KR20190045310A - 강판 - Google Patents

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유리 도다
구니오 하야시
가츠야 나카노
히로유키 가와타
아키히로 우에니시
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닛폰세이테츠 가부시키가이샤
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    • C21D2211/009—Pearlite

Abstract

본 발명의 일 형태에 관한 강판은, 화학 성분이 소정의 범위 내이고, 판 두께 1/4부의 금속 조직이 단위 면적％로, 페라이트: 10％ 이상 50％ 미만, 그래뉼라 베이나이트: 5％ 이상 50％ 미만, 및 마르텐사이트: 20％ 이상 60％ 미만을 포함하고, 판 두께 1/4부의 상기 금속 조직에 있어서, 상부 베이나이트, 하부 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 펄라이트의 합계가, 단위 면적％로 0％ 이상 15％ 미만이고, 상기 판 두께 1/4부에 있어서 상기 마르텐사이트의 면적률 Vm과 상기 마르텐사이트의 평균 경도 Hv의 곱이 12000 내지 34000이고, 인장 강도가 980MPa 이상이다.

Description

강판
본 발명은, 강판에 관한 것이다. 특히 본 발명은, 자동차 부품 등의 재료로서 적합한, 인장 강도가 980MPa 이상이며 전체 신장성 및 구멍 확장성이 우수한 고강도 냉연 강판에 관한 것이다.
자동차로부터의 탄산 가스의 배출량을 억제하기 위해서, 고강도 강판을 사용하여, 자동차 차체의 경량화가 진행되고 있다. 또한, 탑승자의 안전성 확보를 위해서도, 자동차 차체에는 연강판 이외에 고강도 강판이 많이 사용되도록 되게 되었다. 앞으로, 추가로 자동차 차체의 경량화를 진행시켜 가기 위해서는, 종래 이상으로 고강도 강판의 강도를 높이지 않으면 안된다.
고강도 강판을 성형하여 자동차용 부재를 얻기 위해서는, 고강도 강판에는 양호한 성형성도 요구된다. 예를 들어, 골격계 부품의 제조를 위해 고강도 강판을 사용하는 경우, 고강도 강판의 신장성과 구멍 확장성을 개선할 필요가 있다. 그러나, 일반적으로 강판을 고강도화하면, 신장성 및 구멍 확장성 등의 성형성은 저하된다.
고강도 박강판에 있어서, 이 과제를 해결하기 위하여 몇 가지 수단이 제안되어 있다. 예를 들어, 특허문헌 1에서는, 강판의 금속 조직을, 연질 조직인 페라이트와 경질 조직인 마르텐사이트를 포함하는 복합 조직으로 함으로써, 강도와 신장성의 양쪽을 높이고 있다. 그러나, 특허문헌 1에 개시된 복합 조직은 연질 조직과 경질 조직의 조합이다. 서로의 경도 차가 큰 조직으로 구성되는 복합 조직은, 구멍 확장성이 떨어진다.
특허문헌 2에서는, 강판의 금속 조직을, 페라이트 및 마르텐사이트의 중간 경도를 갖는, 상부 베이나이트 또는 하부 베이나이트의 단일 조직으로 함으로써, 조직 간의 경도 차를 저감하고, 강도 및 구멍 확장성을 향상시키고 있다. 그러나, 상부 베이나이트 및 하부 베이나이트는, 전위를 많이 포함하는 베이니틱 페라이트와 경질의 시멘타이트로 구성되므로, 신장성이 떨어진다.
또한, 특허문헌 3에서는, 잔류 오스테나이트를 활용한 성형성 개선을 행하고 있지만, 45 내지 65kgf/㎟를 대상으로 하고 있기 때문에, 980MPa 이상의 고강도와 충분한 성형성을 양립하는 것이 어렵다.
일본 특허 공개 평7-11383호 공보 일본 특허 제2616350호 공보 일본 특허 공개 평7-207413호 공보
전술한 바와 같이, 자동차 차체의 경량화를 위해서는, 고강도 강판의 강도를 높이지 않으면 안된다. 또한, 자동차 차체의 재료, 예를 들어 골격계 부품의 재료로서 고강도 강판을 사용하기 위해서는, 고강도 강판의 구멍 확장성을 열화시키지 않고, 전체 신장성을 향상시키지 않으면 안된다. 인장 강도가 980MPa 이상인 고강도 강판은, 자동차의 골격계 부재로서 사용한 경우에 우수한 충격 안전성을 차체에 부여할 수 있다. 인장 강도와 전체 신장성의 곱(TS×El)이 10000MPa·％ 이상이고, 또한 인장 강도와 구멍 확장성의 곱(TS×λ)이 20000MPa·％ 이상인 고강도 강판에는, 골격계 부재를 얻기 위한 성형을 적용할 수 있다. 그러나, 종래 기술에 의하면, 우수한 강도, 우수한 신장성 및 우수한 구멍 확장성 모두를 갖는 고강도 강판의 제조는 매우 어렵다.
본 발명은, 종래 기술의 현 상황을 감안하여, 인장 강도가 980MPa 이상이고, 신장성(특히 전체 신장성) 및 구멍 확장성이 우수한 고강도 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명의 요지는 이하와 같다.
(1) 본 발명의 일 형태에 관한 강판은, 화학 성분이 단위 질량％로, C: 0.06 내지 0.15％, P: 0.040％ 이하, S: 0.0100％ 이하, N: 0.0100％ 이하, O: 0.0060％ 이하, Si 및 Al의 합계: 0.20 내지 2.50％, Mn 및 Cr의 합계: 1.50 내지 3.00％, Mo: 0 내지 1.00％, Ni: 0 내지 1.00％, Cu: 0 내지 1.00％, Nb: 0 내지 0.30％, Ti: 0 내지 0.30％, V: 0 내지 0.50％, B: 0 내지 0.0100％, Ca: 0 내지 0.0400％, Mg: 0 내지 0.0400％ 및 REM: 0 내지 0.0400％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고, 판 두께 1/4부의 금속 조직이 단위 면적％로, 페라이트: 10％ 이상 50％ 미만, 그래뉼라 베이나이트: 5％ 이상 50％ 미만, 및 마르텐사이트: 20％ 이상 60％ 미만을 포함하고, 판 두께 1/4부의 상기 금속 조직에 있어서, 상부 베이나이트, 하부 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 펄라이트의 합계가, 단위 면적 ％로 0％ 이상 15％ 미만이고, 상기 판 두께 1/4부에 있어서 상기 마르텐사이트의 면적률 Vm과 상기 마르텐사이트의 평균 경도 Hv의 곱이 12000 내지 34000이고, 인장 강도가 980MPa 이상이다.
(2) 상기 (1)에 기재된 강판에서는, 상기 강판의 상기 화학 성분이 단위 질량％로, Mo: 0.01 내지 1.00％, Ni: 0.05 내지 1.00％ 및 Cu: 0.05 내지 1.00％의 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.
(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 강판에서는, 상기 강판의 상기 화학 성분이 단위 질량％로, Nb: 0.005 내지 0.30％, Ti: 0.005 내지 0.30％ 및 V: 0.005 내지 0.50％의 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.
(4) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 강판에서는, 상기 강판의 상기 화학 성분이 단위 질량％로, B: 0.0001 내지 0.01％를 함유해도 된다.
(5) 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 한 항에 기재된 강판에서는, 상기 강판의 상기 화학 성분이 단위 질량％로, Ca: 0.0005 내지 0.04％, Mg: 0.0005 내지 0.04％ 및 REM: 0.0005 내지 0.04％의 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.
(6) 상기 (1) 내지 (5) 중 어느 한 항에 기재된 강판은, 표면에 용융 아연 도금층을 가져도 된다.
(7) 상기 (1) 내지 (5) 중 어느 한 항에 기재된 강판은, 표면에 합금화 용융 아연 도금층을 가져도 된다.
본 발명에 따르면, 자동차 등의 구조 부재로서 적합한, 인장 강도가 980MPa 이상이고, 신장성(특히 전체 신장성) 및 구멍 확장성이 우수한 고강도 냉연 강판을 제공할 수 있다.
자동차 차체의 골격계 부품의 재료로서 고강도 강판을 사용하기 위해서는, 고강도 강판의 구멍 확장성을 열화시키지 않고 신장성을 향상시켜, 이에 의해 고강도 강판의 성형성을 확보해야만 한다. 자동차 차체의 골격계 부품으로서 사용되었을 때에 자동차의 충돌 안전성을 충분히 확보하기 위해서는, 고강도 강판이 980MPa 이상의 인장 강도를 갖는 것이 필요하다. 또한, 이 조건을 만족시키면서, 고강도 강판을 골격계 부품에 성형 가능하도록 하기 위해서는, 고강도 강판이 10000MPa·％ 이상의 인장 강도와 신장성의 곱(TS×El), 및 20000MPa·％ 이상의 인장 강도와 구멍 확장성의 곱(TS×λ)을 가질 필요가 있다. 강도(TS) 및 신장성(El)은 서로 반비례하는 경향이 있지만, TS×El이 큰 경우, 강도 및 신장성의 양쪽이 높다. 마찬가지로, 강도(TS) 및 구멍 확장성(λ)은 서로 반비례하는 경향이 있지만, TS×λ가 큰 경우, 강도 및 구멍 확장성의 양쪽이 높다.
그러나, 고강도 자동차용 강판에 있어서, TS×El 및 TS×λ를 높이는 것(즉, 강도, 신장성 및 구멍 확장성의 모두를 향상시키는 것)은 매우 어렵다. 전술한 종래 기술에서는, 강판에 있어서, 강도와 구멍 확장성을 열화시키지 않고 신장성을 개선하기 위해서, 전위를 많이 포함하는 베이니틱 페라이트와 경질의 시멘타이트로 구성되는 상부 베이나이트 또는 하부 베이나이트가 사용되고 있었다. 그러나, 본 발명자들이 지견한 바로는, 상부 베이나이트 또는 하부 베이나이트를 사용하여, 강도와 구멍 확장성을 확보하면서, 신장성을 향상시키는 것은 곤란하였다.
본 발명자들은, 인장 강도가 980MPa 이상의 고강도 강판의 금속 조직에 포함되는 그래뉼라 베이나이트의 면적률이 적합하게 제어되었을 경우에, 이 고강도 강판의 강도와 구멍 확장성을 확보하면서, 신장성이 향상된다는 것을 지견하였다. 즉, 본 발명자들은, 강판의 판 두께 1/4부의 금속 조직이, 단위 면적％로, 10％ 이상 50％ 미만의 페라이트, 5％ 이상 50％ 미만의 그래뉼라 베이나이트, 및 20％ 이상 60％ 미만의 마르텐사이트를 포함하고, 판 두께 1/4부의 금속 조직 중의 상부 베이나이트, 하부 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 펄라이트를 합계 15％ 미만으로 제한하고, 또한 판 두께 1/4부의 마르텐사이트 면적률 Vm과 판 두께 1/4부의 마르텐사이트 평균 경도 Hv의 곱이 (식 1)을 만족시키는 경우에, 고강도 강판의 강도와 구멍 확장성을 확보하면서, 신장성이 향상된다는 것을 알아내었다.
12000≤Vm×Hv≤34000 (식 1)
이하에, 본 실시 형태에 따른 강판의 금속 조직에 대하여 설명한다. 본 실시 형태에 따른 강판에 있어서는, 강판의 판 두께 1/4부의 금속 조직을 제어한다. 강판의 판 두께 t를 강판의 압연면끼리 사이의 거리라고 정의했을 경우, 강판의 판 두께 1/4부는, 강판의, 압연면에서 판 두께 t의 1/8의 깊이의 면 부근과, 압연면에서 판 두께 t의 3/8의 깊이의 면 부근의 영역을 가리킨다. 강판의 판 두께 1/4부는, 강판의 압연면과 강판의 중심면의 중간에 위치하는 개소이므로, 강판의 전형적인 조직을 갖고 있다. 강판의 판 두께 1/4부의 금속 조직이 바람직하게 제어되어 있으면, 강판 전체의 금속 조직이 바람직하게 제어되어 있다고 판단된다. 이하, 특별히 언급이 없는 한, 「면적률」이란 「강판의 판 두께 1/4부의 금속 조직에 있어서의 면적률」을 의미한다.
(강판의 판 두께 1/4부의 금속 조직 중의 페라이트의 면적률: 10％ 이상 50％ 미만)
강판의 금속 조직에 포함되는 페라이트는, 연질의 조직이므로 변형되기 쉽고, 따라서 강판의 신장성을 향상시킴과 함께, 그래뉼라 베이나이트의 생성을 촉진시킨다. 이것은, 오스테나이트와 오스테나이트 사이의 입계보다도, 오스테나이트와 페라이트 사이의 입계쪽이, 그래뉼라 베이나이트의 핵이 형성되기 쉬운 것에 기인한다. 본 발명자들은, 제조 중의 강판에 있어서 오스테나이트로부터 그래뉼라 베이나이트로의 변태가 촉진되도록 페라이트를 생성시킨 경우, 최종적으로 얻어지는 강판에는 10％ 이상의 페라이트가 포함된다는 것을 알아내었다. 그 때문에, 페라이트의 면적률의 하한값을 10％로 한다. 한편, 페라이트의 면적률이 50％ 이상인 경우, 강판의 인장 강도가 현저하게 열화되므로, 페라이트의 면적률은 50％ 미만으로 할 필요가 있다. 페라이트의 면적률의 상한값은 바람직하게는 40％, 더욱 바람직하게는 35％이다. 페라이트의 면적률의 하한값은 바람직하게는 15％, 더욱 바람직하게는 20％이다.
(강판의 판 두께 1/4부의 금속 조직 중의 그래뉼라 베이나이트의 면적률: 5％ 이상 50％ 미만)
그래뉼라 베이나이트란, 입형상을 갖는 베이나이트이고, 바늘 모양의 형상을 갖는 통상의 베이나이트와는 구별된다. 통상의 베이나이트는, 주로 경질의 시멘타이트와 바늘 형상의 베이니틱 페라이트로 구성되는 조직이지만, 그래뉼라 베이나이트는, 경질한 시멘타이트를 거의 포함하지 않고, 게다가 전위 밀도가 낮은 베이니틱 페라이트로 구성된다. 이 구성에 기인하여, 그래뉼라 베이나이트의 경도는, 페라이트의 경도보다도 크고, 통상의 베이나이트 경도보다도 작으므로, 페라이트와 마르텐사이트 사이의 경도 차를 저감시킨다. 이 때문에, 그래뉼라 베이나이트를 포함하는 강판은, 신장성과 구멍 확장성의 밸런스가 우수한 강판이 된다. 상술한 바와 같이, 본 실시 형태에 따른 강판은, 그래뉼라 베이나이트의 생성을 촉진시키기 위해서, 페라이트를 함유할 필요가 있다. 또한, 후술하는 바와 같이, 본 실시 형태에 따른 강판은, 강도를 향상시키기 위하여 마르텐사이트를 함유할 필요가 있다. 그러나, 페라이트와 마르텐사이트의 경도 차가 크므로, 강판에 구멍 확장 가공을 행하는 경우, 페라이트와 마르텐사이트의 계면에서 보이드가 발생하고, 이 보이드가 가공 불량을 발생시키는 경우가 있다. 또한, 본 실시 형태에 따른 강판에 포함되는 그래뉼라 베이나이트는, 페라이트보다도 단단하지만 마르텐사이트보다도 부드러우므로, 구멍 확장 가공 시에는, 페라이트와 마르텐사이트의 계면에서 보이드가 발생하는 것을 억제할 수 있다. 이러한 이유들에 의해, 그래뉼라 베이나이트의 면적률의 하한값은 5％로 한다. 한편, 그래뉼라 베이나이트가 과도하게 생성되면, 마르텐사이트가 부족하여 강판의 강도가 손상되므로, 그래뉼라 베이나이트의 면적률의 상한값을 50％로 할 필요가 있다. 그래뉼라 베이나이트의 면적률의 상한값은 바람직하게는 45％, 더욱 바람직하게는 35％이다. 그래뉼라 베이나이트의 면적률의 하한값은 바람직하게는 10％, 더욱 바람직하게는 20％이다.
(강판의 판 두께 1/4부의 금속 조직중의 마르텐사이트의 면적률: 20％ 이상60％ 미만)
본 실시 형태에 따른 강판은, 20％ 이상 60％ 미만의 마르텐사이트를 포함한다. 본 명세서에 있어서, 용어 「마르텐사이트」란, 담금질한 금속을 템퍼링되지 않은 마르텐사이트인 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 양쪽을 포함하는 것이다. 구멍 확장성의 개선을 위해서는, 마르텐사이트와, 페라이트 및 그래뉼라 베이나이트의 경도 차를 작게 하는 것이 중요해진다. 따라서, 강도가 대폭으로 감소하지 않을 정도로 강판을 템퍼링하고, 프레시 마르텐사이트를 템퍼링 마르텐사이트로 해도 상관없다. 템퍼링은, 연속 어닐링 라인이나 연속 아연 도금 라인 상에서, 강판을 실온까지 냉각하는 도중에 행해도 되고, 강판을 실온까지 냉각하고 나서 행해도 상관없다. 또한, 상자 어닐링 등으로 별도 템퍼링을 행해도 동일한 효과가 얻어진다.
강판의 금속 조직에 포함되는 마르텐사이트는, 전위 밀도가 높고 경질한 조직이므로, 강판의 인장 강도를 향상시킨다. 980MPa 이상의 인장 강도를 확보하기 위해서, 마르텐사이트의 면적률의 하한값은 20％로 한다. 한편, 마르텐사이트의 면적률이 60％ 이상인 경우, 신장성과 구멍 확장성이 현저하게 열화되므로, 마르텐사이트의 면적률은 60％ 미만으로 제어할 필요가 있다. 마르텐사이트의 면적률의 상한값은 바람직하게는 45％, 더욱 바람직하게는 40％이다.
(Vm×Hv: 12000 내지 34000)
강판의 금속 조직에 포함되는 마르텐사이트는, 전위 밀도가 높고 경질한 조직이므로, 인장 강도를 향상시킨다. 980MPa 이상의 인장 강도를 확보하기 위해서, 판 두께 1/4부의 마르텐사이트의 면적률 Vm과, 판 두께 1/4부의 마르텐사이트의 평균 경도 Hv의 곱(Vm×Hv)은 (식 1)을 만족시킬 필요가 있다. Vm×Hv가 12000 미만인 경우, 980MPa 이상의 인장 강도를 확보할 수 없으므로, Vm×Hv의 하한값을 12000으로 한다. 한편, Vm×Hv가 34000을 초과하는 경우, 마이크로 조직 중의 마르텐사이트 면적률이 높은 상황, 및/또는 마르텐사이트의 평균 경도가 상승하고 있는 상황이 된다. 이 경우, 강판의 인장 강도와 신장성의 곱(TS×El)이 10000MPa·％를 하회하고, 및/또는 강판의 인장 강도와 구멍 확장성의 곱(TS×λ)이 20000MPa·％를 하회한다. 이러한 조건을 만족시킬 수 없는 강판은, 자동차 차체의 골격계 부재를 제조 가능하게 하기 위한 구멍 확장성 또는 충돌 시의 안전성을 확보하기 위한 강도를 충분히 갖지 못한다. 그 때문에, Vm×Hv의 상한을 34000으로 한다. 여기서, Vm의 단위는 면적％이고, 평균 경도 Hv의 단위는 비커스 경도이다.
12000≤Vm×Hv≤34000 (식 1)
(강판의 판 두께 1/4부의 금속 조직 중의, 상부 베이나이트, 하부 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 펄라이트의 합계 면적률: 15％ 미만)
상부 베이나이트 및 하부 베이나이트는, 마이크로 조직 중의 전위 밀도가 높고, 또한 마이크로 조직 중의 마르텐사이트 분율을 감소시키므로, 강판 강도를 열화시킨다. 또한, 시멘타이트(베이나이트나 템퍼링 마르텐사이트 등에 포함됨)도 과도하게 석출되면 현저하게 강판의 신장성을 저하시킨다. 또한, 잔류 오스테나이트 및 펄라이트는, 강판의 구멍 확장성을 현저하게 열화시킨다. 잔류 오스테나이트는, 강판의 변형 중에 가공 유기 변태에 의해 경질 마르텐사이트로 변태하므로, 강판의 구멍 확장성을 현저하게 열화시킨다. 펄라이트는 경질 시멘타이트를 포함하는 금속 조직이므로, 구멍 확장 시에 보이드의 발생 기점이 된다.
본 실시 형태에 따른 강판에 있어서, 상부 베이나이트, 하부 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 펄라이트는 포함되지 않는 쪽이 좋다. 따라서, 상부 베이나이트, 하부 베이나이트, 잔류오스테나이트 및 펄라이트의 합계 면적률의 하한값은 0％이다. 한편, 상부 베이나이트, 하부 베이나이트, 잔류 오스테나이트 또는 펄라이트의 합계가 15％ 이상으로 되면, 신장성과 구멍 확장성이 현저하게 열화된다. 그러나, 본 실시 형태에 따른 강판에 있어서, 합계 면적률이 15％ 미만인 상부 베이나이트, 하부 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 펄라이트는 허용된다. 상부 베이나이트, 하부 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 펄라이트의 합계 면적률의 상한값은 바람직하게는 10％이다.
페라이트, 그래뉼라 베이나이트 및 마르텐사이트, 그리고 상부 베이나이트, 하부 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 펄라이트의 면적률의 산출 방법의 일례는, 이하와 같다.
페라이트의 면적률은, 주사형 전자 현미경을 사용하여 얻어지는, 판 두께 1/4부의 단면의 전자 채널링 콘트라스트상을 관찰함으로써, 산출할 수 있다. 전자 채널링 콘트라스트상은, 결정립 내의 결정 방위 차를 상의 콘트라스트의 차로서 표시하는 상이고, 당해 상에 있어서의, 균일한 콘트라스트를 갖는 부분이 페라이트이다.
잔류 오스테나이트의 면적률은, 레페라 액으로 에칭한 판 두께 1/4부의 단면을, FE-SEM에 의해 관찰함으로써 산출할 수 있다. 또한, 잔류 오스테나이트의 면적률은, X선 회절 장치를 사용한 측정에 의해서도 산출할 수 있다. X선 회절 장치를 사용한 측정으로는, 먼저 시료의 판면(압연면)으로부터 판 두께 t의 1/4의 깊이 면까지의 영역을 기계 연마 및 화학 연마에 의해 제거하고, 다음으로 판 두께 t의 1/4의 깊이 면에 있어서, 특성 X선으로서 MoKα선을 사용하여, bcc상의 (200), (211) 및 fcc상의 (200), (220), (311)의 회절 피크의 적분 강도비를 구하고, 이들 적분 강도비에 기초하여 잔류 오스테나이트의 체적률을 산출하는 것이 가능하다. 이 잔류 오스테나이트의 체적률을, 잔류 오스테나이트의 면적률로 간주할 수 있다.
마르텐사이트의 면적률은, FE-SEM을 사용하여 얻어지는, 레페라 액으로 에칭한 판 두께 1/4부의 단면의 상을 관찰함으로써 산출 가능하다. FE-SEM상의, 부식되지 않은 영역은, 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트를 포함하므로, 부식되지 않은 영역의 면적률로부터, X선 회절 장치를 사용하여 측정한 잔류 오스테나이트의 면적률을 차감함으로써, 산출할 수 있다. 또는, 주사형 전자 현미경을 사용하여 얻어지는 전자 채널링 콘트라스트상에 있어서, 마르텐사이트와 다른 금속 조직을 구별하는 것이 가능하다. 전자 채널링 콘트라스트상에 있어서, 전위 밀도가 높고, 게다가 입자 내에 블록 및 패킷 등의 하부 조직을 갖는 영역이 마르텐사이트이다.
상부 베이나이트, 하부 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 동정은, 나이탈 시약에 의해 부식시킨 판 두께 1/4부의 단면에 있어서의, 조직의 내부에 포함되는 시멘타이트의 위치와 배리언트를, FE-SEM을 사용하여 관찰함으로써 행할 수 있다. 상부 베이나이트는, 라스 형상의 베이니틱 페라이트와, 이 계면에 생성된 시멘타이트 또는 잔류 오스테나이트로 구성된다. 한편, 하부 베이나이트는, 라스 형상의 베이니틱 페라이트와, 이 내부에 생성된 시멘타이트로 구성된다. 따라서, 시멘타이트의 위치에 기초하여 상부 베이나이트와 하부 베이나이트를 구별할 수 있다. 베이니틱 페라이트 및 시멘타이트의 결정 방위 관계가 1종이므로, 상부 베이나이트 및 하부 베이나이트를 구성하는 시멘타이트는 동일한 배리언트를 갖는다. 한편, 템퍼링 마르텐사이트는, 마르텐사이트 라스와, 이 내부에 생성된 시멘타이트로 구성되고, 마르텐사이트 라스 및 시멘타이트의 결정 방위가 2종류 이상 있으므로, 템퍼링 마르텐사이트를 구성하는 시멘타이트는 복수의 배리언트를 갖는다. 따라서, 상부 베이나이트 및 하부 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트는, 시멘타이트의 배리언트에 기초하여 구별할 수 있다. 이와 같이, 시멘타이트의 특징을 검출함으로써, 각 조직을 동정하고, 각 조직의 면적률을 산출할 수 있다.
펄라이트의 동정은, 나이탈 시약에 의해 부식시킨 판 두께 1/4부의 단면을, 광학 현미경을 사용하여 관찰함으로써 행할 수 있다. 광학 현미경상에 있어서의, 어두운 콘트라스트를 갖는 영역이 펄라이트이다.
그래뉼라 베이나이트는, 전위 밀도가 낮은 베이니틱 페라이트로 구성되고, 경질한 시멘타이트를 거의 포함하지 않는다. 그 때문에, 종래의 부식법 및 주사형 전자 현미경을 사용한 2차 전자상 관찰 등으로는, 그래뉼라 베이나이트와 페라이트를 구별할 수 없다. 발명자들이 예의 검토한 결과, 그래뉼라 베이나이트는, 베이니틱 페라이트의 집합체로 구성되므로, 그 내부에, 방위 차가 미소한 입계를 갖는다는 것을 알아내었다. 본 실시 형태에 따른 강판에 있어서, 「방위 차가 미소한 입계」란, 방위 차가 2도 이하인 두 결정 또는 아결정의 계면이다. 페라이트는, 방위 차가 미소한 입계를 그 내부에 거의 갖지 않는다. 따라서, 방위 차가 미소한 입계의 유무에 기초하여, 그래뉼라 베이나이트와 페라이트의 식별이 가능하다. 이 지견에 기초하여 본 발명자들이 상도한, 그래뉼라 베이나이트의 면적률의 측정 방법은 이하와 같다. 먼저, EBSD(Electron Back Scattering Diffraction) 장치를 사용하여, 판 두께 1/4부를, 0.2㎛의 간격으로 분석하고, 측정 데이터로부터 Grain average misorientation의 값을 계산한다. Grain average misorientation이란, 방위 차가 5° 이상인 입계로 둘러싸인 영역에 있어서, 인접하는 측정점 간의 방위 차를 계산하고, 그것을 결정립 내의 측정점 전체에 대하여 평균화한 값이다. 측정점의 간격은, 예를 들어 0.2㎛로 할 수 있다. 이 방법에 의해, 베이니틱 페라이트가 갖는 방위 차가 미소한 입계를 검출하는 것이 가능하다. Grain average misorientation의 값이 0.5° 미만이 되는 영역은, 페라이트라고 간주할 수 있다. Grain average misorientation의 값이 0.5° 이상이 되는 영역의 면적률로부터, 상부 베이나이트, 하부 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트, 펄라이트 및 마르텐사이트의 면적률을 차감한 값을, 그래뉼라 베이나이트의 면적률로 할 수 있다.
판 두께 1/4부에 있어서의 마르텐사이트의 평균 경도는, 판 두께 1/4부의 마르텐사이트의 경도를 비커스 경도계를 사용하여 측정함으로써 구해진다. 비커스 경도 측정에 있어서 제작되는 압흔이, 하나의 마르텐사이트 결정립 내에 포함되도록, 경도 측정을 행한다. 50개의 마르텐사이트 입자의 경도를 측정하고, 이들 경도의 평균값을, 판 두께 1/4부에 있어서의 마르텐사이트의 평균 경도 Hv로 할 수 있다.
이어서, 본 실시 형태에 따른 강판의 화학 조성에 대하여 설명한다. 또한, 특별히 언급이 없는 한, 각 원소의 함유량 단위 「％」는 「질량％」를 의미한다.
(C: 0.06 내지 0.15％)
C는 20면적％ 이상의 마르텐사이트를 확보하고, 강판의 강도를 향상시키는 원소이다. C 함유량이 0.06％ 미만인 경우, 20면적％ 이상의 마르텐사이트를 얻는 것이 어렵고, 인장 강도 980MPa 이상의 강판을 얻을 수 없다. 한편, C 함유량이 0.15％를 초과하는 경우, 페라이트의 생성이 억제되므로, 강판의 신장성이 열화된다. 그 때문에, C 함유량은 0.06 내지 0.15％로 한다. C 함유량의 상한값은 바람직하게는 0.13％, 더욱 바람직하게는 0.11％이다. C 함유량의 하한값은 바람직하게는 0.07％, 더욱 바람직하게는 0.075％이다.
(P: 0.040％ 이하)
P는 불순물 원소이고, 강판의 판 두께 중앙부에 편석하여 인성을 저해하고, 또한, 용접부를 취화시키는 원소이다. P 함유량이 0.040％를 초과하는 경우, 인성 저하에 의해, 강판의 구멍 확장성이 현저하게 열화된다. 따라서, P 함유량을 0.040％ 이하로 할 필요가 있다. P 함유량은, 바람직하게는 0.010％ 이하이다. P는 적을수록 바람직하므로, P 함유량의 하한값은 특별히 한정되지 않는다. 그러나, 강판의 P 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 것은, 경제적으로 불리하므로, 0.0001％를 P 함유량의 실질적인 하한값으로 해도 된다.
(S: 0.0100％ 이하)
S는, 불순물 원소이고, 용접성을 저해하고, 또한, 주조 시 및 열연 시의 제조성을 저해하는 원소이다. 또한, S는 조대한 MnS를 형성하여, 강판의 구멍 확장성을 저해하는 원소이다. S 함유량이 0.0100％를 초과하는 경우, 용접성의 저하, 제조성의 저하 및 구멍 확장성의 현저한 저하가 발생한다. 따라서, S 함유량을 0.0100％ 이하로 할 필요가 있다. S 함유량은, 바람직하게는 0.0050％ 이하이다. S는 적을수록 바람직하므로, S 함유량의 하한값은 특별히 한정되지 않는다. 그러나, 강판의 S 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 것은, 경제적으로 불리하므로, 0.0001％를 S 함유량의 실질적인 하한값으로 해도 된다.
(N: 0.0100％ 이하)
N은, 조대한 질화물을 형성하고, 굽힘성 및 구멍 확장성을 저해한다. 또한, N은 용접 시의 블로우홀의 발생 원인이 되는 원소이다. N 함유량이 0.0100％를 초과하는 경우, 구멍 확장성의 저하 및 블로우홀의 발생이 현저해진다. 따라서, N 함유량을 0.0100％ 이하로 할 필요가 있다. N은 적을수록 바람직하므로, N 함유량의 하한값은 특별히 한정되지 않는다. 그러나, 강판의 N 함유량을 0.0005％ 미만으로 하는 것은, 제조 비용의 대폭적인 증가를 초래하므로, 0.0005％를 N 함유량의 실질적인 하한값으로 해도 된다.
(O: 0.0060％ 이하)
O는, 조대한 산화물을 형성하고, 굽힘성 및 구멍 확장성을 저해한다. 또한, O는 용접 시의 블로우홀의 발생 원인이 되는 원소이다. O 함유량이 0.0060％를 초과하는 경우, 구멍 확장성의 저하 및 블로우홀의 발생이 현저해지므로, 0.0060％ 이하가 바람직하다. O는 적을수록 바람직하므로, O 함유량의 하한값은 특별히 한정되지 않는다. 그러나, 강판의 O 함유량을 0.0005％ 미만으로 하는 것은, 제조 비용이 대폭적인 증가를 초래하므로, 0.0005％를 O 함유량의 실질적인 하한값으로 해도 된다.
(Si 및 Al: 합계 0.20 내지 2.50％)
Si 및 Al은, 5면적％ 이상의 그래뉼라 베이나이트를 얻기 위하여 필수적인 원소이다. 그래뉼라 베이나이트는, 베이니틱 페라이트의 계면에 존재하는 전위가 열에 의해 회복하고, 복수의 베이니틱 페라이트가 하나의 괴상 베이니틱 페라이트가 되어서 발생한 금속 조직이다. 그 때문에, 강판의 제조 과정에서, 그래뉼라 베이나이트의 생성 전에 베이니틱 페라이트의 계면에 시멘타이트가 생성되면, 이 시멘타이트가 베이니틱 페라이트끼리의 결합을 방해하므로, 그래뉼라 베이나이트를 얻을 수 없다. Si 및 Al은, 시멘타이트의 생성을 억제하는 원소이다. 발명자들이 예의 검토한 결과, 5면적％ 이상의 그래뉼라 베이나이트를 얻기 위해서는, Si 및 Al을 합계로 0.20％ 이상 함유시킬 필요가 있음을 알 수 있었다. 그 때문에, Si 및 Al의 함유량의 합계는 0.20％ 이상으로 한다. 한편, 페라이트 생성 원소이기도 한 Si 및 Al의 함유량이 과잉인 경우, 페라이트의 면적 분율이 상한을 초과할뿐만 아니라, 강판의 인성을 열화시키므로, Si 및 Al의 함유량의 합계 상한값은 2.50％이다. Si 및 Al의 함유량의 합계 하한값은, 바람직하게는 0.30％, 더욱 바람직하게는 0.40％이다. Si 및 Al의 함유량의 합계 상한값은, 바람직하게는 2.00％, 더욱 바람직하게는 1.60％이다. 또한, 본 실시 형태에 따른 강판에 있어서 Si 및 Al의 작용은 유사하므로, 강판의 Si 및 Al 중 한쪽의 함유량이 0％여도, 다른 쪽의 함유량이 0.20 내지 2.50％이면, 상술한 효과가 얻어진다.
(Mn 및 Cr: 합계 1.50 내지 3.00％)
Mn 및 Cr은, 강판의 강도를 향상시키는 원소이다. 또한, Mn 및 Cr은, 어닐링 설비 또는 용융 아연 도금 설비에서의 열 처리 시에 강판에 발생하는 페라이트 변태를 억제하는 원소이다. Mn 및 Cr의 함유량의 합계가 1.50％ 미만인 경우, 50면적％ 이상의 페라이트가 생성되고, 980MPa 이상의 인장 강도를 갖는 강판을 얻을 수 없다. 따라서, Mn 및 Cr의 함유량의 합계는 1.50％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Mn 및 Cr의 함유량의 합계가 3.00％를 초과하는 경우, 페라이트 변태가 과도하게 억제되어, 10면적％ 이상의 페라이트를 확보할 수 없고, 강판의 신장성을 열화시킨다. 그 때문에, Mn 및 Cr의 함유량의 합계는 3.00％ 이하로 할 필요가 있다. Mn 및 Cr의 함유량의 합계의 하한값은, 바람직하게는 1.80％, 더욱 바람직하게는 2.00％이다. Mn 및 Cr의 함유량의 합계의 상한값은, 바람직하게는 2.80％, 더욱 바람직하게는 2.60％이다. 또한, 본 실시 형태에 따른 강판에 있어서 Mn 및 Cr의 작용은 유사하므로, 강판의 Mn 및 Cr 중 한쪽의 함유량이 0％여도, 다른 쪽의 함유량이 1.50 내지 3.00％이면, 상술한 효과가 얻어진다.
(Mo: 0 내지 1.00％)
본 실시 형태에 따른 강판은 Mo를 포함할 필요가 없으므로, Mo 함유량의 하한값은 0％이다. 그러나, Mo는 강판의 강도의 향상에 유효한 원소이다. 또한, Mo는 어닐링 설비 또는 용융 아연 도금 설비에서의 열 처리 시에 강판에 발생하는 페라이트 변태를 억제하고, 과도한 페라이트 변태를 억제함으로써 마르텐사이트 면적률을 확보하고, 강판의 강도를 높이는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서, 0.01％ 이상의 Mo가 함유되어도 된다. 한편, Mo 함유량이 1.00％를 초과하는 경우, 페라이트 변태의 억제 효과가 포화되므로, 실질상 1.00％를 초과하여 Mo를 함유시킬 필요성이 없다. 따라서, Mo 함유량의 상한값은 1.00％이다.
(Ni: 0 내지 1.00％)
본 실시 형태에 따른 강판은 Ni를 포함할 필요가 없으므로, Ni 함유량의 하한값은 0％이다. 그러나, Ni는 강도의 향상에 유효한 원소이다. Ni는 연속 어닐링 설비 또는 연속 용융 아연 도금 설비에서의 열 처리 시에 발생하는 페라이트 변태를 억제하여 마르텐사이트양을 증대시켜, 강판의 강도를 높이는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서, 0.05％ 이상의 Ni가 함유되어도 된다. 한편, Ni 함유량이 1.00％를 초과하는 경우, 페라이트 변태의 억제 효과가 포화되므로, 실질상 1.00％를 초과하여 Ni를 함유시킬 필요성이 없다. 따라서, Ni 함유량의 상한값은 1.00％이다.
(Cu: 0 내지 1.00％)
본 실시 형태에 따른 강판은 Cu를 포함할 필요가 없으므로, Cu 함유량의 하한값은 0％이다. 그러나, Cu는 강도의 향상에 유효한 원소이다. Cu는 고용 강화 또는 페라이트 중에서의 석출에 의한 석출 강화에 의해 강판의 강도를 향상시킨다. 이 효과를 얻기 위해서, 0.01％ 이상의 Cu가 함유되어도 된다. 한편, Cu 함유량이 1.00％를 초과하는 경우, 열간 압연 시에 결정립계에서 Cu가 액상화하고, 강판을 취화시키는 현상이 알려져 있다. 이 취화를 회피하기 위해서, Cu를 함유시키는 경우에는, Ni도 함유시키는 것이 바람직하다. 단, Cu 첨가량의 상한값은 1.00％이다.
(Nb: 0 내지 0.30％)
본 실시 형태에 따른 강판은 Nb를 포함할 필요가 없으므로, Nb 함유량의 하한값은 0％이다. 그러나, Nb는 열처리 공정에 있어서 오스테나이트를 미립화함으로써, 강판의 강도를 향상시키는 원소이다. 오스테나이트의 미립화 효과를 얻기 위해서, 0.005％ 이상의 Nb가 함유되어도 된다. 한편, Nb 함유량이 0.30％를 초과하는 경우, Nb를 함유하는 합금 탄화물이 결정립계에 과도하게 석출되고, 강판이 취화되므로, Nb 함유량의 상한값을 0.30％로 한다.
(Ti: 0 내지 0.30％)
본 실시 형태에 따른 강판은 Ti를 포함할 필요가 없으므로, Ti 함유량의 하한값은 0％이다. 그러나, Ti는 열처리 공정에 있어서 오스테나이트를 미립화함으로써, 오스테나이트의 입계 면적을 증가시켜, 페라이트 변태를 촉진시키는 원소이다. 오스테나이트의 미립화 효과를 얻기 위해서, 0.005％ 이상의 Ti가 함유되어도 된다. 한편, Ti 함유량이 0.30％를 초과하는 경우, Ti를 함유하는 탄화물이 결정립계에 과도하게 석출되고, 강판이 취화되므로, Ti 함유량의 상한값을 0.30％로 한다.
(V: 0 내지 0.50％)
본 실시 형태에 따른 강판은 V를 포함할 필요가 없으므로, V 함유량의 하한값은 0％이다. 그러나, V는 열처리 공정에 있어서 오스테나이트를 미립화함으로써, 오스테나이트의 입계 면적을 증가시켜, 페라이트 변태를 촉진시키는 원소이다. 오스테나이트의 미립화 효과를 얻기 위해서, 0.005％ 이상의 V를 함유시켜도 된다. 한편, V 함유량이 0.50％를 초과하는 경우, V를 함유하는 탄화물이 결정립계에 과도하게 석출되고, 강판이 취화되므로, V 함유량의 상한값을 0.50％로 한다.
(B: 0 내지 0.0100％)
본 실시 형태에 따른 강판은 B를 포함할 필요가 없으므로, B 함유량의 하한값은 0％이다. 그러나, B는 열처리 공정에 있어서 오스테나이트의 입계에 편석함으로써, 페라이트 변태를 억제하고, 이에 의해 강판의 강도를 높이는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서, 0.0001％ 이상의 B가 함유되어도 된다. 한편, B 함유량이 0.0100％를 초과하는 경우, 페라이트 변태 억제 효과가 포화될뿐만 아니라, 결정립계에 붕화물이 생성되고, 강판이 취화되므로, B 함유량의 상한값을 0.0100％로 한다.
(Ca: 0 내지 0.0400％)
(Mg: 0 내지 0.0400％)
(REM: 0 내지 0.0400％)
본 실시 형태에 따른 강판은 Ca, Mg 및 REM을 포함할 필요가 없으므로, Ca, Mg 및 REM 함유량의 하한값은 0％이다. 그러나, Ca, Mg 및 REM은, 산화물 및 황화물의 형태를 제어하고, 구멍 확장성을 향상시키는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서, 0.0005％ 이상의 Ca, 0.0005％ 이상의 Mg 및 0.0005％ 이상의 REM으로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상이 함유되어도 된다. 보다 바람직하게는 Ca, Mg 및 REM 각각의 함유량은 0.0010％ 이상이다. 한편, Ca, Mg 및 REM 각각의 함유량이 0.0400％를 초과하는 경우, 조대한 산화물이 형성되어 강판의 구멍 확장성이 열화된다. 따라서, Ca, Mg 및 REM 각각의 함유량의 상한값은 0.0400％이다. 보다 바람직하게는, Ca, Mg 및 REM 각각의 함유량의 상한값은 0.0100％이다.
「REM」이란, Sc, Y 및 란타노이드로 이루어지는 합계 17 원소이며, 「REM의 함유량」이란, 이들의 17 원소의 합계 함유량이다. REM은, 미슈 메탈의 형으로 첨가되는 경우가 많다. La 및 Ce 이외에 란타노이드 계열의 원소를 첨가하는 경우가 있다. 이 경우도, 본 실시 형태에 따른 강판은, 그 효과를 발휘한다. 또한, 금속 La 및 금속 Ce 등의 금속 REM을 첨가해도, 본 실시 형태에 따른 강판은, 그 효과를 발휘한다.
본 실시 형태에 따른 강판의 화학 성분은, 잔부가 철(Fe) 및 불순물을 포함한다. 불순물이란, 강재를 공업적으로 제조할 때에, 광석 또는 스크랩 등과 같은 원료, 또는 제조 공정의 다양한 요인에 의해 혼입되는 성분이며, 본 발명에 악영향을 끼치지 않는 범위에서 허용되는 것이다.
본 실시 형태에 따른 강판은, Fe가 7질량％ 미만이고, 잔부가 Zn, Al 및 불순물을 포함하는, 강판의 표면에 형성된 용융 아연 도금층을 더 구비하는 용융 아연 도금 강판이어도 된다. 또는, 본 실시 형태에 따른 강판은, Fe가 7 내지 15질량％이고, 잔부가 Zn, Al 및 불순물을 포함하는, 강판의 표면에 형성된 용융 아연 도금층을 더 구비하는 합금화 용융 아연 도금 강판이어도 된다.
이어서, 본 실시 형태에 따른 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법의 일례에 대하여 설명한다.
본 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법에서는, 본 실시 형태에 따른 강판과 동일한 조성을 갖는 주조 슬래브를, 직접(즉, 냉각 및 재가열하지 않고) 열간 압연에 제공하거나, 또는, 일단 냉각한 후 1100℃ 이상으로 재가열하여, 열간 압연에 제공하고, 850℃ 이상의 온도 영역에서 열간 압연을 완료하여, 750℃ 이하의 온도 영역에서 권취하고, 산세하여, 압하율 30 내지 80％ 이하의 냉간 압연에 제공하고, 이어서, 어닐링하고, 냉각한다.
본 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법에 있어서 열간 압연에 제공하는 주조 슬래브는, 본 실시 형태에 따른 강판과 동일한 조성을 갖는 한, 특정한 주조 슬래브에 한정되지 않는다. 예를 들어 주조 슬래브는, 연속 주조 슬래브 및 박 슬래브 캐스터로 제조한 슬래브 등이면 된다.
(열간 압연 전의 주조 슬래브의 가열 온도: 1100℃ 이상)
주조 슬래브는, 직접(즉, 1100℃ 미만까지 냉각하지 않고) 열간 압연에 제공하거나, 또는, 일단 냉각한 후 재가열하여, 열간 압연에 제공한다. 주조 슬래브를 일단 냉각하고, 이어서 재가열하는 경우, 가열 온도는 1100℃ 이상으로 한다. 본 실시 형태에 따른 강판은, 합금 원소를 다량으로 포함하는 경우가 있다. 열간 압연 전의 주조 슬래브 중에 합금 원소를 고용시킬 필요가 있으므로, 열간 압연 전에 주조 슬래브를 고온에서 가열할 필요가 있다. 가열 온도가 1100℃ 미만인 경우, 조대한 합금 탄화물이 남고, 이 합금 탄화물이 슬래브 균열을 야기한다. 여기서 가열 온도는, 1180℃ 이상인 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 1200℃ 이상이다.
(열간 압연의 마무리 온도: 850℃ 이상)
열간 압연은, 압연 중의 변형 저항을 고려하여, 마무리 압연 온도를 850℃ 이상의 오스테나이트 단상 영역으로서 완료하는 것이 바람직하다. 마무리 압연 온도가 850℃ 이하인 경우, 압연 스탠드에 대한 부하가 높아질뿐만 아니라, 열연 중에 페라이트 변태가 개시된 경우, 변형 저항이 급격하게 변화하고, 안정된 압연이 곤란해진다. 또한, 일반적으로 열간 압연에 있어서는 폭 방향으로 온도 편차를 갖기 때문에, 여기에서의 마무리 압연 온도는 폭 방향 중심부의 온도를 가리킨다.
또한, 열간 압연 시, 조압연판끼리를 접합하여 연속적으로 열간 압연을 행해도 된다.
(권취 온도: 750℃ 이하)
권취 온도는, 750℃ 이하이면 되고, 하한은 특별히 한정되지 않는다. 그러나, 실온 이하의 온도에서 열연 강판을 권취하는 것은 기술적으로 곤란하므로, 실온이 권취 온도의 실질적인 하한값이 된다. 권취 온도가 750℃를 초과한 경우, 열연 후의 강판 표면에서 산화 스케일의 두께가 커지고, 그 후의 산세 공정이 곤란해진다. 따라서, 750℃ 정도를 권취 온도의 상한으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 일반적으로 권취 온도가 낮을수록, 열연 강판의 마이크로 조직이 균일해지고, 연속 어닐링 후의 제품의 성형성이 개선된다. 따라서, 냉간 압연 능력의 허용 범위에 있어서, 권취 온도는 가능한 한 저온인 것이 바람직하다. 또한, 권취 온도의 저온화는, 강판의 산세성의 개선에도 기여한다.
(산세)
권취한 열연 강판을 되감아, 산세를 실시하고, 냉간 압연에 제공한다. 산세로, 열연 강판의 표면 산화물을 제거하여, 냉연 강판의 화성 처리성 및 도금성 등을 향상시킨다. 산세는, 1회여도 되고, 복수회로 나누어서 행해도 된다.
(냉간 압연의 누적 압하율: 30 내지 80％)
산세한 열연 강판을, 누적 압하율 30 내지 80％로 냉간 압연한다. 냉간 압연의 누적 압하율이 30％ 미만인 경우, 냉연 강판의 형상을 평탄하게 유지하는 것이 어렵고, 또한, 최종적으로 얻어지는 강판의 연성이 저하된다. 따라서, 냉간 압연의 누적 압하율은 30％ 이상으로 한다. 바람직하게는, 냉간 압연의 누적 압하율은 50％ 이상이다. 한편, 냉간 압연의 누적 압하율이 80％를 초과하는 경우, 압연 하중이 과대해지고, 냉간 압연의 실시가 곤란해지기 때문에, 통상의 제조 설비에서는 곤란해진다. 단, 냉간 압연의 누적 압하율이 80％를 초과해도 상관없다. 따라서, 냉간 압연의 누적 압하율은 80％ 이하로 한다. 바람직하게는, 냉간 압연의 누적 압하율은 70％ 이하이다.
(어닐링)
냉간 압연 후의 강판은 어닐링된다. 어닐링 온도(어닐링 시의 최고 가열 온도)가 너무 낮은 경우, 소정의 면적률의 그래뉼라 베이나이트와 마르텐사이트를 얻을 수 없다. 이것은, 어닐링 온도가 너무 낮은 경우, 충분한 양의 오스테나이트가 생성되지 않기 때문이다. 이들 그래뉼라 베이나이트 및 마르텐사이트는, 어닐링 중에 생성된 오스테나이트가 냉각되었을 때에, 오스테나이트로부터의 상 변태에 의해 얻어지는 조직이다. 따라서, 어닐링 온도가 낮고, 그래뉼라 베이나이트 및 마르텐사이트로 변태하는 오스테나이트의 생성량이 감소되었을 경우, 그래뉼라 베이나이트 및 마르텐사이트의 면적률이 부족하다. 어닐링 온도가 너무 낮은 경우, 어닐링 후에 얻어지는 마르텐사이트 면적률이 부족하고, 판 두께 1/4부의 마르텐사이트의 면적률 Vm과 판 두께 1/4부의 마르텐사이트 평균 경도 Hv의 곱이 12000 미만이 된다.
한편, 어닐링 온도가 너무 높을 경우, 어닐링 후의 페라이트양이 부족하여, 강판의 연성이 저하될 뿐만 아니라, 그래뉼라 베이나이트의 생성도 지연된다. 이 때문에, 어닐링 온도가 너무 높을 경우, 충분한 페라이트 및 그래뉼라 베이나이트의 면적률이 얻어지지 않게 된다. 이 어닐링 온도의 고온화에 의한 페라이트 면적률의 감소는, 오스테나이트의 입성장이 촉진됨으로써, 그 후의 냉각에 의해 생성되는 페라이트 면적률이 감소하기 때문에 발생한다. 또한, 어닐링 온도가 너무 높을 경우, 판 두께 1/4부의 마르텐사이트의 면적률 Vm과 판 두께 1/4부의 마르텐사이트의 평균 경도 Hv의 곱이 34000 초과가 된다. 이것은, 어닐링 온도가 너무 높을 경우, 마르텐사이트의 평균 경도는 저하되지만, 마르텐사이트의 면적률이 대폭으로 증가하기 때문이다.
소정량의 페라이트, 그래뉼라 베이나이트 및 마르텐사이트가 확보되고, 또한 Vm×Hv가 소정의 범위 내로 제어된 강판을 얻기 위하여 필요한 어닐링 온도는, 강판의 합금 성분에 따라서 상이하다. 특히, ?칭성 향상 원소인 Mn, Cr, Mo 및 B 등의 함유량을, 어닐링 온도를 정할 때에 고려할 필요가 있다. 또한, 어닐링 후의 냉각 조건도, 어닐링 온도를 정할 때에 고려할 필요가 있다.
?칭성 향상 원소의 함유량이 많은 강판에서는, 어닐링 온도를 오스테나이트 단상 온도로 했을 경우, 어닐링 후의 냉각 사이에 페라이트 변태가 일어나지 않으므로, 충분한 페라이트 분율을 확보하는 것이 어렵다. 따라서, ?칭성 향상 원소의 함유량이 많은 강판에서는, 어닐링 온도를 비교적 낮게 하여 오스테나이트와 페라이트의 2상 영역 온도로 하는 것이 필요해지는 경우가 많다. 한편, 이들의 ?칭성 향상 원소가 적은 강판이나, Si나 Al 등의 페라이트 생성 원소의 첨가량이 많은 강판에서는, 오스테나이트 단상 온도에서 어닐링해도, 어닐링 후의 냉각 사이에 페라이트 변태가 진행하므로, 충분한 페라이트 분율을 확보하기 쉽다.
또한, 후술하는 바와 같이, 어닐링 후의 냉각 조건도 페라이트 분율에 영향을 미친다. 페라이트양을 증대시키도록 완냉각을 실시하는 경우, 어닐링 온도가 오스테나이트 단상 영역이어도 소정량의 페라이트를 확보하기 쉽다.
소정량의 페라이트, 그래뉼라 베이나이트 및 마르텐사이트가 확보되고, 또한 Vm×Hv가 소정의 범위 내로 제어된 강판이 얻어지는 한, 어닐링 온도의 온도 영역은, 오스테나이트와 페라이트의 2상 영역이어도 상관없고, 오스테나이트 단상 영역이어도 상관없다. 본 발명자들의 지견에 의하면, 상술된 본 실시 형태에 따른 강판의 화학 성분의 범위 내에서 ?칭성 향상 원소의 양을 변화시킨 경우, 상술한 조건이 만족되는 어닐링 온도는 780 내지 840℃의 범위 내가 되는 경우가 많다.
어닐링 시의 분위기는 특별히 한정되지 않는다. 어닐링은, 환원 분위기에서 행해도 되고, 산화 환원 분위기에서 행해도 된다.
(냉각)
어닐링 후의 강판은 냉각된다. 어닐링에서의 최고 가열 온도에서 620 내지 820℃의 온도 범위까지의 사이, 페라이트 변태를 발생시키기 위해서, 0.5 내지 15℃/s의 냉각 속도로 강판에 완냉각을 행해도 상관없다. 즉, 어닐링에 의해 얻어진 오스테나이트를 변태시켜서, 소정의 페라이트 면적률을 얻기 위해서, 냉각 속도가 느린 완냉각을 행하고, 이에 의해 페라이트 분율을 조정해도 상관없다. 한편, 최고 가열 온도를 오스테나이트와 페라이트의 2상 영역 온도로 하여 어닐링을 행하고, 소정량의 페라이트 면적률이 얻어진 경우에는, 상기 완냉각이 없어도 전혀 문제는 없다. 또한, 완냉각은, 강판을 블로우하는 것 등의 임의의 냉각 수단에 의해 행하여지고, 완냉각 속도란 완냉각 개시로부터 종료까지의 온도 변화량을, 완냉각 개시로부터 종료까지의 시간으로 나누어서 얻어지는 값이고, 완냉각 정지 온도란 완냉각을 중지했을 때의 강판 온도이다.
상기 완냉각의 종료 온도로부터, 또는 어닐링에서의 최고 가열 온도로부터 450 내지 650℃의 온도 영역까지 강판을 냉각한다. 이 냉각 중에, 페라이트 변태에 의해 페라이트 면적률이 증가해도 상관없지만, 페라이트 면적률이 소정의 면적률을 초과하지 않도록 냉각 속도를 조정한다. 이때의 냉각 속도는, 실질적으로는 1 내지 200℃/s의 범위가 된다. 냉각 속도가 1℃/s보다도 느린 경우, 페라이트 변태를 억제하기 위하여 과도한 합금 첨가가 필요하게 되거나, 연속 어닐링 라인의 냉각 설비 길이를 길게 하거나, 또는 통판 시의 라인 속도를 과도하게 늦추거나 할 필요가 있다. 따라서, 냉각 속도의 실질적인 하한은 1℃/s이다. 200℃/s를 초과하는 냉각 속도를 얻는 것은 설비상 곤란하므로, 냉각 속도의 실질적인 상한은 200℃/s가 된다. 또한, 냉각은, 강판을 블로우하거나, 또는 강판에 냉각수를 주수하는 등의 임의의 냉각 수단에 의해 행하여지고, 냉각 속도란 냉각 개시로부터 종료까지의 온도 변화량을, 냉각 개시로부터 종료까지의 시간으로 나누어서 얻어지는 값이고, 냉각 정지 온도란 냉각을 중지했을 때의 강판 온도이다.
(냉각 정지 및 강판 온도의 저하의 제한)
상기 냉각에 의해 강판의 온도가 450 내지 650℃의 온도 영역이 되면, 강판의 냉각을 정지하고, 10 내지 600초 사이, 강판 온도의 저하 속도를 1.0℃/sec 미만으로 제한한다. 이에 의해, 그래뉼라 베이나이트를 강판에 생성시킨다. 이후, 강판 온도의 저하 속도를 1.0℃/sec 미만으로 제한하는 것을, 「강판 온도의 유지」라고 칭하는 경우가 있다.
그래뉼라 베이나이트란, 복수의 베이니틱 페라이트가, 그것들의 계면에 존재하는 전위가 회복함으로써 하나의 덩어리가 되어서, 생성된 조직이다. 이러한 전위의 회복 및 베이니틱 페라이트의 생성을, 450 내지 650℃의 온도 영역에서 현저하게 발생시킬 수 있다. 본 실시 형태에 의한 강판의 제조 방법에서는, 이 온도 영역에 있어서 10초 이상, 강판 온도의 저하 속도를 1.0℃/sec 미만으로 제한하거나, 강판 온도를 등온 유지하거나 함으로써, 충분한 그래뉼라 베이나이트의 면적률을 확보할 수 있다. 바람직하게는, 강판의 온도가 480 내지 580℃의 범위에서, 10초 이상 정류시킴으로써, 그래뉼라 베이나이트의 생성이 진행된다. 또한, 펄라이트 변태 및 시멘타이트의 석출을 방지하기 위해서, 강판 온도의 유지 시간 상한을 600초로 하는 것이 바람직하다. 즉, 강판 온도의 유지 시간은, 10 내지 600초가 실질적인 범위가 된다.
냉연 강판을 제조하는 경우, 연속 어닐링 설비에 부대되어 있는 과시효대에서, 베이나이트 및 마르텐사이트의 면적률을 조정할 수 있다. 본 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법에서는, 과시효대에서의 열처리 조건을 한정할 필요는 없지만, 과시효대에서의 열처리는, 200 내지 350℃의 온도 범위에서 강판 온도가 30초 이상 2000초 미만 유지되도록 행하여지는 것이 일반적이다. 이 과시효대에서의 유지 온도가 과도하게 높아지면, 시멘타이트 및 펄라이트 등이 생성되고, 강판의 강도 저하 및 구멍 확장성이 열화될 우려가 있으므로, 350℃를 과시효대에서의 유지 온도의 상한으로 하는 것이 통상이다. 과시효대에서의 유지 온도가 너무 낮으면, 과시효를 행하지 않고 그대로 냉각했을 경우와 차가 거의 없어지므로, 실질적인 과시효 효과를 얻기 위해서는, 과시효대에서의 유지 온도를 200℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 유지 시간이 짧은 경우도 마찬가지로, 과시효를 행하지 않고 그대로 냉각한 경우와 차가 거의 없어지므로, 실질적인 과시효 효과를 얻기 위해서는, 과시효대에서의 온도 유지 시간을 30초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 온도 유지 시간이 필요 이상으로 긴 경우, 유지하고 있는 온도에 따라 다르기도 하지만, 시멘타이트 및 펄라이트 등의 생성이 일어나거나 생성되고, 강판의 강도 저하 및 구멍 확장성이 열화될 우려가 있다. 또한, 연속 어닐링 라인의 라인 길이도 고려하면, 2000초가 온도 유지 시간의 실질적인 상한이 된다.
강판에 아연 도금을 실시하는 경우, 강판 온도를 유지한 후, 강판을, 용융 아연 도금을 실시하기 위해서, 아연 포트 온도인 450 내지 480℃ 부근까지 냉각한다. 이 냉각에서는, 특히 냉각 속도를 제한하는 것은 아니지만, 1 내지 100℃/초의 범위로 하는 것이 현실적이다. 한편, 아연 도금을 실시하지 않는 강판의 경우, 상기 450 내지 650℃에서 소정의 그래뉼라 베이나이트 면적률을 확보한 뒤, 실온까지 냉각하면 된다. 이 경우도, 특히 냉각 속도를 제한하는 것은 아니지만, 1 내지 100℃/초의 범위로 하는 것이 현실적이다. 또한, 강판 온도의 저하 속도를 1.0℃/sec 미만으로 제한하는 것은, 강판을 냉각하지 않고 방치하는 것, 또는 강판을 등온 유지용의 로에 장입하는 것 등의 임의의 온도 유지 수단에 의해 행하여지고, 강판 온도의 유지 시간이란, 강판 온도의 저하 속도가 1.0℃/sec 미만으로 제한되고 있는 상태의 길이이다.
(용융 아연 도금)
본 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법에 있어서, 도금 공정은 필수적인 것은 아니지만, 냉각 후의 강판에, 필요에 따라 용융 아연 도금을 실시해도 된다. 용융 아연 도금 전의 강판이 용융 아연 도금욕 온도에서 40℃ 이상 낮은 온도까지 냉각 되어 있는 경우, (용융 아연 도금욕 온도-40)℃ 내지 (용융 아연 도금 욕 온도+50)℃까지 강판을 가열하고 나서 용융 아연 도금을 행할 수 있다. 용융 아연 도금을 실시해도, 강판의 조직은 유지되고, 강판의 신장성이 충분히 유지된다.
(합금화 처리)
용융 아연 도금을 실시한 강판에, 필요에 따라, 460℃ 이상 또한 600℃ 이하의 온도 범위 내에서 합금화 처리를 행해도 된다. 합금화 처리를 460℃ 이하에서 행한 경우, 도금층이 충분히 합금화되지 않는다. 또한, 600℃ 이상의 온도에서 합금화 처리를 행하면, 도금층의 합금화가 너무 진행되어, 도금층의 내식성이 열화된다.
(마르텐사이트의 템퍼링)
상술한 바와 같이, 어닐링 설비에 있어서 강판에 어닐링, 임의의 완냉각, 냉각, 온도 저하 속도의 제한, 및 임의의 아연 도금 및 합금화를 한 후, 최종적으로 실온 부근까지 냉각함으로써, 강판에 마르텐사이트 변태가 일어나고, 소정의 면적 분율의 마르텐사이트를 포함하는 강판을 얻을 수 있다. 여기서, 얻어진 마르텐사이트를 임의로 템퍼링함으로써, 구멍 확장성이 더욱 개선된다. 마르텐사이트가 템퍼링됨으로써, 경질 마르텐사이트와, 페라이트나 그래뉼라 베이나이트 등의 마르텐사이트보다도 연질의 상과의 경도 차가 감소되기 때문이다. 템퍼링은, 강판을 완전히 실온 부근까지 냉각한 후에 행해도 되고, 강판을 마르텐사이트 변태 개시 온도인 Ms 이하의 온도까지 냉각하여, 어느 정도의 마르텐사이트 면적률이 얻어진 후에, 강판 온도가 실온 부근까지 저하되기 전에 재가열을 행해도 된다.
템퍼링은, 강판을 150℃ 이상 400℃ 이하의 온도 영역에 2초 이상 유지함으로써 행한다. 템퍼링은, 템퍼링 마르텐사이트를 얻기 위하여 중요한 공정이다. 유지 온도(템퍼링 온도)가 150℃ 미만, 또는, 유지 시간(템퍼링 시간)이 2초 미만인 경우, 마르텐사이트가 충분히 템퍼링되지 않으므로, 템퍼링을 실시하는 의의가 상실된다. 한편, 유지 온도가 400℃를 초과하면, 템퍼링 마르텐사이트 중의 전위 밀도가 저하되어버려, 980MPa 이상의 인장 강도를 얻을 수 없다. 그 때문에, 템퍼링은 150℃ 이상, 400℃ 이하의 온도 영역에서 2초 이상 행하기로 한다.
또한, 얻어진 강판에, 예를 들어 전기 도금 및 증착 도금 등, 그리고 이들 도금 후의 합금화 처리, 유기 피막 형성, 필름 라미네이트, 유기 염류 처리, 무기 염류 처리, 그리고 논크롬 처리 등의 표면 처리를 적용할 수 있다. 이들 표면 처리를 행해도, 균일 변형능과 국부 변형능을 충분히 유지할 수 있다.
실시예
이어서, 본 발명의 실시예에 대하여 설명하지만, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위하여 채용한 일 조건예이며, 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.
상술한 어닐링 조건을 적절하게 조합함으로써, 판 두께 1/4부의 금속 조직이 면적률로, 페라이트: 10％ 이상 50％ 미만, 그래뉼라 베이나이트: 5％ 이상 50％ 미만, 마르텐사이트: 20％ 이상 60％ 미만 및 상부 베이나이트, 하부 베이나이트, 잔류 오스테나이트 또는 펄라이트의 합계: 15％ 미만을 포함하고, 상기 판 두께 1/4부의 상기 마르텐사이트의 면적률 Vm과 상기 판 두께 1/4부의 상기 마르텐사이트의 평균 경도 Hv의 곱이 12000 내지 34000인 강판이 얻어진다.
본 발명자들은, 이하에 설명하는 실험을 행하였다. 먼저, 표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 슬래브를 용제하고, 그 후, 1220℃의 추출 온도까지 슬래브를 재가열하고, 마무리 온도 890 내지 920℃의 범위에서, 2.5mm의 두께까지 마무리 열연을 행하여 열연 강판을 얻었다. 이들 열연 강판을, 550 내지 600℃의 온도 범위에서 권취하고, 실온 부근까지 방랭하였다. 그 후, 산세로 열연 강판의 표층 스케일을 제거하고, 이어서 열연 강판에 1.2mm의 두께까지의 냉간 압연을 실시하고, 냉연 강판을 얻었다. 표 2에 나타내는 어닐링 조건, 완냉각 조건 및 냉각 조건, 재가열 조건에서, 이들 냉연 강판은 연속 어닐링 라인, 및 연속 용융 아연 도금 라인을 통판하였다. 각각의 라인의 최종 공정에는 스킨 패스 압연 설비가 있고, 신장률 0.3 내지 0.5％의 범위에서 냉연 강판에 스킨 패스를 행하여, 형상의 교정과 항복점(YP)의 조정을 행하였다. 얻어진 강판의 마이크로 조직 해석 및 기계 특성의 조사를 행한 결과를, 표 3에 나타내었다.
표 1에 나타나는 화학 조성의 잔부는 철 및 불순물이었다. 표 1에 있어서, 본 발명의 규정 범위 외의 수치에는 밑줄을 그었다. 표 1에 있어서, 기호 「-」는, 그 기호에 관한 원소의 함유량이 그 기호에 관한 강에 있어서 불순물로 간주되는 수준 이하였음을 나타낸다. 표 2-1에 있어서, 완냉각이 행하여지지 않은 시료에 대해서는 「완냉각 속도」 및 「완냉각 정지 온도」를 「-」라고 기재하였다. 표 2-1에 있어서, 기호 「a」가 첨부된 강판의 종류는 냉연 강판이고, 기호 「b」가 첨부된 강판의 종류는 용융 아연 도금 강판이고, 기호 「c」가 첨부된 강판의 종류는 합금화 용융 아연 도금 강판이었다. 표 2-2에 있어서, 아연 도금 및 합금화가 행하여지지 않은 시료에 대해서는 「도금욕 침입 판온」 및 「합금화 온도」를 「-」라고 기재하였다.
판 두께 1/4부에 있어서의 페라이트의 면적률은, 주사형 전자 현미경을 사용하여 얻어지는, 판 두께 1/4부의 단면 전자 채널링 콘트라스트상을 관찰함으로써 산출하였다.
판 두께 1/4부에 있어서의 마르텐사이트의 면적률 Vm은, 템퍼링되지 않은 프레시 마르텐사이트와 템퍼링 마르텐사이트의 면적률의 합계값이다. 프레시 마르텐사이트의 면적률은, FE-SEM을 사용하여 얻어지는, 레페라 액으로 에칭한 판 두께 1/4부의 단면의 상을 관찰함으로써 산출하였다. 템퍼링 마르텐사이트의 면적률은, 나이탈 시약에 의해 부식시킨 판 두께 1/4부의 단면의 상을 FE-SEM을 사용하여 관찰함으로써 산출하였다.
판 두께 1/4부에 있어서의 그래뉼라 베이나이트의 면적률은, 판 두께 1/4부에 있어서의 Grain average misorientation의 값이 0.5° 이상으로 되는 영역의 면적률로부터, 상부 베이나이트, 하부 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트, 펄라이트 및 마르텐사이트의 면적률을 차감함으로써 구하였다. Grain average misorientation의 값이 0.5° 이상으로 되는 영역은, EBSD 장치를 사용하여, 판 두께 1/4부를, 0.2㎛의 간격으로 측정하고, 측정 데이터로부터 Grain average misorientation의 값을 계산함으로써 특정되었다. 또한, 상부 베이나이트, 하부 베이나이트 및 펄라이트의 면적률은, 나이탈 시약에 의해 부식시킨 판 두께 1/4부의 단면의 상을 FE-SEM을 사용하여 관찰함으로써 산출하였다.
판 두께 1/4부에 있어서의 잔부의 면적률은, 페라이트, 그래뉼라 베이나이트 및 마르텐사이트 이외의 영역의 면적률로 하였다. 판 두께 1/4부에 있어서의 잔부의 면적률은, 실질적으로 상부 베이나이트, 하부 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 펄라이트의 합계 면적률로 간주할 수 있다.
판 두께 1/4부에 있어서의 마르텐사이트의 평균 경도(마르텐사이트의 평균 경도)는, 판 두께 1/4부의 마르텐사이트 경도를 비커스 경도계를 사용하여 측정함으로써 구하였다. 비커스 경도 측정에 있어서 제작되는 압흔이, 하나의 마르텐사이트 결정립 내에 포함되도록, 경도 측정을 행하였다. 50개의 마르텐사이트 입자의 경도를 측정하고, 이들 경도의 평균값을, 판 두께 1/4부에 있어서의 마르텐사이트의 평균 경도 Hv로 하였다.
인장 강도(TS) 및 전체 신장성(El)에 대해서는, 시험편의 긴 변 방향이 강판의 압연 방향에 직각이 되도록 JIS5호 시험편을 채취하고, 이것에 JISZ2242에 준거하여 인장 시험을 행함으로써 측정하였다.
구멍 확장성(λ)에 대해서는, 일본 공업 규격 JISZ2256 기재의 구멍 확장 시험 방법에 따라서 평가하였다.
[표 1]
Figure pct00001
[표 2-1]
Figure pct00002
[표 2-2]
Figure pct00003
[표 3-1]
Figure pct00004
[표 3-2]
Figure pct00005
화학 성분이 본 발명의 범위 내이고, 제조 방법이 적절했던 실시예 1 내지 3, 6 내지 8, 11, 12, 15 내지 28은, 금속 조직 및 인장 강도가 본 발명의 범위 내로 제어되어, 전체 신장성 및 구멍 확장성이 우수하였다.
어닐링 온도가 너무 낮았던 비교예 4는, 페라이트의 면적률이 과잉이 되고, 판 두께 1/4부에 있어서의 마르텐사이트의 면적률 Vm과 마르텐사이트의 평균 경도 Hv의 곱(Hv×Vm)이 부족하고, 인장 강도가 부족하였다. 이것은, 어닐링 온도가 너무 낮았으므로, 어닐링 시에 발생한 페라이트가 잔존했기 때문이라고 생각된다.
냉각 정지 온도가 너무 낮고, 또한 온도 유지 시간이 너무 길었던 비교예 5는, 잔부의 면적률이 과잉이 되고, 마르텐사이트의 면적률이 부족하고, Hv×Vm이 부족하고, 또한 인장 강도가 부족하였다. 이것은, 가장 베이나이트 변태가 진행하기 쉬운 온도 영역에서 냉각 정지 및 온도 유지가 행하여졌으므로, 베이나이트양이 과잉이 되었기 때문이라고 생각된다.
온도 유지 시간이 너무 짧았던 비교예 9는, 페라이트 및 그래뉼라 베이나이트의 면적률이 부족하고, 마르텐사이트 면적률이 과잉이 되고, 이에 의해 발명 강과 비교하여 TS×El이 부족하였다. 이것은, 원래 페라이트와 마르텐사이트가 소정의 면적률이 됨으로써 양호한 기계 특성이 얻어지는 발명 강에 비하여, 비교예 9는 거의 마르텐사이트로 구성되는 마이크로 조직을 나타냈으므로, 연성이 크게 부족했기 때문이라고 생각된다.
냉각 정지 온도가 너무 낮고, 또한 온도 유지 시간이 너무 짧았던 비교예 10은, 잔부의 면적률이 과잉이 되고, 그래뉼라 베이나이트 및 마르텐사이트의 면적률이 부족하고, Hv×Vm이 부족하고, 또한 인장 강도가 부족하였다. 이것은, 냉각 정지 온도가 너무 낮으면, 베이나이트 변태가 급격하게 진행되고, 비교예 10에 있어서 잔부 조직인 베이나이트의 면적률이 대폭으로 증가하고, 인장 강도가 감소했기 때문이라고 생각된다.
어닐링 온도가 너무 높았던 비교예 13은, 페라이트의 면적률이 부족하고, 마르텐사이트 면적률이 과잉이 되고, 이에 의해 TS×El이 부족하였다. 이것은, 어닐링 온도가 너무 높았으므로, 어닐링 후의 냉각 중에 페라이트 변태가 진행되지 않았기 때문이라고 생각된다.
냉각 정지 온도가 너무 낮았던 비교예 14는, 잔부의 면적률이 과잉이 되고, 마르텐사이트의 면적률이 부족하고, Hv×Vm이 부족하고, 또한 인장 강도가 부족하였다. 이것은, 가장 베이나이트 변태가 진행되기 쉬운 온도 영역에서 냉각 정지 및 온도 유지가 행하여졌으므로, 베이나이트양이 과잉이 되었기 때문이라고 생각된다.
마르텐사이트의 면적률을 확보하기 위하여 필요한 원소인 C의 함유량이 부족했던 비교예 29는, 마르텐사이트 면적률이 부족하고, 페라이트 면적률이 과잉이 되고, Hv×Vm이 부족하고, 인장 강도가 부족하였다.
C 함유량이 과잉이 된 비교예 30은, 페라이트의 면적률이 부족하고, 이에 의해 TS×λ가 부족하였다. 이것은, 과잉량의 C가 페라이트 생성을 저해했기 때문이라고 생각된다.
그래뉼라 베이나이트를 얻기 위하여 필수적인 원소인 Si 및 Al의 합계 함유량이 부족했던 비교예 31은, 그래뉼라 베이나이트의 면적률이 부족하였다. 이것은, 그래뉼라 베이나이트의 생성을 위해서는, Si 및 Al에 의한 시멘타이트 석출의 억제가 중요해지는데, 비교예 31에서는 Si 및 Al량이 불충분해져 시멘타이트가 석출되었기 때문이다. 이 때문에, 비교예 31에서는 잔부 조직인 베이나이트의 면적 분율이 증가하고, 마르텐사이트의 면적률이 저하되었으므로, Hv×Vm이 부족하고, 인장 강도가 부족하였다.
페라이트 생성 원소이기도 한 Si 및 Al의 합계 함유량이 과잉이 된 비교예 32는, 페라이트 면적률이 과잉이 되고, Hv×Vm이 부족하고, 인장 강도 및 TS×λ가 부족하였다.
페라이트 변태를 억제하는 원소인 Mn 및 Cr의 합계 함유량이 부족한 비교예 33은, 마르텐사이트 면적률이 부족하고, 페라이트 및 잔부의 면적률이 과잉이 되고, Hv×Vm이 부족하고, 인장 강도가 부족하였다.
Mn 및 Cr의 합계 함유량이 과잉이 된 비교예 34는, 페라이트 변태가 과도하게 억제되었으므로, 페라이트의 면적률이 부족하고, 마르텐사이트의 면적률이 과잉이 되고, 이에 의해 TS×El이 부족하였다.
냉각 정지 온도가 높은 비교예 35에서는, 그래뉼라 베이나이트의 생성 온도 영역인 650℃ 이하에서의 온도 유지가 행하여지지 않았으므로, 마이크로 조직의 대부분이 마르텐사이트가 되었다. 이 때문에, 비교예 35에서는 인장 강도가 대폭으로 상승하고, 연성을 담당하는 페라이트나 그래뉼라 베이나이트와 같은 연질상이 부족했으므로, TS×El이 부족하였다.
냉각 정지 후의 온도 유지 시간이 긴 비교예 36에서는, 장시간의 온도 유지에 의해 베이나이트 및 펄라이트가 과잉으로 생성되고, 마르텐사이트의 면적률이 부족했으므로, TS가 부족하였다.

Claims (7)

  1. 화학 성분이 단위 질량％로,
    C: 0.06 내지 0.15％,
    P: 0.040％ 이하,
    S: 0.0100％ 이하,
    N: 0.0100％ 이하,
    O: 0.0060％ 이하,
    Si 및 Al의 합계: 0.20 내지 2.50％,
    Mn 및 Cr의 합계: 1.50 내지 3.00％,
    Mo: 0 내지 1.00％,
    Ni: 0 내지 1.00％,
    Cu: 0 내지 1.00％,
    Nb: 0 내지 0.30％,
    Ti: 0 내지 0.30％,
    V: 0 내지 0.50％,
    B: 0 내지 0.0100％,
    Ca: 0 내지 0.0400％,
    Mg: 0 내지 0.0400％, 및
    REM: 0 내지 0.0400％,
    를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고,
    판 두께 1/4부의 금속 조직이, 단위 면적％로,
    페라이트: 10％ 이상 50％ 미만,
    그래뉼라 베이나이트: 5％ 이상 50％ 미만, 및
    마르텐사이트: 20％ 이상 60％ 미만
    을 포함하고,
    판 두께 1/4부의 상기 금속 조직에 있어서, 상부 베이나이트, 하부 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 펄라이트의 합계가, 단위 면적％로 0％ 이상 15％ 미만이고
    상기 판 두께 1/4부에 있어서 상기 마르텐사이트의 면적률 Vm과 상기 마르텐사이트의 평균 경도 Hv의 곱이 12000 내지 34000이고,
    인장 강도가 980MPa 이상인
    것을 특징으로 하는 강판.
  2. 제1항에 있어서, 상기 강판의 상기 화학 성분이 단위 질량％로,
    Mo: 0.01 내지 1.00％,
    Ni: 0.05 내지 1.00％, 및
    Cu: 0.05 내지 1.00％의 1종 또는 2종 이상을 함유하는
    것을 특징으로 하는 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 강판의 상기 화학 성분이 단위 질량％로,
    Nb: 0.005 내지 0.30％,
    Ti: 0.005 내지 0.30％, 및
    V: 0.005 내지 0.50％의 1종 또는 2종 이상을 함유하는
    것을 특징으로 하는 강판.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강판의 상기 화학 성분이 단위 질량％로,
    B: 0.0001 내지 0.01％를 함유하는
    것을 특징으로 하는 강판.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강판의 상기 화학 성분이 단위 질량％로,
    Ca: 0.0005 내지 0.04％,
    Mg: 0.0005 내지 0.04％, 및
    REM: 0.0005 내지 0.04％의 1종 또는 2종 이상을 함유하는
    것을 특징으로 하는 강판.
  6. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서, 표면에 용융 아연 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 강판.
  7. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서, 표면에 합금화 용융 아연 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 강판.
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