KR20210134967A - 고강도 강판 - Google Patents

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히로시 슈토
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닛폰세이테츠 가부시키가이샤
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Abstract

본 발명의 고강도 강판은, 소정의 화학 성분을 함유하고, 금속 조직이 면적률로, 페라이트: 20％ 내지 70％, 잔류 오스테나이트: 5％ 내지 40％, 프레시 마르텐사이트: 0％ 내지 30％, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계: 20％ 내지 75％, 및 펄라이트 및 시멘타이트의 합계: 0％ 내지 10％를 포함하고, 표면으로부터 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서, 전체 잔류 오스테나이트의 개수에 대한, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 50％ 이상이며, 압연 방향에 평행 또한 상기 표면에 수직인 단면의 판 두께 1/4 위치에 있어서, 판 폭 방향을 따라서 50mm 건너서 10군데에서 측정된 페라이트의 면적률의 표준 편차가 10％ 미만이고, 인장 강도가 780MPa 이상이다.

Description

고강도 강판
본 발명은, 우수한 인장 강도, 연성, 신장 플랜지성 및 굽힘성을 가지며, 또한 재질 안정성이 우수한 고강도 강판에 관한 것이다.
본원은 2019년 7월 10일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2019-128612호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.
근년, 지구 온난화 대책에 수반하는 온실 가스 배출량 규제의 관점에서, 자동차의 추가 연비 향상이 요구되고 있다. 그리고, 차체를 경량화함과 함께 충돌 안전성을 확보하기 위해서, 자동차용 부품에 있어서의 고강도 강판의 적용이 점점 확대되고 있다.
자동차용 부품에 제공되는 강판에 있어서는, 강도뿐만 아니라, 프레스 가공성이나 용접성 등, 부품 성형 시에 요구되는 각종 시공성이 요구된다. 구체적으로는, 프레스 가공성의 관점에서, 강판에는 우수한 연성(인장 시험에 있어서의 전체 신율; EL), 신장 플랜지성(구멍 확장률; λ)이 요구되는 경우가 많다.
한편, 고강도 강판에서는, 코일 내에서 안정된 재질을 얻기 위한 기술도 중요하다. 이것은, 지금까지 저강도 강판에서는, 페라이트 조직을 주체로 하여 필요에 따라서 미량의 고용 강화 원소로 강도를 담보할 정도의 비교적 단순한 조직 구성이었던 것에 비해, 고강도강에 있어서는, 베이나이트나 마르텐사이트와 같은 저온 변태 조직이나 TiC 등의 석출물을 강도 담보를 위해 활용하고 있어, 복잡한 조직 구성으로 되어 왔다. 이들 변태, 석출 등의 현상은 온도 이력의 영향을 크게 받지만, 제조 공정에 있어서는 온도 변동이 불가피하게 발생하는 경우가 있다. 예를 들어, 열연 강판의 제조 공정에서는, 폭 방향의 냉각수를 가하는 방식의 불균일이나, 권취 후의 코일 내의 위치에 의한 냉각 속도의 불균일 등, 폭 방향, 길이 방향에서 온도 이력에 변동이 발생할 가능성이 있다. 그 때문에, 고강도 강판의 제조에 있어서는, 이들 온도 이력을 가능한 한 저감시키는 제법을 사용하거나, 또는 온도 이력의 영향을 가능한 한 작게 하는 재료 설계를 행하는 등, 재질을 안정화시키는 기술이 필요하게 된다.
고강도 강판의 연성을 향상시키는 기술로서, 강 조직에 오스테나이트상을 잔존시켜 TRIP(변태 유기 소성) 효과를 이용하는 TRIP 강철이 있다(예를 들어, 특허문헌 1 참조.). TRIP 강철은 DP강보다도 높은 연성을 갖는다.
또한, 비특허문헌 1에는, 강판을 2회 어닐링하는 2회 어닐링법을 사용함으로써, 강판의 연신 및 구멍 확장성이 향상되는 것이 개시되어 있다.
한편, 재질 안정성에 대하여는, 예를 들어 특허문헌 2에서는, 인장 강도가 780MPa 이상인 열연 강판에 대하여, Ti와 V의 첨가량을 어떤 범위로 제어함으로써, 열연 권취 시에 미세한 탄화물을 균일하게 석출시켜, 결과적으로 열연 강판의 재질을 안정화시키는 기술이 보고되어 있다.
일본 특허 공개 제2006-274418호 공보 일본 특허 공개 제2013-100574호 공보
K. Sugimoto et al.: ISIJ International, Effects of Second Phase Morphology on Retained Austenite Morphology and Tensile Properties in a TRIP-aided Dual-phase Steel Sheet(1993), 775.
본 발명자들은, 신장과 구멍 확장성을 양립시킨 강판을 얻기 위해 탐색을 행하였다. 비특허문헌 1에 기재된 방법에서는 2회의 어닐링을 행하기 때문에, 1회의 어닐링을 행하는 제법과 비교하여, 연료 비용 등이 증가하는 것이 과제였다. 그래서, 본 발명자들은 2회의 어닐링을 행하지 않아도, 동일한 판상 조직(즉, 오스테나이트의 애스펙트비가 큰 조직)의 만들어 넣기를 행하기 위해, 열연 강판을 어닐링함으로써, TRIP 강철판을 만들어 넣는 제법을 시도하였다. 구체적으로는, 열연 강판을 450℃ 이하의 저온에서 권취하고, 이어서 어닐링을 행하는 제법을 본 발명자들은 검토하였다. 저온에서의 권취에 의해, 열연 강판의 조직을, 저온 변태 조직을 주체로 한 조직으로 할 수 있다. 저온 변태 조직을 주체로 한 조직을 갖는 열연 강판을 어닐링함으로써, 1회의 어닐링으로 판상의 조직을 얻을 수 있다고 본 발명자들은 생각하였다.
그러나, 이 방법에 의해 얻어진 강판에서는, 재질 불안정화가 발생하였다. 구체적으로는, 판 폭 방향을 따라서 측정된 페라이트양의 변동이 증대되고, 그 결과, 기계 특성의 변동이 증대되었다.
본 발명은, 우수한 인장 강도, 연성, 신장 플랜지성 및 굽힘성을 가지며, 또한 재질 안정성이 우수한 고강도 열연 강판을 제공하는 것을 과제로 한다. 또한, 재질 안정성이란, 강판 중의 부위별 인장 강도 및 전체 연성의 변동이 적은 것을 나타낸다.
(1) 본 발명의 일 형태에 관한 고강도 강판은, 화학 성분으로서 질량％로, C: 0.030 내지 0.280％, Si: 0.50 내지 2.50％, Mn: 1.00 내지 4.00％, sol.Al: 0.001 내지 2.000％, P: 0.100％ 이하, S: 0.0200％ 이하, N: 0.01000％ 이하, O: 0.0100％ 이하, B: 0 내지 0.010％, Ti: 0 내지 0.20％, Nb: 0 내지 0.20％, V: 0 내지 1.000％, Cr: 0 내지 1.000％, Mo: 0 내지 1.000％, Cu: 0 내지 1.000％, Co: 0 내지 1.000％, W: 0 내지 1.000％, Ni: 0 내지 1.000％, Ca: 0 내지 0.0100％, Mg: 0 내지 0.0100％, REM: 0 내지 0.0100％, Zr: 0 내지 0.0100％, 및 잔부: Fe 및 불순물을 포함하고, 금속 조직이 면적률로, 페라이트: 20％ 내지 70％, 잔류 오스테나이트: 5％ 내지 40％, 프레시 마르텐사이트: 0％ 내지 30％, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계: 20％ 내지 75％, 및 펄라이트 및 시멘타이트의 합계: 0％ 내지 10％를 포함하고, 표면으로부터 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서, 전체 잔류 오스테나이트의 개수에 대한, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 50％ 이상이며, 압연 방향에 평행 또한 상기 표면에 수직인 단면의 판 두께 1/4 위치에 있어서, 판 폭 방향을 따라서 50mm 건너서 10군데에서 측정된 페라이트의 면적률의 표준 편차가 10％ 미만이고, 인장 강도가 780MPa 이상이다.
(2) (1)에 기재된 고강도 강판은, 상기 판 폭 방향으로 50mm 간격으로 10군데의 위치에 있어서, 표면 조도 Ra의 표준 편차가 0.5㎛ 이하여도 된다.
(3) (1) 또는 (2)에 기재된 고강도 강판은, 상기 화학 성분으로서 질량％로, B: 0.001％ 내지 0.010％, Ti: 0.01 내지 0.20％, Nb: 0.01 내지 0.20％, V: 0.005％ 내지 1.000％, Cr: 0.005％ 내지 1.000％, Mo: 0.005％ 내지 1.000％, Cu: 0.005％ 내지 1.000％, Co: 0.005％ 내지 1.000％, W: 0.005％ 내지 1.000％, Ni: 0.005％ 내지 1.000％, Ca: 0.0003％ 내지 0.0100％, Mg: 0.0003％ 내지 0.0100％, REM: 0.0003％ 내지 0.0100％, 및 Zr: 0.0003％ 내지 0.0100％로 이루어지는 군으로 구성되는 적어도 1종을 함유해도 된다.
상기 양태에 의하면, 우수한 인장 강도, 연성, 신장 플랜지성 및 굽힘성을 가지며, 또한 재질 안정성이 우수한 고강도 강판을 얻을 수 있다.
도 1은 금속 조직을 평가하기 위한 관찰면을 나타내는 개념도이다.
도 2는 잔류 오스테나이트를 평가하기 위한 관찰면을 나타내는 개념도이다.
도 3은 페라이트의 면적률의 표준 편차를 평가하기 위한 관찰면을 나타내는 개념도이다.
본 발명자들은, 어닐링 횟수가 1회인 강판에 있어서, 재질 안정성이 손상되는 원인에 대하여 예의 검토를 거듭하였다. 그리고 본 발명자들은, 어닐링 전의 열연 강판의 표면 성상의 변동이, 어닐링 후의 강판의 재질 안정성에 영향을 미치는 것을 알아 내었다. 열연 강판의 표면 성상(표면 조도)의 변동은, 냉연 강판의 그것보다도 큰 경향이 있다. 표면 조도에 불균일이 있으면, 어닐링을 위한 승온 과정에서, 표면 조도의 불균일이 방사율의 불균일을 발생시키고, 거기에 기인한 온도 변동이 강판에 초래된다. 그 결과, 어닐링 후의 강판에 있어서 페라이트양의 변동이 증대되게 된다. 열연 강판의 표면 성상을 제어하는 것이, 열연 어닐링판의 재질 안정화에 기여하는 것이, 본 발명자들의 지견에 의해 처음으로 밝혀졌다.
또한, 본 발명자들은, 어닐링 전의 강판(열연 강판)의 표면 성상의 변동을 억제하기 위해 효과적인 열간 압연 방법도 알아 내었다. 열간 압연 시에, 표층 스케일이 열연 롤에 의해 강판에 압박되는 현상이, 열간 압연 후의 강판의 표면 성상을 크게 특징짓는 것을, 본 발명자들은 알아 내었다. 그리고, 열연 강판의 표면 성상을 제어하기 위해서는, 열간 압연 중의 스케일의 성장을 제어하는 것이 중요하여, 압연 중에 강판 표면에 수막을 특정 조건에서 분사함으로써, 이것을 달성할 수 있는 것을 알아내었다.
이하에, 본 발명의 일 실시 형태에 관한 고강도 강판에 대하여 상세하게 설명한다. 단, 본 발명은 본 실시 형태에 개시된 구성만으로 제한되지 않고, 본 발명의 취지를 일탈하지 않는 범위에서 다양한 변경이 가능하다. 또한, 하기하는 수치의 한정 범위에는, 하한값 및 상한값이 그 범위에 포함된다. 「초과」 또는 「미만」이라고 나타내는 수치는, 그 값이 수치 범위에 포함되지 않는다. 각 원소의 함유량에 관한 「％」는 「질량％」를 의미한다.
본 실시 형태에 관한 고강도 강판(1)에 있어서, 도 1 내지 도 3에 나타내지는 압연 방향(RD), 판 두께 방향(TD) 및 판 폭 방향(WD)은 이하와 같이 정의된다. 압연 방향(RD)이란, 압연 시에 압연롤에 의해 강판이 이동하는 방향을 의미한다. 판 두께 방향(TD)이란, 강판의 압연면(11)에 수직인 방향이다. 판 폭 방향(WD)이란, 압연 방향(RD) 및 판 두께 방향(TD)에 수직인 방향이다. 또한, 압연 방향(RD)은 강판의 결정립의 연신 방향에 기초하여 용이하게 특정할 수 있다. 따라서, 압연 후의 소재 강판으로부터 잘라내진 강판에 있어서도, 압연 방향(RD)은 특정 가능하다.
본 실시 형태에 관한 고강도 강판에 있어서는, 금속 조직에 있어서의 페라이트양 등이 규정된다. 금속 조직은 압연 방향(RD)에 평행 또한 압연면(11)에 수직인 단면(12)에 있어서 평가된다(도 1 참조). 이하, 압연 방향(RD)에 평행 또한 압연면(11)에 수직인 단면(12)을, 간단히 압연 방향(RD)에 평행한 단면이라 기재하는 경우가 있다. 상세한 금속 조직의 평가 방법은 후술된다.
또한, 본 실시 형태에 관한 고강도 강판에 있어서는, 전체 잔류 오스테나이트의 개수에 대한, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 미리 정해지게 된다. 잔류 오스테나이트는 압연 방향(RD) 및 판 두께 방향(TD)에 평행한 단면에 있어서 평가된다(도 2 참조). 상세한 잔류 오스테나이트의 평가 방법은 후술된다.
또한, 본 실시 형태에 관한 고강도 강판에 있어서는, 페라이트의 면적률의 표준 편차가 규정된다. 페라이트의 면적률은 압연 방향(RD)에 평행 또한 압연면(11)에 수직인 단면(12)의 판 두께 1/4 위치(121)에 있어서 측정된다(도 3 참조). 압연 방향(RD)에 평행 또한 압연면(11)에 수직인 단면(12)을, 판 폭 방향(WD)에 따라서 50mm 건너서 10면 제작하고, 이들 면에 있어서 측정된 10의 페라이트 면적률의 표준 편차가, 본 실시 형태에 관한 페라이트의 면적률의 표준 편차로 간주된다.
또한, 판 두께 1/4 위치란, 강판(1)의 압연면(11)으로부터, 강판(1)의 두께 1/4의 깊이의 위치이다. 도 1 및 도 2에 있어서는, 강판(1)의 상측의 압연면(11)으로부터 강판(1)의 두께 1/4의 깊이의 위치만을, 판 두께 1/4 위치로서 나타내고 있다. 그러나 당연하게도, 강판(1)의 하측의 압연면(11)으로부터 강판(1)의 두께 1/4의 깊이 위치도, 판 두께 1/4 위치로서 취급할 수 있다. 또한, 도 3에 있어서는, 10면의 측정면 중 일부만을 도시하고 있다. 또한, 도 3은 페라이트의 면적률의 측정 개소를 개념적으로 나타내는 것에 지나지 않고, 소정의 요건을 충족시키는 한, 도 3에 기재된 바와 같이 개수 밀도의 측정면을 형성할 필요는 없다. 페라이트의 면적률의 표준 편차의 상세한 평가 방법은 후술된다.
[고강도 강판]
본 실시 형태에 관한 고강도 강판은, 화학 성분으로서 질량％로,
C: 0.030 내지 0.280％,
Si: 0.50 내지 2.50％,
Mn: 1.00 내지 4.00％,
sol.Al: 0.001 내지 2.000％,
P: 0.100％ 이하,
S: 0.0200％ 이하,
N: 0.01000％ 이하,
O: 0.0100％ 이하,
B: 0 내지 0.010％,
Ti: 0 내지 0.20％,
Nb: 0 내지 0.20％,
V: 0 내지 1.000％,
Cr: 0 내지 1.000％,
Mo: 0 내지 1.000％,
Cu: 0 내지 1.000％,
Co: 0 내지 1.000％,
W: 0 내지 1.000％,
Ni: 0 내지 1.000％,
Ca: 0 내지 0.0100％,
Mg: 0 내지 0.0100％,
REM: 0 내지 0.0100％,
Zr: 0 내지 0.0100％ 이하, 및
잔부: Fe 및 불순물
을 포함하고,
금속 조직이 면적률로,
페라이트: 20％ 내지 70％,
잔류 오스테나이트: 5％ 내지 40％,
프레시 마르텐사이트: 0％ 내지 30％,
템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계: 20％ 내지 75％, 및
펄라이트 및 시멘타이트의 합계: 0％ 내지 10％
를 포함하고,
표면으로부터 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서, 전체 잔류 오스테나이트의 개수에 대한, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 50％ 이상이며,
압연 방향에 평행 또한 상기 표면에 수직인 단면의 판 두께 1/4 위치에 있어서, 판 폭 방향을 따라서 50mm 건너서 10군데에서 측정된 페라이트의 면적률의 표준 편차가 10％ 미만이고,
인장 강도가 780MPa 이상이다.
1. 화학 성분
이하, 본 실시 형태에 관한 고강도 강판의 성분 조성에 대하여 상세하게 설명한다. 본 실시 형태에 관한 고강도 강판은, 화학 성분으로서 기본 원소를 포함하고, 필요에 따라서 선택 원소를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불순물을 포함한다.
(C: 0.030％ 이상 0.280％ 이하)
C는 강판 강도를 확보하기 위해 중요한 원소이다. C 함유량이 0.030％ 미만이면, 인장 강도 780MPa 이상을 확보할 수 없다. 따라서, C 함유량은 0.030％ 이상으로 하고, 바람직하게는 0.050％ 이상, 0.100％ 이상, 0.120％ 이상 또는 0.140％ 이상이다.
한편, C 함유량이 0.280％ 초과가 되면, 용접성이 나빠지므로, 상한을 0.280％로 한다. 바람직하게는, C 함유량이 0.260％ 이하 또는 0.250％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.200％ 이하, 0.180％ 이하 또는 0.160％ 이하이다.
(Si: 0.50％ 이상 2.50％ 이하)
Si는 철계 탄화물의 석출을 억제하고, 잔류 γ를 안정화시키는 데 중요한 원소이다. Si 함유량이 0.50％ 미만이면, 잔류 γ를 5％ 이상 얻는 것이 어렵고, 연성이 열화되기 때문에, Si 함유량은 0.50％ 이상으로 한다. Si 함유량은 바람직하게는 0.80％ 이상, 1.00％ 이상 또는 1.20％ 이상이다.
한편, Si 함유량이 2.50％ 초과이면, 표면 성상 열화를 일으키기 때문에, Si 함유량은 2.50％ 이하로 한다. Si 함유량은 바람직하게는 2.00％ 이하, 보다 바람직하게는 1.80％ 이하, 1.50％ 이하 또는 1.30％ 이하이다.
(Mn: 1.00％ 이상 4.00％ 이하)
Mn은 강판의 기계적 강도를 높이기 위해 유효한 원소이다. Mn 함유량이 1.00％ 미만이면, 780MPa 이상의 인장 강도를 확보할 수 없다. 따라서, Mn 함유량은 1.00％ 이상으로 한다. Mn 함유량은 바람직하게는 1.50％ 이상이며, 보다 바람직하게는 1.80％ 이상, 2.00％ 이상 또는 2.20％ 이상이다.
한편, Mn을 과잉으로 첨가하면, Mn 편석에 의해 조직이 불균일해져, 굽힘 가공성이 저하된다. 따라서, Mn 함유량은 4.00％ 이하로 하고, 바람직하게는 3.00％ 이하, 보다 바람직하게는, 2.80％ 이하, 2.60％ 이하 또는 2.50％ 이하로 한다.
(sol.Al: 0.001％ 이상 2.000％ 이하)
Al은 강을 탈산하여 강판을 건전화하는 작용을 갖는 원소이다. sol.Al 함유량이 0.001％ 미만이면, 충분히 탈산할 수 없기 때문에, sol.Al 함유량은 0.001％ 이상으로 한다. 단, 탈산이 충분히 필요한 경우, 0.010％ 이상의 첨가가 보다 바람직하다. 더욱 바람직하게는 sol.Al 함유량은 0.020％ 이상, 0.030％ 이상 또는 0.050％ 이상이다.
한편, sol.Al 함유량이 2.000％ 초과이면, 용접성의 저하가 현저해짐과 함께, 산화물계 개재물이 증가하여 표면 성상의 열화가 현저해진다. 따라서, sol.Al 함유량은 2.000％ 이하로 하고, 바람직하게는 1.500％ 이하이고, 보다 바람직하게는 1.000％ 이하 또는 0.700％ 이하이고, 가장 바람직하게는 0.090％ 이하, 0.080％ 이하 또는 0.070％ 이하로 한다. 또한, sol.Al이란, Al2O3 등의 산화물로 되지 않고, 산에 가용되는 산 가용 Al을 의미한다.
본 실시 형태에 관한 고강도 강판은, 화학 성분으로서, 불순물을 함유한다. 여기서, 「불순물」이란, 예를 들어 강을 공업적으로 제조할 때, 원료로서의 광석이나 스크랩으로부터, 또는 제조 환경 등으로부터 혼입되는 것 등을 가리킨다. 불순물이란, 예를 들어 P, S, N 등의 원소를 의미한다. 이들 불순물은, 본 실시 형태의 효과를 충분히 발휘시키기 위해서, 이하와 같이 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 불순물의 함유량은 적은 것이 바람직하므로, 하한값을 제한할 필요가 없고, 불순물의 하한값이 0％여도 된다.
(P: 0.100％ 이하)
P는 일반적으로는 강에 함유되는 불순물이지만, 인장 강도를 높이는 작용을 가지므로 P를 적극적으로 함유시켜도 된다. 그러나, P 함유량이 0.100％ 초과이면, 용접성의 열화가 현저해진다. 따라서, P 함유량은 0.100％ 이하로 제한한다. P 함유량은 바람직하게는 0.080％ 이하, 0.070％ 이하 또는 0.050％ 이하로 제한한다. 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는, P 함유량을 0.001％ 이상, 0.002％ 이상 또는 0.005％ 이상으로 해도 된다.
(S: 0.0200％ 이하)
S는 강에 함유되는 불순물이며, 용접성의 관점에서는 적을수록 바람직하다. S 함유량이 0.0200％ 초과이면, 용접성의 저하가 현저해짐과 함께, MnS의 석출량이 증가하고, 저온 인성이 저하된다. 따라서, S 함유량은 0.0200％ 이하로 제한한다. S 함유량은 바람직하게는 0.0100％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.0080％ 이하, 0.0070％ 이하 또는 0.0050％ 이하로 제한한다. 또한, 탈황 비용의 관점에서, S 함유량은 0.0010％ 이상, 0.0015％ 이상 또는 0.0020％ 이상으로 해도 된다.
(N: 0.01000％ 이하)
N은 강에 함유되는 불순물이며, 용접성의 관점에서는 적을수록 바람직하다. N 함유량이 0.01000％ 초과이면, 용접성의 저하가 현저해진다. 따라서, N 함유량은 0.01000％ 이하로 제한하고, 바람직하게는 0.00900％ 이하, 0.00700％ 이하 또는 0.00500％ 이하로 해도 된다. N 함유량의 하한값은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 N 함유량을 0.00005％ 이상, 0.00010％ 이상 또는 0.00020％ 이상으로 해도 된다.
(O: 0.0100％ 이하)
O는, 강에 함유되는 불순물이며, 용접성의 관점에서는 적을수록 바람직하다. O 함유량이 0.0100％ 초과이면, 용접성의 저하가 현저해진다. 따라서, O 함유량은 0.0100％ 이하로 제한하고, 바람직하게는 0.0090％ 이하, 0.0070％ 이하 또는 0.0050％ 이하이다. O 함유량의 하한값은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 O 함유량을 0.0005％ 이상, 0.0008％ 이상 또는 0.0010％ 이상으로 해도 된다.
본 실시 형태에 관한 고강도 강판은, 상기에서 설명한 기본 원소 및 불순물에 더하여, 선택 원소를 함유해도 된다. 예를 들어, 상기한 잔부인 Fe의 일부 대신에, 선택 원소로서, B, Ti, Nb, V, Cr, Mo, Cu, Co, W, Ni, Ca, Mg, REM, Zr을 함유해도 된다. 이들 선택 원소는 그 목적에 따라서 함유시키면 된다. 따라서, 이들 선택 원소의 하한값을 제한할 필요가 없고, 하한값이 0％여도 된다. 또한, 이들 선택 원소가 불순물로서 함유되어도, 상기 효과는 손상되지 않는다.
(B: 0％ 이상 0.010％ 이하)
(Ti: 0％ 이상 0.20％ 이하)
(Nb: 0％ 이상 0.20％ 이하)
(V: 0％ 이상 1.000％ 이하)
(Cr: 0％ 이상 1.000％ 이하)
(Mo: 0％ 이상 1.000％ 이하)
(Cu: 0％ 이상 1.000％ 이하)
(Co: 0％ 이상 1.000％ 이하)
(W: 0％ 이상 1.000％ 이하)
(Ni: 0％ 이상 1.000％ 이하)
B, Ti, Nb, V, Cr, Mo, Cu, Co, W, Ni는, 모두 강도를 안정되게 확보하기 위해 효과가 있는 원소이다. 따라서, 이들 원소를 함유시켜도 된다. 그러나, B를 0.010％ 초과, Ti 및 Nb를 각각 0.20％ 초과, V, Cr, Mo, Cu, Co, W, Ni를 각각 1.000％ 초과 함유시켜도, 상기 작용에 의한 효과는 포화되기 쉬워 경제적으로 불리해지는 경우가 있다.
따라서, B의 함유량을 0.010％ 이하, Ti 및 Nb의 함유량을 각각 0.20％ 이하, V, Cr, Mo, Cu, Co, W 및 Ni의 함유량은 각각 1.0％ 이하 또는 1.000％ 이하로 한다. B의 함유량을 0.008％ 이하, 0.007％ 이하 또는 0.005％ 이하로 해도 된다. Ti 및 Nb 각각의 함유량의 상한값을 0.18％, 0.15％ 또는 0.10％로 해도 된다. V, Cr, Mo, Cu, Co, W 및 Ni 각각의 함유량의 상한값을 0.500％ 이하, 0.300％ 이하 또는 0.100％ 이하로 해도 된다.
또한, 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는,
B: 0.001％ 이상, 0.002％ 이상 또는 0.004％ 이상,
Ti: 0.01％ 이상, 0.02％ 이상 또는 0.05％ 이상,
Nb: 0.01％ 이상, 0.02％ 이상 또는 0.05％ 이상,
V: 0.005％ 이상, 0.008％ 이상 또는 0.010％ 이상,
Cr: 0.005％ 이상, 0.008％ 이상 또는 0.010％ 이상,
Mo: 0.005％ 이상, 0.008％ 이상 또는 0.010％ 이상,
Cu: 0.005％ 이상, 0.008％ 이상 또는 0.010％ 이상,
Co: 0.005％ 이상, 0.008％ 이상 또는 0.010％ 이상,
W: 0.005％ 이상, 0.008％ 이상 또는 0.010％ 이상 및
Ni: 0.005％ 이상, 0.008％ 이상 또는 0.010％ 이상
중 적어도 1종을 함유하고 있는 것이 바람직하다.
(Ca: 0％ 이상 0.0100％ 이하)
(Mg: 0％ 이상 0.0100％ 이하)
(REM: 0％ 이상 0.0100％ 이하)
(Zr: 0％ 이상 0.0100％ 이하)
Ca, Mg, REM, Zr은 모두 개재물 제어, 특히 개재물의 미세 분산화에 기여하고, 인성을 높이는 작용을 갖는 원소이다. 따라서, 이들 원소 중 1종 또는 2종 이상을 함유시켜도 된다. 그러나, 어느 원소에 대해서도 각각 0.0100％를 초과하여 함유시키면, 표면 성상의 열화가 현재화되는 경우가 있다. 따라서, Ca, Mg, REM, Zr의 함유량은 각각 0.01％ 이하 또는 0.0100％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Ca, Mg, REM, Zr 각각의 함유량의 상한을, 0.0080％, 0.0050％ 또는 0.0030％로 해도 된다. 또한, 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는, 이들 원소 중 적어도 하나의 함유량을 0.0003％ 이상, 0.0005％ 이상 또는 0.0010％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
여기서, REM은 Sc, Y 및 란타노이드의 합계 17 원소를 가리키고, 그 중 적어도 1종이다. 상기 REM의 함유량은 이들 원소 중 적어도 1종의 합계 함유량을 의미한다. 란타노이드의 경우, 공업적으로는 미슈 메탈의 형태로 첨가된다.
또한, 본 실시 형태에 관한 고강도 강판에서는, 화학 성분으로서 질량％로, Ca: 0.0003％ 이상 0.0100％ 이하, Mg: 0.0003％ 이상 0.0100％ 이하, REM: 0.0003％ 이상 0.0100％ 이하, Zr: 0.0003％ 이상 0.0100％ 이하 중 적어도 1종을 함유하는 것이 바람직하다.
상기한 강 성분은 강의 일반적인 분석 방법에 의해 측정하면 된다. 예를 들어, 강 성분은 ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry)를 사용하여 측정하면 된다. 또한, C 및 S는 연소-적외선 흡수법을 사용하고, N은 불활성 가스 융해-열전도도법을 사용하고, O는 불활성 가스 융해- 비분산형 적외선 흡수법을 사용하여 측정하면 된다.
2. 금속 조직
본 실시 형태에 관한 고강도 강판에서는, 금속 조직이 면적률로, 페라이트: 20％ 내지 70％, 잔류 오스테나이트: 5％ 내지 40％, 프레시 마르텐사이트: 0％ 내지 30％, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계: 20％ 내지 75％, 및 펄라이트 및 시멘타이트의 합계: 0％ 내지 10％를 포함한다.
(페라이트: 20％ 내지 70％)
페라이트는 비교적 연질이며 성형에 기여하는 조직이다. 페라이트를 가짐으로써, 연성, 구멍 확장성, 굽힘성이 향상된다. 이 효과를 얻기 위해서는, 페라이트를 20％ 이상 가질 필요가 있다. 그 때문에, 금속 조직에 있어서의 페라이트의 면적률을 20％ 이상으로 한다. 페라이트의 면적률을 25％ 이상, 30％ 이상 또는 35％ 이상으로 해도 된다.
페라이트를 70％ 초과하면, 인장 강도를 780MPa 이상으로 하는 것이 곤란해진다. 그 때문에, 금속 조직에 있어서의 페라이트의 면적률을 70％ 이하로 한다. 페라이트의 면적률을 65％ 이하, 60％ 이하 또는 50％ 이하로 해도 된다.
(잔류 오스테나이트: 5％ 내지 40％)
잔류 오스테나이트는 연성에 기여하는 조직이다. 이 효과를 얻기 위해서는 잔류 오스테나이트가 5％ 이상 필요하다. 그 때문에, 금속 조직에 있어서의 잔류 오스테나이트의 면적률을 5％ 이상으로 하고, 8％ 이상, 10％ 이상 또는 15％ 이상이 바람직하다.
본 실시 형태에 관한 제법에서는, 잔류 오스테나이트를 40％ 이상 잔존시키는 것은 실질적으로 불가능하다. 그 때문에, 금속 조직에 있어서의 잔류 오스테나이트의 면적률의 상한은 40％이다. 잔류 오스테나이트의 면적률을 35％ 이하, 30％ 이하 또는 25％ 이하로 해도 된다.
(프레시 마르텐사이트: 0％ 내지 30％)
프레시 마르텐사이트는 강도에 기여하는 대신에 성형성을 저해하는 조직이다. 그 때문에, 프레시 마르텐사이트는 포함되지 않아도 되고, 그 하한을 0％로 한다.
한편, 프레시 마르텐사이트에 의한 강도를 향상시키는 효과를 얻기 위해서는, 프레시 마르텐사이트를 2％ 이상, 5％ 이상 또는 8％ 이상 갖는 것이 바람직하다.
한편, 프레시 마르텐사이트를 30％ 초과하면 연성이나 구멍 확장성을 열화시키기 때문에, 금속 조직에 있어서의 프레시 마르텐사이트의 면적률을 30％ 이하로 한다. 프레시 마르텐사이트의 면적률은 20％ 이하가 바람직하고, 15％ 이하 또는 10％ 이하가 더욱 바람직하다.
(템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계: 20％ 내지 75％)
템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트는 강도에 기여하는 조직이다. 인장 강도 780MPa 이상을 얻기 위해서는, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트가 합계로 20％ 이상 필요하다. 그 때문에, 본 실시 형태에 관한 고강도 강판의 금속 조직에서는, 템퍼링 마르텐사이트와 베이나이트의 합계 면적률을 20％ 이상으로 하고, 바람직하게는 30％ 이상, 40％ 이상 또는 50％ 이상이다.
한편, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계의 상한을 규정할 필요는 없다. 상술한 바와 같이, 본 실시 형태에 관한 강판의 금속 조직은 20％ 이상의 페라이트 및 5％ 이상의 잔류 오스테나이트를 포함하지만, 그 잔부 모두가 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트여도 된다. 환언하면, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계 면적률은, 최대로 75％로 할 수 있다. 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계 면적률은, 70％ 이하, 60％ 이하 또는 55％ 이하여도 된다.
(펄라이트 및 시멘타이트의 합계: 0％ 내지 10％)
펄라이트와 시멘타이트는 성형성을 저해하는 조직이다. 펄라이트와 시멘타이트의 합계 면적률이 10％ 초과인 경우에는, 성형성의 열화가 커지기 때문에 바람직하지 않다. 그 때문에, 펄라이트와 시멘타이트의 합계 면적률을 합계로 10％ 이하로 한다. 펄라이트와 시멘타이트의 합계 면적률을 8％ 이하, 5％ 이하 또는 3％ 이하로 해도 된다. 펄라이트 및 시멘타이트는 본 발명의 과제를 해결하기 위해 필요하지 않으므로, 그 합계 면적률의 하한값은 0％이다. 그러나, 펄라이트와 시멘타이트의 합계 면적률이 0.5％ 이상, 1％ 이상 또는 2％ 이상이어도 된다.
금속 조직의 측정 방법
이상과 같은 본 실시 형태에 관한 고강도 강판의 금속 조직을 구성하는 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트, 페라이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트의 동정, 존재 위치의 확인 및 면적 분율의 측정은, 이하의 방법에 의해 행한다.
먼저, 나이탈 시약 및 일본 특허 공개 소59-219473호 공보에 개시된 시약을 사용하여, 압연 방향에 평행한 단면(즉, 압연 방향에 평행 또한 표면에 수직인 단면)을 부식시킨다. 단면의 부식에 대하여, 구체적으로는 100ml의 에탄올에 1 내지 5g의 피크르산을 용해시킨 용액을 A액으로 하고, 100ml의 물에 1 내지 25g의 티오황산나트륨 및 1 내지 5g의 시트르산을 용해시킨 용액을 B액으로 하고, A액과 B액을 1:1의 비율로 혼합하여 혼합액으로 하고, 이 혼합액의 전체량에 대하여 1.5 내지 4％의 비율의 질산을 더 첨가하여 혼합한 액을 전처리액으로 한다. 또한, 2％ 나이탈액에, 2％ 나이탈액의 전체량에 대하여 10％의 비율의 상기 전처리액을 첨가하여 혼합한 액을 후처리액으로 한다. 압연 방향에 평행한 단면(즉, 압연 방향에 평행 또한 표면에 수직인 단면)을 상기 전처리액에 3 내지 15초 침지시키고, 알코올로 세정하여 건조시킨 후, 상기 후처리액에 3 내지 20초 침지시킨 후, 수세하여 건조시킴으로써, 상기 단면을 부식시킨다.
이어서, 도 1에 나타나는 바와 같이, 강판(1)의 표면(압연면(11))으로부터 판 두께의 1/4 깊이 또한 판 폭 방향(WD)의 중앙의 위치에 있어서, 주사형 전자 현미경을 사용하여 배율 1000 내지 100000배로, 40㎛×30㎛의 영역을 적어도 3 영역 관찰함으로써, 상기 금속 조직의 동정, 존재 위치의 확인 및 면적 분율의 측정을 행한다. 또한, 측정 대상이, 제조 후에 특별한 기계 가공을 받지 않은 강판(환언하면, 코일로부터 잘라내지지 않은 강판)인 경우에도, 코일로부터 잘라내진 강판이어도, 판 폭 방향의 중앙 위치는, 판 폭 방향(WD)에서 본 강판(1) 양단부로부터 실질적으로 등거리에 있는 위치이다.
또한, 상술한 측정 방법에 의해 하부 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트를 구별하는 것은 곤란하다. 그 때문에, 본 실시 형태에서는 양자를 구별할 필요는 없다. 즉, 「베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트」의 합계의 면적 분율은, 「상부 베이나이트」 및 「하부 베이나이트 또는 템퍼링 마르텐사이트」의 면적 분율을 측정함으로써 얻는다. 상부 베이나이트는 라스의 집합체이며, 라스간에 탄화물을 포함하는 조직이다. 하부 베이나이트는 내부에 긴 직경 5nm 이상 또한 동일 방향으로 신장된 철계 탄화물을 포함하는 조직이다. 템퍼링 마르텐사이트는 라스상의 결정립의 집합이며, 내부에 긴 직경 5nm 이상 또한 다른 방향으로 신장된 철계 탄화물을 포함하는 조직이다.
페라이트는 휘도가 작고, 또한 하부 조직이 확인되지 않는 영역이다. 휘도가 크고, 또한 하부 조직이 에칭에 의해 현출되지 않은 영역을 프레시 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트라고 판단한다. 그 때문에, 프레시 마르텐사이트의 면적 분율은, FE-SEM으로 관찰되는 부식되지 않은 영역의 면적 분율과, 후술하는 X선으로 측정한 잔류 오스테나이트의 면적 분율의 차분으로서 구할 수 있다.
펄라이트는 판상의 시멘타이트와 판상의 페라이트가 교호로 배열된 영역을 의미한다. FE-SEM에 의한 관찰에 있어서, 펄라이트와 상술한 조직(페라이트, 베이니틱 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트)을 명료하게 구별할 수 있다.
잔류 오스테나이트의 면적 분율의 측정 방법에는, X선 회절, EBSP(전자 후방 산란 회절상, Electron Back Scattering Diffraction Pattern) 해석, 자기 측정에 의한 방법 등이 있고, 측정 방법에 의해 측정값이 다른 경우가 있다. 본 실시 형태에서는, 잔류 오스테나이트의 면적 분율은 X선 회절에 의해 측정한다. 본 실시 형태에 있어서의 X선 회절에 의한 잔류 오스테나이트 면적 분율의 측정에서는, 먼저, 강판의 판 두께 1/4 깊이 위치에 있어서의, 압연 방향에 평행한 단면(즉, 압연 방향에 평행 또한 표면에 직각인 단면)에 있어서, Co-Kα선을 사용하여 α(110), α(200), α(211), γ(111), γ(200), γ(220)의 계 6 피크의 적분 강도를 구하고, 이어서 강도 평균법을 사용하여 산출함으로써 잔류 오스테나이트의 면적 분율을 얻는다.
(1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서, 전체 잔류 오스테나이트에서 차지하는, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 50％ 이상)
잔류 오스테나이트의 조직 형태를 판상으로 만들어 넣는 것은, 연성, 구멍 확장성, 굽힘성의 향상에 기여하여, 본 발명에 있어서의 중요한 조직 만들어 넣기 포인트의 하나이다. 잔류 오스테나이트를 판상으로 하는 것은, 성형 시의 오스테나이트로의 왜곡된 분배를 억제하여, 잔류 오스테나이트를 소성 변형에 대하여 적절하게 안정화시킴으로써, 연성, 구멍 확장성을 향상시키는 효과가 있다. 이 효과를 갖는 잔류 오스테나이트의 형태는 애스펙트비로 2.0 이상이다.
이 효과를 얻기 위해서는, 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서, 애스펙트비로 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 전체 잔류 오스테나이트에 대하여 50％ 이상일 필요가 있다. 그 때문에, 당해 개수 비율을 50％ 이상으로 하고, 70％ 이상이 바람직하다. 당해 개수 비율이 50％ 미만이면, 우수한 연성과 구멍 확장성, 굽힘성의 양립이 곤란해지기 때문에 바람직하지 않다.
강판 내부의 강 조직에 포함되는 잔류 오스테나이트 입자의 애스펙트비 및 긴 직경은, FE-SEM을 사용하여 결정립을 관찰하고, EBSD법(전자선 후방 산란 회절법)에 의해 고분해능 결정 방위 해석을 행하여, 평가한다.
먼저, 도 2에 나타나는 바와 같이, 강판의 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 단면을 관찰면(13)으로 하여 시료를 채취하고, 관찰면을 연마하여 경면으로 마무리한다. 이어서, 관찰면(13)에 있어서의 표면(압연면)(11)으로부터 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위(131)의 하나 내지 복수의 관찰 시야에 있어서, 합계로 2.0×10-9m2 이상(복수 시야 및 동일 시야 중 어느 것이어도 가능)의 면적에 대하여 EBSD법에 의한 결정 구조 해석을 행한다. 이어서, 상기 방법에 의해 측정한 잔류 오스테나이트 입자의 결정 방위로부터, 측정 에러를 피하기 위해서, 장축 길이가 0.1㎛ 이상인 오스테나이트만을 빼내어, 결정 방위맵을 그린다. 10° 이상의 결정 방위차를 발생시키는 경계를 잔류 오스테나이트 입자의 결정립계로 간주한다. 애스펙트비는 잔류 오스테나이트 입자의 장축 길이를 단축 길이로 나눈 값으로 한다. 긴 직경은 잔류 오스테나이트 입자의 장축 길이로 한다. 측정 시에 EBSD법에 의해 얻어진 데이터의 해석에는, TSL사제의 「OIM Analysys 6.0」을 사용한다. 또한, 평점간 거리(step)는 0.01 내지 0.20㎛로 한다. 관찰 결과로부터, FCC철이라고 판단되는 영역을 잔류 오스테나이트로 한다. 이 결과로부터, 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서 전체 잔류 오스테나이트에서 차지하는, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율을 구한다.
(압연 방향에 평행 또한 표면에 수직인 단면의 판 두께 1/4 위치에 있어서의 페라이트의 면적률을, 판 폭 방향으로 50mm 건너서 10군데에서 측정하였을 때, 페라이트의 면적률의 표준 편차가 10％ 미만)
본 발명에 있어서, 페라이트는 연성이나 구멍 확장성을 담보하기 위해 중요하다. 한편, 그 조직 분율에 의해 강도나 연성, 구멍 확장성이 변화된다. 그 때문에, 페라이트의 조직 분율이 열연 폭 방향으로 균일하게 분포하고 있는 것은, 재질 안정성을 얻기 위해 중요하다.
도 3에 도시한 바와 같이, 압연 방향에 평행한 단면(즉, 압연 방향에 평행 또한 표면에 수직인 단면(12))의 판 두께 1/4 위치(121)에 있어서의 페라이트의 면적률을, 판 폭 방향(즉, 압연 방향(RD)에 직각인 방향)(WD)을 따라서 50mm 건너서 10군데에서 측정하였을 때, 페라이트의 면적률의 표준 편차가 10％ 이상이면, 기계 특성이 변동되는 원인이 되어, 재질 안정성이 얻어지지 않는다. 그 때문에, 상술한 페라이트의 면적률의 표준 편차를 10％ 미만으로 하고, 바람직하게는 8％ 이하, 5％ 미만 또는 4％ 이하이다. 또한, 측정 대상이 되는 강판의 판 폭 방향에 따른 크기가 충분히 클 때는, 페라이트의 면적률의 표준 편차의 측정 개소는, 판 폭 방향에 따른 일직선 상에 배치하면 된다. 한편, 측정 대상이 되는 강판의 판 폭 방향에 따른 크기가 450mm 미만일 때는, 페라이트의 면적률의 표준 편차의 측정 개소는, 판 폭 방향에 따른 2개 이상의 직선 상에 배치하면 된다. 페라이트 이외의 특성(예를 들어 표면 조도 등)의 판 폭 방향의 표준 편차의 측정 시에도, 상술한 바와 같이 측정 개소를 배치할 수 있다.
3. 표면 조도 Ra의 표준 편차
(판 폭 방향을 따라서 50mm 건너서 10군데에서 측정한 표면 조도 Ra의 표준 편차가, 바람직하게는 0.5㎛ 이하)
화학 성분, 금속 조직, 및 후술하는 인장 강도가 소정의 범위 내인 한, 본 실시 형태에 관한 강판은 특별히 한정되지 않는다. 한편, 판 폭 방향(즉, 압연 방향에 직각인 방향)을 따라서 50mm 건너서 10군데에서 압연면(11)의 표면 조도 Ra를 측정하였을 때, 표면 조도 Ra의 표준 편차를 0.5㎛ 이하로 해도 된다. 표면 조도 Ra의 변동을 억제함으로써, 굽힘 가공성의 변동을 억제하여, 재질 안정성을 한층 높일 수 있다. 그 때문에, 당해 표준 편차를 0.5㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다. 단, 강판의 표면 조도는 추가 공정에 의해 자유롭게 변경할 수 있다. 예를 들어, 후술하는 바람직한 제조 방법에 의해 재질 안정성이 우수한 고강도 강판을 제조한 후에, 이 고강도 강판에 헤어라인 가공 등의 표면 조도를 변경하는 가공을 해도 된다. 이 관점에서도, 표면 조도 Ra의 표준 편차를 상술한 범위 내로 하는 것이 필수는 아니다.
또한, 표면 조도 Ra는 접촉식 조도계(Mitutoyo제 서프테스트 SJ-500)를 사용하여, 각 측정 위치에 있어서, 판 폭 방향으로 5mm의 길이에 걸쳐 조도 곡선을 취득하고, JIS B0601:2001에 기재된 방법으로 산술 평균 조도 Ra를 구한다. 이와 같이 하여 구한 각 측정 위치에서의 산술 평균 조도 Ra의 값을 사용하여, 표면 조도 Ra의 표준 편차를 구한다.
또한, 강판의 표면에 도금, 및 도장 등의 표면 처리 피막이 배치되어 있는 경우, 「강판의 표면 조도 Ra」란, 강판으로부터 표면 처리 피막을 제거한 후에 측정되는 표면 조도를 의미한다. 즉, 강판의 표면 조도 Ra란, 지철의 표면 조도이다. 표면 처리 피막을 제거하는 방법은, 지철의 표면 조도에 영향을 미치지 않는 범위 내에서, 표면 처리 피막의 종류에 따라서 적절히 선택할 수 있다. 예를 들어, 표면 처리 피막이 아연 도금인 경우, 인히비터를 첨가한 희염산을 사용하여 아연 도금층을 용해시키면 된다. 이에 의해, 아연 도금층만을 강판으로부터 박리시킬 수 있다. 인히비터란, 지철의 과용해 방지에 의한 조도의 변화를 억제하기 위해 사용하는 첨가제이다. 예를 들어, 10 내지 100배로 희석한 염산에, 0.6g/L의 농도가 되도록 아사히 가가꾸 고교 가부시키가이샤제의 염산 산세용 부식 억제제 「이비트 No.700BK」를 첨가한 것을, 아연 도금층의 박리 수단으로서 사용할 수 있다.
4. 기계 특성
(인장 강도 TS: 780MPa 이상)
본 실시 형태에 관한 고강도 강판은, 자동차의 경량화에 기여하는 충분한 강도로서, 780MPa 이상의 인장 강도(TS)를 갖는다. 강판의 인장 강도가 800MPa 이상, 900MPa 이상 또는 1000MPa 이상이어도 된다. 한편, 본 실시 형태의 구성에서 1470MPa 초과로 하는 것은 곤란할 것으로 추정된다. 그 때문에, 인장 강도의 상한은 특별히 정할 필요는 없지만, 본 실시 형태에 있어서 실질적인 인장 강도의 상한을 1470MPa로 할 수 있다. 또한, 강판의 인장 강도를 1400MPa 이하, 1300MPa 이하 또는 1200MPa 이하로 해도 된다.
또한, 인장 시험은 JIS Z2241(2011)에 준거하여, 이하의 수순으로 행하면 된다. 고강도 강판의, 판 폭 방향으로 50mm 간격으로 10군데의 위치로부터, JIS5호 시험편을 채취한다. 여기서, 강판의 판 폭 방향과, 시험편의 길이 방향이 일치하도록 한다. 또한, 각 시험편의 채취 위치가 간섭하지 않도록, 각 시험편을 강판의 압연 방향으로 어긋나게 한 위치에서 채취한다. 이들 시험편에, JIS Z 2241(2011)의 규정에 준거하여 인장 시험을 실시하여, 인장 강도 TS(MPa)를 구하고, 이들의 평균값을 산출한다. 이 평균값을 고강도 강판의 인장 강도로 간주한다.
또한, 본 실시 형태에 관한 고강도 강판은, 성형성의 지표로서 연성, 구멍 확장성, 각각 이하의 특성을 가져도 된다. 이들 기계 특성은, 상술한 본 실시 형태에 관한 고강도 강판의 여러 특성에 의해 얻어지는 것이다.
(전체 신율 EL)
본 실시 형태에 관한 고강도 강판은, 연성의 지표로서 인장 시험에 있어서의 전체 신율로 14％ 이상을 가져도 된다. 한편, 본 실시 형태의 구성에서 전체 신율을 35％ 초과로 하는 것은 곤란하다. 그 때문에, 실질적인 전체 신율의 상한은 35％로 해도 된다.
(구멍 확장성)
본 실시 형태에 관한 고강도 강판은, 구멍 확장성의 지표로서 구멍 확장률 25％ 이상을 가져도 된다. 한편, 본 실시 형태의 구성에서 구멍 확장률을 80％ 초과로 하는 것은 곤란하다. 그 때문에, 실질적인 구멍 확장률의 상한을 80％로 해도 된다.
구멍 확장률은, 일본 철강 연맹 규격 JFS T 1001-1996에 기재된 시험 방법에 준거한 구멍 확장 시험에 의해 평가할 수 있다.
(굽힘성)
본 실시 형태에 관한 고강도 강판은, 굽힘성의 지표로서 한계 굽힘 R(mm)을 판 두께 t(mm)로 나눈 값 R/t를 사용한 경우, 2.0 이하의 R/t를 가져도 된다. 한편, 본 실시 형태의 구성에서 굽힘성의 지표 R/t를 0.1 이하로 하는 것은 곤란하다. 그 때문에, 실질적인 굽힘성의 지표 R/t의 하한값을 0.1로 해도 된다.
한계 굽힘 R은, 각종 굽힘 반경을 적용한 굽힘 시험을 반복하여 실시함으로써 구해진다. 굽힘 시험에서는, JIS Z 2248(V 블록 90° 굽힘 시험)에 준거하여 굽힘 가공을 행한다. 굽힘 반경(정확하게는, 굽힘의 내측 반경)은 0.5mm 피치로 변경한다. 굽힘 시험에 있어서의 굽힘 반경이 작을수록, 강판에 균열 흠집 및 그 밖의 결점이 발생하기 쉬워진다. 이 시험에 있어서 구해진, 강판에 균열 흠집 및 그 밖의 결점을 발생시키지 않는 최소의 굽힘을 한계 굽힘 R로 간주한다. 그리고, 이 한계 굽힘 R을 강판의 두께 t로 나눈 값을, 굽힘성을 평가하는 지표 R/t로서 사용한다.
본 실시 형태에 관한 고강도 강판은, 재질이 안정되어 있는 것의 지표로서, 판 폭 방향(즉, 압연 방향에 직각인 방향)을 따라서 50mm 건너서 10군데에서 측정된 인장 시험 결과에 있어서, TS의 표준 편차 50MPa 이하 및 EL의 표준 편차 1％ 이하여도 된다. TS 표준 편차 및 EL 표준 편차를 구하는 방법은, 상술한 인장 강도의 평균값을 구하기 위한 인장 시험 방법과 동일하게 한다. 상술한 방법에 의한 10회의 인장 시험의 결과의 표준 편차를 구함으로써, TS 표준 편차 및 EL 표준 편차가 얻어진다.
또한, 본 실시 형태에 관한 고강도 강판에서는, 판 폭 방향을 따라서 50mm 건너서 10군데에서 측정된 R/t(한계 굽힘 R(mm), 판 두께 t(mm))의 표준 편차를 0.2 이하로 해도 된다.
5. 제조 방법
이어서, 본 실시 형태에 관한 고강도 강판의 바람직한 제조 방법의 일례에 대하여 설명한다. 단, 본 실시 형태에 관한 고강도 강판의 제조 방법은 특별히 한정되지 않는 것에 유의하기 바란다. 상술한 요건을 충족시키는 강판은, 그 제조 방법에 관계없이, 모두 본 실시 형태에 관한 강판이라고 간주된다.
열간 압연에 선행하는 제조 공정은 특별히 한정되는 것은 아니다. 즉, 고로나 전기로 등에 의한 용제에 이어서, 각종 2차 제련을 행하고, 이어서 통상의 연속 주조, 잉곳법에 의한 주조, 또는 박슬래브 주조 등의 방법으로 주조하면 된다. 연속 주조의 경우에는, 주조 슬래브를 일단 저온까지 냉각시킨 후, 다시 가열하고 나서 열간 압연해도 되고, 주조 슬래브를 저온까지 냉각시키지 않고, 주조 후에 그대로 열간 압연해도 된다. 원료에는 스크랩을 사용해도 상관없다.
주조한 슬래브에, 가열 공정을 실시한다. 이 가열 공정에서는, 슬래브를 1100℃ 이상 1300℃ 이하의 온도로 가열하는 것이 바람직하다. 슬래브 내에 석출된 조대한 석출물(철계 탄화물이나 합금 원소의 탄질화물 등)은, 재질 안정성을 저해할 가능성이 있기 때문에, 용해시키기 위해 슬래브를 1100℃ 이상으로 가열하는 것이 바람직하다. 한편, 스케일 손실을 방지하는 관점에서, 슬래브 가열 온도는 1300℃ 이하가 바람직하다.
이어서, 가열된 슬래브를 조압연하여, 조압연판으로 하는 조압연 공정을 실시한다.
조압연은 슬래브를 원하는 치수 형상으로 하면 되고, 그 조건은 특별히 한정되지 않는다. 또한, 조압연판의 두께는, 마무리 압연 공정에 있어서의, 압연 개시 시부터 압연 완료 시까지의 열연 강판 선단부로부터 후미단부까지의 온도 저하량에 영향을 미치기 때문에, 이것을 고려하여 결정하는 것이 바람직하다.
조압연판에, 마무리 압연을 실시한다. 이 마무리 압연 공정에서는, 다단 마무리 압연을 행한다. 본 실시 형태에서는, 하기 식 (1)을 충족시키는 조건에서 850℃ 내지 1200℃의 온도 영역에서 마무리 압연을 행한다.
Ｋ'/Si*≥2.5···(1)
여기서, Si≥0.35일 때는 Si*=140√Si로 하고, Si<0.35일 때는 Si*=80으로 한다. 또한, Si는 강판의 Si 함유량(질량％)을 나타낸다.
또한, 상기 식 (1)에 있어서의 Ｋ'는 하기 식 (2)로 표시된다.
Ｋ'=D×(DT-930)×1.5+Σ((FTn-930)×Sn)···(2)
여기서, D는 마무리 압연 개시 전의 수압 디스케일링의 시간당 분사량(m3/min), DT는 마무리 압연 개시 전의 수압 디스케일링을 행할 때의 강판 온도(℃), FTn은 마무리 압연의 n단째에 있어서의 강판 온도(℃), Sn은 마무리 압연의 n-1단째와 n단째 사이에 물을 스프레이상으로 강판에 분사할 때의 시간당 분사량(m3/min)이다.
Si*은 스케일 기인의 요철의 발생 용이성을 나타내는 강판 성분에 관한 파라미터이다. 강판 성분의 Si양이 많으면, 열간 압연 시에 표층에 생성되는 스케일은, 비교적 디스케일링되기 쉬워 강판에 요철을 만들기 어려운 우스타이트(FeO)로부터, 강판에 뿌리를 뻗도록 성장하여 요철을 제작하기 쉬운 철감람석(Fe2SiO4)로 변화된다. 그 때문에, Si양은 클수록, 즉 Si*은 클수록 표층의 요철이 형성되기 쉽다. 여기서, Si 첨가에 의한 표층의 요철의 형성 용이성은 Si를 0.35질량％ 이상 첨가하였을 때에 특히 효과가 현저해진다. 그 때문에 0.35질량％ 이상의 첨가 시에는 Si*은 Si의 함수가 되지만, 0.35질량％ 이하에서는 상수가 된다.
Ｋ'는 요철의 형성 어려움을 나타내는 제조 조건의 파라미터이다. 상기 식 (2)의 제1 항목은, 요철의 형성을 억제하기 위해서는 마무리 압연 개시 전에 수압 디스케일링을 행할 때, 수압 디스케일링의 시간당 분사량이 많을수록, 강판 온도가 높을수록 디스케일링의 관점에서 효과적인 것을 나타낸다. 마무리 압연 개시 전에 복수의 디스케일링을 행할 때는, 가장 마무리 압연에 가까운 디스케일링의 값을 사용한다.
상기 식 (2)의 제2 항목은, 마무리 전의 디스케일링으로 미처 박리되지 않은 스케일이나, 마무리 압연 중에 다시 형성된 스케일을, 마무리 압연 중에 디스케일링하기 위한 효과를 나타내는 항이며, 높은 온도에 있어서, 다량의 물을 스프레이상으로 강판에 분사함으로써, 보다 디스케일링하기 쉬워지는 것을 나타낸다.
요철의 형성 어려움을 나타내는 제조 조건의 파라미터 Ｋ'와 스케일 흠집부의 형성 용이성을 나타내는 강판 성분에 관한 파라미터 Si*의 비가 2.5 이상 또는 2.50 이상이면, 요철을 충분히 억제할 수 있고, 템퍼링 시의 온도 변동을 억제할 수 있다. 그 때문에, Ｋ'/Si*을 2.5 이상으로 하고, 바람직하게는 3.0 이상이며, 보다 바람직하게는 3.5 이상이다.
또한, 본 발명에 관한 강판의 바람직한 형태인, 판 폭 방향(즉, 압연 방향에 직각인 방향)으로 50mm 간격으로 10군데의 위치에서 측정한 표면 조도 Ra의 표준 편차를 0.5㎛ 이하로 하기 위해서는, Ｋ'/Si*이 3.0 이상(Ｋ'/Si*≥3.0)으로 하는 것이 바람직하다.
마무리 압연에 이어, 평균 냉각 속도 50℃/s 이상으로 냉각을 행하고, 권취 온도 450℃ 이하에서 권취한다. 이것은, 전술한 바와 같이, 저온 변태 조직인 베이나이트 및 마르텐사이트를 주된 조직으로 함으로써, 어닐링 후의 잔류 γ의 형태를 제어하기 위함이다. 여기서, 평균 냉각 속도란, 냉각 개시 시와 권취 전의 온도의 차를 그 시간으로 나눈 값이다. 평균 냉각 속도가 50℃/s 미만이면 페라이트 변태가 발생하여, 그 후의 어닐링 공정에서의 조직 형태 제어를 저해하여, 전체 잔류 오스테나이트의 개수에 대한, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율을 50％ 이상으로 제어할 수 없다.
마찬가지로, 권취 온도가 450℃ 초과이면 페라이트 변태가 발생하여, 마찬가지로 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계를 전체의 20％ 이상으로 하는 것이 어려워진다. 또한, 권취 온도가 450℃ 초과이면, 전체 잔류 오스테나이트의 개수에 대한, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율을 50％ 이상으로 제어할 수 없다. 이 관점에서, 권취 온도를 450℃ 이하로 하고, 바람직하게는 400℃ 이하, 더욱 바람직하게는 200℃ 이하로 한다. 또한, 권취 온도를 450℃ 이하로 하는 것은, 권취 후에 강판 표면에서 내부 산화물이 형성되고, 표층의 조도가 커지는 것을 억제하는 효과도 있다.
이와 같이 하여 제조한 고강도 강판에, 강판 표면의 산화물을 제거할 목적으로 산세를 실시한다. 산세 처리는, 예를 들어 3 내지 10％ 농도의 염산에 85℃ 내지 98℃의 온도에서 20초 내지 100초 행하면 된다.
또한, 제조한 열연 강판에 형상 교정을 목적으로 압하율 20％ 이하의 경압하를 실시해도 된다. 그러나, 경압하의 압하율이 20％ 초과가 되면, 어닐링 과정에서 재결정이 발생하고, 저온 변태 조직으로부터의 어닐링 시에 얻어지는 형태 제어의 효과를 얻지 못하게 되는 점에서, 경압하를 실시하는 경우에도 압하율은 20％ 이하로 한다. 경압하는 산세 공정 전에 실시해도 되고, 후에 실시해도 된다. 산세 공정 후에 경압하를 행하면, 표층의 조도를 보다 저감시킬 수 있는 효과가 있다. 본 발명에 있어서 바람직한 형태인, 표면 조도 Ra를 판 폭 방향(즉, 압연 방향에 직각인 방향)으로 50mm 간격으로 10군데의 위치에 있어서 측정하였을 때, 표면 조도 Ra의 표준 편차 0.5㎛ 이하를 충족시키기 위해서는, 산세 공정 후에 경압하를 행할 필요가 있다.
얻어진 강판에 대하여 어닐링 처리를 행한다.
어닐링 공정에서는, 가열 온도를 이하의 식으로 계산되는 Ac1점 내지 Ac3점-10℃로 한다.
Ac1=723-10.7×Mn-16.9×Ni+29.1×Si+16.9×Cr
Ac3=879-346×C+65×Si-18×Mn+54×Al··(9)
가열 시에는 저온 변태 조직의 라스간 등에 생성된 탄화물로부터 페라이트-오스테나이트 변태가 발생하고, 판상의 오스테나이트가 생성된다. 오스테나이트 변태되지 않은 영역은 고온에서 템퍼링된 저온 변태 조직(템퍼링 마르텐사이트나 템퍼링 베이나이트)이라고 생각할 수도 있지만, 전위 밀도는 템퍼링에 의해 크게 감소되어 있으며, 하부 조직도 불명료해지는 점에서, 어닐링 후의 조직 관찰에 있어서 페라이트로서 평가시키는 영역이다. 그 때문에, 여기에서도 페라이트라고 호칭한다. 또한, 어닐링 후의 조직 관찰에 있어서 템퍼링 마르텐사이트나 베이나이트라고 평가되는 영역은, 가열로 생성된 오스테나이트가 후술하는 150℃ 내지 550℃에서의 유지 중에 베이나이트 변태나 마르텐사이트 변태됨으로써 생성된 조직을 주로 가리킨다.
가열 온도를 Ac1점 내지 Ac3점-10℃로 하는 이유는, 페라이트의 면적률을 20％ 내지 70％로 하기 위해서, 적절한 페라이트-오스테나이트 변태 분율로 하기 위함이다. 가열 시간은 10초 내지 1000초로 한다. 유지 시간이 1초 미만이면, 강 중의 시멘타이트가 미처 다 녹지 못하고 남아, 강판의 특성이 열화될 우려가 있다. 이 효과는 1000초 초과에서 포화되어, 생산성의 저하로 이어지는 점에서, 유지 시간은 1000초를 상한으로 한다.
그 후, 150℃ 내지 550℃ 사이에 10초 내지 1000초간 유지한다.
이 온도 영역에서는, 오스테나이트의 일부를 베이나이트 변태나 마르텐사이트 변태시키고, 베이나이트 변태에 수반하여 고용 탄소를 오스테나이트에 토출시키거나, 마르텐사이트의 템퍼링에 수반하여 고용 탄소를 오스테나이트에 토출시킴으로써, 오스테나이트를 안정화시키는 효과가 있다. 150℃ 이하에서는 오스테나이트의 대부분이 마르텐사이트 변태되어, 충분한 잔류 오스테나이트양을 얻을 수 없다. 한편, 550℃ 이상이면, 펄라이트 변태가 발생하여, 잔류 오스테나이트를 충분히 안정화할 수 없다. 유지 시간이 10초 미만이면, 탄소의 확산이 충분히 일어나지 않아, 잔류 오스테나이트를 충분히 안정화할 수 없다. 1000초 초과이면, 잔류 오스테나이트를 안정화시키는 효과가 포화되어, 생산성이 저하된다.
또한, 이 온도 영역으로 유지하는 동안에, 당해 온도 영역 내에서 가열하거나 냉각시키거나 해도 된다. 예를 들어, 일단 250℃ 이하의 온도 영역으로 저하시켜 잔류 오스테나이트의 일부를 마르텐사이트 변태시킨 후, 400℃ 정도의 온도 영역으로 재가열하면, 마르텐사이트가 베이나이트 변태의 핵 생성 사이트가 되어, 베이나이트 변태를 가속시키는 효과가 얻어진다.
또한, 이 온도 영역에 있어서, 용융 아연 도금이나 합금화 용융 아연 도금을 실시해도 된다. 용융 아연 도금 공정에 있어서의 아연 도금욕 온도나 아연 도금욕 조성 등의 도금 조건으로서는, 일반적인 조건을 사용할 수 있고, 특별히 제한은 없다. 예를 들어, 도금욕 온도는 420 내지 500℃, 강판의 침입판 온도는 420 내지 500℃, 침지 시간은 5초 이하이면 된다. 도금욕은 Al을 0.08 내지 0.2％ 함유하는 도금욕이 바람직하지만, 그 밖에도 불순물의 Fe, Si, Mg, Mn, Cr, Ti, Pb 등을 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, 25 내지 75g/m2가 바람직하고, 보다 바람직하게는 20 내지 120g/m2로 한다.
합금화 처리를 행하는 경우에는, 통상의 방법에 따라서 행하면 되지만, 합금화 처리 온도는 460 내지 550℃로 하는 것이 바람직하다. 합금화 처리가 460℃ 미만이면, 합금화 속도가 느려져 생산성을 손상시킬 뿐만 아니라, 합금화 처리 불균일이 발생하므로, 합금화 처리 온도는 460℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 합금화 처리 온도가 550℃를 초과하면, 펄라이트 변태가 발생하여, 잔류 오스테나이트를 충분히 안정화할 수 없다.
또한 합금화 처리는, 용융 아연 도금층 중의 철 농도가 6.0질량％ 이상이 되는 조건에서 행하는 것이 바람직하다.
용융 아연 도금이나 합금화 용융 아연 도금을 실시하지 않았을 경우, 상기와 같이 제조한 강판에, 전기 아연 도금층을 형성해도 된다. 전기 아연 도금층은 종래 공지된 방법에 의해 형성할 수 있다.
상술한 제조 방법에 의해, 본 실시 형태에 관한 고강도 강판을 제조할 수 있다.
실시예
이하에 본 발명에 관한 고강도 강판을, 예를 참조하면서 보다 구체적으로 설명한다. 단, 이하의 실시예는 본 발명의 고강도 강판의 예이며, 본 발명의 고강도 강판은 이하의 양태에 한정되는 것은 아니다. 이하에 기재하는 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 일 조건예이며, 본 발명은 이들 일 조건예에 제한되지 않는다. 본 발명은 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한, 다양한 조건을 채용할 수 있다.
표 1에 나타내는 화학 성분의 강을 주조하고, 주조 후, 그대로 혹은 일단 실온까지 냉각시킨 후에 재가열하고, 1200℃ 내지 1350℃의 온도 범위로 가열하고, 그 후 1100℃ 이상의 온도에서 슬래브를 조압연하여 조압연판을 제작하였다. 또한, 표 1에 있어서, 발명 범위 밖의 값에는 밑줄을 첨부하였다.
Figure pct00001
조압연판에 대하여, 표 2에 기재된 조건에서 전체단 7단을 포함하는 다단 마무리 압연을 실시하였다.
그 후, 표 3에 기재된 각 조건에서 마무리 압연 후의 냉각 및 권취를 실시하였다.
그 후, 전체 조건에 대하여 산세를 행하였지만, 일부의 조건에 대하여는 산세 전 또는 후공정에서 경압하를 실시하였다. 그 후, 가열 속도 30℃/s 내지 150℃/s의 속도로 표 3에 기재된 가열 온도까지 승온시켰다. 가열 후, 표 3에 기재된 시간, 가열 온도로 유지하였다. 그 후, 조건 A에서는, 50 내지 100℃/s로 250℃까지 냉각시키고, 400℃ 재가열한 후, 300초 유지하였다. 조건 B에서는 50 내지 100℃/s로 360℃까지 냉각시키고, 50초 유지하였다. 비교예인 조건 C에서는, 100℃/s로 100℃까지 냉각시키고, 300초 유지하였다.
그 후, 일부의 조건은 합금화 용융 아연 도금이나 용융 아연 도금을 실시하였다. 도금 공정에 있어서는, 강판은 400℃ 내지 520℃의 온도 영역에 있었다.
Figure pct00002
Figure pct00003
얻어진 고강도 강판에 대하여, 다음 방법으로 금속 조직을 관찰하였다.
먼저, 나이탈 시약 및 일본 특허 공개 소59-219473호 공보에 개시된 시약을 사용하여, 압연 방향에 평행 또한 표면에 수직인 단면을 부식시켰다. 단면의 부식에 대하여, 구체적으로는 100ml의 에탄올에 1 내지 5g의 피크르산을 용해시킨 용액을 A액으로 하고, 100ml의 물에 1 내지 25g의 티오황산나트륨 및 1 내지 5g의 시트르산을 용해시킨 용액을 B액으로 하고, A액과 B액을 1:1의 비율로 혼합하여 혼합액으로 하고, 이 혼합액의 전체량에 대하여 1.5 내지 4％의 비율의 질산을 더 첨가하여 혼합한 액을 전처리액으로 한다. 또한, 2％ 나이탈액에, 2％ 나이탈액의 전체량에 대하여 10％의 비율의 상기 전처리액을 첨가하여 혼합한 액을 후처리액으로 한다. 압연 방향에 수직인 단면을 상기 전처리액에 3 내지 15초 침지시키고, 알코올로 세정하여 건조시킨 후, 상기 후처리액에 3 내지 20초 침지시킨 후, 수세하여 건조시킴으로써, 상기 단면을 부식시킨다.
이어서, 강판 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 또한 판 폭 방향의 중앙 위치에 있어서, 주사형 전자 현미경을 사용하여 배율 1000 내지 100000배로, 40㎛×30㎛의 영역을 적어도 3 영역 관찰함으로써, 금속 조직의 동정, 존재 위치의 확인 및 면적 분율의 측정을 행하였다.
또한, 「베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트」의 합계의 면적 분율은, 「상부 베이나이트」 및 「하부 베이나이트 또는 템퍼링 마르텐사이트」의 면적 분율을 측정함으로써 얻었다.
휘도가 작고, 또한 하부 조직이 확인되지 않는 영역을 페라이트라고 판단하였다. 휘도가 크고, 또한 하부 조직이 에칭에 의해 현출되지 않은 영역을 프레시 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트라고 판단하였다. 프레시 마르텐사이트의 면적 분율은, FE-SEM으로 관찰되는 부식되지 않은 영역의 면적 분율과, X선으로 측정한 잔류 오스테나이트의 면적 분율의 차분으로서 구하였다.
펄라이트는 FE-SEM에 의한 관찰에 있어서, 펄라이트와 페라이트, 베이니틱 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트를 명료하게 구별할 수 있으므로, 이 방법에 의해 면적률을 구하였다.
잔류 오스테나이트의 면적 분율은 X선 회절에 의해 측정하였다. 먼저, 강판의 판 두께 1/4 깊이 위치에 있어서의, 압연 방향에 평행 또한 표면에 수직인 단면에 있어서, Co-Kα선을 사용하여 α(110), α(200), α(211), γ(111), γ(200), γ(220)의 계 6 피크의 적분 강도를 구하고, 강도 평균법을 사용하여 산출함으로써 잔류 오스테나이트의 면적 분율을 얻었다.
강판 내부의 강 조직에 포함되는 잔류 오스테나이트 입자의 애스펙트비 및 긴 직경은, FE-SEM을 사용하여 결정립을 관찰하고, EBSD법(전자선 후방 산란 회절법)에 의해 고분해능 결정 방위 해석을 행하여, 평가하였다.
먼저, 강판의 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취하고, 관찰면을 연마하여 경면으로 마무리하였다. 이어서, 관찰면에 있어서의 표면으로부터 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위의 하나 내지 복수의 관찰 시야에 있어서, 합계로 2.0×10-9m2 이상(복수 시야 및 동일 시야 중 어느 것이어도 가능)의 면적에 대하여 EBSD법에 의한 결정 구조 해석을 행하였다. 이어서, 상기 방법에 의해 측정한 잔류 오스테나이트 입자의 결정 방위로부터, 측정 에러를 피하기 위해서, 장축 길이가 0.1㎛ 이상인 오스테나이트만을 빼내어, 결정 방위맵을 그렸다. 10° 이상의 결정 방위차를 발생시키는 경계를 잔류 오스테나이트 입자의 결정립계로 간주하였다. 애스펙트비는 잔류 오스테나이트 입자의 장축 길이를 단축 길이로 나눈 값으로 하였다. 긴 직경은 잔류 오스테나이트 입자의 장축 길이로 하였다. 측정 시에 EBSD법에 의해 얻어진 데이터의 해석에는, TSL사제의 「OIM Analysys 6.0」을 사용하였다. 또한, 평점간 거리(step)는 0.01 내지 0.20㎛로 하였다. 관찰 결과로부터, FCC철이라고 판단되는 영역을 잔류 오스테나이트로 하였다. 이 결과로부터, 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서 전체 잔류 오스테나이트에서 차지하는, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율을 구하였다.
압연 방향에 평행 또한 표면에 수직인 단면의 판 두께 1/4 위치에 있어서의 페라이트의 면적률을, 상술한 방법에 따라서 구하였다. 마찬가지의 방법으로, 판 폭 방향으로 50mm 간격으로 10군데에서 페라이트의 면적률을 구하고, 면적률의 표준 편차를 산출하였다.
판 폭 방향으로 50mm 간격으로 10군데의 위치에서 측정되는 표면 조도 Ra의 표준 편차는, 이하의 수순으로 구하였다. 접촉식 조도계(Mitutoyo제 서프테스트 SJ-500)를 사용하여, 각 측정 위치에 있어서 판 폭 방향으로 5mm의 길이에 걸쳐 조도 곡선을 취득하고, JIS B0601:2001에 기재된 방법으로 산술 평균 조도 Ra를 구하였다. 이와 같이 하여 구한 각 측정 위치에서의 산술 평균 조도 Ra의 값을 사용하여, 표면 조도 Ra의 표준 편차를 구하였다.
인장 강도는 고강도 강판으로부터, 판 폭 방향이 길이 방향이 되도록 채취한 JIS5호 시험편을 사용하여, JIS Z 2241(2011)의 규정에 준거하여 인장 시험을 실시하고, 인장 강도 TS(MPa), 합계 신율(전체 신율) EL(％)을 구하였다. 채취는 강판의 판 폭 방향으로 50mm 간격으로 10군데의 위치에서 행하였다. 10의 시험편의 인장 강도의 평균값을 강판의 인장 강도 TS로 간주하고, TS≥780MPa를 충족시킨 경우, 고강도 열연 강판으로서 합격이라 하였다.
또한, 판 폭 방향으로 50mm 간격으로 10군데의 위치에 있어서의 TS 및 EL의 표준 편차를 구하였다. TS의 표준 편차가 50MPa 이하이고, 또한 EL의 표준 편차가 1％ 이하인 강판을, 재질 안정성이 우수한 강판이라고 판정하였다.
구멍 확장률은 일본 철강 연맹 규격 JFS T 1001-1996에 기재된 시험 방법에 준거한 구멍 확장 시험에 의해 평가하였다.
굽힘 시험은 JIS Z2248(V 블록 90° 굽힘 시험)에 준거하여 굽힘 가공을 행하고, 굽힘 R(mm)은 0.5mm 피치로 시험을 행하였다.
또한, 판 폭 방향으로 50mm 간격으로 10군데의 위치에서 R/t를 측정하고, 그 표준 편차를 구하였다.
Figure pct00004
Figure pct00005
표 4 및 표 5에 있어서, 발명 범위 밖의 값에는 밑줄을 첨부하였다. 표에 나타내는 바와 같이, 본 발명의 조건을 충족시키는 실시예에서는 인장 강도, 연성, 구멍 확장성(신장 플랜지성), 굽힘성, 인장 강도의 변동 및 연성의 변동이 모두 우수하였다. 한편, 본 발명의 조건을 적어도 하나는 충족시키지 않는 비교예에서는, 인장 강도, 연성, 구멍 확장성(신장 플랜지성), 굽힘성, 인장 강도의 변동 및 연성의 변동 중 적어도 하나의 특성이 충분하지 않았다.
구체적으로는, 비교예 9 및 비교예 10에서는 페라이트 면적률의 표준 편차가 커지고, TS 표준 편차 및 EL 표준 편차가 불합격이 되었다. 이것은, Ｋ'/Si*이 부족한 조건에서 열간 압연이 행해졌기 때문이라고 추정된다.
비교예 11에서는, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 비율이 부족하고, 구멍 확장성이 손상되었다. 이것은, 마무리 압연 후의 평균 냉각 속도가 부족하였기 때문이라고 추정된다.
비교예 12에서는, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 비율이 부족하고, 구멍 확장성이 손상되었다. 이것은, 마무리 압연 후의 권취 온도가 너무 높았기 때문이라고 추정된다.
비교예 13에서는, 페라이트 면적률이 과잉이 되고, 기타 조직의 면적률이 부족하고, 인장 강도가 부족하였다. 이것은, 어닐링 공정에 있어서의 가열 온도가 강재 A의 Ac1점을 하회하였기 때문이라고 추정된다.
비교예 14에서는, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 비율이 부족하고, 구멍 확장성이 손상되었다. 이것은, 강판의 어닐링 전에 강판에 행해진 경압하의 압하율이 과잉이었기 때문이라고 추정된다.
비교예 16에서는, 잔류 오스테나이트양이 부족하고, 전체 신율 및 구멍 확장성이 손상되었다. 이것은, 어닐링 공정에 있어서의 유지 패턴이 부적절한, 즉 유지 온도가 너무 낮았기 때문이라고 추정된다.
비교예 31 및 비교예 32는 Si양이 부족하였다. 그 때문에, 비교예 31 및 비교예 32에서는 잔류 오스테나이트양이 부족하고, 전체 신율 및 구멍 확장성이 손상되었다.
1: 고강도 강판(강판)
11: 표면(압연면)
12: 압연 방향에 평행 또한 표면에 수직인 단면
121: 압연 방향에 평행 또한 표면에 수직인 단면의 판 두께 1/4 위치
13: 잔류 오스테나이트의 측정면
131: 잔류 오스테나이트의 측정면에 있어서의, 표면(압연면)으로부터 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위
RD: 압연 방향(Rolling Direction)
TD: 판 두께 방향(Thickness Direction)
WD: 판 폭 방향(Width Direction)

Claims (3)

  1. 화학 성분으로서 질량％로,
    C: 0.030 내지 0.280％,
    Si: 0.50 내지 2.50％,
    Mn: 1.00 내지 4.00％,
    sol.Al: 0.001 내지 2.000％,
    P: 0.100％ 이하,
    S: 0.0200％ 이하,
    N: 0.01000％ 이하,
    O: 0.0100％ 이하,
    B: 0 내지 0.010％,
    Ti: 0 내지 0.20％,
    Nb: 0 내지 0.20％,
    V: 0 내지 1.000％,
    Cr: 0 내지 1.000％,
    Mo: 0 내지 1.000％,
    Cu: 0 내지 1.000％,
    Co: 0 내지 1.000％,
    W: 0 내지 1.000％,
    Ni: 0 내지 1.000％,
    Ca: 0 내지 0.0100％,
    Mg: 0 내지 0.0100％,
    REM: 0 내지 0.0100％,
    Zr: 0 내지 0.0100％, 및
    잔부: Fe 및 불순물
    을 포함하고,
    금속 조직이 면적률로,
    페라이트: 20％ 내지 70％,
    잔류 오스테나이트: 5％ 내지 40％,
    프레시 마르텐사이트: 0％ 내지 30％,
    템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계: 20％ 내지 75％, 및
    펄라이트 및 시멘타이트의 합계: 0％ 내지 10％
    를 포함하고,
    표면으로부터 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서, 전체 잔류 오스테나이트의 개수에 대한, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 50％ 이상이며,
    압연 방향에 평행 또한 상기 표면에 수직인 단면의 판 두께 1/4 위치에 있어서, 판 폭 방향을 따라서 50mm 건너서 10군데에서 측정된 페라이트의 면적률의 표준 편차가 10％ 미만이고,
    인장 강도가 780MPa 이상인
    것을 특징으로 하는 고강도 강판.
  2. 제1항에 있어서, 상기 판 폭 방향으로 50mm 간격으로 10군데의 위치에 있어서, 표면 조도 Ra의 표준 편차가 0.5㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 화학 성분으로서 질량％로,
    B: 0.001％ 내지 0.010％,
    Ti: 0.01 내지 0.20％,
    Nb: 0.01 내지 0.20％,
    V: 0.005％ 내지 1.000％,
    Cr: 0.005％ 내지 1.000％,
    Mo: 0.005％ 내지 1.000％,
    Cu: 0.005％ 내지 1.000％,
    Co: 0.005％ 내지 1.000％,
    W: 0.005％ 내지 1.000％,
    Ni: 0.005％ 내지 1.000％,
    Ca: 0.0003％ 내지 0.0100％,
    Mg: 0.0003％ 내지 0.0100％,
    REM: 0.0003％ 내지 0.0100％, 및
    Zr: 0.0003％ 내지 0.0100％
    로 이루어지는 군으로 구성되는 적어도 1종을 함유하는
    것을 특징으로 하는 고강도 강판.
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