KR102398709B1

KR102398709B1 - 고강도 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR102398709B1
Application number: KR1020207010173A
Authority: KR
Inventors: 링링 양; 다츠야 나카가이토; 고스케 이케다
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2017-10-20
Filing date: 2018-03-29
Publication date: 2022-05-16
Also published as: MX2020004029A; KR20200052914A; US11345973B2; CN114703347A; US20200308665A1; JP6443594B1; JPWO2019077777A1

Abstract

용접부 피로 강도가 우수한 항복 강도 550 ㎫ 이상의 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공한다.
특정한 성분 조성과, 압연 방향의 판두께 단면의 관찰에 있어서, 체적 분율로 40 ％ ∼ 75 ％ 의 마텐자이트상을 함유하고, 그 마텐자이트상 전체에 있어서의, 마텐자이트립과 인접한 페라이트립의 입경의 비의 평균이 1/4 이상 1 이하인 마텐자이트립의 합계 체적률이 60 ％ 이상인 강 조직을 갖고, 항복 강도 (YP) 가 550 ㎫ 이상인 고강도 강판으로 한다.

Description

고강도 강판 및 그 제조 방법

본 발명은, 주로 자동차의 부품으로서 사용되는 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 상세하게는, 항복 강도가 550 ㎫ 이상인 고강도, 용접부 피로 특성이 우수한 특징을 갖는 고강도 강판 및 그 제조 방법이다.

최근, 이동체, 예를 들어 자동차 업계에 있어서는, 지구 환경의 보전이라는 관점에서, 탄산 가스 CO₂ 배출량을 삭감하기 위해, 자동차의 연비를 개선하는 것이 항상 중요한 과제이다. 자동차의 연비 향상에는, 자동차 차체의 경량화를 도모하는 것이 유효하다. 이 경량화는, 자동차 차체의 강도를 유지하면서 실시될 필요가 있다. 자동차 부품용의 소재가 되는 강판을 고강도화하고, 구조를 간략화하여 부품 점수를 삭감할 수 있다면, 경량화를 달성할 수 있다.

그러나, 항복 강도가 550 ㎫ 이상인 고강도 강판에서는, 통상, 고강도화를 위해서 필요한 합금 원소를 많이 함유한다. 이 때문에, 이들 합금 원소에 의한 용접성의 저하를 억제하는 대응이 필요하게 된다.

특허문헌 1 에는 용접성 및 가공성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법이 개시되어 있다. 또, 특허문헌 2 에는 인장 강도 980 ㎫ 이상인 굽힘성 및 용접성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법이 개시되어 있다. 또, 특허문헌 3 에는 인장 강도 980 ㎫ 이상이 되는 가공성, 용접성 및 피로 특성이 우수한 고강도 용융 도금 강판 및 그 제조 방법이 개시되어 있다. 또, 특허문헌 4 에는 인장 강도 780 ㎫ 이상을 갖는 용접성 및 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법이 개시되어 있다.

일본 공개특허공보 2016-188395호 일본 특허공보 제5434960호 일본 특허공보 제4924730호 일본 특허공보 제5412746호

고강도 강판에서는, 용접부, 특히 저항 스폿 용접에서는 너깃으로 불리는 용융 응고부 주변의 열 영향부의 인성이 부족하여, 용접부 피로 강도가 저하된다. 용접부 피로 강도의 저하를 억제할 수 있다면, 자동차 전체의 충돌 강도를 충분히 유지할 수 있다. 상기한 특허문헌을 포함하여 종래 기술에서는, 용접성을 고려하기는 했지만, 이 용접부 피로 강도를 직접 목적으로 한 것은 아니다.

특허문헌 1 에 기재된 고강도 냉연 강판에서는, 용접부 및 충돌 흡수 부재에 적용된다. 그러나, 용접부를 변형시킨 후, 용접부의 피로 강도가 저하되어, 파괴되고, 실용상으로 과제가 남는다.

특허문헌 2 에 기재된 고강도 용융 도금 강판에서는, 종래의 정적인 인장 전단에는 유효하기는 하다. 그러나, 용접부를 변형시킨 후의 용접부의 피로 강도 저하를 억제할 수 있다면, 보다 바람직하다.

특허문헌 3 에 기재된 고강도 용융 도금 강판에서는, 종래의 정적인 인장 전단에는 유효하기는 하다. 그러나, 용접부를 변형시킨 후의 용접부의 피로 강도 저하를 억제할 수 있다면, 보다 바람직하다.

특허문헌 4 에 기재된 고강도 강판에 대해, 종래의 정적인 인장 전단에는 유효하기는 하다. 그러나, 용접부를 변형시킨 후의 용접부의 피로 강도 저하를 억제할 수 있다면, 보다 바람직하다.

상기 서술한 바와 같이, 종래의 기술에서는, 모두 용접부를 변형시킬 때에 용접부의 피로 강도에 과제가 있다.

본 발명은, 상기한 종래 기술이 안고 있는 문제를 유리하게 해결하는 것으로, 용접부 피로 강도가 우수한 항복 강도 550 ㎫ 이상의 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

상기의 목적을 달성하기 위해서, 본 발명자들은, 저항 스폿 용접부의 피로 강도에 대해 예의 검토한 결과, 열 영향부의 인성을 높이기 위해서 용접의 열 영향을 받기 전의 조직을 변화시켜, 하기에 나타내는 지견을 얻었다.

(지견 1) 스폿 용접부를 변형시켜 발생한 균열은, 압연 방향의 조직을 체적 분율로 40 ∼ 75 ％ 의 마텐자이트상을 함유하고, 또한 마텐자이트상 전체에 있어서의, 마텐자이트립의 평균 입경이 이접한 페라이트립의 평균 입경의 1/4 이상 1 이하인 마텐자이트립의 합계 체적률이 60 ％ 이상인 강 조직으로 제어함으로써 억제할 수 있다.

(지견 2) 열 영향부에서는, 경질인 마텐자이트는 응력을 받기 쉽기 때문에, 인접하는 페라이트립의 입경이 작으면, 변형시킬 때에 마텐자이트의 주변에 보이드가 발생하기 쉽고, 그것이 연결되면 용이하게 너깃 주위에 균열이 발생한다.

보다 구체적으로는, 본 발명은 이하의 것을 제공한다.

[1] 질량％ 로, C : 0.05 ∼ 0.15 ％, Si : 0.01 ∼ 1.80 ％, Mn : 1.8 ∼ 3.2 ％, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.020 ％ 이하, Al : 0.01 ∼ 2.0 ％, N : 0.010 ％ 이하를 함유하고, 추가로, B : 0.0001 ∼ 0.005 ％, Ti : 0.005 ∼ 0.04 ％ 및 Nb : 0.005 ∼ 0.06 ％ 중 1 종 이상을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과, 압연 방향의 판두께 단면의 관찰에 있어서, 체적 분율로 40 ∼ 75 ％ 의 마텐자이트상을 함유하고, 그 마텐자이트상 전체에 있어서의, 마텐자이트립과 인접한 페라이트립의 입경의 비의 평균이 1/4 이상 1 이하인 마텐자이트립의 합계 체적률이 60 ％ 이상인 강 조직을 갖고, 항복 강도 (YP) 가 550 ㎫ 이상인 고강도 강판.

[2] 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％ 로, Mo : 0.03 ∼ 0.50 ％, Cr : 0.1 ∼ 1.0 ％ 중 어느 1 종 이상을 합계로 1 ％ 이하 함유하는 [1] 에 기재된 고강도 강판.

[3] 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％ 로, Cu, Ni, Sn, As, Sb, Ca, Mg, Pb, Co, Ta, W, REM, Zn, V, Sr, Cs 및 Hf 중 어느 1 종 이상을 합계로 0.5 ％ 이하 함유하는 [1] 또는 [2] 에 기재된 고강도 강판.

[4] 표면에 도금층을 갖는 [1] ∼ [3] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판.

[5] [1] ∼ [3] 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 열간 압연 후, 평균 냉각 속도가 10 ∼ 30 ℃/s 인 조건에서 냉각시키고, 권취 온도가 470 ∼ 700 ℃ 인 조건에서 권취하는 열연 공정과, 상기 열연 공정에서 얻어진 열연 강판을 냉간 압연하는 냉연 공정과, 상기 냉연 공정에서 얻어진 냉연 강판을, 750 ∼ 900 ℃ 의 어닐링 온도역까지 가열하고, 어닐링 시간 : 30 ∼ 200 초의 조건에서 어닐링하고, 600 ℃ 까지의 평균 냉각 속도 : 10 ∼ 40 ℃/s, 600 ℃ 까지의 냉각시에 반경 1500 ㎜ 이하의 롤로 반복 굽힘을 합계 : 1 회 이상 4 회 이하, 냉각 정지 온도 : 400 ∼ 600 ℃ 의 조건에서 냉각시키고, 상기 냉각 정지 온도에서 2 ∼ 200 초 유지하는 어닐링 공정을 갖는 고강도 강판의 제조 방법.

[6] 상기 어닐링 공정 후의 강판의 표면에 도금 처리를 실시하는 도금 공정을 갖는 [5] 에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

본 발명의 강판은, 항복 강도 550 ㎫ 이상이고, 저항 스폿 용접부의 피로 강도가 우수한 고강도 용융 도금 강판을 얻을 수 있다.

이하, 본 발명의 실시형태에 대해 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시형태에 한정되지 않는다. 또한, 이하의 설명에 있어서, 성분의 함유량을 나타내는 ％ 는 질량％ 를 의미한다.

C : 0.05 ∼ 0.15 ％

C 는 마텐자이트를 생성시켜 강도를 상승시키기 위해서 필요한 원소이다. C 함유량이 0.05 ％ 미만에서는, 마텐자이트의 경도가 낮아, 항복 강도가 550 ㎫ 이상이 되지 않는다. 그래서, C 함유량은 0.05 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.06 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.07 ％ 이상이다. 특히 C 함유량을 0.07 ％ 이상으로 하면, 용접부 피로 강도를 나타내는 십자 인장 시험의 결과를 300 N 이상으로 할 수 있다. 한편, C 함유량이 0.15 ％ 를 초과하면 열 영향부에 시멘타이트가 다량으로 생성되어 열 영향부에서 마텐자이트가 된 부분의 인성을 저하시켜, 용접부 피로 강도가 저하된다. 또, C 함유량이 0.15 ％ 를 초과하면, 후술하는 비의 평균이 1/4 이상 1 이하인 마텐자이트립의 합계 체적률이 원하는 범위가 되지 않는 경우가 있다. 그래서, C 함유량은 0.15 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.13 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.11 ％ 이하이다. 특히 C 함유량을 0.11 ％ 이하로 하면, 용접부 피로 강도를 나타내는 십자 인장 시험의 결과를 300 N 이상으로 할 수 있다.

Si : 0.01 ∼ 1.80 ％

Si 는 고용 강화에 의해 강판의 경도를 높이는 작용을 갖는 원소이다. 항복 강도를 안정적으로 확보하기 위해서, Si 는 0.01 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 바람직하게는 0.10 ％ 이상, 보다 바람직하게는 0.35 ％ 이상이다. Si 함유량이 0.35 ％ 이상이면, 용접부 피로 강도를 나타내는 십자 인장 시험의 결과를 300 N 이상으로 할 수 있다. 더욱 바람직하게는 0.51 ％ 이상이다. 한편, Si 함유량은 1.80 ％ 를 초과하면, 용접부의 인성이 나빠져, 용접 피로 강도가 저하된다. 그 때문에, 상한을 1.80 ％ 로 한다. 바람직하게는 1.40 ％ 이하이다. 보다 바람직하게는 1.20 ％ 이하이다. 가장 바람직하게는 1.00 ％ 이하이다. Si 함유량이 1.00 ％ 이하이면, 용접부 피로 강도를 나타내는 십자 인장 시험의 결과를 300 N 이상으로 할 수 있다.

Mn : 1.8 ∼ 3.2 ％

Mn 은 고용 강화에 의해 강판의 경도를 높이는 작용을 갖는 원소이다. 페라이트 변태나 베이나이트 변태 등을 억제하여 마텐자이트를 생성시켜 소재의 강도를 상승시키는 원소이다. 항복 강도를 안정적으로 확보하기 위해, Mn 은 1.8 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 바람직하게는 2.1 ％ 이상, 보다 바람직하게는 2.2 ％ 이상이다. Mn 함유량이 2.2 ％ 이상이면, 용접부 피로 강도를 나타내는 십자 인장 시험의 결과를 300 N 이상으로 할 수 있다. 한편, Mn 함유량이 많아지면, 템퍼링에 의해 시멘타이트가 생성됨과 함께, 열 영향부의 인성이 저하되어, 용접부 피로 강도가 저하되므로 Mn 의 상한은 3.2 ％ 로 한다. 바람직하게는 3.1 ％ 이하, 보다 바람직하게는 2.9 ％ 이하이다. Mn 함유량이 2.9 ％ 이하이면, 용접부 피로 강도를 나타내는 십자 인장 시험의 결과를 300 N 이상으로 할 수 있다.

P : 0.05 ％ 이하

P 는 입계에 편석되어 인성을 저하시킨다. 그 때문에, 상한 0.05 ％ 이하로 하였다. 바람직하게는 0.03 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.02 ％ 이하이다. 하한에 대해서는 특별히 한정되지 않고, P 함유량은 적은 편이 바람직하지만, 제조성의 점에서 0.0001 ％ 이상이 바람직하다.

S : 0.020 ％ 이하

S 는, Mn 과 결합하여 조대한 MnS 를 형성하여, 인성을 저하시킨다. 이 때문에, S 함유량은 저감시키는 것이 바람직하다. 0.020 ％ 이하이면 된다. 바람직하게는 0.010 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.002 ％ 이하이다. 하한에 대해서는 특별히 한정되지 않고, S 함유량은 적은 편이 바람직하지만, 제조성의 점에서 0.0001 ％ 이상이 바람직하다.

Al : 0.01 ∼ 2.0 ％

강 중에 산화물이 대량으로 존재하면 인성이 저하되므로 탈산은 중요하다. 또, Al 은 시멘타이트의 석출을 억제하는 경우가 있다. 이들 효과를 얻기 위해서, 0.01 ％ 이상 함유할 필요가 있다. 바람직하게는 0.02 ％ 이상, 보다 바람직하게는 0.03 ％ 이상이다. 한편, 2.0 ％ 를 초과하면, 산화물이나 질화물이 응집 조대화되어 인성을 저하시키기 때문에, 상한을 2.0 ％ 이하로 하였다. 바람직하게는 1.5 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.1 ％ 이하이다.

N : 0.010 ％ 이하

N 은 본 발명에 있어서는 유해한 원소로, 최대한 저감시키는 것이 바람직하다. N 은 Ti 와 결합하여 TiN 을 형성하는데, N 함유량이 0.010 ％ 를 초과하면, 형성되는 TiN 량이 많아지는 것에서 기인하여 용접부의 인성을 열화시킨다. 따라서, N 함유량은 0.010 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.008 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.006 ％ 이하이다.

B : 0.0001 ∼ 0.005 ％, Ti : 0.005 ∼ 0.04 ％, Nb : 0.005 ∼ 0.06 ％ 이하 중 1 종 이상 함유한다.

B : 0.0001 ∼ 0.005 ％

B 는 입계를 강화하여 인성 향상에 필요한 원소이다. 효과를 충분히 얻기 위해서는, B 의 함유량은 0.0001 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.001 ％ 이상이다. 한편, 0.005 ％ 를 초과하면, B 는 Fe₂₃(CB)₆ 을 형성하여 인성을 열화시킨다. 이 때문에, B 는 0.005 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.004 ％ 이하이다.

Ti : 0.005 ∼ 0.04 ％

Ti 는 N 과 결합하여, 질화물을 형성함으로써, BN 의 형성을 억제하여, B 의 효과를 발휘하게 함과 함께, TiN 을 형성시켜 결정립을 미세화하여 인성을 향상시킨다. 이 효과를 얻기 위해, Ti 의 함유량은 0.005 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.010 ％ 이상이다. 한편, Ti 함유량이 0.04 ％ 를 초과하면, 이 효과가 포화될 뿐만 아니라, 압연 부하를 높이기 때문에, 안정적인 강판 제조가 곤란해진다. 이 때문에, Ti 함유량은 0.04 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.03 ％ 이하이다.

Nb : 0.005 ∼ 0.06 ％

Nb 는 본 발명의 효과를 더욱 향상시키는 원소이다. Nb 가 마텐자이트 미세화나 열 영향부의 결정립의 조대화를 방지하여 열 영향부의 인성을 향상시킨다. 이 효과를 얻기 위한 Nb 함유량은 0.005 ％ 이상이다. 바람직하게는 0.010 ％ 이상이다. 한편, Nb 함유량이 0.06 ％ 를 초과하면, 후술하는 비의 평균이 1/4 이상 1 이하인 마텐자이트립의 합계 체적률이 원하는 범위에 들어가지 않고, 또, Nb 탄화물이 석출되어 인성이 반대로 열화된다. 이 때문에, Nb 함유량은 0.06 ％ 이하의 범위로 한정한다. 바람직하게는 0.04 ％ 이하이다. Nb 함유량이 0.04 ％ 이하이면, 용접부 피로 강도를 나타내는 십자 인장 시험의 결과를 300 N 이상으로 할 수 있다. 또, 용접 이음매의 액체 금속 취성도 억제함으로써 이음매의 강도를 향상시킬 수 있다.

또한, 상기 B, Ti 및 Nb 는, 이들 중 적어도 1 종을 함유하면 된다. 어느 원소의 함유량이 상기 범위에 있으면, 다른 원소를 하한값 미만으로 함유하고 있어도, 이 하한값 미만으로 함유되는 다른 원소는 불가피적 불순물로서 함유되는 것으로 한다.

상기 성분 조성은, 임의 성분으로서, Mo : 0.03 ∼ 0.50 ％, Cr : 0.1 ∼ 1.0 ％ 중 어느 1 종 이상을 합계로 1 ％ 이하 함유할 수 있다.

Mo : 0.03 ∼ 0.50 ％

Mo 는 오스테나이트의 핵 생성을 촉진시켜, 마텐자이트를 미세화시킨다. 이 효과를 얻기 위해서, Mo 의 함유량은 0.03 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.04 ％ 이상이다. 한편, Mo 가 입계 편석되면, 페라이트를 입 성장이 멈추기 때문에, 페라이트가 지나치게 미세화된다. 이것을 억제하기 위해, Mo 의 함유량은 0.50 ％ 이하이다. 바람직하게는, 0.30 ％ 이하이다.

Cr : 0.1 ∼ 1.0 ％

Cr 은 템퍼링 취화를 억제하는 효과를 갖는 원소이다. 그 때문에, Cr 을 함유함으로써 본 발명의 효과는 더욱 증대된다. 이 추가적인 증대의 효과를 얻기 위해서는, Cr 함유량을 0.1 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.2 ％ 이상이다. 그러나, 1.0 ％ 를 초과한 함유는 Cr 탄화물의 형성을 초래하여 열 영향부의 인성 열화를 초래한다. 그래서, Cr 함유량은 1.0 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.5 ％ 이하이다.

또, 경질상의 마텐자이트가 증가하면, 용접부의 인성이 저하된다는 이유로, Cr 과 Mo 의 합계량을 1 ％ 이하로 할 필요가 있다.

본 발명의 고강도 강판의 성분 조성은, 임의 성분으로서, Cu, Ni, Sn, As, Sb, Ca, Mg, Pb, Co, Ta, W, REM, Zn, V, Sr, Cs 및 Hf 중 어느 1 종 이상을 합계로 0.5 ％ 이하 함유 해도 된다. 바람직하게는 0.1 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.03 ％ 이하이다. 또, 상기 이외의 성분은 Fe 및 불가피적 불순물이다.

또한, 임의 성분에 대해, 하한값의 기재가 있는 원소를, 하한값 미만으로 함유해도 본 발명의 효과를 저해하지 않으므로, 하한값 미만의 임의 원소는 불가피적 불순물로서 함유되는 것으로 한다.

이상, 강판의 성분 조성 범위에 대해 설명했지만, 본 발명에서 기대한 효과를 얻기 위해서는, 성분 조성을 상기의 범위로 조정하는 것만으로는 불충분하고, 강 조직에 대해 특정 조건을 만족시키는 범위로 제어하는 것이 중요하다. 그 강 조직 조건에 대해 설명한다. 하기의 체적 분율이나 입경의 비의 평균, 평균 입경은, 실시예에 기재된 방법으로 얻어지는 값을 채용한다.

압연 방향의 판두께 단면의 관찰에 있어서의 마텐자이트상의 체적 분율 : 40 ∼ 75 ％

마텐자이트상은, 경질상이고, 변태 조직 강화에 의해 강판의 강도를 증가시키는 작용을 갖고 있다. 또, 항복 강도를 550 ㎫ 이상으로 하기 위해서는, 마텐자이트상의 체적 분율은 40 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는 45 ％ 이상, 보다 바람직하게는 50 ％ 이상이다. 한편, 75 ％ 를 초과하면, 열 영향부의 인성이 저하된다. 이 때문에, 마텐자이트상의 체적 분율은 75 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 70 ％ 이하, 보다 바람직하게는 65 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 59 ％ 이하이다. 또한, 상기 체적 분율은 켄칭된 채의 마텐자이트 (템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트) 와 템퍼드 마텐자이트의 합계 체적 분율을 의미한다.

마텐자이트상 이외에는, 페라이트상을 함유한다. 페라이트상의 체적 분율은 특별히 한정되지 않지만, 25 ∼ 60 ％ 인 것이 바람직하다. 하한에 대해 보다 바람직하게는 30 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 35 ％ 이상이다. 상한에 대해 보다 바람직하게는 55 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 50 ％ 이하이다.

또, 본 발명의 고강도 강판의 강 조직에는, 마텐자이트 및 페라이트 이외에, 베이나이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트가 함유되는 경우가 있다. 이들 그 밖의 상의 합계는 10 ％ 이하이면 허용할 수 있다.

마텐자이트립과 인접한 페라이트립의 입경의 비의 평균이 1/4 이상 1 이하인 마텐자이트립의 합계 체적률 : 60 ％ 이상

마텐자이트립과 인접한 페라이트립의 입경의 비 (마텐자이트 입경/페라이트 입경) 의 평균이 1/4 미만인 비율이 많아지면, HAZ 부의 입 성장에 의해 용접부의 강도가 저하된다. 따라서, 상기 비의 평균을 1/4 이상으로 한다. 한편, 상기 비의 평균이 1 초과인 비율이 많아지면, 마텐자이트립이 응력의 집중을 받기 쉽고, 마텐자이트립의 주변에 보이드가 발생하여, 용접부 피로 강도가 저하된다. 그래서, 마텐자이트립과 인접한 페라이트립의 입경의 비의 평균이 1/4 이상 1 이하인 마텐자이트립의 합계 체적률을 60 ％ 이상으로 한다. 상한은 특별히 한정되지 않지만, 90 ％ 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 85 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 80 ％ 이하이다.

또한, 마텐자이트립과 인접하는 페라이트립이란, 압연 방향에 평행한 하기 판두께 단면의 관찰에 있어서, 마텐자이트립에 접하는 페라이트립을 의미한다. 또, 마텐자이트립과 인접한 페라이트립의 입경의 비의 평균이란, 판두께 단면 관찰에 있어서, 각 페라이트립과 마텐자이트립의 입경비를 산출하고, 그것들을 평균한 것을 의미한다. 예를 들어, 마텐자이트립과 인접하는 페라이트립이 3 개 있는 경우에는, 마텐자이트립과 각 페라이트립의 입경비를 산출하고, 이어서, 얻어진 3 개의 입경비를 평균하여, 마텐자이트립과 인접한 페라이트립의 입경의 비의 평균을 얻는다.

본 발명에서는, 마텐자이트상에 있어서의, 마텐자이트립과 인접한 페라이트립의 입경의 비의 평균이 1/4 이상 1 이하인 마텐자이트립의 합계 체적률이 상기 범위에 있으면 되고, 마텐자이트립의 평균 입경, 페라이트립의 평균 입경은 특별히 한정되지 않는다. 본 발명에 있어서, 마텐자이트립의 평균 입경은 1 ∼ 8 ㎛ 의 범위에 있는 것이 바람직하고, 하한에 대해 바람직하게는 2 ㎛ 이상, 더욱 바람직하게는 3 ㎛ 이상이다. 상한에 대해 바람직하게는 7 ㎛ 이하, 더욱 바람직하게는 5 ㎛ 이하이다. 페라이트립에 대해서는 3 ∼ 15 ㎛ 의 범위에 있는 것이 바람직하고, 하한에 대해 바람직하게는 4 ㎛ 이상, 더욱 바람직하게는 5 ㎛ 이상이다. 상한에 대해 바람직하게는 10 ㎛ 이하, 더욱 바람직하게는 9 ㎛ 이하이다.

본 발명의 고강도 강판은 항복 강도 YP 가 550 ㎫ 이상이다. 바람직하게는 560 ㎫ 이상, 보다 바람직하게는 570 ㎫ 이상이다. YP 의 상한은, 다른 특성과의 밸런스나 원하는 조직의 얻기 용이함 등을 고려하여, 800 ㎫ 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 750 ㎫ 이하, 더욱 바람직하게는 700 ㎫ 이하이다.

그 밖의 인장 특성인 인장 강도 (TS) 는, 950 ㎫ 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 980 ㎫ 이상, 더욱 바람직하게는 1000 ㎫ 이상이다. 인장 강도의 상한은, 다른 특성과의 밸런스나 원하는 조직의 얻기 용이함 등을 고려하여, 1200 ㎫ 이하가 바람직하고 보다 바람직하게는 1150 ㎫ 이하, 더욱 바람직하게는 1100 ㎫ 이하이다.

그 밖의 인장 특성인 맞댐 신장 (El) 은, 14.0 ％ 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 14.5 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 15.0 ％ 이상이다. 다른 특성과의 밸런스나 원하는 조직의 얻기 용이함 등을 고려하여, El 은 20.0 ％ 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 19.0 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 18.0 ％ 이하이다.

본 발명의 고강도 강판은, 우수한 용접부 피로 강도를 갖는다. 구체적으로는, 실시예에 기재된 방법으로 측정한 십자 인장력이 250 N 이상이다. 보다 바람직하게는 275 N 이상, 더욱 바람직하게는 300 N 이상이다. 상한에 대해서는, 다른 특성과의 밸런스나 원하는 조직의 얻기 용이함 등을 고려하여, 500 N 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 450 N 이하, 더욱 바람직하게는 400 N 이하이다.

이상의 인장 특성은, 실시예에 기재된 방법으로 측정된 값을 채용한다.

본 발명의 고강도 강판은, 표면에 도금층을 갖는 고강도 강판이어도 된다. 도금층으로는, 도금층으로는, 용융 아연 도금층, 전기 아연 도금층, 용융 알루미늄 도금층 등을 모두 예시할 수 있다. 또, 도금층은, 용융 아연 도금 후에 합금화 처리를 실시하여 이루어지는 합금화 용융 아연 도금층이어도 된다.

다음으로, 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.

이하, 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법은, 열연 공정과 냉연 공정과 어닐링 공정을 갖는다. 또, 본 발명의 제조 방법이, 도금층을 갖는 고강도 강판인 경우에는, 추가로 도금 공정을 갖는다. 이하, 이들 각 공정에 대해 설명한다.

열연 공정이란, 상기 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 열간 압연 후, 평균 냉각 속도가 10 ∼ 30 ℃/s 인 조건에서 냉각시키고, 권취 온도가 470 ∼ 700 ℃ 인 조건에서 권취하는 공정이다.

본 발명에 있어서, 강 소재 (강 슬래브) 의 용제 방법은 특별히 한정되지 않고, 전로, 전기로 등, 공지된 용제 방법을 채용할 수 있다. 또, 용제 후, 편석 등의 문제로부터 연속 주조법에 의해 강 소재로 하는 것이 바람직하지만, 조괴-분괴 압연법, 박슬래브 연속 주조법 등, 공지된 주조 방법으로 슬래브로 해도 된다. 또한, 주조 후에 슬래브를 열간 압연하는 데에 있어서, 가열로에서 슬래브를 재가열한 후에 압연해도 되고, 소정 온도 이상의 온도를 유지하고 있는 경우에는, 슬래브를 가열하지 않고 직송 압연해도 된다.

상기의 얻어진 강 소재에, 조 (粗) 압연 및 마무리 압연으로 구성되는 열간 압연을 실시하는데, 본 발명에 있어서는, 조압연 전에 강 소재 중의 탄화물을 용해시킬 필요가 있다. 슬래브를 가열하는 경우에는, 탄화물을 용해시키거나, 압연 하중의 증대를 방지하거나 하기 위해, 1100 ℃ 이상으로 가열하는 것이 바람직하다. 또, 스케일 로스의 증대를 방지하기 위해, 슬래브의 가열 온도는 1300 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, 전술한 바와 같이, 조압연 전의 강 소재가, 소정 온도 이상의 온도를 유지하고 있고, 강 소재 중의 탄화물이 용해되어 있는 경우에는, 조압연 전의 강 소재를 가열하는 공정은 생략 가능하다. 또한, 조압연 조건, 마무리 압연 조건에 대해서는 특별히 한정할 필요는 없다. 본 발명에 있어서 마무리 압연 종료 온도는 850 ∼ 1000 ℃ 의 범위가 바람직하다.

마무리 압연 후의 평균 냉각 속도 : 10 ∼ 30 ℃/s

마무리 압연 종료 후, 권취 온도까지의 평균 냉각 속도가 10 ℃/s 미만이면, 페라이트립이 성장하지 않아, 열 영향부의 인성이 저하된다. 한편, 30 ℃/s 를 초과하면, 페라이트립이 지나치게 성장하여, 강도가 저하된다. 따라서, 상기 평균 냉각 속도를 10 ∼ 30 ℃/s 로 한다. 바람직하게는 15 ∼ 25 ℃/s 이다.

권취 온도 : 470 ∼ 700 ℃

권취 온도가 470 ℃ 를 하회하면, 베이나이트 등 저온 변태상이 생성되고, 상기 비의 평균이 1/4 이상 1 이하인 마텐자이트립의 합계 체적률이 원하는 범위를 만족시키지 않게 되어, 용접 열 영향부에서 연화가 발생한다. 한편, 권취 온도가 700 ℃ 를 초과하면, Si, Mn 이 강판 표면으로 확산되어 용접부 내식성이 열화되기 쉬워짐과 함께, 펄라이트도 생성되기 쉬워져, 강도가 저하된다. 따라서, 권취 온도는 470 ∼ 700 ℃ 로 한다. 바람직하게는, 500 ℃ 이상 600 ℃ 이하이다.

이어서, 냉연 공정을 실시한다. 냉간 압연 공정은, 이상의 방법으로 얻어진 열연 강판을 냉간 압연하는 공정이다.

냉연 공정에 있어서, 압연율은 특별히 한정되지 않는다. 예를 들어, 압연율을 30 ∼ 80 ％ 의 범위에서 조정하는 것이 바람직하다.

이어서, 어닐링 공정을 실시한다. 어닐링 공정이란, 냉연 공정에서 얻어진 냉연 강판을, 750 ∼ 900 ℃ 의 어닐링 온도역까지 가열하고, 어닐링 시간 : 30 ∼ 200 초의 조건에서 어닐링하고, 600 ℃ 까지의 평균 냉각 속도 : 10 ∼ 40 ℃/s, 600 ℃ 까지의 냉각시에 반경 1500 ㎜ 이하의 롤로 반복 굽힘을 합계 : 1 회 이상 4 회 이하, 냉각 정지 온도 : 400 ∼ 600 ℃ 의 조건에서 냉각시키고, 상기 냉각 정지 온도에서 2 ∼ 200 초 유지하는 공정이다.

어닐링 온도 : 750 ∼ 900 ℃

어닐링 시간 : 30 ∼ 200 초 (s)

마텐자이트의 체적 분율이 40 ∼ 75 ％, 또한 마텐자이트립과 인접한 페라이트립의 입경의 비의 평균이 1/4 이상 1 이하인 마텐자이트립의 합계 체적률이 60 ％ 이상인 강 조직으로 하기 위해서는, 냉간 압연 후의 강판을 750 ∼ 900 ℃ 의 어닐링 온도에서 30 ∼ 200 초 유지하여 어닐링할 필요가 있다. 어닐링 온도가 750 ℃ 미만이나 어닐링 시간이 30 초 미만인 경우, 회복의 진행이 느려져, 충분한 마텐자이트 체적 분율을 얻을 수 없다. 한편, 어닐링 온도가 900 ℃ 를 초과하면, 마텐자이트상의 체적 분율이 높아져, 템퍼링 영역도 증가하고, 열 영향부의 인성이 저하된다. 또, 어닐링 시간이 200 초를 초과하면, 철탄화물의 다량의 석출에 의해 연성의 저하를 초래하는 경우가 있다. 따라서, 어닐링 온도는 750 ∼ 900 ℃, 보다 바람직하게는 800 ∼ 900 ℃, 유지 시간은 30 ∼ 200 초, 보다 바람직하게는 50 ∼ 150 초로 한다.

상기 어닐링 온도에서 상기 어닐링 시간 유지한 후, 600 ℃ 까지의 평균 냉각 속도 : 10 ∼ 40 ℃/s, 600 ℃ 까지의 냉각시에 반경 1500 ㎜ 이하의 롤로 반복 굽힘을 합계 : 1 회 이상 4 회 이하, 냉각 정지 온도 : 400 ∼ 600 ℃ 의 조건에서 냉각을 실시한다.

600 ℃ 까지의 평균 냉각 속도 : 10 ∼ 40 ℃/s

평균 냉각 속도가 40 ℃/s 초과가 되면, 페라이트립이 성장하지 않아, 상기 비의 평균이 1/4 이상 1 이하인 마텐자이트립의 합계 체적률이 60 ％ 이상인 것을 얻을 수 없게 되어, 용접 변형 강도가 저하된다. 한편, 평균 냉각 속도가 10 ℃/s 미만이 되면, 페라이트립 성장이 진행되어, 열 영향부의 인성 및 피로 강도가 저하된다. 따라서, 600 ℃ 까지의 평균 냉각 속도는 10 ∼ 40 ℃/s 로 한다. 600 ℃ 에서 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도는 특별히 한정되지 않는다. 20 ∼ 60 ℃/s 의 범위에서 조정하는 것이 바람직하다.

반경 1500 ㎜ 이하의 롤로 합계 1 회 이상 4 회 이하의 반복 굽힘

단순히 냉각시키는 것만으로는, 원하는 강 조직을 얻을 수 없다. 원하는 강 조직을 얻을 수 없으면 용접부 피로 강도가 저하된다. 그래서, 원하는 강 조직을 얻기 위해서, 어닐링 온도로부터 600 ℃ 까지의 고온 범위에서 굽힘과 폄을 실시하면서, 냉각 속도 10 ∼ 40 ℃/s 로 600 ℃ 까지 냉각시킨다. 이 반복 굽힘을 실시함으로써 상기 비의 평균이 1/4 이상 1 이하인 마텐자이트립의 합계 체적률을 조정할 수 있는 것을 알아내고, 상기 비의 평균이 1/4 이상 1 이하인 마텐자이트립의 합계 체적률이 용접부 피로 강도에 관계되는 것을 지견하였다. 상기 비의 평균이 1/4 이상 1 이하인 마텐자이트립의 합계 체적률을 원하는 범위로 하기 위해서는, 롤 직경은 1500 ㎜ 이하로 할 필요가 있다. 또, 반복 굽힘 횟수가 5 회 이상에서는 상기 비의 평균이 1/4 이상 1 이하인 마텐자이트립의 합계 체적률이 60 ％ 미만이 되기 때문에, 4 회 이하로 하였다. 바람직하게는, 3 회 이하이다. 또한, 반복 굽힘 횟수란, 굽힘과 폄을 합하여 1 회로 하는 것이 아니라, 굽힘으로 1 회, 폄으로 1 회로 하여 횟수를 센다.

냉각 정지 온도 : 400 ∼ 600 ℃

유지 시간 : 2 ∼ 200 초

400 ℃ 미만까지 냉각시키면, 템퍼드 마텐자이트가 증가하여, 강도가 저하된다. 한편 냉각 정지 온도를 600 ℃ 초과로 하면, 페라이트립 성장이 진행되어, 열 영향부의 인성 및 피로 강도가 저하된다. 유지 시간이 200 초 초과가 되면, 생산성상 바람직하지 않은 데다가, 베이나이트 변태가 진행되어, 강도가 저하된다. 한편, 유지 시간이 2 초 미만이 되면, 상기 비의 평균이 1/4 이상 1 이하인 마텐자이트립의 합계 체적률이 원하는 범위를 만족시키지 않게 된다. 따라서, 냉각 정지 온도를 400 ∼ 600 ℃, 그 냉각 정지 온도에서의 유지 시간을 2 ∼ 200 초로 한다.

본 발명의 고강도 강판의 제조 방법이, 표면에 도금층을 갖는 고강도 강판의 제조 방법인 경우에는, 본 발명의 제조 방법은, 추가로 도금 공정을 갖는다.

도금 공정은, 고강도 강판의 표면에 도금 처리를 실시하는 공정이다. 도금 처리의 방법은, 형성하는 도금층에 따라, 통상적인 방법을 채용할 수 있다. 또, 용융 아연 도금 처리의 경우에는, 합금화 처리를 실시해도 된다.

실시예 1

표 1 에 나타내는 성분 조성의 슬래브를 표 2 에 나타내는 조건에서, 열간 압연, 냉간 압연, 어닐링을 실시하여 고강도 강판을 제조하였다. 여기서, No.1, 2, 9, 10, 19, 20, 23, 33 에 대해서는, 도금 처리를 실시하였다.

(1) 조직 관찰

얻어진 강판의 압연 방향의 판두께 단면을 연마하고, 1 ％ 나이탈에 의한 부식 현출시켰다. 주사형 전자 현미경으로 2000 배로 확대하여, 표면으로부터 판두께 1/4t 부까지의 영역 내를 10 시야분 촬영하여, ASTM E 112-10 에 준거한 절단법에 의해 구한다. t 는 강판의 두께 (판두께) 이다. 상기 촬영 화상에 기초하여, 각 상의 면적률을 측정하였다. 이 면적률을 체적 분율로 간주하였다. 페라이트상은 입 내에 부식흔이나 시멘타이트가 관찰되지 않는 형태를 갖는 조직이다. 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트는 입 내에 시멘타이트가 확인되지 않고, 페라이트상보다 밝은 콘트라스트이며, 템퍼드 마텐자이트는 입 내에 부식흔이나 시멘타이트가 확인되는 조직이다. 이들 상에 대해 화상 해석에 의해 관찰 시야에 대한 면적률의 평균을 구하였다. 여기서, 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트로 식별된 영역에는 소량의 잔류 오스테나이트가 함유된다. 그래서, 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트와 잔류 오스테나이트를 구별하기 위해, 잔류 오스테나이트의 측정에 대해, 판두께 방향에 대해 1/4 위치까지 연삭 가공하고, 200 ㎛ 이상 화학 연마를 실시한 판면의 X 선 회절 강도에 의해 잔류 오스테나이트상의 체적 분율을 정량하였다. 입사선원은 MoKα 선을 사용하고, (200)α, (211)α, (200)γ, (220)γ, (311)γ 의 피크로부터 측정하였다. 얻어진 잔류 오스테나이트상의 체적 분율의 값은 강판 조직의 면적률과 동등하게 취급하였다. 본 발명의 마텐자이트 면적률 (체적 분율) 은, 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트 면적률로부터 잔류 오스테나이트의 면적률을 빼고, 템퍼드 마텐자이트의 면적률을 더한 값으로 하였다. 또한, 그 밖의 상으로서 베이나이트, 펄라이트가 확인되었다.

상기의 체적 분율의 도출에 사용한 촬영 화상을 사용하여 Media Cybernetics사의 Image-Pro 를 사용하여, 마텐자이트상 전체에 있어서의, 마텐자이트립과 인접한 페라이트립의 입경의 비의 평균이 1/4 이상 1 이하인 마텐자이트립의 합계 체적률을 측정하였다.

상기의 체적 분율의 도출에 사용한 촬영 화상을 사용하여, 마텐자이트의 평균 입경 및 페라이트의 평균 입경에 대해, 주사형 전자 현미경 (SEM) 으로 1000 배로 확대하여, 10 시야분 촬영하고, ASTM E 112-10 에 준거한 절단법에 의해 구하였다. 산출한 마텐자이트의 평균 입경 및 페라이트의 평균 입경을 표 3 에 나타낸다.

(2) 인장 특성

압연 방향과 90°인 방향 (판폭 방향) 을 길이 방향 (인장 방향) 으로 하는 JIS Z 2201 에 기재된 5 호 시험편을 사용하여, JIS Z 2241 에 준거한 인장 시험을 5 회 실시하여, 평균의 항복 강도 (YP), 인장 강도 (TS), 맞댐 신장 (EL) 을 구하였다. 산출 결과를 표 3 에 나타낸다.

(3) 용접부 피로 시험

먼저, 이하의 조건에서 스폿 용접을 실시하였다. 전극 : DR6mm-40R, 가압력 : 4802 N (490 kgf), 통전 시간 : 17 cycles 로 실시하고, 너깃 직경을 6.5 ㎜ 가 되도록 전류값을 조정하여, 십자 인장 시험편을 제작하였다. 그 후 피로 한계를 10^6 회, 시험 속도 20 Hz 로 시험을 실시하고, JIS Z 3137 에 기초하여 십자 인장 시험을 실시하였다. 결과를 표 3 에 나타낸다.

Claims

질량％ 로,
C : 0.05 ∼ 0.15 ％,
Si : 0.01 ∼ 1.80 ％,
Mn : 1.8 ∼ 3.2 ％,
P : 0.05 ％ 이하,
S : 0.020 ％ 이하,
Al : 0.01 ∼ 2.0 ％,
N : 0.010 ％ 이하를 함유하고,
추가로,
B : 0.0001 ∼ 0.005 ％,
Ti : 0.005 ∼ 0.04 ％ 및
Nb : 0.005 ∼ 0.06 ％ 중 1 종 이상을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
압연 방향의 판두께 단면의 관찰에 있어서, 체적 분율로 40 ∼ 75 ％ 의 마텐자이트상을 함유하고,
그 마텐자이트상 전체에 있어서의, 마텐자이트립과 인접한 페라이트립의 입경의 비의 평균이 1/4 이상 1 이하인 마텐자이트립의 합계 체적률이 60 ％ 이상인 강 조직을 갖고,
항복 강도 (YP) 가 550 ㎫ 이상인 고강도 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 성분 조성은, 추가로, 질량％ 로,
Mo : 0.03 ∼ 0.50 ％,
Cr : 0.1 ∼ 1.0 ％ 중 어느 1 종 이상을 합계로 1 ％ 이하 함유하는 고강도 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 성분 조성은, 추가로, 질량％ 로, Cu, Ni, Sn, As, Sb, Ca, Mg, Pb, Co, Ta, W, REM, Zn, V, Sr, Cs 및 Hf 중 어느 1 종 이상을 합계로 0.5 ％ 이하 함유하는 고강도 강판.
제 2 항에 있어서,
상기 성분 조성은, 추가로, 질량％ 로, Cu, Ni, Sn, As, Sb, Ca, Mg, Pb, Co, Ta, W, REM, Zn, V, Sr, Cs 및 Hf 중 어느 1 종 이상을 합계로 0.5 ％ 이하 함유하는 고강도 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
표면에 도금층을 갖는 고강도 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 열간 압연 후, 평균 냉각 속도가 10 ∼ 30 ℃/s 인 조건에서 냉각시키고, 권취 온도가 470 ∼ 700 ℃ 인 조건에서 권취하는 열연 공정과,
상기 열연 공정에서 얻어진 열연 강판을 냉간 압연하는 냉연 공정과,
상기 냉연 공정에서 얻어진 냉연 강판을, 750 ∼ 900 ℃ 의 어닐링 온도역까지 가열하고, 어닐링 시간 : 30 ∼ 200 초의 조건에서 어닐링하고, 600 ℃ 까지의 평균 냉각 속도 : 10 ∼ 40 ℃/s, 600 ℃ 까지의 냉각시에 반경 1500 ㎜ 이하의 롤로 반복 굽힘을 합계 : 1 회 이상 4 회 이하, 냉각 정지 온도 : 400 ∼ 600 ℃ 의 조건에서 냉각시키고, 상기 냉각 정지 온도에서 2 ∼ 200 초 유지하는 어닐링 공정을 갖는 고강도 강판의 제조 방법.
제 6 항에 있어서,
상기 어닐링 공정 후의 강판의 표면에 도금 처리를 실시하는 도금 공정을 갖는 고강도 강판의 제조 방법.