KR20200123469A - 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

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리키 오카모토
고이치 사노
히로유키 가와타
고헤이 우에다
에이사쿠 사쿠라다
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닛폰세이테츠 가부시키가이샤
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Abstract

이 강판은, 소정의 화학 조성을 갖고, 강판 내부에서의 강 조직이, 체적 분율로, 연질 페라이트: 0％ 내지 30％, 잔류 오스테나이트: 3％ 내지 40％, 프레시 마르텐사이트: 0％ 내지 30％, 펄라이트와 시멘타이트의 합계: 0％ 내지 10％를 함유하고, 잔부가 경질 페라이트를 포함하고, 전체 잔류 오스테나이트에서 차지하는, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 50％ 이상이며, 상기 표면으로부터 판 두께 방향으로 두께가 1 내지 100㎛인 연질층이 존재하고, 상기 연질층에 포함되는 페라이트 중, 애스펙트비 3.0 이상의 결정립의 체적 분율이 50％ 이상이며, 상기 연질층에서의 잔류 오스테나이트의 체적 분율이, 강판 내부에서의 잔류 오스테나이트의 체적 분율의 80％ 이하이고, 상기 표면으로부터 0.2㎛ 초과, 10.0㎛ 이하의 범위에, 상기 Si를 나타내는 파장의 발광 강도의 피크가 나타난다.

Description

강판 및 그 제조 방법
본 발명은 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
근년, 환경 문제에 대한 의식이 높아지고 있다. 그 때문에, 자동차 업계에서는, 연비 향상을 목적으로 한 차체의 경량화가 중요해지고 있다. 한편, 자동차의 차체 강도를 높이고, 충돌 안전성을 확보할 필요도 생기고 있다. 차체의 경량화와 충돌 안전성을 양립시키기 위해서는, 차체의 재료로서 고강도 강판을 사용하면 된다. 그러나, 강판의 강도가 높을수록, 프레스 성형이 곤란해진다. 이것은, 일반적으로, 강판의 강도가 높아질수록, 연성, 굽힘성, 구멍 확장성 등의 성형성이 저하되기 때문이다.
또한, 인장 강도가 980MPa을 초과하는 초 고강도 강판의 경우, 성형성뿐만 아니라, 강판의 수소 취화 균열의 문제를 해결할 필요가 있다. 수소 취화 균열이란, 사용 상황 하에서 높은 응력이 작용하고 있는 강 부재가, 환경으로부터 강 중에 침입한 수소에 기인하여, 돌연 파괴되는 현상이다. 이 현상은, 파괴의 발생 형태로부터, 지연 파괴라고도 불린다. 일반적으로, 강판의 수소 취화 균열은, 강판의 인장 강도가 상승할수록 발생하기 쉬워지는 것으로 알려져 있다. 이것은, 강판의 인장 강도가 높을수록, 부품 성형 후에 강판에 잔류하는 응력이 증대하기 때문이라고 여겨지고 있다. 이 수소 취화 균열(지연 파괴)에 대한 감수성을 내수소 취화 특성이라고 호칭한다. 자동차용 강판의 경우, 수소 취화 균열은, 큰 소성 변형이 가해지는 굽힘 가공부에서 특히 생기기 쉽다. 따라서, 고강도 강판을 자동차 부재에 사용하는 경우, 연성, 굽힘성, 구멍 확장성 등의 성형성뿐만 아니라, 굽힘 가공부의 내수소 취화 특성의 향상이 요구된다.
종래, 프레스 가공성이 높은 고강도 강판으로서, 페라이트 상과 마르텐사이트 상을 갖는 DP강(Dual Phase강)이 알려져 있다(예를 들어, 특허문헌 1 참조). DP강은, 우수한 연성을 갖는다. 그러나, DP강은, 경질 상이 보이드 형성의 기점으로 되기 때문에, 구멍 확장성 및 굽힘성이 떨어진다.
또한, 연성이 우수한 고강도 강판으로서, 강 조직에 오스테나이트 상을 잔존시켜서 TRIP(변태 유기 소성) 효과를 이용하는 TRIP강이 있다(예를 들어, 특허문헌 2, 특허문헌 3 참조). TRIP강은, DP강보다도 높은 연성을 갖는다. 그러나, TRIP강은, 구멍 확장성이 열위이다. 뿐만 아니라, TRIP강에서는, 오스테나이트를 잔존시키기 위해서, Si 등의 합금을 다량으로 함유시킬 필요가 있다. 이 때문에, TRIP강은, 도금 밀착성이나 화성 처리성이 열위로 된다.
또한, 특허문헌 4에는, 마이크로 조직이, 베이나이트 또는 베이니틱 페라이트를 면적률로 70％ 이상 함유하고, 인장 강도가 800MPa 이상인, 구멍 확장성이 우수한 고강도 강판이 기재되어 있다. 특허문헌 5에는, 마이크로 조직이, 주상을 베이나이트 또는 베이니틱 페라이트로 하고, 제2 상을 오스테나이트로 하고, 잔부를 페라이트 또는 마르텐사이트로 하는, 인장 강도가 800MPa 이상인 구멍 확장성 및 연성이 우수한 고강도 강판이 기재되어 있다.
또한, 비특허문헌 1에는, 강판을 2회 어닐링하는 2회 어닐링법을 사용함으로써, 강판의 신율 및 구멍 확장성이 향상되는 것이 개시되어 있다.
그러나, 종래의 고강도 강판의 연성 및 구멍 확장성, 그리고, 굽힘 가공부의 내수소 취화 특성에 대해서, 동시에 향상시키는 것은 곤란하였다.
일본 특허 공개 평6-128688호 공보 일본 특허 공개 2006-274418호 공보 일본 특허 공개 2008-56993호 공보 일본 특허 공개 2003-193194호 공보 일본 특허 공개 2003-193193호 공보
K.Sugimoto et al, ISIJ International, Vol.33(1993), No.7, pp775-782
본 발명은 상기 사정을 감안하여 이루어진 것이다. 본 발명은, 성형성, 피로 특성, 굽힘 가공부의 내수소 취화 특성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 과제로 한다.
본 발명자는, 상기 과제를 해결하기 위해서, 예의 검토를 거듭하였다. 그 결과, 소정의 화학 조성을 갖는 열연 강판 또는 냉연 강판에, 조건이 다른 2회의 열처리(어닐링)를 행함으로써, 강판 내부를 소정의 강 조직으로 하고, 또한 소정의 두께 및 강 조직의 표층을 형성하는 것이 유효한 것을 알아내었다.
또한, 소정의 깊이에 Si 산화물을 포함하는 내부 산화층을 형성함으로써, 자동차용 강판에 요구되는 도금 밀착성이나 화성 처리성도 확보할 수 있음을 알아내었다.
구체적으로는, 1회째의 열처리에 의해, 강판 내부 및 강판 표층의 금속 조직을, 마르텐사이트 등의 라스 형상 조직을 주체로 하는 조직으로 한다. 그리고, 2회째의 열처리에 있어서, 최고 가열 온도를 α(페라이트)와 γ(오스테나이트)의 2상 영역으로 해서, 동시에 탈탄 처리를 실시한다. 그 결과, 2회의 열처리 후에 얻어지는 강판은, 강판 내부가, 바늘형의 잔류 오스테나이트가 분산된 강 조직으로 되고, 표층이 애스펙트비가 큰 라스 형상의 페라이트를 주체로 하여, 소정의 두께를 갖는 강 조직이 된다. 이러한 강판은, 우수한 성형성, 피로 특성, 굽힘 가공부의 내수소 취화 특성이 모두 우수한 것을 알아내었다.
또한, 상기 1회째 및 2회째의 열처리에 있어서, 강 중에 포함되는 Si 등의 합금 원소가, 강판의 외부에서 산화되는 것을 억제하고, 소정의 깊이에 Si 산화물을 포함하는 내부 산화층을 형성함으로써, 우수한 화성 처리성이 얻어진다. 또한, 강판에, 표면에 도금층을 형성하는 경우에는, 우수한 도금 밀착성이 얻어진다.
본 발명은, 상기 지견에 기초해서 이루어진 것이다. 본 발명의 요지는 이하와 같다.
(1) 본 발명의 일 양태에 따른 강판은, 질량％로, C: 0.050％ 내지 0.500％, Si: 0.01％ 내지 3.00％, Mn: 0.50％ 내지 5.00％, P: 0.0001％ 내지 0.1000％, S: 0.0001％ 내지 0.0100％, Al: 0.001％ 내지 2.500％, N: 0.0001％ 내지 0.0100％, O: 0.0001％ 내지 0.0100％, Ti: 0％ 내지 0.300％, V: 0％ 내지 1.00％, Nb: 0％ 내지 0.100％, Cr: 0％ 내지 2.00％, Ni: 0％ 내지 2.00％, Cu: 0％ 내지 2.00％, Co: 0％ 내지 2.00％, Mo: 0％ 내지 1.00％, W: 0％ 내지 1.00％, B: 0％ 내지 0.0100％, Sn: 0％ 내지 1.00％, Sb: 0％ 내지 1.00％, Ca: 0％ 내지 0.0100％, Mg: 0％ 내지 0.0100％, Ce: 0％ 내지 0.0100％, Zr: 0％ 내지 0.0100％, La: 0％ 내지 0.0100％, Hf: 0％ 내지 0.0100％, Bi: 0％ 내지 0.0100％, REM: 0％ 내지 0.0100％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물을 포함하는 화학 조성을 갖고, 표면으로부터 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에서의 강 조직이, 체적 분율로, 연질 페라이트: 0％ 내지 30％, 잔류 오스테나이트: 3％ 내지 40％, 프레시 마르텐사이트: 0％ 내지 30％, 펄라이트와 시멘타이트의 합계: 0％ 내지 10％를 함유하고, 잔부가 경질 페라이트를 포함하고, 상기 1/8 두께 내지 3/8 두께의 상기 범위에서, 전체 잔류 오스테나이트에서 차지하는 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 50％ 이상이며, 상기 1/8 두께 내지 3/8 두께의 상기 범위의 경도의 80％ 이하의 경도를 갖는 영역을 연질층이라고 정의했을 때, 상기 표면으로부터 판 두께 방향으로 두께가 1 내지 100㎛인 연질층이 존재하고, 상기 연질층에 포함되는 페라이트 중, 애스펙트비 3.0 이상의 결정립의 체적 분율이 50％ 이상이며, 상기 연질층에서의 잔류 오스테나이트의 체적 분율이, 상기 1/8 두께 내지 3/8 두께의 상기 범위에서의 잔류 오스테나이트의 체적 분율의 80％ 이하이고, 상기 표면으로부터 상기 판 두께 방향으로 고주파 글로우 방전 분석법으로 Si를 나타내는 파장의 발광 강도를 분석했을 때, 상기 표면으로부터 0.2㎛ 초과, 10.0㎛ 이하의 범위에, 상기 Si를 나타내는 파장의 발광 강도의 피크가 나타난다.
(2) 상기 화학 조성이, Ti: 0.001％ 내지 0.300％, V: 0.001％ 내지 1.00％, Nb: 0.001％ 내지 0.100％ 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1)에 기재된 강판.
(3) 상기 화학 조성이, Cr: 0.001％ 내지 2.00％, Ni: 0.001％ 내지 2.00％, Cu: 0.001％ 내지 2.00％, Co: 0.001％ 내지 2.00％, Mo: 0.001％ 내지 1.00％, W: 0.001％ 내지 1.00％, B: 0.0001％ 내지 0.0100％ 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 강판.
(4) 상기 화학 조성이, Sn: 0.001％ 내지 1.00％, Sb: 0.001％ 내지 1.00％ 중 1종 또는 2종을 함유하는 것을 특징으로 하는, 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 강판.
(5) 상기 화학 조성이, Ca: 0.0001％ 내지 0.0100％, Mg: 0.0001％ 내지 0.0100％, Ce: 0.0001％ 내지 0.0100％, Zr: 0.0001％ 내지 0.0100％, La: 0.0001％ 내지 0.0100％, Hf: 0.0001％ 내지 0.0100％, Bi: 0.0001％ 내지 0.0100％, REM: 0.0001％ 내지 0.0100％ 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 한 항에 기재된 강판.
(6) 상기 화학 조성이, 하기 식 (i)을 충족하는 것을 특징으로 하는, 상기 (1) 내지 (5) 중 어느 한 항에 기재된 강판.
Si+0.1×Mn+0.6×Al≥0.35 … (i)
(식 (i) 중의 Si, Mn 및 Al은 질량％로 나타낸 각 원소의 함유량으로 함)
(7) 표면에 용융 아연 도금층 또는 전기 아연 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는, 상기 (1) 내지 (6) 중 어느 한 항에 기재된 강판.
(8) 본 발명의 다른 양태에 따른 강판의 제조 방법은, 상기 (1) 내지 (6) 중 어느 하나에 기재된 강판을 제조하는 방법이며, 상기 (1) 내지 (6) 중 어느 하나에 기재된 화학 조성을 갖는 슬래브를 열간 압연하고, 산 세정한 열연 강판, 또는 상기 열연 강판을 냉간 압연한 냉연 강판에, 하기 (a) 내지 (e)를 충족하는 제1 열처리를 실시한 후, 하기 (A) 내지 (E)를 충족하는 제2 열처리를 실시한다.
(a) 650℃ 내지 최고 가열 온도에 도달할 때까지의 동안에 있어서, 0.1체적％ 이상의 H2를 함유하고, 하기 식 (ii)를 충족하는 분위기로 한다.
(b) Ac3-30℃ 내지 1000℃의 최고 가열 온도에서 1초 내지 1000초 유지한다.
(c) 650℃ 내지 최고 가열 온도까지의 온도 범위의 평균 가열 속도가 0.5℃/초 내지 500℃/초가 되도록 가열한다.
(d) 최고 가열 온도에서 유지한 후, 700℃ 내지 Ms까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도가 5℃/초 이상이 되도록 냉각한다.
(e) 평균 냉각 속도 5℃/초 이상에서의 냉각을 Ms 이하의 냉각 정지 온도까지 행한다.
(A) 650℃ 내지 최고 가열 온도에 도달할 때까지의 동안에 있어서, H2가 0.1체적％ 이상, O2가 0.020체적％ 이하, log(PH2O/PH2)가 하기 식 (iii)을 충족하는 분위기로 한다.
(B) Ac1+25℃ 내지 Ac3-10℃의 최고 가열 온도에서 1초 내지 1000초 유지한다.
(C) 650℃ 내지 최고 가열 온도까지의 평균 가열 속도가 0.5℃/초 내지 500℃/초가 되도록 가열한다.
(D) 700 내지 600℃까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도가 3℃/초 이상이 되도록 냉각한다.
(E) 평균 냉각 속도 3℃/초 이상으로 냉각한 후, 300℃와 480℃의 사이에서 10초 이상 유지한다.
log(PH2O/PH2)<-1.1 … (ii)
-1.1≤log(PH2O/PH2)≤-0.07 … (iii)
(식 (ii) 및 식 (iii)에서, PH2O는 수증기의 분압을 나타내고, PH2는 수소의 분압을 나타냄)
(9) 상기 (D)의 냉각 과정보다 후의 단계에서 용융 아연 도금 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 상기 (8)에 기재된 강판의 제조 방법.
본 발명의 상기 양태에 의하면, 연성 및 구멍 확장성이 우수하고, 화성 처리성, 도금 밀착성이 우수하고, 피로 특성과 굽힘 가공부의 내수소 취화 특성이 양호한 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.
도 1은 본 실시 형태에 따른 강판의, 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 단면도이다.
도 2는 본 실시 형태에 따른 강판에 대해서, 표면으로부터 깊이 방향(판 두께 방향)으로 고주파 글로우 방전 분석법으로 분석했을 때의, 표면으로부터의 깊이와 Si를 나타내는 파장의 발광 강도(Intensity)의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 3은 본 실시 형태와는 다른 강판(비교 강판)에 대해서, 표면으로부터 깊이 방향(판 두께 방향)으로 고주파 글로우 방전 분석법으로 분석했을 때의, 표면으로부터의 깊이와 Si를 나타내는 파장의 발광 강도(Intensity)의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 4는 본 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법에서의, 제2 열처리 내지 용융 아연 도금·합금화 처리의 온도/시간의 패턴의 제1 예를 나타내는 선도(線圖)이다.
도 5는 본 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법에서의, 제2 열처리 내지 용융 아연 도금·합금화 처리의 온도/시간의 패턴의 제2 예를 나타내는 선도이다.
도 6은 본 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법에서의, 제2 열처리 내지 용융 아연 도금·합금화 처리의 온도/시간의 패턴의 제3 예를 나타내는 선도이다.
도 7은 본 실시 형태에 따른 강판의 경도 측정의 예를 도시하는 모식도이다.
「강판」
이하, 본 발명의 일 실시 형태에 따른 강판(본 실시 형태에 따른 강판)에 대해서 상세하게 설명한다.
먼저, 본 실시 형태에 따른 강판이 갖는 화학 조성에 대해서 설명한다. 이하의 설명에서, 원소의 함유량을 나타내는 [％]는 [질량％]를 의미한다.
「C: 0.050 내지 0.500％」
C는, 강판의 강도를 크게 높이는 원소이다. 또한, C는, 오스테나이트를 안정화하므로, 연성의 향상에 기여하는 잔류 오스테나이트를 얻기 위해서 필요한 원소이다. 그 때문에, C는, 강도와 성형성의 양립에 유효하다. C 함유량이 0.050％ 미만이면, 충분하게 잔류 오스테나이트를 얻을 수 없어, 충분한 강도 및 성형성을 확보하는 것이 곤란해진다. 이 때문에, C 함유량을 0.050％ 이상으로 한다. 강도와 성형성을 보다 한층 높이기 위해서, C 함유량은 0.075％ 이상인 것이 바람직하고, 0.100％ 이상인 것이 보다 바람직하다.
한편, C 함유량이 0.500％를 초과하면, 용접성이 현저하게 열화된다. 이 때문에, C 함유량을 0.500％ 이하로 한다. 스폿 용접성의 관점에서, C 함유량은 0.350％ 이하인 것이 바람직하고, 0.250％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
「Si: 0.01 내지 3.00％」
Si는, 강판에서의 철계 탄화물의 생성을 억제함으로써 잔류 오스테나이트를 안정화하여, 강도와 성형성을 높이는 원소이다. Si 함유량이 0.01％ 미만이면, 조대한 철계 탄화물이 다량으로 생성되어, 강도 및 성형성이 열화된다. 이 때문에, Si 함유량은 0.01％ 이상으로 한다. 이 관점에서, Si의 하한값은 0.10％ 이상인 것이 바람직하고, 0.25％ 이상이 보다 바람직하다.
한편, Si는, 강재를 취화시키는 원소이다. Si 함유량이 3.00％를 초과하면, 강판의 구멍 확장성이 불충분해진다. 또한, Si 함유량이 3.00％를 초과하면, 주조한 슬래브가 갈라지는 등의 트러블이 생기기 쉬워진다. 이 때문에, Si 함유량은 3.00％ 이하로 한다. 또한, Si는 강판의 내충격 특성을 손상시킨다. 그 때문에, Si 함유량은 2.50％ 이하인 것이 바람직하고, 2.00％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
「Mn: 0.50 내지 5.00％」
Mn은, 강판의 ??칭성을 높여서 강도를 높이기 위해 함유된다. Mn 함유량이 0.50％ 미만이면, 어닐링 후의 냉각 중에 연질인 조직이 다량으로 형성되므로, 충분히 높은 인장 강도를 확보하는 것이 어려워진다. 따라서, Mn 함유량은 0.50％ 이상으로 할 필요가 있다. 강도를 보다 높이기 위해서는, Mn 함유량은 0.80％ 이상인 것이 바람직하고, 1.00％ 이상인 것이 보다 바람직하다.
한편, Mn 함유량이 5.00％를 초과하면, 강판의 신율 및 구멍 확장성이 불충분해진다. 또한, Mn 함유량이 5.00％를 초과하면, 강판의 판 두께 중앙부에 조대한 Mn 농화부가 생겨서, 취화가 일어나기 쉬워져, 주조한 슬래브가 갈라지는 등의 트러블이 생기기 쉬워진다. 이 때문에, Mn 함유량은 5.00％ 이하로 한다. 또한, Mn 함유량이 증대하면 스폿 용접성도 열화되므로, Mn 함유량은 3.50％ 이하인 것이 바람직하고, 3.00％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
「P: 0.0001 내지 0.1000％」
P는, 강재를 취화시키는 원소이다. P 함유량이 0.1000％를 초과하면, 강판의 신율 및 구멍 확장성이 불충분해진다. 또한, P 함유량이 0.1000％를 초과하면, 주조한 슬래브가 갈라지는 등의 트러블이 생기기 쉬워진다. 이 때문에, P 함유량은 0.1000％ 이하로 한다. 또한, P는 스폿 용접에 의해 생기는 용융부를 취화시키는 원소이다. 충분한 용접 조인트 강도를 얻기 위해서는, P 함유량은 0.0400％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.0200％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.
한편, P 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 것은, 제조 비용의 대폭적인 증가를 수반한다. 이 점에서, P 함유량을 0.0001％ 이상으로 한다. P 함유량은, 0.0010％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
「S: 0.0001 내지 0.0100％」
S는, Mn과 결부되어 조대한 MnS를 형성하여, 연성, 구멍 확장성(신장 플랜지성) 및 굽힘성과 같은 성형성을 저하시키는 원소이다. 이 때문에, S 함유량을 0.0100％ 이하로 한다. 또한, S는 스폿 용접성을 열화시킨다. 그 때문에, S 함유량을, 0.0070％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.0050％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
한편, S 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 것은, 제조 비용의 대폭적인 증가를 수반한다. 이 때문에, S 함유량을 0.0001％ 이상으로 한다. S 함유량은, 0.0003％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.0006％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
「Al: 0.001 내지 2.500％」
Al은, 강재를 취화시키는 원소이다. Al 함유량이 2.500％를 초과하면, 주조한 슬래브가 갈라지는 등의 트러블이 생기기 쉬워진다. 이 때문에, Al 함유량은 2.500％ 이하로 한다. 또한, Al 함유량이 증가하면 스폿 용접성이 악화된다. 이 때문에, Al 함유량은 2.000％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 1.500％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.
한편, Al 함유량의 하한은 특별히 정하지 않더라도 효과는 얻어지지만, Al은 원료 중에 미량으로 존재하는 불순물이며, 그 함유량을 0.001％ 미만으로 하기 위해서는 제조 비용의 대폭적인 증가가 수반한다. 그 때문에, Al 함유량을 0.001％ 이상으로 한다. Al은 탈산재로서도 유효한 원소이며, 탈산의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Al 함유량은 0.010％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, Al은 조대한 탄화물의 생성을 억제하는 원소이며, 잔류 오스테나이트의 안정화를 목적으로 함유시켜도 상관없다. 잔류 오스테나이트의 안정화를 위해서는, Al 함유량을 0.100％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.250％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.
「N: 0.0001 내지 0.0100％」
N은, 조대한 질화물을 형성하여, 연성, 구멍 확장성(신장 플랜지성) 및 굽힘성과 같은 성형성을 열화시키므로, 그 함유량을 억제할 필요가 있다. N 함유량이 0.0100％를 초과하면, 성형성의 열화가 현저해진다. 이 점에서, N 함유량을 0.0100％ 이하로 한다. 또한 N은, 용접 시의 블로우 홀 발생의 원인이 되므로, 함유량이 적은 편이 좋다. N 함유량은 0.0075％ 이하인 것이 바람직하고, 0.0060％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
N 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 효과는 얻어지지만, N 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 것은, 제조 비용의 대폭적인 증가를 초래한다. 이 점에서, N 함유량을 0.0001％ 이상으로 한다. N 함유량은, 0.0003％ 이상인 것이 바람직하고, 0.0005％ 이상인 것이 보다 바람직하다.
「O: 0.0001 내지 0.0100％」
O는, 산화물을 형성하여, 연성, 구멍 확장성(신장 플랜지성) 및 굽힘성과 같은 성형성을 열화시키므로, 함유량을 억제할 필요가 있다. O 함유량이 0.0100％를 초과하면, 성형성의 열화가 현저해지므로, O 함유량의 상한을 0.0100％로 한다. O 함유량은, 0.0050％ 이하인 것이 바람직하고, 0.0030％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
O 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 효과는 얻어지지만, O 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 것은, 제조 비용의 대폭적인 증가를 수반하므로, 0.0001％를 하한으로 한다.
「Si+0.1×Mn+0.6×Al≥0.35」
잔류 오스테나이트는, 열처리 중에 베이나이트, 펄라이트 또는 조대한 시멘타이트로 분해할 우려가 있다. Si, Mn 및 Al은 잔류 오스테나이트의 분해를 억제하여, 성형성을 높이기 위해서 특히 중요한 원소이다. 잔류 오스테나이트의 분해를 억제하기 위해서, 하기 식 (1)을 충족하는 것이 바람직하다. 식 (1)의 좌변의 값은 0.60 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.80 이상인 것이 더욱 바람직하다.
Si+0.1×Mn+0.6×Al≥0.35 … (1)
(식 (1) 중의 Si, Mn 및 Al은 질량％로 나타낸 각 원소의 함유량으로 함)
본 실시 형태에 따른 강판은, 상기 원소를 포함하는 것을 기본으로 하지만, 또한 필요에 따라, Ti, V, Nb, Cr, Ni, Cu, Co, Mo, W, B, Sn, Sb, Ca, Mg, Ce, Zr, La, Hf, Bi, REM에서 선택되는 1종 또는 2종 이상의 원소를 함유하고 있어도 된다. 이들 원소는 임의 원소이며, 반드시 함유시킬 필요는 없으므로, 하한은 0％이다.
「Ti: 0 내지 0.300％」
Ti는, 석출 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 세립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 강판의 강도 상승에 기여하는 원소이다. 그러나, Ti 함유량이 0.300％를 초과하면, 탄질화물의 석출이 많아져서 성형성이 열화된다. 이 때문에, 함유시키는 경우에도, Ti 함유량은 0.300％ 이하인 것이 바람직하다. 또한, 성형성의 관점에서, Ti 함유량은 0.150％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
Ti 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 효과는 얻어지지만, Ti 함유에 의한 강도 상승 효과를 충분히 얻기 위해서는, Ti 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 강판의 더 한층의 고강도화를 위해서는, Ti 함유량은 0.010％ 이상인 것이 보다 바람직하다.
「V: 0 내지 1.00％」
V는, 석출 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 세립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 강판의 강도 상승에 기여하는 원소이다. 그러나, V 함유량이 1.00％를 초과하면, 탄질화물이 과도하게 석출해서 성형성이 열화된다. 이 때문에, 함유시키는 경우에도, V 함유량은 1.00％ 이하인 것이 바람직하고, 0.50％ 이하인 것이 보다 바람직하다. V 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 효과는 얻어지지만, V의 함유에 의한 강도 상승 효과를 충분히 얻기 위해서는, V 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하고, 0.010％ 이상인 것이 보다 바람직하다.
「Nb: 0 내지 0.100％」
Nb는, 석출 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 세립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 강판의 강도 상승에 기여하는 원소이다. 그러나, Nb 함유량이 0.100％를 초과하면, 탄질화물의 석출이 많아져서 성형성이 열화된다. 이 때문에, 함유시키는 경우에도, Nb 함유량은 0.100％ 이하인 것이 바람직하다. 성형성의 관점에서, Nb 함유량은 0.060％ 이하인 것이 보다 바람직하다. Nb 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 효과는 얻어지지만, Nb 함유에 의한 강도 상승 효과를 충분히 얻기 위해서는, Nb 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 강판의 더 한층의 고강도화를 위해서는, Nb 함유량은 0.005％ 이상인 것이 보다 바람직하다.
「Cr: 0 내지 2.00％」
Cr은, 강판의 ??칭성을 높여서, 고강도화에 유효한 원소이다. 그러나, Cr 함유량이 2.00％를 초과하면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하된다. 이것으로부터, 함유시키는 경우에도, Cr 함유량은 2.00％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.20％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
Cr 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 효과는 얻어지지만, Cr 함유에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Cr 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하고, 0.010％ 이상인 것이 보다 바람직하다.
「Ni: 0 내지 2.00％」
Ni는, 고온에서의 상 변태를 억제하여, 강판의 고강도화에 유효한 원소이다. 그러나, Ni 함유량이 2.00％를 초과하면, 용접성이 손상된다. 이 점에서, 함유시키는 경우에도, Ni 함유량은 2.00％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.20％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
Ni 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 효과는 얻어지지만, Ni 함유에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Ni 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하고, 0.010％ 이상인 것이 보다 바람직하다.
「Cu: 0 내지 2.00％」
Cu는, 미세한 입자로서 강 중에 존재함으로써 강판의 강도를 높이는 원소이다. 그러나, Cu 함유량이 2.00％를 초과하면, 용접성이 손상된다. 그 때문에, 함유시키는 경우에도, Cu 함유량은 2.00％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.20％ 이하인 것이 보다 바람직하다. Cu 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 효과는 얻어지지만, Cu 함유에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Cu 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하고, 0.010％ 이상인 것이 보다 바람직하다.
「Co: 0 내지 2.00％」
Co는, ??칭성을 높여서, 강판의 고강도화에 유효한 원소이다. 그러나, Co 함유량이 2.00％를 초과하면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하된다. 이 점에서, 함유시키는 경우에도, Co 함유량은 2.00％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.20％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
Co 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 효과는 얻어지지만, Co 함유에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Co 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하고, 0.010％ 이상인 것이 보다 바람직하다.
「Mo: 0 내지 1.00％」
Mo는, 고온에서의 상 변태를 억제하여, 강판의 고강도화에 유효한 원소이다. 그러나, Mo 함유량이 1.00％를 초과하면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하된다. 이 점에서, 함유시키는 경우에도, Mo 함유량은 1.00％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.50％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
Mo 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 효과는 얻어지지만, Mo 함유에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Mo 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하고, 0.005％ 이상인 것이 보다 바람직하다.
「W: 0 내지 1.00％」
W는, 고온에서의 상 변태를 억제하여, 강판의 고강도화에 유효한 원소이다. 그러나, W 함유량이 1.00％를 초과하면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하된다. 이 점에서, 함유시키는 경우에도, W 함유량은 1.00％ 이하가 바람직하고, 0.50％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
W 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 효과는 얻어지지만, W에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, W 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하고, 0.010％ 이상인 것이 보다 바람직하다.
「B: 0 내지 0.0100％」
B는, 고온에서의 상 변태를 억제하여, 강판의 고강도화에 유효한 원소이다. 그러나, B 함유량이 0.0100％를 초과하면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하된다. 이 점에서, 함유시키는 경우에도, B 함유량은 0.0100％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 생산성의 관점에서는, B 함유량은 0.0050％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
B 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 효과는 얻어지지만, B 함유에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, B 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 더 한층의 고강도화를 위해서, B 함유량은 0.0005％ 이상인 것이 보다 바람직하다.
「Sn: 0 내지 1.00％」
Sn은, 조직의 조대화를 억제하여, 강판의 고강도화에 유효한 원소이다. 그러나, Sn 함유량이 1.00％를 초과하면, 강판이 과도하게 취화하여, 압연 시에 강판이 파단되는 경우가 있다. 이 때문에, 함유시키는 경우에도, Sn 함유량은, 1.00％ 이하인 것이 바람직하다.
Sn 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 효과는 얻어지지만, Sn에 의한 고강도화 효과를 충분히 얻기 위해서는, Sn 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하고, 0.010％ 이상인 것이 보다 바람직하다.
「Sb: 0 내지 1.00％」
Sb는, 조직의 조대화를 억제하여, 강판의 고강도화에 유효한 원소이다. 그러나, Sb 함유량이 1.00％를 초과하면, 강판이 과도하게 취화하여, 압연 시에 강판이 파단되는 경우가 있다. 이 때문에, 함유시키는 경우에도, Sb 함유량은, 1.00％ 이하인 것이 바람직하다.
Sb 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 효과는 얻어지지만, Sb에 의한 고강도화 효과를 충분히 얻기 위해서는, Sb 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하고, 0.005％ 이상인 것이 보다 바람직하다.
「Ca, Mg, Ce, Zr, La, Hf, Bi, REM의 1종 또는 2종 이상을 각각 0 내지 0.0100％」
REM이란, Rare Earth Metal의 약칭이며, 본 실시 형태에서는, Ce, La를 제외한, 란타노이드 계열에 속하는 원소를 가리킨다. 본 실시 형태에서, REM, Ce, La는, 미슈메탈로 첨가되는 경우가 많으며, 란타노이드 계열의 원소를 복합으로 함유하는 경우가 있다. La 및/또는 Ce 이외의 란타노이드 계열의 원소를, 불순물로서 포함했다고 해도 그 효과를 얻을 수 있다. 또한, 금속 La 및/또는 Ce를 첨가했다고 해도 그 효과는 얻을 수 있다. 본 실시 형태에서, REM의 함유량이란, Ce, La를 제외한 란타노이드 계열에 속하는 원소의 함유량의 합계값이다.
이들 원소를 함유시키는 이유는 다음과 같다.
Ca, Mg, Ce, Zr, La, Hf, Bi, REM은, 성형성의 개선에 유효한 원소이며, 1종 또는 2종 이상을, 각각 0.0001％ 내지 0.0100％ 함유시켜도 된다. Ca, Mg, Ce, Zr, La, Hf, Bi, REM의 1종 또는 2종 이상의, 각 함유량이 0.0100％를 초과하면, 연성이 저하될 우려가 있다. 이 때문에, 함유시키는 경우에도, 상기 각 원소의 함유량은 0.0100％ 이하인 것이 바람직하고, 0.0070％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 또한, 상기 원소를 2종 이상 포함하는 경우, Ca, Mg, Ce, Zr, La, Hf, Bi, REM 함유량은, 합계로 0.0100％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
상기 각 원소의 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 효과는 얻어지지만, 강판의 성형성을 개선하는 효과를 충분히 얻기 위해서는, 각 원소의 함유량은 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다. 성형성의 관점에서, Ca, Mg, Ce, Zr, La, Hf, Bi, REM의 1종 또는 2종 이상의 함유량의 합계가 0.0010％ 이상인 것이 보다 바람직하다.
본 실시 형태에 따른 강판은, 상기 원소를 포함하고, 잔부는, Fe 및 불순물이다. 상술한 Ti, V, Nb, Cr, Ni, Cu, Co, Mo, W, B, Sn, Sb에 대해서는, 모두 상기 하한값 미만의 미량을 불순물로서 함유하고 있는 경우도 허용된다.
또한, Ca, Mg, Ce, Zr, La, Hf, Bi, REM에 대해서도, 상기 하한값 미만의 극미량을 불순물로서 함유하는 것은 허용된다.
또한, 불순물로서, H, Na, Cl, Sc, Zn, Ga, Ge, As, Se, Y, Tc, Ru, Rh, Pd, Ag, Cd, In, Te, Cs, Ta, Re, Os, Ir, Pt, Au, Pb를 합계로 0.0100％ 이하 함유하고 있는 것은 허용된다.
이어서, 본 실시 형태에 따른 강판의 강 조직(마이크로 조직)에 대해서 설명한다. 각 조직의 함유량의 설명에서의 [％]는 [체적％]이다.
(강판 내부의 강 조직)
도 1에 도시한 바와 같이, 본 실시 형태에 따른 강판(1)에 있어서, 강판(1)의 표면으로부터 판 두께의 1/4 두께의 위치(표면으로부터 판 두께 방향으로 판 두께의 1/4의 위치)를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위(11)에서의 강 조직(이하, 「강판 내부의 강 조직」이라고 하는 경우가 있음)은, 연질 페라이트를 0 내지 30％, 잔류 오스테나이트를 3％ 내지 40％, 프레시 마르텐사이트를 0 내지 30％, 펄라이트와 시멘타이트의 합계를 0 내지 10％ 함유하고, 전체 잔류 오스테나이트에서 차지하는, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 50％ 이상이다.
「연질 페라이트: 0 내지 30％」
페라이트는, 우수한 연성을 갖는 조직이다. 그러나, 페라이트는, 강도가 낮으므로, 고강도 강판에서는 활용하기 어려운 조직이다. 본 실시 형태에 따른 강판에서는, 강판 내부의 강 조직(강판 내부의 마이크로 조직)이 0％ 내지 30％인 연질 페라이트를 함유한다.
본 실시 형태에서의 「연질 페라이트」란, 입자 내에 잔류 오스테나이트를 포함하지 않는 페라이트인 것을 의미한다. 연질 페라이트는, 강도가 낮아, 주변부에 비해서 변형이 집중되기 쉬워, 파괴가 생기기 쉽다. 연질 페라이트의 체적 분율이 30％를 초과하면, 강도와 성형성의 밸런스가 현저하게 열화된다. 이 때문에, 연질 페라이트는 30％ 이하로 제한한다. 연질 페라이트는 15％ 이하로 제한하는 것이 더욱 바람직하고, 0％이어도 상관없다.
「잔류 오스테나이트: 3％ 내지 40％」
잔류 오스테나이트는, 강도-연성 밸런스를 높이는 조직이다. 본 실시 형태에 따른 강판에서는, 강판 내부의 강 조직이 3％ 내지 40％의 잔류 오스테나이트를 포함한다. 성형성의 관점에서, 강판 내부에서의 잔류 오스테나이트의 체적 분율은 3％ 이상으로 하고, 5％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 7％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
한편, 잔류 오스테나이트의 체적 분율을 40％ 초과로 하기 위해서는, 다량의 C, Mn 및/또는 Ni를 함유시킬 필요가 있다. 이 경우, 용접성이 현저하게 손상된다. 이 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적 분율은 40％ 이하로 한다. 강판의 용접성을 높여서, 편리성을 높이기 위해서는, 잔류 오스테나이트의 체적 분율은 30％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 20％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.
「프레시 마르텐사이트: 0 내지 30％」
프레시 마르텐사이트는, 인장 강도를 크게 향상시킨다. 한편, 프레시 마르텐사이트는, 파괴의 기점이 되어 내충격 특성을 현저하게 열화시킨다. 이 때문에, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율은 30％ 이하로 한다. 특히, 내충격 특성을 향상시키기 위해서는, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율을 15％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 7％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 프레시 마르텐사이트는, 0％이어도 되지만, 강판의 강도를 확보하기 위해서 2％ 이상인 것이 바람직하다.
「펄라이트와 시멘타이트의 합계: 0 내지 10％」
강판 내부의 강 조직에는, 펄라이트 및/또는 시멘타이트가 포함되어 있어도 된다. 그러나, 펄라이트 및/또는 시멘타이트의 체적 분율이 많으면, 연성이 열화된다. 이 때문에, 펄라이트 및/또는 시멘타이트의 체적 분율을 합계로 10％ 이하로 제한한다. 펄라이트 및/또는 시멘타이트의 체적 분율은, 바람직하게는 합계로 5％ 이하이고, 0％이어도 상관없다.
「애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이, 전체 잔류 오스테나이트의 50％ 이상」
본 실시 형태에서는, 강판 내부의 강 조직에서의 잔류 오스테나이트 입자의 애스펙트비는 중요하다. 애스펙트비가 큰, 즉 신장된 잔류 오스테나이트는, 가공에 의한 강판의 변형 초기에는 안정적이다. 그러나, 애스펙트비가 큰 잔류 오스테나이트에서는, 가공의 진전에 따라 선단 부분에 변형의 집중이 일어나서, 적절하게 변태해서 TRIP(변태 유기 소성) 효과가 생긴다. 이 때문에, 강판 내부의 강 조직이, 애스펙트비가 큰 잔류 오스테나이트를 포함함으로써, 인성, 내수소 취화 특성, 구멍 확장성 등을 손상시키지 않고, 연성을 개선할 수 있다. 이상의 관점에서, 본 실시 형태에 따른 강판에서는, 전체 잔류 오스테나이트에서 차지하는, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율을, 50％ 이상으로 한다. 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율은, 70％ 이상인 것이 바람직하고, 80％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.
「템퍼링 마르텐사이트」
템퍼링 마르텐사이트는, 내충격 특성을 손상시키지 않고, 강판의 인장 강도를 크게 향상시키는 조직이며, 강판 내부의 강 조직에 포함되어 있어도 상관없다. 그러나, 강판 내부에 다량의 템퍼링 마르텐사이트를 생성시키면, 잔류 오스테나이트가 충분히 얻어지지 않는 경우가 있다. 이 때문에, 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율은, 50％ 이하로 제한하는 것이 바람직하고, 30％ 이하로 제한하는 것이 보다 바람직하다.
본 실시 형태에 따른 강판에서는, 강판 내부의 강 조직에서의 잔부 조직은, 잔류 오스테나이트를 입자 내에 내포하는 「경질 페라이트」를 주로 한다. 주로 한다는 것은, 잔부 조직에 있어서, 경질 페라이트가 가장 큰 체적 분율을 갖는 것을 의미한다.
경질 페라이트는, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트, 프레시 마르텐사이트의 1종 또는 2종 이상을 포함하는 라스 형상 조직을 포함하는 강 조직을 갖는 열처리용 강판에, 후술하는 제2 열처리를 행함으로써 형성된다. 경질 페라이트는, 잔류 오스테나이트를 입자 내에 내포하기 때문에, 높은 강도를 갖는다. 또한, 경질 페라이트는, 페라이트 입계에 잔류 오스테나이트가 존재하고 있는 경우에 비해서, 페라이트와 잔류 오스테나이트의 계면 박리가 일어나기 어렵기 때문에, 양호한 성형성을 갖는다.
또한, 강판 내부의 강 조직에서의 잔부 조직에는, 상기 경질 페라이트 이외에, 베이나이트가 포함되어 있어도 상관없다. 본 실시 형태에서의 베이나이트에는, 미세한 BCC 결정과 조대한 철계 탄화물을 포함하는 그래뉼라 베이나이트, 라스 형상의 BCC 결정과 조대한 철계 탄화물을 포함하는 상부 베이나이트, 및 판상의 BCC 결정과 그 내부에 평행하게 배열된 미세한 철계 탄화물을 포함하는 하부 베이나이트 철계 탄화물을 포함하지 않는 베이니틱 페라이트가 포함된다.
(표층의 마이크로 조직)
이어서, 강판의 표층의 강 조직(마이크로 조직)에 대해서 설명한다.
「1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위(강판 내부)의 경도의 80％ 이하의 경도를 갖는 영역을 연질층이라고 정의했을 때, 표층에 두께가 1 내지 100㎛인 연질층이 존재」
가공 후의 굽힘성을 개선하기 위해서는, 강판의 표층을 연질화하는 것이 필요한 요건의 하나이다. 본 실시 형태에 따른 강판에서는, 경도가 강판 내부의 경도(평균 경도)의 80％ 이하인 영역을 연질층이라고 정의했을 때, 강판의 표면으로부터 판 두께 방향으로 두께가 1 내지 100㎛인 연질층이 존재한다. 바꿔 말하면, 강판의 표층부에, 경도가 강판 내부의 평균 경도의 80％ 이하인 연질층이 존재하고, 그 연질층의 두께가 1 내지 100㎛이다.
연질층의 두께가 표면으로부터 깊이 방향(판 두께 방향)으로 1㎛ 미만이면, 가공 후의 굽힘성이 충분히 얻어지지 않는다. 연질층의 두께(표면으로부터의 깊이 범위)는 5㎛ 이상인 것이 바람직하고, 10㎛ 이상인 것이 보다 바람직하다.
한편, 연질층의 두께가 100㎛를 초과하면, 강판의 강도가 크게 저하된다. 이 때문에, 연질층의 두께는 100㎛ 이하로 한다. 연질층의 두께는 70㎛ 이하인 것이 바람직하다.
[연질층에 포함되는 페라이트 중, 애스펙트비 3.0 이상의 결정립의 체적 분율이 50％ 이상]
연질층에 포함되는 페라이트 중 애스펙트비 3.0 이상의 결정립의 체적 분율(페라이트의 전체 결정립이 연질층에서 차지하는 체적 분율에 대한, 애스펙트비 3.0 미만의 페라이트 결정립의 비율)이 50％ 미만이면, 굽힘 가공부의 내수소 취화 특성이 열화된다. 그 때문에, 연질층에 포함되는 페라이트 중 애스펙트비 3.0 이상의 결정립의 체적 분율을 50％ 이상으로 한다. 바람직하게는 60％ 이상, 보다 바람직하게는 70％ 이상이다. 여기서, 대상으로 하는 페라이트는, 연질 페라이트 및 경질 페라이트를 포함한다.
연질층 중의 페라이트의 애스펙트비가 굽힘 가공부의 내수소 취화에 영향을 미치는 이유는 반드시 명확하지는 않지만, 이하와 같이 추정된다. 즉, 본 실시 형태에 따른 강판에서는, 연질층의 강 조직과, 강판 내부의 강 조직(내부 조직)이 크게 다르다. 그러나, 본 실시 형태에 따른 강판에서는, 표층에 포함되는 애스펙트비 3.0 이상의 결정립의 개수 비율이 50％ 이상이므로, 표층과 내부 조직의 형상 유사성이 높다. 그 결과, 표층과 내부의 경계에 대한 굽힘 가공에 기인하는 응력 및 변형의 국소적인 집중이 억제되어, 내수소 취화 특성이 개선된다고 추정된다.
[연질층에서의 잔류 오스테나이트의 체적 분율이, 강판 내부에서의 잔류 오스테나이트의 체적 분율의 80％ 이하]
연질층에 포함되는 잔류 오스테나이트의 체적 분율을, 표면으로부터 강판의 판 두께의 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 포함되는 잔류 오스테나이트의 체적 분율의 80％ 이하로 제한하면, 굽힘 가공부의 내수소 취화 특성이 향상된다. 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 포함되는 잔류 오스테나이트의 체적 분율에 대한 연질층에 포함되는 잔류 오스테나이트의 체적 분율은, 바람직하게는 50％ 이하, 보다 바람직하게는 30％ 이하이다.
연질층에서의 잔류 오스테나이트의 체적 분율에 의해 굽힘 가공부의 내수소 취화 특성이 향상되는 메커니즘은 명확하지 않지만, 이하와 같이 추정된다. 즉, 굽힘 가공부에서는, 판 두께 중앙으로부터 굽힘 외표면을 향할수록 큰 소성 변형이 생긴다. 그 때문에, 굽힘 외측의 표면 근방에 존재하는 잔류 오스테나이트의 대부분은, 가공 유기 변태에 의해 마르텐사이트로 변태한다. 이러한 잔류 오스테나이트가 가공 유기 변태한 마르텐사이트는 극히 경질이고 취성이기 때문에, 내수소 취화 균열 특성에 악영향을 미친다고 생각된다. 따라서, 연질층에 포함되는 잔류 오스테나이트의 체적 분율이, 강판의 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 포함되는 잔류 오스테나이트의 체적 분율에 대하여 작을수록, 굽힘 가공부의 내수소 취화 특성이 향상된다고 생각된다.
「Si 산화물을 포함하는 내부 산화층」
본 실시 형태에 따른 강판은, 표면으로부터 깊이 방향(판 두께 방향)으로 고주파 글로우 방전(고주파 GDS) 분석법으로, Si를 나타내는 파장의 발광 강도를 분석했을 때, 표면으로부터 0.2㎛ 초과, 10.0㎛ 이하의 범위에, Si를 나타내는 파장의 발광 강도의 피크가 나타난다. 표면으로부터 0.2㎛ 초과, 10.0㎛ 이하의 범위에 Si를 나타내는 파장의 발광 강도의 피크가 나타난다는 것은, 강판이 내부 산화하고 있어, 강판의 표면으로부터 0.2㎛ 초과, 10.0㎛ 이하의 범위에, Si 산화물을 포함하는 내부 산화층을 갖는다는 것을 나타내고 있다. 상기 깊이의 범위에 내부 산화층을 갖는 강판은, 제조 시의 열처리에 수반하는 강판 표면에서의 Si 산화물 등의 산화막의 생성이 억제되어 있으므로, 우수한 화성 처리성 및 도금 밀착성을 갖는다.
본 실시 형태에 따른 강판은, 표면으로부터 깊이 방향으로 고주파 글로우 방전 분석법으로 분석했을 때, 표면으로부터 0.2㎛ 초과, 10.0㎛ 이하의 범위와, 표면으로부터 0㎛ 내지 0.2㎛의 범위(깊이 0.2㎛보다도 얕은 영역)의 양쪽에 있어서, Si를 나타내는 파장의 발광 강도의 피크를 갖고 있어도 된다. 양쪽 범위에 피크를 갖는다는 것은, 강판이 내부 산화층을 갖고 있음과 함께, 표면에 Si 산화물을 포함하는 외부 산화층을 갖고 있다는 것을 나타낸다.
도 2는, 본 실시 형태에 따른 강판에 대해서, 표면으로부터 깊이 방향으로 고주파 글로우 방전 분석법으로 Si를 나타내는 파장의 발광 강도를 분석했을 때의, 표면으로부터의 깊이와 Si를 나타내는 파장의 발광 강도(Intensity)의 관계를 나타내는 그래프이다. 도 2에 도시하는 본 실시 형태에 따른 강판에서는, 표면으로부터 0.2㎛ 초과, 10.0㎛ 이하의 범위에, Si를 나타내는 파장의 발광 강도의 피크(내부 산화층에서 유래)가 나타나 있다. 또한, 표면으로부터 0(최표면) 내지 0.2㎛의 범위에도, Si를 나타내는 파장의 발광 강도의 피크(외부 산화층에서 유래(IMAX))가 나타나 있다. 따라서, 도 2에 도시하는 강판은, 내부 산화층을 갖고 있음과 함께, 외부 산화층을 갖고 있는 것을 알 수 있다.
도 3은, 본 실시 형태와는 다른 강판에 대해서, 표면으로부터 깊이 방향으로 고주파 글로우 방전 분석법으로 분석했을 때의, 표면으로부터의 깊이와 Si를 나타내는 파장의 발광 강도(Intensity)의 관계를 나타내는 그래프이다. 도 3에 도시하는 강판에서는, Si를 나타내는 파장의 발광 강도의 피크가, 표면으로부터 0(최표면) 내지 0.2㎛의 범위에 나타나 있지만, 0.2㎛ 초과, 10.0㎛ 이하의 범위에는 나타나지 않고 있다. 이것은, 강판이 내부 산화층을 갖지 않고, 외부 산화층만을 갖고 있는 것을 나타낸다.
「아연 도금층」
본 실시 형태에 따른 강판의 표면(양면 혹은 편면)에는, 아연 도금층(용융 아연 도금층 또는 전기 아연 도금층)이 형성되어 있어도 된다. 용융 아연 도금층은, 용융 아연 도금층을 합금화한 합금화 용융 아연 도금층이어도 된다.
용융 아연 도금층이 합금화하지 않은 것인 경우, 용융 아연 도금층 중의 Fe 함유량은 7.0질량％ 미만인 것이 바람직하다.
용융 아연 도금층이 합금화한 합금화 용융 아연 도금층인 경우, Fe 함유량이 6.0질량％ 이상인 것이 바람직하다. 합금화 용융 아연 도금 강판은, 용융 아연 도금 강판보다도 우수한 용접성을 갖는다.
아연 도금층의 도금 부착량은, 특별히 제약은 마련하지 않지만, 내식성의 관점에서 편면당 5g/m2 이상인 것이 바람직하고, 20 내지 120g/m2의 범위 내, 나아가 25 내지 75g/m2의 범위 내인 것이 보다 바람직하다.
본 실시 형태에 따른 강판에서는, 아연 도금층과, 아연 도금층 상에, 도장성, 용접성 등을 개선할 목적으로, 추가로 상층 도금층이 마련되어 있어도 된다. 또한, 아연 도금된 강판에, 각종 처리, 예를 들어 크로메이트 처리, 인산염 처리, 윤활성 향상 처리, 용접성 향상 처리 등을 실시해도 된다.
본 실시 형태에 따른 강판은, 제1 열처리를 포함하는 공정에 의해 얻어진 이하의 강판(제2 열처리 전의 소재; 이하, "열처리용 강판"이라고 기재함)에, 후술하는 제2 열처리를 행함으로써 형성된다.
「열처리용 강판」
본 실시 형태에 따른 열처리용 강판은, 본 실시 형태에 따른 강판의 소재로서 사용된다.
구체적으로는, 본 실시 형태에 따른 강판의 소재가 되는 열처리용 강판은, 상기 본 실시 형태에 따른 강판과 마찬가지의 화학 조성을 갖고, 이하에 나타내는 강 조직(마이크로 조직)을 갖는 것이 바람직하다. 또한, 각 조직의 함유량의 설명에서의 [％]는, 언급이 없는 한 [체적％]를 나타낸다.
즉, 표면으로부터 판 두께의 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에서의 강 조직(강판 내부의 강 조직)이, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트, 프레시 마르텐사이트의 1종 또는 2종 이상을 포함하는 라스 형상 조직을, 체적 분율로 합계 70％ 이상 함유하고, 잔류 오스테나이트를 포함하고, 애스펙트비 1.3 미만이고 긴 직경 2.5㎛ 초과의 잔류 오스테나이트 입자의 개수 밀도가 1.0×10-2개/㎛2 이하이고, 표면으로부터 깊이 방향으로 0 내지 20㎛의 범위인 표층부의 강 조직에 있어서, 페라이트의 체적 분율이 50％ 미만인 것이 바람직하다. 또한 베이나이트에는, 미세한 BCC 결정과 조대한 철계 탄화물을 포함하는 그래뉼라 베이나이트, 라스 형상의 BCC 결정과 조대한 철계 탄화물을 포함하는 상부 베이나이트, 및 판상의 BCC 결정과 그 내부에 평행하게 배열된 미세한 철계 탄화물을 포함하는 하부 베이나이트, 철계 탄화물을 포함하지 않는 베이니틱 페라이트가 포함된다.
이러한 본 실시 형태에 따른 강판의 소재가 되는 열처리용 강판의 바람직한 강 조직(마이크로 조직)에 대해서 이하에 설명한다. 각 조직의 함유량의 설명에서의 [％]는 [체적％]이다.
(열처리용 강판의 내부의 강 조직)
「라스 형상 조직을 체적 분율로 합계 70％ 이상」
본 실시 형태의 열처리용 강판은, 표면으로부터 강판의 판 두께의 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에서의 강 조직(강판 내부의 강 조직)이, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트, 프레시 마르텐사이트의 1종 또는 2종 이상을 포함하는 라스 형상 조직을, 체적 분율로 합계 70％ 이상 함유하는 것이 바람직하다.
상기 라스 형상 조직을 체적 분율로 합계 70％ 이상 함유함으로써, 열처리용 강판에 후술하는 제2 열처리를 실시해서 얻어지는 강판은, 강판 내부의 강 조직이 경질 페라이트가 주체로 된다. 상기 라스 형상 조직의 합계 체적 분율이 70％ 미만이면, 열처리용 강판에 제2 열처리를 실시해서 얻어지는 강판은, 강판 내부의 강 조직이 연질 페라이트를 많이 포함하는 것이 되어, 본 실시 형태에 따른 강판이 얻어지지 않는다. 열처리용 강판에서의 강판 내부의 강 조직은, 상기 라스 형상 조직을 체적 분율로 합계 80％ 이상 함유하는 것이 바람직하고, 합계 90％ 이상 함유하는 것이 보다 바람직하고, 100％이어도 상관없다.
「애스펙트비가 1.3 미만이고 긴 직경이 2.5㎛ 초과인 잔류 오스테나이트 입자의 개수 밀도」
열처리용 강판에서의 강판 내부의 강 조직은, 상술한 라스 형상 조직 외에, 잔류 오스테나이트를 포함해도 된다. 단, 잔류 오스테나이트를 포함하는 경우, 애스펙트비가 1.3 미만이며 또한 긴 직경이 2.5㎛ 초과인 잔류 오스테나이트 입자의 개수 밀도를, 1.0×10-2개/㎛2 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
강판 내부의 강 조직에 존재하고 있는 잔류 오스테나이트가 조대한 괴상이면, 열처리용 강판에 제2 열처리를 실시해서 얻어지는 강판의 내부에, 조대한 괴상의 잔류 오스테나이트 입자가 존재하여, 애스펙트비가 2.0 이상인 잔류 오스테나이트의 개수 비율을 충분히 확보할 수 없는 경우가 있다. 이 때문에, 애스펙트비가 1.3 미만이고 긴 직경이 2.5㎛ 초과인 조대한 괴상의 잔류 오스테나이트 입자의 개수 밀도를 1.0×10-2개/㎛2 이하로 한다. 조대한 괴상의 잔류 오스테나이트 입자의 개수 밀도는, 낮을수록 바람직하고, 0.5×10-2개/㎛2 이하인 것이 바람직하다.
또한, 열처리용 강판의 강판 내부에, 잔류 오스테나이트가 과도하게 존재하고 있으면, 열처리용 강판에 후술하는 제2 열처리를 실시함으로써, 일부의 잔류 오스테나이트가 등방화한다. 그 결과, 제2 열처리 후에 얻어진 강판의 내부에서, 애스펙트비가 2.0 이상인 잔류 오스테나이트를 충분히 확보할 수 없는 경우가 있다. 이 때문에, 열처리용 강판의 강판 내부의 강 조직에 포함되는 잔류 오스테나이트의 체적 분율은, 10％ 이하인 것이 바람직하다.
(열처리용 강판의 표층의 마이크로 조직)
「강판 표면으로부터 깊이 방향으로 20㎛까지의 범위인 표층부에 있어서, 페라이트의 체적 분율이 20％ 미만」
본 실시 형태에 따른 강판의 소재가 되는 열처리용 강판은, 강판 표면으로부터 깊이 방향으로 20㎛까지의 범위에 있어서, 페라이트가, 체적 분율로 20％ 미만인 것이 바람직하다. 페라이트의 체적 분율이 20％ 이상이면, 열처리용 강판에 제2 열처리를 실시해서 얻어지는 강판에 형성되는 연질층에 있어서, 애스펙트비가 3.0을 초과하는 페라이트 입자의 체적 분율이 소정의 범위를 충족하지 않는다. 페라이트의 체적 분율은 적을수록 바람직하고, 10％ 이하가 보다 바람직하고, 0％이어도 상관없다.
「본 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법」
이어서, 본 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다.
본 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법에서는, 상기 화학 조성을 갖는 슬래브를 열간 압연하여, 산 세정한 열연 강판 또는 열연 강판을 냉간 압연한 냉연 강판에, 이하에 나타내는 제1 열처리를 실시함으로써 열처리용 강판을 제조한다. 그 후, 열처리용 강판에, 이하에 나타내는 제2 열처리를 실시한다. 제1 열처리 및/또는 제2 열처리는, 전용의 열처리 라인을 사용해서 실시해도 되고, 기존의 어닐링 라인을 사용해서 실시해도 상관없다.
(주조 공정)
본 실시 형태에 따른 강판을 제조하기 위해서는, 먼저, 상기 화학 성분(조성)을 갖는 슬래브를 주조한다. 열간 압연에 제공하는 슬래브는, 연속 주조 슬래브나 박 슬래브 캐스터 등으로 제조한 것을 사용할 수 있다. 주조 후의 슬래브는, 일단 상온까지 냉각하고 나서 열간 압연해도 되고, 고온인 채로 직접 열간 압연해도 된다. 주조 후의 슬래브를 고온인 채로 직접 열간 압연에 제공하는 것이, 열간 압연의 가열에 필요한 에너지를 삭감할 수 있기 때문에 바람직하다.
(슬래브 가열)
열간 압연에 앞서, 슬래브를 가열한다. 본 실시 형태에 따른 강판을 제조하는 경우, 이하에 나타내는 식 (4)를 충족하는 슬래브 가열 조건을 선정하는 것이 바람직하다.
Figure pct00001
(식 (4)에서, fγ는 하기 식 (5)로 나타내어지는 값이며, WMnγ는 하기 식 (6)으로 나타내어지는 값이며, D는 하기 식 (7)로 나타내어지는 값이며, Ac1은 하기 식 (8)로 나타내어지는 값이며, Ac3은 하기 식 (9)로 나타내어지는 값이며, ts(T)는 슬래브 가열 온도 T에서의 슬래브의 체재 시간(sec)임)
Figure pct00002
(식 (5)에서, T는 슬래브 가열 온도(℃), WC는 강 중의 C 함유량(질량％), Ac1은 하기 식 (8)로 나타내어지는 값이며, Ac3은 하기 식 (9)로 나타내어지는 값임)
Figure pct00003
(식 (6)에서, T는 슬래브 가열 온도(℃), WMn은 강 중의 Mn 함유량(질량％), Ac1은 하기 식 (8)로 나타내어지는 값이며, Ac3은 하기 식 (9)로 나타내어지는 값임)
Figure pct00004
(식 (7)에서, T는 슬래브 가열 온도(℃), R은 기체 상수; 8.314J/mol임)
Ac1=723-10.7×Mn-16.9×Ni+29.1×Si+16.9×Cr … (8)
(식 (8) 중의 원소 기호는, 당해 원소의 강 중의 질량％임)
Ac3=879-346×C+65×Si-18×Mn+54×Al … (9)
(식 (9) 중의 원소 기호는, 당해 원소의 강 중의 질량％임)
식 (4)의 분자는, α(페라이트)와 γ(오스테나이트)의 2상 영역 체재 중에 α로부터 γ로 분배하는 Mn 함유량의 정도를 나타낸다. 식 (4)의 분자가 커질수록, 강 중의 Mn 농도 분포가 불균질화된다.
식 (4)의 분모는, γ 단상 영역 체재 중에 γ 중에서 확산하는 Mn 원자의 거리에 대응하는 항이다. 식 (4)의 분모가 커질수록, Mn 농도 분포가 균질화된다. 강 중의 Mn 농도 분포를 충분히 균질화시키기 위해서는, 식 (4)의 값이 1.0 이하가 되도록, 슬래브 가열 조건을 선정하는 것이 바람직하다. 식 (4)의 값이 작을수록, 열처리용 강판 및 열처리용 강판에 제2 열처리를 행해서 얻어지는 강판의, 강판 내부에서의 조대한 괴상의 오스테나이트 입자의 개수 밀도를 저감할 수 있다.
(열간 압연)
슬래브를 가열한 후, 열간 압연을 행한다. 열간 압연의 완료 온도(마무리 온도)가 850℃ 미만이면, 압연 반력이 높아져서, 지정된 판 두께를 안정적으로 얻는 것이 곤란해진다. 이 때문에, 열간 압연의 완료 온도는 850℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 압연 반력의 관점에서, 열간 압연의 완료 온도는 870℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 열간 압연의 완료 온도를 1050℃ 초과로 하기 위해서는, 슬래브의 가열 종료부터 열간 압연의 완료까지의 공정에서, 가열 장치 등을 사용해서 강판을 가열할 필요가 있어, 높은 비용이 필요해진다. 이 때문에, 열간 압연의 완료 온도를 1050℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 열간 압연 중의 강판 온도를 확보하기 쉽게 하기 위해서, 열간 압연의 완료 온도는 1000℃ 이하로 하는 것이 바람직하고, 980℃ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.
(산 세정 공정)
이어서, 이와 같이 하여 제조한 열연 강판의 산 세정을 행한다. 산 세정은, 열연 강판의 표면의 산화물을 제거하는 공정이며, 강판의 화성 처리성, 도금 밀착성의 향상을 위해서 중요하다. 열연 강판의 산 세정은, 1회이어도 되고, 복수회로 나누어서 행하여도 된다.
(냉간 압연)
산 세정한 열연 강판은, 냉간 압연해서 냉연 강판으로 해도 상관없다. 열연 강판에 냉간 압연을 행함으로써, 고정밀도로 소정의 판 두께를 갖는 강판을 제조할 수 있다. 냉간 압연에서는, 압하율의 합계(냉간 압연에서의 누적 압하율)가 85％를 초과하면, 강판의 연성이 상실되어, 냉간 압연 중에 강판이 파단될 위험성이 높아진다. 이 때문에, 압하율의 합계를 85％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 75％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 냉간 압연 공정에서의 합계 압하율의 하한은 특별히 정하지 않으며, 냉간 압연을 실시하지 않아도 상관없다. 강판의 형상 균질성을 향상시켜서 양호한 외관을 얻음과 함께, 제1 열처리 중 및 제2 열처리 중의 강판 온도를 균일하게 해서 양호한 연성을 얻기 위해서, 냉간 압연의 압하율은 합계로 0.5％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 1.0％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.
(제1 열처리)
이어서, 산 세정한 열연 강판, 또는 열연 강판을 냉간 압연해서 얻어진 냉연 강판에, 제1 열처리를 실시함으로써 열처리용 강판을 제조한다. 제1 열처리는, 하기 (a) 내지 (e)를 충족하는 조건에서 행한다.
(a) 650℃ 내지 최고 가열 온도에 도달할 때까지의 동안에 있어서, 0.1체적％ 이상의 H2를 함유하고, 또한 하기 식 (3)을 충족하는 분위기로 한다.
log(PH2O/PH2)<-1.1 … (3)
(식 (3)에서, log는 상용 대수, PH2O는 수증기의 분압을 나타내고, PH2는 수소의 분압을 나타냄)
제1 열처리에서는, 상기 (a)가 충족됨으로써, 강판 표층부에서의 탈탄 반응이 억제됨으로써, 페라이트의 형성이 억제된다.
분위기 중의 H2가 0.1체적％ 미만이면, 강판 표면에 존재하는 산화막을 충분히 환원할 수 없어, 강판 상에 산화막이 형성된다. 이 때문에, 제2 열처리 후에 얻어지는 강판의 화성 처리성 및 도금 밀착성이 저하된다.
한편, 분위기 중의 H2 함유량이 20체적％ 초과이면, 효과가 포화한다. 또한, 분위기 중의 H2 함유량이 20체적％ 초과이면, 조업상 수소 폭발의 위험성이 증가한다. 이 때문에, 분위기 중의 H2 함유량을 20체적％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
또한, log(PH2O/PH2)가 -1.1 이상인 경우, 강판 표층부에서의 탈탄 반응이 진행하여, 표층부에 페라이트가 형성된다. 그 결과, 제2 열처리 후의 강판에 있어서, 애스펙트비가 3.0에 미치지 않는 페라이트 입자의 비율이 증대한다.
(b) Ac3-30℃ 내지 1000℃의 최고 가열 온도에서 1초 내지 1000초 유지한다.
제1 열처리에서는, 최고 가열 온도를 Ac3-30℃ 이상으로 한다. 최고 가열 온도가 Ac3-30℃ 미만이면, 열처리용 강판에서의 강판 내부의 강 조직에 괴상의 조대한 페라이트가 잔존한다. 그 결과, 열처리용 강판의 제2 열처리 후에 얻어지는 강판의 연질 페라이트 상의 체적 분율이 과잉으로 됨과 함께, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 부족하여, 특성이 열화된다. 최고 가열 온도는 Ac3-15℃ 이상이 바람직하고, Ac3+5℃ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, 과도하게 고온까지 가열하면 가열에 요하는 연료 비용이 증대하고, 또한 로체의 손상을 초래한다. 이 때문에, 최고 가열 온도는 1000℃ 이하로 한다.
제1 열처리에서는, 최고 가열 온도에서의 유지 시간을 1초 내지 1000초로 한다. 유지 시간이 1초 미만이면, 열처리용 강판에서의 강판 내부의 강 조직에 괴상의 조대한 페라이트가 잔존한다. 그 결과, 제2 열처리 후에 얻어지는 강판의 연질 페라이트의 체적 분율이 과잉으로 되어, 특성이 열화된다. 유지 시간은 10초 이상인 것이 바람직하고, 50초 이상인 것이 보다 바람직하다. 한편, 유지 시간이 너무 길면, 최고 가열 온도로 가열함으로 인한 효과가 포화할 뿐만 아니라, 생산성이 손상된다. 그 때문에, 유지 시간은 1000초 이하로 한다.
(c) 650℃ 내지 최고 가열 온도까지의 온도 범위의 평균 가열 속도가 0.5℃/초 내지 500℃/초가 되도록 가열한다.
제1 열처리에 있어서, 가열 시, 650℃ 내지 최고 가열 온도까지의 온도 범위에 있어서, 평균 가열 속도가 0.5℃/초 미만이면, 가열 처리 중에 Mn 편석이 진행하여, 조대한 괴상 Mn 농화 영역이 형성된다. 이 경우, 제2 열처리 후에 얻어지는 강판의 특성이 열화된다. 괴상의 오스테나이트의 생성을 억제하기 위해서, 650℃ 내지 최고 가열 온도의 평균 가열 속도는 0.5℃/초 이상으로 한다. 바람직하게는 1.5℃/초 이상이다.
한편, 평균 가열 속도의 상한에 대해서는, 500℃/초 초과로 하는 것은 실제 조업상 곤란하고, 온도 제어도 어려우므로, 평균 가열 속도는 500℃/초를 상한으로 한다. 650℃ 내지 최고 가열 온도까지의 평균 가열 속도는, 650℃와 최고 가열 온도의 차를, 강판 표면 온도가 650℃로부터 최고 가열 온도에 이를 때까지의 경과 시간으로 나눔으로써 얻어진다.
(d) 최고 가열 온도에서 유지한 후, 700℃ 내지 Ms까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도가 5℃/초 이상이 되도록 냉각한다.
제1 열처리에서는, 열처리용 강판에서의 강판 내부의 강 조직을 라스 형상 조직 주체로 하기 위해서, 최고 가열 온도에서 유지한 후, 700℃ 내지 하기 식 (10)으로 나타내어지는 Ms까지의 온도 범위의 냉각 속도가 평균 냉각 속도로 5℃/초 이상이 되도록 냉각한다. 평균 냉각 속도가 5℃/초 미만이면, 열처리용 강판에 있어서 괴상 페라이트가 생성되는 경우가 있다. 이 경우, 제2 열처리 후에 얻어지는 강판의 연질 페라이트의 체적 분율이 과잉으로 되어, 인장 강도 등의 특성이 열화된다. 평균 냉각 속도는 10℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하고, 30℃/초 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.
평균 냉각 속도의 상한은 특별히 정할 필요는 없지만, 500℃/초 초과의 평균 냉각 속도로 냉각하기 위해서는, 특별한 설비가 필요해진다. 이 때문에, 평균 냉각 속도는 500℃/초 이하인 것이 바람직하다. 700℃ 내지 Ms 이하까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도는, 700℃와 Ms의 차를, 강판 표면 온도가 700℃로부터 Ms에 이를 때까지의 경과 시간으로 나눔으로써 얻어진다.
Ms=561-407×C-7.3×Si-37.8×Mn-20.5×Cu-19.5×Ni-19.8×Cr-4.5×Mo…(10)
(식 (10) 중의 원소 기호는, 당해 원소의 강 중의 질량％임)
(e) 상술한 평균 냉각 속도 5℃/초 이상에서의 냉각을, Ms 이하의 냉각 정지 온도까지 행한다.
제1 열처리에서는, 700℃ 내지 Ms까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도가 5℃/초 이상이 되는 냉각을, 식 (10)으로 나타내어지는 Ms 이하의 냉각 정지 온도까지 행한다. 냉각 정지 온도는 실온(25℃)이어도 된다. 냉각 정지 온도를 Ms 이하로 함으로써, 제1 열처리 후에 얻어지는 열처리용 강판에서의 강판 내부의 강 조직이 라스 형상 조직 주체인 것으로 된다.
본 실시 형태의 제조 방법에서는, 제1 열처리에 있어서 Ms 이하, 실온 이상의 냉각 정지 온도로 냉각한 강판에, 연속해서 이하에 나타내는 제2 열처리를 행해도 된다. 또한, 제1 열처리에서 실온까지 냉각하여, 권취하고 나서, 이하에 나타내는 제2 열처리를 행해도 된다.
제1 열처리에서 실온까지 냉각한 강판은, 상술한 본 실시 형태의 열처리용 강판이다. 열처리용 강판은, 이하에 나타내는 제2 열처리를 행함으로써, 본 실시 형태에 따른 강판이 된다.
본 실시 형태에서는, 제2 열처리를 행하기 전의 열처리용 강판에, 다양한 처리를 실시해도 상관없다. 예를 들어, 열처리용 강판의 형상을 교정하기 위해서, 열처리용 강판에 조질 압연 처리를 실시해도 된다. 또한, 열처리용 강판의 표면에 존재하는 산화물을 제거하기 위해서, 열처리용 강판에 산 세정 처리를 실시해도 상관없다.
(제2 열처리)
제1 열처리를 실시한 강판(열처리용 강판)에, 제2 열처리를 실시한다. 제2 열처리는, 하기 (A) 내지 (E)를 충족하는 조건에서 행한다.
(A) 650℃ 내지 최고 가열 온도에 도달할 때까지의 동안에 있어서, H2가 0.1체적％ 이상, O2가 0.020체적％ 이하, log(PH2O/PH2)가 하기 식 (4)를 충족하는 분위기로 한다.
-1.1≤log(PH2O/PH2)≤-0.07 … (4)
(식 (3)에서, log는 상용 대수, PH2O는 수증기의 분압을 나타내고, PH2는 수소의 분압을 나타냄)
제2 열처리에 있어서, 상기 (A)를 만족함으로써, 강판 외부에서의 산화 반응이 억제됨과 함께, 표층부의 탈탄 반응이 촉진된다.
분위기 중의 H2가 0.1체적％ 미만이거나, 혹은 O2가 0.020체적％ 초과이면, 강판 표면에 존재하는 산화막을 충분히 환원할 수 없어, 강판 상에 산화막이 형성된다. 그 결과, 제2 열처리 후에 얻어지는 강판의 화성 처리성 및 도금 밀착성이 저하된다. 바람직한 H2의 범위는 1.0％ 체적 이상, 보다 바람직하게는 2.0체적％ 이상이다. 바람직한 O2의 범위는 0.010체적％ 이하, 보다 바람직하게는 0.005체적％ 이하이다.
또한, 분위기 중의 H2 함유량이 20체적％ 초과이면, 효과가 포화한다. 또한, 분위기 중의 H2 함유량이 20체적％ 초과이면, 조업상 수소 폭발의 위험성이 증가한다. 이 때문에, 분위기 중의 H2 함유량을 20체적％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
log(PH2O/PH2)가 -1.1 미만인 경우, 강판 표층에서의 Si, Mn의 외부 산화가 일어날 뿐만 아니라, 탈탄 반응이 불충분해져서, 제2 열처리 후에 얻어지는 강판의 표층 조직이 원하는 범위를 충족하지 않게 된다. 그 때문에, log(PH2O/PH2)를 -1.1 이상으로 한다. 바람직하게는 log(PH2O/PH2)는 -0.8 이상이다.
한편, log(PH2O/PH2)가 -0.07을 초과하면, 탈탄 반응이 과잉으로 진행되므로, 제2 열처리 후에 얻어지는 강판의 강도가 부족하다. 그 때문에, log(PH2O/PH2)를 -0.07 이하로 한다.
(B) (Ac1+25)℃ 내지 (Ac3-10)℃의 최고 가열 온도에서 1초 내지 1000초 유지한다.
제2 열처리에서는, 최고 가열 온도를(Ac1+25)℃ 내지 (Ac3-10)℃로 한다. 최고 가열 온도가 (Ac1+25)℃ 미만이면, 강 중의 시멘타이트가 다 녹지 못하고 남아, 제2 열처리 후에 얻어지는 강판의 내부 조직에서의 잔류 오스테나이트 분율이 부족하여, 특성이 열화된다. 제2 열처리 후에 얻어지는 강판에서의 경질 조직 분율을 높여서, 보다 고강도의 강판을 얻기 위해서, 최고 가열 온도를 (Ac1+40)℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
한편, 최고 가열 온도가 (Ac3-10)℃를 초과하면, 내부의 강 조직의 대부분 혹은 모두가 오스테나이트로 됨으로써, 제2 열처리 전의 강판(열처리용 강판)에서의 라스 형상 조직이 소실되어, 제2 열처리 전의 강판의 라스 형상 조직이 제2 열처리 후의 강판에 이어지지 못하게 된다. 그 결과, 제2 열처리 후에 얻어지는 강판의 내부 조직에서의 잔류 오스테나이트 분율이 부족함과 함께, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 부족하여, 특성이 대폭 열화된다. 이 점에서, 최고 가열 온도는 (Ac3-10)℃ 이하로 한다. 제2 열처리 전의 강판에서의 라스 형상 조직을 충분히 이어받아, 강판의 특성을 한층 향상시키기 위해서, 최고 가열 온도는 (Ac3-20)℃ 이하로 하는 것이 바람직하고, (Ac3-30)℃ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
제2 열처리에서는, 최고 가열 온도에서의 유지 시간을 1초 내지 1000초로 한다. 유지 시간이 1초 미만이면, 강 중의 시멘타이트가 다 녹지 못하고 남아, 강판의 특성이 열화될 우려가 있다. 유지 시간은 30초 이상인 것이 바람직하다. 한편, 유지 시간이 너무 길면, 최고 가열 온도로 가열함으로 인한 효과가 포화할 뿐만 아니라, 생산성이 저하된다. 그 때문에, 유지 시간은 1000초 이하로 한다.
(C) 650℃ 내지 최고 가열 온도까지의 평균 가열 속도가 0.5℃/초 내지 500℃/초로 되도록 가열한다.
제2 열처리에서의 650℃ 내지 최고 가열 온도까지의 평균 가열 속도가 0.5℃/초 미만이면, 제1 열처리로 만든 라스 형상 조직의 회복이 진행되어, 입자 내에 오스테나이트 입자를 갖지 않는 연질 페라이트의 체적 분율이 증대한다. 한편, 평균 가열 속도가 500℃/초 초과이면, 탈탄 반응이 충분히 진행되지 않는다.
(D) 700 내지 600℃까지의 평균 냉각 속도가 3℃/초 이상이 되도록, 최고 가열 온도로부터 480℃ 이하까지 냉각한다.
제2 열처리에 있어서, 최고 가열 온도로부터 480℃ 이하까지 냉각한다. 이때, 700 내지 600℃의 사이의 평균 냉각 속도를 3℃/초 이상으로 한다. 평균 냉각 속도가 3℃/초 미만으로 상술한 범위를 냉각하면, 조대한 탄화물이 생성해서 강판의 특성이 손상된다. 평균 냉각 속도는, 10℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 마련하지 않아도 상관없지만, 200℃/초 초과로 하기 위해서는 특수한 냉각 장치가 필요해지기 때문에, 200℃/초 이하로 하는 것이 바람직하다.
(E) 300℃와 480℃의 사이에서 10초 이상 유지한다.
계속해서, 300℃ 내지 480℃의 사이의 온도 영역에서, 강판을 10초 이상 유지한다. 유지 시간이 10초를 하회하면, 미변태 오스테나이트 중에 탄소가 충분히 농화하지 않는다. 이 경우, 라스 형상의 페라이트가 충분히 성장하지 않아, 오스테나이트에의 C 농화가 진행되지 않는다. 그 결과, 상기 유지 후의 최종 냉각 시에 프레시 마르텐사이트가 생성해버려, 강판의 특성이 크게 열화된다. 오스테나이트 중에의 탄소 농화를 충분히 진행시켜서, 마르텐사이트의 생성량을 저감시켜, 강판의 특성을 개선하기 위해서, 유지 시간은 100초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 유지 시간의 상한을 한정할 필요는 없지만, 과도하게 길어도 생산성이 저하되므로, 유지 시간은 1000초 이하로 해도 된다.
냉각 정지 온도가 300℃ 미만이었을 경우에는, 300 내지 480℃로 재가열하고 나서 유지해도 된다.
<아연 도금 공정>
제2 열처리 후의 강판에 대하여, 표면에 용융 아연 도금층을 형성하는 용융 아연 도금을 행해도 된다. 또한, 용융 아연 도금층의 형성에 이어서 도금층의 합금화 처리를 행해도 된다.
또한, 제2 열처리 후의 강판에 대하여, 표면에 전기 아연 도금층을 형성하는 전기 아연 도금을 행해도 된다.
용융 아연 도금 및 합금화 처리, 그리고 전기 아연 도금은, 본 발명이 규정하는 조건을 충족하는 한, 제2 열처리에서의 냉각 공정(D)의 완료 이후, 어느 타이밍에 행해도 상관없다. 예를 들어, 도 4에 패턴 [1]로서 도시하고 있는 바와 같이, 냉각 공정(D), 등온 유지 공정(E) 후, 도금 처리(나아가 필요에 따라서 합금화 처리)를 실시해도 되고, 도 5에 패턴 [2]로서 도시하고 있는 바와 같이, 냉각 공정(D) 후, 도금 처리(나아가 필요에 따라서 합금화 처리)를 실시하고, 그 후 등온 유지(E)를 실시해도 된다. 또는, 도 6에 패턴 [3]으로서 도시하고 있는 바와 같이, 냉각 공정(D), 등온 유지 공정(E) 후, 한번 실온까지 냉각하고, 그 후 도금 처리(나아가 필요에 따라서 합금화 처리)를 실시해도 된다.
용융 아연 도금 공정에서의 아연 도금욕 온도나 아연 도금욕 조성 등의 도금 조건으로서는, 일반적인 조건을 사용할 수 있으며, 특별히 제한은 없다. 예를 들어, 도금욕 온도는 420 내지 500℃, 강판의 도금욕에 대한 침입판 온도는 420 내지 500℃, 침지 시간은 5초 이하이면 된다. 도금욕은, Al을 0.08 내지 0.2％ 함유하는 도금욕이 바람직하지만, 그 밖에, 불가피적 불순물의 Fe, Si, Mg, Mn, Cr, Ti, Pb를 함유해도 된다. 또한, 용융 아연 도금의 단위 면적당 중량을, 가스 와이핑 등의 공지된 방법으로 제어하는 것이 바람직하다. 단위 면적당 중량은, 통상은, 편면당 5g/m2 이상이면 되지만, 20 내지 120g/m2가 바람직하고, 보다 바람직하게는 25 내지 75g/m2이다.
용융 아연 도금층을 형성한 고강도 용융 아연 도금 강판에 대해서는, 상술한 바와 같이, 필요에 따라 합금화 처리를 행해도 된다.
합금화 처리는, 합금화 처리 온도를 460 내지 600℃로 하는 것이 바람직하다. 합금화 처리가 460℃ 미만이면, 합금화 속도가 느려져, 생산성이 저하될 뿐만 아니라, 합금화 처리 불균일이 발생한다.
한편, 합금화 처리 온도가 600℃를 초과하면, 합금화가 과도하게 진행되어, 강판의 도금 밀착성이 열화된다. 합금화 처리 온도는, 보다 바람직하게는 480 내지 580℃이다. 합금화 처리의 가열 시간은 5 내지 60초로 하는 것이 바람직하다.
또한 합금화 처리는, 용융 아연 도금층 중의 철 농도가 6.0질량％ 이상이 되는 조건에서 행하는 것이 바람직하다.
전기 아연 도금을 행하는 경우, 그 조건은 특별히 한정되지 않는다.
이상 설명한 제2 열처리를 행함으로써, 상술한 본 실시 형태에 따른 강판이 얻어진다.
본 실시 형태에서는, 강판에 대하여, 형상 교정을 목적으로 냉간 압연을 실시해도 상관없다. 냉간 압연은, 제1 열처리를 행한 후에 실시해도 상관없고, 제2 열처리를 행한 후에 실시해도 상관없다. 또한, 제1 열처리를 행한 후와, 제2 열처리를 행한 후의 양쪽에서 실시해도 상관없다. 냉간 압연의 압하율은, 3.0％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.2％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 냉간 압연의 압하율이 3.0％를 초과하면, 일부의 잔류 오스테나이트가 가공 유기 변태에 의해 마르텐사이트로 변태함으로써, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 저하되어, 특성이 손상될 우려가 있다. 한편, 냉간 압연의 압연율의 하한값은 특별히 정하지 않으며, 냉간 압연을 실시하지 않아도 본 실시 형태에 따른 강판의 특성은 얻어진다.
이어서, 본 실시 형태에 따른 강판 및 본 실시 형태에 따른 열처리용 강판이 갖는 각 구성의 측정 방법에 대해서 설명한다.
「강 조직의 측정」
강판 내부 및 연질층의 강 조직에 포함되는 페라이트(연질 페라이트, 경질 페라이트), 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트, 프레시 마르텐사이트, 펄라이트, 시멘타이트, 잔류 오스테나이트의 체적 분율은, 이하에 나타내는 방법을 사용하여 측정할 수 있다.
강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로 해서 시료를 채취하고, 관찰면을 연마해서 나이탈 에칭한다. 이어서, 강판의 내부의 강 조직의 관찰의 경우에는, 관찰면에서의 표면으로부터 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위의 하나 내지 복수의 관찰 시야에 있어서, 연질층의 강 조직의 관찰의 경우에는, 강판의 최표층으로부터 연질층 깊이 범위를 포함하는 영역의 하나 내지 복수의 관찰 시야에 있어서, 합계로 2.0×10-9m2 이상의 면적을 전계 방사형 주사형 전자 현미경(FE-SEM: Field Emission Scanning Electron Microscope)으로 관찰한다. 그리고, 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트, 프레시 마르텐사이트, 펄라이트, 시멘타이트, 잔류 오스테나이트의 면적 분율을 각각 측정하여, 그것을 체적 분율로 간주한다.
여기서, 입자 내에 하부 조직을 갖고 또한 탄화물이 복수의 배리언트를 갖고 석출되어 있는 영역을 템퍼링 마르텐사이트라고 판단한다. 또한, 시멘타이트가 라멜라상으로 석출되어 있는 영역을 펄라이트 또는 시멘타이트라고 판단한다. 휘도가 작고 또한 하부 조직이 확인되지 않는 영역을 페라이트(연질 페라이트 또는 경질 페라이트)라고 판단한다. 휘도가 크고 또한 하부 조직이 에칭에 의해 현출되어 있지 않은 영역을 프레시 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트라고 판단한다. 잔부를 베이나이트라고 판단한다. 각각의 체적 분율을, 포인트 카운팅법에 의해 산출함으로써, 각 조직의 체적 분율로 한다.
경질 페라이트 및 연질 페라이트의 체적 분율은, 측정된 페라이트의 체적 분율을 바탕으로, 후술하는 방법으로, 각각의 체적 분율을 구한다.
프레시 마르텐사이트의 체적 분율에 대해서는, 프레시 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트인 체적 분율로부터, 후술하는 X선 회절법에 의해 구한 잔류 오스테나이트의 체적 분율을 감산함으로써 구할 수 있다.
본 실시 형태에 따른 강판 및 그 소재가 되는 열처리용 강판에 있어서, 강판 내부에 포함되는 잔류 오스테나이트의 체적 분율은, X선 회절법에 의해 평가한다. 구체적으로는, 판 두께의 표면으로부터 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서, 판면에 평행한 면을 경면으로 마무리하여, X선 회절법에 의해 FCC철의 면적 분율을 측정하고, 그것을 잔류 오스테나이트의 체적 분율로 한다.
「연질층 중에 포함되는 잔류 오스테나이트 체적 분율과 강판 내부에 포함되는 잔류 오스테나이트 체적 분율의 비율」
본 실시 형태에 따른 강판에 있어서, 연질층에 포함되는 잔류 오스테나이트의 체적 분율과, 강판 내부의 잔류 오스테나이트의 체적 분율의 비율은, EBSD법(전자선 후방 산란 회절법)에 의해 고분해능 결정 구조 해석을 행함으로써 평가한다. 구체적으로는, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로 해서 시료를 채취하고, 관찰면을 연마해서 경면으로 마무리한다. 또한, 표층의 가공층을 제거하기 위해서 전해 연마 또는 콜로이달 실리카를 사용한 기계 연마를 행한다. 이어서, 연질층을 포함하는 강판의 표층부, 및 강판 내부(표면으로부터 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위)에 대해서, 관찰 시야의 총 면적이 합계로 2.0×10-9m2 이상(복수 시야 내지 동일 시야이어도 가능)이 되도록 EBSD법에 의한 결정 구조 해석을 행한다. 측정 시에 있어서 EBSD법에 의해 얻어진 데이터의 해석에는, TSL사 제조의 「OIM Analysys 6.0」을 사용한다. 또한, 평점간 거리(step)는 0.01 내지 0.20㎛로 한다. 관찰 결과로부터, FCC철이라고 판단되는 영역을 잔류 오스테나이트라고 판단하여, 연질층 및 강판 내부의 잔류 오스테나이트의 체적 분율을 각각 산출한다.
「잔류 오스테나이트 입자의 애스펙트비 및 긴 직경의 측정」
강판 내부의 강 조직에 포함되는 잔류 오스테나이트 입자의 애스펙트비 및 긴 직경은, EBSD법에 의해 고분해능 결정 방위 해석을 행하여 평가한다. 구체적으로는, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로 해서 시료를 채취하고, 관찰면을 연마해서 경면으로 마무리한다. 또한, 표층의 가공층을 제거하기 위해서 전해 연마 또는 콜로이달 실리카를 사용한 기계 연마를 행한다. 이어서, 강판 내부(표면으로부터 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위)에 대해서, 합계로 2.0×10-9m2 이상(복수 시야 내지 동일 시야이어도 가능)의 면적에 대해서 EBSD법에 의한 결정 구조 해석을 행한다. 관찰 결과로부터, FCC철이라고 판단되는 영역을 잔류 오스테나이트로 한다.
이어서, 상기 방법에 의해 측정한 잔류 오스테나이트 입자의 결정 방위로부터, 측정 에러를 피하기 위해서, 장축 길이가 0.1㎛ 이상인 오스테나이트 입자만을 빼내어, 결정 방위 맵을 그린다. 10° 이상의 결정 방위 차를 생기게 하는 경계를 잔류 오스테나이트 입자의 결정립계라고 간주한다. 애스펙트비는, 잔류 오스테나이트 입자의 장축 길이를 단축 길이로 제산한 값으로 한다. 긴 직경은, 잔류 오스테나이트 입자의 장축 길이로 한다. 이 결과로부터, 전체 잔류 오스테나이트에서 차지하는, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율을 구한다.
EBSD법에 의해 얻어진 데이터의 해석에는, TSL사 제조의 「OIM Analysys 6.0」을 사용한다. 또한, 평점간 거리(step)는 0.01 내지 0.20㎛로 한다.
「오스테나이트 입자를 포함하는 페라이트 입자(경질 페라이트)/포함하지 않는 페라이트 입자(연질 페라이트)」
페라이트 입자 중, 오스테나이트 입자를 포함하는(내포하는) 입자와 포함하지 않는 입자를 분리하는 방법에 대해서 설명한다. 먼저, FE-SEM을 사용해서 결정립을 관찰하여, EBSD법에 의해 고분해능 결정 방위 해석을 행한다. 구체적으로는, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로 해서 시료를 채취하고, 관찰면을 연마해서 경면으로 마무리한다. 또한, 표층의 가공층을 제거하기 위해서 전해 연마 또는 콜로이달 실리카를 사용한 기계 연마를 행한다. 이어서, 강판 내부(표면으로부터 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위)에 대해서, 합계로 2.0×10-9m2 이상(복수 시야 내지 동일 시야이어도 가능)의 면적에 대해서 EBSD법에 의한 결정 구조 해석을 행한다. 이어서, BCC철로부터 얻어진 데이터에 대하여, 15° 이상의 결정 방위 차를 생기게 하는 경계를 결정립계로 하여, 페라이트 입자의 결정립계 맵을 그린다. 이어서, FCC철로부터 얻어진 데이터로부터, 측정 에러를 피하기 위해서, 장축의 길이가 0.1㎛ 이상인 오스테나이트 입자만으로 결정립의 분포 맵을 그려서, 페라이트 입자의 결정립계 맵과 겹친다.
하나의 페라이트 입자에 있어서, 완전하게 그 내부에 도입되어 있는 오스테나이트 입자가 1개 이상 있으면 「오스테나이트 입자를 포함하는 페라이트 입자」라 한다. 또한, 오스테나이트 입자와 인접하고 있지 않거나, 혹은 다른 입자와의 경계에서만 오스테나이트 입자와 인접하고 있을 경우를 「오스테나이트 입자를 포함하지 않는 페라이트 입자」라 한다.
「표층 내지 강판 내부의 경도」
연질층의 두께를 결정하기 위한 표층 내지 강판 내부의 경도 분포는, 예를 들어 이하의 방법에 의해 구할 수 있다.
강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로 해서 시료를 채취하고, 관찰면을 연마해서 경면으로 마무리하고, 또한 표층의 가공층을 제거하기 위해서 콜로이달 실리카를 사용해서 화학적 연마를 행한다. 얻어진 시료의 관찰면에 대해서, 미소 경도 측정 장치를 사용하여, 최표층으로부터 5㎛ 깊이의 위치를 기점으로 하여, 표면으로부터 판 두께의 1/8 두께의 위치까지, 강판의 두께 방향으로 10㎛ 피치로, 꼭지각 136°의 사각뿔 형상의 비커스 압자를 압입한다. 이때, 압입 하중은 서로의 비커스 압흔이 간섭하지 않도록 설정한다. 예를 들어 2gf이다. 그 후, 광학 현미경 또는 주사형 전자 현미경 등을 사용하여, 압흔의 대각선 길이를 측정하여, 비커스 경도(Hv)로 변환한다.
이어서, 측정 위치를 압연 방향으로 10㎛ 이상 이동하고, 기점을 최표층으로부터 10㎛ 깊이 위치로 해서 판 두께 1/8 두께의 위치까지 마찬가지의 측정을 행한다. 이어서, 추가로 측정 위치를 압연 방향으로 10㎛ 이상 이동하고 최표층으로부터 5㎛ 깊이의 위치를 기점으로 해서, 표면으로부터 판 두께의 1/8 두께의 위치까지, 마찬가지의 측정을 행한다. 이어서, 측정 위치를 압연 방향으로 10㎛ 이상 이동하고, 기점을 최표층으로부터 10㎛ 깊이 위치로 해서 판 두께 1/8 두께의 위치까지 마찬가지의 측정을 행한다. 도 7에 도시하는 바와 같이, 이것을 반복함으로써, 각 두께 위치당 각 5점씩의 비커스 경도를 측정한다. 이와 같이 함으로써, 사실상, 깊이 방향으로 5㎛ 피치의 경도 측정 데이터가 얻어진다. 측정 간격을 단순하게 5㎛ 피치로 하지 않는 것은, 압흔끼리의 간섭을 피하기 위해서이다. 5점의 평균값을 그 두께 위치에서의 경도로 한다. 각 데이터간은 직선으로 보간함으로써, 깊이 방향의 경도 프로파일을 얻는다. 경도 프로파일로부터 경도가 모재 경도의 80％ 이하로 되는 깊이 위치를 판독함으로써, 연질층의 두께를 구한다.
한편, 강판 내부의 경도는 1/4 두께 위치를 중심으로 하는 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 대해서, 적어도 5점의 경도를, 상기와 동일한 요령으로 미소 경도 측정 장치를 사용하여 측정하고, 값을 평균함으로써 구한다.
미소 경도 측정 장치로서는, 예를 들어 FISCHERSCOPE(등록 상표) HM2000 XYp를 사용할 수 있다.
「연질층에 포함되는 페라이트의 애스펙트비와, 애스펙트비가 3.0 이상인 결정립의 비율」
연질층 중의 페라이트의 애스펙트비는, FE-SEM을 사용해서 결정립을 관찰하고, EBSD법(전자선 후방 산란 회절법)에 의해 고분해능 결정 방위 해석을 행하여, 평가한다. EBSD법에 의해 얻어진 데이터의 해석에는, TSL사 제조의 「OIM Analysys 6.0」을 사용한다. 또한, 평점간 거리(step)는 0.01 내지 0.20㎛로 한다.
관찰 결과로부터, BCC철이라고 판단되는 영역을 페라이트로 보고, 결정 방위 맵을 그린다. 그리고, 15° 이상의 결정 방위 차를 생기게 하는 경계를 결정립계라고 간주한다. 애스펙트비는, 개개의 페라이트 입자의 장축 길이를 단축 길이로 제산한 값으로 한다.
「고주파 글로우 방전(고주파 GDS) 분석」
본 실시 형태에 따른 강판 및 열처리용 강판을, 고주파 글로우 방전 분석법으로 분석할 경우에는, 공지된 고주파 GDS 분석법을 사용할 수 있다.
구체적으로는, 강판의 표면을 Ar 분위기로 하고, 전압을 걸어서 글로우 플라스마를 발생시킨 상태에서, 강판 표면을 스퍼터링시키면서 깊이 방향으로 분석하는 방법을 사용한다. 그리고, 글로우 플라스마 중에서 원자가 여기되어 발해지는 원소 특유의 발광 스펙트럼 파장으로부터, 재료(강판)에 포함되는 원소를 동정하고, 동정한 원소의 발광 강도로부터 재료에 포함되는 원소의 양을 어림잡는다. 깊이 방향의 데이터는, 스퍼터 시간으로부터 어림잡을 수 있다. 구체적으로는, 미리 표준 샘플을 사용해서 스퍼터 시간과 스퍼터 깊이의 관계를 구해 둠으로써, 스퍼터 시간을 스퍼터 깊이로 변환할 수 있다. 따라서, 스퍼터 시간으로부터 변환한 스퍼터 깊이를, 재료의 표면으로부터의 깊이라고 정의할 수 있다.
고주파 GDS 분석에서는, 시판하고 있는 분석 장치를 사용할 수 있다. 본 실시 형태에서는, 호리바 세이사꾸쇼사 제조의 고주파 글로우 방전 발광 분석 장치 GD-Profiler2를 사용한다.
[실시예]
이어서, 본 발명의 실시예에 대해서 설명한다. 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해서 채용한 일 조건 예이다. 본 발명은, 이 일 조건 예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한, 다양한 조건을 채용할 수 있다.
표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 강을 용제하여, 슬래브를 제작하였다. 이 슬래브를, 표 2 내지 표 5에 나타내는 슬래브 가열 온도, 표 2 내지 표 5에 나타내는 식 (4)의 수치로 하는 슬래브 가열 조건에서 가열하고, 압연 완료 온도를 표 2 내지 표 5에 나타내는 온도로 하는 열간 압연을 행하여, 열연 강판을 제조하였다. 그 후, 열연 강판을 산 세정하여, 표면의 스케일을 제거하였다. 그 후, 일부의 열연 강판에 냉간 압연해서 냉연 강판으로 하였다.
Figure pct00005
Figure pct00006
Figure pct00007
Figure pct00008
Figure pct00009
이와 같이 하여 얻어진 판 두께 1.2mm의 열연 강판, 또는 판 두께 1.2mm의 냉연 강판에 이하에 나타내는 제1 열처리 및/또는 제2 열처리를 실시하였다. 또한, 일부의 실시예에 대해서는, 제1 열처리에 있어서 표 6 내지 표 9에 나타내는 냉각 정지 온도까지 냉각한 냉연 강판을, 실온까지 식히지 않고 연속해서, 제2 열처리를 행하였다. 그 밖의 실시예에 대해서는, 제1 열처리에 있어서 냉각 정지 온도까지 냉각한 후, 실온까지 냉각하고 나서 제2 열처리를 행하였다. 또한, 일부의 실시예에서는, 제1 열처리를 행하지 않고, 제2 열처리를 행하였다.
(제1 열처리)
표 6 내지 표 9에 나타내는 조건에서, 최고 가열 온도로 가열하여, 최고 가열 온도에서 유지하였다. 그 후, 냉각 정지 온도까지 냉각하였다. 제1 열처리에서는, 표 6 내지 표 9에 나타내는 농도로 H2를 함유하고, log(PH2O/PH2)가 표 6 내지 표 9에 나타내는 수치인 분위기에서, 650℃ 내지 최고 가열 온도에 도달할 때까지 가열하였다.
Ac3은 하기 식 (9)에 의해 구하고, Ms는 하기 식 (10)에 의해 구하였다.
Ac3=879-346C+65Si-18Mn+54Al … (9)
(식 (9) 중의 원소 기호는, 당해 원소의 강 중의 질량％임)
Ms=561-407×C-7.3×Si-37.8×Mn-20.5×Cu-19.5×Ni-19.8×Cr-4.5×Mo…(10)
(식 (10) 중의 원소 기호는, 당해 원소의 강 중의 질량％임)
Figure pct00010
Figure pct00011
Figure pct00012
Figure pct00013
(제2 열처리)
650℃ 내지 최고 가열 온도까지의 평균 가열 속도가 표 10 내지 표 13에 나타내는 조건이 되도록, 최고 가열 온도로 가열하여, 최고 가열 온도에서 유지하였다. 그 후, 700 내지 600℃의 평균 냉각 속도가 표 10 내지 표 13에 나타내는 평균 냉각 속도로 되도록 냉각 정지 온도까지 냉각하였다. 제2 열처리에서는, 표 10 내지 표 13에 나타내는 분위기에서, 650℃ 내지 최고 가열 온도에 도달할 때까지 가열하였다.
이어서, 제2 열처리 후의 일부의 고강도 강판(실험예 No.54, 69)에 전기 아연 도금을 행하여, 고강도 강판의 양면의 표면에 전기 아연 도금층을 형성하여, 전기 아연 도금 강판(EG)을 얻었다.
또한, 각 실험예 중, 실험예 No.1' 내지 80'에 대해서는, 표에 나타내는 조건에서 냉각, 등온 유지를 행한 후의 타이밍에(즉 도 4의 패턴 [1]에 나타내는 타이밍에) 합금화 용융 아연 도금을 실시하였다. 또한 이들 실험예 No.1' 내지 80' 중, 실험예 1' 내지 16', 18' 내지 58', 60' 내지 73', 75' 내지 80'에 대해서는, 용융 아연 도금에 이어서 합금화 처리를 행했지만, 실험예 17', 59', 74'에 대해서는, 용융 아연 도금 후에 합금화 처리를 행하지 않았다.
실험예 No.81' 내지 88'에 대해서는, 도 5에 도시하는 패턴 [2]에 따라서, 표에 나타내는 바와 같이, 최고 가열 온도로 가열한 후, 평균 냉각 속도로 냉각하고, 계속해서 실험예 No.86을 제외하고 합금화 용융 아연 도금·합금화 처리를 실시하여, 표 10 내지 13에 나타내는 조건에서 냉각, 등온 유지를 행하였다.
또한 실험예 No.89'에 대해서는, 도 6에 도시하는 패턴 [3]에 따라서, 표에 나타내는 조건에서, 최고 가열 온도로 가열한 후, 냉각, 등온 유지한 후, 일단 실온까지 냉각하고, 그 후에, 재차 합금화 용융 아연 도금·합금화 처리를 행하였다.
용융 아연 도금은, 각 예 모두, 460℃의 용융 아연욕 중에 침지시킴으로써, 강판의 양면에, 편면당 단위 면적당 중량 50g/m2로 실시하였다.
Ac1은 하기 식 (8)에 의해 구하고, Ac3은 상기 식 (9)에 의해 구하였다.
Ac1=723-10.7×Mn-16.9×Ni+29.1×Si+16.9×Cr … (8)
(식 (8) 중의 원소 기호는, 당해 원소의 강 중의 질량％임)
Figure pct00014
Figure pct00015
Figure pct00016
Figure pct00017
이어서, 이와 같이 하여 얻어진 실험예 No.1 내지 No.78 및 실험예 No.1' 내지 No.89'의 강판에 대해서, 상술한 방법에 의해, 표면으로부터 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에서의 강 조직(강판 내부의 강 조직)을 측정하여, 연질 페라이트, 잔류 오스테나이트, 템퍼링 마르텐사이트, 프레시 마르텐사이트, 펄라이트와 시멘타이트의 합계, 경질 페라이트, 베이나이트에 대해서 각각 체적 분율을 조사하였다.
또한, 실험예 No.1 내지 No.78 및 실험예 No.1' 내지 No.89'의 강판의 강판 내부에 대해서, 상술한 방법에 의해, 전체 잔류 오스테나이트에서 차지하는, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율을 조사하였다.
이들 결과를 표 14 내지 표 17에 나타내었다.
Figure pct00018
Figure pct00019
Figure pct00020
Figure pct00021
이어서, 실험예 No.1 내지 No.78 및 실험예 No.1' 내지 No.89'의 강판에 대해서, 상술한 방법에 의해 강 조직, 경도의 측정을 행하여, 연질층의 두께, 연질층 중의 페라이트에서 차지하는 애스펙트비 3.0 이상의 페라이트의 체적 분율, 연질층 중의 잔류 오스테나이트와 강판 내부에서의 잔류 오스테나이트의 체적 분율의 비율을 조사하였다. 그것들의 결과를 표 18 내지 표 21에 나타내었다.
또한, 실험예 No.1 내지 No.78 및 실험예 No.1' 내지 No.89'의 강판에 대해서, 상술한 방법에 의해, 표면으로부터 깊이 방향으로 고주파 글로우 방전 분석법으로 Si를 나타내는 파장의 발광 강도의 피크를 분석하여, 0.2㎛ 초과, 10.0㎛ 이하의 깊이의 범위에, Si를 나타내는 파장의 발광 강도의 피크(Si 산화물을 포함하는 내부 산화층을 갖는 것을 나타내는 피크)가 나타나는지 여부를 조사하였다.
그리고, 실험예 No.1 내지 No.78 및 실험예 No.1' 내지 No.89'의 강판에 있어서, 표면으로부터 깊이 방향으로 0.2㎛ 초과, 10.0㎛ 이하의 깊이의 사이에, Si를 나타내는 파장의 발광 강도의 피크가 나타난 것을 내부 산화 피크 「있음」이라고 평가하고, 피크가 나타나지 않은 것을 내부 산화 피크 「없음」이라고 평가하였다. 결과를 표 18 내지 표 21에 나타내었다.
Figure pct00022
Figure pct00023
Figure pct00024
Figure pct00025
또한, 실험예 No.1 내지 No.78 및 실험예 No.1' 내지 No.89'의 강판에 대해서, 이하에 나타내는 방법에 의해, 최대 인장 응력(TS), 신율(El), 구멍 확장성(구멍 확장률), 굽힘 가공부의 내수소 취화 특성, 화성 처리성 또는 도금 밀착성을 조사하였다. 결과를 표 22 내지 표 25에 나타내었다.
압연 방향에 대하여 직각 방향이 인장 방향으로 되도록 JIS5호 인장 시험편을 채취하여, JIS Z2241에 준거해서 최대 인장 응력 및 신율을 측정하고, JIS Z2256에 준거해서 구멍 확장성을 측정하였다. 그리고, 최대 인장 응력이 700MPa 이상인 것을 양호라고 평가하였다.
또한, 강도와 신율과 구멍 확장성의 밸런스를 평가하기 위해서, 상기 방법에 의해 측정한 최대 인장 응력(TS), 신율(El), 구멍 확장성(구멍 확장률)의 결과를 사용하여, 하기 식 (11)로 나타내어지는 값을 산출하였다. 식 (11)로 나타내어지는 값이 클수록, 강도와 신율과 구멍 확장성의 밸런스가 양호하다. 식 (11)의 값이 80×10-7 이상인 것을 양호라고 평가하였다.
TS2×El×λ … (11)
(식 (11)에서, TS는 최대 인장 응력(MPa)을 나타내고, El은 신율(％)을 나타내고, λ는 구멍 확장성(％)을 나타냄)
결과를 표 22 내지 표 25에 나타내었다.
굽힘 가공부의 내수소 취화 특성은 이하의 방법에 의해 평가하였다.
먼저, 시험편의 길이 방향과 강판의 압연 방향이 수직으로 되게, 30mm×120mm의 직사각형 시험편을 강판으로부터 채취하여, 시험편의 양단에 볼트 체결용 천공 가공을 행하였다. 이어서, 반경 5mm의 펀치로 시험편에 180° 굽힘을 행하였다. 그 후, 스프링백한 U 굽힘 시험편에 대해서, 볼트와 너트를 사용해서 체결함으로써 응력을 부하하였다. 이때, U 굽힘 시험편의 정상부에 GL5mm의 스트레인 게이지를 첩부하여, 변형량 제어에 의해 인장 강도의 0.8배의 응력을 부하하였다. 그 때, 응력은, 미리 인장 시험에서 채취한 응력-변형 곡선으로부터, 변형을 응력으로 환산해서 설정하였다. U 굽힘 시험편의 단부면은 절단기로 절단한 채로 하였다.
응력 부여 후의 U 굽힘 시험편에 대하여, 전기 화학 셀을 사용해서 시험편이 파단에 이를 때까지 연속적으로 음극 수소 차지를 행하였다. 전해액에는 3％ NaCl 수용액에 3g/L의 티오시안산암모늄을 첨가한 것을 사용하고, 차지 전류 밀도는 -0.05mA/cm2로 하였다. 파단 후의 시험편은 즉시 액체 질소 중에 보관하고, 가스 크로마토그래프에 의한 승온 수소 분석법(승온 속도: 100℃/시간, 300℃까지 측정)으로 강 중의 수소량을 측정하였다. 실온부터 200℃까지 강재로부터 방출된 수소량을 확산성 수소량으로 하였다.
마찬가지의 시험을 3회 행하여, 그 평균값을 한계 확산성 수소량이라 정의하였다. 인장 강도가 1100MPa 이하인 재료에 대해서는, 한계 확산성 수소량이 1.0ppm 이상인 것을 「Ex」, 0.6 내지 1.0ppm인 것을 「G」, 0.6ppm 미만인 것을 「B」라고 판정하였다. 인장 강도가 1100MPa 초과, 1350MPa 이하인 재료에 대해서는, 한계 확산성 수소량이 0.8ppm 이상인 것을 「Ex」, 0.5 내지 0.8ppm인 것을 「G」, 0.5ppm 미만인 것을 「B」라고 판정하였다. 인장 강도가 1350MPa을 초과하는 재료에 대해서는, 한계 확산성 수소량이 0.6ppm 이상인 것을 「Ex」, 0.3 내지 0.6ppm인 것을 「G」, 0.3ppm 미만인 것을 「B」라고 판정하였다.
또한, 실험예 No.54, No.69를 제외한 No.1 내지 No.78의 강판에 대해서, 이하에 나타내는 방법에 의해 화성 처리성을 측정하였다.
강판을 70mm×150mm로 절단하여, 이것에 니혼 파커라이징사 제조의 탈지제(상품명: 파인 클리너 E2083)의 18g/l 수용액을, 40℃에서 120초간 스프레이해서 도포하였다. 이어서, 탈지제를 도포한 강판을 수세해서 탈지하고, 니혼 파커라이징사 제조의 표면 조정제(상품명: 프레팔렌 XG)의 0.5g/l 수용액에 상온에서 60초간 침지하였다. 그 후, 표면 조정제를 도포한 강판을, 니혼 파커라이징사 제조의 인산아연 처리제(상품명: 팔본드 L3065)에 120초간 침지하고, 수세하여, 건조하였다. 이에 의해, 강판의 표면에 인산아연 피막을 포함하는 화성 처리막을 형성하였다.
화성 처리막을 형성한 강판으로부터, 폭 70mm×길이 150mm의 시험편을 채취하였다. 그 후, 시험편의 길이 방향을 따른 3군데(중앙부 및 양단부)를, 주사형 전자 현미경(SEM)을 사용해서 1000배의 배율로 관찰하였다. 그리고, 각 시험편에 대해서, 이하의 기준에 의해, 화성 처리막의 결정립의 부착 정도를 평가하였다.
「Ex」 표면에 화성 처리막의 인산아연 결정이 치밀하게 부착되어 있다.
「G」 인산아연 결정이 성기고, 인접하는 결정간에 약간의 간극(인산아연 피막이 부착되어 있지 않은, 일반적으로 「도금 누락」이라고 불리는 부분)이 보인다.
「B」 표면에 명백하게 화성 처리 피막으로 피복되어 있지 않은 개소가 보인다.
표 21 내지 표 25에서의 표면에 기재된 「EG」는, 전기 아연 도금 강판, 「GI」는 용융 아연 도금 강판, 「GA」는 합금화 용융 아연 도금 강판인 것을 나타낸다.
또한, 실험예 No.54, No.69, No.1' 내지 No.89'의 강판에 대해서, 이하에 나타내는 방법에 의해 도금 밀착성을 측정하였다.
이들 강판으로부터 30mm×100mm의 시험편을 채취하여 90° V 굽힘 시험을 행하였다. 그 후, 시판하고 있는 셀로 테이프(등록 상표)를 굽힘 능선을 따라 첩부하여, 테이프에 부착된 도금의 폭을 박리 폭으로서 측정하였다. 평가는 이하와 같이 하였다.
Ex: 도금 박리 소(박리 폭 5mm 미만)
G: 실용상 지장없을 정도의 박리(박리 폭 5mm 이상 10mm 미만)
B: 박리가 심한 것(박리 폭 10mm 이상)
도금 밀착성은 Ex, G를 합격으로 하였다.
이하에 각 실험예에 관한 평가 결과에 대해서 설명한다.
Figure pct00026
Figure pct00027
Figure pct00028
Figure pct00029
본 발명예인 실험예 No.1, 3, 4, 7, 10, 12 내지 14, 18, 19, 21 내지 23, 27, 28, 30 내지 34, 36, 37, 39 내지 42, 44 내지 46, 49, 50, 52 내지 63, 66 내지 70, 76 내지 78, 1' 3', 4', 7', 10' 내지 14', 16' 내지 19', 23', 24' 26' 내지 28', 32', 33', 35' 내지 39', 41', 42', 44' 내지 47', 49' 내지 51', 54', 55', 57' 내지 68', 71' 내지 75', 81' 내지 89'는, 고강도이고 연성 및 구멍 확장성이 우수하고, 가공 후의 굽힘성 및 화성 처리성 또는 도금 밀착성이 양호하였다.
실험예 No.11, 17, 29, 47, 48의 강판에 대해서는, 제1 열처리를 실시하지 않아, 금속 조직에 경질 페라이트를 함유하지 않았기 때문에, 강도·신율·구멍 확장률의 밸런스가 나빴다.
실험예 No.2의 강판은, 제1 열처리에서의 최고 가열 온도가 낮기 때문에, 연질 페라이트가 많고, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 부족하여, 강도·신율·구멍 확장률의 밸런스가 나빴다.
실험예 No.5의 강판은, 제1 열처리에서의 650℃ 내지 최고 가열 온도까지의 평균 가열 속도가 느리기 때문에, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 부족하여, 강도·신율·구멍 확장률의 밸런스가 나빴다.
실험예 No.6, 15, 16, 24의 강판은, 제1 열처리에서의 log(PH2O/PH2)가 높아, 원하는 표층 조직이 얻어지지 않았기 때문에, 굽힘 가공부의 내수소 취성이 나빴다.
실험예 No.8의 강판은, 제1 열처리에서의 냉각 속도가 느리기 때문에, 강판의 내부 조직에서의 연질 페라이트의 분율이 많아졌다. 이 때문에, 실험예 No.8의 강판은, 강도·신율·구멍 확장률의 밸런스가 나빴다.
실험예 No.9, 15, 20, 25, 48, 51의 강판은, 제2 열처리에서의 log(PH2O/PH2)가 낮아, 원하는 표층 조직이 얻어지지 않았기 때문에, 굽힘 가공부의 내수소 취화 특성이 나빴다.
실험예 No.9, 20, 25, 48, 51의 강판에 대해서는, 내부 산화 피크가 없기 때문에, 화성 처리성의 평가가 「B」로 되었다.
실험예 No.26의 강판은, 제2 열처리에서의 최고 가열 온도가 높기 때문에, 금속 조직에 경질 페라이트를 함유하지 않고, 또한 원하는 표층 조직이 얻어지지 않았기 때문에, 강도·신율·구멍 확장률의 밸런스가 나쁘고, 굽힘 가공부의 내수소 취화 특성이 나빴다.
실험예 No.35의 강판은, 제2 열처리에서의 300℃와 480℃의 사이에서의 유지 시간이 부족했기 때문에, 내부 조직의 프레시 마르텐사이트의 분율이 커져서, 강도·신율·구멍 확장률의 밸런스가 나빴다.
실험예 No.38의 강판은, 제1 열처리에서의 냉각 정지 온도가 높기 때문에, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 부족하여, 강도·신율·구멍 확장률의 밸런스가 나빴다.
실험예 No.43의 강판은, 제2 열처리에서의 냉각 속도가 느리기 때문에, 강판의 내부 조직에서의 펄라이트와 시멘타이트의 합계 분율이 커져서, 강도·신율·구멍 확장률의 밸런스가 나빴다.
실험예 No.64의 강판은, 제2 열처리에서의 최고 가열 온도가 낮기 때문에, 강판의 내부 조직에서의 잔류 오스테나이트 분율이 부족하여, 강도·신율·구멍 확장률의 밸런스가 나빴다.
실험예 No.65의 강판은, 제2 열처리에서의 log(PH2O/PH2)가 크기 때문에, 강판의 표층 조직에서의 연질층 두께가 두꺼워져, 최대 인장 응력(TS)이 불충분해졌다.
실험예 No.71 내지 75의 강판은, 화학 조성이 본 발명의 범위 밖이다. 실험예 No.71의 강판은, C 함유량이 부족했기 때문에, 최대 인장 응력(TS)이 불충분하였다. 실험예 No.72의 강판은, Nb 함유량이 많기 때문에, 가공 후의 굽힘성이 나빠졌다. 실험예 No.73의 강판은, Mn 함유량이 부족했기 때문에, 최대 인장 응력(TS)이 불충분하였다. 실험예 No.74의 강판은, Si 함유량이 많기 때문에, 구멍 확장성이 나빠졌다. 실험예 No.75의 강판은, Mn 함유량 및 P 함유량이 많기 때문에, 신율 및 구멍 확장성이 나빠졌다.
실험예 No.15', 22', 34', 52', 53'의 강판은, 제1 열처리를 실시하지 않아, 금속 조직에 경질 페라이트를 함유하지 않았기 때문에, 강도·신율·구멍 확장률의 밸런스가 나빠졌다.
실험예 No.2'의 강판은, 제1 열처리에서의 최고 가열 온도가 낮기 때문에, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 부족하여, 강도·신율·구멍 확장률의 밸런스가 나빠졌다.
실험예 No.5'의 강판은, 제1 열처리에서의 650℃ 내지 최고 가열 온도까지의 평균 가열 속도가 느리기 때문에, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 부족하여, 강도·신율·구멍 확장률의 밸런스가 나빠졌다.
실험예 No.6', 20', 21', 29'의 강판은, 제1 열처리에서의 log(PH2O/PH2)가 높아, 원하는 표층 조직이 얻어지지 않았기 때문에, 굽힘 가공부의 내수소 취성이 나빴다.
실험예 No.8'의 강판은, 제1 열처리에서의 냉각 속도가 느리기 때문에, 연질 페라이트의 분율이 많아졌다. 이 때문에, 강도·신율·구멍 확장률의 밸런스가 나빠졌다.
실험예 No.9', 20', 22', 25', 29', 30', 53', 56'의 강판은, 제2 열처리에서의 log(PH2O/PH2)가 낮아, 원하는 표층 조직이 얻어지지 않았기 때문에, 굽힘 가공부의 내수소 취화 특성이 나빴다.
실험예 No.9', 22', 25', 30', 53', 56'의 강판에 대해서는, 강판의 표층 조직에 연질층이 형성되어 있지 않아, 내부 산화 피크가 없기 때문에, 도금 밀착성의 평가가 「B」로 되었다.
실험예 No.31'의 강판은, 제2 열처리에서의 최고 도달 온도가 높기 때문에, 금속 조직에 경질 페라이트를 함유하지 않고, 또한 원하는 표층 조직이 얻어지지 않았기 때문에, 강도·신율·구멍 확장률의 밸런스가 나쁘고, 굽힘 가공부의 내수소 취화 특성이 나빴다.
실험예 No.40'의 강판은, 제2 열처리에서의 300℃와 480℃의 사이에서의 유지 시간이 부족했기 때문에, 내부 조직의 프레시 마르텐사이트의 분율이 커져서, 강도·신율·구멍 확장률의 밸런스가 나빠졌다.
실험예 No.43'의 강판은, 제1 열처리에서의 냉각 정지 온도가 높기 때문에, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 부족하여, 강도·신율·구멍 확장률의 밸런스가 나빠졌다.
실험예 No.48'의 강판은, 제2 열처리에서의 냉각 속도가 느리기 때문에, 강판의 내부 조직에서의 펄라이트와 시멘타이트의 합계 분율이 커져서, 강도·신율·구멍 확장률의 밸런스가 나빠졌다.
실험예 No.69'의 강판은, 제2 열처리에서의 최고 도달 온도가 낮기 때문에, 강판의 내부 조직에서의 잔류 오스테나이트 분율이 부족하여, 강도·신율·구멍 확장률의 밸런스가 나빠졌다.
실험예 No.70'의 강판은, 제2 열처리에서의 log(PH2O/PH2)가 크기 때문에, 강판의 표층 조직에서의 연질층 두께가 두꺼워져, 최대 인장 응력(TS)이 불충분해졌다.
실험예 No.76' 내지 80'의 강판은, 화학 조성이 본 발명의 범위 밖이다. 이들 중, 실험예 No.76'의 강판은, C 함유량이 부족했기 때문에, 최대 인장 응력(TS)이 불충분하였다. 실험예 No.77'의 강판은, Nb 함유량이 많기 때문에, 가공 후의 굽힘성이 나빠졌다. 실험예 No.78'의 강판은, Mn 함유량이 부족했기 때문에, 최대 인장 응력(TS)이 불충분하였다. 실험예 No.79'의 강판은, Si 함유량이 많기 때문에, 구멍 확장성이 나빠졌다. 실험예 No.80'의 강판은, Mn 함유량 및 P 함유량이 많기 때문에, 신율 및 구멍 확장성이 나빠졌다.
이상, 본 발명의 바람직한 실시 형태 및 실시예에 대해서 설명했지만, 이들 실시 형태, 실시예는, 어디까지나 본 발명의 요지의 범위 내의 하나의 예에 지나지 않고, 본 발명의 요지로부터 일탈하지 않는 범위 내에서, 구성의 부가, 생략, 치환 및 기타 변경이 가능하다. 즉, 본 발명은 상술한 설명에 의해 한정되지 않고, 첨부의 특허 청구 범위에 의해서만 한정되며, 그 범위 내에서 적절히 변경 가능하다.
[산업상 이용 가능성]
본 발명에 따르면, 연성 및 구멍 확장성이 우수하고, 화성 처리성, 도금 밀착성이 우수하며, 나아가 가공 후의 굽힘성이 양호한 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 강판은, 연성 및 구멍 확장성이 우수하고, 가공 후의 굽힘성이 양호하기 때문에, 프레스 가공 등에 의해 다양한 형상으로 성형되는 자동차용 강판으로서 적합하다. 또한, 본 발명의 강판은, 화성 처리성, 도금 밀착성이 우수하므로, 표면에 화성 처리 피막이나 도금층을 형성하는 강판에 적합하다.
1: 강판
11: 강판의 표면으로부터 1/4 두께 위치를 중심으로 한 1/8 두께 위치 내지 3/8 두께의 범위(강판 내부)
12: 연질층

Claims (9)

  1. 질량％로,
    C: 0.050％ 내지 0.500％,
    Si: 0.01％ 내지 3.00％,
    Mn: 0.50％ 내지 5.00％,
    P: 0.0001％ 내지 0.1000％,
    S: 0.0001％ 내지 0.0100％,
    Al: 0.001％ 내지 2.500％,
    N: 0.0001％ 내지 0.0100％,
    O: 0.0001％ 내지 0.0100％,
    Ti: 0％ 내지 0.300％,
    V: 0％ 내지 1.00％,
    Nb: 0％ 내지 0.100％,
    Cr: 0％ 내지 2.00％,
    Ni: 0％ 내지 2.00％,
    Cu: 0％ 내지 2.00％,
    Co: 0％ 내지 2.00％,
    Mo: 0％ 내지 1.00％,
    W: 0％ 내지 1.00％,
    B: 0％ 내지 0.0100％,
    Sn: 0％ 내지 1.00％,
    Sb: 0％ 내지 1.00％,
    Ca: 0％ 내지 0.0100％,
    Mg: 0％ 내지 0.0100％,
    Ce: 0％ 내지 0.0100％,
    Zr: 0％ 내지 0.0100％,
    La: 0％ 내지 0.0100％,
    Hf: 0％ 내지 0.0100％,
    Bi: 0％ 내지 0.0100％,
    REM: 0％ 내지 0.0100％
    를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물을 포함하는 화학 조성을 갖고,
    표면으로부터 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에서의 강 조직이, 체적 분율로,
    연질 페라이트: 0％ 내지 30％,
    잔류 오스테나이트: 3％ 내지 40％,
    프레시 마르텐사이트: 0％ 내지 30％,
    펄라이트와 시멘타이트의 합계: 0％ 내지 10％
    를 함유하고, 잔부가 경질 페라이트를 포함하고,
    상기 1/8 두께 내지 3/8 두께의 상기 범위에 있어서, 전체 잔류 오스테나이트에서 차지하는, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 50％ 이상이며,
    상기 1/8 두께 내지 3/8 두께의 상기 범위의 경도의 80％ 이하의 경도를 갖는 영역을 연질층이라고 정의했을 때, 상기 표면으로부터 판 두께 방향으로 두께가 1 내지 100㎛인 연질층이 존재하고,
    상기 연질층에 포함되는 페라이트 중, 애스펙트비 3.0 이상의 결정립의 체적 분율이 50％ 이상이며,
    상기 연질층에서의 잔류 오스테나이트의 체적 분율이, 상기 1/8 두께 내지 3/8 두께의 상기 범위에서의 잔류 오스테나이트의 체적 분율의 80％ 이하이고,
    상기 표면으로부터 상기 판 두께 방향으로 고주파 글로우 방전 분석법으로 Si를 나타내는 파장의 발광 강도를 분석했을 때, 상기 표면으로부터 0.2㎛ 초과, 10.0㎛ 이하의 범위에, 상기 Si를 나타내는 파장의 발광 강도의 피크가 나타나는
    것을 특징으로 하는 강판.
  2. 제1항에 있어서, 상기 화학 조성이,
    Ti: 0.001％ 내지 0.300％,
    V: 0.001％ 내지 1.00％,
    Nb: 0.001％ 내지 0.100％
    중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 화학 조성이,
    Cr: 0.001％ 내지 2.00％,
    Ni: 0.001％ 내지 2.00％,
    Cu: 0.001％ 내지 2.00％,
    Co: 0.001％ 내지 2.00％,
    Mo: 0.001％ 내지 1.00％,
    W: 0.001％ 내지 1.00％,
    B: 0.0001％ 내지 0.0100％
    중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 강판.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 화학 조성이,
    Sn: 0.001％ 내지 1.00％,
    Sb: 0.001％ 내지 1.00％
    중 1종 또는 2종을 함유하는 것을 특징으로 하는, 강판.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 화학 조성이,
    Ca: 0.0001％ 내지 0.0100％,
    Mg: 0.0001％ 내지 0.0100％,
    Ce: 0.0001％ 내지 0.0100％,
    Zr: 0.0001％ 내지 0.0100％,
    La: 0.0001％ 내지 0.0100％,
    Hf: 0.0001％ 내지 0.0100％,
    Bi: 0.0001％ 내지 0.0100％,
    REM: 0.0001％ 내지 0.0100％
    중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 강판.
  6. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 화학 조성이, 하기 식 (i)을 충족하는 것을 특징으로 하는, 강판.
    Si+0.1×Mn+0.6×Al≥0.35 … (i)
    (식 (i) 중의 Si, Mn 및 Al은 질량％로 나타낸 각 원소의 함유량으로 함)
  7. 제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 있어서, 표면에 용융 아연 도금층 또는 전기 아연 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는, 강판.
  8. 제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 기재된 강판을 제조하는 방법이며,
    제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 기재된 화학 조성을 갖는 슬래브를 열간 압연하여, 산 세정한 열연 강판, 또는 상기 열연 강판을 냉간 압연한 냉연 강판에, 하기 (a) 내지 (e)를 충족하는 제1 열처리를 실시한 후, 하기 (A) 내지 (E)를 충족하는 제2 열처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 강판의 제조 방법.
    (a) 650℃ 내지 최고 가열 온도에 도달할 때까지의 동안에 있어서, 0.1체적％ 이상의 H2를 함유하고, 하기 식 (ii)를 충족하는 분위기로 한다.
    (b) Ac3-30℃ 내지 1000℃의 최고 가열 온도에서 1초 내지 1000초 유지한다.
    (c) 650℃ 내지 최고 가열 온도까지의 온도 범위의 평균 가열 속도가 0.5℃/초 내지 500℃/초로 되도록 가열한다.
    (d) 최고 가열 온도에서 유지한 후, 700℃ 내지 Ms까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도가 5℃/초 이상이 되도록 냉각한다.
    (e) 평균 냉각 속도 5℃/초 이상에서의 냉각을 Ms 이하의 냉각 정지 온도까지 행한다.
    (A) 650℃ 내지 최고 가열 온도에 도달할 때까지의 동안에 있어서, H2가 0.1체적％ 이상, O2가 0.020체적％ 이하, log(PH2O/PH2)가 하기 식 (iii)을 충족하는 분위기로 한다.
    (B)Ac1+25℃ 내지 Ac3-10℃의 최고 가열 온도에서 1초 내지 1000초 유지한다.
    (C) 650℃ 내지 최고 가열 온도까지의 평균 가열 속도가 0.5℃/초 내지 500℃/초로 되도록 가열한다.
    (D) 700 내지 600℃까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도가 3℃/초 이상이 되도록 냉각한다.
    (E) 평균 냉각 속도 3℃/초 이상으로 냉각한 후, 300℃와 480℃의 사이에서 10초 이상 유지한다.
    log(PH2O/PH2)<-1.1 … (ii)
    -1.1≤log(PH2O/PH2)≤-0.07 … (iii)
    (식 (ii) 및 식 (iii)에서, PH2O는 수증기의 분압을 나타내고, PH2는 수소의 분압을 나타냄)
  9. 제8항에 있어서, 상기 (D)의 냉각 과정보다 후의 단계에서 용융 아연 도금 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는, 강판의 제조 방법.
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