KR20220033516A - 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

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에리코 츠카모토
겐고 다케다
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닛폰세이테츠 가부시키가이샤
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Abstract

이 강판은, 소정의 화학 조성을 갖고, 금속 조직이, 면적률로, 페라이트, 베이나이트 및 펄라이트: 합계로 0 내지 10％, 잔류 오스테나이트: 1 내지 15％, 잔부가 마르텐사이트이고, 구 오스테나이트 입계에 있어서, 폭 50nm 내지 2㎛의 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트가 존재하는 비율이 70％ 이상이다.

Description

강판 및 그 제조 방법
본 발명은, 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
본원은, 2019년 10월 9일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2019-185996호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.
자동차로부터의 탄산 가스의 배출량을 억제하기 위해서, 고강도 강판을 사용하여, 안전성을 확보하면서 자동차 차체를 경량화하는 시도가 진행되고 있다. 그러나, 일반적으로, 강판의 강도를 높이면, 성형성은 저하된다. 고강도 강판에 있어서, 강도와 성형성을 양립시키는 것은 곤란하고, 이 과제를 해결하기 위해서, 몇 가지의 수단이 제안되어 있다.
예를 들어, 특허문헌 1에는, 질량％로, C: 0.15 내지 0.35％, Si: 0.5 내지 3.0％, Mn: 0.5 내지 1.5％, Al: 0.001 내지 0.10％를 각각 포함하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 상기 불가피적 불순물 중 소정의 조성의 함유량이 제한되어, 전체 조직에 대한 면적률로, 마르텐사이트: 90％ 이상, 잔류 오스테나이트: 0.5％ 이상으로 이루어지는 조직을 갖고, 국소의 Mn 농도가, 강판 전체의 Mn 함유량의 1.2배 이상으로 되는 영역이, 면적률로 1％ 이상 존재하고, 인장 강도가 1470MPa 이상, 항복비가 0.75 이상이고, 또한 전체 신장이 10％ 이상인 것을 특징으로 하는 초고강도 강판이 개시되어 있다.
특허문헌 2에는, 강판의 표면에 용융 아연 도금층을 갖는 용융 아연 도금 강판이며, 상기 강판의 성분 조성이, 질량％로, C: 0.03 내지 0.70％, Si: 0.25 내지 2.50％, Mn: 1.00 내지 5.00％, P: 0.0005 내지 0.100％, S: 0.010％ 이하, sol.Al: 0.001 내지 2.500％, N: 0.020％ 이하, B: 0 내지 0.0200％, Ti: 0 내지 0.30％, Nb: 0 내지 0.30％, V: 0 내지 0.30％, Cr: 0 내지 2.00％, Mo: 0 내지 2.00％, Cu: 0 내지 2.00％, Ni: 0 내지 2.00％, Ca: 0 내지 0.010％, Mg: 0 내지 0.010％, REM: 0 내지 0.10％ 및 Bi: 0 내지 0.050％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물이고, 상기 강판의 금속 조직이, 체적％로, 잔류 오스테나이트: 5.0％ 초과 및 템퍼링 마르텐사이트: 5.0％ 초과를 함유하고, 상기 잔류 오스테나이트가, C: 0.85질량％ 이상을 함유하고, 상기 강판의 금속 조직 중의 구 오스테나이트 입계에 있어서의 C 편석량(원자수/nm2): [C]γgb와, P 편석량(원자수/nm2): [P]γgb의 비: [C]γgb/[P]γgb가 4.0 이상인 것을 특징으로 하는 용융 아연 도금 강판이 개시되어 있다.
일본 특허 공개2019-2078호 공보 일본 특허 제6421903호 공보
특허문헌 1 및 특허문헌 2에서는, 일반적인 항복 강도(항복비)에 대해서는 검토되고 있지만, 요즘의 자동차 차체의 경량화에 관한 요구를 근거로 하면, 보다 적합한 특성을 갖는 것이 요구되고 있다. 구체적으로는, 탄성 한도를 크게 하여 탄성 변형 영역을 넓게 함으로써, 강판의 충격 에너지의 흡수 성능이 향상되기 때문에 바람직하다.
이상을 감안하여, 본 발명은 1310MPa 이상의 인장 강도를 갖고, 응력-변형 곡선에 있어서의 진응력값이 600MPa 이상의 영역까지, 180GPa 초과의 가공 경화율이 유지되는 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명은, 상기 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 그 요지는 이하와 같다.
[1] 본 발명의 일 형태에 관한 강판은, 화학 조성이, 질량％로,
C: 0.20 내지 0.40％,
Si: 0.10％ 내지 1.0％,
Al: 0.20％ 내지 1.0％,
Mn: 0.1 내지 4.0％,
P: 0.0200％ 이하,
S: 0.0200％ 이하,
N: 0.0200％ 이하,
O: 0.0200％ 이하,
Ni: 0 내지 1.00％,
Mo: 0 내지 1.00％,
Cr: 0 내지 2.000％,
Ti: 0 내지 0.500％,
B: 0 내지 0.0100％,
Nb: 0 내지 0.500％,
V: 0 내지 0.500％,
Cu: 0 내지 0.500％,
W: 0 내지 0.10％,
Ta: 0 내지 0.10％,
Sn: 0 내지 0.050％,
Co: 0 내지 0.50％,
Sb: 0 내지 0.050％,
As: 0 내지 0.050％,
Mg: 0 내지 0.050％,
Ca: 0 내지 0.040％,
Y: 0 내지 0.050％,
Zr: 0 내지 0.050％, 및
La: 0 내지 0.050％
를 포함하고, 잔부가 철 및 불순물로 이루어지고,
Si+Al은 0.30 내지 1.4％를 만족시키고,
판 두께 1/4부에 있어서의 금속 조직이, 면적률로,
페라이트, 베이나이트 및 펄라이트: 합계로 0 내지 10％,
잔류 오스테나이트: 1 내지 15％,
잔부가 마르텐사이트이고,
구 오스테나이트 입계에 있어서, 폭 50nm 내지 2㎛의 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트가 존재하는 비율이 70％ 이상이다.
[2] 상기 [1]에 기재된 강판에서는, 상기 화학 조성이, 질량％로,
Ni: 0.01 내지 1.00％,
Mo: 0.01 내지 1.00％,
Cr: 0.001 내지 2.000％,
Ti: 0.001 내지 0.500％,
B: 0.0001 내지 0.0100％,
Nb: 0.001 내지 0.500％,
V: 0.001 내지 0.500％,
Cu: 0.001 내지 0.500％,
W: 0.001 내지 0.10％,
Ta: 0.001 내지 0.10％,
Sn: 0.001 내지 0.050％,
Co: 0.001 내지 0.50％,
Sb: 0.001 내지 0.050％,
As: 0.001 내지 0.050％,
Mg: 0.0001 내지 0.050％,
Ca: 0.001 내지 0.040％,
Y: 0.001 내지 0.050％,
Zr: 0.001 내지 0.050％,
La: 0.001 내지 0.050％,
로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.
[3] 상기 [1] 또는 [2]에 기재된 강판은, 표면에 용융 아연 도금층을 가져도 된다.
[4] 상기 [1] 또는 [2]에 기재된 강판은, 표면에 합금화 용융 아연 도금층을 가져도 된다.
[5] 상기 [1] 내지 [4]의 어느 것에 기재된 강판에서는, 구 오스테나이트의 입계 두께가 50nm 내지 2㎛여도 된다.
[6] 본 발명이 다른 일 형태에 관한 강판의 제조 방법은, [1] 또는 [2]에 기재된 화학 조성을 갖는 슬래브를 열간 압연하여 열연 강판으로 하는 열간 압연 공정과,
상기 열연 강판을 산세한 후에 냉간 압연하여 냉연 강판으로 하는 냉간 압연 공정과,
상기 냉연 강판을 어닐링하는 어닐링 공정
을 갖고,
상기 어닐링 공정에서는,
상기 냉연 강판을, 830℃를 시점으로 하고, 840℃ 내지 900℃의 온도인 T℃를 종점으로 하는 온도 범위를 1.0℃/s 이하의 가열 속도로 가열하고,
상기 T℃에서 {T/13-(100×Si)0.8-(70×Al)0.5}초 이상 유지하고,
상기 유지 후에, 300℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 20℃/s 내지 60℃/s의 평균 냉각 속도로 냉각한다.
[7] 상기 [6]에 기재된 강판의 제조 방법에서는, 상기 어닐링 공정 후의 상기 냉연 강판을, (아연 도금욕 온도-40)℃ 내지 (아연 도금욕 온도+50)℃의 온도 영역으로 제어하여, 용융 아연 도금욕에 침지시킴으로써 용융 아연 도금을 형성해도 된다.
[8] 상기 [7]에 기재된 강판의 제조 방법에서는, 상기 용융 아연 도금을, 300 내지 500℃의 온도 영역에서 합금화해도 된다.
본 발명에 따르면, 1310MPa 이상의 인장 강도를 갖고, 응력-변형 곡선에 있어서의 진응력값이 600MPa 이상의 영역까지, 180GPa 초과의 가공 경화율이 유지되는 강판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.
도 1은, 2매의 강판을 스폿 용접하고, 내용융 금속 취화 균열성을 평가하는 시험의 모습을 도시한 모식도이다.
이하, 적절히 도면을 참조하면서 본 실시 형태에 따른 강판 및 그 제조 방법에 대하여 설명한다.
본 실시 형태에 따른 강판은, 화학 조성이, 질량％로,
C: 0.20 내지 0.40％,
Si: 0.10％ 내지 1.0％,
Al: 0.20％ 내지 1.0％,
Mn: 0.1 내지 4.0％,
P: 0.0200％ 이하,
S: 0.0200％ 이하,
N: 0.0200％ 이하,
O: 0.0200％ 이하,
Ni: 0 내지 1.00％,
Mo: 0 내지 1.00％,
Cr: 0 내지 2.000％,
Ti: 0 내지 0.500％,
B: 0 내지 0.0100％,
Nb: 0 내지 0.500％,
V: 0 내지 0.500％,
Cu: 0 내지 0.500％,
W: 0 내지 0.10％,
Ta: 0 내지 0.10％,
Sn: 0 내지 0.050％,
Co: 0 내지 0.50％,
Sb: 0 내지 0.050％,
As: 0 내지 0.050％,
Mg: 0 내지 0.050％,
Ca: 0 내지 0.040％,
Y: 0 내지 0.050％,
Zr: 0 내지 0.050％, 및
La: 0 내지 0.050％
를 포함하고, 잔부가 철 및 불순물로 이루어지고,
Si+Al은 0.30 내지 1.4％를 만족시키고,
판 두께 1/4부에 있어서의 금속 조직이, 면적률로,
페라이트, 베이나이트 및 펄라이트: 합계로 0 내지 10％,
잔류 오스테나이트: 1 내지 15％,
잔부가 마르텐사이트이고,
구 오스테나이트 입계에 있어서, 폭 50nm 내지 2㎛의 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트가 존재하는 비율이 70％ 이상이다.
이하, 본 발명의 일 양태에 관한 강판에 대하여 설명한다.
먼저, 본 실시 형태에 따른 강판의 금속 조직에 대하여 설명한다. 이하, 조직 분율은 화상 처리에서 측정되므로 면적률로 표시하지만, 여기에서의 면적률은 체적률로 간주해도 된다. 이 때문에, 조직 분율의 단위 「％」는 체적％를 의미하는 것으로 한다.
금속 조직
페라이트, 베이나이트 및 펄라이트: 합계로 0 내지 10％
페라이트는, 연질의 조직이므로 변형되기 쉽고, 신장의 향상에 기여하는 조직이다. 그러나, 적합한 강도를 얻기 위해서는, 페라이트의 면적률을 제한할 필요가 있다.
베이나이트는 어닐링 후에 350℃ 이상, 450℃ 이하로 일정 시간 유지함으로써 얻어지는 상이다. 베이나이트는, 마르텐사이트에 대하여 연질이므로, 연성을 향상시키는 효과가 있지만, 적합한 강도를 얻기 위해서는, 페라이트와 마찬가지로 면적률을 제한할 필요가 있다.
펄라이트는 경질의 시멘타이트를 포함하는 조직이고, 구멍 확장 시에 보이드의 발생 기점이 되고, 구멍 확장성을 열화시키기 때문에, 페라이트 및 베이나이트와 마찬가지로 면적률을 제한할 필요가 있다.
따라서, 본 실시 형태에 따른 강판에서는, 페라이트, 베이나이트 및 펄라이트의 면적률이 합계로 10％ 이하이다. 페라이트, 베이나이트 및 펄라이트는 포함되지 않아도 되므로, 그 하한은 0％이다.
잔류 오스테나이트: 1 내지 15％
잔류 오스테나이트는, TRIP 효과에 의해 연성을 향상시켜, 균일 신장의 향상에 기여한다. 그 때문에, 잔류 오스테나이트의 면적률은 1％ 이상으로 한다.
한편, 잔류 오스테나이트의 면적률이 과잉이 되면, 잔류 오스테나이트의 입경이 커진다. 이러한 입경이 큰 잔류 오스테나이트는, 변형 후에 조대 또한 경질의 마르텐사이트가 된다. 이 경우, 균열의 기점이 되기 쉬워지고, 구멍 확장성이 열화되기 때문에 바람직하지 않다. 이 때문에, 잔류 오스테나이트의 면적률은 15％ 이하로 하고, 바람직하게는 12％ 이하, 보다 바람직하게는 10％ 이하로 한다.
잔부: 마르텐사이트
페라이트, 베이나이트, 펄라이트 및 잔류 오스테나이트 이외의 잔부의 조직은, 마르텐사이트이다. 여기서, 마르텐사이트란, 소위 프레시 마르텐사이트와 템퍼링 마르텐사이트를 총칭하는 것이다.
프레시 마르텐사이트는, 전위 밀도가 높고 경질의 조직이므로, 인장 강도의 향상에 기여하는 조직이다.
템퍼링 마르텐사이트는, 프레시 마르텐사이트와 마찬가지로, 라스상의 결정립의 집합이다. 한편으로, 프레시 마르텐사이트와는 달리, 템퍼링에 의해 내부에 미세한 철계 탄화물을 포함하는 경질의 조직이다. 템퍼링 마르텐사이트는, 어닐링 후의 냉각 등에 의해 생성된 마르텐사이트를 열처리 등에 의해 템퍼링함으로써 얻어진다.
베이나이트도 미세한 철계 탄화물을 포함하는 조직이지만, 템퍼링 마르텐사이트는 철계 탄화물의 밸리언트가 복수 있고, 베이나이트는 철계 탄화물의 밸리언트가 단일인 점에서 구별할 수 있다.
구 오스테나이트 입계에 있어서, 폭 50nm 내지 2㎛의 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트가 존재하는 비율이 70％ 이상
구 오스테나이트 입계(이하, 구 γ입계라고 호칭하는 경우가 있음)에 있어서, 폭 50nm 내지 2㎛의 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트가 존재하는 비율이 70％ 미만인 경우, 마르텐사이트나 잔류 오스테나이트가 존재하지 않는 영역이 넓어진다. 마르텐사이트나 잔류 오스테나이트가 존재하지 않는 영역은, 마이크로 항복이 우선적으로 일어난다. 이 때문에, 전위의 운동을 저해하는 것이 어렵고, 인장 변형 시의 마이크로 항복을 억제하는 것이 곤란해지기 때문에 바람직하지 않다. 그 때문에, 본 실시 형태에 따른 강판에서는, 구 오스테나이트 입계에 있어서, 폭 50nm 내지 2㎛의 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트가 존재하는 비율이 70％ 이상으로 하고, 바람직하게는 80％ 이상이다.
구 오스테나이트 입계에 있어서, 폭 50nm 내지 2㎛의 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트가 존재하는 비율은 이상적으로는 100％이지만, 실제의 상한은 98％ 정도이다.
마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트의 폭이 50nm 미만인 경우, 마이크로 항복의 억제 효과가 불충분하다. 그 때문에, 본 실시 형태에서는 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트의 폭을 50nm 이상으로 한다.
한편, 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트의 폭이 2㎛ 초과인 경우, 그 부분이 너무 딱딱해져서, 주위의 연질상과의 강도 차가 발생하고, 보이드 발생의 기점이 되기 쉬워지기 때문에 바람직하지 않다. 그 때문에, 본 실시 형태에서는 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트의 폭을 2㎛ 이하로 한다.
구 오스테나이트 입계에 있어서 폭 50nm 내지 2㎛의 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트가 존재하는 비율, 즉 입계 피복률이 70％ 이상인 한, 구 오스테나이트 입계를 피복하는 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트의 그 밖의 요건은 특별히 한정되지 않는다. 예를 들어, 입계 피복률이 70％ 이상이면, 폭이 50nm 미만, 또는 2㎛ 초과인 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트가 구 오스테나이트 입계에 존재했다고 해도, 전위의 운동을 저해하여 인장 변형 시의 마이크로 항복을 억제할 수는 있다. 그 때문에, 폭이 50nm 미만, 또는 2㎛ 초과인 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트가 구 오스테나이트 입계에 존재하는 것은 허용된다.
한편, 입계 피복률에 더하여, 구 오스테나이트의 입계 두께를 50nm 내지 2㎛의 범위 내로 한정해도 된다. 구 오스테나이트의 입계 두께란, 구 오스테나이트 입계를 피복하는 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트의 폭의 평균값이다. 또한, 입계 두께의 측정에 있어서, 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트에 의해 피복되어 있지 않은 구 오스테나이트 입계의 폭은 0nm로 간주한다. 입계 두께를 50nm 내지 2㎛의 범위 내로 한정함으로써, 마이크로 항복의 억제 효과가 한층 높아진다.
이어서, 페라이트, 베이나이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트의 동정과 면적률의 산출에 대하여 설명한다.
각 금속 조직의 동정과 면적률의 산출은, EBSD(Electron Back Scattering Diffraction), X선 측정, 나이탈 시약 또는 레페라액을 사용하는 부식 및 주사형 전자 현미경에 의해, 판 두께 1/4부에 있어서의 강판의 압연 방향을 따르고 있고, 또한, 판면에 수직인 단면의 100㎛×100㎛ 영역을, 1000 내지 50000배의 배율로 관찰하여 행할 수 있다.
잔류 오스테나이트의 체적률은, X선을 사용하여 회절 강도를 측정하여 산출 할 수 있다.
X선을 사용하는 측정에서는, 시료의 판면으로부터 깊이 1/4의 위치까지를 기계 연마 및 화학 연마에 의해 제거하고, 판 두께 1/4의 위치에 있어서, MoKα선을 사용하여, bcc상의 (200), (211) 및 fcc상의 (200), (220), (311)의 회절 피크의 적분 강도비로부터, 잔류 오스테나이트의 조직 분율을 산출하는 것이 가능하다. 일반적인 산출 방법으로서 5 피크법이 이용된다.
마르텐사이트의 면적률은, 이하의 수순으로 구한다. 시료의 관찰면을 레페라액으로 에칭하고, 판 두께 1/4부를 중심으로 하는 판 두께 1/8 내지 3/8의 범위 내에서 100㎛×100㎛의 영역을, FE-SEM으로 관찰한다. 레페라 부식에서는, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트는 부식되지 않기 때문에, 부식되어 있지 않은 영역의 면적률은, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 합계 면적률이다. 이 부식되어 있지 않은 영역의 면적률로부터, X선으로 측정한 잔류 오스테나이트의 면적률을 감산하여, 마르텐사이트의 면적률을 산출할 수 있다. 마르텐사이트의 면적률로서는, 3군데에서 측정한 면적률의 평균값을 사용한다.
마르텐사이트는, 주사형 전자 현미경에 의한 전자 채널링 콘트라스트 상에 있어서, 다른 조직과 구별할 수 있다. 상기 상에 있어서, 전위 밀도가 높고, 또한, 결정립 내에 블록이나 패킷 등의 하부 조직을 갖는 영역이 마르텐사이트이다.
또한, 템퍼링 마르텐사이트는, 조직 내의 시멘타이트가 복수의 밸리언트를 갖는 점에서, 베이나이트와 구별할 수 있다.
상기 방법에 의해, 잔류 오스테나이트 또는 마르텐사이트와 동정되지 않은 조직을, 페라이트, 베이나이트 또는 펄라이트라고 판단한다.
구 오스테나이트 입계에 있어서의, 폭 50nm 내지 2㎛의 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트가 존재하는 비율은 다음과 같이 하여 측정한다.
시료의 관찰면을 나이탈 시약으로 부식하고, 판 두께 1/4를 중심으로 하는 판 두께 1/8 내지 3/8의 범위 내에서 100㎛×100㎛의 영역을, FE-SEM을 사용하여 관찰한다. 탄소가 농화한 잔류 γ나 마르텐사이트는 부식이 늦고, 하얗게 떠올라 보인다. 테두리상으로 하얗게 떠올라 있는 것은 구 γ입계에 존재하는 마르텐사이트나 잔류 오스테나이트라고 판단한다. EBSD 측정 결과의 역 해석에 의해 구 γ입자의 특정을 할 수 있기 때문에, 100㎛×100㎛의 영역 중에서 임의로 추출한 10개의 구 γ입자의 입계 길이 L을 화상 해석에 의해 구한다. 또한, 해당하는 부분의 SEM 사진의 화상 해석에 의해, 구 γ입계 중에서, 50nm 내지 2㎛의 폭을 갖는 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트가 피복하고 있는 부분의 길이 l을 구할 수 있다. l을 L로 제산함으로써, 구 γ입계에 있어서의, 폭 50nm 내지 2㎛의 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트가 존재하는 비율을 구한다.
길이 l의, 더욱 구체적인 측정 방법은 이하와 같다.
(1) EBSD 측정 결과의 역 해석에 의해, FE-SEM 사진에 있어서의 구 γ입자를 특정하고, 여기에서 측정 대상으로 되는 10개의 구 γ입자를 추출한다.
(2) 10개의 구 γ입자의 입계에 겹쳐서 존재하는, 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트라고 판단되는 조직(하얗게 떠올라 있는 조직)을 특정한다.
(3) 10개의 구 γ입자에 있어서, 구 γ입계에 수직인 선을 100nm 간격으로 기재한다. 이들 선에 의해, 구 γ입계에 겹쳐서 존재하는 당해 조직의 화상은, 구 γ입계에 수직으로 100nm 간격으로 슬라이스된 양상을 보인다.
(4) 슬라이스된 당해 조직 각각의 형상을, 100nm 폭의 직사각형인 것으로 간주하여, 당해 조직 각각의 구 γ입계에 수직인 방향을 따른 길이 x를 산출한다. 구체적으로는, 먼저 당해 조직 각각의 면적(단위 nm2)을 화상 해석에 의해 측정하고, 이어서 당해 조직 각각의 면적을 100nm로 나눈 값 x를 산출한다. 이 길이 x가, 구 γ입계에 있어서의 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트의 폭에 상당한다.
(5) 슬라이스된 당해 조직 중, 구 γ입계에 수직인 방향을 따른 길이 x가 50nm 내지 2㎛의 범위 내에 있는 것을 추출한다.
(6) 추출된 당해 조직에 의해 피복되어 있는 구 γ입계의 길이를 측정하고, 이것을 상술한 「50nm 내지 2㎛의 폭을 갖는 마르텐사이트 및/또는 오스테나이트가 피복하고 있는 부분의 길이 l」로 간주한다.
또한, 입계 두께는, 길이 l의 측정을 위하여 상술한 방법으로 100nm 간격으로 슬라이스된 당해 조직 모두의, 구 γ입계에 수직인 방향을 따른 길이 x의 평균값이다. 여기서, 입계 두께의 산출에 있어서, 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트가 존재하지 않는 구 γ입계에 있어서의 「슬라이스된 당해 조직 각각의, 구 γ입계에 수직인 방향을 따른 길이 x」는, 0nm로 간주한다. 환언하면, 입계 두께는, 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트에 의해 피복되어 있지 않은 구 γ입계 및 폭이 2㎛ 초과 또는 50nm 미만인 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트에 의해 피복된 구 γ입계도 고려한, 구 γ입계의 폭의 평균값이다.
또한, 통상의 강판에서는, 구 γ입계로의 탄소 편석이 진행되지 않기 때문에, 구 γ입계에 있어서의 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트의 양이 적다. 그 때문에, 통상의 강판의 부식된 관찰면을 FE-SEM으로 관찰해도, 하얗게 떠오른 구 γ입계가 보이지 않는 경우가 많다. 따라서, 통상의 강판에서는, FE-SEM 사진에 기초하여 구 γ입계를 명료하게 판단할 수 없는 경우가 있다. 그러나, 상술한 바와 같이 EBSD 측정 결과의 역 해석에 의해 구 γ입자의 특정을 할 수 있으므로, 통상의 강판 입계 두께 및 입계 피복률도, 상술의 방법에 따라서 측정 가능하다.
이어서, 본 실시 형태에 따른 강판의 화학 조성의 한정 이유에 대하여 설명한다. 이하, 성분 조성에 관한 ％는 질량％를 의미한다. 또한, 「∼」를 사용하여 표시되는 수치 범위는, 특별히 언급이 없는 한, 「∼」의 전후에 기재되는 수치를 하한값 및 상한값으로서 포함하는 범위를 의미한다. 즉, 0.20 내지 0.40％란, 0.20％ 이상, 0.40％ 이하인 것을 의미한다.
화학 조성
C: 0.20 내지 0.40％
C는, 소정량의 마르텐사이트를 확보하고, 강판의 강도를 향상시키는 원소이다. C 함유량이 0.20％ 미만이면, 소정량의 마르텐사이트를 얻는 것이 어렵고, 원하는 인장 강도를 확보할 수 없으므로, C 함유량은 0.20％ 이상으로 한다. C 함유량은 바람직하게는 0.25％ 이상이다.
한편, C 함유량이 0.40％를 초과하면, 용접성이 열화됨과 함께 구멍 확장성이 열화된다. 또한 내수소 취성도 열화된다. 그 때문에, C 함유량은 0.40％ 이하로 한다. C 함유량은 바람직하게는 0.35％ 이하이다.
Si: 0.10％ 내지 1.0％
Si는 고용 강화에 의해 강판의 강도를 증대시키는데 유용한 원소이다. 또한, Si는 시멘타이트의 생성을 억제하므로, 오스테나이트 중으로의 C의 농화를 촉진시켜서, 어닐링 후에 잔류 오스테나이트를 생성시키는데 유효한 원소이다. 또한, Si는, 후술하는 어닐링 공정에 있어서 γ입계 상에 탄소(C)를 편석시키는 효과를 갖는다. Si 함유량이 0.10％ 이하에서는 상기 작용에 의한 효과를 얻는 것이 곤란해지고, 균일 신장 달성이 곤란해지는데다 내수소 취성이 열화되기 때문에 바람직하지 않다. 따라서, Si 함유량은 0.10％ 이상으로 하고, 바람직하게는 0.50％ 이상, 보다 바람직하게는 0.60％ 이상이다.
한편, Si 함유량이 1.0％ 초과이면, 용접 시에 LME 균열(액체 금속 취화 균열이라고도 함)이 발생하기 쉬워진다. 또한, 화성 처리성 및 도금성이 현저하게 열화된다. 따라서, Si 함유량은 1.0％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.90％ 이하, 보다 바람직하게는 0.80％ 이하이다.
Al: 0.20％ 내지 1.0％
Al은, 용강을 탈산하는 작용을 갖는 원소이다. 또한, Al은, 후술하는 어닐링 공정에 있어서 γ입계 상에 탄소(C)를 편석시키는 효과를 갖는다. 이에 의해, 본 실시 형태에 따른 강판에서는, 구 γ입계가 마르텐사이트나 잔류 오스테나이트에 피복되어, 원하는 인장 강도나 넓은 탄성 변형 영역을 얻을 수 있다. Al 함유량이 0.20％ 미만인 경우에는 이들 효과가 발휘되지 않기 때문에, Al 함유량은 0.20％ 이상으로 하고, 바람직하게는 0.30％ 이상, 보다 바람직하게는 0.40％ 이상이다. 입계 상에 C를 보다 많이 편석시킴으로써 탄성 한도를 보다 높인다는 관점에서는, Al 함유량을, 0.50％ 초과로 하는 것이 보다 한층 바람직하고, 0.55％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하고, 바람직하게는 0.60％ 이상으로 하는 것이 특히 바람직하다.
한편, Al 함유량이 너무 높으면, 알루미나에 기인하는 표면 흠집이 발생하기 쉬워질 뿐만 아니라, 변태점이 크게 상승하고, 페라이트의 면적률이 많아진다. 이 경우, 상기의 금속 조직을 얻는 것이 곤란해지고, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않게 된다. 또한, 높은 Al 함유량은 주조성을 악화시킨다. 따라서, Al 함유량은 1.0％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.80％ 이하, 보다 바람직하게는 0.70％ 이하이다.
Si+Al: 0.30 내지 1.4％
상술한 바와 같이, Si와 Al은 모두 어닐링 공정에 있어서 γ입계에 C를 편석시키는 효과를 갖는 원소이다. Si+Al(Si 함유량과 Al 함유량의 합계)이 0.30％ 미만이면, 어닐링 공정에 있어서 γ입계에 C를 편석시키는 효과를 충분히 얻지 못하여, 원하는 인장 강도를 얻는 것이 곤란해진다. 그 때문에, Si+Al을 0.30％ 이상으로 하고, 바람직하게는 0.80％ 이상, 보다 바람직하게는 1.0％ 이상이다.
한편, Si+Al이 1.4％를 초과하면, Si 및/또는 Al의 과잉 첨가로 슬래브 균열이 발생하므로, Si+Al은 1.4％ 이하로 하고, 바람직하게는 1.3％ 이하, 보다 바람직하게는 1.2％ 이하이다.
Mn: 0.1 내지 4.0％
Mn은, 강의 ??칭성을 향상시키는 작용을 갖고, 상기의 금속 조직을 얻는데 유효한 원소이다. Mn 함유량이 0.1％ 미만이면 상기의 금속 조직을 얻는 것이 곤란해진다. 이 경우, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않게 된다. 따라서, Mn 함유량은 0.1％ 이상으로 하고, 바람직하게는 1.0％ 이상이다.
한편, Mn 함유량이 4.0％ 초과인 경우에는 Mn의 편석에 의해 ??칭성 향상의 효과가 엷어질 뿐만 아니라, 소재 비용의 상승을 초래한다. 따라서, Mn 함유량은 4.0％ 이하로 하고, 바람직하게는 3.5％ 이하이다.
P: 0.0200％ 이하
P는, 불순물 원소로, 강판의 판 두께 중앙부에 편석하여 인성을 저해하고, 또한, 용접부를 취화시키는 원소이다. P 함유량이 0.0200％를 초과하면, 용접부 강도나 구멍 확장성이 현저하게 저하된다. 그 때문에, P 함유량은 0.0200％ 이하로 한다. P 함유량은 바람직하게는 0.0100％ 이하이다.
P 함유량은, 적을수록 바람직하지만, 실용 강판에서 P를 0.0001％ 미만으로 저감하면, 제조 비용이 대폭으로 상승하고, 경제적으로 불리해진다. 그 때문에, P 함유량의 하한값을 0.0001％로 해도 된다.
S: 0.0200％ 이하
S는, 불순물 원소로, 용접성을 저해하고, 또한, 주조 시와 열연 시의 제조성을 저해하는 원소이다. 또한, S는, 조대한 MnS를 형성하여, 구멍 확장성을 저해하는 원소이기도 하다. S 함유량이 0.0200％를 초과하면, 용접성의 저하, 제조성의 저하 및 구멍 확장성의 저하가 현저해진다. 그 때문에, S 함유량은 0.0200％ 이하로 한다.
S 함유량은, 적을수록 바람직하지만, 실용 강판에서 S 함유량을 0.0001％ 미만으로 저감하면, 제조 비용이 대폭으로 상승하고, 경제적으로 불리해진다. 그 때문에, S 함유량의 하한값을 0.0001％로 해도 된다.
N: 0.0200％ 이하
N은, 조대한 질화물을 형성하고, 굽힘성이나 구멍 확장성을 저해하고, 또한, 용접 시의 블로우 홀의 발생 원인이 되는 원소이다. N 함유량이 0.0200％를 초과하면, 구멍 확장성의 저하나, 블로우 홀의 발생이 현저해진다. 그 때문에, N 함유량은 0.0200％ 이하로 한다.
N 함유량은, 적을수록 바람직하지만, 실용 강판에서 N 함유량을 0.0001％ 미만으로 저감하면, 제조 비용이 대폭으로 상승하고, 경제적으로 불리해진다. 그 때문에, N 함유량의 하한값을 0.0001％ 이상으로 해도 된다.
O: 0.0200％ 이하
O는, 조대한 산화물을 형성하고, 굽힘성이나 구멍 확장성을 저해하고, 또한, 용접 시의 블로우 홀의 발생 원인이 되는 원소이다. O 함유량이 0.0200％를 초과하면, 구멍 확장성의 저하나, 블로우 홀의 발생이 현저해진다. 그 때문에, O 함유량은 0.0200％ 이하로 한다.
O 함유량은, 적을수록 바람직하지만, 실용 강판에서 O 함유량을 0.0005％ 미만으로 저감하면, 제조 비용이 대폭으로 상승하고, 경제적으로 불리해진다. 그 때문에, O 함유량의 하한값을 0.0005％로 해도 된다.
본 실시 형태에 따른 강판은, Ni: 0.01 내지 1.00％, Mo: 0.01 내지 1.00％, Cr: 0.001 내지 2.000％, Ti: 0.001 내지 0.500％, B: 0.0001 내지 0.0100％, Nb: 0.001 내지 0.500％, V: 0.001 내지 0.500％, Cu: 0.001 내지 0.500％, W: 0.001 내지 0.10％, Ta: 0.001 내지 0.10％, Sn: 0.001 내지 0.050％, Co: 0.001 내지 0.50％, Sb: 0.001 내지 0.050％, As: 0.001 내지 0.050％, Mg: 0.0001 내지 0.050％, Ca: 0.001 내지 0.040％, Y: 0.001 내지 0.050％, Zr: 0.001 내지 0.050％ 및 La: 0.001 내지 0.050％로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다. 이들 원소는 함유하지 않아도 되므로 하한은 0％이다.
Ni: 0 내지 1.00％
Ni는, 강판의 강도의 향상에 유효한 원소이다. Ni의 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, Ni의 함유량이 0.01％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, Ni의 함유량이 너무 많으면, 강판의 연성이 저하되어서 성형성의 저하를 초래할 우려가 있다. 이 때문에, Ni의 함유량은 1.00％ 이하인 것이 바람직하다.
Mo: 0 내지 1.00％
Mo는, Cr과 마찬가지로 강판의 고강도화에 기여하는 원소이다. 이 효과는 미량이어도 얻을 수 있다. Mo의 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, Mo의 함유량은, 0.01％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, Mo의 함유량이 1.00％를 초과하면, 조대한 Mo 탄화물이 형성되고, 강판의 냉간 성형성이 저하될 우려가 있다. 이 때문에, Mo의 함유량은 1.00％ 이하인 것이 바람직하다.
Cr: 0 내지 2.000％
Cr은, 강의 ??칭성을 향상시켜, 고강도화에 기여하는 원소이고, 상기의 금속 조직을 얻는데 유효한 원소이다. 따라서, Cr을 함유시켜도 된다. Cr의 함유량은 0％여도 되지만, 상기의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Cr의 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
그러나, Cr을 과잉으로 함유시켜도 상기 작용에 의한 효과가 포화하는데다, 비경제적이 된다. 따라서, 함유시키는 경우에도, Cr 함유량은 2.000％ 이하로 한다.
Ti: 0 내지 0.500％
Ti는, 탄화물의 형태 제어에 중요한 원소이다. Ti에 의해 페라이트의 강도 증가가 재촉될 수 있다. 또한, Ti는, 조대한 Ti 산화물 또는 TiN을 형성하여 강판의 성형성을 저하시킬 우려가 있는 원소이다. 따라서, 강판의 성형성을 확보하는 관점에서는, Ti의 함유량은, 적을수록 바람직하고, 0.500％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0％여도 된다. 단, Ti의 함유량을 0.001％ 미만으로 저감하는 것은 정련 비용의 과도한 증가를 초래하기 때문에, Ti의 함유량의 하한을 0.001％로 해도 된다.
B: 0 내지 0.0100％
B는, 오스테나이트로부터의 냉각 과정에 있어서 페라이트 및 펄라이트의 생성을 억제하고, 베이나이트 또는 마르텐사이트 등의 저온 변태 조직의 생성을 재촉하는 원소이다. 또한, B는, 강의 고강도화에 유익한 원소이다. 이 효과는 미량이어도 얻을 수 있다. B의 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, B의 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, B의 함유량이 너무 많으면, 조대한 B 산화물이 생성되고, 당해 B 산화물이 프레스 성형 시에 보이드의 발생 기점이 되고, 강판의 성형성이 저하될 우려가 있다. 이 때문에, B의 함유량은 0.0100％ 이하인 것이 바람직하다. 0.0001％ 미만의 B의 동정에는 분석에 세심한 주의를 할 필요가 있다. B 함유량이 분석 장치의 검출 하한을 하회하는 경우, B 함유량이 0％로 간주되는 경우도 있다.
Nb: 0 내지 0.500％
Nb는, Ti와 마찬가지로 탄화물의 형태 제어에 유효한 원소이고, 조직을 미세화하여 강판의 인성의 향상에도 효과적인 원소이다. 이 효과는 미량이어도 얻을 수 있다. Nb의 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, Nb의 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, Nb의 함유량이 너무 많으면, 미세하고 경질의 Nb 탄화물이 다수 석출하고, 강판의 강도 상승과 함께 연성이 현저한 열화를 초래하고, 강판의 성형성이 저하될 우려가 있다. 이 때문에, Nb의 함유량은 0.500％ 이하인 것이 바람직하다.
V: 0 내지 0.500％
V도, Ti나 Nb와 마찬가지로, 탄화물의 형태 제어에 유효한 원소이고, 조직을 미세화하여 강판의 인성의 향상에도 효과적인 원소이다. V의 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, V의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 단, V의 함유량이 너무 많으면, 미세한 V 탄화물이 다수 석출하여 강재의 강도 상승과 연성의 저하를 초래하고, 강판의 성형성이 저하될 우려가 있다. 이 때문에, V의 함유량은 0.500％ 이하인 것이 바람직하다.
Cu: 0 내지 0.500％
Cu는, 강판의 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 이 효과는 미량이어도 얻을 수 있다. Cu의 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, Cu의 함유량이 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 단, Cu의 함유량이 너무 많으면, 적열 취성을 초래하여 열간 압연에서의 생산성을 저하시킬 우려가 있다. 이 때문에, Cu의 함유량은 0.500％ 이하인 것이 바람직하다.
W: 0 내지 0.10％
W는, 강판의 강도의 향상에 유효한 원소이다. W의 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, W의 함유량이 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, W의 함유량이 너무 많으면, 미세한 W 탄화물이 다수 석출하여 강판의 강도 상승과 연성의 저하를 초래하고, 강판의 냉간 가공성을 저하시킬 우려가 있다. 이 때문에, W의 함유량은 0.10％ 이하로 한다.
Ta: 0 내지 0.10％
Ta도, W와 마찬가지로, 강판의 강도의 향상에 유효한 원소이다. Ta의 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, Ta의 함유량이 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, Ta의 함유량이 너무 많으면, 미세한 Ta 탄화물이 다수 석출하여 강판의 강도 상승과 연성의 저하를 초래하고, 강판의 냉간 가공성을 저하시킬 우려가 있다. 이 때문에, Ta의 함유량은 0.10％ 이하로 하고, 0.02％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.010％ 이하인 것이 더욱 바람직하다.
Sn: 0 내지 0.050％
Sn은, 강판의 원료로서 스크랩을 사용한 경우에, 강판에 함유될 수 있는 원소이다. 또한, Sn은, 페라이트의 취화에 의한 강판의 냉간 성형성의 저하를 야기할 우려가 있다. 이 때문에, Sn의 함유량은 적을수록 바람직하다. Sn의 함유량은, 0.050％ 이하로 하고, 0.040％인 것이 바람직하고, 0％여도 된다. 그러나, Sn의 함유량을 0.001％ 미만으로 저감하는 것은 정련 비용의 과도한 증가를 초래하기 때문에, Sn의 함유량을 0.001％ 이상으로 해도 된다.
Co: 0 내지 0.50％
Co는, 강판의 강도의 향상에 유효한 원소이다. Co의 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, Co의 함유량이 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, Co의 함유량이 너무 많으면, 강판의 연성이 저하되어서 성형성의 저하를 초래할 우려가 있다. 이 때문에, Co의 함유량은 0.50％ 이하로 한다.
Sb: 0 내지 0.050％
Sb는, Sn과 마찬가지로, 강판의 원료로서 스크랩을 사용한 경우에 강판에 함유될 수 있는 원소이다. Sb는, 입계에 강하게 편석하여 입계의 취화 및 연성의 저하나, 냉간 성형성의 저하를 초래할 우려가 있다. 이 때문에, Sb의 함유량은 적을수록 바람직하다. Sb의 함유량은, 0.050％ 이하로 하고, 0.040％인 것이 바람직하고, 0％여도 된다. 그러나, Sb의 함유량을 0.001％ 미만으로 저감하는 것은 정련 비용의 과도한 증가를 초래하기 때문에, Sb의 함유량을 0.001％ 이상으로 해도 된다.
As: 0 내지 0.050％
As는, Sn, Sb와 마찬가지로, 강판의 원료로서 스크랩을 사용한 경우에 강판에 함유될 수 있는 원소이다. As는, 입계에 강하게 편석하는 원소이고, 냉간 성형성의 저하를 초래할 우려가 있다. 이 때문에, As의 함유량은 적을수록 바람직하다. As의 함유량은, 0.050％ 이하로 하고, 0.040％인 것이 바람직하고, 0％여도 된다. 그러나, As의 함유량을 0.001％ 미만으로 저감하는 것은 정련 비용의 과도한 증가를 초래하기 때문에, As의 함유량을 0.001％ 이상으로 해도 된다.
Mg: 0 내지 0.050％
Mg는, 황화물이나 산화물의 형태를 제어하고, 강판의 굽힘 성형성의 향상에 기여한다. 이 효과는 미량이어도 얻을 수 있다. Mg의 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, Mg의 함유량이 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다. 그러나, Mg의 함유량이 너무 많으면, 조대한 개재물의 형성에 의한 냉간 성형성의 저하를 야기할 우려가 있다. 이 때문에, Mg의 함유량은, 0.050％ 이하로 하고, 0.040％ 이하인 것이 바람직하다.
Ca: 0 내지 0.040％
Ca는, Mg와 마찬가지로, 미량으로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이다. Ca의 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, Ca의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 그러나, Ca의 함유량이 너무 많으면, 조대한 Ca 산화물이 생성되고, 당해 Ca 산화물이 냉간 성형 시에 균열 발생의 기점이 될 수 있다. 이 때문에, Ca의 함유량은, 0.040％ 이하로 하고, 0.030％ 이하인 것이 바람직하다.
Y: 0 내지 0.050％
Y는, Mg, Ca와 마찬가지로 미량으로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이다. Y의 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, Y의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 그러나, Y의 함유량이 너무 많으면, 조대한 Y 산화물이 생성되어, 냉간 성형성이 저하될 우려가 있다. 이 때문에, Y의 함유량은, 0.050％ 이하로 하고, 0.040％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
Zr: 0 내지 0.050％
Zr은, Mg, Ca, Y와 마찬가지로, 미량으로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이다. Zr의 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, Zr의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 그러나, Zr의 함유량이 너무 많으면, 조대한 Zr 산화물이 생성되어, 냉간 성형성이 저하될 우려가 있다. 이 때문에, Zr의 함유량은, 0.050％ 이하인 것이 바람직하고, 0.040％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
La: 0 내지 0.050％
La는, 미량으로 황화물의 형태 제어에 유효한 원소이다. La의 함유량은 0％여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, La의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 그러나, La의 함유량이 너무 많으면, La 산화물이 생성되어, 냉간 성형성이 저하될 우려가 있다. 이 때문에, La의 함유량은, 0.050％ 이하로 하고, 0.040％ 이하인 것이 바람직하다.
본 실시 형태에 따른 강판의 성분 조성에 있어서, 상기 원소를 제외하는 잔부는, Fe 및 불순물이다. 불순물은, 강 원료로부터 및/또는 제강 과정에서 혼입되고, 본 실시 형태에 따른 강판의 특성을 저해하지 않는 범위에서, 존재가 허용되는 원소이다.
본 실시 형태에 따른 강판은, 그 표면에 용융 아연 도금층을 가져도 된다. 본 실시 형태에 따른 강판의 용융 아연 도금층의 성분 조성은 특별히 한정되지 않는다. 본 실시 형태에 따른 강판의 도금은, 용융 아연 도금, 또는, 합금화 용융 아연 도금이면 되고, 또한, 이들 도금을 합금화한 합금화 도금이면 된다. 또한, 본 실시 형태에 따른 강판이 다른 도금(예를 들어 알루미늄 도금 등)을 갖는 것도 방해받지 않는다.
용융 아연 도금층 및 합금화 용융 아연 도금층은, Fe를 7질량％ 미만 함유하는 도금이 바람직하고, 또한, 합금화 도금은, Fe를 7질량％ 이상 15질량％ 이하 함유하는 도금이 바람직하다.
특성
[인장 강도: 1310MPa 이상]
본 실시 형태에 따른 강판에서는, 자동차의 차체 경량화에 기여하는 강도로서, 인장 강도(TS)를 1310MPa 이상으로 하는 것을 목표로 한다. 충격 흡수성의 관점으로부터는, 강판의 강도는, 바람직하게는 1400MPa 이상이고, 보다 바람직하게는 1470MPa 이상이다.
인장 강도는, 어닐링 강판으로부터 압연 방향에 대하여 수직 방향으로 JIS Z 2241: 2011에 기재된 JIS5호 인장 시험편을 채취하고, JIS Z 2241: 2011을 따라 인장 시험을 행함으로써 측정한다.
[응력-변형 곡선에 있어서의 진응력값이 600MPa 이상의 영역까지 180GPa 초과의 가공 경화율]
본 실시 형태에 따른 강판은, 구 오스테나이트 입계에 C가 적합하게 편석하고 있기 때문에, 응력-변형 곡선에 있어서의 진응력값이 600MPa 이상의 영역까지, 180GPa 초과의 가공 경화율이 유지된다. 이 특징을 가짐으로써, 본 실시 형태에 따른 강판은, 탄성 변형 영역이 넓어진다. 그 결과, 고강도 강판의 충격 에너지의 흡수 성능이 향상되고, 자동차 차체용으로서 적합하다.
가공 경화율을 구할 때는, 인장 강도를 측정할 때와 마찬가지로, JIS Z 2241: 2011에 따라 인장 시험을 행한다. 인장 시험 결과로부터, 공칭 응력 및 공칭 변형을 구하고, 그 기울기로부터 가공 경화율을 구한다. 진응력도 마찬가지로 하여, 인장 시험 결과로부터 산출한다.
이어서, 본 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다.
본 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법은,
본 실시 형태에 따른 강판의 화학 조성을 갖는 슬래브를 열간 압연하여 열연 강판으로 하는 열간 압연 공정과,
열연 강판을 산세한 후에 냉간 압연하여 냉연 강판으로 하는 냉간 압연 공정과,
냉연 강판을 어닐링하는 어닐링 공정
을 갖는다.
어닐링 공정에서는,
냉연 강판을, 830℃를 시점으로 하고, 840℃ 내지 900℃의 온도인 T℃를 종점으로 하는 온도 범위를 1.0℃/s 이하의 가열 속도로 가열하고,
T℃에서 {T/13-(100×Si)0.8-(70×Al)0.5}초 이상 유지하고,
유지 후에, 300℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 20℃/s 내지 60℃/s의 평균 냉각 속도로 냉각한다.
이하, 각 공정 조건에 대하여 설명한다.
[열간 압연 공정]
본 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법은, 본 실시 형태에 따른 강판의 성분 조성을 갖는 주조 슬래브를 열간 압연하여 열연 강판으로 하는 열간 압연 공정을 갖는다. 본 실시 형태에 따른 열간 압연 공정은 특별히 한정되지 않고, 통상의 방법에 따라서 행하면 된다.
[냉간 압연 공정]
열연 강판을, 산세 후, 냉간 압연에 제공하여 냉연 강판으로 한다.
열연 후는 산세 및 냉간 압연에 제공한다. 이들 공정에서의 제약은 특별히 없다. 예를 들어, 산세는, 1회여도 되고, 필요에 따라 복수회로 나누어서 행하여도 된다. 냉간 압연은, 20％ 이상, 80％ 이하 정도의 압하율을 확보할 수 있는 범위에서, 적절히, 압연 패스의 횟수, 패스마다의 압하율을 설정해도 된다.
[어닐링 공정]
어닐링 공정에서는, 냉연 강판을 어닐링한다. 이때, 냉연 강판을, 830℃ 내지 유지 온도 T(840℃ 내지 900℃)의 온도 영역에 있어서 1.0℃/s 이하의 가열 속도로 가열하고, 유지 온도 T에서 {T/13-(100×Si)0.8-(70×Al)0.5}초 이상 유지하고, 유지한 후에, 300℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 20℃/s 내지 60℃/s의 평균 냉각 속도로 냉각한다.
(830℃를 시점으로 하고, 840℃ 내지 900℃의 온도인 T℃를 종점으로 하는 온도 범위를 1.0℃/s 이하의 가열 속도로 가열)
어닐링 공정에서는, 830℃를 시점으로 하고, 840℃ 내지 900℃의 온도인 T℃를 종점으로 하는 온도 범위를 1℃/s 이하의 가열 속도로 가열한다. 즉, 830℃로부터 T℃의 범위를 1.0℃/s를 초과하지 않는 가열 속도로 가열한다.
본 실시 형태에서는, 구 오스테나이트 입계에 있어서, 폭 50nm 내지 2㎛의 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트가 존재하는 비율이 70％ 이상의 요건을 만족시키도록, 어닐링 공정에 있어서 구 γ입계에 C를 충분히 편석시킬 필요가 있다. 이때, 가열에 의해 구 γ입자가 성장해도, 충분한 폭을 갖는 C 농화 영역을 형성할 수 있도록 하는 열처리 조건의 제어가 요구된다. 그 때문에, 어닐링 공정에 있어서 가열 속도를 한정하는 온도 범위를 830℃를 시점으로 하고, 840℃ 내지 900℃의 온도인 T℃를 종점으로 하는 온도 범위로 한다. T℃는, 조직 구성상, Ac3점 이상의 온도로 하는 것이 바람직하다.
830℃ 내지 유지 온도 T의 온도 영역에 있어서 1.0℃/s 초과의 가열 속도의 경우, 구 γ입계에 C가 충분히 편석하지 않기 때문에 바람직하지 않다. 또한, 본 실시 형태와 같이 Al 함유량이 많은 성분계의 경우(0.20％ 내지 1.0％), Ac3점이 상승한다. 그 때문에, 가열 중에 충분히 오스테나이트 역변태와 γ 성장을 진행시키면서, 구 γ입계에 C를 충분히 편석시키기 위해서는, 830℃로부터 T℃까지, 가열 속도를 억제하면서, 시간을 들여서 계속하여 온도 상승시킬 필요가 있다. 그 때문에, 830℃ 내지 유지 온도 T℃의 온도 영역의 가열 속도를 1.0℃/s 이하로 하고, 당해 온도 영역 내에서, 1.0℃/s를 초과하는 가열이나, 정온 유지를 행하는 것은 바람직하지 않다. 그 때문에, 830℃ 내지 유지 온도 T℃의 온도 영역에 있어서의 가열 속도를 1.0℃/s 이하로 하고, 바람직하게는 0.9℃/s 이하, 보다 바람직하게는 0.8℃/s 이하이다.
당해 온도 영역의 가열 속도의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 생산성의 관점에서 0.4℃/s 이상으로 정해도 된다. 또한, 「가열」은, 일정한 온도에서의 유지는 포함하지 않기 때문에, 가열 속도는 0℃/s 초과이다.
「가열 속도」는 「평균 가열 속도」와는 다른 개념이다. 본 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법에서는, 830℃ 이상 유지 온도 T℃ 이하의 온도 범위에 있어서, 강판 온도의 가열 속도를 항상 상기 범위 내로 해야 한다.
(T℃에서 {T/13-(100×Si)0.8-(70×Al)0.5}초 이상 유지)
구 γ입계를 소정의 비율로 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트가 피복하기 위하여 필요한 만큼의 C 농화 영역을 생성시키기 위해서는, 상술한 가열 속도로 가열하여 C를 입계에 농화시킨 뒤에, 균열 온도에서 냉연 강판을 충분한 시간 유지(균열)할 필요가 있다. 균열 온도가 낮으면 오스테나이트 단상 어닐링으로 되지 않고 원하는 금속 조직이 얻어지지 않기 때문에 바람직하지 않다. 그 때문에, 균열 온도는 840℃ 이상으로 하고, 바람직하게는 850℃ 이상이다. 한편, 균열 온도가 너무 높으면 제조 비용이 높아지므로, 균열 온도는 900℃ 이하로 하고, 바람직하게는 880℃ 이하이다.
840℃ 내지 900℃의 온도 영역에서의 유지 시간이 {T/13-(100×Si)0.8-(70×Al)0.5}초 미만인 경우, 어닐링 시의 가열에 있어서의 오스테나이트의 입성장에 수반하여 넓어진 구 γ입계 전체에 C가 충분히 널리 퍼지지 않고(C가 구 γ입계를 충분히 끝까지 피복하지 않는다), 후술하는 냉각 공정에 있어서, 구 γ입계를 소정의 비율로 피복하는 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트가 생성되지 않기 때문에, 바람직하지 않다. 그 때문에, 840℃ 내지 900℃의 온도 영역에서의 유지 시간을 {T/13-(100×Si)0.8-(70×Al)0.5}초 이상으로 한다.
유지 시간의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 장시간 유지하면 γ 입자가 혼립이 되고, 조대한 입자의 존재에 의해 항복점이 저하되기 때문에, 유지 시간을 400초 이하로 정해도 된다.
Si는 단위: 질량％에 의한 Si 함유량을 나타내고, Al은 단위: 질량％에 의한 Al 함유량을 나타낸다.
(유지한 후에, 300℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 20℃/s 내지 60℃/s의 평균 냉각 속도로 냉각)
상술한 온도 영역에 냉연 강판을 유지한 후, 냉연 강판을 냉각한다. 평균 냉각 속도가 20℃/s 미만인 경우, 페라이트 변태, 펄라이트 변태 및 베이나이트 변태가 발생하기 쉬워져 버리기 때문에, 본 실시 형태에 따른 강판의 마이크로 조직이 얻어지지 않고, 바람직하지 않다. 그 때문에, 평균 냉각 속도는 20℃/s 이상으로 하고, 바람직하게는 25℃/s 이상이다. 한편, 냉각 속도가 60℃/s 초과인 경우, 강판 표면과 내측에서 판 두께 방향으로 온도 차가 발생하기 쉬워지는 것에 기인하여, 표면측보다도 내측이 지연되어 마르텐사이트 변태한다. 그 결과, 먼저 마르텐사이트 변태한 표면측이 변형되고, 구 γ입계가 변형되어 버리는 등의 악영향이 생겨 버리므로 바람직하지 않다. 그 때문에, 평균 냉각 속도는 60℃/s 이하로 하고, 바람직하게는 55℃/s 이하이다. 냉각 정지 온도를 300℃ 이하로 함으로써, 원하는 마르텐사이트 양을 얻기 쉬워진다. 본 실시 형태에 따른 강판에서는, 소정의 마르텐사이트 양을 확보함으로써, 강판의 인장 강도를 1310MPa 이상으로 할 수 있다. 냉각 정지 온도는, 바람직하게는 250℃ 이하, 바람직하게는 200℃ 이하이다. 한편, 냉각 정지 온도가 25℃ 미만이면, 필요한 설비가 많고, 제조 비용이 증대한다. 그 때문에, 냉각 정지 온도는 25℃ 이상이 바람직하다. 냉각 정지 온도는, 보다 바람직하게는 100℃ 이상으로 한다.
어닐링 공정 후의 냉연 강판에 대하여, 용융 아연 도금 공정이나 합금화 공정을 실시해도 된다. 이 경우, 용융 아연 도금의 방법이나 합금화의 방법은 특별히 한정되지 않고, 통상의 방법을 사용할 수 있다. 용융 아연 도금의 방법으로서는, 예를 들어 어닐링 공정 후의 냉연 강판을, (아연 도금욕 온도-40)℃ 내지 (아연 도금욕 온도+50)℃의 온도 영역으로 제어하여, 용융 아연 도금욕에 침지시킴으로써 용융 아연 도금을 형성하는 방법을 들 수 있다. 또한, 합금화의 방법으로서는, 예를 들어 용융 아연 도금을, 300 내지 500℃의 온도 영역에서 합금화하는 방법을 들 수 있다.
실시예
본 발명을, 실시예를 참조하면서 보다 구체적으로 설명한다.
<제조 방법>
표 1에 표시되는 화학 조성을 갖는 슬래브를 주조하였다. 주조 후의 슬래브를 1100℃로 가열하고, 2.8mm까지 열간 압연하여, 권취 후 실온까지 냉각하였다. 산세 후, 50％의 냉간 압연율로 냉간 압연을 실시하였다. 냉간 압연 후, 표 2-1, 2-2에 표시되는 조건에서 냉연 강판에 어닐링 공정을 실시하였다. 예 번호: 34는, 슬래브 자연 균열이 발생했기 때문에, 어닐링 공정 이후의 공정을 실시할 수 없고, 금속 조직 및 특성을 측정할 수 없었다.
[표 1]
Figure pct00001
[표 2-1]
Figure pct00002
[표 2-2]
Figure pct00003
<금속 조직의 측정>
얻어진 어닐링 강판으로부터, SEM 관찰용 시험편을 채취하고, 압연 방향에 평행한 종단면을 연마한 후, 판 두께 1/4부에 있어서의 금속 조직을 관찰하고, 화상 처리에 의해, 각 조직의 면적률을 측정하였다. 각 조직의 면적률을 표 3-1, 3-2에 나타내었다. 표 3-1, 3-2에서는, 「구 오스테나이트 입계에 있어서, 폭 50nm 내지 2㎛의 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트가 존재하는 비율」을 「입계 피복률」이라고 호칭한다. 입계 두께 및 입계 피복률의 측정 방법은 상술한 바와 같다.
<특성의 측정>
(인장 강도)
어닐링 강판으로부터 압연 방향에 대하여 수직 방향으로 JIS5호 인장 시험편을 채취하고, JIS Z 2241: 2011을 따라 인장 시험을 행함으로써, 인장 강도를 측정하였다.
인장 강도의 측정 결과를 표 3-1, 3-2에 나타내었다.
(가공 경화율 및 진응력)
먼저, 인장 강도를 측정할 때와 마찬가지로, JIS Z 2241: 2011을 따라 인장 시험을 행하였다. 인장 시험 결과로부터, 공칭 응력 및 공칭 변형을 구하고, 그 기울기로부터 가공 경화율을 구하였다. 진응력도 마찬가지로 하여, 인장 시험 결과로부터 산출하였다. 가공 경화율 및 진응력의 측정 결과를 표 3-1, 3-2에 나타내었다. 표 3-1, 3-2에서는, 가공 경화율(표 중, WHR이라고 약기함)=180GPa가 되는 진응력을 나타내었다. 이 값이 600MPa 이상이면, 응력-변형 곡선에 있어서의 진응력값이 600MPa 이상인 영역까지, 180GPa 초과의 가공 경화율이 유지된다고 할 수 있다.
[표 3-1]
Figure pct00004
[표 3-2]
Figure pct00005
표 3-1, 3-2에 나타내는 바와 같이, 본 발명에 따른 실시예에서는, 1310MPa 이상의 인장 강도를 갖고, 응력-변형 곡선에 있어서의 진응력값이 600MPa 이상의 영역까지, 180GPa 초과의 가공 경화율이 유지되었다. 특히, Al 함유량이 0.50％ 초과, 0.55％ 이상, 0.60％ 이상으로 되는 실시예(예를 들어 예 번호 9, 38, 42 등)에서 이들 값이 양호해지는 경향이 얻어졌다. 한편, 본 발명의 요건을 적어도 하나는 만족시키지 않는 비교예에서는, 어느 것의 특성이 떨어져 있었다. 특히, 예 39, 40에 의하면, 830℃ 내지 유지 온도 T(840℃ 내지 900℃)의 온도 영역에 있어서의 가열 속도가 1.0℃/s를 조금 상회한(=1.1℃/s) 것만으로도 양호한 결과가 얻어지지 않는 것을 알 수 있었다.
또한, 상기 강판에 대하여, 용융 아연 도금 처리 또는 용융 아연 도금 처리와 합금화 처리를 행한 도금 강판에 있어서도, 본 실시 형태에 있어서의 물성(1310MPa 이상의 인장 강도를 갖고, 응력-변형 곡선에 있어서의 진응력값이 600MPa 이상의 영역까지, 180GPa 초과의 가공 경화율이 유지된다)이 얻어졌다.
(내LME성)
계속해서, 표 1에 있어서의 강종 A, C, D 및 X의 화학 조성을 갖는 슬래브를 주조하고, 예 번호 1의 제조 조건을 적용하여 강판을 제조하였다. 제조한 강판으로부터, 50mm×80mm의 시험편을 채취하였다. 또한, 표 1에 있어서의 A의 화학 조성을 갖는 슬래브를 주조하고, 예 번호 1의 제조 조건을 적용한 후, 용융 아연 도금욕에 침지하고, 용융 아연 도금 강판을 제조하였다. 제조한 강판으로부터, 50mm×80mm의 시험편을 채취하였다.
도 1에 2매의 강판을 스폿 용접하고, 내용융 금속 취화 균열성을 평가하는 시험의 모습을 도시한다. 용융 아연 도금 강판을 도 1의 강판(1d)에 사용하여, 평가 대상의 강판을 강판(1e)으로서 2매를 겹치고, 한 쌍의 전극(4a, 4b)으로 스폿 용접하였다. 용접 조건은, 다음과 같다.
서보 모터 가압식 단상 교류 스폿 용접기(전원 주파수 50Hz)를 사용하여, 압력 450kgf(4413kg·m/s2)으로 가압하면서, 전류값을 6.5kA, 전극의 경사각을 3°로 하여, 업슬로프 없음, 통전 시간 0.4초, 통전 종료 후의 유지 시간을 0.1초로 하고, 도금 강판을 용접하였다. 그 후, 당해 강판의 너깃 중심부의 영역의 강 조직을 광학 현미경을 사용하여 관찰하였다. 균열이 발생하지 않은 경우를 A 평가, 500㎛ 미만의 길이의 균열을 보인 경우를 B 평가, 500㎛ 이상의 길이의 균열을 보인 경우를 C 평가로 하였다. A 평가와 B 평가를 합격으로 하였다.
강종 A 및 C의 화학 조성을 갖는 강판 및 강종 A의 화학 조성을 갖는 용융 아연 도금 강판은 A 평가이고, 매우 양호한 내LME성을 나타내었다. 강종 D의 화학 조성을 갖는 강판은 B 평가였다.
한편, Si 함유량이 본 실시 형태로부터 벗어나는 강종 X의 화학 조성을 갖는 강판은 C 평가이고, 충분한 내LME 특성이 나타나지 않았다.
본 발명에 따르면, 1310MPa 이상의 인장 강도를 갖고, 응력-변형 곡선에 있어서의 진응력값이 600MPa 이상의 영역까지, 180GPa 초과의 가공 경화율이 유지되는 강판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.

Claims (8)

  1. 화학 조성이, 질량％로,
    C: 0.20 내지 0.40％,
    Si: 0.10％ 내지 1.0％,
    Al: 0.20％ 내지 1.0％,
    Mn: 0.1 내지 4.0％,
    P: 0.0200％ 이하,
    S: 0.0200％ 이하,
    N: 0.0200％ 이하,
    O: 0.0200％ 이하,
    Ni: 0 내지 1.00％,
    Mo: 0 내지 1.00％,
    Cr: 0 내지 2.000％,
    Ti: 0 내지 0.500％,
    B: 0 내지 0.0100％,
    Nb: 0 내지 0.500％,
    V: 0 내지 0.500％,
    Cu: 0 내지 0.500％,
    W: 0 내지 0.10％,
    Ta: 0 내지 0.10％,
    Sn: 0 내지 0.050％,
    Co: 0 내지 0.50％,
    Sb: 0 내지 0.050％,
    As: 0 내지 0.050％,
    Mg: 0 내지 0.050％,
    Ca: 0 내지 0.040％,
    Y: 0 내지 0.050％,
    Zr: 0 내지 0.050％, 및
    La: 0 내지 0.050％
    를 포함하고, 잔부가 철 및 불순물로 이루어지고,
    Si+Al은 0.30 내지 1.4％를 만족시키고,
    판 두께 1/4부에 있어서의 금속 조직이, 면적률로,
    페라이트, 베이나이트 및 펄라이트: 합계로 0 내지 10％,
    잔류 오스테나이트: 1 내지 15％,
    잔부가 마르텐사이트이고,
    구 오스테나이트 입계에 있어서, 폭 50nm 내지 2㎛의 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트가 존재하는 비율이 70％ 이상인
    것을 특징으로 하는 강판.
  2. 제1항에 있어서, 상기 화학 조성이, 질량％로,
    Ni: 0.01 내지 1.00％,
    Mo: 0.01 내지 1.00％,
    Cr: 0.001 내지 2.000％,
    Ti: 0.001 내지 0.500％,
    B: 0.0001 내지 0.0100％,
    Nb: 0.001 내지 0.500％,
    V: 0.001 내지 0.500％,
    Cu: 0.001 내지 0.500％,
    W: 0.001 내지 0.10％,
    Ta: 0.001 내지 0.10％,
    Sn: 0.001 내지 0.050％,
    Co: 0.001 내지 0.50％,
    Sb: 0.001 내지 0.050％,
    As: 0.001 내지 0.050％,
    Mg: 0.0001 내지 0.050％,
    Ca: 0.001 내지 0.040％,
    Y: 0.001 내지 0.050％,
    Zr: 0.001 내지 0.050％,
    La: 0.001 내지 0.050％,
    로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 표면에 용융 아연 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 강판.
  4. 제1항 또는 제2항에 있어서, 표면에 합금화 용융 아연 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 강판.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 구 오스테나이트의 입계 두께가 50nm 내지 2㎛인 것을 특징으로 하는 강판.
  6. 제1항 또는 제2항에 기재된 화학 조성을 갖는 슬래브를 열간 압연하여 열연 강판으로 하는 열간 압연 공정과,
    상기 열연 강판을 산세한 후에 냉간 압연하여 냉연 강판으로 하는 냉간 압연 공정과,
    상기 냉연 강판을 어닐링하는 어닐링 공정
    을 갖고,
    상기 어닐링 공정에서는,
    상기 냉연 강판을, 830℃를 시점으로 하고, 840℃ 내지 900℃의 온도인 T℃를 종점으로 하는 온도 범위를 1.0℃/s 이하의 가열 속도로 가열하고,
    상기 T℃에서 {T/13-(100×Si)0.8-(70×Al)0.5}초 이상 유지하고,
    상기 유지 후에, 300℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 20℃/s 내지 60℃/s의 평균 냉각 속도로 냉각하는
    것을 특징으로 하는 강판의 제조 방법.
  7. 제6항에 있어서, 상기 어닐링 공정 후의 상기 냉연 강판을, (아연 도금욕 온도-40)℃ 내지 (아연 도금욕 온도+50)℃의 온도 영역으로 제어하여, 용융 아연 도금욕에 침지시킴으로써 용융 아연 도금을 형성하는 것을 특징으로 하는 강판의 제조 방법.
  8. 제7항에 있어서, 상기 용융 아연 도금을, 300 내지 500℃의 온도 영역에서 합금화하는 것을 특징으로 하는 강판의 제조 방법.
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