KR20140145107A - 가공성이 우수한 고항복비 고강도 강판 - Google Patents

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Abstract

인장 강도가 980MPa 이상이며, 고항복비를 나타내고, 또한 가공성이 우수한 강판을 제공한다.
본 발명의 강판은, 소정량의 C, Si, Mn, B, 또한 Ti, Nb 및 V으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종, P, S, Al 및 N을 포함하고, 금속 조직이, 베이나이트 및 마르텐사이트를 함유하고, 추가로 페라이트를 함유하여도 좋고, 전체 조직에 대한 면적율로, 마르텐사이트: 15 내지 50%, 페라이트: 5% 이하, 베이나이트, 마르텐사이트 및 페라이트를 제외한 잔부 조직: 3% 이하이며, 또한 베이나이트의 평균 결정 입경 7㎛ 이하를 만족하는 것이다.

Description

가공성이 우수한 고항복비 고강도 강판{HIGH-YIELD-RATIO AND HIGH-STRENGTH STEEL SHEET EXCELLENT IN WORKABILITY}
본 발명은, 가공성이 우수한 고항복비 고강도의 강판(냉연 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판)에 관한 것이며, 특히 가공성을 저하시키지 않고 항복비가 높아진 인장 강도가 980MPa 이상인 고강도 강판에 관한 것이다. 본 발명의 강판은, 예컨대, 높은 가공성과 함께, 높은 항복 강도가 요구되는 자동차용 구조 부재(예컨대, 사이드 실(side sill), 필러(pillar), 멤버(member), 리인포스(reinforce)류 등의 보디 골격 부재; 범퍼, 도어 가드 바(door guard bar), 시트 부품, 바퀴 및 주변 장치 부품 등의 강도 부재)나 가전용 부재 등에 적합하게 사용된다.
최근의 자동차에서는, 예컨대, 방청성이 요구되고 있는 차체 골격 부재나 리인포스 부재 등에서는, 고강도의 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판(이하, 도금 강판으로 대표되는 경우가 있다.)이 적극적으로 적용되고 있다. 상기 강판에는, 스폿 용접성이 우수하고, 양호한 가공성과 함께, 충돌 시의 에너지 흡수능이 요구되며, 항복 강도, 즉 항복비가 높을 것도 요구된다.
스폿 용접성 향상의 관점에서는 C량의 저감이 유효하고, 예컨대, 일본 특허공개 제2007-231369호(특허문헌 1)에는, C량을 0.1% 미만으로 현저히 저감한 강판이 사용되고 있다. 그러나, C량을 저감하면, 연성 등의 가공성이 우수하지만 저항복 강도가 되기 때문에, 고항복 강도와 가공성을 양립시킬 수 없다고 하는 문제가 있다.
또한, 일본 특허공개 제2002-322539호(특허문헌 2)에는, 0.10% 미만의 C를 포함하고, 페라이트 단상 조직의 매트릭스와 상기 매트릭스 중에 분산된 입경 10nm 미만의 미세 석출물로부터 실질적으로 이루어지고, 550MPa 이상의 인장 강도를 갖는 프레스 성형성이 우수한 박(薄)강판이 개시되어 있다. 그러나, 상기 특허공보에 기재된 실시예에 의하면, 상기 박강판의 인장 강도는 고작 810 내지 856MPa 정도이며, 980MPa 이상의 고강도 강판이면서도 고항복 강도를 갖고, 또한 우수한 가공성을 겸비한 것까지는 개시되어 있지 않다.
한편, 고강도와 가공성을 겸비한 강판으로서, 높은 신도를 갖는 페라이트와 고강도를 발휘하는 마르텐사이트를 주체로 하는 복합 조직 강판(DP 강판)을 들 수 있지만, DP 강판에서는 저항복비밖에 얻어지지 않고, 고항복비와 높은 가공성을 양립시킬 수 없다. 예컨대, 상기 DP 강판으로서, 일본 특허공개 소55-122820호(특허문헌 3) 및 일본 특허공개 제2001-220641호(특허문헌 4)에는, 강도-연성 균형 등이 우수한 고강도 용융 아연 강판이 개시되어 있다. 그러나, 이들의 선행기술에서는, 용융 아연 도금 후 또는 합금화 처리 후의 냉각 과정에서 마르텐사이트를 생성시키고 있고, 마르텐사이트 변태 시에 페라이트 중에 가동 전위가 도입되기 때문에, 항복 강도가 낮게 된다.
일본 특허공개 제2007-231369호 일본 특허공개 제2002-322539호 일본 특허공개 소55-122820호 일본 특허공개 제2001-220641호
본 발명은 상기 사정에 비추어 이루어진 것이며, 그 목적은, 인장 강도가 980MPa 이상이며, 고항복비를 나타내고, 또한 가공성(상세하게는, TS-EL의 균형)이 우수한 강판, 및 그 제조 방법을 제공하는 것에 있다.
상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명은, 강판으로서, C: 0.05% 이상 0.12% 미만(질량%의 의미이며, 화학 성분 조성에 대하여 이하 동일), Si: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음), Mn: 2.0 내지 3.5%, Ti, Nb 및 V으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소: 합계로 0.01 내지 0.2%, B: 0.0003 내지 0.005%, P: 0.05% 이하, S: 0.05% 이하, Al: 0.1% 이하, 및 N: 0.015% 이하를 만족하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물이며, 금속 조직이 전체 조직에 대한 면적율로, 베이나이트: 42 내지 85%, 마르텐사이트: 15 내지 50%, 페라이트: 5% 이하, 베이나이트, 마르텐사이트 및 페라이트를 제외한 잔부 조직: 3% 이하이며, 또한 베이나이트의 평균 결정 입경: 7㎛ 이하를 만족하고, 인장 강도가 980MPa 이상이다.
본 발명의 바람직한 실시 형태에서, 상기 강판은, 추가로 Cr 및 Mo을 합계로 1.0% 이하 함유한다.
또한, 상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명에 따른 강판의 제조 방법은, 상기의 강판을 제조하는 방법으로서, 상기 조성을 갖는 강을 준비하는 공정과, 열간 압연 및 냉간 압연 후, Ac3점 내지 (Ac3점+150℃)의 온도에서 5 내지 200초간 유지하는 균열(均熱) 공정과, 평균 냉각 속도: 5℃/초 이상으로 냉각하는 냉각 공정과, Ms점 내지 (Ms점+50℃)의 온도에서 15 내지 600초간 유지하는 유지 공정을, 이 순서로 행한다.
본 발명에 의하면, 조직의 기본 구성을 베이나이트, 마르텐사이트 및 페라이트(페라이트는 포함되어 있지 않아도 좋다)로 하고, 마르텐사이트 및 페라이트의 면적율을 적절히 제어함과 함께, 베이나이트의 평균 결정 입경을 적절히 제어하고 있기 때문에, 인장 강도가 980MPa 이상이며, 고항복비(항복 강도/인장 강도 = 70% 이상)을 갖고, 또한 가공성(인장 강도×전체 신도 = 10.0GPa·% 이상)이 우수한 강판이 얻어진다.
도 1은, 본 발명의 강판을 제조하는 경우의 열 패턴을 나타내는 개략도이다.
도 2는, 본 발명의 강판을 제조하는 경우의 열 패턴의 변형예를 나타내는 개략도이다.
본 발명은, 스폿 용접성의 관점에서, C량의 상한을 0.12% 미만의 낮은 C 범위로 하는 것을 전제로 한 후에, 980MPa 이상의 고강도를 갖고, 또한 고항복비 및 고가공성의 모든 특성을 겸비한 강판에 관한 것이다. 상기 구성 요건에 도달한 경위의 개요는 이하와 같다.
전술한 대로, 스폿 용접성의 관점에서는 C량의 저감이 바람직하지만, 이러한 낮은 C 함유 강판에 있어서, 980MPa 이상의 고강도를 갖고, 게다가 고항복 강도와 양호한 가공성을 양립시킨 강판은 개시되어 있지 않다. 한편, 강도와 가공성을 겸비한 강판으로서 페라이트와 마르텐사이트를 주체로 하는 DP 강판을 들 수 있지만, DP 강판은, 마르텐사이트 변태 시에 페라이트 중에 가동 전위가 도입되기 때문에, 저항복비로 되어 버린다.
그래서, 본 발명자들은, C량의 상한이 0.12% 미만인 낮은 C 강판에 있어서, 종래의 DP 강판에서의 페라이트의 일부를 베이나이트로 치환하여, 베이나이트 및 마르텐사이트를 모상(母相) 조직(가장 많은 조직)으로 하고, 페라이트의 비율을 저감하는(페라이트는 포함하지 않아도 좋다) 것에 의해 고항복비를 달성하는 것을 기본적 사상으로 했다. 단, 베이나이트의 도입에 의해, 페라이트가 상대적으로 감소함으로써 신도가 저하되기 쉽고, 또한 마르텐사이트가 상대적으로 감소함으로써 강도가 저하되기 쉬워진다. 또한, 마르텐사이트의 분율이 많아지면 가공성(TS×EL의 균형)이 저하되거나, 페라이트의 분율이 비교적 많으면 고강도 및 고항복비를 달성하기 어려운 경우가 있다. 그래서, 고강도, 고항복비 및 고가공성의 모든 특성을 달성할 수 있도록, 마르텐사이트 및 페라이트의 각 분율에 대하여 예의 연구를 행한 결과, 이들 조직의 분율에 대하여 최적 범위를 결정하여, 고항복비를 갖고, 또한 강도와 가공성을 균형좋게 확보하는 데에 성공했다. 추가로는, 베이나이트의 평균 결정 입경을 미세화함으로써, 가공성의 균형을 더욱 향상시켜, 본 발명을 완성하였다.
본 명세서에서, 「가공성이 우수한」이란, 인장 강도(TS) 980MPa 이상의 고강도 영역에서, TS-EL(전체 신도)의 균형이 우수한 것을 의미한다. 구체적으로는, 상기의 고강도 영역에서, 인장 강도(TS: MPa)×전체 신도(EL: %) ≥ 10.0×103MPa·%(=10.0GPa·%)를 만족하는 것을 말한다. TS×EL은 10.5GPa·% 이상인 것이 바람직하다.
또한, 본 명세서에서, 「고항복비」란, 항복 강도(YS)/인장 강도(TS)로 표시되는 항복비(YR)가 70% 이상인 것을 말한다. YR은 73% 이상인 것이 바람직하다.
본 발명의 강판에는, 냉연 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판이 포함된다. 본 명세서에서는, 이들 중, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판을 종합하여 단순히 「도금 강판」으로 대표되는 경우가 있다.
이하, 본 발명에 따른 강판의 구성 요건을 설명한다. 먼저, 본 발명을 특징짓는 조직에 대하여 서술한다.
본 발명의 강판은, 금속 조직이, 베이나이트 및 마르텐사이트를 함유하고, 추가로 페라이트를 함유하여도 좋고, 베이나이트, 마르텐사이트 및 페라이트를 제외한 잔부 조직을 갖고 있어도 좋다. 즉, 본 발명의 강판은, 이하에 서술하는 각 조직의 분율을 만족하는 한, 베이나이트 및 마르텐사이트만(2상 조직)으로 구성되어 있어도 좋고, 베이나이트, 마르텐사이트 및 페라이트(3상 조직)으로 구성되어 있어도 좋고, 또는 상기의 2상 조직 및 3상 조직의 각각에 있어서, 베이나이트, 마르텐사이트, 페라이트 이외의 잔부 조직을 갖고 있어도 좋아, 어느 쪽의 태양도 본 발명의 범위 안에 포함된다.
[마르텐사이트 분율: 15 내지 50면적%]
마르텐사이트는 고강도의 확보에 필요한 조직이며, 본 발명에서는 전체 조직에 대한 마르텐사이트 분율을 15면적% 이상으로 한다. 바람직하게는 20면적% 이상이다. 한편, 마르텐사이트가 많아지면 신도가 저하되고, 가공성(TS×EL의 균형)이 저하되는 것 외에, 베이나이트 분율이 적어져, 베이나이트에 의한 고항복비 향상 작용이 유효하게 발휘되지 않기 때문에, 그 상한을 50면적% 이하로 억제할 필요가 있다. 바람직하게는 45면적% 이하이다.
[베이나이트]
베이나이트는, 항복비의 향상에 기여하는 조직이다. 또한, 마르텐사이트에 비하여, 강도는 낮지만 연성 등의 가공성 향상 작용을 갖는다. 전체 조직에 대한 베이나이트 분율은, 전술한 마르텐사이트에 의한 상기 작용을 저해하지 않고, 베이나이트에 의한 상기 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서, 전체 조직의 구성에 대응하여 적절히 제어하면 좋다. 예컨대, 본 발명의 강판이 마르텐사이트와 베이나이트만으로 구성되어 있는 경우는, 베이나이트 분율은 42면적% 초과 85면적% 미만이다. 또한, 본 발명의 강판이, 마르텐사이트, 베이나이트 및 페라이트만으로 구성되어 있는 경우는, 베이나이트 분율은 45면적% 초과 85면적% 미만이다.
한편, 본 발명에서, 마르텐사이트와 베이나이트의 함유율은, 어느 쪽이 많아도 좋고, 본 발명에서 규정하는 각 조직의 분율을 만족하는 한, 마르텐사이트 > 베이나이트, 마르텐사이트 = 베이나이트, 마르텐사이트 < 베이나이트의 어느 쪽의 태양도 포함될 수 있다. 단, TS×EL의 향상 등을 고려하면, 마르텐사이트 < 베이나이트의 태양이 바람직하다.
[페라이트 분율: 5면적% 이하(0%를 포함한다)]
본 발명의 강판은, 상기의 마르텐사이트와 베이나이트만으로 구성되어 있어도 좋지만, 5면적% 이하의 분율로 페라이트를 함유하여도 좋다. 즉, 페라이트는, 신도 특성의 향상에 기여하는 조직이지만, 페라이트 분율이 5면적%를 초과하면, 인장 강도 및 항복비가 저하되기 때문에, 그 상한을 5면적% 이하로 한다. 페라이트의 바람직한 분율은, 주상인 마르텐사이트나 베이나이트의 비율이나, 요구되는 특성(항복비 또는 가공성의 어느 것을 중시할지) 등에 따라서도 다르지만, 가공성보다도 고항복비의 실현을 현저히 발휘시키고 싶은 경우는, 페라이트는 적은 쪽이 좋고, 대체로 3면적% 이하인 것이 바람직하고, 가장 바람직하게는 O%이다.
[잔부 조직의 분율: 3면적% 이하(0%를 포함한다)]
본 발명의 강판은, 상기한 대로, (가) 마르텐사이트 및 베이나이트의 2상만으로, (나) 마르텐사이트, 베이나이트 및 페라이트의 3상만으로 구성되어 있어도 좋지만, 상기의 2상 조직 및 3상 조직의 각각에 있어서, 본 발명의 작용을 저해하지 않는 한도에서, 예컨대 제조 과정 등에서 불가피적으로 생성하는 조직(잔부 조직)을 포함하고 있어도 좋다. 이러한 조직으로서는, 예컨대 펄라이트, 잔류 오스테나이트 등을 들 수 있고, 전체 조직에 대한 상기 조직의 분율은 합계로 3면적% 이하인 것이 바람직하다.
상기 조직의 동정 및 분율의 측정은, 후술하는 실시예에 나타내는 방법으로 행하면 좋다.
[베이나이트의 평균 결정 입경: 7㎛ 이하]
본 발명에서는, 각 조직의 분율이 상기 요건을 만족하는 것에 더하여, 베이나이트의 평균 결정 입경이 7㎛ 이하로 한다. 여기서 베이나이트의 결정립이란, 구 오스테나이트 입계에 상당한다고 생각되는 대경각(大傾角) 입계로 둘러싸인 결정립을 의미한다. 이와 같이 베이나이트의 입경을 미세화함으로써 TS×EL의 균형이 더욱 향상하게 된다. 상기 작용은, 베이나이트의 평균 결정 입경이 작아질수록 유효하게 발휘되며, 바람직하게는 6㎛ 이하이고, 보다 바람직하게는 5㎛ 이하이다. 한편, 그 하한은, 상기 작용과의 관계에서는 한정되지 않지만, 본 발명의 성분 조성이나 제조 방법 등을 고려하면, 대체로 1㎛ 이상인 것이 바람직하다. 베이나이트의 평균 결정 입경은, 후술하는 실시예에 나타내는 방법으로 측정할 수 있다.
한편, 본 발명에서는 상기한 대로, 베이나이트에 대하여, 그 평균 결정 입경을 규정하고 있지만, 마르텐사이트에서도, 베이나이트와 같은 정도로 미세화되어 있는 것이 바람직하고, 이에 의해, 베이나이트의 평균 결정 입경 제어에 의한 TS×EL의 균형 향상 작용이 더욱 유효하게 발휘되게 된다. 본 발명에서, 특히 베이나이트의 평균 결정 입경만을 규정한 것은, 본 발명의 강판은 베이나이트를 가장 많이 포함하는 것이 바람직하고, 또한 본 발명의 제조 방법(후술한다.)에 의하면, 베이나이트의 평균 결정 입경을 미세화하면 필연적으로 마르텐사이트의 평균 결정 입경도 미세화되기 때문이다.
이상, 본 발명에 따른 강판의 조직에 대하여 상술했다.
본 발명에서는, 상기 조직으로 하는 것에 의한 우수한 특성(고강도, 고항복비 및 고가공성)을 충분히 발휘시킴과 함께, 스폿 용접성이나 도금 밀착성 등의 다른 특성도 발휘시키기 위해서는, 강판의 화학 성분 조성을 하기한 대로 제어할 필요가 있다. 이하, 화학 성분 조성에 대하여 서술한다.
[C: 0.05% 이상 0.12% 미만]
C는 강판의 강도를 확보하기 위해서 필요한 원소이다. C량이 부족하면 페라이트가 많이 생성되어 버리는 것뿐만 아니라, 베이나이트나 마르텐사이트도 연질화하기 때문에, 고항복비나 고강도를 달성하기 어려워진다. 그래서, 본 발명에서는, C량을 0.05% 이상으로 정했다. 바람직하게는 0.07% 이상이다. 한편, C가 과잉으로 포함되면 스폿 용접성이 저하되기 때문에, C량의 상한을 0.12% 미만으로 한다. 바람직하게는 0.11% 이하이다.
[Si: 0.1% 이하]
Si은 페라이트의 고용 강화에는 유효하지만, 스폿 용접성이나 도금 밀착성을 저하시키는 원소이기 때문에, 본 발명에서는 매우 적은 쪽이 좋다. Si량의 상한을 0.1% 이하로 한다. 바람직하게는 0.07% 이하, 보다 바람직하게는 0.05% 이하이다.
[Mn: 2.0 내지 3.5%]
Mn은 담금질성을 향상시켜 고강도 확보에 기여하는 원소이다. Mn량이 부족하면 담금질성이 불충분해져서 페라이트가 많이 생성되어 버리고, 고강도나 고항복비를 달성하기 어려워진다. 그래서, 본 발명에서는 Mn을 2.0% 이상 함유시킨다. 바람직한 Mn량의 하한은 2.3% 이상이며, 보다 바람직하게는 2.5% 이상이다. 한편, Mn이 과잉으로 포함되면, 베이나이트 변태가 억제되기 때문에 강도-신도 균형이 저하되고, 용접성이 열화하기 쉬워지기 때문에, Mn량의 상한을 3.5%로 한다. Mn량의 바람직한 상한은 3.2% 이하이며, 보다 바람직하게는 2.9% 이하이다.
[Ti, Nb 및 V으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소: 합계로 0.01 내지 0.2%]
Ti, Nb 및 V는 탄질화물의 석출에 의한 핀 정지 효과에 의해, 가열 시의 오스테나이트 결정립을 미세화시킴으로써 오스테나이트로부터의 변태 조직인 페라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트의 조직을 미세화하여, 강도-신도의 균형 향상에 기여하는 원소이다. 이들의 원소는 단독으로 첨가하여도 좋고, 2종 이상을 병용하여도 좋다. 이러한 효과를 충분히 발휘시키기 위해서는, 합계량(단독으로 함유하는 경우는 단독의 함유량, 이하, 동일)의 하한이 0.01% 이상인 것이 바람직하고, 0.02% 이상인 것이 보다 바람직하다. 단, 상기 합계량이 많아지면, 열간 압연 및 냉간 압연 시, 변형 저항이 증대하여, 생산성이 저하될 우려가 있다는 것, 비용이 상승한다는 것, 과잉으로 함유하여도 상기 효과는 포화된다는 것 등을 고려하여, 합계량을 0.2% 이하로 한다. 바람직한 상한은 0.15% 이하이다.
[B: 0.0003 내지 0.005%]
B는 담금질성을 향상시켜 고강도 확보에 기여하는 원소이다. 또한, 페라이트의 생성을 억제하고, 다량의 페라이트 생성에 의한 인장 강도 및 항복비의 저하를 억제하는 작용도 있다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서, B량의 하한을 0.0003% 이상으로 한다. 바람직하게는 0.0005% 이상이다. 그러나, B량이 과잉으로 포함되면, 열간 변형 저항이 증대하여, 생산성이 저하될 우려가 있기 때문에, 그 상한을 0.005% 이하로 한다. 바람직하게는 0.0035% 이하이다.
[P: 0.05% 이하]
P은 페라이트의 고용 강화에 유효한 원소이지만, 스폿 용접성이나 도금 밀착성을 저하시키는 원소이기도 하기 때문에, 매우 적은 쪽이 좋고, P량의 상한을 0.05% 이하로 한다. 바람직하게는 0.03% 이하이다.
[S: 0.05% 이하]
S은 불가피적 불순물 원소이며, 가공성이나 스폿 용접성을 확보한다는 관점에서 매우 적은 쪽이 좋기 때문에, 그 상한을 0.05% 이하로 한다. 바람직하게는 0.02% 이하, 보다 바람직하게는 0.01% 이하이다.
[Al: 0.1% 이하]
Al은 탈산 작용을 갖는 원소이며, 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서, 그 하한을 0.005% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, Al을 과잉으로 첨가하여도 그 효과는 포화되기 때문에, Al량의 상한을 0.1%로 한다. 바람직하게는 0.08% 이하, 보다 바람직하게는 0.06% 이하이다.
[N: 0.015% 이하]
N은 불가피적 불순물 원소이며, 다량으로 포함되면 인성이나 연성(신도)을 열화시키는 경향이 있기 때문에, N량의 상한을 0.015%로 한다. 바람직하게는 0.01% 이하, 보다 바람직하게는 0.005% 이하이다.
본 발명에 사용되는 강의 기본 성분은 상기한 대로이며, 잔부는 철 및 불가피적 불순물이다. 원료, 자재, 제조 설비 등의 상황에 따라서 들어간 상기 불가피적 불순물로서는, 상기 S나 N 외에, O나 트럼프 원소(Sn, Zn, Pb, As, Sb, Bi 등) 등을 들 수 있다.
본 발명에 사용되는 강은, 필요에 따라, 이하의 임의 원소(선택 성분)를 추가로 함유하고 있어도 좋다.
[Cr 및 Mo: 합계로 1.0% 이하]
Cr 및 Mo은 어느 것이든 담금질성을 향상시켜 고강도 확보에 기여하는 원소이다. 본 발명에서는, 이들의 원소를 단독으로 첨가하여도 좋고, 병용하여도 좋다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, 합계량(단독으로 포함할 때는 단독의 양, 이하, 동일)의 하한이 O.O4% 이상인 것이 바람직하다. 그러나, Cr 및 Mo이 과잉으로 포함되면 연성(신도)이 열화되기 때문에, 합계량의 상한을 1.0% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 O.4O% 이하이다.
다음으로, 상기 강판을 제조하는 방법에 대하여 설명한다.
본 발명에 따른 강판의 제조 방법은, 상기 조성을 갖는 강을 준비하는 공정과, 열간 압연 및 냉간 압연 후, AC3점 내지 (AC3점+150℃)의 온도에서 5 내지 200초간 유지하는 균열(均熱) 공정과, 평균 냉각 속도: 5℃/초 이상으로 냉각하는 냉각 공정과, Ms점 내지 (Ms점+50℃)의 온도에서 15 내지 600초간 유지하는 유지 공정을, 이 순서로 행하려는 것에 특징이 있다. 여기서, Ac3점은, 강판을 가열했을 때의 오스테나이트에의 변태 완료 온도를 의미하며, Ms점은, 마르텐사이트 변태 개시 온도를 의미한다.
상기 제조 방법에서는, 특히 냉간 압연 후의 소둔 공정을 적절히 제어하는 것이 매우 중요하다. 이하, 도 1 및 도 2를 참조하면서, 본 발명을 특징짓는 소둔 공정에 대하여 서술한다. 이 중, 도 1은, 균열 공정 및 저온 유지 공정을 일정한 온도에서 행하는 열 패턴을 나타내는 도면이며, 도 2는, 상기 균열 공정 및 저온 유지 공정을, 본 발명의 요건을 만족하는 범위에서 변화시켜 행하는 열 패턴을 나타내는 도면이다.
우선, 상기 조성을 갖는 강을 준비한다.
다음으로, 통상적 방법에 근거하여, 열간 압연 및 냉간 압연을 행한다. 예컨대, 열간 압연에 관해서는, 마무리 압연 온도: 약 Ac3점 이상, 권취 온도: 대체로 400 내지 700℃로 할 수 있다.
열간 압연 후는 필요에 따라 산세(酸洗)하고, 예컨대 냉연율: 대체로 35 내지 80%의 냉간 압연을 행한다.
다음으로, 이하의 소둔 공정을 행한다.
우선, 실온으로부터 Ac3점 내지 (Ac3점+150℃)의 온도 영역(균열 온도 T1)까지 가열한다. 후기하는 것과 같이 본 발명에서는, 상기 균열 온도 T1을 특정한 것에 특징이 있고, 실온으로부터 상기 균열 온도 T1까지의 평균 가열 속도는 특별히 한정되지 않고, 보통 사용되는 범위를 적절히 제어하면 좋다. 본 발명에서는, 생산성 등을 고려하여, 상기 온도 영역을 평균 가열 속도 1℃/초 이상으로 가열하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 2℃/초 이상이다.
[Ac3점 내지 (Ac3점+150℃)의 온도 영역(균열 온도 T1)에서 5 내지 200초(균열 시간 t1) 유지하는 균열 공정]
다음으로, Ac3점 내지 (Ac3점+150℃)의 온도 영역(균열 온도 T1)에서 5 내지 200초(균열 시간 t1) 균열한다. 균열 온도 T1이 Ac3점을 하회하면, 오스테나이트 변태가 불충분해지고, 페라이트가 많이 잔존하여 원하는 조직을 확보하기 어려워진다. 또한, 페라이트 중에 가공 변형이 잔존하기 쉬워지기 때문에, 페라이트에 의한 우수한 신도 특성이 유효하게 발휘되기 어렵다. 균열 온도 T1은 바람직하게는 (Ac3점+10℃) 이상이다. 한편, 균열 온도 T1이 (Ac3점+150℃)를 상회하면, 오스테나이트의 입자 성장이 촉진되어 베이나이트나 마르텐사이트의 조직이 조대화되어 버려, 상기 조직의 평균 결정 입경이 커져 강도-신도의 균형이 저하되기 때문에 바람직하지 못하다. 균열 온도 T1은 바람직하게는 (Ac3점+1O0℃) 이하이다.
균열 시간 t1은 5 내지 200초로 한다. 5초 미만에서는 오스테나이트 변태가 불충분해지고, 페라이트가 대부분 잔존하여 원하는 조직을 확보하기 어려워진다. 또한, 페라이트 중에 가공 변형이 잔존한 경우, 페라이트에 의한 우수한 신도 특성이 유효하게 발휘되기 어렵다. 바람직하게는 20초 이상이다. 한편, 균열 시간 t1이 지나치게 길면, 오스테나이트의 입자 성장이 촉진되고, 전술한 대로 조직이 조대화하여, 강도-신도의 균형이 저하되기 쉬워진다. 따라서, 균열 시간 t1은 200초 이하로 한다.
한편, 균열 온도 T1은 일정 온도일 필요는 없고, Ac3점 내지 (Ac3점+150℃)의 온도 영역(T1)에서의 균열 시간(t1)이 5 내지 200초간 확보되는 한, 도 2에 나타낸 바와 같이 변화시켜도 좋다. 구체적으로는, 예컨대 Ac3점 내지 (Ac3점+150℃)의 온도 영역(T1)까지 단숨에 승온시킨 후, 이 온도로 5 내지 200초간 등온 유지하여도 좋고, Ac3점 내지 (Ac3점+150℃)의 온도 영역(T1)에 도달 후, 이 온도 영역 내에서 추가로 승온시켜도 좋고, 역으로, 추가로 강온(降溫)시켜도 좋으며, 요컨대, 상기 T1의 온도 영역에서의 균열 시간 t1이 소정 시간 확보되는 태양이면, 전부 본 발명의 범위 내에 포함되고, 어느 쪽의 경우이어도, 원하는 특성을 달성할 수 있다.
[T1로부터 Ms점 내지 (Ms점+50℃)의 온도 영역(T2)까지의 범위를 평균 냉각 속도(CR1): 5℃/초 이상으로 냉각하는 냉각 공정]
상기 페라이트 분율을 만족하도록 하기 위해서는, T1로부터 Ms점 내지 (Ms점+50℃)의 온도 영역(T2)까지의 평균 냉각 속도(CR1)를 5℃/초 이상으로 한다. 평균 냉각 속도 CR1이 5℃/초를 하회하면, 페라이트 변태가 진행되어, 페라이트 분율을 5% 이내로 억제하기 어려워지기 때문에, 고강도 및 고항복비의 확보가 어려워진다. 평균 냉각 속도 CR1은 바람직하게는 10℃/초 이상이다. 한편, 평균 냉각 속도 CR1의 상한은, 상기 관점에서는 특별히 한정되지 않지만, 냉각 정지 온도 제어의 정밀도 악화나, 코일 내의 온도 격차 등을 고려하여, 실제 라인에서 실현 가능한 상한으로서, 대체로 100℃/초 이하로 하는 것이 바람직하다.
한편, T1로부터 Ms점 내지 (Ms점+50℃)의 온도 영역(T2)까지의 냉각은, 일정 속도로 냉각할 필요는 반드시 없고, 다단계로 나눠 냉각하여도 좋고, 요컨대, T1로부터 T2까지의 온도 범위에서의 평균 냉각 속도가 5℃/초 이상의 범위 내에 있으면 좋다. 예컨대, 상기 온도 범위의 냉각을, 평균 냉각 속도가 다른 2단계 냉각으로 하여, T1로부터 중간 온도(예컨대 500 내지 700℃)까지의 1차 냉각 속도(CR11)와, 중간 온도로부터 T2까지의 2차 냉각 속도(CR12)를 변화시켜도 좋다.
[Ms점 내지 (Ms점+50℃)의 온도 영역(저온 유지 온도 T2)에서 15 내지 600초(저온 유지 시간 t2) 유지하는 저온 유지 공정]
상기 평균 냉각 속도(CR1)로 저온 유지 온도 T2까지 냉각 후, 이 온도 영역(저온 유지 온도 T2)에서 15 내지 600초(저온 유지 시간 t2) 유지한다. 이에 의해, 베이나이트 변태가 진행하여, 베이나이트 및 마르텐사이트를 소정 분율로 확보할 수 있다. 저온 유지 온도 T2가 Ms점을 하회하면, 마르텐사이트의 분율이 많아진다. 한편, 저온 유지 온도 T2가 (Ms점+50℃)의 온도를 초과하면, 베이나이트 변태가 일어나기 어려워져, 역시 마르텐사이트의 분율이 많아진다. 저온 유지 온도 T2는, 바람직하게는 Ms점+5℃ 이상 Ms점+45℃ 이하이다.
또한, 저온 유지 시간 t2는 15 내지 600초로 한다. 저온 유지 시간 t2가 15초를 하회하면 베이나이트 변태가 충분히 일어나지 않기 때문에, 마르텐사이트의 분율이 많아져, 원하는 조직을 얻기 어려워진다. 바람직하게는 20초 이상이다. 한편, 저온 유지 시간 t2가 600초를 넘어도 베이나이트 변태는 그 이상 진행하지 않아 생산성이 저하되기 때문에, 저온 유지 시간 t2의 상한을 600초로 했다. 바람직하게는 500초 이하이다.
한편, 저온 유지 온도 T2는 일정 온도일 필요는 없고, 균열 온도 T1로부터의 냉각 시에, Ms점 내지 (Ms점+50℃)의 온도 영역(T2)에서의 유지 시간이 15 내지 600초간 확보되어 있는 한, 도 2에 나타낸 바와 같이 변화시켜도 좋다. 구체적으로는, 예컨대, 균열 온도 T1로부터 저온 유지 온도 영역 T2까지 단숨에 냉각시킨 후, 이 온도에서 등온 유지하여도 좋고, 저온 유지 온도 T2에 도달 후, 이 온도 영역 내에서 추가로 냉각시켜도 좋고, 또는 이 온도 영역 내에서 추가로 승온시켜도 좋고, 요컨대, 상기 T2의 온도 영역에서의 저온 유지 시간 t2가 소정 시간 확보되는 태양이면, 전부 본 발명의 범위 내에 포함되고, 어느 쪽의 경우이어도, 원하는 특성을 달성할 수 있다.
이어서, Ms점 내지 (Ms점+50℃)의 온도 영역(저온 유지 온도 T2)으로부터, 실온까지의 온도 영역을 냉각함으로써, 본 발명에 따른 고강도 강판(냉연 강판)을 제조할 수 있다. 전술한 것과 같이 본 발명에서는, 상기 저온 유지 온도 T2를 특정한 것에 특징이 있고, 상기 저온 유지 온도 T2로부터 실온까지의 온도 영역까지의 평균 냉각 속도는 특별히 한정되지 않으며, 보통 사용되는 범위를 적절히 제어하면 좋다. 본 발명에서는, 상기 온도 영역을 평균 냉각 속도 1℃/초 이상으로 냉각하는 것이 바람직하다. 평균 냉각 속도가 1℃/초 미만이 되면, 생산성이 저하되는 것 외에, 마르텐사이트의 오스템퍼링(austempering; 자기 템퍼링)에 의해 마르텐사이트가 부드럽게 되어 버려, TS가 저하될 우려가 있기 때문이다. 보다 바람직한 평균 냉각 속도는 3℃/초 이상이다.
상기 고강도 강판의 표면에는, 용융 아연 도금층이나 합금화 용융 아연 도금층이 형성되어 있어도 좋다. 용융 아연 도금층이나 합금화 용융 아연 도금층을 형성할 때의 조건은 특별히 한정되지 않고, 통상적 방법의 용융 아연 도금 처리, 추가적으로 통상적 방법의 합금화 처리를 채용할 수 있고, 이에 의해, 본 발명의 용융 아연 도금 강판(GI) 및 합금화 용융 아연 도금 강판(GA)이 얻어진다.
구체적으로는, 상기 도 1에서, 저온 유지 공정의 도중, 저온 유지 공정과 그 후의 2차 냉각 공정 사이, 2차 냉각 공정의 도중 등, 이들 공정(또는 공정 사이)에서 용융 아연 도금 처리, 또는 추가적으로 합금화 처리를 실시하는 것에 의해, 소망하는 도금 강판이 얻어진다. 한편, 저온 유지 공정의 도중에 용융 아연 도금 처리나 합금화 처리를 행하는 경우는, 상기 처리의 전후에서 실시되는 T2 온도 영역에서의 유지 시간의 합계가 15 내지 600초를 만족하도록 제어할 필요가 있다.
용융 아연 도금 처리, 및 합금화 처리의 조건은 특별히 한정되지 않고, 보통, 사용되는 조건을 채용할 수 있다. 예컨대, 용융 아연 도금 강판을 제조하는 경우, 온도가 약 430 내지 500℃로 조정된 도금욕에 침지시켜 용융 아연 도금을 실시하고, 그 후, 냉각하는 것을 들 수 있다. 또한, 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조하는 경우에는, 상기 용융 아연 도금 후, 500 내지 750℃ 정도의 온도까지 가열한 후, 합금화를 행하고, 냉각하는 것을 들 수 있다.
[실시예]
이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 하기 실시예에 의하여 제한되지 않고, 전·후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 변경을 가하여 실시하는 것도 가능하며, 그들은 어느 것이든 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.
[실시예 1]
표 1에 나타내는 여러가지의 화학 조성의 강을 용제(溶製)하고, 2.4mm 두께까지 열간 압연했다. 마무리 압연 온도는 880℃, 권취 온도는 600℃이다. 이어서, 수득된 열간 압연 강판을 산세한 후, 1.2mm 두께까지 냉간 압연하였다(냉연율: 50%).
다음으로, 표 2에 나타내는 소둔 조건에 의해, 도금 연속 소둔 라인에서 소둔 처리를 행했다. 그 후, 도금욕 온도 450℃에서 용융 아연 도금 강판(GI)을, 또는 도금욕 온도 450℃에서 아연 도금 후에 550℃에서 25초간 유지하는 것에 의해 합금화 용융 아연 도금 강판(GA)을 제조했다.
한편, 상기 표 1에서의 Ac3점 및 Ms점의 계산식은 문헌[레슬리 철강재료학(고타 나리야스 감역, 마루젠주식회사, 1985년 발행 p.273(Ac3점) 또는 p.231(Ms점))]을 참조했다. 상세한 것은 이하와 같다. 상기 식에서, [ ]는 각 원소의 함유량(질량%)이며, 상기 원소를 강 중에 포함할 때는, 상기 원소=0로서 계산한다.
Ac3점 = 910-203×√[C]-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]
Ms점 = 561-474×[C]-33×[Mn]-17×[Ni]-17×[Cr]-21×[Mo]
상기와 같이 하여 수득된 각 강판에 대하여, 아래와 같이 인장 시험을 행하여, 기계적 특성을 측정함과 함께, 아래와 같이 하여 조직 관찰을 행했다.
[기계적 특성의 측정]
상기의 냉연 강판으로부터 압연 방향을 길이 방향으로 하는, JIS Z2201의 5호 시험편을 채취하고, JIS Z2241에 따라서 항복 강도 YS, 인장 강도 TS, 균일 신도(UEL) 및 전체 신도(EL)를 측정하였다. 이들의 값으로부터, 항복비 YR[(YS/TS)×100]을 산출했다.
본 실시예에서는, TS ≥ 980MPa의 경우를 고강도라고 평가하고, YR ≥ 70%의 경우를 고항복비라고 평가했다. 또한 EL에 대하여, TS×EL ≥ 10.0GPa·%의 경우를 강도와 신도의 균형(TS-EL의 균형)이 우수하다고 평가했다.
[조직 관찰(마이크로 조직 관찰)]
상기 냉연 강판의 압연 방향에 직각인 단면의 t/4(t: 판 두께) 위치를 관찰하기 위하여, 나이탈로 에칭하여 조직을 현출시키고, 주사형 전자 현미경(SEM)으로 조직을 관찰했다.
구체적으로는, 페라이트 및 마르텐사이트의 면적율(후기하는 표 3에서는 각각 VF, VM으로 약기)은 조직의 결정 입경의 크기에 대응한 배율(1,000배, 1,500배, 3,000배 중 어느 것)의 단면 조직 사진을 이용한 화상 해석에 의해 측정하여, 5 시야의 평균을 구했다. 한편, 시야 크기는, 1,000배에서는 75㎛×75㎛, 1,500배에서는 50㎛×50㎛, 3,000배에서는 25㎛×25㎛이다. 본 실시예에서는, 펄라이트 등의 잔부 조직은 관찰되지 않았기 때문에, 베이나이트의 면적율(후기하는 표 3에서는 VB로 약기)은 전체 조직(100면적%)으로부터 상기한 바와 같이 하여 측정된 페라이트 및 마르텐사이트의 면적율을 뺄셈하여 산출했다.
또한, 베이나이트의 평균 결정 입경(후기하는 표 3에서는 dB로 약기)은 JIS G 0552에 규정된 「강의 페라이트 결정 입도 시험 방법」에 준거한 절단법에 의해 베이나이트의 평균 결정 입도를 측정하고, 평균 결정 입경을 구했다.
이들의 측정 결과를 표 3에 나타낸다.
Figure pat00001
Figure pat00002
Figure pat00003
표 1 내지 3으로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다.
우선, 표 3의 실험 No. 1 내지 8, 15, 20 내지 23, 28, 29는 각각 본 발명의 요건을 만족하는 표 1의 강 No. A 내지 H, A, M 내지 P를 이용하여, 본 발명의 방법에 따라서 제조한 예이며, 어느 것이든 인장 강도가 980MPa 이상이고, 70% 이상의 고항복비를 나타내고, 또한 TS-EL의 균형이 10.0GPa·% 이상으로, 양호한 특성을 갖고 있다.
이에 대하여, 본 발명에서 규정하는 어느 요건을 만족하지 않는 것은 원하는 특성이 얻어지지 않았다.
우선, 표 3의 실험 No. 9 내지 14, 24 및 25는 어느 것이든 본 발명의 요건을 만족하는 표 1의 강 종(種) No. A를 이용했지만, 제조 조건이 본 발명의 요건을 만족하지 않기 때문에, 원하는 특성이 얻어지지 않은 것이다.
이 중 표 3의 실험 No. 9는, 균열 온도 T1이 지나치게 낮기 때문에, 페라이트가 과잉으로 생성되어, 소망하는 고강도 및 고항복비를 달성할 수 없었다.
한편, 표 3의 실험 No. 10은, 균열 온도 T1이 지나치게 높기 때문에, 베이나이트의 평균 결정 입경이 커져, TS×EL의 균형이 저하되었다.
표 3의 실험 No. 11은, 균열 후의 1차 냉각 속도가 너무 늦기 때문에, 페라이트가 과잉으로 생성되어, 소망하는 고강도 및 고항복비를 달성할 수 없었다.
표 3의 실험 No. 12/No. 13은, 저온 유지 온도 T2가 지나치게 낮은/지나치게 높은 예이며, 어느 것이든 마르텐사이트가 과잉으로 생성되어, TS×EL의 균형이 저하되었다.
표 3의 실험 No. 14는, 저온 유지 시간 t2가 지나치게 짧기 때문에, 마르텐사이트가 과잉으로 생성되어, TS×EL의 균형이 저하되었다.
표 3의 실험 No. 24는, 균열 시간 t1이 짧기 때문에, 페라이트가 과잉으로 생성되어, 소망하는 고강도 및 고항복비를 달성할 수 없었다.
한편, 표 3의 실험 No. 25는, 균열 시간 t1이 길기 때문에, 베이나이트의 평균 결정 입경이 조대화하여, TS×EL의 균형이 저하되었다.
또한, 표 3의 실험 No. 16 내지 19, 27은, 본 발명의 요건을 만족하지 않는 강을 이용하여 제조했기 때문에, 원하는 특성이 얻어지지 않은 것이다.
이 중 표 3의 실험 No. 16은, C량이 적은 표 1의 강 No. I를 이용했기 때문에, 강도가 저하되었다.
표 3의 실험 No. 17은, Mn량이 적은 표 1의 강 No. J를 이용했기 때문에, 페라이트가 과잉으로 생성되어, 고강도 및 고항복비를 달성할 수 없었다.
표 3의 실험 No. 27은, Mn량이 규정의 범위를 넘은 표 1의 강 No. Q를 이용했기 때문에, 담금질성이 지나치게 높아져, 소정의 시간 저온으로 유지하여도 베이나이트 변태의 진행이 지연되어, 마르텐사이트 분율이 50%를 초과했다. 그 때문에, TS×EL의 균형이 저하되었다.
표 3의 실험 No. 18은, Ti, Nb, V으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 원소를 포함하지 않는 표 1의 강철 No. K를 이용했기 때문에, 베이나이트의 평균 결정 입경이 조대화하여, TS×EL의 균형이 저하되었다.
표 3의 실험 No. 19는, B를 포함하지 않는 표 1의 강 No. L을 이용했기 때문에, 페라이트가 과잉으로 생성되어, 고강도 및 고항복비를 달성할 수 없었다.
[실시예 2]
전술한 실시예 1에서는, (가) 균열 공정 및 (나) 저온 유지 공정 중 어느 것에서도, 일정 온도로 균열 또는 저온 유지를 행했지만, 본 실시예에서는, 상기 (가) 및 (나)에서, 균열 유지 중인 온도(개시 온도 및 종료 온도) 및 저온 유지 중인 온도(개시 온도 및 종료 온도)를 표 4에 나타낸 바와 같이 변화시켜 실험을 행했다.
상세하게는, 본 발명의 요건을 만족하는 표 1의 강 No. D를 이용하고, 표 4에 나타내는 소둔 조건을 행한 것 이외는, 전술한 실시예 1과 같이 하여 용융 아연 도금 강판을 제조한 후, 기계적 특성 및 조직 관찰을 전술한 실시예 1과 같이 하여 행했다. 그 결과를 표 5에 나타낸다.
Figure pat00004
Figure pat00005
표 5에 나타낸 바와 같이, 표 5의 실험 No. 26은, 고강도 및 고항복비를 갖고, 또한 TS-EL의 균형이 우수하다. 이 결과로부터, (가) 균열 공정 및 (나) 저온 유지 공정에서, 균열 유지 중인 온도(개시 온도 및 종료 온도) 및 저온 유지 중인 온도(개시 온도 및 종료 온도)를 본 발명의 범위 내에서 변화시킨 경우이어도, 소망하는 특성을 달성할 수 있다는 것이 확인되었다.
본 실시예의 결과로부터, 본 발명의 요건을 만족하는 용융 아연 도금 강판(GI 강판) 또는 합금화 용융 아연 도금 강판(GA)은 양호한 특성을 겸비하고 있는 것이 확인되었다.

Claims (3)

  1. C: 0.05% 이상 0.12% 미만(질량%의 의미. 화학 성분 조성에 대하여 이하 동일),
    Si: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않는다),
    Mn: 2.0 내지 3.5%,
    Ti, Nb 및 V으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소: 합계로 0.01 내지 0.2%,
    B: 0.0003 내지 0.005%,
    P: 0.05% 이하,
    S: 0.05% 이하,
    Al: 0.1% 이하, 및
    N: 0.015% 이하
    를 만족하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물인 강판으로서,
    금속 조직이,
    전체 조직에 대한 면적율로,
    베이나이트: 42 내지 85%,
    마르텐사이트: 15 내지 50%,
    페라이트: 5% 이하,
    베이나이트, 마르텐사이트 및 페라이트를 제외한 잔부 조직: 3% 이하이며, 또한
    베이나이트의 평균 결정 입경: 7㎛ 이하를 만족하고,
    인장 강도가 980MPa 이상인 강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    Cr 및 Mo의 한쪽 또는 양쪽을 합계로 1.0% 이하 함유하는 강판.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 강판을 제조하는 방법으로서,
    제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 조성을 갖는 강을 준비하는 공정과,
    열간 압연 및 냉간 압연 후, Ac3점 내지 (Ac3점+150℃)의 온도에서 5 내지 200초간 유지하는 균열(均熱) 공정과,
    평균 냉각 속도: 5℃/초 이상으로 냉각하는 냉각 공정과,
    Ms점 내지 (Ms점+50℃)의 온도에서 15 내지 600초간 유지하는 유지 공정을, 이 순서로 행하는, 강판을 제조하는 방법.
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