KR20220033519A - 고강도 박강판 및 그의 제조 방법 - Google Patents

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Abstract

가공성, 모재 강판의 내지연 파괴 특성, 나아가서는 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성이 우수한, 인장 강도가 1180㎫ 이상의 고강도 박강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것. C, Si, Mn, P, S, Al 및 N을 함유함과 함께, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 페라이트, 템퍼링 마르텐사이트, 베이나이트를 포함하는 복합 조직을 갖고, 상기 템퍼링 마르텐사이트 및 상기 베이나이트의 합계에 대하여, 립 내에, 입경 0.1㎛ 이상 1.0㎛ 이하의 탄화물을 5개 이상 포함하는 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계가, 체적 분율로 85％ 이상이고, 또한, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 20㎛ 이하의 영역 중의 C 질량％ 및 Mn 질량％가, 강판 표면으로부터 100㎛ 이상 200㎛ 이하의 영역 중의 C 질량％ 및 Mn 질량％에 대하여, 각각 20％ 이하인, 고강도 박강판.

Description

고강도 박강판 및 그의 제조 방법
본 발명은, 고강도 박강판 및 그의 제조 방법에 관한 것으로, 특히 자동차 등의 구조 부품의 부재로서 적합한 고강도 박강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.
최근, 환경 문제에 대한 의식의 높아짐으로부터, CO2 배출 규제가 엄격화하고 있고, 자동차 분야에 있어서는, 연비 향상을 위해 차체의 경량화가 과제로 되고 있다. 그 때문에, 자동차 부품으로의 고강도 강판의 적용에 의한 구조 부품의 박육화가 진행되고 있고, 특히, 인장 강도(TS)가 1180㎫ 이상의 고강도 박강판을 적용하는 것이 진행되고 있다.
자동차의 구조용 부품이나 보강용 부품에 사용되는 고강도 강판은, 가공성이 우수한 것이 요구된다. 특히, 복잡 형상을 갖는 부품을 성형하기 위해서는, 신장, 구멍 확장성(hole expansion formability)과 같은 개별의 특성이 우수한 것뿐만 아니라, 그 전체가 우수한 고강도 강판이 요구된다.
또한, TS가 1180㎫ 이상의 고강도 강판은, 사용 환경으로부터 침입하는 수소에 의해, 지연 파괴(수소 취화(hydrogen embrittlement))가 우려된다. 그 때문에, 고강도 박강판을 자동차 분야에 적용하기 위해서는, 고강도 박강판이, 높은 성형성을 갖는 것에 더하여, 내지연 파괴 특성이 우수한 것이 요구된다.
또한, 자동차의 차체는, 대부분, 저항 스폿 용접에 의해 조립되지만, 일부, 저항 스폿 용접기의 용접 건이 들어갈 수 없는 부분은, 볼트 용접에 의해 조립된다. 또한, 이종재(different materials)의 조립 시에도, 볼트 용접을 이용하는 경우가 많다. 이와 같이 볼트 용접을 이용하는 경우에는, 우선, 강판에 프로젝션부를 갖는 너트를 프로젝션 용접한 후에, 당해 너트에 볼트를 통해 조립된다. 이와 같이 볼트 용접을 이용하여 제조된 자동차에 있어서는, 차체 전체의 강성을 유지하기 위해, 프로젝션 용접부에도 응력이 걸린다. 따라서, 프로젝션 용접부의 특성도 중요해진다.
종래, 강판의 가공성과 모재 강판의 내지연 파괴 특성을 향상시키는 수단으로서는, 예를 들면, 특허문헌 1에 기재된 바와 같이, 마르텐사이트 및 베이나이트의 형상을 제어하는 방법이 알려져 있다. 또한, 프로젝션 용접부에 있어서의 박리 강도를 향상시키는 수단으로서는, 예를 들면, 특허문헌 2에 기재된 바와 같이, 용접 조건을 제어함으로써, 박리 강도를 개선하는 기술이 개시되어 있다.
일본특허 제6032173호 일본공개특허공보 2012-157900호
본 발명자들은, 모재 강판의 내지연 파괴(delay fracture resistance) 특성뿐만 아니라, 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성을 향상시킨다는 신규 과제를 인식하기에 이르렀다. 종래, 가공성, 모재 강판의 내지연 파괴 특성, 나아가서는 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성의 전체를 종합적으로 만족하는 고강도 박강판은 개발되어 있지 않다.
본 발명은, 이러한 사정을 감안하여 이루어진 것으로, 가공성, 모재 강판의 내지연 파괴 특성 및, 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성이 우수한, 인장 강도가 1180㎫ 이상의 고강도 박강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
또한, 본 발명에 있어서, 「박강판」이란, 두께가 0.6㎜ 이상 2.8㎜ 이하의 강판을 의미한다.
또한, 가공성이 우수하다는 것은, 우수한 신장과, 구멍 확장성을 겸비하는 것을 의미한다. 신장이 우수하다는 것은, 신장(EL)이 14％ 이상인 것을 의미한다. 또한, 구멍 확장성이 우수하다는 것은, 구멍 확장률(λ)이 50％ 이상인 것을 의미한다.
또한, 모재 강판의 내지연 파괴 특성이 우수하다는 것은, 강판 전체를 일정 하중 시험에 제공하여, 100시간 전해 챠지(charge)해도 균열이 생기지 않는 것을 의미한다.
또한, 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성이 우수하다는 것은, 프로젝션 용접부를 일정 하중 시험에 제공하여, 100시간 전해 챠지해도 균열이 생기지 않는 것을 의미한다. 또한, 이하에서는, 모재 강판의 내지연 파괴 특성과 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성을 통합하여, 간단히 「내지연 파괴 특성」이라고 칭하는 경우가 있다.
본 발명자들은, 상기한 과제를 달성하기 위해, 예의 검토를 거듭한 결과, 강판 중의 페라이트, 템퍼링 마르텐사이트 및, 베이나이트의 체적 분율을 특정의 비율로 제어하고, 또한, 각 강판 조직의 평균 결정 입경을 미세화하여, 가공성 및 지연 파괴 특성을 열화시킬 우려가 있는 경질인 마르텐사이트를 연화하고, 또한 강판 표층부의 C 및 Mn의 농도를 감소시킴으로써, 가공성, 모재 강판의 내지연 파괴 특성, 나아가서는 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성의 전체를 종합적으로 만족하는 고강도 박강판을 얻을 수 있는 것을 발견했다. 즉, 본 발명자들은, 이하의 인식을 얻었다.
(1) 구멍 확장 시험 시의 펀칭 시에, 연질인 페라이트와 경질인 마르텐사이트의 경도차가 크면, 계면에 보이드가 생성되어 버리고, 이 보이드수가 많아지면 구멍 확장성이 열화한다. 이에 대하여, 본 발명자들은, 마르텐사이트를 템퍼링하여 연화시킴으로써, 페라이트와 템퍼링 마르텐사이트의 경도차를 저감하고, 그에 따라, 보이드 생성을 저감시켜, 강판의 가공성을 향상시킬 수 있는 것을 발견했다.
(2) 강 중으로 수소가 침입함으로써, 균열이 생성되어 강 중에서 전파하여, 소위 지연 파괴가 생긴다. 본 발명자들은, 예의 검토의 결과, 복합 조직강에 있어서 균열이 생성되는 개소는, 경질인 마르텐사이트인 것을 발견했다. 그리고, 마르텐사이트를 템퍼링함으로써, 균열 생성을 저하시킬 수 있는 것을 발견했다.
(3) 또한, 본 발명자들은, 강도를 확보하기 위해 강 중의 합금 성분을 증가시키면, 프로젝션 용접 시의 저항이 높아져, 용착 계면에 미소 보이드가 발생하는 것을 발견했다. 또한, 미소 보이드를 갖는 상태에서 응력이 부하되고, 또한 수소가 침입함으로써, 미소 보이드로부터 균열이 전파되는 것을 발견했다. 본 발명자들은 예의 검토의 결과, 어닐링 시의 600℃ 이상의 온도역에 있어서의 노점, 그리고 강 중의 C 및 Mn 함유량을 적절히 규정하여, 강판 표층부의 C 및 Mn의 농도를 저감시킴으로써, 프로젝션 용접 시의 초기의 전류 효율을 증가시켜 전술과 같은 미소 보이드를 없앨 수 있는 것을 인식했다. 이에 따라 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성을 향상시킬 수 있는 것을 발견했다.
(4) 또한, 강 중의 탄화물을 수소의 트랩 사이트로 함으로써, 강판 표면으로부터의 수소의 확산을 억제할 수 있어, 모재 강판 및 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성을 현저하게 향상시킬 수 있는 것을 발견했다. 가열 단계나 열연 공정에 있어서 생성되는 탄화물은 최종 어닐링 후도 조대한 탄화물로서 일부 존재한다. 본 발명자들은, 조대한 탄화물은 내지연 파괴 특성으로의 기여는 작은 점에서, 보다 한층 더 내지연 파괴 특성 향상에는, 수소 트랩 사이트로 될 수 있는 미세한 탄화물이 소정량 필요한 것을 발견했다. 또한, 미세한 탄화물을 소정량 얻기 위해서는, 어닐링 공정을 적절히 제어하여, 마르텐사이트를 템퍼링하고, 또한 소정량의 베이나이트를 생성하는 것이 필요한 것을 발견했다. 또한, 본 발명자들의 인식에 의하면, 수소의 트랩 사이트로 되는 탄화물은 주로, 페라이트보다 C량이 많은 템퍼링 마르텐사이트립 및 베이나이트립에 존재하고, C량이 적은 페라이트립 내에서의 석출량은 적다. 그 때문에, 본 발명자들은, 수소의 트랩 사이트로 되는 탄화물을 확보하여, 내지연 파괴 특성을 향상시키기 위해서는, 강판 중의 템퍼링 마르텐사이트립 및 베이나이트립의 합계에 대한, 소정량의 탄화물을 립 내에 갖는 템퍼링 마르텐사이트립 및 베이나이트립의 합계의 체적 분율을 제어하는 것이 중요한 것을 발견했다.
본 발명은, 상기 인식에 기초하여 이루어진 것이다. 즉, 본 발명의 요지 구성은, 이하와 같다.
[1] 질량％로,
C: 0.10％ 이상 0.22％ 이하,
Si: 0.5％ 이상 1.5％ 이하,
Mn: 1.2％ 이상 2.5％ 이하,
P: 0.05％ 이하,
S: 0.005％ 이하,
Al: 0.01％ 이상 0.10％ 이하 및
N: 0.010％ 이하를 함유함과 함께, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
페라이트를 체적 분율로 5％ 이상 35％ 이하,
템퍼링 마르텐사이트를 체적 분율로 50％ 이상 85％ 이하,
베이나이트를 체적 분율로 0％ 이상 20％ 이하 포함하는 복합 조직을 갖고,
상기 페라이트의 평균 결정 입경은 5㎛ 이하이고,
상기 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경은 5㎛ 이하이고,
상기 템퍼링 마르텐사이트 및 상기 베이나이트의 합계에 대하여, 립 내에, 입경 0.1㎛ 이상 1.0㎛ 이하의 탄화물을 5개 이상 포함하는 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계가, 체적 분율로 85％ 이상이고,
또한, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 20㎛ 이하의 영역 중의 C 질량％ 및 Mn 질량％가, 강판 표면으로부터 100㎛ 이상 200㎛ 이하의 영역 중의 C 질량％ 및 Mn 질량％에 대하여, 각각 20％ 이하인, 고강도 박강판.
[2] 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로,
Ti: 0.05％ 이하,
V: 0.05％ 이하 및
Nb: 0.05％ 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는, 상기 [1]에 기재된 고강도 박강판.
[3] 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로,
Mo: 0.50％ 이하,
Cr: 0.50％ 이하,
Cu: 0.50％ 이하,
Ni: 0.50％ 이하,
B: 0.0030％ 이하,
Ca: 0.0050％ 이하,
REM: 0.0050％ 이하,
Ta: 0.100％ 이하,
W: 0.500％ 이하,
Sn: 0.200％ 이하,
Sb: 0.200％ 이하,
Mg: 0.0050％ 이하,
Zr: 0.1000％ 이하,
Co: 0.020％ 이하 및
Zn: 0.020％ 이하
로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는, 상기 [1] 또는 [2]에 기재된 고강도 박강판.
[4] 상기 [1] 내지 [3] 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브에, 마무리 압연 종료 온도가 850℃ 이상 950℃ 이하의 조건으로 열간 압연을 실시하여 열연판으로 하고,
이어서, 상기 열연판을, 30℃/s 이상의 제1 평균 냉각 속도로 550℃ 이하의 권취 온도까지 냉각한 후, 당해 권취 온도에서 권취하고,
이어서, 상기 열연판에 산세정을 실시하고,
이어서, 산세정 후의 상기 열연판에, 30％ 이상의 압하율로 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 하고,
이어서, 상기 냉연판을, 600℃ 이상의 온도역의 노점을 －40℃ 이상 10℃ 이하로 하여, 3℃/s 이상 30℃/s 이하의 평균 가열 속도로 800℃ 이상 900℃ 이하의 제1 균열 온도까지 가열하고, 당해 제1 균열 온도에서 30s 이상 800s 이하 보존 유지하고,
이어서, 상기 냉연판을, 상기 제1 균열 온도에서 10℃/s 이상의 제2 평균 냉각 속도로 350℃ 이상 475℃ 이하의 제2 균열 온도까지 냉각하고, 당해 제2 균열 온도에서 300s 이하 보존 유지하고,
이어서, 상기 냉연판을, 100℃/s 이상의 제3 평균 냉각 속도로 실온까지 냉각하고,
이어서, 상기 냉연판을, 200℃ 이상 400℃ 이하의 제3 균열 온도까지 재가열하여, 당해 제3 균열 온도에서 180s 이상 1800s 이하 보존 유지하고,
이어서, 상기 냉연판을 산세정하는, 고강도 박강판의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 가공성, 모재 강판의 내지연 파괴 특성, 나아가서는 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성이 우수한, 인장 강도가 1180㎫ 이상의 고강도 박강판 및 그의 제조 방법을 제공할 수 있다.
(발명을 실시하기 위한 형태)
이하, 본 발명의 실시 형태에 대해서 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시 형태에 한정되지 않는다. 우선, 모재 강판의 성분 조성의 적정 범위 및 그의 한정 이유에 대해서 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서, 강판의 성분 원소의 함유량을 나타내는 「％」는, 특별히 명기하지 않는 한 「질량％」를 의미한다.
C: 0.10％ 이상 0.22％ 이하
C는 강판의 고강도화에 유효한 원소로서, 제2상인 마르텐사이트 및 베이나이트의 형성에도 기여한다. 또한, 이하에서 「제2상」이란, 특별히 명기하지 않는 한 「마르텐사이트 및 베이나이트」를 의미한다. C의 함유량이 0.10％ 미만에서는, 페라이트의 체적 분율이 증가하기 때문에, 인장 강도 확보가 곤란하다. 또한, C의 함유량이 0.10％ 미만에서는, 구멍 확장성이 열화한다. C의 함유량은, 바람직하게는 0.12％ 이상이다. 한편, C의 함유량이 0.22％를 초과하면, 프로젝션 용접부의 용착 계면의 경도가 과잉으로 높아지기 때문에, 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성이 열화한다. 또한, 모재 강판의 내지연 파괴 특성이 열화한다. 또한, C의 함유량이 0.22％를 초과하면, 페라이트의 체적 분율이 감소한다. 또한, 신장 및 구멍 확장성이 열화한다. 바람직하게는, C의 함유량은 0.21％ 이하, 보다 바람직하게는, 0.20％ 이하이다.
Si: 0.5％ 이상 1.5％ 이하
Si는 페라이트를 고용 강화하여, 강판의 고강도화에 기여하는 원소이다. Si의 함유량이 0.5％ 미만에서는, 필요한 강도를 확보할 수 없을 뿐만 아니라, 페라이트와 마르텐사이트의 경도차가 커져, 구멍 확장률이 열화한다. 또한, Si의 함유량이 0.5％ 미만에서는, 페라이트의 체적 분율이 상승하고, 또한, 모재 강판 및 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성이 열화한다. 따라서 Si의 함유량은 0.5％ 이상으로 한다. Si의 함유량은, 바람직하게는 0.6％ 이상이다. 한편으로, Si의 과잉의 첨가는, 프로젝션 용접부의 용착 계면의 인성을 저하시켜, 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 또한, Si의 과잉의 첨가는, 페라이트의 체적 분율을 증가시키고, 페라이트의 평균 결정 입경을 증가시켜, 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율을 저하시킨다. 또한, Si의 과잉의 첨가는, 미세 탄화물의 비율, 인장 강도, 구멍 확장성 및, 모재 강판의 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 따라서, Si의 함유량은 1.5％ 이하로 한다. Si의 함유량은, 바람직하게는 1.4％ 이하이다.
Mn: 1.2％ 이상 2.5％ 이하
Mn은 고용 강화 및 제2상의 생성을 촉진하여, 강판의 고강도화에 기여하는 원소이다. 또한, Mn은 어닐링 중에 오스테나이트를 안정화시키는 효과도 발휘한다. 이들 효과를 얻기 위해서는, Mn을 1.2％ 이상 함유시킨다. Mn의 함유량은, 바람직하게는 1.4％ 이상이다. 한편, 과잉으로 함유시킨 경우, 밴드 형상의 마이크로 편석(Mn 밴드)이 생성되기 때문에, 신장, 구멍 확장성 및 내지연 파괴 특성이 열화한다. 그 때문에, Mn의 함유량은 2.5％ 이하로 한다. Mn의 함유량은, 바람직하게는 2.4％ 이하이다.
P: 0.05％ 이하
P는 고용 강화에 의해 강판의 고강도화에 기여하지만, 과잉으로 첨가된 경우에는, 입계로의 편석(segregation)이 현저해져 입계를 취화(embrittlement)시켜, 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 따라서, P의 함유량을 0.05％ 이하로 한다. P의 함유량은, 바람직하게는 0.04％ 이하이다. P의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, P의 함유량을 극저량으로 하면 제조 비용이 상승하기 때문에, P의 함유량은 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
S: 0.005％ 이하
S의 함유량이 많은 경우에는, MnS 등의 황화물이 많이 생성되고, 당해 황화물의 주변으로부터 지연 파괴가 생기기 때문에, 내지연 파괴 특성이 열화한다. 그 때문에, S의 함유량은 0.005％ 이하로 한다. S의 함유량은, 바람직하게는, 0.0045％ 이하로 한다. S의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, S의 함유량을 극저량으로 하면 제조 비용이 상승하기 때문에, S의 함유량은 0.0002％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Al: 0.01％ 이상 0.10％ 이하
Al은 탈산에 필요한 원소로서, 이 효과를 얻기 위해서는 0.01％ 이상 함유하는 것이 필요하지만, 0.10％를 초과하여 함유해도 효과가 포화하기 때문에, Al의 함유량은 0.10％ 이하로 한다. Al의 함유량은, 바람직하게는 0.06％ 이하이다.
N: 0.010％ 이하
N은 조대한 질화물을 형성하여 구멍 확장성 및 내지연 파괴 특성을 열화시키는 점에서, 함유량을 0.010％ 이하로 한다. N의 함유량은, 바람직하게는 0.008％ 이하이다. N의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 생산 기술상의 제약으로부터, 바람직하게는, 0.0005％ 이상으로 한다.
[임의 성분]
본 발명의 고강도 박강판은, 상기의 성분에 더하여, 추가로, 질량％로, Ti: 0.05％ 이하, V: 0.05％ 이하 및 Nb: 0.05％ 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 함유하고 있어도 좋다.
Ti: 0.05％ 이하
Ti는, 미세한 탄화물, 질화물 또는 탄질화물을 형성함으로써, 강판의 강도를 보다 상승시키는 원소이다. Ti를 첨가함으로써, 미세한 탄질화물의 어닐링 중의 립 성장을 적합하게 제어하는 것이 가능하기 때문에, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ti의 함유량은, 바람직하게는 0.001％ 이상, 보다 바람직하게는 0.01％ 이상으로 한다. 한편으로, 보다 양호한 신장을 얻기 위해, Ti를 첨가하는 경우, 그의 함유량은 0.05％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Ti의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.04％ 이하이다.
V: 0.05％ 이하
V는 미세한 탄질화물을 형성함으로써, 강판의 강도를 보다 상승시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, V의 함유량은, 바람직하게는 0.001％ 이상, 보다 바람직하게는 0.01％ 이상으로 한다. 한편, 프로젝션 용접부의 용착 계면의 인성을 보다 양호하게 하고, 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성을 보다 양호하게 하기 위해, V를 첨가하는 경우, 그의 함유량은 0.05％ 이하로 하는 것이 바람직하다. V의 함유량은 보다 바람직하게는 0.03％ 이하로 한다.
Nb: 0.05％ 이하
Nb도 V와 마찬가지로 미세한 탄질화물을 형성함으로써, 강판의 강도를 보다 상승시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Nb의 함유량은, 바람직하게는 0.001％ 이상, 보다 바람직하게는 0.01％ 이상으로 한다. 한편으로, 프로젝션 용접부의 용착 계면의 인성을 보다 양호하게 하여 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성을 보다 양호하게 하기 위해, Nb를 첨가하는 경우, 그의 함유량은 0.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Nb의 함유량은 보다 바람직하게는 0.05％ 이하로 한다.
또한, 본 발명의 고강도 박강판은, 상기의 성분 조성에 더하여, 추가로, 질량％로, Mo: 0.50％ 이하, Cr: 0.50％ 이하, Cu: 0.50％ 이하, Ni: 0.50％ 이하, B: 0.0030％ 이하, Ca: 0.0050％ 이하, REM: 0.0050％ 이하, Ta: 0.100％ 이하, W: 0.500％ 이하, Sn: 0.200％ 이하, Sb: 0.200％ 이하, Mg: 0.0050％ 이하, Zr: 0.1000％ 이하, Co: 0.020％ 이하 및 Zn: 0.020％ 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 함유하고 있어도 좋다.
Mo: 0.50％ 이하
Mo는 제2상의 생성을 촉진하여 강판의 강도를 보다 상승시킨다. 또한, 어닐링 중에 오스테나이트를 안정화시키는 원소로서, 제2상의 체적 분율을 제어하기 위해 필요한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Mo의 함유량은, 바람직하게는 0.010％ 이상, 보다 바람직하게는 0.05％ 이상으로 한다. 한편으로, 제2상의 과잉의 생성을 막아, 신장과 구멍 확장성을 보다 양호하게 하기 위해, Mo를 첨가하는 경우, 그의 함유량을 0.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Mo의 함유량은 보다 바람직하게는 0.3％ 이하로 한다.
Cr: 0.50％ 이하
Cr은 제2상의 생성을 촉진함으로써 강판의 강도를 보다 상승시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Cr의 함유량은, 바람직하게는 0.010％ 이상, 보다 바람직하게는 0.1％ 이상으로 한다. 한편으로, 제2상의 과잉의 생성을 막아, 신장 및 굽힘 가공성을 보다 양호하게 하고, 또한 표면 산화물의 과잉의 생성을 막아 화성 처리성을 보다 양호하게 하기 위해, Cr을 첨가하는 경우, 그의 함유량은 0.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Cr의 함유량은 보다 바람직하게는 0.3％ 이하로 한다.
Cu: 0.50％ 이하
Cu는 고용 강화에 의해, 또한 제2상을 생성함으로써, 강판의 강도를 보다 상승시키는 원소로서, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Cu의 함유량은, 바람직하게는 0.05％ 이상, 보다 바람직하게는 0.1％ 이상으로 한다. 한편, 0.50％ 초과 함유시켜도 효과가 포화하기 때문에, Cu를 첨가하는 경우, 그의 함유량은 0.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Cu의 함유량은 보다 바람직하게는 0.3％ 이하로 한다.
Ni: 0.50％ 이하
Ni도 Cu와 마찬가지로, 고용 강화에 의해, 또한 제2상의 생성을 촉진함으로써, 강판의 강도를 보다 상승시키는 원소로서, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ni의 함유량은, 바람직하게는 0.05％ 이상, 보다 바람직하게는 0.1％ 이상으로 한다. 또한, Cu와 동시에 첨가하면, Cu에 기인하는 표면 결함을 억제하는 효과가 있기 때문에, Cu와 함께 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, 프로젝션 용접부의 용착 계면의 인성을 양호하게 하여 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성을 보다 양호하게 하기 위해, Ni를 첨가하는 경우, 그의 함유량은 0.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Ni의 함유량은 보다 바람직하게는 0.3％ 이하로 한다.
B: 0.0030％ 이하
B는, 제2상의 생성을 촉진함으로써 강판의 강도를 보다 상승시킨다. 또한, 마르텐사이트 변태 개시점을 저하시키지 않고 퀀칭성을 확보 가능한 원소이다. 또한 입계에 편석함으로써 입계 강도를 향상시키기 때문에, 내지연 파괴 특성을 보다 향상시키기 위해 유효하다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, B의 함유량은, 바람직하게는 0.0002％ 이상, 보다 바람직하게는 0.0005％ 이상으로 한다. 한편으로, 인성을 양호하게 하여 내지연 파괴 특성을 보다 양호하게 하기 위해, B를 첨가하는 경우, 그의 함유량을 0.0030％ 이하로 하는 것이 바람직하다. B의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0025％ 이하이다.
Ca: 0.0050％ 이하
Ca는, 황화물의 형상을 구상화하여 구멍 확장성으로의 악영향을 저감하는 원소로서, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ca의 함유량은, 바람직하게는 0.0005％ 이상으로 한다. 한편, 0.0050％ 초과 함유시켜도 효과가 포화하기 때문에, Ca를 첨가하는 경우, 그의 함유량을 0.0050％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Ca의 함유량은 보다 바람직하게는 0.003％ 이하로 한다.
REM: 0.0050％ 이하
REM은, Ca와 마찬가지로, 황화물의 형상을 구상화하여 구멍 확장성으로의 악영향을 저감하는 원소로서, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, REM의 함유량은, 바람직하게는 0.0005％ 이상으로 한다. 한편, 0.0050％ 초과 함유시켜도 효과가 포화하기 때문에, REM을 첨가하는 경우, 그의 함유량을 0.0050％ 이하로 하는 것이 바람직하다. REM의 함유량은 보다 바람직하게는 0.0015％ 이하로 한다.
Ta: 0.100％ 이하
Ta는, 미세한 탄질화물을 형성함으로써, 강판의 강도를 보다 상승시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ta의 함유량은, 바람직하게는 0.001％ 이상, 보다 바람직하게는 0.010％ 이상으로 한다. 한편으로, 프로젝션 용접부의 용착 계면의 인성을 보다 양호하게 하여 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성을 보다 양호하게 하기 위해, Ta를 첨가하는 경우, 그의 함유량은 0.100％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Ta의 함유량은 보다 바람직하게는 0.050％ 이하로 한다.
W: 0.500％ 이하
W는, 미세한 탄질화물을 형성함으로써, 강판의 강도를 보다 상승시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, W의 함유량은, 바람직하게는 0.001％ 이상, 보다 바람직하게는 0.010％ 이상으로 한다. 한편으로, 프로젝션 용접부의 용착 계면의 인성을 보다 양호하게 하여 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성을 보다 양호하게 하기 위해, W를 첨가하는 경우, 그의 함유량은 0.500％ 이하로 하는 것이 바람직하다. W의 함유량은 보다 바람직하게는 0.300％ 이하로 한다.
Sn: 0.200％ 이하
Sn은, 어닐링 중의 강판 표면의 산화를 억제하고, 표층 연화 두께를 보다 적합하게 제어하여, 구멍 확장성으로의 악영향을 저감하는 원소로서, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Sn의 함유량은, 바람직하게는 0.001％ 이상, 보다 바람직하게는 0.005％ 이상으로 한다. 한편으로, 프로젝션 용접부의 용착 계면의 인성을 보다 양호하게 하여 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성을 보다 양호하게 하기 위해, Sn을 첨가하는 경우, 그의 함유량은 0.200％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Sn의 함유량은 보다 바람직하게는 0.050％ 이하로 한다.
Sb: 0.200％ 이하
Sb는, 어닐링 중의 강판 표면의 산화를 억제하고, 표층 연화 두께를 보다 적합하게 제어하여, 구멍 확장성으로의 악영향을 저감하는 원소로서, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Sb의 함유량은, 바람직하게는 0.001％ 이상, 보다 바람직하게는 0.005％ 이상으로 한다. 한편으로, 프로젝션 용접부의 용착 계면의 인성을 보다 양호하게 하여 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성을 보다 양호하게 하기 위해, Sb를 첨가하는 경우, 그의 함유량은 0.200％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Sb의 함유량은 보다 바람직하게는 0.050％ 이하로 한다.
Mg: 0.0050％ 이하
Mg는, 황화물의 형상을 구상화하여 구멍 확장성으로의 악영향을 저감하는 원소로서, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Mg의 함유량은, 바람직하게는 0.0005％ 이상으로 한다. 한편, 0.0050％ 초과 함유시켜도 효과가 포화하기 때문에, Mg를 첨가하는 경우, 그의 함유량을 0.0050％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Mg의 함유량은 보다 바람직하게는 0.0030％ 이하로 한다.
Zr: 0.1000％ 이하
Zr은, 개재물의 형상을 구상화하여 구멍 확장성으로의 악영향을 저감하는 원소로서, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Zr의 함유량은, 바람직하게는 0.001％ 이상으로 한다. 한편, 0.1000％ 초과 함유시켜도 효과가 포화하기 때문에, Zr을 첨가하는 경우, 그의 함유량을 0.1000％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Zr의 함유량은 보다 바람직하게는 0.0030％ 이하로 한다.
Co: 0.020％ 이하
Co는, 개재물의 형상을 구상화하여 구멍 확장성으로의 악영향을 저감하는 원소로서, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Co의 함유량은, 바람직하게는 0.001％ 이상으로 한다. 한편, 0.020％ 초과 함유시켜도 효과가 포화하기 때문에, Co를 첨가하는 경우, 그의 함유량을 0.020％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Co의 함유량은 보다 바람직하게는 0.010％ 이하로 한다.
Zn: 0.020％ 이하
Zn은, 개재물의 형상을 구상화하여 구멍 확장성으로의 악영향을 저감하는 원소로서, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Zn의 함유량은, 바람직하게는 0.001％ 이상으로 한다. 한편, 0.020％ 초과 함유시켜도 효과가 포화하기 때문에, Zn을 첨가하는 경우, 그의 함유량을 0.020％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Zn의 함유량은 보다 바람직하게는 0.010％ 이하로 한다.
전술한 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 한다.
다음으로, 본 발명의 고강도 박강판의 마이크로 조직에 대해서 설명한다. 본 발명의 고강도 박강판의 마이크로 조직은, 페라이트를 체적 분율로 5％ 이상 35％ 이하, 템퍼링 마르텐사이트를 체적 분율로 50％ 이상 85％ 이하, 베이나이트를 체적 분율로 20％ 이하 포함하는 복합 조직으로 한다. 또한, 페라이트의 평균 결정 입경은 5㎛ 이하, 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경은 5㎛ 이하로 한다. 또한, 여기에서 서술하는 체적 분율은 강판의 전체에 대한 체적 분율이고, 이하 마찬가지이다. 또한, 여기에서 서술하는 평균 결정 입경은, 원 상당의 결정 입경을 가리킨다.
페라이트의 체적 분율: 5％ 이상 35％ 이하
페라이트의 체적 분율이 35％ 초과의 조직에 있어서는, 1180㎫ 이상의 인장 강도로 하는 것이 곤란하다. 페라이트의 체적 분율은, 바람직하게는 30％ 이하이다. 한편으로, 페라이트의 체적 분율이 5％ 미만에서는, 제2상이 과잉으로 생성되어 있기 때문에, 신장이 열화한다. 그 때문에, 페라이트의 체적 분율은 5％ 이상으로 한다. 페라이트의 체적 분율은, 바람직하게는 10％ 이상, 보다 바람직하게는 15％ 이상으로 한다. 또한, 페라이트의 체적 분율은, 바람직하게는 30％ 이하, 보다 바람직하게는 28％ 이하로 한다.
페라이트의 평균 결정 입경: 5㎛ 이하
페라이트의 평균 결정 입경이 5㎛ 초과에서는, 프로젝션 용접 시에 결정립이 더욱 조대화함으로써 용착 계면의 인성이 열화하기 때문에, 내지연 파괴 특성이 열화한다. 그 때문에, 페라이트의 결정 입경은 5㎛ 이하로 한다. 페라이트의 평균 결정 입경은, 바람직하게는 4㎛ 이하로 한다.
템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율: 50％ 이상 85％ 이하
1180㎫ 이상의 인장 강도를 확보하기 위해서는, 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율은 50％ 이상으로 한다. 한편으로, 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율이 85％ 초과에서는, 지연 파괴 시의 균열 생성 개소가 증대하기 때문에, 모재 강판 및 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성이 열화한다. 그 때문에, 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율의 상한은 85％ 이하로 한다. 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율은, 바람직하게는 75％ 이하로 한다. 또한, 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율은, 바람직하게는 60％ 이하로 한다.
템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경: 5㎛ 이하
템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경이 5㎛ 초과에서는, 프로젝션 용접 시에 결정립이 더욱 조대화함으로써 프로젝션 용접부의 인성이 열화하고, 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성이 열화한다. 또한, 마르텐사이트와 페라이트의 계면에 생성되는 보이드가 연결하기 쉬워져, 구멍 확장성이 열화한다. 그래서, 그의 상한은 5㎛로 한다. 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경은, 바람직하게는 4.5㎛ 이하, 보다 바람직하게는 4㎛ 이하이다.
베이나이트: 체적 분율로 0％ 이상 20％ 이하
베이나이트는 강판의 강도를 보다 높이기 위해, 체적 분율로 20％ 이하이면 함유해도 좋다. 그러나, 베이나이트는 높은 전위 밀도를 포함하기 때문에, 체적 분율이 20％ 초과에서는, 구멍 확장 시험 시의 펀칭 후에 보이드가 과잉으로 생성하기 때문에, 구멍 확장성이 열화한다. 그 때문에, 베이나이트의 체적 분율은 20％ 이하로 한다. 또한, 베이나이트의 체적 분율은 0％라도 좋다. 베이나이트의 체적 분율은, 바람직하게는 15％ 이하로 한다.
여기에서, 페라이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 체적 분율의 측정 방법은, 이하와 같다. 우선, 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면(L 단면)이 관찰 위치가 되도록 절단하고, 단면을 연마한 후, 3vol.％ 나이탈로 부식하여, 관찰면을 얻는다. SEM(주사형 전자 현미경) 및 FE-SEM(전계 방출형 주사 전자 현미경)을 이용하여, 3000배의 배율로 관찰면을 관찰하여, 조직 사진을 얻는다. 포인트 카운트법(ASTM E562－83(1988)에 준거)에 의해, 각 상의 면적률을 측정하고, 그의 면적률을 체적 분율로 간주한다.
또한, 페라이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경은, 전술한 SEM, FE-SEM의 조직 사진으로부터, 미리 페라이트립 및 템퍼링 마르텐사이트립을 식별해 둔 데이터를, Media Cybernetics사의 Image－Pro에 넣어, 사진 중의 전체 페라이트립 및 템퍼링 마르텐사이트립의 원 상당 직경을 산출하고, 그들의 값을 평균하여 산출한다.
또한, 본 발명의 고강도 박강판의 마이크로 조직은, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계에 대하여, 립 내에, 입경 0.1㎛ 이상 1.0㎛ 이하의 탄화물을 5개 이상 포함하는 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계가, 체적 분율로 85％ 이상이다. 당해 구성에 의하면, 입경 0.1㎛ 이상 1.0㎛ 이하의 미세한 탄화물이, 강 중에 침입해 온 수소의 트랩 사이트로서 기능하여, 모재 강판 및 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성을 향상시킬 수 있다. 또한, 전술한 바와 같이 베이나이트의 체적 분율은 0％라도 좋고, 그 경우, 입경 0.1㎛ 이상 1.0㎛ 이하의 탄화물을 5개 이상 포함하는 템퍼링 마르텐사이트의 합계가, 전체 템퍼링 마르텐사이트에 대하여, 체적 분율로 85％ 이상 있으면 좋다. 또한, 페라이트에 있어서는 탄화물이 거의 석출되지 않는 점에서, 탄화물의 측정에 있어서, 페라이트는 고려하고 있지 않다.
템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계에 대하여, 입경 0.1㎛ 이상 1.0㎛ 이하의 탄화물을 5개 이상 포함하는 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계가, 체적 분율로 85％ 미만에서는, 트랩 사이트가 되는 탄화물의 양이 충분하지 않기 때문에, 모재 강판 및 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성이 열화한다. 또한, 탄화물의 입경이, 0.1㎛ 미만이면, 트랩 사이트가 되는 탄화물의 총 표면적이 작아지기 때문에, 트랩하는 수소량이 부족하여, 내지연 파괴 특성이 열화한다. 한편, 탄화물의 입경이 1.0㎛ 초과이면 트랩 사이트로서 안정되게 있을 수 있는 개소가 한정되어, 일시적으로 트랩되었다고 해도 수소가 확산되기 때문에, 내지연 파괴 특성이 열화한다. 또한, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 립 내의 탄화물의 개수가 5개 미만이면, 트랩 사이트가 되는 탄화물의 양이 충분하지 않기 때문에, 내지연 파괴 특성이 열화한다. 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계에 대하여, 입경 0.1㎛ 이상 1.0㎛ 이하의 탄화물을 5개 이상 포함하는 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계는, 바람직하게는 체적 분율로 88％ 이상, 보다 바람직하게는 체적 분율로 90％ 이상이다.
또한, 전체 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계에 대한 입경 0.1㎛ 이상 1.0㎛ 이하의 탄화물을 포함하는 템퍼링 마르텐사이트립 및 베이나이트립의 체적 분율은, 이하와 같이 측정한다. 우선, TEM(투과형 전자 현미경)을 이용하여, 강판 표면으로부터 판두께 1/4의 위치에 있어서, 강판 조직을 20000배로 관찰하고, 시야 중의 전체 템퍼링 마르텐사이트립 및 베이나이트립 내에 존재하는 탄화물의 입경 및 수를 산출한다. 탄화물의 입경은, 미리 탄화물을 식별해 둔 데이터를, Media Cybernetics사의 Image－Pro에 넣어, 원 상당 직경을 산출함으로써 구한다. 입경 0.1㎛ 이상 1.0㎛ 이하의 탄화물을 립 내에 5개 이상 포함하는 템퍼링 마르텐사이트립 및 베이나이트립의 합계의 체적을 산출한다. 또한, 전체 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계의 체적도 산출한다. 입경 0.1㎛ 이상 1.0㎛ 이하의 탄화물을 립 내에 5개 이상 포함하는 템퍼링 마르텐사이트립 및 베이나이트립의 합계의 체적을, 전체 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계의 체적으로 나누어, 전체 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계에 대한, 입경 0.1㎛ 이상 1.0㎛ 이하의 탄화물을 포함하는 템퍼링 마르텐사이트립 및 베이나이트립의, 체적 분율을 산출한다.
또한, 본 발명의 고강도 박강판에 있어서, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 20㎛ 이하의 영역 중의 C 질량％ 및 Mn 질량％가, 강판 표면으로부터 100㎛ 이상 200㎛ 이하의 영역 중의 C 질량％ 및 Mn 질량％에 대하여, 각각 20％ 이하이다. 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 20㎛ 이하의 영역 중, 즉 강판 표층부의 C 질량％ 및 Mn 질량％를 저감시킴으로써, 프로젝션 용접 시의 초기의 전류 효율을 증가시켜, 미소 보이드의 발생을 억제할 수 있다. 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 20㎛ 이하의 영역 중의 C 질량％ 및 Mn 질량％가, 강판 표면으로부터 100㎛ 이상 200㎛ 이하의 영역 중의 C 질량％ 및 Mn 질량％의 20％ 초과에서는, 프로젝션 용접 시에 용착 계면에 미소 보이드가 존재하기 때문에, 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성이 열화한다. 바람직하게는, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 20㎛ 이하의 영역 중의 C 질량％는, 강판 표면으로부터 100㎛ 이상 200㎛ 이하의 영역 중의 C 질량％의 15％ 이하이고, 보다 바람직하게는 10％ 이하이다. 또한 바람직하게는, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 20㎛ 이하의 영역 중의 Mn 질량％는, 강판 표면으로부터 100㎛ 이상 200㎛ 이하의 영역 중의 Mn 질량％의 15％ 이하이고, 보다 바람직하게는 10％ 이하이다. 강판 표면으로부터 100㎛ 이상 200㎛ 이하의 영역 중의 C 질량％에 대한, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 20㎛ 이하의 영역 중의 C 질량％의 비율의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 바람직하게는 1％ 이상이다. 또한, 강판 표면으로부터 100㎛ 이상 200㎛ 이하의 영역 중의 Mn 질량％에 대한, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 20㎛ 이하의 영역 중의 Mn 질량％의 비율의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 바람직하게는 1％ 이상이다.
강판 표면으로부터 100㎛ 이상 200㎛ 이하의 영역 중의 C 질량％ 및 Mn 질량％에 대한, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 20㎛ 이하의 영역 중의 C 질량％ 및 Mn 질량％의 비율은, 이하와 같이 측정한다. 우선 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면(L 단면)이 관찰면이 되도록 시료를 잘라내고, 관찰면을 다이아몬드 페이스트로 연마한다. 이어서, 알루미나를 이용하여 관찰면에 마무리 연마를 실시한다. 전자선 마이크로애널라이저(EPMA；Electron Probe Micro Analyzer)를 이용하여, 관찰면의, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 200㎛ 이하의 범위에서 라인 분석을 3시야분 실시하고, 각 시야에 대해서, 강판 표면으로부터 100㎛ 이상 200㎛ 이하의 영역 중의 C 질량％ 및 Mn 질량％에 대한, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 20㎛ 이하의 영역 중의 C 질량％ 및 Mn 질량％의 비율을 산출하여, 3시야분의 평균값을 구한다.
또한, 본 발명의 고강도 박강판의 마이크로 조직은, 페라이트, 템퍼링 마르텐사이트, 베이나이트 이외에, 잔류 오스테나이트, 펄라이트 및 미결정 페라이트를 포함하고 있어도 좋다. 단, 잔류 오스테나이트의 체적 분율은 10％ 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 5％ 이하이다. 펄라이트의 체적 분율은 10％ 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 5％ 이하이다. 미결정 페라이트의 체적 분율은 10％ 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 5％ 이하이다.
또한, 잔류 오스테나이트의 체적 분율은, 이하와 같이 측정한다. 우선, 강판을 판두께 방향(깊이 방향)으로 판두께의 1/4까지 연마하여, 관찰면으로 한다. 당해 관찰면을, X선 회절법에 의해 관찰했다. Mo의 Kα선을 선원으로 하고, 가속 전압 50keV에서, X선 회절 장치(Rigaku사 제조 RINT2200)를 이용하여, 철의 페라이트의 [200]면, [211]면, [220]면과, 오스테나이트의 [200]면, [220]면, [311]면의 X선 회절선의 적분 강도를 측정한다. 이들 측정값을 이용하여, 「X선 회절 핸드북」(2000년) 리가쿠덴키가부시키가이샤, p.26, 62-64에 기재된 계산식으로부터, 잔류 오스테나이트의 체적 분율을 구한다.
펄라이트 및, 미재결정 페라이트의 체적 분율의 측정 방법은, 이하와 같다. 우선, 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면(L 단면)이 관찰 위치가 되도록 절단하고, 단면을 연마한 후, 3vol.％ 나이탈로 부식하여, 관찰면을 얻는다. SEM(주사형 전자 현미경) 및 FE-SEM(전계 방출형 주사 전자 현미경)을 이용하여, 3000배의 배율로 관찰면을 관찰하여, 조직 사진을 얻는다. 포인트 카운트법(ASTM E562－83(1988)에 준거)에 의해, 각 상의 면적률을 측정하고, 그 면적률을 체적 분율로 간주한다.
또한, 본 발명의 고강도 박강판은, 도금층을 구비해도 좋다. 도금층의 조성은 특별히 한정되지 않고, 일반적인 조성일 수 있다. 도금층은 어떠한 방법에 의해 형성되어 있어도 좋고, 예를 들면, 용융 도금층, 또는 전기 도금층일 수 있다. 또한, 도금층은 합금화되어 있어도 좋다. 도금 금속은 특별히 한정되지 않고, Zn 도금, Al 도금 등일 수 있다.
다음으로, 본 발명의 고강도 박강판의 제조 방법에 대해서 설명한다. 또한, 고강도 박강판의 제조 방법에 대해서, 각 온도 범위는, 특별히 언급하지 않는 한, 강 슬래브 또는 강판의 표면 온도이다.
본 발명의 고강도 박강판의 제조 방법에 있어서는, 전술한 성분 조성을 갖는 강 슬래브에, 마무리 압연 종료 온도가 850℃ 이상 950℃ 이하의 조건으로 열간 압연을 실시하여 열연판으로 하고,
이어서, 상기 열연판을, 30℃/s 이상의 제1 평균 냉각 속도로 550℃ 이하의 권취 온도까지 냉각한 후, 당해 권취 온도로 권취하고,
이어서, 상기 열연판에 산세정을 실시하고,
이어서, 산세정 후의 상기 열연판에, 30％ 이상의 압하율로 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 하고,
이어서, 상기 냉연판을, 600℃ 이상의 온도역의 노점을 －40℃ 이상 10℃ 이하로 하고, 3℃/s 이상 30℃/s 이하의 평균 가열 속도로 800℃ 이상 900℃ 이하의 제1 균열 온도까지 가열하고, 당해 제1 균열 온도에서 30s 이상 800s 이하 보존 유지하고,
이어서, 상기 냉연판을, 상기 제1 균열 온도로부터 10℃/s 이상의 제2 평균 냉각 속도로 350℃ 이상 475℃ 이하의 제2 균열 온도까지 냉각하고, 당해 제2 균열 온도에서 300s 이하 보존 유지하고,
이어서, 상기 냉연판을, 100℃/s 이상의 제3 평균 냉각 속도로 실온까지 냉각하고,
이어서, 상기 냉연판을, 200℃ 이상 400℃ 이하의 제3 균열 온도까지 재가열하고, 당해 제3 균열 온도에서 180s 이상 1800s 이하 보존 유지하고,
이어서, 상기 냉연판을 산세정한다.
먼저, 전술한 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 제조한다. 우선 강 소재를 용제하여 상기 성분 조성을 갖는 용강(molten steel)으로 한다. 용제 방법은 특별히 한정되지 않고, 전로 용제나 전기로 용제 등, 공지의 용제 방법의 어느것이나 적합하다. 얻어진 용강을 굳혀 강 슬래브(슬래브)를 제조한다. 용강으로부터 강 슬래브를 제조하는 방법은 특별히 한정되지 않고, 연속 주조법, 조괴법 또는 박 슬래브 주조법 등을 이용할 수 있다. 매크로 편석을 방지하기 위해, 강 슬래브는 연속 주조법에 의해 제조하는 것이 바람직하다.
이어서, 제조한 강 슬래브에, 마무리 압연 종료 온도가 850℃ 이상 950℃ 이하의 조건으로 열간 압연을 실시하여 열연판으로 한다. 일 예에 있어서는, 상기와 같이 제조한 강 슬래브를, 일단 실온까지 냉각하고, 그 후 슬래브 가열하고 나서 압연한다. 슬래브 가열 온도는, 탄화물의 용해나, 압연 하중의 저감의 관점에서, 1100℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 스케일 로스의 증대를 방지하기 위해, 슬래브 가열 온도는 1300℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
이 외에, 열간 압연은, 에너지 절약 프로세스를 적용하여 행해도 좋다. 에너지 절약 프로세스로서는, 제조한 강 슬래브를 실온까지 냉각하지 않고, 온편인 채로 가열로에 장입(charge)하여, 열간 압연하는 직송 압연, 또는 제조한 강 슬래브에 미소한 보열을 행한 후에 즉각 압연하는 직접 압연 등을 들 수 있다.
열간 압연의 마무리 압연 종료 온도가 850℃ 이상 950℃ 이하
강판 내의 조직 균일 미세화 및, 재질의 이방성 저감에 의해, 어닐링 후의 모재 강판 및 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성을 향상시키기 위해, 열간 압연의 마무리 압연은 오스테나이트 단상역에서 종료할 필요가 있다. 따라서, 열간 압연의 마무리 압연 종료 온도는 850℃ 이상으로 한다. 한편, 마무리 압연 종료 온도가 950℃ 초과에서는, 열연판의 조직이 조대하게 되고, 어닐링 후의 결정립도 조대화하여, 구멍 확장성 및 모재 강판 및 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성이 열화한다. 따라서, 열간 압연의 마무리 압연 종료 온도는 850℃ 이상 950℃ 이하로 한다. 열간 압연의 마무리 압연 종료 온도는, 바람직하게는, 880℃ 이상이다. 또한, 열간 압연의 마무리 압연 종료 온도는, 바람직하게는, 920℃ 이하이다.
30℃/s 이상의 제1 평균 냉각 속도
이어서, 열연판을, 30℃/s 이상의 제1 평균 냉각 속도로 550℃ 이하의 권취 온도까지 냉각한다. 열간 압연 종료 후, 냉각 과정에서 오스테나이트가 페라이트 변태하지만, 냉각 속도가 느리면 페라이트가 조대화하기 때문에, 열간 압연 종료 후는 급냉을 실시함으로써, 조직을 균질화한다. 그 때문에, 열간 압연 종료 후의 열연판은, 30℃/s 이상의 제1 평균 냉각 속도로 550℃ 이하까지 냉각한다. 열간 압연 종료 후의 열연판은, 바람직하게는 35℃/s 이상의 제1 평균 냉각 속도로 550℃ 이하까지 냉각한다. 제1 평균 냉각 속도가 30℃/s 미만에서는 페라이트가 조대화되기 때문에, 열연판의 강판 조직이 불균질로 되어, 구멍 확장성 그리고 모재 강판 및 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성이 열화한다. 제1 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 생산 기술상의 제약으로부터, 바람직하게는, 250℃/s, 보다 바람직하게는, 100℃/s 이하로 한다.
550℃ 이하의 권취 온도
이어서, 550℃ 이상의 권취 온도까지 냉각한 열연판을, 550℃ 이하의 권취 온도에서 권취한다. 권취 온도가 550℃ 초과에서는, 열연판의 강판 조직에 페라이트 및 펄라이트가 과잉으로 생성되어, 균일 미세한 조직이 얻어지지 않고, 최종적으로 얻어지는 고강도 박강판의 조직에 있어서 페라이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경이 조대화하고, 조직이 불균질로 되어, 구멍 확장성, 모재 강판의 내지연 파괴 특성 및, 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성이 열화한다. 권취 온도는, 바람직하게는 500℃ 이하이다. 권취 온도의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 권취 온도가 지나치게 저온으로 되면, 경질인 마르텐사이트가 과잉으로 생성되어, 냉간 압연 부하가 증대하기 때문에, 권취 온도는 300℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
이어서, 권취 후, 냉간 압연의 전에, 열연판 표면의 스케일을 제거하는 목적으로 열연판에 산세정을 실시한다. 산세정 조건은 적절히 설정하면 좋다.
이어서, 산세정 후의 열연판에, 30％ 이상의 압하율로 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 한다. 본 발명에서는 30％ 이상의 압하율로 냉간 압연을 실시한다. 압하율이 30％ 미만이면, 페라이트의 재결정이 촉진되지 않고, 페라이트 및 마르텐사이트가 조대화하여, 구멍 확장성, 내지연 파괴 특성 및, 신장이 열화하기 때문이다. 또한, 압하율의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 생산 기술상의 제약으로부터, 바람직하게는, 95％ 이하로 한다.
이어서, 재결정을 진행시킴과 함께, 강판 조직에 미세한 페라이트, 마르텐사이트 및, 베이나이트를 형성하여 강판을 고강도화하기 위해, 냉연판에 어닐링을 실시한다. 구체적으로는, 냉연판을, 600℃ 이상의 온도역의 노점을 －40℃ 이상 10℃ 이하로 하고, 3℃/s 이상 30℃/s 이하의 평균 가열 속도로 800℃ 이상 900℃ 이하의 제1 균열 온도까지 가열하고, 당해 제1 균열 온도에서 30s 이상 800s 이하 보존 유지하고, 이어서, 상기 제1 균열 온도로부터 10℃/s 이상의 제2 평균 냉각 속도로 350℃ 이상 475℃ 이하의 제2 균열 온도까지 냉각하고, 당해 제2 균열 온도에서 300s 이하 보존 유지하고, 이어서, 100℃/s 이상의 제3 평균 냉각 속도로 실온까지 냉각하고, 이어서, 200℃ 이상 400℃ 이하의 제3 균열 온도까지 재가열하여, 당해 제3 균열 온도에서 180s 이상 1800s 이하 보존 유지한다.
우선, 냉연판을, 600℃ 이상의 온도역의 노점을 －40℃ 이상 10℃ 이하로 하고, 3℃/s 이상 30℃/s 이하의 평균 가열 속도로 800℃ 이상 900℃ 이하의 제1 균열 온도까지 가열하고, 당해 제1 균열 온도에서 30s 이상 800s 이하 보존 유지한다. 이하에서는, 800℃ 이상 900℃ 이하의 제1 균열 온도에서의 30s 이상 800s 이하의 보존 유지를, 「제1 균열」이라고도 칭한다.
평균 가열 속도: 3℃/s 이상 30℃/s 이하
냉연판을, 800℃ 이상 900℃ 이하의 제1 균열 온도까지 3℃/s 이상 30℃/s 이하의 평균 가열 속도로 가열함으로써, 어닐링 후에 얻어지는 결정립을 미세화시키는 것이 가능하다. 냉연판을 급속히 가열하면, 재결정이 진행되기 어렵게 되어, 추가로 이방성을 갖는 결정립이 생긴다. 또한, 페라이트의 체적 분율이 증가하고, 한편, 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율이 저하하고, 1180㎫ 이상의 인장 강도로 하는 것이 곤란해져, 신장, 구멍 확장성, 그리고 모재 강판 및 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성이 열화하기 때문에, 평균 가열 속도는 30℃/s 이하로 한다. 또한, 가열 속도가 지나치게 작으면, 페라이트나 마르텐사이트립이 조대화하여 소정의 평균 결정 입경으로 되지 않고, 구멍 확장성 그리고 모재 강판 및 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성이 열화하기 때문에, 평균 가열 속도는 3℃/s 이상으로 한다. 냉연판의 800℃ 이상 900℃ 이하의 제1 균열 온도까지의 평균 가열 속도는, 바람직하게는 5℃/s 이상이다.
600℃ 이상의 온도역의 노점: －40℃ 이상 10℃ 이하
어닐링 후의 강판 표층부의 C 질량％ 및 Mn 질량％를 저감하기 위해, 제1 균열 온도까지의 가열 및, 제1 균열에 있어서, 600℃ 이상의 온도역의 노점은 －40℃ 이상 10℃ 이하로 한다. 또한, 어닐링로 내에서, 강판의 표면 온도가 600℃ 이상이 되는 영역의 노점이 －40℃ 이상 10℃ 이하이면, 600℃ 이상의 온도역의 노점이 －40℃ 이상 10℃ 이하라고 한다. 노점이 －40℃ 미만에서는, 표층부의 C 질량％ 및 Mn 질량％가 증가하여, 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성이 열화한다. 600℃ 이상의 온도역의 노점은, 바람직하게는 －30℃ 이상이다. 노점을 －30℃ 이상으로 함으로써, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 20㎛ 이하의 영역 중의 C 질량％가, 강판 표면으로부터 100㎛ 이상 200㎛ 이하의 영역 중의 C 질량％의 10％ 미만이 되어, 내지연 파괴 특성이 보다 향상한다. 한편으로, 노점이 10℃ 초과로 되면, 어닐링 후의 강판 표층부의 Mn 질량％가 증가하여, 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성이 열화한다. 600℃ 이상의 온도역의 노점은, 바람직하게는 5℃ 이하이다.
제1 균열 온도: 800℃ 이상 900℃ 이하
제1 균열 온도는, 페라이트와 오스테나이트의 2상역의 온도역의 소정의 온도로 한다. 제1 균열 온도가 800℃ 미만에서는 페라이트 분율이 증가하고, 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율이 감소하기 때문에, 강도 확보가 곤란해진다. 따라서, 제1 균열 온도는 800℃ 이상으로 한다. 한편, 균열 온도가 지나치게 높으면, 오스테나이트 단상 영역에서의 균열이 되고, 오스테나이트의 결정립 성장이 현저하게 되어, 결정립이 조대화함으로써, 최종적으로 얻어지는 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경이 커지고, 또한 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율이 증가하여, 신장, 구멍 확장성, 그리고 모재 강판 및 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성이 열화한다. 그 때문에, 제1 균열 온도는 900℃ 이하로 한다. 제1 균열 온도는, 바람직하게는 880℃ 이하이다.
제1 균열 온도에서의 보존 유지 시간: 30s 이상 800s 이하
재결정을 진행시키고, 또한 일부의 조직을 오스테나이트 변태시키기 위해, 제1 균열 온도에서 30s 이상 보존 유지한다. 제1 균열 온도에 있어서의 보존 유지 시간이 30s 미만이면, 페라이트의 체적 분율이 증가하고, 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율이 저하하여, 인장 강도가 열화한다. 한편, 제1 균열 온도에 있어서의 보존 유지 시간이 800s 초과에서는, Mn의 마이크로 편석이 조장되기 때문에, 구멍 확장성이나, 모재 강판 및 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성이 열화한다. 따라서, 제1 균열 온도에 있어서의 보존 유지 시간은 800s 이하로 한다. 보존 유지 시간은 바람직하게는 600s 이하이다. 보존 유지 시간을 600s 이하로 함으로써, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 20㎛ 이하의 영역 중의 Mn 질량％는, 강판 표면으로부터 100㎛ 이상 200㎛ 이하의 영역 중의 Mn 질량％의 10％ 미만이 되어, 내지연 파괴 특성이 향상된다.
이어서, 냉연판을, 제1 균열 온도로부터 10℃/s 이상의 제2 평균 냉각 속도로 350℃ 이상 475℃ 이하의 제2 균열 온도까지 냉각하고, 당해 제2 균열 온도에서 300s 이하 보존 유지한 후, 100℃/s 이상의 제3 평균 냉각 속도로 실온까지 냉각한다. 이하에서는, 제2 균열 온도에서의 300s 이하의 보존 유지를, 「제2 균열」이라고도 칭한다.
제2 평균 냉각 속도: 10℃/s 이상
제1 균열의 후는, 제1 균열 온도에서 실온까지, 10℃/s 이상의 제2 평균 냉각 속도로 냉각한다. 평균 냉각 속도가 10℃/s 미만에서는, 냉각 중에 페라이트 변태가 진행하여, 페라이트의 체적 분율이 증가하고, 또한, 인장 강도 및 구멍 확장성이 열화한다. 제2 평균 냉각 속도의 상한은, 특별히 한정되지 않지만, 생산 기술상의 제약으로부터, 바람직하게는, 200℃/s 이하, 보다 바람직하게는, 100℃/s 이하, 보다 더 바람직하게는, 50℃/s 이하로 한다.
제2 균열 온도: 350℃ 이상 475℃ 이하
균열 후의 냉각 정지 온도가 350℃ 미만에서는, 일부 오스테나이트립이 마르텐사이트 변태되어 버리고, 그 후의 템퍼링 처리에 의해 탄화물이 조대화되어 버리기 때문에, 수소 트랩 사이트로 되는 탄화물이 불충분하게 되어, 내지연 파괴 특성이 열화한다. 또한, 균열 후의 냉각 정지 온도가 475℃ 초과에서는, 펄라이트가 과잉으로 생성되기 때문에, 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율이 저하하고, 또한 페라이트의 체적 분율이 증가하여, 인장 강도 및 구멍 확장성이 열화한다. 제2 균열 온도는, 바람직하게는 450℃ 이하이다.
제2 균열 온도에서의 보존 유지 시간: 300s 이하
상기의 냉각 후는, 베이나이트를 생성하기 위해 350℃ 이상 475℃ 이하의 소정의 제2 균열 온도에서 300s 이하 보존 유지한다. 보존 유지 시간이 300s를 초과하면, 베이나이트의 체적 분율이 증가하여, 구멍 확장성이 열화한다. 또한, 템퍼링 마르텐사이트립 및 베이나이트립에 포함되는 입경 0.1㎛ 이상 1.0㎛ 이하의 탄화물의 개수가 감소하여, 모재 강판 및 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성이 열화한다. 그 때문에, 제2 균열 온도에서의 보존 유지 시간은 300s 이하로 한다. 제2 균열 온도에서의 보존 유지 시간은, 바람직하게는 200s 이하로 한다. 제2 균열 온도에서의 보존 유지 시간의 하한은 특별히 제한되는 일 없이, 0s라도 좋다.
제3 평균 냉각 속도: 100℃/s 이상
본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 제2 균열 후, 잔존하는 오스테나이트를 마르텐사이트 변태시키기 위해, 냉연판을 100℃/s 이상의 제3 평균 냉각 속도로 냉각한다. 제3 평균 냉각 속도가 100℃/s 미만에서는, 그 후의 템퍼링 처리에 의해 탄화물이 조대화되어 버리기 때문에, 수소 트랩 사이트로 되는 미세한 탄화물의 양이 불충분하게 되어, 모재 강판 및 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성이 열화한다. 제3 평균 냉각 속도는, 바람직하게는, 150℃/s 이상, 보다 바람직하게는 200℃/s 이상으로 한다. 또한, 냉각 방법은, 100℃/s 이상의 제3 평균 냉각 속도가 얻어지면 좋고, 예를 들면, 가스 냉각, 미스트 냉각 및, 수냉 등을 들 수 있다. 저비용으로 하는 관점에서는, 수냉으로 냉각을 행하는 것이 바람직하다. 제3 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 생산 기술상의 제약으로부터, 바람직하게는, 2000℃/s 이하, 보다 바람직하게는, 1200℃/s 이하로 한다.
이어서, 실온까지 냉각한 냉연판을, 200℃ 이상 400℃ 이하의 제3 균열 온도까지 재가열하고, 당해 제3 균열 온도에서 180s 이상 1800s 이하 보존 유지한다. 이 템퍼링 처리에 의해, 마르텐사이트가 템퍼링되어, 내지연 파괴 특성이 향상된다.
제3 균열 온도: 200℃ 이상 400℃ 이하
제3 균열 온도가 200℃ 미만 혹은 400℃ 초과에서는, 입경 0.1㎛ 이상 1.0㎛ 이하의 미세한 탄화물을 충분히 얻을 수 없기 때문에, 수소 트랩 사이트로 되는 탄화물이 불충분하게 되어, 모재 강판 및 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성이 열화한다.
제3 균열 온도에 있어서의 보존 유지 시간: 180s 이상 1800s 이하
마찬가지로, 제3 균열 온도가 180s 미만 혹은 1800s 초과에서는, 입경 0.1㎛ 이상 1.0㎛ 이하의 미세한 탄화물을 충분히 얻을 수 없기 때문에, 수소 트랩 사이트로 되는 탄화물이 불충분하게 되어, 모재 강판 및 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성이 열화한다. 제3 균열 온도에 있어서의 보존 유지 시간은, 바람직하게는 1500s 이하로 한다.
산세정 처리
이어서, 템퍼링 처리 후의 냉연판을, 산세정한다. 산세정은, 강판 표층에 농화한 Si 및, Mn 등의 산화물을 제거하기 위해 실시한다. 산세정을 하지 않으면, 이들 산화물이 충분히 제거되지 않고, Si 및 Mn 등의 합금 원소가 강판 표면에 과도하게 농화한 채로되어, 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성이 열화한다. 또한, 산세정 조건은 특별히 한정할 필요는 없고, 염산, 황산 등을 사용하는 상용의 산세정 방법을 모두 적용할 수 있지만, 바람직하게는 pH가 1.0 이상 4.0 이하, 온도가 10℃ 이상 100℃ 이하, 침지 시간이 5s 이상 200s 이하의 조건으로 산세정한다.
산세정 후에, 고강도 박강판에 도금 처리를 실시해도 좋다. 도금 금속의 종류는 특별히 한정되지 않고, 일 예에 있어서는 아연이다. 아연 도금 처리로서는, 용융 아연 도금 처리 및, 용융 아연 도금 처리 후에 합금화 처리를 행하는 합금화 용융 아연 도금 처리를 예시할 수 있다. 용융 아연 도금을 실시하는 경우, 도금욕에 침지하는 고강도 박강판의 온도는, (용융 아연 도금욕 온도－40)℃ 이상, (용융 아연 도금욕 온도＋50)℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 도금욕에 침지하는 고강도 박강판의 온도가 (용융 아연 도금욕 온도－40)℃ 이상이면, 강판이 도금욕에 침지될 때에, 용융 아연의 응고를 보다 적합하게 막아, 도금 외관을 향상시킬 수 있다. 또한, 도금욕에 침지하는 고강도 박강판의 온도가 (용융 아연 도금욕 온도＋50)℃ 이하이면, 양산성이 보다 양호하다.
또한, 용융 아연 도금 후는, 450℃ 이상 600℃ 이하의 온도역에서 아연 도금에 합금화 처리를 실시할 수 있다. 450℃ 이상 600℃ 이하의 온도역에서 합금화 처리를 실시함으로써, 아연 도금 중의 Fe 농도가 7％ 이상 15％ 이하로 되어, 용융 아연 도금의 밀착성이나, 도장 후의 내식성이 향상된다.
용융 아연 도금에는, Al을 0.10％ 이상 0.20％ 이하 포함하는 아연 도금욕을 이용하는 것이 바람직하다. 또한, 도금 후는, 도금의 단위 면적당의 양을 조정하기 위해, 와이핑을 행할 수 있다.
또한, 산세정 후의 고강도 박강판에 조질 압연을 실시해도 좋다. 산세정 후의 고강도 박강판에 조질 압연을 실시하는 경우, 조질 압연의 신장률은, 바람직하게는, 0.05％ 이상 2.0％ 이하로 한다.
실시예
이하, 본 발명의 실시예를 설명한다. 단, 본 발명은, 원래부터 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것은 아니고, 본 발명의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 가능하고, 그들은 어느 쪽이나 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.
표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 강 소재를 용제하고, 연속 주조하여 강 슬래브를 제조했다. 이어서, 열간 압연 가열 온도를 1250℃, 마무리 압연 종료 온도(FDT)를 표 2에 나타내는 조건으로 하여, 강 슬래브에 열간 압연을 실시하여, 열연판을 얻었다. 이어서, 열연판을, 표 2로 나타내는 제1 평균 냉각 속도(냉속 1)로 권취 온도(CT)까지 냉각하고, 당해 권취 온도에서 권취했다. 이어서, 열연판을 산세정한 후, 표 2에 나타내는 압하율로 냉간 압연을 실시하여, 냉연판(판두께: 1.4㎜)을 제조했다. 이와 같이 하여 얻어진 냉연판을, 연속 어닐링로(CAL)에 공급하여, 이하의 어닐링을 실시했다. 우선, 냉연판을, 표 2에 나타내는 평균 가열 속도로 가열하고, 표 2에 나타내는 제1 균열 온도 및 균열 시간(제1 보존 유지 시간)으로 어닐링했다. 이어서, 냉연판을, 표 2에 나타내는 제2 평균 냉각 속도(냉속 2)로 제2 균열 온도까지 냉각했다. 이어서, 냉연판을, 당해 제2 균열 온도에서, 표 2에 나타내는 시간(제2 보존 유지 시간) 보존 유지한 후, 제3 평균 냉각 속도(냉속 3)로 실온까지 냉각했다. 이어서, 템퍼링 처리로서, 냉연판을, 제3 균열 온도까지 재가열하고, 당해 제3 균열 온도에서 표 2에 나타내는 시간(제3 보존 유지 시간) 보존 유지한 후, 산세정하여 강판을 얻었다.
제조한 강판으로부터, JIS5호 인장 시험편을, 압연 직각 방향이 길이 방향(인장 방향)이 되도록 채취하고, JIS Z2241(1998)에 준거한 인장 시험에 의해, 인장 강도(TS) 및 신장(EL)을 측정했다.
구멍 확장률은, JIS Z2256(2010)에 준거하여 측정했다. 클리어런스 12.5％로, 10㎜φ의 구멍을 펀칭하고, 버어(turnaround)는 다이측이 되도록 시험기에 세트했다. 이어서, 60°의 원추상의 펀치로 구멍을 밀어넓히고, 구멍의 가장자리에 발생하는 균열이 적어도 1개소에서 두께 방향으로 관통했을 때의 구멍의 지름의 확대량을, 초기의 구멍의 지름에 대한 관통했을 때의 구멍의 지름의 비로 나타내어, 구멍 확장률(λ)로 했다. λ(％)가 50％ 이상을 갖는 강판을, 양호한 구멍 확장성을 갖는 강판으로 했다.
모재 강판의 내지연 파괴 특성은, 이하와 같이 측정했다. 먼저, 제조한 강판으로부터, 압연 방향을 길이 방향으로 하여, 30㎜×100㎜의 강편을 잘라냈다. 당해 강편의 단면을 연삭 가공했다. 추가로 강편을 길이 방향으로 U자 휨 가공했을 때에 대향하는 위치에 2개의 볼트공을 형성하여, 시험편으로 했다. 시험편에 대하여, 프레스 성형기를 이용하여, 펀치 선단부에 있어서의 곡률 반경을 10㎜로 하여 180°의 U자 휨 가공을 실시했다. U자 휨 가공 후, 시험편은 스프링 백(탄성 회복)에 의해, 대향하는 면끼리가 떨어지도록(U자가 외측으로 열리도록) 변형한다. 이와 같이 스프링 백을 일으킨 시험편의 볼트공에 볼트를 삽입하여, 대향하는 면끼리의 간격이 20㎜, 또는 25㎜가 되도록 볼트 체결하고, 시험편에 응력을 부하했다. 볼트 체결한 시험편을, 25℃의 3.0％NaCl+0.3％NH4SCN 수용액에 침지하고, 당해 시험편을 음극으로 한 전해 챠지를 행하여, 시험편의 강 중에 수소를 침입시켰다. 전류 밀도는 1.0mA/㎠로 하고, 대극은 백금으로 했다. 침지 개시로부터 100시간 후도 대향하는 면끼리의 간격이 25㎜의 시험편이 파단하지 않은 것을, 모재 강판의 내지연 파괴 특성이 양호(○), 침지 개시로부터 100시간 후도 대향하는 면끼리의 간격이 20㎜의 시험편이 파단하지 않은 것을, 모재 강판의 내지연 파괴 특성이 특히 양호(◎), 라고 평가했다.
프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성은, 이하와 같이 측정했다. 먼저, 제조한 강판으로부터 50㎜×150㎜의 시험편을 채취하고, 중앙부에 직경 10㎜의 구멍을 뚫었다. 당해 시험편과, 4점의 프로젝션부를 갖는 M6 용접용 너트를, 시험편의 구멍의 중심과 너트의 구멍의 중심이 일치하도록 교류 용접기에 세트했다. 당해 교류 용접기에 부착된 서보 모터 가압식으로 단상 교류(50Hz)의 용접 건을 이용하여, 시험편과 용접용 너트를 프로젝션 용접하고, 프로젝션 용접부를 보유한 시험편을 제작했다. 또한, 용접 건에 구비하여 사용한 한 쌍의 전극 칩은, 평형 30㎜φ의 전극으로 했다. 용접 조건은, 가압력을 3000N, 통전 시간은 7사이클(50Hz), 용접 전류는 12kA, 홀드 시간은 10사이클(50Hz)로 했다. 프로젝션 용접부를 보유한 시험편의 너트공에 볼트를 고정하여, 스페이서의 위에 얹었다. 이어서, JIS B 1196(2001)에 준거한 압입 박리 시험에 의해, 용접한 너트에 볼트를 조이고, 하중 중심이 가능한 한 나사의 중심과 일치하도록 볼트의 두부(頭部)에 압축 하중을 서서히 가하여, 너트가 강판으로부터 박리할 때의 하중을 측정했다. 이 때의 박리 강도를 PS로 했다. 상기와 마찬가지의 방법으로 볼트를 고정한 시험편을 제작하여, 0.5×PS 및, 0.7×PS의 하중을 부하했다. 그 후, 실온에서 염산 수용액(pH＝2.2)에 침지하여, 너트가 강판으로부터 박리하는 시간을 평가했다. 0.5×PS의 하중을 부하한 경우에, 100시간 후도 파단하지 않은 것을, 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성이 양호(○), 0.7×PS의 하중을 부하한 경우에, 100시간 후도 파단하지 않는 것을, 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성이 특히 양호(◎), 라고 평가했다.
전술한 방법에 따라서, 제조한 강판 중의 페라이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 체적 분율과, 페라이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경을 산출했다. 또한, 전술한 방법에 따라서, 잔류 오스테나이트, 펄라이트 및, 미결정 페라이트의 체적 분율을 산출했다.
또한, 전술한 방법에 따라서, 전체 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계에 대한 입경 0.1㎛ 이상 1.0㎛ 이하의 탄화물을 포함하는 템퍼링 마르텐사이트립 및 베이나이트립의 체적 분율을 산출했다. 또한, 전술한 방법에 따라서, 강판 표면으로부터 100㎛ 이상 200㎛ 이하의 영역 중의 C 질량％ 및 Mn 질량％에 대한, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 20㎛ 이하의 영역 중의 C 질량％ 및 Mn 질량％의 비율을 측정했다.
강판 조직, 인장 강도, 신장, 구멍 확장성, 그리고 모재 강판 및 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성의 측정 결과를, 표 3에 나타낸다.
Figure pct00001
Figure pct00002
Figure pct00003
발명예는, 인장 강도, 신장, 구멍 확장률, 모재 강판의 내지연 파괴 특성 및, 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성의 어느것이나 우수했다. 이에 대하여, 비교예는, 인장 강도, 신장, 구멍 확장률, 모재 강판의 내지연 파괴 특성 및, 프로젝션 용접부의 내지연 파괴 특성 중 어느 1개 이상이 뒤떨어져 있었다.

Claims (4)

  1. 질량％로,
    C: 0.10％ 이상 0.22％ 이하,
    Si: 0.5％ 이상 1.5％ 이하,
    Mn: 1.2％ 이상 2.5％ 이하,
    P: 0.05％ 이하,
    S: 0.005％ 이하,
    Al: 0.01％ 이상 0.10％ 이하 및
    N: 0.010％ 이하를 함유함과 함께, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
    페라이트를 체적 분율로 5％ 이상 35％ 이하,
    템퍼링 마르텐사이트를 체적 분율로 50％ 이상 85％ 이하,
    베이나이트를 체적 분율로 0％ 이상 20％ 이하 포함하는 복합 조직을 갖고,
    상기 페라이트의 평균 결정 입경은 5㎛ 이하이고,
    상기 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정 입경은 5㎛ 이하이고,
    상기 템퍼링 마르텐사이트 및 상기 베이나이트의 합계에 대하여, 립 내에, 입경 0.1㎛ 이상 1.0㎛ 이하의 탄화물을 5개 이상 포함하는 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계가, 체적 분율로 85％ 이상이고,
    또한, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 20㎛ 이하의 영역 중의 C 질량％ 및 Mn 질량％가, 강판 표면으로부터 100㎛ 이상 200㎛ 이하의 영역 중의 C 질량％ 및 Mn 질량％에 대하여, 각각 20％ 이하인, 고강도 박강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로,
    Ti: 0.05％ 이하,
    V: 0.05％ 이하 및
    Nb: 0.05％ 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는, 고강도 박강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로,
    Mo: 0.50％ 이하,
    Cr: 0.50％ 이하,
    Cu: 0.50％ 이하,
    Ni: 0.50％ 이하,
    B: 0.0030％ 이하,
    Ca: 0.0050％ 이하,
    REM: 0.0050％ 이하,
    Ta: 0.100％ 이하,
    W: 0.500％ 이하,
    Sn: 0.200％ 이하,
    Sb: 0.200％ 이하,
    Mg: 0.0050％ 이하,
    Zr: 0.1000％ 이하,
    Co: 0.020％ 이하 및
    Zn: 0.020％ 이하
    로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는, 고강도 박강판.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브에, 마무리 압연 종료 온도가 850℃ 이상 950℃ 이하의 조건으로 열간 압연을 실시하여 열연판으로 하고,
    이어서, 상기 열연판을, 30℃/s 이상의 제1 평균 냉각 속도로 550℃ 이하의 권취 온도까지 냉각한 후, 당해 권취 온도에서 권취하고,
    이어서, 상기 열연판에 산세정을 실시하고,
    이어서, 산세정 후의 상기 열연판에, 30％ 이상의 압하율로 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 하고,
    이어서, 상기 냉연판을, 600℃ 이상의 온도역의 노점을 －40℃ 이상 10℃ 이하로 하고, 3℃/s 이상 30℃/s 이하의 평균 가열 속도로 800℃ 이상 900℃ 이하의 제1 균열 온도까지 가열하고, 당해 제1 균열 온도에서 30s 이상 800s 이하 보존 유지하고,
    이어서, 상기 냉연판을, 상기 제1 균열 온도에서 10℃/s 이상의 제2 평균 냉각 속도로 350℃ 이상 475℃ 이하의 제2 균열 온도까지 냉각하고, 당해 제2 균열 온도에서 300s 이하 보존 유지하고,
    이어서, 상기 냉연판을, 100℃/s 이상의 제3 평균 냉각 속도로 실온까지 냉각하고,
    이어서, 상기 냉연판을, 200℃ 이상 400℃ 이하의 제3 균열 온도까지 재가열하고, 당해 제3 균열 온도에서 180s 이상 1800s 이하 보존 유지하고,
    이어서, 상기 냉연판을 산세정하는, 고강도 박강판의 제조 방법.
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