KR20220122750A - 고강도 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

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KR20220122750A
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average particle
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KR1020227026806A
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마유미 오지마
요시마사 후나카와
다케시 요코타
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제이에프이 스틸 가부시키가이샤
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Abstract

1180 ㎫ 이상의 인장 강도를 갖고, 또한 양호한 굽힘 가공성을 가짐과 함께, 용접시에 액체 금속 취화가 잘 발생하지 않는 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 소정의 성분 조성을 갖고, 강 조직은, 페라이트의 면적률이 5 ％ 이하, 마텐자이트의 면적률이 2 ％ 이상 10 ％ 이하, 베이나이트의 면적률이 5 ％ 이상 37 ％ 이하, 템퍼드 마텐자이트의 면적률이 42 ％ 이상 65 ％ 이하, 잔류 오스테나이트의 체적률이 3 ％ 이상 15 ％ 이하, 페라이트 및 베이나이트의 평균 입경이 3 ㎛ 이하이고, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 50 ㎛ 인 영역에 있어서의, 구오스테나이트립의 평균 입경이 10 ㎛ 이하, 구오스테나이트립의 판두께 방향의 평균 입경이 압연 방향의 평균 입경의 0.9 이하, 구오스테나이트립의 결정립계의 80 ％ 이하가, 방위차가 15°이상인 대각 입계이고, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 200 ㎛ 인 영역에 있어서의, 석출물의 평균 입경이 1.0 ㎛ 이하, 구오스테나이트립의 평균 입경이 15 ㎛ 이하, 구오스테나이트립의 판두께 방향의 평균 입경이 압연 방향의 평균 입경의 0.9 이하인 인장 강도가 1180 ㎫ 이상인 고강도 강판.

Description

고강도 강판 및 그 제조 방법
본 발명은, 굽힘 가공성 및 내(耐)액체 금속 취화가 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
자동차를 비롯한 수송기는, 지구 환경 보전을 위해 연비 또는 운행시에 소비하는 에너지 삭감, 연비 향상을 목적으로 경량화가 강력하게 진행되고 있다. 경량화에는 고강도 강판이 사용된다. 고강도 강판은, 강도가 높을수록 경량화 효과가 높아, 종래, 인장 강도 980 ㎫ 급 강판이 사용된 부품에도 인장 강도 1180 ㎫ 급 강판이 사용되려고 하고 있다. 인장 강도 1180 ㎫ 급 강판을 차체 구조에 사용하는 경우, 인장 강도 980 ㎫ 급 강판과 동등한 성형성이 필요하다. 이 때문에, 인장 강도 1180 ㎫ 급 강판으로는, 잔류 오스테나이트를 포함하는 이른바 TRIP 강판이 적용되고 있다. 그러나, TRIP 강판은, 변형이 진행됨에 따라서 생성되는 경질인 마텐자이트에 의해, 판두께 방향으로 변형 구배가 급준하게 생겨, 굽힘 가공부에 균열이 발생하기 때문에, 굽힘 가공이 하기 어려워, 적용 범위가 한정되어 있었다.
또, 경량화를 위해 고강도 강판의 판두께를 줄이면, 부식에 대한 부품의 수명이 짧아지는 점에서, 방청을 목적으로 하여 아연 도금이 이용된다. 이 때문에, 강판에 아연 도금이 실시되거나, 혹은, 적어도 일방의 강판을 아연 도금된 강판으로 하여, 강판끼리의 접합이 실시된다. 여기에서, 접합에는 작업 효율이 양호한 저항 스폿 용접이 실시되는 경우가 많은데, 저항 스폿 용접시에 액체화된 아연이 강판의 결정립계에 침투한 후, 용접 열영향부에 인장 방향의 응력이 발생하기 때문에, 입계에서 균열이 생기는 문제가 있다. 이것은 이른바, 액체 금속 취화라고 불리며, 인장 강도 1180 ㎫ 이상의 고강도 강판에서 특히 현저히 볼 수 있다. 이 액체 금속 취화에 의해, 부재의 강도의 저하를 초래하는 균열이 용접 조인트에 생긴다는 과제가 있다.
이와 같은 상황에 대해, 특허문헌 1 에는, 강판의 최표층부로부터 판두께 방향 30 ㎛ 의 표층 부위 및 강판 내부의 조직을 제어하여, 연성, 굽힘 가공성, 연신 플랜지성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 인장 강도가 1350 ㎫ 이상인 초고강도 강판이 개시되어 있다.
특허문헌 2 에는, 표면으로부터 두께 방향으로 50 ㎛ 의 영역인 표층 및 강판 내부의 조직을 제어하여, 굽힘 가공성이 안정적으로 우수한 인장 강도가 1180 ㎫ 이상인 고강도 강판이 개시되어 있다.
특허문헌 3 에는, 표면에 탈탄 조직을 형성함으로써 연질인 조직을 생성하여 굽힘 가공성을 향상시킨 인장 강도가 900 ㎫ 이상인 고강도 강판이 개시되어 있다.
특허문헌 4 에는, 액체 금속 취화를 회피하는 기술로서, Mn 량이 10 ∼ 30 ％ 이고 오스테나이트의 분율이 90 면적％ 이상인 미세 조직을 갖는 소지 (素地) 강판과, 상기 소지 강판 상에, Fe-Zn 합금층 및 Fe-Zn 합금층 상에 형성된 Zn 층을 포함하고, Fe-Zn 합금층은 소정 이상의 두께를 가짐으로써 액체 금속 취화가 잘 발생하지 않는 GI TWIP 강판이 개시되어 있다.
일본 특허공보 제5671391호 일본 특허공보 제5958669호 일본 특허공보 제5780171호 일본 공표특허공보 2017-510702호
그러나, 특허문헌 1, 특허문헌 2 및 특허문헌 3 에서는, 표층의 구오스테나이트 조직에 대하여 검토되어 있지 않아, 내액체 금속 취성의 확보가 불충분한 경우가 있다. 또, 특허문헌 4 에서는, Fe-Zn 합금층을 충분한 두께로 형성시켜, Zn 이 Fe 와 우선적으로 반응함으로써, Zn 이 용접에 의한 열 영향을 받아 액체 아연이 되는 것을 억제시키고 있지만, 합금층은 균일하지는 않기 때문에, 액체 금속 취화를 억제하는 효과는 한정적이다. 또, Mn 량 및 경질인 오스테나이트의 분율이 많기 때문에, 가공성, 특히, 연신 플랜지성의 확보에 과제가 있다.
본 발명은, 상기의 과제를 해결하기 위해 완성된 것으로, 1180 ㎫ 이상의 인장 강도를 갖고, 또한 양호한 굽힘 가공성을 가짐과 함께, 용접시에 액체 금속 취화가 잘 발생하지 않는 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해 예의 연구를 거듭하였다. 그 결과, 이하의 지견을 얻었다.
굽힘 변형이 가장 어려운 강판 표면으로부터 200 ㎛ 인 영역에서 균열이 발생하지 않으면, 굽힘 가공이 가능한 것을 지견하였다. 편평한 구오스테나이트립을 초기 조직으로 하는 경우, 팽창을 수반하는 마텐자이트 변태에 있어서는, 판면과 평행한 방향은 변형이 완화되어 균열이 잘 발생하지 않는 것, 또, 마텐자이트 변태에 의해 판두께 방향의 변형 구배가 급격해지면 마텐자이트 변태된 바로 아래에서 균열이 생기기 쉬워지는 것을 알아냈다.
또한, 조대한 석출물이 굽힘 가공시의 균열의 기점이 되는 것을 지견하였다. 액체 금속 취화는, 용접시에 녹은 도금이 강판 표층의 결정립계에 침투함으로써 발생한다. 여기에서, 결정립이 미세해져 입계가 늘어나면 도금이 침투하기 쉬워져 액체 금속 취화가 발생하기 쉬울 것처럼 생각되지만, 액체 금속은 구오스테나이트립의 결정립계의 방위차가 15°이상인 경우에 침투하기 쉽다. 결정립계의 방위차 분포가 있는 경우에는, 오히려 강 조직의 결정립을 미세하게 하는 편이, 액체 금속 취화가 잘 발생하지 않는 것을 지견하였다. 한편으로, 강 조직의 결정립을 충분히 미세하게 하려고 하면, 강판의 제조시의 열간 압연 및 냉간 압연의 부하가 커져, 강판의 제조가 곤란해진다. 그래서, 더욱 검토를 한 결과, 강판 표면으로부터 50 ㎛ 인 영역의 강 조직의 결정립이 미세하면, 액체 금속 취화를 유효하게 억제할 수 있는 것을 지견하였다. 또, 구오스테나이트립이 압연 방향에 대해 신전되어 있는 경우, 두께 방향에 대해 깊게 아연이 침투하지 않는 것, 또한, 결정 방위차가 보다 작은 입계 쪽이 아연은 침투하기 어려운 것도 지견하였다. 즉, 강 조직의 결정립이 미세하고, 압연 방향으로 신전된 입(粒)이고, 결정 방위차가 작은 조직이 강판 표면에 형성되어 있는 경우에는, 용접시에 도금이 입계에 침투했다고 하더라도, 판두께 방향으로는 침투하기 어려워, 판면 방향으로 확산되면서 침투하는 경향이 있어, 액체 금속 취화가 억제되는 것으로 생각된다.
본 발명은 이상의 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 그 요지는 이하와 같다.
[1] 질량％ 로, C : 0.150 ％ 이상 0.350 ％ 이하,
Si : 2.0 ％ 이하,
Mn : 3.50 ％ 이하,
P : 0.040 ％ 이하,
S : 0.020 ％ 이하,
Al : 0.30 ％ 이상 2.00 ％ 이하,
N : 0.010 ％ 이하,
Ti : 0.50 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
강 조직은,
페라이트의 면적률이 5 ％ 이하,
마텐자이트의 면적률이 2 ％ 이상 10 ％ 이하,
베이나이트의 면적률이 5 ％ 이상 37 ％ 이하,
템퍼드 마텐자이트의 면적률이 42 ％ 이상 65 ％ 이하,
잔류 오스테나이트의 체적률이 3 ％ 이상 15 ％ 이하,
페라이트 및 베이나이트의 평균 입경이 3 ㎛ 이하,
강판 표면으로부터 판두께 방향으로 50 ㎛ 인 영역에 있어서의, 구오스테나이트립의 평균 입경이 10 ㎛ 이하,
구오스테나이트립의 판두께 방향의 평균 입경이 압연 방향의 평균 입경의 0.9 이하,
구오스테나이트립의 결정립계의 80 ％ 이하가, 방위차가 15°이상인 대각 입계이고,
강판 표면으로부터 판두께 방향으로 200 ㎛ 인 영역에 있어서의, 석출물의 평균 입경이 1.0 ㎛ 이하,
구오스테나이트립의 평균 입경이 15 ㎛ 이하,
구오스테나이트립의 판두께 방향의 평균 입경이 압연 방향의 평균 입경의 0.9 이하인 인장 강도가 1180 ㎫ 이상인 고강도 강판.
[2] 상기 성분 조성은, 추가로 질량％ 로,
Nb : 0.2 ％ 이하,
Cr : 0.50 ％ 이하,
Mo : 0.50 ％ 이하
를 적어도 1 종 함유하는 [1] 에 기재된 고강도 강판.
[3] 상기 성분 조성은, 추가로 질량％ 로,
B : 0.0050 ％ 이하,
Cu : 1.000 ％ 이하,
Ni : 1.000 ％ 이하,
Co : 0.020 ％ 이하,
W : 0.500 ％ 이하,
Sn : 0.200 ％ 이하,
Sb : 0.200 ％ 이하,
V : 0.500 ％ 이하,
Ca : 0.0050 ％ 이하,
Mg : 0.0050 ％ 이하,
REM : 0.0050 ％ 이하
를 적어도 1 종 함유하는 [1] 또는 [2] 에 기재된 고강도 강판.
[4] 강판 표면에 아연 도금층을 갖는 [1] ∼ [3] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판.
[5] [1] ∼ [3] 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 오스테나이트 단상역으로 가열하고, 마무리 압연 입측 온도 950 ℃ 이상 1150 ℃ 이하, 마무리 압연 출측 온도 850 ℃ 이상 950 ℃ 이하, 최종 압연 패스의 압연 속도 600 mpm 이상으로 열간 압연하고, 열간 압연 종료 후 0.5 초 이상 경과 후에 수랭하고, 권취 온도 400 ℃ 이상 650 ℃ 이하에서 권취하고, 산세 후, 마찰 계수가 0.25 이상 0.45 이하, 냉간 압연율 50 ％ 이상 65 ％ 이하로 냉간 압연하고, 계속해서 어닐링 온도 750 ℃ 이상 900 ℃ 이하에서, 유지 시간 5 초 이상 500 초 이하로 어닐링하고, 그 후 550 ℃ 이하까지 냉각시키고, 계속해서, 300 ℃ 이상 480 ℃ 이하에서, 10 초 이상 유지하는 열처리를 실시하는 고강도 강판의 제조 방법.
[6] 상기 열처리 후, 아연 도금 처리를 실시하는 [5] 에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.
[7] 상기 아연 도금 처리는, 용융 아연 도금 처리인 [6] 에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.
[8] 상기 용융 아연 도금 처리는, 합금화 용융 아연 도금 처리인 [7] 에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 1180 ㎫ 이상의 인장 강도를 갖고, 또한, 양호한 굽힘 가공성을 가짐과 함께, 용접시에 액체 금속 취화가 잘 발생하지 않는 고강도 강판을 얻을 수 있다.
또한, 본 발명에 있어서의 고강도란, 1180 ㎫ 이상의 인장 강도를 의미한다.
이하, 본 발명의 고강도 강판의 성분 조성에 대하여 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서, 성분의 함유량의 단위를 나타내는 「％」는, 「질량％」를 의미한다.
C : 0.150 ％ 이상 0.350 ％ 이하
C 는, 강의 강도를 향상시키는 중요한 원소이고, 잔류 오스테나이트를 생성하는 원소이다. 강에 있어서는 일반적으로 고강도가 됨에 따라서 성형성이 저하되기는 하지만, 잔류 오스테나이트가 생성됨에 따른 TRIP 효과로 고강도에서도 성형성을 향상시킬 수 있다. 그 때문에, 성형성 향상에 중요한 원소이다. C 함유량이 0.150 ％ 미만에서는 강도의 확보가 곤란해진다. 또, C 함유량이 0.150 ％ 미만에서는, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 50 ㎛ 인 영역에 있어서의 구오스테나이트립이 조대화되어, 액체 금속 취화가 발생하기 쉬워진다. 따라서, C 함유량은 0.150 ％ 이상으로 한다. 한편, C 함유량이 0.350 ％ 를 초과하면, 연질상인 페라이트와 경질상인 마텐자이트의 경도차가 증대되어, 굽힘 가공성이 저하된다. 따라서, C 함유량은 0.350 ％ 이하로 한다. 바람직하게는, C 함유량은 0.170 ％ 이상이고, 바람직하게는, C 함유량은 0.300 ％ 이하이다.
Si : 2.0 ％ 이하
Si 는, 강을 고용 강화하는 원소이며, 강도 향상에 기여한다. 또, Si 는, 시멘타이트의 생성을 억제하여 굽힘 가공성을 높이고, 또한, 입계에 발생하는 시멘타이트를 억제하기 때문에, 액체 금속 취성을 억제하는 효과를 갖는다. 그러나, 과잉으로 Si 를 함유하면, 페라이트가 생성되기 쉬워져, 강도가 저하된다. 또, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 200 ㎛ 인 영역에 있어서의 석출물이 조대화되어, 굽힘 가공성이 저하되는 원인이 된다. 이 때문에, Si 함유량은 2.0 ％ 이하로 한다. Si 함유량은, 1.5 ％ 이하가 바람직하다. 또한, 시멘타이트의 석출 억제의 관점에서, Si 함유량은 0.2 ％ 이상이 바람직하다. Si 함유량은 0.4 ％ 이상이 보다 바람직하다.
Mn : 3.50 ％ 이하
Mn 은, ??칭성을 향상시켜 강의 강도를 높이는 원소이고, 동시에 입계에 발생하는 시멘타이트를 억제하기 때문에, 굽힘 가공성을 향상시킨다. Mn 함유량이 3.50 ％ 를 초과하면 편석이 발생하기 쉬워져, 굽힘 가공성이 저하된다. 그 때문에, Mn 함유량은 3.50 ％ 이하로 한다. Mn 함유량은 바람직하게는 1.0 ％ 이상이다. Mn 함유량은 바람직하게는 3.00 ％ 이하이다.
P : 0.040 ％ 이하
P 는 입계에 편석하여 굽힘 가공성을 열화시킴과 함께, 아연의 침투를 가속시켜, 액체 금속 취화를 촉진시킨다. 또, 용접성의 열화를 초래함과 함께, 아연 도금을 합금화 처리하는 경우에는, 합금화 속도를 저하시켜, 아연 도금의 품질을 저해한다. 그 때문에, P 함유량을 0.040 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.020 ％ 이하이다. P 는 최대한 저감시키는 편이 바람직하지만, 제조상, 0.005 ％ 는 불가피적으로 혼입되는 경우가 있다.
S : 0.020 ％ 이하
S 는, 황화망간을 형성하기 쉽게 하고, 굽힘 가공성을 열화시킴과 함께, Mn 의 ??칭 경화성을 저하시키기 때문에, S 함유량이 0.020 ％ 를 초과하면, 원하는 강도를 얻을 수 없다. 또, 구오스테나이트립의 결정립계를 취화시켜 아연이 침투하기 쉬워진다. 그 때문에, S 함유량은 0.020 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.010 ％ 이하이다. S 는 최대한 저감시키는 편이 바람직하지만, 제조상, 0.0004 ％ 는 불가피적으로 혼입되는 경우가 있다.
Al : 0.30 ％ 이상 2.00 ％ 이하
Al 은 탈산에 필요한 원소이다. 또, 탄화물의 생성을 억제하고 잔류 오스테나이트를 형성하기 쉽게 하기 위해 필요한 원소이다. Al 함유량이 0.30 ％ 미만인 경우, 잔류 오스테나이트는 굽힘 가공으로 단단한 마텐자이트로 변태되기 쉽고, 그 때문에 굽힘 가공성이 열화된다. 그 때문에, Al 함유량은 0.30 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는, Al 함유량은 0.40 ％ 이상으로 한다. 한편, Al 함유량이 2.00 ％ 를 초과하면, 구오스테나이트립의 결정립계에 조대한 석출물이 생성되고, 그 결과, 굽힘 가공성이 열화된다. 따라서, Al 함유량은 2.00 ％ 이하로 한다. 바람직하게는, Al 함유량은 1.50 ％ 이하로 한다.
N : 0.010 ％ 이하
N 은, Al 이나 Ti 와 결합하여 조대한 석출물을 형성하여 굽힘 가공성을 열화시킨다. N 량은 적을수록 바람직하지만, 생산 기술상의 제약으로부터, N 함유량은 0.010 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.005 ％ 이하이다. 또한, 제조 비용의 관점에서, 0.001 ％ 이상이 바람직하다.
Ti : 0.50 ％ 이하
Ti 는, 조대한 Al 질화물 (조대한 석출물) 의 형성을 저해하여, Al 의 효과를 현저하게 한다. Ti 함유량이 0.50 ％ 를 초과하면, 조대한 석출물이 생겨 굽힘 가공성을 열화시키기 때문에, Ti 함유량은 0.50 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.30 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.25 ％ 이하이다. 또한, 제조 비용의 관점에서, 0.01 ％ 이상이 바람직하다.
본 발명의 기본 성분은 이상과 같다. 또한, 목적에 따라, Nb : 0.2 ％ 이하, Cr : 0.50 ％ 이하, Mo : 0.50 ％ 이하, 를 적어도 1 종 함유할 수 있다. 이하에, 각 원소의 한정 이유를 설명한다.
Nb : 0.2 ％ 이하
Nb 는, 결정립을 미세화하여 굽힘 가공성을 향상시키고, 또한 액체 금속 취화를 억제하는 효과를 갖는다. 상기 효과를 얻기 위해서는, 0.005 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.006 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.007 ％ 이상이다. 그러나, 0.2 ％ 를 초과하면, 조대한 석출물이 생겨 굽힘 가공성이 저하된다. 그 때문에, Nb 함유량의 상한을 0.2 ％ 로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.018 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.016 ％ 이하이다.
Cr : 0.50 ％ 이하, Mo : 0.50 ％ 이하
Cr, Mo 는, ??칭성을 향상시켜 강의 강도를 높인다. 또 잔류 오스테나이트를 발생시키기 쉽게 하고 강도와 연성을 동시에 향상시킨다. 한편으로, 과잉으로 첨가하면, 입계에 석출물을 생성하여 굽힘 가공성은 열화된다. 그 때문에, Cr 의 함유량의 상한은 0.50 ％, Mo 의 함유량의 상한은 0.50 ％ 로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, Cr 은 0.45 ％ 이하, Mo 는 0.45 ％ 이하이다. 또한, Cr 은 0.005 ％ 이상이 바람직하다. Mo 는 0.005 ％ 이상이 바람직하다.
본 발명에 있어서, 추가로, B, Cu, Ni, Co, W, Sn, Sb, V, Ca, Mg, REM 의 적어도 1 종을 적절히 함유해도 된다.
B : 0.0050 ％ 이하
B 는, 마텐자이트 변태 개시 온도를 저하시키지 않고, ??칭성을 향상시킬 수 있는 원소이고, 페라이트의 생성을 억제할 수 있는 점에서, 1180 ㎫ 이상의 인장 강도를 보다 실현시킬 수 있다. B 의 함유량이 0.0050 ％ 를 초과하면, 열간 압연 중에 강판 내부에 균열이 생겨, 강의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, 굽힘 가공성이 저하된다. 따라서, B 를 함유하는 경우, 그 함유량은 0.0050 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0001 ％ 이상으로 한다. 더욱 바람직하게는 0.0002 ％ 이상으로 하고, 더욱 바람직하게는 0.0030 ％ 이하로 한다.
Cu : 1.000 ％ 이하
Cu 는, 고용 강화 원소로서의 역할뿐만 아니라, 연속 어닐링시의 냉각 과정에서, 오스테나이트를 안정화하고, 페라이트의 생성을 억제할 수 있는 점에서, 1180 ㎫ 이상의 인장 강도를 보다 실현할 수 있다. Cu 의 함유량이 1.000 ％ 를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성되어, 강의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, 굽힘 가공성이 저하된다. 따라서, Cu 를 함유하는 경우, 그 함유량은 1.000 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.005 ％ 이상으로 한다. 더욱 바람직하게는 0.700 ％ 이하로 한다.
Ni : 1.000 ％ 이하
Ni 는, ??칭성을 향상시키는 원소이고, 페라이트의 생성을 억제할 수 있는 점에서, 1180 ㎫ 이상의 인장 강도를 보다 실현할 수 있다. Ni 의 함유량이 1.000 ％ 를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 증가하여, 강의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, 굽힘 가공성이 저하된다. 따라서, Ni 를 함유하는 경우, 그 함유량은 1.000 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.005 ％ 이상으로 한다. 더욱 바람직하게는 0.450 ％ 이하로 한다.
Co : 0.020 ％ 이하
Co 는, 개재물의 형상을 구상화하여, 강판의 극한 변형능을 향상시키기 위해 유효한 원소이다. Co 의 함유량이 0.020 ％ 를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성되어, 강의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, 굽힘 가공성을 실현하는 것이 보다 곤란해진다. 따라서, Co 를 함유하는 경우, 그 함유량은 0.020 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.001 ％ 이상으로 한다. 더욱 바람직하게는 0.010 ％ 이하로 한다.
W : 0.500 ％ 이하
W 는, 강의 석출 강화에 유효하며, 필요에 따라 함유해도 된다. 그러나, W 는 0.500 ％ 를 초과하면, 경질인 마텐자이트의 면적률이 과대해져, 굽힘 시험시에, 마텐자이트의 결정립계에서의 마이크로보이드가 증가한다. 또한, 균열의 전파가 진행되어 버려, 굽힘성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, W 를 함유하는 경우에는, 그 함유량은 0.500 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.001 ％ 이상으로 한다. 더욱 바람직하게는 0.300 ％ 이하로 한다.
Sn : 0.200 ％ 이하, Sb : 0.200 ％ 이하
Sn 및 Sb 는, 강판 표면의 질화나 산화에 의해 생기는 강판 표층의 수십 ㎛ 정도 영역의 탈탄을 억제하는 관점에서, 필요에 따라 첨가한다. 이와 같은 질화나 산화를 억제하고, 강판 표면에 있어서 마텐자이트의 면적률이 감소하는 것을 방지하고, 인장 강도의 확보에 유효하기 때문에, 필요에 따라 함유해도 된다. Sb 및 Sn 의 함유량이 각각 0.200 ％ 를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 증가하여, 강의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, 굽힘 가공성의 확보가 보다 곤란해진다. 따라서, Sb 및 Sn 을 함유하는 경우, 그 함유량은 각각 0.200 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.001 ％ 이상으로 한다. 더욱 바람직하게는 0.100 ％ 이하로 한다.
V : 0.500 ％ 이하
V 는, 결정립을 미세화하여 굽힘 가공성을 향상시키고, 또한 액체 금속 취화를 억제하는 효과를 갖는 관점에서, 필요에 따라 첨가한다. V 의 함유량이 0.500 ％ 를 초과하면, 조대한 석출물이 생겨 굽힘 가공성이 저하된다. 따라서, V 를 함유하는 경우, 그 함유량의 상한을 0.500 ％ 로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.001 ％ 이상으로 한다. 더욱 바람직하게는 0.300 ％ 이하로 한다.
Ca : 0.0050 ％ 이하, Mg : 0.0050 ％ 이하
Ca 및 Mg 는, 탈산에 사용하는 원소임과 함께, 황화물의 형상을 구상화하여, 강판의 극한 변형능을 향상시키기 위해 유효한 원소이다. Ca 및 Mg 의 함유량이 각각 0.0050 ％ 를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성되어, 강의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, 굽힘 가공성을 확보하는 것이 보다 곤란해진다. 따라서, Ca 및 Mg 를 함유하는 경우, 그 함유량은 각각 0.0050 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.001 ％ 이상으로 한다. 더욱 바람직하게는 0.0030 ％ 이하로 한다.
REM : 0.0050 ％ 이하
REM 은, 개재물의 형상을 구상화하여, 강판의 극한 변형능을 향상시키기 위해 유효한 원소이다. REM 의 함유량이 0.0050 ％ 를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성되어, 강의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, 굽힘 가공성을 확보하는 것이 보다 곤란해진다. 따라서, REM 을 함유하는 경우, 그 함유량은 0.0050 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.001 ％ 이상으로 한다. 더욱 바람직하게는 0.0030 ％ 이하로 한다.
또한, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다.
다음으로, 본 발명의 강 조직에 대하여 설명한다.
페라이트의 면적률 : 5 ％ 이하
페라이트의 면적률을 5 ％ 이하로 함으로써, 원하는 인장 강도를 얻을 수 있다. 한편, 페라이트의 면적률이 5 ％ 를 초과하면, 연질상인 페라이트와 경질상인 마텐자이트의 경도차가 증대되어, 굽힘 가공성이 저하된다. 또, 연질상인 페라이트의 면적률이 과잉이 되면, 원하는 인장 강도의 확보가 곤란해진다. 따라서, 페라이트의 면적률은 5 ％ 이하로 한다. 또, 페라이트의 면적률은, 바람직하게는 4 ％ 이하, 보다 바람직하게는 3 ％ 이하로 한다. 또한, 페라이트의 면적률이 0 ％ 라고 하더라도 본 발명의 효과는 얻어지지만, 연성을 향상시키기 위해서는, 페라이트의 면적률을 1 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 페라이트의 면적률은, 보다 바람직하게는 2 ％ 이상으로 한다.
마텐자이트의 면적률 : 2 ％ 이상 10 ％ 이하
원하는 인장 강도를 달성하기 위해서는, 마텐자이트의 면적률을 2 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 또, 양호한 굽힘 가공성의 확보를 위해, 마텐자이트의 면적률을 10 ％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는, 3 ％ 이상이다. 바람직하게는, 8 ％ 이하이다.
베이나이트의 면적률 : 5 ％ 이상 37 ％ 이하
베이나이트는 고강도화에 기여하고, 원하는 인장 강도를 달성하기 위해서는, 베이나이트의 면적률을 5 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 면적률이 37 ％ 초과에서는, 인장 강도가 지나치게 높아 굽힘 가공성이 열화된다. 이 때문에, 면적률은 37 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 15 ％ 이상이다. 바람직하게는 35 ％ 이하이다.
템퍼드 마텐자이트의 면적률 : 42 ％ 이상 65 ％ 이하
양호한 굽힘 가공성을 달성하기 위해서는, 템퍼드 마텐자이트의 면적률은 42 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 또, 템퍼드 마텐자이트의 면적률이 과잉이 되면, 1180 ㎫ 이상의 인장 강도를 달성할 수 없다. 그 때문에, 템퍼드 마텐자이트의 면적률을 65 ％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는, 45 ％ 이상이다. 바람직하게는, 55 ％ 이하이다.
잔류 오스테나이트의 체적률 : 3 ％ 이상 15 ％ 이하
잔류 오스테나이트를 3 ％ 이상 함유함으로써, 우수한 굽힘 가공성을 얻을 수 있다. 한편, 잔류 오스테나이트의 체적률이 15 ％ 를 초과하면, 잔류 오스테나이트는 가공을 받아 마텐자이트 변태되었을 때에, 마텐자이트 내부에서 보이드가 많이 존재하게 된다. 따라서, 보이드가 균열의 기점이 되기 때문에, 굽힘 가공성이 저하된다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 체적률은 3 ％ 이상 15 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 4 ％ 이상이다. 바람직하게는 13 ％ 이하, 보다 바람직하게는 5 ％ 이상이다. 보다 바람직하게는, 12 ％ 이하로 한다.
페라이트 및 베이나이트의 평균 입경 : 3 ㎛ 이하
페라이트 및 베이나이트의 결정립의 미세화는, 굽힘 가공성에 기여한다. 굽힘 가공성을 얻기 위해, 페라이트 및 베이나이트의 평균 결정 입경을 각각 3 ㎛ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는, 각각 2 ㎛ 이하이다. 하한은 특별히 규정하지 않지만, 페라이트 및 베이나이트의 평균 입경은 각각 1 ㎛ 이상이 바람직하다.
페라이트, 마텐자이트, 베이나이트, 템퍼드 마텐자이트, 잔류 오스테나이트의 관찰 방법은 후술하는 실시예에 나타내는 방법에 의해 동정할 수 있다. 또, 이들 조직의 관찰 위치는, 후술하는 바와 같이, 강판의 판두께의 1/4 위치로 한다.
강판 표면으로부터 판두께 방향으로 50 ㎛ 인 영역에 있어서의 강 조직
본 발명에 있어서는, 액체 금속 취성을 억제하기 위해, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 50 ㎛ 인 영역에 있어서의 강 조직이 중요하다. 본 발명에서는, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 50 ㎛ 인 영역에 있어서, 구오스테나이트립의 평균 입경이 10 ㎛ 이하, 구오스테나이트립의 판두께 방향의 평균 입경이 압연 방향의 평균 입경의 0.9 이하, 구오스테나이트립의 결정립계의 80 ％ 이하가 방위차가 15°이상인 대각 입계인 것을 특징으로 한다. 액체 금속이 침투하는 것은 극표층뿐이고, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 50 ㎛ 인 영역에서 상기 서술한 조직이 형성되어 있으면, 원하는 강도를 얻으면서, 액체 금속 취성을 억제하는 것이 가능하다. 이하에, 각 조직의 한정 이유를 설명한다.
구오스테나이트립의 평균 입경 : 10 ㎛ 이하
구오스테나이트립의 결정 입경이 미세할수록, 용접시에 도금이 입계에 침투했다고 하더라도, 판두께 방향으로는 침투하기 어려워, 판면 방향으로 확산되면서 침투하는 경향이 있어, 액체 금속의 침투가 억제된다. 그 때문에, 상한을 10 ㎛ 로 하였다. 하한은 특별히 규정하지 않지만, 구오스테나이트립의 평균 입경은 7 ㎛ 이상이 바람직하다.
구오스테나이트립의 판두께 방향의 평균 입경이 압연 방향의 평균 입경의 0.9 이하
압연 방향으로 신장된 구오스테나이트립보다도, 판두께 방향으로 신장된 구오스테나이트립에서는, 고/액 계면에 대해 수직인 입계가 많이 존재하기 때문에, 액체 금속이 용이하게 입계를 침투한다. 그 때문에, 판두께 방향과 압연 방향의 평균 입경의 비의 상한을 0.9 ((판두께 방향의 평균 입경)/(압연 방향의 평균 입경) ≤ 0.9) 로 하였다. 하한은 특별히 규정하지 않지만, 판두께 방향과 압연 방향의 평균 입경의 비는 0.70 이상이 바람직하다.
구오스테나이트립의 결정립계의 80 ％ 이하가 방위차 15°이상인 대각 입계
입계의 방위차가 클수록, 입계 에너지가 상승하여 입계의 구조가 불안정하여 간극이 발생한다. 그 때문에, 액체 금속도 방위차가 큰 입계 쪽이 보다 침투하기 쉬워진다. 따라서, 액체 금속 취성을 억제하기 위해, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 50 ㎛ 인 영역에 있어서의, 방위차 15°이상의 대각 입계는 구오스테나이트 결정립계의 80 ％ 이하로 하였다. 하한은 특별히 규정하지 않지만, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 50 ㎛ 인 영역에 있어서의, 방위차 15°이상의 대각 입계는 구오스테나이트립의 결정립계의 60 ％ 이상이 바람직하다.
강판 표면으로부터 판두께 방향으로 200 ㎛ 인 영역에 있어서의 강 조직
본 발명에 있어서는, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 200 ㎛ 인 영역에 있어서의 강 조직이, 굽힘 가공성 향상에 중요하다. 본 발명에서는, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 200 ㎛ 인 영역에 있어서의, 석출물의 평균 입경이 1.0 ㎛ 이하, 구오스테나이트립의 평균 입경이 15 ㎛ 이하, 구오스테나이트립의 판두께 방향의 평균 입경이 압연 방향의 평균 입경의 0.9 이하인 것을 특징으로 한다. 굽힘에 의해 생기는 균열은, 변형이 큰 표층 부근에서 발생하지만, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 200 ㎛ 보다 깊은 곳에서는, 표층의 형상 구속으로 균열이 잘 발생하지 않는다. 이 때문에, 굽힘 가공성을 향상시키려면, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 200 ㎛ 인 영역의 조직 제어가 중요하다. 즉, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 200 ㎛ 인 영역에 있어서, 조대한 석출물이 생성되어 있지 않고, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로의 변형 구배가 급준하지 않은 조직으로 함으로써, 굽힘 가공성이 향상된다. 이하에, 각 조직의 한정 이유를 설명한다.
석출물의 평균 입경 : 1.0 ㎛ 이하
조대한 석출물은, 굽힘 가공시에 변형의 집중이나 크랙의 생성을 일으킨다. 그 때문에, 석출물의 평균 입경은 1.0 ㎛ 이하로 하였다. 또한, 본 발명에 있어서의 석출물이란, 질화물, 탄화물, 탄질화물을 포함한다. 하한은 특별히 규정하지 않지만, 석출물의 평균 입경은 0.2 ㎛ 이상이 바람직하다.
구오스테나이트립의 평균 입경 : 15 ㎛ 이하
구오스테나이트립의 평균 입경이 미세할수록, 굽힘 가공성은 향상된다. 15 ㎛ 를 초과하면 굽힘 가공성이 저하되는 점에서, 상한을 15 ㎛ 로 하였다. 하한은 특별히 규정하지 않지만, 구오스테나이트립의 평균 입경은 10 ㎛ 이상이 바람직하다.
구오스테나이트립의 판두께 방향의 평균 입경이 압연 방향의 평균 입경의 0.9 이하
굽힘 가공에서는, 균열이 판두께 방향으로 진전되지 않는 곳에서는 균열이 잘 발생하지 않는다. 압연 방향으로 신장된 구오스테나이트립보다 판두께 방향으로 신장된 구오스테나이트립 쪽이, 구오스테나이트가 마텐자이트 변태되었을 때에 크랙을 발생시키기 쉬워, 굽힘 가공성이 현저히 저하된다. 그 때문에, 구오스테나이트립의 판두께 방향과 압연 방향의 평균 입경의 비의 상한을 0.9 ((판두께 방향의 평균 입경)/(압연 방향의 평균 입경) ≤ 0.9) 로 하였다. 하한은 특별히 규정하지 않지만, 판두께 방향과 압연 방향의 평균 입경의 비는 0.70 이상이 바람직하다.
또한, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 50 ㎛ 인 영역, 및 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 200 ㎛ 인 영역의 강 조직은, 후술하는 실시예의 방법에 의해 구할 수 있다.
또, 본 발명의 고강도 강판은, 강판의 표면에 아연 도금층을 구비해도 된다.
이어서, 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다.
먼저, 상기 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 오스테나이트 단상역으로 가열하고, 마무리 압연 입측 온도 950 ℃ 이상 1150 ℃ 이하, 마무리 압연 출측 온도 850 ℃ 이상 950 ℃ 이하, 최종 압연 패스의 압연 속도 600 mpm 이상으로 열간 압연하고, 열간 압연 종료 후 0.5 초 이상 경과 후에 수랭하고, 권취 온도 400 ℃ 이상 650 ℃ 이하에서 권취한다.
강 슬래브는, 고로, 전로 (轉爐), 전기로 중 어느 것으로 용해한 것이어도 된다. 또, 강 슬래브는 냉각을 시키지 않고 즉시 압연을 실시해도 되고, 강 슬래브는 박슬래브여도 되고, 박슬래브 주조를 시작으로 한 주조·압연 공정 (이른바, 미니 밀) 에 의한 제조 방법을 채용해도 된다.
오스테나이트 단상역으로 가열
가열 온도가 오스테나이트 단상역 미만으로 지나치게 낮으면, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 200 ㎛ 인 영역에 있어서 조대한 석출물이 생성되기 쉬워진다. 또한, 오스테나이트 단상역은 Ac3 변태점 이상의 온도이고, Ac3 변태점은 이하의 식을 사용하여 구하였다.
Ac3 변태점 (℃) ＝ 910 ― 203√(％C) ＋ 45 × (％Si) ― 30 × (％Mn) ＋ 11 × (％Cr) ＋ 32 × (％Mo) ＋ 400 × (％Ti) ＋ 200 × (％Al)
여기에서, (％C), (％Si), (％Mn), (％Cr), (％Mo), (％Ti), (％Al) 은, 각각의 원소의 함유량 (질량％) 이다.
마무리 압연 입측 온도 : 950 ℃ 이상 1150 ℃ 이하
마무리 압연 입측 온도가 1150 ℃ 초과인 경우, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 50 ㎛ 인 영역에 있어서의 구오스테나이트립의 평균 입경, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 200 ㎛ 인 영역에 있어서의 구오스테나이트립의 평균 입경 및 모재의 페라이트 및 베이나이트의 평균 입경이 조대화되어, 굽힘 가공성 및 내액체 금속 취성이 저하된다. 그 때문에, 마무리 압연 입측 온도의 상한은 1150 ℃ 로 하였다. 한편, 마무리 압연 입측 온도가 950 ℃ 미만으로 지나치게 낮으면, 페라이트의 면적률이 과잉이 되어, 냉간 압연 후의 어닐링에 의해 얻어지는 강판에 있어서, 인장 강도 1180 ㎫ 이상의 확보가 곤란해진다. 바람직하게는 1000 ℃ 이상이고, 바람직하게는 1100 ℃ 이하이다.
마무리 압연 출측 온도 : 850 ℃ 이상 950 ℃ 이하
마무리 압연 출측 온도가 950 ℃ 초과인 경우, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 50 ㎛ 인 영역에 있어서의 구오스테나이트립의 평균 입경이 조대화되어, 입계의 액체 금속의 침투 패스가 증대되기 때문에, 아연이 강판 깊은 곳까지 침투하여 액체 금속 취화가 촉진된다. 그 때문에, 마무리 압연 출측 온도의 상한은 950 ℃ 로 하였다. 한편으로, 마무리 압연 출측 온도가 850 ℃ 미만으로 지나치게 낮으면, 페라이트의 면적률이 과잉이 되어, 냉간 압연 후의 어닐링에 의해 얻어지는 강판에 있어서, 인장 강도 1180 ㎫ 이상의 확보가 곤란해진다. 따라서, 마무리 압연 출측 온도는 850 ℃ 이상 950 ℃ 이하로 한다. 바람직하게는 870 ℃ 이상이고, 바람직하게는 950 ℃ 이하이다.
최종 압연 패스의 압연 속도 : 600 mpm 이상
최종 압연 패스의 압연 속도가 저하되면, 페라이트의 면적률이 과잉이 되어, 냉간 압연 후의 어닐링에 의해 얻어지는 강판에 있어서, 인장 강도 1180 ㎫ 이상의 확보가 곤란해진다. 그 때문에, 압연 속도는 600 mpm 이상으로 한다. 바람직하게는 700 mpm 이상으로 한다.
상한은 특별히 규정하지 않지만, 최종 압연 패스의 압연 속도는 900 mpm 이하가 바람직하다.
열간 압연 종료 후 0.5 초 이상 경과 후에 수랭
열간 압연 종료 후 바로 냉각을 개시하면, 미(未)재결정의 압연 조직으로부터 페라이트 변태되어 버려, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 50 ㎛ 인 영역에 있어서의 구오스테나이트립의 평균 입경 및 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 200 ㎛ 인 영역에 있어서의 구오스테나이트립의 평균 입경이 조대화됨과 함께, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 50 ㎛ 인 영역 및 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 200 ㎛ 인 영역에 있어서의, 구오스테나이트립의 판두께 방향의 평균 입경과 압연 방향의 평균 입경의 비가 0.9 를 상회하기 쉬워진다. 그 때문에, 재결정을 촉진시키기 위해 열간 압연 종료 후 0.5 초 이상 경과 후에 냉각을 개시하는 것이 필요하다. 상한은 특별히 규정하지 않지만, 열간 압연 종료 후 2.0 초 이내에 냉각을 개시하는 것이 바람직하다. 또한, 냉각 속도에 관해서는, 15 ∼ 100 ℃/s 로 냉각시키는 것이 바람직하다.
권취 온도 : 400 ℃ 이상 650 ℃ 이하
권취 온도는 낮은 편이 조직은 미세화되어, 액체 금속 취성을 억제하는 효과가 있다. 그러나, 권취 온도가 400 ℃ 미만에서는, 경질인 마텐자이트가 과잉으로 생성되어 냉간 압연시의 압연 부하가 커져, 원하는 냉간 압연율의 확보가 곤란해진다. 그 결과, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 50 ㎛ 인 영역에 있어서의, 구오스테나이트립의 판두께 방향의 평균 입경이 압연 방향의 평균 입경의 0.9 이하가 얻어지지 않는다. 한편, 권취 온도가 650 ℃ 를 초과하면 질화물이 조대화되기 쉬워, 굽힘 가공성이 저하된다. 따라서, 권취 온도는 400 ℃ 이상 650 ℃ 이하로 한다. 바람직하게는 450 ℃ 이상이고, 바람직하게는 640 ℃ 이하이다.
열간 압연 후, 산세를 실시한다. 산세에 의해, 강판 표면의 스케일을 제거할 수 있다. 산세 조건은 특별히 한정되지 않아, 통상적인 방법에 따라 실시하면 된다.
다음으로, 산세 후, 마찰 계수가 0.25 이상 0.45 이하, 냉간 압연율 50 ％ 이상 65 ％ 이하로 냉간 압연한다.
마찰 계수 : 0.25 이상 0.45 이하
냉간 압연시의 마찰 계수가 0.25 미만에서는, 어닐링시의 핵 생성 빈도가 작아져 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 50 ㎛ 인 영역에 있어서의 구오스테나이트립의 평균 입경이 조대화된다. 이 때문에, 액체 금속이 침투하기 쉬워져 액체 금속 취성이 발생하기 쉬워진다. 한편, 마찰 계수가 0.45 를 초과하면, 표층에 축적된 변형이 지나치게 높기 때문에, 이후의 어닐링 과정에서 생성되는 구오스테나이트립의 결정립계의 방위차가 15°이상이 되는 빈도가 높아진다. 그 결과, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 50 ㎛ 인 영역에 있어서의, 방위차 15°이상인 구오스테나이트립의 결정립계의 비율이 80 ％ 이하가 되지 않는다. 또한, 마찰 계수가 0.45 를 초과하면, 강판 표면에 거칠어짐이 생기고, 원하는 인장 강도 및 굽힘 가공성이 얻어지지 않는다. 따라서, 마찰 계수는 0.25 이상 0.45 이하로 한다. 바람직하게는 0.27 이상이고, 바람직하게는 0.44 이하이다. 또한, 마찰 계수란, 냉간 압연시의 강판과 롤의 마찰 계수를 말하는 것이다. 마찰 계수는, 냉간 압연시의 압연 하중에 기초하여 계산에 의해 구한 값이다.
냉간 압연율 : 50 ％ 이상 65 ％ 이하
냉간 압연율이 50 ％ 미만에서는, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 50 ㎛ 인 영역에 있어서, 판두께 방향의 평균 입경과 압연 방향의 평균 입경의 비가 커져, 액체 금속이 입계를 타고 강판의 판두께 방향으로 침윤되기 쉬워지기 때문에, 액체 금속 취성이 발생하기 쉬워진다. 한편으로, 냉간 압연율이 65 ％ 를 초과하면, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 200 ㎛ 인 영역에 있어서, 조대한 석출물이 생성되기 쉬워진다. 그 때문에, 냉간 압연율을 65 ％ 이하로 하였다. 따라서, 냉간 압연율은 50 ％ 이상 65 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 55 ％ 이상이고, 바람직하게는 60 ％ 이하로 한다.
냉간 압연 후, 어닐링 온도 750 ℃ 이상 900 ℃ 이하의 온도 범위에서, 유지 시간 5 초 이상 500 초 이하로 어닐링하고, 그 후 550 ℃ 이하까지 냉각시키고, 계속해서, 300 ℃ 이상 480 ℃ 이하의 온도 범위에서, 10 초 이상 유지하는 열처리를 실시한다.
어닐링 온도 : 750 ℃ 이상 900 ℃ 이하, 유지 시간 : 5 초 이상 500 초 이하
어닐링 온도가 750 ℃ 미만에서는, 어닐링시에 오스테나이트 변태가 잘 발생하지 않기 때문에, 페라이트의 면적률이 과잉이 되어, 원하는 마텐자이트가 얻어지지 않고, 인장 강도 1180 ㎫ 이상의 확보가 곤란해진다. 또한, 소정의 템퍼드 마텐자이트의 면적률 및 잔류 오스테나이트의 체적률이 얻어지지 않고, 굽힘 가공성이 열화된다. 한편, 어닐링 온도가 900 ℃ 초과인 경우, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 50 ㎛ 인 영역에 있어서의 구오스테나이트립의 평균 입경이 조대해지기 때문에, 용융 아연이 강판의 깊은 곳까지 침투하여 액체 금속 취성이 촉진된다. 따라서, 어닐링 온도는 750 ℃ 이상 900 ℃ 이하로 한다. 또, 750 ℃ 이상 900 ℃ 이하의 어닐링 온도역에서 5 초 이상 500 초 이하 유지하는 것이 필요하다. 5 초 미만에서는 어닐링시에 오스테나이트 변태가 잘 발생하지 않는다. 이 때문에, 페라이트의 면적률이 과잉이 되어, 원하는 마텐자이트가 얻어지지 않고, 인장 강도 1180 ㎫ 이상의 확보가 곤란해진다. 또한, 소정의 템퍼드 마텐자이트의 면적률 및 잔류 오스테나이트의 체적률이 얻어지지 않고, 굽힘 가공성이 열화된다. 한편으로, 유지 시간이 500 초를 초과하면, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 50 ㎛ 인 영역 및 200 ㎛ 인 영역에 있어서의 구오스테나이트립의 평균 입경이 조대화됨과 동시에, 입계에 조대한 석출물이 형성되어, 용융 아연의 침투가 촉진되어 액체 금속 취화가 조장된다. 또, 굽힘 가공성도 저하된다. 그 때문에, 상한은 500 초로 하였다. 바람직하게는 50 초 이상이고, 바람직하게는 400 초 이하로 한다.
냉각 정지 온도 : 550 ℃ 이하
어닐링 후에는 냉각 정지 온도 550 ℃ 이하까지 냉각시킨다. 550 ℃ 초과에서 냉각을 정지시키면, 원하는 면적률의 템퍼드 마텐자이트가 얻어지지 않고, 굽힘 가공성의 확보가 곤란해진다. 이 때문에, 냉각 정지 온도는 550 ℃ 이하로 한다. 바람직하게는 500 ℃ 이하이다. 하한은 특별히 규정하지 않지만, 냉각 정지 온도는 250 ℃ 이상이 바람직하다.
열처리 온도 : 300 ℃ 이상 480 ℃ 이하, 유지 시간 : 10 초 이상
550 ℃ 이하까지 냉각시킨 후, 300 ℃ 이상 480 ℃ 이하의 온도 범위에서 열처리를 실시한다. 480 ℃ 초과에서는, 원하는 잔류 오스테나이트의 확보가 곤란해지고, 굽힘 가공성이 저하된다. 열처리 온도가 300 ℃ 미만에서는, 마텐자이트의 면적률이 과잉이 되고, 그리고, 원하는 면적률의 템퍼드 마텐자이트가 얻어지지 않고, 굽힘 가공성이 열화된다. 이 때문에, 열처리 온도는 300 ℃ 이상 480 ℃ 이하로 한다. 바람직하게는 350 ℃ 이상이고, 바람직하게는 450 ℃ 이하로 한다.
또, 열처리시의 유지 시간이 10 초 미만에서는, 마텐자이트의 템퍼링이 불충분해져, 마텐자이트의 면적률이 과잉이 되고, 그리고, 원하는 면적률의 템퍼드 마텐자이트가 얻어지지 않고, 굽힘 가공성이 열화된다. 또, 용접시에 재결정되어 등축립이 되기 때문에, 액체 금속 취화가 발생하기 쉬워진다. 또한, 유지 시간은, 600 초 이하가 바람직하다.
얻어진 강판에 대해, 추가로, 용융 아연 도금 처리나 전기 아연 도금 처리 와 같은, 아연 도금 처리를 실시해도 된다. 용융 아연 도금 처리로는, 예를 들어, 상용의 연속 용융 아연 도금 라인을 사용하여, 열처리 후의 강판을 용융 아연 도금욕에 침지시켜, 표면에 소정량의 용융 아연 도금층을 형성하는 처리인 것이 바람직하다. 용융 아연 도금욕에 침지시킬 때에는, 재가열 또는 냉각에 의해, 열처리 후의 강판 온도를, 430 ∼ 480 ℃ 의 범위 내로 조정하는 것이 바람직하다. 용융 아연 도금욕의 온도는, 440 ℃ 이상 500 ℃ 이하가 바람직하다. 또, 용융 아연 도금욕에는, 순아연에 더하여, Al, Fe, Mg 또는 Si 등을 함유시켜도 된다. 용융 아연 도금층의 부착량은, 가스 와이핑 등을 조정하여 원하는 부착량으로 할 수 있고, 편면당 45 g/㎡ 정도로 하는 것이 바람직하다.
용융 아연 도금 처리에 의해 형성된 아연 도금층 (용융 아연 도금층) 은, 필요에 따라, 합금화 처리를 실시함으로써, 합금화 용융 아연 도금층으로 해도 된다. 합금화 조건은 특별히 제한되는 것은 아니지만, 합금화 처리의 온도는, 460 ℃ 이상 550 ℃ 이하가 바람직하다. 또, 합금화 처리하는 경우, 도금층 중의 Fe 농도는 9 질량％ 이상 12 질량％ 이하가 바람직하다. 또, 합금화 용융 아연 도금층으로 하는 경우, 용융 아연 도금욕 중의 유효 Al 농도를, 0.10 질량％ 이상 0.22 질량％ 이하의 범위로 조정하는 것이, 원하는 도금 외관을 확보하는 관점에서 바람직하다.
이상에 의해, 본 발명의 고강도 강판이 얻어진다.
실시예
표 1 에 나타내는 성분 조성을 갖고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을 전로로 용제하고, 연속 주조법으로 강 슬래브로 하였다. 이어서, 표 2 에 나타내는 조건에서, 얻어진 강 슬래브를, 열간 압연, 산세 후의 냉간 압연, 냉간 압연 후의 어닐링 및 열처리를 각각 실시하여, 고강도 냉연 강판 (CR) 을 얻었다. 또, 일부의 것에 대해서는, 열처리 후에 용융 아연 도금 처리 (용융 아연 도금 처리 후에 합금화 처리를 실시하는 것도 포함함) 를 실시하여, 용융 아연 도금 강판 (GI), 합금화 용융 아연 도금 강판 (GA) 으로 하였다. 용융 아연 도금욕은, 용융 아연 도금 강판 (GI) 에서는, Al : 0.19 질량％ 함유 아연욕을 사용하고, 합금화 용융 아연 도금 강판 (GA) 에서는, Al : 0.14 질량％ 함유 아연욕을 사용하였다. 또, 욕온은 465 ℃ 로 하였다. 도금 부착량은 편면당 45 g/㎡ (양면 도금) 로 하고, GA 는, 도금층 중의 Fe 농도를 9 질량％ 이상 12 질량％ 이하의 범위 내가 되도록 조정하였다.
얻어진 강판으로부터, 시험편을 채취하고, 조직 관찰, 인장 시험, 구멍 확장성, 굽힘 가공성, 액체 금속 취성을 평가하였다. 각 평가 방법은 다음과 같다.
(1) 조직 관찰
각 상의 조직 분율 (면적률) 은 EBSD 를 사용한 화상 해석에 의해 구하였다. 강판의 압연 방향 단면 (L 단면) 이 관찰면이 되도록, 관찰면을 연마하고, 1 ∼ 3 vol.％ 나이탈로 부식시키고, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 판두께 4 분의 1 에 상당하는 위치에서, 500 배의 배율로 측정을 실시하였다. 또한, 페라이트는, EBSD 에 있어서의 BCC-phase 영역에 있어서, Confidence Index (CI) 치가 0.79 이상으로서 인식되고, 마텐자이트는 CI 치가 0.38 이하로서 인식된다. 베이나이트는 SEM 관찰에 의해 애스펙트비 3 이상의 침상의 조직으로서 인식되고, 템퍼드 마텐자이트는 EBSD 에 있어서 CI 치가 0.39 이상 0.78 이하로 인식되는 BCC-phase 를 가리킨다. 잔류 오스테나이트는 EBSD 에 의해 FCC-Phase 로서 구별되기 때문에, 다른 조직과 구별된다. 각 조직의 면적률은, 동일 영역 내에 포함되는 측정 점수로 산출되고, 측정점 간격은 0.1 ㎛ 로 하고, 측정시의 가속 전압은 15 keV 로 하였다.
잔류 오스테나이트의 체적률은, X 선 회절에 의해 구하였다. 강판을 판두께 1/4 위치로부터 0.1 ㎜ 의 면까지 연마 후, 추가로 화학 연마에 의해 0.1 ㎜ 연마하고, 판두께 1/4 위치의 연마면에 있어서 X 선 회절 장치로 CoKα 선을 사용하여, fcc 철의 {200}, {220}, {311} 면, 및 bcc 철의 {200}, {211}, {220} 면의 회절 피크의 각각의 적분 강도비를 측정하고, 얻어진 9 개의 적분 강도비를 평균화하여 잔류 오스테나이트의 체적률을 산출하였다.
페라이트 및 베이나이트의 평균 입경은, SEM 관찰에 의해 구하였다. 강판의 압연 방향과 평행한 판두께 단면을 연마 후, 1 ∼ 3 vol.％ 나이탈로 부식시키고, SEM (주사형 전자 현미경) 을 사용하여 1000 배의 배율로, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 1/4 의 위치에 대하여, 10 시야 (1 시야는 50 ㎛ × 40 ㎛) 를 관찰하였다. Media Cybernetics 사의 Image-Pro 를 사용하여, 강판 조직 사진으로부터 페라이트 및 베이나이트의 결정립을 미리 식별해 둔 사진을 입력함으로써, 각 상의 면적을 산출 가능하게 해 두고, 페라이트 및 베이나이트의 결정립에 대하여 원 상당 직경을 산출하고, 페라이트 및 베이나이트의 각각에 대하여, 원 상당 직경의 값을 평균함으로써 구하였다.
구오스테나이트립의 평균 입경은, EBSD 를 사용한 화상 해석에 의해 구하였다. 강판으로부터 조직 관찰용 시험편을 채취하고, 압연 방향 단면 (L 단면) 에서, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 50 ㎛, 200 ㎛ 에 상당하는 위치가 관찰면이 되도록 연마하고, 1 ∼ 3 vol.％ 나이탈로 부식시키고, EBSD 를 사용한 화상 해석에 의해 개개의 입경과 입의 개수를 구하여, 원 상당 직경을 산출하고, 이들의 값을 산술 평균하여 평균 입경으로 하였다.
구오스테나이트립의 판두께 방향과 압연 방향의 입경비는, SEM 관찰에 의해 구하였다. 먼저, 강판으로부터 조직 관찰용 시험편을 채취하고, 압연 방향 단면 (L 단면) 에서, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 50 ㎛, 200 ㎛ 에 상당하는 위치가 관찰면이 되도록 연마하고, 1 ∼ 3 vol.％ 나이탈로 부식시키고, SEM (주사형 전자 현미경 : 니혼 전자 JSM7001F) 을 사용하여 1000 배의 배율로, 강판 표면으로부터 50 ㎛ 및 강판 표면으로부터 200 ㎛ 의 범위 내를 랜덤하게 복수 관찰하였다. 구오스테나이트립의 입계는 육안으로 판정하였다. 얻어진 SEM 화상에 대해, 압연 방향과 평행 또는 수직인 직선을 사용한 절단법에 의해 구오스테나이트립의 판두께 방향과 압연 방향의 입경비의 측정을 실시하였다. 보다 상세하게는, JIS G 0551 : 2013 에 준거하여, SEM 화상 상에서 판두께 방향 및 압연 방향으로 500 ㎛ 의 직선 상에 있어서의 직선과 결정립계의 교점 간 거리를 측정하고, 교점 간 거리를 단순 평균한 값을, 각각 판두께 방향 및 압연 방향의 입의 길이로 하고, 판두께 방향과 압연 방향의 입경비 ＝ 판두께 방향의 입의 길이/압연 방향의 입의 길이로서 구하였다.
강판 표면으로부터 판두께 방향으로 50 ㎛ 인 영역에 있어서의 구오스테나이트립의 방위차 15°이상의 대각 입계인 결정립계의 비율은, 다음과 같이 측정하였다. 먼저, 얻어진 강판으로부터 시험편을 채취하고, 강판의 압연 방향 단면 (L 단면) 이 관찰면이 되도록 연마하였다. 관찰면에 대해, EBSD 법 (전자선의 가속 전압 : 15 keV, 측정 간격 : 0.1 ㎛ 스텝, 배율 : 500 배) 에 의해, 표면으로부터 50 ㎛ 의 범위 내에 있어서, 50 ㎛ × 50 ㎛ 를 측정 영역으로 하고, 랜덤하게 복수 측정하였다. EBSD 에 의해 인식된 결정립계의 적산 길이에 대한, 방위차가 15°이상인 입계의 적산 길이의 비율을 구하고, 이것을 구오스테나이트립의 방위차 15°이상의 대각 입계인 결정립계의 비율의 값으로서 채용하였다.
석출물에 대해서는, 광학 현미경 관찰에 의해 구하였다. 압연 방향 단면 (L 단면) 에서, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 200 ㎛ 에 상당하는 위치가 관찰면이 되도록, 연마하고, 1000 배의 광학 현미경 사진을 랜덤하게 복수 촬영하고, 압연 방향과 평행한 직선에 의한 절단법에 의해 석출물의 입경을 결정하고, 촬영 사진 내에서 관찰된 모든 석출물의 입경의 평균치를 석출물의 평균 입경으로 하였다.
(2) 인장 시험
강판으로부터, 인장 방향이 압연 방향과 직각인 방향 (C 방향) 이 되도록 JIS 5 호 인장 시험편을 채취하고, JIS Z 2241 (2011) 의 규정에 준거하여, 인장 시험을 실시하고, 인장 특성 (항복 강도 YS, 인장 강도 TS, 파단 신장률 El) 을 구하였다. 또, 인장 특성은, 하기의 경우를 양호라고 판단하였다.
YS ≥ 950 ㎫, TS ≥ 1180 ㎫, EL ≥ 12 ％
(3) 구멍 확장성
강판으로부터, 100 ㎜ × 100 ㎜ 사이즈의 시험편을 채취하고, JIS Z 2256 (2010) 의 규정에 준거하여, 클리어런스 12 ± 1 ％ 로, 10 ㎜φ 의 구멍을 타발 (打拔) 하고, 60°의 원뿔 펀치를 상승시켜 구멍을 넓혔을 때에, 균열이 판두께 방향을 관통했을 때 펀치의 상승을 멈추고, 균열 관통 후의 구멍 직경과 시험 전의 구멍 직경으로부터 구멍 확장률 λ (％) 를 측정하였다. 또, 구멍 확장성은 λ ≥ 45 ％ 인 경우를 양호라고 판단하였다.
(4) 굽힘 가공성
굽힘 가공성의 평가는, JIS Z 2248 에 규정된 V 블록법에 기초하여 실시하였다. 여기에서, 굽힘 시험은, 압연 방향이 굽힘 능선이 되는 방향에서 실시하였다. 평가용 샘플은, 강판의 폭 방향의 판폭 (w) 에서 1/8 w, 1/4 w, 1/2 w, 3/4 w, 7/8 w 의 5 개 지점에서 채취하였다. 굽힘 시험에서는 굽힘부의 외측에 대하여 균열의 유무를 육안으로 확인하였다. 균열이 발생하지 않는 최소의 굽힘 반경을 한계 굽힘 반경으로 하고, 5 개 지점의 한계 굽힘 반경을 평균하여 강판의 한계 굽힘 반경으로 하였다. 본 발명에서는 R/t 가 3.0 이하를 양호라고 판단하고 있다.
(5) 액체 금속 취성
얻어진 강판으로부터, 판두께 1.2 ㎜ × 폭 150 ㎜ × 길이 50 ㎜ 사이즈의 시험편을 1 장 채취하였다. 이 시험편에 대해, 590 ㎫ 급 용융 아연 도금 강판을 중첩시키고, 저항 용접 (스폿 용접) 을 실시하였다. 2 장의 강판을 겹친 판 세트에 대해, 서보모터 가압식으로 단상 교류 (50 ㎐) 의 저항 용접기를 사용하여 판 세트를 3°기울인 상태에서 저항 스폿 용접하였다. 용접 조건은 가압력을 4.0 kN, 홀드 타임을 0.2 초로 하였다. 용접 전류와 용접 시간은 너깃 직경이 4 √t㎜ (t : 고강도 강판의 판두께) 가 되도록 조정하였다. 용접 샘플수는 N ＝ 2 이다. 용접 후에는 너깃 시험편을 반으로 잘라, 단면을 광학 현미경으로 관찰하여, 0.1 ㎜ 이상의 균열이 관찰되지 않는 것을 내액체 금속 취성이 양호한 경우, 「○」라고 평가하고, 0.1 ㎜ 초과의 균열이 관찰된 것을 「×」로 하였다. 균열 관찰은, 노에칭으로 실시하고, 관찰 배율은 150 배로 하였다.
평가 결과를 표 3 에 나타낸다.
Figure pct00001
Figure pct00002
Figure pct00003
본 발명의 고강도 강판은, 모두 1180 ㎫ 이상의 인장 강도 및 우수한 굽힘 가공성을 가짐과 함께, 액체 금속 취성도 우수하였다. 이에 반해, 비교예는 어느 것의 특성이 뒤떨어졌다.

Claims (8)

  1. 질량％ 로, C : 0.150 ％ 이상 0.350 ％ 이하,
    Si : 2.0 ％ 이하,
    Mn : 3.50 ％ 이하,
    P : 0.040 ％ 이하,
    S : 0.020 ％ 이하,
    Al : 0.30 ％ 이상 2.00 ％ 이하,
    N : 0.010 ％ 이하,
    Ti : 0.50 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
    강 조직은,
    페라이트의 면적률이 5 ％ 이하,
    마텐자이트의 면적률이 2 ％ 이상 10 ％ 이하,
    베이나이트의 면적률이 5 ％ 이상 37 ％ 이하,
    템퍼드 마텐자이트의 면적률이 42 ％ 이상 65 ％ 이하,
    잔류 오스테나이트의 체적률이 3 ％ 이상 15 ％ 이하,
    페라이트 및 베이나이트의 평균 입경이 3 ㎛ 이하,
    강판 표면으로부터 판두께 방향으로 50 ㎛ 인 영역에 있어서의, 구오스테나이트립의 평균 입경이 10 ㎛ 이하,
    구오스테나이트립의 판두께 방향의 평균 입경이 압연 방향의 평균 입경의 0.9 이하,
    구오스테나이트립의 결정립계의 80 ％ 이하가, 방위차가 15°이상인 대각 입계이고,
    강판 표면으로부터 판두께 방향으로 200 ㎛ 인 영역에 있어서의, 석출물의 평균 입경이 1.0 ㎛ 이하,
    구오스테나이트립의 평균 입경이 15 ㎛ 이하,
    구오스테나이트립의 판두께 방향의 평균 입경이 압연 방향의 평균 입경의 0.9 이하인 인장 강도가 1180 ㎫ 이상인 고강도 강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 성분 조성은, 추가로 질량％ 로,
    Nb : 0.2 ％ 이하,
    Cr : 0.50 ％ 이하,
    Mo : 0.50 ％ 이하
    를 적어도 1 종 함유하는 고강도 강판.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    상기 성분 조성은, 추가로 질량％ 로,
    B : 0.0050 ％ 이하,
    Cu : 1.000 ％ 이하,
    Ni : 1.000 ％ 이하,
    Co : 0.020 ％ 이하,
    W : 0.500 ％ 이하,
    Sn : 0.200 ％ 이하,
    Sb : 0.200 ％ 이하,
    V : 0.500 ％ 이하,
    Ca : 0.0050 ％ 이하,
    Mg : 0.0050 ％ 이하,
    REM : 0.0050 ％ 이하
    를 적어도 1 종 함유하는 고강도 강판.
  4. 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
    강판 표면에 아연 도금층을 갖는 고강도 강판.
  5. 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 오스테나이트 단상역으로 가열하고, 마무리 압연 입측 온도 950 ℃ 이상 1150 ℃ 이하, 마무리 압연 출측 온도 850 ℃ 이상 950 ℃ 이하, 최종 압연 패스의 압연 속도 600 mpm 이상으로 열간 압연하고, 열간 압연 종료 후 0.5 초 이상 경과 후에 수랭하고, 권취 온도 400 ℃ 이상 650 ℃ 이하에서 권취하고, 산세 후, 마찰 계수가 0.25 이상 0.45 이하, 냉간 압연율 50 ％ 이상 65 ％ 이하로 냉간 압연하고, 계속해서 어닐링 온도 750 ℃ 이상 900 ℃ 이하에서, 유지 시간 5 초 이상 500 초 이하로 어닐링하고, 그 후 550 ℃ 이하까지 냉각시키고, 계속해서, 300 ℃ 이상 480 ℃ 이하에서, 10 초 이상 유지하는 열처리를 실시하는 고강도 강판의 제조 방법.
  6. 제 5 항에 있어서,
    상기 열처리 후, 아연 도금 처리를 실시하는 고강도 강판의 제조 방법.
  7. 제 6 항에 있어서,
    상기 아연 도금 처리는, 용융 아연 도금 처리인 고강도 강판의 제조 방법.
  8. 제 7 항에 있어서,
    상기 용융 아연 도금 처리는, 합금화 용융 아연 도금 처리인 고강도 강판의 제조 방법.
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