nb 함유량은 0.500％ 이하로 한다. 바람직하게는, 0.450％ 이하로 한다.
(V: 0 내지 0.500％)
V는, Nb와 마찬가지로, 탄화물의 형태 제어에 유효한 원소이며, 조직을 미세화하여 강판의 인성의 향상에도 효과적인 원소이다. V 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, V 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 단, V 함유량이 너무 많으면, V 탄화물이 다수 석출되어, 강판의 연성의 현저한 열화를 초래하여, 강판의 구멍 확장성 및 굽힘성이 저하될 우려가 있다. 이 때문에, V 함유량은 0.500％ 이하로 한다. 바람직하게는, 0.450％ 이하로 한다.
(Cu: 0 내지 0.500％)
Cu는, 강판의 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 이 효과는 Cu 함유량이 미량이어도 얻을 수 있다. Cu 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, Cu 함유량이 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 단, Cu 함유량이 너무 많으면, 적열 취성을 초래하여, 열간 압연에서의 생산성을 저하시킬 우려가 있다. 또한, Cu 함유량이 너무 많으면, 조대한 개재물의 형성에 의한 구멍 확장성 및 굽힘성의 저하를 일으킬 우려가 있다. 이 때문에, Cu 함유량은 0.500％ 이하로 한다. 바람직하게는, 0.450％ 이하로 한다.
(W: 0 내지 0.100％)
W도, Nb, V와 마찬가지로, 탄화물의 형태 제어와 강판의 강도의 향상에 유효한 원소이다.
W 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, W 함유량이 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, W 함유량이 너무 많으면, W 탄화물이 다수 석출되어, 강판의 연성의 저하를 초래하여, 강판의 구멍 확장성 및 굽힘성을 저하시킬 우려가 있다. 이 때문에, W 함유량은 0.100％ 이하로 한다. 바람직하게는, 0.090％ 이하로 한다.
(Ta: 0 내지 0.100％)
Ta도, Nb, V, W와 마찬가지로, 탄화물의 형태 제어와 강판의 강도의 향상에 유효한 원소이다. Ta 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, Ta 함유량이 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, Ta 함유량이 너무 많으면, Ta 탄화물이 다수 석출되어, 강판의 연성 저하를 초래하여, 강판의 구멍 확장성 및 굽힘성을 저하시킬 우려가 있다. 이 때문에, Ta 함유량은 0.100％ 이하로 하고, 0.020％ 이하인 것이 바람직하고, 0.010％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
(Sn: 0 내지 0.050％)
Sn은, 강판의 원료로서 스크랩을 사용한 경우에, 강판에 함유될 수 있는 원소이다. 또한, Sn은, 페라이트의 취화에 의한 강판의 구멍 확장성 및 굽힘성의 저하를 초래할 우려가 있다. 이 때문에, Sn 함유량은 적을수록 바람직하다. Sn 함유량은, 0.050％ 이하로 하고, 0.040％ 이하인 것이 바람직하다. Sn 함유량은 0％여도 된다.
그러나, Sn 함유량을 0.001％ 미만으로 저감하는 것은, 정련 비용의 과도한 증가를 초래하기 때문에, 바람직하지 않다. 그 때문에, Sn 함유량을 0.001％ 이상으로 해도 된다.
(Sb: 0 내지 0.050％)
Sb는, Sn과 마찬가지로, 강판의 원료로서 스크랩을 사용한 경우에 강판에 함유될 수 있는 원소이다. Sb는, 입계에 강하게 편석되어, 입계의 취화, 연성의 저하, 나아가 구멍 확장성 및 굽힘성의 저하를 초래할 우려가 있다. 이 때문에, Sb 함유량은 적을수록 바람직하다.
Sb 함유량은, 0.050％ 이하로 하고, 0.040％ 이하인 것이 바람직하다. Sb 함유량은 0％여도 된다. 그러나, Sb 함유량을 0.001％ 미만으로 저감하는 것은, 정련 비용의 과도한 증가를 초래하기 때문에, 바람직하지 않다. 그 때문에, Sb 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 편석되어, 구멍 확장성 및 굽힘성의 저하를 초래할 우려가 있다. 이 때문에, As 함유량은 적을수록 바람직하다. As 함유량은, 0.050％ 이하로 하고, 0.040％ 이하인 것이 바람직하다. As 함유량은 0％여도 된다.
그러나, As 함유량을 0.001％ 미만으로 저감하는 것은, 정련 비용의 과도한 증가를 초래하기 때문에, 바람직하지 않다. 그 때문에, As의 함유량을 0.001％ 이상으로 해도 된다.
(Mg: 0 내지 0.0500％)
Mg는, 황화물이나 산화물의 형태를 제어하여, 강판의 굽힘성의 향상에 기여한다. 이 효과는 Mg 함유량이 미량이어도 얻을 수 있다. Mg 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, Mg 함유량이 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다. 그러나, Mg 함유량이 너무 많으면, 조대한 개재물의 형성에 의한 구멍 확장성 및 굽힘성의 저하를 일으킬 우려가 있다. 이 때문에, Mg 함유량은, 0.0500％ 이하로 하고, 0.0400％ 이하인 것이 바람직하다.
(Ca: 0 내지 0.050％)
Ca는, Mg와 마찬가지로, 미량으로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이다. Ca 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, Ca 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 그러나, Ca 함유량이 너무 많으면, 조대한 Ca 산화물이 생성되는 경우가 있고, 당해 Ca 산화물은, 냉간 성형 시에 갈라짐 발생의 기점이 되고, 그 결과, 구멍 확장성 및 굽힘성이 열화될 우려가 있다. 이 때문에, Ca 함유량은, 0.050％ 이하로 하고, 0.030％ 이하인 것이 바람직하다.
(Zr: 0 내지 0.050％)
Zr은, Mg, Ca와 마찬가지로, 미량으로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이다. Zr 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, Zr 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 그러나, Zr 함유량이 너무 많으면, 조대한 Zr 산화물이 생성되어, 구멍 확장성 및 굽힘성이 저하될 우려가 있다. 이 때문에, Zr 함유량은, 0.050％ 이하로 하고, 0.040％ 이하인 것이 바람직하다.
(REM: 0 내지 0.100％)
REM이란, Rare Earth Metal(희토류 원소)이다. REM은, 함유량이 미량이어도, 황화물의 형태 제어에 유효하게 작용하는 원소이다. REM의 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, REM의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 그러나, REM의 함유량이 너무 많으면, 조대한 REM 산화물이 생성되어, 가공성이나 내파단 특성, 구멍 확장성, 굽힘성이 저하될 우려가 있다. 이 때문에, REM의 함유량은, 0.100％ 이하로 하고, 0.050％ 이하인 것이 바람직하다.
여기서, REM이란, 스칸듐(Sc), 이트륨(Y)의 2원소와, 란탄(La)부터 루테튬(Lu)까지의 15원소(란타노이드)의 총칭을 가리킨다. 또한 본 실시 형태에서 말하는 「REM」이란, 이들 희토류 원소에서 선택되는 1종 이상으로 구성되는 것이고, 「REM의 함유량」이란, 희토류 원소의 합계량이다.
본 실시 형태에 관한 강판의 성분 조성에 있어서, 상기 원소를 제외한 잔부는, Fe 및 불순물이다. 불순물은, 강을 공업적으로 제조할 때에, 광석, 스크랩 등의 원료, 제조 공정의 다양한 요인에 의해 혼입되는 원소이며, 본 실시 형태에 관한 강판의 특성을 저해하지 않는 범위에서, 존재가 허용되는 원소이다. 또한 당해 강판에 대하여 의도적으로 첨가한 성분이 아닌 것을 의미하는 원소도 포함한다.
본 실시 형태에 관한 강판의 판 두께는, 특정한 범위에 한정되지는 않지만, 강도나 범용성, 제조성을 고려하면, 0.3 내지 6.0mm가 바람직하다.
다음으로, 본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다. 본 실시 형태의 강판의 제조 방법은, 정련 공정-주조 공정-열연 공정-권취 공정-산세 공정-냉연 공정-어닐링 공정(연속 어닐링 공정)의 각 공정을 포함한다. 각 공정의 제조 조건에 대해서는, 본 발명의 효과를 손상시키지 않는 범위에서 적절히 결정해도 되지만, 조대한 MnS의 생성 억제, 및 표층의 경도의 제어의 관점에서, 특히, 정련 공정 및 연속 어닐링 공정 각각의 조건을 적절하게 제어하는 것이 중요하다.
이하, 제조 방법의 각 공정 및 조건에 대하여 상세하게 설명한다.
(a) 용강에 대하여 진공 탈가스 처리를 행하고, 상기 용강의 Al 농도를 0.05질량％ 이하로 조정함과 함께, 상기 용강의 성분 조성을, 상기에 설명한 성분 조성(단 Al을 제외함)으로 조정하고(정련 공정),
(b) 정련 공정 후의 용강을 사용하여 슬래브를 제조하고(주조 공정), (c) 슬래브를, 직접, 또는 일단 냉각한 후에 가열하고, 열간 압연하여 열연 강판을 얻고(열연 공정),
(d) 열연 강판을, 700℃ 이하의 온도역에서 권취하고(권취 공정), (e) 권취 공정 후의 열연 강판을 산세하고(산세 공정), (f) 산세 공정 후의 열연 강판을, 30 내지 90％의 압하율로 냉간 압연하여 냉연 강판을 얻고(냉연 공정),
(g) 냉연 강판을, 노점이 -15℃ 이상, -15℃ 이하인 분위기 하에서, 820℃ 내지 900℃의 온도역에서 어닐링한다(어닐링 공정).
또한, 상기 (g)에 기재한 어닐링 공정에서, 냉연 강판의 편면 또는 양면(표면 또는/및 이면)에, 아연, 알루미늄, 마그네슘 및 그것들의 합금 중 적어도 1종을 포함하는 피막층을 형성하는 피막층 형성 공정을 실시해도 된다.
본 실시 형태에 관한 강판은, 강판의 표면 성상(표면 거칠기 Ra)의 열화를 억제함과 함께, 성형 시의 조기 파단을 억제하기 위해, 조대한 MnS의 생성을 저감시킨다. 조대한 MnS는, 주조 후의 주편의 미세 갈라짐의 기점이 되고, 이 주편의 미세 갈라짐은, 열간 압연 시에 균열을 초래한다. 나아가, 이 조대한 MnS가 존재하는 부위는, 성형 시에, 균열의 기점이 될 우려가 있다. 따라서, 본 실시 형태에서는, 주조 공정 전의 정련 공정에 있어서, 조대한 MnS의 생성이 억제되도록, 용강의 성분 조정을 행한다. 구체적으로는, 후술하는 바와 같이, 정련 공정에 있어서, 용강의 Al 농도를 일정 이하가 되도록 제어한다.
(a) 정련 공정
정련 공정에서는 먼저, 주지의 방법으로 제조된 용선에 대하여 전로에서의 정련(1차 정련)을 실시한다. 전로로부터 출강된 용강에 대하여 2차 정련, 즉 진공 탈가스 장치(예를 들어, RH)에 의한 진공 탈가스 처리를 실시한다. 본 실시 형태에서는, 이 진공 탈가스 처리에 있어서, 용강 중의 Al 농도를 0.05％질량％ 이하로 조정함과 함께, Al을 제외한 성분을 상기에서 설명한 성분 조성이 되도록, 성분 조정을 행한다. 구체적으로는, 진공 탈가스 처리 중에 있어서의 용강 중의 Al 농도를 감시하여, MnO 또는 Ti2O3를 핵으로 한 MnS의 생성과 그 미세 분산화를 촉진시킬 필요가 있다. 그러나, 용강 중의 Al 농도가 높은 경우, 용강 중의 용존 산소량은 낮아지기 때문에, MnO나 Ti2O3 등의 산화물의 생성은 억제된다. 그 결과, 미세한 MnS의 생성 및 분산을 촉진시키는 것이 곤란해진다. 또한, 용강 중의 Al 농도가 높은 경우에는, Al2O3의 산화물은 생성되지만, Al2O3을 핵으로 하여 MnS는 생성되기 어렵다. 그 결과, 응고 후에 슬래브가 되고, 또한 열연 및 냉연의 공정을 거쳐 얻어지는 강판에 있어서 30㎛를 초과하는 조대한 MnS가 생성될 우려가 있다. 또한, 조대한 MnS의 생성에 수반하여, 표면 성상(표면 거칠기 Ra)이 열화되고, 그 결과, 굽힘성이 열화될 우려도 있다. 이러한 점에서, 본 실시 형태에서는, 이 진공 탈가스 처리에 있어서, 용강 중의 Al 농도를 0.05질량％ 이하로 조정한다. 바람직하게는, 0.04질량％ 이하, 더욱 바람직하게는, 0.035질량％ 이하이다.
또한, 본 실시 형태에서는, 진공 탈가스 처리에 있어서, 탈산 시간은 5분 미만으로 하는 것이 바람직하다. 탈산 시간이 과도하게 길면, 용강 중의 용존 산소량이 낮아져, MnS의 핵이 되는 MnO, Ti2O3의 생성량이 감소해 버리고, 그 결과, MnS가 조대화될 우려가 있다. 따라서, 탈산 시간은 5분 미만으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 탈산 시간은 4분 이하이다. 또한, 여기에서 말하는 「탈산 시간」이란 탈산 개시, 즉 탈산제로서 Al을 첨가한 후로부터, 2차 정련 완료까지의 소요 시간을 가리킨다.
또한, 본 실시 형태에서는, 진공 탈가스 처리에 있어서 Al을 제외한 성분을 상기에서 설명한 성분 조성이 되도록, 성분 조정을 행할 때, MnO나 Ti2O3의 응집이나 조대화에 의한 개수 밀도의 감소를 방지하기 위해, 2차 정련 완료로부터 주조 공정 개시까지의 소요 시간을 3분 미만으로 하는 것이 바람직하다.
(b) 주조 공정
다음으로, 상기 정련 공정에 의해 Al 농도가 조정된 용강을 사용하여 슬래브를 제조한다(주조 공정). 구체적으로는, 상기 용강을 사용하여, 예를 들어 연속 주조법에 의해 슬래브를 제조할 수 있다.
(c) 열연 공정
다음으로, 제조한 슬래브를, 직접, 또는 일단 냉각한 후에 가열하고, 열간 압연하여 열연 강판을 얻는다(열연 공정). 본 실시 형태에 있어서, 열연 공정의 각 조건은 특별히 한정하지 않지만, 제품판의 형상 확보의 관점에서, 마무리 온도: 800 내지 1000℃, 마무리 스탠드의 최종단의 압하율: 10 내지 80％로 해도 된다.
(d) 권취 공정
다음으로, 열연 후의 강판(열연 강판)을 700℃ 이하의 온도역에서 권취한다. 권취 온도가 700℃를 초과하면, 열연 강판의 표면에, 비교적 두꺼운 산화물의 피막(산화 스케일)이 형성되고, 이 산화물이, 강 중의 결정립계에 쐐기 형상으로 생성되어 버린다. 그리고 그 후, 산세 공정에서 이 산화 스케일을 제거하면, 강판 표면에 미세 균열이 발생한 듯한 성상이 되고, 어닐링 공정 후의 강판 표면에 요철이 다수 발현되어, 최종 강판의 표면 성상(표면 거칠기 Ra)이 열화될 우려가 있다. 따라서, 권취 온도는, 700℃ 이하로 하고, 바람직하게는 680℃ 이하이다. 한편, 권취 온도가 과도하게 낮아지지 않는 범위로 제어함으로써, 열연판의 강도가 과대해지는 것이 억제되어, 냉연 부하의 높아짐을 억제할 수 있어, 생산성을 높일 수 있다. 따라서, 권취 온도는, 바람직하게는 500℃ 이상이다.
(e) 산세 공정
권취 공정 후의 열연 강판을 산세한다(산세 공정). 산세 공정의 조건에 특별히 제약은 없다. 예를 들어, 산세는, 1회여도 되고, 필요에 따라서 복수회로 나누어 행해도 된다.
(f) 냉연 공정
산세 공정 후의 열연 강판을, 30 내지 90％의 압하율로 냉간 압연에 제공하여 냉연 강판을 제조한다(냉연 공정). 압하율이 30％ 미만이면, 판 형상이 악화될 우려가 있다. 한편, 냉연 공정의 압하율이 90％ 초과이면, 냉연 하중이 과대해져, 생산성이 열화되고, 또한 냉연할 수 없게 되는 경우도 있다. 따라서, 냉연 공정의 압하율은 30％ 이상, 90％ 이하로 한다.
바람직하게는, 40％ 이상 80％ 이하이다. 냉간 압연의 방법에는 제약이 없고, 적절히 압연 패스의 횟수, 패스마다의 압하율을 설정하면 된다.
(g) 어닐링 공정(연속 어닐링 공정)
냉연 강판을, 노점이 -15℃ 초과, 15℃ 이하인 분위기 하에서, 820 내지 900℃의 온도역에서 어닐링한다(연속 어닐링).
연속 어닐링 시의 노 내 노점은, 표층의 탄소 농도의 제어에 기여한다. 노점 온도가 -15℃ 초과이면, 탈탄이 진행되기 쉬워, 표층의 탄소 농도는 저하된다. 이에 의해, 굽힘성은 향상된다.
노점 온도가 15℃ 초과이면, 탈탄이 과도하게 진행되어, 강도의 저하를 초래한다. 따라서, 노점은 -15℃ 초과, 15℃ 이하로 한다. 바람직한 노점은, -10℃ 이상이고, 5℃ 이하이다.
어닐링 공정에 있어서의 가열 온도(유지 온도)는 금속 조직의 면적률에 영향을 미친다. 가열 온도가 820℃ 미만이면, 가열 시의 오스테나이트양이 적어, 어닐링 후의 페라이트, 베이나이트 및 펄라이트의 면적률의 합계가 높아져, 높은 인장 강도(예를 들어 1300MPa 이상의 인장 강도)를 달성하는 것이 곤란해진다. 가열 온도가 900℃ 초과이면, 고온에서 유지되는 동안에 서멀 그루브라고 불리는 결정립계에 오목부를 발생시키는 형상 변화가 진행되어, 표면 성상(표면 거칠기 Ra)이 열화된다. 따라서, 연속 어닐링에 있어서의 가열 온도는, 820℃ 이상, 900℃ 이하로 한다. 바람직하게는, 830℃ 이상, 880℃ 이하이다.
연속 어닐링 시의 유지 시간(정류 시간)은 특별히 한정하지 않지만, 어닐링 후의 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적률을 충분히 확보하고, 강도를 향상시키는 관점에서, 유지 시간은, 10초 이상으로 하는 것이 바람직하고, 100초 이상이 보다 바람직하다.
또한, 본 실시 형태의 어닐링 공정에서는, 냉연 강판의 편면 또는 양면(표면 또는/및 이면)에, 아연, 알루미늄, 마그네슘 및 그것들의 합금 중 적어도 1종을 포함하는 피막층(예를 들어, 도금층, 합금화 도금층)을 형성하는 피막층 형성 공정을 실시해도 된다. 또한, 어닐링 공정 이후도 전기 도금 등의 방법으로, 피막층을 형성해도 된다.
(어닐링 공정 후의 냉각 속도)
상기 어닐링 공정 후의 냉각에서는, 750℃부터 550℃ 이하까지 평균 냉각 속도 100℃/s 이하로 냉각하는 것이 바람직하다. 평균 냉각 속도의 하한값은, 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 2.5℃/s여도 된다. 평균 냉각 속도의 하한값을 2.5℃/s로 하는 이유는, 오스테나이트로부터 페라이트 변태가 발생하여, 모재 강판이 연화되는 것을 억제하기 위해서이다.
평균 냉각 속도가 지나치게 느리지 않음으로써, 강도의 저하를 억제할 수 있다. 보다 바람직하게는 5℃/s 이상, 더욱 바람직하게는 10℃/s 이상, 더욱 바람직하게는 20℃/s 이상이다. 또한, 750℃ 초과의 온도에서는 페라이트 변태가 현저하게 발생하기 어렵기 때문에, 냉각 속도는 제한하지 않는다. 또한, 550℃ 미만의 온도에서는, 저온 변태 조직이 얻어지기 때문에, 냉각 속도를 제한하지 않는다. 750℃부터 550℃ 이하까지의 평균 냉각 속도는, 100℃/s 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 50℃/s 이하이고, 더욱 바람직하게는 20℃/s 이하이다. 또한, 본 실시 형태에서는, 상기한 바와 같이, 어닐링 공정 후의 냉각에서 속도를 제어하는 편이 좋은 온도 범위는, 적어도 750℃부터 550℃까지의 범위이고, 당해 온도 범위 이외의 범위에서도, 평균 냉각 속도 100℃/s 이하로 냉각해도 된다.
(어닐링 공정 후의 냉각 정지 온도 및 재가열)
또한, 상기의 냉각 후, 25℃ 내지 550℃ 미만의 온도까지 더 냉각하여 정지하고, 계속해서, 150℃ 내지 550℃의 온도역으로 재가열하여 체류시켜도 된다. 상술한 온도 범위(냉각 정지 온도)까지 냉각을 행하면 냉각 중에 미변태의 오스테나이트로부터 마르텐사이트가 생성된다. 그 후, 재가열을 행함으로써, 마르텐사이트가 템퍼링되어, 강판의 강도 연성 밸런스가 개선된다. 냉각 정지 온도의 하한을 25℃로 한 것은, 과도한 냉각은 대폭적인 설비 투자를 필요로 할 뿐만 아니라, 그 효과가 포화되기 때문이다.
(체류 온도)
상기한 바와 같이, 냉각 정지 후, 150℃ 내지 550℃까지 재가열한 후에, 당해 온도역 내에 강판을 체류시켜도 된다. 이 재가열의 온도(체류 온도)는 또한 350℃ 내지 550℃로 해도 된다. 이 온도역에서의 체류는, 마르텐사이트의 템퍼링에 기여한다. 또한, 상기 냉각 정지 온도가 150℃ 내지 550℃였던 경우에는, 재가열을 행하지 않고 그대로 체류를 행해도 된다.
(체류 시간)
150 내지 550℃의 온도역에서 체류를 행하는 시간은, 그 효과를 얻기 위해 30초 이상 500초 이하여도 되고, 30초 이상 300초 이하로 하는 것이 바람직하다.
(템퍼링)
일련의 어닐링 공정에 있어서, 강판을 상기 체류 온도에서 체류시키고, 또한 실온까지 냉각한 후, 혹은 실온까지 냉각하는 도중(단 Ms 이하)에서 재가열을 개시하여, 150℃ 이상, 400℃ 이하의 온도역에서 2초 이상 유지해도 된다(템퍼링 공정). 이 템퍼링 공정에 의하면, 재가열 후의 냉각 중에 생성된 마르텐사이트를 템퍼링하여 템퍼링 마르텐사이트로 함으로써, 강도 연성 밸런스를 더 개선할 수 있다. 템퍼링 공정을 행하는 경우, 유지 온도가 150℃ 이상이고, 또한 유지 시간이 2초 이상임으로써, 마르텐사이트가 충분히 템퍼링되어, 마이크로 조직 및 기계 특성의 변화가 발생한다. 한편, 유지 온도가 400℃ 이하임으로써, 템퍼링 마르텐사이트 중의 전위 밀도의 저하가 억제되어, 인장 강도를 높일 수 있다. 그 때문에, 템퍼링을 행하는 경우에는, 150℃ 이상, 400℃ 이하의 온도역에서 2초 이상 유지하는 것이 바람직하다. 템퍼링은, 연속 어닐링 설비 내에서 행해도 되고, 연속 어닐링 후에 오프라인에서, 별도 설비에서 실시해도 상관없다. 이때, 템퍼링 시간은, 템퍼링 온도에 따라 다르다. 즉, 저온일수록 장시간이 되고, 고온일수록 단시간이 된다.
(도금)
강판에 대해서 필요에 따라, 용융 아연 도금을 실시해도 된다. 그 경우, 상기 체류(즉 상기 재가열)의 공정의 전후에, (아연 도금욕 온도－40)℃ 내지 (아연 도금욕 온도＋50)℃로 가열 또는 냉각하여, 용융 아연 도금을 실시해도 된다. 용융 아연 도금 공정에 의해, 강판의 표면에는, 용융 아연 도금층이 형성된다. 이 경우, 냉연 강판의 내식성이 향상되므로 바람직하다. 본 실시 형태에 있어서, 도금층의 종류는 용융 아연 도금층에 한정되지 않고, 각종 피막층을 채용 가능하다. 또한, 강판의 표면에 도금을 실시하는 타이밍도 특별히 한정되지 않는다. 예를 들어, 본 실시 형태에 관한 제조 방법에 있어서는, 어닐링에서 오스테나이트 단상역에서 유지한 후, 실온까지 냉각하는 과정에서, 판의 표리면에 아연, 알루미늄, 마그네슘 또는 이것들의 합금으로 이루어지는 피막층을 형성시켜도 된다. 혹은, 어닐링 후의 판의 표리면에 당해 피막층을 형성시켜도 된다.
(도금욕에의 침지 시의 강판 온도)
용융 아연 도금욕에 침지할 때의 강판 온도는, 용융 아연 도금욕 온도보다 40℃ 낮은 온도(용융 아연 도금욕 온도－40℃)로부터, 용융 아연 도금욕 온도보다 50℃ 높은 온도(용융 아연 도금욕 온도＋50℃)까지의 온도 범위가 바람직하다. 이 온도가 용융 아연 도금욕 온도－40℃ 이상임으로써, 도금욕 침지 시의 방열이 지나치게 커지지 않아, 용융 아연의 일부의 응고가 억제되어 도금 외관의 열화를 억제할 수 있다. 침지 전의 판 온도가 용융 아연 도금욕 온도－40℃를 하회하고 있던 경우, 임의의 방법으로 도금욕 침지 전에 또한 가열을 행하여, 판 온도를 용융 아연 도금욕 온도－40℃ 이상으로 제어하고 나서 도금욕에 침지시켜도 된다. 또한, 도금욕에의 침지 시의 강판 온도가 용융 아연 도금욕 온도＋50℃ 이하임으로써, 도금욕 온도 상승에 수반되는 조업상의 문제를 억제할 수 있다.
(도금욕의 조성)
도금욕의 조성은, Zn을 주체로 하고, 유효 Al양(도금욕 중의 전체 Al양으로부터 전체 Fe양을 뺀 값)이 0.050 내지 0.250질량％인 것이 바람직하다. 도금욕 중의 유효 Al양이 0.050질량％ 이상임으로써, 도금층 중으로의 Fe의 침입이 억제되어, 도금 밀착성이 높여진다. 한편, 도금욕 중의 유효 Al양이 0.250질량％ 이하임으로써, 강판과 도금층의 경계에, Fe 원자 및 Zn 원자의 이동을 저해하는 Al계 산화물이 생성되는 것을 억제할 수 있어, 도금 밀착성이 높여진다. 도금욕 중의 유효 Al양은 0.065질량％ 이상이 보다 바람직하고, 0.180질량％ 이하가 보다 바람직하다.
(도금욕에의 침지 후의 강판 온도)
용융 아연 도금층에 합금화 처리를 실시하는 경우에는, 용융 아연 도금층을 형성한 강판을 450 내지 600℃의 온도 범위(합금화 온도)로 가열하는 것이 바람직하다. 합금화 온도가 450℃ 이상임으로써, 합금화가 충분히 진행된다. 한편, 합금화 온도가 600℃ 이하임으로써, 합금화가 지나치게 진행되지 않아, Γ상의 생성이 억제되어, 도금층 중의 Fe 농도가 높아지는(예를 들어 15％를 초과하는) 것이 억제되어, 내식성이 높여진다. 합금화 온도는 470℃ 이상이 보다 바람직하고, 550℃ 이하가 보다 바람직하다. 합금화 온도는, 강판의 성분 조성 및 내부 산화층의 형성 정도에 따라 바꿀 필요가 있으므로, 도금층 중의 Fe 농도를 확인하면서 설정하면 된다.
(전처리)
도금 밀착성을 더욱 향상시키기 위해, 연속 용융 아연 도금 라인에 있어서의 어닐링 전 등에, 모재 강판에 Ni, Cu, Co, Fe의 단독 혹은 복수로 이루어지는 도금을 실시해도 된다.
(후처리)
용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 표면에, 도장성, 용접성을 개선할 목적으로, 상층 도금을 실시하는 것이나, 각종 처리, 예를 들어 크로메이트 처리, 인산염 처리, 윤활성 향상 처리, 용접성 향상 처리 등을 실시할 수도 있다.
(스킨 패스 압연)
또한, 강판 형상의 교정이나 가동 전위 도입에 의해 연성의 향상을 도모하는 것을 목적으로 하여, 스킨 패스 압연을 실시해도 된다. 열처리 후의 스킨 패스 압연의 압하율은, 0.1 내지 1.5％의 범위가 바람직하다. 0.1％ 이상임으로써 충분한 효과가 얻어지고, 제어도 용이하다.
1.5％ 이하임으로써 생산성이 높여진다. 스킨 패스 압연은, 인라인에서 행해도 되고, 오프라인에서 행해도 된다.
실시예
이하, 실시예에 의해 본 발명을 보다 상세하게 설명하지만, 본 발명은 이들 실시예에 전혀 한정되는 것은 아니다.
(실시예 1)
표 1A 내지 D에 기재된 성분 조성을 갖는 다양한 슬래브를 재료로 하여, 표 2A 내지 D에 기재된 다양한 제조 조건에 따라서, 다양한 강판(판 두께: 1.4mm)을 제조하였다. 또한, 권취 공정과 냉간 압연 공정 사이에 산세를 행하였다. 또한, 정련 공정에 있어서의 탈산 시간은 4분으로 하고, 2차 정련 완료로부터 주조 개시까지의 소요 시간은 2분으로 하였다.
표 1A 내지 D에 있어서, 공란은, 대응하는 원소 함유량이, 본 실시 형태에 규정된 유효 숫자(최소 자릿수까지의 수치)에 있어서, 0％인 것을 의미한다. 또한, 각 슬래브의 성분의 단위는 질량％이고, 그 잔부는 철 및 불순물이었다. 표 1A 내지 D, 표 2A 내지 D, 표 3A 내지 D에 있어서, 발명 범위 외의 값, 및 합격 여부 기준을 충족하지 않은 값에는 밑줄을 그었다.
이들 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4의 위치를 중심으로 하는 1/8 내지 3/8 두께의 범위(판 두께 1/4부)에 있어서의 금속 조직(페라이트, 펄라이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트(잔류 γ), 마르텐사이트(프레시 마르텐사이트), 템퍼링 마르텐사이트), MnS의 최대 직경(㎛), 표면 거칠기 Ra, 강판 표면으로부터 판 두께 방향 10㎛ 깊이 위치의 평균 탄소 농도 Cs(질량％), 강판 표면으로부터 판 두께 방향 1/4 깊이의 위치에 있어서의 평균 탄소 농도 C4t(질량％), Cs/C4t, 그리고 표층의 비커스 경도(HV)를 평가하였다. 평가 결과를 표 3A 내지 D에 나타낸다. 또한, 이들 평가는, 상술한 방법에 준하여 실시하였다.
또한, 이들 강판의 인장 강도(TS), 연신율(El), 구멍 확장률(λ) 및 굽힘성을 평가하여 표 3C, D에 기재하였다. 이것들의 평가 방법은 이하와 같다.
강판의 인장 강도(TS)의 평가는, 길이 방향이 강판의 압연 방향에 직각이 되도록, JIS 5호 시험편을 강판으로부터 채취하고, JIS Z 2241:2011에 준거하여 인장 시험을 행함으로써 실시하였다. 인장 강도(TS)가 1300MPa 이상인 강판을, 인장 강도에 관하여 합격으로 판단하였다.
강판의 연신율(El)의 평가도, 길이 방향이 강판의 압연 방향에 직각이 되도록, JIS 5호 시험편을 강판으로부터 채취하고, JIS Z 2241:2011에 준거하여 인장 시험을 행함으로써 실시하였다. 또한, 성형성을 확보하는 관점에서는 연신율(El)은 7.0％ 이상인 것이 바람직하다.
구멍 확장률(λ)은 JIS Z 2241:2011의 5호 시험편을 사용하여, JIS Z 2256:2010에 준거하여 측정하였다. 구멍 확장 시험편의 채취 위치는, 강판의 판 폭 방향의 단부로부터 1/4 부분으로 하였다. 구멍 확장률(λ)이 25.0％ 이상인 강판을, 구멍 확장성에 관하여 합격으로 판단하였다.
굽힘성의 평가는, 독일 자동차 공업회에서 규정된 VDA 기준(VDA238-100)에 준거한 굽힘 시험에 의해 최대 굽힘 각도를 구하여 평가하였다. 본 실시예에서는, 굽힘 시험에서 얻어지는 최대 하중 시의 변위를 VDA 기준으로 각도로 변환하여, 최대 굽힘 각도 α(°)를 구하였다. 최대 굽힘 각도 α가 60.0° 이상인 경우를 굽힘성이 우수하다고 하여 합격으로 판정하였다. 또한 굽힘 시험에 있어서의 시험편은, 치수: 30mm×60mm(압연 방향에 평행한 변을 30mm로 함), 판 두께: 1.4mm(1.4mm 이하는 VDA 규격으로 정해져 있음)로 하고, 굽힘 시험의 측정 조건은, 굽힘 능선: 압연 방향과 평행한 방향, 롤 직경: φ30mm, 펀치 형상: 선단 R＝0.4mm, 롤간 거리: 3.3mm(또한 규격에서는 판 두께×2＋0.5mm), 압입 속도: 20mm/min으로 하였다.
[표 1A]
Figure pct00001
[표 1B]
Figure pct00002
[표 1C]
Figure pct00003
[표 1D]
Figure pct00004
[표 2A]
Figure pct00005
[표 2B]
Figure pct00006
[표 2C]
Figure pct00007
[표 2D]
Figure pct00008
[표 3A]
Figure pct00009
[표 3B]
Figure pct00010
[표 3C]
Figure pct00011
[표 3D]
Figure pct00012
성분 조성, 제조 조건 모두 충족하는 발명예는, 금속 조직의 조직 비율, 조직의 특징 및 특성이 모두 발명의 범위 내가 되어, 강도 및 굽힘성을 높은 수준으로 양립시킬 수 있는 강판을 얻을 수 있음을 알 수 있었다.
한편, 성분 조성, 제조 조건 중 어느 한쪽이라도 발명의 범위를 충족하지 않은 비교예는, 조직 비율, 조직의 특징 중 적어도 어느 것이 발명의 범위를 벗어나 버려, 결과적으로 어느 특성이 열화되어 버렸다.
본 발명에 따르면, 강도 및 굽힘성을 높은 수준으로 양립시킬 수 있는 강판을 얻을 수 있다.

Claims (6)

  1. 성분 조성이, 질량％로,
    C: 0.15 내지 0.50％,
    Si: 0.01 내지 1.00％,
    Mn: 1.00 내지 3.00％,
    P: 0 내지 0.0200％,
    S: 0.0001 내지 0.0200％,
    Al: 0.001 내지 0.100％,
    N: 0 내지 0.020％,
    Co: 0 내지 0.5000％,
    Ni: 0 내지 1.000％,
    Mo: 0 내지 1.000％,
    Cr: 0 내지 2.000％,
    O: 0 내지 0.0200％,
    Ti: 0 내지 0.500％,
    B: 0 내지 0.010％,
    Nb: 0 내지 0.500％,
    V: 0 내지 0.500％,
    Cu: 0 내지 0.500％,
    W: 0 내지 0.100％,
    Ta: 0 내지 0.100％,
    Sn: 0 내지 0.050％,
    Sb: 0 내지 0.050％,
    As: 0 내지 0.050％,
    Mg: 0 내지 0.0500％,
    Ca: 0 내지 0.050％,
    Zr: 0 내지 0.050％, 및
    REM: 0 내지 0.100％
    를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고,
    금속 조직에 있어서, 면적률로,
    잔류 오스테나이트는, 0％ 이상, 10.0％ 이하,
    펄라이트, 페라이트 및 베이나이트는, 합계로 0％ 이상, 5.0％ 이하이고, 잔부 조직이, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트이고,
    극값 통계에 의한 MnS의 최대 직경이 30㎛ 이하이고,
    표면 거칠기 Ra가 5.0㎛ 이하이고,
    표층의 비커스 경도가, 강판의 인장 강도 TS(MPa)×0.25 미만인 것을 특징으로 하는 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    강판 표면으로부터 판 두께 방향 10㎛ 깊이 위치의 평균 탄소 농도가, 강판 표면으로부터 판 두께 방향 1/4 깊이의 위치에 있어서의 평균 탄소 농도의 0.800배 이하인 것을 특징으로 하는 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 성분 조성이, 질량％로,
    Co: 0.0100 내지 0.5000％,
    Ni: 0.010 내지 1.000％,
    Mo: 0.010 내지 1.000％,
    Cr: 0.001 내지 2.000％,
    O: 0.0001 내지 0.0200％,
    Ti: 0.001 내지 0.500％,
    B: 0.0001 내지 0.010％,
    Nb: 0.001 내지 0.500％,
    V: 0.001 내지 0.500％,
    Cu: 0.001 내지 0.500％,
    W: 0.001 내지 0.100％,
    Ta: 0.001 내지 0.100％,
    Sn: 0.001 내지 0.050％,
    Sb: 0.001 내지 0.050％,
    As: 0.001 내지 0.050％,
    Mg: 0.0001 내지 0.0500％,
    Ca: 0.001 내지 0.050％,
    Zr: 0.001 내지 0.050％, 및
    REM: 0.001 내지 0.100％
    중, 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 강판.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 기재된 강판의 제조 방법이며,
    용강에 대하여 진공 탈가스 처리를 행하고, 상기 용강의 성분 조성에 대해서, Al 농도를 0.05질량％ 이하로 조정함과 함께, 질량％로,
    C: 0.15 내지 0.50％,
    Si: 0.01 내지 1.00％,
    Mn: 1.00 내지 3.00％,
    P: 0 내지 0.0200％,
    S: 0.0001 내지 0.0200％,
    N: 0 내지 0.020％,
    Co: 0 내지 0.5000％,
    Ni: 0 내지 1.000％,
    Mo: 0 내지 1.000％,
    Cr: 0 내지 2.000％,
    O: 0 내지 0.0200％,
    Ti: 0 내지 0.500％,
    B: 0 내지 0.010％,
    Nb: 0 내지 0.500％,
    V: 0 내지 0.500％,
    Cu: 0 내지 0.500％,
    W: 0 내지 0.100％,
    Ta: 0 내지 0.100％,
    Sn: 0 내지 0.050％,
    Sb: 0 내지 0.050％,
    As: 0 내지 0.050％,
    Mg: 0 내지 0.0500％,
    Ca: 0 내지 0.050％,
    Zr: 0 내지 0.050％, 및
    REM: 0 내지 0.100％
    를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 성분 조성으로 조정하는 정련 공정과,
    상기 정련 공정 후의 상기 용강을 사용하여 슬래브를 제조하는 주조 공정과,
    상기 슬래브를, 직접, 또는 일단 냉각한 후에 가열하고, 열간 압연하여 열연 강판을 얻는 열연 공정과,
    상기 열연 강판을, 700℃ 이하의 온도역에서 권취하는 권취 공정과,
    상기 권취 공정 후의 상기 열연 강판을 산세하는 산세 공정과,
    상기 산세 공정 후의 상기 열연 강판을, 30 내지 90％의 압하율로 냉간 압연 하여 냉연 강판을 얻는 냉연 공정과,
    상기 냉연 강판을, 노점이 -15℃ 초과, 15℃ 이하인 분위기 하에서, 820℃ 내지 900℃의 온도역에서 어닐링을 행하는 어닐링 공정
    을 갖는 것을 특징으로 하는, 강판의 제조 방법.
  5. 제4항에 있어서,
    상기 정련 공정에 있어서,
    탈산 시간을 5분 미만으로 하는, 강판의 제조 방법.
  6. 제4항 또는 제5항에 있어서,
    상기 어닐링 공정에 있어서,
    상기 냉연 강판의 편면 또는 양면에, 아연, 알루미늄, 마그네슘 및 그것들의 합금 중 적어도 1종을 포함하는 피막층을 형성하는 피막층 형성 공정을 갖는 것을 특징으로 하는, 강판의 제조 방법.
KR1020247027519A 2022-02-25 2023-02-17 강판, 및 강판의 제조 방법 KR20240139064A (ko)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2022028109 2022-02-25
JPJP-P-2022-028109 2022-02-25
PCT/JP2023/005815 WO2023162891A1 (ja) 2022-02-25 2023-02-17 鋼板、および鋼板の製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
KR20240139064A true KR20240139064A (ko) 2024-09-20

Family

ID=87765790

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020247027519A KR20240139064A (ko) 2022-02-25 2023-02-17 강판, 및 강판의 제조 방법

Country Status (5)

Country Link
JP (1) JPWO2023162891A1 (ko)
KR (1) KR20240139064A (ko)
CN (1) CN118715332A (ko)
MX (1) MX2024010164A (ko)
WO (1) WO2023162891A1 (ko)

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2013245397A (ja) 2012-05-29 2013-12-09 Kobe Steel Ltd 強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2015117404A (ja) 2013-12-18 2015-06-25 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2016194272A1 (ja) 2015-05-29 2016-12-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板及びこれらの製造方法
WO2017179372A1 (ja) 2016-04-14 2017-10-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6136476B2 (ja) * 2013-04-02 2017-05-31 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板及び冷延鋼板の製造方法
CN112639146B (zh) * 2018-08-31 2022-09-30 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
WO2020045220A1 (ja) * 2018-08-31 2020-03-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
MX2022006042A (es) * 2019-11-26 2022-06-23 Nippon Steel Corp Miembro estampado en caliente y lamina de acero para estampado en caliente.

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2013245397A (ja) 2012-05-29 2013-12-09 Kobe Steel Ltd 強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2015117404A (ja) 2013-12-18 2015-06-25 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2016194272A1 (ja) 2015-05-29 2016-12-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板及びこれらの製造方法
WO2017179372A1 (ja) 2016-04-14 2017-10-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
WO2023162891A1 (ja) 2023-08-31
MX2024010164A (es) 2024-08-27
CN118715332A (zh) 2024-09-27
JPWO2023162891A1 (ko) 2023-08-31

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP2243852B1 (en) High-strength hot-dip zinc coated steel sheet excellent in workability and process for production thereof
EP3467135B1 (en) Thin steel sheet, and production method therefor
US12077831B2 (en) Steel sheet, member, and methods for producing them
KR20190089024A (ko) 고강도 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
CN112996938B (zh) 高强度钢板
JP6897882B2 (ja) 熱延鋼板およびその製造方法
JP6777274B1 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
EP2816129B1 (en) Cold-rolled steel sheet, plated steel sheet, and method for manufacturing the same
EP4043595A1 (en) Cold-rolled steel sheet and method for producing same
EP3875616B1 (en) Steel sheet, member, and methods for producing them
JP7216933B2 (ja) 鋼板およびその製造方法
CN115768915B (zh) 镀锌钢板、构件和它们的制造方法
WO2023095920A1 (ja) 鋼部材及び鋼板
WO2023002910A1 (ja) 冷延鋼板及びその製造方法
CN117751205A (zh) 钢板及其制造方法
KR20240027747A (ko) 고강도 강판
KR20240139064A (ko) 강판, 및 강판의 제조 방법
CN114585759A (zh) 高强度钢板和碰撞吸收构件以及高强度钢板的制造方法
KR20240137033A (ko) 강판, 및 강판의 제조 방법
JP7311069B1 (ja) 鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
WO2024214788A1 (ja) ホットスタンプ成形体
JP7303460B2 (ja) 鋼板およびその製造方法
WO2024048132A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法ならびに部材およびその製造方法
WO2022244591A1 (ja) 合金化溶融亜鉛めっき鋼板
WO2023153096A1 (ja) 冷延鋼板