KR20120095466A - 성형성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

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Abstract

Al 함유량(％) 및 Si 함유량(％)에 관해, 식 (A)의 관계가 성립하고, 나노인덴터를 사용하여 100개소 이상에서 측정된 경도에 관한 식 (B)로 정의되는 평균값 Yave가 40 이상이다.
Figure pct00017

Figure pct00018

{[Al]은 Al 함유량(％)을 나타내고, [Si]는 Si 함유량(％)을 나타내고, n은 경도의 측정 개소의 총수를 나타내고, Xi는 제i번째(i는 n 이하의 자연수)의 측정 개소에서의 경도(㎬)를 나타냄.}

Description

성형성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH STEEL PLATE HAVING EXCELLENT FORMABILITY, AND PRODUCTION METHOD FOR SAME}
본 발명은, 차체 등에 적합한 성형성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
최근, 자동차의 연비의 향상을 위해, 차체의 경량화가 한층 더 요구되고 있다. 차체의 경량화를 위해서는, 강도가 높은 강판을 사용하면 되지만, 강도가 높아질수록, 프레스 성형이 곤란해진다. 이것은, 일반적으로, 강판의 강도가 높아질수록, 강판의 항복 응력이 증대되고, 신장이 저하되기 때문이다. 또한, 차체용의 고강도 강판으로서, 용융 아연 도금 강판 등의 용융 아연 도금 처리 또는 인산염 처리 등의 화성 처리가 실시된 것이 사용되는 경우도 있다. 따라서, 이러한 고강도 강판에는, 양호한 용융 아연 도금 처리성 및 화성 처리성도 요구된다.
신장의 개선에 관해, 잔류 오스테나이트의 가공 유기 변태를 이용한 TRIP(transformation induced plasticity) 강판이 특허 문헌 1 및 특허 문헌 2에 기재되어 있다. 그러나 TRIP 강판에는, 다량의 C가 함유되어 있으므로, 너깃 균열 등의 용접상의 문제가 있다. 또한, 특히 인장 강도가 980㎫ 이상의 TRIP 강판에서는, 항복 응력이 매우 높으므로, 프레스 성형 시 등에 있어서의 형상 동결성이 낮다고 하는 문제도 있다.
또한, 인장 강도가 980㎫ 이상의 고강도 TRIP 강판에는 지연 파괴가 발생할 우려가 있다. TRIP 강판에는 잔류 오스테나이트가 많이 포함되므로, 가공 시에 유기 변태하여 생성된 마르텐사이트와 그 주위의 상(相)의 계면에, 보이드 및 전위가 많이 발생하기 쉽다. 그리고 이러한 장소에 수소가 집적되어, 지연 파괴가 발생하는 것이다.
또한, 항복 응력의 저감에 관해, 페라이트를 포함하는 DP(dual phase) 강이 특허 문헌 3에 기재되어 있다. 그러나 이 DP 강을 제조하기 위해서는, 재결정 어닐링 후의 냉각 속도를 30℃/s 이상으로 매우 높게 할 필요가 있다. 따라서, 일반적인 제조 라인을 이용한 용융 아연 도금 강판의 제조에 적용하는 것은 곤란하다.
특허 문헌 3 내지 6에 성형성에 관한 다양한 지표가 기재되어 있지만, 이들 지표를 소정의 범위 내로 조정하는 것만으로는, 자동차용 부품의 신장 플랜지 성형의 성형성을 충분한 것으로 하는 것은 곤란하다.
일본 특허 출원 공개 소61-157625호 공보 일본 특허 출원 공개 평10-130776호 공보 일본 특허 출원 공개 소57-155329호 공보 일본 특허 출원 공개 제2001-355043호 공보 일본 특허 출원 공개 제2007-302918호 공보 일본 특허 출원 공개 제2008-63604호 공보
본 발명은, 성형성 및 용융 아연 도금 처리성을 양립할 수 있는 성형성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 항복 응력이 낮은 DP 강판에 관해, Si 함유량 및 Al 함유량의 관계를 적절한 것으로 하는 동시에, 경도 분포를 적당한 것으로 함으로써, 성형성 및 용융 아연 도금 처리성을 양립할 수 있는 것을 발견하였다. 그리고 본 발명자들은, 이하에 나타내는 발명의 여러 형태에 상당하였다.
(1) 질량％로,
C:0.03％ 내지 0.20％,
Si:0.005％ 내지 1.0％,
Mn:1.0％ 내지 3.1％ 및
Al:0.005％ 내지 1.2％를 함유하고,
P 함유량이 0％ 초과, 또한 0.06％ 이하이며,
S 함유량이 0％ 초과, 또한 0.01％ 이하이며,
N 함유량이 0％ 초과, 또한 0.01％ 이하이며,
잔량부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고,
금속 조직이 페라이트 및 마르텐사이트를 포함하고,
Al 함유량(％) 및 Si 함유량(％)에 대해, 식 (A)의 관계가 성립하고,
나노인덴터를 사용하여 100개소 이상에서 측정된 경도에 관한 식 (B)로 정의되는 평균값 Yave가 40 이상인 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 강판.
Figure pct00001
Figure pct00002
{[Al]은 Al 함유량(％)을 나타내고, [Si]는 Si 함유량(％)을 나타내고, n은 경도의 측정 개소의 총수를 나타내고, Xi는 제i번째(i는 n 이하의 자연수)의 측정 개소에서의 경도(㎬)를 나타냄.}
(2) 또한 질량％로,
B:0.00005％ 내지 0.005％,
Mo:0.01％ 내지 0.5％,
Cr:0.01％ 내지 1.0％,
V:0.01％ 내지 0.1％,
Ti:0.01％ 내지 0.1％,
Nb:0.005％ 내지 0.05％,
Ca:0.0005％ 내지 0.005％ 및
REM:0.0005％ 내지 0.005％
로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종을 갖는 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 성형성이 우수한 고강도 강판.
(3) 상기 고강도 강판이 냉연 강판인 것을 특징으로 하는 (1) 또는 (2)에 기재된 성형성이 우수한 고강도 강판.
(4) 상기 고강도 강판이 용융 아연 도금 강판인 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 성형성이 우수한 고강도 강판.
(5) 상기 금속 조직 중의 마르텐사이트 분율이 5％ 초과인 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 기재된 성형성이 우수한 고강도 강판.
(6) 열간 압연을 행하여 열연 강대(鋼帶)를 얻는 공정과,
다음으로, 상기 열연 강대의 산세를 행하는 공정과,
다음으로, 복수의 스탠드를 구비한 탠덤식 압연기를 사용하여 강대의 냉간 압연을 행하여 냉연 강대를 얻는 공정과,
다음으로, 연속 어닐링 설비에 의해 상기 냉연 강대의 연속 어닐링을 행하는 공정과,
다음으로, 상기 냉연 강대의 조질 압연을 행하는 공정을 갖고,
상기 강대는, 질량％로,
C:0.03％ 내지 0.20％,
Si:0.005％ 내지 1.0％,
Mn:1.0％ 내지 3.1％ 및
Al:0.005％ 내지 1.2％를 함유하고,
P 함유량이 0％ 초과, 또한 0.06％ 이하이며,
S 함유량이 0％ 초과, 또한 0.01％ 이하이며,
N 함유량이 0％ 초과, 또한 0.01％ 이하이며,
잔량부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고,
상기 복수의 스탠드 중 최초의 스탠드에 있어서의 냉연율 및 상기 연속 어닐링 설비에 있어서의 최초의 가열대에서의 승온 속도에 대해, 식 (C)의 관계가 성립하는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
Figure pct00003
[r1은 상기 냉연율(％)을 나타내고, V는 상기 승온 속도(℃/s)를 나타냄.]
(7) 상기 연속 어닐링 후에,
상기 냉연 강대에 용융 아연 도금 처리를 행하는 공정과,
다음으로, 상기 냉연 강대의 조질 압연을 행하는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 (6)에 기재된 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
(8) 상기 용융 아연 도금 처리를 행하는 공정 후에, 상기 냉연 강대를 400℃ 내지 650℃의 온도로 t초간 유지하는 공정을 갖고,
식 (D)의 관계가 성립하는 것을 특징으로 하는 (7)에 기재된 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
Figure pct00004
{[C]는 C 함유량(％)을 나타내고, [Mn]은 Mn 함유량(％)을 나타내고, [Cr]은 Cr 함유량(％)을 나타내고, [Mo]는 Mo 함유량(％)을 나타냄.}
본 발명에 따르면, Si 함유량 및 Al 함유량의 관계를 적절한 것으로 하는 동시에, 경도 분포를 적당한 것으로 하고 있으므로, 성형성 및 용융 아연 도금 처리성을 양립할 수 있다.
도 1은 Al 함유량 및 Si 함유량과, 성형성 및 용융 아연 도금 처리성 및 화성 처리성의 관계를 나타내는 도면이다.
도 2는 식 (B)의 평균값 Yave와 성형성의 관계를 나타내는 도면이다.
도 3은 사이드 벤드 시험에 사용되는 시험편을 도시하는 도면이다.
도 4는 냉연율 r 및 승온 속도 V와 성형성의 관계를 나타내는 도면이다.
도 5는 C 함유량, Mn 함유량, Cr 함유량 및 Mo 함유량과 유지 시간의 관계를 나타내는 도면이다.
이하, 본 발명의 실시 형태에 대해, 첨부의 도면을 참조하면서 상세하게 설명한다.
본 발명의 실시 형태에 관한 강판에는, 질량％로, C:0.03％ 내지 0.20％, Si:0.005％ 내지 1.0％, Mn:1.0％ 내지 3.1％ 및 Al:0.005％ 내지 1.2％가 함유되어 있고, P 함유량이 0％ 초과, 또한 0.06％ 이하이며, S 함유량이 0％ 초과, 또한 0.01％ 이하이며, N 함유량이 0％ 초과, 또한 0.01％ 이하이며, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어진다.
여기서, 이들 성분의 함유량의 한정 이유에 대해 설명한다.
C는, 강도를 확보하고, 마르텐사이트를 안정화한다. C 함유량이 0.03％ 미만이면, 충분한 강도를 얻는 것이 곤란하고, 마르텐사이트가 형성되기 어렵다. 한편, C 함유량이 0.2％를 초과하고 있으면, 강도가 지나치게 높아져 충분한 연성을 얻기 어렵고, 충분한 용접성을 얻기 어렵다. 따라서, C 함유량의 범위는, 0.03％ 내지 0.2％이다. 여기서, C 함유량은 0.06％ 이상인 것이 바람직하고, 0.07％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 또한, C 함유량은 0.15％ 이하인 것이 바람직하고, 0.12％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
Si는, 강도 및 연성을 확보하고, 탈산 작용을 나타내고, 켄칭성을 향상시킨다. Si 함유량이 0.005％ 미만이면, 충분한 탈산 작용을 얻는 것이 곤란하고, 충분한 켄칭성을 얻는 것이 곤란하다. 한편, Si 함유량이 1.0％를 초과하고 있으면, 충분한 화성 처리성 및 용융 아연 도금 처리성을 얻는 것이 곤란하다. 따라서, Si 함유량의 범위는, 0.005％ 내지 1.0％이다. 여기서, Si 함유량은 0.01％ 이상인 것이 바람직하고, 0.05％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 또한, 특히 양호한 용융 아연 도금 처리성이 중요하게 되는 경우, Si 함유량은 0.7％ 이하인 것이 바람직하다. 또한, Si 함유량은 0.6％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.1％ 이하인 것이 한층 더 바람직하다.
Mn은, 강도를 확보하고, 탄화물의 생성을 지연시키고, 페라이트의 생성에 유효하다. Mn 함유량이 1.0％ 미만이면, 충분한 강도를 얻는 것이 곤란하고, 페라이트의 생성이 불충분해져 충분한 연성을 얻기 어렵다. 한편, Mn 함유량이 3.1％를 초과하고 있으면, 켄칭성이 지나치게 높아져 마르텐사이트가 과잉으로 생성되고, 강도가 지나치게 높아진다. 이 결과, 충분한 연성을 얻기 어려워지고, 특성에 큰 편차가 발생하기 쉬워진다. 따라서, Mn 함유량의 범위는, 1.0％ 내지 3.1％이다. 여기서, Mn 함유량은 1.2％ 이상인 것이 바람직하고, 1.5％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 또한, Mn 함유량은 2.8％ 이하인 것이 바람직하고, 2.6％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
Al은, 페라이트의 생성을 촉진하고, 연성을 향상시키고, 탈산 작용을 나타낸다. Al 함유량이 0.005％ 미만이면, 충분한 탈산 작용을 얻는 것이 곤란하다. 한편, Al 함유량이 1.2％를 초과하고 있으면, 알루미나 등의 개재물이 증가하고, 충분한 가공성을 얻기 어렵다. 따라서, Al 함유량의 범위는, 0.005％ 내지 1.2％이다. 여기서, Al 함유량은 0.02％ 이상인 것이 바람직하고, 0.1％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 또한, Al 함유량은 1.0％ 이하인 것이 바람직하고, 0.8％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 또한, Al이 대량으로 함유되어 있어도, 화성 처리성 및 용융 아연 도금 처리성은 저하되기 어렵다.
P는, 강도의 향상에 기여하므로, 필요로 하는 강도 레벨에 따라 함유되어 있어도 된다. 그러나 P 함유량이 0.06％를 초과하고 있으면, 입계에 편석하여 국부 연성이 저하되기 쉽고, 용접성이 저하되기 쉽다. 따라서, P 함유량은 0.06％ 이하이다. 여기서, P 함유량은 0.03％ 이하인 것이 바람직하고, 0.02％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, P 함유량을 0.001％ 미만으로 하기 위해서는, 제강 단계에서의 막대한 비용 상승이 필요하게 되고, 0％로 하기 위해서는, 더욱 막대한 비용 상승이 필요하게 된다. 따라서, P 함유량은 0％ 초과이며, 0.001％ 이상인 것이 바람직하다.
S는, MnS를 생성하여 국부 연성 및 용접성을 저하시킨다. 특히, S 함유량이 0.01％를 초과하고 있으면, 현저해진다. 따라서, S 함유량은 0.01％이다. 여기서, S 함유량은 0.007％ 이하인 것이 바람직하고, 0.005％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, S 함유량을 0.001％ 미만으로 하기 위해서는, 제강 단계에서의 막대한 비용 상승이 필요하게 되고, 0％로 하기 위해서는, 더욱 막대한 비용 상승이 필요하게 된다. 따라서, S 함유량은 0％ 초과이며, 0.001％ 이상인 것이 바람직하다.
N은, 불가피하게 포함되고, N 함유량이 0.01％를 초과하고 있으면, 시효성을 저하시킨다. 또한, AlN을 다량으로 생성하여 Al의 작용이 저하되어 버린다. 따라서, N 함유량은 0.01％ 이하이다. 여기서, N 함유량은 0.007％ 이하인 것이 바람직하고, 0.005％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, N 함유량을 0.0005％ 미만으로 하기 위해서는, 제강 단계에서의 막대한 비용 상승이 필요하게 되고, 0％로 하기 위해서는, 더욱 막대한 비용 상승이 필요하게 된다. 따라서, N 함유량은 0％ 초과이며, 0.0005％ 이상인 것이 바람직하다.
또한, 본 실시 형태에 관한 강판에, B, Mo, Cr, V, Ti, Nb, Ca 및 희토류 금속(REM)으로 이루어지는 군으로부터 선택된 1종 이상이, 이하에 나타내는 범위에서 함유되어 있어도 된다.
B는, 켄칭성의 확보에 기여하고, BN을 생성하여 유효 Al을 증대시킨다. 일반적으로, 페라이트 분율이 증가하면 우수한 신장을 확보할 수 있지만, 층상 조직으로 되어 국부 연성이 저하되는 경우가 있다. B는, 이러한 국부 연성의 저하를 억제한다. B 함유량이 0.00005％ 미만이면, 이들 작용을 얻기 어렵다. 한편, B 함유량이 0.005％를 초과하고 있으면, 인장 시험에서의 신장 및 사이드 벤드 시험에서의 신장 변형량(파단 신장 변형의 값)이 현저하게 저하된다. 따라서, B 함유량의 범위는 0.00005％ 내지 0.005％인 것이 바람직하다. 여기서, B 함유량은 0.0001％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.0005％ 이상인 것이 한층 더 바람직하다. 또한, B 함유량은 0.003％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.002％ 이하인 것이 한층 더 바람직하다.
Mo는, 강도의 확보 및 켄칭성의 향상에 기여한다. Mo 함유량이 0.01％ 미만이면, 이들 작용을 얻기 어렵다. 한편, Mo 함유량이 0.5％를 초과하고 있으면, 페라이트의 생성이 억제되어 연성이 저하된다. 또한, Mo 함유량이 0.5％를 초과하고 있으면, 충분한 화성 처리성 및 용융 아연 도금 처리성을 얻는 것이 곤란해지는 경우도 있다. 따라서, Mo 함유량의 범위는 0.01％ 내지 0.5％인 것이 바람직하다. 여기서, Mo 함유량은 0.03％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.05％ 이상인 것이 한층 더 바람직하다. Cr은, 강도의 확보 및 켄칭성의 향상에 기여한다. Cr 함유량이 0.01％ 미만이면, 이들 작용을 얻기 어렵다. 한편, Cr 함유량이 1.0％를 초과하고 있으면, 페라이트의 생성이 억제되어 연성이 저하된다. 또한, Cr 함유량이 1.0％를 초과하고 있으면, 충분한 화성 처리성 및 용융 아연 도금 처리성을 얻는 것이 곤란해지는 경우도 있다. 따라서, Cr 함유량의 범위는 0.01％ 내지 1.0％인 것이 바람직하다. 여기서, Cr 함유량은 0.1％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.2％ 이상인 것이 한층 더 바람직하다. 또한, Cr 함유량은 0.7％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.5％ 이하인 것이 한층 더 바람직하다.
V, Ti 및 Nb는, 강도의 확보에 기여한다. V 함유량이 0.01％ 미만, Ti 함유량이 0.01％ 미만, Nb 함유량이 0.005％ 미만이면, 이 작용을 얻기 어렵다. 한편, V 함유량이 0.1％를 초과하고, Ti 함유량이 0.1％를 초과하고, Nb 함유량이 0.05％를 초과하고 있으면, 인장 시험에서의 신장 및 사이드 벤드 시험에서의 신장 변형량이 현저하게 저하된다. 따라서, V 함유량의 범위는 0.01％ 내지 0.1％인 것이 바람직하고, Ti 함유량의 범위는 0.01％ 내지 0.1％인 것이 바람직하고, Nb 함유량의 범위는 0.005％ 내지 0.05％인 것이 바람직하다.
Ca 및 REM은, 개재물의 제어 및 구멍 확장성의 향상에 기여한다. Ca 함유량이 0.0005％ 미만, REM 함유량이 0.0005％ 미만이면, 이들 작용을 얻기 어렵다. 한편, Ca 함유량이 0.005％를 초과하고, REM 함유량이 0.005％를 초과하고 있으면, 인장 시험에서의 신장 및 사이드 벤드 시험에서의 신장 변형량이 현저하게 저하된다. 따라서, Ca 함유량의 범위는 0.0005％ 내지 0.005％인 것이 바람직하고, REM 함유량의 범위는 0.0005％ 내지 0.005％인 것이 바람직하다.
또한, 불가피적 불순물로서는 Sn 등을 들 수 있다. 이들 불가피적 불순물의 함유량이 0.01％ 이하인 경우, 실시 형태의 효과는 손상되지 않는다.
본 실시 형태에 관한 강판에서는, Al 함유량과 Si 함유량 사이에, 식 (A)의 관계가 성립한다.
Figure pct00005
여기서, [Al]은 Al 함유량(％)을 나타내고, [Si]는 Si 함유량(％)을 나타낸다.
종래의 고강도 강판에는 다량의 원소가 첨가되어 있어, 페라이트의 생성이 억제된다. 이로 인해, 조직의 페라이트 분율이 낮고, 다른 상(제2상)의 분율이 높다. 따라서, 특히 인장 강도가 980㎫ 이상의 DP 강에 있어서 신장이 현저하게 저하되어 있다. 이에 대해, Si 함유량을 많게 하거나, Mn 함유량을 낮게 하거나 함으로써 신장을 크게 하는 것은 가능하다. 그러나 Si 함유량을 많게 하면, 화성 처리성 및 용융 아연 도금 처리성이 저하되기 쉽다. 또한, Mn 함유량을 낮게 하면, 강도의 확보가 곤란해진다.
이러한 상황에 있어서, 본 발명자들은, 예의 검토한 결과, 상기한 Al의 효과를 발견하였다. 또한, Si 함유량 및 Al 함유량과, 성형성, 및 용융 아연 도금 처리성(도금 처리성) 및 화성 처리성의 관계를 조사한 결과, 도 1에 나타내는 결과가 얻어졌다. 즉, 「0.7×[Si]＋[Al]」의 값이 0.3 미만이면, 성형성이 불충분하였다. 또한, 「0.7×[Si]＋[Al]」의 값이 1.5를 초과하고 있으면, 양호한 화성 처리성 및 용융 아연 도금 처리성이 얻어지지 않았다. 이 결과로부터, 식 (A)의 관계가 만족되어 있는 경우에, 도금 처리성 및 화성 처리성을 확보하면서, 충분한 페라이트 분율을 확보하여 우수한 신장을 얻을 수 있다고 할 수 있다. 또한, 성형성과 인장 시험의 결과의 관계에 대해 검증한바, 성형성이 충분한 경우에는, 인장 시험에 의해 얻어지는 신장 EL(％) 및 인장 강도 TS(㎫)에 관해, 「EL×TS」의 값이 16000％㎫ 이상이며, 성형성이 불충분한 경우에는, 「EL×TS」의 값이 16000％㎫ 미만이었다.
또한, 성형성의 평가, 및 화성 처리성 및 용융 아연 도금성의 평가는, 예를 들어, 후술하는 실시예 No.1 내지 No.27 및 비교예 No.28 내지 No.43에 있어서의 평가와 마찬가지로 하여 행할 수 있다.
또한, 본 실시 형태에 관한 강판의 금속 조직에는, 페라이트 및 마르텐사이트가 포함되어 있다. 페라이트에는, 폴리고널 페라이트 및 베이니틱 페라이트가 포함된다. 마르텐사이트에는, 통상의 켄칭에 의해 얻어지는 마르텐사이트 및 600℃ 이하의 온도로 행해진 템퍼링에 의해 얻어지는 마르텐사이트가 포함된다. 본 실시 형태에서는, 이러한 금속 조직을 갖고 있으므로, 인장 강도 및 연성을 양립할 수 있다.
페라이트 분율 및 마르텐사이트 분율은 특별히 한정되지 않지만, 마르텐사이트 분율은 5％ 초과로 하는 것이 바람직하다. 이것은, 마르텐사이트 분율이 5％ 이하이면, 500㎫ 이상의 인장 강도를 얻기 어려워지기 때문이다. 또한, 페라이트 분율 및 마르텐사이트 분율의 보다 바람직한 범위는, 요구되는 인장 강도 및 신장에 따라 다르다. 즉, 페라이트 분율을 높이면, 신장을 확보할 수 있고, 마르텐사이트 분율을 높이면, 인장 강도를 확보할 수 있으므로, 신장 및 인장 강도의 밸런스에 기초하여 각각의 범위를 조정하는 것이 바람직하다. 예를 들어, 인장 강도가 500㎫ 내지 800㎫인 경우, 페라이트 분율의 범위는 50％ 내지 90％인 것이 바람직하고, 마르텐사이트 분율의 범위는 10％ 내지 40％인 것이 바람직하다. 인장 강도가 800㎫ 내지 1100㎫인 경우, 페라이트 분율의 범위는 20％ 내지 60％인 것이 바람직하고, 마르텐사이트 분율의 범위는 30％ 내지 60％인 것이 바람직하다. 인장 강도가 1100㎫을 초과하고 있는 경우, 페라이트 분율은 30％ 이하인 것이 바람직하고, 마르텐사이트 분율은 40％ 이상인 것이 바람직하다.
또한, 본 실시 형태에 관한 강판의 금속 조직에는, 베이나이트도 포함되는 것이 바람직하고, 베이나이트 분율의 범위는 10％ 내지 40％인 것이 바람직하다. 그러나 인장 강도를 확보하기 위해서는, 베이나이트의 분율을 늘리는 것보다도 마르텐사이트 분율을 늘리는 것이 유효하고, 마르텐사이트 쪽이 적은 분율로 필요로 하는 인장 강도를 확보할 수 있다. 그리고 그만큼 페라이트 분율을 늘리고, 신장을 높이는 것이 가능해진다. 따라서, 마르텐사이트 분율이 베이나이트 분율보다도 높은 것이 바람직하다. 또한, 금속 조직 중에 오스테나이트가 잔존하고 있으면, 2차 가공 취성 및 지연 파괴 특성이 저하되기 쉽다. 이로 인해, 잔류 오스테나이트가 실질적으로 포함되어 있지 않은 것이 바람직하지만, 불가피하게 3％ 미만의 잔류 오스테나이트가 포함되어 있어도 된다.
또한, 본 실시 형태에 관한 강판에서는, 나노인덴터를 사용하여 100개소 이상에서 측정된 경도에 관한 식 (B)로 정의되는 평균값 Yave가 40 이상이다.
Figure pct00006
여기서, n은 경도의 측정 개소의 총수를 나타내고, Xi는 제i번째(i는 n 이하의 자연수)의 측정 개소에서의 경도(㎬)를 나타낸다.
본 발명자들은, 차체 등에 사용되는 강판의 성형성을 나타내는 지표로서, 신장 및 구멍 확장값보다도, 사이드 벤드 시험에서 계측한 신장 변형량 ε 쪽이 우수한 것을 발견하였다. 또한, 신장 변형량 ε을 크게 할수록, 성형성이 양호해지는 것도 발견하였다.
또한, 본 발명자들은, 도 2에 나타내는 바와 같이, 식 (B)의 평균값 Yave를 크게 할수록, 신장 변형량 ε(％)과 인장 강도 TS(㎫)의 곱 「ε×TS」의 값이 커지는 것도 발견하였다. 그리고 「ε×TS」의 값이 40000％㎫ 이상이면, 양호한 성형성을 얻을 수 있었다. 이것으로부터, 평균값 Yave가 40 이상이면, 양호한 성형성을 얻을 수 있다고 할 수 있다. 또한, 평균값 Yave의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 본 발명자들이 행한 시험에서 얻어진 평균값 Yave의 최대값은 250이었다.
또한, 곱 「ε×TS」의 값이 40000％㎫ 이상인 경우에, 또한, 신장 EL(％) 및 인장 강도 TS(㎫)의 곱 「EL×TS」의 값이 16000％㎫ 이상이면, 보다 바람직하고, 보다 성형성이 우수한 것도 알 수 있었다.
또한, 사이드 벤드 시험에서는, 절결부가 형성된 단부면에 면 내 굽힘을 가하고, 관통 균열이 발생하였을 때의 신장 변형량을 측정한다. 도 3에 시험편의 형상을 도시한다. 신장 플랜지성을 평가하기 위해, 시험편(1)에는 큰 곡률 반경의 절결부(2)가 형성되어 있다. 또한, 시험 후의 신장 변형량을 측정하기 위해, 금긋기선(scribe line)이 형성되어 있다. 시험이 개시되면, 시험편(1)은 둘레 방향으로 인장 응력을 받으면서 구부려져 파단한다. 사이드 벤드 시험에서는, 판 두께 방향의 관통 균열이 발생하였을 때에 「파단」이 발생하였다고 판정한다. 즉, 구멍 확장 시험과 달리, 관통 균열 후의 신장 변형은 균열의 크기에 영향받지 않는다. 이로 인해, 균열 판정의 편차는 발생하지 않는다.
본 실시 형태에 따르면, 식 (A)로 나타내어지는 Si 함유량 및 Al 함유량의 관계를 적절한 것으로 하는 동시에, 식 (B)로 나타내어지는 경도 분포를 적당한 것으로 하고 있으므로, 성형성, 및 용융 아연 도금 처리성 및 화성 처리성을 양립할 수 있다.
또한, 식 (B)로 나타내어지는 경도 분포는 사이드 벤드 시험의 결과를 반영하고 있고, 사이드 벤드 시험의 결과는, 성형성을 나타내는 종래의 지표인 신장 및 구멍 확장성보다도, 자동차 부품 등의 성형성을 보다 고정밀도로 나타낼 수 있다.
또한, 본 실시 형태에 관한 강판의 강도는 특별히 한정되지 않지만, 조성에 따라, 예를 들어, 590㎫ 내지 1500㎫ 정도의 인장 강도가 얻어진다. 성형성, 및 용융 아연 도금 처리성 및 화성 처리성의 양립의 효과는, 특히 980㎫ 이상의 고강도 강판에서 현저하다.
상술한 바와 같은 본 실시 형태에 관한 강판을 제조하기 위해서는, 상술한 조성의 강을 사용하여, 예를 들어, 일반적으로 행해지고 있는 열연 강판의 제조 방법, 냉연 강판의 제조 방법, 또는 도금 강판의 제조 방법과 마찬가지의 처리를 행하면 된다. 예를 들어, 강대의 냉간 압연에 의한 냉연 강대의 취득 및 냉연 강대의 연속 어닐링을 행한다. 또한, 강의 열간 압연에 의한 열간 강대의 취득, 열간 강대의 산세, 열간 강대의 냉간 압연에 의한 냉연 강대의 취득, 냉연 강대의 연속 어닐링 및 냉연 강대의 조질 압연을 이 순으로 실시해도 된다. 또한, 연속 어닐링 후에 용융 아연 도금 처리를 실시해도 된다. 이 경우, 예를 들어, 조질 압연은 용융 아연 도금 처리 후에 행하면 된다.
예를 들어, 열간 압연은 일반적인 조건하에서 실시하면 된다. 단, 페라이트 립에 변형이 과도하게 가해져 가공성이 저하되는 것을 방지하기 위해, 열간 압연을 Ar3점 이상의 온도에서 행하는 것이 바람직하다. 또한, 940℃를 초과하는 온도에서 열간 압연을 행하면, 어닐링 후의 재결정립 직경이 과잉으로 조대화되는 경우가 있다. 이로 인해, 열간 압연은 940℃ 이하에서 행하는 것이 바람직하다. 열간 압연의 권취 온도가 높을수록, 재결정 및 입성장이 촉진되어, 가공성이 향상된다. 그러나 권취 온도가 550℃를 초과하고 있으면, 열간 압연 시에 발생하는 스케일의 생성도 촉진된다. 이로 인해, 산세에 필요로 하는 시간이 길어지는 경우가 있다. 또한, 페라이트 및 펄라이트가 층상으로 생성되어 C가 불균일하게 확산되기 쉬워진다. 따라서, 권취 온도는 550℃ 이하인 것이 바람직하다. 한편, 권취 온도가 400℃ 미만이면, 강판이 경화되어 냉간 압연 시에서의 부하가 높아진다. 따라서, 권취 온도는 400℃ 이상인 것이 바람직하다.
산세는 일반적인 조건하에서 실시하면 된다.
산세 후의 냉간 압연도 일반적인 조건하에서 실시하면 된다. 또한, 냉간 압연의 압하율의 범위는 30％ 내지 70％인 것이 바람직하다. 압하율이 30％ 미만이면, 강판의 형상의 교정이 곤란해지는 경우가 있고, 압하율이 70％를 초과하고 있으면, 강판의 엣지부에 균열이 발생하거나, 형상의 흐트러짐이 발생하거나 하기 때문이다.
또한, 냉간 압연은 복수의 스탠드를 구비한 탠덤식 압연기를 사용하여 연속하여 행하고, 최초의 스탠드에 있어서의 냉연율 r1(％) 및 연속 어닐링 설비에 있어서의 최초의 가열대에서의 승온 속도 V(℃/sec)는, 식 (C)의 관계를 만족하고 있는 것이 바람직하다. 여기서, 연속 어닐링 설비에는, 냉연 강판의 제조 라인에 설치된 연속 어닐링 설비 및 연속 용융 아연 도금 강판의 제조 라인에 설치된 연속 어닐링 설비가 포함된다.
Figure pct00007
본 발명자들은, 냉연율 r1과 승온 속도 V의 관계를 조사한 결과, 도 4에 나타내는 결과가 얻어졌다. 상술한 바와 같이, 「ε×TS」의 값이 40000％㎫ 이상이면, 양호한 성형성을 얻을 수 있다. 따라서, 도 4에는, 「ε×TS」의 값이 40000％㎫ 이상의 조건을 「○」로 나타내고, 「ε×TS」의 값이 40000％㎫ 미만의 조건을 「×」로 나타내고 있다. 「r10 .85×V」의 값이 50 미만이면, 페라이트가 지나치게 연해져, 경질상과의 경도차가 커진다. 한편, 「r10 .85×V」의 값이 300을 초과하고 있으면, 미재결정의 비율이 지나치게 높아져 성형성이 저하된다. 또한, 「r10.85×V」의 값은 100 이상인 것이 보다 바람직하고, 250 이하인 것이 보다 바람직하다.
연속 어닐링은, Ac1점의 온도 이상, Ac3점의 온도 ＋100℃ 이하의 범위에서 행하는 것이 바람직하다. 연속 어닐링을 Ac1점의 온도 미만에서 행하면, 조직이 불균일해지기 쉽다. 한편, 연속 어닐링을 Ac3점의 온도 ＋100℃를 초과하는 온도에서 행하면, 오스테나이트의 조대화에 의해 페라이트의 생성이 억제되어, 신장이 저하된다. 또한, 경제적인 관점에서 어닐링 온도는 900℃ 이하인 것이 바람직하다. 어닐링 시간에 관해, 층상의 조직을 해소하기 위해서는 30초간 이상 유지하는 것이 바람직하다. 한편, 30분간 이상 유지하면 효과가 포화되고, 생산성이 저하된다. 따라서, 어닐링 시간의 범위는 30초간 내지 30분간으로 하는 것이 바람직하다.
연속 어닐링의 냉각에서는, 종료 온도를 600℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 종료 온도가 600℃를 초과하고 있으면, 오스테나이트가 잔류하기 쉬워져, 2차 가공 취성 및 지연 파괴 특성이 저하되기 쉽다.
또한, 연속 어닐링 후에, 600℃ 이하의 템퍼링 처리를 행해도 된다. 이러한 템퍼링 처리를 행함으로써, 예를 들어, 구멍 확장성 및 취성을 보다 양호한 것으로 할 수 있다.
본 발명자들은, 연속 어닐링 후에 용융 아연 도금 처리를 실시하는 경우, 용융 아연 도금 처리 후에, 냉연 강대를 400℃ 내지 650℃의 온도로, 식 (D)의 관계를 만족하는 시간(t초간) 유지하는 것이 바람직하다.
Figure pct00008
여기서, [C]는 C 함유량(％)을 나타내고, [Mn]은 Mn 함유량(％)을 나타내고, [Cr]은 Cr 함유량(％)을 나타내고, [Mo]는 Mo 함유량(％)을 나타낸다.
본 발명자들은, 용융 아연 도금 처리 후에 냉연 강대를 400℃ 내지 650℃의 온도로 유지할 때의 유지 시간에 대해 조사한 결과, 도 5에 나타내는 결과가 얻어졌다. 도 5 중의 ○는 충분한 인장 강도가 얻어진 것을 나타내고, ×는 인장 강도가 비교적 낮았던 것을 나타낸다. 도 5에 나타내는 바와 같이, 유지 시간 t(s)의 값이 식 (D)의 우변(질량％)의 값을 초과하고 있으면, 인장 강도가 비교적 낮았다. 이것은, 베이나이트가 과잉으로 생성되어, 충분한 마르텐사이트 분율을 확보하는 것이 곤란해졌기 때문이다.
실시예
다음으로, 본 발명자들이 행한 실험에 대해 설명한다.
우선, 진공 용해로를 사용하여, 표 1에 나타내는 조성을 갖는 실시예 No.1 내지 No.34 및 비교예 No.35 내지 No.52의 강을 제작하였다. 이어서, 강을 냉각하고, 응고시킨 후, 1200℃까지 재가열하고, 880℃에서 열간 압연의 마무리 압연을 행하였다. 그 후, 500℃까지 냉각하고, 500℃로 1시간 유지하여 열연판을 얻었다. 이 500℃에서의 1시간의 유지는, 열간 압연의 권취 시의 열처리를 재현한다. 계속해서, 열연판으로부터 산세에 의해 스케일을 제거하고, 그 후에, 표 4에 나타내는 냉연율 r로 냉간 압연을 행하여 냉연판을 얻었다. 이어서, 연속 어닐링 시뮬레이터를 사용하여, 표 4에 나타내는 승온 속도 V로 냉연판을 승온시키고, 770℃에서 60초간의 어닐링을 행하였다. 그 후, 용융 아연 도금을 실시하고, 합금화로에 의해 합금화 처리하여 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조하였다.
그리고 인장 시험에서 신장 EL(％) 및 인장 강도 TS(㎫)를 측정하고, 사이드 벤드 시험에서 신장 변형량 ε(％)을 측정하였다. 인장 시험에서는 JIS 5호편을 사용하였다. 사이드 벤드 시험은, 상기한 요령으로 실시하였다. 그리고 「EL×TS」의 값 및 「ε×TS」의 값을 구하였다. 이들 결과를 표 2에 나타낸다. 적어도 「ε×TS」의 값이 40000％㎫ 이상이면, 인장 강도 및 연성이 양립하고 있다고 할 수 있고, 「EL×TS」의 값이 16000％㎫ 이상이면, 인장 강도 및 연성이 보다 양호하다고 할 수 있다.
또한, 광학 현미경을 사용하여 금속 조직을 관찰하였다. 이때, 페라이트는 나이탈 에칭 후에 관찰하고, 마르텐사이트는 레페라 에칭 후에 관찰하였다. 그리고 페라이트 분율 및 마르텐사이트 분율을 산출하였다. 또한, 강판의 표층으로부터 1/4 두께까지 화학 연마한 면을 X선 회절에 제공하여, 잔류 오스테나이트 분율을 산출하였다. 이들 결과를 표 2에 나타낸다.
또한, 나노인덴터를 사용하여, 1시료에 대해 300점에서 경도 X1 내지 X300을 측정하였다. 이때, 나노인덴터로서 HYSITRON사의 「TRIBOINDENTER」를 사용하고, 측정 간격은 3㎛로 하였다. 그리고 경도 X1 내지 X300으로부터 평균값 Yave를 산출하였다. 이 결과를 표 3에 나타낸다.
또한, 화성 처리성 및 용융 아연 도금 처리성의 평가도 행하였다. 화성 처리성의 평가에서는, 인산염 처리 약제를 사용하여 표준 사양에서 처리한 후, 화성 피막의 성상을 육안 및 주사형 전자 현미경으로 관찰하였다. 그리고 강판 기초를 치밀하게 피복하고 있는 것을 양호, 그렇지 않은 것을 불량으로 판단하였다. 인산염 처리 약제로서는, 통상의 자동차용 약제인 일본 파커라이징사의 「Bt3080」을 사용하였다. 용융 아연 도금 처리성의 평가에서는, 식 (C)가 만족되는 조건하에서 어닐링을 행한 후에, 용융 아연 도금 시뮬레이터를 사용하여 용융 아연 도금 처리를 행하고, 육안으로 관찰하였다. 그리고 도금막이 도금면의 90％ 이상의 면적에서 균일하게 형성되어 있는 것을 양호, 그렇지 않은 것을 불량으로 하였다. 그리고 화성 처리성의 평가 및 용융 아연 도금 처리성의 평가의 양쪽에서 양호한 것을, 표 3 중에 「○」로 나타내고, 적어도 한쪽에서 불량한 것을 「×」로 나타냈다. 또한, 용융 아연 도금 처리 후에는, 표 4에 나타내는 시간, 500℃로 유지하였다.
Figure pct00009
Figure pct00010
Figure pct00011
Figure pct00012
표 1 내지 표 4에 나타내는 결과로부터 인정되는 바와 같이, 실시예 No.1 내지 No.34에서는, 양호한 용융 아연 도금성 및 화성 처리성이 얻어지고, 또한, 높은 인장 강도 및 양호한 성형성이 얻어졌다. 즉, 강도 및 연성이 양립하고 있었다. 특히, 식 (D)를 만족하는 실시예 No.1 내지 No.32에서는, 실시예 No.33 및 No.34보다도, 「El×TS」의 값 및 「ε×TS」의 값이 높았다.
한편, 강의 성분이 본 발명의 범위로부터 벗어나는 비교예 No.35, No.36 및 No.39 내지 No.43에서는, 「El×TS」의 값이 16000％㎫ 미만, 「ε×TS」의 값이 40000％㎫ 미만으로 성형성 및 인장 강도를 양립할 수 없었다. 또한, 강의 성분이 본 발명이 범위로부터 벗어나는 비교예 No.37, No.38 및 No.44에서는, 용융 아연 도금성 및 화성 처리성이 낮았다.
식 (A)를 만족하지 않는 비교예 No.45에서는, 「El×TS」의 값이 16000％㎫ 미만, 「ε×TS」의 값이 40000％㎫ 미만으로, 성형성 및 인장 강도를 양립할 수 없고, 용융 아연 도금성 및 화성 처리성도 낮았다. 또한, 식 (A)를 만족하지 않는 비교예 No.46에서는, 용융 아연 도금성 및 화성 처리성이 낮았다.
식 (B) 및 식 (C)를 만족하지 않는 비교예 No.47 및 No.48에서는, 「ε×TS」의 값이 40000％㎫ 미만으로, 성형성 및 인장 강도를 양립할 수 없었다.
식 (C)를 만족하지 않는 비교예 No.49 및 No.50에서는, 「El×TS」의 값이 16000％㎫ 미만, 「ε×TS」의 값이 40000％㎫ 미만으로, 성형성 및 인장 강도를 양립할 수 없었다.
식 (D)를 만족하지 않는 비교예 No.51 및 No.52에서는, 「El×TS」의 값이 16000％㎫ 미만, 「ε×TS」의 값이 40000％㎫ 미만으로, 성형성 및 인장 강도를 양립할 수 없었다.
본 발명은, 예를 들어, 차체에 사용되는 성형성이 우수한 고강도 강판의 관련 산업에 있어서 이용할 수 있다.

Claims (8)

  1. 질량％로,
    C:0.03％ 내지 0.20％,
    Si:0.005％ 내지 1.0％,
    Mn:1.0％ 내지 3.1％ 및
    Al:0.005％ 내지 1.2％를 함유하고,
    P 함유량이 0％ 초과, 또한 0.06％ 이하이며,
    S 함유량이 0％ 초과, 또한 0.01％ 이하이며,
    N 함유량이 0％ 초과, 또한 0.01％ 이하이며,
    잔량부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고,
    금속 조직이 페라이트 및 마르텐사이트를 포함하고,
    Al 함유량(％) 및 Si 함유량(％)에 대해, 식 (A)의 관계가 성립하고,
    나노인덴터를 사용하여 100개소 이상에서 측정된 경도에 관한 식 (B)로 정의되는 평균값 Yave가 40 이상인 것을 특징으로 하는, 성형성이 우수한 고강도 강판.
    Figure pct00013

    Figure pct00014

    {[Al]은 Al 함유량(％)을 나타내고, [Si]는 Si 함유량(％)을 나타내고, n은 경도의 측정 개소의 총수를 나타내고, Xi는 제i번째(i는 n 이하의 자연수)의 측정 개소에서의 경도(㎬)를 나타냄.}
  2. 제1항에 있어서, 또한 질량％로,
    B:0.00005％ 내지 0.005％,
    Mo:0.01％ 내지 0.5％,
    Cr:0.01％ 내지 1.0％,
    V:0.01％ 내지 0.1％,
    Ti:0.01％ 내지 0.1％,
    Nb:0.005％ 내지 0.05％,
    Ca:0.0005％ 내지 0.005％ 및
    REM:0.0005％ 내지 0.005％
    로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종을 갖는 것을 특징으로 하는, 성형성이 우수한 고강도 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 고강도 강판이 냉연 강판인 것을 특징으로 하는, 성형성이 우수한 고강도 강판.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 고강도 강판이 용융 아연 도금 강판인 것을 특징으로 하는, 성형성이 우수한 고강도 강판.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 금속 조직 중의 마르텐사이트 분율이 5％ 초과인 것을 특징으로 하는, 성형성이 우수한 고강도 강판.
  6. 열간 압연을 행하여 열연 강대를 얻는 공정과,
    다음으로, 상기 열연 강대의 산세를 행하는 공정과,
    다음으로, 복수의 스탠드를 구비한 탠덤식 압연기를 사용하여 강대의 냉간 압연을 행하여 냉연 강대를 얻는 공정과,
    다음으로, 연속 어닐링 설비에 의해 상기 냉연 강대의 연속 어닐링을 행하는 공정과,
    다음으로, 상기 냉연 강대의 조질 압연을 행하는 공정을 갖고,
    상기 강대는, 질량％로,
    C:0.03％ 내지 0.20％,
    Si:0.005％ 내지 1.0％,
    Mn:1.0％ 내지 3.1％ 및
    Al:0.005％ 내지 1.2％를 함유하고,
    P 함유량이 0％ 초과, 또한 0.06％ 이하이며,
    S 함유량이 0％ 초과, 또한 0.01％ 이하이며,
    N 함유량이 0％ 초과, 또한 0.01％ 이하이며,
    잔량부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고,
    상기 복수의 스탠드 중 최초의 스탠드에 있어서의 냉연율 및 상기 연속 어닐링 설비에 있어서의 최초의 가열대에서의 승온 속도에 대해, 식 (C)의 관계가 성립하는 것을 특징으로 하는, 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
    Figure pct00015

    [r1은 상기 냉연율(％)을 나타내고, V는 상기 승온 속도(℃/s)를 나타냄.]
  7. 제6항에 있어서, 상기 연속 어닐링 후에,
    상기 냉연 강대에 용융 아연 도금 처리를 행하는 공정과,
    다음으로, 상기 냉연 강대의 조질 압연을 행하는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는, 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
  8. 제7항에 있어서, 상기 용융 아연 도금 처리를 행하는 공정 후에, 상기 냉연 강대를 400℃ 내지 650℃의 온도로 t초간 유지하는 공정을 갖고,
    식 (D)의 관계가 성립하는 것을 특징으로 하는, 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
    Figure pct00016

    {[C]는 C 함유량(％)을 나타내고, [Mn]은 Mn 함유량(％)을 나타내고, [Cr]은 Cr 함유량(％)을 나타내고, [Mo]는 Mo 함유량(％)을 나타냄.}
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