KR20120127733A

KR20120127733A - 가공성이 우수한 초고강도 강판 및 그의 제조 방법

Info

Publication number: KR20120127733A
Application number: KR1020127025368A
Authority: KR
Inventors: 무네아키 이케다; 유키히로 우츠미; 마사아키 미우라
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2010-03-29
Filing date: 2011-03-25
Publication date: 2012-11-23
Also published as: JP2011225975A; US9738956B2; CN102869801A; KR101470719B1; CN102869801B; WO2011122487A1; JP5771034B2; US20130008570A1

Abstract

강도?신도 밸런스 및 굽힘 가공성의 양쪽이 우수한 인장 강도 1100MPa 이상의 초고강도 강판, 및 그의 제조 방법을 제공한다.
강판의 금속 조직이 마르텐사이트와, 베이니틱 페라이트 및 폴리고날 페라이트의 연질상을 갖고, 상기 마르텐사이트는 50면적% 이상, 상기 베이니틱 페라이트는 15면적% 이상, 상기 폴리고날 페라이트는 5면적% 이하(0면적%를 포함함)이며, 상기 연질상의 원 상당 직경을 측정했을 때, 그의 변동계수(표준편차/평균치)가 1.0 이하이고, 인장 강도가 1100MPa 이상인 초고강도 강판.

Description

가공성이 우수한 초고강도 강판 및 그의 제조 방법{ULTRA HIGH STRENGTH STEEL PLATE HAVING EXCELLENT WORKABILITY, AND PRODUCTION METHOD FOR SAME}

본 발명은, 인장 강도 1100MPa 이상의 초고강도를 갖는 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판, 및 이들의 제조 방법에 관한 것이다. 상세하게는, 상기 강판의 가공성을 개선하는 기술에 관한 것이다.

예컨대, 자동차, 수송기, 가전제품, 건재 등 광범위한 용도로 고강도 강판이 사용되고 있다. 자동차나 수송기 등에 있어서는, 저연비화를 실현하기 위해 자동차 등을 경량화할 것이 요망되고 있다. 자동차 등에는 특히 충돌 안전성이 요구되고 있고, 필러 등의 구조 부품이나 범퍼, 임팩트 빔 등의 보강 부품에도 한층더 고강도화가 요구되고 있다. 방청성이 요구되는 부재에는, 용융 아연 도금 강판(이하, GI 강판이라고 함)이나, GI 강판에 합금화 처리가 실시된 합금화 용융 아연 도금 강판(이하, GA 강판이라고 함)도 이용되고 있다. GI 강판 및 GA 강판은 방청성이 우수하다. 그러나, 강판을 고강도화하면 신도(연성)가 열화되기 때문에 가공성이 나빠진다. 그래서, 상기 강판에는, 가공성을 열화시키지 않기 위해 강도와 신도의 밸런스가 양호할 것이 요구되고 있다. 또한, 상기 강판에는, 가공 시에 깨짐이 발생하지 않고, 굽힘 가공성이 양호할 것도 요구되고 있다.

고강도 강판의 가공성(강도?신도 밸런스 및 굽힘 가공성)을 개선하는 기술로서 특허문헌 1 내지 4가 개시되어 있다. 이들 중 특허문헌 1에는, 강판의 금속 조직을, 50% 이상의 페라이트상과 10% 이상의 마르텐사이트상을 포함하고, 상기 페라이트상에서 차지하는 베이니틱 페라이트상의 면적률을 20?80%, 상기 마르텐사이트상의 평균 입경을 10㎛ 이하로 하는 것에 의해, 780MPa 이상의 인장 강도이고, 또한 구멍 확장성과 굽힘성을 개선한 고강도 GI 강판이 기재되어 있다. 상세하게는, 충분한 연성을 확보하기 위해 연성이 풍부한 연질인 페라이트상의 면적률을 50% 이상으로 하고, 제 2 상인 마르텐사이트량을 증가시켜 강도를 확보하기 위해 Cr을 다량으로 첨가하고 있다.

특허문헌 2에는, 마르텐사이트상이 50?90체적%, 경질 베이나이트상이 5?35체적%, 연질 베이나이트상이 35체적% 이하, 잔류 오스테나이트가 0.1?5체적%로 이루어지고, 인장 강도가 1100MPa 이상이며, 구멍 확장률이 40% 이상인 냉연 박강판이 개시되어 있다. 그러나, 이 냉연 박강판은 경질 베이나이트상을 포함하고 있기 때문에, 신도가 낮아지고, 강도-신도 밸런스와 굽힘성을 양립시키기 어렵다고 생각된다. 게다가, 경질 베이나이트상을 얻기 위해서는 느린 냉각과 급속 냉각을 조합하여 행하지 않으면 안 되고, 이러한 냉각을 행하기 위한 설비가 필요하게 되어 비용이 높아진다.

특허문헌 3에는, 마르텐사이트 조직을 활용하여 고강도화를 도모함과 함께, 강판 중의 C량을 0.16% 이상으로 한 뒤에, 상부 베이나이트 변태를 활용함으로써, TRIP(Transformation Induced Plasticity; 변태 유기 소성) 효과를 얻는 데에 있어서 유리한 안정적인 잔류 오스테나이트를 확보(구체적으로는, 5% 이상 50% 이하)할 수 있고, 우수한 성형성을 갖는 인장 강도 980MPa 이상의 고강도 강판이 개시되어 있다.

특허문헌 4에는, Nb와 Mo를 복합 첨가한 강판에 있어서, 금속 조직이 베이나이트, 베이니틱 페라이트, 탄소량이 0.1% 미만 또는 비커스 경도가 450 이하인 마르텐사이트 중 1상 또는 2상 이상을 합계로 70% 이상 함유하며, 잔류 오스테나이트를 3% 미만으로 제한하고, 인장 강도가 800MPa 이상인 구멍 확장성이 우수한 고강도 강판이 개시되어 있다.

일본 특허공개 2009-149937호 공보 일본 특허공개 2007-177271호 공보 일본 특허공개 2010-65272호 공보 일본 특허 제4102281호 공보

상기 고강도 강판에 요구되는 강도는 최근 더욱더 높아지고 있고, 초고강도로 불리는 1100MPa 이상의 인장 강도가 요구되고 있다. 그러나, 이들 강판을 초고강도화하면 신도가 한층 열화되기 때문에, 강도?신도 밸런스가 한층더 나빠져, 가공성이 더욱더 열화된다. 또한, 초고강도화에 의해 굽힘 가공성도 나빠져, 가공성이 더욱더 열화된다.

본 발명은 상기와 같은 사정에 착안하여 이루어진 것으로, 그의 목적은, 강도?신도 밸런스 및 굽힘 가공성의 양쪽이 우수한 인장 강도 1100MPa 이상의 초고강도 강판, 및 그의 제조 방법을 제공하는 것에 있다.

상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명에 따른 초고강도 강판은, C: 0.05?0.25%(질량%의 의미. 이하, 성분에 대하여 동일), Si: 0.5?2.5%, Mn: 2.0?4%, P: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음), S: 0.05% 이하(0%를 포함하지 않음), Al: 0.01?0.1% 및 N: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않음)를 만족하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 강판이다. 그리고, 상기 강판의 금속 조직은, 마르텐사이트와, 연질상인 베이니틱 페라이트 및 폴리고날 페라이트를 갖고, 금속 조직 전체에 대한 비율은, 상기 마르텐사이트는 50면적% 이상, 상기 베이니틱 페라이트는 15면적% 이상, 상기 폴리고날 페라이트는 5면적% 이하(0면적%를 포함함)이며, 상기 연질상의 원 상당 직경을 측정했을 때, 그의 변동계수(표준편차/평균치)가 1.0 이하로 억제되어 있고, 인장 강도가 1100MPa 이상이라는 점에 요지를 갖고 있다.

상기 강판은, 추가로 다른 원소로서,

(a) Ti: 0.10% 이하(0%를 포함하지 않음), Nb: 0.2% 이하(0%를 포함하지 않음) 및 V: 0.2% 이하(0%를 포함하지 않음)로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종,

(b) Cr: 1% 이하(0%를 포함하지 않음), Cu: 1% 이하(0%를 포함하지 않음) 및 Ni: 1% 이하(0%를 포함하지 않음)로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종,

(c) Mo: 1% 이하(0%를 포함하지 않음) 및/또는 W: 1% 이하(0%를 포함하지 않음),

(d) B: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음),

(e) Ca: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음), Mg: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음) 및 REM: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음)로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종

등을 함유해도 좋다.

본 발명에는, 상기 초고강도 강판의 표면에 용융 아연 도금층이 형성되어 있는 초고강도 용융 아연 도금 강판도 포함되고, 이 초고강도 용융 아연 도금 강판은 가공성이 우수한 것이 된다. 또한, 본 발명에는, 상기 초고강도 용융 아연 도금 강판에 합금화 처리를 실시하여 얻어진 초고강도 합금화 용융 아연 도금 강판도 포함되고, 이 초고강도 합금화 용융 아연 도금 강판은 가공성이 우수한 것이 된다.

본 발명에 따른 상기 초고강도 강판은, 상기 성분 조성을 만족하는 열연 강판을, 냉연율 CR(%)이 하기 수학식 1을 만족하도록 냉간 압연한 후, Ac₃점-10℃ 이상 Ac₃점+50℃ 이하의 온도 범위에서 균열(均熱) 처리하고, 이어서 550℃ 이하 450℃ 이상의 냉각 정지 온도까지 냉각하는 것에 의해 제조할 수 있다. 또한, 본 발명에 따른 상기 초고강도 용융 아연 도금 강판은, 상기 제조 방법으로 얻어진 초고강도 강판에 용융 아연 도금을 실시하는 것에 의해 제조할 수 있다. 추가로, 상기 용융 아연 도금을 실시한 후, 합금화 처리를 행하는 것에 의해 상기 초고강도 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조할 수 있다. 하기 수학식 1 중, [ ]는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다.

[수학식 1]

0.4×CR-400×[Ti]-250×[Nb]-150×[V]+10×[Si]-10×[Mn]+10 ≥ 0

본 발명에서는, 마르텐사이트를 주체로 하고, 연질상인 베이니틱 페라이트 및 폴리고날 페라이트를 갖는 금속 조직으로 하며, 상기 연질상에 대하여 베이니틱 페라이트를 소정량 이상 생성시키는 한편, 상기 폴리고날 페라이트의 생성량을 소정치 이하로 억제하고, 또한 상기 연질상의 원 상당 직경의 편차를 저감하고 있기 때문에, 1100MPa 이상의 초고강도이고, 게다가 가공성(강도?신도 밸런스 및 굽힘 가공성)이 우수한 초고강도 강판, 초고강도 GI 강판 및 초고강도 GA 강판을 제공할 수 있다.

도 1은 상기 수학식 1의 좌변의 값(Z값)과 연질상의 원 상당 직경의 변동계수의 관계를 나타낸 그래프이다.
도 2는 냉연율 CR(%)과 X값(400×[Ti]+250×[Nb]+150×[V]-10×[Si]+10×[Mn]-10)의 관계를 나타낸 그래프이다.

본 발명자들은, 인장 강도 1100MPa 이상의 초고강도 강판, 초고강도 GI 강판 및 초고강도 GA 강판의 가공성(강도?신도 밸런스 및 굽힘 가공성)을 개선하기 위해, 특히 금속 조직에 착안하여 예의 검토를 거듭해 왔다. 그 결과, 이들 강판의 금속 조직을 마르텐사이트 주체로 하여 1100MPa 이상의 인장 강도를 확보하고, 또한 제 2 상으로서 베이니틱 페라이트와 폴리고날 페라이트의 연질상을 생성시킴과 함께, 폴리고날 페라이트의 생성을 억제하고, 베이니틱 페라이트의 생성을 촉진하며, 또한 연질상의 크기 편차(변동계수)를 적절히 제어하면, 초고강도 영역에서의 가공성이 비약적으로 향상된다는 것을 발견하여, 본 발명을 완성했다. 이 중 연질상의 크기의 변동계수는 원하는 특성을 확보하기 위해 매우 중요한 요건이며, 금속 조직의 분율이 상기 범위를 만족하고 있어도 이 변동계수가 본 발명의 범위를 벗어나면, 초고강도역에서의 강도?신도 밸런스 및 굽힘 가공성(특히 굽힘 가공성)이 저하된다는 것이 밝혀졌다(후기하는 실시예 참조).

우선, 본 발명을 완성한 경위를 설명한다.

본 발명자들은, 1100MPa 이상의 인장 강도를 확보하면서 굽힘 가공 시의 깨짐 발생을 방지하고, 또한 강도?신도 밸런스를 개선하기 위해, 강판의 금속 조직을 마르텐사이트 주체(구체적으로는, 금속 조직에 대하여 50면적% 이상)로 하고, 폴리고날 페라이트의 생성은 억제하며(구체적으로는, 금속 조직에 대하여 5면적% 이하), 폴리고날 페라이트보다도 경질이고 또한 마르텐사이트보다도 신도가 우수한 베이니틱 페라이트를 적극적으로 생성(구체적으로는, 금속 조직에 대하여 15면적% 이상)시키기로 했다. 그런데, 이와 같이 금속 조직을 제어하는 것에 의해서도 굽힘 가공 시에 깨짐이 발생하거나, 강도?신도 밸런스가 여전히 나쁜 경우가 있었다.

그래서 더욱 검토한 바, 상기 폴리고날 페라이트 및 상기 베이니틱 페라이트(이하, 합쳐서 연질상이라고 한다)의 크기 편차(본 발명에서는 원 상당 직경의 변동계수로 평가한다)가 굽힘 가공 시의 깨짐 발생 및 강도?신도 밸런스에 크게 영향을 미치고 있다는 것이 분명해졌다. 상기 연질상의 원 상당 직경을 복수회 측정했을 때에, 그의 평균치가 동일해도 측정치에 편차가 있을 때에는 굽힘 가공 시에 깨짐이 발생하기 쉽고, 게다가 강도?신도 밸런스가 열화된다는 것이 판명되었다. 원 상당 직경의 측정치에 편차가 생긴 경우는, 굽힘 가공 시에 응력이 균일하게 부여되지 않고, 원 상당 직경이 큰 연질상에 응력이 집중되며, 또한 연질상의 대소에 따라 강도와 신도에 편차가 발생한다고 생각된다.

다음으로, 본 발명의 초고강도 강판에 대하여 구체적으로 설명한다.

본 발명의 초고강도 강판의 금속 조직은 마르텐사이트와, 연질상인 베이니틱 페라이트 및 폴리고날 페라이트를 갖고 있다. 구체적으로는, 마르텐사이트는 금속 조직 전체에 대하여 50면적% 이상, 베이니틱 페라이트는 금속 조직 전체에 대하여 15면적% 이상이고, 폴리고날 페라이트는 금속 조직 전체에 대하여 5면적% 이하로 억제되어 있다. 그리고, 상기 원 상당 직경 측정치의 편차를 변동계수로 정리하고, 이 변동계수를 1.0 이하로 억제하고 있는 점에 최대의 특징을 갖고 있다. 한편, 변동계수란, 측정 결과로부터 구해지는 표준편차를 측정 결과의 평균치로 나눈 값(표준편차/평균치)이다.

주상(主相)인 상기 마르텐사이트는 1100MPa 이상의 인장 강도를 확보하기 위해 필요한 조직이다. 마르텐사이트가 금속 조직 전체에 대하여 50면적%를 하회하면 강도를 확보할 수 없다. 따라서, 마르텐사이트는 50면적% 이상, 바람직하게는 60면적% 이상, 보다 바람직하게는 70면적% 이상으로 한다. 마르텐사이트의 상한은, 후술하는 베이니틱 페라이트의 생성량을 확보하기 위해 85면적%로 한다. 한편, 마르텐사이트가 많아지면 신도가 열화되고, 강도?신도 밸런스가 나빠져, 가공성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, 마르텐사이트는 보다 바람직하게는 80면적% 이하로 한다.

제 2 상인 상기 연질상은 베이니틱 페라이트와 폴리고날 페라이트로 구성되어 있고, 이들의 합계는 금속 조직 전체에 대하여 50면적% 미만이다. 한편, 폴리고날 페라이트는 0면적%이어도 좋다.

상기 베이니틱 페라이트는 강판의 신도를 높이고, 강도?신도 밸런스를 개선하여 가공성을 향상시키는 조직이다. 또한, 베이니틱 페라이트는 폴리고날 페라이트보다도 경질이다. 따라서, 폴리고날 페라이트의 생성을 억제하는 한편, 베이니틱 페라이트를 적극적으로 생성시키는 것에 의해, 페라이트와 마르텐사이트의 경도 차를 작게 할 수 있어, 굽힘 가공성을 개선할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는, 베이니틱 페라이트는 금속 조직 전체에 대하여 15면적% 이상, 바람직하게는 20면적% 이상, 보다 바람직하게는 25면적% 이상으로 한다. 베이니틱 페라이트는, 전술한 마르텐사이트 분율의 생성량을 확보하기 위해 50면적% 미만으로 한다. 한편, 베이니틱 페라이트가 많아지면, 강도의 확보가 곤란해진다. 따라서, 베이니틱 페라이트는 보다 바람직하게는 45면적% 이하, 더 바람직하게는 40면적% 이하로 한다.

상기 폴리고날 페라이트는 금속 조직 전체에 대하여 5면적% 이하로 억제한다. 폴리고날 페라이트는 바람직하게는 4면적% 이하, 보다 바람직하게는 3면적% 이하이고, 가장 바람직하게는 0면적%이다.

상기 베이니틱 페라이트란, 전위 밀도가 높은 하부 조직을 의미하고 있다. 한편, 상기 폴리고날 페라이트란, 등축상의 페라이트이며, 전위가 없거나 또는 전위 밀도가 매우 낮은 하부 조직을 의미하고 있다. 상기 베이니틱 페라이트와 상기 폴리고날 페라이트는 주사형 전자 현미경(Scanning Electron Microscope; SEM) 관찰에 의해 이하와 같이 명료하게 구별할 수 있다.

상기 베이니틱 페라이트 및 상기 폴리고날 페라이트의 면적률은 다음과 같이 하여 구할 수 있다. 즉, 강판의 t/4 위치(t는 판 두께)에서의 단면을 관찰할 수 있도록 샘플을 절단하여, 나이탈 부식시키고, 단면에서의 임의 위치의 측정 영역(약 20㎛ × 약 20㎛)을 SEM 관찰(관찰 배율 4000배)한다. 이때, SEM 사진에서는, 베이니틱 페라이트는 진한 회색으로 나타나고, 폴리고날 페라이트는 흑색으로 나타난다. 또한, 폴리고날 페라이트는 등축상이며, 내부에 잔류 오스테나이트나 마르텐사이트를 포함하고 있지 않다.

본 발명에서는, 상기 연질상(제 2 상)의 원 상당 직경의 변동계수를 1.0 이하로 하는 점에 특징이 있다. 원 상당 직경의 변동계수가 1.0을 초과하면, 연질상의 크기에 편차가 생겨, 굽힘 가공성이나 강도?신도 밸런스가 열화된다. 상기 변동계수는 작을수록 좋고, 1.0 이하, 바람직하게는 0.9 이하, 보다 바람직하게는 0.8 이하로 한다.

상기 연질상의 원 상당 직경은, 강판의 t/4 위치(t는 판 두께)를 SEM으로 적어도 3시야 관찰하고, 관찰 시야 내에 존재하는 연질상(베이니틱 페라이트 및 폴리고날 페라이트)의 모두를 대상으로 하여 측정한다. 원 상당 직경이란, 연질상의 크기에 착안하여, 그의 면적이 동일해지도록 상정한 원의 직경을 의미한다. 측정 결과로부터 표준편차를 구하고, 이 표준편차를 측정 결과의 평균치로 나누어 변동계수(표준편차/평균치)를 산출한다.

상기 연질상의 원 상당 직경은, 예컨대 표준편차가 0.7?1.4, 평균치가 1.1?1.7㎛인 것이 바람직하다. 연질상의 원 상당 직경은, 예컨대 최소치가 0.05㎛ 이상, 최대치가 3.3㎛ 이하인 것이 바람직하다.

본 발명의 초고강도 강판의 금속 조직은, 주상(모상)인 마르텐사이트와 제 2 상인 연질상(베이니틱 페라이트 및 폴리고날 페라이트)으로 구성되어 있으면 좋고, 본 발명에 의한 작용 효과를 손상시키지 않는 정도이면 다른 금속 조직(예컨대, 펄라이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 등)이 생성되어 있어도 좋다. 단, 다른 금속 조직은 5면적% 이하로 억제하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 4면적% 이하, 더 바람직하게는 3면적% 이하이다.

본 발명의 초고강도 강판은 금속 조직이 상기 요건을 만족하는 것이고, 상기 강판의 성분 조성은 C: 0.05?0.25%, Si: 0.5?2.5%, Mn: 2.0?4%, P: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음), S: 0.05% 이하(0%를 포함하지 않음), Al: 0.01?0.1% 및 N: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않음)를 만족하고 있을 필요가 있다. 이러한 범위를 정한 이유는 이하와 같다.

C는 담금질성을 향상시키고, 또한 마르텐사이트를 경질화하여 강의 강도를 확보하기 위해 빼놓을 수 없는 원소이다. 따라서, C는 0.05% 이상, 바람직하게는 0.1% 이상, 보다 바람직하게는 0.13% 이상으로 한다. 그러나, C가 0.25%를 초과하면, 강도가 지나치게 높아지며 신도가 나빠지고, 강도와 신도의 밸런스를 개선할 수 없어, 가공성을 향상시킬 수 없다. 따라서, C는 0.25% 이하, 바람직하게는 0.2% 이하, 보다 바람직하게는 0.18% 이하로 한다.

Si는 신도를 열화시킴이 없이 고용 강화에 의해 강의 강도를 높이는 원소이다. 또한, Si는 깨짐의 기점이 되는 시멘타이트의 생성을 억제하는 작용을 갖고 있다. 나아가 Si는, 후술하는 바와 같이, Ac₁점을 높여 재결정 온도 범위를 넓히고, 재결정의 촉진에 유효하게 작용하여, 전술한 변동계수의 저감에 기여하는 원소이다. 따라서, Si는 0.5% 이상, 바람직하게는 0.75% 이상, 보다 바람직하게는 1% 이상으로 한다. 그러나, Si가 2.5%를 초과하면 도금성이 열화된다. 따라서, Si는 2.5% 이하, 바람직하게는 2% 이하, 보다 바람직하게는 1.8% 이하로 한다.

Mn은 담금질성을 높여 강도를 확보하기 위해 필요한 원소이다. 따라서, Mn은 2.0% 이상, 바람직하게는 2.3% 이상, 보다 바람직하게는 2.5% 이상으로 한다. 그러나 Mn은, 후술하는 바와 같이, Ac₁점을 낮게 하여 재결정 온도 범위를 좁게 하고, 재결정의 촉진에 악영향을 미쳐, 전술한 변동계수를 크게 하는 원소이다. 또한, 과잉으로 함유시키면 도금성이 나빠진다. 게다가, 과잉으로 함유시켜 Mn이 편석되면 강도가 저하된다. 또한, Mn은 P의 입계 편석을 조장하여 입계 취화를 야기하는 원소이다. 따라서, Mn은 4% 이하, 바람직하게는 3.5% 이하, 보다 바람직하게는 3% 이하로 한다.

P는 입계 편석되어 입계 취화를 야기하는 원소이다. 따라서, P는 0.1% 이하, 바람직하게는 0.03% 이하, 보다 바람직하게는 0.015% 이하로 한다.

S는 강 중에 황화물계 개재물(예컨대, MnS 등)을 많이 형성하고, 이 개재물이 깨짐의 기점이 되어 가공성(특히, 굽힘 가공성)을 열화시키는 원인이 된다. 따라서, S는 0.05% 이하, 바람직하게는 0.01% 이하, 보다 바람직하게는 0.008% 이하로 한다.

Al은 탈산제로서 작용하는 원소이다. 따라서, Al은 0.01% 이상, 바람직하게는 0.02% 이상, 보다 바람직하게는 0.03% 이상으로 한다. 그러나, 과잉으로 함유시키면, Al 함유 개재물(예컨대, 알루미나 등의 산화물 등)이 증가하여 인성이나 가공성을 열화시키는 원인이 된다. 따라서, Al은 0.1% 이하, 바람직하게는 0.08% 이하, 보다 바람직하게는 0.05% 이하로 한다.

N은 불가피적으로 함유하는 원소이고, 과잉으로 함유하면 가공성을 열화시킨다. 또한, 강 중에 B(붕소)를 함유시킨 경우에는, BN을 석출시켜 B에 의한 담금질성 향상 작용을 저해하기 때문에, N은 가능한 한 저감할 것이 요망된다. 따라서, N은 0.01% 이하, 바람직하게는 0.008% 이하, 보다 바람직하게는 0.005% 이하로 한다.

본 발명에 따른 초고강도 강판의 기본 성분 조성은 상기와 같고, 잔부는 철 및 불가피 불순물이다.

본 발명의 초고강도 강판은, 추가로 다른 원소로서, 이하 (a)?(e)에 나타내는 원소를 함유해도 좋다.

[(a) Ti: 0.10% 이하(0%를 포함하지 않음), Nb: 0.2% 이하(0%를 포함하지 않음) 및 V: 0.2% 이하(0%를 포함하지 않음)로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소]

Ti, Nb 및 V는 담금질성을 향상시킴과 함께, 금속 조직을 미세화하여 강도를 높이는 데 작용하는 원소이다. 또한, 이들 원소는 첨가에 의해 재결정 개시 온도를 상승시켜 재결정 온도 범위를 좁히고, 상기 변동계수를 증대시키는 원소이다. 이들 원소는 단독으로 첨가해도 좋고, 2종 이상을 병용해도 상관없다. 그러나, 과잉으로 함유하면 상기 변동계수가 커져 가공성이 열화된다. 따라서, Ti는 0.10% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.09% 이하, 더 바람직하게는 0.08% 이하로 한다. Nb는 0.2% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.15% 이하, 더 바람직하게는 0.1% 이하로 한다. V는 0.2% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.15% 이하, 더 바람직하게는 0.1% 이하로 한다. 한편, Ti는 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.02% 이상, 더 바람직하게는 0.03% 이상으로 한다. Nb는 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.02% 이상, 더 바람직하게는 0.03% 이상으로 한다. V는 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하다.

[(b) Cr: 1% 이하(0%를 포함하지 않음), Cu: 1% 이하(0%를 포함하지 않음) 및 Ni: 1% 이하(0%를 포함하지 않음)로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소]

Cr, Cu 및 Ni는 모두 강도를 향상시키는 데 작용하는 원소이다. 이들 원소는 단독으로 첨가해도 좋고, 2종 이상을 병용해도 상관없다.

Cr은 시멘타이트의 생성이나 성장을 억제하여 굽힘 가공성을 개선하는 데에도 작용하는 원소이다. 그러나, 과잉으로 함유하면 Cr 탄화물이 많이 생성되어 가공성이 열화된다. 또한, Cr을 과잉으로 함유하면 도금성이 나빠진다. 따라서, Cr은 1% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.7% 이하, 더 바람직하게는 0.4% 이하로 한다. 한편, Cr은 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.02% 이상, 더 바람직하게는 0.05% 이상으로 한다.

한편, Cu와 Ni는 모두 강판의 내식성도 향상시키는 원소이다. 그러나, 과잉으로 함유하면 열간 가공성이 열화된다. 따라서, Cu는 1% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.8% 이하, 더 바람직하게는 0.5% 이하로 한다. Ni는 1% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.8% 이하, 더 바람직하게는 0.5% 이하로 한다. 한편, Cu는 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.05% 이상, 더 바람직하게는 0.1% 이상으로 한다. Ni는 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.05% 이상, 더 바람직하게는 0.1% 이상으로 한다.

[(c) Mo: 1% 이하(0%를 포함하지 않음) 및/또는 W: 1% 이하(0%를 포함하지 않음)]

Mo와 W는 모두 강도를 향상시키는 데 작용하는 원소이다. 이들 원소는 단독으로 첨가해도 좋고, 병용해도 상관없다. 그러나, Mo를 과잉으로 함유시켜도 첨가 효과는 포화되고, 비용이 높아진다. 따라서, Mo는 1% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.5% 이하, 더 바람직하게는 0.3% 이하로 한다. 한편, W를 과잉으로 함유시키면 신도가 나빠지고, 가공성이 열화된다. 따라서, W는 1% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.5% 이하, 더 바람직하게는 0.3% 이하로 한다. 한편, Mo는 0.01% 이상 함유하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.03% 이상, 더 바람직하게는 0.05% 이상으로 한다. W는 0.01% 이상 함유하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.02% 이상, 더 바람직하게는 0.03% 이상으로 한다.

[(d) B: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음)]

B는 담금질성을 향상시켜 강도를 높이는 작용을 갖는 원소이다. 그러나, 과잉으로 함유하면 열간 가공성이 열화된다. 따라서, B는 0.005% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.003% 이하, 더 바람직하게는 0.001% 이하로 한다. 한편, B는 0.0002% 이상 함유하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.0003% 이상, 더 바람직하게는 0.0005% 이상으로 한다.

[(e) Ca: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음), Mg: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음) 및 REM: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음)로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소]

Ca, Mg 및 REM(희토류 원소)은 모두 강 중 개재물의 형태를 제어하는 작용을 갖고 있고, 개재물을 미세 분산시켜 가공성의 개선에 기여하는 원소이다. 이들 원소는 단독으로 첨가해도 좋고, 2종 이상을 병용해도 상관없다. 그러나, 과잉으로 함유하면 오히려 가공성이 열화된다. 따라서, Ca는 0.005% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.004% 이하, 더 바람직하게는 0.003% 이하로 한다. Mg는 0.005% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.004% 이하, 더 바람직하게는 0.003% 이하로 한다. REM은 0.005% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.003% 이하, 더 바람직하게는 0.001% 이하로 한다. 한편, Ca는 0.0005% 이상 함유하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.0007% 이상, 더 바람직하게는 0.0009% 이상으로 한다. Mg는 0.0005% 이상 함유하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.001% 이상, 더 바람직하게는 0.0015% 이상으로 한다. REM은 0.0001% 이상 함유하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.00013% 이상, 더 바람직하게는 0.00015% 이상으로 한다.

한편, 본 발명에 있어서, REM(희토류 원소)이란, 란타노이드 원소(원자 번호57의 La에서 원자 번호 71의 Lu까지의 15 원소) 및 원자 번호 21의 Sc(스칸듐)와 원자 번호 39의 Y(이트륨)를 포함하는 의미이다. 이들 원소 중에서도, La, Ce 및 Y로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 La 및/또는 Ce를 함유하는 것이 좋다.

이상, 본 발명의 초고강도 강판에 대하여 설명했다.

상기 초고강도 강판의 표면에는 용융 아연 도금층을 형성하여 초고강도 GI 강판으로 해도 좋다. 또한, GI 강판의 용융 아연 도금층은 합금화해도 좋고, 본 발명에는, 상기 초고강도 GI 강판에 합금화 처리를 실시하여 얻어지는 초고강도 GA 강판도 포함된다.

다음으로, 본 발명의 초고강도 강판을 제조하는 방법에 대하여 설명한다.

마르텐사이트를 주체로 하고, 제 2 상인 연질상을 구성하는 베이니틱 페라이트와 폴리고날 페라이트의 생성 밸런스를 적절히 제어하며, 또한 상기 연질상의 원 상당 직경의 변동계수를 소정의 범위로 제어하기 위해서는, 냉간 압연 조건, 균열 조건 및 균열 후의 냉각 조건을 적절히 제어하는 것이 중요하다. 즉, 상기 성분 조성을 만족하는 열연 강판을, 냉연율 CR(%)이 하기 수학식 1을 만족하도록 냉간 압연한 후, Ac₃점 전후(구체적으로는, Ac₃점-10℃ 이상 Ac₃점+50℃ 이하)로 승온하는 것에 의해 이 승온 과정에서 충분히 재결정을 행하여, 연질상의 원 상당 직경의 변동계수를 소정치 이하로 억제한다. 한편, 하기 수학식 1 중, [ ]는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다.

[수학식 1]

0.4×CR-400×[Ti]-250×[Nb]-150×[V]+10×[Si]-10×[Mn]+10 ≥ 0

다음으로, 상기 Ac₃점 전후에서 균열 처리하는 것에 의해 폴리고날 페라이트의 생성을 억제함과 함께 마르텐사이트의 생성을 촉진한다. 그리고, 냉각하는(구체적으로는, 냉각 정지 온도를 550℃ 이하 450℃ 이상으로 하는) 것에 의해 베이니틱 페라이트를 생성시킨다.

이하, 본 발명의 초고강도 강판의 제조 방법에 대하여 구체적으로 설명한다.

우선, 상기 성분 조성을 갖는 열연 강판을 준비한다. 열간 압연은 통상적 방법에 따라서 행하면 좋지만, 마무리 온도를 확보하고 또한 오스테나이트립의 조대화를 방지하기 위해, 가열 온도는 1150?1300℃ 정도로 하면 좋다. 마무리 압연은, 가공성을 저해하는 집합 조직을 형성시키지 않도록 마무리 압연 온도를 850?950℃로 하여 행하고, 권취하면 좋다.

열간 압연 후에는, 필요에 따라 통상적 방법에 따라서 산세(酸洗)한 후, 냉간 압연한다. 냉간 압연은 냉연율 CR이 상기 수학식 1을 만족하도록 행한다.

상기 수학식 1은, 연질상의 크기 편차를 저감하기 위해서는 가열 중에 재결정을 충분히 행하는 것이 유효하다는 관점에 근거하여 설정된 것이다. 재결정의 정도는 재결정 개시 온도로부터 Ac₁점까지의 재결정 온도 범위와 상관이 있다고 생각되기 때문에, 재결정 온도 범위를 넓히는 것에 의해 연질상의 크기 편차를 저감할 수 있고, 최종적으로 원하는 굽힘 가공성과 강도?신도 밸런스를 확보할 수 있다. 본 발명자들은, 재결정 개시 온도에 영향을 미치는 인자로서 냉연율 CR, Ti, Nb 및 V를, Ac₁점에 영향을 미치는 인자로서 Si 및 Mn을 추출하고, 각 인자의 재결정 온도 범위에의 기여율 및 연질상의 크기 편차에 미치는 영향에 대하여 많은 기초 실험을 거듭하여 검토한 결과, 재결정 온도 범위의 정도 Z를 도출했다.

상기 수학식 1에 나타내는 바와 같이, 각 성분의 함유량과의 관계로 냉연율 CR을 적절히 제어하는 것에 의해 재결정 온도 범위가 충분히 넓어지기 때문에 연질상의 크기 편차를 작게 할 수 있다.

이 중 냉연율 CR 및 Si는 재결정 온도 범위의 확대에 기여하는 양의 인자이다. 상세하게는, 냉연율 CR이 커지면, 도입되는 변형이 많아지기 때문에, 재결정 개시 온도가 낮아져 재결정 온도 범위를 넓히는 방향으로 작용한다. Si는 페라이트 생성 원소이고, Ac₁점의 온도를 높게 하여 재결정 온도 범위를 넓히는 방향으로 작용한다.

한편, Ti, Nb, V 및 Mn은 상기와는 다른 음의 인자이고, 재결정 온도 범위를 좁게 하는 인자이다. 상게하게는, Ti, Nb 및 V는, 탄질화물이 재결정립의 성장을 억제하기 때문에 재결정 개시 온도를 높게 하여 재결정 온도 범위를 좁게 하는 방향으로 작용한다. Mn은 오스테나이트 생성 원소이고, Ac₁점의 온도를 낮게 하여 재결정 온도 범위를 좁게 하는 방향으로 작용한다.

상기 수학식 1의 좌변의 값(이하, Z값이라고 하는 경우가 있다)이 양(0 이상)이라고 하는 것은, 재결정 온도 범위가 넓어 승온 과정에서 충분히 재결정이 일어나, 상기 변동계수를 저감할 수 있다는 것을 나타내고 있다.

한편, Ti, Nb 및 V는 필수 원소는 아니며, 이들 원소를 함유하지 않는 경우는 상기 수학식 1의 해당 개소에 「0질량%」를 대입하여 Z값을 산출하면 된다.

냉간 압연 후에는, Ac₃점-10℃ 이상 Ac₃점+50℃ 이하의 온도 범위로 가열 유지하여 균열 처리하는 것에 의해, 폴리고날 페라이트의 생성을 억제하고, 또한 마르텐사이트의 생성을 촉진할 수 있다. 균열 처리 온도가 Ac₃점-10℃를 하회하면, 폴리고날 페라이트가 많이 생성되고, 마르텐사이트의 생성이 억제되어, 강도를 높일 수 없다. 따라서, 균열 처리 온도는 Ac₃점-10℃ 이상, 바람직하게는 Ac₃점-5℃ 이상, 보다 바람직하게는 Ac₃점 이상으로 한다. 그러나, 균열 처리 온도가 Ac₃점+50℃를 초과하면, 오스테나이트립이 조대화되어 가공성이 악화된다. 따라서, 균열 처리 온도는 Ac₃점+50℃ 이하, 바람직하게는 Ac₃점+40℃ 이하, 보다 바람직하게는 Ac₃점+30℃ 이하로 한다.

균열 처리 시의 유지 시간은 특별히 한정되지 않고, 예컨대 10?100초 정도(특히 10?80초 정도)이면 좋다.

한편, Ac₃점(가열 시의 페라이트 변태 종료 온도)은 하기 수학식 i에 기초하여 산출된다. 식 중 [ ]는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다. 이 식은 문헌 「레슬리 철강재료학」(마루젠주식회사 발행, William C. Leslie 저술, p273)에 기재되어 있다.

[수학식 i]

Ac₃(℃) = 910-203×[C]^1/2-15.2×[Ni]+44.7×[Si]+104×[V]+31.5×[Mo]+13.1×[W]-{30×[Mn]+11×[Cr]+20×[Cu]-700×[P]-400×[Al]-120×[As]-400×[Ti]}

균열 처리 후에는, 550℃ 이하 450℃ 이상의 냉각 정지 온도까지 냉각하는 것에 의해 베이니틱 페라이트를 생성시킨다. 냉각 정지 온도가 550℃를 초과하면, 베이니틱 페라이트의 생성량이 적어져, 굽힘 가공성 및 강도?신도 밸런스가 저하된다. 따라서, 냉각 정지 온도는 550℃ 이하, 바람직하게는 540℃ 이하, 보다 바람직하게는 530℃ 이하로 한다. 그러나, 냉각 정지 온도가 450℃를 하회하면, 베이니틱 페라이트가 많이 생성되고, 마르텐사이트의 생성량이 감소하여, 강도를 확보할 수 없다. 따라서, 냉각 정지 온도는 450℃ 이상, 바람직하게는 460℃ 이상, 보다 바람직하게는 470℃ 이상으로 한다.

균열 처리 온도로부터 냉각 정지 온도까지 냉각할 때의 평균 냉각 속도는, 펄라이트 등의 생성을 방지하기 위해, 예컨대 1℃/초 이상으로 하면 좋다. 평균 냉각 속도가 1℃/초 미만이면 냉각 중에 펄라이트 조직이 생성되고, 이것이 최종 조직으로서 남아 신도를 열화시키는 원인이 된다. 평균 냉각 속도는 5℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 규정되지 않지만, 강판 온도의 제어 용이성이나 설비 비용을 생각하면 100℃/초 정도로 하는 것이 좋다. 평균 냉각 속도는 바람직하게는 50℃/초 이하이고, 보다 바람직하게는 30℃/초 이하이다.

550℃ 이하 450℃ 이상의 온도 범위로 냉각한 후에는, 이 온도 범위에서 1?200초 정도(특히 초고강도 강판의 경우는 100?200초 정도, 후술하는 초고강도 GI 강판 또는 초고강도 GA 강판의 경우는 1?100초 정도) 유지하는 것에 의해 베이니틱 페라이트를 생성시킬 수 있어, 본 발명에 따른 초고강도 강판을 얻을 수 있다.

상기 유지 후에는, 얻어진 초고강도 강판의 표면에 통상적 방법에 따라서 용융 아연 도금층을 형성하는 것에 의해 본 발명에 따른 초고강도 GI 강판을 얻을 수 있다. 예컨대, 도금 욕 온도를 400?500℃로 하여 용융 아연 도금을 행하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 440?470℃이다. 도금욕의 조성은 특별히 한정되지 않고, 공지된 용융 아연 도금욕을 이용하면 좋다.

용융 아연 도금 후에는, 통상적 방법에 따라서 냉각하는 것에 의해 원하는 조직의 초고강도 GI 강판이 얻어진다. 구체적으로는, 상온까지 평균 냉각 속도 1℃/초 이상으로 냉각함으로써, 강판 중의 오스테나이트를 마르텐사이트로 변태시켜 마르텐사이트 주체의 금속 조직이 얻어진다. 평균 냉각 속도가 1℃/초 미만이면, 마르텐사이트가 생성되기 어렵고, 펄라이트나 중간 단계 변태 조직이 생성될 우려가 있다. 평균 냉각 속도는 5℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 규정되지 않지만, 강판 온도의 제어 용이성이나 설비 비용을 생각하면 50℃/초 정도로 하는 것이 좋다. 평균 냉각 속도는 바람직하게는 40℃/초 이하, 보다 바람직하게는 30℃/초 이하이다.

상기 초고강도 GI 강판에 통상적 방법의 합금화 처리를 실시하는 것에 의해 초고강도 GA 강판을 제조할 수 있다. 즉, 합금화 처리는, 상기 조건으로 용융 아연 도금한 후, 500?600℃ 정도(특히 530?580℃ 정도)에서 5?30초 정도(특히 10?25초 정도) 유지하여 행하면 좋다. 합금화 처리는 예컨대 가열로, 직화, 또는 적외선 가열로 등을 이용하여 행하면 좋다. 가열 수단도 특별히 한정되지 않고, 예컨대 가스 가열, 인덕션 히터 가열(고주파 유도 가열 장치에 의한 가열) 등 관용의 수단을 채용할 수 있다.

합금화 처리 후에는, 통상적 방법에 따라서 냉각하는 것에 의해 원하는 조직의 초고강도 GA 강판이 얻어진다. 구체적으로는, 상온까지 평균 냉각 속도 1℃/초 이상으로 냉각함으로써, 마르텐사이트 주체의 금속 조직이 얻어진다.

상기 초고강도 GI 강판 또는 상기 초고강도 GA 강판에는, 각종 도장이나 도장 하지(下地) 처리(예컨대, 인산염 처리 등의 화성 처리), 유기 피막 처리(예컨대, 필름 라미네이트 등의 유기 피막의 형성) 등을 행해도 좋다.

각종 도장에 이용하는 도료에는, 공지된 수지, 예컨대 에폭시 수지, 불소 수지, 실리콘아크릴 수지, 폴리우레탄 수지, 아크릴 수지, 폴리에스터 수지, 페놀 수지, 알키드 수지, 멜라민 수지 등을 사용할 수 있다. 내식성의 관점에서, 에폭시 수지, 불소 수지, 실리콘아크릴 수지가 바람직하다. 상기 수지와 함께 경화제를 사용해도 좋다. 또한, 도료는 공지된 첨가제, 예컨대 착색용 안료, 커플링제, 레벨링제, 증감제, 산화 방지제, 자외선 안정제, 난연제 등을 함유하고 있어도 좋다.

본 발명에 있어서 도료 형태에 특별히 한정은 없고, 모든 형태의 도료, 예컨대 용제계 도료, 수계 도료, 수분산형 도료, 분체 도료, 전착 도료 등을 사용할 수 있다. 또한, 도장 방법에도 특별히 한정은 없고, 디핑법, 롤 코터법, 스프레이법, 커튼 플로우 코터법, 전착 도장법 등을 사용할 수 있다. 피복층(도금층, 유기 피막, 화성 처리 피막, 도막 등)의 두께는 용도에 따라서 적절히 설정하면 좋다.

본 발명의 초고강도 강판은 초고강도이고, 게다가 가공성(굽힘 가공성 및 강도?신도 밸런스)이 우수하기 때문에, 자동차용 강도 부품, 예컨대 프론트나 리어부의 사이드 멤버, 크래시 박스 등의 충돌 부품을 비롯하여, 센터 필러 리인포스먼트 등의 필러류, 루프 레일 리인포스먼트, 사이드 실, 플로어 멤버, 킥부 등의 차체 구성 부품에 사용할 수 있다.

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 물론 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것은 아니고, 전?후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 물론 가능하며, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

실시예

하기 표 1 또는 표 2에 나타내는 성분 조성(잔부는 철 및 불가피 불순물)의 슬라브를 1250℃로 가열하고, 마무리 온도를 900℃로 하여 열간 압연한 후, 산세하고 나서 하기 표 3 또는 표 4에 나타내는 냉연율 CR(%)로 냉간 압연하여 냉연 강판을 제조했다. 한편, 하기 표 1에서, REM은 La를 50% 정도, Ce를 30% 정도 함유하는 미슈 메탈을 이용했다. 또한, 하기 표 1 또는 표 2에 각 슬라브의 성분 조성과 상기 수학식 i에 기초하여 산출한 Ac₃점의 온도를 나타낸다. 또한, 하기 표 3 및 표 4에 냉간 압연 시의 냉연율 CR과 슬라브의 성분 조성에 기초하여 상기 수학식 1의 좌변의 값(Z값)을 산출하여 나타낸다.

얻어진 냉연 강판을 평균 승온 속도 10℃/초로 하기 표 3 또는 표 4에 나타내는 균열 온도까지 가열하고, 이 온도에서 50초간 유지하여 균열 처리한 후, 하기 표 3 또는 표 4에 나타내는 냉각 정지 온도까지 평균 냉각 속도 10℃/초로 냉각하고, 이 온도에서 50초간 또는 180초간 유지했다. 하기 표 3 또는 표 4에, 하기 표 1 또는 표 2에 나타낸 Ac₃점의 온도에 기초하여 산출한 「Ac₃점-10℃」 및 「Ac₃점+50℃」를 나타낸다. 또한, 냉각 정지 온도에서의 유지 시간을 나타낸다.

상기 유지 후, 얻어진 일부의 냉연 강판에는 용융 아연 도금을 실시하여 GI 강판을 제조하거나(No. 9?14), 용융 아연 도금 후, 추가로 가열해서 합금화 처리를 행하여 GA 강판을 제조했다(No. 1?8, 15?24). 한편, No. 25?33은 이들 도금 처리를 행하고 있지 않은 냉연 강판 그대로의 것이다.

GI 강판은, 상기 유지 후, 460℃의 용융 아연 도금욕에 침지(침지 시간 50초 정도)시켜 용융 아연 도금을 실시한 후, 실온까지 평균 냉각 속도 10℃/초로 냉각하여 제조했다.

GA 강판은, 상기 용융 아연 도금을 실시한 후, 550℃로 가열하고, 이 온도에서 20초간 유지하여 합금화 처리를 행하고 나서 실온까지 평균 냉각 속도 10℃/초로 냉각하여 제조했다.

하기 표 3 또는 표 4에 도금의 종류(GI 또는 GA)를 나타낸다. 한편, 표 중 「없음」은 도금을 실시하고 있지 않은 냉연 강판을 나타내고 있다.

얻어진 냉연 강판, GI 강판 또는 GA 강판의 금속 조직을 다음 순서로 관찰하고, 마르텐사이트 및 연질상(베이니틱 페라이트 및 폴리고날 페라이트)의 분율을 측정했다.

《금속 조직의 관찰》

강판의 금속 조직은, 판 폭 방향에 대하여 수직인 단면을 노출시켜, 이 단면을 연마하고, 추가로 전해 연마한 후, 부식시킨 것을 SEM 관찰했다. 관찰 위치는 t/4 위치(t는 판 두께)로 하고, SEM으로 촬영한 금속 조직 사진을 화상 해석하여 마르텐사이트, 베이니틱 페라이트 및 폴리고날 페라이트의 면적률을 각각 측정했다. 관찰 배율은 4000배, 관찰 영역은 20㎛×20㎛로 하고, 관찰은 3시야에 대하여 행하고, 평균치를 산출했다. 산출 결과를 하기 표 3 또는 표 4에 나타낸다.

또한, 상기 금속 조직 사진(3시야분의 사진)을 화상 해석하여, 연질상(베이니틱 페라이트 및 폴리고날 페라이트)의 원 상당 직경을 측정하고, 그의 표준편차를 산출했다. 또한, 측정 결과의 평균치를 산출하고, 표준편차와 평균치로부터 변동계수(표준편차/평균치)를 산출했다. 하기 표 3 또는 표 4에 표준편차, 평균치, 변동계수를 나타낸다. 또한, 하기 표 3 또는 표 4에는, 측정 결과 중 원 상당 직경의 최소치 및 최대치를 함께 나타냈다.

도 1에 상기 수학식 1의 좌변의 값(Z값)과 연질상의 원 상당 직경의 변동계수의 관계를 그래프로 나타낸다. 도 1로부터 분명한 바와 같이, Z값이 0 이상이 되도록 냉연율 CR(%)을 제어하면, 연질상의 원 상당 직경의 변동계수는 1.0 이하로 억제되는 경향을 이해할 수 있다.

다음으로, 얻어진 냉연 강판, GI 강판 또는 GA 강판의 기계적 특성 및 가공성을 조사했다.

《기계적 특성》

강판의 압연 방향에 수직인 방향과 시험편의 긴 방향이 평행하게 되도록 JIS 5호 인장 시험편을 강판으로부터 채취하여, JIS Z2241에 따라서 인장 강도(TS) 및 신도(EL)를 측정했다. 측정 결과를 하기 표 5에 나타낸다. 본 실시예에서는, 인장 강도가 1100MPa 이상인 것을 「초고강도」(합격)로 했다.

《가공성》

강판의 가공성은 (a) TS×EL의 값과 (b) 굽힘 시험의 결과를 종합하여 평가했다.

(a) 상기 기계적 특성의 측정 결과로부터 TS×EL의 값을 산출하고, 산출 결과를 하기 표 5에 나타낸다. TS×EL의 값이 15000MPa?% 이상인 경우를 합격(○), 15000MPa?% 미만인 경우를 불합격(×)으로 평가하고, 평가 결과를 하기 표 5에 나타낸다.

(b) 굽힘 시험은, 강판의 압연 방향에 수직인 방향과 시험편의 긴 방향이 평행하게 되도록 강판으로부터 잘라낸 20mm×70mm의 시험편을 이용하여, 굽힘 능선이 긴 방향이 되도록 90° V 굽힘 시험을 행했다. 굽힘 반경 R을 적절히 변화시켜 시험을 실시하여, 시험편에 깨짐이 발생함이 없이 굽힘 가공할 수 있는 최소 굽힘 반경 R_min을 구했다. 최소 굽힘 반경 R_min이 2.3×t(t는 판 두께) 이하인 경우를 굽힘 가공성이 우수하고(합격 ○), 2.3×t(t는 판 두께)를 초과하는 경우를 굽힘 가공성이 뒤떨어진다(불합격 ×)고 평가하고, 평가 결과를 하기 표 5에 나타낸다.

본 실시예에서는, TS×EL의 값이 합격(○)이고 또한 V 굽힘 시험의 결과가 합격(○)인 경우를 「가공성이 우수하다」고 평가하고(종합 평가 ○), TS×EL의 값 및 굽힘 시험의 결과 중 적어도 한쪽이 불합격(×)인 경우는 「가공성이 뒤떨어진다」고 평가했다(종합 평가 ×).

여기서, 상기 수학식 1을 하기 수학식 2와 같이 변형시킨 좌변의 값(400×[Ti]+250×[Nb]+150×[V]-10×[Si]+10×[Mn]-10)을 X값으로 하고, 이 값을 하기 표 3 또는 표 4에 나타낸다.

또한, 냉연율 CR과 X값의 관계를 도 2에 나타낸다. 도 2 중, ○는 인장 강도가 1100MPa 이상이고 또한 가공성이 우수한 결과를 나타내고 있고, ×는 인장 강도가 1100MPa 이상이지만 가공성이 뒤떨어지는 결과를 나타내고 있다. 또한, 도 2에 나타낸 직선은 X값 = 0.4×CR을 나타내고 있다. 한편, 도 2에는, 표 3 및 표 4에서 강 중 성분 및 제조 조건[상기 수학식 1을 제외함]이 본 발명의 요건을 만족하는 예(No. 1?7, 9?12, 15, 17, 18, 20, 22?33)에 대하여 플로팅했다.

[수학식 2]

400×[Ti]+250×[Nb]+150×[V]-10×[Si]+10×[Mn]-10 ≤ 0.4×CR

도 2로부터 분명한 바와 같이, 냉연율 CR과 X값이 상기 수학식 2로 규정하는 관계를 만족하면, 1100MPa 이상의 인장 강도와 가공성을 양립시킬 수 있음을 알 수 있다.

하기 표 1?표 5로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다.

No. 2, 4, 6, 7, 9, 11, 12, 15, 17, 20, 23?28, 31, 33은 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 예로, 인장 강도 1100MPa 이상의 초고강도이고, 또한 가공성(강도?신도 밸런스 및 굽힘 가공성)이 우수하다.

No. 1, 3, 5, 10, 16, 18, 22, 29, 30, 32는 Z값이 0을 하회하고 있고, 수학식 1을 만족하지 않기 때문에, 연질상의 원 상당 직경의 변동계수가 1.0을 초과하여 커져, 가공성을 개선할 수 없었다.

본 발명에 있어서, 연질상의 원 상당 직경의 변동계수가 굽힘 가공성과 강도?신도 밸런스의 확보에 큰 영향을 미치고 있다는 것은, 예컨대 표 3의 No. 2, 3(강종 B, 강종 C를 사용), No. 4, 5(강종 D를 사용), No. 22, 23(강종 Q를 사용), No. 26, 29(강종 T, 강종 V를 사용), No. 31, 32(강종 X, 강종 Y를 사용)를 대비함으로써 확인할 수 있다. 즉, 이들은 모두, 본 발명에서 규정하는 바람직한 강 중 성분을 만족하는 강종을 이용하고, 금속 조직의 분율도 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 예이지만, 변동계수가 작게 제어된 예(No. 2, 4, 23, 26, 31)는 원하는 특성(굽힘 가공성과 강도?신도 밸런스)을 확보할 수 있었던 데 반하여, 변동계수가 큰 예(No. 3, 5, 22, 29, 32)는 적어도 어느 한쪽의 특성이 저하되었다. 변동계수가 커진 상기 예는 Z값만이 본 발명에서 규정하는 요건을 벗어나는 예로, Z값의 제어가 변동계수의 제어에 중요한 요건을 미친다는 것도 확인되었다.

No. 8은 균열 온도가 지나치게 낮기 때문에, 베이니틱 페라이트를 소정량 이상 생성시킬 수 없고, 폴리고날 페라이트가 많이 생성된 예이다. 또한, 연질상의 원 상당 직경의 변동계수가 1.0을 초과하여 커졌다. 따라서, 가공성을 개선할 수 없었다.

No. 13은 Si가 적은 예로, TS가 커지는 반면 EL이 저하되고, 강도와 신도의 밸런스가 나쁘다. 또한, V 굽힘 시험의 결과도 나쁘다. 따라서 가공성을 개선할 수 없었다.

No. 14는 Mn이 적은 예로, 담금질성이 저하되어 마르텐사이트가 적고, 폴리고날 페라이트가 많이 생성되었기 때문에, TS가 1100MPa를 하회했다.

No. 19는 냉각 정지 온도가 높은 예로, 베이니틱 페라이트가 적어져, 강도와 신도의 밸런스가 나빠졌다. 따라서, 가공성을 개선할 수 없었다.

No. 21은 냉각 정지 온도가 낮은 예로, 마르텐사이트의 생성량이 적어지고, 베이니틱 페라이트의 생성량이 많아진 결과, TS가 1100MPa를 하회했다.

본 발명에 의하면, 1100MPa 이상의 초고강도이고, 게다가 가공성(강도?신도 밸런스 및 굽힘 가공성)이 우수한 초고강도 강판, 초고강도 GI 강판 및 초고강도 GA 강판을 제공할 수 있다.

Claims

C: 0.05?0.25%(질량%의 의미. 이하, 성분에 대하여 동일),
Si: 0.5?2.5%,
Mn: 2.0?4%,
P: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음),
S: 0.05% 이하(0%를 포함하지 않음),
Al: 0.01?0.1% 및
N: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않음)를 만족하고,
잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 강판이며,
상기 강판의 금속 조직은, 마르텐사이트와, 연질상인 베이니틱 페라이트 및 폴리고날 페라이트를 갖고, 금속 조직 전체에 대한 비율은,
상기 마르텐사이트는 50면적% 이상,
상기 베이니틱 페라이트는 15면적% 이상,
상기 폴리고날 페라이트는 5면적% 이하(0면적%를 포함함)이며,
상기 연질상의 원 상당 직경을 측정했을 때, 그의 변동계수(표준편차/평균치)가 1.0 이하로 억제되어 있고,
인장 강도가 1100MPa 이상인 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 초고강도 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 강판이, 추가로 다른 원소로서,
Ti: 0.10% 이하(0%를 포함하지 않음),
Nb: 0.2% 이하(0%를 포함하지 않음) 및
V: 0.2% 이하(0%를 포함하지 않음)로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 함유하는 것인 초고강도 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 강판이, 추가로 다른 원소로서,
Cr: 1% 이하(0%를 포함하지 않음),
Cu: 1% 이하(0%를 포함하지 않음) 및
Ni: 1% 이하(0%를 포함하지 않음)로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 함유하는 것인 초고강도 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 강판이, 추가로 다른 원소로서,
Mo: 1% 이하(0%를 포함하지 않음) 및/또는 W: 1% 이하(0%를 포함하지 않음)를 함유하는 것인 초고강도 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 강판이, 추가로 다른 원소로서,
B: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음)를 함유하는 것인 초고강도 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 강판이, 추가로 다른 원소로서,
Ca: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음),
Mg: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음) 및
REM: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음)로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 함유하는 것인 초고강도 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 강판의 표면에 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층이 형성되어 있는 초고강도 강판.
제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 만족하는 열연 강판을, 냉연율 CR(%)이 하기 수학식 1을 만족하도록 냉간 압연한 후,
Ac₃점-10℃ 이상 Ac₃점+50℃ 이하의 온도 범위에서 균열(均熱) 처리하고,
이어서 550℃ 이하 450℃ 이상의 냉각 정지 온도까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 초고강도 강판의 제조 방법.
[수학식 1]
0.4×CR-400×[Ti]-250×[Nb]-150×[V]+10×[Si]-10×[Mn]+10 ≥ 0
[수학식 1 중, [ ]는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다.]
제 8 항에 기재된 제조 방법으로 얻어진 초고강도 강판에 용융 아연 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 초고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
제 9 항에서, 상기 용융 아연 도금을 실시한 후, 추가로 합금화 처리를 행하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 초고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.