KR20090016480A - 고강도 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents
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Abstract
페라이트상과 강판 중에 분산되는 경질 제2 상으로 이루어지는 금속 조직을 나타내고, 상기 금속 조직에서 차지하는 경질 제2 상의 면적율이 30%∼70%이며, 상기 페라이트상 중에서 차지하는 결정입경이 1.2 ㎛ 이하인 페라이트의 면적율이 15%∼90%이고, 상기 페라이트상 중에서 결정입경이 1.2 ㎛ 이하인 페라이트의 평균입경(ds)과 결정입경이 1.2 ㎛를 초과하는 페라이트의 평균입경(dL)이 하기 식 (1)을 만족시키는 것을 특징으로 한다.
[수학식 1]
dL/ds≥3…(1)
Description
본 발명은, 고강도와 고연성을 양립시켜, 프레스 성형성과 충격에너지 흡수능이 우수한 자동차용 냉간 압연 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 또한, 본 발명은 고강도 강판의 제조 방법에 관한 것이며, 특히 높은 정동차(靜動差)(정적 강도와 동적 강도의 차)와 고속 변형시의 연성을 양립시켜, 프레스 성형시에는 강도가 낮고, 충돌시에 고강도이며 고연성으로 충격에너지 흡수능이 우수한 자동차용 고강도 강판의 제조 기술에 관한 것이다.
최근, 자동차의 충돌 안전성 향상과 차체 경량화라는 상반되는 요구에 대응하기 위해, 자동차의 보디에 사용되는 강판에는, 한층 더 고강도화와 고연성화의 양립이 요구되고 있다. 이러한 요구를 만족시키는 고강도 강판으로서, 이하와 같은 것이 개시되어 있다. 즉, C: 0.1%∼0.45%와 Si: 0.5%∼1.8%를 포함하는 강을 소정의 조건으로 열간 압연, 냉간 압연, 소둔함으로써, 인장 강도가 82 kgf/㎜2∼113 kgf/㎜2이고, 인장 강도×신장값이 2500 kgf/㎜2 이상인 연성이 좋은 고강도 강판의 제조 방법이 개시되어 있다(일본 특허 공개 소화 제62-182225호 공보 참조).
또한, C: 0.1%∼0.4%를 포함하고, Si를 제한한 성분계에서 Mn량을 높여, 소정 조건으로 2회 소둔함으로써, 인장 강도가 811 MPa∼1240 MPa, 인장×신장이 28000 MPa·% 이상인 고연성을 갖는 고강도 강판 및 그 제조 방법이 개시되어 있다(일본 특허 공개 평성 제7-188834호 공보 참조).
더 나아가서는 C: 0.02%∼0.3%를 포함하는 강에 대하여, 소둔시의 오스테나이트 체적율을 소정 범위로 함으로써, 인장 강도가 48 kgf/㎜2∼151 kgf/㎜2이고, 또한 인장 강도×신장값이 1800 kgf/㎜2% 이상인 고연성 고강도 냉간 압연 강판의 제조 방법이 개시되어 있다(일본 특허 공개 소화 제61-3843호 공보 참조).
또한, 강판의 강도를 높이면 성형성이 저하되기 때문에, 고강도 강판의 적용 부품은 형상이 단순한 것으로 제한된다. 그래서, 이 같은 결점을 극복하기 위해, 정동차가 높은 강판을 적용하는 것이 시도되고 있다.
일반적으로, 강판의 변형 강도는 변형 속도의 영향을 받아, 변형 속도가 높을수록 변형 응력은 높아진다. 즉, 정동차가 높으면, 프레스 성형시에는 비교적 강도가 낮게 성형성이 확보되고, 차체 충돌시의 고속 변형시에는, 충분한 강도를 확보하는 것이 가능해진다.
예컨대, 일본 특허 공개 평성 제7-3381호 공보에는, 페라이트 단상 강에서 페라이트 중의 고용(固溶) C, N를 감소시켜, 시멘타이트의 수를 적정하게 함으로써 정동차를 높인 내충격성이 우수한 박강판 및 그 제조 방법이 개시되어 있다. 또한, 일본 특허 공개 제2000-73152호 공보에는 표면을 청정화한 복수의 금속판을 적 층하고, 페라이트 결정입경을 1 ㎛보다 작은 나노미터 수준까지 미세화하는 반복 겹침 압연에 의한 초미세 조직 고강도 강판의 제조 방법이 개시되어 있다. 또한, 일본 특허 공개 제2002-285278호 공보에는, 보통 저탄소강의 마르텐사이트를 출발 조직으로 하여 냉간 압연 및 소둔함으로써, 강도와 연성의 밸런스가 우수한 초미세 페라이트와 시멘타이트 조직을 생성하는 고강도·고연성 강판 및 그 제조 방법이 개시되어 있다.
전술한 바와 같이, 자동차 차체에 대한 고강도 강판 적용의 주목적은, 충돌시의 충격에너지를 효율적으로 흡수함으로써 탑승자에 대한 충격을 경감시키는 것으로, 보다 많은 부품에 고강도 강판을 적용하고자 하는 요구가 있다. 그러나, 이를 달성하기 위해서는 하기의 2가지 문제가 있다.
첫째, 강판의 강도가 높을수록 연성이 저하되기 때문에, 프레스 성형성이 열화되고, 적용 타겟이 단순 형상의 부품에 한정된다고 하는 것이다. 둘째, 충돌시의 부재 파단의 문제이다. 즉, 자동차의 충돌에서 중요한 전면 충돌에서는, 프론트 프레임 등의 부품이 충돌시에 부품의 긴변 방향으로 하중을 받고, 좌굴하는 것에 의해 충격에너지를 흡수하지만, 강판의 연성이 적으면, 충돌 변형시에 재료에 파단이 생겨, 효율적으로 충격에너지를 흡수시킬 수 없다고 하는 점이다. 따라서, 종래 강에 비하여, 보다 인장 강도가 높고, 고연성인 강판이 요구되고 있다. 다음에, 종래 기술에 의한 고강도 강판의 문제점을 기술한다.
일본 특허 공개 소화 제62-182225호 공보에 개시되어 있는 페라이트와 잔류 오스테나이트의 복합 조직강판은, 우수한 강도 연성 밸런스를 나타내지만, 일정 이상의 Si의 첨가가 필요하고 표면성상이 열화된다고 하는 문제가 있다. 또한, 1000 MPa 이상의 고강도를 얻기 위해서는 0.36%의 C가 필요하기 때문에, 스폿 용접 강도가 뒤떨어지며, 또한 최대로 113 kgf/㎜2 정도의 인장 강도밖에 얻을 수 없다고 하는 문제가 있다.
또한, 일본 특허 공개 평성 제7-188834호 공보에는, Si를 저감하여도 양호한 강도 연성 밸런스를 갖는 고강도 강판의 제조 방법이 개시되어 있지만, 2회의 소둔이 필요하기 때문에 제조 비용이 비싸고, C가 높기 때문에 스폿 용접 강도의 문제는 해결되어 있지 않으며, 또한 얻어지는 인장 강도도 고작 1240 MPa 정도이다. 여기서, 인장 강도가 1300 MPa 이상인 고강도 강판의 제조 방법은, 일본 특허 공개 소화 제61-3843호 공보에 개시되어 있다. 그러나, 인장 강도가 1500 MPa인 경우의 신장은 고작 12%로, 양호한 강도 연성 밸런스를 갖고 있다고는 할 수 없다.
상기 종래 기술에서는, 합금 원소를 첨가하고, 열처리에 의해 페라이트상과, 경질 제2 상(마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 등)과의 복합 조직강으로 함으로써 강도를 상승시키고 있지만, 인장 강도가 1300 MPa 이상이면서 12%를 초과하는 연성을 갖는 고강도 강판을 얻을 수 없고, 또한 인장 강도 800 MPa∼1300 MPa의 범위에서도, 다량의 C, Si, Mn 등의 합금 원소가 필요하며, 스폿 용접 강도가 뒤떨어진다고 하는 문제 이외에도, 경제성이나 재활용성의 관점에서도 문제가 있기 때문에, 이들 합금 원소를 크게 저하시키면서, 양호한 강도 연성 밸런스를 달성하는 기술이 요구되었다.
그런데, 본 발명자 등은, 전술한 바와 같은 종래 방법에만 의존하지 않는 강의 고강도화 방법으로서, 페라이트 결정립의 미세화에 착안해 왔다. 즉, 이 방법은, 매트릭스의 페라이트상의 결정립계 면적을 증대함으로써, 합금 원소의 첨가를 크게 억제하고, 페라이트의 순도를 높게 유지한 채 강판의 강도를 높이는 방법이며, 페라이트상의 순도를 매우 높게 유지함으로써, 강판의 정동차를 유지할 수 있다는 생각에 기초한다.
여기서, 결정입경과 강도와의 관계는, 홀·펫치의 식이 알려져 있고, 변형 강도는 결정입경의 -1/2승에 비례한다. 이 식에 의하면, 결정입경이 1 ㎛보다 작아지면 급격히 강도가 상승하기 때문에, 결정립 미세화에 의해 강판의 강도를 비약적으로 상승시키기 위해서는 1 ㎛ 정도 이하의 초미세 결정립으로 할 필요가 있다.
또한, 일본 특허 공개 평성 제7-3381호 공보의 시멘타이트의 수를 적정화하는 기술은, 페라이트 중의 불순물 원소를 가능한 한 저감함으로써 정동차를 높일 수 있다고 하는 생각에 기초하고 있지만, 이 방법으로 얻어지는 인장 강도는 430 MPa 정도이며, 고강도 강판으로서는 불충분하다. 페라이트 단상의 조직에서는 얻어지는 인장 강도가 한정되기 때문에, 강도가 더 높은 강판을 얻기 위해서는, 일반적으로 페라이트와 마르텐사이트 등의 제2 상과의 복합 조직으로 하는 것이 행해진다. 그러나, 복합 조직화하면 인장 강도는 높아지지만, 정동차는 연강판으로 대표되는 페라이트 단상 강보다 저하된다고 하는 문제가 있다. 예컨대, 일본 철강 협회 편찬 「자동차용 재료의 고속 변형에 관한 연구회 성과 보고서」(2001) 174 페이지에는, 연강에서는 변형 5%에서의 정동차가 210 MPa 정도인 데 비하여, 590 MPa급 2상강(Dual Phase Steel)으로는 60 MPa 정도까지 저하되는 것이 나타나 있다. 한편, 고속 변형시의 연성, 특히 균일 신장은 590 MPa급 2상강이 반대로 우수하다. 이 2상강과 같이 고속 변형시의 연성이 높은 것은, 자동차 부재의 충돌시의 파단 방지의 관점에서 바람직하다.
따라서, 일본 특허 공개 평성 제7-3381호 공보에 기재된 기술로는, 높은 정동차와 높은 인장 강도와의 양립은 어려우며, 높은 정동차와 고속 변형시의 연성을 양립시키는 것도 어려웠다. 이 때문에, 정동차가 높고, 또한 높은 인장 강도와 고속 변형시의 연성을 겸비한 고강도 강판이 요구되고 있었다.
여기서, 고속 변형 시험의 방법은 아직 표준화되어 있지 않고, 홉킨스바법, 원바법, 검력 블록법 등의 방법이 혼재되어 있을 뿐만 아니라, 시험편 형상도 각각 상이하다. 따라서, 항복점이나 전체 신장의 값도 각각 상이할 가능성이 있고, 상이한 고속 인장 시험 방법에서 얻어진 응력 변형 선도를 직접 비교하는 것은 위험하다. 게다가, 일반적으로 준(準)정적 인장 시험에서 이용되는 JIS5호 형상의 시험편과, 고속 인장 시험에서 일반적인 것보다 소형의 시험편에서의 결과도, 비록 변형 속도가 동일했다고 하여도 상이할 가능성이 있기 때문에, 하나의 시험 장치에서 동일 형상의 시험편을 이용하여 변형 속도만을 변화시켜 비교하지 않으면 정확성이 떨어진다. 따라서, 이하의 설명에서는, 변형 응력이나 신장 등의 특성을 언급할 때는, 후술하는 방법으로 측정된 데이터에 한정하는 것으로 한다. 즉, 사기노미야 제작소제 검력 블록식 고속 재료 시험기와, 도 14에 도시하는 바와 같은 형상의 시험편으로 변형 속도만을 바꿔 측정하는 것으로 한다.
그런데, 강판의 페라이트 결정입경을 1 ㎛보다 작은 나노미터 수준까지 미세화하는 방법으로서는, 상기 일본 특허 공개 제2000-73152호 공보에 개시된 것을 들 수 있다. 이 방법에서는, 반복 겹침 압연을 7사이클을 행함으로써, 결정입경이 나노미터 수준의 초미세 조직이 되고, 인장 강도도 원재료인 IF강의 3.1배(870 MPa)에 달한다. 그러나, 이 방법에는 이하의 2가지 결점이 있다.
첫째, 결정입경 1 ㎛ 이하의 초미세 결정립뿐인 조직에서는, 재료의 연성이 극단적으로 낮아진다. 그 이유는 일본 특허 공개 제2000-73152호 공보의 발명자 등에 의한 논문, 예컨대 「철과 강」[일본 철강 협회, 제88권 제7호(2002년) 365 페이지, 도 6(b)]에 기재되어 있다. 이 논문에 의하면, 페라이트 결정입경이 1.2 ㎛보다 작아지면 급격히 전체 신장이 저하되고, 동시에 균일 신장도 거의 0으로까지 저하한다고 되어 있다. 그리고, 이와 같은 조직은 프레스 가공용 강판에는 적절하지 않다.
둘째, 공업적 프로세스에서 반복 겹침 압연을 행하는 것은, 생산성을 해하고, 생산 비용의 대폭적인 상승을 초래한다. 여기서, 결정립을 초미세화하기 위해서는 큰 변형을 부여하는 것이 필요하고, 예컨대 5사이클의 겹침 압연에 의해 압연률 환산으로 97%인 변형을 부여함으로써, 겨우 결정립의 초미세화가 가능해진다. 이것을 생산성이 좋은 통상의 냉간 압연으로 행하기 위해서는, 두께 32 ㎜의 강판을 1 ㎜로 압연해야 하므로, 현실적으로는 실시할 수 없다.
또한, 일본 특허 공개 제2002-285278호 공보에는, 마르텐사이트를 출발 조직으로 하여 냉간 압연·소둔하면, 강도와 연성의 밸런스가 우수한 초미세 페라이트 및 시멘타이트 조직이 되고, 강도와 연성의 밸런스가 향상하는 것이 나타나 있다. 일본 특허 공개 제2002-285278호 공보의 발명예에서는, C량이 0.13%로 비교적 낮고, 합금 원소의 첨가량이 적은 점은 우수하지만, 인장 강도 870 MPa에서 신장은 21%이며 특성은 충분하다고는 할 수 없다.
본 발명은, 상기 사정을 감안하여 이루어진 것으로, 합금 원소 첨가량을 억제하여 페라이트 결정립의 미세화에 의해 강도를 상승시키고, 또한 프레스 성형시에 중요해지는 강도와 연성의 밸런스가 우수하며, 고속 변형시의 흡수에너지가 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 하고 있다.
또한, 초미세 페라이트와 시멘타이트 조직을 생성하는 일본 특허 공개 제2002-285278호 공보에서의 발명예는 870 MPa의 인장 강도와 21%의 신장을 갖고, 일본 특허 공개 평성 제7-3381호 공보의 페라이트 단상 강에 비하여 양호한 연성을 갖고 있다. 그러나, 본원의 발명자 등의 검토에 의하면, 발명예에서 변형 5%에서의 정동차는 80 MPa로, 정동차가 낮은 것이 판명되어 있다. 이와 같이, 단순한 초미세립 조직은 물론, 초미세립 조직 중에 시멘타이트를 석출시킨 조직에서도 충분한 정동차를 얻을 수 없다.
본 발명은, 상기 사정을 감안하여 이루어진 것으로, 페라이트 결정립의 미세화에 의해 강도를 향상시킬 수 있는 것은 물론, 정동차가 높고 프레스 성형이 용이하고, 또한 고속 변형시의 연성이 우수하여 흡수에너지가 큰 고강도 강판의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 하고 있다.
본 발명자 등은, 합금 원소 첨가량을 억제하여 페라이트 결정립의 미세화에 의해 강도를 상승시키고, 또한 동시에 프레스 성형시에 중요해지는 강도와 연성과의 밸런스가 우수한 고강도 강판에 대해서 예의 연구를 거듭하였다. 그 결과, 강판의 조직을, 균일한 초미세립 조직이 아니라, 결정입경이 1.2 ㎛ 이하인 페라이트(이하, 본원에서는 간단히 「나노 결정립」이라고 함)와, 결정입경이 1.2 ㎛를 초과하는 페라이트(이하, 본원에서는 간단히 「마이크로 결정립」이라고 함)와의 혼합 조직으로 한 뒤에, 강판 중에 포함되는 경질 제2 상의 종류와 비율의 적정화, 및 경질 제2 상을 제외한 부분의 조직의 적정화에 의해, 고강도이면서, 높은 연성을 갖는 고강도 강판을 얻을 수 있다는 지견을 얻었다.
또한, 상기한 적정화에 의해, 450 MPa 이상의 정적 강도를 가지며, 양호한 프레스 성형성과, 높은 정동차를 갖는 특성을 양립시킨 고강도 강판을 얻을 수 있다는 지견을 얻었다. 더 나아가서는, 상기한 강판에 대하여, 스킨 패스 압연 등의 방법에 의해 변형을 부여함으로써, 동적 변형시의 신장을 향상할 수 있는 것을 발견하였다. 또한, 본 발명의 기술분야에서는, 일반적으로, 나노 결정립이란, 결정입경이 1.O ㎛ 이하인 결정립을 말하고, 또한 마이크로 결정립이란, 결정입경이 1.O ㎛를 초과하는 결정립을 말하지만, 본원에서는 상기한 바와 같이, 나노 결정립과 마이크로 결정립 사이에서의 결정입경의 임계값을 1.2 ㎛로 정의한다.
즉, 본 발명의 고강도 강판은, 페라이트상과 강판 중에 분산되는 경질 제2 상으로 이루어지는 금속 조직을 나타내고, 상기 금속 조직에서 차지하는 경질 제2 상의 면적율이 30%∼70%이며, 상기 페라이트상 중에서 차지하는 결정입경이 1.2 ㎛ 이하인 페라이트의 면적율이 15%∼90%이고, 상기 페라이트상 중에서 결정입경이 1.2 ㎛ 이하인 페라이트의 평균 입경(ds)과 결정입경이 1.2 ㎛를 초과하는 페라이트의 평균 입경(dL)이 하기 식 (1)을 만족시키는 것을 특징으로 한다.
[수학식 1]
dL/ds≥3…(1)
이러한 강판에서는, 강판의 압연 방향에 평행한 단면에 있어서, 사방이 3 ㎛인 정사각형 격자를 임의로 9개 이상 취출한 경우에, 각 격자에서의 경질 제2 상의 면적율을 Ai(i=1, 2, 3, …)로 했을 때, Ai의 평균값 A(ave)와 표준 편차 s가 하기 식 (3)을 만족시키는 것이 바람직하다.
[수학식 2]
s/A(ave)≤0.6…(3)
또한, 이러한 강판에 있어서는, C를 함유하고, Si, Mn, Cr, Mo, Ni 및 B 중 적어도 1종을 함유하며, C(ss)(전체 C량으로부터 Nb, Ti, V와 결합하고 있는 C량을 감한 고용탄소량)가, 하기 식 (4)∼하기 식 (7)을 전제로, 하기 식 (8)∼식 (10)을 만족시키는 것이 바람직하다. 단, 식 (4)∼식 (7) 중, 각 첨가 원소에는, 그 첨가 원소의 구성 비율(질량%)을 대입하는 것으로 한다.
[수학식 3]
F1(Q)=O.65Si+3.1Mn+2Cr+2.3Mo+O.3Ni+2000B …(4)
F2(T)=735+19Si-31Mn-12Ni+17Mo+20Cr+30V-800N …(5)
F3(S)=112Si+98Mn+218P+317Al+9Cr+56Mo+8Ni+1417B …(6)
F4(G)=620+300C+O.5×F3(S) …(7)
F1(Q)≥6.0 …(8)
F2(T)≤F4(G)-20 …(9)
0.07≤C(ss)≤0.45 …(10)
또한, 함유 성분이 하기 식 (11) 및 식 (12)를 전제로, 하기 식 (13) 및 식 (14)를 만족시키는 것이 바람직하다.
[수학식 4]
F3(S)=112Si+98Mn+218P+317Al+9Cr+56Mo+8Ni+1417B …(11)
F5(P)=5OO×Nb+1OOO×Ti+25O×V …(12)
F3(S)≤600 …(13)
F5(P)≤130 …(14)
단, 식 (11), 식 (12)에서 각 첨가 원소에는 그 첨가 원소의 구성 비율(질량%)을 대입하는 것으로 한다.
추가로, 이러한 고강도 강판으로는, 질량%로 Nb:O.26% 이하, Ti:0.13% 이하, V:0.52% 이하 중 적어도 1종을 함유하는 것이나, 질량%로 P:2% 이하 및 Al: 18% 이하 중의 적어도 1종을 함유하는 것이 바람직하고, 질량%로 Si:5% 이하, Mn: 5% 이하, Cr: 1.5% 이하, Mo: 0.7% 이하, Ni: 10% 이하 및 B: 0.O03% 이하인 것이 바람직하다.
추가로, 질량%로 O.OO7%∼O.O3%의 N를 함유시킴으로써, 고강도 강판의 연성을 열화시키지 않고, 높은 도장 소부 경화량(이하, BH량이라고 함)을 부여할 수 있으며, 따라서 부품의 충돌시의 발생 하중을 향상시켜, 충격에너지 흡수 성능을 더 향상시키는 것이 가능하다. BH(Bake Hardening)란, 강판에 변형을 부여한 후에 도장 소부에 상당하는 170℃의 열처리를 실시하면, 침입형 고용 원소가 가공에 의해 도입된 전위(轉位)를 고정하여 전위의 운동을 방해하고, 그 결과 변형 저항이 상승하는 현상이 있으며, 자동차 부품과 같이 도장 소부 공정이 있는 경우에 유효하다. BH량의 측정 방법은, JISG3135(자동차 가공성 냉간 압연 고장력 강판 및 강대)의 부속서에 나타나 있다.
또한, 본 발명자 등은, 상기 고강도 강판을 적합하게 제조하는 방법에 대해서도 예의 연구하였다. 그 결과, 통상의 냉간 압연으로 결정립의 초미세화를 달성하기 위해, 냉간 압연 전의 결정 조직을 연질인 페라이트와 경질인 제2 상과의 복합 조직으로 하고, 경질 제2 상의 함유율을 적정한 범위로 하며, 경질 제2 상의 간격에 따른 원하는 압연률에 의해 냉간 압연을 더 실시하고, 또한 Ac1 변태점을 초과하고 결정립 성장을 억제할 수 있는 온도와 시간으로 소둔함으로써, 상기한 마이크로 결정립과 나노 결정립과의 혼합 조직을 모상으로 하여 경질 제2 상을 함유하는 고강도 강판을 얻을 수 있다는 지견을 얻었다.
즉, 본 발명에 따른 고강도 강판의 제조 방법의 제1 실시형태는, 금속 조직이 페라이트상과 함유율 30%∼85%의 경질 제2 상으로 이루어지는 열간 압연 강판에, 가공도 지수 D가 하기 식 (15)를 전제로, 하기 식 (16)을 만족시키는 냉간 압연을 행하고, 그 후 하기 식 (17) 및 식 (18)을 만족시키는 소둔을 행하는 것을 특징으로 한다.
[수학식 5]
D=d×t/t0 …(15)
[d: 경질 제2 상의 평균 간격(㎛), t: 냉간 압연 후의 판 두께, t0: 열간 압연 후 냉간 압연 전의 판 두께]
O.50≤D≤1.0 …(16)
F2(T)+2O≤Ts≤F2(T)+90 …(17)
F2(T)+2O≤Ts≤F4(G)-1.3(ts)1/2 …(18)
[ts: 유지 시간(초), Ts: 유지 온도(℃), (ts)1/2은 ts의 제곱근]
이러한 고강도 강판의 제조 방법에서는, 상기 열간 압연 강판의 판 두께 방향에서, 경질 제2 상의 평균 간격이 2.5 ㎛∼5 ㎛인 것이 바람직하다. 더 나아가서는, 상기 고강도 강판에 대하여, 신장률 2.5% 이하의 스킨 패스 압연을 실시하는 것에 의해, 항복점을 저하시킴으로써 프레스 성형시의 성형 하중을 저감시키고, 스프링 백을 저감시킨다고 하는 더 나은 효과를 부여할 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 고강도 강판의 제조 방법의 제2 실시형태는, 금속 조직이 페라이트상과 면적율이 10%∼85%인 경질 제2 상으로 이루어지고, 상기 경질 제2 상끼리의 평균 간격이 2.5 ㎛∼5.0 ㎛인 열간 압연 강판에, 가공도 지수 D가 하기 식 (19)를 전제로 하기 식 (20)을 만족시키는 냉간 압연을 행하고, 그 후 하기 식 (21)을 만족시키는 소둔을 행하는 것을 특징으로 한다.
[수학식 6]
D=d×t/t0 …(19)
[d: 경질 제2 상의 평균 간격(㎛), t: 냉간 압연 후의 판 두께, t0: 열간 압연 후 냉간 압연 전의 판 두께]
[수학식 7]
O.5≤D≤1.0 …(20)
[수학식 8]
65O-(ts)1/2<Ts<75O-(ts)1/2 …(21)
[ts: 유지 시간(초), Ts: 유지 온도(℃), (ts)1/2은 ts의 제곱근]
여기서, 경질 제2 상의 면적율이 낮은 경우에는, 냉간 압연으로서 압연 후에 재료를 중첩시켜 압연하는 것을 반복하는 겹침 압연을 행하는 것이 바람직하다. 단, 열간 압연 강판에서의 경질 제2 상의 면적율이 30%∼85%이면, 통상의 냉간 압연으로 충분하다. 또한, 소둔 후에 신장률이 1%∼10%인 가공을 행함으로써, 고속 변형시의 강판의 전체 신장을 높이고, 정적 변형시의 응력을 낮게 할 수 있다. 이와 같은 가공으로서는 스킨 패스 압연이 적합하다.
본 발명의 고강도 강판에 의하면, 나노 결정립과 마이크로 결정립의 혼합 조직의 강판 중에 포함되는 경질 제2 상의 비율의 적정화, 및 경질 제2 상을 제외한 부분의 조직의 적정화에 의해, 고강도이면서, 높은 연성을 갖는 고강도 강판을 얻을 수 있다. 또한, 본 발명에 따른 고강도 강판의 제조 방법의 제1 실시형태에 의하면, 압연 전의 결정 조직을 연질인 페라이트와 경질 제2 상의 복합 조직으로 하고, 경질 제2 상의 간격에 따른 필요 압연률에 의해 냉간 압연을 실시하며, 또한 변태점을 초과하고 결정립 성장이 생기지 않는 온간역에서 소둔함으로써, 마이크로 결정립과 나노 결정립과의 혼합 조직을 모상으로 하여 경질 제2 상을 함유하는 고강도 강판을 제조할 수 있다. 이와 같이 하여 얻어진 본 발명의 고강도 강판은, 합금 원소 첨가량을 억제하여 페라이트 결정립의 미세화에 의해 강도를 상승시킨 것이고, 또한 프레스 성형시에 중요해지는 강도와 연성과의 밸런스, 및 충돌 변형시에 중요해지는 흡수에너지 특성이 우수한 것이다.
또한, 본 발명에 따른 고강도 강판의 제조 방법의 제2 실시형태에 의하면, 나노 결정립과 마이크로 결정립과의 혼합 조직의 강판 중에 포함되는 경질 제2 상의 비율의 적정화, 및 경질 제2 상을 제외한 부분의 조직의 적정화에 의해, 정적 변형시에는 나노 결정립의 영향을 억제하여 저강도이면서, 동적 변형시에는 나노 결정립의 영향을 발휘할 수 있는 고강도 강판을 얻을 수 있다.
도 1은 열간 압연판에 있어서 경질 제2 상끼리의 간격의 측정 방법을 도시하는 모식도이다.
도 2는 열간 압연의 열 이력을 도시하는 도면이다.
도 3은 실시예에서의 소둔 온도와 신장과의 관계를 도시하는 그래프이다.
도 4는 4개의 소둔 패턴에서의 열 이력을 도시하는 도면이다.
도 5는 소둔시의 유지 시간과 유지 온도와의 관계를 도시하는 그래프이다.
도 6은 본 발명예의 고강도 강판의 조직을 도시하는 SEM 사진이다.
도 7은 본 발명예의 페라이트상의 입도 분포를 도시하는 그래프이다.
도 8은 실시예에서의 인장 강도와 신장과의 관계를 도시하는 그래프이다.
도 9는 본 발명예의 고강도 강판의 냉간 압연 후의 조직을 도시하는 SEM 사진이다.
도 10은 본 발명예의 페라이트상의 입도 분포를 도시하는 그래프이다.
도 11은 본 발명예에서의 스킨 패스 압연에서의 신장률과 전체 신장과의 관계를 도시하는 그래프이다.
도 12는 실시예에서의 고속 변형시의 응력-변형 곡선을 도시하는 그래프이다.
도 13은 실시예에서의 고속 변형 신장과 정동차와의 관계를 도시하는 그래프이다.
도 14는 고속 인장력 시험에 사용한 시험편의 형상을 도시하는 도면이다.
1. 제1 실시형태
이하, 본 발명의 바람직한 실시형태에 대해 설명한다. 우선, 본 발명의 고 강도 강판에 있어서 여러 가지 설정식의 규정 이유에 대해 기술한다. 또한, 이하에 나타내는 각 원소의 함유율은 모두 질량%이지만, 편의상 간단히 %로 기재한다.
본 발명의 고강도 강판의 고용탄소량은, 0.07%∼0.45%가 되도록 조정하는 것이 바람직하다. 이 탄소강에, 담금질성 향상 및 고용 강화에 의한 강의 강도 향상을 목적으로, 제1 원소군: Si, Mn, Cr, Mo, Ni 및 B 중 적어도 1종을 함유시킨다. 또한, 결정립의 미세화 및 석출 강화에 의한 강의 강도 향상을 목적으로, 제2 원소군: Nb, Ti 및 V 중 적어도 1종을 필요에 따라서 함유시킨다. 또한, 고용 강화에 의한 강의 강도 향상을 목적으로서, 제3 원소군: P 및 Al 중 적어도 1종을 필요에 따라 함유시킨다.
또한, 얻어지는 강이 하기 식 (4)∼식 (7), 식 (11)∼식 (12)를 전제로, 하기 식 (8)∼식 (10), 및 식 (13)∼식 (14)를 모두 만족하는 것으로 한다. 단, 하기의 식 중에서 원소 기호는, 그 원소의 구성 비율(질량%)을 나타내고, 예컨대 「Cr」이란, Cr의 구성 비율(질량%)을 의미한다.
[수학식 9]
F1(Q)=O.65Si+3.1Mn+2Cr+2.3Mo+O.3Ni+2000B …(4)
F2(T)=735+19Si-31Mn-12Ni+17Mo+2OCr+30V-80ON …(5)
F3(S)=112Si+98Mn+218P+317Al+9Cr+56Mo+8Ni+1417B …(6)
F4(G)=620+30OC+O.5×F3(S) …(7)
F1(Q)≥6.0 …(8)
F2(T)≤F4(G)-20 …(9)
0.07≤C(ss)≤0.45 …(10)
F3(S)=112Si+98Mn+218P+317Al+9Cr+56Mo+8Ni+1417B …(11)
F5(P)=5OO×Nb+1OOO×Ti+25O×V …(12)
F3(S)≤600 …(13)
F5(P)≤130 …(14)
여기서, 이들 식중의 기호의 의미 및 각 식의 규정 이유를 설명한다.
<식 (4) 및 식 (8)>
F1(Q)은, 강의 담금질성을 나타내는 지표이고, 식 (4)에 나타내는 바와 같이 정해지며, 각 첨가 원소의 구성 비율(질량%)로부터 계산하는 것이다. 후술하는 바와 같이, 본 발명에 따른 고강도 강판의 제조 방법에서는, 냉간 압연 전의 금속 조직을 연질인 페라이트와 경질 제2 상(마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 중 적어도 1종)과의 복합 조직으로 하는 것이 중요하다.
이들의 조직은, 열간 압연 후에 페라이트와 오스테나이트로 이루어지는 2상역까지 서냉한 후 급냉하는 방법, 열간 압연 후에 실온까지 일단 냉각한 후 가열하여 페라이트와 오스테나이트로 이루어지는 2상역으로 유지하고 나서 급냉하는 방법에 의해 얻어진다. 그러나, 이들 조직을 얻는 데 있어서는 2가지 문제가 있다.
첫째로, C량이 적으면 담금질성이 낮기 때문에, 경질 제2 상을 얻기 어려운 것이다. 그 대책으로서, 담금질성 향상 원소인 상기 제1 원소군을 첨가하여, 경질 제2 상을 얻기 쉽게 해야 한다. 둘째로, C량이 많은 경우에, 열간 압연 후의 냉각중에 퍼라이트 변태가 생기기 쉬워지고, 필요한 경질 제2 상을 얻기 어렵게 되는 것이다. 이들 문제를 해결하기 위해서는, 상기 식 (8)에 따라, 필요한 양의 담금질성 향상 원소를 첨가한다. 또한, 여기서 말하는 C량이란, 상세히 후술하지만, 전체 C량으로부터 Ti, Nb, V와 결합하고 있는 C량을 감한 고용탄소량을 나타낸다.
<식 (5)∼식 (7), 및 식 (9)>
식 (5)는, 강재의 Ac1 변태점을 규정하고 있고, 강 중의 합금 원소량에 의해서, 식 (5)와 같이 Ac1 변태점이 변화한다. 각 합금 원소의 계수는, 본 발명자가 실험에 의해 결정한 것이다. 식 (6)은 제1 원소군 및 제2 원소군의 고용 강화 작용에 의해, 고강도 강판이 강화되는 양을 MPa 단위로 나타낸 것이지만, 강화량의 지표인 동시에, 고용 원소에 의한 소둔 중의 입계이동에 대한 저항력의 지표로도 된다.
식 (7)은, 강판의 소둔시에, 결정립의 조대화를 억제하여 소정의 나노 결정 비율로 할 수 있는 하한의 온도를 나타내고 있고, 상기 F3(S) 및 C량에, 각각 계수를 곱해 합계한 것이다. 우측 변의 300C는, C에 의한 효과의 항이고, O.5×F3(S)는 C 이외의 고용 원소에 의한 효과의 항이다. 식 (9)는, 강의 Ac1 변태점+20℃의 값이 F4(G) 이하여야 하는 것을 나타내고 있다. 후술하는 바와 같이, 본 발명의 금 속 조직을 얻기 위해서는, 강의 성분으로 결정되는 Ac1 변태점+20℃ 이상의 온도로 소둔해야 하지만, 그것이 F4(G), 즉 결정립 조대화를 억제할 수 있는 상한의 온도보다 높으면, 본 발명의 특징인 초미세 결정립을 얻기 위한 소둔 조건이 존재하지 않게 된다. 따라서, 식 (9)를 만족시키도록, 강 성분을 조정한다.
<식 (1O)>
C(ss)란, 전체 C량으로부터 제2 원소군(Nb, Ti, V)과 결합되어 있는 C를 감한 고용탄소량을 의미하고, 하기 식 (22)로 계산된다. 또한, 식 (22) 중, 각각 첨가 원소에는, 그 첨가 원소의 구성 비율(질량%)이 대입되는 것으로 한다.
[수학식 10]
C(ss)=전체 C량-(12/92.9×Nb+12/47.9×Ti+12/50.9×V) …(22)
식 (22) 중의 계수 92.9, 47.9, 및 50.9는 각각 Nb, Ti, V의 원자량이고, 12/92.9×Nb+12/47.9×Ti+12/50.9×V는 Nb, Ti, 또는 V와 결합하여 탄화물이 되어 있는 C량(질량%)을 나타내는 것이며, 이것을 전체 C량으로부터 감한 것이 고용 C이다.
다음에, 식 (1O)은, 고용 C의 상한값 및 하한값을 규정하고 있고, 그 이유는 냉간 압연 전의 금속 조직을 원하는 범위로 생성시키기 때문이다. 여기서, 하한값을 0.07%로 한 것은, C가 0.07% 미만인 경우는, 담금질성 향상 원소를 첨가하여도 충분한 양의 경질 제2 상이 생성되지 않기 때문이다. 경질 제2 상의 함유량이 불충분하면, 전술한 반복 겹침 압연 등의 특수한 방법을 이용하지 않는 한, 강의 결 정입경을 나노미터 수준까지 미세화할 수 없다.
또한, 상한값을 0.45%로 한 것은, 0.45%를 초과하는 경우는 원하는 페라이트와 경질 제2 상의 복합 조직을 얻을 수 없어지기 때문이다. C량이 0.45%를 초과하면, 담금질성 향상 원소를 첨가하여도, CCT 곡선에서의 퍼라이트 변태 노즈가 단시간측에 존재하게 된다. 그리고 페라이트-오스테나이트 2상역으로부터의 급냉시에, 어떠한 냉각 속도에서도 퍼라이트 변태 노즈를 가로지르게 되고, 냉간 압연 전의 금속 조직은 페라이트와 퍼라이트의 복합 조직 또는 퍼라이트가 된다.
여기서, 퍼라이트는 C와 Fe의 화합물인 시멘타이트와, 페라이트의 층상 조직이지만, 시멘타이트는 변형에 대하여 매우 취약하고, 냉간 압연시의 에너지가 시멘타이트의 파단에 소비된다. 이 때문에, 강의 조직에 퍼라이트가 포함되어 있는 경우에는, 본 발명의 제조 방법의 특징인 연질 페라이트상에 큰 변형을 부여할 수 없다. 따라서, 담금질성 향상 원소의 첨가에 의해 퍼라이트 변태를 방지할 수 있는 상한값의 C량은 0.45%로 하였다.
<식 (6) 및 식 (11)∼식 (13)>
식 (6)의 F3(S)은, 제1 원소군 및 제3 원소군의 고용 강화 작용에 의해 고강도 강판이 강화되는 양을 MPa 단위로 나타낸 것이고, 식 (6)에 따라 첨가 원소의 질량%로부터 계산한다. 식 (6)의 각각의 원소에 곱해져 있는 계수는, 하기의 방식에 기초하여 하기 식 (23)으로부터 산출한 것이다.
[수학식 11]
각 원소의 계수=｜r(X)-r(Fe)｜/r(Fe)×M(Fe)/M(X)×1000 …(23)
여기서, r(X)는, 해당 원소의 원자 반경, r(Fe)은 철의 원자 반경, M(X)은 해당 원소의 원자량, 및 M(Fe)은 철의 원자량이다.
식 (23)이 의미하는 것은 이하와 같다. 즉, 어느 첨가 원소의 원자 반경과 철의 원자 반경과의 차를 철의 원자 반경으로 나눈 것이, 그 원소 1개당 고용 강화량에 비례한다. 이것에, 해당 원소의 질량%당으로 환산하기 위해, 철의 원자량과 해당 원소의 원자량과의 비를 곱하고, 단위를 MPa로 환산하기 위해 1000을 더 곱하였다. 표 1에, 이용한 각 원소의 물리 상수와, 이것에 따라 계산한 식 (23)의 계수를 나타낸다.
다음에, F5(P)는, 상기 제2 원소군이 강 중의 C와 탄화물을 형성하여 석출 강화에 의해 강이 강화될 때의, 그 강화량을 나타내는 지수이고, 상기 식 (12)에 나타내는 바와 같이 정해진다. 식 (12)가 의미하는 것은, 이하와 같다. 즉, Nb, Ti, V는 강 중에서의 탄화물 형성능이 강하고, 예컨대 7OO℃에서 강 중의 Nb와 C의 용해도곱, Ti와 C의 용해도곱(질량%)2은 모두 1O의 -6승 수준이며, V와 C의 용해도곱(질량%)2은 10의 -4승 수준이기 때문에, 본 발명의 고강도 강판에 있어서, Ti, Nb, V는 고용체로서는 거의 존재할 수 없고 C와 1대1로 결합한 탄화물, 즉 NbC, TiC, 또는 VC로서 존재한다. 따라서, 첨가한 Nb, Ti, V의 첨가량에 비례한 석출 강화량을 기대할 수 있다.
또한, 이것은 Nb, Ti, 또는 V와 결합하지 않는 C가 잔존하고 있는 경우이고, 모든 C가 Nb, Ti, V와 결합하고 있는 상태에서 Nb, Ti, 또는 V를 더 첨가하여도, 기대대로 석출량은 얻어지지 않는다. 또한, 석출물의 크기에 따라 석출 강화량이 변화힌다. 일반적으로, 석출물이 조대화되면 석출 강화능은 저하한다. 본 발명의 고강도 강판에서는, 후술하는 바와 같이, 냉간 압연 후의 소둔시에, 탄화물이 성장하기 쉬운 고온역에서의 장시간 유지는 고려하지 않는다. 이 때문에, Nb, Ti 또는 V의 탄화물은 균일하고 미세하게 분산되며, 이들 원소의 첨가량에 의해서만 석출 강화량이 결정된다. 상기 식 (12)는 이것을 나타내는 것이다.
여기서, 식 (12) 중의 계수 5OO, 1OOO 및 25O은 각각 Nb, Ti, V의 1 질량%당의 석출 강화량을 나타내는 것으로, 실험에 의해 결정한 수치이다. Nb, Ti 및 V의 석출 강화량을 합계한 것이, F5(P), 즉 전체 석출 강화량이다. 이러한 지견 하에, 식 (13) 및 식 (14)는 고용 강화와 석출 강화에 의한 페라이트의 강화량을 각각 600 MPa 이하, 130 MPa 이하로 해야 하는 것을 나타내고 있다.
이것은, 강판의 강화량이 너무 높으면, 본 발명의 특징인 높은 연성이 발현되지 않게 되기 때문이다. 전술한 바와 같이, 다량의 합금 원소를 첨가하여 페라이트를 크게 강화하면, 동시에 페라이트 순도가 저하되고, 페라이트의 강도 연성 밸런스가 열화된다. 본 발명의 고강도 강판의 금속 조직에서는, 페라이트의 순도가 소정 이상인 경우에는 종래 강보다 높은 연성울 얻을 수 있지만, 페라이트의 순도가 너무 낮으면 높은 연성이 발현되지 않게 된다.
본 발명자 등은, 높은 연성을 발현하기 위해, 필요한 페라이트의 순도를 정량화하는 것을 검토하였다. 그 결과, 각 첨가 원소가 연성에 미치는 악영향도는, 단위 첨가량(질량%)당의 페라이트 강화량(고용 강화, 석출 강화)에 비례하는 것을 실험적으로 발견하였다. 그 결과를 바탕으로 예의 연구한 바, 높은 연성을 발현할 수 있는 페라이트 강화량의 상한값이, 고용 강화에서는 500 MPa, 석출 강화에서는 130 MPa인 것이 판명되었다. 상기 식 (13) 및 식 (14)는 이것을 수치화한 것이다.
또한, 본 발명의 고강도 강판에서는, 적량의 N를 함유시킴으로써, 높은 BH량을 부여할 수 있다. BH량에는, C, N를 대표로 하는 침입형 고용 원소의 양이 영향을 미친다. 그러나, 본 발명의 고강도 강판에서는, C의 증량에는 한계가 있다. 전술한 바와 같이, C를 증량하면 금속 조직 중에 퍼라이트가 생기기 쉬워지고, 원하는 금속 조직을 얻기 어려워지기 때문이다.
그래서, 본 발명자 등은, C 이외의 침입형 고용 원소로서 N에 착안하였다. N는, 철과 화합물을 생성하지 않는 범위의 함유량이면, 금속 조직을 크게 변화시키지 않고 고용 상태로 함유시킬 수 있고, 변형 시효(時效) 현상에 유효하게 작용하며, 높은 BH량을 얻을 수 있다. 더 나아가서는, 본 발명의 고강도 강판에서는, 종래의 강판보다 BH량이 높다고 하는 특성이 있다. 그 이유는 명확하지 않지만, 본 발명의 고강도 강판은 페라이트 결정립의 대부분이 1.2 ㎛ 이하의 나노 결정립이고, 결정립계나, 페라이트와 제2 상과의 계면의 면적이 매우 큰 것이 영향을 미치고 있다고 생각된다.
입계나 계면을 사이에 두는 결정립은 서로 변형을 구속하기 때문에, 입계나 계면 부근에는 변형시의 전위 밀도가 높아지는 경향이 있다. 본 발명의 고강도 강판에서는, 이와 같은 입계·계면이 재료 조직 중의 도처에 존재하기 때문에, 재료 전체에 걸쳐 균일하고 높은 전위 밀도를 갖고 있다. 따라서, 도장 소부 처리시의 N의 변형 시효가 재료 전체에 걸쳐 생기기 때문에, 높은 BH량을 나타낸다고 생각된다.
<각 화학 성분의 한정 이유>
다음에, 본 발명의 고강도 강판에 있어서 각 화학 성분의 한정 이유에 대해서 기술한다. 또한, 이하에 나타내는 각 원소의 함유량에 대해서도 단위는 모두 질량%이지만, 편의상 간단히 %로 기재한다. 또한, C에 대해서는 식 (1O)에서 개별적으로 한정하고, 그 외의 원소에 대해서는 대부분의 경우에 식 (8), 식 (9), 식 (13), 식 (14)에 의해 상하한값이 한정되며, 또한 개별적으로 상하한값을 설정한다.
<C: 고용 C에서 0.07%∼0.45%>
C의 첨가에 의해, 페라이트와 오스테나이트로 이루어지는 혼합 조직을 열간 압연 후의 고온에서 생기게 할 수 있고, 이 혼합 조직의 급냉에 의해 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트의 경질 제2 상을 형성할 수 있다. 더 나아가서는, 냉간 압연 후의 소둔에서도 마찬가지이다. 이 때문에, C는 본 발명에서는 가장 중요한 원소이다.
본 발명의 고강도 강판에서는, Nb, Ti 및 V의 첨가가 가능하기 때문에, 그 경우에 탄화물로서 석출되는 C를 제외한 고용 C가, 상기 식 (10)을 만족하도록, C의 첨가량을 조정한다. 고용 C가 0.07% 미만이면, 냉간 압연 전의 금속 조직 중에 충분한 양의 경질 제2 상을 함유시킬 수 없고, 고용 C가 0.45%를 초과하면, 금속 조직은 퍼라이트가 되며, 모두 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법에는 적합하지 않게 된다.
<제1 원소군: Si, Mn, Cr, Mo, Ni, B>
이하의 원소는, 강의 담금질성 향상과 고용 강화에 의한 강의 강도 향상을 목적으로서 첨가한다. 첨가량은 식 (8), 식 (9), 및 식 (13)을 만족하도록 조정한다. 이하에, 각 원소의 첨가량의 상한값 및 하한값의 한정 이유를 설명한다.
<Si: O.2%∼5%>
Si 첨가량이 0.2% 미만인 경우는, 담금질성 향상의 효과가 명료하게 나타나지 않는다. 이 때문에, 하한값은 0.2%로 한다. 또한, Si의 첨가량이 5%를 초과하면, Si가 Fe과 결합하여 결정 구조가 DO3형 또는 B2형의 금속간 화합물인 Fe3Si가 안정상으로서 나타나고, 이것은 강의 연성을 저하시키기 때문에, 상한을 5%로 한다.
<Mn: 0.1%∼5%>
Mn의 첨가량이 0.1% 미만인 경우는, 담금질성 향상의 효과가 명료하게 나타나지 않는다. 이 때문에, 하한값은 0.1%로 한다. 또한, Mn의 첨가량이 5%를 초과하면, 실온에서도, 오스테나이트가 안정상으로서 존재한다. 안정상의 오스테나이트는 강도가 낮고, 강 전체의 강도를 저하시키기 때문에 바람직하지 않다. 이 때문에, 상한값은 5%로 한다.
<Cr:O.1%∼1.5%>
Cr의 첨가량이 O.1% 미만인 경우는, 담금질성 향상의 효과가 명료하게 나타나지 않는다. 이 때문에, 하한값은 0.1%로 한다. 또한, Cr의 첨가량이 1.5%를 초과하면, 강 중의 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∼O.7%>
Mo의 첨가량이 0.1% 미만인 경우는, 담금질성 향상의 효과가 명료하게 나타나지 않는다. 이 때문에, 하한값은 0.1%로 한다. 또한, Mo 첨가량이 0.7%를 초과하면, 강 중의 C와 Mo이 결합하여 탄화물이 되기 때문에, 첨가량에 상응하는 고용 Mo을 얻을 수 없고, 담금질성 향상도 기대할 수 없다. 이 때문에, 상한값은 Mo이 고용 상태로 존재할 수 있는 0.7%로 한다.
<Ni: O.2%∼10%>
Ni의 첨가량이 O.2% 미만인 경우는, 담금질성 향상의 효과가 명료하게 나타나지 않는다. 이 때문에, 하한값은 O.2%로 한다. 또한, Ni의 첨가량이 10%를 초과하면, 실온에서도, 페라이트에 추가하여 오스테나이트가 안정상으로서 존재한다. 오스테나이트는 강도가 낮고, 강 전체의 강도를 저하시키기 때문에 바람직하지 않다. 이 때문에 상한값은 10%로 한다.
<B: O.OOO5%∼O.OO3%>
B의 첨가량이 O.0005% 미만인 경우는, 담금질성 향상의 효과가 명료하게 나타나지 않는다. 이 때문에 하한값은 O.0005%로 한다. 또한, 페라이트에 대한 B의 고용 한도 자체는 매우 작고, B는 첨가량이 적은 경우는 주로 강의 결정립계에 편석(偏析)하여 존재한다고 생각되지만, 첨가량이 0.003%를 초과하면, B의 존재 사이트가 입계만으로는 불충분하게 되고, 금속간 화합물의 Fe2B가 생성되어 강의 연성을 저하시키기 때문에, 상한값은 0.003%로 한다.
<제2 원소군: Nb, Ti, V>
이들 원소는, 결정립의 미세화 및 석출 강화에 의한 강의 강도 향상을 목적으로 하며, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이하, 각 원소의 첨가량의 상한값 및 하한값의 한정 이유를 설명한다.
<Nb: O.O1%∼O.26%>
Nb에 의한 미세화 및 석출 강화를 얻기 위해서는 O.O1% 이상 첨가해야 한다. Nb의 첨가량이 O.26%를 초과하면, NbC에 의한 석출 강화량만으로 130 MPa가 되고, 식 (14)를 만족하지 않기 때문에, 상한은 0.26%에 한정된다.
<Ti: O.O1%∼O.13%>
Ti의 첨가량이 O.13%를 초과하면, TiC에 의한 석출 강화량만으로 130 MPa가 되고, 식 (14)를 만족하지 않기 때문에, Ti의 상한은 O.13%에 한정된다.
<V: 0.1%∼0.52%>
V의 첨가량이 O.1% 미만에서는 미세화의 효과가 명료하게 나타나지 않고, V의 첨가량이 0.52%를 초과하면, VC에 의한 석출 강화량만으로 130 MPa가 되며, 식 (14)를 만족하지 않기 때문에, V의 상한은 0.52%에 한정된다.
<제3 원소군: P, Al>
이들 원소는, 강의 강화 원소로서, 필요에 따라 첨가할 수 있다. 이하, 각 원소의 첨가량의 상한값 및 하한값의 한정 이유를 설명한다.
<P: 0.03%∼2%>
P는 강의 고용 강화 원소로서 유효하지만, 첨가량이 0.03% 미만인 경우는 고용 강화의 효과가 명료하게 나타나지 않는다. 이 때문에, 하한값은 O.03%로 한다. 또한, P의 첨가량이 2%를 초과하면, 금속간 화합물인 Fe3P가 생성되고, 강의 연성을 저하시킨다. 이 때문에 상한값은 2%로 한다.
<Al: 0.01%∼18%>
Al은, 고용 강화 원소이고, 탈산제로서의 효과를 가지며, 강을 킬드강으로 하기 위해 첨가된다. 또한, Al은 제강 공정에서 강 중의 용존 산소와 결합하여 알루미나로서 부상하고, 이것을 제거함으로써 강의 연성이나 인성을 향상시킬 수 있다. 단, Al의 첨가량이 0.01% 미만인 경우는, 탈산제로서의 효과도, 고용 강화 원소로서의 효과도 명료하게 나타나지 않는다. 이 때문에, 하한값은 0.01%로 한다. 한편, Al의 첨가량이 18%를 초과하면 금속간 화합물인 Fe3Al이 생성되고, 강의 연성을 저하시킨다. 이 때문에, 상한값은 18%로 한다.
<N: O.OO7%∼O.O3%>
본 발명의 고강도 강판에서, N는 BH량을 향상시키는 데 중요한 원소이고, 고강도 강판을 부품으로 성형한 후에 도장 소부 공정이 있는 경우는, 부품의 강도를 상승시키는 데 유효하게 작용한다. 따라서, 필요에 따라 N를 적절하게 첨가한다. N 첨가량이 O.007% 미만인 경우는, 소부 경화성이 명료하게 나타나지 않는다. 이 때문에 하한값은 O.007%로 한다. 한편, N 첨가량이 O.03%를 초과하면, 입방정의 Fe4N이 석출되기 시작하기 때문에 첨가한 N에 상응하는 BH량 향상을 기대할 수 없다. 따라서, 상한을 O.03%로 한다.
<조직에 대한 한정 이유>
다음에, 본 발명의 고강도 강판의 금속 조직에 대해서, 상세히 설명한다.
본 발명의 고강도 강판의 금속 조직은, 하기 1)∼4)에 기재한 요건을 동시에 만족하는 것이다.
1) 금속 조직은, 페라이트와 제2 상(마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 중 1종 또는 2종 이상)으로 이루어진다. 또한, 강판의 압연 방향에 평행한 단면을 잘라내고, 이 단면을 나이탈 등으로 에칭한 후에, 주사형 전자현미경으로 배율 5000배로 촬영한 2차 전자상(이하, SEM 사진이라고 함)으로부터 측정한 제2 상의 면적율이 30%∼70%이다.
2) 금속 조직에 있어서, 경질 제2 상은 페라이트상 중에 균일하게 분산되어 있고, 이하의 요건을 만족한다. 즉, 강판의, 압연 방향에 평행한 단면의 5000배 SEM 사진에서, 사방이 3 ㎛인 정방형 격자를 임의로 9개 이상 취출하고, 각 격자에서의 경질 제2 상의 면적율을 화상 해석을 이용하여 측정했을 때에, 각 경질 제2 상의 면적율을 Ai(i=1, 2, 3, …)로 할 때, Ai의 평균값 A(ave)와 표준 편차 s가, 하기 식 (21)을 만족시킨다.
[수학식 12]
s/A(ave)≤0.6 …(24)
3) 강판의, 압연 방향에 평행한 단면의 5000배 SEM 사진에 있어서, 사진의 전체 면적으로부터 경질 제2 상을 제외한 페라이트부 중, 나노 결정립의 면적율이 15%∼90%이다.
4) 나노 결정립의 평균 입경(dS)과, 마이크로 결정립의 평균 입경(dL)이, 하기 식 (25)를 만족시킨다.
[수학식 13]
dL/dS≥3 …(25)
여기서, 평균 입경이란, 강판의, 압연 방향에 평행한 단면의 5000배 SEM 사진에 있어서, 화상 해석에 의해 모든 페라이트립의 면적을 측정하고, 각각의 면적으로부터 구한 원 상당 직경을 의미한다. 구체적으로는, 화상 해석에 의해 구한 페라이트립의 면적을 Si(i=1, 2, 3 …)로 하면, 원 상당 직경(Di)(i=1, 2, 3 …)은, 하기 식 (26)에 의해 계산한다.
[수학식 14]
Di=2(Si/3.14)1/2 …(26)
이상에 나타낸 요건 1) ∼4)의 설정 이유는, 이하와 같다. 즉, 적량의 경질 제2 상을 균일하게 분산 석출시킴으로써, 페라이트부로부터 제2 상으로 C 등의 고용 원소를 방출시켜, 페라이트의 순도를 높이고, 이것에 의해 강의 연성을 높일 수 있다. 또한, 경질 제2 상의 면적율이 너무 작으면, 복합 조직강의 특징이 나타나지 않기 때문에 연성이 작고, 너무 많은 경우도 또한 페라이트보다 경질 제2 상의 재료 특성이 현저히 나타나 연성이 작아진다.
여기서, 본 발명의 고강도 강판의 조직에서, 경질 제2 상이란, 소둔 중에 페라이트와 평형을 이루는 상이 냉각 과정에서 변태된 상이거나, 변태하지 않고 잔류한 상이거나, 나아가 이들 상이 소둔에 의해 변화된 조직을 가리킨다. 구체적으로는, 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 중 어느 1종 이상인 것이다.
여기서, 뜨임 베이나이트는 베이나이트에, 뜨임 마르텐사이트는 마르텐사이트에 포함된다. 그 이유를 이하에 설명한다. 우선, 뜨임 베이나이트는, 베이나이트를 300℃∼400℃로 소둔하여 인성을 향상시킨 것이지만, 전위 밀도가 높은 페라이트와 시멘타이트의 혼합 조직이며, 본질적으로 베이나이트와 다르지 않기 때문에, 본 발명에서는 베이나이트에 포함되는 것으로서 취급한다.
다음에, 뜨임 마르텐사이트는, 마르텐사이트를 소둔하여 경도를 저감시키고 인성을 향상시킨 것이지만, 본 발명에서는 마르텐사이트에 포함되는 것으로서 취급한다. 마르텐사이트의 뜨임은, 탄소를 과포화로 고용한 마르텐사이트가, 페라이트와 탄화물로 분해되는 과정이다. 그러나, 예컨대 사단법인 일본 금속 학회 편찬, 강좌·현대의 금속학 재료편 4 철강 재료, 39 페이지에 기재되어 있는 바와 같이, 300℃∼500℃로 뜨임한 경우라도, 페라이트는 꽤 높은 전위 밀도를 갖고 있고, 라스 마르텐사이트의 특징인 패킷, 블록 등의 구성은 변화하지 않는다. 따라서 경도도 높고, 소둔 마르텐사이트라도, 마르텐사이트의 특징을 잃지 않는다.
더 나아가서는, 사단 법인 일본 금속 학회 편찬, 강좌·현대의 금속학 재료편 4 철강 재료, 39 페이지에 기재되어 있는 바와 같이, 담금질 직후의 마르텐사이트에 과포화로 고용된 C는 매우 용이하게 확산이 일어나기 때문에, 약 -100℃부터 이미 C의 이동이 확인되고, 석출의 준비 단계가 시작되고 있다. 따라서, 담금질한 채로의 마르텐사이트와 뜨임 마르텐사이트는 명료하게 구별하기 어렵다. 이상을 고려하여, 본 발명에서는 마르텐사이트와 뜨임 마르텐사이트는 같은 것으로서 취급한다.
다음에, 제2 상 이외의 페라이트부에 관해서 설명한다. 페라이트부는 크기가 상이한 나노 결정립과 마이크로 결정립의 혼합 조직으로 함으로써, 고강도와, 프레스 성형시나 부품화 후의 충돌시에 필요한 연성을 고차원으로 양립시킬 수 있다.
또한, 초미세 페라이트의 정의를 1.2 ㎛ 이하로 한 것은, 예컨대 「철과 강」(일본 철강 협회), 제88권 제7호(2002년) 365 페이지의 도 6(b)에 개시되어 있는 바와 같이, 페라이트 결정입경 약 1.2 ㎛를 경계로 하여, 재료의 특성, 특히 신장이 불연속적으로 변화되기 때문이다. 또한, 페라이트 결정입경이 1.2 ㎛보다 작아지면, 전체 신장이 급격히 저하되고, 특히 균일 신장을 나타내지 않게 되기 때문이다.
이상은, 본 발명의 고강도 강판에 따른, 여러 가지 식의 규정 이유, 화학 성분의 한정 이유, 및 조직에 대한 한정 이유이며, 이하에 본 발명의 고강도 강판의 작용 효과에 대한 메커니즘을 상세히 설명한다.
<본 발명의 고강도 강판의 작용 효과에 대한 메커니즘>
모상을 페라이트를 나노 결정립과 마이크로 결정립과의 혼합 조직으로 하고, 경질 제2 상을 더 함유시킴으로써, 고강도와 높은 연성을 부여할 수 있는 메커니즘을 후술한다.
본 발명의 고강도 강판의 모상은, 매우 강도가 높은 결정입경 1.2 ㎛ 이하의 나노 결정립을 일정한 범위로 포함하고 있고, 변형 응력이 매우 높다. 그러나 그것만으로는, 전술한 일본 특허 공개 제2000-73152호 공보나 일본 특허 공개 제2002-285278호 공보와 같이, 고강도이기는 하지만 연성이 낮다. 이 문제를 극복하기 위해, 페라이트 이외에, 일정한 분률의 경질 제2 상을 도입하고, 모상 페라이트도 초미세립뿐만 아니라 일정한 범위의 양의, 통상의 강도를 갖는 마이크로 결정립을 혼재시킨다.
우선, 경질 제2 상을 도입한 이유에 대해서 설명한다. 본 발명의 고강도 강판의 조직은, 기본적으로는 연질인 모상과 경질인 제2 상을 갖는 복합 조직이고, 일반적인 복합 조직강의 변형 거동의 방식을 적용할 수 있다. 복합 조직을 갖는 강판을 변형시키고자 한 경우, 우선 연질인 모상의 페라이트로부터 우선적으로 변형이 생긴다. 또한, 변형을 가한 경우, 조직 중에 분산된 경질 제2 상은 변형하기 어렵기 때문에, 재료의 거시적인 변형이 많은 부분을, 모상 페라이트가 분담해야 하고, 페라이트가 더 변형하여, 크게 가공 경화한다.
가공 경화가 크면 변형이 광범위하게 전파되기 때문에 국부 수축이 잘 생기지 않고, 그 결과 연성이 커진다. 본 발명은, 이러한 복합 조직강의 변형의 방식을 베이스로 하면서도, 모상 페라이트가 합금 원소를 극력 억제하여 결정립의 미세화에 의해 강화된 것인 것, 더 나아가서는 모상 페라이트가, 매우 강도가 높은 결정입경 1.2 ㎛의 나노 결정립과, 결정입경이 1.2 ㎛를 초과하는 통상의 강도를 갖는 마이크로 결정립의 혼합 조직이라고 하는 2가지 특징을 갖는 전혀 새로운 발상에 따른 고강도 강판이다.
우선, 첫번째 특징인 합금 원소를 극력 억제하고 있는 것의 효과에 대해서 기술한다. 통상의 복합 조직강에, 고용 강화 원소(대표적인 것으로서는 Mn, Si, P 등)나 석출 강화 원소(대표적인 것으로서는 Nb, Ti 등)를 첨가해 가면, 확실하게 페라이트의 강도가 상승하기 때문에 강의 강도도 상승하지만, 모상 중의 철과 합금 원소의 계면, 모상과 석출물의 계면에는 변형에 의해 도입된 전위가 국재(局在)화되기 쉽고, 그것이 파괴의 기점이 되기 때문에, 결과적으로는, 강의 강도 연성 밸런스는 그 만큼 향상하는 것이 아니다.
두번째 특징인, 모상이 나노 결정과 마이크로 결정의 혼합 조직인 것은, 본 발명의 큰 특징이다. 발명자는, 후술하는 통상 압연 소둔으로 나노 결정 조직을 제조하는 독자적인 방법을 이용하여, 복합 조직을 갖는 초미세 결정립의 조직과 기계적 성질의 관계에 대해서 연구를 거듭하여, 모상 페라이트가 입경 1.2 ㎛ 이하의 나노 결정립만으로 이루어지는 경우는, 페라이트 단상의 초미세 결정립 재료보다 연성은 향상하지만, 그 효과는 작고, 모상 중에 통상의 강도를 갖는 마이크로 결정립을 일정량을 도입한 경우에, 가장 양호한 강도·연성의 밸런스를 나타내는 것을 발견했다.
전술한 바와 같이, 초미세 결정립 조직은, 강도는 높지만 가공 경화가 작고, 연성이 뒤떨어지며, 특히 균일 신장은 거의 없다. 이와 같은 조직에 경질 제2 상을 도입하여도, 연성이 작은 모상의 영향이 너무 크고, 강 전체의 연성은 약간 향상하는 정도였다. 이것은, 모상 전체가 초미세 결정립인 경우는, 결정립계의 구속에 의해 큰 변형에 추종할 수 없고, 석출물과 모상 계면이나, 철과 고용 원소의 계면 정도는 아니라고 해도, 결정립계 부근에 변형의 국재화가 생겨, 파괴의 기점이 되는 것이 원인으로 생각된다.
그러나, 모상 페라이트에 마이크로 결정립을 일정한 범위에서 도입함으로써, 연성은 크게 향상하였다. 그 이유는 명확하지 않지만, 모상 페라이트 중에, 강도 상승에는 그다지 기여하지 않지만 큰 변형능을 갖는 마이크로 결정립이 있으면, 주위의 나노 결정부의 변형능이 작은 것을 보충하고, 거시적인 변형에 추종하며, 마이크로 결정립도 변형이 집중함으로써 크게 가공 경화하는 것에 의해, 결과적으로, 파괴의 기점이 되는 보이드의 발생을 억제하면서, 결정 조직 전체에 변형이 균일하게 널리 퍼지기 때문이라고 생각된다.
전술한 현상은, 모상 페라이트 중의 나노 결정립의 비율이 15%∼90%인 범위에서, 또한 강 조직 중의 경질 제2 상의 면적율이 30%∼70%인 범위에서 발현한다. 모상 페라이트 중의 나노 결정 비율이 90%보다 크면, 전술한 바와 같이 연성은 그다지 향상하지 않고, 15%보다 작은 경우는, 결정립 미세화에 의한 페라이트의 강화가 불충분하여, 명료한 고강도화를 얻을 수 없다.
또한, 강 조직 중의 경질 제2 상이 30%보다 적으면, 복합 조직의 특징이 명료하게 되지 않고 페라이트 단상의 조직에 대한 우위성이 없어진다(연성이 낮아진다). 한편, 경질 제2 상이 70%보다 많으면, 경질 제2 상의 변형 특성이 현저히 나타나, 항복점이 상승하고 연성이 낮아진다.
이상은, 본 발명의 고강도 강판에 관한 설명이며, 상기 고강도 강판을 바람직하게 제조하는 방법의 제1 실시형태를 이하에 설명한다. 또한, 본 발명에 따른 고강도 강판의 제조 방법의 제1 실시형태는, 통상의 냉간 압연 강판 제조 프로세스, 즉 슬래브 용제(溶製), 열간 압연, 냉간 압연 및 소둔의 각 공정에 의해 제조할 수 있다.
<슬래브 용제>
슬래브 용제는, 통상의 방법으로 소정 성분으로써 행한다. 공업적으로는, 용선(溶銑)을 그대로 이용하거나, 또는 시중 스크랩이나 강의 제조 공정에서 생긴 중간 스크랩 등의 냉철원을 전기로나 전로(轉爐)에서 용해한 후, 산소 정련하고, 연속 주조 또는 배치(batch) 분괴 주조로써 주조한다. 파일럿 플랜트나 실험실 등의 소형 설비에 있어서도, 전해철이나 스크랩 등의 철 소재를, 진공 중 또는 대기 중에서 가열로에 의해 용해하고, 소정의 합금 원소를 첨가한 후, 주형에 주입함으로써 소재를 얻을 수 있다.
<열간 압연>
열간 압연은, 본 발명에 따른 고강도 강판의 제조 방법의 제1 실시형태에 있어서, 최초의 중요한 프로세스이다. 본 발명의 제조 방법에서는, 열간 압연 후의 결정 조직을, 페라이트가 주상이고, 경질 제2 상을 면적율로 30%∼85%의 범위로 함유하는 복합 조직으로 하며, 또한 판 두께 방향으로 측정한 경질 제2 상의 평균 간격을 2.5 ㎛∼5 ㎛로 한다. 여기서 말하는 경질 제2 상이란, 본 발명의 고강도 강판의 최종 조직에서의 경질 제2 상으로부터 시멘타이트를 제외한 것이고, 마르텐사이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 중 적어도 1종이다. 시멘타이트 또는 퍼라이트가 경질 제2 상인 경우는, 본 발명의 고강도 강판의 금속 조직은 얻어지지 않는다.
이하에, 경질 제2 상을 상기와 같이 선정한 이유에 대해서 설명한다.
본 발명의 고강도 강판의 금속 조직은, 페라이트상 중에서 차지하는 나노 결정립이, 면적율로 15%∼90%인 것이다. 이 금속 조직을 얻기 위해서는, 이하의 처리를 행한다. 즉, 냉간 압연 전의 금속 조직을 페라이트와 경질 제2 상의 복합 조직으로 한다. 계속해서, 냉간 압연에 의해 연질인 페라이트에 큰 전단 변형을 부여한다. 마지막으로, 이 부분을 계속해서 행하는 소둔에 의해 결정입경 1.2 ㎛ 이하의 나노 결정립으로 한다.
한편, 냉간 압연 전에 존재한 경질 제2 상(마르텐사이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 중 적어도 1종)은, 냉간 압연에 의해 변형은 하지만, 페라이트부만큼 큰 전단 변형이 부여되지 않는다. 이 때문에, 냉간 압연 후의 소둔 공정에 있어서는, 나노 결정립은 생성하지 않고, 시멘타이트를 석출하면서 페라이트로 변화하거나, 또는 변형이 적은 새로운 페라이트립의 핵생성과 성장에 의한, 통상의 정적 재결정의 과정을 거쳐, 미크론 수준의 결정입경을 갖는 마이크로 결정립이 된다. 이러한 메커니즘에 의해, 나노 결정립과 마이크로 결정립과의 혼합 조직을 얻을 수 있다.
이와 같이, 경질 제2 상으로서는, 매트릭스의 페라이트에 대하여 높은 경도를 가지며, 또한 냉간 압연 및 소둔 후에는, 페라이트로 변화하는 조직이어야 한다. 바꿔 말하면, 본 발명에서 필요로 하는 경질 제2 상이란, 시멘타이트와 같은 탄화물 단독의 것이 아니라, 페라이트 또는 오스테나이트가 주체이면서 경도가 높은 조직이다.
이하에, 마르텐사이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트가 본 발명에서의 경질 제2 상으로서의 적격을 갖는 이유를 기술한다. 마르텐사이트는, C를 과포화로 포함하는 페라이트이고, C에 의한 결정 격자의 변형에 기인한 높은 전위 밀도 때문에 경도가 높다. 그러나, 마르텐사이트의 C 함유량은, Fe-C 평형 상태도에 있어서 Fe과 Fe3C의 공정점의 C 농도인 약 O.8% 정도가 최대이고, Fe3C의 화학식으로 나타내는 시멘타이트에 비해 매우 적다. 이 때문에, 냉간 압연 후의 소둔 공정에 있어서는, 시멘타이트를 석출하면서 페라이트로 변화한다. 따라서, 마르텐사이트에는, 페라이트를 주체로 하면서 경도가 높은 조직이라고 하는, 본 발명에서의 경질 제2 상으로서의 적격을 갖고 있다.
베이나이트는, 마르텐사이트가 형성하기 시작하는 온도보다 약간 고온에서 변태된 조직이고, 깃털형 또는 바늘형의 페라이트와 미세한 시멘타이트와의 혼합 조직이다. 베이나이트는, 마르텐사이트 정도는 아니지만, 페라이트부에는 다량의 전위를 포함하고(사단 법인 일본 금속 학회 편찬, 강좌·현대의 금속학 재료편 4 철강 재료, 35 페이지), 시멘타이트뿐만 아니라, 전위 밀도가 높은 페라이트부도 경도가 높다. 따라서, 베이나이트도, 페라이트를 주체로 하면서 경도가 높은 조직이라고 하는, 본 발명에서의 경질 제2 상으로서의 적격을 만족하고 있다.
상기한 설명에서 명백한 바와 같이, 베이나이트는, 페라이트와 시멘타이트와의 혼합 조직이기는 하지만, 시멘타이트와 고전위 밀도의 페라이트부를 합한 조직 전체를 경질 제2 상으로 간주할 수 있고, 전위 밀도가 낮은 페라이트 매트릭스 중에 단독으로 경질 제2 상으로서 존재하는 시멘타이트와는, 명확히 구별할 수 있다.
또한, 금속 조직의 관찰로부터도, 베이나이트와 시멘타이트와의 차이는, 명료하게 판별할 수 있다. 강의 단면을 연마·에칭하여 광학 현미경으로 관찰한 경우, 베이나이트의 조직에서는, 고전위 밀도를 위해 바늘형 페라이트부가 어둡게 관찰되고, 주위의 저전위 밀도인 페라이트 매트릭스는 밝게 보인다. 한편, 시멘타이트 단독 조직은, 밝은 페라이트 매트릭스에 대하여, 회색으로 보이는 구형의 석출상이다.
마지막으로, 잔류 오스테나이트는, 압연 공정에서의 변형에 의해, 변형 유기변태를 일으켜 마르텐사이트로 변화되기 때문에, 마르텐사이트와 동일한 효과가 있고, 또한 냉간 압연 후의 소둔 공정에서의 조직 변화도, 마르텐사이트와 마찬가지이다. 따라서, 잔류 오스테나이트는 본 발명에서의 경질 제2 상으로서의 적격을 갖고 있다.
다음에, 경질 제2 상이 시멘타이트 또는 퍼라이트 단독인 경우에 대해서 설명한다. 여기서 퍼라이트는, 페라이트와 시멘타이트가 층상을 이루는 혼합 조직이기 때문에, 층상의 시멘타이트가 경질 제2 상의 작용을 한다. 따라서, 경질 제2 상이 시멘타이트인 경우도 퍼라이트인 경우도 본질적으로 동일하다. 경질 제2 상이 시멘타이트인 경우는, 냉간 압연에 있어서, 본 발명의 특징인 연질 페라이트부에 큰 전단 변형을 부여하는 것은 어렵다. 이것은, 시멘타이트는 변형에 대하여 매우 취약하고, 냉간 압연시의 에너지가 시멘타이트의 파단에 소비되어, 페라이트에 유효하게 변형이 부여되지 않기 때문이다.
단, 압연률이 85% 이상이라고 하는 고압하율로 냉간 압연하면, 나노 결정이 생성된다. 그러나, 이 경우도, 냉간 압연 후의 소둔 과정에서의 변화가, 경질 제2 상이 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트인 경우와 크게 상이하기 때문에, 본 발명의 특징인 나노 결정립과 마이크로 결정립의 혼합 조직으로는 되지 않는다. 고압하율로 냉간 압연한 후의 소둔 공정에 있어서, 소둔 온도가 Ac1 변태점 이하인 경우는, 준안정상인 시멘타이트는, 그 형상이 층상인 경우는 구형으로 변화하지만, 시멘타이트인 채 잔존한다. 이 때문에 소둔 후의 조직은 나노 결정 페라이트와 시멘타이트가 되고, 본 발명 강의 특징인 혼합 조직으로는 되지 않는다. 따라서, 고강도는 나타내지만, 양호한 연성을 나타내지 않는다.
또한, 소둔 온도가 Ac1 변태점 이상인 경우는, C 농도가 매우 높은 시멘타이트부가 우선적으로 오스테나이트로 변태하고, 그 후의 냉각 과정에서, 퍼라이트, 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 중 적어도 1종의 혼합 조직으로 변태된다. 이 때문에, 나노 결정 페라이트와, 이들 변태 조직과의 혼합 조직이 되고, 본 발명 강의 특징인 높은 연성은 얻어지지 않는다. 본 발명 강의 최종적인 금속 조직에서는, 페라이트상이 나노 결정립과 마이크로 결정립의 혼합 조직인 것이 중요하다.
페라이트상을 이와 같은 혼합 조직으로 하기 위해서는, 열간 압연판 중의 경질 제2 상을 적정히 선택한 후에, 경질 제2 상의 면적율을 30%∼85%의 범위로 하고 그 평균 간격을 2.5 ㎛∼5 ㎛의 범위로 하는 것이 필요하다. 그 후, 후술하는 바와 같이, 경질 제2 상의 간격에 따른 원하는 압연률에 의해 냉간 압연을 실시하고, Ac1 변태점을 초과하여 결정립 성장을 더 억제할 수 있는 온도, 시간으로 소둔함으로써, 상기한 마이크로 결정립과 나노 결정립과의 혼합 조직을 모상으로 하여 경질 제2 상을 함유하는 고강도 강판을 얻을 수 있다.
다음에, 열간 압연판 중 경질 제2 상의 면적율의 규정 이유에 대해서 기술한다. 경질 제2 상의 면적율이 30%보다 작은 경우도, 85%를 초과하는 경우도, 냉간 압연·소둔 후에, 충분한 양의 나노 결정립을 얻을 수 없다. 본 발명자는 페라이트와 경질 제2 상으로 이루어지는 열간 압연판을, 냉간 압연·소둔했을 때의 나노 결정립 생성 거동에 대해서, 고분해능 SEM을 이용한 EBSD(EIectron Backscatter Diffraction)법에 의해 연구하였다. 그 결과, 냉간 압연 조직에서의 경질 제2 상과 페라이트상과의 계면 부근으로부터, 등축 형상으로 300 ㎚ 이하라는 매우 작은 결정립이 핵생성되고, 소둔 시간의 경과와 함께 주위의 페라이트 가공 조직을 침식하여 성장해 가는 모습이 확인되었다. 동시에, 경질 제2 상에 대해서는, 그 내부에 새로운 결정립이 핵생성되는 케이스와, 경질 제2 상 그 자체의 형상은 거의 변하지 않고, 변형이 회복되는 것만으로 등축인 마이크로 결정립으로 변화되는 케이스가 있는 것을 확인하였다. 또한, 결정 방위 등의 상세 해석을 행하여, 혼합 조직에서의 나노 결정립의 기원은, 초기의 페라이트와 경질 제2 상과의 계면 부근에 핵생성하는 등축인 페라이트립이며, 마이크로 결정립의 기원은 초기의 페라이트 중에서도 전단 변형이 그다지 부여되지 않은 부분과, 초기의 경질 제2 상인 것을 발견했다.
이 지견에 의하면, 열간 압연판 중의 경질 제2 상이 적은 경우는, 페라이트상과의 계면도 적기 때문에, 나노 결정립의 핵생성 밀도가 작고, 반대로 변형량이 작은 페라이트상이 많이 존재하기 때문에, 최종적으로는 마이크로 결정립이 대부분을 차지하며, 나노 결정립에 의한 페라이트상의 강화가 명료하게 나타나지 않고, 통상의 복합 조직강과의 차이가 나타나지 않는다. 한편, 열간 압연판 중의 경질 제2 상이 많은 경우는, 페라이트상에 부여되는 변형은 높지만, 페라이트상 자체가 적고, 경질 제2 상을 압연, 소둔한 조직인 마이크로 결정립이 대부분을 차지하게 되어, 결과적으로는 충분한 양의 나노 결정립을 얻을 수 없다. 본 발명자는, 상기한 지견에 기초하여, 열간 압연판 중의 경질 제2 상의 면적율을 여러 가지로 바꿔 냉간 압연·소둔하는 실험을 계통적으로 행함으로써, 경질 제2 상의 면적율의 적정 범위는 30%∼85%인 것을 발견하였다.
여기서, 열간 압연 강판 중의 경질 제2 상의 측정 방법에 대해서 설명한다. 열간 압연 강판에 있어서, 압연 방향과 평행한 단면의 400∼1000배 광학현미경 사진을 촬영한다. 그 후, 도 1에 도시하는 바와 같이, 판 두께 방향으로 3개의 직선(동 도면에서는, 대표로 하나의 직선을 도시함)을 임의의 위치에 긋는다. 이 직선 상에서, 경질 제2 상, 페라이트, 경질 제2 상의 순으로 절단되는 것으로 하면, 최초의 경질 제2 상과 페라이트와의 계면으로부터, 페라이트립을 통과하여 다음 계면까지의 거리를, 스케일로써 측정하고, 단위를 ㎛로 환산한다. 이 작업을, 사진 상에서 절단된 모든 경질 제2 상에 대해서 실시하고, 모든 측정값을 평균을 내어, 경질 제2 상의 평균 간격으로 한다.
다음에, 원하는 조직을 얻기 위한 열간 압연의 방법에 대해서 설명한다. 도 2는, 열간 압연의 온도 이력을 도시하는 도면이다. 도 2에 도시하는 바와 같이, 우선, 슬래브를 오스테나이트역, 즉 Ac3 변태점 이상까지 가열하고, 조압연한 후, 마무리 압연을 행한다. 이 마무리 압연의 온도를, Ar3 변태점 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 조직으로 한다. 이때, 압연시의 오스테나이트 입자 성장을 억제하는 것으로 인해, 오스테나이트는 물론, 오스테나이트의 결정립계로부터 핵생성되는 페라이트도 핵생성 밀도가 높아지고, 입경을 미세하게 할 수 있다. 압연시에 페라이트가 석출되어 있으면, 가공된 페라이트가 그대로 실온까지 잔존하기 때문에, 변태에 의해 미세한 페라이트를 석출시킨다고 하는 효과가 저감된다.
계속해서, 2상역으로서 그대로 유지하거나, 유지하지 않고 급냉을 행한다. 이 급냉 과정에서, 오스테나이트부를 경질 제2 상으로 변태시키지만, 2상역 유지의 단계에서 결정립을 미세하게 한 것이 경질 제2 상의 간격을 좁게 하는 것에 유효하게 작용한다. 또한, 2상역으로부터의 급냉이란, 강 성분에 의해 결정되는 임계 냉각 속도, 즉 연속 냉각 변태 선도(CCT: Continuous cooling transformation diagram)에서의 퍼라이트 변태 시작의 노즈를 가로지르지 않고 Ms점(마르텐사이트 변태 시작 온도)에 도달하는 냉각 속도 이상으로 냉각하는 것을 의미한다.
이것은, 일반적인 의미의 급냉각일 필요는 반드시 없고, 그 강에 있어서 충분한 냉각 속도이면 좋다. 이때의 냉각 속도가, CCT에서의 베이나이트 변태 시작 노즈도 가로지르지 않을 정도로 큰 것이면, 제2 상은 마르텐사이트가 된다. 또한, 베이나이트 변태 시작 노즈를 가로질러 Ms점 이하까지 냉각하면, 제2 상은 마르텐사이트와 베이나이트의 혼합 조직이 된다. 또한, Ms점 바로 위에서 냉각을 정지하고 온도를 유지한 후에 실온까지 냉각하면, 제2 상은 베이나이트가 된다.
또한, 고강도 강판의 성분으로서 Si나 Al을 증가시킨 후에, Ms점 바로 위에서 냉각을 정지하고 유지한 후에 실온까지 냉각하면 제2 상에는 베이나이트 외에 잔류 오스테나이트가 포함되게 된다. 어찌 되었든, 퍼라이트 변태를 방지하여, 페라이트 이외의 제2 상에 시멘타이트를 함유시키지 않는 것이 중요하다.
이러한 고강도 강판의 제조 방법에서는, 열간 압연 후의 판을, 압연 방향과 평행한 단면에서 관찰한 금속 조직에 있어서, 판 두께 방향으로 측정한 경질 제2 상의 평균 간격이, 2.5 ㎛∼5 ㎛가 되도록 하는 것이 바람직하지만, 그 이유는 후술한다.
<냉간 압연>
열간 압연 후의 조직에 있어서 경질 제2 상의 평균 간격을 d(㎛)로 하고, 열간 압연 후(냉간 압연 전)의 판 두께를 t0, 냉간 압연 후의 판 두께를 t로 한 경우에, 하기 식 (27)로 표시되는 가공도 지수 D가 하기 식 (28)을 만족시키는 조건으로, 냉간 압연을 행한다.
[수학식 15]
D=d×t/t0 …(27)
[d: 경질 제2 상의 평균 간격(㎛), t: 냉간 압연 후의 판 두께, t0: 열간 압연 후의 냉간 압연 전의 판 두께]
O.50≤D≤1.0 …(28)
식 (28)에서, D값이 1.0을 초과하는 저압연률에서는, 페라이트상에 충분한 전단 변형을 부여할 수 없고, 소둔 후에 충분한 양의 나노 결정립을 확보할 수 없으며, 마이크로 결정립으로 이루어지는 통상의 금속 조직으로 밖에 되지 않는다. 또한, D값이 O.5에 못 미치는 고압하율의 압연을 실시하면, 반대로 페라이트상의 모든 부분에 균일하게 전단 변형이 부여되어 버리고, 소둔 후의 모상 페라이트는 나노 결정립과 마이크로 결정립의 혼합 조직으로는 되지 않으며, 전면(全面)이 나노 결정립이 된다. 어느 경우라도, 본 발명의 고강도 강판의 특징인, 높은 연성을 부여할 수 없다.
또한, 본 발명에서는, 상기 d를 2.5 ㎛∼5 ㎛로 한다. d가 5 ㎛를 초과하는 경우에 식 (27)을 만족시키고자 하면, t/t0가 0.2 이하, 즉 압연률로 80%를 초과하는 고압하를 행해야 하고, 본 발명과 같은 고강도 강판을 압연하기 위해서는, 압연기에 큰 부하를 건다. 4단 이상의 탠덤 압연기를 사용하여, 압연 1패스당의 압하율을 적게 했다고 해도, 1회의 압연으로는 필요한 압연률을 확보할 수 없어, 2회 압연의 필요가 생긴다. 따라서, 본 발명에서는, 현실적으로 1회의 압연으로 달성하는 것이 가능한, 압연률 80% 이하에서도 나노 결정 조직을 얻기 위해, 열간 압연 판에서의 제2 상 간격을 5 ㎛ 이하로 한정한다.
또한, d가 2.5 ㎛에 못 미치는 경우는, 초기의 경질 제2 상 간격이 매우 작기 때문에, 어떠한 조건으로 압연하여도, 페라이트상의 모든 부분에 균일하게 강한 변형이 부여되고, 소둔 후의 모상 페라이트는 나노 결정립과 마이크로 결정립의 혼합 조직으로는 되지 않으며, 전면이 나노 결정립이 된다. 이 때문에, 본 발명의 고강도 강판의 특징인, 높은 연성을 부여할 수 없는 것은 전술한 바와 같다.
<소둔>
냉간 압연 후의 소재를 열처리하여 가공 변형을 제거하고, 원하는 금속 조직을 만드는 공정이다. 소둔은, 냉간 압연 후의 소재를 가열·유지·냉각하는 과정으로 이루어지지만, 유지 온도(Ts)(℃)와, Ts로 유지하는 시간 ts(초)와의 관계가, 하기 식 (29) 및 식 (30)을 만족시키도록 한다.
[수학식 16]
F2(T)+2O≤Ts≤F2(T)+90 …(29)
F2(T)+2O≤Ts≤F4(G)-1.3(ts)1/2 …(30)
[ts: 유지 시간(초), Ts: 유지 온도(℃), (ts)1/2은 ts의 제곱근]
도 3은, 냉간 압연까지는 동일한 조건으로 하여 소둔 온도를 변화시켰을 때의 강판의 신장을 도시하는 그래프이다. 또한, 도 3의 데이터는, 발명예 1, 비교예 7, 8, 9, 10과 표 5에 기재하지 않는 예가 포함되어 있다. Ts가 F2(T)+20에 상당하는 694℃부터 F4(G)-1.3(ts)1/2에 상당하는 750℃ 사이에서 신장이 최대가 되는 것을 알 수 있다. 이것은, Ts가 F2(T)보다 낮은 경우는 페라이트 단상이며 복합 조직은 아니고, F2(T)를 초과하여 F2(T)+20℃의 범위에서는 소둔중에는 페라이트와 오스테나이트의 2상 영역이기는 하지만, 오스테나이트의 분률은 적고, 최종적인 경질 제2 상의 분률이 적기 때문에, 본 발명의 특징이 명료하게 나타나지 않기 때문이다. 한편, 소둔 온도가 F4(G)-1.3(ts)1/2을 초과하면, 입성장이 현저해지고 본 발명의 적정 조직의 범위로부터 멀어지기 때문에, 연성이 저하된다.
한편, F2(T)+9O을 초과하면, 금속 조직에서의 경질 제2 상의 면적율이 너무 크면, 이미 경질 제2 상의 변형 특성인, 고항복점에서 연성이 작다고 하는 특징이 현저해지기 때문에, 강판의 연성도 저하되어 간다. 이상의 것으로부터, 식 (29) 및 식 (30)에서 표시되는 범위를 소둔 온도의 적정 범위로 한다.
소둔 후의 금속 조직에서의 경질 제2 상에 대해서는, 화학 성분 및 소둔 패턴에 따라서, 여러 가지의 것을 얻을 수 있다. 도 4는, 여러 가지의 소둔 패턴을 도시한 도면이다. 도 4 중, 패턴 1, 2는 CAL(연속 소둔 라인)의 경우이고, 패턴 3은 CGL(용융 아연 도금 라인)의 경우이며, 패턴 4는 상소둔(箱燒鈍)의 경우이다. 우선, 소둔 온도(Ts)이지만, 전술한 바와 같이, 식 (29) 및 식 (30)을 만족시키는 범위로 설정함으로써, 결정립의 성장을 억제하면서, 페라이트와 오스테나이트의 2상 조직으로 한다. 그 후, 실온까지의 냉각 과정에서, 오스테나이트는 여러 가지의 상으로 변화되지만, 냉각 조건을 적정히 선택함으로써, 페라이트상과 적정한 양 및 종류의 경질 제2 상으로 이루어지는, 복합 조직으로 할 수 있다. 여기서, 경질 제2 상이란, 전술한 바와 같이, 마르텐사이트, 베이나이트, 더 나아가서는 잔류 오스테나이트를 의미한다.
다음에, 소둔 후의 냉각 방법에 대해서 상세히 설명한다. 냉각은, 가스를 이용하는 방법, 물 스프레이를 이용하는 방법 혹은 물과 가스와의 혼합 스프레이를 이용하는 방법, 또는 물탱크에서의 급랭(WQ) 혹은 롤에서의 접촉 냉각 중 어느 하나의 방법으로 행한다. 여기서 말하는 가스로서는 공기, 질소, 수소, 질소와 수소의 혼합 가스, 헬륨, 또는 아르곤 중 어느 하나를 이용할 수 있다.
냉각 후의 온도 이력에 대해서는, 소둔 라인의 구성에 의해, 도 4에 도시하는 4종류의 패턴이 적용 가능하다. 소둔대의 뒤에 패턴 1과 같은 냉각대와 계속해서 과시효대를 갖는 구성의 라인에서는, 소정의 온도 부근에서 냉각을 정지하고, 그대로 과시효 처리하는 것도, 냉각 후 재가열하여 과시효 처리하는 것도 가능하다. 패턴 2는 과시효대를 갖지 않는 라인 구성이며, 패턴 3은 CGL(용융 아연 도금 라인)에 상당하는 패턴이지만, 냉각의 종점 온도가 용융 아연욕의 온도에 한정되는 것 이외는, 패턴 1과 마찬가지다. 패턴 4는 상소둔이다.
상기 냉각 과정에서, 냉각 속도가 너무 느리면, 오스테나이트는 퍼라이트나 페라이트로 변태되기 때문에, 어느 정도의 냉각 속도가 필요하다. 그 냉각 속도는 강 성분에 의해 결정되는, 퍼라이트 변태나 페라이트 변태를 방지할 수 있는 임계 냉각 속도 이상이면 좋다. 냉각 속도가 크게 CCT 곡선에서의 페라이트 변태 노즈는 물론, 베이나이트 변태 노즈도 가로지르지 않고 Ms점 이하까지 냉각하면, 경질 제2 상으로서 마르텐사이트를 얻을 수 있다. 과시효대가 있는 패턴 1 및 3에서, 마르텐사이트는 엄밀하게는 뜨임 마르텐사이트가 된다. 단 전술한 바와 같이, 본 발명에서는 마르텐사이트와 구별하지 않고 취급한다.
또한, 베이나이트 변태 노즈를 가로지르는 냉각 속도로 냉각하고, 냉각 종료 온도를 Ms점 이하로 하면, 경질 제2 상은 마르텐사이트와 베이나이트로 이루어지는 복합 조직이 되고, 과시효대가 있는 패턴 1 및 3에서, Ms점의 바로 위에서 냉각을 정지하고 그대로 과시효 처리를 하면, 경질 제2 상으로서 베이나이트 또는 잔류 오스테나이트와 베이나이트의 혼합 조직이 된다. 잔류 오스테나이트가 생성되는지의 여부는, 소둔시의 오스테나이트의 안정성에 의해 결정된다. 즉, 합금 원소(Si, Al)를 증량하거나, 과시효 처리 시간을 길게 하고 오스테나이트에 대한 C 농후화를 촉진하여, 오스테나이트를 안정화함으로써, 잔류 오스테나이트가 얻어진다.
개별 구체적으로 보면, 패턴 1에서 얻어지는 경질 제2 상은, 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 중 적어도 1종 이상이다. 다음에, 소둔 패턴 2와 같이, 과시효대를 갖지 않는 구성의 라인에서는, 소둔 후, 100℃ 이하까지 냉각하여, 완료한다. 이 경우, 경질 제2 상은, 마르텐사이트, 베이나이트 중 적어도 1종 이상이다.
다음에, 소둔 패턴 3은 CGL(용융 아연 도금 라인)에 상당하는 소둔의 패턴이다. 소둔 온도로부터 급냉하여 용융 아연의 욕(浴)에서 표면에 아연을 부착시킨다. 그 후에는, 재가열하여 아연 도금층을 합금화시켜도 좋고, 재가열을 생략하여 아연 도금층을 합금화시키지 않아도 좋다. 얻어지는 경질 제2 상의 종류는, 재가열하는 경우는 패턴 1과 동일하고, 재가열하지 않는 경우는 패턴 2와 동일하다.
소둔 패턴 4는 상소둔이다. 통상은, 소둔이 완료된 후에 노 본체로부터 코일을 취출하지 않고, 노 안에서 냉각하기 때문에, 노 냉각의 조건에서도 원하는 경질 제2 상을 얻을 수 있는 담금질성이 매우 높은 성분에 한정된다. 구체적으로는, 발명예 6이 상당한다.
마지막으로, 본 발명의 고강도 강판에서는, 냉간 압연·소둔 후에, 신장률 2.5% 이하의 스킨 패스 압연을 실시하는 것이 가능하다. 스킨 패스 압연은, 냉간 압연 강판의 제조 공정에 있어서, 최종적인 형상 교정을 주목적으로 하여 일반적으로 적용되는 공정이다. 본 발명에 따른 고강도 강판의 제조 방법의 제1 실시형태에서는, 형상 교정 외에, 항복점을 저하시켜 프레스 성형시의 성형 하중을 저감시키고, 또한 스프링 백을 저감시킨다고 하는 더 나은 효과를 부여할 수 있다. 단, 신장률이 2.5%를 초과하면, 재료의 연성 저하를 무시할 수 없게 되고, 역효과가 있기 때문에, 상한값을 2.5%로 한다.
2. 제2 실시형태
본 발명에서 제조되는 고강도 강판은, 페라이트상과 상기 페라이트상 중에 분산되는 경질 제2 상으로 이루어지는 금속 조직을 나타내고, 금속 조직에서 차지하는 경질 제2 상의 면적율이 3%∼30%이며, 페라이트상 중에서 차지하는 나노 결정립의 면적율이 15%∼90%이고, 페라이트상 중에 있어서, 나노 결정립의 평균 입경(dS)과 마이크로 결정립의 평균 입경(dL)이 하기 식 (31)을 만족시키는 것이다.
[수학식 17]
dL/dS≥3 …(31)
이러한 고강도 강판에 있어서는, 강판의 압연 방향에 평행한 단면에 있어서, 사방이 3 ㎛인 정방형 격자를 임의로 9개 이상 취출한 경우에, 각 격자에서의 경질 제2 상의 면적율을 Ai(i=1, 2, 3, …)로 할 때, Ai의 평균값 A(ave)와 표준 편차 s가 하기 식 (32)를 만족시키고, 동시에 경질 제2 상의 평균 입경(dp)과, 전체 페라이트의 평균 입경(df)이 하기 식 (33)을 만족시키는 것이 바람직하다.
[수학식 18]
s/A(ave)≤0.6 …(32)
df/dp≥3 …(33)
또한, 이러한 고강도 강판에 있어서는, C를 함유하고, Si, Mn, Cr, Mo, Ni 및 B 중 적어도 1종을 함유하며, C(ss)(전체 C량으로부터 Nb, Ti, V와 결합하고 있는 C량을 감한 고용탄소량)가, 하기 식 (34)를 전제로, 하기 식 (35)∼식 (37)을 만족시키는 것이 바람직하다. 또한, 식 중, 각 첨가 원소에는 그 첨가 원소의 구성 비율(질량%)을 대입하는 것으로 한다.
[수학식 19]
F1(Q)=O.65 Si+3.1Mn+2Cr+2.3Mo+O.3Ni+200OB …(34)
F1(Q)≥-40C+6 …(35)
F1(Q)≥25C-2.5 …(36)
0.02≤C(ss)≤0.3 …(37)
또한, 이러한 고강도 강판에서는, 함유 성분이, 하기 식 (38), 식 (39)를 전제로, 하기 식 (40)을 만족시키는 것이 바람직하다. 또한, 식 중, 각 첨가 원소에는 그 첨가 원소의 구성 비율(질량%)을 대입하는 것으로 한다.
[수학식 20]
F2(S)=112Si+98Mn+218P+317Al+9Cr+56Mo+8Ni+1417B …(38)
F3(P)=5OO×Nb+1OOO×Ti+25O×V …(39)
F2(S)+F3(P)≤360 …(40)
추가로, 이러한 고강도 강판에서는, 질량%로 Nb: O.72% 이하, Ti: 0.36% 이하, V: 1.44% 이하 중 적어도 1종을 함유하는 것이나, 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 매우 바람직하다.
더 나아가서는, 이러한 고강도 강판에서는, 질량%로 O.OO7%∼O.O3%의 N를 함유시킴으로써, 고강도 강판의 연성을 열화시키지 않고, 높은 소부 경화성을 부여할 수 있으며, 따라서 부품으로 성형한 후의 충돌시에 높은 하중을 발생시키고, 충격에너지 흡수 성능을 더 향상시킬 수 있다. 또한, 소부 경화성이란, 부품으로 성형한 후에 소부 도장의 공정이 있는 경우에, 그 소부 공정의 열처리에 있어서, 침입형 고용 원소가 성형 가공에 의해 도입된 전위를 고정함으로써, 부품을 변형시키고자 한 경우에 큰 변형 저항을 나타내는 현상이다. 이 특성은, BH(Bake Hardening)로 불리고 있고, 그 양(BH량)을 측정하는 방법은, JIS G3135의 부속서에 나타나 있다. 이하의 설명에서도, 소부 경화성을 BH성으로 칭하고, 소부 경화량을 BH량이라고 칭한다.
또한, 본 발명자 등은, 상기 고강도 강판을 적합하게 제조하는 방법에 대해서도 예의 연구를 거듭하였다. 그 결과, 통상의 냉간 압연으로 결정립의 초미세화를 달성하기 위해, 압연 전의 결정 조직을 연질인 페라이트와 경질 제2 상과의 복합 조직으로 하고, 경질 제2 상의 간격에 따른 원하는 압연률에 의해 냉간 압연을 실시하며, 결정립 성장을 더 억제할 수 있는 온도, 시간으로 소둔함으로써, 상기한 마이크로 결정립과 나노 결정립과의 혼합 조직의 고강도 강판을 얻을 수 있다는 지견을 얻었다.
또한, 본 발명에 의하면, 압연 전의 결정 조직을 연질인 페라이트와 경질 제2 상과의 복합 조직으로 하고, 경질 제2 상의 간격에 따른 필요 압연률에 의해 냉간 압연을 실시하며, 결정립 성장이 생기지 않는 온도역에서 더 소둔함으로써, 상기한 마이크로 결정립과 나노 결정립으로 이루어지는 혼합 조직의 고강도 강판을 제조할 수 있다. 이와 같이 하여 얻어진 고강도 강판은, 합금 원소 첨가량을 억제하여 페라이트 결정립의 미세화에 의해 강도를 상승시킨 것이고, 또한 프레스 성형시에 중요해지는 강도와 연성과의 밸런스가 우수하며, 정동차가 170 MPa 이상인 것이다.
이하, 본 발명이 바람직한 실시형태를 도면을 참조하여 설명한다. 우선, 본 발명의 고강도 강판에 있어서, 여러 가지 설정식의 규정 이유에 대해서 기술한다. 또한, 이하에 나타내는 각 원소의 함유량은 모두 질량%이지만, 편의상 간단히 %로 기재한다.
본 발명의 고강도 강판의 원료로서는 탄소강을 이용하지만, 후술하는 바와 같이, 전체 C량으로부터 Ti, Nb, V와 결합하고 있는 C를 감한 고용탄소량 C(ss)가 O.02%∼0.3%가 되도록 조정해야 한다. 이 탄소강에, 담금질성 향상 및 고용 강화에 의한 강의 강도 향상을 목적으로 하여, 제1 원소군: Si, Mn, Cr, Mo, Ni 및 B 중 적어도 1종을 함유시킨다. 또한, 결정립의 미세화 및 석출 강화에 의한 강의 강도 향상을 목적으로 하여, 제2 원소군: Nb, Ti, V 중 적어도 1종을 필요에 따라 함유시킨다. 또한, 고용 강화에 의한 강의 강도 향상을 목적으로 하여, 제3 원소군: P 및 Al 중 적어도 1종을 필요에 따라서 함유시킨다.
추가로, 얻어지는 강이 하기 식 (34)∼식 (40)을 모두 만족하는 것으로 한다. 단, 하기의 식 중 원소 기호는, 그 원소의 구성 비율(질량%)을 나타내고, 예컨대 「Cr」이란, Cr의 구성 비율(질량%)을 의미한다.
[수학식 21]
F1(Q)=O.65Si+3.1Mn+2Cr+2.3Mo+ O.3Ni+200OB …(34)
F1(Q)≥-40C+6 …(35)
F1(Q)≥25C-2.5 …(36)
0.02≤C(ss)≤0.3 …(37)
F2(S)=112Si+98Mn+218P+317Al+9Cr+56Mo+8Ni+1417B …(38)
F3(P)=5OO×Nb+1OOO×Ti+25OV …(39)
F2(S)+F3(P)≤360 …(40)
여기서, 이들 식 중 기호의 의미 및 각 식의 규정 이유를 설명한다.
<식 (34)∼식 (36)의 규정 이유>
F1(Q)는, 강의 담금질성을 나타내는 지수이고, 식 (34)에 도시하는 바와 같이 정해지며, 각 첨가 원소의 구성 비율(질량%)로부터 계산하는 것이다.
후술하는 바와 같이, 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법에서는, 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 오스테나이트로 이루어지는 2상역으로부터 급냉하는 방법, 열간 압연 후에 실온까지 일단 냉각하여 그대로 가열하는 방법, 또는 열간 압연 후에 일단 냉간 압연하고 나서 가열하여 페라이트와 오스테나이트로 이루어지는 2상역으로 유지한 후 급냉하는 방법에 의해 얻어진다. 그러나, 이들 조직을 얻는 데 있어서는 2가지 문제가 있다.
첫째는, C량이 적으면 담금질성이 낮기 때문에, 경질 제2 상을 얻기 어려운 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 적어도 된다. 상기 식 (35)는, 이 관계를 나타내는 것이다. 상기 식 (35)에 따라, 필요한 양의 담금질성 향상 원소를 첨가한다. 또한, 여기서 말하는 C량(C)이란, 후술하여 상세히 설명하지만, 전체 C량으로부터 Nb, Ti, V와 결합하고 있는 C량을 감한 고용탄소량을 나타낸다.
둘째는, C량이 많은 경우에, 페라이트와 오스테나이트로 이루어지는 2상역으로부터의 냉각 중에 퍼라이트 변태가 생기기 쉬워지고, 필요한 경질 제2 상을 얻기 어려워지는 것이다. 이것을 방지하기 위해서도, 제1 원소군의 첨가가 유효하다. 즉, 담금질성 향상 원소의 첨가에 의해, 연속 냉각 변태 선도(Continuouse cooling transformation diagram: 이하, 간단히 「CCT 곡선」이라고 함)에서의 퍼라이트 변태 시작의 노즈가 장시간측으로 이동한다. 이 때문에, 퍼라이트의 출현을 방지하고, 페라이트와 경질 제2 상과의 복합 조직으로 할 수 있다. C가 많은 경우에는, 퍼라이트 변태가 생기기 쉬워지기 때문에, 많은 담금질성 향상 원소를 필요로 한다. 상기 식 (36)은 이 관계를 나타내는 것이다. 상기 식 (36)에 따라 필요한 양의 담금질성 향상 원소를 첨가한다. 또한, 여기서 말하는 C량도, 상기한 C이다.
<C의 설명 및 식 (37)의 규정 이유>
C란, 전체 C량으로부터 제2 원소군(Nb, Ti, V)과 결합하고 있는 C를 감한 고용탄소량을 의미하고, 하기 식 (41)에서 계산되는 값이다. 또한, 식 (41) 중, 각각 첨가 원소에는 그 첨가 원소의 구성 비율(질량%)이 대입되는 것으로 한다.
[수학식 22]
C(ss)=전체 C량-(12/92.9×Nb+12/47.9×Ti+12/50.9×V) …(41)
식 (41) 중의 계수 92.9, 47.9 및 50.9는 각각 Nb, Ti, V의 원자량이고, (12/92.9×Nb+12/47.9×Ti+12/50.9×V)란, Nb, Ti 또는 V와 결합하여 탄화물로 되어 있는 C량(질량%)을 나타낸 것이며, 이것을 전체 C량으로부터 감한 것이 고용 C이다.
다음에, 식 (37)은, 고용 C의 상한값 및 하한값을 규정하고 있고, 그 이유는 냉간 압연 전의 금속 조직을 원하는 범위로 생성시키기 위해서이다. 여기서, 하한값을 0.02%로 한 것은, C가 0.02% 미만의 경우는, 담금질성 향상 원소를 첨가하여도 경질 제2 상이 생성되지 않고, 페라이트 단상이 되기 때문이다. 페라이트 단상에서는, 전술한 반복 겹침 압연 등의, 특수한 방법을 이용하지 않는 한, 강의 결정입경을 1 ㎛보다 작은 나노미터 수준까지 미세화할 수 없다.
또한, 상한값을 0.3%로 한 것은, 0.3%를 초과하는 경우는, 원하는 페라이트와 경질 제2 상과의 복합 조직을 얻을 수 없게 되기 때문이다. C가 0.3%를 초과하면, 담금질성 향상 원소를 첨가하여도, CCT 곡선에서의 퍼라이트 변태 노즈가 단시간측에 머문다. 이것에 의해, 페라이트와 오스테나이트로 이루어지는 2상역으로부터의 급냉시에, 어떠한 냉각 속도에서도 퍼라이트 변태 노즈를 가로지르게 되고, 냉간 압연 전의 금속 조직은 페라이트와 퍼라이트로 이루어지는 복합 조직이 된다.
여기서, 퍼라이트는 C와 Fe과의 화합물인 시멘타이트와, 페라이트의 층상 조직이고, 시멘타이트는 변형에 대하여 매우 취약하며, 냉간 압연시의 에너지가 시멘타이트의 파단에 소비된다. 이 때문에, 강의 조직에 퍼라이트가 포함되어 있는 경우에는, 본 발명의 제조 방법의 특징인, 연질 페라이트상에 큰 변형을 부여할 수 없다. 따라서, 담금질성 향상 원소의 첨가에 의해 퍼라이트 변태를 방지할 수 있는 상한값의 C는 0.3%로 하였다.
<식 (38)∼식 (40)의 규정 이유>
F2(S)는, 제1 원소군 및 제3 원소군의 고용 강화 작용에 의해 고강도 강판이 강화되는 양을 MPa 단위로 나타낸 것이고, 식 (38)에 따라 첨가 원소의 질량%로부터 계산한다. 식 (38)의 각각의 원소에 곱해져 있는 계수는, 하기의 방식에 기초하여 하기 식 (42)로부터 산출한 것이다.
[수학식 23]
각 원소의 계수=｜r(X)-r(Fe)｜/r(Fe)×M(Fe)/M(X)×1000 …(42)
여기서, r(X)는, 해당 원소의 원자 반경, r(Fe)은 철의 원자 반경, M(X)은 해당 원소의 원자량, 및 M(Fe)은 철의 원자량이다.
식 (42)가 의미하는 것은 이하와 같다. 즉, 어느 첨가 원소의 원자 반경과 철의 원자 반경과의 차를 철의 원자 반경으로 나눈 것이, 그 원소 1개당의 고용 강화량에 비례한다. 이것에, 해당 원소의 질량%당으로 환산하기 위해, 철의 원자량과 이 원소의 원자량과의 비를 곱하고, 단위를 MPa로 환산하기 위해 1000을 더 곱하였다. 이용한 각 원소의 물리 상수와, 이것에 의해 계산한 식 (42)의 계수를 표 2에 나타낸다.
다음에, F3(P)는, 상기 제2 원소군이 강 중의 C와 탄화물을 형성하여 석출 강화에 의해 강이 강화될 때의, 그 강화량을 나타내는 지수이고, 상기 식 (39)에 나타낸 바와 같이 정해진다.
식 (39)가 의미하는 것은 이하와 같다. 즉, Nb, Ti, V는 강 중에서의 탄화물 형성능이 높고, 예컨대 700℃에서의 강 중의 Nb와 C와의 용해도곱, Ti와 C와의 용해도곱(질량%)2은, 모두 1O의 -6승 수준이며, V와 C의 용해도곱(질량%)2은 10의-4승 수준이기 때문에, 본 발명의 고강도 강판에서 Ti, Nb, V는 고용체로서 거의 존재할 수 없고, C와 1대1로 결합한 탄화물, 즉 NbC, TiC 또는 VC로서 존재한다. 따라서, 첨가한 Nb, Ti, V의 첨가량에 비례한 석출 강화량을 기대할 수 있다. 또한, 물론 이것은, Nb, Ti 또는 V와 결합하지 않는 C가 잔존하고 있는 경우이고, 모든 C가 Nb, Ti, V와 결합하고 있는 상태에서 Nb, Ti, V를 더 첨가하여도, 기대대로의 석출량은 얻어지지 않는다. 또한, 석출물의 크기에 의해 석출 강화량은 변화된다.
일반적으로, 석출물이 조대화되면 석출 강화능은 저하된다. 본 발명의 고강도 강판에서는, 후술하는 바와 같이, 냉간 압연 후의 소둔시에, 탄화물이 성장하기 쉬운 고온역에서 장시간 유지하는 것은 고려하지 않는다. 이 때문에, Nb, Ti 또는 V의 탄화물은 균일 미세하게 분산되고, 이들 원소의 첨가량에 의해서만 석출 강화량이 정해진다. 상기 식 (39)는 이것을 나타내는 것이다.
여기서, 식 (39) 중의 계수 500, 1000 및 250은, 각각 Nb, Ti, V의 1질량%당의 석출 강화량을 나타내는 것으로, 실험에 의해 결정한 수치이다. Nb, Ti 및 V의 석출 강화량을 합계한 것이, F3(P), 즉 전체 석출 강화량이다.
이러한 지견 하에, 식 (40)은, 고용 강화와 석출 강화에 의한 페라이트의 강화량의 합계를 360 MPa 이하로 해야 하는 것을 나타내고 있다. 이것은, 강판의 강화량이 너무 높으면, 본 발명의 특징인 높은 정동차(동적 강도와 정적 강도와의 차)가 발현하지 않게 되기 때문이다. 전술한 바와 같이, 다량의 합금 원소를 첨가하여 페라이트를 크게 강화하면, 동시에 페라이트 순도가 저하되고, 페라이트의 변형 응력의 변형 속도 의존성이 작아진다. 본 발명의 고강도 강판의 금속 조직에서는, 페라이트의 순도가 소정 이상인 경우에 종래 강보다 높은 정동차를 얻을 수 있지만, 페라이트의 순도가 너무 낮으면 높은 정동차가 발현하지 않게 된다.
발명자는, 높은 정동차를 발현하기 위해, 필요한 페라이트의 순도를 정량화하는 것을 시도하였다. 그 결과, 각 첨가 원소가 페라이트의 정동차에 미치는 악영향도는, 단위 첨가량(질량%)당의 페라이트 강화량(고용 강화, 석출 강화)에 비례하는 것을 실험적으로 알아냈다. 그 결과를 바탕으로, 예의 연구한 바, 높은 정동차를 발현할 수 있는 페라이트 강화량의 상한값이 360 MPa인 것이 판명되었다. 상기 식 (40)은 이것을 수치화한 것이다.
또한, 본 발명에서 얻어지는 고강도 강판에서는, 적량의 N를 함유시킴으로써, 높은 BH성을 부여할 수 있다. 본 발명의 고강도 강판에 함유되는 C는, 경질 제2 상 중이나, Nb, Ti, V의 탄화물 중이나, 페라이트 모상 중에 고용 상태로 존재한다. 이 중, 페라이트 모상 중의 고용 C가 BH성에 기여한다. 그러나, 화학 성분에서의 C량을 증량하여도, C는 경질 제2 상이나 탄화물에 분배되기 때문에, C의 증량이 반드시 BH량의 증가로 이어지는 것은 아니다. 그래서, C 이외의 침입형 고용 원소로서 N에 착안하였다. N는, 철과 화합물을 생성하지 않는 범위의 함유량이면, 금속 조직을 크게 변화시키지 않고 고용 상태로 함유시킬 수 있고, 변형 시효 현상에 유효하게 작용하여 높은 BH량을 얻을 수 있다.
더 나아가서는, 본 발명에서 얻어지는 고강도 강판에서는, 본래 BH량이 높다고 하는 특성이 있다. 그 이유는 명확하지 않지만, 본 발명의 고강도 강판의 모상 페라이트는, 강도가 높은 나노 결정립과 비교적 강도가 낮은 마이크로 결정립의 복합 조직이고, 이것을 프레스 성형 등으로 가공한 경우, 비교적 강도가 낮은 마이크로 결정립의 나노 결정립과의 계면 부근에, 강도가 높은 나노 결정립의 구속에 의해 큰 양의 전위가 생성된다. 이 다량의 전위가 도장 소부 처리시의 N의 변형 시효를 촉진하고, 높은 BH량을 나타내는 것으로 생각된다.
<각 화학 성분의 한정 이유>
다음에, 본 발명의 고강도 강판에 있어서, 각 화학 성분의 한정 이유에 대해서 기술한다. 또한, 이하에 나타내는 각 원소의 함유량에 대해서도, 단위는 모두 질량%이지만, 편의상 간단히 %로 기재한다. 또한, C에 대해서는 식 (37)에 의해 개별로 한정하고, 그 외의 원소에 대해서는 대부분의 경우에 식 (35), 식 (36)에 의해 하한값이, 식 (40), 식 (43), 식 (44)에 의해 상한값이 개별적으로 한정되며, 또한 개별적으로 상한값을 설정한다.
[수학식 24]
Cr≤1.5 …(43)
Mo≤0.7… (44)
<C: 고용 C에서 0.02%∼0.3%>
C의 첨가에 의해, 페라이트와 오스테나이트로 이루어지는 혼합 조직을 고온에서 생기게 할 수 있고, 이 혼합 조직의 급냉에 의해 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트의 경질 제2 상을 형성할 수 있다. 이 때문에, C는 본 발명에서는 가장 중요한 원소이다.
본 발명의 고강도 강판에서는, Nb, Ti, V를 첨가하여도 좋기 때문에, 그 경우에 탄화물로서 석출되는 C를 제외한 고용 C가, 상기 식 (37)을 만족하도록 C의 첨가량을 조정한다. 고용 C가 0.02% 미만이면, 냉간 압연 전의 금속 조직이 페라이트가 되고, 고용 C가 0.3%를 초과하면, 금속 조직은 페라이트와 퍼라이트로 이루어지는 복합 조직이 되며, 모두 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법에는 적합하지 않게 된다.
<제1 원소군: Si, Mn, Cr, Mo, Ni, B>
이들 원소는, 강의 담금질성 향상과 고용 강화에 의한 강의 강도 향상을 목적으로 하여 첨가한다. 첨가량은 식 (35), 식 (36), 식 (40), 식 (43) 및 식 (44)를 만족시키도록 조정한다. 이하에, 각 원소의 첨가량의 상한값 및 하한값의 한정 이유를 설명한다.
<Si: 0.2%∼5%>
Si 첨가량이 0.2% 미만인 경우는, 담금질성 향상의 효과가 명료하게 나타나지 않는다. 이 때문에, 하한값은 0.2%로 한다. 또한, Si 첨가량이 5%를 초과하면, Si가 Fe과 결합하여, 결정 구조가 DO3형 또는 B2형의 금속간 화합물인 Fe3Si가 나타나고, 강의 연성을 저하시킨다. 이 때문에, 상한값은 5%로 한다.
<Mn: 0.1%∼3.5%>
Mn 첨가량이 0.1% 미만인 경우는, 담금질성 향상의 효과가 명료하게 나타나지 않는다. 이 때문에, 하한값은 0.1%로 한다. 또한, Mn 첨가량이 3.5%를 초과하면, 실온에서도, 페라이트에 추가하여 오스테나이트가 안정상으로서 존재한다. 오스테나이트는 강도가 낮고, 강 전체의 강도를 저하시키기 때문에 바람직하지 않다. 이 때문에, 상한값은 3.5%로 한다.
<Cr: 0.1%∼1.5%>
Cr 첨가량이 O.1% 미만의 경우는, 담금질성 향상의 효과가 명료하게 나타나지 않는다. 이 때문에, 하한값은 0.1%로 한다. 또한, Cr 첨가량이 1.5%를 초과하면, 강 중의 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%∼0.7%>
Mo 첨가량이 0.1% 미만인 경우는, 담금질성 향상의 효과가 명료하게 나타나지 않는다. 이 때문에, 하한값은 0.1%로 한다. 또한, Mo 첨가량이 0.7%를 초과하면, 강 중의 C와 Mo이 결합하여 탄화물이 되기 때문에, 첨가량에 상응하는 고용 Mo을 얻을 수 없고, 담금질성 향상도 기대할 수 없다. 이 때문에, 상한값은 Mo이 고용 상태로 존재할 수 있는 0.7%로 한다.
<Ni: O.2%∼10%>
Ni 첨가량이 O.2% 미만인 경우는, 담금질성 향상의 효과가 명료하게 나타나지 않는다. 이 때문에, 하한값은 O.2%로 한다. 또한, Ni 첨가량이 10%를 초과하면, 실온에서도, 페라이트에 추가하여 오스테나이트가 안정상으로서 존재한다. 오스테나이트는 강도가 낮고, 강 전체의 강도를 저하시키기 때문에 바람직하지 않다. 이 때문에, 상한값은 10%로 한다.
<B: 0.0005%∼O.003%>
B 첨가량이 O.0005% 미만인 경우는, 담금질성 향상의 효과가 명료하게 나타나지 않는다. 이 때문에, 하한은 O.0005%로 한다. 또한, 페라이트에 대한 B의 고용 한도 자체는 매우 작고, B는 첨가량이 적은 경우는 주로 강의 결정립계에 편석하여 존재하는 것으로 생각되지만, B 첨가량이 O.003%를 초과하면 B의 존재 사이트가 입계만으로는 불충분하게 되며, 금속간 화합물인 Fe2B가 나타나 강의 연성을 저하시킨다. 이 때문에, 상한값은 0.003%로 한다.
<제2 원소군: Nb, Ti, V>
이들 원소는, 결정립의 미세화 및 석출 강화에 의한 강의 강도 향상을 목적으로 하여, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이하, 각 원소의 첨가량의 상한값 및 하한값의 한정 이유를 설명한다.
<Nb: O.O1%∼O.72%>
Nb 첨가량이 O.O1% 미만인 경우는, 미세화 및 석출 강화의 효과가 명료하게 나타나지 않는다. 이 때문에, 하한값은 0.01%로 한다. 또한, 식 (39)로부터 명백한 바와 같이, Nb 첨가량이 O.72%를 초과하면, NbC에 의한 석출 강화량만으로 360 MPa가 되고, 식 (40)을 만족하지 않기 때문에, Nb의 상한값은 0.72%로 한정된다.
<Ti:O.O1%∼O.36%>
Ti 첨가량이 O.O1% 미만인 경우는, 미세화 및 석출 강화의 효과가 명료하게 나타나지 않는다. 이 때문에, 하한값은 0.01%로 한다. 또한, 식 (39)로부터 명백한 바와 같이, Ti 첨가량이 O.36%를 초과하면, TiC에 의한 석출 강화량만으로 360 MPa가 되고, 식 (40)을 만족하지 않기 때문에, Ti의 상한값은 0.36%로 한정된다.
<V: 0.1%∼1.44%>
V의 첨가량이 O.1% 미만인 경우는, 미세화 및 석출 강화의 효과가 명료하게 나타나지 않는다. 이 때문에, 하한값은 0.1%로 한다. 또한, 식 (39)로부터 명백한 바와 같이, V의 첨가량이 1.44%를 초과하면, VC에 의한 석출 강화량만으로 360 MPa가 되고, 식 (40)을 만족하지 않기 때문에, V의 상한값은 1.44%로 한정된다.
<N: 0.007%∼O.03%>
본 발명의 고강도 강판에 있어서, N는 소부 경화성을 부여하기 때문에 중요한 원소이고, 고강도 강판을 부품으로 성형한 후에 도장 소부 공정이 있는 경우는, 변형 시효 현상에 의해 부품의 항복 강도를 상승시키는 데 유효하게 작용한다. 따라서, N는 필요에 따라서 적절하게 첨가한다. N의 첨가량이 O.007% 미만이면 소부 경화성이 명료하게 나타나지 않는다. 이 때문에, N의 하한값은 O.007%로 한다. 한편, N의 첨가량이 O.O3%를 초과하면, 입방정의 Fe4N이 석출되기 시작하기 때문에, 첨가한 N에 상응하는 BH량의 향상을 기대할 수 없다. 따라서, N의 상한을 O.03%로 한다.
<제3 원소군: P, Al>
이들 원소는, 강의 강화 원소로서, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이하에, 각 원소의 첨가량의 상한값 및 하한값의 한정 이유를 설명한다.
<P: 0.03%∼2%>
P는 강의 고용 강화 원소로서 유효하지만, 첨가량이 0.03% 미만인 경우는, 고용 강화의 효과가 명료하게 나타나지 않는다. 이 때문에, 하한값은 O.O 3%로 한다. 또한, P 첨가량이 2%를 초과하면, 금속간 화합물인 Fe3P가 생성되고, 강의 연성을 저하시킨다. 이 때문에, 상한값은 2%로 한다.
<Al: 0.01%∼18%>
Al은, 고용 강화 원소이고, 탈산제로서의 효과를 가지며, 강을 소위 「킬드강」으로 할 수 있다. 또한, Al은 제강 공정에서 강 중의 용존 산소와 결합하여 알루미나로서 부상하고, 이것을 제거함으로써 강의 연성이나 인성을 향상시킬 수 있다. 이 때문에, Al은 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 단, 첨가량이 O.01% 미만인 경우는, 탈산제로서의 효과도, 고용 강화 원소로서의 효과도 명료하게 나타나지 않는다. 이 때문에, 하한값은 0.01%로 한다. 한편, Al 첨가량이 18%를 초과하면 금속간 화합물인 Fe3Al이 생성되고, 강의 연성을 저하시킨다. 이 때문에, 상한값은 18%로 한다.
<조직에 대한 한정 이유>
다음에, 본 발명의 고강도 강판의 금속 조직에 대해서, 상세히 설명한다.
본 발명의 고강도 강판의 금속 조직은, 하기 1)∼5)에 기재한 요건을 동시에 만족하는 것이다.
1) 금속 조직은, 페라이트상과 경질 제2 상(시멘타이트, 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 중 적어도 1종)으로 이루어진다. 또한, 강판의, 압연 방향에 평행한 단면을 잘라내고, 이 단면을 나이탈 등으로 에칭한 후에, 주사형 전자현미경으로 배율 5000배로 촬영한 SEM 사진으로부터 측정한 경질 제2 상의 면적율이 3%∼30%이다.
2) 금속 조직에 있어서, 경질 제2 상은 페라이트상 중에 균일하게 분산되어 있고, 이하의 요건을 만족한다. 즉, 강의, 압연 방향에 평행한 단면의 5000배의 SEM 사진에 있어서, 사방이 3 ㎛인 정방형 격자를 임의로 9개 이상의 취출하고, 각 격자에서의 경질 제2 상의 면적율을 화상 해석을 이용하여 측정했을 때에, 각 경질 제2 상의 면적율을 Ai(i=1, 2, 3, …)로 할 때, Ai의 평균값 A(ave)와 표준 편차 s가, 하기 식 (32)를 만족시킨다.
[수학식 25]
s/A(ave)≤0.6 …(32)
3) 강판의, 압연 방향에 평행한 단면의 5000배의 SEM 사진에 있어서, 사진의 전체 면적으로부터 경질 제2 상을 제외한 페라이트부 중, 나노 결정립의 면적율이 15%∼90%이다.
4) 나노 결정립의 평균 입경(dS)과, 마이크로 결정립의 평균 입경(dL)이 하기 식 (31)을 만족시킨다.
[수학식 26]
dL/dS≥3 …(31)
5) 경질 제2 상의 평균 입경(dp)과 전체 페라이트의 평균 입경(df)이 하기 식 (33)을 만족시킨다.
[수학식 27]
df/dp≥3 …(33)
여기서, 평균 입경이란, 강판의, 압연 방향에 평행한 단면의 5OOO배 SEM 사진에 있어서, 화상 해석에 의해 모든 페라이트립의 면적을 측정하고, 각각의 면적으로부터 구한 원 상당 직경을 의미한다. 구체적으로는, 화상 해석에 의해 구한 페라이트립의 면적을 Si(i=1, 2, 3 …)로 하면, 원 상당 직경 Di(i=1, 2, 3 …)는, 하기 식 (45)에 의해 계산한다.
[수학식 28]
Di=2(Si/3.14)1/2 …(45)
이상에 나타낸 요건 1)∼5)의 설정 이유는 이하와 같다. 즉, 적량의 경질 제2 상을 균일하게 분산 석출시킴으로써, 페라이트부로부터 경질 제2 상으로 C 등의 고용 원소를 토출시키고, 페라이트의 순도를 높이며, 이것에 의해 강의 연성을 높이고, 정동차를 높일 수 있다. 경질 제2 상의 분산 상태가 불균일한 경우에는, 경질 제2 상의 밀도가 적은 페라이트부의 순도가 낮아지고, 높은 연성이나 정동차를 발휘할 수 없다.
또한, 경질 제2 상의 면적율을 3%∼30%로 규정한 이유를 이하에 나타낸다. 즉, 경질 제2 상의 면적율이 3% 미만인 경우는, 페라이트의 고순도화가 불충분하기 때문에 정동차가 높아지지 않는다. 한편, 경질 제2 상의 면적율이 30%를 초과하면, 저순도에서 정동차가 낮은 경질 제2 상의 악영향이 커지고, 소재 전체에서의 정동차의 향상은 없다.
또한, 경질 제2 상은 미세하고 균일하게 분산되어 있어야 하고, 이것을 나타내는 것이 식 (32) 및 식 (33)이다. 식 (32)는, 사방이 3 ㎛인 정방형 격자라는 매우 작은 범위에서 측정한 면적율의 표준 편차가 작은 것, 즉 제2 상의 분산 상태가 균일한 것을 나타내며, 식 (33)은, 페라이트립의 치수에 대한 제2 상 입경이 일정값보다 작은 것을 나타내고 있다.
여기서, 본 발명의 고강도 강판의 조직에 있어서, 경질 제2 상이란, 페라이트와 평형을 이루는 상, 및 이 평형상으로부터의 냉각 과정에서 변태된 조직, 나아가 이들의 소둔에 의해 변화된 조직을 가리킨다. 구체적으로는, 시멘타이트, 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 중 어느 1종 이상이다. 시멘타이트는, 강 중에서 페라이트와 평형하여 존재하는 상이고, 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트는 평형상으로부터의 변태 조직이다. 여기서, 잔류 오스테나이트는, 고온에서만 평형상으로서 존재하는 오스테나이트가, 실온까지 잔류한 미변태 오스테나이트이고, 실제로는 미변태이기는 하지만, 오스테나이트로부터의 냉각에 의해 실온에서 얻어지는 조직이라는 의미로, 변태 조직에 포함시켰다. 또한, 퍼라이트는 본 발명에 따른 고강도 강판의 금속 조직에서의 경질 제2 상으로서는 부적격이다. 제2 상이 퍼라이트가 되는 것은, 냉간 압연 후의 소둔 온도가 페라이트와 오스테나이트 2상역 또는 오스테나이트 단상역이면서, 그 후의 냉각 속도가 느린 경우에 한정되지만, 그와 같은 경우에는, 페라이트 결정립의 입성장을 억제할 수 없고, 본 발명의 고강도 강판의 특징인, 소정의 면적율의 나노 결정립을 함유시킬 수 없기 때문이다.
이들 상이나 조직 외에도, 뜨임 베이나이트, 뜨임 마르텐사이트, 트루스타이트, 소르바이트, 퍼라이트의 소둔에 의해 시멘타이트부가 구형화된 조직도 존재한다. 그러나, 이들 조직은, 이미 구체적으로 명칭을 든 경질 제2 상 중 어느 하나에 포함되는 것으로서 취급한다. 또한, 상기한 뜨임 베이나이트, 뜨임 마르텐사이트 등에 대해서는, 제1 실시형태에 있어서 이미 기재하고 있다.
또한, 트루스타이트는, 현재 그다지 이용되지 않는 용어이지만, JIS G0201 철강 용어(열처리)에서는, 뜨임 트루스타이트와 담금질 트루스타이트로 분류되어 있다. 뜨임 트루스타이트는, 마르텐사이트를 뜨임했을 때에 생기는 조직이고, 미세 페라이트와 시멘타이트로 이루어지는 조직이지만, 실제는 뜨임 마르텐사이트이다. 또한, 담금질 트루스타이트는 담금질시에 생기는 미세 퍼라이트 조직이고, 본 발명에서는 퍼라이트로서 일괄하여 취급한다.
또한, 소르바이트도, 현재 그다지 이용되지 않지만, JIS GO201 철강 용어(열처리)에서는, 뜨임 소르바이트와 담금질 소르바이트로 분류되어 있다. 뜨임 소르바이트는, 마르텐사이트를 뜨임하여 입상으로 석출 성장시킨 시멘타이트와 페라이트와의 혼합 조직이지만, 실제로는 뜨임 마르텐사이트이다. 담금질 소르바이트는, 담금질시에 생성되는 미세 퍼라이트 조직이지만, 본 발명에서는 퍼라이트로 일괄하여 취급한다.
또한, 퍼라이트의 소둔에 의해 시멘타이트부가 구형화된 조직도, 페라이트와 시멘타이트와의 혼합 조직이고, 바꿔 말하면 경질 제2 상은 시멘타이트이다.
다음에, 경질 제2 상 이외의 페라이트부에 대해서 설명한다. 페라이트부의 조직은, 크기가 상이한 나노 결정립과 마이크로 결정립과의 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 흡수에너지를 높은 레벨로 양립시킬 수 있다.
또한, 본원에서, 나노 결정립의 결정입경을 1.2 ㎛ 이하로 정의한 이유를 이하에 기술한다. 즉, 예컨대 「철과 강」[일본 철강 협회, 제88권 제7호(2002년), 365 페이지, 도 6(b)]에 개시되어 있는 바와 같이, 페라이트의 결정입경이 약 1.2 ㎛인 영역을 경계로 하여, 재료 특성, 특히 연성이 불연속으로 변화되기 때문이다. 구체적으로는, 페라이트의 결정입경이 1.2 ㎛ 미만이 되면, 전체 신장이 급격히 저하되고, 균일한 신장을 나타내지 않게 된다.
또한, 본 발명의 고강도 강판에서는, 변형량 1%∼1O%의 가공을 실시함으로써, 고속 변형시의 연성을 향상시키는 것이 가능하다. 여기서, 가공 방법은 특별히 제한은 없지만, 통상의 냉간 압연 강판 제조 공정에는 스킨 패스 압연이 있기 때문에, 이를 이용하여 상기 범위의 신장률로 스킨 패스 압연을 실시하는 것이 가장 간편하다. 물론, 그 외의 방법, 예컨대 장력을 부여하면서 레벨러로 가공하는 방법이나, 판형으로 절단한 후 인장으로 변형을 부여하는 등의 방법이어도 좋다.
이하에, 재료의 연성, 특히 균일 신장이 중요한 것을, 모자 형상의 단면의 프레임류를 구체예로서 설명한다. 우선, 단면의 크기에 비해 부재 길이가 짧은 크래쉬 박스 등의 부품에서는, 그 형상으로 인해 충격 압축시에 좌굴이 안정되어 있기 때문에, 재료의 가공 경화 특성에 의하지 않고 양호한 충격에너지 흡수능을 갖게 할 수 있다. 그러나, 단면의 크기에 비해 부재 길이가 길거나, 충돌시의 하중 방향과 부재의 축 방향이 반드시 일치하지는 않는 사이드 프레임 등의 부품에서는, 충격 압축시의 좌굴이 불안정해지기 쉽고, 이를 재료 특성으로 보충해야 한다. 즉, 원래 좌굴이 불안정한 부품에는, 고속 변형시의 균일 신장, 바꿔 말하면 가공 경화가 큰 특성을 갖는 재료가 바람직하다. 본 발명의 고강도 강판은 이러한 요구 특성을 만족시키는 것으로, 냉간 압연 소둔 후에 소정 범위의 변형량의 가공을 실시하는 것에 의해, 고속 변형시의 가공 경화, 즉 균일 신장을 향상시킬 수 있다.
이상은, 본 발명의 고강도 강판에 따른, 여러 가지 식의 규정 이유, 화학 성분의 한정 이유, 및 조직에 대한 한정 이유이지만, 이하에, 본 발명의 고강도 강판의 작용 효과에 대한 메커니즘을 상세히 설명한다.
<본 발명의 고강도 강판의 작용 효과에 대한 메커니즘 1>
페라이트를 나노 결정립과 마이크로 결정립과의 혼합 조직으로 함으로써, 높은 정동차를 부여할 수 있는 메커니즘은, 이하와 같다. 즉, 본 발명의 고강도 강판은, 결정입경이 1.2 ㎛ 이하의 나노 결정립인 매우 강도가 높은 부분과, 결정입경이 1.2 ㎛를 초과하는 통상의 강도를 갖는 마이크로 결정립으로 이루어지는, 하나의 복합 조직강판이다. 본 발명의 고강도 강판의 정적인 변형 거동은, 일반적인 복합 조직강판의 변형 거동과 마찬가지이고, 정적인 변형에서는, 우선 재료의 가장 변형되기 쉬운 부분, 구체적으로는 마이크로 결정립 내부 또는 마이크로 결정립 내의 나노 결정립과의 계면 부근으로부터 변형이 시작된다. 그 후, 변형이 서서히 진행되지만, 마이크로 결정립이 변형의 주체를 담당하고 있다. 이 때문에, 마이크로 결정립뿐인 경우와 동등한 응력으로 변형이 진행되고, 강도와 연성과의 밸런스도 일반적인 것이 된다.
한편, 변형 속도가 1OOO/s 정도인 고속 변형의 경우에는, 일반적인 강판의 거동과 상이하다. 변형 속도는 정적 변형의 경우의 약 10만배이고, 연질인 마이크로 결정립 주체의 변형만으로는 추종이 어렵다. 이 때문에, 마이크로 결정립뿐만 아니라, 나노 결정립의 내부에서도 변형을 담당해야 한다. 따라서, 강도가 매우 높은 나노 결정립의 영향이 현저해지고, 높은 변형 응력이 필요해진다.
이 현상은, 나노 결정립의 비율이 15%∼90%인 범위에서 발현한다. 나노 결정립의 비율이 15% 미만인 경우는, 나노 결정립의 영향이 작고, 정적 변형 및 동적 변형 중 어느 것에서도 연질인 마이크로 결정립이 변형을 충분히 분담할 수 있으며, 정동차는 높아지지 않는다. 한편, 나노 결정립의 비율이 90%를 초과하면, 대부분이 나노 결정립이기 때문에, 정적 변형시에 있어서 나노 결정립의 영향이 이미 현저하고, 강도는 높지만 연성이 낮기 때문에, 프레스 성형에 적합하지 않다. 따라서, 나노 결정립의 비율이 15% 미만에서도 90% 초과에서도, 우수한 고속 변형 강도 및 충격에너지 흡수능과, 우수한 가공성을 양립시킬 수 없다.
이상은, 본 발명의 고강도 강판에 관한 설명이지만, 이하에, 상기 고강도 강판을 적합하게 제조하는 방법을 설명한다. 또한, 본 발명에 따른 고강도 강판의 제조 방법의 제2 실시형태는, 열간 압연 및 소둔의 공정 이외는 제1 실시형태와 마찬가지이기 때문에, 이들 열간 압연 및 소둔의 공정에 대해서만 설명한다.
<열간 압연>
본 발명에 따른 고강도 강판의 제조 방법의 제2 실시형태에서는, 열간 압연 후의 결정 조직을, 페라이트가 주상이며 경질 제2 상을 면적율로 10%∼85%의 범위로 함유하는 복합 조직으로 하고, 또한 판 두께 방향으로 측정한 경질 제2 상의 평균간격을 2.5 ㎛∼5 ㎛의 범위로 하는 것이 필요하다. 그 후, 후술하는 바와 같이, 경질 제2 상의 간격에 따른 원하는 압연률에 의해 냉간 압연을 실시하고, 결정립 성장을 억제할 수 있는 온도, 시간으로 소둔함으로써, 상기한 마이크로 결정립과 나노 결정립과의 혼합 조직을 모상으로 하여 경질 제2 상을 함유하는 고강도판을 얻을 수 있다.
제2 실시형태에서의 경질 제2 상은, 제1 실시형태에서의 것과 동일한 것이고, 정의, 구성 등에 대해서는 이미 제1 실시형태에서 설명되어 있기 때문에, 제1 실시형태에서의 것과 상이한 열간 압연판 중의 경질 제2 상의 면적율의 규정 이유에 대해서 기술한다. 경질 제2 상의 면적율이 10%보다 작은 경우도, 85%를 초과하는 경우도, 냉간 압연·소둔 후에, 충분한 양의 나노 결정립을 얻을 수 없다.
여기서, 경질 제2 상의 면적율이 비교적 낮은 범위, 즉 1O% 이상 3O% 미만인 경우는, 큰 압연률을 필요로 하고, 통상의 냉간 압연으로 행하는 것은 어렵다. 단, 전술한 반복 겹침 압연을 행하면, 실시가 가능하고, 페라이트 단상 강을 소재로 하는 경우보다 적은 사이클 수로 조직의 초미세화를 달성할 수 있다. 경질 제2 상의 면적율이 30%∼85%의 범위이면, 통상의 냉간 압연으로도 충분히 실시가 가능한 80% 이하의 냉간 압연률로 실시가 가능하기 때문에, 바람직하게는, 경질 제2 상의 면적율은 30%∼85%이다.
<소둔>
다음에, 소둔에 대해서 설명한다. 소둔은, 냉간 압연 후의 소재를 열처리하여 가공 변형을 제거하고, 원하는 금속 조직을 제조하는 공정이다. 소둔은, 냉간 압연 후의 소재를 가열·유지·냉각하는 과정으로 이루어지지만, 유지 온도[Ts(℃)]와, Ts로 유지하는 시간[ts(초)]과의 관계가 하기 식 (46)을 만족시키는 것으로 한다.
[수학식 29]
65O-(ts)1/2<Ts<75O-(ts)1/2 …(46)
[ts: 유지 시간(초), Ts: 유지 온도(℃), (ts)1/2은 ts의 제곱근]
도 5는, 상기 유지 온도 및 유지 시간의 적정 범위를 도시하는 그래프이다. 소둔 온도(Ts)가 75O-(ts)1/2보다 높은 경우는, 나노 결정립의 면적율이 상한값인 90%를 초과하기 때문에, 바람직하지 않다. 한편, 소둔 온도(Ts)가 650-(ts)1/2보다 낮은 경우는, 나노 결정립의 면적율이 하한값인 15%를 하회하기 때문에, 바람직하지 않다.
소둔 후의 금속 조직에서의 경질 제2 상에 대해서는, 소둔 패턴에 따라서, 여러 가지의 것을 얻을 수 있다. 도 4는, 여러 가지 소둔 패턴을 보여주는 도면이다. 도 4 중에서, 패턴 1, 2는 CAL(연속 소둔 라인)의 경우이고, 패턴 3은 CGL(용융 아연 도금 라인)의 경우이며, 패턴 4는 상소둔의 경우이다. 또한, 도 4에 나타내는 각 소둔 패턴에 의해 얻어지는 조직의 일람을 표 3에 나타낸다.
우선, 소둔 온도에 대해서 설명한다. 소둔 온도(Ts)를 Ac1 변태점 이하로 설정하면, 페라이트와 시멘타이트로 이루어지는 복합 조직을 얻을 수 있다. 또한, 소둔 온도(Ts) 및 급랭 시작 온도(TQ)를 Ac1 변태점 이상으로 설정하면, 매트릭스로서의 페라이트와, 오스테나이트로부터의 변태 조직 또는 이 변태 조직을 소둔한 후의 소둔 조직 중 적어도 1종(경질 제2 상)으로 이루어지는 혼합 조직으로 할 수 있다.
여기서, 오스테나이트로부터의 변태 조직이란, 마르텐사이트, 베이나이트, 더 나아가서는 잔류 오스테나이트를 의미한다. 여기서, 잔류 오스테나이트는 실제로는 미변태이기는 하지만, 오스테나이트로부터의 냉각에 의해 실온으로 얻어지는 조직이라는 의미로, 변태 조직에 포함시켰다. 또한, 변태 조직을 소둔한 후의 소둔 조직이란, 상기 변태 조직의 소둔 조직이지만, 상기에서 설명한 바와 같이, 상기 변태 조직 중 어느 하나에 포함되는 것으로서 취급한다.
또한, 소둔 온도(Ts) 및 급랭 시작 온도(TQ)가 Ac1 변태점 이상이어도, 승온 속도가 크고 유지 시간이 짧은 경우에는, 강 중 C의 오스테나이트에 대한 농후화가 불충분해지고, 페라이트 중에는 과포화인 C가 잔존하고 있을 가능성이 있으며, 이것이 냉각시에 시멘타이트로서 석출되는 경우가 있다. 따라서, 그 경우는, 매트릭스로서의 페라이트와, 오스테나이트로부터의 변태 조직 또는 이들 변태 조직을 소둔한 후의 소둔 조직 중 적어도 1종(경질 제2 상)으로 이루어지는 혼합 조직이 되고, 페라이트 중에 시멘타이트를 더 포함하는 경우도 있다.
또한, Ac1 변태점은, 소재의 성분과 가열 속도에 의해서 결정되는 것이지만, 본 발명에서는 대략 600℃∼750℃ 사이에 있다.
다음에, 소둔 후의 냉각 방법에 대해서 설명한다. 냉각은, 가스를 이용하는 방법, 물 스프레이를 이용하는 방법 혹은 물과 가스와의 혼합 스프레이를 이용하는 방법, 또는 물탱크에서의 급랭(WQ) 혹은 롤에서의 접촉 냉각 중 어느 하나의 방법으로 행한다. 여기서 말하는 가스란, 공기, 질소, 수소, 질소와 수소와의 혼합 가스, 헬륨 또는 아르곤 중 어느 하나이다.
상기 냉각 과정에서, 냉각 속도가 너무 작으면, 페라이트 결정립의 성장을 무시할 수 없게 되고, 그 결과 나노 결정립의 면적율이 저하되기 때문에, 판 온도가 600℃ 이상인 범위에서의 냉각 속도를 10℃/s 이상으로 한다. 판 온도 600℃ 이상의 범위로만 한정한 이유는, 600℃ 미만이면 결정립의 성장이 매우 느리기 때문에, 냉각 속도의 영향을 실질적으로 무시할 수 없기 때문이다.
다음에, 냉각 후의 소둔 패턴에 대해서는, 소둔 라인의 구성에 의해, 도 4에 도시하는 4종류의 패턴이 적용 가능하다. 소둔대 후에, 냉각대와 계속해서 과시효대를 갖는 구성의 라인에서는, 소정의 온도 부근에서 냉각을 정지하고, 과시효 처리하는 패턴 1을 채용할 수 있다. 또한, 패턴 3은, CGL(용융 아연 도금 라인)에 상당하는 패턴이지만, 냉각의 종점 온도가 용융 아연욕의 온도에 한정되는 것 이외는, 패턴 1과 마찬가지이다.
이미 기술한 바와 같이, 소둔 온도(Ts)가 Ac1 변태점 이하인 경우, 얻어지는 경질 제2 상은 시멘타이트뿐이기 때문에, 이하에, 소둔 온도(Ts) 및 급랭 시작 온도(TQ)가 Ac1 변태점 이상인 경우에 대해서 상세히 설명한다. 냉각 속도가 크고 CCT 곡선에서의 페라이트 변태 노즈나 베이나이트 변태 노즈를 가로지르지 않고 Ms점 이하까지 냉각하면, 경질 제2 상으로서 마르텐사이트를 얻을 수 있다. 과시효대가 있는 패턴 1 및 3에서, 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 노즈를 가로지르는 냉각 속도로 냉각하고, 냉각 종료 온도를 Ms점 이하로 하면, 경질 제2 상은 마르텐사이트와 베이나이트로 이루어지는 복합 조직이 되고, 과시효대가 있는 패턴 1 및 3에 있어서, Ms점 바로 위에서 냉각을 정지하고 그대로 과시효 처리를 하면, 경질 제2 상으로서 베이나이트 혹은 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 오스테나이트에 대한 C 농후화를 촉진하여, 오스테나이트를 안정화함으로써, 잔류 오스테나이트는 얻어진다.
또한, 냉각 속도가 느리고, 퍼라이트 변태 노즈도 가로지르게 되면, 제2 상에는 퍼라이트도 포함된다. 단, 퍼라이트는, 본 발명의 고강도 강판의 조직으로서는 부적격이다. 퍼라이트가 생성되는 느린 냉각 속도에서는, 페라이트립의 입성장도 동시에 생기기 때문에, 페라이트 조직 중에 나노 결정립을 많이 잔존시키는 것이 어려워지고, 높은 정동차를 발현할 수 없기 때문이다.
개별 구체적으로 보면, 패턴 1에서는 소둔 온도(Ts) 및 급랭 시작 온도(TQ)가 Ac1 변태점 이상인 경우, 경질 제2 상은 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 중 적어도 1종이다. 소둔 온도(Ts)가 Ac1 변태점 미만일 때는, 경질 제2 상은 시멘타이트뿐이다.
다음에, 소둔 패턴 2와 같이, 과시효대를 갖지 않는 구성의 라인에서는, 소둔 후, 1OO℃ 이하까지 냉각하여 완료한다. 이 경우, 소둔 온도(Ts) 및 급랭 시작 온도(TQ)가 Ac1 변태점 이상인 경우, 경질 제2 상은 마르텐사이트, 베이나이트 중 적어도 1종이다. 소둔 온도(Ts)가 Ac1 변태점 미만일 때는, 경질 제2 상은 시멘타이트뿐이다.
또한, 소둔 패턴 3은 CGL(용융 아연 도금 라인)에 상당하는 소둔의 패턴이다. 소둔 온도로부터 급랭하여 용융 아연의 욕에서 표면에 아연을 부착시킨다. 그 후 도면과 같이 재가열하여 아연 도금층을 합금화시켜도 좋고, 재가열을 생략하고 아연 도금층을 합금화시키지 않아도 좋다. 얻어지는 경질 제2 상의 종류는, 재가열하는 경우는 패턴 1과 동일하며, 재가열하지 않는 경우는 패턴 2와 동일하다.
마지막으로, 소둔 패턴 4는, 상소둔이다. 상소둔에서의 소둔이 완료된 후에, 노 본체로부터 코일을 취출하고, 강제 냉각하여 10℃/s 이상의 냉각 속도 조건을 만족할 수 있는 경우는, 소둔 온도에 제한은 없지만, 통상은 소둔이 완료된 후에 노 본체로부터 코일을 취출하지 않고 노 안에서 냉각하기 때문에, 냉각 속도 10℃/s 이상의 조건을 만족시킬 수 없으므로, 소둔 온도를 600℃ 미만으로 한정해야 한다. 그 후는, 계속해서, 1%∼10%의 범위의 변형량으로, 스킨 패스 압연으로 대표되는 가공을 실시한다.
<본 발명의 고강도 강판의 작용 효과에 대한 메커니즘 2>
또한, 통상의 냉간 압연에 의해 나노 결정립의 조직을 얻을 수 있는 메커니즘에 대해서 이하에 기술한다.
우선, 종래로부터의 시도로서, 첫머리에 기술한 반복 겹침 압연에 대해서 기술한다. 반복 겹침 압연은, 판형의 샘플에 큰 변형을 부여하고, 나노 결정립의 조직을 얻는 데 유효한 방법이다. 예컨대, 일본 소성 가공 학회지(제40권, 제467호, 1190 페이지)에, 알루미늄의 예가 나타내어져 있다. 압연롤을 윤활하여 압연을 행한 경우는, 방위차가 적은 서브그레인 조직밖에 얻을 수 없고, 압연롤을 윤활하지 않는 경우는 나노 결정립을 얻을 수 있다.
이 현상은, 무윤활에 의해 전단 변형시키면, 윤활의 경우보다 큰 변형을 도입할 수 있고, 또한 겹침 압연 사이클의 반복에 의해, 이전 사이클에서 표층이었던 부분이 재료 내부가 되며, 결과적으로 재료 내부까지 전단 변형이 도입되기 때문이다. 즉, 반복 겹침 압연에서도, 무윤활 압연을 행하여 큰 전단 변형을 재료 내부에 부여하지 않으면, 결정립의 초미세화는 달성되지 않는다.
발명자는, 생산성이 낮은 반복 겹침 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 지견을 얻었다. 즉, 연질인 페라이트와 경질 제2 상으로 이루어지는 복합 조직의 강판에 냉간 압연을 실시함으로써, 경질 제2 상에 끼워진 페라이트 영역은, 경질 제2 상에 의한 구속에 의해 전단 변형된다. 이것에 의해, 재료 내부의 넓은 범위에 전단 변형을 도입할 수 있다.
또한, 발명자는, 상세한 검토를 더하여, 압연 전의 경질 제2 상 간격이 여러 가지이어도, 압연 후의 경질 제2 상 간격이 일정한 값이 될 때까지 압연을 가하면, 동일하게 재료 내부에 걸쳐 전단 변형이 도입된다는 지견을 얻었다. 즉, 열간 압연 후의 조직에 있어서 경질 제2 상의 평균 간격을 d(㎛)로 하고, 열간 압연 후(냉간 압연 전)의 판 두께를 t0, 냉간 압연 후의 판 두께를 t로 하면, 가공도 지수 D가 하기 식 (47)을 만족시키는 조건으로 냉간 압연을 행하면 좋은 것이 판명되었다.
[수학식 30]
D=d×t/t0≤1 …(47)
마지막으로, 가공에 의해 고속 변형시의 균일 신장이 증가하는 이유이지만, 페라이트립의 전위 밀도를 일정값 이상으로 조정하는 것이 효과를 가져온다고 생각된다. 본 발명자는, 전술한 제조 방법에 의해 제조한 냉간 압연 강판에 대하여, 스킨 패스 압연률을 변화시킨 실험을 행하고, 그 내부를 박막 TEM 관찰함으로써, 전위 조직을 상세히 관찰하였다. TEM 관찰에서는, 강판의 압연 방향과 평행한 단면을 커팅하고, 기계 연마와 전해 연마에 의해 박막을 만들어내며, TEM으로써 명시야상을 촬영하고, 그 사진 상에 원을 그려, 그 원 내의 전위 수를 계측하는 방법에 의해, 전위 밀도를 측정하였다.
그 결과, 본 발명의 고강도 강판에서는, 냉간 압연 소둔한 채로의 상태에서는, 페라이트립 내의 전위 밀도가 매우 낮고, 1O13/m2 정도에 지나지 않았다. 또한, 고속 인장을 행하면, 초기에 큰 변형 강도를 나타낸 후에 하중이 저하되고, 명료한 가공 경화를 나타내지 않으며 파단에 이른다. 고속 인장 후에, 유사한 방법으로 전위를 관찰하면, 페라이트립 내에 전위는 존재하지만, 그 분포는 비교적 무작위였다. 전술한 철강 협회 편찬 「자동차용 재료의 고속 변형에 관한 연구회 성과 보고서」 171 페이지에, IF강의 고속 변형 후의 전위 조직이 개시되어 있고, 20%의 변형이어도 명료한 전위 셀 구조를 나타내고 있지 않지만, 이것과 동일한 현상이다. 즉, 가공 경화하기 어렵기 때문에, 가공 경화를 명료하게 나타내지 않고, 따라서 균일 신장이 작기 때문에 전체 신장값도 좋지 않다.
한편, 냉간 압연 소둔 후에 1% 이상의 스킨 패스 압연을 실시하면, 전위 밀도가 약 5배∼30배로도 증가하고 있고, 5% 스킨 패스 압연에서는 전위의 셀화를 볼수 있었다. 이것을 고속 인장한 것에서는, 스킨 패스 압연에 의해 도입된 전위에 추가하여 전위 밀도가 상승하고, 셀 구조가 보다 명료하게 되어 있었다. 즉, 스킨 패스 압연에 의해 어느 정도의 전위를 도입해 두면, 그 초기 전위가 고속 변형시에서도 유효한 전위원이 되고, 전위의 증식이 촉진되어 전위 셀 구조를 짜기 쉬워지며, 가공 경화, 즉 균일 신장이 향상되고 있다고 생각된다. 실제로, 고속 인장에서의 응력 변형 선도에는 변화가 보여지고, 항복 후에 가공 경화가 나타나며, 균일 신장이 향상되었다. 단, 신장률이 10%를 초과하는 스킨 패스 압연을 행하면, 정적 변형시에 재료의 연성 저하가 현저해지고, 이 때문에 고속 변형시의 연성도, 오히려 저하되었다. 본 발명은, 이러한 지견에 기초하여, 균일 신장 향상의 효과가 명료하게 나타나고, 재료의 연성을 극단적으로 열화시키지 않는 조건으로서, 변형량의 적정 범위를 1%∼10%로 규정한 것이다.
실시예
1. 제1 실시형태
표 4에 나타내는 화학 조성의 슬래브(발명 슬래브 1∼8 및 비교 슬래브 1∼9)를 용제하였다. 이어서, 이들 슬래브를 이용하여, 표 5에 나타내는 여러 조건으로 열간 압연판을 제조하고, 그 후, 표 6에 나타내는 여러 조건으로 냉간 압연 및 소둔을 실시하며, 표 7에 나타내는 소둔 조직 등을 구비하는 강판을 얻었다. 그리고, 각 강판으로부터, 압연 방향과 평행한 방향이 인장축이 되도록, 도 14에 도시하는 형상의 인장 시험편을 잘라내어, 인장 시험을 행했다. 얻어진 공칭 응력 공칭 변형 선도로부터, 항복점, 인장 강도, 소부 경화량(BH량), 및 전체 신장을 측정하고, 인장 강도×신장을 산출하였다. 이들 결과를 표 5에 병기하였다. 또한, 비교예 4는, 비교예 3과 동일한 열간 압연판의 양면을 판 두께 1 ㎜까지 기계 가공하고, 반복 겹침 압연(ARB)을 3사이클 행한 것이며, 총 압연률은 88%에 상당한다. 이 경우, 통상의 냉간 압연보다 냉간 압연 소둔 후의 나노 결정 비율이 높아지고, 양호한 특성을 나타낸다. 열간 압연판의 제2 상 면적율이 10% 정도로 적어도, ARB되면 원하는 조직을 얻을 수 있는 것을 나타내고 있다.
발명예 11의 강판으로부터, 압연 방향과 평행한 단면을 잘라내고, 이들을 1%의 나이탈로 에칭하여, SEM에 의해 조직을 관찰하였다. 그 조직을 도 6에 도시한다. 도 6에 도시된 조직은, 페라이트(검은 부분)와 잔류 오스테나이트와 베이나이트로 이루어지는 경질상(흰 부분)의 2상 조직이고, 페라이트상의 대부분이 나노 결정립으로 되어 있다. 또한, 발명예 11의 페라이트상의 입도 분포를 측정하여, 그 결과를 도 7에 도시한다.
도 8에 발명예와 비교예에서의 인장 강도와 신장과의 관계를 도시한다. 도 8로부터 알 수 있는 바와 같이, 발명예는 비교예에 비해 강도 연성 밸런스가 양호하다. 비교예 중 발명과 동일한 위치에 있는 3점(비교예 16, 17, 18)은, 종래 기술에 의한 것이지만, 본 발명예보다도 다량의 합금 원소를 첨가함으로써 양호한 강도 연성 밸런스를 실현하고 있다.
비교예 16은 C량이 O.16%인 강을 이용하여 종래의 방법(일본 특허 공개 소화 제62-18225호 공보)으로 제조되고, 800 MPa급의 인장 강도를 갖는 것이지만, 본 발명에 의하면, C량이 O.1% 정도인 소재로 동등한 강도·연성이 얻어지는 것이 발명예 1에 나타나 있다.
비교예 17, 18은 C량이 0.36%인 강을 이용하여 종래의 방법(일본 특허 공개 소화 제62-182225호 공보)으로 제조되고, 1100 MPa급의 인장 강도를 갖는 것이지만, 본 발명에 의하면, C량이 0.2% 또는 0.15%인 소재로 동등한 강도·연성이 얻어지는 것이 발명예 3, 5에 나타나 있다.
종래 기술로는 제조할 수 없었던, 1300 MPa 이상의 인장 강도와 15% 이상의 신장을 겸비한 강판이, 본 발명의 방법에 의해 제조할 수 있는 것이, 발명예 7, 8, 9, 10, 11에 나타나 있다.
C량이 높으면, 스폿 용접했을 때에 너깃 경도의 상승이 크고, 노치 감수성이 높아지며, 강을 고강도화하여도 TSS(인장 전단 강도)의 상승에 비해 CTS(십자 인장 강도) 상승이 적고, 따라서 고강도 강판을 적용하여 박육화하는 경우에, 용접타점을 늘릴 필요성이 생긴다. 표 8은, 판 두께가 1 ㎜인 발명예 1, 5, 11, 비교예 16, 17, 18의 스폿 용접 강도를 나타낸다.
용접에는, JISC9304의 D형 전극(직경 6 ㎜)을 이용하고, 350 kgf의 가압, 18회의 통전 사이클을 실시하며, 단면의 너깃 직경을 JISZ3139에 따라 측정하였다. 또한, TSS와 CTS는 JISZ3136.3137에 따라 측정하였다. 발명예는 C량이 낮기 때문에, 동일한 강도의 비교예에 비해 CTS가 높고, 양호한 스폿 용접 강도를 나타낸다. 단, 발명예 11과 같이, C량이 O.4%가 되면, TSS는 인장 강도의 상승에 따라서 상승하지만 CTS는 거의 상승하지 않는다. 즉, 스폿 용접의 십자 인장 강도를 높이는 것은 이미 곤란하기 때문에, 이 경우는, 노치 형상이 적은 맞대기 레이저 용접 또는 맞대기 마찰 교반 접합이나, 노치 형상이 있어도 담금질 조직이 잘 생기지 않는, 리벳 접합, 코킹 접합, 스폿형의 마찰 교반 접합 등의 방법을 이용함으로써, 양호한 접합 강도를 확보할 수 있다.
또한, 본 발명의 강판은, 냉간 압연 강판으로서 이용하는 것 이외에, 전술한 CGL(용융 아연 도금 라인)에서 용융 아연 도금 또는 합금화 용융 아연 도금을 실시하거나, 전기 아연 도금 라인에서 전기 아연 도금을 실시하거나, 또한 도금층 위에 내식성 향상을 목적으로 유기 피막 처리를 실시하여 사용할 수 있다.
2. 제2 실시형태
표 9에 나타내는 조성의 화학 조성의 슬래브(발명 슬래브 9∼19 및 비교 슬래브 10∼14)를 용제하였다. 또한, 「발명 슬래브」란, 전술한 바람직한 범위에 들어가는 재료를 칭하고, 「비교 슬래브」란 그 이외의 재료를 말한다.
계속해서, 이들 슬래브를 이용하여, 표 1O에 나타내는 여러 가지 조건으로 열간 압연판을 제조하고, 그 후, 표 11에 나타내는 여러 가지 조건으로 냉간 압연 및 소둔 및 스킨 패스 압연을 실시하며, 표 12에 나타내는 소둔 조직 등을 구비하는 강판(발명예 12∼29 및 비교예 23∼41)을 얻었다. 또한, 표 6 및 표 11에서 스킨 패스 압연의 신장률은, 사전에 강판의 압연 방향과 직각으로 200 ㎜의 간격으로 2개의 스크라이빙 선을 넣은 후 스킨 패스 압연하고, (압연 후의 스크라이빙 선 간격)-(압연 전의 스크라이빙 선 간격)/(압연 전의 스크라이빙 선 간격)으로 산출하였다. 발명예 12에 대해서는, 열간 압연판의 양면을 판 두께가 1.2 ㎜가 될 때까지 기계 가공하고, 반복 겹침 압연을 3사이클 행했다. 이 겹침 압연의 총 압연률은 88%에 상당한다.
또한, 발명예 18의 강판으로부터, 압연 방향과 평행한 단면을 잘라내고, 이들을 1%의 나이탈로 에칭하여, SEM에 의해 조직을 관찰하였다. 이들 조직을 도 9에 도시한다. 또한, 발명예 18의 페라이트상의 입도 분포를 측정하고, 그 결과를 도 10에 나타낸다.
도 9 및 도 10으로부터, 경질 제2 상으로서 시멘타이트를 함유하고, 나머지는 나노 결정립과 마이크로 결정립으로 이루어지는 혼합 조직인 것을 알 수 있다.
추가로, 각 강판으로부터, 압연 방향과 평행한 방향이 인장 축이 되도록, 도 14에 도시하는 형상의 인장 시험편을 잘라내어, 인장 시험을 행하였다. 인장 시험은, 사기노미야 제작소의 고속 재료 시험기 TS-2000에서, 변형 속도 O.01/s 및 1000/s로 실시하였다. 얻어진 공칭 응력 공칭 변형 선도로부터, 정적 인장 강도(TS), 소부 경화성(BH), 전체 신장 및 정동차를 구했다. 또한, 정동차는 변형 속도 1000/s에 있어서 공칭 변형 3%∼5%에서의 평균 공칭 응력으로부터, 변형 속도 0.01/s에 있어서 공칭 변형 3%∼5%에서의 평균 공칭 응력을 감하는 것에 의해 산출하였다. 이들 결과를 표 12에 병기한다.
<발명예 12∼29에 대한 고찰>
발명예 12∼29에 대해서는, 각 강판 모두 우수한 여러 가지 재료 특성을 나타내고, 특히 정동차가 큰 것을 알 수 있다. 이 때문에, 각 발명예의 강판에 대해서는, 높은 고속 변형 강도 및 충격에너지 흡수 성능과, 높은 가공성을 양립시킬 수 있기 때문에, 자동차의 보디 등에 사용할 수 있다. 발명예 12에서는, 열간 압연판의 경질 제2 상의 면적율이 12%로 하한값에 가깝지만, 반복 겹침 압연을 행했기 때문에, 냉간 압연 소둔 후의 나노 결정 비율이 높아지고, 양호한 특성을 나타내었다. 이 결과는, 열간 압연판의 경질 제2 상의 면적율이 10% 정도로 낮아도, 겹침 압연에 의해 원하는 조직이 얻어지는 것을 나타내는 것이다.
<비교예 23∼41에 대한 고찰>
이에 비하여, 비교예 27∼41에 대해서는, 각 강판 모두 정동차가 작은 것을 알 수 있다. 이 때문에, 이들 비교예의 강판에 대해서는, 높은 고속 변형 강도 및 충격에너지 흡수 성능과, 높은 가공성을 양립시킬 수 없기 때문에, 자동차의 보디 등에 사용하는 것은 바람직하지 않다. 또한, 비교예 23 등에 대해서는, 120 MPa 이상의 정동차를 얻을 수 있지만, 그 외의 신장 등의 특성이 발명예에 비교하여 뒤떨어져 있다. 특히, 비교예 23에서는 스킨 패스 압연을 실시하고 있지 않기 때문에, 정동차는 높지만 고속 변형시의 전체 신장이 낮다.
<본 발명의 변형례에 대해서>
본 발명에서는, 이상에 나타낸 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 라인에서 철 도금을 더 실시할 수 있다. 또한, 본 발명 강의 소둔 후에, 전기 도금 라인에서 표면에 도금을 실시함으로써, 전기 아연 도금 강판이나 합금화(Ni-Zn) 전기 아연 도금 강판을 얻을 수 있다. 추가로, 내식성 향상을 목적으로서, 유기 피막 처리를 실시할 수도 있다.
또한, 비교를 위해 시판하는 재료의 특성을 표 13에 나타낸다. 표 13에 의하면, 표 12의 각 발명예와 비교하여, 각 시판재 1∼5는 모두 정동차가 작은 것을 알 수 있다. 따라서, 각 발명예의 강판에서는, 종래의 시판재에 비해 고속 변형 강도 및 충격에너지 흡수 성능과, 가공성을 각별히 높은 레벨로 양립시키고 있는 것이 확인되었다.
도 11은, 스킨 패스 압연에서의 신장률과 전체 신장과의 관계를 도시하는 도면이고, 표 14는 도 11에 도시한 예를 정리한 것이다. 스킨 패스 압연의 신장률이 증가함에 따라 정적 변형시의 전체 신장은 감소하지만, 고속 변형시의 전체 신장은, 신장률이 5% 정도까지 증가한다. 이것은, 고속 변형시의 흡수에너지가 증가하는 것을 나타내고 있다. 고속 변형시의 흡수에너지는, 신장률이 1%∼10%일 때에 높기 때문에, 이 범위가 적정하다.
도 12는, 스킨 패스 압연을 행한 재료와 행하지 않은 재료에서의 응력-변형 곡선을 보여주는 것이다. 도 12로부터 알 수 있는 바와 같이, 스킨 패스를 행함으로써 항복점이 저하되고, 보다 약한 응력에서 변형이 생긴다. 도 13은, 고속 변형시의 신장과 정동차와의 관계를 도시하는 도면이다. 도 13으로부터 명백한 바와 같이, 발명예에서는 신장과 정동차 모두 시판재나 비교예에 비해 우수하다.
본 발명에 의하면, 페라이트 결정립의 미세화에 의해 강도를 상승시키고, 또한 프레스 성형시에 중요해지는 강도와 연성의 밸런스가 우수하며, 고속 변형시의 흡수에너지가 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법이 제공된다. 또한, 본 발명에 의하면, 페라이트 결정립의 미세화에 의해 강도를 향상시킬 수 있는 것은 물론, 정동차가 높고 프레스 성형이 용이하며, 또한 고속 변형시의 연성이 우수하여 흡수에너지가 큰 고강도 강판이 제공된다. 따라서, 본 발명은 높은 고속 변형 강도 및 충격에너지 흡수 성능과, 높은 가공성 양쪽 모두를 요구 특성으로 하는 자동차용 차체에 적용할 수 있는 점에서 유망하다.
Claims (15)
- 페라이트상과 분산되는 경질 제2 상으로 이루어지는 금속 조직을 나타내고, 상기 금속 조직에서 차지하는 경질 제2 상의 면적율이 30%∼70%이며, 상기 페라이트상 중에서 차지하는 결정입경이 1.2 ㎛ 이하인 페라이트의 면적율이 15%∼90%이고, 상기 페라이트상 중에 있어서, 결정입경이 1.2 ㎛ 이하인 페라이트의 평균 입경(ds)과 결정입경이 1.2 ㎛를 초과하는 페라이트의 평균 입경(dL)이 하기 식 (1)을 만족시키는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.[수학식 1]dL/ds≥3 …(1)
- 제1항에 있어서, 강판의 압연 방향에 평행한 단면에 있어서, 사방이 3 ㎛인 정방형 격자를 임의로 9개 이상 취출한 경우에, 각 격자에서의 경질 제2 상의 면적율을 Ai(i=1, 2, 3, …)로 했을 때, Ai의 평균값 A(ave)와 표준 편차 s가 하기 식 (3)을 만족시키는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.[수학식 2]s/A(ave)≤0.6 …(3)
- 제1항에 있어서, C를 함유하고, Si, Mn, Cr, Mo, Ni 및 B 중 1종 이상을 함유하며, C(ss)(전체 C량으로부터 Nb, Ti, V와 결합하고 있는 C량을 감한 고용탄소 량)가, 하기 식 (4)∼하기 식 (7)을 전제로, 하기 식 (8)∼식 (10)을 만족시키는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.[수학식 3]F1(Q)=O.65Si+3.1Mn+2Cr+2.3Mo+O.3Ni+2000B …(4)F2(T)=735+19Si-31Mn-12Ni+17Mo+20Cr+30V-800N …(5)F3(S)=112Si+98Mn+218P+317Al+9Cr+56Mo+8Ni+1417B …(6)F4(G)=620+300C+O.5×F3(S) …(7)F1(Q)≥6.0 …(8)F2(T)≤F4(G)-20 …(9)0.07≤C(ss)≤0.45 …(10)단, 식 (4), 식 (5), 식 (6) 및 식 (7)에서 각 첨가 원소에는 그 첨가 원소의 구성 비율(질량%)을 대입하는 것으로 한다.
- 제3항에 있어서, 함유 성분이, 하기 식 (11), 식 (12)를 전제로, 하기 식 (13) 및 식 (14)를 만족시키는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.[수학식 4]F3(S)=112Si+98Mn+218P+317Al+9Cr+56Mo+8Ni+1417B …(11)F5(P)=5OO×Nb+1OOO×Ti+25O×V …(12)F3(S)≤600 …(13)F5(P)≤130 …(14)단, 식 (11), 식 (12)에서 각 첨가 원소에는 그 첨가 원소의 구성 비율(질량%)을 대입하는 것으로 한다.
- 제3항에 있어서, 질량%로 Nb: O.26% 이하, Ti: O.13% 이하, V: O.52% 이하 중 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
- 제4항에 있어서, 질량%로 P: 2% 이하 및 Al: 18% 이하 중 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
- 제3항에 있어서, 질량%로 O.OO7%∼O.O3%의 N를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
- 제3항에 있어서, 질량%로 Si: 5% 이하, Mn: 5% 이하, Cr: 1.5% 이하, Mo: O.7% 이하, Ni: 10% 이하 및 B: 0.003% 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
- 제1항에 기재한 고강도 강판의 제조 방법으로서, 금속 조직이 페라이트상과, 면적율 30%∼85%의 경질 제2 상으로 이루어지는 열간 압연 강판에, 가공도 지수 D 가 하기 식 (15)를 전제로 하기 식 (16)을 만족시키는 냉간 압연을 행하고, 그 후 하기 식 (17) 및 식 (18)을 만족시키는 소둔을 행하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.[수학식 5]D=d×t/t0 …(15)[d: 경질 제2 상의 평균 간격(㎛), t: 냉간 압연 후의 판 두께, t0: 열간 압연 후 냉간 압연 전의 판 두께]O.50≤D≤1.0 …(16)F2(T)+2O≤Ts≤F2(T)+90 …(17)F2(T)+2O≤Ts≤F4(G)-1.3(ts)1/2 …(18)[ts: 유지 시간(초), Ts: 유지 온도(℃), (ts)1/2은 ts의 제곱근]
- 제9항에 있어서, 상기 열간 압연 강판의 판 두께 방향에서, 경질 제2 상의 평균 간격이 2.5 ㎛∼5 ㎛인 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
- 금속 조직이 페라이트상과 면적율이 10%∼85%인 경질 제2 상으로 이루어지고, 상기 경질 제2 상끼리의 평균 간격이 2.5 ㎛∼5.0 ㎛인 열간 압연 강판에, 가공도 지수 D가 하기 식 (19)를 전제로 하기 식 (20)을 만족시키는 냉간 압연을 행 하며, 그 후 하기 식 (21)을 만족시키는 소둔을 행하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.[수학식 6]D=d×t/t0 …(19)[d: 경질 제2 상의 평균 간격(㎛), t: 냉간 압연 후의 판 두께, t0: 열간 압연 후 냉간 압연 전의 판 두께][수학식 7]O.5≤D≤1.0 …(20)[수학식 8]65O-(ts)1/2<Ts<75O-(ts)1/2 …(21)[ts: 유지 시간(초), Ts: 유지 온도(℃), (ts)1/2은 ts의 제곱근]
- 제11항에 있어서, 상기 냉간 압연은, 압연 후에 재료를 중첩시켜 압연하는 것을 반복하여 행하는 겹침 압연인 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
- 제11항에 있어서, 상기 열간 압연 강판에서의 상기 경질 제2 상의 면적율이 30%∼85%인 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
- 제11항에 있어서, 상기 소둔 후에 신장률이 1%∼1O%인 가공을 행하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
- 제14항에 있어서, 상기 가공은 스킨 패스 압연인 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
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