KR102264783B1 - 냉간 압연 강판 및 용융 아연 도금 냉간 압연 강판 - Google Patents

냉간 압연 강판 및 용융 아연 도금 냉간 압연 강판 Download PDF

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Abstract

인장 강도가 980MPa 이상인 냉간 압연 강판으로서, 소정의 화학 조성을 갖고, 마이크로 조직이, 면적%로, 페라이트：1~29%, 잔류 오스테나이트：5~20%, 마텐자이트：10% 미만, 펄라이트：5% 미만, 잔부：베이나이트 및/또는 템퍼드 마텐자이트이며, 페라이트와, 원 상당 반경 1μm 이상의 마텐자이트 또는 잔류 오스테나이트가 접하는 계면 길이의 총합이, 1000μm2당 100μm 이하인, 냉간 압연 강판. 이 냉간 압연 강판은, 가공성과 저온 인성이 뛰어나며, 특히 소성 변형 도입 후의 저온 인성이 뛰어나다.

Description

냉간 압연 강판 및 용융 아연 도금 냉간 압연 강판
본 발명은, 냉간 압연 강판 및 용융 아연 도금 냉간 압연 강판에 관한 것이다.
근래, 지구 온난화 대책에 수반하는 온실 효과 가스 배출량 규제의 관점으로부터, 자동차의 연비 향상이 요구되고 있다. 차체의 경량화와 충돌 안전성 확보를 위해서, 고강도 강판의 적용이 더욱 확대되고 있다. 최근에는, 인장 강도 980MPa 이상의 초고강도 강판의 수요가 높아지고 있다. 차체 중에서도 방청성이 요구되는 부위에는, 표면에 용융 아연 도금을 실시한 초고강도 용융 아연 도금 강판이 요구된다.
자동차용 부품에 이용하는 강판에는, 강도뿐만 아니라, 프레스 성형성이나 용접성 등, 부품 성형 시에 요구되는 각종 시공성이 요구된다. 구체적으로는, 프레스 성형성의 관점으로부터, 강판에는, 뛰어난 신장(인장 시험에 있어서의 전체 신장：El)과 신장 플랜지성(구멍넓힘률：λ)이 요구되는 경우가 많다.
일반적으로, 강판의 고강도화에 수반하여, 전체 신장：El과 구멍넓힘률：λ을, 함께, 높은 레벨로 확보하는 것은 곤란해지지만, 잔류 오스테나이트의 변태유기소성을 이용하여, 고강도화와 가공성을 양립시킨 TRIP 강판(Transformation Induced Plasticity)이 알려져 있다.
한편, 한랭지에서 사용하는 자동차에 고강도 강판을 적용하는 것을 생각했을 경우, 고강도 강판이, 저온 환경 하에서 취성 파괴되지 않는 것이 요구된다. 특히, 자동차용 부품으로의 적용을 생각했을 경우, 프레스 가공에 의해 소성 변형이 도입된 후의 저온 인성이 요구된다. 그러나, TRIP 강판은, 저온 인성에 뒤떨어지는 것이 일반적으로 알려져 있다.
특허 문헌 1~3에는, 조직 구성분율을 소정의 범위로 제어하여, 신장과 구멍넓힘률을 개선한 고강도 TRIP 강판에 관한 기술이 개시되어 있다.
특허 문헌 4 및 특허 문헌 5에는, 마이크로 조직의 구성분율을 소정의 범위로 제어한 후에, EBSD법에 의해 구하는 결정립의 IQ(Image Qualty)치의 분포를 소정의 범위로 제어하여, 저온 인성을 개선한 고강도 TRIP 강판에 관한 기술이 개시되어 있다.
특허 문헌 6에는, 마이크로 조직을 MA와 잔류 오스테나이트를 포함하는 템퍼드 마텐자이트 주체의 조직으로 하고, MA 및 잔류 오스테나이트는, 템퍼드 마텐자이트에 접하는, 혹은 템퍼드 마텐자이트의 입자 내에 존재하는 비율을 증대시킴으로써, 구멍넓힘성을 개선한 고강도 TRIP강에 관한 기술이 개시되어 있다.
특허 문헌 7에는, DP(Dual Phase) 강판의 인성을 향상시키는 기술이 개시되어 있다. 특허 문헌 8 및 특허 문헌 9에는, 마이크로 조직의 구성분율을 소정의 범위로 제어한 후에, 잔류 오스테나이트의 적층 결함 밀도를 소정의 범위로 제어하여, 저온 인성을 개선한 고강도 강판에 관한 기술이 개시되어 있다.
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특허 문헌 1~3의 기술에서는, 저온 인성은 고려되어 있지 않다. 특허 문헌 4의 기술에서는, 페라이트의 조직분율이 50% 이상이므로, 980MPa급 이상의 강도를 확보하는 것은 곤란하다. 특허 문헌 5의 기술에서는, 자동차용 강판으로서 필요한 가공 후의 저온 인성에 대해서는 고려되어 있지 않다. 특허 문헌 6의 기술에서는, 저온 인성에 대해 고려되어 있지 않다. 특허 문헌 7의 강판은, 잔류 오스테나이트를 거의 포함하지 않으므로, 연성이 불충분하다. 특허 문헌 8 및 특허 문헌 9의 기술에서는, 고강도 강판의 가공성으로서 중요한 구멍넓힘성은 고려되어 있지 않다.
본 발명은, 종래 기술의 현재 상태를 감안하여, 고강도 냉간 압연 강판과 고강도 용융 아연 도금 냉간 압연 강판에 있어서, 가공성과 저온 인성, 특히, 소성 변형 도입 후의 저온 인성을 높이는 것을 과제로 하고, 이 과제를 해결하는 고강도 냉간 압연 강판 및 고강도 용융 아연 도금 냉간 압연 강판(이하, 「냉간 압연 강판」을 「냉연 강판」이라고도 한다.)을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 상기 과제를 해결하는 방법을 검토함에 있어서, 고강도에 더하여, 가공성과 저온 인성을 확보할 수 있는 마이크로 조직에 대해 예의 검토하였다.
그 결과, 목표로 하는 강도, 신장, 구멍넓힘률 및 저온 인성을 확보하기 위해서는, 마이크로 조직이, 이하의 (i)~(ｖ)를, 동시에 만족할 필요가 있는 것을 찾아냈다.
(i) 페라이트：1~29면적%
(ii) 잔류 오스테나이트：5~20면적%
(iii) 마텐자이트：10면적% 미만
(iv) 펄라이트：5면적% 미만
(ｖ) 베이나이트 및/또는 템퍼드 마텐자이트：잔부
또한, 마이크로 조직 중에서 가장 연질인 조직의 페라이트와, 가장 경질인 조직의 마텐자이트 또는 잔류 오스테나이트의 계면이 파괴의 기점이 되는 것을 밝혀내고, 양 조직이 접하는 계면 길이를, 소정의 값 이하, 구체적으로는, 이하의 (vi)을 만족하면, 가공 후의 저온 인성을 보다 한층 향상시킬 수 있는 것을 찾아냈다.
(vi) 페라이트와, 원 상당 반경 1μm 이상의 마텐자이트 또는 잔류 오스테나이트가 접하는 계면 길이의 총합이, 1000μm2당 100μm 이하
도 1에는, 여러 가지의 σMA를 갖는 강판에 대해, 5%의 예변형(豫變形)을 부여한 후, 샤르피 충격 시험을 행하여, ｖTrs를 측정한 결과를 나타낸다. 또한, 본 명세서에 있어서, 페라이트와, 원 상당 반경 1μm 이상의 마텐자이트 또는 잔류 오스테나이트가 접하는 계면 길이의 총합을, σMA라고 호칭한다.
도 1에 나타내는 바와 같이, σMA가 작을수록 5% 예변형 후의 ｖTrs는 저하하는 경향이 있으며, 특히 100μm 이하의 경우에 ｖTrs는 크게 감소하고 있다. 여기서, σMA가 가공 후의 저온 인성에 대해 영향을 미치는 메카니즘에 대해서는 이하와 같이 생각할 수 있다. 강판에 가공을 실시했을 경우, 마이크로 조직 중에서 가장 연질인 조직인 페라이트와, 가장 경질인 조직인 마텐자이트 또는 잔류 오스테나이트의 계면에 변형이 집중되고, 미소한 계면 박리 또는 균열이 생긴다. 이 계면 박리 또는 균열은, 취성 파괴의 기점이 된다. 따라서, 이 계면이 적을수록, 즉, σMA가 작을수록, 가공 후의 저온 인성이 뛰어난 것으로 생각할 수 있다.
본 발명은 상기 지견에 의거하여 이루어진 것이며, 그 요지는 이하와 같다.
(1) 인장 강도가 980MPa 이상인 냉간 압연 강판으로서,
화학 조성이, 질량%로,
C：0.10~0.30%,
Si：0.50~2.50%,
Mn：1.50~3.50%,
Al：0.001~1.00%,
P：0.05% 이하,
S：0.01% 이하,
N：0.01% 이하,
O：0.01% 이하,
Cr：0~1.00%,
Mo：0~1.00%,
Sn：0~1.00%,
Cu：0~1.00%,
Ni：0~1.00%,
B：0~0.005%,
Ti：0~0.30%,
V：0~0.50%,
Nb：0~0.10%,
W：0~0.50%,
Ca：0~0.010%,
Mg：0~0.010%,
Sb：0~0.200%,
Zr：0~0.010%,
Bi：0~0.010%,
REM：0~0.100%,
잔부：Fe 및 불순물이며,
마이크로 조직이, 면적%로,
페라이트：1~29%,
잔류 오스테나이트：5~20%,
마텐자이트：10% 미만,
펄라이트：5% 미만,
잔부：베이나이트 및/또는 템퍼드 마텐자이트이며,
페라이트와, 원 상당 반경 1μm 이상의 마텐자이트 또는 잔류 오스테나이트가 접하는 계면 길이의 총합이, 1000μm2당 100μm 이하인,
냉간 압연 강판.
(2) 상기 강판의 판두께가 0.5~3.2mm인, 상기 (1)의 냉간 압연 강판 또는 용융 아연 도금 냉간 압연 강판.
(3) 상기 (1) 또는 (2)의 냉간 압연 강판의 표면에 용융 아연 도금층을 구비하는, 용융 아연 도금 냉간 압연 강판.
(4) 상기 (1) 또는 (2)의 냉간 압연 강판의 표면에 합금화 용융 아연 도금층을 구비하는, 용융 아연 도금 냉간 압연 강판.
본 발명에 의하면, 가공성과 저온 인성이 뛰어나고, 특히 소성 변형 도입 후의 저온 인성이 뛰어난 고강도 냉연 강판과 고강도 용융 아연 도금 냉연 강판을 제공할 수 있다.
도 1은, 5%의 예변형을 부여한 후의 ｖTrs와, σMA의 관계를 나타내는 도면이다.
도 2는, 식 (1)의 좌변값과 σMA의 관계를 조사한 결과를 나타내는 도면이다.
도 3은, 슬래브 가열 패턴의 예를 나타내는 도면이다.
도 4는, 3차 냉각 속도와 잔류 γ 중의 C농도(Cγ)의 관계를 나타내는 도면이다.
이하, 본 발명에 따른 강판 및 본 발명에 따른 도금 강판 및 그들의 제조 방법에 대해, 순차적으로 설명한다.
우선, 본 발명에 따른 강판의 화학 조성의 한정 이유에 대해 설명한다. 이하, 화학 조성에 따른 「%」는 「질량%」를 의미한다.
화학 조성
C：0.10~0.30%
C는, 강판 강도의 확보에 필수의 원소이다. 충분한 고강도를 얻기 위해서, C의 함유량은 0.10% 이상으로 한다. 바람직하게는 0.13% 이상, 0.15% 이상, 0.17% 이상 또는 0.18% 이상이다. 한편, 과잉된 함유는, 가공성이나 용접성을 저하시키므로, C의 함유량은 0.30% 이하로 한다. 프레스 성형성이나 용접성의 저하를 억제하기 위해서는, 0.27% 이하, 0.25% 이하, 0.23% 또는 0.21% 이하가 바람직하다.
Si：0.50~2.50%
Si은, 철탄화물의 생성을 억제하고, 강도와 성형성의 향상에 기여하는 원소이다. 그 효과를 얻기 위해, Si의 함유량은 0.50% 이상으로 한다. 철계 탄화물의 석출 억제를 위해서는, 0.65% 이상, 0.80% 이상, 0.90% 이상, 1.00% 이상, 1.10% 이상 또는 1.20% 이상이 바람직하다. 한편, 과잉된 함유는, 주조한 슬래브가 깨지고, 강판의 취화를 일으키므로, Si의 함유량은 2.50% 이하로 한다. 또한, Si은, 소둔 공정에 있어서, 강판 표면에 산화물을 형성하고, 화성 처리성이나 도금 밀착성을 저해하는 경우가 있으므로, Si의 함유량은 2.25% 이하, 2.00% 이하, 1.85% 이하, 1.70% 이하 또는 1.60% 이하가 바람직하다. 1.50% 이하가 보다 바람직하다.
Mn：1.50~3.50%
Mn은, 강판의 담금질성을 높여, 강도의 향상에 기여하는 원소이다. Mn의 함유량이 1.50% 미만에서는, 강판의 담금질성이 부족하고, 소둔 후의 냉각 중에 페라이트가 다량으로 석출되어, 소요의 강도를 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서, Mn의 함유량은 1.50% 이상으로 한다. 바람직하게는 1.80% 이상, 2.00% 이상, 2.20% 이상 또는 2.30% 이상이다. 한편, 과잉된 함유는, Mn 편석을 표면화하여, 가공성이나 인성을 저하시키므로, Mn의 함유량은 3.50% 이하로 한다. 용접성을 확보하는 관점으로부터, Mn의 함유량은 3.00% 이하가 바람직하다. 2.80% 이하, 2.70% 이하, 2.60% 이하 또는 2.50% 이하가 보다 바람직하다.
Al：0.001~1.00%
Al은, 탈산 원소이다. 그 효과를 얻기 위해, Al의 함유량은 0.001% 이상으로 한다. 바람직하게는 0.005% 이상, 0.010% 이상 또는 0.015% 이상이다. 한편, 과잉되게 함유시켜도, 첨가 효과가 포화하여 경제성이 저하하는 것 외에도, 강의 변태 온도가 상승하여, 열간 압연 시의 부하가 증대하므로, Al의 함유량은 1.00% 이하로 한다. 바람직하게는 0.50% 이하, 0.20% 이하, 0.10% 이하, 0.060% 이하 또는 0.040% 이하이다.
P：0.05% 이하
P은, 고용 강화로, 강도의 향상에 기여하는 원소이다. P의 함유량이 0.05%를 초과하면, 용접성 및 인성이 저하하므로, P의 함유량은 0.05% 이하로 한다. 바람직하게는 0.02% 이하 또는 0.015% 이하이다. P의 함유량의 하한을 특별히 제한할 필요는 없으며, 그 하한은 0%이다. 그러나, P의 함유량을 0.001% 미만으로 저감하면, 제조 비용이 큰 폭으로 상승하므로, 0.001%를 하한으로 해도 된다.
S：0.01% 이하
S은, 불순물 원소이며, MnS을 형성하여 가공성이나 용접성을 저해하는 원소이다. 이 때문에, S의 함유량은 0.01% 이하로 한다. 바람직하게는 0.005% 이하 또는 0.003% 이하, 보다 바람직하게는 0.002% 이하이다. S의 함유량의 하한을 특별히 제한할 필요는 없으며, 그 하한은 0%이다. S의 함유량을 0.0005% 미만으로 저감하면, 제조 비용이 큰 폭으로 상승하므로, 0.0005%를 하한으로 해도 된다.
N：0.01% 이하
N는, 불순물 원소이며, 조대(粗大)한 질화물을 형성하여 가공성이나 인성을 저해하는 원소이다. 이 때문에, N의 함유량은 0.01% 이하로 한다. 바람직하게는 0.007% 이하, 0.005% 이하 또는 0.004% 이하이다. N의 함유량의 하한을 특별히 제한할 필요는 없으며, 그 하한은 0%이다. N의 함유량을 0.0005% 미만으로 저감하면, 제조 비용이 큰 폭으로 상승하므로, 0.0005%를 하한으로 해도 된다.
O：0.01% 이하
O는, 불순물 원소이며, 조대한 산화물을 형성하여 굽힘성이나 구멍넓힘성을 저해하는 원소이다. 이 때문에, O의 함유량은 0.01% 이하로 한다. 바람직하게는 0.005% 이하 또는 0.003% 이하이다. O의 함유량의 하한을 특별히 제한할 필요는 없으며, 그 하한은 0%이다. O의 함유량을 0.0001% 미만으로 저감하면, 제조 비용이 큰 폭으로 상승하므로, 0.0001%를 하한으로 해도 된다.
본 발명에 따른 강판에는, 필요에 따라서, 하기의 각 원소를 포함해도 된다.
Cr：0~1.00%
Mo：0~1.00%
Sn：0~1.00%
Cu：0~1.00%
Ni：0~1.00%
B：0~0.005%
Cr, Mo, Sn, Cu, Ni 및 B는, 모두, 강판 강도의 향상에 기여하는 원소이므로, 이러한 원소의 1종 이상을 함유시켜도 된다. 단, 이러한 원소를 과잉되게 함유시켜도, 첨가 효과가 포화하여, 경제성이 저하하므로, Cr, Mo, Sn, Cu 및 Ni의 함유량의 상한은, 모두 1.00%로 하고, B의 함유량의 상한은 0.0050%로 한다. 보다 바람직한 상한은, Cr, Mo, Ni, Sn, Cu 및 Ni은, 모두 0.60%, 0.40%, 0.20%, 0.10% 또는 0.050%이며, B는, 0.0020% 또는 0.0030%이다. 상기의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Cr, Mo, Sn, Cu 및 Ni의 함유량의 하한을, 0.001%, B의 함유량의 하한을 0.0001%로 해도 된다. 보다 바람직한 하한은, Cr, Mo, Sn, Cu 및 Ni은 모두 0.010% 또는 0.020%이며, B는 0.0005% 또는 0.0010%이다. 상기의 효과를 얻는 것은 필수가 아니다. 이 때문에, Cr, Mo, Sn, Cu 및 Ni의 함유량의 하한을 특별히 제한할 필요는 없으며, 그들의 하한은 0%이다.
Ti：0~0.30%
V：0~0.50%
Nb：0~0.10%
W：0~0.50%
Ti, V, Nb 및 W은, 탄화물을 형성하여, 강판 강도의 향상에 기여하는 원소이므로, 이러한 원소의 1종 이상을 함유시켜도 된다. 단, 이러한 원소를 과잉되게 함유시켜도, 첨가 효과가 포화하여, 경제성이 저하하므로, Ti의 함유량의 상한은 0.30%, V의 함유량의 상한은 0.50%, Nb의 함유량의 상한은 0.10%, W의 함유량의 상한은 0.50%로 한다. Ti의 보다 바람직한 상한은, 0.15% 또는 0.05%이다. V의 보다 바람직한 상한은, 0.30% 또는 0.08%이다. Nb의 보다 바람직한 상한은, 0.05% 또는 0.02%이다. W의 보다 바람직한 상한은, 0.25% 또는 0.05%이다. 상기의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Ti, V, Nb 및 W의 함유량의 하한은, 모두, 0.001% 또는 0.005%로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 하한은, 어느 원소도 0.010%이다. 상기의 효과를 얻는 것은 필수가 아니다. 이 때문에, Ti, V, Nb 및 W의 함유량의 하한을 특별히 제한할 필요는 없으며, 그들의 하한은 0%이다.
Ca：0~0.010%,
Mg：0~0.010%,
Sb：0~0.200%,
Zr：0~0.010%,
Bi：0~0.010%,
REM：0~0.100%,
Ca, Mg, Sb, Zr 및 REM는, 개재물을 미세 분산화하여, 가공성의 향상에 기여하는 원소이며, Bi는, Mn, Si 등의 치환형 합금 원소의 마이크로 편석을 경감하여, 가공성의 향상에 기여하는 원소이다. 따라서, 이러한 원소의 1종 이상을 함유시켜도 된다. 단, 이러한 원소의 함유량이 과잉된 경우에는, 연성이 저하하므로, Ca 및 Mg의 함유량의 상한은 0.010%, Sb의 함유량의 상한은 0.200%, Zr 및 Bi의 함유량의 상한은 0.010%, REM의 함유량의 상한은 0.100%로 한다. 보다 바람직한 상한은, Ca 및 Mg은 0.005% 또는 0.003%, Sb는 0.150% 또는 0.05%, Zr 및 Bi는 0.005% 또는 0.002%, REM는 0.050% 또는 0.004%이다. 상기의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Ca 및 Mg의 함유량의 하한은 0.0001%, Sb 및 Zr의 함유량의 하한은 0.001% 또는 0.005%, Bi 및 REM의 함유량의 하한은 0.0001% 또는 0.005%로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 하한은, Ca 및 Mg은 0.0010%, Sb 및 Zr는 0.008%, Bi 및 REM는 0.0008%이다. 상기의 효과를 얻는 것은 필수가 아니다. 이 때문에, Ca, Mg, Sb, Zr 및 REM의 함유량의 하한을 특별히 제한할 필요는 없으며, 그들의 하한은 0%이다. 또한, REM는, Sc, Y 및 란타노이드의 합계 17원소의 총칭이며, REM의 함유량은 상기 원소의 합계량을 의미한다.
본 발명에 따른 강판의 화학 조성은, 상기의 원소 외, 잔부가 Fe 및 불순물이지만, 강 원료로부터 및/또는 제강 과정에서 불가피적으로 혼입되는 원소를, 본 발명에 따른 강판의 특성을 해치지 않는 범위에서 포함해도 된다.
다음으로, 본 발명에 따른 강판의 마이크로 조직의 한정 이유에 대해 설명한다. 이하, 마이크로 조직에 따른 「%」는 「면적%」를 의미한다.
마이크로 조직
페라이트：1~29%
잔류 오스테나이트：5~20%
마텐자이트：10% 미만
펄라이트：5% 미만
잔부：베이나이트 및/또는 템퍼드 마텐자이트
본 발명에 따른 강판에 있어서는, 상기 마이크로 조직을 형성하여, 소요의 기계 특성을 확보한다.
페라이트는, 충분한 신장을 확보하는데 유효한 조직이므로, 페라이트량은 1% 이상으로 한다. 바람직한 하한은 3%, 5%, 7% 또는 9%이다. 보다 바람직한 하한은, 10%, 11%, 12% 또는 13%이다. 한편, 페라이트량이 과잉된 경우에는 충분한 강도의 확보가 곤란해지므로, 페라이트량은 29% 이하로 한다. 바람직한 상한은 27%, 25%, 22% 또는 20%이다. 보다 바람직한 상한은, 19% 또는 18%이다.
잔류 오스테나이트도, 충분한 신장을 확보하는데 유효한 조직이므로, 잔류 오스테나이트량은 5% 이상으로 한다. 바람직한 하한은, 7%, 8% 또는 9%이다. 보다 바람직한 하한은, 10% 또는 11%이다. 한편, 잔류 오스테나이트량이 과잉된 경우에는 충분한 강도의 확보가 곤란해지므로, 잔류 오스테나이트량은 20% 이하로 한다. 바람직한 상한은 17%, 16%, 15% 또는 14%이다.
마텐자이트 및 펄라이트는, 각각의 양이 과잉된 경우에는, 충분한 구멍넓힘성 및 저온 인성을 확보할 수 없으므로, 마텐자이트량은 10% 미만으로 하고, 펄라이트량은 5% 미만으로 한다. 마텐자이트량의 바람직한 상한은, 8%, 6%, 5% 또는 4%이며, 펄라이트량의 바람직한 상한은, 3%, 2% 또는 1%이다. 보다 바람직한 상한은 1% 미만이다. 이들의 양의 하한은, 특별히 정할 필요가 없으며, 0%이다. 단, 본 발명에 따른 강판에 있어서는, 어느 정도의 마텐자이트가 존재하는 경우가 많고, 필요에 따라서, 마텐자이트량의 하한을 1%, 2%, 3% 또는 4%로 해도 된다. 펄라이트량은 0%가 바람직하지만, 그 하한을 0.5% 또는 1%로 해도 된다.
마이크로 조직의 잔부는, 베이나이트 및/또는 템퍼드 마텐자이트이다. 잔부 조직의 상한은 94%, 하한은 36% 초과가 된다. 그 하한을, 40%, 50%, 55%, 60%, 65% 또는 70%로 해도 되고, 상한을 90%, 86%, 82%, 78% 또는 74%로 해도 된다. 특히, 템퍼드 마텐자이트량은, 65% 이하 또는 60% 이하인 것이 바람직하고, 템퍼드 마텐자이트량은, 30% 이상 또는 40% 이상인 것이 바람직하다.
여기서, 본 발명에 따른 강판의 마이크로 조직의 면적%의 산출 방법에 대해 설명한다. 강판의 압연 방향 단면을 잘라내고, 나이탈액으로 부식시켜 마이크로 조직을 드러내고, 1/4 두께 위치의 조직을 주사형 전자현미경(배율：5000배, 5시야)으로 촬상하여, 얻어진 마이크로 조직 사진으로부터, 포인트 카운팅법에 따라 면적률(면적%)을 산출한다.
하부 조직이 드러나지 않으며, 또한, 휘도가 낮은 영역을 페라이트로서, 또한, 하부 조직이 드러나지 않으며, 또한, 휘도가 높은 영역을 마텐자이트 또는 잔류 오스테나이트로서 면적률을 산출한다. 하부 조직이 드러난 영역을, 템퍼드 마텐자이트 또는 베이나이트로서 면적률을 산출한다.
잔류 오스테나이트의 면적률은, 강판의 1/4 두께의 면을 관찰면으로서 X선 회절을 행하고, bcc와 fcc의 피크 면적비로부터 산출한 값을 면적률로 한다. 마텐자이트의 면적률은, 마텐자이트 또는 잔류 오스테나이트로서 산출한 면적률로부터, X선 회절로 얻은 잔류 오스테나이트의 면적률을 공제하여 구한다.
X선 회절에 의해 얻어진 조직분율은, 본래, 체적율(체적%)이다. 그러나, 마이크로 조직의 면적률(면적%)은, 거의 체적율(체적%)과 동일하므로, 상기와 같이 X선 회절에 의해 측정된 잔류 오스테나이트의 비율을, 그대로 잔류 오스테나이트의 면적률로 하고 있다.
베이나이트와 템퍼드 마텐자이트는, 조직의 내부에 포함되는 시멘타이트의 위치와 베리언트를 관찰함으로써 구별할 수 있다. 템퍼드 마텐자이트는, 마텐자이트 라스와, 라스 내부에 생성된 시멘타이트로 구성된다. 이 때, 마텐자이트 라스 및 시멘타이트의 결정 방위 관계는 2종류 이상 존재하므로, 템퍼드 마텐자이트를 구성하는 시멘타이트는 복수의 베리언트를 갖는다.
베이나이트는, 상부 베이나이트와 하부 베이나이트로 분류된다. 상부 베이나이트는, 라스형의 베이니틱 페라이트와, 라스 계면에 생성된 시멘타이트로 구성되기 때문에, 템퍼드 마텐자이트와는 용이하게 구별할 수 있다. 하부 베이나이트는, 라스형의 베이니틱 페라이트와, 라스 내부에 생성된 시멘타이트로 구성된다. 이 때, 베이니틱 페라이트 및 시멘타이트의 결정 방위 관계는, 템퍼드 마텐자이트와는 달리 1종류이며, 하부 베이나이트를 구성하는 시멘타이트는 동일한 베리언트를 갖는다. 따라서, 하부 베이나이트와 템퍼드 마텐자이트는, 시멘타이트의 베리언트에 의거하여 구별할 수 있다.
페라이트와, 원 상당 반경 1μm 이상의 마텐자이트 또는 잔류 오스테나이트가 접하는 계면 길이의 총합：1000μm2당 100μm 이하
마텐자이트 또는 잔류 오스테나이트는, 그 원 상당 반경이 크면, 가공성 및 인성을 저해한다. 특히, 원 상당 반경이 1μm 이상의 마텐자이트 또는 잔류 오스테나이트가 연질 조직인 페라이트와 접하고 있는 경우에, 가공성 및 인성을 열화시키는 경우가 있다. 이 때문에, 페라이트와, 원 상당 반경 1μm 이상의 마텐자이트 또는 잔류 오스테나이트가 접하는 계면 길이의 총합을 관리할 필요가 있다.
계면 길이의 총합은, 이하와 같이 하여 구한다.
우선, 촬영된 마이크로 조직 사진에 대해, (1) 페라이트, (2) 마텐자이트 또는 잔류 오스테나이트 및 (3) 그 외의 조직의 3개의 영역으로 구별한다. 이 「(3) 그 외의 조직」은, 상기와 같이, 마이크로 조직 사진에 있어서 하부 조직이 드러난 영역이며, 베이나이트 및/또는 템퍼드 마텐자이트에 해당한다.
다음으로, 시판의 화상 해석용 애플리케이션을 이용하여, 마텐자이트 또는 잔류 오스테나이트의 면적을 각각 구하고, 원 상당 반경으로 환산한다. 원 상당 반경 1μm 이상의 모든 마텐자이트 또는 잔류 오스테나이트에 대해, 페라이트와의 경계선을 트레이스하여, 길이를 산출한다. 그리고, 그 길이의 총합을 구하고, 1000(μm2)/측정 시야 면적(μm2)을 곱셈한다.
이 때에 이용하는 화상 해석용 애플리케이션은, 상기의 조작을 할 수 있는 것이면 되고, 특별히 지정하지 않지만, 예를 들면, image-pro plus ver.6.1(Media Cybernetics사)이 있다.
소요의 가공성과 인성을 확보하기 위해, 페라이트와, 원 상당 반경 1μm 이상의 마텐자이트 또는 잔류 오스테나이트가 접하는 계면 길이의 총합을, 1000μm2당 100μm 이하로 한다. 인성을 보다 개선하는 점에서, 상기 계면 길이의 총합은 80μm 이하, 70μm 이하 또는 60μm 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 50μm 이하 또는 40μm 이하이다.
다음으로, 본 발명에 따른 강판의 바람직한 기계 특성에 대해 설명한다.
인장 강도：980MPa 이상
전체 신장：10% 이상
구멍넓힘률：30% 이상
5% 예변형 후의 vTrs：-10℃ 이하
자동차용 강판으로서의 강도를 확보하기 위해, 본 발명에 따른 강판의 인장 강도는 980MPa 이상이 바람직하다. 인장 강도의 상한을 특별히 정할 필요는 없지만, 1250MPa, 1200MPa 또는 1150MPa로 해도 된다. 자동차용 강판으로서, 프레스 가공 등으로 여러가지 형상으로 성형할 수 있는 가공성을 확보하기 위해, 전체 신장은 10% 이상, 구멍넓힘률은 30% 이상이 바람직하다. 또한, 한랭지용의 자동차용 강판으로서 저온 인성을 확보하기 위해, 5% 예변형 후의 vTrs는 -10℃ 이하가 바람직하다. 바람직하게는 -30℃ 이하이다.
본 발명에 따른 강판의 두께는, 0.5mm 미만 또는 3.2mm 초과가 되는 케이스도 있는데, 주로 0.5~3.2mm이다.
본 발명에 따른 도금 강판은, 본 발명에 따른 강판의 표면에 용융 아연 도금층을 갖는 냉연 강판, 또는, 합금화 용융 아연 도금층을 갖는 냉연 강판이다. 강판 표면에 용융 아연 도금층이 존재함으로써, 내식성이 보다 향상한다. 강판 표면에, 합금화 처리로 용융 아연 도금층 중에 Fe이 취입(取入)된 합금화 용융 아연 도금층이 존재함으로써, 뛰어난 용접성 및 도장성을 확보할 수 있다.
본 발명에 따른 도금 강판에 있어서는, 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층 위에, 도장성이나 용접성을 개선하는 목적으로, 상층 도금을 실시해도 된다. 또한, 본 발명에 따른 강판에 있어서는, 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층 위에, 각종의 처리, 예를 들면, 크로메이트 처리, 인산염 처리, 윤활성 향상 처리, 용접성 향상 처리 등을 실시해도 된다.
다음으로, 본 발명에 따른 강판에 적합한 제조 방법에 대해 설명한다.
본 발명에 따른 강판의 제조 시에는, 본 발명에 따른 강판의 화학 조성의 주조편을 처리하는 하기 (A)~(C)의 공정이 중요하다. 발명자들은, 지금까지의 연구에 의해, 이하의 조건을 만족하는 경우에, 본 발명의 마이크로 조직 등을 얻을 수 있는 것을 확인하고 있다.
(A) (A1)~(A4)의 조건에 의한 열간 압연 공정
열간 압연 공정은, 다음의 조건에 따라서 행한다.
(A1) 식 (1)을 만족하는 슬래브 가열
Figure 112019109911713-pct00001
식 (1)의 좌변은, 슬래브 가열 시에 일어나는 Mn 농도의 불균질화의 정도를 나타내는 식이다. 식 (1) 좌변의 분자는, 슬래브 가열 시의 α＋γ 2상역에 체재 중, α로부터 γ로 분배되는 Mn량을 나타내는 항이며, 이 값이 커질수록, 슬래브 중의 Mn 농도 분포가 불균질화된다. 한편, 식 (1) 좌변의 분모는, 슬래브 가열 시의 γ 단상역에 체재 중, γ 중에서 확산하는 Mn 원자의 거리에 대응하는 항이며, 이 값이 커질수록, 슬래브 중의 Mn 농도 분포가 균질화된다. 즉, α＋γ 2상역(Ac1 이상, Ac3 이하)에 있어서의 슬래브의 체재 시간이 길수록, α로부터 γ로 분배되는 Mn량은 커진다. 한편, γ 단상 온도역(Ac3 이상)에서의 슬래브 체재 시간이 길수록, Mn 농도 분포는 균질화한다.
식 (1)의 좌변값이 클수록, 강 중에 국소적으로 Mn 농도가 높은 Mn 농화 영역이 형성된다. 또한, Mn 농화 영역의 주위에는 Mn 희박 영역이 형성된다. 이들은 열간 압연, 냉간 압연을 거쳐, 최종 소둔 공정까지 계승된다. Mn 희박 영역은 담금질성이 낮기 때문에, 최종 소둔 공정에 있어서, 우선적으로 페라이트로 변태하기 쉽다. 한편, Mn 희박 영역과 인접하여 존재하는 Mn 농화 영역은, 담금질성이 높기 때문에, 최종 소둔 공정에 있어서 페라이트 변태 및 베이나이트 변태가 일어나기 어렵고, 마텐자이트로 변태하기 쉽다. 따라서, Mn 농도가 불균질화하면, 페라이트와 마텐자이트가 인접하여 형성하기 쉬워지므로, 페라이트와 마텐자이트 또는 잔류 오스테나이트가 접하는 계면 길이의 총합인 σMA가 증대한다.
도 2는, 식 (1)의 좌변값과 σMA의 관계를 조사한 결과를 나타내는 도면이다. 식 (1)의 좌변값이 클수록 σMA는 증대하고 있으며, 특히 식 (1)의 좌변값이 1.0을 초과한 곳에서 σMA는 급격하게 증대한다. 이상으로부터, 강 중의 Mn 농도 분포를 충분히 균질화하기 위해, 식 (1)의 좌변값이 1.0 이하가 되도록, 슬래브 가열 조건을 선정할 필요가 있다. 또한, Ac1 및 Ac3은, 하기의 경험식에 의거하여 산출한다. 원소 기호는, 원소량(질량%)을 의미한다.
Figure 112019109911713-pct00002
또한, 상기 식 중의 각 원소 기호는, 각각의 함유량(질량%)을 의미한다.
여기서, 도 3에, 슬래브 가열 패턴의 예를 나타낸다. 도 3 중, (a)는, 표 2(후출) 중, No.1(발명예, 식 (1)의 좌변값이 0.52＜1.0)의 슬래브 가열 패턴을 나타내고, (b)는, 표 2(후출) 중, No.2(비교예, 식 (1)의 좌변값이 1.25＞1.0)의 슬래브 가열 패턴을 나타내고 있다. 슬래브 가열 패턴(a)과 슬래브 가열 패턴(b)은, 현저하게 다른 것을 알 수 있다. 또한, 슬래브 가열 온도는, 1200℃ 이상, 1300℃ 이하가 바람직하다.
(A2) 1050℃ 이상, 1150℃ 이하에서의 총 압하율：60% 이상
조(粗)압연을, 1050℃ 이상, 1150℃ 이하, 총 압하율：60% 이상으로 행한다. 1050℃ 이상, 1150℃ 이하에서의 총 압하율이 60% 미만이면, 압연 중의 재결정이 불충분하게 되어, 열연판 조직이 불균질화가 될 우려가 있으므로, 상기 총 압하율은 60% 이상으로 한다.
(A3) 1050℃ 이하~마무리 압연의 최종 패스(마무리 최종 패스) 전까지의 총 압하율：70~95%
마무리 최종 패스의 압하율：10~25%
마무리 최종 패스의 온도：880~970℃
1050℃ 이하~마무리 최종 패스 전까지의 총 압하율이 70% 미만의 경우, 마무리 최종 패스의 압하율이 10% 미만의 경우, 또는, 마무리 최종 패스의 온도가 970℃를 초과하는 경우에는, 열연판 조직이 조대화하고, 최종 제품판의 조직이 조대화하여 가공성이 열화한다. 이 때문에, 1050℃ 이하~마무리 최종 패스 전까지의 총 압하율은 70% 이상으로 하고, 마무리 최종 패스의 압하율은 10% 이상으로 하며, 마무리 최종 패스의 온도(입측 온도)는 970℃ 이하로 한다.
한편, 1050℃ 이하~마무리 최종 패스 전까지의 총 압하율이 95%를 초과하는 경우, 마무리 최종 패스의 압하율이 25%를 초과하는 경우, 또는, 마무리 최종 패스의 온도가 880℃ 미만인 경우에는, 열연강판의 집합 조직이 발달하여, 최종 제품판에 있어서의 이방성이 표면화된다. 이 때문에, 1050℃ 이하~마무리 최종 패스 전까지의 총 압하율은 95% 이하, 마무리 최종 패스의 압하율은 25% 이하, 마무리 최종 패스의 온도(입측 온도)는 880℃ 이상으로 한다.
(A4) 권취 온도：430~650℃
권취 온도가 430℃ 미만이면, 열연강판의 강도가 과대하게 되어, 냉간 압연성이 손상되므로, 권취 온도는 430℃ 이상으로 한다. 한편, 권취 온도가 650℃를 초과하면, 열연강판 중의 시멘타이트에 Mn이 농화하여, Mn 농도 분포가 불균질하게 되고, 또한, 산세성이 저하하므로, 권취 온도는 650℃ 이하로 한다.
또한, 열연강판의 산세는, 상법에 따라서 행하면 된다. 또한, 열연강판의 형상 교정 및 산세성 향상을 위해서 스킨 패스 압연을 행해도 된다.
(B) 압하율：30% 이상, 80% 이하의 냉간 압연 공정
최종의 소둔 공정에 있어서, 오스테나이트 입경을 미세화할 필요가 있기 때문에, 압하율은 30% 이상으로 한다. 한편, 압하율이 80%를 초과하면, 압연 가중이 과대하게 되어, 압연기의 부하가 증대하므로, 압하율은 80% 이하로 한다.
(C) (C1)~(C5)의 공정을 거치는 연속 소둔 공정
(C1) 가열 온도：Ac3 -30℃ 이상, 900℃ 이하
가열 시간(유지 시간)：30초 이상, 450초 이하
가열 온도가 Ac3 -30℃ 미만이면, 충분히 오스테나이트화가 진행되지 않으므로, 가열 온도는 Ac3 -30℃ 이상으로 한다. 한편, 가열 온도가 900℃를 초과하면, 오스테나이트 입경이 조대화하여, 인성이나 화성 처리성이 저하하고, 또한, 소둔 설비가 손상될 우려가 생기므로, 가열 온도는 900℃ 이하로 한다.
가열 시간이 30초 미만이면, 오스테나이트화가 충분히 진행되지 않으므로, 가열 시간은 30초 이상으로 한다. 한편, 가열 시간이 500초를 초과하면, 생산성이 저하하므로, 가열 시간은 450초 이하로 한다.
(C2) 1차 냉각
냉각 속도：5.0℃/초 이하, 1차 냉각 종료 온도：620~720℃
페라이트 분율 및 펄라이트 분율을 소요의 범위로 제어하기 위해, 상기 가열 후, 1차 냉각, 이어서, 2차 냉각(후술)을 행한다. 1차 냉각에 있어서의 냉각 속도가 5.0℃/초를 초과하는 경우, 또는, 1차 냉각 종료 온도가 720℃를 초과하는 경우에는, 소요의 페라이트 분율을 얻을 수 없으므로, 냉각 속도는 5.0℃/초 이하로 하고, 1차 냉각 종료 온도는 720℃ 이하로 한다. 한편, 1차 냉각 종료 온도가 620℃ 미만이면, 소요의 페라이트 분율을 얻을 수 없으므로, 1차 냉각 종료 온도는 620℃ 이상으로 한다.
(C3) 2차 냉각
냉각 속도：20℃/초 이상
2차 냉각 종료 온도：280~350℃
1차 냉각 후의 2차 냉각 조건은 상기와 같이 한다. 2차 냉각 속도가 20℃/초 미만이면, 소요의 페라이트 분율 및 펄라이트 분율을 얻을 수 없다. 2차 냉각 종료 온도가 280℃를 밑돌면, 미변태의 오스테나이트 분율이 현저하게 감소하기 때문에, 잔류 오스테나이트 분율이 소요의 값을 밑돈다. 2차 냉각 종료 온도가 350℃를 웃돌면, 그 후의 3차 냉각 공정에 있어서, 베이나이트 변태가 충분히 진행되지 않으므로, 2차 냉각 종료 온도는 350℃ 이하로 한다. 또한, 2차 냉각 개시 온도는, 1차 냉각 종료 온도와 동일하다.
(C4) 저온 가열
(저온) 가열 온도：390~430℃
(저온) 가열 시간(유지 시간)：10초 이하
2차 냉각 후 즉시, 저온 가열을 행한다. 가열 온도가 390℃ 미만, 혹은 가열 온도가 430℃를 웃돌면, 그 후의 3차 냉각 시에 베이나이트 변태가 충분히 진행되지 않고, 오스테나이트의 안정도가 저하한다. 가열 속도는 특별히 한정할 필요는 없는데, 생산 효율의 관점으로부터 1℃/초 이상으로 가열하는 것이 바람직하다. 저온 가열 시간은, 10초 이하로 한다.
(C5) 3차 냉각
3차 냉각 종료 온도：280~350℃
냉각 속도：0.15~1.5℃/초
오스테나이트의 안정화(오스템퍼)를 위해, 저온 가열 후 즉시 3차 냉각을 실시한다. 통상, 오스템퍼 처리는 일정한 온도로 유지하는데, 등온 유지는 아니며 서랭으로 함으로써, 오스테나이트의 안정도를 보다 한층 높일 수 있다. 3차 냉각 종료 온도는, 280~330℃로 한다. 또한, 3차 냉각 개시 온도는, 저온 가열 온도 시의 가열 온도와 동일하다.
등온 유지보다 서랭하는 것이 오스테나이트의 안정성이 향상하는 상세한 메카니즘은 분명하지 않지만, 등온 유지의 경우, 미변태 오스테나이트 중의 C농도가 등온 유지 온도에 있어서의 T0 조성(오스테나이트상(FCC 구조)과 페라이트상(BCC 구조)의 자유에너지가 동일해지고, 베이나이트 변태의 구동력이 0이 될 때의, 오스테나이트 중의 C농도)에 도달한 시점에서 베이나이트 변태는 정지한다. 한편, 서랭의 경우, T0 조성은 서랭에 의한 온도 저하에 수반하여 시시각각으로 커지기 때문에, 미변태 오스테나이트의 C농도는 등온 유지의 경우보다 높아진다. 그 결과, 미변태 오스테나이트의 안정성이 보다 높아지는 것으로 생각할 수 있다.
도 4에는, 3차 냉각 속도와 잔류 γ 중의 C농도(Cγ)의 관계를 나타내고 있다. 도 4에 나타내는 바와 같이, 3차 냉각 속도가 0.15~1.5℃/s의 범위에서, Cγ가 극대화되어 있는 것을 알 수 있다.
상기 연속 소둔 후에, 강판의 평탄 교정, 표면조도의 조정을 위해서 조질 압연을 행해도 된다. 이 경우, 연성의 열화를 피하기 위해, 신장률은 2% 이하가 바람직하다.
다음으로, 본 발명에 따른 도금 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.
본 발명에 따른 도금 강판은, 상기의 (A)~(C)의 공정 후에, 하기 (D) 또는 (E)의 공정을 구비하고 있다.
(D) 상기 (A)~(C)의 공정을 거쳐 제조한 본 발명에 따른 강판의 표면에 용융 아연 도금층을 형성하는 도금 공정
(E) 상기 (A)~(C)의 공정을 거쳐 제조한 본 발명에 따른 강판의 표면에 용융 아연 도금층을 형성한 후, 합금화 처리를 실시하고, 합금화 용융 아연 도금층을 형성하는 합금화 공정
이하, 각 공정에 대해 설명한다.
(D) 도금 공정
본 발명에 따른 강판을 용융 아연 도금욕에 침지하여, 강판 표면에 용융 아연 도금층을 형성한다. 용융 아연 도금층의 형성은, 상기의 연속 소둔 후에 연속하여 행해도 된다. 용융 아연 도금욕은, 아연을 주체로 하는 도금욕인데, 아연 합금을 주체로 하는 도금욕이어도 된다. 도금욕의 온도는 450~470℃가 바람직하다.
(E) 합금화 공정
강판 표면에 형성한 용융 아연 도금층에 합금화 처리를 실시하여, 합금화 용융 아연 도금층을 형성한다. 합금화 처리의 조건은, 특별히, 특정의 조건으로 한정되지 않지만, 480~600℃로 가열하고, 이 온도에서 2~100초 유지하는 것이 바람직하다.
실시예
다음으로, 본 발명의 실시예에 대해 설명하는데, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해서 채용한 일조건예이며, 본 발명은, 이 일조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은, 본 발명의 요지를 벗어나지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한에 있어서, 여러 가지 조건을 채용할 수 있는 것이다.
(실시예)
표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 슬래브를 주조하고, 표 2 및 표 3에 나타내는 조건으로 열간 압연을 행하여 열연강판으로 하였다. 이 열연강판에 산세를 실시하고, 표 2 및 표 3에 나타내는 압하율로 냉간 압연을 행하여 냉연 강판으로 하였다. 이 냉연 강판에, 표 2 및 표 3에 나타내는 조건으로 열처리를 실시하였다.
[표 1]
Figure 112019109911713-pct00003
[표 2]
Figure 112019109911713-pct00004
단, 표 중의 각 기호의 의미는, 하기와 같다.
SRT：슬래브 가열 온도
R1：1050~1150℃에서의 총 압하율
R2：1050℃ 이하~마무리 최종 패스 전까지의 총 압하율
R3：마무리 최종 패스에서의 압하율
FT：마무리 최종 패스의 입측 온도
CT：권취 온도
[표 3]
Figure 112019109911713-pct00005
단, 표 중의 각 기호의 의미는, 하기와 같다.
T1：가열 온도
t1：가열 시간
CR1：1차 냉각 속도
T2：1차 냉각 종료 온도(2차 냉각 개시 온도)
CR2：2차 냉각 속도
T3：2차 냉각 종료 온도
HR：승온 속도
T4：저온 가열 온도
t2：저온 가열 시간
CR3：3차 냉각 속도
T5：3차 냉각 종료 온도
CR：냉연 강판,
GI：용융 아연 도금 강판,
GA：합금화 용융 아연 도금 강판
열처리 후의 냉연 강판으로부터, 압연 방향에 직각의 방향으로부터 JIS Z2241의 5호 인장 시험편을 채취하고, 인장 시험을 행하여, 인장 강도(TS), 항복 강도(YS), 전체 신장(EL)을 측정하였다. 또한, JIS Z2256에 따라서 구멍넓힘 시험을 행하여, 구멍넓힘률(λ)을 측정하였다.
다음으로, 열처리 후의 냉연 강판에 신장률 5%의 냉간 압연에 의해 강판에 변형을 부여(예변형 가공)한 후, 샤르피 시험편을 제작하여, 취성-연성 천이 온도(ｖTrs)를 구함으로써, 가공 후의 저온 인성을 평가하였다. 샤르피 시험편은, 강판을 복수 장 중첩하여 볼트로 체결하고, 강판 간에 간극이 없는 것을 확인한 다음, 깊이 2mm의 V노치가 달린 시험편을 제작하였다. 중첩하는 강판의 장 수는, 적층 후의 시험편 두께가 10mm에 가장 가까워지도록 설정하였다. 예를 들면, 판두께가 1.2mm의 경우는 8장 적층하고, 시험편 두께가 9.6mm로 하였다. 적층 샤르피 시험편은, 판폭 방향을 길이로서 채취하였다. 또한, 시험편을 적층하지 않고, 한개의 시험편으로 샤르피 충격 시험을 행하는 것이 간편하지만, 적층하는 것이 보다 엄격한 시험 조건이 되기 때문에, 시험편을 적층하였다.
시험 온도는, -120℃~＋20℃로 하고, 20℃ 간격으로 측정하여, 취성 파면율이 50%가 되는 온도를 천이 온도(vTrs)로 하였다. 상기 이외의 조건은, JIS Z 2242에 따랐다. 참고로, 예변형 부여 전의 저온 인성(ｖTrs)도 평가하였다.
결과를 표 4에 나타낸다.
[표 4]
Figure 112019109911713-pct00006
단, 표 중의 각 기호의 의미는, 하기와 같다.
Vα：페라이트의 면적률
VP：펄라이트의 면적률
VM：마텐자이트의 면적률
Vγ：잔류 오스테나이트의 면적률
잔부：베이나이트 및/또는 템퍼드 마텐자이트의 면적률
σMA：페라이트와, 원 상당 반경 1μm 이상의 마텐자이트 또는 잔류 오스테나이트가 접하는 계면 길이의 총합(μm/1000μm2)
YS：항복 강도
TS：인장 강도
El：전체 신장
λ：구멍넓힘률
vTrs：천이 온도
화학 조성 및 제조 조건이 본 발명의 범위 내의 예에서는, 조직분율이 본 발명의 범위 내에 있으므로, 980MPa 이상의 인장 강도, 10% 이상의 신장, 30% 이상의 구멍넓힘률, 5% 예변형 후의 ｖTrs가 -10℃ 이하로 되어 있다. 한편, 화학 조성 및 제조 조건 중 어느 한쪽 또는 양쪽 모두가 본 발명의 범위 외의 예에서는, 인장 강도, 신장, 구멍넓힘률, 5% 예변형 후의 ｖTrs 중 어느 한쪽이, 소요의 값에 도달하고 있지 않다.
산업상의 이용 가능성
전술한 바와 같이, 본 발명에 의하면, 가공성과 저온 인성이 뛰어나고, 특히 소성 변형 도입 후의 저온 인성이 뛰어난 고강도 냉연 강판과 고강도 용융 아연 도금 냉연 강판을 제공할 수 있다. 따라서, 본 발명은, 강판 제조 산업 및 강판 이용 산업에 있어서 이용 가능성이 높은 것이다.

Claims (4)

  1. 인장 강도가 980MPa 이상인 냉간 압연 강판으로서,
    화학 조성이, 질량%로,
    C：0.10~0.30%,
    Si：0.50~2.50%,
    Mn：1.50~3.50%,
    Al：0.001~1.00%,
    P：0.05% 이하,
    S：0.01% 이하,
    N：0.01% 이하,
    O：0.01% 이하,
    Cr：0~1.00%,
    Mo：0~1.00%,
    Sn：0~1.00%,
    Cu：0~1.00%,
    Ni：0~1.00%,
    B：0~0.005%,
    Ti：0~0.30%,
    V：0~0.50%,
    Nb：0~0.10%,
    W：0~0.50%,
    Ca：0~0.010%,
    Mg：0~0.010%,
    Sb：0~0.200%,
    Zr：0~0.010%,
    Bi：0~0.010%,
    REM：0~0.100%,
    잔부：Fe 및 불순물이며,
    마이크로 조직이, 면적%로,
    페라이트：1~29%,
    잔류 오스테나이트：5~20%,
    마텐자이트：10% 미만,
    펄라이트：5% 미만,
    잔부：베이나이트 및/또는 템퍼드 마텐자이트이며,
    페라이트와, 원 상당 반경 1μm 이상의 마텐자이트 또는 잔류 오스테나이트가 접하는 계면 길이의 총합이, 1000μm2당 100μm 이하인,
    냉간 압연 강판.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 강판의 판두께가 0.5~3.2mm인,
    냉간 압연 강판.
  3. 청구항 1 또는 청구항 2에 기재된 냉간 압연 강판의 표면에 용융 아연 도금층을 구비하는,
    용융 아연 도금 냉간 압연 강판.
  4. 청구항 1 또는 청구항 2에 기재된 냉간 압연 강판의 표면에 합금화 용융 아연 도금층을 구비하는,
    용융 아연 도금 냉간 압연 강판.
KR1020197031866A 2017-03-31 2017-03-31 냉간 압연 강판 및 용융 아연 도금 냉간 압연 강판 KR102264783B1 (ko)

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PCT/JP2017/013736 WO2018179386A1 (ja) 2017-03-31 2017-03-31 冷間圧延鋼板および溶融亜鉛めっき冷間圧延鋼板

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