KR20070086676A - 고강도 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

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KR20070086676A
KR20070086676A KR1020077014569A KR20077014569A KR20070086676A KR 20070086676 A KR20070086676 A KR 20070086676A KR 1020077014569 A KR1020077014569 A KR 1020077014569A KR 20077014569 A KR20077014569 A KR 20077014569A KR 20070086676 A KR20070086676 A KR 20070086676A
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hard
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요시타카 오키쯔
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혼다 기켄 고교 가부시키가이샤
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Abstract

합금 원소 첨가량을 억제하여 페라이트 결정 입자의 미세화에 의해 강도를 향상시키는 동시에 프레스 성형시에 중요해지는 강도와 연성과의 밸런스가 우수하고 정동차가 170 MPa 이상인 나노 결정 입자(결정 입자 직경이 1.2 μm 이하)를 포함하는 고강도 강판을 제공한다.
페라이트상과 상기 페라이트상 중에 분산되는 경질 제2 상으로 이루어지는 금속 조직을 나타내고, 상기 금속 조직에서 차지하는 경질 제2 상의 면적율이 3 내지 30%이며, 상기 페라이트상 중에서 차지하는 결정 입자 직경이 1.2 μm 이하인 나노 결정 입자의 면적율이 15 내지 90%이고, 결정 입자 직경이 1.2 μm 이하인 나노 결정 입자의 평균 입자 직경 dS와 결정 입자 직경이 1.2 μm를 넘는 마이크로 결정 입자의 평균 입자 직경 dL이 식(dL/dS≥3)을 만족시키는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.

Description

고강도 강판 및 그 제조 방법{HIGH STRENGTH STEEL SHEET AND METHOD FOR PRODUCTION THEREOF}
본 발명은, 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이며, 특히 큰 고속 변형 강도 및 충격 에너지-흡수 성능과, 우수한 가공성을 양립시킨 자동차용 고강도 강판의 제조 기술에 관한 것이다.
고강도 강판은, 자동차의 보디 등에 사용되지만, 이러한 강판에 관한 기술로는 다음과 같은 것이 개시되어 있다. 일본 특허 공개 제2002-97545호 공보에서는 성분을 한정한 강이 체적분율로 3% 이상의 잔류 오스테나이트를 포함하는 복합 조직을 갖도록 하고, 적어도 판 두께의 1/2에서는 판면의 {100} <011> 내지 {223} <110> 방위군의 X선 랜덤 강화비의 평균값이 3.0 이상이면서 {554} <225>, {111} <112> 및 {111} <110>의 3개의 결정 방위의 X선 랜덤 강화비의 평균값이 3.5 이하이며 압연 방향의 r값 및 압연 방향과 직각 방향의 r값 중 적어도 하나가 0.7 이하인, 가공시의 형상 동결성과 충격 에너지-흡수능이 더 우수한 고가공성 고강도 강판이 개시되어 있다.
또한, 일본 특개평 제10-147838호 공보에서는 질량%로, C:0.05 내지 0.20%, Si:2.0% 이하, Mn:0.3 내지 3.0%, P:0.1% 이하, Al:0.1% 이하를 포함하고, 나머지 부분은 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 마르텐사이트상과 나머지 부분이 실질적으로 페라이트상을 포함하는 2상 조직 강판이고, 마르텐사이트상의 체적율이 5 내지 30%로, 마르텐사이트상의 경도 Hv(M)와 페라이트상의 경도 Hv(F)의 비 Hv(M)/Hv(F)가 3.0 내지 4.5인 고강도 강판이 개시되어 있다.
또한, 일본 특허 공개 제2000-73152호 공보에서는, 표면을 청정화한 복수의 금속판을 적층하고 그 선단부를 접합하는 공정과, 선단부가 접합된 적층판을 재결정 온도 미만에서 회복이 발생하는 온도역으로 가열하는 공정과, 재결정 온도 미만에서 회복이 발생하는 온도역으로 가열된 적층판을 소정의 판 두께까지 압연하여 접합하는 공정과, 접합 압연된 적층판을 길이 방향으로 소정의 길이로 절단하고, 복수의 금속판을 포함하며, 이들 표면을 청정화하는 공정을 복수 사이클 반복하여 행함으로써, 금속판의 평균 결정 입자 직경을 1 μm 이하로 미세화하는 초미세 조직의 고강도 금속판의 제조 방법이 개시되어 있다.
또한, 일본 특허 공개 제2002-285278호 공보에서는, 보통의 저탄소강 또는 0.01% 이하에서 마르텐사이트 변태 촉진에 유효한 양의 B를 첨가한 보통의 저탄소강을 가공·열처리하고, 오스테나이트 결정 입자를 조대화시킨 후에 수냉함으로써 얻어진 마르텐사이트상이 90% 이상의 강재를 저변형 가공을 행함으로써, 구체적으로는 전압하율이 20% 이상 기껏해야 80% 미만의 냉간 압연과 500℃ 이상 600℃ 이하의 저온 소둔에 의해 평균 결정 입자 직경을 1.0 μm 이하의 초미세 결정 입자 페라이트 조직으로 함으로써 얻어진, 인장 강도가 800 MPa 이상이며 균일 신장이 5% 이상이고 파단 신장이 20% 이상인 고강도·고연성 저탄소 강재가 개시되어 있 다.
일반적으로, 자동차의 충돌시에 탑승자를 보호하기 위해서는, 보디에 사용되는 강판의 강도를 높여, 충격 에너지-흡수능을 향상시키는 것이 효과적이다. 그러나, 단순히 강판의 강도를 높이면 가공성이 저하되어 프레스 성형이 어려워진다. 이 때문에 프레스 성형에 상당하는 정적 변형시의 응력과, 충돌시에 해당하는 동적 변형시의 응력과의 차인, 이른바 정동차(靜動差)(동적 강도와 정적 강도의 차)를 높여 프레스 성형성과 충격 에너지-흡수능을 양립시키는 것이 일반적이다.
즉, 상기 일본 특허 공개 제2002-97545호 공보에는 정동차가 높은 강판으로서, 페라이트와 잔류 오스테나이트와의 복합 조직을 갖는 강판이 제안되어 있고, 이 기술에 의하면, 상기 일본 특허 공개 제2002-97545호 공보(13 페이지, 표 2)에 나타나 있는 바와 같이, 예컨대 정적 변형시의 응력이 784 MPa로 정동차가 127 MPa인 강판을 얻을 수 있다. 그러나, 이 정동차는 연강판의 정동차와 비교하면 낮다. 종래, 정적 변형시의 응력이 500 MPa를 넘는 고강도 강판에, 연강판에 상당하는 170 MPa 이상의 정동차를 부여하는 것은 불가능하였다.
그 이유에 대해서, 이하에 설명한다. 연강판을 원료로 하여, 종래의 방법, 즉 고용 강화, 석출 강화, 복합 조직 강화 및 담금질 강화 등에 의해 강도를 높이기 위해서는, 다량의 합금 원소의 첨가가 요구된다. 이 때문에 이러한 일련의 방법을 실시하는 경우에는, 페라이트의 순도가 저하된다. 여기서, 페라이트의 정동차는, 전위의 이동시에 넘어야 하는 퍼텐셜 높이 중, 원자의 열진동에 도움을 받는 부분인 열적 성분에 의해 결정된다. 열적 성분이 크면 변형 응력의 변형 속도 의존 성도 커지지만, 페라이트의 순도가 낮으면 열적 성분이 저하되기 때문에, 결과로서 변형 응력의 변형 속도 의존성도 작아진다. 따라서, 종래 방법으로 강의 강도를 높이는 경우에는 정동차의 저하를 피할 수 없었다.
또한, 상기 일본 특개평 제10-147838호 공보에서는, 페라이트와 마르텐사이트와의 복합 조직강에 있어서 고용(固溶) 탄소량을 제어함으로써, 도장 베이킹에 상당하는 처리(2% 전치 변형 및 170℃×20분의 열처리)를 실시함으로써, 강도를 높일 수 있다고 되어 있다. 그러나, 이 방법에서는 변형이 가해지지 않는 부위의 강도는 변하지 않기 때문에, 프레스 공정의 간략화에 의해 드로우 성형으로부터 굽힘 성형으로 변경한 경우에는, 강도 향상 효과가 잘 얻어지지 않는다. 또한, 최근에는 도장 베이킹의 저온화 및 단시간화가 진행되고 있기 때문에, 기대한 바와 같은 전술한 효과가 잘 얻어지지 않는다. 따라서, 도장 베이킹 처리를 고려하지 않아도, 우수한 충격 흡수 에너지가 얻어지는 강판의 개발이 요청되고 있었다.
이러한 사정을 감안하여, 발명자는 전술한 바와 같은 종래 방법에 의존하지 않는 강의 고강도화 방법으로서, 페라이트 결정 입자의 미세화에 착안해 왔다. 즉, 이 방법은 합금 원소 첨가가 아니라, 결정립계의 면적을 크게 함으로써, 합금 원소 첨가를 최대한 억제하고 페라이트의 순도를 높게 유지한 채 결정 입자의 미세화에 의해 강도를 높이는 방법이다. 이 방법의 메카니즘의 골자는, 파이얼스 퍼텐셜에 있어서의 1회의 점프에 필요한 이동 거리가 결정 입자의 대소에 의존하지 않기 때문에, 변형 응력의 변형 속도 의존성도 결정 입자의 크기에 의존하지 않는다는 이유에 따른 것이다.
여기서, 결정 입자 직경과 강도와의 관계에 대해서는, 홀·페치의 식이 주지되어 있으며, 변형 강도는 결정 입자 직경의 -1/2승에 비례한다. 이 식에 의하면 결정 입자 직경이 1 μm보다 작은 경우 급격히 강도를 상승시킬 수 있고, 예컨대 결정입경이 10 μm인 경우와 1 μm인 경우를 비교하면 강도는 3배 이상이 된다.
그런데, 프레스 성형이 가능한 강판에 있어서, 페라이트 결정 입자 직경을 1 μm보다 작은 나노 미터의 오더까지 미세화하는 방법으로서는, 상기 일본 특허 공개 제2000-73152호 공보에 개시된 것을 들 수 있다. 이 방법에서는, 반복 중첩하는 압연을 7사이클 행하면 결정 입자 직경이 나노 미터의 오더의 초미세 조직이 되고, 인장 강도도 원료인 IF강의 3.1배(870 MPa)에 도달한다. 그러나, 이 방법에는 2가지 결점이 있다.
제1 결점은, 결정 입자 직경 1 μm 이하의 초미세 결정 입자(이하, 「나노 결정 입자」라고 칭함)만의 조직에서는 재료의 연성이 극단적으로 낮은 것이다. 이 이유는 이 특허 문헌의 발명자들에 의한 논문, 예컨대 「철과 강」[일본철강협회, 제88권 제7호(2002년) 365 페이지, 도 6(b)]에 기재되어 있다. 즉, 페라이트 결정 입자 직경이 1.2 μm보다 작아지면 급격히 전체 신장이 저하되고, 동시에 균일 신장도 거의 0에까지 저하된다. 이러한 조직은 프레스 가공용 강판에는 부적합하다.
제2 결점은, 공업적 프로세스에 있어서 반복 중첩하는 압연을 행하는 경우에, 생산성을 저해하고 생산 비용의 대폭적인 상승을 초래하는 것이다. 결정 입자의 초미세화를 위해서는 큰 변형을 부여하는 것이 요구되고, 예컨대 5사이클의 중첩 압연에 의해 압연율로 환산하여 97%의 변형을 부여함으로써, 처음에 결정 입자 의 초미세화가 가능하다. 또한, 통상의 냉간 압연으로써 이 초미세화를 행하기 위해서는, 예컨대 32 mm부터 1 mm까지의 두께로 압연해야 할 필요가 있어 현실적으로 실시할 수 없다.
본 발명은, 전술한 여러 가지의 사정을 감안하여 이루어진 것으로서, 합금 원소 첨가량을 억제하여 페라이트 결정 입자의 미세화에 의해 강도를 상승시키고, 또한 동시에 프레스 성형시에 중요해지는 강도와 연성과의 밸런스가 우수하며 정동차가 170 MPa 이상인 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 하고 있다.
발명자는, 합금 원소 첨가량을 억제하여 페라이트 결정 입자의 미세화에 의해 강도를 상승시키고, 또한 동시에 프레스 성형시에 중요해지는 강도와 연성과의 밸런스가 우수하며 정동차가 170 MPa 이상인 고강도 강판에 대해서 활발한 연구를 거듭하였다. 그 결과, 강판의 조직이 결정 입자 직경 1.2 μm 이하의 페라이트(이하, 본원에 있어서는, 단순히「나노 결정 입자」라고 칭함)의 단독 조직이 아니라, 결정 입자 직경이 1.2 μm를 넘는 페라이트(이하, 본원에 있어서는, 단순히 「마이크로 결정 입자」라고 칭함)와 나노 결정 입자와의 혼합 조직이 되도록 하는 것을 전제로, 강판 중에 포함되는 경질 제2 상의 비율의 적정화 및 경질 제2 상을 제외한 부분의 조직의 적정화에 의해, 정적 변형시에는 나노 결정 입자의 영향이 억제되어 저강도이면서, 동적 변형시에는 나노 결정 입자의 영향이 발휘될 수 있는 고강도 강판을 얻을 수 있다는 지견을 얻었다. 또한, 본 발명의 기술분야에 있어서, 일반적으로 나노 결정 입자란 결정 입자 직경이 1.0 μm 이하인 결정 입자를 말하고, 또한 마이크로 결정 입자란 결정 입자 직경이 1.0 μm를 넘는 결정 입자를 말하지만, 본원에서는 전술한 바와 같이, 나노 결정 입자와 마이크로 결정 입자 사이에 있어서 결정 입자 직경의 임계값을 1.2 μm로 정의한다.
즉, 본 발명의 고강도 강판은, 페라이트상과 상기 페라이트상 중에 분산된 경질 제2 상을 포함하는 금속 조직을 나타내고, 상기 금속 조직에서 차지하는 경질 제2 상의 면적율이 3 내지 30%이며, 상기 페라이트상 중에서 차지하는 나노 결정 입자의 면적율이 15 내지 90%이고, 상기 페라이트상 중에서, 나노 결정 입자의 평균 입경 dS와 마이크로 결정 입자의 평균 입경 dL이 아래의 (1)식을 만족시키는 것을 특징으로 한다.
[수학식 1]
dL/dS≥3 … (1)
이러한 고강도 강판에 있어서는, 강판의 압연 방향으로 평행한 단면에 있어서, 사방 3 μm의 정사각형 격자를 임의로 9개 이상 추출하는 경우, 각 격자에서의 경질 제2 상의 면적율을 Ai(i=1, 2, 3, …)라 하면, Ai의 평균값 A(ave)와 표준 편차 s가 아래의 (2)식을 만족시키는 것이 바람직하다.
[수학식 2]
s/A(ave)≤0.6 … (2)
또한, 이러한 고강도 강판에 있어서는, C를 함유하는 동시에 Si, Mn, Cr, Mo, Ni 및 B 중 적어도 1종을 함유하고, 아래의 (3)식을 전제로, C(전체 C량에서 Nb, Ti와 결합하고 있는 C량을 뺀 고용 C량)가 아래의 (4)식 내지 (6)식을 만족시키는 것이 바람직하다. 또한, (3)식 중 각 첨가 원소에는 그 첨가 원소의 구성 비율(질량%)을 대입하는 것으로 한다.
[수학식 3]
F1(Q)= 0.65 Si+3.1 Mn+2 Cr+2.3 Mo+0.3 Ni+2000 B … (3)
F1(Q)≥-40 C+6 … (4)
F1(Q)≥25 C-2.5 … (5)
0.02≤C≤0.3 … (6)
또한, 이러한 고강도 강판에 있어서는, 함유 성분이 아래의 (7)식, (8)식을 전제로, 이후의 (9)식을 만족시키는 것이 바람직하다. 또한, (7)식 및 (8)식 중 각 첨가 원소에는 그 첨가 원소의 구성 비율(질량%)을 대입하는 것으로 한다.
[수학식 4]
F2(S)=112 Si+98 Mn+218 P+317 Al+9 Cr+56 Mo+8 Ni+1417 B … (7)
F3(P)=500×Nb+1000×Ti … (8)
F2(S)+F3(P)≤360 … (9)
또한, 고강도 강판은, 질량%로 Nb:0.72% 이하 및 Ti:036% 이하 중 적어도 1종을 함유하며, 질량%로 P:2% 이하 및 Al:18% 이하 중 적어도 1종을 함유하는 것이 바람직하고, 질량%로 Si:5% 이하, Mn:3.5% 이하, Cr:1.5% 이하, Mo:0.7% 이하, Ni:10% 이하 및 B:0.003% 이하인 것이 더욱 바람직하다.
또한, 발명자는, 상기 고강도 강판을 적합하게 제조하는 방법에 대해서도 활발한 연구를 거듭하였다. 그 결과, 통상의 냉간 압연으로 결정 입자의 초미세화를 달성하기 위해, 압연 전의 결정 조직을 연질인 페라이트와 경질 제2 상과의 복합 조직으로 하는 동시에, 경질 제2 상의 간격에 따라 원하는 압연율로 냉간 압연을 실시하고, 결정 입자 성장을 더 억제할 수 있는 온도와 시간으로 소둔함으로써, 상기 마이크로 결정 입자와 나노 결정 입자와의 혼합 조직의 고강도 강판을 얻을 수 있다는 지견을 얻었다.
즉, 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법은, 금속 조직이 페라이트상과 경질 제2 상을 포함하는 열간 압연 강판에 가공도 지수 D가 아래의 (10)식을 만족하는 냉간 압연을 행하고, 그 후 아래의 (11)식을 만족하는 소둔을 행하는 것을 특징으로 한다.
[수학식 5]
D=d×t/t0≤1 … (10)
[d: 경질 제2 상의 평균 간격(μm), t: 냉간 압연 후의 판 두께, t0: 열간 압연 후 냉간 압연 전의 판 두께]
680<-40×log(ts)+Ts<770 … (11)
[ts: 유지 시간(초), Ts: 유지 온도(℃), log(ts)는 ts의 상용로그]
이러한 고강도 강판의 경우, 상기 열간 압연 강판의 판 두께 방향으로 경질 제2 상의 평균 간격이 5 μm 이하인 것이 바람직하다.
본 발명에 의하면, 나노 결정 입자와 마이크로 결정 입자와의 혼합 조직의 강판 중에 포함되는 경질 제2 상의 비율의 적정화 및 경질 제2 상을 제외한 부분의 조직의 적정화에 의해, 정적 변형시에는 나노 결정 입자의 영향이 억제되어 저강도이면서, 동적 변형시에는 나노 결정 입자의 영향이 발휘될 수 있는 고강도 강판을 얻을 수 있다.
또한, 본 발명에 따르면, 압연 전의 결정 조직을 연질인 페라이트와 경질 제2 상과의 복합 조직으로 하는 동시에, 경질 제2 상의 간격에 따라 필요한 압연율로 냉간 압연을 실시하고, 결정 입자 성장이 생기지 않는 온도역에서 더 소둔함으로써, 상기 마이크로 결정 입자와 나노 결정 입자를 포함하는 혼합 조직의 고강도 강판을 제조할 수 있다. 이와 같이 함으로써 얻어진 본 발명의 고강도 강판은, 합금 원소 첨가량을 억제하여 페라이트 결정 입자의 미세화에 의해 강도를 상승시킨 것이고, 또한 프레스 성형시에 중요해지는 강도와 연성과의 밸런스가 우수하며 정동차가 170 MPa 이상인 것이다.
도 1은 열간 압연판에 있어서의 경질 제2 상끼리의 간격을 측정하는 방법을 도시하는 모식도이다.
도 2는 열간 압연의 열이력을 도시하는 도면이다.
도 3은 소둔시의 유지 온도와 유지 시간과의 관계를 도시하는 그래프이다.
도 4는 5개의 소둔 패턴에 있어서의 열이력을 도시하는 도면이다.
도 5는 본 발명의 고강도 강판의 냉간 압연 후의 조직을 도시하는 SEM 사진이다.
도 6은 나노 결정 입자가 88%인 결정 조직을 도시하는 SEM 사진이다.
도 7은 나노 결정 입자가 79%인 결정 조직을 도시하는 SEM 사진이다.
도 8은 나노 결정 입자가 39%인 결정 조직을 도시하는 SEM 사진이다.
도 9는 나노 결정 입자가 15%인 결정 조직을 도시하는 SEM 사진이다.
도 10은 고속 인장 시험에 사용된 시험편의 형상을 도시하는 도면이다.
도 11은 3 내지 5%의 평균 응력의 정동차와 나노 결정 입자의 면적율과의 관계를 도시하는 그래프이다.
도 12는 3 내지 5%의 변형율에서의 평균 응력의 정동차와 정적 인장 강도(정적 TS)와의 관계를 도시하는 그래프이다.
도 13은 5%까지의 변형율에서의 동적 흡수 에너지와 정적 인장 강도(정적 TS)와의 관계를 도시하는 그래프이다.
이하에, 본 발명의 적합한 실시형태를 도면을 참조하여 설명한다. 우선, 본 발명의 고강도 강판에 있어서, 여러 가지 설정식의 규정 이유에 대해서 설명한다. 또한, 이하에 제시하는 각 원소의 함유량은 모두 질량%이지만, 편의상 단순히 %로 기재한다.
본 발명의 고강도 강판의 원료로서는 탄소강을 이용하지만, 후술하는 바와 같이, 전체 C량으로부터 Ti, Nb과 결합하고 있는 C를 뺀 고용 C량이 0.02 내지 0.3%가 되도록 조정해야 한다. 이 탄소강에, 담금질성 향상 및 고용 강화에 의한 강의 강도 향상을 위해, 제1 원소군: Si, Mn, Cr, Mo, Ni 및 B 중 적어도 1종을 포함시킨다. 또한, 결정 입자의 미세화 및 석출 강화에 의한 강의 강도 향상을 위해, 제2 원소군: Nb 및 Ti 중 적어도 1종을 필요에 따라 포함시킨다. 또한, 고용 강화에 의한 강의 강도 향상을 위해, 제3 원소군: P 및 Al 중 적어도 1종을 필요에 따라 포함시킨다.
또한, 얻어지는 강이 아래의 (3)식, (7)식 및 (8)식을 전제로, 아래의 (4)식 내지 (6)식 및 (9)식을 모두 만족하는 것으로 한다. 단, 아래의 식 중 원소 기호는, 그 원소의 구성 비율(질량%)을 나타내고, 예컨대 「Cr」이란 Cr의 구성 비율(질량%)을 의미한다.
[수학식 6]
F1(Q)=0.65 Si+3.1 Mn+2 Cr+2.3 Mo+0.3 Ni+ 2000 B … (3)
F1(Q)≥-40 C+ 6 … (4)
F1(Q)≥25 C-2.5 … (5)
0.02≤C≤0.3 … (6)
F2(S)=112 Si+98 Mn+218 P+317 Al+ 9 Cr+56 Mo+8 Ni+1417 B … (7)
F3(P)=500×Nb+1000×Ti … (8)
F2(S)+F3(P)≤ 360 … (9)
여기서, 이들 식의 기호의 의미 및 각 식의 규정 이유를 설명한다.
<(3)식 내지 (5)식의 규정 이유>
F1(Q)는 강의 담금질성을 나타내는 지수이며, (3)식에 나타내는 바와 같이 정해지고, 각 첨가 원소의 구성 비율(질량%)로부터 계산되는 것이다.
후술하는 바와 같이, 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법에 있어서는, 냉간 압연 전의 금속 조직을 연질인 페라이트와 경질 제2 상(마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 중 적어도 1종)과의 복합 조직으로 하는 것이 중요하다. 이들 조직은, 열간 압연 후에 페라이트와 오스테나이트를 포함하는 2상역부터 급냉하는 방법, 열간 압연 후에 실온까지 일단 냉각하여 그대로 가열하는 방법, 또는 열간 압연 후에 일단 냉간 압연한 후 가열하여 페라이트와 오스테나이트를 포함하는 2상역에서 유지한 후 급냉하는 방법에 의해 얻어진다. 그러나, 이들 조직을 얻음에 있어서는 2가지 문제가 있다.
첫 번째는, C량이 적으면 담금질성이 낮기 때문에 경질 제2 상이 잘 얻어지지 않는다는 것이다. 그 대책으로서, 담금질성 향상 원소인 상기 제1 원소군을 첨가하여, 경질 제2 상을 얻기 쉽게 해야 한다. 단, 필요한 담금질성은 C량에 반비례하기 때문에 C량이 많으면 담금질성 향상 원소의 첨가량은 적어진다. 상기 식(4)는 이러한 관계를 나타내는 것이다. 상기 (4)식에 따라서, 필요한 양의 담금질성 향상 원소를 첨가한다. 또한, 여기서 말하는 C량(C)이란 후술하여 상세히 설명하지만, 전체 C량으로부터 Nb, Ti와 결합하고 있는 C량을 뺀 고용 C량을 나타낸다.
두 번째는, C량이 많은 경우에 페라이트와 오스테나이트로 이루어지는 2상역으로부터의 냉각 중에 페라이트 변태가 생기기 쉬워지고, 필요한 경질 제2 상이 잘 얻어지지 않는다. 이것을 방지하기 위해서도, 제1 원소군의 첨가가 효과적이다. 즉, 담금질성 향상 원소의 첨가에 의해, 연속 냉각 변태선도(Continuous cooling transformation diagram: 이하, 단순히 「CCT 곡선」이라고 칭함)에 있어서의 펄라이트 변태 시작의 노우즈가 장시간측으로 이동한다. 이 때문에 펄라이트의 출현을 방지하여 페라이트와 경질 제2 상과의 복합 조직으로 할 수 있다. C가 많은 경우에는, 펄라이트 변태가 생기기 쉬워지기 때문에 많은 담금질성 향상 원소가 필요하다. 상기 (5)식은, 이 관계를 나타내는 것이다. 상기 (5)식에 따라서, 필요한 양의 담금질성 향상 원소를 첨가한다. 또한, (5)식에서의 C량도 역시 상기 C이다.
<C의 설명 및 (6)식의 규정 이유>
C란 전체 C량으로부터, 제2군 원소(Nb, Ti)와 결합하고 있는 C를 뺀 고용 C량을 의미하고, 하기 (12)식에서 계산되는 값이다. 또한, (12)식 중, 각각의 첨가 원소에는 그 첨가 원소의 구성 비율(질량%)이 대입되는 것으로 한다.
[수학식 7]
C=전체 C량- (12/92.9×Nb+12/47.9×Ti) … (12)
(12)식 중 계수 92.9 및 47.9는 각각 Nb 또는 Ti의 원자량이며, (12/92.9×Nb+12/47.9×Ti)란 Nb 또는 Ti와 결합하여 탄화물로 되어 있는 C량(질량%)을 나타낸다. 따라서, 전체 C량으로부터 Nb 또는 Ti와 결합하여 탄화물로 되어 있는 C량을 뺀 것이 고용 C량이다.
다음에, (6)식은 고용 C량의 상한값 및 하한값을 규정하고 있고, 이는 냉간 압연 전의 금속 조직을 원하는 범위에서 생성시키기 위한 것이다. 여기서, 하한값을 0.02%로 한 것은, C가 0.02% 미만인 경우에는 담금질성 향상 원소를 첨가하여도 경질 제2 상이 생성되지 않고 페라이트 단상이 되기 때문이다. 페라이트 단상에서는 전술한 반복 중첩하는 압연 등의 특수한 방법을 이용하지 않는 한, 강의 결정 입자 직경을 1 μm보다 작은 나노 미터의 오더까지 미세화할 수 없다.
또한, 상한값을 0.3%로 한 것은, 0.3%를 넘는 경우에는 원하는 페라이트와 경질 제2 상과의 복합 조직을 얻지 못하게 되기 때문이다. C가 0.3%를 넘으면 담금질성 향상 원소를 첨가하여도 CCT 곡선에 있어서의 페라이트 변태 노우즈가 단시간측에 머문다. 이에 따라, 페라이트와 오스테나이트를 포함하는 2상역으로부터의 급냉시에, 어떠한 냉각 속도에 대해서도 펄라이트 변태 노우즈를 가로지르게 되고, 냉간 압연 전의 금속 조직은 페라이트와 펄라이트를 포함하는 복합 조직이 된다.
여기서, 펄라이트는 C와 Fe과의 화합물인 시멘타이트와 페라이트의 층상 조직이며, 시멘타이트는 변형에 대하여 매우 취약하고, 냉간 압연시의 에너지가 시멘타이트의 파단에 소비된다. 이 때문에 강의 조직에 펄라이트가 포함되어 있는 경우에는, 본 발명의 제조 방법의 특징인 연질 페라이트상에 큰 변형을 부여할 수 없다. 따라서, 담금질성 향상 원소의 첨가에 의해 펄라이트 변태를 방지할 수 있는 C의 상한값은 0.03%로 하였다.
<(7)식 내지 (9)식의 규정 이유>
F2(S)는 제1 원소군 및 제3 원소군의 고용 강화 작용에 의해 고강도 강판이 강화되는 정도를 MPa 단위로 나타낸 것이며, (7)식에 따라서 첨가 원소의 질량%로부터 계산된다. (7)식의 각각의 원소에 곱해져 있는 계수는 후술하는 개념에 기초하여 하기 (13)식으로부터 산출된 것이다.
[수학식 8]
각 원소의 계수=｜r(X)-r(Fe)｜/r(Fe)×M(Fe)/M(X)×1000 … (13)
여기서, r(X)는 각 원소의 원자 반경, r(Fe)은 철의 원자 반경, M(X)은 각 원소의 원자량이고 M(Fe)은 철의 원자량이다.
(13)식의 의미하는 것은 다음과 같다. 즉, 어떤 첨가 원소의 원자 반경과 철의 원자 반경과의 차를 철의 원자 반경으로 나눈 것이, 그 원소 1개당 고용 강화량에 비례한다. 이때, 각 원소의 질량%당으로 환산하기 위해 철의 원자량과 각 원소의 원자량과의 비를 곱하고, 단위를 MPa로 환산하기 위해 1000을 더 곱하였다. 이용된 각 원소의 물리 정수와 이에 따라 계산한 (13)식의 계수를 표 1에 나타낸다.
[표 1]
Figure 112007046599183-PCT00001
다음에, F3(P)는 상기 제2 원소군이 강 중의 C와 탄화물을 형성하여 석출 강화에 의해 강이 강화될 때 그 강화량을 나타내는 지수이며, 상기 (8)식에 나타내는 바와 같이 정해진다.
(8)식의 의미하는 것은 다음과 같다. 즉, Nb 및 Ti는 강 중에서의 탄화물 형성능이 크고, 예컨대 800℃에서의 강 중 Nb과 C와의 용해도곱 및 Ti와 C와의 용해도곱(질량%)은 모두 10의 -5승의 오더이다. 탄소강 중에서, Ti 및 Nb은 고용체로서 거의 존재할 수 없고, C와 1대1로 결합한 탄화물, 즉 NbC 또는 TiC로서 존재한다. 따라서, 첨가된 Nb 및 Ti의 첨가량에 비례한 석출 강화량을 기대할 수 있다. 또한, 물론 이것은 Nb 또는 Ti와 결합하지 않는 C가 잔존하고 있는 경우이며, 모든 C가 Nb 또는 Ti와 결합하고 있는 상태에서는 Nb 또는 Ti를 더 첨가하여도 기대한 만큼의 석출량은 얻을 수 없다. 또한, 석출물의 크기에 의해 석출 강화량은 변화한다.
일반적으로, 석출물이 조대화되면 석출 강화능은 저하된다. 후술하는 바와 같이, 본 발명의 고강도 강판에 있어서는 냉간 압연 후의 소둔시에 Nb 또는 Ti의 탄화물이 성장하기 쉬운 700℃ 이상의 온도역에서 장시간 유지하는 것은 고려하지 않는다. 이 때문에 Nb 또는 Ti의 탄화물은 균일 미세하게 분산되고, 이들 원소의 첨가량에 의해서만 석출 강화량이 정해진다. 상기 (8)식은 이를 나타내는 것이다.
여기서, (8)식 중 계수 500 및 1000은 각각 Nb 또는 Ti의 1질량%당 석출 강화량을 나타내는 정수로서 실험에 의해 얻은 수치이다. Nb 및 Ti의 석출 강화량을 합한 것이 F3(P), 즉 전체 석출 강화량이다.
이러한 지견의 하에서, (9)식은 고용 강화와 석출 강화에 의한 페라이트의 강화량의 합계를 360 MPa 이하로 해야 한다는 것을 나타내고 있다. 이는 강판의 강 화량이 너무 크면, 본 발명의 특징인 높은 정동차(동적 강도와 정적 강도의 차)가 발현되지 않기 때문이다. 전술한 바와 같이, 다량의 합금 원소를 첨가하여 페라이트를 크게 강화하면 동시에 페라이트의 순도가 저하되고, 페라이트의 변형 응력의 변형 속도 의존성이 작아진다. 본 발명의 고강도 강판의 금속 조직에 있어서, 페라이트의 순도가 소정 순도 이상인 경우에는 종래 강보다 높은 정동차를 얻을 수 있지만, 페라이트의 순도가 너무 낮으면 높은 정동차가 발현되지 않게 된다.
발명자는, 높은 정동차를 발현하기 위해 필요한 페라이트의 순도의 정량화를 시도하였다. 그 결과, 각 첨가 원소가 페라이트의 정동차에 미치는 악영향도는, 단위 첨가량(질량%)당의 페라이트 강화량(고용 강화, 석출 강화)에 비례한다는 것을 실험적으로 알아냈다. 이러한 결과를 바탕으로, 활발한 연구를 수행한 바에 따르면, 높은 정동차를 발현할 수 있는 페라이트 강화량의 상한값은 360 MPa임이 판명되었다. 상기 (9)식은 이를 수치화한 것이다.
<각 화학 성분의 한정 이유>
다음으로, 본 발명의 고강도 강판에 있어서, 각 화학 성분의 한정 이유에 대해서 설명한다. 이하에 제시되는 각 원소의 함유량에 대해서도 역시 단위는 모두 질량%이지만, 편의상 단순히 %로 기재한다. 또한, C에 대해서는 (6)식에서 개별적으로 한정하고, 그 외의 원소에 대해서는 대부분의 경우에 (4)식과 (5)식에 의해 하한값이 한정되며 (9)식, (14)식 및 (15)식에 의해 상한값이 개별적으로 한정되지만, 개별적으로 상한값을 추가로 설정한다.
[수학식 9]
Cr≤1.5 … (14)
Mo≤0.7 … (15)
<C: 고용 C가 0.02 내지 0.3%>
C의 첨가에 의해, 고온에서 페라이트와 오스테나이트로 이루어지는 혼합 조직이 형성되도록 할 수 있고, 이 혼합 조직의 급냉에 의해 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트의 경질 제2 상을 형성할 수 있다. 이 때문에 C는 본 발명에서 가장 중요한 원소이다.
본 발명의 고강도 강판에서는 Nb 및 Ti를 첨가하여도 좋기 때문에, 이 경우에는 탄화물로서 석출되는 C를 제외한 고용 C량이 상기 (6)식을 만족하도록 C의 첨가량을 조정한다. 고용 C량이 0.02% 미만이면 냉간 압연 전의 금속 조직이 페라이트가 되고, 고용 C가 0.3%를 넘으면 금속 조직은 페라이트와 펄라이트를 포함하는 복합 조직이 되며, 양자 모두 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법에는 적합하지 않다.
<제1 원소군: Si, Mn, Cr, Mo, Ni, B>
이들 원소는 강의 담금질성 향상과 고용 강화에 의한 강의 강도 향상을 목적으로 첨가한다. 첨가량은, 상기 (4)식, (5)식, (9)식, (14)식 및 (15)식을 만족시키도록 조정한다. 이하에서 각 원소의 첨가량의 상한값 및 하한값의 한정 이유를 설명한다.
<Si:0.2 내지 5%>
Si의 첨가량이 0.2% 미만인 경우, 담금질성 향상의 효과가 명료하게 나타나 지 않는다. 이 때문에, 하한값은 0.2%로 한다. 또한, Si의 첨가량이 5%를 넘으면, Si가 Fe과 결합하여 결정 구조가 D03형 또는 B2형의 금속간 화합물인 Fe3Si가 나타나고 강의 연성을 저하시킨다. 이 때문에 상한값은 5%로 한다.
<Mn:0.1 내지 3.5%>
Mn의 첨가량이 0.1% 미만인 경우, 담금질성 향상의 효과가 명료하게 나타나지 않는다. 이 때문에 하한값은 0.1%로 한다. 또한, Mn의 첨가량이 3.5%를 넘으면 실온에서도 페라이트 이외에 오스테나이트가 안정상으로서 존재한다. 오스테나이트는 강도가 낮고, 강 전체의 강도를 저하시키기 때문에 바람직하지 않다. 이 때문에 상한값은 3.5%로 한다.
<Cr:0.1 내지 1.5%>
Cr의 첨가량이 0.1% 미만인 경우, 담금질성 향상의 효과가 명료하게 나타나지 않는다. 이 때문에 하한값은 0.1%로 한다. 또한, Cr의 첨가량이 1.5%를 넘으면 강중 C와 Cr이 결합하여 탄화물이 되기 때문에, 첨가량에 상응하는 고용 Cr을 얻을 수 없고 담금질성 향상도 기대할 수 없다. 이 때문에 상한값은 Cr이 고용 상태로 존재할 수 있는 1.5%로 한다.
<Mo:0.1 내지 0.7%>
Mo의 첨가량이 0.1% 미만인 경우, 담금질성 향상의 효과가 명료하게 나타나지 않는다. 이 때문에 하한값은 0.1%로 한다. 또한, Mo의 첨가량이 0.7%를 넘으면 강중 C와 Mo가 결합하여 탄화물이 되기 때문에, 첨가량에 상응하는 고용 Mo를 얻을 수 없고 담금질성 향상도 기대할 수 없다. 이 때문에, 상한값은 Mo가 고용 상태로 존재할 수 있는 0.7%로 한다.
<Ni:0.2 내지 10%>
Ni의 첨가량이 0.2% 미만인 경우, 담금질성 향상의 효과가 명료하게 나타나지 않는다. 이 때문에 하한값은 0.2%로 한다. 또한, Ni의 첨가량이 10%를 넘으면, 실온에서도 페라이트 이외에 오스테나이트가 안정상으로서 존재한다. 오스테나이트는 강도가 낮고 강 전체의 강도를 저하시키기 때문에 바람직하지 않다. 이 때문에 상한값은 10%로 한다.
<B:0.0005 내지 0.003%>
B의 첨가량이 0.0005% 미만인 경우는, 담금질성 향상의 효과가 명료하게 나타나지 않는다. 이 때문에 하한은 0.0005%로 한다. 또한, 페라이트에의 B의 고용 한도 자체는 매우 작고, B는 첨가량이 적은 경우에 주로 강의 결정립계에 편석하여 존재한다고 생각되지만, B의 첨가량이 0.003%를 넘으면 입계만으로는 B의 존재 사이트로서는 불충분하므로, 금속간 화합물인 Fe2B가 생성되어 강의 연성을 저하시킨다. 이 때문에 상한값은 0.003%로 한다.
<제2 원소군: Nb, Ti>
이들 원소는, 결정 입자의 미세화 및 석출 강화에 의한 강의 강도 향상을 위해 필요에 따라 첨가할 수 있다. 이하에서 각 원소의 첨가량의 상한값 및 하한값의 한정 이유를 설명한다.
<Nb:0.01 내지 0.72%>
Nb의 첨가량이 0.01% 미만인 경우, 미세화 및 석출 강화의 효과가 명료하게 나타나지 않는다. 이 때문에 하한값은 0.01%로 한다. 또한, 상기 (8)식으로부터 명백한 바와 같이, Nb의 첨가량이 0.72%를 넘으면 NbC에 의한 석출 강화량만으로 360 MPa가 되어 상기 (9)식을 만족하지 않기 때문에 Nb의 상한값은 0.72%로 한정된다.
<Ti:0.01 내지 0.36%>
Ti의 첨가량이 0.01% 미만인 경우, 미세화 및 석출 강화의 효과가 명료하게 나타나지 않는다. 이 때문에 하한값은 0.01%로 한다. 또한, 상기 (8)식으로부터 명백한 바와 같이, Ti의 첨가량이 0.36%를 넘으면 TiC에 의한 석출 강화량만으로 360 MPa가 되어 상기 (9)식을 만족하지 않기 때문에 Ti의 상한값은 0.36%로 한정된다.
<제3 원소군: P, Al>
이들 원소는, 강의 강화 원소로서 필요에 따라 첨가할 수 있다. 이하에, 각 원소의 첨가량의 상한값 및 하한값의 한정 이유를 설명한다.
<P:0.03 내지 2%>
강의 고용 강화 원소로서는 P의 첨가가 효과적이지만, 첨가량이 0.03% 미만인 경우에는, 고용 강화의 효과가 명료하게 나타나지 않는다. 이 때문에 하한값은 0.03%로 한다. 또한, P의 첨가량이 2%를 넘으면 금속간 화합물인 Fe3P가 생성되어 강의 연성을 저하시킨다. 이 때문에 상한값은 2%로 한다.
<Al:0.01 내지 18%>
Al은 고용 강화 원소인 동시에 탈산제로서의 효과를 가지며, 강을 이른바 「킬드강」으로 할 수 있다. 또한, Al은 제강 공정에서 강 중 용존 산소와 결합하여 알루미나로서 부상하고, 이것을 제거함으로써 강의 연성이나 인성을 향상시킬 수 있다. 이 때문에 필요에 따라 Al을 첨가할 수 있다. 단지, 첨가량이 0.01% 미만인 경우에는, 탈산제로서의 효과와, 고용 강화 원소로서의 효과가 명료하게 나타나지 않는다. 이 때문에 하한값은 0.01%로 한다. 한편, Al의 첨가량이 18%를 넘으면 금속간 화합물인 Fe3Al이 생성되어 강의 연성을 저하시킨다. 이 때문에 상한값은 18%로 한다.
<조직에 대한 한정 이유>
다음으로, 본 발명의 고강도 강판의 금속 조직에 대해서 상세히 설명한다.
본 발명의 고강도 강판의 금속 조직은 하기 1) 내지 4)에 기재한 요건을 동시에 만족하는 것이다.
1) 금속 조직은 페라이트상과 경질 제2 상(시멘타이트, 펄라이트, 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 중 적어도 1종)을 포함한다. 또한, 강판의 압연 방향으로 평행한 단면을 추출하고, 이 단면을 나이탈 등으로 에칭한 후에, 주사형 전자현미경으로 배율 5000배로 촬영한 2차 전자상(이하, 「SEM 사진」이라고 칭함)으로부터 측정한 경질 제2 상의 면적율이 3 내지 30%이다.
2) 금속 조직에 있어서, 경질 제2 상은 페라이트상 중에 균일하게 분산되어 있고 이하의 요건을 만족한다. 즉, 강판의 압연 방향으로 평행한 단면의 5000배의 SEM 사진에 있어서, 3 μm 사방의 정사각형 격자를 임의로 9개 이상 추출하고 각 격자에서의 경질 제2 상의 면적율을 화상 분석을 이용하여 측정하였을 때, 각 경질 제2 상의 면적율을 Ai(i=1, 2, 3, …)라 하면, Ai의 평균값 A(ave)와 표준 편차 s가 아래의 (2)식을 만족시킨다.
[수학식 10]
s/A(ave)≤0.6 … (2)
3) 강판의 압연 방향으로 평행한 단면의 5000배의 SEM 사진에 있어서, 사진의 전체 면적에서 경질 제2 상을 제외한 페라이트부 중 나노 결정 입자의 면적율이 15 내지 90% 이다.
4) 나노 결정 입자의 평균 입자 직경 dS와 마이크로 결정 입자의 평균 입자 직경 dL이 아래의 (1)식을 만족시킨다.
[수학식 11]
dL/dS≥3 … (1)
여기서, 평균 입자 직경이란 강판의 압연 방향으로 평행한 단면의 5000배의 SEM 사진에 있어서, 화상 분석에 의해 모든 페라이트 입자의 면적을 측정하고, 각각의 면적으로부터 구한 원 상당 직경을 의미한다. 구체적으로는 화상 분석에 의해 구한 페라이트 입자의 면적을 Si(i= 1, 2, 3 …)로 하면, 원 상당 직경 Di(i= 1, 2, 3 …) 아래의 (16)식에 의해 계산된다.
[수학식 12]
Di=2(Si/3.14)1/2 … (16)
이상에 나타낸 요건 1) 내지 4)의 설정 이유는 다음과 같다. 즉, 적량의 경질 제2 상을 균일하게 분산 석출시킴으로써, 페라이트부로부터 경질 제2 상에 C 등의 고용 원소를 토출시키고, 페라이트의 순도를 높이며, 이에 따라 강의 연성을 높이는 동시에, 정동차를 높일 수 있다. 경질 제2 상의 분산 상태가 불균일한 경우에는, 경질 제2 상의 밀도가 적은 페라이트부의 순도가 낮아지고, 높은 연성이나 정동차가 발휘될 수 없다.
또한, 경질 제2 상의 면적율을 3 내지 30%로 규정한 이유를 아래에서 설명한다. 즉, 경질 제2 상의 면적율이 3% 미만인 경우, 페라이트의 고순도화가 불충분하기 때문에 정동차가 높아지지 않는다. 한편, 경질 제2 상의 면적율이 30%를 넘으면, 페라이트의 순도는 높고 정동차가 커지지만 저순도로 정동차가 낮은 경질 제2 상의 악영향이 커져 소재 전체로서의 정동차는 향상되지 않는다.
이때, 본 발명의 고강도 강판의 조직에 있어서, 경질 제2 상이란, 페라이트와 평형을 이루는 상 및 이 평형상으로부터의 냉각 과정에서 변태된 조직, 더 나아가서는 이들 소둔에 의해 변화된 조직 모두를 가리킨다. 구체적으로는, 시멘타이트, 펄라이트, 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 중 어느 1종 이상인 것이다. 시멘타이트는 강 중에서 페라이트와 평형을 이루어 존재하는 상이며, 펄라이트, 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트는 평형상으로부터의 변태 조직이다. 여기서, 잔류 오스테나이트는 고온에서만 평형상으로서 존재하는 오스테나 이트가 실온까지 잔류하는 미변태의 오스테나이트인 것이며, 실제로는 미변태이지만, 오스테나이트로부터의 냉각에 의해 실온에서 얻어지는 조직이라는 의미에서 변태 조직에 포함시켰다.
이들 상이나 조직 외에도, 뜨임 베이나이트, 뜨임 마르텐사이트, 트루스타이트, 소르바이트, 펄라이트의 소둔에 의해 시멘타이트부가 구상화된 조직도 존재한다. 그러나, 이들 조직은 이미 구체적으로 명칭을 언급한 경질 제2 상 중 어느 하나에 포함되는 것으로서 취급한다.
우선, 뜨임 베이나이트는 베이나이트를 300 내지 400℃에서 소둔하여 인성을 향상시킨 조직이지만, 전위 밀도가 높은 페라이트와 시멘타이트와의 혼합 조직이며, 본질적으로 베이나이트로 변하지 않기 때문에 본 발명에 있어서는 베이나이트에 포함되는 것으로 취급한다.
다음에, 뜨임 마르텐사이트는, 마르텐사이트를 소둔하여 경도를 저감시켜 인성을 향상시킨 것이지만 본 발명에 있어서는 마르텐사이트에 포함되는 것으로서 취급한다. 마르텐사이트의 뜨임은, 탄소를 과포화로 고용한 마르텐사이트가 페라이트와 탄화물로 분해하는 과정이다. 그러나, 예컨대 사단법인 일본금속학회편, 강좌·현대의 금속학 재료편4 철강 재료, 39 페이지에 기재되어 있는 바와 같이, 300 내지 500℃에서 뜨임한 경우라도 페라이트는 상당히 높은 전위 밀도를 갖고 있고, 라스마르텐사이트의 특징인 패킷 및 블록 등의 구성은 변하지 않는다. 따라서, 경도도 높고, 소둔 마르텐사이트라도 마르텐사이트의 특징을 잃지 않는다. 더 나아가서는, 위 문헌의 39 페이지에 기재되어 있는 바와 같이, 담금질 직후의 마르텐사이트 에 과포화로 고용된 C는, 매우 용이하게 확산이 일어나기 때문에, 약 -100℃부터 이미 C의 이동이 확인되고, 석출의 준비 단계가 시작된다. 따라서, 담금질 상태 그대로의 마르텐사이트와 뜨임 마르텐사이트는 명료하게 잘 구별되지 않는다. 이상을 감안하여, 본 발명에 있어서는 마르텐사이트와 뜨임 마르텐사이트를 동일한 것으로 취급한다.
또한, 트루스타이트는 현재 그다지 이용되지 않는 용어이지만, JIS G0201 철강 용어(열처리)에서는 뜨임 트루스타이트와 담금질 트루스타이트로 분류되어 있다. 뜨임 트루스타이트는 마르텐사이트를 뜨임하였을 때에 발생되는 조직이며, 미세 페라이트와 시멘타이트를 포함하는 조직이지만, 실제는 뜨임 마르텐사이트의 것이다. 또한, 담금질 트루스타이트는 담금질시에 발생되는 미세 페라이트 조직이며, 본 발명에서는 펄라이트로서 일괄하여 취급한다.
또한, 소르바이트도 현재 그다지 이용되지 않는 용어이지만, JIS G0201 철강 용어(열처리)에서는, 뜨임 소르바이트와 담금질 소르바이트로 분류되어 있다. 뜨임 소르바이트는 마르텐사이트를 뜨임하여 입상으로 석출 성장시킨 시멘타이트와 페라이트의 혼합 조직이지만, 실제로는 뜨임 마르텐사이트인 것이다. 담금질 소르바이트는 담금질 시에 생성되는 미세 펄라이트 조직인 것이지만, 본 발명에서는 펄라이트로서 일괄하여 취급한다.
또한, 펄라이트의 소둔에 의해 시멘타이트부가 구형화된 조직도, 페라이트와 시멘타이트의 혼합 조직이며, 환언하면 경질 제2 상은 시멘타이트다.
다음에, 경질 제2 상 이외의 페라이트부에 관해서 설명한다. 페라이트부의 조직은, 크기가 상이한 나노 결정 입자와 마이크로 결정 입자의 혼합 조직이다. 이 때문에 프레스 성형시에는 비교적 강도가 낮고 강도·연성의 밸런스가 우수한 한편, 제품화 후에는 충돌시 등의 고속 변형시에 우수한 강도를 발휘한다. 따라서, 이 페라이트부의 조직에 의해 성형성과 충격 흡수 에너지를 높은 레벨로 양립할 수 있다.
또한, 본 발명에 있어서, 나노 결정 입자의 결정 입자 직경을 1.2 μm 이하로 정의한 이유를 아래에 설명한다. 이는, 예컨대 「철과 강」[일본철강협회, 제88권 제7호(2002년), 365 페이지, 도 6(b)]에 개시되어 있는 바와 같이, 페라이트의 결정 입자 직경이 약 1.2 μm인 영역을 경계로 하여, 재료 특성, 특히 연성이 불연속으로 변화되기 때문이다. 구체적으로는, 페라이트의 결정 입자 직경이 1.2 μm 미만이 되면 전체 신장이 급격히 저하되고, 균일 신장은 나타나지 않게 된다.
이상은, 본 발명의 고강도 강판에 따른 여러 가지 식의 규정 이유, 화학 성분의 한정 이유 및 조직에 대한 한정 이유에 관한 것이지만, 이하에서는 본 발명의 고강도 강판의 작용 효과에 대한 메카니즘을 상세히 설명한다.
<본 발명의 고강도 강판의 작용 효과에 대한 메카니즘 1>
페라이트를 나노 결정 입자와 마이크로 결정 입자의 혼합 조직으로 함으로써 높은 정동차를 부여할 수 있는 메카니즘은 다음과 같다. 즉, 본 발명의 고강도 강판은 결정 입자 직경이 1.2 μm 이하의 나노 결정 입자로 된 매우 강도가 높은 부분과, 결정 입자 직경이 1.2 μm를 넘는 통상의 강도를 갖는 마이크로 결정 입자를 포함하는 하나의 복합 조직 강판이다. 본 발명의 고강도 강판의 정적인 변형 거동 은, 일반적인 복합 조직 강판의 변형 거동과 마찬가지이고, 정적인 변형에 있어서는, 우선 재료의 가장 변형되기 쉬운 부분, 구체적으로는 마이크로 결정 입자 내부 또는 마이크로 결정 입자 내의 나노 결정 입자와의 계면 부근부터 변형이 시작된다. 그 후, 변형이 서서히 진행하지만, 마이크로 결정 입자가 변형의 주체를 담당하고 있다. 이 때문에 마이크로 결정 입자만으로 된 경우와 동등한 응력으로 변형이 진행되고, 강도와 연성과의 밸런스도 일반적인 것이 된다.
한편, 변형 속도가 1000/s 정도의 고속 변형의 경우에는, 일반적인 강판의 거동과 다르다. 변형 속도는 정적 변형의 경우의 약 10만배이고, 연질인 마이크로 결정 입자 주체의 변형만으로는 추종이 어렵다. 이 때문에 마이크로 결정 입자뿐만 아니라, 나노 결정 입자의 내부에서도 변형을 담당해야 한다. 따라서, 강도가 매우 높은 나노 결정 입자의 영향이 현저해지고 높은 변형 응력이 요구된다.
이러한 현상은, 나노 결정 입자의 비율이 15 내지 90%의 범위일 때 발현된다. 나노 결정 입자의 비율이 15% 미만인 경우에는 나노 결정 입자의 영향이 작고, 정적 변형 및 동적 변형 중 어느 하나에 있어서도 연질인 마이크로 결정 입자가 변형을 충분히 분담할 수 있으며, 정동차는 커지지 않는다. 한편, 나노 결정 입자의 비율이 90%를 넘으면 대부분 나노 결정 입자이기 때문에, 정적 변형시에 있어서 나노 결정 입자의 영향이 이미 현저하고, 강도는 높지만 연성이 낮기 때문에 프레스 성형에 적합하지 않다. 따라서, 나노 결정 입자의 비율이 15% 미만이거나 90%를 넘으면 우수한 고속 변형 강도 및 충격 에너지 흡수능과, 우수한 가공성을 양립시킬 수 없다.
이상은 본 발명의 고강도 강판에 관한 설명이지만, 이하에서는 상기 고강도 강판을 적합하게 제조하는 방법을 설명한다. 또한, 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법은 통상의 냉간 압연 강판 제조 프로세스, 즉 슬래브 용제, 열간 압연, 냉간 압연 및 소둔의 각 공정에 의해 행할 수 있다.
<슬래브 용제>
슬래브 용제는, 통상의 방법으로 소정 성분으로써 행한다. 공업적으로는, 용선을 그대로 이용하거나, 또는 시중 스크랩이나 강의 제조 공정에서 발생되는 중간 스크랩 등의 냉철원을 전기로나 전로에서 용해한 후, 산소 정련하고, 연속 주조 또는 배치(batch)의 분괴 주조로써 주조한다. 파일럿 플랜트나 실험실 등의 소형 설비에 있어서도, 전해철이나 스크랩 등의 철 소재를 진공 또는 대기 중에서 가열로에 의해 용해하고, 소정의 합금 원소를 첨가한 후, 주형에 주입함으로써 소재를 얻을 수 있다.
<열간 압연>
열간 압연은, 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법에 있어서 최초의 중요한 프로세스이다. 본 발명의 제조 방법에서는, 열간 압연 후의 결정 조직이 페라이트를 주상으로 하고, 면적율로 10 내지 85%의 범위의 경질 제2 상을 포함하는 복합 조직이 되도록 하며, 또한 판 두께 방향으로 측정한 경질 제2 상의 평균 간격을 5 μm 이하로 한다.
여기서 말하는 경질 제2 상이란, 본 발명의 고강도 강판의 최종 조직에 있어서의 경질 제2 상으로부터, 펄라이트 및 시멘타이트를 제외한 것이고, 마르텐사이 트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 중 적어도 1종이다. 시멘타이트 또는 펄라이트가 경질 제2 상인 경우에는, 본 발명의 고강도 강판의 금속 조직은 얻어지지 않는다.
이하에서는, 전술한 바와 같이 경질 제2 상을 선정한 이유에 대해서 설명한다.
본 발명의 고강도 강판의 금속 조직은 페라이트상 중에서 나노 결정 입자가 차지하는 면적율이 15 내지 90%인 것이다. 이 금속 조직을 얻기 위해서는, 다음의 처리를 행한다. 즉, 우선, 냉간 압연 전의 금속 조직이 페라이트와 경질 제2 상의 복합 조직이 되도록 한다. 계속해서, 냉간 압연에 의해 연질인 페라이트에 큰 전단 변형을 부여한다. 마지막으로, 이 부분을 계속해서 행해지는 소둔에 의해 결정입경 1.2 μm 이하의 나노 결정 입자로 한다.
한편, 냉간 압연 전에 존재하는 경질 제2 상(마르텐사이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 중 적어도 1종)은 냉간 압연에 의해 변형되지만, 페라이트부만큼 큰 전단 변형이 부여되지 않는다. 이 때문에 냉간 압연 후의 소둔 공정에 있어서, 나노 결정 입자는 생성되지 않고, 시멘타이트를 석출하면서 페라이트로 변화되거나, 또는 왜곡이 적은 새로운 페라이트 입자의 핵 생성과 성장에 의한 것인 통상의 정적 재결정 과정을 거쳐 마이크로미터 오더의 결정 입자 직경을 갖는 마이크로 결정 입자가 된다. 이러한 메카니즘에 의해 나노 결정 입자와 마이크로 결정 입자의 혼합 조직을 얻을 수 있다.
이와 같이, 경질 제2 상은, 매트릭스의 페라이트에 비해 높은 경도를 가지 며, 또한 냉간 압연 및 소둔 후에는, 페라이트로 변화되는 조직이어야 한다. 환언하면, 본 발명의 제조 방법에서 요구하는 경질 제2 상이란, 시멘타이트와 같은 탄화물 단독의 것이 아니라, 페라이트 또는 오스테나이트가 주체이면서 경도가 높은 조직의 것이다.
이하에서는, 마르텐사이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트가 본 발명에 있어서의 경질 제2 상으로서 적합한 이유를 설명한다.
마르텐사이트는 C를 과포화로 포함하는 페라이트이며, C에 의한 결정 격자의 변형에 기인한 높은 전위 밀도 때문에 경도가 높다. 그러나, 마르텐사이트의 C 함유량은, Fe-C 평형 상태도(狀態圖) 상의 Fe와 Fe3C와의 공정점(共晶点)에서의 C 농도인 약 0.8% 정도가 최대이고, Fe3C의 화학식으로 표현되는 시멘타이트에 비해 매우 적다. 이 때문에 냉간 압연 후의 소둔 공정에 있어서는, 시멘타이트가 석출되면서 페라이트로 변화된다. 따라서, 마르텐사이트는, 페라이트를 주체로 하면서 경도가 높은 조직이라고 하는, 본 발명에 있어서의 경질 제2 상으로서의 적격이다.
베이나이트는 마르텐사이트가 형성되기 시작하는 온도보다 약간 고온으로 변태된 조직이며, 깃털형 또는 바늘형의 페라이트와 미세한 시멘타이트와의 혼합 조직이다. 베이나이트는 마르텐사이트 정도는 아니지만 페라이트부에 다량의 전위를 포함하고 있고(사단법인 일본금속학회편, 강좌·현대의 금속학 재료편4 철강 재료, 35 페이지), 시멘타이트뿐만 아니라, 전위 밀도가 높은 페라이트부도 경도가 높다. 따라서, 베이나이트도, 페라이트를 주체로 하면서 경도가 높은 조직이라고 하는, 본 발명에 있어서의 경질 제2 상으로서의 적격이다.
전술한 설명에서 명백한 바와 같이, 베이나이트는 페라이트와 시멘타이트의 혼합 조직이기는 하지만, 시멘타이트와 고전위 밀도의 페라이트부가 조합된 조직 전체를 경질 제2 상으로 간주할 수 있고, 전위 밀도가 낮은 페라이트 매트릭스 중에 단독으로 경질 제2 상으로서 존재하는 시멘타이트와는 명확히 구별될 수 있다.
또한, 금속 조직을 관찰함으로써, 베이나이트와 시멘타이트의 차이는 명료하게 판별할 수 있다. 강의 단면을 연마·에칭하여 광학 현미경으로 관찰하면, 베이나이트의 조직에서는 고전위 밀도 때문에 바늘형 페라이트부가 어둡게 관찰되고, 주위의 저전위 밀도의 페라이트 매트릭스는 밝게 보인다. 한편, 시멘타이트 단독의 조직이란, 밝은 페라이트 매트릭스에 대하여 회색으로 보이는 구상의 석출상이다.
마지막으로, 잔류 오스테나이트는 압연 공정에 있어서의 변형에 의해 변형 유기 변태를 일으켜 마르텐사이트로 변화되기 때문에, 마르텐사이트와 동일한 효과가 있고, 또한 냉간 압연 후의 소둔 공정에 있어서의 조직 변화에 있어서도, 마르텐사이트와 마찬가지이다. 따라서, 잔류 오스테나이트는 본 발명에 있어서의 경질 제2 상으로서 적격이다.
다음으로, 경질 제2 상이 단독의 시멘타이트 또는 펄라이트인 경우에 대해서 설명한다. 본 발명에서의 페라이트는, 페라이트와 시멘타이트가 층상을 이루는 혼합 조직이기 때문에, 층상의 시멘타이트가 경질 제2 상의 역할을 한다. 따라서, 경질 제2 상이 시멘타이트인 경우도 펄라이트인 경우와 본질적으로 동일하다. 경질 제2 상이 시멘타이트인 경우는, 냉간 압연에서는, 본 발명의 특징인 연질 페라이트 부에 큰 전단 변형을 부여하기가 어렵다. 이것은, 시멘타이트가 변형에 대하여 매우 취약하고, 냉간 압연시의 에너지가 시멘타이트의 파단에 소비되어 버리며, 페라이트에 유효하게 변형이 부여되지 않기 때문이다.
다만, 압연율이 85% 이상이라고 하는 고압하율로 냉간 압연하면, 나노 결정이 생성된다. 그러나, 이 경우에도 냉간 압연 후의 소둔 과정에 있어서의 변화가 경질 제2 상이 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트의 경우와 크게 다르기 때문에, 본 발명의 특징인 나노 결정 입자와 마이크로 결정 입자의 혼합 조직이 되지는 않는다. 고압하율로 냉간 압연한 후의 소둔 공정에 있어서, 소둔 온도가 Ac1 변태점 이하라면, 준안정상인 시멘타이트는 그 형상이 층상의 경우에 구상으로 변화하지만, 시멘타이트는 그 상태 그대로 잔존한다. 이 때문에 소둔 후의 조직은 나노 결정 입자인 페라이트와 시멘타이트가 되고, 본 발명에 따른 강의 특징인 혼합 조직으로는 되지 않는다. 따라서, 고속 변형시의 강도 상승, 즉 정동차가 높다고 하는 특성을 나타내지 않는다.
또한, 소둔 온도가 Ac1 변태점 이상인 경우에는, C 농도가 매우 높은 시멘타이트부가 우선적으로 오스테나이트로 변태되고, 그 후의 냉각 과정에 있어서, 펄라이트, 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 중 적어도 1종의 혼합 조직으로 변태된다. 이 때문에 나노 결정 입자인 페라이트와, 이들 변태 조직과의 혼합 조직이 된다. 본 발명에 따른 강의 특징인 높은 정동차는 얻어지지 않는 것은 마찬가지이다. 본 발명에 따른 강의 최종적인 금속 조직에 있어서는, 페라이트 이외의 상은 시멘타이트이더라도 좋지만, 페라이트상이 나노 결정 입자와 마이크로 결정 입자와의 혼합 조직인 것이 중요하다.
여기서, 열간 압연 강판 중의 경질 제2 상의 측정 방법에 대해서 설명한다. 열간 압연 강판에 있어서, 압연 방향과 평행한 단면의 400 내지 1000배의 광학 현미경 사진을 촬영한다. 그 후, 도 1에 도시하는 바와 같이, 판 두께 방향으로 3개의 직선(도 1에 있어서는, 대표로 하나의 직선을 도시함)을 임의의 위치에 긋는다. 이 직선상에서, 경질 제2 상, 페라이트, 경질 제2 상의 순으로 절단된다고 하면, 최초의 경질 제2 상과 페라이트와의 계면으로부터, 페라이트 입자를 통과하여 다음 계면까지의 거리를 스케일로써 측정하고, 단위를 μm로 환산한다. 사진상에서 절단되는 모든 경질 제2 상에 대해서 이 작업을 실시하고, 모든 측정값을 평균하여 경질 제2 상의 평균 간격으로 한다.
다음으로, 원하는 조직을 얻기 위한 제조 방법에 대해서 설명한다. 도 2는, 열간 압연의 온도 이력을 도시하는 도면이다. 도 2에 도시된 바와 같이, 우선 슬래브를 오스테나이트역 즉 Ac3 변태점 이상까지 가열하고, 조압연한 후, 마무리 압연을 행한다. 이 마무리 압연의 온도를, Ar3 변태점의 바로 위, 즉 페라이트가 석출되지 않는 범위에서 가능한 한 저온의 오스테나이트역으로 함으로써, 압연시의 입자 성장을 억제한다. 그 후, 페라이트와 오스테나이트의 2상역까지 냉각함으로써, 페라이트와 오스테나이트의 혼합 조직이 되도록 한다.
이 때, 압연시의 오스테나이트 입자 성장을 억제함으로써, 오스테나이트의 결정립계로부터 핵을 생성하는 페라이트의 핵 생성 밀도가 높아져 입자 직경을 미세하게 할 수 있다. 압연시에 페라이트가 석출되어 있으면 가공된 페라이트가 그대 로 실온까지 잔존하기 때문에 변태에 의해 미세한 페라이트를 석출시킨다고 하는 효과가 저감된다.
계속해서, 2상역으로 그대로 유지하거나, 유지하지 않고 급냉을 행한다. 이 급냉 과정에서, 오스테나이트부를 경질 제2 상으로 변태시키지만, 2상역의 유지 단계에서 결정 입자를 미세하게 한 것이, 경질 제2 상의 간격을 좁게 하는 것에 유효하게 작용한다.
또한, 2상역으로부터의 급냉이란, 강 성분에 의해 결정되는 임계 냉각 속도, 즉 CCT 곡선에서의 펄라이트 변태 시작의 노우즈를 가로지르지 않고 Ms점(마르텐사이트 변태 시작 온도)에 도달하는 냉각 속도 이상의 속도로 냉각하는 것을 의미한다.
이 때의 냉각 속도가, CCT 곡선에 있어서의 베이나이트 변태 시작 노우즈도 가로지르지 않는 정도로 빠르면, 경질 제2 상은 마르텐사이트가 된다. 또한, 베이나이트 변태 시작 노우즈를 가로질러 Ms점 이하까지 냉각하면, 경질 제2 상은 마르텐사이트와 베이나이트의 혼합 조직이 된다. 또한, Ms점 바로 위에서 냉각을 정지하여 온도를 유지한 후에 실온까지 냉각하면 경질 제2 상은 베이나이트가 된다.
또한, 고강도 강판의 성분으로서 Si나 Al을 증가시킨 후에, Ms점 바로 위에서 냉각을 정지하여 유지한 후에 실온까지 냉각하면, 경질 제2 상에는 베이나이트 외에 잔류 오스테나이트가 포함된다. 펄라이트 변태를 방지하고, 페라이트 이외의 경질 제2 상에 시멘타이트를 함유시키지 않는 것이 중요하다.
이러한 고강도 강판의 제조 방법의 경우에는, 열간 압연 후의 강판을, 압연 방향과 평행한 단면에서 관찰한 금속 조직에 있어서, 판 두께 방향으로 판정한 경질 제2 상의 평균 간격이 5 μm 이하가 되도록 하는 것이 바람직한데, 그 이유는 후술한다.
<냉간 압연>
열간 압연 후의 조직에 있어서의 경질 제2 상의 평균 간격을 d(μm)로 하고, 열간 압연 후(냉간 압연 전)의 판 두께를 t0, 냉간 압연 후의 판 두께를 t로 한 경우에, 가공도 지수 D가 하기 (10)식을 만족시키는 조건으로 냉간 압연을 행한다.
[수학식 13]
D=d×t/t0≤1 … (10)
또한, 본 발명에서는, 상기 d를 5 μm 이하로 한다. d가 5 μm를 넘는 경우에는, (10)식을 만족시키고자 하면 t/t0이 0.2 이하, 즉 80%를 넘는 압연율로 고압하에서 압연을 행해야 하고, 본 발명과 같은 고강도 강판을 압연하기 위해서는 압연기에 큰 부하가 걸리게 된다. 4단이나 5단의 탠덤 압연기를 사용하여 압연 1패스당 압하율을 적게 하여도, 1회의 압연으로는 필요한 압연율을 확보할 수 없고, 2회의 압연이 요구된다. 따라서, 본 발명에서는, 현실적으로 1회의 압연으로 달성하는 것이 가능한 압연율 80% 이하에서도 나노 결정 입자의 조직을 얻을 수 있도록 열연판에 있어서의 경질 제2 상 간격을 5 μm 이하로 한정한다.
<소둔>
냉연 후의 소재를 열처리하여 가공 변형을 제거하는 동시에, 원하는 금속 조 직을 만들어 넣은 공정이다. 소둔은 냉연 후의 소재를 가열·유지·냉각하는 과정으로 이루어지지만, 유지 온도 Ts(℃)와, 이 유지 온도Ts로 유지하는 시간 ts(초)와의 관계가 하기 (11)식을 만족시키는 것으로 한다.
[수학식 14]
680<-40×log(ts)+Ts<770 … (11)
[ts: 유지 시간(초), Ts: 유지 온도(℃), log(ts)는 ts의 상용로그]
도 3은, 상기 유지 온도 및 유지 시간의 적정 범위를 도시하는 그래프이다. [-40×log(ts)+Ts]의 값이 680(℃) 이하인 경우, 나노 결정 입자의 면적율이 상한값인 90%를 넘어 버리기 때문에 바람직하지 않다. 한편, 상기 값이 770(℃) 이상인 경우는, 나노 결정 입자의 면적율이 하한값인 15%를 밑돌기 때문에 바람직하지 않다.
소둔 후의 금속 조직에서의 경질 제2 상에 대해서는, 소둔 패턴에 따라서, 여러 가지를 얻을 수 있다. 도 4는 여러 가지 소둔 패턴을 도시하는 도면이다. 동 도 4 중, 패턴 1, 2 및 3은 CAL(연속 소둔 라인)의 경우이고, 패턴 4는 CGL(용융 아연 도금 라인)의 경우이며, 패턴 5는 상소둔(箱燒鈍)의 경우이다. 또한, 표 2는 도 4에 도시된 각 소둔 패턴에 의해 얻어지는 조직의 일람을 나타낸다.
[표 2]
Figure 112007046599183-PCT00002
P : 펄라이트, M : 마르텐사이트, B : 베이나이트, A : 잔류 오스테나이트, C : 시멘타이트
우선, 소둔 온도에 대해서 설명한다. 소둔 온도 Ts를 Ac1 변태점 이하로 설정하면, 페라이트와 시멘타이트를 포함하는 복합 조직을 얻을 수 있다. 또한, 소둔 온도 Ts 및 급냉 시작 온도 TQ를, Ac1 변태점 이상으로 설정하면 매트릭스로서의 페라이트와, 오스테나이트로부터의 변태 조직 또는 이 변태 조직을 소둔한 후의 소둔 조직 중 적어도 1종(경질 제2 상)을 포함하는 혼합 조직으로 할 수 있다.
여기서, 오스테나이트로부터의 변태 조직이란, 페라이트, 마르텐사이트, 베이나이트, 더 나아가서는 잔류 오스테나이트를 의미한다. 여기서, 잔류 오스테나이트는, 실제로는 미변태이기는 하지만, 오스테나이트로부터의 냉각에 의해 실온에서 얻어지는 조직이라는 의미에서 변태 조직에 포함시켰다. 또한, 변태 조직을 소둔한 후의 소둔 조직이란, 상기 변태 조직의 소둔 조직이지만, 본 명세서의 단락 <149> 내지 단락 <153>에 있어서 설명한 바와 같이, 상기 변태 조직 중 어느 하나에 포함되는 것으로 취급한다.
또한, 소둔 온도 Ts 및 급냉 시작 온도 TQ가 Ac1 변태점 이상이라도, 승온 속도가 크고 유지 시간이 짧은 경우에는, 강 중 C의 오스테나이트에의 농화가 불충분해지고, 페라이트 중에는 과포화인 C가 잔존하고 있을 가능성이 있으며, 이것이 냉각시에 시멘타이트로서 석출되는 경우가 있다. 따라서, 이 경우에는, 매트릭스로서의 페라이트와, 오스테나이트로부터의 변태 조직 또는 이들 변태 조직을 소둔한 후의 소둔 조직 중 적어도 1종(경질 제2 상)을 포함하는 혼합 조직이 되고, 페라이트 중에 시멘타이트를 더 포함하는 경우도 있다.
또한, Ac1 변태점은 소재의 성분과 가열 속도에 의해 결정되는 것이지만, 본 발명에 있어서는 700℃ 내지 850℃ 사이이다.
다음으로, 소둔 후의 냉각 방법에 대해서 설명한다. 냉각은 가스를 이용하는 방법, 물 스프레이를 이용하는 방법 또는 물과 가스의 혼합 스프레이를 이용하는 방법, 물탱크에의 담금질(WQ) 또는 롤(roll)로의 접촉 냉각 중 어느 하나의 방법으로 행한다. 여기서 말하는 가스란, 공기, 질소, 수소, 질소와 수소의 혼합 가스, 헬륨 또는 아르곤 중 어느 하나이다.
상기 냉각 과정에 있어서, 냉각 속도가 너무 느리면 페라이트 결정 입자의 성장을 무시할 수 없게 되고, 그 결과 나노 결정 입자의 면적율이 작아지기 때문에, 판 온도가 600℃ 이상의 범위에서의 냉각 속도는 10℃/s 이상으로 한다. 판 온도 600℃ 이상의 범위로만 한정한 이유는, 600℃ 미만이면 결정 입자의 성장이 매우 느리기 때문에 냉각 속도의 영향을 실질적으로 무시할 수 있기 때문이다.
다음으로, 냉각 후의 소둔 패턴에 대해서는, 소둔 라인의 구성에 의해 도 4에 도시된 5 종류의 패턴이 적용 가능하다. 소둔 영역 이후에, 냉각 영역과 계속해서 과시효 영역을 갖는 구성의 라인으로는, 소정의 온도 부근에서 냉각을 정지하고, 그대로 과시효 처리하는 패턴인 패턴 1이나, 소둔 후 재가열하여 과시효 처리하는 패턴인 패턴 2를 채용할 수 있다. 또한, 패턴 4는 CGL(용융 아연 도금 라인)에 해당하는 패턴이지만, 냉각의 종점 온도가 용융 아연욕(亞鉛浴)의 온도에 한정되는 것을 제외하고는 패턴 2와 마찬가지이다.
전술한 바와 같이, 소둔 온도 Ts가 Ac1 변태점 이하인 경우에 얻어지는 경질 제2 상은 시멘타이트뿐이기 때문에, 이하에서는 소둔 온도 Ts 및 급냉 시작 온도 TQ가 Ac1 변태점 이상인 경우에 대해서 상세히 설명한다. 냉각 속도가 크게 CCT 곡선에서의 페라이트 변태 노우즈나 베이나이트 변태 노우즈를 가로지르지 않게 하면서 Ms점 이하까지 냉각하면, 경질 제2 상으로서 마르텐사이트를 얻을 수 있다. 과시효 영역이 있는 패턴 1, 2 및 4에서 마르텐사이트는 엄밀하게는 뜨임 마르텐사이트가 된다. 단, 전술한 바와 같이, 뜨임 마르텐사이트는 여전히 높은 전위 밀도를 유지하고 있기 때문에 경도가 높고, 강의 강화에 크게 기여하기 때문에 본 발명에서는 마르텐사이트와 구별하지 않고 취급한다.
또한, 베이나이트 변태 노우즈를 가로지르는 냉각 속도로 냉각하면서, 냉각 종료 온도를 Ms점 이하로 하면, 경질 제2 상은 마르텐사이트와 베이나이트를 포함하는 복합 조직이 되고, 과시효 영역이 있는 패턴 1, 2 및 4에 있어서, Ms점의 바 로 위에서 냉각을 정지하여 그대로 과시효 처리를 하면, 경질 제2 상으로서 베이나이트 또는 잔류 오스테나이트와 베이나이트와의 혼합 조직이 된다. 잔류 오스테나이트가 생성되는지의 여부는, 소둔시의 오스테나이트의 안정성에 의해 결정된다. 즉, 합금 원소(Si, Al)를 증량하거나, 과시효 처리 시간을 길게 하여 오스테나이트에의 C의 농화를 촉진하여 오스테나이트를 안정화함으로써, 잔류 오스테나이트를 얻는다.
또한, 냉각 속도가 느리고, 펄라이트 변태 노우즈도 가로지르게 되면 제2 상에는 펄라이트도 포함된다. 이 때, 페라이트 중에 미세한 탄화물을 포함하는 경우도 있다. 이것은, 소둔시에 페라이트 중에 고용되어 있던 C가 냉각중에 준안정상의 시멘타이트로서 석출되기 때문이다.
각각을 구체적으로 보면 패턴 1 및 2는 얻어지는 조직의 종류가 동일하고, 소둔 온도 Ts 및 급냉 시작 온도 TQ가 Ac1 변태점 이상인 경우 경질 제2 상은 펄라이트, 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 중 적어도 1종이다. 소둔 온도 Ts가 Ac1 변태점 미만일 때는, 경질 제2 상은 시멘타이트뿐이다.
다음에, 소둔 패턴 3과 같이 과시효 영역을 갖지 않는 구성의 라인에서는, 소둔 후 100℃ 이하까지 냉각하여 완료한다. 이 경우, 소둔 온도 Ts 및 급냉 시작 온도 TQ가 Ac1 변태점 이상이면, 경질 제2 상은 펄라이트, 마르텐사이트, 베이나이트 중 적어도 1종이다. 소둔 온도 Ts가 Ac1 변태점 미만일 때는, 경질 제2 상이 시멘타이트 뿐이다.
또한, 소둔 패턴 4는 CGL(용융 아연 도금 라인)에 해당하는 소둔 패턴이다. 소둔 온도부터 급냉하여 용융 아연의 욕(浴)으로써 표면에 아연을 부착시킨다. 그 후, 도면과 같이 재가열하여 아연 도금층을 합금화시켜도 좋고, 재가열을 생략하여 아연 도금층을 합금화시키지 않아도 좋다. 얻어지는 경질 제2 상의 종류는, 재가열하는 경우에는 패턴 1 및 2와 동일하며, 재가열하지 않는 경우에는 패턴 3과 동일하다.
마지막으로, 소둔 패턴 5는 상소둔이다. 상소둔에서의 소둔이 완료된 후에, 노체(爐體)로부터 코일을 추출하고, 강제 냉각하여 10℃/s 이상의 냉각 속도 조건을 만족할 수 있는 경우에는 소둔 온도에 제한이 없지만, 통상적으로는 소둔이 완료된 후에 노체로부터 코일을 추출하지 않고, 노 중에서 냉각하기 때문에 냉각 속도 10℃/s 이상의 조건을 만족시킬 수 없으므로 소둔 온도를 600℃ 미만으로 한정해야 한다.
<본 발명의 고강도 강판의 작용 효과에 대한 메카니즘 2>
또한, 통상의 냉간 압연에 의해 나노 결정 입자의 조직을 얻을 수 있는 메카니즘에 대해서 후술한다.
우선, 종래부터의 시도로서, 서두에 진술한 반복 중첩하는 압연에 대해서 설명한다. 반복 중첩하는 압연은, 판형 샘플에 큰 변형을 부여하고, 나노 결정 입자의 조직을 얻는 데 유효한 방법이다. 예컨대, 일본 소성 가공 학회지(제40권, 제467호, 1190 페이지)에, 알루미늄의 예가 개시되어 있다. 압연 롤을 윤활하여 압연을 행한 경우는, 방위차가 적은 서브그레인 조직 밖에 얻을 수 없고, 압연 롤을 윤 활하지 않는 경우에는 나노 결정 입자를 얻을 수 있다.
이 현상은, 무윤활에 의해 전단 변형시키면 윤활의 경우보다 큰 변형을 도입할 수 있고, 또한 중첩 압연 사이클의 반복에 의해 전 사이클에서 표층이었던 부분이 재료 내부가 되며, 결과적으로 재료 내부까지 전단 변형이 도입되기 때문이다. 즉, 반복 중첩하는 압연에 있어서도, 무윤활 압연을 행하여 큰 전단 변형을 재료 내부에 부여하지 않으면 결정 입자의 초미세화는 달성되지 않는다.
발명자는, 생산성이 낮은 반복 중첩하는 압연이나, 압연롤에 대한 부하가 큰 무윤활 압연을 행하지 않아도 통상의 오일 윤활 압연에 의해 재료 내부에 전단 변형을 부여할 수 있는 수단을 검토하였다. 그 결과, 압연 전의 조직을 연질부와 경질부와의 복합 조직으로 하면 좋다는 것을 알았다. 즉, 연질인 페라이트와 경질 제2 상으로 이루어지는 복합 조직의 강판에 냉간 압연을 실시함으로써, 경질 제2 상에 개재된 페라이트 영역은 경질 제2 상에 의한 구속에 의해 전단 변형된다. 이에 따라, 재료 내부의 넓은 범위에 전단 변형을 도입할 수 있다.
또한, 발명자는 상세한 검토를 추가하고, 압연 전의 경질 제2 상 간격이 여러 가지이더라도 압연 후의 경질 제2 상 간격이 일정한 값이 될 때까지 압연을 추가하면, 동일하게 재료 내부에 걸쳐 전단 변형이 도입된다는 것을 알았다. 즉, 열간 압연 후의 조직에서의 경질 제2 상의 평균 간격을 d(μm)로 하고, 열간 압연 후(냉간 압연 전)의 판 두께를 t0, 냉간 압연 후의 판 두께를 t로 하면 가공도 지수 D가, 하기 (10)식을 만족시키는 조건으로 냉간 압연을 행하면 되는 것임이 판명되 었다.
[수학식 15]
D=d×t/t0≤1 … (10)
여기서, 본 발명의 제조 방법에 따라서 일련의 공정을 거쳐 냉간 압연까지 행한 강판의 압연 방향으로 평행한 단면의 5000배인 SEM 사진의 예를 도 5에 도시한다. 하얗게 보이는 경질 제2 상(마르텐사이트)에 개재된 검게 보이는 페라이트부가, 전단 변형되어 있는 것을 알 수 있다. 이에 따라, 통상의 압연으로도 강판 내부에 큰 전단 변형을 부여할 수 있고, 계속해서 행해지는 소둔에 의해 나노 결정 입자의 조직을 얻을 수 있다.
실시예 1
표 3에 나타내는 조성의 화학 조성을 갖는 슬래브(발명 슬래브 1 내지 19 및 비교 슬래브 1 내지 11)를 용제하였다.
[표 3]
Figure 112007046599183-PCT00003
※각 성분의 단위는 질량%이지만, 간략화를 위해 표에서는 % 표기를 사용함.
계속해서, 이들 슬래브를 이용하여, 표 4에 제시된 여러 가지 조건으로 열간 압연판을 제조하고, 그 후 표 5에 제시된 여러 가지 조건으로 냉간 압연 및 소둔을 실시하며, 표 6에 제시된 소둔 조직 등을 구비하는 강판(발명예 1 내지 26 및 비교 예 1 내지 26)을 얻었다.
[표 4]
Figure 112007046599183-PCT00004
P : 펄라이트, M : 마르텐사이트, B : 베이나이트, A : 잔류 오스테나이트, C : 시멘타이트
[표 5]
Figure 112007046599183-PCT00005
WQ : 물담금질
[표 6]
Figure 112007046599183-PCT00006
P : 펄라이트, M : 마르텐사이트, B : 베이나이트, A : 잔류 오스테나이트, C : 시멘타이트
또한, 발명예 3, 2, 비교예 1 및 발명예 11의 각 강판으로부터, 압연 방향과 평행한 단면을 추출하여, 이들을 1%의 나이탈로 에칭하고, SEM에 의해 조직을 관찰하였다. 이들 조직을 도 6 내지 도 9에 도시한다.
여기서, 도 6, 도 7 및 도 8에서는 경질 제2 상으로서 시멘타이트를 함유하고, 나머지는 나노 결정 입자와 마이크로 결정 입자를 포함하는 혼합 조직인 것을 알 수 있다. 또한, 도 9에서는 경질 제2 상으로서 시멘타이트와 마르텐사이트를 함유하고, 나머지는 나노 결정 입자와 마이크로 결정 입자를 포함하는 혼합 조직인 것을 알 수 있다.
추가로, 각 강판으로부터, 압연 방향과 평행한 방향이 인장 축이 되도록, 도 10에 도시된 형상의 인장 시험편을 추출하여, 인장 시험을 행하였다. 인장 시험은 사기노미야 제작소의 고속 재료 시험기 TS-2000에 의해, 0.01/s 및 1000/s의 변형 속도로 실시하였다. 얻어진 공칭 응력-공칭 변형선도로부터, 항복점, 인장 강도, 흡수 에너지 등의 특성을 구했다. 이들 결과를 표 6에 병기한다.
<발명예 1 내지 26에 대한 고찰>
발명예 1 내지 26에 대해서는, 각 강판 모두 우수한 여러 가지 재료 특성을 나타내고, 특히 정동차가 큰(대개 170 MPa 이상) 것을 알 수 있다. 이 때문에 각 발명예의 강판에 있어서는, 높은 고속 변형 강도 및 충격 에너지-흡수 성능과, 높은 가공성을 양립시킬 수 있기 때문에 자동차의 보디 등에 사용할 수 있다.
<비교예 1 내지 26에 대한 고찰>
이에 대하여, 비교예 3 내지 26에 대해서는, 각 강판 모두 정동차가 작은(대 개 170 MPa 미만) 것을 알 수 있다. 이 때문에 이들 비교예의 강판에 있어서는, 높은 고속 변형 강도 및 충격 에너지-흡수 성능과, 높은 가공성을 양립할 수 없기 때문에 자동차의 보디 등에 사용하는 것은 바람직하지 않다. 또한, 비교예 1 및 2에 대해서는 170 MPa 이상의 정동차를 얻을 수 있지만, 냉간 압연에 있어서의 압연율이 매우 높기 때문에 압연기에 큰 부하가 걸리게 되어 제조상 바람직하지 않다.
<본 발명의 다양성에 대해서>
본 발명에서는, 전술한 제조 방법뿐만 아니라, 소둔시에 실제로 도금을 부착시켜 용융 아연 도금 강판이나 합금화 용융 아연 도금 강판을 얻을 수 있다. 또한, 내식성을 향상시킬 목적으로, 용융 아연 도금을 실시한 후에, 전기 도금 라인으로써 철 도금을 더 실시할 수도 있다. 또한 본 발명에 따른 강의 소둔 후에, 전기 도금 라인으로써 표면에 도금을 실시하여, 전기 아연 도금 강판이나 합금화(Ni-Zn) 전기 아연 도금 강판을 얻을 수 있다. 또한, 내식성 향상을 목적으로 유기 피막 처리를 실시할 수도 있다.
다음에, 도 11은 3 내지 5%의 변형율에서의 평균 응력의 정동차와 나노 결정 입자의 면적율과의 관계를 도시하는 그래프이다. 도 11에 의하면, 상기 면적율이 15 내지 90%의 범위일 때, 정동차가 커져 있는 것을 알 수 있고, 본 발명의 청구항 1에서 규정한 수치 한정의 근거가 확인되었다.
또한, 도 11에는, 발명예 및 비교예 이외의 일반 시판재에 대한 데이터도 기재하고 있다. 이들 시판재에 대한 재료 특성을 표 7에 나타낸다.
[표 7]
Figure 112007046599183-PCT00007
표 7에 의하면, 표 6의 각 발명예와 비교하여 각 시판재 1 내지 6은 모두 정동차가 작은 것을 알 수 있다. 따라서, 각 발명예의 강판에 있어서는, 종래의 시판재에 비해 고속 변형 강도 및 충격 에너지-흡수 성능과, 가공성을 특히 고도로 양립시키는 것이 확인되었다.
또한, 도 12는 3 내지 5%의 변형율에서의 평균 응력의 정동차와, 정적 인장 강도(정적 TS)와의 관계를 도시하는 그래프이다. 도 12에 의하면 각 발명예는 그 외의 예에 비해 흡수 에너지가 높은 것을 알 수 있다.
또한, 도 13은 5%까지의 변형율에서의 흡수 에너지와, 정적 인장 강도(정적 TS)와의 관계를 도시하는 그래프이다. 도 13에 의하면, 각 발명예는 그 외의 예에 비해 흡수 에너지가 높고, 정적 TS가 200 MPa 정도 높은 비교예 등과 같은 정도의 흡수 에너지를 갖는다는 것을 알 수 있다.
본 발명에 의하면, 예컨대 인장 강도 600 MPa 클래스의 강판과 동등한 프레스 성형성을 가지면서, 부품화 후의 충돌 변형시에 인장 강도가 크게 상승함으로 써, 인장 강도 800 MPa 클래스와 동등한 높은 충격 에너지-흡수능을 갖는 고강도 강판을 제공할 수 있다. 따라서, 본 발명은 높은 고속 변형 강도 및 충격 에너지-흡수 성능과, 높은 가공성의 쌍방을 요구 특성으로 하는 자동차용 보디에 적용할 수 있다는 점에서 유망하다.

Claims (9)

  1. 페라이트상과 상기 페라이트상 중에 분산되는 경질(硬質) 제2 상을 포함하는 금속 조직을 나타내고, 상기 금속 조직에서 경질 제2 상이 차지하는 면적율이 3 내지 30%이며, 상기 페라이트상 중에서 결정 입자 직경이 1.2 μm 이하인 페라이트가 차지하는 면적율이 15 내지 90%이고, 상기 페라이트상 중에서, 결정 입자 직경이 1.2 μm 이하인 페라이트의 평균입경 dS와 결정 입자 직경이 1.2 μm를 넘는 페라이트의 평균입경 dL이 하기 (1)식을 만족시키는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
    [수학식 1]
    dL/dS≥3 … (1)
  2. 제1항에 있어서, 강판의 압연 방향으로 평행한 단면에 있어서, 사방 3 μm의 정사각형 격자를 임의로 9개 이상 추출한 경우에, 각 격자에서의 경질 제2 상의 면적율을 Ai(i=1, 2, 3, …)로 할 때, Ai의 평균값 A(ave)와 표준 편차 s가 하기 (2)식을 만족시키는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
    [수학식 2]
    s/A(ave)≤0.6 … (2)
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서, C를 함유하는 동시에, Si, Mn, Cr, Mo, Ni 및 B 중 적어도 1종을 함유하고, C(전체 C량으로부터 Nb, Ti와 결합하고 있는 C량을 뺀 고용 C량)가, 하기 (3)식을 전제로, 하기 (4)식 내지 (6)식을 만족시키는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
    [수학식 3]
    F1(Q)= 0.65 Si+3.1 Mn+2 Cr+2.3 Mo+0.3 Ni+2000 B … (3)
    F1(Q)≥-40 C+6 … (4)
    F1(Q)≥25 C-2.5 … (5)
    0.02≤C≤0.3 … (6)
    단, (3)식 중 각 첨가 원소에는 그 첨가 원소의 구성 비율(질량%)을 대입하는 것으로 한다
  4. 제3항에 있어서, 함유 성분이 아래의 (7)식 및 (8)식을 전제로, 아래의 (9)식을 만족시키는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
    [수학식 4]
    F2(S)=112 Si+98 Mn+218 P+317 Al+9 Cr+56 Mo+8 Ni+1417 B … (7)
    F3(P)=500×Nb+1000×Ti … (8)
    F2(S)+F3(P)≤360 … (9)
    단, (7)식 및 (8)식 중, 각 첨가 원소에는, 그 첨가 원소의 구성 비율(질량%)을 대입하는 것으로 한다.
  5. 제3항 또는 제4항에 있어서, 질량%로, Nb:0.72% 이하 및 Ti:0.36% 이하 중 적어도 1종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
  6. 제4항 또는 제5항에 있어서, 질량%로, P:2% 이하 및 Al:18% 이하 중 적어도 1종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
  7. 제3항 내지 제6항 중 어느 하나의 항에 있어서, 질량%로, Si:5% 이하, Mn:3.5% 이하, Cr:1.5% 이하, Mo:0.7% 이하, Ni:10% 이하 및 B:0.003% 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
  8. 제1항 내지 제7항 중 어느 하나의 항에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로서, 금속 조직이 페라이트상과 경질 제2 상을 포함하는 열간 압연 강판에, 가공도 지수 D가 하기 (10)식을 만족시키는 냉간 압연을 행하고, 그 후 하기 (11)식을 만족시키는 소둔을 행하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
    [수학식 5]
    D=d×t/t0≤ 1 … (10)
    [d: 경질 제2 상의 평균 간격(μm), t:냉간 압연 후의 판 두께, t0: 열간 압연 후 냉간 압연 전의 판 두께]
    680<-40×log(ts)+Ts<770 … (11)
    [ts: 유지 시간(초), Ts: 유지 온도(℃), log(ts)는 ts의 상용로그]
  9. 제8항에 있어서, 상기 열간 압연 강판의 판 두께 방향에 있어서, 경질 제2 상의 평균 간격이 5 μm 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
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