KR102225217B1 - 고강도 강판 및 그의 제조 방법 - Google Patents
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Abstract
고강도 강판 및 그의 제조 방법을 제공한다. 고강도 강판은 소정의 성분 조성을 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다. 강 조직은, 페라이트가 면적률로 20.0％ 이상 60.0％ 이하, 베이니틱 페라이트, 템퍼링 마르텐사트, 퀀칭 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 경질상이 면적률의 합계로 40.0％ 이상 80.0％ 이하이고, 경질상 전체에 대한 베이니틱 페라이트가 면적률로 35.0％ 이상 55.0％ 미만, 경질상 전체에 대한 템퍼링 마르텐사이트가 면적률로 20.0％ 이상 40.0％ 이하, 경질상 전체에 대한 퀀칭 마르텐사이트가 면적률로 3.0％ 이상 15.0％ 이하, 경질상 전체에 대한 잔류 오스테나이트가 면적률로 5.0％ 이상 20.0％ 이하이고, 잔류 오스테나이트 중의 C량이, 질량％로, 0.6％ 이상이고, 퀀칭 마르텐사이트 중의 C량에 대한 템퍼링 마르텐사이트 중의 C량의 비가 0.2 이상 1.0 미만이다.
Description
본 발명은, 주로 자동차의 구조 부재에 적합한 고강도 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.
최근, 환경 문제의 고조로부터 CO2 배출 규제가 엄격화되고 있어, 자동차 분야에 있어서는 연비 향상을 목적으로 한 차체의 경량화가 과제가 되고 있다. 그 때문에 자동차 부품으로의 고강도 강판의 적용에 의한 박육화가 진행되고 있고, 특히 인장 강도(TS)로 980㎫ 이상의 고강도 강판의 적용이 진행되고 있다.
자동차의 구조용 부재나 보강용 부재에 사용되는 고강도 강판에는, 가공성이 우수한 것이 요구된다. 특히, 복잡한 형상을 갖는 부품에 이용되는 고강도 강판에는, 연성(이하, 신장(elongation)이라고 칭하는 경우도 있음) 또는 신장 플랜지성(stretch-flangeability)(이하, 구멍 확장성(hole expansion formability)이라고 칭하는 경우도 있음)과 같은 특성이 우수할 뿐만 아니라, 연성과 신장 플랜지성의 양쪽이 우수한 것이 요구된다.
또한, 구조용 부재나 보강용 부재 등의 자동차용 부품에는, 우수한 충돌 흡수 에너지 특성이 요구되고 있다. 자동차용 부품의 충돌 흡수 에너지 특성을 향상시키기 위해서는, 소재인 강판의 항복비(YR＝YS/TS)를 제어하는 것이 유효하다. 고강도 강판의 항복비(YR)를 제어함으로써, 강판 성형 후의 스프링 백(springback)을 억제하고, 또한, 충돌시의 충돌 흡수 에너지를 상승시키는 것이 가능해진다.
이들 요구에 대하여, 예를 들면, 특허문헌 1에는, 질량％로, C: 0.15∼0.25％, Si: 1.2∼2.2％, Mn: 1.8∼3.0％, P: 0.08％ 이하, S: 0.005％ 이하, Al: 0.01∼0.08％, N: 0.007％ 이하, Ti: 0.005∼0.050％, B: 0.0003∼0.0050％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강 조성을 갖고, 페라이트의 체적 분율이 20∼50％, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 7∼20％, 마르텐사이트의 체적 분율이 1∼8％로서, 잔부에 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트를 포함하는 복합 조직을 갖고, 딩해 복합 조직에 있어서, 페라이트의 평균 결정 입경이 5㎛ 이하, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 0.3∼2.0㎛이고 또한 애스펙트비가 4 이상, 마르텐사이트의 평균 결정 입경이 2㎛ 이하, 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트를 합한 금속상의 평균 결정 입경이 7㎛ 이하이고, 페라이트 이외의 금속 조직의 체적 분율(V1)과 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율(V2)이 하기 (1)식을 만족하고, 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 농도가 0.65질량％ 이상인 고항복비 고강도 냉연 강판이 개시되어 있다.
0.60≤V2/V1≤0.85 …(1)
특허문헌 2에는, 질량％로, C: 0.05∼0.3％, Si: 0.01∼2.5％, Mn: 0.5∼3.5％, P: 0.003∼0.100％, S: 0.02％ 이하, Al: 0.010∼1.5％를 함유하고, Si와 Al의 첨가량의 합계가 0.5∼2.5％이고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 조직은, 면적률로, 20％ 이상의 페라이트상과 10％ 이하(0％를 포함함)의 마르텐사이트상과 10％ 이상 60％ 이하의 템퍼링 마르텐사이트상을 갖고, 체적률로, 3％ 이상 10％ 이하의 잔류 오스테나이트상을 갖고, 또한, 잔류 오스테나이트상의 평균 결정 입경이 2.0㎛ 이하인, 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판이 개시되어 있다.
그러나, 특허문헌 1에 기재된 고강도 강판에서는, 가공성 중에서도, 특히 신장, 신장 플랜지성이 우수한 것을 개시하고 있는데, 항복비가 76％ 이상으로 높다. 또한, 특허문헌 2에 기재된 고강도 강판에서는, 표 1∼3에 개시되는 바와 같이, 인장 강도가 980㎫ 이상이고, 충분한 연성 및 신장 플랜지성을 확보하면, Nb, Ca 등을 함유할 필요가 있다.
본 발명은 이러한 사정을 감안하여, 인장 강도(TS)가 980㎫ 이상이며, 항복비(YR)가 55∼75％를 가짐과 함께, 연성뿐만 아니라 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 상기 과제를 달성하기 위해, TS가 980㎫ 이상이며, YR이 55∼75％를 가짐과 함께, 연성뿐만 아니라 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판 및 그의 제조 방법을 얻기 위해 예의 검토를 거듭한 결과, 이하의 것을 발견했다.
(1) 페라이트를 면적률로 20.0∼60.0％로 하여 잔류 오스테나이트를 미세하게 분산시키고, 또한, 잔류 오스테나이트 중의 C량을 제어함으로써 연성이 향상하는 것, (2) 페라이트와 퀀칭 마르텐사이트의 사이의 경도를 갖는 템퍼링 마르텐사이트를 활용하고, 또한, 템퍼링 마르텐사이트와 퀀칭 마르텐사이트 중의 C량을 적정하게 제어함으로써 신장 플랜지성이 향상하는 것을 인식했다.
본 발명은 이상의 인식에 기초하여 이루어진 것으로, 이하를 요지로 하는 것이다.
[1] 성분 조성은, 질량％로, C: 0.12％ 이상 0.28％ 이하, Si: 0.80％ 이상 2.20％ 이하, Mn: 1.50％ 이상 3.00％ 이하, P: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, S: 0.0200％ 이하, Al: 0.010％ 이상 1.000％ 이하, N: 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 강 조직은, 페라이트가, 면적률로, 20.0％ 이상 60.0％ 이하, 베이니틱 페라이트, 템퍼링 마르텐사이트, 퀀칭 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 경질상이, 면적률의 합계로 40.0％ 이상 80.0％ 이하이고, 상기 경질상 전체에 대한 베이니틱 페라이트가, 면적률로, 35.0％ 이상 55.0％ 이하, 상기 경질상 전체에 대한 템퍼링 마르텐사이트가, 면적률로, 20.0％ 이상 40.0％ 이하, 상기 경질상 전체에 대한 퀀칭 마르텐사이트가, 면적률로, 3.0％ 이상 15.0％ 이하, 상기 경질상 전체에 대한 잔류 오스테나이트가, 면적률로, 5.0％ 이상 20.0％ 이하이고, 상기 잔류 오스테나이트 중의 C량이, 질량％로, 0.6％ 이상이고, 상기 퀀칭 마르텐사이트 중의 C량에 대한 상기 템퍼링 마르텐사이트 중의 C량의 비가, 0.2 이상 1.0 미만이고, 인장 강도(TS)가 980㎫ 이상, 항복비(YR)가 55∼75％, 인장 강도(TS)와 전체 신장(El)의 곱(TS×El)이 23500㎫·％ 이상, 인장 강도(TS)와 구멍 확장률(λ)의 곱(TS×λ)이 24500㎫·％ 이상인 고강도 강판.
[2] 상기 강 조직은, 추가로, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 0.2㎛ 이상 5.0㎛ 이하인 [1]에 기재된 고강도 강판.
[3] 상기 성분 조성에 더하여, 질량％로, Ti: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, Nb: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, V: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, B: 0.0001％ 이상 0.0100％ 이하, Mo: 0.01％ 이상 0.50％ 이하, Cr: 0.01％ 이상 1.00％ 이하, Cu: 0.01％ 이상 1.00％ 이하, Ni: 0.01％ 이상 0.50％ 이하, As: 0.001％ 이상 0.500％ 이하, Sb: 0.001％ 이상 0.200％ 이하, Sn: 0.001％ 이상 0.200％ 이하, Ta: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, Ca: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하, Mg: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하, Zn: 0.001％ 이상 0.020％ 이하, Co: 0.001％ 이상 0.020％ 이하, Zr: 0.001％ 이상 0.020％ 이하, REM: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1종을 함유하는 [1] 또는 [2]에 기재된 고강도 강판.
[4] 강판 표면에 도금층을 갖는 [1]∼[3] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판.
[5] [1]∼[3] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로서, 강 소재를 가열하고, 이어서, 마무리 압연의 최종 패스의 압하율: 5％ 이상 15％ 이하, 마무리 압연 출측 온도: 800℃ 이상 1000℃ 이하로 하는 열간 압연을 행하고, 이어서, 권취 온도: 600℃ 이하에서 권취하고, 이어서, 냉간 압연을 행하고, 이어서, (1)식으로 정의되는 온도를 Ta 온도(℃), (2)식으로 정의되는 온도를 Tb 온도(℃)로 할 때, 가열 온도: 720℃ 이상 Ta 온도 이하에서 10s 이상 보열(retaining heat)한 후, 당해 가열 온도 이하 600℃ 이상까지의 평균 냉각 속도: 10℃/s 이상으로 하고, 냉각 정지 온도: (Tb 온도－100℃) 이상 Tb 온도 이하까지 냉각한 후, 재가열 온도: A 이상 560℃ 이하(A: 350℃≤A≤450℃를 충족하는 임의의 온도(℃))까지 재가열한 후, 보존 유지 온도(A): 350℃ 이상 450℃ 이하에서 10s 이상 보존 유지의 어닐링을 행하는 고강도 강판의 제조 방법.
Ta 온도(℃)＝946－203×[％C]1/2＋45×[％Si]－30×[％Mn]＋150×[％Al]－20×[％Cu]＋11×[％Cr]＋400×[％Ti] …(1)
또한, [％X]는, 강 중의 성분 원소 X의 함유량(질량％)을 나타내고, 함유하지 않는 경우는 0으로 한다.
Tb 온도(℃)＝435－566×[％C]－150×[％C]×[％Mn]－7.5×[％Si]＋15×[％Cr]－67.6×[％C]×[％Cr] …(2)
또한, [％X]는, 강 중의 성분 원소 X의 함유량(질량％)을 나타내고, 함유 하지 않는 경우는 0으로 한다.
[6] 상기 권취 후, 450℃ 이상 650℃ 이하의 열처리 온도역에서, 900s 이상 보존 유지하는 열처리를 행하는 [5]에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.
[7] 상기 어닐링의 후에, 도금 처리를 실시하는 [5] 또는 [6]에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.
또한, 본 발명에 있어서, 고강도 강판이란, 인장 강도(TS)가 980㎫ 이상의 강판이고, 냉연 강판, 도금 처리, 합금화 도금 처리 등 표면 처리를 냉연 강판에 실시한 강판을 포함하는 것이다. 또한, 본 발명에 있어서, 항복 응력(YS)의 제어성의 지표인 항복비(YR)의 값은 55％ 이상 75％ 이하이다. 또한, YR은, 다음의 (3)식으로 구해진다.
YR＝YS/TS …(3)
또한, 본 발명에 있어서, 연성, 즉 El(전체 신장)이 우수하다는 것은, TS×El의 값이 23500㎫·％ 이상인 것을 의미한다. 또한, 본 발명에 있어서, 신장 플랜지성이 우수하다는 것은, 신장 플랜지성의 지표인 한계 구멍 확장률(이하, 구멍 확장률이라고 칭하는 경우도 있음)(λ)의 값을 이용한 TS×λ의 값이 24500㎫·％ 이상인 것을 의미한다.
본 발명에 의하면, 980㎫ 이상의 인장 강도(TS)로서, 항복비(YR)가 55∼75％를 가짐과 함께, 연성뿐만 아니라 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판을 효과적으로 얻을 수 있다. 그리고, 본 발명의 제조 방법에 의해 얻어진 고강도 강판을, 예를 들면, 자동차 구조 부재에 적용함으로써, 자동차의 차체 경량화에 의한 연비 향상에 크게 기여하여, 산업상의 이용 가치는 매우 크다.
(발명을 실시하기 위한 형태)
이하, 본 발명에 대해서 상세하게 설명한다.
우선, 본 발명의 고강도 강판의 성분 조성과, 그의 한정 이유에 대해서 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서, 강의 성분 조성을 나타내는 ％는, 특별히 명기하지 않는 한 「질량％」를 의미한다.
C: 0.12％ 이상 0.28％ 이하
C는, 강의 중요한 기본 성분의 하나이다. 특히 본 발명에서는, C는, 어닐링 후의 베이니틱 페라이트, 템퍼링 마르텐사이트, 퀀칭 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 각 분율(면적률)에 영향을 주는 중요한 원소이다. 그리고, 얻어지는 강판의 강도(TS, YS), 연성 및 구멍 확장성의 기계적 특성은, 이 베이니틱 페라이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 퀀칭 마르텐사이트의 분율(면적률)에 따라 크게 좌우된다. 특히, 연성은, 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 분율(면적률)이나, 잔류 오스테나이트 중의 C량에 따라 크게 좌우된다. 또한, YR 및 λ은, 템퍼링 마르텐사이트와 퀀칭 마르텐사이트 중의 C량의 비에 따라, 크게 좌우된다. C 함유량이 0.12％ 미만에서는, 잔류 오스테나이트의 분율이 감소하고, 강판의 연성이 저하한다. 또한, 템퍼링 마르텐사이트 및 퀀칭 마르텐사이트 중의 C량이 감소하기 때문에, 경질상이 연질화하여, TS가 저하한다. 한편, C 함유량이 0.28％를 초과하면, 템퍼링 마르텐사이트 및 퀀칭 마르텐사이트 중의 C량이 증가하기 때문에, TS는 상승한다. 그러나, 퀀칭 마르텐사이트의 분율이 증가하여, 신장 및 신장 플랜지성이 저하한다. 따라서, C 함유량은, 0.12％ 이상 0.28％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.15％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.25％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.16％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 0.24％ 이하로 한다.
Si: 0.80％ 이상 2.20％ 이하
Si는, 탄화물의 생성을 억제하고, 잔류 오스테나이트의 생성을 촉진함으로써, 강판의 연성을 향상시키는데 중요한 원소이다. 또한, Si는, 잔류 오스테나이트의 분해에 의한 탄화물의 생성을 억제하는 것에도 유효하다. 또한, Si는, 페라이트 중에서 높은 고용 강화능을 갖기 때문에, 강의 강도 향상에 기여하고, 페라이트에 고용한 Si는, 가공 경화능을 향상시켜, 페라이트 자신의 연성을 높이는 효과가 있다. Si 함유량이 0.80％ 미만에서는, 소망하는 잔류 오스테나이트의 면적률을 확보할 수 없어, 강판의 연성이 저하한다. 또한, Si의 고용 강화를 활용할 수 없어, TS가 저하한다. 또한, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률이 증가하여, 퀀칭 마르텐사이트의 면적률이 감소하기 때문에, 항복비(YR)가 증가한다. 한편, Si 함유량이 2.20％를 초과하면, 어닐링시의 냉각 중에 페라이트가 성장하여, 페라이트의 면적률이 증대한다. 그 결과, 퀀칭 마르텐사이트의 경도가 증대하기 때문에, YR이 감소하고, 동시에, 구멍 확장률(λ)이 감소한다. 따라서, Si 함유량은 0.80％ 이상 2.20％ 이하로 한다. 바람직하게는 1.00％ 이상으로 한다. 바람직하게는 2.00％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 1.10％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 1.80％ 이하로 한다.
Mn: 1.50％ 이상 3.00％ 이하
Mn은, 강판의 강도 확보를 위해 유효하다. 또한, Mn은, 퀀칭성을 향상시키기 때문에, 어닐링시의 냉각 과정에서의 펄라이트나 베이나이트의 생성을 억제하여, 오스테나이트로부터 마르텐사이트로의 변태를 용이하게 한다. Mn 함유량이 1.50％ 미만에서는, 어닐링시의 냉각 과정에서 베이나이트가 생성하여, YR이 상승하고, 동시에, 연성이 저하한다. 한편, Mn 함유량이 3.00％를 초과하면, 냉각 중의 페라이트 변태가 억제되어, 어닐링 후의 경질상의 면적률이 증대하기 때문에, TS가 증가하고, 동시에, YR 및 전체 신장(El)이 감소한다. 따라서, Mn 함유량은 1.50％ 이상 3.00％ 이하로 한다. 바람직하게는 1.60％ 이상으로 한다. 바람직하게는 2.90％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 1.70％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 2.80％ 이하로 한다.
P: 0.001％ 이상 0.100％ 이하
P는, 고용 강화의 작용을 갖고, 소망하는 강도에 따라서 함유할 수 있는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, P 함유량을 0.001％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, P 함유량이 0.100％를 초과하면, 오스테나이트 입계에 편석하여 입계를 취화시키기 때문에, 국부 신장이 저하하여, 전체 신장이 저하한다. 또한, 신장 플랜지성도 저하한다. 또한, 용접성의 열화를 초래한다. 또한, 용융 아연 도금을 합금화 처리하는 경우에는, 합금화 속도를 대폭적으로 지연시켜 도금의 품질을 손상시킨다. 따라서, P 함유량은 0.001％ 이상 0.100％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.005％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.050％ 이하로 한다.
S: 0.0200％ 이하
S는, 입계에 편석하여 열간 압연시에 강을 취화시킴과 함께, 황화물로서 존재하기 때문에 국부 변형능이 저하하여, 연성이 저하한다. 또한, 신장 플랜지성도 저하한다. 그 때문에, S 함유량은 0.0200％ 이하로 할 필요가 있다. 또한, S 함유량의 하한에 특별히 한정은 없지만, 생산 기술상의 제약에서는, S 함유량은 통상 0.0001％ 이상이 바람직하다. 따라서, S 함유량은 0.0200％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0001％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.0100％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.0003％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 0.0050％ 이하로 한다.
Al: 0.010％ 이상 1.000％ 이하
Al은, 어닐링시의 냉각 공정에서의 탄화물의 생성을 억제하여, 마르텐사이트의 생성을 촉진할 수 있는 원소로, 강판의 강도 확보를 위해 유효하다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Al 함유량을 0.010％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Al 함유량이 1.000％를 초과하면, 강판 중의 개재물이 많아져, 국부 변형능이 저하하여, 연성이 저하한다. 따라서, Al 함유량은 0.010％ 이상 1.000％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.020％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.500％ 이하로 한다.
N: 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하
N은, Al과 결합하여 AlN을 형성한다. 또한, B가 함유된 경우에는, B와 결합하여 BN을 형성한다. N의 함유량이 많으면 조대한(coarse) 질화물이 다량으로 발생하기 때문에, 국부 변형능이 저하하여, 연성이 저하한다. 또한, 신장 플랜지성도 저하한다. 따라서, 본 발명에서는, N 함유량은 0.0100％이하로 한다. 한편, 생산 기술상의 제약으로부터, N 함유량은 0.0005％ 이상으로 할 필요가 있다. 따라서, N 함유량은 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0010％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.0070％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.0015％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 0.0050％ 이하로 한다.
잔부는 철(Fe) 및 불가피적 불순물이다. 단, 본 발명의 효과를 해치지 않는 범위에 있어서는, O(산소)를 0.0100％ 이하 함유하는 것을 거부하는 것은 아니다.
이상의 필수 원소로, 본 발명의 강판은 목적으로 하는 특성이 얻어지지만, 상기의 필수 원소에 더하여, 필요에 따라서 하기의 원소를 함유할 수 있다.
Ti: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, Nb: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, V: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, B: 0.0001％ 이상 0.0100％ 이하, Mo: 0.01％ 이상 0.50％ 이하, Cr: 0.01％ 이상 1.00％ 이하, Cu: 0.01％ 이상 1.00％ 이하, Ni: 0.01％ 이상 0.50％ 이하, As: 0.001％ 이상 0.500％ 이하, Sb: 0.001％ 이상 0.200％ 이하, Sn: 0.001％ 이상 0.200％ 이하, Ta: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, Ca: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하, Mg: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하, Zn: 0.001％ 이상 0.020％ 이하, Co: 0.001％ 이상 0.020％ 이하, Zr: 0.001％ 이상 0.020％ 이하, REM: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1종
Ti, Nb, V는, 열간 압연시 혹은 어닐링시에, 미세한 탄화물, 질화물 혹은 탄질화물을 형성함으로써, 강판의 강도를 상승시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ti, Nb, V의 함유량은, 각각 0.001％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Ti, Nb, V의 함유량이, 각각 0.100％를 초과하면, 모상인 페라이트나, 템퍼링 마르텐사이트 및 퀀칭 마르텐사이트의 하부 조직 혹은 구(舊) 오스테나이트 입계에, 조대한 탄화물, 질화물 혹은 탄질화물이 다량으로 석출하고, 국부 변형능이 저하하여, 연성이 저하한다. 또한, 신장 플랜지성도 저하한다. 따라서, Ti, Nb, V를 함유하는 경우, 그 함유량은, 각각 0.001％ 이상 0.100％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 각각 0.005％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는, 각각 0.050％ 이하로 한다.
B는, 마르텐사이트 변태 개시 온도를 저하시키는 일 없이, 퀀칭성(hardenability)을 향상시킬 수 있는 원소이다. 또한, B는, 어닐링시의 냉각 과정에서의 펄라이트나 베이 나이트의 생성을 억제하여, 오스테나이트로부터 마르텐사이트로의 변태를 용이하게 하는 것이 가능하다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, B 함유량은 0.0001％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, B 함유량이 0.0100％를 초과하면, 열간 압연 중에 강판 내부에 균열이 발생하기 때문에, 연성이 크게 저하한다. 또한, 신장 플랜지성도 저하한다. 따라서, B를 함유하는 경우, 그 함유량은 0.0001％ 이상 0.0100％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0003％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 0.0050％ 이하로 한다. 더욱 바람직하게는 0.0005％ 이상으로 한다. 더욱 바람직하게는 0.0030％ 이하로 한다.
Mo는, 퀀칭성을 향상시킬 수 있는 원소이다. 또한, 템퍼링 마르텐사이트 및 퀀칭 마르텐사이트를 생성시키는데 유효한 원소이다. 이러한 효과는, Mo 함유량을 0.01％ 이상으로 함으로써 얻어진다. 한편, Mo 함유량이 0.50％를 초과하여 함유 해도 더 한층의 효과는 얻기 어렵다. 게다가, 개재물 등의 증가를 일으켜 강판의 표면이나 내부에 결함 등을 일으켜, 연성이 크게 저하한다. 따라서, Mo를 함유하는 경우, 그 함유량은 0.01％ 이상 0.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.02％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 0.35％ 이하로 한다. 더욱 바람직하게는 0.03％ 이상으로 한다. 더욱 바람직하게는 0.25％ 이하로 한다.
Cr, Cu는, 고용 강화 원소로서의 역할뿐만 아니라, 어닐링시의 냉각 과정이나, 냉연 강판에 대한 가열 및 냉각 처리시의 냉각 과정에 있어서, 오스테나이트를 안정화하여, 템퍼링 마르텐사이트 및 퀀칭 마르텐사이트의 생성을 용이하게 한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Cr, Cu의 함유량은, 각각 0.01％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Cr, Cu의 함유량이 각각 1.00％를 초과하면, 열간 압연 중에 표층 균열을 일으킬 우려가 있는데다, 개재물 등의 증가를 일으켜 강판의 표면이나 내부에 결함 등을 일으켜, 연성이 크게 저하한다. 또한, 신장 플랜지성도 저하한다. 따라서, Cr, Cu를 함유하는 경우, 그 함유량은, 각각 0.01％ 이상 1.00％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 각각 0.05％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 각각 0.80％ 이하로 한다.
Ni는, 고용 강화 및 변태 강화에 의해 고강도화에 기여하는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, Ni는 0.01％ 이상의 함유가 필요하다. 한편, Ni를 과잉으로 함유하면, 열간 압연 중에 표층 균열을 일으킬 우려가 있는데다, 개재물 등의 증가를 일으켜 강판의 표면이나 내부에 결함 등을 일으켜, 연성이 크게 저하한다. 또한, 신장 플랜지성도 저하한다. 따라서, Ni를 함유하는 경우, 그 함유량은 0.01％ 이상 0.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.05％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 0.40％ 이하로 한다.
As는, 내식성 향상에 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, 0.001％ 이상의 함유가 필요하다. 한편, As를 과잉으로 함유한 경우, 적열 취성(hot shortness)이 촉진하는데다, 개재물 등의 증가를 일으켜 강판의 표면이나 내부에 결함 등을 일으켜, 연성이 크게 저하한다. 또한, 신장 플랜지성도 저하한다. 따라서, As를 함유하는 경우, 그 함유량은 0.001％ 이상 0.500％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.003％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 0.300％ 이하로 한다.
Sb, Sn은, 강판 표면의 질화나 산화에 의해 발생하는, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 수십㎛ 정도의 영역에 있어서의 탈탄을 억제하는 관점에서, 필요에 따라서 함유할 수 있다. 이러한 질화나 산화를 억제하면, 강판 표면에 있어서의 마르텐사이트의 생성량이 감소하는 것을 방지하여, 강판의 강도의 확보에 유효하다. 이 효과를 얻기 위해서는, Sb, Sn의 함유량은, 각각 0.001％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편으로, Sb, Sn은, 각각 0.200％를 초과하여 과잉으로 함유하면 연성의 저하를 초래한다. 따라서, Sb, Sn을 함유하는 경우, 그 함유량은, 각각 0.001％ 이상 0.200％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 각각 0.002％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 각각 0.150％ 이하로 한다.
Ta는, Ti나 Nb와 동일하게, 합금 탄화물이나 합금 탄질화물을 생성하여 고강도화에 기여하는 원소이다. 더하여, Ta에는, Nb 탄화물이나 Nb 탄질화물에 일부 고용하고, (Nb, Ta)(C, N)과 같은 복합 석출물을 생성하여, 석출물의 조대화를 현저하게 억제하고, 석출 강화에 의한 강판의 강도 향상으로의 기여율을 안정화시키는 효과가 있다. 그 때문에, 필요에 따라서 Ta를 함유하는 것이 바람직하다. 전술의 석출물 안정화의 효과는, Ta 함유량을 0.001％ 이상으로 함으로써 얻어진다. 한편, Ta를 과잉으로 함유해도, 석출물 안정화의 효과가 포화하는데다, 개재물 등의 증가를 일으켜 강판의 표면이나 내부에 결함 등을 일으켜, 연성이 크게 저하한다. 또한, 신장 플랜지성도 저하한다. 따라서, Ta를 함유하는 경우, 그 함유량은 0.001％ 이상 0.100％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.002％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 0.080％ 이하로 한다.
Ca, Mg는, 탈산에 이용하는 원소임과 함께, 황화물의 형상을 구상화(spheroidizing)하여, 연성, 특히 국부 연성으로의 황화물의 악영향을 개선하기 위해 유효한 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해서는, Ca, Mg의 함유량은, 각각 0.0001％ 이상의 함유가 필요하다. 한편, Ca, Mg는, 각각 0.0200％를 초과하여 함유하면, 개재물 등의 증가를 일으키고 강판의 표면이나 내부에 결함 등을 일으켜, 연성이 크게 저하한다. 또한, 신장 플랜지성도 저하한다. 따라서, Ca, Mg를 함유하는 경우, 그 함유량은, 각각 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 각각 0.0002％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 각각 0.0100％ 이하로 한다.
Zn, Co, Zr은, 어느것이나 황화물의 형상을 구상화하고, 국부 연성 및 신장 플랜지성으로의 황화물의 악영향을 개선하기 위해 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, Zn, Co, Zr의 함유량은, 각각 0.001％ 이상의 함유가 필요하다. 한편, Zn, Co, Zr은, 각각 0.020％를 초과하여 함유하면, 개재물 등이 증가하여, 강판의 표면이나 내부에 결함 등을 일으키기 때문에, 연성이 저하한다. 또한, 신장 플랜지성도 저하한다. 따라서, Zn, Co, Zr을 함유하는 경우, 그 함유량은 각각 0.001％ 이상 0.020％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 각각 0.002％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 각각 0.015％ 이하로 한다.
REM은, 고강도화 및 내식성의 향상에 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, REM의 함유량을, 0.0001％ 이상으로 하는 것이 필요하다. 그러나, REM의 함유량이, 0.0200％를 초과하면, 개재물 등이 증가하여, 강판의 표면이나 내부에 결함 등을 일으키기 때문에, 연성이 저하한다. 또한, 신장 플랜지성도 저하한다. 따라서, REM을 함유하는 경우, 그 함유량은 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0005％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 0.0150％ 이하로 한다.
다음으로, 본 발명의 고강도 강판의 중요한 요건인, 강 조직에 대해서 설명한다. 또한, 이하의 면적률은, 강판 조직 전체에 대한 면적률로 한다.
페라이트의 면적률: 20.0％ 이상 60.0％ 이하
본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명의 구성 요건이다. 페라이트를 소정량으로 제어하는 것은, 본 발명에서 목적으로 하는 소망하는 강도를 확보하면서, 연성을 향상시키기 위해서 유효하다. 페라이트의 면적률이 20.0％ 미만에서는, 후술의 경질상의 면적률이 증가하기 때문에, YR이 높아지고, 동시에, 연성이 저하한다. 한편, 페라이트의 면적률이 60.0％를 초과하면, YR이 낮아지고, 또한, 구멍 확장성이 저하한다. 또한, 잔류 오스테나이트의 면적률이 감소하기 때문에, 연성이 저하한다. 따라서, 페라이트의 면적률은 20.0％ 이상 60.0％ 이하로 한다. 바람직하게는 23.0％ 이상으로 한다. 바람직하게는 55.0％이하로 한다. 보다 바람직하게는 25.0％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 50.0％ 이하로 한다. 또한, 페라이트의 면적률은, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.
경질상의 면적률: 40.0％ 이상 80.0％ 이하
본 발명에 있어서의 경질상이란, 베이니틱 페라이트, 템퍼링 마르텐사이트, 퀀칭 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트로 이루어진다. 경질상을 구성하는 각 조직의 면적률의 합계가 40.0％ 미만에서는 YR이 낮아지고, 또한, 구멍 확장성이 저하한다. 또한, 잔류 오스테나이트의 면적률이 감소하기 때문에, 연성이 저하한다. 한편, 경질상을 구성하는 각 조직의 면적률의 합계가 80.0％ 초과에서는 YR이 높아지고, 동시에, 연성이 저하한다. 따라서, 경질상의 면적률은 40.0％ 이상 80.0％ 이하로 한다. 바람직하게는 45.0％ 이상으로 한다. 바람직하게는 75.0％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 49.0％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 73.0％ 이하로 한다.
또한, 본 발명에서는, 베이니틱 페라이트, 템퍼링 마르텐사이트, 퀀칭 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트의 각 면적률을, 경질상 전체에 대하여 후술의 범위로 하는 것이 중요하다.
경질상 전체에 대한 베이니틱 페라이트의 면적률: 35.0％ 이상 55.0％ 이하
본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명의 구성 요건이다. 우선, 베이니틱 페라이트에 대해서 설명한다. 베이나이트는, 베이니틱 페라이트와 탄화물로 구성되어 있다. 베이나이트를 생성 온도역으로 구별한 상부 베이나이트와 하부 베이나이트는, 베이니틱 페라이트 중에 있어서의 규칙 바르게 나열된 미세한 탄화물의 유무에 따라 구별된다. 본 발명의 베이니틱 페라이트란, 상부 베이나이트를 구성하는 베이니틱 페라이트를 말한다. 상부 베이나이트에서는, 라스(lath) 형상의 베이니틱 페라이트를 생성할 때에, 베이니틱 페라이트와 베이니틱 페라이트의 사이에, 잔류 오스테나이트 및/또는 탄화물이 생성한다. 그 때문에, 경질상 전체에 대한 베이니틱 페라이트의 면적률을 증가시키는 것은, 연성 향상에 기여하는 잔류 오스테나이트를 얻기 위해 필요하다. 또한, 베이니틱 페라이트 생성시에 미변태 오스테나이트 중에 C를 농화시킬 수 있기 때문에, 어닐링 후의 잔류 오스테나이트 중의 C량의 증가에 기여한다. 경질상 전체에 대한 베이니틱 페라이트의 면적률이 35.0％ 미만에서는, 잔류 오스테나이트의 면적률이 감소하기 때문에, 연성이 저하한다. 한편, 경질상 전체에 대한 베이니틱 페라이트의 면적률이 55.0％를 초과하면, 경질상 중의 C 농도가 저하하여, 경질상의 경도가 저하하기 때문에, TS가 저하한다. 따라서, 경질상 전체에 대한 베이니틱 페라이트의 면적률은 35.0％ 이상 55.0％ 이하로 한다. 바람직하게는 36.0％ 이상 50.0％ 이하로 한다. 또한, 베이니틱 페라이트의 면적률은, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.
경질상 전체에 대한 템퍼링 마르텐사이트의 면적률: 20.0％ 이상 40.0％ 이하
본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명의 구성 요건이다. 템퍼링 마르텐사이트를 생성시킴으로써, 소망하는 강도를 확보하면서, 소망하는 구멍 확장성을 확보하는 것이 가능하다. 경질상 전체에 대한 템퍼링 마르텐사이트의 면적률이 20.0％ 미만에서는, 퀀칭 마르텐사이트의 면적률이 증가하고, YR이 저하하고, 동시에, 구멍 확장성이 저하한다. 한편, 경질상 전체에 대한 템퍼링 마르텐사이트의 면적률이 40.0％를 초과하면, YR이 증가하는 한편, 잔류 오스테나이트의 면적률이 감소하기 때문에, 연성이 저하한다. 따라서, 경질상 전체에 대한 템퍼링 마르텐사이트의 면적률은 20.0％ 이상 40.0％ 이하로 한다. 바람직하게는 25.0％ 이상 39.0％ 이하로 한다. 또한, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률은, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.
경질상 전체에 대한 퀀칭 마르텐사이트의 면적률: 3.0％ 이상 15.0％ 이하
본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명의 구성 요건이다. 퀀칭 마르텐사이트를 생성시킴으로써, YR의 제어가 가능하다. 이 효과를 얻기 위해서는, 퀀칭 마르텐사이트의 면적률을 3.0％ 이상으로 할 필요가 있다. 경질상 전체에 대한 퀀칭 마르텐사이트의 면적률이 3.0％ 미만에서는, 템퍼링 마르텐사이트의 분율이 증가하기 때문에, YR이 증가한다. 한편, 경질상 전체에 대한 퀀칭 마르텐사이트의 면적률이 15.0％를 초과하면, 잔류 오스테나이트의 면적률이 감소해 버려, 연성이 저하한다. 또한, 신장 플랜지성도 저하한다. 따라서, 경질상 전체에 대한 퀀칭 마르텐사이트의 면적률은 3.0％ 이상 15.0％ 이하로 한다. 바람직하게는 3.0％ 이상 12.0％ 이하로 한다. 또한, 퀀칭 마르텐사이트의 면적률은, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.
경질상 전체에 대한 잔류 오스테나이트의 면적률: 5.0％ 이상 20.0％ 이하
본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명의 구성 요건이다. 양호한 강도와 연성의 밸런스를 확보하기 위해, 잔류 오스테나이트의 면적률을 5.0％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 잔류 오스테나이트의 체적률이 20.0％를 초과하면, 잔류 오스테나이트의 입경이 증대하기 때문에, 펀칭성이 저하하여, 구멍 확장성이 저하한다. 따라서, 경질상 전체에 대한 잔류 오스테나이트의 면적률은 5.0％ 이상 20.0％ 이하로 한다. 바람직하게는 7.0％ 이상으로 한다. 바람직하게는 18.0％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 16.0％ 이하로 한다. 또한, 잔류 오스테나이트의 면적률은, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.
잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경: 0.2㎛ 이상 5.0㎛ 이하(적합 조건)
양호한 연성 및, 강도(TS)와 연성의 밸런스를 확보하는 것이 가능한 잔류 오스테나이트는, 펀칭 가공시에 마르텐사이트로 변태함으로써, 페라이트와의 계면에 크랙이 발생하여, 구멍 확장성이 저하한다. 이 문제는 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경을 5.0㎛ 이하까지 작게 함으로써 개선할 수 있다. 또한, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 5.0㎛를 초과하면, 인장 변형시의 가공 경화 초기의 시점에서, 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트 변태해 버려, 연성이 저하한다. 한편, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 0.2㎛ 미만에서는, 인장 변형시의 가공 경화 후기의 시점이라도, 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트 변태하지 않기 때문에, 연성으로의 기여가 작아, 소망하는 El를 확보하는 것이 곤란하다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경은 0.2㎛ 이상 5.0㎛ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.3㎛ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 2.0㎛ 이하로 한다. 또한, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경은, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.
잔류 오스테나이트 중의 C량: 0.6질량％ 이상
본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명의 구성 요건이다. 양호한 강도와 연성의 밸런스를 확보하기 위해, 잔류 오스테나이트 중의 C량을 0.6질량％ 이상으로 할 필요가 있다. 여기에서, 잔류 오스테나이트 중의 C량이 0.6질량％ 미만에서는, 인장 변형시의 가공 경화 초기의 시점에서, 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트 변태해 버려, 연성이 저하한다. 또한, 잔류 오스테나이트 중의 C량의 상한은, 특별히 한정하지 않지만, 잔류 오스테나이트 중의 C량이 1.5질량％를 초과하면, 펀칭성이 저하하여, 구멍 확장성이 저하할 가능성이 있다. 또한, 인장 변형시의 가공 경화 후기의 단계라도, 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트 변태하지 않기 때문에, 연성으로의 기여가 작아, 소망하는 El를 확보하는 것이 어려워진다. 따라서, 잔류 오스테나이트 중의 C량은 0.6질량％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.6질량％ 이상 1.5질량％ 이하로 한다. 또한, 잔류 오스테나이트 중의 C량은, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.
퀀칭 마르텐사이트 중의 C량에 대한 템퍼링 마르텐사이트 중의 C량의 비: 0.2 이상 1.0 미만
본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명의 구성 요건이다. 퀀칭 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트 중의 C량은, 각 조직의 경도차와 상관이 있다. 즉, 퀀칭 마르텐사이트 중의 C량에 대한 템퍼링 마르텐사이트 중의 C량의 비를 적정하게 제어함으로써, 소망하는 YR을 확보하면서, 구멍 확장성을 향상시키는 것이 가능하다. 여기에서, 퀀칭 마르텐사이트 중의 C량에 대한 템퍼링 마르텐사이트 중의 C량의 비가 0.2 미만에서는, 퀀칭 마르텐사이트와 템퍼링 마르텐사이트의 경도차가 커지기 때문에, 구멍 확장성이 저하한다. 또한, YR이 저하한다. 한편, 퀀칭 마르텐사이트 중의 C량에 대한 템퍼링 마르텐사이트 중의 C량의 비가 1.0 이상에서는, 템퍼링 마르텐사이트의 경도가 퀀칭 마르텐사이트의 경도와 동등하게 되기 때문에, 페라이트와 퀀칭 마르텐사이트의 사이의 경도를 갖는 상이 없어져, 구멍 확장성이 저하한다. 따라서, 퀀칭 마르텐사이트 중의 C량에 대한 템퍼링 마르텐사이트 중의 C량의 비는 0.2 이상 1.0 미만으로 한다. 바람직하게는 0.2 이상 0.9 이하로 한다. 또한, 퀀칭 마르텐사이트 중의 C량 및, 템퍼링 마르텐사이트 중의 C량은, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.
또한, 본 발명에 따르는 강 조직에서는, 상기한 페라이트, 베이니틱 페라이트, 템퍼링 마르텐사이트, 퀀칭 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 이외에, 펄라이트, 시멘타이트 등의 탄화물이나 그 외 강판의 조직으로서 공지의 것이, 그들 합계의 면적률로, 3.0％ 이하의 범위이면, 포함되어 있어도, 본 발명의 효과를 해치는 일은 없다.
다음으로, 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다.
본 발명의 고강도 강판은, 상기한 성분 조성을 갖는 강 소재를 가열하고, 이어서, 마무리 압연의 최종 패스의 압하율: 5％ 이상 15％ 이하, 마무리 압연 출측 온도: 800℃ 이상 1000℃ 이하로 하는 열간 압연을 행하고, 이어서, 권취 온도: 600℃ 이하에서 권취하고, 이어서, 냉간 압연을 행하고, 이어서, 후술의 (1)식으로 정의되는 온도를 Ta 온도(℃), (2)식으로 정의되는 온도를 Tb 온도(℃)로 할 때, 가열 온도: 720℃ 이상 Ta 온도 이하에서 10s 이상 보열(이하, 보존 유지라고도 함)한 후, 당해 가열 온도 이하 600℃ 이상까지의 평균 냉각 속도: 10℃/s 이상으로 하고, 냉각 정지 온도: (Tb 온도－100℃) 이상 Tb 온도 이하까지 냉각하고, 재가열 온도: A 이상 560℃ 이하(A: 350℃≤A≤450℃를 충족하는 임의의 온도(℃))까지 재가열하고, 보존 유지 온도(A): 350℃ 이상 450℃ 이하에서 10s 이상 보존 유지의 어닐링을 행함으로써 얻어진다. 또한, 상기 권취 후, 450℃ 이상 650℃ 이하의 열처리 온도역에서, 900s 이상 보존 유지하는 열처리를 행할 수 있다. 이상에 의해 얻어진 고강도 강판에, 도금 처리를 실시할 수 있다.
이하, 상세하게 설명한다. 또한, 설명에 있어서, 온도에 관한 「℃」표시는, 강판의 표면 온도를 의미하는 것으로 한다. 본 발명에 있어서, 고강도 강판의 판두께는 특별히 한정되지 않지만, 통상, 0.3㎜ 이상 2.8㎜ 이하의 고강도 강판에 적합하다.
본 발명에 있어서, 강 소재(강 슬래브;steel slab)의 용제 방법은 특별히 한정되지 않고, 전로나 전기로 등, 공지의 용제 방법 어느것이나 적합하다. 주조 방법도 특별히 한정은 되지 않지만, 연속 주조 방법이 적합하다. 또한, 강 슬래브(슬래브)는, 매크로 편석을 방지하기 위해, 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하지만, 조괴법(ingot-making process)이나 박 슬래브 주조법(thin slab casting process) 등에 의해 제조해도 좋다.
또한, 본 발명에서는, 강 슬래브를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각하고, 그 후 다시 가열하는 종래법에 더하여, 실온까지 냉각하지 않고, 온편인 채로 가열로에 장입하거나, 혹은, 약간의 보열을 행한 후에 즉각 압연하는 직송 압연·직접 압연 등의 에너지 절약 프로세스도 문제없이 적용할 수 있다. 또한, 슬래브를 열간 압연하는데 있어서는, 가열로에서 슬래브를 1100℃ 이상 1300℃ 이하로 재가열한 후에 열간 압연해도 좋고, 1100℃ 이상 1300℃ 이하의 가열로에서 단시간 가열한 후에 열간 압연에 제공해도 좋다. 또한, 슬래브는 통상의 조건으로 조압연에 의해 시트 바(sheet bar)로 되지만, 가열 온도를 낮게 한 경우는, 열간 압연시의 트러블을 방지하는 관점에서, 마무리 압연 전에 바 히터(bar heater) 등을 이용하여 시트 바를 가열하는 것이 바람직하다.
상기와 같이 하여 얻어진 강 소재(슬래브)에, 열간 압연을 실시한다. 열간 압연은, 조압연과 마무리 압연에 의한 압연이라도, 조압연을 생략한 마무리 압연만의 압연으로 해도 좋다. 이 열간 압연에서는, 마무리 압연의 최종 패스의 압하율 및 마무리 압연 출측 온도를 제어하는 것이 중요하다.
[마무리 압연의 최종 패스의 압하율: 5％ 이상 15％ 이하]
본 발명에서는, 마무리 압연의 최종 패스의 압하율을 제어함으로써, 페라이트의 평균 결정 입경, 마르텐사이트의 평균 사이즈 및 집합 조직을 적정하게 제어할 수 있기 때문에, 매우 중요하다. 마무리 압연의 최종 패스의 압하율이 5％ 미만에서는, 열간 압연시의 페라이트의 결정 입경이 조대화한다. 그 결과, 어닐링 후의 페라이트의 면적률이 증대, 즉 경질상의 면적률이 감소하여, 퀀칭 마르텐사이트의 면적률이 증대하는 점에서, 연성이 저하한다. 한편, 마무리 압연의 최종 패스의 압하율이 15％를 초과하면, 열간 압연시의 페라이트의 결정 입경이 미세화하여, 그 열연 강판을 냉간 압연함으로써, 어닐링시의 오스테나이트의 핵 생성 사이트가 증대한다. 그 결과, 페라이트의 면적률이 감소하고, 경질상의 면적률이 증대하기 때문에, TS가 상승하고, 동시에, 연성이 저하한다. 따라서, 마무리 압연의 최종 패스의 압하율은 5％ 이상 15％ 이하로 한다. 바람직하게는 6％ 이상으로 한다. 바람직하게는 14％ 이하로 한다.
[마무리 압연 출측 온도: 800℃ 이상 1000℃ 이하]
가열 후의 강 슬래브는, 조압연 및 마무리 압연에 의해 열간 압연되어 열연 강판이 된다. 이 때, 마무리 압연 출측 온도가 1000℃를 초과하면, 열연 조직이 조대하게 되어, 어닐링 후의 페라이트의 면적률이 증대, 즉 경질상의 분율이 감소하고, 퀀칭 마르텐사이트의 분율이 증대하는 점에서, 연성이 저하한다. 또한, 산화물(스케일)의 생성량이 급격하게 증대하여, 지철과 산화물의 계면이 거칠어져, 산 세정, 냉간 압연 후의 강판의 표면 품질이 열화한다. 또한, 산 세정 후에 열연 스케일 제거되지 않은 나머지 등이 일부에 존재하면, 연성 및 구멍 확장성에 악영향을 미친다. 한편, 마무리 압연 출측 온도가 800℃ 미만에서는 압연 하중이 증대하여, 압연 부하가 커진다. 또한, 오스테나이트의 미재결정 상태에서의 압하율이 높아지고, 열간 압연시의 페라이트의 결정 입경이 미세화하여, 그 열연 강판을 냉간 압연함으로써, 어닐링시의 오스테나이트의 핵생성 사이트가 증대한다. 그 결과, 페라이트의 면적률이 감소하여, 경질상의 면적률이 증대하기 때문에, TS 및 YR이 상승하고, 동시에, 연성이 저하한다. 또한, 구멍 확장성이 저하한다. 따라서, 열간 압연의 마무리 압연 출측 온도는 800℃ 이상 1000℃ 이하로 한다. 바람직하게는 820℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 950℃ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 850℃ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 950℃ 이하로 한다.
[권취 온도: 600℃ 이하]
열간 압연 후의 권취 온도가 600℃를 초과하면, 열연판(열연 강판)의 강 조직이 페라이트 및 펄라이트가 되어, 어닐링 중의 오스테나이트의 역변태가 펄라이트로부터 우선적으로 발생한다. 이 때문에, 어닐링 후의 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 조대하게 되어, 연성이 저하한다. 또한, 펀칭성이 저하하여, 구멍 확장성이 저하한다. 또한, 권취 온도의 하한은, 특별히 한정되지 않지만, 열간 압연 후의 권취 온도가 300℃ 미만에서는, 열간 압연 후의 강 조직이 마르텐사이트 단상이 되기 때문에, 그 열연판을 냉간 압연함으로써, 어닐링시의 오스테나이트의 핵 생성 사이트가 증대한다. 그 결과, 페라이트의 면적률이 감소하여, 경질상의 면적률이 증대하기 때문에, TS 및 YR이 상승하고, 동시에, 연성이 저하하여, 구멍 확장성이 저하할 우려가 있다. 또한, 열연 강판의 강도가 상승하고, 냉간 압연에 있어서의 압연 부하가 증대하여, 생산성이 저하할 우려가 있다. 또한, 마르텐사이트를 주체로 하는 경질인 열연 강판에 냉간 압연을 실시하면, 마르텐사이트의 구 오스테나이트 입계에 따른 미소한 내부 균열(취성 균열)이 발생하기 쉬워, 최종 어닐링판의 연성 및 신장 플랜지성이 저하할 가능성이 있다. 따라서, 권취 온도는 600℃ 이하로 한다. 바람직하게는 300℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 570℃ 이하로 한다.
또한, 열간 압연시에 조압연판끼리를 접합하여 연속적으로 마무리 압연을 행해도 좋다. 또한, 조압연판을 일단 권취해도 상관없다. 또한, 열간 압연시의 압연 하중을 저감하기 위해 마무리 압연의 일부 또는 전부를 윤활 압연으로 해도 좋다. 윤활 압연을 행하는 것은, 강판 형상의 균일화, 재질의 균일화의 관점에서도 유효하다. 또한, 윤활 압연을 행하는 경우, 윤활 압연시의 마찰 계수는, 0.10 이상 0.25 이하의 범위로 하는 것이 바람직하다.
이와 같이 하여 제조한 열연 강판에, 산 세정을 행할 수 있다. 산 세정의 방법은 특별히 한정하지 않는다. 예를 들면, 염산 산 세정이나 황산 산 세정을 들 수 있다. 산 세정은, 강판 표면의 산화물의 제거가 가능한 점에서, 최종 제품의 고강도 강판에 있어서의 양호한 화성 처리성이나 도금 품질의 확보를 위해 유효하다. 또한, 산 세정을 행하는 경우, 산 세정은, 1회라도 좋고, 복수회로 나누어도 좋다.
상기와 같이 하여 얻어진 열간 압연 후의 산 세정 처리판에 냉간 압연을 행한다. 냉간 압연을 실시할 때, 열간 압연 후 산 세정 처리판인 채로 냉간 압연을 실시해도 좋고, 열처리를 실시한 후에 냉간 압연을 실시해도 좋다. 또한, 열처리는 다음의 조건으로 행할 수 있다.
[열연 강판의 산 세정 처리 후의 열처리: 450℃ 이상 650℃ 이하의 열처리 온도역에서, 900s 이상 보존 유지](적합 조건)
열처리 온도역이 450℃ 미만 또는 열처리 온도역에서의 보존 유지 시간이 900s 미만인 경우, 열간 압연 후의 템퍼링이 불충분하기 때문에, 그 후의 냉간 압연에 있어서의 압연 부하가 증대하여, 소망하는 판두께까지 압연할 수 없을 우려가 있다. 또한, 템퍼링이 조직 내에서 불균일하게 발생하기 때문에, 냉간 압연 후의 어닐링 중에 있어서 오스테나이트의 역변태가 불균일하게 발생한다. 이 때문에, 어닐링 후의 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 조대하게 되어, 연성이 저하한다. 한편, 열처리 온도역이 650℃를 초과하는 경우는, 페라이트 및, 마르텐사이트 또는 펄라이트의 불균일한 조직이 되고, 냉간 압연 후의 어닐링 중에 있어서 오스테나이트의 역변태가 불균일하게 발생한다. 이 때문에 어닐링 후의 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 조대하게 되어, 역시, 연성이 저하한다. 따라서, 열연 강판의 산 세정 처리 후의 열처리 온도역은 450℃ 이상 650℃ 이하의 온도역으로 하고, 당해 온도역에서의 보존 유지 시간은 900s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보존 유지 시간의 상한은 특별히 한정하지 않지만, 생산성의 관점에서, 36000s 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 34000s 이하로 한다.
냉간 압연의 조건은, 특별히 한정하지 않는다. 예를 들면, 냉간 압연에 있어서의 누적의 압하율은, 생산성의 관점에서, 30∼80％ 정도로 하는 것이 적합하다. 또한, 압연 패스의 횟수, 각 패스의 압하율에 대해서는, 특별히 한정되는 일 없이 본 발명의 효과를 얻을 수 있다.
얻어진 냉연 강판에, 이하의 어닐링(열처리)을 행한다.
[가열 온도: 720℃ 이상 Ta 온도 이하]
어닐링 공정에서의 가열 온도가 720℃ 미만에서는, 어닐링 중에 충분한 오스테나이트의 면적률을 확보할 수 없어, 최종적으로 소망하는 템퍼링 마르텐사이트, 퀀칭 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 면적률이 각각 확보되지 않는다. 이 때문에, 강도 확보와, 양호한 강도와 연성의 밸런스의 확보가 곤란해진다. 또한, 구멍 확장성이 저하한다. 한편, 어닐링 공정에서의 가열 온도가 Ta 온도를 초과하면, 오스테나이트 단상의 온도역에서의 어닐링이 되기 때문에, 냉각 공정에서는 페라이트가 생성하지 않고, TS 및 YR이 상승하는 한편으로, 연성이 저하한다. 따라서, 어닐링 공정에서의 가열 온도는 720℃ 이상 Ta 온도 이하로 한다. 바람직하게는 750℃ 이상 Ta 온도 이하로 한다.
여기에서, Ta 온도(℃)는, 다음식에 의해 산출할 수 있다.
Ta 온도(℃)＝946－203×[％C]1/2＋45×[％Si]－30×[％Mn]＋150×[％Al]－20×[％Cu]＋11×[％Cr]＋400×[％Ti] …(1)
또한, [％X]는, 강 중의 성분 원소 X의 함유량(질량％)을 나타내고, 함유하지 않는 경우는 0으로 한다.
또한, 가열 온도까지의 평균 가열 속도는, 특별히 한정되지 않지만, 통상 0.5℃/s 이상 50.0℃/s 이하가 바람직하다.
[가열 온도에서의 보존 유지 시간: 10s 이상]
어닐링 공정에 있어서의 가열 온도에서의 보존 유지 시간이 10s 미만인 경우, 오스테나이트의 역변태가 충분히 진행하지 않은 채로 냉각하기 때문에, 최종적으로 소망하는 템퍼링 마르텐사이트, 퀀칭 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 면적률이 각각 확보되지 않는다. 이 때문에, 강도 확보와, 양호한 강도와 연성의 밸런스의 확보가 곤란해진다. 또한, 어닐링 공정에서의 보존 유지 시간의 상한은, 특별히 한정하지 않지만, 생산성의 관점에서, 600s 이하가 바람직하다. 따라서, 어닐링 공정에 있어서의 가열 온도에서의 보존 유지 시간은 10s 이상으로 한다. 바람직하게는 30s 이상으로 한다. 바람직하게는 600s 이하로 한다.
[가열 온도 이하 600℃ 이상까지의 평균 냉각 속도: 10℃/s 이상]
가열 온도 이하 600℃ 이상까지의 평균 냉각 속도가 10℃/s 미만에서는, 냉각 중에 페라이트의 조대화 및 펄라이트의 생성이 발생하기 때문에, 최종적으로 소망량의 미세한 잔류 오스테나이트를 얻을 수 없다. 또한, 잔류 오스테나이트 중의 C량도 감소하기 때문에, 양호한 강도와 연성의 밸런스의 확보가 곤란해진다. 또한, 가열 온도 이하 600℃ 이상까지의 평균 냉각 속도의 상한은, 특별히 한정하지 않지만, 공업적으로 가능한 것은, 80℃/s까지이다. 따라서, 어닐링 공정에 있어서의 가열 온도 이하 600℃ 이상까지의 평균 냉각 속도는 10℃/s 이상으로 한다. 바람직하게는 12℃/s 이상으로 한다. 바람직하게는 80℃/s 이하로 한다. 보다 바람직하게는 15℃/s 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 60℃/s 이하로 한다.
[냉각 정지 온도: (Tb 온도－100℃) 이상 Tb 온도 이하]
본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명의 구성 요건이다. 이 냉각은, Tb 온도 이하까지 냉각함으로써, 재가열 후의 보존 유지 공정에서 생성하는 베이니틱 페라이트의 생성량을 현저하게 증대시키는 것이다. 냉각 정지 온도가 Tb 온도를 초과하면, 베이니틱 페라이트 및 잔류 오스테나이트량이 본 발명의 규정량을 확보할 수 없어, 연성이 저하한다. 또한, 퀀칭 마르텐사이트의 면적률이 증가하기 때문에, YR이 저하하고, 동시에, 구멍 확장성이 저하한다. 한편, 냉각 정지 온도가 (Tb 온도－100℃) 미만에서는, 냉각 중에 존재하는 미변태 오스테나이트가, 냉각 정지 시점에서 거의 전량 마르텐사이트 변태하기 때문에, 소망하는 베이니틱 페라이트 및 잔류 오스테나이트량을 확보할 수 없어, 연성이 저하한다. 또한, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률이 증가하기 때문에, YR이 증가한다. 따라서, 어닐링 공정에 있어서의 냉각 정지 온도는 (Tb 온도－100℃) 이상 Tb 온도 이하로 한다. 바람직하게는 (Tb 온도－80℃) 이상 Tb 온도 이하로 한다.
여기에서, Tb 온도(℃)는, 다음식에 의해 산출할 수 있다.
Tb 온도(℃)＝435－566×[％C]－150×[％C]×[％Mn]－7.5×[％Si]＋15×[％Cr]－67.6×[％C]×[％Cr] …(2)
또한, [％X]는, 강 중의 성분 원소 X의 함유량(질량％)을 나타내고, 함유하지 않는 경우는 0으로 한다.
또한, 상기 냉각에 있어서의, 600℃ 미만에서 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도는, 특별히 한정되지 않지만, 통상 1℃/s 이상 50℃/s 이하이다.
[재가열 온도: A 이상 560℃ 이하(단, A는 보존 유지 온도이고, 350℃≤A≤450℃를 충족시키는 임의의 온도(℃)이다.)]
본 발명에 있어서, 매우 중요한 제어 인자이다. 냉각시에 존재하는 마르텐사이트 및 오스테나이트를 재가열함으로써, 마르텐사이트를 템퍼링하고, 또한, 마르텐사이트 중에 과포화로 고용한 C를 오스테나이트로 확산시킴으로써, 실온에서 안정된 오스테나이트의 생성이 가능해진다. 이 효과를 얻기 위해서는, 재가열 온도를 후술의 보존 유지 온도 이상으로 할 필요가 있다. 재가열 온도가 보존 유지 온도 미만에서는, 재가열시에 존재하는 미변태 오스테나이트에 C가 농화되지 않고, 그 후의 보존 유지 중에 베이나이트가 생성되는 점에서, YS가 상승하고, YR이 증가한다. 한편, 재가열 온도가 560℃를 초과하면, 오스테나이트가 펄라이트로 분해되기 때문에, 잔류 오스테나이트가 생성되지 않고, YR이 증가하고, 연성이 저하한다. 따라서, 어닐링 공정에 있어서의 재가열 온도는, 후술하는 보존 유지 온도(A) 이상 560℃ 이하로 한다. 바람직하게는 보존 유지 온도(A) 이상 530℃ 이하로 한다.
또한, 재가열 온도는, 후술의 보존 유지 온도(A) 이상의 온도이다. 상기 재가열 온도는, 350∼560℃가 바람직하다. 보다 바람직하게는 380℃ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 520℃ 이하로 한다. 더욱 바람직하게는 400℃ 이상으로 한다. 더욱 바람직하게는 450℃ 이하로 한다.
[보존 유지 온도(A): 350℃ 이상 450℃ 이하]
본 발명에 있어서, 매우 중요한 제어 인자이다. 어닐링 공정에 있어서의 보존 유지 공정에서의 보존 유지 온도가 450℃를 초과하면, 재가열 후의 보존 유지 중에 베이나이트 변태가 진행하지 않기 때문에, 소망하는 베이니틱 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 양의 확보가 곤란해져, 연성이 저하한다. 또한, 퀀칭 마르텐사이트의 면적률이 증대하여, YR이 감소하고, 동시에, 구멍 확장성이 감소한다. 한편, 보존 유지 온도가 350℃ 미만에서는, 하부 베이나이트가 우선적으로 생성되기 때문에, 소망하는 잔류 오스테나이트량을 확보할 수 없어, 연성이 저하한다. 또한, 하부 베이나이트 생성시에 페라이트와의 계면의 페라이트측에 가동 전위가 도입되기 때문에, YR이 감소한다. 따라서, 어닐링 공정에 있어서의 보존 유지 공정에서의 보존 유지 온도(A)는 350℃ 이상 450℃ 이하로 한다.
[보존 유지 온도에서의 보존 유지 시간: 10s 이상]
어닐링 공정에 있어서의 보존 유지 온도에서의 보존 유지 시간이 10s 미만인 경우, 재가열시에 존재하는 마르텐사이트의 템퍼링이 충분히 진행하지 않은 채로 냉각하기 때문에, 퀀칭 마르텐사이트 중의 C량과 템퍼링 마르텐사이트 중의 C량의 비가 커진다. 즉, 퀀칭 마르텐사이트와 템퍼링 마르텐사이트의 경도의 차가 동(同)정도로 되기 때문에, 페라이트와 퀀칭 마르텐사이트의 사이의 경도를 갖는 조직이 없어져, 구멍 확장성이 저하한다. 또한, 미변태의 오스테나이트로의 C의 확산이 충분히 진행하지 않기 때문에, 실온에서 오스테나이트가 잔류하지 않고, El이 감소한다. 또한, 보존 유지 온도에서의 보존 유지 시간의 상한은, 특별히 한정되지 않지만, 생산성의 관점에서, 1000s 이하가 바람직하다. 따라서, 보존 유지 온도에서의 보존 유지 시간은 10s 이상으로 한다. 바람직하게는 10s 이상 1000s 이하로 한다. 보다 바람직하게는 15s 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 700s 이하로 한다.
어닐링 공정에 있어서의 보존 유지 온도에서 보존 유지 후의 냉각은, 특별히 규정할 필요가 없고, 임의의 방법에 의해 소망하는 온도로 냉각해도 좋다. 또한, 강판 표면의 산화 방지의 관점에서, 상기 소망하는 온도는, 실온 정도가 바람직하다. 당해 냉각의 평균 냉각 속도는 1∼50℃/s가 바람직하다.
이상에 의해, 본 발명의 고강도 강판이 제조된다.
얻어진 본 발명의 고강도 강판은, 아연계 도금 처리나 도금욕의 조성에 의해 재질에 영향을 미치지 않고, 본 발명의 효과는 얻어진다. 이 때문에, 후술하는 도금 처리를 실시하여, 도금 강판을 얻을 수 있다.
추가로, 얻어진 본 발명의 고강도 강판에 조질 압연(스킨 패스 압연)을 실시할 수 있다. 조질 압연을 실시하는 경우, 스킨 패스 압연에서의 압하율은, 2.0％를 초과하면, 강의 항복 응력이 상승하여 YR이 증가하는 점에서, 2.0％ 이하로 하는 것이 적합하다. 또한, 스킨 패스 압연에서의 압하율의 하한은, 특별히 한정하지 않지만, 생산성의 관점에서 0.1％ 이상이 바람직하다.
[도금 처리](적합 조건)
본 발명의 도금 강판의 제조 방법은, 냉연 강판(박강판)에 도금을 실시하는 방법이다. 예를 들면, 도금 처리로서, 용융 아연 도금 처리, 용융 아연 도금 후에 합금화를 행하는 처리를 들 수 있다. 또한, 어닐링과 아연 도금을 1라인에서 연속하여 행해도 좋다. 그 외, Zn-Ni 합금 도금 등의 전기 도금에 의해, 도금층을 형성해도 좋다. 또한, 용융 아연-알루미늄-마그네슘 합금 도금을 실시해도 좋다. 또한, 아연 도금의 경우를 중심으로 설명했지만, Zn 도금, Al 도금 등의 도금 금속의 종류는 특별히 한정되지 않는다.
예를 들면, 용융 아연 도금 처리를 실시하는 경우에는, 박강판을, 440℃ 이상 500℃ 이하의 아연 도금욕 중에 침지하여 용융 아연 도금 처리를 실시한 후, 가스 와이핑(gas wiping) 등에 의해, 도금 부착량을 조정한다. 440℃ 미만에서는 아연이 용융하지 않는 경우가 있다. 한편, 500℃를 초과하면 도금의 합금화가 과잉으로 진행되는 경우가 있다. 용융 아연 도금은, Al량이 0.10질량％ 이상 0.23질량％ 이하인 아연 도금욕을 이용하는 것이 바람직하다. Al량이 0.10질량％ 미만에서는 도금시에 단단하여 깨지기 쉬운 Fe-Zn 합금층이 도금층/지철 계면에 생성되기 때문에, 도금 밀착성이 저하하거나, 외관 얼룩이 발생하는 경우가 있다. Al량이 0.23질량％ 초과에서는 도금욕 침지 직후에 Fe-Al 합금층이 도금층/지철 계면에 두껍게 형성되기 때문에, Fe-Zn 합금층 형성의 장벽이 되고, 합금화 온도가 상승하여, 연성이 저하하는 경우가 있다. 또한, 도금 부착량은, 편면당 20∼80g/㎡가 바람직하다. 또한, 양면 도금으로 한다.
또한, 아연 도금의 합금화 처리를 실시하는 경우에는, 용융 아연 도금 처리 후에, 470℃ 이상 600℃ 이하의 온도역에서 아연 도금의 합금화 처리를 실시한다. 470℃ 미만에서는, Zn-Fe 합금화 속도가 과도하게 느려져 버려, 생산성을 해친다. 한편, 600℃를 초과하는 온도에서 합금화 처리를 행하면, 미변태 오스테나이트가 펄라이트로 변태하여, TS가 저하하는 경우가 있다. 따라서, 아연 도금의 합금화 처리를 행할 때는, 470℃ 이상 600℃ 이하의 온도역에서 합금화 처리를 실시하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 470℃ 이상 560℃ 이하의 온도역으로 한다. 합금화 용융 아연 도금 강판(GA)은, 상기의 합금화 처리를 실시함으로써, 도금층 중의 Fe 농도를 7∼15질량％로 하는 것이 바람직하다.
예를 들면, 전기 아연 도금 처리를 실시하는 경우에는, 실온 이상 100℃ 이하의 도금욕을 이용하는 것이 바람직하다. 편면당의 도금 부착량은, 20∼80g/㎡가 바람직하다. 또한, 양면 도금으로 한다.
그 외의 제조 방법의 조건은, 특별히 한정되지 않지만, 생산성의 관점에서, 상기의 어닐링, 용융 아연 도금, 아연 도금의 합금화 처리 등의 일련의 처리는, 용융 아연 도금 라인인 CGL(Continuous Galvanizing Line)에서 행하는 것이 바람직하다. 용융 아연 도금 후는, 도금의 단위 면적당 중량을 조정하기 위해, 와이핑이 가능하다. 또한, 상기한 조건 이외의 도금 등의 조건은, 용융 아연 도금의 통상의 방법에 의할 수 있다.
[조질 압연](적합 조건)
조질 압연을 행하는 경우에는, 도금 처리 후의 스킨 패스 압연에서의 압하율은, 0.1％ 이상 2.0％ 이하의 범위가 바람직하다. 스킨 패스 압연에서의 압하율은 0.1％ 미만에서는 효과가 작고, 제어도 곤란한 점에서, 이것이 양호 범위의 하한이 된다. 또한, 스킨 패스 압연에서의 압하율은 2.0％를 초과하면, 생산성이 현저하게 저하하고, 또한, YR이 증가하기 때문에, 이것을 양호 범위의 상한으로 한다. 스킨 패스 압연은, 온라인에서 행해도 좋고, 오프 라인에서 행해도 좋다. 또한, 한번에 목적하는 압하율의 스킨 패스를 행해도 좋고, 복수회로 나누어 행해도 상관없다.
실시예
이하, 본 발명의 고강도 강판 및 그의 제조 방법의 작용·효과에 대해서, 실시예를 이용하여 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시예에 한정되지 않는다.
표 1에 나타내는 성분 조성을 갖고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을 전로에서 용제하여, 연속 주조법으로 강 슬래브로 했다. 얻어진 강 슬래브를 1250℃로 가열하여, 표 2에 나타내는 조건으로 열간 압연 후, 열연 강판을 권취하고, 이어서 열연 강판에 산 세정 처리를 실시하고, 표 2에 나타내는 No.1∼18, 20, 21, 23, 25, 27, 28, 30∼35, 37, 39에 대해서는, 표 2에 나타내는 조건으로 열연판 열처리를 실시했다.
이어서, 압하율: 50％로 냉간 압연하여, 판두께: 1.2㎜의 냉연 강판으로 했다. 얻어진 냉연 강판을, 표 2에 나타내는 조건으로 어닐링 처리를 실시하여, 고강도 냉연 강판(CR)을 얻었다. 또한, 어닐링 처리에서는, 가열 온도까지의 평균 가열 속도: 1∼10℃/s로 하고, 600℃ 미만에서 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도: 5∼30℃/s로 하고, 보존 유지 온도에서 보존 유지 후의 냉각에 있어서의 냉각 정지 온도: 실온, 당해 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도: 1∼10℃/s로 했다.
또한, 일부 고강도 냉연 강판(박강판)(CR)에 대하여 아연 도금 처리를 실시하여, 용융 아연 도금 강판(GI), 합금화 용융 아연 도금 강판(GA), 전기 아연 도금 강판(EG)을 얻었다. 용융 아연 도금욕은, GI에서는, Al: 0.14질량％ 또는 0.19질량％ 함유 아연욕을 사용하고, 또한 GA에서는, Al: 0.14질량％ 함유 아연욕을 사용하고, 욕온은 각각 470℃로 했다. 또한, 도금 부착량은, GI에서는, 편면당 72g/㎡ 또는 45g/㎡의 양면 도금으로 하고, 또한, GA에서는, 편면당 45g/㎡의 양면 도금으로 했다. 또한, GA에 대해서는, 도금층 중의 Fe 농도를 9질량％ 이상 12질량％ 이하로 했다. 도금층을 Zn-Ni 도금층으로 하는 EG에서는, 도금층 중의 Ni 함유량을 9질량％ 이상 25질량％ 이하로 했다.
또한, 표 1에 나타내는 Ta 온도(℃)는, 이하의 (1)식을 이용하여 구했다.
Ta 온도(℃)＝946－203×[％C]1/2＋45×[％Si]－30×[％Mn]＋150×[％Al]－20×[％Cu]＋11×[％Cr]＋400×[％Ti] …(1)
또한, 표 1에 나타내는 T2 온도(℃)는, 이하의 (2)식을 이용하여 구했다.
Tb 온도(℃)＝435－566×[％C]－150×[％C]×[％Mn]－7.5×[％Si]＋15×[％Cr]－67.6×[％C]×[％Cr] …(2)
여기에서, [％X]는, 강 중의 성분 원소 X의 함유량(질량％)을 나타내고, 성분 원소(X)를 함유하지 않는 경우는, [％X]를 0으로 하여 계산한다.
이상과 같이 하여 얻어진 고강도 냉연 강판(CR), 용융 아연 도금 강판(GI), 합금화 용융 아연 도금 강판(GA), 전기 아연 도금 강판(EG)을 공시강으로 하여, 기계적 특성을 평가했다. 기계적 특성은, 이하에 나타내는, 강판의 구성 조직의 정량 평가, 인장 시험, 구멍 확장 시험을 행하여 평가했다. 얻어진 결과를 표 3에 나타낸다. 또한, 공시강인 각 강판의 판두께도 표 3에 나타낸다.
강판의 조직 전체에 차지하는 각 조직의 면적률
페라이트, 베이니틱 페라이트, 템퍼링 마르텐사이트, 퀀칭 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 면적률의 측정 방법은, 이하와 같다. 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면이 관찰면이 되도록 시료를 잘라낸 후, 관찰면을 다이아몬드 페이스트(paste)를 이용하여 경면 연마하고, 그 후, 콜로이달 실리카를 이용하여 마무리 연마를 실시하고, 추가로, 3vol.％ 나이탈로 에칭하여 조직을 출현시킨다. 가속 전압이 1kV의 조건에서, InLens 검출기에 의한 SEM(Scanning Electron Microscope；주사 전자 현미경)을 이용하여, 10000배의 배율로 3시야 관찰하고, 얻어진 조직 화상을, Adobe Systems사의 Adobe Photoshop을 이용하여, 구성 조직(페라이트, 베이니틱 페라이트, 템퍼링 마르텐사이트, 퀀칭 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트)의 면적률을 3시야분 산출하고, 그들 값을 평균하여 각 조직의 면적률로서 구했다. 또한, 상기의 조직 화상에 있어서, 페라이트는 오목부의 기지 조직, 베이니틱 페라이트는 경질상 내의 오목부의 조직, 템퍼링 마르텐사이트는 경질상 내의 오목부의 조직으로 미세한 탄화물을 포함하는 조직, 퀀칭 마르텐사이트는 경질상 내의 볼록부이고 또한 조직 내부가 미세한 요철을 가진 조직, 또한, 잔류 오스테나이트는 경질상 내의 볼록부이고 또한 조직 내부가 평탄한 조직이다. 또한, 표 3 중의 F는 페라이트, BF는 베이니틱 페라이트, TM은 템퍼링 마르텐사이트, FM은 퀀칭 마르텐사이트, RA는 잔류 오스테나이트를 의미한다.
잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경
잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경의 측정 방법은, 이하와 같다. 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면이 관찰면이 되도록 시료를 잘라낸 후, 관찰면을 다이아몬드 페이스트로 경면 연마하고, 그 후, 콜로이달 실리카를 이용하여 마무리 연마를 실시하고, 추가로, 3vol.％ 나이탈로 에칭하여 조직을 출현시킨다. 가속 전압이 1kV의 조건에서, InLens 검출기에 의한 SEM을 이용하여, 10000배의 배율로 3시야 관찰하고, 얻어진 조직 화상을, Adobe Systems사의 Adobe Photoshop을 이용하여, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경을 3시야분 산출하고, 그들 값을 평균하여 구할 수 있다. 또한, 상기의 조직 화상에 있어서, 잔류 오스테나이트는 상기한 바와 같이 경질상 내의 볼록부이고 또한 조직 내부가 평탄한 조직이다.
잔류 오스테나이트 중의 C량, 템퍼링 마르텐사이트 중의 C량, 퀀칭 마르텐사이트 중의 C량
잔류 오스테나이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 퀀칭 마르텐사이트 중의 C량의 측정 방법은, 이하와 같다. 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면이 관찰면이 되도록 시료를 잘라낸 후, 관찰면을 다이아몬드 페이스트를 이용하여 연마하고, 그 후, 알루미나를 이용하여 마무리 연마를 실시한다. 전자선 마이크로 애널라이저(EPMA; Electron Probe Micro Analyzer)로, 가속 전압이 7kV, 측정점 간격이 80㎚의 조건으로, 22.5㎛×22.5㎛의 영역을 3시야 측정하고, 측정 후의 데이터를 검량선법을 이용하여 C의 농도로 변환한다. 동시에 취득한 InLens 검출기에 의한 SEM상과 비교함으로써, 잔류 오스테나이트, 템퍼링 마르텐사이트, 퀀칭 마르텐사이트를 판별하여, 측정 시야 내의 잔류 오스테나이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 퀀칭 마르텐사이트의 각 C량의 평균값을 3시야분 산출하고, 그들 값을 평균하여, 구할 수 있다. 이 값을, 각각 잔류 오스테나이트의 C량, 템퍼링 마르텐사이트의 C량, 퀀칭 마르텐사이트 중의 C량으로 했다.
기계 특성
기계 특성(인장 강도 TS, 항복 응력 YS, 전체 신장 El)의 측정 방법은, 이하와 같다. 인장 시험은, 인장 시험편의 길이가, 강판의 압연 방향에 대하여 직각 방향(C 방향)이 되도록 채취한 JIS5호 시험편을 이용하여, JIS Z 2241(2011년)에 준거하여 행하여, YS(항복 응력), TS(인장 강도) 및 El(전체 신장)을 측정했다. 또한, 본 발명에서는, TS가 980㎫ 이상인 경우를 양호로 판단했다. 또한, YS의 제어성의 지표인 항복비: YR(＝YS/TS)×100의 값이 55％ 이상 75％ 이하인 경우를 양호로 판단했다. 또한, 연성 즉 El이 우수하다는 것은, 인장 강도와 전체 신장의 곱(TS×El)을 산출하여 강도와 가공성(연성)의 밸런스를 평가하고, TS×El의 값이 23500㎫·％ 이상인 경우를 양호로 판단했다.
구멍 확장 시험은, JIS Z 2256(2010년)에 준거하여 행했다. 얻어진 각 강판을 100㎜×100㎜으로 절단 후, 클리어런스 12％±1％로 직경 10㎜의 구멍을 펀칭한 후, 내경 75㎜의 다이스를 이용하여 주름 누름력(blank-holding pressure) 9ton(88.26kN)으로 누른 상태에서, 꼭지각 60°의 원추 펀치를 구멍에 밀어넣어 균열 발생 한계에 있어서의 구멍 직경을 측정하여, 하기의 식으로부터, 한계 구멍 확장률: λ(％)을 구하고, 이 한계 구멍 확장률의 값으로부터 구멍 확장성을 평가했다.
한계 구멍 확장률: λ(％)＝{(Df－D0)/D0}×100
단, Df는 균열 발생시의 구멍 지름(㎜), D0은 초기 구멍 지름(㎜)이다. 각 강판에 대해서 3회 시험을 실시하고, 구멍 확장률의 평균값(λ％)을 구하여, 신장 플랜지성을 평가했다. 또한, 본 발명에서는, 신장 플랜지성이 우수하다는 것은, 신장 플랜지성의 지표인 한계 구멍 확장률: λ을 이용한, 인장 강도와 한계 구멍 확장률의 곱(TS×λ)을 산출하여 강도와 신장 플랜지성의 밸런스를 평가하여, TS×λ의 값이 24500㎫·％ 이상인 경우를 양호로 판단했다.
또한, 잔부 조직에 대해서도 일반적인 방법으로 확인하여, 표 3에 나타냈다.
표 3으로부터 명백한 바와 같이, 본 발명예에서는, 인장 강도(TS)가 980㎫ 이상이며, 항복비(YR)가 55∼75％를 가짐과 함께, TS×El의 값이 23500㎫·％ 이상, TS×λ의 값이 24500㎫·％ 이상으로, 연성, 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판을 얻을 수 있는 것을 알 수 있다. 이에 대하여, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예의 강판에서는, 실시예로부터도 명백한 바와 같이, TS, YR, TS×El, TS×λ 중 어느 1개 이상에서 목표 성능을 만족할 수 없다.
이상, 본 발명의 실시 형태에 대해서 설명했지만, 본 발명은, 본 실시의 형태에 의한 본 발명의 개시된 일부를 이루는 기술에 의해 한정되는 것은 아니다. 즉, 본 실시의 형태에 기초하여 통상의 기술자 등에 의해 이루어지는 다른 실시의 형태, 실시예 및 운용 기술 등은 모두 본 발명의 범주에 포함된다. 예를 들면, 상기한 제조 방법에 있어서의 일련의 열처리에 있어서는, 열이력 조건만 만족하면, 강판에 열처리를 실시하는 설비 등은 특별히 한정되는 것은 아니다.
(산업 상의 이용 가능성)
본 발명에 의하면, 980㎫ 이상의 TS를 갖고, YR이 55∼75％를 가짐과 함께, 연성뿐만 아니라 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판의 제조가 가능하게 된다. 또한, 본 발명의 제조 방법에 따라 얻어진 고강도 강판을, 예를 들면, 자동차 구조 부재에 적용함으로써 차체 경량화에 의한 연비 향상을 도모할 수 있어, 산업상의 이용 가치는 매우 크다.
Claims (9)
- 성분 조성은, 질량％로,
C: 0.12％ 이상 0.28％ 이하,
Si: 0.80％ 이상 2.20％ 이하,
Mn: 1.50％ 이상 3.00％ 이하,
P: 0.001％ 이상 0.100％ 이하,
S: 0.0200％ 이하,
Al: 0.010％ 이상 1.000％ 이하,
N: 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
강 조직은,
페라이트가, 면적률로 20.0％ 이상 60.0％ 이하,
베이니틱 페라이트, 템퍼링 마르텐사이트, 퀀칭 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 경질상이, 면적률의 합계로 40.0％ 이상 80.0％ 이하,
페라이트, 베이니틱 페라이트, 템퍼링 마르텐사이트, 퀀칭 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 이외의 조직이 합계 면적률로 3.0% 이하이고,
상기 경질상 전체에 대한 베이니틱 페라이트가, 면적률로, 35.0％ 이상 55.0％ 이하,
상기 경질상 전체에 대한 템퍼링 마르텐사이트가, 면적률로, 20.0％ 이상 40.0％ 이하,
상기 경질상 전체에 대한 퀀칭 마르텐사이트가, 면적률로, 3.0％ 이상 15.0％ 이하,
상기 경질상 전체에 대한 잔류 오스테나이트가, 면적률로, 5.0％ 이상 20.0％ 이하이고,
상기 잔류 오스테나이트 중의 C량이, 질량％로, 0.6％ 이상이고,
상기 퀀칭 마르텐사이트 중의 C량에 대한 상기 템퍼링 마르텐사이트 중의 C량의 비가, 0.2 이상 1.0 미만이고,
인장 강도(TS)가 980㎫ 이상, 항복비(YR)가 55∼75％, 인장 강도(TS)와 전체 신장(El)의 곱(TS×El)이 23500㎫·％ 이상, 인장 강도(TS)와 구멍 확장률(λ)의 곱(TS×λ)이 24500㎫·％ 이상인 고강도 강판. - 제1항에 있어서,
상기 강 조직은, 추가로, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 0.2㎛ 이상 5.0㎛ 이하인 고강도 강판. - 제1항에 있어서,
상기 성분 조성에 더하여, 질량％로,
Ti: 0.001％ 이상 0.100％ 이하,
Nb: 0.001％ 이상 0.100％ 이하,
V: 0.001％ 이상 0.100％ 이하,
B: 0.0001％ 이상 0.0100％ 이하,
Mo: 0.01％ 이상 0.50％ 이하,
Cr: 0.01％ 이상 1.00％ 이하,
Cu: 0.01％ 이상 1.00％ 이하,
Ni: 0.01％ 이상 0.50％ 이하,
As: 0.001％ 이상 0.500％ 이하,
Sb: 0.001％ 이상 0.200％ 이하,
Sn: 0.001％ 이상 0.200％ 이하,
Ta: 0.001％ 이상 0.100％ 이하,
Ca: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하,
Mg: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하,
Zn: 0.001％ 이상 0.020％ 이하,
Co: 0.001％ 이상 0.020％ 이하,
Zr: 0.001％ 이상 0.020％ 이하,
REM: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하
중에서 선택되는 적어도 1종을 함유하는 고강도 강판. - 제2항에 있어서,
상기 성분 조성에 더하여, 질량％로,
Ti: 0.001％ 이상 0.100％ 이하,
Nb: 0.001％ 이상 0.100％ 이하,
V: 0.001％ 이상 0.100％ 이하,
B: 0.0001％ 이상 0.0100％ 이하,
Mo: 0.01％ 이상 0.50％ 이하,
Cr: 0.01％ 이상 1.00％ 이하,
Cu: 0.01％ 이상 1.00％ 이하,
Ni: 0.01％ 이상 0.50％ 이하,
As: 0.001％ 이상 0.500％ 이하,
Sb: 0.001％ 이상 0.200％ 이하,
Sn: 0.001％ 이상 0.200％ 이하,
Ta: 0.001％ 이상 0.100％ 이하,
Ca: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하,
Mg: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하,
Zn: 0.001％ 이상 0.020％ 이하,
Co: 0.001％ 이상 0.020％ 이하,
Zr: 0.001％ 이상 0.020％ 이하,
REM: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하
중에서 선택되는 적어도 1종을 함유하는 고강도 강판. - 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
강판 표면에 도금층을 갖는 고강도 강판. - 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로서,
강 소재를 가열하고,
이어서, 마무리 압연의 최종 패스의 압하율: 5％ 이상 15％ 이하, 마무리 압연 출측 온도: 800℃ 이상 1000℃ 이하로 하는 열간 압연을 행하고,
이어서, 권취 온도: 600℃ 이하에서 권취하고,
이어서, 냉간 압연을 행하고,
이어서, (1)식으로 정의되는 온도를 Ta 온도(℃), (2)식으로 정의되는 온도를 Tb 온도(℃)로 할 때,
가열 온도: 720℃ 이상 Ta 온도 이하에서 10s 이상 보열한 후,
당해 가열 온도 이하 600℃ 이상까지의 평균 냉각 속도: 10℃/s 이상으로 하고, 냉각 정지 온도: (Tb 온도－100℃) 이상 Tb 온도 이하까지 냉각한 후,
재가열 온도: A 이상 560℃ 이하(A: 350℃≤A≤450℃를 충족하는 임의의 온도(℃))까지 재가열한 후,
보존 유지 온도(A): 350℃ 이상 450℃ 이하에서 10s 이상 보존 유지의 어닐링을 행하는 고강도 강판의 제조 방법.
Ta 온도(℃)＝946－203×[％C]1/2＋45×[％Si]－30×[％Mn]＋150×[％Al]－20×[％Cu]＋11×[％Cr]＋400×[％Ti] …(1)
또한, [％X]는, 강 중의 성분 원소 X의 함유량(질량％)을 나타내고, 함유하지 않는 경우는 0으로 한다.
Tb 온도(℃)＝435－566×[％C]－150×[％C]×[％Mn]－7.5×[％Si]＋15×[％Cr]－67.6×[％C]×[％Cr] …(2)
또한, [％X]는, 강 중의 성분 원소 X의 함유량(질량％)을 나타내고, 함유하지 않는 경우는 0으로 한다. - 제6항에 있어서,
상기 권취 후, 450℃ 이상 650℃ 이하의 열처리 온도역에서, 900s 이상 보존 유지하는 열처리를 행하는 고강도 강판의 제조 방법. - 제6항에 있어서,
상기 어닐링의 후에, 도금 처리를 실시하는 고강도 강판의 제조 방법. - 제7항에 있어서,
상기 어닐링의 후에, 도금 처리를 실시하는 고강도 강판의 제조 방법.
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