KR20230012027A - 강판, 부재 및 그들의 제조 방법 - Google Patents

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KR20230012027A
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신스케 고미네
다츠야 나카가이토
겐타로 사토
도모히로 사카이다니
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제이에프이 스틸 가부시키가이샤
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Abstract

인장 강도 (TS) 가 980 MPa 이상이고, 충돌 특성이 우수한 강판, 부재 및 그들의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명의 강판은, 탄소 당량 Ceq 가 0.60 ％ 이상 0.85 ％ 미만을 만족하는 성분 조성과, 면적률로, 페라이트 : 40 ％ 미만, 템퍼드 마텐자이트 및 베이나이트의 합계 : 40 ％ 이상, 잔류 오스테나이트 : 3 ∼ 15 ％, 페라이트, 템퍼드 마텐자이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트의 합계 : 93 ％ 이상인 강 조직을 갖고, 곡률 반경/판두께 : 4.2 로 폭 (C) 방향을 축으로 압연 (L) 방향으로 90°굽힘 가공했을 때에, 압축측의 강판 표면으로부터 0 ∼ 50 ㎛ 영역 내의 L 단면에 있어서, 템퍼드 마텐자이트의 (판두께 방향의 입경)/(판두께와 직교 방향의 입경) 의 굽힘 가공 전후에서의 변화량이 0.40 이상이고, 인장 강도가 980 MPa 이상이다.

Description

강판, 부재 및 그들의 제조 방법
본 발명은, 고강도이고, 충돌 특성이 우수한 강판, 부재 및 그들의 제조 방법에 관한 것이다. 본 발명의 강판은, 주로 자동차 분야에서 사용되는 부품용으로서 적합하게 사용할 수 있다.
지구 환경 보전의 관점에서, CO2 배출량을 삭감하기 위해, 자동차 차체의 강도를 유지하면서, 그 경량화를 도모하고, 자동차의 연비를 개선하는 것이 자동차 업계에 있어서는 항상 중요한 과제로 되어 있다. 자동차 차체의 강도를 유지하면서 그 경량화를 도모하기 위해서는, 자동차 부품용 소재가 되는 강판의 고강도화에 의해 강판을 박육화하는 것이 유효하다. 한편, 강판을 소재로 하는 자동차 부품은, 충돌시에 차내의 인간의 안전을 담보하는 것이 전제가 된다. 따라서, 자동차 부품용 소재로서 사용되는 고강도 강판에는 원하는 강도를 갖는 것에 추가하여, 우수한 충돌 특성이 요구된다.
최근, 자동차 차체에 있어서 인장 강도 (이하, 간단히 TS 라고도 한다) 가 980 MPa 이상인 고강도 강판의 적용이 확대되고 있다. 충돌 특성의 관점에서는, 자동차 부품은 필러나 범퍼 등의 비변형 부재와 사이드 멤버 등의 에너지 흡수 부재로 대별되고, 자동차가 주행 중에 만일 충돌한 경우에 탑승자의 안전을 확보하기 위해서 각각 필요한 충돌 특성이 요구된다. 비변형 부재에 있어서는 고강도화가 진행되고 있으며, TS 가 980 MPa 이상인 고강도 강판은 이미 실용화되어 있다. 그러나, 에너지 흡수 부재에 대한 적용에 있어서, TS 가 980 MPa 이상인 고강도 강판은 충돌시에 성형에 의한 1 차 가공을 받은 지점이 기점이 되어 부재 파단을 일으키기 쉬워, 안정적으로 충돌 에너지 흡수능을 발휘할 수 없다는 과제가 있어, 여전히 실용화에 이르지 않았다. 따라서 충돌시의 부재 파단을 억제하여, 높은 흡수 에너지를 안정적으로 발휘함으로써 충돌시의 안전성을 담보하면서, 경량화에 의해 환경 보전에 기여할 여지가 있다. 이상으로부터, 에너지 흡수 부재에 충돌 특성이 우수한 TS 가 980 MPa 이상의 고강도 강판을 적용하는 것이 필요하다.
이와 같은 요구에 대하여, 예를 들면, 특허문헌 1 에서는, 성형성 및 내충격성이 우수한 TS 가 1200 MPa 급인 초고강도 강판에 관한 기술이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 2 에서는 인장 최대 강도 780 MPa 이상으로 충돌시의 충격 흡수 부재에 적용 가능한 고강도 강판에 관한 기술이 개시되어 있다.
일본 공개특허공보 2012-31462호 일본 공개특허공보 2015-175061호
그러나, 특허문헌 1 에서는 충돌 특성에 대해서 검토하고 있지만, 충돌시에 부재의 파단이 일어나지 않는 것을 전제로 한 내충격성에 대하여 검토되고 있고, 내(耐)부재 파단이라는 관점에서의 충돌 특성에 대해서는 검토되어 있지 않다.
또, 특허문헌 2 에서는, 해트재에 대해 낙추에 의한 동적 축 압괴 시험의 균열 판정을 실시하여, TS 가 780 MPa 초과급의 내파단 특성에 대해 평가하고 있다. 그러나, 압괴 후의 균열 판정에서는 충돌 특성에 중요한 압괴 중의 균열 발생에서부터 파단에 이르기까지의 과정을 평가할 수 없다. 그 이유는, 압괴의 과정에 있어서, 조기에 균열이 발생한 경우, 판두께를 관통하지 않는 정도의 경미한 균열이라도 흡수 에너지를 저하시킬 가능성이 있기 때문이다. 또한, 압괴의 과정에 있어서의 후기에 균열이 발생한 경우, 판두께를 관통할 정도의 큰 균열이라도 흡수 에너지에 거의 영향을 미치지 않을 가능성이 있다. 따라서, 압괴 후의 균열 판정만으로는 내파단 특성의 평가로서 불충분하다고 생각된다.
본 발명은 이러한 사정을 감안하여 이루어진 것으로서, 자동차의 에너지 흡수 부재용으로서 바람직한, 인장 강도 (TS) 가 980 MPa 이상이고, 충돌 특성이 우수한 강판, 부재 및 그들의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은 상기 과제를 해결하기 위해 예의 연구를 거듭한 결과 이하를 알아내었다.
강판을, 탄소 당량 Ceq 가 0.60 ％ 이상 0.85 ％ 미만을 만족하는 성분 조성과, 면적률로, 페라이트 : 40 ％ 미만, 템퍼드 마텐자이트 및 베이나이트의 합계 : 40 ％ 이상, 잔류 오스테나이트 : 3 ∼ 15 ％, 페라이트, 템퍼드 마텐자이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트의 합계 : 93 ％ 이상인 강 조직을 갖고, 강판을 소정의 90°굽힘 가공했을 때에, 압축측의 강판 표면으로부터 0 ∼ 50 ㎛ 영역 내의 L 단면에 있어서, 템퍼드 마텐자이트의 (판두께 방향의 입경)/(판두께와 직교 방향의 입경) 의 굽힘 가공 전후에서의 변화량이 0.40 이상으로 하였다. 이것에 의해, 고강도이며, 충돌 특성이 우수한 강판이 얻어지는 것을 알 수 있었다.
본 발명은 이와 같은 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 그 요지는 다음과 같다.
[1] 탄소 당량 Ceq 가 0.60 ％ 이상 0.85 ％ 미만을 만족하는 성분 조성과,
면적률로, 페라이트 : 40 ％ 미만, 템퍼드 마텐자이트 및 베이나이트의 합계 : 40 ％ 이상, 잔류 오스테나이트 : 3 ∼ 15 ％, 페라이트, 템퍼드 마텐자이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트의 합계 : 93 ％ 이상인 강 조직을 갖고,
곡률 반경/판두께 : 4.2 로 폭 (C) 방향을 축으로 압연 (L) 방향으로 90°굽힘 가공했을 때에, 압축측의 강판 표면으로부터 0 ∼ 50 ㎛ 영역 내의 L 단면에 있어서, 템퍼드 마텐자이트의 (판두께 방향의 입경)/(판두께와 직교 방향의 입경) 의 굽힘 가공 전후에서의 변화량이 0.40 이상이고,
인장 강도가 980 MPa 이상인 강판.
[2] 상기 성분 조성은, 질량％ 로,
C : 0.07 ∼ 0.20 ％,
Si : 0.1 ∼ 2.0 ％,
Mn : 2.0 ∼ 3.5 ％,
P : 0.05 ％ 이하,
S : 0.05 ％ 이하,
Sol. Al : 0.005 ∼ 0.1 ％, 및
N : 0.010 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 [1] 에 기재된 강판.
[3] 상기 성분 조성은, 추가로 질량％ 로,
Cr : 1.0 ％ 이하,
Mo : 0.5 ％ 이하,
V : 0.5 ％ 이하,
Ti : 0.5 ％ 이하,
Nb : 0.5 ％ 이하,
B : 0.005 ％ 이하,
Ni : 1.0 ％ 이하,
Cu : 1.0 ％ 이하,
Sb : 1.0 ％ 이하,
Sn : 1.0 ％ 이하,
Ca : 0.005 ％ 이하, 및
REM : 0.005 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종을 함유하는 [2] 에 기재된 강판.
[4] 강판의 표면에, 전기 아연 도금층, 용융 아연 도금층, 또는 합금화 용융 아연 도금층을 갖는 [1] 내지 [3] 중 어느 하나에 기재된 강판.
[5] [1] 내지 [4] 까지 중 어느 하나에 기재된 강판에 대해, 성형 가공 및 용접 중 적어도 일방을 실시하여 이루어지는 부재.
[6] 탄소 당량 Ceq 가 0.60 ％ 이상 0.85 ％ 미만을 만족하고, 또한 [2] 또는 [3] 에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 마무리 압연 온도를 850 ∼ 950 ℃ 로 하여 열간 압연을 실시하고, 600 ℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 열간 압연 공정과,
상기 열간 압연 공정 후의 열연 강판을 20 ％ 초과의 압하율로 냉간 압연하는 냉간 압연 공정과,
상기 냉간 압연 공정 후의 냉연 강판을 750 ℃ 이상의 어닐링 온도까지 가열하고, 30 초 이상 유지하는 어닐링 공정과,
상기 어닐링 온도로부터 마텐자이트 변태 개시 온도 Ms 까지의 온도역을 평균 냉각 속도 20 ℃/s 이상으로 냉각한 후, 상기 마텐자이트 변태 개시 온도 Ms 로부터 냉각 정지 온도 : (Ms－250 ℃) ∼ (Ms－50 ℃) 까지를 평균 냉각 속도 2 ∼ 15 ℃/s 로 냉각하는 ??칭 공정과,
300 ∼ 500 ℃ 의 온도역에서 20 초 이상 유지하는 템퍼링 공정과,
상기 템퍼링 공정 후에, 100 ∼ 300 ℃ 의 온도역에서 20 초 이상 유지하는 열처리 공정을 갖는 강판의 제조 방법.
[7] 상기 템퍼링 공정 후, 또한 상기 열처리 공정 전에, 강판의 표면에, 전기 아연 도금, 용융 아연 도금, 또는 합금화 용융 아연 도금을 실시하는 도금 공정을 갖는 [6] 에 기재된 강판의 제조 방법.
[8] [6] 또는 [7] 에 기재된 강판의 제조 방법에 의해 제조된 강판에 대하여, 성형 가공 및 용접 중 적어도 일방을 실시하는 공정을 갖는 부재의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 인장 강도 (TS) 가 980 MPa 이상이고, 충돌 특성이 우수한 강판을 얻을 수 있다. 본 발명의 강판에 대하여 성형 가공이나 용접 등을 실시하여 얻어진 부재는, 자동차 분야에서 사용되는 에너지 흡수 부재로서 적합하게 사용할 수 있다.
도 1 은 90°굽힘 가공 (1 차 굽힘 가공) 후의 강판을 설명하기 위한 도면이다.
도 2 는, 실시예의 굽힘-직교 굽힘 시험에 있어서의, 90°굽힘 가공 (1 차 굽힘 가공) 을 설명하기 위한 도면이다.
도 3 은, 실시예의 굽힘-직교 굽힘 시험에 있어서의, 직교 굽힘 (2 차 굽힘 가공) 을 설명하기 위한 도면이다.
도 4 는, 90°굽힘 가공 (1 차 굽힘 가공) 을 실시한 시험편을 나타내는 사시도이다.
도 5 는, 직교 굽힘 (2 차 굽힘 가공) 을 실시한 시험편을 나타내는 사시도이다.
도 6 은, 실시예의 축 압괴 시험을 하기 위해 제조한, 해트형 부재와, 강판을 스폿 용접한 시험용 부재의 정면도이다.
도 7 은, 도 6 에 나타내는 시험용 부재의 사시도이다.
도 8 은, 실시예의 축 압괴 시험을 설명하기 위한 개략도이다.
이하에, 본 발명의 상세를 설명한다.
본 발명의 강판은, 탄소 당량 Ceq 가 0.60 ％ 이상 0.85 ％ 미만을 만족하는 성분 조성과, 면적률로, 페라이트 : 40 ％ 미만, 템퍼드 마텐자이트 및 베이나이트의 합계 : 40 ％ 이상, 잔류 오스테나이트 : 3 ∼ 15 ％, 페라이트, 템퍼드 마텐자이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트의 합계 : 93 ％ 이상인 강 조직을 갖는다.
탄소 당량 Ceq : 0.60 ％ 이상 0.85 ％ 미만
탄소 당량 Ceq 는 강의 강도에 있어서의 지표로서 C 이외의 원소의 영향을 C 량으로 환산한 것이다. 탄소 당량 Ceq 를 0.60 ％ 이상 0.85 ％ 미만으로 함으로써, 후술하는 페라이트 등의 각 금속 조직의 면적률을 본 발명의 범위 내로 제어할 수 있다. 탄소 당량 Ceq 를 0.60 ％ 이상, 바람직하게는 0.65 ％ 이상으로 함으로써, 본 발명의 강도를 얻을 수 있다. 한편, 탄소 당량 Ceq 를 0.85 ％ 미만, 바람직하게는 0.80 ％ 이하로 함으로써, 본 발명의 충돌 특성 향상의 효과를 얻을 수 있다.
탄소 당량 Ceq 는, 이하의 식으로 구할 수 있다.
탄소 당량 Ceq = [C ％]＋([Si ％]/24)＋([Mn ％]/6)＋([Ni ％]/40)＋([Cr ％]/5)＋([Mo ％]/4)＋([V ％]/14)
단, 상기 식 중의 [원소 기호 ％] 는, 각 원소의 함유량 (질량％) 을 나타내고, 함유하지 않은 원소는 0 으로 한다.
페라이트의 면적률 : 40 ％ 미만
페라이트의 면적률이 40 ％ 이상에서는, 980 MPa 이상의 TS 와 충돌 특성을 양립시키는 것이 곤란해진다. 따라서, 페라이트의 면적률은 40 ％ 미만이고, 바람직하게는 30 ％ 미만이다. 하한은 특별히 한정되지 않지만, 충돌 변형시의 부재 파단 억제에 의한 충돌 특성 향상을 위해, 페라이트의 면적률을 10 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이 범위가 바람직한 이유는 분명하지 않지만, 다음과 같이 생각된다. 페라이트의 면적률이 10 ％ 미만에서는 템퍼드 마텐자이트 끼리의 이상 (異相) 계면의 비율이 증가하고, 1 차 가공시에 템퍼드 마텐자이트끼리의 계면에서 박리가 발생하기 쉬워지는 것으로 생각된다. 박리부에 응력이 집중되어, 템퍼드 마텐자이트의 변형이 진행되지 않고 균열이 발생함으로써, 충돌 변형시의 부재 파단 억제 효과가 작아지는 경우가 있는 것으로 생각된다. 따라서, 페라이트의 면적률은 10 ％ 이상인 것이 바람직하다.
템퍼드 마텐자이트 및 베이나이트의 합계 면적률 : 40 ％ 이상
템퍼드 마텐자이트 및 베이나이트는, 충돌 변형시의 부재 파단을 억제함으로써 충돌 특성을 향상시키면서, 충돌시의 흡수 에너지 및 강도를 향상시키는데 유효하다. 템퍼드 마텐자이트 및 베이나이트의 합계 면적률이 40 ％ 미만에서는, 이러한 효과를 충분히 얻을 수 없다. 따라서, 합계 면적률은 40 ％ 이상이고, 바람직하게는 50 ％ 이상이다.
또한, 상기의 범위를 만족하고 있으면 템퍼드 마텐자이트 및 베이나이트의 각각의 면적률의 범위는 특별히 한정되지 않지만, 베이나이트의 면적률은 3 ∼ 20 ％ 인 것이 바람직하다. 이 범위가 바람직한 이유는 다음과 같이 생각된다. 베이나이트는 템퍼링 공정에 있어서의 유지 중에 미변태 오스테나이트에 C 를 농화시켜, 잔류 오스테나이트를 얻는 것과, 충돌시의 흡수 에너지를 향상시키는 것에 유효하다. 베이나이트의 면적률이 3 ％ 미만에서는 이러한 효과가 작아지는 경우가 있다. 한편, 베이나이트의 면적률이 20 ％ 를 초과하면, 템퍼링 공정에 있어서의 유지 중에 미변태 오스테나이트 중에 C 가 과도하게 농화되어, 마텐자이트 변태 개시 온도 Ms (이하, 간단히 Ms 점 또는 Ms 라고도 한다) 가 저하된다. 그 때문에, 유지 후의 냉각시에 생성되는 마텐자이트는 고용 C 량이 많고, 또한, 보다 저온에서 마텐자이트 변태되기 때문에, Ms 점이 높은 경우에 비해 냉각 중에 있어서의 마텐자이트의 템퍼링이 불충분해진다. 그 결과, 템퍼드 마텐자이트에 의한 고도차 완화의 효과가 작아지고, 1 차 가공시에 템퍼드 마텐자이트가 페라이트에 추종하여 변형되지 않아, 보이드가 발생하기 쉬워지고, 충돌 특성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, 베이나이트의 면적률은 3 ％ 이상인 것이 바람직하다. 또한, 베이나이트의 면적률은 20 ％ 이하인 것이 바람직하다.
또한, 베이나이트의 면적률은, 보다 바람직하게는 5 ％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 8 ％ 이상이다. 또한, 베이나이트의 면적률은, 보다 바람직하게는 18 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 15 ％ 이하이다.
잔류 오스테나이트의 면적률 : 3 ∼ 15 ％
잔류 오스테나이트는 충돌시의 균열 발생을 지연시켜, 충돌 특성을 향상시키는데 유효하다. 메커니즘은 분명하지 않지만, 다음과 같이 생각된다. 잔류 오스테나이트는 충돌 변형시에 가공 경화함으로써 굽힘 변형 중의 곡률 반경이 커짐으로써 굽힘부의 변형이 분산된다. 변형이 분산됨으로써 1 차 가공에 의한 보이드 생성부에 대한 응력 집중이 완화되고, 그 결과 충돌 특성이 향상된다. 잔류 오스테나이트의 면적률이 3 ％ 미만에서는 이러한 효과를 얻을 수 없다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 면적률은 3 ％ 이상이고, 바람직하게는 5 ％ 이상이다. 한편, 잔류 오스테나이트의 면적률이 15 ％ 를 초과하면, 가공 유기 변태에 의해 생성된 프레시 마텐자이트에 의해 충돌시의 내파단 특성을 저하시키는 경우가 있다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 면적률은 15 ％ 이하이고, 바람직하게는 10 ％ 이하이다.
페라이트, 템퍼드 마텐자이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트의 합계 면적률 : 93 ％ 이상
페라이트, 템퍼드 마텐자이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트의 합계 면적률이 93 ％ 미만이 되면, 상기 이외의 상의 면적률이 높아져, 강도와 충돌 특성을 양립시키는 것이 곤란해진다. 상기 이외의 상에는, 예를 들어 프레시 마텐자이트, 펄라이트, 시멘타이트를 들 수 있고, 이들 상이 합계로 7 ％ 를 초과하면, 충돌 변형시에 보이드 생성의 기점이 되어 충돌 특성을 저하시키는 경우가 있다. 또한 펄라이트나 시멘타이트가 증가하면 강도가 저하되는 경우가 있다. 페라이트, 템퍼드 마텐자이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트의 합계 면적률이 93 ％ 이상이면 나머지 상의 종류나 면적률에 관계없이 높은 강도 및 충돌 특성이 얻어진다. 따라서, 합계 면적률은 93 ％ 이상이고, 바람직하게는 95 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 97 ％ 이상이다. 합계 면적률은 100 ％ 여도 된다. 한편, 상기 이외의 잔부의 조직으로는, 펄라이트 및 시멘타이트가 있고, 이들 잔부의 조직의 합계 면적률은 7 ％ 이하이다. 바람직하게는, 이 잔부의 조직의 합계 면적률은 5 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 3 ％ 이하이다.
페라이트, 템퍼드 마텐자이트, 베이나이트의 면적률이란, 관찰 면적에서 차지하는 각 상의 면적의 비율을 말한다. 각 조직의 면적률은, 다음과 같이 측정한다. 압연 방향에 대해 직각으로 절단한 강판의 판두께 단면을 연마 후, 3 체적％ 나이탈로 부식시키고, 판두께 1/4 위치를 SEM (주사형 전자 현미경) 에 의해 1500 배의 배율로 3 시야 촬영하여, 얻어진 화상 데이터로부터 Media Cybernetics 사 제조의 Image-Pro 를 사용하여 각 조직의 면적률을 구한다. 3 시야의 면적률의 평균값을 각 조직의 면적률로 한다. 상기 화상 데이터에 있어서, 페라이트는 흑색, 베이나이트는 섬 형상의 잔류 오스테나이트를 포함하는 흑색 혹은 방위가 일치하는 탄화물을 포함하는 회색, 템퍼드 마텐자이트는 미세한 방위가 일치하지 않는 탄화물을 포함하는 명회색, 잔류 오스테나이트는 백색으로서 구별할 수 있다.
또한, 본 발명에서는, 이하에서 나타내는 X 선 회절 강도를 측정하여 잔류 오스테나이트의 체적률을 구하고, 당해 체적률을 잔류 오스테나이트의 면적률로 간주하였다. 잔류 오스테나이트의 체적률이란, 판두께 1/4 면에 있어서의 bcc 철의 (200), (211), (220) 면의 X 선 회절 적분 강도에 대한 fcc 철의 (200), (220), (311) 면의 X 선 회절 적분 강도의 비율이다.
곡률 반경/판두께 : 4.2 로 폭 (C) 방향을 축으로 압연 (L) 방향으로 90°굽힘 가공했을 때에, 압축측의 강판 표면으로부터 0 ∼ 50 ㎛ 영역 내의 L 단면에 있어서, 템퍼드 마텐자이트의 (판두께 방향의 입경)/(판두께와 직교 방향의 입경) 의 굽힘 가공 전후에서의 변화량이 0.40 이상
본 발명의 강판에 있어서, 상기 템퍼드 마텐자이트의 (판두께 방향의 입경)/(판두께와 직교 방향의 입경) 의 굽힘 가공 전후에서의 변화량을 0.40 이상으로 함으로써 높은 충돌 특성이 얻어진다. 이 메커니즘은 분명하지 않지만, 다음과 같이 생각된다. 충돌 특성 열화의 원인이 되는 충돌시의 부재 파단은, 균열의 발생 및 진전이 기점이 된다. 균열은 가공 경화능의 저하 및 고경도차 영역에서의 보이드의 생성이나 연결에 의해 발생하기 쉬워진다고 생각된다. 또한, 실부재의 충돌에서는 1 차 가공을 받은 지점에서 1 차 가공과 직교 방향으로 되돌려지도록 변형된다. 이 때 1 차 가공의 고경도차 영역에서 보이드가 발생하면 보이드의 주변에 응력이 집중되어, 균열의 발생·진전이 조장되고, 그 결과 파단에 이른다. 그래서, 마텐자이트를 템퍼링함으로써 고경도차 영역을 감소시키고, 또한 굽힘 변형시에 연질인 페라이트상에 추종하여 소성 변형시킴으로써 1 차 가공부에 있어서의 보이드 발생을 억제하고, 또 필요에 따라 잔류 오스테나이트를 활용하여 변형 중에 1 차 가공부에서의 응력 집중을 억제함으로써, 보이드로부터의 균열의 진전을 억제함으로써 부재 파단을 억제하여, 높은 충돌 특성이 얻어진다. 따라서, 이들 효과를 얻기 위해서, 상기 템퍼드 마텐자이트의 (판두께 방향의 입경)/(판두께와 직교 방향의 입경) 의 굽힘 가공 전후에서의 변화량을 0.40 이상으로 한다.
또한, 상기 변화량은, 예를 들어 후술하는 제조 방법에 있어서의, 어닐링 후의 냉각 속도의 제어, 템퍼링 공정 후의 열처리에 의해 얻어진다. 어닐링 온도 ∼ 마텐자이트 변태 개시 온도 (이하, 간단히 Ms 점 또는 Ms 라고도 한다) 의 온도역에서는 냉각 속도를 빠르게 함으로써 냉각 중의 페라이트 변태를 억제하여 Ms 점의 저하를 억제한다. Ms 점 ∼ 냉각 정지 온도의 온도역에서는 냉각 속도를 느리게 함으로써 생성된 마텐자이트를 냉각 중에서부터 템퍼링을 실시한다. 연화된 템퍼드 마텐자이트를 만들어 넣음으로써, 굽힘 가공시에 페라이트에 추종하여 소성 변형되어, 보이드의 생성이 억제된다고 생각된다. 또한, 템퍼링 공정 후에 생성된 마텐자이트는, 소정의 온도역 (100 ∼ 300 ℃) 에 있어서, 어느 정도의 강도를 남기면서 소성 변형에 의한 보이드 생성도 억제하는 템퍼드 마텐자이트가 되어, 높은 흡수 에너지가 안정적으로 얻어진다고 생각된다.
여기서, 상기 템퍼드 마텐자이트의 (판두께 방향의 입경)/(판두께와 직교 방향의 입경) 의 굽힘 가공 전후에서의 변화량은, 이하의 측정 방법에 의해 산출하고 있다.
먼저, 강판을 90°굽힘 가공하기 전에 있어서, 강판 표면으로부터 0 ∼ 50 ㎛ 영역 내의 L 단면에 있어서, 템퍼드 마텐자이트의 판두께 방향의 입경 (이하 「입경 a1」이라고도 한다) 과, 템퍼드 마텐자이트의 판두께와 직교 방향의 입경 (이하 「입경 a2」라고도 한다) 을 측정한다.
다음으로, 강판을 곡률 반경/판두께 : 4.2 로 폭 (C) 방향을 축으로 압연 (L) 방향으로 90°굽힘 가공을 실시한 후에, 압축측의 강판 표면으로부터 0 ∼ 50 ㎛ 영역 내의 L 단면에 있어서, 템퍼드 마텐자이트의 판두께 방향의 입경 (이하 「입경 b1」이라고도 한다) 과, 템퍼드 마텐자이트의 판두께와 직교 방향의 입경 (이하 「입경 b2」라고도 한다) 을 측정한다.
굽힘 가공 후의 입경의 압연 방향에 있어서의 측정 위치에 대해서는, 굽힘 가공에 의해 형성되고, 폭 (C) 방향 (도 1 의 부호 D1 참조) 으로 연장된 모서리부를 포함하는 영역으로 한다. 보다 구체적으로는, 굽힘 가공에 의해 폭 방향 및 압연 방향에 수직인 방향 (펀치 등의 가압부의 가압 방향) 에서 최하부가 되는 영역에 있어서, 판두께 방향으로 0 ∼ 50 ㎛ 영역 내에서 템퍼드 마텐자이트의 입경을 측정한다.
그리고, 본 발명에서는, 템퍼드 마텐자이트의 (판두께 방향의 입경)/(판두께와 직교 방향의 입경) 의 상기 굽힘 가공 전후에서의 변화량을, 「(입경 b1/입경 b2)－(입경 a1/입경 a2)」에 의해 산출하고 있다.
상기 템퍼드 마텐자이트의 판두께 방향의 입경과, 상기 템퍼드 마텐자이트의 판두께와 직교 방향의 입경은, 다음과 같이 측정한다. 강판을 압연 방향으로 절단한 판두께 단면을 연마 후, 압축측의 굽힘 정점부의 강판 표면으로부터 0 ∼ 50 ㎛ 영역 내의 L 단면을 SEM (주사형 전자 현미경) 에 의해 3000 배의 배율로 3 시야 촬영한다. 얻어진 화상 데이터로부터 Media Cybernetics 사 제조의 Image-Pro 를 사용하여, 템퍼드 마텐자이트의 판두께 방향의 입경 (판두께 방향의 길이) 과, 템퍼드 마텐자이트의 판두께와 직교 방향의 입경 (판두께와 직교 방향의 길이) 을 구한다. 3 시야분의 입경을 평균함으로써, 각각의 입경을 산출한다. 이 측정은 90°굽힘 가공을 실시하기 전과, 90°굽힘 가공을 실시한 후에, 각각 실시한다.
본 발명에 있어서, 폭 (C) 방향을 축으로 압연 (L) 방향으로 90°굽힘 가공을 실시하는 것은, 폭 (C) 방향 (도 1 의 부호 D1 참조) 으로 강판을 보았을 때 (폭 방향 강판 시야 (폭 방향 수직 단면 시야) 로), 양단부 간 거리가 짧아지도록, 폭 방향 및 압연 방향 (도 1 의 부호 D1 및 부호 D2 참조) 에 수직인 방향으로 강판 표면 중 일방의 측으로부터 가압에 의한 굽힘을 실시하여, 양단부의 굽힘 가공을 받지 않은 평탄한 부분이 이루는 각도가 90°가 될 때까지 가압하는 것을 가리킨다.
또, 압축측의 강판 표면이란, 상기 가압한 일방의 측의 강판 표면 (가압을 실시하는 펀치 등의 가압부와 접촉하는 측의 강판 표면) 을 가리킨다.
또한, L 단면이란, 굽힘 가공 전에 대해서는 압연 방향에 평행하고, 강판 표면에 대하여 수직인 단면 (폭 방향에 대하여 수직인 단면) 을 가리킨다.
또, 굽힘 가공 후의 L 단면에 대해서는, 굽힘 가공에 의한 변형의 방향에 대해 평행하게 절단함으로써 형성되는 단면으로서, 폭 방향에 대해 수직인 단면을 가리킨다.
또한, 90°굽힘 가공은, V 블록법에 의한 굽힘 가공이나 드로우 성형에 의한 굽힘 가공 등으로 실시할 수 있다.
본 발명의 강판은, 강판의 표면에, 전기 아연 도금층, 용융 아연 도금층, 또는 합금화 용융 아연 도금층을 가져도 된다.
본 발명의 강판의 인장 강도 (TS) 는, 980 MPa 이상이다. 본 발명에서 말하는 고강도란, 인장 강도 (TS) 가 980 MPa 이상인 것을 말한다. 인장 강도 (TS) 의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 다른 특성과의 조화의 관점에서 1600 MPa 이하가 바람직하고, 1500 MPa 이하가 보다 바람직하다. 또한, 인장 강도 (TS) 의 측정 방법에 대해서는, 강판으로부터 압연 방향에 대하여 직각 방향으로 JIS 5 호 인장 시험편 (JIS Z2201) 을 채취하고, 변형 속도가 10-3/s 로 하는 JIS Z2241 (2011) 의 규정에 준거한 인장 시험을 실시하여, 인장 강도 (TS) 를 구한다.
본 발명의 강판의 판두께는, 본 발명의 효과를 유효하게 얻는 관점에서, 0.2 ㎜ 이상 3.2 ㎜ 이하인 것이 바람직하다.
본 발명의 강판은, 충돌 특성이 우수하다. 본 발명에서 말하는 충돌 특성이 우수하다는 것은, 내파단 특성이 양호하고, 또한 흡수 에너지가 양호한 것을 말한다. 본 발명에서 말하는 내파단 특성이 양호하다는 것은, 이하에 기재된 굽힘-직교 굽힘 시험을 실시했을 때의 당해 하중 최대시의 스트로크의 평균값 ΔS 가 27 mm 이상인 것을 말한다. 본 발명에서 말하는 충돌 특성이 양호하다란, 이하에 기재된 축 압괴 시험을 실시하여, 압괴시의 스트로크-하중 그래프에 있어서의, 스트로크 0 ∼ 100 mm 의 범위에 있어서의 면적의 평균값 Fave 가 40000 N 이상인 것을 말한다.
상기의 굽힘-직교 굽힘 시험은 이하와 같이 하여 실시한다.
먼저, 강판에 대하여, 곡률 반경/판두께 : 4.2 로 폭 (C) 방향을 축으로 압연 (L) 방향으로 90°굽힘 가공 (1 차 굽힘 가공) 을 실시하여, 시험편을 준비한다. 90°굽힘 가공 (1 차 굽힘 가공) 에서는, 도 2 에 나타내는 바와 같이, V 홈을 갖는 다이 (A1) 위에 올려놓은 강판에 대하여, 펀치 (B1) 을 압입하여 시험편 (T1) 을 얻는다. 이어서, 도 3 에 나타내는 바와 같이, 지지 롤 (A2) 상에 올려놓은 시험편 (T1) 에 대하여, 굽힘 방향이 압연 직각 방향이 되도록 하여, 펀치 (B2) 를 압입하여 직교 굽힘 (2 차 굽힘 가공) 을 실시한다. 도 2 및 도 3 에 있어서, D1 은 폭 (C) 방향, D2 는 압연 (L) 방향을 나타내고 있다.
강판에 대하여 90°굽힘 가공 (1 차 굽힘 가공) 을 실시한 시험편 (T1) 을 도 4 에 나타낸다. 또한, 시험편 (T1) 에 대하여 직교 굽힘 (2 차 굽힘 가공) 을 실시한 시험편 (T2) 을 도 5 에 나타낸다. 도 5 의 시험편 (T2) 에 파선으로 나타낸 위치는, 직교 굽힘을 실시하기 전의 도 4 의 시험편 (T1) 에 파선으로 나타낸 위치에 대응하고 있다.
직교 굽힘의 조건은, 이하와 같다.
[직교 굽힘 조건]
시험 방법 : 롤 지지, 펀치 압입
롤 직경 : φ30 mm
펀치 선단 R : 0.4 mm
롤간 거리 : (판두께×2)＋0.5 mm
스트로크 속도 : 20 mm/min
시험편 사이즈 : 60 mm×60 mm
굽힘 방향 : 압연 직각 방향
상기 직교 굽힘을 실시했을 때에 얻어지는 스트로크-하중 곡선에 있어서, 하중 최대시의 스트로크를 구한다. 상기 굽힘-직교 굽힘 시험을 3 회 실시했을 때의 당해 하중 최대시의 스트로크의 평균값을 ΔS 로 한다.
또한, 상기 축 압괴 시험은 이하와 같이 하여 실시한다.
먼저, 축 압괴 시험에서는 판두께의 영향을 고려하여, 모두 판두께 1.2 mm 의 강판으로 실시한다. 상기 제조 공정에서 얻어진 강판을 잘라내어, 펀치 쇼울더부 반경이 5.0 mm 이고, 다이 쇼울더부 반경이 5.0 mm 인 금형을 사용하여, 깊이 40 mm 가 되도록 성형 가공 (굽힘 가공) 하여, 도 6 및 도 7 에 나타내는 해트형 부재 (10) 를 제작한다. 또한, 해트형 부재의 소재로서 사용한 강판을, 200 mm×80 mm 의 크기로 별도로 잘라낸다. 다음으로, 그 잘라낸 후의 강판 (20) 과, 해트형 부재 (10) 를 스폿 용접하여, 도 6 및 도 7 에 나타내는 바와 같은 시험용 부재 (30) 를 제작한다. 도 6 은, 해트형 부재 (10) 와 강판 (20) 을 스폿 용접하여 제작한 시험용 부재 (30) 의 정면도이다. 도 7 은, 시험용 부재 (30) 의 사시도이다. 스폿 용접부 (40) 의 위치는, 도 7 에 나타내는 바와 같이, 강판의 단부와 용접부가 10 mm, 용접부 사이가 45 mm 의 간격이 되도록 한다. 다음에, 도 8 에 나타내는 바와 같이, 시험용 부재 (30) 를 지판 (地板) (50) 과 TIG 용접에 의해 접합하여 축 압괴 시험용 샘플을 제작한다. 다음으로, 제작한 축 압괴 시험용 샘플에 임팩터 (60) 를 충돌 속도 10 m/s 로 등속 충돌시켜, 축 압괴 시험용 샘플을 100 mm 압괴한다. 도 8 에 나타내는 바와 같이, 압괴 방향 (D3) 은, 시험용 부재 (30) 의 길이 방향과 평행한 방향으로 한다. 압괴시의 스트로크-하중의 그래프에 있어서의, 스트로크 0 ∼ 100 mm 의 범위에 있어서의 면적을 구하여, 3 회 시험을 실시했을 때의 당해 면적의 평균값을 흡수 에너지 (Fave) 로 한다.
다음으로, 강판의 성분 조성의 바람직한 범위에 대해서 설명한다. 또, 성분 원소의 함유량을 나타내는「％」는, 특별히 언급하지 않는 한「질량％」를 의미한다.
C : 0.07 ∼ 0.20 ％
C 는 페라이트 이외의 상을 생성하기 쉽게 하고, 또한, Nb 나 Ti 등과 합금 화합물을 형성하기 때문에, 강도 향상에 필요한 원소이다. C 함유량이 0.07 ％ 미만에서는, 제조 조건의 최적화를 도모하더라도, 원하는 강도를 확보할 수 없는 경우가 있다. 따라서, C 함유량은 바람직하게는 0.07 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.10 ％ 이상이다. 한편, C 함유량이 0.20 ％ 를 초과하면 마텐자이트의 강도가 과잉으로 증가하여, 제조 조건의 최적화를 도모해도 본 발명의 충돌 특성이 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, C 함유량은 바람직하게는 0.20 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.18 ％ 이하이다.
Si : 0.1 ∼ 2.0 ％
Si 는 페라이트 생성 원소이고, 또한, 고용 강화 원소이기도 하다. 따라서, 강도와 연성의 밸런스의 향상에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서, Si 함유량은 바람직하게는 0.1 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.2 ％ 이상이다. 한편, Si 함유량이 2.0 ％ 를 초과하면, 아연 도금 부착, 밀착성의 저하 및 표면 성상의 열화를 야기하는 경우가 있다. 따라서, Si 함유량은 바람직하게는 2.0 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 1.5 ％ 이하이다.
Mn : 2.0 ∼ 3.5 ％
Mn 은 마텐자이트의 생성 원소이고, 또한 고용 강화 원소이기도 하다. 또한, 잔류 오스테나이트 안정화에 기여한다. 이들 효과를 얻기 위해서, Mn 함유량은 바람직하게는 2.0 ％ 이상이다. Mn 함유량은, 보다 바람직하게는 2.5 ％ 이상이다. 한편, Mn 함유량이 3.5 ％ 를 초과하면 잔류 오스테나이트 분율이 증가하여, 충돌 특성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, Mn 함유량은 바람직하게는 3.5 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 3.3 ％ 이하이다.
P : 0.05 ％ 이하
P 는, 강의 강화에 유효한 원소이다. 그러나, P 함유량이 0.05 ％ 를 초과하면 합금화 속도를 대폭 지연시키는 경우가 있다. 또한, P 를 0.05 ％ 초과하여 과잉으로 함유시키면, 입계 편석에 의해 취화를 일으켜, 본 발명의 강 조직을 만족하여도 충돌시의 내파단 특성을 열화시키는 경우가 있다. 따라서, P 함유량은 바람직하게는 0.05 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.01 ％ 이하이다. P 함유량에 특별히 하한은 없지만, 현재 공업적으로 실시 가능한 하한은 0.002 ％ 이고, 0.002 ％ 이상인 것이 바람직하다.
S : 0.05 ％ 이하
S 는, MnS 등의 개재물 (介在物) 이 되어, 용접부의 메탈 플로에 따른 균열의 원인이 되고, 본 발명의 강 조직을 만족하여도 충돌 특성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, S 량은 최대한 낮은 편이 좋지만, 제조 비용의 면에서 S 함유량은 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다. S 함유량은, 보다 바람직하게는 0.01 ％ 이하이다. S 함유량에 특별히 하한은 없지만, 현재 공업적으로 실시 가능한 하한은 0.0002 ％ 이고, 0.0002 ％ 이상인 것이 바람직하다.
Sol. Al : 0.005 ∼ 0.1 ％
Al 은 탈산제로서 작용하고, 또한 고용 강화 원소이기도 하다. Sol. Al 함유량이 0.005 ％ 미만에서는 이들 효과는 얻어지지 않는 경우가 있고, 본 발명의 강 조직을 만족하여도 강도가 저하되는 경우가 있다. 따라서 Sol. Al 함유량은, 바람직하게는 0.005 ％ 이상이다. 한편, Sol. Al 함유량이 0.1 ％ 를 초과하면 제강시에 있어서의 슬래브 품질을 열화시킨다. 따라서 Sol. Al 함유량은, 바람직하게는 0.1 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.04 ％ 이하이다.
N : 0.010 ％ 이하
N 은, 강 중에서 TiN, (Nb,Ti)(C,N), AlN 등의 질화물, 탄질화물계의 조대 개재물을 형성하여 충돌 특성을 저하시키는 점에서, 함유량을 억제할 필요가 있다. N 의 함유량이 0.010 ％ 초과인 경우에 충돌 특성이 저하되기 쉬워지므로, N 함유량은 바람직하게는 0.010 ％ 이하이다. N 함유량은, 보다 바람직하게는 0.007 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.005 ％ 이하이다. 또한, N 함유량의 하한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 현재 공업적으로 실시 가능한 하한은 0.0003 ％ 이고, 0.0003 ％ 이상인 것이 바람직하다.
본 발명에 있어서의 강판의 성분 조성은, 상기의 성분 원소를 기본 성분으로서 함유하고, 잔부는 철 (Fe) 및 불가피적 불순물을 함유한다. 여기서, 본 발명의 강판은 상기의 기본 성분을 함유하고, 잔부는 철 (Fe) 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 것이 바람직하다.
본 발명의 강판에는, 원하는 특성에 따라, 이하에 서술하는 성분 (임의 원소) 을 적절히 함유시킬 수 있다.
Cr : 1.0 ％ 이하, Mo : 0.5 ％ 이하, V : 0.5 ％ 이하, Ti : 0.5 ％ 이하, Nb : 0.5 ％ 이하, B : 0.005 ％ 이하, Ni : 1.0 ％ 이하, Cu : 1.0 ％ 이하, Sb : 1.0 ％ 이하, Sn : 1.0 ％ 이하, Ca : 0.005 ％ 이하, 및 REM : 0.005 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종
Cr, Mo, V 는 ??칭성을 높여, 강의 강화에 유효한 원소이다. 그러나, Cr : 1.0 ％, Mo : 0.5 ％, V : 0.5 ％ 를 초과하여 과잉으로 첨가하면, 상기의 효과가 포화되고, 또한 원료 비용이 증가한다. 또한, 제 2 상 분율이 과대해져 충돌시의 내파단 특성을 열화시키는 경우가 있다. 따라서, Cr, Mo, V 중 어느 것을 함유하는 경우, Cr 함유량은 바람직하게는 1.0 ％ 이하, Mo 함유량은 바람직하게는 0.5 ％ 이하, V 함유량은 바람직하게는 0.5 ％ 이하이다. 보다 바람직하게는, Cr 함유량은 0.8 ％ 이하이고, Mo 함유량은 0.4 ％ 이하이고, V 함유량은 0.4 ％ 이하이다. Cr, Mo, V 의 함유량이 적어도 본 발명의 효과는 얻어지기 때문에, 각각의 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않는다. ??칭성의 효과를 보다 유효하게 얻기 위해서는, Cr, Mo, V 의 함유량은 각각 0.005 ％ 이상인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, Cr, Mo, V 의 함유량은 각각 0.01 ％ 이상이다.
Ti, Nb 는 강의 석출 강화에 유효한 원소이다. 그러나, Ti 함유량, Nb 함유량이 각각 0.5 ％ 를 초과하면 충돌시의 내파단 특성을 열화시키는 경우가 있다. 따라서, Ti 및 Nb 중 어느 것을 함유하는 경우, Ti 함유량, Nb 함유량은, 각각 0.5 ％ 이하인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, Ti 함유량, Nb 함유량은, 각각 0.4 ％ 이하이다. Ti, Nb 의 함유량이 적어도 본 발명의 효과는 얻어지기 때문에, 각각의 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않는다. 강의 석출 강화의 효과를 보다 유효하게 얻기 위해서는, Ti 함유량, Nb 함유량은, 각각 0.005 ％ 이상인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, Ti 함유량, Nb 함유량은, 각각 0.01 ％ 이상이다.
B 는 오스테나이트 입계로부터의 페라이트의 생성·성장을 억제함으로써 ??칭성의 향상에 기여하므로, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 그러나, B 함유량이 0.005 ％ 를 초과하면 충돌시의 내파단 특성을 열화시키는 경우가 있다. 따라서, B 를 함유하는 경우, B 함유량은 0.005 ％ 이하인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, B 함유량은 0.004 ％ 이하이다. B 함유량이 적어도 본 발명의 효과는 얻어지기 때문에, B 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않는다. ??칭성의 향상의 효과를 보다 유효하게 얻기 위해서는, B 함유량을 0.0003 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, B 함유량은 0.0005 ％ 이상이다.
Ni, Cu 는 강의 강화에 유효한 원소이다. 그러나, Ni, Cu 가 각각 1.0 ％ 를 초과하면, 충돌시의 내파단 특성을 열화시키는 경우가 있다. 따라서, Ni, Cu 중 어느 것을 함유하는 경우, Ni, Cu 의 함유량은 각각 1.0 ％ 이하인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, Ni 함유량, Cu 함유량은 각각 0.9 ％ 이하이다. Ni, Cu 의 함유량이 적어도 본 발명의 효과는 얻어지기 때문에, 각각의 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않는다. 강의 강화의 효과를 보다 유효하게 얻기 위해서는, Ni 함유량, Cu 함유량은, 각각 0.005 ％ 이상인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, Ni 함유량, Cu 함유량은 각각 0.01 ％ 이상이다.
Sn, Sb 는 강판 표면의 질화, 산화나, 강판 표면 부근의 영역의 탈탄을 억제하는 관점에서 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이러한 질화나 산화를 억제함으로써 강판 표면에 있어서 마텐자이트의 생성량이 감소하는 것을 방지하고, 충돌 특성을 향상시키는 효과가 있다. 그러나, Sb, Sn 이 각각 1.0 ％ 를 초과하면, 입계 취화에 의해 충돌 특성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, Sb, Sn 중 어느 것을 함유하는 경우, Sb 함유량, Sn 함유량은 각각 1.0 ％ 이하인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, Sb 함유량, Sn 함유량은 각각 0.9 ％ 이하이다. Sb, Sn 의 함유량이 적어도 본 발명의 효과는 얻어지기 때문에, 각각의 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않는다. 충돌 특성을 향상시키는 효과를 보다 유효하게 얻기 위해서는, Sb 함유량, Sn 함유량은 각각 0.005 ％ 이상인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, Sb 함유량, Sn 함유량은 각각 0.01 ％ 이상이다.
Ca, REM 은, 모두 황화물의 형태 제어에 의해 가공성을 개선시키는 데 유효한 원소이다. 그러나, Ca, REM 의 각각의 함유량이 0.005 ％ 를 초과하면, 강의 청정도에 악영향을 미쳐 특성이 저하될 우려가 있다. 따라서, Ca, REM 중 어느 것을 함유하는 경우, Ca, REM 의 함유량은 각각 0.005 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, Ca 함유량, REM 함유량은 각각 0.004 ％ 이하이다. Ca, REM 의 함유량이 적어도 본 발명의 효과는 얻어지기 때문에, 각각의 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않는다. 가공성의 개선의 효과를 보다 유효하게 얻으려면, Ca, REM 의 함유량은 각각 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, Ca 함유량, REM 함유량은 각각 0.002 ％ 이상이다.
또한, 상기의 임의 원소를 후술하는 바람직한 하한값 미만으로 함유하는 경우, 당해 원소는 불가피적 불순물로서 함유되는 것으로 한다.
이하, 본 발명의 강판의 제조 방법의 일 실시형태를 상세하게 설명한다. 또한, 이하에 나타내는 강 슬래브 (강 소재), 강판 등을 가열 또는 냉각할 때의 온도는, 특별히 설명이 없는 한, 강 슬래브 (강 소재), 강판 등의 표면 온도를 의미한다.
본 발명의 강판의 제조 방법은, 예를 들면, 상기 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 마무리 압연 온도를 850 ∼ 950 ℃ 로 하여 열간 압연을 실시하고, 600 ℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 열간 압연 공정과, 열간 압연 공정 후의 열연 강판을 20 ％ 초과의 압하율로 냉간 압연하는 냉간 압연 공정과, 냉간 압연 공정 후의 냉연 강판을 750 ℃ 이상의 어닐링 온도까지 가열하고, 30 초 이상 유지하는 어닐링 공정과, 어닐링 온도로부터 마텐자이트 변태 개시 온도 Ms 까지의 온도역을 평균 냉각 속도 20 ℃/s 이상으로 냉각한 후, 마텐자이트 변태 개시 온도 Ms 로부터 냉각 정지 온도 : (Ms－250 ℃) ∼ (Ms－50 ℃) 까지를 평균 냉각 속도 2 ∼ 15 ℃/s 로 냉각하는 ??칭 공정과, 300 ∼ 500 ℃ 의 온도역에서 20 초 이상 유지하는 템퍼링 공정과, 템퍼링 공정 후에, 100 ∼ 300 ℃ 의 온도역에서 20 초 이상 유지하는 열처리 공정을 갖는다. 또, 본 발명의 강판의 제조 방법은, 템퍼링 공정 후, 또한 열처리 공정 전에, 강판의 표면에, 전기 아연 도금, 용융 아연 도금, 또는 합금화 용융 아연 도금을 실시하는 도금 공정을 가져도 된다. 또한, 본 발명의 강판의 제조 방법에서 사용하는 강 슬래브의 성분 조성은, 탄소 당량 Ceq : 0.60 ％ 이상 0.85 ％ 미만을 만족한다. 탄소 당량 Ceq : 0.60 ％ 이상 0.85 ％ 미만은, 본 발명의 제조 조건하에서, 본 발명의 강판을 제조하기 위해 최적화된 범위이다.
먼저, 열간 압연 공정의 각 조건에 대해서 설명한다.
마무리 압연 온도 : 850 ∼ 950 ℃
마무리 압연 온도가 850 ℃ 미만인 경우, 압연시에 페라이트 변태가 일어나, 국소적으로 강도가 저하되기 때문에, 본 발명의 조직을 만족하여도 강도가 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, 마무리 압연 온도는 850 ℃ 이상이고, 바람직하게는 880 ℃ 이상이다. 한편, 마무리 압연 온도가 950 ℃ 를 초과하면 결정립이 조대화되어, 본 발명의 조직을 만족하도 강도가 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, 마무리 압연 온도는 950 ℃ 이하이고, 바람직하게는 930 ℃ 이하이다.
권취 온도 : 600 ℃ 이하
권취 온도가 600 ℃ 를 초과한 경우, 열연 강판 중의 탄화물이 조대화되고, 이와 같은 조대화된 탄화물은 어닐링시의 균열 중에 완전히 녹지 않기 때문에, 필요한 강도를 얻을 수 없는 경우가 있다. 따라서, 권취 온도는 600 ℃ 이하이고, 바람직하게는 580 ℃ 이하이다. 권취 온도의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 강판의 형상 불량을 잘 발생하지 않게 하고, 또한 강판이 과도하게 경질화되는 것을 방지하는 관점에서, 권취 온도를 400 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
열간 압연 공정에 의해 얻어진 열연 강판을 통상 공지된 방법으로 산세, 탈지 등의 예비 처리를 실시한 후에, 필요에 따라서 냉간 압연을 실시한다. 냉간 압연을 실시할 때의 냉간 압연 공정의 조건에 대하여 설명한다.
냉간 압연의 압하율 : 20 ％ 초과
냉간 압연의 압하율이 20 ％ 이하에서는, 페라이트의 재결정이 촉진되지 않고, 미재결정 페라이트가 잔존하여, 본 발명의 강 조직이 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, 냉간 압연의 압하율은 20 ％ 초과이고, 바람직하게는 30 ％ 이상이다.
다음으로, 냉간 압연 공정에 의해 얻어진 냉연 강판을 어닐링할 때의 어닐링 공정의 조건에 대해 설명한다.
어닐링 온도 : 750 ℃ 이상, 유지 시간 : 30 초 이상
어닐링 온도가 750 ℃ 미만에서는, 오스테나이트의 생성이 불충분해지고, 과잉의 페라이트가 생성되어 본 발명의 강 조직이 얻어지지 않는다. 따라서, 어닐링 온도는 750 ℃ 이상이다. 어닐링 온도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 890 ℃ 이하가 바람직하다. 890 ℃ 를 초과하면 오스테나이트가 과잉이 되고, 페라이트가 부족하고, 베이나이트가 과잉이 됨으로써, 내파단 특성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, 바람직하게는 890 ℃ 이하이다. 또한, 유지 시간이 30 초 미만에서는, 오스테나이트의 생성이 불충분해지고, 과잉의 페라이트가 생성되어 본 발명의 강 조직이 얻어지지 않는다. 따라서, 유지 시간은 30 초 이상이고, 바람직하게는 60 초 이상이다. 유지 시간의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 생산성을 손상시키지 않도록 하기 위해서, 유지 시간을 600 초 이하로 하는 것이 바람직하다.
어닐링 공정 후, ??칭을 실시한다. ??칭 공정의 조건에 대해서 설명한다.
어닐링 온도 ∼ 마텐자이트 변태 개시 온도 Ms 까지의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도 : 20 ℃/s 이상
평균 냉각 속도가 20 ℃/s 미만에서는, 본 발명의 내파단 특성이 얻어지지 않는다. 이 이유는 분명하지 않지만 이하와 같이 생각된다. 냉각 속도가 20 ℃/s 미만에서는 냉각 중에 페라이트나 베이나이트가 과도하게 생성되고, 마텐자이트 변태 개시 온도 Ms 가 저하된다. 그 때문에 냉각 정지시의 마텐자이트 변태량이 감소하고, 또한, 보다 저온에서 마텐자이트 변태하기 때문에, Ms 점이 높은 경우에 비해 냉각 중에 있어서의 마텐자이트의 템퍼링이 불충분해진다. 그 결과, 템퍼드 마텐자이트에 의한 고도차 완화의 효과가 작아져, 1 차 가공시에 템퍼드 마텐자이트가 페라이트에 추종하여 변형되지 않아, 보이드가 발생하기 쉬워지고, 충돌 특성이 저하된다고 생각된다. 따라서, 평균 냉각 속도는 20 ℃/s 이상으로 한다. 또한, Ms 는 이하의 식에 의해 구할 수 있다.
Ms (℃) = 539－423×{[C ％]×100/(100－[α 면적％])}－30×[Mn ％]－12×[Cr ％]－18×[Ni ％]－8×[Mo ％]
또한, 상기 식에 있어서, 각 원소 기호는 각 원소의 함유량 (질량％) 을 나타내고, 함유하지 않는 원소는 0 으로 한다.
또한, [α 면적％] 는 어닐링 후의 페라이트 면적률이다. 어닐링 후의 페라이트 면적률은, 열팽창 측정 장치에서 승온 속도, 어닐링 온도 및 어닐링시의 유지 시간을 모의함으로써 사전에 구한다.
어닐링 후에는 가능한 한 빠른 냉각 속도로 급랭하는 것이 바람직하며, 어닐링 온도 ∼ 마텐자이트 변태 개시 온도 Ms 까지의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도는 30 ℃/s 이상이 보다 바람직하다. 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 제조 비용의 저감의 관점에서, 200 ℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.
마텐자이트 변태 개시 온도 Ms ∼ 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도 : 2 ∼ 15 ℃/s
평균 냉각 속도가 2 ℃/s 미만에서는, 냉각 중에 탄화물을 함유하는 베이나이트가 과도하게 생성되어 본 발명의 강 조직 및 내파단 특성이 얻어지지 않는다. 따라서, 평균 냉각 속도는 2 ℃/s 이상이고, 바람직하게는 5 ℃/s 이상이다. 한편, 15 ℃/s 를 초과하는 평균 냉각 속도로 냉각하면, 본 발명의 내파단 특성이 얻어지지 않는다. 이 이유는 분명하지 않지만 이하와 같이 생각된다. 냉각 속도를 15 ℃/s 이하로 함으로써 Ms 점으로부터 냉각 정지 온도에 도달할 때까지의 시간이 길어져서, 마텐자이트가 냉각 중에도 템퍼링되어, 템퍼드 마텐자이트에 의한 고도차 완화의 효과가 보다 커진다고 생각된다. 냉각 속도가 15 ℃/s 를 초과하면 이 효과가 얻어지지 않게 되고, 그 결과 1 차 가공시에 템퍼드 마텐자이트가 페라이트에 추종하여 변형되지 않고, 보이드가 발생하기 쉬워져, 충돌 특성이 저하된다고 생각된다. 따라서, 평균 냉각 속도는 15 ℃/s 이하이고, 바람직하게는 10 ℃/s 이하이다.
냉각 정지 온도 : (Ms－250 ℃) ∼ (Ms－50 ℃)
냉각 정지 온도가 (Ms－50 ℃) 초과에서는 템퍼드 마텐자이트의 생성이 불충분하여, 본 발명의 강 조직이 얻어지지 않는다. 따라서, 냉각 정지 온도는 (Ms－50 ℃) 이하이고, 바람직하게는 (Ms－100 ℃) 이하이다. 한편, (Ms－250 ℃) 미만에서는 템퍼드 마텐자이트가 과잉으로 되어, 잔류 오스테나이트의 생성이 불충분해지는 경우가 있다. 따라서, 냉각 정지 온도는 (Ms－250 ℃) 이상이고, 바람직하게는 (Ms－200 ℃) 이상이다.
??칭 공정 후, 템퍼링을 실시한다. 템퍼링 공정의 조건에 대해서 설명한다.
템퍼링 온도 : 300 ∼ 500 ℃, 유지 시간 : 20 초 이상
300 ℃ 미만에서는 마텐자이트의 템퍼링이 불충분해져, 1 차 가공시에 템퍼드 마텐자이트가 페라이트에 추종하여 변형되지 않고, 보이드가 발생하기 쉬워져, 충돌 특성이 저하되는 것으로 생각된다. 또한, 베이나이트 변태가 불충분해져, 내파단 특성 향상을 위해서 바람직한 양의 베이나이트가 얻어지지 않아, 내파단 특성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, 템퍼링 온도는 300 ℃ 이상이고, 바람직하게는 350 ℃ 이상이다. 한편, 500 ℃ 를 초과하면 페라이트가 과잉으로 생성되어, 본 발명의 강 조직이 얻어지지 않는 경우가 있다. 또한, 베이나이트 변태가 불충분해져, 내파단 특성 향상을 위해서 바람직한 양의 베이나이트가 얻어지지 않아, 내파단 특성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, 템퍼링 온도는 500 ℃ 이하이고, 바람직하게는 450 ℃ 이하이다. 또한, 유지 시간이 20 초 미만에서는 마텐자이트의 템퍼링이 불충분해져, 본 발명의 내파단 특성이 얻어지지 않는다. 또한, 베이나이트 변태가 불충분해져, 내파단 특성 향상을 위해 바람직한 양의 베이나이트가 얻어지지 않아, 내파단 특성이 저하되는 경우도 있다. 따라서, 유지 시간은 20 초 이상이고, 바람직하게는 30 초 이상이다. 유지 시간의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 생산성 및 과도한 베이나이트 변태 억제의 관점에서, 유지 시간을 500 초 이하로 하는 것이 바람직하다.
템퍼링 공정 후의 유지 온도 : 100 ∼ 300 ℃, 유지 시간 : 20 초 이상
본 발명의 강판의 제조 방법은, 템퍼링 공정 후에, 100 ∼ 300 ℃ 의 온도역에서 20 초 이상 유지하는 열처리 공정을 갖는다. 유지 온도가 100 ℃ 미만 또는 300 ℃ 초과, 혹은 유지 시간이 20 초 미만에서는 본 발명의 강 조직 및 내파단 특성이 얻어지지 않는다. 이 이유는 분명하지 않지만 다음과 같이 생각된다. 100 ℃ 미만에서는 템퍼링 공정 후의 냉각 중에 생성된 마텐자이트의 템퍼링이 불충분해지고, 1 차 가공시에 템퍼드 마텐자이트가 페라이트에 추종하여 변형되지 않아, 보이드가 발생하기 쉬워지고, 그 결과 충돌 특성이 저하되는 것으로 생각된다. 따라서, 유지 온도는 100 ℃ 이상이고, 바람직하게는 150 ℃ 이상이다. 한편, 유지 온도가 300 ℃ 초과에서는, 마텐자이트의 생성량이 적은 상태로 유지되는 경우가 있고, 유지 후의 냉각 중에 생성되는 마텐자이트가 템퍼링되지 않고 프레시 마텐자이트로서 최종 조직까지 남기 때문에 본 발명의 강 조직 및 충돌 특성이 얻어지지 않는 것으로 생각된다. 또한, 유지 온도가 300 ℃ 초과에서는 베이나이트 변태가 진행되어, 본 발명의 강 조직이 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, 유지 온도는 300 ℃ 이하이고, 바람직하게는 250 ℃ 이하이다. 유지 시간이 20 초 미만에서는, 템퍼링 공정 후의 냉각 중에 생성된 마텐자이트의 템퍼링이 불충분해져, 본 발명의 충돌 특성이 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, 유지 시간은 20 초 이상이고, 바람직하게는 30 초 이상이다. 100 ∼ 300 ℃ 의 온도역에서의 유지는, 템퍼링 공정 후에 100 ∼ 300 ℃ 의 온도역으로 냉각하고 나서 실시해도 되고, 템퍼링 공정 후에 100 ℃ 미만까지 냉각하고, 그 후 100 ∼ 300 ℃ 의 온도역까지 재가열하고 나서 실시해도 된다.
또한, 본 발명의 제조 방법에 있어서의 일련의 열 처리에 있어서, 상기 서술한 온도 범위 내이면 유지 온도는 일정할 필요는 없고, 또 냉각 속도가 냉각 중에 변화한 경우에 있어서도 규정한 범위 내이면 본 발명의 취지를 저해하지 않는다. 또, 열 이력만 만족되면, 강판은 어떠한 설비로 열 처리가 실시되어도 상관없다.
다음으로, 도금 공정의 조건에 대해 설명한다.
본 발명의 강판의 제조 방법에서는, 상기 템퍼링 공정 후, 또한 상기 열처리 공정 전에, 강판의 표면에, 전기 아연 도금, 용융 아연 도금, 또는 합금화 용융 아연 도금을 실시해도 된다.
전기 아연 도금 처리는, 50 ∼ 60 ℃ 의 아연 용액에 침지하면서 통전하여 실시하는 것이 바람직하다. 또한 용융 아연 도금 처리는, 상기에 의해 얻어진 강판을 440 ℃ 이상 500 ℃ 이하의 아연 도금욕 중에 침지하여 실시하는 것이 바람직하다. 그 후, 가스 와이핑 등에 의해 도금 부착량을 조정하여 실시하는 것이 바람직하다. 또한, 용융 아연 도금 처리 공정 후에 합금화 처리를 실시하는 합금화 공정을 가져도 된다. 아연 도금에 합금화 처리를 실시할 때에는, 450 ℃ 이상 580 ℃ 이하의 온도역에서 1 초 이상 40 초 이하 유지하여 합금화하는 것이 바람직하다.
용융 아연 도금 처리 또는 합금화 용융 아연 도금 처리를 실시한 후의 강판에는, 형상 교정이나 표면 조도의 조정 등을 목적으로, 조질 압연을 실시할 수 있다. 단, 조질 압연은 조압률 (調壓率) 이 0.5 ％ 를 초과하면 표층 경화에 의해 굽힘성이 열화되는 경우가 있기 때문에, 조압률은 0.5 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.3 ％ 이하이다. 또, 수지나 유지 코팅 등의 각종 도장 처리를 실시할 수도 있다.
그 밖의 제조 방법의 조건은, 특별히 한정되지 않지만, 이하의 조건에서 실시하는 것이 바람직하다.
슬래브는, 매크로 편석을 방지하기 위해, 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하고, 조괴법, 박슬래브 주조법에 의해 제조할 수도 있다. 슬래브를 열간 압연하려면, 슬래브를 일단 실온까지 냉각하고, 그 후 재가열하여 열간 압연을 실시해도 된다. 또한 슬라브를 실온까지 냉각하지 않고 가열로에 장입하여 열간 압연을 실시할 수도 있다. 또한, 약간의 보열을 실시한 후에 즉시 열간 압연하는 에너지 절약 프로세스도 적용할 수 있다. 슬래브를 가열하는 경우에는, 압연 하중의 증대 방지나, 탄화물이 용해되기 때문에, 1100 ℃ 이상으로 가열하는 것이 바람직하다. 또, 스케일 로스의 증대를 방지하기 위해, 슬래브의 가열 온도는 1300 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
슬래브를 열간 압연할 때에는, 슬래브의 가열 온도를 낮게 했을 때에 압연시의 트러블을 방지하는 관점에서, 조압연 후의 조 (粗) 바를 가열할 수도 있다. 또, 조 바끼리를 접합하고, 마무리 압연을 연속적으로 실시하는, 이른바 연속 압연 프로세스를 적용할 수 있다. 또한, 압연 하중의 저감이나 형상·재질의 균일화를 위해, 마무리 압연의 전체 패스 또는 일부 패스에서 마찰 계수가 0.10 ∼ 0.25 가 되는 윤활 압연을 실시하는 것이 바람직하다.
권취 후의 강판은, 스케일을 산세 등에 의해 제거해도 된다. 산세 후, 상기의 조건으로 냉간 압연, 어닐링, 아연 도금이 실시된다.
다음으로, 본 발명의 부재 및 그 제조 방법에 대해 설명한다.
본 발명의 부재는, 본 발명의 강판에 대하여, 성형 가공 및 용접 중 적어도 일방을 실시하여 이루어지는 것이다. 또, 본 발명의 부재의 제조 방법은, 본 발명의 강판의 제조 방법에 의해 제조된 강판에 대하여, 성형 가공 및 용접 중 적어도 일방을 실시하는 공정을 갖는다.
본 발명의 강판은, 고강도이고, 충돌 특성이 우수하다. 그 때문에, 본 발명의 강판을 사용하여 얻은 부재도, 고강도이고, 충돌 특성이 우수하며, 충돌 변형시의 부재 파단이 발생하기 어렵다. 따라서, 본 발명의 부재는, 자동차 부품에 있어서의 에너지 흡수 부재로서 적합하게 사용할 수 있다.
성형 가공은, 프레스 가공 등의 일반적인 가공 방법을 제한없이 사용할 수 있다. 또한, 용접은, 스폿 용접, 아크 용접 등의 일반적인 용접을 제한없이 사용할 수 있다.
실시예
본 발명을, 실시예를 참조하면서 구체적으로 설명한다. 본 발명의 범위는 이하의 실시예에 한정되지 않는다.
[실시예 1]
표 1 에 나타내는 성분 조성의 강을 진공 용해로에 의해 용제하고, 분괴 압연하여 강 슬래브로 하였다. 이들 강 슬래브를 가열하고, 표 2 에 나타내는 조건으로, 열간 압연, 냉간 압연, 어닐링, ??칭, 템퍼링, 열처리를 실시하여, 강판을 제조하였다. 표 2 에 나타내는 조건으로 강판을 제조할 때에, 템퍼링 공정 후에, 일부의 강판에 도금 처리를 실시하였다. 전기 아연 도금 처리에서는, 강판을 아연 용액에 침지하면서 통전하여, 도금 부착량 10 ∼ 100 g/m2 의 전기 아연 도금층 (EG) 을 형성시켰다. 또한, 용융 아연 도금 처리에서는, 강판을 도금욕 중에 침지하여, 도금 부착량 10 ∼ 100 g/m2 의 용융 아연 도금층 (GI) 을 형성시켰다. 또한, 합금화 용융 아연 도금에서는, 강판에 용융 아연 도금층을 형성한 후에 합금화 처리를 실시하여, 합금화 용융 아연 도금층 (GA) 을 형성시켰다. 또한, 최종적인 각 강판의 판두께는, 1.2 mm 였다.
Figure pct00001
Figure pct00002
얻어진 강판에, 압하율 0.2 ％ 의 스킨 패스 압연을 실시한 후, 이하의 수법에 따라, 페라이트 (F), 베이나이트 (B), 템퍼드 마텐자이트 (TM) 및 잔류 오스테나이트 (RA) 의 면적률을 각각 구하였다. 또, 상기한 수법에 따라, 곡률 반경/판두께 : 4.2 로 폭 (C) 방향을 축으로 압연 (L) 방향으로 90°굽힘 가공했을 때에, 압축측의 강판 표면으로부터 0 ∼ 50 ㎛ 영역 내의 L 단면에 있어서, 템퍼드 마텐자이트의 (판두께 방향의 입경)/(판두께와 직교 방향의 입경) 의 굽힘 가공 전후에서의 변화량도 측정하였다.
각 조직의 면적률은, 다음과 같이 측정한다. 압연 방향에 대해 직각으로 절단한 강판의 판두께 단면을 연마 후, 3 체적％ 나이탈로 부식시키고, 판두께 1/4 위치를 SEM (주사형 전자 현미경) 에 의해 1500 배의 배율로 3 시야 촬영하여, 얻어진 화상 데이터로부터 Media Cybernetics 사 제조의 Image-Pro 를 사용하여 각 조직의 면적률을 구한다. 3 시야의 면적률의 평균값을 각 조직의 면적률로 한다. 상기 화상 데이터에 있어서, 페라이트는 흑색, 베이나이트는 섬 형상의 잔류 오스테나이트를 포함하는 흑색 혹은 방위가 일치하는 탄화물을 포함하는 회색, 템퍼드 마텐자이트는 미세한 방위가 일치하지 않는 탄화물을 포함하는 명회색, 잔류 오스테나이트는 백색으로서 구별할 수 있다. 한편, 표 3 에는 나타내고 있지 않지만, 잔부 조직은, 페라이트 (F), 베이나이트 (B), 템퍼드 마텐자이트 (TM) 및 잔류 오스테나이트 (RA) 의 합계 면적률을 100 ％ 로부터 차감함으로써 구해지고, 이들 잔부 조직은 펄라이트 및/또는 시멘타이트인 것으로 판단하였다.
또한, X 선 회절 강도를 측정하여 잔류 오스테나이트의 체적률을 구하고, 당해 체적률을 잔류 오스테나이트의 면적률로 간주하였다. 잔류 오스테나이트의 체적률이란, 판두께 1/4 면에 있어서의 bcc 철의 (200), (211), (220) 면의 X 선 회절 적분 강도에 대한 fcc 철의 (200), (220), (311) 면의 X 선 회절 적분 강도의 비율이다.
템퍼드 마텐자이트의 판두께 방향의 입경과, 템퍼드 마텐자이트의 판두께와 직교 방향의 입경은, 다음과 같이 측정하였다. 강판을 압연 방향으로 절단한 판두께 단면을 연마 후, 압축측의 굽힘 정점부의 강판 표면으로부터 0 ∼ 50 ㎛ 영역 내의 L 단면을 SEM (주사형 전자 현미경) 에 의해 3000 배의 배율로 3 시야 촬영하였다. 얻어진 화상 데이터로부터 Media Cybernetics 사 제조의 Image-Pro 를 사용하여, 템퍼드 마텐자이트의 판두께 방향의 입경 (판두께 방향의 길이) 과, 템퍼드 마텐자이트의 판두께와 직교 방향의 입경 (판두께와 직교 방향의 길이) 을 구하였다. 3 시야분의 입경을 평균함으로써, 각각의 입경을 산출한다. 이 측정은, 90°굽힘 가공을 실시하기 전과, 90°굽힘 가공을 실시한 후에, 각각 실시하였다.
또한, 이하의 시험 방법에 따라, 인장 특성 및 충돌 특성을 구하였다. 결과는 표 3 에 나타낸다.
<인장 시험>
얻어진 각 강판으로부터 압연 방향에 대해 직각 방향으로 JIS 5 호 인장 시험편 (JIS Z2201) 을 채취하고, 변형 속도를 10-3/s 로 하는 JIS Z2241 (2011) 의 규정에 준거한 인장 시험을 실시하여, 인장 강도 (TS) 를 구하였다. 또한, TS 가 980 MPa 이상을 합격으로 하였다.
<굽힘-직교 굽힘 시험>
얻어진 강판에 대하여, 곡률 반경/판두께 : 4.2 로 폭 (C) 방향을 축으로 압연 (L) 방향으로 90°굽힘 가공 (1 차 굽힘 가공) 을 실시하여, 시험편을 준비하였다. 90°굽힘 가공 (1 차 굽힘 가공) 에서는, 도 2 에 나타내는 바와 같이, V 홈을 갖는 다이 (A1) 위에 올려놓은 강판에 대하여, 펀치 (B1) 을 압입하여 시험편 (T1) 을 얻었다. 이어서, 도 3 에 나타내는 바와 같이, 지지 롤 (A2) 상에 올려놓은 시험편 (T1) 에 대하여, 굽힘 방향이 압연 직각 방향이 되도록 하여, 펀치 (B2) 를 압입하여 직교 굽힘 (2 차 굽힘 가공) 을 실시하였다. 도 2 및 도 3 에 있어서, D1 은 폭 (C) 방향, D2 는 압연 (L) 방향을 나타내고 있다.
강판에 대하여 90°굽힘 가공 (1 차 굽힘 가공) 을 실시한 시험편 (T1) 을 도 4 에 나타낸다. 또한, 시험편 (T1) 에 대하여 직교 굽힘 (2 차 굽힘 가공) 을 실시한 시험편 (T2) 을 도 5 에 나타낸다. 도 5 의 시험편 (T2) 에 파선으로 나타낸 위치는, 직교 굽힘을 실시하기 전의 도 4 의 시험편 (T1) 에 파선으로 나타낸 위치에 대응하고 있다.
직교 굽힘의 조건은, 이하와 같다.
[직교 굽힘 조건]
시험 방법 : 롤 지지, 펀치 압입
롤 직경 : φ30 mm
펀치 선단 R : 0.4 mm
롤간 거리 : (판두께×2)＋0.5 mm
스트로크 속도 : 20 mm/min
시험편 사이즈 : 60 mm×60 mm
굽힘 방향 : 압연 직각 방향
상기 직교 굽힘을 실시했을 때에 얻어지는 스트로크-하중 곡선에 있어서, 하중 최대시의 스트로크를 구하였다. 상기 굽힘-직교 굽힘 시험을 3 회 실시했을 때의 당해 하중 최대시의 스트로크의 평균값을 ΔS 로 하였다. ΔS 가 27 mm 이상에서 내파단 특성이 양호하다고 평가하였다.
<축 압괴 시험>
축 압괴 시험에서는 판두께의 영향을 고려하여, 모두 판두께 1.2 mm 의 강판으로 실시하였다. 상기 제조 공정에서 얻어진 강판을 잘라내고, 펀치 쇼울더부 반경이 5.0 mm 이고, 다이 쇼울더부 반경이 5.0 mm 인 금형을 사용하여, 깊이 40 mm 가 되도록 성형 가공 (굽힘 가공) 하여, 도 6 및 도 7 에 나타내는 해트형 부재 (10) 를 제작하였다. 또한, 해트형 부재의 소재로서 사용한 강판을, 200 mm×80 mm 의 크기로 별도로 잘라내었다. 다음으로, 그 잘라낸 후의 강판 (20) 과, 해트형 부재 (10) 를 스폿 용접하여, 도 6 및 도 7 에 나타내는 바와 같은 시험용 부재 (30) 를 제작하였다. 도 6 은, 해트형 부재 (10) 와 강판 (20) 을 스폿 용접하여 제작한 시험용 부재 (30) 의 정면도이다. 도 7 은, 시험용 부재 (30) 의 사시도이다. 스폿 용접부 (40) 의 위치는, 도 7 에 나타내는 바와 같이, 강판의 단부와 용접부가 10 mm, 용접부 사이가 45 mm 의 간격으로 되도록 하였다. 다음에, 도 8 에 나타내는 바와 같이, 시험용 부재 (30) 를 지판 (50) 과 TIG 용접에 의해 접합하여 축 압괴 시험용 샘플을 제작하였다. 다음으로, 제작한 축 압괴 시험용 샘플에 임팩터 (60) 를 충돌 속도 10 m/s 로 등속 충돌시켜, 축 압괴 시험용 샘플을 100 mm 압괴하였다. 도 8 에 나타내는 바와 같이, 압괴 방향 (D3) 은, 시험용 부재 (30) 의 길이 방향과 평행한 방향으로 하였다. 압괴시의 스트로크-하중의 그래프에 있어서의, 스트로크 0 ∼ 100 mm 의 범위에 있어서의 면적을 구하여, 3 회 시험을 실시했을 때의 당해 면적의 평균값을 흡수 에너지 (Fave) 로 하였다. Fave 가 40000 N 이상에서 흡수 에너지가 양호라고 평가하였다. 또한, 내파단 특성 및 흡수 에너지의 양방이 양호인 경우, 충돌 특성이 양호하다고 평가하였다.
Figure pct00003
발명예의 강판은, TS 가 980 MPa 이상이고, 충돌 특성이 우수하였다. 한편, 비교예의 강판은 TS 가 980 MPa 미만이거나, 충돌 특성이 불량하였다.
[실시예 2]
실시예 1 의 표 3 의 No.3 (본 발명예) 의 강판을, 프레스 가공에 의해 성형 가공하여, 본 발명예의 부재를 제조하였다. 또한, 실시예 1 의 표 3 의 No.3 의 강판과, 실시예 1 의 표 3 의 No.9 (본 발명예) 의 강판을 스폿 용접에 의해 접합하여, 본 발명예의 부재를 제조하였다. 본 발명의 강판을 사용하여 제조한 본 발명예의 부재는, 충돌 특성이 우수하고, 고강도이며, 실시예 1 의 표 3 의 No.3 (본 발명예) 의 강판의 성형 가공에 의하여 제조한 부재, 및 실시예 1 의 표 3 의 No.3 의 강판과, 실시예 1 의 표 3 의 No.9 (본 발명예) 의 강판을 스폿 용접하여 제조한 부재의 모두에 있어서, 자동차용 골격 부품 등에 바람직하게 사용할 수 있음을 확인할 수 있었다.
[실시예 3]
실시예 1 의 표 3 의 No.1 (본 발명예) 의 아연 도금 강판을, 프레스 가공에 의해 성형 가공하여, 본 발명예의 부재를 제조하였다. 또한, 실시예 1 의 표 3 의 No.1 의 아연 도금 강판과, 실시예 1 의 표 3 의 No.4 (본 발명예) 의 아연 도금 강판을 스폿 용접에 의해 접합하여, 본 발명예의 부재를 제조하였다. 본 발명의 강판을 사용하여 제조한 본 발명예의 부재는, 충돌 특성이 우수하고, 고강도이며, 실시예 1 의 표 3 의 No.1 (본 발명예) 의 강판의 성형 가공에 의해 제조한 부재, 및 실시예 1 의 표 3 의 No.1 의 강판과, 실시예 1 의 표 3 의 No.4 (본 발명예) 의 강판을 스폿 용접하여 제조한 부재의 모두에 있어서, 자동차용 골격 부품 등에 바람직하게 사용할 수 있음을 확인할 수 있었다.
10 : 해트형 부재
20 : 강판
30 : 시험용 부재
40 : 스폿 용접부
50 : 지판
60 : 임팩터
A1 : 다이
A2 : 지지 롤
B1 : 펀치
B2 : 펀치
D1 : 폭 (C) 방향
D2 : 압연 (L) 방향
D3 : 압괴 방향
T1 : 시험편
T2 : 시험편
X0 : 모서리부
XA : 굽힘 가공 후의 템퍼드 마텐자이트의 입경의 측정 위치 (측정 영역)
본 발명에 의하면, TS 가 980 MPa 이상이고, 충돌 특성이 우수한 강판을 얻을 수 있다. 본 발명의 강판에 의해 얻어진 부재를 자동차용 부품으로서 사용하면, 자동차의 경량화에 기여하고, 자동차 차체의 고성능화에 크게 기여할 수 있다.

Claims (8)

  1. 탄소 당량 Ceq 가 0.60 ％ 이상 0.85 ％ 미만을 만족하는 성분 조성과,
    면적률로, 페라이트 : 40 ％ 미만, 템퍼드 마텐자이트 및 베이나이트의 합계 : 40 ％ 이상, 잔류 오스테나이트 : 3 ∼ 15 ％, 페라이트, 템퍼드 마텐자이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트의 합계 : 93 ％ 이상인 강 조직을 갖고,
    곡률 반경/판두께 : 4.2 로 폭 (C) 방향을 축으로 압연 (L) 방향으로 90°굽힘 가공했을 때에, 압축측의 강판 표면으로부터 0 ∼ 50 ㎛ 영역 내의 L 단면에 있어서, 템퍼드 마텐자이트의 (판두께 방향의 입경)/(판두께와 직교 방향의 입경) 의 굽힘 가공 전후에서의 변화량이 0.40 이상이고,
    인장 강도가 980 MPa 이상인 강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 성분 조성은, 질량％ 로,
    C : 0.07 ∼ 0.20 ％,
    Si : 0.1 ∼ 2.0 ％,
    Mn : 2.0 ∼ 3.5 ％,
    P : 0.05 ％ 이하,
    S : 0.05 ％ 이하,
    Sol. Al : 0.005 ∼ 0.1 ％, 및
    N : 0.010 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강판.
  3. 제 2 항에 있어서,
    상기 성분 조성은, 추가로 질량％ 로,
    Cr : 1.0 ％ 이하,
    Mo : 0.5 ％ 이하,
    V : 0.5 ％ 이하,
    Ti : 0.5 ％ 이하,
    Nb : 0.5 ％ 이하,
    B : 0.005 ％ 이하,
    Ni : 1.0 ％ 이하,
    Cu : 1.0 ％ 이하,
    Sb : 1.0 ％ 이하,
    Sn : 1.0 ％ 이하,
    Ca : 0.005 ％ 이하, 및
    REM : 0.005 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종을 함유하는 강판.
  4. 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
    강판의 표면에, 전기 아연 도금층, 용융 아연 도금층, 또는 합금화 용융 아연 도금층을 갖는 강판.
  5. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 강판에 대해, 성형 가공 및 용접 중 적어도 일방을 실시하여 이루어지는 부재.
  6. 탄소 당량 Ceq 가 0.60 ％ 이상 0.85 ％ 미만을 만족하고, 또한 제 2 항 또는 제 3 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 마무리 압연 온도를 850 ∼ 950 ℃ 로 하여 열간 압연을 실시하고, 600 ℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 열간 압연 공정과,
    상기 열간 압연 공정 후의 열연 강판을 20 ％ 초과의 압하율로 냉간 압연하는 냉간 압연 공정과,
    상기 냉간 압연 공정 후의 냉연 강판을 750 ℃ 이상의 어닐링 온도까지 가열하고, 30 초 이상 유지하는 어닐링 공정과,
    상기 어닐링 온도로부터 마텐자이트 변태 개시 온도 Ms 까지의 온도역을 평균 냉각 속도 20 ℃/s 이상으로 냉각한 후, 상기 마텐자이트 변태 개시 온도 Ms 로부터 냉각 정지 온도 : (Ms－250 ℃) ∼ (Ms－50 ℃) 까지를 평균 냉각 속도 2 ∼ 15 ℃/s 로 냉각하는 ??칭 공정과,
    300 ∼ 500 ℃ 의 온도역에서 20 초 이상 유지하는 템퍼링 공정과,
    상기 템퍼링 공정 후에, 100 ∼ 300 ℃ 의 온도역에서 20 초 이상 유지하는 열처리 공정을 갖는 강판의 제조 방법.
  7. 제 6 항에 있어서,
    상기 템퍼링 공정 후, 또한 상기 열처리 공정 전에, 강판의 표면에, 전기 아연 도금, 용융 아연 도금, 또는 합금화 용융 아연 도금을 실시하는 도금 공정을 갖는 강판의 제조 방법.
  8. 제 6 항 또는 제 7 항에 기재된 강판의 제조 방법에 의해 제조된 강판에 대해, 성형 가공 및 용접 중 적어도 일방을 실시하는 공정을 갖는 부재의 제조 방법.
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