KR20210137168A - 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

강판 및 그 제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
KR20210137168A
KR20210137168A KR1020217032740A KR20217032740A KR20210137168A KR 20210137168 A KR20210137168 A KR 20210137168A KR 1020217032740 A KR1020217032740 A KR 1020217032740A KR 20217032740 A KR20217032740 A KR 20217032740A KR 20210137168 A KR20210137168 A KR 20210137168A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
less
martensite
steel sheet
sec
temperature
Prior art date
Application number
KR1020217032740A
Other languages
English (en)
Other versions
KR102649517B1 (ko
Inventor
고이치 사노
히로유키 가와타
겐고 다케다
Original Assignee
닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 filed Critical 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Publication of KR20210137168A publication Critical patent/KR20210137168A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR102649517B1 publication Critical patent/KR102649517B1/ko

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C47/00—Winding-up, coiling or winding-off metal wire, metal band or other flexible metal material characterised by features relevant to metal processing only
    • B21C47/02—Winding-up or coiling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/185—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering from an intercritical temperature
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

이 강판은, 소정의 화학 조성을 갖고, 플레이트 마르텐사이트의 면적률이 10% 이상이며, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경이 2.0㎛ 이상 10.0㎛ 이하, 또한, 최대 직경이 20.0㎛ 이하이고, 마르텐사이트 중의, 고용 C량이 0.20질량% 이하, 평균 탄화물 사이즈가 0.25㎛ 이하이고, 동일한 구 오스테나이트 입자 중의, 플레이트 마르텐사이트와 이에 인접하는 다른 마르텐사이트의 결정 방위차가 10.0° 이하이고, 구 오스테나이트 입자의 입계에 있어서의 P 농도가 4.0at% 이하이다.

Description

강판 및 그 제조 방법
본 발명은, 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 본원은, 2019년 4월 11일에, 일본에 출원된 특허 출원 제2019-075692호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.
근년에는 환경 문제에 대한 의식이 높아지고, 자동차 업계에서는 연비 향상을 위해, 차체의 경량화가 중요해지고 있다. 한편, 충돌 시의 안전을 확보하기 위해, 차체 강도를 높일 필요도 발생하고 있다. 이 차체 경량화와 안전성의 향상을 양립시키기 위해, 고강도재(고강도 강재)를 사용하는 것이 검토되어 있다. 그러나, 강재는 강도가 높아질수록, 프레스 성형이 곤란해지고, 프레스 성형을 행해도 스프링백에 의해, 형상이 무너져 버리는 경우가 많다. 또한, 고강도가 될수록, 인성이 열화되고, 내충격 특성이 저하되어 버리는 경향이 있다.
스프링백은, 강재가 항복되지 않는 부분이 있음으로써 일어나기 쉬워진다. 그 때문에, 강재 최대 강도를 높게 하면서도, 강재의 항복 응력을 낮게 할 수 있으면, 강재의 형상 동결성을 향상시키기 쉽다고 생각된다. 그러나, 항복 응력을 낮게 하면, 프레스 시에 변형량이 작은 영역이 있는 경우, 그 변형량이 작은 영역의 강도가 낮아지고, 내충격 특성이 열화되어 버린다. 그 때문에, 변형량이 작은 영역에서도 강도를 높게 할 수 있도록, 항복 직후에 가공 경화량이 높은 강판이 요망된다. 한편, 변형량이 많은 영역의 가공 경화량이 높으면, 부재의 장소에 따라서 강도의 변동이 커져 버리고, 내충격 특성이 열화되어 버린다. 그래서, 변형량이 커진 경우에는 가공 경화량이 낮은 강판이 요망된다.
또한, 상기한 바와 같이, 항복 직후의 가공 경화량을 높게 하고, 또한 고변형 영역에서는 가공 경화량이 낮은 강판으로서 형상 동결성을 확보하면서 내충격 특성을 향상시켜도, 차체 경량화에 유효한 980㎫ 이상의 강판에서는 인성이 열화되는 경우가 있다. 이와 같은 강판에서는, 설계 기준에 따라서는, 내충격 특성이 충분하지 않은 경우가 있다. 그래서, 상기와 같은 가공 경화의 특징을 가지면서, 인성을 높이는 기술이 요구되고 있다.
고강도재로서, 특허문헌 1, 2에 기재된 DP(Dual Phase)강이나 특허문헌 3, 4에 기재된 TRIP(Transformation Induced Plasticity)강이라고 하는, 복합 조직강이 알려져 있다. 이와 같은 DP강이나 TRIP강은, 경질인 조직을 강 중에 존재시킴으로써 강도를 높이고 있다.
또한, 특허문헌 5에는, 변형이 적은 결정립이 변형이 많은 결정립에 대하여 상대적으로 많아지도록 제어하고, 저온 인성을 향상시키는 방법이 기재되어 있다. 변형이 적은 결정립은, 베이나이트이다.
강도를 높이기 위해서는, 템퍼링 마르텐사이트나 프레시 마르텐사이트가 필요하다. 특허문헌 6에는, 강판의 강도를 고강도로 하기 위해, 템퍼링 마르텐사이트를 주 조직으로 하는 강판이 개시되어 있다.
항복 응력을 저하시키는 방법으로서, 프레시 마르텐사이트를 분산시키고, 가동 전위를 증가시키고, 강판을 항복시키기 쉽게 하는 기술이 있다. 예를 들어, 특허문헌 7에는, 강판의 강도를 고강도로 하기 위해, 베이나이트나 템퍼링 마르텐사이트를 주 조직으로 하고, 또한 프레시 마르텐사이트를 18% 이하(바람직하게는 10% 이하)로 분산시킴으로써 강판의 항복 응력을 저항복 응력으로 하고, 고강도 또한 형상 동결성을 높이는 방법이 기재되어 있다.
특허문헌 8에는, 마르텐사이트 변태 온도(Ms점) 이하에 있어서, 냉각 속도를 비교적 낮게 규정하고, 강 조직을, 오토 템퍼드 마르텐사이트를 80% 이상 갖는 강 조직으로 함으로써, 연성과 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판이 얻어지는 것이 개시되어 있다.
그러나, 상술한 선행 기술에는 이하의 과제가 있었다.
특허문헌 1 내지 4에 개시되어 있는 강은, 균일 신장률을 높이기 위해, 고변형 영역에서도 가공 경화량을 높게 하고 있는 것이 특징이다. 따라서, 형상 동결성과 내충격 특성을 향상시키고자 하는 경우에는 특허문헌 1 내지 4에 개시된 기술은 부적합하다. 또한, TRIP강은, 잔류 오스테나이트가 가공 유기 변태됨으로써, 또한 가공 경화량을 높인 것이다. 따라서, 고변형 영역까지 잔류 오스테나이트량이 남지 않도록, 잔류 오스테나이트량의 제한을 할 필요가 있다.
특허문헌 5에서는, 2종의 베이나이트를 밸런스 좋은 분율로 함으로써, 강도, 성형성 및 인성을 높이고 있다. 그러나, 보다 고강도로 하고자 하면, 템퍼링 마르텐사이트나 프레시 마르텐사이트가 주가 되므로, 변형량이 많아져 버리고, 저온 인성을 향상시킬 수 없게 되어 버린다.
특허문헌 6에서는, 항복 응력이 높고, 형상 동결성이 열위일 가능성이 있다.
특허문헌 7에서는, 프레시 마르텐사이트는, 템퍼링 마르텐사이트나 베이나이트에 비해 단단하여, 균열의 기점이 되기 쉽다. 그 때문에, 프레시 마르텐사이트를 분산시키는 것은 인성의 열화에 연결된다고 하는 문제가 있었다.
특허문헌 8에 개시되어 있는 강판에 있어서는, 연성, 신장 플랜지성으로 가공성을 평가하고 있다. 그러나, 항복 직후의 가공 경화량을 높게 하고, 또한, 고변형 영역에서의 가공 경화량을 낮게 할 수 없기 때문에 형상 동결성은 충분하지 않았다.
일본 특허 제5305149호 공보 일본 특허 제4730056호 공보 일본 특허 공개 소61-157625호 공보 일본 특허 공개 제2007-063604호 공보 국제 공개 제2015/046339호 공보 국제 공개 제2017/037827호 공보 국제 공개 제2013/146148호 공보 일본 특허 제5365216호 공보
마키 마사시, 「철강의 상변태-마르텐사이트 변태편 I-철 합금의 마르텐사이트 변태의 특징-」(마테리아, Vol.54, No.11, 2015년 11월, p.557-563) 마키 마사시, 「철강의 상변태-마르텐사이트 변태편 II-철 합금 마르텐사이트의 내부 미시 조직 및 가공 유기 변태-」(마테리아, Vol.54, No.12, 2015년 12월, p.626-632)
본 발명은 종래 기술의 현 상황을 감안하여, 차체 경량화와 안전성의 향상을 양립할 수 있는 인장 강도 980㎫ 이상의 고강도 강판을 대상으로 하고, 프레스 가공되는 자동차용 강판으로서 적합한, 프레스 후의 형상 동결성 특성 및 내충격 특성이 우수한 강판 그리고 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 상기 과제를 해결하는 방법에 대해서 예의 연구하고, 이하의 지견을 얻는 데 이르렀다.
(i) 냉간 압연의 후, 가열 속도를 제어하면서 오스테나이트 단상 영역으로 가열한다. 그 후, 냉각 속도를 제어하여 페라이트나 베이나이트 변태를 억제한다. 이어서, 마르텐사이트 변태하는 온도 영역에서의 냉각 속도 제어를 행한다. 또한, 인장 응력을 가한다. 상기에 의해, 플레이트 마르텐사이트를 포함하는 마르텐사이트(프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트)를 형성할 수 있다. 이와 같은 조직은, 저항복 응력이면서, 항복 직후의 가공 경화량이 높으며, 또한 고변형 영역에서는 가공 경화량을 낮게 할 수 있으므로, 형상 동결성을 향상시킬 수 있다.
(ii) 열연의 가열 온도, 압하 배분 및 냉각 속도, 그리고, 냉간 압연 후의 열 처리 시의 가열 속도 및 가열 온도와 시간을 제어함으로써, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경과 최대 사이즈를 작게 할 수 있다. 구 오스테나이트 입자의 평균 입경과 최대 사이즈를 작게 하면, 인성이 향상된다.
(iii) 열 처리 시에 마르텐사이트 변태 후의 열 이력을 제어함으로써, 마르텐사이트(프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트) 중의 고용 C량을 저하시키고, 또한, 마르텐사이트 중의 탄화물의 평균 사이즈를 저하시킬 수 있다. 마르텐사이트 중의 고용 C량이 저하되면, 고변형 영역에서의 가공 경화량이 저하된다. 또한, 탄화물의 평균 사이즈가 작아짐으로써, 저변형 영역에서의 가공 경화량을 높게 할 수 있다.
(iv) 열간 압연 후의 냉각을 제어함으로써, 구 오스테나이트 입계에 있어서의 P를 저감할 수 있다. 구 오스테나이트 입계에 있어서의 P를 저감하면, 인성이 향상된다.
본 발명은 상기 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 그 요지는 이하와 같다.
(1) 화학 조성이, 질량%로, C:0.15% 이상, 0.40% 이하, Si:0.01% 이상, 2.00% 이하, Mn:0.10% 이상, 4.00% 이하, Al:0.005% 이상, 1.500% 이하, P:0.001% 이상, 0.100% 이하, S:0.0005% 이상, 0.0100% 이하, N:0.0005% 이상, 0.0100% 이하, Ti:0% 이상, 0.200% 이하, Mo:0% 이상, 0.300% 이하, Nb:0% 이상, 0.200% 이하, Cr:0% 이상, 4.000% 이하, B:0% 이상, 0.0050% 이하, V:0% 이상, 0.300% 이하, Ni:0% 이상, 4.00% 이하, Cu:0% 이상, 4.00% 이하, W:0% 이상, 2.00% 이하, Ca:0% 이상, 0.0100% 이하, Ce:0% 이상, 0.0100% 이하, Mg:0% 이상, 0.0100% 이하, Zr:0% 이상, 0.0100% 이하, La:0% 이상, 0.0100% 이하, Ce, La 이외의 REM:0% 이상, 0.0100% 이하, Sn:0% 이상, 1.000% 이하, Sb:0% 이상, 0.200% 이하, 잔부:Fe 및 불순물로 이루어지고, 표면으로부터 판 두께 방향으로 판 두께의 1/8의 위치 내지 상기 표면으로부터 상기 판 두께 방향으로 상기 판 두께의 3/8의 위치 사이의 범위인 1/4 두께의 마이크로 조직이 면적율로, 페라이트:0% 이상, 10% 이하, 잔류 오스테나이트:0% 이상, 10% 이하, 상부 베이나이트:0% 이상, 10% 이하, 마르텐사이트:70% 이상, 100% 이하, 펄라이트:0% 이상, 5% 이하로 이루어지고, 상기 마르텐사이트에 포함되는 플레이트 마르텐사이트의 면적율이 조직 전체의 면적에 대하여, 10% 이상 35% 이하이며, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경이 2.0㎛ 이상, 10.0㎛ 이하, 또한, 상기 구 오스테나이트 입자의 최대 직경이 20.0㎛ 이하이고, 상기 마르텐사이트 중의 고용 C량이 0.20질량% 이하이며, 상기 마르텐사이트 중의 평균 탄화물 사이즈가 0.25㎛ 이하이며, 동일한 상기 구 오스테나이트 입자 중의, 상기 플레이트 마르텐사이트와 인접하는 다른 마르텐사이트의 결정 방위차가 10.0° 이하이며, 상기 구 오스테나이트 입계에 있어서의 P 농도가 4.0at% 이하인, 강판.
(2) 상기 표면에, 용융 아연 도금층이 형성되어 있는, (1)에 기재된 강판.
(3) 상기 용융 아연 도금층이 합금화 용융 아연 도금층인, (2)에 기재된 강판.
(4) (1)에 기재된 화학 조성을 갖는 강을 용제하고, 용제된 전기강을 주조하여 강철편을 얻는 주조 공정과, 상기 강편을 1150℃ 이상, 1350℃ 이하로 가열하고, 그 후 1050℃ 이상의 온도 영역에서 35% 이상의 누적 압하율로 열간 압연을 행하여 열연 강판을 얻는 열간 압연 공정과, 상기 열간 압연 공정 완료 후, 3초 이내에 개시되고, 850℃ 이하 700℃ 초과의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 20℃/s 이상 100℃/s 이하, 700℃로부터 권취 온도까지의 평균 냉각 속도가 30℃/s 이상 80℃/s 이하로 되도록 권취 온도까지 냉각하는 냉각 공정과, 상기 냉각 공정 후의 상기 열연 강판을 650℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 권취 공정과, 상기 권취 공정 후의 상기 열연 강판에 냉간 압연을 행하고 냉연 강판으로 하는 냉간 압연 공정과, 상기 냉연 강판을 650℃ 내지 750℃ 온도 영역에서의 평균 가열 속도가 0.5 내지 5.0℃/s로 되도록, Ac3 내지 1000℃의 어닐링 온도까지 가열하고, 상기 어닐링 온온도에서 3 내지 100s를 유지하는 어닐링 공정과, 상기 어닐링 공정 후의 상기 냉연 강판을 740℃ 이하 550℃ 초과의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도를 10℃/s이상, 550℃ 이하 Ms 초과의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 30℃/s 이상, Ms 이하 Ms-15℃ 초과의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 5℃/s 이상 40℃/s 이하, Ms-15℃ 이하 Ms-40℃ 초과의 온도 영역에서 평균 냉각 속도가 25℃/s 이상 120℃/s 이하, Ms-40℃ 이하 Ms-120℃ 이상의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 5℃/s 이상 40℃/s 이하로 되도록 냉각하는 어닐링 후 냉각 공정과, 상기 어닐링 후 냉각 공정의 상기 냉연 강판을 0.5℃/s 이상, 10℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 실온까지 냉각하는 최종 냉각 공정을 갖고, 상기 어닐링 후 냉각 공정에서는 Ms 이하 Ms-120℃ 이상의 온도 영역에서, 상기 냉연 강판에 20~100㎫의 인장 응력을 부여하는 강판의 제조방법.
여기서, Ms는, 이하의 식으로 구해진다.
Ms(℃)=550-361×C-39×Mn-35×V-20×Cr-17×Ni-10×Cu-5×Mo-5×W+30×Al
상기 식 중의 C, Mn, V, Cr, Ni, Cu, Mo, W 및 Al은, 상기 강편의 각 원소의 함유량(질량%)이다.
(5) 상기 어닐링 후 냉각 공정에서는, 상기 온도 영역마다 평균 냉각 속도를 변경하는 것을 특징으로 하는 (4)에 기재된 강판의 제조 방법.
(6) 상기 최종 냉각 공정은, 상기 어닐링 후 냉각 공정 후의 상기 냉연 강판을, Ms-120℃ 내지 450℃의 온도 영역에서 1000s 이하 유지한 후에 0.5℃/s 이상, 10℃/s이하의 평균 냉각 속도에서 실온까지 냉각하는 공정을 포함하는 것을 특징으로 하는 (4) 또는 (5)에 기재된 강판의 제조 방법.
(7) 상기 어닐링 후 냉각 공정과, 상기 최종 냉각 공정 사이에, 상기 냉연 강판을 용융 아연 욕에 침지하는 용융 아연 도금 공정을 구비하는, (4) 내지 (6) 중 어느 한 항에 기재된 강판의 제조 방법.
(8) 상기 용융 아연 도금 공정과, 상기 최종 냉각 공정 사이에, 상기 냉연 강판을 470℃ 이상 550℃ 이하로 재가열하고, 60초 이하 유지하는 합금화 공정을 구비하는, (7)에 기재된 강판의 제조 방법.
본 발명에 따르면, 저항복 응력, 항복 후의 가공 경화량이 크고, 고변형 영역에서의 가공 경화량이 작고, 또한 인성이 우수한 고강도의 강판을 제공할 수 있다. 즉, 프레스 후의 형상 동결성 특성 및 내충격 특성이 우수한 강판을 제공할 수 있다.
본 발명자들은, 먼저, 프레스 후의 형상 동결성 특성 및 내충격 특성의 향상에 유효한, 저항복 응력, 또한, 항복 후의 가공 경화량이 크고, 고변형 영역에서의 가공 경화량이 적고, 또한 인성이 우수한 조직의 구성에 대해서 검토하였다.
종래, 고강도 강판으로서, DP강, TRIP강, 베이나이트강, 마르텐사이트강 등이 알려져 있다. DP강이나 TRIP강은, 전술한 바와 같이, 고변형 영역까지 가공 경화량이 크다. 베이나이트강은, 높은 항복비이며, 또한, 980㎫ 정도까지는 강화할 수 있다. 그러나, 베이나이트강은, C 함유량을 많게 하지 않으면 안되고, 자동차용 강판으로서 필요한 용접성을 열화시켜 버리므로, 부적절하다.
고강도를 달성하기 위해, 마르텐사이트강이 바람직하다. 특히, 980㎫ 이상의 인장 강도를 얻는 경우, 마르텐사이트를 주된 조직으로 하지 않으면, 달성이 곤란해진다. 마르텐사이트강에는, 프레시 마르텐사이트 단일 조직, 템퍼링 마르텐사이트 단일 조직, 템퍼링 마르텐사이트와 프레시 마르텐사이트의 복합 조직 등이 포함된다.
그러나, 마르텐사이트 조직이, 일반적으로 알려져 있는 프레시 마르텐사이트의 단일 조직에서는, 가동 전위가 많으므로 낮은 항복 응력을 달성할 수 있지만, 고용 C량이 많으므로 고변형 영역에서도 높은 가공 경화량을 나타내므로 부적절하다. 또한, 일반적으로 알려져 있는 템퍼링 마르텐사이트의 단일 조직은, 항복 응력이 높고, 가공 경화량도 적으므로 부적절하다. 마르텐사이트 조직이, 일반적으로 알려져 있는 템퍼링 마르텐사이트와 일반적으로 알려져 있는 프레시 마르텐사이트의 복합 조직에서는, 비교적 낮은 항복 응력과, 항복 직후의 높은 가공 경화는 달성할 수 있지만, 고변형 영역까지 가공 경화량이 높으므로 부적절하다.
이상과 같이, 종래의 마르텐사이트강에서는, 고강도를 달성할 수 있다. 또한, 저항복 응력, 항복 후의 높은 가공 경화량, 고변형 영역에서의 낮은 가공 경화량의 3개의 특성을 모두 충족할 수는 없지만, 그 중 1개 또는 2개는 충족할 수 있다. 그 때문에, 본 발명자들은, 마르텐사이트강을 개량함으로써, 고강도, 저항복 응력, 항복 후의 높은 가공 경화량, 고변형 영역에서의 낮은 가공 경화량의 모두를 달성하는 것을 검토하였다.
구체적으로는, 본 발명자들은, 마르텐사이트강에 있어서, 종래의 마르텐사이트강에서는 동시에 충족할 수 없는 상기 3개의 특성 모두를 만족시킬 수 있도록, 마르텐사이트의 조직에 착안하여, 예의 연구를 거듭하였다. 그 결과, 플레이트상의 마르텐사이트(플레이트 마르텐사이트라고 칭함)가 존재하는 경우에, 저항복 응력, 항복 후의 높은 가공 경화량, 고변형 영역에서의 낮은 가공 경화량을 달성할 수 있는 것을 발견하였다. 또한, 열연 조건이나 열 처리의 가열 조건의 연구에 의해, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경이나 최대 직경을 작게 할 수 있고, 상기 저항복 및 항복 후의 높은 가공 경화량 및 고변형 영역에서의 낮은 가공 경화량을 유지하면서, 인성이 향상되는 것도 알았다.
플레이트 마르텐사이트가 존재함으로써, 저항복 응력, 항복 후의 높은 가공 경화, 고변형 영역에서의 낮은 가공 경화가 되는 이유는, 명백하게 되어 있지 않지만, 예를 들어, 이하와 같은 이유로 생각된다. 저항복 응력이 되는 것은, 플레이트 마르텐사이트가 다른 마르텐사이트보다도 비교적 조대하며, 플레이트 마르텐사이트의 부분에서 낮은 응력으로도 항복이 일어나므로, 저항복 응력이 되기 때문이라고 생각된다.
또한, 항복 후의 가공 경화가 큰 이유는, 플레이트 마르텐사이트와 주위의 마르텐사이트 결정 방위차가 작고, 플레이트 마르텐사이트에서 발생한 전위가, 주위의 마르텐사이트로 이동하기 쉬워지므로, 전위 강화하기 쉬워져, 가공 경화가 증대한 것으로 생각된다. 고변형 영역에서의 가공 경화가 작은 이유는, 플레이트 마르텐사이트 중의 고용 C량이 낮고, 가공 경화하기 어려운 것 등을 생각할 수 있다.
본 발명의 일 실시 형태에 따른 강판(본 실시 형태에 따른 강판)에 대해서 설명한다.
본 실시 형태의 강판은, 본 발명자들이 찾아낸 상기의 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 이하의 특징을 갖는다.
(a) 강판의 화학 조성이, 질량%로, C:0.15% 이상, 0.40% 이하, Si:0.01% 이상, 2.00% 이하, Mn:0.10% 이상, 4.0% 이하, Al:0.005% 이상, 1.50% 이하, P:0.001% 이상, 0.100% 이하, S:0.0005% 이상, 0.0100% 이하, N:0.0005% 이상, 0.0100% 이하를 함유하고, 임의로 Ti, Mo, Nb, Cr, B, V, Ni, Cu, W, Ca, Ce, Mg, Zr, La, Ce, La 이외의 REM, Sn, Sb의 1종 이상을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어진다.
(b) 강판 표면으로부터 판 두께 방향으로 판 두께의 1/8의 위치 내지 상기 표면으로부터 상기 판 두께 방향으로 상기 판 두께의 3/8의 위치 사이의 범위인 1/4의 두께에 있어서의 마이크로 조직이, 면적률로, 페라이트:0% 이상, 10% 이하, 잔류 오스테나이트:0% 이상, 10% 이하, 상부 베이나이트:0% 이상, 10% 이하, 마르텐사이트:70% 이상, 100% 이하, 펄라이트:0% 이상, 5% 이하로 이루어진다.
(c) 상기 마르텐사이트에 포함되는, 플레이트 마르텐사이트의 면적률이, 조직 전체의 면적에 대하여, 10% 이상 35% 이하이다.
(d) 구 오스테나이트 입자의 평균 입경이 2.0㎛ 이상, 10.0㎛ 이하, 또한, 상기 구 오스테나이트 입자의 최대 직경이 20.0㎛ 이하이다.
(e) 상기 마르텐사이트 중의 고용 C량이 0.20% 이하이다.
(f) 상기 마르텐사이트 중의 평균 탄화물 사이즈가 0.25㎛ 이하이다.
(g) 동일한 상기 구 오스테나이트 입자 중의, 상기 플레이트 마르텐사이트와 인접하는 다른 마르텐사이트의 결정 방위차가 10.0° 이하이다.
(h) 상기 구 오스테나이트 입자의 입계에 있어서의 P 농도가 4.0at%(원자%) 이하이다.
이하, 각각의 특징에 대해서 설명한다.
<화학 조성>
먼저, 화학 조성의 한정 이유에 대해서 설명한다. 이하, 화학 조성에 관한 %는 언급이 없는 한 질량%를 의미한다.
C:0.15% 이상, 0.40% 이하
C는, 마르텐사이트의 경도를 높이고, 강의 강도의 향상에 기여하는 원소이다. C 함유량이 0.15% 미만이면, 인장 강도 980㎫ 이상의 달성이 어렵다. 그 때문에, C 함유량은 0.15% 이상으로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.17% 이상이다.
한편, C 함유량이 0.40%를 초과하면, 시멘타이트의 생성이 촉진되고, 성형성이나, 인성이 저하되거나, 고용 C량이 많아져서 가공 경화량이 너무 커지거나 한다. 그 때문에, C 함유량은 0.40% 이하로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.37% 이하이다.
Si:0.01% 이상, 2.00% 이하
Si는, 고용 강화에 의해, 연성을 저하시키지 않고, 강의 강도 및 피로 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 또한, Si는 용제 시의 탈산의 효과를 갖는 원소이기도 하다. Si 함유량이 0.01% 미만이면, 상기 효과가 충분히 얻어지지 않으므로, Si 함유량은 0.01% 이상으로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 0.03% 이상이다.
한편, Si 함유량이 2.00%를 초과하면, 연성이나 인성이 저하된다. 그 때문에, Si 함유량은 2.00% 이하로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 1.80% 이하이다.
Mn:0.10% 이상, 4.00% 이하
Mn은, 고용 강화와 ??칭성의 향상으로, 강도의 향상에 기여하는 원소이다. Mn 함유량이 0.10% 미만이면, 상기 효과가 충분히 얻어지지 않으므로, Mn 함유량은 0.10% 이상으로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 0.30% 이상이다.
한편, Mn 함유량이 4.00%를 초과하면, 용접성이 저하됨과 함께, 편석이 확대되어 프레스 시의 성형성도 저하된다. 이 경우, 제조 과정에 있어서 균열되어 버리는 경우가 있다. 그 때문에, Mn 함유량은 4.00% 이하로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 3.80% 이하이다.
Al:0.005% 이상, 1.500% 이하
Al은, 탈산에 필요한 원소임과 함께, 과잉인 탄화물의 생성을 억제하고, 성형성의 향상에 기여하는 원소이다. Al 함유량이 0.005% 미만이면, 상기 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 그 때문에, Al 함유량은 0.005% 이상으로 한다. Al 함유량은, 바람직하게는 0.008% 이상이다.
한편, Al 함유량이 1.500%를 초과하면, 효과가 포화될 뿐만 아니라, 인성이 저하된다. 그 때문에, Al 함유량은 1.500% 이하로 한다. Al 함유량은, 바람직하게는 1.000% 이하이다.
P:0.001% 이상, 0.100% 이하
P는, 강도의 향상에 기여하는 원소이며, Cu와의 공존으로 내식성을 높이는 원소이다. P 함유량이 0.001% 미만이면, 상기 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 또한, P 함유량을 0.001% 미만으로 하면 제강 비용이 대폭으로 상승한다. 그 때문에, P 함유량은 0.001% 이상으로 한다. 제강 비용의 점에서, P 함유량은 0.010% 이상이 바람직하다.
한편, P 함유량이 0.100%를 초과하면, 용접성이나 가공성이 저하된다. 또한, P는, 입계에 편석함으로써, 인성을 대폭으로 열화시켜 버린다. 그 때문에, P 함유량은 0.100% 이하로 한다. 인성의 기준이 엄격한 경우에는, P 함유량을 0.05% 이하로 하는 것이 바람직하다.
S:0.0005% 이상, 0.0100% 이하
S는, 강 중에서 균열의 기점이 되는 황화물(MnS 등)을 형성하고, 구멍 확장성과 전체 신장성을 저하시키는 원소이다. 그 때문에, S 함유량은, 적은 쪽이 좋다. 그러나, S 함유량을 0.0005% 미만으로 저감하면, 제강 비용이 대폭으로 상승하므로, S 함유량은 0.0005% 이상으로 한다.
한편, S 함유량이 0.0100%를 초과하면, 인성이 현저하게 저하된다. 그 때문에, S 함유량은 0.0100% 이하로 한다. S 함유량은, 바람직하게는 0.0060% 이하이다.
N:0.0005% 이상, 0.0100% 이하
N은, 가공성을 저하시키는 원소이다. 또한, N은, Ti 및/또는 Nb와 공존하면, 성형성을 저하시키는 질화물(TiN 및/또는 NbN)을 형성하여, Ti 및/또는 Nb의 유효량을 저감하는 원소이다. 그 때문에, N 함유량은, 적은 쪽이 좋다. 그러나, N 함유량을 0.0005% 미만으로 저감하면, 제강 비용이 대폭으로 상승한다. 그 때문에, N 함유량은 0.0005% 이상으로 한다. N 함유량은, 바람직하게는 0.0010%이다.
한편, N 함유량이 0.0100%를 초과하면, 성형성이 현저하게 저하된다. 그 때문에, N 함유량은 0.0100% 이하로 한다. N 함유량은, 바람직하게는 0.0060% 이하이다.
본 실시 형태에 따른 강판의 화학 조성은, 상기의 원소를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어져 있어도 된다. 그러나, 특성 향상을 목적으로 하여, 또한, Ti:0.20% 이하, Mo:0.300% 이하, Nb:0.200% 이하, Cr:4.000% 이하, B:0.0050% 이하, V:0.300% 이하, Ni:4.00% 이하, Cu:4.00% 이하, W:2.00% 이하, Ca:0.0100% 이하, Ce:0.0100% 이하, Mg:0.0100% 이하, Zr:0.0100% 이하, La:0.0100% 이하, Ce, La 이외의 REM:0.0100% 이하, Sn:1.000% 이하, Sb:0.200% 이하의 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 포함해도 된다. 단, 이들의 원소는 반드시 포함하지 않아도 되므로, 그 하한은 모두 0%이다.
Ti:0% 이상, 0.200% 이하
Ti는, 재결정을 늦춰서, 미재결정 페라이트의 형성에 기여하는 원소이다. 또한, Ti는, 탄화물 및/또는 질화물을 형성하고, 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 그 때문에, Ti가 강판에 함유되어도 된다. 상기 효과를 얻는 경우, Ti 함유량을 0.010% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
한편, Ti 함유량이 0.200%를 초과하면, 성형성이 저하된다. 그 때문에, Ti 함유량은 0.200% 이하로 한다. Ti 함유량은, 보다 바람직하게는 0.050% 이하이다.
Mo:0% 이상, 0.300% 이하
Mo는, ??칭성을 높여서, 마르텐사이트 분율의 제어에 기여하는 원소이다. 또한, Mo는, 입계에 편석하여, 용접 시, 아연이 용접부의 조직에 침입하는 것을 억제하고, 용접 시의 균열의 방지에 기여함과 함께, 어닐링 공정의 냉각 중에 있어서의 펄라이트의 생성 억제에도 기여하는 원소이다. 그 때문에, Mo가 강판에 함유되어도 된다. 상기 효과를 얻는 경우, Mo 함유량을 0.050% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
한편, Mo 함유량이 0.300%를 초과하면, 성형성이 열화된다. 그 때문에, Mo 함유량은 0.300% 이하로 한다. Mo 함유량은, 바람직하게는 0.250% 이하이다.
Nb:0% 이상, 0.200% 이하
Nb는, 재결정을 늦춰서, 미재결정 페라이트의 형성에 기여하는 원소이다. 또한, Nb는, 탄화물 및/또는 질화물을 형성하고, 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 그 때문에, Nb가 강판에 함유되어도 된다. 상기 효과를 얻는 경우, Nb 함유량을 0.010% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
한편, Nb 함유량이 0.200%를 초과하면, 성형성이 저하된다. 그 때문에, Nb 함유량은 0.200% 이하로 한다. Nb 함유량은, 바람직하게는 0.170% 이하이다.
Cr:0% 이상, 4.000% 이하
Cr은, 어닐링 공정의 냉각 중에 있어서의 펄라이트의 생성 억제에 기여하는 원소이다. 그 때문에, Cr이 강판에 함유되어도 된다. 상기 효과를 얻는 경우, Cr 함유량을 0.050% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
한편, Cr 함유량이 4.000%를 초과하면, 성형성이 저하된다. 그 때문에, Cr 함유량은, 4.000% 이하로 한다. Cr 함유량은, 바람직하게는 1.500% 이하이다.
B:0% 이상, 0.0050% 이하,
B는, ??칭성을 높여서, 마르텐사이트 분율의 제어에 기여하는 원소이다. 또한, B는, 입계에 편석하여, 용접 시, 아연이 용접부의 조직에 침입하는 것을 억제하고, 용접 시의 균열의 방지에 기여함과 함께, 어닐링 공정의 냉각 중에 있어서의 펄라이트의 생성 억제에도 기여하는 원소이다. 또한, B는 입계 편석 시에 입계 강화에 의해, 본 발명의 목적인 인성 향상에도 기여한다. 그 때문에, B가 강판에 함유되어도 된다. 상기 효과를 얻는 경우, B 함유량을 0.0005% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
한편, B 함유량이 0.0050%를 초과하면, 붕화물이 생성되고, 인성이 저하된다. 그 때문에, B 함유량은 0.0050% 이하로 한다. B 함유량은, 바람직하게는 0.0025% 이하이다.
V:0% 이상, 0.300% 이하
V는, 석출물 강화, 입자의 성장 억제에 의한 세립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 그 때문에, V가 강판에 함유되어도 된다. 상기 효과를 얻는 경우, V 함유량을 0.010% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
한편, V 함유량이 0.300%를 초과하면, 탄질화물이 과잉으로 석출되어, 성형성이 저하된다. 그 때문에, V 함유량은 0.300% 이하로 한다. V 함유량은, 바람직하게는 0.150% 이하이다.
Ni:0% 이상, 4.00% 이하
Ni는, 고온에서의 상변태를 억제하고, 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 그 때문에, Ni가 강판에 함유되어도 된다. 상기 효과를 얻는 경우, Ni 함유량을 0.05% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
한편, Ni 함유량이 4.00%를 초과하면, 용접성이 저하된다. 그 때문에, Ni 함유량은 4.00% 이하로 한다. Ni 함유량은, 바람직하게는 3.50% 이하이다.
Cu:0% 이상, 4.00% 이하
Cu는, 미세한 입자로서 존재하고, 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 그 때문에, Cu가 강판에 함유되어도 된다. 상기 효과를 얻는 경우, Cu 함유량을 0.01% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
한편, Cu 함유량이 4.00%를 초과하면, 용접성이 저하된다. 그 때문에, Cu 함유량은 4.00% 이하로 한다. Cu 함유량은, 바람직하게는 3.50% 이하이다.
W:0% 이상, 2.00% 이하
W는, 고온에서의 상변태를 억제하고, 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 그 때문에, W가 강판에 함유되어도 된다. 상기 효과를 얻는 경우, W 함유량을 0.01% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
한편, W 함유량이 2.00%를 초과하면, 열간 가공성이 저하되어 생산성이 저하된다. 그 때문에, W 함유량은 2.00% 이하로 한다. W 함유량은, 바람직하게는 1.20% 이하이다.
Ca:0% 이상, 0.0100% 이하
Ce:0% 이상, 0.0100% 이하
Mg:0% 이상, 0.0100% 이하
Zr:0% 이상, 0.0100% 이하
La:0% 이상, 0.0100% 이하
Ce, La 이외의 REM:0% 이상, 0.0100% 이하
Ca, Ce, Mg, Zr, La 및 Ce, La 이외의 REM은, 성형성의 향상에 기여하는 원소이다. 그 때문에, 이들 원소가 강판에 함유되어도 된다. 상기 효과를 얻는 경우, 각각의 원소의 함유량을 0.0100% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Ca, Ce, Mg, Zr, La 및 Ce, La 이외의 REM의 함유량이, 각각, 0.0100%를 초과하면, 연성이 저하될 우려가 있다. 그 때문에, 어느 원소도 함유량을 0.0100% 이하로 한다. 바람직하게는, 어느 원소의 함유량도 0.0070% 이하이다.
REM이란, Rare Earth Metal의 약자이며, Sc, Y 및 란타노이드 계열에 속하는 원소를 가리키지만, Ce 및 La는, Sc, Y 및 다른 란타노이드 계열에 속하는 원소에 비해 상기 효과를 발휘하므로, 본 실시 형태에 따른 강판에서는 REM으로부터 Ce와 La를 제외한다. REM은, 미슈 메탈의 형태로, 정련 과정에서 용강에 첨가되는 경우가 많지만, REM의 각 원소가 상기 조성의 범위 내이면 된다.
Sn:0% 이상, 1.000% 이하
Sn은, 조직의 조대화를 억제하고, 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 그 때문에, Sn이 강판에 함유되어도 된다. 상기 효과를 얻는 경우, Sn 함유량을 0.0005% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
한편, Sn 함유량이 1.000%를 초과하면, 강판이 과도하게 취화되고, 압연 시에 강판이 파단되는 경우가 있다. 그 때문에, Sn 함유량은 1.000% 이하로 한다. Sn 함유량은, 바람직하게는 0.500% 이하이다.
Sb:0% 이상, 0.200% 이하
Sb는, 조직의 조대화를 억제하고, 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 그 때문에, Sb가 강판에 함유되어도 된다. 상기 효과를 얻는 경우, Sb 함유량을 0.0005% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
한편, Sb 함유량이 0.200%를 초과하면, 강판이 과도하게 취화되고, 압연 시에 강판이 파단되는 경우가 있다. 그 때문에, Sb 함유량은 0.200% 이하로 한다. Sb 함유량은, 바람직하게는 0.100% 이하이다.
본 실시 형태의 강판의 화학 조성에서는, 상술한 바와 같이 필수 원소를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어져 있어도 되고, 필수 원소와 임의 원소를 포함하고 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어져 있어도 된다. 불순물이란, 강 원료로부터 및/또는 제강 과정에서 불가피하게 혼입되는 원소이며, 본 실시 형태에 따른 강판의 특성을 저해하지 않는 범위에서 존재가 허용되는 원소이다.
상기 이외에, 불순물로서, H, Na, Cl, Co, Zn, Ga, Ge, As, Se, Tc, Ru, Rh, Pd, Ag, Cd, In, Te, Cs, Ta, Re, Os, Ir, Pt, Au 및 Pb가 강판에 포함될 수 있다. 불순물의 함유량은, 예를 들어, 합계로 0.010% 이하의 범위에서 허용된다.
다음에, 본 실시 형태에 따른 강판의 마이크로 조직에 대해서 설명한다.
본 실시 형태에 따른 강판에서는, 마르텐사이트를 주 조직으로 하고, 페라이트, 상부 베이나이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트의 분율을 제한함으로써, 강도를 높게 하고 있다. 또한, 본 실시 형태에 따른 강판에서는, 마르텐사이트의 일부를 플레이트 마르텐사이트로 함으로써, 고강도, 저항복 응력, 항복 후의 높은 가공 경화, 고변형 영역에서의 낮은 가공 경화를 달성하고 있다.
본 실시 형태에 따른 강판에서는, 1/4 두께(강판의 표면으로부터 판 두께 방향으로 판 두께의 1/8의 위치(1/8 두께) 내지 상기 표면으로부터 상기 판 두께 방향으로 상기 판 두께의 3/8의 위치(3/8 두께) 사이의 범위)에 있어서의 마이크로 조직을 한정한다. 그 이유로서, 강판의 표면으로부터 판 두께 방향으로 판 두께의 1/4의 위치를 판 두께 방향의 중앙 위치로 하는 1/8 두께 내지 3/8 두께의 마이크로 조직이, 강판 전체의 대표적인 조직이며, 강판 전체의 기계 특성과 상관하기 때문이다. 따라서, 본 실시 형태에 있어서, 조직 분율을 규정하는 판 두께 방향의 범위는 “1/4 두께를 판 두께 방향의 중앙 위치로 하는 1/8 두께 내지 3/8 두께”로 한다. 또한, 조직 분율을 나타낼 때의 「%」는 면적률이다.
페라이트:0% 이상, 10% 이하
본 실시 형태에 따른 강판은, 고강도 강판을 대상으로 하고 있으므로, 연질인 페라이트는 존재하지 않아도 된다. 연성이 필요하며 또한 강도가 저하되어도 되는 경우에는, 페라이트를 존재시키면 된다. 그러나, 페라이트 분율이 10%를 초과하면, 필요한 강도의 확보가 곤란해지거나, 항복 후의 가공 경화량이 작아지거나 한다. 그 때문에, 페라이트를 포함하는 경우에서도, 페라이트 분율(면적률)을 10% 이하로 한다. 페라이트 분율은, 바람직하게는 8% 이하이다. 페라이트 분율이 높아짐으로써 항복 후의 가공 경화량이 작아지는 이유는 명확하지는 않지만, 이 이유는 이하와 같이 생각된다. 가공 경화는 전위가 서로 얽힘으로써 일어나기 때문에, 가공 초기에서는 전위 밀도가 적은 페라이트가 많이 존재하면, 가공 초기의 가공 경화량이 작아지기 때문이라고 생각된다.
잔류 오스테나이트:0% 이상, 10% 이하
신장성을 확보하는 점에서, 잔류 오스테나이트를 보조적으로 이용하는 것이 효과적이지만, 잔류 오스테나이트는, 사용 조건에 따라서는, 수소 균열의 발생 원인이 된다. 또한, 잔류 오스테나이트가 존재하면, 고변형에서의 가공 경화량이 높아져 버린다. 그 때문에, 잔류 오스테나이트 분율은 10% 이하로 한다. 잔류 오스테나이트 분율은, 7% 이하이어도 된다. 잔류 오스테나이트 분율의 하한은 0%를 포함한다. 또한, 잔류 오스테나이트 분율은, 2% 이상이어도 된다.
마르텐사이트(프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트):70% 이상, 100% 이하
본 실시 형태에 따른 강판에서는, 강도를 확보하기 위해, 마르텐사이트의 면적률을 70% 이상으로 한다. 여기서 말하는 마르텐사이트는, 철계 탄화물을 포함하지 않는 프레시 마르텐사이트와 철계 탄화물을 포함하는 템퍼링 마르텐사이트의 총칭이다. 따라서, 본 실시 형태에 따른 강판이 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 양자를 함유하는 경우는, 마르텐사이트의 면적률은 양자의 면적률 합계로 한다. 본 실시 형태에 따른 강판이 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 어느 한쪽만을 함유하는 경우는, 그 면적률이 70% 이상 100% 이하이다. 이하에서는, 특별히 구별하여 설명할 필요가 없는 경우, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 단순히 마르텐사이트라고 한다. 마르텐사이트의 면적률이 70% 미만이면, 필요한 강도의 확보가 곤란해진다. 바람직하게는 마르텐사이트의 면적률이 80% 이상이다. 마르텐사이트의 분율이 높을수록 강도가 높아진다. 그 때문에, 목표의 강도로 되도록, 마르텐사이트 분율을 조정하면 되고, 마르텐사이트 분율의 상한은 100%이다.
마르텐사이트가 플레이트 마르텐사이트를 포함하고, 조직 전체에 대한 플레이트 마르텐사이트의 면적률이 10% 이상 35% 이하
마르텐사이트의 일부로서, 플레이트 마르텐사이트가 존재함으로써, 저항복 응력, 항복 후의 높은 가공 경화, 고변형 영역에서의 낮은 가공 경화를 달성할 수 있다. 플레이트 마르텐사이트는, 프레시 마르텐사이트 및/또는 템퍼링 마르텐사이트이며, 입자 내의 방위차가 작고, 신장한 것이다. 플레이트 마르텐사이트의 면적률이 강판을 구성하는 조직 전체에 대하여 10% 미만이면, 그 효과가 불충분해진다. 그 때문에, 조직 전체에 대한 플레이트 마르텐사이트의 면적률을 10% 이상으로 한다. 플레이트 마르텐사이트는, 많을수록 좋다고 생각되고, 상한은 특별히 정하지 않아도 된다. 그러나, 발명자들의 검토에 의하면, 그 상한은, 실질적 35% 정도이므로, 35%를 상한으로 해도 된다.
본 실시 형태에 있어서, 플레이트 마르텐사이트란, 플레이트상의 마르텐사이트이며, EBSD(Electron Back Scatter Diffraction) 측정을 행하고, KAM(Kernel Average Misorientation) 해석을 행하여, 그 외의 형상의 마르텐사이트와 구별한다. EBSD 측정 및 KAM 해석의 결과, 국소 방위차가 1.0° 이하의 영역이고, 또한 짧은 직경이 1.0㎛ 이상 또한 애스펙트비가 1.5 이상인 영역이 플레이트 마르텐사이트이다.
또한, 비특허문헌 1 및 비특허문헌 2에 기재되어 있는 바와 같이, 철계 합금에 있어서의 마르텐사이트의 형태에는, 다양한 것이 있는 것이 알려져 있다. C 함유량이 적은 저탄소 합금의 강재에서는, 「라스」라고 불리는 미세하고 신장한 형태의 마르텐사이트(라스 마르텐사이트)가 일반적으로 얻어진다. 라스 마르텐사이트는, 플레이트 마르텐사이트와 비교하여 매우 미세(짧은 직경이 0.2㎛ 정도)하다. 그 때문에, 플레이트 마르텐사이트는, 라스 마르텐사이트와는 명확하게 구별된다.
본 실시 형태에 따른 강판은, C 함유량이 적지만, 라스마르텐사이트 외에 플레이트 마르텐사이트를 갖고 있으며, 일반의 마르텐사이트강과는 다른 것이다.
또한, 일반적으로 알려져 있는 마르텐사이트의 형태로서, 예를 들어, 버터플라이상, 렌즈상, 박판상이 알려져 있지만, 이들 형태의 마르텐사이트는, C 함유량이 많은 경우나, Ni 등을 다량으로 함유하는 강을 실온 이하의 저온에서 변태시키는 경우에 생성한다. 박판상의 마르텐사이트는, 비특허문헌 2에 의하면, 예를 들어, -100℃ 이하의 온도 영역에 있어서 Fe-Ni-C 합금이나 Fe-Ni-Co-Ti 합금의 모상 오스테나이트의 일부가 변태되어 얻어진다. 이와 같이, 플레이트 마르텐사이트는, 버터플라이상, 렌즈상 및 박판상의 마르텐사이트와는 명확하게 구별된다.
상부 베이나이트:0% 이상, 10% 이하
상부 베이나이트는, 마르텐사이트보다도 연질이다. 상부 베이나이트가 많이 존재하면, 플레이트 마르텐사이트 분율이 저하되므로, 상한을 10%로 한다. 상부 베이나이트 분율은, 바람직하게는 6% 이하이다. 상부 베이나이트는 포함되지 않아도 되므로, 상부 베이나이트 분율의 하한은 0%이다. 그러나, 상부 베이나이트 분율은, 예를 들어 2% 이상이어도 된다.
펄라이트:0% 이상, 5% 이하
펄라이트는, 마르텐사이트보다도 연질이다. 또한, 펄라이트는, 시멘타이트와 페라이트의 복합 조직이지만, 인성을 크게 열화시켜 버린다. 그 때문에, 펄라이트 분율을 5% 이하로 제한한다. 펄라이트 분율은, 바람직하게는 1% 이하이다. 펄라이트는 포함되지 않아도 되므로, 펄라이트 분율의 하한은 0%이다. 그러나, 펄라이트 분율은, 예를 들어 2% 이상이어도 된다.
각 조직의 면적률의 산출 방법에 대해서 설명한다.
강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취하고, 관찰면을 연마하고, 나이탈 에칭을 행한다. 나이탈 에칭 후의 관찰면을 광학 현미경 또는 주사형 전자 현미경(Scanning Electron Microscopy:SEM)에 의해 관찰한다. 촬상한 화상 또는 기기 내의 화상 해석 소프트웨어에 의해 각 조직의 면적률은 산출된다. 화상에 있어서의 1개의 시야를, 세로 200㎛, 가로 200㎛ 이상으로 하고, 다른 10 이상의 시야에 대해서, 각각 화상으로부터 각 조직의 면적률을 산출하여 평균값을 구하고, 그 평균값을 면적률로 한다.
면적률의 산출 시에, 마르텐사이트 조직보다도 오목해져 있고, 또한 하부 조직이 없고 요철이 적은 평평한 영역을 페라이트라고 판단한다. 또한, 페라이트와 마찬가지로 마르텐사이트 조직보다도 오목해져 있고, 또한, 형태가 가늘고 긴 라스나 블록상의 형태를 하고 있고, 라스나 블록 사이에 탄화물이나 잔류 오스테나이트가 존재하고 있는 조직을 상부 베이나이트라고 판단한다.
펄라이트는, 페라이트와 시멘타이트가 층상으로 된 라멜라를 나타내고 있으므로, 라멜라로 되어 있는 영역을 펄라이트로 한다. 층을 이루고 있는 시멘타이트가 도중에 끊어져 있는 의사 펄라이트도, 본 실시 형태에서는 펄라이트로 한다.
또한, 전체 조직 중, 페라이트, 상부 베이나이트, 펄라이트 이외의 영역에서, 철계 탄화물이 관찰되는 영역을 템퍼링 마르텐사이트라고 판단한다.
페라이트, 상부 베이나이트, 펄라이트 이외의 영역이고, 또한, 철계 탄화물이 관찰되지 않는 영역은, 프레시 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트라고 판단된다. 프레시 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트는, 양자 모두 평평한 조직이므로, SEM에 의해 구별하는 것이 어렵다. 그 때문에, 후술하는 X선 회절법에 의해 구한 잔류 오스테나이트의 면적률을 구하고, 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 영역 합계의 면적률로부터, 후술하는 X선 회절법에 의해 구한 잔류 오스테나이트의 면적률을 뺀 것을 프레시 마르텐사이트 분율로 한다.
잔류 오스테나이트의 면적률은, X선 회절법에 의해 측정할 수 있다. 구체적으로는, Mo-Kα선을 사용하여, 페라이트의 (111)면의 회절 강도(α(111)), 잔류 오스테나이트의 (200)면의 회절 강도(γ(200)), 페라이트의 (211)면의 회절 강도(α(211)) 및 잔류 오스테나이트의 (311)면의 회절 강도(γ(311))를 측정하고, 다음 식으로, 잔류 오스테나이트의 면적률(fA)을 산출한다.
fA=(2/3){100/(0.7×α(111)/γ(200)+1)}
+(1/3){100/(0.78×α(211)/γ(311)+1)}
플레이트 마르텐사이트의 면적률은, 이하의 방법으로 구할 수 있다. 플레이트 마르텐사이트는, 상술한 바와 같이, 마르텐사이트(프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트)에 포함된다.
플레이트 마르텐사이트의 면적률은, 압연 방향에 평행한 판 두께 방향 단면을 관찰하고, 또한, 판 두께의 표면으로부터, 판 두께의 1/4(1/4 두께)의 위치를 중심으로 하여 EBSD 측정을 행하고, KAM 해석을 행하여, 국소 방위차가 1.0° 이하의 영역이며, 또한 짧은 직경이 1.0㎛ 이상 또한 애스펙트비가 1.5 이상인 마르텐사이트가 플레이트 마르텐사이트인 것으로 하고, 그 면적률을 측정함으로써 얻어진다. 또한, EBSD 측정 후에, 또한 나이탈 에칭을 실시하고, 동 시야를 SEM 관찰함으로써, EBSD 측정한 시야에 있어서 마르텐사이트와 그 이외의 조직을 구별할 수 있다.
EBSD 측정에서는, 200㎛×200㎛의 측정 면적을, 0.2㎛ 피치로 측정한다.
구 오스테나이트 입자의 평균 입경이 2.0㎛ 이상 10.0㎛ 이하
구 오스테나이트 입자의 평균 입경이 작아질수록, 인성이 향상된다. 그 때문에, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경은 작은 쪽이 좋다. 그러나, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경이 2.0㎛ 미만이면, 플레이트 마르텐사이트가 존재할 수 없게 된다. 그 이유는 명백하지는 않지만, 모상 오스테나이트 입자가 플레이트 마르텐사이트로 전단 변태될 때에는, 어느 정도의 사이즈로 되므로, 모상 오스테나이트 입자가 너무 작으면, 입자 내에서의 변태를 할 수 없게 되어 버리기 때문이라고 생각된다. 그 때문에, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경을 2.0㎛ 이상으로 한다. 구 오스테나이트의 평균 입경은, 5.0㎛ 이상인 것이 바람직하다.
한편, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경이 커지면 인성이 저하된다. 특히, 10.0㎛를 초과하면, 후술하는 인성 시험에서의 취성 연성 천이 온도가, 실온(25℃) 이상으로 되어 버린다. 그 때문에, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경을 10.0㎛ 이하로 한다. 구 오스테나이트의 평균 입경은, 바람직하게는 8.0㎛ 이하이다.
또한, 구 오스테나이트 입자란, 상기 마르텐사이트로 변태하기 전의 오스테나이트 조직에 있어서의 오스테나이트 결정립이며, 후술하는 어닐링 공정에 있어서 형성된다. 구 오스테나이트 입자는, SEM에 의해 관찰 가능하다. 페라이트가 존재하는 경우, 당해 페라이트는, 모상 오스테나이트 입계이었던 장소에 존재하므로, 페라이트와 마르텐사이트의 경계를 구 오스테나이트 입계로서 정의한다.
구 오스테나이트 입자의 최대 직경이 20.0㎛ 이하
구 오스테나이트 입자의 평균 입경뿐만 아니라, 최대 직경도 인성에 대하여 중요하다. 평균 입경이 작아도, 큰 입자가 있는 경우에는, 그 입자가 파괴되기 쉬우므로, 인성이 낮아진다. 구 오스테나이트 입자의 최대 직경이, 20.0㎛를 초과하면 크게 인성이 저하되므로, 구 오스테나이트 입자의 최대 직경을 20.0㎛ 이하로 한다. 구 오스테나이트 입자의 최대 직경은, 바람직하게는 17.0㎛ 이하이다.
구 오스테나이트 입자의 평균 입경, 최대 직경의 측정은, 이하와 같이 행한다.
강판을, 450℃에서 24시간 유지함으로써, 구 오스테나이트의 입계에 P를 농화시킨다. 그 후, 압연 방향에 평행한 판 두께 방향 단면을 나이탈로 부식 처리를 함으로써, 입계를 우선적으로 부식시킨다. 그 후, 판 두께의 표면으로부터, 판 두께의 1/4(1/4 두께)의 위치를 중심으로 하여 SEM에 의해, 500㎛×1000㎛의 범위에 대해서, 각각의 입자의 압연 방향의 길이 및 그에 수직인 판 두께 방향의 길이를 측정하고, 측정된 길이의 평균값을 평균 입경, 관찰 범위에 있어서 측정된 최대의 길이를 최대 직경으로 한다.
마르텐사이트 중의 고용 C량이 0.20질량% 이하
마르텐사이트 중의 고용 C량이 많으면, 고변형 영역에서의 가공 경화량이 커져 버린다. 그 이유는 명백하지는 않지만, 고용 C는, 가공 중에 있어서의 전위의 이동의 저항으로 되지만, 고변형으로 될수록, 전위가 증가하고, 축적하기 쉬워지므로, 고용 C량이 많으면 가공 경화량이 커져 버리다고 생각된다. 고용 C량이 0.20질량%를 초과하면, 고변형 영역에서의 가공 경화량이 커지기 때문에, 마르텐사이트 중의 고용 C량의 상한을 0.20질량%로 한다. 마르텐사이트 중의 고용 C량은, 바람직하게는 0.15질량% 이하이다.
고용 C량은, 국제 공개 제2018/139400호에 기재된 방법에 준거하여 구할 수 있다. 상세하게는, 이하의 방법으로 고용 C량은 구해진다.
마르텐사이트 중의 고용 C량은, 강재의 화학 조성의 C 함유량으로부터, 강재중에 석출된 탄화물 중의 C 함유량을 빼고, 또한 조직 분율의 영향을 고려하여 구한다.
구체적으로는 메쉬 사이즈를 100㎚로 한 추출 잔사 분석을 실시하여 잔사로서 얻어진 탄화물(시멘타이트 및 MC형 탄화물) 중의 Fe 농도<Fe>a, Cr 농도<Cr>a, Mn 농도<Mn>a, Mo 농도<Mo>a, V 농도<V>a, Nb 농도<Nb>와, 추출 레플리카법에 의해 얻어진 레플리카막을 TEM(Transmission Electron Microscope) 관찰함으로써 특정된 시멘타이트에 대하여 EDS(Energy Dispersive X-ray Spectroscopy)에 의한 점 분석을 실시하여 얻어진 시멘타이트 중의 Fe 농도<Fe>b, Cr 농도<Cr>b, Mn 농도<Mn>b, Mo 농도<Mo>b를 사용하여, 식 (a) 내지 식 (f)에 의해 고용 C량을 구한다.
<Mo>c=(<Fe>a+<Cr>a+<Mn>a)×<Mo>b/(<Fe>b+<Cr>b+<Mn>b) … (a)
<Mo>d=<Mo>a-<Mo>c … (b)
<C>a=(<Fe>a/55.85+<Cr>a/52+<Mn>a/53.94+<Mo>c/95.9)/3×12 … (c)
<C>b=(<V>a/50.94+<Mo>d/95.9+<Nb>a/92.9)×12 … (d)
<C>all=<C>-(<C>a+<C>b) … (e)
(고용 C량)={<C>all-(fF+fB+fP)×0.02+fγ×0.8}/fM … (f)
여기서, <C>a, <C>b는, 각각, 추출 잔사 분석 결과로부터 구한 C 함유량, 레플리카막의 측정 결과로부터 구한 C 함유량을 나타낸다.
(고용 C량)은 마르텐사이트 중의 고용 C량을 나타내고, fF, fB, fP, fγ 및 fM은, 각각, 페라이트, 베이나이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트의 분율(면적%)을 나타낸다. 식 (f)는 페라이트, 베이나이트, 펄라이트의 BCC상 중의 고용 한도를 0.02질량%라고 가정하고, 또한 잔류 오스테나이트 중의 C량을 0.8질량%라고 가정한 것이다.
측정 시에는, 강재의 화학 조성의 C 함유량은, 탈 C층을 제거하는 것을 목적으로 하여, 강판의 표면을 판의 표리면으로부터 200㎛를 절삭한 것으로부터, 절삭칩 형상의 분석 샘플을 채취한다. 그리고, 잘 알려져 있는 산소 기류 중 연소-적외선 흡수법에 의해, C 함유량(질량%)을 분석한다. 이를 강재의 C 함유량(<C>)으로 한다. 추출 잔사 분석용의 샘플은, 탈 C층을 제거하는 것을 목적으로 하여, 판의 표면을 200㎛ 절삭하고, 직경 50㎜의 원반상 시험편을 채취하고 측정을 행한다. TEM 관찰 및 시멘타이트의 EDS의 점 분석용 샘플은, 1/4 두께의 위치로부터 채취한 샘플을 사용한다. 시멘타이트는, 30개 측정한다.
마르텐사이트 중의 평균 탄화물 사이즈(원 상당 직경)가 0.25㎛ 이하
마르텐사이트 중의 평균 탄화물 사이즈가 크면, 항복 후의 가공 경화가 작아진다. 그 때문에, 당해 평균 탄화물 사이즈를 원 상당 직경으로 0.25㎛ 이하로 한다. 마르텐사이트 중의 평균 탄화물 사이즈는, 바람직하게는 원 상당 직경으로0.20㎛ 이하이다.
마르텐사이트 중의 탄화물로서는, Fe3C(θ 탄화물)나 ε 탄화물 등이 포함된다.
탄화물의 평균 사이즈(원 상당 직경)은 경면 연마한 샘플을 SEM(주사형 전자 현미경)에 의해 관찰함으로써 얻어진다. 후술하는 실시예에서는, SEM에 의해 관찰한 결과이다. 측정은, 500㎛×500㎛ 이상의 영역에서 행하고, 그 중의 탄화물의 수 및 원 상당 직경을 측정함으로써 결정한다.
동일한 구 오스테나이트 입자 내의, 플레이트 마르텐사이트와 당해 플레이트 마르텐사이트에 인접하는 다른 마르텐사이트의 결정 방위차가 10.0° 이하
플레이트 마르텐사이트와 그 플레이트 마르텐사이트에 인접하는 다른 마르텐사이트의 결정 방위차가 10.0°를 초과하면, 항복 응력이 높아진다. 그 이유는 명백하지 않지만, 플레이트 마르텐사이트와 그 플레이트 마르텐사이트에 인접한 다른 마르텐사이트의 결정 방위차가 크면, 경계를 초과한 전위의 이동이 하기 어렵고, 소성 변형이 전파되기 어려워져서, 항복하기 어려워지는 것이 원인이라고 생각된다. 즉, 소성 변형을 일으키기 쉬운 플레이트 마르텐사이트에, 소성 변형이 전파되기 쉬운 플레이트 마르텐사이트 이외의 마르텐사이트(라스상, 버터플라이상, 렌즈상, 또는 박판상의 마르텐사이트)가 인접함으로써, 낮은 응력이어도 소성 변형이 효율적으로 전파되고, 항복 응력이 저하된다고 생각된다. 이 관점에서, 결정 방위차가 10° 초과가 되는 결정립계에 둘러싸인 플레이트 마르텐사이트에서는 본 발명의 효과는 얻어지지 않는다. 플레이트 마르텐사이트를 EBSD 측정 및 SEM 관찰에 의해 동정할 때, 주변의 플레이트 마르텐사이트 이외의 마르텐사이트의 영역과의 결정 방위차를 측정하고, 최소의 결정 방위차가 10.0° 이하이면 된다.
구 오스테나이트 입계에 있어서의 P 농도가 4.0at% 이하
P는 입계에 편석하고, 인성을 낮춘다. 구 오스테나이트 입계에 있어서의 P 농도가 4.0at%를 초과하면, 인성이 크게 저하되므로, 구 오스테나이트 입계에 있어서의 P 농도를 4.0at% 이하로 한다. 구 오스테나이트 입계에 있어서의 P 농도는, 바람직하게는 3.2at%이다.
구 오스테나이트 입계의 P 농도는, 오제 분광에 의해 측정한다. 진공 챔버 내에서 샘플을 액체 질소에 의해 냉각하고, -150℃ 이하로 한 후, 샘플을 파괴하고, 입계를 노출시킨다. 그 입계가 노출된 표면의 P 농도를 측정하고, 예를 들어, 2010년 니혼덴시제 FE-AES에 부수의 해석 소프트웨어를 사용하여 정량한다.
본 실시 형태에 따른 강판은, 용융 아연 도금이 실시됨으로써, 표면에 용융 아연 도금층을 갖고 있어도 된다. 본 실시 형태에 따른 강판이 용융 아연 도금층을 갖고 있음으로써, 내식성이 향상되므로 바람직하다. 또한, 용융 아연 도금층은, 합금화 용융 아연 도금층이어도 된다. 용융 아연 도금층이 합금화 용융 아연 도금층임으로써, 내식성에 더하여, 스폿 용접 시에 있어서, 연속으로 타점 가능한 수가 증가하므로 바람직하다.
합금화 용융 아연 도금층은, 통상의 도금 조건으로 형성한 용융 아연 도금층(아연 합금을 용융 도금으로 형성한 도금층도 포함함)을, 통상의 합금화 처리 조건으로 합금화한 도금층이면 된다.
합금화 용융 아연 도금층의 도금 부착량은, 특별히 특정한 양에 한정되지 않지만, 소요의 내식성을 확보하는 점에서, 편면 부착량으로 5g/㎡ 이상이 바람직하고, 20g/㎡ 이상이 보다 바람직하다.
본 실시 형태의 합금화 용융 아연 도금 강판에 있어서는, 도장성이나 용접성을 개선할 목적으로, 합금화 용융 아연 도금층 상에, 또한 상층 도금(예를 들어, Ni 도금)을 실시해도 된다. 또한, 합금화 용융 아연 도금층의 표면 성상을 개선할 목적으로, 각종의 처리, 예를 들어 크로메이트 처리, 인산염 처리, 윤활성 향상 처리, 용접성 향상 처리 등을 실시해도 된다.
본 실시 형태에 따른 강판의 판 두께는, 특별히 한정되지 않지만, 0.10 내지 11.0㎜가 바람직하다. 판 두께 0.10 내지 11.0㎜의 고강도 박강판은, 프레스 가공으로 제조하는 자동차용 부재의 소재 강판으로서 적합하다. 또한, 상기 판 두께의 고강도 박강판은, 박판 제조 라인에서 용이하게 제조할 수 있다.
다음에, 본 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다.
본 발명자들은, 본 실시 형태에 따른 강판을 안정적으로 제조할 수 있는 제조 방법에 대해서 검토하였다. 그 결과, 플레이트 마르텐사이트를 얻기 위해서는, 가열 시의 가열 속도, 오스테나이트 단상 영역까지 가열한 후의 냉각 및 응력 부여 등의 연구가 필요한 것을 알았다.
또한, 오스테나이트 단상 영역까지 가열한 후의 냉각을 제어함으로써, 상부 베이나이트 변태를 억제하고, 마르텐사이트(프레시 마르텐사이트 및 또는 템퍼링 마르텐사이트)를 주된 조직으로 할 수 있는 것을 알았다.
본 실시 형태의 강판을 제조하는 제조 방법은, 이하의 공정을 포함하는 제조 방법에 의해 얻을 수 있다.
(I) 상술한 조성을 갖는 강을, 용제하여 얻어진 용강을 주조하여 강편을 얻는 주조 공정
(II) 상기 강편을 1150℃ 이상, 1350℃ 이하로 가열하고, 그 후, 1050℃ 이상의 온도 영역에서 35% 이상의 누적 압하율로 열간 압연을 행하여 열연 강판을 얻는 열간 압연 공정
(III) 열간 압연 공정 완료 후, 3초 이내에 개시되고, 850℃ 이하 700℃ 초과의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 20℃/초 이상 100℃/초 이하, 700℃로부터 권취 온도까지의 평균 냉각 속도가 30℃/초 이상 80℃/초 이하로 되도록 권취 온도까지 냉각하는 냉각 공정
(IV) 상기 냉각 공정 후의 상기 열연 강판을, 650℃ 이하의 권취 온도로 권취하는 권취 공정
(V) 상기 권취 공정 후의 상기 열연 강판에 냉간 압연을 행하고 냉연 강판으로 하는 냉간 압연 공정
(VI) 상기 냉연 강판을, 650℃ 내지 750℃의 온도 영역에서의 평균 가열 속도가 0.5 내지 5.0℃/초로 되도록, Ac3 내지 1000℃의 어닐링 온도까지 가열하고, 상기 어닐링 온도에서 3 내지 100초 유지하는 어닐링 공정
(VII) 상기 어닐링 공정 후의 상기 냉연 강판을, 740℃ 이하 550℃ 초과의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도를 10℃/초 이상, 550℃ 이하 Ms℃ 초과의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 30℃/초 이상, Ms℃ 이하 Ms-15℃ 초과의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 5℃/초 이상 40℃/초 이하, Ms-15℃ 이하 Ms-40℃ 초과의 온도 영역에서 평균의 냉각 속도가 25℃/초 이상 120℃/초 이하, Ms-40℃ 이하 Ms-120℃ 이상의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 5℃/초 이상 40℃/초 이하로 되도록 냉각하는 어닐링 후 냉각 공정
단, 상기 어닐링 후 냉각 공정에서는, Ms℃ 이하 Ms-120℃ 이상의 온도 영역에 있어서, 상기 냉연 강판에 20 내지 100㎫의 인장 응력을 부여한다
(VIII) 상기 어닐링 후 냉각 공정의 상기 냉연 강판을, 0.5℃/초 이상, 10℃/초의 평균 냉각 속도에서 실온까지 냉각하는, 최종 냉각 공정
또한, Ac3은, 가열할 때의 오스테나이트 변태 온도(℃)이며, Ms는, 마르텐사이트 변태 개시 온도(℃)이다.
이하에, 각 공정의 조건에 대해서 설명한다.
[주조 공정]
주조 공정에서는, 본 실시 형태에 따른 강판과 마찬가지의 화학 조성을 갖는 용강을 주조하여 강편을 얻는다. 용제 방법, 주조 방법에 대해서는 통상법에 따르면 된다.
[열간 압연 공정]
열간 압연 공정에서는, 강편(이하에서는, 강편을 슬래브 또는 주조 슬래브라고 하는 경우가 있음)을 1150℃ 이상, 1350℃ 이하로 가열하고, 그 후, 1050℃ 이상의 온도 영역에서 35% 이상의 누적 압하율로 열간 압연을 행하여 열연 강판을 얻는다. 슬래브의 가열 온도가 1150℃ 미만이면, 주조 슬래브의 균질화 및 탄질화물의 용해가 불충분해지고, 강도의 저하나 인성의 저하를 초래하므로, 주조 슬래브의 가열 온도는 1150℃ 이상으로 한다. 슬래브의 가열 온도는, 바람직하게는 1180℃ 이상이다.
한편, 슬래브의 가열 온도가 1350℃를 초과하면, 제조 비용이 상승함과 함께, 생산성이 저하된다. 또한, 모상 오스테나이트의 입경이 국부적으로 커져서 혼립 조직이 되고, 최종 조직의 구 오스테나이트 입자의 최대 직경이 커진다. 따라서, 슬래브의 가열 온도는 1350℃ 이하로 한다. 슬래브의 가열 온도는, 바람직하게는 1300℃ 이하이다.
또한, 1050℃ 이상의 온도 영역에서 누적 압하율이 35% 이상의 열간 압연을 행한다. 1050℃ 이상이면 재결정의 진행이 빠르다. 그 온도 영역에 있어서, 누적 압하율이 35% 이상의 압연을 행함으로써, 열연 후에 재결정이 진행되고, 결정 입경이 작아진다. 이에 의해, 냉연, 어닐링 후의 결정 입경도 작아진다. 1050℃ 이상의 온도 영역에서의 누적 압하율은, 바람직하게는 40% 이상이다.
[냉각 공정]
열간 압연 공정 완료 후, 3초 이내에 냉각을 개시한다. 열간 압연 후의 강판이 고온으로 유지되면, 재결정과 입성장이 진행된다. 그 때문에, 냉각 개시까지의 시간이 길면, 고온으로 유지되는 시간이 길어짐으로써, 입성장이 너무 진행된다. 그 결과, 모상 오스테나이트 입자의 평균 사이즈나 모상 오스테나이트 입자의 최대 직경이 커진다. 이 경우, 최종 조직의 구 오스테나이트 입자의 평균 입경이나, 최대 직경이 커진다. 그 때문에, 열간 압연 공정 완료 후 내지 냉각 개시까지의 시간을 3초 이내로 한다. 또한, 상기의 열간 압연 공정 완료란, 열간 압연 공정에서의 최후의 압연롤에 의한 압연이 종료된 시점을 말한다. 또한, 상기의 냉각 개시 시점은, 이하의 냉각을 개시하는 시점을 말한다.
또한, 냉각 공정에서는, 850℃ 이하 700℃ 초과의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 20℃/초 이상 100℃/초 이하, 700℃로부터 권취 온도까지의 평균 냉각 속도가 30 내지 80℃/초가 되도록 권취 온도까지 냉각한다.
850℃ 이하 700℃ 초과의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 느리면, 모상 오스테나이트가 페라이트 변태된다. 그 결과, 열연 강판의 금속 조직이, 페라이트와, 베이나이트나 마르텐사이트 등이 복합되어 존재하는 불균일한 조직으로 되어 버린다. 그 경우, 이 불균일 조직이 최종 열 처리 후의 조직에도 영향을 미치고, 열 처리 후의 조직도 불균일해진다. 그 결과, 구 오스테나이트 입자의 최대 직경이 커져 버린다.
850℃ 이하 700℃ 초과의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 20℃/초를 하회하면, 페라이트 변태가 진행되기 쉬워진다. 그 때문에, 이 온도 영역에서의 평균 냉각 속도를 20℃/초 이상으로 한다. 850℃ 이하 700℃ 초과의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 40℃/초 이상이다.
한편, 850℃ 이하 700℃ 초과의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 100℃/초를 초과하면, 냉각 속도의 불균일이 커지고, 장소에 의한 열 팽창 및 열 수축의 거동 편차가 커지므로, 판의 형상이 나빠져 버리는 경우가 많다. 따라서, 평균 냉각 속도를 100℃/초 이하로 한다. 850℃ 이하 700℃ 초과의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 85℃/초 이하이다.
또한, 냉각 공정에서는, 700℃로부터 후술하는 권취 온도까지의 평균 냉각 속도를 30℃/초 내지 80℃/초로 한다. 이 온도 영역에서는, P의 입계 편석이 진행된다. 700℃로부터 권취 온도까지의 평균 냉각 속도가 30℃/초 미만이면 P의 입계 편석이 많아져 인성이 열화된다. 700℃로부터 권취 온도까지의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 40℃/초 이상이다.
한편, 700℃로부터 권취 온도까지의 평균 냉각 속도가 80℃/초를 초과하면, 냉각 속도의 불균일이 커지고, 장소에 의한 열 팽창 및 열 수축의 거동 편차가 커지는 경우가 있다. 그 결과, 판의 형상이 나빠져 버리는 경우가 많다. 따라서, 평균 냉각 속도를 80℃/초 이하로 한다. 700℃로부터 권취 온도까지의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 75℃/초 이하이다.
[권취 공정]
냉각이 완료된 열연 강판을, 650℃ 이하의 권취 온도로 권취한다. 권취 온도가 650℃를 초과하면, 시멘타이트가 조대화되고, 어닐링해도 조대한 탄화물이 남아 버린다. 또한, 권취 온도가 650℃를 초과하면, 당해 권취 시에 조대한 페라이트가 발생하기 쉽고, 그 영향으로 조대한 모상 오스테나이트가 발생한다. 이 경우, 어닐링 후의 구 오스테나이트 입자의 평균 입경이나 구 오스테나이트의 최대 직경이 커진다. 그 때문에, 권취 온도는 650℃ 이하로 한다. 권취 온도는, 바람직하게는 630℃ 이하, 보다 바람직하게는 580℃ 이하이다. 권취 온도의 하한은, 특별히 정하지 않지만, 400℃ 미만이면, 열연 강판의 강도가 너무 상승해 버려, 다음 공정의 냉간 압연에 있어서의 압연 부하가 상승하므로, 권취 온도는 400℃ 이상이 바람직하다.
[냉간 압연 공정]
상기 권취 공정 후의 열연 강판에, 필요에 따라서 산세한 후, 냉간 압연을 행하여 냉연 강판으로 한다.
산세, 냉간 압연은, 통상의 방법에 따라서 행하면 된다. 예를 들어, 냉간 압연은 압하율 30 내지 85%에서 행한다.
[어닐링 공정]
어닐링 공정에서는, 냉연 강판을, 650℃ 내지 750℃의 온도 영역에서의 평균 가열 속도를 0.5 내지 5.0℃/초로서, Ac3 내지 1000℃의 어닐링 온도까지 가열하고, 상기 어닐링 온도에서 3 내지 100초 유지하는 어닐링을 행한다.
650℃ 내지 750℃의 온도 영역은 회복 및 재결정이 진행되는 온도 영역이다. 회복 및 재결정을 적절하게 진행시켜, 균일한 페라이트 조직으로 함으로써, 오스테나이트 단상 영역으로 가열되었을 때, γ(오스테나이트상)의 핵 생성이 균일하게 일어나, 조대한 오스테나이트 입자가 발생하지 않는다. 조대한 모상 오스테나이트 입자가 있는 경우, 다음 공정의 어닐링 후 냉각 공정에서 생성하는 플레이트 마르텐사이트의 분율이 낮아져 버린다. 그 이유는 명백하지 않지만, 예를 들어 이하로 생각된다. 어닐링 후 냉각 공정에서는, 온도 변화에 따라 냉연 강판이 수축함으로써, 당해 냉연 강판에 응력이 발생한다. 조대한 모상 오스테나이트가 있으면, 조대한 모상 오스테나이트가 이 응력에 의해 우선적으로 변형되어 버린다. 그 때문에, 조대한 모상 오스테나이트로부터만 플레이트 마르텐사이트가 생성하고, 플레이트 마르텐사이트 분율이 낮아져 버린다.
650℃ 내지 750℃의 온도 영역의 평균 가열 속도가 0.5℃/초 미만인 경우, 조대한 모상 오스테나이트 입자가 많아지고, 플레이트 마르텐사이트 분율이 낮아져 버린다. 또한, 조대한 모상 오스테나이트가 존재함으로써, 구 오스테나이트의 평균 입경이 커지고, 인성도 저하된다. 그 때문에, 상기 온도 영역에서의 평균 가열 속도를 0.5℃/초로 한다. 650℃ 내지 750℃의 온도 영역의 평균 가열 속도는, 바람직하게는 1.0℃/초 이상이다.
한편, 650℃ 내지 750℃의 온도 영역의 평균 가열 속도가 5℃/초를 초과하는 경우도, 플레이트 마르텐사이트 분율이 낮아져 버린다. 이것은, 페라이트의 재결정이 진행되지 않고, 냉간 압연에 의해 편평해진 입자의 형상을 반영한 모상 오스테나이트 입자가 조대해져서, 플레이트 마르텐사이트 분율이 저하되기 때문이라고 추정된다. 또한, 평균 가열 속도가 5℃/초를 초과하는 경우, 구 오스테나이트 입경도 커지므로, 인성이 열화된다. 그 때문에, 650℃ 내지 750℃의 온도 영역의 평균 가열 속도를 5℃/초 이상으로 한다. 650℃ 내지 750℃의 온도 영역의 평균 가열 속도는, 바람직하게는 4.0℃/초 이하이다.
어닐링 온도는, Ac3 내지 1000℃이다. 냉간 압연 후의 강판을 오스테나이트 단상 영역까지 가열함으로써, 마르텐사이트의 분율을 높게 할 수 있다. 어닐링 온도가 Ac3 미만이면 안정적으로 오스테나이트 단상 조직이 얻어지지 않는다. 어닐링 온도는, 바람직하게는 (Ac3+20)℃ 이상이다.
한편, 어닐링 온도가 1000℃를 초과하면, 모상 오스테나이트 입자가 커지고, 최종 제품인 강판의 조직을 구성하는 구 오스테나이트 입자가 조대로 되어 인성이 열화되거나, 플레이트 마르텐사이트가 적어지거나 한다. 어닐링 온도는, 바람직하게는 950℃ 이하이다.
또한, 어닐링 온도에서의 유지 시간이 3초 미만이면, 오스테나이트 단상이 안정적으로 얻어지지 않는다. 그 때문에 어닐링 온도에서의 유지 시간을, 3초 이상으로 한다. 어닐링 온도에서의 유지 시간은, 바람직하게는 25초 이상이다.
한편, 어닐링 온도에서의 유지 시간이 100초 초과이면, 냉연 강판을 어닐링 온도로 유지하고 있는 동안에 모상 오스테나이트 입경이 커지고, 최종 제품인 강판의 조직을 구성하는 구 오스테나이트 입자가 조대로 되어 인성이 열화되거나, 플레이트 마르텐사이트가 적어지거나 한다. 그 때문에, 어닐링 온도에서의 유지 시간을 100초 이하로 한다. 어닐링 온도에서의 유지 시간은, 바람직하게는 80초 이하이다.
오스테나이트 변태 온도 Ac3은, 이하의 식으로 구해진다.
Ac3(℃)=910-230×C1/2-15.2×Ni+44.7×Si+31.5×Mo+104×V+13.1×W
여기서, 상기 식 중, C, Ni, Si, Mo, V 및 W는, 강편에 있어서의 각 원소의 함유량(질량%)이다.
[어닐링 후 냉각 공정]
어닐링 후 냉각 공정에서는, Ac3 내지 1000℃의 온도 영역에서 어닐링한 후의 강판을, 냉각 속도를 단계적으로 이하와 같이 제어하여 냉각하면 되는 것을 알았다.
740℃ 이하 550℃ 초과의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도:10℃/초 이상
이 온도 영역에서의 냉각 속도를 제어함으로써, 페라이트 변태를 억제하고, 마르텐사이트를 주된 조직으로 할 수 있다. 평균 냉각 속도 10℃/초 미만이면, 페라이트 변태가 발생하는 것이 염려된다. 이 온도 영역에서의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 20℃/초 이상이다. 평균 냉각 속도의 상한은, 특별히 한정할 필요는 없지만, 예를 들어, 이 온도 영역에서의 평균 냉각 속도는, 80℃/초 이하이다.
550℃ 이하 Ms 초과의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도:30℃/초 이상
이 온도 영역에서의 냉각 속도를 제어함으로써, 상부 베이나이트 변태를 억제하고, 마르텐사이트를 주된 조직으로 할 수 있다. 평균 냉각 속도가 30℃/초 미만이면, 상부 베이나이트의 면적이 많아지고, 최종의 강판에서의 마르텐사이트의 면적률이 적어져 버린다. 이 온도 영역에서의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 40℃/초 이상이다. 평균 냉각 속도의 상한은, 특별히 한정할 필요는 없지만, 예를 들어, 이 온도 영역에서의 평균 냉각 속도는, 80℃/초 이하이다.
Ms 이하 Ms-15℃ 초과의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도:5℃/초 이상 40℃/초 이하
이 온도 영역에서의 냉각 속도를 제어함으로써, 원하는 플레이트 마르텐사이트의 면적률을 확보할 수 있다. 이 온도 영역에서, 충분히 플레이트 마르텐사이트를 생성시키기 위해, 이 온도 영역에서의 평균 냉각 속도를 40℃/초 이하로 한다. 이 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 40℃/초를 초과하면 플레이트 마르텐사이트가 10% 미만이 된다. 이 온도 영역에서의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 30℃/초 이하, 보다 바람직하게는, 20℃/초 이하이다. 단, 이 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 5℃/초 미만이 되면, 상부 베이나이트 변태가 진행되고, 상부 베이나이트의 면적률이 많아져 버린다. 그 때문에, 이 온도 영역에서의 평균 냉각 속도를 5℃/초 이상으로 한다. Ms 미만 Ms-15℃ 이상의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 10℃/초 이상이다.
Ms-15℃ 이하 Ms-40℃ 초과의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도:25℃/초 이상 120℃/초 이하
이 온도 영역에서는, 플레이트 마르텐사이트가 존재하고 있으면, 플레이트 마르텐사이트를 핵으로 하여 베이나이트 변태가 발생하기 쉽다. 그 때문에, 이 온도 영역에서의 평균 냉각 속도를 25℃/초 이상으로 하여, 베이나이트 변태를 억제한다. 이 온도 영역에서의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 40℃/초 이상이다.
한편, 평균 냉각 속도가 120℃/초를 초과하면, 플레이트 마르텐사이트와 그 이외의 형상의 마르텐사이트의 계면에 있어서의 결정 방위차가 커져 버린다. 그 때문에, 평균 냉각 속도를 120℃/초 이하로 한다. 이 온도 영역에서의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 40℃/초 이하이다.
Ms-40℃ 이하 Ms-120℃ 이상의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도:5℃/초 이상 40℃/초 이하
이 온도 영역의 평균 냉각 속도가 40℃/초를 초과하면, 마르텐사이트 중에 석출하는 탄화물이 적어짐으로써 마르텐사이트 중의 고용 C량이 많아진다. 그 때문에, 평균 냉각 속도를 40℃/초 이하로 한다. 이 온도 영역에서의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 30℃/초 이하, 보다 바람직하게는 20℃/초 이하이다.
한편, 이 온도 영역의 평균 냉각 속도가 5℃/초보다도 작아지면, 탄화물의 사이즈가 커져 버린다. 그 때문에, 평균 냉각 속도를 5℃/초 이상으로 한다. 이 온도 영역에서의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 10℃/초 이상이다.
이와 같이, 오스테나이트 단상 영역으로 가열 후의 냉각 속도를 단계적으로 제어함으로써, 마르텐사이트 이외의 조직의 생성을 억제하고, 또한, 적량의 플레이트 마르텐사이트를 포함하는 마르텐사이트를 주체로 하는 조직을 얻을 수 있다. 특히, 마르텐사이트 변태 개시까지는 급랭하여 베이나이트의 핵 생성을 억제하고, 또한, 마르텐사이트 변태 개시 직후에 냉각 속도를 늦추고, 플레이트 마르텐사이트의 핵 생성을 충분히 시킴으로써, 플레이트 마르텐사이트의 생성을 효율적으로 재촉할 수 있다. 이 관점에서, Ms 이하 Ms-15℃ 초과의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도는 550℃ 이하, Ms 초과의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도의 0.70배 이하인 것이 바람직하고, 0.50배 이하인 것이 더욱 바람직하다.
또한, 어닐링 후 냉각 공정에서는, Ms 이하 Ms-120℃ 이상의 온도 영역에 있어서, 상기 냉연 강판에 20 내지 100㎫의 인장 응력을 부여한다. 상기와 같은 냉각 패턴에 더하여, 냉연 강판에 인장 응력을 부여함으로써, 플레이트 마르텐사이트를 형성하기 쉽게 할 수 있다. 그 효과를 얻기 위해서는, 인장 응력은 20㎫ 이상으로 한다. Ms 내지 Ms-120℃의 온도 영역에 있어서의 냉연 강판에 대한 인장 응력은, 바람직하게는 30㎫ 이상이다.
한편, 인장 응력이 너무 높으면, 판 형상이 무너지는 경우가 많다. 이것은, 열 처리 중의 고온 상태에서는, 항복 응력이 작아지고, 인장 응력을 가하면, 판이 소성 변형되어 버리기 때문이라고 생각된다. 인장 응력이 100㎫를 초과하면, 판 형상이 변형되는 경우가 있으므로, 100㎫ 이하로 한다. Ms 내지 Ms-120℃의 온도 영역에 있어서의 냉연 강판에 대한 인장 응력은, 바람직하게는 85㎫ 이하이다.
[최종 냉각 공정]
상기 어닐링 후 냉각 공정에서는, Ms-120℃까지 냉각이 행해진다. 그 후, 냉연 강판을 실온까지 냉각한다. 실온까지의 냉각 시에는, Ms-120℃ 미만에서의 평균 냉각 속도는, 0.5℃/초 이상, 10℃/초 이하로 한다. Ms-120℃ 이하에서의 평균 냉각 속도가 10℃/초 초과이면, 탄화물이 석출되는 시간이 적어지고, 고용 C량이 많아지는 경우가 있다. Ms-120도 미만에서의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 6.0℃/초 이하이다.
한편, 평균 냉각 속도가 0.5℃/초를 하회하면, 탄화물이 커져 버리는 것이 염려된다. 그 때문에, Ms-120℃ 미만에서의 평균 냉각 속도를 0.5℃/초 이상으로 한다. Ms-120℃ 미만에서의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 1.0℃/초 이상이다.
최종 냉각 공정에서는, 상기 냉연 강판을, Ms-120℃ 내지 450℃의 온도 영역에서 1000초 이하 유지해도 된다. 냉연 강판을 Ms-120℃ 내지 450℃의 온도 영역에서 1000초 이하 유지함으로써, 또한, 고용 C량이 저하되고, 고변형 영역에서의 가공 경화량을 낮게 할 수 있다. 유지 시간이 1000초를 초과하면, 평균 탄화물 사이즈가 커지므로, 항복 후의 가공 경화가 작아지거나, 항복 응력이 높아지거나, 인성이 열화되거나 하는 경우가 있다. 그 때문에, Ms-120℃ 내지 450℃의 온도 영역에서 강판의 유지를 행하는 경우에는, 유지 시간은 1000초 이하로 한다. 최종 냉각 공정에 있어서, 냉연 강판을 상기 온도 영역에서 유지하는 경우의 유지 시간의 하한은, 특별히 제한되지 않지만, 상기 효과를 보다 확실하게 얻기 위해, 예를 들어 10초 이상이다.
또한, 최종 냉각 공정에서 냉연 강판을 Ms-120℃ 내지 450℃의 온도 영역에서 1000초 이하의 시간 유지하는 처리는, 냉연 강판의 온도가 Ms-120℃로부터 실온이 될 때까지의 동안에 행해도 되고, 냉연 강판이 실온까지 냉각된 후에 행해도 된다.
마르텐사이트 변태 개시 온도 Ms는, 이하의 식으로 구해진다.
Ms(℃)=550-361×C-39×Mn-35×V-20×Cr-17×Ni-10×Cu-5×Mo-5×W+30×Al
여기서, 상기 식 중, C, Mn, V, Cr, Ni, Cu, Mo, W 및 Al은, 강편에 있어서의 각 원소의 함유량(질량%)이다.
[용융 아연 도금 공정]
강판의 표면에 아연 도금층을 형성하는 경우, 어닐링 후 냉각 공정과 최종 냉각 공정 사이에, 냉연 강판을 용융 아연 욕에 침지하는 용융 아연 도금 공정을 구비해도 된다.
도금 조건에 대해서는 통상법에 따르면 된다.
[합금화 공정]
용융 아연 도금층을 합금화 용융 아연 도금층으로 하는 경우, 용융 아연 도금 공정과 최종 냉각 공정 사이에, 상기 냉연 강판을 470℃ 이상 550℃ 이하로 재가열하고, 60s 이하 유지하는 합금화 공정을 구비하는 것이 바람직하다.
실시예
다음에, 본 발명의 실시예에 대해서 설명하지만, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 일 조건예이며, 본 발명은 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한에 있어서, 다양한 조건을 채용할 수 있다.
(실시예 1)
표 1-1, 1-2에 나타내는 화학 조성의 용강을, 통상법에 따라 연속 주조하여 주조 슬래브로 하였다. 표 1-1, 1-2에 있어서, 강종 부호 A 내지 T의 화학 조성은, 본 발명의 화학 조성을 충족하고 있다.
강종 aa 및 bb의 화학 조성은, C가 본 발명의 화학 조성을 충족하지 않고, 부호 cc의 화학 조성은 Si 함유량이, 강종 dd와 ee는 Mn 함유량이, 강종 ff는 P 함유량이, 강종 gg는 S 함유량이, 강종 hh는 Al 함유량이, 강종 ii는 B 함유량이, 각각 본 발명의 범위를 충족하지 않았다.
[표 1-1]
Figure pct00001
[표 1-2]
Figure pct00002
표 1-1, 1-2에 나타내는 화학 조성의 주조 슬래브를, 표 2-1 내지 2-10과 같이, 가열하고, 열간 압연에 제공하고, 냉각하고, 권취 처리를 하고, 산세 후, 냉간 압연에 제공하여, 판 두께 1.2㎜의 강판을 제조하였다. 당해 강판을, 표 2-1 내지 2-10에 나타내는 조건에서, 어닐링하고, 냉각하였다. 조건에 따라서는, 도금을 실시하였다. 산세에서는, 실온까지 냉각한 열연 강판을, 온도를 80℃ 이상 90℃ 이하로 제어한 염화수소로서 5 내지 10질량%의 염산에, 합계로 30초 이상 100초 이하 침지함으로써, 표면의 스케일을 제거하였다.
또한, 표 2-1 내지 2-10 중, 열간 압연 공정의 「누적 압하율」은, 1050℃ 이상의 온도 영역에서의 누적 압하율이다. 표 2-1 내지 2-10 중, 냉각 공정의 「냉각 개시 시간」은, 열간 압연 종료 후로부터 급랭 개시까지의 시간이다. 표 2-1 내지 2-10 중, 냉각 공정의 「냉각 속도(1)」는, 850℃로부터 700℃까지의 온도 영역에서의 냉각 속도이다. 표 2-1 내지 2-10 중, 냉각 공정의 「냉각 속도(2)」는, 700℃로부터 권취 온도까지의 온도 영역에서의 냉각 속도이다. 표 2-1 내지 2-10 중, 어닐링 후 냉각 공정의 「냉각 속도(3)」는, 740℃ 이하 550℃ 초과의 온도 영역에서의 냉각 속도이다. 표 2-1 내지 2-10 중, 어닐링 후 냉각 공정의 「냉각 속도(4)」는, 550℃ 이하 Ms 초과의 온도 영역에서의 냉각 속도이다. 표 2-1 내지 2-10 중, 어닐링 후 냉각 공정의 「냉각 속도(5)」는, Ms℃ 이하 Ms-15℃ 초과의 온도 영역에서의 냉각 속도이다. 표 2-1 내지 2-10 중, 어닐링 후 냉각 공정의 「냉각 속도(6)」는, Ms-15℃ 이하 Ms-40℃ 초과의 온도 영역에서의 냉각 속도이다. 표 2-1 내지 2-10 중, 어닐링 후 냉각 공정의 「냉각 속도(7)」는, Ms-40℃ 이하 Ms-120℃ 이상의 온도 영역에서의 냉각 속도이다. 표 2-1 내지 2-10 중, 어닐링 후 냉각 공정의 「인장 응력」은, Ms℃ 이하 Ms-120℃의 온도 영역에 있어서 냉연 강판에 부여한 인장 응력이다. 표 2-1 내지 2-10 중, 최종 냉각 공정의 「열 처리의 유무」는, Ms-120℃ 내지 450℃의 온도 영역에서의 열 처리의 유무이다. 표 2-1 내지 2-10 중, 최종 냉각 공정의 「유지 시간」은, 유지 온도에 있어서의 유지 시간이다. 표 2-1 내지 2-10 중, 최종 냉각 공정의 「냉각 속도(8)」는, 최종 냉각 공정에 있어서, 상기 열 처리를 행하지 않는 경우에는, Ms-120℃ 미만의 온도 영역에서의 냉각 속도이며, 상기 열 처리를 행하는 경우에는, 유지 온도 이하의 온도 영역에서의 냉각 속도이다. 표 2-1 내지 2-10 중, 합금화 공정의 「유지 시간」은, 재가열 온도에서의 유지 시간이다.
표 2-1 내지 2-10 중, 용융 아연 도금 공정의 도금종에 있어서의 「GI」는, 용융 아연 도금을 나타내고, 「GA」는, 합금화 용융 아연 도금을 나타낸다.
[표 2-1]
Figure pct00003
[표 2-2]
Figure pct00004
[표 2-3]
Figure pct00005
[표 2-4]
Figure pct00006
[표 2-5]
Figure pct00007
[표 2-6]
Figure pct00008
[표 2-7]
Figure pct00009
[표 2-8]
Figure pct00010
[표 2-9]
Figure pct00011
[표 2-10]
Figure pct00012
주조 슬래브에 표 2-1 내지 2-10에 나타내는 조건의 처리를 실시하여 얻어진 강판의, 마이크로 조직의 양태와 기계 특성을 측정하고, 이들을 평가하였다.
마이크로 조직에 있어서의 각 조직의 분율, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경, 구 오스테나이트 입자의 최대 직경, 마르텐사이트 중의 고용 C량, 탄화물 사이즈, 구 오스테나이트 입자의 입계에 있어서의 P량은, 전술한 방법에 의해 구하였다.
페라이트가 존재하는 경우, 당해 페라이트는, 모상 오스테나이트 입계이었던 장소에 존재하므로, 페라이트와 마르텐사이트의 경계를 구 오스테나이트 입계로서 정의하였다.
JIS Z 2241(2011)에 준거하여 시험을 행하고, 기계 특성(항복 응력 YP, 인장 강도 TS, 신장성)을 평가하였다. 인성에 대해서는, JIS Z 2242(2018)에 준거하여 시험을 행하였다. 단, 노치의 형상은, U 노치로 하였다. 액체 질소 온도(-196℃) 내지 200℃까지의 시험을 행하고, 취성 연성 천이 온도를 구하였다. 온도는 연성파괴의 에너지와 취성 파괴의 에너지의 중간 에너지가 되는 온도를, 내삽에 의해 구하였다.
또한, 형상 동결성의 평가를 위해, 항복 직후의 가공 경화량과, 고변형 영역에서의 가공 경화량을 이하의 요령으로 구하였다.
항복 직후의 가공 경화량은, 인장 시험에 있어서의 진응력을 σ, 진변형을 ε으로 했을 때, YP+100㎫에서의 dσ/dε으로 하였다. dσ/dε은, σ를 ε으로 미분한 것이다.
고변형 영역에서의 가공 경화량은, TS×0.9에서의 dσ/dε으로 정의하였다.
표 3-1 내지 3-10에, 측정 결과 및 평가 결과를 나타낸다.
[표 3-1]
Figure pct00013
[표 3-2]
Figure pct00014
[표 3-3]
Figure pct00015
[표 3-4]
Figure pct00016
[표 3-5]
Figure pct00017
[표 3-6]
Figure pct00018
[표 3-7]
Figure pct00019
[표 3-8]
Figure pct00020
[표 3-9]
Figure pct00021
[표 3-10]
Figure pct00022
인장 강도 TS≥980MP, 항복비 YP/TS≤0.7, YP+100㎫에서의 dσ/dε(dσ/dε(YP+100㎫))≥100000, TS×0.9에서의 dσ/dε(dσ/dε (0.9TS))≤50000, 취성 연성 천이 온도≤0℃의 경우에 프레스 후의 형상 동결성 특성 및 내충격 특성이 우수하다고 판정하였다.
얻어진 각 강판의 화학 조성은, 각각의 주조 슬래브의 화학 조성과 실질적으로 동일하였다.
처리 번호 2, 3은, 어닐링 공정에 있어서, 650 내지 750℃의 온도 영역에서의 가열 속도가 낮고, 구 오스테나이트의 평균 입경이 크고, 플레이트 마르텐사이트 분율이 낮았다. 그 결과, 항복비가 높고 또한 dσ/dε(YP+100㎫)이 낮고, 또한 취성 연성 천이 온도가 높았다.
처리 번호 4, 5는, 650 내지 750℃의 온도 영역에서의 가열 속도가 너무 빠르고, 구 오스테나이트의 최대 직경이 컸다. 그 결과, 취성 연성 천이 온도가 높았다.
처리 번호 6, 7은 어닐링 공정에서의 최고 가열 온도가 너무 낮고, 페라이트 분율이 높았다. 그 결과, dσ/dε(YP+100㎫)이 낮아지고, 또한 취성 연성 천이 온도가 높아졌다.
처리 번호 8, 9는, 어닐링 공정에서의 최고 가열 온도가 너무 높고, 구 오스테나이트의 평균 입경 및 구 오스테나이트의 최대 직경이 크고, 또한, 플레이트 마르텐사이트 분율도 낮았다. 그 결과, 항복비가 높고, 또한 dσ/dε(YP+100㎫)이 낮고, 또한, 취성 연성 천이 온도가 높아졌다.
처리 번호 10, 11은, 어닐링 공정에서의 가열 시의 Ac3 내지 1000℃의 온도 영역에서의 유지 시간이 짧고, 페라이트 분율이 높았다. 그 결과, dσ/dε(YP+100㎫)이 낮고, 또한 취성 연성 천이 온도가 높았다.
처리 번호 12, 13은, 어닐링 공정에서의 가열 시의 Ac3 내지 1000℃의 온도 영역에서의 유지 시간이 길고, 구 오스테나이트의 평균 입경 및 구 오스테나이트의 최대 직경이 크고, 또한, 플레이트 마르텐사이트 분율도 낮았다. 그 결과, 항복비가 높고, 또한 dσ/dε(YP+100㎫)이 낮고, 또한, 취성 연성 천이 온도가 높아졌다.
처리 번호 14는, 740℃ 이하 550℃ 초과의 온도 영역에서의 냉각 속도가 느리고, 페라이트 분율이 높았다. 그 결과, dσ/dε(YP+100㎫)이 낮고, 또한 취성 연성 천이 온도도 높아졌다.
처리 번호 15는, 740℃ 이하 550℃ 초과의 온도 영역에서의 냉각 속도가 느리고, 페라이트 분율이 높았다. 그 결과, 강도가 낮고, 또한, dσ/dε(YP+100㎫)이 낮고, 또한 취성 연성 천이 온도도 높아졌다.
처리 번호 16, 17은, 550℃ 이하 Ms 초과의 온도 영역에서의 냉각 속도가 느리고, 상부 베이나이트 분율이 많아지고, 또한 플레이트 마르텐사이트 분율이 낮았다. 그 결과, 항복비가 높고, 또한 dσ/dε(YP+100㎫)이 낮았다.
처리 번호 18, 19, 76은, Ms 이하 Ms-15℃ 초과의 온도 영역에서의 냉각 속도가 느리고, 상부 베이나이트 분율이 많아지고, 또한 플레이트 마르텐사이트 분율이 낮았다. 그 결과, 항복비가 높고, 또한 dσ/dε(YP+100㎫)이 낮았다.
처리 번호 24, 25, 73은, Ms 이하 Ms-15℃ 초과의 온도 영역에서의 냉각 속도가 빠르고, 플레이트 마르텐사이트 분율이 낮았다. 그 결과, 항복비가 높고, dσ/dε(YP+100㎫)이 낮고, 또한, 취성 연성 천이 온도가 높았다.
처리 번호 26, 27, 82는, Ms-15℃ 이하 Ms-40℃ 초과의 온도 영역에서의 냉각 속도가 빠르고, 결정 방위차가 커졌다. 그 결과, 항복비가 높았다.
처리 번호 32, 33, 79는, Ms-15 이하 Ms-40℃ 초과의 온도 영역에서의 냉각 속도가 느리고, 상부 베이나이트 분율이 많고, 또한 플레이트 마르텐사이트 분율이 낮았다. 그 결과, 항복비가 높고, 또한 dσ/dε(YP+100㎫)이 낮았다.
처리 번호 34, 35, 85는, Ms-40℃ 이하 Ms-120℃ 이상의 온도 영역에서의 냉각 속도가 느리고, 마르텐사이트 중의 평균 탄화물 사이즈가 컸다. 그 결과, dσ/dε(YP+100㎫)이 낮았다.
처리 번호 40, 41, 88은, Ms-40℃ 이하 Ms-120℃ 이상의 온도 영역에서의 냉각 속도가 빠르고, 고용 C량이 높았다. 그 결과, dσ/dε(0.9TS)이 높았다.
처리 번호 42, 43, 91은, Ms 이하 Ms-120℃ 이상의 온도 영역에서의 인장 응력이 낮고, 플레이트 마르텐사이트 분율이 낮았다. 그 결과, 항복비가 높고, dσ/dε(YP+100㎫)이 낮고, 또한 취성 연성 천이 온도가 높았다.
처리 번호 44는, Ms 이하 Ms-120℃ 이상의 온도 영역에서의 인장 응력이 너무 높았으므로, 인장 시험 중에 파단하였다.
처리 번호 50, 51은, Ms-120℃ 미만에서의 냉각 속도가 낮고, 마르텐사이트 중의 평균 탄화물 사이즈가 컸다. 그 결과, 항복비가 높고, 또한 dσ/dε(YP+100㎫)이 낮았다.
처리 번호 52, 53은, Ms-120℃ 이하에서의 냉각 속도가 높고, 고용 C량이 높았다. 그 결과, dσ/dε(0.9TS)이 높았다.
처리 번호 58은, 열연 시의 가열 온도가 낮고, 마르텐사이트 중의 평균 탄화물 사이즈가 컸다. 그 결과, 취성 연성 천이 온도가 높았다.
처리 번호 59는, 열연 시의 가열 온도가 높고, 구 오스테나이트의 최대 직경이 크고, 또한, 플레이트 마르텐사이트 분율도 낮았다. 그 결과, dσ/dε(YP+100㎫)이 낮고, 또한, 취성 연성 천이 온도가 높았다.
처리 번호 60은, 1050℃ 이상의 온도 영역에서의 압연율이 낮고, 구 오스테나이트의 평균 입경 및 구 오스테나이트의 최대 직경이 크고, 또한, 플레이트 마르텐사이트 분율도 낮았다. 그 결과, 항복비가 높고, 또한 dσ/dε(YP+100㎫)이 낮고, 또한, 취성 연성 천이 온도가 높았다.
처리 번호 61은, 1050℃ 이상의 온도 영역에서의 압연율이 낮고, 구 오스테나이트의 평균 입경이 크고, 또한, 플레이트 마르텐사이트 분율도 낮았다. 그 결과, 항복비가 높고, 또한 dσ/dε(YP+100㎫)이 낮고, 또한, 취성 연성 천이 온도가 높았다.
처리 번호 62는, 열간 압연 종료 후로부터 급랭 개시까지의 시간이 길고, 구 오스테나이트의 평균 입경이 크고, 또한, 플레이트 마르텐사이트 분율도 낮았다. 그 결과, 항복비가 높고, 또한 dσ/dε(YP+100㎫)이 낮고, 또한, 취성 연성 천이 온도가 높았다.
처리 번호 63은, 열간 압연 종료 후로부터 급랭 개시까지의 시간이 길고, 구 오스테나이트의 평균 입경 및 구 오스테나이트의 최대 직경이 크고, 또한, 플레이트 마르텐사이트 분율도 낮았다. 그 결과, 항복비가 높고, 또한 dσ/dε(YP+100㎫)이 낮고, 또한, 취성 연성 천이 온도가 높았다.
처리 번호 64, 65는, 850℃ 이하 700℃ 초과의 온도 영역의 냉각 속도가 낮고, 구 오스테나이트의 최대 직경이 크고, 또한, 플레이트 마르텐사이트 분율도 낮았다. 그 결과, 항복비가 높고, 또한 dσ/dε(YP+100㎫)이 낮고, 또한, 취성 연성 천이 온도가 높았다.
처리 번호 66, 67은, 700℃로부터 권취 온도까지의 냉각 속도가 낮고, 구 오스테나이트 입계에 있어서의 P 농도가 높았다. 그 결과, 취성 연성 천이 온도가 높았다.
처리 번호 68, 69, 94는, 권취 온도가 높고, 구 오스테나이트의 평균 입경 및 구 오스테나이트의 최대 직경이 크고, 플레이트 마르텐사이트 분율도 낮고, 또한, 구 오스테나이트 입계에 있어서의 P 농도가 높았다. 그 결과, 항복비가 높고, 또한 dσ/dε(YP+100㎫)이 낮고, 또한, 취성 연성 천이 온도가 높았다.
처리 번호 110은, C 함유량이 높고, 마르텐사이트 중의 고용 C량이나 평균 탄화물 사이즈가 컸다. 그 결과, dσ/dε(0.9TS)이 높고, 또한, 취성 연성 천이 온도가 높았다.
처리 번호 111은, 강판의 C 함유량이 낮았다. 그 결과, 인장 강도가 낮았다.
처리 번호 112는, 강판의 Si 함유량이 높았다. 그 결과, 취성 연성 천이 온도가 높았다.
처리 번호 113은, 강판의 Mn 함유량이 높았다. 그 결과, 냉간 압연 시에 파단되어 버려, 평가를 할 수 없었다.
처리 번호 114는, 강판의 Mn 함유량이 낮고, 페라이트 분율이 높았다. 그 결과, 인장 강도가 낮았다.
처리 번호 115는, 강판의 P 함유량이 높았다. 그 결과, 취성 연성 천이 온도가 높았다.
처리 번호 116은, 강판의 S 함유량이 높았다. 그 결과, 취성 연성 천이 온도가 높았다.
처리 번호 117은, 강판의 Al 함유량이 높았다. 그 결과, 취성 연성 천이 온도가 높았다.
처리 번호 118은, 강판의 B 함유량이 높았다. 그 결과, 취성 연성 천이 온도가 높았다.
다른 조건에 대해서는, 본 발명의 범위 내의 조직이 되고, 인장 강도, 항복비, dσ/dε(YP+100㎫), dσ/dε(0.9TS), 취성 연성 천이 온도가 양호해져, 본 발명의 범위 내가 되었다.
전술한 바와 같이, 본 발명에 따르면, 항복비가 낮고, 또한 항복 후의 가공 경화량이 높고, 고변형 영역에서의 가공 경화량이 낮고, 또한, 인성이 우수한 강판이 된다.
따라서, 본 발명은, 강판 제조 산업, 자동차 제조 산업 및 그 외의 기계 제조 산업에 있어서 이용 가능성이 높다.

Claims (8)

  1. 화학 조성이, 질량%로,
    C:0.15% 이상, 0.40% 이하,
    Si:0.01% 이상, 2.00% 이하,
    Mn:0.10% 이상, 4.00% 이하,
    Al:0.005% 이상, 1.500% 이하,
    P:0.001% 이상, 0.100% 이하,
    S:0.0005% 이상, 0.0100% 이하,
    N:0.0005% 이상, 0.0100% 이하,
    Ti:0% 이상, 0.200% 이하,
    Mo:0% 이상, 0.300% 이하,
    Nb:0% 이상, 0.200% 이하,
    Cr:0% 이상, 4.000% 이하,
    B:0% 이상, 0.0050% 이하,
    V:0% 이상, 0.300% 이하,
    Ni:0% 이상, 4.00% 이하,
    Cu:0% 이상, 4.00% 이하,
    W:0% 이상, 2.00% 이하,
    Ca:0% 이상, 0.0100% 이하,
    Ce:0% 이상, 0.0100% 이하,
    Mg:0% 이상, 0.0100% 이하,
    Zr:0% 이상, 0.0100% 이하,
    La:0% 이상, 0.0100% 이하,
    Ce, La 이외의 REM:0% 이상, 0.0100% 이하,
    Sn:0% 이상, 1.000% 이하,
    Sb:0% 이상, 0.200% 이하,
    잔부:Fe 및 불순물로 이루어지고,
    표면으로부터 판 두께 방향으로 판 두께의 1/8의 위치 내지 상기 표면으로부터 상기 판 두께 방향으로 상기 판 두께의 3/8의 위치 사이의 범위인 1/4 두께에 있어서의 마이크로 조직이, 면적률로,
    페라이트:0% 이상, 10% 이하,
    잔류 오스테나이트:0% 이상, 10% 이하,
    상부 베이나이트:0% 이상, 10% 이하,
    마르텐사이트:70% 이상, 100% 이하,
    펄라이트:0% 이상, 5% 이하,
    로 이루어지고,
    상기 마르텐사이트에 포함되는, 플레이트 마르텐사이트의 면적률이, 조직 전체의 면적에 대하여, 10% 이상 35% 이하이고,
    구 오스테나이트 입자의 평균 입경이 2.0㎛ 이상, 10.0㎛ 이하, 또한, 상기 구 오스테나이트 입자의 최대 직경이 20.0㎛ 이하이고,
    상기 마르텐사이트 중의 고용 C량이 0.20질량% 이하이고,
    상기 마르텐사이트 중의 평균 탄화물 사이즈가 0.25㎛ 이하이고,
    동일한 상기 구 오스테나이트 입자 중의, 상기 플레이트 마르텐사이트와 인접하는 다른 마르텐사이트의 결정 방위차가 10.0° 이하이고,
    상기 구 오스테나이트 입자의 입계에 있어서의 P 농도가 4.0at% 이하인,
    것을 특징으로 하는 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 표면에, 용융 아연 도금층이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 강판.
  3. 제2항에 있어서,
    상기 용융 아연 도금층이 합금화 용융 아연 도금층인 것을 특징으로 하는 강판.
  4. 제1항에 기재된 화학 조성을 갖는 강을 용제하고, 용제된 상기 강을 주조하여 강편을 얻는 주조 공정과,
    상기 강편을 1150℃ 이상, 1350℃ 이하로 가열하고, 그 후, 1050℃ 이상의 온도 영역에서 35% 이상의 누적 압하율로 열간 압연을 행하여 열연 강판을 얻는 열간 압연 공정과,
    상기 열간 압연 공정 완료 후, 3초 이내에 개시되고, 850℃ 이하 700℃ 초과의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 20℃/초 이상 100℃/초 이하, 700℃로부터 권취 온도까지의 평균 냉각 속도가 30℃/초 이상 80℃/초 이하로 되도록 권취 온도까지 냉각하는 냉각 공정과,
    상기 냉각 공정 후의 상기 열연 강판을, 650℃ 이하의 권취 온도로 권취하는 권취 공정과,
    상기 권취 공정 후의 상기 열연 강판에 냉간 압연을 행하고 냉연 강판으로 하는 냉간 압연 공정과,
    상기 냉연 강판을, 650℃ 내지 750℃의 온도 영역에서의 평균 가열 속도가 0.5 내지 5.0℃/초가 되도록, Ac3 내지 1000℃의 어닐링 온도까지 가열하고, 상기 어닐링 온도에서 3 내지 100초 유지하는 어닐링 공정과,
    상기 어닐링 공정 후의 상기 냉연 강판을,
    740℃ 이하 550℃ 초과의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도를 10℃/초 이상,
    550℃ 이하 Ms 초과의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 30℃/초 이상,
    Ms 이하 Ms-15℃ 초과의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 5℃/초 이상 40℃/초 이하,
    Ms-15℃ 이하 Ms-40℃ 초과의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 25℃/초 이상 120℃/초 이하,
    Ms-40℃ 이하 Ms-120℃ 이상의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 5℃/초 이상 40℃/초 이하로 되도록 냉각하는 어닐링 후 냉각 공정과,
    상기 어닐링 후 냉각 공정 후의 상기 냉연 강판을, 0.5℃/초 이상, 10℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 실온까지 냉각하는, 최종 냉각 공정
    을 갖고,
    상기 어닐링 후 냉각 공정에서는, Ms 이하 Ms-120℃ 이상의 온도 영역에 있어서, 상기 냉연 강판에 20 내지 100㎫의 인장 응력을 부여하는
    것을 특징으로 하는 강판의 제조 방법.
    여기서, Ms는, 이하의 식으로 구해진다.
    Ms(℃)=550-361×C-39×Mn-35×V-20×Cr-17×Ni-10×Cu-5×Mo-5×W+30×Al
    상기 식 중의 C, Mn, V, Cr, Ni, Cu, Mo, W 및 Al은, 상기 강편의 각 원소의 함유량(질량%)이다.
  5. 제4항에 있어서,
    상기 어닐링 후 냉각 공정에서는, 상기 온도 영역마다 평균 냉각 속도를 변경하는 것을 특징으로 하는 강판의 제조 방법.
  6. 제4항 또는 제5항에 있어서,
    상기 최종 냉각 공정은, 상기 어닐링 후 냉각 공정 후의 상기 냉연 강판을, Ms-120℃ 내지 450℃의 온도 영역에서 1000초 이하 유지한 후에 0.5℃/초 이상, 10℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 실온까지 냉각하는 공정을 포함하는 것을 특징으로 하는 강판의 제조 방법.
  7. 제4항 내지 제6항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 어닐링 후 냉각 공정과, 상기 최종 냉각 공정 사이에, 상기 냉연 강판을 용융 아연 욕에 침지하는 용융 아연 도금 공정을 구비하는 것을 특징으로 하는 강판의 제조 방법.
  8. 제7항에 있어서,
    상기 용융 아연 도금 공정과, 상기 최종 냉각 공정 사이에, 상기 냉연 강판을 470℃ 이상 550℃ 이하로 재가열하고, 60초 이하 유지하는 합금화 공정을 구비하는 것을 특징으로 하는 강판의 제조 방법.
KR1020217032740A 2019-04-11 2020-04-08 강판 및 그 제조 방법 KR102649517B1 (ko)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2019075692 2019-04-11
JPJP-P-2019-075692 2019-04-11
PCT/JP2020/015765 WO2020209275A1 (ja) 2019-04-11 2020-04-08 鋼板及びその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20210137168A true KR20210137168A (ko) 2021-11-17
KR102649517B1 KR102649517B1 (ko) 2024-03-22

Family

ID=72751297

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020217032740A KR102649517B1 (ko) 2019-04-11 2020-04-08 강판 및 그 제조 방법

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20220186337A1 (ko)
EP (1) EP3954790A4 (ko)
JP (1) JP7235102B2 (ko)
KR (1) KR102649517B1 (ko)
CN (1) CN113710823B (ko)
MX (1) MX2021011964A (ko)
WO (1) WO2020209275A1 (ko)

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN116670308A (zh) * 2020-12-25 2023-08-29 杰富意钢铁株式会社 钢板、构件和它们的制造方法
WO2022138894A1 (ja) * 2020-12-25 2022-06-30 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
KR20240046196A (ko) * 2021-10-13 2024-04-08 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 냉연 강판 및 그 제조 방법, 그리고 용접 조인트
CN115522126B (zh) * 2022-09-29 2023-09-26 武汉科技大学 一种具有良好耐磨性能的中锰钢及生产方法

Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS4730056U (ko) 1971-04-30 1972-12-05
JPS535149U (ko) 1976-06-29 1978-01-18
JPS5365216U (ko) 1976-11-02 1978-06-01
JPS61157625A (ja) 1984-12-29 1986-07-17 Nippon Steel Corp 高強度鋼板の製造方法
JP2007063604A (ja) 2005-08-30 2007-03-15 Nippon Steel Corp 伸びと穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板およびその製造方法
US20110048589A1 (en) * 2008-01-31 2011-03-03 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing the same
WO2013047755A1 (ja) * 2011-09-30 2013-04-04 新日鐵住金株式会社 耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法、並びに、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2013146148A1 (ja) 2012-03-29 2013-10-03 株式会社神戸製鋼所 成形性および形状凍結性に優れた、高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法
WO2015046339A1 (ja) 2013-09-27 2015-04-02 株式会社神戸製鋼所 延性および低温靭性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法
WO2017037827A1 (ja) 2015-08-31 2017-03-09 新日鐵住金株式会社 鋼板
EP3406748A1 (en) * 2016-01-22 2018-11-28 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and manufacturing method therefor

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS535149B2 (ko) 1973-05-18 1978-02-24
JP4730056B2 (ja) 2005-05-31 2011-07-20 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP5365217B2 (ja) * 2008-01-31 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
CN103857819B (zh) * 2011-10-04 2016-01-13 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
JP5662920B2 (ja) * 2011-11-11 2015-02-04 株式会社神戸製鋼所 耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
CN103215516B (zh) * 2013-04-09 2015-08-26 宝山钢铁股份有限公司 一种700MPa级高强度热轧Q&P钢及其制造方法
JP5888471B1 (ja) * 2014-03-31 2016-03-22 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比高強度冷延鋼板及びその製造方法
CN107109571B (zh) * 2015-01-15 2018-12-04 杰富意钢铁株式会社 高强度热镀锌钢板及其制造方法
US20200165708A1 (en) * 2016-02-10 2020-05-28 Jfe Steel Corporation High-strength galvanized steel sheet and method of producing the same
US11268164B2 (en) * 2016-09-28 2022-03-08 Jfe Steel Corporation Steel sheet and method for producing the same
KR101830538B1 (ko) * 2016-11-07 2018-02-21 주식회사 포스코 항복비가 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
JP2018109222A (ja) * 2016-12-28 2018-07-12 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板および高強度電気亜鉛めっき鋼板
MX2019008642A (es) 2017-01-24 2019-09-23 Nippon Steel Corp Material de acero y metodo para la produccion del material de acero.
JP6998721B2 (ja) 2017-10-16 2022-01-18 株式会社Ｎｔｔドコモ 無線通信システムの評価装置

Patent Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS4730056U (ko) 1971-04-30 1972-12-05
JPS535149U (ko) 1976-06-29 1978-01-18
JPS5365216U (ko) 1976-11-02 1978-06-01
JPS61157625A (ja) 1984-12-29 1986-07-17 Nippon Steel Corp 高強度鋼板の製造方法
JP2007063604A (ja) 2005-08-30 2007-03-15 Nippon Steel Corp 伸びと穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板およびその製造方法
US20110048589A1 (en) * 2008-01-31 2011-03-03 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing the same
WO2013047755A1 (ja) * 2011-09-30 2013-04-04 新日鐵住金株式会社 耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法、並びに、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
EP2762589A1 (en) * 2011-09-30 2014-08-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength hot-dip galvanized steel plate having excellent impact resistance and method for producing same, and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet and method for producing same
WO2013146148A1 (ja) 2012-03-29 2013-10-03 株式会社神戸製鋼所 成形性および形状凍結性に優れた、高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法
WO2015046339A1 (ja) 2013-09-27 2015-04-02 株式会社神戸製鋼所 延性および低温靭性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法
WO2017037827A1 (ja) 2015-08-31 2017-03-09 新日鐵住金株式会社 鋼板
EP3406748A1 (en) * 2016-01-22 2018-11-28 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and manufacturing method therefor

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
마키 마사시, 「철강의 상변태-마르텐사이트 변태편 II-철 합금 마르텐사이트의 내부 미시 조직 및 가공 유기 변태-」(마테리아, Vol.54, No.12, 2015년 12월, p.626-632)
마키 마사시, 「철강의 상변태-마르텐사이트 변태편 I-철 합금의 마르텐사이트 변태의 특징-」(마테리아, Vol.54, No.11, 2015년 11월, p.557-563)

Also Published As

Publication number Publication date
US20220186337A1 (en) 2022-06-16
WO2020209275A9 (ja) 2021-09-23
WO2020209275A1 (ja) 2020-10-15
KR102649517B1 (ko) 2024-03-22
EP3954790A4 (en) 2023-07-26
CN113710823A (zh) 2021-11-26
JPWO2020209275A1 (ko) 2020-10-15
MX2021011964A (es) 2021-11-03
CN113710823B (zh) 2023-06-13
JP7235102B2 (ja) 2023-03-08
EP3954790A1 (en) 2022-02-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP3214196B1 (en) High-strength steel sheet and method for manufacturing same
EP3214197B1 (en) High-strength steel sheet and method for manufacturing same
CN109154044B (zh) 热浸镀锌钢板
EP2886674B1 (en) Steel sheet for hot stamping, method of manufacturing the same, and hot stamped steel sheet member
KR101621639B1 (ko) 강판, 도금 강판 및 그들의 제조 방법
JP6314520B2 (ja) 引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、及び、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とそれらの製造方法
WO2018026015A1 (ja) 鋼板及びめっき鋼板
TW201945559A (zh) 鋅系鍍敷鋼板及其製造方法
KR101597058B1 (ko) 냉연 강판
JP5114747B2 (ja) 穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板の製造方法と亜鉛めっき鋼板の製造方法
KR102649517B1 (ko) 강판 및 그 제조 방법
JP7284428B2 (ja) 鋼板、鋼板の製造方法およびめっき鋼板
JP6750772B1 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN110520550B (zh) 高强度热浸镀锌钢板及其制造方法
JP6777272B1 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JPWO2018138898A1 (ja) 鋼板
JP6460239B2 (ja) 鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
JP6460238B2 (ja) 鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
KR102658163B1 (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
JP7440800B2 (ja) 鋼板及びその製造方法
JP7216933B2 (ja) 鋼板およびその製造方法
TWI546390B (zh) 鋼板、熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板以及其等之製造方法
CN114945690B (zh) 钢板及其制造方法
TW201702398A (zh) 鋼板、熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板以及其等之製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right