KR20230134145A

KR20230134145A - 강판, 부재 및 그들의 제조 방법

Info

Publication number: KR20230134145A
Application number: KR1020237028535A
Authority: KR
Inventors: 가츠야 하타; 심페이 요시오카; 신지로 가네코
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2021-03-02
Filing date: 2022-01-28
Publication date: 2023-09-20
Also published as: JP7111281B1; MX2023009117A; US20240132987A1; EP4283007A1; CN116897217A; JPWO2022185805A1

Abstract

성형성, 내지연 파괴 특성 및 내 LME 특성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법의 제공. 질량％ 로, C : 0.24 ％ 이상 0.40 ％ 이하, Si : 0.2 ％ 이상 1.0 ％ 이하, Mn : 1.5 ％ 이상 3.5 ％ 이하, P : 0.002 ％ 이상 0.010 ％ 이하, S : 0.0002 ％ 이상 0.0020 ％ 이하, sol.Al : 0.50 ％ 이하 (0 ％ 는 포함하지 않는다), N : 0.0006 ％ 이상 0.01 ％ 이하를 함유함과 함께, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 면적률로, 마텐자이트 : 40 ％ 이상 78 ％ 이하, 베이나이트 : 20 ％ 이상 58 ％ 이하, 잔류 오스테나이트 : 2 ％ 이상을 함유하는 강 조직을 갖고, 마텐자이트 중 템퍼드 마텐자이트 중의 탄화물의 평균 입경이 0.40 ㎛ 이하이고, 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량이 0.5 질량％ 이상이고, 강판 표면으로부터 판 두께 방향 100 ㎛ 까지의 Si 농도가 1.3 질량％ 이하이고, 인장 강도가 1470 ㎫ 이상인, 강판.

Description

강판, 부재 및 그들의 제조 방법

본 발명은, 자동차, 가전 등에 있어서 냉간 프레스 성형 공정을 거쳐 사용되는 냉간 프레스 성형용으로서 바람직한, 고강도 강판, 그 고강도 강판을 소재로 하는 부재, 및 그들의 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 자동차 차체의 경량화 니즈의 가일층의 고조로부터, 센터 필러 R/F (리인포스먼트) 등의 차체 골격 부품이나 범퍼, 임팩트 빔 부품 등에 대한 인장 강도 TS (이하, 간단히 TS 로만 기재하는 경우도 있다) : 1320 ∼ 1470 ㎫ 급의 고강도 강판의 적용이 진행되고 있다. 또, 가일층의 경량화의 관점에서 1.8 ㎬ 급 혹은 그 이상의 고강도화의 검토도 개시되고 있다. 종래에는, 열간에서 프레스하는 핫 프레스에 의한 고강도화가 정력적으로 검토되어 왔지만, 최근에는 비용·생산성의 관점에서 다시 냉간 프레스로의 고강도 강의 적용이 검토되고 있다.

그러나, TS : 1470 ㎫ 급 이상의 고강도 강판을 냉간 프레스에 의해 성형하고자 한 경우, 연성의 저하에서 기인하여 프레스 균열이 발생하기 쉬워져, 비교적 단순한 형상의 부품에 대한 적용에 머물러 있다. 이 때문에, 고강도 강판에는 종래와 비교하여 성형성이 우수한 것이 요구된다. 또, TS : 1470 ㎫ 급 이상의 고강도 강판을 냉간 프레스에 의해 성형하여 부품으로 한 경우, 부품 내에서의 잔류 응력의 증가나 소재 그 자체에 의한 내지연 파괴 특성의 열화에 의해, 지연 파괴가 현재화된다. 지연 파괴란, 부품에 높은 응력이 가해진 상태에서 부품이 수소 침입 환경하에 놓여졌을 때, 수소가 강판 내에 침입하여, 원자간 결합력을 저하시키는 것이나 국소적인 변형을 발생시키는 것에 의해 미소 균열이 발생하고, 그것이 진전함으로써 파괴에 이르는 현상이다.

또한 최근 들어, 자동차의 차체나 부품을 조립할 때에, 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판에 스폿 용접을 실시하거나, 고강도 냉연 강판과 아연 도금 강판을 스폿 용접하거나 하면, 용접부에서 용융 금속 취화 균열 (LMEC : Liquid Metal Embrittlement Cracking, 이하 LME 균열이라고도 한다.) 이 발생하는 것이 확인되고 있다. LME 균열은, 스폿 용접시에 아연 도금층의 아연이 용융되고, 용접부의 강 조직의 결정립계에 용융 아연이 침입하여, 용접 전극을 개방할 때에 발생하는 응력이 작용함으로써 발생하는 균열이다. 아연 도금을 실시하지 않은 고강도 냉연 강판이어도, 아연 도금 강판과 스폿 용접할 때에, 아연 도금 강판에서 용융된 아연이 고강도 냉연 강판에 접함으로써 LME 균열이 발생하는 경우가 있다. TS 가 780 ㎫ 이상인 고강도 강판에서는 Si 함유량이 높기 때문에, LME 균열의 발생 리스크가 염려되고 있다.

또, 자동차 부품에 대한 적용을 목적으로 하여 다양한 고강도 강판이 개발되고 있다. 예를 들어, 특허문헌 1 에는 합금 성분을 규정하고, 강 조직에 베이나이트와 템퍼드 마텐자이트를 주상으로 하고 강 형상이 우수한 고강도 강판이 개시되어 있다.

특허문헌 2 에는 우수한 성형성을 갖는 고강도 강판이 개시되어 있다.

특허문헌 3 에는 표층 조직을 페라이트 및 베이나이트를 주상으로 함으로써, 성형성과 내수소 취화 특성을 높은 레벨로 양립할 수 있는 고강도 강판이 개시되어 있다.

일본 특허공보 제6291289호 일본 특허공보 제6288394호 일본 특허공보 제6635236호

그러나, 특허문헌 1 의 기술에서는, C 량이 저위이고, TS : 1470 ㎫ 급의 강도가 얻어지지 않을 우려가 있다. 또, 잔류 오스테나이트가 적고, 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량이 낮기 때문에 연성도 열화될 우려가 있다.

특허문헌 2 의 기술에서는, 냉각 속도가 저위이고, 고온에서 템퍼링되는 자기 템퍼드 마텐자이트를 포함하기 때문에, 자기 템퍼드 마텐자이트 중의 탄화물이 조대화되어 내지연 파괴 특성을 열화시킬 우려가 있다. 또한 마텐자이트의 템퍼링 온도가 높아, TS : 1470 ㎫ 급의 강도가 얻어지지 않을 우려가 있다. 또, 템퍼드 마텐자이트 중의 탄화물이 조대화되어 내지연 파괴 특성을 열화시킬 우려가 있다.

특허문헌 3 의 기술에서는, 표층에 있어서의 마텐자이트가 30 ％ 이하로 적고, 이 마텐자이트는 페라이트 변태시에 탄소가 γ 로 농화된 경질의 마텐자이트인 것으로 추정된다. 그 때문에, 이 마텐자이트가 균열의 기점이 되기 쉬워 내지연 파괴 특성이 열화될 우려가 있다.

본 발명은, 이와 같은 문제를 해결하기 위해 이루어진 것으로, 1470 ㎫ 이상의 인장 강도 (TS ≥ 1470 ㎫) 를 갖고, 성형성이 우수하고, 내지연 파괴 특성이 우수하고, 나아가 내 LME 특성이 우수한 강판, 부재 및 그들의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

또한, 인장 강도는, 압연 방향이 길이 방향이 되도록 JIS 5호 인장 시험편을 잘라내고, JIS Z2241 에 준거한 인장 시험에 의해 얻어지는 인장 강도 TS 이다.

또, 성형성이 우수하다란, 압연 방향이 길이 방향이 되도록 JIS 5호 인장 시험편을 잘라내고, JIS Z2241 에 준거한 인장 시험에 의해 얻어지는 연신 El 이 11 ％ 이상인 것을 가리킨다.

또, 내지연 파괴 특성이 우수하다란, 이하의 평가에 의해 파괴가 없는 것을 가리킨다.

(1) 강판의 코일폭 1/4 위치로부터 압연 직각 방향 : 100 ㎜, 압연 방향 30 ㎜ 의 단책 (短冊) 시험편을 채취한다.

(2) 100 ㎜ 길이의 단면의 잘라냄 가공은 전단 가공으로 하고, 전단 가공인 채의 상태에서 (버를 제거하는 기계 가공을 실시하지 않고), 버가 굽힘 외주측이 되도록 굽힘 가공을 실시하고, 그 굽힘 성형시의 시험편 형상을 유지하여 볼트로 시험편을 고정시킨다.

전단 가공의 클리어런스는 15 ％, 레이크각은 0 도로 한다.

굽힘 가공은, 선단 굽힘 반경 R 과 판 두께 t 로 했을 때에 R/t ＝ 4 가 되는 굽힘 반경 (예를 들어 판 두께 t : 2.0 ㎜ 이면 펀치 선단 반경 : 8.0 ㎜ 의 펀치로 굽힘 성형) 으로 선단 내각이 90 도 (V 굽힘) 가 되도록 실시한다.

펀치는 선단이 상기의 반경이고 U 자 형상 (선단 R 부분이 반원 형상이고 펀치 동부 (胴部) 는 두께가 2R) 인 것을 사용하고, 다이의 코너 R 은 30 ㎜ 인 것을 사용한다.

펀치가 강판을 압입하는 깊이를 조정하여, 선단의 굽힘 각도가 90 도 (V 자 형상) 가 되도록 성형한다.

볼트 체결은 굽힘 성형시의 직편부의 플랜지 단부끼리의 거리가 굽힘 성형했을 때와 동일한 거리가 되도록 (스프링 백에 의한 직편부의 개구를 캔슬 아웃하도록) 유압 잭으로 시험편을 끼워 조이고, 그 상태에서 볼트 체결한다.

볼트는 미리 단책 시험편의 단변 에지로부터 10 ㎜ 내측에 형성한 타원 형상 (단축 10 ㎜, 장축 15 ㎜) 의 구멍에 통과시켜 고정시킨다.

(3) 얻어진 볼트 체결 후의 시험편을 1 개당 1 L 이상의 pH 가 3 인 염산 (염화수소 수용액) 에 침지하고, 수용액 온도 25 ℃ 의 조건에서 pH 를 일정 관리하여 시험을 실시한다.

육안 혹은 카메라로, 상시 육안으로 확인할 수 있는 레벨 (1 ㎜ 길이 이상) 의 미소 균열 (지연 파괴의 초기 상태) 의 유무를 확인하고, 침지 개시로부터 미소 균열이 발생하기 시작할 때까지의 시간을 지연 파괴 시간으로서 측정한다.

(4) 침지 개시 후, 10^{(－0.0055 × (TS － 1760) ＋ 0.3)} 시간 (10 의 (－0.0055 × (TS － 1760) ＋ 0.3) 승 시간) 경과해도 파괴되어 있지 않은 것은, 파괴 없음으로 판단한다.

또, 내 LME 특성이 우수하다란, 이하의 저항 용접 균열 시험에 의해 0.1 ㎜ 이상의 균열이 확인되지 않는 것을 가리킨다.

(1) 강판의 압연 방향과 직각 방향을 길이로 하여, 30 ㎜ × 100 ㎜ 로 절단한 시험편을 1 장 사용하고, 다른 1 장은 980 ㎫ 급의 용융 아연 도금 강판을 사용하여 저항 용접 (스폿 용접) 을 실시한다.

용접기에는 2 장의 강판을 겹친 판 세트에 대해, 용접 건에 장착된 서보 모터 가압식으로 단상 교류 (50 ㎐) 의 저항 용접기를 사용하여 판 세트를 5°기울인 상태에서 저항 스폿 용접을 실시한다.

용접 조건은 가압력을 3.8 kN, 홀드 시간을 0.2 초로 한다. 또, 용접 전류를 5.7 ∼ 6.2 kA, 통전 시간을 21 사이클, 홀드 시간을 5 사이클로 한다.

(2) 용접 후에는 시험편을 반절하여, 단면을 광학 현미경으로 관찰한다.

(3) 0.1 ㎜ 이상의 균열이 확인되지 않는 것을 내 LME 특성이 우수한 것으로 한다.

본 발명자들은, 상기의 과제를 해결하기 위해 성의 검토를 거듭한 결과, 이하의 지견을 얻었다.

i) 마텐자이트를 활용하여 고강도화를 도모함과 함께, 0.24 질량％ 이상으로 C 함유량을 많게 한 데다가, 베이나이트 변태를 활용함으로써 잔류 오스테나이트를 확보할 수 있고, 우수한 성형성을 갖는 인장 강도가 1470 ㎫ 이상 (TS ≥ 1470 ㎫) 인 고강도 강판이 얻어지는 것을 알아냈다.

ii) 마텐자이트 중, 템퍼드 마텐자이트 중의 탄화물의 조대화를 억제함으로써 TS ≥ 1470 ㎫ 의 고강도 강판에서 내지연 파괴 특성을 향상시킬 수 있는 것이 판명되었다.

iii) 탄화물의 입경을 적절히 제어하기 위해서는, C, Si, Mn 의 함유량과 베이나이트 변태 후의 냉각 속도와 템퍼링 온도의 적정화가 필요한 것이 판명되었다.

iv) 표층 부근의 Si 의 농화를 억제함으로써, 액체 금속 취화가 일어나기 어렵고, 결과적으로, 우수한 저항 용접성 (저항 용접시에 균열이 발생하기 어렵다) 을 나타내는 것이 판명되었다.

본 발명은 이상의 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 구체적으로는 이하의 것을 제공한다.

[1] 질량％ 로,

C : 0.24 ％ 이상 0.40 ％ 이하,

Si : 0.2 ％ 이상 1.0 ％ 이하,

Mn : 1.5 ％ 이상 3.5 ％ 이하,

P : 0.002 ％ 이상 0.010 ％ 이하,

S : 0.0002 ％ 이상 0.0020 ％ 이하,

sol.Al : 0.50 ％ 이하 (0 ％ 는 포함하지 않는다),

N : 0.0006 ％ 이상 0.01 ％ 이하를 함유함과 함께, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,

면적률로, 마텐자이트 : 40 ％ 이상 78 ％ 이하, 베이나이트 : 20 ％ 이상 58 ％ 이하, 잔류 오스테나이트 : 2 ％ 이상을 함유하는 강 조직을 갖고,

상기 마텐자이트 중 템퍼드 마텐자이트 중의 탄화물의 평균 입경이 0.40 ㎛ 이하이고,

상기 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량이 0.5 질량％ 이상이고,

강판 표면으로부터 판 두께 방향 100 ㎛ 까지의 Si 농도가 1.3 질량％ 이하이고,

인장 강도가 1470 ㎫ 이상인, 강판.

[2] 상기 베이나이트와 상기 마텐자이트의 미소 경도의 경도차가 1.5 ㎬ 이상인, 상기 [1] 에 기재된 강판.

[3] 상기 성분 조성으로서, 추가로 질량％ 로,

Nb : 0.1 ％ 이하,

Ti : 0.10 ％ 이하,

B : 0.0050 ％ 이하,

Cu : 1 ％ 이하 및

Ni : 1 ％ 이하 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는, 상기 [1] 또는 [2] 에 기재된 강판.

[4] 상기 성분 조성으로서, 추가로 질량％ 로,

Cr : 1.0 ％ 이하,

Mo : 0.3 ％ 미만,

V : 0.45 ％ 이하,

Zr : 0.2 ％ 이하 및

W : 0.2 ％ 이하 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는, 상기 [1] ∼ [3] 중 어느 하나에 기재된 강판.

[5] 상기 성분 조성으로서, 추가로 질량％ 로,

Sb : 0.1 ％ 이하 및

Sn : 0.1 ％ 이하에서 선택한 1 종 또는 2 종을 함유하는, 상기 [1] ∼ [4] 중 어느 하나에 기재된 강판.

[6] 상기 성분 조성으로서, 추가로 질량％ 로,

Ca : 0.0050 ％ 이하,

Mg : 0.01 ％ 이하,

REM : 0.01 ％ 이하에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는, 상기 [1] ∼ [5] 중 어느 하나에 기재된 강판.

[7] 강판 표면에 도금층을 갖는 상기 [1] ∼ [6] 중 어느 하나에 기재된 강판.

[8] [1] ∼ [7] 중 어느 하나에 기재된 강판에 대해, 성형 가공 및 접합 가공의 적어도 일방을 실시하여 이루어지는 부재.

[9] 상기 [1] ∼ [6] 중 어느 하나에 기재된 강판을 제조하는 강판의 제조 방법으로서,

강 슬래브를 열간 압연함으로써 열연 강판을 얻는 열간 압연 공정과,

상기 열간 압연 공정 후, 상기 열연 강판을 냉간 압연함으로써 냉연 강판을 얻는 냉간 압연 공정과,

상기 냉간 압연 공정 후, 상기 냉연 강판을, 노점이 －60 ℃ 이상 －20 ℃ 이하인 분위기하에서, Ac₃ 점 이상의 어닐링 온도에서 균열 시간을 15 초 이상으로 하여 어닐링한 후,

Ms 점 이상 (Ms 점 ＋ 200 ℃) 이하의 유지 온도까지 제 1 평균 냉각 속도 : 5 ℃/초 이상으로 냉각시키고, 상기 유지 온도에서 유지 시간을 1 초 이상 1000 초 이하로 하여 유지하고,

250 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 제 2 평균 냉각 속도 : 5 ℃/초 이상으로 냉각시키는 연속 어닐링 공정과,

상기 연속 어닐링 공정 후, 150 ℃ 이상 250 ℃ 이하의 온도역에서 30 초 이상 1500 초 이하 유지하는 과시효 처리 공정을 포함하는, 강판의 제조 방법.

[10] 상기 과시효 처리 공정 전 또는 후에, 강판 표면에 도금 처리를 실시하는 도금 공정을 갖는 상기 [9] 에 기재된 강판의 제조 방법.

[11] 상기 [9] 또는 [10] 에 기재된 강판의 제조 방법에 의해 제조된 강판에 대해, 성형 가공 및 접합 가공의 적어도 일방을 실시하는 공정을 갖는 부재의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 성형성이 우수하고, 내지연 파괴 특성이 우수하고, 나아가 내 LME 특성이 우수한 고강도 강판이 얻어진다. 이 특성의 개선에 의해, 냉간 프레스 성형 용도에서의 고강도 강판의 난성형 부품에 대한 적용이 가능해져, 부품 강도의 향상이나 경량화에 공헌한다.

이하, 본 발명의 실시형태에 대해 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시형태에 한정되지 않는다.

본 발명의 강판은, 질량％ 로, C : 0.24 ％ 이상 0.40 ％ 이하, Si : 0.2 ％ 이상 1.0 ％ 이하, Mn : 1.5 ％ 이상 3.5 ％ 이하, P : 0.002 ％ 이상 0.010 ％ 이하, S : 0.0002 ％ 이상 0.0020 ％ 이하, sol.Al : 0.50 ％ 이하 (0 ％ 는 포함하지 않는다), N : 0.0006 ％ 이상 0.01 ％ 이하를 함유함과 함께, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 면적률로, 마텐자이트 : 40 ％ 이상 78 ％ 이하, 베이나이트 : 20 ％ 이상 58 ％ 이하, 잔류 오스테나이트 : 2 ％ 이상을 함유하고,

상기 마텐자이트 중 템퍼드 마텐자이트 중의 탄화물의 입경이 0.40 ㎛ 이하이고, 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량이 0.5 질량％ 이상이고, 강판 표면으로부터 판 두께 방향 100 ㎛ 까지의 Si 농도 (표층의 Si 의 농화부의 농도) 가 1.3 질량％ 이하이고, 인장 강도가 1470 ㎫ 이상이다.

성분 조성

먼저 각 성분의 함유량에 대해 설명한다. 성분의 함유량을 나타내는「％」는, 특별히 설명이 없는 한,「질량％」를 의미한다.

C : 0.24 ％ 이상 0.40 ％ 이하

C 는 마텐자이트 혹은 베이나이트의 강도를 상승시켜, TS ≥ 1470 ㎫ 을 확보하는 관점에서 함유한다. 또, 템퍼드 마텐자이트, 베이나이트 내부에 수소의 트랩 사이트가 되는 미세한 탄화물을 생성시키는 관점에서 C 를 함유한다. C 함유량이 0.24 ％ 미만에서는, 우수한 내지연 파괴 특성을 유지하여 소정의 강도를 얻을 수 없게 된다. 우수한 내지연 파괴 특성을 유지하여 TS ≥ 1470 ㎫ 을 얻는 관점에서는, C 함유량은 0.24 ％ 이상으로 한다. C 가 0.40 ％ 를 초과하면 강도가 지나치게 높아져 충분한 내지연 파괴 특성을 얻는 것이 어려워진다. 따라서, C 는 0.24 ％ 이상 0.40 ％ 이하로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.25 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.26 ％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.28 ％ 이상이다. 또, C 함유량은, 바람직하게는 0.37 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.35 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.33 ％ 이하이다.

Si : 0.2 ％ 이상 1.0 ％ 이하

Si 는 고용 강화에 의한 강화 원소로서, 또, 베이나이트 변태 중의 탄화물 석출을 억제하여, 잔류 오스테나이트를 얻는 관점에서 Si 를 함유한다. 또, Si 의 함유량을 저감시키면 아연의 융점이 상승하기 때문에, 스폿 용접시의 아연의 입계 침식을 억제하여, 내 LME 특성을 향상시킬 수 있다. Si 의 함유량이 0.2 ％ 미만에서는 베이나이트 변태 중의 탄화물의 석출량이 증가하고, 잔류 오스테나이트량이 적어 성형성이 열화된다. Si 함유량은, 바람직하게는 0.3 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.4 ％ 이상이다. 한편, Si 의 함유량은 용접의 안전성의 관점, 및 표층 Si 농도를 소정의 범위로 제어하는 관점에서 1.0 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.8 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.7 ％ 이하이다.

Mn : 1.5 ％ 이상 3.5 ％ 이하

Mn 은 강의 ??칭성을 향상시키고, 마텐자이트 및 베이나이트의 합계 면적률을 소정 범위로 하기 위해 함유한다. 또, 강 중의 S 를 MnS 로서 고정시켜, 열간 취성을 경감시키기 위해 Mn 을 함유한다. Mn 은, 판 두께 중앙부에서의 MnS 의 생성·조대화를 특히 조장하는 원소이며, Al₂O₃, (Nb, Ti)(C, N), TiN, TiS 등의 개재물 입자와 복합하여 석출되지만, Mn 의 편석 상태를 제어함으로써 이들은 회피할 수 있다. 또, 잔류 오스테나이트를 안정화시켜, 잔류 오스테나이트를 얻기 위해 1.5 ％ 이상 함유한다. 단, 용접성의 안정성으로부터 Mn 함유량은 3.5 ％ 를 상한으로 한다. 또, 충분한 내지연 파괴 특성을 얻는다는 점에서도, Mn 함유량은 3.5 ％ 를 상한으로 한다. 이상으로부터, Mn 함유량은 1.5 ％ 이상 3.5 ％ 이하로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 1.8 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 2.1 ％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 2.3 ％ 이상이다. 또, Mn 함유량은, 바람직하게는 3.3 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 3.1 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 3.0 ％ 이하이다.

P : 0.002 ％ 이상 0.010 ％ 이하

P 는 강을 강화하는 원소이지만, 그 함유량이 많으면 내지연 파괴 특성이나 스폿 용접성이 현저하게 열화된다. 따라서, P 함유량은 0.010 ％ 이하로 한다. 또, 상기의 관점에서 P 함유량은 0.006 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 현재 공업적으로 실시 가능한 하한은 0.002 ％ 이다. 이상으로부터, P 함유량은 0.002 ％ 이상 0.010 ％ 이하로 한다.

S : 0.0002 ％ 이상 0.0020 ％ 이하

S 는 MnS, TiS, Ti(C, S) 등의 형성을 통하여 내지연 파괴 특성에 큰 영향을 미치므로, 정밀하게 제어될 필요가 있다. 개재물군에 의한 폐해를 경감시키기 위해, S 함유량은 적어도 0.0020 ％ 이하로 할 필요가 있다. 내지연 파괴 특성 개선의 관점에서 S 는 0.0010 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 현재 공업적으로 실시 가능한 하한은 0.0002 ％ 이다. 이상으로부터, S 함유량은 0.0002 ％ 이상 0.0020 ％ 이하로 한다.

sol.Al : 0.50 ％ 이하 (0 ％ 는 포함하지 않는다)

Al 은 충분한 탈산을 실시하여, 강 중 개재물을 저감시키기 위해 함유한다. 안정적으로 탈산을 실시하기 위해, sol.Al 은 0.005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, sol.Al 이 0.50 ％ 초과가 되면, 권취시에 생성된 시멘타이트가 어닐링 과정에서 고용되기 어려워져, 내지연 파괴 특성이 열화된다. 따라서, sol.Al 함유량은 0.50 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.45 ％ 이하로 한다.

N : 0.0006 ％ 이상 0.01 ％ 이하

N 은 강 중에서 TiN, (Nb, Ti)(C, N), AlN 등의 질화물, 탄질화물계의 개재물을 형성하는 원소이며, 이들의 생성을 통하여 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 이들 개재물은, 본 발명에서 규정하는 강 조직을 얻는 것을 방해하여, 내지연 파괴 특성에 악영향을 준다. 이와 같은 악영향을 작게 하기 위해, N 은 적어도 0.01 ％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 N 함유량은 0.0055 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0050 ％ 이하이다. 현재 공업적으로 실시 가능한 하한은 0.0006 ％ 이다.

상기 이외의 잔부는, Fe (철) 및 불가피적 불순물을 포함하는 성분 조성을 갖는다. 여기서, 본 발명의 강판은, 상기 기본 성분을 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 것이 바람직하다. 또한, 이하의 임의 원소를 함유해도 된다. 이하의 임의 원소를 바람직한 하한값 미만으로 포함하는 경우, 임의 원소를 불가피적 불순물로서 포함하는 것으로 할 수 있다.

Nb : 0.1 ％ 이하

Nb 는 마텐자이트나 베이나이트의 내부 구조의 미세화를 통하여 고강도화에 기여함과 함께, 전술한 바와 같이 내지연 파괴 특성을 개선한다. 이와 같은 관점에서 Nb 를 0.001 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하고, 0.005 ％ 이상 함유하는 것이 보다 바람직하다. Nb 의 함유량이 0.1 ％ 보다 과잉이 되면 압연 방향으로 점렬상으로 분포된 Nb 계의 개재물군이 다량으로 생성되어, 내지연 파괴 특성에 악영향을 미칠 것이 생각된다. 이와 같은 악영향을 경감시키기 위해, Nb 를 함유하는 경우, Nb 의 함유량은 0.1 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 Nb 함유량은 0.08 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.06 ％ 이하이다.

Ti : 0.10 ％ 이하

Ti 는 마텐자이트나 베이나이트의 내부 구조의 미세화를 통하여 고강도화에 기여한다. 또, 수소 트랩 사이트가 되는 미세한 Ti 계 탄화물·탄질화물의 형성을 통하여 내지연 파괴 특성을 개선한다. 또, 주조성을 개선한다. 이와 같은 관점에서 Ti 함유량은 0.002 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.005 ％ 이상 함유하는 것이 보다 바람직하다. Ti 함유량이 과잉이 되면 압연 방향으로 점렬상으로 분포된 Ti 계의 개재물 입자군이 다량으로 생성되어, 내지연 파괴 특성에 악영향을 미칠 것이 생각된다. 이와 같은 악영향을 경감시키기 위해, Ti 를 함유하는 경우, Ti 의 함유량은 0.10 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 Ti 함유량은 0.07 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다.

B : 0.0050 ％ 이하

B 는 강의 ??칭성을 향상시키는 원소이며, 적은 Mn 함유량으로도 소정의 면적률의 마텐자이트나 베이나이트를 생성시키는 이점을 갖는다. 이와 같은 B 의 효과를 얻으려면, B 함유량은 0.0001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.0005 ％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. B 는, N 을 고정시키는 관점에서 0.002 ％ 이상의 Ti 와 복합 함유하는 것이 바람직하다. 한편, B 를 0.0050 ％ 초과로 함유하면, 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 어닐링시의 시멘타이트의 고용 속도를 지연시켜, 미고용의 시멘타이트를 잔존시킴으로써 내지연 파괴 특성이 열화된다. 따라서, B 를 함유하는 경우, B 함유량은 0.0050 ％ 이하로 하고, 0.0035 ％ 미만인 것이 바람직하다.

Cu : 1 ％ 이하

Cu 는 자동차의 사용 환경에서의 내식성을 향상시킨다. 또, Cu 함유에 의해, 부식 생성물이 강판 표면을 피복하여 강판으로의 수소 침입을 억제하는 효과가 있다. 또, Cu 는 스크랩을 원료로서 활용할 때에 혼입되는 원소이며, Cu 의 혼입을 허용함으로써 리사이클 자재를 원료 자재로서 활용할 수 있어, 제조 비용을 삭감할 수 있다. Cu 는 상기의 관점에서 0.01 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하고, 나아가 내지연 파괴 특성 향상의 관점에서는 Cu 는 0.05 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, Cu 함유량이 1 ％ 를 초과하면 표면 결함의 원인이 된다. 그 때문에, Cu 를 함유하는 경우, Cu 함유량은 1 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 Cu 함유량은 0.40 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.30 ％ 이하이다.

Ni : 1 ％ 이하

Ni 도 내식성을 향상시키는 작용이 있는 원소이다. 또, Ni 는 Cu 를 함유시키는 경우에 발생하기 쉬운 표면 결함을 저감시키는 작용이 있다. 따라서, Ni 는 상기의 관점에서 0.01 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하고, 0.02 ％ 이상 함유하는 것이 보다 바람직하다. 그러나, Ni 함유량이 1 ％ 를 초과하면, 가열로 내에서의 스케일 생성이 불균일해져 표면 결함의 원인이 됨과 함께, 현저한 비용 증가가 된다. 따라서, Ni 를 함유하는 경우, Ni 함유량은 1 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 Ni 함유량은 0.20 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.10 ％ 이하이다.

Cr : 1.0 ％ 이하

Cr 은 강의 ??칭성을 향상시키는 효과를 얻기 위해 첨가할 수 있다. 그 효과를 얻으려면, Cr 을 0.01 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하고, 0.02 ％ 이상 함유하는 것이 보다 바람직하다. 그러나, Cr 함유량이 1.0 ％ 를 초과하면 어닐링시의 시멘타이트의 고용 속도를 지연시켜, 미고용의 시멘타이트를 잔존시킴으로써 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 또, 내공식성도 열화시킨다. 나아가 화성 처리성도 열화시킨다. 따라서, Cr 을 함유하는 경우, Cr 함유량은 1.0 ％ 이하로 한다. 내지연 파괴 특성, 내공식성, 화성 처리성은 모두 Cr 함유량이 0.8 ％ 초과에서 열화되기 시작하는 경향이 있기 때문에, 이들을 방지하는 관점에서, Cr 함유량은 0.8 ％ 이하인 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 Cr 함유량은 0.6 ％ 이하이고, 보다 더욱 바람직하게는 0.4 ％ 이하이다.

Mo : 0.3 ％ 미만

Mo 는, 강의 ??칭성을 향상시키는 효과, 수소 트랩 사이트가 되는 Mo 를 포함하는 미세한 탄화물을 생성시키는 효과, 및 마텐자이트를 미세화시키는 것에 의한 내지연 파괴 특성의 개선의 효과를 얻을 목적에서 첨가할 수 있다. Nb, Ti 를 다량으로 첨가하면 이들의 조대 석출물이 생성되어, 오히려 내지연 파괴 특성은 열화되지만, Mo 의 고용 한계량은 Nb, Ti 와 비교하면 크다. Nb, Ti 와 복합으로 첨가하면 이들과 Mo 가 복합된 미세 석출물을 형성하여, 조직을 미세화시키는 작용이 있다. 따라서, 소량의 Nb, Ti 첨가에 더하여 Mo 를 복합 첨가함으로써 조대한 석출물을 잔존시키지 않고 조직을 미세화시키면서 미세 탄화물을 다량으로 분산시키는 것이 가능해져, 내지연 파괴 특성을 향상시키는 것이 가능해진다. 그 효과를 얻기 위해, Mo 는 0.01 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하고, 0.02 ％ 이상 함유하는 것이 보다 바람직하다. 그러나, Mo 를 0.3 ％ 이상 함유하면 화성 처리성이 열화된다. 따라서, Mo 를 함유하는 경우, Mo 는 0.3 ％ 미만으로 한다. 바람직하게는 Mo 함유량은 0.2 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.1 ％ 이하이다.

V : 0.45 ％ 이하

V 는 강의 ??칭성을 향상시키는 효과, 수소 트랩 사이트가 되는 V 를 포함하는 미세한 탄화물을 생성시키는 효과, 및 마텐자이트를 미세화시키는 것에 의한 내지연 파괴 특성의 개선 효과를 얻을 목적에서 첨가할 수 있다. 그 효과를 얻기 위해, V 함유량을 0.003 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.005 ％ 이상 함유하는 것이 보다 바람직하다. 그러나, V 를 0.45 ％ 초과 함유하면, 주조성이 현저하게 열화된다. 따라서, V 를 함유하는 경우, V 함유량은 0.45 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 V 함유량은 0.2 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.1 ％ 이하이다.

Zr : 0.2 ％ 이하

Zr 은, 구 γ 입경의 미세화나 그것에 의한 마텐자이트나 베이나이트의 내부 구조 단위인 블록 사이즈, 베인 입경 등의 저감을 통하여 고강도화에 기여함과 함께 내지연 파괴 특성을 개선한다. 또, 수소 트랩 사이트가 되는 미세한 Zr 계 탄화물·탄질화물의 형성을 통하여 고강도화와 함께 내지연 파괴 특성을 개선한다. 또, 주조성을 개선한다. 이와 같은 관점에서, Zr 함유량은 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.005 ％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 단, Zr 을 다량으로 첨가하면 열간 압연 공정의 슬래브 가열시에 미고용으로 잔존하는 ZrN, ZrS 계의 조대한 석출물이 증가하여, 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 이 때문에, Zr 을 함유하는 경우, Zr 함유량은 0.2 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 Zr 함유량은 0.05 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.01 ％ 이하이다.

W : 0.2 ％ 이하

W 는 수소의 트랩 사이트가 되는 미세한 W 계 탄화물·탄질화물의 형성을 통하여, 고강도화와 함께 내지연 파괴 특성의 개선에 기여한다. 이와 같은 관점에서, W 는 0.005 ％ 이상으로 함유하는 것이 바람직하고, 0.01 ％ 이상 함유하는 것이 보다 바람직하다. 단, W 를 0.2 ％ 초과 함유하면, 열간 압연 공정의 슬래브 가열시에 미고용으로 잔존하는 조대한 석출물이 증가하여, 내지연 파괴 특성이 열화된다. 이 때문에, W 를 함유하는 경우, W 함유량은 0.2 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 W 함유량은 0.1 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다.

Sb : 0.1 ％ 이하

Sb 는 표층의 산화나 질화를 억제하여, 그것에 의한 C 나 B 의 저감을 억제한다. C 나 B 의 저감이 억제됨으로써 표층의 페라이트 생성을 억제하여, 고강도화와 내지연 파괴 특성의 개선에 기여한다. 이와 같은 관점에서, Sb 함유량은 0.002 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.005 ％ 이상 함유하는 것이 보다 바람직하다. 단, Sb 함유량이 0.1 ％ 를 초과하면 주조성이 열화되고, 또, 구 γ 입계에 Sb 가 편석되어 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 이 때문에, Sb 를 함유하는 경우, Sb 함유량은 0.1 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 Sb 함유량은 0.06 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.04 ％ 이하이다.

Sn : 0.1 ％ 이하

Sn 은 표층의 산화나 질화를 억제하여, 그것에 의한 C 나 B 의 표층에 있어서의 함유량의 저감을 억제한다. C 나 B 의 저감이 억제됨으로써 표층의 페라이트 생성을 억제하여, 고강도화와 내지연 파괴 특성의 개선에 기여한다. 이와 같은 관점에서 Sn 함유량은 0.002 ％ 이상인 것이 바람직하고, 0.004 ％ 이상 함유하는 것이 보다 바람직하다. 단, Sn 함유량이 0.1 ％ 를 초과하면 주조성이 열화되고, 또, 구 γ 입계에 Sn 이 편석되어 내지연 파괴 특성이 열화된다. 이 때문에, Sn 을 함유하는 경우, Sn 함유량은 0.1 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 Sn 함유량은 0.04 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.02 ％ 이하이다.

Ca : 0.0050 ％ 이하

Ca 는 S 를 CaS 로서 고정시켜, 내지연 파괴 특성을 개선한다. 이 효과를 얻기 위해, Ca 를 0.0001 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 Ca 함유량은 0.0005 ％ 이상이다. 단, Ca 를 0.0050 ％ 초과 함유하면 표면 품질이나 굽힘성을 열화시킨다. 이 때문에, Ca 를 함유하는 경우, Ca 함유량은 0.0050 ％ 이하로 한다.

Mg : 0.01 ％ 이하

Mg 는 MgO 로서 O 를 고정시켜, 내지연 파괴 특성을 개선한다. 이 효과를 얻기 위해, Mg 를 0.0001 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 단, Mg 를 0.01 ％ 초과 함유하면, 표면 품질이나 굽힘성을 열화시킨다. 이 때문에, Mg 를 함유하는 경우, Mg 함유량은 0.01 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 Mg 함유량은 0.005 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.001 ％ 이하이다.

REM : 0.01 ％ 이하

REM 은 개재물을 미세화시켜, 파괴의 기점을 감소시킴으로써 굽힘성이나 내지연 파괴 특성을 개선한다. 이 효과를 얻기 위해, REM 을 0.0001 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 단, REM 을 0.01 ％ 초과 함유하면, 반대로 개재물이 조대화되어 굽힘성이나 내지연 파괴 특성이 열화된다. 이 때문에, REM 을 함유하는 경우, REM 함유량은 0.01 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 REM 함유량은 0.004 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.002 ％ 이하이다.

강 조직

본 발명의 강판의 강 조직은, 이하의 구성을 구비한다.

(구성 1) 면적률로, 마텐자이트가 40 ％ 이상 78 ％ 이하, 베이나이트가 20 ％ 이상 58 ％ 이하, 잔류 오스테나이트가 2 ％ 이상을 함유한다.

(구성 2) 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량이 0.5 질량％ 이상이다.

(구성 3) 마텐자이트 중 템퍼드 마텐자이트 중의 탄화물의 평균 입경이 0.40 ㎛ 이하이다.

(구성 4 (바람직한 요건)) 베이나이트와 마텐자이트의 미소 경도의 경도차가 1.5 ㎬ 이상이다.

TS ≥ 1470 ㎫ 의 높은 강도를 얻기 위해, 강 조직에 있어서의 마텐자이트의 면적률을 40 ％ 이상으로 한다. 이보다 적으면, 베이나이트나 잔류 오스테나이트가 많아져, 강도가 저하된다. 보다 높은 TS 를 얻기 위해 바람직하게는 50 ％ 이상이다. 한편, 마텐자이트가 78 ％ 보다 많아지면, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트가 부족하여 성형성이 저하된다. 보다 높은 성형성을 얻기 위해, 마텐자이트의 면적률은, 바람직하게는 70 ％ 이하이다. 또한, 본 발명에 있어서는, 마텐자이트는 탄화물이 석출된 템퍼드 마텐자이트를 포함하고 있다.

베이나이트는, 강도와 성형성이 우수한 조직이다. 높은 성형성을 얻기 위해 베이나이트의 면적률은 20 ％ 이상으로 한다. 이보다 적으면 마텐자이트가 많아져 성형성이 저하된다. 베이나이트의 생성에 수반하여 잔류 오스테나이트가 증가하기 때문에, 베이나이트의 면적률은, 바람직하게는 30 ％ 이상이다. 한편으로, 베이나이트가 58 ％ 보다 많아지면 마텐자이트가 감소하여 강도가 저하된다. 이 때문에, 베이나이트는 58 ％ 이하이고, 보다 우수한 강도를 얻기 위해, 바람직하게는 50 ％ 이하이다.

잔류 오스테나이트는, 강도와 연성의 밸런스를 높인다. 잔류 오스테나이트가 2 ％ 미만에서는, 양호한 강도와 연성의 밸런스가 얻어지지 않는다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 면적률은 2 ％ 이상이고, 보다 양호한 강도와 연성의 밸런스를 얻기 위해, 잔류 오스테나이트의 면적률은, 바람직하게는 3 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 4 ％ 이상이다. 상한은 규정하지 않지만, 잔류 오스테나이트가 과잉이면 성형시에 마텐자이트 변태되어, 지연 파괴의 기점이 증가한다. 잔류 오스테나이트의 면적률은 바람직하게는 20 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 15 ％ 이하이다. 또, 본 발명에 있어서, 잔류 오스테나이트는 하기 조건의 (구성 2) 를 만족한다.

페라이트가 존재하면, 페라이트는 매우 연질이기 때문에, 강도가 저하된다. 또, 마텐자이트와의 경도차가 크기 때문에, 변형시에 변형이 마텐자이트와 페라이트의 계면에 집중되고, 파괴의 기점이 되어, 내지연 파괴 특성이 열화될 우려가 있다. 그 때문에, 페라이트의 면적률은 바람직하게는 3 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0 ％ 이다. 펄라이트는 층상의 페라이트와 시멘타이트로 이루어지는 조직이며, 생성되면 마텐자이트 중의 C 량이 저하되어, 강도가 저하될 우려가 있다. 펄라이트의 면적률은 바람직하게는 3 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0 ％ 이다. 즉, 본 발명에서는, 페라이트 및 펄라이트의 합계의 면적률은, 6 ％ 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 2 ％ 이고, 더욱 바람직하게는 0 ％ 이다.

본 발명에서는, 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량이 0.5 질량％ 이상이다. 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량이 높을수록, 잔류 오스테나이트의 안정성이 높고, 우수한 강도와 연성의 밸런스가 얻어진다. 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량이 0.5 질량％ 미만에서는, 양호한 강도와 연성의 밸런스가 얻어지지 않는다. 또한, 안정성이 낮기 때문에 성형시에 마텐자이트 변태되는 잔류 오스테나이트가 증가하고, 지연 파괴의 기점이 되어 내지연 파괴 특성이 열화될 우려가 있다. 따라서, 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량은 0.5 질량％ 이상이고, 바람직하게는 0.7 질량％ 이상이다. 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량의 상한은 규정하지 않지만, 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량이 과잉으로 높아지면, 인장 변형에 수반하는 잔류 오스테나이트의 마텐자이트로의 변태가 충분히 진행되지 않아, 충분한 가공 경화능을 얻을 수 없다. 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량은 바람직하게는 2.0 질량％ 이하이다.

본 발명의 강 조직에 있어서, 구성 2 는, 강판의 내지연 파괴 특성을 향상시키기 위해 중요하다. 템퍼드 마텐자이트 중의 탄화물의 평균 입경이 0.40 ㎛ 이하이다. 탄화물의 평균 입경을 0.40 ㎛ 이하로 함으로써, 내지연 파괴 특성을 개선할 수 있다. 이보다 탄화물이 조대화되면 내지연 파괴 특성이 열화될 우려가 있다. 평균 입경은 바람직하게는 0.38 ㎛ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.36 ㎛ 이하이다. 하한은, 특별히 한정되지 않지만, 인성 개선을 위해, 탄화물의 평균 입경을 0.001 ㎛ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.01 ㎛ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.

본 발명의 강 조직에 있어서, 구성 4 는 높은 성형성을 얻기 위해 중요하다. 베이나이트와 마텐자이트의 경도차가 클수록, 소성 변형시에 보다 큰 소성 변형 구배를 형성시켜, 베이나이트에 축적되는 GN 전위 밀도가 큰 것으로 생각된다. 그 때문에, 경도차가 클수록 GN 전위 밀도에 의한 베이나이트의 가공 경화량은 커지고, 높은 연신이 얻어진다. 이것으로부터 베이나이트와 마텐자이트의 경도차는 1.5 ㎬ 이상인 것이 바람직하다. 상한은, 특별히 한정되지 않지만, 과도하게 경도차가 커지면 구멍 확장성이 열화되는 경향이 있기 때문에, 베이나이트와 템퍼드 마텐자이트의 경도차는 15 ㎬ 이하로 하는 것이 바람직하고, 13 ㎬ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

(조직의 측정 조건)

금속 조직의 정량화는, 강판의 L 단면 (압연 방향에 평행이고, 강판 표면에 수직인 단면) 을 연마 후 나이탈로 부식시키고, 강판 표면으로부터 1/4 두께 위치에 있어서 SEM 으로 2000 배의 배율로 4 시야 관찰하고, 촬영한 조직 사진을 화상 해석하여 측정한다. 여기서, 마텐자이트는 SEM 에서는 회색을 띤 조직을 가리킨다. 그 중, 템퍼드 마텐자이트는 마텐자이트 중에 미세한 탄화물을 포함하는 조직을 가리킨다. 한편, 베이나이트, 페라이트는 SEM 에서 흑색의 콘트라스트를 나타내는 영역이다. 또한, 템퍼드 마텐자이트나 베이나이트의 내부에는 미량의 탄화물, 질화물, 황화물, 산화물을 포함하지만, 이들을 제외하는 것은 곤란하므로, 이들을 포함시킨 영역의 면적률을 그 면적률로 한다. 또, 페라이트는 비교적 고온에서 오스테나이트로부터의 변태에 의해 생성되고, bcc 격자의 결정립으로 이루어지는 조직이다. 베이나이트는 비교적 저온 (마텐자이트 변태점 이상) 에서 오스테나이트로부터 생성되고, 침상 또는 판상의 페라이트 중에 구상의 탄화물이 분산된 조직이다. 펄라이트는, 페라이트 내에 층상으로 시멘타이트가 석출된 조직을 나타내고 있다.

또, 잔류 오스테나이트의 측정은 강판의 표층 200 ㎛ 를 옥살산으로 화학 연마하고, 판면을 대상으로, X 선 회절 강도법에 의해 구한다. Mo-K_α 선에 의해 측정한 (200)α, (211)α, (220)α, (200)γ, (220)γ, (311)γ 회절면 피크의 적분 강도로부터 계산한다.

상기와 같이 하여 얻어진 잔류 오스테나이트의 면적률을 100 ％ 에서 빼고, 나머지 면적률을, 상기의 SEM 에 의한 조직 사진의 관찰에 의해 포인트 카운팅법으로 얻어진 마텐자이트, 베이나이트, 페라이트, 펄라이트의 비율을 분배함으로써, 마텐자이트, 베이나이트, 페라이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트의 면적률을 특정할 수 있다.

잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량은, Co-K_α 선원을 사용하여, γ 의 {220} 피크 각도로부터 γ 의 격자 정수 (α_γ) 를 계산하고, 하기 식에 함유하는 합금 원소의 양을 대입하여 구한다.

α_γ ＝ 3.578 ＋ 0.00095(％ Mn) ＋ 0.022(％ N) ＋ 0.0056(％ Al) ＋ 0.033(％ C)

식 중, (％ Mn), (％ N), (％ Al) 은 각각, Mn, N, Al 의 함유량 (질량％) 이다. 또, (％ C) 는 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량 (질량％) 이다.

마텐자이트 중 템퍼드 마텐자이트의 내부의 탄화물의 크기의 정량화는, 강판의 L 단면 (압연 방향에 평행인 수직 단면) 을 연마 후 나이탈로 부식시키고, 강판 표면으로부터 1/4 두께 위치에 있어서 SEM 으로 10000 배의 배율로 2 시야 관찰한다. 그리고, 관찰 사진 중, 템퍼드 마텐자이트 조직 내에서 미세하게 분산된 백색을 띤 것을 탄화물로 하고, 적절히 확대시켜, 탄화물의 장축 길이를 측정한다. 탄화물은, 타원형 또는 침상형으로 가정하고, 장축을 특정한다. 구체적으로는, 3 개의 마텐자이트 블록으로부터 5 개씩 탄화물의 장축 길이를 측정하고, 평균하여, 이것을 템퍼드 마텐자이트 중의 탄화물의 평균 입경으로 한다.

미소 경도는 나노인덴테이션을 사용하여, 연마를 실시한 판 두께 1/4 위치의 판면을 하중 100 μN 으로 측정한다. 베이나이트와 마텐자이트의 각 조직에서 5 점씩 측정하고, 평균값을 구하여, 그 차를 경도차로 한다. 최대 하중은 500 μN 으로 하고, 압자는 대능각 115 도의 Berkovich 타입을 사용한다.

강판 표면으로부터 판 두께 방향 100 ㎛ 까지의 Si 농도 (표층 Si 농도) : 1.3 질량％ 이하

본 발명에서는, 강판 표면으로부터 판 두께 방향 100 ㎛ 까지의 Si 농도 (표층 Si 농도) 가 1.3 ％ 이하이다. 우수한 저항 용접성을 얻기 위해, 강판 표면으로부터 100 ㎛ 까지의 Si 농도는 1.3 질량％ 이하일 필요가 있다. Si 의 농도가 이 범위 내이면, 액체 금속 취화가 일어나기 어렵고, 결과적으로 우수한 저항 용접성을 나타내는 것으로 생각된다. 표층 Si 농도는, 1.2 질량％ 이하인 것이 바람직하고, 1.1 질량％ 이하인 것이 보다 바람직하다.

또한, 본 발명에서는, L 단면을 평가면으로 하여, 강판 표면으로부터 판 두께 방향으로 100 ㎛ 이내의 영역에 있어서의 Si 농도는, 전계 방출형 전자 프로브 마이크로 애널라이저 (FE-EPMA : Field Emission-Electron Probe Micro Analyzer) 를 사용하여, 100 ㎛ × 100 ㎛ 의 범위를 전자빔 직경 1 ㎛ 로 분석하고, 10000 점을 추출하여, 그 농도의 상위 10 ％ 의 평균값으로 한다.

이상의 본 발명의 강판은, 표면에 도금층을 가져도 된다. 도금층의 종류는 특별히 한정되지 않고, Zn 도금층 (아연 도금층), Zn 이외의 금속의 도금층 중 어느 것이어도 된다. 또, 도금층은 Zn 등의 주가 되는 성분 이외의 성분을 포함해도 된다. 아연 도금층은 예를 들어 용융 아연 도금층, 전기 아연 도금층이다.

이어서, 본 발명의 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.

본 발명의 강판의 제조 방법은, 상기 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 열간 압연함으로써 열연 강판을 얻는 열간 압연 공정과, 열간 압연 공정 후, 열연 강판을 냉간 압연함으로써 냉연 강판을 얻는 냉간 압연 공정과, 냉간 압연 공정 후, 냉연 강판을, 노점이 －60 ℃ 이상 －20 ℃ 이하인 분위기하에서, Ac₃ 점 이상의 어닐링 온도에서 균열 시간을 15 초 이상 어닐링한 후, Ms 점 이상 (Ms ＋ 200 ℃) 이하의 유지 온도까지 제 1 평균 냉각 속도 : 5 ℃/초 이상으로 냉각시키고, 유지 온도에서 유지 시간을 1 초 이상 1000 초 이하로 하여 유지하고, 250 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 제 2 평균 냉각 속도 5 ℃/초 이상으로 냉각시키는 연속 어닐링 공정과, 연속 어닐링 공정 후, 150 ℃ 이상 250 ℃ 이하의 온도역에서 30 초 이상 1500 초 이하 유지하는 과시효 처리 공정을 포함하는 강판의 제조 방법이다.

열간 압연 공정

강 슬래브를 열간 압연하는 방법으로서, 슬래브를 가열 후 압연하는 방법, 연속 주조 후의 슬래브를 가열하지 않고 직접 압연하는 방법, 연속 주조 후의 슬래브에 단시간 가열 처리를 실시하여 압연하는 방법 등이 있다. 열간 압연에서는, 통상적인 방법대로, 슬래브 가열시의 평균 가열 속도는 5 ∼ 15 ℃/분으로 하고, 마무리 압연 온도 FT 는 840 ∼ 950 ℃ 로 하고, 권취 온도 CT 는 400 ∼ 700 ℃ 로 하면 된다.

강판 표면에 생성된 1 차, 2 차 스케일을 제거하기 위해 디스케일링은 적절히 실시하면 된다. 열연 코일을 냉간 압연하기 전에 충분히 산세하여 스케일의 잔존을 경감시켜 두는 것이 바람직하다. 또, 냉간 압연 하중 저감의 관점에서, 필요에 따라 열연 강판에 어닐링을 실시해도 된다.

냉간 압연 공정

냉간 압연에서, 압하율 (냉간 압연율) 을 40 ％ 이상으로 하면, 그 후의 연속 어닐링에 있어서의 재결정 거동, 집합 조직 배향을 안정화시킬 수 있다. 40 ％ 에 미치지 않는 경우, 어닐링시의 오스테나이트립이 일부 조대해져, 강도가 저하될 우려가 있다.

연속 어닐링 공정

냉간 압연 후의 강판에는, 연속 어닐링 라인 (CAL) 에서 어닐링과 템퍼링 처리가 실시된다.

본 발명에 있어서, 소정의 마텐자이트 및 베이나이트를 얻기 위해, 어닐링 온도는 Ac₃ 점 이상, 균열 시간은 15 초 이상이 필요하다. 어닐링 온도가 Ac₃ 점 미만인 경우, 또는, 균열 시간이 15 초 미만인 경우, 어닐링시에 충분한 오스테나이트가 생성되지 않고, 최종 제품에 있어서 소정의 마텐자이트 및/또는 베이나이트가 얻어지지 않아, 1470 ㎫ 이상의 인장 강도가 얻어지지 않게 된다. 어닐링 온도와 균열 시간의 상한은 특별히 한정하지 않지만, 어닐링 온도나 균열 시간이 일정 이상이 되면, 오스테나이트 입경이 조대해져 내지연 파괴 특성이 열화될 우려가 있기 때문에, 어닐링 온도는 950 ℃ 이하, 균열 시간은 900 초 이하인 것이 바람직하다.

또, 본 발명에서는, 상기 어닐링에 있어서의 분위기의 노점을 －60 ℃ 이상 －20 ℃ 이하로 한다. 노점을 －60 ℃ 이상 －20 ℃ 이하로 함으로써, 강판 표층에 있어서의 Si 의 농도를 1.3 질량％ 이하로 할 수 있어, 우수한 내 LME 특성이 얻어진다. 상기 노점이 －60 ℃ 미만이면, 설비 비용이나 제조 비용을 증가시킬 우려가 있다. 또, 강판 표층에 있어서의 Si 의 농도를 1.3 질량％ 이하로 할 수 없어, 원하는 내지연 파괴 특성, 내 LME 특성이 얻어지지 않게 된다. 한편, 노점이 －20 ℃ 보다 높으면, 표층에 있어서의 탈탄 현상을 조장하고, 강도가 감소하여, 1470 ㎫ 의 강도가 얻어지지 않을 우려가 있다. 또, 원하는 내지연 파괴 특성도 얻어지지 않게 된다.

이 때문에, 본 발명에서는, 어닐링은, 노점이 －60 ℃ 이상 －20 ℃ 이하인 분위기하에서 실시한다. 바람직하게는 노점은 －55 ℃ 이상이다. 또, 바람직하게는 노점은 －25 ℃ 이하이다.

그 후, 페라이트를 저감시키기 위해, Ms 점 이상 (Ms 점 ＋ 200 ℃) 이하의 유지 온도까지 5 ℃/s 이상의 제 1 평균 냉각 속도로 냉각시킬 필요가 있다. 제 1 평균 냉각 속도가 5 ℃/초 미만이면, 페라이트가 많이 생성된다. 따라서, 제 1 평균 냉각 속도는 5 ℃/s 이상이고, 바람직하게는 7 ℃/초 이상이고, 보다 바람직하게는 10 ℃/초 이상이다.

그 후, 소정의 베이나이트를 얻기 위해, (Ms 점 ＋ 200 ℃) 이하, Ms 점 이상의 유지 온도에서의 등온 유지가 1 초 이상 1000 초 이하 필요하다. 유지 온도가 (Ms 점 ＋ 200 ℃) 보다 높으면, 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않거나, 혹은, 페라이트가 많이 생성된다. 한편, 유지 온도가 Ms 점보다 낮으면, 등온 유지 중에 250 ℃ 보다 높은 온도에서 템퍼링 처리되는 마텐자이트 (자기 템퍼드 마텐자이트) 가 생성되고, 입내 및 블록 입계에서의 탄화물의 조대화가 현저해져, 내지연 파괴 특성이 열화될 우려가 있다.

유지 온도는, 바람직하게는 (Ms 점 ＋ 20 ℃) 이상이고, 보다 바람직하게는 (Ms 점 ＋ 30 ℃) 이상이다. 또, 유지 온도는, 낮을수록 잔류 오스테나이트를 얻기 쉽기 때문에, 바람직하게는 (Ms 점 ＋ 150 ℃) 이하이고, 보다 바람직하게는 (Ms 점 ＋ 100 ℃) 이하이다.

유지 시간이 1 초보다 짧으면, 베이나이트와 잔류 오스테나이트가 적어, 성형성이 열화된다는 문제가 있다. 따라서, 유지 시간은, 1 초 이상이고, 바람직하게는 15 초 이상이고, 보다 바람직하게는 30 초 이상이다. 한편, 유지 시간이 1000 초보다 길면, 마텐자이트가 적어져, 1470 ㎫ 이상의 인장 강도를 얻을 수 없다는 문제가 있다. 따라서, 유지 시간은, 1000 초 이하이고, 바람직하게는 500 초 이하이고, 보다 바람직하게는 300 초 이하이다.

그 후, 내지연 파괴 특성이 우수한 템퍼드 마텐자이트를 얻기 위해, 250 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 5 ℃/초 이상의 제 2 평균 냉각 속도로 냉각시킬 필요가 있다. 냉각 정지 온도가 250 ℃ 를 초과하거나, 제 2 평균 냉각 속도가 5 ℃/초 미만이면, 입내의 탄화물이 조대한 자기 템퍼드 마텐자이트가 생성되어, 내지연 파괴 특성이 열화될 우려가 있다. 따라서, 본 발명에서는, 250 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 5 ℃/초 이상의 제 2 평균 냉각 속도로 냉각시킨다. 제 2 평균 냉각 속도는 바람직하게는 50 ℃/초 이상이고, 보다 바람직하게는 100 ℃/초 이상이다. 또, 냉각 정지 온도는 바람직하게는 150 ℃ 이하이고, 보다 바람직하게는 50 ℃ 이하이다.

과시효 처리 공정

템퍼드 마텐자이트는, ??칭 후의 저온역 유지 중에 생성되는 탄화물이며, 내지연 파괴 특성과 TS ≥ 1470 ㎫ 을 확보하기 위해, 적정하게 제어할 필요가 있다. 요컨대, 250 ℃ 이하로 ??칭한 후에 재가열 유지 혹은 유지하는 온도를 150 ℃ 이상 250 ℃ 이하로 하고, 유지 시간을 30 초 이상 1500 초 이하로 제어할 필요가 있다.

150 ℃ 미만, 또는 30 초 미만에서는, 탄화물 분포 밀도가 불충분해져, 인성이 열화될 우려가 있다. 한편, 250 ℃ 초과, 또는 1500 초 초과에서는, 입내 및 블록 입계에서의 탄화물의 조대화가 현저해져, 내지연 파괴 특성이 열화될 우려가 있다.

도금 처리 공정

또, 상기의 과시효 처리 공정 전 또는 후에 있어서, 얻어진 강판 표면에, 도금 처리를 실시해도 된다. 도금 처리를 실시함으로써 표면에 도금층을 갖는 강판이 얻어진다. 도금 처리의 종류는 특별히 한정되지 않고, 스프레이에 의한 도금 부여 기술 이용에 의한 도금, 전기 도금 중 어느 것이어도 된다. 또한, 도금 처리를 실시하는 경우에 있어서, 상기 스킨 패스 압연을 실시하는 경우에는, 도금 처리 후에 스킨 패스 압연을 실시한다.

상기 Ac₃ 점과 Ms 점은,「레슬리 철강 재료 과학」(마루젠 주식회사, 1985년 발행, P.273, P.231) 에 기재되어 있는 하기 (1) 식, (2) 식으로부터 산출된다. 또한, [M ％] 는 각 원소 M 의 함유량 (질량％) 으로 한다.

Ac₃ (℃) ＝ 910 － 203 × [C ％]^1/2 ＋ 44.7 × [Si ％] － 30 × [Mn ％] ＋ 700 × [P ％] ＋ 130 × [Al ％] － 15.2 × [Ni ％] － 11 × [Cr ％] － 20 × [Cu ％] ＋ 31.5 × [Mo ％] ＋ 104 × [V ％] ＋ 400 × [Ti ％] … (1)

Ms (℃) ＝ 561 － 474 × [C ％] － 33 × [Mn ％] － 17 × [Ni ％] － 17 × [Cr ％] － 21 × [Mo ％] … (2)

이상의 제조 방법에 의해 얻어지는 본 발명의 강판은, 판 두께가 0.5 ㎜ 이상인 것이 바람직하다. 또, 강판의 판 두께는 2.5 ㎜ 이하인 것이 바람직하다.

다음으로, 본 발명의 부재 및 그 제조 방법에 대해 설명한다.

본 발명의 부재는, 본 발명의 강판에 대해, 성형 가공 및 접합 가공의 적어도 일방을 실시하여 이루어지는 것이다. 또, 본 발명의 부재의 제조 방법은, 본 발명의 강판의 제조 방법에 의해 제조된 강판에 대해, 성형 가공 및 접합 가공의 적어도 일방을 실시하는 공정을 갖는다.

본 발명의 강판은, 인장 강도가 1470 ㎫ 이상이고, 우수한 성형성, 내지연 파괴 특성 및 내 LME 특성을 갖고 있다. 그 때문에, 본 발명의 강판을 사용하여 얻은 부재도 고강도이며, 종래의 고강도 부재에 비해 성형성, 내지연 파괴 특성 및 내 LME 특성이 우수하다. 또, 본 발명의 부재를 사용하면, 경량화 가능하다. 따라서, 본 발명의 부재는, 예를 들어, 차체 골격 부품 등의 자동차 분야에서 사용되는 복잡 형상 부재에 바람직하게 사용할 수 있다.

성형 가공은, 프레스 가공 등의 일반적인 가공 방법을 제한 없이 사용할 수 있다. 접합 가공 방법도, 특별히 한정되지 않고, 예를 들어, 스폿 용접, 레이저 용접, 아크 용접 등의 일반적인 용접이나, 리벳 접합, 코킹 접합 등을 사용할 수 있다. 또한, 성형 조건 및 접합 조건에 대해서는 특별히 한정되지 않고, 통상적인 방법에 따르면 된다.

실시예

[실시예 1]

이하, 본 발명의 실시예를 설명한다.

표 1 에 나타내는 성분 조성을 갖는 판 두께 1.2 ㎜ 의 냉연 강판을, 표 2 에 나타내는 어닐링 조건 및 과시효 처리 조건에서 열 처리를 실시하였다.

어닐링 온도에서의 균열 시간은 300 초로 하였다. 또, No.20 에 대해서는, 과시효 처리 후에, 강판 표면에 도금 처리를 실시하였다. 도금 처리의 조건은 전기 아연 도금으로 하였다.

또한, 냉연 강판은, 표 1 에 나타내는 성분 조성을 갖는 강 슬래브에 열간 압연 (가열시의 평균 가열 속도 : 10 ℃/분, 마무리 압연 온도 FT : 900 ℃, 권취 온도 CT : 500 ℃) 을 실시하고, 그 후 냉간 압연 (압하율 : 55 ％) 을 실시함으로써 얻었다.

얻어진 강판에 대해, 금속 조직의 정량화를 실시하고, 추가로 인장 시험, 내지연 파괴 특성 평가 시험을 실시하였다.

금속 조직의 정량화는, 강판의 L 단면 (압연 방향에 평행이고, 강판 표면에 수직인 단면) 을 연마 후 나이탈로 부식시키고, 강판 표면으로부터 1/4 두께 위치에 있어서 SEM 으로 2000 배의 배율로 4 시야 관찰하고, 촬영한 조직 사진을 화상 해석하여 측정하였다. 여기서, 마텐자이트는 SEM 에서는 회색을 띤 조직을 가리킨다. 그 중, 템퍼드 마텐자이트는 마텐자이트 중에 미세한 탄화물을 포함하는 조직을 가리킨다.

한편, 베이나이트, 페라이트는 SEM 에서 흑색의 콘트라스트를 나타내는 영역이다. 또한, 마텐자이트나 베이나이트의 내부에는 미량의 탄화물, 질화물, 황화물, 산화물을 포함하지만, 이들을 제외하는 것은 곤란하므로, 이들을 포함시킨 영역의 면적률을 그 면적률로 하였다.

또한, 상기의 관찰되는 금속 조직 중, 페라이트는 비교적 고온에서 오스테나이트로부터의 변태에 의해 생성되고, bcc 격자의 결정립으로 이루어지는 조직이다. 베이나이트는 비교적 저온 (마텐자이트 변태점 이상) 에서 오스테나이트로부터 생성되고, 침상 또는 판상의 페라이트 중에 구상의 탄화물이 분산된 조직이다. 펄라이트는, 페라이트 내에 층상으로 시멘타이트가 석출된 조직을 나타내고 있다.

또, 잔류 오스테나이트의 측정은 강판의 표층 1/4 두께를 옥살산으로 화학 연마하고, 판면을 대상으로, X 선 회절 강도법에 의해 구하였다. Mo-K_α 선에 의해 측정한 (200)α, (211)α, (220)α, (200)γ, (220)γ, (311)γ 회절면 피크의 적분 강도로부터 계산하였다.

상기와 같이 하여 얻어진 잔류 오스테나이트의 면적률을 100 ％ 에서 빼고, 나머지 면적률을, 상기의 SEM 에 의한 조직 사진의 관찰에 의해 포인트 카운팅법으로 얻어진 마텐자이트, 베이나이트, 페라이트, 펄라이트의 비율을 분배함으로써, 마텐자이트, 베이나이트, 페라이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트의 면적률을 특정하였다.

잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량은, Co-K_α 선원을 사용하여, γ 의 {220} 피크 각도로부터 γ 의 격자 정수 (α_γ) 를 계산하고, 하기 식에 함유하는 합금 원소의 양을 대입하여 구하였다.

마텐자이트 중 템퍼드 마텐자이트의 내부의 탄화물의 크기의 정량화는, 강판의 L 단면 (압연 방향에 평행인 수직 단면) 을 연마 후 나이탈로 부식시키고, 강판 표면으로부터 1/4 두께 위치에 있어서 SEM 으로 10000 배의 배율로 2 시야 관찰하였다. 그리고, 관찰 사진 중, 템퍼드 마텐자이트 조직 내에서 미세하게 분산된 백색을 띤 것을 탄화물로 하고, 적절히 확대시켜 탄화물의 장축 길이를 측정하였다. 탄화물은, 타원형 또는 침상형으로 가정하고, 장축을 특정한다. 구체적으로는, 3 개의 마텐자이트 블록으로부터 5 개씩 탄화물의 장축 길이를 측정하고, 평균하여, 이것을 템퍼드 마텐자이트 중의 탄화물의 평균 입경으로 하였다.

인장 시험은 압연 방향이 길이 방향이 되도록 JIS 5호 인장 시험편을 잘라내고, 인장 시험 (JIS Z2241 에 준거) 을 실시하여 TS, El 을 평가하였다.

미소 경도는 나노인덴테이션을 사용하여, 연마를 실시한 판 두께 1/4 위치의 판면을 하중 100 μN 으로 측정하였다. 베이나이트와 마텐자이트의 각 조직에서 5 점씩 측정하고, 평균값을 구하여, 그 차를 경도차로 하였다. 인덴테이션 장치로서 Hysitron 사 제조의 Triboindenter 를 사용하고, 최대 하중은 500 μN 으로 하고, 압자는 대능각 115 도의 Berkovich 타입을 사용하였다.

강판 표면으로부터 판 두께 방향 100 ㎛ 까지의 Si 농도 (표층 Si 농도) 에 대해서는, L 단면을 평가면으로 하였다. 구체적으로는, 전계 방출형 전자 프로브 마이크로 애널라이저 (FE-EPMA : Field Emission-Electron Probe Micro Analyzer) 를 사용하여, 100 ㎛ × 100 ㎛ 의 범위를 전자빔 직경 1 ㎛ 로 분석하고, 10000 점을 추출하여, 그 농도의 상위 10 ％ 의 평균값으로 하였다.

강판의 내지연 파괴 특성의 평가는, 강판 모재의 지연 파괴를 평가하였다.

강판 모재의 지연 파괴 평가는, 얻어진 강판의 코일폭 1/4 위치로부터 압연 직각 방향 : 100 ㎜, 압연 방향 30 ㎜ 의 단책 시험편을 채취하여 실시하였다. 100 ㎜ 길이의 단면의 잘라냄 가공은 전단 가공으로 하고, 전단 가공인 채의 상태에서 (버를 제거하는 기계 가공을 실시하지 않고), 버가 굽힘 외주측이 되도록 굽힘 가공을 실시하고, 그 굽힘 성형시의 시험편 형상을 유지하여 볼트로 시험편을 고정시켰다. 전단 가공의 클리어런스는 15 ％, 레이크각은 0 도로 하였다. 굽힘 가공은, 선단 굽힘 반경 R 과 판 두께 t 로 했을 때에 R/t ＝ 4 가 되는 굽힘 반경 (판 두께 t : 1.2 ㎜ 이고, 펀치 선단 반경 : 5.0 ㎜ 의 펀치로 굽힘 성형) 으로 선단 내각이 90 도 (V 굽힘) 가 되도록 실시하였다. 펀치는 선단이 상기의 반경이고 U 자 형상 (선단 R 부분이 반원 형상이고 펀치 동부는 두께가 2R) 인 것을 사용하고, 다이의 코너 R 은 30 ㎜ 인 것을 사용하였다. 펀치가 강판을 압입하는 깊이를 조정하여, 선단의 굽힘 각도가 90 도 (V 자 형상) 가 되도록 성형하였다. 볼트 체결은 굽힘 성형시의 직편부의 플랜지 단부끼리의 거리가 굽힘 성형했을 때와 동일한 거리가 되도록 (스프링 백에 의한 직편부의 개구를 캔슬 아웃하도록) 유압 잭으로 시험편을 끼워 조이고, 그 상태에서 볼트 체결하였다. 볼트는 미리 단책 시험편의 단변 에지로부터 10 ㎜ 내측에 형성한 타원 형상 (단축 10 ㎜, 장축 15 ㎜) 의 구멍에 통과시켜 고정시켰다. 얻어진 볼트 체결 후의 시험편을 1 개당 1 L 이상의 pH 가 3 인 염산 (염화수소 수용액) 에 침지하고, 수용액 온도 25 ℃ 의 조건에서 pH 를 일정 관리하여 시험을 실시하였다. 육안 혹은 카메라로, 상시 육안으로 확인할 수 있는 레벨 (1 ㎜ 길이 이상) 의 미소 균열 (지연 파괴의 초기 상태) 의 유무를 확인하고, 침지 개시로부터 미소 균열이 발생하기 시작할 때까지의 시간을 지연 파괴 시간으로서 측정하여, 최대 96 시간까지 실시하였다.

강판의 고강도화에 수반하여 지연 파괴의 염려가 높아지기 때문에, 고강도라도 지연 파괴 특성에 차이가 생기는 점에서, 파괴 시간이 10^{(－0.0055 × (TS － 1760) ＋ 0.3)} 시간 (10 의 (－0.0055 × (TS － 1760) ＋ 0.3) 승 시간) 이상인 것을 지연 파괴 특성이 우수한 것으로 하여「○」(합격) 로 하고, 파괴 시간이 그 미만인 것을「×」(불합격) 로 하였다.

내 LME 특성은, 저항 용접 균열 시험에 의해 판단하였다. 얻어진 강판의 압연 방향과 직각 방향을 길이로 하여, 30 ㎜ × 100 ㎜ 로 절단한 시험편을 1 장 사용하고, 다른 1 장은 980 ㎫ 급의 용융 아연 도금 강판을 사용하여 저항 용접 (스폿 용접) 을 실시하였다. 용접기에는 2 장의 강판을 겹친 판 세트에 대해, 용접 건에 장착된 서보 모터 가압식으로 단상 교류 (50 ㎐) 의 저항 용접기를 사용하여 판 세트를 5°기울인 상태에서 저항 스폿 용접을 실시하였다. 용접 조건은 가압력을 3.8 kN, 홀드 시간을 0.2 초로 하였다. 또, 용접 전류를 5.7 ∼ 6.2 kA, 통전 시간을 21 사이클, 홀드 시간을 5 사이클로 하였다. 용접 후에는 시험편을 반절하여, 단면을 광학 현미경으로 관찰하고, 0.1 ㎜ 이상의 균열이 확인되지 않는 것을 LME 균열성이 양호 (○), 0.1 ㎜ 이상의 균열이 확인된 것을 LME 균열성이 불량 (×) 으로 하였다.

성분 조성, 열연 조건, 어닐링 조건이 적정화된 강에서는, 1470 ㎫ 이상의 TS 가 얻어지고 있다. 또, 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량이 0.5 질량％ 이상인 잔류 오스테나이트가 면적률로 2 ％ 이상 얻어지고, 11 ％ 이상의 연신이 얻어지고 있다.

강판 모재의 내지연 파괴 특성에 대해서는, 파괴 시간이 10^{(－0.0055 × (TS － 1760) ＋ 0.3)} 시간 이상이고, 지연 파괴에 대해 우수한 특성이 얻어지고 있다. 본 발명의 강판은 1470 ㎫ 이상의 인장 강도와, 11 ％ 이상의 연신과 내지연 파괴 특성 평가 시험에 있어서 파괴 시간이 10^{(－0.0055 × (TS － 1760) ＋ 0.3)} 시간 이상이고, 우수한 내 LME 특성을 갖는다. 비교예의 강판은, 그들 조건 중 어느 하나를 만족하고 있지 않다.

[실시예 2]

실시예 1 의 표 2 의 제조 조건 No.1 (적합강) 에 대해, 아연 도금 처리를 실시한 아연 도금 강판을 프레스 성형하여, 본 발명예의 부재를 제조하였다. 또한, 실시예 1 의 표 2 의 제조 조건 No.1 (적합강) 에 대해 아연 도금 처리를 실시한 아연 도금 강판과, 실시예 1 의 표 2 의 제조 조건 No.2 (적합강) 에 대해 아연 도금 처리를 실시한 아연 도금 강판을 스폿 용접에 의해 접합하여 본 발명예의 부재를 제조하였다.

이들 본 발명예의 부재는, 인장 강도 TS 가 1470 ㎫ 이상이고, 성형성, 내지연 파괴 특성 및 내 LME 특성이 우수하므로, 이들 부재는, 자동차 부품 등에 바람직하게 사용되는 것을 알 수 있다.

마찬가지로, 실시예 1 의 표 2 의 제조 조건 No.1 (적합예) 에 의한 강판을 프레스 성형하여, 본 발명예의 부재를 제조하였다. 또한, 실시예 1 의 표 2 의 제조 조건 No.1 (적합예) 에 의한 강판과, 실시예 1 의 표 2 의 제조 조건 No.2 (적합예) 에 의한 강판을 스폿 용접에 의해 접합하여 본 발명예의 부재를 제조하였다. 이들 본 발명예의 부재는, 인장 강도 TS 가 1470 ㎫ 이상이고, 성형성, 내지연 파괴 특성 및 내 LME 특성이 우수하므로, 이들 부재는, 자동차 부품 등에 바람직하게 사용되는 것을 알 수 있다.

본 발명에 의하면, 성형성, 내지연 파괴 특성 및 내 LME 특성이 우수한 고강도 강판이 얻어진다. 이 특성의 개선에 의해, 냉간 프레스 성형 용도에서의 고강도 강판의 난성형 부품에 대한 적용이 가능해져, 부품 강도의 향상이나 경량화에 공헌한다.

Claims

질량％ 로,
C : 0.24 ％ 이상 0.40 ％ 이하,
Si : 0.2 ％ 이상 1.0 ％ 이하,
Mn : 1.5 ％ 이상 3.5 ％ 이하,
P : 0.002 ％ 이상 0.010 ％ 이하,
S : 0.0002 ％ 이상 0.0020 ％ 이하,
sol.Al : 0.50 ％ 이하 (0 ％ 는 포함하지 않는다),
N : 0.0006 ％ 이상 0.01 ％ 이하를 함유함과 함께, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
면적률로, 마텐자이트 : 40 ％ 이상 78 ％ 이하, 베이나이트 : 20 ％ 이상 58 ％ 이하, 잔류 오스테나이트 : 2 ％ 이상을 함유하는 강 조직을 갖고,
상기 마텐자이트 중 템퍼드 마텐자이트 중의 탄화물의 평균 입경이 0.40 ㎛ 이하이고,
상기 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량이 0.5 질량％ 이상이고,
강판 표면으로부터 판 두께 방향 100 ㎛ 까지의 Si 농도가 1.3 질량％ 이하이고,
인장 강도가 1470 ㎫ 이상인, 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 베이나이트와 상기 마텐자이트의 미소 경도의 경도차가, 1.5 ㎬ 이상인, 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 성분 조성으로서, 추가로 질량％ 로,
Nb : 0.1 ％ 이하,
Ti : 0.10 ％ 이하,
B : 0.0050 ％ 이하,
Cu : 1 ％ 이하 및
Ni : 1 ％ 이하 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는, 강판.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 성분 조성으로서, 추가로 질량％ 로,
Cr : 1.0 ％ 이하,
Mo : 0.3 ％ 미만,
V : 0.45 ％ 이하,
Zr : 0.2 ％ 이하 및
W : 0.2 ％ 이하 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는, 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 성분 조성으로서, 추가로 질량％ 로,
Sb : 0.1 ％ 이하 및
Sn : 0.1 ％ 이하에서 선택한 1 종 또는 2 종을 함유하는, 강판.
제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 성분 조성으로서, 추가로 질량％ 로,
Ca : 0.0050 ％ 이하,
Mg : 0.01 ％ 이하,
REM : 0.01 ％ 이하에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는, 강판.
제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 있어서,
강판 표면에 도금층을 갖는 강판.
제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 기재된 강판에 대해, 성형 가공 및 접합 가공의 적어도 일방을 실시하여 이루어지는 부재.
제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 기재된 강판을 제조하는 강판의 제조 방법으로서,
강 슬래브를 열간 압연함으로써 열연 강판을 얻는 열간 압연 공정과,
상기 열간 압연 공정 후, 상기 열연 강판을 냉간 압연함으로써 냉연 강판을 얻는 냉간 압연 공정과,
상기 냉간 압연 공정 후, 상기 냉연 강판을, 노점이 －60 ℃ 이상 －20 ℃ 이하인 분위기하에서, Ac₃ 점 이상의 어닐링 온도에서 균열 시간을 15 초 이상으로 하여 어닐링한 후,
Ms 점 이상 (Ms 점 ＋ 200 ℃) 이하의 유지 온도까지 제 1 평균 냉각 속도 : 5 ℃/초 이상으로 냉각시키고, 상기 유지 온도에서 유지 시간을 1 초 이상 1000 초 이하로 하여 유지하고,
250 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 제 2 평균 냉각 속도 : 5 ℃/초 이상으로 냉각시키는 연속 어닐링 공정과,
상기 연속 어닐링 공정 후, 150 ℃ 이상 250 ℃ 이하의 온도역에서 30 초 이상 1500 초 이하 유지하는 과시효 처리 공정을 포함하는, 강판의 제조 방법.
제 9 항에 있어서,
상기 과시효 처리 공정 전 또는 후에, 강판 표면에 도금 처리를 실시하는 도금 공정을 포함하는, 강판의 제조 방법.
제 9 항 또는 제 10 항에 기재된 강판의 제조 방법에 의해 제조된 강판에 대해, 성형 가공 및 접합 가공의 적어도 일방을 실시하는 공정을 갖는 부재의 제조 방법.