KR102487316B1 - 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판, 및 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법 - Google Patents

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고이치 사노
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Abstract

질량％로 C 0.080 내지 0.500％, Si 2.50％ 이하, Mn 0.50 내지 5.00％, P 0.100％ 이하, S 0.0100％ 이하, Al 0.001 내지 2.500％, N 0.0150％ 이하, O 0.0050％ 이하, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 소정의 식을 만족하는 강판은, 표면으로부터 1/8t 내지 3/8t의 영역의 마이크로 조직이, 체적％로 침상 페라이트 20％ 이상, 잔류 오스테나이트를 포함하는 섬상 경질 조직 20％ 이상을 포함하고, 잔류 오스테나이트 2％ 이상 25％ 이하, 괴상 페라이트 20％ 이하로 제한되고, 섬상 경질 조직은, 원 상당 직경 1.5㎛ 이상의 경질 영역의 애스펙트비의 평균이 2.0 이상이고, 원 상당 직경 1.5㎛ 미만의 경질 영역의 애스펙트비의 평균이 2.0 미만이고, 원 상당 직경 1.5㎛ 미만의 경질 영역의 개수 밀도의 평균이 1.0×1010개ㆍm-2 이상이고, 섬상 경질 조직의 개수 밀도의 최대 및 최소 개수 밀도의 비가 2.5 이하이다.

Description

성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판, 및 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법
본 발명은 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판, 및 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법에 관한 것이다.
근년, 자동차에는 차체를 경량화하여 연비를 높이고, 탄산 가스의 배출량을 저감하기 위해, 또한 충돌 시에 충돌 에너지를 흡수하여 탑승자의 보호ㆍ안전을 확보하기 위해, 고강도 강판이 많이 사용되고 있다.
그러나, 일반적으로 강판을 고강도화하면, 성형성(연성, 구멍 확장성 등)이 저하되고, 복잡한 형상으로의 가공이 곤란해지므로, 성형성(연성, 구멍 확장성 등)과, 내충격성을 확보할 수 있는 강도의 양립을 도모하는 것은 간단하지 않으며, 지금까지 여러 기술이 제안되어 있다.
예를 들어, 특허문헌 1에는 780MPa급 이상의 고강도 강판에 있어서, 강판 조직을, 점적률로, 페라이트: 5 내지 50％, 잔류 오스테나이트: 3％ 이하, 잔부: 마르텐사이트(평균 애스펙트비: 1.5 이상)로 하여, 강도-신장 밸런스 및 강도-신장 플랜지 밸런스를 개선하는 기술이 개시되어 있다.
특허문헌 2에는, 고장력 용융 아연 도금 강판에 있어서, 평균 결정 입경이 10㎛ 이하인 페라이트, 20체적％ 이상인 마르텐사이트 및 그 밖의 제2 상으로 이루어지는 복합 조직을 형성하여, 내식성과 내2차 가공 취성을 개선하는 기술이 개시되어 있다.
특허문헌 3 및 8에는, 강판의 금속 조직을 페라이트(연질 조직)와 베이나이트(경질 조직)의 복합 조직으로 하여, 고강도에서도 높은 신장을 확보하는 기술이 개시되어 있다.
특허문헌 4에는, 고강도 강판에 있어서, 점적률로, 페라이트가 5 내지 30％, 마르텐사이트가 50 내지 95％이고, 페라이트의 평균 입경이 원 상당 직경으로 3㎛ 이하, 마르텐사이트의 평균 입경이 원 상당 직경으로 6㎛ 이하인 복합 조직을 형성하여, 신장 및 신장 플랜지성을 개선하는 기술이 개시되어 있다.
특허문헌 5에는, 오스테나이트로부터 페라이트로의 변태 중의 상 계면에서, 주로 입계 확산에서 발생하는 석출 현상(상간 계면 석출)에 의해 석출 분포를 제어 하여 석출시킨 석출 강화 페라이트를 주상으로 하여, 강도와 신장의 양립을 도모하는 기술이 개시되어 있다.
특허문헌 6에는, 강판 조직을 페라이트 단상 조직으로 하고, 페라이트를 미세 탄화물로 강화하여 강도와 신장을 양립시키는 기술이 개시되어 있다. 특허문헌 7에는, 고강도 박강판에 있어서, 페라이트상, 베이나이트상, 및 마르텐사이트상과 오스테나이트 입자의 계면에서 필요한 C 농도를 갖는 오스테나이트 입자를 50％ 이상으로 하여, 신장과 구멍 확장성을 확보하는 기술이 개시되어 있다.
근년, 자동차를 대폭 경량화함과 함께, 내충격성을 높이기 위해, 590MPa 이상의 고강도강을 사용하는 것이 시도되고 있지만, 종래 기술로는 성형성의 향상이 곤란하여, 성형성(연성, 구멍 확장성 등)이 우수한 590MPa 이상의 고강도강이 요구되고 있다.
일본 특허 공개 제2004-238679호 공보 일본 특허 공개 제2004-323958호 공보 일본 특허 공개 제2006-274318호 공보 일본 특허 공개 제2008-297609호 공보 일본 특허 공개 제2011-225941호 공보 일본 특허 공개 제2012-026032호 공보 일본 특허 공개 제2011-195956호 공보 일본 특허 공개 제2013-181208호 공보
본 발명은 자동차의 경량화와 내충격성의 확보를 실현하는 인장 최대 강도(TS)가 590MPa 이상인 고강도 강판에 있어서, 성형성의 향상이 요구되고 있는 것에 비추어, TS가 590MPa 이상인 고강도강(아연 도금 강판, 아연 합금 도금 강판, 합금화 아연 도금 강판, 합금화 아연 합금 도금 강판을 포함함)에 있어서, 성형성의 향상을 도모하는 것을 과제로 하고, 해당 과제를 해결하는 고강도 강판, 및 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 상기 과제를 해결하는 방법에 대하여 예의 연구하였다. 그 결과, 소재 강판(열처리용 강판)의 마이크로 조직을 소정의 탄화물을 내포하는 라스 조직으로 하고, 필요한 열처리를 실시하면, 열처리 후의 강판에 있어서, 고강도와 내충격성을 겸비한, 성형성이 우수한 마이크로 조직을 형성할 수 있는 것을 알아냈다.
본 발명은 상기 지견에 기초하여 이루어진 것이며, 그 요지는 이하와 같다.
[1] 성분 조성이, 질량％로,
C: 0.080 내지 0.500％,
Si: 2.50％ 이하,
Mn: 0.50 내지 5.00％,
P: 0.100％ 이하,
S: 0.0100％ 이하,
Al: 0.001 내지 2.000％,
N: 0.0150％ 이하,
O: 0.0050％ 이하,
잔부: Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 또한 하기 식 (1)을 만족하는 강판에 있어서,
강판 표면으로부터 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께)의 영역의 마이크로 조직이, 체적％로,
침상 페라이트: 20％ 이상,
마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 또는 2종 이상으로 이루어지는 섬상 경질 조직: 20％ 이상
을 포함하고,
잔류 오스테나이트: 2％ 이상 25％ 이하이고,
괴상 페라이트: 20％ 이하,
펄라이트 및/또는 시멘타이트: 합계로 5％ 이하
로 제한되고,
상기 섬상 경질 조직에 있어서, 원 상당 직경 1.5㎛ 이상의 경질 영역의 애스펙트비의 평균이 2.0 이상이고, 원 상당 직경 1.5㎛ 미만의 경질 영역의 애스펙트비의 평균이 2.0 미만이고,
상기 원 상당 직경 1.5㎛ 미만의 경질 영역의 단위 면적당 개수 밀도(이하 간단히 「개수 밀도」라고도 함)의 평균이 1.0×1010개ㆍm-2 이상이며, 또한 3개 이상의 시야에 있어서, 각각 5.0×10-10㎡ 이상의 면적에 있어서 섬상 경질 조직의 개수 밀도를 구하였을 때, 그 최대 개수 밀도와 최소 개수 밀도의 비가 2.5 이하인
것을 특징으로 하는 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판.
[Si]+0.35[Mn]+0.15[Al]+2.80[Cr]+0.84[Mo]+0.50[Nb]+0.30[Ti]≥1.00 … (1)
[원소]: 원소의 질량％
[2] 상기 성분 조성이, 추가로 질량％로,
Ti: 0.300％ 이하,
Nb: 0.100％ 이하,
V: 1.00％ 이하
중 1종 또는 2종 이상을 포함하는
것을 특징으로 하는 본 발명의 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판.
[3] 상기 성분 조성이, 추가로 질량％로,
Cr: 2.00％ 이하,
Ni: 2.00％ 이하,
Cu: 2.00％ 이하,
Mo: 1.00％ 이하,
W: 1.00％ 이하,
B: 0.0100％ 이하
중 1종 또는 2종 이상을 포함하는
것을 특징으로 하는 본 발명의 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판.
[4] 상기 성분 조성이, 추가로 질량％로,
Sn: 1.00％ 이하,
Sb: 0.200％ 이하
중 1종 또는 2종을 포함하는
것을 특징으로 하는 본 발명의 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판.
[5] 상기 성분 조성이, 추가로 질량％로, Ca, Ce, Mg, Zr, La, Hf, REM 중 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0100％ 이하 포함하는
것을 특징으로 하는 본 발명의 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판.
[6] 상기 고강도 강판의 편면 또는 양면에 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 본 발명의 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판.
[7] 상기 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층이 합금화 도금층인 것을 특징으로 하는 본 발명의 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판.
[8] 본 발명의 성분을 함유하는 주편을 1080℃ 이상 1300℃ 이하로 가열한 후, 최고 가열 온도부터 1000℃까지의 온도 영역에 있어서의 열간 압연 조건이 식 (A)를 만족하고, 또한 압연 완료 온도를 975℃부터 850℃의 구간으로 하는 열간 압연을 실시하는 열간 압연 공정과,
열간 압연이 완료되고 나서 600℃까지의 냉각 조건이, 압연 완료 온도부터 600℃까지의 온도를 15등분한 각 온도 영역에 있어서의 변태 진행 정도의 총합을 나타내는 하기 식 (2)를 만족하며, 또한 600℃에 도달한 후, 후술하는 중간 열처리를 개시할 때까지 20℃마다 산출하는 온도 이력이 하기 식 (3)을 만족하는 냉각 공정과,
압하율 80％ 이하의 냉간 압연을 실시하는 냉간 압연 공정과,
(Ac3-30)℃부터 (Ac3+100)℃의 온도로, 650℃부터 (Ac3-40)℃의 온도 영역의 평균 가열 속도를 30℃/초 이상으로 하여 가열하고, 당해 가열 온도부터 (최고 가열 온도-10)℃의 온도 영역에 있어서의 체류 시간을 100초 이하로 제한하고, 다음에 가열 온도로부터 냉각할 때, 750℃부터 450℃의 온도 영역의 평균 냉각 속도를 30℃/초 이상으로 하여 냉각하는 중간 열처리 공정을 실시하여 얻어지는 열처리용 강판에,
(Ac1+25)℃부터 Ac3점의 온도로, 450℃부터 650℃에 있어서의 온도 이력을 하기 식 (B)를 만족하는 범위로 하고, 다음에 650℃부터 750℃에 있어서의 온도 이력을 하기 식 (C)를 만족하는 범위로 하여 가열하고,
가열 온도로 150초 이하 유지하고,
가열 유지 온도로부터 냉각할 때, 700℃부터 550℃의 온도 영역의 평균 냉각 속도를 10℃/초 이상으로 하여, 550℃부터 300℃의 온도 영역으로 냉각하고,
550℃부터 300℃의 온도 영역에 있어서의 체류 시간을 1000초 이하로 하고,
또한, 550℃부터 300℃의 온도 영역에 있어서의 체류 조건이 하기 식 (4)를 만족하는 본 열처리 공정을 실시하는
것을 특징으로 하는 본 발명의 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
Figure 112022115577868-pct00047
n: 가열로로부터 취출 후, 1000℃에 이르기까지의 압연 패스수
hi: i패스 후의 마무리 판 두께[mm]
Ti: i패스째의 압연 온도[℃]
ti: i패스째의 압연부터 i+1패스째까지의 경과 시간[초]
A=9.11×107, B=2.72×104: 상수
Figure 112021076581116-pct00002
t(n): n번째의 온도 영역에 있어서의 체류 시간[초]
원소 기호: 원소의 질량％
Tf: 열간 압연 완료 온도[℃]
Figure 112021076581116-pct00003
Tn: n-1회째의 산출 시점부터 n회째의 산출 시점에 이르기까지의 평균 강판 온도[℃]
tn: n회째의 산출 시에 있어서의 탄화물의 성장에 관한 실효 총 시간[시간]
Δtn: n-1회째의 산출 시점부터 n회째의 산출 시점에 이르기까지의 경과 시간[시간]
C: 탄화물의 성장 속도에 관한 파라미터(원소 기호: 원소의 질량％)
Figure 112021076581116-pct00004
단, 각 화학 조성은 첨가량[질량％]을 나타낸다.
F: 상수, 2.57
tn: (440+10n)℃부터 (450+10n)℃까지의 경과 시간[초]
K: 식 (3) 중변의 값
Figure 112021076581116-pct00005
M: 상수 5.47×1010
N: 식 (B) 좌변의 값
P: 0.38Si+0.64Cr+0.34Mo
단, 각 화학 조성은 첨가량[질량％]을 나타낸다.
Q: 2.43×104
tn: (640+10n)℃부터 (650+10n)℃까지의 경과 시간[초]
Figure 112021076581116-pct00006
T(n): 체류 시간을 10등분하였을 때의 n번째의 시간대에 있어서의 강판의 평균 온도
Bs점(℃)=611-33[Mn]-17[Cr]-17[Ni]-21[Mo]-11[Si]+30[Al]+(24[Cr]+15[Mo]
+5500[B]+240[Nb])/(8[C])
[원소]: 원소의 질량％
Bs<T(n)일 때, (Bs-T(n))=0
t: 550 내지 300℃의 온도 영역에 있어서의 체류 시간의 합계[초]
[9] 상기 본 열처리 공정 전의 열처리용 강판에, 압하율 15％ 이하의 냉간 압연을 실시하는 것을 특징으로 하는 본 발명의 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
[10] 상기 본 열처리 공정 후의 강판을 200℃부터 600℃로 가열하여 템퍼링하는 것을 특징으로 하는 본 발명의 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
[11] 상기 본 열처리 공정 또는 템퍼링 후의 강판에, 압하율 2.0％ 이하의 스킨 패스 압연을 실시하는 것을 특징으로 하는 본 발명의 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
[12] 본 발명의 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법이며,
본 발명의 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법으로 제조한 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판을, 아연을 주성분으로 하는 도금욕에 침지하고, 고강도 강판의 편면 또는 양면에 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 형성하는
것을 특징으로 하는 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
[13] 본 발명의 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법이며,
본 발명의 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법에 있어서 550℃부터 300℃의 온도 영역에 체류하는 강판을, 아연을 주성분으로 하는 도금욕에 침지하고, 고강도 강판의 편면 또는 양면에 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 형성하는
것을 특징으로 하는 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
[14] 본 발명의 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법이며,
본 발명의 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법으로 제조한 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 편면 또는 양면에 전기 도금으로 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 형성하는
것을 특징으로 하는 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
[15] 본 발명의 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법이며,
본 발명의 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법으로 제조한 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 편면 또는 양면에 전기 도금으로 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 형성하는
것을 특징으로 하는 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
[16] 본 발명의 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판을 제조하는 제조 방법이며,
상기 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 400℃부터 600℃로 가열하고, 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층에 합금화 처리를 실시하는
것을 특징으로 하는 본 발명의 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
본 발명에 따르면, 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법의 개요를 도시하는 모식도이다.
도 2a는 본 발명 강의 조직 이미지도이다.
도 2b는 비교 강으로서 일반적인 고강도 복합 조직강의 조직 이미지도이다.
도 2c는 비교 강으로서 특성을 개선한 고강도 복합 조직강(예를 들어 특허문헌 1)에 관한 것의 조직 이미지도이다.
본 발명의 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판을 제조하기 위해서는, 이하의 열처리용 강판(이하 「강판 a」라고 하는 경우가 있음)을 제조하고, 이 열처리용 강판을 열처리할 필요가 있다. 이 열처리용 강판은, 성분 조성이, 질량％로,
C: 0.080 내지 0.500％,
Si: 2.50％ 이하,
Mn: 0.50 내지 5.00％,
P: 0.100％ 이하,
S: 0.010％ 이하,
Al: 0.010 내지 2.000％,
N: 0.0015％ 이하,
O: 0.0050％ 이하,
잔부: Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 또한 하기 식 (1)을 만족하는 강판에 있어서,
강판 표면으로부터 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께)의 영역의 마이크로 조직이, 체적％로,
마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트, 베이나이트 및 베이니틱 페라이트 중 1종 또는 2종 이상으로 이루어지고, 원 상당 직경 0.3㎛ 이상의 탄화물을 1.0×1010개/㎡ 이상 갖는 라스 조직: 80％ 이상
을 포함한다.
[Si]+0.35[Mn]+0.15[Al]+2.80[Cr]+0.84[Mo]+0.50[Nb]+0.30[Ti]≥1.00 … (1)
[원소]: 원소의 질량％
본 발명의 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판(이하 「본 발명 강판 A」라고 하는 경우가 있음)은, 성분 조성이, 질량％로,
C: 0.080 내지 0.500％,
Si: 2.50％ 이하,
Mn: 0.50 내지 5.00％,
P: 0.100％ 이하,
S: 0.010％ 이하,
Al: 0.010 내지 2.000％,
N: 0.0015％ 이하,
O: 0.0050％ 이하,
잔부: Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 또한 하기 식 (1)을 만족하는 강판에 있어서,
강판 표면으로부터 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께)의 영역의 마이크로 조직이, 체적％로,
침상 페라이트: 20％ 이상,
마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 또는 2종 이상으로 이루어지는 섬상 경질 조직: 20％ 이상
을 포함하고,
잔류 오스테나이트: 2％ 이상 25％ 이하이고,
괴상 페라이트: 20％ 이하
로 제한되고,
상기 섬상 경질 조직에 있어서, 원 상당 직경 1.5㎛ 이상의 경질 영역의 애스펙트비의 평균이 2.0 이상이고, 원 상당 직경 1.5㎛ 미만의 경질 영역의 애스펙트비의 평균이 2.0 미만이고,
상기 원 상당 직경 1.5㎛ 미만의 경질 영역의 단위 면적당 개수 밀도(개수 밀도)의 평균이 1.0×1010개ㆍm-2 이상이며, 또한 3개 이상의 시야에 있어서, 각각 5.0×10-10㎡ 이상의 면적에 있어서 섬상 경질 조직의 개수 밀도를 구하였을 때, 그 최대 개수 밀도와 최소 개수 밀도의 비가 2.5 이하인 것을 특징으로 한다.
[Si]+0.35[Mn]+0.15[Al]+2.80[Cr]+0.84[Mo]+0.50[Nb]+0.30[Ti]≥1.00 … (1)
[원소]: 원소의 질량％
본 발명의 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판(이하 「본 발명 강판 A1」이라고 하는 경우가 있음)은,
본 발명 강판 A의 편면 또는 양면에 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 갖는
것을 특징으로 한다.
본 발명의 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판(이하 「본 발명 강판 A2」라고 하는 경우가 있음)은,
본 발명 강판 A1의 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층이 합금화 도금층인
것을 특징으로 한다.
상기 열처리용 강판의 제조 방법(이하 「제조 방법 a」라고 하는 경우가 있음)은, 강판 a를 제조하는 제조 방법이며,
강판 a의 성분 조성의 주편을 1080℃ 이상 1300℃ 이하로 가열한 후, 최고 가열 온도부터 1000℃까지의 온도 영역에 있어서의 열간 압연 조건이 상기 식 (A)를 만족하고, 또한 압연 완료 온도를 975℃부터 850℃의 구간으로 하는 열간 압연을 실시하는 열간 압연 공정과,
열간 압연이 완료되고 나서 600℃까지의 냉각 조건이, 압연 완료 온도부터 600℃까지의 온도를 15등분한 각 온도 영역에 있어서의 변태 진행 정도의 총합을 나타내는 상기 식 (2)를 만족하며, 또한 600℃에 도달한 후, 후술하는 중간 열처리를 개시할 때까지 20℃마다 산출하는 온도 이력이 식 (3)을 만족하는 냉각 공정과,
압하율 80％ 이하의 냉간 압연을 실시하는 냉간 압연 공정과,
(Ac3-30)℃부터 (Ac3+100)℃의 온도로, 650℃부터 (Ac3-40)℃의 온도 영역의 평균 가열 속도를 30℃/초 이상으로 하여 가열하고, 당해 가열 온도부터 (최고 가열 온도-10)℃의 온도 영역에 있어서의 체류 시간을 100초 이하로 제한하고, 다음에 가열 온도로부터 냉각할 때, 750℃부터 450℃의 온도 영역의 평균 냉각 속도를 30℃/초 이상으로 하여 냉각하는 중간 열처리 공정을 실시한다.
본 발명의 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법(이하 「본 발명 제조 방법 A」라고 하는 경우가 있음)은, 강판 a를, (Ac1+25)℃부터 Ac3점의 온도로, 450℃부터 650℃에 있어서의 온도 이력을 상기 식 (B)를 만족하는 범위로 하고, 다음에 650℃부터 750℃에 있어서의 온도 이력을 상기 식 (C)를 만족하는 범위로 하여 가열하고,
가열 온도로 150초 이하 유지하고,
가열 유지 온도로부터, 700℃부터 550℃의 온도 영역의 평균 냉각 속도를 10℃/초 이상으로 하여, 550℃부터 300℃의 온도 영역으로 냉각하고,
550℃부터 300℃의 온도 영역에 있어서의 체류 시간을 1000초 이하로 하고,
또한, 550℃부터 300℃의 온도 영역에 있어서의 체류 조건이 상기 식 (4)를 만족하는 본 열처리 공정을 실시하는 것을 특징으로 한다.
본 발명의 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법(이하 「본 발명 제조 방법 A1a」라고 하는 경우가 있음)은, 본 발명 강판 A1을 제조하는 제조 방법이며,
본 발명 제조 방법 A에서 제조한 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판을, 아연을 주성분으로 하는 도금욕에 침지하고, 강판의 편면 또는 양면에 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 형성하는
것을 특징으로 한다.
본 발명의 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법(이하 「본 발명 제조 방법 A1b」라고 하는 경우가 있음)은, 본 발명 강판 A1을 제조하는 제조 방법이며,
본 발명 제조 방법 A에서 제조하고, 550℃부터 300℃의 온도 영역에 체류하는 강판을, 아연을 주성분으로 하는 도금욕에 침지하고, 강판의 편면 또는 양면에 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 형성하는
것을 특징으로 한다.
본 발명의 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법(이하 「본 발명 제조 방법 A1c」라고 하는 경우가 있음)은, 본 발명 강판 A1을 제조하는 제조 방법이며,
본 발명 제조 방법 A에서 제조한 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 편면 또는 양면에 전기 도금으로 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 형성하는
것을 특징으로 한다.
본 발명의 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법(이하 「본 발명 제조 방법 A2」라고 하는 경우가 있음)은, 본 발명 강판 A2를 제조하는 제조 방법이며,
본 발명 강판 A1의 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 400℃부터 600℃로 가열하고, 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층에 합금화 처리를 실시하는 것을 특징으로 한다.
이하, 강판 a와 그의 제조 방법(제조 방법 a), 및 본 발명 강판 A, A1 및 A2와 그것들의 제조 방법(본 발명 제조 방법 A, A1a, A1b, A1c 및 A2)에 대하여, 순차적으로 설명한다.
먼저, 강판 a 및 본 발명 강판 A, A1, A2(이하 「본 발명 강판」이라고 총칭하는 경우가 있음)의 성분 조성의 한정 이유에 대하여 설명한다. 이하, 성분 조성에 관한 ％는 질량％를 의미한다.
성분 조성
C: 0.080 내지 0.500％
C는, 강도와 내충격성의 향상에 기여하는 원소이다. C가 0.080％ 미만이면, 첨가 효과가 충분히 얻어지지 않으므로, C는 0.080％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.100％ 이상, 보다 바람직하게는 0.140％ 이상이다.
한편, C가 0.500％를 초과하면, 주조 슬래브가 취화하여 깨지기 쉬워지고, 생산성이 현저하게 저하되므로, C는 0.500％ 이하로 한다. 또한, 다량의 C는 용접성을 열화시키므로, 양호한 스폿 용접성을 확보하는 점에서, C는 0.350％ 이하가 바람직하고, 0.250％ 이하가 보다 바람직하다.
Si: 2.50％ 이하
Si는, 철계 탄화물을 미세화하고, 강도와 성형성의 향상에 기여하는 원소이지만, 강을 취화하는 원소이기도 하다. Si가 2.50％를 초과하면, 주조 슬래브가 취화하여 깨지기 쉬워지고, 생산성이 현저하게 저하되므로, Si는 2.50％ 이하로 한다. 또한, Si는 Fe 결정을 취화시키는 원소이며, 내충격성을 확보하는 점에서, 2.20％ 이하가 바람직하고, 2.00％ 이하가 보다 바람직하다.
하한은 0％를 포함하지만, 0.010％ 미만으로 저감하면, 베이나이트 변태 시, 조대한 철계 탄화물이 생성되고, 강도 및 성형성이 저하되는 경우가 있으므로, Si는 0.005％ 이상이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.010％ 이상이다.
Mn: 0.50 내지 5.00％
Mn은, ??칭성을 높여 강도의 향상에 기여하는 원소이다. Mn이 0.50％ 미만이면, 어닐링의 냉각 과정에서 연질의 조직이 생성되어, 필요한 강도를 확보하는 것이 어려워지므로, Mn은 0.50％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.80％ 이상, 보다 바람직하게는 1.00％ 이상이다.
한편, Mn이 5.00％를 초과하면, 주조 슬래브의 중앙부에 Mn이 농화하여, 주조 슬래브가 취화하여 깨지기 쉬워지고, 생산성이 현저하게 저하되므로, Mn은 5.00％ 이하로 한다. 또한, 다량의 Mn은 용접성을 저하시키므로, 양호한 스폿 용접성을 확보하는 점에서, Mn은 3.50％ 이하가 바람직하고, 3.00％ 이하가 보다 바람직하다.
P: 0.100％ 이하
P는, 강을 취화하고, 또한 스폿 용접에서 발생하는 용융부를 취화하는 원소이다. P가 0.100％를 초과하면, 주조 슬래브가 취화하여 깨지기 쉬워지므로, P는 0.100％ 이하로 한다. 스폿 용접부의 강도를 확보하는 점에서, 0.040％ 이하가 바람직하고, 0.020％ 이하가 보다 바람직하다.
하한은 0％를 포함하지만, P를 0.0001％ 미만으로 저감하면, 제조 비용이 대폭 상승하므로, 실용 강판 상 0.0001％가 실질적인 하한이다.
S: 0.0100％ 이하
S는, MnS를 형성하고, 연성, 구멍 확장성, 신장 플랜지성 및 굽힘성 등의 성형성이나, 용접성을 저해하는 원소이다. S가 0.0100％를 초과하면, 성형성 및 용접성이 현저하게 저하되므로, S는 0.0100％ 이하로 한다. 양호한 용접성을 확보하는 점에서, 0.0070％ 이하가 바람직하고, 0.0050％ 이하가 보다 바람직하다.
하한은 0％를 포함하지만, 0.0001％ 미만으로 저감하면, 제조 비용이 대폭 상승하므로, 실용 강판 상 0.0001％가 실질적인 하한이다.
Al: 0.001 내지 2.000％
Al은, 탈산재로서 기능하지만, 한편, 강을 취화하고, 또한 용접성을 저해하는 원소이기도 하다. Al이 0.001％ 미만이면, 탈산 효과가 충분히 얻어지지 않으므로, Al은 0.001％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.010％ 이상, 보다 바람직하게는 0.020％ 이상이다.
한편, Al이 2.000％를 초과하면, 조대한 산화물이 생성되고, 주조 슬래브가 깨지기 쉬워지므로, Al은 2.000％ 이하로 한다. 양호한 용접성을 확보하는 점에서, Al양은 1.500％ 이하가 바람직하고, 1.100％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.
N: 0.0150％ 이하
N은, 질화물을 형성하고, 연성, 구멍 확장성, 신장 플랜지성 및 굽힘성 등의 성형성을 저해하는 원소이며, 또한 용접 시에 블로우홀 발생의 원인이 되어, 용접성을 저해하는 원소이다. N이 0.0150％를 초과하면, 성형성과 용접성이 저하되므로, N은 0.0150％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0100％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0060％ 이하이다.
하한은 0％를 포함하지만, N을 0.0001％ 미만으로 저감하면, 제조 비용이 대폭 상승하므로, 실용 강판 상 0.0001％가 실질적인 하한이다.
O: 0.0050％ 이하
O는, 산화물을 형성하고, 연성, 구멍 확장성, 신장 플랜지성 및 굽힘성 등의 성형성을 저해하는 원소이다. O가 0.0050％를 초과하면, 성형성이 현저하게 저하되므로, O는 0.0050％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0030％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0020％ 이하이다.
하한은 0％를 포함하지만, O를 0.0001％ 미만으로 저감하면, 제조 비용이 대폭 상승하므로, 실용 강판 상 0.0001％가 실질적인 하한이다.
[Si]+0.35[Mn]+0.15[Al]+2.80[Cr]+0.84[Mo]+0.50[Nb]+0.30[Ti]≥1.00 … (1)
후술하는 열처리용 강판의 제조에는, 중간 열처리 중에 탄화물을 적절하게 용존시켜, 일정량 이상의 미세한 탄화물을 얻을 필요가 있다. 탄화물이 과도하게 녹기 쉬운 경우, 중간 열처리 중에 모든 탄화물이 소실되어 버리기 때문에, 소정의 열처리용 강판이 얻어지지 않는다. 이 때문에, 탄화물의 용해 속도를 늦추는 원소종의 첨가량으로 이루어지는 상기 식 (1)을 만족할 필요가 있다.
식 (1)의 좌변: [Si]+0.35[Mn]+0.15[Al]+2.80[Cr]+0.84[Mo]+0.50[Nb]+ 0.30[Ti]: 1.00 이상
상기 식 (1)의 좌변에 있어서, [원소]는 원소의 질량％이고, 각 [원소]의 계수는, 본 발명 강판 a의 제조 공정에 있어서, Si가 탄화물의 용해를 억제하고, 최종 제품의 본 열처리 후의 강판의 강도, 성형성 및 내충격성의 밸런스의 향상에 기여하는 기여도를 1로 하여, 이 Si의 기여도 1과, 각 원소의 기여도를 비교하였을 때의 비율이다.
강판의 성분 조성에 있어서, 상기 식 (1)의 좌변이 1.00 미만이면, 열처리용 강판 중에 충분한 탄화물이 생성되지 않고, 본 열처리 후의 강판의 특성이 열화된다. 열처리용 강판 중에 충분히 탄화물을 잔존시켜, 특성을 개선하기 위해서는, 상기 식 (1)의 좌변을 1.00 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 1.25 이상이며, 보다 바람직하게는 1.50 이상이다.
상기 식 (1)의 좌변의 상한은, 각 원소의 상한으로 정해지므로 한정되지 않지만, 과도하게 상기 식 (1)의 좌변의 값을 높이면, 열처리용 강판에 있어서의 탄화물의 사이즈가 과도하게 조대화되고, 또한 그 후의 열처리 공정에 있어서도 조대한 탄화물이 존재하는 경우가 있어, 도리어 강판의 특성이 저하될 우려가 있으므로, 상기 식 (1)의 좌변은 4.00 이하가 바람직하고, 3.60 이하가 보다 바람직하다.
본 발명 열처리용 강판 및 본 발명 고강도 강판의 성분 조성은, 상기 성분을 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다. 상기 원소 외에, 특성 향상을 위해, Fe의 일부 대신에 이하의 원소를 포함해도 된다.
Ti: 0.300％ 이하
Ti는, 석출물에 의한 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 세립화 강화 및 재결정의 억제에 의한 전위 강화에 의해, 강판 강도의 향상에 기여하는 원소이다. Ti가 0.300％를 초과하면, 탄질화물이 다량으로 석출되어 성형성이 저하되므로, Ti는 0.300％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.150％ 이하이다.
하한은 0％를 포함하지만, Ti의 강도 향상 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.001％ 이상이 바람직하고, 0.010％ 이상이 보다 바람직하다.
Nb: 0.100％ 이하
Nb는, 석출물에 의한 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 세립화 강화 및 재결정의 억제에 의한 전위 강화에 의해, 강판 강도의 향상에 기여하는 원소이다. Nb가 0.100％를 초과하면, 탄질화물이 다량으로 석출되어 성형성이 저하되므로, Nb는 0.100％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.060％ 이하이다.
하한은 0％를 포함하지만, Nb의 강도 향상 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.001％ 이상이 바람직하고, 0.005％ 이상이 보다 바람직하다.
V: 1.00％ 이하
V는, 석출물에 의한 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 세립화 강화 및 재결정의 억제에 의한 전위 강화에 의해, 강판 강도의 향상에 기여하는 원소이다. V가 1.00％를 초과하면, 탄질화물이 다량으로 석출되어 성형성이 저하되므로, V는 1.00％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.50％ 이하이다.
하한은 0％를 포함하지만, V의 강도 향상 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.001％ 이상이 바람직하고, 0.010％ 이상이 보다 바람직하다.
Cr: 2.00％ 이하
Cr은, ??칭성을 높여 강판 강도의 향상에 기여하는 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부로 바뀔 수 있는 원소이다. Cr이 2.00％를 초과하면, 열간 가공성이 저하되어 생산성이 저하되므로, Cr은 2.00％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 1.20％ 이하이다.
하한은 0％를 포함하지만, Cr의 강도 향상 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.01％ 이상이 바람직하고, 0.10％ 이상이 보다 바람직하다.
Ni: 2.00％
Ni는, 고온에서의 상변태를 억제하고, 강판 강도의 향상에 기여하는 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부로 바뀔 수 있는 원소이다. Ni가 2.00％를 초과하면, 용접성이 저하되므로, Ni는 2.00％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 1.20％ 이하이다.
하한은 0％를 포함하지만, Ni의 강도 향상 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.01％ 이상이 바람직하고, 0.10％ 이상이 보다 바람직하다.
Cu: 2.00％ 이하
Cu는, 미세한 입자로 강 중에 존재하고, 강판 강도의 향상에 기여하는 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부로 바뀔 수 있는 원소이다. Cu가 2.00％를 초과하면, 용접성이 저하되므로, Cu는 2.00％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 1.20％ 이하이다.
하한은 0％를 포함하지만, Cu의 강도 향상 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.01％ 이상이 바람직하고, 0.10％ 이상이 보다 바람직하다.
Mo: 1.00％ 이하
Mo는, 고온에서의 상변태를 억제하고, 강판 강도의 향상에 기여하는 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부로 바뀔 수 있는 원소이다. Mo가 1.00％를 초과하면, 열간 가공성이 저하되어 생산성이 저하되므로, Mo는 1.00％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.50％ 이하이다.
하한은 0％를 포함하지만, Mo의 강도 향상 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.01％ 이상이 바람직하고, 0.05％ 이상이 보다 바람직하다.
W: 1.00％ 이하
W는, 고온에서의 상변태를 억제하고, 강판 강도의 향상에 기여하는 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부로 바뀔 수 있는 원소이다. W가 1.00％를 초과하면, 열간 가공성이 저하되어 생산성이 저하되므로, W는 1.00％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.70％ 이하이다.
하한은 0％를 포함하지만, W의 강도 향상 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.01％ 이상이 바람직하고, 0.10％ 이상이 보다 바람직하다.
B: 0.0100％ 이하
B는, 고온에서의 상변태를 억제하고, 강판 강도의 향상에 기여하는 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부로 바뀔 수 있는 원소이다. B가 0.0100％를 초과하면, 열간 가공성이 저하되어 생산성이 저하되므로, B는 0.0100％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0050％ 이하이다.
하한은 0％를 포함하지만, B의 강도 향상 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.0001％ 이상이 바람직하고, 0.0005％ 이상이 보다 바람직하다.
Sn: 1.00％ 이하
Sn은, 결정립의 조대화를 억제하고, 강판 강도의 향상에 기여하는 원소이다. Sn이 1.00％를 초과하면, 강판이 취화하고, 압연 시에 파단되는 경우가 있으므로, Sn은 1.00％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.50％ 이하이다.
하한은 0％를 포함하지만, Sn의 첨가 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.001％ 이상이 바람직하고, 0.010％ 이상이 보다 바람직하다.
Sb: 0.200％ 이하
Sb는, 결정립의 조대화를 억제하고, 강판 강도의 향상에 기여하는 원소이다. Sb가 0.200％를 초과하면, 강판이 취화하고, 압연 시에 파단되는 경우가 있으므로, Sb는 0.200％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.100％ 이하이다.
하한은 0％를 포함하지만, Sb의 첨가 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.001％ 이상이 바람직하고, 0.005％ 이상이 보다 바람직하다.
본 발명 강판의 성분 조성은, 필요에 따라 Ca, Ce, Mg, Zr, La, Hf, REM 중 1종 또는 2종 이상을 포함해도 된다.
Ca, Ce, Mg, Zr, La, Hf, REM 중 1종 또는 2종 이상: 합계로 0.0100％ 이하
Ca, Ce, Mg, Zr, La, Hf, REM은 성형성의 향상에 기여하는 원소이다. Ca, Ce, Mg, Zr, La, Hf, REM 중 1종 또는 2종 이상의 합계가 0.0100％를 초과하면, 연성이 저하될 우려가 있으므로, 상기 원소는 합계로 0.0100％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0070％ 이하이다.
Ca, Ce, Mg, Zr, La, Hf, REM 중 1종 또는 2종 이상의 합계의 하한은 0％를 포함하지만, 성형성 향상 효과를 충분히 얻기 위해서는, 합계로 0.0001％ 이상이 바람직하고, 0.0010％ 이상이 보다 바람직하다.
또한, REM(Rare Earth Metal)은 란타노이드 계열에 속하는 원소를 의미한다. REM이나 Ce는, 대부분의 경우, 미슈메탈의 형태로 첨가하지만, La, Ce 외에 란타노이드 계열의 원소를 불가피적으로 함유하고 있어도 된다.
본 발명 강판의 성분 조성에 있어서, 상기 원소를 제외한 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다. 불가피적 불순물은, 강 원료로부터 및/또는 제강 과정에서 불가피적으로 혼입되는 원소이다. 또한, 불순물로서, H, Na, Cl, Sc, Co, Zn, Ga, Ge, As, Se, Y, Zr, Tc, Ru, Rh, Pd, Ag, Cd, In, Sn, Sb, Te, Cs, Ta, Re, Os, Ir, Pt, Au, Pb를, 합계로 0.010％ 이하 포함해도 된다.
다음에, 본 발명 강판의 마이크로 조직에 대하여 설명한다.
마이크로 조직을 규정하는 영역: 강판 표면으로부터 1/8t 내지 3/8t(t: 판 두께)
통상, 강판 표면으로부터 1/4t(t: 판 두께)를 중심으로 하는, 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께)의 영역의 마이크로 조직이, 강판 전체의 기계 특성(성형성, 강도, 연성, 인성, 구멍 확장성 등)을 담당하므로, 본 발명 강판 A, A1 및 A2(이하 「본 발명 강판 A」라고 총칭하는 경우가 있음)에 있어서는, 강판 표면으로부터 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께)의 영역의 마이크로 조직을 규정한다.
그리고, 본 발명 강판 A에 있어서, 강판 표면으로부터 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께)의 영역의 마이크로 조직을 열처리에 의해 원하는 마이크로 조직으로 하기 위해, 강판 a에 있어서, 동일하게 강판 표면으로부터 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께)의 영역의 마이크로 조직을 규정한다.
우선, 강판 a의, 강판 표면으로부터 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께)의 영역의 마이크로 조직(이하 「마이크로 조직 a」라고 하는 경우가 있음)에 대하여 설명한다. 이하, 마이크로 조직에 관한 ％는 체적％를 의미한다.
마이크로 조직 a
마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트, 베이나이트 및 베이니틱 페라이트 중 1종 또는 2종 이상으로 이루어지고, 원 상당 직경 0.1㎛ 이상의 탄화물을 1.0×1010개/㎡ 이상 갖는 라스 조직: 80％ 이상
마이크로 조직 a는, 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트, 베이나이트 및 베이니틱 페라이트 중 1종 또는 2종 이상으로 이루어지고, 원 상당 직경 0.1㎛ 이상의 탄화물을 1.0×1010개/㎡ 이상 갖는 라스 조직을 80％ 이상 포함하는 조직으로 한다. 이 라스 조직이 80％ 미만인 본 발명 강판 a에 열처리를 실시해도, 본 발명 강판 A에 있어서, 필요한 마이크로 조직을 얻을 수 없고, 우수한 성형성을 확보할 수 없으므로, 상기 라스 조직은 80％ 이상으로 한다. 바람직하게는 90％ 이상이다.
마이크로 조직 a가 라스 조직이면, 열처리(어닐링)에 의해, 라스 경계에, 동일한 결정 방위의 페라이트에 둘러싸인 미세한 오스테나이트가 생성되어, 라스 경계를 따라 성장한다. 라스 경계를 따라 성장한 오스테나이트, 즉 일방향으로 신장된 오스테나이트는 냉각 처리에 의해 일방향으로 신장된 섬상 경질 조직을 형성하고, 강도와 성형성의 향상에 크게 기여한다.
강판 a의 라스 조직은, 소정의 열연ㆍ냉연 조건에서 제조한 강판에, 필요한 중간 열처리를 실시하여 형성할 수 있다. 라스 조직의 형성에 대해서는 후술한다.
템퍼링 마르텐사이트, 베이나이트 및 베이니틱 페라이트의 개개의 체적％는, 강판의 성분 조성, 열연 조건, 냉각 조건으로 변동되므로, 특별히 한정되지 않지만, 바람직한 체적％에 대하여 설명한다.
마르텐사이트는, 본 열처리에 의해 템퍼링 마르텐사이트로 되고, 기존의 템퍼링 마르텐사이트와 함께, 본 발명 강판 A의 성형성-강도 밸런스의 향상에 기여한다. 한편, 열처리용 강판 a가 다량의 마르텐사이트를 포함하면, 강도가 상승하고, 굽힘성이 열화되기 때문에, 절단이나 형상 교정 처리와 같은 공정의 생산성을 저해한다. 이 관점에서, 라스 조직 중의 마르텐사이트의 체적％는 30％ 이하가 바람직하고, 15％ 이하가 보다 바람직하다.
템퍼링 마르텐사이트는, 본 발명 강판 A의 성형성-강도 밸런스의 향상에 크게 기여하는 조직이다. 또한, 열처리용 강판의 강도를 과잉으로 높이는 일이 없고, 또한 굽힘성도 우수하기 때문에, 생산성의 향상을 목적으로 하여 적극적으로 이용하는 조직이다. 열처리용 강판 a에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율은 30％ 이상이 바람직하고, 50％ 이상이 보다 바람직하며, 100％라도 상관없다.
베이나이트 및 베이니틱 페라이트는, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트와 비교하여 저강도이며, 생산성의 향상을 목적으로 하여 적극적으로 활용해도 상관없다. 한편, 베이나이트 중에 탄화물이 생성되어 C를 소비하므로, 열처리용 강판 a에 있어서의 체적분율은 50％ 이하가 바람직하다.
마이크로 조직 a에 있어서, 기타 조직(펄라이트, 시멘타이트, 괴상 페라이트, 잔류 오스테나이트 등)은 20％ 미만으로 한다.
괴상 페라이트는, 결정립 내에 오스테나이트의 핵 생성 사이트를 갖지 않으므로, 어닐링(후술하는 본 열처리) 후의 마이크로 조직에 있어서, 오스테나이트를 포함하지 않는 페라이트로 되고, 강도의 향상에 기여하지 않는다.
또한, 괴상 페라이트는, 모상 오스테나이트와 특정의 결정 방위 관계를 갖지 않는 경우가 있으며, 괴상 페라이트가 증가하면, 어닐링 시에 괴상 페라이트와 모상 오스테나이트의 경계에, 모상 오스테나이트와 결정 방위가 크게 다른 오스테나이트가 생성되는 경우가 있다. 페라이트의 주변에 새롭게 생성된, 결정 방위가 다른 오스테나이트는 조대 또한 등방적으로 성장하므로, 기계 특성의 향상에 기여하지 않는다.
잔류 오스테나이트는, 일부가 어닐링 시에 조대 또한 등방화되므로, 기계 특성의 향상에 기여하지 않는다. 특히, 열처리용 강판의 형상 교정에 필요한 굽힘성을 확보하는 관점에서, 굽힘 가공 시에 파괴의 기점으로서 작용할 수 있는 잔류 오스테나이트는 10％ 이하로 제한하는 것이 바람직하고, 5％ 이하가 보다 바람직하다.
펄라이트와 시멘타이트는, 어닐링 시에 오스테나이트로 변태되고, 조대 또한 등방적으로 성장하므로, 기계 특성의 향상에 기여하지 않는다. 그 때문에, 기타 조직(펄라이트, 시멘타이트, 괴상 페라이트, 잔류 오스테나이트 등)은 20％ 미만으로 한다. 바람직하게는 10％ 미만이다.
라스 조직 중의 원 상당 직경 0.1㎛ 이상의 탄화물: 1.0×1010개/㎡ 이상
라스 조직 중에 탄화물이 존재하면, 마이크로 조직의 고용 탄소량이 적게 되어 있어, 마이크로 조직의 변태 온도가 높아지고, 급랭해도 강판의 형상ㆍ치수가 양호하게 유지되며, 또한 강판의 강도가 저하되고, 강판의 절단 및 형상 교정이 용이하게 되고, 2회째의 열처리를 실시하기 쉬워진다. 탄화물은, 2회째의 열처리로 매크로 조직에 녹아들어, 경질 조직의 생성 사이트를 형성한다.
상기 라스 경계의 사이트와는 달리, 이 사이트는 라스 조직 내에 존재하므로, 생성된 오스테나이트는, 침상 페라이트의 내부에서 등방적으로 성장하고, 냉각 처리에 의해 특정 방향으로 크게 성장하지 않은 미세 또한 등방적인 섬상 경질 조직을 형성하여, 강판의 내충격 특성을 높일 수 있다.
탄화물의 원 상당 직경이 0.1㎛ 미만이면, 경질 조직의 생성 사이트로서 기능하지 않으므로, 원 상당 직경이 0.1㎛ 이상인 탄화물을 개수 계측의 대상으로 한다. 원 상당 직경 0.1㎛ 이상의 탄화물의 단위 면적당 개수 밀도(이하 간단히 「개수 밀도」라고도 함)가 1.0×1010개/㎡ 미만이면, 핵 생성 사이트의 개수가 불충분해지고, 또한 마이크로 조직의 고용 탄소량이 충분히 저감되지 않으므로, 상기 탄화물의 개수 밀도는 1.0×1010개/㎡ 이상으로 한다. 바람직하게는 1.5×1010개/㎡ 이상, 보다 바람직하게는 2.0×1010개/㎡ 이상이다.
상기 탄화물의 사이즈의 상한은 특별히 정하지 않지만, 과도하게 조대한 탄화물은, 열처리용 강판을 열처리해도 완전히 녹지 않고 잔류하여, 강도, 성형성 및 내충격성을 열화시키는 경우가 있어 바람직하지 않다. 또한, 과도하게 조대한 탄화물은, 강판의 형상 교정에 있어서 파괴의 기점으로 될 가능성이 있다. 이상 2개의 관점에서, 원 상당 직경이 0.1㎛ 이상인 탄화물의 평균 원 상당 직경은 1.2㎛ 이하가 바람직하고, 0.8㎛ 이하가 보다 바람직하다.
상기 탄화물의 개수 밀도는, 강판의 C양 및 열처리 조건(후술함)에 따르므로, 그 상한은 정하지 않지만, 2회째의 열처리로 모든 탄화물이 완전히 녹지 않는 경우가 있으므로, 5.0×1012개/㎡ 정도가 실질적인 상한이다.
다음에, 본 발명 강판 A의, 강판 표면으로부터 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께)의 영역의 마이크로 조직(이하 「마이크로 조직 A」라고 하는 경우가 있음)에 대하여 설명한다. 마이크로 조직에 관한 ％는 체적％를 의미한다.
마이크로 조직 A
마이크로 조직 A는, 강판 a의 마이크로 조직 a에 필요한 열처리(후술하는 본 열처리)를 실시하여 형성된다. 마이크로 조직 A는, 마이크로 조직 a의 조직 형태를 이어받아 형성되는 침상 페라이트 및 일방향으로 신장된 섬상 경질 조직과, 필요한 열처리로 형성되는 등축상의 섬상 경질 조직을 포함하는 조직이다. 이 점이 본 발명 강판 A의 특징이다.
침상 페라이트: 20％ 이상
마이크로 조직 a(템퍼링 마르텐사이트, 베이나이트 및 베이니틱 페라이트 중 1종 또는 2종 이상으로 이루어지고, 원 상당 직경 0.1㎛ 이상의 탄화물을 1.0×1010개/㎡ 이상 갖는 라스 조직: 80％ 이상)에, 필요한 가열 처리를 실시하면, 라스상의 페라이트가 합체하여 침상으로 되고, 그 결정립계에 일방향으로 신장된 오스테나이트 입자가 생성된다.
또한, 가열 처리 후, 소정의 조건에서 냉각 처리를 실시하면, 일방향으로 신장된 오스테나이트는 일방향으로 신장된 섬상 경질 조직으로 되고, 마이크로 조직 A의 성형성-강도 밸런스가 향상된다.
침상 페라이트가 20％ 미만이면, 조대 또한 등방적인 섬상 경질 조직의 체적％가 현저하게 증가하고, 마이크로 조직 A의 성형성-강도 밸런스가 저하되므로, 침상 페라이트는 20％ 이상으로 한다. 성형성-강도 밸런스를 보다 높이는 점에서, 침상 페라이트는 30％ 이상이 바람직하다.
한편, 침상 페라이트가 80％를 초과하면, 섬상 경질 조직의 체적％가 감소하고, 강도가 크게 저하되므로, 침상 페라이트는 80％ 이하가 바람직하다. 고강도화의 점에서, 침상 페라이트의 체적％를 저감하고, 섬상 경질 조직의 체적％를 높이는 것이 바람직하며, 이 관점에서, 침상 페라이트는 65％ 이하가 보다 바람직하다.
마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 또는 2종 이상으로 이루어지는 섬상 경질 조직: 20％ 이상
섬상 경질 조직을 구성하는 개개의 조직의 체적％는, 강판의 성분 조성이나 열처리 조건에 따르므로 특정하지 않지만, 바람직한 체적％는 이하와 같다.
마르텐사이트: 30％ 이하
강판 강도를 담당하는 조직이지만, 30％를 초과하면, 강판의 내충격성이 저하되므로, 30％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 15％ 이하이다. 하한은 0％를 포함한다.
템퍼링 마르텐사이트: 80％ 이하
템퍼링 마르텐사이트는, 강판의 성형성 및 내충격성을 손상시키지 않고, 강판 강도를 높이는 조직이다. 강판의 강도, 성형성 및 내충격성을 충분히 높이기 위해, 템퍼링 마르텐사이트는 10％ 이상이 바람직하다. 보다 바람직하게는 15％ 이상이다.
한편, 템퍼링 마르텐사이트가 80％를 초과하면, 강판 강도가 지나치게 상승하여 성형성이 저하되므로, 템퍼링 마르텐사이트는 80％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 60％ 이하이다.
잔류 오스테나이트: 2％ 이상 25％ 이하
잔류 오스테나이트는, 강판의 성형성, 특히 연성을 크게 개선하는 조직이다. 이 효과를 충분히 얻기 위해, 잔류 오스테나이트는 2％ 이상이 바람직하고, 5％ 이상이 보다 바람직하다.
한편, 잔류 오스테나이트는 내충격성을 저해하는 조직이다. 잔류 오스테나이트가 25％를 초과하면, 우수한 내충격성을 확보할 수 없으므로, 잔류 오스테나이트는 25％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 20％ 이하이다.
섬상 경질 조직에 있어서의 경질 영역의 애스펙트비
원 상당 직경 1.5㎛ 이상의 경질 영역의 평균 애스펙트비: 2.0 이상
원 상당 직경 1.5㎛ 미만의 경질 영역의 평균 애스펙트비: 2.0 미만
일방향으로 신장된 조대한 섬상 경질 조직은, 강판의 가공 경화능을 크게 개선하고, 강도 및 성형성을 높이는 조직이다. 한편, 괴상의 조대한 섬상 경질 조직은, 변형에 수반하여 내부에 파괴가 발생하기 쉬워, 성형성이 열위로 된다. 이상의 관점에서, 강판의 강도-성형성 밸런스를 충분히 높이기 위해서는, 원 상당 직경이 1.5㎛ 이상인 조대한 섬상 경질 조직의 평균 애스펙트비를 2.0 이상으로 할 필요가 있다. 강도-성형성 밸런스를 보다 높이기 위해서는, 평균 애스펙트비는 2.5 이상이 바람직하고, 3.0 이상이 보다 바람직하다.
주로, 페라이트의 입자 내에 생성되는 미세한 섬상 경질 조직은, 주위의 페라이트와의 계면에서 박리되기 어렵고, 변형을 가해도 파괴가 발생하기 어려우므로, 강도-성형성의 개선에 기여하는 조직이다. 특히, 등방적으로 성장한 미세한 섬상 경질 조직은, 파괴의 전파 사이트로서 작용하기 어렵고, 강판의 내충격 특성을 손상시키지 않고, 강도-성형성 밸런스를 높이는 조직이다.
한편, 일방향으로 신장된 미세한 섬상 경질 조직은, 페라이트의 입자 내에 있어서 파괴의 전파 사이트로서 강하게 작용하므로, 내충격성을 손상시키는 조직이다. 그 때문에, 강판의 내충격성을 충분히 확보하기 위해서는, 원 상당 직경이 1.5㎛ 미만(바람직하게는 1.44㎛ 이하)인 미세한 섬상 경질 조직의 평균 애스펙트비를 2.0 미만으로 할 필요가 있다. 내충격성을 보다 높이기 위해서는, 평균 애스펙트비는 1.7 이하가 바람직하고, 1.5 이하가 보다 바람직하다.
미세한 섬상 경질 조직의 단위 면적당 개수 밀도(이하 간단히 「개수 밀도」라고도 함)가 적은 경우, 일부의 섬상 경질 조직 및/또는 그 주변에 응력 및/또는 변형이 집중되어 파괴의 기점이나 전파 경로로서 작용한다. 이 때문에, 원 상당 직경이 1.5㎛ 미만인 미세한 섬상 경질 조직의 개수 밀도의 평균은 1.0×1010개/㎡ 이상으로 한다. 파괴의 전파 경로로서 작용하기 어렵게 하기 위해서는 2.5×1010개/㎡ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 4.0×1010개/㎡ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.
또한, 미세한 섬상 경질 조직이 일부에 편재되어 있으면, 파괴의 전파 시에섬상 경질 조직이 성긴 영역에 있어서 일부의 섬상 경질 조직 및/또는 그 주변에 응력 및/또는 변형이 집중되어 파괴가 전파되기 쉬워진다. 이 현상을 방지하기 위해서는 미세한 섬상 경질 조직의 개수 밀도가 일정하게 가까운 것이 바람직하다. 구체적으로는, 3개 이상의 시야에 있어서, 각각 5.0×10-10㎡ 이상의 면적에 있어서 원 상당 직경이 1.5㎛ 미만인 섬상 경질 조직의 개수 밀도를 구하고, 각각의 시야에 있어서의 섬상 경질 조직의 개수 밀도 중 최댓값을 최솟값으로 나눈 값을 2.5 이하로 제한한다. 이 값은 2.0 이하인 것이 바람직하고, 1.0에 가까울수록 바람직하다.
괴상 페라이트: 20％ 이하
괴상 페라이트는, 침상 페라이트와 경합하는 조직이다. 괴상 페라이트의 체적％가 증대될수록 침상 페라이트의 체적％가 감소하므로, 괴상 페라이트는 20％ 이하로 제한한다. 괴상 페라이트는 적은 편이 바람직하며, 0％라도 상관없다.
잔부: 베이나이트+베이니틱 페라이트+불가피적 생성 상
마이크로 조직 A의 잔부는, 베이나이트, 베이니틱 페라이트 및/또는 불가피적 생성 상이다.
베이나이트 및 베이니틱 페라이트는 강도와 성형성의 밸런스가 우수한 조직이며, 침상 페라이트와 마르텐사이트가 충분한 체적％로 확보되어 있으면, 마이크로 조직에 포함되어 있어도 상관없다. 베이나이트와 베이니틱 페라이트의 체적％의 합계가 40％를 초과하면, 침상 페라이트 및/또는 마르텐사이트의 체적％를 충분히 얻지 못하는 경우가 있으므로, 베이나이트와 베이니틱 페라이트의 체적％의 합계는 40％ 이하가 바람직하다.
마이크로 조직 A의 잔부 조직에 있어서의 불가피적 생성 상은 펄라이트, 시멘타이트 등이다. 펄라이트 및/또는 시멘타이트의 체적％가 증대되면, 연성이 저하되고, 성형성-강도 밸런스가 저하되므로, 펄라이트 및/또는 시멘타이트의 체적％는, 합계로 5％ 이하가 바람직하다.
마이크로 조직 A를 형성함으로써, 우수한 성형성-강도 밸런스를 확보할 수 있고, 성형성과 내충격성이 우수한 본 발명 강판 A를 얻을 수 있다.
도 2에, 강판의 마이크로 조직의 이미지를 모식적으로 도시한다. 어디까지나 설명을 위해 모식적으로 도시하는 도면에 지나지 않으며, 본 발명의 마이크로 조직이 본 도면에 의해 규정되는 것은 아니다. 도 2a가 본 발명 강의 마이크로 조직 A의 이미지도이며, 침상 페라이트(3), 원 상당 직경 1.5㎛ 이상의 경질 영역(조대한 섬상 경질 조직(애스펙트비: 대)(4)), 원 상당 직경 1.5㎛ 미만의 경질 영역(미세한 섬상 경질 조직(애스펙트비: 소)(5))을 표현하고 있다. 도 2b는 비교 강으로서 일반적인 고강도 복합 조직강의 경우이며, 괴상 페라이트(1)와 조대한 섬상 경질 조직(애스펙트비: 소)(2)을 표현하고 있다. 도 2c는 비교 강으로서 특성을 개선한 고강도 복합 조직강(예를 들어 특허문헌 1)에 관한 것이며, 침상 페라이트(3)와 조대한 섬상 경질 조직(애스펙트비: 대)(4)을 표현하고 있다.
여기서, 조직의 체적분율(체적％)의 결정 방법에 대하여 설명한다.
강판으로부터, 강판의 압연 방향에 평행인 판 두께 단면을 관찰면으로 하는 시험편을 채취한다. 시험편의 관찰면을 연마한 후, 나이탈 에칭하고, 판 두께의 표면으로부터 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께)의 영역에 있어서, 1 이상의 시야에서, 합계로 2.0×10-9㎡ 이상의 면적을 전계 방사형 주사형 전자 현미경(FE-SEM: Field Emission Scanning Electron Microscope)으로 관찰하고, 각 조직(잔류 오스테나이트 이외)의 면적분율(면적％)을 해석한다.
경험적으로, 면적분율(면적％)≒체적분율(체적％)인 것을 알고 있으므로, 면적분율을 갖고 체적분율(체적％)로 한다.
또한, 마이크로 조직 A에 있어서의 침상 페라이트란, FE-SEM에 의한 조직 관찰에 있어서, 결정립의 장경과 단경의 비인 애스펙트비가 3.0 이상인 페라이트를 가리킨다. 또한, 괴상 페라이트란, 마찬가지로 애스펙트비가 3.0 미만인 페라이트를 가리킨다.
마이크로 조직 중의 잔류 오스테나이트의 체적분율은 X선 회절법에 의해 해석한다. 상기 시험편의 판 두께의 표면으로부터 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께)의 영역에 있어서, 강판면에 평행인 면을 경면으로 마무리하고, X선 회절법에 의해 FCC철의 면적분율을 해석한다. 그 면적분율을 갖고 잔류 오스테나이트의 체적분율로 한다.
마이크로 조직(강판의 압연 방향에 평행인 판 두께 단면)에 있어서, 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 또는 2종 이상으로 구성되는 부분을 「섬상 경질 조직」이라고 칭한다. 이들 3종류의 조직은 모두 경질이기 때문에 「경질」이라고 명명하였다. 또한, 마이크로 조직 A에 있어서, 연질의 페라이트에 의해 둘러싸여 있는, 관찰 조직에 있어서 연결되어 있는 영역을 갖고 하나의 「섬」으로 간주한다. 이에 의해, 섬상 경질 조직을 원 상당 직경 1.5㎛ 이상과 미만으로 나누어 애스펙트비를 평가할 때, 하나의 섬을 하나의 입자로서 취급할 수 있다.
본 발명 강판 A는, 강판의 편면 또는 양면에 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 갖는 강판(본 발명 강판 A1)이어도 되고, 또한 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층에 합금화 처리를 실시한 합금화 도금층을 갖는 강판(본 발명 강판 A2)이어도 된다. 이하, 설명한다.
아연 도금층 및 아연 합금 도금층
본 발명 강판 A의 편면 또는 양면에 형성하는 도금층은, 아연 도금층, 또는 아연을 주성분으로 하는 아연 합금 도금층이 바람직하다. 아연 합금 도금층은, 합금 성분으로서 Ni를 포함하는 것이 바람직하다.
아연 도금층 및 아연 합금 도금층은 용융 도금법 또는 전기 도금법으로 형성한다. 아연 도금층의 Al양이 증가하면, 강판 표면과 아연 도금층의 밀착성이 저하되므로, 아연 도금층의 Al양은 0.5질량％ 이하가 바람직하다. 아연 도금층이 용융 아연 도금층인 경우, 강판 표면과 아연 도금층의 밀착성을 높이기 위해, 용융 아연 도금층의 Fe양은 3.0질량％ 이하가 바람직하다.
아연 도금층이 전기 아연 도금층인 경우, 도금층의 Fe양은, 내식성 향상의 점에서, 0.5질량％ 이하가 바람직하다.
아연 도금층 및 아연 합금 도금층은 Ag, B, Be, Bi, Ca, Cd, Co, Cr, Cs, Cu, Ge, Hf, Zr, I, K, La, Li, Mg, Mn, Mo, Na, Nb, Ni, Pb, Rb, Sb, Si, Sn, Sr, Ta, Ti, V, W, Zr, REM 중 1종 또는 2종 이상을 내식성이나 성형성을 저해하지 않는 범위에서 함유해도 된다. 특히, Ni, Al, Mg는 내식성의 향상에 유효하다.
합금화 도금층
아연 도금층 또는 아연 합금 도금층에 합금화 처리를 실시하여, 강판 표면에 합금화 도금층을 형성한다. 용융 아연 도금층 또는 용융 아연 합금 도금층에 합금화 처리를 실시하는 경우, 강판 표면과 합금화 도금층의 밀착성 향상의 점에서, 용융 아연 도금층 또는 용융 아연 합금 도금층의 Fe양은 7.0 내지 13.0질량％가 바람직하다.
본 발명 강판 A의 판 두께는, 특별히, 특정의 판 두께 범위에 한정되지 않지만, 범용성이나 제조성을 고려하면, 0.4 내지 5.0mm가 바람직하다. 판 두께가 0.4mm 미만이면, 강판 형상을 평탄하게 유지하는 것이 어려워지고, 치수ㆍ형상 정밀도가 저하되므로, 판 두께는 0.4mm 이상이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.8mm 이상이다.
한편, 판 두께가 5.0mm를 초과하면, 제조 과정에서, 가열 조건 및 냉각 조건의 제어가 곤란해지고, 판 두께 방향에 있어서 균질의 마이크로 조직이 얻어지지 않는 경우가 있으므로, 판 두께는 5.0mm 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 4.5mm 이하이다.
본 발명 제조 방법(본 발명 제조 방법 A)은, 도 1에 도시하는 바와 같이, 열연 공정(제조 방법 a)을 식 (A)를 만족하도록 실시하고, 식 (2) 및 식 (3)을 만족하도록 냉각 공정을 실시함으로써, 원하는 크기의 탄화물을 강 내부의 전체에 균질하게 형성시킨다. 다음에, 냉간 압연 공정, 또한 소정의 조건에서 중간 열처리 공정을 행함으로써, 탄화물을 완전히 녹이지 않고 가열하고, 그 후 급랭함으로써 라스 조직을 강 내부에 형성시킨다.
마지막으로, 본 열처리 공정에 있어서, 처음에는 식 (B)를 만족하도록 급속하게 온도를 높이고, 오스테나이트 변태가 시작될 무렵부터 식 (C)를 만족하도록 가열 처리를 늦추고, 그 후 급랭한다. 냉각 후반에 있어서, 식 (4)를 만족하도록 냉각함으로써, 오스테나이트분율을 제어하여, 침상 조직을 주체로 2종류의 섬상 경질 조직을 갖는 조직을 형성한다.
이하, 제조 방법 a 및 본 발명 제조 방법 A, A1a, A1b 및 A2에 대하여 상세하게 설명한다.
먼저, 제조 방법 a에 대하여 설명한다.
제조 방법 a는, 소정의 성분 조성의 주편을 1080℃ 이상 1300℃ 이하로 가열한 후, 최고 가열 온도부터 1000℃까지의 온도 영역에 있어서의 열간 압연 조건이 식 (A)를 만족하고, 또한 압연 완료 온도를 975℃부터 850℃의 구간으로 하는 열간 압연을 실시하는 열간 압연 공정과, 열간 압연이 완료되고 나서 600℃까지의 냉각 조건이, 압연 완료 온도부터 600℃까지의 온도를 15등분한 각 온도 영역에 있어서의 변태 진행 정도의 총합을 나타내는 하기 식 (2)를 만족하며, 또한 600℃에 도달한 후, 후술하는 중간 열처리를 개시할 때까지 20℃마다 산출하는 온도 이력이 하기 식 (3)을 만족하는 냉각 공정과, (Ac3-30)℃부터 (Ac3+100)℃의 온도로, 650℃부터 (Ac3-40)℃의 온도 영역의 평균 가열 속도를 30℃/초 이상으로 하여 가열하고, 당해 가열 온도부터 (최고 가열 온도-10)℃의 온도 영역에 있어서의 체류 시간을 100초 이하로 제한하고, 다음에 가열 온도로부터, 750℃부터 450℃의 온도 영역의 평균 냉각 속도를 30℃/초 이상으로 하여 냉각하는 중간 열처리 공정을 실시한다.
제조 방법 a의 공정 조건에 대하여 설명한다.
열처리를 실시하는 강판
제조 방법 a는, 강판 a의 성분 조성의 강판에 중간 열처리를 실시하여, 강판 a를 제조하는 방법이다. 열처리를 실시하는 강판은, 강판 a의 성분 조성을 갖고, 통상법에 따라 열간 압연 및 냉간 압연하여 제조한 강판이면 된다. 바람직한 열연 조건은, 다음과 같다.
열연 온도
강판 a의 성분 조성의 용강을, 연속 주조나 박슬래브 주조 등의 통상법에 따라 주조하고, 열간 압연에 제공하는 강편을 제조한다. 강편을, 일단 상온까지 냉각한 후, 열간 압연에 제공할 때, 가열 온도는 1080℃부터 1300℃가 바람직하다.
가열 온도가 1080℃ 미만이면, 주조에 기인하는 조대한 개재물이 용해되지 않고, 열간 압연 후의 공정에서 열연 강판이 파단될 우려가 있으므로, 가열 온도는 1080℃ 이상이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1150℃ 이상이다.
한편, 가열 온도가 1300℃를 초과하면, 다량의 열 에너지가 필요해지므로 1300℃ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 1230℃ 이하이다. 또한, 상기 용강을 주조 후, 1080℃부터 1300℃의 온도 영역에 있는 강편을, 직접, 열간 압연에 제공해도 된다.
열간 압연은, 강판 내부의 재결정을 진행시켜 균질성을 높이기 위해 행하는 가열 온도가 1000℃ 이상인 구간에 있어서의 압연과, 압연 후의 상변태를 균질하게 진행시키기 위해 적정한 변형을 도입하는 1000℃ 미만의 구간에 있어서의 압연으로 나뉘어진다..
강판의 균질성을 높이는 가열 온도가 1000℃ 이상인 구간에 있어서의 압연에서는, 재결정을 진행시켜 γ 입경을 미세화하고, 입계를 따른 탄소의 확산에 의해 강판 내부의 균질성을 높이기 위해, 그 압연 조건은 식 (A)를 만족할 필요가 있다. 또한, 당해 온도 구간에 있어서의 합계 압하율은 75％ 이상인 것이 바람직하다.
Figure 112022115577868-pct00048
n: 가열로로부터 취출 후, 1000℃에 이르기까지의 압연 패스수
hi: i패스 후의 마무리 판 두께[mm]
Ti: i패스째의 압연 온도[℃]
ti: i패스째의 압연부터 i+1패스째까지의 경과 시간[초]
A=9.11×107, B=2.72×104: 상수
식 (A)의 값이 클수록 강판의 균질성은 높아지지만, 과도하게 식 (A)의 값을 높이는 것은 고온 영역에서의 압하율을 과잉으로 늘려, 조직을 조대화시키기 때문에, 식 (A)의 값은 4.50 이하에 그치는 것이 바람직하다. 강판의 균질성을 높이는 관점에서, 식 (A)의 값은 1.50 이상인 것이 바람직하고, 2.00 이상인 것이 더욱 바람직하다.
1000℃ 미만의 구간에 있어서의 압연의 합계 압하율은 50％ 이상인 것이 바람직하며, 그 압연 완료 온도는 975℃부터 850℃인 것이 바람직하다.
압연 완료 온도: 850℃부터 975℃
압연 완료 온도는 850℃부터 975℃가 바람직하다. 압연 완료 온도가 850℃ 미만이면, 압연 반력이 증대되어, 형상ㆍ판 두께의 치수 정밀도를 안정되게 확보하는 것이 곤란해지므로, 압연 완료 온도는 850℃ 이상이 바람직하다. 한편, 압연 완료 온도가 975℃를 초과하면, 강판 가열 장치가 필요해져, 압연 비용이 상승하므로, 압연 완료 온도는 975℃ 이하가 바람직하다.
열간 압연 완료부터 600℃까지의 냉각 공정은, 하기 식 (2)를 만족하는 범위에서 실시하는 것이 바람직하다. 하기 식 (2)는, 압연 완료 온도부터 600℃까지의 온도를 15등분한 각 온도 영역에 있어서의 변태 진행 정도의 총합을 나타내는 식이다.
Figure 112021076581116-pct00008
t(n): n번째의 온도 영역에 있어서의 체류 시간[초]
원소 기호: 원소의 질량％
Tf: 열간 압연 완료 온도[℃]
상기 식 (2)를 만족하는 냉각 처리를 실시한 열연 강판은, 마이크로 조직이 균질하고, 탄화물이 분산되어 존재하므로, 추가로 냉간 압연한 강판에 중간 열처리를 실시한 열처리용 강판에 있어서는, 탄화물도 균질하게 분산되고, 또한 열처리용 강판에 본 열처리를 실시하여 얻어지는 고강도 강판에 있어서는, 섬상 경질 조직의 분산도 평준화되고, 강도-성형성 밸런스가 향상된다.
한편, 열연의 냉각 공정이 상기 식 (2)를 만족하지 않는 경우, 고온에서 상변태가 과도하게 진행되어, 탄화물이 편재된 열연 강판으로 된다. 이 열연 강판에 냉연ㆍ중간 열처리를 실시한 열처리용 강판에 있어서는, 탄화물이 불균일하게 분산되고, 또한 열처리용 강판에 본 열처리를 실시하여 얻어지는 강판에 있어서는, 섬상 경질 조직이 편재되고, 강도-성형성 밸런스가 저하된다. 이 관점에서, 상기 식 (2)의 좌변은 0.80 이하가 바람직하고, 0.60 이하가 보다 바람직하다.
열간 압연 완료 후 600℃에 이르고 나서, 열처리용 강판을 제조하기 위한 가열 처리(후술하는 중간 열처리)를 개시할 때까지의 동안의 20℃마다 산출하는 온도 이력은, 하기 식 (3)을 만족하는 것이 바람직하다. 하기 식 (3) 중변은, 시간의 경과(n의 증가)에 수반하여 성장하는 탄화물의 성장 정도를 나타내는 식이며, 하기 식 (3)의 중변의 값(중간 열처리 개시 전에 최종적으로 도달하였을 때의 값)이 클수록 탄화물이 조대화되어 있는 것을 기대할 수 있다.
Figure 112021076581116-pct00009
Tn: n-1회째의 산출 시점부터 n회째의 산출 시점에 이르기까지의 평균 강판 온도[℃]
tn: n회째의 산출 시에 있어서의 탄화물의 성장에 관한 실효 총 시간[시간]
Δtn: n-1회째의 산출 시점부터 n회째의 산출 시점에 이르기까지의 경과 시간[시간]
C: 탄화물의 성장 속도에 관한 파라미터(원소 기호: 원소의 질량％)
상기 식 (3)의 중변이 1.00 미만이면, 열처리용 강판을 얻기 위한 중간 열처리를 개시하기 직전의 강판에 존재하는 탄화물이 과도하게 미세하고, 중간 열처리에 의해 강판 중의 탄화물이 소실될 우려가 있으므로, 상기 식 (3)의 중변은 1.00 이상이 바람직하다.
한편, 상기 식 (3)의 중변이 1.50을 초과하면, 강판 중의 탄화물이 과도하게 조대하게 되고, 탄화물의 개수 밀도가 저감하고, 중간 열처리 후의 탄화물의 개수 밀도가 부족할 우려가 있으므로, 상기 식 (3)의 중변은 1.50 이하가 바람직하다. 특성을 보다 개선하는 점에서, 상기 식 (3)의 중변은 1.10 이상 1.40 이하가 보다 바람직하다.
또한, 열처리용 강판을 얻기 위한 중간 열처리를 개시할 때까지, 강판을 Ac3점 이상으로 가열한 경우에는, 그 시점에서, 상기 식 (3)의 중변은 제로로 되며, 다시 600℃에 이르고 나서 이후의 온도 이력에 대해서만 계산한다.
열간 압연 후의 냉간 압연 공정
하기 중간 열처리 전의 열연 강판에 냉간 압연을 실시함으로써, 조직이 균질한 가공 조직으로 되고, 그 후의 가열 처리(중간 열처리)에 있어서 균질하게 다수의 오스테나이트가 생기고, 조직이 미세하게 되고, 특성이 개선된다. 또한, 냉간 압연의 압하율이 80％를 초과하면 중간 열처리 중에 국소적으로 과잉으로 재결정이 진행되고, 그 주변에 괴상 조직이 발달하는 경우가 있는 점에서, 냉간 압연율은 80％ 이하로 한다. 조직 미세화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, 압연율은 30％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 압연율이 30％ 미만이면, 가공 조직의 발달이 불충분해지고, 균질의 오스테나이트의 생성이 진행되지 않는 경우가 있다.
열연ㆍ냉연 강판의 중간 열처리 공정
권취한 냉연 강판 중의 탄화물의 사이즈를 조정하기 위해, 냉연 강판에, 적당한 온도와 시간의 중간 열처리 공정을 실시한다. 중간 열처리 공정은, (Ac3-30)℃부터 (Ac3+100)℃의 온도로 가열할 때, 650℃부터 (Ac3-40)℃의 온도 영역의 평균 가열 속도를 30℃/초 이상으로 하여 가열하고, 당해 가열 온도부터 (최고 가열 온도-10)℃의 온도 영역에 있어서의 체류 시간을 100초 이하로 제한하고, 다음에 가열 온도로부터 냉각할 때, 750℃부터 450℃의 온도 영역의 평균 냉각 속도를 30℃/초 이상으로 하여 냉각한다. 또한, 강판을 Ac3점 이상으로 가열한 후, 다시 실온까지 냉각해도 상관없다.
냉연 강판에, 중간 열처리 전에 1회 이상의 산세를 실시해도 된다. 산세에 의해 냉연 강판 표면의 산화물을 제거하여 청정화하면, 강판의 도금성이 향상된다.
강판 가열 온도: (Ac3-30)℃부터 (Ac3+100)℃
가열 속도 한정 온도 영역: 650℃부터 (Ac3-40)℃
상기 온도 영역의 평균 가열 속도: 30℃/초 이상
냉연 강판을 (Ac3-30)℃ 이상으로 가열한다. 강판 가열 온도가 (Ac3-30)℃ 미만이면, 괴상의 조대한 페라이트가 잔존하고, 고강도 강판의 기계 특성이 크게 저하되므로, 강판 가열 온도는 (Ac3-30)℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 (Ac3-15)℃ 이상, 보다 바람직하게는 (Ac3-5)℃ 이상이다.
한편, 강판 가열 온도가 (Ac3+100)℃를 초과하면, 강판 중의 탄화물이 소실되므로, 가열 온도는 (Ac3+100)℃ 이하로 한다. 탄화물의 소실을 보다 억제하는 점에서, 가열 온도는 (Ac3+80)℃ 이하가 바람직하고, (Ac3+60)℃ 이하가 보다 바람직하다.
강판을 가열할 때, 650℃부터 (Ac3-40)℃의 온도 영역은 30℃/초 이상의 평균 가열 속도로 가열한다. 탄화물의 용해 속도가 빠른, 650℃부터 (Ac3-40)℃의 온도 영역에 있어서의 평균 가열 속도를 30℃/초 이상으로 함으로써, 탄화물의 용해를 억제하고, 냉각 개시까지 탄화물을 잔존시킬 수 있다. 그 때문에, 650℃부터 (Ac3-40)℃의 온도 영역에 있어서의 평균 가열 속도는 50℃/초 이상이 바람직하고, 70℃/초 이상이 보다 바람직하다.
강판의 Ac1점 및 Ac3점은, 가열 전의 열연 강판으로부터 소편을 잘라내고, 1100℃에서 가열한 후에 10℃/초로 실온까지 냉각하는 균질화 처리를 실시한 후, 실온부터 1100℃까지 10℃/초로 가열할 때의 체적 팽창 곡선을 측정하여 구한다. 또한, 충분한 실험 데이터에 기초한 경험식에 의해 계산한 계산 결과 등으로 대체해도 상관없다.
최고 가열 온도부터 (최고 가열 온도-10)℃의 온도 영역에 있어서의 체류 시간: 100초 이하
최고 가열 온도부터 (최고 가열 온도-10)℃의 온도 영역에 있어서의 체류 시간을 100초 이하로 제한한다. 체류 시간이 100초를 초과하면, 탄화물이 녹아들어, 원 상당 직경 0.1㎛ 이상의 탄화물의 개수 밀도가 1.0×1010개/㎡ 미만으로 감소하므로, 가열 온도에서의 체류 시간은 100초 이하로 한다. 바람직하게는 60초 이하, 보다 바람직하게는 30초 이하이다.
체류 시간의 하한은 특별히 정하지 않지만, 0.1초 미만으로 하기 위해서는 가열 완료 직후에 급속하게 냉각할 필요가 있어, 실현에는 많은 비용이 필요해지므로, 체류 시간은 0.1초 이상이 바람직하다.
냉각 속도 한정 온도 영역: 750℃부터 450℃
상기 온도 영역의 평균 냉각 속도: 30℃/초 이상
열연 강판을 (Ac3-30)℃부터 (Ac3+100)℃의 온도 영역으로 가열한 후, 가열 온도로부터의 냉각 시에, 750 내지 450℃의 온도 영역의 평균 냉각 속도를 30℃/초 이상으로 하여 냉각한다. 이 냉각에 의해, 상기 온도 영역에 있어서의 괴상 페라이트의 생성을 억제할 수 있다. 이 일련의 가열ㆍ냉각에 의해, 마이크로 조직 a를 형성할 수 있다.
450℃ 미만의 온도 영역의 냉각 조건은 특별히 규정하지 않아도 열처리용 강판(강판 a)을 얻을 수 있다. 450℃부터 200℃에 있어서의 체류 시간이 짧은 경우, 보다 저온에서 라스상 조직이 생성되고, 결정 입경이 미세화되므로, 열처리용 강판을 본 열처리한 고강도 강판에 있어서, 마이크로 조직이 미세화되고, 강도-성형성 밸런스가 향상된다. 이 관점에서, 450℃부터 200℃의 온도 영역에 있어서의 체류 시간은 60초 이하가 바람직하다.
한편, 450℃부터 200℃에 있어서의 체류 시간을 길게 하면, 라스상 조직의 생성 온도를 높이고, 열처리용 강판을 연질화하여, 강판의 권취나 절단에 요하는 비용을 저감할 수 있다. 이 관점에서, 450℃부터 200℃에 있어서의 체류 시간은 60초 이상이 바람직하고, 120초 이상이 보다 바람직하다.
중간 열처리 후의 강판에 냉간 압연을 실시하는 것은, 중간 열처리의 가열 및 냉각에 의해 강판 내부에 생긴 열변형을 제거하고, 강판의 평탄도를 높이기 위해 바람직하다. 단, 냉간 압연의 압하율이 15％를 초과하면, 중간 열처리에 의해 형성된 라스상 조직에 과잉으로 전위가 축적되고, 계속된 본 열처리 중에 괴상 조직을 발생시키기 때문에, 냉간 압연율은 15％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
중간 열처리 후의 강판을 냉간 압연할 때, 압연 전 또는 압연 패스간에 강판을 가열해도 된다. 이 가열로 강판이 연질화되어, 압연 중의 압연 반력이 저감되고, 강판의 형상ㆍ치수 정밀도가 향상된다. 단, 가열 온도는 700℃ 이하가 바람직하다. 가열 온도가 700℃를 초과하면, 마이크로 조직의 일부가 괴상의 오스테나이트로 되고, Mn 편석이 진행되어, 조대한 괴상 Mn 농화 영역이 생성될 우려가 있다.
이 괴상 Mn 농화 영역은, 미변태의 오스테나이트로 되고, 어닐링(본 열처리) 공정에 있어서도 괴상인 채로 잔존하고, 강판에 괴상이고 조대한 경질 조직이 생성되어, 연성이 저하된다. 가열 온도가 300℃ 미만이면, 충분한 연질화 효과를 얻지 못하므로, 가열 온도는 300℃ 이상이 바람직하다. 상기 산세 및 냉간 압연은, 상기 가열의 전과 후 중 어느 때에 행해도 되며, 또는 상기 가열 전 및 후에 행해도 된다.
다음에, 본 발명 제조 방법 A, 본 발명 제조 방법 A1a, 본 발명 제조 방법 A1b, 본 발명 제조 방법 A1c 및 본 발명 제조 방법 A2에 대하여 설명한다.
본 발명 제조 방법 A는, 본 발명 강판 A를 제조하는 제조 방법이며,
강판 a를, (Ac1+25)℃부터 Ac3의 온도로, 450℃부터 650℃에 있어서의 온도 이력을 하기 식 (B)를 만족하는 범위로 하고, 다음에 650℃부터 750℃에 있어서의 온도 이력을 하기 식 (C)를 만족하는 범위로 하여 가열하고,
가열 온도로 150초 이하 유지하고,
가열 유지 온도로부터, 700℃부터 550℃의 온도 영역의 평균 냉각 속도를 10℃/초 이상으로 하고, 550℃부터 300℃의 온도 영역으로 냉각하고,
550℃부터 300℃의 온도 영역에 있어서의 체류 시간을 1000초 이하로 하고,
또한, 550℃부터 300℃의 온도 영역에 있어서의 체류 조건이 하기 식 (4)를 만족하는 본 열처리 공정을 실시하는 것을 특징으로 한다.
본 발명 제조 방법 A1a는, 본 발명 강판 A1을 제조하는 제조 방법이며,
본 발명 제조 방법 A에서 제조한 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판을, 아연을 주성분으로 하는 도금욕에 침지하고, 강판의 편면 또는 양면에 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 형성하는
것을 특징으로 한다.
본 발명 제조 방법 A1b는, 본 발명 강판 A1을 제조하는 제조 방법이며,
본 발명 제조 방법 A에 있어서 550℃부터 300℃의 온도 영역에 체류하는 강판을, 아연을 주성분으로 하는 도금욕에 침지하고, 강판의 편면 또는 양면에 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 형성하는
것을 특징으로 한다.
본 발명 제조 방법 A1c는, 본 발명 강판 A1을 제조하는 제조 방법이며,
본 발명 제조 방법 A에서 제조한 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 편면 또는 양면에 전기 도금으로 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 형성하는
것을 특징으로 한다.
본 발명 제조 방법 A2는, 본 발명 강판 A2를 제조하는 제조 방법이며,
본 발명 강판 A1의 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 400℃부터 600℃로 가열하고, 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층에 합금화 처리를 실시하는
것을 특징으로 한다.
본 발명 제조 방법 A의 공정 조건에 대하여 설명한다.
본 열처리 공정
강판 a를, (Ac1+25)℃부터 Ac3점 범위의 강판 가열 온도로 가열할 때, 450℃부터 650℃에 있어서의 온도 이력을 하기 식 (B)를 만족하는 범위로 하고, 다음에 650℃부터 750℃에 있어서의 온도 이력을 하기 식 (C)를 만족하는 범위로 하여 가열하고, 가열 온도로 150초 이하 유지한다.
강판 가열 온도: (Ac1+25)℃부터 Ac3점
강판 가열 온도가 (Ac1+25)℃ 미만이면, 강판 중의 시멘타이트가 안녹고 남아, 기계 특성이 저하될 우려가 있으므로, 강판 가열 온도는 (Ac1+25)℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 (Ac1+40)℃ 이상이다.
한편, 강판 가열 온도의 상한은 Ac3점으로 한다. 강판 가열 온도가 Ac3점을 초과하면, 모든 마이크로 조직이 오스테나이트로 되고, 라스 조직이 소멸되어, 라스 조직에 기인하여 생성되는 침상 페라이트가 얻어지지 않으므로, 강판 가열 온도는 Ac3점 이하로 한다. 본 발명 강판 a의 라스 조직을 이어받아 기계 특성을 한층 높이는 점에서, 강판 가열 온도는 (Ac3-10)℃ 이하가 바람직하고, (Ac3-20)℃ 이하가 보다 바람직하다. 강판 가열 온도를, 실시예의 표에서는 「최고 가열 온도」로 표시하고 있다.
가열 속도 한정 온도 영역: 450℃부터 650℃
평균 가열 속도: 식 (B)
Figure 112021076581116-pct00010
단, 각 화학 조성은 첨가량[질량％]을 나타낸다.
F: 상수, 2.57
tn: (440+10n)℃부터 (450+10n)℃까지의 경과 시간[초]
K: 식 (3) 중변의 값
식 (B)는 열연 공정에 있어서의 탄화물의 생성ㆍ성장 거동을 나타내는 식 (3)과 중간 열처리 후의 탄화물 사이즈를 지배하는 동 공정에 있어서의 450℃부터 650℃의 구간에 있어서의 온도 이력, 그리고 탄화물 사이즈에 강하게 영향을 미치는 화학 조성의 항으로 이루어지는 식이며, 450℃부터 650℃의 온도 영역에 있어서의 온도 이력이 식 (B)를 만족하지 않는 경우, 강판 a의 마이크로 조직 a의 탄화물이 수량 감소 성장하고, 가열 종료 시, 등방적인 미세 오스테나이트가 얻어지지 않고, 미세한 섬상 경질 조직의 평균 애스펙트비가 과도하게 증대되므로, 상기 한정 온도 영역에 있어서의 온도 이력은 식 (B)를 만족할 필요가 있다.
식 (B) 좌변의 값은 작을수록 바람직하지만, 식 (3) 중변의 값을 하회하는 일은 없으며, 이것이 하한으로 된다. 또한, 식 (B) 좌변의 값이 크면 탄화물의 수량 감소 성장이 진행되는 점에서, 식 (B) 좌변의 값은 3.00 이하인 것이 바람직하고, 2.80 이하인 것이 더욱 바람직하다.
상기 한정 온도 영역에 있어서의 평균 가열 속도의 상한은 특별히 설정하지 않지만, 100℃/초를 초과하면, 수량 감소 성장은 일어나지 않지만, 효과는 포화되므로 100℃/초가 실질적인 상한이다.
가열 속도 한정 온도 영역: 650℃부터 750℃
평균 가열 속도: 식 (C)
Figure 112021076581116-pct00011
M: 상수 5.47×1010
N: 식 (B) 좌변의 값
P: 0.38Si+0.64Cr+0.34Mo
단, 각 화학 조성은 첨가량[질량％]을 나타낸다.
Q: 2.43×104
tn: (640+10n)℃부터 (650+10n)℃까지의 경과 시간[초]
식 (C)는 열연 공정에 있어서의 탄화물의 생성ㆍ성장 거동을 나타내는 식 (B)와 탄화물의 안정성에 강하게 영향을 미치는 화학 조성의 항으로 이루어지는 식이며, 650℃부터 750℃의 온도 영역에 있어서의 평균 가열 속도가 식 (C)를 만족하지 않는 경우, 열처리용 강판에 있어서의 0.1㎛ 이상의 미세 탄화물로부터의 핵 생성이 충분히 진행되지 않고, 라스 경계를 핵 생성 사이트로 하여 오스테나이트가 생성되고, 등방적인 미세 오스테나이트가 얻어지지 않고, 미세한 섬상 경질 조직의 평균 애스펙트비가 과도하게 증대되므로, 상기 한정 온도 영역에 있어서의 온도 이력은 식 (C)를 만족할 필요가 있다.
식 (C)의 값이 1.00 미만이면 라스 경계를 핵 생성 사이트로 하는 오스테나이트 변태가 우선하여 일어나기 때문에, 소정의 조직이 얻어지지 않는다. 라스 경계에서의 핵 생성을 피하고, 미세한 탄화물로부터의 핵 생성을 우선시키기 위해서는, 식 (C)의 값은 1.00 이상인 것이 필요하며, 1.10 이상인 것이 바람직하고, 1.20 이상인 것이 더욱 바람직하다.
식 (C)의 값이 5.00을 초과하면, 일부의 핵 생성 사이트로부터 발생한 오스테나이트가 성장하여, 미세 탄화물의 도입이나 오스테나이트끼리의 합체가 진행되어, 조대한 괴상의 조직이 발달한다. 오스테나이트의 과도한 성장을 회피하기 위해, 식 (C)의 값은 5.00 이하로 할 필요가 있으며, 4.50 이하인 것이 바람직하고, 3.50 이하인 것이 더욱 바람직하다.
가열 유지 시간: 150초 이하
강판 a를 상기 조건에서 강판 가열 온도(최고 가열 온도)까지 가열하고, 강판 가열 온도 내지 (강판 가열 온도-10℃)의 온도 영역에 150초 이하 유지한다. 가열 유지 시간이 150초를 초과하면, 마이크로 조직이 오스테나이트로 되고, 라스 조직이 소멸할 우려가 있으므로, 가열 유지 시간은 150초 이하로 한다. 바람직하게는 120초 이하이다. 가열 유지 시간의 하한은 특별히 설정하지 않는다. 0초라도 상관없지만, 조대 탄화물을 완전히 용해시키기 위해 10초 이상이 바람직하다.
냉각 속도 한정 온도 영역: 700℃부터 550℃
평균 냉각 속도: 10℃/초 이상
가열 온도로 150초 이하 유지한 본 발명 강판 a를 냉각할 때, 700℃부터 550℃의 온도 영역을 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각한다. 평균 냉각 속도가 10℃/초 미만이면, 괴상 페라이트가 생성되고, 침상 페라이트를 충분히 얻지 못할 우려가 있으므로, 700℃부터 550℃의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도는 10℃/초 이상으로 한다. 바람직하게는 25℃/초 이상이다.
평균 냉각 속도의 상한은 냉각 설비의 냉각 능력의 상한이며, 200℃/초 정도가 한도이다.
냉각 정지 온도: 550℃부터 300℃
체류 시간: 1000초 이하
700℃부터 550℃의 온도 영역을 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각한 본 발명 강판 a를, 550℃부터 300℃의 온도 영역의 온도까지 냉각하고, 이 온도 영역에서 1000초 이하 체류시킨다. 체류 시간이 1000초를 초과하면, 오스테나이트가 베이나이트, 베이니틱 페라이트, 펄라이트 및/또는 시멘타이트로 변태되어 감소하여, 충분한 체적분율의 섬상 경질 조직이 얻어지지 않으므로, 상기 온도 영역에서의 체류 시간은 1000초 이하로 한다.
섬상 경질 조직의 체적분율을 증대시키고, 강도를 보다 높이는 점에서, 상기 온도 영역에서 체류 시간은 700초 이하가 바람직하고, 500초 이하가 보다 바람직하다. 체류 시간은 짧을수록 바람직하지만, 0.3초 미만으로 하기 위해서는, 특수한 냉각 설비가 필요해지므로 0.3초 이상이 바람직하다.
또한, 잔류 오스테나이트를 형성하고, 강판의 연성을 보다 개선하기 위해서는, 상기 온도 영역에서의 체류 조건이 하기 식 (4)를 만족하는 것이 바람직하다.
Figure 112021076581116-pct00012
T(n): 체류 시간을 10등분하였을 때의 n번째의 시간대에 있어서의 강판의 평균 온도
Bs점(℃)=611-33[Mn]-17[Cr]-17[Ni]-21[Mo]-11[Si]+30[Al]+(24[Cr]+15[Mo]+ 5500[B]+240[Nb])/(8[C])
[원소]: 원소의 질량％
Bs<T(n)일 때, (Bs-T(n))=0
t: 550℃부터 300℃의 온도 영역에 있어서의 체류 시간의 합계[초]
상기 식 (4)는, 550℃부터 300℃의 온도 영역에 있어서의 상변태에 의해, 미변태의 오스테나이트에 C가 농화되는 동향을 나타내는 식이다. 상기 식 (4)의 좌변이 1.00을 초과하면, C의 농화가 불충분해지고, 오스테나이트가 실온까지의 냉각 과정에서 변태되어 버려, 충분한 양의 잔류 오스테나이트를 얻을 수 없다. 그 때문에, 잔류 오스테나이트를 충분히 확보하기 위해서는, 상기 식 (4)의 좌변은 1.00 이하가 바람직하다. 바람직하게는 0.85 이하, 보다 바람직하게는 0.70 이하이다.
본 발명 제조 방법 A에 있어서는, 본 열처리 후의 강판을 200 내지 600℃로 가열하여 템퍼링 처리를 실시해도 된다. 템퍼링 처리를 실시함으로써, 마이크로 조직 중의 마르텐사이트가 강인한 템퍼링 마르텐사이트로 되고, 특히 내충격성이 향상된다. 이 관점에서, 템퍼링 온도는 200℃ 이상이 바람직하고, 230℃ 이상이 보다 바람직하다.
한편, 템퍼링 온도를 과도하게 고온으로 하면, 조대한 탄화물이 생성되고, 강도 및 성형성이 저하되므로, 템퍼링 온도는 600℃ 이하가 바람직하고, 550℃ 이하가 보다 바람직하다. 템퍼링 처리의 시간은, 특별히 특정 범위에 한정되지 않는다. 강판의 성분 조성, 지금까지의 열이력에 따라 적절하게 설정해도 상관없다.
본 발명 제조 방법 A에 있어서는, 본 열처리 후의 강판에 압하율 2.0％ 이하의 스킨 패스 압연을 실시해도 된다. 상기 강판에 압하율 2.0％ 이하의 스킨 패스 압연을 실시함으로써, 강판의 형상ㆍ치수 정밀도를 높일 수 있다. 또한, 스킨 패스 압연의 압하율이 2.0％를 초과해도, 그 이상 효과가 높아지는 것은 기대할 수 없으며, 또한 압하율 상승에 의한 조직 변화에 의한 폐해가 우려되기 때문에, 압하율은 2.0％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 본 발명 제조 방법 A에 있어서는, 스킨 패스 압연 후에 템퍼링 처리를 실시해도 되고, 반대로 템퍼링 처리 후에 스킨 패스 압연을 실시해도 된다. 또한, 템퍼링 처리의 전과 후의 양쪽에서, 강판에 스킨 패스 압연을 실시해도 상관없다.
아연 도금층과 아연 합금 도금층
본 발명 제조 방법 A1a, 본 발명 제조 방법 A1b 및 본 발명 제조 방법 A1c에 의해, 본 발명 강판 A의 편면 또는 양면에 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 형성한다. 도금법은 용융 도금법 또는 전기 도금법이 바람직하다.
본 발명 제조 방법 A1a의 공정 조건에 대하여 설명한다.
본 발명 제조 방법 A1a는, 본 발명 강판 A를, 아연을 주성분으로 하는 도금욕에 침지하고, 본 발명 강판 A의 편면 또는 양면에 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 형성한다.
(도금욕의 온도)
도금욕의 온도는 450℃부터 470℃가 바람직하다. 도금욕의 온도가 450℃ 미만이면, 도금액의 점도가 상승하여, 도금층의 두께를 정확하게 제어하는 것이 곤란해지고, 강판의 외관이 손상되므로, 도금욕의 온도는 450℃ 이상이 바람직하다.
한편, 도금욕의 온도가 470℃를 초과하면, 도금욕으로부터 다량의 흄이 발생하여, 작업 환경이 악화되고, 작업의 안전성이 저하되므로, 도금욕의 온도는 470℃ 이하가 바람직하다.
도금욕에 침지하는 본 발명 강판 A의 온도는 400℃부터 530℃가 바람직하다. 강판 온도가 400℃ 미만이면, 도금욕의 온도를 450℃ 이상으로 안정적으로 유지하기 위해, 다량의 열량을 필요로 하고, 도금 비용이 상승하므로, 강판 온도는 400℃ 이상이 바람직하다. 보다 바람직하게는 430℃ 이상이다.
한편, 강판 온도가 530℃를 초과하면, 도금욕의 온도를 470℃ 이하로 안정적으로 유지하기 위해, 다량의 방열이 필요해지고, 도금 비용이 상승하므로, 강판 온도는 530℃ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 500℃ 이하이다.
(도금욕의 조성)
도금욕은, 아연을 주체로 하는 도금욕이며, 도금욕의 전체 Al양에서 전체 Fe양을 뺀 유효 Al양이 0.01 내지 0.30질량％인 도금욕이 바람직하다. 아연 도금욕의 유효 Al양이 0.01질량％ 미만이면, 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층 중에의 Fe의 침입이 과도하게 진행되어, 도금 밀착성이 저하되므로, 아연 도금욕의 유효 Al양은 0.01질량％ 이상이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.04％ 이상이다.
한편, 아연 도금욕의 유효 Al양이 0.30질량％를 초과하면, 페라이트와, 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층의 계면에, Al계 산화물이 과잉으로 생성되고, 도금 밀착성이 현저하게 저하되므로, 아연 도금욕의 유효 Al양은 0.30질량％ 이하가 바람직하다. Al계 산화물은, 후의 합금화 처리에 있어서, Fe 원자 및 Zn 원자의 이동을 방해하고, 합금상의 형성을 저해하므로, 도금욕의 유효 Al양은 0.20질량％ 이하가 보다 바람직하다.
도금욕은, 도금층의 내식성이나 가공성의 향상을 목적으로 하여, Ag, B, Be, Bi, Ca, Cd, Co, Cr, Cs, Cu, Ge, Hf, Zr, I, K, La, Li, Mg, Mn, Mo, Na, Nb, Ni, Pb, Rb, Sb, Si, Sn, Sr, Ta, Ti, V, W, Zr, REM 중 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.
또한, 도금 부착량은, 강판을 도금욕으로부터 인상한 후, 강판 표면에 질소를 주체로 하는 고압 가스를 분사하여, 과잉의 도금액을 제거하여 조제한다.
본 발명 제조 방법 A1b의 공정 조건에 대하여 설명한다.
본 발명 제조 방법 A1b는, 본 발명 제조 방법 A에서 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판을 제조함에 있어서, 550℃부터 300℃의 온도 영역에 체류하는 강판을, 아연을 주성분으로 하는 도금욕에 침지하고, 해당 고강도 강판의 편면 또는 양면에 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 형성한다.
도금욕에의 침지는, 550℃부터 300℃의 온도 영역에 있어서의 체류의 임의의 타이밍에 있어서 실시할 수 있다. 550℃에 도달 후, 바로 도금욕에 침지하고, 그 후 550℃부터 300℃의 온도 영역에 체류할 수 있다. 또한, 550℃에 도달 후, 임의의 시간 550℃부터 300℃에 체류한 후, 도금욕에 침지하고, 또한 해당 온도 영역에 체류하고 나서 실온까지 냉각할 수 있다. 또한, 550℃에 도달 후, 임의의 시간 550℃부터 300℃에 체류한 후, 도금욕에 침지하고, 바로 실온까지 냉각해도 상관없다.
상기 이외의 사항은, 본 발명 제조 방법 A1a와 동일하다.
본 발명 제조 방법 A1c의 공정 조건에 대하여 설명한다.
본 발명 제조 방법 A1c는, 본 발명 강판 A의 편면 또는 양면에 전기 도금으로 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 형성한다.
(전기 도금)
통상의 전기 도금 조건에서, 본 발명 강판 A의 강판의 편면 또는 양면에 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 형성한다.
아연 도금층 또는 아연 합금 도금층의 합금화
본 발명 제조 방법 A2에 있어서는, 본 발명 제조 방법 A1a, 본 발명 제조 방법 A1b, 또는 본 발명 제조 방법 A1c에서, 본 발명 강판 A의 편면 또는 양면에 형성한 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 400℃부터 600℃로 가열하여 합금화한다. 가열 시간은 2 내지 100초가 바람직하다.
가열 온도가 400℃ 미만 또는 가열 시간이 2초 미만이면, 합금화가 충분히 진행되지 않고, 도금 밀착성이 향상되지 않으므로, 가열 온도는 400℃ 이상, 가열 시간은 2초 이상이 바람직하다.
한편, 가열 온도가 600℃를 초과, 또는 가열 시간이 100초를 초과하면, 합금화가 과도하게 진행되어, 도금 밀착성이 저하되므로, 가열 온도는 600℃ 이하, 가열 시간은 100초 이하가 바람직하다. 특히, 가열 온도가 높아지면, 강판의 강도가 저하되는 경향이 있으므로, 가열 온도는 550℃ 이하가 보다 바람직하다.
또한, 합금화 처리는 도금 처리 후의 임의의 타이밍에 실시해도 상관없다. 예를 들어, 도금 처리 후, 일단, 실온까지 냉각하고 나서 재차 가열하여 합금화 처리를 실시해도 된다.
실시예
다음에, 본 발명의 실시예에 대하여 설명하지만, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용하는 일 조건예이다. 본 발명은 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한, 다양한 조건을 채용할 수 있다.
(실시예: 열처리용 강판의 제조)
표 1 및 표 2에 나타내는 성분 조성의 용강을 주조하여 강편을 제조한다. 다음에, 강편을, 표 3 및 표 4에 나타내는 조건에서 강편에 열간 압연과 냉간 압연을 실시하고, 적절하게 열처리(템퍼링)를 실시하여 강판으로 한다. 템퍼링 열처리를 행한 경우, 표 3, 표 4에 있어서 「템퍼링 온도」란에 수치를 기재하고 있다.
Figure 112021076581116-pct00013
Figure 112021076581116-pct00014
Figure 112021076581116-pct00015
Figure 112021076581116-pct00016
표 3 및 표 4에 나타내는 강판에, 표 5 내지 표 7에 나타내는 조건에서 중간 열처리를 실시하고, 적절하게 냉간 압연을 실시하여 열처리용 강판으로 한다. 중간 열처리 공정 중, 냉각 공정의 「체류 시간 2」는 450 내지 200℃에 있어서의 체류 시간을 의미한다. 냉간 압연을 행한 경우, 표 5 내지 표 7에 있어서, 「냉간 압연율」란에 수치를 기재하고 있다. 표 8 내지 표 10에, 얻어지는 열처리용 강판의 마이크로 조직을 나타낸다. 일부의 강판에 대해서는 분할하고, 복수의 다른 조건에서 열처리를 실시한다.
Figure 112021076581116-pct00017
Figure 112021076581116-pct00018
Figure 112021076581116-pct00019
Figure 112021076581116-pct00020
Figure 112021076581116-pct00021
Figure 112021076581116-pct00022
(실시예: 고강도 강판의 제조)
표 8 내지 표 10에 나타내는 열처리용 강판에, 표 11 내지 표 14에 나타내는 조건에서 본 열처리를 실시하고, 적절하게 스킨 패스나 열처리(템퍼링)를 실시한다. 참고로서, 가열 처리 중의 450 내지 650℃에 있어서의 평균 가열 속도를 「평균 가열 속도 1」, 650 내지 750℃에 있어서의 평균 가열 속도를 「평균 가열 속도 2」로 하여 표 중에 기재하고 있다. 강판 가열 온도(최고 가열 온도)에서의 유지 시간을 표 중에서 「체류 시간 1」로 표시하고 있다. 냉각 공정에 있어서, 700℃부터 550℃의 온도 영역의 평균 냉각 속도를 표 중에서 「평균 냉각 속도」로 표시하고, 냉각을 정지하고 체류를 시작하는 온도를 「냉각 정지 온도」로 표시하고, 냉각 공정에 있어서의 체류 시간을 「체류 시간 2」로 표시하고 있다. 스킨 패스 압연을 행한 경우, 표 11 내지 표 14에 있어서 「스킨 패스 압연율」란에 수치를 기재하고 있다. 템퍼링 열처리를 행한 경우, 표 11 내지 표 14에 있어서 「템퍼링 처리」란에 수치를 기재하고 있다.
일부의 열처리용 강판에는, 표 11 내지 표 14에 나타내는 본 열처리와 병행하여, 표 15에 나타내는 조건에서 도금 처리를 실시한다. 표 15의 「표면」란에 있어서, EG는 전기 도금법, GI는 용융 도금법(아연 도금층을 형성), GA는 용융 도금법(아연 합금 도금층을 형성)을 의미한다.
Figure 112021076581116-pct00023
Figure 112021076581116-pct00024
Figure 112021076581116-pct00025
Figure 112021076581116-pct00026
Figure 112021076581116-pct00027
표 16 내지 표 23에, 얻어지는 고강도 강판의 마이크로 조직과 특성을 나타낸다. 표 중의 「표면」에 있어서, CR은 도금 처리 없음, EG, GI, GA는 표 15와 마찬가지의 의미이다. 표 중의 「조직분율」란에 있어서, 침상 α, 괴상 α는 각각 침상 페라이트, 괴상 페라이트를 의미한다. 또한, (마르텐사이트), (템퍼링 마르텐사이트), (잔류 오스테나이트)는 섬상 경질 조직의 내역을 의미한다. 펄라이트 및/또는 시멘타이트의 합계를 「기타」로 표시하고 있다. 「섬상 경질 조직」란에 있어서, 원 상당 직경 1.5㎛ 미만을 「<1.5㎛」, 원 상당 직경 1.5㎛ 이상을 「≥1.5㎛」로 표시하고 있다. 최대 개수 밀도와 최소 개수 밀도의 비를 「개수 밀도비」로 표시하고 있다.
Figure 112021076581116-pct00028
Figure 112021076581116-pct00029
Figure 112021076581116-pct00030
Figure 112021076581116-pct00031
Figure 112021076581116-pct00032
Figure 112021076581116-pct00033
Figure 112021076581116-pct00034
Figure 112021076581116-pct00035
강도 및 성형성은 인장 시험 및 구멍 확장 시험을 행하여 평가한다. JIS Z 2201에 기재된 5호 시험편을 제작하고, 인장축을 강판의 폭 방향으로 하여, JIS Z 2241에 따라 인장 시험을 행한다. 구멍 확장 시험은 JIS Z 2256에 따라 행한다.
인장 강도가 590MPa 이상인 고강도 강판에 있어서, 인장 최대 강도 TS(MPa), 전체 신장 El(％), 구멍 확장성 λ(％)로 이루어지는, 하기 식 (5)가 성립하는 경우, 성형성-강도 밸런스가 우수한 강판이라고 판정한다.
TS1.5×El×λ0.5≥4.0×106 … (5)
인성을 평가하기 위해 샤르피 충격 시험을 행한다. 강판의 판 두께가 2.5mm 미만인 경우에는, 판 두께의 합계가 5.0mm를 초과할 때까지 강판을 적층하여 볼트로 체결하고, 2mm 깊이의 V 노치를 부여한 적층 샤르피 시험편을 제작한다. 그 이외의 조건은 JIS Z 2242에 따라 행한다.
취성 파면율이 50％ 이상으로 되는 연성-취성 천이 온도 TTR이 -50℃ 이하이며, 또한 취성 천이 후의 충격 흡수 에너지 EB와 실온에 있어서의 충격 흡수 에너지 ERT의 비, EB/ERT가 0.25 이상으로 되는 경우, 인성이 우수한 강판이라고 판정한다.
실험예 83 내지 93은, 주조한 강재의 성분 조성이 본 발명의 범위를 벗어나, 소정의 열처리용 원판 및 고강도 강판이 얻어지지 않는 비교예이다.
실험예 84는, 강판이 함유하는 C가 0.080질량％를 하회하는 예이며, 열처리용 강판에 있어서, 라스상 조직 및 소정의 탄화물이 얻어지지 않으며, 또한 고강도 강판에 있어서, 충분한 양의 섬상 경질 조직이 얻어지지 않는 예이고, TS(인장 강도)가 열위이다. 또한, 원 상당 직경 1.5㎛ 미만의 섬상 경질 조직의 개수 밀도가 0.0이었기 때문에, 개수 밀도비의 평가는 행하지 않았다.
실험예 85는, 강판이 함유하는 C가 0.500질량％를 초과하는 예이며, 주조 공정에 있어서 슬래브가 파단되기 때문에, 열처리용 강판 및 고강도 강판이 얻어지지 않는다. 실험예 86은, 강판이 함유하는 Si가 2.50질량％를 초과하는 예이며, 주조 공정에 있어서 슬래브가 파단되기 때문에, 열처리용 강판 및 고강도 강판이 얻어지지 않는다.
실험예 87은, 강판이 함유하는 Mn이 5.00질량％를 초과하는 예이며, 주조 공정에 있어서 슬래브가 파단되기 때문에, 열처리용 강판 및 고강도 강판이 얻어지지 않는다. 실험예 88은, 강판이 함유하는 Mn이 0.50질량％를 하회하는 예이며, 열처리용 강판에 있어서 라스상 조직이 충분히 얻어지지 않고, 고강도 강판에 있어서, 침상 페라이트가 충분히 얻어지지 않는 예이며, 강도-성형성 밸런스 및 내충격 특성이 열위이다.
실험예 89는, 강판이 함유하는 P가 0.100질량％를 초과하는 예이며, 주조 공정에 있어서 슬래브가 파단되기 때문에, 열처리용 강판 및 고강도 강판이 얻어지지 않는다. 실험예 90은, 강판이 함유하는 S가 0.0100질량％를 초과하는 예이며, 다량의 개재물이 발생하기 때문에, 열처리용 강판 및 고강도 강판의 성형성이 현저하게 저하되는 예이다.
실험예 91은, 강판이 함유하는 Al이 2.000질량％를 초과하는 예이며, 주조 공정에 있어서 슬래브가 파단되기 때문에, 열처리용 강판 및 고강도 강판이 얻어지지 않는다. 실험예 92는, 강판이 함유하는 N이 0.0150질량％를 초과하는 예이며, 다량의 조대 질화물이 발생하기 때문에, 열처리용 강판 및 고강도 강판의 성형성이 현저하게 저하되는 예이다.
실험예 93은, 강판이 함유하는 N이 0.0150질량％를 초과하는 예이며, 다량의 조대 질화물이 발생하기 때문에, 열처리용 강판 및 고강도 강판의 성형성이 현저하게 저하되는 예이다. 실험예 83은, 강판의 성분 조성이 식 (1)을 만족하지 않는 예이며, 열처리용 강판의 탄화물 밀도가 불충분해지고, 고강도 강판에 있어서, 미세한 섬상 경질 조직의 애스펙트비가 커지고, 내충격성이 저하되는 예이다.
실험예 13, 18, 26, 52, 69, 74는, 열처리용 강판을 제조하기 위한 열연 공정에 있어서, 제조 조건이 본 발명의 범위를 벗어나, 소정의 마이크로 조직의 열처리용 강판이 얻어지지 않고, 본 열처리 후의 특성이 열위로 되는 비교예이다.
실험예 95(열처리용 강판 65)는, 식 (A)를 벗어나, 열연 강판에 있어서의 마이크로 조직이 불균질로 되고, 본 열처리 후의 강판에 있어서 섬상 경질 조직이 불균질하게 분산되기 때문에 내충격성이 저하되는 예이다.
실험예 52(열처리용 강판 32) 및 실험예 74(열처리용 강판 47)는, 열연 공정에 있어서의 냉각 조건이 식 (2)를 만족하지 않는 예이며, 열처리용 강판에 있어서의 탄화물 밀도가 불충분해지고, 고강도 강판에 있어서, 미세한 섬상 경질 조직의 애스펙트비가 커지고, 내충격성이 저하되는 예이다.
실험예 13(열처리용 강판 6) 및 실험예 26(열처리용 강판 15)은, 열간 압연하고 나서 열처리까지의 온도 이력이 식 (3) 하한을 만족하지 않는 예이며, 열처리용 강판에 있어서의 탄화물 밀도가 불충분해지고, 고강도 강판에 있어서, 미세한 섬상 경질 조직의 애스펙트비가 커지고, 내충격성이 저하되는 예이다.
실험예 18(열처리용 강판 9) 및 실험예 69(열처리용 강판 43)는, 열간 압연하고 나서 열처리까지의 온도 이력이 식 (3) 상한을 만족하지 않는 예이며, 열처리용 강판에 조대한 탄화물이 잔류하고, 열처리용 강판에 있어서, 탄화물 밀도가 불충분해지는 예이다. 이 때문에, 열처리용 강판의 성형성이 저하되며, 또한 고강도 강판에 있어서, 미세한 섬상 경질 조직의 애스펙트비가 커지고, 내충격성이 저하된다.
실험예 5, 15, 25, 33, 50, 57, 63, 67, 73 및 98은, 열연 강판을 중간 열처리하여 열처리용 강판을 제조하는 공정에 있어서, 제조 조건이 본 발명의 범위를 벗어나, 소정의 마이크로 조직의 열처리용 강판이 얻어지지 않고, 본 열처리 후의 특성이 열위로 되는 비교예이다.
실험예 5(열처리용 강판 1B) 및 실험예 73(열처리용 강판 46B)은, 650℃부터 (Ac3-40)℃의 온도 영역에 있어서의 평균 가열 속도가 느리고, 열처리용 강판에 있어서, 탄화물 밀도가 불충분해지고, 고강도 강판에 있어서, 미세한 섬상 경질 조직의 애스펙트비가 커지고, 내충격성이 저하되는 예이다.
실험예 25(열처리용 강판 14B) 및 실험예 50(열처리용 강판 30B)는, 최고 가열 온도가 낮고, 열처리용 강판에 있어서, 충분한 양의 라스 조직이 얻어지지 않는 예이며, 고강도 강판에 있어서, 강도-성형성 밸런스 및 내충격성이 저하된다.
실험예 57(열처리용 강판 35B)은, 최고 가열 온도가 높고, 열처리용 강판에 있어서, 탄화물 밀도가 불충분해지는 예이다. 이 때문에, 열처리용 강판에 있어서, 과도하게 C가 고용되어, 열처리용 강판의 성형성이 열위로 된다. 또한, 고강도 강판에 있어서, 미세한 섬상 경질 조직의 애스펙트비가 커지고, 내충격성이 저하된다.
실험예 15(열처리용 강판 7B) 및 실험예 33(열처리용 강판 19B)은, 최고 가열 온도에서의 체류 시간이 길고, 열처리용 강판에 있어서, 탄화물 밀도가 불충분해지는 예이다. 이 때문에, 열처리용 강판에 있어서, 과도하게 C가 고용되어, 열처리용 강판의 성형성이 열위로 된다. 또한, 고강도 강판에 있어서, 미세한 섬상 경질 조직의 애스펙트비가 커지고, 내충격성이 저하된다.
실험예 63(열처리용 강판 39B) 및 실험예 67(열처리용 강판 41B)은, 750℃부터 450℃에 있어서의 냉각 속도가 느리고, 열처리용 강판에 있어서, 괴상 페라이트의 비율이 높아져, 라스상 조직이 얻어지지 않기 때문에, 고강도 강판에 있어서의 강도-성형성 밸런스 및 내충격성이 저하된다.
실험예 98(열처리용 강판 68)은, 열처리용 강판의 냉간 압연율이 큰 예이며, 열처리용 강판에 있어서 라스상 조직이 무너지기 때문에, 고강도 강판에 있어서, 소정의 마이크로 조직이 얻어지지 않고, 강도-성형성 밸런스 및 내충격성이 저하된다.
표 7 내지 표 9에 나타내는 실험예 중, 상기 비교예에 관한 강판을 제외한 강판은 본 발명의 열처리용 강판이며, 본 발명의 소정의 열처리를 실시함으로써, 성형성 및 내충격 특성이 우수한 고강도 강판을 얻을 수 있다.
실험예 3, 4, 17, 39, 45, 48, 55, 65, 79 및 94, 99 내지 104는, 본 발명의 열처리용 강판을 본 열처리함에 있어서, 열처리 조건이 본 발명의 범위를 벗어나는 예이며, 성형성 및 내충격 특성이 우수한 고강도 강판이 얻어지지 않는 비교예이다.
실험예 4 및 실험예 48은, 450℃부터 650℃의 온도 영역에 있어서의 가열 속도가 부족하고, 고강도 강판에 있어서, 미세한 섬상 경질 조직의 애스펙트비가 커지고, 내충격성이 저하되는 예이다.
실험예 45는, 650℃부터 750℃의 온도 영역에 있어서의 가열 속도가 과대하고, 고강도 강판에 있어서, 미세한 섬상 경질 조직의 애스펙트비가 커지고, 내충격성이 저하되는 예이다. 실험예 17 및 실험예 79는, 최고 가열 온도가 낮고, 다량의 탄화물이 안녹고 남아, 고강도 강판에 있어서, 강도, 성형성 및/또는 내충격 특성이 저하되는 예이다.
실험예 55는, 최고 가열 온도가 높고, 라스상 조직이 완전히 소실되고, 고강도 강판에 있어서, 강도-성형성 밸런스 및 내충격성이 저하되는 예이다. 실험예 39 및 실험예 80은, 최고 가열 온도에 있어서의 체류 시간이 길고, 라스상 조직이 완전히 소실되고, 고강도 강판에 있어서, 강도-성형성 밸런스 및 내충격성이 저하되는 예이다.
실험예 3 및 실험예 101은, 700℃부터 550℃의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도가 부족하고, 괴상 페라이트가 과잉으로 생성되는 예이며, 고강도 강판에 있어서, 강도-성형성 밸런스 및 내충격성이 저하된다.
실험예 51 및 실험예 102는, 550℃부터 300℃의 온도 영역에 있어서의 체류 시간이 길고, 변태가 과도하게 진행되어, 섬상 경질 조직이 얻어지지 않는 예이며, 고강도 강판에 있어서, 강도-성형성 밸런스가 저하된다.
실험예 94, 99는 식 (C) 낮음을 벗어나며, 고강도 강판에 있어서, 미세한 섬상 경질 조직의 개수 밀도가 불충분하고, 내충격성이 저하되는 예이다.
실험예 100은 식 (C) 높음을 벗어나며, 애스펙트비가 작은 조대한 괴상의 섬상 조직이 발달하고, 고강도 강판에 있어서, 강도-성형성 밸런스 및 내충격성이 저하되는 예이다.
실험예 4, 103은 식 (B)를 벗어나며, 등방적인 미세 섬상 조직이 충분히 얻어지지 않고, 고강도 강판에 있어서, 내충격성이 저하되는 예이다.
실험예 104는 식 (4)를 벗어나며, 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않고, 고강도 강판에 있어서, 강도-성형성 밸런스가 저하되는 예이다.
표 19 내지 표 267에 나타내는 실험예 중, 상기 비교예에 관한 강판을 제외한 강판은, 본 발명의 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판이고, 본 발명의 제조 조건에 의해, 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판이 얻어지는 것을 알 수 있다.
실험예 47(열처리용 강판 29)은, 열처리용 강판을 제조함에 있어서, 열간 압연 공정에 있어서 식 (2)를 만족하지 않았기 때문에, 열연 강판을 일단 Ac3점 이상까지 가열하고, 식 (2) 및 식 (3)을 만족하는 조건에서 냉각 및 템퍼링 처리를 한 후, 표 4 내지 표 6에 나타내는 열처리를 실시함으로써, 본 발명의 열처리용 강판이 얻어지는 예이며, 또한 표 10 내지 표 17에 나타내는 열처리를 실시함으로써, 본 발명의 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판이 얻어진다. 본 실험예에 한하여, 표 2의 식 (2), 식 (3)의 란에는, 열간 압연 후의 가열ㆍ냉각 공정에 있어서의 결과를 기재하고 있다.
실험예 16, 21, 28, 32, 54는, 강판을 용융 아연욕에 침지함으로써, 본 발명의 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 아연 도금 강판이 얻어지는 예이다. 실험예 16, 21은, 550℃부터 300℃의 온도 영역에 있어서의 체류 처리가 완료되기 직후에, 아연욕에 침지하고, 실온까지 냉각하는 예이다.
한편, 실험예 28 및 실험예 32는, 550℃부터 300℃의 온도 영역에 체류하는 동안에 아연욕에 침지하는 예이다. 실험예 32는, 표 10 내지 표 17에 나타내는 열처리를 실시한 후, 템퍼링 처리와 동시에 아연욕에 침지하는 예이다.
실험예 7, 12, 24, 72 및 78은, 강판을 용융 아연욕에 침지한 후에 합금화 처리를 실시함으로써, 본 발명의 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 합금화 아연 도금 강판이 얻어지는 예이다.
실험예 12 및 24는, 550 내지 300℃의 온도 영역에 있어서의 체류 처리가 완료되는 직후에 아연욕에 침지하고, 합금화 처리를 실시한 후에, 실온까지 냉각하는 예이다.
실험예 72는, 550℃부터 300℃의 온도 영역에 체류하는 동안에 아연욕에 침지한 후, 체류 처리가 완료되고 나서 합금화 처리를 실시하고, 실온까지 냉각하는 예이다. 실험예 78은, 550℃부터 300℃의 온도 영역에 체류하는 동안에 아연욕에 침지한 후, 체류 처리가 완료되고 나서 실온까지 냉각하고, 템퍼링 처리 및 합금화 처리를 동시에 실시하는 예이다. 실험예 7은, 표 10 내지 표 17에 나타내는 열처리를 실시한 후, 템퍼링 처리의 직전에 아연욕에 침지하고, 템퍼링 처리 및 합금화 처리를 동시에 실시하는 예이다.
실험예 9, 42 및 82는, 전기 도금 처리에 의해, 본 발명의 성형성 및 내충격성이 우수한 아연 도금 고강도 강판이 얻어지는 예이다. 실험예 42 및 82는, 표 10 내지 표 17에 나타내는 열처리를 실시한 후, 전기 도금 처리를 실시하는 예이다. 실험예 9는, 표 10 내지 표 17에 나타내는 열처리를 실시한 후, 전기 도금 처리를 실시하고, 추가로 표 10 내지 표 17에 나타내는 템퍼링 처리를 실시하는 예이다.
전술한 바와 같이, 본 발명에 따르면, 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판을 제공할 수 있다. 본 발명의 고강도 강판은, 자동차의 대폭적인 경량화와, 탑승자의 보호ㆍ안전의 확보에 적합한 강판이므로, 본 발명은 강판 제조 산업 및 자동차 산업에 있어서 이용 가능성이 높은 것이다.
1: 괴상 페라이트
2: 조대한 섬상 경질 조직(애스펙트비: 소)
3: 침상 페라이트
4: 조대한 섬상 경질 영역(애스펙트비: 대)
5: 미세한 섬상 경질 영역(애스펙트비: 소)

Claims (16)

  1. 성분 조성이, 질량％로,
    C: 0.080 내지 0.500％,
    Si: 2.50％ 이하,
    Mn: 0.50 내지 5.00％,
    P: 0.100％ 이하,
    S: 0.0100％ 이하,
    Al: 0.001 내지 2.000％,
    N: 0.0150％ 이하,
    O: 0.0050％ 이하,
    잔부: Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 또한 하기 식 (1)을 만족하는 강판에 있어서,
    강판 표면으로부터 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께)의 영역의 마이크로 조직이, 체적％로,
    침상 페라이트: 20％ 이상,
    마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 또는 2종 이상으로 이루어지는 섬상 경질 조직: 20％ 이상
    을 포함하고,
    잔류 오스테나이트: 2％ 이상 25％ 이하이고,
    괴상 페라이트: 20％ 이하,
    잔부가 베이나이트, 베이니틱 페라이트, 및/또는 불가피적 생성 상이고,
    상기 불가피적 생성 상은, 펄라이트, 및/또는 시멘타이트를 포함하고,
    상기 베이나이트 및 상기 베이니틱 페라이트의 체적％는, 합계로 40％ 이하,
    상기 펄라이트 및/또는 상기 시멘타이트: 합계로 5％ 이하
    로 제한되고,
    상기 섬상 경질 조직에 있어서, 원 상당 직경 1.5㎛ 이상의 경질 영역의 애스펙트비의 평균이 2.0 이상이고, 원 상당 직경 1.5㎛ 미만의 경질 영역의 애스펙트비의 평균이 2.0 미만이고,
    상기 원 상당 직경 1.5㎛ 미만의 경질 영역의 단위 면적당 개수 밀도(이하 간단히 「개수 밀도」라고도 함)의 평균이 1.0×1010개ㆍm-2 이상이며, 또한 3개 이상의 시야에 있어서, 각각 5.0×10-10㎡ 이상의 면적에 있어서 섬상 경질 조직의 개수 밀도를 구하였을 때, 그 최대 개수 밀도와 최소 개수 밀도의 비가 2.5 이하인 것을 특징으로 하는 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판.
    [Si]+0.35[Mn]+0.15[Al]+2.80[Cr]+0.84[Mo]+0.50[Nb]+0.30[Ti]≥1.00 … (1)
    [원소]: 원소의 질량％
  2. 제1항에 있어서, 상기 성분 조성이, 추가로 질량％로,
    Ti: 0.300％ 이하,
    Nb: 0.100％ 이하,
    V: 1.00％ 이하
    중 1종 또는 2종 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판.
  3. 제1항에 있어서, 상기 성분 조성이, 추가로 질량％로,
    Cr: 2.00％ 이하,
    Ni: 2.00％ 이하,
    Cu: 2.00％ 이하,
    Mo: 1.00％ 이하,
    W: 1.00％ 이하,
    B: 0.0100％ 이하
    중 1종 또는 2종 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판.
  4. 제1항에 있어서, 상기 성분 조성이, 추가로 질량％로,
    Sn: 1.00％ 이하,
    Sb: 0.200％ 이하
    중 1종 또는 2종을 포함하는 것을 특징으로 하는 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판.
  5. 제1항에 있어서, 상기 성분 조성이, 추가로 질량％로, Ca, Ce, Mg, Zr, La, Hf, REM 중 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0100％ 이하 포함하는 것을 특징으로 하는 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판.
  6. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 고강도 강판의 편면 또는 양면에 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판.
  7. 제6항에 있어서, 상기 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층이 합금화 도금층인 것을 특징으로 하는 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판.
  8. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 기재된 성분을 함유하는 주편을 1080℃ 이상 1300℃ 이하로 가열한 후, 최고 가열 온도부터 1000℃까지의 온도 영역에 있어서의 열간 압연 조건이 식 (A)를 만족하고, 또한 압연 완료 온도를 975℃부터 850℃의 구간으로 하는 열간 압연을 실시하는 열간 압연 공정과,
    열간 압연이 완료되고 나서 600℃까지의 냉각 조건이, 압연 완료 온도부터 600℃까지의 온도를 15등분한 각 온도 영역에 있어서의 변태 진행 정도의 총합을 나타내는 하기 식 (2)를 만족하며, 또한 600℃에 도달한 후, 후술하는 중간 열처리를 개시할 때까지 20℃마다 산출하는 온도 이력이 하기 식 (3)을 만족하는 냉각 공정과,
    압하율 80％ 이하의 냉간 압연을 실시하는 냉간 압연 공정과,
    (Ac3-30)℃부터 (Ac3+100)℃의 온도로, 650℃부터 (Ac3-40)℃의 온도 영역의 평균 가열 속도를 30℃/초 이상으로 하여 가열하고, 당해 가열 온도부터 (최고 가열 온도-10)℃의 온도 영역에 있어서의 체류 시간을 100초 이하로 제한하고, 다음에 가열 온도로부터 냉각할 때, 750℃부터 450℃의 온도 영역의 평균 냉각 속도를 30℃/초 이상으로 하여 냉각하는 중간 열처리 공정을 실시하여 얻어지는 열처리용 강판에,
    (Ac1+25)℃부터 Ac3점의 온도로, 450℃부터 650℃에 있어서의 온도 이력을 하기 식 (B)를 만족하는 범위로 하고, 다음에 650℃부터 750℃에 있어서의 온도 이력을 하기 식 (C)를 만족하는 범위로 하여 가열하고,
    가열 온도로 150초 이하 유지하고,
    가열 유지 온도로부터 냉각할 때, 700℃부터 550℃의 온도 영역의 평균 냉각 속도를 10℃/초 이상으로 하여, 550℃부터 300℃의 온도 영역으로 냉각하고,
    550℃부터 300℃의 온도 영역에 있어서의 체류 시간을 1000초 이하로 하고,
    또한, 550℃부터 300℃의 온도 영역에 있어서의 체류 조건이 하기 식 (4)를 만족하는 본 열처리 공정을 실시하는 것을 특징으로 하는 제1항 내지 제5항 중 어느 한 한에 기재된 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
    Figure 112022115577868-pct00036

    n: 가열로로부터 취출 후, 1000℃에 이르기까지의 압연 패스수
    hi: i패스 후의 마무리 판 두께[mm]
    Ti: i패스째의 압연 온도[℃]
    ti: i패스째의 압연부터 i+1패스째까지의 경과 시간[초]
    A=9.11×107, B=2.72×104: 상수
    Figure 112022115577868-pct00037

    t(n): n번째의 온도 영역에 있어서의 체류 시간[초]
    원소 기호: 원소의 질량％
    Tf: 열간 압연 완료 온도[℃]
    Figure 112022115577868-pct00038

    Tn: n-1회째의 산출 시점부터 n회째의 산출 시점에 이르기까지의 평균 강판 온도[℃]
    tn: n회째의 산출 시에 있어서의 탄화물의 성장에 관한 실효 총 시간[시간]
    Δtn: n-1회째의 산출 시점부터 n회째의 산출 시점에 이르기까지의 경과 시간[시간]
    C: 탄화물의 성장 속도에 관한 파라미터(원소 기호: 원소의 질량％)
    Figure 112022115577868-pct00039

    단, 각 화학 조성은 첨가량[질량％]을 나타낸다.
    F: 상수, 2.57
    tn: (440+10n)℃부터 (450+10n)℃까지의 경과 시간[초]
    K: 식 (3) 중변의 값
    Figure 112022115577868-pct00040

    M: 상수 5.47×1010
    N: 식 (B) 좌변의 값
    P: 0.38Si+0.64Cr+0.34Mo
    단, 각 화학 조성은 첨가량[질량％]을 나타낸다.
    Q: 2.43×104
    tn: (640+10n)℃부터 (650+10n)℃까지의 경과 시간[초]
    Figure 112022115577868-pct00041

    T(n): 체류 시간을 10등분하였을 때의 n번째의 시간대에 있어서의 강판의 평균 온도
    Bs점(℃)=611-33[Mn]-17[Cr]-17[Ni]-21[Mo]-11[Si]+30[Al]+(24[Cr]+15[Mo]
    +5500[B]+240[Nb])/(8[C])
    [원소]: 원소의 질량％
    Bs<T(n)일 때, (Bs-T(n))=0
    t: 550 내지 300℃의 온도 영역에 있어서의 체류 시간의 합계[초]
  9. 제8항에 있어서, 상기 본 열처리 공정 전의 열처리용 강판에, 압하율 15％ 이하의 냉간 압연을 실시하는 것을 특징으로 하는 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
  10. 제8항에 있어서, 상기 고강도 강판을 200℃부터 600℃로 가열하여 템퍼링하는 것을 특징으로 하는 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
  11. 제8항에 있어서, 상기 고강도 강판에, 압하율 2.0％ 이하의 스킨 패스 압연을 실시하는 것을 특징으로 하는 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
  12. 성분 조성이, 질량％로,
    C: 0.080 내지 0.500％,
    Si: 2.50％ 이하,
    Mn: 0.50 내지 5.00％,
    P: 0.100％ 이하,
    S: 0.0100％ 이하,
    Al: 0.001 내지 2.000％,
    N: 0.0150％ 이하,
    O: 0.0050％ 이하,
    잔부: Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 또한 하기 식 (1)을 만족하는 강판에 있어서,
    강판 표면으로부터 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께)의 영역의 마이크로 조직이, 체적％로,
    침상 페라이트: 20％ 이상,
    마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 또는 2종 이상으로 이루어지는 섬상 경질 조직: 20％ 이상
    을 포함하고,
    잔류 오스테나이트: 2％ 이상 25％ 이하이고,
    괴상 페라이트: 20％ 이하,
    펄라이트 및/또는 시멘타이트: 합계로 5％ 이하
    로 제한되고,
    상기 섬상 경질 조직에 있어서, 원 상당 직경 1.5㎛ 이상의 경질 영역의 애스펙트비의 평균이 2.0 이상이고, 원 상당 직경 1.5㎛ 미만의 경질 영역의 애스펙트비의 평균이 2.0 미만이고,
    상기 원 상당 직경 1.5㎛ 미만의 경질 영역의 단위 면적당 개수 밀도(이하 간단히 「개수 밀도」라고도 함)의 평균이 1.0×1010개ㆍm-2 이상이며, 또한 3개 이상의 시야에 있어서, 각각 5.0×10-10㎡ 이상의 면적에 있어서 섬상 경질 조직의 개수 밀도를 구하였을 때, 그 최대 개수 밀도와 최소 개수 밀도의 비가 2.5 이하이고,
    [Si]+0.35[Mn]+0.15[Al]+2.80[Cr]+0.84[Mo]+0.50[Nb]+0.30[Ti]≥1.00 … (1)
    [원소]: 원소의 질량％
    상기 고강도 강판의 편면 또는 양면에 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 갖는 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법이며,
    제8항에 기재된 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법으로 제조한 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판을, 아연을 주성분으로 하는 도금욕에 침지하고, 고강도 강판의 편면 또는 양면에 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 형성하는 것을 특징으로 하는 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
  13. 성분 조성이, 질량％로,
    C: 0.080 내지 0.500％,
    Si: 2.50％ 이하,
    Mn: 0.50 내지 5.00％,
    P: 0.100％ 이하,
    S: 0.0100％ 이하,
    Al: 0.001 내지 2.000％,
    N: 0.0150％ 이하,
    O: 0.0050％ 이하,
    잔부: Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 또한 하기 식 (1)을 만족하는 강판에 있어서,
    강판 표면으로부터 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께)의 영역의 마이크로 조직이, 체적％로,
    침상 페라이트: 20％ 이상,
    마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 또는 2종 이상으로 이루어지는 섬상 경질 조직: 20％ 이상
    을 포함하고,
    잔류 오스테나이트: 2％ 이상 25％ 이하이고,
    괴상 페라이트: 20％ 이하,
    펄라이트 및/또는 시멘타이트: 합계로 5％ 이하
    로 제한되고,
    상기 섬상 경질 조직에 있어서, 원 상당 직경 1.5㎛ 이상의 경질 영역의 애스펙트비의 평균이 2.0 이상이고, 원 상당 직경 1.5㎛ 미만의 경질 영역의 애스펙트비의 평균이 2.0 미만이고,
    상기 원 상당 직경 1.5㎛ 미만의 경질 영역의 단위 면적당 개수 밀도(이하 간단히 「개수 밀도」라고도 함)의 평균이 1.0×1010개ㆍm-2 이상이며, 또한 3개 이상의 시야에 있어서, 각각 5.0×10-10㎡ 이상의 면적에 있어서 섬상 경질 조직의 개수 밀도를 구하였을 때, 그 최대 개수 밀도와 최소 개수 밀도의 비가 2.5 이하이고,
    [Si]+0.35[Mn]+0.15[Al]+2.80[Cr]+0.84[Mo]+0.50[Nb]+0.30[Ti]≥1.00 … (1)
    [원소]: 원소의 질량％
    상기 고강도 강판의 편면 또는 양면에 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 갖는 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법이며,
    제8항에 기재된 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법에 있어서 550℃부터 300℃의 온도 영역에 체류하는 강판을, 아연을 주성분으로 하는 도금욕에 침지하고, 고강도 강판의 편면 또는 양면에 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 형성하는 것을 특징으로 하는 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
  14. 성분 조성이, 질량％로,
    C: 0.080 내지 0.500％,
    Si: 2.50％ 이하,
    Mn: 0.50 내지 5.00％,
    P: 0.100％ 이하,
    S: 0.0100％ 이하,
    Al: 0.001 내지 2.000％,
    N: 0.0150％ 이하,
    O: 0.0050％ 이하,
    잔부: Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 또한 하기 식 (1)을 만족하는 강판에 있어서,
    강판 표면으로부터 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께)의 영역의 마이크로 조직이, 체적％로,
    침상 페라이트: 20％ 이상,
    마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 또는 2종 이상으로 이루어지는 섬상 경질 조직: 20％ 이상
    을 포함하고,
    잔류 오스테나이트: 2％ 이상 25％ 이하이고,
    괴상 페라이트: 20％ 이하,
    펄라이트 및/또는 시멘타이트: 합계로 5％ 이하
    로 제한되고,
    상기 섬상 경질 조직에 있어서, 원 상당 직경 1.5㎛ 이상의 경질 영역의 애스펙트비의 평균이 2.0 이상이고, 원 상당 직경 1.5㎛ 미만의 경질 영역의 애스펙트비의 평균이 2.0 미만이고,
    상기 원 상당 직경 1.5㎛ 미만의 경질 영역의 단위 면적당 개수 밀도(이하 간단히 「개수 밀도」라고도 함)의 평균이 1.0×1010개ㆍm-2 이상이며, 또한 3개 이상의 시야에 있어서, 각각 5.0×10-10㎡ 이상의 면적에 있어서 섬상 경질 조직의 개수 밀도를 구하였을 때, 그 최대 개수 밀도와 최소 개수 밀도의 비가 2.5 이하이고,
    [Si]+0.35[Mn]+0.15[Al]+2.80[Cr]+0.84[Mo]+0.50[Nb]+0.30[Ti]≥1.00 … (1)
    [원소]: 원소의 질량％
    상기 고강도 강판의 편면 또는 양면에 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 갖는 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법이며,
    제8항에 기재된 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법으로 제조한 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 편면 또는 양면에 전기 도금으로 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 형성하는 것을 특징으로 하는 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
  15. 제13항에 있어서,
    성분 조성이, 질량％로,
    C: 0.080 내지 0.500％,
    Si: 2.50％ 이하,
    Mn: 0.50 내지 5.00％,
    P: 0.100％ 이하,
    S: 0.0100％ 이하,
    Al: 0.001 내지 2.000％,
    N: 0.0150％ 이하,
    O: 0.0050％ 이하,
    잔부: Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 또한 하기 식 (1)을 만족하는 강판에 있어서,
    강판 표면으로부터 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께)의 영역의 마이크로 조직이, 체적％로,
    침상 페라이트: 20％ 이상,
    마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 또는 2종 이상으로 이루어지는 섬상 경질 조직: 20％ 이상
    을 포함하고,
    잔류 오스테나이트: 2％ 이상 25％ 이하이고,
    괴상 페라이트: 20％ 이하,
    펄라이트 및/또는 시멘타이트: 합계로 5％ 이하
    로 제한되고,
    상기 섬상 경질 조직에 있어서, 원 상당 직경 1.5㎛ 이상의 경질 영역의 애스펙트비의 평균이 2.0 이상이고, 원 상당 직경 1.5㎛ 미만의 경질 영역의 애스펙트비의 평균이 2.0 미만이고,
    상기 원 상당 직경 1.5㎛ 미만의 경질 영역의 단위 면적당 개수 밀도(이하 간단히 「개수 밀도」라고도 함)의 평균이 1.0×1010개ㆍm-2 이상이며, 또한 3개 이상의 시야에 있어서, 각각 5.0×10-10㎡ 이상의 면적에 있어서 섬상 경질 조직의 개수 밀도를 구하였을 때, 그 최대 개수 밀도와 최소 개수 밀도의 비가 2.5 이하이고,
    [Si]+0.35[Mn]+0.15[Al]+2.80[Cr]+0.84[Mo]+0.50[Nb]+0.30[Ti]≥1.00 … (1)
    [원소]: 원소의 질량％
    상기 고강도 강판의 편면 또는 양면에 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 갖고,
    상기 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층이 합금화 도금층인 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판을 제조하는 제조 방법이며,
    상기 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 400℃부터 600℃로 가열하고, 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층에 합금화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
  16. 제14항에 있어서,
    성분 조성이, 질량％로,
    C: 0.080 내지 0.500％,
    Si: 2.50％ 이하,
    Mn: 0.50 내지 5.00％,
    P: 0.100％ 이하,
    S: 0.0100％ 이하,
    Al: 0.001 내지 2.000％,
    N: 0.0150％ 이하,
    O: 0.0050％ 이하,
    잔부: Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 또한 하기 식 (1)을 만족하는 강판에 있어서,
    강판 표면으로부터 1/8t(t: 판 두께) 내지 3/8t(t: 판 두께)의 영역의 마이크로 조직이, 체적％로,
    침상 페라이트: 20％ 이상,
    마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 또는 2종 이상으로 이루어지는 섬상 경질 조직: 20％ 이상
    을 포함하고,
    잔류 오스테나이트: 2％ 이상 25％ 이하이고,
    괴상 페라이트: 20％ 이하,
    펄라이트 및/또는 시멘타이트: 합계로 5％ 이하
    로 제한되고,
    상기 섬상 경질 조직에 있어서, 원 상당 직경 1.5㎛ 이상의 경질 영역의 애스펙트비의 평균이 2.0 이상이고, 원 상당 직경 1.5㎛ 미만의 경질 영역의 애스펙트비의 평균이 2.0 미만이고,
    상기 원 상당 직경 1.5㎛ 미만의 경질 영역의 단위 면적당 개수 밀도(이하 간단히 「개수 밀도」라고도 함)의 평균이 1.0×1010개ㆍm-2 이상이며, 또한 3개 이상의 시야에 있어서, 각각 5.0×10-10㎡ 이상의 면적에 있어서 섬상 경질 조직의 개수 밀도를 구하였을 때, 그 최대 개수 밀도와 최소 개수 밀도의 비가 2.5 이하이고,
    [Si]+0.35[Mn]+0.15[Al]+2.80[Cr]+0.84[Mo]+0.50[Nb]+0.30[Ti]≥1.00 … (1)
    [원소]: 원소의 질량％
    상기 고강도 강판의 편면 또는 양면에 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 갖고,
    상기 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층이 합금화 도금층인 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판을 제조하는 제조 방법이며,
    상기 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층을 400℃부터 600℃로 가열하고, 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층에 합금화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
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