KR100919336B1 - 강도와 가공성의 밸런스가 우수한 고강도 냉연 강판 및도금 강판 - Google Patents

강도와 가공성의 밸런스가 우수한 고강도 냉연 강판 및도금 강판 Download PDF

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Abstract

질량%로, C: 0.10 내지 0.25%, Si: 1.0 내지 2.0%, Mn: 1.5 내지 3.0%, P: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않음), S: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음), Al: 0.01 내지 3.0%를 만족하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 것으로서, 전체 조직에 대한 점적률로 베이니틱 페라이트가 70% 이상, 잔류 오스테나이트가 5 내지 20%이며, 또한 경도(HV)가 270 이상인 동시에, α철의 (200)면에 있어서의 X선 회절 피크의 반가폭이 0.220° 이하인 것을 특징으로 하는 강도와 가공성의 밸런스가 우수한 고강도 냉연 강판.

Description

강도와 가공성의 밸런스가 우수한 고강도 냉연 강판 및 도금 강판{HIGH STRENGTH COLD ROLLED STEEL SHEET AND PLATED STEEL SHEET EXCELLENT IN THE BALANCE OF STRENGTH AND WORKABILITY}
본 발명은 강도와 가공성의 밸런스가 우수한 고강도 냉연 강판 및 도금 강판에 관한 것으로, TRIP(TRansformation Induced Plasticity; 변태 유기 소성) 강판의 개량 기술에 관한 것이다.
자동차나 산업용 기계 등을 구성하는 고강도 부품을 프레스 성형 가공이나 절곡 가공하여 얻는데 있어서, 해당 가공에 제공되는 냉연 강판은 우수한 강도와 가공성을 겸비하는 것이 요구되고 있다. 최근에는 자동차가 더욱 더 경량화됨에 따라 보다 고강도의 냉연 강판에 대한 요구가 높아지고 있고, 이러한 요구에 따른 냉연 강판으로서 특히 TRIP 강판이 주목받고 있다.
TRIP 강판은 오스테나이트 조직이 잔류하고, 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms점) 이상의 온도에서 가공 변형시키면, 응력에 의해 잔류 오스테나이트(잔류 γ)가 마르텐사이트로 유기 변태하여 큰 신장을 얻을 수 있는 강판이다. 그 종류 로서 몇 가지를 들 수 있고, 예를 들면 폴리고날 페라이트를 모상으로 하여 잔류 오스테나이트를 포함하는 강판, 소려(燒戾) 마르텐사이트를 모상으로 하여 잔류 오스테나이트를 포함하는 강판, 베이니틱 페라이트를 모상으로 하여 잔류 오스테나이트를 포함하는 강판, 베이나이트를 모상으로 하여 잔류 오스테나이트를 포함하는 강판(예를 들면 특허문헌 1) 등이 알려져 있다.
이 중 베이니틱 페라이트를 모상으로 하여 잔류 오스테나이트를 포함하는 강판은 경질의 베이니틱 페라이트에 의해 고강도를 얻기 쉽고, 또한 라스 형상의 베이니틱 페라이트의 경계에 미세한 잔류 오스테나이트가 생성되기 쉬우며, 이러한 조직 형태가 우수한 신장을 가져온다고 하는 특징을 갖고 있다. 또한 해당 강판은 1회의 열처리(연속 소둔 공정 또는 도금 공정)로 용이하게 제조할 수 있다는 제조상의 장점도 있다.
그런데 해당 강판에 있어서도, 고강도화에 따라 가공성이 저하되는 등의 문제가 있다. 이러한 문제를 해결하기 위해, 특허문헌 2에는 기본적인 성분 조성에 Ni, Cu, Cr, Mo, Nb 중 1종 이상을 소정량 함유시켜, 내수소취화, 용접성과 함께 구멍 확장성을 높인 고강도 박강판이 제안되어 있다. 그러나 합금원소를 필수로 하고, 모상이 전위 밀도가 매우 높은 베이니틱 페라이트로 이루어지기 때문에, 전체 신장을 포함하는 연성을 한층 더 높이는 것은 어렵다고 생각된다. 또한, 비용이나 재활용의 관점에서, 합금원소를 저감하는 것이 바람직하다.
특허문헌 1: 일본 특허 공개 1989-159317호 공보
특허문헌 2: 일본 특허 공개 2004-332100호 공보
발명의 개시
발명이 해결하고자 하는 과제
본 발명은 상기 사정을 감안하여 이루어진 것으로서, 그 목적은 인장 강도와 가공성의 밸런스가 한층 높아진 인장 강도가 800MPa 이상인 냉연 강판 및 도금 강판을 제공하는 것에 있다.
과제를 해결하기 위한 수단
본 발명에 따른 강도와 가공성의 밸런스가 우수한 고강도 냉연 강판이란, 질량%로(화학성분에 관하여, 이하 동일),
C: 0.10 내지 0.25%,
Si: 1.0 내지 2.0%,
Mn: 1.5 내지 3.0%,
P: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않음),
S: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음),
Al: 0.01 내지 3.0%
를 만족하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 것으로서,
전체 조직에 대한 점적률로,
베이니틱 페라이트가 70% 이상,
잔류 오스테나이트가 5 내지 20%이며, 또한
경도(HV)가 270 이상인 동시에,
α철의 (200)면에 있어서의 X선 회절 피크의 반가폭(半價幅)이 0.220° 이하
인 것에 특징을 갖는 것이다.
상기 고강도 냉연 강판은, 추가로 Mo: 0.3% 이하(0%를 포함하지 않음), 및/또는 Cr: 0.3% 이하(0%를 포함하지 않음)를 포함해도 좋고, 또 Ti: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음), 및/또는 Nb: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음)를 포함해도 좋다. 더 나아가서는 Ca: 50질량ppm 이하(0%를 포함하지 않음)를 포함해도 좋다.
본 발명은 상기 고강도 냉연 강판의 표면에 도금이 실시된 도금 강판도 포함하는 것이며, 해당 도금으로서 아연 도금이 실시된 것을 들 수 있다.
발명의 효과
본 발명에 따르면, 자동차 등에 있어서의 고강도 부품을 양호하게 가공할 수 있는 인장 강도와 가공성(전체 신장, 신장 플랜지성)의 밸런스가 한층 높아진 고강도 냉연 강판 및 도금 강판을 제공할 수 있다.
도 1은 균열 온도(T1)와 평균 냉각 속도(CR)가 인장 강도에 미치는 영향을 나타낸 그래프이다.
도 2는 균열 온도(T1)와 평균 냉각 속도(CR)가 신장(El)에 미치는 영향을 나타낸 그래프이다.
도 3은 균열 온도(T1)와 평균 냉각 속도(CR)가 잔류 오스테나이트에 미치는 영향을 나타낸 그래프이다.
도 4는 대표적인 열처리 패턴을 설명한 개략도이다.
도 5는 다른 대표적인 열처리 패턴을 설명한 개략도이다.
발명을 실시하기 위한 최선의 형태
본 발명자들은 상기한 바와 같이 연성을 확보하기 쉬운 베이니틱 페라이트를 모상으로 하는 TRIP 강판을 대상으로, 강도와 가공성의 밸런스를 한층 더 높이기 위해, 모상에 착안하여 예의 연구를 행했다.
도 1 내지 3은 본 발명의 성분조성을 만족하는 동일 강종을 이용하여, 후술하는 열처리 패턴(도 4)의 균열 온도(T1)를 870 내지 900℃, 평균 냉각 속도(CR)를 10℃/s와 20℃/s로 변경하여 제조하고, 수득된 강판의 인장 강도(TS), 신장[전체 신장(El)], 및 잔류 오스테나이트(잔류 γ)를 후술하는 실시예와 같이 측정한 결과이다. 이 도 1 내지 3에서 인장 강도는 열처리시의 균열 온도와 평균 냉각 속도에 좌우되지 않고 거의 일정하지만(도 1), 신장은 균열 온도와 평균 냉각 속도에 따라 다르고(도 2), 특히 균열 온도: 880℃에서 얻은 강재는 도 3에 나타내는 바와 같이 잔류 오스테나이트량이 거의 동량임에도 불구하고, 평균 냉각 속도에 따라 신장이 현저하게 다르다. 본 발명자들은 이들 강재에 대하여 상세하게 조사한 바, 상기 균열 온도: 880℃에서 얻은 강재 중 높은 신장을 나타내는 것(CR: 10℃/s에서 냉각한 것)은 표 1에 나타내는 바와 같이, 모상의 전위 밀도와 관계가 있고, 모상(α철)을 X선 회절(후술하는 실시예의 조건에서 측정)하여 수득되는 Fe 피크 반가폭이 작은 것을 알 수 있었다. 그래서, 여러가지 조건으로 제조하여 수득된 Fe 피크 반가폭이 다른 강재에 대하여 신장을 측정한 바, Fe 피크 반가폭이 작은 것일수록 높은 신장을 나타내는 것을 파악했다.
Figure 112007068307342-pct00001
또한, Fe 피크 반가폭과 신장의 향상에 대하여 정량적인 관계를 추구한 바, 상기 α철의 (200)면에 있어서의 피크 반가폭(이하 "Fe 피크 반가폭"이라는 기재 있음)이 0.220° 이하(바람직하게는 0.205° 이하)이면 비약적으로 높은 신장을 나타내고, 강도와 가공성의 밸런스를 한층 높일 수 있는 것을 발견했다.
또한, 이렇게 Fe 피크 반가폭을 저감하여 신장이 현저하게 높아지는 기구에 대하여, 아직 충분히 명백하지는 않지만 다음과 같이 생각된다. 즉 TRIP 강판은 상술한 바와 같이 가공시에 잔류 오스테나이트가 변태함으로써 우수한 가공성을 나타내는데, 해당 가공성은 가공(변형) 초기는 모상의 특성에 좌우되는 바가 커서, 모상 자체의 연성이 강판의 연성에 크게 영향을 미치는 것으로 생각된다. 본 발명과 같이 작은 Fe 피크 반가폭을 나타내는 모상의 경우, 전위 밀도가 작고 모상의 연성이 향상된다고 생각되기 때문에, 가공 초기단계에서 모상이 갖는 연성이 충분히 발휘되는 것에 더하여, 계속하여 일어나는 잔류 오스테나이트의 TRIP 효과를 보다 효과적으로 해서, 종합적으로 우수한 가공성을 발휘하는 것으로 생각된다. 즉 본 발명에서는 모상을 콘트롤하여 잔류 오스테나이트 등의 조직 분률이 종래와 똑같은 강판에 있어서, 해당 잔류 오스테나이트의 변태에 의한 효과를 충분히 발휘시킬 수 있는 것으로 생각된다.
상기 X선 회절에 있어서의 Fe 피크 반가폭은 전위 밀도와 관계되는 왜곡의 도입 정도를 나타내는 것이기 때문에, 어느 결정방위를 측정해도 거의 동일한 경향을 나타내는데, 본 발명에서는 가장 경향을 명확하게 파악할 수 있는 (200)면의 Fe 피크 반가폭을 대표적으로 규정하는 것으로 했다.
또한, 상기 Fe 피크 반가폭의 하한값은 특별히 마련하지 않았지만, 본 발명 강판의 모상 조직이 폴리고날 페라이트가 아니고 베이니틱 페라이트인 것을 고려하면, 상기 Fe 피크 반가폭의 하한은 약 0.180°가 되는 것으로 생각된다.
상기 효과를 충분히 발휘시켜서, 강도와 가공성의 밸런스를 확실히 높이려면, 본 발명 강판의 조직이 하기 요건을 만족하는 것이 필요하다.
<베이니틱 페라이트(BF): 70% 이상>
본 발명은 상술한 바와 같이 연성을 확보하기 쉬운 베이니틱 페라이트를 모상으로 하는 TRIP 강판을 대상으로 하는 것이며, 해당 베이니틱 페라이트를 전체 조직에 대한 점적률로 70% 이상 차지하도록 한다. 바람직하게는 80% 이상, 보다 바람직하게는 90% 이상이다. 그 상한은 다른 조직(잔류 오스테나이트 등)과의 밸런스에 의해 결정될 수 있고, 후술하는 잔류 오스테나이트 이외의 조직(마르텐사이트 등)을 함유하지 않을 경우에는 그 상한이 95%로 제어된다.
본 발명에 있어서의 상기 "베이니틱 페라이트"란, 전위 밀도가 높은 라스 형상 하부 조직이나 과립(granular) 형상 하부 조직을 가진 조직을 말하고, 조직내에 일정한 생성 형태를 이룬 탄화물을 갖는 베이나이트 조직과는 분명히 다르다. 또한, 전위 밀도가 없거나 혹은 매우 적은 폴리고날 페라이트 조직과도 다르다(일본철강협회 기초연구회 발행 『강의 베이나이트 사진집-1』 참조).
<잔류 오스테나이트(잔류 γ): 5 내지 20%>
잔류 오스테나이트는 전체 신장의 향상에 유용하며, 이러한 작용을 유효하게 발휘시키려면, 전체 조직에 대하여 점적률로 5%(바람직하게는 8% 이상, 보다 바람직하게는 10% 이상, 더 바람직하게는 15% 이상) 존재하는 것이 필요하다. 한편, 다량으로 존재하면 신장 플랜지성이 열화하므로 상한을 20%로 정했다.
또한 상기 γR 중의 C농도(CγR)가 0.8% 이상인 것이 바람직하다. CγR은 TRIP(왜곡 유기 변태 가공)의 특성에 크게 영향을 미쳐서, CγR이 0.8% 이상이면 신장이나 신장 플랜지성이 향상되기 때문이다. 보다 바람직하게는 1.0% 이상, 더 바람직하게는 1.2% 이상이다. 또한, 상기 CγR은 높을수록 바람직한데, 실제 조업상 조정가능한 상한은 대략 1.5%로 생각된다.
본 발명의 강판은 상기 조직으로만(즉 베이니틱 페라이트와 잔류 오스테나이트와의 혼합조직) 구성되어 있어도 좋고, 본 발명의 작용을 손상하지 않는 범위에서 다른 조직으로서 마르텐사이트나 탄화물을 포함해도 좋다. 이것들은 본 발명의 제조 과정에서 불가피하게 형성될 수 있는 조직인데, 적으면 적을수록 바람직하고, 본 발명에서는 15% 이하로 억제한다. 바람직하게는 10% 이하이다.
본 발명의 강판은 상기한 바와 같이 모상이 베이니틱 페라이트이며, 종래와 같은 폴리고날 페라이트를 많이 포함하는 것이 아니기 때문에, 강판의 비커스 경도(Hv)는 270 이상을 나타낸다. 폴리고날 페라이트가 많이 포함되면 모상이 매우 연질이 되어, 가공시에 폴리고날 페라이트와 잔류 오스테나이트의 계면에 보이드가 생겨 잔류 오스테나이트의 변태에 의한 가공성 향상 효과가 충분히 발휘되기 어려워진다.
본 발명은 상기한 바와 같이 특히 조직을 제어하는 점에 특징이 있지만, 해당 조직을 용이하게 형성하여 인장 강도와 가공성의 밸런스를 향상시키려면 강판의 성분 조성을 하기 범위로 할 필요가 있다.
<C: 0.10 내지 0.25%>
C는 고강도를 확보하고, 또한 잔류 오스테나이트를 확보하기 위한 필수 원소이다. 상세하게는 오스테나이트 상 중에 충분한 C를 고용(固溶)시켜 실온에서도 소망하는 오스테나이트 상을 잔류시키기 위해 중요한 원소이며, 강도-가공성의 밸런스를 높이는데도 유용하다. 따라서 C량은 0.10% 이상으로 한다. 바람직하게는 0.15% 이상, 보다 바람직하게는 0.18% 이상이다. 단, C량이 과잉이 되면 용접성이 열화되므로, 본 발명에서는 C량을 0.25% 이하로 억제한다. 바람직하게는 0.23% 이하이다.
<Si: 1.0 내지 2.0%>
Si는 고용강화 원소로서 유용한 것 외에, 잔류 오스테나이트가 분해하여 탄화물이 생성되는 것을 유효하게 억제하는 원소이기도 한다. 이러한 관점에서 본 발명에서는 Si량을 1.0% 이상으로 한다. 바람직하게는 1.2% 이상이다. 그러나 Si가 과잉이 되면, 가공성에 악영향을 미치므로 2.0% 이하로 억제한다. 바람직하게는 1.8% 이하이다.
<Mn: 1.5 내지 3.0>
Mn은 오스테나이트를 안정화시켜 소망하는 잔류 오스테나이트를 얻는데 필요한 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키려면 1.5% 이상 함유시킬 필요가 있다. 바람직하게는 1.8% 이상이다. 한편, Mn량이 과잉이 되면, 잔류 오스테나이트가 감소하는 동시에 주편 분열의 원인도 되므로, 3.0% 이하, 바람직하게는 2.7% 이하로 한다.
<P: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않음)>
P는 가공성을 열화시키므로 낮을수록 바람직하고, 0.01% 이하로 억제하는 것이 좋다.
<S: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음)>
S는 MnS 등의 황화물계 개재물을 형성하고, 균열의 기점이 되어 가공성(특히 신장 플랜지성)을 열화시키는 유해한 원소로, 최대한 저감하는 것이 바람직하다. 따라서 S는 0.005% 이하, 바람직하게는 0.003% 이하로 억제한다.
<Al: 0.01 내지 3.0%>
Al은 강중의 탈산 때문에 첨가되는 원소이며, Al에 의한 탈산을 행하면 강중 Al량이 0.01% 이상이 된다. 그러나 Al함유량이 증가하면, 알루미나 등의 개재물이 증가하고, 가공성이 열화되기 때문에 3.0%를 상한으로 한다.
본 발명에서 규정하는 함유 원소는 상기한 바와 같으며, 잔부성분은 실질적으로 Fe이지만, 강중에 원료, 자재, 제조설비 등의 상황에 따라 반입되는 불가피 불순물로서 0.01% 이하의 N(질소) 등의 혼입이 허용되는 것은 물론, 상기 본 발명의 작용에 악영향을 주지 않는 범위에서 하기와 같이 또 다른 원소를 적극적으로 함유시키는 것도 가능하다.
<Mo: 0.3% 이하(0%를 포함하지 않음), 및/또는
Cr: 0.3% 이하(0%를 포함하지 않음)>
Mo, Cr은 강의 강화 원소로서 유용한 동시에, 잔류 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 원소이기도 한다. 이러한 작용을 발휘시키려면 각각 0.05% 이상(특히 0.1% 이상) 함유시키는 것이 좋다. 단, 과잉으로 첨가해도 그 효과는 포화되므로, Mo 및 Cr은 각각 0.3% 이하로 한다.
<Ti: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음), 및/또는
Nb: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음)>
Ti, Nb는 석출강화 및 조직 미세화 효과를 갖고 있고, 고강도화에 유용한 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키려면 각각 0.01% 이상(특히 0.02% 이상)함유시키는 것이 권장된다. 단 과잉으로 첨가해도 효과가 포화되어 경제성이 저하하기 때문에, 각각 0.1% 이하(바람직하게는 0.08% 이하, 더 바람직하게는 0.05% 이하)로 한다.
<Ca: 50ppm 이하(0%를 포함하지 않음)>
Ca는 강중 황화물의 형태를 제어하여 가공성 향상에 유효한 원소이다. 상기 작용을 유효하게 발휘시키려면, Ca를 5ppm 이상(특히 10ppm 이상) 함유시키는 것이 권장된다. 단 과잉으로 첨가해도 효과가 포화되어 경제적이지 못하므로, 50ppm 이하(특히 30ppm 이하)로 억제하는 것이 좋다.
본 발명은 제조 조건까지 규정하는 것은 아니지만, 상기 성분조성을 만족하는 강재를 이용하여 고강도이면서 또한 우수한 가공성을 발휘할 수 있는 상기 조직을 형성하려면 냉간압연 후에 하기 요령으로 열처리를 행하는 것이 권장된다. 즉 전술한 성분조성을 만족하는 강을 (Ac3점+20℃) 내지 (Ac3점+70℃)의 온도에서 20 내지 500초간 가열 유지 후, 5 내지 20℃/s의 평균 냉각 속도로 480 내지 350℃의 온도역까지 냉각하고, 해당 온도역에서 100 내지 400초간 유지 또는 완만하게 냉각하는 것이 권장된다. 이하, 열처리 패턴을 나타낸 개략도(도 4)를 참조하면서, 각 처리에 대하여 상술한다.
우선, 전술한 성분조성을 만족하는 강을 (Ac3점+20℃) 내지 (Ac3점+70℃)의 온도(도 4 중, T1)에서 20 내지 500초간(도 4 중, t1) 가열 유지(균열)한다. 여기에서 T1(균열 온도)은 잔류 오스테나이트를 확보하는데도 매우 중요하며, T1이 지나치게 높으면 잔류 오스테나이트를 확보하기 곤란하고, 또한 조직이 베이나이트가 되기 쉽다. 한편, T1이 지나치게 낮으면, 전위 밀도가 높아져서 강도와 가공성의 밸런스가 우수한 강판을 얻기 힘들게 된다. 또한 t1(균열 시간)이 500초를 초과하는 장시간의 균열을 행하면 생산성이 저하한다. 또한, t1이 20초 미만은 오스테나이트화가 충분히 실시되지 않아 세멘타이트나 기타 합금탄화물이 잔존되어 버린다.
이러한 점을 고려하면, T1을 850℃ 이상 900℃ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
상기 균열 후에는 강판을 냉각하는데, 본 발명에서는 우선 5 내지 20℃/s의 평균 냉각 속도(도 4 중, CR)로 480 내지 350℃의 온도역(도 4 중, Ts)까지 냉각한다.
상기 평균 냉각 속도(CR)의 제어는 본 발명에서 규정하는 Fe 피크 반가폭을 만족하는 강판을 얻는데 중요하며, 그것을 위해서는 평균 냉각 속도를 20℃/s 이하로 억제한다. 보다 바람직하게는 15℃/s 이하이다. 한편, 냉각 속도가 너무 느리면 냉각시에 연질 폴리고날 페라이트가 형성되고, 베이니틱 페라이트가 충분히 형성되지 않는다. 따라서, 해당 평균 냉각 속도는 5℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 8℃/s 이상이다.
상기한 바와 같이 5 내지 20℃/s의 평균 냉각 속도(CR)로 480 내지 350℃의 온도역(Ts)까지 냉각한 후에는 해당 온도역(도 4 중, Ts 내지 Tf)에서 100 내지 400초간(도 4 중, t2) 유지 또는 완만하게 냉각(오스템퍼링 처리)한다. 해당 온도역에서 유지 또는 완만하게 냉각함으로써 잔류 오스테나이트를 충분하게 확보할 수 있다. 해당 온도역보다 높은 온도역에서 오스템퍼링 처리를 행하면 충분한 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없다. 또한, 해당 온도역보다 낮은 온도역에서 오스템퍼링 처리를 행했을 경우에는 잔류 오스테나이트가 감소하므로 바람직하지 못하다.
또한, 오스템퍼링 처리시간(t2)이 400초를 초과하면 소정의 잔류 오스테나이트를 얻을 수 없다. 한편, 상기 t2가 100초 미만이면, 본 발명에서 규정하는 Fe 피크 반가폭을 만족하는 전위 밀도가 낮은 강판을 얻을 수 없다. 바람직하게는 상기 t2를 120초 이상 350초 이하(보다 바람직하게는 300초 이하)로 하는 것이 좋고, 이들 경향에서 가장 바람직하게는 t2를 150 내지 300초로 하는 것이 좋다. 오스템퍼링 처리 후의 냉각 방법에 대해서는 특별히 한정하지 않고, 공냉(AC), 급랭, 기수냉각 등을 실행할 수 있다.
실제 조업을 고려하면, 상기 열처리는 연속 소둔 설비를 이용하여 행하는 것이 간편하다. 또한, 냉간 압연판에 아연 도금, 예를 들면 용융 아연 도금을 실시할 경우에는 전술한 적정 조건하에서 열처리 등을 한 후에 용융 아연 도금을 행하고, 또한 그 후에 합금화 열처리를 행하는 것이 가능한데, 아연 도금 조건 혹은 그 합금화 열처리 조건의 일부가 상기 열처리 조건을 만족하도록 설정하고, 해당 도금 공정에서 상기 열처리를 행하는 것도 가능하다.
또한, 열처리전의 열연 공정이나 냉연 공정은 특별히 한정되지 않고, 통상 실시되는 조건을 적절히 선택하여 채용할 수 있다. 구체적으로 상기 열연 공정으로서는, 예를 들면 Ar3점 이상에서 열연 종료후, 평균 냉각 속도 약 30℃/s에서 냉각하고, 약 500 내지 600℃의 온도에서 권취하는 등의 조건을 채용할 수 있다. 또한, 열연후의 형상이 나쁜 경우에는 형상 수정의 목적에서 냉간압연을 행해도 된다. 여기서, 냉연률은 30 내지 70%로 하는 것이 권장된다. 냉연률 70%를 초과하는 냉간압연은 압연하중이 증대하여 압연이 곤란해지기 때문이다.
본 발명은 냉연 강판을 대상으로 하는 것이지만, 제품 형태는 특별히 한정되지 않고, 냉간압연·소둔을 행하여 얻을 수 있는 강판 외에, 더 화성처리를 실시하거나, 용해도금, 전기도금, 증착 등에 의한 도금을 실시한 것도 포함된다.
상기 도금의 종류로서는 일반적인 아연 도금, 알루미늄 도금 등의 어느 것이나 상관없다. 또한, 도금의 방법은 용해도금 및 전기도금 중 어느 것이라도 좋다. 또 도금 후에 합금화 열처리를 실시해도 좋고, 복층 도금을 실시해도 좋다. 또한, 비도금 강판 위나 도금 강판 위에 필름 라미네이트 처리를 실시해도 좋다.
본 발명의 고강도 강판은 필러, 사이드 프레임 등의 고강도이면서 또한 고가공성, 기타 내충격성이 필요한 자동차 부품의 제조에 최적이다. 이렇게 성형 가공하여 얻을 수 있는 부품에 있어서도 충분한 재질 특성(강도)을 발휘한다.
이하, 실시예를 들어서 본 발명을 더 구체적으로 설명하는데, 본 발명은 물론 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것은 아니고, 전후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 가능하며, 이것들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.
표 2에 기재한 성분 조성으로 이루어지는 강종 No.1 내지 13을 이용하여 용제하고 슬래브로 한 후, 하기 공정(열연→냉연→연속 소둔)에 따라서, 판 두께 3.2mm의 열연 강판을 얻고 나서 산세(酸洗)에 의해 표면 스케일을 제거하고, 그 후 1.2mm 두께가 될 때까지 냉간압연했다.
<열연 공정>
개시 온도(SRT): 1150 내지 1250℃에서 30분간 유지
마무리 온도(FDT): 850℃
냉각 속도: 40℃/s
권취 온도: 550℃
<냉연 공정>
냉연률: 50%
<연속 소둔 공정>
각 강재에 대하여, 상기 도 4의 열처리 패턴으로 소둔을 행했다. 즉, 표 3중의 T1(℃)에서 200초간(t1) 유지한 후, 표 3 중의 CR(평균 냉각 속도)로 표 3 중의 Ts(℃)까지 냉각한(수냉) 후, Ts(℃)로부터 Tf(℃)까지 t2초간에 걸쳐 완만히 냉각을 행했다. 그 후는 공냉하여 강판을 얻었다.
표 3의 실험 No. 28은 Zn 도금을 실시한 예인데, 이 경우는 도 5에 나타내는 바와 같이 균열 후, CR(평균 냉각 속도)로 480℃ 이하까지 냉각한 후 460℃에서 Zn 도금 처리를 실시하고, 그 후 상기와 마찬가지로 완만하게 냉각을 행하여 Zn 도금 강판을 얻었다.
이렇게 하여 수득된 각 강판의 금속조직, X선 회절에 있어서의 Fe 피크 반가폭, 항복 강도(YS), 인장 강도(TS), 신장[전체 신장(El)], 구멍 확장율(λ) 및 경도(Hv)를 하기 요령으로 각각 조사했다.
[금속조직의 관찰]
베이니틱 페라이트의 점적률은 제품 판 두께 1/4 위치에서 압연면과 평행한 면에 있어서의 임의의 측정 영역(약 50μm×50μm, 측정 간격은 0.1μm)을 레페라 부식시켜 광학현미경 관찰(배율 1,000배)한 후, 전해 연마하여 투과형 전자현미경(TEM) 관찰(배율 15,000배)로 조직을 동정(同定)하고, 당해 TEM 관찰에서 동정된 조직 정보를 기초로, 상기 광학현미경 관찰의 측정 결과로부터 각 조직의 면적률을 산출했다. 그리고 임의로 선택한 10 시야에 있어서 마찬가지로 측정하고 평균치를 구했다.
또한, 잔류 오스테나이트의 점적률(부피율)은 포화 자화측정법에 의해 측정했다[일본 특허 공개 2003-90825호 공보, R&D 고베세이코쇼 기보/Vol.52, No.3(Dec.2002) 참조]. 그 밖의 조직(마르텐사이트 등)은 전체 조직(100%)으로부터 상기 조직이 차지하는 점적률을 빼고 구했다.
[X선 회절에 있어서의 Fe 피크 반가폭]
실험재의 판 폭 중앙으로부터 30W×30L의 샘플을 채취하고, 1/4t(t: 판 두께)부를 측정하기 위해 에머리 연삭으로 감막한 후, 화학연마를 실시했다. 그리고, X선 회절장치로서 리가쿠전기(주) RINT-1500을 이용하여 모상을 구성하는 Fe(α철)의 피크 반가폭을 θ-2θ법으로 X선 해석하고, (200)면에 있어서의 26.1 내지 31.1° 부근의 피크 반가폭을 구했다. 상기 측정을 임의로 선택한 3군데에서 행하고, 그 평균치를 구했다. 또한, X선 회절에 있어서의 다른 조건은 하기와 같다.
<X선 회절에 있어서의 측정 조건>
타겟: Mo
가속 전압: 50kV
가속 전류: 200mA
슬릿: DS…1°, RS…0.15mm, SS…1°
주사 속도: 1°/분
[인장 강도(TS) 및 신장(El)의 측정]
인장 시험은 JIS 5호 시험편을 이용하여 실시하고, 인장 강도(TS)와 신장 (E1)을 측정했다. 또한, 인장 시험의 왜곡 속도는 1mm/sec로 했다.
[구멍 확장율(λ)의 측정]
구멍 확장율(λ)을 측정하기 위해 신장 플랜지성 시험을 행했다. 신장 플랜지성 시험은 직경 100mm, 판 두께 2.0mm의 원반형상 시험편을 이용하여 실시하고, φ10mm의 구멍을 펀치로 뚫은 후, 60° 원추 펀치로 버(burr)를 위로 하여 구멍 확장 가공하고, 균열 관통 시점에서의 구멍 확장율(λ)을 측정했다(철강연맹규격 JFST 1001).
[경도(Hv)의 측정]
비커스 경도계를 이용하여 하중 9.8N로 각 강재에 대하여 5군데를 각 3점 측정하여 평균치를 구했다.
이들 결과를 표 4에 나타낸다.
Figure 112007068307342-pct00002
Figure 112007068307342-pct00003
Figure 112007068307342-pct00004
표 2 내지 4로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다(또한, 하기 No.는 표 3, 4 중 실험 No.를 나타낸다).
표 3, 4의 그룹 A는 C량의 영향을 조사한 것인데, No. 2 내지 4는 본 발명의 요건을 만족하고 있기 때문에, 강도-가공성 밸런스가 우수한 강판을 얻을 수 있다. 이에 대해, No. 1은 C량이 지나치게 적기 때문에, 강판의 경도가 낮고 잔류 오스테나이트도 확보할 수 없어 강도와 가공성의 밸런스가 뒤떨어진다.
그룹 B는 Si량의 영향을 조사한 것이고, No. 6은 본 발명의 요건을 만족하고 있기 때문에, 강도-가공성 밸런스가 우수한 강판을 얻을 수 있다. 그러나 No. 5는 Si량이 부족하기 때문에 잔류 오스테나이트가 부족하고, 전체 신장이 충분하지 않아 강도-가공성 밸런스가 뒤떨어진다.
그룹 C는 Mn량의 영향을 조사한 것이며, No. 8 및 No. 6은 본 발명의 요건을 만족하고 있기 때문에, 강도-가공성 밸런스가 우수한 강판을 얻을 수 있다. 그러나 No. 7은 Mn량이 적기 때문에 잔류 오스테나이트가 부족하므로, 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없어 강도-가공성 밸런스가 뒤떨어지는 결과가 되었다.
그룹 D는 선택 원소의 영향을 조사한 것인데, Mo, Cr, Ti, Nb, Ca 중 어느 원소를 적량 첨가한 경우도 강도-가공성 밸런스가 우수한 강판을 얻을 수 있다.
그룹 E 내지 H는 성분조성이 본 발명의 요건을 만족하는 강종 No. 6의 강재를 이용하여 제조 조건을 변경하여 강판을 제조한 예를 나타내고 있다.
그룹 E는 균열 온도의 영향을 조사한 것이며, No. 16, 17은 권장되는 온도로 가열했기 때문에 소망하는 조직을 얻을 수 있어 우수한 강도-가공성 밸런스를 발휘하고 있다. 이에 비하여 No. 14, 15는 균열 온도가 지나치게 높기 때문에, 잔류 오스테나이트를 충분히 확보할 수 없고, 또한 No. 18은 균열 온도가 지나치게 낮기 때문에 Fe 피크 반가폭이 커져 모두 강도-가공성 밸런스가 뒤떨어지는 결과가 되었다.
그룹 F는 균열후의 냉각 속도의 영향을 조사한 것으로, No. 20 내지 22는 권장되는 냉각 속도로 냉각했기 때문에 소망하는 조직을 얻을 수 있어 우수한 강도-가공성 밸런스를 발휘하고 있다. 이에 대하여 No. 19는 냉각 속도가 느리기 때문에 베이니틱 페라이트를 충분히 확보할 수 없어 강도-가공성 밸런스가 뒤떨어지는 결과가 되었다. 또한, No. 23은 냉각 속도가 빠르기 때문에, Fe 피크 반가폭이 커져 강도-가공성 밸런스가 떨어진다.
그룹 G는 열처리 조건의 영향을 조사한 것으로, No. 25는 권장되는 조건으로 오스템퍼링 처리를 실시했기 때문에 소망하는 조직을 얻을 수 있어 우수한 강도-가공성 밸런스를 발휘하고 있다. 이에 대하여 No. 24는 오스템퍼링 처리시간이 너무 짧기 때문에 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없고, 또한 Fe 피크 반가폭이 커져 강도-가공성 밸런스가 뒤떨어진다. No. 26은 오스템퍼링 처리시간이 지나치게 길기 때문에 이 경우도 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없고, 또한 Fe 피크 반가폭이 커져서 강도-가공성 밸런스가 뒤떨어진다. No. 27은 오스템퍼링 처리 온도역이 높기 때문에 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없어 강도-가공성 밸런스가 뒤떨어진다.
그룹 H(No. 28)는 Zn 도금을 실시한 것인데, 이렇게 Zn 도금 처리한 강판에 있어서도 본 발명의 효과가 충분히 발휘되는 것을 알 수 있다.

Claims (6)

  1. 질량%로,
    C: 0.10 내지 0.25%,
    Si: 1.0 내지 2.0%,
    Mn: 1.5 내지 3.0%,
    P: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않음),
    S: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음),
    Al: 0.01 내지 3.0%
    를 만족하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 것으로서,
    전체 조직에 대한 점적률로,
    베이니틱 페라이트가 70% 이상,
    잔류 오스테나이트가 5 내지 20%이며, 또한
    경도(HV)가 270 이상인 동시에,
    α철의 (200)면에 있어서의 X선 회절 피크의 반가폭이 0.220° 이하
    인 것을 특징으로 하는 강도와 가공성의 밸런스가 우수한 고강도 냉연 강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    추가로, 질량%로,
    Mo: 0.3% 이하(0%를 포함하지 않음), 및/또는
    Cr: 0.3% 이하(0%를 포함하지 않음)
    를 포함하는 고강도 냉연 강판.
  3. 제 1 항에 있어서,
    추가로, 질량%로,
    Ti: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음), 및/또는
    Nb: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음)
    를 포함하는 고강도 냉연 강판.
  4. 제 1 항에 있어서,
    추가로, 질량ppm으로,
    Ca: 50ppm 이하(0%를 포함하지 않음)
    를 포함하는 고강도 냉연 강판.
  5. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 따른 고강도 냉연 강판의 표면에 도금이 실시된 것인 도금 강판.
  6. 제 5 항에 있어서,
    상기 도금이 아연 도금인 도금 강판.
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