KR102174562B1 - 고강도 강판 및 그의 제조 방법 - Google Patents

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다다오 무라타
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Abstract

본 발명의 일국면은, 특정한 성분 조성을 갖는 강판이며, 해당 강판의 금속 조직은, 폴리고날 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하고, 상기 금속 조직을 주사형 전자 현미경으로 관찰했을 때에, 금속 조직 전체에 대해서, 폴리고날 페라이트: 10∼50면적%, 베이나이트: 10∼50면적%, 템퍼링 마텐자이트: 10∼80면적%를 만족하고, 상기 금속 조직을 X선 회절법으로 측정했을 때에, 금속 조직 전체에 대해서, 잔류 오스테나이트: 5.0체적% 이상, 탄소 농도가 1.0질량% 이하인 잔류 오스테나이트: 3.5체적% 이상, 탄소 농도가 0.8질량% 이하인 잔류 오스테나이트: 2.4체적% 이하를 만족하는 고강도 강판이다.

Description

고강도 강판 및 그의 제조 방법
본 발명은 고강도 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다. 상세하게는, 실온에서의 가공성이 우수하고, 또한 100∼350℃의 온간에서 가공할 때의 성형 하중이 실온에서 가공할 때의 성형 하중보다도 현격히 저감된, 인장 강도 980MPa 이상의 고강도 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.
자동차의 구조 부품 등에 이용되는 강판에는, 승객을 위한 충돌 안전성과, 연비 개선을 실현하기 위해, 980MPa 이상의 고강도가 요구된다. 한편, 강판은 통상 실온에서 부품 형상으로 성형되고, 이 성형에는 프레스 가공이 실시된다. 따라서, 강판에는, 프레스 가공성(이하, 간단히 가공성이라고 하는 경우가 있다)이 양호할 것이 요구된다.
강도와 가공성을 겸비한 강판으로서, TRIP(Transformation Induced Plasticity; 변태 유기 소성) 강판이 알려져 있다(예를 들면 특허문헌 1). TRIP 강판은 준안정 오스테나이트(이하, 잔류 오스테나이트라고 하는 경우가 있고, 잔류 γ로 표기하는 경우가 있다)를 포함하는 강판이며, 강판이 응력을 받아 변형될 때에, 마텐자이트로 변태되는 것에 의해 변형부의 경화를 촉진하여 왜곡의 집중을 막는 효과가 있고, 그에 의해, 균일 변형능이 향상되어 양호한 신도를 발휘한다. 이와 같이 TRIP 강판의 신도는 양호하지만, 강판 자체의 강도가 높기 때문에, 프레스 가공 시의 성형 하중이 커서, 프레스기에 대한 부하가 과대해진다. 따라서, 부품 형상에 따라서는 TRIP 강판을 적용할 수 없는 경우가 있다. 그래서, 프레스기에 대한 부하를 저감하여, 프레스 가공 시의 성형 하중을 작게 하는 것이 요망된다. 즉, 프레스 가공 시는 저강도이고, 프레스 가공 후의 사용 시는 고강도가 되는 것이 추천된다.
프레스 가공 시의 성형 하중을 작게 하는 방법으로서, 강판을, 예를 들면, 100℃∼A1점 정도로 데워서 프레스 성형하는 방법이 생각된다. 일반적으로, 강판을 데우는 것에 의해 변형 저항이 감소하기 때문에, 프레스 가공 시의 성형 하중을 작게 할 수 있다.
강판을 데워서 성형하는 것에 의해, 프레스 가공 시의 성형 하중을 작게 하는 기술로서는, 특허문헌 2, 3에 기재된 기술이 알려져 있다.
특허문헌 2에는, 350℃∼A1점의 온도역으로 가열하여 프레스 성형하는 가공 방법에 적합한 온간 성형성 및 형상 동결성이 우수한 인장 강도 450MPa 이상의 고장력 박강판이 기재되어 있다. 이 고장력 박강판은 소정의 성분 조성을 만족하고, 또한 실온에 있어서의 인장 강도에 대한 450℃에서의 인장 강도의 비가 0.7 이하이며, 강의 결정 조직은 마텐자이트상의 체적률이 10% 이상 80% 이하이고, 또한 분산되어 있는 마텐자이트상 각각의 평균 지름이 8μm 이하이고, 마텐자이트 이외의 조직에서는 페라이트상의 체적률이 가장 커져 있다. 상기 특허문헌 2에 기재된 고장력 박강판은 150℃에서의 인장 강도의 저하 정도는 작아, 충분한 성형 시 하중 저감 효과를 얻기 위해서는, 결국 350℃∼A1점의 온도역으로 가열하여 프레스 성형할 필요가 있다. 그러나, 이와 같은 높은 온도로 가열하면, 산화에 의해 강판의 표면 상태가 손상됨과 함께, 강판을 가열하기 위한 에너지가 증대된다.
특허문헌 3에는, 150∼250℃에서의 온간 성형 시에는 충분히 강도 저하되는 한편, 성형 후의 실온에서의 사용 시에는 980MPa 이상의 고강도를 확보할 수 있는 고강도 강판이 기재되어 있다. 이 고강도 강판은, 전체 조직에 대한 면적률로, 잔류 오스테나이트를 5∼20% 포함하고, 해당 잔류 오스테나이트의 C 농도(CγR)는 0.5∼1.0질량%로 제어되어 있다.
그런데, 상기 구조 부품 등의 형상에 따라서는, 온간 프레스만이 아니라, 온간에서의 프레스 성형에 더하여, 추가로 실온에서도 프레스 성형을 실시하는 경우가 있다. 따라서, 상기 부품 등에 이용되는 강판에는, 실온에서의 가공성이 우수할 것도 요구된다.
상기 특허문헌 3에 기재된 고강도 강판의 가열 온도는, 150∼250℃이기 때문에, 상기 특허문헌 2에 기재된 고장력 박강판에서 발생하는 것과 같은 문제는 생기지 않지만, 상기 특허문헌 3에서는, 실온에서의 가공성은 고려되어 있지 않다.
일본 특허 제5728115호 공보 일본 특허공개 2003-113442호 공보 일본 특허공개 2013-181184호 공보
본 발명은 상기와 같은 사정에 주목하여 이루어진 것으로, 그 목적은, 인장 강도 980MPa 이상의 고강도 강판에 대하여, 실온에서의 가공성, 특히 신도 및 구멍 확장성이 우수하고, 또한 100∼350℃의 온간에서 가공할 때의 성형 하중을 저감한 고강도 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것에 있다.
본 발명의 일국면은, 질량%로, C: 0.10∼0.5%, Si: 1.0∼3%, Mn: 1.5∼3%, P: 0% 초과 0.1% 이하, S: 0% 초과 0.05% 이하, Al: 0.005∼1%, 및 N: 0% 초과 0.01% 이하를 만족하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 강판이며, (1) 해당 강판의 금속 조직은 폴리고날 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하고, (2) 상기 금속 조직을 주사형 전자 현미경으로 관찰했을 때에, 금속 조직 전체에 대해서, 폴리고날 페라이트: 10∼50면적%, 베이나이트: 10∼50면적%, 템퍼링 마텐자이트: 10∼80면적%를 만족하고, (3) 상기 금속 조직을 X선 회절법으로 측정했을 때에, 금속 조직 전체에 대해서, 잔류 오스테나이트: 5.0체적% 이상, 탄소 농도가 1.0질량% 이하인 잔류 오스테나이트: 3.5체적% 이상, 탄소 농도가 0.8질량% 이하인 잔류 오스테나이트: 2.4체적% 이하를 만족하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판이다.
상기, 및 그 밖의 본 발명의 목적, 특징 및 이점은 이하의 상세한 기재와 첨부 도면으로부터 밝혀질 것이다.
도 1은 X선 회절법에 의해 측정된 잔류 γ의 회절 피크를 모식적으로 나타내는 도면이다.
도 2는 잔류 오스테나이트 및 탄화물로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종이 줄지어 늘어선 형태를 설명하기 위한 모식도이다.
도 3a는 베이나이트와 템퍼링 마텐자이트의 분포 상태를 설명하기 위한 모식도이다.
도 3b는 베이나이트와 템퍼링 마텐자이트의 분포 상태를 설명하기 위한 모식도이다.
도 4는 본 발명에 따른 고강도 강판을 제조할 때의 소둔 패턴을 나타낸 모식도이다.
이하, 본 발명에 따른 실시형태에 대하여 설명하지만, 본 발명은 이들로 한정되는 것은 아니다.
우선, 본 발명의 실시형태에 따른 고강도 강판의 금속 조직에 대하여 설명한다.
상기 고강도 강판의 금속 조직은 폴리고날 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하는 혼합 조직이다.
그리고, 상기 고강도 강판의 금속 조직은,
(A) 상기 금속 조직을 주사형 전자 현미경으로 관찰했을 때에, 금속 조직 전체에 대해서,
폴리고날 페라이트: 10∼50면적%,
베이나이트: 10∼50면적%,
템퍼링 마텐자이트: 10∼80면적%를 만족하고,
(B) 상기 금속 조직을 X선 회절법으로 측정했을 때에, 금속 조직 전체에 대해서,
잔류 오스테나이트: 5.0체적% 이상,
탄소 농도가 1.0질량% 이하인 잔류 오스테나이트: 3.5체적% 이상,
탄소 농도가 0.8질량% 이하인 잔류 오스테나이트: 2.4체적% 이하
를 만족하는 것이 중요하다.
우선, 본 발명을 특징짓는 상기 (B)의 요건에 대하여 설명한 후, 상기 (A)의 요건에 대하여 설명한다.
[잔류 γ]
잔류 γ는 TRIP 효과에 의해 균일 변형능을 향상시켜 양호한 신도를 확보하기 위해서 필요한 조직이다. 또한, 잔류 γ는 강도를 확보하기 위해서도 필요한 조직이다.
상기 고강도 강판에서는, 이러한 효과를 발휘시키기 위해서, 금속 조직 전체에 대해서, 잔류 γ의 체적률(이하, VγR로 표기하는 경우가 있다)을 5.0% 이상, 바람직하게는 8% 이상, 보다 바람직하게는 10% 이상으로 한다. 그러나, 잔류 γ의 생성량이 과잉이 되면, 구멍 확장률 λ가 저하되어, 실온에서의 가공성을 개선할 수 없다. 따라서, 상기 고강도 강판에서는, 잔류 γ의 체적률 VγR은, 금속 조직 전체에 대해서, 바람직하게는 30% 이하, 보다 바람직하게는 25% 이하로 한다.
상기 잔류 γ는, 라스 사이에 생성되는 경우도 있으면, 라스상 조직의 집합체, 예를 들면, 블록이나 패킷 등이나 구 γ 입계 상에, 프레시 마텐자이트와 잔류 γ가 복합된 MA 혼합상의 일부로서 괴상으로 존재하는 경우도 있다. MA란, Martensite-Austenite Constituent의 약어이다.
상기 잔류 γ의 체적률 VγR은 X선 회절법으로 측정한 값이다.
상기 고강도 강판은, 특히, 금속 조직을 X선 회절법으로 측정했을 때에, 금속 조직 전체에 대해서, 탄소 농도가 1.0질량% 이하인 잔류 오스테나이트의 체적률[이하, VγR(C≤1.0%)로 표기하는 경우가 있다]이 3.5% 이상, 탄소 농도가 0.8질량% 이하인 잔류 오스테나이트의 체적률[이하, VγR(C≤0.8%)로 표기하는 경우가 있다]이 2.4% 이하를 만족하는 것이 중요하다. 즉, 이하에 설명하는 대로, 탄소 농도가 0.8질량% 초과 1.0질량% 이하인 잔류 γ를 적절히 생성시키는 것이 중요하다.
우선, 탄소 농도가 1.0질량% 이하인 잔류 γ의 체적률을 일정 이상으로 함으로써, 온간에서의 하중을 충분히 저감할 수 있는 것에 대하여 설명한다.
온간 성형 시의 하중 저감의 지표로서는, 상기 특허문헌 3에 나타나 있는 대로 ΔTS, 즉 실온에서의 인장 강도(이하, 실온 TS로 표기하는 경우가 있다)로부터, 온간에서의 인장 강도(이하, 온간 TS로 표기하는 경우가 있다)를 뺀 값(실온 TS-온간 TS)을 이용할 수 있다. ΔTS가 클수록 온간에서의 하중이 충분히 저감되어 있다고 말할 수 있다.
상기 ΔTS의 값을 크게 하기 위해서는,
(1) 가공 온도의 고온화에 의한 변형 저항의 저하; 및
(2) 잔류 γ는, 실온에서는 불안정하기 때문에 인장 강도 TS를 향상시키지만, 온간에서는 안정하기 때문에 인장 강도 TS를 향상시키지 않는 것;
을 이용하는 방법이 생각된다.
그리고, 상기 (1)은 재료에 의존하지 않기 때문에, ΔTS가 보다 큰 강판을 얻기 위해서는, 상기 (2)에 나타내는 잔류 γ를 존재시키는 것이 유효하다는 것, 그리고 그를 위해서는, 탄소 농도가 낮은 잔류 γ, 구체적으로는 탄소 농도가 1.0질량% 이하인 잔류 γ의 체적률 VγR(C≤1.0%)을, 금속 조직 전체에 대해서, 3.5체적% 이상 적극적으로 생성시키면 된다는 것을 발견했다. VγR(C≤1.0%)은, 바람직하게는 4.0체적% 이상, 보다 바람직하게는 4.5체적% 이상이다. VγR(C≤1.0%)의 상한은 특별히 한정되지 않고, VγR(C≤1.0%)의 최대값은 강판에 포함되는 잔류 γ의 체적률과 동등해진다. VγR(C≤1.0%)은, 바람직하게는 10체적% 이하, 보다 바람직하게는 8체적% 이하이다.
전술한 바와 같이, 탄소 농도가 1.0질량% 이하인 잔류 γ를 적극적으로 생성시키는 것에 의해, 온간에서의 성형 하중을 저감할 수 있다는 것을 알 수 있었다. 그러나, 탄소 농도가 지나치게 낮은 잔류 γ가 다량으로 생성되면, 실온에서 구멍 확장 가공했을 때의 초기에 잔류 γ가 경질인 프레시 마텐자이트(FM)로 변태되어, 왜곡의 집중 개소가 되고, 구멍 확장률 λ가 현저하게 저하되어, 실온에서의 가공성이 열화되는 것을 알 수 있었다. 그래서, 구멍 확장률 λ를 높여, 실온에서의 가공성을 개선하기 위해서는, 탄소 농도가 지나치게 낮은 잔류 γ의 생성은 억제할 필요가 있다.
이러한 관점에 기초하여, 잔류 γ의 탄소 농도와 실온에서의 가공성의 관계에 대하여 검토한 바, 탄소 농도가 0.8질량% 이하인 잔류 γ의 체적률 VγR(C≤0.8%)을, 금속 조직 전체에 대해서, 2.4체적% 이하로 하면 된다는 것을 발견했다. VγR(C≤0.8%)은, 바람직하게는 2.3체적% 이하, 보다 바람직하게는 2.2체적% 이하, 더 바람직하게는 2.1체적% 이하이다. VγR(C≤0.8%)은 가능한 한 적은 편이 바람직하고, 가장 바람직하게는 0체적%이다.
이상과 같이, VγR(C≤1.0%)을 3.5체적% 이상으로 하는 것에 의해, ΔTS를 크게 할 수 있어, 온간에서의 성형 하중을 실온에서의 성형 하중보다도 저감할 수 있고, VγR(C≤0.8%)을 2.4체적% 이하로 억제하는 것에 의해, 실온에서 구멍 확장 가공했을 때의 구멍 확장률 λ를 크게 할 수 있어, 실온에서의 가공성을 개선할 수 있다.
한편, 탄소 농도가 1.0질량%를 초과하는 잔류 γ는 실온에서도 온간에서도 안정되어 있기 때문에, ΔTS 및 실온에서의 구멍 확장률 λ에 대한 영향은 작은 것을 본 발명자들은 확인했다.
여기에서, 종래 기술과 본 발명의 관계에 대하여 설명한다.
잔류 γ의 안정도를 잔류 γ의 탄소 농도로 제어하는 사고 방식은 종래부터 알려져 있다. 그리고, 예를 들면, 상기 특허문헌 3과 같이, 잔류 γ의 탄소 농도의 평균값을 소정의 범위로 제어하는 것에 의해, 150∼250℃에서의 성형 시에 있어서의 강도를 저하시키는 기술도 이미 알려져 있다.
이에 대해, 본 발명에서는, 잔류 γ의 평균 탄소 농도가 아니라, 개개의 잔류 γ의 탄소 농도에 주목하여, 탄소 농도가 0.8질량% 초과 1.0질량% 이하인 잔류 γ를 적극적으로 생성시키고 있는 점에서, 종래의 기술과 크게 상위하다. 즉, 잔류 γ의 생성량이 동일하고, 잔류 γ의 탄소 농도의 평균값이 동일해도, 탄소 농도가 0.8질량% 이하인 잔류 γ의 생성량과 탄소 농도가 1.0질량% 이하인 잔류 γ의 생성량이 상이하면, 얻어지는 특성이 크게 변화한다는 지견을 본 발명자들은 발견한 것이다.
상기 특허문헌 3에 대하여 추가로 덧붙여 말하면, 상기 특허문헌 3에 개시되어 있는 강판에 포함되는 잔류 γ 중의 탄소 농도의 평균값은 매우 낮기 때문에, 탄소 농도가 0.8질량% 이하인 잔류 γ의 생성량이 꽤 많다고 예상되는 데다가, 구성 조직도 상이하다.
다음으로, 금속 조직 전체에 대한, 잔류 γ의 체적률(VγR), 잔류 γ의 평균 탄소 농도(이하, %Cavg로 표기하는 경우가 있다), 및 잔류 γ의 탄소 농도 분포의 각 측정 방법에 대하여 설명한다.
잔류 γ의 체적률 및 잔류 γ의 평균 탄소 농도는 강판의 1/4의 두께까지 연삭한 후, 화학 연마하고 나서 X선 회절법에 의해 측정한다. 측정 원리는 ISIJ Int. Vol. 33, 1933년, No. 7, p. 776을 참조할 수 있다. 한편, 이 X선 회절법은 X선 회절 장치로서 주식회사 리가쿠제 X선 회절 장치(RINT-1500)를 이용하고, X선으로서 Co-Kα선을 이용했다.
잔류 γ의 탄소 농도의 분포는 상기 X선 회절 장치로 측정한 (200)γ, (220)γ 및 (311)γ의 3개의 회절 피크를 이용하여 이하와 같이 해서 구했다.
우선, 도 1의 모식도에 나타내듯이, (200)γ, (220)γ 및 (311)γ의 3개의 회절 피크에 대하여, 각각, 회절 강도가 최대가 되는 2θ(2θavg(hkl))와 그의 반값폭 Δ2θ(hkl)를 구했다. 여기에서, (hkl)은 (200), (220) 또는 (311)을 의미하는 것으로 한다(이하 동일). 한편, 도 1은 X선 회절법에 의해 측정된 잔류 γ의 회절 피크를 모식적으로 나타내는 도면이다.
이어서, 상기 2θavg(hkl)로부터, 브래그 조건: λB=2dsinθ(d: 격자면 간격, λB: Co-Kα선의 파장)를 이용하여, 하기 식(1)로부터 d(hkl)를 구했다.
d(hkl)=λB/{2sin(2θavg(hkl)/2)} ···(1)
그리고, 하기 식(2)에 의해, 격자 상수 a0(hkl)을 구하고, 그들 3개의 격자 상수 a0(hkl)를 산술 평균하여 격자 상수 a0를 구했다.
a0(hkl)=d(hkl)√(h2+k2+l2) ···(2)
그리고, 하기 식(3)을 이용하여 탄소 농도 %Cavg(단위: 질량%)를 구했다.
%Cavg=(1/0.033)×(a0-3.572) ···(3)
다음으로, 잔류 γ의 탄소 농도 분포의 반값폭 Δ%C를 이하의 순서로 구했다.
우선, 각 피크의 회절 각도 2θ(hkl)의 반값폭 Δ2θ(hkl)의 상하한에 있어서의 회절 각도를 하기 식(4) 및 식(5)로 구했다(도 1 참조).
2θL(hkl)=2θavg(hkl)-Δ2θ(hkl)/2 ···(4)
2θH(hkl)=2θavg(hkl)+Δ2θ(hkl)/2 ···(5)
그래서, 상기 2θL(hkl) 및 2θH(hkl)를 각각 이용하여, 상기와 마찬가지의 순서로 브래그 조건 및 상기 식(1)∼식(3)을 이용함으로써, 탄소 농도 분포의 반값폭의 상하한치 %CL 및 %CH를 구했다. 그리고, 탄소 농도 분포의 반값폭 Δ%C를 하기 식(6)으로 구했다.
Δ%C=%CH-%CL ···(6)
그리고, 탄소 농도 분포가 정규 분포라고 가정하여, 이하와 같이 해서, 상기 반값폭 Δ%C로부터 표준 편차 σ%C를 산출했다. 즉, 정규 분포의 확률 밀도 함수 f(x)는 평균값 u와 표준 편차 σ로부터, 하기 식(7)로 표시된다.
f(x)={1/√(2πσ2)}×exp{-(x-u)2/(2σ2)} ···(7)
평균값에 있어서의 확률 f(u)는 상기 식(7)에 x=u를 대입함으로써 하기 식(8)로 구해진다.
f(u)=1/√(2πσ2) ···(8)
그리고, 평균값 u=%Cavg로부터 반값폭 Δ%C의 1/2만큼 상하로 이동한 값(%Cavg±Δ%C/2)에서의 확률 밀도 f(%Cavg±Δ%C/2)는 평균값 u=%Cavg에서의 확률 밀도 f(u)=f(%Cavg)의 1/2가 되므로, 상기 식(7) 및 상기 식(8)로부터 하기 식(9)의 관계가 얻어진다.
{1/√(2πσ%C2)}×exp{-(Δ%C/2)2/(2σ%C2)}=1/{2√(2πσ%C2)} ···(9)
상기 식(9)를 변형함으로써, 반값폭 Δ%C로부터 표준 편차 σ%C를 구하는 식으로서 하기 식(10)이 도출되므로, 이 식(10)에 반값폭 Δ%C를 대입함으로써 표준 편차 σ%C를 산출했다.
σ%C=√{(Δ%C/2)2/(2ln2)} ···(10)
그리고, 상기와 같이 해서 구한 잔류 γ 중의 탄소 농도 분포의 평균값 %Cavg와 표준 편차 σ%C를 이용하여, 하기 식(11)에 나타내는 누적 분포 함수 g(x)에 의해, 금속 조직 전체에 대한, 탄소 농도가 1.0질량% 이하인 잔류 γ의 체적률 VγR(C≤1.0%)을 구하는 식으로서 하기 식(12)를 도출하고, 이 식(12)를 이용하여 VγR(C≤1.0%)을 산출했다.
g(x)=(1/2)×[1+erf{(x-u)/√(2σ2)}] ···(11)
VγR(C≤1.0%)=VγR×g(1.0)=VγR×(1/2)×[1+erf{(1.0-%Cavg)/√(2σ%C2)}] ···(12)
또한, 상기와 같이 해서 구한 잔류 γ 중의 탄소 농도 분포의 평균값 %Cavg와 표준 편차 σ%C를 이용하여, 상기 식(11)에 나타내는 누적 분포 함수 g(x)에 의해, 금속 조직 전체에 대한, 탄소 농도가 0.8질량% 이하인 잔류 γ의 체적률 VγR(C≤0.8%)을 구하는 식으로서 하기 식(13)을 도출하고, 이 식(13)을 이용하여 VγR(C≤0.8%)을 산출했다.
VγR(C≤0.8%)=VγR×g(0.8)=VγR×(1/2)×[1+erf{(0.8-%Cavg)/√(2σ%C2)}] ···(13)
상기 식(12) 및 식(13)에 있어서, VγR은 금속 조직 전체에 대한 잔류 γ의 합계 체적률이다.
다음으로, 상기 (A)의 요건에 대하여 설명한다.
[폴리고날 페라이트]
폴리고날 페라이트는 베이나이트에 비해 연질이고, 강판의 신도를 높여, 실온에서의 가공성을 개선하는 데 작용하는 조직이다. 이러한 작용을 발휘시키기 위해서는, 폴리고날 페라이트의 면적률은 금속 조직 전체에 대해서 10% 이상, 바람직하게는 20% 이상, 보다 바람직하게는 25% 이상으로 한다. 그러나, 폴리고날 페라이트의 생성량이 과잉이 되면, 강도가 저하되기 때문에, 폴리고날 페라이트의 면적률은 금속 조직 전체에 대해서 50% 이하, 바람직하게는 45% 이하, 보다 바람직하게는 40% 이하로 한다.
상기 폴리고날 페라이트의 면적률은 주사형 전자 현미경에 의해 측정할 수 있다.
[베이나이트]
베이나이트 변태에 의해 생성되는 베이나이트는 오스테나이트에 C를 농화시켜, 잔류 γ를 얻는 데 유효하게 작용하는 조직이다. 또한, 베이나이트는 폴리고날 페라이트와 템퍼링 마텐자이트 사이의 강도를 갖기 때문에, 강도와 신도의 양방을 밸런스 좋게 높이는 조직이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서, 베이나이트의 면적률은 금속 조직 전체에 대해서 10% 이상, 바람직하게는 15% 이상, 보다 바람직하게는 20% 이상으로 한다. 그러나, 베이나이트의 생성량이 과잉이 되면, 강도가 저하되기 때문에, 베이나이트의 면적률은 금속 조직 전체에 대해서 50% 이하, 바람직하게는 40% 이하, 보다 바람직하게는 30% 이하로 한다.
상기 베이나이트는 강판의 단면을 나이탈 부식시키고 나서 주사형 전자 현미경으로 관찰했을 때에, 잔류 γ 및 탄화물로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종끼리의 간격의 평균이 1μm 이상이 되어 있는 조직이고, 탄화물의 석출이 없는 베이니틱 페라이트 외, 탄화물이 부분적으로 석출되어 있는 것도 포함한다.
[템퍼링 마텐자이트]
템퍼링 마텐자이트는 강도와 구멍 확장률 λ의 양방을 밸런스 좋게 높이는 데 작용하는 조직이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서, 템퍼링 마텐자이트의 면적률은 금속 조직 전체에 대해서 10% 이상, 바람직하게는 15% 이상, 보다 바람직하게는 20% 이상으로 한다. 그러나, 템퍼링 마텐자이트의 생성량이 과잉이 되면, 잔류 γ의 생성량의 저하가 현저해져, 신도가 저하되기 때문에, 템퍼링 마텐자이트의 면적률은 금속 조직 전체에 대해서 80% 이하, 바람직하게는 70% 이하, 보다 바람직하게는 60% 이하로 한다.
상기 템퍼링 마텐자이트란, 강판의 단면을 나이탈 부식시킨 후, 주사형 전자 현미경으로 관찰했을 때에, 잔류 γ 및 탄화물로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종끼리의 간격의 평균이 1μm 미만이 되어 있는 조직이다.
여기에서, 「잔류 γ 및 탄화물로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 간격의 평균」에 대하여 설명한다. 당해 평균이란, 강판의 단면을 나이탈 부식시킨 후, 주사형 전자 현미경으로 관찰했을 때, 인접하는 잔류 γ끼리의 중심 위치간 거리, 인접하는 탄화물끼리의 중심 위치간 거리, 또는 어떤 잔류 γ와 상기 잔류 γ에 인접하는 탄화물의 중심 위치간 거리를 측정한 결과를 평균한 값이다. 상기 중심 위치간 거리는 각 잔류 γ 또는 각 탄화물의 중심 위치를 구하여, 가장 인접하고 있는 잔류 γ끼리, 탄화물끼리, 또는 잔류 γ와 탄화물에 대하여 측정한 중심 위치간의 거리를 의미한다. 상기 중심 위치는 잔류 γ 또는 탄화물의 장경과 단경을 결정하여, 장경과 단경이 교차하는 위치로 한다.
단, 잔류 γ 또는 탄화물이 라스의 경계 상에 석출되는 경우는 복수의 잔류 γ와 탄화물이 줄지어 늘어서, 그 형태는 침상 또는 판상이 된다. 이 경우, 중심 위치간 거리는 잔류 γ 및 탄화물로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종끼리의 거리가 아니라, 도 2에 나타내듯이, 잔류 γ 및 탄화물로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종이 장경 방향으로 줄지어 늘어서 형성되는 선(11)과 선(11)의 간격, 즉 라스간 거리를 중심 위치간 거리(12)로 한다. 한편, 도 2는 잔류 오스테나이트 및 탄화물로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종이 줄지어 늘어선 형태를 설명하기 위한 모식도이다.
베이나이트와 템퍼링 마텐자이트의 분포 상태는 특별히 한정되지 않고, 구 오스테나이트립 내에 베이나이트와 템퍼링 마텐자이트의 양방이 생성되어 있어도 되고, 구 오스테나이트립마다 베이나이트와 템퍼링 마텐자이트가 각각 생성되어 있어도 된다.
베이나이트와 템퍼링 마텐자이트의 분포 상태를 모식적으로 도 3a 및 도 3b에 나타낸다. 도 3a는 구 오스테나이트립(23) 내에 베이나이트(21)와 템퍼링 마텐자이트(22)의 양방이 혼합되어 생성되어 있는 모습을 나타내고, 도 3b는 구 오스테나이트립(23)마다 베이나이트(21)와 템퍼링 마텐자이트(22)가 각각 생성되어 있는 모습을 나타낸다. 각 도 중에 나타낸 검은 원(24)은 MA 혼합상을 나타내고 있다. 한편, 도 3a 및 도 3b는 베이나이트와 템퍼링 마텐자이트의 분포 상태를 설명하기 위한 모식도이다.
[기타]
상기 고강도 강판의 금속 조직은 폴리고날 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마텐자이트 및 잔류 γ로 이루어져 있어도 되지만, 본 발명의 작용을 해치지 않는 범위에서, 다른 조직으로서, MA 혼합상, 펄라이트, 또는 프레시 마텐자이트 등의 잔부 조직을 갖고 있어도 된다. 어느 잔부 조직도 깨짐 기점이 되어, 실온에서의 가공성을 열화시키기 때문에, 가능한 한 적은 편이 바람직하다. 잔부 조직은 강판의 단면을 나이탈 부식시킨 후, 주사형 전자 현미경으로 관찰했을 때에, 합계로 25면적% 이하인 것이 바람직하다.
한편, 폴리고날 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마텐자이트의 면적률은 주사형 전자 현미경으로 측정하고 있는 데 대해, 잔류 γ의 체적률은 X선 회절법으로 측정하고 있어, 측정 방법이 상이하기 때문에, 이들 조직의 면적률과 체적률을 합계하더라도 100%를 초과하는 경우가 있다.
다음으로, 본 실시형태에 따른 고강도 강판의 성분 조성에 대하여 설명한다. 이하, 성분 조성에 있어서의 %는 질량%를 의미한다.
상기 고강도 강판은 C: 0.10∼0.5%, Si: 1.0∼3%, Mn: 1.5∼3%, P: 0% 초과 0.1% 이하, S: 0% 초과 0.05% 이하, Al: 0.005∼1%, 및 N: 0% 초과 0.01% 이하를 만족한다.
C는 강판의 강도를 높이는 원소이고, 또한 오스테나이트를 안정화시켜 잔류 γ를 확보하기 위해서도 필요한 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, C량은 0.10% 이상으로 한다. C량은, 바람직하게는 0.13% 이상, 보다 바람직하게는 0.15% 이상이다. 그러나, C를 과잉하게 함유하면, 용접성이 열화되기 때문에, C량은 0.5% 이하로 한다. C량은, 바람직하게는 0.30% 이하, 보다 바람직하게는 0.25% 이하이다.
Si는 고용 강화 원소이고, 강판의 고강도화에 기여하는 원소이다. 또한, Si는 탄화물의 석출을 억제하고 오스테나이트 중에 C를 응축시키고 안정화하여, 잔류 γ를 확보하는 데 중요한 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Si량은 1.0% 이상으로 한다. Si량은, 바람직하게는 1.2% 이상, 보다 바람직하게는 1.3% 이상이다. 그러나, Si를 과잉하게 함유하면, 소둔에서의 가열, 균열(均熱) 시에, 폴리고날 페라이트의 오스테나이트로의 역변태가 일어나지 않고, 폴리고날 페라이트가 과잉하게 잔존하여, 강도 부족이 된다. 또한, 열간 압연 시에 스케일이 현저하게 형성되어 강판 표면에 스케일 흠집 자국이 나, 표면 성상을 악화시킨다. 이들로부터, Si량은 3% 이하로 한다. Si량은, 바람직하게는 2.5% 이하, 보다 바람직하게는 2.0% 이하이다.
Mn은 담금질성 향상 원소로서 작용하고, 냉각 중에 폴리고날 페라이트가 과잉하게 생성되는 것을 억제하여, 강판의 강도를 높이는 원소이다. 또한, Mn은 잔류 γ를 안정화하는 데에도 기여한다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Mn량은 1.5% 이상으로 한다. Mn량은, 바람직하게는 1.8% 이상, 보다 바람직하게는 2.0% 이상이다. 그러나, Mn을 과잉하게 함유하면, 베이나이트의 생성이 현저하게 억제되어, 원하는 베이나이트량을 확보할 수 없어, 강도와 신도의 밸런스가 나빠진다. 또한, 주편 깨짐이 생기는 등의 악영향이 생긴다. 이들로부터, Mn량은 3% 이하로 한다. Mn량은, 바람직하게는 2.8% 이하, 보다 바람직하게는 2.7% 이하이다.
P는 불가피 불순물이며, 과잉하게 함유하면 입계 편석에 의한 입계 취화를 조장하여, 실온에서의 가공성이 열화되기 때문에, P량은 0.1% 이하로 한다. P량은, 바람직하게는 0.08% 이하, 보다 바람직하게는 0.05% 이하이다. P량은 가능한 한 적은 편이 바람직하지만, 통상 0.001% 정도 함유한다.
S는 불가피 불순물이며, 과잉하게 함유하면 MnS 등의 황화물계 개재물을 형성하고, 깨짐의 기점이 되어 실온에서의 가공성이 열화되기 때문에, S량은 0.05% 이하로 한다. S량은, 바람직하게는 0.01% 이하, 보다 바람직하게는 0.005% 이하이다. S량은 가능한 한 적은 편이 바람직하지만, 통상 0.0001% 정도 함유한다.
Al은 Si와 마찬가지로, 탄화물의 석출을 억제하여 잔류 γ를 확보하는 데 중요한 원소이다. 또한, Al은 탈산재로서도 작용하는 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Al량은 0.005% 이상으로 한다. Al량은, 바람직하게는 0.010% 이상, 보다 바람직하게는 0.03% 이상이다. 그러나, Al을 과잉하게 함유하면 강판 중에 개재물이 많이 석출되어, 실온에서의 가공성이 열화되기 때문에, Al량은 1% 이하로 한다. Al량은, 바람직하게는 0.8% 이하, 보다 바람직하게는 0.5% 이하이다.
N은 불가피 불순물이며, 과잉하게 함유하면 질화물이 다량으로 석출되어 깨짐의 기점이 되어, 실온에서의 가공성이 열화되기 때문에, N량은 0.01% 이하로 한다. N량은, 바람직하게는 0.008% 이하, 보다 바람직하게는 0.005% 이하이다. N량은 가능한 한 적은 편이 바람직하지만, 통상 0.001% 정도 함유한다.
상기 고강도 강판의 기본 성분은 상기대로이고, 잔부는 철 및 불가피 불순물이다. 불가피 불순물로서는, 본 발명의 효과를 해치지 않는 범위에서, 원료, 자재, 제조 설비 등의 상황에 따라 도입되는 원소의 혼입이 허용된다.
상기 고강도 강판은, 추가로, 다른 원소로서, 하기 (a)∼(e)에 속하는 적어도 1종을 함유해도 된다. 또한, 하기 (a)∼(e)에 속하는 원소는 단독으로 함유시켜도 되고, 하기 (a)∼(e)에 속하는 원소를 복수 조합하여 함유시켜도 된다.
(a) Cr: 0% 초과 1% 이하, 및 Mo: 0% 초과 1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종.
(b) Ti: 0% 초과 0.15% 이하, Nb: 0% 초과 0.15% 이하, 및 V: 0% 초과 0.15% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종.
(c) Cu: 0% 초과 1% 이하, 및 Ni: 0% 초과 1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종.
(d) B: 0% 초과 0.005% 이하.
(e) Ca: 0% 초과 0.01% 이하, Mg: 0% 초과 0.01% 이하, 및 희토류 원소: 0% 초과 0.01% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종.
(a) Cr 및 Mo는 냉각 중에 폴리고날 페라이트가 과잉하게 생성되는 것을 억제하여, 강도 저하를 방지하는 원소이다. 이러한 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, Cr량은 0.02% 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.1% 이상, 더 바람직하게는 0.2% 이상이다. Mo량은 0.02% 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.1% 이상, 더 바람직하게는 0.2% 이상이다. 그러나, Cr 및 Mo를 과잉하게 함유하면, Mn과 마찬가지로, 베이나이트의 생성이 현저하게 억제되어, 원하는 베이나이트량을 확보할 수 없어, 강도와 신도의 밸런스가 나빠지는 경우가 있기 때문에, Cr량은 1% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.8% 이하, 더 바람직하게는 0.5% 이하이다. Mo량은 1% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.8% 이하, 더 바람직하게는 0.5% 이하이다. Cr 및 Mo는 어느 일방을 함유해도 되고, 양방을 함유해도 된다.
(b) Ti, Nb 및 V는 모두 금속 조직을 미세화해서 강판의 강도와 인성을 향상시키는 데 작용하는 원소이다. 이러한 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, Ti량은 0.01% 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.015% 이상, 더 바람직하게는 0.020% 이상이다. Nb량은 0.01% 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.015% 이상, 더 바람직하게는 0.020% 이상이다. V량은 0.01% 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.015% 이상, 더 바람직하게는 0.020% 이상이다. 그러나, Ti, Nb 및 V를 과잉하게 함유하더라도 효과는 포화된다. 또한, 탄화물이 입계에 석출되어, 실온에서의 가공성이 열화되는 경우가 있다. 이들로부터, Ti량은 0.15% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.12% 이하, 더 바람직하게는 0.10% 이하이다. Nb량은 0.15% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.12% 이하, 더 바람직하게는 0.10% 이하이다. V량은 0.15% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.12% 이하, 더 바람직하게는 0.10% 이하이다. Ti, Nb 및 V는 어느 1종을 함유해도 되고, 임의로 선택되는 2종 이상을 함유해도 된다.
(c) Cu 및 Ni는 강판의 내식성을 향상시키는 데 작용하는 원소이다. 이러한 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, Cu량은 0.01% 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.05% 이상, 더 바람직하게는 0.10% 이상이다. Ni량은 0.01% 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.05% 이상, 더 바람직하게는 0.10% 이상이다. 그러나, Cu 및 Ni를 과잉하게 함유해도 효과는 포화된다. 또한, 열간 가공성이 열화 되는 경우가 있다. 이들로부터, Cu량은 1% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.8% 이하, 더 바람직하게는 0.5% 이하이다. Ni량은 1% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.8% 이하, 더 바람직하게는 0.5% 이하이다. Cu 및 Ni는 어느 일방을 함유해도 되고, 양방을 함유해도 된다.
(d) B는 Cr 및 Mn과 마찬가지로, 냉각 중에 폴리고날 페라이트가 과잉하게 생성되는 것을 억제하여, 강도 저하를 방지하는 원소이다. 이러한 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, B량은 0.0001% 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.0005% 이상, 더 바람직하게는 0.0010% 이상이다. 그러나, B를 과잉하게 함유하면, Cr 및 Mn과 마찬가지로, 베이나이트의 생성이 현저하게 억제되어, 원하는 베이나이트량을 확보할 수 없어, 강도와 신도의 밸런스가 나빠지는 경우가 있다. 이들로부터, B량은 0.005% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.004% 이하, 더 바람직하게는 0.003% 이하이다.
(e) Ca, Mg 및 희토류 원소(Rare Earth Metal; REM)는 모두 강판 중의 개재물을 미세 분산시키는 작용을 갖는 원소이다. 이러한 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, Ca량은 0.0001% 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.0005% 이상, 더 바람직하게는 0.0010% 이상이다. Mg량은 0.0001% 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.0005% 이상, 더 바람직하게는 0.0010% 이상이다. 희토류 원소량은 0.0001% 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.0005% 이상, 더 바람직하게는 0.0010% 이상이다. 그러나, Ca, Mg 및 희토류 원소를 과잉하게 함유하면, 단조성이나 열간 가공성이 나빠지는 경우가 있다. 이로부터, Ca량은 0.01% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.005% 이하, 더 바람직하게는 0.003% 이하이다. Mg량은 0.01% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.005% 이하, 더 바람직하게는 0.003% 이하이다. 희토류 원소량은 0.01% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.005% 이하, 더 바람직하게는 0.003% 이하이다. Ca, Mg 및 희토류 원소는 어느 1종을 함유해도 되고, 임의로 선택되는 2종 이상을 함유해도 된다.
한편, 상기 고강도 강판에 있어서, 희토류 원소란, 란타노이드 원소(La로부터 Lu까지의 15원소) 및 Sc(스칸듐)와 Y(이트륨)를 포함하는 의미이다.
상기 고강도 강판의 표면에는, 전기 아연도금(EG: Electro-Galvanized)층, 용융 아연도금(GI: Hot Dip Galvanized)층 또는 합금화 용융 아연도금(GA: Hot Dip Galvannealed)층을 갖고 있어도 된다. 즉, 본 발명에는, 고강도 전기 아연도금 강판, 고강도 용융 아연도금 강판, 고강도 합금화 용융 아연도금 강판도 포함된다.
다음으로, 본 실시형태에 따른 고강도 강판의 제조 방법에 대하여, 도 4를 이용하여 설명한다. 도 4는 상기 고강도 강판을 제조할 때의 소둔 패턴을 나타낸 모식도이며, 가로축은 시간(초), 세로축은 온도(℃)를 의미한다.
[균열 공정]
우선, 상기 성분 조성을 만족하는 강판을 800℃ 이상 Ac3점 이하의 T1 온도역으로 가열하고, 해당 T1 온도역에서 40초간 이상 유지하여 균열한다(균열 공정). 상기 강판은 열연 강판이어도 되고, 냉연 강판이어도 된다. 한편, T1 온도역에서의 균열 온도를 이하 「T1」로 표기하고, 해당 T1 온도역에서의 균열 시간을 이하 「t1」로 표기하는 경우가 있다. 또한, 유지에는, 항온 유지 외, 해당 T1 온도역 내에서 온도 변동하는 태양도 포함된다.
폴리고날 페라이트와 오스테나이트의 2상 온도역에서 균열하는 것에 의해, 소정량의 폴리고날 페라이트를 생성시킬 수 있다. 상기 T1 온도역에 있어서의 균열 온도 T1이 지나치게 낮으면, 폴리고날 페라이트가 과잉하게 생성되어, 강도가 저하된다. 또한, 균열 온도 T1이 지나치게 낮으면, 냉간 압연 시에 생성된 전신 조직이 잔존하여, 신도가 저하되기 때문에, 실온에서의 가공성을 개선할 수 없다. 따라서, 상기 균열 온도 T1은 800℃ 이상으로 한다. 상기 균열 온도 T1은, 바람직하게는 810℃ 이상, 보다 바람직하게는 820℃ 이상이다. 그러나, 균열 온도 T1이 지나치게 높으면, 오스테나이트 단상역이 되어, 폴리고날 페라이트의 생성량이 부족하기 때문에, 신도가 저하되어, 실온에서의 가공성을 개선할 수 없다. 따라서, 상기 균열 온도 T1은 Ac3점 이하로 한다. 균열 온도 T1은, 바람직하게는 Ac3점-10℃ 이하, 보다 바람직하게는 Ac3점-20℃ 이하이다.
상기 T1 온도역에서의 균열 시간 t1이 지나치게 짧으면, 강판을 균일하게 가열할 수 없기 때문에, 탄화물이 미고용된 채 잔존하여 잔류 γ의 생성이 억제된다. 그 결과, 신도가 저하되어, 실온에서의 가공성을 개선할 수 없다. 따라서, 상기 균열 시간 t1은 40초간 이상으로 한다. 균열 시간 t1은, 바람직하게는 50초간 이상, 보다 바람직하게는 80초간 이상이다. 균열 시간 t1의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 균열 시간 t1이 지나치게 길면, 생산성이 나빠진다. 따라서, 균열 시간 t1은 500초간 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 450초간 이하이다.
상기 강판의 Ac3점의 온도는 「레슬리 철강 재료 과학」(마루젠 주식회사 발행, William C. Leslie저, 1985년 5월 31일 발행, p. 273)에 기재되어 있는 하기 식(II)로부터 산출할 수 있다. 하기 식(II) 중, [ ]는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타내고 있고, 강판에 포함되지 않는 원소의 함유량은 0질량%로 해서 계산하면 된다.
Ac3점(℃)=910-203×[C]1/2+44.7×[Si]-30×[Mn]-11×[Cr]+31.5×[Mo]-20×[Cu]-15.2×[Ni]+400×[Ti]+104×[V]+700×[P]+400×[Al] ···(II)
[제 1 냉각 공정]
상기 균열 후는, 하기 식(I)로 표시되는 Ms점이 350℃ 이상인 경우는, 350℃ 이하 100℃ 이상을 만족시키는 임의의 냉각 정지 온도 T2까지, 또는 하기 식(I)로 표시되는 Ms점이 350℃ 미만인 경우는, Ms점 이하 100℃ 이상을 만족시키는 임의의 냉각 정지 온도 T2까지 냉각한다(제 1 냉각 공정). 그리고, 상기 제 1 냉각 공정에서는, 700℃로부터, 300℃ 또는 상기 냉각 정지 온도 T2 중 높은 쪽의 온도까지를 평균 냉각 속도 5℃/초 이상으로 냉각한다.
균열 후, 700℃로부터, 300℃ 또는 상기 냉각 정지 온도 T2 중 높은 쪽의 온도까지의 구간에 있어서의 평균 냉각 속도(이하, CR1로 표기하는 경우가 있다)를 제어하는 것에 의해, 연질인 폴리고날 페라이트를 소정량 생성시킬 수 있다. 즉, 상기 구간에 있어서의 평균 냉각 속도 CR1이 5℃/초를 하회하면, 폴리고날 페라이트가 과잉하게 생성되어, 강도가 저하된다. 따라서, 상기 구간에 있어서의 평균 냉각 속도 CR1은 5℃/초 이상으로 제어할 필요가 있고, 바람직하게는 10℃/초 이상, 보다 바람직하게는 15℃/초 이상이다. 상기 구간에 있어서의 평균 냉각 속도 CR1의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 평균 냉각 속도 CR1이 지나치게 커지면, 온도 제어가 곤란해진다. 따라서, 상기 구간에 있어서의 평균 냉각 속도 CR1은, 바람직하게는 80℃/초 이하, 보다 바람직하게는 60℃/초 이하이다.
상기 냉각 정지 온도 T2는 100∼350℃로 한다. 단, 하기 식(I)로 산출되는 Ms점이 350℃ 미만인 경우는, 상기 냉각 정지 온도 T2는 100℃∼Ms점으로 한다.
냉각 정지 온도 T2가 지나치게 낮으면, 템퍼링 마텐자이트가 과잉하게 생성되어, 잔류 γ량이 적어지기 때문에, 신도가 저하되어, 실온에서의 가공성을 개선할 수 없다. 또한, 냉각 정지 온도 T2가 지나치게 낮으면, 탄소 농도가 1.0질량%를 초과하는 잔류 γ가 많이 생성되고, 탄소 농도가 1.0질량% 이하인 잔류 γ량이 상대적으로 적어져, ΔTS가 저하되어, 온간에서의 성형 하중을 실온에서의 성형 하중에 비해 충분히 저감할 수 없다. 탄소 농도가 1.0질량%를 초과하는 잔류 γ가 많이 생성되는 것은, 템퍼링 마텐자이트 내의 라스간에 필름상의 잔류 γ가 잔존하고, 이 잔류 γ의 탄소 농도가 높기 때문이라고 생각된다. 따라서, 상기 냉각 정지 온도 T2는 100℃ 이상으로 한다. 상기 냉각 정지 온도 T2는, 바람직하게는 110℃ 이상, 보다 바람직하게는 120℃ 이상이다. 그러나, 냉각 정지 온도 T2가 지나치게 높으면, 템퍼링 마텐자이트의 생성량이 적어지기 때문에, 그 후의 베이나이트 변태가 진행되기 어려워져, 오스테나이트에의 C 농화가 진행되기 어려워진다. 그 결과, 탄소 농도가 0.8질량% 이하인 잔류 γ가 많아져, 구멍 확장률 λ가 저하되어, 실온에서의 가공성을 개선할 수 없다. 따라서, 상기 Ms점이 350℃ 이상인 경우는, 상기 냉각 정지 온도 T2는 350℃ 이하로 한다. 상기 냉각 정지 온도 T2는, 바람직하게는 330℃ 이하, 보다 바람직하게는 300℃ 이하이다. 한편, 상기 Ms점이 350℃ 미만인 경우는, 상기 냉각 정지 온도 T2는 Ms점 이하로 한다. 상기 냉각 정지 온도 T2는, 바람직하게는 Ms점-20℃ 이하, 보다 바람직하게는 Ms점-50℃ 이하이다.
상기 Ms점의 온도는 상기 「레슬리 철강 재료 과학」(p. 231)에 기재되어 있는 식에 폴리고날 페라이트 분율(Vf)을 고려한 하기 식(I)로부터 산출할 수 있다. 하기 식(I) 중, [ ]는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타내고 있고, 강판에 포함되지 않는 원소의 함유량은 0질량%로 해서 계산하면 된다. Vf는 폴리고날 페라이트 분율(면적%)을 나타내지만, 제조 중에 폴리고날 페라이트 분율을 직접 측정하는 것은 곤란하기 때문에, 별도로 상기 고강도 강판의 제조 조건과 동일한 조건에서 상기 균열 공정을 행한 후, 상기 제 1 냉각 공정에 있어서의 상기 고강도 강판의 제조 조건과 동일한 평균 냉각 속도로 실온까지 냉각하여 얻어진 샘플 중의 폴리고날 페라이트 분율을 Vf로 하면 된다.
Ms점(℃)=561-474×[C]/(1-Vf/100)-33×[Mn]-17×[Ni]-17×[Cr]-21×[Mo] ···(I)
[재가열 공정]
상기 냉각 정지 온도 T2까지 냉각한 후는 350℃ 초과 540℃ 이하의 T3 온도역으로 재가열하고, 해당 T3 온도역에서 50초간 이상 유지한다(재가열 공정). 한편, T3 온도역에 있어서의 재가열 온도를 이하 「T3」으로 표기하고, 해당 T3 온도역에서의 유지 시간을 이하 「t3」으로 표기하는 경우가 있다. 또한, 유지에는, 항온 유지 외, 해당 T3 온도역 내에서 온도 변동하는 태양도 포함된다.
상기 T3 온도역에서 50초간 이상 유지하는 것에 의해, 탄소 농도가 0.8질량% 초과 1.0질량% 이하인 잔류 γ를 생성시킬 수 있기 때문에, 실온에서의 가공성이 양호한 그대로, 온간에서의 성형 하중을 저감한 고강도 강판을 실현할 수 있다.
재가열 온도 T3이 지나치게 낮으면, 탄소 농도가 1.0질량% 이하인 잔류 γ의 생성량이 적어져, ΔTS가 저하되기 때문에, 온간에서의 성형 하중을 저감할 수 없다. 따라서, 재가열 온도 T3은 350℃ 초과로 한다. 재가열 온도 T3은, 바람직하게는 360℃ 이상, 보다 바람직하게는 370℃ 이상이다. 그러나, 재가열 온도 T3이 지나치게 높으면, 베이나이트 변태가 충분히 진행되지 않아, 잔류 γ량이 감소하여, 신도 EL이 저하된다. 또한, 잔류 γ 중, 탄소 농도가 0.8질량% 이하인 잔류 γ량이 많아져, 구멍 확장률 λ가 저하된다. 그 결과, 실온에서의 가공성을 개선할 수 없다. 따라서, 재가열 온도 T3은 540℃ 이하로 한다. 재가열 온도 T3은, 바람직하게는 520℃ 이하, 보다 바람직하게는 500℃ 이하이다.
또한, 유지 시간 t3이 지나치게 짧으면, 베이나이트 변태가 충분히 진행되지 않기 때문에, 오스테나이트에의 C 농화가 충분히 진행되지 않아, 잔류 γ의 생성량이 감소한다. 그 결과, 신도 EL이 저하된다. 또한, 각 오스테나이트에의 C의 농화 정도에 격차가 생겨, 탄소 농도가 0.8질량% 이하인 잔류 γ량이 많아져, 구멍 확장률 λ가 저하된다. 그 결과, 실온에서의 가공성이 열화된다. 따라서, 유지 시간 t3은 50초간 이상으로 한다. 유지 시간 t3은, 바람직하게는 80초간 이상, 보다 바람직하게는 100초간 이상이다. 유지 시간 t3의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 생산성을 고려하면, 예를 들면, 20분간 이하가 바람직하다.
[제 2 냉각 공정]
상기 재가열 공정에서 유지한 후, 상기 T3 온도역으로부터 300℃까지는 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고, 300℃로부터 150℃까지는 평균 냉각 속도 0℃/초 초과 10℃/초 미만으로 냉각한다(제 2 냉각 공정). 상기 유지 후, 상기 T3 온도역으로부터 150℃까지 냉각함에 있어서, 300℃를 경계로 해서 2단계 냉각하는 것이 중요하며, 300℃까지의 고온측은 급냉하는 것에 의해, ΔTS를 크게 할 수 있기 때문에, 온간에서의 성형 하중을 저감할 수 있고, 300℃로부터의 저온측은 서냉하는 것에 의해, 구멍 확장률 λ를 크게 할 수 있기 때문에, 실온에서의 가공성을 개선할 수 있다.
즉, 재가열 후, 300℃까지의 평균 냉각 속도(이하, CR2로 표기하는 경우가 있다)가 지나치게 작으면, 냉각 중에 베이나이트 변태 및 미변태 오스테나이트에의 C의 농화가 진행되어, 탄소 농도가 1.0질량%를 초과하는 잔류 γ량이 많아지는 한편으로, 탄소 농도가 1.0질량% 이하인 잔류 γ량이 감소한다. 그 결과, ΔTS가 저하되어, 온간에서의 성형 하중을 저감할 수 없다. 따라서, 상기 평균 냉각 속도 CR2는 10℃/초 이상으로 제어할 필요가 있고, 바람직하게는 15℃/초 이상, 보다 바람직하게는 20℃/초 이상이다. 상기 평균 냉각 속도 CR2의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 평균 냉각 속도 CR2가 지나치게 커지면, 온도 제어가 곤란해진다. 따라서, 상기 평균 냉각 속도 CR2는, 바람직하게는 80℃/초 이하, 보다 바람직하게는 60℃/초 이하이다.
한편, 300℃로부터 150℃까지의 냉각 중에 베이나이트 변태는 진행되지 않지만, C의 확산은 진행된다. 그래서, 이 온도역의 평균 냉각 속도(이하, CR3으로 표기하는 경우가 있다)를 작게 하는 것에 의해, 탄소 농도가 0.8질량% 이하인 잔류 γ의 생성량을 저감할 수 있다. 이 이유는 불명하지만, 각 잔류 γ에 생기는 C 농도의 격차 중에서, 본래의 C 농도보다도 낮은 잔류 γ로 C가 냉각 중에 확산되기 때문에, 탄소 농도가 낮은 잔류 γ의 생성량을 저감할 수 있다고 생각된다. C의 공급원은 템퍼링 마텐자이트 등이라고 생각된다. 또한, 불가피적으로 γ로부터 변태된 프레시 마텐자이트(FM)는 냉각 중에 자기 템퍼링이 진행된다. 그 결과, 구멍 확장률 λ가 커져, 실온에서의 가공성이 향상된다. 따라서, 상기 구간에 있어서의 평균 냉각 속도 CR3은 10℃/초 미만으로 제어할 필요가 있고, 바람직하게는 5℃/초 이하, 보다 바람직하게는 2℃/초 이하이다.
150℃까지 냉각한 후는 통상적 방법에 따라 실온까지 냉각하면 된다.
[도금]
상기 고강도 강판의 표면에는, 전기 아연도금층, 용융 아연도금층 또는 합금화 용융 아연도금층을 형성해도 된다.
전기 아연도금층, 용융 아연도금층 또는 합금화 용융 아연도금층의 형성 조건은 특별히 한정되지 않고, 통상적 방법의 전기 아연도금(EG) 처리, 용융 아연도금(GI) 처리, 합금화 용융 아연도금(GA) 처리를 채용할 수 있다. 이에 의해, 전기 아연도금 강판(이하, 「EG 강판」이라고 하는 경우가 있음), 용융 아연도금 강판(이하, 「GI 강판」이라고 하는 경우가 있음) 및 합금화 용융 아연도금 강판(이하, 「GA 강판」이라고 하는 경우가 있음)이 얻어진다.
EG 강판을 제조하는 방법으로서는, 상기 강판을 상기 제 2 냉각 공정 후, 예를 들면, 55℃의 아연 용액에 침지하면서 통전하여, 전기 아연도금 처리를 행하는 것을 들 수 있다.
GI 강판을 제조하는 방법으로서는, 상기 재가열 공정에서 용융 아연도금 처리를 겸하면 된다. 즉, 상기 T3 온도역으로 재가열한 후, 해당 T3 온도역의 온도로 조정된 도금욕에 침지시켜 용융 아연도금을 실시하여, 용융 아연도금과 T3 온도역에 있어서의 유지를 겸해도 된다. 이때, 상기 T3 온도역에서의 체재 시간이 상기 유지 시간 t3의 요건을 만족하면 된다.
GA 강판을 제조하는 방법으로서는, 상기 T3 온도역의 온도에서 용융 아연도금 후, 해당 T3 온도역 내에서 잇따라 합금화 처리를 실시하면 된다. 이때, 상기 T3 온도역에서의 체재 시간이 상기 유지 시간 t3의 요건을 만족하면 된다.
아연도금 부착량은 특별히 한정되지 않고, 예를 들면 편면당 10∼100g/m2 정도로 하는 것을 들 수 있다.
상기 고강도 강판의 판 두께는 특별히 한정되지 않지만, 예를 들면 판 두께가 3mm 이하인 박강판이어도 된다.
상기 고강도 강판은 인장 강도(TS)가 980MPa 이상이고, 1100MPa 이상인 것이 바람직하다.
또한, 상기 고강도 강판은 실온에서의 가공성(TS×EL, λ)이 우수하다. 구체적으로는, 상기 고강도 강판은 TS×신도(EL)가 16000MPa·% 이상인 것이 바람직하고, 18000MPa·% 이상인 것이 보다 바람직하다. 또한, 상기 고강도 강판은 구멍 확장률 λ가 20% 이상인 것이 바람직하고, 25% 이상인 것이 보다 바람직하다.
또한, 상기 고강도 강판은, 전술한 바와 같이, 실온에서의 가공성(TS×EL,λ)이 우수하고, 게다가 온간에서의 성형 하중이 충분히 저감되어 있다. 구체적으로는, 상기 고강도 강판은 ΔTS가 150MPa 이상인 것이 바람직하고, 180MPa 이상인 것이 보다 바람직하다. 이 온간 가공이란, 100∼350℃ 정도의 온도에서 성형하는 것을 의미한다.
상기 고강도 강판은 자동차의 구조 부품의 소재로서 적합하게 이용된다. 자동차의 구조 부품으로서는, 예를 들면, 프런트나 리어부의 사이드 멤버나 크래시 박스 등의 충돌 부품을 비롯해, 필러류 등의 보강재(예를 들면 센터 필러 리인포스 등), 루프 레일의 보강재, 사이드 실, 플로어 멤버, 킥부 등의 차체 구성 부품, 범퍼의 보강재나 도어 임팩트 빔 등의 내충격흡수 부품, 시트 부품 등을 들 수 있다.
본 명세서는, 전술한 바와 같이, 다양한 태양의 기술을 개시하고 있지만, 그 중 주된 기술을 이하에 정리한다.
본 발명의 일국면은, 질량%로, C: 0.10∼0.5%, Si: 1.0∼3%, Mn: 1.5∼3%, P: 0% 초과 0.1% 이하, S: 0% 초과 0.05% 이하, Al: 0.005∼1%, 및 N: 0% 초과 0.01% 이하를 만족하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 강판이며, (1) 해당 강판의 금속 조직은, 폴리고날 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하고, (2) 상기 금속 조직을 주사형 전자 현미경으로 관찰했을 때에, 금속 조직 전체에 대해서, 폴리고날 페라이트: 10∼50면적%, 베이나이트 : 10∼50면적%, 템퍼링 마텐자이트: 10∼80면적%를 만족하고, (3) 상기 금속 조직을 X선 회절법으로 측정했을 때에, 금속 조직 전체에 대해서, 잔류 오스테나이트: 5.0체적% 이상, 탄소 농도가 1.0질량% 이하인 잔류 오스테나이트: 3.5체적% 이상, 탄소 농도가 0.8질량% 이하인 잔류 오스테나이트: 2.4체적% 이하를 만족하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판이다.
이와 같은 구성에 의하면, 실온에서의 신도 및 구멍 확장성이 양호하고, 게다가 100∼350℃의 온간에서 가공할 때의 성형 하중을 실온에서 가공할 때의 성형 하중보다도 현격히 저감한, 인장 강도 980MPa 이상의 고강도 강판을 제공할 수 있다.
상기 고강도 강판은, 추가로, 다른 원소로서, 질량%로, Cr: 0% 초과 1% 이하, 및 Mo: 0% 초과 1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 함유해도 된다.
또한, 상기 고강도 강판은, 추가로, 다른 원소로서, 질량%로, Ti: 0% 초과 0.15% 이하, Nb: 0% 초과 0.15% 이하, 및 V: 0% 초과 0.15% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 함유해도 된다.
또한, 상기 고강도 강판은, 추가로, 다른 원소로서, 질량%로, Cu: 0% 초과 1% 이하, 및 Ni: 0% 초과 1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 함유해도 된다.
또한, 상기 고강도 강판은, 추가로, 다른 원소로서, 질량%로, B: 0% 초과 0.005% 이하를 함유해도 된다.
또한, 상기 고강도 강판은, 추가로, 다른 원소로서, 질량%로, Ca: 0% 초과 0.01% 이하, Mg: 0% 초과 0.01% 이하, 및 희토류 원소: 0% 초과 0.01% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 함유해도 된다.
또한, 상기 고강도 강판에는, 그 표면에 전기 아연도금층, 용융 아연도금층 또는 합금화 용융 아연도금층을 갖는 고강도 강판도 포함된다.
또한, 본 발명의 다른 일국면은, 상기 성분 조성을 만족하는 강판을 800℃ 이상 Ac3점 이하의 T1 온도역으로 가열하고, 해당 T1 온도역에서 40초간 이상 유지하여 균열하는 균열 공정과, 균열 후, 하기 식(I)로 표시되는 Ms점이 350℃ 이상인 경우는, 350℃ 이하 100℃ 이상을 만족시키는 임의의 냉각 정지 온도 T2까지, 또는 하기 식(I)로 표시되는 Ms점이 350℃ 미만인 경우는, Ms점 이하 100℃ 이상을 만족시키는 임의의 냉각 정지 온도 T2까지 냉각함에 있어서, 700℃로부터, 300℃ 또는 상기 냉각 정지 온도 T2 중 높은 쪽의 온도까지를 평균 냉각 속도 5℃/초 이상으로 하는 제 1 냉각 공정과, 350℃ 초과 540℃ 이하의 T3 온도역으로 재가열하고, 해당 T3 온도역에서 50초간 이상 유지하는 재가열 공정과, 유지 후, 상기 T3 온도역으로부터 300℃까지를 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고, 300℃로부터 150℃까지를 평균 냉각 속도 0℃/초 초과 10℃/초 미만으로 냉각하는 제 2 냉각 공정을 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법이다.
Ms점(℃)=561-474×[C]/(1-Vf/100)-33×[Mn]-17×[Ni]-17×[Cr]-21×[Mo] ···(I)
상기 식(I) 중, Vf는 별도로 상기 고강도 강판의 제조 조건과 동일한 조건에서 상기 균열 공정을 행한 후, 상기 제 1 냉각 공정에 있어서의 상기 고강도 강판의 제조 조건과 동일한 평균 냉각 속도로 실온까지 냉각하여 얻어진 샘플 중의 폴리고날 페라이트 분율(면적%)을 의미한다. 또한, 상기 식(I) 중, [ ]는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타내고 있고, 강판에 포함되지 않는 원소의 함유량은 0질량%로 해서 계산한다.
또한, 상기 고강도 강판의 제조 방법에 있어서, 상기 제 2 냉각 공정 후, 전기 아연도금을 행해도 된다.
또한, 상기 고강도 강판의 제조 방법에 있어서, 상기 재가열 공정에서 용융 아연도금 또는 합금화 용융 아연도금을 행해도 된다.
본 발명에 의하면, 강판의 성분 조성 및 금속 조직을 적절히 제어하고 있고, 특히 잔류 γ의 탄소 농도를 엄격히 제어하고 있기 때문에, 실온에서의 신도 및 구멍 확장성이 양호하고, 게다가 100∼350℃의 온간에서 가공할 때의 성형 하중을 실온에서 가공할 때의 성형 하중보다도 현격히 저감한, 인장 강도 980MPa 이상의 고강도 강판 및 그의 제조 방법을 제공할 수 있다.
이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것은 아니고, 상기 및 후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 변경을 가하여 실시하는 것도 물론 가능하며, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.
실시예
하기 표 1에 나타내는 성분을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 강을 용제하여 강재를 제조했다. 얻어진 강재를 1250℃에서 30분간 가열 유지한 후, 압하율을 약 90%로 하고, 마무리 압연 온도가 920℃가 되도록 열간 압연하고, 이 온도로부터 평균 냉각 속도 30℃/초로 권취 온도 600℃까지 냉각하여 권취했다. 권취한 후, 실온까지 냉각하여 판 두께 2.6mm의 열연 강판을 제조했다.
얻어진 열연 강판을 산세하여 표면 스케일을 제거하고 나서, 냉연율 46%로 냉간 압연을 행하여, 판 두께 1.4mm의 냉연 강판을 제조했다.
얻어진 냉연 강판을 연속 소둔하여 공시재를 제조했다. 즉, 얻어진 냉연 강판을 하기 표 2-1 또는 표 2-2에 나타내는 균열 온도 T1(℃)로 가열하고, 하기 표 2-1 또는 표 2-2에 나타내는 균열 시간 t1(초) 유지하여 균열한 후, 하기 표 2-1 또는 표 2-2에 나타내는 냉각 정지 온도 T2(℃)까지 냉각했다. 700℃로부터 300℃ 또는 상기 냉각 정지 온도 T2 중 높은 쪽까지의 평균 냉각 속도 CR1(℃/초)을 하기 표 2-1 또는 표 2-2에 나타낸다.
또한, 하기 표 2-1 및 표 2-2에는, 하기 표 1에 나타낸 성분 조성 및 상기 식(I)에 기초하여 산출한 Ms점(℃)을 아울러 나타낸다.
다음으로, 상기 냉각 정지 온도 T2(℃)로부터, 하기 표 2-1 또는 표 2-2에 나타내는 재가열 온도 T3(℃)까지 가열하고, 이 온도에서 하기 표 2-1 또는 표 2-2에 나타내는 유지 시간 t3(초) 유지했다.
유지한 후는 실온까지 냉각했다. 이때, 상기 재가열 온도 T3(℃)로부터 300℃까지는 하기 표 2-1 또는 표 2-2에 나타내는 평균 냉각 속도 CR2(℃/초)로 냉각하고, 300℃로부터 150℃까지는 하기 표 2-1 또는 표 2-2에 나타내는 평균 냉각 속도 CR3(℃/초)으로 냉각했다.
연속 소둔해서 얻어진 공시재의 일부에 대해서는, 하기 도금 처리를 실시하여 EG 강판, GI 강판, GA 강판을 제조했다.
[전기 아연도금(EG) 처리]
연속 소둔한 후, 실온까지 냉각하고, 이어서 공시재를 55℃의 아연도금욕에 침지하여 전류 밀도 30∼50A/dm2로 전기 아연도금 처리를 실시한 후, 수세, 건조하여 EG 강판을 제조했다. 전기 아연도금의 부착량은 편면당 10∼100g/m2로 했다.
[용융 아연도금(GI) 처리]
상기 냉각 정지 온도 T2(℃)로부터, 하기 표 2-1 또는 표 2-2에 나타내는 재가열 온도 T3(℃)까지 가열한 후, 온도 460℃의 용융 아연도금욕에 침지하여 도금 처리를 실시하고, 실온까지 냉각하여 GI 강판을 제조했다. 상기 T3 온도역에서의 체재 시간을 하기 표 2-1 또는 표 2-2에 나타낸 유지 시간 t3(초)의 란에 나타낸다. 용융 아연도금의 부착량은 편면당 10∼100g/m2로 했다.
[합금화 용융 아연도금(GA) 처리]
상기 용융 아연도금욕에 침지 후, 추가로, 하기 표 2-1 또는 표 2-2에 나타내는 온도에서 합금화 처리를 실시하고 나서 실온까지 냉각하여 GA 강판을 제조했다. 상기 T3 온도역에서의 체재 시간을 하기 표 2-1 또는 표 2-2에 나타낸 유지 시간 t3(초)의 란에 나타낸다. 합금화 용융 아연도금의 부착량은 편면당 10∼100g/m2로 했다.
얻어진 공시재의 구분을 하기 표 2-1 또는 표 2-2에 나타낸다. 표 중, 냉연은 냉연 강판, EG는 EG 강판, GI는 GI 강판, GA는 GA 강판을 각각 나타낸다.
얻어진 공시재(냉연 강판, EG 강판, GI 강판, GA 강판을 포함하는 의미. 이하, 동일.)에 대하여, 금속 조직의 관찰과 기계적 특성의 평가를 다음의 순서로 행했다.
《금속 조직의 관찰》
금속 조직 중, 폴리고날 페라이트, 베이나이트 및 템퍼링 마텐자이트의 각 면적률은 주사형 전자 현미경으로 관찰한 결과에 기초하여 산출하고, 잔류 γ의 체적률은 X선 회절법에 의해 측정했다.
[폴리고날 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마텐자이트]
공시재의 압연 방향에 평행한 단면을 연마한 후, 나이탈 부식시켜 판 두께의 1/4 위치를 주사형 전자 현미경으로, 배율 3000배에서 5시야 관찰했다. 관찰 시야는 약 40μm×약 30μm로 했다. 폴리고날 페라이트의 면적률은 이 주사형 전자 현미경의 관찰에 의해 측정할 수 있다. 또한, 베이나이트와 템퍼링 마텐자이트의 면적률은, 관찰 시야 내에서 백색 또는 옅은 회색으로서 관찰되는 잔류 γ 및 탄화물로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종끼리의 간격의 평균(평균 간격)을 전술한 방법에 기초하여 측정하고, 측정한 평균 간격에 따라 베이나이트와 템퍼링 마텐자이트로 구별하고, 점산법에 의해 측정했다.
측정 결과를 하기 표 3-1 또는 표 3-2에 나타낸다. 하기 표 3-1 또는 표 3-2에 있어서, F는 폴리고날 페라이트의 면적률을 나타내고, B는 베이나이트의 면적률을 나타내고, TM은 템퍼링 마텐자이트의 면적률을 나타내고 있다. 잔부는 잔류 γ, 프레시 마텐자이트와 잔류 γ가 복합된 MA 혼합상, 펄라이트, 프레시 마텐자이트이다.
[잔류 γ]
공시재의 판 두께의 1/4 위치까지 연삭한 후, 연삭면을 화학 연마하고 나서 X선 회절법에 의해 금속 조직 전체에 대한 잔류 γ의 체적률을 측정했다(ISIJ Int. Vol. 33, 1933년, No. 7, p. 776).
또한, 잔류 γ 중의 탄소 농도를 전술한 순서로 측정하고, 금속 조직 전체에 대한, 탄소 농도가 1.0질량% 이하인 잔류 γ의 체적률[VγR(C≤1.0%)] 및 탄소 농도가 0.8질량% 이하인 잔류 γ의 체적률[VγR(C≤0.8%)]을 산출했다.
한편, 참고 데이터로서, 잔류 γ 중의 탄소 농도 분포의 평균값 %Cavg 및 표준 편차 σ%C를 하기 표 3-1 또는 표 3-2에 아울러 나타낸다.
《기계적 특성의 평가》
[실온에서의 인장 강도(TS), 신도(EL)]
실온(25℃)에서의 인장 강도(TS)와 신도(EL)는 JIS Z2241에 기초하여, 인장 시험을 행하여 측정했다. 시험편으로서는, 공시재의 압연 방향에 대해서 수직한 방향이 길이 방향이 되도록, JIS Z2201에서 규정되는 5호 시험편을 공시재로부터 잘라낸 것을 이용했다. 인장 시험의 인장 속도는 10mm/분으로 했다.
실온에서 측정한 TS 및 EL의 결과를 하기 표 3-1 또는 표 3-2에 나타낸다.
또한, 실온에서 측정한 TS와 EL의 곱(TS×EL)을 산출하고, 결과를 하기 표 3-1 또는 표 3-2에 나타낸다.
[ΔTS]
온간 성형 시의 하중 저감 정도를 평가하기 위해서, 실온(25℃)에서의 인장 강도(실온 TS)로부터 온간(200℃)에서의 인장 강도(온간 TS)를 뺀 값(실온 TS-온간 TS=ΔTS)을 산출했다. 인장 시험은 프레스 가공 시의 속도를 모의하기 위해서 인장 속도를 1000mm/분으로 하고, 실온과 200℃의 2수준에서 행하는 것 이외에는, 상기와 동일한 조건에서 행했다. 산출한 ΔTS를 하기 표 3-1 또는 표 3-2에 나타낸다.
[구멍 확장성]
구멍 확장성은 JIS Z2256에 기초하여 구멍 확장 시험을 행하여 측정한 구멍 확장률(λ)에 의해 평가했다. 측정 결과를 하기 표 3-1 또는 표 3-2의 「λ(%)」의 란에 나타낸다.
실시예에서는, TS가 980MPa 이상인 경우를 고강도라고 평가했다. 또한, TS×EL이 16000MPa·% 이상이고, 또한 λ가 20% 이상인 경우를 실온에서의 가공성이 우수하다고 평가했다. 또한, ΔTS가 150MPa 이상인 경우를 온간에서의 성형 하중이 저감되었다고 평가했다. 그리고, TS, TS×EL, λ 및 ΔTS 모두가 기준값을 만족하는 경우를 합격으로 했다. 한편, TS, TS×EL, λ 또는 ΔTS 중 어느 것이 기준값에 미치지 않은 경우를 불합격이라고 했다.
하기 표 1, 표 2-1, 표 2-2, 표 3-1, 표 3-2로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다.
No. 1, 7, 8, 10, 13, 15, 17, 20, 22, 23, 26∼31, 33, 37, 38, 40 및 42는 모두 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 예이고, 실온에서 측정한 TS는 980MPa 이상이 되어, 고강도이다. 또한, TS×EL 및 λ가 본 발명의 합격 기준을 만족하고 있어, 실온에서의 가공성이 양호하다. 또, ΔTS가 본 발명의 합격 기준을 만족하고 있기 때문에, 온간에서의 성형 하중을 저감할 수 있었다.
한편, No. 2∼6, 9, 11, 12, 14, 16, 18, 19, 21, 24, 25, 32, 34∼36, 39 및 41은 본 발명에서 규정하는 어느 요건을 만족하지 않는 예이고, 강도, 실온에서의 가공성 및 온간에서의 성형 하중 저감 중, 적어도 하나의 특성이 열화되어 있다.
이하, 상세하게 설명한다.
No. 2, 6, 12 및 41은 재가열 공정에서의 유지 후의 300℃로부터 150℃까지의 평균 냉각 속도 CR3이 지나치게 커서, 탄소 농도가 0.8질량% 이하인 잔류 γ가 많이 생성된 예이고, λ가 작아져, 실온에서의 가공성을 개선할 수 없었다.
No. 3, 5, 및 39는 재가열 온도(재가열 공정에서의 유지 온도)로부터 300℃까지의 평균 냉각 속도 CR2가 지나치게 작아, 탄소 농도가 1.0질량% 이하인 잔류 γ량을 확보할 수 없었던 예이고, ΔTS가 작아져, 온간에서의 성형 하중을 저감할 수 없었다. 한편, No. 3은 상기 특허문헌 1을 모의한 예이며, 상기 특허문헌 1의 단락 [0128]에 기재되어 있는 바와 같이, 유지 후, 실온까지의 평균 냉각 속도를 5℃/초로 했다.
No. 4, 19 및 32는 균열 후의 냉각 정지 온도 T2가 지나치게 높았던 예이다. No. 4, 19 및 32는 템퍼링 마텐자이트가 생성되지 않거나, 생성량이 적었기 때문에, 실온에서의 TS가 낮아져, 강도를 확보할 수 없었다. 또한, No. 4, 19 및 32는 탄소 농도가 0.8질량% 이하인 잔류 γ가 많이 생성되었기 때문에, λ가 작아져, 실온에서의 가공성을 개선할 수 없었다. 한편, No. 19는 유지 시간 t3이 비교적 길어, 폴리고날 페라이트의 생성량이 비교적 적었기 때문에, 베이나이트가 과잉하게 생성되었다고 생각된다. 즉, 폴리고날 페라이트의 생성량이 적을수록, 주위의 오스테나이트에 C가 농화되기 어려워지기 때문에, 베이나이트 변태가 빠르게 일어난다고 생각된다.
No. 9는 균열 후, 700℃로부터 300℃까지의 구간에 있어서의 평균 냉각 속도 CR1이 지나치게 작았기 때문에, 폴리고날 페라이트가 과잉하게 생성된 예이다. 그 결과, No. 9는 원하는 TS를 확보할 수 없었다.
No. 11은 균열 온도 T1이 지나치게 높았기 때문에, 폴리고날 페라이트가 거의 생성되지 않았던 예이다. 그 결과, No. 11은 TS×EL이 낮아져, 실온에서의 가공성을 개선할 수 없었다.
No. 14는 균열 후의 냉각 정지 온도 T2가 지나치게 낮았던 예이다. No. 14는 베이나이트가 생성되지 않고, 템퍼링 마텐자이트가 과잉하게 생성되었기 때문에, 잔류 γ의 생성량을 확보할 수 없었다. 그 결과, No. 14는 TS×EL이 낮아져, 실온에서의 가공성을 개선할 수 없었다. 또한, No. 14는 탄소 농도가 1.0질량% 이하인 잔류 γ량을 확보할 수 없었기 때문에, ΔTS가 작아져, 온간에서의 성형 하중을 저감할 수 없었다.
No. 16은 균열 온도 T1이 지나치게 낮았기 때문에, 폴리고날 페라이트가 과잉하게 생성된 예이다. 그 결과, No. 16은 원하는 TS를 확보할 수 없었다. 또한, No. 16은 TS×EL이 저하되어, 실온에서의 가공성을 개선할 수 없었다. 이는 냉간 압연 시에 도입된 가공 조직이 잔존했기 때문이라고 생각된다.
No. 18은 재가열 온도 T3이 지나치게 높았던 예이다. No. 18은 베이나이트가 거의 생성되지 않아, 잔류 γ의 생성량을 확보할 수 없었기 때문에, TS×EL이 저하되어, 실온에서의 가공성을 개선할 수 없었다. 또한, No. 18은 탄소 농도가 0.8질량% 이하인 잔류 γ가 과잉하게 생성되었기 때문에, λ가 작아져, 실온에서의 가공성을 개선할 수 없었다.
No. 21은 재가열 온도 T3이 지나치게 낮았기 때문에, 탄소 농도가 1.0질량% 이하인 잔류 γ량을 확보할 수 없었던 예이다. 그 결과, No. 21은 ΔTS가 작아져, 온간에서의 성형 하중을 저감할 수 없었다.
No. 24는 균열 시간 t1이 지나치게 짧았기 때문에, 원하는 잔류 γ량을 확보할 수 없었던 예이다. 그 결과, No. 24는 TS×EL이 저하되어, 실온에서의 가공성을 개선할 수 없었다.
No. 25는 유지 시간 t3이 지나치게 짧았던 예이다. No. 25는 베이나이트 및 잔류 γ의 생성량을 확보할 수 없었기 때문에, TS×EL이 저하되고, 또한 탄소 농도가 0.8질량% 이하인 잔류 γ가 과잉하게 생성되었기 때문에, λ가 작아져, 실온에서의 가공성을 개선할 수 없었다.
No. 34∼36은 성분 조성이 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하지 않는 예이다.
No. 34는 Si량이 지나치게 적었기 때문에, TS가 저하되어, 강도를 확보할 수 없었다. 또한, No. 34는 잔류 γ의 생성량을 확보할 수 없었기 때문에, TS×EL이 저하되어, 실온에서의 가공성을 개선할 수 없었다. 또한, No. 34는 탄소 농도가 1.0질량% 이하인 잔류 γ량을 확보할 수 없었던 예이고, ΔTS가 작아져, 온간에서의 성형 하중을 저감할 수 없었다.
No. 35는 C량이 지나치게 적었기 때문에, TS가 저하되어, 강도를 확보할 수 없었다. 또한, No. 35는 잔류 γ의 생성량을 확보할 수 없었기 때문에, TS×EL이 저하되어, 실온에서의 가공성을 개선할 수 없었다. 또한, No. 35는 탄소 농도가 1.0질량% 이하인 잔류 γ량을 확보할 수 없었던 예이고, ΔTS가 작아져, 온간에서의 성형 하중을 저감할 수 없었다.
No. 36은 Mn량이 지나치게 적었기 때문에, 폴리고날 페라이트가 과잉하게 생성되어, TS가 저하되어, 강도를 확보할 수 없었다. 또한, No. 36은 잔류 γ의 생성량을 확보할 수 없었기 때문에, TS×EL이 저하되어, 실온에서의 가공성을 개선할 수 없었다. 또한, No. 36은 탄소 농도가 1.0질량% 이하인 잔류 γ량을 확보할 수 없었던 예이고, ΔTS가 작아져, 온간에서의 성형 하중을 저감할 수 없었다.
[표 1]
Figure 112018094742098-pct00001
[표 2-1]
Figure 112018094742098-pct00002
[표 2-2]
Figure 112018094742098-pct00003
[표 3-1]
Figure 112018094742098-pct00004
[표 3-2]
Figure 112018094742098-pct00005
이 출원은 2016년 2월 29일에 출원된 일본 특허출원 특원 2016-038304 및 2016년 9월 20일에 출원된 일본 특허출원 특원 2016-182966을 기초로 하는 것이고, 그 내용은 본원에 포함되는 것이다.
본 발명을 표현하기 위해서, 전술에 있어서 도면을 참조하면서 실시형태를 통하여 본 발명을 적절하고 충분히 설명했지만, 당업자이면 전술의 실시형태를 변경 및/또는 개량하는 것은 용이하게 할 수 있는 것으로 인식해야 한다. 따라서, 당업자가 실시하는 변경 형태 또는 개량 형태가 청구범위에 기재된 청구항의 권리 범위를 이탈하는 수준의 것이 아닌 한, 당해 변경 형태 또는 당해 개량 형태는 당해 청구항의 권리 범위에 포괄된다고 해석된다.
본 발명에 의하면, 강판의 성분 조성 및 금속 조직을 적절히 제어하고 있고, 특히 잔류 γ의 탄소 농도를 엄격히 제어하고 있기 때문에, 실온에서의 신도 및 구멍 확장성이 양호하고, 게다가 100∼350℃의 온간에서 가공할 때의 성형 하중을 실온에서 가공할 때의 성형 하중보다도 현격히 저감한, 인장 강도 980MPa 이상의 고강도 강판 및 그의 제조 방법이 제공된다.

Claims (6)

  1. 질량%로,
    C: 0.10∼0.5%,
    Si: 1.0∼3%,
    Mn: 1.5∼3%,
    P: 0% 초과 0.1% 이하,
    S: 0% 초과 0.05% 이하,
    Al: 0.005∼1%, 및
    N: 0% 초과 0.01% 이하를 만족하고,
    잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 강판이며,
    (1) 해당 강판의 금속 조직은 폴리고날 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하고,
    (2) 상기 금속 조직을 주사형 전자 현미경으로 관찰했을 때에, 금속 조직 전체에 대해서,
    폴리고날 페라이트: 10∼50면적%,
    베이나이트: 10∼50면적%,
    템퍼링 마텐자이트: 10∼80면적%를 만족하고,
    (3) 상기 금속 조직을 X선 회절법으로 측정했을 때에, 금속 조직 전체에 대해서,
    잔류 오스테나이트: 5.0체적% 이상,
    탄소 농도가 1.0질량% 이하인 잔류 오스테나이트: 3.5체적% 이상,
    탄소 농도가 0.8질량% 이하인 잔류 오스테나이트: 2.4체적% 이하를 만족하는 것
    을 특징으로 하는 고강도 강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    추가로, 다른 원소로서, 질량%로,
    Cr: 0% 초과 1% 이하,
    Mo: 0% 초과 1% 이하,
    Ti: 0% 초과 0.15% 이하,
    Nb: 0% 초과 0.15% 이하,
    V: 0% 초과 0.15% 이하,
    Cu: 0% 초과 1% 이하,
    Ni: 0% 초과 1% 이하,
    B: 0% 초과 0.005% 이하,
    Ca: 0% 초과 0.01% 이하,
    Mg: 0% 초과 0.01% 이하, 및
    희토류 원소: 0% 초과 0.01% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 함유하는 고강도 강판.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 강판의 표면에 전기 아연도금층, 용융 아연도금층 또는 합금화 용융 아연도금층을 갖고 있는 고강도 강판.
  4. 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 고강도 강판을 제조하는 방법으로서,
    상기 성분 조성을 만족하는 강판을 800℃ 이상 Ac3점 이하의 T1 온도역으로 가열하고, 해당 T1 온도역에서 40초간 이상 유지하여 균열하는 균열 공정과,
    균열 후,
    하기 식(I)로 표시되는 Ms점이 350℃ 이상인 경우는, 350℃ 이하 100℃ 이상을 만족시키는 임의의 냉각 정지 온도 T2까지, 또는
    하기 식(I)로 표시되는 Ms점이 350℃ 미만인 경우는, Ms점 이하 100℃ 이상을 만족시키는 임의의 냉각 정지 온도 T2까지 냉각함에 있어서, 700℃로부터, 300℃ 또는 상기 냉각 정지 온도 T2 중 높은 쪽의 온도까지를 평균 냉각 속도 5℃/초 이상으로 하는 제 1 냉각 공정과,
    350℃ 초과 540℃ 이하의 T3 온도역으로 재가열하고, 해당 T3 온도역에서 50초간 이상 유지하는 재가열 공정과,
    유지 후, 상기 T3 온도역으로부터 300℃까지를 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고, 300℃로부터 150℃까지를 평균 냉각 속도 0℃/초 초과 10℃/초 미만으로 냉각하는 제 2 냉각 공정
    을 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
    Ms점(℃)=561-474×[C]/(1-Vf/100)-33×[Mn]-17×[Ni]-17×[Cr]-21×[Mo] ···(I)
    상기 식(I) 중, Vf는 별도로 상기 고강도 강판의 제조 조건과 동일한 조건에서 상기 균열 공정을 행한 후, 상기 제 1 냉각 공정에 있어서의 상기 고강도 강판의 제조 조건과 동일한 평균 냉각 속도로 실온까지 냉각하여 얻어진 샘플 중의 폴리고날 페라이트 분율(면적%)을 의미한다. 또한, 상기 식(I) 중, [ ]는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타내고 있고, 강판에 포함되지 않는 원소의 함유량은 0질량%로 해서 계산한다.
  5. 제 4 항에 있어서,
    상기 제 2 냉각 공정 후, 전기 아연도금을 행하는 고강도 강판의 제조 방법.
  6. 제 4 항에 있어서,
    상기 재가열 공정에서 용융 아연도금 또는 합금화 용융 아연도금을 행하는 고강도 강판의 제조 방법.
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