KR20180088707A - 고강도 강판 및 고강도 아연 도금 강판 - Google Patents

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다카유키 기타자와
사토시 우치다
고헤이 우에다
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신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
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Abstract

고강도 강판은, 특정한 화학 조성을 갖고, 판 두께의 표면으로부터 1/4두께를 중심으로 한 1/8두께 내지 3/8두께의 범위에 있어서, 체적분율로, 페라이트: 85% 이하, 베이나이트: 3% 이상 95% 이하, 템퍼링 마르텐사이트: 1% 이상 80% 이하, 잔류 오스테나이트: 1% 이상 25% 이하, 펄라이트 및 조대 시멘타이트: 합계로 5% 이하이고, 또한 프레시 마르텐사이트: 5% 이하,로 표현되는 마이크로 조직을 갖고, 잔류 오스테나이트 중 고용 탄소량이 0.70 내지 1.30질량%이고, 애스펙트비가 2.50 이하이고, 또한 원상당 직경이 0.80㎛ 이상인 잔류 오스테나이트 입자의 전체 입계 중에서, 템퍼링 마르텐사이트 또는 프레시 마르텐사이트와 이루는 계면이 차지하는 비율이 75% 이하이다.

Description

고강도 강판 및 고강도 아연 도금 강판
본 발명은, 고강도 강판 및 고강도 아연 도금 강판에 관한 것이다.
근년, 자동차 등에 사용되는 고강도 강판에 있어서, 내충격 특성을 더욱 향상시키는 요구가 높아져 오고 있다. 또한, 자동차 등에 사용되는 고강도 강판에 있어서는, 복잡한 부재 형상을 얻기 위해서, 연성, 구멍 확장성이라고 하는 성형성도 필요해지고 있다.
예를 들어, 연성 및 신장 플랜지성의 향상을 목적으로 한 고강도 냉연 강판이 특허문헌 1에 기재되고, 인성 및 HAZ 인성의 향상을 목적으로 한 고강도 강판이 특허문헌 2에 기재되고, 형상 동결성 및 가공성의 향상을 목적으로 한 고강도 강판이 특허문헌 3에 기재되어 있다. 또한, 연성을 확보하면서 소부 경화성의 향상을 목적으로 한 고강도 용융 아연 도금 강판이 특허문헌 4에 기재되고, 연성을 확보하면서 기계 절단 특성의 향상을 목적으로 한 고강도 용융 아연 도금 강판이 특허문헌 5에 기재되고, 가공성의 향상을 목적으로 한 고강도 용융 아연 도금 강판이 특허문헌 6에 기재되어 있다.
그러나, 종래의 고강도 강판에서는, 최근에 요구되는 우수한 성형성 및 내충격 특성을 양립시키지 못한다.
일본특허 제5463685호 공보 일본특허공개 제2014-9387호 공보 국제공개 제2013/018741호 국제공개 제2013/047821호 국제공개 제2013/047739호 일본특허공개 제2009-209451호 공보
본 발명은, 우수한 성형성 및 내충격 특성이 얻어지는 고강도 강판 및 고강도 아연 도금 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해 예의 검토를 행하였다. 이 결과, 화학 조성 및 마이크로 조직의 체적분율의 적정화뿐만 아니라, 파괴의 기점이 되는 조대한 잔류 오스테나이트를, 가능한 한 템퍼링 마르텐사이트 및 프레시 마르텐사이트에 인접하지 않도록 배치하는 것이 중요하다는 것이 밝혀졌다. 또한, 이러한 잔류 오스테나이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 프레시 마르텐사이트의 배치 제어에는, 제조 과정에서의 Mn의 편재화의 억제가 매우 중요하다는 것도 밝혀졌다.
일반적으로, 고강도 강판의 마이크로 조직 체적분율의 제어를 위해서, 냉간 압연 후의 어닐링의 최고 가열 온도 근방에서의 체류 중에 모상을 오스테나이트 입자로 구성하고, 그 후의 냉각 조건 등을 조정하고 있다. Mn이 편재된 영역에서는, 체류 중에 오스테나이트 입자가 조대화하여, 냉각 중에 조대한 잔류 오스테나이트 및 프레시 마르텐사이트가 서로 인접하면서 혼재한 조직이 얻어진다. 어닐링 후의 템퍼링에 있어서 프레시 마르텐사이트의 거의 전체가 템퍼링 마르텐사이트가 되지만, 템퍼링에서는 조직의 배치는 변화되지 않기 때문에, 템퍼링 후의 마이크로 조직에서는, 조대한 잔류 오스테나이트와 템퍼링 마르텐사이트 또는 프레시 마르텐사이트가 서로 인접하면서 혼재한다. 예를 들어, 조대한 잔류 오스테나이트는 템퍼링 마르텐사이트에 둘러싸이도록 존재한다. 이러한 마이크로 조직을 갖는 고강도 강판에서는, 조대한 잔류 오스테나이트와 템퍼링 마르텐사이트 또는 프레시 마르텐사이트와의 계면을 기점으로 해서 파괴가 발생하기 쉽다.
종래, 화학 조성 및 마이크로 조직의 체적분율의 적정화를 위해서 어닐링의 조건 및 템퍼링의 조건에 대해서 제안되어 있지만, Mn의 편재화는, 비교적 고온에서의 상변태에 수반하여 진행되기 때문에, 이들 조건의 조정만으로는 Mn의 편재화를 제어하지 못한다. 본원 발명자 등은, Mn의 편재화를 억제하기 위해서 예의 검토를 행한 결과, 열간 압연의 냉각 과정 및 어닐링의 가열 과정에 있어서 Mn의 편재를 억제할 수 있고, Mn의 편재를 억제함으로써 최고 가열 온도 근방에서의 체류 중에 모상을 미세하고 또한 균질하게 분산된 오스테나이트 입자로 구성할 수 있는 것을 알아내었다. 모상을 미세하고 또한 균질하게 분산된 오스테나이트 입자로 구성함으로써, 냉각에 수반하는 상변태 후에 있어서, 베이나이트 및 페라이트 등에 의해 잔류 오스테나이트와 템퍼링 마르텐사이트 또는 프레시 마르텐사이트가 서로로부터 분리되어, 잔류 오스테나이트는 템퍼링 마르텐사이트 또는 프레시 마르텐사이트와 인접하기 어려워진다. 템퍼링 마르텐사이트에 둘러싸인 잔류 오스테나이트가 존재해도, 잔류 오스테나이트가 미세하기 때문에, 파괴의 기점으로는 되기 어렵다. 본 발명자들은, 이러한 지견에 기초하여, 이하에 나타내는 발명의 모든 양태에 상도하였다.
(1)
질량%로,
C: 0.075 내지 0.400%,
Si: 0.01 내지 2.50%,
Mn: 0.50 내지 3.50%,
P: 0.1000% 이하,
S: 0.0100% 이하,
Al: 2.000% 이하,
N: 0.0100% 이하,
O: 0.0100% 이하,
Ti: 0.000 내지 0.200%,
Nb: 0.000 내지 0.100%,
V: 0.000 내지 0.500%,
Cr: 0.00 내지 2.00%,
Ni: 0.00 내지 2.00%,
Cu: 0.00 내지 2.00%,
Mo: 0.00 내지 1.00%,
B: 0.0000 내지 0.0100%,
W: 0.00 내지 2.00%,
Ca, Ce, Mg, Zr, La 및 REM으로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상: 합계로 0.0000 내지 0.0100%,
잔부: Fe 및 불순물, 또한
(식1)로 표시되는 파라미터 Q0: 0.35 이상
으로 표현되는 화학 조성을 갖고,
판 두께의 표면으로부터 1/4두께를 중심으로 한 1/8두께 내지 3/8두께의 범위에 있어서, 체적분율로,
페라이트: 85% 이하,
베이나이트: 3% 이상 95% 이하,
템퍼링 마르텐사이트: 1% 이상 80% 이하,
잔류 오스테나이트: 1% 이상 25% 이하,
펄라이트 및 조대 시멘타이트: 합계로 5% 이하이고, 또한
프레시 마르텐사이트: 5% 이하
로 표현되는 마이크로 조직을 갖고,
잔류 오스테나이트 중 고용 탄소량이 0.70 내지 1.30질량%이고,
애스펙트비가 2.50 이하이고, 또한 원상당 직경이 0.80㎛ 이상인 잔류 오스테나이트 입자의 전체 입계 중에서, 템퍼링 마르텐사이트 또는 프레시 마르텐사이트와 이루는 계면이 차지하는 비율이 75% 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
Q0=Si+0.1Mn+0.6Al … (식1)
((식1) 중 Si, Mn 및 Al은 질량%로의 각 원소의 함유량으로 한다)
(2)
질량%로,
Ti: 0.001 내지 0.200%,
Nb: 0.001 내지 0.100% 및
V: 0.001 내지 0.500%
로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 고강도 강판.
(3)
질량%로,
Cr: 0.01 내지 2.00%,
Ni: 0.01 내지 2.00%,
Cu: 0.01 내지 2.00%,
Mo: 0.01 내지 1.00%,
B: 0.0001 내지 0.0100% 및
W: 0.01 내지 2.00%
로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 (1) 또는 (2)에 기재된 고강도 강판.
(4)
질량%로,
Ca, Ce, Mg, Zr, La 및 REM으로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0001 내지 0.0100% 함유하는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판.
(5)
애스펙트비가 2.50 이하이고, 또한 원상당 직경이 0.80㎛ 이상인 잔류 오스테나이트 입자의 밀도가 5.0×1010개/㎡ 이하인 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판.
(6)
(1) 내지 (5) 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판의 표면에, 아연 도금층이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 고강도 아연 도금 강판.
(7)
상기 아연 도금층 중 Fe 함유량이 3.0질량% 이하인 것을 특징으로 하는 (6)에 기재된 고강도 아연 도금 강판.
(8)
상기 아연 도금층 중 Fe 함유량이 7.0질량% 이상 13.0질량% 이하인 것을 특징으로 하는 (6)에 기재된 고강도 아연 도금 강판.
본 발명에 따르면, 잔류 오스테나이트와 템퍼링 마르텐사이트 및 프레시 마르텐사이트와의 관계 등이 적절하기 때문에, 우수한 성형성 및 내충격 특성을 얻을 수 있다.
이하, 본 발명의 실시 형태에 대해서 설명한다.
(제1 실시 형태)
우선, 본 발명의 제1 실시 형태에 따른 고강도 강판의 화학 조성에 대해서 설명한다. 상세는 후술하지만, 제1 실시 형태에 따른 고강도 강판은, 열연 공정, 산세 공정, 냉연 공정, 어닐링 공정, 베이나이트 변태 공정, 마르텐사이트 변태 공정 및 템퍼링 공정을 거쳐서 제조된다. 따라서, 고강도 강판의 화학 조성은, 고강도 강판의 특성뿐만 아니라, 이들 처리에 적합한 것이다. 이하의 설명에 있어서, 고강도 강판에 포함되는 각 원소의 함유량 단위인 「%」는, 특별히 언급이 없는 한 「질량%」를 의미한다. 본 실시 형태에 따른 고강도 강판은, C: 0.075 내지 0.400%, Si: 0.01 내지 2.50%, Mn: 0.50 내지 3.50%, P: 0.1000% 이하, S: 0.0100% 이하, Al: 2.000% 이하, N: 0.0100% 이하, O: 0.0100% 이하, Ti: 0.000 내지 0.200%, Nb: 0.000 내지 0.100%, V: 0.000 내지 0.500%, Cr: 0.00 내지 2.00%, Ni: 0.00 내지 2.00%, Cu: 0.00 내지 2.00%, Mo: 0.00 내지 1.00%, B: 0.0000 내지 0.0100%, W: 0.00 내지 2.00%, Ca, Ce, Mg, Zr, La 및 희토류 금속(rear earth metal: REM)으로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상: 합계로 0.0000 내지 0.0100%, 잔부: Fe 및 불순물, 또한 (식1)로 표시되는 파라미터 Q0: 0.35 이상,으로 표현되는 화학 조성을 갖고 있다. 불순물로서는, 광석이나 스크랩 등의 원재료에 포함되는 것, 제조 공정에 있어서 포함되는 것이 예시된다.
Q0=Si+0.1Mn+0.6Al … (식1)
((식1) 중 Si, Mn 및 Al은 질량%에서의 각 원소의 함유량이다)
(C: 0.075 내지 0.400%)
C는 오스테나이트를 안정화시키고, 잔류 오스테나이트를 얻음으로써, 강도와 성형성을 높인다. C 함유량이 0.075% 미만이면, 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않아, 충분한 강도 및 성형성을 확보하는 것이 곤란하다. 따라서, C 함유량은 0.075% 이상이다. 보다 우수한 강도 및 성형성을 얻기 위해서, C 함유량은 바람직하게는 0.090% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.100% 이상이다. 한편, C 함유량이 0.400% 초과이면, 스폿 용접성이 현저하게 열화된다. 따라서, C 함유량은 0.400% 이하이다. 양호한 스폿 용접성을 얻기 위해서, C 함유량은 바람직하게는 0.320% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.250% 이하이다.
(Si: 0.01 내지 2.50%)
Si는 강판에 있어서의 철계 탄화물의 생성을 억제함으로써 잔류 오스테나이트를 안정화시켜서, 강도와 성형성을 높인다. Si 함유량이 0.01% 미만이면, 베이나이트 변태 공정에 있어서, 조대한 철계 탄화물이 다량으로 생성되어, 강도 및 성형성이 열화된다. 따라서, Si 함유량은 0.01% 이상이다. 보다 우수한 강도 및 성형성을 얻기 위해서, Si 함유량은 바람직하게는 0.10% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.25% 이상이다. 한편, Si는, 강을 취화시키거나, 강판의 내충격 특성을 저하시키거나 한다. Si 함유량이 2.50% 초과이면, 취화가 현저해서, 주조한 슬래브가 깨지는 등의 트러블이 생기기 쉽다. 따라서, Si 함유량은 2.50% 이하이다. 양호한 내충격 특성을 얻기 위해서, Si 함유량은 바람직하게는 2.25% 이하이고, 보다 바람직하게는 2.00% 이하이다.
(Mn: 0.50 내지 3.50%)
Mn은 강판의 ?칭성을 높여서 강도를 높인다. Mn 함유량이 0.50% 미만이면, 어닐링 후의 냉각 중에 연질의 조직이 다량으로 형성되기 때문에, 충분히 높은 인장 최대 강도를 확보하는 것이 어렵다. 따라서, Mn 함유량은 0.50% 이상이다. 더 높은 강도를 얻기 위해서, Mn 함유량은 바람직하게는 0.80% 이상이고, 보다 바람직하게는 1.00% 이상이다. 한편, Mn은, 강을 취화시키거나, 스폿 용접성을 열화시키거나 한다. Mn 함유량이 3.50% 초과이면, 강판의 판 두께 중앙부에 조대한 Mn 농화부가 발생하고, 취화가 일어나기 쉬워, 주조한 슬래브가 깨지는 등의 트러블이 생기기 쉽다. 따라서, Mn 함유량은 3.50% 이하이다. 양호한 스폿 용접성을 얻기 위해서, Mn 함유량은 바람직하게는 3.20% 이하이고, 보다 바람직하게는 3.00% 이하이다.
(P: 0.1000% 이하)
P는 필수 원소가 아니고, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. P는 강을 취화시키거나, 스폿 용접에 의해 발생하는 용융부를 취화시키거나 하기 때문에, P 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. P 함유량이 0.1000% 초과에서, 취화가 현저하여, 슬래브의 깨짐 등의 트러블이 생기기 쉽다. 따라서, P 함유량은 0.1000% 이하이다. 용융부의 취화를 억제해서 우수한 용접 조인트 강도를 얻기 위해서, P 함유량은 바람직하게는 0.0400% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0200% 이하이다. P 함유량의 저감에는 비용이 들고, 0.0001% 미만까지 저감하고자 하면, 비용이 현저하게 상승한다. 이 때문에, P 함유량은 0.0001% 이상이어도 되고, 비용의 관점에서 바람직하게는 0.0010% 이상이다.
(S: 0.0100% 이하)
S는 필수 원소가 아니고, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. S는, Mn과 결부되어 조대한 MnS를 형성하여, 연성, 구멍 확장성, 신장 플랜지성 및 굽힘성이라고 하는 성형성을 저하시키거나, 스폿 용접성을 열화시키거나 하기 위해서, S 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. S 함유량이 0.0100% 초과에서, 성형성의 저하가 현저하다. 따라서, S 함유량은 0.0100% 이하이다. 양호한 스폿 용접성을 얻기 위해서, S 함유량은 바람직하게는 0.0070% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0050% 이하이다. S 함유량의 저감에는 비용이 들고, 0.0001% 미만까지 저감하고자 하면, 비용이 현저하게 상승한다. 이 때문에, S 함유량은 0.0001% 이상이어도 되고, 비용이 관점에서 바람직하게는 0.0003% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.0006% 이상이다.
(Al: 2.000% 이하)
Al은 강을 취화시키거나, 스폿 용접성을 열화시키거나 하기 위해서, Al 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. Al 함유량이 2.000% 초과에서, 취화가 현저하여, 슬래브의 깨짐 등의 트러블이 생기기 쉽다. 따라서, Al 함유량은 2.000% 이하이다. 양호한 스폿 용접성을 얻기 위해서, Al 함유량은 바람직하게는 1.500% 이하이고, 보다 바람직하게는 1.300% 이하이다. Al 함유량의 저감에는 비용이 들고, 0.001% 미만까지 저감하고자 하면, 비용이 현저하게 상승한다. 이 때문에, Al 함유량은 0.001% 이상이어도 된다. Al은 탈산재로서 유효하고, 탈산의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Al 함유량은 바람직하게는 0.010% 이상이다. Al은 조대한 탄화물의 생성을 억제하기 위해서, 잔류 오스테나이트의 안정화를 목적으로 해서 포함되어 있어도 된다. 잔류 오스테나이트의 안정화를 위해서는, Al 함유량은 바람직하게는 0.100% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.250% 이상이다.
(N: 0.0100% 이하)
N은 필수 원소가 아니고, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. N은 조대한 질화물을 형성하여, 연성, 구멍 확장성, 신장 플랜지성 및 굽힘성이라고 하는 성형성을 저하시키거나, 용접 시에 블로우 홀을 발생시키거나 하기 위해서, N 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. N 함유량이 0.0100% 초과에서, 성형성의 열화가 현저하다. 따라서, N 함유량은 0.0100% 이하이다. 블로우 홀을 보다 확실하게 억제하기 위해서, N 함유량은 바람직하게는 0.0075% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0060% 이하이다. N 함유량의 저감에는 비용이 들고, 0.0001% 미만까지 저감하고자 하면, 비용이 현저하게 상승한다. 이 때문에, N 함유량은 0.0001% 이상이어도 되고, 비용이 관점에서 바람직하게는 0.0003% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.0005% 이상이다.
(O: 0.0100% 이하)
O는 필수 원소가 아니고, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. O는 산화물을 형성하여, 연성, 구멍 확장성, 신장 플랜지성 및 굽힘성이라고 하는 성형성을 열화시키기 때문에, O 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. O 함유량이 0.0100% 초과에서, 성형성의 열화가 현저하다. 따라서, O 함유량은 0.0100% 이하이고, 바람직하게는 0.0050% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0030% 이하이다. O 함유량의 저감에는 비용이 들고, 0.0001% 미만까지 저감하고자 하면, 비용이 현저하게 상승한다. 이 때문에, O 함유량은 0.0001% 이상이어도 된다.
(파라미터 Q0: 0.35 이상)
상세는 후술하지만, 마르텐사이트 변태 공정 후의 템퍼링 공정에 있어서, 가열 처리 중에 잔류 오스테나이트가 베이나이트, 펄라이트 또는 조대한 시멘타이트로 분해할 우려가 있다. Si, Mn 및 Al은 잔류 오스테나이트의 분해를 억제하여, 성형성을 높이기 위해서 특히 중요한 원소이며, (식1)로 표시되는 파라미터 Q0이 0.35 미만이면 상기 효과를 얻지 못한다. 따라서, 파라미터 Q0은 0.35 이상으로 하고, 바람직하게는 0.60 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.80 이상으로 한다.
Q0=Si+0.1Mn+0.6Al … (식1)
((식1) 중 Si, Mn 및 Al은 질량%로의 각 원소의 함유량이다)
Ti, Nb, V, Cr, Ni, Cu, Mo, B, W, Ca, Ce, Mg, Zr, La 및 REM은 필수 원소가 아니고, 고강도 강판에 소정량을 한도로, 적절히 함유되어 있어도 되는 임의 원소이다.
(Ti: 0.000 내지 0.200%)
Ti는 석출 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 미립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 강판의 강도의 상승에 기여한다. Ti가 포함되어 있지 않아도 소기의 목적은 달성되지만, 이들 효과를 충분히 얻기 위해서, Ti 함유량은 바람직하게는 0.001% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.010% 이상이다. 그러나, Ti 함유량이 0.200% 초과이면, Ti 탄질화물이 과잉으로 석출해서 성형성이 열화하는 경우가 있다. 이 때문에, Ti 함유량은 0.200% 이하이다. 성형성의 관점에서, Ti 함유량은 바람직하게는 0.120% 이하이다.
(Nb: 0.000 내지 0.100%)
Nb는 석출 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 미립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 강판의 강도의 상승에 기여한다. Nb가 포함되어 있지 않아도 소기의 목적은 달성되지만, 이들 효과를 충분히 얻기 위해서, Nb 함유량은 바람직하게는 0.001% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.005% 이상이다. 그러나, Nb 함유량이 0.100% 초과이면, Nb 탄질화물이 과잉으로 석출해서 성형성이 열화하는 경우가 있다. 이 때문에, Nb 함유량은 0.100% 이하이다. 성형성의 관점에서, Nb의 함유량은 바람직하게는 0.060% 이하이다.
(V: 0.000 내지 0.500%)
V는 석출 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 미립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 강판의 강도의 상승에 기여한다. V가 포함되어 있지 않아도 소기의 목적은 달성되지만, 이들 효과를 충분히 얻기 위해서, V 함유량은 바람직하게는 0.001% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.010% 이상이다. 그러나, V 함유량이 0.500% 초과이면, V 탄질화물이 과잉으로 석출해서 성형성이 열화하는 경우가 있다. 이 때문에, V 함유량은 0.500% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.350% 이하이다.
(Cr: 0.00 내지 2.00%)
Cr은 ?칭성을 높이고, 고강도화에 유효하다. Cr이 포함되어 있지 않아도 소기의 목적은 달성되지만, 이들 효과를 충분히 얻기 위해서, Cr 함유량은 바람직하게는 0.01% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.10% 이상이다. 그러나, Cr 함유량이 2.00% 초과이면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하하는 경우가 있다. 이 때문에, Cr 함유량은 2.00% 이하이고, 바람직하게는 1.20% 이하이다.
(Ni: 0.00 내지 2.00%)
Ni는 고온에서의 상변태를 억제하여, 고강도화에 유효하다. Ni가 포함되어 있지 않아도 소기의 목적은 달성되지만, 이들 효과를 충분히 얻기 위해서, Ni 함유량은 바람직하게는 0.01% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.10% 이상이다. 그러나, Ni 함유량이 2.00% 초과이면, 용접성이 손상되는 경우가 있다. 이 때문에, Ni 함유량은 2.00% 이하이고, 바람직하게는 1.20% 이하이다.
(Cu: 0.00 내지 2.00%)
Cu는 미세한 입자로서 강 중에 존재함으로써 강도를 높인다. Cu가 포함되어 있지 않아도 소기의 목적은 달성되지만, 이들 효과를 충분히 얻기 위해서, Cu 함유량은 바람직하게는 0.01% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.10% 이상이다. 그러나, Cu 함유량이 2.00% 초과이면, 용접성이 손상되는 경우가 있다. 이 때문에, Cu 함유량은 2.00% 이하이고, 바람직하게는 1.20% 이하이다.
(Mo: 0.00 내지 1.00%)
Mo는 고온에서의 상변태를 억제하여, 고강도화에 유효하다. Mo가 포함되어 있지 않아도 소기의 목적은 달성되지만, 이들 효과를 충분히 얻기 위해서, Mo 함유량은 바람직하게는 0.01% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.05% 이상이다. 그러나, Mo 함유량이 1.00% 초과이면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하하는 경우가 있다. 이 때문에, Mo 함유량은 1.00% 이하이고, 바람직하게는 0.50% 이하이다.
(B: 0.0000 내지 0.0100%)
B는 고온에서의 상변태를 억제하고, 고강도화에 유효하다. B가 포함되어 있지 않아도 소기의 목적은 달성되지만, 이들 효과를 충분히 얻기 위해서, B 함유량은 바람직하게는 0.0001% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.0005% 이상이다. 그러나, B 함유량이 0.0100% 초과이면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하하는 경우가 있다. 이 때문에, B 함유량은 0.0100% 이하이고, 보다 바람직하게는 B 함유량은 0.0050% 이하이다.
(W: 0.00 내지 2.00%)
W는 고온에서의 상변태를 억제하고, 고강도화에 유효하다. W가 포함되어 있지 않아도 소기의 목적은 달성되지만, 이들 효과를 충분히 얻기 위해서, W 함유량은 바람직하게는 0.01% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.10% 이상이다. 그러나, W 함유량이 2.00% 초과이면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하하는 경우가 있다. 이 때문에, W 함유량은 2.00% 이하이고, 바람직하게는 1.20% 이하이다.
(Ca, Ce, Mg, Zr, La 및 REM으로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상: 합계로 0.0000 내지 0.0100%)
REM은 란타노이드 계열에 속하는 원소를 가리킨다. 예를 들어, REM이나 Ce는 미슈 메탈로 첨가되어, La나 Ce 이외에 란타노이드 계열의 원소를 복합으로 함유하는 경우가 있다. La나 Ce 이외의 란타노이드 계열의 원소가 포함되어 있어도, 본 발명의 효과는 발휘된다. 금속 La나 Ce가 포함되어 있어도 본 발명의 효과는 발휘된다.
Ca, Ce, Mg, Zr, La 및 REM은 성형성의 개선에 유효하다. Ca, Ce, Mg, Zr, La 및 REM이 포함되어 있지 않아도 소기의 목적은 달성되지만, 이들 효과를 충분히 얻기 위해서, Ca, Ce, Mg, Zr, La 및 REM의 총 함유량은 바람직하게는 0.0001% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.0010% 이상이다. 그러나, Ca, Ce, Mg, Zr, La 및 REM의 총 함유량이 0.0100% 초과이면, 연성을 손상시킬 우려가 있다. 이 때문에, Ca, Ce, Mg, Zr, La 및 REM의 총 함유량은 0.0100% 이하이고, 바람직하게는 0.0070% 이하이다.
불순물로서, H, Na, Cl, Sc, Co, Zn, Ga, Ge, As, Se, Y, Zr, Tc, Ru, Rh, Pd, Ag, Cd, In, Sn, Sb, Te, Cs, Hf, Ta, Re, Os, Ir, Pt, Au 및 Pb가 합계로 0.0100% 이하 함유되어 있는 것은 허용된다.
이어서, 제1 실시 형태에 따른 고강도 강판의 마이크로 조직에 대해서 설명한다. 본 실시 형태에 따른 고강도 강판은, 판 두께의 표면으로부터 1/4두께를 중심으로 한 1/8두께 내지 3/8두께의 범위에 있어서, 체적분율로, 페라이트: 85% 이하, 베이나이트: 3% 이상 95% 이하, 템퍼링 마르텐사이트: 1% 이상 80% 이하, 잔류 오스테나이트: 1% 이상 25% 이하, 펄라이트 및 조대 시멘타이트: 합계로 5% 이하이고, 또한 프레시 마르텐사이트: 5% 이하로 표현되는 마이크로 조직을 갖는다.
(페라이트: 85% 이하)
페라이트는 우수한 연성을 갖는다. 그러나, 페라이트의 강도는 낮기 때문에, 페라이트의 체적분율이 85% 초과이면, 충분한 인장 최대 강도를 얻지 못한다. 이 때문에, 페라이트의 체적분율은 85% 이하이다. 더 높은 인장 최대 강도를 얻기 위해서, 페라이트의 체적분율은 바람직하게는 75% 이하이고, 보다 바람직하게는 65% 이하이다. 페라이트가 포함되어 있지 않아도 소기의 목적은 달성되지만, 양호한 연성을 얻기 위해서, 페라이트의 체적분율은 바람직하게는 5% 이상이고, 보다 바람직하게는 10% 이상이다.
(베이나이트: 3% 이상 95% 이하)
베이나이트는, 강도와 성형성의 밸런스가 우수한 조직이다. 베이나이트의 체적분율이 3% 미만이면, 양호한 강도와 성형성의 밸런스를 얻지 못한다. 따라서, 베이나이트의 체적분율은 3% 이상이다. 베이나이트의 생성에 수반하여 잔류 오스테나이트의 체적분율이 향상되기 때문에, 베이나이트의 체적분율은 바람직하게는 7% 이상이고, 보다 바람직하게는 10% 이상이다. 한편, 베이나이트의 체적분율이 95% 초과이면, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 양쪽을 확보하는 것이 곤란해져서, 양호한 강도와 성형성의 밸런스를 얻지 못한다. 이 때문에, 베이나이트의 체적분율은 95% 이하이고, 보다 우수한 강도와 성형성의 밸런스를 얻기 위해서, 베이나이트의 체적분율은 바람직하게는 85% 이하이고, 보다 바람직하게는 75% 이하이다.
또한, 본 발명에 있어서의 베이나이트에는, 라스 형상의 체심 입방 격자(body-centered cubic: bcc) 결정으로 이루어지고 철계 탄화물을 포함하지 않는 베이니틱 페라이트, 미세한 bcc 결정 및 조대한 철계 탄화물로 이루어지는 그래뉼러 베이나이트, 라스 형상의 bcc 결정 및 조대한 철계 탄화물로 이루어지는 상부 베이나이트, 및 판상의 bcc 결정 및 그 내부에 평행으로 배열된 미세한 철계 탄화물로 이루어지는 하부 베이나이트가 포함된다.
(템퍼링 마르텐사이트: 1% 이상 80% 이하)
템퍼링 마르텐사이트는, 내충격 특성을 손상시키지 않고, 강판의 인장 강도를 크게 향상시킨다. 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율이 1% 미만이면, 충분한 인장 강도를 얻지 못한다. 따라서, 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율은 1% 이상이다. 더 높은 인장 강도를 얻기 위해서, 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율은 바람직하게는 5% 이상이고, 보다 바람직하게는 10% 이상이다. 한편, 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율이 80% 초과이면, 템퍼링 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트와의 이루는 계면이 과도하게 증가하여, 내충격 특성이 열화된다. 따라서, 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율은 80% 이하이다. 보다 우수한 내충격 특성을 얻기 위해서, 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율은 바람직하게는 73% 이하이고, 보다 바람직하게는 65% 이하이다.
(잔류 오스테나이트: 1% 이상 25% 이하)
잔류 오스테나이트는 강도와 연성과의 밸런스를 높인다. 잔류 오스테나이트의 체적분율이 1% 미만이면, 양호한 강도와 연성과의 밸런스를 얻지 못한다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 체적분율은 1% 이상이다. 양호한 성형성을 얻기 위해서, 잔류 오스테나이트의 체적분율은 바람직하게는 2.5% 이상이고, 보다 바람직하게는 4% 이상이다. 한편, 잔류 오스테나이트의 체적분율을 25% 초과로 하기 위해서는, 용접성이 현저하게 손상될 정도의 C가 필요하다. 이 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적분율은 25% 이하이다. 잔류 오스테나이트는, 충격을 받음으로써 경질의 마르텐사이트로 변태하여, 파괴의 기점으로서 작용한다. 잔류 오스테나이트의 체적분율이 21% 초과에서, 마르텐사이트 변태가 발생하기 쉽다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 체적분율은 바람직하게는 21% 이하이고, 보다 바람직하게는 17% 이하이다.
잔류 오스테나이트 중 고용 탄소량이 높을수록, 잔류 오스테나이트의 안정성이 높아, 우수한 내충격 특성이 얻어진다. 잔류 오스테나이트 중 고용 탄소량이 0.70질량% 미만이면, 이 항을 충분히 얻지 못한다. 따라서, 잔류 오스테나이트 중 고용 탄소량은 0.70% 질량% 이상이다. 잔류 오스테나이트 중 고용 탄소량은, 바람직하게는 0.77질량% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.84질량% 이상이다. 한편, 잔류 오스테나이트 중 고용 탄소량이 과도하게 높아지면, 인장 변형에 수반하는 잔류 오스테나이트로부터 마르텐사이트로의 변태가 충분히 진행되지 않아, 가공 경화능이 도리어 저하하는 경우가 있다. 잔류 오스테나이트 중 고용 탄소량이 1.30질량% 초과이면, 충분한 가공 경화능을 얻지 못한다. 따라서, 잔류 오스테나이트 중 고용 탄소량은 1.30질량% 이하이고, 바람직하게는 1.20질량% 이하이고, 보다 바람직하게는 1.10질량% 이하이다.
애스펙트비가 2.50 이하이고, 또한 원상당 직경이 0.80㎛ 이상인 잔류 오스테나이트 입자는, 충격을 받음으로써 경질의 마르텐사이트로 변태하여, 파괴의 기점으로서 작용하기 쉽다. 특히, 상기에 해당하는 잔류 오스테나이트 입자와, 템퍼링 마르텐사이트 또는 프레시 마르텐사이트의 이루는 계면의 근방에서는, 경질의 템퍼링 마르텐사이트 또는 프레시 마르텐사이트에 의해 잔류 오스테나이트가 구속되어, 변형에 수반하여 잔류 오스테나이트측에 높은 변형이 발생하여, 잔류 오스테나이트가 용이하게 마르텐사이트로 변태한다. 이 때문에, 잔류 오스테나이트와 템퍼링 마르텐사이트 또는 프레시 마르텐사이트와의 이루는 계면이 박리하여, 파괴를 발생하기 쉽다.
그리고, 애스펙트비가 2.50 이하이고, 또한 원상당 직경이 0.80㎛ 이상인 잔류 오스테나이트 입자의 전체 입계 중, 템퍼링 마르텐사이트 또는 프레시 마르텐사이트와 이루는 계면이 차지하는 비율, 즉 템퍼링 마르텐사이트 또는 프레시 마르텐사이트와 접하는 부분의 비율, 이 75% 초과이면, 계면의 파괴에 수반하는 파괴가 현저하다. 따라서, 본 실시 형태에서는, 이 비율은 75% 이하이다. 본 실시 형태에서는, 이 비율이 75% 이하이기 때문에, 상기 잔류 오스테나이트 입자를 기점으로 하는 파괴를 억제하여, 내충격 특성을 높일 수 있다. 보다 우수한 내충격 특성을 얻기 위해서, 이 비율은, 바람직하게는 60% 이하이고, 보다 바람직하게는 40% 이하이다.
파괴의 기점이 되는 조대한 잔류 오스테나이트 입자를 저감함으로써, 내충격 특성은 더욱 개선된다. 이 관점에서, 애스펙트비가 2.50 이하이고, 또한 원상당 직경이 0.80㎛ 이상인 잔류 오스테나이트 입자의 밀도는, 바람직하게는 5.0×1010개/㎡ 이하이고, 보다 바람직하게는 3.0×1010개/㎡ 이하이다.
(프레시 마르텐사이트: 5% 이하)
프레시 마르텐사이트는, 인장 강도를 크게 향상시키지만, 그 반면에 파괴의 기점이 되어 내충격 특성을 열화시킨다. 프레시 마르텐사이트의 체적분율이 5% 초과에서 내충격 특성의 열화가 현저하다. 이 때문에, 프레시 마르텐사이트의 체적분율은 5% 이하이다. 우수한 내충격 특성을 얻기 위해서, 프레시 마르텐사이트의 체적분율은 바람직하게는 1% 이하이고, 보다 바람직하게는 0%이다.
(펄라이트 및 조대 시멘타이트: 합계로 5% 이하)
펄라이트 및 조대한 시멘타이트는, 연성을 열화한다. 펄라이트 및 조대한 시멘타이트의 체적분율이 합계로 5% 초과이면 연성의 열화가 현저하다. 이 때문에, 펄라이트 및 조대 시멘타이트의 체적분율은 합계로 5% 이하이다. 여기서, 본 실시 형태에 있어서, 조대한 시멘타이트란, 원상당 직경이 1.0㎛ 이상인 시멘타이트를 의미한다. 전자 현미경 관찰에 의해, 시멘타이트의 원상당 직경은 용이하게 측정할 수 있어, 당해 시멘타이트가 조대하는지 여부를 용이하게 판별할 수 있다.
페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트 , 프레시 마르텐사이트, 펄라이트 및 조대 시멘타이트의 체적분율은, 이하에 나타내는 방법을 사용하여 측정할 수 있다. 강판의 압연 방향에 평행인 판 두께 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취하여, 관찰면을 연마해서 나이탈 에칭하여, 판 두께의 표면으로부터 1/4두께를 중심으로 한 1/8두께 내지 3/8두께의 범위를 전계 방사형 주사형 전자 현미경(FE-SEM: Field Emission Scanning Electron Microscope)으로 관찰하여 면적 분율을 측정하고, 그것을 가지고 체적분율이라 간주할 수 있다.
잔류 오스테나이트의 체적분율은, X선 회절법에 의해 평가한다. 판 두께의 표면으로부터 1/8두께 내지 3/8두께의 범위에 있어서, 판면에 평행인 면을 경면으로 마무리하여, X선 회절법에 의해 fcc철의 면적 분율을 측정하고, 그것을 가지고 잔류 오스테나이트의 체적분율이라 간주할 수 있다.
잔류 오스테나이트 중 고용 탄소량(Cγ [질량%])은, 잔류 오스테나이트의 체적분율의 측정과 동일 조건으로 X선 회절 시험을 행하여, 잔류 오스테나이트의 평균 격자 상수 a[㎚]를 구하여, 하기 식을 사용해서 구할 수 있다.
Cγ=2.264×102×(a-0.3556)
잔류 오스테나이트 입자의 애스펙트비, 원상당 직경 및 계면은, FE-SEM을 사용하여, 투과 EBSD법(전자선 후방 산란 회절법)에 의한 고분해능 결정 방위 해석을 행하고, 평가한다. 판 두께의 1/8두께 내지 3/8두께의 범위에 있어서, 판면에 평행인 박편을 잘라내고, 박편에 기계 연마 및 전해 연마를 실시하여, 박편에 발생한 구멍의 주변을 관찰함으로써, 미세한 잔류 오스테나이트 입자를 고정밀도로 관찰할 수 있다. 또한, 투과 EBSD법에 의해 얻어진 데이터의 해석에는, TSL사 제조의 「OIM Analysys 6.0」을 사용할 수 있다. 투과 EBSD법에 의한 관찰은, 상기 박편 중에서, 2.0×10-10㎡ 이상의 크기의 영역을 5개 이상 설정해서 행한다. 관찰 결과로부터, fcc철이라 판단되는 영역을 잔류 오스테나이트로 한다.
잔류 오스테나이트 입자의 애스펙트비 및 원상당 직경을 얻는 방법에 대해서 설명한다. 먼저, 측정한 결정 방위로부터, fcc철만을 발출하여, 결정 방위 맵을 그린다. 10° 이상의 결정 방위차를 발생하는 경계를 결정립계라 간주한다. 애스펙트비는, 입자의 장축 길이를 단축 길이로 제산한 값으로 한다. 원상당 직경은, 각각의 입자에 포함되는 측정점의 수로부터 면적을 구하고, 면적에 4/π을 곱하고 나서 평방근을 구함으로써 얻어진다.
잔류 오스테나이트 입자의 입계에 차지하는 템퍼링 마르텐사이트 또는 프레시 마르텐사이트와 이루는 계면의 비율을 구하는 방법에 대해서 설명한다. 먼저, bcc철에서 얻어진 데이터에 대하여, 4° 이상의 결정 방위차를 발생하는 경계를 결정립계로 해서 각 결정립에 있어서의 결정격자의 변형을 나타내는 지표인 「Grain Average Fit」를 산출한다.
Grain Average Fit가 높은 입자는, 템퍼링 마르텐사이트 또는 프레시 마르텐사이트이다. FE-SEM을 사용한 관찰에 의해 얻어진 템퍼링 마르텐사이트의 면적 분율 StM[%] 및 프레시 마르텐사이트의 면적 분율 SfM[%]의 합 StM+SfM[%]에 대하여, Grain Average Fit를 횡축으로 하고, 종축을 각 결정립의 면적으로 하는 히스토그램을 제작한다. 그리고, Grain Average Fit가 높은 측으로부터 StM+SfM[%]에 상당하는 부분을 템퍼링 마르텐사이트 또는 프레시 마르텐사이트라 간주한다.
잔류 오스테나이트의 결정 방위 맵 상에 4°의 결정 방위차를 발생하는 경계를 결정립계로 하고 그리고, 또한 템퍼링 마르텐사이트 또는 프레시 마르텐사이트라 간주되는 영역을 같은 맵 위에 표시함으로써, 잔류 오스테나이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 프레시 마르텐사이트의 배치를 알 수 있다. 그리고, 이 배치로부터, 애스펙트비가 2.50 이하이고, 또한 원상당 직경이 0.80㎛ 이상인 잔류 오스테나이트 입자의 전체 입계 중에서, 템퍼링 마르텐사이트 또는 프레시 마르텐사이트와 이루는 계면이 차지하는 비율을 구할 수 있다.
본 실시 형태의 고강도 강판 판 두께는 한정되지 않지만, 바람직하게는 0.4㎜이상 5.0㎜ 이하이다. 판 두께가 0.4㎜ 미만이면 강판의 형상을 평탄하게 유지하는 것이 곤란해지는 경우가 있다. 판 두께가 5.0㎜ 초과이면, 제조 과정에서의 가열 조건 및 냉각 조건을 제어하는 것이 곤란해져서, 소정의 마이크로 조직을 얻지 못하는 경우가 있다.
(제2 실시 형태)
우선, 본 발명의 제2 실시 형태에 따른 고강도 아연 도금 강판에 대해서 설명한다. 본 실시 형태에 따른 고강도 아연 도금 강판은, 제1 실시 형태에 따른 고강도 강판과, 그 표면에 형성된 아연 도금층을 갖는다. 아연 도금층은, 예를 들어 용융 아연 도금층 또는 합금화 아연 도금층이다. 아연 도금층이 전기 아연 도금층이어도 된다.
용융 아연 도금층이 사용되는 경우, 고강도 강판의 표면과 용융 아연 도금층의 밀착성을 높이기 위해서, 용융 아연 도금층 중 Fe 함유량은 바람직하게는 3.0질량% 이하이다. 또한, 용융 아연 도금층 중 Al 함유량이 높을수록, 고강도 강판의 표면과 용융 아연 도금층과의 밀착성이 열화되기 쉬워, Al 함유량이 0.5질량% 초과에서 밀착성의 열화가 현저하다. 따라서, 용융 아연 도금층 중 Al 함유량은 바람직하게는 0.5질량% 이하이다.
합금화 아연 도금층이 사용되는 경우, 고강도 강판의 표면과 합금화 아연 도금층의 밀착성을 높이기 위해서, 합금화 아연 도금층 중 Fe 함유량은 바람직하게는 7.0질량% 이상, 13.0질량% 이하이다.
아연 도금층이, Ag, B, Be, Bi, Ca, Cd, Co, Cr, Cs, Cu, Ge, Hf, I, K, La, Li, Mg, Mn, Mo, Na, Nb, Ni, Pb, Rb, Sb, Si, Sn, Sr, Ta, Ti, V, W, Zr 및 REM으로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하고 있어도 된다. 각 원소의 함유량에 따라서는, 아연 도금층의 내식성이나 가공성이 개선되는 등, 바람직한 경우도 있다.
아연 도금층 중 Fe 함유량 및 Al 함유량은, 이하에 나타내는 방법에 의해 측정할 수 있다. 먼저, 인히비터를 첨가한, 농도가 3 내지 10%의 실온의 염산에, 소정 치수의 도금 강판을 침지해서 도금층을 용해시킨다. 이어서, 도금층을 용해시킨 액을 희석하고, 희석한 용액 중의 Zn, Al, Fe 농도를 유도 결합 플라스마(inductively coupled plasma: ICP)법에 의해 분석하여, 도금층 중 Zn, Al 및 Fe의 질량비를 구한다. 그 후, 도금층 중 Zn, Al 및 Fe의 질량비로부터 도금층 중 Fe 함유량 및 Al 함유량을 산출한다. 인히비터로서는, 예를 들어 JIS K 8847에 규정되는 헥사메틸렌테트라민을 사용하면 된다.
이어서, 제1 실시 형태에 따른 고강도 강판을 제조하는 방법에 대해서 설명한다. 이 제조 방법은, 열연 공정, 산세 공정, 냉연 공정, 어닐링 공정, 베이나이트 변태 공정, 마르텐사이트 변태 공정 및 템퍼링 공정을 포함하고, 연질화 어닐링 공정을 포함해도 된다. 이 제조 방법은, 바람직하게는 판 두께가 0.4㎜ 이상, 5.0㎜ 이하인 고강도 강판의 제조에 적용된다. 판 두께가 0.4㎜ 미만이면 강판의 형상을 평탄하게 유지하는 것이 곤란해지는 경우가 있다. 판 두께가 5.0㎜ 초과이면, 제조 과정에서의 가열 조건 및 냉각 조건을 제어하는 것이 곤란해져서, 소정의 마이크로 조직을 얻지 못하는 경우가 있다.
제1 실시 형태의 고강도 강판을 제조하기 위해서는, 먼저, 상술한 화학 조성을 갖는 슬래브를 주조한다. 열간 압연에 제공하는 슬래브는, 연속 주조 슬래브나 박 슬래브 캐스터 등으로 제조한 것을 사용할 수 있다. 주조 후의 슬래브는, 일단 상온까지 냉각해도 상관없지만, 고온인 상태 그대로 직접 열간 압연에 제공하는 것이, 가열에 필요한 에너지를 삭감할 수 있기 때문에, 더 바람직하다.
(열연 공정)
열연 공정에 있어서, 슬래브의 가열 온도가 1080℃ 미만이면, 주조에 기인하는 조대한 개재물이 녹아 남아, 열간 압연 이후에서 강판이 파단될 가능성이 있다. 이 때문에, 슬래브의 가열 온도는 1080℃ 이상으로 하고, 바람직하게는 1150℃ 이상으로 한다. 슬래브의 가열 온도의 상한은 특별히 정하지 않지만, 1300℃를 초과해서 가열하기 위해서는 다량의 에너지가 필요해지기 때문에, 바람직하게는 1300℃ 이하로 한다.
열간 압연의 완료 온도가 850℃ 미만이면, 압연 반력이 높아져서, 원하는 판 두께를 안정되게 얻는 것이 곤란해진다. 이 때문에, 열간 압연의 완료 온도는 850℃ 이상으로 한다. 압연 반력의 관점에서, 열간 압연의 완료 온도는 바람직하게는 870℃ 이상으로 한다. 한편, 열간 압연의 완료 온도를 1020℃ 초과로 하기 위해서는, 슬래브의 가열 종료로부터 열간 압연의 완료까지의 사이에 강판을 가열하는 장치가 필요해져, 높은 비용이 필요해진다. 이 때문에, 열간 압연의 완료 온도는 1020℃ 이하로 한다. 또한, 열간 압연의 완료 온도가 과도하게 높으면, 그 후의 냉각 과정에 있어서 강판의 형상이 무너져, 냉각 완료 후에 형상 교정 가공이 필요해지는 경우가 있어, 비용면에서 바람직하지 않다. 이 때문에, 열간 압연의 완료 온도는 바람직하게는 1000℃ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 980℃ 이하로 한다.
열간 압연의 완료로부터 권취까지의 사이에서, 850℃에서 700℃까지의 범위에 있어서의 평균 냉각 속도가 8.0℃/초 미만이면 조대한 페라이트가 생성되어, Mn 편석이 강해져, 경질 조직이 편재된 마이크로 조직으로 된다. 그 결과, 고강도 강판 중에서 잔류 오스테나이트가 템퍼링 마르텐사이트 또는 프레시 마르텐사이트와 접할 가능성이 과도하게 높아져 버린다. 이 때문에, 이 방법에서는, 850℃에서 700℃까지의 범위에 있어서의 평균 냉각 속도를 8.0℃/초 이상으로 한다. 고강도 강판에 있어서의 잔류 오스테나이트와 템퍼링 마르텐사이트와의 인접을 피하여, 강판의 내충격 특성을 높이기 위해서, 850℃에서 700℃까지의 범위에 있어서의 평균 냉각 속도는 바람직하게는 12.0℃/초 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 16.0℃/초 이상으로 한다. 850℃에서 700℃까지의 범위에 있어서의 평균 냉각 속도의 상한을 한정하지 않더라도, 제1 실시 형태에 따른 고강도 강판을 제조할 수 있다.
열연 강판을 코일로서 권취하는 온도(권취 온도) TC가 700℃ 초과이면, 권취 후에 실온까지 서냉하는 동안에 고온에서 상변태가 진행되어, 조대한 페라이트가 생성되고, Mn 편석이 강해져서, 경질 조직이 편재된 마이크로 조직으로 된다. 그 결과, 고강도 강판 중에서 잔류 오스테나이트가 템퍼링 마르텐사이트 또는 프레시 마르텐사이트와 접할 가능성이 과도하게 높아져 버린다. 이 때문에, 본 제조 방법에서는, 권취 온도 TC를 700℃ 이하로 한다. 고강도 강판에 있어서의 잔류 오스테나이트와 템퍼링 마르텐사이트의 인접을 피하고, 강판의 내충격 특성을 높이기 위해서, 권취 온도 TC는 바람직하게는 660℃ 이하로 한다. 한편, 권취 온도 TC를 400℃ 미만으로 하면, 열연 강판의 강도가 과도하게 높아져서, 산세 공정 및 냉연 공정에 있어서 강판이 파단할 우려가 발생한다. 이 때문에, 권취 온도 TC는 400℃ 이상으로 한다. 강판을 고정밀도로 냉각하기 위해서, 권취 온도 TC를 바람직하게는 500℃ 이상으로 한다.
권취 후, 실온에 이르기까지의 냉각 속도를 빨리하면, 권취 후의 상변태가 보다 저온에서 진행되기 때문에, 경질 조직이 적절하게 분산된 마이크로 조직으로 되어, 고강도 강판 중에서 잔류 오스테나이트가 템퍼링 마르텐사이트 또는 프레시 마르텐사이트와 접할 가능성이 저감된다. 이 때문에, 권취 온도 TC로부터 350℃까지의 평균 냉각 속도는 5.0×10-3℃/초 이상으로 한다. 한편, 코일로서 권취된 강판을 과도하고 빠르게 냉각하면, 코일 내에 큰 온도 편차가 발생하여, 온도 편차에 수반하여 상변태 거동에도 치우침이 발생하기 때문에, 경질 조직이 부분적으로 집합한 마이크로 조직으로 되어, 고강도 강판 중에서 잔류 오스테나이트가 템퍼링 마르텐사이트 또는 프레시 마르텐사이트와 접할 가능성이 도리어 증대된다. 이것을 피하기 위해서, 권취 온도 TC로부터 350℃까지의 평균 냉각 속도는 1.0×10-2℃/초 이하로 하고, 바람직하게는 9.0×10-3℃/초 이하로 한다.
(산세 공정)
열연 공정 후의 산세 공정에서는, 열연 공정에서 얻어진 열연 강판의 산세를 행한다. 산세에서는, 열연 강판의 표면에 존재하는 산화물을 제거한다. 산세는, 열연 강판의 화성 처리성 및 도금성의 향상에 중요하다. 열연 강판의 산세는, 1회만 행해도 되고, 복수회 행해도 된다.
(냉연 공정)
산세 공정 후의 냉연 공정에서는, 열연 강판의 냉간 압연을 행하여 냉연 강판을 얻는다. 냉간 압연에 있어서의 합계의 압하율이 85% 초과이면, 강판의 연성이 현저하게 저하되어, 냉간 압연 중에 강판이 파단될 우려가 높아진다. 이 때문에, 냉간 압연에서는 압하율의 합계를 85% 이하로 하고, 바람직하게는 75% 이하로 하고, 보다 바람직하게는 70% 이하로 한다. 냉연 공정에서의 합계의 압하율 하한은 특별히 정하지 않고, 냉간 압연을 실시하지 않아도 상관없다. 그러나, 냉간 압연이 있어서의 압하율의 합계가 0.05% 미만이면 강판의 형상이 불균질로 되어, 도금이 균일하게 부착되지 않아, 외관이 손상되는 경우가 있다. 이 때문에, 냉간 압연에 있어서의 합계의 압하율은 바람직하게는 0.05% 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.10% 이상으로 한다. 또한, 냉간 압연은 복수의 패스로 행하는 것이 바람직하지만, 냉간 압연의 패스수나 각 패스에 대한 압하율의 배분은 묻지 않는다.
냉간 압연에 있어서의 합계의 압하율이 10% 초과, 20% 미만이면 냉연 공정 후의 어닐링 공정에 있어서 재결정이 충분히 진행되지 않아, 다량의 전위를 포함해서 전성을 상실한 조대한 결정립이 표층 가까이에 남아, 굽힘성 및 내피로 특성이 열화되는 경우가 있다. 이것을 피하기 위해서는, 합계의 압하율을 작게 하여, 결정립에 대한 전위의 축적을 경미하게 해서 결정립의 전성을 남기는 것이 유효하다. 결정립에 대한 전위의 축적을 경미하게 하는 관점에서, 냉연 공정에서의 합계의 압하율은 바람직하게는 10% 이하로 하고, 보다 바람직하게는 5.0% 이하로 한다. 또한, 양호한 굽힘성 및 내피로 특성을 얻기 위해서는, 냉연 공정에서의 합계의 압하율을 크게 하여, 어닐링 공정에 있어서 재결정을 충분히 진행시켜, 가공 조직을, 내부에 전위의 축적이 적은 재결정립으로 하는 것이 유효하다. 어닐링 공정에서의 재결정을 충분히 진행시키기 위해서는, 합계의 압하율은 바람직하게는 20% 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 30% 이상으로 한다.
(연질화 어닐링 공정)
본 제조 방법이 열연 공정과 냉연 공정 사이에 연질화 어닐링 공정을 포함해도 된다. 연질화 어닐링 공정에서는, 강판의 연질화를 목적으로 한 연질화 어닐링을 행한다. 연질화 어닐링을 행함으로써, 냉간 압연에 있어서의 압연 반력을 저감하여, 강판의 형상을 개선할 수 있다. 그러나, 연질화 어닐링 공정에서의 어닐링 처리 온도가 680℃ 초과이면, 시멘타이트의 입경이 조대화되어, 어닐링 공정에서의 오스테나이트 입자의 핵 생성 빈도가 저하되어, 일부 오스테나이트 입자가 과도하게 성장하기 때문에, 조대한 오스테나이트 입자의 밀도가 높아져서, 충격 특성이 열화된다. 이 때문에, 어닐링 처리 온도는 바람직하게는 680℃ 이하로 한다. 어닐링 처리 온도의 하한은 특별히 정하지 않지만, 300℃ 미만이면 충분한 연질화 효과를 얻지 못한다. 이 때문에, 어닐링 처리 온도는 바람직하게는 300℃ 이상으로 한다.
연질화 어닐링 공정은, 산세 공정 전 또는 후의 어느 것이든 무방하다. 연질화 어닐링 공정 전 및 후의 양쪽에서 산세를 행해도 된다.
(어닐링 공정)
냉연 공정 후의 어닐링 공정에서는, 냉연 강판의 어닐링을 행한다. 어닐링 공정에서는, 냉연 공정에서 얻어진 냉연 강판을, AC1점 내지 (AC1점+25)℃의 범위에 있어서의 평균 가열 속도를 0.5℃/초 이상으로 하여 최고 가열 온도 Tmax까지 가열한다. AC1점 내지 (AC1점+25)℃의 범위에 있어서의 평균 가열 속도가 0.5℃/초 미만이면, AC1점의 바로 위에서 생성된 오스테나이트 입자가 과도하게 성장하여, 경질 조직이 편재된 마이크로 조직으로 된다. 그 결과, 고강도 강판 중에서 잔류 오스테나이트가 템퍼링 마르텐사이트 또는 프레시 마르텐사이트와 접할 가능성이 과도하게 높아져 버린다. 고강도 강판에 있어서의 잔류 오스테나이트와 템퍼링 마르텐사이트의 인접을 피하여, 강판의 내충격 특성을 높이기 위해서, AC1점 내지 (AC1점+25)℃의 범위에 있어서의 평균 가열 속도는 바람직하게는 0.8℃/초 이상으로 한다. AC1점 내지 (AC1점+25)℃의 범위에 있어서의 평균 가열 속도의 상한은 특별히 설정하지 않지만, 가열 속도가 과도하게 높아지면, 강 중의 시멘타이트가 녹아 남아, 특성이 열화될 우려가 있다. 이 때문에, AC1점 내지 (AC1점+25)℃의 범위에 있어서의 평균 가열 속도는 바람직하게는 100℃/초 이하로 한다.
최고 가열 온도 Tmax가 (AC1점+40)℃ 미만이면 강 중의 시멘타이트가 녹아 남아, 특성이 열화될 우려가 있다. 이 때문에, 최고 가열 온도 Tmax는 (AC1점+40)℃ 이상으로 한다. 경질 조직 분율을 높이고, 보다 고강도로 하기 위해서, 최고 가열 온도 Tmax는 바람직하게는 (AC1점+55)℃ 이상으로 한다. 한편, 최고 가열 온도 Tmax가 1000℃ 초과이면, 오스테나이트 직경이 조대하게 되어, 고강도 강판의 특성이 대폭 열화되는 경우가 있다. 이 때문에, 최고 가열 온도 Tmax는 바람직하게는 1000℃ 이하로 한다.
강판의 AC1점 및 AC3점은, 각각 오스테나이트 역변태의 개시점과 완료점이다. 강판의 AC1점 및 AC3점은, 열간 압연 후의 강판으로부터 소편을 잘라내고, 10℃/초로 1200℃까지 가열하고, 그동안의 체적 팽창을 측정함으로써 얻어진다.
어닐링 공정에 있어서, 최고 가열 온도 Tmax로부터 (Tmax-10)℃까지의 온도 범위에 있어서의 체류 시간 tmax는, 고강도 강판의 특성에 크게 영향을 미친다. 이 체류 시간 tmax가 너무 길면, Mn 편석이 진행되어, 경질 조직이 편재된 마이크로 조직으로 된다. 그 결과, 고강도 강판 중에서 잔류 오스테나이트가 템퍼링 마르텐사이트 또는 프레시 마르텐사이트와 접할 가능성이 과도하게 높아진다. 그래서, 본 제조 방법에서는, 내충격 특성을 높이기 위해서, 체류 시간 tmax에 관한 (식 2)로 표시되는 파라미터 Q1을 2.0 이하로 한다.
Figure pct00001
((식2) 중 WMn은 질량%로의 Mn의 함유량이고, TC는 열간 압연 공정에 있어서 열연 강판을 코일에 권취하는 온도[℃]이다. T는 Tmax 또는 AC3점 중 낮은 쪽의 온도이다)
파라미터 Q1은 어닐링 공정 후의 Mn 편석의 진행 정도를 반영하여, 파라미터 Q1이 클수록 Mn 편석이 진행되고, 내충격 특성이 열화된다. 내충격 특성의 관점에서, 파라미터 Q1은 2.0 이하로 하고, 바람직하게는 1.5 이하로 하고, 보다 바람직하게는 1.0 이하로 한다.
상기 온도 범위 및 상기 체류 시간 tmax에서의 체류 후, 강판을 650℃까지 냉각한다(제1 냉각). 650℃(제1 냉각 정지 온도)까지의 평균 냉각 속도(제1 냉각 속도)는, 강판의 요구 특성에 따라서 임의로 변경해도 상관없다. 제1 냉각 속도는 바람직하게는 0.5℃/초 이상으로 한다. 제1 냉각 속도가 0.5℃/초 이상이면 다량의 펄라이트의 발생을 방지할 수 있다.
제1 냉각 후, 650℃로부터 500℃ 이하의 온도(제2 냉각 정지 온도)까지 평균 냉각 속도를 2.5℃/초 이상으로 하여 강판을 냉각한다(제2 냉각). 650℃에서 500℃까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도(제2 냉각 속도)가 2.5℃/초 미만이면, 펄라이트나 조대한 시멘타이트가 다량으로 발생하여, 성형성이 손상된다. 또한, 이 온도 범위에서 생성되는 페라이트는 연질이며, 강도를 저감한다. 고강도 강판의 강도를 높이기 위해서, 제2 냉각 속도는 바람직하게는 5.0℃/초 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 9.0℃/초 이상으로 한다. 제2 냉각 속도의 상한을 한정하지 않더라도, 제1 실시 형태에 따른 고강도 강판을 제조할 수 있지만, 200℃/초 이상의 평균 냉각 속도를 얻기 위해서는 특수한 냉각 방법을 채용할 필요가 있다. 따라서, 비용의 관점에서, 제2 냉각 속도는 바람직하게는 200℃/초 이하로 한다.
(베이나이트 변태 공정)
어닐링 공정 후의 베이나이트 변태 공정에서는, 500 내지 340℃의 범위에 있어서 베이나이트 변태를 촉진하는 처리를 행한다. 베이나이트 변태를 진행시킴으로써, 미변태의 오스테나이트의 입자 내에 존재하는 핵 생성 사이트가 소비되고, 다음의 마르텐사이트 변태 공정에 있어서 오스테나이트의 입자 내에서 생성되는 마르텐사이트가 감소한다. 그 결과, 잔류 오스테나이트와 템퍼링 마르텐사이트의 계면이 감소하여, 내충격 특성이 개선된다. 한편, 과도하게 베이나이트 변태를 진행시키면, 미변태의 오스테나이트 중에 과잉으로 탄소가 농축된다. 그 결과, 미변태의 오스테나이트에 있어서의 Ms점이 저하되고, 다음 마르텐사이트 변태 공정에 있어서 마르텐사이트를 얻지 못한다. 베이나이트 변태를 적절하게 진행시켜서, 내충격성을 개선시키기 위해서, 베이나이트 변태 공정에서는, (식3)으로 표시되는 파라미터 Q2를 0.10 이상 3.00 이하로 한다.
Figure pct00002
((식3) 중 Mn, Si, Cr, Al은 질량%로의 각 원소의 함유량이고, tB는 베이나이트 변태 공정의 처리 시간[초]이고, Ti는 베이나이트 변태 공정의 개시부터 완료까지의 처리 시간을 10등분으로 구획한 i번째의 범위에 있어서의 평균 온도[℃]이다)
파라미터 Q2는 베이나이트 변태의 진행 정도를 반영하여, 파라미터 Q2가 클수록 베이나이트 변태가 진행되고 있다. 파라미터 Q2가 0.10 이상, 3.00 이하의 범위이면, 베이나이트 변태의 진행 정도가 적정으로 된다. 내충격성의 관점에서, 파라미터 Q2는 바람직하게는 0.25 이상, 2.50 이하이다.
본 제조 방법에서는, 어닐링 공정과 베이나이트 변태 공정 사이에, 강판을 Ms* 내지 (Mf*+50)℃까지 냉각하고, 340 내지 500℃까지 재가열하는 처리를 행해도 된다. 이 처리에 의해, 미변태 오스테나이트의 입자 내에 있어서의 핵 생성 사이트를 보다 효율적으로 소비할 수 있어, 강판의 내충격 특성을 더욱 향상시킬 수 있다. Ms*은 (식4)로 표시되고, Mf*은 (식5)로 표시된다.
Figure pct00003
((식4) 중 C, Mn, Ni, Cr, Si, Mo, Al은 질량%로의 각 원소의 함유량이고, 그 원소가 포함되지 않는 경우는 0이다. (식4) 및 (식5) 중 Vα는 페라이트의 체적분율[%]이다)
또한, 강판의 제조 중에 페라이트의 체적분율을 직접 측정하는 것은 곤란하다. 이 때문에, 본 제조 방법에서는, 어닐링 공정 전의 냉연 강판의 소편을 잘라내고, 그 소편을 어닐링 공정과 동일한 온도 이력으로 어닐링하여, 소편의 페라이트 체적 변화를 측정하고, 그 결과를 사용해서 산출한 수치를, 페라이트의 체적분율로서 사용한다. 페라이트의 체적분율의 측정은, 동일한 제조 조건(온도 이력)에서 강판을 제조하는 경우에는, 최초의 1회의 측정의 결과를 사용해도 되고, 매회 측정할 필요는 없다. 제조 조건을 크게 변경하는 경우에는, 재차 측정을 행한다. 물론, 실제로 제조한 강판의 마이크로 조직을 관찰하여, 다음번 이후의 제조에 피드백해도 상관없다.
(마르텐사이트 변태 공정)
베이나이트 변태 공정 후의 마르텐사이트 변태 공정에서는, 강판을 냉각함으로써(제3 냉각), 마르텐사이트 변태를 발생시키는 처리를 행한다. 제3 냉각 중인 340℃ 내지 Ms점의 범위에 있어서의 평균 냉각 속도(제3 냉각 속도)가 1.0℃/초 미만이면, 탄화물을 포함하는 하부 베이나이트가 생성되어, 성형성이 열화된다. 따라서, 제3 냉각 속도는 1.0℃/초 이상으로 한다. 보다 우수한 성형성을 얻기 위해서, 제3 냉각 속도는 바람직하게는 2.5℃/초 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 4.0℃/초 이상으로 한다. Ms점은 (식6)으로 표시된다.
Figure pct00004
((식6) 중 C, Mn, Ni, Cr, Si, Al은 질량%로의 각 원소의 함유량이고, 그 원소가 포함되지 않은 경우는 0이다. Vα는 페라이트의 체적분율[%]이고, VB는 베이나이트의 체적분율[%]이다)
그 후, Ms점 이하로부터 Mf점 이상 사이의 임의의 온도(제3 냉각 정지 온도)까지 냉각하여, 마르텐사이트 변태를 진행시킨다. Mf점은 (식7)로 표시된다.
Figure pct00005
((식7) 중 C, Mn, Ni, Cr, Si, Al은 질량%로의 각 원소의 함유량이고, 그 원소가 포함되지 않는 경우는 0이다. Vα는 페라이트의 체적분율[%]이고, VB는 베이나이트의 체적분율[%]이다)
또한, 강판의 제조 중에 페라이트의 체적분율 및 베이나이트의 체적분율을 직접 측정하는 것은 곤란하다. 이 때문에, 본 제조 방법에서는, 어닐링 공정 전의 냉연 강판의 소편을 잘라내고, 그 소편을 어닐링 공정과 동일한 온도 이력으로 어닐링하여, 소편의 페라이트 및 베이나이트의 체적 변화를 측정하고, 그 결과를 사용해서 산출한 수치를, 각각 페라이트의 체적분율, 베이나이트의 체적분율로서 사용한다. 페라이트 및 베이나이트의 체적분율의 측정은, 동일한 제조 조건(온도 이력)에서 강판을 제조하는 경우에는, 최초의 1회의 측정의 결과를 사용해도 되고, 매회 측정할 필요는 없다. 제조 조건을 크게 변경하는 경우에는, 재차 측정을 행한다. 물론, 실제로 제조한 강판의 마이크로 조직을 관찰하여, 다음번 이후의 제조에 피드백해도 상관없다.
제3 냉각 정지 온도는, 바람직하게는 Mf점을 -10℃ 이하로, -10 내지 50℃의 범위로 한다. 냉각 정지 온도를 -10 내지 50℃의 범위로 함으로써, 특수한 보열 장치나 냉장 장치를 사용하지 않고, 다음 템퍼링 공정으로 이행할 수 있다. 따라서, 비용의 관점에서, 제3 냉각 정지 온도는 바람직하게는 -10 내지 50℃의 범위로 한다.
본 제조 방법에서는, 마르텐사이트 변태 공정과 템퍼링 공정 사이에, 제2 냉간 압연(스킨패스 압연)을 실시해도 상관없다. 제2 냉간 압연에서는, 강판에 압연율을 3.0% 이하, 바람직하게는 2.0% 이하로 하는 냉간 압연을 행한다. 제2 냉간 압연을 행함으로써, 전체 입계에 차지하는 마르텐사이트와 이루는 계면의 비율이 큰, 불안정한 미변태 오스테나이트 입자가 마르텐사이트로 변태하기 때문에, 템퍼링 공정 후의 강판에 있어서의 내충격 특성이 개선된다.
(템퍼링 공정)
마르텐사이트 변태 공정 후의 템퍼링 공정에서는, 200 내지 600℃의 범위에서 강판을 템퍼링 한다. 템퍼링 공정에 의해, 마르텐사이트 변태 공정에 있어서 생성된 마르텐사이트가 템퍼링 마르텐사이트로 되어, 강판의 성형성 및 내충격 특성이 크게 개선된다.
템퍼링 온도 Ttem[℃], 및 템퍼링 온도 Ttem으로부터 (Ttem-10℃)까지의 사이에 있어서의 템퍼링 처리 시간 ttem[초]에 관련하여, (식8)로 표시되는 파라미터 Q3은 1.0 이상으로 하고, (식9)로 표시되는 파라미터 Q4는 1.00 이하로 하고, (식10)으로 표시되는 파라미터 Q5는 1.00 이하로 한다.
Figure pct00006
((식8) 중 Si는 질량%로의 Si의 함유량이다. Ttem은 템퍼링 온도[℃]이며, ttem은 템퍼링 처리 시간[초]이다)
파라미터 Q3은 마르텐사이트의 템퍼링 정도를 나타낸다. 파라미터 Q3이 1.0 미만이면 마르텐사이트의 템퍼링이 충분히 진행되지 않아, 구멍 확장성, 신장 플랜지성이 열화된다. 이 때문에, 파라미터 Q3은 1.0 이상으로 할 필요가 있다. 보다 우수한 구멍 확장성, 신장 플랜지성을 얻기 위해서, 파라미터 Q3은 바람직하게는 1.5 이상이고, 보다 바람직하게는 2.0 이상으로 한다.
Figure pct00007
((식9) 중 Mn, Ni는 질량%로의 Mn, Ni의 함유량이고, 그 원소가 포함되지 않은 경우는 0이다. Ttem은 템퍼링 온도[℃]이고, ttem은 템퍼링 처리 시간[초]이다)
파라미터 Q4는 잔류 오스테나이트의 안정성을 나타낸다. 파라미터 Q4가 1.00 초과이면, 잔류 오스테나이트가 과도하게 안정화되어, 변형 시에 마르텐사이트로 변태하지 않게 되어, 강도와 연성의 밸런스가 열화된다. 이 때문에, 파라미터 Q4는 1.00 이하로 할 필요가 있다. 잔류 오스테나이트의 안정화를 보다 억제하고, 보다 우수한 강도와 연성과의 밸런스를 얻기 위해서, 파라미터 Q4는 바람직하게는 0.90 이하로 하고, 보다 바람직하게는 0.80 이하로 한다.
Figure pct00008
((식10) 중 Si, Al, Mn, Cr, Mo, Ni는 질량%로의 각 원소의 함유량이고, 그 원소가 포함되지 않은 경우는 0이다. Ttem은 템퍼링 온도[℃]이며, ttem은 템퍼링 처리 시간[초]이다)
파라미터 Q5는 잔류 오스테나이트로부터의 펄라이트 및/또는 조대 시멘타이트의 생성 거동을 나타낸다. 파라미터 Q5가 1.00 초과이면, 대부분의 잔류 오스테나이트가 펄라이트 및/또는 조대 시멘타이트에 분해해버려, 강판의 강도 및 성형성이 열화된다. 이 때문에, 파라미터 Q5는 1.00 이하로 할 필요가 있다. 잔류 오스테나이트의 분해를 보다 억제하고, 보다 우수한 강도 및 성형성을 얻기 위해서, 파라미터 Q5는 바람직하게는 0.60 이하로 하고, 보다 바람직하게는 0.20 이하로 한다.
템퍼링 공정에 있어서는, 바람직하게는 200℃로부터 최고 가열 온도(템퍼링 온도)까지의 평균 가열 속도를 1.0℃/초 이상으로 한다. 평균 가열 속도를 1.0℃/초 이상으로 함으로써 템퍼링 마르텐사이트 중의 탄화물이 미세하게 되어, 내충격 특성을 높일 수 있다. 내충격 특성을 개선하기 위해서, 바람직하게는 상기 온도 범위에서의 평균 가열 속도는 보다 바람직하게는 4.0℃/초 이상으로 한다.
또한, 템퍼링 공정 후에, 형상 교정을 목적으로 하여, 압연율이 3.00% 이하인 냉간 압연을 실시해도 상관없다.
이상의 공정에 의해, 제1 실시 형태의 고강도 강판이 얻어진다.
이어서, 제2 실시 형태에 따른 고강도 아연 도금 강판을 제조하는 방법에 대해서 설명한다. 이 제조 방법에서는, 상술한 제조 방법에서 얻어진 제1 실시 형태에 따른 고강도 강판 또는, 상술한 제조 방법으로 제조하고 있는 도중의 고강도 강판에 대하여, 도금 처리를 행하여, 아연 도금층을 형성한다. 도금 처리로서는, 용융 아연 도금 처리를 행해도 되고, 전기 아연 도금 처리를 행해도 된다.
제조 도중의 고강도 강판에 용융 아연 도금 처리를 행하는 단계(타이밍)로서는, 베이나이트 변태 공정 전의 타이밍, 마르텐사이트 변태 공정 전의 타이밍, 템퍼링 공정 전의 타이밍, 템퍼링 공정 후 등을 들 수 있다. 또한, 템퍼링 공정 중에, 용융 아연 도금 처리를 행해도 된다.
용융 아연 도금 처리에 있어서의 아연 도금욕의 온도는, 바람직하게는 450 내지 470℃로 한다. 아연 도금욕의 온도가 450℃ 미만이면 도금욕의 점도가 과대하게 높아지고, 도금층의 두께를 제어하는 것이 곤란해져, 강판의 외관을 손상시키는 경우가 있다. 이 때문에 아연 도금욕의 온도는 바람직하게는 450℃ 이상으로 한다. 한편, 아연 도금욕의 온도가 470℃ 초과이면, 다량의 흄이 발생하여, 안전하게 제조하는 것이 곤란해지는 경우가 있다. 이 때문에, 아연 도금욕의 온도는 바람직하게는 470℃ 이하로 한다.
아연 도금욕에 침지되는 강판의 온도(강판 침입 온도)는, 바람직하게는 420 내지 500℃로 한다. 아연 도금욕에 침지하는 강판의 온도가 420℃ 미만이면, 아연 도금욕의 온도를 450℃ 이상으로 안정시키기 위해서, 아연 도금욕에 다량의 열량을 부여할 필요가 발생하기 때문에, 실용상 부적합하다. 따라서, 아연 도금욕의 욕온을 안정시키기 위해서, 강판 침입 온도는 바람직하게는 420℃ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 440℃ 이상으로 한다. 한편, 아연 도금욕에 침지되는 강판의 온도가 500℃ 초과이면, 아연 도금욕의 온도를 470℃ 이하로 안정시키기 위해서, 아연 도금욕으로부터 다량의 열량을 히트싱크하는 설비를 도입할 필요가 발생하여, 제조 비용의 점에서 부적합하다. 따라서, 아연 도금욕의 욕온을 안정시키기 위해서, 강판 침입 온도는 바람직하게는 500℃ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 480℃ 이하로 한다.
아연 도금욕은, 바람직하게는 아연을 주체로 하여, 아연 도금욕 중 전체 Al양에서 전체 Fe양을 뺀 값인 유효 Al양이 0.010 내지 0.300질량%인 조성을 갖는다. 아연 도금욕 중의 유효 Al양이 0.010질량% 미만이면, 아연 도금층 중으로의 Fe의 침입이 과도하게 진행되어, 도금 밀착성이 손상되는 경우가 있다. 따라서, 아연 도금욕 중의 유효 Al양은 바람직하게는 0.010질량% 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.030질량% 이상으로 하고, 더욱 바람직하게는 0.050질량% 이상으로 한다. 한편, 아연 도금욕 중의 유효 Al양이 0.300질량% 초과이면, 지철과 아연 도금층의 경계에 Fe-Al 금속간 화합물이 과잉으로 생성되어, 도금 밀착성이 현저하게 손상되는 경우가 있다. 따라서, 아연 도금욕 중의 유효 Al양은 바람직하게는 0.300질량% 이하로 한다. 특히 합금화 처리를 실시하는 경우, Fe-Al 금속간 화합물이 생성되면 Fe 및 Zn 원자의 이동이 저해되어, 합금상의 형성이 억제된다는 점에서, 도금욕 중의 유효 Al양은 보다 바람직하게는 0.180질량% 이하로 하고, 더욱 바람직하게는 0.150질량% 이하로 한다.
아연 도금욕은, Ag, B, Be, Bi, Ca, Cd, Co, Cr, Cs, Cu, Ge, Hf, I, K, La, Li, Mg, Mn, Mo, Na, Nb, Ni, Pb, Rb, Sb, Si, Sn, Sr, Ta, Ti, V, W, Zr 및 REM으로 이루어지는 군에서 선택된 1종 이상을 함유하고 있어도 된다. 각 원소의 함유량에 따라서는, 아연 도금층의 내식성이나 가공성이 개선되는 등, 바람직한 경우도 있다.
강판을 아연 도금욕에 침지한 후, 적정한 도금 부착량으로 하기 위해서, 바람직하게는 강판 표면에 질소를 주체로 하는 고압 가스를 분사하여, 표층의 과잉의 도금액을 제거한다.
제조 도중의 고강도 강판에 전기 아연 도금 처리를 행하는 단계(타이밍)로서는, 템퍼링 공정 전의 타이밍, 템퍼링 공정 후 등을 들 수 있다. 전기 아연 도금 처리로서는, 종래 공지된 방법을 사용할 수 있다. 전기 아연 도금욕으로서는, 예를 들어 H2SO4, ZnSO4 및 NaSO4를 포함하는 pH 1.5 내지 2.0의 것을 들 수 있다. 전기 아연 도금욕의 온도, 전류 밀도 등의 조건은, 전기 아연 도금욕의 종류, 아연 도금층의 두께 등에 따라 적절히 결정할 수 있다. 또한, 고강도 강판에 대하여 전기 아연 도금 처리를 행하는 경우, 바람직하게는 고강도 강판을 산세하고 나서, 전기 아연 도금욕에 침지한다. 고강도 강판의 산세 방법으로서는, 공지된 방법을 사용할 수 있고, 예를 들어 고강도 강판을 황산 중에 침지하여, 수소의 기포가 눈으로 확인될 때까지 행하는 방법을 들 수 있다.
아연 도금층으로서 합금화 아연 도금층을 형성하는 경우, 도금 처리를 행한 후에 합금화 처리를 실시해서 합금화 아연 도금층을 형성한다. 합금화 처리는, 도금 처리 후이면, 어떠한 단계(타이밍)에서 행해도 되고, 도금 처리 후에 연속해서 행해도 된다. 구체적으로는, 예를 들어 베이나이트 변태 공정 전에 도금 처리를 행한 경우, 합금화 처리를 행하는 단계(타이밍)로서는, 도금 처리 후 베이나이트 변태 공정 전의 타이밍, 마르텐사이트 변태 공정 전의 타이밍, 템퍼링 공정 전의 타이밍, 템퍼링 처리와 동시, 템퍼링 공정 후 등을 들 수 있다. 예를 들어, 마르텐사이트 변태 공정 전에 도금 처리를 행한 경우, 합금화 처리를 행하는 단계(타이밍)로서는, 도금 처리 후 마르텐사이트 변태 공정 전의 타이밍, 템퍼링 공정 전의 타이밍, 템퍼링 처리와 동시, 템퍼링 공정 후 등을 들 수 있다. 예를 들어, 템퍼링 공정 전에 도금 처리를 행한 경우, 합금화 처리를 행하는 단계(타이밍)로서는, 도금 처리 후 템퍼링 공정 전의 타이밍, 템퍼링 처리와 동시, 템퍼링 공정 후 등을 들 수 있다.
합금화 처리는, 용융 아연 도금 처리를 행한 후에 행하는 경우에는, 예를 들어, 바람직하게는 470 내지 600℃의 온도에서 2 내지 100초간 유지하는 열처리를 행한다. 합금화 처리는, 전기 아연 도금 처리를 행한 후에 행하는 경우에는, 예를 들어, 바람직하게는 400 내지 600℃의 온도에서 2 내지 100초간 유지하는 열처리를 행하는 것이 바람직하다.
얻어진 고강도 아연 도금 강판에 대하여, 형상 교정을 위해서 압하율 3.00% 이하로 냉간 압연을 실시해도 상관없다.
이상의 공정에 의해, 제2 실시 형태의 고강도 아연 도금 강판이 얻어진다.
상술한 고강도 강판의 화학 조성을 갖고, 상술한 고강도 강판의 제조 방법과 마찬가지로 하여 템퍼링 공정 전까지의 처리를 거쳐서 제조된 강판을 템퍼링 처리용 강판으로서 사용할 수 있다. 템퍼링 처리용 강판이 표면에 아연 도금층을 갖고 있어도 된다. 아연 도금층은, 템퍼링 공정 전에, 상술한 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법과 마찬가지로 하여 도금 처리를 행함으로써 형성할 수 있다.
이러한 템퍼링 처리용 강판의 마이크로 조직은, 예를 들어 이하와 같다.
(마이크로 조직)
이 템퍼링 처리용 강판은, 판 두께의 표면으로부터 1/4두께를 중심으로 한 1/8두께 내지 3/8두께의 범위에 있어서, 체적분율로, 페라이트: 85% 이하, 베이나이트: 3% 이상 95% 이하, 프레시 마르텐사이트: 1% 이상 80% 이하, 잔류 오스테나이트: 1% 이상 25% 이하이고, 또한 펄라이트 및 시멘타이트: 합계로 5% 이하로 표현되는 마이크로 조직을 갖는다.
프레시 마르텐사이트 이외의 조직의 각 체적분율의 한정 이유는, 제1 실시 형태에 따른 고강도 강판과 같다. 프레시 마르텐사이트의 체적분율의 한정 이유는, 제1 실시 형태에 따른 고강도 강판에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율과 같다. 이것은, 프레시 마르텐사이트의 거의 전체가 템퍼링 공정에 의해 템퍼링 마르텐사이트로 되기 때문이다.
이 템퍼링 처리용 강판에서는, 잔류 오스테나이트 중 고용 탄소량은 0.60 내지 0.95질량%이다. 잔류 오스테나이트 중 고용 탄소량이 이 범위 내에 있으면, 템퍼링 공정을 거쳐, 잔류 오스테나이트 중 고용 탄소량이 0.70 내지 1.30질량%의 고강도 강판이 얻어진다.
또한, 본 발명은, 상기의 실시 형태에 한정되는 것은 아니다. 예를 들어, 도금층으로서 아연 도금층이 아니고 니켈 도금층이 형성되어 있어도 된다. 아연 도금층 상에 인산화물 및/또는 인을 포함하는 복합 산화물로 이루어지는 피막이 형성되어 있어도 된다. 이러한 피막은, 강판을 가공할 때에 윤활제로서 기능시킬 수 있어, 아연 도금층을 보호할 수 있다. 인산화물 및/또는 인을 포함하는 복합 산화물로 이루어지는 피막은, 공지된 방법을 사용해서 형성할 수 있다.
또한, 상기 실시 형태는, 모두 본 발명을 실시함에 있어서 구체화의 예를 나타낸 것에 지나지 않고, 이들에 의해 본 발명의 기술적 범위가 한정적으로 해석되어서는 않되는 것이다. 즉, 본 발명은 그 기술 사상, 또는 그 주요한 특징으로부터 일탈하지 않고, 여러가지 형태로 실시할 수 있다.
실시예
이어서, 본 발명의 실시예에 대해서 설명한다. 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해서 채용한 일 조건예이고, 본 발명은, 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은, 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한에 있어서, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.
표 1 및 표 2에 나타내는 A 내지 AK의 화학 조성을 갖는 슬래브를 주조하고, 표 3 및 표 4에 나타내는 슬래브 가열 온도로 가열하고, 열간 압연, 냉각, 권취, 코일 냉각을 행하여 열연 강판을 얻었다(열연 공정). 슬래브 가열 온도, 열간 압연의 압연 완료 온도, 850℃로부터 700℃의 범위에 있어서의 평균 냉각 속도(권취전의 평균 냉각 속도), 권취 온도 TC 및 권취 온도 TC로부터 350℃까지의 평균 냉각 속도(코일 냉각 속도)를 표 3 및 표 4에 나타낸다. 표 1 및 표 2 중 공란은, 당해 원소의 함유량이 검출 한계 미만이었음을 나타내고, 잔부는 Fe 및 불순물이다. 표 1 및 표 2 중 밑줄은, 그 수치가 본 발명이 범위로부터 벗어나 있음을 나타낸다.
그 후, 열연 강판을 산세하고, 냉간 압연을 행하여 냉연 강판을 얻었다(냉연 공정). 표 3 및 표 4에 냉간 압연의 합계 압하율을 나타낸다. 일부의 열연 강판에는, 표 3 및 표 4에 나타내는 처리 온도에서 연질화 어닐링 공정을 행하고 나서 냉간 압연을 행하였다. 표 3 및 표 4 중 밑줄은, 그 수치가 본 발명에 관한 고강도 강판의 제조에 필요한 범위로부터 벗어나 있음을 나타낸다.
Figure pct00009
Figure pct00010
Figure pct00011
Figure pct00012
이어서, 냉연 강판의 어닐링을 행하였다(어닐링 공정). 어닐링의 AC1 내지 (AC1+25)℃의 범위에 있어서의 평균 가열 속도, 최고 가열 온도 Tmax, 최고 가열 온도 Tmax로부터 (Tmax-10)의 범위에 있어서의 체류 시간을 표 5 및 표 6에 나타낸다. 상기 체류 시간에서의 체류 후의 650℃까지의 제1 냉각의 평균 냉각 속도(제1 냉각 속도) 및 제2 냉각에 650℃ 내지 500℃의 범위에서의 평균 냉각 속도(제2 냉각 속도)도 표 5 및 표 6에 나타낸다. 표 5 및 표 6에, AC1점, AC3점, Tmax-AC1점, 파라미터 Q1도 아울러 나타낸다. 표 5 및 표 6 중 밑줄은, 그 수치가 본 발명에 관한 고강도 강판의 제조에 필요한 범위로부터 벗어나 있음을 나타낸다.
Figure pct00013
Figure pct00014
제2 냉각은 제2 냉각 정지 온도에서 정지하여, 베이나이트 변태 처리를 행하였다(베이나이트 변태 공정). 제2 냉각 정지 온도 및 베이나이트 변태 처리의 평균 처리 온도 TB, 처리 시간 tB, 파라미터 Q2를 표 7 및 표 8에 나타낸다. 평균 처리 온도 TB는, 이하에 나타내는 식을 사용해서 산출된다.
TB=Σ(Ti)/10=(T1+T2+T3+…+T10)/10
(식 중, Ti는 베이나이트 변태 공정의 처리 시간을 10등분으로 구획한 i번째의 범위에 있어서의 평균 온도[℃]를 나타낸다)
제2 냉각 정지 온도가 표 7 및 표 8에 나타내는 Ms* 내지 Mf*+50[℃]의 범위인 실험예에 대해서는, 제2 냉각 정지 온도에서 냉각을 정지한 후에 340 내지 500℃의 온도까지 재가열하고 나서, 베이나이트 변태 처리를 행하였다. 표 7 및 표 8 중 밑줄은, 그 수치가 본 발명에 관한 고강도 강판의 제조에 필요한 범위로부터 벗어나 있음을 나타낸다.
Figure pct00015
Figure pct00016
베이나이트 변태 처리 후, 마르텐사이트 변태 처리를 행하였다(마르텐사이트 변태 공정). 마르텐사이트 변태 공정에서의 제3 냉각의 340℃ 내지 Ms점의 범위에 있어서의 평균 냉각 속도(제3 냉각 속도) 및 정지 온도(제3 냉각 정지 온도)를 표 9 및 표 10에 나타낸다. 일부의 냉연 강판에는, 마르텐사이트 변태 공정 후에, 표 9 및 표 10에 나타내는 압연율로 제2 냉간 압연을 행하였다(제2 냉간 압연 공정). 표 9 및 표 10에, Ms점, Mf점도 아울러 나타낸다. 표 9 및 표 10 중 밑줄은, 그 수치가 본 발명에 관한 고강도 강판의 제조에 필요한 범위로부터 벗어나 있음을 나타낸다.
Figure pct00017
Figure pct00018
이와 같이 해서, 다양한 템퍼링 처리용 강판을 제작했다. 그리고, 실험예 No.1 내지 No.101의 템퍼링 처리용 강판에 대해서, 상술한 고강도 강판의 각 조직의 체적분율을 측정하는 방법과 마찬가지 방법에 의해 「페라이트(α)」, 「베이나이트(B)」, 「템퍼링 마르텐사이트(tM)」, 「잔류 오스테나이트(잔류γ)」, 「프레시 마르텐사이트(fM)」, 「펄라이트와 시멘타이트의 합계(P+C)」의 각 조직의 체적분율을 조사했다. 또한, 실험예 No.1 내지 No.101의 템퍼링 처리용 강판에 대해, 상술한 방법에 의해, 잔류 오스테나이트 중 고용 탄소량을 조사했다. 이 결과를 표 11 및 표 12에 나타낸다. 표 11 및 표 12 중 밑줄은, 그 수치가 본 발명에 관한 고강도 강판의 제조에 필요한 범위로부터 벗어나 있음을 나타낸다.
Figure pct00019
Figure pct00020
마르텐사이트 변태 공정 후, 템퍼링 처리를 행하였다(템퍼링 공정). 템퍼링 공정에서의 템퍼링 온도 Ttem, 처리 시간 ttem 및 200℃로부터 템퍼링 온도 Ttem까지의 평균 가열 속도를 표 13 및 표 14에 나타낸다. 표 13 및 표 14에, 파라미터 Q3 내지 Q5도 아울러 나타낸다. 표 13 및 표 14 중 밑줄은, 그 수치가 본 발명에 관한 고강도 강판의 제조에 필요한 범위로부터 벗어나 있음을 나타낸다.
Figure pct00021
Figure pct00022
실험예 No.13, No.22, No.25, No.28, No.34, No.37, No.41, No.43, No.49, No.50, No.60, No.61, No.67, No.70, No.73, No.77, No.81 및 No.83에서는, 표 15에 나타내는 단계(도금 처리의 타이밍)에서 강판에 용융 아연 도금 처리를 행하였다. 용융 아연 도금 처리의 강판 침입 온도, 도금욕 온도 및 도금욕의 유효 Al양을 표 15에 나타낸다. 실시예 No.13, No.22, No.28, No.34, No.41, No.50, No.60, No.61, No.70, No.73 및 No.83에서는, 표 15에 나타내는 단계(합금화 처리의 타이밍)에서 합금화 처리를 행하였다. 합금화 처리의 온도 및 유지 시간을 표 15에 나타낸다. 표 15의 「표면」의 란 중 「GI」는 표면에 용융 아연 도금층을 형성하였음을 의미하고, 「GA」는 표면에 합금화 아연 도금층을 형성한 것을 의미한다.
Figure pct00023
실험예 No.2에서는, 템퍼링 처리 후의 단계(도금 처리의 타이밍)에서 강판에, 이하에 나타내는 전기 아연 도금 처리를 행하였다. 실시예 No.65에서는, 템퍼링 처리 후의 단계(도금 처리의 타이밍)에서 강판에, 이하에 나타내는 전기 아연 도금 처리를 행하고, 또한 템퍼링 처리 후의 단계(합금화 처리의 타이밍)에서, 합금화 처리를 행하였다.
실험예 No.2 및 실험예 No.65에 있어서의 전기 아연 도금 처리는, 강판을 산세하고 나서 전기 아연 도금욕 중에 침지하여, 통전하는 방법에 의해 행하였다. 산세는, 상온의 10% 황산 중에 침지하고, 수소의 기포가 눈으로 확인될 때까지 행하였다. 전기 아연 도금은, H2SO4를 1.5g/L, ZnSO4를 194g/L, NaSO4를 45g/L 포함하여, pH가 1.5 내지 2.0이고 액온이 50℃인 전기 도금욕 중에서 행하여, 전류 밀도를 25A/(dm)2로 하였다.
실험예 No.3 내지 No.35 및 No.60 내지 No.80에서는, 템퍼링 처리 후, 최대 압하율이 1.00%의 냉간 압연을 실시했다.
실험예 No.22 및 No.83에서는, 템퍼링 처리 후, 탈지제를 도포하고, 물 스프레이에 의해 세정했다. 그 후, 계면 활성제, 니혼 파커라이징사 제조 화성 처리 액 PB-SX35의 순으로 침지하고, 물 스프레이에 의해 다시 세정하여, 열풍 오븐으로 건조하는 방법에 의해, 표면에 인산화물 및 인을 포함하는 복합 산화물로 이루어지는 피막을 형성했다.
이와 같이 해서 얻어진 실험예 No.1 내지 No.101의 고강도 강판 및 고강도 아연 도금 강판 중 시험 중지가 되지 않은 실험예에 대해서, 상술한 방법에 의해 「페라이트(α)」, 「베이나이트(B)」, 「템퍼링 마르텐사이트(tM)」, 「잔류 오스테나이트(잔류γ)」, 「프레시 마르텐사이트(fM)」, 「펄라이트와 시멘타이트의 합계(P+C)」의 각 조직의 체적분율을 조사했다. 이 결과를 표 16 및 표 17에 나타낸다. 표 16 및 표 17 중 밑줄은, 그 수치가 본 발명이 범위로부터 벗어나 있음을 나타낸다.
Figure pct00024
Figure pct00025
또한, 실험예 No.1 내지 No.101의 고강도 강판 및 고강도 아연 도금 강판 중 시험 중지가 되지 않은 실험예에 대해서, 상술한 방법에 의해, 잔류 오스테나이트 중 고용 탄소량을 조사했다. 또한, 시험 중지가 되지 않은 실험예에 대해서, 상술한 방법에 의해, 애스펙트비가 2.50 이하이고, 또한 원상당 직경이 0.80㎛ 이상인 잔류 오스테나이트 입자의 전체 입계 중에서, 템퍼링 마르텐사이트 또는 프레시 마르텐사이트와 이루는 계면이 차지하는 비율(계면의 비율)을 조사했다. 시험 중지가 되지 않은 실험예에 대해서, 애스펙트비가 2.50 이하이고, 또한 원상당 직경이 0.80㎛ 이상인 잔류 오스테나이트 입자의 밀도를 조사했다. 이들의 결과를 표 18 및 표 19에 나타낸다. 표 18 및 표 19 중 밑줄은, 그 수치가 본 발명이 범위로부터 벗어나 있음을 나타낸다.
Figure pct00026
Figure pct00027
실험예 No.1 내지 No.101 중 용융 아연 도금층을 형성한 고강도 아연 도금 강판에 대해서, 상술한 방법에 의해, 도금층 중 Fe 함유량 및 Al 함유량을 조사한다. 그 결과를 표 18 및 표 19에 나타낸다. 또한, 템퍼링 공정 전에 용융 아연 도금층을 형성한 템퍼링 처리용 아연 도금 강판에 대해서, 고강도 아연 도금 강판과 마찬가지로 하여, 도금층 중 Fe 함유량 및 Al 함유량을 조사했다. 그 결과를 표 2 0 및 표 21에 나타낸다. 표 18 내지 표 21에 있어서 「GI」는 표면에 용융 아연 도금층을 형성하였음을 의미하고, 「GA」는 표면에 합금화 아연 도금층을 형성하였음을 의미하고, 「EG」는 표면에 전기 아연 도금층을 형성하였음을 의미하고, 「CR」은 표면에 도금층을 형성하지 않았음을 의미한다.
Figure pct00028
Figure pct00029
이하에 나타내는 방법에 의해, 실험예 No.1 내지 No.101의 고강도 강판 및 고강도 아연 도금 강판에 대해서, 항복 강도 YS, 인장 최대 강도 TS, 구멍 확장성 λ, 연성 El, 샤르피 충격 특성을 조사했다. 그 결과를 표 22 내지 표 25에 나타낸다. 표 22 내지 표 25 중 밑줄은, 그 수치가 원하는 특성이 범위로부터 벗어나 있음을 나타낸다.
인장 시험에서는, 강판으로부터 JIS Z 2201에 기재된 5호 시험편을 제작하고, JIS Z2241에 기재된 방법으로 행하여, 항복 강도 YS, 인장 최대 강도 TS 및 전체 신장 El을 구하였다. 구멍 확장 시험은, JIS Z 2256에 기재된 방법으로 행하였다. 연성(전체 신장) El 및 구멍 확장성 λ는, 인장 최대 강도 TS에 수반하여 변화하지만, 하기 (식11) 및 (식12)를 충족시키는 경우에 강도, 연성 및 구멍 확장성을 양호하게 한다.
TS×El≥1.5×104 … (식11)
(YS×TS)0.75×El×λ0.5≥2.0×106 … (식12)
샤르피 충격 특성은, 압연 방향으로 직각인 방향(C 방향)으로 JIS Z 2242에 규정된 충격 시험편과 동일한 사이즈의 판을 채취하고, 3매 겹쳐서 볼트로 체결한 후, JIS Z 2242에 규정된 방법으로 20℃에서의 샤르피 흡수 에너지(vE20) 및 -20℃에서의 샤르피 흡수 에너지(vE-20)를 측정했다. 하기 (식13)을 충족하고, 또한 vE20 및 vE-20의 양쪽이 20J/㎠ 이상으로 되는 경우, 내충격 특성을 양호하게 한다.
(vE-20)/(vE20)≥0.65 … (식13)
또한, (식13)의 좌변의 값이 1.0에 가까울수록 내충격 특성은 양호하여, (식13)의 값이 0.75 이상인 것이 바람직하다.
Figure pct00030
Figure pct00031
Figure pct00032
Figure pct00033
실험예 No.91은, C의 함유량이 적고, 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않았기 때문에, 성형성이 열화된 예이다.
실험예 No.92는, C를 과잉으로 함유하기 때문에, 잔류 오스테나이트의 분율이 과잉이 되어, 충격 특성이 열화되어 있다.
실험예 No.93은, Si, Mn 및 Al의 함유량이 적고, 파라미터 Q0이 과소했기 때문에, 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않아, 특성이 열화되는 예이다.
실험예 No.94는, Si를 과잉으로 포함하는 예로, 슬래브의 특성이 열화되고, 주조 공정에 있어서 슬래브가 파단했기 때문에, 시험을 중지했다.
실험예 No.95는, Mn의 함유량이 적고, ?칭성이 부족해서 펄라이트가 생성했기 때문에, 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않아, 특성이 열화되는 예이다.
실험예 No.96은, Mn을 과잉으로 포함하는 예로, 슬래브의 특성이 열화되고, 슬래브가 열연 공정에서의 가열 중에 파단했기 때문에, 시험을 중지했다.
실험예 No.97은, P를 과잉으로 포함하는 예로, 슬래브의 특성이 열화되고, 슬래브를 주조 공정으로부터 열연 공정으로 운반 중에 파단했기 때문에, 시험을 중지했다.
실험예 No.98은, S를 과잉으로 포함하는 예로, 강 중에 조대한 황화물이 다량으로 발생하기 때문에, 강판의 성형성 및 내충격 특성이 크게 열화된다.
실험예 No.99는, Al을 과잉으로 포함하는 예로, 슬래브의 특성이 열화되고, 주조 공정에 있어서 슬래브가 파단했기 때문에, 시험을 중지했다.
실험예 No.100은, N을 과잉으로 포함하는 예로, 강 중에 조대한 질화물이 다량으로 발생하기 때문에, 강판의 성형성 및 내충격 특성이 크게 열화된다.
실험예 No.101은, O를 과잉으로 포함하는 예로, 강 중에 조대한 산화물이 다량으로 발생하기 때문에, 강판의 성형성 및 내충격 특성이 크게 열화된다.
실험예 No.84는, 열연 공정에서의 슬래브의 가열 온도가 낮아, 열연 강판의 성형성이 현저하게 손상되어, 냉간 압연 공정에 있어서 강판이 파단했기 때문에, 시험을 중지했다.
실험예 No.54는, 열연 공정에서의 압연 완료 온도가 낮아, 열연 강판의 형상이 현저하게 손상되었기 때문에, 시험을 중지했다.
실험예 No.75는, 열연 공정에서의 850℃로부터 700℃의 범위에서의 평균 냉각 속도가 낮아, 경질 조직의 편재가 강해지고, 잔류 오스테나이트의 템퍼링 마르텐사이트와 이루는 계면의 비율이 높아져 충격 특성이 열화되는 예이다.
실험예 No.57은, 열연 공정에서의 코일의 냉각 속도가 낮아, 경질 조직의 편재가 강해지고, 잔류 오스테나이트의 템퍼링 마르텐사이트와 이루는 계면의 비율이 높아져서, 충격 특성이 열화되는 예이다.
실험예 No.103 및 No.105는, 열연 공정에서의 코일의 냉각 속도가 높고, 경질 조직의 편재가 강해지고, 잔류 오스테나이트의 템퍼링 마르텐사이트와 이루는 계면의 비율이 높아져서, 충격 특성이 열화되는 예이다.
실험예 No.106은, 열연 공정에서의 권취 온도 TC가 높고, Mn 편재가 강해지고, 잔류 오스테나이트의 템퍼링 마르텐사이트와 이루는 계면의 비율이 높아져서, 충격 특성이 열화되는 예이다.
실험예 No.42는, 어닐링 공정에서의 AC1점 내지 (AC1점+25)℃의 범위에 있어서의 평균 가열 속도가 낮아, 경질 조직의 편재가 강해지고, 잔류 오스테나이트와 템퍼링 마르텐사이트의 계면 비율이 높아지고, 또한 잔류 오스테나이트 입자가 조대화하기 때문에, 충격 특성이 열화되는 예이다.
실험예 No.87은, 어닐링 공정에서의 최고 가열 온도 Tmax가 낮고, 조대한 탄화물이 다량으로 녹아 남았기 때문에, 펄라이트와 시멘타이트의 합계 비율이 높아져서, 성형성이 열화되는 예이다.
실험예 No.21 및 No.69는, 어닐링 공정에서의 최고 가열 온도 Tmax 및 체류 시간 tmax에 관한 파라미터 Q1이 과대하여, 경질 조직의 편재가 강해지고, 잔류 오스테나이트의 템퍼링 마르텐사이트와 이루는 계면의 비율이 높아져서, 충격 특성이 열화되는 예이다.
실험예 No.78은, 어닐링 공정의 (최고 가열 온도 -10℃)로부터 650℃의 범위에 있어서의 평균 냉각 속도(제1 냉각 속도)가 낮아, 냉각 중에 연질의 펄라이트가 다량으로 생성되어, 강판의 강도와 성형성의 밸런스가 열화되는 예이다.
실험예 No.36은, 어닐링 공정의 650℃로부터 500℃의 범위에 있어서의 평균 냉각 속도(제2 냉각 속도)가 낮아, 냉각 중에 연질의 펄라이트가 다량으로 생성되어, 강판의 강도와 성형성의 밸런스가 열화되는 예이다.
실험예 No.12는, 베이나이트 변태 공정의 평균 처리 온도 Ti와 처리 시간 TB에 관한 파라미터 Q2가 과소하여, 베이나이트 변태가 충분히 진행되지 않은 예로, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않아, 성형성이 열화되는 예이다.
실험예 No.45는, 베이나이트 변태 공정의 평균 처리 온도 Ti와 처리 시간 TB에 관한 파라미터 Q2가 과대하여, 베이나이트 변태가 과도하게 진행된 예로, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않아, 강도와 성형성의 밸런스가 열화된다.
실험예 No.27은, 베이나이트 변태 공정으로부터 마르텐사이트 변태 공정으로의 평균 냉각 속도, 즉 제3 냉각 속도가 낮아, 하부 베이나이트가 다량으로 생성되어, 템퍼링 마르텐사이트가 얻어지지 않아, 프레시 마르텐사이트가 많아, 성형성이 열화되는 예이다.
실험예 No.6은, 마르텐사이트 변태 공정에서의 냉각 정지 온도가 Mf점을 하회한 예로, 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않아, 성형성이 열화된다.
실험예 No.24는, 마르텐사이트 변태 공정에서의 냉각 정지 온도가 Ms점을 상회한 예로, 템퍼링 마르텐사이트가 얻어지지 않고, 템퍼링 처리 후에 오스테나이트의 일부가 프레시 마르텐사이트로 변태했기 때문에, 강도와 성형성의 밸런스 및 내충격 특성이 열화되는 예이다.
실험예 No.53은, 마르텐사이트 변태 공정과 템퍼링 처리 공정 사이에 과도한 냉간 압연을 실시한 예로, 마르텐사이트 변태 공정에서 형성된 잔류 오스테나이트가 압연에 의해 변태되고, 템퍼링 처리 후에는 잔류 오스테나이트가 소실되어, 강도와 성형성의 밸런스가 열화되는 예이다.
실험예 No.15는, 템퍼링 처리 공정에서의 템퍼링 온도 Ttem이 200℃를 하회하여, 마르텐사이트가 충분히 템퍼링되지 않고, 프레시 마르텐사이트가 다량으로 잔존했기 때문에, 강도와 성형성의 밸런스 및 내충격 특성이 열화되는 예이다.
실험예 No.18은, 템퍼링 처리 공정에서의 템퍼링 온도 Ttem 및 처리 시간 ttem에 관한 파라미터 Q3이 과소하여, 마르텐사이트가 충분히 템퍼링되지 않고, 프레시 마르텐사이트가 다량으로 잔존했기 때문에, 강도와 성형성의 밸런스 및 내충격 특성이 열화되는 예이다.
실험예 No.48은, 템퍼링 처리 공정에서의 템퍼링 온도 Ttem 및 처리 시간 ttem에 관한 파라미터 Q4가 과대하여, 잔류 오스테나이트의 고용 C양이 과도하게 높아지고, 강도와 성형성의 밸런스가 열화되는 예이다.
실험예 No.33 및 No.66은, 템퍼링 처리 공정에서의 템퍼링 온도 Ttem 및 처리 시간 ttem에 관한 파라미터 Q5가 과대하여, 다량의 펄라이트가 생성되어, 강도와 성형성의 밸런스가 열화되는 예이다.
실험예 No.15, No.18, No.33, No.48 및 No.66은, 모두, 원하는 템퍼링 처리용 강판이 얻어졌지만, 그 후의 템퍼링 처리가 부적절하여, 마이크로 조직이 적정하게 제어되지 않아, 템퍼링 후의 특성이 열위가 되는 예이다.
실험예 No.1 내지 No.5, No.7 내지 No.11, No.13, No.14, No.16, No.17, No.19, No.20, No.22, No.23, No.25, No.26, No.28 내지 No.32, No.34, No.35, No.37 내지 No.41, No.43, No.44, No.46, No.47, No.49 내지 No.52, No.55, No.56, No.58 내지 No.62, No.64, No.65, No.67, No.68, No.70 내지 No.74, No.76, No.77, No.79 내지 No.83, No.85, No.86, No.88 내지 No.90, No.102, No.104는, 본 발명에 따라, 성형성 및 내충격 특성이 우수한 고강도 강판이 얻어지는 예이다.
실험예 No.29는, 열연 공정과 냉연 공정 사이에 연질화 처리를 실시하여, 성형성 및 내충격 특성이 우수한 고강도 강판이 얻어지는 예이다.
실험예 No.3은, 열연 공정과 냉연 공정 사이에 연질화 처리를 실시하고, 또한 마르텐사이트 변태 공정과 템퍼링 공정 사이에 냉간 압연을 실시하여, 성형성 및 내충격 특성이 우수한 고강도 강판이 얻어지는 예이다.
실험예 No.46 및 No.52는, 베이나이트 변태 공정 전의 냉각 정지 온도, 즉 제2 냉각 정지 온도를 Ms*점 이하 또한 Mf*점 이상의 범위로 설정하고, 제2 냉각 정지 온도에서 냉각을 정지하고, 340 내지 500℃의 온도까지 재가열하고 나서, 베이나이트 변태 처리를 행하여, 베이나이트 변태 전에 마이크로 조직의 일부를 마르텐사이트로 변태시키는 예이다. 실험예 No.46 및 No.52는, 특히 내충격 특성이 우수한 고강도 강판이 얻어지는 예이다.
실험예 No.4, No.9, No.10, No.17, No.19, No.30 및 No.79는, 마르텐사이트 변태 공정과 템퍼링 공정 사이에 냉간 압연을 실시하여, 성형성 및 내충격 특성이 우수한 고강도 강판이 얻어지는 예이다.
실험예 No.2는, 마르텐사이트 변태 공정과 템퍼링 공정 사이에 냉간 압연을 실시하고, 또한 템퍼링 처리 후에 전기 도금을 실시함으로써, 성형성 및 내충격 특성이 우수한 고강도 아연 도금 강판이 얻어지는 예이다.
실험예 No.25, No.43, No.49, No.67은, 어닐링 공정과 베이나이트 변태 공정 사이에 있어서, 강판을 아연 도금욕에 침지하여, 성형성 및 내충격 특성이 우수한 고강도 아연 도금 강판이 얻어지는 예이다.
실험예 No.77 및 No.81은, 베이나이트 변태 공정과 마르텐사이트 변태 처리 공정 사이에 있어서 강판을 아연 도금욕에 침지하여, 성형성 및 내충격 특성이 우수한 고강도 아연 도금 강판이 얻어지는 예이다.
실험예 No.37은, 템퍼링 처리 공정에 있어서 강판을 아연 도금욕에 침지하여, 성형성 및 내충격 특성이 우수한 고강도 아연 도금 강판이 얻어지는 예이다.
실험예 No.50은, 어닐링 공정과 베이나이트 변태 공정 사이에 있어서 강판을 아연 도금욕에 침지하고, 직후에 합금화 처리를 실시하여, 성형성 및 내충격 특성이 우수한 고강도 아연 도금 강판이 얻어지는 예이다.
실험예 No.22 및 No.83은, 어닐링 공정과 베이나이트 변태 공정 사이에 있어서 강판을 아연 도금욕에 침지하고, 직후에 합금화 처리를 실시하여, 템퍼링 처리 후에 도금층 위에 인산화물 및 인을 포함하는 복합 산화물로 이루어지는 피막을 부여하여, 성형성 및 내충격 특성이 우수한 고강도 아연 도금 강판이 얻어지는 예이다.
실험예 No.60은, 열연 공정과 냉연 공정 사이에 연질화 처리를 실시하여, 어닐링 공정과 베이나이트 변태 공정 사이에 있어서 강판을 아연 도금욕에 침지하고, 직후에 합금화 처리를 실시하여, 성형성 및 내충격 특성이 우수한 고강도 아연 도금 강판이 얻어지는 예이다.
실험예 No.34, No.41 및 No.73은, 베이나이트 변태 공정과 마르텐사이트 변태 공정 사이에 있어서 강판을 아연 도금욕에 침지하고, 직후에 합금화 처리를 실시하여, 성형성 및 내충격 특성이 우수한 고강도 아연 도금 강판이 얻어지는 예이다.
실험예 No.13은, 템퍼링 처리 공정에 있어서 강판을 아연 도금욕에 침지하고, 또한 합금화 처리를 실시하여, 성형성 및 내충격 특성이 우수한 고강도 아연 도금 강판이 얻어지는 예이다.
실험예 No.70은, 어닐링 공정과 베이나이트 변태 공정 사이에 있어서 강판을 아연 도금욕에 침지하고, 베이나이트 변태 공정과 마르텐사이트 변태 처리 공정 사이에 있어서 합금화 처리를 실시하여, 성형성 및 내충격 특성이 우수한 고강도 아연 도금 강판이 얻어지는 예이다.
실험예 No.61은, 어닐링 공정과 베이나이트 변태 공정 사이에 있어서 강판을 아연 도금욕에 침지하고, 베이나이트 변태 공정 전의 냉각 정지 온도, 즉 제2 냉각 정지 온도를 Ms*점 이하 또한 Mf*점 이상의 범위로 설정하고, 베이나이트 변태 공정과 마르텐사이트 변태 처리 공정 사이에 있어서 합금화 처리를 실시하여, 특히 내충격 특성이 우수한 고강도 아연 도금 강판이 얻어지는 예이다.
실험예 No.28은, 베이나이트 변태 공정과 마르텐사이트 변태 처리 공정 사이에 있어서 강판을 아연 도금욕에 침지하고, 템퍼링 처리 공정에 있어서 합금화 처리를 실시하여, 성형성 및 내충격 특성이 우수한 고강도 아연 도금 강판이 얻어지는 예이다.
실험예 No.65는, 마르텐사이트 변태 처리 공정과 템퍼링 공정 사이에 있어서 강판에 전기 도금 처리를 실시하여, 템퍼링 처리 공정에 있어서 합금화 처리를 실시하여, 성형성 및 내충격 특성이 우수한 고강도 아연 도금 강판이 얻어지는 예이다.
본 발명은, 예를 들어 자동차 강판 등의 고강도 강판, 고강도 아연 도금 강판에 관련된 산업에 이용할 수 있다.

Claims (8)

  1. 질량%로,
    C: 0.075 내지 0.400%,
    Si: 0.01 내지 2.50%,
    Mn: 0.50 내지 3.50%,
    P: 0.1000% 이하,
    S: 0.0100% 이하,
    Al: 2.000% 이하,
    N: 0.0100% 이하,
    O: 0.0100% 이하,
    Ti: 0.000 내지 0.200%,
    Nb: 0.000 내지 0.100%,
    V: 0.000 내지 0.500%,
    Cr: 0.00 내지 2.00%,
    Ni: 0.00 내지 2.00%,
    Cu: 0.00 내지 2.00%,
    Mo: 0.00 내지 1.00%,
    B: 0.0000 내지 0.0100%,
    W: 0.00 내지 2.00%,
    Ca, Ce, Mg, Zr, La 및 REM으로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상: 합계로 0.0000 내지 0.0100%,
    잔부: Fe 및 불순물, 또한
    (식1)로 표시되는 파라미터 Q0: 0.35 이상
    으로 표현되는 화학 조성을 갖고,
    판 두께의 표면으로부터 1/4두께를 중심으로 한 1/8두께 내지 3/8두께의 범위에 있어서, 체적분율로,
    페라이트: 85% 이하,
    베이나이트: 3% 이상 95% 이하,
    템퍼링 마르텐사이트: 1% 이상 80% 이하,
    잔류 오스테나이트: 1% 이상 25% 이하,
    펄라이트 및 조대 시멘타이트: 합계로 5% 이하이고, 또한
    프레시 마르텐사이트: 5% 이하
    로 표현되는 마이크로 조직을 갖고,
    잔류 오스테나이트 중 고용 탄소량이 0.70 내지 1.30질량%이고,
    애스펙트비가 2.50 이하이고, 또한 원상당 직경이 0.80㎛ 이상인 잔류 오스테나이트 입자의 전체 입계 중에서, 템퍼링 마르텐사이트 또는 프레시 마르텐사이트와 이루는 계면이 차지하는 비율이 75% 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
    Q0=Si+0.1Mn+0.6Al … (식1)
    ((식1) 중 Si, Mn 및 Al은 질량%로의 각 원소의 함유량으로 한다)
  2. 제1항에 있어서,
    질량%로,
    Ti: 0.001 내지 0.200%,
    Nb: 0.001 내지 0.100% 및
    V: 0.001 내지 0.500%
    로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    질량%로,
    Cr: 0.01 내지 2.00%,
    Ni: 0.01 내지 2.00%,
    Cu: 0.01 내지 2.00%,
    Mo: 0.01 내지 1.00%,
    B: 0.0001 내지 0.0100% 및
    W: 0.01 내지 2.00%
    로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
    질량%로,
    Ca, Ce, Mg, Zr, La 및 REM으로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0001 내지 0.0100% 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
    애스펙트비가 2.50 이하이고, 또한 원상당 직경이 0.80㎛ 이상인 잔류 오스테나이트 입자의 밀도가 5.0×1010개/㎡ 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
  6. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판의 표면에, 아연 도금층이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 고강도 아연 도금 강판.
  7. 제6항에 있어서,
    상기 아연 도금층 중 Fe 함유량이 3.0질량% 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 아연 도금 강판.
  8. 제6항에 있어서,
    상기 아연 도금층 중 Fe 함유량이 7.0질량% 이상 13.0질량% 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 아연 도금 강판.
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