KR20220147687A - 고강도 강판 및 그의 제조 방법 - Google Patents

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소타 고토
히로시 하세가와
노리아키 모리야스
타카노리 우미노
타케시 우에다
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Abstract

1180㎫ 이상의 인장 강도와 6％ 이상의 균일 신장을 겸비한 고강도 강판을 제공한다. 소정의 성분으로 이루어지고, MSC가 3.0∼4.2질량％인 성분 조성을 갖고, 주상으로서의, 면적 분율로 70％ 이상의 상부 베이나이트와, 합계 면적 분율로 7∼30％의 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하고, 또한, 상기 잔류 오스테나이트의 면적 분율이 2％ 이상인 마이크로 조직을 갖고, 균일 신장이 6％ 이상, 인장 강도가 1180㎫ 이상인 기계적 특성을 갖는, 고강도 강판.

Description

고강도 강판 및 그의 제조 방법
본 발명은, 고강도 강판(high strength steel sheet)에 관한 것으로, 특히, 1180㎫ 이상의 인장 강도와 6％ 이상의 균일 신장(uniform elongation)을 겸비하여, 트럭이나 승용차의 프레임, 서스펜션 부품 등의 소재로서 적합한 고강도 강판에 관한 것이다. 또한, 본 발명은, 상기 고강도 강판의 제조 방법에 관한 것이다.
온난화 억제를 목적으로 한 자동차 배기 가스 규제를 배경으로, 자동차의 경량화가 요구되고 있다. 자동차의 경량화에는, 자동차 부품의 소재로서 사용되는 재료를 고강도화하는 것이 유효하기 때문에, 고강도 열연 강판(hot-rolled high strength steel sheet)의 적용이 해마다 증가하고 있다. 특히, 1180㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 고강도 열연 강판은, 경량화를 통해 자동차의 연비를 비약적으로 향상할 수 있는 소재로서 기대되고 있다.
한편으로, 강판의 인장 강도를 높이면 연성(ductility)이 저하하고, 그 결과, 당해 강판의 프레스 성형성(press formability)이 악화된다. 자동차 부품, 특히 서스펜션 부품 등의 언더캐리지 부품(undercarriage parts)은 강성 확보를 위해 복잡한 형상으로 할 필요가 있기 때문에, 자동차 부품의 소재에는 높은 프레스 성형성, 즉 연성이 필요해진다.
그래서, 프레스 성형성을 악화시키는 일 없이 강판의 고강도화를 달성하기 위해 여러 가지의 기술이 제안되고 있다.
예를 들면, 특허문헌 1에서는, 소정의 성분 조성과, 면적 분율로 90％ 이상의 베이나이트를 포함하고, 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트(retained austenite)의 합계 면적 분율이 5％ 이하인 마이크로 조직(microstructure)을 갖는 열연 강판이 제안되고 있다.
또한, 특허문헌 2에서는, 소정의 성분 조성과, 하기 (a)∼(c)로 이루어지고, 또한, 잔류 오스테나이트 중의 적층 결함이 10.0×10－3(㎚/㎚2) 이하인 마이크로 조직을 갖는 고강도 강판이 제안되고 있다.
(a) 체적 분율로 5∼35％의 페라이트
(b) 합계 체적 분율로 50％ 이상의, 베이니틱 페라이트 및/또는 템퍼링 마르텐사이트
(c) 체적 분율로 20％ 이하의, 프레시 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 혼합 조직(Martensite-Austenite Constituent, MA)
특허문헌 3에서는, 소정의 성분 조성과, 하기 (a)∼(c)로 이루어지는 마이크로 조직을 갖고, 평균 결정 입경 및 집합 조직(texture)이 제어된 열연 강판이 제안되고 있다.
(a) 면적 분율로 20∼98％의 저온 변태상(잔류 오스테나이트 및 템퍼링 마르텐사이트)
(b) 면적 분율로 2∼80％의 페라이트
(c) 면적 분율로 0∼10％의 잔부 조직
일본공개특허공보 2008-156681호 일본공개특허공보 2015-025208호 일본공개특허공보 2016-194158호
그러나, 특허문헌 1∼3에 기재되어 있는 바와 같은 종래 기술에는, 이하에 서술하는 문제가 있었다.
특허문헌 1에서 제안되고 있는 기술에 의하면, 980㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 열연 강판을 얻을 수 있다고 되어 있다. 그러나, 실제로 특허문헌 1에서 얻어지고 있는 인장 강도는, 최고여도 1088㎫로, 특허문헌 1에 기재된 기술에서는 1180㎫ 이상의 고강도를 얻을 수 없다.
또한, 특허문헌 1에서는, 상기 열연 강판이 우수한 가공성을 갖는다고 되어 있다. 여기에서, 특허문헌 1에서는, 가공성의 지표로서 「신장」이 사용되고 있다. 상기 「신장(elongation)」이란, 전체 신장(total elongation, El)이라고도 불리우고, 인장 시험에 있어서 시험편이 파단한 시점에 있어서의 신장을 나타낸다. 그러나, 실제로는, 파단이 생기는 것보다도 전의 단계에서 네킹(necking)(잘록부)이 생긴다. 네킹이 생기면 판두께가 국소적으로 얇아지기 때문에, 제품 불량이 된다. 그 때문에, 우수한 프레스 성형성을 실현하기 위해서는 전체 신장이 높은 것만으로는 충분하다고는 할 수 없다.
마찬가지로, 특허문헌 2에 있어서도 가공성의 지표로서 전체 신장(El)이 사용되고 있다. 특허문헌 2에서는, 12％ 이상의 전체 신장을 갖는 고강도 강판이 얻어지고 있지만, 전술한 바와 같이, 우수한 프레스 성형성을 실현하기 위해서는 전체 신장이 높은 것만으로는 충분하다고는 할 수 없다.
더하여, 특허문헌 2에 있어서의 고강도 강판의 제조에 있어서는, 압연 후의 강판에 대하여, 가열과 냉각을 복수회 반복하는 열처리를 실시할 필요가 있기 때문에, 제조 비용의 면에서도 과제가 있다.
한편, 특허문헌 3에서는, 균일 신장(u-El)에 대해서 언급되어 있다. 그러나, 특허문헌 3에서는, 인장 강도 TS와 균일 신장 u-El의 곱(TS×u-El)을 이용하여 강도와 연성의 균형을 평가하고 있을 뿐으로, 균일 신장의 값 자체를 평가하고 있는 것은 아니다. 전술한 바와 같이, 강도와 프레스 성형성은 상반되는 특성이기 때문에, 우수한 강도와 프레스 성형성을 겸비한 고강도 강판을 얻기 위해서는, 인장 강도 TS와 균일 신장 u-El의 곱이 아니라, TS와 u-El의 개개의 값을 높일 필요가 있다.
이와 같이, 강도와 프레스 성형성을 높은 수준으로 겸비한 고강도 강판을 얻기 위한 기술은 여전히 확립되어 있지 않은 것이 실상이었다.
본 발명은, 상기 실상을 감안하여 이루어진 것으로서, 1180㎫ 이상의 인장 강도와 6％ 이상의 균일 신장을 겸비한 고강도 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해, 1180㎫ 이상 인장 강도와, 여러 가지의 항복 응력과 균일 신장을 갖는 강판의 가상적인 응력-변형 곡선(stress-strain curve)을 작성하고, 상기 응력-변형 곡선을 이용하여 서스펜션 부품의 프레스 성형 시뮬레이션을 행했다. 그리고, 상기 시뮬레이션의 결과에 기초하여, 우수한 프레스 성형성을 얻기 위해 필요한 강판의 특성을 검토했다.
그 결과, 인장 강도 1180㎫ 이상의 강판에서는, 균일 신장을 6％ 이상 확보하면, 프레스 성형 시의 두께 감소가 최소한으로 억제되어, 프레스 성형 불량을 억제할 수 있는 것을 알 수 있었다.
일반적으로, 1180㎫ 이상의 고강도로 하기 위해서는, 강판의 마이크로 조직의 주상(main phase)으로서, 경도가 높은 조직인 하부 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 적어도 한쪽이 이용된다. 그러나, 이들 조직은 균일 신장이 뒤떨어진다. 그래서, 본 발명자들은, 강판의 균일 신장을 올리기 위해, 최적인 강판 조직의 검토를 행했다.
그 결과, 주상이 상부 베이나이트(upper bainite)이고, 프레시 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 양쪽을 적정량 함유하는 마이크로 조직으로 함으로써, 1180㎫ 이상의 고강도와 6％ 이상의 균일 신장을 양립할 수 있는 것을 분명하게 했다.
또한, 프레시 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 양쪽을 적정량 함유하는 마이크로 조직을 얻기 위해서는, Si, Mn 및, Cr을 균형 좋게 첨가할 필요가 있는 것도 분명하게 했다.
또한, 여기에서 말하는 상부 베이나이트란, 방위차가 15° 미만인 라스 형상(lath-like) 페라이트의 집합체이고, 라스 형상 페라이트 간에 Fe계 탄화물 및/또는 잔류 오스테나이트를 갖는 조직(단, 라스 형상 페라이트 간에 Fe계 탄화물 및/또는 잔류 오스테나이트를 갖지 않는 경우도 포함함)을 의미한다. 라스 형상 페라이트는, 펄라이트 중의 라멜라 형상(층 형상) 페라이트나 폴리고널 페라이트와 상이하게, 형상이 라스 형상이고 또한 내부에 비교적 높은 전위 밀도를 갖기 때문에, 양자는 SEM(주사형 전자 현미경)이나 TEM(투과형 전자 현미경)을 이용하여 구별 가능하다. 또한, 라스 간에 잔류 오스테나이트를 갖는 경우는, 라스 형상 페라이트부만을 상부 베이나이트로 간주하여, 잔류 오스테나이트와는 구별한다. 또한, 프레시 마르텐사이트란, Fe계 탄화물을 갖지 않는 마르텐사이트이다. 프레시 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트는, SEM에서는 동일한 콘트라스트(contrasts)를 갖지만, 전자선 반사 회절(Electron Backscatter Diffraction Patterns: EBSD)법을 이용하여 구별 가능하다.
본 발명은, 이상의 인식을 기초로 추가로 검토를 더하여 이루어진 것으로서, 이하를 요지로 한다.
1. 질량％로,
C : 0.10∼0.20％,
Si: 0.7∼1.4％,
Mn: 2.3∼4.0％,
P : 0.10％ 이하,
S : 0.03％ 이하,
Al: 0.001∼2.0％,
N : 0.01％ 이하,
O : 0.01％ 이하 및,
B : 0.0005∼0.010％
를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
하기 (1)식으로 정의되는 MSC가 3.0∼4.2질량％인 성분 조성을 갖고,
주상으로서의, 면적 분율로 70％ 이상의 상부 베이나이트와,
합계 면적 분율로 7∼30％의 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하고, 또한,
상기 잔류 오스테나이트의 면적 분율이 2％ 이상인 마이크로 조직을 갖고,
균일 신장이 6％ 이상, 인장 강도가 1180㎫ 이상인 기계적 특성을 갖는, 고강도 강판.
MSC(질량％)＝Mn＋0.2×Si＋1.7×Cr＋2.5×Mo …(1)
여기에서, 상기 (1)식에 있어서의 각 원소 기호는 각 원소의 함유량(질량％)을 나타내고, 함유되어 있지 않은 원소의 경우는 0으로 한다.
2. 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로,
Cr: 1.0％ 이하 및,
Mo: 1.0％ 이하
의 한쪽 또는 양쪽을 함유하는, 상기 1에 기재된 고강도 강판.
3. 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로,
Cu: 2.0％ 이하,
Ni: 2.0％ 이하,
Ti: 0.3％ 이하,
Nb: 0.3％ 이하 및,
V : 0.3％ 이하
로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1개를 함유하는, 상기 1 또는 2에 기재된 고강도 강판.
4. 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로,
Sb: 0.005∼0.020％
를 함유하는, 상기 1∼3 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.
5. 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로,
Ca: 0.01％ 이하,
Mg: 0.01％ 이하 및,
REM: 0.01％ 이하
로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1개를 함유하는, 상기 1∼4 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.
6. 상기 1∼5 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로서,
상기 성분 조성을 갖는 강 소재를 1150℃ 이상의 가열 온도로 가열하고,
가열된 상기 강 소재를, 마무리 압연 종료 온도: (RC－50℃) 이상, (RC＋150℃) 이하의 조건으로 열간 압연하여 열연 강판으로 하고,
상기 열연 강판을, 상기 열간 압연 종료에서 냉각 개시까지의 시간: 2.0s 이하, 평균 냉각 속도: 5℃/s 이상, 냉각 정지 온도: Trs 이상, (Trs＋250℃) 이하의 조건으로 냉각하고,
상기 냉각 후의 열연 강판을, 권취 온도: Trs 이상, (Trs＋250℃) 이하의 조건으로 권취하고,
상기 권취 후의 열연 강판을, 20℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 100℃ 이하까지 냉각하고,
상기 RC는 하기 (2)식으로 정의되고, 상기 Trs는 하기 (3)식으로 정의되는, 고강도 강판의 제조 방법.
RC(℃)＝800＋100×C＋100×N＋10×Mn＋700×Ti＋5000×B＋10×Cr＋50×Mo＋2000×Nb＋150×V …(2)
Trs(℃)＝500－450×C－35×Mn－15×Cr－10×Ni－20×Mo …(3)
여기에서, 상기 (2), (3)식에 있어서의 각 원소 기호는 각 원소의 함유량(질량％)을 나타내고, 함유되어 있지 않은 원소의 경우는 0으로 한다.
본 발명에 의하면, 1180㎫ 이상의 인장 강도와 6％ 이상의 균일 신장을 겸비한 고강도 강판을 얻을 수 있다. 본 발명의 고강도 강판은, 인장 강도가 높음에도 불구하고, 프레스 성형성이 우수하여, 네킹이나 균열(cracking) 등의 성형 불량을 발생시키는 일 없이 프레스 성형할 수 있다. 또한, 본 발명의 고강도 강판을 트럭이나 승용차의 부재에 적용한 경우, 안전성을 확보하면서 자동차 차체의 중량 경감이 가능해져, 환경 부하 저감에 기여할 수 있다.
(발명을 실시하기 위한 형태)
이하, 본 발명에 대해서 구체적으로 설명한다. 또한, 이하의 설명은, 본 발명의 적합한 실시 형태의 예를 나타내는 것으로서, 본 발명은 이것에 한정되지 않는다.
[성분 조성]
처음에, 본 발명의 고강도 강판의 성분 조성의 한정 이유에 대해서 설명한다. 또한, 본 명세서에 있어서, 함유량의 단위로서의 「％」는, 특별히 언급하지 않는 한 「질량％」를 의미하는 것으로 한다.
C: 0.10∼0.20％
C는, 강의 강도를 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. C는, 퀀칭성(hardenability)을 향상시킴으로써 베이나이트의 생성을 촉진하여, 고강도화에 기여한다. 또한, C는, 마르텐사이트의 강도를 높임으로써도 고강도화에 기여한다. 1180㎫ 이상의 인장 강도를 얻기 위해서는, C 함유량을 0.10％ 이상으로 할 필요가 있다. 그 때문에, C 함유량은 0.10％ 이상, 바람직하게는 0.12％ 이상, 보다 바람직하게는 0.13％ 이상으로 한다. 한편, C 함유량이 0.20％를 초과하면, 마르텐사이트의 강도가 과도하게 상승하여, 주상으로서의 상부 베이나이트와 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트와의 강도차가 커지고, 그 결과, 균일 신장이 저하한다. 그 때문에, C 함유량은 0.20％ 이하, 바람직하게는 0.18％ 이하, 보다 바람직하게는 0.17％ 이하로 한다.
Si: 0.7∼1.4％
Si는, Fe계 탄화물의 형성을 억제하는 작용을 갖고, 상부 베이나이트 변태 시의 시멘타이트의 석출을 억제한다. 이에 따라 미변태 오스테나이트에 C가 분배되고, 권취 후의 냉각으로, 미변태 오스테나이트가 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트가 되어, 소망하는 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 얻을 수 있다. 이들 효과를 얻기 위해서는, Si 함유량을 0.7％ 이상으로 할 필요가 있다. 그 때문에, Si 함유량을 0.7％ 이상, 바람직하게는 0.8％ 이상으로 한다. 한편, Si는, 열간 압연 중에 강판 표면에 서브 스케일을 형성하는 원소이다. Si 함유량이 1.4％를 초과하면 서브 스케일(subscale)이 지나치게 두꺼워져 버려, 디스케일링 후의 강판 표면의 표면 거칠기가 과대가 되어, 열연 강판의 도장 전(前)처리성이 악화된다. 따라서, Si 함유량은 1.4％ 이하, 바람직하게는 1.3％ 이하, 보다 바람직하게는 1.2％ 이하로 한다.
Mn: 2.3∼4.0％
Mn은, 오스테나이트를 안정화시키고, 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트의 생성에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는, Mn 함유량을 2.3％ 이상으로 할 필요가 있다. 그 때문에, Mn 함유량을 2.3％ 이상, 바람직하게는 2.4％ 이상으로 한다. 한편, Mn 함유량이 4.0％를 초과하면, 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트가 과잉으로 생성되어, 균일 신장이 저하한다. 따라서, Mn 함유량은 4.0％ 이하, 바람직하게는 3.6％ 이하, 보다 바람직하게는 3.2％ 이하로 한다.
P: 0.10％ 이하
P는, 고용하여 강의 강도 증가에 기여하는 원소이다. 그러나, P는, 열간 압연 시의 오스테나이트 입계(grain boundaries)에 편석함으로써, 열간 압연 시의 슬래브(slab) 균열을 발생시키는 원소이기도 하다. 또한, P는, 입계에 편석하여 균일 신장을 저하시킨다. 이 때문에, P 함유량을 최대한 낮게 하는 것이 바람직하지만, 0.10％까지의 P의 함유는 허용할 수 있다. 따라서, P 함유량은 0.10％ 이하로 한다. 한편, P 함유량은 낮으면 낮을수록 좋기 때문에, P 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않고, P 함유량은 0％ 이상이면 좋고, 0％ 초과라도 좋다. 그러나, 과도한 저감은 제조 비용을 증가시키기 때문에, 제조 비용의 관점에서는, P 함유량을 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.001％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
S: 0.03％ 이하
S는, Ti나 Mn과 결합하여 조대한(coarse) 황화물을 형성하고, 당해 황화물이 보이드의 발생을 앞당김으로써 균일 신장이 저하한다. 그 때문에, S 함유량은 최대한 낮게 하는 것이 바람직하지만, 0.03％까지의 S의 함유는 허용할 수 있다. 따라서, S 함유량을 0.03％ 이하로 한다. 한편, S 함유량은 낮으면 낮을수록 좋기 때문에, S 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않고, S 함유량은 0％ 이상이면 좋고, 0％ 초과라도 좋다. 그러나, 과도한 저감은 제조 비용을 증가시키기 때문에, 제조 비용의 관점에서는, S 함유량을 0.0002％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.0005％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
Al: 0.001∼2.0％
Al은, 탈산제로서 작용하여, 강의 청정도를 향상시키는 데에 유효한 원소이다. 또한, Al은, Si와 마찬가지로, Fe계 탄화물의 형성을 억제하는 효과가 있고, 상부 베이나이트 변태 시의 시멘타이트의 석출을 억제한다. 이에 따라, Al은, 권취 후의 냉각에서의 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트의 생성에 기여한다. Al 함유량이 0.001％ 미만에서는 그 효과가 충분하지 않기 때문에, Al 함유량은 0.001％ 이상으로 한다. 한편, Al의 과잉인 첨가는, 산화물계 개재물의 증가를 초래하여, 균일 신장을 저하시킨다. 따라서, Al 함유량은 2.0％ 이하로 한다.
N: 0.01％ 이하
N은, 질화물 형성 원소와 결합함으로써 질화물로서 석출하고, 일반적으로 결정립 미세화에 기여한다. 그러나, N은 고온에서 Ti와 결합하여 조대한 질화물을 형성하기 때문에, 0.01％ 초과의 함유는 균일 신장 저하의 원인이 된다. 이 때문에, N 함유량을 0.01％ 이하로 한다. 한편, N 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않고, 0％이면 좋지만, N의 첨가 효과를 높인다는 관점에서는, N 함유량을 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.0010％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
O: 0.01％ 이하
O는, 불순물로서 강 중에 함유되는 원소이지만, 0.01％ 이하의 함유는 허용할 수 있다. 그 때문에, O 함유량은, 0.01％ 이하, 바람직하게는 0.005％ 이하로 한다. 한편, O 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않고, O 함유량은 0％ 이상이면 좋고, 0％ 초과라도 좋다. 그러나, 과도한 저감은 제조 비용을 증가시키기 때문에, 제조 비용의 관점에서는, O 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
B: 0.0005∼0.010％
B는, 구(prior)오스테나이트 입계에 편석하고, 페라이트의 생성을 억제함으로써, 상부 베이나이트의 생성을 촉진하여, 강판의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 이들 효과를 발현시키기 위해서는, B 함유량을 0.0005％ 이상으로 할 필요가 있다. 그 때문에, B 함유량을 0.0005％ 이상으로 한다. 한편, B 함유량이 0.010％를 초과하면, 상기한 효과가 포화한다. 따라서, B 함유량을 0.010％ 이하로 한다.
본 발명의 일 실시 형태에 있어서의 고강도 강판은, 상기 원소를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 가질 수 있다.
또한, 상기 불가피적 불순물로서는, 예를 들면, Zr, Co, Sn, Zn 및, W를 들 수 있다. 상기 성분 조성이 Zr, Co, Sn, Zn 및, W로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1개를 불가피적 불순물로서 함유하는 경우, 이들 원소의 합계 함유량을 0.5％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
또한, 본 발명의 다른 실시 형태에 있어서의 고강도 강판의 성분 조성은, 추가로 이하에 드는 원소의 적어도 1개를 임의로 함유할 수 있다.
Cr: 1.0％ 이하
Cr은 탄화물 형성 원소로서, 열연 강판 권취 후의 상부 베이나이트 변태 시에, 상부 베이나이트와 미변태 오스테나이트의 사이의 계면에 편석하여 베이나이트 변태의 구동력을 저하시키고, 상부 베이나이트 변태를 정류시키는(stopping) 효과를 갖는다. 상부 베이나이트로의 변태가 정류함으로써 잔존한 미변태 오스테나이트는, 권취 후의 냉각에 의해 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트가 된다. 따라서, Cr을 첨가한 경우, Cr도 소망하는 면적 분율의 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 형성에 기여한다. 그러나, Cr은 내식성이나 도장 전처리성을 악화시키는 원소이기 때문에, Cr을 첨가하는 경우, Cr 함유량을 1.0％ 이하로 한다.
Mo: 1.0％ 이하
Mo는, 퀀칭성의 향상을 통해 베이나이트의 형성을 촉진하여, 강판의 강도 향상에 기여한다. 또한, Mo는, Cr과 마찬가지로, 탄화물 형성 원소로서, 열연 강판 권취 후의 상부 베이나이트 변태 시에 상부 베이나이트와 미변태 오스테나이트의 계면에 편석함으로써, 베이나이트의 변태 구동력을 저하시키고, 권취 냉각 후의 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 생성에 기여한다. 그러나, Mo 함유량이 1.0％를 초과하면, 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트가 과도하게 생성되어 균일 신장을 악화시킨다. 따라서, Mo를 첨가하는 경우, Mo 함유량을 1.0％ 이하로 한다.
또한, 본 발명의 다른 실시 형태에 있어서의 고강도 강판의 성분 조성은, 추가로 이하에 드는 원소의 적어도 1개를 임의로 함유할 수 있다.
Cu: 2.0％ 이하
Cu는, 고용하여 강의 강도 증가에 기여하는 원소이다. 또한, Cu는, 퀀칭성의 향상을 통해 베이나이트의 형성을 촉진하여, 강도 향상에 기여한다. 그러나, Cu 함유량이 2.0％를 초과하면, 열연 강판의 표면 성상의 저하를 초래하여, 열연 강판의 피로 특성을 열화시킨다. 따라서, Cu를 첨가하는 경우, Cu 함유량을 2.0％ 이하로 한다.
Ni: 2.0％ 이하
Ni는, 고용하여 강의 강도 증가에 기여하는 원소이다. 또한, Ni는, 퀀칭성의 향상을 통해 베이나이트의 형성을 촉진하여, 강도 향상에 기여한다. 그러나, Ni 함유량이 2.0％를 초과하면, 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트가 과도하게 증가하여, 열연 강판의 연성을 열화시킨다. 따라서, Ni를 첨가하는 경우, Ni 함유량을 2.0％ 이하로 한다.
Ti: 0.3％ 이하
Ti는, 석출 강화 또는 고용 강화에 의해 강판의 강도를 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. Ti는, 오스테나이트의 고온역에서 질화물을 형성한다. 이에 따라, BN의 석출이 억제되어, B가 고용 상태가 된다. 따라서, Ti를 첨가한 경우, Ti도 상부 베이나이트의 생성에 필요한 퀀칭성의 확보에 기여하여, 강도가 향상한다. 그러나, Ti 함유량이 0.3％를 초과하면, Ti 질화물이 다량으로 생성되어, 균일 신장을 저하시킨다. 따라서, Ti를 첨가하는 경우, Ti 함유량을 0.3％ 이하로 한다.
Nb: 0.3％ 이하
Nb는, 석출 강화 또는 고용 강화에 의해 강판의 강도를 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. 또한, Nb는, Ti와 마찬가지로, 열간 압연 시의 오스테나이트의 재결정 온도를 상승시킴으로써, 오스테나이트 미재결정역에서의 압연을 가능하게 하고, 상부 베이나이트의 입경 미세화와 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 체적률의 증가에 기여한다. 또한, Nb는, Cr과 마찬가지로, 탄화물 형성 원소로서, 열연 강판 권취 후의 상부 베이나이트 변태 시에 상부 베이나이트와 미변태 오스테나이트의 계면에 편석함으로써, 베이나이트의 변태 구동력을 저하시키고, 미변태 오스테나이트를 남긴 채로 상부 베이나이트 변태를 정지시키는 효과를 갖는 원소이다. 미변태 오스테나이트는, 그 후 냉각됨으로써 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트가 된다. 따라서, Nb를 첨가한 경우, Nb도 소망하는 면적 분율의 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 형성에 기여한다. 그러나, Nb 함유량이 0.3％를 초과하면 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트가 과도하게 증가하여, 균일 신장이 저하한다. 따라서, Nb를 첨가하는 경우, Nb 함유량을 0.3％ 이하로 한다.
V: 0.3％ 이하
V는, 석출 강화 및 고용 강화에 의해 강판의 강도를 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. 또한, V는, Ti와 마찬가지로, 열간 압연 시의 오스테나이트의 재결정 온도를 상승시킴으로써, 오스테나이트 미재결정역에서의 압연을 가능하게 하고, 상부 베이나이트의 입경 미세화에 기여한다. 또한, V는, Cr과 마찬가지로, 탄화물 형성 원소로서, 열연 강판 권취 후의 상부 베이나이트 변태 시에 상부 베이나이트와 미변태 오스테나이트의 계면에 편석함으로써, 베이나이트의 변태 구동력을 저하시키고, 미변태 오스테나이트를 남긴 채로 상부 베이나이트 변태를 정지시키는 효과를 갖는 원소이다. 미변태 오스테나이트는, 그 후 냉각됨으로써 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트가 된다. 따라서, V를 첨가한 경우, V도 소망하는 면적 분율의 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 형성에 기여한다. 그러나, V 함유량이 0.3％를 초과하면 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트가 과도하게 증가하여, 균일 신장이 저하한다. 따라서, V를 첨가하는 경우, V 함유량을 0.3％ 이하로 한다.
또한, 본 발명의 다른 실시 형태에 있어서의 고강도 강판의 성분 조성은, 추가로 이하에 드는 원소를 임의로 함유할 수 있다.
Sb: 0.005∼0.020％
Sb는, 강 소재(슬래브)를 가열할 때에 상기 강 소재 표면의 질화를 억제하는 효과를 갖는 원소이다. Sb를 첨가함으로써, 강 소재의 표층부에 있어서의 BN의 석출을 억제할 수 있다. 그 결과 잔존하는 고용 B는 베이나이트의 생성에 필요한 퀀칭성의 확보와, 그에 따른 강판의 강도 향상에 기여한다. Sb를 첨가하는 경우, 상기 효과를 얻기 위해 Sb 함유량을 0.005％ 이상으로 한다. 한편, Sb 함유량이 0.020％를 초과하면, 강의 인성이 저하하여, 슬래브 균열 및 열간 압연 균열을 일으키는 경우가 있다. 따라서, Sb를 첨가하는 경우, Sb 함유량을 0.020％ 이하로 한다.
또한, 본 발명의 다른 실시 형태에 있어서의 고강도 강판의 성분 조성은, 추가로 이하에 드는 원소의 적어도 1개를 임의로 함유할 수 있다. 이하에 드는 원소는, 프레스 성형성 등의 특성의 더 한층의 향상에 기여한다.
Ca: 0.01％ 이하
Ca는, 산화물이나 황화물계의 개재물의 형상을 제어하고, 강판의 전단 단면(sheared end surface)의 균열 억제 및 굽힘 가공성의 더 한층의 향상에 기여한다. 그러나, Ca 함유량이 0.01％를 초과하면, Ca계 개재물이 증가하고 강의 청정도가 악화되어, 오히려 전단 단면 균열이나 굽힘 가공 균열의 원인이 되는 경우가 있다. 따라서, Ca를 첨가하는 경우, Ca 함유량을 0.01％ 이하로 한다.
Mg: 0.01％ 이하
Mg는, Ca와 마찬가지로, 산화물이나 황화물계의 개재물의 형상을 제어하고, 강판의 전단 단면의 균열 억제 및 굽힘 가공성의 더 한층의 향상에 기여한다. 그러나, Mg 함유량이 0.01％를 초과하면, 강의 청정도가 악화되어, 오히려 전단 단면 균열이나 굽힘 가공 균열의 원인이 되는 경우가 있다. 따라서, Mg를 첨가하는 경우, Mg 함유량을 0.01％ 이하로 한다.
REM: 0.01％ 이하
REM(희토류 금속)은, Ca와 마찬가지로, 산화물이나 황화물계의 개재물의 형상을 제어하고, 강판의 전단 단면의 균열 억제 및 굽힘 가공성의 더 한층의 향상에 기여한다. 그러나, REM 함유량이 0.01％를 초과하면, 강의 청정도가 악화되어, 오히려 전단 단면 균열이나 굽힘 가공 균열의 원인이 되는 경우가 있다. 따라서, REM을 첨가하는 경우, REM 함유량을 0.01％ 이하로 한다.
또한, Cr, Mo, Cu, Ni, Ti, Nb, V, Ca, Mg 및, REM의 함유량의 하한값은 특별히 한정되지 않고, 함유량은 0％ 이상이면 좋다.
MSC: 3.0∼4.2질량％
1180㎫ 이상의 고강도를 유지하면서, 높은 균일 신장을 얻기 위해서는, 후술하는 바와 같이, 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 면적 분율을 적정 범위 내로 제어할 필요가 있다. 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 면적 분율의 제어에는, Mn, Si, Cr(첨가하는 경우) 및, Mo(첨가하는 경우)의 첨가 균형이 중요하고, 구체적으로는, 하기 (1)식으로 정의되는 MSC값을 3.0∼4.2질량％로 할 필요가 있다. 1180㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 고강도 강판에 있어서, MSC값이 상기 범위로부터 벗어나면, 6％ 이상의 균일 신장을 얻을 수 없다. MSC는, 3.1질량％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, MSC는 3.7질량％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 3.5질량％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
MSC(질량％)＝Mn＋0.2×Si＋1.7×Cr＋2.5×Mo …(1)
여기에서, 상기 (1)식에 있어서의 각 원소 기호는 각 원소의 함유량(질량％)을 나타내고, 함유되어 있지 않은 원소의 경우는 0으로 한다.
[마이크로 조직]
다음으로, 본 발명의 고강도 강판의 마이크로 조직의 한정 이유에 대해서 설명한다.
본 발명의 고강도 강판은, (1) 주상으로서의, 면적 분율로 70％ 이상의 상부 베이나이트와, (2) 합계 면적 분율로 7∼30％의 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하는 마이크로 조직을 갖는다. 그리고, 상기 잔류 오스테나이트의 면적 분율은 2％ 이상이다. 또한, 본 명세서에 있어서, 마이크로 조직의 비율을 나타내는 「％」는, 특별히 언급하지 않는 한 면적 분율을 의미하는 것으로 한다.
상부 베이나이트: 70％ 이상
본 발명의 고강도 강판의 마이크로 조직은, 상부 베이나이트를 주상으로서 포함한다. 상부 베이나이트의 면적 분율이 70％ 미만이면, 1180㎫ 이상의 인장 강도와 6％ 이상의 균일 신장을 실현할 수 없다. 그 때문에, 상부 베이나이트의 면적 분율을 70％ 이상, 바람직하게는 80％ 이상으로 한다. 상부 베이나이트의 면적 분율의 상한은 특별히 한정되지 않는다. 그러나, 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 합계 면적 분율이 7％ 이상이기 때문에, 상부 베이나이트의 면적 분율은 93％ 이하이면 좋다.
프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트: 7∼30％
본 발명의 고강도 강판의 마이크로 조직은, 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 포함한다. 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 합계 면적 분율이 7％ 미만이면, 1180㎫ 이상의 인장 강도와 6％ 이상의 균일 신장을 실현할 수 없다. 그 때문에, 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 합계 면적 분율을 7％ 이상으로 한다. 한편, 상기 합계 면적 분율이 30％를 초과하면, 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트와 주상의 계면에서 생성되는 보이드의 합체 성장이 촉진되어, 균일 신장이 저하한다. 그 때문에, 상기 합계 면적 분율은 30％ 이하, 바람직하게는 20％ 이하, 보다 바람직하게는 16％ 이하로 한다.
잔류 오스테나이트: 2％ 이상
프레시 마르텐사이트는, 가공 경화를 촉진하여 소성 불안정(plastic instability)의 개시를 늦춤으로써 균일 신장을 향상시키는 효과를 갖고 있다. 그러나, 인장 강도가 1180㎫ 이상인 고강도 강판에 있어서 6％ 이상의 균일 신장을 얻으려면, 프레시 마르텐사이트만으로는 불충분하고, 잔류 오스테나이트를 2％ 이상 함유시키는 것이 필요해진다. 그 때문에, 잔류 오스테나이트의 면적 분율을 2％ 이상으로 한다.
즉, 1180㎫ 이상의 인장 강도와 6％ 이상의 균일 신장은, 프레시 마르텐사이트의 가공 경화 향상능과, 잔류 오스테나이트의 가공 유기 변태(TRIP) 효과에 의한 변형 분산능을 조합함으로써 비로서 달성할 수 있다.
상기 마이크로 조직은, 상부 베이나이트, 프레시 마르텐사이트 및, 잔류 오스테나이트 이외의 임의의 조직(이하, 「그 외의 조직」이라고 함)을 추가로 함유할 수 있다. 그러나, 마이크로 조직 제어의 효과를 높인다는 관점에서는, 상기 그 외의 조직의 합계 면적 분율을 3％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 환언하면, 상기 마이크로 조직에 있어서의 상부 베이나이트, 프레시 마르텐사이트 및, 잔류 오스테나이트의 합계 면적 분율을 97％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 상기 그 외의 조직으로서는, 예를 들면, 시멘타이트, 펄라이트, 템퍼링 마르텐사이트 및, 하부 베이나이트 등을 들 수 있다.
따라서, 본 발명의 일 실시 형태에 있어서의 고강도 강판은,
(1) 주상으로서의 상부 베이나이트: 70∼93％,
(2) 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트: 합계 7∼30％ 및,
(3) 상부 베이나이트, 프레시 마르텐사이트 및, 잔류 오스테나이트 이외의 조직: 합계 0∼3％로 이루어지고,
상기 잔류 오스테나이트의 면적 분율이 2％ 이상인 마이크로 조직을 가질 수 있다.
[기계적 특성]
균일 신장: 6％ 이상
인장 강도: 1180㎫ 이상
전술한 바와 같이, 본 발명의 고강도 강판은, 1180㎫ 이상의 인장 강도와 6％ 이상의 균일 신장을 겸비하고 있다. 그 때문에, 본 발명의 고강도 강판은, 인장 강도가 높음에도 불구하고, 프레스 성형성이 우수하여, 네킹이나 균열 등의 성형 불량을 발생시키는 일 없이 프레스 성형할 수 있다. 인장 강도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 과도하게 인장 강도를 높이면, 6％ 이상의 균일 신장을 확보하는 것이 어려워진다. 그 때문에, 인장 강도는 1500㎫ 이하로 하는 것이 바람직하고, 1400㎫ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 균일 신장의 상한도 특별히 한정되지 않지만, 과도하게 균일 신장을 높이면, 1180㎫ 이상의 인장 강도를 확보하는 것이 어려워진다. 그 때문에, 균일 신장은 10％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 9.5％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
[제조 방법]
다음으로, 본 발명의 일 실시 형태에 있어서의 고강도 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서의 온도는, 특별히 언급하지 않는 한, 대상물(강 소재 또는 강판)의 표면 온도를 나타내는 것으로 한다.
본 발명의 고강도 강판은, 강 소재에 대하여, 하기 (1)∼(5)의 처리를 순차 실시함으로써 제조할 수 있다. 이하, 각 공정에 대해서 설명한다.
(1) 가열
(2) 열간 압연
(3) 냉각(제1 냉각)
(4) 권취
(5) 냉각(제2 냉각)
(강 소재)
상기 강 소재로서는, 전술한 성분 조성을 갖는 것이면 임의의 것을 이용할 수 있다. 최종적으로 얻어지는 후강판의 성분 조성은, 사용한 강 소재의 성분 조성과 동일하다. 상기 강 소재로서는, 예를 들면, 강 슬래브를 이용할 수 있다.
상기 강 소재의 제조 방법은, 특별히 한정되지 않는다. 예를 들면, 상기 성분 조성을 갖는 용강을, 전로(converter) 등의 공지의 방법으로 용제하고, 연속 주조 등의 주조 방법으로 강 소재를 얻을 수 있다. 조괴-분괴 압연 방법(ingot casting-blooming method) 등, 연속 주조법 이외 방법을 이용할 수도 있다. 또한, 원료로서 스크랩을 사용해도 상관없다. 상기 강 소재는, 연속 주조법 등의 방법에 의해 제조된 후, 직접, 다음의 가열 공정에 제공해도 좋고, 또한, 냉각하여 온편 또는 냉편이 된 강 소재를 가열 공정에 제공해도 좋다.
(가열)
가열 온도: 1150℃ 이상
우선, 상기 강 소재를, 1150℃ 이상의 가열 온도로 가열한다. 통상, 강 소재 중에서는, Ti 등의 탄질화물 형성 원소의 대부분이, 조대한 탄질화물로서 존재하고 있다. 이 조대하고 불균일한 석출물의 존재는, 일반적으로 트럭용, 승용차용 부품을 위한 고강도 강판에 요구되는 제(諸)특성(예를 들면, 내전단 단면 균열성(sheared end surface cracking resistance), 굽힘 가공성, 버링 가공성(burring formability) 등)의 악화를 초래한다. 그 때문에, 열간 압연에 앞서 강 소재를 가열하여, 조대한 석출물을 고용할 필요가 있다.
구체적으로는, 조대한 석출물을 충분히 고용시키기 위해서는, 강 소재의 가열 온도를 1150℃ 이상으로 할 필요가 있다. 그 때문에, 강 소재의 가열 온도를 1150℃ 이상, 바람직하게는 1180℃ 이상, 보다 바람직하게는 1200℃ 이상으로 한다. 한편, 강 소재의 가열 온도가 지나치게 높아지면 슬래브 흠집의 발생이나, 스케일 오프에 의한 수율 저하를 초래한다. 그 때문에, 수율의 향상이라는 관점에서는, 강 소재의 가열 온도를 1350℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 상기 가열 온도는, 1300℃ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 1280℃ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.
상기 가열에 있어서는, 강 소재의 온도를 균일화한다는 관점에서는, 강 소재를 상기 가열 온도까지 승온한 후, 당해 가열 온도로 보존유지하는 것이 바람직하다. 가열 온도로 보존유지하는 시간(보존유지 시간)은 특별히 한정되지 않지만, 강 소재의 온도의 균일성을 높인다는 관점에서는, 1800초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 보존유지 시간이 10000초를 초과하면, 스케일(scale) 발생량이 증대한다. 그 결과, 계속되는 열간 압연에 있어서 스케일 물려 들어감(scale biting) 등이 발생하기 쉬워져, 표면 흠집 불량에 의한 수율의 저하를 초래한다. 그 때문에, 상기 보존유지 시간은 10000초 이하로 하는 것이 바람직하고, 8000초 이하로 하는 것이 바람직하다.
(열간 압연)
이어서, 가열된 상기 강 소재를 열간 압연하여 열연 강판으로 한다. 상기 열간 압연은, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 것이면 좋다. 조압연을 행하는 경우, 그 조건은 특별히 한정되지 않는다. 또한, 조압연 후, 표면 스케일을 제거하기 위해, 마무리 압연에 앞서 고압수 디스케일링(descaling)을 행하는 것이 바람직하다. 또한, 마무리 압연에 있어서 스탠드 사이에서 디스케일링을 행해도 좋다.
마무리 압연 종료 온도: (RC－50℃) 이상, (RC＋150℃) 이하
상기 열간 압연은, 마무리 압연 종료 온도: (RC－50℃) 이상, (RC＋150℃) 이하의 조건으로 실시한다. 마무리 압연 종료 온도가 (RC－50℃) 미만이면, 전위 밀도가 높은 상태의 오스테나이트로부터 베이나이트 변태가 생기게 된다. 전위 밀도가 높은 상태의 오스테나이트로부터 변태한 상부 베이나이트는 전위 밀도가 높고 연성이 부족하기 때문에, 균일 신장이 저하한다. 또한, 압연 종료 온도가 낮고, 페라이트＋오스테나이트의 2상역 온도에서 압연이 행해진 경우에도, 균일 신장이 저하한다. 그 때문에, 마무리 압연 종료 온도는 (RC－50℃) 이상으로 한다. 한편, 마무리 압연 종료 온도가 (RC＋150℃)보다 높으면, 오스테나이트립이 조대화하여, 상부 베이나이트의 평균 입경이 커지기 때문에, 강도가 저하한다. 또한, 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트도 조대해지고, 그 결과, 균일 신장이 저하한다. 그 때문에, 마무리 압연 종료 온도는 (RC＋150℃) 이하로 한다.
또한, RC는 성분 조성으로부터 추정되는 오스테나이트 재결정 하한 온도이고, 하기 (2)식으로 정의된다.
RC(℃)＝800＋100×C＋100×N＋10×Mn＋700×Ti＋5000×B＋10×Cr＋50×Mo＋2000×Nb＋150×V …(2)
여기에서, 상기 (2)식에 있어서의 각 원소 기호는 각 원소의 함유량(질량％)을 나타내고, 함유되어 있지 않은 원소의 경우는 0으로 한다.
(냉각)
냉각 개시 시간: 2.0s 이하
이어서, 상기 열연 강판을 냉각한다(제1 냉각). 그 때, 상기 열간 압연 종료에서 상기 냉각 개시까지의 시간(냉각 개시 시간)을 2.0s 이하로 한다. 냉각 개시 시간이 2.0s를 초과하면, 오스테나이트립의 입성장(grain growth)이 생겨, 1180㎫ 이상의 인장 강도를 확보할 수 없다. 상기 냉각 개시 시간은, 1.5s 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 냉각 개시 시간은, 짧으면 짧을수록 좋기 때문에, 0s 이상이면 좋다.
평균 냉각 속도: 5℃/s 이상
상기 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도가, 5℃/s 미만이면, 상부 베이나이트 변태의 전에 페라이트 변태가 일어나, 소망하는 면적 분율의 상부 베이나이트가 얻어지지 않는다. 따라서, 평균 냉각 속도를 5℃/s 이상, 바람직하게는 20℃/s 이상, 보다 바람직하게는 50℃/s 이상으로 한다. 한편, 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 평균 냉각 속도가 지나치게 커지면, 냉각 정지 온도의 관리가 곤란해진다. 그 때문에, 평균 냉각 속도는 200℃/s 이하로 하는 것이 바람직하고, 150℃/s 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 상기 평균 냉각 속도는, 강판의 표면에 있어서의 평균 냉각 속도를 기초로 규정된다.
상기 냉각에 있어서는, 상기 평균 냉각 속도가 되도록 강제 냉각을 행하면 좋다. 상기 냉각의 방법은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들면, 수냉에 의해 행하는 것이 바람직하다.
냉각 정지 온도: Trs 이상, (Trs＋250℃) 이하
냉각 정지 온도가 Trs 미만이면, 마이크로 조직이 템퍼링 마르텐사이트 또는 하부 베이나이트가 된다. 템퍼링 마르텐사이트 및 하부 베이나이트는, 모두 고강도의 조직이지만, 균일 신장이 현저하게 낮다. 그 때문에, 냉각 정지 온도는 Trs 이상으로 한다. 한편, 냉각 정지 온도가 (Trs＋250℃)보다 높으면, 페라이트가 생성되기 때문에, 1180㎫의 인장 강도가 얻어지지 않는다. 그 때문에 냉각 정지 온도는 (Trs＋250℃) 이하로 한다.
또한, 상기 Trs는 하기 (3)식으로 정의된다.
Trs(℃)＝500－450×C－35×Mn－15×Cr－10×Ni－20×Mo …(3)
여기에서, 상기 (3)식에 있어서의 각 원소 기호는 각 원소의 함유량(질량％)을 나타내고, 함유되어 있지 않은 원소의 경우는 0으로 한다.
(권취)
권취 온도: Trs 이상, (Trs＋250℃) 이하
이어서, 상기 냉각 후의 열연 강판을, 권취 온도: Trs 이상, (Trs＋250℃) 이하의 조건으로 권취한다. 권취 온도가 Trs 미만이면, 권취 후에 마르텐사이트 변태 또는 하부 베이나이트 변태가 진행하여, 소망하는 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않는다. 그 때문에, 권취 온도는 Trs 이상으로 한다. 한편, 권취 온도가 (Trs＋250℃)보다 높으면, 페라이트가 생성되기 때문에, 1180㎫의 인장 강도가 얻어지지 않는다. 그 때문에 권취 온도는 (Trs＋250℃) 이하로 한다.
(냉각)
평균 냉각 속도: 20℃/s 이하
상기 권취 후, 추가로 20℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 100℃ 이하까지 냉각한다(제2 냉각). 상기 평균 냉각 속도는, 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 생성에 영향을 미친다. 상기 평균 냉각 속도가 20℃/s를 초과하면, 미변태 오스테나이트가 거의 마르텐사이트 변태하여, 소망하는 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않아, 균일 신장이 저하한다. 그 때문에, 상기 평균 냉각 속도를 20℃/s 이하, 바람직하게는 2℃/s 이하, 보다 바람직하게는 0.02℃/s 이하로 한다. 한편, 상기 평균 냉각 속도의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 0.0001℃/s 이상이 바람직하다.
상기 냉각은, 100℃ 이하의 임의의 온도까지 행할 수 있지만, 10∼30℃ 정도(예를 들면 실온)까지 냉각하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 냉각은, 임의의 형태로 행할 수 있고, 예를 들면, 권취된 코일의 상태에서 행해도 좋다.
이상의 순서에 의해, 본 발명의 고강도 강판을 제조할 수 있다. 또한, 권취와 그에 계속되는 냉각의 후에는, 통상의 방법에 따라, 조질 압연을 실시해도 좋고, 또한, 산 세정을 실시하여 표면에 형성된 스케일을 제거해도 좋다.
실시예
표 1에 나타내는 조성의 용강을 전로로 용제하고, 연속 주조법에 의해 강 소재로서의 강 슬래브를 제조했다. 얻어진 강 소재를, 표 2에 나타내는 가열 온도로 가열하고, 이어서, 상기 가열 후의 강 소재에, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 했다. 상기 열간 압연에 있어서의 마무리 압연 종료 온도는 표 2에 나타낸 바와 같이 했다.
다음으로, 얻어진 열연 강판을, 표 2에 나타낸 평균 냉각 속도 및 냉각 정지 온도의 조건으로 냉각했다. 상기 냉각 후의 열연 강판을 표 2에 나타낸 권취 온도로 권취하고, 권취된 강판을 표 2에 나타낸 평균 냉각 속도로 냉각하여, 고강도 강판을 얻었다. 또한, 상기 냉각 후에는, 후처리로서 스킨 패스 압연(skin pass rolling) 및 산 세정을 행했다. 상기 산 세정은, 농도 10질량％의 염산 수용액을 사용하고, 온도 85℃에서 실시했다.
얻어진 고강도 강판으로부터 시험편을 채취하고, 이하에 서술하는 순서로 마이크로 조직 및 기계적 특성을 평가했다.
(마이크로 조직)
얻어진 고강도 강판으로부터, 압연 방향에 평행한 판두께 단면이 관찰면이 되도록, 마이크로 조직 관찰용 시험편을 채취했다. 얻어진 시험편의 표면을 연마하고, 추가로 부식액(3질량％ 나이탈 용액)을 이용하여 표면을 부식시킴으로써 마이크로 조직을 현출시켰다.
이어서, 상기 시험편의 판두께 1/4 위치에 있어서의 표면을, 주사 전자 현미경(SEM)을 이용하여, 5000배의 배율로 10시야 촬영하여 마이크로 조직의 SEM 화상을 얻었다. 상기 SEM 화상을 화상 처리에 의해 해석하고, 상부 베이나이트(UB), 폴리고널 페라이트(F) 및, 템퍼링 마르텐사이트(TM)의 면적 분율을 정량화했다. 또한, 프레시 마르텐사이트(M)와 잔류 오스테나이트(γ)는 SEM에서는 구별이 곤란하기 때문에, 전자선 반사 회절(Electron Backscatter Diffraction Patterns: EBSD)법을 이용하여 분류하고, 각각의 면적 분율을 구했다. 측정된 각 마이크로 조직의 면적 분율을 표 3에 나타낸다. 또한, 표 3에는, 프레시 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 합계 면적 분율(M＋γ)도 병기했다.
(인장 시험)
얻어진 고강도 강판으로부터, 인장 방향이 압연 방향과 직각 방향이 되도록 JIS5호 시험편(표선 간 거리(gage length, GL): 50㎜)을 채취했다. 상기 시험편을 이용하여, JIS Z 2241의 규정에 준거하여 인장 시험을 행하고, 항복 강도(항복점, YP), 인장 강도(TS), 전체 신장(El), 균일 신장(u-El)을 구했다. 상기 인장 시험은, 각 고강도 강판에 대해 2회 행하고, 얻어진 측정값의 평균을 그 고강도 강판의 기계 특성으로서 표 3에 나타냈다. 본 발명에 있어서는, TS가 1180㎫ 이상인 경우, 고강도라고 평가하고, 균일 신장 6％ 이상을 프레스 성형성이 양호라고 평가했다.
Figure pct00001
Figure pct00002
Figure pct00003

Claims (6)

  1. 질량％로,
    C : 0.10∼0.20％,
    Si: 0.7∼1.4％,
    Mn: 2.3∼4.0％,
    P : 0.10％ 이하,
    S : 0.03％ 이하,
    Al: 0.001∼2.0％,
    N : 0.01％ 이하,
    O : 0.01％ 이하 및,
    B : 0.0005∼0.010％
    를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
    하기 (1)식으로 정의되는 MSC가 3.0∼4.2질량％인 성분 조성을 갖고,
    주상으로서의, 면적 분율로 70％ 이상의 상부 베이나이트와,
    합계 면적 분율로 7∼30％의 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하고, 또한,
    상기 잔류 오스테나이트의 면적 분율이 2％ 이상인 마이크로 조직을 갖고,
    균일 신장이 6％ 이상, 인장 강도가 1180㎫ 이상인 기계적 특성을 갖는, 고강도 강판.
    MSC(질량％)＝Mn＋0.2×Si＋1.7×Cr＋2.5×Mo …(1)
    여기에서, 상기 (1)식에 있어서의 각 원소 기호는 각 원소의 함유량(질량％)을 나타내고, 함유되어 있지 않은 원소의 경우는 0으로 한다.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로,
    Cr: 1.0％ 이하 및,
    Mo: 1.0％ 이하
    의 한쪽 또는 양쪽을 함유하는, 고강도 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로,
    Cu: 2.0％ 이하,
    Ni: 2.0％ 이하,
    Ti: 0.3％ 이하,
    Nb: 0.3％ 이하 및,
    V : 0.3％ 이하
    로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1개를 함유하는, 고강도 강판.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로,
    Sb: 0.005∼0.020％
    를 함유하는, 고강도 강판.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로,
    Ca: 0.01％ 이하,
    Mg: 0.01％ 이하 및,
    REM: 0.01％ 이하
    로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1개를 함유하는, 고강도 강판.
  6. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로서,
    상기 성분 조성을 갖는 강 소재를 1150℃ 이상의 가열 온도로 가열하고,
    가열된 상기 강 소재를, 마무리 압연 종료 온도: (RC－50℃) 이상, (RC＋150℃) 이하의 조건으로 열간 압연하여 열연 강판으로 하고,
    상기 열연 강판을, 상기 열간 압연 종료에서 냉각 개시까지의 시간: 2.0s 이하, 평균 냉각 속도: 5℃/s 이상, 냉각 정지 온도: Trs 이상, (Trs＋250℃) 이하의 조건으로 냉각하고,
    상기 냉각 후의 열연 강판을, 권취 온도: Trs 이상, (Trs＋250℃) 이하의 조건으로 권취하고,
    상기 권취 후의 열연 강판을, 20℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 100℃ 이하까지 냉각하고,
    상기 RC는 하기 (2)식으로 정의되고, 상기 Trs는 하기 (3)식으로 정의되는, 고강도 강판의 제조 방법.
    RC(℃)＝800＋100×C＋100×N＋10×Mn＋700×Ti＋5000×B＋10×Cr＋50×Mo＋2000×Nb＋150×V …(2)
    Trs(℃)＝500－450×C－35×Mn－15×Cr－10×Ni－20×Mo …(3)
    여기에서, 상기 (2), (3)식에 있어서의 각 원소 기호는 각 원소의 함유량(질량％)을 나타내고, 함유되어 있지 않은 원소의 경우는 0으로 한다.
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