KR100915262B1

KR100915262B1 - 가공성이 우수한 고강도 강판

Info

Publication number: KR100915262B1
Application number: KR1020070017849A
Authority: KR
Inventors: 유이치 후타무라; 가쓰히로 야마모토; 마사아키 미우라
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2006-02-23
Filing date: 2007-02-22
Publication date: 2009-09-03
Also published as: US20110318605A1; EP1826287A3; CN101024868A; KR20070087510A; US8388771B2; CN100554479C; US20070196685A1; EP1826287A2; EP1826287B1

Abstract

본 발명의 고강도 강판은 질량%로 C: 0.03 내지 0.2%, Si: 0.5 내지 2.5%, Mn: 1 내지 3.0%, Cr: 0.01 내지 0.5%, Mo: 0.01 내지 0.5%, Al: 0.02 내지 0.15%, Ti: 0.15% 이하, Nb: 0.15% 이하 및 V: 0.15% 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물이고, 또한 상기 Si량이 하기 수학식 1을 만족하는 것이다:

단, α=6.9×([C]+[Mn]/6+[Cr]/5+[Mo]/4+[Ti]/15+[Nb]/17+[V]/14)^1/2이고, 식 중, [ ]는 강판에 포함되는 각 원소의 양(질량%)을 나타낸다. 이 고강도 강판은 가공성(특히 신도)이 향상되어 강도-신도 밸런스가 우수하다.

Description

가공성이 우수한 고강도 강판{HIGH STRENGTH STEEL SHEET HAVING EXCELLENT FORMABILITY}

본 발명은 고강도 강판에 관한 것이고, 특히 용융 아연 도금 고강도 강판이나 합금화 용융 아연 도금 고강도 강판의 모재(소재)가 되는 고강도 강판에 관한 것이다.

자동차의 골격 부재로서 충돌시의 에너지를 흡수하는 역할을 담당하는 부재나 필러(pillar) 등의 구조 부재는 안전성 향상의 관점에서, 또는 환경 문제 대책으로서 연비 향상을 목적으로 하는 차체의 경량화의 관점에서 고강도화가 요구되고 있다. 또한, 구조 부재에는 방청성의 향상도 요구되고 있어, 고강도 강판의 표면에 용융 아연 도금을 실시한 용융 아연 도금 고강도 강판이나, 용융 아연 도금 후 합금화한 합금화 용융 아연 도금 고강도 강판이 구조 부재로서 사용되고 있다.

그런데, 이러한 구조 부재의 소재에는 강도나 방청성 외에, 소망하는 구조 부재의 형상으로 성형 가공하기 위해 가공성(신도)도 요구된다. 그런데, 강판의 강도를 높이면 가공성이 열화되기 때문에, 강도와 가공성의 양립(강도-신도 밸런스의 향상)이 요구되고 있다.

용융 아연 도금 강판을 고강도화했을 때의 가공성을 높이는 기술로서, 일본 특허공고 제1987-40405호 공보에는, 강판의 금속 조직을, 페라이트 바탕에 마르텐사이트를 주로 하는 저온 변태 생성상을 포함하는 혼합 조직으로 하면 좋다는 것이 기재되어 있다. 그러나, 이 문헌에 개시되어 있는 강판의 강도는 600MPa 정도이므로 추가적인 고강도화가 요구되고 있다.

한편, 일본 특허공개 제1997-13147호 공보에는, 성형성을 높인 강도 800MPa 이상의 고장력 합금화 용융 아연 도금 강판이 기재되어 있다. 이 문헌에는, 강판을 고강도화하는 것 외에 강판의 금속 조직을 페라이트·마르텐사이트의 2상 조직으로 하기 위해, Si를 0.4% 이상 첨가하는 것이 기재되어 있다. 그러나, Si와 강도-신도 밸런스의 관계에 관해서는 주목되어 있지 않고, 강도-신도 밸런스가 열화되는 경우가 있었다.

본 발명은 이러한 상황에 감안하여 이루어진 것으로, 그의 목적은 고강도 강판의 가공성(특히 신도)을 향상시켜 강도-신도 밸런스가 우수한 고강도 강판을 제공하는데 있다.

본 발명자들은 강판의 강도와 가공성(특히 신도)의 양립을 목표로 하여 예의 검토를 거듭하였다. 그 결과, Si 함유량을 높이는 동시에, Si 함유량을 다른 합금 원소량에 따라 적정하게 제어하는 것이 바람직함을 발견하고, 본 발명을 완성하였다.

즉, 상기 과제를 해결할 수 있는 본 발명에 따른 고강도 강판은 질량%로 C: 0.03 내지 0.2%, Si: 0.5 내지 2.5%, Mn: 1 내지 3.0%, Cr: 0.01 내지 0.5%, Mo: 0.01 내지 0.5%, Al: 0.02 내지 0.15%, Ti: 0.15% 이하, Nb: 0.15% 이하 및 V: 0.15% 이하를 함유하고, 금속 조직이 페라이트와 저온 변태 생성상으로 이루어지고, 페라이트 분율이 10% 이상 90% 이하이고, 저온 변태 생성상의 분율이 10% 이상 90% 이하이며, 상기 Si량이 하기 수학식 1을 만족하는 것이다:

수학식 1

단, α=6.9×([C]+[Mn]/6+[Cr]/5+[Mo]/4+[Ti]/15+[Nb]/17+[V]/14)^1/2이고, 식 중, [ ]는 강판에 포함되는 각 원소의 양(질량%)을 나타낸다.

상기 α를 구하는 식의 형식 및 상수값은 실험 결과에 따라 통계적으로 구한 것이다.

한편, 각 원소의 함유량의 조합에 따라서는 수학식 1로 구한 Si 함유량 범위와 Si: 0.5 내지 2.5%(질량%의 의미, 이하 동일)가 겹치지 않는 경우가 있을 수 있다. 이러한 각 원소의 함유량의 조합은, 가령 각 원소의 함유량이 전부 상기 범위내에 있다고 해도 본 발명의 범위 밖이 된다.

본 발명의 고강도 강판은 Ti: 0.01 내지 0.15%, Nb: 0.01 내지 0.15% 및 V: 0.01 내지 0.15% 이하로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 함유할 수도 있다.

본 발명의 고강도 강판은, 추가로 다른 원소로서 B: 0.0005 내지 0.01%, Ca: 0.0005 내지 0.01%, Cu: 0.0005 내지 0.5%, Ni: 0.0005 내지 0.5% 등을 함유할 수도 있다.

본 발명의 고강도 강판의 표면에는 용융 아연 도금층이나 합금화 용융 아연 도금층이 형성되어 있을 수도 있다.

상기 고강도 강판의 금속 조직은 페라이트와 저온 변태 생성상의 혼합 조직으로 구성되어 있고, 상기 저온 변태 생성상에 차지하는 중간단계 변태 조직의 면적비가 0.3 이하인 것이 바람직하다.

본 발명에 의하면, Si 함유량을 높임으로써 강판을 고강도화할 수 있고, 더구나 Si 함유량을 다른 합금 원소에 따라 적절히 제어함으로써 강판의 가공성(특히 신도)도 높일 수 있다.

발명을 실시하기 위한 최선의 형태

본 발명의 고강도 강판은 Si를 0.5 내지 2.5% 함유하는 것이다. Si는 고용 강화능이 커서 강도를 높이는데 작용하는 원소이다. 또한, Si 함유량이 증가하면 페라이트 분율이 증대함과 동시에, 저온 변태 생성상 중 베이나이트 변태가 억제되어 마르텐사이트 조직이 얻어지기 쉽게 된다. 따라서, 강판의 금속 조직이 페라이트와 마르텐사이트의 복합 조직으로 되어 고강도화와 양호한 신도(가공성)를 달성할 수 있다. Si는 0.5% 이상, 바람직하게는 0.6% 이상, 보다 바람직하게는 0.7% 이상이다. 그러나, 과잉으로 함유하면 열간 압연시에 Si 스케일을 발생시키고, 강판의 표면 성상을 열화시키고, 더구나 강판의 화성 처리성이나 도금 부착성도 저하시켜 도금 불능이 발생한다. 또한, Si가 과잉이면 소둔시에 오스테나이트상이 얻어지기 어렵게 되므로, 페라이트와 마르텐사이트의 혼합 조직이 생성되기 어렵게 된다. 따라서, Si는 2.5% 이하, 바람직하게는 2.3% 이하, 보다 바람직하게는 2.1% 이하이다.

본 발명의 고강도 강판은 Si를 0.5 내지 2.5%의 범위로 함유하는 것이지만, 본 발명에서는 Si 함유량을 Si 이외의 합금 원소의 함유량 중 저온 변태 생성상에 영향을 미치는 합금 원소의 함유량에 따라 제어하는 것이 중요하다. 본 발명자들이 화학 성분이 다른 강판을 여러가지 작성하여, 강판의 화학 성분과 기계적 특성(즉, 강도-신도 밸런스)의 관계에 관하여 검토를 거듭한 바, 강 중에 포함되는 Si 함유량과 저온 변태 생성상에 영향을 미치는 합금 원소의 함유량의 밸런스를 적절히 제어하면 강판의 기계적 특성을 향상시킬 수 있는 것으로 밝혀졌다.

저온 변태 생성상이란, (a) 마르텐사이트 및 (b) 「강의 베이나이트 사진집-1」(아라키 등, 일본철강협회, 1992년, P.1-2)에서 정의되는 마르텐사이트와 페라이트의 중간단계 변태 조직(여기서는 마르텐사이트와 페라이트 이외에 생성되는 조직, 예컨대 베이나이트나 의사(擬似) 펄라이트)을 합친 조직을 의미한다.

저온 변태 생성상에 영향을 미치는 합금 원소란, C, Mn, Cr, Mo, Ti, Nb 및 V이며, 강 중의 Si 함유량이 하기 수학식 1을 만족할 필요가 있다.

수학식 1

단, α=6.9×([C]+[Mn]/6+[Cr]/5+[Mo]/4+[Ti]/15+[Nb]/17+[V]/14)^1/2이고, 식 중, [ ]는 강판에 포함되는 각 원소의 양(질량%)을 나타낸다. 한편, 하기 α를 구하는 식에 있어서, 함유하지 않는 원소(불가피적 불순물 수준의 원소)의 량은 0으로 하여 계산한다.

상기 C, Mn, Cr 및 Mo는 저온 변태 생성상의 생성에 영향을 미치는 원소이지만, C, Mn, Cr 및 Mo 함유량에 대하여 Si 함유량이 적으면 Si의 첨가 효과가 발휘되지 않고, 한편 Si 함유량이 많으면 Si의 첨가 효과가 포화되고, 어느 경우에도 기계적 특성(강도-신도 밸런스)이 열화되는 경향을 나타낸다.

또한, 상기 Ti, Nb 및 V는 저온 변태 생성상 중에서도 중간단계 변태 조직의 생성을 억제하고, 마르텐사이트를 생성시키는데 작용하는 원소이지만, Ti, Nb 및 V 함유량에 대하여 Si 함유량이 적으면 Si의 첨가 효과가 발휘되지 않고, 한편 Si 함유량이 많으면 Si의 첨가 효과가 포화되고, 어느 경우에도 기계적 특성(강도-신도 밸런스)이 열화되는 경향을 나타낸다.

이러한 것은 후술하는 실시예에서 나타내는 도 1로부터 명백하다. 도 1은 강 중의 Si 함유량으로부터 α 값을 뺀 값과, 기계적 특성(강도-신도 밸런스)의 관계를 도시하고 있고, 이 도 1로부터 명백한 바와 같이, 「[Si]-α」를 -4.1 내지 -2.4의 범위로 제어하면 17000MPa% 이상을 달성할 수 있다.

상기 수학식 1의 하한은 바람직하게는 하기 수학식 1a이고, 보다 바람직하게는 하기 수학식 1b이다. 한편, 상기 수학식 1의 상한은 바람직하게는 하기 수학식 1c이고, 보다 바람직하게는 하기 수학식 1d이다.

본 발명의 강판은 상기 수학식 1을 만족하는 범위에서, 기본 원소로서 C, Mn, Cr, Mo 및 Al을 함유하는 것이다. 각 원소의 적절한 범위와 그의 한정 이유는 이하와 같다.

C: 0.03 내지 0.2%

C는 590MPa 이상의 강도를 확보하기 위해 필요한 원소이다. 또한, C는 저온 변태 생성상의 생성량이나 그의 형태에 영향을 미치고, 신도를 향상시키는 원소이다. 따라서, C는 0.03% 이상, 바람직하게는 0.04% 이상, 보다 바람직하게는 0.05% 이상이다. 그러나, C가 지나치게 많으면 용접성이 저하되는 경향이 있다. 따라서, C는 0.2% 이하, 바람직하게는 0.18% 이하, 보다 바람직하게는 0.17% 이하이다.

Mn: 1 내지 3.0%

Mn은 균열 처리에서의 오스테나이트를 안정화시키는 동시에, 오스테나이트 중의 고용 C량을 변화시켜 냉각 과정에서 생성되는 저온 변태 생성상의 강도에 영향을 미치는 원소이다. 또한, Mn은 고용 강화 원소로서 작용하여, 페라이트를 강화한다. 따라서, Mn은 1% 이상, 바람직하게는 1.4% 이상, 보다 바람직하게는 1.6% 이상이다. 그러나, Mn이 과잉이 되면 용제(溶製)가 곤란하게 될 뿐만 아니라, 신도나 용접성에 악영향을 미치게 된다. 따라서, Mn은 3.0% 이하, 바람직하게는 2.7% 이하, 보다 바람직하게는 2.5% 이하이다.

Cr: 0.01 내지 0.5%

Cr은 강판의 담금질성을 높여 저온 변태 생성상 중 마르텐사이트의 생성을 촉진하는 원소이고, 강판의 고강도화에 유효하게 작용한다. 따라서, Cr은 0.01% 이상, 바람직하게는 0.03% 이상, 보다 바람직하게는 0.05% 이상이다. 그러나, Cr을 과잉으로 함유시키더라도 그의 효과가 포화되고, 비용이 높아진다. 따라서, Cr은 0.5% 이하, 바람직하게는 0.4% 이하, 보다 바람직하게는 0.35% 이하이다.

Mo: 0.01 내지 0.5%

Mo는 상기 Cr과 마찬가지의 작용을 갖는 원소이다. 따라서, Mo는 0.01% 이상, 바람직하게는 0.02% 이상, 보다 바람직하게는 0.03% 이상이다. 그러나, Mo를 과잉으로 함유시키더라도 그의 효과가 포화되고, 비용이 높아진다. 따라서, Mo는 0.5% 이하, 바람직하게는 0.45% 이하, 보다 바람직하게는 0.40% 이하이다.

Al: 0.02 내지 0.15%

Al은 탈산을 위해 함유시키는 원소이다. 따라서, Al은 0.02% 이상, 바람직하게는 0.04% 이상, 보다 바람직하게는 0.05% 이상이다. 그러나, 지나치게 많으면 산화물계 개재물량이 증대하여, 강판의 표면 성상이 악화된다. 따라서, Al은 0.15% 이하, 바람직하게는 0.13% 이하, 보다 바람직하게는 0.11% 이하이다.

본 발명의 강판의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다. 불가피적 불순물로서는, 예컨대 P나 S, N, 트램프 원소 등을 들 수 있다. P나 S, N의 바람직한 범위는 이하와 같다.

P가 과잉이 되면 용접성이 열화되는 경향이 있다. 따라서, P는 바람직하게는 0.03% 이하, 보다 바람직하게는 0.025% 이하, 더욱 바람직하게는 0.023% 이하이다.

S가 과잉이 되면 황화물계 개재물이 증대하여, 강판의 강도가 열화되는 경향이 있다. 따라서, S는 바람직하게는 0.01% 이하, 보다 바람직하게는 0.007% 이하, 더욱 바람직하게는 0.005% 이하이다.

N은 강 중에 질화물을 석출시켜 강을 강화하는 원소이지만, N이 과잉으로 존재하면 질화물이 다량으로 석출되어, 오히려 신도의 열화를 야기할 우려가 있다. 따라서, N은 바람직하게는 0.01% 이하, 보다 바람직하게는 0.008% 이하, 더욱 바람직하게는 0.0070% 이하이다.

본 발명의 강판은 상기 기본 원소 이외에, 필요에 따라 다른 원소로서 (a) Ti, Nb 및 V로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소, (b) B, (c) Ca, (d) Cu 및/또는 Ni 등을 함유할 수도 있다. 이러한 원소를 함유하는 경우의 바람직한 범위와 그의 한정 이유는 다음과 같다.

(a) Ti: 0.01 내지 0.15%, Nb: 0.01 내지 0.15% 및 V: 0.01 내지 0.15%로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소

Ti, Nb 및 V는 어느 것이나 중간단계 변태 조직의 생성을 억제하는 원소이다.

특히 Ti는 강 중에 탄화물이나 질화물 등의 석출물을 형성하여 강을 강화하는 원소이기도 하다. 또한, Ti는 결정립을 미세화하여 항복강도를 높이는 데도 유효하게 작용한다. 그러나, Ti를 과잉으로 함유시키면 탄화물이 입계 상에 대부분 석출되어, 국소 신도가 저하된다. 따라서, Ti는 0.15% 이하, 바람직하게는 0.13% 이하, 보다 바람직하게는 0.1% 이하로 한다. Ti의 하한에 관해서는 특별히 한정되지 않지만, 이러한 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, Ti는 0.01% 이상 함유하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.015% 이상, 더욱 바람직하게는 0.02% 이상이다. 한편, Ti는 강 중에 고용되어 냉각 과정에서 중간단계 변태 조직의 생성을 억제하고, 강판의 신도 연성 밸런스를 높이는 효과도 갖는다. 이러한 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, 하기 수학식 3을 만족하도록 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 하기 수학식 3a를 만족하는 것이 좋다.

단, [ ]는 각 원소의 함유량을 나타낸다.

Nb와 V는 결정립을 미세화하는 원소이고, 인성을 손상시키지 않고 강도를 높인다. 이들 원소는 상기 Ti와 마찬가지로 강 중에 고용되어 냉각 과정에서 중간단계 변태 조직의 생성을 억제하고, 강판의 신도 연성 밸런스를 높이는 효과도 갖는다. 그러나, 과잉으로 함유시키더라도 그의 효과가 포화되고, 비용이 높아진다. 따라서, Nb는 0.15% 이하, 바람직하게는 0.13% 이하, 보다 바람직하게는 0.1% 이하이고, V는 0.15% 이하, 바람직하게는 0.13% 이하, 보다 바람직하게는 0.1% 이하이다. 이러한 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, Nb는 0.01% 이상 함유하고 있는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.02% 이상, 더욱 바람직하게는 0.03% 이상이고, V는 0.01% 이상 함유하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.02% 이상, 더욱 바람직하게는 0.03% 이상이다.

Ti, Nb 및 V는 각각 단독으로 함유할 수도 있고, 복수를 조합시켜 함유할 수도 있다. 2종의 원소를 함유하는 경우는 합계가 0.3% 이하이면 좋고, 3종의 원소를 함유하는 경우는 합계가 0.45% 이하이면 좋다.

(b) B: 0.0005 내지 0.01%

B는 담금질성을 높이는 원소이고, 강판의 강도를 향상시킨다. 또한, Mo와 함께 함유시킴으로써 압연 후의 가속 냉각시에서의 담금질성이 제어되어 강판의 강도-인성 밸런스를 최적화한다. 단, B는 중간단계 변태 조직의 생성에는 거의 영향을 미치지 않아, 상술한 최적 Si량에는 영향이 없다. 그러나, 과잉으로 함유하면 강판의 인성이 열화되기 때문에, B는 0.01% 이하인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.05% 이하이다. 이러한 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, B는 0.0005% 이상인 것이 바람직하다.

(c) Ca: 0.0005 내지 0.01%

Ca는 강 중 황화물의 형태를 구상화하여 가공성을 향상시키는 원소이다. 그러나, 0.01%를 초과하여 함유하더라도 효과가 포화되고, 경제적인 가치가 없다. 따라서, Ca는 바람직하게는 0.01% 이하, 보다 바람직하게는 0.005% 이하이다. 이러한 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, Ca는 0.0005% 이상인 것이 바람직하다.

(d) Cu: 0.0005 내지 0.5% 및/또는 Ni: 0.0005 내지 0.5%

Cu와 Ni는 어느 것이나 고용 강화 원소이고, 강판의 강도를 향상시키는 작용을 하는 원소이다. 또한, 강판의 내식성도 향상시키는 원소이다. 그러나, Cu를 0.5%, Ni를 0.5%를 초과하여 함유하더라도 그의 효과는 포화되고, 비용이 높아진다. 따라서, Cu는 바람직하게는 0.5% 이하, 보다 바람직하게는 0.4% 이하, 더욱 바람직하게는 0.3% 이하이다. Ni는 바람직하게는 0.5% 이하, 보다 바람직하게는 0.4% 이하, 더욱 바람직하게는 0.3% 이하이다. Cu와 Ni는 각각 단독으로, 또는 병용하여 함유할 수도 있다. 이러한 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, Cu 또는 Ni는 0.0005% 이상인 것이 바람직하다. 한편, Cu와 Ni는 저온 변태 생성상 중 마르텐사이트의 생성을 촉진하는 원소이지만, Cu와 Ni가 상기 범위내이면 그의 효과는 경미하기 때문에, 상술한 최적 Si량에는 영향이 없다.

본 발명의 강판은 그의 화학 성분을 특정한 점에 특징이 있고, 강판의 표면에는, 예컨대 용융 아연 도금층이나 합금화 용융 아연 도금층이 형성되어 있을 수도 있다.

강판의 금속 조직은 페라이트와 저온 변태 생성상의 혼합 조직으로 구성되어 있으면 좋다. 금속 조직에 차지하는 페라이트와 저온 변태 생성상의 각각의 분율(면적율)은 특별히 한정되지 않고, 강판에 요구되는 강도와 신도의 밸런스에 따라 정하면 좋다. 즉, 페라이트 분율이 높아지면 강도가 저하되는 반면, 신도가 향상되는 경향이 있고, 저온 변태 생성상의 분율이 높아지면 강도가 향상되는 반면, 신도가 저하되는 경향이 있다. 따라서, 페라이트 분율은 바람직하게는 90% 이하, 보다 바람직하게는 80% 이하, 더욱 바람직하게는 70% 이하이며, 바람직하게는 10% 이상, 보다 바람직하게는 20% 이상, 더욱 바람직하게는 30% 이상이다. 저온 변태 생성상의 분율은 바람직하게는 90% 이하, 보다 바람직하게는 80% 이하, 더욱 바람직하게는 70% 이하이며, 바람직하게는 10% 이상, 보다 바람직하게는 20% 이상, 더욱 바람직하게는 30% 이상이다.

본 발명의 고강도 강판은 저온 변태 생성상에 차지하는 중간단계 변태 조직의 면적비(중간단계 변태 조직의 면적율/저온 변태 생성상의 면적율; 이하, S_c값이라 하는 경우가 있다)가 0.3 이하인 것이 바람직하다. 중간단계 변태 조직의 생성이 억제되어 있음으로써 경질인 마르텐사이트 조직이 많아져, 특히 가공성(신도)을 높일 수 있다. 그 결과, 기계적 특성(강도-신도 밸런스)을 한층 더 향상시킬 수 있다. S_c값은 보다 바람직하게는 0.28 이하, 더욱 바람직하게는 0.27 이하이다.

강판의 금속 조직은 판 두께의 중앙부를 주사형 전자 현미경(SEM)을 이용하여 배율 3000배에서 관찰하면 바람직하다.

본 발명의 고강도 강판은 인장강도(TS)가 590 내지 1270MPa 정도가 되는 동시에, 강도와 신도의 밸런스가 양호(TS×E1이 16000MPa% 이상)하게 되기 때문에, 예컨대 자동차의 골격 부재(예컨대, 부재나 필러 등)로서 충돌시의 에너지를 흡수하는 역할을 담당하는 자동차용 부재의 소재로서 바람직하게 이용할 수 있다.

본 발명의 고강도 강판은, 상기에서 규정하는 성분·조직에 대한 요건을 전부 만족하는 것으로, 그의 제조 조건은 특별히 한정되지 않지만, 예컨대 하기에 나타내는 조건을 채용하면 바람직하다.

상기 성분 조성을 갖는 슬래브를 열간 압연하고, 700℃ 이하에서 권취한 후, 필요에 따라 산 세척하고, 이어서 냉간 압연 후, 소둔 라인 또는 연속식 용융 아연 도금 라인으로써 A_c1점 이상의 온도에서 균열 처리 후, 평균 냉각 속도 1℃/초 이상으로 냉각하면 바람직하다.

열간 압연은 통상적 방법에 따라 행하면 좋지만, 마무리 온도를 확보하고, 또한 오스테나이트 입자의 조대화를 방지하기 위해, 가열 온도는 1000 내지 1300℃ 정도로 하면 좋다. 열간 압연의 마무리 온도는 가공성을 저해하는 집합 조직을 형성시키지 않도록 800 내지 950℃로 하고, 마무리 압연 후, 권취 개시 온도까지의 평균 냉각 속도는 펄라이트의 생성을 억제하기 위해 30 내지 120℃/초로 하면 좋다.

권취 온도는 700℃ 이하로 하는 것이 좋다. 이 온도를 초과하면 강판 표면에 형성되는 스케일이 두껍게 되어 산 세척성이 열화된다. 한편, 권취 온도의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 너무 낮으면 저온 변태 생성상이 과잉으로 생성되고, 강판이 지나치게 딱딱해져 냉간 압연성을 저하시킨다. 따라서 권취 온도의 하한은 바람직하게는 250℃, 보다 바람직하게는 400℃이다.

열간 압연 후에는, 필요에 따라 통상적 방법에 따라서 산 세척한 후, 냉간 압연한다. 압하율(壓下率)은 15% 이상으로 하는 것이 좋다. 압하율을 15% 미만으로 하기 위해서는 열간 압연 공정에서 강판의 판 두께를 얇게 하지 않으면 안되고, 열간 압연 공정에서 얇게 하면 강판 길이가 길게 되므로, 산 세척에 시간이 걸려 생산성이 저하된다.

냉간 압연 후에는, 강판을 연속 소둔 라인 또는 연속식 용융 아연 도금 라인으로써, A_c1점 이상의 페라이트-오스테나이트 2상역 또는 오스테나이트 단상역으로 가열 유지하고, 균열 처리하면 좋다.

균열 처리 온도는 A_c1점 이상으로 하면 좋지만, 가열시의 금속 조직을 페라이트와 오스테나이트의 혼합 조직으로 하여, 마르텐사이트를 확실히 생성시켜 가공성을 높이기 위해서는, A_c1점보다 50℃ 정도 이상이 높은 온도로 균열 처리하는 것이 바람직하다. 구체적으로는 780℃ 정도 이상이다. 균열 처리 온도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 오스테나이트 입자의 조대화를 방지하는 관점에서 900℃ 이하로 한다.

균열 처리시의 유지 시간도 특별히 한정되지 않고, 예컨대 10초 정도 이상이면 좋다.

균열 처리 후에는, 상온까지의 평균 냉각 속도를 1℃/초 이상으로 냉각하면 고강도 강판(냉연 강판)을 얻을 수 있다. 평균 냉각 속도가 1℃/초 미만이면 냉각 중에 펄라이트 조직이 생성되고, 이것이 최종 조직으로 잔존하여 가공성(신도)을 열화시키는 원인이 된다. 평균 냉각 속도는 5℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 규정되지 않지만, 강판 온도 제어의 용이함이나 설비 비용을 고려하면 50℃/초 정도로 하는 것이 좋다.

상기 고강도 강판의 표면에 용융 아연 도금을 형성한 용융 아연 도금 고강도 강판을 제조하기 위해서는, 연속식 용융 아연 도금 라인으로써 상기 조건에서 균열 처리한 후, 도금 욕 온도(400 내지 500℃, 바람직하게는 440 내지 470℃)까지 평균 냉각 속도 1℃/초 이상으로 냉각한 후, 용융 아연 도금하면 좋다. 평균 냉각 속도가 1℃/초 미만이면 냉각 중에 펄라이트 조직이 생성되고, 이것이 최종 조직으로서 잔존하여 가공성(신도)을 열화시키는 원인이 된다. 평균 냉각 속도는 5℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 규정되지 않지만, 강판 온도 제어의 용이함이나 설비 비용을 고려하면 50℃/초 정도로 하는 것이 좋다.

도금 욕의 조성은 특별히 한정되지 않고, 공지된 용융 아연 도금 욕을 이용하면 좋다. 한편, 도금 욕 중의 Al 함유량은 0.05 내지 0.2%로 하는 것이 바람직하다. Al은 용융 아연 도금층의 합금화 속도를 제어하는데 작용하는 원소이고, Al을 함유하는 용융 아연 도금 욕 중에 강판을 침지하면 강판의 표면(즉, 강판과 용융 아연 도금층의 계면)에 Fe-Al 금속층이 형성되어, 강판과 아연이 바로 합금화되는 것을 방지할 수 있다. 그런데, Al이 0.05% 미만이면, Fe-Al 합금층이 지나치게 얇기 때문에, 강판을 도금 욕에 침지하면 강판과 아연의 합금화가 바로 진행되기 쉽다. 그 때문에 합금화 처리 공정에 있어서 도금 표면까지 합금화가 완료되기 전에, Γ상이 크게 성장하게 되어 내파우더링성(내도금박리성)이 저하된다. Al 함유량은 보다 바람직하게는 0.07% 이상이다. 그러나, Al 함유량이 0.2%를 초과하면 Fe-Al 합금층이 지나치게 두껍게 되기 때문에, 합금화 처리 공정에서 Fe와 Zn의 합금화가 저해되어, 용융 아연 도금층의 합금화가 지연된다. 따라서, 합금화를 진행시키기 위해서는, 합금화 라인을 길게 하거나 고온하에서의 합금화 처리를 별도로 행할 필요가 생긴다. Al 함유량은 보다 바람직하게는 0.18% 이하이다.

용융 아연 도금 후에는, 상온까지 평균 냉각 속도 1℃/초 이상으로 냉각함으로써, 강판 중의 오스테나이트를 마르텐사이트로 변태시켜 페라이트와 마르텐사이트를 주체로 하는 혼합 조직을 얻을 수 있다. 냉각 속도가 1℃/초 미만이면 마르텐사이트가 생성되기 어렵고, 펄라이트나 중간단계 변태 조직이 생성될 우려가 있다. 평균 냉각 속도는 10℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하다.

상기 고강도 강판의 표면에 합금화 용융 아연 도금을 형성한 합금화 용융 아연 도금 고강도 강판을 제조하기 위해서는, 상기 조건에서 용융 아연 도금한 후, 400 내지 750℃ 정도(바람직하게는 500℃ 내지 600℃ 정도)로 가열하고 합금화 처리하면 좋다. 합금화 처리를 하는 경우의 가열수단은 특별히 한정되지 않고, 관용의 여러가지 방법(예컨대, 가스 가열이나 인덕션 히터(induction heater) 가열 등)을 이용할 수 있다.

합금화 처리 후에는, 상온까지 평균 냉각 속도 1℃/초 이상으로 냉각함으로써, 페라이트와 마르텐사이트를 주체로 하는 혼합 조직을 얻을 수 있다.

고강도 강판의 저온 변태 생성상에 차지하는 중간단계 변태 조직의 면적비(S_c값)를 0.3 이하로 하기 위해서는, 고강도 강판이 냉간 압연 강판인 경우에는 균열 처리 후 상온까지 냉각할 때에 강판의 온도가 500℃로부터 300℃의 온도역을 통과하는 시간이 120초 이하가 되도록 냉각하면 좋다. 용융 아연 도금 강판의 경우에는, 용융 아연 도금 후 상온까지 냉각할 때에 강판의 온도가 500℃로부터 300℃의 온도역을 통과하는 시간이 120초 이하가 되도록 냉각하면 좋다. 합금화 용융 아연 도금 강판의 경우도 마찬가지로, 합금화 처리 전후에 상온까지 냉각할 때에 강판의 온도가 500℃로부터 300℃의 온도역을 통과하는 시간이 120초 이하가 되도록 냉각하면 좋다. 상기 온도역을 통과하는 시간을 120초 이하로 함으로써, 중간단계 변태 조직의 생성을 억제할 수 있다.

실시예

이하, 본 발명을 실시예에 의해 더욱 상세하게 설명하지만, 하기 실시예는 본 발명을 한정하는 성질의 것이 아니라, 전·후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경하여 실시하는 것도 가능하고, 그들은 어느 것이나 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

표 1 또는 표 2에 나타내는 화학 성분 조성(잔부는 Fe 및 불가피적 불순물)의 강을 전로에서 용제하고, 이것을 연속 주조하여 슬래브를 수득했다. 수득된 슬래브를 1250℃로 가열, 유지하고, 이것을 마무리 온도 900℃로 하여 압하율 약 99%로 두께 2.4mm까지 열간 압연하고, 이어서 평균 냉각 속도 50℃/초로 냉각한 후, 480℃에서 권취하여 열연 강판을 수득했다. 수득된 열연 강판을 산 세척 후, 압하율 약 50%로 두께 1.2mm까지 냉간 압연하여 냉연 강판을 수득했다.

표 1 또는 표 2에 나타낸 강판의 화학 성분으로부터, 상기 수학식 1을 이용하여 Si 함유량의 범위를 산출했다. 결과를 하기 표 1 또는 표 2에 나타낸다. 또한, 강 중에 포함되는 Si 함유량(질량%)으로부터 상기 α값을 뺀 값(「[Si]-α」. 단, [Si]는 강 중의 Si 함유량을 나타낸다)도 하기 표 1 또는 표 2에 함께 나타낸다.

수득된 냉연 강판으로 소둔 라인 또는 연속식 용융 아연 도금 라인에서 하기의 처리를 실시하여 균열 처리한 냉연 강판, 용융 아연 도금 강판 또는 합금화 용융 아연 도금 강판을 수득했다.

하기 표 3에 나타내는 No. 1 내지 6은 균열 처리한 냉연 강판이고, 상기 냉연 강판을 소둔 라인에서 830℃로 가열하고, 이 온도에서 30초간 유지하여 균열 처리한 후, 상온까지 평균 냉각 속도 15℃/초로 냉각한 것이다.

하기 표 3에 나타내는 No. 7 내지 11 및 No. 14는 용융 아연 도금 강판이고, 상기 냉연 강판을 연속식 용융 아연 도금 라인에서 830℃로 가열하고, 이 온도에서 30초간 유지하여 균열 처리한 후, 도금 욕 온도까지 평균 냉각 속도 15℃/초로 냉각하고, 이것을 도금 욕에 3초간 침지하여 냉간 압연 강판의 표면에 용융 아연 도금층을 형성한 것이다. 도금 욕은 Al 함유량이 0.13%인 용융 아연 도금 욕을 이용하고, 도금 욕 온도는 450 내지 470℃이다. 도금 후에는 상온까지 평균 냉각 속도 10℃/초로 냉각했다.

하기 표 3에 나타내는 No. 12 내지 13도 용융 아연 도금 강판이지만, 상기 No. 7과 같은 조건에서 냉간 압연 강판의 표면에 용융 아연 도금층을 형성한 후, 도금 욕 온도로부터 300℃의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도를 30℃/초로 하고, 300℃로부터 상온까지 평균 냉각 속도 10℃/초로 냉각했다.

하기 표 4에 나타내는 No. 15 내지 24 및 No. 28 내지 36은 합금화 용융 아연 도금 강판이고, 상기 No. 7과 같은 조건에서 냉연 강판의 표면에 용융 아연 도금층을 형성한 후, 540 내지 560℃로 가열하고, 이 온도에서 10초간 정도 유지하여 합금화 처리하여 냉연 강판의 표면에 합금화 용융 아연 도금층을 형성한 것이다. 합금화 처리 후에는 상온까지 평균 냉각 속도 10℃/초로 냉각했다.

하기 표 4에 나타내는 No. 25 내지 27도 합금화 용융 아연 도금 강판이지만, 상기 No. 15와 같은 조건에서 용융 아연 도금층을 합금화한 후, 500℃로부터 300℃의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도를 30℃/초로 하고, 300℃로부터 상온까지 평균 냉각 속도 10℃/초로 냉각했다.

다음으로, 수득된 균열 처리 후의 냉간 압연 강판, 용융 아연 도금 강판 또는 합금화 용융 아연 도금 강판에 관하여, 모재 강판의 판 두께 중앙부에서의 금속 조직을 주사형 전자 현미경(SEM)을 이용하여 배율 3000배로 관찰하여, 페라이트와 저온 변태 생성상(중간단계 변태 조직 및 마르텐사이트)의 면적율을 각각 측정했다. 측정 결과를 하기 표 3 또는 표 4에 나타낸다. 또한, 저온 변태 생성상에 차지하는 중간단계 변태 조직의 면적비(S_c값)를 산출하고, 결과를 표 3 또는 표 4에 나타낸다.

또한, 수득된 균열 처리 후의 냉간 압연 강판, 용융 아연 도금 강판 또는 합금화 용융 아연 도금 강판으로부터 JIS5호 시험편을 절취하여, 인장시험으로 인장강도(TS)와 신도(E1)를 측정했다. 결과를 하기 표 3 또는 표 4에 나타낸다. 한편, TS는 590MPa 이상, 1270MPa 미만의 범위를 합격으로 하고, 이 범위로부터 벗어나는 것을 불합격으로 했다.

또한, TS×E1을 산출하여, 강도-연성 밸런스를 평가했다. 결과를 하기 표 2 및 표 3에 나타낸다. 한편, 강도가 590MPa 급(590MPa 이상 780MPa 미만)인 강판은 신도(E1)가 28% 이상이고, 780MPa 급(780MPa 이상 980MPa 미만)인 강판은 신도(E1)가 20% 이상이고, 980MPa 급(980MPa 이상 1180MPa 미만)인 강판은 신도(E1)가 15% 이상이고, 1180MPa 급(1180MPa 이상 1270MPa 미만)인 강판은 신도(E1)가 9% 이상인 것을 합격으로 했다.

또한, 표 1 또는 표 2에 나타낸 「[Si]-α」의 값과, 표 3 또는 표 4에 나타낸 TS×E1의 관계를 도 1에 나타낸다. 도 1 중, □는 강종(鋼種) A1 내지 A20을 이용한 예(No. 1 내지 5, No. 7 내지 11, No. 15 내지 24)의 결과를 나타내고, ▲는 강종 C1 내지 C6(No. 14, No. 33 내지 36)을 이용한 예의 결과를 나타내고 있다. 또한, ■는 강종 A9, A10, A17, A19 및 A20을 이용하여 냉각 속도를 최적화한 예, 즉 중간단계 변태 조직이 생성되지 않도록 냉각 속도를 빠르게 한 예(No. 12 및 13, No. 25 내지 27)의 결과를 나타내고 있다.

또한, 수득된 용융 아연 도금 강판과 합금화 용융 아연 도금 강판에 관해서는, 도금 불능의 발생 유무를 육안으로 관찰하여, 도금성을 평가했다. 결과를 하기 표 3 및 표 4에 나타낸다.

표 1 내지 4로부터 명백한 바와 같이, 어느 강판도 페라이트와 저온 변태 생성상의 혼합 조직으로 구성되어 있음을 알 수 있다. 특히, 표 4의 No. 20(강종 A16)과 No. 34(강종 C4)는 Si 이외의 화학 성분이 거의 같은 예이고, 이들을 비교하면 No. 34는 Si 함유량이 적기 때문에, 저온 변태 생성상에 차지하는 중간단계 변태 조직 분율이 높아지는데 반하여, No. 20은 Si 함유량이 많기 때문에, 저온 변태 생성상에 차지하는 중간단계 변태 조직 분율은 낮게 된다. 따라서, 강도 등급은 거의 같은 수준이지만 신도 차이가 생겨, No. 20이 기계적 특성(강도-신도 밸런스)이 우수하다.

한편, 표 4의 No. 28 내지 32는 화학 성분이 본 발명에서 규정하는 범위로부터 벗어나는 예로, 강도-연성 밸런스가 나쁘다. 특히, No. 28(강종 B1)은 C량이 적은 예로, 충분한 강도가 확보되지 않는다. No. 29(강종 B2)는 Si량이 많은 예로, 페라이트 분율이 지나치게 높아 충분한 강도가 얻어지지 않는다. 또한, 강판의 표면에 Si 스케일이 발생하여 표면 성상이 열화되고, 도금성이 저하된다. No. 30(강종 B3)은 Mn량이 적은 예이고, 고용량이 적어지기 때문에, 강도가 낮다. 또한, 저온 변태 생성상의 일부가 중간단계 변태 조직으로서 생성되기 때문에, 신도(E1)가 저하된다. No. 31(강종 B4)은 Mn량이 많은 예로, 강도는 높지만 신도가 불량하다. No. 32(강종 B5)는 Ti량이 많은 예로, 강도는 충분하지만 탄화물이 입계상에 많이 석출되어, 국소 신도가 현저히 저하된다.

도 1로부터 명백한 바와 같이, 강 중에 포함되는 Si 함유량과 저온 변태 생성상에 영향을 미치는 합금 원소의 함유량의 밸런스를 적절히 제어하면 강판의 기계적 특성(강도-신도 밸런스)을 향상시킬 수 있음을 알 수 있다. 특히, 표 3에 나타낸 No. 12 및 13과 표 4에 나타낸 No. 25 내지 27의 결과(도 1 중의 ■)를 보면, 저온 변태 생성상에 차지하는 중간단계 변태 조직 분율을 저하시킴으로써, 특히 신도를 높일 수 있어, 강판의 기계적 특성(강도-신도 밸런스)을 한층 더 향상시킬 수 있음을 알 수 있다.

한편, 강 중에 포함되는 Si 함유량과 저온 변태 생성상에 영향을 미치는 합금 원소의 밸런스가 나빠지고, 「[Si]-α」값이 -4.1 내지 -2.4의 범위로부터 벗어나면 강도-연성 밸런스가 나빠진다. 예컨대, No. 20(강종 A16), No. 33(강종 C3) 및 No. 34(강종 C4)는 Si 이외의 화학 성분이 거의 같은 예이지만, Si가 증량함에 따라 기계적 특성(강도-신도 밸런스)은 증대하고, Si량이 적정하게 제어되어 있는 No. 20은 매우 우수한 강도-신도 밸런스를 나타내고 있다.

본 발명에 의해, Si 함유량을 높임으로써 강판을 고강도화할 수 있고, 더구나 Si 함유량을 다른 합금 원소에 따라 적절히 제어함으로써 강판의 가공성(특히 신도)도 높일 수 있다.

도 1은 「[Si]-α」의 값과 TS×E1의 관계를 나타내는 도면이다.

Claims

고강도 강판으로서,

질량%로

C: 0.03 내지 0.2%,

Si: 0.5 내지 2.5%,

Mn: 1 내지 3.0%,

Cr: 0.01 내지 0.5%,

Mo: 0.01 내지 0.5%, 및

Al: 0.02 내지 0.15%를 함유하고,

상기 강판의 금속 조직은 페라이트와 저온 변태 생성상의 혼합 조직으로 구성되어 있고, 페라이트 분율이 10% 이상 90% 이하이고, 저온 변태 생성상의 분율이 10% 이상 90% 이하이며, 상기 저온 변태 생성상에 차지하는 베이나이트 및 의사(擬似) 펄라이트의 합계 면적비(S_c)가 0.3 이하이고,

상기 Si량이 하기 수학식 1을 만족하는 고강도 강판:

수학식 1

단, α=6.9×([C]+[Mn]/6+[Cr]/5+[Mo]/4)^1/2이고, 식 중, [ ]는 강판에 포함되는 각 원소의 양(질량%)을 나타낸다.
제 1 항에 있어서,

질량%로 Ti: 0.01 내지 0.15%, Nb: 0.01 내지 0.15% 및 V: 0.01 내지 0.15%로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 추가로 함유하고, α=6.9×([C]+[Mn]/6+[Cr]/5+[Mo]/4+[Ti]/15+[Nb]/17+[V]/14)^1/2인 고강도 강판.
제 1 항에 있어서,

추가로 다른 원소로서 질량%로 B: 0.0005 내지 0.01%를 함유하는 고강도 강판.
제 1 항에 있어서,

추가로 다른 원소로서 질량%로 Ca: 0.0005 내지 0.01%를 함유하는 고강도 강판.
제 1 항에 있어서,

추가로 다른 원소로서 질량%로 Cu: 0.0005 내지 0.5% 및 Ni: 0.0005 내지 0.5% 중 적어도 한쪽을 함유하는 고강도 강판.
제 1 항에 있어서,

상기 고강도 강판의 표면에 용융 아연 도금층이 형성되어 있는 고강도 강판.
제 1 항에 있어서,

상기 고강도 강판의 표면에 합금화 용융 아연 도금층이 형성되어 있는 고강도 강판.
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